應變強化對022Cr17Ni12Mo2不銹鋼疲勞行為的影響

高毅，彭劍,2，代巧，薛志超，王穎，李凱尚

(1.常州大學機械工程學院，江蘇常州，213164；2.常州大學江蘇省綠色過程裝備重點實驗室，江蘇常州，213164；3.江蘇理工學院機械工程學院，江蘇常州，213001)

奧氏體不銹鋼憑借其良好的耐蝕性能、可加工性能，在化工、核電等行業中得到了廣泛應用[1]。但奧氏體不銹鋼屈服強度低，如何提高奧氏體不銹鋼的強度成為一項重點研究問題，受到了研究人員們的關注[2]。研究人員通過應變強化[3]、時效處理[4-5]、噴丸強化[6]等方法提高材料的強度與抗疲勞性能，其中應變強化是通過消耗材料的塑性性能，提高其屈服強度和許用應力，可實現不銹鋼承壓裝備的輕量化，在承壓設備領域得到了應用[7]。研究人員對應變強化后材料的力學行為開展研究。WANG等[8]對Fe-30Mn-0.9C孿晶誘導塑性(TWIP)鋼的研究發現，預應變可以分別改變疲勞強度系數和指數，從而有效地提高TWIP鋼的疲勞性能。CHIOU等[9]研究預應變對430不銹鋼棘輪行為的影響發現，循環蠕變變形的方向總是與給定的預應變的方向相反。KIM等[10]研究低溫下拉伸應變強化對AISI 304L力學行為的影響，發現預應變降低了材料的塑性，提高了其屈服強度和抗拉強度。應變強化對力學行為的影響來源于應變強化前后材料微觀組織結構發生的變化。李凱尚等[11]通過研究發現，預應變對力學性能的影響與在預應變過程中產生的位錯塞積、機械孿晶有關。YING等[12]對Al-Cu-Mg 合金中Cu-Mg 共聚和力學行為進行研究發現，10%預應變在自然時效過程中顯著提高了Cu-Mg 共簇尺寸以及Cu 與Mg 原子數比，從而導致位錯滑移的臨界剪切應力更大，增強了疲勞裂紋閉合效應，并且當施加超過10%的預應變時，疲勞裂紋擴展抗性降低的時間延遲。LIN等[13]對AZ31B 鎂合金研究發現，材料參數mi與由循環載荷引起的孿晶線密度之間存在線性關系。XIE等[14]研究發現冷拔產生的機械孿晶和變形帶分割了奧氏體晶粒，促進了多次滑動，從而抑制了滑移帶的形成，提高了316奧氏體不銹鋼在低應變幅度下的高周疲勞壽命。在大變形量下，奧氏體向馬氏體轉變也是需要考慮的一個因素。奧氏體組織在應變強化過程中可能形成2 種馬氏體組織：具有hcp 晶體結構的ε 馬氏體和具有bcc 晶體結構的α′馬氏體[15]。304 不銹鋼在預應變過程中經歷應變誘導的ε 馬氏體或α′馬氏體轉變和位錯密度變化[16-18]。疲勞行為是結構損傷失效的重要形式，研究人員發現應變強化對不同材料的疲勞行為具有不同的影響規律。應變強化后316奧氏體不銹鋼在高應變幅加載下的疲勞壽命減少，而低應變幅下材料的疲勞壽命增加[19]。CHANG 等[20]對CP-Ti 的低周疲勞行為進行研究發現：在低應變幅下，隨著預應變增加，二次循環硬化在預應變試樣中逐漸消失，預應變對低周疲勞壽命的不利影響在較低的應變幅度下變得更加顯著；在高應變幅度下，顯示為預應變無關的低周疲勞行為。PARK等[21]通過研究發現，施加10%的拉伸預應變對AZ31鎂合金的疲勞壽命沒有顯著影響。AL-RUBAIE 等[22]發現，隨著預應變水平增加，7050-T7451 鋁合金的疲勞壽命降低。WANG 等[23]發現，拉伸預應變提高了Z2CN18.10 奧氏體不銹鋼的疲勞壽命，而壓縮預應變對其有不利影響。DAS 等[24]研究預應變路徑對DP 600 鋼高周疲勞性能的影響時發現，所有預應變試樣均顯示出高周疲勞壽命提高，與初始預應變方向正交進行疲勞試驗的試樣表現出更好的抗疲勞性。應變強化實現了奧氏體不銹鋼承壓設備的輕量化，為了研究應變強化對奧氏體不銹鋼材料疲勞行為的影響規律，本文作者對不同應變強化量的022Cr17Ni12Mo2奧氏體不銹鋼進行疲勞實驗研究，分析應變強化對疲勞壽命和循環塑性變形的影響規律，并從應變強化對顯微組織影響的角度，分析應變強化對疲勞行為的影響機理。

1 實驗材料與方法

實驗采用熱軋022Cr17Ni12Mo2 不銹鋼，其化學成分(質量分數，%)為Cr 17.27, Ni 10.48, Mo 2.16, Mn 0.82, Si 0.65, C 0.018, P 0.03, Fe 余量。為了研究應變強化對疲勞試驗的影響，對原始試樣、5%，10%和20%的應變強化量試樣進行疲勞實驗。根據GB/T 15248—2008，采用線切割加工板狀疲勞試樣，試樣軸向方向與軋制方向相同，試樣的標距段長度為16 mm，寬度為10 mm，厚度為5 mm。疲勞實驗采用拉-拉疲勞加載的方式進行，疲勞波形采用三角波，應力比取0.1，最大應力為425 MPa，加載頻率為5Hz，疲勞實驗在EHFEG250-40L疲勞試驗機上進行。

為了獲得不同應變強化量下的022Cr17Ni12Mo2 金相顯微組織，采用線切割獲取金相試樣，并將樣品依次采用800～2 000號金相砂紙打磨以及拋光布拋光，隨后采用鹽酸(HCl)和硝酸(HNO3)以體積比3:1配制的金相腐蝕溶液進行腐蝕，采用VHX-700F 光學顯微鏡(OM)觀察不同應變強化量下材料顯微組織。為了獲得不同應變強化量下022Cr17Ni12Mo2 的疲勞斷口形貌，采用Zeiss SUPRA55 掃描電子顯微鏡(SEM)對不同應變強化量下的疲勞斷口形貌進行觀察。

2 結果與分析

2.1 應變強化對022Cr17Ni12Mo2 不銹鋼拉伸行為的影響

圖1所示為應變強化對022Cr17Ni12Mo2 不銹鋼拉伸應力應變曲線的影響規律。從圖1可知：022Cr17Ni12Mo2 的屈服強度隨著應變強化量的增加而增大，斷后伸長率隨著應變強化量的增加而降低，而抗拉強度基本保持不變。

圖1 不同應變強化量下022Cr17Ni12Mo2拉伸應力應變曲線Fig.1 Tensile stress-strain curves of 022Cr17Ni12Mo2 under different strain strengthening values

為了量化應變強化量對022Cr17Ni12Mo2 塑性性能的影響，采用塑性應變能密度來表征應變強化過程中塑性的變化。使用面積法計算不同應變強化量下拉伸過程中的彈性應變能密度和塑性應變能密度，如圖2所示。通過抗拉強度對應的點作1條斜率為彈性模量的直線，將拉伸曲線與坐標軸圍成的區域分為2部分：左側區域面積為塑性應變能密度，右側區域面積為彈性應變能密度。

圖2 拉伸應變能密度Fig.2 Diagram of tensile strain energy density

表 1 所示為不同應變強化量下022Cr17Ni12Mo2 的總應變能密度、塑性應變能密度和彈性應變能密度。從表1可以看出：總應變能密度和塑性應變能隨著應變強化量的增加而減小，而彈性應變能基本保持不變。因此，應變強化消耗了022Cr17Ni12Mo2的塑性應變能量。

表1 不同應變強化量下拉伸應變能密度Table 1 Tensile strain energy densities under different strain strengthening values MJ?m-3

從應變強化對拉伸應力應變曲線和塑性應變能的影響可以看出： 應變強化提高了022Cr17Ni12Mo2 的屈服強度，對拉伸強度影響不大；在塑性表征參數方面，應變強化降低了斷裂后的伸長率和塑性應變能密度。因此，應變強化過程中022Cr17Ni12Mo2強度的增加源于應變強化過程中消耗的材料塑性能量[25-26]。

2.2 應變強化量對022Cr17Ni12Mo2 不銹鋼疲勞行為的影響

2.2.1 應變強化對疲勞壽命與循環塑性變形的影響

通過對不同應變強化量的022Cr17Ni12Mo2 進行低周疲勞實驗研究得到了應變強化對疲勞壽命的影響曲線，如圖3所示。從圖3可知：隨著應變強化量的增加，在相同的循環載荷作用下材料的疲勞壽命延長，因此，應變強化量不僅提高了022Cr17Ni12Mo2 的屈服強度，而且延長了其疲勞壽命。

圖3 022Cr17Ni12Mo2不銹鋼疲勞壽命隨應變強化量的演變規律Fig.3 Evolution law of fatigue life of 022Cr17Ni12Mo2 stainless steel with strain strengthening

在循環載荷過程中，除了疲勞斷裂壽命外，循環塑性變形累積也是一種主要的失效形式。本文從循環應變幅、循環遲滯回線和棘輪應變3方面分析應變強化量對022Cr17Ni12Mo2循環塑性變形的影響。圖4所示為不同應變強化量下循環應變幅的演化規律。從圖4可以看出：原始試樣以及應變強化試樣均體現為3階段特征，應變幅在循環初始階段迅速增加，隨后趨于穩定，最后在接近失效時再次快速增加。值得注意的是，對比不同應變強化量下循環應變幅演化規律可以發現：循環應變幅隨著應變強化量的增加而減小，特別是第一階段的循環應變幅抑制顯著。

圖4 不同應變強化量下循環應變幅的演化規律Fig.4 Evolution laws of cyclic strain amplitude at different strain strengthening values

圖5 不同應變強化試樣遲滯回線的演變Fig.5 Evolution laws of hysteresis loop at different strain strengthening values

圖5(a)所示為不同應變強化材料在第300 個循環的遲滯回線。從圖5(a)可以看出：隨著應變強化量的增加，遲滯回線向小位移方向偏移。圖5(b)所示為不同應變強化材料在半壽命循環時的遲滯回線。從圖5(b)可知：遲滯回線隨著應變強化量的增加同樣往小位移方向偏移，同時10%和20%應變強化量下半壽命循環的遲滯回線基本重合。這表明應變強化抑制了由平均應力引起的遲滯回線的偏移，并且隨著應變強化量的增加，遲滯回線由塑性累積增長向塑性安定現象轉變。

棘輪行為是材料在非對稱循環載荷下產生的塑性應變累積。棘輪應變定義為遲滯回線的中心位置，可由下式得到[27]：

式中：εmax和εmin分別為遲滯回線的最大和最小應變。

圖6所示為不同應變強化量下棘輪應變隨循環次數的演化規律。從圖6可知：棘輪應變隨應變強化量的增加而受到抑制。原始試樣以及5%應變強化量試樣的棘輪應變在循環初始階段迅速增加，然后保持穩定；但在高應變強化量下即10%和20%未發現快速上升的第一階段，棘輪應變量微弱，這表明應變強化抑制022Cr17Ni12Mo2的棘輪行為，特別是第一階段棘輪行為。基于循環過程中的循環應變幅、遲滯回線和棘輪應變分析可以發現：應變強化抑制了循環塑性變形，并且循環塑性行為從循環塑性累積轉變為塑性安定。

2.2.2 應變強化對疲勞斷裂機理的影響

圖6 不同的應變強化量下棘輪應變的演化規律Fig.6 Evolution laws of ratcheting strain at different strain strengthening values

圖7所示為不同應變強化量下疲勞試樣斷口形貌與疲勞裂紋擴展區域在斷裂面中所占的比例。從圖7可以看出：不同應變強化試樣的斷口形貌均由典型的疲勞起裂、裂紋擴展以及瞬斷區組成。值得注意的是，隨著應變強化量增加，疲勞裂紋擴展區域在斷口面占據的比例不斷增大。

采用SEM 對不同應變強化后試樣的疲勞斷口形貌進行觀察。圖8所示為疲勞斷口形貌。以原始材料為例，疲勞斷口形貌可以分為4個區域：起裂點、裂紋擴展區、過渡區和瞬斷區。起裂區如圖8(a)所示，可根據裂紋擴展的方向確定起裂點，原始材料疲勞起裂源于循環塑性變形產生的孔洞。裂紋擴展區如圖8(b)所示，可以看到裂紋擴展過程留下的撕裂脊即疲勞輝紋。圖8(c)所示為過渡區的形貌，該區域中疲勞輝紋和韌窩同時存在。圖8(d)所示為快速斷裂區的形貌，該區域中疲勞輝紋已完全消失，大量韌窩表明該區域發生了韌性斷裂。

圖7 疲勞斷口形貌與疲勞裂紋擴展區域Fig.7 Fatigue fracture surface and fatigue crack propagation zone

圖8 疲勞斷口形貌Fig.8 Fatigue fracture morphologies

圖9所示為原始試樣以及20%應變強化的疲勞斷口形貌，其中圖9(a)，(b)和(c)所示為原始材料的斷口形貌，圖9(d)，(e)和(f)所示為應變強化材料的斷口形貌。由圖9(a)可以發現：原始試樣起裂位置存在塑性孔洞，疲勞裂紋從孔洞起裂向四周擴展。由圖9(d)可以看到：應變強化試樣疲勞起裂源于微裂紋開裂并未存在孔洞。在應變強化過程中消耗材料的塑性能量，應變強化試樣在循環載荷過程中難以產生韌性孔洞，因此，應變強化使疲勞裂紋的起裂機理發生轉變。從圖9(b)可見原始試樣裂紋擴展區的疲勞條紋之間存在微孔洞，從圖9(e)可見應變強化試樣的裂紋擴展區可以發現疲勞輝紋間有微孔洞和微裂紋共同存在。從圖9(c)和9(f)可知應變強化前后瞬斷區的失效模式均為韌性斷裂。

通過對比原始材料以及應變強化材料的疲勞裂紋擴展面積及斷口形貌可以發現：應變強化消耗022Cr17Ni12Mo2的塑性能量，導致疲勞斷口形貌發生變化；隨著應變強化量的增加，其疲勞裂紋擴展區域的面積擴大，并且起裂區由原始材料的微孔洞起裂向微裂紋起裂轉變。

2.3 應變強化后材料顯微組織變化與疲勞行為的關聯

022Cr17Ni12Mo2 通過應變強化過程消耗，其塑性應變能量，提高屈服強度，使材料在循環載荷下的塑性累積變形轉化為塑性安定行為，從而提高其疲勞壽命，并且應變強化擴大了疲勞裂紋擴展區的面積并促使疲勞起裂方式由微孔洞向微裂紋轉變。應變強化對疲勞行為的影響源于應變強化導致材料顯微組織的變化，認識應變強化對奧氏體不銹鋼顯微組織的影響規律對于理解其強化機理具有重要作用。 圖 10 所示為022Cr17Ni12Mo2 在不同應變強化量下的金相顯微組織。從圖10可以看到：隨著應變強化量增加，金相顯微組織發生變化，5%應變強化后材料顯微組織中產生孿晶組織，當應變強化量為20%時出現形變馬氏體組織。

圖9 應變強化前后疲勞斷口形貌對比Fig.9 Comparisons of fatigue fracture surfaces before and after strain strengthening

為了定量分析孿晶組織與應變強化量之間的關系，采用孿晶線密度(λ)進行分析[28-29]：

式中：p和q分別為金相圖的長度和寬度；m和n分別為平行于金相組織圖長度和寬度方向的孿晶數量；Nf為線條穿過的孿晶數量。采用式(2)以及不同應變強化量的金相顯微組織圖，可以得到原始材料以及不同應變強化量材料的孿晶線密度，分別為0.025，0.046，0.068 和0.073 %/μm。通過定量分析可以發現：022Cr17Ni12Mo2 不銹鋼在應變強化過程中，產生變形孿晶組織，并且隨著應變強化量的增加而增加。WANG 等[30]通過預應變引入的高密度變形孿晶，發現孿晶組織提高了Fe-30Mn-0.9C孿生塑性鋼的屈服強度并改善了變形的均勻性，從而有效地抑制了疲勞損傷，延長了疲勞壽命。XIE等[31]通過研究發現，孿晶可以減少由位錯運動引起的對奧氏體晶界的擠壓，能夠改善變形均勻性，并延遲疲勞微裂紋的萌生。由022Cr17Ni12Mo2 不銹鋼的金相顯微組織發現，孿晶線密度隨應變強化量的增加而增加，同時由疲勞實驗研究發現應變強化延長疲勞壽命，并抑制022Cr17Ni12Mo2 的循環塑性變形行為。因此，應變強化過程中形成的孿晶組織提高022Cr17Ni12Mo2 不銹鋼的抗疲勞破壞能力，抑制循環塑性變形，延長疲勞壽命。并且隨著應變強化產生的孿晶數量增多，試樣剩余凈截面的強度得到提高，材料可以承受更多的循環載荷，從而使得022Cr17Ni12Mo2的疲勞裂紋擴展區域的面積增大。

圖10 不同應變強化量下022Cr17Ni12Mo2金相組織Fig.10 Metallographic structure of 022Cr17Ni12Mo2 at different strain strengthening values

通過顯微組織分析發現，在圖10(c)中10%應變強化的022Cr17Ni12Mo2組織中出現了少量的形變馬氏體組織，在圖10(d)中20%應變強化的試樣中形變馬氏體含量增加。JU 等[32]對Fe-30Mn-4Si-2Al 合金的疲勞行為進行研究發現，材料中ε馬氏體相變使合金具有良好的抗低周疲勞性能。SONG等[33]發現，預應變形成少量的馬氏體有利于疲勞裂紋分支和偏轉，從而增加材料的抗疲勞性能，而高比例的馬氏體降低材料的力學性能。如圖10(c)和(d)所示，由于應變強化后022Cr17Ni12Mo2組織中出現形變馬氏體，因此，當疲勞裂紋擴展到馬氏體組織時路徑發生偏轉和分叉，要達到相同的擴展深度需要更多的循環次數。通過上述分析可知：當應變量較大時，在孿晶和馬氏體的共同作用下，022Cr17Ni12Mo2 的疲勞裂紋擴展面積提高，疲勞裂紋擴展壽命延長；且022Cr17Ni12Mo2應變強化作用產生的馬氏體組織顯著抑制循環塑性變形行為，促使材料產生塑性安定現象。

3 結論

1)應變強化延長了022Cr17Ni12Mo2不銹鋼的疲勞壽命，抑制了循環塑性變形行為；當應變強化量超過10%時，022Cr17Ni12Mo2 的循環塑性變形行為由循環塑性累積向塑性安定行為轉變。

2)022Cr17Ni12Mo2 在應變強化過程中，產生了變形孿晶組織，并且隨著應變強化量的增加，孿晶組織密度增加；當應變強化量超過10%時，會誘導產生變形馬氏體組織。

3)022Cr17Ni12Mo2 應變強化產生的孿晶組織提高了其抗疲勞破壞能力，抑制了循環塑性變形，延長了疲勞壽命；而應變強化產生的馬氏體組織顯著抑制了循環塑性變形行為，促使材料產生塑性安定現象。