李 晨，黃 波，信敬平，楊 琪，宋 勇，周 濤，鳳麟核團隊

（1. 中國科學院合肥物質科學研究院，合肥 230031；2. 中國科學技術大學，合肥 230026；3. 中子科學研究院（重慶）有限公司，重慶 401331；4. 中子科學國際研究院，青島 266199）

強流氘氚中子源是一種高流強中子的發(fā)生裝置，廣泛用于聚變反應堆材料輻照實驗、反應堆相關參數(shù)測量、輻射放療等多個領域，并已取得諸多重要成果［1-5］。中子靶是強流氘氚中子源的關鍵部件，工作過程中靶面將受到高能束流轟擊，承受很高的熱載荷，若不能及時將熱量導出，靶面溫度過高時，靶膜中的氚就會大量釋放，從而極大地降低中子產(chǎn)額，這就要求靶基底材料具有良好的導熱性能［6］。同時，強流氘氚中子源的中子靶往往采用高速旋轉的方式來降低靶面的平均熱載［7］，對中子靶基底材料的力學性能也提出了較高的要求。

CuCrZr合金具有良好的導熱性能及力學性能，被認為是最優(yōu)異、最有發(fā)展前景的高強高導銅合金之一［8-10］，常作為中子靶散熱基底的首選材料。如圖1所示，中子靶CuCrZr基底內部具有復雜的內部冷卻流道，一般采用熱等靜壓（Heat Isostatic Pressing，HIP）擴散焊接進行部件制備，焊接處理后CuCrZr合金一般處于固溶態(tài)［11-13］。靶基底制備后需要長時間在500℃以上的高溫環(huán)境下進行氚吸附處理［14-16］，這將對CuCrZr合金產(chǎn)生高溫時效作用，引起材料組織和性能的變化。針對高溫時效對CuCrZr合金性能的影響，許多學者對此進行了研究，均表明長時間高溫時效將導致CuCrZr合金的力學性能下降，而且高溫時效下其導熱性能也可能下降，這將對中子靶的散熱性能和機械強度等造成較大影響［17-19］。

圖1 旋轉靶散熱基底結構示意圖Fig.1 The schematic diagram of structure diagram of rotating target cooling base

根據(jù)熱處理的遺傳性特點，通過對合金進行預時效處理，即先進行相對低溫的時效處理，可以降低長時間高溫服役環(huán)境對材料綜合性能的不利影響。大量研究表明，預時效處理對很多合金材料的綜合性能有著積極影響，在鋁合金、鎂合金等領域已有十分成熟的應用［20-22］，但預時效對CuCrZr合金性能影響的研究相對較少。

本文通過分析中子靶制備過程中高溫時效及預時效狀態(tài)下CuCrZr合金的微觀組織、力學性能及導熱性能，重點研究預時效對提高CuCrZr合金在高溫環(huán)境下性能穩(wěn)定性的效果及機制，為提高CuCrZr合金的綜合性能提供依據(jù)，進而提高中子靶的散熱基底散熱性能和力學性能，以提升強流中子源的可靠性與使用壽命。

1 實驗方法

1.1 實驗材料

實驗選用CuCrZr合金牌號為C18100，化學成分如表1所示。實驗樣品設定為圓片狀，根據(jù)旋轉靶冷卻流道層的鉻鋯銅設計參數(shù)選定樣品厚度為2 mm，根據(jù)導熱性能和力學性能等測試的儀器要求確定樣品直徑為10 mm。

表1 C18100 CuCrZr合金成分表Table 1 Composition of C18100 CuCrZr

1.2 熱處理工藝

為了方便后續(xù)分析，將樣品編號分為ABCD四組。四組樣品均先進行固溶處理（960℃保溫5h后爐冷至室溫），用于模擬熱等靜壓焊接的工藝環(huán)境，然后分別進行不同的熱處理。A組為固溶態(tài)；B組進行預時效處理（450℃保溫4 h后爐冷）；C組進行高溫時效處理（550℃保溫24 h后爐冷），用于模擬中子靶吸氚的工藝環(huán)境；D組進行預時效加高溫時效處理（450℃保溫4 h后爐冷至室溫，再在550℃保溫24 h后爐冷），相關的熱處理工藝參數(shù)如表2所示。

1.3 性能及微觀組織測試方法

1.3.1 導熱性能測試

材料導熱性能通過導熱系數(shù)進行表征，根據(jù)閃射法原理使用LFA 467閃射法導熱儀開展導熱系數(shù)測試，如圖2所示，在室溫條件下，由激光脈沖源在瞬間發(fā)射一束光脈沖，均勻照射在樣品前端面，使其表層吸收光能后溫度瞬時升高。使用紅外檢測器連續(xù)測量背面中心部位的相應溫升過程，得到試樣上表面溫度升高到最大值TM的一半時所需要的時間t1/2（半升溫時間），根據(jù)Fourier傳熱方程計算出熱擴散率α（T）［23］：

圖2 閃射法導熱儀測量原理圖Fig.2 The schematic diagram of the laser thermal conductivity meter

式中，L為樣品厚度，單位是m。

材料的導熱系數(shù)λ（T）可表示為：

式中，ρ（T）為材料密度，單位是kg/m3；C（T）為材料比熱容，單位是J/（kg·K）。

每個樣品隨機取3個點測量導熱系數(shù)，計算不同點位測量結果的平均值作為該組樣品的導熱系數(shù)結果。

1.3.2 力學性能測試

力學性能通過顯微硬度來體現(xiàn)，顯微硬度測量采用TMVS-1數(shù)顯顯微硬度儀，根據(jù)CuCrZr原材料的基本力學性能，實驗人員設置加載載荷為100 g，加載時間為10 s，每個樣品隨機取5個點測量維氏硬度，計算不同點位測量結果的平均值作為該組樣品的維氏硬度的測量結果。

1.3.3 微觀組織觀測

為了表征樣品的微觀結構，實驗人員在使用FeCl2腐蝕樣品后，用金相顯微鏡（Axio Observer Z1，Zeiss）進行樣品金相組織分析；用熱場發(fā)射掃描電鏡（SEM，Apreo，F(xiàn)EI）進行微觀表面形貌表征及EDS能譜分析，評估熱處理后的微觀結構與成分變化；此外，實驗人員利用X射線衍射儀（XRD，X’Pert PRO，帕納科）進行相結構表征。

2 實驗結果

2.1 不同熱處理態(tài)CuCrZr的顯微組織表征結果

四組樣品的金相表征結果如圖3所示，圖3（a）顯示固溶態(tài)材料晶粒較小、晶界間有較大的析出顆粒，晶粒內也分布有少量的顆粒狀析出相；圖3（b）顯示固溶態(tài)材料預時效450℃保溫4 h處理后，材料晶粒略微長大，有很多納米級的細小析出相分散在材料內部；圖3（c）顯示固溶態(tài)材料在550℃保溫24 h后，材料晶粒增大、析出物聚集長大；圖3（d）顯示固溶態(tài)材料在預時效+高溫時處后，相比于高溫時效態(tài)材料晶粒長大程度較低，材料表面析出顆粒聚集粗化程度降低。

圖3 四組樣品的金相組織：（a） A組，（b） B組，（c） C組，（d） D組Fig.3 Metallography of four groups of heat-treated materials：（a） Group A，（b） Group B，（c） Group C，（d） group D

如圖4所示，A組（固溶態(tài)）樣品析出相的形狀為四邊形或不規(guī)則形狀，析出相顆粒較大；B組的析出相為球狀，球狀的析出相對合金的性能具有積極影響［24］，且析出相細小而分布均勻；C組的析出相相較于B、D兩組都較為粗大，分布不均，說明高溫時效會促使析出相的聚集，而粗大的析出相容易對材料的力學性能造成不利影響［25］；D組的析出相明顯比C組更為細小分散，表明預時效處理可以有效抑制后期長時間高溫熱處理所產(chǎn)生的析出相聚集。

圖4 四組熱處理材料微觀形貌及能譜分析圖Fig.4 Microstructure and EDS analysis of four groups of materials

圖5給出了材料XRD的表征結果，在圖5中可以明顯看到的相結構為α-Cu相，沒有看到Cr和Zr相關相的衍射峰，這是由于Cr和Zr在樣品中含量太少，一般含量低于5 wt%難以出現(xiàn)衍射峰［26］，但是通過對最強峰使用高斯函數(shù)進行擬合后，可以看出經(jīng)過預時效、高溫時效處理后樣品的半高寬要小于固溶態(tài)樣品的半高寬，說明預時效、高溫時效處理后樣品的晶格畸變程度減小，說明溶質原子已從基體內部析出。結合圖4的EDS能譜圖，富Cr區(qū)的Cu和Zr的含量極少，尤其是富Cr區(qū)在Cu元素的面掃描圖譜中的對應位置呈現(xiàn)明顯貧Cu和貧Zr，Cr和Cu無法形成化合物相，因此Cr元素主要以Cr單質形式存在；在富Zr區(qū)域，Cu含量同樣很高，且Zr和Cu可形成多種金屬間化合物，如Cu8Zr3、CuZr2等，且Zr在材料中含量很低，所以可以確定析出相主要為Cr相和少量的Cu-Zr化合物（如Cu8Zr3、CuZr2等）［24］。

圖5 四組樣品的XRD譜圖（左）和最強峰半高寬圖（右）Fig.5 XRD patterns（left） and FWHM of strongest peak （right） of the four groups of samples

2.2 不同熱處理態(tài)CuCrZr導熱性能和力學性能測試結果

圖6給出不同熱處理態(tài)CuCrZr合金的熱導率和硬度，B組樣品（預時效態(tài)）硬度最高58.7 HV，并且導熱率為305.18 W·（m·K）-1，明顯高于A組，這說明預時效可以很好地強化CuCrZr合金的綜合性能。C組（高溫時效態(tài)）樣品的硬度最低51.26 HV，但熱導率最高達337.51 W·（m·K）-1，這說明長時間高溫時效會大幅削弱CuCrZr合金的硬度，但是有利于提升導熱性能。 D組樣品硬度達56.02 HV，導熱系數(shù)達330.95 W·（m·K）-1，相比C組樣品導熱率相當，硬度得到了改善，這說明預時效可以減弱高溫時效對材料力學性能帶來的不利影響，使得旋轉靶同時獲得良好的力學性能和傳熱性能，以承受更強的高轉速和熱載荷，有利于提高旋轉靶的性能指標和使用壽命。

圖6 硬度對比圖和導熱率參數(shù)對比圖Fig.6 Comparison of hardness and thermal conductivity parameters

3 分析與討論

3.1 預時效對CuCrZr合金性能的影響及機理

通過B組的實驗結果可知，預時效能夠明顯地強化CuCrZr合金的綜合性能，其原因在于，相對低溫的預時效過程，在微觀組織觀測結果中可以看出，促使細小彌散的強化相可以在較短的時間內大量析出，細小的析出相產(chǎn)生沉淀強化作用，使得合金的顯微硬度迅速增大［27］，與B組同理，預時效處理后Cr相和Cu-Zr化合物相的析出，降低了對聲子的散射，導熱率升高［28-30］。

3.2 吸氚工藝的熱環(huán)境對CuCrZr合金性能的影響及機理

通過C組的實驗結果，可以看出，550 ℃保溫24 h的吸氚工藝熱環(huán)境會對CuCrZr合金的性能產(chǎn)生較大的影響，具體原因如圖4中C組樣品的微觀組織觀測所示，長時間的高溫時效使得Cr相和Cu-Zr化合物相在銅基體中的擴散速度較快，在短時間內大量析出并聚集長大［21］，雖然第二相的快速且充分地析出大幅減小了銅晶格的畸變程度，降低了聲子的散射，使得材料的導熱性能得到明顯的提高，但第二相在析出后的聚集形成了粗大的析出相，這對CuCrZr合金的力學性能會產(chǎn)生不利影響。

3.3 預時效對CuCrZr合金性能穩(wěn)定性的影響及機理

通過對比C、D兩組結果可知，同樣是經(jīng)過高溫熱處理，預時效處理過的D組樣品并沒有因為高溫時效而大幅削弱力學性能，因為在相對低溫的預時效過程中，固溶體飽和度增加，析出物晶核增多，可以獲得彌散度較大且穩(wěn)定的第二相，使得樣品在后續(xù)高溫時效過程中具有更多的形核核心，降低了第二相的長大程度，硬度沒有大幅降低，且在高溫時效的過程中第二相析出更為充分，銅晶格畸變減小，提高材料的導熱性能的同時保證其具有良好的硬度，所以預時效能提高材料性能的穩(wěn)定性，削弱高溫時效為材料帶來的不利影響，使得旋轉靶能夠承受更高的旋轉應力和熱應力等載荷，提高了旋轉靶的可靠性及安全性。

4 結論

本文主要研究了預時效對提高CuCrZr合金高溫環(huán)境下微觀組織和性能穩(wěn)定性的作用，并重點分析討論了預時效對鉻鋯銅長期高溫服役的影響和機理。得到以下結論：

（1） 450℃保溫4 h的預時效可以使細小彌散的球狀強化相在較短時間內大量析出，細小的球狀析出相具有強的沉淀強化作用，材料硬度提高；同時，形成了大量細小沉淀物，使銅晶格的畸變減小，降低了對聲子的散射，從而提高了材料的導熱率。

（2） 550℃保溫24 h的高溫時效后，會使CuCrZr合金內部晶粒長大，并形成粗大的富Cr相和Cu-Zr金屬間化合物，相比固溶態(tài)合金，材料硬度降低，導熱性能提升，說明吸氚工藝的熱環(huán)境一定程度上可以提升材料的導熱性能，但會導致力學性能明顯下降。

（3）相比于單段時效，先進行450℃保溫4 h的預時效可以形成彌散且穩(wěn)定的第二相核心，在后續(xù)550℃保溫24 h的吸氚過程中，即便材料長時間處于高溫環(huán)境，材料內部仍能保持穩(wěn)定的細小球狀析出相形態(tài)和分散的析出相分布，降低了長時高溫環(huán)境對樣品力學性能的不利影響，同時高溫時效使固溶體析出更充分，進一步提高了導熱性能，進而提高了中子靶基底的綜合性能，使得旋轉靶能夠承受更高的旋轉應力和熱應力等載荷，為中子靶的設計與制備提供了優(yōu)化思路。

致謝

本工作得到了鳳麟核團隊其他成員的支持，以及得到了國家重點研發(fā)計劃2020YFB1901901、中國科學院A類戰(zhàn)略性先導科技專項XDA22010504和重慶市杰出青年科學基金CSTB2023NSCQJQX0010的資助，在此表示感謝。