锆及锆合金的疲劳行为及其变形机理

相关系数 Co rrela tion coefficien t
标准方差 S tanda rd devia tion
Zr
25
Coffin- M an son
∃ ΕpN
= 01300 5
f
21116
01995 0
01108 2
D issip a ted energy
W
pf=
4
116132N
01335 7 f
4 合金室温下表现为循环硬化, 而 400℃下则表现为
循环软化 (图 2b)。 进一步分析发现, 不同热处理状 态的锆 4 合金的循环应力 应变曲线在相同试验温 度下并不重合[8], 去应力试样的循环饱和应力 应变 曲线位于再结晶试样的上方。就是说, 密排六方金属 的循环变形行为与立方金属平面状滑移材料类似, 表 现为循环饱和应力与加载历史有关。
表 1 锆及锆- 4 疲劳寿命估算结果 Table 1 Estima ted results of fa tigue l ifetim es of z ircon ium and z irca loy- 4
材料 M a teria l
试验温度
T esting tem p ℃
估算模型
估算结果
E stim a tion m odel E stim a ted resu lt
Ξ 国家自然科学 (青年) 基金和核工业科学基金资助项目 联系人: 肖 林, 男, 31 岁, 博士, 副教授, 西安交通大学金属材料强度国家重点实验室, 西安, 710049
·70· 劳断裂前均有一速率较快的软化阶段。
稀有金属材料与工程
27 卷
图 1 锆及锆- 4 合金在不同温度和循环应变幅下的峰值应力- 循环周次变化曲线 F ig11 Peak stress- cyclic index cu rves of zircon ium and zirca loy- 4 fa tigued a t
1,
应变速率
.
Ε
=
4×10-
3
s- 1。 通过在 X Y 函数记录仪上周期性绘制滞后环,
记录疲劳过程中载荷 变形之间的关系。
2 结果及讨论
211 循环变形行为 一般来说, 材料的循环变形行为取决于材料的层
错能、 试验温度和原始冷加工及热处理状态[ 1 ]。 波纹 状滑移材料循环饱和应力幅与载荷历程无关。即原始 冷加工的材料经循环软化和原始退火状态的材料经 循环硬化所达到的数值, 在同一饱和应力水平相遇。 而平面状滑移材料则正好相反, 它们的饱和应力与载 荷历史有关, 即不同原始状态材料的循环应力 应变 曲线并不重合, 冷加工状态的循环软化饱和应力总是 高于退火状态循环硬化的饱和应力[ 1 ]。与立方金属相 比, 密排六方金属的循环变形行为受材料内部杂质原 子浓度、循环应变幅值大小等影响[12]。锆及锆 4 合金 典型的循环峰值应力随循环周次的变化曲线如图 1 所示。该曲线均是由循环硬化、随后饱和再逐渐软化 三阶段构成。高应变幅时, 饱和阶段占有整个疲劳寿 命的绝大部分。而低应变幅时, 则经短暂饱和后逐渐 软化, 直至最后断裂。在高温及各种循环应变幅下, 疲
(a) Zircon ium (b) Zirca loy- 4 after va riou s hea t trea tm en t
2期
肖 林等: 锆及锆合金的疲劳行为及其变形机理
·71·
及锆 4 合金的重要的合金化元素之一, 氧浓度的高 高。随着循环应变幅减小, 试验温度提高对疲劳寿命
低对材料的塑性变形行为有较明显的影响。再结晶状 降低的效果更加明显。
纯锆在室温和 400℃下循环应变幅 疲劳寿命曲 线如图 3a 所示, 可见相同循环应变幅下, 纯锆在 400℃时的疲劳寿命比室温下还好, 图 3b 是再结晶状 态锆 4 在室温、 400℃和 600℃下循环应变幅 (∃Εt) 疲劳寿命 (N f) 曲线。可见, 相同循环应变幅 (∃Εt) 下, 试验温度越高, 相应的疲劳寿命越低。这种现象在低 应变幅区域更加明显。在高应变幅区域, 室温和 400℃ 下锆 4 合金的疲劳寿命相差不大, 但均比 600℃时
∑ W pf =
Ni 1i= 1 1 +
n′ n′K 1
(
∃
ΕP
)
K
’ 1
(N N
)j Β1
f
+
(N j -
N
i)
11+
n n
′ ′∃ Ρa
∃
ΕP
+
Nf
∑K
2
( ∃ ΕP )K Nhomakorabea’ 2
(1
-
j= N j
N j) Β2 Nf
(2)
其中: N i、N j 分别为循环饱和阶段开始和终止时的循
环周次, ∃Ρa 为饱和应力, K 、Β 均为材料常数。最后
该过程在 400℃下表现尤为强烈。 因而, 高温下疲劳 断裂前均有一较明显的循环软化现象。去应力退火状 态的锆 4 合金, 由于冷轧后大多数氧原子偏聚在位 错附近, 对位错形成强钉扎效应, 室温时不足以使位 错挣脱气团, 因此, 循环变形时, 位错与间隙原子交 互作用较强, 位错的可动性较低, 从而表现为循环硬 化。高温下的热激活作用明显加强, 足以使许多原来 位于 Co ttrell 气团内的氧原子扩散出去, 解除对位错 的钉扎效应, 位错的可动性增加, 因而材料表现为循 环软化。 212 疲劳寿命曲线
锆及锆合金具有低的热中子吸收截面、优异的耐 蚀性能和良好的导热、焊接和机械性能, 广泛用于原 子能工业方面, 如民用核电站、军用核潜艇等。在反 应堆中, 要求作燃料包壳的锆管在室温到运行温度 (300℃～ 370℃, 在反应堆设备失水情况下, 温度可达 1 000℃～ 1 200℃) , 必须具有高的强度和塑性。特别 是供核潜艇使用的反应堆, 还要求能根据航行和战斗 的需要, 随时启动、停止, 或者短时间内大幅度地改 变功率, 使得包壳经常产生周期性塑性变形。因此, 锆 合金包壳的疲劳研究, 成为核安全防护的重要课 题。[1～ 5]。近年, 我们研究了不同试验温度和循环应变 幅下, 锆及锆 4 合金的循环变形行为及其微观变形 机理。测定了不同条件下材料的疲劳寿命曲线, 分别 采用 Coffin- M an son 方法、 塑性耗散应变能法和疲 劳断口分形维数法, 估算了材料的疲劳寿命[6～ 11 ]。本 研究着重宏观试验, 微观结构方面的结果已在文献 [ 6 ] 中作了详细报道。
建立了累积塑性耗散应变能与疲劳寿命之间的指数
关系。
疲劳是一个循环塑性应变能耗散的不可逆熵增
过程。循环塑性耗散应变能是综合衡量材料疲劳损伤
图 3 不同温度下的疲劳寿命曲线 F ig13 Fa tigue lifetim e cu rves fo r differen t testing tem p era tu re
态的试样, 在循环变形前材料内部位错密度较低, 空 213 疲劳寿命估算
位、间隙原子等缺陷数量较少, 随着循环变形的进行,
疲劳是典型的能量不可逆耗散过程, 在循环变形
位错密度迅速增高, 位错与位错、间隙原子等障碍物 交互作用增大, 位错进一步滑移困难, 因而表现为循 环硬化; 随着循环变形继续进行, 外加应力进一步提 高, 位错可以克服氧等间隙原子的钉扎作用而继续滑
过程中, 通过能量耗散过程和内部非线性动力学机制 来 形成和维持的宏观时空有序结构称为 “耗散结 构”[13]。 疲劳断口观察到的疲劳辉纹和试样内部形成 的位错花样则是耗散结构自组织现象。所以, 根据疲
移, 可动位错密度提高, 宏观上表现为逐渐循环软化。 劳变形特点, 可选择每周次材料的循环耗散塑性应变
= 01618 9
f
23147
01985 0
01191 6
D issip a ted energy
W
pf=
17
872143N
01236 0 f
01880 0
01225 1
400
Coffin- M an son
∃ ΕpN
= 01687 7
f
55135
01996 0
01079 1
D issip a ted energy
(a) Zircon ium (b) Zirca loy- 4
·72·
稀有金属材料与工程
27 卷
程度的参量; 而疲劳断口的分形结构则是裂纹扩展过 映了材料疲劳损伤程度, 与疲劳寿命之间存在一定的 程中耗散性与随机性在几何上的综合反映[11]。分形维 关系, 所以分形维数、循环塑性耗散应变能及疲劳寿 数是定量表示自相似的随机形状和现象的最基本参 命之间存在一定量关系[11]。为此, 分别采用 Coffin量。所以说, 分形维数D 与疲劳过程中塑性耗散应变 M an son 法、 塑性耗散应变能法和分形维数法来估算 能之间应该成比例关系; 而塑性耗散应变能又综合反 锆及锆 4 合金的疲劳寿命, 结果如表 1 所示。
1998 年 4 月
RA R E M ETAL M A T ER IAL S AND EN G IN EER IN G
V o l127, N o12 A p ril 1998
锆及锆合金的疲劳行为及其变形机理Ξ
肖 林 顾海澄
(西安交通大学, 西安 710049)
摘 要 研究了室温、400℃和 600℃下锆及锆 4 合金的低周疲劳行为, 其循环应力响应 曲线表明: 锆及锆 4 均表现为循环初期硬化, 随后饱和, 再逐渐软化。 与平面状滑移材 料类似, 密排六方金属锆的循环变形行为对加载历史敏感。分别采用循环塑性耗散应变能 法和分形维数法预测了材料的疲劳寿命, 与 Coffin- M an son 法类似, 循环塑性耗散能、分 形维数与疲劳寿命之间均满足指数关系。循环变形机理分析表明, 密排六方金属锆的疲劳 变形方式包括: 柱面滑移、锥面滑移、基面滑移和孪生, 且其宏观应力响应曲线对加载历 史较为敏感。 关键词 锆 锆 4 循环变形 耗散能 分形维数 疲劳寿命 变形机理
能W pf作为疲劳损伤参量[10 ]:
W pf =
11+
n n
′ ′∃ Ρ∃
ΕP
(1)
式中, ∃Ρ 为循环应力幅, ∃ΕP 为循环塑性应变幅, n 为 循环应变硬化指数。 根据锆及锆 4 合金循环变形规
律, 分别将W pf划分成循环硬化、饱和、软化三阶段,
可建立起累积塑性耗散应变能演化方程[ 10 ]:
01984 9
01121 9
400
Coffin- M an son
∃ ΕpN
= 01454 6
f
12140
01920 9
01713 7
D issip a ted energy
W
pf=
1
560132N
01462 9 f
01967 1
01241 3
Zr- 4
25
Coffin- M an son
∃ ΕpN
va riou s testing tem p era tu res and cyclic stra in ranges (a) Zircon ium (b) Zirca loy- 4
纯锆在室温、400℃, 锆 4 合金在室温、400℃和 600℃下循环和单调应力 应变曲线如图 2 所示。 可 见, 不同温度下, 再结晶状态的锆及锆 4 合金的循环 应力 应变曲线均位于单调应力 应变曲线的上方, 呈 现出循环硬化特征。随着试验温度的升高, 材料的单 调和循环应力 应变曲线降低。如果用相同应变幅下, 材料的循环饱和应力 (Ρic) 与单调应力 (Ρim ) 的差值 (Ρic- Ρim ) 来表示循环硬化值, 则随着试验温度的升 高, 材料的循环硬化值逐渐降低。去应力退火状态锆
从上述实验结果不难发现, 材料的热处理状态、 试验温度和合金化等均对其循环变形行为有一定的 影响。不同条件下, 循环变形行为的改变可能与锆及 锆合金中位于间隙原子位置的氧的行为有关。氧是锆
图 2 不同温度下锆及锆- 4 合金的循环应力- 应变曲线 F ig12 Cyclic stress- stra in cu rves of zircon ium and zirca loy- 4 fa tigued a t va riou s testing tem p era tu res
W
pf=
15
10219N
01188 9 f
1 材料及实验方法
试验选用西北有色金属研究院提供的直径为 <12 mm 的再结晶状态高纯锆和原子能级锆 4 合金棒材。 分别加工成标距为 <4 mm ×10 mm 的低周疲劳试样, 应变控制对称拉 压低周疲劳试验是在带有辐射式电
阻炉加热的电液伺服M ayes 试验机上进行的, 选用三
角形波加载,
应变比 R = -