超级双相不锈钢S32760 疲劳性能研究

王旺龙，宋 伟

（兰州理工大学石油化工学院，甘肃 兰州 730050）

超级双相不锈钢属于第四代双相不锈钢，是第四代双相不锈钢的代表钢种之一，广泛应用于石油输送管道、承压设备、氯碱工业、化肥生产、海水淡化设备、核电火电以及海洋工程等领域。目前已被收录在相关不锈钢标准中，作为工业生产备用不锈钢[1]。当前对S32760 的研究集中在热处理工艺、焊接工艺、成分组织、和耐腐蚀性方面，对工程领域中涉及的疲劳性能研究较少。文章测定了超级双相不锈钢S32760 在空气中的S-N 曲线和疲劳极限，在扫描电镜（SEM）下对疲劳断口进行微观检测，研究其疲劳失效机理，为S32760 不锈钢结构件进行抗疲劳设计、疲劳寿命预测提供可靠的理论依据。

1 实验材料与方法

选取超级双相不锈钢S32760 热轧钢板作为实验基材，金相显微检测可知：轧面上，铁素体组织约占45%，奥氏体组织约占55%；轧面的垂直面上，前者约占40%，后者约占60%。在疲劳试验开始之前，分别对板材长宽两个方向的力学性能进行了测量，最终选择力学性能更好的长边方向作为旋转弯曲试样的轴向加工方向，长边方向的屈服强度为980MPa，拉伸强度为1030MPa。

疲劳试验在YRB-200 旋转弯曲疲劳机上进行，设备转速为3130r/min，通过调整加载砝码获取所需应力。应力增量选用最大值，即5%的拉伸强度，取整为20MPa[2]。采用小子样升降法来测量材料的疲劳极限，试验循环基数取107。在每个应力下进行4 组实验作为S-N 曲线的数据，材料的应力寿命曲线采用单对数坐标绘制。

2 实验结果

2.1 疲劳极限

升降图如图1 所示，共有14 个数据点，从出现第一组不同的结果算起，可以组成六个对子数，即540-560MPa 有4 组，560-580MPa 有2 组。实验结果中疲劳极限的处理采用升降法测定疲劳极限来进行[3]。

图1 载荷升降图

疲劳极限：

疲劳极限的标准差：

变异系数：

变异系数为0.0083，符合置信度为95%，误差为5%时，所需的半子样为3，即6 个有效数据点。本实验中有12 个有效数据点，符合实验精度对样品数目的要求。

2.2 S-N 图

超级双相不锈钢S32760 在室温常压条件下的S-N 曲线如图2 所示。在单对数坐标上，疲劳曲线呈直线分布，在Origin 中拟合出其幂函数表达式为S=1055.46285-0.04136，决定系数R2为0.55353。

图2 空气中的S-N 图

3 结果分析

3.1 断口分析

如图3 所示，双相不锈钢S32760 的疲劳断口分为疲劳源区A，裂纹扩展第I 阶段B 和第II阶段C）和瞬断区D。有多个疲劳源的断口，也有单一疲劳源的断口。裂纹扩展区占了整个断口的绝大多数部分，瞬断区占比较小，表明其强度较高。

疲劳源来自钢铁生产过程中的夹渣和夹杂物。夹渣容易在钢铁内部形成连续的微小疏孔，甚至会在材料中形成较大的沟槽，直接造成材料的应力集中效应，促使裂纹过早出现并向着材料内部进一步扩展。夹杂物与组成材料的基体在弹塑性等力学性能上存在着差异，但一般都与材料基体有着较强的结合力。疲劳载荷作用下，虽然存在脱离基体的倾向，但仍需经过大量的循环夹杂物才会使其产生脱离基体的而导致裂纹产生。因此，对双相不锈钢的疲劳来说，夹渣及其造成的显微疏孔比夹杂物更容易诱发裂纹产生，更容易成为疲劳源，危害性更高，这一点从图1 中的疲劳裂纹扩展过程就可以看出，疲劳源1 和2 引起的疲劳裂纹扩展区几乎占据了全部扩展区，裂纹源3 萌生的裂纹未进入裂纹扩展区就与扩展来的裂纹汇合而停止扩展，这是疲劳源3 迟于疲劳源1和2 起裂的缘故。

图3 空气中的疲劳断口（σ=580MPa，N=2331730）

疲劳裂纹扩展第I 阶段的断面上存在着两种截然不同的断貌，一种是解理断面，另一种是滑移断面，这与双相不锈钢的金相组织分布有关。通过能谱分析，图4 中1 处为滑移断裂，铬镍质量比为3.05，属于奥氏体相组织；2 处滑移断裂，铬镍质量比为5.97，属于铁素体相组织；3 处为解理断裂，经能谱检测该处组织铬镍质量比为6.04，属于铁素体相组织；4 处解理断裂，铬镍质量比为8.84，且此处的含氮量为0，属于二次金相σ 相组织；5 处解理断裂，铬镍质量比为5.81，属于铁素体相组织[6]。与裂纹进入第II 扩展阶段相比，这时的二次裂纹长度短、深度浅，方向多变。韧窝并没有出现，因为韧窝形成需要比较大的成长空间，而在这时裂纹为深入材料内部深处，材料的高强度导致材料的变形十分微弱，不能产生足够的变形去形成韧窝。

图4 裂纹扩展第Ⅰ阶段的滑移断貌与解理断貌

疲劳裂纹进入第Ⅱ扩展阶段，应力增加，加上晶体排布的原因，断面逐渐变得粗糙，随着裂纹扩展的深入，韧窝数量也在逐渐地增多，如图5 所示，大韧窝中的夹杂物大多脱落，小韧窝可以看到微小的夹杂物颗粒。其形状为等轴的圆形韧窝，说明其是由材料的变形依然轻微，弯曲载荷主要分配给了正应力。二次裂纹的方向逐渐向着单一化的趋势发展，最终基本上发展为垂直于主裂纹扩展面的二次裂纹，二次裂纹常在相界和夹杂物出产生。图6 中，在经过二次裂纹后，疲劳辉纹条带出现了明显变窄的倾向，说明在疲劳裂纹扩展的过程中，二次裂纹的出现可以有效降低其扩展速率[7]。除此之外，双相不锈钢中还出现了小的解理面，不同的解理面以韧性撕裂的方式交汇，呈现出准解理断裂的特征。

瞬断区材料滑移断裂和微孔聚集型断裂，并且由于试样旋转导致出现弧形的撕裂楞。如图7 所示。微孔聚集型断裂以剪切韧窝为主，同时也有少量的等轴韧窝存在。如图8 所示。

图5 裂纹扩展第Ⅱ阶段等轴韧窝形貌

图6 二次裂纹及疲劳辉纹形貌

图7 瞬断区弧状撕裂棱

图8 瞬断区韧窝形貌

3.2 疲劳机理分析

通过试验，最终得出超级双相不锈钢S32760 的平均疲劳极限σ-1为556.667MPa，疲劳试验前通过拉伸试验已知屈服强度为σs980MPa，拉伸强度σ-b为1030MPa。同样的实验条件下，同代双相不锈钢的SAF2705 的σ-1为640MPa，σs为569MPa，拉伸强度σ-b为953MPa[8]。S32760 的拉伸强度高于SAF2705，平均疲劳极限却反而不及SAF2705。疲劳极限σ-1与拉伸强度σ-b的比值（疲劳比）表征材料的疲劳性能，则fs32760=0.54，fsAF2705=0.67。疲劳裂纹向材料基体内部扩展时，伴随着弹性变形和塑性变形[9]。当外界载荷作用时，塑性好的材料往往能够吸收较多的能量。一定程度上，材料的屈服强度和拉伸强度的比值（屈强比）代表了材料塑性变形的能力，比值越小，塑性变形能力愈强，在裂纹扩展过程中吸收更多的能量，起到缓解疲劳冲击的作用；另一方面，随着载荷的作用，塑性变形会使材料在裂纹的扩展方向上得到差异性的变形强化，造成材料力学性能的各向异性，诱发更多的二次裂纹产生，又起到了吸收疲劳冲击的作用。那么在材料抵抗疲劳载荷的过程中，塑性强的材料会表现出比塑性差的材料更强的抗疲劳能力，即疲劳比更大，见表1，这也是产生上述结果的原因。

表1 S32760 与SAF2507 的屈强比与疲劳极限

4 结论

1）超级双相不锈钢S32760 在空气中的疲劳极限为556.667MPa，疲劳比为0.54，髙周疲劳阶段的S-N 幂函数表达式为S=1055.46285n-0.04136。

2）在双相不锈钢中，夹渣造成的疏孔比夹杂物更易导致使裂纹产生，是主要的疲劳源。裂纹扩展初期，奥氏体和部分铁素体滑移断裂，二次金相σ相和部分铁素体相解理断裂。二次裂纹会减缓裂纹在双相不锈钢中的扩展速率，这对材料对抗疲劳裂纹的扩展是有益的。

3）材料的屈强比可以影响材料的疲劳极限；屈强比越大的材料，疲劳比越低，在高周疲劳中抗疲劳能力也就越差。