Tensile and low-cycle fatigue (LCF) tests were carried out in air in a wide temperature range from 20 to 750℃ with strain rates of $3.2×10^{-5}-1×10^{-2}/s$ and strain amplitudes of 0.2-0.8% for type 316L stainless steel to investigate mechanism of dynamic strain aging (DSA) and its effect on the tensile and low-cycle fatigue behavior. The regime of DSA could be evaluated using the anomalies associated with DSA. During tensile deformation, the regimes of DSA manifested by the plateau in the variation of strength with temperature, the minima in the variation of ductility with temperature, and the negative strain rate sensitivity (SRS) coincided well with each other, and moved to a higher temperature region as strain rate increased. However, some difference was shown with the regime of occurrence of the serrated yielding in the stress-strain curves. Although serrated yielding does not appear in the stress-strain curves in the temperature range of 250-400℃ at the high strain rates of $1×10^{-3} -1 ×10^{-2}/s$, other manifestations of DSA were observed, such as the plateau in the variation of strength with temperature, the minima in the variation of ductility with temperature, and the negative SRS. This indicates that DSA commences earlier than is manifested in the form of the serrated yielding. The DSA-induced embrittlement is thought to come from the change of the fracture mechanism. DSA introduced the reduction of the fibrous zone and it was well consistent with the reduction of the post-necking elongation in the DSA regime. As for LCF deformation, DSA can be manifested in the forms of the plateau or the peak in the variation of cyclic peak stress with temperature, the negative temperature dependence of plastic strain amplitude or softening ratio, the negative SRS, and the negative strain rate dependence of plastic strain amplitude or softening ratio. It is noted that the regimes of DSA between tensile and LCF loading conditions coincided with each other, and were in the temperature region from 250 to 550℃ at a strain rate of $1×10^{-4}/s$, in 250-600℃ at $1×10^{-3}/s$, and in 250-650℃ at $1×10^{-2}/s$.
The mechanism of DSA was identified by evaluating the activation energy values for DSA and comparing them with those values reported in the literature. The activation energies for each type of serration were about 0.57-0.74 times those for lattice diffusion indicating that a mechanism other than lattice diffusion is involved. It seems to be reasonable to conclude that, at low temperatures where type D serration appears, DSA occurs by pinning of dislocations through the pipe diffusion of the interstitial atoms such as C or N along the dislocation core, and, at high temperatures where type A+B+E or type A+B+C+E serrations appear, the pipe diffusion of substitutional Cr along the dislocation core is responsible for DSA.
A steep reduction of fatigue resistance was observed in the regime of DSA. Dynamic strain aging reduced the crack initiation and propagation life by ways of multiple crack initiation, which comes from the DSA-induced inhomogeneity of deformation, and rapid crack propagation due to the DSA-induced hardening, respectively.
Cyclic stress response of type 316L stainless steel strongly depended on temperature because the activated mechanisms for cyclic hardening or softening changed with temperature. It underwent an additional hardening at room temperature and in 250-600℃ : hardening at room temperature came from plasticity-induced martensite transformation and hardening in 250-600℃ was attributed to dynamic strain aging. These hardening mechanisms competed with softening mechanism induced by dynamic recovery, generally observed in cold-worked materials, resulting in the cyclical non-stabilization of the material. A plastic strain energy density was nearly invariant through a whole life and, thus, recommended as a proper fatigue parameter. Life prediction based on a plastic strain energy density provided a reasonable representation of the fatigue behavior under isothermal condition.
액체금속로와 같은 고온 구조물에서 선호되고 있는 316L 스테인리스강의 기계적 신뢰성 확보를 위해 물성 실험을 수행하였다. 316L 스테인리스강의 경우 액체금속로의 작동온도인 $300~600^\circ C$ 온도 영역에서 동적변형시효에 의해 인장 및 피로 특성이 변화하므로 이에 초점을 맞추어 연구를 수행하였다.
동적변형시효에 의한 재료 강도의 증가 및 연성의 감소가 $250~600^\circ C$ 온도 영역에서 관찰되었으며, 이러한 온도영역은 변형률속도민감도 및 dynamic strain hardening stress 개념을 이용해 결정되는 동적변형시효 영역과 일치하였다. 그러나 serration 발생 온도구간과는 다소 차이가 존재하였다. $1 \tiems 10^{-3}-1 \tiems 10^{-2}/s$ 의 빠른 변형률 속도의 경우 250~400oC의 온도영역에서 serrated yielding이 발생하지 않음에도 불구하고 동적변형시효의 특징인 인장강도 증가, 최소 연신률 발생 및 음의 변형률속도민감도가 관찰되었다. 이러한 사실은 동적변형시효가 serrated yielding에 의해 확인되는 것보다 먼저 발생됨을 의미하였다. 인장 변형시 동적변형시효에 의한 연성의 감소는 파괴기구의 변화에 의한 것으로, 동적변형시효 영역에서는 다른 온도와 비교하여 섬유상 영역이 감소하였다. 이러한 섬유상 영역의 감소는 불균일 연신률의 감소와 관련되며, 결국 연성의 감소를 초래하였다.
저주기피로 변형시 동적변형시효의 발생은 다음의 특징들에 의해 확인될 수 있었다. 첫째, 온도에 따른 피크응력의 변화에서 관찰되는 고평부(plateau) 또는 최고점(peak) 발생. 둘째, 소성변형률진폭 및 softening ratio의 음의 온도의존성. 셋째, 음의 변형률속도민감도. 넷째, 소성변형률진폭 및 softening ratio의 음의 변형률속도의존성. 위의 사실들을 종합하여 저주기피로 변형시 동적변형시효가 발생하는 온도 및 변형률 속도 조건을 구해보면, $1 \times 10^{-4} -1 \times 10^{-2}/s$ 의 변형률 속도에서는 $250~550^\circ C$ 에서, $600^\circ C$ 에서는 $1 \tiems 10^{-3} -1 \tiems 10^{-2}/s$ 에서, $650^\circ C$ 에서는 $10^{-2}/s$ 에서 발생하였다. 이러한 동적변형시효 발생 조건은 인장시험 결과와 일치하였다.
동적변형시효에 대한 활성화 에너지를 계산함으로써 동적변형시효 발생기구를 규명하였다. Type D serration이 발생하는 저온의 경우 침입형 원소인 탄소나 질소의 전위 핵을 통한 pipe diffusion에 의해, type A+B+E 또는 type A+B+C+E serrations이 발생하는 고온의 경우 치환형 원소인 크롬의 전위 핵을 통한 pipe diffusion에 의해 동적변형시효가 발생하였다.
동적변형시효에 의해 재료의 균열 발생 및 진전 수명이 감소하였다. 동적변형시효가 발생하게 되면 소성변형 기구가 planar slip로 변하여 변형이 불균일하게 되었고, 이렇게 국부화된 변형은 균열발생 장소로 작용하였다. 이로 인해 다수의 장소에서 균열이 발생하여 균열발생 수명이 감소하였다. 균열진전 수명의 감소는 동적변형시효에 의해 유발되는 경화로 인해 균열선단에 큰 응력집중이 발생하게 되어 균열의 진전이 가속화 되었기 때문이었다.
