应变强化022Cr17Ni12Mo2奥氏体不锈钢室温低周疲劳性能研究

闫永超，陈学东，杨铁成，孔韦海，3，姜 恒

(1.浙江工业大学机械工程学院，浙江杭州 310014;2.合肥通用机械研究院 国家压力容器与管道安全工程技术研究中心，安徽合肥 230031;3.合肥工业大学材料科学与工程学院，安徽合肥230009)

0 引言

奥氏体不锈钢022Cr17Ni12Mo2具有优良的高温性能、低温性能和抗腐蚀性能。由于应变强化可以显著减薄容器的壁厚、减轻容器的重量，降低成本和能源消耗，应变强化奥氏体不锈钢已被广泛用于液化气体的储运。316L钢(相当于国内022Cr17Ni12Mo2)已被公认是电力系统和核聚变反应堆中重要构件(如:液态金属快速冷却增值反应堆)的首选试样［1，4］。然而应变强化设备常在由于温度梯度变化或反复的加压、卸压所造成的疲劳环境中服役，疲劳失效成为设备的主要失效模式。因此，在应变强化设备的设计和寿命评估中应重点考察应变强化材料的低周疲劳性能。

文献［2］研究了早期冷加工对304不锈钢低周疲劳性能的影响。研究结果表明:低应变幅下(应变幅小于0.3%)，预应变10%，20%，30%提高了材料的疲劳寿命;而高应变幅下，应变强化材料显示了较低疲劳寿命。同时文献［3-4］的研究结果也表明，在较低的应变幅下预应变提高了材料的抗疲劳性能。

浙江大学郑津洋教授团队［5-6］研究了应变强化对奥氏体不锈钢疲劳性能的影响规律，研究表明:奥氏体不锈钢1.4301在强化9%之后其疲劳性能在400～40000次循环内会有一定提高。国内对强化态国产材料的疲劳性能鲜有研究。

考虑到工程应用中容器疲劳过程所经历的加载方式并非是对称加载，文中通过改变应变比的方式，研究了强化态022Cr17Ni12Mo2奥氏体不锈钢的室温低周疲劳性能。

1 试验方法与试验结果

材料为022Cr17Ni12Mo2国产奥氏体不锈钢，化学成分如表1所示。将经过1050℃、保温30 min固溶处理的板材加工成长210 mm、直径20 mm的棒材，再将棒材分别经过0，4%，8%(轴向伸长量)的预拉伸后加工成如图1所示的疲劳试样［7］。试验前，用金相砂纸手工对疲劳试样的工作段进行打磨、抛光。

表1 022Cr17Ni12Mo2奥氏体不锈钢的化学成分 %

图1 室温疲劳试样几何尺寸

应变控制的室温低周疲劳试验在MTS809伺服液压试验机上进行。加载频率0.5 Hz;加载波形为三角波;应变幅的选取为控制最大应变幅+1%，改变最小应变幅分别为-1%，-0.5%，0，0.5%。疲劳寿命定义为稳定循环(循环半寿命)峰值应力下降20%时的循环圈数，记录循环过程的应力—应变迟滞回线。采用扫描电子显微镜观察断口的微观组织形貌，同时对断口区域进行X射线衍射分析(XRD)。

应变强化022Cr17Ni12Mo2奥氏体不锈钢室温低周疲劳试验结果如表2所示，其中 Δεt/2，Δεe/2，Δεp/2，(Δσ/2)1，(Δσ/2)sat分别为试样的总应变幅、弹性应变幅、塑性应变幅、第1圈的循环应力幅、稳定循环应力幅。固溶处理(ST)与早期应变强化(PSS)试样的应变—寿命曲线(S—N曲线)如图2所示。结合表2与图2可以看出，与ST试样相比，PSS试样显示了较低的疲劳寿命，说明在早期预应变量小于10%的情况下，应变强化降低了材料的疲劳寿命。随着应变幅的增加，ST试样疲劳寿命下降幅度大于PSS试样，进而两者疲劳寿命之间的差距变小;4%PSS与8%PSS试样的疲劳寿命相差不大。随着应变比的增加，ST和PSS试样的疲劳寿命平稳上升，当应变比增加到-0.5时，疲劳寿命急剧增加。

表2 固溶处理与早期应变强化(4%，8%)试样的室温低周疲劳性能

图2 ST与PSS试样的S—N曲线

2 应变强化材料的循环应力响应

各试样在不同应变幅下峰值应力与循环圈数的关系见图3。ST试样在初始几圈循环中，峰值应力增加(硬化)，随后下降(软化)直至达到稳定的应力响应，最后阶段由于宏观裂纹的出现，峰值应力快速下降;PSS试样显示了连续软化的应力响应(4%PSS试样在应变幅0.25%，8%PSS试样在应变幅0.25%，0.5%)。随着预应变程度的提高，应变强化材料的软化更加充分。

循环软化现象已在应变强化304LN，316奥氏体不锈钢以及高强度合金钢中得到报道［2，8-9］。当位错的湮灭率大于其增加率或位错重排发生时，应变强化和具有早期高位错密度材料将会出现循环软化行为，导致位错密度的净减少和位错平均自由程的增加［8］。反之，在初始循环几圈，当位错的生成率高于其湮灭率时，材料将表现出早期循环硬化应力响应行为。

3 应变强化对材料疲劳寿命的影响

图3 峰值应力随循环圈数的变化规律

有研究表明［2，8，10-11］，拉伸预应变降低了整个应变幅范围内的疲劳寿命;压缩预应变则提高了低应变幅下强化态材料的疲劳寿命，而大应变幅下，由于预应变材料延性的降低，疲劳寿命要低于固溶态材料。

图4示出了ST和PSS两种试样弹性应变幅Δεe/2、塑性应变幅Δεp/2与疲劳寿命的关系，两条线的交点为过渡疲劳寿命。随着早期预应变程度的提高，材料的过渡疲劳寿命降低，循环过程中弹性应变幅占的比重增加。因此，8%PSS试样显示了较高弹性应变范围内疲劳抗力。

图4 试样弹性应变幅与塑性应变幅疲劳抗力比较

图5示出ST与PSS试样的断口形貌。可看出，在所有应变幅下，两种材料的裂纹萌生、扩展模式均为穿晶扩展。经测量，ST，4%PSS，8%PSS试样在应变幅1.0%时的裂纹扩展距离分别为6.08，5.31，4.76 mm，单个辉纹宽度的测量结果分别为 15.56，6.06，5.18 μm。测量结果表明，PSS试样裂纹扩展距离、疲劳辉纹宽度小于ST试样，并且随着早期预应变程度的提高，两者都呈现下降的趋势。这与表2中PSS试样表现较低的全应变疲劳寿命相对应。结合疲劳试样断口金相图(见图6)与X射线衍射结果(见图7)表明，ST与PSS试样在疲劳过程中无形变马氏体产生。

图5 各试样在1.0%应变幅下的断口形貌

4 应变强化材料寿命预测方程

Manson—Coffin方程为常用的低周疲劳寿命预测模型，其表达式如下:

图6 各试样疲劳断口金相图

图7 各试样在1.0%应变幅下的断口X射线衍射结果

E——试样的弹性模量

2Nf——试样发生破坏时的反向循环圈数

b——试样的疲劳强度指数

c——试样的疲劳延性指数

ST与4%PSS，8%PSS试验数据拟合结果分别为:

图8示出对ST与PSS试样疲劳寿命实测结果与Manson―Coffin方程预测结果的比较，可看出，Manson―Coffin方程可以很好地预测ST与PSS试样的疲劳寿命，分散带为2倍。同时Manson―Coffin方程更能准确地预测4%PSS试样的疲劳寿命，分散带仅为1.5倍。

图8 ST与PSS试样低周疲劳寿命预测结果

5 结论

(1)在循环数不超过18339次时，控制总应变幅为0.25%，0.50%，0.75%，1.00%，应变强化(4%PSS，8%PSS)降低了 022Cr17Ni12Mo2奥氏体不锈钢的低周疲劳寿命。4%PSS，8%PSS试样的疲劳寿命相差不大。随着变形量的增加，过渡疲劳寿命降低。ST与PSS试样的裂纹萌生、扩展模式均为穿晶扩展。

(2)除预应变4%试样在应变幅0.25%以及预应变8%试样在应变幅0.25%，0.5%表现了初始的快速软化，ST和PSS试样显示了初始循环硬化，随后软化，达到稳定循环直至最后断裂的应力响应。随着预应变程度的提高，强化态材料的软化更加充分。软化的出现源于位错的湮灭率高于其生成率。

(3)建立了应变强化材料的Manson―Coffin方程表达式，分散带控制在2倍以内，为应变强化设备的设计和寿命评估提供了参考。

［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］郑津洋，缪存坚，寿比南.轻型化——压力容器的发展度方向［J］.压力容器，2009，26(9):42-48.

［7］GB/T 15248—2008，金属材料轴向等幅低循环疲劳试验方法［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.