隨著科技的不斷發(fā)展，各工業(yè)領(lǐng)域?qū)Y(jié)構(gòu)材料的性能要求日益嚴(yán)苛，而材料的力學(xué)性能在結(jié)構(gòu)件服役過(guò)程中占據(jù)極為重要的地位。本研究中的Cr-Ni-Mo系馬氏體鋼，因兼具優(yōu)良的強(qiáng)韌性匹配特性及短時(shí)耐高溫能力，已被廣泛應(yīng)用于壓力容器領(lǐng)域。特種壓力容器用鋼的工作環(huán)境極為復(fù)雜，其內(nèi)壁需長(zhǎng)期承受高溫氣體的壓力作用，屬于典型的高溫交變載荷服役場(chǎng)景。統(tǒng)計(jì)數(shù)據(jù)表明，結(jié)構(gòu)件在服役過(guò)程中的約50%~90%失效形式為疲勞破壞。近3年，機(jī)械設(shè)備向高強(qiáng)韌化方向發(fā)展，其工作應(yīng)力水平不斷提高，服役環(huán)境也愈發(fā)苛刻，疲勞破壞事故頻發(fā)，因此開(kāi)展材料疲勞性能研究具有重要的現(xiàn)實(shí)意義。初代壓力容器用鋼P(yáng)CrNi3MoV的室溫屈服強(qiáng)度為836MPa，但在700℃高溫環(huán)境下，屈服強(qiáng)度僅能達(dá)到100MPa級(jí)別，表現(xiàn)出顯著的強(qiáng)度衰減與材料軟化現(xiàn)象，進(jìn)而引發(fā)變形、燒蝕、剝落等嚴(yán)重問(wèn)題,導(dǎo)致高溫疲勞壽命較低。已有研究者通過(guò)優(yōu)化材料合金成分設(shè)計(jì)，借助Mo、V、Nb等合金元素的協(xié)同作用，促使材料中形成與基體保持高溫共格關(guān)系的特殊碳化物；同時(shí)通過(guò)晶粒細(xì)化與組織優(yōu)化提升材料疲勞性能，最終成功研發(fā)出第二代壓力容器用鋼25Cr3Mo3NiNbZr鋼(簡(jiǎn)稱S1鋼)。該鋼種的700℃高溫屈服強(qiáng)度提升至 300MPa，高溫彈性模量較初代鋼種提高50%。
強(qiáng)度與微觀組織特征是影響鋼鐵材料疲勞性能的主要因素。晶粒尺寸作為關(guān)鍵的微觀組織參數(shù)，可通過(guò)調(diào)控裂紋萌生與擴(kuò)展行為,直接影響材料的疲勞壽命。已有研究證實(shí)，材料疲勞壽命會(huì)隨晶粒尺寸增大而縮短，這一現(xiàn)象可能與晶粒內(nèi)部應(yīng)力集中狀態(tài)及裂紋擴(kuò)展路徑密切相關(guān)。細(xì)晶組織中晶界數(shù)量更多，而晶界能夠有效阻礙位錯(cuò)滑移，避免位錯(cuò)在局部大量堆積形成應(yīng)力集中，進(jìn)而減少疲勞裂紋的萌生源；當(dāng)裂紋形成后，細(xì)晶中的晶界還會(huì)使裂紋擴(kuò)展路徑變得更為曲折，顯著增加裂紋擴(kuò)展阻力,從而延緩疲勞裂紋的擴(kuò)展進(jìn)程。此外，有研究表明，析出相主要通過(guò)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)與細(xì)化晶粒2大核心機(jī)制提升材料疲勞性能：一方面，析出相可阻擋金屬內(nèi)部位錯(cuò)的滑移，迫使位錯(cuò)繞開(kāi)或消耗更多能量完成運(yùn)動(dòng)，進(jìn)而延緩疲勞變形的累積；另一方面，細(xì)小的析出相能夠抑制晶粒長(zhǎng)大，促進(jìn)細(xì)晶組織形成，在一定程度上降低疲勞裂紋在晶界處的萌生概率。同時(shí)，均勻分布的析出相還可分散局部應(yīng)力，避免應(yīng)力集中，延長(zhǎng)材料在循環(huán)載荷下的服役壽命。然而，目前針對(duì)新型壓力容器用鋼疲勞性能的研究仍存在一定局限性，尤其是缺乏對(duì)新型鋼種與現(xiàn)役鋼種在室溫低周疲勞性能方面的系統(tǒng)性對(duì)比分析。
本研究以新型壓力容器用鋼23CrNi2MoVNb鋼(簡(jiǎn)稱S2鋼)為研究對(duì)象，系統(tǒng)開(kāi)展疲勞性能研究，重點(diǎn)探究其室溫低周疲勞特性，并與現(xiàn)役S1鋼進(jìn)行對(duì)比分析，旨在揭示S2鋼的疲勞行為規(guī)律及疲勞斷裂機(jī)制，為新型壓力容器用鋼的工程化應(yīng)用提供理論依據(jù)。
1試驗(yàn)材料及研究方法
S1鋼和S2鋼的合金成分如表1所示，材料經(jīng)真空熔煉后，鍛造?80mm的圓棒，鍛造工藝參數(shù)為：開(kāi)鍛溫度1250℃，終鍛溫度1000℃。隨后依據(jù)GB/T 15248-2008標(biāo)準(zhǔn)完成試樣加工。結(jié)合相關(guān)研究結(jié)果，2種鋼的最佳強(qiáng)韌性匹配熱處理工藝如下：S2鋼采用1020℃×30min油冷+680℃×2h水冷；S1鋼采用1050℃ ×30min油冷+640℃×2h水冷。
試樣進(jìn)行熱處理之后加工為如圖1所示的標(biāo)準(zhǔn)試樣，按照GB/T 228.1-2021《金屬材料拉伸試驗(yàn)第一部分：室溫試驗(yàn)方法》、GB/T 228.2-2015《金屬材料拉伸試驗(yàn)第二部分：高溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)和700℃高溫拉伸試驗(yàn)。本文使用的試驗(yàn)機(jī)為Instron 5982電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)，配備100kN載荷傳感器，拉伸速率為2mm/min(對(duì)應(yīng)應(yīng)變速率1×10-3 s-1)，數(shù)據(jù)采集頻率為100Hz，得到材料的抗拉強(qiáng)度Rm、屈服強(qiáng)度Rp0.2、斷面收縮率Z、斷后伸長(zhǎng)率A 。
低周疲勞試驗(yàn)試樣制備流程如下：在原始棒材的縱向1/2半徑處截取疲勞試樣坯料,經(jīng)最佳強(qiáng)韌性匹配熱處理后，加工為圖2所示的標(biāo)準(zhǔn)試樣。試驗(yàn)依據(jù)GB/T 15248-2008《金屬材料軸向等幅低循環(huán)疲勞試驗(yàn)方法》，在MTS Landmark 250kN疲勞試驗(yàn)機(jī)上開(kāi)展室溫低周疲勞測(cè)試。測(cè)試采用陶瓷桿式引伸計(jì)，加載模式為軸向應(yīng)變控制，加載波形設(shè)定為三角形波，應(yīng)變比為-1，試驗(yàn)速率0.006s-1(對(duì)應(yīng)加載頻率0.0015Hz)，試驗(yàn)環(huán)境溫度約25℃。試驗(yàn)過(guò)程中，實(shí)時(shí)監(jiān)測(cè)并確認(rèn)試樣表面溫度基本保持穩(wěn)定。
對(duì)進(jìn)行低周疲勞試驗(yàn)的試樣斷口進(jìn)行分析，使用酒精將斷口進(jìn)行超聲清洗，采用型號(hào)Quanta 650SEM掃描電子顯微鏡進(jìn)行觀察，加速電壓為25kV。采用透射電子顯微鏡(TEM)對(duì)材料的第二相及位錯(cuò)特征進(jìn)行分析，測(cè)試儀器為T(mén)ecnai G220型透射電子顯微鏡，加速電壓設(shè)定為160kV。TEM試樣制備流程如下:選取疲勞試樣斷口附近區(qū)域作為分析取樣位置，在斷口縱剖面上通過(guò)線切割制取厚度為0.2mm的初始坯料；隨后依次使用水磨砂紙與金相砂紙進(jìn)行機(jī)械減薄，直至試樣厚度減至30~60μm；最后采用雙噴法(雙噴工藝參數(shù):電壓50V、工作電流約50mA)進(jìn)行化學(xué)減薄，雙噴液為高氯酸(HClO4)與無(wú)水酒精(CH3CH2OH)的混合液(體積比為1∶9)，并采用液氮冷卻，最終獲得滿足測(cè)試要求的TEM薄膜試樣，后續(xù)進(jìn)行TEM觀察與分析。
為觀察疲勞試驗(yàn)后試樣斷口縱切面的疲勞裂紋附近組織，首先對(duì)試樣進(jìn)行機(jī)械研磨與拋光處理，依次使用80、40、20、10μm不同粒度的砂紙進(jìn)行梯度機(jī)械研磨，隨后采用金剛石拋光劑在納米布上進(jìn)行精細(xì)機(jī)械拋光,以消除表面較大劃痕。將拋光液混合在-5℃的冷卻液中，電解拋光電壓為20V，電流為2A，電解的時(shí)間為120s。對(duì)試樣進(jìn)行電解拋光,同時(shí)消除殘余應(yīng)力對(duì)電子背散射衍射(EBSD)測(cè)試的影響，從而得到完整的EBSD樣品，使用日本電子JSM7200F型場(chǎng)發(fā)射電子顯微鏡進(jìn)行EBSD的檢測(cè)，觀察在疲勞裂紋附近材料組織的變化。
2結(jié)果與分析
1力學(xué)性能與微觀組織
表2為2種鋼的室溫拉伸性能，表3為2種鋼在700℃高溫下的拉伸性能。通過(guò)對(duì)比分析表明，新一代S2鋼的室溫和700℃高溫力學(xué)性能較S1鋼均呈現(xiàn)梯度提升：室溫下，S2鋼抗拉強(qiáng)度提高11.35%，屈服強(qiáng)度提升30.54%；700℃高溫環(huán)境中，S2鋼抗拉強(qiáng)度增幅達(dá)28.15%，屈服強(qiáng)度提升44.22%。此外，對(duì)2種鋼的顯微硬度測(cè)試結(jié)果顯示，S1鋼顯微硬度為281HV，S2鋼則達(dá)到390HV，硬度提升顯著。圖3為2種鋼的金相組織形貌，從圖3可以看出，S1鋼與S2鋼均為典型的低碳板條馬氏體組織，由多個(gè)不同取向的板條束構(gòu)成，且整體組織均勻致密，無(wú)明顯缺陷。
2疲勞性能
進(jìn)行低周疲勞試驗(yàn)，總應(yīng)變-疲勞壽命的曲線可以表示為S-N曲線與Manson-Coffin關(guān)系的疊加，可以分解為塑性應(yīng)變與彈性應(yīng)變2個(gè)部分。S1鋼和S2鋼的塑性應(yīng)變-疲勞壽命曲線與彈性應(yīng)變-壽命曲線如圖4、圖5所示。從圖4可以看出，S1鋼的塑性應(yīng)變幅-失效反向數(shù)的擬合系數(shù)R2=0.9697，彈性應(yīng)變幅-失效反向數(shù)的R2=0.9543，彈性應(yīng)變-壽命曲線的R2=0.9958。從圖5可以看出，S2鋼的塑性應(yīng)變幅-失效反向數(shù)的R2=0.9771，彈性應(yīng)變幅-失效反向數(shù)的R2=0.9570，彈性應(yīng)變-壽命曲線的R2=0.9860。塑性應(yīng)變與疲勞壽命之間關(guān)系以及彈性應(yīng)變與疲勞壽命之間關(guān)系見(jiàn)式(1)~式(3)。
2種材料的疲勞試驗(yàn)相關(guān)參數(shù)如表4所示。對(duì)2種試驗(yàn)鋼的疲勞參數(shù)進(jìn)行整理與對(duì)比分析發(fā)現(xiàn)：S2鋼的疲勞強(qiáng)度系數(shù)為1693MPa，較S1鋼高出446MPa，提升幅度達(dá)35.77%。由于疲勞強(qiáng)度系數(shù)是表征材料抵抗循環(huán)應(yīng)力能力的關(guān)鍵指標(biāo)，這表明S2鋼的抗循環(huán)應(yīng)力性能更優(yōu)。已有研究證實(shí)，疲勞強(qiáng)度系數(shù)與材料靜強(qiáng)度呈正相關(guān)關(guān)系，多數(shù)金屬材料的疲勞強(qiáng)度系數(shù)為其抗拉強(qiáng)度的1.5~2.0倍，本試驗(yàn)中2種鋼的疲勞強(qiáng)度系數(shù)與各自抗拉強(qiáng)度的匹配關(guān)系也符合這一規(guī)律。循環(huán)強(qiáng)度系數(shù)是衡量材料在周期性載荷作用下抗失效能力的核心參數(shù)，直接反映材料長(zhǎng)期反復(fù)受力時(shí)的力學(xué)穩(wěn)定性。
S2鋼的循環(huán)強(qiáng)度系數(shù)為1429MPa，相較于S1鋼增加225MPa，提升幅度為18.69%。此外，疲勞過(guò)渡壽命代表材料從“彈性主導(dǎo)”向“塑性主導(dǎo)”變形模式轉(zhuǎn)變時(shí)的循環(huán)次數(shù)，測(cè)試結(jié)果顯示S2鋼的疲勞過(guò)渡壽命為1623次，S1鋼則為1443次。將上述疲勞參數(shù)代入式(1)~式(3)，可建立材料塑性應(yīng)變、彈性應(yīng)變與疲勞壽命之間的定量關(guān)系,見(jiàn)式(4)和式(5)：
3疲勞斷口形貌分析
為了解2種材料在低周疲勞性能上的差異，進(jìn)一步對(duì)低周疲勞斷口進(jìn)行分析，將低周疲勞斷口分為3個(gè)區(qū)域：疲勞源區(qū)、疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)和瞬斷區(qū)。S1鋼的疲勞斷口整體形貌如圖6所示，在疲勞源區(qū)，試樣起裂源主要為試樣表面缺陷、加工缺陷和表面夾雜物，在加工缺陷處容易引起應(yīng)力集中，使得缺陷處局部材料在低周疲勞循環(huán)過(guò)程中受到的應(yīng)力超過(guò)屈服強(qiáng)度，導(dǎo)致裂紋萌生。圖6(a)為S1鋼疲勞斷口整體形貌，可以明顯區(qū)分出斷口的3個(gè)區(qū)域：疲勞源區(qū)、疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)以及瞬斷區(qū)，其中疲勞裂紋源為圖6(b)、(c)所示，材料起裂原因?yàn)楸砻嫫鹆选D7為S2鋼的疲勞斷口形貌，其中圖7(a)為S2鋼斷口整體形貌，也是能夠明顯觀察到3個(gè)典型疲勞斷口區(qū)域。圖7(b)為S2鋼疲勞源區(qū)局部放大圖，為表面起裂。對(duì)比2種鋼，發(fā)現(xiàn)S1鋼的疲勞起裂源有多個(gè)，而疲勞破壞的核心就是裂紋的“萌生-擴(kuò)展-失穩(wěn)斷裂”，多個(gè)起裂源會(huì)顯著降低材料的疲勞壽命。疲勞裂紋源產(chǎn)生之后,將從試樣表面不斷向內(nèi)部擴(kuò)展,表明了裂紋的擴(kuò)展方向。疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)是疲勞裂紋亞臨界擴(kuò)展形成的區(qū)域，是整個(gè)低周疲勞斷口中最重要的區(qū)域，在疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)有明顯的二次裂紋和疲勞條帶。一般認(rèn)為，每經(jīng)1周次的疲勞循環(huán)，裂紋向前擴(kuò)展一定長(zhǎng)度，在斷口處留下1條疲勞條帶。圖8為2種鋼疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)的掃描電子微觀形貌圖(SEM)，在疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)觀察到一些二次裂紋和空洞，同時(shí)也存在疲勞條帶。經(jīng)觀察發(fā)現(xiàn)，S1鋼的疲勞裂紋多數(shù)為沿晶斷裂，二次裂紋的方向,基本垂直于主裂紋擴(kuò)展方向，并且在裂紋擴(kuò)展區(qū)發(fā)現(xiàn)有尺寸較大的碳化物。S2鋼的疲勞裂紋呈現(xiàn)為沿晶斷裂及穿晶斷裂的混合模式，疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)也發(fā)現(xiàn)有疲勞條帶與二次裂紋，并且在裂紋擴(kuò)展區(qū)也觀察到有尺寸較小的球狀碳化物。疲勞條帶的寬度在一定程度上也反映了材料的疲勞裂紋擴(kuò)展速率，而疲勞裂紋擴(kuò)展速率越低，材料的抗循環(huán)載荷能力越強(qiáng),疲勞性能越好。對(duì)相同大小區(qū)域內(nèi)2種鋼的疲勞條帶之間的平均距離進(jìn)行研究統(tǒng)計(jì)可得，S1鋼疲勞條帶的平均寬度為2.38μm，S2鋼的平均寬度為1.23μm，S2鋼的疲勞條帶平均寬度相較于S1鋼減小48.32%，S2鋼的疲勞裂紋擴(kuò)展速率相對(duì)低于S1鋼，因此其材料的疲勞性能優(yōu)于S1鋼。
材料疲勞裂紋擴(kuò)展至一定程度會(huì)發(fā)生斷裂。觀察2種鋼的瞬斷區(qū)，發(fā)現(xiàn)都存在韌窩,韌窩形貌如圖9所示，其中圖9(a)為S1鋼的瞬斷區(qū)韌窩形貌，圖9(b)為S2鋼的瞬斷區(qū)韌窩形貌。有研究表明，材料斷口韌窩的大小與深度直接反映了材料的韌性高低，大而深的韌窩意味著材料在斷裂時(shí)微孔有更加充分的長(zhǎng)大和聚合空間，需要消耗更多的外力做功,材料的塑性、抗沖擊性能更強(qiáng)。統(tǒng)計(jì)分析2種鋼瞬斷區(qū)韌窩的等效直徑，在相同面積大小區(qū)域內(nèi)統(tǒng)計(jì)了50個(gè)韌窩的直徑，取其平均值得到等效直徑，S1鋼的韌窩等效直徑為34.71μm，而S2鋼為48.97μm，這表明S2鋼的塑性以及抗沖擊性能更好，與2種鋼的力學(xué)性能相吻合。
2.4 疲勞斷口EBSD分析
為探究材料疲勞失效的微觀機(jī)制，對(duì)疲勞試驗(yàn)后的斷口進(jìn)行縱切處理，并采用EBSD技術(shù)分析斷口附近的組織特征。圖10 (a) 為S1鋼疲勞斷口附近的EBSD組織形貌，可觀察到明顯的沿晶斷裂特征，該區(qū)域晶粒以{111}<110>取向?yàn)橹?，其占比高達(dá)62%；圖10(b)為S1鋼未經(jīng)過(guò)疲勞試驗(yàn)的微觀組織，該狀態(tài)下{111}<110> 取向晶粒占比僅為35%。圖11(a)為S2鋼疲勞斷口附近的EBSD組織形貌,{111}<110>取向晶粒占比進(jìn)一步提升至71%；圖11(b)為S2鋼未進(jìn)行疲勞試驗(yàn)的原始微觀組織，該取向晶粒占比為42%。
5晶粒尺寸
為系統(tǒng)研究2種鋼的晶粒特征，采用面積法對(duì)晶粒圖進(jìn)行尺寸統(tǒng)計(jì)，并依據(jù)國(guó)家標(biāo)準(zhǔn) GB/T6394-2017《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》完成晶粒度評(píng)級(jí)。圖12為S1鋼的晶粒形貌圖,其晶粒度等級(jí)為7級(jí)；圖13為S2鋼的晶粒形貌圖，晶粒度等級(jí)達(dá)9.5級(jí)。對(duì)比可知，S2鋼的晶粒更細(xì)小且分布均勻,晶粒細(xì)化效果更優(yōu)異。從成分調(diào)控機(jī)制來(lái)看，S2鋼中Nb、V元素含量相較于S1鋼顯著提高。在鋼的制備與熱處理過(guò)程中，Nb、V元素會(huì)與碳結(jié)合形成細(xì)小的碳化物相，這些碳化物均勻彌散分布于晶界處,通過(guò)釘扎晶界效應(yīng)有效阻礙了晶粒的長(zhǎng)大趨勢(shì)，達(dá)到細(xì)化晶粒的目的。
6析出相的微觀表征
為探究強(qiáng)韌性匹配工藝下2種鋼的析出相差異，對(duì)其進(jìn)行相分析，結(jié)果如表5所示。S1鋼的碳化物析出相主要為M2C、M6C和M23C6，而S2鋼的析出相以MC和M2C為主，其中MC和M2C相具有優(yōu)異的熱穩(wěn)定性，在熱處理過(guò)程中能夠保持結(jié)構(gòu)穩(wěn)定，且均勻彌散分布于材料組織中。圖14為S1鋼析出相的尺寸分布特征，可見(jiàn)其析出相以長(zhǎng)條狀M2C相為主，平均尺寸為18.00nm。圖15為S2鋼析出相的尺寸分布情況，其中球狀MC碳化物的平均尺寸為10.23nm，長(zhǎng)條針狀M2C相的平均尺寸為7.89nm。
3分析與討論
對(duì)新型材料S2鋼的力學(xué)性能展開(kāi)系統(tǒng)探究，結(jié)果表明其綜合力學(xué)性能顯著優(yōu)于S1鋼：室溫條件下，S2鋼的抗拉強(qiáng)度較S1鋼提升11.35%，屈服強(qiáng)度提升30.54%；700℃高溫環(huán)境中,其抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度進(jìn)一步提升，增幅分別達(dá)到28.15% 和44.22%。分析其強(qiáng)化機(jī)制發(fā)現(xiàn)，S2鋼性能的提升主要源于細(xì)晶強(qiáng)化與析出強(qiáng)化的協(xié)同作用。從細(xì)晶強(qiáng)化來(lái)看，S2鋼的晶粒得到明顯細(xì)化，晶粒度達(dá)到9.5級(jí)，相較于S1鋼晶粒細(xì)化程度達(dá)30%。晶粒細(xì)化使得晶界數(shù)量顯著增加，在應(yīng)力作用下，位錯(cuò)的滑移路徑被晶界頻繁切斷、偏轉(zhuǎn)，塑性變形需消耗更多能量，從而有效提升了材料的強(qiáng)度。從析出強(qiáng)化來(lái)看，通過(guò)微觀表征明確了S2鋼中析出相的種類與尺寸特征，其析出相主要為MC相和M2C相，平均尺寸分別為10.23和7.89nm，而S1鋼中M2C相的平均尺寸為18.00nm。S2鋼中的析出相不僅尺寸細(xì)小，且熱穩(wěn)定性優(yōu)異，在位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)過(guò)程中，位錯(cuò)需直接切割析出相顆粒并穿過(guò)，此過(guò)程需克服多重阻力(包括析出相與基體的界面能、析出相內(nèi)部的原子排列阻力以及切割后新界面的形成能)，進(jìn)而顯著阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，能夠有效提高材料的強(qiáng)度。
S2鋼的低周疲勞性能優(yōu)于S1鋼，其疲勞強(qiáng)度系數(shù)為1693MPa，循環(huán)強(qiáng)度系數(shù)為1429MPa，疲勞過(guò)渡壽命為1623，相較于S1鋼分別提升了35.77%、18.69%、12.47%。這一結(jié)果表明，S2鋼在交變載荷下的抗裂紋萌生能力與抗裂紋擴(kuò)展能力均得到優(yōu)化，其微觀組織中的晶粒尺寸與析出相特征是調(diào)控疲勞性能的核心因素。S2鋼的晶粒尺寸相較于S1鋼實(shí)現(xiàn)顯著細(xì)化，晶粒度由7級(jí)細(xì)化至9.5級(jí)。細(xì)化的晶粒不僅能有效降低材料內(nèi)部的應(yīng)力集中，還帶來(lái)了2方面關(guān)鍵優(yōu)勢(shì)，進(jìn)而提升其疲勞相關(guān)性能：一方面，與S1鋼的粗晶粒相比，S2鋼中晶粒取向差異更小，在循環(huán)載荷作用下各晶粒的變形協(xié)調(diào)性更優(yōu)，可有效避免因局部變形不均形成應(yīng)力集中點(diǎn)(此類應(yīng)力集中點(diǎn)是疲勞裂紋的主要萌生源)，從而顯著提高材料的疲勞強(qiáng)度系數(shù)；另一方面，晶粒細(xì)化使單位體積內(nèi)的晶界數(shù)量大幅增加，而晶界作為裂紋擴(kuò)展的天然屏障，能迫使裂紋在擴(kuò)展過(guò)程中頻繁改變方向(如沿晶界偏轉(zhuǎn)或在穿晶/沿晶路徑間切換)，既延長(zhǎng)了裂紋擴(kuò)展路徑，又消耗了更多斷裂能量,顯著提升材料的抗裂紋擴(kuò)展能力，進(jìn)而優(yōu)化循環(huán)強(qiáng)度系數(shù)。此外，在循環(huán)應(yīng)力作用下，位錯(cuò)易在晶界處發(fā)生塞積，而S2鋼中大量的晶界可有效分散位錯(cuò)塞積產(chǎn)生的應(yīng)力，減少因位錯(cuò)過(guò)量累積引發(fā)的局部塑性變形，從而進(jìn)一步降低疲勞裂紋的萌生概率。S2鋼中彌散分布的細(xì)小碳化物(MC相平均尺寸10.23nm、M2C相平均尺寸7.89nm)是提升其循環(huán)強(qiáng)度系數(shù)的關(guān)鍵因素。在交變載荷作用下，這些細(xì)小且熱穩(wěn)定性優(yōu)異的MC與M2C相通過(guò)“位錯(cuò)釘扎”作用阻礙位錯(cuò)的反復(fù)滑移：位錯(cuò)在循環(huán)應(yīng)力下需多次穿過(guò)析出相顆粒，每次穿過(guò)均需克服析出相與基體的界面能及析出相內(nèi)部的原子排列阻力，這一過(guò)程顯著減少了塑性變形的累積量。由于塑性變形累積是導(dǎo)致疲勞損傷加劇、裂紋快速擴(kuò)展的核心誘因，因此析出相的“釘扎”作用可有效抑制疲勞損傷的演化進(jìn)程，延長(zhǎng)材料的疲勞過(guò)渡壽命。S1鋼的析出相以粗大的M2C相為主(平均尺寸18.00nm)，不僅強(qiáng)化效果有限，且在循環(huán)載荷下易成為應(yīng)力集中源：粗大顆粒與基體的界面結(jié)合力較弱，在交變應(yīng)力作用下易發(fā)生界面剝離，進(jìn)而形成微裂紋并加速擴(kuò)展。這一機(jī)制最終導(dǎo)致S1鋼的疲勞性能遠(yuǎn)低于S2鋼。
4結(jié)論
(1)新一代壓力容器材料S2鋼的室溫和700℃高溫力學(xué)性能較S1鋼呈梯度提升：室溫下，其抗拉強(qiáng)度提升11.35%，屈服強(qiáng)度提升30.54%；700℃高溫環(huán)境中，抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度增幅進(jìn)一步擴(kuò)大,分別達(dá)到28.15%和44.22%。微觀組織分析表明,S1鋼與S2鋼均為典型低碳板條馬氏體組織,由多組不同取向的板條束構(gòu)成,且組織分布均勻。疲勞性能測(cè)試結(jié)果顯示,S2鋼的疲勞強(qiáng)度系數(shù)為1693MPa、循環(huán)強(qiáng)度系數(shù)為1429MPa、疲勞過(guò)渡壽命為1623，相較于S1鋼分別提升35.77%、18.69%和12.47%。
(2)疲勞斷口微觀表征結(jié)果發(fā)現(xiàn):S2鋼以表面起裂為主,裂紋擴(kuò)展方式為沿晶與穿晶混合模式；而S1鋼存在多個(gè)起裂源,裂紋更易萌生，且斷裂形式以沿晶斷裂為主。進(jìn)一步分析表明，S2鋼的疲勞條帶平均寬度為1.23μm，顯著小于S1鋼的2.38μm，說(shuō)明S2鋼的疲勞裂紋擴(kuò)展速率更低；從瞬斷區(qū)形貌來(lái)看，S2鋼的韌窩等效直徑達(dá)48.97μm，大于S1鋼的34.71μm，且S2鋼的韌窩呈現(xiàn)“大而深”的特征，表明其具備更優(yōu)異的塑性與抗疲勞性能。
(3)S2鋼納米級(jí)析出相主要以MC和M2C相為主，提高基體強(qiáng)度的同時(shí)能夠有效阻礙位錯(cuò)在循環(huán)載荷下的反復(fù)滑移減少塑性變形積累，是導(dǎo)致S2鋼疲勞強(qiáng)度系數(shù)、循環(huán)強(qiáng)度系數(shù)高的主要原因。另外，微觀分析結(jié)果與斷口特征表明，S2鋼的晶粒度達(dá)到9.5級(jí)，較S1鋼細(xì)化了30%以上，疲勞條帶平均寬度降低一半，有利于降低疲勞裂紋擴(kuò)展速率，是S2鋼疲勞過(guò)渡壽命高的主要原因。
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