何立峰，黃 海，楊建雄，任大鵬，張延志

(中國工程物理研究院，綿陽 621900)

U-Nb合金的可逆塑性變形及其消除方法

何立峰，黃 海，楊建雄，任大鵬，張延志

(中國工程物理研究院，綿陽 621900)

研究淬火態(tài)和時效態(tài)U-Nb合金在機械加工和靜拉伸時的可逆塑性變形，采用透射電子顯微鏡進行原位拉伸觀察，結合變形前后及二次時效后合金的X射線衍射分析探討U-Nb合金的塑性變形機制，利用時效方法探索消除加工變形的可行性。結果表明：高密度孿晶的相互吞并、長大及發(fā)生擇優(yōu)取向是該合金在變形初期的主要變形機制；淬火態(tài)和經150 ℃時效U-Nb合金的變形量差別不大，而經200 ℃時效U-Nb合金的加工變形量與前兩者相比相對較?。焕?00 ℃二次時效的方法消除塑性變形時，U-Nb合金的變形回復量可達50%以上。

U-Nb合金；形狀記憶效應；變形；消除；孿晶；馬氏體

偏共析成分的U-Nb合金(名義鈮含量為6.3%，質量分數)具有優(yōu)異的抗腐蝕性能和良好的塑性，是核工程中常用的集結構和功能于一體的材料[1]。具有滯彈性[1]、超塑性[2]以及形狀記憶效應[3?12]等許多令人感興趣的特性。該合金在淬火過程中發(fā)生 γ(bcc)→ γ°(正方)→α′′(單斜)轉變，隨后的時效過程中產生偏聚等細微變化，最終的力學性能對時效溫度十分敏感，且會隨時間的變化而變化[13?16]。

20世紀80年代初，VANDERMEER[17]就已發(fā)現U-Nb合金在機械加工過程中的尺寸不穩(wěn)定性問題，并對U-Nb合金的變形機制及形狀記憶效應進行了大量的研究。內容涉及該合金的熱彈性馬氏體相變[3?4]、形狀記憶機制[5?8]、顯微力學行為[9?10]以及變形機理[11?12]等。國外研究表明: U-Nb合金的最大可逆應變?yōu)?%，可逆應變中的大部分在試樣加熱至200 ℃時可以得到回復。國內在加工U-Nb合金工件也發(fā)現可逆塑性變形問題，以至于最終的成形尺寸難以控制。雖然經過尺寸修正可以達到使用要求，但由于形狀記憶合金本質上具有尺寸不穩(wěn)定性，故隨環(huán)境溫度和時間變化，可逆變形會因形狀記憶效應仍會顯現，從而導致U-Nb合金部件在長期貯存時可能發(fā)生尺寸上的變化。目前，有關消除該合金可逆塑性變形的機理未見相關報道。

本文作者利用透射電子顯微鏡(TEM)、X射線衍射(XRD)等分析手段對該合金的塑性變形及其回復機制進行探討，試圖揭示U-Nb合金部件在機械加工過程中產生塑性變形的原因，并利用該合金具有形狀記憶效應這一特性，采用200 ℃二次時效的方法，探索消除或減小部件塑性變形的可行性。由于在機械加工產生塑性變形的同時，合金內微觀組織已經發(fā)生變化(產生形變孿晶)，二次時效處理在消除塑性變形的同時，還可以提高該合金內部組織的均勻性，從而有助于提高部件的尺寸穩(wěn)定性以及在長期貯存、使用過程中的安全性和可靠性。

1 實驗

1.1 試樣制備

使用了3種熱處理狀態(tài)的U-Nb合金，熱處理條件分別為淬火態(tài)、(150 ℃，1 h)時效、(200 ℃，2 h)時效，以下分別簡稱A、B、C狀態(tài)。

X射線衍射試樣為40 mm×10 mm×2 mm的板狀試樣，對試樣表面進行研磨后電解拋光，采用相同分析條件分別對拉伸前、拉伸后和二次時效后的同一試樣在X'Pert型X射線衍射儀上進行分析。制備透射電子顯微鏡原位拉伸試樣時，將試樣進行粗磨、精磨直至厚約50 μm，然后切成7 mm×4 mm薄片，利用雙噴電解減薄儀穿孔后切成兩半，在日立H?800型透射電子顯微鏡上進行原位拉伸觀察。彎曲試樣是將XRD板狀試樣在INSTRON 4482材料試驗機上進行彎曲后得到的。

1.2 塑性變形的獲得

利用靜拉伸的方法獲取軸向塑性變形。對不同直徑薄壁圓環(huán)試樣的內壁進行車加工使之產生環(huán)向塑性變形(見圖1)，采用相同的加工參數以避免加工工藝本身帶來的影響，主要加工參數為轉速90 r/min、進刀量35~50道。由于機械加工過程中產生的變形量有限，因此又利用圖1所示的壓縮模具對圓環(huán)試樣進行壓縮使之產生更大的環(huán)向塑性變形。

1.3 拉伸及加熱試驗

拉伸試驗在INSTRON 4482材料試驗機上進行，將直徑為5 mm標準拉伸試樣加載到一定變形量后卸載，確定其塑性變形量。試樣的二次時效試驗在烘箱中進行，以3 ℃/min的速度加熱至200 ℃后保溫 30 min，然后取出試樣空冷至室溫。利用未經變形和變形 8%的力學拉伸試樣在高溫爐中進行加熱過程中的應變回復過程測量。

2 結果與討論

2.1 塑性變形機制

U-Nb合金具有板條狀馬氏體組織，內含大量孿晶。在時效過程中產生 Nb的偏聚導致時效強化，但仍保留α′′相原貌，金相組織并無明顯差別。圖2所示為150 ℃時效后U-Nb合金的光學組織。

圖2 150 ℃時效U-Nb合金光學組織Fig.2 Optical micrograph of 150 ℃ aged U-Nb alloy

U-Nb合金的應力—應變曲線(見圖3)是典型的形狀記憶合金應力—應變曲線，塑性區(qū)分成3個階段，即低應力平臺、快速硬化和永久塑性變形階段。第一階段(ε＜3%)具有較低的流變應力，通常認為在該階段孿生變形為主要變形機制；第二階段(3%＜ε＜7%)是快速硬化階段。根據 CARPENTER[5]的研究結果，合金在該變形區(qū)域的特點是單斜角γ?變化較大，并且在卸載后可以恢復，因此認為變形后孿晶的彈性變形為該階段的主導機制。但VOLZ等[6]認為在此階段主要發(fā)生次生孿生變形，考慮到試樣卸載后大約有 5%的殘余應變，且通過加熱可以回復(可逆變形)，因此，本文作者更傾向于后者的觀點，即在該變形區(qū)域是以次生孿生變形為主導的；第三階段(ε＞7%)，試樣開始永久塑性變形直至斷裂。

圖3 U-Nb合金的工程應力—應變曲線Fig.3 Engineering stress—strain curves of U-Nb alloy

為了解U-Nb合金在機械加工時易產生塑性變形及拉伸時產生屈服平臺的原因，利用透射電子顯微鏡進行原位拉伸觀察。圖4所示為經150 ℃時效U-Nb合金內孿晶組織在原位拉伸過程中的變化情況。當試樣受力變形時，試樣中的高密度孿晶會像波浪一樣產生移動，同時其位置、大小和方向均會發(fā)生改變。由圖4中可見，白色框內孿晶的粗細逐漸地發(fā)生變化，即發(fā)生相互吞并、長大，且在圖中白色箭頭所指位置孿晶界面的取向也在逐漸地發(fā)生變化。在相對較低的放大倍數下，還會觀察到馬氏體板條間也同樣會相互吞并長大，因為這些馬氏體板條間也都是互為孿晶的。與拉伸軸方向有更好取向的孿晶和馬氏體吞并其他的孿晶和馬氏體，即發(fā)生擇優(yōu)取向，最終變形的結果是馬氏體板條又大又少，且形狀和位置均發(fā)生了改變。理論上講，試樣在完全變形后會形成單一的馬氏體而所有的孿晶和馬氏體均會消失。原位拉伸實驗結果表明：U-Nb合金在變形過程中的主要機制是孿晶和馬氏體間的相互吞并、長大及擇優(yōu)取向。CARPENTER[5]的研究表明，U-Nb合金在拉伸過程中主要以(110)、(111)和(112)等的衍射峰強度變化為主。

2.2 加工變形行為

在進行機械加工時，很明顯地發(fā)現該合金在機械加工過程中，切削時不容易斷屑、刀具磨損也大。在加工過程中，產生明顯的徑向變形，徑向變形表現為兩個方面：一是工件口部直徑在不同方位測量具有不同的值，其最大直徑差達到0.16 mm；另外就是工件口部直徑在加工后整體膨脹。本研究的d 68.4 mm圓環(huán)試樣在加工后其直徑最大膨脹量達到0.34 mm(見表1)，相比于其直徑而言，變形量達到0.5%。

圖4 150 ℃時效U-Nb合金原位拉伸過程中的顯微組織變化Fig.4 Microstructures evolution of 150 ℃ aged U-Nb alloy during in-situ tensile process: (a) Original; (b)?(d) Evolution of twins during TEM in-situ tensile test

表1 圓環(huán)試樣在機械加工前后的外徑變化Table 1 Ring outside diameter change before and after machining

比較這3種狀態(tài)U-Nb合金的加工變形行為，淬火態(tài)和150 ℃時效態(tài)的加工變形量差別不大，而且試樣在變形后尺寸會緩慢地回復。表1所列為試樣在放置一天后測量的尺寸。由表1可以看到，試樣直徑在放置過程中會緩慢地收縮，尚不清楚究竟是應力釋放的結果還是該合金所具有的滯彈性造成的。而經 200℃時效態(tài)的加工變形量與前兩者比較相對較小，主要是其屈服強度較高，切削力不足以使其產生塑性變形或變形量很小的緣故。

利用線切割切取d 5 mm拉伸試樣的平行長度部分(30 mm)，試樣未進行形變處理，利用自制的變形測量裝置對試樣在加熱過程中的尺寸變化過程進行測試(見圖5)。結果表明，未經變形的U-Nb合金在加熱過程中會產生收縮，這說明在加工力學性能試樣時，已經產生了軸向伸長(可逆塑性變形)，由于合金具有形狀記憶效應，所以在加熱過程中才會產生變形的回復。從圖中還可發(fā)現，淬火態(tài)試樣的收縮量明顯大于 200℃時效試樣的，這主要是由于淬火態(tài)試樣屈服強度低(約150 MPa)，加工過程中孿生變形易于啟動造成的。由此可見，對于U-Nb合金，加工變形不可避免。

圖5 未變形試樣在加熱過程中的長度縮減Fig.5 Reduction in length of undeformed specimen during heating

2.3 塑性變形的消除

VANDERMEER[3]認為 U-Nb合金要經 400 ℃時效15 min以上才能完全消除記憶效應。本研究小組過去的研究工作也表明，樣品加熱至200 ℃(高于熱彈性馬氏體逆相變終了溫度170 ℃)時，大約80%的塑性變形可以得到回復。因此，利用U-Nb合金具有形狀記憶效應這一特性，采用二次時效的方法探索消除其塑性變形的可行性。首先利用2 mm厚的板狀試樣進行實驗，將試樣彎曲至約 30°后，加熱時發(fā)現彎曲角度增大至大約90°(見圖6)，顯然是由于彎曲過程中試樣內部組織發(fā)生變化，試樣彎曲后外側發(fā)生孿晶的長大，而內側則相反。

圖6 150 ℃時效彎曲試樣加熱前后的實物照片Fig.6 Photos of 150 ℃ aged specimen before and after heating: (a) Original; (b) Bending; (C) Reheated

對機械加工和擴張變形這兩種塑性變形后的圓環(huán)試樣均采用加熱至200 ℃進行二次時效的方法進行變形消除實驗，測量時效后試樣的尺寸回復量。結果表明，由于機械加工試樣的變形量較小，另外加工變形在放置一天后大部分已經得到回復，因此變形回復很難測量，但是，仍然觀察到試樣在時效后有變圓的現象；而利用壓縮模具變形后的圓環(huán)試樣在加熱后其變形回復量可達50%以上(見表2)。出于工程可行性的考慮，對二次時效前后試樣力學性能的變化情況進行了簡單分析，結果表明：二次時效會提高合金的強度和硬度，而塑性會有所降低，但變化并不明顯，這是由于影響U-Nb合金力學性能的主要因素是時效溫度，而時效時間對其影響不大的緣故。

表2 圓環(huán)試樣在加載前后和加熱后直徑的變化Table 2 Change of diameter for ring specimen before and after loading and heating

將拉伸試樣施加 8%變形量后切取平行長度部分進行高溫下的應變回復測量，圖7所示為測量結果。由圖7可見，150 ℃時效態(tài)試樣的回復量要大于200 ℃時效態(tài)試樣。從U-Nb合金在加熱過程中的變化過程來看，由于熱彈性馬氏體逆相變溫度為170 ℃，因此150 ℃時效試樣并未發(fā)生馬氏體逆相變而200 ℃時效試樣則經歷α′′→γ°→α′′過程[13]，其中α′′→γ°為熱彈性馬氏體逆相變，在隨后的保溫過程中通過偏聚發(fā)應發(fā)生γ°→α′′轉變，由于在此過程中發(fā)生一系列的內部變化，因此200 ℃時效試樣的形狀記憶效應已不明顯。實際上，對U-Nb合金變形和時效機制的研究迄今仍在進行[11?16]，各研究者的觀點也有所差異，這里不再贅述。

綜上所述，無論是淬火態(tài)、150 ℃時效態(tài)還是200℃時效態(tài)U-Nb合金的塑性變形通過二次時效的方法均可以得到部分回復。

圖7 8%變形試樣在加熱過程中的長度衰減Fig.7 Reduction in length for 8% strained specimen during heating

2.4 消除方法和機理探討

U-Nb合金在淬火時經過熱彈性馬氏體相變形成單斜的α′′相，在250 ℃以下時效時，發(fā)生Nb在微區(qū)富集同時使鄰區(qū)貧Nb，即溶質的偏聚分解，造成不同微區(qū)產生與α′′晶體結構相同而成分和晶格參數不同的調變相，它與母相α′′共格并引起強化。因為熱彈性馬氏體相變是可逆的，且U-Nb合金在變形并卸載后，其單斜角基本不會發(fā)生變化，使其基本晶體結構不發(fā)生變化，這樣變形后相互吞并、長大的孿晶和馬氏體在加熱時會按照原來的取向重新分解，整體上看，試樣又會回復到變形前的尺寸。圖8所示為150 ℃時效和200 ℃時效試樣在拉伸前后和拉伸后二次時效的衍射峰強度的變化情況。由圖8可見，試樣在拉伸后，、和峰強度降低，(112)和峰強度增強；而在時效后，衍射峰又得到部分程度的恢復，這與 VANDERMEER[3]和 CARPENTER[5]的分析結果一致。由于U-Nb合金在形變初期加載－卸載后基本上沒有晶格畸變[3]，說明這些衍射峰強度的變化不是由晶格畸變引起的，即試樣在拉伸過程中發(fā)生擇優(yōu)取向，且在隨后的時效過程中又得到部分回復。

圖8 經變形及二次時效后U-Nb合金的XRD譜Fig.8 XRD patterns of U-Nb alloy after deformed and second aged: (a) 150 ℃ aged; (b) 200 ℃ aged

從以上討論中可以看出，要消除或減小塑性變形，可以探討采用如下方法進行：

a) 工件在淬火后先經粗加工再進行時效，最后進行精加工，此方法既能消除機加變形又能使其組織具有均勻性。

b) 工件在精加工后進行二次時效，此方法的好處是由于合金屈服強度高，因而加工時的變形量較小，但要利用此方法必須先研究合金經過二次時效后，其力學性能和耐腐蝕性能變化程度究竟能否達到產品要求。

3 結論

1) U-Nb合金變形初期的主要變形機制是孿生變形和擇優(yōu)取向。

2) 淬火態(tài)和150 ℃時效態(tài)U-Nb合金的加工變形行為差別不大，且在試樣產生加工變形后，放置一段時間后會部分回復；而 200℃時效態(tài)的加工變形量與前兩者比較，相對較小。

3) U-Nb合金在機械加工過程中的塑性變形不可避免，對150 ℃時效態(tài)和200 ℃時效態(tài)U-Nb合金利用低溫時效的方法消除其塑性變形時，變形回復量可達50%以上。

致謝：

在本工作完成過程中，得到了郎定木和張麗等同志的幫助，在此表示衷心感謝！

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Reversible plastic deformation and elimination method of U-Nb alloy

HE Li-feng, HUANG Hai, YANG Jian-xiong, REN Da-peng, ZHANG Yan-zhi
(China Academy of Engineering Physics, Mianyang 621900, China)

The reversible plastic deformation during machining and static tensile test was studied for as-quenched and aged U-Nb alloy. The deformation mechanism of U-Nb alloy was probed by X-ray diffraction analysis and in-situ tensile test on transmission electron microscope. The feasibility of eliminating the machining deformation was probed by aging method. The results show that the growing up, incorporation and reorientation of martensite variants with high density twins is the primary deformation mechanism for U-Nb alloy at the initial stage of deformation. The plastic deformation in as-quenched and 150 ℃ aged U-Nb alloy after machining is similar, but larger than that of 200 ℃ aged alloy. The recovery deformation can reach 50% after the alloy aging at 200 ℃ for 30 min.

U-Nb alloy; shape memory effect; deformation; elimination; twin; martensite

TG139；TG146

A

1004-0609(2011)08-1904-06

2010-07-24；

2010-11-24

何立峰，高級工程師；電話：0816-3626394；E-mail: he-lifeng@163.com

(編輯 李艷紅)