本文研究了核電項(xiàng)目壓水堆燃料元件用φ9.5 mm Zr-4合金包殼管在工業(yè)化真空退火爐經(jīng)不同成品退火參數(shù)處理后的組織與性能的影響規(guī)律，對(duì)Zr-4合金包殼管在475℃/7.5 h、500℃/7.5 h、520℃/7.5 h、525℃/7.5 h、530℃/7.5 h和545℃/7.5 h退火后進(jìn)行了室溫拉伸、高溫拉伸、CSR、晶粒度等性能研究。研究結(jié)果表明，Zr-4合金包殼管在475℃/7.5 h至520℃/7.5 h退火后室溫拉伸、高溫拉伸、CSR等性能變化顯著，在530℃/7.5 h至545℃/7.5 h退火后性能變化不明顯，且經(jīng)530℃/7.5 h退火處理的管材晶粒細(xì)化程度最佳，晶粒尺寸分布均勻，平均晶粒尺寸2.64 μm。

鋯合金具有較低的熱中子吸收截面、良好的抗高溫高壓水腐蝕性能及良好的機(jī)械性能和加工性能，因此作為核結(jié)構(gòu)材料廣泛應(yīng)用于各種核反應(yīng)堆[1-6]。目前，世界上投入運(yùn)行的壓水堆燃料包殼材料多數(shù)采用Zr-4合金，核技術(shù)先進(jìn)國(guó)家已有40多年的使用經(jīng)驗(yàn)，我國(guó)廣東大亞灣核電站和我國(guó)自行設(shè)計(jì)建造的秦山核電站首爐燃料包殼管和換料包殼管用的也是Zr-4合金。鋯合金包殼材料在成形過(guò)程中要經(jīng)歷鑄錠熔煉、鍛造、淬火、熱擠壓、多道次冷軋以及中間退火和成品退火等工藝流程[7]。鋯合金管材的成品退火工藝對(duì)其顯微組織和力學(xué)性能有很大的影響。因此，本文通過(guò)對(duì)冷軋態(tài)φ9.5 mm Zr-4合金包殼管分別進(jìn)行475℃/7.5 h、500℃/7.5 h、520℃/7.5 h、525℃/7.5 h、530℃/7.5 h、545℃/7.5 h成品退火，研究不同退火處理工藝對(duì)管材力學(xué)性能的影響，為核電項(xiàng)目壓水堆燃料元件用φ9.5 mm Zr-4合金包殼管工業(yè)化生產(chǎn)提供參考。

實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)材料

研究選用的Zr-4合金化學(xué)成分見(jiàn)表1。冷軋態(tài)φ9.5 mmZr-4合金包殼管分別在工業(yè)化規(guī)模真空退火爐中進(jìn)行475℃/7.5 h、500℃/7.5 h、520℃/7.5 h、525℃/7.5 h、530℃/7.5 h、545℃/7.5 h成品退火，退火后進(jìn)行顯微組織觀察和力學(xué)性能檢測(cè)。

顯微組織觀察

將制備好的樣品在LEICA DM2500M金相顯微鏡下進(jìn)行觀察。制樣方法：采用線切割機(jī)將管材試樣沿縱向剖開(kāi)，觀察面為管材縱截面，經(jīng)120#~800#金相水磨砂紙研磨，粗拋后用OP-S精拋，然后用H2O、HNO3、HF體積比為45︰45︰10的酸液進(jìn)行蝕刻，時(shí)間約30 s，最后陽(yáng)極氧化處理，使樣品表面呈藍(lán)色。對(duì)樣品進(jìn)一步處理后采用HITACHI S-3400N掃描電子顯微鏡進(jìn)行實(shí)驗(yàn)觀察，然后利用Channel 5軟件包對(duì)所測(cè)樣品表面背散射數(shù)據(jù)進(jìn)行晶體學(xué)統(tǒng)計(jì)和再結(jié)晶分析。制樣方法：用120#~3000#SiC水磨砂紙磨制試樣，然后用化學(xué)拋光的方法制備背散射樣品，化學(xué)拋光后立即用流水及乙醇沖洗干凈。

力學(xué)性能檢測(cè)

室溫拉伸試驗(yàn)是在AG-X 100KN電子萬(wàn)能材料拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，按照GB/T228.1標(biāo)準(zhǔn)執(zhí)行；高溫拉伸是在WDW-50微控電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，按照GB/T228.2進(jìn)行380℃高溫拉伸。拉伸試驗(yàn)在0.003~0.007 mm/min的應(yīng)變速率下通過(guò)屈服點(diǎn)，通過(guò)屈服點(diǎn)后增加十字頭移動(dòng)速率約至0.05 mm/min。根據(jù)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)繪制應(yīng)力-應(yīng)變曲線，分別得到抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率。室溫收縮應(yīng)變比是在AG-X 100 kN電子萬(wàn)能材料拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，根據(jù)測(cè)量的室溫包殼管的收縮系數(shù)CSR值，可以估算管材性質(zhì)的不均勻。

實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

退火工藝對(duì)微觀組織的影響

鋯合金管材經(jīng)過(guò)冷軋變形后，其組織和性能都發(fā)生了一系列變化，原來(lái)等軸的晶粒沿著主變形的方向被拉長(zhǎng)，各個(gè)晶粒已不能很清楚地辨別開(kāi)來(lái)，呈現(xiàn)纖維狀，如圖1(a)所示。由于發(fā)生了晶內(nèi)及晶間破壞，晶格產(chǎn)生了畸變以及出現(xiàn)第二、三類殘余應(yīng)力等，其強(qiáng)度上升，塑性下降。而退火的目的在于足夠的提高材料組織和結(jié)構(gòu)的熱力學(xué)穩(wěn)定性，以保證所要求的各種性能指標(biāo)。回復(fù)階段由于加熱溫度不高，變形金屬的顯微結(jié)構(gòu)無(wú)顯著變化，晶粒仍保持纖維狀的變形，其強(qiáng)度、塑性變化不大；再結(jié)晶階段，隨溫度升高，強(qiáng)度顯著下降，塑性急劇升高；當(dāng)晶粒長(zhǎng)大時(shí)，強(qiáng)度繼續(xù)下降，塑性在晶粒粗化不十分嚴(yán)重時(shí)，仍有繼續(xù)升高趨勢(shì)，晶粒粗化嚴(yán)重時(shí)，塑性也下降。圖1(b)~(g)為6爐次成品退火后φ9.5 mm Zr-4合金包殼管實(shí)樣的顯微組織。圖1(b)可以看出，在475℃下退火后φ9.5 mmZr-4合金包殼管組織仍處于晶粒破碎拉長(zhǎng)狀態(tài)，而520℃退火后其組織已發(fā)生再結(jié)晶，如圖1(d)所示。為了進(jìn)一步驗(yàn)證再結(jié)晶后晶粒尺寸的變化，對(duì)發(fā)生再結(jié)晶的4種退火處理(520℃/7.5 h、525℃/7.5 h、530℃/7.5 h、545℃/7.5 h)的管材縱截面內(nèi)晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)。圖2為經(jīng)不同退火工藝參數(shù)處理后管材的晶粒尺寸分布圖，其中530℃/7.5 h退火后晶粒尺寸分布范圍較窄，間接說(shuō)明其晶粒尺寸分布較均勻(圖2(c))。

為了進(jìn)一步驗(yàn)證上述分析，對(duì)4種不同退火處理參數(shù)的管材晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，如表2所示。結(jié)果與上述初步分析結(jié)論一致，可以看出，經(jīng)530℃/7.5 h退火處理的管材晶粒細(xì)化程度最佳，且晶粒尺寸分布均勻。

形變金屬在退火過(guò)程中會(huì)發(fā)生再結(jié)晶，其再結(jié)晶的過(guò)程分為初次再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大兩個(gè)過(guò)程，而初次再結(jié)晶過(guò)程又包含兩個(gè)階段，一是再結(jié)晶形核過(guò)程，將再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)≤10%時(shí)定義為形核階段；二是再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大，完成時(shí)的再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)最大為95%，這個(gè)階段的再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大是指新形成的再結(jié)晶晶粒吞并形變組織的過(guò)程。圖3為4種不同退火處理參數(shù)的管材進(jìn)行再結(jié)晶分?jǐn)?shù)圖?？梢钥闯?，從520℃/7.5 h至545℃/7.5 h，材料處于初次再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大階段，這個(gè)階段的再結(jié)晶長(zhǎng)大是新形成的再結(jié)晶晶粒吞并形變組織的過(guò)程。

退火工藝對(duì)性能的影響

◆室溫拉伸

6爐次φ9.5 mm Zr-4合金包殼管成品退火后室溫拉伸性能結(jié)果見(jiàn)圖4?？梢钥闯觯谙嗤淖冃纬潭?/span>(變形量82.28%)和保溫時(shí)間(均為7.5 h)下，隨著退火溫度的升高，抗拉強(qiáng)度Rm和屈服強(qiáng)度Rp0.2逐漸降低，520℃退火后抗拉強(qiáng)度Rm和屈服強(qiáng)度Rp0.2開(kāi)始趨于穩(wěn)定；而隨著退火溫度的升高，斷后伸長(zhǎng)率A50mm逐漸升高，520℃退火后斷后伸長(zhǎng)率A50mm為26.0%，530℃退火后斷后伸長(zhǎng)率A50mm為32.5%且趨于穩(wěn)定。475℃退火后Zr-4合金包殼管抗拉強(qiáng)度Rm達(dá)805 MPa，屈服強(qiáng)度Rp0.2為604 MPa，而斷后伸長(zhǎng)率A50mm只有14.5%，這是由于Zr-4合金包殼管在此溫度下還沒(méi)有再結(jié)晶，如圖1(b)所示，其組織仍處于晶粒破碎拉長(zhǎng)狀態(tài)。雖然此時(shí)組織中的點(diǎn)缺陷和位錯(cuò)大為減少，晶格畸變降低，但金屬進(jìn)一步滑移的阻力仍然很大，故其強(qiáng)度很高。而在520℃下退火抗拉強(qiáng)度Rm降低了248 MPa，屈服強(qiáng)度Rp0.2也下降，斷后伸長(zhǎng)率A50mm則有大幅上升，升高至26.0%，這是由于Zr-4合金包殼管在此溫度下已發(fā)生再結(jié)晶，如1(d) 所示530℃退火后斷后伸長(zhǎng)率A50mm為32.5%且趨于穩(wěn)定。

◆高溫拉伸

6爐次φ9.5 mm Zr-4合金包殼管成品退火后高溫(380℃)拉伸性能如圖5所示。圖中可以看出，隨著退火溫度的升高，退火后抗拉強(qiáng)度Rm和屈服強(qiáng)度Rp0.2逐漸降低，520℃退火后抗拉強(qiáng)度Rm和屈服強(qiáng)度Rp0.2開(kāi)始趨于穩(wěn)定；而隨著退火溫度的升高，退火后斷

后伸長(zhǎng)率A50mm逐漸升高，且趨于穩(wěn)定。475℃退火后Zr-4合金包殼管抗拉強(qiáng)度Rm達(dá)464 MPa，屈服強(qiáng)度Rp0.2為367 MPa，而斷后伸長(zhǎng)率A50mm只有18.8%，這是由于Zr-4合金包殼管此時(shí)還沒(méi)有再結(jié)晶，見(jiàn)圖1(b)，其組織仍處于晶粒破碎拉長(zhǎng)狀態(tài)，金屬進(jìn)一步滑移的阻力仍然很大，故其強(qiáng)度較高。當(dāng)在520℃下退火抗拉強(qiáng)度Rm降低了214 MPa，屈服強(qiáng)度Rp0.2也下降，斷后伸長(zhǎng)率A50mm則有大幅上升，升高至43.8%，這是由于Zr-4合金包殼管在此溫度下已發(fā)生再結(jié)晶，見(jiàn)圖1(d)。在520℃/7.5 h退火后斷后伸長(zhǎng)率A50mm達(dá)到43.8%且趨于穩(wěn)定，這是由于在380℃拉伸時(shí)，溫度升高，致使材料能開(kāi)動(dòng)的滑移系數(shù)量增多，頸縮提前?！羰覝厥湛s應(yīng)變比(CSR)根據(jù)測(cè)量的室溫包殼管材的收縮應(yīng)變比(CSR)，結(jié)合管材顯微結(jié)構(gòu)和軸向、切向應(yīng)力值，可以估算管材性質(zhì)的不均勻性。管材的收縮系數(shù)：

式中，εC為圓周延伸系數(shù)，εC<0；εR為徑向延伸系數(shù)，εR<0。圖6為6爐次φ9.5 mm Zr-4合金包殼管成品退火后室溫收縮應(yīng)變比(CSR)?？梢钥闯?，隨著退火溫度的升高，室溫收縮應(yīng)變比(CSR)逐漸升高，在475℃至520℃退火后顯著增大，520℃退火后開(kāi)始趨于穩(wěn)定。

由于Zr-4合金包殼管在475℃/7.5 h退火后還沒(méi)有再結(jié)晶，見(jiàn)圖1(b)，其組織仍處于晶粒破碎拉長(zhǎng)狀態(tài)，雖然此時(shí)組織中的點(diǎn)缺陷和位錯(cuò)大為減少，晶格畸變降低，但金屬進(jìn)一步滑移的阻力仍然很大，而在520℃下退火后已發(fā)生再結(jié)晶，見(jiàn)圖1(d)。

結(jié)束語(yǔ)

通過(guò)不同熱處理工藝對(duì)φ9.5 mm Zr-4合金包殼管組織和性能的影響分析，可以得到：(1)隨著退火溫度的升高，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度逐漸降低，斷后伸長(zhǎng)率逐漸升高，在475℃至520℃退火后顯著降低，在520℃退火后開(kāi)始趨于穩(wěn)定；隨著退火溫度的升高，室溫收縮應(yīng)變比(CSR)逐漸升高，在475℃至520℃退火后顯著增大，520℃/7.5 h退火后開(kāi)始趨于穩(wěn)定。(2) Zr-4合金包殼管在475℃/7.5 h退火后其組織仍處于晶粒破碎拉長(zhǎng)狀態(tài)，雖然此時(shí)組織中的點(diǎn)缺陷和位錯(cuò)大為減少，晶格畸變降低，但金屬進(jìn)一步滑移的阻力仍然很大，故其強(qiáng)度高，而在520℃/7.5 h退火后已發(fā)生再結(jié)晶，故其性能發(fā)生顯著變化。從520℃/7.5 h至545℃/7.5 h退火后處于初次再結(jié)晶晶粒長(zhǎng)大階段，是新形成的再結(jié)晶晶粒吞并形變組織的過(guò)程。經(jīng)530℃/7.5 h退火處理的管材晶粒細(xì)化程度最佳，且晶粒尺寸分布均勻，平均晶粒尺寸2.64 μm。

文章來(lái)源——金屬世界