1.1 材料

以西安西部新锆科技股份有限公司提供的淬火态核用Zr-2.5Nb合金棒材为研究对象，其化学成分见表1。

1.2 方法

将Zr-2.5Nb棒材机械加工成直径为8 mm，高为12 mm的圆柱形压缩试样，在Gleeble 3500热力模拟机上进行等温恒定应变速率压缩实验。具体的热加工路径示意图如图1（a）所示： 首先将样品以10 ℃·s⁻¹的速度加热到1050 ℃，保持5 min，然后以10 ℃·s⁻¹的速度冷却到变形温度T（750~960 ℃）并维持30 s，使内部温度均匀。之后以一定的应变速率$\dot{\epsilon }$（0.01~10 s⁻¹）变形至60%，后将试样水淬至室温。

图1 热压缩路径示意图以及压缩试样检测位置

Fig.1 （a） Schematic diagram of hot compression path and （b） observation position of compression specimen

将变形后的试样平行于压缩轴方向对剖，选取中心部位大变形区，如图1（b）所示，经机械研磨抛光后用配比为10 ml水+9 ml硝酸+1 ml氢氟酸溶液进行腐蚀，并采用COXEM EM30AX+扫描电子显微镜（SEM）进行组织观察。样品在体积分数为10%的高氯酸乙醇溶液中，电压为20 V下室温电解30 s以制备电子背散射衍射（EBSD）试样。在装有EDAX Velocity Super检测器的JSM7200F SEM上完成EBSD检测，利用HKL-Channel 5软件对数据进行处理，绘制晶粒衬度图（BC）和极图/反极图（PF/IPF），并分析晶粒尺寸和取向差变化。

2.1 原始微观组织

通过EBSD对Zr-2.5Nb棒材进行微观组织表征，结果如图2所示。可知，变形前微观组织由片状孪晶型马氏体和少量针状/块状α相组成（图2（a）中箭头），且存在3个主要择优取向，其中锥面织构强度最高（图2（b））。晶粒尺寸和晶界取向差的分布图见图2（c，d），可见平均晶粒尺寸为4.44 μm，平均界面取向差θ=59.69°，小角晶界占比f_LAGB=6.26%，大角晶界占比f_HAGB=93.74%，且合金中存在大量孪晶界。

图2 淬火态Zr-2.5Nb合金组织

Fig.2 Microstructures of initial state of Zr-2.5Nb alloy

（a） Band contrast （BC） map； （b） Pole and inverse pole figure； （c） Grain size distribution； （d） Misorientation angle distribution

锆铌合金为多相合金，利用Thermo-Calc热力学软件计算Zr-Nb二元合金的平衡相图，Nb质量分数为0~20%的合金固态平衡相图如图3（a）所示，随温度的降低Zr-2.5Nb合金平衡相由单相β-Zr向α-Zr+β-Zr双相转变，当温度降至610 ℃，合金发生共析转变形成α-Zr+β-Nb两相，图3（b）给出了Zr-2.5Nb合金在600~900 ℃的两相分数演化。

图3 Zr-Nb合金二元平衡相图（Nb质量分数为0~20%）以及Zr-2.5Nb合金双相区相分数随温度的演化

Fig.3 （a） Binary equilibrium phase diagram of Zr-Nb alloy （Nb content of 0~20%）； （b） evolution of phase fraction in two-phase region of Zr-2.5Nb alloy

2.2 真应力-真应变曲线

Zr-2.5Nb合金不同变形条件下热压缩实验的真应力-真应变（σ-ε）曲线如图4所示，流变应力σ先迅速升高，在ε≈0.2处不再增加而达到峰值，随变形温度T降低和应变速率$\dot{\epsilon }$升高，峰值应力、峰值应力对应的应变量ε和整体σ水平均增加。当变形温度T较低（<880 ℃）时，σ随ε增大先剧烈增加至峰值，后逐步下降，表示合金首先发生强烈加工硬化，后因出现明显动态软化而大幅下降。当T较高时，σ达到峰值后将维持该水平而不随ε改变，表示合金变形过程中加工硬化与动态软化趋于平衡，且当T>880 ℃时，整体σ水平不再随温度升高而显著降低。

图4 Zr-2.5Nb合金不同变形条件下真应力-真应变曲线

Fig.4 Ture stress-true strain curves of Zr-2.5Nb alloy deformed at different conditions

（a） 0.01 s⁻¹； （b） 0.1 s⁻¹； （c） 1 s⁻¹； （d） 10 s⁻¹

2.3 热加工图

热加工图综合考虑了热变形参数，即变形温度T、应变速率$\dot{\epsilon }$和应变量ε对材料热变形行为的影响，为工程应用提供了优选加工范围^{［12–13］}。基于动态材料模型（DMM）^［14］，热加工中耗散的总能量由塑性变形导致的热量耗散（G）和微观组织演变耗散（J）组成，Gegle^［15］基于流变本构关系建立了两者间比例关系：$m=\frac{\partial J}{\partial G}{|}_{\epsilon ,T}=\frac{\partial \lg \sigma }{\partial \text{lg}\dot{\epsilon }}{|}_{\epsilon ,T}$（1）式中，m为应变速率敏感系数，σ为材料流变应力，$\dot{\epsilon }$为应变速率，ε为应变量，T为变形温度。对于粘塑性固体稳定流变，m一般在0~1之间，为0时表示体系不发生能量耗散，为1时体系处于理想耗散状态，此时J达到最大值$J_{\text{max}}=\frac{1}{2}\sigma \dot{\epsilon }$。Parasad和Seshacharyulu^［16］引入能耗值η来表征实际微观组织演化的程度：$\eta =\frac{J}{J_{\text{max}}}=\frac{2m}{m+1}$（2）η值越高说明材料组织变化越剧烈，一般一种变形机制具有其典型能耗值，例如动态回复机制为15%~20%，动态再结晶为30%~50%，超塑性大于50%，当发生以上变形机制说明材料有良好的可加工性。但当体系出现应力集中、楔形断裂或绝热剪切带等现象时，材料组织演变剧烈η值也处于较高水平。基于此，Parasad和Seshacharyulu^［16］基于最大熵增原理，提出材料失稳判据：$\xi =\frac{\partial \ln \left(\frac{m}{\left(m+1\right)}\right)}{\partial \text{ln}\dot{\epsilon }}+m$（3）式中，ξ为失稳系数，ξ<0时材料变形失稳，ξ>0时材料变形稳定。

基于Zr-2.5Nb合金热压缩的真应力-真应变曲线，绘制了不同应变量下合金热加工图，如图5所示，即不同变形温度和应变速率下的能耗值η和失稳系数ξ等高线图，图中阴影区域为材料变形失稳区，等高线上数值代表能耗值大小。当T<800 ℃时，合金变形一直处于失稳区；T>800 ℃时，合金失稳区随ε增加而减少，当ε增至0.5时合金失稳区消失。合金在T=750 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹不同应变量下变形时，均表现为峰值能耗但η<30%，见图5中标注区A，合金软化机制主要为动态回复；合金在810~840 ℃，$\dot{\epsilon }$<0.1 s⁻¹，ε>0.5时出现能耗峰值，当变形温度T在850~900 ℃，ε>0.5时，合金变形再次出现能耗峰值且η>30%，见图5中标注区B和C，合金软化机制主要为动态再结晶。因此，随变形温度T升高，应变速率$\dot{\epsilon }$降低，应变量ε增加，能耗值η和失稳系数ξ增加，表明微观组织演化（动态回复/相变/再结晶）所消耗能量增加，且变形过程趋于稳定。综上可得，Zr-2.5Nb合金存在两个能耗值高且变形稳定的优选加工区，即810 ℃<T<840 ℃，$\dot{\epsilon }$<0.1 s⁻¹，ε>0.5和850 ℃<T<900 ℃，ε>0.5。

图5 Zr-2.5Nb合金不同应变量下的热加工图

Fig.5 Thermal processing maps of Zr-2.5Nb alloy at different strain

（a） 0.1； （b） 0.2； （c） 0.3； （d） 0.4； （e） 0.5； （f） 0.6； （g） 0.7； （h） 0.8

2.4 典型微观组织

前文给出了Zr-2.5Nb合金双相区不同热变形条件下的流变应力曲线和热加工图，并确定了3个典型热加工区，即能耗峰值但变形失稳区（图5中标注区A），能耗峰值且变形稳定区（图5中标注区B和C）。为优化合金热加工参数并调控微观组织，对热加工图中典型区域进行了X射线衍射（XRD）物相分析和扫描电子显微镜（SEM）微观组织观察，结果如图6和图7所示。图6为变形前和热加工图中典型区域的XRD图谱，结合图2的微观组织可知，变形前合金为单相α和马氏体α'，变形后组织为α相、第二相β和马氏体α'。图7（a）给出了Zr-2.5Nb合金在T=750 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹，ε=0.92下变形的微观组织，可知组织中存在开裂（图7（a）中箭头）。图7（b，c）为热加工图区域B（810 ℃<T<840 ℃，$\dot{\epsilon }$<0.1 s⁻¹，ε>0.5）中典型组织，可知，T=810 ℃时，合金组织为扁平状晶粒；当温度增加至840 ℃时，晶粒尺寸增大，且组织由多边形晶粒（箭头所指）和马氏体α'组成；结合图6结果可知，组织中存在少量β相。图7（d）为热加工图区域C（850 ℃<T<900 ℃，ε>0.5）的典型组织，此时组织为完全马氏体α'，且高温时β晶粒较大（图7（d）中箭头所指为原始β晶界）。

图6 合金热加工图失稳区和能耗峰值区XRD图谱

Fig.6 XRD patterns of Zr-2.5Nb alloy hot deformed in unstable zone and optical processing zone

图7 Zr-2.5Nb合金在热加工图失稳区和各能耗峰值区SEM微观组织图像

Fig.7 SEM images of Zr-2.5Nb alloy hot deformed in unstable zone （T=750 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹，ε=0.92） （a） ，optical processing zone T=810 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹，ε=0.92 （b），T=840 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹，ε=0.92 （c） and T=880 ℃，$\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹，ε=0.92 （d） （compression axis （CA） showing in （a））

此外，为获取更多微观组织信息，对材料进行EBSD表征，给出了热加工图中典型热变形条件下组织的晶粒取向图、极图和反极图、晶粒尺寸分布图、晶界取向差角度分布图，结果如图8~11所示。图8为失稳区（T=750 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹，ε=0.92）对应结果，可知，微观组织由长条形细晶粒组成（图8（a）），平均晶粒尺寸0.84 μm（图8（c）），晶粒长轴与压缩轴（CA）垂直。由图8（b）的极图和反极图可知，合金存在两个基面织构，c轴向横向x0偏转30°，晶向<11$\overline{2}$0>∥压缩轴CA，说明此时晶粒有较强的择优取向。图8（d）为体系晶界取向差分布图，可知组织中晶界取向差分布均匀，平均取向差角度为41.54°，小角晶界占比约24%，说明组织中有大量变形引起的小角晶界。这是因为750 ℃时合金处于低双相区，此时体系中主要为α相，变形机制主要为晶粒旋转，从而形成晶粒的择优取向，且导致大量变形亚结构。由于α相为密排六方（hcp）晶体结构，变形滑移系较少^［17］，当变形量大时材料因应力集中而开裂。

图8 Zr-2.5Nb合金失稳区微观组织

Fig.8 Microstructures of Zr-2.5Nb alloy hot deformed in unstable zone （T=750 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.1 s⁻¹，ε=0.92；compression axis （CA） showing in （a） )

（a） Band contrast （BC） map； （b） Pole and inverse pole figure； （c） Grain size distribution； （d） Misorientation angle distribution

图9 Zr-2.5Nb合金可加工区微观组织

Fig.9 Microstructures of Zr-2.5Nb alloy hot deformed in optical processing zone （T=810 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹，ε=0.92；compression axis （CA） showing in （a））

（a） Band contrast （BC） map； （b） Pole and inverse pole figure； （c） Grain size distribution； （d） Misorientation angle distribution

图10 Zr-2.5Nb合金可加工区微观组织

Fig.10 Microstructures of Zr-2.5Nb alloy hot deformed in optical processing zone （T=840 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹，ε=0.92；compression axis （CA） showing in （a））

（a） Band contrast （BC） map； （b） Pole and inverse pole figure； （c） Grain size distribution； （d） Misorientation angle distribution

图11 Zr-2.5Nb合金可加工区微观组织

Fig.11 Microstructures of Zr-2.5Nb alloy hot deformed in optical processing zone （T=880 ℃，$\dot{\epsilon }$=1 s⁻¹，ε=0.92；compression axis （CA） showing in （a））

（a） Band contrast （BC） map； （b） Pole and inverse pole figure； （c） Grain size distribution； （d） Misorientation angle distribution

图9和图10给出了中温优选加工区中两个典型变形条件的微观组织结果，分别为T=810 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹，ε=0.92和T=840 ℃，$\dot{\epsilon }$=0.01 s⁻¹，ε=0.92。可知，变形温度较低时，微观组织包括扁平晶粒和多边形晶粒（图9（a）），大部分拉长晶粒的长轴与压缩轴CA垂直。由图9（b）的极图和反极图可知，合金织构强度较失稳区降低，主要为锥面（10$\overline{1}$1）织构，晶格c轴⊥压缩轴CA。图9（c，d）为体系晶粒尺寸和晶界取向差分布图，可知体系晶粒尺寸较小平均值为1.4 μm，平均取向差角约48°，小角晶界占比约23.3%。与图8的失稳区相比，小角晶界的相对含量并未降低，但增加了另一角度频率峰值，即孪晶界角度峰值，说明室温组织中保留了大量小角晶界和孪晶界。这是因为810 ℃变形合金处于中双相区，此时体系中α相和β相占比相当，主要发生β相的变形与动态再结晶，以及α相的旋转协调变形，室温组织为板条状α相+少量马氏体α'+晶界β相，且组织中存在大量变形小角晶界。

在中温优选区中升高变形温度至840 ℃的典型微观组织如图10所示，可知，微观组织主要为马氏体α'和少量多边形α晶粒（图10（a）中箭头），平均晶粒尺寸增大至1.89 μm且晶粒未出现变形引起的择优取向，但存在多个典型织构，例如锥面（10$\overline{1}$1）孪生织构、柱面（10$\overline{1}$0）织构、基面织构。由图10（d）的晶界取向差角分布图可知，体系中小角晶界范围的分布频率相对降低，而孪晶界占比增加。这是因为840 ℃为合金中高双相区，此时体系中β相占比高于α相，主要发生β相的变形与动态再结晶软化，且温度较高导致hcp晶格开动的滑移系增加，α相在旋转协调变形的同时发生动态再结晶，室温组织为大量马氏体α'+少量多边形α相，组织中亚晶界较少而孪晶界较高。

图11为合金处于高温优选加工区（850 ℃<T<900 ℃，ε>0.5）对应的微观组织EBSD结果，体系为全马氏体α'（图11（a）），且存在几个主要择优取向，形成基面+（10$\overline{1}$1）锥面+（101$\overline{2}$）锥面织构（图11（b））。由图11（c，d）可知，组织中马氏体板条平均晶粒尺寸约为1.66 μm，平均界面取向差角度θ增至58.3°主要为孪晶界，微观组织与变形前组织（图2）相似。这是因为变形温度880 ℃时，合金位于相变点附近，体系中几乎全为β相，主要发生β相的变形与动态再结晶，此时晶粒尺寸大，水淬后室温组织为全马氏体α'。

综上可知，Zr-2.5Nb合金在低温（T<810 ℃）时变形不稳定，高温（T>880 ℃）时组织为β相且晶粒尺寸大，淬火后为全马氏体，为达到调控合金微观组织的目的，可在中温优选加工区（810 ℃<T<840 ℃，$\dot{\epsilon }$<0.1 s⁻¹，ε>0.5）中控制温度和应变速率。