GCr15轴承钢超高周滚动接触疲劳中夹杂相关裂纹萌生的研究

大学本科生毕业设计(论文)摘 要轴承钢是现代工业中一种非常重要的机械设备零件的制造材料，其中GCr15轴承钢应用范围最广随着人们对轴承长寿命化需求的提高，轴承钢的超高周滚动接触疲劳性能越来越受到学者们的关注，并且随着循环周次的提高，材料疲劳失效机理发生了转变，其疲劳裂纹从表面起源向内部起源转变，并且主要于材料亚表面缺陷处萌生，尤其是非金属夹杂物本文通过大量文献调研，综合各领域最新研究成果，撰写系统性综述内容，建立了关于超高周滚动接触疲劳夹杂相关裂纹萌生的全面性知识体系，并结合力学与材料学知识对裂纹萌生机理问题展开讨论利用弹塑性有限元软件ABAQUS，建立含有微米级球形夹杂物的滚动体滚动接触模型，对滚动接触状态下夹杂物及周围基体的应力应变状态进行分析，研究超高周滚动接触疲劳夹杂相关裂纹萌生的机理，以及夹杂物周边残余应力对疲劳性能的影响发现滚动接触状态下，夹杂物周围基体存在强烈的应力集中与局部塑性积累，而切应力为夹杂相关疲劳裂纹萌生的主导因素；并且发现夹杂物周边残余应力通过加强应力集中、局部塑性积累及提高切应力的方式促进裂纹萌生，对疲劳性能产生不良影响关键词： GCr15轴承钢，非金属夹杂物，超高周滚动接触疲劳，裂纹萌生，弹塑性有限元- I -本页为“7毕业论文目录（1页或若干页）”，点击菜单“USTB本科论文各部分”中的本部分菜单进行相应操作。

本提示信息为非打印信息，可一直保留，不影响打印大学本科生毕业设计(论文)The research of initiation of inclusion induced very-high-cycle rolling-contact-fatigue crack in GCr15 bearing steelAbstractBearing steel is a very important material for manufacturing mechanical equipment parts in modern industry, among which GCr15 bearing steel is widely used. With the increasing demand for long service life of bearings, very-high-cycle rolling contact fatigue of bearing steel get more and more attention. With the increase of fatigue life, the fatigue failure mechanism has changed. The fatigue crack initiation place transfer from the surface to the interior of materials, mainly initiating from the sub-surface defects of materials, especially non-metallic inclusions.In this paper, a comprehensive review of the initiation of inclusion induced very-high-cycle rolling-contact-fatigue crack is written based on a large number of literature research, mainly about the latest research results in various fields. The mechanism of crack initiation is discussed using the knowledge of mechanics and materials.The rolling contact model of rolling body with micro spherical inclusions was established by using the elastoplastic finite element software ABAQUS. The stress-strain state of the inclusions and the surrounding matrix under the rolling contact state was analyzed. The mechanism of initiation of inclusion induced very-high-cycle rolling-contact-fatigue crack and the influence of the residual stress around the inclusions on the fatigue performance were studied. It is found that in the rolling contact state, there is a strong stress concentration and local plastic accumulation in the matrix around the inclusion, and the shear stress is the leading factor for initiation of the inclusion induced fatigue crack; and it is found that the residual stress around the inclusion induce the crack initiation by strengthening the stress concentration, local plastic accumulation and increasing the shear stress, which has a negative impact on the fatigue performance.Key Words： GCr15 bearing steel，non-metallic inclusion，very-high-cycle rolling-contact-fatigue，crack initiation，elastoplastic finite element目 录摘 要 IAbstract III1 引 言 62 文献综述 82.1 轴承钢概述 82.1.1 轴承钢分类 82.1.2 GCr15轴承钢 92.1.3 轴承钢发展现状 102.2 非金属夹杂物概述 112.2.1 非金属夹杂物分类 112.2.2 夹杂对疲劳性能的影响 132.3 超高周疲劳概述 152.3.1 S-N曲线及裂纹萌生特征 162.3.2 裂纹萌生模式竞争 192.3.3 裂纹萌生特征区 202.3.4 FGA区消耗的疲劳寿命 232.3.5 裂纹萌生区形成机理及模型 242.4 滚动接触疲劳组织演化概述 272.4.1 白蚀区（WEAs） 282.4.2 暗蚀区（DERs） 312.4.3 白蚀带（WEBs） 332.4.4 统一形成机理 362.5 本章小结 373 GCr15轴承钢拉伸试验 393.1 试验目的 393.2 试验材料 393.3 拉伸试验机简介 403.4 试验结果 423.5 本章小结 434 Hertz接触理论与Brooksbank残余应力模型 444.1 Hertz接触理论 444.1.1 Hertz接触理论假设 444.1.2 利用Hertz理论计算 454.2 Brooksbank残余应力模型 474.3 本章小结 485 含有微米级夹杂物滚动接触弹塑性有限元分析 505.1 ABAQUS有限元简介 505.2 弹塑性有限元模型建立 515.2.1 三维实体建模 515.2.2 材料属性定义 535.2.3 网格划分与单元选择 535.2.4 接触定义 565.2.5 分析步建立与边界条件定义 565.3 弹塑性有限元模型优化 575.4 弹塑性有限元结果分析 605.4.1 基体的有限元分析 605.4.2 夹杂物的有限元分析 685.5 弹塑性有限元模拟结论 695.6 本章小结 696 结论 70参考文献 71- V -本页为“7毕业论文目录（1页或若干页）”，点击菜单“USTB本科论文各部分”中的本部分菜单进行相应操作。

本提示信息为非打印信息，可一直保留，不影响打印大学本科生毕业设计(论文)1 引 言轴承钢是现代工业中一种非常重要的机械零件制造材料，广泛用于军工武器、高速铁路、船舶制造等各个领域轴承纲中最具代表性的便是GCr15轴承钢，虽然从人类开始使用到如今已有近百年的历史，但其依旧广泛应用于各个领域作为我国制造业水平与综合国力发展的必然要求，机械零件的质量与服役时间均需大幅提高，而材料性能的提高则是关键服役时间与疲劳性能是评价轴承钢质量的重要指标，传统疲劳领域的学者们主要就钢材的低周疲劳（N<105）与高周疲劳（105<N<107）进行研究，然而随着人们对轴承长寿命化要求的提高，其疲劳寿命已远超传统高周疲劳，因此超高周疲劳（N>107）问题越来越受到人学者们的关注与低周、高周疲劳相比，超高周疲劳的失效机理已经开始发生转变低周疲劳阶段，疲劳断裂通常为表面致裂，也就是说疲劳裂纹从材料表面开始萌生，但随疲着循环周次的增加，疲劳裂纹从表面起源向内部起源转变，其中材料内部的缺陷，如非金属夹杂物、大尺寸碳化物等，对疲劳性能的影响逐渐增加，尤其是非金属夹杂物随着疲劳寿命的增加，疲劳失效机理的转变如图1-1[1]所示。

图1-1 SUJ2钢旋转弯曲加载的超高周疲劳双重S-N曲线据研究可知，在超高周疲劳阶段，疲劳裂纹萌生时间占据总疲劳寿命的比例可高达95%以上，图1-2[2]是对一种GCr15轴承钢的计算结果，当疲劳寿命在106至107之间时，FGA（细晶粒区，疲劳裂纹萌生特征区）消耗的疲劳周次即裂纹萌生寿命占总寿命的70%至95%；当疲劳寿命达到107以上时，也就是超高周疲劳阶段，裂纹萌生寿命可占总寿命的95%以上，由此可见超高周疲劳裂纹萌生的研究对超高周疲劳寿命预测具有重要意义，将对生产与研发提供高效有力的支撑图1-2 FGA裂纹萌生寿命与疲劳总寿命的关系本文为对GCr15轴承钢超高周滚动接触疲劳夹杂相关裂纹萌生问题进行全面的研究学习，进行了全面的综述撰写，包括GCr15轴承钢、非金属夹杂物、超高周疲劳问题以及滚动接触状态下组织演化问题，形成了较为全面的知识体系，更加利于对超高周滚动接触疲劳问题的理解此外，超高周疲劳实验由于耗时长、成本高，所以单纯通过实验的方法指导产品的研发与生产具有很大的困难，同时为考虑夹杂物对疲劳性能的影响，本文利用ABAQUS弹塑性有限元建立了滚动接触条件下微米级夹杂物同周围基体相互影响竞争的疲劳模拟模型，通过对滚动接触条件下夹杂与基体应力应变状态的分析，探究超高周疲劳夹杂相关裂纹萌生的机理，对研究超高周疲劳失效机理具有重要意义。

2 文献综述2.1 轴承钢概述轴承是机械传动轴的支撑，是工业领域重大装备的核心部件之一，直接或间接影响着数万亿规模的经济总量，广泛应用在冶金设备、矿山机械、风力发电与航空航天等重大装备领域[3-5]在特殊钢领域，轴承钢是生产难度最大、检验要求最多、质量控制最严的钢种之一，并且随着行业的发展，用户对轴承钢质量的要求也不断提升2.1.1 轴承钢分类根据国际标准化组织ISO标准，将轴承钢分为4大类，分别是不锈轴承钢、表面硬化轴承钢、全淬透轴承钢与高温轴承钢而我国的分类方法同国际ISO标准类似，分别为不锈耐蚀轴承钢、渗碳轴承钢、高碳铬轴承钢与高温轴承钢，具体牌号及分类如下[6-8]：（1）高碳铬轴承钢高碳铬轴承钢最早采用的便是1%C-1.5%Cr的基本成分，即GCr15轴承钢作为使用范围最广的轴承钢，其产量最大，占国内轴承钢生产的80%以上并且随着工业的发展，轴承的尺寸也越来越大，因此对轴承钢的淬透性便有着更高的要求，通过在基础成分上，提高Si、Mn元素的含量，研发出了GCr15SiMn高淬透性轴承钢，Mo元素的加入，进一步提升了淬透性，研发出了GCr18Mo和GCr15SiMo系列等2）渗碳轴承钢我国有G20Cr2Ni4、G20CrNiMo等5种牌号，采用表面渗碳处理，使渗碳层厚度低于0.4mm。

此类轴承钢具有表面硬度高、耐磨性与疲劳性能优良的特点，并且芯部具备良好的韧性，可承受冲击载荷，如轧机轴承等3）不锈耐蚀轴承钢我国牌号有9Cr18Mo与9Cr18，为马氏体不锈钢，其主要用于制作工作在腐蚀环境下的轴承及部件，以及用于精密仪器仪表的微型轴承4）高温轴承钢其典型牌号有Cr4Mo4V、10Cr14Mo4、8Cr4Mo4V、W18Cr4V等，该种轴承钢具有良好的耐高温氧化性、尺寸稳定性、高温硬度、低热膨胀性与高抗蠕变强度，用于制作高温工作环境下使用的的轴承2.1.2 GCr15轴承钢为应对轴承在运行过程中的复杂工况条件，如高周次运转、高速运行以及高温环境，轴承钢需要具备高强度、高疲劳性能的特点为满足预期性能要求，一般通过控制成分与热处理工艺来实现通常情况下轴承钢的含碳量控制在0.8-1.1wt%，且代位合金元素总含量低于3wt%[9]在所有轴承钢牌号中，应用最为广泛的便是GCr15，其典型成分如下表2-1所示表2-1 GCr15轴承钢主要成分 wt%CCrMnPSiS0.98-1.11.3-1.60.25-0.45≤0.0250.15-0.3≤0.025GCr15轴承钢出厂前通常需要进行球化退火，约有13vol%的球形渗碳体均匀分布在铁素体基体上，该状态具有良好的机械加工性能，便于加工成轴承零件[10]。

机械加工完成后，需通过热处理将材料组织控制为回火马氏体或贝氏体组织，尽管贝氏体组织具有优秀的塑性，在控制裂纹扩展、抑制氢脆方面性能优异[11]，但由于其强度不足，难以用于高负载的工况下，因此现阶段大部分轴承的材料组织状态为回火马氏体组织GCr15轴承钢的最终热处理工艺描述如下，首先需加热奥氏体化，奥氏体化温度通常设置在860℃左右，此时剩余渗碳体3-4vol%，通过油淬将钢材温度降至60-70℃由于高含碳量，淬火完成后仍然存在10vol%左右的残余奥氏体在快速冷却的条件下，固溶体中的碳原子没有足够的时间扩散而留存在体心四方Fe晶格中，在正常情况下体心立方Fe晶格同面心立方Fe晶格相比，碳原子溶解度要低得多，由此导致过饱和的马氏体基体内存在非常大的内应力，过饱和碳原子使Fe晶格发生畸变并且FCC-BCT的转变过程同样带有体积的变化，因此产生大量位错来容纳抵消非扩散性相变所产生的塑性应变与内应力尽管淬火后的马氏体组织硬度可达到900HV，但由于脆性过大且残余应力过大，因此需要低温回火来释放内应力、软化组织、减少残余奥氏体含量回火温度通常保持在160-220℃，保温时间定为30-240min。

回火过程中马氏体中的过饱和碳原子脱溶，形成纳米级析出，如过渡碳化物（ε和η）与渗碳体（θ）[12]，析出碳化物的种类、形状、尺寸、数量取决于回火温度与时间[13]图2-1[14]展示的便是典型的回火马氏体组织，包含了初始球状渗碳体、纳米级回火碳化物以及板条状马氏体基体在周期载荷的作用下，该复杂组织的各个部分协调变形，共同承受外加载荷，因此理解组织层面的复杂应力应变状态具有重要意义图2-1 160℃回火2h GCr15轴承钢回火马氏体组织TEM图像2.1.3 轴承钢发展现状19世纪末、20世纪世界轴承产业开始兴起英国最早于1880年开始生产轴承，而其他欧美国家的轴承企业也基本上于20世纪初开始建立虽然日本的轴承工业晚于欧美形成，但其发展速度极快，瑞典SKF公司向日本提供的轴承样品，使轴承作为机械产品首次在日本出现随后日本的NTN与NSK公司分别于1918年和1914年成立作为重要的基础工业零件，轴承钢的研发一直收到发达国家的重视，其中瑞典与日本表现尤为突出，其产品代表了轴承生产的世界最高水平与发展方向瑞典最为轴承生产第一强国，其产品质量世界之最而日本则有后来者居上的势头，历经近四十年的努力，其产品质量同样位居世界前列，该两国轴承钢产量占西方发达国家总产量的70%，且拥有轴承钢生产的主要尖端技术 [15-18]。

而我国轴承钢生产于上世纪五、六十年代开始起步，从最初的仅能生产高碳铬轴承钢，到现如今大多数钢厂均能大规模生产轴承钢，历经几十年的发展，我国已成为轴承钢的生产大国，但高品质轴承钢仍需依赖进口近年来我国轴承钢冶金质量有了明显的提升，其氧含量已可降至5-6ppm虽然氧含量控制方面，我国已接近世界先进水平，但夹杂物的数量、尺寸、组成及分布方面仍不能得到有效的控制，如偏高的A类夹杂物比例，不稳定的B类夹杂物，以及由于不重视酸溶铝含量控制，而导致轴承钢质量不稳定等问题[19]除此之外，我国轴承钢的品种规格不完善，多为低档次产品，外观、稳定性及质量方面较差，未实现高水平的专业化生产，成本高居不下面对激烈的国际竞争，虽然我国轴承钢产量位列全球第一，但质量与产品力方面仍有欠缺，为增强我国轴承产业与冶金业的国际竞争力，需对以下问题进行突破：（1）改进冶炼工艺，降低成本，建设高洁净度与高质量的轴承钢产线；（2）降低氧含量，对夹杂物进行控制；（3）改进热处理工艺，细化碳化物，提升使用寿命；（4）开发满足不同工作环境需求的新钢种世界轴承钢产业将会朝以下两个方向发展，分别是：开发超高纯洁度轴承钢，满足高端需求；降低生产成本，满足一般要求。

其中发达国家更加注重成本、质量与效率等因素，以求高质量、高效率的专业化轴承钢生产线[20-22]2.2 非金属夹杂物概述钢中的非金属夹杂物主来源于凝固过程中的析出物与精炼过程中的脱氧产物，为金属元素与C、N、S、P、O等非金属元素的化合物，其中以O和S的化合物为主[23]冶炼过程中，夹杂物不断同钢液中的成分发生作用，改变自身的位置、尺寸、成分与形态 [24]2.2.1 非金属夹杂物分类其从来源上可分为外来夹杂物与内生夹杂物两类[24,25]：（1）外来夹杂物通常来源于钢液与耐火材料、精炼渣、空气等发生接触，而引发的二次氧化，以及耐火材料、保护渣与炉渣等[26,27]，该类夹杂物尺寸通常较大，严重影响钢材性能2）内生夹杂物是指钢液中的脱氧元素，如Al、Si等，进行脱氧反应后所生成的产物；随着钢液温度的下降，S、O、N等杂质元素的溶解度降低，导致其以非金属夹杂物的形式析出；凝固过程中，由于偏析与溶解度降低等因素，同样会生成非金属夹杂物；并且钢材固态相变过程中，也会因为相平衡而析出非金属夹杂物夹杂物是钢材中不可避免的缺陷，对材料性能产生不利影响，虽然现如今钢材的洁净度越来越高，然而仍旧存在多种夹杂物。

根据国际ISO标准，将轴承钢中的夹杂物分为四大类，分别是A类（硫化物）、B类（Al2O3夹杂物）、C类（硅酸盐类）与D类（球形夹杂物）其中主要是析出物夹杂与氧化物夹杂，其中析出物夹杂通常于凝固过程中形成，如TiN与MnS等[28,29]；而氧化物夹杂通常于钢液中生成，如硅酸盐、钙铝酸盐与尖晶石等1）硅酸盐该类主要存在于硅脱氧钢中，而铝脱氧钢中较少Si元素主要来源于硅脱氧剂，在冶炼过程中，同钢液中的O元素与金属元素，如Ca、Mg等结合，生成复合硅酸盐类夹杂物同钙铝酸盐相比，其体积通常较小，且塑性较好，具有良好的变形协调能力，对钢材力学性能影响较小2）钙铝酸盐该类夹杂物来源于，尖晶石类夹杂物或初生氧化铝类夹杂物同来自合金辅料或钢渣中的Ca结合，而生成的复合夹杂物由于该类夹杂物以初代夹杂物为基础，继续向外生长而成，通常尺寸较大，且多为球形其对钢材疲劳性能影响较大，需在生产过程中严格控制3）尖晶石该类夹杂物主要存在于铝脱氧轴承钢中，由铝脱氧产物-Al2O3同来自耐火材料与钢渣的Mg元素结合形成上述形成过程将大尺寸Al2O3进行分解，形成小尺寸的分散尖晶石类夹杂物其形状为多面立方体，并且由于尺寸较小，易作为TiN与MnS等析出物夹杂的形核点，形成多层复合夹杂，该类夹杂物中，外层析出物与内层尖晶石存在明显界限，无化学反应发生。

4）TiN该类夹杂物对材料的力学性能影响较大，主要于钢液凝固过程中形成，形状通常不规则，且带有尖锐的棱角，硬度较大，变形协调能力较差，外力作用下容易发生脆裂，形成尖角划伤基体5）MnS该类夹杂物同样来源于钢液的凝固过程，同TiN不同的是，MnS物质地较软，易发生塑性变形，具有良好的变形协调能力，对钢材力学性能影响较小铸坯中其形状不一，轧制后通常呈棒条状，且沿轧制方向分布并且易于氧化物类夹杂表面形核，形成复合型夹杂，对氧化物类夹杂起包覆作用，减少其对材料力学性能的不良影响，但具体作用机理依旧存在争议2.2.2 夹杂对疲劳性能的影响1988年Monnot等[30]就针对轴承钢中各类夹杂物对疲劳性能影响展开了详细的研究，如图2-2所示该研究基于GCr15轴承钢，纵坐标中单位数值的下降，代表材料疲劳载荷在108循环周次下降低125MPa，而108循环周次下的疲劳载荷如图2-3[31]所示，根据上述研究结果发现，材料的疲劳性能随夹杂物尺寸成负相关，同氧化物类夹杂相比，TiN夹杂对材料疲劳性能的影响比其大得多图2-2 各类夹杂物对GCr15轴承钢疲劳性能的影响图2-3 由氧化物夹杂与氮化钛夹杂诱发的疲劳寿命与疲劳载荷的关系Murakami[32]的研究表明此现象应与TiN的形状有关，但由于夹杂物形状多为不规则的非对称结构，因此所观察到的二维夹杂物形态难以全面反映TiN夹杂物对疲劳性能的影响。

为进一步研究夹杂物对材料疲劳性能的影响，学者们针对疲劳断裂机理展开了大量的研究如Murakami等[32]建立了钢基体硬度及夹杂物位置尺寸对传统疲劳极限影响的关系模型，该模型表明，夹杂物距表面距离与尺寸的增加均会降低材料的疲劳寿命Zhu等[33]综合考虑了夹杂物位置与尺寸的详细参数，针对Murakami等[34]的原始模型进行了改进，并利用新模型预测了疲劳极限除夹杂物的尺寸外，如夹杂物形状、种类等其他参数，对材料的疲劳性能也有重要影响就目前而言，少有理论关注夹杂物除尺寸外的其他参数对材料疲劳性能的影响马氏体轴承钢经过长时间的热处理工艺，并且短时间经历较大的温度变化，由于钢基体与夹杂物具有不同的热膨胀系数，冷却过程中，由于变形的不协调性，将于夹杂物周围产生残余应力，外载荷作用下，残余应力加强了夹杂物周围基体的应力集中，对材料的疲劳性能造成不良影响Ma和Cui[35]、Brooksbank和Andrews[36]建立模型，定量计算出夹杂物周围的残余应力，发现残余应力与夹杂物形状、种类与尺寸均有关残余应力大小与钢基体同夹杂物相对热膨胀系数有关，当夹杂物热膨胀系数同钢基体相近或略大于钢基体时，残余应力较小，对钢基体本身无不良影响，但易导致夹杂物同钢基体脱离，自由表面更易萌生滚动接触疲劳裂纹[37]。

主要是由于该种情况下非常容易在自由表面形成挤入和挤出的缺陷，也正是这个原因，利用硫化锰包覆的方法改善疲劳性能存在着争议[38]就钙铝酸盐类夹杂物而言，在变形温度下其屈服强度远高于钢基体，难以随钢基体一同变形，在载荷作用下，钙铝酸盐夹杂物逐渐同钢基体脱离，形成微小孔洞，导致周围钢基体出现应力集中，裂纹逐渐扩散，如图2-4所示而氮化钛类夹杂物则由于同钢基体连接牢固，因此难以在夹杂基体界面处出现小空洞在载荷作用下，由于氮化钛类夹杂物质脆，且拥有锋利的尖角，导致自身出现裂纹，形成尖锐的边部向外扩散，断口呈解理花样，如图2-5所示[39-41]图2-4 拉压疲劳试验R=-1 σ=720MPa 球形钙铝酸盐夹杂从基体脱离图像图2-5 拉压疲劳试验R=0.4 σ=440MPa 氮化钛类夹杂解理断口图像2.3 超高周疲劳概述疲劳载荷作用下，超高周疲劳为材料疲劳寿命高于107的疲劳过程[42]传统疲劳领域认为存在疲劳极限，即疲劳寿命为107时的疲劳强度[43]，其认为当疲劳载荷低于疲劳极限时，材料不会发生疲劳破坏上世纪六十年代便有金属材料疲劳寿命超过107的报道，Kikukawa等[44]通过超声加载发现，疲劳寿命达到108，但并未对超高周阶段的疲劳过程进行研究。

从上世纪八十年代至今，超高周疲劳研究逐渐受到广泛重视，由于现代应用中，如汽车、高铁、飞行器、桥梁船舶等，其零件疲劳寿命需求达到107乃至1010，1Hz循环频率下，3年2个月循环周次便可达到108，同时，研究发现超高周疲劳的裂纹萌生与初始扩展过程同传统低周、高周疲劳具有不同的现象，其疲劳机理有待研究超高周疲劳的关键科学问题主要有四个：（1）超高周疲劳阶段的S-N曲线特征；（2）超高周疲劳裂纹萌生特征与初始扩展机理；（3）超高周疲劳裂纹萌生与初始扩展的特征参量；（4）超高周疲劳机理与疲劳性能模型[45]2.3.1 S-N曲线及裂纹萌生特征为研究GCr15轴承钢在不同疲劳阶段下的S-N特征曲线，Sakai等[1]采用相同类型的旋转弯曲设备（52Hz）和相同类型的GCr15轴承钢试样，获得了大量实验数据，研究了双重S-N曲线特性，如图2-6所示当疲劳寿命小于106时，疲劳裂纹主要萌生于表面，符合传统疲劳行为，当疲劳寿命大于106时，疲劳裂纹主要萌生于材料内部，且断口处呈现“鱼眼”（fish eye）特征，其高倍图像为几十微米尺度的亮区，如图2-7所示，并称其为FGA（fine granular area）。

图2-6 GCr15轴承钢旋转弯曲加载的双重S-N曲线图2-7 (a)裂纹亚表面起源的鱼眼特征，(b)鱼眼中部环绕裂纹源夹杂物的FGA国内学者洪友士等[46]对GCr15轴承钢进行旋转弯曲实验（52Hz），同样观察到了双重S-N曲线特征，如图2-8所示，并且也观察到了亚表面超高周疲劳裂纹起源所呈现的鱼眼特征和FGA特征，如图2-9所示光学显微图像中鱼眼区域内的FGA为灰度大的深色区域，因此也被称为光学暗区（ODA，optical dark area）[47]，而扫描电镜图像中是灰度相对较小的亮区，因此也被称为颗粒状亮面区GBF（granular bright facet）[48]，这是扫描电镜成像特点的缘故图2-8 GCr15旋转弯曲加载的双重S-N曲线图2-9 GCr15钢超高周疲劳裂纹起源于亚表面. (a)断口全貌，(b)鱼眼光镜图像，(c)FGA SEM图像然而Sakai等[42]进行了GCr15轴承钢的轴向循环加载（50Hz）实验，发现S-N曲线呈单一线性下降趋势，双重S-N曲线特征并不明显，如图2-10所示，在105~109周次范围内，疲劳裂纹萌生于内部，并且能够观察到FGA特征，疲劳裂纹萌生点于试样截面均匀分布，与轴向加载的应力分布特征相对应。

图2-10 GCr15轴承钢轴向循环加载的S-N曲线对于旋转弯曲疲劳实验结果存在双重S-N曲线特征，而轴向循环加载条件下双重S-N曲线特征并不明显的现象，有一种解释认为，旋弯试样截面各圆环区域应力状态不同，且超高周疲劳裂纹萌生点的局部应力状态小于名义应力；而轴向循环加载试样截面受力均匀，因此其认为旋弯加载与轴向循环加载不同的应力控制体积导致S-N曲线双重特征的出现[49]高强钢超高周疲劳裂纹于夹杂物处萌生直至断裂的过程可以用图2-11[45]表示，疲劳裂纹萌生和初始扩展呈现鱼眼（FiE）特征，其包括裂纹萌生特征区FGA，该区域断面粗糙度较大，而FGA外的FiE区域断面相对平滑，再往外便是裂纹稳态扩展（SCG）区，断面粗糙，最外侧是快速裂纹扩展区（FCG）图2-11 高强钢超高周疲劳裂纹内部萌生至断裂过程示意图. SCG稳态裂纹扩展，FCG快速裂纹扩展（完整的FiE包含Inc和FGA，图中FiE指FGA之外的部分）关于裂纹面的粗糙度，Shiozawa等[50,51]对旋转弯曲加载（52.5Hz）疲劳寿命为6.3×108的GCr15试样进行SEM 3D分析，测量了FGA、FiE和SCG的断面粗糙度；钱桂安[52]对旋转弯曲加载（52.5Hz）疲劳寿命为1.34×107的40Cr试样，通过原子力显微镜对上述区域的断面粗糙度进行了测量。

两项研究的结果如表2-2所示表2-2 超高周疲劳FGA、FiE和SCG的表面粗糙度表面粗糙度40GrGCr15FGAFiESCGFGAFiESCGRa/μm0.03790.01130.05540.1950.0890.313Rmax/μm0.1800.07050.3111.0080.4621.7032.3.2 裂纹萌生模式竞争裂纹萌生模式的竞争是超高周疲劳主要特征之一，而传统疲劳裂纹多从材料表面萌生，如此看来，裂纹表面起源同内部起源存在竞争关系并且即使是裂纹内部起源，也存在着不同类型裂纹源的竞争关系，如夹杂物同基体组织的竞争关系因此超高周疲劳裂纹萌生模式的竞争是一个重要的科学问题Yu等[53]通过对马氏体/贝氏体双相高强钢，超高周疲劳裂纹萌生的研究发现，内部萌生的疲劳裂纹，其裂纹源既可以是基体组织，也可以是非金属夹杂物，两者相互竞争其认为疲劳裂纹是否于基体萌生与夹杂物尺寸并无直接关联，只要基体组织较为粗糙且均匀性不佳，便易出现裂纹萌生，且疲劳性能较差，反之，将于夹杂物处萌生，且具有较好的疲劳性能笔者认为，夹杂物同基体的竞争关系与多重因素有关，裂纹最终究竟于夹杂处萌生还是于基体处萌生，取决于该处是否达到裂纹萌生的临界条件，总的来说是塑性应变的积累与限度问题。

合金材料的超高周疲劳裂纹以内部起源为主，但不同材料的裂纹初始扩展特征与裂纹萌生位置存在差异，为量化裂纹表面起源与内部起源的竞争与转换，引入一个新的参量D*[54] D*=Ni/Ns （2-1）式中，Ni为裂纹内部萌生所需的周次；Ns为裂纹表面萌生所需的周次因此当D*>1时，裂纹于表面萌生，当D*<1时，裂纹于内部萌生，D*为两个广义时间参量之比，称为Deborah数根据模拟结果可知，较小的晶粒尺寸、载荷与较大的夹杂物尺寸、位错阻力均增加疲劳裂纹内部萌生的可能性，且模拟结果同实验结果趋势一致，模拟结果如图2-12所示[46]图2-12 D^*随φ=0.5Δσ/k和Ψ=r/l的变化，其中k为位错阻力，r为夹杂物半径，l为晶粒半径 (a)夹杂物同基体组织弱结合，(b)夹杂物同基体组织强结合2.3.3 裂纹萌生特征区高强钢超高周疲劳内部萌生裂纹，其断面上呈现鱼眼特征，在该范围内往往存在表面粗糙程度相对较大的微小区域，该区域被称为FGA或ODA或GBFFGA是高强钢超高周疲劳裂纹萌生特征区，因此FGA所对应的参量便是高强钢超高周疲劳裂纹萌生特征参量。

鱼眼特征如图2-13所示，裂纹起源于夹杂物（Inc），形成萌生区FGA，而后发展形成FiE，直至断裂[2]图2-13 (a)鱼眼特征图像 (b)裂纹萌生特征区及发展至断裂示意图超高周疲劳领域中，应力强度因子K通常作为描述裂纹萌生扩展的关键参量Murakami等[55]给出了内部与表面缺陷致裂应力强度因子最大值KImax的表达式对于表面缺陷KImax=0.65σ0（πareas）0.5 （2-2）式中，σ0为最大拉应力;areas为表面缺陷在垂直拉应力平面的投影面积对于内部缺陷KImax=0.5σ0（πareai）0.5 （2-3）式中，areai为内部缺陷在垂直拉应力平面的投影面积Sakai等[56]研究结果表明，在裂纹源夹杂物尺度固定的条件下，GCr15轴承钢（旋弯加载）FGA尺度area随加载应力增大而减小，其尺度范围为15-32μm，结果如图2-14(a)所示，而FiE尺度范围相对较大，为50-300μm重要的是，研究结果发现，当疲劳寿命在105至109范围内时，FGA对应的应力强度因子幅值ΔK基本保持恒定，平均值为4.74MPa∙m1/2 ；而随着疲劳断裂周次的增加，加载应力减小，夹杂物尺度不变，因此导致夹杂物对应的应力强度因子幅值ΔK随断裂周次的增加而降低，结果如图2-14(b)所示。

图2-14 (a)FGA与夹杂物尺度同加载应力幅的关系，(b)FGA与夹杂物应力强度因子幅值同疲劳寿命的关系Hong等[2]汇总了关于高强钢超高周疲劳裂纹萌生特征区FGA的研究成果，发现FGA尺度主要集中在15-100μm范围内，并且随加载应力的减小而增大，FGA对应的ΔK值集中在4-6MPa∙m1/2范围内，结果如图2-15所示加载应力与FGA裂纹尺度可通过应力强度因子关联，如式（2-3），如此即可在图2-15中标出两条ΔKFGA等值线，分别是4MPa∙m1/2和6MPa∙m1/2，可以发现绝大多部分数据被两条等值线所包络，因此可以说明ΔKFGA是超高周疲劳裂纹萌生的稳定特征参量，由此认为FGA为超高周疲劳裂纹萌生特征区，对应的ΔKFGA为裂纹萌生阈值ΔKth对于超高周疲劳而言这一特征区具有本征存在性图2-15 FGA尺度随最大应力的变化FGA裂纹为短裂纹，其扩展受材料微结构尺度的约束Zhao等[57,58]对FGA裂尖塑性区同材料微结构尺度的关系进行了分析平面应变I型裂纹裂尖塑性区尺度rp表达式为[59]rp=1-2v2π(∆Kσy)2≈16π(∆Kσy)2 （2-4）式中，v为泊松比；σy是屈服强度。

同时材料微观结构特征尺度lm与材料基本力学性能的关系如下[60]lm=b(μ/σy)2 （2-5）式中，b为材料柏氏矢量模；μ是材料剪切模量假设当FGA裂尖塑性区尺寸与材料微结构特征尺度相等时，FGA裂纹停止发展，则联立式（2-4）和（2-5）可得∆KFGA=μ6πb=4.342μb （2-6）从式（2-6）可以发现，FGA的特征参量ΔKFGA可以表达为柏氏矢量模与材料剪切模量的函数对于钢铁材料来讲，通过式（2-6）算得ΔKFGA为5.54MPa∙m1/2，与汇总结果得到的4-6MPa∙m1/2范围相符Oguma等[61]对GCr15轴承钢进行研究，采用旋弯加载（52.5Hz），σa=1100MPa，Nf=5.46×107，通过TEM与选区电子衍射对疲劳裂纹断口进行表征，选区电子衍射直径为250nm，观察到FGA为厚度为400nm的细晶层，晶粒尺度为40nm，而远离FGA表面的为粗晶组织，如图2-16所示图2-16 GCr15轴承钢FGA特征区TEM观测图像2.3.4 FGA区消耗的疲劳寿命FGA是超高周疲劳裂纹萌生特征区，因此FGA所消耗的疲劳寿命即为裂纹萌生寿命。

关于高强钢超高周疲劳裂纹萌生寿命已有不少研究结果，如Tanaka和Akiniwa[62]对GCr15轴承钢（52.2Hz旋转弯曲加载）的估算结果表明，当疲劳断裂周次为107至5×1010时，裂纹萌生寿命占总寿命的95%至99%；并且该研究还估算了GCr15轴承钢超高周疲劳裂纹萌生阶段的裂纹扩展速率，发现疲劳周次达到107以上的超高周疲劳，其裂纹萌生阶段的裂纹扩展速率小于10-12m/cyc，而该速率远小于材料的柏氏矢量，因此认为裂纹沿其周边不均匀生长，且裂纹生长过程并不遵循位错运动机制对于超高周疲劳裂纹萌生特征区FGA，可以估算其消耗的疲劳寿命和裂纹扩展速率，通过上面的论述我们可以知道，FGA为裂纹萌生区，∆KFGA为∆Kth，当裂纹萌生区直径达到2aFGA后，进行稳态扩展，假设Paris公式适用于描述裂纹稳态扩展阶段的扩展速率同∆K的关系，即dadN=A∆Km （2-7）式中，A和m为材料参数求解微分方程即可得到从aFGA到aFiE的疲劳寿命N1与从aFiE到断裂裂纹aC的疲劳寿命N2由此以来FGA消耗的寿命，即裂纹萌生寿命Ni为Ni=Nf-N1-N2 （2-8）Hong等[2]对一种GCr15轴承钢的计算结果如图2-17所示，图2-17(a)表明，随着疲劳断裂周次的增加，裂纹萌生寿命所占疲劳寿命的比例逐渐增大，当疲劳寿命达到107以上时，FGA消耗的疲劳周次占总寿命的95%以上，图2-17(b)表明，随着疲劳断裂周次的增加，FGA裂纹的扩展速率降低，当疲劳寿命在107-4×108范围内时，裂纹扩展速率为10-12至10-13m/cyc，Hong进一步完善了Tanaka-Mura模型，模拟结果与实验估算结果趋势一致。

至今还没有关于FGA裂纹扩展速率的有效观测方法与结果图2-17 (a)FGA裂纹萌生寿命同疲劳总寿命的关系，(b)FGA裂纹扩展速率同疲劳寿命的关系2.3.5 裂纹萌生区形成机理及模型高强钢超高周疲劳裂纹多萌生于材料内部，并且呈现鱼眼特征；作为超高周疲劳裂纹萌生特征区，FGA消耗了总疲劳寿命的95%以上，因此，揭示FGA的形成机理对理解超高周疲劳与疲劳寿命预测具有重要意义现已有不少研究者提出了解释超高周疲劳裂纹萌生区形成机理的模型，本文选取少数简述如下1）“细晶层形成与分离”机理模型Sakai[42]认为，高疲劳周次条件下，由于塑性变形导致夹杂物周围区域，微结构多边形化，形成细晶区，随后细晶层同基体分离，形成断面粗糙的裂纹，即FGA区域，当FGA裂纹发展成钱币形时，达到临界尺寸，裂纹扩展转变为Paris扩展，即稳态扩展阶段，其形成过程如图2-18所示该模型认为，细晶层形成于裂纹萌生之前，且裂纹沿细晶层与基体界面扩展，即裂纹不在细晶层内生长Sakai等[63]通过对高强钢超高周疲劳裂纹断面分析表征发现，裂纹断面一侧为原始粗晶组织而另一侧为细晶区，以此支撑模型图2-18 “细晶层形成与分离”机理模型示意图（2）“裂尖局部晶粒细化”机理模型Grad等[64]认为细晶层于裂纹萌生之前出现，并且在裂纹尖端处不断形成细晶层，形成过程如图2-19所示。

图2-19 “裂尖局部晶粒细化”模型示意图. (a)初始状态，(b)局域晶粒细化，(c)裂纹萌生，(d)裂尖局域继续晶粒细化，(e)裂纹扩展，(f)FGA到达临界尺寸（3）“萌生区裂纹面冷焊”机理模型Oguma和Nakamura[65]通过研究钛合金超高周疲劳裂纹萌生时发现，裂FGA区域通常形成于真空环境下，而高强钢中也有类似情况，认为已萌生裂纹面在真空中往复接触发生“冷焊”导致晶粒细化，形成细晶区，形成过程如图2-20所示图2-20 “萌生区裂纹面冷焊”模型示意图（4）“大数往复挤压”机理模型Hong等[66]研究GCr15轴承钢超高周疲劳裂纹萌生特征时，直接观察到FGA为薄层细晶层，而FGA之外的FiE区域则为粗晶组织FGA内平均晶粒尺寸为48nm，厚度为500-800nm，且同一试样断面两侧均可观察到FGA纳米晶特征，该结果与Sakai等[63]观察结果不同该模型认为，裂纹源夹杂物周边，裂纹的萌生由于局部的塑性积累所导致，已萌生的裂纹面在循环载荷的作用下往复挤压，该过程涉及残余应力的释放与裂纹的闭合作用，由于强烈的局部塑性积累，裂纹表面的微结构出现破碎化，使原有组织细化，当FGA达到临界尺寸时，上述过程停止，其形成过程如图2-21所示。

图2-21 “大数往复挤压”模型示意图一种模型的合理性在于其能否解释不同情况下的实验结果，而上述机理模型，均存在难以解释的个别现象，通过文献调研可将特例主要归纳为四种情况：（1）同种材料、同种加载方式，疲劳寿命较长时，夹杂物起源的裂纹萌生区呈现“鱼眼”特征，并存在FGA区；当疲劳寿命较短时，虽有“鱼眼”特征，但无FGA区[50,51]2）同种材料、同种加载方式，当加载应力比R<0时，FiE中存在FGA特征；当R>0时，FiE中无FGA特征[67]3）超高周疲劳裂纹萌生于内部晶界处时，同样存在“鱼眼”特征，但内部无FGA特征区4）超高周疲劳裂纹萌生阶段，通常能在裂纹尖端处观察到细晶组织笔者认为FGA的形成过程离不开塑性积累所导致的组织演化行为，将组织演化分为裂纹相关组织演化与非裂纹相关组织演化初始阶段时，无裂纹产生，夹杂所致应力集中导致局部出现大量塑性积累，为能量释放发生组织演化，使原始组织向细晶方向演化，当塑性积累到达极限时，难以通过组织演化的方式释放能量，而形成裂纹裂纹尖端继续产生应力集中、塑性积累、组织演化、裂纹扩展同时，已产生的裂纹部分，在循环载荷作用下，上下表面反复挤压，继续促进组织演化，最终形成FGA特征组织。

可以看出，FGA特征区的出现需要特定的应力大小与塑性应变速率、足够的组织演化时间、特殊的应力加载比及系列演化过程的初始组织状态2.4 滚动接触疲劳组织演化概述组织决定性能，因而滚动接触疲劳过程中的材料性能转变必然离不开组织的演化；同时通过上文对超高周疲劳裂纹萌生特征区FGA的介绍发现，FGA区所表现出的细晶组织特征便是疲劳过程中组织演化的结果因而疲劳条件下材料组织演化的研究对揭示超高周疲劳机理与疲劳寿命预测具有重要意义滚动接触疲劳（RCF，rolling contact fatigue）过程所发生的组织演化主要位于材料的亚表面，且通常对轴承内环的轴向截面与环向截面进行研究，不同面上的不同应力状态决定了所观察到的组织形貌，轴向与环向截面如图2-22所示[68]图2-22 轴承内环轴向截面与环向截面示意图2.4.1 白蚀区（WEAs）滚动接触疲劳载荷作用下，马氏体轴承钢与贝氏体轴承钢中的白蚀区（WEA，white etching areas）已经被许多学者所发现在光镜下观察，通过硝酸侵蚀的白蚀区为白色，与周围的深色基体组织形成鲜明对比，主要是由于白蚀区内组织更耐硝酸侵蚀白蚀区通常在夹杂物起源裂纹周围发现，如Al2O3和MnS，但是也有研究表明初始碳化物同样可以引发产生白蚀区[69,70]。

尽管如此，白蚀区通常总是成对出现，依附在夹杂物或碳化物两侧所萌生的裂纹上，但是大多数情况，白蚀区只位于一条裂纹的单侧，构成一种特殊的翅膀状的形态，因此白蚀区通常也被称之为“butterflies”[71]，如图2-23所示同时白蚀区通常特定的角度朝向，一般与滚动方向成45°角，这一特殊的角度说明其形成于赫兹接触理论中的最大切应力有关[72]，但是也有研究表明随着接触应力的增大，白蚀区与滚动方向所成角度将逐渐减小[73,74]图2-23 (a)WEAs光镜照片，(b)WEAs扫描电镜照片白蚀区的出现通常被认为是裂纹生长的一种现象[75,76]，换句话说就是裂纹的萌生要先于白蚀区，且白蚀的产生必须依赖于裂纹的出现Solano-Alvarez等[75,77]通过对预先引入裂纹的轴承钢试样进行滚动接触疲劳试验，发现这些裂纹周围布满了白蚀区，从而证明了上述说法但是该实验结果无法排除裂纹生长于白蚀区形成相互促进的可能性，因为研究表明有时发现白蚀区出现在裂纹尖端的前方[78]近几十年来，大量的扫描电镜、透射电镜表征工作清晰地展现了白蚀区的微观组织特征，大致来说，白蚀区组织包括纳米级的铁素体颗粒或位错胞，同时存在碳化物溶解，如图2-24(a)，(b)所示[71,79]。

需要注意的是一些研究认为白蚀区内的碳化物完全溶解[71]，而也有研究认为白蚀区内存在着分布均匀的细小碳化物颗粒,，如图2-24(c)所示[79]白蚀区内的位错胞尺寸为10-100nm，其位错胞尺寸与距裂纹距离有关，Grabulov等[72]研究发现，位错胞离主裂纹越近其尺寸越小，离白蚀区-基体组织边界越近尺寸越大同时微裂纹与微孔洞也在白蚀区内被观察到图2-24 白蚀区微观组织图像. (a)EBSD图像，黑色区域代表碳化物，红色斑点代表高方向错配区域. (b)投射电镜明场像，A为渗碳体，B为胞状组织. (c)投射电镜暗场像除了2D图像的表征，一些研究也进行了3D图像的表征，Becker等[78]通过材料机械去除的方法对白蚀区组织进行逐层光镜观察，首次揭示了白蚀区在轴向截面内部的尺寸与形状后来Grabulov等[72]和Evans等[80]通过FIB（focused ion beam）的方法进行了白蚀区域的逐层扫描观测，从而对其3D形态进行了重构，因此可以观察到更多的显微组织信息，如图2-25所示[80]，可以清晰观察到白蚀区内的微观裂纹与孔洞，表明在白蚀区形成过程中伴随有缺陷的产生与合并，同时主裂纹的形状也被清晰地展现出来。

图2-25 白蚀区3D图像. (a)白蚀区扫描电镜图像，(b)白蚀区3D图像，(c)主裂纹形状另外，白蚀区内的原子级别元素分布也被一些学者所研究[79,81]，通过APT（atom probe tomography）可以非常清晰地观察到白蚀区内的元素分布情况，如图2-26所示[81]，从图中可以看到碳原子在位错墙处偏聚，而位错胞内部为贫碳区，一些学者认为位错墙的碳原子偏聚有利于提高胞壮结构的稳定性，同时一些碳原子群也被发现并被认为是部分溶解的碳化物图2-26 白蚀区碳原子分布APT图像白蚀区的起源问题已经被探讨了几十年，早期的研究表明白蚀区是热力学驱动造成，但是已被明确的塑性变形依据所否定Grabulov等[72]假定该过程为由塑性应变辅助的低温再结晶过程，但是缺乏直接的实验依据有学者认为，白蚀区的形成更有可能是由塑性应变直接导致，因为像胞状结构、碳化物溶解和碳原子于位错墙偏聚等白蚀区典型现象同珠光体组织在剧烈塑性变形条件下的组织相貌非常相似，如冷拉拔[82]、高压扭转[83]和机械研磨[84]学者们认为裂纹周边的剧烈塑性应变是由于循环载荷作用下裂纹两侧表面的相互碰撞与摩擦所造成的，同时夹杂物或初始碳化物造成的应力集中也增强了局部位置的塑性变形。

至于析出物的溶解，毫无疑问是由于滑移位错与预先存在碳化物的强烈相互作用，并且当碳化物尺寸达到6nm级别时，在足够大应力的条件下位错切过碳化物[85]白蚀区另一个非常特别的现象就是其硬度的显著提升，纳米压痕测试[75,77]表明白蚀区组织硬度高达1200HV，而马氏体基体的硬度只有840HV左右，该硬度提升被认为主要是由于碳化物的溶解所导致，过多的碳原子进。