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        新型ZrHf合金顯微組織、力學(xué)性能及耐蝕性研究

        2022-07-15 05:49:18劉忠亮吳金平劉承澤
        鈦工業(yè)進展 2022年3期

        劉忠亮,常 青,吳金平,劉承澤,楊 帆,徐 磊

        (1.中國核電工程有限公司,北京 100840)(2.西安稀有金屬材料研究院有限公司,陜西 西安 710016)

        鋯(Zr)合金在高溫、強腐蝕、含氧化性金屬陽離子的液體介質(zhì)中能夠自發(fā)形成鈍化膜,且在輻照條件下不易出現(xiàn)缺陷[1-5]。但是,在具有中子輻射的工況下,由于Zr的熱中子吸收截面(σ)極低,僅為0.18×10-28m2,如果不加以妥善處理,會嚴重影響環(huán)境,損害人體健康[6]。常用的中子屏蔽材料有石墨、碳化硼、聚乙烯等[7]。然而,這些材料無法滿足高溫、強腐蝕工況下的服役性能要求,另外相比于金屬材料,其力學(xué)性能也無法滿足大型工程設(shè)備的制造要求。

        為了捕獲額外的中子,中國核動力研究設(shè)計院等單位向鋯合金中添加硼(B10)同位素,以提升鋯合金對中子的吸收能力。但鋯合金中的硼化物為陶瓷相,導(dǎo)致合金的塑韌性較差,極不適合用于制造工程設(shè)備[8]。鉿(Hf)的熱中子吸收截面為105×10-28m2,顯著高于Zr,是一種理想的中子吸收材料。值得注意的是,Hf與Zr同樣位于元素周期表的ⅣB族,在物理、化學(xué)性質(zhì)方面具有極高的相似性,二者可以任意比例無限互溶,理論上可制得兼具良好耐蝕性與中子吸收能力的新型材料。然而,目前尚無相關(guān)研究報道。

        本實驗采用真空自耗電弧熔煉(VAR)制備ZrHf合金,重點研究ZrHf合金的顯微組織、力學(xué)性能及其在沸騰硝酸溶液中的耐腐蝕性能,以期為該合金未來的工程化應(yīng)用提供數(shù)據(jù)支持。

        1 實 驗

        選用工業(yè)海綿鋯及工業(yè)海綿鉿為原料,按質(zhì)量比1∶1均勻混合,壓制成規(guī)格為50 mm×50 mm×300 mm的電極塊,通過2次VAR熔煉制得ZrHf合金鑄錠,名義成分為Zr50Hf。首先,將鑄錠在1100 ℃進行β相區(qū)一火次鍛造,目的是通過較高溫度鍛造實現(xiàn)合金成分均勻化,并破碎β晶粒細化組織;然后在1000 ℃進行β相區(qū)二火次鍛造,目的是進一步細化晶粒,適當(dāng)降低溫度是為了避免加熱時晶粒重新長大。以上單次鍛造變形量均為40%。在600 ℃對鍛造后的ZrHf合金進行退火處理。以工業(yè)海綿鋯為原料,采用相同工藝路線制備純鋯樣品。

        從退火后的ZrHf合金上切取拉伸試樣、金相試樣及腐蝕試樣。采用UTM5105X萬能試驗機進行室溫力學(xué)性能測試,樣品制備及測試方法按照GB/T 228.1—2010進行。采用Leica MPS30金相顯微鏡進行微觀組織觀察分析。采用JSM-6700F掃描電子顯微鏡(SEM)及其附帶的能譜儀(EDS)進行斷口形貌和元素面分布分析。采用LabRAM HR Evolution拉曼光譜儀對樣品的表面氧化膜進行物相分析。采用Bruker D8 X射線衍射儀(XRD)進行物相分析。在帶有冷凝管的錐形瓶中進行均勻腐蝕試驗。均勻腐蝕試樣規(guī)格為25 mm×12 mm×2 mm,其表面經(jīng)打磨、拋光后,在去離子水中煮沸,去除表面污漬后烘干。腐蝕液為116 ℃的沸騰硝酸溶液,濃度為6 mol/L。將試樣分別腐蝕48、96、144、192、240 h后取出,依次使用去離子水、無水乙醇進行清洗,干燥后稱量,計算腐蝕失重ΔW。每次取出試樣后更新硝酸溶液,以保證溶液中溶質(zhì)濃度穩(wěn)定。

        腐蝕速率Y的計算公式如式(1)所示。

        (1)

        式中:ΔW為腐蝕失重,g;ρ為合金密度,g/mm3;s為試樣的表面積,mm2;t為腐蝕時間,h。

        2 結(jié)果與分析

        2.1 顯微組織

        圖1為鍛造態(tài)及退火態(tài)ZrHf合金的光學(xué)顯微組織。從圖1可以看出,ZrHf合金退火后的顯微組織與鍛造態(tài)無明顯差別。退火態(tài)ZrHf合金的顯微組織均勻,為魏氏組織或片層組織。該組織與純鋯的β轉(zhuǎn)變組織相近。ZrHf合金中的片層組織分布于晶界及晶粒內(nèi)部,寬度在5~12 μm之間,長度在100~900 μm之間。

        圖1 鍛造態(tài)與退火態(tài)ZrHf合金的光學(xué)顯微照片F(xiàn)ig.1 Optical microstructures of ZrHf alloy at different states: (a) as forged; (b) as annealed

        ZrHf合金鑄錠經(jīng)β單相區(qū)鍛造后,β晶粒被破碎,在隨后的冷卻過程中,ZrHf合金發(fā)生β→α相變,形成魏氏組織或片層組織。在600 ℃α相區(qū)退火過程中,鍛造變形以及冷卻體積收縮產(chǎn)生的殘余應(yīng)力得以消除。

        圖2為退火態(tài)ZrHf合金的XRD譜圖。從圖2可以看出,ZrHf合金中只含有單一物相,該物相的布拉格特征衍射峰峰位與α-Zr、α-Hf接近,因而圖1中的片層組織均為α相。因此,可將晶界處的片層命名為晶界α相,其余片層命名為晶內(nèi)α相。由于ZrHf合金的特征衍射峰位均位于相應(yīng)α-Zr、α-Hf的峰位之間,表明其晶格參數(shù)介于α-Zr、α-Hf之間,其中,a=0.3206 nm,c=0.5129 nm。

        圖2 退火態(tài)ZrHf合金的XRD譜圖Fig.2 XRD pattern of annealed ZrHf alloy

        圖3為退火態(tài)ZrHf合金的SEM照片及Zr、Hf元素能譜面分布圖。從圖3可以看出,ZrHf合金中不同片層之間的Zr、Hf元素未見偏聚,二者分布均勻,形成了固溶體。

        2.2 室溫力學(xué)性能

        表1給出了退火態(tài)ZrHf合金與純Zr的室溫拉伸性能。從表1可以看出,ZrHf合金的屈服強度、抗拉強度、延伸率均較相同工藝制備的純Zr有顯著提升,屈服強度由213 MPa提升至641 MPa,抗拉強度由401 MPa提升至714 MPa,斷后延伸率由33%提升至51%。

        表1 退火態(tài)ZrHf合金與純Zr的室溫拉伸性能Table 1 Room temperature tensile properties of annealedZrHf alloy and pure Zr

        由于Zr、Hf元素可無限互溶,故ZrHf合金物相單一,組織均勻。Hf原子以置換原子的形式置換Zr原子的位置,形成置換型固溶體,產(chǎn)生固溶強化效果。但Hf的原子大小與Zr有一定差異,合金中會出現(xiàn)局部點陣畸變,進而位錯運動阻力增大,使滑移、孿生等塑性變形難以進行,ZrHf合金的強度提升。

        圖4為退火態(tài)ZrHf合金室溫拉伸試樣的斷口形貌。從圖4可以看出,ZrHf合金斷裂模式為韌性斷裂,斷口主要由大小、深淺不一的韌窩組成,韌窩直徑在1~8 μm之間。

        圖4 退火態(tài)ZrHf合金室溫拉伸試樣斷口的SEM照片F(xiàn)ig.4 SEM morphology of tensile fracture at room temperature of annealed ZrHf alloy

        2.3 耐均勻腐蝕性能

        圖5為退火態(tài)ZrHf合金在沸騰硝酸溶液中腐蝕240 h前后的宏觀照片。從圖5可以看出,ZrHf合金腐蝕后表面由銀白色變?yōu)榻鹕?,表明合金表面形成了一層鈍化膜。

        圖5 退火態(tài)ZrHf合金在沸騰硝酸溶液中腐蝕240 h前后的宏觀照片F(xiàn)ig.5 Macrophotos of annealed ZrHf alloy before (a) and after (b) corroded in boiling HNO3 solutions for 240 h

        利用激光拉曼光譜儀對在沸騰硝酸溶液中腐蝕240 h后的ZrHf合金表面進行物相分析,結(jié)果見圖6。通過與文獻[7]對比,證實ZrHf合金表面鈍化膜的物相以ZrO2為主。盡管添加了Hf元素的ZrHf合金是均勻固溶體,但其氧化膜生長主要依靠Zr與O的結(jié)合形成ZrO2。此外,腐蝕后的ZrHf合金樣品表面未觀察到裂紋、孔洞等缺陷,說明該氧化膜致密性好,具備隔絕金屬與硝酸的功能。

        圖6 退火態(tài)ZrHf合金在沸騰硝酸溶液中腐蝕240 h后的表面激光拉曼譜圖Fig.6 Laser Raman spectrum of annealed ZrHf alloy after corroded in boiling HNO3 solutions for 240 h

        圖7為退火態(tài)ZrHf合金在116 ℃沸騰硝酸溶液中腐蝕速率隨時間的變化曲線。從圖7可以看出,ZrHf合金的腐蝕速率隨著腐蝕時間的延長而減小。在腐蝕初期,ZrHf合金中的元素溶出速率高于氧化膜形成速率,減重明顯,腐蝕速率相對較高。隨著腐蝕時間的延長,樣品表面逐漸形成致密氧化膜,硝酸不再與ZrHf合金直接接觸,合金中的元素溶出速率與氧化膜形成速率逐漸接近,腐蝕速率開始趨于0,192 h后穩(wěn)定在0.002 mm/a以下。與純Zr、Zr-4合金等相比[1-3],ZrHf合金在沸騰硝酸中的腐蝕速率與之接近,說明Hf元素的添加對鋯合金耐蝕性能的影響較小。

        圖7 退火態(tài)ZrHf合金在沸騰硝酸溶液中腐蝕速率隨時間的變化曲線Fig.7 Curve of corrosion rate vs. corrosion time of annealed ZrHf alloy in boiling HNO3 solutions

        3 結(jié) 論

        (1) 退火態(tài)ZrHf合金為Zr、Hf元素分布均勻的固溶體,由單一密排六方結(jié)構(gòu)α相構(gòu)成,其晶格參數(shù)介于α-Zr與α-Hf之間。

        (2) 退火態(tài)ZrHf合金的室溫屈服強度、抗拉強度、延伸率均顯著高于純Zr,分別為641 MPa、714 MPa、51%。

        (3) ZrHf合金在6 mol/L沸騰硝酸溶液中腐蝕192 h后,腐蝕速率低于0.002 mm/a。

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