Zr–2.5Nb合金熱變形行為研究

耿佩，龔小濤，陳文靜，周超，馬晶

Zr–2.5Nb合金熱變形行為研究

耿佩，龔小濤，陳文靜，周超，馬晶

（西安航空職業技術學院，西安 710089）

研究Zr–2.5Nb合金熱壓縮后的應力–應變關系和合金變形激活能。對Zr–2.5Nb進行高溫壓縮試驗，分析變形條件（溫度和應變速率）對該合金熱變形行為的影響，研究高溫壓縮過程中Zr–2.5Nb合金的顯微組織變化，并基于Arrhenius公式分析其變形激活能。在低溫、高應變速率條件下，Zr–2.5Nb合金應力由峰值快速降低直至達到穩態；在高溫和低應變速率下，該合金的應力–應變曲線呈現動態再結晶特征，合金平均變形激活能為468.962 kJ/mol，硬化指數為5.41。在850～1 000 ℃下進行不同應變速率的熱壓縮變形時，高溫低應變速率有利于Zr–2.5Nb動態再結晶的發生；同一溫度條件下，低應變速率時合金變形激活能較小，有利于Zr–2.5Nb合金發生塑性變形。

Zr–2.5Nb；溫度；應變速率；激活能

鋯的熔點較高、密度適中、強度優良、膨脹系數低、彈性模量小，較高溫度下在多種介質中具有良好的耐蝕性。鋯基合金在反應堆環境中具有較低的中子吸收截面、較低的輻照蠕變性能和較高的腐蝕抗力，多被用作壓水堆內包殼材料[1]，如Zr–4合金常用于核反應堆中的燃料包殼管和導向管等管類制件中[2-4]。鄭勇等[5]和燕山大學籍麗媛[6]重點研究了ZrTiAlV合金的熱變形行為和熱處理特點，還研究了新型高強度鋯合金的熱變形流變行為。鋯基中添加鈮元素可進一步提高其耐腐蝕性和可鍛性[7]，我國現有的秦山三期CANDU6重水堆機組都采用Zr–2.5Nb合金作為壓力管材料[8]，但目前對Zr–2.5Nb的研究相對較少。

目前使用最多的鋯合金類型是薄管形式的擠壓型材，前期要經過鍛造和擠壓等形式的塑性加工，由于合金元素熱擴散率較高，流動應力較小，因此有利于在β單相區進行熱加工[9-14]。Kapoor等[9]針對Zr–2.5Nb主要研究了Nb的添加量對β相轉變的影響，并基于應變速率與溫度影響曲線和應變速率敏感性曲線，深入分析了應變速率對該合金的影響，研究表明，Zr–2.5Nb對高溫高應變速率比較敏感，會出現大而不均勻的等軸晶粒，而Nb的加入對合金變形特性沒有顯著影響，但會使峰值應變速率向高溫方向有所移動。許多學者還通過不同方式研究了Zr–2.5Nb合金的熱加工圖[10-12]和本構方程[13]，通過優化工藝參數、分析微觀組織，得出該合金的熱變形行為特點以及應變速率和變形溫度對合金變形的影響規律[13-14]，但基于熱變形行為對Zr–2.5Nb合金變形激活能的研究還鮮有報道。

文中對不同變形條件下的Zr–2.5Nb合金試樣進行熱壓縮試驗，研究熱壓縮變形過程中材料真實應力–應變的變化情況，基于Sellars和Tegart提出的雙曲正弦函數推導計算了Zr–2.5Nb變形激活能，并借助金相顯微鏡分析其相變特點和再結晶情況，為Zr–2.5Nb合金塑性成形技術的工藝優化和質量控制提供一定的參考。

1 試驗

1.1 材料

選用鍛態（收貨態）Zr–2.5Nb為研究對象，試樣為10 mm×15 mm的圓柱棒料，合金中Nb的質量分數為2.4%～2.6%，Nb主要起提高耐腐蝕性和可鍛性的作用，Hf的質量分數為1.98%，Hf具有較強的吸收中子能力，還能提高合金本身的塑性變形能力，易于加工。此外合金中還含有一定量的Fe、Cr、C、N、O、H。

1.2 設備和方法

熱壓縮試驗采用Gleeble–3500型熱模擬試驗機，控溫精度為±1 ℃（穩態），最大加熱速率達2 000 ℃/s，最小位移壓縮速度為0.01 mm/s。在熱壓縮試驗中，Zr–2.5Nb試樣通過直接電阻加熱系統被加熱到預定溫度并保溫。用點焊機將高溫電偶焊接在小圓柱試樣中間位置上以控制試驗溫度，試樣兩端墊上涂有石墨潤滑劑的鉭片，目的是降低壓頭的摩擦，保護壓頭不被磨損，另外也可防止高溫下試樣直接和壓縮砧面接觸發生黏接現象。Zr–2.5Nb合金試樣較難焊接到熱電偶上，通過在試樣兩端打出小孔再重新焊接的方法，可將試樣牢固連接至熱電偶上。具體試驗條件如下：熱壓縮變形量為50%；變形溫度為850、900、950、1 000 ℃；應變速率為0.01、0.1、1、10 s?1。

2 結果與分析

圖1為Zr–2.5Nb合金在不同變形溫度和應變速率下熱壓縮變形后的真實應力–應變曲線。應變速率較高、變形溫度較低時，如圖1a所示，合金應力隨應變值的變化先明顯上升到達峰值，之后逐漸下降趨于穩定，這符合單峰型動態再結晶特征[15]。而后隨著溫度升高，無論在何種應變速率條件下，合金應力變化的峰值特征逐漸變得不明顯。

Zr–2.5Nb合金在900 ℃、應變速率為1 s?1時，初始階段變形應力呈明顯上升趨勢，隨著變形繼續進行，合金內部熱變形晶粒會產生更多的位錯運動，因此當應變增加到0.067時，合金變形應力達到峰值54.3 MPa，當應變增大到0.10時，應力逐漸減小至49.4 MPa，之后隨著熱變形的繼續進行，合金應力值在50 MPa上下起伏。同一溫度下，應變速率由10 s?1到0.01 s?1，應力波動更加明顯，這一現象表明了Zr–2.5Nb合金熱變形過程的不穩定性。

由圖1d可知，在較低的應變速率和較高的變形溫度下，Zr–2.5Nb合金的應力先隨著應變的增加而快速增加，到達峰值后，應力值逐漸趨于穩定，這時的應力–應變曲線呈現出一定的動態再結晶特征。

在應變速率為定值時，該合金熱變形溫度越高，應力峰值越小（如圖1所示）。這是由于隨著變形溫度的升高，原子能量增大，相應的位錯運動就越強烈，會產生更多的內驅力促使晶核長大，如當變形溫度由850 ℃增加到1 000 ℃時，應力峰值則由81.9 MPa下降到39.2 MPa。

由圖1可知，Zr–2.5Nb熱變形所需的流動應力并不大，文中合金變形真應力的最大值為81.9 MPa。該合金變形所需的流動應力隨變形溫度的升高而明顯減小，且應變速率影響不大，在相同應變量和變形溫度下，其應變速率越小，Zr–2.5Nb合金流動應力就越小。由此可得，在Zr–2.5Nb熱鍛成形加工中，可考慮通過適當提高變形溫度和降低應變速率來減小設備成形力。

3 變形激活能計算

激活能是使晶體原子離開平衡位置遷移到另一個新的平衡或非平衡位置所需要的能量。通常情況下，激活能是不隨溫度變化的常數，但當溫度大于227 ℃時，激活能會發生變化，變形激活能越小，表明該金屬越容易發生熱加工變形[16-19]。

圖1 Zr–2.5Nb熱壓縮變形后的真實應力–應變曲線

Sellars和Tegart提出用Arrhenius公式來描述材料的熱激活行為[19-21]，其關系式見式（1）—（2），該參數模型適用于多種熱加工中材料激活能的計算[22-25]。

應力與應變速率之間的關系見式（3）—（4）。

式中：1和為材料常數，=/1；1、2為常數。

對式（3）—（4）兩邊取自然對數，可分別表示為：

式中：3、4為常數。

圖2 分別與ln σ、σ受溫度變化的關系曲線

對式（1）進行數學轉化，得到激活能的計算見式（7）。

對式（7）進行轉換可得：

圖3為–ln[sinh(ασ)]曲線在不同溫度下的線性關系，基于式（7）和圖3曲線斜率可得到B的平均值為10.426。圖4為1 000/T–ln[sinh(ασ)]在不同應變速率下的線性關系，同樣可根據圖4曲線的斜率得到硬化指數n，計算出n的平均值為5.41。

圖4 1 000/T與ln[sinh(ασ)]受溫度變化曲線

由式（8）可以看出，激活能與硬化指數和系數有直接關系，其中硬化指數受變形溫度影響，參數受應變速率影響，這說明影響Zr–2.5Nb合金變形激活能的直接因素還是變形溫度和應變速率[19]。基于式（8）可計算出該合金的平均激活能為468.962 kJ/mol，同時計算得到Zr–2.5Nb在850 ℃下，應變速率為0.01、0.1、1 s?1時的激活能分別為335.05、451.41、479.06 kJ/mol，可以看出，在同一溫度條件下，低應變速率下的合金變形激活能較小，此時也就越容易發生塑性變形，這也驗證了前述“一定溫度條件下，降低應變速率可減小設備成形力”的結論。

4 金相組織分析

對熱壓縮后的Zr–2.5Nb試樣進行固溶處理，淬火溫度為650 ℃，保溫30 min，爐內充氬氣保護，最后隨爐冷卻。借助線切割機將固溶處理后的Zr–2.5Nb試樣縱向切開，并對縱向試樣進行打磨拋光，試樣縱向截面拋光到沒有劃痕時，采用20% HF+45% HNO3+ 35%水（質量分數）的金相腐蝕液進行腐蝕，并借助金相顯微鏡觀察合金熱壓縮后的組織情況。圖5為在不同溫度和不同應變速率變形條件下Zr–2.5Nb合金的金相顯微組織。

觀察圖5a、d、g、j可知，隨著變形溫度從850 ℃升高至1 000 ℃，觀察視角范圍內Zr–2.5Nb合金的晶粒密度增加，且有被壓縮變形的現象，且在850 ℃和900 ℃（應變速率為1 s?1）時，合金內部晶粒的晶界處生成大量的（α+β）Zr–Nb組織，這是由于變形溫度較低，Zr–2.5Nb部分晶粒未完全轉化為β相，待溫度升高至950 ℃以上，（α+β）Zr已完全轉變為β–Zr。

變形溫度低于900 ℃時，合金發生了不完全動態再結晶，出現許多分布較均勻的細長晶粒，當變形溫度為1 000 ℃、應變速率為0.01 s?1時，合金發生了完全動態再結晶。說明在相同應變速率下，變形溫度的升高有利于促進Zr–2.5Nb合金發生動態再結晶。由此可知，Zr–2.5Nb合金變形溫度越高（可變形溫度范圍內）、應變速率越低，越有利于促進動態再結晶的發生。

觀察圖5j、k、l可知，在1 000 ℃下，應變速率從1 s?1減小至0.01 s?1時，合金內部組織的動態再結晶逐漸完全，晶界清晰，晶粒大小分布更加均勻，這也說明鋯合金與其他有色金屬（比如鈦合金、鋁合金等）一樣，對應變速率比較敏感，低的應變速率有利于發生塑性變形，宏觀表現就是節約設備能力，因此，實際生產中Zr–2.5Nb鍛造應盡量選用低應變速率的壓力機設備，比如液壓機和曲柄壓力機等。

圖5 Zr–2.5Nb合金在不同溫度、應變速率下金相觀察結果

5 結論

通過對Zr–2.5Nb合金在不同變形條件下進行熱壓縮試驗，對其流動應力、變形激活能和金相組織變化進行分析，得出了以下結論。

1）在較高溫度和較低的應變速率下，Zr–2.5Nb合金的應力–應變曲線基本符合動態再結晶特征，在1 000 ℃和0.01 s?1變形條件下，Zr–2.5Nb合金動態再結晶完全。

2）Zr–2.5Nb平均激活能為468.962 kJ/mol，硬化指數為5.41。

3）一定溫度條件下，低應變速率時Zr–2.5Nb合金變形激活能較小，容易發生塑性變形；在變形溫度范圍內，高溫低應變速率有利于Zr–2.5Nb動態再結晶的發生。

[1] 田鋒. Zr–2.5Nb合金的織構演變[J]. 稀有金屬快報, 2005, 24(3): 38-39.

TIAN Feng. Texture Evolution of Zr-2.5Nb Alloy[J]. Rare Metal Letters, 2005, 24(3): 38-39.

[2] 袁改煥, 李恒羽, 王德華. 鋯材在核電站的應用及前景[J]. 稀有金屬快報, 2007, 26(1): 14-16.

YUAN Gai-huan, LI Heng-yu, WANG De-hua. Application of Zirconium Material for Nuclear Power Station[J]. Rare Metals Letters, 2007, 26(1): 14-16.

[3] 周邦新, 姚美意, 李強, 等. Zr–4合金薄板的織構與耐癤狀腐蝕性能的關系[J]. 上海大學學報, 2008, 14(5): 441-445.

ZHOU Bang-xin, YAO Mei-yi, LI Qiang, et al. Relationship between Nodular Corrosion Resistance and Textures for Zircaloy-4 Strip[J]. Journal of Shanghai University, 2008, 14(5): 441-445.

[4] ZHOU B X, PENG J C, YAO M Y, et al. Study of the Initial Stageand and Anisotropic Growth of Oxide Layers Formed on Zircaloy-4[A]. Chengdu, 2010.

[5] 鄭勇, 魏連峰, 田大容, 等. 鋯合金劇烈塑性變形組織演變的研究進展[J]. 熱加工工藝, 2021, 50(7): 12-17.

ZHENG Yong, WEI Lian-feng, TIAN Da-rong, et al. Research Progress on Microstructure Evolution of Severe Plastic Deformation of Zirconium Alloys[J]. Hot Working Technology, 2021, 50(7): 12-17.

[6] 籍麗媛. ZrTiAlV合金的熱變形行為及熱處理工藝對其組織與性能的影響[D]. 秦皇島: 燕山大學, 2016: 1-72.

JI Li-yuan. Hot Deformation Behavior of Zr-Ti-Al-V Alloy and Effect of Heat Treatment Process on Its Microstructure and Properties[D]. Qinhuangdao: Yanshan University, 2016: 1-72.

[7] 劉承新. 鋯合金在核工業中的應用現狀及發展前景[J]. 稀有金屬快報, 2004, 23(5): 21-23.

LIU Cheng-xin. Application Status and Development Prospects for Zr Alloys in Nuclear Industry[J]. Rare Metals Letters, 2004, 23(5): 21-23.

[8] 秋穗正, Norman C J. 秦山三期CANDU核電廠堆芯結構[J]. 核動力工程, 1999, 20(6): 490-495.

QIU Sui-zheng, NORMAN C J. Reactor Core Structure of Qinshan Phase Ⅲ CANDU Nuclear Power Plant[J]. Nuclear Power Engineering, 1999, 20(6): 490-495.

[9] KAPOOR R, CHAKRAVARTTY J K. Characterization of Hot Deformation Behaviour of Zr-2.5Nb in β Phase[J]. Journal of Nuclear Materials, 2002, 306(2): 126-133.

[10] PRASAD Y V R K, SESHACHARYULU T. Processing Maps for Hot Working of Titanium Alloys[J]. Materials Science and Engineering, 1998, 243: 82-88.

[11] PRASAD Y V R K, SESHACHARYULU T. Modelling of Hot Deformation for Microstructural Control[J]. International Materials Reviews, 1998, 43(6): 243-258.

[12] SESHACHARYULU T, MEDEIROS S C, FRAZIER W G, et al. Hot Working of Commercial Ti6Al4V with an Equiaxed α-β Microstructure: Materials Modeling Considerations[J]. Materials Science and Engineering, 2000, 284: 184-194.

[13] SAXENA K K, SONKAR S. Hot Deformation Behavior of Zr-2.5Nb Alloy: A Comparative Study Using Different Materials Models[J]. Materials Science and Engineering, 2016, 662: 94-101.

[14] SESHACHARYULU T, MEDEIROS S C, MORGAN J T, et al. Hot Deformation and Microstructural Damage Mechanisms in Extra-Low Interstitial (ELI) Grade Ti6Al4V[J]. Materials Science and Engineering, 2000, 279: 289-299.

[15] 馬玉娥. 熱壓縮變形對ZrTiAlV合金組織與性能的影響[D]. 秦皇島: 燕山大學, 2019: 1-68.

MA Yu-e. Effect of Hot Compression Deformation on Microstructure and Properties of ZrTiAlV Alloy[D]. Qinhuangdao: Yanshan University, 2019: 1-68.

[16] ZHANG Hui, JIN Neng-ping, CHEN Jiang-hua. Hot Deformation Behavior of Al-Zn-Mg-Cu-Zr Aluminum Alloys during Compression at Elevated Temperature[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2011, 21(3): 437-442.

[17] 陳貴清, 傅高升, 顏文煅, 等. 3003鋁合金熱變形行為[J]. 塑性工程學報, 2011, 18(4): 28-33.

CHEN Gui-qing, FU Gao-sheng, YAN Wen-duan, et al. Research on Hot Deformation Behavior of 3003 Al Alloy[J]. Journal of Plasticity Engineering, 2011, 18(4): 28-33.

[18] MEDINA S F, HERNANDEZ C A. General Expression of the Zener-Hollomon Parameter as a Function of the Chemical Composition of Low Alloy and Microalloyed Steels[J]. Acta Materialia, 1996, 44(1): 137-148.

[19] 易蒲淞, 郭鵬, 李文彬, 等. 擠壓鑄造6082鋁合金的高溫流變行為和變形激活能分析[J]. 精密成形工程, 2020, 12(5): 81-87.

YI Pu-song, GUO Peng, LI Wen-bin, et al. High Temperature Flow Behavior and Deformation Activation Energy of 6082 Aluminum Alloy Fabricated by Squeeze Casting[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2020, 12(5): 81-87.

[20] 李雪松, 陳軍, 張鴻冰. 6082鋁合金熱變形的本構模型[J]. 中國有色金屬學報, 2008, 18(10): 1769-1774.

LI Xue-song, CHEN Jun, ZHANG Hong-bing. Constitutive Model for Hot Deformation of 6082 Aluminum Alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2008, 18(10): 1769-1774.

[21] 張彥敏, 陳賽, 葛學元, 等. 6082鋁合金熱變形行為及熱加工圖[J]. 塑性工程學報, 2018, 25(4): 113-121.

ZHANG Yan-min, CHEN Sai, GE Xue-yuan, et al. Hot Deformation Behavior and Processing Map of Aluminum Alloy 6082[J]. Journal of Plasticity Engineering, 2018, 25(4): 113-121.

[22] GAROFALO F. An Empirical Relation Refining the Stress Dependence of Minimum Creep Rate in Metals[J]. Trans Metall Soc AIME, 1963, 227(2): 351-355.

[23] JONAS J J, SELLARS C M, TEGART W J M. Strength and Structure under Hot-Working Conditions[J]. Metallurgical Reviews, 1969, 14(1): 1-24.

[24] SELLARS C M, MCTEGART W J. On the Mechanism of Hot Deformation[J]. Acta Metallurgica, 1966, 14: 1136-1138.

[25] 李建平, 夏祥生. 擠壓態Mg–Gd–Y–Zn–Zr合金本構方程及加工圖[J]. 精密成形工程, 2022, 14(2): 95-100.

LI Jian-ping, XIA Xiang-sheng. Constitutive Equation and Processing Map of an As-Extruded Mg-Gd-Y-Zn-Zr Alloy[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2022, 14(2): 95-100.

Hot Deformation Behavior of Zr-2.5Nb

GENG Pei, GONG Xiao-tao, CHEN Wen-jing, ZHOU Chao, MA Jing

(Aviation Materials Engineering School, Xi'an Aeronautical Polytechnic Institute, Xi'an 710089, China)

Based on hot compression experiments, the paper aims to analyze the high temperature stress-strain relationship and the deformation activation energy of Zr-2.5Nb alloy. The effect of deformation temperature and strain rate on the rheological behavior of Zr-2.5Nb alloy was investigated by high temperature compression test, and the deformation activation energy was analyzed based on Arrhenius relation. At low temperature and high strain rate, the stress-strain curves of Zr-2.5Nb alloy showed obvious dynamic recrystallization characteristics, while at high temperature and low strain rate, the stress-strain curves of Zr-2.5Nb alloy decreased rapidly from peak to steady state, the average activation energy of deformation was 468.962 kJ/mol, and the hardening exponent was 5.41. Under 850-1 000 ℃hot compression deformation condition, low strain rate is favorable to the plastic deformation of Zr-2.5Nb alloy. High temperature and low strain rate is favorable to the dynamic recrystallization of Zr-2.5Nb.

Zr-2.5Nb; temperature; strain rate; activation energy

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.06.009

TG304

A

1674-6457(2022)06-0065-06

2022–02–25

西安航空職業技術學院2019年度科研計劃（19XHZK–004）

耿佩（1987—），女，碩士，講師，主要研究方向為金屬材料塑性加工。

責任編輯：蔣紅晨