摘 要:在應變速率為５×１０－５~２×１０－４s－１范圍內(nèi)以及不同溫度(２５~７００ ℃)下對標準熱處理態(tài)１１Cr３W３Co鋼進行拉伸試驗,分析了不同溫度下出現(xiàn)的鋸齒流變行為.結果表明:在２８５~３２５ ℃區(qū)間出現(xiàn)了正常 PLC效應,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,這一方面是因為隨著拉伸溫度升高,溶質原子的擴散能力增強,以至于原子氣團不能穩(wěn)定存在,導致動態(tài)應變時效作用減弱,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)回復在塑性變形過程中起到主要的作用.

關鍵詞:１１Cr３W３Co鋼;PLC效應;動態(tài)應變時效;鋸齒流變;動態(tài)回復

中圖分類號:TG１４２ 文獻標志碼: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),被認為是電廠蒸汽發(fā)生器等關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堆燃料包殼和堆芯結構候選材料之一[５],已經(jīng)應用于高溫高壓的極端工況下.但高鉻 F/M 鋼的力學性能,如強度和塑性,會受到 PLC(PortevinandLeChatelier)效應的

影響.所謂PLC效應是指在一定的溫度和應變速率范圍內(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.一般認為體心立方結構金屬的PLC效應是由動態(tài)應變時效(DSA)引起的[６－１７].動態(tài)應變時效被認為是在塑性變形過程中擴散的溶質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鋼化學成分開發(fā)的高鉻 F/M 鋼,目前關于該鋼鋸齒流變現(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)應變時效敏感溫區(qū),所以作者在不同溫度范圍下對該鋼進行拉伸試驗,研究了拉伸曲線上的鋸齒現(xiàn)象,并給出了相關機理,這對于深入了解其力學行為有重要意義.

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行,拉伸試樣的標距尺寸為１０mm×４mm(試樣厚２mm,拉伸應變速率分別為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 試驗結果與討論

２．１ 不同拉伸溫度以及應變速率下的力學性能

    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,應力Ｇ應變曲線上出現(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)應變時效.此外,在２８５~３２５ ℃溫度范圍內(nèi)出現(xiàn)了正常 PLC效應,而在３２５~３６５ ℃溫度范圍出現(xiàn)了異常 PLC效應,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,應力Ｇ應變曲線上出現(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 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效應當拉伸應變速率為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;在此應變速率下,當拉伸溫度分別為２８５,３００,３２５℃時,應力Ｇ應變曲線上出現(xiàn)鋸齒現(xiàn)象的臨界應變依次為０．１６８８,０．１５２１,０．１１７１.由圖３可見,在３００ ℃的拉伸溫度下,當拉伸應變速率為５×１０－５,１０－４,２×１０－４s－１時,應力Ｇ應變曲線上出現(xiàn)鋸齒現(xiàn)象的臨界應變依次為０．１１２８,０．１３０８和０．１５２１.

Mccormick[１８]認為,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.他還推導出了臨界應變的計算公式,見式(１).

式中:εc 為出現(xiàn)鋸齒現(xiàn)象的臨界應變;K 為與材料成分相關的常數(shù);ε?? 為應變速率;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.計算結果為:m ＋β＝４．６４,ln(εm＋βc /T)與１０００/T關 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,且確定是擴散間隙碳原子與運動位錯相互作用的結果.Roy[１２]通過計算得到了 P９１鋼的鋸齒形成激活能為６４~８０kJ??mol－１,他也認為是擴散間 隙 碳 原 子 與 運 動 位 錯 相 互 作 用 的 結 果.Verma[１０]計算得到的 P９１鋼的鋸齒形成激活能為５８kJ??mol－１,他認為這是氮與位錯相互作用的結果.作者計算的結果明顯大于 Choudhary、Roy和Verma的計算結果,但卻與 Gupta[１４]、Keller[１５]等

    學者的計算結果相近,他們認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,所以他認為鋸齒現(xiàn)象是

由鉬元素引起的.一般認為在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 散 激 活 能 依 次 為 ２５０[１９],２８７[２０],２５６[１９],２４０．１[１９],２３４kJ??mol－１[２０].Cuddy和Leslie[２１]認為在αＧFe中,置換原子沿位錯的管擴散或應力引發(fā)擴散所需的激活能是體擴散激活能的０．４~０．７倍.因此在作者研究中,試驗鋼中的置換原鉻、鎢、鈷、釩和錳都可能擴散,然而鎢、鈷、釩和錳的含量都是極少的,在標準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,對于標準熱處理態(tài)１１Cr３W３Co鋼,馬氏體和δ鐵素體中鉻的質量分數(shù)分別為１０．６８％和１０．８８％,基體中含有大量的固溶置換原子鉻,因此認為３００℃出現(xiàn)的正常PLC效應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效應在３２５~３６５℃溫度范圍內(nèi),１１Cr３W３Co鋼出現(xiàn)了反常的PLC效應.所謂反常的PLC效應就是隨著溫度升高,鋸齒的臨界應變變大的異常情況.一般認為鋸齒是由溶質原子氣團釘扎可動位錯形成的,而要形成足夠大的溶質原子氣團釘扎位錯,就需要有一定的塑性變形,以形成一定量的空位,使得溶質原子可以通過空位進行擴散,即需要一個臨界應變εc.一般而言,溫度越高,溶質原子的擴散能力越強,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效應的充分條件,只有當 DSA 的強度達到一定時,才可能出現(xiàn) PLC效應[２５].因此,在２８５~３２５ ℃溫度范圍內(nèi),溶質原子的擴散能力增強,DSA 作用增強;但隨著溫度繼續(xù)升高至３２５~３６５℃范圍內(nèi),溶質原子的擴散能力太強,以至于氣團不能穩(wěn)定存在,DSA作用強度開始減弱.當拉伸溫度為３２５,３５０,３６５℃時,１１Cr３W３Co鋼出現(xiàn)鋸齒的臨界應變依次為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)值與其他學者所求的結果相差甚遠,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 形 成 了 析 出 相.Choudhary[１３]在９CrＧ１Mo鋼中發(fā)現(xiàn)時效時間的延長導致了鋸齒臨界應變的增大和鋸齒應力下降值的減小,這是因為時效時間的延長使得鉻等溶質原子形成了析出相,以至于沒有足夠的溶質原子釘扎位錯.Choudhary[１７]還認為,P９２鋼在３５０ ℃左右出現(xiàn)的鋸齒的消失是由于形成了鉻Ｇ碳氣團以及由置換 原 子 鉻 的 擴 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]認為溶質原子釘扎可動位錯發(fā)生 DSA,當溶質原 子 通 過 位 錯 擴 散 到 析 出 相 周 圍 的 湮 沒 源(Precipitatesinks)時,就會導致基體中自由擴散的溶質原子含量減少,這樣就會使位錯得不到釘扎,造成臨界應變增大,形成異常 PLC 效應,甚至會使鋸齒消失.在 試 驗 中,經(jīng) 標 準 熱 處 理 的 １１Cr３W３Co鋼基體中存在大量的第二相,它們?yōu)槿苜|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)生應力集中,此時空位或溶質原子易在界面上發(fā)生聚集以利于釋放界面的高應力.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,不能進行大范圍擴散,此時固溶原子鉻還沒有足夠的能量擴散到析出相的相界處.當拉伸溫度達到臨界溫度３２５ ℃時,固溶置換原子鉻就有足夠的能量越過勢壘,通過體擴散或者管擴散擴散到析出相的湮沒源處,使得釘扎可動位錯的溶質原子減少,造成異常 PLC 效應,并使得鋸齒趨勢變小.因此認為１１Cr３W３Co鋼在３２５~３６５ ℃拉伸溫度范圍內(nèi)出現(xiàn)的反常 PLC效應,一方面是由于溶質原子擴散能力太強,以至于原子氣團不能穩(wěn)定存在,導致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原子的湮沒源,使得釘扎可動位錯的溶質原子減少.

    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)回復引起的位錯等亞結構的軟化.在作者的研究中,由于鎢等溶質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屬于韌性斷裂.

Girouxa[３０]認為 P９２鋼在超過５５０ ℃時強度的急劇下降是由亞結構增大而引起的.Choudhary[１７]認為在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,這導致了動態(tài)回復的發(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)回復引起的.在高溫下拉伸時,１１Cr３W３Co鋼的應力Ｇ應變曲線上出現(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 ℃下的鋸齒臨界應變εc 依次為０．１０５５,０．０６１１,０．０６８６.鋸齒臨界應變與溫度呈非線性關系,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 模 型,并 進 行 了 分析.他認為,在拉伸速度恒定的拉伸試驗中,總應變ε與試樣的塑性應變εp 和系統(tǒng)的彈性應變εe 之間具有如式(３)所示的關系.式(３)還可以轉化為式(４).

    式中:σ 為 應 力 (可 看 作 是 試 驗 應 力 );Es 為１１Cr３W３Co鋼的彈性模量.總的應變速率ε?? 是不變的,只要塑性應變速率ε??p 突然增大,σ/Es 就會變小,而１１Cr３W３Co鋼的彈性模量是恒定的,所以導致應力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 也可歸結于溶質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力Ｇ應變曲線出現(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,當應力達到最大值時,纏結位錯就會在動態(tài)回復的作用下發(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構,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,從而在應力Ｇ應變曲線上出現(xiàn)鋸齒.此機理有待于進一步通過１１Cr３W３Co鋼高溫拉伸試樣的透射電鏡分析加以證實.

３ 結 論

    (１)在 應 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)的應力Ｇ應變曲線上出現(xiàn)了鋸齒流變;在２８５~３２５ ℃內(nèi)出現(xiàn)了正常的 PLC 效應,在 ３２５~３６５ ℃溫度范圍內(nèi)出現(xiàn)了異常 PLC效應,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效應的原因為:在此溫度范圍內(nèi),溶質原子的擴散能力太強,以至于原子氣團不能穩(wěn)定存在,導致了 DSA 作用減弱;１１Cr３W３Co鋼中存在的大量析出相成為了溶質原子的湮沒源,使得釘扎可動位錯的溶質原子減少.

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

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