熱處理溫度對Al-Gd合金凝固組織和硬度的影響

石向東， 李德貴， 曹阿林， 古 斌， 梁柳青

(1. 百色學院 材料科學與工程學院， 廣西 百色 533000；2. 廣西壯族自治區(qū)鋁基新材料工程研究中心， 廣西 百色 533000；3. 中國熱處理行業(yè)協(xié)會， 北京 100101)

乏燃料為在核電站反應(yīng)堆使用過的核燃料，仍然具有一定的放射性，所以乏燃料后續(xù)必須進行妥善處理[1-2]。目前，大多數(shù)國家由于技術(shù)與成本等原因，都采取了中間貯存的方式[3-4]。在貯存過程中，中子吸收材料用來保證乏燃料處于安全狀態(tài)，防止放射性物質(zhì)污染環(huán)境，因此高性能中子吸收材料與乏燃料的有效貯存密切相關(guān)[5]。

由于硼具有良好的中子吸收性能并易于制備，硼系材料作為中子吸收材料應(yīng)用較為廣泛，主要包括硼鋼、硼鋁合金、含硼復(fù)合材料等[6-8]。然而因為鋼中的硼溶解度很低[9-10]，使得硼鋼的中子吸收性能受限；硼鋁合金中需要添加濃縮后的10B[11-12]，制造成本與難度大大增加；而含硼復(fù)合材料或由于結(jié)構(gòu)強度較低[13]，或者耐腐蝕性能較差[14]使其應(yīng)用受到影響。

鋁釓合金采用Gd作為中子吸收元素，以Al為基體。高中子吸收能力的釓與延展性好的鋁相結(jié)合，是非常有前景的中子吸收材料。前人對鋁釓合金的研究主要集中在釓含量較低的合金[15-19]，對較高釓含量的鋁釓合金及其熱處理后的凝固組織與硬度的研究較少。因此本文以Al-52%Gd(質(zhì)量分數(shù))合金為試驗材料，主要研究了不同熱處理溫度對過共晶鋁釓合金凝固組織及其硬度的影響。

1 試驗材料及方法

本研究以99.99%的高純鋁和99.99%的高純釓作為原料，通過XSE204型精密電子天平稱重，按質(zhì)量分數(shù)配制成Al-52%Gd鋁釓合金熔煉原料，然后使用WK系列真空電弧爐抽真空后充氬保護進行熔煉，得到鋁釓合金試樣。

合金試樣在SX-5-12NP型箱式電阻爐中進行熱處理，具體工藝參數(shù)見表1。因Al-52%Gd合金的共晶溫度為650 ℃，所以試樣最高加熱溫度設(shè)定在600 ℃，最低加熱溫度為200 ℃，間隔100 ℃，分別保溫60 min，隨后各組試樣分別自電阻爐中取出空冷至室溫。除以上熱處理試樣外，還保留一組未處理試樣(即室溫25 ℃ 試樣)以便進行對比研究。

表1 Al-52%Gd合金的熱處理工藝參數(shù)

將經(jīng)不同溫度保溫處理的鋁釓合金試樣，分別進行機械打磨和拋光，用腐蝕劑腐蝕約10 s，所用腐蝕劑為1 mL HF+1.5 mL HCl+2.5 mL HNO3+95 mL H2O。利用Axio Observer光學顯微鏡進行較大視場的凝固組織觀察，利用SU5000型掃描電鏡(SEM)進行微觀凝固組織觀察。研磨試樣粉末適量，利用STAMRT LAB 9型X射線粉末衍射儀(XRD)進行物相鑒別。試樣雙面磨平后，利用HR-150A型洛氏硬度計進行洛氏硬度測量，測量時在試樣中心打1點，在試樣圓周1/2半徑處均勻打4點，各點硬度的平均值作為試樣的表征硬度值。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 不同熱處理溫度下的初晶組織

鋁釓合金的相圖比較復(fù)雜，當Gd含量(質(zhì)量分數(shù))超過65%時，會產(chǎn)生多種鋁釓化合物并發(fā)生相應(yīng)復(fù)雜相變，而Al-52%Gd合金只有Al及Al3Gd組成的共晶反應(yīng)，其共晶反應(yīng)溫度為650 ℃，共晶轉(zhuǎn)變點為23%Gd(質(zhì)量分數(shù))[20]。通過對室溫(即25 ℃)以及不同溫度保溫60 min后的試樣進行XRD分析表明，各試樣衍射峰的峰位、峰高等都沒有發(fā)生明顯變化，即Al-52%Gd合金凝固組織的物相主要為Al及Al3Gd，圖1為未處理和300、600 ℃熱處理后鋁釓合金的XRD圖譜。

圖1 未處理及不同溫度熱處理后Al-52%Gd合金的XRD圖譜

圖2(a)為室溫下Al-52%Gd合金的凝固組織，此試樣為真空電弧爐熔煉后室溫存放，未進行后續(xù)的加熱保溫處理，而圖2(b～f)為熔煉后試樣以10 ℃/min的速度分別加熱至200、300、400、500及600 ℃保溫60 min 空冷后的凝固組織。由圖2(a)可以看出，未經(jīng)熱處理的凝固組織中初晶相Al3Gd發(fā)達，呈粗大樹枝晶形態(tài)，數(shù)量較少的共晶相分布在初晶相之間。加熱至200 ℃后，粗大樹枝晶明顯細化，如圖2(b)所示；當加熱至300 ℃時，樹枝晶再次粗化，其長度與寬度與未處理時相當，但樹枝晶晶干碎化，枝晶垂直于晶干方向顯著長大；當加熱至400 ℃時，初晶相樹枝晶更加粗化，主要表現(xiàn)在晶干更加粗大，呈現(xiàn)出某種局部聚集趨勢，但垂直于晶干方向的枝晶碎化；當加熱至500 ℃時，初晶相有所細化，局部聚集趨勢更加明顯，如圖2(c～e) 所示。

圖2 未處理及不同溫度熱處理后Al-52%Gd合金的凝固組織

當加熱至600 ℃時，粗大樹枝晶消失，初晶相Al3Gd明顯呈塊狀分布，且較大塊初晶相包圍著較小初晶相，使凝固組織由不同大小的塊狀初晶相區(qū)域組成。在區(qū)域內(nèi)部，初晶相較均勻細小，晶粒的長寬比相當，類似等軸晶形態(tài)；在區(qū)域邊緣，初晶相較為粗大，晶粒的長寬比較大，接近長方形態(tài)，如圖2(f)所示。由圖2可以看出，當Al-52%Gd合金加熱至600 ℃保溫1 h后，其凝固組織發(fā)生了顯著變化，具體表現(xiàn)為粗大樹枝狀初晶相Al3Gd完全轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀，而加熱至500 ℃以下保溫1 h，其凝固組織都保持粗大樹枝晶形態(tài)，僅僅是樹枝晶的分布、大小等發(fā)生改變。

2.2 不同熱處理溫度下的共晶組織

在初晶相變化的同時，Al-52%Gd合金凝固組織的共晶相也發(fā)生了顯著變化，如圖3所示。圖3中較大塊狀白亮組織為初晶相Al3Gd，初晶相周圍的黑色基體為Al，二者之間的較細小組織為共晶Al3Gd。圖3(a)為未經(jīng)熱處理的鋁釓合金的凝固組織，可以看出，其共晶相附著在初晶相Al3Gd周圍生長，呈較細小的片網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)；塊狀初晶相為不規(guī)則多邊形，且形態(tài)及分布不均，尺寸差距較大。

圖3 未處理及不同溫度熱處理后Al-52%Gd合金的共晶組織

當加熱至200 ℃保溫1 h后，如圖3(b)所示，初晶相明顯細化，數(shù)量增加；與之相對應(yīng)，其共晶相數(shù)量減少，且形態(tài)由片網(wǎng)狀變化為針狀，其附著于初晶相Al3Gd周圍，或直接在Al基體上生長。當加熱至300 ℃時，初晶相相較200 ℃時粗化，其形態(tài)除保留部分塊狀外，還有大量板條狀出現(xiàn)，板條之間有塊狀初晶相伴生；共晶相呈片層狀，明顯附著在板條狀初晶相上生長，而塊狀初晶相上較少。當加熱至400 ℃后，板條狀初晶相碎化，大量尺寸、形態(tài)不一的塊狀初晶相出現(xiàn)，共晶相較300 ℃保溫處理時減少，其形態(tài)由片層狀轉(zhuǎn)變?yōu)槎提槧?；當加熱?00 ℃后，初晶相去板條狀傾向更加明顯，甚至在白色的初晶相Al3Gd基體上有黑色的Al生長，形成對初晶相分割趨勢，共晶相也相應(yīng)細化，多呈短桿狀，且有脫離初晶相而獨立生長趨勢，如圖3 (e)所示。

當加熱至600 ℃保溫1 h后，如圖3(f)所示，初晶相轉(zhuǎn)變?yōu)轭惖容S晶形態(tài)，尺寸大小接近，均勻分布在黑色的Al基體上；在大塊初晶相附近存在小塊初晶相，小初晶相有的獨立，有的與大塊初晶相少許連接；共晶相呈點狀彌散分布在初晶相之間，其獨立存在，不再附著于初晶相生長。與未處理的凝固組織相比，經(jīng)熱處理后的共晶相得到細化，且隨著加熱溫度的升高，共晶相細化程度越來越高，其形態(tài)也由原來的片網(wǎng)狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槎虠U狀，直至點狀彌散分布，并且共晶相的生長方式也由原來的附著在初晶相周圍生長逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)樵贏l基體上獨立生長。

2.3 不同熱處理溫度下的硬度

圖4為Al-52%Gd合金在不同溫度保溫1 h后的硬度曲線，其中曲線1為試樣中心位置硬度，曲線2為試樣平均硬度。從圖4可以看出，經(jīng)過保溫處理后的鋁釓合金硬度有所下降，但并非隨著加熱溫度的升高而逐漸下降，而是在200 ℃保溫其硬度達到極小值后，隨著溫度的升高其硬度回升然后再次下降，600 ℃保溫后達到最小值。

圖4 未處理及不同溫度熱處理后Al-52%Gd合金的硬度

Al-52%Gd合金的中心硬度與平均硬度隨溫度的變化趨勢總體一致，但各保溫溫度又各有特點。未處理以及200、400、500和600 ℃保溫后的硬度，其中心與均值相差較小，在1%～5%范圍內(nèi)。300 ℃保溫1 h后，其中心點硬度值明顯高于平均硬度，二者差值約15%，與其他試樣差距較大。

圖5為Al-52%Gd合金在不同溫度保溫后的低倍形貌，圖5(a)顯示，室溫下的組織較為致密，縮孔彌散分布在基體上，結(jié)合圖2和圖3可以看出，此時硬度較高的Al3Gd初晶相粗大發(fā)達，所以其硬度較高，且中心值與均值相差較小。當200 ℃保溫后，鋁釓合金的凝固組織中出現(xiàn)了大量均勻分布的縮孔，這些縮孔之間以基體組織分隔，起到了一定強化作用，所以相較室溫組織雖然其硬度降低了約15%，但中心值與均值相差較小。經(jīng)300 ℃保溫后，中心組織致密，且大量板條狀A(yù)l3Gd初晶相起到了強化作用，因此其硬度大幅回升，接近室溫時硬度；但在試樣1/2半徑部位出現(xiàn)了局部聚集的大量縮孔，使得其硬度相較中心有較大幅度的降低。經(jīng)400 ℃、500 ℃保溫后，鋁釓合金的凝固組織再次均勻化，其中心硬度與均值相當，曾經(jīng)大量出現(xiàn)的縮孔基本消失，但因為塊狀A(yù)l3Gd初晶相的細化，總體中心硬度低于有大塊Al3Gd初晶相強化的室溫和300 ℃保溫后的硬度。

經(jīng)600 ℃保溫1 h后，Al-52%Gd合金的凝固組織發(fā)生了顯著變化，即曾經(jīng)粗大發(fā)達的樹枝狀A(yù)l3Gd初晶相消失，由大量類等軸晶形態(tài)的初晶相取代，如圖5(f)所示。較為細小均勻的Al3Gd初晶相由粗大初晶相包圍，形成不同的區(qū)域，在這些區(qū)域之間出現(xiàn)大量縮孔，有的縮孔相互貫通，形成較長空隙。因此，由于大量縮孔的存在以及強化相Al3Gd的細化，使得經(jīng)600 ℃保溫后，Al-52%Gd合金的硬度達到最小值，與室溫時相比下降約25%；但由于縮孔及初晶相在宏觀上分布較為均勻，其中心硬度與均值硬度接近。

3 結(jié)論

1) 未經(jīng)熱處理以及加熱溫度在500 ℃以下時的Al-52%Gd 合金凝固組織，主要為粗大發(fā)達的樹枝狀A(yù)l3Gd初晶相，但在600 ℃保溫1 h后，粗大樹枝晶被相對細小的類等軸晶區(qū)所取代，其形態(tài)也由大小不一的塊狀多邊形，逐漸向板條狀、板條狀碎化、類等軸晶形態(tài)轉(zhuǎn)變。

2) 隨著加熱溫度的升高，Al-52%Gd合金凝固組織中的共晶相形態(tài)逐漸由片網(wǎng)狀向短桿狀、點狀過渡，分布也由局部聚集逐步向均勻彌散分布轉(zhuǎn)變，其生長方式則由附著在初晶相周圍生長向自鋁基體中獨立生長轉(zhuǎn)變。

3) 經(jīng)熱處理后的鋁釓合金硬度有所下降，但并非隨著加熱溫度的升高而逐漸下降，而是在200 ℃保溫后其硬度達到極小值后，隨著加熱溫度的升高其硬度回升然后再次下降，600 ℃保溫后達到最小值。合金的中心硬度與平均硬度隨加熱溫度的變化趨勢總體一致，其差異主要由凝固組織的疏松和初晶相Al3Gd的形態(tài)與分布決定。