張啟航，李佳霖，諶繼明，王長浩，楊波，張弛

(1.核工業(yè)西南物理研究院,成都,610041；2.清華大學(xué),北京,100084)

0 序言

低活化鐵素體/馬氏體(reduced activation ferritic/martensitic，RAFM)鋼和釩合金是未來聚變堆的近中期候選結(jié)構(gòu)材料[1].RAFM 鋼經(jīng)過各國長期大量的研究，已經(jīng)具有豐富的性能數(shù)據(jù)和多種類型，如美國的9Cr2WVTa、歐盟的Eurofer97、日本的F82H、中國的CLAM 以及CLF-1 系列鋼種[2].RAFM 鋼由于其在中子輻照下具有固有幾何穩(wěn)定性、優(yōu)良的熱導(dǎo)率以及抗輻照損傷等特性，作為結(jié)構(gòu)材料而大量運(yùn)用.RAFM 鋼受限于高溫蠕變強(qiáng)度，其工作溫度上限大約為550 ℃[3].

釩合金作為聚變堆結(jié)構(gòu)材料的研究歷史可追溯到20 世紀(jì)60 年代.與其它結(jié)構(gòu)材料相比，釩合金具有更低的活化特性、更加優(yōu)良的高溫性能以及低溫韌性[4-5].相比于RAFM 鋼，釩合金具有更高的工作溫度上限，其典型工作溫區(qū)為400～700 ℃.不僅如此，釩合金與液態(tài)金屬具有良好的相容性，這為液態(tài)金屬冷卻型堆型的設(shè)計(jì)提供了理論基礎(chǔ)，特別是液鋰型的堆型設(shè)計(jì)，有望實(shí)現(xiàn)氚自持[6].

針對聚變堆包層不同部位的工況設(shè)計(jì)要求，可分別使用釩合金和RAFM 鋼以滿足其綜合性能要求，如承受高中子輻照劑量的第一壁部件可使用釩合金，而與其連接的結(jié)構(gòu)支撐、冷卻流道等部件可使用RAFM 鋼[7-8].為確保部件的連接強(qiáng)度、結(jié)構(gòu)完整性以及良好的傳熱性能，需要二者之間實(shí)現(xiàn)大面積無縫連接.目前，能夠?qū)崿F(xiàn)釩合金和RAFM 鋼等異種金屬大面積連接的方法主要有釬焊、真空熱壓焊以及熱等靜壓擴(kuò)散連接.釬焊的焊接溫度高，易導(dǎo)致基材性能受損，且多采用高活性的釬料，不適用于聚變堆結(jié)構(gòu)材料[7,9].真空熱壓焊受限于工件結(jié)構(gòu)，外界施壓有限[10-11].熱等靜壓擴(kuò)散連接可在低溫高壓下實(shí)現(xiàn)復(fù)雜工件的連接，致密化母材，消除缺陷，提升材料的綜合性能[12]，有望成為釩合金與RAFM 鋼的大面積可靠連接的主流方法.冷邦義等人[13]利用熱等靜壓技術(shù)實(shí)現(xiàn)V4Cr4Ti 合金/HR2 鋼的連接，但連接強(qiáng)度較低(最高39 MPa)，難以滿足工程設(shè)計(jì)要求.文中通過熱等靜壓技術(shù)實(shí)現(xiàn)V4Cr4Ti 合金/CLF-1 鋼的直接連接，得到較高強(qiáng)度的接頭，并對連接界面的微觀組織與元素?cái)U(kuò)散特征進(jìn)行了綜合分析.

1 試驗(yàn)方法

采用核工業(yè)西南物理研究院自主研制的V4Cr4Ti合金、CLF-1 鋼[14-15]和純釩(99.9%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))作為試驗(yàn)材料.V4Cr4Ti 合金及純釩經(jīng)軋制退火后得到3 mm 厚的板材，CLF-1 鋼經(jīng)980 ℃ × 45 min 正火+740 ℃ × 90 min 回火處理[15]，各材料的化學(xué)成分如表1～表3 所示.

表1 V4Cr4Ti 合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of the V4Cr4Ti alloy

表2 CLF-1 鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 2 Chemical compositions of the CLF-1 steel

表3 純釩的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 3 Chemical compositions of the pure vanadium

采用電火花切割方法分別將V4Cr4Ti 合金、CLF-1 鋼、純釩加工成φ30 mm × 3 mm 的圓片，并打磨至表面光亮，粗糙度Ra≤ 0.8 μm.V4Cr4Ti合金、純釩圓片采用20% HNO3酸液清洗去除表面氧化層，待表面呈現(xiàn)光亮金屬光澤后，使用Na2CO3溶液中和HNO3酸液.CLF-1 鋼以及熱等靜壓擴(kuò)散連接用的包套材料經(jīng)除油除銹清洗后，與V4Cr4Ti 合金、純釩一同放入丙酮進(jìn)行超聲波清洗且脫水15 min.所有材料在真空爐中烘烤除氣，待爐溫降至 50 ℃ 以下后取出，裝入包套，氦檢漏合格后再次烘烤排氣，直至包套內(nèi)氣壓低于 1.0 × 10-4Pa.最后夾封包套抽氣管，置入QIH-9 鉬絲發(fā)熱型熱等靜壓機(jī)中進(jìn)行擴(kuò)散連接.熱等靜壓工藝參數(shù)如表4所示，材料裝配及剪切試樣設(shè)計(jì)示意圖如圖1 所示，圖1a 為連接件裝配.墊塊的作用是規(guī)避材料在包套焊接時(shí)的熱溫影響，防止材料氧化.

表4 熱等靜壓工藝參數(shù)Table 4 Parameters of hot isostatic pressing process

圖1 材料裝配及剪切試樣示意圖Fig.1 Schematic diagram of material assembly and shear sample.(a) material assembly;(b) shear sample (mm)

采用ZEISS Axio Observer.A1m 型金相顯微鏡觀察焊接界面附近微觀組織，金相腐蝕液體積比為HF∶HNO3∶H2O=1∶1∶8 的混合酸液.采用ZEISS Sigma HD 型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)及HKL Channel 5 型電子背散射衍射儀(electron backscattered diffraction，EBSD)觀察焊接界面、剪切斷口的形貌，元素定性分析及晶粒晶界特性.采用IE 250X-MAX 50 型能譜儀(energy dispersive spectrometer，EDS)以及JXA8230 型電子探針顯微分析儀(electronprobemicroanalyzer，EPMA)分析元素分布.采用G200 型納米壓痕儀測試連接界面硬度，硬度試驗(yàn)壓入深度為200 nm.按照標(biāo)ISO 14577-1-2015《Metallic materials—Instrumented indentation test for hardness and materials parameters-P art 1：Test method》采用安裝DBSL-10t 型傳感器的電子萬能試驗(yàn)機(jī)測試界面的抗剪強(qiáng)度，剪切試樣為非標(biāo)準(zhǔn)試樣，設(shè)計(jì)尺寸如圖1b 所示.外形尺寸為14 mm ×6 mm × 6 mm，中心連接處為剪切受力面，尺寸為6 mm × 1.5 mm.剪切試驗(yàn)采用壓縮加載方式，剪切加載位移速率0.04 mm/min.

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 界面微觀形貌

圖2 為V4Cr4Ti（V）/CLF-1 鋼界面微觀組織形貌.圖2a 為V4Cr4Ti 合金與CLF-1 鋼界面區(qū)的微觀組織形貌.從圖2a 可以看出，界面連接良好，無裂紋，界面附近能明顯觀察到4 種不同尺寸、形狀的金相組織.圖中左側(cè)為CLF-1 鋼，右側(cè)為V4Cr4Ti合金，在近界面處(2 區(qū))能觀察到寬度約120 μm的粗大晶粒區(qū)域，這與Basuki 等人[10]報(bào)道的結(jié)果類似.推測該區(qū)域已經(jīng)轉(zhuǎn)化為鐵素體組織，并發(fā)生了顯著的再結(jié)晶晶粒長大，而在左側(cè)遠(yuǎn)離界面處(1 區(qū))則保留了完整的馬氏體組織.右側(cè)的V4Cr4Ti合金近界面處(3 區(qū))為拉長的V4Cr4Ti 合金晶粒區(qū)，寬度約50 μm.CLF-1 鋼和V4Cr4Ti 合金機(jī)械加工表面存在微觀不平整性，在熱等靜壓的初始階段，二者間只能實(shí)現(xiàn)有限接觸，界面接觸區(qū)域?qū)⒊惺艽怪庇诮缑娣较虻木薮髥蜗驂簯?yīng)力，相互擠壓，使得近界面處材料晶粒平行于界面發(fā)生變形，在截面上表現(xiàn)為拉長的晶粒；而在遠(yuǎn)端(4 區(qū))則保留了正常V4Cr4Ti 合金晶粒形態(tài).圖2b 為純釩作為中間過渡層微觀組織形貌，可以看到CLF-1 鋼側(cè)的大晶粒區(qū)域?qū)挾认啾扔谑褂肰4Cr4Ti 合金時(shí)更窄(6 區(qū))，大約為80 μm；在純釩側(cè)(7 區(qū))觀察到相對于基體(8 區(qū))為更細(xì)小的等軸晶粒區(qū)，這是由于界面附近純釩形變組織在溫度800 ℃下發(fā)生再結(jié)晶所致.由于V4Cr4Ti 合金的完全再結(jié)晶溫度較純釩的高，為900 ℃[16],其界面形變組織在該溫度下無法發(fā)生再結(jié)晶而得以保留.

圖2 V4Cr4Ti(V)/CLF-1 鋼界面微觀組織形貌Fig.2 Microstructure morphology of V4Cr4Ti(V)/CLF-1 steel interface.(a) V4Cr4Ti/CLF-1 steel;(b) V/CLF-1 steel

為驗(yàn)證V4Cr4Ti 合金/CLF-1 鋼界面區(qū)的晶粒特性，對其進(jìn)行EBSD 觀測，其結(jié)果如圖3 所示.從圖3 可以看出，CLF-1 鋼側(cè)的晶粒粗大，取向隨機(jī)；V4Cr4Ti 合金側(cè)的晶粒細(xì)長且長軸方向平行于界面，取向較為統(tǒng)一，與金相觀察到的結(jié)果一致.

圖3 V4Cr4Ti/CLF-1 鋼界面EBSD 分析Fig.3 EBSD of V4Cr4Ti/CLF-1 steel interface

為進(jìn)一步分析界面的微觀組織及成分分布，對V4Cr4Ti 合金/CLF-1 鋼界面進(jìn)行了EPMA 觀察，其結(jié)果如圖4 所示.從圖4 觀察發(fā)現(xiàn)，在擴(kuò)散界面處有一層顏色較深的黑色區(qū)域.EPMA 面掃描(圖4a紅色框A 區(qū)域)結(jié)果表明，這層黑色區(qū)域有C 元素富集，寬度約1.5 μm，主要偏聚于V4Cr4Ti 合金側(cè).Fe，V 元素相互擴(kuò)散深度達(dá)到1 μm 左右，如圖4b 所示，從左到右依次為Fe，V，C 和Ti 4 種元素相同區(qū)域的EPMA 成分分布.由于CLF-1 鋼側(cè)的C 含量相比于V4Cr4Ti 合金側(cè)更高，而V4Cr4Ti合金中的V 與Ti 元素對C 元素有較強(qiáng)的化學(xué)親和力，致使CLF-1 鋼內(nèi)的C 元素向V4Cr4Ti 合金擴(kuò)散，并聚集在近界面處，使得近界面處的CLF-1 鋼側(cè)形成相對較寬的脫碳層，而在V4Cr4Ti 合金側(cè)則形成了較窄的富集層.脫碳層加速了CLF-1 鋼向鐵素體組織轉(zhuǎn)變和再結(jié)晶晶粒的長大，形成界面CLF-1 鋼側(cè)的粗大鐵素體晶粒組織.

圖4 V4Cr4Ti/CLF-1 界面EPMA 分析Fig.4 EPMA analysis of V4Cr4Ti/CLF-1 steel interface.(a) EPMA observation area;(b) EPMA composition distribution of Fe,V,C,Ti elements

2.2 界面硬度測試

納米壓痕測試從CLF-1 鋼側(cè)開始并穿過界面，圖5 為V4Cr4Ti 合金/CLF-1 鋼連接界面區(qū)的納米壓痕硬度測試結(jié)果.連接界面中間處硬度最高，達(dá)到25 GPa 以上.在V4Cr4Ti 合金一側(cè)，隨著測試點(diǎn)遠(yuǎn)離界面，硬度逐漸降低至穩(wěn)定，這與C 元素沿界面附近的分布趨勢具有密切的聯(lián)系(圖4b)，特別是在V4Cr4Ti 合金側(cè)呈正相關(guān)的關(guān)系.結(jié)合V4Cr4Ti合金/CLF-1 鋼界面成分分析，界面處的V4Cr4Ti 合金側(cè)可能形成了碳化物，而一般在金屬中加入碳化物能夠顯著提高材料的硬度，同時(shí)較高的硬度值還與C 元素富集引發(fā)更強(qiáng)的固溶強(qiáng)化相關(guān).因此，V4Cr4Ti 合金側(cè)C 元素富集的區(qū)域表現(xiàn)出較高的硬度值，而隨著C 含量在V4Cr4Ti 合金側(cè)的遞減，測量所得硬度值也隨之逐漸降低，直至達(dá)到V4Cr4Ti 合金基材硬度水平.

圖5 V4Cr4Ti/CLF-1 鋼界面區(qū)的硬度Fig.5 Hardness of V4Cr4Ti/CLF-1 steel interfacial area

2.3 界面剪切斷口特征

圖6 為V4Cr4Ti 合金/CLF-1 鋼接頭的室溫剪切應(yīng)力-應(yīng)變曲線.1 號試樣在剪切應(yīng)力加載至238 MPa 時(shí)發(fā)生斷裂，剪切斷口表現(xiàn)出整體韌性、局部脆性斷裂特征.圖7 為V4Cr4Ti 合金/CLF-1鋼連接界面的剪切斷口形貌.CLF-1 鋼側(cè)斷口呈現(xiàn)出沿受力方向平行排列的漣波狀凸起斷口形貌，是較為明顯的韌性斷裂特征，如圖7a 所示.在圖7b中發(fā)現(xiàn)了沿垂直于剪切方向擴(kuò)展的“弧形”裂紋，裂紋長度約為5～ 15 μm，寬度約為0.1 μm，僅分布在表面較淺的部分區(qū)域.V4Cr4Ti 合金側(cè)斷口與此相對應(yīng)，斷裂表面有明顯的漣波狀斷口形貌，連接處在失穩(wěn)斷裂前，發(fā)生了明顯的塑性變形，如圖7d 所示.然而，在圖7e 中發(fā)現(xiàn)了部分區(qū)域出現(xiàn)解理斷裂臺階以及河流狀花樣，為典型的脆性斷裂特征.

圖6 V4Cr4Ti/CLF-1 鋼接頭的室溫剪切應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.6 Stress-strain curves of V4Cr4Ti/CLF-1 steel joint tested at room temperature

圖7 V4Cr4Ti/CLF-1 鋼連接界面剪切斷口形貌Fig.7 Fracto-graphic results of the shear test samples from V4Cr4Ti/CLF-1 steel joint.(a) CLF-1 steel side at low magnification;(b) CLF-1 steel side at high magnification;(c) element distribution of CLF-1 steel side surface;(d)V4Cr4Ti alloy side at low magnification;(e) V4Cr4Ti alloy side at high magnification;(f) element distribution of CLF-1 steel side surface at a bump

對兩個(gè)斷面進(jìn)行EDS 成分分析發(fā)現(xiàn)，在CLF-1鋼側(cè)斷面，F(xiàn)e 與V 元素的聚集區(qū)交錯(cuò)互補(bǔ)，與其表面的漣波狀形貌相互對應(yīng)，凸起的部分為V 元素聚集區(qū)，凹陷及裂紋內(nèi)部為Fe 元素聚集區(qū)，如圖7c所示，而V4Cr4Ti 合金側(cè)結(jié)果與此相同.V 元素聚集區(qū)似乎與C 元素的聚集區(qū)重合，于是對CLF-1 鋼側(cè)斷口凸起處做小區(qū)域面掃描分析，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，帶有裂紋的凸起處有明顯的C，V 元素同步聚集，如圖7f 所示.根據(jù)以上觀察到的現(xiàn)象，可以推斷出剪切斷裂發(fā)生在界面靠近V4Cr4Ti 合金側(cè)，是由于富碳脆性相裂紋擴(kuò)展引起的斷裂.由于富碳脆性相層較薄，因此裂紋的深度較淺，未出現(xiàn)大面積的擴(kuò)展，這使得斷裂接頭在整體上表現(xiàn)出良好的韌性斷裂特征.在進(jìn)行V4Cr4Ti 合金與CLF-1 鋼的熱等靜壓擴(kuò)散連接時(shí)，碳化物層的厚度將對接頭的結(jié)合強(qiáng)度產(chǎn)生較大影響.

3 結(jié)論

(1) 在溫度800 ℃、等靜壓壓強(qiáng)150 MPa 和保溫時(shí)間2 h 的熱等靜壓參數(shù)下擴(kuò)散連接形成無缺陷的V4Cr4Ti 合金/CLF-1 鋼接頭，界面連接良好；擴(kuò)散消耗了CLF-1 鋼中的碳，致使界面附近的CLF-1鋼側(cè)形成寬度約120 μm 的粗大晶粒區(qū)域，V4Cr4Ti合金側(cè)形成硬脆區(qū).

(2) 界面V4Cr4Ti 合金側(cè)形成寬度約50 μm 的壓縮變形晶粒區(qū)，而CLF-1 鋼側(cè)形成粗大鐵素體晶粒組織，與熱等靜壓過程中的界面壓縮變形和脫碳鋼層的再結(jié)晶晶粒長大相關(guān).

(3) V4Cr4Ti 合金/CLF-1 鋼接頭的室溫抗剪強(qiáng)度達(dá)到238 MPa，斷口表現(xiàn)出整體韌性、局部脆性的特征.富碳硬化層導(dǎo)致局部解理脆性斷裂，而脫碳鐵素體層具有高塑性，形成大部分?jǐn)嗫趨^(qū)域的韌性斷裂特征，且有利于提升接頭的強(qiáng)度.