毕业设计（论文）表面处理对管线钢焊接接头的疲劳行为的影响

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1、西安石油大学本科毕业设计（论文）毕业设计（论文）题题 目：目： 表面处理对管线钢焊接接头的 疲劳行为的影响 院院 （系）：（系）： 材料科学与工程学院 专专 业：业： 材料物理 班班 级：级： 材料物理 0501 班 学生姓名：学生姓名： 指导教师：指导教师： 评评 阅阅 人：人： 设计论文设计论文所在单位：所在单位： 西安石油大学 完成时间：完成时间：2009 年年 6 月月西安石油大学本科毕业设计（论文）毕业设 计（论文）任务书题 目表面处理对管线钢焊接接头的疲劳行为的影响学生姓名学号专业班级材物 0501班设计 （论文） 内容及 基本要 求1 意义及目的应充分认识毕业设计（论文）对自己全

2、面素质培养的重要性，要以严肃认真的态度进行工作，虚心接受教师的指导。要充分综合运用所学知识积极探索，勇于创新，独立完成毕业设计（论文） 。2 内容采用 SMAT（surface mechanical attrition treatment）方法对退火和未退火的X70 管线钢埋弧焊缝（包括热影响区）试样进行表面处理，通过试验研究得到不同的表面处理工艺（表面处理时间）与试样的高应力低频疲劳行为之间的规律。3 要求毕业设计分 3 个阶段：第一阶段完成开题报告；第二阶段完成实验；第三阶段总结并完成论文写作。最后通过答辩。开题报告要求：开题报告的字数不少于 1000 汉字；完成与本专业有关的外文资料翻译

3、不少于 15000 印刷符号。论文字数应在 20000 字以上，其中包括文献综述（最多不超过正文的 1/3 字数），查阅资料 15 篇以上（外文资料 2 篇以上）。毕业设计（论文）的撰写要符合西安石油大学本科毕业设计（论文）撰写规范的要求。设计（论文）起止时间2007 年 月 日 至 2007 年 月 日设计（论文）地点西安石油大学指导教师签名年 月 日系（教研室）主任签名年 月 日学生签名年 月 日西安石油大学本科毕业设计（论文）表面处理对管线钢焊接接头的疲劳行为的影响表面处理对管线钢焊接接头的疲劳行为的影响摘摘 要：要：本文采用表面机械研磨处理（SMAT）方法，应用 SNC-1 金属材料表

4、面纳米化试验机对退火和未退火的 X70 管线钢埋弧焊接接头试样进行表面处理，通过试验研究得到不同的表面处理工艺（表面处理时间分别为 30 分钟和 60 分钟）的试样，应用电液伺服疲劳试验机对试样进行高应力幅低频疲劳试验，研究退火和未退火处理工艺对表面处理试样的低频疲劳行为的影响，最后用扫描电镜观察疲劳试样断口并进行分析。研究结果表明：X70 管线钢焊接接头试样经过 SMAT 处理后，其高应力低频疲劳寿命有所下降，表面处理 30 分钟和表面处理 60 分钟试样的差异也较明显，前者高应力低频疲劳寿命高于后者。同时，对比了退火和未退火试样，表明经过去应力退火的试样其疲劳寿命也有所变化，退火后的试样高

5、应力低频疲劳寿命低于未退火的试样。通过光学金相显微镜和扫描电子显微镜对比观察表面处理和未处理试样的微观组织，发现经过表面处理后的组织晶粒细小，但其表面微裂纹也增多。这也是导致表面处理后疲劳性能下降的主要原因。关键词：关键词：X70 管线钢；焊接接头；SMAT；疲劳西安石油大学本科毕业设计（论文）The Influence of Surface Treatment on Fatigue Behaviorof Welded Joints of Pipeline Steel Abstract: Surface mechanical attrition treatment (SMAT) was use

6、d for surface treatment on X70 pipeline steel welded joints after annealed and unannealed by SNC-1 nano-set. Samples experienced different surface treatment for 30 min or 60 min was obtained, which were tested for evaluating the effect of different surface treatment on high-stress and low-frequency

7、fatigue properties by electro-hydraulic servo fatigue testing machine. The fatigue fracture micrographs were also analyzed by SEM.The study results show that high-stress and low-frequency fatigue life of X70 pipeline steel welded joints treated by SMAT decreases. The high-stress and low-frequency fa

8、tigue life of X70 pipeline steel welded joints experienced 30 min surface treatment is longer than that of treated for 60 min. Furthermore, high-stress and low-frequency fatigue life of X70 pipeline after annealed is shorter than that of unannealed ones. The grain size of the sample after SMAT is fi

9、ne. In addition, the micro-crack of surface amount increases after SMAT treatment, which is considered to be the main reason for the decrease of high-stress and low-frequency fatigue life of X70 pipeline steel welded joints.Key words: X70 Pipeline steel; Welded joints; Surface mechanical attrition t

10、reatment; Fatigue西安石油大学本科毕业设计（论文）I目目 录录1 绪论.11.1 研究背景及意义.11.2 文献综述.11.2.1 管线钢研究现状和发展动向.11.2.2 SMAT 原理方法及处理后的结构特性.21.2.3 疲劳行为及机理.41.2.4 表面处理对疲劳寿命的影响.72 试验材料及方法.92.1 试验材料.92.2 试验设备.92.3 试验方法.102.3.1 SMAT 工艺参数选定.102.3.2 退火处理.112.3.3 光学显微镜显微组织观察.112.3.4 显微硬度测量.122.3.5 静力拉伸试验.122.3.6 疲劳试验.122.3.7 扫描电镜显微组

11、织和疲劳断口观察.132.4 本章小结.133 试验结果与分析.153.1 静力拉伸试验结果.153.2 显微硬度分析.163.3 光学显微镜显微组织观察结果.163.4 扫描电镜显微组织和疲劳断口观察结果.183.5 疲劳断口的特点和分析.203.5.1 疲劳断口的宏观形貌观察与分析.213.5.2 疲劳断口的微观形貌观察与分析.213.6 疲劳试验结果讨论与分析.243.6.1 引言.243.6.2 结果的讨论与分析.264 结论.28参考文参考文献献.29致谢致谢.31西安石油大学本科毕业设计（论文）11 绪绪 论论1.1 研究背景及意义研究背景及意义随着国内能源结构的调整和环境保护力度

12、的加强，以石油天然气替代煤炭作为主要能源是 21 世纪发展的必然趋势。目前，国家已把发展石油天然气长输管道列入全国重点基础建设项目，今后 10 年，国内将构筑连接全国乃至国外的油气大动脉，形成全国性的大管网和“亚洲石油大陆桥” ，石油天然气长输管道建设将进入高峰期1。为了提高输送效益、降低能耗、减少投资，长输管线向高压、大口径输送发展已成为大趋势，并对管线用钢提出高强度高韧性的要求，管线钢的生产技术也得到了快速发展2。随着我国“西气东输”和陕京输气管线的建成与投产，国家油气管道工程建设也得到了快速的发展。由于石油与天然气是危险的化学品，因此其输送安全性作为一个重要的课题被许多国家的科研机构所重

13、视。高等级管线钢的开发与利用有效地降低了管道工程建设成本和难度。管道在输送天然气过程中，由于用户用气量的不断变化，管道的输气量就处于变化的状态，这样就造成管道所承受的压力处于缓慢的波动状态，势必造成管道承受循环载荷的作用。因此，管道在服役过程中可能产生疲劳损伤，疲劳破坏将成为威胁管道安全的潜在因素3。在长距离的管道中，其焊接接头由于焊接时产生残余应力和缺陷，使其较母材相比更容易产生疲劳破坏，导致严重后果。因此，提高焊接接头处和热影响区的疲劳性能可大大改善管线钢的使用寿命。管线钢焊接接头处易产生疲劳破坏，对其表面处理可以改善性能，提高管线钢使用寿命对我国石油管道输送发展起到关键作用。本文研究的

14、X70 管线钢焊接接头对退火和未退火条件下，表面 SMAT 处理对焊接接头的高应力低频疲劳行为的影响。通过对经过 SMAT 处理和高应力低频疲劳试验的试样进行光镜显微组织观察、扫描电镜的显微组织和断口形貌的观察，总结不同时间的 SMAT 处理对 X70 管线钢焊接接头高应力低频疲劳行为的规律及影响。1.2 文献综述文献综述1.2.1 管线钢研究现状和发展动向管线钢研究现状和发展动向由文献4可知，光学显微镜下 X70 管线钢典型的微观组织表现为多种类型组织混合存在。主要有多边形铁素体、块状铁素体、针状铁素体、粒状贝氏体和珠光体。对光学显微镜下的微观组织定量分析表明，冷却速度为 2 /s 时，组织

15、中约有60%多边形铁素体、26.1%粒状贝氏体、13.9%珠光体及微量的其组织；冷却速度为15/s 时，组织中约有 20%不规则块状铁素体、50%针状铁素体、25 %粒状贝氏体西安石油大学本科毕业设计（论文）2及微量的其它组织4。从国内油气生产和消费结构以及西部大开发战略综合考虑，长距离、大口径、高压力、耐腐蚀是国内油气管道发展的必然趋势，这就对管线钢的强度和韧性提出了更高的要求。首先要求提高管线钢的钢级。每提高一个钢级，可节约建设成本 7%左右。近年来，在世界范围内管道工程均以使用 X70 管线钢为主，X80 也已批量用于管线建设中；其次，在加紧开发高级管线钢的同时，要注重提高钢材韧性，兼顾

16、材质的高强度和高韧性1。由文献1可知，国际上钢级 X70 的高强度高韧性管线钢在长输管线上已使用多年，而国内对批量生产和工程使用该种钢的经验较为缺乏。随着“西气东输”管线和拟建“中俄”管线向大口径、高压输送发展的建设需要，也将对 X70 钢的高强度高韧性管线钢提出一定的需求。因此，国内应在已有的 X65 管线钢的经验基础上尽早地进行 X70 管线钢的研制工作，进行小批量的试制和部分试验段应用，做好工程的前期技术准备工作1。国内 X80 钢课题于 2000 年立项。迄今为止，宝钢根据管线的发展需求，进行了 X80 管线钢 7.9mm，14.6mm 和 15.3mm 厚规格热轧板卷的研制。产品满足

17、 APT 标准对 X80 强度等级的要求，冲击韧性和焊接性能优良。武钢采用控制轧制和强制加速冷却工艺生产了 15.3 mm 和 17.5 mm 厚度的 X80 热轧板卷，其成分设计以 APT 标准为基础，符合国内对高钢级管线钢高纯净度、高韧性、低的脆性转变温度以及优良的焊接性和抗 HTC 能力等要求。钢中夹杂物级别不超过2 级，且球化分布均匀，组织为针状铁素体和少量弥散分布的岛状组织。除了以上两家企业外，还有鞍钢和舞阳钢铁公司也已经试制了 X80 热轧钢板。虽然鞍钢和舞阳钢铁公司的 X80 管线钢性能各有不同，但是都己经达到了 APT 标准要求。华北和宝鸡石油钢管厂也相继完成了1016mm14

18、.6mm、1016mm17.5mm、1016mm15.3mm 钢管和弯管的试制和生产，取得了阶段性成果，但在焊接工艺、轧制工艺等方而还需要进一步的研究、试验和优化1。1998 年，TransCanada 开始着手 X100 管线钢开发及应用等方而的研究。2001年，英国 BP 公司与日本钢铁公司和德国的欧洲钢管进行合作。在美国阿拉斯加气田开发中使用 X100 钢管。2002 年，TCPL 在加拿大建成了一条管径 1219mm，壁厚14.3mm 的 X100 钢的 1km 试验段。同年，新版 CSZ245-1-2002 首次将Grad690（X100）列入了加拿大国家标准。目前，新日铁成功地开发

19、了具有划时代意义的热影响区细晶粒超高强韧技术（HTU FF） ，生产了具有高 HAZ 韧性和高均匀延伸率型的 X100 钢管。欧洲钢管公司生产出了几百吨 X100 级管线钢钢板厚度可达25.4mm，用来制造口径为 914mm 的钢管。1996 年，Exxon Mobil 公司分别与新日铁和住友金属签订了联合开发 X120 管线钢的协议。2001 年已经全面完成5。1.2.2 SMAT 原理方法及处理后的结构特原理方法及处理后的结构特性性西安石油大学本科毕业设计（论文）3在服役环境下，金属材料的失稳多始于表面，因此只要在材料上制备出一定厚度的纳米结构表层，即实现表面纳米化，就可以通过表面组织和性

20、能的优化提高材料的整体性能和服役行为。表面纳米化技术和表面纳米化材料有许多独特之处：首先，表面纳米化采用常规表面处理方法（或对常规表面处理方法进行改性）即实现，在工业上应用不存在明显的技术障碍；其次，表面纳米晶组织与基体组织之间不存在明显的界面，不会发生剥层和分离；第三，表面纳米化既适用于材料的整体，又可用于局部的表面改性。由于表面纳米化既着眼与目前的科技水平，又面向实际工程应用，因此有可能为利用纳米技术明显地提高传统工程金属材料的性能和使用寿命提供一条切实可行的途径6。由文献7可知，大量实验结果表明，纳米材料的力学行为和性能通常优于传统粗晶材料，因此对粗晶材料进行晶粒细化处理使其晶粒达到纳米

21、级（简称纳米化）将是一种不改变材料化学成分而提高其综合性能的新方法。实际上，材料的失效大多发生在表面，表层的结构和性能直接影响着工程金属材料的综合性能指标。所以表面改性技术成为一项重要的提高材料综合性能的实用技术利用金属纳米材料的优异性能对传统工程金属材料进行表面结构改良，即制备出一层具有纳米晶体结构的表面层，将可能改善工程材料的综合力学性能及环境服役行为，在工业应用上具有重要价值7。我们注意到金属零件源于表面的失效占绝对多数，由此发展了金属材料的表面纳米化技术，目前有涂层法和非涂层法两种：非涂层法金属材料表面纳米化是一种自身表面纳米化，系利用高能量表面机械处理来获得纳米化效果，如超音频喷丸、

22、研磨、超音速轰击等，材料表面局部强烈塑性变形的结果是形成纳米晶表面层，业已在有色金属和钢铁（含不锈钢，高、低碳钢）表面获得纳米层，纳米层与基体之间不存在明显界面和成分的明显变化，故不易剥落8。我们可以采取表面机械加工法实现表面自身纳米化，它是一种非平衡处理方法，即外加载荷重复作用于材料表面，增加多晶体金属材料表面的自由能，使表面组织产生不同方向的强烈塑性变形而逐渐将材料表层的粗晶组织细化至纳米量级。主要通过塑性变形以及位错的运动来细化晶粒。塑性变形只发生在试样的表层，并由表及里逐渐减小，通常变形层的深度为几十至几百微米，只有表面层结构发生变化并细化为纳米晶，而材料内部仍保持原始的组织结构9。S

23、MAT（Surface Mechanical Attrition Treatment）方法技术（表面机械研磨处理）：SMAT 技术是使材料表面产生往复强烈塑性变形的表面机械处理技术。利用SMAT 技术实现工业纯钛的表面纳米化，再通过 X-射线衍射、透射电镜等试验手段对钛的表面纳米化机理进行探讨，用显微硬度仪对表面纳米化后钛的硬度进行测定，研究随处理时间的不同表面硬度的差异。在外加载荷的重复作用下，材料表面的粗晶组织通过不同方向产生的强烈塑性变形而逐渐细化至纳米量级。这种由表面机械西安石油大学本科毕业设计（论文）4加工处理导致的表面自身纳米化的过程包括：材料表面通过局部强烈塑性变形而产生大量的缺

24、陷，如位错、孪晶、层错和剪切带；当位错密度增至一定程度时，发生湮没、重组，形成具有亚微米或纳米尺度的亚晶，另外随着温度的升高，表面具有高形变储能的组织也会发生再结晶，形成纳米晶；此过程不断发展，最终形成晶体学取向呈随机分布的纳米晶组织10。由文献11可知，表面 SMAT 处理后的结构特征：在表面机械加工处理过程中，外加载荷以不同的方向重复地作用于材料的表面，每次接触的瞬间都会在材料表面的局部区域产生一个应力场，使材料发生局部塑性变形。由于应力值随深度的增加而逐渐减小，因此材料的变形量和晶粒尺寸沿厚度方向呈梯度变化。变形量随着深度的增加而逐渐减小，最大变形深度可达 80m，其中强烈塑性变形主要发

25、生在表面到 40m 深度的范围11。材料表面经过 SMAT 处理后，很可能得到纳米晶表层，进而由材料表层的改性提高材料的疲劳性能。图 1-1 为低碳钢经过 60 分钟的 SMAT 后硬度沿厚度方向的变化，图 1-2 为硬度与 d-1/2 （d 为晶粒尺寸）的关系。可以看出，由于表面形成了纳米晶组织，低碳钢表面的硬度明显提高，与未发生变化的心部组织相比，表面硬度提高了两倍以上。由纳米晶层（从表面到约 40m 深度）到亚微晶层（4080m 深度） ，硬度逐渐减小，并逐渐趋于稳定。如图 1-1 所示，对于单相材料来说，表面硬度的提高可归因于晶粒细化和加工硬化两种效应的共同作用。然而取硬度与 d-1/

26、2作图可以发现，硬度随d-1/2增大几乎呈线性增加，如图 1-2 所示，这种现象与传统的 HallPetch 关系Hv=Ho+Kd-1/2一致，也与其他超细晶材料的力学性能研究结果相符，由此可以确定表面纳米化对材料表面的强化有一定的贡献15。图图 1-1 低碳钢经过低碳钢经过 60 分钟的分钟的 SMAT 后硬度沿着厚度方向的变化后硬度沿着厚度方向的变化1.2.3 疲劳行为及机理疲劳行为及机理当材料或结构受到多次重复变化的载荷作用后，应力水平虽然没有超过材料的强度极限，甚至比弹性极限还低的情况下就可能发生破坏，这种在交变载荷重复作西安石油大学本科毕业设计（论文）5用下，材料或结构的发生破坏的现

27、象，就叫做疲劳破坏。材料或构件疲劳性能的好坏是用疲劳强度来衡量的，所谓疲劳强度就是指材料或图图 1-2 低碳钢经过低碳钢经过 60 分钟的分钟的 SMAT 后硬度与后硬度与 d-1/2的关系的关系构件在交变载荷作用下的强度。疲劳强度的大小是用疲劳极限来衡量的，所谓疲劳极限就是指在一定循环特征 R 下，材料或构件可以承受无限次应力循环（或指定应力循环）而不发生疲劳破坏的最大应力幅，一般用表示。因材料的疲劳极限maxsrs随加载方式和应力比的不同而异，通常以对称循环下的疲劳极限作为材料的基本1s-疲劳极限。疲劳寿命是疲劳失效时所经受的应力或应变的循环次数，一般用 N 表示。试样的疲劳寿命取决于材料

28、的力学性能和所施加的应力水平，一般来说，材料的强度极限越高，外加的应力水平越低，试样的疲劳寿命就越长；反之，疲劳寿命就越短。表示这种外加应力水平和试样疲劳寿命之间关系的曲线称为材料 S-N 曲线。实际构件的疲劳破坏过程总可以明显分为裂纹萌生，裂纹扩展，最终断裂三个过程。由于应力集中，裂纹在此处萌生，称为疲劳源；形成疲劳裂纹后，裂纹慢速扩展，由于间歇加载或载荷幅度变化，在整个裂纹扩展区可以留下贝壳或海滩状条带，它们实际上是裂纹经过多次张开和闭合，表面相互摩擦而留下的一条条的光亮的弧线标记，即疲劳裂纹的前沿线；最后是疲劳断裂区，它和静态下带尖锐缺口的断口相似，塑性材料的断口是纤维状，脆性材料的断口

29、是结晶状。宏观疲劳裂纹是零件在循环载荷的服役条件下由萌生的小裂纹（如由缺口处）逐渐长大而成的。而疲劳微观裂纹都是由不均匀的局部滑移和显微开裂引起的，主要方式有表面滑移带开裂，第二相、夹杂物或其界面开裂，晶界或亚晶界开裂等。疲劳微裂纹萌生后即进入裂纹扩展阶段，根据裂纹扩展方向，裂纹扩展可分两个阶段。第一阶段是从个别侵入沟（或挤出脊）先形成微裂纹，然后再沿最大切应力方向向内扩展，在扩展过程中多数裂纹会成为不扩展裂纹，只有个别微裂纹会扩展为25 个晶粒范围。由于第一阶段的裂纹扩展速率极低，而且其扩展总进程也很小，西安石油大学本科毕业设计（论文）6所以该阶段的断口常常看不到什么形貌特征，只有一些擦伤的

30、痕迹。在一些强化材料中，有时可看到周期解理或准解理花样，甚至还有沿晶开裂的冰糖状花样。第二阶段是裂纹垂直拉应力方向扩展。由于晶界的阻碍作用，裂纹扩展方向逐渐转向垂直拉应力方向，直到最后形成剪切唇为止。该阶段的断口特征是具有略呈弯曲并相互平行的沟槽花样，称为疲劳辉纹，或称为疲劳条纹（条带） 。它是裂纹扩展时留下的微观痕迹，每一条带可以视作一次循环的扩展痕迹，裂纹的扩展方向和疲劳条带方向相垂直。为什么金属疲劳时会产生破坏作用呢？这是因为从微观角度讲，金属内部结构并不均匀，从而造成对应力传递的不平衡，有缺陷的地方会成为应力集中区。与此同时，金属内部的缺陷处还存在许多微小的裂纹，在力的持续作用下，裂纹

31、会越来越大，材料中能够传递应力部分越来越少，直至剩余部分不能继续传递载荷时，金属构件就会全部毁坏，甚至在工作应力远低于许用应力的情况下突然断裂，发生所谓的低应力脆断4。在焊件的疲劳过程中，焊接残余应力会发生松弛现象。这是因为焊件在疲劳载荷和焊接残余应力的共同作用下，焊件的材质出现了损伤，使得材质的性能下降，从而使焊接残余应力在原有的变形情况下重新分配。即通常所说的应力松弛现象5。各类金属材料在常态下都是由处于微米或亚微米级的晶粒构成。通过特定的加工方法，可使金属表面层几十微米深度内晶粒由微米变为纳米。从而赋予材料更为优异的理化与加工性能。金属材料表面自身纳米化，简单地说，是指对于具有多晶结构的

32、金属材料，在外部球丸的持续冲击下，其表面可以由粗晶组织逐渐细化至纳米晶组织。表面自身纳米化后，金属材料的主要特征是：晶粒尺寸从表面起沿厚度方向逐渐增大；纳米结构表层与基体之间没有明显的界面。处理前后材料的外形尺寸基本不变6。表面纳米化可显著提高材料的综合性能，如耐磨性、疲劳强度、耐蚀性等，而且由于表面化学反应活性增人，易于实现材料表面的选择性化学反应8。表面 SMAT处理为材料赋予了独特的结构，其可能的纳米结构表层能有效地抑制裂纹的萌生，而心部的粗晶组织又可以阻止裂纹的扩展，因此可用于提高疲劳件的疲劳强度和疲劳寿命。另外，表面 SMAT 处理能够实现金属焊缝的组织均一化和性能均一化，能明显提高

33、焊接接头的疲劳性能，可望在焊缝件上取得应用12。通常，焊接组织中的焊接接头和热影响区（HAZ）的晶粒较粗大、组织不均匀、容易出现夹杂物，是开裂的高发区。对焊接接头进行表面 SMAT 处理能够显著改善材料组织的不均匀性，进而提高其疲劳性能13。在其他强烈塑性变形的方式下，材料都是经过大量的宏观塑性变形后才形成了超细晶组织，但对于经过表面机械研磨处理的材料来说，横截面金相组织并未反应出大的宏观塑性变形量，例如晶界没有发生明显的相对位移，这说明材料在表面机西安石油大学本科毕业设计（论文）7械研磨处理过程中的形变机制与其他强烈塑性变形获得的超细晶材料存在一定的差异。图 1-3 为低碳钢经过 60 分钟

34、表面机械研磨处理后的金相组织。由横截面组织可以看出，低碳钢表面附近区域经过塑性变形后形成了流变组织，这与常规的冷加工组织相似，不同之处只是塑性变形沿厚度方向逐渐减小，如图 1-3（a）所示。然而，由材料的正表面（即处理表面）观测却可以发现，在表面机械研磨处理方式下，材料表面附近任一小体积元内的塑性变形是沿各种方向随机发生的，如图 1-3（b）所示。这种变形方式与经过常规冷加工的材料和由其他强烈塑性变形法制备的块体超细晶材料中，沿某特定方向发生的塑性变形有着明显的不同14。在表面机械研磨处理过程中，外加载荷重复地作用于材料的表面，每次作用都会在材料的表面附近产生一个应力场，应力场内任何一个小体积

35、元都会沿不同的方向产生塑性变形，如图 1-4 所示15。当后续载荷作用在材料表面的不同位置时，新产生应力场内的小体积元又会沿其他的方向产生塑性变形。这样，尽管材料的宏观变形量很小，但是任何一个小体积元沿不同方向的微观变形量的总和却非常大，通过这种特殊的塑性变形方式可以使材料表层附近的晶粒细化之纳米量级。（a） （b）图图 1-3 低碳纲经过低碳纲经过 60 分钟分钟 SMAT 后的金相组织：（后的金相组织：（a） 横截面横截面 （b）处理表面）处理表面图图 1-4 弹丸碰撞在材料表面附近产生的局部塑性变形弹丸碰撞在材料表面附近产生的局部塑性变形1.2.4 表面处理对疲劳寿命的影响表面处理对疲劳

36、寿命的影响国内外有关学者对一些金属经过不同时间表面研磨（SMAT）处理后的横截面西安石油大学本科毕业设计（论文）8的金相组织观察，认为材料的变形过程具有以下特点：（1） 表面处理初期，变形优先发生在一些特殊的晶粒中，晶界对塑性变形具有阻碍作用，使得同一层晶粒上的塑性变形呈现出不均匀性；（2） 塑性变形由表面开始，并逐渐向深层延伸，但是由于晶粒取向的影响，深层晶粒也可能优先发生变形，因此在沿厚度的方向上，塑性变形的演变也呈现出不均匀性；（3） 随着处理时间的增加，表面附近的塑性变形逐渐均匀，变形层的厚度也逐渐增大，并趋于恒定值16。由文献16可知，疲劳裂纹一般在构件的自由表面上形核，因此，构件制

37、造过程中的表面制备方法对疲劳裂纹萌生寿命有决定性的作用。近年来的研究成果表明，许多表面处理方法，如渗碳、氮化、火焰淬火、感应淬火和喷丸等都使材料的近表面区域局部获得高强度、高磨损阻力或高腐蚀阻力。此外，一些常用的机械加工方法，如磨削、抛光和铣削会使表面粗糙度发生变化。粗糙表面上的沟痕会引起应力集中，改变材料对疲劳裂纹形核的抗力。应力集中对疲劳强度的影响极大，并且是各种影响因素中起主要作用的因素，它大大降低了构件的疲劳性能。除表面粗糙度之外，表面处理引起的残余应力对疲劳寿命也有重要的影响。热处理、化学处理或机械处理都会在构件上产生残余应力16。当加工、表面处理和热处理产生的残余应力叠加到疲劳载荷

38、上时，就会改变疲劳循环的平均应力和裂纹形核的疲劳寿命。一般说来，残余应力对材料疲劳行为的影响方式与叠加在循环应力幅上的静机械应力的影响方式相同。因此，如果表面的残余应力是压缩的，可以提高疲劳抗力：如果是拉伸的，则起降低作用。对于高强度材料这一规律表现尤为明显。在大应力（低疲劳寿命）条件下，大幅度的应力交变容易使残余应力弛豫（在较软的材料上表现更为明显） ，因此表面处理引入的残余应力的有益作用变小。喷丸对疲劳寿命的提高两个有利因素为喷丸导致的表面的残余压应力和位错密度的增加，表面粗糙度的增加为疲劳寿命提高的不利因素。通常认为表面残余压应力是疲劳寿命提高的最主要原因。旋转弯曲疲劳和拉压疲劳是较常用

39、的疲劳实验方法，喷丸产生的残余应力叠加外载荷后，材料表面所受拉应力值降低，疲劳裂纹将在表面以下残余拉应力区萌生，回避了表面对疲劳寿命影响的诸多不利因素16。疲劳循环应力的增加，与残余应力叠加超过材料屈服强度后，会造成残余应力松弛，表面残余应力是不稳定的，循环第一周即减小，减小幅度最大，循环压应力更容易导致残余应力的松弛，残余应力在循环载荷作用下的松弛与循环周数成对数关系。对于疲劳，当应变幅较大时，残余应力可完全消除，喷丸使疲劳寿命降低，在应变幅较小时，残余应力可部分保持，疲劳寿命提高17。在高应力幅时,喷丸具有坏的影响，在低的应力幅时喷丸具有好的影响18。西安石油大学本科毕业设计（论文）9材料

40、表层的残余应力状态对材料性能有显著的影响，已有很多研究成果证实，喷丸处理可以在试样表面形成一定厚度的压应力，最大压应力可超过。关于残余ss压应力的产生机理，一般认为是由于在弹丸每次撞击力量的作用下，表面层会尽可能向四周展开，但是受底层材料的阻止，于是在塑性变形层就产生了压应力。喷丸压应力的产生机理进行了详细的分析，认为一个弹丸与待处理表面相互作用产生压痕，在压痕的中心部位产生拉应力，而压痕的周围产生压应力，喷丸处理后表面产生均匀一致的压应力是压痕周围压应力叠加的结果15。西安石油大学本科毕业设计（论文）102 试验材料及方法试验材料及方法2.1 试验材料试验材料本文研究的是目前国内“西气东输”

41、所用石油天然气长输管道X70 管线钢。对我国的石油天然气管道发展有促进作用。试验所用样品为宝鸡钢管厂使用的 X70管线钢卷材为研究材料，取材为带有焊接接头的部分管道。为了满足试验要求，我们将含有焊接接头的原材试样经线切割机加工成预先设计大小，其大小为 9595（mm2） ，厚度为 3mm，进行表面 SMAT 处理区域为试样中部灰色区域6060（mm2） ，加工试样时尽可能将焊接接头保留至试样中心位置。如图 2-1：图图 2-1 SMAT 处理试样示意图处理试样示意图表 2- -1 为 X70 管线钢组织成分4：表表 2- -1 X70 管线钢组织成分（管线钢组织成分（%）元素CSiMnPSNb

42、V含量/%0.0660.201.560.0140.00120.0470.027元素TiCuNiMoNAl含量/%0.0210.180.190.220.00760.0522.2 试验设备试验设备（1） 采用箱式电阻炉 SX2-5-12 对 X70 管线钢焊接接头试样进行去应力退火。西安石油大学本科毕业设计（论文）11（2） 应用 SNC-1 金属材料表面纳米化试验机对试样进行表面 SMAT 处理。（3） 应用机械万能试验机测得试样的。bs（4） 应用电液伺服疲劳试验机进行高应力低频疲劳试验。（5） 应用 JSM-6390A 扫描电子显微镜观察疲劳断口形貌及表面处理形貌。2.3 试验方法试验方法首

43、先研究试样的初始组织形貌，截取部分试样，通过光学显微镜观察其金相组织。由于试验所取样品为管道卷材，其试样内部残余应力会影响疲劳性能，所以需要对比有无应力对疲劳行为的影响，所以采用箱式电阻炉 SX2-5-12 对试样进行去应力退火。然后，我们采用 SMAT（Surface Mechanical Attrition Treatment）方法，应用 SNC-1 金属材料表面纳米化试验机对其退火和未退火的 X70 管线钢埋弧焊接接头试样进行表面处理。将做完表面处理后的试样应用线切割机加工成疲劳试样。根据管道在输送天然气过程中所承受循环载荷的作用的背景，模拟实际管道在输送天然气过程中的受力状态，选择拉拉

44、疲劳试验。进一步为了得到拉拉疲劳试验的最大负载荷，我们必须先测得试样的，所以应用机械万能试验机测得试样的。之bsbs后应用电液伺服疲劳试验机进行高应力低频疲劳试验。最后应用 JSM-6390A 扫描电子显微镜观察疲劳断口形貌及表面处理形貌，并进行分析。2.3.1 SMAT 工艺参数选定工艺参数选定根据图 2-2 形变层深度随表面处理距离的变化曲线得出，最佳 SMAT 距离为27mm19。球丸在 U 型缸的覆盖率在 80%90%之间。应用 SNC-1 金属材料表面纳米化试验机对其退火和未退火的 X70 管线钢埋弧焊接接头试样进行 SMAT 处理，表面处理时间分为 30 分钟和 60 分钟。采用输

45、入频率为 50Hz、球丸直径 8mm、SMAT距离 27mm 的最佳参数。将不同热处理和表面机械研磨处理的试样标号。SNC-1 金属材料表面纳米化试验机的示意图 2-320。西安石油大学本科毕业设计（论文）12图图 2-2 SMAT 样品表面形变层深度随表面处理距离的变化样品表面形变层深度随表面处理距离的变化图图 2-3 SMAT 处理设备示意图处理设备示意图2.3.2 退火处理退火处理试样取样位置如图 2-4，由于试验所取样品为管道卷材，其试样内部残余应力会影响疲劳性能，所以需要对比有无应力对疲劳行为的影响。将试样分成两部分，一部分应用箱式电阻炉 SX2-5-12 进行去应力退火。去应力退火

46、的温度较低（723） ，所以钢在去应力退火过程中并无组织变化，其内应力主要是通过 500600保温后缓冷过程消除。所以我们取退火温度为 600，根据 X70 管线钢去应力退火的热处理规范，保温时间为 3 分钟/mm，试样为 3mm 厚度，所以保温时间为 9 分钟，然后随炉冷却。图图 2-4 管线钢试样取样部位示意图管线钢试样取样部位示意图2.3.3 光学显微镜显微组织观察光学显微镜显微组织观察SMAT 强化处理之后，最显著的变化特点就是表层显微组织的变化。为反映SMAT 前后表层显微组织的变化过程，在光学显微镜上对不同工艺参数的样品进行金相显微组织观察。将样品制作成金相分析试样，尽可能使焊接接

47、头保留在样品中心位置，尺寸为 15mm15mm20mm。为避免试样在研磨过程中边缘出现圆角，影响观察效果，金相试样需要用镶嵌料进行镶嵌（环氧树脂：固化剂为 31 41） 。试样进行不同参数 SMAT 处理前后，切取的 X70 管线钢金相样品经机械研磨、西安石油大学本科毕业设计（论文）13抛光后用 4%的硝酸酒精进行腐蚀，然后用光学显微镜对样品表面及横截面的微观组织特征进行初步观察。2.3.4 显微硬度测量显微硬度测量硬度是衡量材料抵抗塑性变形能力大小的一个指标，可以从侧面说明表面处理SMAT 后得到的组织可能为纳米晶组织。利用金相试样测得其表面处理前后焊接接头和热影响区的显微硬度。用显微硬度计

48、测量系统测量，测量载荷为 25g 和 50g，保荷时间为 15s，物镜放大为 40 倍。表面 SMAT 机械研磨后，样品的表面硬度直接在被处理表面上进行测量，显微硬度测量方法是：制备好样品界面的金相，从焊接接头中心开始测量，直到热影响区，多测量几组值，最后取平均值，求出平均显微硬度。2.3.5 静力拉伸试验静力拉伸试验根据管道在输送天然气过程中所承受循环载荷的作用的背景，模拟实际管道在输送天然气过程中的受力状态，选择拉拉疲劳试验3。为了得到拉拉疲劳试验的最大负荷，我们必须先测得试样的。静力拉伸实验在机械万能试验机上进行，bs加载速率为：0.501.50 mm/min。试件个数为 1 个。对未经

49、过表面 SMAT 处理的试验进行拉伸实验，目的在于验证材料的基本力学性能指标抗拉伸强度，以此来确bs定疲劳实验所采用的应力水平。2.3.6 疲劳试验疲劳试验疲劳试验选择拉拉疲劳试验。试验在电液伺服疲劳试验机上进行。预示应力=（0.60.8）；maxsbs由表 3-1，得=705MPa，取系数为 0.7；bs最大加载载荷=S横=0.7705（7.53）=11 kNmaxs循环载荷波形为正弦波，最大加载载荷 11kN，应力比为 R=0.1，试验加载频率为 15Hz，试验环境为常温和实验室大气环境。试件分为两组，一组为未退火 SMAT 处理的 X70 管线钢试件，另一组为退火SMAT 处理的试件，每

50、组试样分为 SMAT 处理时间 30 分钟、60 分钟和未 SMAT 处理。在同一应力水平下，对两组试件进行疲劳对比实验。试样的制作严格按照国标，本试验依据国标（GB3075- -82）23，结合原材的尺寸，我们采用矩形试样，试样尺寸要求如下表 2-2：表表 2-2 疲劳试样尺寸标准疲劳试样尺寸标准dmmabmm2bmm标称尺寸公差面积标称尺寸公差rmmLcmmD2/d2或 B/b西安石油大学本科毕业设计（论文）1458100.0230（26）a0.025d 或 5b3d 或3b1.5选取 a=3mm；b=7.5mm；R=50mm，B=15mm，Lc=30mm本实验采用材料为 3mm 厚的 X

51、70 管线钢板，加工时尽可能将焊接接头保留在试样中心并垂直与试样轴向方向，疲劳试样规格尺寸如下图 2-5 所示：图图 2-5 疲劳试样示意图疲劳试样示意图2.3.7 扫描电镜显微组织和疲劳断口观察扫描电镜显微组织和疲劳断口观察构件破坏之后，断口上完整地记录着各种因素对断裂的影响。断口观察是断口分析中最基本、最简便的技术。通过分析可以判断断裂的性质、原因。由于电子显微镜的景深大、分辨本领高，对凹凸起伏的断口进行观察特别适用。许多断裂机理的提出和失效原因的判定都依赖电子断口分析提供可靠的判据。近年来，由于断口观察广泛采用扫描电镜，简化了制备试样的手续，更方便于作断口的定点观察和连续观察，能同时观察

52、断口形貌和断口侧面的金相组织的对应关系14。应用 JSM-6390A 扫描电子显微镜观察疲劳断口形貌及表面处理形貌。由于光学显微镜的分辨能力有限，不能清楚地反映变形过程中内部的精细结构，为了进一步讨论其组织变化，故用扫描电镜可以对样品表面及横截面的微观组织特征进行细致观察。对于疲劳源在内部的试样，测定其离开表面的距离。样品的大小比光镜观察的样品略小，加工成 12mm 厚度的样品，以便放入样品台。由于扫描电镜的景深比较大，试样侵蚀程度需略重于金相试样样品。放置样品前，使用酒精将试样表面清洗干净，防止出现灰尘、杂物，影响观察结果。试样放入样品台时，要夹紧，将各个试样标记，以免混淆。最后用 JSM-

53、6390A 扫描电子显微镜（SEM）分别对不同处理时间的样品的表面及横截面的微观组织特征进行细致观察。西安石油大学本科毕业设计（论文）152.4 本章小结本章小结本章叙述了试验所采用的材料、成分及设备，给出了 SMAT 的试验工艺，并简单介绍了微观变形方式。同时，还对 SMAT 工艺参数，处理前后的金相观察、显微硬度测量、静力拉伸试验、疲劳试验和疲劳试样断口 SEM 分析做了简单介绍。试验流程图如下图 2-6：图图 2-6 试验流程图试验流程图X70 管线钢焊接接头去应力退火未退火SMAT 处理未 SMAT 处理30 分钟SMAT 处理未 SMAT 处理60 分钟30 分钟60 分钟进 行 拉

54、 伸 疲 劳 试 验光镜显微组织和扫描电镜显微组织及疲劳断口观察分 析 并 总 结西安石油大学本科毕业设计（论文）163 试验结果与分析试验结果与分析3.1 静力拉伸试验结果静力拉伸试验结果未经 SMAT 处理 X70 管线钢焊接接头试样拉伸试验力位移曲线，如图 3-1 所示，从图 3-1 可以看出此拉伸试样无明显的屈服极限。表 3-1 列出了静力拉伸试验的结果。图 3-2 为拉伸试验拉断试样实物图。图图 3-1 未未 SMAT 处理处理 X70 管线钢焊接接头试样拉伸曲线管线钢焊接接头试样拉伸曲线图图 3-2 拉伸试验试样的实物图拉伸试验试样的实物图表表 3-1 未未 SMAT 处理处理 X

55、70 管线钢焊接接头试样拉伸试验结果管线钢焊接接头试样拉伸试验结果试件最大力/kN抗拉强度/MPabsX70 焊接接头15.9105705西安石油大学本科毕业设计（论文）173.2 显微硬度分析显微硬度分析显微硬度值可以反映材料塑性变形抗力及应变硬化能力的大小，通过测量硬度的变化，就可以得出变形硬化层的深度及塑性变形程度。可以从侧面说明表面处理SMAT 后得到的组织可能为纳米晶组织。用显微镜硬度计测定 X70 管线钢焊接接头、热影响区对未进行 SMAT 工艺试样的显微硬度，测定结果如表 3-2 所示。表 3-3 给出了进行 SMAT 处理之后的显微硬度。表表 3-2 未未 SMAT 处理的处理

56、的 X70 焊接接头、热影响区的显微硬度焊接接头、热影响区的显微硬度试验力123456平均（HV）焊接接头（50 克）255.12225.72253.50258.69219.97251.02244.00焊接接头（25 克）227.49224.57204.90230.87204.95237.41221.70热影响区（50 克）228.33260.27263.16271.48247.38257.80254.74热影响区（25 克）270.20221.67240.72215.95295.78244.19248.09表表 3-3 SMAT 处理的处理的 X70 焊接接头显微硬度焊接接头显微硬度试验力（

57、50 克）123456平均（HV）焊接接头 SMAT30 分钟426.00385.98435.55411.32455.78446.54426.86焊接接头 SMAT60 分钟550.75480.96462.70766.03564.32650.36579.19通过测量硬度的变化，可以得出变形硬化层的深度及塑性变形程度。从上述数据可以看出：在同样加载 50 克力的情况下，焊接接头表面经过 SMAT30 分钟处理的表面硬度明显高出未处理的母材近两倍，而表面 SMAT60 分钟处理的表面硬度是表面未处理的 2.5 倍，这说明经过 SMAT 表面处理后，X70 管线钢的表面硬度成倍数提高，而且表面处理

58、60 分钟的显微硬度高于表面处理 30 分钟。对比 SMAT 处理前后及处理时间的显微硬度，可以看出焊接接头的显微硬度值显著提高。这说明 SMAT 处理对表面硬度有着加强的作用。这间接证明了 SMAT 处理得到了纳米晶组织或更加细小的晶粒。高硬度大大抑制疲劳裂纹的产生和扩展，使的疲劳极限提高。3.3 光学显微镜显微组织观察结果光学显微镜显微组织观察结果未进行 SMAT 处理试样在光学显微镜下的显微组织见图 3-3，图 3-4。放大倍数为 400，腐蚀溶液是 4%硝酸酒精。由图 3-3 为焊接接头组织，其晶粒较热影响区粗大。西安石油大学本科毕业设计（论文）18图图 3-3 焊接接头显微组织焊接接

59、头显微组织 400图图 3-4 热影响区显微组织热影响区显微组织 400试样的热影响区的显微组织见图 3-4，其晶粒略小于焊接接头组织晶粒。经过 SMAT 处理后的试样经过光学显微镜观察，焊接接头如下图 3-5；热影响区为 3-6；母材为 3-7：（a） SMAT 处理处理 30 分钟分钟 （b） SMAT 处理处理 60 分钟分钟图图 3-5 SMAT 处理后的焊接接头形貌处理后的焊接接头形貌 400西安石油大学本科毕业设计（论文）19图图 3-6 SMAT 处理处理 60 分钟后的热影响区形貌分钟后的热影响区形貌 400图图 3-7 SMAT 处理处理 60 分钟后的母材形貌分钟后的母材形

60、貌 400以上四图对比图 3-3，图 3-4，发现 X70 管线钢的表面组织发生明显变化。其表面较表面处理之前，晶粒更加细小，组织更加致密，这有利于阻止裂纹的扩展，但其表面所形成的微裂纹会增多。从图 3-5（a）可以看出，X70 管线钢焊接接头处经过 30 分钟 SMAT 处理后，样品表面己经发生了剧烈的变形，随着处理时间的增加，变形程度增大。SMAT 处理后的试样表面产生压应力，残余压应力在缺口根部引起残余压应力集中，极大的抵消了工作应力引起的拉应力集中；其次，残余压应力能有效地阻碍疲劳裂缝的扩展，降低短裂缝的扩展速度，提高疲劳短裂缝的闭合力，使其形成非扩展裂缝，并将裂纹源由表面“逼”内部，

61、对疲劳极限的提高有促进作用。表层压应力的存在，降低了外加交变应力中容易造成损伤的拉应力分量，从而可大幅度提高疲劳裂纹的萌生寿命。3.4 扫描电镜显微组织和疲劳断口观察结果扫描电镜显微组织和疲劳断口观察结果由于光学显微镜的分辨能力有限，不能清楚地反映变形过程中内部的精细结构，为了进一步讨论其组织变化，故用扫描电子显微镜（SEM）可以对样品表面及横截面的微观组织特征进行细致观察。样品的准备工作与光镜观察的样品准备相同，样西安石油大学本科毕业设计（论文）20品准备好后用 JSM-6390A 扫描电子显微镜（二次电子）分别对不同材料的样品的表面及横截面的微观组织特征进行细致观察。如图 3-8：（a）

62、SMAT 处理处理 30 分钟分钟 （b） SMAT 处理处理 30 分钟分钟（c） SMAT 处理处理 60 分钟分钟 （d） SMAT 处理处理 60 分钟分钟（e） 未未 SMAT 处理处理图图 3-8 X70 管线钢管线钢 SMAT 处理不同时间样品表面的扫描电镜形貌处理不同时间样品表面的扫描电镜形貌由图 3-8，我们可以看出，对比未 SMAT 处理及 SAMT 处理 30 分钟，60 分钟，经过 SMAT 表面处理的试样表面组织细化。但是，在 SMAT60 分钟上的试样存在许多剥离层。我们认为这是由两个原因造成的：（1）由于试验仪器中一些客观原因造成的，例如，固定试样的卡盘螺母硬度不

63、西安石油大学本科毕业设计（论文）21够，导致在表面处理过程中，使螺母上的铁屑污染到了试样表面，致使样品表面高低不平；（2）也可能由于 SMAT 处理时间过长，导致样品表面有剥落现象，出现较明显的微裂纹。经过对比 SMAT 处理 60 分钟比 SMAT 处理 30 分钟的试样表面更加坑凹不平。造成这样结果的原因可能是由于表面机械研磨处理的参数不尽合理。SMAT 处理时的丸径过大，SMAT 处理距离过大所导致，造成处理之后的表面出现了电镜下看到的部分微裂纹。由图 3-8 可见，SMAT 处理后，试样的表面粗糙度有所增加。在实际的工程应用中，很多情况下，试样的表面粗糙度对疲劳强度等性能有很大的影响，

64、因此对其有一定的要求。同时，表面粗糙度的大小也直接影响了表面处理技术在上程上的应用。由图 3-8（c） 、 （d） ，表面存在或多或少的弹坑，它们相当于一个个的微观缺口，所表现出来的微观缺口引起的应力集中和试样的缺口根部的应力集中相叠加，使应力集中程度加剧。同时，表面处理很可能对表面造成损伤，如图 3-8（e） ，还有 U型缸的气密性不够好，导致高温氧化，造成坑蚀，这种表面损伤是预置的裂纹源，使疲劳裂纹从表面产生，并由于减少了裂纹源萌生的时间，使疲劳极限降低。我们进一步观察表面机械研磨处理表面的横截面。经过 SMAT 处理之后的试样，其表层出现致密组织，可能为纳米晶组织。明显观察到 SAMT

65、处理 60 分钟比SAMT 处理 30 分钟的表面塑性变形层要厚许多。在强化层中可以明显看到晶粒细化，由于该强化层的存在，发生加工硬化，对抑制疲劳裂纹的扩展、提高疲劳寿命起到一定的作用。在某些情况下残余应力虽然部分和完全松弛，但是疲劳寿命仍然提高，归因这层表面强化层的位错密度对疲劳寿命的提高起有益作用。如下图 3-9。（a） SMAT 处理处理 30 分钟分钟 （b） SMAT 处理处理 60 分钟分钟图图 3-9 X70 管线钢管线钢 SMAT 处理时间样品横截面的扫描电镜组织处理时间样品横截面的扫描电镜组织3.5 疲劳断口的特点和分析疲劳断口的特点和分析断裂是个动态的变化过程，断口是断裂的

66、静态反映。疲劳断裂断口记录了从裂西安石油大学本科毕业设计（论文）22纹萌生至断裂的整个过程，有明显的疲劳过程形貌特征，这些特征受材料性质、应力状态、应力大小及环境因素的影响。因此疲劳断口分析是研究疲劳断裂过程及分析断裂原因和断裂机理的重要方法之一。疲劳断口是材料连续性破坏的直接结果，同时也是断裂过程最真实的写照，保留了整个断裂过程的所有痕迹，记载着很多断裂信息。采用 JSM-6390A 扫描电子显微镜对各组疲劳试验中试样的疲劳断口分析，并且重点分析疲劳断裂应力接近疲劳极限的断口试样，因为其更能够说明材料的疲劳性能。3.5.1 疲劳断口的宏观形貌观察与分析疲劳断口的宏观形貌观察与分析图 3-10（a） ， （b）分别为 SMAT 处理前后疲劳试样疲劳断口宏观形貌的照片，从图中可以看到一般疲劳断口所具有的典型的三个区域：疲劳裂纹起源区、疲劳裂纹扩展区和失稳断裂区（瞬断区） 。图 3-10（a）断口从左向右依次是：疲劳裂纹起源区、疲劳裂纹扩展区和失稳断裂区（瞬断区） 。图 3-10（b）断口从左向右依次是：失稳断裂区（瞬断区） 、疲劳裂纹扩展区、疲劳裂纹起源区。不同的是，SMAT 处理后的试