结构疲劳寿命分析1-金属疲劳理论与试验测试基础

经典的疲劳设计方法是用循环应力范围（S-N曲线方法） 或（塑性或总）应变范围来描述疲劳破坏的总寿命。 在这些方法中，通过控制应力幅或应变幅获得初始无裂纹 （名义光滑表面）的实验室试样产生疲劳破坏所需的应力循环 数或应变循环数（可能高达疲劳总寿命的90%）和使这一主导 裂纹扩展到发生突然破坏的疲劳循环数。 应用经典方法预测疲劳总寿命时，可以用各种半经验方法 处理平均应力、应力集中、环境、多轴应力和随机应力的影响。 由于裂纹萌生寿命占据光滑试样疲劳总寿命的主要部分，经典 的应力和应变描述方法在多数情况下体现抗疲劳裂纹萌生的思 想。 对于高周疲劳，材料主要发生弹性变形，传统是用应力范 围描述破坏所需的循环数；对于低周疲劳，应力较大足以在破 坏前引起明显的塑性变形，通常使用应变范围描述破坏寿命。
3、结构的全尺寸疲劳试验是结构定型最重要的一步，它在一 定程度上能揭示疲劳设计寿命的满足情况。 4、所有的试验数据结果都需要经过统计学处理。
5、材料和设计要保证结构的时效裂纹有较低的扩展速率，必 须强化检查，在裂纹扩展到失稳之前发现并采取补救措施。
6、设计时必须有‘失效安全’的意识，当结构的某以单元时 效后，结构整体必须能保证完整并且能在一定的短期时间内继 续承载。
4 疲劳设计方法

如前所述，一个工程部件损伤包含几个不同阶段，缺陷可以 在原先没有损伤的部位成核，然后以稳定的方式发展，直到 突然发生断裂。对于最一般的情况，疲劳损伤的发展大致分 下面几个阶段。
step1 显微结构发生变化，形成永久损伤成核。 step2 产生微裂纹 step3 微裂纹长大和合并，形成‘主导裂纹’ step4 主导宏观裂纹稳态扩展 step5 结构失去稳定性，失去承载能力完全断裂



虽然恒定循环应力幅作用下疲劳破坏是疲劳研究的基 本内容，但由于工程应用中的服役条件不可避免的存 在变幅载荷谱、腐蚀环境、低温或高温及多轴应力状 态，因此建立能处理这些复杂服役条件的可靠寿命预 测模型是疲劳研究中最棘手的问题。考虑这些因素的 影响往往都是采用半经验的方法。 虽然习惯上认为出现滑移带是延性固体发生疲劳破坏 的Βιβλιοθήκη Baidu要条件，但非金属材料在没有位错反复运动情况 下，循环载荷产生的微观形变动力学不可逆机制是多 种多样的，当前研究的重点是把现有的金属体系的疲 劳知识扩展到这些先进功能材料上去。
对于成核和裂纹初始扩展两个阶段，各影响因素作用 程度是不同的。例如表面粗糙影响裂纹成核阶段但不影响 裂纹扩展；腐蚀环境对这两个阶段虽都有重要影响，但机 理不同。如上图所示，应力集中系数（Kt）是预测裂纹形 成的重要参数；应力强度因子（K）是预测裂纹扩展的重 要参数。
3.1 裂纹形成阶段— a、名义无缺陷的纯金属及合金，机理性解释
上图为循环滑移致裂纹成核的图示。 Step1 滑移沿最大剪应力方向，形成滑移台阶暴露到外部 环境中，对大多数环境新的材料表面将覆盖一层氧化层。 氧化层强力附着于材料上难以去除。这一步中，由于初级 位错积聚将产生应变硬化。 Step2 反向加载，由于存在氧化层和滑移带应变硬化，反 向滑移将是不可逆的，滑移将在同一条滑移带对应平行的 滑移面上进行。 由上述过程可得结论如下： a、一个应变循环即可产生微观侵入（intrusion）,形成微 裂纹。 b、随后的应变循环将重复Step1-2过程，微裂纹开始扩 展。
Thompson Wadsworth & Louat 1956 试验表明，已经产生 滑移带的金属疲劳试样在表面去除一层之后继续循环，滑移带 继续在原位出现，他们把这种表面痕迹称为驻留滑移带， Zappfe & Ryder（1960）通过断口观察到疲劳辉纹，提出了辉 纹间距与裂纹扩展速率之间的关系，这对工程失效分析有重要 意义。
经典的应变描述（局部应变法）的最大优点是 预测应力集中部位全塑性区应变场的裂纹萌生和早期 扩展寿命。
4.2 损伤容限法
损伤容限法以断裂力学方法为基础。基本前提是认为损伤 是一切工程构架固有的。 原有损伤是由无损检测技术（着色、X射线、超声、磁性 和声发射等）来确定。如果构件中没发现损伤，则进行可靠性 检验，即根据经验对一个结构，在应力水平稍高于服役应力条 件下进行模拟试验。如果无损检测没有检测出裂纹，而且在可 靠性检验中也不发生突然破坏，则根据探伤技术的分辨率估计 最大（未检验出）原始裂纹尺寸。疲劳寿命则定义为主裂纹从 这一原始尺寸扩展到某一临界尺寸所需的疲劳循环数。可根 据材料的断裂韧性、结构特殊部分的极限载荷、可容许的应变 和可允许的结构柔度选择临界扩展尺寸。 采用损伤容限法预测裂纹扩展寿命需要断裂力学知识。根 据线弹性断裂力学要求，只有满足小范围屈服，也就是远离任 何应力集中的塑性应变场，而且与带裂纹构件特征尺寸相比， 裂纹尖端塑性区较小，弹性加载条件占主导地位的情况下，才 可应用损伤容限法
退火纯铜试样循环应变作 用下滑移带
施加0.05塑性应变后滑移 带张开，形成微裂纹
在疲劳裂纹形成阶段，疲劳是材料表面变化的现象
3.1 裂纹形成阶段— b、工业合金，定性解释 在工业材料做成的工程部件中，疲劳裂纹不均匀成核的主 要地点包括孔洞、熔渣、气泡夹杂、擦伤、锻造皱皮、摺 叠和宏观应力集中部位以及微观组织结构和化学成分不均 匀区。在工业合金中，疲劳裂纹既可能在近表面形成，也 可能在内部区域形成。
如果一个循环受载的工程部件在使用过程中暴露于侵蚀性介质中，材料 表面被环境择优腐蚀的部位可能成为疲劳裂纹的成核地点。 （1）表面滑移台阶或侵入；（2）产生回火脆的晶界或无沉淀区包围的晶界 （时效硬化的合金中）与表面交截处；（3）表面氧化保护层破裂处；（4） 与周围基体脱粘的近表面夹杂物，如钢中MnS；（5）others
结构疲劳寿命分析
第一讲 金属疲劳理 论及试验测试基础
§第一部分:金属疲劳理论
1 疲劳的定义及类型

1.1 疲劳定义: ISO定义为金属材料（也适用于非金属材料）在应力或 应变反复作用下材料性能的变化（特指开裂或破坏）。 1.2 疲劳破坏的形式：
a 机械疲劳：仅由外加动应力或动应变造成。转向架构架等车辆结构。 b 蠕变疲劳：循环载荷同高温联合作用造成。飞机喷气发动机叶片等结 构。 c 腐蚀疲劳：在腐蚀性介质或致脆介质环境下动载荷造成。海洋石油平 台等结构。 d 滑动接触疲劳和滚动接触疲劳：载荷的反复作用与材料之间的滑动和 滚动共同作用造成。车轮和钢轨的接触疲劳。 e…
Ewing、Rosenhain和Humfrey（1900-1903）研究表明在承受疲 劳载荷的铁试样中，裂纹沿活动滑移面形成。 疲劳形变机制最具结论性的研究结果是从高纯材料特别是面心立方 金属单晶体（例如充分退火的纯铜）得到的。工业用材料因处理方法和 杂质材料等强烈影响以及组织结构的复杂性无法明确疲劳机制。 对单晶体材料大量的研究表明，循环应变的最初几周就已产生位错， 它们聚集在主滑移面上。疲劳裂纹的形成是由于滑移带循环滑移的结果， 这说明位错运动和位错累积是塑性变形的机制。在较低应力幅下，塑性 变形仅发生在材料有限的晶格中。
铝合金晶界对裂纹扩展的阻力作用
由于微裂纹扩展前端须连续，扩展线各点的裂纹扩展 速率近似一致，当微裂纹穿透了一定数量的晶格时，裂纹 前端扩展线近似成以半椭圆形状。
总结：疲劳机理性知识的重要性




即便构件的尺度和裂纹的尺寸比显微组织大几个数量级， 疲劳裂纹顶端出现永久损伤的尺寸范围通常与材料的特征 微观尺度相当。 总寿命和断裂力学概念提供了可以用来描述材料在循环载 荷作用下的裂纹萌生和裂纹扩展阻力的方法。但是，单纯 利用这些概念并不能够定量描述材料对疲劳的内在阻力， 只有充分了解失效的微观机制时才能获得这方面的信息。 在各种材料上所做的大量工作表明，显微组织的细微变化 可显著改变循环损伤程度和失效寿命。 疲劳裂纹扩展寿命主要消耗在低DK水平，对于大多数构件 来说，当DK较小时，一个加载周期内裂纹顶端最大张开位 移的典型值小于1µm。因为这一尺度小于大多数材料的显 微组织特征尺寸，所以即便裂纹尺度明显大于显微组织尺 度，显微组织对断裂阻力影响也很大。 即便构件设计偏于保守，也可能由于服役条件发生不可预 测变化而出现破坏。

ⅰ夹杂和气孔旁的裂纹萌生
夹杂和气孔会降低工业合金的疲劳强度。在缺陷部位萌生裂纹疲劳的机 制与一系列力学因素、微观组织因素和环境因素有关。这些因素包括基体滑 移特征、基体和缺陷的相对强度、基体-夹杂物界面的强度、以及基体与夹杂 物在疲劳环境中对于腐蚀的相对敏感性。

ⅱ环境对工业合金疲劳裂纹萌生的影响

2 疲劳研究的历史发展过程





W.A.J. Albert 1929 对矿山升降机链条反复加载以验证其可 靠性。 W.J.M. Rankine 1843 注意到机器部件存在应力集中的危险 性。 A. Wöhler 1852-1857 对车轴疲劳破坏做了系统的研究，利用 设计的旋转弯曲疲劳试验机进行疲劳试验，提出了利用应力-寿 命曲线来描述疲劳行为，并且提出了‘疲劳极限’的概念。 H. Gerber 1874; Goodman 1899 提出考虑平均应力影响的 寿命计算方法。 Bauschinger 1886 金属在反向载荷作用下的弹性极限可能与 在单向形变中观察到的弹性极限有所差别。确认了金属材料循 环应变软化和循环应变硬化的现象。
3.2 裂纹成长扩展阶段 当微裂纹长度与基体晶格尺度相当时，由于材料微观各 向异性弹性，微裂纹处存在着不均匀的应力场并在裂纹尖端 存在应力集中效应。由此，更多的滑移带被激活。当裂纹扩 展到相邻的晶格，滑移带运动将被限制，微裂纹扩展方向将 从原来主滑移带滑移方向偏折，正交于加载方向。
对某些材料，微裂纹扩展将遭遇晶界阻力。裂纹扩展 至晶界处，扩展速率明显下降。
现代轨道交通车辆向高速重载方向发展，对结构提出了 高性能、轻量化和长寿命的设计要求。这些要求显然相互冲 突，总体而言，疲劳学科有以下特点： 1、寿命计算往往比强度计算精度差得多，寿命计算的误差量 级甚至都很难确定，寿命计算考虑的随机因素太多，有些很难 做的定量描述。
2、材料的基本疲劳性能很难精确的从其他性能指标推导出来， 只能依靠试验获取。这种材料疲劳性能试验往往规模较大，样 本数越大，所得到的信息越可靠。


Inglis 1913 & Griffith 1921 提出了能量概念定量处理脆性固 体断裂的数学工具，但这个理论不能直接用来描述材料的疲劳 破坏。 Irwin 1957 提出K（应力强度因子）表示裂纹尖端应力奇异大 小。标志着线弹性断裂力学方法的出现。 Paris Gomez & Anderson 1961 提出在恒幅循环加载下，疲 劳裂纹在每个应力循环中的扩展量da/dN与应力强度因子幅DK 有关，虽然这个理论没有被当时主要杂志所接受，但这个方法 被广泛用来描述在裂纹顶端存在小范围塑性变形条件下的疲劳 裂纹扩展。
3 疲劳裂纹萌生及扩展机理
结构在承受循环载荷作用下，将经历疲劳裂纹成核、微 裂纹形成及宏裂纹扩展三个阶段。掌握疲劳机理可理解构 件表面处理、表面残余应力和服役环境等因素对结构疲劳 寿命和疲劳裂纹扩展的影响。这方面的知识也对结构疲劳 寿命预测和结构抗疲劳设计也有重要意义。



显微观察从20世纪就已开始，随着观察尺度不断变小，人 们发现结构在循环应力作用下，几乎同时就出现了疲劳裂 纹成核（位错）。 疲劳裂纹成核后，由于晶界等金相组织的影响其扩展是非 常缓慢和不稳定的。 从成核点出现了几条微裂纹后，经历了微裂纹融合阶段， 扩展变相对稳定一些，这就是疲劳裂纹扩展的初始阶段。




Ewing & Rosenhain 1900 通过对瑞典铁的研究说明在多晶 材料的许多晶粒内都会出现滑移带，这些滑移带在疲劳形变过 程中逐渐变宽形成裂纹，试样的突然破坏是某条主导裂纹向前 扩展造成的。 O.H. Basquin 1910 提出了描述金属S-N曲线的经验规律。同 一时期做出过重要贡献的还有: Smith（1910）Haigh（1915） Palmgren 1924 & Miner 1945 疲劳破坏的累积损伤模型。 Weibull 1939 材料强度的统计理论。 Neuber 1946 单向形变和循环形变的缺口效应。 Coffin 1954 & Manson 1954 塑性应变造成的损伤理论。各 自提出了发生疲劳破坏时载荷反向次数同塑性应变幅的经验关 系，即Coffin-Manson关系。
力学因素、组织结构因素和环境因素在很宽的范围内影 响微观缺陷的成核条件和主导疲劳裂纹的扩展速率。疲劳的 不同设计原理主要区别在如何定量处理裂纹萌生阶段和裂纹 扩展阶段。
疲劳寿命定义为萌生疲劳裂纹的循环数与裂纹亚临界扩 展到某一最后尺寸的循环数。主要有总寿命法和损伤容限法
两种主要的疲劳设计方法。
4.1 总寿命法