分享：AlN含量对 AlN/ZrＧCu复合材料性能的影响
鲁家瑞,朱鹏程,沈寅忠
(上海交通大学机械与动力工程学院,上海 ２００２４０)
摘 要:在应变速率为５×１０－５~２×１０－４s－１范围内以及不同温度(２５~７００ ℃)下对标准热处理态１１Cr３W３Co钢进行拉伸试验,分析了不同温度下出现的锯齿流变行为.结果表明:在２８５~３２５ ℃区间出现了正常 PLC效应,锯齿形成激活能约为１２４kJ??mol－１,锯齿流变主要由固溶的置换原子铬与运动位错之间相互作用引起;在３２５~３６５ ℃区间出现了异常 PLC效应,这一方面是因为随着拉伸温度升高,溶质原子的扩散能力增强,以至于原子气团不能稳定存在,导致动态应变时效作用减弱,另一方面是因为随温度升高,析出相开始成为溶质原子的湮没源,使得锯齿消失;在高温下,强度的急剧降低和塑性的急剧升高说明动态回复在塑性变形过程中起到主要的作用.
关键词:１１Cr３W３Co钢;PLC效应;动态应变时效;锯齿流变;动态回复
中图分类号:TG１４２ 文献标志码:A 文章编号:１０００Ｇ３７３８(２０１７)０３Ｇ００１３Ｇ０６
０ 引 言
９％~１２％Cr铁素体/马氏体(F/M)钢具有良好的耐蚀性、高的蠕变强度以及低的热膨胀系数,被认为是电厂蒸汽发生器等关键部件的理想候选材料之一[１－４].高铬F/M 钢是未来第四代反应堆燃料包壳和堆芯结构候选材料之一[５],已经应用于高温高压的极端工况下.但高铬 F/M 钢的力学性能,如强度和塑性,会受到 PLC(PortevinandLeChatelier)效应的影响.所谓PLC效应是指在一定的温度和应变速率范围内,一些金属或合金在塑性变形过程中会出现应力不稳定的现象,其拉伸曲线不再平滑,而是表现出某种形式的锯齿波.一般认为体心立方结构金属的PLC效应是由动态应变时效(DSA)引起的[６－１７].动态应变时效被认为是在塑性变形过程中扩散的溶质原子与运动位错之间的相互作用.SAVE１２钢是日本开发并期望能在６５０ ℃高温下使用的火电工况耐热钢[６],１１Cr３W３Co钢是一种参考 SAVE１２钢化学成分开发的高铬 F/M 钢,目前关于该钢锯齿流变现象的报道不多,且解释机理尚不全面.由于该钢的使用温度范围位于材料的动态应变时效敏感温区,所以作者在不同温度范围下对该钢进行拉伸试验,研究了拉伸曲线上的锯齿现象,并给出了相关机理,这对于深入了解其力学行为有重要意义.
１ 试样制备与试验方法
１．１ 试样制备
试验用１１Cr３W３Co钢和SAVE１２钢的化学成分 如 表 １ 所 示. 试 验 原 材 料 为 实 验 室 自 制 的１１Cr３W３Co钢锭,将其在１１８０ ℃下保温３h使之均匀化,然后空冷至室温;之后在９４０~１０５０ ℃下将钢锭轧制成３０mm 的厚板;轧制后进行如下热处理:１０５０℃保温０．５h(回火),空冷;７８０℃保温１．５h,空冷(正火).
１．２ 试验方法
拉伸试验在SHIMADZUAG１００KNＧA型万能拉伸试验机上进行,拉伸试样的标距尺寸为１０mm×４mm(试样厚２mm,拉伸应变速率分别为５×１０－５,１０－４,２×１０－４ s－１,拉 伸 温 度 分 别 为 ２５,１００,２００,２７５,２８５,３００,３２５,３５０,３６５,４００,５００,６００,７００ ℃.
２ 试验结果与讨论
２．１ 不同拉伸温度以及应变速率下的力学性能
根据图１和图２,可以将拉伸温度分为三个温度范围.第一个温度范围为２７~２００ ℃,在该温度区间,试验钢的强度随着温度的升高而逐渐减小,伸长率的变化不大,该温度范围内没有出现锯齿流变现象.第二个温度范围为２５０~４００℃,在该温度区间出现了强度平台,塑性出现最小值,加工硬化指数出现极大值,应力Ｇ应变曲线上出现了锯齿流变现象,这表明在该温度范围内发生了动态应变时效.
此外,在２８５~３２５ ℃温度范围内出现了正常 PLC效应,而在３２５~３６５ ℃温度范围出现了异常 PLC效应,出现的锯齿类型皆为 A＋B 型.第三个温度范围为５００~７００℃,随着温度升高,强度快速降低,伸长率急剧增大,应力Ｇ应变曲线上出现了锯齿流变现象,而且锯齿都是 E 型波,锯齿开始出现的位置点在拉应 力 最 大 值 附 近,主 要 处 于 拉 伸 曲 线 的 下降段.
Mccormick[１８]认为,位错运动是不连续的,位错运动暂时被阻挡在障碍物之前,等待热激活以克服障碍物并向下一个障碍物前进.他还推导出了临界应变的计算公式,见式(１).
式中:εc 为出现锯齿现象的临界应变;K 为与材料成分相关的常数;ε?? 为应变速率;Qm 为有效激活能;R 为理想气体常数;m 为空位浓度;β为可移动位错密度;T 为热力学温度,K.将式(１)改写为对数形式,见式(２).
在式(２)中,若温度不变,则lnεcＧlnε?? 关系为直线(如图４所示),其斜率就是 m＋β 的值.然后在式(２)中令ε?? 不变,利用ln(εm＋βc /T)与１/T 的曲线关系(如图５)可求出锯齿形成的有效激活能Qm.根据以上计算锯齿激活能的方法,可计算得到锯齿形成激活能.计算结果为:m ＋β＝４．６４,ln(εm＋βc /T)与１０００/T关 系 曲 线 的 斜 率 为 １４．９１,Qm ＝１２４kJ??mol－１.在 ３００ ℃ 时,Choudhary 等[１１,１３,１７] 得 到 了９CrＧ１Mo钢的锯齿形 成 激 活 能 为 ８３kJ??mol－１ 或８６kJ??mol－１,P９２ 的 锯 齿 形 成 激 活 能 为 ９４ kJ·mol－１,且确定是扩散间隙碳原子与运动位错相互作用的结果.Roy[１２]通过计算得到了 P９１钢的锯齿形成激活能为６４~８０kJ??mol－１,他也认为是扩散间 隙 碳 原 子 与 运 动 位 错 相 互 作 用 的 结 果.
Verma[１０]计算得到的 P９１钢的锯齿形成激活能为５８kJ??mol－１,他认为这是氮与位错相互作用的结果.作者计算的结果明显大于 Choudhary、Roy和Verma的计算结果,但却与 Gupta[１４]、Keller[１５]等学者的计算结果相近,他们认为在该温度附近出现的锯 齿 现 象 是 由 置 换 原 子 引 起 的.Gupta 得 出AISI４０３钢在２５０~３６５ ℃范围内的锯齿形成激活能为１３０kJ??mol－１,他认为基体中的铬是主要的置换合金元素,在热处理后处于过饱和状态,所以锯齿现象主要是由铬引起的.Keller通过计算得出 T９１钢在３００~４００ ℃ 的 锯 齿 形 成 激 活 能 为 １００kJ·mol－１,他认为铬和钼是主要的置换原子,但由于铬易与碳形成 Cr２３C６ 析出相,所以他认为锯齿现象是由钼元素引起的.一般认为在m＋β＞２的情况下,DSA 是由置换原子与位错之间的相互作用引起的.在１１Cr３W３Co 钢 中,置 换 原 子 有 铬、钨、钴、钒 和锰,它 们 在 基 体 中 的 扩 散 激 活 能 依 次 为 ２５０[１９],２８７[２０],２５６[１９],２４０．１[１９],２３４kJ??mol－１[２０].Cuddy和Leslie[２１]认为在αＧFe中,置换原子沿位错的管扩散或应力引发扩散所需的激活能是体扩散激活能的０．４~０．７倍.因此在作者研究中,试验钢中的置换原子铬、钨、钴、钒和锰都可能扩散,然而钨、钴、钒和锰的含量都是极少的,在标准热处理条件下它们有的还会形成部分析出相,因此在基体中固溶的量会很少.通过TEM 分析可知,对于标准热处理态１１Cr３W３Co钢,马氏体和δ铁素体中铬的质量分数分别为１０．６８％和１０．８８％,基体中含有大量的固溶置换原子铬,因此认为３００℃出现的正常PLC效应主要是由固溶置换原子铬与可动位错之间的相互作用引起的.
２．３ 在３２５~３６５ ℃温度范围内的异常PLC效应在３２５~３６５℃温度范围内,１１Cr３W３Co钢出现了反常的PLC效应.所谓反常的PLC效应就是随着温度升高,锯齿的临界应变变大的异常情况.一般认为锯齿是由溶质原子气团钉扎可动位错形成的,而要形成足够大的溶质原子气团钉扎位错,就需要有一定的塑性变形,以形成一定量的空位,使得溶质原子可以通过空位进行扩散,即需要一个临界应变εc.一般而言,温度越高,溶质原子的扩散能力越强,更容易实现对位错的钉扎,所以要求锯齿形成临界应变εc 越小.但是,一些研究[２１－２４]表明,在有沉淀时效强化的合金中,εc 与温度具有正相关系.从图６中可以看出,在３２５~３６５℃温度范围内,随着温度升高,锯齿应力的最大下降幅度在降低,且锯齿的数量也在不断减少.这表明发生 DSA 的趋势在慢慢减小.这里必须说明的是 DSA 并不是出现PLC效应的充分条件,只有当 DSA 的强度达到一定时,才可能出现 PLC效应[２５].因此,在２８５~３２５ ℃温度范围内,溶质原子的扩散能力增强,DSA 作用增强;但随着温度继续升高至３２５~３６５℃范围内,溶质原子的扩散能力太强,以至于气团不能稳定存在,DSA作用强度开始减弱.当拉伸温度为３２５,３５０,３６５℃时,１１Cr３W３Co钢出现锯齿的临界应变依次为０．１１５９,０．１２６９,０．１３５.根据Chaenock[２６]的计算方法计算得到的锯齿形成激活能为１２kJ??mol－１.这个数值与其他学者所求的结果相差甚远,这表明 DSA并不是该温度范围内锯齿发生的主要机制.
Samuel[１６]将３１６不锈钢在高温下锯齿的消失归因 于 铬 与 碳 原 子 之 间 反 应 形 成 了 析 出 相.Choudhary[１３]在９CrＧ１Mo钢中发现时效时间的延长导致了锯齿临界应变的增大和锯齿应力下降值的减小,这是因为时效时间的延长使得铬等溶质原子形成了析出相,以至于没有足够的溶质原子钉扎位错.Choudhary[１７]还认为,P９２钢在３５０ ℃左右出现的锯齿的消失是由于形成了铬Ｇ碳气团以及由置换 原 子 铬 的 扩 散 引 起 了 析 出 相 的 生 成.
１１Cr３W３Co钢在４００ ℃回火时的析出相并不是很多,因此其在３２５~３６５℃温度范围内出现的异常锯齿并不是由第二相或者第二相长大造成的.Hayes等[２７－２９]认为溶质原子钉扎可动位错发生 DSA,当溶质原 子 通 过 位 错 扩 散 到 析 出 相 周 围 的 湮 没 源(Precipitatesinks)时,就会导致基体中自由扩散的溶质原子含量减少,这样就会使位错得不到钉扎,造成临界应变增大,形成异常 PLC 效应,甚至会使锯齿消失.在 试 验 中,经 标 准 热 处 理 的 １１Cr３W３Co钢基体中存在大量的第二相,它们为溶质原子提供了大量的湮没源.在变形过程中,晶界处易发生位错塞积,产生应力集中,此时空位或溶质原子易在界面上发生聚集以利于释放界面的高应力.在２８５~３２５ ℃温度范围内拉伸时,固溶置换原子铬只能钉扎位错,不能进行大范围扩散,此时固溶原子铬还没有足够的能量扩散到析出相的相界处.当拉伸温度达到临界温度３２５ ℃时,固溶置换原子铬就有足够的能量越过势垒,通过体扩散或者管扩散扩散到析出相的湮没源处,使得钉扎可动位错的溶质原子减少,造成异常 PLC 效应,并使得锯齿趋势变小.因此认为１１Cr３W３Co钢在３２５~３６５ ℃拉伸温度范围内出现的反常 PLC效应,一方面是由于溶质原子扩散能力太强,以至于原子气团不能稳定存在,导致DSA 作用减弱;另一方面是因为１１Cr３W３Co钢中存在大量的析出相,这些析出相成为了溶质原子的湮没源,使得钉扎可动位错的溶质原子减少.
２．４ 在５００~７００ ℃高温下的锯齿流变行为
在高温下拉伸时,１１Cr３W３Co钢的强度与弹性模量快速降低,塑性快速增大.这表明高温下的锯齿并不是由 DSA 引起的.Choudhary[１７]认为高温下强度的迅速降低可能由以下三种原因引起:(１)拉伸过程中析 出 相 粗 化 引 起 的 软 化(２)出 现 沿 晶 开 裂;(３)由于动态回复引起的位错等亚结构的软化.在作者的研究中,由于钨等溶质元素会增加析出相的稳定
性,所以即便是高温下的慢拉伸,短时间内也不可能出现析出相的粗化.Choudhary等[１７]发现 P９２钢在６００℃下的拉伸断口上出现了韧窝,是韧性断裂.而１１Cr３W３Co钢与 P９２属同类钢,１１Cr３W３Co钢在高温下的拉伸断口也应属于韧性断裂.
Girouxa[３０]认为 P９２钢在超过５５０ ℃时强度的急剧下降是由亚结构增大而引的.Choudhary[１７]认为在５００~６００ ℃高温下 P９２钢强度的迅速降低是由位错密度降低和亚晶长大引起的.在高温下,位错的攀移和交滑移得以激活,这导致了动态回复的发生.因此,１１Cr３W３Co钢在高温下强度的快速降低和伸长率的快速增大是由动态回复引起的.在高温下拉伸时,１１Cr３W３Co钢的应力Ｇ应变曲线上出现了锯齿现象,且只有一种 E 型锯齿波,锯齿开始出现在拉伸应力最大值附近,主要处于拉伸曲线的下降段.在５００~７００ ℃下的锯齿临界应变εc 依次为０．１０５５,０．０６１１,０．０６８６.锯齿临界应变与温度呈非线性关系,无法计算激活能,这也说明高温锯齿并不是由 DSA 造成的.对于锯齿发生的条件,Rodriguez[３１]建 立 了 数 学 模 型,并 进 行 了 分析.他认为,在拉伸速度恒定的拉伸试验中,总应变ε与试样的塑性应变εp 和系统的弹性应变εe 之间具有如式(３)所示的关系.
式(３)还可以转化为式(４).
式中:σ 为 应 力 (可 看 作 是 试 验 应 力 );Es 为１１Cr３W３Co钢的弹性模量.总的应变速率ε?? 是不变的,只要塑性应变速率ε??p 突然增大,σ/Es 就会变小,而１１Cr３W３Co钢的弹性模量是恒定的,所以导致应力σ会下降,从而产生软化.ε??p 增大引起的软化与加工硬化之间的相互作用产生锯齿.所以由式(５)可以得知,只要ρm和 vＧ 中的一个变量突然增大,就会使ε??p 突然变大,就会产生锯齿.DSA 也可归结于溶质原子的钉扎使得位错的ρm 或 vＧ 急剧变化.
式中:ρm 为可移动位错的密度;vＧ 为位错移动的速度;b 为柏氏矢量.因此,１１Cr３W３Co钢在高温下拉伸时应力Ｇ应变曲线出现锯齿的机理可能是:变形初期由于位错被位错林和细小的析出相阻碍,虽然位错密度连续升高,但由于大部分位错被阻碍,所以ρm 不高;在高温条件下,当应力达到最大值时,缠结位错就会在动态回复的作用下发生攀移或交滑移,可动位错瞬间增多,与此同时形成位错胞亚结构,短时间内减弱了位错林对可动位错的阻碍作用,这样ρm 就会瞬间增大,从而在应力Ｇ应变曲线上出现锯齿.此机理有待于进一步通过１１Cr３W３Co钢高温拉伸试样的透射电镜分析加以证实.
３ 结 论
(１)在 应 变 速 率 为 ２×１０－４ s－１ 的 条 件 下,１１Cr３W３Co钢在２８５~３６５ ℃与５００~７００ ℃拉伸温度范围内的应力Ｇ应变曲线上出现了锯齿流变;在２８５~３２５ ℃内出现了正常的 PLC 效应,在 ３２５~３６５ ℃温度范围内出现了异常 PLC效应,出现的锯齿类型皆为 A＋B型;在５００~７００ ℃温度范围内出现了 E型锯齿波.
(２)在 ２８５~３２５ ℃ 温度范围内,１１Cr３W３Co钢发生了 DSA,其中３００ ℃时的锯齿形成激活能为１２kJ??mol－１,主要是由固溶置换原子铬与可动位错相互作用产生的.
(３)１１Cr３W３Co钢在３２５~３６５ ℃温度范围内出现异常 PLC效应的原因为:在此温度范围内,溶质原子的扩散能力太强,以至于原子气团不能稳定存在,导致了 DSA 作用减弱;１１Cr３W３Co钢中存在的大量析出相成为了溶质原子的湮没源,使得钉扎可动位错的溶质原子减少.
(４)１１Cr３W３Co 钢 在 ５００~７００ ℃ 高 温 拉 伸时,在应力Ｇ应变曲线上出现的锯齿并不是 DSA 引起的,可能与动态回复有关.
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