張二召，張靈杰，岳慎偉，彭光輝，李改改，楊雷雷，袁 蔚

(1.洛陽科威鎢鉬有限公司，河南 洛陽 471003；2.河南省鉬及鉬合金工程技術研究中心，河南 洛陽 471003； 3.中色科技股份有限公司，河南 洛陽 471039)

藍寶石的化學成分是氧化鋁，化學式是Al2O3，是具有六方結構的晶體[1]。藍寶石晶體具有不溶于水和不受酸堿腐蝕及透光性好、熱傳導性和電氣絕緣性以及力學性能良好的化學物理性能，且具有耐磨和抗腐蝕特點，因此，藍寶石被廣泛應用于科學技術、國防和民用工業(yè)、電子材料等諸多領域，如透紅外窗口材料、微電子領域的襯底基片、鐘表、光學儀器、激光基質光學元件等[2-4]。由于Al2O3具有較高熔點，因此在培養(yǎng)藍寶石晶體時多采用耐高溫的坩堝。

當前藍寶石長晶坩堝材料只有鎢、鉬和銥。其中銥是最好的，但價格昂貴；鎢脆性很大，旋壓成本很高；鉬延展性好，加工較鎢容易，且成本經濟。因此，鉬坩堝將是未來藍寶石生產領域的主力軍，況且純鉬具有優(yōu)異的導電導熱性，且膨脹系數(shù)低、硬度高、高溫強度好等特點[5-6]。由于藍寶石長晶用坩堝多是用鉬板旋壓而成，因而上游的鉬板規(guī)格也隨著全球藍寶石單晶成型用鉬坩堝規(guī)格增加而增加，況且此種鉬板不允許出現(xiàn)焊接或鉚焊現(xiàn)象，需做成一體式寬幅大規(guī)格鉬板，目前15″、17″和20″的鉬坩堝用量最多，其對應的鉬板寬幅(直徑)均在Φ600mm～Φ950mm以上。與傳統(tǒng)鉬板不同，該鉬板應具有不均勻變形和較大畸變能差的原始晶粒分布，此種類型原始晶粒分布即是鉬板在最終熱處理后得到超大晶組織的前提。對藍寶石長晶爐用鉬板而言，最基本要求即是高溫(1800℃以上)下不發(fā)生變形。高溫下不變形現(xiàn)象也可理解為高溫下不發(fā)生蠕變現(xiàn)象。所謂蠕變，是指在某溫度下恒定應力下發(fā)生緩慢而連續(xù)的塑性變形現(xiàn)象，其變形機制為滑移和孿生。根據(jù)等強溫度曲線，在高溫下，材料的晶粒強度要高于晶界強度，因為晶界本身就是一種晶體缺陷，其原子排列較為混亂，能量較高，高溫下晶界處于黏置狀態(tài)，容易發(fā)生滑移或者蠕變[7]。因此，控制藍寶石長晶爐用鉬坩堝(鉬板)高溫下不變形的一個途徑即是控制鉬坩堝(鉬板材)的結晶狀態(tài)，使其在使用過程中長時間保持穩(wěn)定形狀。本文就藍寶石長晶爐用鉬板的終軋變形率及預備熱處理做了探討研究，以確定最佳終軋變形率及預備熱處理工藝，為后續(xù)此種特殊要求鉬板加工打下一定基礎。

1 試驗方法

本文所用材料選擇同批次同規(guī)格的4件燒結態(tài)純鉬板坯，編號為A、B、C和D，其主要化學成分(質量分數(shù)，%)為，Al≤0.001，Ca≤0.001，Cu≤0.001，F(xiàn)e≤0.002，Mg≤0.001，Ni≤0.002，Si≤0.001，C≤0.001，O≤0.007。鉬板坯規(guī)格34mm×300mm×300mm，密度9.90g/cm3～10.0g/cm3，燒結態(tài)顯微組織見圖1，鉬板坯燒結后顯微組織均勻細小，燒結孔洞分布于晶界和晶粒內部。

本實驗基本流程為，前期軋制—預備熱處理—終軋—最終熱處理。其中前期軋制工藝為：1200℃～1300℃，采用Φ550mm×750mm型2輥軋機分別將A鉬板、B鉬板、C鉬板和D鉬板坯軋制到6.1mm、6.6mm、7.5mm和6.6mm(總變形量分別是82%、80.5%、78%和80.5%，軋制溫度均在1200℃～1300℃，考慮到鉬板寬度問題，中間均有換向軋制過程)。預備熱處理工藝：將組織準備后的A樣品、B樣品、C樣品和D樣品進行預備熱處理，其中A樣品、B樣品和C樣品退火溫度1230℃～1300℃，而D樣品退火溫度800℃～900℃，時間均為60min～90min，預備熱處理的主要目的是為最終軋制作組織準備。

圖1 燒結鉬板坯金相圖片F(xiàn)ig.1 Metallographic picture of sintered Mo billet

最終軋制工藝：將預備熱處理的A樣品、B樣品、C樣品和D樣品進行終軋(成品)，最終(成品)厚度均為5.8mm，其最終變形量分別為5%、12%、23%和12%，軋制溫度為900min～1000℃；最終熱處理工藝：將終軋后的A樣品、B樣品、C樣品和D樣品入中頻燒結爐進行最終熱處理，加熱溫度1850℃，時間48h，最終熱處理的目的是進行組織定型，獲得超大晶組織。每種狀態(tài)均取樣做金相和硬度測試。金相試樣的制備：將各種狀態(tài)下的樣品進行取樣、機械磨制和拋光，然后用鐵氰化鉀和氫氧化鈉的水溶液進行腐蝕，后用MA-100尼康光學顯微鏡進行組織觀察；采用布洛維氏硬度計測試試樣的硬度。

2 結果分析

2.1 前期軋制后鉬板顯微組織分析

圖2是不同厚鉬板度前期軋制后的顯微組織圖片，圖2(a)(b)(c)所對應鉬板的厚度分別是6.1mm、6.6mm和7.5mm。燒結板坯組織疏松，有一定量的微觀孔洞，需進行一定變形量的軋制，以保證晶粒之間相對流動，壓實疏松組織，焊合微觀孔洞，消除內部缺陷，增大板坯的致密度，實現(xiàn)燒結態(tài)向加工態(tài)轉變[8]，為后續(xù)處理做組織準備。圖2顯示，3種狀態(tài)鉬板的縱向顯微組織均為相互搭接交錯的加工流線型纖維組織；相同條件下，隨著形變量的增加，鉬板顯微組織的纖維流線會得到一定的細化[9-10]，但由于3種狀態(tài)此時總變形量相差不大(82%～78%)，因此其顯微組織較為接近，此可為后續(xù)試驗提供相似類型組織基礎。

圖2 前期軋制后鉬板顯微組織Fig.2 Microstructure of Mo plate after early rolling

2.2 預備熱處理后顯微組織分析

圖3是一組不同狀態(tài)(厚度)鉬板預備熱處理后的顯微組織圖片，其中圖3(a)(b)(c)(d)所對應鉬板的厚度分別是6.1mm、6.6mm、7.5mm和6.6mm。圖3(a)(b)(c)顯示，3種狀態(tài)鉬板1230℃～1300℃預備熱處理后，均出現(xiàn)再結晶狀態(tài)，之前的顯微流線組織幾乎完全轉變?yōu)榈容S狀的再結晶組織；而圖3(d)由于預備熱處理溫度較低(800℃～900℃)，只有極少量的組織出現(xiàn)再結晶組織，且多在晶界處形核長大，其余大多數(shù)組織依然保持纖維流線組織。預備熱處理同樣是為終軋做組織準備。

2.3 最終軋制后顯微組織

圖4是一組終軋后鉬板顯微組織圖片，其中圖4(a)(b)(c)(d)所對應變形率分別為5%、12%、23%和12%。圖4(a)(b)顯示，鉬板在5%、12%的形變率下，其顯微組織未出現(xiàn)明顯的加工流線組織，多數(shù)組織仍保留等軸晶狀，與完全再結晶組織(等軸組織)不同的是變形后的組織有纖維化傾向，且出現(xiàn)部分組織不均勻現(xiàn)象，晶界界面彎曲，曲率半徑增大。造成該現(xiàn)象的原因是，在小變形率下，由于壓下率不夠，變形前的等軸晶粒(圖4(a)(b))只發(fā)生形狀改變，晶界未能產生明顯有效滑移。晶粒的形狀和大小隨形變量的增加而轉變，當變形率增加到23%時，顯微組織出現(xiàn)明顯的加工組織，晶粒破碎充分(圖4(c))。圖4(d)對應的樣品在最終軋制之前即為明顯加工態(tài)組織，因而變形后其組織仍為明顯加工流線組織，其流線組織進一步得到細化。

2.4 最終熱處理后顯微組織

圖5是對應于圖4各終軋變形率最終熱處理后的顯微組織圖片。圖5(a)顯示，5%終軋變形率最終熱處理后鉬板出現(xiàn)上下兩面超大晶，而中間細晶現(xiàn)象(圖5(a)右上角插入宏觀圖片)，其原因是在該變形率下，由于壓下率欠缺，未能深入鉬板內部，致使上下表面出現(xiàn)少量變形，而中間區(qū)域仍處于未變形狀態(tài)(預備熱處理狀態(tài))，在最終熱處理過程中，變形區(qū)域組織發(fā)生突變，而中間區(qū)域組織本身處于能量較低狀態(tài)(晶界平直)，故而未能出現(xiàn)組織突變現(xiàn)象。隨著變形率的增加，當終軋變形率增加到12%左右時，其變形率已能深入鉬板內部，故而該終軋變形率下鉬板在最終熱處理后出現(xiàn)超大晶組織(圖5(b)及其右上角插入宏觀圖片)。隨著終軋變形率的再次增加，當終軋后(變形率23%)鉬板顯微組織出現(xiàn)明顯加工組織后，此時最終熱處理后其鉬板顯微組織出現(xiàn)較粗再結晶組織，但是未能出現(xiàn)超大晶(圖5(c))。與圖5(c)相似，圖5(d)所對應的鉬板也只出現(xiàn)較粗再結晶組織，未能出現(xiàn)超大晶；不同的是圖5(d)所對應的鉬板再結晶組織要比圖5(c)對應鉬板再結晶組織細小。究其原因是當變形量較小時(如12%以下)，該變形率屬于臨界變量范疇，處于臨界變形區(qū)的原始結晶在最終熱處理中直接異常長大，未發(fā)生細化過程；而變形量大于臨界變形量時在加熱過程中會先出現(xiàn)再結晶現(xiàn)象，而后在再結晶晶粒的基礎上發(fā)生正常長大現(xiàn)象[11-12]。

2.5 不同狀態(tài)鉬板的硬度

圖6是不同狀態(tài)鉬板維氏硬度變化圖。由圖6可以看出，前期軋制后鉬板的硬度要明顯高于預備熱處理、終軋以及最終熱處理后的鉬板硬度。就最終熱處理后的鉬板而言，4種狀態(tài)鉬板的硬度呈現(xiàn)晶粒尺寸愈大，其硬度愈小，但總體相差不大(155HV30～164HV30)；與預備熱處理后鉬板的硬度相比，最終熱處理后的硬度相對偏小(不包括D樣品)，究其原因可能是預備熱處理后鉬板(A樣品、B樣品和C樣品)雖然顯微組織顯示為等軸組織，但其熱處理溫度較之最終熱處理低，殘余內應力相對較多，此外，c規(guī)律。

3 討論

鉬板成型過程不僅要改變鉬板坯的幾何形狀，還要使鉬板坯的組織狀態(tài)由燒結態(tài)轉變?yōu)榧庸B(tài)的組織，以此來改變板坯的機械性能和工藝性能，為后續(xù)處理奠定良好的組織基礎[13-15]。根據(jù)純鉬再結晶圖，當加工變形量較小時(一般<15%～20%)，在后續(xù)合適溫度下熱處理會出現(xiàn)超大晶組織，從理論分析，材料得到超大晶組織多與晶粒異常長大有關，而材料晶粒異常長大則與初始晶粒度分布、變形量和第二相粒子等因素密切相關，對純鉬產品而言，其化學純度多在99.95%以上，不含有第二相粒子，因此影響鉬板晶粒異常長大的因素主要是變形量和原始晶粒分布。前文已述，可以通過控制鉬板材的結晶狀態(tài)來控制藍寶石長晶爐用鉬板高溫下不變形，即盡可能地減少鉬板材內部晶界面積，來提高其抗蠕變性能(高溫不變形性能)。

塑性變形后的金屬再進行加熱發(fā)生再結晶，再結晶后晶粒大小與預先變形度有關，使晶粒發(fā)生異常長大的預先變形度稱為臨界變形度。臨界變形區(qū)不會發(fā)生晶粒細化過程，在后續(xù)加熱過程中由原始晶粒直接長大而形成粗晶組織區(qū)域，其原因是再結晶晶核多數(shù)在位錯密度足夠高的區(qū)域優(yōu)先形成，而處于臨界變形區(qū)域的位錯密度較低，不足以形成再結晶晶核。這也解釋了終軋前鉬板進行組織準備的原因，完全再結晶組織的位錯密度相對較低，為終軋變形提供必要的組織基礎(圖3)。材料在臨界變形量時，其組織變形最不均勻(圖4)，此時鉬板的變形不均勻性和畸變能差都很大，晶界遷移和晶粒異常長大最初驅動力即是畸變能差。隨著晶界的不斷遷移，晶粒的不斷長大，與相鄰晶粒相比，長大后的晶粒不僅畸變能小，且界面曲率也小，此時晶界遷移和晶粒長大的驅動力已由之前的畸變能差轉變?yōu)榻缑媲什?，因此晶界遷移和晶粒長大的驅動力隨著晶粒的長大而增大。臨界變形區(qū)的晶粒在異常長大后仍會繼續(xù)進行晶界遷移，直到晶界界面達到相對穩(wěn)定的平衡狀態(tài)。這就造成了鉬板在小變形量下出現(xiàn)超大晶組織(圖5(a)(b))。

隨著塑性變形的發(fā)展，位錯密度也相應增加，當某些區(qū)域位錯密度積累到一定程度時，此時會優(yōu)先形成再結晶晶核；當變形量足夠大時，鉬板絕大多數(shù)區(qū)域滿足再結晶晶核形成所必要的位錯密度，此時會形成大量再結晶晶核，在后續(xù)加熱過程中，大量再結晶晶核長大，鉬板會發(fā)生再結晶、正常晶粒長大現(xiàn)象，反而抑制了鉬板晶粒異常長大情況(圖5(c))。圖5(d)所對應的鉬板情況，由于在組織準備階段，其微觀組織未實現(xiàn)完全再結晶組織(回復狀態(tài))，位錯密度相對較高，再經過一道變形，其位錯密度進一步增加，為大量再結晶晶核的形成提供必要條件，因此在最終熱處理后，顯微組織顯示為再結晶組織，未能實現(xiàn)超大晶組織。

4 結論

(1)前期軋制后鉬板顯微組織為加工流線組織；而1230℃～1300℃預備熱處理后，鉬板顯微組織為完全再結晶組織；800℃～900℃預備熱處理后鉬板組織為部分再結晶組織，而絕大多數(shù)仍保留加工流線組織。

(2)對終軋前等軸組織鉬板，隨著終軋變形量的增加，鉬板最終熱處理后組織由部分超大晶組織過渡到全部超大晶組織，最后再到較粗等軸晶組織；即終軋變形量5%左右時鉬板出現(xiàn)表面大晶組織，而心部等軸晶組織；終軋變形量12%左右時鉬板出現(xiàn)整體超大晶組織；變形量增加到23%時，鉬板未出現(xiàn)超大晶組織。

(3)對終軋變形量相同鉬板，終軋前等軸狀再結晶組織鉬板在最終熱處理后出現(xiàn)超大晶組織；而纖維流向組織態(tài)鉬板則未出現(xiàn)超大晶組織。

(4)鉬板的硬度隨著晶粒尺寸的增加而降低，降低到一定程度時，硬度隨微觀組織變化幅度不大，均在160HV30左右。