高速钢（HSS）属于工具钢范畴，因其能在高达600℃的温度下保持切削性能而被广泛用于切削工具。作为一种铁基合金，HSS通常会添加碳（C）、铬（Cr）、钒（V）、钨（W）和钼（Mo）等元素，部分牌号可能还含有钴（Co）。这些合金元素有助于提高HSS的红硬性，使其在高速加工过程产生的高温环境中仍能保持强度和硬度。为了达到所需的硬度，HSS在淬火后通常会经过三次回火处理。这种热处理会消除残余奥氏体，并促进回火碳化物的析出。

切削工具用钢还需要具备高冲击韧性和抗疲劳性。通过PM-HIP工艺生产 HSS可显著提升这两种性能。粉末冶金热等静压（PM-HIP）工艺制备的HSS钢，内部碳化物相较于铸态HSS要更细小且分布得更加均匀。由于疲劳极限与缺陷尺寸呈负相关，PM-HIP制备的HSS中存在的氧化物缺陷尺寸较小，疲劳极限更优。

通常情况下，疲劳极限是根据Dixon和Mood提出的升降法来确定的。在这种方法中，在预设极限载荷附近设置多级应力幅值，对多组试样开展疲劳试验，以此捕捉到随机失效的特征，进而估算疲劳极限。如果一个试样在达到预设的循环基数N_lim之前发生断裂，那么降低后续试样的应力幅值。相反，如果试样完成预设循环基数而未失效，那么提高下一轮测试的应力幅值。

加速疲劳试验中，通过监测损伤指标随载荷循环次数的变化来估算疲劳极限。损伤的产生可通过该指标的变化来检测。为实现这一目的，文献中提出了多种损伤指标，包括电阻测量、声发射监测、超声时延分析以及热学方法等。

试验初始时，应力幅值设定低于估计的疲劳极限，并在整个试验过程中，在完成预设的循环次数N_step后持续增加应力幅值，同时监测样品的表面温度。通常情况下，使用红外摄像机进行温度测量。在应力幅值低于疲劳极限时，由于弹性滞后引起的温度升高幅度最小。一旦应力幅值超过疲劳极限，在每级载荷加载初期就会出现显著的温度升高，到该级载荷加载末期达到稳定温度。这种显著的温度升高是由微塑性变形引起的，并表明出现了微观结构损伤。应力幅值超出疲劳极限的幅度越大，由此产生的温度升高幅度就越高。这一观察结果与Poncelet等人的研究结果一致，他们将更高应力幅值下能量损耗的增加归因于更多微塑性变形位点的激活。

稳态温度的变化用于估算疲劳极限。因此，加速疲劳试验仅使用一个试样就能确定疲劳极限，从而显著减少了测试时间、成本和材料消耗。Cura等人根据温度-应力关系比较了两种确定疲劳极限的方法。在“单曲线模型”中，断裂前的稳态温度用一条直线来近似表示。疲劳极限定义为这条曲线与代表无温度升高状况时的水平参考线的交点。相比之下，“双曲线模型”将水平线替换为试验初始阶段所记录的稳态温度的线性拟合曲线。这种方法的优点在于能够估算与测试频率无关的疲劳极限。

试件承受周期性载荷作用，其夹紧装置以及周围空气一起被视为热源。微塑性变形被认为是热量产生的主要来源。在没有微塑性变形的情况下，不会出现显著的温度升高，这表明不存在疲劳损伤。因此，加速测试方法能够确定无限的疲劳寿命。

加速疲劳试验已经成功应用于多种材料，包括不锈钢、低合金钢、铸铁、低碳钢和铝合金。然而，这种方法尚未用于HSS。

在本研究中，加速疲劳测试首次应用于粉末冶金高温合金高速钢（AISI M3 2级）和铸态高速钢（AISI M2）。这些结果与针对具有不同高载荷体积（HLV）的试样所进行的传统疲劳测试的结果进行了系统对比，来确定材料的缺陷分布情况。随后，将得到的分布参数用于验证加速测试得出的疲劳极限。

在本研究中，对铸态高速钢HSS M2（HS6-5-2）和粉末冶金高温成型高硬度钢PM-HIP HSS M3（HS6-5-3）进行了研究。它们的化学成分通过火花光发射光谱法（OES）和燃烧分析来测定，结果总结在表1中。这两种材料均为软退火、锻造态，M2的热成型度为φ=3.5，M3的热成型度为φ=2.5。

共有六块M2样品和五块M3样品接受加速疲劳测试。使用高频脉动器以110Hz的频率施加轴向载荷，应力比为R=-1，能够施加最大静态载荷100kN和最大载荷振幅50kN。应力振幅每20000次循环（N_step）增加20MPa。测试在试样断裂或脉动器无法再维持目标应力振幅时终止。

利用“双曲线模型”来估算疲劳极限时，需对每个试样的表面温度进行监测。具体操作是在平行测试横截面上放置三个负温度系数（NTC）热敏电阻。使用单片机采集温度数据，采样间隔400ms，测温精度设定为0.07℃，从而在每个载荷水平下获得约450组的温度测量值。对应于给定应力幅值的温度升高值是通过在每个载荷等级的最终阶段（达到N_step的90%之后）记录的温度测量值的平均值来确定的，这样就能考虑到与相应温度增量相关的温度波动。随后，将这些温度升高值绘制成应力幅值的函数曲线，并使用“双曲线模型”进行评估。加速疲劳试验开始时以及试样断裂前不久的温度演变由两条回归线来表征。每条回归线都是基于至少五个数据点进行拟合的，所包含的数据点的最大数量根据调整后的决定系数的降幅进行限定。测试开始时观察到的温度波动不纳入回归分析。因此，前一或两个加载等级的温度数据不予考虑。为弥补初始温度测量值的缺失，在应力幅值显著低于估计疲劳极限的情况下开始加速疲劳测试。此外，试样断裂时记录的温度上升值也不参与评估。

试样的几何结构经过特殊设计，包含了一个平行测试横截面，可形成大尺寸的能量耗散HLV，以便在循环加载条件下能够实现可测量且明显的温度升高。为了确保试样在压缩载荷作用下不会发生失稳屈曲，本文开发了试样的有限元模型，并借助Abaqus软件进行了线性屈曲分析。

样品的制备首先将原材料沿纵向（轧制方向）切割成长方体，随后通过仿形车削进行粗加工。随后，在夹持端头加工螺纹，接着对试样进行热处理。在 1180℃下进行8min的奥氏体化处理，然后进行淬火，并在560℃下各进行三次回火处理，每次保温1h，最终M2的硬度达到857HV10，M3的硬度达到895HV10。热处理完成后，对试样精加工至最终外形尺寸，平行测试横截面长度为30mm、直径为5mm，然后纵向进行抛光。为了减少周围的热容量从而减少传导热损失，同时又不增加圆角或夹持区域断裂失效的风险，将过渡圆角的半径尽量小。此外，试样用聚乙烯套管进行隔热处理，以减少对流散热。

加速疲劳试验试样的几何形状及其HLV（用灰色突出显示）如图1所示。HLV定义为有限元模拟中所有积分体积V_i的总和，其中等效的von Mises应力σ_v，_i至少为最大应力σ_max的90%。

除了加速疲劳测试外，还有常规疲劳测试。制造了两种材料的旋转弯曲试样，几何形状如图2（a）所示。这些试样与加速测试中使用的轴向试样接受相同的热处理。旋转弯曲试验在施耐克旋转弯曲机上进行，工作频率为123Hz，应力比R=-1，循环基数N_lim=107。总共对35个M2和29个M3试样进行了研究。对于每种材料，确定了S-N曲线和相应的疲劳极限，并将其与通过加速测试获得的疲劳极限进行比较。

随后，使用扫描电子显微镜（SEM）对每个试样的断口形貌进行研究。分析了每个试样萌生断裂源缺陷的化学成分，并测量了其投影尺寸。

此外，对第二种增大HLV的M2试样构型进行了常规疲劳测试。图2中所示的两种旋转弯曲几何结构所测得的疲劳极限用于表征材料的随机缺陷分布情况。

在应力幅值逐步增加的加速疲劳试验中，平行测试截面内的温度变化情况如图3所示，该图针对一个具有代表性的试样进行展示。在试验过程中，温度持续变化，随着应力幅值的增加而增加。值得注意的是，在试验的早期阶段（在低应力幅值下），温度上升的幅度不如在试样断裂前不久（在高应力幅值下）显著。图中放大截图展示了单载荷级别下的温度变化情况。黑色的点表示测量得到的温度值，其等间距对应于0.07℃的NTC分辨率。正如上文所述，测量得到的温度值围绕相应的温度增量波动。对这些数据点的拟合（绿色曲线）表明，初始载荷级别下的温度上升速率高于其结束时对应的速率。这一观察结果与所报道的发现是一致的。然而，与以往的研究不同的是，在当前的试验中，并未完全达到稳态温度。以下介绍中，“稳态温度”一词指的是载荷等级结束时对应的温度。

图4中所示的结果是基于M2和M3试件的温度-时间曲线得出的。加速测试开始时以及试件失效前不久的温度曲线明显表明，其与应力幅值存在线性关系。按照“双曲线模型”，这两条直线斜率的交点为疲劳极限。

加速疲劳测试的结果汇总于表2中。由于使用了三个NTC传感器，因此各个试件疲劳极限的测定存在一定的偏差。此外，这些微小的偏差表明，NTC热敏电阻沿平行测试段的布置产生的影响很小，这证实了试样加热极其均匀。每种材料的其中一个试样出现了温度测量问题。因此，M2试样中有五块，M3试样中有四块被纳入最终评估。疲劳极限估算：M2为636MPa，M3为905MPa，相应的标准偏差分别为7MPa和18MPa。因此，加速测试能提供具有低离散度的可重复结果。

值得注意的是，M3试样在测试过程中温度升高幅度高于M2试样。M2试样的温度升高约为4K，而M3试样的温度升高约为6-7K。在PM-HIP HSS M3试样中温度升高现象更明显，在疲劳极限以下和以上两种应力条件下都能得到解释。由于M3样品的疲劳极限高于M2样品，因此对其进行的加速疲劳试验所施加的应力幅度高于M2样品。这导致在达到疲劳极限之前，与弹性滞后相关的能量耗散显著增加。当应力幅值超过疲劳极限时，制造工艺所引起的微观结构会影响裂纹的萌生和扩展。在应力幅值超过疲劳极限的情况下，粉末冶金高温等温锻造高速钢（PM-HIP HSS）散热增加，这表明在材料失效之前，相较于铸态高速钢，存在更多的微塑性现象。

为了将加速疲劳测试的结果置于恰当的背景之下，本研究还通过常规疲劳测试确定了这两种高速钢的疲劳极限。图5中所示的S-N曲线借助评估软件SAFD得出。在50%的失效概率下，铸态HSS钢M2的疲劳极限被确定为744MPa，PM-HIP HSS钢M3为1080MPa。粉末冶金钢在疲劳极限和疲劳强度方面均优于铸态高速钢。M2的测试结果比M3的结果表现出更大的离散性。这两种高速钢都具有较高的拐点循环次数N_k，尤其是粉末冶金高速钢（N_k =7.6×106）更为突出。M3的疲劳极限相较于M2有所提高，这可归因于二者微观结构以及与失效相关缺陷的差异。粉末冶金高速钢在断裂总是萌生于氧化物夹杂，而铸态高速钢的失效则源于碳化物团簇，这与Berns等人所研究的结果一致。氧化物的尺寸明显小于碳化物团簇：氧化物的平均直径为16μm，而失效碳化物团簇的平均直径为58μm。

基于上述设定直径的圆形几何构型，计算出了氧化物夹杂物的平均面积。对于碳化物团簇，失效面积定义为夹杂物凸包围成的区域，平均值约为1602μm²。根据这个模型，M2的疲劳极限预测值为755MPa，与试验确定的744MPa的值非常吻合。对于M3材料，该模型预测其疲劳极限为933MPa，略低于M2材料的疲劳极限1080MPa。

铸态HSS钢M2中碳化物团簇的形状和大小差异很大。碳化物团簇形态和尺寸的显著变化反映在图5（a）中所示的S-N曲线的更宽的数据离散带中。此外，M3的内部氧化物平均球形度为0.86，明显比M2中的碳化物团簇球形度更高，从而导致粉末冶金HSS中应力集中降低，并减弱了内部缺口效应。

在评估疲劳极限时，必须考虑锻造铸态HSS的显著微观结构各向异性。在纵向截面上，热成型会形成沿主变形方向排布的明显带状碳化物组织。试样沿此方向截取。如果样本截取方向与成形方向垂直，那么疲劳极限将会显著降低，因为在这种方向上碳化物团簇的横截面积更大，而带状碳化物的排列会导致更高的应力集中。

图6中所示的EDS光谱表明，M3中引起发失效的氧化物包含成钙、镁、硅和铝等元素。与铸态HSS M2相比，M3中的碳化物的尺寸均不超过2μm。鉴于粉末冶金高速钢中的碳化物的尺寸比与引发断裂的氧化物小一个数量级，它们不太可能成为断裂起始点。当加速疲劳测试结果与常规疲劳测试结果进行比较时，可以明显看出，加速方法得出的疲劳极限更低。然而，必须考虑到尺寸效应，因为加速测试中的HLV（703mm³）明显大于常规旋转弯曲测试中的HLV（13mm³）。由于缺陷尺寸遵循统计分布，高负荷体积越大，内部出现大尺寸缺陷的概率越高。而疲劳极限与缺陷尺寸呈负相关，因此高负荷体积增大会造成疲劳极限下降。

基于“最薄弱环节理论”，并基于假设疲劳极限遵循威布尔（Weibull）分布这一前提，式（1）能够利用威布尔模数 m 将不同HLV（HLV₁、HLV₂）的疲劳极限进行换算。σ₁是对应于HLV₁的疲劳极限，σ₂是对应于HLV₂的疲劳极限。

然而，目前尚不清楚这种加速方法是否能得出50% 失效概率下的疲劳极限值。为了更详细地探讨这个问题，还对铸态HSS M2的另一种试样构型进行了测试，该铸锭的HLV为67mm³。采用升降法、在旋转弯曲条件下进行了测试。所得的S-N曲线显示出显著较高的拐点循环次数。膝点位置仅略低于循环基数N_lim，表明通用的失效判定循环基准可能高估了HSS的实际疲劳极限。这一论断还得到了以下观察结果的佐证：S-N曲线中的旋转弯曲试样被归类为达到循环基数未断裂，后续却在超过N_lim后仍发生了失效。然而，增加持久循环次数会显著延长升降法测试的持续时间，从而凸显了采用加速疲劳测试方法的必要性。在失效概率为50%的情况下，疲劳极限确定为731MPa，这比13mm³HLV试样的常规旋转弯曲测试所获得的值低13MPa。鉴于铸态高速钢M2的结果存在显著的离散，对于这种疲劳极限的微小差异应谨慎解读。

结合式（1）以及50%失效概率下的疲劳极限值，确定威布尔模数m为93。目前，尚未有关于高速钢威布尔模数的数据发表。对于用于核压力容器的贝氏体钢，有报道其威布尔模数为22，而对于不锈钢，其威布尔模数为27。对于延展性更好的金属，威布尔模数值可高达100。由于高速钢不是延性材料，因此在本研究中确定的威布尔模数93与文献中报道的值相比显得相对较高。

但是，当将此威布尔模数应用于式（1）时，对于HLV为703mm³的试样，得出在50%的失效概率下疲劳极限为713MPa，这与加速疲劳测试中所采用的值相符。在此背景下，本研究对旋转弯曲疲劳极限与轴向疲劳极限进行了比较。尽管所施加的应力梯度存在显著差异，但旋转弯曲疲劳数据与轴向疲劳数据的通用性仍得到了先前研究的支持。相比之下，加速疲劳测试得出的疲劳极限为636MPa，明显低于公式（1）预测的713MPa。该结果表明，高速钢的加速疲劳测试提供了与较低失效概率相对应的疲劳极限。

在本研究中，首次采用加速疲劳试验方法确定了两种采用不同生产路线（M2（铸锭铸态）和M3（粉末冶金高温热等静压PM-HIM））制造的高速钢的疲劳极限。通过优化试样的几何形状并选用合适的隔热措施，实现了温度的显著升高，并使用NTC传感器进行温度监测。氧化物被确定为粉末冶金高速钢中导致失效的关键缺陷，而铸锭铸态高速钢中的裂纹萌生点则由碳化物团簇引起。

基于升降法，将轴向加载的加速疲劳试验方法获得的疲劳极限与常规疲劳测试（旋转弯曲）的结果进行了比较。根据升降法，当失效概率为50%时，M2的疲劳极限为744MPa，M3的疲劳极限为1080MPa。相比之下，加速疲劳测试方法估计的疲劳极限较低，M2的值为636MPa，M3的值为905MPa。在本研究范围内，考察了尺寸效应对疲劳极限的影响，因为加速疲劳测试中所使用的试样其高载荷体积（HLV）比常规测试试样高出50倍以上。