疲劳是指材料或构件在长期交变载荷持续作用下产生裂纹，直至材料失效或断裂的现象。据不完全统计,因交变载荷引起的疲劳破坏占机械失效总数的95%[1-2]。321奥氏体不锈钢具有良好的抗氧化性、耐腐蚀性和耐热性，被广泛应用于化学和核电行业。奥氏体不锈钢的化学成分、晶粒度、应变以及温度等因素对其低周疲劳寿命的影响极为关键，但国内外均缺乏系统性研究。

添加氮元素能够延长奥氏体不锈钢的疲劳寿命[3]。何国求等[4]对316L和316LN不锈钢进行了单轴拉-压低周疲劳试验，发现间隙氮原子固溶强化增大了不锈钢的单轴疲劳等效应力幅值，增强了不锈钢单轴拉-压疲劳初期硬化后的软化程度，加快了软化速率，延长了不锈钢的单轴拉-压低周疲劳寿命，固溶氮原子对单轴疲劳高密度位错结构的形成具有明显的延缓和抑制作用。

低周疲劳试验中，高循环应力条件下奥氏体不锈钢经过变形易形成马氏体[5-6]，MYTHILI等[7]对316不锈钢进行研究，通过额外添加钛元素与碳元素，使其结合成为钛的碳化物，增大了固溶体中的脱碳倾向，从而降低了奥氏体的稳定性，促进了马氏体转化，马氏体的形成又降低了奥氏体不锈钢裂纹生长速率，使其发生迅速硬化现象，从而影响奥氏体不锈钢的疲劳寿命。

奥氏体不锈钢中碳元素质量分数会影响形变马氏体的形成，间接影响321不锈钢的低周疲劳寿命。为了深入研究碳元素质量分数对奥氏体不锈钢疲劳性能的影响规律，笔者选择不同碳元素质量分数的S321和S321H奥氏体不锈钢，在一系列应变幅值下对材料进行等轴低周疲劳试验，对比分析了碳元素质量分数对奥氏体不锈钢低周疲劳寿命的影响规律，以寻求进口材料国产化的可行性。

1. 试验材料及方法

1.1 试验材料

试验选用S321及S321H奥氏体不锈钢板的化学成分如表1所示。

取4个应变幅值（0.9%，0.7%，0.5%，0.4%），在每一个应变幅值下分别取3根试样进行室温低周疲劳试验，分别测定其达到失效时的循环周次。

将两种不锈钢材料制成室温及高温标准低周疲劳试样，试样尺寸如图1，2所示。室温试样标距段长度为30 mm，标距段直径为10 mm，总长度为111 mm。高温试样标距段长度为21 mm，标距段直径为7 mm，夹持部分采用螺纹配合。

图 1室温标准低周疲劳试样尺寸示意

图 2标准低周疲劳试样尺寸示意

1.2 试验方法

低周疲劳试验在拉扭复合疲劳试验机上进行，采用轴向拉-压加载方式，以加装引伸计控制应变幅值的方式进行试验。其中，应变比R=－1，加载波形为三角波，应变速率控制为6%/min。试验环境为室温静态空气介质，温度为20 ℃，相对湿度为40%。高温试验环境为炉温650 ℃，热电偶控温。

在应变幅值为0.4%，0.5%，0.7%，0.9%下对两种不同碳元素质量分数的材料疲劳寿命曲线和循环应力响应曲线进行对比。在室温下，利用X射线衍射（XRD）仪分析试样中形变马氏体含量（体积分数，下同），利用光学显微镜和扫描电镜（SEM）观察试样断口的微观形貌。

2. 试验结果

2.1 疲劳寿命

S321H和S321钢低周疲劳寿命测试结果如表2所示。由表2可知：对单一材料来说，总应变幅值越大，材料的疲劳寿命越短，且随着应变幅值的增大，材料疲劳寿命明显缩短；对比S321和S321H钢，在相同的应变幅值下，S321H钢的低周疲劳寿命均长于S321钢；当总应变幅值大于0.5%时，S321钢的塑性应变幅值和等效应力幅值均大于S321H钢；当总应变幅值为0.4%时，S321钢的塑性应变幅值和等效应力幅值小于S321H钢。

S321和S321H钢的循环变形经历了初期较缓和的循环硬化、不明显的饱和、急剧的循环硬化、断裂等4个过程。对于同一材料，在越大的应变幅值下，循环硬化现象出现越早且明显。因为应变幅值越大，产生位错的密度更大，马氏体的生成量更多，应力也越大，后期也越容易产生裂纹，引起材料断裂。因此应变幅值越大，材料的疲劳寿命越短。

2.2 形变马氏体含量测试

在总应变幅值为0.7%和0.5%时，采用总疲劳寿命的0.2，0.5，0.7倍等多个寿命点（10 000次以内）进行重复性疲劳测试，利用XRD测试试验后两种材料的马氏体含量。马氏体含量与碳元素质量分数及循环周次的关系如图3所示。由图3可知：当总应变幅值为0.5%时，材料的塑性应变幅值较小，在循环周次超过1 000次后，才缓慢出现马氏体，循环周次接近10 000次时，马氏体的体积分数不到10%，且S321钢产生的马氏体较S321H钢多约5%，总体产生的马氏体很少；当总应变幅值为0.7%时，在循环周次为100次后，材料产生的马氏体就已明显增多，循环周次为1 000次时，马氏体的体积分数已接近30%，S321钢循环形变产生的马氏体体积分数比S321H钢多约7%。因此应变幅值越大，材料越早发生奥氏体-马氏体转变，循环硬化阶段也较早发生，且应变幅值越大，同等循环周次下马氏体含量越多，材料越容易发生断裂，材料寿命也越短。

图 3马氏体含量与碳元素质量分数、循环周次的关系

此外，当总应变幅值为0.4%时，两种材料的塑性应变幅值均低于0.3%，几乎没有出现形变诱发马氏体。此时，同应变幅值下材料的疲劳寿命差异仅与其化学成分有关，S321H钢碳化物的弥散延长了材料的疲劳寿命。

2.3 高温下疲劳寿命曲线

在650 ℃下对S321及S321H钢进行疲劳测试，测试材料的循环应力响应曲线，结果如图4所示。由图4可知：高温下两种材料的疲劳寿命均明显缩短，在1 000循环周次以内，材料就发生了断裂；应变幅值越小，材料疲劳寿命的缩短程度越明显。对于整个高温疲劳过程，材料经历了循环硬化、饱和、循环软化，以及最终断裂4个阶段。对于S321不锈钢，应变幅值较大时，其饱和阶段较为短暂，而随着应变幅值减小，其饱和及循环软化阶段时间变长；对于S321H不锈钢，除上述过程外，在较小的应变幅值（0.5%）下材料出现了再次硬化的现象，而后经过极短的循环周次后，材料发生断裂。

图 4S321及S321H钢的循环应力响应曲线

将两种不同碳元素质量分数不锈钢的疲劳寿命进行对比，发现高温环境下，S321H钢在各应变幅值下的疲劳寿命均长于S321钢，与室温环境下得到的结论一致。但是，在高温环境下，应变幅值较小时，两种材料的疲劳寿命差距不明显。

2.4 断口分析

利用光学显微镜观察S321和S321H钢室温低周疲劳试样断口的显微组织形貌，结果如图5所示。由图5可知：应变幅值越大，材料在低周疲劳下产生的形变马氏体越多。

图 5S321和S321H钢室温低周疲劳试样断口的显微组织形貌

S321和S321H钢室温低周疲劳试样断口SEM形貌如图6所示。由图6可知：当应变幅值较小时，试样断口比较平整；当应变幅值较大时，试样断口辉纹较密，颜色较暗；S321H钢试样断口在较大应变幅值下有一些非扩展的二次裂纹出现，且大应变幅值下，第二相颗粒对裂纹的萌生有促进作用，裂纹沿孔洞扩展。

图 6S321和S321H钢室温低周疲劳试样断口SEM形貌

3. 综合分析

S321和S321H奥氏体不锈钢的循环形变经历了初期较缓和的循环硬化、不明显的饱和、急剧的循环硬化、断裂4个过程。在大约前十几个循环周次时，因为材料非常软，循环曲线中基本没有出现循环软化的现象，而是直接发生了较缓和的循环硬化；在之后的几十个循环周次时，材料经历了极为短暂的饱和阶段，然后直接发生了急剧的循环硬化现象。分析认为，奥氏体内的组织结构随着疲劳过程的进展发生变化，随着循环的进行，位错的可动性逐渐降低，局部位错密度升高，材料产生了循环硬化现象；高应力下位错密度更大，交互缠绕现象突出，位错的可动性下降，造成的循环硬化现象更加明显；此外，材料组织内部发生了明显的马氏体形变，从而导致材料在几十个循环周次后急剧硬化。

室温下Cr、Ni元素对γ奥氏体稳定性的影响很大，根据谢夫列尔组织图，S321和S321H奥氏体不锈钢处于亚稳态，即处于易相变状态。亚稳态奥氏体不锈钢在大于马氏体转变温度Ms、最高限温度Md范围内进行塑性形变，会使奥氏体发生马氏体转变，这种马氏体又称为形变马氏体。经计算，S321奥氏体不锈钢的Ms点约为－37 ℃，Md30（30%的形变导致50%的马氏体相变所需的温度）约为45 ℃，因此室温条件下低周疲劳会使奥氏体不锈钢中产生形变马氏体。从动态热力学的角度来看，马氏体转变的驱动力是马氏体与奥氏体的化学自由能差，而要使奥氏体向马氏体转变，必须满足热力学条件，就是两相的自由能之差小于0。低周疲劳产生的塑性形变能为马氏体转变提供了附加的驱动力，补偿了需要的部分化学驱动力，因而使转变可以在较高温度下进行，即相当于提高了Ms点，也可以解释为适当的塑性变形可以提供有利于马氏体形核的晶体缺陷（层错、位错），从而促进马氏体的形成[8]。

形变马氏体含量与低周疲劳塑性应变幅值、材料碳元素质量分数有关[9]。在室温时，塑性应变幅值越大，形变马氏体越多。在室温条件下，当应变幅值为0，0.5%，0.7%，0.9%时，S321钢试样的XRD分析结果如图7所示。由图7可知：随应变幅值的增大，奥氏体衍射峰逐渐下降，而马氏体衍射峰从无到有，继而逐渐升高。

图 7不同应变幅值下S321钢试样的XRD分析结果

形变马氏体与材料的碳元素质量分数明显相关。两种材料均为亚稳态下的奥氏体不锈钢，但碳元素质量分数不同导致材料的稳定性不同。碳元素质量分数增大，使材料的Ms和Md30点降低。研究表明，奥氏体中碳元素质量分数越大，其碳化物沿着晶界形成连续的碳化物膜，导致奥氏体-马氏体转变速率降低，即延迟了奥氏体向马氏体的转变，奥氏体的固溶强化效应就越明显，延长了材料的低周疲劳寿命。因此在相同的应变幅值下，S321H钢的低周疲劳寿命均长于S321钢。

碳元素含量较高的S321H钢试样断口在较大应变幅值下存在非扩展的二次裂纹，第二相颗粒对裂纹的萌生作用明显，裂纹沿着孔洞扩展。这些缺陷可能是造成S321H钢疲劳寿命变化的原因，即碳化物和因碳化物脱落而产生的孔洞导致疲劳裂纹的萌生。碳化物的弥散强化延长了S321H钢的疲劳寿命，但后期脱落产生的孔洞又导致材料产生裂纹。

在高温条件下，由于材料受到相变、动态应变时效、蠕变和疲劳的交互作用，材料的疲劳过程往往变得复杂。在高温条件下，S321H钢在较小应变幅值时的疲劳寿命变化较室温条件下不明显。除碳元素质量分数作为稳定性元素抑制了相转变外，温度对疲劳寿命的影响也是一个重要的原因，高温下疲劳与蠕变的交互作用使得两种材料的高温疲劳寿命急剧缩短。

4. 结论

（1）碳元素质量分数不同的材料S321和S321H钢在相同应变幅值下，S321H钢的低周疲劳寿命长于S321钢。在总应变幅值大于0.5%的情况下，S321钢的塑性应变幅值和等效应力幅值均大于S321H钢，而在总应变幅值不大于0.4%的情况下，S321钢的塑性应变幅值和等效应力幅值均小于S321H钢。

（2）S321及S321H亚稳态奥氏体不锈钢在形变过程中极易产生形变马氏体，且形变马氏体含量越多、形成时间越早，材料的疲劳寿命越短。S321钢生成的马氏体含量较S321H钢多，且随着应变幅值的增大，形变马氏体含量也逐渐增多。碳元素可以抑制奥氏体向马氏体转变，增大了奥氏体的固溶强化效应，延长了材料的低周疲劳寿命。

（3）高温条件下，碳元素质量分数对材料疲劳寿命的影响作用有所减弱，S321及S321H钢在较小应变幅值时的疲劳寿命相差不大。

（4）S321H钢在较大应变幅值下出现二次裂纹、第二相颗粒、孔洞等缺陷，使材料的疲劳寿命缩短。

文章来源——材料与测试网