稀有難熔金屬一般包含鎢、鉬、鉭、鈮、鋯、鉿等金屬，這些金屬在耐高溫領(lǐng)域均有著重要應(yīng)用，其中鉭鈮及其合金由于具有良好的加工性能和優(yōu)良的耐高溫、耐腐蝕性能，廣泛應(yīng)用于電子、化工、航空航天等領(lǐng)域。鈮的耐高溫、耐腐蝕性能稍遜于鉭，但由于鈮的價(jià)格較低(約是鉭的三分之一)，密度僅為鉭的一半，因此鈮鋯合金(Nb-1Zr)具有更好的性價(jià)比，經(jīng)常在耐高溫領(lǐng)域作為鉭合金的替代品，成為使用最廣泛的稀有難熔金屬材料之一。

鈮鋯合金Nb-1Zr在鈮中添加了0.8%～1.2%的鋯，起到細(xì)化晶粒的作用，在不降低鈮塑性的基礎(chǔ)上顯著提高了室溫強(qiáng)度，同時(shí)由于鋯與氧的親和力較強(qiáng)，可起到保護(hù)鈮基體的作用。鈮中的鋯元素既有沉淀強(qiáng)化作用，也有固溶強(qiáng)化作用。但在高溫下，由于高溫?cái)U(kuò)散作用使固溶強(qiáng)化效果有所削弱，主要是鈮中的合金元素鋯形成的第二相粒子起到彌散強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化作用［1］。因此，鈮鋯合金的耐高溫性能優(yōu)于純鈮。雖然鈮鋯合金作為耐高溫材料已得到大量應(yīng)用，但對(duì)于鈮鋯合金的高溫力學(xué)性能一直沒有相關(guān)的測(cè)試與研究，這為該合金的選用帶來困難。本文通過在各個(gè)高溫下對(duì)鈮鋯合金力學(xué)性能進(jìn)行測(cè)試，給出鈮鋯合金在高溫下的性能曲線，并結(jié)合斷口形貌分析，研究鈮鋯合金在高溫下的變形機(jī)制。

1、試驗(yàn)部分

試驗(yàn)所用高溫試樣是由再結(jié)晶退火態(tài)鈮鋯合金棒材經(jīng)機(jī)械加工而成，如圖1所示。鈮鋯合金棒材的制備采用下述工藝:將五氧化二鈮進(jìn)行鋁熱還原得到鈮鋁合金，經(jīng)300kW真空電子束水平爐熔煉成熔煉鈮板;將熔煉鈮板與鋯片制成電極后在600kW真空電子束熔煉爐中經(jīng)兩次熔煉成φ160mm鑄錠坯，機(jī)械加工成φ152mm鑄錠;將鑄錠鍛造、拉拔后進(jìn)行再結(jié)晶退火，最終得到φ14mm的鈮鋯合金棒材。鈮鋯合金高溫試樣總長(zhǎng)度115mm，標(biāo)距25mm，測(cè)試斷面直徑φ4mm。試驗(yàn)前鈮鋯合金試樣的金相照片見圖2，化學(xué)成分見表1。

高溫試驗(yàn)設(shè)備采用長(zhǎng)春方銳科技有限公司的ZKWD—50高溫真空力學(xué)試驗(yàn)系統(tǒng)，試驗(yàn)在真空環(huán)境中進(jìn)行，工作真空度≤5×10－2Pa;試驗(yàn)溫度范圍為1000～1800℃，每個(gè)試驗(yàn)溫度均測(cè)試兩個(gè)試樣，試驗(yàn)結(jié)果取平均值后繪制力學(xué)性能隨溫度變化曲線。將試驗(yàn)后各溫度試樣的斷口形貌采用JSM—6510A型掃描電鏡進(jìn)行觀察。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1力學(xué)性能

圖3給出了鈮鋯合金棒材的抗拉強(qiáng)度σ_b、屈服強(qiáng)度σ_0.2、延伸率δ和斷面收縮率ψ隨溫度變化的曲線。由圖3可看到，鈮鋯合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度從1100℃開始快速下降，二者的差距也快速縮小，在1400℃附近幾乎一樣，隨后至1800℃區(qū)間內(nèi)下降變緩。延伸率在1000～1200℃區(qū)間內(nèi)變化較小，近似平臺(tái)，與室溫時(shí)相差不大，但在1200℃以上隨溫度升高而快速上升，形成明顯的拐點(diǎn)，合金塑性大幅提高。合金斷面收縮率在整個(gè)試驗(yàn)溫度區(qū)間內(nèi)變化不大。由于鈮鋯合金在1800℃高溫下的斷口呈尖銳棱角狀，斷面面積接近于零而無法測(cè)出，故未得到該溫度下的斷面收縮率。

2.2斷口形貌

圖4、圖5所示是鈮鋯合金在不同溫度下拉伸斷口形貌的SEM照片。由圖4可以看到，鈮鋯合金1000℃高溫?cái)嗫谥行氖堑湫偷膯蜗蚶斓容S韌窩，韌窩中心纖維區(qū)占比較小，韌窩尺寸大小較均勻，放射區(qū)較淺，剪切唇粗糙度較高，但也可見較平坦的局部。該溫度下，相比室溫性能，強(qiáng)度下降明顯，但延伸率沒有較大變化［2］。

鈮鋯合金1100℃高溫?cái)嗫谥行囊彩堑容S韌窩，韌窩中心纖維區(qū)及韌窩尺寸大小未見明顯增大，但放射區(qū)面積增大增深，剪切唇區(qū)的粗糙度仍然很高。在該溫度下，鈮鋯合金的強(qiáng)度和塑性下降均較為緩慢。

鈮鋯合金1200℃高溫?cái)嗫谥行睦w維區(qū)的面積增大，等軸韌窩的尺寸變化不大，放射區(qū)深度有所減小，同時(shí)剪切唇區(qū)的粗糙度下降。在該溫度下，強(qiáng)度快速下降，而延伸率變化不大。

由圖5可看到，鈮鋯合金1400℃高溫?cái)嗫谥行捻g窩消失，放射區(qū)較深，內(nèi)壁較為光滑，剪切唇區(qū)的粗糙度也較低。伴隨著這種變化，鈮鋯合金的塑性發(fā)生很大變化，強(qiáng)度快速下降的同時(shí)，延伸率快速上升，在原來的平臺(tái)上出現(xiàn)了拐點(diǎn)。

鈮鋯合金1600℃高溫?cái)嗫谥行臄嗔烟幏浅ｄJ利，仍無韌窩，纖維區(qū)和放射區(qū)銳化成三道棱線，剪切唇區(qū)非常光滑。在該溫度下，合金強(qiáng)度繼續(xù)下降，但下降緩慢，延伸率繼續(xù)快速提高。

鈮鋯合金1800℃高溫?cái)嗫谛蚊才c1600℃時(shí)非常相似，無纖維區(qū)和放射區(qū)，剪切唇區(qū)也呈棱線形，表面比1600℃時(shí)更加光滑，在晶界處可見第二相粒子分布。該溫度下的強(qiáng)度依然緩慢下降，延伸率依然大幅提升。

針對(duì)圖5中鈮鋯合金1800℃下的第二相粒子進(jìn)行了能譜分析，結(jié)果如圖6所示。分析結(jié)果顯示，圖6中第1點(diǎn)成分為氧化鋯和碳化鋯，第2點(diǎn)成分為氧化鋯，第3點(diǎn)成分為碳化鋯。由此可見，鈮鋯合金的第二相粒子為氧化鋯和碳化鋯顆粒。其中，氧化鋯顆粒分布細(xì)小而彌散，碳化鋯顆粒較大而少。比較各溫度下的斷口形貌可以看出，鈮鋯合金在各溫度下的變形機(jī)制有很大不同，總體上出現(xiàn)兩種占主導(dǎo)的變形方式:在1000～1200℃區(qū)間內(nèi)，以韌窩為標(biāo)志，具有典型的韌性斷裂斷口形貌，在這個(gè)溫度區(qū)間內(nèi)，強(qiáng)度下降由緩變快，塑性相比室溫變化不大，但仍保持在一個(gè)較高的水平上;在1400～1800℃，韌窩消失，出現(xiàn)了無韌窩的新斷口形貌，在此溫度區(qū)間內(nèi)，強(qiáng)度下降由快轉(zhuǎn)緩，而塑性相比1000～1200℃區(qū)間快速上升，且抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度的差距很小。這兩種變形方式隨著溫度的提高雖然發(fā)生了轉(zhuǎn)換，分別在不同的溫度區(qū)間占據(jù)著主導(dǎo)地位，但在最終斷裂前均使斷口發(fā)生了劇烈的集中變形，故鈮鋯合金的斷面收縮率一直穩(wěn)定在較高水平上。

2.3高溫變形機(jī)制

金屬在室溫和高溫下的變形方式有很大不同。室溫或低溫下，金屬主要的變形方式是滑移和孿生，這種方式主要是通過位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)實(shí)現(xiàn)的。但在高溫下，由于回復(fù)和再結(jié)晶的作用，金屬內(nèi)位錯(cuò)密度減小，從而使滑移的總變形量也相應(yīng)減小，金屬的變形方式就可能發(fā)生較大變化。

金屬高溫變形過程中，位錯(cuò)滑移、加工硬化與動(dòng)態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶、擴(kuò)散蠕變及晶界滑動(dòng)均可能發(fā)生，金屬的變形是這些過程綜合作用的結(jié)果，其中變形溫度起著決定作用。溫度越高，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的作用越強(qiáng)，擴(kuò)散蠕變和晶界滑動(dòng)發(fā)生的幾率越高，而晶界滑動(dòng)往往伴隨著晶界遷移［3］，這將進(jìn)一步提高金屬的塑性。究竟哪種變形方式起主導(dǎo)作用，還要從金屬的斷口形貌結(jié)合性能變化特點(diǎn)來分析。鈮鋯合金在1000～1200℃溫度范圍內(nèi)，由于溫度相對(duì)較低，擴(kuò)散蠕變的作用較弱，晶界的強(qiáng)度雖有所下降，但仍然對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)具有較強(qiáng)的阻礙作用，彌散分布的碳化物和氧化物顆粒也仍然有較強(qiáng)的位錯(cuò)釘扎作用，所以在這個(gè)溫度區(qū)間內(nèi)，雖然也發(fā)生了晶界滑動(dòng)，但造成的金屬宏觀塑性變形較?。?］。從試驗(yàn)結(jié)果來看，此溫度下鈮鋯合金斷口形成韌窩，中心纖維區(qū)增深及面積增大，綜合作用使得金屬塑性保持在一定的水平上;剪切唇區(qū)粗糙度下降，說明裂紋擴(kuò)展速率不斷下降，而動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效作用不斷減小［4］。從圖3可以看出，鈮鋯合金在1000～1200℃下的塑性指標(biāo)相對(duì)室溫仍然保持在較高水平，強(qiáng)度快速下降。

因此，在此溫度區(qū)間內(nèi)，鈮鋯合金的主要變形機(jī)制是位錯(cuò)滑移。

隨著試驗(yàn)溫度的提高，鈮鋯合金呈現(xiàn)出高溫變形的特點(diǎn)，晶界強(qiáng)度快速下降，第二相粒子的阻礙作用變?nèi)酰瑪U(kuò)散蠕變和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的作用加強(qiáng)，發(fā)生晶界滑動(dòng)和遷移的可能性大大增強(qiáng)。從試驗(yàn)結(jié)果來看，鈮鋯合金在1400～1800℃溫度區(qū)間內(nèi)，韌窩消失，說明此溫度區(qū)間的主要變形方式已經(jīng)不是位錯(cuò)滑移;強(qiáng)度下降趨緩，而塑性快速升高，說明雖然沒有發(fā)生位錯(cuò)滑移或者位錯(cuò)滑移作用很小，金屬仍然發(fā)生了較大的塑性變形，金屬的延伸率甚至在1200℃處出現(xiàn)了明顯的拐點(diǎn);剪切唇區(qū)越來越光滑，說明裂紋擴(kuò)展速率很低，塑性得到很大提高，斷口無纖維區(qū)和放射區(qū)，剪切唇區(qū)銳化成棱線形，說明塑性變形的程度很大。這些觀察結(jié)果綜合說明了在此溫度區(qū)間內(nèi)，晶界滑動(dòng)成為鈮鋯合金的主要變形機(jī)制。

韌窩常常出現(xiàn)在第二相粒子附近。高溫下由于合金元素的擴(kuò)散速度加快，固溶強(qiáng)化效果被削弱。鈮鋯合金的高溫強(qiáng)化主要是通過第二相粒子的沉淀強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化實(shí)現(xiàn)的。對(duì)鈮鋯合金第二相粒子的分析結(jié)果表明，氧化鋯顆粒細(xì)小、數(shù)量較多且分布彌散，碳化鋯顆粒較大而數(shù)量較少。氧化鋯與碳化鋯的硬度相當(dāng)，但碳化鋯的熔點(diǎn)高于氧化鋯。鋯與氧的親和力遠(yuǎn)大于鋯與碳的親和力，所以鈮鋯合金中形成的氧化鋯數(shù)量多，分布范圍大，因而氧化鋯顆粒細(xì)小而彌散，主要起到彌散強(qiáng)化的作用。鋯一般和鈮一起與碳共同形成立方晶型的(Nb，Zr)C相［1］，碳與鋯的親和力較小，同時(shí)試樣中含碳量較低，形成的(Nb，Zr)C顆粒少;而當(dāng)鋯含量不足時(shí)，會(huì)出現(xiàn)大塊的Nb2C，因此，碳化鋯和碳化鈮通常聚集并長(zhǎng)大，形成大顆粒，在鈮鋯合金中主要起到沉淀強(qiáng)化的作用。

3、結(jié)論

1)隨著溫度的提高，鈮鋯合金在高溫下的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的下降速度由快轉(zhuǎn)慢，二者的差值逐漸接近。

2)隨著溫度的升高，鈮鋯合金在1000～1200℃高溫下的延伸率變化不大，在1200℃以上快速升高，而斷面收縮率在1000～1600℃范圍內(nèi)變化不大。

3)鈮鋯合金在1000～1200℃溫度區(qū)間內(nèi)，主要變形機(jī)制為位錯(cuò)滑移，在1400～1800℃溫度區(qū)間內(nèi)，主要變形機(jī)制為晶界滑動(dòng)。

4)鈮鋯合金中氧化鋯顆粒細(xì)小、數(shù)量多且分布彌散，主要起到彌散強(qiáng)化作用;碳化鋯數(shù)量少、顆粒尺寸大，主要起到沉淀強(qiáng)化作用。

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