稀有難熔金屬一般包含鎢、鉬、鉭、鈮、鋯、鉿等金屬，這些金屬在耐高溫領域均有著重要應用，其中鉭鈮及其合金由于具有良好的加工性能和優良的耐高溫、耐腐蝕性能，廣泛應用于電子、化工、航空航天等領域。鈮的耐高溫、耐腐蝕性能稍遜于鉭，但由于鈮的價格較低(約是鉭的三分之一)，密度僅為鉭的一半，因此鈮鋯合金(Nb-1Zr)具有更好的性價比，經常在耐高溫領域作為鉭合金的替代品，成為使用最廣泛的稀有難熔金屬材料之一。

鈮鋯合金Nb-1Zr在鈮中添加了0.8%～1.2%的鋯，起到細化晶粒的作用，在不降低鈮塑性的基礎上顯著提高了室溫強度，同時由于鋯與氧的親和力較強，可起到保護鈮基體的作用。鈮中的鋯元素既有沉淀強化作用，也有固溶強化作用。但在高溫下，由于高溫擴散作用使固溶強化效果有所削弱，主要是鈮中的合金元素鋯形成的第二相粒子起到彌散強化和沉淀強化作用［1］。因此，鈮鋯合金的耐高溫性能優于純鈮。雖然鈮鋯合金作為耐高溫材料已得到大量應用，但對于鈮鋯合金的高溫力學性能一直沒有相關的測試與研究，這為該合金的選用帶來困難。本文通過在各個高溫下對鈮鋯合金力學性能進行測試，給出鈮鋯合金在高溫下的性能曲線，并結合斷口形貌分析，研究鈮鋯合金在高溫下的變形機制。

1、試驗部分

試驗所用高溫試樣是由再結晶退火態鈮鋯合金棒材經機械加工而成，如圖1所示。鈮鋯合金棒材的制備采用下述工藝:將五氧化二鈮進行鋁熱還原得到鈮鋁合金，經300kW真空電子束水平爐熔煉成熔煉鈮板;將熔煉鈮板與鋯片制成電極后在600kW真空電子束熔煉爐中經兩次熔煉成φ160mm鑄錠坯，機械加工成φ152mm鑄錠;將鑄錠鍛造、拉拔后進行再結晶退火，最終得到φ14mm的鈮鋯合金棒材。鈮鋯合金高溫試樣總長度115mm，標距25mm，測試斷面直徑φ4mm。試驗前鈮鋯合金試樣的金相照片見圖2，化學成分見表1。

高溫試驗設備采用長春方銳科技有限公司的ZKWD—50高溫真空力學試驗系統，試驗在真空環境中進行，工作真空度≤5×10－2Pa;試驗溫度范圍為1000～1800℃，每個試驗溫度均測試兩個試樣，試驗結果取平均值后繪制力學性能隨溫度變化曲線。將試驗后各溫度試樣的斷口形貌采用JSM—6510A型掃描電鏡進行觀察。

2、試驗結果與討論

2.1力學性能

圖3給出了鈮鋯合金棒材的抗拉強度σ_b、屈服強度σ_0.2、延伸率δ和斷面收縮率ψ隨溫度變化的曲線。由圖3可看到，鈮鋯合金的抗拉強度和屈服強度從1100℃開始快速下降，二者的差距也快速縮小，在1400℃附近幾乎一樣，隨后至1800℃區間內下降變緩。延伸率在1000～1200℃區間內變化較小，近似平臺，與室溫時相差不大，但在1200℃以上隨溫度升高而快速上升，形成明顯的拐點，合金塑性大幅提高。合金斷面收縮率在整個試驗溫度區間內變化不大。由于鈮鋯合金在1800℃高溫下的斷口呈尖銳棱角狀，斷面面積接近于零而無法測出，故未得到該溫度下的斷面收縮率。

2.2斷口形貌

圖4、圖5所示是鈮鋯合金在不同溫度下拉伸斷口形貌的SEM照片。由圖4可以看到，鈮鋯合金1000℃高溫斷口中心是典型的單向拉伸等軸韌窩，韌窩中心纖維區占比較小，韌窩尺寸大小較均勻，放射區較淺，剪切唇粗糙度較高，但也可見較平坦的局部。該溫度下，相比室溫性能，強度下降明顯，但延伸率沒有較大變化［2］。

鈮鋯合金1100℃高溫斷口中心也是等軸韌窩，韌窩中心纖維區及韌窩尺寸大小未見明顯增大，但放射區面積增大增深，剪切唇區的粗糙度仍然很高。在該溫度下，鈮鋯合金的強度和塑性下降均較為緩慢。

鈮鋯合金1200℃高溫斷口中心纖維區的面積增大，等軸韌窩的尺寸變化不大，放射區深度有所減小，同時剪切唇區的粗糙度下降。在該溫度下，強度快速下降，而延伸率變化不大。

由圖5可看到，鈮鋯合金1400℃高溫斷口中心韌窩消失，放射區較深，內壁較為光滑，剪切唇區的粗糙度也較低。伴隨著這種變化，鈮鋯合金的塑性發生很大變化，強度快速下降的同時，延伸率快速上升，在原來的平臺上出現了拐點。

鈮鋯合金1600℃高溫斷口中心斷裂處非常銳利，仍無韌窩，纖維區和放射區銳化成三道棱線，剪切唇區非常光滑。在該溫度下，合金強度繼續下降，但下降緩慢，延伸率繼續快速提高。

鈮鋯合金1800℃高溫斷口形貌與1600℃時非常相似，無纖維區和放射區，剪切唇區也呈棱線形，表面比1600℃時更加光滑，在晶界處可見第二相粒子分布。該溫度下的強度依然緩慢下降，延伸率依然大幅提升。

針對圖5中鈮鋯合金1800℃下的第二相粒子進行了能譜分析，結果如圖6所示。分析結果顯示，圖6中第1點成分為氧化鋯和碳化鋯，第2點成分為氧化鋯，第3點成分為碳化鋯。由此可見，鈮鋯合金的第二相粒子為氧化鋯和碳化鋯顆粒。其中，氧化鋯顆粒分布細小而彌散，碳化鋯顆粒較大而少。比較各溫度下的斷口形貌可以看出，鈮鋯合金在各溫度下的變形機制有很大不同，總體上出現兩種占主導的變形方式:在1000～1200℃區間內，以韌窩為標志，具有典型的韌性斷裂斷口形貌，在這個溫度區間內，強度下降由緩變快，塑性相比室溫變化不大，但仍保持在一個較高的水平上;在1400～1800℃，韌窩消失，出現了無韌窩的新斷口形貌，在此溫度區間內，強度下降由快轉緩，而塑性相比1000～1200℃區間快速上升，且抗拉強度與屈服強度的差距很小。這兩種變形方式隨著溫度的提高雖然發生了轉換，分別在不同的溫度區間占據著主導地位，但在最終斷裂前均使斷口發生了劇烈的集中變形，故鈮鋯合金的斷面收縮率一直穩定在較高水平上。

2.3高溫變形機制

金屬在室溫和高溫下的變形方式有很大不同。室溫或低溫下，金屬主要的變形方式是滑移和孿生，這種方式主要是通過位錯的運動實現的。但在高溫下，由于回復和再結晶的作用，金屬內位錯密度減小，從而使滑移的總變形量也相應減小，金屬的變形方式就可能發生較大變化。

金屬高溫變形過程中，位錯滑移、加工硬化與動態回復和再結晶、擴散蠕變及晶界滑動均可能發生，金屬的變形是這些過程綜合作用的結果，其中變形溫度起著決定作用。溫度越高，動態再結晶的作用越強，擴散蠕變和晶界滑動發生的幾率越高，而晶界滑動往往伴隨著晶界遷移［3］，這將進一步提高金屬的塑性。究竟哪種變形方式起主導作用，還要從金屬的斷口形貌結合性能變化特點來分析。鈮鋯合金在1000～1200℃溫度范圍內，由于溫度相對較低，擴散蠕變的作用較弱，晶界的強度雖有所下降，但仍然對位錯運動具有較強的阻礙作用，彌散分布的碳化物和氧化物顆粒也仍然有較強的位錯釘扎作用，所以在這個溫度區間內，雖然也發生了晶界滑動，但造成的金屬宏觀塑性變形較小［2］。從試驗結果來看，此溫度下鈮鋯合金斷口形成韌窩，中心纖維區增深及面積增大，綜合作用使得金屬塑性保持在一定的水平上;剪切唇區粗糙度下降，說明裂紋擴展速率不斷下降，而動態應變時效作用不斷減小［4］。從圖3可以看出，鈮鋯合金在1000～1200℃下的塑性指標相對室溫仍然保持在較高水平，強度快速下降。

因此，在此溫度區間內，鈮鋯合金的主要變形機制是位錯滑移。

隨著試驗溫度的提高，鈮鋯合金呈現出高溫變形的特點，晶界強度快速下降，第二相粒子的阻礙作用變弱，擴散蠕變和動態再結晶的作用加強，發生晶界滑動和遷移的可能性大大增強。從試驗結果來看，鈮鋯合金在1400～1800℃溫度區間內，韌窩消失，說明此溫度區間的主要變形方式已經不是位錯滑移;強度下降趨緩，而塑性快速升高，說明雖然沒有發生位錯滑移或者位錯滑移作用很小，金屬仍然發生了較大的塑性變形，金屬的延伸率甚至在1200℃處出現了明顯的拐點;剪切唇區越來越光滑，說明裂紋擴展速率很低，塑性得到很大提高，斷口無纖維區和放射區，剪切唇區銳化成棱線形，說明塑性變形的程度很大。這些觀察結果綜合說明了在此溫度區間內，晶界滑動成為鈮鋯合金的主要變形機制。

韌窩常常出現在第二相粒子附近。高溫下由于合金元素的擴散速度加快，固溶強化效果被削弱。鈮鋯合金的高溫強化主要是通過第二相粒子的沉淀強化和彌散強化實現的。對鈮鋯合金第二相粒子的分析結果表明，氧化鋯顆粒細小、數量較多且分布彌散，碳化鋯顆粒較大而數量較少。氧化鋯與碳化鋯的硬度相當，但碳化鋯的熔點高于氧化鋯。鋯與氧的親和力遠大于鋯與碳的親和力，所以鈮鋯合金中形成的氧化鋯數量多，分布范圍大，因而氧化鋯顆粒細小而彌散，主要起到彌散強化的作用。鋯一般和鈮一起與碳共同形成立方晶型的(Nb，Zr)C相［1］，碳與鋯的親和力較小，同時試樣中含碳量較低，形成的(Nb，Zr)C顆粒少;而當鋯含量不足時，會出現大塊的Nb2C，因此，碳化鋯和碳化鈮通常聚集并長大，形成大顆粒，在鈮鋯合金中主要起到沉淀強化的作用。

3、結論

1)隨著溫度的提高，鈮鋯合金在高溫下的抗拉強度和屈服強度的下降速度由快轉慢，二者的差值逐漸接近。

2)隨著溫度的升高，鈮鋯合金在1000～1200℃高溫下的延伸率變化不大，在1200℃以上快速升高，而斷面收縮率在1000～1600℃范圍內變化不大。

3)鈮鋯合金在1000～1200℃溫度區間內，主要變形機制為位錯滑移，在1400～1800℃溫度區間內，主要變形機制為晶界滑動。

4)鈮鋯合金中氧化鋯顆粒細小、數量多且分布彌散，主要起到彌散強化作用;碳化鋯數量少、顆粒尺寸大，主要起到沉淀強化作用。

參考文獻:

［1］彭志輝．稀有金屬材料加工工藝學［M］．長沙:中南大學出版社，2003:100．

［2］吳孟海．鈮鋯絲拉拔過程中的性能變化［J］．寧夏工程技術，2006，5(2):153-156，160．

［3］鄭子樵．材料科學基礎［M］．長沙:中南大學出版社，2005:342．

［4］HULL Derek．斷口形貌學［M］．李曉剛，董超芳，杜翠薇，等譯．北京:科學出版社，2009:10．

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