CN113025933B - 一种金属间化合物强韧化异质结构锆合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种金属间化合物强韧化异质结构锆合金的制备方法，属于合金材料技术领域。本发明将锆合金铸锭进行预处理，第一冷却后得到包含AlZr3相的锆合金锭；所述锆合金铸锭包括α‑Zr基体和金属间化合物AlZr2；所述预处理的温度为800～1000℃，保温时间为5～250min；将所述包含AlZr3相的锆合金锭进行热轧制，第二冷却后得到金属间化合物强韧化异质结构锆合金；所述热轧制的温度为700～950℃。本发明制备的锆合金在保持较高强度的同时兼具优异的塑性。

Description

一种金属间化合物强韧化异质结构锆合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及合金材料技术领域，尤其涉及一种金属间化合物强韧化异质结构锆合金及其制备方法。

背景技术

通常来说，材料的拉伸性能表征着材料的强度和塑性的好坏，在这两种指标中，屈服强度通常代表着材料抵抗塑性变形的临界应力，需要位错不易开动；均匀塑性代表着材料抵抗裂纹扩展的能力，需要大量的位错开动。强度和塑性在绝大多数情况下存在着不可兼得的关系，因此，实现金属材料的综合力学性能的提升仍旧是长期以来的一项挑战，材料的性能需要向高性能和一体化发展，其中最主要的就是突破强度和塑性的倒置关系。

锆此前主要应用于核工业中，核能的开发和利用大大地促进了锆和锆合金冶金工业的发展。由于具有热中子吸收截面小、好的耐高温高压水腐蚀性能以及好的高温强度等特点，锆合金成为目前世界上运用在核反应堆中唯一的一种包壳材料。除了在核工业中的应用，锆合金还可以在化工领域、电镀工业领域和海水提铀等领域作为结构材料使用，具有广泛的应用前景。

传统设计锆合金时，通常采用固溶强化、细晶强化等原理，采用的热处理方式也较为单一，通常情况下，皆为将铸态锭子进行热变形，通常为热轧制，随后再进行退火等热处理，得到的合金板的力学性能很少突破强度和塑性倒置关系的制约。

发明专利CN102965605A公开了一种高强塑性纳米结构锆金属及其制备方法，其采用液氮低温轧制制备，获得的锆金属的抗拉强度高(≥836MPa)，均匀延伸率好(≥6％)。但该专利获得的锆金属的强度和塑性仍有待提高。

发明内容

本发明的目的在于提供一种金属间化合物强韧化异质结构锆合金及其制备方法，本发明制备的锆合金在保持较高强度的同时兼具优异的塑性。

为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：

本发明提供了一种金属间化合物强韧化异质结构锆合金的制备方法，包括以下步骤：

将锆合金铸锭进行预处理，第一冷却后得到包含AlZr3相的锆合金锭；所述锆合金铸锭包括α-Zr基体和金属间化合物AlZr2；所述预处理的温度为800～1000℃，保温时间为5～250min；

将所述包含AlZr3相的锆合金锭进行热轧制，第二冷却后得到金属间化合物强韧化异质结构锆合金；所述热轧制的温度为700～950℃。

优选的，所述预处理的保温时间为15～150min。

优选的，所述第一冷却的方式为水冷、空冷或炉冷。

优选的，所述第二冷却的方式为水冷或空冷。

优选的，所述预处理的方法为：先将预处理的设备升温至预处理的温度，然后再将锆合金铸锭放入预处理设备中，将预处理设备抽真空，进行预处理。

优选的，所述热轧制为多道次轧制，所述热轧制的总变形量为65～85％。

优选的，每道次的变形量为8～12％。

优选的，每道次轧制前，还包括对所述包含AlZr3相的锆合金锭进行保温处理，所述保温处理的温度与热轧制的温度相同。

本发明提供了上述方案所述制备方法制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金，包括粗大的基体相和细小均匀分布的金属间化合物相，所述基体相为α-Zr相，所述金属间化合物相为AlZr3相。

优选的，还包括β-Zr相。

本发明提供了一种金属间化合物强韧化异质结构锆合金的制备方法，包括以下步骤：将锆合金铸锭进行预处理，第一冷却后得到包含AlZr3相的锆合金锭；所述锆合金铸锭包括α-Zr基体和金属间化合物AlZr2；所述预处理的温度为800～1000℃，保温时间为5～250min；将所述包含AlZr3相的锆合金锭进行热轧制，第二冷却后得到金属间化合物强韧化异质结构锆合金；所述热轧制的温度为700～950℃。

AlZr2相属于硬脆相，会大幅降低锆合金塑性，本发明将锆合金铸锭进行预处理，通过控制预处理的温度和时间，使得锆合金铸锭中的α-Zr转变为高温的β-Zr，AlZr2可以和高温的β-Zr反应生成AlZr3，AlZr3滑移系较多，具有出色的协调变形的能力，有利于锆合金强度和塑性的提升；然后将包含AlZr3相的锆合金锭进行热轧制，通过热轧制消除铸锭中的缺陷，密实并均匀化合金组织，细化晶粒，改善显微组织，并且可以产生大量位错，通过位错强化进一步提高合金的强度，而均匀的组织，也会避免局部应力集中引起的裂纹扩展和开裂，在保持较高强度的同时保持优异的塑性。

本发明制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金，包括粗大的基体相和细小均匀分布的金属间化合物相，所述基体相为α-Zr相，所述金属间化合物相为AlZr3相。AlZr3相相对于α-Zr基体相较软，两者软硬程度不一，这样在变形过程中就会产生塑性变形不均匀性，通常来说，材料在拉伸过程中，先发生弹性变形，达到临界应力处也就是对应于屈服强度后，材料总体发生塑性变形。本发明的锆合金由于材料内部不同的相之间的软硬程度不一和塑性不均匀性，因此在未到达屈服点前，较软的金属间化合物AlZr3相就已经开始提前塑性变形，而此时较硬的α-Zr基体相还处于弹性变形阶段，为了保持总体变形的均匀性，需要靠位错来调节，位错会在相对较软的相内部聚集，塞积的位错背靠较硬的基体相，对位错源产生反作用，这种反作用力对于锆合金的加工硬化能力和应变强化能力有很大的促进作用，从而可以使得锆合金的强度和塑性得到协同提升的效果。

此外，本发明的制备方法对于加工流程和工艺要求较低，不需要太多繁杂的设备和时间，具有良好的应用前景。

附图说明

图1为实施例1制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金的EBSD组织图；

图2为实施例2制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金的EBSD组织图；

图3为实施例3制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金的EBSD组织图；

图4为实施例4制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金的EBSD组织图；

图5为实施例5制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金的EBSD组织图；

图6为实施例6制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金的EBSD组织图；

图7为实施例1～6单轴拉伸的测试结果曲线图；

图8为对比例5制备的锆合金的XRD图。

具体实施方式

本发明提供了一种金属间化合物强韧化异质结构锆合金的制备方法，包括以下步骤：

将锆合金铸锭进行预处理，第一冷却后得到包含AlZr3相的锆合金锭；所述锆合金铸锭包括α-Zr基体和金属间化合物AlZr2；所述预处理的温度为800～1000℃，保温时间为5～250min；

将所述包含AlZr3相的锆合金锭进行热轧制，第二冷却后得到金属间化合物强韧化异质结构锆合金；所述热轧制的温度为700～950℃。

本发明将锆合金铸锭进行预处理，第一冷却后得到包含AlZr3相的锆合金锭。

在本发明中，所述锆合金铸锭包括α-Zr基体和金属间化合物AlZr2；本发明对所述α-Zr基体和金属间化合物AlZr2的含量没有特殊要求，本领域熟知的经熔炼得到的锆合金铸锭均可。本发明对所述锆合金铸锭的形状没有特殊要求，在本发明的实施例中，具体为纽扣锭。

在本发明中，所述预处理的温度为800～1000℃，优选为800℃、850℃、900℃、950℃或1000℃；保温时间为5～250min，优选为15～150min，更优选为30～90min。在本发明中，所述预处理优选在真空条件下进行，真空度优选为-0.1MPa以下。在本发明中，所述预处理采用的设备优选为真空管式炉。

在本发明中，所述预处理的方法优选为：先将预处理的设备升温至预处理的温度，然后再将锆合金铸锭放入预处理设备中，将预处理设备抽真空，进行预处理。在本发明中，升温至所述预处理的温度的升温速率优选为5～20℃/min，更优选为15℃/min。

完成所述预处理后，本发明进行第一冷却。在本发明中，所述第一冷却的方式优选为水冷、空冷或炉冷。本发明优选第一冷却至室温，得到包含AlZr3相的锆合金锭。

AlZr2属于一种密排六方结构的硬脆相，滑移系较少，不利于材料进行塑性变形。本发明将锆合金铸锭进行预处理，通过控制预处理的温度和时间，使得锆合金铸锭中的α-Zr转变为高温的β-Zr，AlZr2可以和高温的β-Zr反应生成AlZr3，AlZr3滑移系较多，具有出色的协调变形的能力，有利于锆合金强度和塑性的提升。

当预处理温度低于本发明所述预处理温度时，会导致α-Zr不能转化成β-Zr，进而导致AlZr2无法和β-Zr反应生成AlZr3；当预处理温度高于本发明所述预处理温度时，经预处理后合金中除了AlZr3，还会生成其他的金属间化合物(如Zr5Al3)，而其他的金属间化合物非常脆，会导致锆合金的塑性降低。当预处理的保温时间低于本发明所述的保温时间时，会导致AlZr2不能完成转化为AlZr3；当预处理的保温时间高于本发明所述的保温时间时，会导致锆合金锭过烧，不利于后续的热轧制。

得到包含AlZr3相的锆合金锭后，本发明将所述包含AlZr3相的锆合金锭进行热轧制，第二冷却后得到金属间化合物强韧化异质结构锆合金。

所述热轧制前，本发明优选先去除所述包含AlZr3相的锆合金锭表面的氧化皮。本发明对所述氧化皮的去除方式没有特殊要求，本领域熟知的去除氧化皮的方式均可。在本发明的实施例中，具体是采用400～1500目的砂纸打磨去除氧化皮。

在本发明中，所述热轧制优选为多道次轧制。每道次轧制前，本发明优选还包括对所述包含AlZr3相的锆合金锭进行保温处理，所述保温处理的温度与热轧制的温度相同。在本发明中，第一道次轧制前，所述保温处理的保温时间优选为30～60min；其余道次轧制前，保温处理的保温时间优选为4.5～5.5min。本发明在第一道次轧制前进行保温处理，可以防止合金在低温下轧制发生开裂，同时也有利于获得精准的热轧制温度；其余道次轧制前进行保温(也即每道次之间的保温)能够尽可能保留合金在每道次轧制变形后的微观组织状态，晶界密度增加，提高强塑性。

在本发明中，所述热轧制的总变形量优选为65～85％，更优选为70～80％，进一步优选为72～78％；每道次的变形量优选为8～12％，更优选为10～11％。在本发明中，所述热轧制的温度为700～950℃，优选为750～900℃，更优选为800～850℃。在本发明中，当采用多道次轧制时，每道次轧制的温度优选相同。在本发明的实施例中，所述热轧制的温度具体为700℃、750℃、800℃、850℃或950℃。在本发明中，所述热轧制优选在200型双辊同步轧机中进行。

本发明通过控制热轧制的温度，可以确保金属间化合物AlZr3相细小且均匀，进而有利于提高锆合金的强塑性。

本发明将包含AlZr3相的锆合金锭进行热轧制，通过热轧制消除铸锭中的缺陷，密实并均匀化合金组织，细化晶粒，改善显微组织，并且可以产生大量位错，通过位错强化进一步提高合金的强度，而均匀的组织，也会避免局部应力集中引起的裂纹扩展和开裂，在保持较高强度的同时保持优异的塑性。

在本发明中，所述热轧制后得到锆合金板材，所述锆合金板材的厚度优选为4～6mm，更优选为5mm。

完成所述热轧制后，本发明将得到的锆合金板材进行第二冷却，得到金属间化合物强韧化异质结构锆合金。本发明优选第二冷却至室温。在本发明中，所述第二冷却的方式优选为水冷或空冷。在本发明中，所述水冷的实施方式优选为：将锆合金板材浸入水中，待锆合金板材冷却后取出；所述水的温度优选为15～30℃，更优选为20～25℃。在本发明中，所述空冷的实施方式优选为将锆合金板材放置于室温环境下，待其冷却至室温温度完毕；所述室温温度优选为20～30℃，更优选为25℃。

在本发明中，当所述第二冷却的方式为水冷时，得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金的组成为α-Zr基体相和金属间化合物AlZr3相。当所述第二冷却的方式为空冷时，得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金除了含有α-Zr基体相和金属间化合物AlZr3相之外，还含有少量的β-Zr相。

完成所述第二冷却后，本发明优选对冷却后的板材表面依次进行打磨和洗涤处理，以去除板材表面的氧化皮，得到金属间化合物强韧化异质结构锆合金。本发明对所述打磨和洗涤处理的方式没有特殊要求，采用本领域熟知的打磨和洗涤处理方式即可。

本发明提供了上述方案所述制备方法制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金，包括粗大的基体相和细小均匀分布的金属间化合物相，所述基体相为α-Zr相，所述金属间化合物相为AlZr3相。

在本发明中，所述α-Zr相的晶粒尺寸优选为0.8～15μm；所述AlZr3相的晶粒尺寸优选为0.5～7μm。

在本发明中，当金属间化合物强韧化异质结构锆合金由热轧制后水冷得到时，所述金属间化合物强韧化异质结构锆合金由AlZr3相和α-Zr相组成，所述AlZr3相的体积含量优选为30～55％。

在本发明中，当金属间化合物强韧化异质结构锆合金由热轧制后空冷得到时，所述金属间化合物强韧化异质结构锆合金由AlZr3相、α-Zr相和β-Zr相组成，所述AlZr3相的体积含量优选为30～55％，β-Zr相的体积含量优选为0.5～5％，剩余为α-Zr相。

本发明制备的金属间化合物强韧化异质结构锆合金，包括粗大的基体相和细小均匀分布的金属间化合物相，所述基体相为α-Zr相，所述金属间化合物相为AlZr3相。AlZr3相相对于α-Zr基体相较软，两者软硬程度不一，这样在变形过程中就会产生塑性变形不均匀性，通常来说，材料在拉伸过程中，先发生弹性变形，达到临界应力处也就是对应于屈服强度后，材料总体发生塑性变形。本发明的锆合金由于材料内部不同的相之间的软硬程度不一和塑性不均匀性，因此在未到达屈服点前，较软的金属间化合物AlZr3相就已经开始提前塑性变形，而此时较硬的α-Zr基体相还处于弹性变形阶段，为了保持总体变形的均匀性，需要靠位错来调节，位错会在相对较软的相内部聚集，塞积的位错背靠较硬的基体相，对位错源产生反作用，这种反作用力对于锆合金的加工硬化能力和应变强化能力有很大的促进作用，从而可以使得锆合金的强度和塑性得到协同提升的效果。

下面结合实施例对本发明提供的金属间化合物强韧化异质结构锆合金及其制备方法进行详细的说明，但是不能把它们理解为对本发明保护范围的限定。

以下实施例和对比例所用原材料锆合金铸锭的制备过程如下：

采用沈阳科仪的DHL300型号的非自耗电弧熔炼炉，配备有磁搅拌***和水冷铜坩埚，熔炼得到的纽扣铸锭质量在100g左右，原材料采用超声波洗干净后的99.9％纯度的锆块、99.9％的铝粒和99.9％的锡粒，将通过高密度电子天平配好的不同成分的金属原材料按照熔点高低放置在水冷铜坩埚中，将熔点最低的Sn(231.89℃)放置在最底层，Al(660℃)放在中间层，Zr放置于最顶层，配料及放料完成后，将炉体封闭，通过机械泵和分子泵将真空度抽至1～3×10^-3Pa，随后选用高纯氩气(99.999％)作为保护气体充入炉腔内，充至400～500MPa。原材料熔化后开启电磁搅拌***，使其熔炼均匀，每熔炼完一遍，使用机械手将纽扣铸锭翻转，共反复熔5到7次，得到成分均匀的合金纽扣铸锭，作为原材料锆合金铸锭用于以下实验；所述原材料锆合金铸锭的组成为α-Zr基体和金属间化合物AlZr2；化学组成为：Sn 1.9±0.05wt％、Al 4.45±0.04％、余量为Zr。

实施例1

按照预处理和热轧制处理的综合组合方式800℃预处理保温30min水冷，950℃热轧水冷(800-30wc-950HRwc)，具体的制备过程如下：

预处理：将真空管式炉以10℃/min的加热速率升温至800℃，然后加入原材料锆合金铸锭，抽真空至-0.1MPa，保温30min后迅速取出，水冷，得到包含AlZr3相的锆合金锭；

将包含AlZr3相的锆合金锭表面尚存的少许氧化皮打磨掉，打磨时使用400目～1500目的砂纸，马弗炉以10℃/min的加热速率升温至950℃后，将包含AlZr3相的锆合金锭放入马弗炉中保温处理30min，随后立即取出在双辊轧机上进行热轧制，热轧制温度为950℃，采用多道次轧制，每道次轧制的变形量为11％，合金的最终变形量达到66％，锆合金锭每道次变形间隔在950℃下保温处理5min，热轧制完成后，得到锆合金板材的厚度为5mm。采用室温水将得到的锆合金板材水冷至室温然后将表层氧化层打磨干净并进行清洗，制得金属间化合物强韧化异质结构锆合金。

实施例2

按照预处理和轧制处理的综合组合方式850℃预处理保温45min空冷，850℃热轧空冷(850-45ac-850HRac)，具体的制备过程如下：

预处理：将真空管式炉以10℃/min的加热速率升温至850℃，然后加入原材料锆合金铸锭，抽真空至-0.1MPa，保温45min后迅速取出，空冷，得到包含AlZr3相的锆合金锭；

将包含AlZr3相的锆合金锭表面尚存的少许氧化皮打磨掉，打磨时使用400目～1500目的砂纸，马弗炉以10℃/min的加热速率升温至850℃后，将包含AlZr3相的锆合金锭放入马弗炉中保温处理30min，随后立即取出在双辊轧机上进行热轧制，轧制温度为850℃，采用多道次轧制，每道次轧制变形的压下量为11％，合金的最终变形量达到77％，锆合金锭每道次变形间隔在850℃下保温4.5min，轧制变形完成后，得到锆合金板材的厚度为5.5mm。将得到的锆合金板材放置于室温下空冷处理，冷却完毕后将锆合金板材的表层氧化层打磨干净并进行清洗，制得金属间化合物强韧化异质结构锆合金。

实施例3

按照预处理和轧制处理的综合组合方式900℃预处理保温60min空冷，750℃热轧水冷(900-60ac-750HRwc)，具体的制备过程如下：

预处理：将真空管式炉以15℃/min的加热速率升温至900℃，然后加入原材料锆合金铸锭，抽真空至-0.1MPa，保温60min后迅速取出，空冷，得到包含AlZr3相的锆合金锭；

将包含AlZr3相的锆合金锭表面尚存的少许氧化皮打磨掉，打磨时使用400目～1500目的砂纸，马弗炉以15℃/min的加热速率升温至750℃后，将包含AlZr3相的锆合金锭放入马弗炉中保温处理30min，随后立即取出在双辊轧机上进行热轧制，热轧制温度为750℃，采用多道次轧制，每道次轧制变形的压下量为11％，合金的最终变形量达到77％，锆合金锭每道次变形间隔在750℃下保温5min，轧制变形完成后，得到锆合金板材的厚度为5mm。采用室温水将得到的锆合金板材水冷至室温然后将表层氧化层打磨干净并进行清洗，制得金属间化合物强韧化异质结构锆合金。

实施例4

按照预处理和轧制处理的综合组合方式950℃预处理保温15min水冷，700℃热轧空冷(950-15ac-700HRac)，具体的制备过程如下：

预处理：将真空管式炉以15℃/min的加热速率升温至950℃，然后加入原材料锆合金铸锭，抽真空至-0.1MPa，保温15min后迅速取出，水冷，得到包含AlZr3相的锆合金锭；

将包含AlZr3相的锆合金锭表面尚存的少许氧化皮打磨掉，打磨时使用400目～1500目的砂纸，马弗炉以10℃/min的加热速率升温至700℃后，将包含AlZr3相的锆合金锭放入马弗炉中保温处理30min，随后立即取出在双辊轧机上进行热轧制，热轧制温度为700℃，采用多道次轧制，每道次轧制变形的压下量为11％，合金的最终变形量达到66％，锆合金锭每道次变形间隔在700℃下保温4.5min，热轧制完成后，得到锆合金板材的厚度为5.5mm。将得到的锆合金板放置于室温下空冷处理，冷却完毕后将锆合金板材的表层氧化层打磨干净并进行清洗，制得金属间化合物强韧化异质结构锆合金。

实施例5

按照预处理和轧制处理的综合组合方式1000度预处理保温30min炉冷，800度热轧水冷(1000-30fc-800HRwc)，具体的制备过程如下：

预处理：将真空管式炉以20℃/min的加热速率升温至1000℃，然后加入原材料锆合金铸锭，抽真空至-0.1MPa，保温30min后随炉冷至室温，得到包含AlZr3相的锆合金锭；

将包含AlZr3相的锆合金锭表面尚存的少许氧化皮打磨掉，打磨时使用400目～1500目的砂纸，马弗炉以10℃/min的加热速率升温至800℃后，将包含AlZr3相的锆合金锭放入马弗炉中保温处理30min，随后立即取出在双辊轧机上进行热轧制，热轧制温度为800℃，采用多道次轧制，每道次轧制变形的压下量为11％，合金的最终变形量达到77％，锆合金锭每道次变形间隔在800℃下保温5min，热轧制完成后，得到锆合金板材的厚度为5mm。采用室温水将得到的锆合金板材水冷至室温然后将表层氧化层打磨干净并进行清洗，制得金属间化合物强韧化异质结构锆合金。

实施例6

按照预处理和轧制处理的综合组合方式900℃预处理保温240min炉冷，900℃热轧空冷(900-240fc-900HRac)，具体的制备过程如下：

预处理：将真空管式炉以15℃/min的加热速率升温至900℃，然后加入原材料锆合金铸锭，抽真空至-0.1MPa，保温240min后随炉冷至室温，得到包含AlZr3相的锆合金锭；

将包含AlZr3相的锆合金锭表面尚存的少许氧化皮打磨掉，打磨时使用400目～1500目的砂纸，马弗炉以10℃/min的加热速率升温至900℃后，将包含AlZr3相的锆合金锭放入马弗炉中保温处理30min，随后立即取出在双辊轧机上进行热轧制，热轧制温度为900℃，采用多道次轧制，每道次轧制变形的压下量为11％，合金的最终变形量达到66％，锆合金锭每道次变形间隔在900℃下保温4.5min，热轧制完成后，得到锆合金板材的厚度为5.5mm。将得到的锆合金板放置于室温下空冷处理，冷却完毕后将锆合金板材的表层氧化层打磨干净并进行清洗，制得金属间化合物强韧化异质结构锆合金。

对比例1

与实施例2的不同之处在于：仅进行了预处理未进行热轧制，预处理的条件同实施例2，制备工艺记为850-45ac。

对比例2

与实施例2的不同之处在于：未进行预处理仅进行了热轧制，热轧制的条件同实施例2，制备工艺记为850HRac。

对比例3

与实施例2的区别仅在于热轧制的温度为1000℃，其余同实施例2，制备工艺记为850-45ac-1000HRac。

对比例4

与实施例2的区别仅在于热轧制的温度为650℃，其余同实施例2，制备工艺记为850-45ac-650HRac。

对比例5

与实施例2的不同之处在于，按照预处理和热轧制处理的综合组合方式1100℃预处理保温60min水冷，900℃热轧水冷(1100-60wc-900HRwc)，其余同实施例2。

对比例6

与实施例2的不同之处仅在于预处理的保温时间为270min，其余同实施例2，制备工艺记为850-270ac-850HRac。

对比例7

专利CN102965605A，介绍的利用液氮低温轧制制备高强塑性纳米结构锆合金材料的方法，其叙述的抗拉强度≥836MPa，均匀延伸率≥6％。

性能测试

对实施例1～6制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金的EBSD组织进行测试，结果如图1～6所示，图1为实施例1制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金的EBSD组织图；图2为实施例2制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金的EBSD组织图；图3为实施例3制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金的EBSD组织图；图4为实施例4制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金的EBSD组织图；图5为实施例5制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金的EBSD组织图；图6为实施例6制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金的EBSD组织图。

由图1～6可知，本发明中不同实施例所制得的金属间化合物强韧化异质结构锆合金的EBSD组织由组织较为细小的金属间化合物AlZr3和相对粗大的基体α-Zr组成，其中图2、图4和图6中还存在晶粒形状不规则，类似于细长条状(如图2中晶粒之间的那种灰黑色物质)的β-Zr相。对图1～图6中各相的晶粒尺寸和体积含量进行统计，结果如表1所示。

表1实施例1～6各相的体积百分比含量和晶粒尺寸

对实施例1～6制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金以及对比例1～6制备的锆合金样品的力学性能进行测试，测试方法为：利用线切割将锆合金板切出骨棒状的单轴拉伸试样，按照国家标准GBT228-2002对单轴拉伸试样的力学性能进行测试，实施例1～6所述单轴拉伸的测试结果曲线图如图7所示。测试过程中，每个实施例和对比例的样品至少切出3个拉伸试样，确保数据的可重复性，采用室温单轴拉伸实验进行测量，测试仪器型号为Instron5982的万能材料试验机(生产商：英斯特朗，美国)，全程用引伸计监测试样的拉伸位移，拉伸速率设定为5×10^-3s^-1，进行拉伸试验，由此获得金属间化合物强韧化异质结构锆合金的力学性能数据，测试结果如表2所示。

表2实施例1～6以及对比例1～7锆合金的力学性能

由表2可知，本发明得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金具有较高的屈服强度和抗拉强度和均匀塑性，其中屈服强度为831.43～1199.89MPa，抗拉强度为1114.48～1387.22MPa，均匀延伸率为13.99％～19.49％，由此说明本发明提供的金属间化合物强韧化异质结构锆合金同时具有高的屈服强度和高的抗拉强度和高的均匀塑性。

此外，由实施例2和对比例1的结果可知，仅进行预处理不进行热轧制，最终制备的锆合金的强度和塑性均较差。而由实施例2和对比例2的结果可知，仅进行热轧制不进行预处理，由于原材料锆合金铸锭中含有硬脆AlZr2相，850℃将铸锭直接热轧制时发生了开裂，说明塑性极差。

由对比例3和实施例1～6的结果可知，热轧制温度过高会导致锆合金的强度和塑性降低。由对比例4和实施例1～6的结果可知，热轧制温度过低，会导致材料发生开裂。

对对比例5制备的锆合金进行XRD测试，结果如图8显示。图8显示锆合金样品中存在Zr5Al3相，这是由于预处理温度过高，预处理后不仅仅存在AlZr3金属间化合物，还具有Zr5Al3这种变形能力极差的金属间化合物，导致强度和塑性极差。

由对比例6和实施例1～6的结果可知，当预处理的保温时间为270min时，由于预处理保温时间过长，预处理后锆合金铸锭过烧严重，无法进行后续轧制和测试。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (6)

1.一种金属间化合物强韧化异质结构锆合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

将锆合金铸锭进行预处理，第一冷却后得到包含AlZr₃相的锆合金锭；所述锆合金铸锭包括α-Zr基体和金属间化合物AlZr₂；锆合金铸锭的化学组成为：Sn 1.9±0.05wt%、Al4.45±0.04wt%、余量为Zr；所述预处理的温度为800~1000℃，保温时间为5~250min；

将所述包含AlZr₃相的锆合金锭进行热轧制，第二冷却后得到金属间化合物强韧化异质结构锆合金；所述热轧制的温度为700~950℃；

所述预处理的方法为：先将预处理的设备升温至预处理的温度，然后再将锆合金铸锭放入预处理设备中，将预处理设备抽真空，进行预处理；

所述热轧制为多道次轧制，所述热轧制的总变形量为65~85%，每道次的变形量为8~12%；每道次轧制前，还包括对所述包含AlZr₃相的锆合金锭进行保温处理，所述保温处理的温度与热轧制的温度相同。

2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述预处理的保温时间为15~150min。

3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述第一冷却的方式为水冷、空冷或炉冷。

4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述第二冷却的方式为水冷或空冷。

5.权利要求1~4任一项所述制备方法制备得到的金属间化合物强韧化异质结构锆合金，包括粗大的基体相和细小均匀分布的金属间化合物相，所述基体相为α-Zr相，所述金属间化合物相为AlZr₃相。

6.根据权利要求5所述的金属间化合物强韧化异质结构锆合金，其特征在于，还包括β-Zr相。

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