TP347H钢疲劳裂纹生长规律及显微组织影响研究

张羽飞 王 璐 方 正

（大连理工大学 能源与动力学院，大连 116024）

TP347H钢（1Cr19Ni11Nb）是一种奥氏体不锈钢，是在18Cr-8Ni不锈钢的基础上添加一定量的Nb元素。Nb是强碳化物形成元素，可以使合金具有较强的抗晶间腐蚀能力，同时具有更高的许用应力和蠕变断裂强度[1]。TP347H钢由于其优良的综合性能，被广泛应用于石油化工行业的高温部件中。这些部件由于长期处于恶劣的工作环境，同时受到多维应力影响，常发生疲劳失效破坏，因此研究TP347H钢的疲劳失效机理尤为重要。现有研究发现，显微组织对于材料疲劳性能具有重要影响。任文等[1]对TP347H末级过热器爆管分析发现，材料原始组织存在缺陷，造成晶间腐蚀形成蠕变孔洞，最后生成蠕变裂纹导致断裂。潘平伟等[2]研究发现，随着温度的升高，平均晶粒尺寸逐渐增大，高温屈服强度逐渐下降，说明细晶强化是影响高温屈服强度的主要因素。李健等[3]研究TP347H钢管在焊接及服役过程发现，含铌析出强化相在晶内出现，导致晶内及晶界强度匹配失衡，在晶界处产生应力集中而导致沿晶开裂。本文以TP347H钢为研究对象进行疲劳试验，采用宏观与微观相结合的方式，跟踪观测疲劳裂纹，研究裂纹萌生、扩展行为规律，以及显微组织对疲劳裂纹的影响。

1 实验材料和方法

1.1 实验材料

本文实验材料为TP347H钢，为了避免材料间存在差异，实验室购进多根同批1 m×18 mm的圆柱形实心TP347H钢管，经过X射线荧光光谱（X Ray Fluorescence，XRF）分析其化学成分，结果如表1所示。材料的化学元素含量均符合标准ASTM A213[4]中TP347H钢的化学成分要求。

表1 实验材料的化学成分（质量分数，%）

1.2 试件制备

根据疲劳试验机的夹持要求，按照GB/T 15248—2008[5]将材料加工成标准圆柱试件。现有研究表明，疲劳裂纹一般从应力集中处开始萌生扩展。为了便于疲劳裂纹的跟踪与观测，在试件中央处加工出一个圆弧形缺口。标准试件在轴向交替载荷的作用下，在缺口处产生应力集中效应，发生疲劳失效破坏。加工缺口可以人为使疲劳裂纹落于缺口处，缩小疲劳裂纹的跟踪范围，提高实验效率。试件的加工图纸如图1所示，其中数据单位为mm。

图1 试件尺寸设计图

1.3 实验方法

实验在MTS 100 kN疲劳试验机及图像跟踪采集系统上完成。疲劳试验常用的循环载荷控制方式为应力控制与应变控制，即在实验过程中保持循环应力幅值与循环应变幅值不变。当试件所受应力水平较高时，材料进入塑性变形阶段，应力与应变变化不再保持线性关系。在循环加载及卸载过程中，应力变化较大，不利于控制。因此，本文选择应变控制，应变幅为0.2%，波形为正弦波，加载频率f=0.5 Hz，加载比R=-1，实验环境温度为室温。

实验采用定期中断的方法，在金相显微镜下观察并记录疲劳裂纹的萌生与扩展规律。同时，随着实验的进行，试件所受应力幅值会逐渐降低并很快断裂失效，对引伸计造成破坏。因此，定义试件应力幅值下降到初试应力幅值的75%，即为试件失效，终止实验。

2 实验结果与分析

2.1 显微组织

图2为TP347H钢电解浸蚀后的显微组织图。可知，显微组织主要为奥氏体组织、析出相及部分可见孪晶。经测量，奥氏体晶粒的平均直径约为35 μm。

图2 TP347H钢显微组织

2.2 疲劳裂纹萌生

疲劳源是疲劳破坏的起点，一般位于材料内部微观组织结构的薄弱区域或高应力区域，如孔洞、夹杂、晶界等。这些区域由于应力集中的作用，会促进疲劳裂纹的萌生[6-7]。疲劳初期，在金相显微镜下对不同位置萌生的12条裂纹进行跟踪观测，如图3所示。

图3 疲劳裂纹萌生位置

2.3 疲劳裂纹扩展

疲劳裂纹的扩展过程可以划分为初始扩展、稳定扩展和快速扩展3个阶段。萌生阶段结束后，初始疲劳裂纹在切应力作用下，沿与载荷轴呈45°方向开始扩展，之后在晶界的阻碍作用下，扩展方向逐渐垂直于主应力方向。开始时，疲劳裂纹沿晶扩展，很快会转变为穿晶扩展。当裂纹尖端到达晶界时，可能会发生裂纹暂时性止裂现象。Zhai等[8]提出裂纹面和晶界之间的偏转角是决定小裂纹扩展路径和扩展速率的关键因素。当偏转角过大时，裂纹可能会发生暂时性止裂或者分叉。

疲劳裂纹继续扩展时，扩展的方式不再局限于独立向两端扩展，而是在相邻裂纹的作用影响下发生裂纹合体行为。疲劳裂纹的合体行为贯穿疲劳裂纹扩展过程的始终，并在疲劳裂纹扩展后期成为扩展的主要方式。在疲劳裂纹扩展过程中，通过观测发现，两种不同类型的裂纹合体行为，根据发生的时间、裂纹的长度以及横向间距分为Ⅰ型合体行为和Ⅱ型合体行为。Ⅰ型合体行为常发生在疲劳裂纹扩展前中期，此时疲劳裂纹长度较短，当两条裂纹横向间距较小时，由于疲劳裂纹尖端应力集中严重，两条裂纹尖端几乎呈直线连接在一起。Ⅱ型合体行为发生在疲劳裂纹扩展中后期，此时两条裂纹沿轴向部分重叠，横向间距较大，裂纹间彼此产生应力松弛效应，裂纹尖端应力集中下降，裂纹扩展进程缓慢，在裂纹间产生大片的塑形损伤区域。

在疲劳裂纹扩展过程中，由于相邻裂纹间的干涉作用而产生应力松弛效应，只有部分裂纹能够穿过多个晶粒逐步扩展成主裂纹，其他微裂纹一般扩展缓慢，最终停止扩展，如图5的裂纹A所示。

图4 裂纹合体行为

图5 裂纹形貌

主裂纹在扩展过程中会发生裂纹分叉，生成沿不同方向的分支裂纹。这些分支裂纹并不会持续扩展，但是分支裂纹会分散裂纹尖端的应力场。扩展过程会消耗更多能量，从而对主裂纹的扩展起到抑制作用。在裂纹进行穿晶扩展时，裂纹表面附近易呈轻微翻出状，产生大量的滑移带。滑移带与加载方向约45°形成树杈状形貌，在产生过程中会消耗大量的能量，抑制主裂纹的扩展。

2.4 显微组织对疲劳裂纹扩展的影响

显微组织结构对疲劳裂纹的扩展具有很大影响。疲劳裂纹扩展路径往往呈锯齿形，即晶体学裂纹形貌。使用ImageJ Simple Neurite Tracer插件[9]对裂纹进行长度测量，研究结果发现，相比于垂直于主应力方向裂纹长度，实际裂纹长度增加20%～30%。裂纹扩展路径曲折程度增加，意味着相同条件下吸收的应变能增加，可在一定程度上减缓裂纹的扩展速率[10]。因此，研究疲劳裂纹扩展路径的走向，增加裂纹实际扩展路径长度对抑制疲劳裂纹的扩展和提高材料疲劳寿命具有重要的意义。

对疲劳裂纹穿晶扩展进行分析，疲劳裂纹在穿过晶粒时并非都呈直线型扩展，而是在穿过某些晶界时会发生偏折改变裂纹扩展方向。研究表明，相邻晶粒的取向对于裂纹的扩展路径具有重要影响[8]。疲劳裂纹在晶粒中总是沿着有利的滑移面进行扩展。当疲劳裂纹在一晶粒内沿有利滑移面扩展到晶界时，相邻晶粒有利滑移面方向发生改变，导致裂纹会在晶界处发生偏折后进入相邻晶粒。如果相邻晶粒中有利滑移面夹角较大，则裂纹会沿着晶界扩展并转动一定角度后进入下一晶粒，沿着有利的滑移面继续扩展。图7为裂纹穿晶扩展的图片以及在晶界处偏折的示意图。示意图中，裂纹从晶粒1向晶粒2扩展，在晶界平面发生偏折。γ表示相邻晶粒中裂纹扩展面的偏折角度，θ表示裂纹在晶界平面上的转动角度，三角形aob表示裂纹在晶界平面上的扩展面积。可以得出，该三角形面积越大，疲劳裂纹穿过晶界时所受的阻力越大。

图6 裂纹穿晶扩展

3 结语

（1）疲劳裂纹一般萌生于材料内部微观组织结构的薄弱区域或应力集中区域，开始时主要受切应力作用影响，沿与载荷轴呈45°方向扩展，之后扩展方向逐渐垂直于主应力方向。

（2）疲劳裂纹继续扩展后，相邻裂纹之间会发生合体行为。根据行为发生的时间、裂纹的长度以及横向间距，可以分为两种不同的类型：Ⅰ型合体行为常发生在疲劳裂纹扩展前中期，此时疲劳裂纹长度较短，两条裂纹横向间距较小，两条裂纹尖端在集中应力的作用下几乎呈直线连接在一起；Ⅱ型合体行为发生在疲劳裂纹扩展中后期，此时两条裂纹沿轴向部分重叠，横向间距较大，裂纹尖端应力松弛，裂纹扩展进程缓慢，在裂纹间产生大片的塑形损伤区域。

（3）相邻裂纹间由于干涉作用导致部分裂纹扩展缓慢甚至不扩展。裂纹扩展过程中会产生分支裂纹与滑移带，且产生过程会消耗大量能量，抑制主裂纹的扩展。

（4）显微组织结构对疲劳裂纹的扩展具有很大影响，相比于垂直于主应力方向裂纹长度，实际裂纹长度增加20%～30%。受显微组织影响，裂纹扩展路径曲折程度增加。疲劳裂纹在晶粒中总是沿着有利的滑移面进行扩展，当疲劳裂纹进行穿晶扩展时，由于晶界两端晶粒的滑移系取向不同，裂纹会在晶界处发生偏折后进入相邻晶粒，沿着有利的滑移面继续扩展。如果相邻晶粒中有利滑移面夹角较大，则裂纹会沿着晶界扩展并转动一定角度后再进入下一晶粒。