工业纯铁内部疲劳微裂纹扩散愈合过程中的形态演变

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金属材料疲劳裂纹萌生机理与扩展规律概述

金属材料疲劳裂纹萌生机理与扩展规律概述摘要：在飞行器结构中，如机翼与机身连接、发动机和发动机吊架连接等重要连接区的连接结构往往会因为受到严苛的循环载荷而萌生疲劳裂纹，随着疲劳裂纹逐渐扩展，最终导致结构发生断裂失效。

本文根据部分文献和相关书籍，对金属材料的疲劳裂纹萌生机理和扩展规律进行了梳理，结论表明影响裂纹萌生与裂纹扩展的主要参量、裂纹扩展不同阶段的扩展方向均有不同。

关键词：循环滑移；裂纹萌生；裂纹扩展；对于飞行器结构，疲劳裂纹是导致结构失效最主要且最危险的损伤形式之一[1]。

疲劳裂纹作为一种常见的机械损伤失效模式，约占总失效的50%~90%[2]。

在交变载荷、腐蚀环境等作用下，尽管结构的最大工作应力低于材料强度，但是经过一定的服役时间后，结构仍然会萌生疲劳裂纹并逐步扩展。

出现在大梁减轻孔、机身蒙皮、机翼机身接头等关键部位的疲劳裂纹会严重削弱结构的承载能力，其失稳破坏甚至会导致灾难性事故的发生。

因此研究飞行器结构的疲劳裂纹损伤萌生及扩展机理，准确地预测结构的疲劳寿命具有十分重要的工程意义。

1疲劳裂纹的萌生和扩展规律[3]金属结构材料在循环载荷作用下的疲劳损伤演化过程可以分为两个阶段：宏观裂纹萌生阶段和宏观裂纹扩展阶段，两个阶段的区别在于影响疲劳行为的因素，而控不同。

在宏观裂纹萌生阶段，控制裂纹萌生的重要参量是应力集中系数K1制宏观裂纹扩展的参量则是应力强度因子K。

从图1中可以看出，宏观裂纹萌生阶段可以细分为两个子阶段：一是微裂纹形核阶段；二是微裂纹扩展阶段，即微裂纹因扩展或相互作用而聚集合并，形成“主导”宏观裂纹的过程。

微裂纹扩展阶段和宏观裂纹扩展阶段的交点通常认为是裂纹萌生与扩展的分界线，但实际上这个临界点的精确定义是无法定量描述，一般定性地认为：当微裂纹扩展不在依赖于自由表面状况时，裂纹萌生阶段结束。

图1 疲劳损伤演化[4]1.1 疲劳裂纹的萌生在很多情况下，裂纹萌生寿命占到疲劳寿命相当大的一部分，例如在高周疲劳中裂纹萌生寿命占总寿命的80%~90%，在超高周疲劳中裂纹萌生寿命可占到总寿命的99%，因此裂纹萌生阶段在整个金属材料疲劳过程中占有极为重要的地位。

含晶界孔洞粗晶工业纯铁的循环变形及损伤特征

洞的尺寸约为几个微米（图１示）利用电火如ｂ所．花线切割机加工出实验所需的疲劳试样，标距其区的尺寸为１５ｍｍ×５ｍｍ×５ｍｍ．环变形试循验前，样品进行电解抛光获得光亮的表面，对以消除粗糙表面对样品疲劳变形的影响，便于对变并形后的试样进行表面观察．环变形试验采用恒循
试样的晶粒尺寸一般较小．文选取的研究材料本
为粗晶纯铁，中碳的质量分数为２其０×１一，０在晶界处存在大量的微观孔洞，种预存在的缺陷这必将对其循环变形行为产生较大影响］使之，呈现出一些独特的变形与损伤特征．文研究这本
文章编号：ｌＯ—２５２１）４０１—６Ｏ８９２（０２０ —０６０
含晶界：晶工业纯铁ＦＮ粗Ｌ的循环变形及损伤特征
李小武，曹昕明，允正国
（东北大学ａ学院，ｂ材料各向异性与织构教育部重点实验室，辽宁沈阳１０１）．理．１８９
其疲劳变形及损伤特征的影响．
１实验材料与方法
实验所用材料为碳的质量分数为２ × １Ｏ０的粗晶工业纯铁，含有微量的Ｎ、Ｓ等其他杂并Ｐ、
质元素．过光学显微镜（通ＯＭ）和扫描电子显微
缺乏系统、晰的认识．铁作为一种最典型的清纯

第四章金属的塑性变形与回复再结晶

第四章金属的塑性变形与回复再结晶第一节金属的塑性变形金属的一项重要特性是具有塑性，能够在外力作用下进行塑性变形。

外力除去后，永久残留的变形，称为塑性变形。

塑性变形的基本方式有滑移和孪生两种，最常见的是滑移。

下面我们就讨论：一、光学金相显微镜下滑移带、变形孪晶与退火孪晶的特征滑移：所谓滑移即在切应力作用下晶体的一部分沿一定的晶面和晶向相对于另一部分产生滑动。

所沿晶面和晶向称为滑移面和滑移方向。

1．滑移带经表面抛光的金属单晶体或晶粒粗大的多晶体试样，在拉伸（或压缩）塑性变形后放在光学显微镜下观察，在抛光的晶体表面上可见到许多互相平行的线条，称为滑移带，如图4一1所示。

ａ黄铜的滑移带600⨯b 纯铁的滑移带 400⨯图4-1 滑移带的光学显微形貌由图可见，纯铁的滑移带特征与黄铜的略有不同，往往呈波纹状。

这主要由于纯铁本身层错能较高，其扩展位错容易束集，加之体心立方晶体可进行滑移的晶面多，因而产生大量交滑移的缘故。

如果用电子显微镜作高倍观察，会发现每条滑移带（光学显微镜下的每根线条）是由许多密集在一起的滑移线群所组成。

实际上，每条滑移线表示晶体表面上因滑移而产生的一个小台阶，而滑移带是小台阶累积的大台阶。

正因为晶体表面有这些台阶的出现才显示出上述的微观形貌。

如果将这些小台阶磨掉，即使重新抛光并浸蚀也看不出滑移带，因为滑移面两侧的晶体位向不随滑移而改变，故只能借助晶体表面出现的小台阶来观察。

1．变形孪晶孪生通常是晶体难以进行滑移时而发生的另一种塑性变形方式。

以孪生方式形变的结果将产生孪晶组织，在面心立方晶体中一般难以见到变形孪晶，而在密排六方晶体中比较容易见到。

因为密排六方晶体的滑移系少，塑性变形经常以孪生方式进行。

图4一2a为锌的变形孪晶，其形貌特征为薄透镜状。

纯铁在低温下受到冲击时也容易产生变形孪晶，其形貌如图4一2b所示，在这种条件下萌生孪晶并长大的速度大大超过了滑移速度。

a 锌的变形孪晶100⨯b 铁的变形孪晶 100⨯图4—2 变形孪晶光学显微形貌如果将变形孪晶试样重新磨制、抛光、浸蚀，是否如同滑移带那样也会消失呢？并不是这样的。

GCr15 钢内部白点缺陷的修复

GCr15 钢内部白点缺陷的修复刘峰王朝辉辽宁石油化工大学机械工程学院研究生院，抚顺 113001）摘要：本文以GCr15 钢为研究对象，以PXUT-280 型智能数字超声波探伤仪为基本分析工具，配以2.5B20Z探头，5B14Z探头，5T20FG10Z探头，组成超声检测系统。

通过对90mm规格不同当量大小的白点缺陷进行改轧后，经脱氢处理,低温回火,热处理工艺，获得了典型的显微组织。

采用不同频率和种类的探头，测试了各试样的超声波波形缺陷回波当量，并用低倍法分析了各试样的缺陷。

通过分析了超声波回波当量与GCr15 钢白点缺陷实际尺寸之间的对应关系，实验研究了影响白点缺陷修复的主要因素。

关键词：GCr15 钢；白点裂纹；修复;改轧1. 引言GCr15 钢是轴承行业常用钢种之一，在工业生产中比较常见、且具有代表性。

白点是钢中危害巨大的缺陷，人们称为钢中的“癌症”，所有检验标准都规定，发现白点予以全炉号判废。

然而，在实际生产检测中依据白点的不同超声波当量表征，全炉号判废重溶会造成和大的浪费。

本文研究了影响白点缺陷修复的主要因素。

但目前的研究工作刚刚起步，要想将超声无损评价应用于工程实践，还需要进行大量的实验研究及理论探索。

2.试验材料及试验原理试样尺寸定为直径为Φ90m，，Φ60，Φ40，和Φ20，的四组不同试样。

改轧后试样热处理工艺（见表一）。

本实验材料中的超声参数的提取是利用PXUT-280 型全数字智能超声波探伤仪进行。

测试时，选用机油为耦合剂，并且在测试前，根据探头规格来设定超声探伤仪测试时的参数。

实验分别选用了2.5B20Z探头，5B14Z探头，5T20FG10Z探头对试样的超声参数进行测试，以便对不同频率、不同类型的超声波信号在材料中的传播特性作出计算和分析。

为了得到测量数据的相对稳定性，每个试件反射波的一次底波尽量保持在探伤仪显示屏高度的80％左右。

对于20mm和40mm组试件当量评定采用自制参考试块，绘制DAC曲线检测。

实验二金属的塑性变形与再结晶

实验二金属的塑性变形与再结晶一、实验目的1、了解工业纯铁经冷塑性变形后，变形量对硬度和显微组织的影响2、研究变形量对工业纯铝再结晶退火后晶粒大小的影响二、实验原理金属在外力作用下，当应力超过其弹性极限时将发生不可恢复的永久变形称为塑性变形。

金属发生塑性变形后，除了外形和尺寸发生改变外，其显微组织与各种性能也发生明显的变化。

经塑性变形后，随着变形量的增加，金属内部晶粒沿变形方向被拉长为偏平晶粒。

变形量越大，晶粒伸长的程度越明显。

变形量很大时，各晶粒将呈现出“纤维状”组织。

同时内部组织结构的变化也将导致机械性能的变化。

即随着变形量的增加，金属的强度、硬度上升，塑性、韧性下降，这种现象称为加工硬化或应变硬化。

在本实验中，首先以工业纯铁为研究对象，了解不同变形量对硬度和显微组织的影响。

冷变形后的金属是不稳定的，在重新加热时会发生回复、再结晶和晶粒长大等过程。

其中再结晶阶段金属内部的晶粒将会由冷变形后的纤维状组织转变为新的无畸变的等轴晶粒，这是一个晶粒形核与长大的过程。

此过程完成后金属的加工硬化现象消失。

金属的力学性能将取决于再结晶后的晶粒大小。

对于给定材料，再结晶退火后的晶粒大小主要取决于塑性变形时的变形量及退火温度等因素。

变形量越大，再结晶后的晶粒越细；金属能进行再结晶的最小变形量通常在2~8%之间，此时再结晶后的晶粒特别粗大，称此变形度为临界变形度。

大于此临界变形度后，随变形量的增加，再结晶后的晶粒逐渐细化。

在本实验中将研究工业纯铝经不同变形量拉伸后在550℃温度再结晶退火后其晶粒大小，从而验证变形量对再结晶晶粒大小的影响。

三、实验设备和材料1、实验设备箱式电阻炉、万能拉伸机、卡尺、低倍4X型金相显微镜、洛氏硬度计等2、实验材料(1)变形度为0%、30%、50%、70%的工业纯铁试样两套，其中一套用于塑性变形后的硬度测定，一套为已制备好的不同变形量下的金相标准试样，用于观察组织（2）工业纯铝试样，尺寸为160mm×20m m×0.5mm，（3）腐蚀液：40mlHNO3+30mlHCl+30mlH2O+5g纯Cu），硝酸溶液四、实验内容及步骤1、测定工业纯铁的硬度（HRB ）与变形度的关系，观察不同塑性变形量后工业纯铁的金相显微组织（1）将工业纯铁的试样在万能拉伸实验机上分别进行0%、30%、50%、70%的压缩变形。

金属疲劳破坏机理及断口分析PPT课件

片图
34 3800×
图33铁的舌状花样，箭头表示裂纹
扩展方向，复型4400×
.
复型铁
的舌状花样相配观察照
31
▪ 2 解理台阶及河流花样形成原因 ▪ （1）解理裂纹与螺型位错交截形成台阶。
图35解理裂纹与螺型位错交截而形成一个b高低的台阶
图36台阶形成过程的简化图
.
32
▪ （2）河流花样
.
13
图16 疲劳塑性辉纹形成过程示意图
▪ 图16（a）表示交变应力为零时，裂纹闭合。
▪ 图16（b）表示裂纹受拉时裂纹张开，裂纹尖端尖角处由于应力集中而沿45°方向产生滑移。
▪ 图16（c）表示当拉应力达到最大时，滑移区扩大，使裂纹尖端变成了近似半圆形。裂纹尖端由锐变钝，应力集中减小，最后滑移停止，裂纹停止扩展。----“塑性钝化”。
23
图26 15钢裂纹在夹杂物界面形成、扩展至断裂的全过程 2000×透射
受力方向
.
24
▪ 综上所述：韧窝的形成是由于塑性变形使夹杂物界面上首先形成裂纹，并不断扩大，最后夹杂物之间的基体金属产生“内缩颈”，当缩颈达到一定程度被撕裂或剪切断裂，使空洞连接，从而形成了所看到的韧窝断口形貌。如图27所示。
图（b）随着变形增大，位错会受到两方面力的作用。最终两个力达到平衡，使位错停止放出位错。
图（c）当外力足够大，或者是由于某些粒子周围存在应力集中时，有可能将位错推向基体与第二相粒子的界面， AB面分开形成空洞。
图（e）导致微孔扩大。图（f）位错
图25 裂纹在夹杂物边界上形成与长大的 . 沿不同方向滑移到粒子边界。
▪ 图5低碳钢经过不同循环次数后形成的滑移带。

7 金属组织性能变化规律

εD -------开始发生动态再结晶的临界变形 εr--------动态再结晶产生核心到全部完成再结晶所需变形量当εD < εr 发生稳态变形---同时发生几轮动态再结晶，每一轮处于再结晶的不同阶段；当εD > εr非稳态变形—第一轮再结晶结束，第二轮未开始，软化不起作用。 εD εr受变形条件的影响变形温度提高和应变速度降低使εD εr降低，但εr降低的幅度大，结果使εD > εr
不足：不足：
1、需要加热，不如冷加工简单易行需要加热， 2、组织与性能不如冷加工均匀和易于控制 3、不如冷加工制品尺寸精确、表面光洁不如冷加工制品尺寸精确、 4、薄或细的加工制品，由于温降快，尺寸精度差，不易采用热加工薄或细的加工制品，由于温降快，尺寸精度差，
7.3.1热加工的特点
区别：冷加工有明显的加工硬化效应，
7.3.3 热加工后的软化过程
静态回复：热变形后的金属，若变形程度不
超过临界变形程度时，将会发生静态回复．影响因素： • 变形温度---随温度的增加，回复速率减慢； • 变形程度—随变形前的变形量增加而增加； • 变形速度---应变速度越高，回复速度越快； • 合金元素---合金元素降低层错能，位错难以进行攀移、交滑移，阻止回复进行； • 析出物------可以稳定亚晶界，使回复滞后。
亚晶的两种形成方式：蜂窝状组织：由于多系滑移产生了位错的交割和缠结，蜂窝状组织。一方面蜂窝内位错被吸引到蜂窝壁上；另一方面蜂窝壁上的位错重新调整和排布，在晶粒内部形成许多亚晶。亚晶内部位错密度相当低，且亚晶间取向差也很小。多边化：弯曲的滑移面上，有许多同号刃位错，使晶体处于较高的应变能状态--多边化过程的驱动力。位错重新分布抵消，使金属的应变能降低，便把一个晶粒分成了位向差很小的亚晶粒。

经典金属疲劳裂纹扩展至断裂机理讲解（专业级）

经典金属疲劳裂纹扩展至断裂机理讲解（专业级）经典金属疲劳裂纹扩展至断裂机理讲解（专业级）通常，疲劳裂纹扩展可以分为三个阶段：第I阶段（裂纹萌生，shot cracks），第II阶段（裂纹扩展，long cracks），第III阶段（瞬时断裂，final fracture）Fig. 1— Stages I and II of fatigue crack propagation.第I阶段：一旦裂纹萌生以后，就会沿着最大剪切应力平面(约45o)扩展，如图1所示。

这一阶段被认为是第I阶段或者短裂纹萌生和扩展阶段。

裂纹一直扩展直到遇到障碍物，如晶界、夹杂物或珠光体区。

它无法容纳初始裂纹的扩展方向。

因此，晶粒细化是可以提升材料疲劳强度的利用了引入大量微观障碍物的原理。

晶界，在裂纹扩展的第I阶段需要克服晶粒的阻碍并越过晶界。

表面机械处理，例如喷丸和表面滚压也会引入一些微观的障碍物，因为它们使晶界被压扁了。

Fig. 2 — Fatigue striations in (a) interstitial free steel and (b)aluminum alloy AA2024-T42. Figure (c) shows the fatigue fracture surface of a cast aluminum alloy, where a fatigue crack was nucleated from a casting defect, presenting solidification dendrites on the surface; fatigue striations are indicated by the arrow, on the top right side.第II阶段：由于裂纹扩展，实际载荷的上升，应力强度因子K不断增加，在裂纹尖端附近的不同平面上开始发生滑移，于是就进入了第II阶段。

2 裂纹与断口分析

out
基本原则→用尽可能简单的仪器得到满意的结果!
16
断口形貌观察工具的特性比较
out
17
第二节裂纹分析
工艺裂纹
金属零件在各种加工过程中产生的裂纹(如:铸造裂纹、焊接裂纹、白点、热处理裂纹等), 往往是零件的断裂源。
金属零件在使用过程中产生的裂纹 ,如:应力腐蚀裂纹(包括氢脆裂纹) 、疲劳裂纹和蠕变裂纹。
单一滑移系启动
纯剪切断口
out常发生在滑移形变不受约束或约束较
小的情况。如:平板承受拉伸载荷，薄壁容器过载, 器壁承受双向拉伸载荷。
工程构件中常出现的两种
韧性断裂宏观形貌
36
韧性断口宏现形貌非杯-锥状
有外周缺口圆棒试样
厚板
放射区增加
薄板
out
37
脆性断裂的断口宏观形貌
大多数是穿晶解理型的，其断口的宏观形貌具有两个明显的特征: 小刻面由于各晶粒解理面与断裂面位向不相同，若把断口放在手中旋转时，将闪闪发光，像存在许多分镜面似的。人字条纹或山形条纹随着裂纹的发展，由断裂源点形成的人字纹“或山形纹”变粗( 图中箭头指示方向为裂纹扩展方向)。
贝纹花样法
在断口上若有疲劳的贝纹线，则根据疲劳条纹的弧线确定疲劳源。
源区
out
疲劳断口的贝纹线，从裂纹源呈放射状
28
c. 断口样品的清洗和保存
带灰尘或其他附着物的断口
out
29
清洁断口
带油污的断口
out
30
锈蚀较严重的断口
out
31
在腐蚀环境下断裂的断口
out
32
3.2 宏观断口分析
out

工业纯铁的室温组织

工业纯铁的室温组织
工业纯铁是一种常见的金属材料，具有广泛的应用领域。

在室温下，工业纯铁具有特定的组织结构，这对于其性能和用途至关重要。

工业纯铁的室温组织主要有两种形态：α-铁和γ-铁。

α-铁是一种稳定的晶体结构，具有高度的有序性。

它在室温下存在，是工业纯铁的主要组织形态。

γ-铁是一种亚稳态结构，通常在高温下出现。

在冷却过程中，γ-铁会逐渐转变为α-铁。

这种转变过程称为铁素体转变，对工业纯铁的性能和用途有重要影响。

工业纯铁的组织结构对其力学性能和导电性能有显著影响。

α-铁具有较高的硬度和强度，适用于制造需要高强度的零部件。

同时，α-铁也具有良好的导电性能，可以用于制造导电材料。

γ-铁虽然在室温下不稳定，但具有较低的硬度和强度，在加工过程中更容易塑性变形。

这使得工业纯铁具有良好的可加工性，适用于加工成各种形状的产品。

在一些特殊应用领域，工业纯铁的室温组织也会发生改变。

例如，在冷处理过程中，通过控制冷却速度和温度，可以得到一种称为马氏体的组织结构。

马氏体具有高硬度和强度，适用于制造需要极高强度的零部件。

此外，通过合金化处理，可以改变工业纯铁的组织结构，使其具有更多的性能和用途。

总之，工业纯铁的室温组织对其性能和用途至关重要。

α-铁和γ-铁是常见的组织形态，分别具有不同的力学性能和导电性能。

通过控制冷却过程和合金化处理，可以改变工业纯铁的组织结构，使其适应不同的应用需求。

工业纯铁在航空航天、机械制造、电子等领域有广泛的应用，并不断被改进和创新，以满足不断发展的科技需求。

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ｍｏｐｈｌｇｄｇｏｅｒｆａｒｇｎａｉｒｃａｋｉｍａｅｉｓｒｏｏｙａｅｍｔｙｏｏｉｉｌｍｃｏｒｃｎｔｒａ．ｎｎｌＫＥＹＯＲＤＳｉｔｒｌｆｔｇｅＷｎｅｎａａｉｕｍｉｒｃａｋ，ｍｏｐｈｏｏｉａｅｏｕｉｎ，ｓｈｅｉａｖｉ，ｄｆｕｉｎｃｏｒｃｒｌｇｃｌｖｌｔｏｐｒｃｌｏｄｉｓｏｍｅｈｉｍｃａｓｎ
观察．，
２实验结果与讨论
图１为工业纯铁试拌疲劳加载后产生的舟部般裂纹的ＳＭ观察结果，其中图１ —ｃ为沿棒状疲劳试拌的Ｅａ
纵剖面观察到的三种疲劳裂纹：晶内裂纹（ｈ）明品界裂纹（１）图ｂ和穿晶裂纹（１）三种裂纹的纵倒蕾均呈现图ｃ，
张海龙孙军
（西安交通大学金属材料强度国家重点实验室，西安７０４）１０９ ■ 羹采用单向对称拉压低周疲劳方法在轴对祢工业纯铁试样中入丁临界长度约３ｍ左右．Ｉ０厚度为０５．．—１５ｍ的
内部蠢裂纹．髓后在９０℃下分别进行１５和５ｈ的高温真空加热处理结果表明：随保温时间的延长．内部疲劳赣囊驶的飒制０．面二维形卷发生丁主要由表面扩散控制的形态演变，由韧始的扁椭圜型截面形态演化为由多十定向排刊的球形空嗣组成的球嗣率羹面形态在横剖面上可琨察到韧始裂纹悻分解为外围圆环＋环内球嗣”的形态演变圈象．对材料内部型．爰其对裂纹几何形态与尺寸的傲赖性进行丁讨论
第３８卷
第３期
仓属学歧
ＡＣＴＡＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＩＣＡＳＮＩ
Ｖｌ．８Ｎｏ３Ｄ３１．
３— ４２０Ｏ２年３月２９２４页
Ｍａ．２ＯＰ．－４ｒＯ２Ｐ２２４￣
工业纯铁内部疲劳微裂纹扩散愈合过程中的形态演变
Ｍａｎｍｃｌｅｅｖｄ２０１３２８ｎｒｖｓｄｆｒ２０１０８７ｔｘｐｔｒｃｉｅ０４－，ｉｅｉｅｏｍ０－－１
ＡＢＳＲＡＣＴＩｔｒｓｃｏｒｃｓｗｉｈｅｉｉａｎｔｆ３ｕａｄｔｉｎｓｆ．ｔ．ＴｎｅｎＩｍｉｒｃａｋｔｒｔｌｅｇｈｏ０，ｃｌｍｎｈｃｅｓｏ５ｏ１５蛐ｗｑｅｋ０￣ｒｉｔｏｎｒｄｕｃｄｉｏｔｅｒｎｄｓｅｉｅｓｏＵｅｉｏｌｂｏｃｃｅｆｔｇｉｈａｉｘｉＩｙｍｅｒｃｔｎｉｎ－ｅｎｔｈｏｕｐｃｍｎｆｐｒｒｌｙｌｗｙｌａｉｕｅｗｔａａｍｎｓｔｉｅ８ｏ
ＣｒｅｐｎｅｔＳｏｒｓｏｄｎ；ＵＮｕ．ｒｆｓｏ，Ｔｔｏ９￥６１３Ｅ－ｉｕｓｎＪｎｐｏｅｓｒｅ：ｆ２ｊ６７４．ｍａｌｎｕＯ执．ｄ．ｎ：ｉｅｕｅＳｐｏｔｙＮｔｎｌａｕａＳｉｎｅＦｕｄｔｎ０ｈｕｐｒｄｂａｉａｔｒｆｅｅｃｏｎａｉＣ讥口（９８１１ｎａｉｎｌｕｓａｄｎｅＯＮｏＮｏ５８９０ＪｄＮｔａＯｔｎｉａｏｔａＹｕｇＩＶＳｇｔｒＧａｔｆＣｉｓ（．９５０ＪｏｎｎｅｔａｏｒｎｈｎＮｏ９５１４ｉｏ５
Ｔｈｅｕｔｈｗｔａｗｏｄｍｅｓｎｏｇｔｄｎｌｅｔｎｏｔｒａａｉｕｃｏｒｃａｖｌｅｅｒｓｌｓｓｏｈｔｔ－ｉｎｉａｌｎｉｕｉａｃｉｆｎｅｎｆｔｅｍｉｒｃａｋｈｓｅｏｖｄｏｌｓｏｉｌｇ丘ｏｉｉｉＩｈｎｙｅｌｃｉａｎｔｒａｓｆｐｅｉａｏｄ．ＯｔｏｌｙｓｔｆｃｉｕｉｎｍｔａｉｌｌｌｃｌｅｉｏａｔｙｈｒｃｌｉｓＣｎｒｌｂｔａｅｄｔｏ．ＡｐｃｌｎｔｉｔｌｏｎｏｓｖｄｅｒｆｓｔｉａｙｍｏｐｏｏｙＷａｂｅｖｄｆｒａｒｋｎｃａｋｗｉｈａｃｎｅｈｒｃｌｏｄｓｒｏｎｅｙｏｔｒｏｇｎｔｒｈｌｇＳｏｓｒｅｏｅｒｃｔｅｔｒｓｅｉａｉｕｒｕｄｄｂｕｅｕｈｕ－ｏｂｐｖｄｓａｅａｉｅｌｎｈｅｐｎｉｕａｒｓ￣ｅｔｏｆｐｃｍｅ．ｐｙｉａｄｌｏｄｓｒｂｈｈｐｄｃｖｔｓａｏｉｇｔｅｐｒｅｄｃｌｒｃｏｓｃｉｎｏｓｅｉｎＡｈｓｌａｃｍｏｅｔｅｃｉｅｔｅｍｏｐｏｏｉａｖｌｔｏｒａｎｅｎｌｃｏｒｃｓｄｓｕｓｄ．ｓｗｌａｓｄｐｎｅｃｅｐｎｔｅｒｈｌｇｃｅｏｕｉｎｆｎｉｔａｒｃａｋｗａｉｓｅａｅｌｓｉｅｅｄｎｉｕｏｈｌｏｒｍｉｃｔｓ
国家杰出青年科学基金资助项目５９５０９２１４和国家自然科学基金
重点资助项目５８９０９８１１收到韧瞢日期：２０￣３２，０１－８收到修改祷日：２０－８１期０１０－７作者倚舟：张海她．男，１７９５年生．博士生
ｃｍｐｅｓｏａｉｓｏｒｓｉｎｌｄｎｇ．Ｔｈｎｔｐｅｉｅｓｗｅｅｈａｅｎｖｃｕｍｔ９０ ℃ ｆｒ１５ａ．ｅｐｃｉｅｙｏｅｈｅｓｃｍｎｒｅｔｄｉａｕａ０ｏ．ｎｄ５ｈｒｓｅｔｖｌ．
两端尖锐、形状近似为扁椭圆型的特点．圈ｌｄ寿滑横剖面观察到的裂纹形貌，其中心主体部分为不规则韵圆型．
由裂纹的纵、横剖面形态可知，疲劳裂缓的葛壤廖卷近似为圆币型．实验观察表明，不同应变辐下藏劳爰故临界长度（即圆币型裂纹的直径）均为３ｍ左右，与铁素体晶ｏ粒尺寸大致相当．裂纹几何形态是影响裂纹形卷演变的重要因素，检测统计发现疲劳裂纹的厚度分布不均匀，图如２ａ所示，裂纹厚度主要集中在０５１ｍ的范圈内．．． — ５图２ｂ为圆币型裂纹径厚比（最大横剖面直径与厚度的比
关■ 调内部疲劳赦裂纹．形态演变，球嗣，扩散机制
中圈法分类号Ｔ１．Ｇ１１８
文献标识码
Ａ
文章编号０１－９１２０）３０３－６４２１６（２０— ２９００
ＭｏＲＰＨｏＬｏＧＩＣＡＬＥＶｏＬＵＴＩＮＦＮＴＥＲＮＡＬｏｏＩｎＧＵＥＩＴＩＭＣＲｏＣＲＡＣＫＳＩ —ＩＮＲｏＮＤＵｍＮＧＩＤＦＦＵＳ Ⅳ ＥＥＡＬＩＧＨＮ
材料内部裂纹愈合的概念是基于多孔陶瓷材料烧结
在不涉及晶界的非金属材料内部有限长柱状缺陷睦体措其轴向分离成若干球形空洞．对于三维盘片状裂纹形态变化的研究相对较步．虽然有的研究咧涉及到三维盘片状裂纹的形态演变．但也避开了裂纹面分解为圆筒的第一阶段而直接研究圆筒随后分解为球稠的形态变化．Ｎｃｏｉｈｌｓ等ｌ根据住状晶粒失稳过程的动力学，６ｊ曾推凋盘状晶粒的失稳过程是晶粒周边收缩形成环状分离，然后类似于柱状晶粒，环型外缘沿周向分离成若干段．由于裂腔形状的演变和相应形状晶粒演变对物质迁移的动力学原理相类似，因此．上述模型有可能适用于盘状裂纹．而，无论是盘状然晶粒还是盘状裂纹的演变其真实物理图象至今仍未有清
金
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学
报
３卷８
目前，金属材料内部几何缺陷的扩散性愈合研究，尚仅限于对于由中温疲劳或循环蠕变所产生的内部空洞进行退火清除处理等方面然而由于其较高的加载实验
温度环境，空洞内部已有外部环境气体扩散进入，所形成的洞内气体分压抑制了空洞体积的收缩．并进而导致其实验结果的不确定性．外，双金属高温真空扩散焊接或类此似的过程中，其界面穿透壁厚的非内部二维间隙在金属表面和界面扩散作用下的非分解性形态的改变和体积收缩现象－，１对于金属材料内部晶界裂纹的愈合机理研究也具有一定的借鉴意义然而，对于由于加载条件下，金属材料内部产生的真实徽裂纹扩散性愈台机理方面的研究尚未见有价值的进展报道．由于此类金属材料的内部徽裂纹无论其初始几何形态，特别是其所在的位置（如在晶内、界或穿晶）还是其尺寸和内部的真空状态等均与其晶．它形式所预制的宏观裂纹有着本质的区别因此，金属材料内部徽裂纹扩散性愈台在几何形态演变形式散机理扩及热动力学属性等方面也是有其特殊性的．
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