摘 要:在應(yīng)變速率為５×１０－５~２×１０－４s－１范圍內(nèi)以及不同溫度(２５~７００ ℃)下對標(biāo)準(zhǔn)熱處理態(tài)１１Cr３W３Co鋼進(jìn)行拉伸試驗,分析了不同溫度下出現(xiàn)的鋸齒流變行為.結(jié)果表明:在２８５~３２５ ℃區(qū)間出現(xiàn)了正常 PLC效應(yīng),鋸齒形成激活能約為１２４kJ??mol－１,鋸齒流變主要由固溶的置換原子鉻與運動位錯之間相互作用引起;在３２５~３６５ ℃區(qū)間出現(xiàn)了異常 PLC效應(yīng),這一方面是因為隨著拉伸溫度升高,溶質(zhì)原子的擴(kuò)散能力增強,以至于原子氣團(tuán)不能穩(wěn)定存在,導(dǎo)致動態(tài)應(yīng)變時效作用減弱,另一方面是因為隨溫度升高,析出相開始成為溶質(zhì)原子的湮沒源,使得鋸齒消失;在高溫下,強度的急劇降低和塑性的急劇升高說明動態(tài)回復(fù)在塑性變形過程中起到主要的作用.

關(guān)鍵詞:１１Cr３W３Co鋼;PLC效應(yīng);動態(tài)應(yīng)變時效;鋸齒流變;動態(tài)回復(fù)

中圖分類號:TG１４２ 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１７)０３Ｇ００１３Ｇ０６

    ９％~１２％Cr鐵素體/馬氏體(F/M)鋼具有良好的耐蝕性、高的蠕變強度以及低的熱膨脹系數(shù),被認(rèn)為是電廠蒸汽發(fā)生器等關(guān)鍵部件的理想候選材料之一[１－４].高鉻F/M 鋼是未來第四代反應(yīng)堆燃料包殼和堆芯結(jié)構(gòu)候選材料之一[５],已經(jīng)應(yīng)用于高溫高壓的極端工況下.但高鉻 F/M 鋼的力學(xué)性能,如強度和塑性,會受到 PLC(PortevinandLeChatelier)效應(yīng)的

影響.所謂PLC效應(yīng)是指在一定的溫度和應(yīng)變速率范圍內(nèi),一些金屬或合金在塑性變形過程中會出現(xiàn)應(yīng)力不穩(wěn)定的現(xiàn)象,其拉伸曲線不再平滑,而是表現(xiàn)出某種形式的鋸齒波.一般認(rèn)為體心立方結(jié)構(gòu)金屬的PLC效應(yīng)是由動態(tài)應(yīng)變時效(DSA)引起的[６－１７].動態(tài)應(yīng)變時效被認(rèn)為是在塑性變形過程中擴(kuò)散的溶質(zhì)原子與運動位錯之間的相互作用.SAVE１２鋼是日

本開發(fā)并期望能在６５０ ℃高溫下使用的火電工況耐熱鋼[６],１１Cr３W３Co鋼是一種參考 SAVE１２鋼化學(xué)成分開發(fā)的高鉻 F/M 鋼,目前關(guān)于該鋼鋸齒流變現(xiàn)象的報道不多,且解釋機理尚不全面.由于該鋼的使用溫度范圍位于材料的動態(tài)應(yīng)變時效敏感溫區(qū),所以作者在不同溫度范圍下對該鋼進(jìn)行拉伸試驗,研究了拉伸曲線上的鋸齒現(xiàn)象,并給出了相關(guān)機理,這對于深入了解其力學(xué)行為有重要意義.

１ 試樣制備與試驗方法

１．１ 試樣制備

    試驗用１１Cr３W３Co鋼和SAVE１２鋼的化學(xué)成分 如 表 １ 所 示. 試 驗 原 材 料 為 實 驗 室 自 制 的１１Cr３W３Co鋼錠,將其在１１８０ ℃下保溫３h使之均勻化,然后空冷至室溫;之后在９４０~１０５０ ℃下將鋼錠軋制成３０mm 的厚板;軋制后進(jìn)行如下熱處理:１０５０℃保溫０．５h(回火),空冷;７８０℃保溫１．５h,空冷(正火).

１．２ 試驗方法

    拉伸試驗在SHIMADZUAG１００KNＧA型萬能拉伸試驗機上進(jìn)行,拉伸試樣的標(biāo)距尺寸為１０mm×４mm(試樣厚２mm,拉伸應(yīng)變速率分別為５×１０－５,１０－４,２×１０－４ s－１,拉 伸 溫 度 分 別 為 ２５,１００,２００,２７５,２８５,３００,３２５,３５０,３６５,４００,５００,６００,７００ ℃.

２ 試驗結(jié)果與討論

２．１ 不同拉伸溫度以及應(yīng)變速率下的力學(xué)性能

    根據(jù)圖１和圖２,可以將拉伸溫度分為三個溫度范圍.第一個溫度范圍為２７~２００ ℃,在該溫度區(qū)間,試驗鋼的強度隨著溫度的升高而逐漸減小,伸長率的變化不大,該溫度范圍內(nèi)沒有出現(xiàn)鋸齒流變現(xiàn)象.第二個溫度范圍為２５０~４００℃,在該溫度區(qū)間出現(xiàn)了強度平臺,塑性出現(xiàn)最小值,加工硬化指數(shù)出現(xiàn)極大值,應(yīng)力Ｇ應(yīng)變曲線上出現(xiàn)了鋸齒流變現(xiàn)象,這表明在該溫度范圍內(nèi)發(fā)生了動態(tài)應(yīng)變時效.此外,在２８５~３２５ ℃溫度范圍內(nèi)出現(xiàn)了正常 PLC效應(yīng),而在３２５~３６５ ℃溫度范圍出現(xiàn)了異常 PLC效應(yīng),出現(xiàn)的鋸齒類型皆為 A＋B 型.第三個溫度范圍為５００~７００℃,隨著溫度升高,強度快速降低,伸長率急劇增大,應(yīng)力Ｇ應(yīng)變曲線上出現(xiàn)了鋸齒流變現(xiàn)象,而且鋸齒都是 E 型波,鋸齒開始出現(xiàn)的位置點在拉應(yīng) 力 最 大 值 附 近,主 要 處 于 拉 伸 曲 線 的 下降段.２．２ 在２８５~３２５ ℃溫度范圍內(nèi)的正常PLC效應(yīng)當(dāng)拉伸應(yīng)變速率為２×１０－４s－１時,１１Cr３W３Co鋼在２８５~３２５ ℃溫度范圍內(nèi)出現(xiàn)了正常 PLC 效應(yīng);在此應(yīng)變速率下,當(dāng)拉伸溫度分別為２８５,３００,３２５℃時,應(yīng)力Ｇ應(yīng)變曲線上出現(xiàn)鋸齒現(xiàn)象的臨界應(yīng)變依次為０．１６８８,０．１５２１,０．１１７１.由圖３可見,在３００ ℃的拉伸溫度下,當(dāng)拉伸應(yīng)變速率為５×１０－５,１０－４,２×１０－４s－１時,應(yīng)力Ｇ應(yīng)變曲線上出現(xiàn)鋸齒現(xiàn)象的臨界應(yīng)變依次為０．１１２８,０．１３０８和０．１５２１.

Mccormick[１８]認(rèn)為,位錯運動是不連續(xù)的,位錯運動暫時被阻擋在障礙物之前,等待熱激活以克服障礙物并向下一個障礙物前進(jìn).他還推導(dǎo)出了臨界應(yīng)變的計算公式,見式(１).

式中:εc 為出現(xiàn)鋸齒現(xiàn)象的臨界應(yīng)變;K 為與材料成分相關(guān)的常數(shù);ε?? 為應(yīng)變速率;Qm 為有效激活能;R 為理想氣體常數(shù);m 為空位濃度;β為可移動位錯密度;T 為熱力學(xué)溫度,K.將式(１)改寫為對數(shù)形式,見式(２).

    在式(２)中,若溫度不變,則lnεcＧlnε?? 關(guān)系為直線(如圖４所示),其斜率就是 m＋β 的值.然后在式(２)中令ε?? 不變,利用ln(εm＋βc /T)與１/T 的曲線關(guān)系(如圖５)可求出鋸齒形成的有效激活能Qm.根據(jù)以上計算鋸齒激活能的方法,可計算得到鋸齒形成激活能.計算結(jié)果為:m ＋β＝４．６４,ln(εm＋βc /T)與１０００/T關(guān) 系 曲 線 的 斜 率 為 １４．９１,Qm ＝１２４kJ??mol－１.在 ３００ ℃ 時,Choudhary 等[１１,１３,１７] 得 到 了９CrＧ１Mo鋼的鋸齒形 成 激 活 能 為 ８３kJ??mol－１ 或８６kJ??mol－１,P９２ 的 鋸 齒 形 成 激 活 能 為 ９４ kJ·mol－１,且確定是擴(kuò)散間隙碳原子與運動位錯相互作用的結(jié)果.Roy[１２]通過計算得到了 P９１鋼的鋸齒形成激活能為６４~８０kJ??mol－１,他也認(rèn)為是擴(kuò)散間 隙 碳 原 子 與 運 動 位 錯 相 互 作 用 的 結(jié) 果.Verma[１０]計算得到的 P９１鋼的鋸齒形成激活能為５８kJ??mol－１,他認(rèn)為這是氮與位錯相互作用的結(jié)果.作者計算的結(jié)果明顯大于 Choudhary、Roy和Verma的計算結(jié)果,但卻與 Gupta[１４]、Keller[１５]等

    學(xué)者的計算結(jié)果相近,他們認(rèn)為在該溫度附近出現(xiàn)的鋸 齒 現(xiàn) 象 是 由 置 換 原 子 引 起 的.Gupta 得 出AISI４０３鋼在２５０~３６５ ℃范圍內(nèi)的鋸齒形成激活能為１３０kJ??mol－１,他認(rèn)為基體中的鉻是主要的置換合金元素,在熱處理后處于過飽和狀態(tài),所以鋸齒現(xiàn)象主要是由鉻引起的.Keller通過計算得出 T９１鋼在３００~４００ ℃ 的 鋸 齒 形 成 激 活 能 為 １００kJ·mol－１,他認(rèn)為鉻和鉬是主要的置換原子,但由于鉻易與碳形成 Cr２３C６ 析出相,所以他認(rèn)為鋸齒現(xiàn)象是

由鉬元素引起的.一般認(rèn)為在m＋β＞２的情況下,DSA 是由置換原子與位錯之間的相互作用引起的.

在１１Cr３W３Co 鋼 中,置 換 原 子 有 鉻、鎢、鈷、釩 和錳,它 們 在 基 體 中 的 擴(kuò) 散 激 活 能 依 次 為 ２５０[１９],２８７[２０],２５６[１９],２４０．１[１９],２３４kJ??mol－１[２０].Cuddy和Leslie[２１]認(rèn)為在αＧFe中,置換原子沿位錯的管擴(kuò)散或應(yīng)力引發(fā)擴(kuò)散所需的激活能是體擴(kuò)散激活能的０．４~０．７倍.因此在作者研究中,試驗鋼中的置換原鉻、鎢、鈷、釩和錳都可能擴(kuò)散,然而鎢、鈷、釩和錳的含量都是極少的,在標(biāo)準(zhǔn)熱處理條件下它們有的還會形成部分析出相,因此在基體中固溶的量會很少.通過TEM 分析可知,對于標(biāo)準(zhǔn)熱處理態(tài)１１Cr３W３Co鋼,馬氏體和δ鐵素體中鉻的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為１０．６８％和１０．８８％,基體中含有大量的固溶置換原子鉻,因此認(rèn)為３００℃出現(xiàn)的正常PLC效應(yīng)主要是由固溶置換原子鉻與可動位錯之間的相互作用引起的.

２．３ 在３２５~３６５ ℃溫度范圍內(nèi)的異常PLC效應(yīng)在３２５~３６５℃溫度范圍內(nèi),１１Cr３W３Co鋼出現(xiàn)了反常的PLC效應(yīng).所謂反常的PLC效應(yīng)就是隨著溫度升高,鋸齒的臨界應(yīng)變變大的異常情況.一般認(rèn)為鋸齒是由溶質(zhì)原子氣團(tuán)釘扎可動位錯形成的,而要形成足夠大的溶質(zhì)原子氣團(tuán)釘扎位錯,就需要有一定的塑性變形,以形成一定量的空位,使得溶質(zhì)原子可以通過空位進(jìn)行擴(kuò)散,即需要一個臨界應(yīng)變εc.一般而言,溫度越高,溶質(zhì)原子的擴(kuò)散能力越強,更容易實現(xiàn)對位錯的釘扎,所以要求鋸齒形成臨界應(yīng)變εc 越小.但是,一些研究[２１－２４]表明,在有沉淀時效強化的合金中,εc 與溫度具有正相關(guān)系.

    從圖６中可以看出,在３２５~３６５℃溫度范圍內(nèi),隨著溫度升高,鋸齒應(yīng)力的最大下降幅度在降低,且鋸齒的數(shù)量也在不斷減少.這表明發(fā)生 DSA 的趨勢在慢慢減小.這里必須說明的是 DSA 并不是出現(xiàn)PLC效應(yīng)的充分條件,只有當(dāng) DSA 的強度達(dá)到一定時,才可能出現(xiàn) PLC效應(yīng)[２５].因此,在２８５~３２５ ℃溫度范圍內(nèi),溶質(zhì)原子的擴(kuò)散能力增強,DSA 作用增強;但隨著溫度繼續(xù)升高至３２５~３６５℃范圍內(nèi),溶質(zhì)原子的擴(kuò)散能力太強,以至于氣團(tuán)不能穩(wěn)定存在,DSA作用強度開始減弱.當(dāng)拉伸溫度為３２５,３５０,３６５℃時,１１Cr３W３Co鋼出現(xiàn)鋸齒的臨界應(yīng)變依次為０．１１５９,０．１２６９,０．１３５.根據(jù)Chaenock[２６]的計算方法計算得到的鋸齒形成激活能為１２kJ??mol－１.這個數(shù)值與其他學(xué)者所求的結(jié)果相差甚遠(yuǎn),這表明 DSA并不是該溫度范圍內(nèi)鋸齒發(fā)生的主要機制.

Samuel[１６]將３１６不銹鋼在高溫下鋸齒的消失歸因 于 鉻 與 碳 原 子 之 間 反 應(yīng) 形 成 了 析 出 相.Choudhary[１３]在９CrＧ１Mo鋼中發(fā)現(xiàn)時效時間的延長導(dǎo)致了鋸齒臨界應(yīng)變的增大和鋸齒應(yīng)力下降值的減小,這是因為時效時間的延長使得鉻等溶質(zhì)原子形成了析出相,以至于沒有足夠的溶質(zhì)原子釘扎位錯.Choudhary[１７]還認(rèn)為,P９２鋼在３５０ ℃左右出現(xiàn)的鋸齒的消失是由于形成了鉻Ｇ碳?xì)鈭F(tuán)以及由置換 原 子 鉻 的 擴(kuò) 散 引 起 了 析 出 相 的 生 成.１１Cr３W３Co鋼在４００ ℃回火時的析出相并不是很多,因此其在３２５~３６５℃溫度范圍內(nèi)出現(xiàn)的異常鋸齒并不是由第二相或者第二相長大造成的.Hayes等[２７－２９]認(rèn)為溶質(zhì)原子釘扎可動位錯發(fā)生 DSA,當(dāng)溶質(zhì)原 子 通 過 位 錯 擴(kuò) 散 到 析 出 相 周 圍 的 湮 沒 源(Precipitatesinks)時,就會導(dǎo)致基體中自由擴(kuò)散的溶質(zhì)原子含量減少,這樣就會使位錯得不到釘扎,造成臨界應(yīng)變增大,形成異常 PLC 效應(yīng),甚至?xí)逛忼X消失.在 試 驗 中,經(jīng) 標(biāo) 準(zhǔn) 熱 處 理 的 １１Cr３W３Co鋼基體中存在大量的第二相,它們?yōu)槿苜|(zhì)原子提供了大量的湮沒源.在變形過程中,晶界處易發(fā)生位錯塞積,產(chǎn)生應(yīng)力集中,此時空位或溶質(zhì)原子易在界面上發(fā)生聚集以利于釋放界面的高應(yīng)力.在２８５~３２５ ℃溫度范圍內(nèi)拉伸時,固溶置換原子鉻只能釘扎位錯,不能進(jìn)行大范圍擴(kuò)散,此時固溶原子鉻還沒有足夠的能量擴(kuò)散到析出相的相界處.當(dāng)拉伸溫度達(dá)到臨界溫度３２５ ℃時,固溶置換原子鉻就有足夠的能量越過勢壘,通過體擴(kuò)散或者管擴(kuò)散擴(kuò)散到析出相的湮沒源處,使得釘扎可動位錯的溶質(zhì)原子減少,造成異常 PLC 效應(yīng),并使得鋸齒趨勢變小.因此認(rèn)為１１Cr３W３Co鋼在３２５~３６５ ℃拉伸溫度范圍內(nèi)出現(xiàn)的反常 PLC效應(yīng),一方面是由于溶質(zhì)原子擴(kuò)散能力太強,以至于原子氣團(tuán)不能穩(wěn)定存在,導(dǎo)致DSA 作用減弱;另一方面是因為１１Cr３W３Co鋼中存在大量的析出相,這些析出相成為了溶質(zhì)原子的湮沒源,使得釘扎可動位錯的溶質(zhì)原子減少.

    ２．４ 在５００~７００ ℃高溫下的鋸齒流變行為在高溫下拉伸時,１１Cr３W３Co鋼的強度與彈性模量快速降低,塑性快速增大.這表明高溫下的鋸齒并不是由 DSA 引起的.Choudhary[１７]認(rèn)為高溫下強度的迅速降低可能由以下三種原因引起:(１)拉伸過程中析 出 相 粗 化 引 起 的 軟 化;

(２)出 現(xiàn) 沿 晶 開 裂;

(３)由于動態(tài)回復(fù)引起的位錯等亞結(jié)構(gòu)的軟化.在作者的研究中,由于鎢等溶質(zhì)元素會增加析出相的穩(wěn)定性,所以即便是高溫下的慢拉伸,短時間內(nèi)也不可能出現(xiàn)析出相的粗化.Choudhary等[１７]發(fā)現(xiàn) P９２鋼在６００℃下的拉伸斷口上出現(xiàn)了韌窩,是韌性斷裂.而１１Cr３W３Co鋼與 P９２屬同類鋼,１１Cr３W３Co鋼在高溫下的拉伸斷口也應(yīng)屬于韌性斷裂.

Girouxa[３０]認(rèn)為 P９２鋼在超過５５０ ℃時強度的急劇下降是由亞結(jié)構(gòu)增大而引起的.Choudhary[１７]認(rèn)為在５００~６００ ℃高溫下 P９２鋼強度的迅速降低是由位錯密度降低和亞晶長大引起的.在高溫下,位錯的攀移和交滑移得以激活,這導(dǎo)致了動態(tài)回復(fù)的發(fā)生.因此,１１Cr３W３Co鋼在高溫下強度的快速降低和伸長率的快速增大是由動態(tài)回復(fù)引起的.在高溫下拉伸時,１１Cr３W３Co鋼的應(yīng)力Ｇ應(yīng)變曲線上出現(xiàn)了鋸齒現(xiàn)象,且只有一種 E 型鋸齒波,鋸齒開始出現(xiàn)在拉伸應(yīng)力最大值附近,主要處于拉伸曲線的下降段.在５００~７００ ℃下的鋸齒臨界應(yīng)變εc 依次為０．１０５５,０．０６１１,０．０６８６.鋸齒臨界應(yīng)變與溫度呈非線性關(guān)系,無法計算激活能,這也說明高溫鋸齒并不是由 DSA 造成的.對于鋸齒發(fā)生的條件,Rodriguez[３１]建 立 了 數(shù) 學(xué) 模 型,并 進(jìn) 行 了 分析.他認(rèn)為,在拉伸速度恒定的拉伸試驗中,總應(yīng)變ε與試樣的塑性應(yīng)變εp 和系統(tǒng)的彈性應(yīng)變εe 之間具有如式(３)所示的關(guān)系.式(３)還可以轉(zhuǎn)化為式(４).

    式中:σ 為 應(yīng) 力 (可 看 作 是 試 驗 應(yīng) 力 );Es 為１１Cr３W３Co鋼的彈性模量.總的應(yīng)變速率ε?? 是不變的,只要塑性應(yīng)變速率ε??p 突然增大,σ/Es 就會變小,而１１Cr３W３Co鋼的彈性模量是恒定的,所以導(dǎo)致應(yīng)力σ會下降,從而產(chǎn)生軟化.ε??p 增大引起的軟化與加工硬化之間的相互作用產(chǎn)生鋸齒.所以由式(５)可以得知,只要ρm和 vＧ 中的一個變量突然增大,就會使ε??p 突然變大,就會產(chǎn)生鋸齒.DSA 也可歸結(jié)于溶質(zhì)原子的釘扎使得位錯的ρm 或 vＧ 急劇變化.

    式中:ρm 為可移動位錯的密度;vＧ 為位錯移動的速度;b 為柏氏矢量.因此,１１Cr３W３Co鋼在高溫下拉伸時應(yīng)力Ｇ應(yīng)變曲線出現(xiàn)鋸齒的機理可能是:變形初期由于位錯被位錯林和細(xì)小的析出相阻礙,雖然位錯密度連續(xù)升高,但由于大部分位錯被阻礙,所以ρm 不高;在高溫條件下,當(dāng)應(yīng)力達(dá)到最大值時,纏結(jié)位錯就會在動態(tài)回復(fù)的作用下發(fā)生攀移或交滑移,可動位錯瞬間增多,與此同時形成位錯胞亞結(jié)構(gòu),短時間內(nèi)減弱了位錯林對可動位錯的阻礙作用,這樣ρm 就會瞬間增大,從而在應(yīng)力Ｇ應(yīng)變曲線上出現(xiàn)鋸齒.此機理有待于進(jìn)一步通過１１Cr３W３Co鋼高溫拉伸試樣的透射電鏡分析加以證實.

３ 結(jié) 論

    (１)在 應(yīng) 變 速 率 為 ２×１０－４ s－１ 的 條 件 下,１１Cr３W３Co鋼在２８５~３６５ ℃與５００~７００ ℃拉伸溫度范圍內(nèi)的應(yīng)力Ｇ應(yīng)變曲線上出現(xiàn)了鋸齒流變;在２８５~３２５ ℃內(nèi)出現(xiàn)了正常的 PLC 效應(yīng),在 ３２５~３６５ ℃溫度范圍內(nèi)出現(xiàn)了異常 PLC效應(yīng),出現(xiàn)的鋸齒類型皆為 A＋B型;在５００~７００ ℃溫度范圍內(nèi)出現(xiàn)了 E型鋸齒波.

    (２)在 ２８５~３２５ ℃ 溫度范圍內(nèi),１１Cr３W３Co鋼發(fā)生了 DSA,其中３００ ℃時的鋸齒形成激活能為１２kJ??mol－１,主要是由固溶置換原子鉻與可動位錯相互作用產(chǎn)生的.

    (３)１１Cr３W３Co鋼在３２５~３６５ ℃溫度范圍內(nèi)出現(xiàn)異常 PLC效應(yīng)的原因為:在此溫度范圍內(nèi),溶質(zhì)原子的擴(kuò)散能力太強,以至于原子氣團(tuán)不能穩(wěn)定存在,導(dǎo)致了 DSA 作用減弱;１１Cr３W３Co鋼中存在的大量析出相成為了溶質(zhì)原子的湮沒源,使得釘扎可動位錯的溶質(zhì)原子減少.

    (４)１１Cr３W３Co 鋼 在 ５００~７００ ℃ 高 溫 拉 伸時,在應(yīng)力Ｇ應(yīng)變曲線上出現(xiàn)的鋸齒并不是 DSA 引起的,可能與動態(tài)回復(fù)有關(guān).

（文章來源：材料與測試網(wǎng)-機械工程材料 > 41卷 > 3期 (pp:13-18）