TZM合金的發(fā)展研究以及微觀結(jié)構(gòu)分析

中圖分類號(hào)：TG136 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A

文章編號(hào)：2096-2983（2025）03-0042-11

Abstract： TZM alloy is one of the important molybdenum aloys in industrial production due to its high melting point， good thermal stability， strong corrosion resistance and excellnt high temperature mechanical properties. With the development of science and technology，nuclear reactors have developed from the third generation to the fourth generation. Facing increasingly demanding service conditions， the performance of TZM alloy， as a candidate material for nuclear reactors， is gradually falling short of industrial requirements， making its improvement imperative. Starting from the development history of TZM alloy and based on the strengthening mechanism， its microstructure characteristics and mechanical properties， including the structural evolution of rolled microstructure and annealed microstructure， as well as tensile properties at room and high temperatures. The advantages and disadvantages of TZM alloy compared with other molybdenum alloys were analyzed， and its preparation processes and strengthening mechanisms were summarized. The variation pattrns of microstructure and macroscopic properties were revealed. The future research direction and development prospect of TZM alloy were outlined.

Keywords： TZM; preparation process; solid solution strengthening; grain refinement strengthening second phase strengthening; deformation strengthening; microstructure; mechanical property

Mo位于元素周期表中的第5周期第VIB族，屬于過渡金屬元素。Mo的同族元素有Cr和W。一般情況下，同族元素具有許多相似的物理化學(xué)性質(zhì)。由于Mo具有高熔點(diǎn)、高沸點(diǎn)、低的線膨脹系數(shù)、優(yōu)異的高溫強(qiáng)度、良好的導(dǎo)熱性、低的高溫蠕變速率、小的熱中子俘獲截面以及突出的耐腐蝕性等特點(diǎn)，Mo不僅可作為高溫環(huán)境下使用的優(yōu)選材料，更成為近年來材料領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)之一，被廣泛應(yīng)用于航空航天、空間核反應(yīng)堆、醫(yī)學(xué)和化工等領(lǐng)域[1-3]。然而，純 Mo存在低溫脆性、加工難度高、焊接性能差、再結(jié)晶脆性以及高溫抗氧化能力弱等缺點(diǎn)[47]。通過對(duì) Mo進(jìn)行合金化，不僅能消除其固有缺陷，還能在一定程度上優(yōu)化其力學(xué)性能。常見鉬合金包括：Mo-稀土（rareearth，Re）合金、TZM合金和 ZHM合金等。其中，TZM合金應(yīng)用非常廣泛，其優(yōu)異的力學(xué)性能可滿足空間核反應(yīng)堆材料的使用要求[2]。較之純Mo，TZM合金的韌脆轉(zhuǎn)變溫度顯著降低，同時(shí)高溫強(qiáng)度、熱穩(wěn)定性、耐腐蝕性能、再結(jié)晶溫度等均顯著提升[9-10]。本文綜述了 TZM 合金的發(fā)展歷程、制備工藝流程、強(qiáng)化機(jī)制、顯微組織特征以及力學(xué)性能特點(diǎn)等，并對(duì)其未來發(fā)展方向進(jìn)行了展望。

1 TZM合金的發(fā)展歷程

1.1 Mo及TZM合金的發(fā)展歷程

在自然狀態(tài)下，Mo主要以輝鉬礦形式存在。1778 年，瑞典科學(xué)家卡爾·威廉·謝勒利用 HNO₃ 分解輝鉬礦得到 H₂MoO₄ H₂MoO₄ 加熱可分解為MoO₃ ，由此證實(shí)了Mo的存在。1782年，彼得·雅各布·耶爾姆首次在密閉環(huán)境中將 H₂MoO₄ 和木炭混合灼燒，制得黑色的Mo粉。20世紀(jì)初，高純度Mo得以通過氫還原 MoO₃ 的方法制備出來[。

Mo易氧化且脆性高，同時(shí)工業(yè)技術(shù)水平有限，因此，直到20世紀(jì)Mo才逐步應(yīng)用于工業(yè)生產(chǎn)中。法國(guó)Schneider公司先后研制出含Mo裝甲板和炮鋼，發(fā)現(xiàn)這些材料性能優(yōu)良，由此揭開Mo作為“工業(yè)味精”的序幕。第二次世界大戰(zhàn)期間，美國(guó)克萊麥克斯公司采用真空電弧熔煉法制備Mo錠，開辟了Mo作為結(jié)構(gòu)材料的道路。此后，粉末冶金法的應(yīng)用，實(shí)現(xiàn)了鉬合金的規(guī)模化生產(chǎn)。自1978年美國(guó)推出旨在降低研究和試驗(yàn)反應(yīng)堆用燃料富集度的研究計(jì)劃以來，Mo作為核燃料（U-Mo）中的關(guān)鍵合金元素而受到廣泛關(guān)注。TZM合金早在20世紀(jì)80年代就已成功應(yīng)用于各種無縫鋼管熱穿孔頂頭[1]。此后，TZM合金憑借其優(yōu)良的高溫強(qiáng)度、抗氧化性和耐腐蝕性等特點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于核反應(yīng)堆的燃料包殼和堆芯結(jié)構(gòu)材料中[12]

1.2 TZM合金與其他鉬合金的對(duì)比

鉬合金主要有TZM合金、Mo-Ti合金、MoZr合金、Mo-La合金和Mo-Re合金等。TZM合金和其他鉬合金在成分、應(yīng)用領(lǐng)域、顯微組織和性能等方面存在差異

只有Re質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過 30.00% 的Mo-Re合金性能才能滿足工業(yè)生產(chǎn)需求，但由于Re價(jià)格高昂，難以實(shí)現(xiàn)規(guī)?；a(chǎn)。Mo-La合金中La質(zhì)量分?jǐn)?shù)標(biāo)準(zhǔn)為 0.10%～1.20%^[13-14] 。Mo-Zr合金中 Zr 質(zhì)量分?jǐn)?shù)標(biāo)準(zhǔn)為 0.10%～2.00%^[9，15] 。Mo-Ti合金中Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)與TZM合金中Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)基本保持一致。TZM合金中，除基體Mo外，還含Ti、Zr和C，其中Ti，Zr 和C質(zhì)量分?jǐn)?shù)依次為 0.40%～0.55%.0.06%～ 0.12% 和 0.01%～0.04%[16]

Mo-Re合金主要用于高溫爐部件，Mo-Ti合金多用于航天結(jié)構(gòu)材料和高溫爐加熱元件等，Mo-Zr 合金主要用于電極材料，Mo-La合金廣泛用于航空航天、化工設(shè)備和高溫領(lǐng)域。TZM合金主要用于航空航天、化工、電子、核工業(yè)等高溫領(lǐng)域。與Mo-Ti合金、Mo-Zr合金和Mo-La合金等相比，TZM合金能適應(yīng)更惡劣的高溫環(huán)境，尤其是強(qiáng)腐蝕性環(huán)境。與Mo-Re合金相比，TZM合金成本更低，且更易于規(guī)模化生產(chǎn)[17-18]

Mrotzek等[19使用相同的生產(chǎn)工藝制備了TZM合金和Mo-Ti合金。相較于Mo-Ti合金，TZM合金的顯微組織更細(xì)小，晶界密度更高，且晶粒取向更復(fù)雜。TZM合金中添加Zr和Ti后通過固溶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化作用，可抑制合金中的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和晶界遷移，進(jìn)而阻礙晶粒長(zhǎng)大，從而細(xì)化晶粒并強(qiáng)化Mo基體。合金中晶粒越細(xì)小，強(qiáng)化效果越顯著，同時(shí)會(huì)延遲再結(jié)晶過程和提高再結(jié)晶溫度，因此，TZM合金的顯微組織比Mo-Ti合金顯微組織比

Mo-Ti合金的更細(xì)小均勻、熱穩(wěn)定性更高[6，18-19]

TZM合金、Mo-La合金、Mo-Ti合金和Mo-Zr合金在室溫下的力學(xué)性能如表1所示。由表1可知：在室溫下，TZM合金的抗拉強(qiáng)度為 964～ 1 293MPa ，遠(yuǎn)高于其他3種鉬合金的抗拉強(qiáng)度，這是TZM合金在室溫下的最大優(yōu)勢(shì);TZM合金在室溫下的斷后伸長(zhǎng)率為 6.9%～7.8% ，和其他3種鉬合金相比，未表現(xiàn)出明顯優(yōu)勢(shì)，且存在低溫脆性；Mo-La合金強(qiáng)度不高但塑性較好，呈現(xiàn)軟而韌的特性;Mo-Ti合金和Mo-Zr合金的強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率則均不突出。

Hu等[20]采用相同方法制備了TZM合金、Mo-Ti合金和Mo-Zr合金。通過分析3種合金在室溫下的應(yīng)力-應(yīng)變曲線及斷口形貌可知：TZM合金的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率均高于Mo-Zr合金和Mo-Ti合金的；3種合金的斷裂方式均為沿晶斷裂和穿晶斷裂的混合模式，表明其室溫塑性較低，呈現(xiàn)硬而脆的特性；3種合金的第二相均彌散分布于晶內(nèi)和晶界處，但TZM合金的晶粒和第二相粒子尺寸均小于Mo-Zr合金和Mo-Ti合金的。第二相粒子的尺寸及分布決定著合金力學(xué)性能的優(yōu)劣，尺寸越小且分布越均勻時(shí)合金力學(xué)性能越好[20]

在 800^°C 以下，鉬合金性能受溫度影響不大，因此，鉬合金在此溫度以下的性能鮮有人研究。TZM合金、Mo-Ti合金和Mo-Zr合金在溫度高于800^°C 時(shí)，進(jìn)行拉伸測(cè)試后的抗拉強(qiáng)度隨溫度升高均呈現(xiàn)不斷降低趨勢(shì)，但同一溫度下TZM合金抗拉強(qiáng)度仍最高；TZM合金斷后伸長(zhǎng)率隨溫度升高而快速增大，但Mo-Ti合金和Mo-Zr合金的斷后伸長(zhǎng)率隨溫度升高均有不同程度的減小。Mo-La合金在溫度低于 1200^°C 時(shí)具有較高的抗拉強(qiáng)度和較大的斷后伸長(zhǎng)率，在溫度高于 1300°C 時(shí)其斷后伸長(zhǎng)率顯著減小，表明該合金具有高溫脆性。在溫度低于 1100^°C 時(shí)Mo-Zr合金的斷后伸長(zhǎng)率大于TZM合金和Mo-La合金的，抗拉強(qiáng)度也高于Mo-La合金的，但在溫度高于 1100^°C 時(shí)其抗拉強(qiáng)度下降很快，表明該合金高溫強(qiáng)度較差。當(dāng)溫度高達(dá) 1100^c 時(shí)，TZM合金的斷后伸長(zhǎng)率超過 13.8% ，且會(huì)隨溫度升高繼續(xù)增大，當(dāng)溫度達(dá)到 1400°C 時(shí)，TZM合金的斷后伸長(zhǎng)率遠(yuǎn)大于其他兩種鉬合金的，說明高溫下TZM合金的力學(xué)性能遠(yuǎn)優(yōu)于Mo-Ti合金和Mo-Zr合金的。以上結(jié)論表明，TZM合金在高溫環(huán)境下兼具強(qiáng)韌性，是在高溫下作業(yè)時(shí)可供選擇的合金之—[30，32-35] 。

TZM 合金因熱中子俘獲截面低 （2.7×10^-28m²） 以及與堿金屬相容性好等特點(diǎn)，成為了核反應(yīng)堆候選材料之一。該合金的這一特性不僅能維持反應(yīng)可控性，還能降低反應(yīng)堆中中子輻照引起的材料損傷，有助于提高核反應(yīng)堆的安全性和工作效率[1-2，12]TZM合金穩(wěn)定的顯微組織使其在惡劣環(huán)境下不易發(fā)生溶解腐蝕和晶間腐蝕，表現(xiàn)出優(yōu)良的耐腐蝕性。此外，在含有 Π^? 、 OH^- 和 Cl^- 的環(huán)境中，TZM合金也表現(xiàn)出較好的穩(wěn)定性[36]。

2 TZM合金的制備

2.1 TZM合金的生產(chǎn)工藝

TZM合金作為一種難熔合金，其制備需要考慮經(jīng)濟(jì)性、實(shí)用性、環(huán)保性和規(guī)?；纫蛩?。目前，主要通過真空熔煉法和粉末冶金法制備TZM合金[37-38]

真空熔煉法制備TZM合金是將純Mo和一定量的TiZr放人電弧熔煉爐中，在真空狀態(tài)下熔煉成TZM合金鑄錠。對(duì)TZM合金鑄錠進(jìn)行擠壓開壞、軋制或者鍛造，加工成板材或棒材。但真空熔煉過程存在工藝復(fù)雜、冶煉周期長(zhǎng)、能耗高以及成品率低等問題，導(dǎo)致采用真空熔煉法制備TZM合金存在很大的局限性。采用真空熔煉法制備TZM合金的文獻(xiàn)較少，僅查閱到王東輝等[17]、Cockeram[39]和Calderon等[4]選用真空熔煉法制備TZM合金。采用粉末冶金法制備TZM合金是目前最常用的方法。粉末冶金法是將高純Mo粉和高純合金單質(zhì)粉或氫化物粉充分混合，然后在真空環(huán)境下進(jìn)行等靜壓壓制成型，再經(jīng)過高溫?zé)Y(jié)，最后經(jīng)過軋制或鍛造，加工為板材或棒材。采用粉末冶金法制備TZM合金具有工藝簡(jiǎn)單、生產(chǎn)周期短、能耗低以及成品率高等特點(diǎn)，該法可有效降低生產(chǎn)成本[2]。

2.2 TZM合金的加工變形

對(duì)于TZM合金，無論是采用粉末冶金法制備得到的燒結(jié)壞，還是選用真空熔煉法制備得到的鑄錠，其顯微組織和力學(xué)性能均不能達(dá)到實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)的要求，所以仍需選用合適的變形制度對(duì)燒結(jié)坯或鑄錠進(jìn)行加工變形，以改善組織并提高性能，從而達(dá)到滿足工業(yè)生產(chǎn)的需求。TZM合金在軋制加工過程中會(huì)產(chǎn)生塑性變形，而在鍛造加工過程中會(huì)產(chǎn)生彈性變形和塑性變形。雖然鍛造變形后合金性能優(yōu)于軋制變形后的，但軋制變形工藝因能批量生產(chǎn)，更能滿足實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)需求，所以TZM合金的加工成形方式通常選用軋制變形[41]。

軋制可分為熱軋、溫軋和冷軋[20]。熱軋是一種將合金在再結(jié)晶溫度以上進(jìn)行軋制的過程。熱軋可細(xì)化組織，并在一定程度上減輕合金晶界處應(yīng)力集中。鋁合金和鑄鐵等發(fā)生再結(jié)晶后改善了顯微組織結(jié)構(gòu)，并顯著提高了材料力學(xué)性能。而TZM合金恰恰相反，其發(fā)生再結(jié)晶后強(qiáng)度和塑性均降低，具有明顯的再結(jié)晶脆性，因此，工程作業(yè)時(shí)應(yīng)盡量避開TZM合金再結(jié)晶脆性溫度區(qū)間。若TZM合金已再結(jié)晶化，需進(jìn)行去應(yīng)力退火，消除殘余應(yīng)力和缺陷。有研究[9，22.42]發(fā)現(xiàn)，TZM 合金的再結(jié)晶溫度位于 1200～1300^°C ，溫軋溫度介于回復(fù)溫度和再結(jié)晶溫度之間，故可利用熱軋后的余熱可用于溫軋。冷軋一般在室溫下進(jìn)行，對(duì)TZM合金而言，進(jìn)行冷軋的目的主要是使合金發(fā)生塑性變形，提高其屈服強(qiáng)度。TZM合金冷軋后需進(jìn)行去應(yīng)力退火，以顯著提高合金的綜合力學(xué)性能[43]

3 TZM合金的強(qiáng)化

TZM合金的強(qiáng)化機(jī)制主要包括固溶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化[44]

3.1 固溶強(qiáng)化

將Ti和Zr添加到Mo基體中形成Mo-Ti固溶體和Mo-Zr固溶體。Ti和Zr會(huì)使Mo基體發(fā)生晶格畸變，并產(chǎn)生一個(gè)彈性應(yīng)力場(chǎng)。而Mo基體中的晶內(nèi)位錯(cuò)本身存在一個(gè)應(yīng)力場(chǎng)，此應(yīng)力場(chǎng)與晶格畸變后形成的彈性應(yīng)力場(chǎng)交互作用，可抑制位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，從而增大基體位錯(cuò)密度，使TZM合金強(qiáng)度和硬度提高[45]。分析 Mo-Ti和 Mo-Zr 合金的二元相圖可知，Mo和Ti在一定條件下可形成連續(xù)固溶體，原因是Mo和Ti同為體心立方結(jié)構(gòu)，且Mo和Ti的原子尺寸相差不大；Mo和Zr只能形成有限固溶體，原因是Zr為密排六方結(jié)構(gòu)， Zr 的原子尺寸比Mo的大得多。然而，由于 Zr 較大的原子尺寸導(dǎo)致其引起的晶格畸變更顯著，因此，相較于Ti，Zr能對(duì)Mo基體產(chǎn)生更顯著的強(qiáng)化效果[16，46]。一定條件下 Mo-Zr 合金中會(huì)生成金屬間化合物 Mo₂Zr ，其晶格類型與MgCu₂ 的相同。O作為TZM合金中的雜質(zhì)元素，在溫度高于 475°C 時(shí)易與Mo反應(yīng)，生成易揮發(fā)的MoO₃^[47] ，對(duì)合金的性能影響很大。Zr對(duì)O的親和力大于Ti對(duì)O的親和力，Mo基體中摻雜的部分Zr會(huì)與O結(jié)合生成氧化物，產(chǎn)生強(qiáng)化[4]。Xu等[48]指出 Zr 在鉬合金中主要以氧化物的形式存在，且分布較均勻。

3.2 彌散強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化

彌散強(qiáng)化又稱為第二相強(qiáng)化。Ti和Zr添加到Mo基體中會(huì)形成TiC、ZrC和 Mo₂C 等第二相粒子。 Mo₂C 對(duì)TZM合金性能的影響是負(fù)面的，C過量會(huì)形成 Mo₂C 并偏聚于晶界處，使合金的塑性降低[4-50]。Siegle等[51]通過對(duì) Mo-C系合金進(jìn)行研究，得到C在Mo基體中溶解度的定量關(guān)系式為：

式中： c 表示C在Mo基體中的溶解度，單位：質(zhì)量分?jǐn)?shù) % ： T 為溫度，單位： C O

通過改變 T， 進(jìn)而改變C在Mo基體中 C ，可阻礙 Mo₂C 的生成。

細(xì)晶強(qiáng)化可以通過冷變形、退火和摻雜等手段實(shí)現(xiàn)。晶粒細(xì)化使合金晶界數(shù)量增多，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用增大，使位錯(cuò)遷移距離縮短，從而使變形更均勻。同時(shí)，晶界數(shù)量增多導(dǎo)致合金晶界總面積增大，晶界處的雜質(zhì)濃度降低，使材料強(qiáng)度提高[45]。

蔡宗玉等[指出（ Ti⁺Zr） 和C的質(zhì)量比為 4～ 10時(shí)對(duì)TZM合金表現(xiàn)出強(qiáng)化作用，其質(zhì)量比太大或太小均不利于合金強(qiáng)度的提高。第二相粒子對(duì)TZM合金基體的強(qiáng)化作用受溫度影響，當(dāng)溫度高于 1800^cC 時(shí)第二相粒子對(duì)基體就會(huì)失去強(qiáng)化效果[41]。第二相粒子對(duì) TZM合金起強(qiáng)化作用主要體現(xiàn)為以碳化物形式散布于晶內(nèi)或偏聚于晶界處，形成低能量的半共格晶界，從而改善合金晶界的結(jié)合力。同時(shí)，第二相粒子對(duì)TZM合金的另一個(gè)作用則是抑制位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)和晶界的遷移，從而阻礙晶粒的正常長(zhǎng)大，減少晶界處應(yīng)力集中，并產(chǎn)生細(xì)晶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化[52-54]。在一定范圍內(nèi)，第二相粒子數(shù)量越多，對(duì) TZM合金基體強(qiáng)化效果越好[55]。當(dāng)?shù)诙嗔Ｗ訑?shù)量過多時(shí)，相互之間會(huì)發(fā)生團(tuán)聚，反而使TZM合金強(qiáng)度降低[56]

除了碳化物的彌散強(qiáng)化，添加Re也可以對(duì)TZM合金產(chǎn)生強(qiáng)化作用。La、Ce和Y等添加到TZM合金中易與合金中O反應(yīng)形成第二相粒子。這些粒子主要偏聚于晶界處，對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生釘扎作用，阻礙其遷移，導(dǎo)致位錯(cuò)在第二相粒子處形成位錯(cuò)環(huán)，增大了流變應(yīng)力[44，.57]。

3.3 形變強(qiáng)化

形變強(qiáng)化也稱為加工硬化。形變強(qiáng)化可強(qiáng)化TZM合金，其強(qiáng)化作用與溫度有關(guān)，在室溫下形變強(qiáng)化作用明顯。形變強(qiáng)化的手段包括鍛造、擠壓和熱軋等。制備TZM合金棒材時(shí)，常用的形變強(qiáng)化方式為熱擠壓[58]

對(duì)TZM合金進(jìn)行加工變形，這種變形會(huì)產(chǎn)生形變強(qiáng)化。形變強(qiáng)化效果隨合金加工變形量增大而增強(qiáng)。TZM合金變形量增大時(shí)，晶粒組織沿加工變形方向被拉長(zhǎng)，晶格發(fā)生畸變，位錯(cuò)密度也持續(xù)增大，相互交割現(xiàn)象加劇，產(chǎn)生固定的割階和位錯(cuò)纏結(jié)等障礙。變形抗力的增大會(huì)使TZM合金沿某一晶面滑移困難，從而使強(qiáng)度增大[16]

4 TZM合金顯微組織特點(diǎn)

TZM合金必須具備優(yōu)良的性能才能滿足工業(yè)生產(chǎn)的需求。未經(jīng)過加工變形的TZM合金，無論是燒結(jié)坯還是鑄錠，均存在許多缺陷，這些缺陷大大降低了TZM合金的實(shí)用性能，從而使其難以滿足實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)需求；同時(shí)，TZM合金性能取決于其顯微組織的好壞，所以，選擇合適的軋制和退火工藝以改善TZM合金的顯微組織非常關(guān)鍵。接下來將基于對(duì)軋制和退火溫度的已有研究，來分析TZM合金的顯微組織特點(diǎn)。

4.1 軋制變形組織

TZM合金的顯微組織既受軋制總變形量的影響，同樣也受軋制變形溫度和變形速率的影響。

張?jiān)迄i等[59]指出，將燒結(jié)壞或鑄錠的軋制總變形量控制在 90% 以上時(shí)，有利于改善TZM合金的顯微組織。軋制變形使合金中的第二相粒子細(xì)化，并彌散分布于晶內(nèi)和晶界處，對(duì)Mo基體產(chǎn)生明顯強(qiáng)化作用。此外， Hu 等[0]、Tian 等[61]和 Hu 等[2]的研究分別指出，軋制總變形量達(dá)到 90%94% 和 95% 時(shí)，TZM合金的顯微組織均勻且力學(xué)性能良好。

馮雪[41]通過控制變量法，探究不同軋制溫度以及軋制速率對(duì)軋制后TZM合金顯微組織的影響。軋制速率恒定為 0.004s^-1 ，軋制溫度由 900°C 升高至1500^cC 過程中，TZM合金晶粒尺寸先增大后減小。軋制溫度高達(dá) 1400°C 時(shí)顯微組織已完全由等軸晶組成，說明TZM合金已完全再結(jié)晶，也再次驗(yàn)證了TZM合金再結(jié)晶溫度為 1300‰ 左右。TZM合金顯微組織中第二相粒子彌散分布于晶內(nèi)和晶界處，但晶界處有部分第二相粒子較為粗大。當(dāng)軋制溫度恒定為 1400°C ，軋制速率為 0.004～1.000s^-1 時(shí)，隨軋制速率的增大，軋制后TZM合金晶粒尺寸更均勻，且軋制速率越大，晶界處第二相粒子越細(xì)小。軋制速率較小時(shí)，TZM合金晶粒大小不均勻，原因是晶界處和晶內(nèi)存在較多新形核的細(xì)晶粒。軋制速率減小時(shí)，TZM合金晶粒尺寸變大、晶界鋸齒化加劇，原因是軋制速率越小，晶粒有更長(zhǎng)的長(zhǎng)大時(shí)間。所以當(dāng)軋制速率最小時(shí)，TZM合金晶粒最不均勻且尺寸最大[41]。Danisman 等[49]采用能量色散X射線光譜儀分析TZM合金晶界處不同尺寸的第二相粒子分別為TiC和 ZrC （見圖1）。

4.2 退火組織

軋制后的TZM合金顯微組織中存在許多缺陷。第二相粒子附近和晶界處存在許多殘余應(yīng)力，在后續(xù)加工過程中容易使合金發(fā)生變形和開裂。TZM合金的組織缺陷和殘余應(yīng)力可以通過退火處理減輕。不同的退火制度對(duì)TZM合金性能有不同影響。

圖1TZM合金的顯微組織和第二相粒子[49]Fig.1Microstructures and second-phase particles of theTZM alloy[49]

圖2為軋制態(tài)TZM合金經(jīng)不同溫度退火處理后的顯微組織[3]。溫度為 1300‰ 時(shí)，TZM合金顯微組織變化不大，晶粒仍沿軋制方向拉長(zhǎng)、大小不均勻。在 1300^c 時(shí)TZM合金再結(jié)晶剛開始，晶界處開始出現(xiàn)少量無畸變的等軸晶核。溫度升高至1400^°C 時(shí)，TZM合金已部分完成再結(jié)晶，顯微組織基本由等軸狀晶粒組成，晶粒明顯細(xì)化，此時(shí)三叉晶界處存在大量新形核的細(xì)小等軸晶。溫度升高至 1600^cC 時(shí)，TZM合金才完全再結(jié)晶，此時(shí)其顯微組織全部由等軸晶組成

圖3為TZM合金經(jīng)不同溫度退火處理后的反極圖（inversepolefigures，IPF）、電子背散射衍射（electronbackscattereddiffraction，EBSD）圖以及平均晶粒尺寸隨溫度變化曲線[22]。圖3（h）反映了TZM合金平均晶粒尺寸隨溫度的升高呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)。不同溫度下的IPF表明，隨著溫度的升高，提供的熱能使TZM合金組織內(nèi)部原子遷移速率提高，進(jìn)而導(dǎo)致晶粒取向發(fā)生了顯著變化。隨著溫度的升高，TZM合金重結(jié)晶晶粒和亞結(jié)構(gòu)不斷增多，變形晶粒不斷減少。

5 TZM合金力學(xué)性能特點(diǎn)

對(duì)TZM合金進(jìn)行拉伸測(cè)試，可得到屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率等基本力學(xué)性能指標(biāo)。高溫拉伸可了解金屬材料在高溫下的失效情況，低溫拉伸不僅可以測(cè)定金屬材料在低溫下的強(qiáng)度和塑性指標(biāo)，且可用于評(píng)定金屬材料的低溫脆性。斷裂失效是影響金屬材料性能的主要失效形式，因此分析金屬材料拉伸后的斷口形貌，不僅可以揭示斷裂失效的原因和規(guī)律，而且對(duì)金屬材料的工程應(yīng)用具有重要意義。

5.1 室溫和高溫拉伸性能

研究[20-22]發(fā)現(xiàn)，在室溫時(shí) TZM合金拉伸過程中的流變應(yīng)力隨應(yīng)變的增加呈現(xiàn)增大趨勢(shì)，流變應(yīng)力最大值接近 1200MPa ，達(dá)到最大值后略有下降，最后材料發(fā)生斷裂。經(jīng)統(tǒng)計(jì)分析可知，TZM合金在室溫時(shí)不能兼具強(qiáng)韌性，抗拉強(qiáng)度較大時(shí)（大于 1300MPa， ，其斷后伸長(zhǎng)率則較小（小于 8% ）；抗拉強(qiáng)度較?。ń咏?700MPa 時(shí)，其斷后伸長(zhǎng)率則較大（接近18%）[64-65] 。

TZM合金的抗拉強(qiáng)度隨溫度的升高呈不斷降低的趨勢(shì)，斷后伸長(zhǎng)率隨溫度的升高卻不斷增大。在溫度超過 1400^°C 時(shí)，TZM合金抗拉強(qiáng)度降至100MPa 左右，但其斷后伸長(zhǎng)率大于 28% ，說明TZM合金具有高塑性、低強(qiáng)度[3，35，43，6]

5.2 室溫和高溫拉伸后斷口形貌

Hu 等[]分析了軋制態(tài)TZM合金在室溫、 1400^°C 和 1600^cC 拉斷后的斷口形貌。室溫下，TZM合金表現(xiàn)為穿晶斷裂，斷口表面存在宏觀裂紋。由于TZM合金宏觀斷口不呈 45^° 且微觀上無剪切唇，所

Fig.3IPF，EBSD images and average grain sizes of the TZM alloy after annealing at diferent temperature

以其斷裂方式屬于穿晶斷裂中的準(zhǔn)解離斷裂，解離面清晰可見。隨著溫度升高，TZM合金的斷裂區(qū)尺寸減小，而頸縮程度增大。在高溫下，TZM合金顯微組織中均存在大量韌窩，韌窩數(shù)量隨溫度升高而減少，但韌窩尺寸和深度均逐漸增大。韌窩中存在形狀不規(guī)則的第二相粒子，其尺寸較小且分布較均勻，導(dǎo)致韌窩大而深。韌窩數(shù)量隨溫度升高而減小的主要原因是，高溫下TZM合金顯微組織發(fā)生再結(jié)晶，導(dǎo)致其塑性顯著提高[7]。

6結(jié)論

本文回顧了TZM合金的發(fā)展歷程、制備工藝流程、強(qiáng)化機(jī)制、顯微組織特征、力學(xué)性能特點(diǎn)等研究進(jìn)展。其中，強(qiáng)化機(jī)制、合金成分、顯微組織均對(duì)TZM合金的性能產(chǎn)生決定性影響。TZM合金因其優(yōu)異的性能，在工業(yè)生產(chǎn)中已成為最具影響力的鉬合金之一。特別是在高溫應(yīng)用領(lǐng)域，憑借其出色的性能，TZM合金已被應(yīng)用于惡劣的空間核反應(yīng)堆環(huán)境。盡管TZM合金應(yīng)用潛力巨大，但面對(duì)迅速發(fā)展的航空航天、高端醫(yī)療和原子能技術(shù)對(duì)材料提出的日益苛刻的服役環(huán)境要求，其性能面臨挑戰(zhàn)。這一挑戰(zhàn)反過來也在一定程度上推動(dòng)了TZM合金的進(jìn)一步發(fā)展。國(guó)內(nèi)外研究者正從調(diào)整單一合金元素的添加量及方式，轉(zhuǎn)向研究多元合金元素的協(xié)同添加策略（調(diào)整添加量及方式），以期優(yōu)化出具有最佳性能的合金成分；從強(qiáng)化機(jī)制角度，致力于制備納米級(jí)析出強(qiáng)化相并細(xì)化晶粒，以實(shí)現(xiàn)更顯著的強(qiáng)化效果；從制備工藝角度，積極探索新的生產(chǎn)工藝及熱處理制度，以減少組織缺陷、緩解應(yīng)力集中并改善工藝性能;在合金元素調(diào)整方面，研究采用Hf替代Ti的策略，并探索添加適量La、Al、Re、Y、Ce等元素的效果。

通過調(diào)整TZM合金組分來改善其性能的效果有限，而當(dāng)前研究主要采用粉末冶金法制備該合金。粉末冶金法難以將雜質(zhì)含量降至理想水平，因此探索新工藝突破具有廣闊前景。從制備工藝角度考慮，采用真空熔煉法制備TZM合金具有巨大的發(fā)展空間。此外，用其他元素替代合金中的某些組分或添加特定量的Re元素，對(duì)提升TZM合金性能也具有很大潛力。Hf對(duì)合金性能的提升效果顯著優(yōu)于Ti，可考慮用Hf替代Ti作為TZM合金的組元。La、Y等不僅能與Mo形成固溶強(qiáng)化，還具有優(yōu)異的親氧性，有助于凈化合金、提高材料純凈度。基于以上優(yōu)化策略，系統(tǒng)探索并總結(jié)提升TZM合金體系性能的新方法、新合金成分體系，并深入研究其強(qiáng)韌化機(jī)制及微觀組織結(jié)構(gòu)與綜合性能的關(guān)聯(lián)，將為顯著提高TZM合金體系性能提供堅(jiān)實(shí)的理論和技術(shù)支撐

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（編輯：何代華）