李麥海，王 興

(西部金屬材料股份有限公司，陜西 西安 710201)

1 前言

鋯的熱中子俘獲截面極低，并且具有優(yōu)良的機(jī)械加工性能，因而成為原子反應(yīng)堆芯的優(yōu)良結(jié)構(gòu)材料，也可以應(yīng)用于制作核反應(yīng)堆中鈾燃料元件的包殼和壓力管。它處在核反應(yīng)堆核能裂變反應(yīng)、核能轉(zhuǎn)換成熱能的釋發(fā)部位，是防止反應(yīng)堆放射性裂變產(chǎn)物向外逸出的首道屏障，需經(jīng)受高溫、高壓、強(qiáng)腐蝕、沖刷、輻射環(huán)境的考驗(yàn)。提高鋯合金的性能對(duì)整個(gè)核工業(yè)的發(fā)展有著重要的意義［1-2］。鋯合金的織構(gòu)對(duì)它的屈服強(qiáng)度、疲勞強(qiáng)度等力學(xué)性能、應(yīng)力腐蝕開裂行為以及輻照尺寸變化等都會(huì)產(chǎn)生很大影響，因此，變形機(jī)理和織構(gòu)控制在鋯合金的開發(fā)利用中具有重要的意義。

2 塑性變形機(jī)理

純鋯在室溫下的晶格結(jié)構(gòu)為密排六方晶體，c/a為1.593。鋯為有相變的金屬，在低溫區(qū)間為α密排六方結(jié)構(gòu)，在862℃轉(zhuǎn)變?yōu)棣麦w心立方結(jié)構(gòu)，并一直保持至熔點(diǎn)。鋯合金的α相是密排六方結(jié)構(gòu)，滑移系統(tǒng)的數(shù)目較少，所以常溫下的形變無法由滑移獨(dú)立完成，而是和孿生共同完成的?；坪蛯\生對(duì)形變的作用取決于晶粒在應(yīng)力場(chǎng)中的相對(duì)位向，并且受到變形溫度和受力狀態(tài)的影響。與理想密排六方結(jié)構(gòu)相比，α-Zr的c/a值的減小增大了棱柱面的間距，這使得棱柱面的堆垛密度較基面有所增大，從而有利于棱柱面上的滑移而不是基面上的滑移［3-5］。圖1為密排六方晶體點(diǎn)陣的滑移系，而表1中列出了鋯合金的主要形變系統(tǒng)以及相應(yīng)的形變條件［5］。

圖1 密排六方晶體點(diǎn)陣的滑移系Fig.1 The slip planes and slip direction in the hexagonal crystal

表1 鋯合金的形變滑移系統(tǒng)Table 1 The slip systems for deformation of zirconium alloy

Tenckhoff認(rèn)為，低溫時(shí)，{1 010}<1210>滑移所需的臨界分切應(yīng)力很高，鋯合金的形變主要是通過{1 012}<1011>、{1 121}<1126>和{1 122 }<1123>孿生完成，其中{1 012}<1011>、{1 121 }<1126>是壓型孿生，{1 122 }<1123> 是拉型孿生［3］。拉型孿生是指孿生使c軸拉長(zhǎng)，而壓型孿生指孿生使c軸壓縮。研究認(rèn)為，{1 122 }<1123>拉型孿生在低溫下對(duì)形變的貢獻(xiàn)最大，它的最大切變量為0.63，遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于其他幾個(gè)孿生系統(tǒng)的切變量。也有研究認(rèn)為，{1 010}<1210>棱柱面滑移在整個(gè)溫度區(qū)間均能被激活。室溫下，鋯合金的主要形變系統(tǒng)是{1 010}<1210>棱柱面滑移，而當(dāng)合金的晶體取向不利于{1 010}<1210>滑移時(shí)，上述3種孿生仍會(huì)出現(xiàn)，其作用在于調(diào)節(jié)晶體的取向，促進(jìn)進(jìn)一步滑移，使滑移和孿生交替進(jìn)行，這是鋯合金在室溫具有良好塑性的關(guān)鍵原因。隨著變形溫度升高，一方面{1 010}<1210>棱柱面滑移系的臨界分切應(yīng)力顯著降低，而且另一方面可以啟動(dòng)的滑移系統(tǒng)增加(包括基面滑移和錐面滑移)，{1 010 }<1210>和{0 111}<1210>滑移系就可分別提供2個(gè)和4個(gè)獨(dú)立的滑移系統(tǒng)，可以滿足多晶體連續(xù)協(xié)調(diào)變形的要求，此時(shí)形變以滑移為主而孿生對(duì)形變的貢獻(xiàn)減?。?-9］。

3 鋯合金板材的織構(gòu)演化及影響因素

軋制溫度、變形量、應(yīng)變速率以及退火制度等都會(huì)對(duì)鋯合金的織構(gòu)產(chǎn)生影響，其中最為重要的是軋制溫度的影響。冷軋和α相低溫區(qū)熱軋鋯板材的織構(gòu)基本保持一致，大部分晶粒的［0002］基軸旋轉(zhuǎn)聚集在與軋向垂直的ND-TD平面上，并且其角度偏離軋面法向30°左右，從(0002)極圖(見圖2)看表現(xiàn)為主要集中在極圖的中心部位(ND方向)。這是因?yàn)樵?α相低溫區(qū)軋制，{1 010 }<1210>滑移系是主要的形變系統(tǒng)，所以在此溫度范圍內(nèi)軋制，主要形成［0002］基軸沿軋面法向取向的織構(gòu)［10-11］。對(duì)N18新鋯合金板材織構(gòu)的研究也表明［12］，α/(α+β)相變點(diǎn)附近經(jīng)熱軋—冷軋—再結(jié)晶退火后，主要的織構(gòu)類型不變。

圖2 冷軋和α相低溫區(qū)熱軋后鋯合金板材的(0002)極圖Fig.2 (0002)pole figures measured after cold-rolled and hot-rolled in α phase low temperature field

在α相高溫區(qū)軋制鋯合金時(shí)，與在α相低溫區(qū)軋制不同，{1 011 }<2113>和{1 121 }<2113>錐面滑移是主要的形變系統(tǒng)，所以軋制后形成基極取向集中于軋面法向的織構(gòu)，見圖3［13］。

圖3 α相高溫區(qū)熱軋后鋯合金板材的(0002)極圖Fig.3 (0002)pole figures measured after hot-rolled in α phase high temperature field

在β相區(qū)內(nèi)軋制鋯合金，遵循的是bcc結(jié)構(gòu)的形變機(jī)理。bcc結(jié)構(gòu)金屬的形變織構(gòu)主要是(100)［011］、(113)［110］、(111)［011］、(112)［110］。由于鋯合金的 β→α相變遵循(100)β‖(0002)α關(guān)系，可通過分析鋯合金的［0002］基軸取向情況，確定試樣在β相區(qū)軋制時(shí)所形成的織構(gòu)類型。圖4為鋯合金板材在980℃軋制時(shí)形成的(0002)極圖?？梢婁喓辖鹪讦孪鄥^(qū)軋制形成了集中的(111)［011］織構(gòu)。

圖4 β相區(qū)熱軋鋯合金板材的(0002)極圖Fig.4 (0002)pole figures measured after hot-rolled in β phase field

鋯合金板在兩相區(qū)軋制后的織構(gòu)并非是α相和β相形變織構(gòu)的簡(jiǎn)單疊加。在兩相區(qū)的低溫區(qū)(840、880℃)軋制后的織構(gòu)取向(見圖5a、b)與α相區(qū)軋制后的基本一樣。這說明α相晶粒仍然按照hcp結(jié)構(gòu)的形變機(jī)理發(fā)生變形，少量的β相晶粒并未對(duì)形變織構(gòu)產(chǎn)生影響。但是隨著軋制溫度升高和β相體積分?jǐn)?shù)的增加，ND反極圖中出現(xiàn)了［1011］和［1010］取向，經(jīng)940℃軋制后，試樣的ND反極圖(見圖5c)中除了［1011］和［1010］取向外，還出現(xiàn)了較強(qiáng)的［1013］和［1012］取向和［1120］取向［14-15］。

圖5 α+β相區(qū)熱軋鋯合金板材的反極圖Fig.5 Inverse pole figures after cold-rolled and hot-rolled in α + β phase

鋯合金板材的織構(gòu)在退火過程中隨退火溫度的不同而變化。當(dāng)鋯合金板材在α相區(qū)退火時(shí)，板材的織構(gòu)會(huì)發(fā)生變化，這些變化一般認(rèn)為受其再結(jié)晶過程的密切影響。在400℃以下退火，織構(gòu)更為集中，且基平面傾斜角度有微小變化，這些是再結(jié)晶過程中由亞晶界的變形和亞晶的生長(zhǎng)引起的，或是某些取向的晶粒優(yōu)先生長(zhǎng)引起的。在400～800℃退火后，(0002)極圖基本保持不變，但原來在ND方向的單一最強(qiáng)分布變成向TD方向傾斜約30°的雙峰分布。在相變點(diǎn)以上進(jìn)行退火熱處理，會(huì)形成新的織構(gòu)［16］。

4 織構(gòu)對(duì)鋯合金板材各項(xiàng)異性的影響

由于材料存在晶體學(xué)織構(gòu)，即某些晶體學(xué)取向比其它取向更加擇優(yōu)排列，因而在宏觀力學(xué)性能上往往表現(xiàn)為各向異性。鋯合金板材在軋制方向上具有高度集中的{1 120}基極，其性能也表現(xiàn)為高度的各向異性。實(shí)驗(yàn)表明［17］，室溫下其屈服強(qiáng)度在軋向上為364 MPa，而在與軋制方向成67.5°方向?yàn)?97 MPa。Tome等人［18］的實(shí)驗(yàn)結(jié)果也表明，室溫下沿軋向和法向壓縮時(shí)其屈服強(qiáng)度可相差1倍，如圖6所示［18］。

圖6 鋯合金板材不同方向的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.6 The stress-strain curves of zirconium alloy

板材在退火過程中，因變形而被拉長(zhǎng)的晶粒會(huì)發(fā)生再結(jié)晶，該再結(jié)晶過程隨著退火溫度的提高而加快，進(jìn)而引起板材織構(gòu)的減弱，導(dǎo)致其各向異性的變化。但鋯合金板材在退火過程中由于再結(jié)晶過程導(dǎo)致新的織構(gòu)產(chǎn)生，致使織構(gòu)對(duì)其力學(xué)性能的影響始終存在，只有在α相區(qū)的高溫區(qū)其影響才開始減弱［19-20］。圖7為鋯合金經(jīng)不同溫度退火后其軋向和橫向的延伸率?？梢钥闯?，隨著退火溫度的提高，板材的橫縱向延伸率之間始終存在差異，縱向延伸率比橫向的大，在接近300℃左右時(shí)差距最大;當(dāng)退火溫度接近400℃時(shí)，橫縱向延伸率才開始接近，但仍然存在差別。

圖7 退火溫度對(duì)鋯合金軋向和橫向延伸率的影響Fig.7 The influence of annealing temperature on elongation along RD and TD of zirconium alloy

5 結(jié)語

由于鋯合金中的織構(gòu)會(huì)影響其在反應(yīng)堆內(nèi)的眾多應(yīng)用性能，因此對(duì)織構(gòu)的研究非常重要。目前國(guó)內(nèi)外學(xué)者已深入進(jìn)行了許多鋯合金織構(gòu)對(duì)堆內(nèi)、堆外包殼材料性能的影響研究，但對(duì)鋯合金加工后的織構(gòu)進(jìn)行精確預(yù)測(cè)還十分困難，需進(jìn)行詳細(xì)而深入的研究。同時(shí)在加工中產(chǎn)生的織構(gòu)對(duì)加工過程的影響以及與溫度、應(yīng)力分布、合金成分和組織的關(guān)系還需進(jìn)一步認(rèn)識(shí)。

［1］劉承新.鋯合金在核工業(yè)中的應(yīng)用現(xiàn)狀及發(fā)展前景［J］.稀有金屬快報(bào)，2004，23(5):21-23.

［2］李中奎，劉建章.中國(guó)核用鋯鉿材料的現(xiàn)狀和未來發(fā)展［J］.稀有金屬快報(bào)，2004，23(5):10-14.

［3］Tenckhoff E.Deformation Mechanisms，Texture，and Anisotropy in Zirconium and Zircaloy，ASTM-STP 966［M］.Philadelphia，PA:ASTM International，1988.

［4］Rudling Peter，Kammenzind Bruce.Zirconium in the Nuclear Industry:Fourteenth International Symposium，ASTM-STP 1467［M］.Philadelphia，PA:ASTM International，2006.

［5］彭倩，沈保羅.鋯合金的織構(gòu)及其對(duì)性能的影響［J］.稀有金屬，2005，29(6):903-907.

［6］王衛(wèi)國(guó)，周邦新.鋯合金板織構(gòu)的控制［J］.核動(dòng)力工程，1994，15(2):158-163.

［7］Pochettino A A，Gannio N，Edwards C，et al.Texture and pyramidal slip in Ti，Zr and their alloys［J］.Scripta Metallurgica et Materialia，1992，27:1859-1863.

［8］Rapperport E J，Hartley C S.Deformation modes of zirconium at 77，300，575 and 1075K［R］.United States:Nuclear Metals Inc Concord Mass，1959.

［9］Chun Y B，Hwang S K，Kim M H.Effect of Mo addition on the crystal texture and deformation twin formation in Zr-based alloys［J］.Journal of Nuclear Materials，2001，295:31-41.

［10］Tome C N，Lebensohn R A，Kocks U F.A model for texture development dominated by deformation twinning:application to zirconium alloys［J］.Actametal Mater，1991，39(11):2667-2680.

［11］Linga M K，Sheikh M T.Deformation and recrystallization texture and anisotropic plastic properties of zircaloy sheet［C］//Mahmood S T.Proceedings of the 11th International Conference on Structural Mechanics in Reactor Technology(SMiRT-11).Tokyo:North Carolina State University Raleigh，1991:172-175.

［12］彭倩，劉彥章，趙文金，等.熱軋溫度對(duì)N18新鋯合金板材織構(gòu)的影響［J］.核動(dòng)力工程，2005，26(1):65-68.

［13］彭倩，趙文金，劉彥章，等.Zr-4合金板α相高溫區(qū)軋制的織構(gòu)演化［J］.核動(dòng)力工程，2003，24(2):133-136.

［14］王衛(wèi)國(guó)，周邦新.軋制溫度對(duì)Zr-4合金板織構(gòu)的影響［J］.核動(dòng)力工程，1996，17(3):255-261.

［15］王衛(wèi)國(guó)，周邦新.高溫軋制Zr-4合金板織構(gòu)的形成機(jī)制［J］.核動(dòng)力工程，1998，19(1):37-42.

［16］Tenckhoff E，Rittenhouse PL.Annealing texture in zircaloy tubing［J］.Journal of Nuclear Materials，1970，35:14-23.

［17］扎依莫夫斯基.核動(dòng)力用鋯合金［M］.姚敏智，譯.北京:原子能出版社，1988.

［18］Tome C N，Maudlin P J，Lebensohn R A.Mechanical response of zirconium-1.derivation of a polycrystal constitutive law and finite element analysis［J］.Acta Mater，2001，49:3085-3096.

［19］Sarma D S，Al-Otaibi K M，Murty K L.Tensile properties and deformation mechanisms in Zirconium［J］.Materials Transactions，JIM，1992，33(6):596-603.

［20］Vedoya P，Pochettino A，Penelle R.Plastic anisotropy of Titanium，Zirconium and Zircaloy 4 thin sheets［J］.Textrues and Microstructure，1988，8(9):601-610.