預(yù)時(shí)效對高載熱中子靶用CuCrZr合金導(dǎo)熱與力學(xué)性能影響研究

李 晨，黃 波，信敬平，楊 琪，宋 勇，周 濤，鳳麟核團(tuán)隊(duì)

（1. 中國科學(xué)院合肥物質(zhì)科學(xué)研究院，合肥 230031；2. 中國科學(xué)技術(shù)大學(xué)，合肥 230026；3. 中子科學(xué)研究院（重慶）有限公司，重慶 401331；4. 中子科學(xué)國際研究院，青島 266199）

強(qiáng)流氘氚中子源是一種高流強(qiáng)中子的發(fā)生裝置，廣泛用于聚變反應(yīng)堆材料輻照實(shí)驗(yàn)、反應(yīng)堆相關(guān)參數(shù)測量、輻射放療等多個(gè)領(lǐng)域，并已取得諸多重要成果［1-5］。中子靶是強(qiáng)流氘氚中子源的關(guān)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(shí)將熱量導(dǎo)出，靶面溫度過高時(shí)，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(dǎo)熱性能［6］。同時(shí)，強(qiáng)流氘氚中子源的中子靶往往采用高速旋轉(zhuǎn)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(xué)性能也提出了較高的要求。

CuCrZr合金具有良好的導(dǎo)熱性能及力學(xué)性能，被認(rèn)為是最優(yōu)異、最有發(fā)展前景的高強(qiáng)高導(dǎo)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(nèi)部具有復(fù)雜的內(nèi)部冷卻流道，一般采用熱等靜壓（Heat Isostatic Pressing，HIP）擴(kuò)散焊接進(jìn)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(shí)間在500℃以上的高溫環(huán)境下進(jìn)行氚吸附處理［14-16］，這將對CuCrZr合金產(chǎn)生高溫時(shí)效作用，引起材料組織和性能的變化。針對高溫時(shí)效對CuCrZr合金性能的影響，許多學(xué)者對此進(jìn)行了研究，均表明長時(shí)間高溫時(shí)效將導(dǎo)致CuCrZr合金的力學(xué)性能下降，而且高溫時(shí)效下其導(dǎo)熱性能也可能下降，這將對中子靶的散熱性能和機(jī)械強(qiáng)度等造成較大影響［17-19］。

圖1 旋轉(zhuǎn)靶散熱基底結(jié)構(gòu)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(diǎn)，通過對合金進(jìn)行預(yù)時(shí)效處理，即先進(jìn)行相對低溫的時(shí)效處理，可以降低長時(shí)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(yù)時(shí)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(lǐng)域已有十分成熟的應(yīng)用［20-22］，但預(yù)時(shí)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(shí)效及預(yù)時(shí)效狀態(tài)下CuCrZr合金的微觀組織、力學(xué)性能及導(dǎo)熱性能，重點(diǎn)研究預(yù)時(shí)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(jī)制，為提高CuCrZr合金的綜合性能提供依據(jù)，進(jìn)而提高中子靶的散熱基底散熱性能和力學(xué)性能，以提升強(qiáng)流中子源的可靠性與使用壽命。

1 實(shí)驗(yàn)方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)選用CuCrZr合金牌號為C18100，化學(xué)成分如表1所示。實(shí)驗(yàn)樣品設(shè)定為圓片狀，根據(jù)旋轉(zhuǎn)靶冷卻流道層的鉻鋯銅設(shè)計(jì)參數(shù)選定樣品厚度為2 mm，根據(jù)導(dǎo)熱性能和力學(xué)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(jìn)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(jìn)行不同的熱處理。A組為固溶態(tài)；B組進(jìn)行預(yù)時(shí)效處理（450℃保溫4 h后爐冷）；C組進(jìn)行高溫時(shí)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(jìn)行預(yù)時(shí)效加高溫時(shí)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(guān)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(dǎo)熱性能測試

材料導(dǎo)熱性能通過導(dǎo)熱系數(shù)進(jìn)行表征，根據(jù)閃射法原理使用LFA 467閃射法導(dǎo)熱儀開展導(dǎo)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(shí)升高。使用紅外檢測器連續(xù)測量背面中心部位的相應(yīng)溫升過程，得到試樣上表面溫度升高到最大值TM的一半時(shí)所需要的時(shí)間t1/2（半升溫時(shí)間），根據(jù)Fourier傳熱方程計(jì)算出熱擴(kuò)散率α（T）［23］：

圖2 閃射法導(dǎo)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(dǎo)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(gè)樣品隨機(jī)取3個(gè)點(diǎn)測量導(dǎo)熱系數(shù)，計(jì)算不同點(diǎn)位測量結(jié)果的平均值作為該組樣品的導(dǎo)熱系數(shù)結(jié)果。

1.3.2 力學(xué)性能測試

力學(xué)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(xué)性能，實(shí)驗(yàn)人員設(shè)置加載載荷為100 g，加載時(shí)間為10 s，每個(gè)樣品隨機(jī)取5個(gè)點(diǎn)測量維氏硬度，計(jì)算不同點(diǎn)位測量結(jié)果的平均值作為該組樣品的維氏硬度的測量結(jié)果。

1.3.3 微觀組織觀測

為了表征樣品的微觀結(jié)構(gòu)，實(shí)驗(yàn)人員在使用FeCl2腐蝕樣品后，用金相顯微鏡（Axio Observer Z1，Zeiss）進(jìn)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(jìn)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(jié)構(gòu)與成分變化；此外，實(shí)驗(yàn)人員利用X射線衍射儀（XRD，X’Pert PRO，帕納科）進(jìn)行相結(jié)構(gòu)表征。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 不同熱處理態(tài)CuCrZr的顯微組織表征結(jié)果

四組樣品的金相表征結(jié)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(nèi)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(yù)時(shí)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(xì)小析出相分散在材料內(nèi)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(yù)時(shí)效+高溫時(shí)處后，相比于高溫時(shí)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(xì)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(shí)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(xué)性能造成不利影響［25］；D組的析出相明顯比C組更為細(xì)小分散，表明預(yù)時(shí)效處理可以有效抑制后期長時(shí)間高溫?zé)崽幚硭a(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(jié)果，在圖5中可以明顯看到的相結(jié)構(gòu)為α-Cu相，沒有看到Cr和Zr相關(guān)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(qiáng)峰使用高斯函數(shù)進(jìn)行擬合后，可以看出經(jīng)過預(yù)時(shí)效、高溫時(shí)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(yù)時(shí)效、高溫時(shí)效處理后樣品的晶格畸變程度減小，說明溶質(zhì)原子已從基體內(nèi)部析出。結(jié)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(yīng)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(zhì)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(qiáng)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(dǎo)熱性能和力學(xué)性能測試結(jié)果

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

圖6 硬度對比圖和導(dǎo)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(yù)時(shí)效對CuCrZr合金性能的影響及機(jī)理

通過B組的實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知，預(yù)時(shí)效能夠明顯地強(qiáng)化CuCrZr合金的綜合性能，其原因在于，相對低溫的預(yù)時(shí)效過程，在微觀組織觀測結(jié)果中可以看出，促使細(xì)小彌散的強(qiáng)化相可以在較短的時(shí)間內(nèi)大量析出，細(xì)小的析出相產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化作用，使得合金的顯微硬度迅速增大［27］，與B組同理，預(yù)時(shí)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(dǎo)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(jī)理

通過C組的實(shí)驗(yàn)結(jié)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(shí)間的高溫時(shí)效使得Cr相和Cu-Zr化合物相在銅基體中的擴(kuò)散速度較快，在短時(shí)間內(nèi)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(dǎo)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(xué)性能會產(chǎn)生不利影響。

3.3 預(yù)時(shí)效對CuCrZr合金性能穩(wěn)定性的影響及機(jī)理

通過對比C、D兩組結(jié)果可知，同樣是經(jīng)過高溫?zé)崽幚?，預(yù)時(shí)效處理過的D組樣品并沒有因?yàn)楦邷貢r(shí)效而大幅削弱力學(xué)性能，因?yàn)樵谙鄬Φ蜏氐念A(yù)時(shí)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(shí)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(shí)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(dǎo)熱性能的同時(shí)保證其具有良好的硬度，所以預(yù)時(shí)效能提高材料性能的穩(wěn)定性，削弱高溫時(shí)效為材料帶來的不利影響，使得旋轉(zhuǎn)靶能夠承受更高的旋轉(zhuǎn)應(yīng)力和熱應(yīng)力等載荷，提高了旋轉(zhuǎn)靶的可靠性及安全性。

4 結(jié)論

本文主要研究了預(yù)時(shí)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(diǎn)分析討論了預(yù)時(shí)效對鉻鋯銅長期高溫服役的影響和機(jī)理。得到以下結(jié)論：

（1） 450℃保溫4 h的預(yù)時(shí)效可以使細(xì)小彌散的球狀強(qiáng)化相在較短時(shí)間內(nèi)大量析出，細(xì)小的球狀析出相具有強(qiáng)的沉淀強(qiáng)化作用，材料硬度提高；同時(shí)，形成了大量細(xì)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(dǎo)熱率。

（2） 550℃保溫24 h的高溫時(shí)效后，會使CuCrZr合金內(nèi)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(dǎo)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(dǎo)熱性能，但會導(dǎo)致力學(xué)性能明顯下降。

（3）相比于單段時(shí)效，先進(jìn)行450℃保溫4 h的預(yù)時(shí)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(shí)間處于高溫環(huán)境，材料內(nèi)部仍能保持穩(wěn)定的細(xì)小球狀析出相形態(tài)和分散的析出相分布，降低了長時(shí)高溫環(huán)境對樣品力學(xué)性能的不利影響，同時(shí)高溫時(shí)效使固溶體析出更充分，進(jìn)一步提高了導(dǎo)熱性能，進(jìn)而提高了中子靶基底的綜合性能，使得旋轉(zhuǎn)靶能夠承受更高的旋轉(zhuǎn)應(yīng)力和熱應(yīng)力等載荷，為中子靶的設(shè)計(jì)與制備提供了優(yōu)化思路。

致謝

本工作得到了鳳麟核團(tuán)隊(duì)其他成員的支持，以及得到了國家重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃2020YFB1901901、中國科學(xué)院A類戰(zhàn)略性先導(dǎo)科技專項(xiàng)XDA22010504和重慶市杰出青年科學(xué)基金CSTB2023NSCQJQX0010的資助，在此表示感謝。