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合成铸铁熔炼及增碳工艺研究,合成,铸铁,熔炼,工艺,研究,钻研
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中期报告题目：合成铸铁熔炼工艺及增碳技术的研究 1.设计（论文）进展状况 1.1 实验原料本实验原料详见表 1.1.1。表 1.1.1 实验原料序号 名称 C Si Mn Mo V Sn Cu1 生铁 4.13 0.89 0.152 废钢 0.45 0.30 0.53 补硅 754 孕育剂 755 增碳剂 1006 Mn-Fe 0.87 Mo-Fe 558 V-Fe 609 Sn 10010 Cu 1001.2 配料计算合成灰铸铁的配料详见表 .4。表 1.2.1 生铁为 75%的合成灰铸铁的配料表序 号 配 比 配 料1生铁 75%废钢 25%孕育剂 0.4%补硅 0.75%增碳剂 0.175%Mn-Fe 0.714%Mo-Fe 0.545%V-Fe 0.13%Sn 0.095%Cu 0.05%6.477Kg2.159Kg33.60g21.59g15.11g61.67g47.07g11.23g8.20g4.3g表 1.2.2 生铁为 60%的合成灰铸铁配料表序 号 配 比 配 料2生铁 60%废钢 40%孕育剂 0.4%补硅 0.360%增碳剂 0.897%Mn-Fe 0.418%Mo-Fe 0.545%V-Fe 0.13%Sn 0.095%Cu 0.05%5.365Kg3.577Kg34.83g32.19g80.25g37.38g48.73g11.62g8.49g4.47g表 1.2.3 生铁为 50%的合成灰铸铁配料表序 号 配 比 配 料3生铁 50%废钢 50%孕育剂 0.4%补硅 0.433%增碳剂 1.39%Mn-Fe 0.389%Mo-Fe 0.545%V-Fe 0.13%Sn 0.095%Cu 0.05%4.408Kg4.408Kg34.32g38.13g132.8g48.21g48.33g13.24g8.20g3.2g表 1.2.4 生铁为 40%的合成灰铸铁配料表序 号 配 比 配 料4生铁 40%废钢 60%孕育剂 0.4%补硅 0.507%增碳剂 1.87%Mn-Fe 0.32%Mo-Fe 0.545%V-Fe 0.13%Sn 0.095%Cu 0.05%3.477Kg5.216Kg33.83g44.07g162.56g27.53g47.38g11.30g8.28g4.35g2.存在问题及解决措施（1）由于理论的数据与实际存在差距，且在浇铸过程中有原料的溅出，是的浇铸棒件的长度小于 400mm。解决措施：减少一根圆棒试样，确保长度要400mm，并留有加工余量。（2）因为加热感应炉的温度和浇注温度是人为控制，且在浇铸过程中，浇铸的方式、浇注的速度等因素都对铸件质量有影响，所以应该找经验多的老师控制感应炉和浇注温度，在浇铸过程中，速度要快，尽量减少温差。（3）孕育剂、增碳剂颗粒大小的问题，在砸孕育剂和增碳剂的时候，要确保它们的颗粒大小适当，一般在 38mm 之间，目的是为了在浇注的高温条件下反应不致过快和防止粉末漂浮在铁水上表面而不参与反应。3.后期工作安排（1）继续完成未完成的合金种类的配料和浇铸工作，并加工成试样。（2）把加工完后的试样进行金相组织测试，观察组织形貌特征，并进行力学性能测试。（3）分析实验数据，并和高强度灰铸铁、合成蠕墨铸铁等其它铸铁进行比较。指导教师意见（对课题的深度、广度及工作量的意见）指导教师： 年 月 日 所在系审查意见：系主管领导： 年 月 日蠕墨铸铁热机械性能的测量与表征S. Ghodrat a,b, A.C. Riemslag b, M. Janssen b, J. Sietsma b, L.A.I. Kestens b,ca 材料创新研究所 ,代尔夫特,荷兰b 材料科学与工程学院 ,代尔夫特理工大学，荷兰c 材料科学与工程学院，比利时根特大学摘要在柴油机气缸盖用蠕墨铸铁中, 由于热机械应力疲劳，加热和冷却循环可能导致局部开裂。根据Paris方程对于光滑试样和切口试样，测试结果同数值计算均表明，蠕墨铸铁中热机械应力疲劳取决于裂纹扩展。对于一个典型的K值,使用一个新的裂纹长度测量程序,裂纹扩展速率与理论计算值都可以结合得很好。最后,据发现蠕墨铸铁中热机械应力疲劳裂纹的增长受散装材料循环塑性的积累的影响不是很明显。关键词:热机械疲劳 蠕墨铸铁 切口试样 Paris裂纹增长方程1 引言在复杂的铸铁部件,如缸体和缸盖,由于热梯度和热失配发展引发的应力在加热和冷却循环时可导致局部裂，这种现象称为热机械疲(TMF)。在内燃机中，热机械疲劳现象与开始-工作-停止循环相关 1 - 7。特别是气缸盖中的鼻梁区,该区位于进口和出口之间,严重受到异相的(OP)加载,即最大应变发生在最低温度 1 - 8。珠光体蠕墨铸铁(CGI)提供了一个合适的热性能和机械性能的组合来满足发动机零件的性能。在蠕墨铸铁中,感兴趣的相是基体(即珠光体)和石墨粒子,见图1。图1 一个加载的具有0.2mm深的切口的热机械疲劳试样的截面，（a）切口根部邻近部位的石墨粒子，以及裂纹从石墨粒子处传出，（b）为了分析石墨粒子，通过图像分析软件获得的一张典型的微观照片灰铸铁的疲劳很大程度上是受相对大的石墨粒子的体积分数所影响的。在拉伸加载时，这些粒子可以被认为是内部缺陷或切口。因此,疲劳裂纹的萌生的可能由于石墨的存在而加速。例如,在球墨铸铁的高周疲劳中,疲劳寿命和石墨尺寸的明确的关系是成立的 9,10,16。在第一次热机械疲劳不对称的拉压行为。周期时，灰铸铁中的裂缝可能已经开始于石墨粒子。如前所述, Seifert 11,12, 由于石墨粒子从基体中部分脱层，铸铁中的石墨粒子在张力方面通过减小刚度削弱了材料。然而,在压缩界面微裂隙导致更高的刚度。这导致了铸铁的一个通常,热机械疲劳行为是通过对光滑的试棒循环加载直至断裂来研究的。断裂时的循环周期结果的数字构成一个可以用来预测实际断裂单一的参数。裂纹萌生阶段和裂纹增长阶段几乎组成整个阶段，但不幸的是标准测试方法不能够区分出裂纹萌生和裂纹扩展。本次研究的目的之一是辨别在热机械疲劳时蠕墨铸铁材料的裂纹萌生和裂纹扩展是如何体现的,并可能量化它们对于热机械疲劳寿命各自的贡献。因此进行了热机械疲劳测试并比较了测量寿命与计算寿命。在热机械疲劳性能研究中的另一个问题是评估材料受热机械疲劳循环影响时的性能，热机械疲劳循环用等温低循环疲劳测试 5,7。然而,这样一个比较往往是无意义的,因为应变率和频率在一个给定的温度在一个热机的循环通常不同于一个在等温循环。在大多数情况下等温疲劳测试不能够代表所有热机械疲劳在变量条件下伤害发生的机制。现已有很多种方法来进行热机械疲劳寿命的预测,文献 8已对此总结了许多。该文献中有三个模型的主要类型的可以被区分为:现象学模型,累积损伤模型和裂纹增长模型。因为在蠕墨铸铁材料中热机械疲劳裂缝很可能快速萌生,因此认为采用第三种方法是适当的,即使用裂纹扩展模型来评估为热机械疲劳寿命，该方法被雷米 13被采用过。他们成功地计算出了含有缺陷的粉末冶金(PM)材料的高周疲劳寿命 (HCF),该模型中假设一个缺陷是一个裂缝。为了计算高周疲劳寿命,雷米采用了Paris疲劳裂纹增长方程,它把裂纹扩展速率(da / dn)描述为以具有一个代表尺寸的粒子作为初始裂纹尺寸的应力强度范围(K)的函数。目前关于蠕墨铸铁热机械疲劳的研究中,Paris模型也在被使用,在此石墨粒子被视为缺陷,同时观察简化假设的线性弹性断裂力学(LEFMs)，忽略了大自然的微观应力/应变在裂纹尖端的异构性问题。把石墨粒子作为缺陷(和初始裂纹)和Paris有效性裂纹增长模型进一步通过测试(建模)计算了一个具有锋利的环形切口的试样的热机械疲劳寿命。切口的引入加速了裂纹萌生,使局部应力水平 (即应力梯度)增加，从而影响疲劳寿命。然而,应该强调的是在蠕墨铸铁中,切口不被当作应力集中 (即应力寿命方法)，而被认为是裂纹长度的扩展(即断裂力学方法)。该假设的背景是切口尖端的石墨粒子主要作为一个裂缝引起切口行为导致一个相对快速裂纹萌生。因此,使用Paris模型进行数值计算时，由于长的裂纹长度对应高的K值，切口长度的影响被考虑进去。还有一些更多从文学是公认的超越已知的假设LEFM的关于热机械疲劳寿命预测的复杂的模型 16的方法, 在此研究中不被采用。Paris方程与热机械疲劳时裂纹的增长过程相关。与高循环疲劳相比,热机械疲劳裂缝通过变化的疲劳条带发展,该疲劳条带与疏松材料的循环塑性的积累和长时间暴露于高温相关。我们感兴趣的是这些变化的属性影响热机械疲劳裂纹生长机理的程度有多大。这在蠕墨铸铁材料热机械疲劳测试中已经评估过。为了确认Paris模型,使用一个新的裂纹尺寸测量技术直接测量裂纹长度被用在热机械疲劳的测试中。2 实验过程2.1 材料和试样该研究分析的材料是珠光体基体蠕墨铸铁。名义化学成分和材料的力学性能如表1和表2。从表中可以观察到的力学性能取决于温度,即在温度增加到420时屈服强度和抗拉强度分别降低了24%和14%,而伸长量增加17%和杨氏模量下降20%。表1 蠕墨铸铁中的名义化学成分（wt%）表2 蠕铁在RT和420时的机械性能加工光滑的柱状的长度220.25毫米,直径为60.025毫米固体狗骨形光滑试样。试样被减少的部分是一个车削加工过程, 为防止地表附近内应力的引入，最后两个步骤去除只有0.05毫米的厚度。这导致平均粗糙度值约为0.6um。尽管不是详细报道,最初也有一些试样随后抛光平均粗糙度值0.1um。车削加工试样与抛光试样在重复进行热机械疲劳测试时的寿命相比相类似。由此得出石墨粒子影响表面粗糙度。2.2 实验设备实验所采用的是能够独立控制温度和应变于试样上的设置如图2。该设备中是用一个计算机控制的25 kN MTS伺服液压疲劳试验机控制机械负荷。加热时通过高频感应发电机进行的,而冷却是通过从三个方向吹压缩空气与水冷试样夹具热传导相结合同时进行的。图2 热机械疲劳装置展示出了供加热的感应线圈和提供冷却试样的空气鼓入系统，测量及控制温度的热电偶温度是通过压到试样表面的三个K型热电偶进行测量和控制的。热电偶的接触压力是通过一个弹簧配置控制的。曾发现这样能与样品表面接触良好和温度测量精确。光滑试样的中间放置了一个热电偶，如果是切口试样,热电偶被放置于距切口上方约为0.5 -1.0毫米的位置。中心热电偶是用来控制温度的。其他两个热电偶分别被放置在高于试样中间部位5mm和低于试样中间部位5mm的位置。这是在试样上专门做监控温度梯度的。一般来说,上部和下部热电偶的读数约有410 ,此刻,此时受控温度即为420 。需求范围内所观察到的温度梯度已在文献 17中列举出来。轴向应变是通过一个12毫米长的具有风冷、耐高温的陶瓷棒伸长计测量的。2.3 测试步骤2.3.1 热机械疲劳实验热机械疲劳实验是在完全约束的条件下进行的,这意味着通过伸长计测量的总应变是不变的。通过在50-420之间进行完成温度循环,完成异相的(OP)热机械疲劳加载。最高温度和最低温度保持30s是为了使整个试样的温度水平稳定。加热速率和冷却速率分别为9和6每秒。这种热机械疲劳测试过程被称为“标准热机械疲劳测试方法” ，一个记录应力、应变和温度的例子在图3中列出。在热机械疲劳测试的开始时,载荷一直保持为零，而试样温度被增加到50(即自由膨胀)并且以这个条件作为热机械循环开始的参考起始点。在第一个热机械疲劳周期的开始，测试的控制方式是从载荷控制转换为应变控制,保持应变信号的初始水平,正如第一个热机械疲劳周期开始那样(即一个50时的未加载荷的试样)。第一个热机械疲劳周期不同于后续热机械疲劳周期就是由于加热是从一个未加载荷的试样开始的,这样导致第一次热机械疲劳周期有一个相对较高的机械应变水平。这种情况也存在于第一次开始时的热机的气缸盖材料中。因此,热机械疲劳实验对于柴油发动机的实际使用来被认为是具有代表性的。图3 初识时和前两个周期的热机械疲劳测试信号2.3.2 切口试件除了测试光滑的试样,具有相同几何形状的带有圆周切口试样的热机械疲劳也在进行。试样所采用的圆周切口深度为0.1,0.2,0.35，0.5以及0.65mm，标准尺寸长度中心的齿顶圆角半径为0.04mm。每个切口深度都进行两种测试,但对切口深度为0.1和0.2mm的试样进行额外的测试。切口试样会受到如上所说的相同的热机械疲劳测试步骤(标准热机械疲劳测试步骤，见图3)。2.3.3 裂纹增长量测量为了验证了Paris公式，裂纹长度值的显微观察在热机械疲劳测试过程中被精心测试。为了测量裂纹增长,两个切口试样被加载于在一个具有确定数值的热机械疲劳周期中,通过Paris模型预测会产生一个特定的裂纹扩展。加工具有一个中央环形切口和两个额外的高于中央切口4mm和低于中央切口4mm的试样。额外的切口是为了获得一个大量的裂纹扩展数值以便于更好的进行统计分析。切口之间的轴向距离4mm被认为足够大来热机械疲劳裂缝扩展。为了能够测量两个截然不同的裂纹扩展速率，一个试样具有0.2mm深的切口，另一个试样具有0.25mm深的切口。假设裂纹瞬间从切口尖端开始,即切口深度被认为是初始裂纹长度(参见3.2节)。在一个不同数量的热机械疲劳周期(约100周期)后,计量计区域会被从每个试样上切出来,产生一个轴向长度约16毫米圆柱形试样(6毫米)。这个计量计长度样品被嵌入在一个具有方向的聚合物柱中，如图4所示。首先，试样被磨掉5mm,接下来进行抛光。使用放大500倍的光学显微镜观测到裂纹的扩展来自于6个切口尖端。需要说的是，从抛光面测量裂纹扩展的数值必须经过修正来得到其在径向方向值,这个详细过程在图4和附录A给出 .这个校正取决于抛光面和试样中心的距离。在测量所有切口尖端的裂纹扩展值h后，通过进一步的打磨和抛光得到下一个剖面和一个新值h,测量过程是重复的。对于两种磨样本根据切片的大小分别得到5个和9个剖面,这样产生30个和54个分别对应于3个切口的裂纹扩展数值。在某些情况下的裂纹扩展值测量不清楚,因此54个裂纹扩展测量值只考虑48个。图4 测量切口尖端裂纹扩展的装置，附录A是为计算裂纹轴向扩展值的方程提供的2.3.4 预循环测试另一种研究热机械疲劳机制的方法产生于一个定义为400次循环的热机械疲劳光滑试样，一旦超过400次，测试将被中断。这个过程被定义为预循环，其目的是为疏松材料提供一定数量的循环损伤。预循环后,试样被从热机械疲劳测试装备上取走，并加上一个具有0.2毫米深的环形切口。这个切口(和预循环)试样再次被放置在热机械疲劳机上并重新开始热机械疲劳测试,一直持续到试样断裂(N10判据,见3.2节)。为了评估疏松材料在热机械疲劳的寿命中循环损伤的作用，把预循环试验的结果比作标准热机械疲劳试验的结果。3 结果与讨论3.1 应力和应变在热机械疲劳中的发展在热机械疲劳测试中，应力和机械应变(是总应变-热应变)典型的发展可以通过考虑一个光滑试样承受持续30s,在循环1689个周期后最终断裂来证明。图5显示了热机械疲劳测试前两个周期。曲线上不同的点用字母A-H表示。表明曲线上的机械应变是通过定义热机械疲劳过程在平均温度一个零热应变来计算的,即在235 C。图5 光滑试样热机械循环前两个周期的机械应力应变磁滞回线测试是完全约束在50(A)的条件下开始的。最终加热至50施加压应力和在-200 MPa(B)时塑性变形开始。进一步加热到420 C,试样出现小硬化塑性,最终到达C点时甚至有一点软化。420时，保持时间30s（ C-C ）后,应力从初始应力水平的-325 Mpa释放为-288 MPa。通过随后的冷却,在张力范围内首先进行弹性卸载然后进行弹性加载直到在225时可塑性大约100 MPa(E)拉应力水平。进一步冷却到50,材料显示出了从100 MPa到255 MPa(F)的明显的硬化。在50保持时间30s,应力释放只有5 MPa。通过再次升温,首先拉伸压力弹性释放至零(205 C,点G),进一步加热积聚压应力。低于100 Mpa的应力水平时,塑性变形开始(H)。再进一步加热到420,应变硬化值增加至-310 MPa。表明对于完全约束条件下,把固定温度范围(50 - 420)与蠕墨铸铁的热膨胀系数相结合导致固定的0.6%的机械应变范围。可以从图6看到,拉伸平均应力随周期的增长变化。这是完全约束条件下试样所受热机械疲劳的异相性的典型。正平均应力变化导致材料在受压区(高温) 与在拉伸区域(低温)相比显示出低屈服强度。图6 光滑试样热疲劳寿命的机械应力应变曲线与此同时,在420时应力释放值逐渐降低,并且磁滞回线之间的宽度变得更窄,表明循环塑性减少。这种减少在塑性应力应变循环中出现的更明显，见图7。塑性应变是机械应变减去弹性应变。反过来,弹性应变是用应力除以杨氏模量得到的。图7 光滑试样热疲劳寿命的塑性应力应变曲线对于每个周期的拉伸和压缩的杨氏模量，是通过分别从+ 100 Mpa卸载为0Mpa，和从-100Mpa增加至0Mpa的机械应力应变数据的线性回归来计算的。应该注意的是这个过程不可避免地导致杨氏模在不同温度略有不同,但温度的影响结果很小。因为完全约束条件是在最小温度下应用的,蠕墨铸铁在第一个热机械疲劳周期产生一个压塑性。在第二周期(第一个完整周期)循环塑性应变范围，得到的0.1%p。在1000周期时,磁滞回线之间的宽度,即p降低到0.04%。循环塑料减少是与周期数增加，屈服强度增加相关的。强度增加表示循环应变硬化发生,因为总应变保持为零和循环机械应变范围被固定到0.6%。它确保了塑性应变范围随着屈服应力增加而降低,暗示一种应变硬化机制，见图7。3.2 切口深度对热机械疲劳寿命的影响和数值估计一系列的关于光滑试样和切口试样的热机械疲劳测试的结果在表3中列出。在这个表中，热机械疲劳寿命被定义为在测试时力相对于最大拉力降低了10的周期数。使用这一标准的原因在文献 18中描述。从表中可以得出,寿命随着切口深度的增加而减少。同时，切口深度为0.2的试样的散射与切口深度为0.1的试样的散射相比似乎少。表3 光滑试样和切口试样在最高温度和最低温度持续30s时热机械疲劳的试验值和计算值，所有的力是名义载荷，即基于直径为6mm的截面的名义循环切口构成应力集中,这本身促进裂纹萌生。此外,石墨粒子位于切口根部,也够成立应力集中,就像光滑试样那样。据发现,无论是在宏观上光滑的试样还是切口试样, 石墨粒子所在的位置都易发生裂纹萌生,见图1。换句话说, 切口试样和光滑的试样的萌生机制可以被看作是类似的性质,即都取决于石墨粒子。切口试样的另一个方面是它导致试样热机械疲劳周期减少。这是因为切口与靠近切口的石墨粒子相结合与只有石墨粒子的光滑表面相比构成一个长初始裂纹长度。相应的较高的初始裂纹扩展速率,由于减少了通常耗时的测试步骤的时间是优势。在测试期间随着试样切口深度增加，最大应力减少。图8显示了典型的最大值、最小值和平均应力水平和后续热机械疲劳周期(平滑和切口试样)的应力范围的变化。使用对数作为水平轴可以清晰地体现出力和寿命的关系。最初,在所有测试的光滑试样和切口试件中,显示出随着负载周期数量增加，最大应力和平均应力增加。一方面,观察结果可能与发生在高温下的应力松弛和压力减少相关,随后在低温引起拉应力的增加。另一方面，循环硬化也可能对观察结果有一定的影响。这可以从随着循环周期增加而塑性应变减少的磁滞应力-应变曲线推断出见图6和图7。然而,在一个不同的数量的周期,最大应力达到峰值，并且在测试的最后阶段突然下降。最大值最后下降与宏观断口的形成，试样刚度降低相关。完全约束条件下，低的刚度导致最大应力降低。大切口试样的峰值相对较低（见图3）。与光滑试样相比切口就像一个宏观热机械疲劳裂纹使试样的刚度降低。例如,从图8可以看到，0.65毫米的切口试样在第一个热机械疲劳周期的最大应力水平明显低于光滑试样在第一个热机械疲劳周期的最大应力水平。此外,对于0.65毫米的切口试样来说，宏观裂纹是在一个相对小数量的周期时产生的,这限制了疏松材料循环硬化积累的数量,同时也限制了最大应力峰值水平的发展。因此,对于大切口而言，最大应力降低有两个原因,(一)裂纹张开位移而降低刚度,即弹性性质, (二)循环硬化,即塑性性质。对于小切口试样(0.1-0.2毫米)，刚度受切口尺寸的影响不大。在初始的热机械疲劳周期最大应力水平与光滑试样相比是相近的，见图8。然而,对于小切口，最大应力发展仍然与热机械疲劳断裂时的周期以及少量的循环硬化(和光滑试样相比)相关。图8 以塑性热机械疲劳周期为方程的光滑试样和切口试样的最大应力，最小应力，平均应力的应力值总而言之,切口试样的寿命受两方面影响：初始裂纹长度越长，寿命越短，最大应力水平越低，寿命越长。因此从光滑试样和包含不同切口尺寸的试样得到的热机械疲劳结果不能直接比较。然而,下面将讨论如何通过引入一个数值寿命估算使这些结果可以彼此参照。因此,通过引入Paris裂纹增长方程 19，假定应力强度K与热机械疲劳相关：(1) mKCdNa公式中C和m是取决于材料的常数，a是裂纹长度，N是加载时的循环数。尽管在热机械疲劳中发生了很大的塑性,这种方法由于被其他引用热机械疲劳裂纹增长速率作为K函数,产生了双对数直线 20的研究人员证实过仍是适用的。Paris模型也被成功应用在那些未断裂的疲劳条带并不是纯粹的弹性变形的疲劳情况。例如,在粘弹性聚合物的疲劳中，疲劳条带将在疲劳应力水平下发生蠕变。然而,对于大多数聚合物,Paris模型被用来成功地描述疲劳裂纹扩展行为 21,22。此外,应该提到用K描述疲劳裂纹的生长机制是循环塑性,不是疏松材料,而仅仅是裂纹尖端。在热机械疲劳中疲劳条带的循环塑性(除了第一个半周期)大约只有0.15%,而裂纹尖端的循环塑性可能远高于此。因此假设即使是在热机械循环时，裂纹的增长也主要取决于循环裂纹尖端的塑性。在3.4节表明，塑性的积累对热机械疲劳裂纹增长速率（即热机械疲劳寿命）影响不大。计算时，假设裂纹从缺口出迅速萌生,即把圆周切口的深度作为初始裂纹长度。假设Paris参数C和m是特定值,周期数是裂纹在试样整个圆周扩展0.01mm时的数值。这个过程在接下来的0.01毫米重复, 按照增加的裂纹长度在每一步调整K。对每一步求和，得到断裂时的周期数。为了计算K,文献 23中所提到的方法是用来求带有环形缺口的柱状试样的：(2) 3223 08.98.032.1.1 rarraraf式子中r是柱状试样的半径。在压应力下的裂纹断裂时，应力强度是通过简单地假设K=K max来调整的。此外,在图6和图8中也可以看到,实验进行时最大应力发生改变。然而,在估计寿命时采用单应力。因此，在每个试样的测试中均采用最大应力。典型的是，光滑试样的最大应力约366 MPa,然而随着切口尺寸的增大最大应力降低。例如,对于最深的缺口(0.65毫米)，最大应力只有265 MPa。通过选择合适的Paris参数C和m，计算寿命的值会被修正为实验寿命的值。使用单一的切口深度,参数C和m的无限次组合可以计算出寿命。因此,两个参数的正确结合是通过不同缺口试样的所有测试结果获得的。据发现，相关性最好的值为C = 9.510 -12和m = 5,da / dN的单位为m /周期, K在为MPam和C为MP-5 m(-3/2)。在以后的计算中均采用这些值。以切口深度为函数的测量值和计算值显示在图9中。这显然似乎可以通过采用Paris裂纹增长方程来描述不同切口试样断裂时的周期。图9也包含了两条额外的曲线,分别显示出最大应力为366 MPa和263 Mpa时以切口深度为函数的计算寿命。试验中的应力分别是光滑试样和0.65毫米的切口试样的应力。该曲线说明了对于一个固定的最大应力疲劳寿命是如何变化的。持续时间为30s的光滑试样的五次热机械疲劳试验的平均寿命是1443周期。从366 Mp对应的应力寿命曲线上,见图9，可以读到接近45um的机加工缺口也可以得到这个寿命。因此,45um可以被看作是蠕墨铸铁的内部缺口，一个典型的石墨颗粒尺寸值。图9 用光滑试样和不同切口深度试样进行测试所得到的测量值和计算值的结果。这两条线分别代表0.1mm和0.65mm深度的切口试样的寿命3.2.1 热机械疲劳中以切口深度为函数的散射对于深度为0.35,0.5和0.65毫米的切口来说,每个切口深度只有两次测试，并且重复测试的散射的数据评估是不真实的。然而,由于所有切口深度的重复测试持续显示出散射很小，并且平均N 10值显示出与切口深度的相关性,切口测试的重现性相对较高。0.1毫米切口的散射值明显增大,这也是执行两个附加测试的原因。散射增加的原因可能是由于0.1mm的切口与平均石墨粒子尺寸相比大小差的不多。需要提到的是，在我们的研究过程中偶然发现用0.2mm的切口试样进行热机械疲劳测试是有用的。这些额外的测试结果也包括在表3中。为了突出所观察到的散射,必须考虑切口根部石墨颗粒的作用。由于石墨粒子的存在或石墨粒子接近切口根部,局部延长了切口的深度，有效的切口的大小将偏离于实际尺寸。这将发生在由空洞和石墨粒子的分布控制着的环形切口的几个不同的地方。因此,切口处的裂缝是以不同的速率生长的,从而影响热机械疲劳寿命。一个典型的大小为47um的石墨颗粒被建立用来测量2126个石墨颗粒大小；用于分析的典型的显微照片见图1。在这个分析中，石墨粒子大小分布的偏差认为是25um。 测试中的散射结果可以通过使用ParisParis裂纹增长方程以及比较拥有一个切口的试样寿命和与标准偏差大小的颗粒延长的切口来量化。 0.1毫米和0.125毫米的切口的寿命分别是以389和262个周期来计算的,代表寿命的33%。同样的, 0.65毫米和0.675毫米的切口的寿命分别是是27.5和24.3个周期,分别下降12%。相比之下, 0.1毫米和0.65毫米切口的实验结果的标准偏差等级分别为40%和7%。测试次数少就不能得到一个固定的统计值是被公认的,但计算散射和实验散射之间相同之处是惊人的。值得注意的是,计算散射也可以各自的寿命曲线的斜率中读出，如图9.估计测试中的光滑试样的散射也是很有趣的。比较0.045毫米和0.070毫米切口得到计算寿命从1278个周期减少到580周期。53%的减少量与测试结果的标准偏差37%有同样的规律。综上所述，从图9中显示的结果可以得出结论：蠕墨铸铁的热机械疲劳寿命的主要部分是受裂纹扩展所控制的。裂纹的增长可以用Paris裂纹增长方程来描述。因此,用来评估铸铁热疲劳性能的切口试样的使用是一种很有前途的技术。这样可以得到更少的测试时间,较低的散射。例如在我们先前的工作 18,在总测试时间控制在合理的时间内时，通过切口试样每个周期保持一个较长的时间是可行的。3.3 裂纹增长量的测量正如之前的部分所描述的，数值裂纹增长模型(Paris)中, ,是建立在切口试样的实验热机械疲劳寿命和计算热机械疲劳寿命相比较的结果上的。通过测量裂纹长度和计算裂纹增长率直接验证Paris裂纹扩展模型被认为是有用的。对光滑试样和切口试样来说一个大约占总寿命80%，扩展0.2毫米的裂纹均可建立Paris模型。因此,在裂纹扩展达到热机械疲劳寿命时，裂纹增长率出现。最初,它的目的是测量裂纹的增长速率，这个速率光滑试样热机械疲劳裂纹增长速率有很大的规律性。一个光滑试样大约循环800个周期，期望从计量长度区域表面的石墨粒子处发生裂纹扩展的截面被加工出来用于评估裂纹扩展。事实上,源自石墨粒子的裂纹可以观察到,但是石墨粒子存在和大小和出裂缝之间没有一个清晰的关系。据认为石墨粒子的可见的大小可能不代表其最大尺寸,因为只有一个任意通过粒子的截面是可用的。因此,用平滑试样测量裂纹增长率是被认为不现实的。用切口试样替代光滑试样，迫使从切口尖端裂缝发起。相对小的切口深度被用来保持在低裂纹增长率,而与光滑试样相比裂纹增长率分散预计将减少。为了获得两个截然不同的裂纹增长率，选取0.2毫米和0.25毫米的切口。使用Paris模型，计算了从裂纹尖端开始约1mm长的裂纹的周期数。计算周期数时，试样是在通常的热机械疲劳条件下的，其后试验停止,横截面产生。表4总结了试验条件和两个试样的平均测量裂纹扩展值，同时也列出了使用割线法 24计算的裂纹增长速度。与通过Paris模型预测的值相比，裂纹增长率减少40%和少30%。裂纹增长速率精度的影响在文献 24 第11节中讨论。它提到,对于在实验室使用高度均匀材料的进行的疲劳测试,测量的da/dN值的可变性平均为27%。 当处理小裂缝时，文献 24的附录X3也解决了测量da/dN这个额外的困难。考虑到这些问题，da/dN的测量值与采用Paris的模型的计算值是相吻合的,即两个用于验证的测试。表4 通过使用Paris裂纹增长模型计算和测量出的裂纹扩展率和裂纹增长率3.3.1 裂纹尺寸测量技术精密使用为了限制从开始到裂纹扩展时K值的变化，裂纹扩展是越小越好(即100um)。利用割线法 24 计算裂纹增长率不是很平滑。应该注意到,使用高倍光学显微镜,每个单独的裂纹长度可以测量到精度在0.1 um以内。测量裂纹扩展值显示出了比较大的45um的标准偏差。这个大的偏差与测量精度无关,但代表在不同材料不同位置裂缝大小的实际变化。原始尺寸变化的原因在3.2节中讨论过。显然,在一个具有圆周切口的试样上制造一个截面, 只能产生出两个裂纹扩展值,这并不会产生一个可靠的价值为da /dN。使用多个横截面和每个试样三个切口,将产生30和48裂纹扩展值。假设测量值是随机变化的,则计算的平均裂纹扩展值与所测裂纹的根数就有精确的反比例关系,估计只有10um。3.4 裂纹增长循环塑性的影响一次测试结果，见图9，涵盖热机械疲劳寿命很大一部分,从N 10 = 30 1400周期直到断裂。很明显,疏松材料积累的循环塑性的数量显然也在这些不同的寿命范围。然而,所有的“光滑” 试样和切口试样热机械疲劳测试的寿命可以由一个具有相同值C和m的Paris方程来预测。这表明热机械疲劳裂纹扩展可能不会受到疏松材料积累的循环塑性的数量的影响。为了估计这物质，切口试样的进一步测试正在进行，见2.3节。预周期的数量必须选择足够高的来产生一些不同的循环塑性,但也应足够低,以防止一个大型宏观裂纹的发展。根据Paris模型, 400个周期后，考虑到裂纹增长是从光滑试样表面或接近表面的一个相对大的石墨粒子(即100um)在水处开始的，热机械疲劳裂纹的尺寸大约为100um。预循环周期的数量为400次,选择0.2毫米的切口深度是因为这个切口深度与预测的在预循环中产生的热机械疲劳断裂十分相关。对预循环材料和参考材料(使用0.2毫米切口尺寸)进行了三个复制实验。值得注意的是, 为了减少因铸件变化带来的可能的影响，这些测试将在从单个个体汽缸盖上获得的试样上进行。测试的结果列在表5。可以发现预循环切口试样的寿命与未经预循环的切口试样的寿命是相似的, N 10200。 结果表明, 蠕墨铸铁热机械疲劳裂纹增长率受疏松材料循环塑性的累积水平的影响不是很显著。对于蠕墨铸铁热机械疲劳裂纹增长来说，裂纹尖端区域循环塑性显然处于主导地位。经显微观察,热机械疲劳裂纹起源于切口尖端,而不是呈现在试样表面的裂纹。表5 预循环周期的数量为400次,切口深度为 0.2毫米的试样的最大应力和寿命和未经预循环切口深度为 0.2毫米的试样的最大应力和寿命4 结论本文在50到420的循环温度，在完全约束条件下测量了热机械疲劳寿命。热机械疲劳可以在一个有相对较低的散射的切口试样上短时间进行测量，但结果仍然可以代表光滑试样热机械疲劳断裂寿命,得出致力于切口试样是一种研究蠕墨铸铁热机械疲劳行为的很有前途的方法。 内部石墨粒子发现作为内部切口,在第一个热机械疲劳周期时，热机械疲劳裂纹几乎立即从这里开始。因此,蠕墨铸铁的热机械疲劳是裂纹增长而不是裂纹蒙生被证实。通过考虑切口深度作为初始裂纹长度, 对疲劳裂纹增长使用Paris方程数字上再生了热机械疲劳寿命。对于一个不同的Paris参数C和m组合, 在30到1400个周期的广泛的热机械疲劳寿命范围内，计算寿命与所有实验结果相一致。 即使对于光滑试样，以典型的石墨粒子的大小作为切口深度，Paris模型运作良好。对于两个典型的K值精心测量实际的裂纹增长率，Paris增长速率的相关性进一步被证实。根据Paris模型，平均裂纹增长率的结果被证明与预测值相一致。这进一步表明积累在热机械疲劳周期内的疏松材料的循环塑性,对热机械疲劳裂纹增长速率(热机械疲劳寿命)影响不明显。附录 A. 图 4 中给出的用来计算径向裂纹扩展值的方程的字母D 为外径(或 2 r = 6 毫米)a 为在光学显微镜下放大 500 倍时，从经打磨和剖光的表面上所测得的裂纹扩展值h 为表面到试样中心的距离a0为缺口深度(一个准确的加工值 )05.DRnharcsi可以直接从表面量出o2Rnarcsiob05.Ba.abrctnhsinhRa从缺口处开始的径向裂纹长度径向裂纹长度a0附录 B. 表四中所用到的一系列缩写(1) a0 加工裂纹的长度(2)NTMF 实验停止时的热机械疲劳循环数值(3) max 热机械疲劳实验中产生的最大应力(4)Kmax 在裂纹长度为（a o+12a avg）时的最大强度值(5)a avg 所有测量的裂纹扩展值的平均值(6)a Paris 在常数 C=9.510-12，m=5 时，用 Paris 模型计算出来的裂纹扩展值(7)a avgN TMF 用割线法计算出的裂纹增长速率(8) 在常数 C=9.510-12，m=5 时，用 Paris 裂纹增长模型计算出来的Parisd裂纹扩展速率(9)nmeas 在一个热机械疲劳试样上的裂纹扩展测量值(10,11) a min a max 在一个热机械疲劳试样所有裂纹扩展测量值中的最大值和最小值(12) a stdev 在一个热机械疲劳试样上所有裂纹扩展测量值的标准偏差参考文献1 Trampert S, Gocmez T, Pischinger S. 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