張 毅,張 威,尹 鵬,周昌玉

(南京工業(yè)大學(xué) 機(jī)械與動力工程學(xué)院,南京 211816)

0 引言

伴隨著“雙碳”目標(biāo)的提出以及化石能源現(xiàn)有儲量難以支持可持續(xù)發(fā)展的問題,我國能源體系逐漸向低碳、綠色方向發(fā)展。核電具有高效、清潔、安全,具有資源消耗少、環(huán)境影響小和供應(yīng)能力強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn),其在電力體系中的作用從原來的彌補(bǔ)電力缺口向新型電力市場主力能源轉(zhuǎn)型。316L奧氏體不銹鋼由于其優(yōu)異的高溫疲勞強(qiáng)度和抗氧化、腐蝕性能,被廣泛應(yīng)用于核電高溫壓力容器和管道系統(tǒng)中。核電機(jī)組在服役中,材料力學(xué)性能退化是高溫部件的一個(gè)常見問題。在動態(tài)或交變載荷條件下工作的工程結(jié)構(gòu)和部件,其力學(xué)性能往往隨著疲勞周次的增長而不斷下降[1-2]。因此,高溫部件在使用條件下的剩余壽命研究通常涉及材料累積疲勞損傷程度的評估,這種評估一般通過定量測量服役過程中材料的力學(xué)性能(如屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和硬度等)來進(jìn)行。

HAMDOON等[3]試驗(yàn)發(fā)現(xiàn),施加疲勞載荷會使AISI 1022鋼屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度增大,而延性和韌性降低。FROUSTEY等[4]則發(fā)現(xiàn)疲勞對材料力學(xué)性能的劣化影響與疲勞載荷初始階段觀察到的材料硬化有關(guān)。SNCHEZ-SANTANA等[5-8]研究了低周疲勞載荷對6061-T6鋁合金和AISI 4140T鋼拉伸性能的影響,發(fā)現(xiàn)隨著疲勞周次的增加,兩種材料的屈服強(qiáng)度顯著降低。PAUL等[9-11]發(fā)現(xiàn)隨著疲勞周次的增加,304LN的屈服強(qiáng)度和極限抗拉強(qiáng)度開始急劇增加,隨后達(dá)到飽和,然后逐漸降低。等[12]進(jìn)一步發(fā)現(xiàn)疲勞加載后拉伸性能的變化取決于疲勞載荷的幅值和周次,當(dāng)疲勞周次達(dá)到75%Nf時(shí)會出現(xiàn)斷裂模式由延性向脆性轉(zhuǎn)變[13-14]。MARIAPPAN等[15]比較了疲勞加載后316L(N)和9Cr-1Mo鋼的拉伸性能,發(fā)現(xiàn)隨著疲勞周次的增加,316L(N)的屈服強(qiáng)度呈指數(shù)增加,而9Cr-1Mo鋼的屈服強(qiáng)度呈指數(shù)降低,并且316L(N)的伸長率下降,9Cr-1Mo鋼伸長率基本不變[16]。WANG等[17]比較了應(yīng)變幅值以及疲勞周次對P92鋼拉伸性能影響,發(fā)現(xiàn)屈服強(qiáng)度和極限抗拉強(qiáng)度隨著疲勞周次的增加而降低,在20%Nf之前屈服強(qiáng)度和極限抗拉強(qiáng)度快速降低,并且應(yīng)變幅值越高,下降速度越快。TANG等[18]研究了疲勞載荷對Q345結(jié)構(gòu)鋼后續(xù)拉伸性能的影響,發(fā)現(xiàn)隨著疲勞損傷的增加,材料的強(qiáng)度和延性逐漸降低,并且材料會發(fā)生突然的劣化。ZHANG等[19]分析了疲勞載荷對Q690高強(qiáng)度鋼力學(xué)性能的影響,發(fā)現(xiàn)Q690鋼后續(xù)拉伸過程中沒有屈服階段,循環(huán)載荷會導(dǎo)致后續(xù)的屈服強(qiáng)度、延伸率和抗拉強(qiáng)度顯著下降,彈性模量則幾乎不變。然而,目前的研究多集中于低周疲勞[20]和蠕變疲勞[21]加載后的力學(xué)性能評價(jià)。在核電運(yùn)行過程中,核電機(jī)組高溫承壓裝備通常承受溫度和機(jī)械載荷的聯(lián)動循環(huán)作用,如壓力容器和管道受到熱沖擊、熱分層和熱瞬態(tài)的作用,即熱機(jī)疲勞載荷[22-24],但關(guān)于熱機(jī)疲勞加載后的拉伸性能研究還未見報(bào)道,這對于了解熱機(jī)疲勞作用下核電機(jī)組的力學(xué)性能退化是一大挑戰(zhàn)。因此探究熱機(jī)疲勞載荷對316L奧氏體不銹鋼拉伸性能的影響,并建立相應(yīng)的剩余疲勞壽命預(yù)測方法,對于保障我國核電機(jī)組長周期運(yùn)行具有重要的意義。

本文針對316L開展不同應(yīng)變幅值和不同疲勞周次的熱機(jī)疲勞中斷試驗(yàn)以及后續(xù)拉伸試驗(yàn),并通過拉伸斷口和微觀組織分析,研究其拉伸性能變化規(guī)律以及失效機(jī)理;此外基于拉伸試驗(yàn)所得延伸率、均勻延伸率、拉伸塑性應(yīng)變能等參數(shù),分別建立基于不同拉伸性能的剩余疲勞壽命預(yù)測方法。

1 試驗(yàn)方法

1.1 材料及試樣尺寸

試驗(yàn)材料為外徑219 mm,壁厚25 mm的316L不銹鋼無縫鋼管,其化學(xué)成分見表1,熱處理工藝為1 040 ℃固溶處理,隨后水冷。

表1 316L不銹鋼的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of 316l stainless steel %

在316L不銹鋼管上加工如圖1(a)所示實(shí)心圓棒樣,試樣總長度180 mm,標(biāo)距段長度15 mm,直徑6 mm。

圖1 熱機(jī)疲勞以及拉伸試樣尺寸和試驗(yàn)過程示意Fig.1 Schematic diagram of dimensions and processes of specimens for thermo-mechanical fatigue and tensile tests

1.2 試驗(yàn)方法

首先采用MTS809試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行熱機(jī)疲勞試驗(yàn),直至試樣斷裂,進(jìn)而確定疲勞壽命Nf。隨后對新試樣進(jìn)行熱機(jī)疲勞中斷試驗(yàn)以及后續(xù)拉伸試驗(yàn),熱機(jī)疲勞試驗(yàn)加載波形為三角波,相位角采用同相位,控制方式為機(jī)械應(yīng)變控制,溫度范圍為475～625 ℃,應(yīng)變速率為2×10-4s-1,應(yīng)變幅值分別為0.5%,0.6%,0.8%,1.0%。為了研究疲勞周次的影響,應(yīng)變幅值為0.6%時(shí),分別進(jìn)行疲勞周次為10%Nf,20%Nf,50%Nf,70%Nf的熱機(jī)疲勞中斷試驗(yàn)。為了研究應(yīng)變幅值的影響,分別進(jìn)行應(yīng)變幅值為0.5%,0.6%,0.8%,1.0%,疲勞周次為20%Nf的熱機(jī)疲勞中斷試驗(yàn)。疲勞中斷試驗(yàn)后,對疲勞中斷試樣進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn),拉伸速率為2×10-4s-1,溫度為550 ℃。具體試驗(yàn)過程如圖1(b)所示。

拉伸斷裂后,采用超景深三維光學(xué)顯微鏡(Keyence VHX-6000)觀察拉伸試樣表面形貌,采用JSM-6360型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察拉伸斷口。為了研究不同加載條件下的微觀結(jié)構(gòu)演化,分別開展應(yīng)變幅值為0.6%,疲勞周次為20%Nf,70%Nf的熱機(jī)疲勞中斷試驗(yàn),進(jìn)行透射電鏡(TEM)微觀結(jié)構(gòu)觀察。TEM制樣方法如下:首先在標(biāo)距段用線切割切取出0.4 mm的薄片;隨后將薄片用金剛石砂紙機(jī)械拋光至80 μm;接著在恒定電壓20 V下,在HClO4∶C2H5OH=1∶9的溶液中,通過電化學(xué)拋光方法進(jìn)行減薄,以獲得一個(gè)可觀察的區(qū)域。

2 結(jié)果與討論

2.1 熱機(jī)疲勞加載后的拉伸性能

2.1.1 拉伸工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖2示出不同疲勞周次以及不同應(yīng)變幅值的熱機(jī)疲勞加載后拉伸工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線,可以看出,相較于未經(jīng)受熱機(jī)疲勞載荷的試樣,熱機(jī)疲勞加載后的屈服強(qiáng)度顯著提高。而圖2(a)中疲勞周次的進(jìn)一步增加并沒有給屈服強(qiáng)度帶來明顯的改變,此外,斷裂應(yīng)變隨著疲勞周次的增加而減小,從而導(dǎo)致工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線形狀的改變;從圖2(b)中可以看出,應(yīng)變幅值的增加會導(dǎo)致屈服強(qiáng)度進(jìn)一步增加,同樣斷裂應(yīng)變隨著應(yīng)變幅值的增加而減小。從圖2中還可以發(fā)現(xiàn)所有的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線都呈現(xiàn)明顯的鋸齒狀,這表明在當(dāng)前的應(yīng)變速率以及溫度范圍內(nèi)發(fā)生了動態(tài)應(yīng)變時(shí)效,鋸齒的數(shù)量與動態(tài)應(yīng)變時(shí)效強(qiáng)度相關(guān),以下對鋸齒數(shù)以及鋸齒最大應(yīng)力降進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析。

(a)不同疲勞周次

(b)不同應(yīng)變幅值圖2 疲勞加載后的拉伸工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.2 Engineering tensile stress-strain curve after fatigue loading

2.1.2 拉伸性能定義示意圖

為了定量研究拉伸性能的變化趨勢,圖3示出了拉伸性能的定義示意圖。由于316L未發(fā)生明顯的屈服平臺,因此以發(fā)生微量塑性變形(應(yīng)變?yōu)?.2%)時(shí)的應(yīng)力作為屈服強(qiáng)度,應(yīng)力-應(yīng)變曲線在彈性階段的斜率代表彈性模量,將材料在拉伸曲線中的最大承載能力定義為極限抗拉強(qiáng)度,此部分的延伸率為均勻延伸率,拉伸試樣斷裂后標(biāo)距段的總變形與原標(biāo)距長度之比的百分?jǐn)?shù)定義為延伸率,如圖3(a)所示。圖3(b)示出了真實(shí)應(yīng)力-應(yīng)變曲線中的拉伸塑性應(yīng)變能,并將彈性階段之后的真實(shí)應(yīng)力-應(yīng)變曲線部分的面積分別定義為均勻拉伸塑形應(yīng)變能和拉伸塑性應(yīng)變能。

(a)工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線中的強(qiáng)度和伸長率

(b)真實(shí)應(yīng)力-應(yīng)變曲線中的拉伸塑性應(yīng)變能圖3 拉伸性能定義示意Fig.3 Schematic diagram of definition of tensile properties

2.1.3 熱機(jī)疲勞周次對拉伸性能的影響

圖4(a)示出0.6%應(yīng)變幅值不同疲勞周次后的彈性模量變化規(guī)律,可以看出隨著疲勞周次的增加,彈性模量在10%Nf時(shí)快速上升,隨后逐漸飽和,在20%Nf后緩慢下降。圖4(b)示出不同熱機(jī)疲勞周次后,屈服強(qiáng)度和極限抗拉強(qiáng)度的演化規(guī)律,在10%Nf下,屈服強(qiáng)度顯著增大,但在10%Nf后,屈服強(qiáng)度基本保持不變,而極限抗拉強(qiáng)度受疲勞周次的影響較小,幾乎是一條直線。圖4(c)示出不同熱機(jī)疲勞周次后延伸率和均勻延伸率的變化趨勢,可以看出,隨著熱機(jī)疲勞周次的增加,兩者均呈現(xiàn)出快速下降的趨勢。

(a)彈性模量 (b)屈服強(qiáng)度和極限抗拉強(qiáng)度 (c)延伸率和均勻延伸率圖4 0.6%應(yīng)變幅值的不同疲勞周次后的拉伸性能Fig.4 Tensile properties after different fatigue cycles for 0.6% strain amplitude

2.1.4 熱機(jī)疲勞應(yīng)變幅值對拉伸性能的影響

圖5(a)示出20%Nf疲勞周次不同應(yīng)變幅值加載后的彈性模量,可以發(fā)現(xiàn)應(yīng)變幅值對彈性模量的影響并不明顯,這與低周疲勞載荷下應(yīng)變幅值的影響明顯不同[17]。圖5(b)示出不同應(yīng)變幅值下的屈服強(qiáng)度和極限抗拉強(qiáng)度,可以看出,隨著應(yīng)變幅值的增加,屈服強(qiáng)度從248 MPa增加到317 MPa,而極限抗拉強(qiáng)度則幾乎保持不變,表明應(yīng)變幅值對極限抗拉強(qiáng)度的影響同樣較小。圖5(c)示出不同應(yīng)變幅值下的均勻延伸率和延伸率,隨著應(yīng)變幅值的增加,延伸率與均勻延伸率也呈下降趨勢,但對比圖4(c)和圖5(c)可以發(fā)現(xiàn),應(yīng)變幅值的影響明顯低于疲勞周次的影響。

(a)彈性模量 (b)屈服強(qiáng)度和極限抗拉強(qiáng)度 (c)延伸率和均勻延伸率圖5 20%Nf疲勞周次的不同應(yīng)變幅值后的拉伸性能Fig.5 Tensile properties after 20%Nf fatigue cycles with different strain amplitudes

2.1.5 拉伸塑性應(yīng)變能變化規(guī)律

已有研究結(jié)果表明,拉伸塑性應(yīng)變能代表材料在變形過程中吸收能量的能力,即抵抗破壞的能力[25]。圖6示出了熱機(jī)疲勞周次和應(yīng)變幅值對拉伸塑性應(yīng)變能的影響規(guī)律,可以看出,疲勞周次與應(yīng)變幅值的變化對拉伸塑性應(yīng)變能的影響是相似的,隨著疲勞周次與應(yīng)變幅值的增加,均勻拉伸塑性應(yīng)變能和拉伸塑性應(yīng)變能均呈現(xiàn)下降趨勢,但應(yīng)變幅值的影響同樣低于疲勞周次的影響。

(a)0.6%應(yīng)變幅值不同疲勞周次

(b)20%Nf疲勞周次不同應(yīng)變幅值圖6 拉伸塑性應(yīng)變能Fig.6 Tensile plastic strain energy

2.1.6 動態(tài)應(yīng)變時(shí)效

圖2的拉伸曲線表明,在拉伸過程中出現(xiàn)了明顯的動態(tài)應(yīng)變時(shí)效,為了說明熱機(jī)疲勞周次和應(yīng)變幅值對動態(tài)應(yīng)變時(shí)效的影響,圖7統(tǒng)計(jì)了不同疲勞周次以及不同應(yīng)變幅值加載后的動態(tài)應(yīng)變時(shí)效次數(shù)以及最大應(yīng)力降。從圖7(a)可以看出,當(dāng)疲勞周次在0～10%Nf以及50%Nf～70%Nf的增加過程中,動態(tài)應(yīng)變次數(shù)迅速減少,而當(dāng)疲勞周次從10%Nf增長到50%Nf的過程中,動態(tài)應(yīng)變時(shí)效次數(shù)基本保持不變。與動態(tài)應(yīng)變時(shí)效次數(shù)變化趨勢不同,最大應(yīng)力降在0～20%Nf疲勞周次時(shí)增加,而在20%Nf～70%Nf時(shí)下降。從圖7(b)中可以看出,在20%Nf疲勞周次下,隨著應(yīng)變幅值的增加,動態(tài)應(yīng)變時(shí)效次數(shù)以及最大應(yīng)力降均緩慢下降并趨于平緩。在拉伸過程中動態(tài)應(yīng)變時(shí)效的形成原因是Cr,Mn和Mo置換原子氣團(tuán)與運(yùn)動位錯(cuò)交互作用而產(chǎn)生的[26],而在疲勞加載階段,大量位錯(cuò)纏結(jié)堆積在晶粒邊界,而晶粒內(nèi)的可移動位錯(cuò)密度相對較低,并且原子氣團(tuán)對層錯(cuò)能的削弱作用使得位錯(cuò)傾向于通過交滑移解鎖[27],因此熱機(jī)疲勞加載后的動態(tài)應(yīng)變時(shí)效次數(shù)減少。應(yīng)變幅值的增加使交滑移增加,交滑移導(dǎo)致位錯(cuò)湮滅,位錯(cuò)密度降低使得動態(tài)應(yīng)變時(shí)效降低。

(a)0.6%應(yīng)變幅值不同疲勞周次

(b)20%Nf疲勞周次不同應(yīng)變幅值圖7 動態(tài)應(yīng)變時(shí)效次數(shù)以及最大應(yīng)力降Fig.7 Number of dynamic strain aging and maximum stress drop

2.2 斷口形貌觀察

為了研究熱機(jī)疲勞加載后的拉伸斷裂機(jī)理,圖8示出0.6%應(yīng)變幅值不同疲勞周次后的拉伸試樣斷口附近表面形貌,可以看出與未經(jīng)受疲勞直接拉伸的試樣(見圖8(a))相比,熱機(jī)疲勞加載后316L拉伸試樣的表面粗糙度明顯增加(見圖8(b)),并且當(dāng)疲勞周次達(dá)到20%Nf時(shí),在試樣表面觀察到明顯的宏觀裂紋(見圖8(c)),隨著疲勞周次的進(jìn)一步增加,裂紋的尺寸以及數(shù)量也相應(yīng)的增加(見圖8(d)(e)),其對應(yīng)的拉伸延伸率以及均勻延伸率也在不斷下降(見圖4(c)),而屈服強(qiáng)度以及極限抗拉強(qiáng)度則并沒有受到表面裂紋的影響(見圖4(b)),這表明拉伸強(qiáng)度的增加并不是由表面裂紋導(dǎo)致的。

圖8 0.6%應(yīng)變幅值的不同疲勞周次后的拉伸試樣斷口附近的表面形貌Fig.8 Surface morphology near fracture of tensile specimens after different fatigue cycles of 0.6% strain amplitude

圖9進(jìn)一步給出了0.6%應(yīng)變幅值不同疲勞周次后拉伸斷口SEM形貌。從圖9(a)可以看出,未經(jīng)受熱機(jī)疲勞加載直接拉伸的試樣,斷口中存在許多大尺寸韌窩,并且起裂位置在斷口的中心附近,這表明未經(jīng)疲勞的拉伸試樣屬于典型的韌性斷裂。隨著疲勞周次從0%Nf增加到50%Nf時(shí)(如圖9(b)～(d)所示),可以看到大尺寸韌窩的數(shù)量明顯減少,并且出現(xiàn)了連續(xù)密集的小尺寸韌窩,這表明材料韌性下降,并且起裂位置逐漸向邊緣移動。當(dāng)疲勞周次達(dá)到70%Nf時(shí)(如圖9(e)所示),在低倍顯微鏡下可以看到明顯的疲勞源區(qū),在高倍顯微鏡下可以看到韌窩平均尺寸變小,這表明熱機(jī)疲勞載荷對材料的韌性起到了明顯的削弱作用,尤其是當(dāng)疲勞周次達(dá)到50%Nf后,熱機(jī)疲勞載荷的影響十分顯著,試樣的斷裂模式由單純的韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榛旌闲蛿嗔选?/p>

(a)0%Nf

(b)10%Nf

(c)20%Nf

(d)50%Nf

(e)70%Nf圖9 不同疲勞周次后拉伸試樣斷口的SEM形貌Fig.9 SEM morphology of fracture surface of tensile specimens after different fatigue cycle

圖10示出20%Nf疲勞周次不同應(yīng)變幅值加載后拉伸試樣斷口附近的表面形貌?？梢钥闯?相比于疲勞周次的增加,雖然應(yīng)變幅值影響沒有疲勞周次的影響那么顯著,但是應(yīng)變幅值的增加同樣會導(dǎo)致斷口附近表面形貌的粗糙度增加及裂紋的形成。在應(yīng)變幅值0.6%時(shí),可以觀察到明顯的裂紋,隨著表面裂紋的形成,延伸率不斷下降(見圖5(c))。此外,從圖5(b)可看出,表面裂紋對拉伸強(qiáng)度沒有造成顯著影響。因此,拉伸強(qiáng)度的增加可歸因于熱機(jī)疲勞過程中的微觀結(jié)構(gòu)演化。

圖10 20%Nf疲勞周次的不同應(yīng)變幅值后拉伸試樣斷口附近的表面形貌Fig.10 Surface morphology near fracture of tensile specimens after different strain amplitudes of 20%Nf fatigue cycles

圖11示出不同應(yīng)變幅值下的拉伸斷口形貌,可以看出隨著應(yīng)變幅值增加,大尺寸韌窩數(shù)量減小,小尺寸韌窩數(shù)量增加。韌窩尺寸的變化趨勢同樣與圖5(c)延伸率的變化趨勢基本吻合。韌窩尺寸的減小表明了材料韌性的下降,但并沒有出現(xiàn)明顯的疲勞特征,這說明應(yīng)變幅值的增加并沒有改變后續(xù)拉伸的斷裂模式。

(a)應(yīng)變幅值0.5%

(b)應(yīng)變幅值0.6%

(c)應(yīng)變幅值0.8%

2.3 位錯(cuò)結(jié)構(gòu)演變

為了進(jìn)一步分析不同加載條件下位錯(cuò)結(jié)構(gòu)演變對于材料剩余拉伸強(qiáng)度的影響,通過透射電鏡觀察了原始試樣、循環(huán)硬化階段(20%Nf)、循環(huán)軟化階段(70%Nf))的位錯(cuò)結(jié)構(gòu),如圖12所示。

圖12 0.6%應(yīng)變幅值的不同疲勞周次下316LTEM顯微照片F(xiàn)ig.12 TEM microphotographs under different fatigue cycles for 0.6% strain amplitude

從圖12可以看出,原始試樣位錯(cuò)密度很低并且位錯(cuò)結(jié)構(gòu)主要由具有平面特征的位錯(cuò)線和堆積斷層組成。當(dāng)進(jìn)入循環(huán)硬化階段之后(見圖12(b)),可以明顯觀察到位錯(cuò)密度增加,出現(xiàn)了更多的位錯(cuò)糾纏形成高位錯(cuò)密度區(qū)域。當(dāng)循環(huán)進(jìn)行到70%Nf(見圖12(c)),即循環(huán)軟化階段,可以發(fā)現(xiàn),由于交滑移作用的影響,位錯(cuò)重新排布形成了低能量位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu)。

在拉伸過程中,晶粒在拉伸方向明顯伸長,出現(xiàn)滑移線的晶粒數(shù)目增多,晶粒內(nèi)滑移線的數(shù)量也增加,并出現(xiàn)了交滑移,表明位錯(cuò)密度的增加,當(dāng)位錯(cuò)滑移到晶界處時(shí),會受到晶界的阻礙,發(fā)生位錯(cuò)塞積并產(chǎn)生應(yīng)力集中,應(yīng)力集中伴隨著材料變形量的增加而增大,導(dǎo)致裂紋生成并最終斷裂[28]。熱機(jī)疲勞加載過程中,在初始循環(huán)硬化階段,位錯(cuò)密度明顯增加,位錯(cuò)糾纏堆積在晶界形成高位錯(cuò)密度區(qū)域。在后續(xù)的循環(huán)軟化階段,作為交滑移的結(jié)果,位錯(cuò)重新排布形成位錯(cuò)墻/通道或位錯(cuò)胞等低能位錯(cuò)結(jié)構(gòu)?？紤]疲勞加載后的拉伸過程中位錯(cuò)網(wǎng)格結(jié)構(gòu)變得更加密集,這些位錯(cuò)網(wǎng)格能夠充當(dāng)有效的障礙來阻礙位錯(cuò)的移動,塑性變形促進(jìn)了位錯(cuò)網(wǎng)格演變?yōu)槲诲e(cuò)細(xì)胞,其方式是位錯(cuò)的分離線或多余的位錯(cuò)吸收[29]。在此過程中,低角度邊界加速形成,有利于抵抗外部載荷。位錯(cuò)的釘扎作用和孿生晶界對滑移帶的抵抗增強(qiáng)了材料的拉伸強(qiáng)度[30],因此彈性模量以及屈服強(qiáng)度在前20%Nf疲勞周次下顯著增加(見圖4)。在循環(huán)軟化階段(70%Nf),由于交滑移作用的影響,位錯(cuò)重新排布形成了低能量位錯(cuò)胞結(jié)構(gòu),位錯(cuò)胞的形成有利于抵抗位錯(cuò)的移動,但由于不產(chǎn)生更多的位錯(cuò),因此在后續(xù)拉伸過程中彈性模量和屈服強(qiáng)度相較于20%Nf疲勞周次略微下降。另外,由于熱機(jī)疲勞載荷只是加速了材料的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)演化,但并未明顯改變材料的晶粒尺寸,因此抗拉強(qiáng)度變化較小。

3 基于拉伸性能的剩余疲勞壽命預(yù)測

從以上拉伸結(jié)果可以看出,拉伸性能可以很好地反映熱機(jī)疲勞加載造成的損傷,因此基于拉伸性能方便工程上對剩余疲勞壽命進(jìn)行預(yù)測。由于彈性模量、屈服強(qiáng)度以及抗拉強(qiáng)度隨著疲勞周次的增加基本不變或者明顯上升,因此不適合作為損傷參量,故選擇延伸率、均勻延伸率、拉伸塑性應(yīng)變能以及均勻拉伸塑性應(yīng)變能作為損傷參量進(jìn)行剩余疲勞壽命預(yù)測。定義材料的剩余拉伸性能因子為:

(1)

(2)

基于不同拉伸性能的剩余疲勞壽命預(yù)測模型參數(shù)如表2所列。

表2 基于不同拉伸性能的剩余疲勞壽命預(yù)測模型參數(shù)Tab.2 Parameters of the remaining fatigue life prediction model based on different tensile properties

圖13示出基于不同拉伸性能的剩余疲勞壽命預(yù)測模型預(yù)測結(jié)果與試驗(yàn)結(jié)果的對比?？梢钥闯?基于不同拉伸性能的剩余疲勞壽命預(yù)測結(jié)果絕大部分都處于1.5倍誤差帶內(nèi),所有結(jié)果都處于2倍誤差帶內(nèi),這表明基于不同拉伸性能的剩余疲勞壽命預(yù)測模型可以較為準(zhǔn)確地對材料的剩余疲勞壽命進(jìn)行預(yù)測。值得注意的是,基于均勻拉伸塑性應(yīng)變能時(shí)(見圖13(c)),所有預(yù)測結(jié)果均在1.5倍誤差帶內(nèi),表明基于均勻拉伸塑性應(yīng)變能進(jìn)行剩余疲勞壽命預(yù)測精度最高。

(a)均勻延伸率

(b)延伸率

(c)均勻拉伸塑性應(yīng)變能

(d)拉伸塑性應(yīng)變能圖13 基于不同拉伸性能的316L剩余熱機(jī)疲勞壽命預(yù)測結(jié)果Fig.13 Predicted remaining thermo-mechanical fatigue life of 316L based on different tensile properties

4 結(jié)論

(1)熱機(jī)疲勞應(yīng)變幅值對拉伸性能的影響明顯低于疲勞周次的影響。隨著疲勞周次的增加,彈性模量和屈服強(qiáng)度先顯著增加、后基本保持不變,延伸率和均勻延伸率快速下降。隨著應(yīng)變幅值的增加,屈服強(qiáng)度緩慢上升,延伸率和均勻延伸率緩慢下降。抗拉強(qiáng)度幾乎不受熱機(jī)疲勞應(yīng)變幅值和疲勞周次的影響。

(2)熱機(jī)疲勞周次和應(yīng)變幅值的增加導(dǎo)致試樣表面出現(xiàn)明顯的宏觀裂紋,材料韌性下降,起裂位置逐漸向邊緣移動。在疲勞周次達(dá)到50%Nf之后,試樣的斷裂模式由單純的韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榛旌蠑嗔选釞C(jī)疲勞過程中的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)演化是導(dǎo)致彈性模量和屈服強(qiáng)度增加的主要原因。

(3)基于均勻延伸率、延伸率、均勻拉伸塑性應(yīng)變能以及拉伸塑性應(yīng)變能建立了剩余疲勞壽命預(yù)測模型。結(jié)果表明基于不同的拉伸性能均可較為準(zhǔn)確地預(yù)測材料的剩余疲勞壽命,其中選取均勻拉伸塑性應(yīng)變能時(shí),預(yù)測效果最好。