CuCrZr性能研究

第5章CuCrZr-IG合金的组织和性能5.1概述和原理5.1.1应用概述具有时效硬化的CuCrZr合金具有优异的耐热性能和电/热输运性能，在焊接、有色金属冶金及热能等领域有着广泛的应用[1]。较氧化铝颗粒弥散强化铜（通常用内氧化法制备[2~5]），CuCrZr合金可以由冶炼方法制备，因此成本相对较低。CuCrZr合金在ITER第一壁/偏滤器/加热系统等部件中也被广泛采用。商用的CuCrZr合金的元素成分在欧洲标准（EN12167:1998和EN12165:1998）中有较为严格的规定，材料代号为CW106C[6]。而在铜开发协会（CDA，CopperDevelopmentAssociation）和统一编号系统（UNS,UnitedNumberingSystem）中，CuCrZr合金的代号则为C18150[7]。两类标准对主元素的含量要求都相对较为宽松。而在ITER应用中，化学成分的要求则进一步严格化，以便于：一方面确保材料在部件制备过程中达到设计要求，另一方面减少材料性能的波动。ITER应用中，CuCrZr材料的设计代号为CuCrZr-IG[8,9]，IG为ITERGrade的首字母缩写。C18150和CuCrZr-IG的成分对比在表5-1中列出，可以看出，CuCrZr-IG的成分要求在标准成分范围之内。表5-1C18150和CuCrZr-IG的成分对比[7~9]材料代号CuCrZr杂质C18150base0.50~1.5wt.%0.05~0.25wt.%≤0.3wt.%,CuCrZr-IGbase0.6~0.9wt.%0.07~0.15wt.%总杂质量≤0.15wt.%，其中Co*≤0.05，Nb*≤0.10，Ta*≤0.01，O＜20ppm*辐射防护需要。由于在ITER中的应用不同以及不同部件的制备工艺不同，CuCrZr-IG的热/塑性加工可以分为如下三种[9]：1.固溶处理（980~1000℃，30~60min）+冷加工（40~70%）+时效处理（450~470℃，2~4h）（SAcwA工艺）；2.固溶处理（980~1000℃，30~60min）+时效处理（460~500℃，2~4h）（SAA工艺）；3.固溶处理（980~1000℃，30~60min）+过时效处理（由于大尺寸工程部件制备的特殊要求，时效温度不处在最优条件）（SAoverA工艺）。在ITER工程设计阶段，做了大量的CuCrZr材料性能表征的工作，针对SAA和SAcwA处理状态，测试结果收录在ITER材料性能手册（MPH，MaterialsPropertiesHandbook）中[10]，如图5-1所示。图5-1对应SAcwA状态（a）和SAA状态（b）的拉伸屈服强度Sy和抗拉强度Su。Sy,min和Su,min分别代表推荐设计最小屈服强度和最小抗拉强度[9,10]。图5-2对应SAoverA和SAA状态，ITER推荐最小设计强度[9,10]。而针对SAoverA状态，力学性能取决于部件制备工艺，ITER给出了推荐的设计强度值，如图2所示。以ITER第一壁部件制造为例，推荐工艺如下[11]：—利用热等静压在1000~1040℃，140MPa条件下压制2小时进行CuCrZr和奥氏体不锈钢的连接；—将CuCrZr/不锈钢部件加热至980℃，然后以0.5~1℃/s的冷却速率快速冷却；—利用HIP将Be与CuCrZr利用HIP在980℃，140MPa下压制2小时进行连接。5.1.2强化原理从CuCrZr-IG的成分可以看出，Cr为主要强化元素，而Zr元素的作用主要为细化和均匀化沉淀相[12]。先可通过Cu-Cr相图[13]（图5-3是Cu-Cr相图的富Cu端）大致理解该合金的强化原理。以质量分数表示，共晶点为1.27wt.%，1076.6℃；而在共晶温度下，Cr的平衡溶解度为0.72wt.%。对比ITER级CuCrZr合金的成分范围，可以得到：该合金为亚共晶合金，若Cr成分靠下限（0.6~0.72wt.%），则熔体冷却下来时凝固为单一的Cu-Cr固溶体；若Cr成分靠上限（0.72~0.9wt.%），则冷却过程中，先析出Cu基固溶体，而后再析出共晶组织。图5-3Cu-Cr相图的富铜端[13]图5-4Cr在Cu中的溶解度随温度变化情况[13]富Cr的固溶体在冷却过程中，Cr在其中的平衡溶解度急剧下降[13]（如图5-4所示），若在某温度下（既能使合金元素有效扩散又能使该温度下的平衡溶解度尽可能低）对过饱和固溶体保温，会导致富Cr颗粒的析出。析出相导致晶格畸变的产生且阻碍位错运动，进而产生强化效应。于此同时，由于过饱和固溶体的分解，使得Cu晶格内部对电子的散射效应降低，进而提高电导率和热导率。ITER对CuCrZr合金的导电率要求是≥75%IACS[8]，和普通C18150的要求相同[7]。5.2热处理和塑性加工对CuCrZr合金组织和性能的影响5.2.1冷却方式对CuCrZr组织和性能的影响以铸造+热锻工艺制备的CuCrZr合金为试验原料，将原料在980度固溶处理1h后以水冷、空冷和随炉冷三种冷却方式（冷却速率：水冷＞空冷＞随炉冷）进行冷却，然后再利用SEM观察组织。对应不同的冷却条件，均在475℃下保温3h进行时效处理。原始组织的SEM照片如图5-5所示。原料成分为：Cu—98.9%，Cr—0.88%，Zr—0.13%；符合ITER要求[8]。原始板材的拉伸数据如表5-2所示。由于热锻后组织缓慢的冷却，导致沉淀相发生了严重的偏聚现象。图5-5热锻处理后CuCrZr-IG合金的BSE图片（a）：200X；（b）：8000X表5-2原始板材的室温拉伸性能抗拉强度Rm（MPa）屈服强度Rp0.2（MPa）延伸率A（%）原始板材36532120.532728417.534128518.0图5-6经固溶+水冷处理的CuCrZr-IG合金在不同放大倍数的SEM图像a和c为SE像；b和d为BSE像；a和b为1kX；c和d为5kX水冷后的金相组织如图5-6所示，虽然偏聚现象依然存在，但是与原始组织不同之处在于：偏聚处的沉淀相经放大后发现为圆形且尺度相对较小，而原始材料的第二相在偏聚处为长条形状且尺度较大。界面处尺度大且呈偏聚状的第二相对材料的强度和塑性来说都是有害的（如表5-2所示），因为这些位置会在断裂过程中优先成为裂纹源。沉淀相一定存在的原因是：一方面，在ITER推荐的固溶温度（980℃）下，Cr在Cu中的平衡溶解度为0.34wt.%，这远低于CuCrZr-IG中的Cr含量，这样使得合金中一定存在富Cr相且沿着高能区域偏聚；另外一方面，由于试验材料本身偏聚严重，其在固溶过程中的自身分解也是一个动力学过程，如若固溶时间不足也可导致原先的偏聚状态得以保留。空冷和随炉冷却后的金相组织分别如图5-7和5-8所示，相较于水冷结果，可以得到：随着冷却速率的变缓偏聚现象进一步加剧，且在晶粒内部沉淀相的数量也增多。原因是：冷却速度的变慢使得材料在高温下停留的时间进一步加长，这样，沉淀相元素有时间充分的在高能区域偏聚，同时在晶粒内部析出的概率也加大。图5-7经固溶+空冷处理的CuCrZr-IG合金SEM图像a为SE像，b为BSE像图5-8经固溶+随炉冷处理的CuCrZr-IG合金SEM图像a为SE像，b为BSE像图5-9经固溶+水冷+时效处理的CuCrZr-IG合金在不同放大倍数的SEM图像a和c为SE像；b和d为BSE像；a和b为1kX；c和d为5kX固溶和水冷处理后再在475℃下时效处理的CuCrZr合金的金相组织如图5-9所示。将其与图5-6对比，可以得到：时效处理使得沉淀相数量进一步变多，同时促进晶界析出和晶内析出。固溶后空冷和随炉冷却然后再时效处理的合金金相组织分别如图5-10和5-11所示。组织上共同点是最终的组织中第二相都严重倾向于在界面聚集且聚集的第二相较为粗大。这是因为在前期的时效处理后，缓慢的冷却已经使得大量的第二相有充足的时间和足够高的温度发生沉淀和聚集。空冷的冷却时间要少于随炉冷，所以聚集现象略轻于随炉冷+时效态。图5-10经固溶+空冷+时效处理的CuCrZr-IG合金的SEM图像a：SE像；b：BSE像图5-11经固溶+随炉冷+时效处理的CuCrZr-IG合金的SEM图像a：SE像；b：BSE像将三种冷却方式处理然后再时效处理的CuCrZr-IG合金加工成拉伸试样，在室温下进行拉伸，所得拉伸结果见表5-3。强度关系为：水冷＞空冷＞随炉冷；而延伸率和断面收缩率关系则由于数据离散难于比较。对应随炉冷却的CuCrZr合金强度值和延伸率值的离散性最大。这种离散性的根源很有可能是第二相的偏聚和分布不均匀。利用Al合金的微力学模型[14~17]，联系宏观的延伸与微观诱发孔洞产生的颗粒相，晶界颗粒对断裂应变的影响可以用如下公式估计：其中f、erAint、n、erint、erdint、erfint和D分别为断裂延伸率、晶界颗粒的形状长径比、应变硬化指数、晶界颗粒之间的距离、晶界颗粒尺寸、晶界颗粒的体积分数和基体晶粒尺寸。定性可以说明界面颗粒间距加大、界面颗粒尺寸减小、界面颗粒长径比减小都可以提高延伸率。界面中偏聚和粗大的第二相对延伸率是有害的，所以使沉淀相细化和均匀化可以提高CuCrZr的延伸率.表5-3不同热处理条件下的CuCrZr-IG拉伸性能热处理抗拉强度Rm（MPa）屈服强度Rp0.2（MPa）延伸率A（%）断面收缩率（%）固溶+水冷+时效42029429.56741628930.06142329833.570固溶+空冷+时效35921930.07235321532.07236021637.073固溶+随炉冷+时效2318449.08124018030.58025721535.5765.2.2塑性加工对CuCrZr-IG组织和性能的影响本试验采取与上述试验完全相同的原材料进行研究。先将40mm厚热锻板材在980℃下固溶处理1小时，然后快速水淬火，最后经5道次往复轧制成厚度为15.6的板材。轧制过程中每道次终了对应的厚度分别为：32mm、27mm、22mm、19mm和15.6mm，总压下率为61%。轧制完的板材分别针对轧制方向（RD）和轧制横向（TD）的组织和力学性能进行分析。11intint31intint11intintintint1ln1lnnerererernererererfdADfAdADd图5-12固溶+冷轧+时效处理后垂直于RD的面的金相照片a和c为SE像；b和d为BSE像；a和b为500X；c和d为10kX图5-13固溶+冷轧+时效处理后垂直于TD的面的金相照片a和c为SE像；b和d为BSE像；a和b为1kX；c和d为10kX图5-12和5-13分别是轧制完时效后分别对应于RD和TD面的金相组织。从第二相的分布来看，TD对应的面沉淀相沿着RD方向的拉长状分布更为明显，且某些颗粒异常粗大，而RD对应的面上，第二相在空间上的分布和尺度上的分布均匀性都较好。这种组织上的差异暗示着性能上的各向异性。从高倍的BSE像可以看出，无论对应哪个面，变形带来的亚结构清晰可见。这说明460℃、3小时的时效处理不会导致亚结构的消失和再结晶。即相对于纯铜，合金元素的存在提高了铜合金的热稳定性。将所得的组织和图5-9对比，可以明显得到：在同样的冷却条件下，时效处理之前引入的塑性变形可以有效的使第二相分布均匀化。这是因为：一方面，变形可以使固溶后快冷完呈偏聚态的沉淀相细化；另外一方面，变形在晶粒内部引入大量变形亚结构，这些亚结构成为合金元素扩散的快速通道，使得沉淀相易于在晶粒内部析出。表5-4列出了经“固溶+水冷+冷轧+时效”处理后的CuCrZr板在RD方向和TD方向的拉伸数据（由于ND方向尺寸较小，难以拉伸，故未得到拉伸数据），这些力学数据与MPH数据接近[10]。表5-4“固溶+水冷+冷轧+时效”处理后CuCrZr的拉伸性能拉伸方向抗拉强度Rm（MPa）屈服强度Rp0