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    低活化鋼雙壁管的熱等靜壓擴(kuò)散連接

    2022-03-28 04:21:44黃伶明王萬景王紀(jì)超劉松林雷明準(zhǔn)羅廣南
    焊接學(xué)報(bào) 2022年1期
    關(guān)鍵詞:雙壁中間層靜壓

    黃伶明,王萬景,王紀(jì)超,劉松林,雷明準(zhǔn),羅廣南

    (1.中國科學(xué)院合肥物質(zhì)科學(xué)研究院,等離子體物理研究所,合肥,230031;2.中國科學(xué)技術(shù)大學(xué),合肥,230026)

    0 序言

    中國聚變工程實(shí)驗(yàn)堆是由國內(nèi)設(shè)計(jì)的新一代全超導(dǎo)托卡馬克聚變堆裝置,是實(shí)現(xiàn)未來聚變能商用的重要一步.氚增殖包層是實(shí)驗(yàn)堆中最重要的部件之一,其功能是在聚變能源系統(tǒng)中實(shí)現(xiàn)氚增殖和能量轉(zhuǎn)換.為了實(shí)現(xiàn)CFETR 的科學(xué)目標(biāo),近幾年分別提出了水冷陶瓷包層以及氦冷陶瓷包層[1].水冷陶瓷包層采用成熟的壓水堆工況且直接面對(duì)聚變等離子體.根據(jù)功能和結(jié)構(gòu)特點(diǎn)主要分為第一壁、側(cè)板、背板、隔板、雙壁管等[2].第一壁和雙壁管是增殖包層部件的兩個(gè)主要冷卻組件,其中第一壁主要冷卻來自邊界等離子體的輻照熱,雙壁管主要冷卻增殖區(qū)產(chǎn)生的核熱.

    采用雙壁管主要有兩個(gè)考慮:①雙壁管較冷卻板具有更高的冷卻效率,占空比低可以增加增殖劑的總量進(jìn)而帶來更高的氚增殖率[3];②雙壁管采用雙層管結(jié)構(gòu),在管間加入低強(qiáng)度的中間層后可以有效的防止裂紋沿管徑向擴(kuò)展,提高了使用安全性[4-5].目前,雙壁管材料選擇低活化鐵素體/馬氏體鋼作為結(jié)構(gòu)材料,選擇銅、鎳、鉻、釩等作為中間層材料.

    在保證變形可控的條件下,一次性實(shí)現(xiàn)兩個(gè)長度大于2.5 m 鋼管與中間層材料的密閉冶金結(jié)合是雙壁管的制備難點(diǎn)和研究重點(diǎn).目前,國際上對(duì)RAFM 鋼與RAFM 鋼的焊接已經(jīng)開展不少相關(guān)研究,主要采用的焊接方法包括鎢極氬弧焊(tungsten inert gas arc welding,TIG 焊)[6-7]、電子束焊(electron beam welding,EBW 焊)[8-9]、熱等靜壓擴(kuò)散連接(hot isotatic pressure welding,HIP 焊)[10-13]、激光焊(laser beam welding,LBW 焊)[14]、攪拌摩擦焊等[15],主要研究內(nèi)容集中在焊接工藝參數(shù)優(yōu)化,如不同工藝參數(shù)對(duì)焊接接頭的微觀結(jié)構(gòu)和室溫?cái)嗔秧g性、輻照前后焊接接頭力學(xué)性能影響研究等[16].高慶然等人[13]已開展了低活化鋼試樣的固相擴(kuò)散焊研究,發(fā)現(xiàn)在950 ℃以上可以很好實(shí)現(xiàn)RAFM 鋼的擴(kuò)散連接,為開展雙壁管焊接工藝試驗(yàn)提供了基礎(chǔ).文中從焊接結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)出發(fā),繼續(xù)探索含中間層雙壁管的一次性焊接工藝,得出雙壁管部件的綜合力學(xué)性能研究,為以后部件的生產(chǎn)制造提供參考.

    1 試驗(yàn)方法

    采用的試驗(yàn)材料為CLF-1 低活化鐵素體馬氏體鋼,具體成分如表1 所示.鋼板整體尺寸為φ46 mm ×20 mm.鋼板制備后,CLF-1 鋼表面電鍍中間層Cr,Cu 和Ni,鍍層厚度7 μm 左右.Cr 元素耐腐蝕且低中子活化,延展性較好,能有效防止裂紋擴(kuò)展.但是電鍍Cr 鍍層質(zhì)量較差,致使熱等靜壓復(fù)合接頭的結(jié)合結(jié)果差.之后選用了易擴(kuò)散韌性好的Ni 以及導(dǎo)熱系數(shù)好的Cu.焊接步驟如下:①采用酮清洗待焊接面去除油污;②將鋼塊裝入包套內(nèi);③采用電子束焊除氣密封;④熱等靜壓焊;⑤熱壓完成后,對(duì)樣品進(jìn)行760 ℃/90 min 的回火處理.其中,熱等靜壓焊接時(shí)母材和中間層材料的冶金物理性能、焊件表面狀態(tài)、熱等靜壓擴(kuò)散焊接溫度、壓力、擴(kuò)散時(shí)間等是影響接頭質(zhì)量的主要因素[16].一般壓力越大,溫度越高,則界面處緊密接觸的面積也越大;壓力過小易產(chǎn)生界面孔洞,溫度低會(huì)阻礙原子穿越界面的擴(kuò)散遷移.文獻(xiàn)[17]顯示,為了實(shí)現(xiàn)RAFM 鋼之間的良好擴(kuò)散結(jié)合,又要保證晶粒尺寸正態(tài)化,熱等靜壓RAFM 鋼的溫度一般要高于1 100 ℃.經(jīng)多次試驗(yàn)優(yōu)化,最終確定熱等靜壓的工藝參數(shù)為溫度1 100 ℃、壓力120 MPa、保壓時(shí)間2 h.圖1 為樣品結(jié)構(gòu)示意圖.

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

    圖1 樣品結(jié)構(gòu)Fig.1 Sample structure

    焊后利用OLYMPUS-BX51M 型金相顯微鏡和Phenom XL 型掃描電子顯微鏡觀察界面組織特征、能譜分析儀測定擴(kuò)散過渡區(qū)元素分布.采用Agilent Nano indenter G200 型納米壓痕儀器對(duì)擴(kuò)散界面兩側(cè)區(qū)域顯微硬度進(jìn)行測定.利用MTS-880/25T 型萬能材料試驗(yàn)機(jī)測量焊接接頭的抗拉強(qiáng)度,拉伸樣品為M6 螺紋圓柱樣品,標(biāo)距20 mm,試樣總長度為40 mm,拉伸試驗(yàn)程序依據(jù)國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1 部分:室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行,拉伸速率5 mm/min.

    雙壁管制備材料也是CLF-1 鋼,焊接步驟與平板復(fù)合件類似.首先,內(nèi)管外壁電鍍Cu 和Ni 中間層(電鍍前打磨外管壁至粗糙度Ra< 1.6 μm,并酸洗去油);其次,將內(nèi)管外壁和外管內(nèi)壁清洗去油,密封雙壁管;密封后彎制成多折彎結(jié)構(gòu)件,利用優(yōu)化后的參數(shù)下進(jìn)行熱等靜壓處理;最后進(jìn)行回火處理.對(duì)制備的原型件雙壁管取樣進(jìn)行了焊后測試.

    2 平板試驗(yàn)結(jié)果及分析

    2.1 界面微觀結(jié)構(gòu)和元素分析

    圖2 為兩種中間層電鍍后的成分分析.從圖2可以看出,Cu 和Ni 中間層的厚度分別為8 和6 μm,鍍層中沒有任何雜質(zhì)峰,鍍層比較致密,且與基體結(jié)合較好.

    圖2 兩種中間層鍍層的成分分析Fig.2 Compositions analysis of coatings of two interlayers.(a) copper after electroplating;(b) Ni after electroplating

    樣品界面的能譜線掃描結(jié)果如圖3 所示.從線掃描結(jié)果可知,Ni 的反應(yīng)層厚度達(dá)到50 μm,而Cu 的反應(yīng)層厚度僅有8 μm,對(duì)于Ni 中間層來說,F(xiàn)e 和Ni 在界面中間的原子分?jǐn)?shù)分別為68%和22%,Cr 擴(kuò)散平緩過渡,其原子分?jǐn)?shù)約為10%.這也說明了鎳中間層基體中心位置含量已經(jīng)很低,向兩端擴(kuò)散得充分,單邊擴(kuò)散距離約為20~ 30 μm.

    圖3 兩種焊接界面的線掃描分析Fig.3 Line scan analysis of two welding interface.(a)Cu interlayer welding interface;(b) Ni interlayer welding interface

    根據(jù)式(1)可以求得Ni 在鋼中的的擴(kuò)散系數(shù)D.

    式中:S為擴(kuò)散距離;t為擴(kuò)散時(shí)間,代入求得擴(kuò)散系數(shù)為1.25 × 10-9cm2/s,這與文獻(xiàn)[18]中報(bào)道的Ni 原子在γ-Fe 中的擴(kuò)散系數(shù)3.5 × 10-9cm2/s 相差約3 倍,其理論模型未考慮實(shí)際材料中的缺陷導(dǎo)致擴(kuò)散系數(shù)偏大.此外,金屬間化合物的形成不利于連接接頭的力學(xué)性能,由于Fe 和Ni 元素的固溶度有限,Ni/鋼的擴(kuò)散連接界面處不會(huì)形成金屬間化合物,因此采用電鍍鎳做中間層的擴(kuò)散連接可以避免金屬間化合物的形成.對(duì)于銅中間層來說,F(xiàn)e 和Cu 在界面處原子分?jǐn)?shù)分別為2.89%和96.98%,擴(kuò)散界面Cu 原子的富集寬度為8 μm,兩側(cè)有少量擴(kuò)散,Cr 原子并未穿過Cu 中間層發(fā)生擴(kuò)散.界面處的元素含量說明了Cu 和Fe 原子僅產(chǎn)生少量固溶,這與Cu 和Fe 元素的二元相圖一致,這兩種元素在固態(tài)時(shí)互溶度很小,直接連接時(shí)接頭中反應(yīng)生成物數(shù)量也較少.

    圖4 為兩種中間層的微觀形貌,由圖4 可見,兩種中間層都實(shí)現(xiàn)了CLF-1 鋼和CLF-1 鋼的冶金結(jié)合,結(jié)合界面沒有任何空洞和縫隙,表明焊接結(jié)合很好.

    圖4 兩種中間層的微觀形貌Fig.4 Microscopic morphology of two interlayers.(a) Cu interlayer;(b) Ni interlayer

    相對(duì)于Ni 原子在界面處的均勻擴(kuò)散,銅中間層主要表現(xiàn)為晶間擴(kuò)散.這種晶界擴(kuò)散的現(xiàn)象與文獻(xiàn)[19]中CuMn 合金中間層與1Crl8Ni9Ti 不銹鋼界面組織相似,晶界處存在點(diǎn)陣畸變,原子處于較高的能量狀態(tài),易于跳動(dòng)和遷移.Cu 在晶界的擴(kuò)散系數(shù)遠(yuǎn)大于晶粒內(nèi)部,所以Cu 原子易于沿晶界進(jìn)行擴(kuò)散且這一現(xiàn)象有利于焊接接頭強(qiáng)度的提高.

    2.2 界面顯微硬度

    前述分析表明,界面存在固溶體相,因其會(huì)影響界面的力學(xué)性能,對(duì)兩種中間層的界面顯微硬度進(jìn)行了測量.采用了納米壓痕測試.試驗(yàn)中壓頭壓入深度2 μm,以焊接界面為中心,沿焊接界面共取7 個(gè)點(diǎn);在壓頭剛壓入樣品時(shí),由于尺寸效應(yīng),硬度隨位移波動(dòng)較大,但是隨著壓入深度的增加曲線逐漸平穩(wěn),在1 800~ 2 000 nm 壓痕深度取平均值,得到的測量區(qū)域的納米硬度如圖5 所示.壓痕上方和下方數(shù)值分別為硬度和彈性模量.

    圖5 不同中間層的硬度及彈性模量Fig.5 Nano hardness and modulus of elasticity of different interlayer.(a) welding interface of Cu interlayer;(b) welding interface of Ni interlayer

    根據(jù)圖5 顯示,銅界面處和鎳界面處的平均納米硬度分別是1.37 和2.05 GPa,界面兩側(cè)硬度值偏差不大,靠近界面處的硬度值較高,約為3.2~3.3 GPa,主要原因是界面處存在微量元素?cái)U(kuò)散,在鐵基中形成固溶體進(jìn)而達(dá)到固溶強(qiáng)化作用,鋼基體硬度值約為3.01 GPa.同樣對(duì)比兩種中間層的彈性模量差距,銅中間層在界面中心的彈性模量為143 GPa,與銅基體的125 GPa 有所差距,原因是:①鍍層較薄導(dǎo)致壓頭邊緣接觸到鋼基體,導(dǎo)致模量變大;②可能是產(chǎn)生少量固溶體,固溶體間的原子間鍵合強(qiáng)度要高于銅基體,固溶體連續(xù)地分布在界面上,將銅鋼基體原子很好地連接起來,在一定程度上增強(qiáng)了界面的結(jié)合強(qiáng)度,這也一定程度解釋了之后拉伸試驗(yàn)斷裂發(fā)生在鋼側(cè).鎳中間層在界面中心處的彈性模量為203 GPa,與鎳基體207 GPa相差不大,同樣也是界面邊緣處模量最高,然后向鋼側(cè)逐漸降低.

    2.3 接頭拉伸性能

    對(duì)平板樣品進(jìn)行了常溫和高溫條件下拉伸試驗(yàn),結(jié)果如表2 所示.斷裂位置都發(fā)生在母材處,且均為韌性斷裂,常溫抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到601 和630 MPa;高溫抗拉強(qiáng)度則分別為480 和474 MPa,與CLF-1鋼母材的拉伸性能比較吻合.

    表2 拉伸結(jié)果Table 2 Tensile results

    拉伸樣品及斷口形貌如圖6 所示.圖6a 為銅中間層和鎳中間層拉伸前后的樣品圖,在斷口附近有明顯的頸縮現(xiàn)象,表明拉伸試樣在拉伸斷裂之前經(jīng)歷了較大的塑性變形,孔隙在塑性變形過程中一直聚集和長大,就會(huì)形成韌窩.兩種中間層斷口形貌如圖6b 所示.

    圖6 拉伸樣品及其斷口形貌Fig.6 Tensile sample and fracture morphology.(a) two interlayer tensile specimens;(b) tensile fracture morphology of two interlayer

    通過相關(guān)文獻(xiàn)[20]發(fā)現(xiàn)對(duì)鎳中間層而言,斷裂發(fā)生在母材的原因可能由于回火后位錯(cuò)密度得到回復(fù),回火馬氏體的強(qiáng)度低于強(qiáng)度高但較脆的原馬氏體組織,而且回火處理能緩解一定程度的殘余應(yīng)力集中.因此,回火處理有利于改善接頭的力學(xué)性能,尤其是獲得良好的抗拉強(qiáng)度;對(duì)于銅中間層來說,斷裂未發(fā)生在焊接接頭的主要原因是鍍層較薄再加上良好的冶金結(jié)合.因此良好的冶金結(jié)合和適當(dāng)?shù)幕鼗鹛幚砜梢杂行Ц纳茢U(kuò)散焊接頭的綜合力學(xué)性能.

    3 雙壁管試驗(yàn)結(jié)果及分析

    根據(jù)平板試驗(yàn)優(yōu)化工藝參數(shù),制備出了雙壁管原型件如圖7 所示.雙壁管截面尺寸為:內(nèi)管直徑8 mm,壁厚1.25 mm;外管直徑11 mm,壁厚1.25 mm,中間層厚度100 μm 左右,截取了小段管件進(jìn)行金相觀察如圖7b 和圖7c 所示,金相結(jié)果顯示兩種中間層材料的雙壁管結(jié)合都較好,無明顯裂紋及孔洞.

    圖7 雙壁管原型件及其金相圖Fig.7 Prototype parts of DWTS and the metallographic diagram.(a) prototype parts of DWTS;(b) Cu interlayer;(c) Ni interlayer

    4 結(jié)論

    (1)在溫度1 100 ℃、壓力120 MPa、時(shí)間2 h熱壓參數(shù)下,銅和鎳中間層與鋼實(shí)現(xiàn)了良好的擴(kuò)散焊接,鎳中間層發(fā)生了明顯的界面擴(kuò)散,銅中間層出現(xiàn)了晶界擴(kuò)散的現(xiàn)象;在此參數(shù)下,雙壁管之間也實(shí)現(xiàn)了良好的擴(kuò)散連接,焊接界面無明顯孔洞和裂紋.

    (2)兩種中間層材料,拉伸斷裂位置均在鋼側(cè),說明合適的擴(kuò)散焊焊接工藝參數(shù)和適當(dāng)?shù)幕鼗鹛幚頃?huì)明顯改善擴(kuò)散焊接頭的力學(xué)性能,且硬度均沿著界面呈現(xiàn)對(duì)稱分布.

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