閆永超，陳學東，楊鐵成，孔韋海，3，姜 恒

(1.浙江工業(yè)大學機械工程學院，浙江杭州 310014;2.合肥通用機械研究院 國家壓力容器與管道安全工程技術研究中心，安徽合肥 230031;3.合肥工業(yè)大學材料科學與工程學院，安徽合肥230009)

0 引言

奧氏體不銹鋼022Cr17Ni12Mo2具有優(yōu)良的高溫性能、低溫性能和抗腐蝕性能。由于應變強化可以顯著減薄容器的壁厚、減輕容器的重量，降低成本和能源消耗，應變強化奧氏體不銹鋼已被廣泛用于液化氣體的儲運。316L鋼(相當于國內022Cr17Ni12Mo2)已被公認是電力系統(tǒng)和核聚變反應堆中重要構件(如:液態(tài)金屬快速冷卻增值反應堆)的首選試樣［1，4］。然而應變強化設備常在由于溫度梯度變化或反復的加壓、卸壓所造成的疲勞環(huán)境中服役，疲勞失效成為設備的主要失效模式。因此，在應變強化設備的設計和壽命評估中應重點考察應變強化材料的低周疲勞性能。

文獻［2］研究了早期冷加工對304不銹鋼低周疲勞性能的影響。研究結果表明:低應變幅下(應變幅小于0.3%)，預應變10%，20%，30%提高了材料的疲勞壽命;而高應變幅下，應變強化材料顯示了較低疲勞壽命。同時文獻［3-4］的研究結果也表明，在較低的應變幅下預應變提高了材料的抗疲勞性能。

浙江大學鄭津洋教授團隊［5-6］研究了應變強化對奧氏體不銹鋼疲勞性能的影響規(guī)律，研究表明:奧氏體不銹鋼1.4301在強化9%之后其疲勞性能在400～40000次循環(huán)內會有一定提高。國內對強化態(tài)國產材料的疲勞性能鮮有研究。

考慮到工程應用中容器疲勞過程所經歷的加載方式并非是對稱加載，文中通過改變應變比的方式，研究了強化態(tài)022Cr17Ni12Mo2奧氏體不銹鋼的室溫低周疲勞性能。

1 試驗方法與試驗結果

材料為022Cr17Ni12Mo2國產奧氏體不銹鋼，化學成分如表1所示。將經過1050℃、保溫30 min固溶處理的板材加工成長210 mm、直徑20 mm的棒材，再將棒材分別經過0，4%，8%(軸向伸長量)的預拉伸后加工成如圖1所示的疲勞試樣［7］。試驗前，用金相砂紙手工對疲勞試樣的工作段進行打磨、拋光。

表1 022Cr17Ni12Mo2奧氏體不銹鋼的化學成分 %

圖1 室溫疲勞試樣幾何尺寸

應變控制的室溫低周疲勞試驗在MTS809伺服液壓試驗機上進行。加載頻率0.5 Hz;加載波形為三角波;應變幅的選取為控制最大應變幅+1%，改變最小應變幅分別為-1%，-0.5%，0，0.5%。疲勞壽命定義為穩(wěn)定循環(huán)(循環(huán)半壽命)峰值應力下降20%時的循環(huán)圈數(shù)，記錄循環(huán)過程的應力—應變遲滯回線。采用掃描電子顯微鏡觀察斷口的微觀組織形貌，同時對斷口區(qū)域進行X射線衍射分析(XRD)。

應變強化022Cr17Ni12Mo2奧氏體不銹鋼室溫低周疲勞試驗結果如表2所示，其中 Δεt/2，Δεe/2，Δεp/2，(Δσ/2)1，(Δσ/2)sat分別為試樣的總應變幅、彈性應變幅、塑性應變幅、第1圈的循環(huán)應力幅、穩(wěn)定循環(huán)應力幅。固溶處理(ST)與早期應變強化(PSS)試樣的應變—壽命曲線(S—N曲線)如圖2所示。結合表2與圖2可以看出，與ST試樣相比，PSS試樣顯示了較低的疲勞壽命，說明在早期預應變量小于10%的情況下，應變強化降低了材料的疲勞壽命。隨著應變幅的增加，ST試樣疲勞壽命下降幅度大于PSS試樣，進而兩者疲勞壽命之間的差距變小;4%PSS與8%PSS試樣的疲勞壽命相差不大。隨著應變比的增加，ST和PSS試樣的疲勞壽命平穩(wěn)上升，當應變比增加到-0.5時，疲勞壽命急劇增加。

表2 固溶處理與早期應變強化(4%，8%)試樣的室溫低周疲勞性能

圖2 ST與PSS試樣的S—N曲線

2 應變強化材料的循環(huán)應力響應

各試樣在不同應變幅下峰值應力與循環(huán)圈數(shù)的關系見圖3。ST試樣在初始幾圈循環(huán)中，峰值應力增加(硬化)，隨后下降(軟化)直至達到穩(wěn)定的應力響應，最后階段由于宏觀裂紋的出現(xiàn)，峰值應力快速下降;PSS試樣顯示了連續(xù)軟化的應力響應(4%PSS試樣在應變幅0.25%，8%PSS試樣在應變幅0.25%，0.5%)。隨著預應變程度的提高，應變強化材料的軟化更加充分。

循環(huán)軟化現(xiàn)象已在應變強化304LN，316奧氏體不銹鋼以及高強度合金鋼中得到報道［2，8-9］。當位錯的湮滅率大于其增加率或位錯重排發(fā)生時，應變強化和具有早期高位錯密度材料將會出現(xiàn)循環(huán)軟化行為，導致位錯密度的凈減少和位錯平均自由程的增加［8］。反之，在初始循環(huán)幾圈，當位錯的生成率高于其湮滅率時，材料將表現(xiàn)出早期循環(huán)硬化應力響應行為。

3 應變強化對材料疲勞壽命的影響

圖3 峰值應力隨循環(huán)圈數(shù)的變化規(guī)律

有研究表明［2，8，10-11］，拉伸預應變降低了整個應變幅范圍內的疲勞壽命;壓縮預應變則提高了低應變幅下強化態(tài)材料的疲勞壽命，而大應變幅下，由于預應變材料延性的降低，疲勞壽命要低于固溶態(tài)材料。

圖4示出了ST和PSS兩種試樣彈性應變幅Δεe/2、塑性應變幅Δεp/2與疲勞壽命的關系，兩條線的交點為過渡疲勞壽命。隨著早期預應變程度的提高，材料的過渡疲勞壽命降低，循環(huán)過程中彈性應變幅占的比重增加。因此，8%PSS試樣顯示了較高彈性應變范圍內疲勞抗力。

圖4 試樣彈性應變幅與塑性應變幅疲勞抗力比較

圖5示出ST與PSS試樣的斷口形貌。可看出，在所有應變幅下，兩種材料的裂紋萌生、擴展模式均為穿晶擴展。經測量，ST，4%PSS，8%PSS試樣在應變幅1.0%時的裂紋擴展距離分別為6.08，5.31，4.76 mm，單個輝紋寬度的測量結果分別為 15.56，6.06，5.18 μm。測量結果表明，PSS試樣裂紋擴展距離、疲勞輝紋寬度小于ST試樣，并且隨著早期預應變程度的提高，兩者都呈現(xiàn)下降的趨勢。這與表2中PSS試樣表現(xiàn)較低的全應變疲勞壽命相對應。結合疲勞試樣斷口金相圖(見圖6)與X射線衍射結果(見圖7)表明，ST與PSS試樣在疲勞過程中無形變馬氏體產生。

圖5 各試樣在1.0%應變幅下的斷口形貌

4 應變強化材料壽命預測方程

Manson—Coffin方程為常用的低周疲勞壽命預測模型，其表達式如下:

圖6 各試樣疲勞斷口金相圖

圖7 各試樣在1.0%應變幅下的斷口X射線衍射結果

E——試樣的彈性模量

2Nf——試樣發(fā)生破壞時的反向循環(huán)圈數(shù)

b——試樣的疲勞強度指數(shù)

c——試樣的疲勞延性指數(shù)

ST與4%PSS，8%PSS試驗數(shù)據(jù)擬合結果分別為:

圖8示出對ST與PSS試樣疲勞壽命實測結果與Manson―Coffin方程預測結果的比較，可看出，Manson―Coffin方程可以很好地預測ST與PSS試樣的疲勞壽命，分散帶為2倍。同時Manson―Coffin方程更能準確地預測4%PSS試樣的疲勞壽命，分散帶僅為1.5倍。

圖8 ST與PSS試樣低周疲勞壽命預測結果

5 結論

(1)在循環(huán)數(shù)不超過18339次時，控制總應變幅為0.25%，0.50%，0.75%，1.00%，應變強化(4%PSS，8%PSS)降低了 022Cr17Ni12Mo2奧氏體不銹鋼的低周疲勞壽命。4%PSS，8%PSS試樣的疲勞壽命相差不大。隨著變形量的增加，過渡疲勞壽命降低。ST與PSS試樣的裂紋萌生、擴展模式均為穿晶擴展。

(2)除預應變4%試樣在應變幅0.25%以及預應變8%試樣在應變幅0.25%，0.5%表現(xiàn)了初始的快速軟化，ST和PSS試樣顯示了初始循環(huán)硬化，隨后軟化，達到穩(wěn)定循環(huán)直至最后斷裂的應力響應。隨著預應變程度的提高，強化態(tài)材料的軟化更加充分。軟化的出現(xiàn)源于位錯的湮滅率高于其生成率。

(3)建立了應變強化材料的Manson―Coffin方程表達式，分散帶控制在2倍以內，為應變強化設備的設計和壽命評估提供了參考。

［1］Hong S.The Tensile and Low-cycle Fatigue Behavior of Cold Worked 316L Stainless Steel:Influence of Dynamic Strain Aging［J］.International Journal of Fatigue，2004，26(8):899-910.

［2］Bhanu Sankara Rao K，Valsan M，Sandhya R，et al.An Assessment of Cold Work Effects on Strain-controlled Low Cycle Fatigue Behavior of Type 304 Stainless Steel［J］.Metall Trans，1993，24(4):913-924.

［3］Masayuki Akita，Masaki Nakajima，Keiro Tokaji，et al.Fatigue Behaviour of Pre-Strained Type 316 Stainless Steel［A］.Proceedings of the 16th Europen Conference of Fracture［C］.Greece，2006:229-230.

［4］Srinivasan V S，Sandhya R，Valsan M，et al.Comparative Evaluation of Strain Controlled Low Cycle Fatigue Behaviour of Solution Annealed and Prior Cold Worked 316L(N)Stainless Steel［J］.2004，26(12):1295-1302.

［5］Cunjian Miao，Jinyang Zheng，Li Ma，et al.Investigation on Fatigue Properties of Cold Stretched Austenitic Stainless Steel［A］.Proceedings of the ASME 2011 Pressure Vessels＆ Piping Division Conference［C］.July 17-21，2011，Baltimore，Maryland，USA.

［6］鄭津洋，繆存堅，壽比南.輕型化——壓力容器的發(fā)展度方向［J］.壓力容器，2009，26(9):42-48.

［7］GB/T 15248—2008，金屬材料軸向等幅低循環(huán)疲勞試驗方法［S］.

［8］Sherman A M.Fatigue Properties of High Strength Low Alloy Steels［J］.Metall Trans，1975，6(5):1035-1040.

［9］Plumbridge W J，Dalski M E，Castle P J.High Strain Fatigue of a Type 316 Stainless Steel［J］.Fatigue of Engineering Materials and Structures，1980，3(2):177-188.

［10］Ganesh Sundara Raman S，Padmanabhan K A.Effect of Prior Cold Work on the Room-temperature Lowcycle Fatigue Behavior of AISI 304LN Stainless Steel［J］.Int J Fatigue，1996，18(2):71-79.

［11］Singh V.Effects of Prior Cold Working on Low Cycle Fatigue Behavior of Stainless Steels，Titanium Alloy Timetal 834 and Superalloy IN 718:A Review［J］.Transactions of the Indian Institute of Metals，2010，63(2-3):167-172.