隨著核電在全球范圍內(nèi)逐漸被確立為一種可靠的電力來(lái)源[1]，核工業(yè)材料的發(fā)展面臨著 更加嚴(yán)格的要求，尤其是在安全性方面[2]。鋯 （ Zr）合金作為燃料包殼的首選材料，因其優(yōu) 異的耐腐蝕性能和耐輻照性能而顯得尤為重要[3, 4]。在制造核燃料組件的過(guò)程中，通常首先 實(shí)現(xiàn)燃料與包殼的一體化組裝，然后將這些分段組件連接成完整的燃料棒，而該過(guò)程中包殼 材料的連接至關(guān)重要[5, 6]。目前，用于鋯合金焊接的方法包括熔焊 如鎢極惰性氣體保護(hù)焊 [7, 8]、電子束焊[9]、激光焊[10]）、釬焊[11, 12]和擴(kuò)散焊[13]。其中，熔焊易引起材料成分的局部變 化，導(dǎo)致接頭處形成聚集的脆性化合物，并且容易產(chǎn)生夾雜和表面氣孔等缺陷，削弱私油� 的力學(xué)性能和耐腐蝕性能[14]。對(duì)于釬焊而言，由于釬料的引入會(huì)帶來(lái)額外的第二相，且釬焊 溫度往往遠(yuǎn)高于鋯的相變溫度，這對(duì)鋯合金接頭的連接強(qiáng)度和服役可靠性構(gòu)成了負(fù)面影響 [15]。相比之下，擴(kuò)散焊作為一種先進(jìn)的固態(tài)連接工藝，其特點(diǎn)在于焊接溫度不必達(dá)到母材的 熔點(diǎn)，因此焊接過(guò)程中的變形較小，工藝控制更為簡(jiǎn)便，不會(huì)引起嚴(yán)重變形問(wèn)題，并有利于包殼中預(yù)置核燃料的穩(wěn)定性[16]。因此，擴(kuò)散焊技術(shù)在鋯合金的連接應(yīng)用中展現(xiàn)出極大潛力。

針對(duì)鋯合金的擴(kuò)散連接，已有若干研究對(duì)其進(jìn)行了深入探討。Wang 等人對(duì) Zr-4 合金進(jìn) 行了直接擴(kuò)散焊接的研究[17]，發(fā)現(xiàn)當(dāng)擴(kuò)散焊接溫度過(guò)低時(shí)，界面未能充分結(jié)合；而溫度過(guò)高 則會(huì)導(dǎo)致母材晶粒顯著粗化，并在界面處形成偏聚的 Zr(Fe, Cr)₂，嚴(yán)重削弱了接頭整體性能。 Zaid 等人進(jìn)一步探索了 Zr-4 合金與 304L 不銹鋼之間的直接擴(kuò)散焊[18]，在 950℃下保溫 45 min 后觀察到明顯的界面分區(qū)現(xiàn)象，靠近 Zr-4 一側(cè)的區(qū)域主要包括 α-Zr 固溶體、Zr₂(Fe, Ni) 和 Zr + Zr(Fe, Cr)₂ 共晶相。斷裂發(fā)生在界面上，表現(xiàn)出脆性斷裂的特點(diǎn)，且硬度分布不均勻， 其中 Zr₂(Fe, Cr)的硬度最高，這對(duì)接頭的力學(xué)性能產(chǎn)生了負(fù)面影響。此外，Lucuta 等人利用 熱壓擴(kuò)散技術(shù)實(shí)現(xiàn)了 Zr-2 合金與 304L 不銹鋼的有效連接[19]，研究發(fā)現(xiàn)擴(kuò)散區(qū)內(nèi)含有 γ-Fe、 α-Fe、ZrCr₂ 相以及 Zr-Fe-Ni、Zr₂Fe 和 Zr₂Ni 等化合物。從以上研究不難看出，在擴(kuò)散焊過(guò) 程中，微量合金元素不可避免地與 Zr 發(fā)生反應(yīng)，形成一系列脆性第二相，如 Zr₂Fe、Zr(Fe, Cr)₂ 和 Zr₂(Fe, Ni)等。這些第二相傾向于在連接界面處聚集，從而顯著削弱接頭的強(qiáng)度和可 靠性[20]。對(duì)鋯合金母材進(jìn)行熱處理能夠改善其顯微組織與性能。姚等[21]研究發(fā)現(xiàn)，熱處理會(huì) 影響鋯合金中析出相的尺寸和分布，進(jìn)而影響合金的吸氫能力，較大的析出相能作為氫擴(kuò)散 的通道，延長(zhǎng)其作用時(shí)間，導(dǎo)致更高的吸氫量。朱等[22]研究發(fā)現(xiàn)，熱處理溫度和冷卻速率對(duì) 鋯合金中第二相的晶體結(jié)構(gòu)影響顯著，高溫下形成 BCC 結(jié)構(gòu)的 Zr₂Fe，而中低下主要生成 HCP 結(jié)構(gòu)的 Zr(Fe, Cr, Nb)₂ 和 FCC 結(jié)構(gòu)的 Zr₃Fe。溫度升高促使 Fe 替換 Cr 的比例增加，增 強(qiáng)第二相穩(wěn)定性。快速冷卻抑制 Fe 的充分?jǐn)U散，導(dǎo)致非平衡態(tài)結(jié)構(gòu) Zr₃Fe 相生成，而慢速 使得元素均勻分布，形成更穩(wěn)定的 HCP 結(jié)構(gòu)。另外，張研究發(fā)現(xiàn)，在熱處理時(shí)選擇較高的 溫度和較長(zhǎng)的時(shí)間，有效提高第二相粒子彌散分布的趨勢(shì)，并且熱處理過(guò)程中伴隨著再結(jié)晶， 使得鋯合金表面硬度降低[23]。焊后熱處理作為一種有效的手段，不僅能夠改善焊接接頭的機(jī) 械性能，還能有效減少殘余應(yīng)力，預(yù)防裂紋的產(chǎn)生，并且增強(qiáng)耐腐蝕[24, 25]。盛研究發(fā)現(xiàn)，水 淬處理微束等離子焊鋯合金接頭會(huì)保留一些亞穩(wěn)相 β-Zr，并在晶界或晶內(nèi)形成第二相，同時(shí) 產(chǎn)生大量位錯(cuò)，導(dǎo)致硬度增加。而回火處理則讓這些亞穩(wěn)相分解，析出彌散分布的第二相 Zr(Fe, Cr)₂。淬火態(tài)的鋯合金耐氧化性最差，而回火態(tài)的第二相粒子分布均勻，提高接頭抗 氧化性[26]。通過(guò)精確控制加熱溫度、保溫時(shí)間及冷卻速率等工藝參數(shù)，能在一定程度上減輕 界面和晶界處第二相顆粒的偏聚現(xiàn)象，促使微觀組織中的缺陷愈合，進(jìn)而提升接頭的整體質(zhì) 量，是一種切實(shí)可行的方法。而有關(guān)鋯合金擴(kuò)散連接接頭的焊后熱處理工藝卻鮮有報(bào)道。

本研究探討了鋯合金在擴(kuò)散焊后的熱處理工藝對(duì)接頭中第二相的形成及分布特征，具體 聚焦于保溫溫度與冷卻速率兩種關(guān)鍵參數(shù)，并進(jìn)一步分析了微觀結(jié)構(gòu)變化對(duì)接頭顯微硬度及 耐腐蝕性能的影響。以期為鋯合金接頭性能改善與焊后熱處理工藝的優(yōu)化提供理論基礎(chǔ)與科學(xué)依據(jù)。

1、試驗(yàn)方法

本研究選用由核動(dòng)力研究設(shè)計(jì)院研制的 4 mm 厚再結(jié)晶退火態(tài)鋯合金板作為母材，其具 體成分如表 1 所示。采用電火花線切割機(jī)將母材切割成尺寸為 25 mm×10 mm×4 mm 的標(biāo)準(zhǔn) 塊體試樣，并使用 150 至 7000 號(hào) SiC 砂紙逐級(jí)打磨，以最大程度保證待焊面平整。為去除 表面雜質(zhì)和油污，打磨后的母材試樣依次在丙酮和無(wú)水乙醇中進(jìn)行超聲清洗 20 min 以上。 清洗完畢后對(duì)樣品進(jìn)行吹干處理，確保表面潔凈且無(wú)殘留物。

表 1 鋯合金的名義化學(xué)成分 (wt.%)

Table 1 Nominal chemical composition of zirconium alloy (wt.%)

Cr	Fe	Ni	Nb	Zr
0.07	0.3	0.007	0.3	余量

按照?qǐng)D 1(a)所示的搭接接頭形式，將預(yù)處理后的試樣裝配并置于石墨盤(pán)上，在試樣上方 放置石墨塊以確保母材之間的緊密接觸。裝配好的試樣隨后被放入真空擴(kuò)散爐 （ 由中國(guó)科學(xué) 院沈陽(yáng)科學(xué)儀器股份有限公司提供）中，見(jiàn)圖 1(b)。在施加 15 MPa 壓力的同時(shí)，確保真空 度達(dá)到 1.0×10^-3 Pa。擴(kuò)散焊的具體工藝曲線如圖 1(c)所示。加熱程序啟動(dòng)后，采用 10 ℃/min 的升溫速率將溫度升至 780℃，并保溫 1 h，隨后以 5 ℃/min 的冷卻速率降至 400℃，之后 隨爐冷卻至室溫。

將鋯合金母材和擴(kuò)散焊接頭樣品真空封管后，置于室溫馬弗爐 （ 由合肥科晶材料技術(shù)有 限公司提供）中進(jìn)行熱處理。加熱過(guò)程中，以 10 ℃/min 的恒定速率將樣品加熱至設(shè)定溫度， 并在該溫度下保溫 1 h。隨后，根據(jù)試驗(yàn)設(shè)計(jì)采用三種冷卻速率將樣品冷卻至室溫并取出， 冷卻速率分別為：水冷約為 1000 ℃/s、空冷約為 4 ℃/s 和爐冷為 0.2 ℃/s。熱處理溫度范圍 設(shè)定為 700-780℃，該溫度區(qū)間參考了鋯合金中第二相的溶解特性。

對(duì)樣品進(jìn)行處理以觀察其顯微組織。將接頭沿垂直于焊縫的方向切開(kāi)，并對(duì)待觀察表面 進(jìn)行逐級(jí)機(jī)械打磨，使用從粗到細(xì)的 SiC 砂紙最終打磨至 7000 目，確保表面平整光滑。隨 后，采用顆粒度為 0.25 μm 的金剛石拋光劑在拋光機(jī)處理。對(duì)拋光后的樣品表面用腐蝕液蝕 刻處理 15 s，腐蝕液由體積分?jǐn)?shù)為 10%的 HF、45%的 HNO₃ 和 45%的 H₂O 組成。腐蝕處理 后，用無(wú)水乙醇沖洗試樣并吹干，確保表面清潔干燥。采用型號(hào)為 JSM-7800F 的熱場(chǎng)發(fā)射 掃描電子顯微鏡 SEM）觀察接頭的顯微組織形貌。

為了測(cè)定擴(kuò)散焊接頭中第二相的力學(xué)性能，采用了納米壓痕技術(shù)。實(shí)驗(yàn)設(shè)備選用 Bruker Hysitron TI980 型納米壓痕儀，設(shè)定載荷為 10 mN，并在最大載荷下保持 10 ms 以確保數(shù)據(jù) 的穩(wěn)定性和準(zhǔn)確性。加載和卸載過(guò)程均嚴(yán)格按照預(yù)設(shè)參數(shù)進(jìn)行，以保證測(cè)試條件的一致性。 每次測(cè)試均在不同位置重復(fù)進(jìn)行，以減少局部微觀結(jié)構(gòu)差異對(duì)結(jié)果的影響，并確保數(shù)據(jù)的代 表性和可靠性。

電化學(xué)實(shí)驗(yàn)用辰華公司提供的 CHIE660 型電化學(xué)工作站完成，主要使用動(dòng)電位掃描以 及阻抗譜兩種分析方法，實(shí)驗(yàn)在三電極測(cè)試體系中完成。電解液采用 5%濃度的 H₂SO₄溶液， pH 值約為 0，工作電極為鋯合金，樣品制成 8 mm×8 mm×5 mm 的塊狀，有效工作面積為 10 ×10 mm2，鉑電極作為對(duì)電極，飽和甘汞電極作為參比電極。動(dòng)電位掃描測(cè)試范圍為-2 V 至 2 V，掃描速度為 2 mV/s。阻抗譜測(cè)試范圍為 10 MHz 至 0.01 Hz，擾動(dòng)幅度為 10 mV。將預(yù) 處理后的接頭樣品安裝為工作電極，在室溫下浸入硫酸溶液中。首先進(jìn)行開(kāi)路電位 OCP） 測(cè)量，穩(wěn)定 20 min 后開(kāi)始極化掃描。陽(yáng)極和陰極極化掃描范圍設(shè)定為相對(duì)于 OCP 的± 250 mV，掃描速率為 1 mV/s。用 Tafel 法對(duì)極化曲線進(jìn)行擬合分析，計(jì)算出各接頭的腐蝕電位 E_corr）和腐蝕電流密度 （ I_corr）。根據(jù)電化學(xué)理論，I_corr的減小意味著腐蝕速率的降低，從而 反映出材料耐腐蝕性的增強(qiáng)，較高的 Ecorr表明材料更難發(fā)生腐蝕反應(yīng)，意味著耐腐蝕性相應(yīng) 提高。在完成極化曲線測(cè)量后，對(duì)接頭樣品進(jìn)行了電化學(xué)阻抗譜 EIS）測(cè)試。施加的小幅 正弦波信號(hào)頻率范圍從 100 kHz 至 0.1 mHz，振幅為 10 mV RMS），以避免對(duì)樣品造成顯 著的極化影響。通過(guò) EIS 測(cè)試獲得了 Nyquist 圖和 Bode 圖，并構(gòu)建并擬合等效電路模型。

2、試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 熱處理對(duì)鋯合金母材接頭第二相的影響

對(duì)鋯合金母材顯微組織的表征結(jié)果如圖 2 所示。金相分析顯示，母材中存在大量彌散分 布的第二相顆粒，光學(xué)顯微鏡下呈黑色顆粒狀，掃描電鏡下顯示為白色顆粒。第二相以細(xì)小 球狀為主彌散分布，同時(shí)存在局部團(tuán)簇化分布。結(jié)合母材軋制工藝分析，由于退火溫度較低， 部分第二相未完全溶解。EDS 分析結(jié)果如表 2 所示，第二相處相比于基體普遍有 Fe 元素的 明顯富集。

表 2 圖 2 中各點(diǎn)化學(xué)成分 (at.%)

Table 2 Chemical composition of each point in Fig. 2 (at.%)

Region	Sn	Fe	Cr	Nb	Zr
1	1.66	2.61	1.75	9.89	84.09
2	1.88	14.21	1.35	9.26	73.29

圖 3 所示透射電鏡表征進(jìn)一步揭示了第二相的精細(xì)結(jié)構(gòu)。該第二相位于晶界附近，尺寸 為納米級(jí)，第二相內(nèi)部存在大量層錯(cuò)，附近有位錯(cuò)胞，如圖 3(a)所示。圖 3(b)可以看到第二 相的核殼結(jié)構(gòu)，第二相外側(cè)有一層和內(nèi)部晶體取向不同的殼結(jié)構(gòu)。選區(qū)電子衍射證實(shí)其內(nèi)核 為四方結(jié)構(gòu)的 Zr₂Fe 相，如圖 3(c)所示，與表 3 中 EDS 所示 Zr/Fe 原子比（ ~2:1）相符。結(jié) 合元素?cái)U(kuò)散動(dòng)力學(xué)分析，F(xiàn)e 在 α-Zr 基體中的高擴(kuò)散速率，過(guò)量 Fe 元素的富集促使 Zr₂Fe 相 優(yōu)先形核，并作為多元金屬間化合的異質(zhì)形核基底，如 Zr(Fe, Cr, Nb)₂等[27]。該現(xiàn)象與析出 相與基體間的元素偏析行為密切相關(guān)[28]。

表 3 圖 3 中各點(diǎn)化學(xué)成分 (at.%)

Table 3 Chemical composition of each point in Fig. 3 (at.%)

Region	Sn	Fe	Cr	Nb	Zr
A	0.72	1.00	--	0.12	98.16
B	0.2	30.18	5.02	2.79	61.80

由于焊后通常會(huì)在鋯合金接頭界面區(qū)域形成新的第二相。當(dāng)連接溫度過(guò)高時(shí)，接頭中粗 大第二相通常會(huì)在晶界處偏聚，損害接頭力學(xué)性能。通過(guò)焊后熱處理可調(diào)整接頭中第二相的 尺寸和分布。圖 4 展示了不同溫度下水冷后母材中第二相的分布情況。圖 4(a)顯示了初始母 材中沿流線型分布的第二相以及一些聚集生長(zhǎng)的大顆粒第二相，這歸因于軋板未完全退火； 圖 4(b)表明，在 700℃保溫 1 h 后，大尺寸的第二相已經(jīng)完全溶解，過(guò)快的冷卻速度導(dǎo)致第 二相未能充分析出，α-Zr 基體呈現(xiàn)出合金元素的過(guò)飽和固溶狀態(tài)，剩余第二相的數(shù)量減少且 尺寸更為細(xì)小。在 780℃保溫 1 h 的情況下，觀察到晶界處有 β 相析出，并且極少數(shù)晶粒內(nèi) 部也能夠觀察到條狀 β 相的存在[5, 6, 29]，相間存在著更小的條狀分布的亮白色第二相顆粒。 此階段第二相已在保溫過(guò)程中充分溶解，由于 Fe、Cr、Nb 等元素在 β 相中的溶解度更高， 因此第二相溶解后合金元素傾向于擴(kuò)散至 β 相中，并在冷卻過(guò)程優(yōu)先從 β 相析出至晶界中。 而在 1000℃保溫 1 h 的條件下，母材中的 α 相完全向 β 相轉(zhuǎn)變[30]，快速冷卻后形成了板條 狀 α 相，并在板條界面處析出了細(xì)小的第二相。在金相制樣過(guò)程中使用了相同成分的腐蝕 液，但經(jīng)過(guò)熱處理后的基體中出現(xiàn)了孔洞，說(shuō)明基體的耐腐蝕性有所下降，這可能是由于過(guò) 多的 Nb 元素固溶但未能充分析出所致。適量添加 Nb 元素能夠提升鋯合金的耐腐蝕性能[31]。 然而，當(dāng)基體中含有過(guò)多固溶的 Nb 時(shí)，其耐腐蝕性能反而減弱[32, 33]。此外，基體耐腐蝕性 在經(jīng) 700℃熱處理后變得最差，而在 780℃熱處理過(guò)程中，盡管達(dá)到了相變溫度，但基體相 變程度較低，晶界處 β 相含有部分合金元素，晶內(nèi)基體中的過(guò)飽和固溶度降低，并伴隨著連 續(xù)析出的細(xì)小第二相[5, 6]。因此，選擇在該溫度下進(jìn)行不同冷卻速率的熱處理試驗(yàn)是合理的。

在 780℃保溫 1 h 后，空冷和油冷處理下鋯合金母材中析出的第二相的分布情況如圖 5 所示。由于該溫度已達(dá)到 α 相向 β 相轉(zhuǎn)變的相變溫度，780℃下保溫 1 h 使得晶界處有少量 β 相析出。對(duì)于水冷條件，其較高的冷卻速率提供了顯著的形核驅(qū)動(dòng)力，促使合金元素在相 界面析出，并形成連續(xù)分布的納米級(jí)第二相顆粒，如圖 4(c)所示。在此情況下，β 相向 α 相 的轉(zhuǎn)變以擴(kuò)散型相變進(jìn)行，但因冷卻過(guò)于迅速，大部分第二相未能充分析出。當(dāng)冷卻速率減 緩至空冷條件時(shí)，第二相顆粒的數(shù)量相對(duì)減少，尺寸有所增加，并在相界及 β 相區(qū)域形核長(zhǎng) 大，如圖 5(a)所示。相比之下，由于冷卻速率較慢，爐冷條件下幾乎所有的 β 相都轉(zhuǎn)變?yōu)檩^ 大的第二相顆粒，如圖 5(b)所示。由此可見(jiàn)，隨著冷卻速率的降低，析出第二相的尺寸逐漸 增大，即使在空冷條件下，第二相也表現(xiàn)出部分長(zhǎng)大的趨勢(shì)。因此，為優(yōu)化接頭性能，選擇 焊后在 780℃的溫度下保溫 1 h 對(duì)連接件進(jìn)行水冷處理，以控制第二相的析出行為，確保材 料微觀結(jié)構(gòu)符合預(yù)期設(shè)計(jì)。

圖 6 展示了經(jīng) 780℃保溫 1 h 后水冷處理的鋯合金接頭中的第二相分布特征。界面區(qū)域 分布有大量粒徑約 1 μm 的第二相顆粒，同時(shí)母材晶界處亦存在較大尺寸的第二相顆粒。經(jīng) 保溫處理后，這些大尺寸的第二相顆粒逐漸溶解進(jìn)入母材基體中。值得注意的是，晶界處第 二相顆粒溶解過(guò)程中，富集的 Nb 和 Fe 等合金元素作為 β 相的穩(wěn)定元素，促使基體在保溫 期間優(yōu)先于晶界生成 β 相。在隨后的冷卻過(guò)程中，α 與 β 兩相之間析出了細(xì)小且連續(xù)分布的 納米級(jí)第二相顆粒。與此同時(shí)，界面區(qū)域的大尺寸第二相顆粒也在熱處理保溫階段發(fā)生溶解， 最終導(dǎo)致熱處理完成后該區(qū)域暴露出由原先第二相顆粒占據(jù)的小尺寸孔洞，并伴隨著第二相 顆粒數(shù)量的顯著減少。因此，適當(dāng)?shù)暮负鬅崽幚砉に嚹軌蛴行д{(diào)控接頭中第二相的形態(tài)與分 布，從而影響界面結(jié)構(gòu)演變及接頭綜合性能表現(xiàn)。

2.2 熱處理對(duì)接頭力學(xué)與耐腐蝕性能的影響

為了進(jìn)一步探討熱處理對(duì)鋯合金接頭中第二相力學(xué)性能的影響，本研究采用納米壓痕法， 對(duì)經(jīng) 780℃保溫 1 h 后水冷處理的母材和其擴(kuò)散焊接頭界面中的第二相進(jìn)行表征。圖 7 展示 了熱處理前后的接頭中第二相與基體的位移-載荷曲線，據(jù)此得出對(duì)應(yīng)的納米硬度和楊氏模 量結(jié)果匯總于表 4。鋯合金擴(kuò)散焊接頭界面處第二相的納米硬度達(dá)到了 2.31 GPa，楊氏模量 為 107.85 GPa，均顯著高于不含大顆粒第二相的基體相應(yīng)值。硬脆的第二相容易造成應(yīng)力集 中，成為裂紋萌發(fā)的潛在位置，從而對(duì)接頭的整體性能產(chǎn)生負(fù)面影響。由于所使用的壓痕尺 寸略大于第二相的實(shí)際尺寸，測(cè)量所得的結(jié)果并不能完全代表第二相本身的特性。然而，定 性分析依然表明第二相的相對(duì)硬度高于母材。淬火處理后，接頭界面中的顆粒狀第二相發(fā)生 了溶解，并且尺寸有所減小，這導(dǎo)致其納米硬度輕微下降至 2.07 GPa，而楊氏模量則增至 136.26 GPa。淬火后，基體內(nèi)的第二相主要沿著晶界分布，表現(xiàn)為細(xì)小且連續(xù)的納米級(jí)顆粒， 而在晶體內(nèi)，由于合金元素未能及時(shí)析出，呈現(xiàn)過(guò)飽和固溶狀態(tài)。相比之下，母材中的合金 元素主要以納米級(jí)別的細(xì)小第二相顆粒存在于晶內(nèi)，并伴隨有少量微米級(jí)別的較大尺寸第二 相。淬火之后，晶內(nèi)無(wú)第二相區(qū)域的基體納米硬度和楊氏模量相較于淬火前接頭基體的相應(yīng) 值均略有降低。這一現(xiàn)象說(shuō)明鋯合金基體中固溶強(qiáng)化效果不及彌散強(qiáng)化效應(yīng)明顯，即當(dāng)合金 元素未能充分析出時(shí)，基體的硬度和楊氏模量會(huì)較低。因此，熱處理工藝對(duì)于調(diào)控第二相形 態(tài)及其力學(xué)性能具有至關(guān)重要的作用。優(yōu)化熱處理參數(shù)可有效改善第二相的分布和穩(wěn)定性。

表 4 不同區(qū)域納米壓痕硬度H(GPa) 和楊氏模量E(GPa)

Table 4 Nanoindentation hardness H(GPa) and Young's modulus E(GPa) in different regions

Region	H(GPa)	E(GPa)
未淬火界面第二相 (Spps at the unquenched interface)	2.31	107.85
淬火界面第二相 (Spps at the quenched interface)	2.07	136.26
未淬火接頭基體 (Unquenched joint matrix)	2.01	102.24
淬火接頭基體 (Quenched joint matrix)	1.78	77.48

為探究焊后熱處理對(duì)鋯合金擴(kuò)散連接接頭耐腐蝕性能的影響，采用電化學(xué)腐蝕測(cè)試方法 對(duì)比熱處理前后的接頭在相同條件下的腐蝕性能。使用 5%硫酸溶液作為腐蝕介質(zhì)，測(cè)量并 記錄極化曲線，如圖 8 所示。通過(guò) Tafel 外推法對(duì)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行了擬合分析，從而獲得了各 接頭的 E_corr和 I_corr，結(jié)果見(jiàn)表 5。實(shí)驗(yàn)結(jié)果顯示，相較于淬火前的接頭，淬火后的接頭在 5% 硫酸溶液中的 I_corr顯著降低，E_corr 則有所升高，這表明淬火處理有效提升了接頭在該環(huán)境下 的耐腐蝕性能。這一現(xiàn)象可以歸因于淬火對(duì)接頭微觀結(jié)構(gòu)的影響，尤其是第二相分布的變化。 淬火前，界面區(qū)域存在較大尺寸的第二相顆粒，這些大顆粒在析出過(guò)程中伴隨體積膨脹，引 入局部應(yīng)力，進(jìn)而在周圍產(chǎn)生微裂紋，這些微裂紋作為腐蝕通道加速界面腐蝕過(guò)程[34, 35]。此 外，第二相傾向于優(yōu)先氧化，形成 Cr₂O₃ 富集區(qū)、Zr 和 Cr 氧化物混合納米顆粒以及純 Fe 晶 粒的富集等，與 Zr 基體相比，這些變化導(dǎo)致不同程度的體積膨脹，促使氧化層開(kāi)裂，進(jìn)一 步加劇腐蝕[36]。淬火后，由于熱處理改變第二相的分布及形態(tài)，減少粗大顆粒的數(shù)量及其相 關(guān)負(fù)面效應(yīng)，降低微裂紋的形成幾率，從而有效地抑制腐蝕通道的生成，減緩腐蝕進(jìn)程。因 此，淬火對(duì)接頭微觀結(jié)構(gòu)的優(yōu)化提高了其耐腐蝕性能。

表 5 淬火前后接頭極化曲線擬合參數(shù)

Table 5 Polarization curve fitting parameters for joints before and after quenching

Joint type	Icorr (A/cm²)	Ecorr (V)
淬火后 (After quenching)	6.02E-5	-0.06725
淬火前 (Before quenching)	1.11E-5	-0.07524

圖 9 展示了淬火處理前后接頭在電化學(xué)阻抗譜 EIS）測(cè)試中獲得的 Nyquist 圖和 Bode 圖，對(duì)應(yīng)的等效電路模型如圖 10 所示。根據(jù)等效電路擬合得到的電化學(xué)參數(shù)總結(jié)于表 6， 其中，Rs 代表溶液接觸電阻，Rct 為電荷轉(zhuǎn)移電阻，而 CPE 表示常相位角元件（ Constant Phase Element），用于描述由于表面不均勻性導(dǎo)致的理想電容行為偏離。通過(guò)分析電極表面微觀結(jié) 構(gòu)變化對(duì)電化學(xué)阻抗譜數(shù)據(jù)的影響來(lái)評(píng)估材料的耐腐蝕性能。當(dāng)進(jìn)行阻抗譜掃描時(shí)，界面開(kāi) 始經(jīng)歷極化過(guò)程，表現(xiàn)為虛部阻抗先升高后下降的趨勢(shì)，反映極化程度的增加。從圖 9(a)所 示的 Nyquist 圖可以看出，所有樣品的阻抗譜均呈現(xiàn)為一個(gè)單一的容抗弧，表明反應(yīng)控制步 驟主要由電荷轉(zhuǎn)移過(guò)程主導(dǎo)。容抗弧的半徑代表了腐蝕產(chǎn)物氧化膜的阻抗特性，其等效電路 模型可以簡(jiǎn)化為 RC并聯(lián)電路。考慮到電極表面的非理想均勻性，采用 CPE 代替理想的電容 元件 C 來(lái)更準(zhǔn)確地描述系統(tǒng)行為，松弛系數(shù) n（ 0

表 6 淬火前后接頭阻抗譜參數(shù)

Table 6 Impedance spectral parameters of the joint before and after quenching

Joint type	Rs (Ω·cm²)	Rct (kΩ·cm²)	CPE (μS·secⁿ·cm⁻²)	n	OCP (V)
淬火后 (After quenching)	0.9785	1.776	187.76	0.741	-0.0648
淬火前 (Before quenching)	1.1890	2.320	119.59	0.772	-0.0830

3、結(jié)論

本研究深入探討了鋯合金在擴(kuò)散連接后熱處理過(guò)程中第二相的形成、分布及其對(duì)接頭耐 腐蝕性能和力學(xué)性能的影響。研究表明，適當(dāng)?shù)暮负鬅崽幚砟軌蛴行д{(diào)控接頭中第二相的形 態(tài)與分布，促進(jìn)第二相的充分溶解與合金元素向晶界 β 相的擴(kuò)散，顯著改善材料的微觀結(jié)構(gòu) 演變；高冷卻速率提供了顯著的形核驅(qū)動(dòng)力，促使合金元素在相界面析出，形成連續(xù)分布的 納米級(jí)第二相顆粒。淬火后，接頭界面處第二相的顯微硬度略微下降，而楊氏模量上升。經(jīng) 780℃保溫 1 h 并采用水冷處理，接頭耐腐蝕性能顯著提升，表現(xiàn)為腐蝕電流密度顯著降低， 腐蝕電位升高，氧化膜穩(wěn)定性更好。本研究為改善鋯合金接頭性能提供了有效技術(shù)路徑，并 為實(shí)際應(yīng)用中熱處理工藝的選擇提供了理論依據(jù)。

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（注，原文標(biāo)題：熱處理對(duì)鋯合金擴(kuò)散焊接頭第二相及性能影響）

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tag標(biāo)簽:核級(jí)鋯合金,擴(kuò)散焊接頭,焊后熱處理,第二相分布演變,界面微觀結(jié)構(gòu),納米力學(xué),電化學(xué)腐蝕,協(xié)同影響機(jī)制

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