面向核電燃料組件安全服役的鋯合金焊接技術(shù)體系構(gòu)建及關(guān)鍵工藝優(yōu)化——基于焊接性分析、界面改性處理與異種材料擴(kuò)散連接技術(shù)的系統(tǒng)研究

1、引言

“碳達(dá)峰、碳中和”的“雙碳”目標(biāo)引發(fā)全球能源快速轉(zhuǎn)型[1]，在“十三五”時(shí)期，我國核電發(fā)展低于預(yù)期目標(biāo)，煤炭消費(fèi)比重雖有下降，但仍占據(jù)主要地位，因此，在“十四五”乃至今后較長(zhǎng)的時(shí)間內(nèi)，加快推動(dòng)核電等非化石清潔能源發(fā)展勢(shì)在必行。黨的二十大報(bào)告強(qiáng)調(diào)“深入推進(jìn)能源革命”，“加快規(guī)劃建設(shè)新型能源體系”，堅(jiān)定不移地走高質(zhì)量發(fā)展道路，安全有序發(fā)展核電，建成完整核電產(chǎn)業(yè)鏈。核能已被證明是一種可持續(xù)發(fā)展的，環(huán)境友好的，具有成本效益的，不可或缺的替代化石能源的綠色清潔能源[2]。

核反應(yīng)堆作為核電站的核心設(shè)備，是產(chǎn)生可控核裂變、釋放出巨大核能的裝置，保障其安全是發(fā)展核電的先決條件。核反應(yīng)堆由堆芯、壓力容器和堆內(nèi)構(gòu)件組成，其中，核燃料棒是產(chǎn)生核裂變并釋放熱量的基本組件，它將UO₂燃料芯塊放置在包殼中，通過焊接方法將包殼與兩側(cè)的端塞連接，把燃料芯塊密封隔絕在內(nèi)部。其包殼內(nèi)壁受到燃料組件的輻射和裂變氣體的壓力，外壁受到冷卻劑的沖刷和腐蝕，是反應(yīng)堆工況最為苛刻，也是最易損壞的地方[3]。自二十世紀(jì)中葉以來，作為“原子時(shí)代的第一金屬”，鋯及鋯合金因其高溫高壓水和蒸汽環(huán)境中的耐腐蝕性能好、中子吸收截面小和機(jī)械性能良好等特征被廣泛用于核反應(yīng)堆的結(jié)構(gòu)材料，如燃料棒的包殼材料、壓力管和堆芯材料，組成核反應(yīng)堆安全的第一道屏障[4]。

在燃料組件裝配過程中，通常采用焊接方法將核燃料密封在鋯合金包殼內(nèi)，焊接質(zhì)量直接影響反應(yīng)堆運(yùn)行的安全性、穩(wěn)定性和可靠性。傳統(tǒng)熔化焊的熱輸入高，焊后易導(dǎo)致變形超差，釬焊過程中易產(chǎn)生氣孔和連續(xù)分布的金屬間化合物(intermetallic compounds,IMCs)損害接頭性能，實(shí)現(xiàn)鋯合金的低溫小變形精密焊接技術(shù)一直是亟待解決的問題。

因此，本文分析了鋯及鋯合金的焊接性，綜述了鋯合金熔焊、釬焊和擴(kuò)散焊等焊接技術(shù)的國內(nèi)外研究現(xiàn)狀，闡述了兩種焊前界面優(yōu)化方法，即表面機(jī)械研磨處理(surface mechanical attrition treatment,SMAT)和熱氫處理技術(shù)(thermo-hydrogen processing,THP),最后對(duì)其在鋯合金的低溫?cái)U(kuò)散焊的應(yīng)用進(jìn)行總結(jié)和展望，希望為鋯合金在核工業(yè)的可靠應(yīng)用提供參考。

2、鋯及鋯合金的焊接性分析

2.1鋯及鋯合金的基本性質(zhì)

鋯元素是位于元素周期表第五周期第IVB族的過渡金屬元素，原子序數(shù)為40，平均相對(duì)原子質(zhì)量為91.224，是地殼中第19種最常見的化學(xué)元素。純金屬鋯在常溫常壓下的相是密排六方結(jié)構(gòu)的α相(hcp,a=0.323nm,c=0.515 nm,c/a=1.593),超過相變溫度(862℃)后,開始發(fā)生α→α+β的同素異形體轉(zhuǎn)變，最終在高溫下穩(wěn)定為體心立方結(jié)構(gòu)的β相(bcc,a=0.351nm)。純金屬鋯的物理性能參數(shù)如表1所示5]，其表面呈銀灰色金屬光澤，具有高密度(6.5g/cm³)，高熔點(diǎn)(1852℃)，低熱膨脹系數(shù)(5.89x10^-6℃^-1)和小熱中子吸收截面(0.18x10^-28m²)等特點(diǎn)。但是，它非常活潑，在高溫下對(duì)環(huán)境中的N、H、O有較強(qiáng)的親和力，為了抑制這些雜質(zhì)元素的有害影響，通常在鋯中添加其他合金元素，使其在高溫高壓水和蒸汽環(huán)境下，具有良好的力學(xué)性能和耐腐蝕性能。根據(jù)添加元素的不同，鋯合金可分為Zr-Sn系，Zr-Nb系和Zr-Sn-Nb系鋯合金。如用作包殼材料Zr-2合金和Zr-4合金屬于Zr-Sn系鋯合金，通過添加Fe、Cr、Sn和Ni等元素，改善強(qiáng)度和耐蝕性能;用作重水堆壓力管材料的E110和Zr-2.5Nb合金屬于Zr-Nb系鋯合金，通過添加足量的Nb元素穩(wěn)定β相，在室溫下獲得a+β的雙相組織，并形成大量的第二相粒子β-Nb，從而降低對(duì)雜質(zhì)元素的吸收速率，改善耐蝕性能和抗蠕變性能;我國自主研發(fā)的核燃料組件關(guān)鍵結(jié)構(gòu)材料N36和CZ合金屬于Zr-Sn-Nb系鋯合金，通過降低Sn含量，增加Nb含量，優(yōu)化耐蝕性能和吸氫性能。

表 1 純金屬鋯的物理性能參數(shù)

（Physical properties of pure Zr）

2.2焊接性分析

焊接性是指金屬材料對(duì)焊接加工工藝的適應(yīng)性，即其在預(yù)設(shè)的焊接工藝下獲得優(yōu)質(zhì)致密、無缺陷焊接接頭的難易程度和限定施工條件下滿足常規(guī)力學(xué)性能或特定使用性能等服役要求的能力。鋯合金的焊接性好，液態(tài)狀態(tài)下流動(dòng)性良好，熱膨脹系數(shù)小，裂紋傾向小，彈性模量小，焊接時(shí)變形量較小，殘余應(yīng)力小[6]。雖然在常溫下鋯合金表面氧化膜能夠有效阻止Zr與N、H、O的反應(yīng)，但是在焊接的加熱保溫過程中，化學(xué)活度增加，極易吸收雜質(zhì)元素，生成ZrO₂、ZrN和ZrH₂等脆性化合物，導(dǎo)致焊縫性能變差，增大焊接延遲裂紋傾向。鋯合金焊前清理不嚴(yán)格，碳、硅等元素易與鋯形成化合物，增大焊縫周邊氣孔傾向，引起塑性和耐蝕性的急劇下降。因此，在焊前要對(duì)鋯合金表面進(jìn)行嚴(yán)格的清理工作，在焊接過程中保持高純度惰性氣體或高真空環(huán)境直至表面溫度降低至200℃以下。

國內(nèi)外學(xué)者目前用于鋯合金的焊接方法主要有激光焊、真空電子束焊、爆炸焊、鎢極氬弧焊、電阻對(duì)焊、釬焊和擴(kuò)散焊等[7-9]。熔焊過程中，焊縫易出現(xiàn)未焊合、未焊透和咬邊等缺陷，又由于熱輸入高，焊后易出現(xiàn)變形超差。釬焊過程中，需熔化填充金屬與母材反應(yīng)形成冶金鍵實(shí)現(xiàn)連接，易產(chǎn)生氣孔和連續(xù)分布的IMCs損害接頭性能。采用真空固相擴(kuò)散焊方法連接鋯合金可以減少上述問題的出現(xiàn)，主要是因?yàn)榫哂幸韵聝?yōu)點(diǎn):(1)固相焊接，接頭變形小，精度高，加熱均勻，接頭未焊透、氣孔、夾雜等缺陷少;(2)真空環(huán)境，無飛濺和粉塵，焊接環(huán)境好;(3)復(fù)雜結(jié)構(gòu)焊接效果好，生產(chǎn)率高。但是，若是焊接溫度高于鋯合金相變溫度，使得其晶粒粗大或是形變超差，就會(huì)影響燃料組件的裝配精度和服役性能。因此，通常在焊前采用SMAT和THP方法來調(diào)控鋯合金的組織結(jié)構(gòu)，改善加工性能，從而實(shí)現(xiàn)低溫高強(qiáng)連接。

3、鋯合金焊接技術(shù)的研究現(xiàn)狀

隨著鋯及鋯合金在核工業(yè)的應(yīng)用越來越廣泛，研究人員對(duì)其焊接技術(shù)開展了大量研究。目前常見的焊接技術(shù)有激光焊、真空電子束焊、鎢極氬弧焊、釬焊和擴(kuò)散焊等。研究主要集中在焊接參數(shù)、焊接情況、接頭組織、力學(xué)性能、斷裂行為和耐腐蝕性能等方面。

3.1熔焊

3.1.1激光焊

激光焊(laser beam welding,LBW)是利用高能量密度的連續(xù)或脈沖激光束作為熱源的一種高效焊接，其設(shè)備裝配如圖1所示[6]，相較于傳統(tǒng)熱焊接方法，具有能量密度高、熱源可控、熱影響區(qū)窄和工作效率高等優(yōu)點(diǎn)。

鋯合金激光焊接接頭在氣體保護(hù)下調(diào)整焊接工藝參數(shù)以實(shí)現(xiàn)良好的焊縫成形，獲得接近母材的接頭強(qiáng)度。例如，張旭東等人[10]采用CO2激光器，以He作軸向氣流和Ar作環(huán)向氣流，對(duì)不同板厚的Zr-4合金進(jìn)行平板堆焊和對(duì)接焊接，獲得抗拉強(qiáng)度優(yōu)于母材、塑性達(dá)到母材85%的焊接接頭，焊縫和熱影響區(qū)主要由板條狀馬氏體組織組成。趙異萍等人[11]研究了激光功率、焊接速度和離焦量等焊接工藝對(duì)Zr-4合金焊縫成形的影響，結(jié)果表明焊縫成形系數(shù)隨激光功率的增加而增加，隨著焊接速度的增加而減小，離焦量在-2.65mm時(shí)使1.5mm厚的Zr-4合金板材焊透并得到最佳焊縫成形。

但是，在焊接過程中易產(chǎn)生氣孔、裂紋和塌陷等熔焊缺陷，整體變形易產(chǎn)生超差。例如，Cai等人[12-13]采用Nd:YAG激光器，在抽真空后充氬的密閉腔室中對(duì)Zr-4合金進(jìn)行十字交叉點(diǎn)焊，研究了脈沖峰值功率、脈沖射次和脈沖寬度等脈沖激光焊接工藝對(duì)的焊點(diǎn)形貌、成形系數(shù)和力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)增大峰值功率和激光脈沖發(fā)射個(gè)數(shù)，減小脈沖寬度均可改善焊點(diǎn)的成形，增大焊點(diǎn)深寬比利于增大焊點(diǎn)的最大拉伸載荷，脈沖頻率對(duì)焊縫尺寸影響很小。熔合區(qū)由a-Zr和殘留的少量β-Zr組成，退火處理后，在α-Zr晶內(nèi)和晶間析出第二相β-Nb和Zr(Fe,Nb)₂，如圖2所示。但是，保護(hù)氣腔室中的水分和氧氣會(huì)誘發(fā)裂紋引起開裂，嚴(yán)重影響焊縫的耐腐蝕性。王澤明等人[14]研究了非熔透性焊接過程中的脈沖電流、脈沖寬度和離焦量等焊接工藝對(duì)Zr-4和N18鋯合金對(duì)焊接頭的焊縫熔深和氣孔的影響，發(fā)現(xiàn)滿足焊縫熔深1.0mm的條件下，增大脈沖電流和脈沖寬度增大了氣孔出現(xiàn)的幾率，離焦量的增加減小了氣孔出現(xiàn)，通過分段編程、電流緩降和降低焊接速率的方式來降低氣孔率，提高焊縫質(zhì)量。Elkin等人[15-16]研究了脈沖能量、持續(xù)時(shí)間、峰值功率、頻率、焊接速度和重疊因子等焊接參數(shù)對(duì)Zr-1%Nb合金對(duì)接接頭焊縫性能的影響，增加脈沖能量和頻率會(huì)導(dǎo)致表面夾雜物數(shù)量增多，形成凝固微裂紋。低脈沖能量下，焊縫主要由α'馬氏體組成，增加熱輸入后轉(zhuǎn)變?yōu)榈湫偷幕@織結(jié)構(gòu)。焊接接頭的抗拉強(qiáng)度受表面氧飽和度的影響最大，受氮、碳和焊接參數(shù)影響較小，改變焊接參數(shù)后抗拉強(qiáng)度變化不超過平均值483 MPa的8%。Han等人[17]模擬了脈沖激光焊接Zr-4合金薄板的動(dòng)態(tài)焊接過程，預(yù)測(cè)了瞬態(tài)溫度等溫線、熔池尺寸和熱變形，發(fā)現(xiàn)焊接引起的變形高度依賴于熔化區(qū)和熱影響區(qū)的幾何形狀，隨著激光功率的提高，薄板的焊接變形減小，熱影響區(qū)對(duì)應(yīng)熱梯度的梯度方向沿厚度方向均勻化，熱畸變減小。

此外，還有學(xué)者發(fā)現(xiàn)鋯合金激光焊接接頭的耐腐蝕性相較母材有所提升。例如，Yang等人[6]采用光纖激光器，研究了激光功率、焊接速度和離焦量等工藝參數(shù)對(duì)純鋯激光焊接接頭的結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能和耐電腐蝕性能的影響。熔合區(qū)由粗柱狀初始β-Zr和大量細(xì)小的片層狀α'馬氏體晶粒組成，母材區(qū)由等軸α-Zr晶粒組成。顯微硬度按熔合區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)的順序依次降低，抗拉強(qiáng)度可達(dá)314.75MPa，略高于母材強(qiáng)度，斷于母材側(cè)。由于熔合區(qū)和部分熱影響區(qū)發(fā)生馬氏體相變，焊接接頭在20%的醋酸溶液中的耐腐蝕性能優(yōu)于母材。

綜上所述，研究人員采用CO₂激光器、Nd:YAG激光器或光纖激光器對(duì)鋯合金板點(diǎn)焊、堆焊和對(duì)接焊接，研究了激光功率、焊接速度、離焦量和脈沖頻率等焊接工藝對(duì)焊縫的接頭組織、力學(xué)性能和耐腐蝕性能的影響。接頭組織由等軸晶α-Zr、粗柱狀初始β-Zr和大量細(xì)小的片層狀α'馬氏體組織組成，退火處理后，在α-Zr晶內(nèi)和晶間析出第二相β-Nb和Zr(Fe,Nb)₂。調(diào)節(jié)合適的焊接參數(shù)，可獲得抗拉強(qiáng)度和塑性與母材相近的焊接接頭，但是，由于激光焊熱輸入大，整體變形易產(chǎn)生超差。

3.1.2真空電子束焊

真空電子束焊(electron beam welding,EBW)是一種在真空環(huán)境中進(jìn)行的高能量密度的焊接方法，不使用填充材料和助焊劑，無接頭氧化問題，焊接缺陷少，其設(shè)備裝配如圖3所示[18]。

鋯合金真空電子束焊過程中,熔區(qū)的合金元素會(huì)發(fā)生揮發(fā)損耗從而嚴(yán)重?fù)p害焊接接頭的耐腐蝕性能，因此，學(xué)者們通過補(bǔ)償合金元素、添加Nb元素和熱處理等方法改善焊縫的耐腐蝕性能。例如，周邦新等人[19]研究了合金元素補(bǔ)償對(duì)Zr-4合金電子束焊縫熔區(qū)成分變化和耐腐蝕性能的影響，結(jié)果表明補(bǔ)償熔區(qū)中因揮發(fā)造成的Sn、Fe和Cr等合金元素?fù)p耗，可以明顯改善焊縫熔區(qū)的耐腐蝕性能，而且在熔區(qū)中添加0.4%~0.5%的Nb利于進(jìn)一步改善。姚美意等人[20]研究了熱處理對(duì)合金元素補(bǔ)償后Zr-4合金電子束焊接接頭的微觀組織和耐腐蝕性能的影響，結(jié)果表明焊后500℃退火1.5h氧化膜厚度相較于熱處理前增加了數(shù)十倍，能夠明顯提高其耐腐蝕性能。田鋒等人[21]研究了Zr-4合金電子束焊接接頭的拉伸性能和抗腐蝕性能，結(jié)果表明焊接前后試樣的室溫和375℃的高溫拉伸性能略低于母材，在360和400℃的靜水腐蝕環(huán)境中，焊后腐蝕增重不明顯，未產(chǎn)生腐蝕產(chǎn)物，未出現(xiàn)癤狀腐蝕現(xiàn)象。

學(xué)者們?cè)诓煌附庸に囅抡婵针娮邮附愉喓辖穑诤附咏宇^中觀察到未焊透和塌陷等缺陷，并發(fā)現(xiàn)晶粒粗大的β-Zr相，可能會(huì)損害接頭性能。例如，Zhang等人[22]研究了純鋯真空電子束焊接接頭的微觀形貌和腐蝕性能，發(fā)現(xiàn)隨著束流電流增加，焊縫的穿透度增加，接頭宏觀形貌如圖4所示，在16.5mA，300mm/min的焊接參數(shù)下獲得最優(yōu)接頭，在其他焊接參數(shù)下存在未焊透和塌陷等缺陷。β-Zr塊狀相沿層狀a-Zr邊緣分布，母材和接頭的腐蝕機(jī)制為點(diǎn)蝕，由于母材中存在Zr3Fe相，接頭熱影響區(qū)和熔合區(qū)比母材區(qū)有更好的耐蝕性。王正品等人[23]研究了M5鋯合金真空電子束焊接接頭的微觀組織和力學(xué)性能，結(jié)果表明隨距焊縫中心的距離的增大，焊接接頭的顯微硬度下降，晶體尺寸減小，焊區(qū)組織為α+α'馬氏體組織，熱影響區(qū)組織為粗晶轉(zhuǎn)變的β+α，母材為αZr+βNb兩相組織。Parga等人[18]研究了Zr-4合金電子束焊接接頭的室溫力學(xué)性能，具體焊接過程分為3步，分別是點(diǎn)焊、縫焊和封焊，獲得了機(jī)械性能與Zr-4板材相近的焊接接頭，接頭的拉伸試樣在熱影響區(qū)外的母材處失效，并且在熱影響區(qū)外焊縫的另一側(cè)也顯示出一些頸縮，這表示焊縫處堅(jiān)固的連接和優(yōu)秀的機(jī)械性能。

綜上所述，由于電子束焊的穿透力強(qiáng)，能量密度高，熔區(qū)中會(huì)發(fā)生合金元素的揮發(fā)損耗，因此，研究人員通常采取補(bǔ)償合金元素、添加Nb元素和熱處理等方法改善焊縫的耐腐蝕性能。接頭組織由α-Zr、α'馬氏體組織、粗晶轉(zhuǎn)變的β-Zr、Zr3Fe和βNb等相組成。調(diào)節(jié)合適的焊接參數(shù)，可獲得抗拉強(qiáng)度和腐蝕性能優(yōu)于母材的焊接接頭。

3.1.3鎢極氬弧焊

鎢極氬弧焊(tungsten inert gas welding,TIG)是在氬氣的保護(hù)下，利用鎢電極與工件間產(chǎn)生電弧熱，熔化母材和焊接材料從而實(shí)現(xiàn)焊接，其設(shè)備裝配如圖5所示[24]。TIG焊具有焊接過程穩(wěn)定、焊接質(zhì)量好和焊接靈活度高等優(yōu)點(diǎn)，是目前鋯及鋯合金實(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用中最常用的焊接方法之一。

學(xué)者們采用多種TIG方法焊接鋯合金，并比較了各種TIG焊方法的優(yōu)缺點(diǎn)。例如，李玉儒等人[25]對(duì)比Zr-4合金脈沖和直流TIG焊接接頭的力學(xué)性能、耐腐蝕性能和斷口，發(fā)現(xiàn)脈沖TIG焊接頭的抗拉強(qiáng)度略低于直接TIG焊接頭，但是塑性更好，有更大的伸長(zhǎng)率。田永武等人[26]使用手工TIG方法對(duì)705C厚板鋯合金進(jìn)行焊接，發(fā)現(xiàn)增加焊接電流、控制真空度和層間溫度可以改善接頭性能，獲得高質(zhì)量焊接接頭，接頭焊縫區(qū)域組織呈細(xì)小條狀a相，抗拉強(qiáng)度可達(dá)628MPa。海敏娜等人[27]通過掛片失重法測(cè)定純鋯母材和TIG焊接接頭的腐蝕性能，發(fā)現(xiàn)焊后接頭的耐腐蝕性能降低，耐腐蝕抗力提高，在硫酸介質(zhì)中腐蝕方式為全面腐蝕，在醋酸混合介質(zhì)中的腐蝕方式為點(diǎn)蝕。

此外，有學(xué)者通過多層多道焊、大電流快速焊等工藝來改善焊縫成形，提高焊接質(zhì)量。例如，凌堃等人[28]采用多層多道TIG焊純鋯，中間焊道采用小電流、大焊接熔覆、大氣體流量慢速焊，單面焊雙面成形，母材由等軸晶a-Zr和Zr(CrFe)2沉淀相組成，焊縫區(qū)由樹狀晶β-Zr和晶界處集中的沉淀相組成，下層焊道為針狀組織和均勻分布的沉淀相。吳洋等人[29]采用多層多道TIG焊不同厚度的ZrTiNb合金，焊縫區(qū)組織為粗大的片層集束和籃網(wǎng)狀魏氏組織，熔合區(qū)組織為魏氏體晶粒，熱影響區(qū)為等軸α晶粒，晶粒尺寸自焊縫向母材過渡呈遞減趨勢(shì)，焊接接頭的塑性延伸強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度隨母材厚度的增加先增加后降低。劉玉祥等人[30]采用大電流快速焊工藝對(duì)純鋯進(jìn)行TIG焊，避免電流停留時(shí)間過長(zhǎng)而導(dǎo)致的熱影響區(qū)晶粒粗大，通過開雙面坡口減小試板的焊接變形，焊后接頭無明顯缺陷，具有良好的強(qiáng)度和塑性，抗拉強(qiáng)度大于母材標(biāo)準(zhǔn)下限380MPa，焊后熱處理后的焊縫和熱影響區(qū)發(fā)生再結(jié)晶，片狀馬氏體組織細(xì)化。Lathabai等人[24]采用鎖孔鎢極氬弧焊(keyhole gas tungsten arc welding,K-GTAW)方法焊接純鋯，研究了焊接接頭的顯微組織和力學(xué)性能，焊縫無明顯氣孔和其他缺陷，具有良好的延展性，無明顯變形。如圖6所示，熔合區(qū)由柱狀晶β相和富含F(xiàn)e元素的針狀α相組成，熱影響區(qū)的晶粒越靠近熔合線尺寸越大。這種新型TIG焊方法不需要填充材料或復(fù)雜的邊緣準(zhǔn)備，成本顯著降低。

綜上所述，研究人員采用直流TIG、脈沖TIG、手工TIG和K-GTAW等TIG焊方法，單面焊雙面成形或是多層多道焊對(duì)鋯合金進(jìn)行焊接，研究了焊接電流、層間溫度、焊接速度和氣體流量等焊接工藝對(duì)焊縫的接頭組織、力學(xué)性能和耐腐蝕性能的影響。接頭組織由樹狀晶β-Zr、沉淀相Zr(CrFe)₂、和針狀α-Zr組成，晶粒尺寸自焊縫向母材過渡呈遞減趨勢(shì)，焊后接頭無明顯缺陷，具有良好的強(qiáng)度和塑性，抗拉強(qiáng)度隨母材厚度的增加先增加后降低，與母材抗拉強(qiáng)度相近。

通過綜述鋯合金的激光焊、真空電子束焊和鎢極氬弧焊3種熔焊方法發(fā)現(xiàn)，熔焊鋯合金母材局部加熱，熱輸入高，溫度高，焊后變形大，可使待焊母材達(dá)到充分的冶金結(jié)合，但是，在實(shí)際熔焊過程中，要嚴(yán)格控制熔焊工藝，減少高溫焊接后產(chǎn)生氣孔、裂紋、未焊透、和塌陷等缺陷。

3.2釬焊

釬焊相較于熔焊，釬料熔化，母材不熔化，加熱到釬料熔化溫度后，利用液態(tài)釬料填充固態(tài)工件的縫隙使金屬連接，具有精度高、變形小和生產(chǎn)效率高等優(yōu)勢(shì)。

鋯合金釬焊接頭的焊接溫度高，晶粒粗大，雖然整體變形相對(duì)較小，但是由于添加的釬料成分復(fù)雜，容易生成降低接頭力學(xué)性能和腐蝕性能的IMCs。例如，Lee等人[31]添加Zr  _47.6 Ti  _19.9 Ni  _17.4 Cu  _15.1 非晶濺射涂層作為釬料釬焊Zr-4合金，并研究了釬焊接頭的組織和強(qiáng)度性能，在釬焊溫度低于870℃時(shí)，釬縫中心區(qū)域偏析出Zr2(Cu,Ni)IMCs,使得接頭抗拉強(qiáng)度低于200MPa，繼續(xù)增大釬焊溫度，α-Zr晶粒粗化，由于完全等溫凝固，獲得可靠接頭，其抗拉強(qiáng)度可達(dá)460 MPa,與Zr-4合金母材相近。Lee等人  [32?34]添加Zr-Cu基非晶合金(Zr-Cu-Al、Zr-Cu-Fe)、Zr  ₅₈ Ti ₁₆ Cu ₁₀ Fe ₁₆ 共晶合金(基于Zr-Cu-Fe三元共晶體系，將部分Zr原子替換為Ti)、Zr₅₅Ti₅Cu₂₅Fe₅Al₁₀近共晶合金(基于Zr-Cu-Fe三元共晶體系，將部分Zr原子替換為Ti，部分Cu原子替換為Fe)作為釬料釬焊Zr-4合金，生成Zr₃Fe、Zr2Fe、Zr2Cu等相，在850~920℃的釬焊溫度下，接頭抗拉強(qiáng)度可達(dá)521 MPa。Lin等人[35]添加Ti60Ni25Nb15箔片作為釬料釬焊Zr-2合金，在900~1200℃的釬焊溫度下，生成NiZr2和NiTiZr等IMCs，其接頭微觀形貌如圖7所示，剪切強(qiáng)度可達(dá)365MPa。Bai等人[36]添加Ag69.7Cu27Ti3.3箔片釬焊Zr-4合金，在780~930℃的釬焊溫度下，生成Cu₄Ti₃、Cu4Ti、AgZr和CuZr等IMCs，剪切強(qiáng)度有138 MPa。

綜上所述，釬焊鋯合金時(shí)選擇的釬料成分復(fù)雜，一般由多種元素組成，容易生成降低接頭力學(xué)性能和腐蝕性能的IMCs，而鋯合金包殼材料希望接頭元素盡量少且純凈，因此，在實(shí)際釬焊過程中，應(yīng)該選擇與Zr不生成脆性IMCs且成分簡(jiǎn)單的釬料，嚴(yán)格控制釬焊工藝，保持真空環(huán)境，減少生成脆性IMCs。

3.3擴(kuò)散焊

擴(kuò)散焊技術(shù)(diffusion bonding,DB)主要包括固相擴(kuò)散焊和瞬時(shí)液相擴(kuò)散焊(transient liquid phase welding,TLP)。其中，固相擴(kuò)散焊是目前最常用的擴(kuò)散焊方法，即在惰性保護(hù)氣體或真空環(huán)境下，將待焊試樣加熱加壓，使兩個(gè)表面相互接觸，通過局部塑性變形和結(jié)合層原子間的相互擴(kuò)散而實(shí)現(xiàn)冶金連接，焊接過程中母材與中間層都不熔化，其設(shè)備示意圖如圖8所示[37]。瞬時(shí)液相擴(kuò)散焊則是一種介于熔化焊和壓力焊之間的一種焊接方法，通常采用熔點(diǎn)較低的材料作中間層，在加熱到中間層熔化母材不熔化，此時(shí)結(jié)合面上形成瞬間液膜潤濕母材，經(jīng)保溫成分趨于平衡，從而實(shí)現(xiàn)可靠連接。本文提到的擴(kuò)散焊技術(shù)主要是指真空固相擴(kuò)散焊，若是采用瞬時(shí)液相擴(kuò)散焊方法則會(huì)特別說明。

擴(kuò)散焊的具體過程可分為3個(gè)階段，如圖9所示[38]，分別是物理接觸階段、界面推移階段和孔洞消失階段，上述3個(gè)階段相互交替進(jìn)行，最終形成可靠的連接接頭。擴(kuò)散焊的主要工藝參數(shù)有焊接溫度、焊接壓力、保溫時(shí)間、表面狀態(tài)、中間層和氣氛環(huán)境等[39]，合理選用工藝參數(shù)與材料相匹配，可以提高接頭的質(zhì)量和性能。目前關(guān)于鋯合金擴(kuò)散焊的研究主要包括:(1)直接擴(kuò)散焊;(2)添加中間層的間接擴(kuò)散焊，既包括其他材料作中間層與鋯合金的擴(kuò)散連接，也包括Zr作為中間層與其他材料的連接;(3)利用SMAT和THP等方法優(yōu)化界面，實(shí)現(xiàn)鋯合金的低溫可靠連接。下文將逐條展開闡述。

3.3.1直接擴(kuò)散焊

直接擴(kuò)散焊通常指不加中間層的金屬材料直接接觸的擴(kuò)散連接，待焊表面制備要求較高，焊接時(shí)所需壓力較大，優(yōu)勢(shì)在于焊接效率高，操作簡(jiǎn)單。目前關(guān)于鋯合金同質(zhì)材料直接擴(kuò)散焊的研究較少，更多的是鋯合金和其他材料的直接連接。

鋯合金的直接擴(kuò)散焊接頭在低焊接溫度下界面連接情況差，強(qiáng)度低。例如，Wang等人[40]在較低的焊接溫度下(700℃)直接擴(kuò)散連接Zr-4合金，選取的保溫時(shí)間為60min,焊接壓力為20MPa,Zr-4合金主要由等軸晶a相組成，焊后接頭界面處存在大片未焊合區(qū)域，表現(xiàn)為明顯大尺寸孔洞，此時(shí)接頭的剪切強(qiáng)度僅有55MPa。因此，有許多學(xué)者通過升高焊接溫度來改善界面連接情況，提高接頭強(qiáng)度，但是又產(chǎn)生了另外一個(gè)問題，即晶粒粗化和焊后變形大。例如，Wang等人[41]同樣對(duì)Zr-4合金進(jìn)行直接擴(kuò)散連接，選取的焊接溫度為760~820℃，保溫時(shí)間為30~90min，焊接壓力為7MPa，探究了焊接溫度和保溫時(shí)間對(duì)接頭微觀形貌和力學(xué)性能的影響，如圖10所示。結(jié)果表明，隨著焊接溫度的增加，焊合率從74%增加至95%，但是，晶粒尺寸從16μm增加至45μm，焊后變形率從5%增加至25%。Zr-4合金母材形成大尺寸的脆性第二相Zr(Cr,Fe)₂,剪切強(qiáng)度先增加后減小，由67MPa增加至321MPa;若選用焊接溫度為800℃，改變保溫時(shí)間，在30min時(shí)獲得最高剪切強(qiáng)度的349MPa，約為母材強(qiáng)度的89.7%，此時(shí)接頭斷裂主要沿基體擴(kuò)展而非焊縫，斷口表面存在許多大而深的韌窩。Zheng等人[37]直接擴(kuò)散連接純鋯(ZrR60702)，選取的焊接溫度為750~900℃，保溫時(shí)間為40min，焊接壓力為6MPa，并分析了焊接溫度對(duì)焊后接頭的第二相顆粒(second phase particles，SPPs)、焊縫、剪切強(qiáng)度和斷口表面的影響。純鋯中含有Hf、Fe、和Cr等合金元素，Hf元素大部分溶解在基體中，其余元素固溶度較低，以第二相顆粒Zr(Fe2,Cr2)2的形式析出。結(jié)果表明，當(dāng)焊接溫度較低時(shí)，界面處有明顯孔洞，并有大量第二相顆粒析出;隨著焊接溫度增大，晶粒可以穿過界面生長(zhǎng)，界面處無明顯孔隙和未焊合區(qū)域，這是因?yàn)楦邷叵萝洣孪嗪吭龆啵缑嫣幩苄宰冃魏驮訑U(kuò)散區(qū)域變大。Bi等人[42]采用電流輔助擴(kuò)散連接Zr-Sn合金和Zr-Sn-Nb合金，選取的輔助電流為16kA，鍛壓力為2.5kN，界面處出現(xiàn)網(wǎng)籃組織，在Zr-Sn合金側(cè)存在拉長(zhǎng)的ZrFe₂相，Zr-Sn-Nb合金側(cè)存在β-Nb第二相，接頭發(fā)生明顯的塑性變形，爆破力可達(dá)8890N。

不僅鋯合金直接擴(kuò)散焊時(shí)存在焊接溫度高變形大、焊接溫度低接頭性能差等問題，鋯合金與不銹鋼直接擴(kuò)散焊時(shí)同樣存在上述問題，而且因?yàn)椴讳P鋼中Fe、Cr、Ni等元素的存在，在焊接過程中易產(chǎn)生脆性IMCs。例如，Lucuta等人[43]直接擴(kuò)散連接了Zr-2合金和304L不銹鋼，選取的焊接溫度為1000~1100℃，保溫時(shí)間為60min，焊接壓力為210~310Pa，接頭的不銹鋼側(cè)存在ZrCr2相，Zr-2合金側(cè)存在Zr-Fe-Ni、Zr2Fe和Zr2Ni等脆性IMCs。Lucuta等人[44-45]直接擴(kuò)散連接了Zr-4合金和304L不銹鋼，選取的焊接溫度為850~1050℃，保溫時(shí)間45min，焊接壓力動(dòng)態(tài)變化，分析了接頭界面擴(kuò)散層的相分布。結(jié)果表明，在焊接溫度為1050℃時(shí)，不銹鋼相為y-(Fe,Cr,Ni)，Zr-4合金相為α-Zr,異質(zhì)連接界面大約700μm寬,主要由三層擴(kuò)散層組成，分別是完全固溶體α-(Fe,Cr)層，暗灰色相ε-Zr(Fe,Cr)₂和棒狀相Zr2(Fe,Cr)在α-Zr基體中形成的共晶體兩相區(qū)，以及Zr2(Fe,Ni)和Zr2(Fe,Cr)在α-Zr基體中形成的共晶體層。Lebaili等人[46]直接擴(kuò)散連接Zr-4合金和304L不銹鋼獲得了類似的結(jié)果。除此之外，鋯合金和其他材料的連接也可以采用真空擴(kuò)散焊的方法，如鈦合金[47-49],U-10wt%Zr[50]和純Cr[51]等材料。

綜上所述，鋯合金的直接擴(kuò)散焊接頭實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度連接需要較高的焊接溫度，從而導(dǎo)致接頭晶粒粗大，變形過大，難以適應(yīng)核工業(yè)應(yīng)用需求。鋯合金與不銹鋼異種材料直接擴(kuò)散連接中的Fe、Ni、Cr和Zr元素的相互擴(kuò)散而形成的脆性IMCs，導(dǎo)致接頭界面又硬又脆，線膨脹系數(shù)的差異也會(huì)導(dǎo)致接頭存在較大殘余應(yīng)力，引發(fā)脆性斷裂。

3.3.2添加中間層的擴(kuò)散焊

真空擴(kuò)散焊中，添加具有良好塑性、高溫流動(dòng)性和與母材較小的物理化學(xué)性能差異的中間層，能夠改善待焊表面的接觸條件，改善冶金反應(yīng)，抑制脆性IMCs和夾雜物的形成，促進(jìn)其破碎分解，減小接頭應(yīng)力，提高接頭強(qiáng)度，降低實(shí)現(xiàn)良好連接對(duì)焊接溫度、壓力和保溫時(shí)間等工藝條件的要求[52]。

目前鋯合金間接擴(kuò)散焊添加的中間層有純Ti、Nb、Cu和Ni等金屬箔片，添加不同的中間層會(huì)生成不同的相，同時(shí)能一定程度上降低焊接溫度或改善界面連接情況。例如，Sun等人  [53]添加100μm厚的純Ti箔作為中間層真空擴(kuò)散連接Zr-4合金，選取的焊接溫度為600~800℃，保溫時(shí)間為30min，焊接壓力為10MPa，探究了添加Ti中間層的影響，在所有焊接溫度下，添加Ti中間層后的剪切強(qiáng)度要優(yōu)于直接擴(kuò)散焊，在較低的焊接溫度下這種增強(qiáng)作用更加明顯。并利用分子動(dòng)力學(xué)模擬了Ti和Zr在界面處的相互擴(kuò)散，Ti和Zr原子在界面處生成的β-(Ti,Zr)中擴(kuò)散系數(shù)相較于α-(Ti,Zr)增加，證明了因α→β相變引起的焊接溫度降低。在作者之前的研究中[54]，添加50μm厚的純Ti箔作為中間層擴(kuò)散連接Zr-4合金，相較于直接擴(kuò)散焊，添加Ti作中間層可以降低70℃實(shí)現(xiàn)接頭的良好連接，在750℃/60 min/15 MPa的焊接條件取得最優(yōu)剪切強(qiáng)度(255MPa)，并利用EDS、TEM等方法鑒定了Ti/Zr界面處不同比例的(Ti,Zr)固溶體相。Yang等人[55]添加50μm厚的純Nb箔作為中間層擴(kuò)散連接Zr-4合金，選取的焊接溫度為720~820℃，保溫時(shí)間為30~120min,焊接壓力為7MPa,典型接頭形貌如圖11所示，探究了不同焊接參數(shù)對(duì)接頭微觀形貌、力學(xué)性能和斷口形貌的影響，揭示了擴(kuò)散連接過程不同階段的組織演變示意圖。結(jié)果表明，界面處相互擴(kuò)散的Zr和Nb原子通過共析轉(zhuǎn)變?yōu)棣?(Zr,Nb)和魏氏組織，經(jīng)TEM鑒定第二相顆粒為Zr(Nb,Fe)。隨著焊接溫度的增加，拉伸強(qiáng)度和延伸率逐漸增大，增加至820℃時(shí)，拉伸強(qiáng)度達(dá)到450 MPa，延伸率可達(dá)13.2%;隨著保溫時(shí)間的增加，拉伸強(qiáng)度和延伸率先增加后降低。斷裂位置一般在母材或是焊縫，斷裂于母材時(shí)，存在大而深的韌窩，而斷裂于焊縫時(shí)，存在大量未焊合區(qū)域。Zeng等人[56-57]添加10和30μm厚的純Cu箔作為中間擴(kuò)散連接Zr705(Zr-2.5Nb)合金，選取的焊接溫度為880~960℃，保溫時(shí)間為60min，焊接壓力為30 MPa,Zr/Cu界面由Zr2Cu、Zr7Cu  10 、Zr  3 Cu 8 和Zr  14 Cu 51 等相組成，隨著焊接溫度的增加，由于軟化銅中間層和鋯基體的完全反應(yīng)，形成大量共晶液相，隨后等溫凝固，最終形成Cu-Zr固溶體，拉伸強(qiáng)度由78MPa增加至603MPa，但是在接頭中發(fā)現(xiàn)了粗大晶粒。減小中間層厚度在一定程度上降低了焊接溫度，提高了接頭的延伸率。Chen等人[58]添加5μm厚的純Ni箔作為中間層瞬時(shí)液相連接Zr-4合金，選取的焊接溫度為960~1000℃，保溫時(shí)間為30min,焊接壓力為1kPa,相變區(qū)域主要由初生Zr相和共晶Zr(Zr2Ni)結(jié)構(gòu)組成，隨著焊接溫度的增加，相變區(qū)域變寬，剪切強(qiáng)度先增加后降低，最高強(qiáng)度可達(dá)358MPa。

綜上所述，鋯合金間接擴(kuò)散焊選擇的Ti、Nb、Cu和Ni中間層金屬箔片，厚度為10~100μm，鋯合金母材界面處與Ti形成Ti-Zr固溶體，與Nb形成β-(Zr,Nb)和魏氏組織，與Cu形成Cu-Zr固溶體，與Ni形成共晶Zr(Zr2Ni)結(jié)構(gòu)，此外，添加中間層使焊接溫度有所降低，或在相同焊接溫度下的強(qiáng)度優(yōu)于直接擴(kuò)散焊接頭。

鋯合金同樣可以作為中間層的備選項(xiàng)來擴(kuò)散連接其他材料。例如，王東等人[59]添加50μm厚的純Zr箔片作中間層擴(kuò)散連接TC4鈦合金，焊接溫度為650~850℃，保溫時(shí)間為20~60min，焊接壓力為5MPa，如圖12所示，接頭界面處形成均勻連續(xù)的鈦鋯固溶體層，表現(xiàn)為條狀的鈦馬氏體，剪切強(qiáng)度隨焊接溫度和保溫時(shí)間的增加先增大后降低，在800℃/40 min/5 MPa的焊接工藝下獲得最高剪切強(qiáng)度，可達(dá)190 MPa。Ahmad等人[60]添加0.19mm厚的Zr-4合金作中間層擴(kuò)散連接Inconel625合金，焊接溫度為1050~1100℃，保溫時(shí)間為180min，界面處Zr(Cr,Fe)2、Zr2Ni和ZrNi等金屬化合物濃度較高，沿焊縫中心方向逐漸降低，兩側(cè)富Cr層和Cr-Mo會(huì)阻礙Zr原子向母材的擴(kuò)散，由于熱應(yīng)力集中和脆性Zr-Ni相的生成，斷裂易于發(fā)生于焊縫中心。Liu等人[61]添加Zr/Ni復(fù)合中間層擴(kuò)散連接TiAl合金和TiAlC₂陶瓷，焊接溫度為800~1050℃，保溫時(shí)間為60min，焊接壓力為30MPa，界面處生成Al3NiTi2、AlNi2Ti、Ni10Zr7、Ni7Zr2、Ni5Zr、Ni3(Al,Ti)和Ni3(Al,Ti)等IMCs,其中Ni與其他元素的反應(yīng)程度受焊接溫度的影響，最優(yōu)剪切強(qiáng)度可達(dá)104MPa。Zhang等人[62]添加Zr/Cu復(fù)合中間層瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接純W和9Cr ODS鋼，焊接溫度為900~1050℃，保溫時(shí)間為5~60min，焊接壓力為10MPa,界面處生成W(Zr,Cu)固溶體和納米Cu晶粒，最優(yōu)拉伸強(qiáng)度可達(dá)430MPa，斷裂趨向于向母材延展，可通過采用合適的熱處理工藝提高強(qiáng)度。吳銘方等人[63]添加Zr/Cu/Zr復(fù)合中間層瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接Ti(C,N)和Al2O3陶瓷，焊接溫度為950℃，保溫時(shí)間為5~60 min,焊接壓力3MPa,最優(yōu)彎曲強(qiáng)度為315 MPa,輔助脈沖電流可以緩解接頭殘余應(yīng)力，避免裂紋在陶瓷母材的擴(kuò)展。此外，Tallman等人  [64]添加Ti  3 SiC  2 (TSC)/Zr-4/Ti  2 AlC(TAC)復(fù)合中間層擴(kuò)散連接Al  2 O  3 陶瓷。

綜上所述，鋯合金可作為中間層擴(kuò)散連接鈦合金、鎳基合金和鋼等合金，也可以與其他金屬箔片或陶瓷片組合連接陶瓷。

鋯合金與不銹鋼的間接擴(kuò)散連接添加的單層中間層有Ta、Al、Ag、Cu、Ti和Ni等金屬箔片，添加不同的中間層會(huì)生成不同的相，接頭強(qiáng)度略有提高，但是無法抑制脆性IMCs的生成。例如，Ahmad等人[65]添加純Ta箔片作為中間層擴(kuò)散連接Zr-4合金和304L不銹鋼，焊接溫度為1150℃，保溫時(shí)間為180min，界面處存在許多碳化物和孔洞,不銹鋼側(cè)生成 Zr(Fe,Cr)2+TaCr2共晶相和 Ta(Cr,Fe)2+Ta2Ni3共晶相，并存在富Cr層起到擴(kuò)散屏障的作用，鋯合金側(cè)生成Ta(Cr,Fe)2+Zr(Fe,Cr)2+Zr₃Ta₂相、Ta(Fe,Cr)2+β-Zr相和TaCr2+β-Zr相。Zhang等人[66]添加500μm厚的純Al箔片作為中間層擴(kuò)散連接純鋯合金和Q345鋼，選取的焊接溫度為530~620℃，保溫時(shí)間為180min，焊接壓力為3MPa，擴(kuò)散層由Al₅Fe₂、Al₃Fe、Al₃Zr₂、Al₃Zr等相組成，其中Al₃Fe₂硬度明顯高于Al3Zr，斷裂傾向于發(fā)生在Al5Fe2層，接頭最優(yōu)剪切強(qiáng)度僅為30MPa。劉寶栓[67]添加純Ag箔片作為中間層擴(kuò)散Zr-4合金和304L不銹鋼，焊接溫度為850℃，保溫時(shí)間為15~60min，焊接壓力為12MPa，接頭擴(kuò)散層主要由AgZr和AgZr2等IMCs組成，這些脆性相導(dǎo)致界面處應(yīng)力集中，極易在冷卻過程中產(chǎn)生孔洞與微裂紋，導(dǎo)致接頭最優(yōu)剪切強(qiáng)度僅有38MPa。Aboudi等人[68]添加50μm厚的純Cu箔作為中間層擴(kuò)散連接Zr-4合金和304L不銹鋼，選取的焊接溫度為900~1050℃，保溫時(shí)間為45min，焊接壓力為0~29MPa的動(dòng)態(tài)壓力，Cu箔首先與Zr-4發(fā)生反應(yīng)，當(dāng)Zr元素?cái)U(kuò)散至不銹鋼側(cè)，生成富Cr鐵素體層和Fe2ZrLaves相。因此，添加純銅中間層無法阻止生成脆性相，但可以明顯降低反應(yīng)層的硬度，限制裂紋密度。Meng等人[69]探究了銅基非晶中間層厚度對(duì)接頭的影響，隨著銅箔厚度的增加，界面結(jié)合強(qiáng)度明顯提高，可以在700℃的條件下實(shí)現(xiàn)良好的焊接，其接頭最大剪切強(qiáng)度為88MPa，最大彎曲強(qiáng)度為1079 MPa。Akhter等人[70]添加純Ti箔作為中間層擴(kuò)散連接Zr-4合金和316L不銹鋼，選取的焊接溫度為1000~1050℃，保溫時(shí)間為240min，焊接壓力固定，Ti中間層的存在阻礙了316L不銹鋼中的Fe、Cr、Mo和Ni等雜質(zhì)元素向鋯合金的擴(kuò)散，減少了Zr(Cr,Fe)₂、Zr₂Fe和Zr2Ni等IMCs的生成，在焊接溫度為1050℃時(shí)，擴(kuò)散層由β-Zr(Ti)+a-Zr、枝晶結(jié)構(gòu)和富Cr層三層組成，其中，枝晶結(jié)構(gòu)抑制了擴(kuò)散層中熱裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展。Atabaki等人[71]選用添加100μm厚的Ti基中間層瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接Zr-2.5Nb合金或Zr-4合金和321不銹鋼，在焊接溫度為850℃時(shí)，剪切強(qiáng)度可達(dá)99MPa。Chen等人[72]添加5μm厚的純Ni箔片作為中間層瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接Zr-Sn-Nb合金和304不銹鋼，焊接溫度為1000℃，保溫時(shí)間為30min，擴(kuò)散層主要由δ-FeCr,Zr(Cr,Fe)₂,Zr2(Ni,Fe)等相組成，添加Ni中間層后，界面擴(kuò)散厚度由55μm增加至135μm，殘余應(yīng)力降低，裂紋減少。Kumar等人[73]添加200μm厚的Ni合金作為中間層擴(kuò)散連接Zr702合金和超級(jí)雙相不銹鋼，焊接溫度為800~950℃，保溫時(shí)間為75min，焊接壓力為4 MPa,接頭不銹鋼側(cè)未生成IMCs,鋯合金側(cè)生成  Ni 5 Zr、Ni10Zr7、NiZr和NiZr₂等相，最高拉伸強(qiáng)度可達(dá)370 MPa，斷裂傾向于沿Zr/Ni界面擴(kuò)展。

除此之外，鋯合金和其他材料的連接也可以通過添加中間層后采用真空擴(kuò)散焊的方法來實(shí)現(xiàn)，例如，Cu作中間層擴(kuò)散連接Zr-4合金和Ti3AlC2,通過Cu-Zr共晶反應(yīng)實(shí)現(xiàn)良好連接，剪切強(qiáng)度可達(dá)221 MPa[74];316不銹鋼作中間層擴(kuò)散連接Zr-4合金和純Cr，不同于直接擴(kuò)散接頭界面處生成的Zr₂Cr和α-Zr+Zr₂Cr兩層擴(kuò)散層，添加316不銹鋼后，界面處生成了α-(Fe,Cr)、Zr(Fe,Cr)₂和Zr₂(Fe,Ni)等相，擴(kuò)散層厚度明顯增大[51]。

鋯合金與不銹鋼的間接擴(kuò)散連接添加的多層中間層有Ag/Ti、Nb/Ni、Ni/Ta和Ni/Ti等金屬箔片組合，添加不同的中間層會(huì)生成不同的相，同時(shí)能一定程度上減少脆性IMCs的生成，明顯改善接頭性能。例如，Jiang等人[75-76]添加Ag/Ti復(fù)合中間層擴(kuò)散連接Zr-4合金和304L不銹鋼，焊接溫度為800~900℃，保溫時(shí)間為15~120min，焊接壓力為12MPa,接頭界面由Ag、α-Ag+TiAg、Ti、Ti(Zr)和Zr(Ti)共5層組成，其中脆性相TiAg相隨著焊接溫度的增加逐漸減少，不會(huì)導(dǎo)致接頭脆化，接頭的剪切強(qiáng)度隨著焊接溫度的增加而增大，隨著保溫時(shí)間的增加先增大后降低，最高剪切強(qiáng)度可達(dá)166MPa。Srilkanth等人[77]先在304L不銹鋼表面電鍍一層20μm厚的Ni層，然后在鍍Ni不銹鋼和Zr-4合金添加40μm厚的純Ti箔片作中間層，界面處生成了NiZr2、NiZr、Ni3Ti、NiTi和NiTiZr等IMCs,在800~900℃并保溫30~90min的條件下，獲得了剪切強(qiáng)度為70~209MPa的接頭。Wang等人[78]添加Ta/Ni復(fù)合中間層擴(kuò)散連接Zr-4合金與304L不銹鋼，焊接溫度為850~1000℃，保溫時(shí)間為30min，焊接壓力為6MPa，界面主要由(Fe,Ni,Cr)、Ni3Ta和(Ta,Zr)固溶體層組成，剪切強(qiáng)度隨著焊接溫度的升高先增加后降低，在950℃的焊接溫度下，剪切強(qiáng)度可達(dá)194MPa。此外，采用Nb/Ni復(fù)合中間層擴(kuò)散連接Zr-2.5Nb合金與304L不銹鋼[79]，焊接溫度為850~1050℃，保溫時(shí)間為30min，焊接壓力為4MPa,界面主要由(Ni,Cr,Fe)、Ni3Nb、(Zr,Nb)固溶體層組成，剪切強(qiáng)度隨著焊接溫度的升高先增加后降低，在1000℃的焊接溫度下，最大剪切強(qiáng)度為84 MPa。

綜上所述，鋯合金與不銹鋼異種材料間接擴(kuò)散焊選擇的Ta、Al、Ag、Cu、Ti和Ni等單層中間層，或是Ag/Ti、Nb/Ni、Ni/Ta和Ni/Ti等多層中間層，厚度為20~500μm，總結(jié)來說，添加單層中間層接頭界面處生成的脆性IMCs仍然較多，強(qiáng)度相較于直接焊有所提升，但是提升有限;添加多層中間層后，減少了界面處脆性IMCs的生成，降低了兩種材料的線膨脹系數(shù)的差異，接頭性能明顯改善。

3.3.3低溫?cái)U(kuò)散連接

上述鋯合金擴(kuò)散焊的研究工作表明，直接焊接或是添加中間層對(duì)鋯合金進(jìn)行焊接時(shí)，實(shí)現(xiàn)接頭高強(qiáng)度連接仍需要較高的焊接溫度(高于相變溫度862℃)，導(dǎo)致母材晶粒粗大，從而造成母材性能受損，焊后變形過大，難以實(shí)現(xiàn)核反應(yīng)堆鋯合金包殼焊縫的工程應(yīng)用。如何降低鋯合金的焊接溫度，實(shí)現(xiàn)低溫高強(qiáng)連接仍是學(xué)者們研究的熱點(diǎn)問題。目前降低鋯合金擴(kuò)散焊連接溫度的方法有SMAT和THP兩種連接優(yōu)化方法，如在焊前表面機(jī)械研磨處理待焊材料表面，改變塑性變形程度[80]，或熱氫處理技術(shù)調(diào)控組織結(jié)構(gòu)，改善加工性能，推進(jìn)和擴(kuò)寬鋯合金低溫高強(qiáng)擴(kuò)散焊接頭的應(yīng)用[81]，其裝置示意圖如圖13所示。

表面納米化技術(shù)最早是由Lu等人  [82]提出，即通過表面涂層、自身納米化或兩者結(jié)合等方式在金屬表面制備一層納米層，從而極大強(qiáng)化表面性能。其中，表面機(jī)械研磨處理(SMAT)是一種常用的表面納米化技術(shù)，其具體過程為利用彈丸不斷隨機(jī)高速撞擊樣品表面產(chǎn)生不同方向的塑性變形，從而使表面附近晶粒細(xì)化到納米尺度，實(shí)現(xiàn)表面納米化[83]。學(xué)者們發(fā)現(xiàn)鋯合金表面納米層主要是FeCrIMC，平均晶粒尺寸25nm，其硬度、疲勞極限、屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度提高，加工硬化能力和延伸率下降[84-85]，粗糙度、熱穩(wěn)定性提升，低溫退火后耐腐蝕性增強(qiáng)[86]，高溫氧化層厚度減小[87]。

因此，有學(xué)者將SMAT技術(shù)應(yīng)用于鈦合金和鋯合金的擴(kuò)散焊中，發(fā)現(xiàn)待焊表面納米層增強(qiáng)了晶粒/相邊界的擴(kuò)散，增強(qiáng)了塑性流動(dòng)，有利于界面處的孔洞收縮，在相同的焊接參數(shù)下連接質(zhì)量更好[88]。此外，添加Nb箔中間層后，焊前對(duì)鈦合金母材待焊表面進(jìn)行SMAT處理，Nb在納米晶Ti中的互擴(kuò)散系數(shù)顯著提高，從而導(dǎo)致界面處孔隙率降低，擴(kuò)散層增厚，剪切強(qiáng)度增大[89]。蘭博[90]探究SMAT處理時(shí)間對(duì)Zr-4合金擴(kuò)散焊接頭組織和性能的影響，發(fā)現(xiàn)隨著處理時(shí)間的增加，界面焊合率逐漸提高，在720℃/60 min/5 MPa的焊接參數(shù)下，剪切強(qiáng)度最高可達(dá)165MPa,相較于未處理接頭提高了489.3%,斷口表面分布有大量韌窩，塑性斷裂特征更加明顯。Li等人[91]對(duì)SMAT處理后的純Ti和Zr-4合金進(jìn)行擴(kuò)散焊，如圖14所示，發(fā)現(xiàn)焊前表面納米化的接頭可以在更低的焊接溫度下(低于未處理接頭焊接溫度100℃)實(shí)現(xiàn)更高的剪切強(qiáng)度。

熱氫處理技術(shù)(THP)是另外一種可以降低鋯合金擴(kuò)散焊連接溫度的技術(shù)。由于氫脆現(xiàn)象的“延遲破壞”特性[92]，金屬材料中的氫往往被認(rèn)為是有害雜質(zhì)，學(xué)者們更傾向于去除氫來提高其使用性能。但是，Zwicker等人[93-94]在1959年提出氫對(duì)鈦鋁合金熱加工性的有益作用，他探究了氫對(duì)鈦鋁合金的熱加工性的影響，發(fā)現(xiàn)適量的氫元素促進(jìn)較軟的穩(wěn)定相β-Ti的形成從而增強(qiáng)塑性，但是β-Ti相中的氫濃度過度增加又會(huì)降低塑性，鈦鋁合金的塑性受到兩者的綜合作用。Kerr[95]在1985年提出“氫作為臨時(shí)合金元素”的概念，他探究了氫對(duì)Ti-6Al-4V鈦合金的微觀組織和拉伸性能的影響，鈦合金依次經(jīng)過充氫、熱處理和脫氫處理，發(fā)現(xiàn)當(dāng)最終產(chǎn)物微觀組織呈細(xì)小等軸晶粒時(shí)，可以獲得良好的拉伸強(qiáng)度和塑性，當(dāng)氫化物呈針狀時(shí)，強(qiáng)度和延展性較低。

此后，國內(nèi)外學(xué)者對(duì)氫的積極作用進(jìn)行更加深入的研究。有學(xué)者將THP技術(shù)總結(jié)為利用氫致塑性、氫致相變和氫的可逆合金化作用實(shí)現(xiàn)微觀組織調(diào)控和改善機(jī)械性能的過程[96]，并詳細(xì)研究了氫在鈦合金中的積極作用，例如，產(chǎn)生具有增強(qiáng)機(jī)械性能的顯微組織，提高材料抗拉強(qiáng)度和延展性，增強(qiáng)塑性成形，改善冷熱加工性，使鈦合金能夠在較低的應(yīng)力或在較低的溫度下加工[97-99]。于是，有學(xué)者利用臨時(shí)氫合金元素將THP技術(shù)應(yīng)用于鈦合金的軋制、鍛造、超塑性成形和擴(kuò)散連接等熱成形工藝，并思考應(yīng)用于其他的可溶氫體系如鈮合金和鋯合金的可能性[100-101]。例如，Wang等人[102]采用電解置氫后的Nb箔作為中間層擴(kuò)散連接TiAl合金和Ti2AlNb合金，接頭的擴(kuò)散層厚度和剪切強(qiáng)度都要優(yōu)于未處理接頭，在焊接溫度較低時(shí)氫促增強(qiáng)作用更為顯著;Wang等人[103]采用電解置氫后的Zr箔作為中間層擴(kuò)散連接TC4合金，可以將焊接溫度降低至650℃。

表 2 鋯氫體系化合物相

（Different phases of hydrogenated zirconium）

學(xué)者們研究氫對(duì)鋯合金微觀組織和力學(xué)性能的影響，并通過大量實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證THP技術(shù)在鋯合金擴(kuò)散焊應(yīng)用的可行性。崔怡然等人[104]發(fā)現(xiàn)氫化物的存在使核用鋯合金會(huì)表現(xiàn)出拉伸性能、蠕變速率和疲勞性能等力學(xué)性能的下降，但是少量固溶氫可以通過激活位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)機(jī)制來提高性能，這就為THP與擴(kuò)散連接應(yīng)用在鋯合金提供了可能。張寅[105]系統(tǒng)研究鋯合金的電解吸氫規(guī)律，氫含量對(duì)鋯合金拉伸變形行為、環(huán)向變形行為和疲勞裂紋萌生與擴(kuò)展行為的影響規(guī)律，其中，鋯合金氫化物的種類如表2所示，發(fā)現(xiàn)隨著電解置氫時(shí)間的延長(zhǎng)，鋯合金吸氫量增加，表面形成δ-ZrH氫化物層，拉伸強(qiáng)度增加，斷面收縮率下降，滑移線數(shù)量減少，裂紋數(shù)量增多，逐漸從韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔选Ｌm博等人[90]發(fā)現(xiàn)鋯合金電解置氫后表面粗糙度和顯微硬度略有增加，隨著連接溫度的增加(670~820℃)，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)(10~60min)擴(kuò)散焊接接頭元素?cái)U(kuò)散距離變遠(yuǎn)，界面處孔洞和縫隙減少，剪切強(qiáng)度明顯提升，在770℃/60min/5MPa的焊接參數(shù)下，最優(yōu)剪切強(qiáng)度可達(dá)460MPa。Zheng等人[37]將氣相置氫后的純鋯直接擴(kuò)散連接，發(fā)現(xiàn)其焊接接頭連接溫度可降低150℃，即置氫后750℃接頭的剪切強(qiáng)度可達(dá)388MPa，與未置氫900℃接頭的剪切強(qiáng)度相近。他們認(rèn)為氫通過增多晶界擴(kuò)散、促進(jìn)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和提高自擴(kuò)散系數(shù)來增強(qiáng)接頭性能。Wang等人[81]對(duì)比置氫前后Zr-4合金的直接擴(kuò)散接頭，如圖15所示，利用分子動(dòng)力學(xué)計(jì)算了置氫前后鋯原子的擴(kuò)散系數(shù)，發(fā)現(xiàn)加氫后，鋯原子的擴(kuò)散系數(shù)由1.751x10-15m2/s增加至2.07x10-11m2/s,利用原位透射觀察置氫鋯合金高溫條件下的相變與反應(yīng)，發(fā)現(xiàn)δ-ZrH相分解產(chǎn)生β-Zr相，一方面降低了鋯合金的流動(dòng)應(yīng)力，使其塑性增強(qiáng)，另一方面界面晶界變形引起動(dòng)態(tài)再結(jié)晶使結(jié)合界面消失。

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（注，原文標(biāo)題：鋯合金焊接技術(shù)的研究現(xiàn)狀與展望_白玉杰）