在鋯合金加工過程中，鍛造棒坯通常要通過β淬火使組織中的第二相重新溶入β相，使β穩(wěn)定元素充分、均勻同溶于鋯合金基體中，以提高成品的耐腐蝕性能。鋯合金在進(jìn)行β相冷卻的過程中，bcc結(jié)構(gòu)的β相會轉(zhuǎn)變?yōu)閔cp結(jié)構(gòu)的α相，且隨著合金成分和冷卻速率的變化，會得到不同的微觀組織。一般認(rèn)為[1]鋯合金生產(chǎn)中，淬火組織為Basketweave魏氏組織和Parallel—plate魏氏組織時，由于α板條內(nèi)有位錯存在，有利于后續(xù)加工。

在鋯合金管棒坯生產(chǎn)過程中發(fā)現(xiàn)，對應(yīng)同一鑄錠不同位置的鍛造棒坯淬火組織雖然均為魏氏組織，但對應(yīng)鑄錠頭部的鍛造棒坯淬火組織在晶界處有較多垂直／平行于品界的平行板條組織，對應(yīng)鑄錠中部和尾部的鍛造棒坯淬火組織中網(wǎng)籃組織更為明顯。淬 火組織巾平行板條組織大量出現(xiàn)可能會影響材料的強(qiáng)一塑性，將導(dǎo)致加工過程中材料開裂[3] 。鋯合金淬火組織的這種差異可能會影響后續(xù)半成品及成品的產(chǎn)品質(zhì)量，因此本文從鍛造淬火工藝、合金元素、鑄錠組織結(jié)構(gòu)等方面對鋯合金鍛造棒坯淬火組織的差異進(jìn)行了分析。

1、試驗過程

本文選用相同規(guī)格的Zr-1Sn-1Nb合金鑄錠和Zr-4合金鑄錠，根據(jù)其不同位置淬火組織的不同從鍛造淬火工藝、鑄錠合金元素及鑄錠組織進(jìn)行分析。其中1#鑄錠為Zr-1Sn-1Nb合金，2#鑄錠為Zr-4鑄錠，選擇試樣為對應(yīng)鑄錠頭部、中部和尾部的錠坯，錠坯均經(jīng)過淬火。鑄錠及錠坯情況見表1。

2、試驗結(jié)果與討論

2.1 β淬火組織

鑄錠經(jīng)過鍛造、淬火處理后，在表1中所選取錠坯的端部取片狀試樣進(jìn)行金相檢測。每個片狀試樣的中心(I)、R／2(M)和邊部(0)分別取樣進(jìn)行觀察，樣片上取樣位置見圖1。

圖2、圖3分別為l#鑄錠、2#鑄錠不同位置(T一對應(yīng)鑄錠頭部、z一對應(yīng)鑄錠中部、w一對應(yīng)鑄錠底部)錠坯淬火后芯部、R／2和邊部的淬火組織。從圖中可以看出，同一棒坯其芯部、R／2和邊部的淬火組織基本相同，而對應(yīng)鑄錠不同位置的棒坯淬火組織存在差異。1一T和2一T芯部、R／2和邊部的組織在晶界處有較多垂直／平行于晶界的平行板條組織，而對應(yīng)鑄錠中部和尾部的其它棒坯的芯部、R／2和邊部淬火組織為明顯的網(wǎng)籃組織；且該趨勢在2#(zr一4合金)鑄錠中表現(xiàn)更加明顯。

2.2加工工藝的影響

在鋯合金加工過程中，初始鍛造和β淬火會對材料組織造成影響[4]，其中鍛造工序破碎鑄錠的柱狀晶，改善宏觀偏析，把鑄態(tài)組織變?yōu)殄憫B(tài)組織，并存合適的溫度和應(yīng)力條件下，焊合內(nèi)部孔隙，提高材料的 致密度．控制材料晶粒的大小和均勻度，并改善第二相的分布。β淬火使其熔煉和鍛造錠坯組織中的第二相重新溶入β相．使Nb、Fe、cr這些β穩(wěn)定元素在β相中過飽和，快速冷卻后合金元素過飽和固溶在α相中，合金元素充分和均勻固溶于鋯合金基體中。這樣一方面可以使合金元素分布更均勻化，另一方面又可以使成品管材 抗腐蝕性能提高。

本文選用的兩個鑄錠在加T過程中，經(jīng)兩火次鍛造后進(jìn)行B淬火。鑄錠鍛造工藝見表2，所選取錠坯淬火工藝見表3。從表2可以看出，兩個鑄錠均采用相同工藝進(jìn)行拔長鍛造，保證了鍛造過程中變形量的一致性。表3中，所取錠坯的淬火工藝也均在工藝要求范同內(nèi)，錠坯轉(zhuǎn)移時間和淬火水溫均控制在較小的 范圍內(nèi)，保證了錠坯淬火冷卻速率的一致性。通過鍛造工藝和淬火工藝的對比．兩個鑄錠不同位置錠坯的 鍛造和淬火工藝均按照要求嚴(yán)格控制，基本一致，均形成了圖2和圖3所示的魏氏組織，但仍然存在不同位置淬火組織的不同，可以判斷，兩個鑄錠不同位置錠坯淬火組織差異不是由于鍛造、淬火工藝造成的。

2.3鑄錠化學(xué)成分的影響

D．Charquet等人研究表明[5]網(wǎng)籃組織的形成與淬火冷卻過程相變的形核有關(guān)。Si、C等固溶度較低的元素，易形成網(wǎng)籃組織；而Ca、Mg、Na等元素只有以氯化物的形式添加時才易形成網(wǎng)籃組織．添加極少含量的Ca、Mg、Na等雜質(zhì)元素不足以使不含cl的平行板條組織原材料形成網(wǎng)籃組織。

表4為1#鑄錠、2#鑄錠所選取錠坯對應(yīng)鑄錠不同位置的化學(xué)成分。其中每個鑄錠不同位置的C、Ca、Mg、Na含量基本一致；每個鑄錠不同位置Si元素含量也沒有相同的增長趨勢，1#鑄錠尾部含量較頭部和中部高出10ppm．2#鑄錠頭部含量較中部和尾部高m10ppm。同一鑄錠元素的變化趨勢與其不同位置的淬火組織(圖2、圖3)變化趨勢也不盡相同，而本文兩個 鑄錠在熔煉過程中，添加Ca、Mg、Na等元素的方式相同．因此可以判斷以上元素含量的差異不足以導(dǎo)致同一鑄錠不同位置錠坯淬火組織的差異。

對比1#鑄錠和2#鑄錠的C含量和Si含量，發(fā)現(xiàn) 1#鑄錠的C含量約為40ppm，Si含量約為40ppm；2#鑄錠的C含量約為120ppm，Si含量約為90ppm；2#鑄錠的C含量和Si含量均高于1#鑄錠。對比圖2和圖3，2#鑄錠的網(wǎng)籃組織比1#鑄錠的網(wǎng)籃組織更加明顯，這與D．Charquet等人提出的Si、C等元素的加入易形成網(wǎng)籃組織相吻合。

2.4鑄錠組織的影響

本文中鑄錠均采用三次真空自耗熔煉而成。自耗熔煉的特點是邊熔化邊結(jié)晶，在熔煉過程中一直存 在固態(tài)電極、液態(tài)熔池和已凝固的鑄錠三種狀態(tài)。而 且鑄錠的凝固過程是由上而下的順序。初期，凝固主要從底部開始，隨著鑄錠增長，底部冷卻逐漸減弱，當(dāng)達(dá)到一定長度時則邊緣冷卻占主導(dǎo)地位，柱狀晶逐漸 改變方向．與徑向的夾角越來越小。鑄錠進(jìn)一步增長 到一定值時，柱狀晶幾乎與徑向平行。在鑄錠長度方向上，結(jié)晶組織最終形成三個區(qū)，即鑄錠頭部的非平衡區(qū)、鑄錠中部的偽平衡區(qū)及尾部的非平衡區(qū)。根據(jù)結(jié)晶結(jié)構(gòu)的差異又可分為：堆積錐體，柱狀晶區(qū)，頭部晶區(qū)，表面晶層和錠冠[4]。

鑄錠頭部、中部及尾部結(jié)晶組織的不同必然導(dǎo)致在鍛造同一變形量作用下，形成不同大小的晶粒，最終導(dǎo)致同一鑄錠不同位置淬火過程中的組織差異。

3、結(jié)論

(1)鋯合金管棒坯生產(chǎn)過程中，不同鑄錠采用相同的鍛造和淬火工藝不會導(dǎo)致鑄錠不同位置錠坯淬火組織差異;

(2)C元素和Si元素較高含量的加人使Zr一4合金鍛造淬火組織較Zr—1Sn一1Nb合金鍛造淬火組織中的網(wǎng)籃組織更為明顯;

(3)鋯合金真空熔煉過程中，鑄錠頭部組織與其中部和尾部組織存在不同導(dǎo)致鑄錠經(jīng)鍛造、淬火后存在組織差異;

(4)不同牌號鋯合金鍛造淬火組織差異的存在對后續(xù)產(chǎn)品質(zhì)量的影響需做進(jìn)一步研究。

參考文獻(xiàn)

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[2]黨薇，薛祥義，李金山，等．TC2l合金片層組織特征對其斷裂韌性的影響[J]．中國有色金屬學(xué)報，2010，20(1)：16-20．

[3]邵暉，趙永慶，葛鵬，等．小同組織類型對Tc2l合金強(qiáng)一塑性的影響[J]．稀有金屬材料與工程，2013，42(4)：845-848．

[4]劉建章．核結(jié)構(gòu)材料[M]．北京：化學(xué)工業(yè)出版社，2007．

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