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
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 =
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
’ 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
(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
(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。
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
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
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 ]:
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
1,
应变速率
Hale Waihona Puke Baidu
.
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
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
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 = -
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
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。
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
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
W
pf=
15
10219N
01188 9 f
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。