1、引言

Be/CuCrZr連 接 是 ITER第一壁研發中的一項關鍵技術。Be是 ITER面向等離子體材料，具有低原子序數、低活化和低氚滯留等方面的優點，在IT E R 中 承 受 最 高 4.7MW.m^-2 的穩態熱負荷[1]。CuCrZr是熱沉材料，具有高強度和高導熱能力等優點[2]，將沉積的熱量及時傳遞給冷卻水。由于鈹和銅的熱膨脹系數差異較大，釬焊、電子束焊等方法，焊接溫度高且容易引起焊接面局部應力集中，極易導致裂紋產生和擴展。熱等靜壓(HIP)可實現可靠的鈹/銅連接[3]，并具有連接溫度低和連接界面應力分布相對均勻的優勢，成為鈹/銅連接的最佳手段。目前 ，承 擔 ITER第一壁研發和生產的各國主要采用了 HIP 連 搬 /銅[4,5]。

鈹/銅直接HIP會形成較厚的脆性中間相BeCu和 Be2Cu[6]，降低界面連接性能。經過大量實踐，采用鈦作為擴散阻擋層，無氧銅作為應力緩釋層，既能阻止了鈹/銅互擴散形成脆性相，又能通過無氧銅的變形降低熱應力[7]。對鈹/銅 HIP連接件進行無損探傷和破壞性檢測，發現鈦/銅界面局部存在缺陷 ，在掃描電鏡觀測界面發現裂紋絕大多數處于鈦/銅界面，因此鈦/銅界面是鈹/銅連接的薄弱環節。

目前，對鈦/銅擴散層的結構眾說紛紜，對于裂紋所處鈦/銅擴散層位置及其產生的原因并未給出明確的結論。另外，也沒有人開展去應力退火對鈦/銅擴散層影響的相關研究。

為了 了解鈹/銅 HIP 后鈦/銅接頭擴散界面情況 ，了解去應力退火對鈦/銅擴散層的影響，采用CuCrZr代替鈹進行與鈹/銅同條件的HIP連接，并對其進行退火處理，采 用oM 、SEM、EDS、EPMA和 XRD等手段對鈦/銅接頭進行表征，采用拉伸表征了其結合強度。

2、實驗

2.1 Ti/CuCrZr連接件的制作

實驗利用了已有316L(N)/CuCrZr爆炸焊復合板 ，將 316L(N)側加工出2mmx2mm的臺階。包套材料選用4 塊 2mm的 304不銹鋼，其中一塊帶抽氣孔。爆炸復合板、無氧銅片和包套材料除銹除油后 ，通過磁控濺射在CuCrZr側沉積鈦、銅雙涂層或者鈦單涂層，按 照 圖 1 與無氧銅片和爆炸焊復合板組裝后封包套，在 590℃/150MPa/2h 下 HIP制備了尺寸為 300mm×100mm×37.5mm的模塊。

將 HIP模塊去包套后加工為 300mm×100mm×37.5mm³試塊，對其中兩種涂層各兩塊在熱處理爐分別進行400℃、500℃退火，保 溫 2h 后隨爐冷卻。

2.2 材料表征

對三種退火態(含未退火)試塊制備了拉伸和微觀界面表征樣品，拉伸樣品界面為5mm×2mm和5mm×4mm，表面粗糙度為3.2μm ，如 圖 2 所示。拉伸在常溫下進行，拉 伸 速 率 為 0.2mm.min^-1。通過對拉伸斷口 XRD掃描、界面樣品的顯微硬度、SEM和 EDS、EPMA、擴散層XRD分析等實驗，對鈦/銅連接強度、界面擴散層形貌、原子分布、中間金屬相進行表征分析。

3、實驗結果與分析

3.1 拉伸試驗

拉伸試驗結果如圖3 所示(雙涂層未退火試塊在拉伸試樣制備過程中過程就在中部連接位置發生斷裂，其強度在圖中以OMPa表示)，從 圖 3 中可以發現：

a.單 Ti涂層連接件的結合強度顯著高于Ti/Cu雙涂層，未退火樣品達到185M Pa以上；

b.退火并不能改善Ti/Cu連接強度。對于鈦單涂層而言退火使得強度降低，特別是在400t 退火后強度降低顯著，5001 退火該影響減弱。

c.拉伸強度高于160MPa后出現明顯的屈服。CuCrZr的屈服點在300M Pa以上，屈服的產生是由于銅箔發生塑性變形所導致的。

拉伸試樣斷口平整，通過對斷口兩側的XRD掃描(如圖4 所示)發現,銅涂層斷口側只存在Cu₄Ti中間相， CuCrZr 斷口側存在 Cu₄Ti、CuTi、CuTi₂中間相，斷裂發生在銅涂層側CwTi中間金屬相附近。

3.2 硬度

采用維氏顯微硬度計，在 10g 載荷下傾斜于界面打點，得到了硬度分布如圖5 所示。可 以 發 現種退火態的樣品顯微硬度結果一致，在 CuCrZr、銅涂層、無氧銅片硬度恒定，在界面處出現硬度驟變，硬度在鈦/銅擴散層區域硬度波動很大，且硬度普遍高 于 750HV0.01 。

3.3 界面微觀組織

利用掃描電鏡(SEM)和電子探針(EPMA)觀測Ti/Cu雙涂層HIP連接樣品，發現銅涂層和CuCrZr都與鈦發生明顯的擴散，較明顯的擴散層有三層，如 圖 6 和 圖 7 所示。對界面進行EDS線掃描發現,從銅到鈦分層出現了明顯的兩個近乎水平的臺階。對 圖 8 擴散層進行定量分析，結果列于表1 中，發現 T i 層兩邊的擴散層具有相似的成分特征，層 2與 層 9 類似，層 3 與 層 7 、8(屬于同一層)類似，層2 與層6 類似，對應銅和鈦原子數比依次大約為4:1、1:1、1:2。結合拉伸樣斷口的XRD掃描分析結果可以得出，該三層擴散層分別是Cu₄Ti、CuTi、CuTi₂。實驗還發現銅涂層側的Cu₄Ti比 CuCrZr側厚，分別 為 2.2μm 和1μm左右。磁控濺射鍍銅是利用氬離子轟擊銅靶沉積到Ti涂層表面的,帶有一定能量峨射銅離子作用在Ti上 ，使 Ti層的溫度升高，綜合作用使Ti/Cu結合緊密，并有可能已經形成了一定的擴散或形成了某種金屬相，促 進 HIP 過程中的元素擴散，使得界面形成更厚的Cu₄Ti層。另一方面 ，蛾射沉積膜的晶粒尺寸細小，膜層中存在更多的晶界，有 利 于 Ti、C u 置換原子的擴散，也是促成上述更厚Cu₄Ti層的另一個原因。

從兩種金屬的熔點判斷，銅原子比鈦原子具有更高的擴散速率。各種退火態的擴散連接界面如圖9 所示，其總厚度大約為12μm，與 原Ti涂層的厚度相當，且不隨退火溫度發生變化，間接地表明了在整個熱等靜壓中，主要發生了 Cu向Ti中的擴散,Ti向銅中擴散可以忽略。比較各圖，發現各界面層的厚度并未隨退火發生明顯變化。銅向鈦的擴散過程沿著銅濃度梯度，銅原子和鈦原子重組形成低能量 態 的 Cu₄Ti、CuTi、CuTi2。銅涂層和CuCrZr的銅 向CuTi₂擴散，Cu₄Ti的 銅 向 CuTi擴散， CuTi的 銅向CuTi2擴散，在這一動態過程中，使得擴散層不斷變厚。因為銅涂層側的銅的擴散速率高于CuCrZr側 ，使得在銅涂層側形成較厚的Cu4Ti中間相。而 CuTi相的形成是Cu₄Ti中銅向鈦擴散形成的，欽兩側CwTi在同種熱等靜壓條件下生成，晶粒尺寸相近，銅的擴散相近，故 而 兩 側 CuTi厚度相近，同理CuTi₂厚度相近。

通過對三種退火態界面裂紋分布觀測發現如圖 9 所示，未退火樣品界面在銅涂層側Cu4Ti和CuTi之間存在貫穿裂紋，400t 存在少量裂紋，500℃界面完整，而 在 CuCrZr側三種退火態都幾乎無裂紋。裂紋的存在造成了該類樣品的極低拉伸強度或者拉伸前的斷裂。Cu₄Ti晶胞結構為oP2 0 , 是一個復雜的多原子晶胞。其復雜結構意味著其變形能力差、強度高，即 CiuTi是一種脆性化合物，應該盡量避免CmTi的生成。裂紋的產生是由于鈦、銅異種金屬的物理性能不匹配，使得界面存在殘余應力，其作用于脆性中間相上，極易在脆性相界面引起裂紋的產生和擴展。銅涂層中銅的擴散速率較大 ，生成較厚的脆性相Cu4Ti, 導致裂紋產生于該側。而退火能夠降低界面的殘余應力，并且退火溫度越高，去應力效果越明顯。另一方面，從圖中還可看出，不論何種狀態，在界面的Ti/CuCrZr側沒有發現裂紋，從側面支持了單鈦涂層連接件具有較高拉伸強度的試驗結果，而且其脆性相較薄，更有利于得到更高的拉伸強度。

4、結論

通過退火對鈦/銅擴散層的影響試驗得到：

a.在 590℃/150MPa/2h 下熱等靜壓，Ti/Cu 發生了明顯的擴散，形 成 Cu₄Ti、CuTi、CuTi₂ 三層中間相擴散層。

b.銅涂層側銅的擴散速率比CuCrZr側大，使得該側產生了較厚的脆性相CiuTi，裂紋也幾乎分布 于 Cu₄Ti和 CuTi交界處，拉伸斷口也位于該處。

c.退火可以明顯降低應力，減少裂紋產生和擴展，500℃退 火 優 于 400℃, 然而連接強度并未隨 著 裂 紋 的 減 少 而 增 強 ，其原因需要進一步研究 。未 退 火 的 單 涂 層 樣 品 拉 伸 強 度 可 以 達 到185MPa 以上。

依據試驗結果，對鈹/銅 H IP 連接給出兩點建議 ：

(1)盡量避免Cu₄Ti產生與增厚，如采用更低的熱等靜壓溫度、更短的熱等靜壓時間、采用鈦涂層、無氧銅片經過退火處理等。

(2)熱等靜壓后的模塊需要立即進行500℃退火 ，這樣可以有效降低應力避免裂紋產生和擴展。

參考文獻：

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