郝小雷，鄭梗梗，李高林

（西安諾博爾稀貴金屬材料股份有限公司，陜西 西安 710201）

金屬鈮具有超導轉(zhuǎn)變溫度高、塑性好、室溫加工性能優(yōu)異等特點，是目前制備Nb3Sn復合超導體的關鍵原材料之一［1］。隨著近幾年Nb3Sn在粒子加速器和核聚變等高場超導磁體領域應用越來越廣泛，鈮的需求也隨之增加。青銅法制備Nb3Sn超導線材過程中，鈮棒被嵌入Cu－Sn基材，經(jīng)擠壓、拉拔、扭轉(zhuǎn)等工序制成直徑2～3μm線材，棒材承受的總變形量超過99%，這對超導線材用鈮棒的性能提出了很高的要求［2］。S.Balachandran等人的研究表明，晶粒組織均勻細小的鈮棒在復合超導體中變形更均勻，不易發(fā)生斷線，并且對線材的承載電流能力產(chǎn)生積極地作用［3］。

超導線材用鈮棒對材料的雜質(zhì)元素有較高的要求，因此工業(yè)中制備鈮棒一般使用電子束熔煉提純的鈮錠作為原料。然而，電子束熔煉鈮錠內(nèi)部的柱狀晶十分發(fā)達且尺寸嚴重不均勻，晶粒尺寸最大可達厘米級，這種鑄態(tài)大晶粒是導致后續(xù)純鈮棒材金相組織不均勻乃至線材拉伸長度不足的主要原因［4］。迄今為止，等徑角擠壓和高壓扭轉(zhuǎn)被認為是制備細晶材料的最有效工藝，但這兩種方法目前還局限在實驗室內(nèi)，因此鈮純鈮棒材的工業(yè)生產(chǎn)還需在常規(guī)工藝上進一步改善［5］。傳統(tǒng)單一塑性變形如擠壓、軋制或鍛造不僅很難保證純鈮棒材組織在其橫截面上的均勻性，并有隨著棒材直徑越大組織不均勻程度加劇的現(xiàn)象，直接影響后續(xù)線材的加工可靠性。因此，本文為了制備晶粒尺寸均勻細小的純鈮棒材，提高棒材的綜合性能，從不同塑性變形方式相結合的角度入手，研究純鈮棒材組織性能。

1 試 驗

試驗選取經(jīng)過三次電子束熔煉提純、規(guī)格為Ф220mm的鈮鑄錠作為原料，鑄錠的化學成分見表1，滿足ASTMR04200要求。

表1 試驗鈮鑄錠的化學成分 10－6

本試驗首先進行擠壓或鍛造進行純鈮鑄錠的一次變形，制備得到Ф90mm中間規(guī)格棒材；隨后，采用軋制或鍛造的二次變形制備直徑為Φ18mm純鈮棒材，具體試驗工藝方案A、B、C、D見表2。表2中擠壓、軋制、鍛造均是在室溫條件下進行，其中鍛造的道次壓下量為15～25mm，軋制的道次總數(shù)為24。

表2 純鈮棒材加工方案

為研究不同加工方式對純鈮棒材組織性能的影響，對Ф18mm純鈮棒材分別在800、850、900、950、1000、1050、1100、1150、1200℃真空退火，保溫均為60min，然后進行硬度、金相組織和力學性能測試。硬度在MH500自動維氏硬度計進行，檢測純鈮棒材直徑上等距的9個點并求取平均值，試驗載荷為300g，保壓15s。研磨腐蝕后，采用ZEISSAxio Observer金相顯微鏡觀察橫截面金相組織。室溫拉伸試樣按標準制取，采用萬能力學試驗機進行測試。

2 結果與分析

2.1 加工方式對棒材再結晶溫度的影響

經(jīng)過不同溫度退火后Ф18mm純鈮棒材硬度值變化如圖1所示。從圖1可以看出，工藝A、B、C、D制備的棒材硬度隨溫度變化趨于一致。冷加工的金屬在退火過程時會發(fā)生回復和再結晶，回復過程主要是以宏觀內(nèi)應力的消除為主，組織仍以嚴重畸變晶粒形式存在，位錯密度變化不明顯使得硬度變化很小，可知900℃以下鈮棒內(nèi)部只發(fā)生回復過程［6］。隨著退火溫度的升高，鈮棒內(nèi)部發(fā)生無畸變的細小等軸晶粒逐漸取代畸變晶粒的形核行為，進入再結晶階段。再結晶發(fā)生時鈮棒內(nèi)部的位錯密度顯著降低，硬度快速下降，對應圖1中溫度在900～1050℃之間的硬度變化，可知鈮棒在900℃開始發(fā)生部分再結晶。當變形組織完全被等軸晶完全取代時發(fā)生完全再結晶，繼續(xù)升高溫度，在晶界能的驅(qū)動下，鈮棒的內(nèi)部晶粒發(fā)生長大，此過程下因高密度位錯已在再結晶過程基本被消除，升高溫度時硬度基本趨于穩(wěn)定，對應1050～1200℃的硬度變化。

圖1 退火溫度對純鈮棒材硬度的影響關系曲線

因此，通過硬度法可以初步判斷，工藝A、B、C、D路線加工的鈮棒均在溫度1050℃發(fā)生了完全再結晶。雖然四種工藝純鈮棒材的加工路線不同，承受的應力方式有區(qū)別，但其冷變形總加工率相同，再結晶的驅(qū)動力即儲存能基本相同，發(fā)生完全再結晶的溫度就基本一致。至于四種工藝棒材再結晶后硬度的差異，推測和晶粒尺寸的大小有關。

2.2 加工方式對棒材組織的影響

對四種工藝純鈮棒材在1050℃進行退火，取橫截面進行分析，金相組織如圖2所示。可以看出，四種工藝純鈮棒材組織在此溫度下均已發(fā)生完全再結晶，晶粒未有明顯長大跡象，硬度法確定的再結晶溫度基本可靠。然而，在棒材的不同位置，四種工藝的晶粒大小及分布有明顯差異。圖2的金相統(tǒng)計分析表明：工藝A純鈮棒材的邊部晶粒細小均勻，平均晶粒尺寸為15.9μm；心部晶粒偏大，平均尺寸為63.5 μm；工藝B和工藝C鈮純鈮棒材邊部和心部晶粒大小基本一致，平均尺寸分別為22.5μm和31.8μm，且工藝B更均勻；工藝D鈮純鈮棒材邊部晶粒偏粗，平均晶粒尺寸為75.5μm；心部晶粒較細，平均尺寸為37.8μm。對比圖1和圖2，晶粒尺寸與硬度有良好的對應關系，即平均晶粒尺寸越小，硬度越高。

圖2 不同工藝純鈮棒材的金相組織

造成純鈮棒材在橫截面晶粒尺寸不均勻主要源自加工過程的變形不均勻。棒材擠壓過程中，鑄錠的表層金屬在進入模具前的劇烈滑移區(qū)發(fā)生強烈的剪切變形，鑄態(tài)大晶粒被嚴重破碎，可獲得細小組織，而心部金屬遠離邊部的劇烈變形區(qū)，剪切變形小，僅發(fā)生軸向拉長，晶粒破碎程度最小，因此擠壓純鈮棒材的組織在徑向從邊部至心部的變形程度逐漸減小。對于棒材的鍛造，由于本試驗選用的鈮純度高，降低了屈服強度，使得鍛造變形的變形抗力小，加之本試驗鍛造過程中施加15～25mm的大道次壓下量迫使金屬只能沿著軸向變形，限制了金屬橫向流動，使得鈮棒的鍛透性很好，棒材心部獲得了更大的變形。鍛造的邊部金屬由于模具的摩擦阻力限制，相比心部的應變減小，晶粒破碎程度減弱。針對軋制，由于本試驗采用24道次進行棒材軋制，變形過程具有多道次、小加工率的特點，表層金屬率先產(chǎn)生在軋輥剪切力的作用下變形，心部由于軋制力較小使得變形很難深入。因此，軋制純鈮棒材會產(chǎn)生表層變形大、心部變形小的組織特征。

綜上，工藝A采用的“擠壓＋軋制”的制備方法，兩次變形使得邊部的金屬變形更加劇烈，心部并未得到優(yōu)化而始終保持小變形，最終導致純鈮棒材退火后產(chǎn)生了晶粒的嚴重不均勻，如圖2（a）和圖2（b）。類似的，工藝D采用的兩次鍛造使得棒材心部的變形程度進一步大于邊部，最終導致了嚴重的組織不均勻，如圖2（g）和圖2（h）。相反的，工藝B和工藝C首先使用擠壓或鍛造進行第一次晶粒破碎，再經(jīng)過鍛造或軋制進行二次破碎，利用兩種工藝各自變形的特點，避免了僅在邊部或心部產(chǎn)生劇烈變形，有利于減小直徑方向上各個部位的晶粒破碎程度的差異，經(jīng)退火后可得到組織基本均勻的純鈮棒材，如圖2（c～f）所示。值得注意的是，相比工藝B，工藝C的晶粒尺寸稍大且存在少許混晶，這可能因為軋制的小道次加工不如鍛造的大道次加工變形徹底均勻，儲存能分布不均勻?qū)е戮ЯＰ魏撕箝L大速率不一致。

2.3 加工方式對棒材力學性能的影響

不同工藝純鈮棒材經(jīng)1050℃再結晶退火后的室溫力學性能如圖3所示?？梢姽に嘇和工藝D純鈮棒材的邊部和心部強度和塑性差異較大，工藝B和工藝C純鈮棒材的力學性能則在不同位置的接近一致。力學性能的差異，是因為純鈮棒材在不同部位的晶粒尺寸及均勻性不同。純鈮棒材的晶粒尺寸越小且均勻，單位體積內(nèi)的晶粒數(shù)目就越多，塑性變形時的變形可均勻地分散到更多的晶粒中，避免變形集中在少數(shù)晶粒上產(chǎn)生應力集中導致裂紋的產(chǎn)生，從而使得純鈮棒材斷裂前能夠承受較大的塑性變形，呈現(xiàn)出更高的強度和塑性。因此，圖3中純鈮棒材的強度和塑性與圖2的金相組織有直接對應關系，從好到次的順序依次為對應其晶粒大小順序。綜合評估，工藝B棒材具有最好的強度和塑性，棒材的邊部和心部抗拉強度超過220MPa，斷裂延伸率超過55%，且差異很小，有利于拉絲過程中邊部和心部變形協(xié)調(diào)，進而得到高質(zhì)量Nb3Sn線材。

圖3 不同工藝純鈮棒材退火后的力學性能

3 結 論

1.冷變形總加工率相同時，純鈮棒材的再結晶溫度隨加工方式的改變基本無變化，均在900℃開始再結晶，1050℃發(fā)生完全再結晶。

2.采用“擠壓＋軋制”或“鍛造＋鍛造”工藝制備的純鈮棒材在邊部和心部的晶粒尺寸差異較大，導致其力學性能在不同部位存在明顯區(qū)別。

3.“擠壓＋鍛造”和“鍛造＋軋制”工藝將單一加工方式在橫截面上變形不均勻進行有效結合，使得組織均勻性得到充分改善，制備的純鈮棒材平均晶粒尺寸達到22.5μm和31.8μm。與此同時，“擠壓＋鍛造”工藝制備的棒材晶粒最為細小均勻，抗拉強度超過220MPa，斷裂延伸率超過55%。