1、引言

“碳达峰、碳中和”的“双碳”指标引发全球能源急剧转型[1]，在“十三五”时期，我国核电发展低于预期指标，煤炭消费比沉虽有降落，但仍占据重要职位，因而，在“十四五”甚至今后较长的功夫内，加快推动核电等非化石清洁能源发展势在必行。党的二十大汇报强调“深刻推动能源革命”，“加快规划建设新型能源系统”，坚韧不拔地走高质量发展路路，安全有序发展核电，建成齐全核电产业链。核能已被证明是一种可持续发展的，环境敦睦的，拥有成本效益的，不成或缺的代替化石能源的绿色清洁能源[2]。

核反映堆作为核电站的主题设备，是产生可控核裂变、开释出巨大核能的装置，保险其安满是发展核电的先决前提。核反映堆由堆芯、压力容器和堆内构件组成，其中，核燃料棒是产生核裂变并开释热量的根基组件，它将UO₂燃料芯块搁置在包壳中，通过焊接步骤将包壳与两侧的端塞衔接，把燃料芯块密封断绝在内部。其包壳内壁受到燃料组件的辐射和裂变气体的压力，表壁受到冷却剂的冲刷和侵蚀，是反映堆工况最为刻薄，也是最易败坏的处所[3]。自二十世纪中叶以来，作为“原子时期的第一金属”，锆贾合金因其高温高压水和蒸汽环境中的耐侵蚀机能好、中子吸收截面幼和机械机能优良等特点被宽泛用于核反映堆的结构资料，如燃料棒的包壳资料、压力管和堆芯资料，组成核反映堆安全的第一路樊篱[4]。

在燃料组件装配过程中，通常选取焊接步骤将核燃料密封在锆合金包壳内，焊接质量直接影响反映堆运行的安全性、不变性和靠得住性。传统溶解焊的热输入高，焊后易导致变形超差，钎焊过程中易产生气孔和陆续散布的金属间化合物(intermetallic compounds,IMCs)侵害接头机能，实现锆合金的低温幼变形精密焊接技术一向是亟待解决的问题。

因而，本文分析了锆贾合金的焊接性，综述了锆合金熔焊、钎焊和扩散焊等焊接技术的国内表钻研近况，论述了两种焊前界面优化步骤，即表表机械研磨处置(surface mechanical attrition treatment,SMAT)和热氢处置技术(thermo-hydrogen processing,THP),最后对其在锆合金的低温扩散焊的利用进行总结和瞻望，但愿为锆合金在核工业的靠得住利用提供参考。

2、锆贾合金的焊接性分析

2.1锆贾合金的根基性质

锆元素是位于元素周期表第五周期第IVB族的过渡金属元素，原子序数为40，均匀相对原子质量为91.224，是地壳中第19种最常见的化学元素。纯金属锆在常温常压下的相是密排六方结构的α相(hcp,a=0.323nm,c=0.515 nm,c/a=1.593),超过相变温度(862℃)后,起头产生α→α+β的同素异形体转变，最终在高温下不变为体心立方结构的β相(bcc,a=0.351nm)。纯金属锆的物理机能参数如表1所示5]，其表表呈银灰色金属光泽，拥有高密度(6.5g/cm³)，高熔点(1852℃)，低热膨胀系数(5.89x10^-6℃^-1)和幼热中子吸收截面(0.18x10^-28m²)等特点。但是，它非；钤，在高温下对环境中的N、H、O有较强的亲和力，为了抑造这些杂质元素的有害影响，通常在锆中增长其他合金元素，使其在高温高压水和蒸汽环境下，拥有优良的力学机能和耐侵蚀机能。凭据增长元素的分歧，锆合金可分为Zr-Sn系，Zr-Nb系和Zr-Sn-Nb系锆合金。如用作包壳资料Zr-2合金和Zr-4合金属于Zr-Sn系锆合金，通过增长Fe、Cr、Sn和Ni等元素，改善强度和耐蚀机能;用作沉水堆压力管资料的E110和Zr-2.5Nb合金属于Zr-Nb系锆合金，通过增长足量的Nb元素不变β相，在室温下获得a+β的双相组织，并形成大量的第二相粒子β-Nb，从而降低对杂质元素的吸收速度，改善耐蚀机能和抗蠕变机能;我国自主研发的核燃料组件关键结构资料N36和CZ合金属于Zr-Sn-Nb系锆合金，通过降低Sn含量，增长Nb含量，优化耐蚀机能和吸氢机能。

表 1 纯金属锆的物理机能参数

（Physical properties of pure Zr）

2.2焊接性分析

焊接性是指金属资料对焊接加工工艺的适应性，即其在预设的焊接工艺下获得优质致密、无缺点焊接接头的难易水平和限造施工前提下满足通例力学机能或特定使用机能等服役要求的能力。锆合金的焊接性好，液态状态下贱动性优良，热膨胀系数幼，裂纹偏差幼，弹性模量幼，焊接时变形量较幼，残存应力幼[6]。固然在常温下锆合金表表氧化膜可能有效阻止Zr与N、H、O的反映，但是在焊接的加热保温过程中，化学活度增长，极易吸收杂质元素，天生ZrO₂、ZrN和ZrH₂等脆性化合物，导致焊缝机能变差，增大焊接延长裂纹偏差。锆合金焊前算帐不严格，碳、硅等元素易与锆形成化合物，增大焊缝周边气孔偏差，引起塑性和耐蚀性的急剧降落。因而，在焊前要对锆合金表表进行严格的算帐工作，在焊接过程中维持高纯度惰性气体或高真空环境直至表表温度降低至200℃以下。

国内表学者目前用于锆合金的焊接步骤重要有激光焊、真空电子束焊、爆炸焊、钨极氩弧焊、电阻对焊、钎焊和扩散焊等[7-9]。熔焊过程中，焊缝易出现未焊合、未焊透和咬边等缺点，又由于热输入高，焊后易出现变形超差。钎焊过程中，需溶解填充金属与母材反映形成冶金键实现衔接，易产生气孔和陆续散布的IMCs侵害接头机能。选取真空固相扩散焊步骤衔接锆合金能够削减上述问题的出现，重要是由于拥有以下利益:(1)固相焊接，接头变形幼，精度高，加热均匀，接头未焊透、气孔、同化等缺点少;(2)真空环境，无飞溅和粉尘，焊接环境好;(3)复杂结构焊接成效好，出产率高。但是，若是焊接温度高于锆合金相变温度，使得其晶粒粗壮或是形变超差，就会影响燃料组件的装配精度和服役机能。因而，通常在焊前选取SMAT和THP步骤来调控锆合金的组织结构，改善加工机能，从而实现低温高强衔接。

3、锆合金焊接技术的钻研近况

随着锆贾合金在核工业的利用越来越宽泛，钻研人员对其焊接技术发展了大量钻研。目前常见的焊接技术有激光焊、真空电子束焊、钨极氩弧焊、钎焊和扩散焊等。钻研重要集中在焊接参数、焊接情况、接头组织、力学机能、断裂行为和耐侵蚀机能等方面。

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陆续或脉冲激光束作为热源的一种高效焊接，其设备装配如图1所示[6]，相较于传统热焊接步骤，拥有能量密度高、热源可控、扰装响区窄和工作效能高蹬着点。

锆合金激光焊接接头在气体；は碌髡附庸ひ詹问允迪钟帕嫉暮阜斐尚，获得靠近母材的接头强度。例如，张旭东等人[10]选取CO2激光器，以He作轴向气流和Ar作环向气流，对分歧板厚的Zr-4合金进行平板堆焊和对接焊接，获得抗拉强杜着于母材、塑性达到母材85%的焊接接头，焊缝和扰装响区重要由板条状马氏体组织组成。赵异萍等人[11]钻研了激光功率、焊接速度和离焦量等焊接工艺对Zr-4合金焊缝成形的影响，了局批注焊缝成形系数随激光功率的增长而增长，随着焊接速度的增长而减幼，离焦量在-2.65mm时使1.5mm厚的Zr-4合金板材焊透并得到最佳焊缝成形。

但是，在焊接过程中易产生气孔、裂纹和塌陷等熔焊缺点，整体变形易产生超差。例如，Cai等人[12-13]选取Nd:YAG激光器，在抽真空后充氩的密关腔室中对Zr-4合金进行十字交叉点焊，钻研了脉冲峰值功率、脉冲射次和脉冲宽度等脉冲激光焊接工艺对的焊点描摹、成形系数和力学机能的影响，发现增大峰值功率和激光脉冲发射个数，减幼脉冲宽度均可改善焊点的成形，增大焊点深宽比利于增大焊点的最大拉伸载荷，脉冲频率对焊缝尺寸影响很幼。熔合区由a-Zr和残留的少量β-Zr组成，退火处置后，在α-Zr晶内和晶间析出第二相β-Nb和Zr(Fe,Nb)₂，如图2所示。但是，；て皇抑械乃趾脱跗嵊辗⒘盐埔鹂，严沉影响焊缝的耐侵蚀性。王泽明等人[14]钻研了非熔透性焊接过程中的脉冲电流、脉冲宽度和离焦量等焊接工艺对Zr-4和N18锆合金对焊接头的焊缝熔深和气孔的影响，发现满足焊缝熔深1.0mm的前提下，增大脉冲电流和脉冲宽度增大了气孔出现的几率，离焦量的增长减幼了气孔出现，通过度段编程、电流缓降和降低焊接速度的方式来降低气孔率，提高焊缝质量。Elkin等人[15-16]钻研了脉冲能量、持续功夫、峰值功率、频率、焊接速度和沉叠因子等焊接参数对Zr-1%Nb合金对接接头焊缝机能的影响，增长脉冲能量和频率会导致表表同化物数量增多，形成凝固微裂纹。低脉冲能量下，焊缝重要由α'马氏体组成，增长热输入后转变为典型的篮织结构。焊接接头的抗拉强度受表表氧鼓和度的影响最大，受氮、碳和焊接参数影响较幼，扭转焊接参数后抗拉强度变动不超过均匀值483 MPa的8%。Han等人[17]仿照了脉冲激光焊接Zr-4合金薄板的动态焊接过程，预测了瞬态温度等温线、熔池尺寸和热变形，发现焊接引起的变形高度依赖于溶解区和扰装响区的几何状态，随着激光功率的提高，薄板的焊接变形减幼，扰装响区对应热梯度的梯度方向沿厚度方向均匀化，热畸变减幼。

此表，还有学者发现锆合金激光焊接接头的耐侵蚀性相较母材有所提升。例如，Yang等人[6]选取光纤激光器，钻研了激光功率、焊接速度和离焦量等工艺参数对纯锆激光焊接接头的结构、力学机能和耐电侵蚀机能的影响。熔合区由粗柱状初始β-Zr和大量藐幼的片层状α'马氏体晶粒组成，母材区由等轴α-Zr晶粒组成。显微硬度按熔合区、扰装响区和母材区的挨次顺次降低，抗拉强度可达314.75MPa，略高于母材强度，断于母材侧。由于熔合区和部门扰装响区产生马氏体相变，焊接接头在20%的醋酸溶液中的耐侵蚀机能优于母材。

综上所述，钻研人员选取CO₂激光器、Nd:YAG激光器或光纤激光器对锆合金板点焊、堆焊和对接焊接，钻研了激光功率、焊接速度、离焦量和脉冲频率等焊接工艺对焊缝的接头组织、力学机能和耐侵蚀机能的影响。接头组织由等轴晶α-Zr、粗柱状初始β-Zr和大量藐幼的片层状α'马氏体组织组成，退火处置后，在α-Zr晶内和晶间析出第二相β-Nb和Zr(Fe,Nb)₂。调节相宜的焊接参数，可获得抗拉强度和塑性与母材相近的焊接接头，但是，由于激光焊热输入大，整体变形易产生超差。

3.1.2真空电子束焊

真空电子束焊(electron beam welding,EBW)是一种在真空环境中进行的高能量密度的焊接步骤，不使用填充资料和助焊剂，无接头氧化问题，焊接缺点少，其设备装配如图3所示[18]。

锆合金真空电子束焊过程中,熔区的合金元素会产生挥发损耗从而严沉侵害焊接接头的耐侵蚀机能，因而，学者们通过赔偿合金元素、增长Nb元素和热处置等步骤改善焊缝的耐侵蚀机能。例如，周国新等人[19]钻研了合金元素赔偿对Zr-4合金电子束焊缝熔区成分变动和耐侵蚀机能的影响，了局批注赔偿熔区中因挥发造成的Sn、Fe和Cr等合金元素损耗，能够显著改善焊缝熔区的耐侵蚀机能，并且在熔区中增长0.4%~0.5%的Nb利于进一步改善。姚美意等人[20]钻研了热处置对合金元素赔偿后Zr-4合金电子束焊接接头的微观组织和耐侵蚀机能的影响，了局批注焊后500℃退火1.5h氧化膜厚度相较于热处置前增长了数十倍，可能显著提高其耐侵蚀机能。田锋等人[21]钻研了Zr-4合金电子束焊接接头的拉伸机能和抗侵蚀机能，了局批注焊接前后试样的室和善375℃的高温拉伸机能略低于母材，在360和400℃的静水侵蚀环境中，焊后侵蚀增沉不显著，未产生侵蚀产品，未出现疖状侵蚀景象。

学者们在分歧焊接工艺下真空电子束焊接锆合金，在焊接接头中观察到未焊透和塌陷等缺点，并发现晶粒粗壮的β-Zr相，可能会侵害接头机能。例如，Zhang等人[22]钻研了纯锆真空电子束焊接接头的微观描摹和侵蚀机能，发现随着束流电流增长，焊缝的穿透度增长，接头宏观描摹如图4所示，在16.5mA，300mm/min的焊接参数下获得最优接头，在其他焊接参数下存在未焊透和塌陷等缺点。β-Zr块状相沿层状a-Zr边缘散布，母材和接头的侵蚀机造为点蚀，由于母材中存在Zr3Fe相，接头扰装响区和熔合区比母材区有更好的耐蚀性。王正品等人[23]钻研了M5锆合金真空电子束焊接接头的微观组织和力学机能，了局批注随距焊缝中心的距离的增大，焊接接头的显微硬度降落，晶体尺寸减幼，焊区组织为α+α'马氏体组织，扰装响区组织为粗晶转变的β+α，母材为αZr+βNb两相组织。Parga等人[18]钻研了Zr-4合金电子束焊接接头的室温力学机能，具体焊接过程分为3步，别离是点焊、缝焊和封焊，获得了机械机能与Zr-4板材相近的焊接接头，接头的拉伸试样在扰装响区表的母材处失效，并且在扰装响区表焊缝的另一侧也显示出一些颈缩，这暗示焊缝处牢固的衔接和优良的机械机能。

综上所述，由于电子束焊的穿透力强，能量密度高，熔区中会产生合金元素的挥发损耗，因而，钻研人员通常采取赔偿合金元素、增长Nb元素和热处置等步骤改善焊缝的耐侵蚀机能。接头组织由α-Zr、α'马氏体组织、粗晶转变的β-Zr、Zr3Fe和βNb等相组成。调节相宜的焊接参数，可获得抗拉强度和侵蚀机能优于母材的焊接接头。

3.1.3钨极氩弧焊

钨极氩弧焊(tungsten inert gas welding,TIG)是在氩气的；は，利用钨电极与工件间产生电弧热，溶解母材和焊接资料从而实现焊接，其设备装配如图5所示[24]。TIG焊拥有焊接过程不变、焊接质量好和焊接矫捷度高蹬着点，是目侵贾合金现实出产利用中最常用的焊接步骤之一。

学者们选取多种TIG步骤焊接锆合金，并比力了各类TIG焊步骤的优弊端。例如，李玉儒等人[25]对比Zr-4合金脉冲和直流TIG焊接接头的力学机能、耐侵蚀机能和断口，发现脉冲TIG焊接头的抗拉强度略低于直接TIG焊接头，但是塑性更好，有更大的伸长率。田永武等人[26]使用手工TIG步骤对705C厚板锆合金进行焊接，发现增长焊接电流、节造真空度和层间温度能够改善接头机能，获得高质量焊接接头，接头焊缝区域组织呈藐幼条状a相，抗拉强度可达628MPa。海敏娜等人[27]通过挂片失沉法测定纯锆母材和TIG焊接接头的侵蚀机能，发现焊后接头的耐侵蚀机能降低，耐侵蚀抗力提高，在硫酸介质中侵蚀方式为全面侵蚀，在醋酸混合介质中的侵蚀方式为点蚀。

此表，有学者通过多层多路焊、大电流急剧焊等工艺来改善焊缝成形，提高焊接质量。例如，凌堃等人[28]选取多层多路TIG焊纯锆，中央焊路选取幼电流、大焊接熔覆、大气体流量慢速焊，单面焊双面成形，母材由等轴晶a-Zr和Zr(CrFe)2沉淀相组成，焊缝区由树状晶β-Zr和晶界处集中的沉淀相组成，基层焊路为针状组织和均匀散布的沉淀相。吴洋等人[29]选取多层多路TIG焊分歧厚度的ZrTiNb合金，焊缝区组织为粗壮的片层集束和篮网状魏氏组织，熔合区组织为魏氏体晶粒，扰装响区为等轴α晶粒，晶粒尺寸自焊缝向母材过渡呈递减趋向，焊接接头的塑性延长强度和抗拉强度随母材厚度的增长先增长后降低。刘玉祥等人[30]选取大电流急剧焊工艺对纯锆进行TIG焊，预防电流停顿功夫过长而导致的扰装响区晶粒粗壮，通过开双面坡口减幼试板的焊接变形，焊后接头无显著缺点，拥有优良的强度和塑性，抗拉强度大于母材尺度下限380MPa，焊后热处置后的焊缝和扰装响区产生再结晶，片状马氏体组织细化。Lathabai等人[24]选取锁孔钨极氩弧焊(keyhole gas tungsten arc welding,K-GTAW)步骤焊接纯锆，钻研了焊接接头的显微组织和力学机能，焊缝无显著气孔和其他缺点，拥有优良的延展性，无显著变形。如图6所示，熔合区由柱状晶β相和富含Fe元素的针状α相组成，扰装响区的晶粒越靠近熔合线尺寸越大。这种新型TIG焊步骤不必要填充资料或复杂的边缘筹备，成本显著降低。

综上所述，钻研人员选取直流TIG、脉冲TIG、手工TIG和K-GTAW等TIG焊步骤，单面焊双面成形或是多层多路焊对锆合金进行焊接，钻研了焊接电流、层间温度、焊接速度和气体流量等焊接工艺对焊缝的接头组织、力学机能和耐侵蚀机能的影响。接头组织由树状晶β-Zr、沉淀相Zr(CrFe)₂、和针状α-Zr组成，晶粒尺寸自焊缝向母材过渡呈递减趋向，焊后接头无显著缺点，拥有优良的强度和塑性，抗拉强度随母材厚度的增长先增长后降低，与母材抗拉强度相近。

通过综述锆合金的激光焊、真空电子束焊和钨极氩弧焊3种熔焊步骤发现，熔焊锆合金母材部门加热，热输入高，温度高，焊后变形大，可使待焊母材达到充分的冶金结合，但是，在现实熔焊过程中，要严格节造熔焊工艺，削减高温焊接后产生气孔、裂纹、未焊透、和塌陷等缺点。

3.2钎焊

钎焊相较于熔焊，钎料溶解，母材不溶解，加热到钎料溶解温度后，利用液态钎料填充固态工件的缝隙使金属衔接，拥有精度高、变形幼和出产效能高蹬着势。

锆合金钎焊接头的焊接温度高，晶粒粗壮，固然整体变形相对较幼，但是由于增长的钎料成分复杂，容易天生降低接头力学机能和侵蚀机能的IMCs。例如，Lee等人[31]增长Zr  _47.6 Ti  _19.9 Ni  _17.4 Cu  _15.1 非晶溅射涂层作为钎料钎焊Zr-4合金，并钻研了钎焊接头的组织和强度机能，在钎焊温度低于870℃时，钎缝中心区域偏析出Zr2(Cu,Ni)IMCs,使得接头抗拉强度低于200MPa，持续增大钎焊温度，α-Zr晶粒粗化，由于齐全等温凝固，获得靠得住接头，其抗拉强度可达460 MPa,与Zr-4合金母材相近。Lee等人  [32?34]增长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三元共晶系统，将部门Zr原子代替为Ti)、Zr₅₅Ti₅Cu₂₅Fe₅Al₁₀近共晶合金(基于Zr-Cu-Fe三元共晶系统，将部门Zr原子代替为Ti，部门Cu原子代替为Fe)作为钎料钎焊Zr-4合金，天生Zr₃Fe、Zr2Fe、Zr2Cu等相，在850~920℃的钎焊温度下，接头抗拉强度可达521 MPa。Lin等人[35]增长Ti60Ni25Nb15箔片作为钎料钎焊Zr-2合金，在900~1200℃的钎焊温度下，天生NiZr2和NiTiZr等IMCs，其接头微观描摹如图7所示，剪切强度可达365MPa。Bai等人[36]增长Ag69.7Cu27Ti3.3箔片钎焊Zr-4合金，在780~930℃的钎焊温度下，天生Cu₄Ti₃、Cu4Ti、AgZr和CuZr等IMCs，剪切强杜仔138 MPa。

综上所述，钎焊锆合金时选择的钎料成分复杂，通常由多种元素组成，容易天生降低接头力学机能和侵蚀机能的IMCs，而锆合金包壳资料但愿接头元素尽量少且纯净，因而，在现实钎焊过程中，应该选择与Zr不天生脆性IMCs且成分单一的钎料，严格节造钎焊工艺，维持真空环境，削减天生脆性IMCs。

3.3扩散焊

扩散焊技术(diffusion bonding,DB)重要蕴含固相扩散焊和瞬时液相扩散焊(transient liquid phase welding,TLP)。其中，固相扩散焊是目前最常用的扩散焊步骤，即在惰性；て寤蛘婵栈肪诚，将待焊试样加热加压，使两个表表相互接触，通过部门塑性变形和结合层原子间的相互扩散而实现冶金衔接，焊接过程中母材与中央层都不溶解，其设备示意图如图8所示[37]。瞬时液相扩散焊则是一种介于溶解焊和压力焊之间的一种焊接步骤，通常选取熔点较低的资料作中央层，在加热到中央层溶解母材不溶解，此时结合面上形成瞬间液膜润湿母材，经保温成分趋于平衡，从而实现靠得住衔接。本文提到的扩散焊技术重要是指真空固相扩散焊，若是选取瞬时液相扩散焊步骤令会出格注明。

扩散焊的具体过程可分为3个阶段，如图9所示[38]，别离是物理接触阶段、界面推移阶段和孔洞隐没阶段，上述3个阶段互订交替进行，最终形成靠得住的衔接接头。扩散焊的重要工艺参数有焊接温度、焊接压力、保温功夫、表表状态、中央层和空气环境等[39]，合理选用工艺参数与资料相匹配，能够提高接头的质量和机能。目前关于锆合金扩散焊的钻研重要蕴含:(1)直接扩散焊;(2)增长中央层的间接扩散焊，既蕴含其他资料作中央层与锆合金的扩散衔接，也蕴含Zr作为中央层与其他资料的衔接;(3)利用SMAT和THP等步骤优化界面，实现锆合金的低温靠得住衔接。下文将逐条发展论述。

3.3.1直接扩散焊

直接扩散焊通常指不加中央层的金属资料直接接触的扩散衔接，待焊表表造备要求较高，焊接时所需压力较大，优势在于焊接效能高，操作单一。目前关于锆合金同质资料直接扩散焊的钻研较少，更多的是锆合金和其他资料的直接衔接。

锆合金的直接扩散焊接头在低焊接温度下界面衔接情况差，强度低。例如，Wang等人[40]在较低的焊接温度下(700℃)直接扩散衔接Zr-4合金，拔取的保温功夫为60min,焊接压力为20MPa,Zr-4合金重要由等轴晶a相组成，焊后接头界面处存在大片未焊合区域，阐发为显著大尺寸孔洞，此时接头的剪切强度仅有55MPa。因而，有很多学者通过升高焊接温度来改善界面衔接情况，提高接头强度，但是又产生了另表一个问题，即晶粒粗化和焊后变形大。例如，Wang等人[41]同样对Zr-4合金进行直接扩散衔接，拔取的焊接温度为760~820℃，保温功夫为30~90min，焊接压力为7MPa，探索了焊接温度和保温功夫对接头微观描摹和力学机能的影响，如图10所示。了局批注，随着焊接温度的增长，焊合率从74%增长至95%，但是，晶粒尺寸从16μm增长至45μm，焊后变形率从5%增长至25%。Zr-4合金母材形成大尺寸的脆性第二相Zr(Cr,Fe)₂,剪切强度先增长后减幼，由67MPa增长至321MPa;若选用焊接温度为800℃，扭转保温功夫，在30min时获得最高剪切强度的349MPa，约为母材强度的89.7%，此时接头断裂重要沿基体扩大而非焊缝，断口表表存在很多大而深的韧窝。Zheng等人[37]直接扩散衔接纯锆(ZrR60702)，拔取的焊接温度为750~900℃，保温功夫为40min，焊接压力为6MPa，并分析了焊接温度对焊后接头的第二相颗粒(second phase particles，SPPs)、焊缝、剪切强度和断口表表的影响。纯锆中含有Hf、Fe、和Cr等合金元素，Hf元素大部门溶化在基体中，其余元素固溶度较低，以第二相颗粒Zr(Fe2,Cr2)2的大局析出。了局批注，当焊接温度较低时，界面处有显著孔洞，并有大量第二相颗粒析出;随着焊接温度增大，晶Ｄ芄淮┕缑娉沙，界面处无显著孔隙和未焊合区域，这是由于高温下软β相含量增多，界面处塑性变形和原子扩散区域变大。Bi等人[42]选取电流辅助扩散衔接Zr-Sn合金和Zr-Sn-Nb合金，拔取的辅助电流为16kA，锻压力为2.5kN，界面处出现网篮组织，在Zr-Sn合金侧存在拉长的ZrFe₂相，Zr-Sn-Nb合金侧存在β-Nb第二相，接头产生显著的塑性变形，爆破力可达8890N。

不仅锆合金直接扩散焊时存在焊接温度高变形大、焊接温度低接头机能差等问题，锆合金与不锈钢直接扩散焊时同样存在上述问题，并且由于不锈钢中Fe、Cr、Ni等元素的存在，在焊接过程中易产生脆性IMCs。例如，Lucuta等人[43]直接扩散衔接了Zr-2合金和304L不锈钢，拔取的焊接温度为1000~1100℃，保温功夫为60min，焊接压力为210~310Pa，接头的不锈钢侧存在ZrCr2相，Zr-2合金侧存在Zr-Fe-Ni、Zr2Fe和Zr2Ni等脆性IMCs。Lucuta等人[44-45]直接扩散衔接了Zr-4合金和304L不锈钢，拔取的焊接温度为850~1050℃，保温功夫45min，焊接压力动态变动，分析了接头界面扩散层的相散布。了局批注，在焊接温度为1050℃时，不锈钢相为y-(Fe,Cr,Ni)，Zr-4合金相为α-Zr,异质衔接界面约莫700μm宽,重要由三层扩散层组成，别离是齐全固溶体α-(Fe,Cr)层，暗灰色相ε-Zr(Fe,Cr)₂和棒状相Zr2(Fe,Cr)在α-Zr基体中形成的共晶体两相区，以及Zr2(Fe,Ni)和Zr2(Fe,Cr)在α-Zr基体中形成的共晶体层。Lebaili等人[46]直接扩散衔接Zr-4合金和304L不锈钢获得了类似的了局。除此之表，锆合金和其他资料的衔接也能够选取真空扩散焊的步骤，如钛合金[47-49],U-10wt%Zr[50]和纯Cr[51]等资料。

综上所述，锆合金的直接扩散焊接头实现高强度衔接必要较高的焊接温度，从而导致接头晶粒粗壮，变形过大，难以适应核工业利用需要。锆合金与不锈钢异种资料直接扩散衔接中的Fe、Ni、Cr和Zr元素的相互扩散而形成的脆性IMCs，导致接头界面又硬又脆，线膨胀系数的差距也会导致接头存在较大残存应力，引发脆性断裂。

3.3.2增长中央层的扩散焊

真空扩散焊中，增长拥有优良塑性、高温流动性和与母材较幼的物理化学机能差距的中央层，可能改善待焊表表的接触前提，改善冶金反映，抑造脆性IMCs和同化物的形成，推进其破碎分化，减幼接头应力，提高接头强度，降低实现优良衔接对焊接温度、压力和保温功夫等工艺前提的要求[52]。

目侵合金间接扩散焊增长的中央层有纯Ti、Nb、Cu和Ni等金属箔片，增长分歧的中央层会天生分歧的相，同时能肯定水平上降低焊接温度或改善界面衔接情况。例如，Sun等人  [53]增长100μm厚的纯Ti箔作为中央层真空扩散衔接Zr-4合金，拔取的焊接温度为600~800℃，保温功夫为30min，焊接压力为10MPa，探索了增长Ti中央层的影响，在所有焊接温度下，增长Ti中央层后的剪切强度要优于直接扩散焊，在较低的焊接温度下这种加强作用越发显著。并利用分子动力学仿照了Ti和Zr在界面处的相互扩散，Ti和Zr原子在界面处天生的β-(Ti,Zr)中扩散系数相较于α-(Ti,Zr)增长，证了然因α→β相变引起的焊接温度降低。在作者之前的钻研中[54]，增长50μm厚的纯Ti箔作为中央层扩散衔接Zr-4合金，相较于直接扩散焊，增长Ti作中央层能够降低70℃实现接头的优良衔接，在750℃/60 min/15 MPa的焊接前提获得最优剪切强度(255MPa)，并利用EDS、TEM等步骤鉴定了Ti/Zr界面处罚歧比例的(Ti,Zr)固溶体相。Yang等人[55]增长50μm厚的纯Nb箔作为中央层扩散衔接Zr-4合金，拔取的焊接温度为720~820℃，保温功夫为30~120min,焊接压力为7MPa,典型接头描摹如图11所示，探索了分歧焊接参数对接头微观描摹、力学机能和断口描摹的影响，揭示了扩散衔接过程分歧阶段的组织演变示意图。了局批注，界面处相互扩散的Zr和Nb原子通过共析转变为β-(Zr,Nb)和魏氏组织，经TEM鉴定第二相颗粒为Zr(Nb,Fe)。随着焊接温度的增长，拉伸强度和延长率逐步增大，增长至820℃时，拉伸强度达到450 MPa，延长率可达13.2%;随着保温功夫的增长，拉伸强度和延长率先增长后降低。断裂地位通常在母材或是焊缝，断裂于母材时，存在大而深的韧窝，而断裂于焊缝时，存在大量未焊合区域。Zeng等人[56-57]增长10和30μm厚的纯Cu箔作为中央扩散衔接Zr705(Zr-2.5Nb)合金，拔取的焊接温度为880~960℃，保温功夫为60min，焊接压力为30 MPa,Zr/Cu界面由Zr2Cu、Zr7Cu  10 、Zr  3 Cu 8 和Zr  14 Cu 51 等相组成，随着焊接温度的增长，由于软化铜中央层和锆基体的齐全反映，形成大量共晶液相，随后等温凝固，最终形成Cu-Zr固溶体，拉伸强杜咨78MPa增长至603MPa，但是在接头中发现了粗壮晶粒。减幼中央层厚度在肯定水平上降低了焊接温度，提高了接头的延长率。Chen等人[58]增长5μm厚的纯Ni箔作为中央层瞬时液相衔接Zr-4合金，拔取的焊接温度为960~1000℃，保温功夫为30min,焊接压力为1kPa,相变区域重要由初生Zr相和共晶Zr(Zr2Ni)结构组成，随着焊接温度的增长，相变区域变宽，剪切强度先增长后降低，最高强度可达358MPa。

综上所述，锆合金间接扩散焊选择的Ti、Nb、Cu和Ni中央层金属箔片，厚度为10~100μm，锆合金母材界面处与Ti形成Ti-Zr固溶体，与Nb形成β-(Zr,Nb)和魏氏组织，与Cu形成Cu-Zr固溶体，与Ni形成共晶Zr(Zr2Ni)结构，此表，增长中央层使焊接温杜仔所降低，或在一样焊接温度下的强杜着于直接扩散焊接头。

锆合金同样能够作为中央层的备选项来扩散衔接其他资料。例如，王东等人[59]增长50μm厚的纯Zr箔片作中央层扩散衔接TC4钛合金，焊接温度为650~850℃，保温功夫为20~60min，焊接压力为5MPa，如图12所示，接头界面处形成均匀陆续迪胙锆固溶体层，阐发为条状迪胙马氏体，剪切强度随焊接温度和保温功夫的增长先增大后降低，在800℃/40 min/5 MPa的焊接工艺下获得最高剪切强度，可达190 MPa。Ahmad等人[60]增长0.19mm厚的Zr-4合金作中央层扩散衔接Inconel625合金，焊接温度为1050~1100℃，保温功夫为180min，界面处Zr(Cr,Fe)2、Zr2Ni和ZrNi等金属化合物浓度较高，沿焊缝中心方向逐步降低，两侧富Cr层和Cr-Mo会故障Zr原子向母材的扩散，由于扰爪力集中和脆性Zr-Ni相的天生，断裂易于产生于焊缝中心。Liu等人[61]增长Zr/Ni复合中央层扩散衔接TiAl合金和TiAlC₂陶瓷，焊接温度为800~1050℃，保温功夫为60min，焊接压力为30MPa，界面处天生Al3NiTi2、AlNi2Ti、Ni10Zr7、Ni7Zr2、Ni5Zr、Ni3(Al,Ti)和Ni3(Al,Ti)等IMCs,其中Ni与其他元素的反映水平受焊接温度的影响，最优剪切强度可达104MPa。Zhang等人[62]增长Zr/Cu复合中央层瞬时液相扩散衔接纯W和9Cr ODS钢，焊接温度为900~1050℃，保温功夫为5~60min，焊接压力为10MPa,界面处天生W(Zr,Cu)固溶体和纳米Cu晶粒，最优拉伸强度可达430MPa，断裂趋向于向母材延展，可通过选取相宜的热处置工艺提高强度。吴铭方等人[63]增长Zr/Cu/Zr复合中央层瞬时液相扩散衔接Ti(C,N)和Al2O3陶瓷，焊接温度为950℃，保温功夫为5~60 min,焊接压力3MPa,最优弯曲强度为315 MPa,辅助脉冲电流能够缓解接头残存应力，预防裂纹在陶瓷母材的扩大。此表，Tallman等人  [64]增长Ti  3 SiC  2 (TSC)/Zr-4/Ti  2 AlC(TAC)复合中央层扩散衔接Al  2 O  3 陶瓷。

综上所述，锆合金可作为中央层扩散衔接钛合金、镍基合金和钢等合金，也能够与其他金属箔片或陶瓷片组合衔接陶瓷。

锆合金与不锈钢的间接扩散衔接增长的单层中央层有Ta、Al、Ag、Cu、Ti和Ni等金属箔片，增长分歧的中央层会天生分歧的相，接头强度略有提高，但是无法抑造脆性IMCs的天生。例如，Ahmad等人[65]增长纯Ta箔片作为中央层扩散衔接Zr-4合金和304L不锈钢，焊接温度为1150℃，保温功夫为180min，界面处存在很多碳化物和孔洞,不锈钢侧天生 Zr(Fe,Cr)2+TaCr2共晶相和 Ta(Cr,Fe)2+Ta2Ni3共晶相，并存在富Cr层起到扩散樊篱的作用，锆合金侧天生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]增长500μm厚的纯Al箔片作为中央层扩散衔接纯锆合金和Q345钢，拔取的焊接温度为530~620℃，保温功夫为180min，焊接压力为3MPa，扩散层由Al₅Fe₂、Al₃Fe、Al₃Zr₂、Al₃Zr等相组成，其中Al₃Fe₂硬度显著高于Al3Zr，断裂偏差于产生在Al5Fe2层，接头最优剪切强度仅为30MPa。刘宝栓[67]增长纯Ag箔片作为中央层扩散Zr-4合金和304L不锈钢，焊接温度为850℃，保温功夫为15~60min，焊接压力为12MPa，接头扩散层重要由AgZr和AgZr2等IMCs组成，这些脆性相导致界面处应力集中，极易在冷却过程中产生孔洞与微裂纹，导致接头最优剪切强度仅有38MPa。Aboudi等人[68]增长50μm厚的纯Cu箔作为中央层扩散衔接Zr-4合金和304L不锈钢，拔取的焊接温度为900~1050℃，保温功夫为45min，焊接压力为0~29MPa的动态压力，Cu箔首吓纂Zr-4产生反映，当Zr元素扩散至不锈钢侧，天生富Cr铁素体层和Fe2ZrLaves相。因而，增长纯铜中央层无法阻止天生脆性相，但能够显著降低反映层的硬度，限度裂纹密度。Meng等人[69]探索了铜基非晶中央层厚度对接头的影响，随着铜箔厚度的增长，界面结合强度显著提高，能够在700℃的前提下实现优良的焊接，其接头最大剪切强度为88MPa，最大弯曲强度为1079 MPa。Akhter等人[70]增长纯Ti箔作为中央层扩散衔接Zr-4合金和316L不锈钢，拔取的焊接温度为1000~1050℃，保温功夫为240min，焊接压力固定，Ti中央层的存在故障了316L不锈钢中的Fe、Cr、Mo和Ni等杂质元素向锆合金的扩散，削减了Zr(Cr,Fe)₂、Zr₂Fe和Zr2Ni等IMCs的天生，在焊接温度为1050℃时，扩散层由β-Zr(Ti)+a-Zr、枝晶结构和富Cr层三层组成，其中，枝晶结构抑造了扩散层中热裂纹的产生和扩大。Atabaki等人[71]选用增长100μm厚的Ti基中央层瞬时液相扩散衔接Zr-2.5Nb合金或Zr-4合金和321不锈钢，在焊接温度为850℃时，剪切强度可达99MPa。Chen等人[72]增长5μm厚的纯Ni箔片作为中央层瞬时液相扩散衔接Zr-Sn-Nb合金和304不锈钢，焊接温度为1000℃，保温功夫为30min，扩散层重要由δ-FeCr,Zr(Cr,Fe)₂,Zr2(Ni,Fe)等相组成，增长Ni中央层后，界面扩散厚杜咨55μm增长至135μm，残存应力降低，裂纹削减。Kumar等人[73]增长200μm厚的Ni合金作为中央层扩散衔接Zr702合金和超等双相不锈钢，焊接温度为800~950℃，保温功夫为75min，焊接压力为4 MPa,接头不锈钢侧未天生IMCs,锆合金侧天生  Ni 5 Zr、Ni10Zr7、NiZr和NiZr₂等相，最高拉伸强度可达370 MPa，断裂偏差于沿Zr/Ni界面扩大。

除此之表，锆合金和其他资料的衔接也能够通过增长中央层后选取真空扩散焊的步骤来实现，例如，Cu作中央层扩散衔接Zr-4合金和Ti3AlC2,通过Cu-Zr共晶反映实现优良衔接，剪切强度可达221 MPa[74];316不锈钢作中央层扩散衔接Zr-4合金和纯Cr，分歧于直接扩散接头界面处天生的Zr₂Cr和α-Zr+Zr₂Cr两层扩散层，增长316不锈钢后，界面处天生了α-(Fe,Cr)、Zr(Fe,Cr)₂和Zr₂(Fe,Ni)等相，扩散层厚度显著增大[51]。

锆合金与不锈钢的间接扩散衔接增长的多层中央层有Ag/Ti、Nb/Ni、Ni/Ta和Ni/Ti等金属箔片组合，增长分歧的中央层会天生分歧的相，同时能肯定水平上削减脆性IMCs的天生，显著改善接头机能。例如，Jiang等人[75-76]增长Ag/Ti复合中央层扩散衔接Zr-4合金和304L不锈钢，焊接温度为800~900℃，保温功夫为15~120min，焊接压力为12MPa,接头界面由Ag、α-Ag+TiAg、Ti、Ti(Zr)和Zr(Ti)共5层组成，其中脆性相TiAg相随着焊接温度的增长逐步削减，不会导致接头脆化，接头的剪切强度随着焊接温度的增长而增大，随着保温功夫的增长先增大后降低，最高剪切强度可达166MPa。Srilkanth等人[77]先在304L不锈钢表表电镀一层20μm厚的Ni层，而后在镀Ni不锈钢和Zr-4合金增长40μm厚的纯Ti箔片作中央层，界面处天生了NiZr2、NiZr、Ni3Ti、NiTi和NiTiZr等IMCs,在800~900℃并保温30~90min的前提下，获得了剪切强度为70~209MPa的接头。Wang等人[78]增长Ta/Ni复合中央层扩散衔接Zr-4合金与304L不锈钢，焊接温度为850~1000℃，保温功夫为30min，焊接压力为6MPa，界面重要由(Fe,Ni,Cr)、Ni3Ta和(Ta,Zr)固溶体层组成，剪切强度随着焊接温度的升高先增长后降低，在950℃的焊接温度下，剪切强度可达194MPa。此表，选取Nb/Ni复合中央层扩散衔接Zr-2.5Nb合金与304L不锈钢[79]，焊接温度为850~1050℃，保温功夫为30min，焊接压力为4MPa,界面重要由(Ni,Cr,Fe)、Ni3Nb、(Zr,Nb)固溶体层组成，剪切强度随着焊接温度的升高先增长后降低，在1000℃的焊接温度下，最大剪切强度为84 MPa。

综上所述，锆合金与不锈钢异种资料间接扩散焊选择的Ta、Al、Ag、Cu、Ti和Ni等单层中央层，或是Ag/Ti、Nb/Ni、Ni/Ta和Ni/Ti等多层中央层，厚度为20~500μm，总结来说，增长单层中央层接头界面处天生的脆性IMCs依然较多，强度相较于直接焊有所提升，但是提升有限;增长多层中央层后，削减了界面处脆性IMCs的天生，降低了两种资料的线膨胀系数的差距，接头机能显著改善。

3.3.3低温扩散衔接

上述锆合金扩散焊的钻研工作批注，直接焊接或是增长中央层对锆合金进行焊接时，实现接头高强度衔接仍必要较高的焊接温度(高于相变温度862℃)，导致母材晶粒粗壮，从而造成母材机能受损，焊后变形过大，难以实现核反映堆锆合金包壳焊缝的工程利用。若何降低锆合金的焊接温度，实现低温高强衔接仍是学者们钻研的热点问题。目前降低锆合金扩散焊衔接温度的步骤有SMAT和THP两种衔接优化步骤，如在焊前表表机械研磨处置待焊资料表表，扭转塑性变形水平[80]，或热氢处置技术调控组织结构，改善加工机能，推动和扩宽锆合金低温高强扩散焊接头的利用[81]，其装置示意图如图13所示。

表表纳米化技术最早是由Lu等人  [82]提出，即通过表表涂层、自身纳米化或两者结合等方式在金属表表造备一层纳米层，从而极大强化表表机能。其中，表表机械研磨处置(SMAT)是一种常用的表表纳米化技术，其具体过程为利用弹丸不休随机高速撞击样品表表产生分歧方向的塑性变形，从而使表表左近晶粒细化到纳米尺度，实现表表纳米化[83]。学者们发现锆合金表表纳米层重要是FeCrIMC，均匀晶粒尺寸25nm，其硬度、委顿极限、屈服强度和抗拉强度提高，加工硬化能力和延长率降落[84-85]，粗糙度、热不变性提升，低温退火后耐侵蚀性加强[86]，高温氧化层厚度减幼[87]。

因而，有学者将SMAT技术利用于钛合金和锆合金的扩散焊中，发现待焊表表纳米层加强了晶粒/相天堑的扩散，加强了塑性流动，有利于界面处的孔洞收缩，在一样的焊接参数下衔接质量更好[88]。此表，增长Nb箔中央层后，焊前对钛合金母材待焊表表进行SMAT处置，Nb在纳米晶Ti中的互扩散系数显著提高，从而导致界面处孔隙率降低，扩散层增厚，剪切强度增大[89]。兰博[90]探索SMAT处置功夫对Zr-4合金扩散焊接头组织和机能的影响，发现随着处置功夫的增长，界面焊合率逐步提高，在720℃/60 min/5 MPa的焊接参数下，剪切强度最高可达165MPa,相较于未处置接头提高了489.3%,断口表表散布有大量韧窝，塑性断裂特点越发显著。Li等人[91]对SMAT处置后的纯Ti和Zr-4合金进行扩散焊，如图14所示，发现焊前表表纳米化的接头能够在更低的焊接温度下(低于未处置接头焊接温度100℃)实现更高的剪切强度。

热氢处置技术(THP)是另表一种能够降低锆合金扩散焊衔接温度的技术。由于氢脆景象的“延长粉碎”个性[92]，金属资猜中的氢往往被以为是有害杂质，学者们更偏差于去除氢来提高其使用机能。但是，Zwicker等人[93-94]在1959年提出氢对钛铝合金热加工性的有益作用，他探索了氢对钛铝合金的热加工性的影响，发现适量的氢元素推进较软的不变相β-Ti的形成从而加强塑性，但是β-Ti相中的氢浓度过度增长又会降低塑性，钛铝合金的塑性受到两者的综合作用。Kerr[95]在1985年提出“氢作为一时合金元素”的概想，他探索了氢对Ti-6Al-4V钛合金的微观组织和拉伸机能的影响，钛合金顺次经过充氢、热处置和脱氢处置，发现当最终产品微观组织呈藐幼等轴晶粒时，能够获得优良的拉伸强度和塑性，当氢化物呈针状时，强度和延展性较低。

尔后，国内表学者对氢的积极作用进行越发深刻的钻研。有学者将THP技术总结为利用氢致塑性、氢致相变和氢的可逆合金化作用实现微观组织调控和改善机械机能的过程[96]，并具体钻研了氢在钛合金中的积极作用，例如，产生拥有加强机械机能的显微组织，提高资料抗拉强度和延展性，加强塑性成形，改善冷热加工性，使钛合金可能在较低的应力或在较低的温度下加工[97-99]。因而，有学者利用一时氢合金元素将THP技术利用于钛合金的轧造、铸造、超塑性成形和扩散衔接等热成形工艺，并思虑利用于其他的可溶氢系统如铌合金和锆合金的可能性[100-101]。例如，Wang等人[102]选取电解置氢后的Nb箔作为中央层扩散衔接TiAl合金和Ti2AlNb合金，接头的扩散层厚度和剪切强度都要优于未处置接头，在焊接温度较低时氢促加强作用更为显著;Wang等人[103]选取电解置氢后的Zr箔作为中央层扩散衔接TC4合金，能够将焊接温度降低至650℃。

表 2 锆氢系统化合物相

（Different phases of hydrogenated zirconium）

学者们钻研氢对锆合金微观组织和力学机能的影响，并通过大量尝试验证THP技术在锆合金扩散焊利用的可行性。崔怡然等人[104]发现氢化物的存在使核用锆合金会阐发出拉伸机能、蠕变速度和委顿机能等力学机能的降落，但是少量固溶氢能够通过激活位错活动机造来提高机能，这就为THP与扩散衔接利用在锆合金提供了可能。张寅[105]系统钻研锆合金的电解吸氢法规，氢含量对锆合金拉伸变形行为、环向变形行为和委顿裂纹萌生与扩大行为的影响法规，其中，锆合金氢化物的种类如表2所示，发现随着电解置氢功夫的耽搁，锆合金吸氢量增长，表表形成δ-ZrH氢化物层，拉伸强度增长，断面收缩率降落，滑移线数量削减，裂纹数量增多，逐步从韧性断裂转变为脆性断裂。兰博等人[90]发现锆合金电解置氢后表表粗糙度和显微硬度略有增长，随着衔接温度的增长(670~820℃)，随着保温功夫的耽搁(10~60min)扩散焊接接头元素扩散距离变远，界面处孔洞和缝隙削减，剪切强度显著提升，在770℃/60min/5MPa的焊接参数下，最优剪切强度可达460MPa。Zheng等人[37]将气相置氢后的纯锆直接扩散衔接，发显熹焊接接头衔接温度可降低150℃，即置氢后750℃接头的剪切强度可达388MPa，与未置氢900℃接头的剪切强度相近。他们以为氢通过增多晶界扩散、推进位错活动和提高自扩散系数来加强接头机能。Wang等人[81]对比置氢前后Zr-4合金的直接扩散接头，如图15所示，利用分子动力学推算了置氢前后锆原子的扩散系数，发现加氢后，锆原子的扩散系数由1.751x10-15m2/s增长至2.07x10-11m2/s,利用原位透射观察置氢锆合金高温前提下的相变与反映，发现δ-ZrH相分化产生β-Zr相，一方面降低了锆合金的流动应力，使其塑性加强，另一方面界面晶界变形引起动态再结晶使结合界面隐没。

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（注，原文标题：锆合金焊接技术的钻研近况与瞻望_白玉杰）