金属表层梯度微结构对力学性能和裂纹扩展的影响

张永芳，康思凡,，董丽虹，王海斗，底月兰，李少凡

（1.西安理工大学，西安 710048；2.陆军装甲兵学院，北京 100072；3.河北工业大学，天津 300401）

梯度结构材料是从一种结构、组分或相逐渐过渡至另一种结构、组分或相的非均匀结构材料，在金属中，这些梯度结构包括晶粒尺寸梯度、微观缺陷梯度、孪晶片层梯度、固溶密度梯度、多相梯度及混合型梯度等。目前大量的实验研究表明，梯度结构对材料的各种力学性能具有积极影响，例如高强度[1-2]和塑性[3-4]、更好的抗疲劳性[5]和耐磨性[6-7]等，显著地提升了零件的服役能力。制备表层梯度结构材料的方法也有很多，如渗碳[8-10]、渗氮[11-12]、激光冲击[13]、研磨[14-15]、喷丸[16]、激光熔覆[17]等，经过上述工艺，材料表面产生厚度从几百纳米到几毫米不等的强化层，纵深方向存在着微结构尺度或金相组织的梯度分布。

众多研究指向梯度结构的主要特征是组织成分的转变，像表面热处理技术会使金相产生梯度分布，表面机械加工使晶粒尺寸产生梯度分布，从而使疲劳寿命和疲劳极限得到显著的提高。另外，力学性能的改变也是材料表面强化后的重要特征，硬度和强度随深度的改变尤为明显，表层残余应力多表现为残余压应力，压应力的存在抵消了一部分外载荷，提高了材料的疲劳强度[18]。梯度结构中的裂纹扩展问题也备受讨论。研究表明，裂纹源的萌生位置向梯度结构内部转移，微观组织的梯度分布改变了裂纹的扩展速度。另外，循环塑性区尺寸的增加使得疲劳裂纹在扩展时趋向闭合。但是在梯度层的纵深方向上，微观结构和力学性能有何关联和规律，目前还没有定论。

从微观机理层面对梯度结构进行探索，有助于表面强化技术的发展，并能给强化工艺带来参考。本文综述了金属表层梯度微结构对力学性能和裂纹扩展的影响，从微观结构和力学性能的角度，结合非均匀材料中裂纹的扩展行为，考虑了微结构和力学性能之间的相互影响规律，并分析了梯度结构中影响裂纹扩展的因素。

1 梯度微结构对力学性能的影响

材料经不同方法表面强化后得到的梯度结构各异。按照加工方式的不同，可以将强化方法分为表面热处理法、机械加工法和材料预变形法。利用表面热处理技术，可以使金相组织得到转变，形成梯度分布，从而改变材料力学性能，但该方法产生的梯度结构通常包含多种组织结构的混合型梯度，难以对梯度结构的构筑过程实现定量精确控制；利用机械加工方法，可以使微结构的塑性变形程度随深度的增加而逐渐减弱，形成从外至内的梯度变化结构，进而使材料的疲劳强度得到显著提高[19-21]；利用预变形法给材料施加预扭转变形，使棒状材料产生沿径向方向的孪晶密度梯度，可以有效提高金属的抗疲劳性能[22]。

张诗佳[23]通过实验，研究了轴钢经过感应淬火处理后，从表面到内部存在显微结构变化的梯度层。结果表明，这种具有表面梯度层的材料的微观结构，逐渐从回火马氏体转变为小珠光体和铁素体围绕马氏体，最后为粗铁素体和珠光体的混合物。图1a 显示了轴钢试样在不同深度处的显微硬度。在距表面0～2 mm 处，硬度平均值保持在580HV，在6 mm 处硬度急剧下降到200HV。残余应力随淬硬表面深度的变化如图1b 所示，最大残余压应力出现在离表面约1.5 mm 的深度处，在距表面约5 mm 处的压应力变为零。该梯度结构的表面具有高强度和较大的残余压应力，试样的显微硬度和抗拉强度随深度的增加而减小，残余应力状态由高压应力变为拉应力。上述力学性能的改变和梯度结构中金相组织的转变有关。

通过实验与数值模拟相结合的方法，Wang 等[24]研究了中碳钢S38C 的梯度结构。试样经感应淬火处理后，其横截面的微观结构形成了从表面到芯部的梯度结构，如图2 所示。在距表面0.05 mm 处具有典型的回火马氏体组织，在2.05～4.05 mm 深度处，珠光体与铁素体的小区域逐渐出现在回火马氏体的菌落中，如图2d—g 所示。随着深度的增加，大约增加到4.05～6.05 mm，其显微组织为珠光体、铁素体和淬火-回火显微组织的混合物，见图2h。在8.05 mm 的深度处，由粗铁素体和珠光体组成，见图2i，其微观结构与基体材料相同。研究结果显示，硬度和残余应力的变化与金相的梯度分布呈现明显的关联，在2.05 mm深度处，回火马氏体组织中出现少量细小的珠光体组织，硬度从该深度开始迅速下降，残余压应力大约从该深度开始停止增大，并随着金相的改变，残余压应力逐渐变成残余拉应力。

图1 显微硬度及残余应力沿层深的分布[23]Fig.1 Distribution map of microhardness and residual stress along the depth of the layer[23]: a) microhardness; b) residual stress

图2 S38C 梯度轴钢表面不同深度处的显微组织[24]Fig.2 Microstructure of S38C gradient axis steel at different depths[24]

Cao 等[25]对GCr15 钢进行感应淬火处理，以研究微观结构和残余应力对摩擦学行为的影响。在20、50、100 N 的不同法向载荷下，使用往复式平板球式设备对淬硬钢进行了干式滑动磨损试验，结果表明，淬火层金相组织呈现梯度分布。通常，硬化层中的压应力对耐磨性具有显著的积极影响，而拉应力则具有消极影响[26-27]。图3a、b 表明，淬硬区（500、2000 µm）的微观组织由相同的隐晶马氏体、残余奥氏体和分散粒状合金碳化物组成。随着深度的增加，过渡区（图3c）由细针状马氏体、铁素体和碳化物组成。在深度5000 µm 处，基体的微观结构（图3d）包含铁素体、渗碳体和粒状合金碳化物。马氏体和残余奥氏体的含量随着深度的增加而减少，而铁素体含量却增加。此外，硬化层中碳化物和马氏体的粒径随深度剖面逐渐增大。图3e 是GCr15 钢通过感应硬化后从表面到基体沿深度剖面的显微硬度值分布，结果表明，显微硬度值从表面到铁心有较高的硬度梯度分布，从2000 µm深度开始，硬度随深度的增加而明显降低。硬度的急剧转变和细针状马氏体、残余奥氏体的出现有很大关系，该力学性能随金相组织成分含量的梯度变化而转变。

图3 感应硬化GCr15 钢不同深度处的组织和沿深度剖面的显微硬度分布[25]Fig.3 Microstructure and microhardness distribution along depth profile of induction hardened GCr15 steel at different depths[25]

表面纳米晶化技术通过在材料表面引入纳米/超细梯度结构层，改善各种金属和合金的力学性能。Wang 等[28]运用该技术对纯钛进行处理，试样截面的光学显微结构如图4a 所示，呈现出典型的梯度结构，由表向内分别是超细晶粒区、变形晶粒区和粗晶区。TEM 分析表明，表面以下的粗晶粒被细化为亚微米晶粒，平均尺寸为210 nm，由于动态再结晶，等轴晶内部无位错，如图4b 所示。在距表面50 µm 处，微观结构主要由亚晶粒组成（图4c），在深度约200 µm处，观测到大量平行变形孪晶（图4d），仔细观察发现，双晶边界存在弯曲现象，边界附近存在大量位错堆积，这是位错活动导致变形孪晶破碎的典型微观结构特征[29]。试样截面的残余压应力分布如图4e 所示，表面的最大残余压应力达到290 MPa，在距表面深度150 µm 范围内几乎保持不变，随着深度的增加，压应力逐渐减小，在深度约800 µm 处，残余应力从压应力过渡到拉应力。位错堆积导致的应力松弛在很多文献里都有提及，上述残余应力在纵深方向随梯度的变化就是由晶粒和位错引起的，这种残余应力的梯度分布方式对零件的抗疲劳强度具有良性影响。

图4 表面纳米晶化对纯钛微观结构与残余应力的影响[28]Fig.4 Effect of surface nanocrystallization on the microstructure and residual stress of pure titanium[28]: a) cross section microstructure of surface titanium nanoparticle; b—d) TEM images of 20, 50 and 200 µm respectively from the surface layer; e) variation of residual stress with depth

上述研究表明，梯度结构材料的力学性能与梯度层的深度有着密切联系，硬度和强度随深度的改变尤为明显，基本呈现下降的趋势，压应力随深度增加而逐渐减小。经过淬火后，表层马氏体增多，表面硬度增加，随深度增加，马氏体和奥氏体含量降低，硬度也随之降低。残余应力与材料中不均匀的塑性变形密切相关，在表层梯度微结构材料制备的过程中，存在着沿距表面深度梯度变化的塑性变形，所以不可避免地会存在残余应力在梯度层内的分布，而残余压应力可以使局部塑性区变小，应力分布更加均匀。

2 裂纹在梯度结构材料中的萌生及扩展行为

工程中金属结构件的失效往往是疲劳失效，疲劳裂纹大多在表面萌生，并在疲劳载荷的作用下发生扩展，导致结构件的破坏[30]。表面结构梯度的引入，可以有效提高金属结构件的疲劳寿命，因此，探究梯度结构中表面裂纹扩展形状演化规律备受学者关注。在梯度结构材料的断裂过程中，裂纹的扩展很大程度上受到梯度结构微观缺陷的影响，如在表面强化过程中引起的晶界和发射位错。此外，梯度结构中微观组织与力学性能的相互作用也会影响裂纹的扩展行为。在裂纹扩展过程中，当裂纹尖端的应力强度因子超过位错产生的临界值时，位错就会从裂纹尖端发射出来，并沿滑移面运动。这些发射的位错对裂纹扩展行为有两个重要的影响：一是裂纹尖端发射的位错使裂纹尖端变钝，从而抑制了裂纹的扩展；二是发射位错产生的反应力使裂纹尖端附近的应力集中松弛，从而降低了局部应力强度因子[31-34]。因此，裂纹在梯度结构中的扩展行为较为复杂，需要从多方位进行研究。

2.1 梯度结构材料中裂纹萌生位置

在对金属材料疲劳损伤的研究中发现，疲劳裂纹通常出现在构件表面和内部，而裂纹萌生位置不同，同种材料表现出来的疲劳性能也不同。因此，研究梯度结构材料的裂纹萌生位置，对探索梯度结构影响材料疲劳寿命的微观机理具有重要意义。

Zhang 等[35]利用显微镜实时观察了超声处理后，纯Zr 疲劳裂纹的萌生和扩展，结果显示，经超声喷丸处理后，纯Zr 表面晶粒细化，晶粒的尺寸呈现梯度分布。图5a 为在循环加载下的宏观疲劳断口形貌，图5b 是局部放大的I 区，即疲劳裂纹萌生区，图5c是局部放大的Ⅱ区，为裂纹扩展区，图5d 是局部放大的Ⅲ区，为最终断口区。与原始样品相比，表面纳米化的纯Zr 中的疲劳裂纹主要起源于亚表层，距离表层约100 µm。之所以会出现这种现象，是因为纳米晶具有高强度和高硬度，能够有效地抵抗材料表层的疲劳裂纹，导致疲劳裂纹只能从有缺陷的位置萌生，起始位置主要在表面纳米层与变形层的界面处。此外，材料表面纳米结晶层产生了较大的残余压应力，抑制了表层裂纹的萌生[36-37]。

图5 经超声处理的纯Zr 的疲劳断口形貌[35]Fig.5 The fatigue fracture morphology of pure Zr treated by ultrasonic treatment[35]: a) the overall fracture morphology;b) the crack initiation area I; c) the crack propagation area II; d) the final fracture areaⅢ

Zhao 等[38]通过冲击轧制工艺，得到TC11 钛合金表层的梯度结晶结构。原始裂纹源均位于表面或近表面区域，而经过处理的裂纹源均明显位于靠近中心位置，整个疲劳断裂阶段包括裂纹前阶段、稳定疲劳裂纹扩展阶段和最终断裂阶段，而裂纹萌生期占合金材料总疲劳阶段的70%～80%。因此，裂纹萌生特性应引起重视。可以看出，所有原始疲劳试样的裂纹都是从表面或次表面开始，并向内部区域扩散（图6a）。对于位于次表面的疲劳裂纹源区域，特别是在较高的外循环荷载作用下，可以明显观察到其夹杂物是引起裂纹源的主要原因。而具有梯度结构的试样，可以看到裂纹源深度有明显的变化，其疲劳裂纹源从表面或次表面向内部靠近中心的位置移动（图6b）。

图6 试样疲劳断口形貌的SEM 观察[38]Fig.6 SEM observation of fatigue fracture morphology of the sample[38]:a) the untreated sample; b) ultrasonic impact rolling samples

很多研究表明，经表面强化后，材料中的疲劳裂纹萌生位置由表层向内部移动，这是因为表层的强化抑制了表面裂纹的萌生，且裂纹萌生位置随梯度结构深度的变化而变化。

2.2 梯度结构材料中裂纹扩展行为

根据载荷类型的不同，扩展裂纹可分为Ⅰ型张开型、Ⅱ型剪切型和Ⅲ型撕裂型，其中Ⅰ型裂纹是工程中最常见且最容易引发疲劳断裂的裂纹类型。裂纹扩展过程中，多方面因素会影响裂纹扩展速率和扩展路径，尤其是梯度结构材料中的裂纹扩展行为更为复杂。

梯度结构材料中的小裂纹也是裂纹扩展的重要部分，其主要原因是裂纹萌生阶段和小裂纹扩展阶段占总疲劳寿命的70%以上[39]。前人的研究表明，在疲劳寿命开始阶段，小裂纹的扩展受固有微观结构的影响明显，与长裂纹的行为相比，发生了异常的扩展行为[49-41]，因此对小裂纹扩展速率的精确测量以及对小裂纹扩展机理的良好理解，对于可靠地预测材料的疲劳寿命非常重要。Okazaki 等[42-43]发现，一旦304 不锈钢的小裂纹长到几个晶粒的大小，它们就主要通过应变循环传播，而大多数小裂纹在长到一个晶粒大小时就停止了传播。Deng 等[44]阐明了在不同应力水平下304 奥氏体不锈钢的疲劳裂纹萌生和小裂纹扩展机理，认为应力水平对小裂纹扩展速率的影响很难通过所测试的应力水平来区分，晶界可能是裂纹的萌生点，在小裂纹的扩展中起着重要作用，一旦表面裂纹长度达到0.2 mm 的临界尺寸，裂纹就会迅速地传播，从而导致试样断裂。

经过表面热处理后，金相组织的梯度分布对裂纹的扩展速度和扩展路径有很大的影响。这是因为梯度结构材料在弹性性能和抗破坏性能方面表现出各向异性，这将强烈影响裂纹的扩展，从而影响结构的整体完整性。这种各向异性导致的疲劳裂纹扩展行为，受组织成分的影响较大，例如梯度有序性的索氏体组织可以增加材料的韧性，高角度晶界可以阻止裂纹的扩展。在梯度结构中，因其组织结构梯度的差异，裂纹从初始裂纹开始改变扩展方向，晶内针状铁素体组织具有优越的变形能力，有助于提高裂纹扩展能，解理裂纹在穿过不同取向的针状铁素体组织时经常发生偏转[45]，每种金相组织对裂纹的影响效果不同。因此，金相组织的梯度分布使裂纹扩展过程更加复杂。

激光冲击强化技术作为表面强化技术的一种，已成功地用于延长关键部件的疲劳寿命。M. Pavan等人[46]发现激光冲击喷丸样品的疲劳寿命约为未喷丸样品的4 倍，当裂纹尖端进入喷丸区域时，通过激光喷丸处理引入的压缩残余应力使得疲劳裂纹扩展速率急剧下降，从而延长了整体疲劳寿命。Nikolai等人[47]用同种方式对AA2024 进行处理，显示疲劳裂纹扩展明显滞后。因为压缩残余应力的存在引起裂纹闭合效果，这增加了裂纹打开载荷的水平，减小了有效载荷范围。图7 所示为疲劳裂纹扩展模式的光学显微图，图7a—c 为AA2024-T351 基体材料的穿晶断裂破坏形貌，在靠近缺口10 mm 处，疲劳裂纹侧翼之间的距离约为57 µm（图7a），并随着裂纹长度的增加而减小。当裂纹长度为26.5 µm 时，疲劳裂纹两翼之间的距离约为15 µm（图7c）。此外，裂纹的侧翼没有出现任何由于裂纹闭合而导致塑性变形的机械接触迹象。相比之下，激光冲击强化处理后的试样疲劳裂纹侧翼与初始缺口之间的距离明显减小，约为21 µm（图7d），而在激光冲击强化处理区中间，这一距离减小到约15 µm（图7e）。当裂缝长度为26.6 mm 时，裂缝侧面距离约为18 µm（图7f），与基体材料试件的裂缝侧面距离相当（图7c）。在裂纹翼面接触区域放大后，可以明显看到次级裂纹和裂纹分支（图7g—i）。在AA2024-T351 基体材料标本中未见此现象，所以裂纹侧翼之间的距离变小、裂纹侧翼接触、二次裂纹和裂纹分叉，是激光冲击强化引起的残余应力影响疲劳裂纹扩展的结果。

图7 裂纹扩展模式的光学显微图[47]Fig.7 Optical micrograph of crack propagation pattern[47]

综上所述，当裂纹的大小与材料微观组织的尺度大小相当时，在这种尺度上的裂纹扩展通常被认为是微观结构上的小裂纹扩展，裂纹往往表现出对这些主要成分的敏感性，晶界很可能是裂纹萌生的地方，会影响裂纹扩展路径，晶粒的大小也会改变裂纹源的位置，当表层晶粒细化时，裂纹源向亚表层移动。材料的变化改变了裂纹扩展的形状，像含有珠光体、铁素体的钢裂纹扩展形状为锯齿状，该形状引起的闭合效应使裂纹扩展阈值升高。另外，梯度结构材料中残余压应力的存在使得裂纹的宽度减小，并且增加了二次裂纹产生的可能性，使得主裂纹扩散减慢。但是，上述哪些因素是影响裂纹扩展的主要因素，还需进一步讨论。

3 梯度结构中影响裂纹扩展的因素分析

疲劳裂纹扩展行为主要受外部因素（如加载波形、加载频率、应力比、缺陷、残余应力、试验环境）和内部因素（如材料组成、晶粒尺寸、晶粒取向、金相）的影响。梯度结构中的裂纹扩展问题远比均匀材料中的要复杂，受到微观结构和力学性能的梯度分布的影响，与均匀材料中的裂纹有着根本不同的表现。本文在分析梯度结构中影响裂纹扩展的因素时，主要从残余应力和微观结构进行考虑，对各因素的影响规律将进行详细介绍。

3.1 微观组织的影响

在分析梯度结构中微观组织对裂纹扩展的影响时，晶粒的尺寸、结晶学取向都是重要考虑因素，晶界作为滑动或裂纹转移的障碍，也影响着裂纹的扩展[48]。另外，梯度结构中微量元素的梯度分布，决定了粘结相的形成，它们的存在影响裂纹尖端的应力强度因子，因此影响了裂纹的穿透能力和扩展速率。

Liu 等[49]采用超声波表面轧制工艺在17-4PH 试样上制备了梯度结构层，图8 显示了微动疲劳（FF）样品的暗场TEM 图像和位错密度，由图看出，与USRP-15 样品相比，在疲劳源深度为5.3 µm 处，FF样品的晶粒尺寸分布发生了变化，平均晶粒尺寸从59 nm 增加到77 nm，且出现了更多不连续的环状图案，说明在FF 试验后，一些纳米颗粒优先生长。同时，FF 试样的位错密度降低，如图8h—j 所示，这与循环加载和接触应力引起的力学恢复和动态再结晶有关[50]。纳米晶粒的生长和位错密度的降低可以适应外部施加的应变，并中和FF 期间的任何应力集中[51]。边界的增加减小了位错移动的平均自由路径，阻碍了位错的运动，提高了裂纹萌生的阻力。同时，纳米晶表面改善了变形的均匀性，这被认为增加了裂纹萌生的循环数[52]。由于边界密度的增加，梯度纳米晶结构可能对裂纹扩展路径的曲折性产生积极的影响，这可能与缓慢扩展区的形成有关，这些都可以延迟裂纹的萌生和扩展，提高FF 的寿命。对于粗晶粒试样，与梯度纳米晶结构相比，存在的晶粒或/和边界较少，导致晶粒中的位错活化更强，容易引起局部应力集中，导致裂纹萌生。位错密度降低，可以减小应力集中现象，所以梯度纳米晶结构对微动疲劳寿命也存在有利影响。

图8 超声滚压对17-4PH 晶粒分布及位错密度的影响[49]Fig.8 Effect of ultrasonic rolling on 17-4PH grain distribution and dislocation density[49]

通过高压渗氮烧结，Chen 等[53]成功制备了不同Co 含量的双层功能分级WC-TiC-Co 胶结碳化物，形成了从表面到内部的梯度组织结构，外层主要由Co和Ti(C,N)组成，是Ti、C、N 之间氮化反应的结果。中间层主要由WC、Co 和TiC 组成，与外层相比，中间层几乎没有Ti(C,N)，TiC 较低，WC 较粗，Co含量明显高于内层，并且碳化物的平均晶粒尺寸随着外层、中间层和内部Co 含量的增加而增大。这是由于Co 含量的增加可以促进Ti、C 在外层和中间层的扩散，形成双层梯度微观结构，促进Ti(C,N)和WC晶粒的生长。显微硬度从外层到中间层逐渐减小，然后在内部又逐渐增大。经过帕姆奎斯特测试，梯度功能硬质合金外层、中间层和内部区域的裂纹扩展路径如图9 所示。图9a 表明，外层的主要裂纹扩展为裂纹偏转，它可以吸收扭转过程中的断裂能。由于Ti(C,N)的韧性远低于WC[54-55]，尽管外层Co 含量较高，但与中间层和内部相比，其韧性明显较低。对比图9b、c 可知，在中层裂纹扩展过程中，较厚的粘结相被撕裂时，更容易出现裂纹分支。由于中间层Co含量较高，WC 粒径较大，中间层Co 的平均自由程明显大于中间层。Co 的平均自由程较大，可以有效地降低裂纹尖端的应力强度因子，抑制裂纹的穿透和扩展[56]，使中间层的韧性明显高于外层和内部层。因此，断裂韧性由外层向中间层逐渐增大，然后在内部逐渐减小。在该梯度结构中，Co 作为主要粘结剂，促进粘结相的形成，对裂纹的渗透和扩展起到阻碍作用。由于粘结相的桥接效应，裂纹尖端的应力集中将通过塑性变形得到解决。因此，裂缝没有继续扩大，一旦变形达到临界值，裂纹就会扩展。

图9 帕姆奎斯特试验后裂纹扩展路径的显微图[53]Fig.9 Micrograph of crack growth path after Palmquist test[53]; a) outer layer; b) middle layer ; c) interior

梯度结构中裂纹萌生和扩展对晶粒尺寸敏感，随着晶粒尺寸的减小，裂纹萌生阻力增大。此外，纳米晶在循环加载过程中会因应力而增长，从而减轻应力集中，抑制疲劳裂纹萌生，提高裂纹萌生寿命。表面梯度结构阻碍了位错的运动和滑移带的形成，难以在晶界形成更大的应力集中，是阻碍裂纹扩展的理想屏障。

3.2 残余应力的影响

表面力学处理产生的残余压应力可以有效提高抗疲劳性能，在较低应力幅值下，裂纹停止是由压缩残余应力引起的[57-60]。残余应力有很多种，比如可以根据产生的原因和测量的方法等来定义，主要分为三种：Ⅰ型宏观尺度、Ⅱ型晶粒尺度和Ⅲ型原子尺度。Ⅰ型残余应力是宏观大尺度下连续分布的自平衡力；Ⅱ型残余应力存在于晶粒之间，这是由于相邻不同晶向的晶粒的力学和热力学性能不同，从而导致了晶粒间弹塑性和热膨胀系数不匹配；位错以及晶格缺陷导致的应力场属于Ⅲ型残余应力。分析梯度结构中残余应力对裂纹扩展的影响，主要从Ⅰ型残余应力尺度进行。

Bergant 等[61]研究了不带保护涂层的激光冲击加工（LSP）对高周疲劳裂纹扩展和断裂韧性的影响，在光学显微镜和扫描电镜下比较了未处理和LSP3 试样的宏观断口形貌。图10a 显示了具有代表性的未处理试件中相对线性形状的裂纹前沿，图10c 为LSP3试件的宏观断口图，可以观察到疲劳裂纹前端的曲率，在疲劳裂纹长度随深度增加而增大的过程中，残余应力影响了裂纹的扩展。裂纹前缘的曲率可以通过表面残余压应力作用下裂纹在两侧的延迟来解释，相反，残余拉应力有一个不利的影响，它减少了裂纹闭合的影响。图10b、d 为断裂韧性试验中，在接近阈值应力强度时的疲劳裂纹表面和向断口过渡的细节。在进行静态断裂韧性试验时，表面的断口显示典型的韧窝破裂，这是由称为微空洞合并的过程引起的[62]。分析发现，经过LSP 处理的试样，诱导了近表面压应力，在拉伸残余应力场中疲劳裂纹的扩展速度更快，启动疲劳预裂纹所需的循环次数更少，因此在该梯度结构下，残余压应力是影响裂纹扩展速率的主要因素。

图10 疲劳和断裂韧性试验后的断口表面[61]Fig.10 Fracture surface after fatigue and fracture toughness test[61]

Torres 等[63]通过喷丸强化工艺，使AISI 4340 钢表面形成梯度结构，建立了残余压应力场。可以观察到一种趋势：裂纹源的深度越大，失效前的循环次数就越多。当裂纹源位于材料表面时，残余压应力将裂纹源推至材料表面之下，以防止裂纹在小的表面夹杂产生，从而增加疲劳寿命。Wang 等[24]采用有限元模拟，研究具有残余压应力的梯度结构中的裂纹扩展行为。结果表明：在裂纹扩展开始时（裂纹长度约0.7 mm），裂纹长度较短，残余压应力水平较低，使得试样的应力值非常接近，但随着裂纹长度的增加和残余压应力的急剧增加，差异变得明显：当裂纹长度从0.7 mm 增加到3.1 mm 时，残余压应力抑制了裂纹长度的增加，在残余压应力逐渐减小和裂纹长度逐渐增大的共同作用下，裂纹从3.9 mm 开始扩展，随着循环次数的增加，扩展速度逐渐加快。从裂纹萌生到裂纹扩展，残余压应力都对其有良性影响，但并不是越大越好。

由此可见，在梯度结构中，晶粒、残余应力、金相组织都对裂纹扩展起到决定性作用。表面强化引起的晶粒细化使裂纹源转移至亚表层，晶粒边界的增加减小了位错移动的平均自由路径，阻碍了位错的运动，提高了裂纹萌生的阻力。对于残余应力，表面强化所产生的残余压应力将与机械载荷产生的外加应力相叠加，降低零件的实际受力，减缓裂纹扩展的速度。在表面强化技术中，渗碳、渗氮和感应淬火会使金相组织发生改变，不同金相表现出不同的粘结性，金相梯度的变化对裂纹扩展速率和裂纹分支有很大的影响。当然，梯度结构中，其他因素对裂纹扩展的影响也不容忽视，微观组织与力学性能之间本就互相关联，因此对分析过程带来很大困难。

4 结语

表面强化工艺的不同，使获得的梯度结构各异，厚度从几百纳米到几毫米不等，金相组织的相变程度也随工艺条件变化而变化。因此，探究梯度微结构对力学性能的影响机理和规律，可以对表面强化技术形成有益参考。为探究影响机理，本文结合了微结构和力学性能之间的相互影响，以非均质材料中裂纹的扩展行为为参照，总结了梯度结构中影响裂纹扩展的因素。许多研究表明，经表层强化后，零件疲劳性能有所增益，梯度结构中金相组织发生了由表层典型金相到芯部混合金相的转变，引起表层硬度和残余压应力向纵深方向逐渐减小，影响裂纹扩展路径和扩展速率，如何定量表征它们的影响还有待进一步研究。当然，梯度结构中还有其他影响因素的作用，暂未形成定论。现在，许多研究者为预测零件中的疲劳失效，通过有限元的手段对疲劳裂纹的扩展行为进行模拟，摸清梯度结构中影响裂纹扩展的因素和影响规律，会对模拟大有裨益。