应变强化对022Cr17Ni12Mo2不锈钢疲劳行为的影响

高毅，彭剑,2，代巧，薛志超，王颖，李凯尚

(1.常州大学机械工程学院，江苏常州，213164；2.常州大学江苏省绿色过程装备重点实验室，江苏常州，213164；3.江苏理工学院机械工程学院，江苏常州，213001)

奥氏体不锈钢凭借其良好的耐蚀性能、可加工性能，在化工、核电等行业中得到了广泛应用[1]。但奥氏体不锈钢屈服强度低，如何提高奥氏体不锈钢的强度成为一项重点研究问题，受到了研究人员们的关注[2]。研究人员通过应变强化[3]、时效处理[4-5]、喷丸强化[6]等方法提高材料的强度与抗疲劳性能，其中应变强化是通过消耗材料的塑性性能，提高其屈服强度和许用应力，可实现不锈钢承压装备的轻量化，在承压设备领域得到了应用[7]。研究人员对应变强化后材料的力学行为开展研究。WANG等[8]对Fe-30Mn-0.9C孪晶诱导塑性(TWIP)钢的研究发现，预应变可以分别改变疲劳强度系数和指数，从而有效地提高TWIP钢的疲劳性能。CHIOU等[9]研究预应变对430不锈钢棘轮行为的影响发现，循环蠕变变形的方向总是与给定的预应变的方向相反。KIM等[10]研究低温下拉伸应变强化对AISI 304L力学行为的影响，发现预应变降低了材料的塑性，提高了其屈服强度和抗拉强度。应变强化对力学行为的影响来源于应变强化前后材料微观组织结构发生的变化。李凯尚等[11]通过研究发现，预应变对力学性能的影响与在预应变过程中产生的位错塞积、机械孪晶有关。YING等[12]对Al-Cu-Mg 合金中Cu-Mg 共聚和力学行为进行研究发现，10%预应变在自然时效过程中显着提高了Cu-Mg 共簇尺寸以及Cu 与Mg 原子数比，从而导致位错滑移的临界剪切应力更大，增强了疲劳裂纹闭合效应，并且当施加超过10%的预应变时，疲劳裂纹扩展抗性降低的时间延迟。LIN等[13]对AZ31B 镁合金研究发现，材料参数mi与由循环载荷引起的孪晶线密度之间存在线性关系。XIE等[14]研究发现冷拔产生的机械孪晶和变形带分割了奥氏体晶粒，促进了多次滑动，从而抑制了滑移带的形成，提高了316奥氏体不锈钢在低应变幅度下的高周疲劳寿命。在大变形量下，奥氏体向马氏体转变也是需要考虑的一个因素。奥氏体组织在应变强化过程中可能形成2 种马氏体组织：具有hcp 晶体结构的ε 马氏体和具有bcc 晶体结构的α′马氏体[15]。304 不锈钢在预应变过程中经历应变诱导的ε 马氏体或α′马氏体转变和位错密度变化[16-18]。疲劳行为是结构损伤失效的重要形式，研究人员发现应变强化对不同材料的疲劳行为具有不同的影响规律。应变强化后316奥氏体不锈钢在高应变幅加载下的疲劳寿命减少，而低应变幅下材料的疲劳寿命增加[19]。CHANG 等[20]对CP-Ti 的低周疲劳行为进行研究发现：在低应变幅下，随着预应变增加，二次循环硬化在预应变试样中逐渐消失，预应变对低周疲劳寿命的不利影响在较低的应变幅度下变得更加显著；在高应变幅度下，显示为预应变无关的低周疲劳行为。PARK等[21]通过研究发现，施加10%的拉伸预应变对AZ31镁合金的疲劳寿命没有显著影响。AL-RUBAIE 等[22]发现，随着预应变水平增加，7050-T7451 铝合金的疲劳寿命降低。WANG 等[23]发现，拉伸预应变提高了Z2CN18.10 奥氏体不锈钢的疲劳寿命，而压缩预应变对其有不利影响。DAS 等[24]研究预应变路径对DP 600 钢高周疲劳性能的影响时发现，所有预应变试样均显示出高周疲劳寿命提高，与初始预应变方向正交进行疲劳试验的试样表现出更好的抗疲劳性。应变强化实现了奥氏体不锈钢承压设备的轻量化，为了研究应变强化对奥氏体不锈钢材料疲劳行为的影响规律，本文作者对不同应变强化量的022Cr17Ni12Mo2奥氏体不锈钢进行疲劳实验研究，分析应变强化对疲劳寿命和循环塑性变形的影响规律，并从应变强化对显微组织影响的角度，分析应变强化对疲劳行为的影响机理。

1 实验材料与方法

实验采用热轧022Cr17Ni12Mo2 不锈钢，其化学成分(质量分数，%)为Cr 17.27, Ni 10.48, Mo 2.16, Mn 0.82, Si 0.65, C 0.018, P 0.03, Fe 余量。为了研究应变强化对疲劳试验的影响，对原始试样、5%，10%和20%的应变强化量试样进行疲劳实验。根据GB/T 15248—2008，采用线切割加工板状疲劳试样，试样轴向方向与轧制方向相同，试样的标距段长度为16 mm，宽度为10 mm，厚度为5 mm。疲劳实验采用拉-拉疲劳加载的方式进行，疲劳波形采用三角波，应力比取0.1，最大应力为425 MPa，加载频率为5Hz，疲劳实验在EHFEG250-40L疲劳试验机上进行。

为了获得不同应变强化量下的022Cr17Ni12Mo2 金相显微组织，采用线切割获取金相试样，并将样品依次采用800～2 000号金相砂纸打磨以及抛光布抛光，随后采用盐酸(HCl)和硝酸(HNO3)以体积比3:1配制的金相腐蚀溶液进行腐蚀，采用VHX-700F 光学显微镜(OM)观察不同应变强化量下材料显微组织。为了获得不同应变强化量下022Cr17Ni12Mo2 的疲劳断口形貌，采用Zeiss SUPRA55 扫描电子显微镜(SEM)对不同应变强化量下的疲劳断口形貌进行观察。

2 结果与分析

2.1 应变强化对022Cr17Ni12Mo2 不锈钢拉伸行为的影响

图1所示为应变强化对022Cr17Ni12Mo2 不锈钢拉伸应力应变曲线的影响规律。从图1可知：022Cr17Ni12Mo2 的屈服强度随着应变强化量的增加而增大，断后伸长率随着应变强化量的增加而降低，而抗拉强度基本保持不变。

图1 不同应变强化量下022Cr17Ni12Mo2拉伸应力应变曲线Fig.1 Tensile stress-strain curves of 022Cr17Ni12Mo2 under different strain strengthening values

为了量化应变强化量对022Cr17Ni12Mo2 塑性性能的影响，采用塑性应变能密度来表征应变强化过程中塑性的变化。使用面积法计算不同应变强化量下拉伸过程中的弹性应变能密度和塑性应变能密度，如图2所示。通过抗拉强度对应的点作1条斜率为弹性模量的直线，将拉伸曲线与坐标轴围成的区域分为2部分：左侧区域面积为塑性应变能密度，右侧区域面积为弹性应变能密度。

图2 拉伸应变能密度Fig.2 Diagram of tensile strain energy density

表 1 所示为不同应变强化量下022Cr17Ni12Mo2 的总应变能密度、塑性应变能密度和弹性应变能密度。从表1可以看出：总应变能密度和塑性应变能随着应变强化量的增加而减小，而弹性应变能基本保持不变。因此，应变强化消耗了022Cr17Ni12Mo2的塑性应变能量。

表1 不同应变强化量下拉伸应变能密度Table 1 Tensile strain energy densities under different strain strengthening values MJ∙m-3

从应变强化对拉伸应力应变曲线和塑性应变能的影响可以看出： 应变强化提高了022Cr17Ni12Mo2 的屈服强度，对拉伸强度影响不大；在塑性表征参数方面，应变强化降低了断裂后的伸长率和塑性应变能密度。因此，应变强化过程中022Cr17Ni12Mo2强度的增加源于应变强化过程中消耗的材料塑性能量[25-26]。

2.2 应变强化量对022Cr17Ni12Mo2 不锈钢疲劳行为的影响

2.2.1 应变强化对疲劳寿命与循环塑性变形的影响

通过对不同应变强化量的022Cr17Ni12Mo2 进行低周疲劳实验研究得到了应变强化对疲劳寿命的影响曲线，如图3所示。从图3可知：随着应变强化量的增加，在相同的循环载荷作用下材料的疲劳寿命延长，因此，应变强化量不仅提高了022Cr17Ni12Mo2 的屈服强度，而且延长了其疲劳寿命。

图3 022Cr17Ni12Mo2不锈钢疲劳寿命随应变强化量的演变规律Fig.3 Evolution law of fatigue life of 022Cr17Ni12Mo2 stainless steel with strain strengthening

在循环载荷过程中，除了疲劳断裂寿命外，循环塑性变形累积也是一种主要的失效形式。本文从循环应变幅、循环迟滞回线和棘轮应变3方面分析应变强化量对022Cr17Ni12Mo2循环塑性变形的影响。图4所示为不同应变强化量下循环应变幅的演化规律。从图4可以看出：原始试样以及应变强化试样均体现为3阶段特征，应变幅在循环初始阶段迅速增加，随后趋于稳定，最后在接近失效时再次快速增加。值得注意的是，对比不同应变强化量下循环应变幅演化规律可以发现：循环应变幅随着应变强化量的增加而减小，特别是第一阶段的循环应变幅抑制显著。

图4 不同应变强化量下循环应变幅的演化规律Fig.4 Evolution laws of cyclic strain amplitude at different strain strengthening values

图5 不同应变强化试样迟滞回线的演变Fig.5 Evolution laws of hysteresis loop at different strain strengthening values

图5(a)所示为不同应变强化材料在第300 个循环的迟滞回线。从图5(a)可以看出：随着应变强化量的增加，迟滞回线向小位移方向偏移。图5(b)所示为不同应变强化材料在半寿命循环时的迟滞回线。从图5(b)可知：迟滞回线随着应变强化量的增加同样往小位移方向偏移，同时10%和20%应变强化量下半寿命循环的迟滞回线基本重合。这表明应变强化抑制了由平均应力引起的迟滞回线的偏移，并且随着应变强化量的增加，迟滞回线由塑性累积增长向塑性安定现象转变。

棘轮行为是材料在非对称循环载荷下产生的塑性应变累积。棘轮应变定义为迟滞回线的中心位置，可由下式得到[27]：

式中：εmax和εmin分别为迟滞回线的最大和最小应变。

图6所示为不同应变强化量下棘轮应变随循环次数的演化规律。从图6可知：棘轮应变随应变强化量的增加而受到抑制。原始试样以及5%应变强化量试样的棘轮应变在循环初始阶段迅速增加，然后保持稳定；但在高应变强化量下即10%和20%未发现快速上升的第一阶段，棘轮应变量微弱，这表明应变强化抑制022Cr17Ni12Mo2的棘轮行为，特别是第一阶段棘轮行为。基于循环过程中的循环应变幅、迟滞回线和棘轮应变分析可以发现：应变强化抑制了循环塑性变形，并且循环塑性行为从循环塑性累积转变为塑性安定。

2.2.2 应变强化对疲劳断裂机理的影响

图6 不同的应变强化量下棘轮应变的演化规律Fig.6 Evolution laws of ratcheting strain at different strain strengthening values

图7所示为不同应变强化量下疲劳试样断口形貌与疲劳裂纹扩展区域在断裂面中所占的比例。从图7可以看出：不同应变强化试样的断口形貌均由典型的疲劳起裂、裂纹扩展以及瞬断区组成。值得注意的是，随着应变强化量增加，疲劳裂纹扩展区域在断口面占据的比例不断增大。

采用SEM 对不同应变强化后试样的疲劳断口形貌进行观察。图8所示为疲劳断口形貌。以原始材料为例，疲劳断口形貌可以分为4个区域：起裂点、裂纹扩展区、过渡区和瞬断区。起裂区如图8(a)所示，可根据裂纹扩展的方向确定起裂点，原始材料疲劳起裂源于循环塑性变形产生的孔洞。裂纹扩展区如图8(b)所示，可以看到裂纹扩展过程留下的撕裂脊即疲劳辉纹。图8(c)所示为过渡区的形貌，该区域中疲劳辉纹和韧窝同时存在。图8(d)所示为快速断裂区的形貌，该区域中疲劳辉纹已完全消失，大量韧窝表明该区域发生了韧性断裂。

图7 疲劳断口形貌与疲劳裂纹扩展区域Fig.7 Fatigue fracture surface and fatigue crack propagation zone

图8 疲劳断口形貌Fig.8 Fatigue fracture morphologies

图9所示为原始试样以及20%应变强化的疲劳断口形貌，其中图9(a)，(b)和(c)所示为原始材料的断口形貌，图9(d)，(e)和(f)所示为应变强化材料的断口形貌。由图9(a)可以发现：原始试样起裂位置存在塑性孔洞，疲劳裂纹从孔洞起裂向四周扩展。由图9(d)可以看到：应变强化试样疲劳起裂源于微裂纹开裂并未存在孔洞。在应变强化过程中消耗材料的塑性能量，应变强化试样在循环载荷过程中难以产生韧性孔洞，因此，应变强化使疲劳裂纹的起裂机理发生转变。从图9(b)可见原始试样裂纹扩展区的疲劳条纹之间存在微孔洞，从图9(e)可见应变强化试样的裂纹扩展区可以发现疲劳辉纹间有微孔洞和微裂纹共同存在。从图9(c)和9(f)可知应变强化前后瞬断区的失效模式均为韧性断裂。

通过对比原始材料以及应变强化材料的疲劳裂纹扩展面积及断口形貌可以发现：应变强化消耗022Cr17Ni12Mo2的塑性能量，导致疲劳断口形貌发生变化；随着应变强化量的增加，其疲劳裂纹扩展区域的面积扩大，并且起裂区由原始材料的微孔洞起裂向微裂纹起裂转变。

2.3 应变强化后材料显微组织变化与疲劳行为的关联

022Cr17Ni12Mo2 通过应变强化过程消耗，其塑性应变能量，提高屈服强度，使材料在循环载荷下的塑性累积变形转化为塑性安定行为，从而提高其疲劳寿命，并且应变强化扩大了疲劳裂纹扩展区的面积并促使疲劳起裂方式由微孔洞向微裂纹转变。应变强化对疲劳行为的影响源于应变强化导致材料显微组织的变化，认识应变强化对奥氏体不锈钢显微组织的影响规律对于理解其强化机理具有重要作用。 图 10 所示为022Cr17Ni12Mo2 在不同应变强化量下的金相显微组织。从图10可以看到：随着应变强化量增加，金相显微组织发生变化，5%应变强化后材料显微组织中产生孪晶组织，当应变强化量为20%时出现形变马氏体组织。

图9 应变强化前后疲劳断口形貌对比Fig.9 Comparisons of fatigue fracture surfaces before and after strain strengthening

为了定量分析孪晶组织与应变强化量之间的关系，采用孪晶线密度(λ)进行分析[28-29]：

式中：p和q分别为金相图的长度和宽度；m和n分别为平行于金相组织图长度和宽度方向的孪晶数量；Nf为线条穿过的孪晶数量。采用式(2)以及不同应变强化量的金相显微组织图，可以得到原始材料以及不同应变强化量材料的孪晶线密度，分别为0.025，0.046，0.068 和0.073 %/μm。通过定量分析可以发现：022Cr17Ni12Mo2 不锈钢在应变强化过程中，产生变形孪晶组织，并且随着应变强化量的增加而增加。WANG 等[30]通过预应变引入的高密度变形孪晶，发现孪晶组织提高了Fe-30Mn-0.9C孪生塑性钢的屈服强度并改善了变形的均匀性，从而有效地抑制了疲劳损伤，延长了疲劳寿命。XIE等[31]通过研究发现，孪晶可以减少由位错运动引起的对奥氏体晶界的挤压，能够改善变形均匀性，并延迟疲劳微裂纹的萌生。由022Cr17Ni12Mo2 不锈钢的金相显微组织发现，孪晶线密度随应变强化量的增加而增加，同时由疲劳实验研究发现应变强化延长疲劳寿命，并抑制022Cr17Ni12Mo2 的循环塑性变形行为。因此，应变强化过程中形成的孪晶组织提高022Cr17Ni12Mo2 不锈钢的抗疲劳破坏能力，抑制循环塑性变形，延长疲劳寿命。并且随着应变强化产生的孪晶数量增多，试样剩余净截面的强度得到提高，材料可以承受更多的循环载荷，从而使得022Cr17Ni12Mo2的疲劳裂纹扩展区域的面积增大。

图10 不同应变强化量下022Cr17Ni12Mo2金相组织Fig.10 Metallographic structure of 022Cr17Ni12Mo2 at different strain strengthening values

通过显微组织分析发现，在图10(c)中10%应变强化的022Cr17Ni12Mo2组织中出现了少量的形变马氏体组织，在图10(d)中20%应变强化的试样中形变马氏体含量增加。JU 等[32]对Fe-30Mn-4Si-2Al 合金的疲劳行为进行研究发现，材料中ε马氏体相变使合金具有良好的抗低周疲劳性能。SONG等[33]发现，预应变形成少量的马氏体有利于疲劳裂纹分支和偏转，从而增加材料的抗疲劳性能，而高比例的马氏体降低材料的力学性能。如图10(c)和(d)所示，由于应变强化后022Cr17Ni12Mo2组织中出现形变马氏体，因此，当疲劳裂纹扩展到马氏体组织时路径发生偏转和分叉，要达到相同的扩展深度需要更多的循环次数。通过上述分析可知：当应变量较大时，在孪晶和马氏体的共同作用下，022Cr17Ni12Mo2 的疲劳裂纹扩展面积提高，疲劳裂纹扩展寿命延长；且022Cr17Ni12Mo2应变强化作用产生的马氏体组织显著抑制循环塑性变形行为，促使材料产生塑性安定现象。

3 结论

1)应变强化延长了022Cr17Ni12Mo2不锈钢的疲劳寿命，抑制了循环塑性变形行为；当应变强化量超过10%时，022Cr17Ni12Mo2 的循环塑性变形行为由循环塑性累积向塑性安定行为转变。

2)022Cr17Ni12Mo2 在应变强化过程中，产生了变形孪晶组织，并且随着应变强化量的增加，孪晶组织密度增加；当应变强化量超过10%时，会诱导产生变形马氏体组织。

3)022Cr17Ni12Mo2 应变强化产生的孪晶组织提高了其抗疲劳破坏能力，抑制了循环塑性变形，延长了疲劳寿命；而应变强化产生的马氏体组织显著抑制了循环塑性变形行为，促使材料产生塑性安定现象。