1、引言
Be/CuCrZr连 接 是 ITER第一壁研发中的一项关键技术。Be是 ITER面向等离子体材料，具有低原子序数、低活化和低氚滞留等方面的优点，在IT E R 中 承 受 最 高 4.7MW.m-2 的稳态热负荷[1]。CuCrZr是热沉材料，具有高强度和高导热能力等优点[2]，将沉积的热量及时传递给冷却水。由于铍和铜的热膨胀系数差异较大，钎焊、电子束焊等方法，焊接温度高且容易引起焊接面局部应力集中，极易导致裂纹产生和扩展。热等静压(HIP)可实现可靠的铍/铜连接[3]，并具有连接温度低和连接界面应力分布相对均匀的优势，成为铍/铜连接的最佳手段。目前 ，承 担 ITER第一壁研发和生产的各国主要采用了 HIP 连 搬 /铜[4,5]。
铍/铜直接HIP会形成较厚的脆性中间相BeCu和 Be2Cu[6]，降低界面连接性能。经过大量实践，采用钛作为扩散阻挡层，无氧铜作为应力缓释层，既能阻止了铍/铜互扩散形成脆性相，又能通过无氧铜的变形降低热应力[7]。对铍/铜 HIP连接件进行无损探伤和破坏性检测，发现钛/铜界面局部存在缺陷 ，在扫描电镜观测界面发现裂纹绝大多数处于钛/铜界面，因此钛/铜界面是铍/铜连接的薄弱环节。
目前，对钛/铜扩散层的结构众说纷纭，对于裂纹所处钛/铜扩散层位置及其产生的原因并未给出明确的结论。另外，也没有人开展去应力退火对钛/铜扩散层影响的相关研究。
为了 了解铍/铜 HIP 后钛/铜接头扩散界面情况 ，了解去应力退火对钛/铜扩散层的影响，采用CuCrZr代替铍进行与铍/铜同条件的HIP连接，并对其进行退火处理，采 用oM 、SEM、EDS、EPMA和 XRD等手段对钛/铜接头进行表征，采用拉伸表征了其结合强度。
2、实验
2.1 Ti/CuCrZr连接件的制作
实验利用了已有316L(N)/CuCrZr爆炸焊复合板 ，将 316L(N)侧加工出2mmx2mm的台阶。包套材料选用4 块 2mm的 304不锈钢，其中一块带抽气孔。爆炸复合板、无氧铜片和包套材料除锈除油后 ，通过磁控溅射在CuCrZr侧沉积钛、铜双涂层或者钛单涂层，按 照 图 1 与无氧铜片和爆炸焊复合板组装后封包套，在 590℃/150MPa/2h 下 HIP制备了尺寸为 300mm×100mm×37.5mm的模块。
将 HIP模块去包套后加工为 300mm×100mm×37.5mm3试块，对其中两种涂层各两块在热处理炉分别进行400℃、500℃退火，保 温 2h 后随炉冷却。
2.2 材料表征
对三种退火态(含未退火)试块制备了拉伸和微观界面表征样品，拉伸样品界面为5mm×2mm和5mm×4mm，表面粗糙度为3.2μm ，如 图 2 所示。拉伸在常温下进行，拉 伸 速 率 为 0.2mm.min-1。通过对拉伸断口 XRD扫描、界面样品的显微硬度、SEM和 EDS、EPMA、扩散层XRD分析等实验，对钛/铜连接强度、界面扩散层形貌、原子分布、中间金属相进行表征分析。
3、实验结果与分析
3.1 拉伸试验
拉伸试验结果如图3 所示(双涂层未退火试块在拉伸试样制备过程中过程就在中部连接位置发生断裂，其强度在图中以OMPa表示)，从 图 3 中可以发现：
a.单 Ti涂层连接件的结合强度显著高于Ti/Cu双涂层，未退火样品达到185M Pa以上；
b.退火并不能改善Ti/Cu连接强度。对于钛单涂层而言退火使得强度降低，特别是在400t 退火后强度降低显著，5001 退火该影响减弱。
c.拉伸强度高于160MPa后出现明显的屈服。CuCrZr的屈服点在300M Pa以上，屈服的产生是由于铜箔发生塑性变形所导致的。
拉伸试样断口平整，通过对断口两侧的XRD扫描(如图4 所示)发现,铜涂层断口侧只存在Cu4Ti中间相， CuCrZr 断口侧存在 Cu4Ti、CuTi、CuTi2中间相，断裂发生在铜涂层侧CwTi中间金属相附近。
3.2 硬度
采用维氏显微硬度计，在 10g 载荷下倾斜于界面打点，得到了硬度分布如图5 所示。可 以 发 现种退火态的样品显微硬度结果一致，在 CuCrZr、铜涂层、无氧铜片硬度恒定，在界面处出现硬度骤变，硬度在钛/铜扩散层区域硬度波动很大，且硬度普遍高 于 750HV0.01 。
3.3 界面微观组织
利用扫描电镜(SEM)和电子探针(EPMA)观测Ti/Cu双涂层HIP连接样品，发现铜涂层和CuCrZr都与钛发生明显的扩散，较明显的扩散层有三层，如 图 6 和 图 7 所示。对界面进行EDS线扫描发现,从铜到钛分层出现了明显的两个近乎水平的台阶。对 图 8 扩散层进行定量分析，结果列于表1 中，发现 T i 层两边的扩散层具有相似的成分特征，层 2与 层 9 类似，层 3 与 层 7 、8(属于同一层)类似，层2 与层6 类似，对应铜和钛原子数比依次大约为4:1、1:1、1:2。结合拉伸样断口的XRD扫描分析结果可以得出，该三层扩散层分别是Cu4Ti、CuTi、CuTi2。实验还发现铜涂层侧的Cu4Ti比 CuCrZr侧厚，分别 为 2.2μm 和1μm左右。磁控溅射镀铜是利用氩离子轰击铜靶沉积到Ti涂层表面的,带有一定能量峨射铜离子作用在Ti上 ，使 Ti层的温度升高，综合作用使Ti/Cu结合紧密，并有可能已经形成了一定的扩散或形成了某种金属相，促 进 HIP 过程中的元素扩散，使得界面形成更厚的Cu4Ti层。另一方面 ，蛾射沉积膜的晶粒尺寸细小，膜层中存在更多的晶界，有 利 于 Ti、C u 置换原子的扩散，也是促成上述更厚Cu4Ti层的另一个原因。
从两种金属的熔点判断，铜原子比钛原子具有更高的扩散速率。各种退火态的扩散连接界面如图9 所示，其总厚度大约为12μm，与 原Ti涂层的厚度相当，且不随退火温度发生变化，间接地表明了在整个热等静压中，主要发生了 Cu向Ti中的扩散,Ti向铜中扩散可以忽略。比较各图，发现各界面层的厚度并未随退火发生明显变化。铜向钛的扩散过程沿着铜浓度梯度，铜原子和钛原子重组形成低能量 态 的 Cu4Ti、CuTi、CuTi2。铜涂层和CuCrZr的铜 向CuTi2扩散，Cu4Ti的 铜 向 CuTi扩散， CuTi的 铜向CuTi2扩散，在这一动态过程中，使得扩散层不断变厚。因为铜涂层侧的铜的扩散速率高于CuCrZr侧 ，使得在铜涂层侧形成较厚的Cu4Ti中间相。而 CuTi相的形成是Cu4Ti中铜向钛扩散形成的，钦两侧CwTi在同种热等静压条件下生成，晶粒尺寸相近，铜的扩散相近，故 而 两 侧 CuTi厚度相近，同理CuTi2厚度相近。
通过对三种退火态界面裂纹分布观测发现如图 9 所示，未退火样品界面在铜涂层侧Cu4Ti和CuTi之间存在贯穿裂纹，400t 存在少量裂纹，500℃界面完整，而 在 CuCrZr侧三种退火态都几乎无裂纹。裂纹的存在造成了该类样品的极低拉伸强度或者拉伸前的断裂。Cu4Ti晶胞结构为oP2 0 , 是一个复杂的多原子晶胞。其复杂结构意味着其变形能力差、强度高，即 CiuTi是一种脆性化合物，应该尽量避免CmTi的生成。裂纹的产生是由于钛、铜异种金属的物理性能不匹配，使得界面存在残余应力，其作用于脆性中间相上，极易在脆性相界面引起裂纹的产生和扩展。铜涂层中铜的扩散速率较大 ，生成较厚的脆性相Cu4Ti, 导致裂纹产生于该侧。而退火能够降低界面的残余应力，并且退火温度越高，去应力效果越明显。另一方面，从图中还可看出，不论何种状态，在界面的Ti/CuCrZr侧没有发现裂纹，从侧面支持了单钛涂层连接件具有较高拉伸强度的试验结果，而且其脆性相较薄，更有利于得到更高的拉伸强度。
4、结论
通过退火对钛/铜扩散层的影响试验得到：
a.在 590℃/150MPa/2h 下热等静压，Ti/Cu 发生了明显的扩散，形 成 Cu4Ti、CuTi、CuTi2 三层中间相扩散层。
b.铜涂层侧铜的扩散速率比CuCrZr侧大，使得该侧产生了较厚的脆性相CiuTi，裂纹也几乎分布 于 Cu4Ti和 CuTi交界处，拉伸断口也位于该处。
c.退火可以明显降低应力，减少裂纹产生和扩展，500℃退 火 优 于 400℃, 然而连接强度并未随 着 裂 纹 的 减 少 而 增 强 ，其原因需要进一步研究 。未 退 火 的 单 涂 层 样 品 拉 伸 强 度 可 以 达 到185MPa 以上。
依据试验结果，对铍/铜 H IP 连接给出两点建议 ：
(1)尽量避免Cu4Ti产生与增厚，如采用更低的热等静压温度、更短的热等静压时间、采用钛涂层、无氧铜片经过退火处理等。
(2)热等静压后的模块需要立即进行500℃退火 ，这样可以有效降低应力避免裂纹产生和扩展。
参考文献：
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[3]王锡胜，张鹏程，鲜晓斌，等.Be/CuCrZ热等静压扩散连 接 界 面 特 性[•!].稀有金属材料与工程，2008, 37(12):2161—2164.
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[7] 刘丹华，王平怀，李前，等.ITER第一壁模块Be/Cu连接 界 面 的 热 疲 劳 损 伤 分 析m . 核聚变与等离子体物理，2017, 37(2): 188-193.
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