范文一：中国低活化马氏体钢CLAM研究进展_黄群英

　第27卷　第1期　2007年　3月核科学与工程

ChineseJournalofNuclearScienceandEngineeringVol.27　No.1Mar.　2007

中国低活化马氏体钢CLAM研究进展

黄群英,李春京,李艳芬,刘少军,吴宜灿,李建刚,万发荣,巨　新,单以银,郁金南,朱升云,张品源,杨建锋,韩福生,孔明光,李合琴,室贺健夫

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1

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,长坂琢也

8

(1.中国科学院等离子体物理研究所,安徽合肥230031;2.北京科技大学,北京100083;3.中国科学院金属研究所,辽宁沈阳110016;4.中国原子能科学研究院,北京1024135.西安交通大学,陕西西安710000;6.中国科学院固体物理研究所,安徽合肥230031;7.合肥工业大学,安徽合肥230000;8.日本国立聚变研究所,日本歧阜土歧509-5292)

摘要:低活化铁素体/马氏体钢(RAFM钢)被普遍认为是未来聚变示范堆和聚变动力堆的首选结构材料。国际上给予了高度重视,许多国家都在研发其特有的RAFM钢。中科院等离子体物理研究所在与国内外多家单位的合作下发展了中国低活化马氏体钢———CLAM。本文总结了CLAM钢研制发展的主要进展,包括其成分优化设计、冶炼加工制备工艺、物理性能、机械性能、辐照性能及与液态LiPb的相容性等测试与研究以及各种焊接工艺研究等,并对今后的发展方向进行了展望。关键词:聚变堆;低活化材料;CLAM钢;性能测试中图分类号:TL627

　　文献标识码:A　　文章编号:0258-0918(2007)01-0041-10

R&DstatusofChinalowactivationmartensiticsteel

HUANGQun-ying1,LIChun-jing1,LIYan-fen1,LIUShao-jun1,

WUYi-can,LIJian-gang,WANFa-rong,JUXin,SHANYi-yin,YUJin-nan,

ZHUSheng-yun,ZHANGPin-yuan,YANGJian-feng,HANFu-sheng,

6788

KONGMing-guang,LIHe-qin,T.Muroga,T.Nagasaka

(1.InstituteofPlasmaPhysics,ChineseAcademyofSciences,HefeiofAnhuiProv.230031,China;

2.UniversityofScienceandTechnologyBeijing,Beijing100083,China;

3.InstituteofMetalResearch,ChineseAcademyofSciences,ShenyangofLiaoningProv.110016,China;

4.ChinaInstituteofAtomicEnergy,Beijing102413,China;5.Xi’anJiaotongUniversity,Xi’anofShaanxiProv.710049,China;

6.InstituteofSolidStatePhysics,ChineseAcademyofSciences,HefeiofAnhuiProv.230031,China;

7.HefeiUniversityofTechnology,HefeiofAnhuiProv.230000,China;

8.NationalInstituteforFusionScience,Toki,509-5292,Japan)

4

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1

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收稿日期:2006-11-07;修回日期:2007-01-09

基金项目:国家自然科学基金项目(10375067、10675123);中科院知识创新工程项目;973计划项目作者简介:黄群英(1964—),女,河南人,研究员,博导,主要从事反应堆设计及核材料等方面研究工作

Abstract:TheReducedActivationFerritic/Martensitic(RAFM)steelisconsideredastheprimarycandidatestructuralmaterialforDEMOandthefirstfusionplant,andwidelystudiedintheworld.Chinalowactivationmartensiticsteel(CLAM)isbeingde-velopedinInstituteofPlasmaPhysics,ChineseAcademyofSciences,underwidecol-laborationwithmanyotherdomesticandforeigninstitutesanduniversities.ThispapersummarizedthemainR&DprogressonCLAM,whichcoveredcompositionoptimizationoftheCLAM,smeltingandprocessingtechniques,physicalandmechanicalpropertytestandevaluationbeforeandafterirradiation,compatibilitywithliquidLiPb,weldingtechniquesetc.Finally,furtherresearchanddevelopment,andtheprospectsonitsap-plicationwerestated.

Keywords:fusionenergy;lowactivationstructuralmaterial;CLAM;propertytest　　低活化铁素体/马氏体钢钢(RAFM)具有较低的辐照肿胀和热膨胀系数、较高的热导率等优良的热物理、机械性能,以及相对较为成熟的技术基础,因此被普遍认为是未来聚变示范堆和聚变动力堆的首选结构材料。目前世界各国均在发展和研究各自的RAFM钢,如日本的F82H和JLF-1,欧洲的EUROFER97以及美

3]

国的9Cr-2WVTa等[1-。

为了赶上国际聚变堆研究形势发展的步伐,适应即将建造的国际热核聚变实验堆(ITER)实验包层模块(TBM)和未来动力示范堆发展的需要,从2001年开始,中科院等离子体物理研究所FDS(FusionDesignStudy)团队在国家自然科学基金、中科院知识创新工程、973计划等项目的支持下与国内外多家研究所和大学,如北京科技大学、中国原子能科学研究院、中科院金属研究所、日本国立聚变科学研究所、西安交通大学等单位合作下,开展了对中国低活化马氏体钢—CLAM(Chi-naLowActivationMartensitic)钢的设计与研究,以发展具有中国自主知识产权的、成分及性能优化的RAFM钢。近几年来CLAM钢研究取得了较大的进展,现在已经发展到几百公斤/吨级的冶炼水平,性能与国外已经发展多年的RAFM钢(如EUROFER97、JLF-1

等)的性能相当[4]。

另外,从20世纪90年代起,中国开展了FDS系列的聚变驱动次临界堆、聚变动力堆、聚变制氢堆的设计研发[9];而且从2003年以来为顺应ITER国际合作计划以及相关包层[7-8]

[4-6]

11]

的发展需求,进行了ITER实验包层模块[10-

的设计研究。在该一系列包层设计中CLAM钢是首选结构材料。

本文对CLAM钢目前已经开展和正在进行的主要研究工作及进展情况进行了总结,主要包括以下几个部分内容:CLAM钢的成分设计,纯净化冶炼加工制备工艺研究,辐照前各种性能测试与微观结构分析,辐照性能测试研究,焊接工艺研究,与液态金属LiPb相容性研究,涂层制备,材料信息管理数据库等。

1　成分优化设计

在充分了解和掌握目前聚变堆设计研究中对结构材料的要求和目前国际RAFM钢发展趋势及研究成果的基础上,提出了自己优化的成分设计[5]。

由于低活化的要求,CLAM钢和其他低活化钢一样,采用W、Ta和V等合金元素来取代常规铁素体/马氏体中的Mo、Nb和Ni等。此外,与国际上其他RAFM钢相比,CLAM钢有如下特点:

1)W的成分(质量分数)设计为1.5%,高于EUROFER97的1.0%,低于F82H的2.0%,目的是保持所需的足够强度,同时又减少焊接热影响区Laves相析出的可能性。2)Cr的成分(质量分数)设计为9.0%。Cr的含量是影响RAFM钢韧—脆转变温度(DBTT)变化的原因之一,而9.0%Cr在辐照前后具有最低的DBTT值[14]。

3)更高含量Ta(0.15%)的添加,是为了

[12-13]

形成大量弥散碳化物,控制晶粒生长,细化晶粒,提高材料强度和韧性。

4)添加Mn来代替Ni,是为了改善与氚增殖剂液态金属LiPb的相容性。

18]

5)经过活化计算与分析[15-,对杂质元素提出了更全面和严格的要求,特别是对Mo、Nb等元素,要求尽可能控制其含量(约10-6级)。根据研究进展及不同应用条件要求,CLAM钢的成分优化仍在不断的进行之中。

2　纯净化冶炼制备工艺研究

从2001年开始,通过跟国内许多单位的合作,已经对CLAM钢进行了数批次共十几炉次的真空感应熔炼,以探索通过纯净化冶炼工艺,达到准确控制合金元素以及杂质元素的成分和含量,获得适当的微观组织结构以满足性能要求的目的。其(样品)所有化学成分测试结果基本上与设计成分一致,其(材料)性能测试结果也能很好地满足设计要求。

为探索熔炼工艺,早期开展了5kg级的铸锭的熔炼与制备,从2004年开始陆续开展了几十kg级到几百kg级铸锭的制备。通过轧制制备的CLAM钢型材包括厚度为15、12、8、3mm的板材、直径43mm的棒材、外径50mm的管材等。

另外,CLAM钢基本热处理制度定为980℃/30min,空冷或水冷;然后760℃/90min,空冷。并可根据所处理样品厚度等尺寸适当调整保温温度及保温时间。

图1　正常热处理状态下CLAM钢金相组织Fig.1　MetallurgicalstructureofCLAM

byopticalmicroscopy

3.2　物理性能

对20kg级铸锭CLAM(FDSHEAT0408B,简称HEAT0408B)进行了较全面物理

性能测试,包括密度、比热、热导率、热膨胀系数、弹性模量、电阻率以及磁性能等,并与JLF-1进行了对比实验。结果表明,CLAM钢的物理性能与JLF-1钢相似[19]。其中,结构材料热导率、热膨胀系数以及磁性能等是聚变堆设计研究中的关键参数。有关热导率和热膨系数的结果如图2、图3所示,其中热导率与F82H有一定差别的原因可能是晶粒尺寸的差异,F82H的ASTM晶粒度数为3[20],即为125μm,

而CLAM钢的晶粒尺寸为8μm。

磁性能测试采用振动样品磁强计在真空条

[21]

3　结构分析与性能测试

3.1　结构分析

通过光学显微镜,扫描电镜(SEM)、X射线能谱(EDS)和透射电镜等对微观结构和组织进行了大量的观察与分析。其中CLAM钢正常热处理状态下的金相组织如图1,未发现可能引发辐照脆性的δ铁相。

正常热处理状态下CLAM钢微观组织透射电镜(TEM)照片分析显示CLAM钢都是由板条状马氏体相组成,且其板条马氏体结构尺寸明显小于日本研究的JLF-1(JOYO-2-HEAT)(以下简称为JLF-1)[19]

。

图2　CLAM、JLF-1和F82H钢热膨胀系数随温度变化曲线

Fig.2　ThermalexpansioncoefficientofCLAM,

JLF-1andF82Hvs.temperature

2004年对20kg级进行的CLAM(HEAT0408A)棒材的拉伸测试结果如表2所示,室温和600℃强度均不低于文献[13]中所报道的EUROFER97的测试结果。

表2　CLAM(HEAT0408A)拉伸力学性能Table2　TensilepropertiesofCLAM(HEAT200408A)

温度抗拉强度/屈服强度/最大延伸率/

MPa

室温

668334

MPa514293

%2529

断面收缩率/

%7787

图3　CLAM、JLF-1和F82H钢热导率随温度变化曲线

Fig.3　ThermalconductivityforCLAM,

JLF-1andF82Hvs.temperature

600℃

同时,由于当前辐照设施和容量的有限,小型尺寸试样的测试研究显得尤为重要。因此,国际上对小型尺寸试样测试进行了研究,并对其与标准尺寸试样结果之间的对应关系进行了

24]

深入研究和探索[23-。

件下进行,实验样品尺寸为6mm×6mm×6mm,结果列于表1,磁感应强度与磁导率与JLF-1非常接近。

表1　磁特性测试结果

Table1　Resultsofmagneticpropertiestest

饱和磁感应强度/G

温度/℃

CLAM

25100200300400500600

15800157401551015140145801367012140

JLF-115720157201546014990145901371012160

CLAM4.1604.1484.1024.0283.9163.7343.428

JLF-14.1444.1444.0923.9983.9183.7423.432

磁导率μ

为了更好地分析CLAM钢辐照后的性能,有必要在辐照前用小尺寸试样对材料性能进行

测试研究。2005年在中日重点大学群合作计划(CUP计划)支持下,在日本国立聚变研究所(NIFS)对CLAM(HEAT0408B)钢进行了小尺寸试样的系列实验,并同时与日本JLF-1钢进行了对比。其拉伸结果如图4所示,结果表明,CLAM钢拉伸性能优于相同条件下测试的JLF-1性能。其详细结果可见文献[19]。

2006年对300kg级CLAM钢进行了标准拉伸性能测试,如表3所示。结果表明,其拉伸强度与较小炉次材料性能相比得到了进一步提高。

表3　CLAM(HEAT0603A)拉伸性能

3.3　力学性能

结构材料的重要机械性能指标主要包括拉伸性能、冲击性能、断裂韧性、抗蠕变性和疲劳性能等。已进行拉伸性能、冲击性能和初步蠕变性能的测试,断裂韧性和疲劳性能测试正在进行中。3.3.1　拉伸性能

分别对不同批次的棒材和板材进行了拉伸性能测试。2002年和2003年对5kg级的CLAM钢部分标准试样拉伸测试结果可见文献[22]报道。Table3　TensilepropertiesofCLAM(HEAT0603A)

温度/℃RT300500600

抗拉强度/MPa

700575479365

屈服强度/MPa

561493413279

3.3.2　冲击韧性

由于对大多数体心立方结构材料来说,都

有低温脆化现象,而且中子辐照后脆化更严重,

a)屈服强度与拉伸强度

b)延伸率

图4　CLAM(HEAT200408B)和JLF-1钢拉伸性能Fig.4　TensilepropertiesofCLAMandJLF-1vs.temperature

这将影响材料的正常使用,因此材料的韧-脆转变温度(DBTT)值的大小对聚变堆结构材料

来说是一个非常重要的参数。

一般采用CharpyV型试样的冲击试验来进行DBTT测试,通过测试每个温度的冲击吸收能,绘制出能量-温度曲线,然后取上、

下平台能之差的一半所对应的温度定义为DBTT。

对CLAM钢(HEAT0408B)标准CharpyV试样和1/3CharpyV试样分别进行了测试。结果如图5和图6所示。结果表明,CLAM钢标准样品的DBTT值为-100℃左右,而1/3尺寸试样的DBTT为-102℃,JLF-1钢(JOYO-2-HEAT)DBTT为-86℃。CLAM

钢的DBTT值低于国际上所报道的多

数

图6　CLAM和JLF-11/3尺寸CharpyV

试样冲击吸收能-温度转变曲线

Fig.6　ImpactabsorbedenergyofsmallsamplesofCLAMandJLF-1steelsvs.temperature

RAFM钢测试结果,说明CLAM具有较好的低温冲击韧性。3.3.3　蠕变性能

材料的高温蠕变性能优劣是决定其发展和使用的重要因素之一。初步进行了CLAM(HEAT0311A)在高温550℃、载荷250MPa情况下的蠕变实验,同时与EUROFER97进行了对比实验。测试结果见图7所示[19]。

图5　CLAM标准尺寸CharpyV试样

冲击吸收能-温度转变曲线

Fig.5　ImpactabsorbedenergyofCLAMstandardCharpyVsamplesvs.temperature

[25]

由图可知,该铸锭CLAM钢的在550℃的蠕变速率较EUROFER97小,但蠕变断裂时间比EUROFER97短。说明该铸锭CLAM钢蠕变强度比EUROFER97钢高,但延伸率

材料辐照研究。3.4.1　电子辐照

图8是CLAM钢(HEAT0409C)在电子辐照时的微观结构变化。辐照实验是在日本北海道大学超高压透射电镜(JEM-ARM1300)中进行的。其加速电压为1250kV,辐照温度为450℃,束流强度为1.2nA,辐照损伤速率为2×10dpa/s。

从图中可以看出,经过1.2dpa电子辐照

图7　高温550℃、载荷250MPa情况下

应变速率—蠕变时间曲线

Fig.7　Strain-timecurvesundertemperatureof550℃andstressof250MPaforEUROFER97andCLAM

-3

后,开始观察到空洞的存在,刚开始形成的空洞的尺寸很小,并且数量有限;随着辐照时间加长,空洞的数密度和直径都在增加,当辐照时间达10dpa时,最初形成的空洞直径已经变得比较大了,如图(d)中的A、B、C处的空洞直径分别为22nm、11nm、11nm;继续辐照发现在这三处的空洞没有明显的长大,而空洞数密度继续增加。

空洞的产生导致CLAM钢发生肿胀,经过1.2dpa辐照后的肿胀率非常小,只有约0.008%,当经过3.6dpa辐照后,肿胀率随辐照时间的增加接近线性关系,经过14dpa辐照后,肿胀率约为0.26%。

从上述结果可知,与其他RAFM钢类似,CLAM钢具有很低的辐照肿胀率。3.4.2　离子辐照

2006年初,利用中国原子能科学研究院HI-13串列加速器产生的重离子,进行了CLAM(HEAT0408C)钢的辐照效应的模拟研究,并与国外F82H和T91进行了对比实验研究[26]。辐照粒子为80MeV的F离子,辐照剂量为10dpa。通过测试辐照前后的正电子湮没寿命及其相对强度对其辐照性能进行了分析与评估。正电子湮没测量结果如图9所示

。

较低。其原因和改进方法需进一步探讨研究,其他铸锭的CLAM钢的蠕变性能测试正在进行之中。

3.3.4　疲劳性能及断裂韧性

材料内部由于加工或使用的原因不可避免存在一定的微裂纹,材料在服役条件下还可能会承受交变疲劳载荷,也会造成裂纹的萌生和扩展。因此材料的疲劳性能和断裂韧性的研究对聚变反应堆设计与安全运行非常重要。CLAM钢疲劳性能及不同热处理条件下的裂纹扩展性能以及断裂韧性测试正在进行中,预计在近期内可获得结果。3.4　辐照性能

聚变堆结构材料的辐照性能是决定其能否最终获得应用的关键性能指标之一。目前缺乏与聚变中子能谱相似的中子源,一般采用超高压电镜、加速器高能离子、快中子堆、高通量中子堆或者散裂中子源等方法来模拟进行聚变堆

a)0dpa

b)1.2dpa

c)3.6dpa

d)10dpa

e)14dpa

图8　450℃下CLAM辐照时的缺陷组织

Fig.8　MicrostructureofCLAMafterirradiatedat450℃

a)正电子寿命

b)强度

图9　CLAM辐照前后正电子湮没寿命及其强度变化

Fig.9　ThepositronannihilationlifetimesandtheirintensitiesinCLAM,F82HandT91beforeandafterirradiation

　　图中τ1是自由正电子和被单空位、双空位、位错缺陷捕获的正电子湮没寿命的权重平均值,τ2是空位团或空洞捕获的正电子湮没寿

2越大空位团或空洞的尺度越大,τ1大表命。τ

实验前形貌。同时也观察到在CLAM钢与EUROFER97样品表面局部出现了浮泡、熔化现象

[29]

,大样品实验发现离子漂移侧浮泡比较

多,而电子漂移侧钢的表面熔化现象比较明显[30],这主要是因为等离子体破灭瞬间在样品表面出现了较大等离子体能量的沉积所致。另外不同大小样品的引入并没有影响等离子体的正常放电和参数。进一步的实验研究正在计划之中,以确定直接采用RAFM钢作为面向等离子体材料的可行性。

3.5　与液态金属LiPb相容性

RAFM钢与液态金属锂铅的相容性一直是聚变堆液态金属锂铅包层研究领域的热点问

32]

题之一[31-。FDS团队于2005年成功建造了

明单空位、双空位、位错缺陷多。由图可见,CLAM的抗辐照性能优于F82H和T91。CLAM的辐照效应随剂量(0～100dpa)和温度的变化研究正在进行或考虑中。3.4.3　中子辐照

因为CLAM钢作为包层结构材料在服役过程中将受到高流强14MeV中子辐照,因此CLAM钢在不同温度下中子辐照后性能演化研究非常重要,它关系到聚变堆包层的安全运行。正在与国内、美国、瑞士以及日本等国家著名核研究机构进行合作研究,即将和正在其各自的反应堆、高通量同位素反应堆HFIR、散裂中子源SINQ、聚变中子源FNS等装置上进行中子辐照实验。3.4.4　等离子体辐照

RAFM钢作为包层结构材料如果能够直接面向等离子体,将大大降低包层的制造难度

28]及成本,国际上对此进行了相关研究[27-。我

中国第一座液态金属锂铅实验回路DRAGON-1,并首次在480℃下对CLAM钢样品及316L不锈钢样品进行了500h的对比腐蚀实验。腐蚀后CLAM钢样品与316L样品横截面的SEM(背散射)如图10,可以看出CLAM钢样品表面观察不到明显的腐蚀现象,而316L不锈钢基体组织则发生了不均匀的溶解腐蚀,腐蚀现象比较明显,说明CLAM钢与液态锂铅具有较好的相容性[33]。在此基础上的更高温度、更长时间以及更高流速条件下的腐蚀实验正在进行之中,以获取更全面可靠的腐蚀数据,从而对CLAM成分与性能的进一步优化以及包层设

们于2003年、2005年分别在HT-7托卡马克中针对CLAM钢不同大小样品进行了初步的实验探索,并与EUROFER97进行了对比实验。结果显示:样品表面绝大多数部分维持了

计提供依据

。

最终成功制造,是CLAM钢走向实际应用的关键技术之一。

热等静压扩散焊接技术具有可实现复杂形状的面与面焊接、没有热影响区、可实现复杂形状部件焊接等独特的优点,目前被普遍认为是将来第一壁及包层冷却板和强化板的制造技术[34],许多国家都对其RAFM钢的热等静压

焊接技术进行了比较全面的研究。

目前已经开展CLAM钢热等静压焊接技术的初步实验研究,进行了三次热等静压焊接实验,实验中采用包套封装,除气后封焊的方式进行焊前处理,实验发现CLAM钢热等静压焊接性能对前期处理工艺非常敏感,初步实验中其拉伸性能达到了母材的水平(见表4),但冲击性能需要进一步提高正在进行中。

[38]

[35-37]

a)CLAMb)316L

图10　480℃/500小时腐蚀后样品横截面SEM照片(清洗后)Fig.10　SEMmicrographofsample’scrosssectionaftercorrosion(cleaned)

4　CLAM钢的焊接工艺

焊接技术和工艺关系到包层及TBM能否

,进一步的实验研究

表4　不同条件下的HIP焊接样品拉伸实验结果

Table4　TensilepropertiesofHIPjoints

实验条件

-1050℃/3h1100℃/4h1150℃/4h

抗拉强度/MPa

640550635650

屈服强度/MPa

492495475495

延伸率/%

28-24.525.0

断面收缩率/%

78.1-74.074.0

备注母材脆断延性断口延性断口

　　另外,CLAM钢的其他焊接工艺如单轴加压扩散焊接、电子束焊接、氩弧焊以及焊接的热模拟分析等焊接技术及包层小模块制造正在计划之中。

涂层的初步制备工艺研究,具体方法是采用FeAl粉包埋法740℃下表面渗铝,然后在氧化气氛中形成Al2O3绝缘层。涂层截面SEM照片如图11,涂层横截面的SEM及EDS分析表明,整个涂层厚约22μm,外层为大约6μm厚的AlFe相,而内层为典型的α-Fe(Al)相。另外对涂层电绝缘性等进行了测试分析。进一步的不同涂层工艺的实验、涂层性能的测试以及其相互关系等研究正在进行中。

[39]

5　涂层制备技术

在聚变堆液态包层设计中,涂层技术是一项非常重要的关键技术,如Al2O3、SiC等涂层。涂层的主要作用包括:(1)作为氚的渗透壁垒以减少氚的渗漏;(2)作为电绝缘涂层用来减小液态金属磁流体动力学(MHD)效应;(3)作为腐蚀阻挡层可以允许包层结构材料在较高的运行温度下使用。

由于Al2O3涂层具有众多的优点而被广泛研究和选作LiPb包层的首选涂层材料。目前已经采用化学气相沉积(CVD)法进行过Al2O36　CLAM钢信息管理数据库

CLAM钢的设计和冶炼,热处理和加工以及实验测试等过程中会产生大量的设计参数、实验结果,为了方便对这些数据和资料进行收集、归类、分析及管理,同时为了方便相关人员的查询和使用等,建立了聚变材料数据库平台

取得了较大的进展。其中CLAM钢的熔炼制备规模已经达到吨级,为下一步大规模工业化生产打下了坚实的基础。而且其辐照前机械性能与国际上几种典型的RAFM钢的性能类似或者更优,其初步离子辐照性能也优于进行对比实验的其他RAFM钢性能。

当然,为了最终成功应用于ITER实验包层模块以及聚变堆包层制造,CLAM钢的研发

图11　740℃下CVD方法制备的

Al2O3涂层SEM截面照片

Fig.11　SEMmicrographofaluminacoatingsformedonCLAMsteelsurfaceat1013K

仍然需要多方面进一步的深入研究,主要包括:(1)CLAM钢成分、性能的进一步优化;(2)更大规模的冶炼制备;(3)CLAM钢辐照前性能的全面测试和评估;(4)辐照性能的全面测试和研究,尤其是高剂量中子辐照实验及性能分析;(5)各种焊接工艺及焊接性能的研究;(6)托卡马克实验装置内的在线实验;(7)实验包层模块的加工制造与回路实验等。参考文献:

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FUMDS(FUsionMaterialsDatabaseSys-tem)。目前国际上也正在开展和进行类似核材料数据库的研发。FUMDS用户界面如

图12。该数据库主要包括以下功能:(1)对聚变材料相关数据进行系统管理和分析,并且可实时更新;(2)通过网络方式提供大量和系统的核材料实验数据及主要成果以供查询和检索;(3)采用现代数据分析方法,提炼出有价值的数据,为工程设计等提供帮助

。

[40-42]

图12　FUMDS材料浏览及数据查询Fig.12　Interfaceforbrowsingandsearching

ofmaterialsdatainFUMDS

onMaterialsforAdvancedEnergySystemsandFission&FusionEngineering,Sendai,Japan,Oct.4-8,2004:237-243.

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7　结束语

中科院等离子体物理研究所FDS团队在国家自然科学基金、中科院知识创新工程项目、国家973项目等的支持下,组织开展了具有中国自主知识产权的中国低活化马氏体钢———CLAM钢的研制。几年来在与国内外多家单位的合作和共同努力下,CLAM钢的研发已经

研究[J].核科学与工程,2004,24(1):72-80.

[9]　吴宜灿,汪卫华,刘松林,等.聚变发电反应堆概念设计

研究[J].核科学与工程,2005,25(1):76-85.

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[35]NorajitraP,ReimannG,RuprechtR,etal.HIPExper-imentsontheFirstWallandCoolingPlateSpecimensfortheEUHCPBBlanket[J].J.Nucl.Mater.,2002,307-311:1558-1562.

(下转第85页,continuedonpage85)

装时未考虑电场的均匀性问题,致使探测效率较低,在灵敏区内放射源的不同位置对电离电流的收集影响也较大。

rangeAlphaDetector(LRiD)withComputerReadout[M].Albuquerque:LosAlamosNationalLaboratoryReport.1991:LA-12199-MS,200.

[3]　MacArthurDW,AllanderKS,McAteeJL.Longrange

AlphaDetectorforContaminationMonitoring[M].Al-buquerque:LosAlamosNationalLaboratoryPreprint,1991:LA-UR-91-3396,170.

[4]　MacArthurDW,McAteeJL.LongrangeAlphaDetec-tor(LRAD)[M].Albuquerque:LosAlamosNationalLaboratoryPreprint,1991:LA-UR-3398,241.

[5]　韩景泉.离子收集式α探测器[J].原子能科学技术,

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[9]　MacArthurDW,AllanderKS,BoundsJA,etal.Alpha

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[10]JohnsonJD,AllanderKS,BoundsJA,etal.Longrange

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[11]JohnsonJD,AllanderKS,BoundsJA,etal.Recent

AdvanceofElectrostaticLongrangeAlphaDetector.Al-buquerque:LosAlamosNationalLaboratorypreprint,1990:LA-UR-94,1586.

5　结束语

通过上面的实验证明,离子收集式α探测器不仅对α粒子有较好的响应,而且对β,尤其是低能β亦有较好的响应。由此而发展出的各

种类型的表面污染探测器,在辐射防护领域提供了广阔的应用前景。但这种探测器所测量的是电离电流的平均值,它不能区分粒子的类型和能量,也不能直接给出粒子的表面发射率,另外,它受环境因素(气压、温湿度、灰尘等)的影响较大。它监测的先决条件必须是事先明确监测对象的粒子类型(如α或β),必须是单一核素,必须由该素的标准放射源刻度之后才能给出有意义的结果。下一步工作应重点研究环境因素对测量的影响,为实际应用积累更多的数据。参考文献:

[1]　MacArthurDW.AllanderKS.LongrangeAlphaDetec-tor[M].Albuquerque:LosAlamosNationalLaborato-ryReport,1991:LA-12073-MS.155.

[2]　MacArthurDW,AllanderKS,BoundsJA.Smal1Long

(上接第50页,continuedfrompage50)

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范文二：中国低活化马氏体钢的激光焊接研究

江苏大学

硕士学位论文

中国低活化马氏体钢的激光焊接研究

姓名：韩明娟

申请学位级别：硕士

专业：材料加工工程

指导教师：雷玉成

20091220

摘要

聚变堆用结构材料足聚变能能否实现商业化应用的关键之一。由于低活化铁素体／马氏体钢（ＲＡＦＭ）具有较低的辐照肿胀和热膨胀系数、较高的热导率等优良的热物理性能和力学性能，以及相对较为成熟的技术基础，因此被普遍认为是未来聚变示范堆和聚变动力堆的首选结构材料。中国低活化马氏体钢（ＣＬＡＭ）是具有中国自主知识产权的、成分及性能优化的ＲＡＦＭ钢。ＣＬＡＭ钢被定为中国设计研究的ＩＴＥＲ试验包层模块的首选结构材料。

ＣＬＡＭ钢焊接技术的解决将为其工程应用奠定基础，激光焊接由于其具有高质量、高精度、高效率等优点而被广泛应用。本文采用Ｎｄ：ＹＡＧ激光器对５ｍｍ和６ｍｍ的ＣＬＡＭ钢板采用不同的焊接工艺参数（输出功率、焊接速度，离焦量）进行激光焊接，并对部分试样进行了回火处理。利用金相显微镜和扫描电镜观察了ＣＬＡＭ钢焊接接头微观组织、碳化物分布；利用硬度试验、拉伸试验和冲击试验对焊接接头的力学性能进行了研究。

通过对不同焊接参数试样的质量对比优化了焊接工艺参数。分析了不同焊接工艺参数对焊缝和热影响区组织的影响，即焊接线能量越大，焊缝及热影响区的宽度越大，组织越粗大。通过组织分析可以看到，热处理前焊缝区主要为晶粒粗大的板条马氏体组织；热影响区为马氏体组织和少量残余奥氏体。焊接接头回火处理后得到回火马氏体组织，并有碳化物析出，碳化物形状不规则，呈短棒状，碳化物颗粒主要分布在有着密集位错线和晶胞壁等微观缺陷的马氏体板条或奥氏体晶界上，晶内碳化物分布较少。对回火处理前后焊接接头硬度的分析表明，焊件在未经回火处理的情况下，焊缝的硬度略低于母材，热影响区内硬度呈现先

升后降的趋势，这主要由于在细晶区形成了均匀而细小的组织，从而使硬度值升高。回火处理后焊接接头的整体强度降低，焊缝及热影响区的硬度值均高于母材，热影响区未出现软化现象。热处理后的焊接接头在室温下的抗拉强度平均达到了６８８ＭＰａ，试样在母材处断裂，焊缝具有良好的强度；１／２标准冲击试样最低冲击功达到了８８Ｊ，灰色的纤维区占冲击断口的绝大部分，微观形貌呈明显的韧窝状，焊缝具有良好的韧性。关键词：低活化钢；ＣＬＡＭ；激光焊；焊接工艺；微观组织；力学性能

ＡＢＳＴＲＡＣＴ

Ｆｕｓｉｏｎｒｅａｃｔｏｒｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｍａｔｅｒｉａｌｉｓｏｎｅｏｆｔｈｅｋｅｙｓｗｈｅｔｈｅｒｍｅｒｃｉａｌａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｏｆｆｕｓｉｏｎｅｎｅｒｇｙｃａｎｂｅａｃｈｉｅｖｅｄ．Ｒｅｄｕｃｅｄａｃｔｉｖａｔｉｏｎｆｅｒｒｉｔｉｃ／ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｓｔｅｅｌｓ（ＲＡＦＭ）ａｒｅｍｏｎｌｙｃｏｎｓｉｄｅｒｅｄａｓｔｈｅｐｒｉｍａｒｙｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｍａｔｅｒｉａｌｓｆｏｒｔｈｅＤＥＭＯｆｕｓｉｏｎｐｌａｎｔａｎｄｔｈｅｆｉｒｓｔｆｕｓｉｏｎｐｏｗｅｒｒｅａｃｔｏｒｓｂｅｃａｕｓｅｏｆｔｈｅｉｒｅｘｃｅｌｌｅｎｔｔｈｅｒｍｏｐｈｙｓｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ，ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓａｎｄｔｈｅｉｒｒｅｌａｔｉｖｅｍａｔｕｒｅｔｅｃｈｎｉｃａｌｆｏｕｎｄａｔｉｏｎ，ｆｏｒｅｘａｍｐｌｅ，ｔｈｅｌｏｗｉｒｒａｄｉａｔｉｏｎｓｗｅｌｌｉｎｇａｎｄｔｈｅｒｍａｌｅｘｐａｎｓｉｏｎｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔ，ｈｉｇｈｔｈｅｒｍａｌｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙｅｔｃ．ＣｈｉｎａＬｏｗＡｃｔｉｖａｔｉｏｎＭａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｓｔｅｅｌ（ＣＬＡＭ）ｉｓｔｈｅＲＡＦＭｗｈｉｃｈｈａｖｅｉｎｄｅｐｅｎｄｅｎｔｉｎｔｅｌｌｅｃｔｕａｌｐｒｏｐｅｒｔｙｒｉｇｈｔｓｗｉｔｈＣｈｉｎｅｓｅａｎｄｏｐｔｉｍｉｚｅｄｃｈｅｍｉｃａｌｐｏｓｉｔｉｏｎａｎｄｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ．ＣＬＡＭｉｓｃｏｎｓｉｄｅｒｅｄａｓｔｈｅｐｒｉｍａｒｙｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｍａｔｅｒｉａｌｓｆｏｒｔｈｅＣｈｉｎａｄｅｓｉｇｎｅｄＩＴＥＲｔｅｓｔｂｌａｎｋｅｔｍｏｄｕｌｅ．

ＴｈｅｓｏｌｕｔｉｏｎｏｆＣＬＡＭｓｔｅｅｌｗｅｌｄｉｎｇｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙｗｉｌｌｌａｙｔｈｅｆｏｕｎｄａｔｉｏｎｆｏｒｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ．Ｔｈｅｌａｓｅｒｗｅｌｄｉｎｇｉｓｗｉｄｅｌｙｕｓｅｄｂｅｃａｕｓｅｏｆｉｔｓｈｉｇｈｑｕａｌｉｔｙ，ｈｉｇｈ—ｐｒｅｃｉｓｉｏｎ，ｈｉｇｈｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙｅｔｃ．Ｉｎｔｈｉｓｐａｐｅｒ，５ｍｍａｎｄ６ｍｍｏｆＣＬＡＭｓｔｅｅｌｗｅｒｅｗｅｌｄｅｄｕｓｉｎｇｄｉｆｆｅｒｅｎｔｗｅｌｄｉｎｇｐａｒａｍｅｔｅｒｓ（ｏｕｔｐｕｔｐｏｗｅｒ，ｗｅｌｄｉｎｇｓｐｅｅｄ，ｄｅｆｏｃｕｓａｍｏｕｎｔ）ｂｙＮｄ：ＹＡＧｌａｓｅｒ，Ａｎｄｓｏｍｅｓｐｅｃｉｍｅｎｓｗｅｒｅｔｅｍｐｅｒｅｄ．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｃａｒｂｉｄｅｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｏｆｗｅｌｄｅｄｊｏｉｎｔｓｗｅｒｅｏｂｓｅｒｖｅｄｂｙｍｅｔａｌｌｏｓｃｏｐｅａｎｄＳＥＭ．Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｗｅｒｅｄｅｔｅｃｔｅｄｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙｉｎｈａｒｄｎｅｓｓｔｅｓｔ，ｔｅｎｓｉｌｅｔｅｓｔａｎｄｉｍｐａｃｔｔｅｓｔｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔｓ．

Ｗｅｌｄｉｎｇｐａｒａｍｅｔｅｒｓｗｅｒｅｏｐｔｉｍｉｚｅｄｂｙｐａｒｉｎｇｔｈｅｑｕａｌｉｔｙｏｆｔｈｅｓａｍｐｌｅｓｗｉｔｈｄｉｆｆｅｒｅｎｔｗｅｌｄｉｎｇｐａｒａｍｅｔｅｒｓ．Ａｎａｌｙｓｉｎｇｔｈｅｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｄｉｆｆｅｒｅｎｔｗｅｌｄｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓｐａｒａｍｅｔｅｒｓｏｎｔｈｅｗｅｌｄａｎｄｈｅａｔａｆｆｅｃｔｅｄｚｏｎｅ（ＨＡＺ），ｔｈａｔｗａｓ，ｔｈｅｇｒｅａｔｅｒｔｈｅｅｎｅｒｇｙｏｆｗｅｌｄｉｎｇｗｉｒｅ，ｗｉｄｔｈｏｆｗｅｌｄａｎｄＨＡＺ；ｌａｒｇｅｒｏｆｔｈｅｏｒｇａｎｉｚａｔｉｏｎｓ．Ａｃｃｏｒｄｉｎｇｔｏｔｈｅａｎａｌｙｓｉｓｏｆｏｒｇａｎｉｚａｔｉｏｎ，ｗｅｋｎｏｗｅｄｔｈａｔｔｈｅｗｅｌｄａｒｅａｂｅｆｏｒｅｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｗａｓｍａｉｎｌｙｇｒａｉｎＩＩＩ

江苏大学硕士学位论文

ｃｏａｒｓｅｎｉｎｇｌａｔｈｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ；ｔｈｅＨＡＺｗａｓｍａｒｔｅｎｓｉｔｅａｎｄ

ｒｅｓｉｄｕａｌａｓｍａｌｌａｍｏｕｎｔｏｆａｒｅａｕｓｔｅｎｉｔｅ．Ａｆｔｅｒｔｅｍｐｅｒｉｎｇｔｒｅａｔｍｅｎｔ，ｗｅｌｄｅｄｊｏｉｎｔｓｔｅｍｐｅｒｅｄｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ．Ｉｒｒｅｇｕｌａｒｓｈａｐｅ，ｓｈｏｒｔｒｏｄ—ｌｉｋｅｃａｒｂｉｄｅｓｗｅｒｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｄｉｎｇｒａｉｎｂｏｕｎｄａｒｉｅｓｏｆｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃ

ｓｕｃｈａｓｏｒａｕｓｔｅｎｉｔｅ，ｗｈｉｃｈｗｅｒｅｍａｉｎｌｙｄｉｓｔｒｉｂｕｔｅｄｄｅｆｅｃｔｓ，ａｎｄｔｈｅｃｅｌｌｗａｌｌｓ．Ｆｅｗｅｒｉｎｔｒａｇｒａｎｕｌａｒ

ａｎａｌｙｓｉｓｏｆｄｅｎｓｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｌｉｎｅｓｃａｒｂｉｄｅｓｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ．ＰｒｅａｎｄＰｏｓｔｔｅｍｐｅｒｉｎｇｔｒｅａｔｍｅｎｔ，ｔｈｅ

ｈａｒｄｎｅｓｓｏｆｔｈｅｗｅｌｄｅｄｊｏｉｎｔｓｓｈｏｗｅｄ：ｂｅｆｏｒｅｔｅｍｐｅｒｉｎｇ，ｔｈｅｈａｒｄｎｅｓｓｏｆｔｈｅｗｅｌｄｓｌｉｇｈｔｌｙｌｏｗｅｒｔｈａｎｔｈｅｂａｓｅｍａｔｅｒｉａｌ，ｔｈｅｈａｒｄｎｅｓｓｏｆＨＡＺｓｈｏｗｅｄｕｐｆｉｒｓｔ，ｔｈｅｎｄｅｃｒｅａｓｅｄ，ｗｈｉｃｈｍａｉｎｌｙｄｕｅｄｔｏｔｈｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｓｍａｌｌｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｉｎｆｉｎｅ－ｇｒａｉｎｅｄｒｅｇｉｏｎ，ＳＯｔｈｅｈａｒｄｎｅｓｓｉｎｃｒｅａｓｅｄ；Ａｆｔｅｒｔｅｍｐｅｒｉｎｇ，ｔｈｅｓｔｒｅｎｇｔｈｏｆ

ＨＡＺｗｅｒｅｊｏｉｎｔｓｏｖｅｒａｌｌｒｅｄｕｃｅｄ，ｔｈｅｈａｒｄｎｅｓｓｏｆｔｈｅｗｅｌｄａｎｄｇｒｅａｔｅｒｔｈａｎｔｈｅｂａｓｅｍｅｔａｌ，ＨＡＺｗａｓｎ’ｔｉｎｔｅｎｅｒａｔｅｄ．Ａｆｔｅｒ

ｓｔｒｅｎｇｔｈｏｆｗｅｌｄｅｄｔｅｍｐｅｒｉｎｇ，ｔｈｅｔｅｎｓｉｌｅｊｏｉｎｔｓｒｅａｃｈｅｄａｎａｖｅｒａｇｅｏｆ

６８８ＭＰａａｔｒｏｏｍｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，ｔｈｅｓｐｅｃｉｍｅｎｓｗｅｒｅｆｒａｃｔｕｒｅｄｉｎｔｈｅｂａｓｅｍａｔｅｒｉａｌ，ｔｈｅｊｏｉｎｔｓｓｈｏｗｅｄｇｏｏｄｓｔｒｅｎｇｔｈ；ｔｈｅｍｉｎｉｍｕｍｉｍｐａｃｔ

ｚｏｎｅｅｎｅｒｇｙｏｆ１／２ｓｔａｎｄａｒｄｉｍｐａｃｔｓｐｅｃｉｍｅｎｓｒｅａｃｈｅｄ８８Ｊ，ｇｒａｙｆｉｂｅｒａｃｃｏｕｎｔｅｄｆｏｒｔｈｅｖａｓｔ

ｍａｊｏｒｉｔｙｏｆｔｈｅｉｍｐａｃｔｆｒａｃｔｕｒｅ，ｍｉｃｒｏ—ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙｗａｓａｐｐａｒｅｎｔｄｉｍｐｌｅ，ｔｈｅｗｅｌｄｓｈｏｗｅｄｇｏｏｄｔｏｕｇｈｎｅｓｓ．

Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ｒｅｄｕｃｅｄａｃｔｉｖａｔｉｏｎｓｔｅｅｌ，ＣＬＡＭ，ｌａｓｅｒｗｅｌｄｉｎｇ，

ｗｅｌｄｉｎｇｐｒｏｃｅｓｓ，ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｙＩＶ

学位论文版权使用授权书

本学位论文作者完全了解学校有关保留、使用学位论文的规定，同意学校保留并向国家有关部门或机构送交论文的复印件和电子版，允许论文被查阅和借阅。本人授权江苏大学可以将本学位论文的全部内容或部分内容编入有关数据库进行检索，可以采用影印、缩印或扫描等复制手段保存和汇编本学位论文。

保密口，在

本学位论文属于年解密后适用本授权书。

不保密面。

学位论文作者签名：弗胡塌

Ｄ厂年Ｊ２月）弓日指导教师签名：秀２。弋订年Ｊ２月鸿日

独创性声明

本人郑重声明：所呈交的学位论文，是本人在导师的指导下，独立进行研究工作所取得的成果。除文中已注明引用的内容以外，本论文不包含任何其他个人或集体已经发表或撰写过的作品成果。对本文的研究做出重要贡献的个人和集体，均已在文中以明确方式标明。本人完全意识到本声明的法律结果由本人承担。

学位论文作者签名：第均畸

日期：ｂ歹年７２月二弓日

江苏大学硕士学位论文

第一章弟一早

１．１引言Ｖ匕绪论珀

能源足社会经济发展的重要物质基础，是提高人类生活水平的重要条件。能源短缺及传统能源消耗所带来的污染严重制约了经济的发展和人类生活水平的提高。因此，寻找一种新的理想的能源成为了世界范围的热点课题。核聚变是一种原料极为丰富、不受地理位置限制、安全可靠、可大规模应用的清洁能源。它为人类摆脱能源危机展现了美好的前景，聚变能的开发是人类未来能源的希望所在【＂ｌ。经过５０余年的艰难历程，核聚变能被认为是满足人类未来能源需要的潜在技术【４】这一论断的科学可行性已得到证实。由中国、美国、日本、欧盟、俄罗斯、印度和韩国７方参与的国际大型科技合作项目——国际热核聚变实验堆（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ

ＥｘｐｅｒｉｍｅｍａｌＴｈｅｒｍｏｎｕｃｌｅａｒＲｅａｃｔｏｒ，ＩＴＥＲｌ计划是实现聚变能商业化必不可少的一步，其目标是验证和平利用聚变能的科学和技术可行性。

建造和运行核聚变实验堆是确定核聚变能可否有效地被人类用于大规模能源生产的必要步骤【５】。几十年来，科学家一直在寻找实现受控热核聚变的方法和装置，其中最有希望的就是磁场约束高温等离子体的磁约束途径。托卡马克（Ｔｏｋａｍａｋ）是磁约束途径的代表性实验装置，又称环流器。目前世界上已经先后建造了大约２００座托卡马克装置，包括美国的邢、欧洲的ＪＥＴ、日本的ＪＴ－６０等。中国建造并投入运行的代表性托卡马克装置有：１９８４年核工业西南物理研究院建成的中国环流器一号（ＨＩ＿．－１），１９９５年建成的中国环流器新一号（ＨＩ＿，－１Ｍ），２００２年建成的中国环流器２Ａ（ＨＬ－２Ａ）；中国科学院等离子体物理研究所１９９５年建成的超导托卡马克装置ＨＴ－７以及该所正在建造之中的全超导托卡马克装置ＥＡＳＴ。

ＩＴＥＲ目前的包层模块分为两部分：屏蔽包层和实验包层。其中屏蔽包层主要用于装置的辐射保护，在已完成的ＩＴＥＲ—ＦＥＡＴ设计中有较完善的包层设计和技术研发。而实验包层模块（ＴｅｓｔＢｌａｎｋｅｔＭｏｄｕｌｅ，ＴＢＭ），主要用于对未来商用示范聚变堆（ＤＥＭＯ）产氚和能量获取技术进行实验，同时用于对设计工具、程序、数据等的验证和一定程度上对聚变堆材料进行综合测试。实验包层模块被置于中子流强最高、热流密度最大的ＩＴＥＲ装置赤道面位置的窗口，来模拟和测试与未来聚变发电堆相关

江苏太学硕士学位论文

的材料和技术㈣。图１１列出了核聚变装置图。

◇传送年系统（５０％）

外围：

Ｏ气体沾八捌箱艘

辟光放电系统（８８％）

ｏ控止场线料０００％）

Ｏ馈场磁体系统１１００％

ｏ电源材料（’００％）

Ｏ空直漉转换器ｆ盟％）

◇诊断系统（３％）

图１１部分核聚变装置及部件

Ｆｉ９１．１Ｓｅｖｅｒａｌｆｕｓｉｏｎｓｅｔｓａｎｄａ㈣ｒｉｅｓ

１．２ＲＡＦＭ钢国内外研究现状

核聚变技术能否实现，除了设计制造问题外，更主要的还是解决材料的问题，核聚变装置材料的研究也是目前世界上许多国家聚变研究的一个主要领域。核聚变反应堆中对所使用的结构材料的要求非常苛刻，除了必须具有较高的力学性能以外还需具有耐高温、抗辐照、耐腐蚀等性能。目前工业上应用的材料尚没有一种材料能达到聚变反应堆的要求。因此要想发展核聚变反应堆，必须首先研制出能满足聚变堆装置要求的材料。过去的几十年中，世界各国在此领域已经进行了大量研究。由于奥氏体钢、镍基合金、铝合金等各自在热物理性能、Ｈｅ产生率及相不稳定性，辐照Ｆ的ＤＢ＇Ｉ阿效应等问题，不可能满足聚变反应堆的使用要求。为了降低聚变堆事故的风险和减少高放射性废物的数量１１０１，当今世界各国聚变设计中正在研究发展及计划使用低活化结构材料，主要包括低活化铁素体／马氏体钢（ＲｅｄｕｃｅｄＡｃｔｉｖａｔｉｏｎＦｃｒｒｉｆｉｃ／Ｍａｒｔｅｎｓｉｆｉｃｓｔ雠ｌｓ。ＲＡＦＭ钢）、钒基合金及ＳｉＣ／ＳｉＣ复合材料【ｌｌ】。它们的基本物理特性参数范围列于袁１１。

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表１．１聚变堆结构结构物理特性及力学性能参数

Ｔａｂｌｅ１．１Ｐｈｙｓｉｃａｌａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｍａｔｅｒｉａｌｓｆｏｒｆｕｓｉｏｎｒｅａｃｔｏｒｓ

由于低活化铁素体／马氏体（ＲＡＦＭ）钢具有比奥氏体不锈钢更好的热传导率和抗辐照肿胀等性能，被认为是最有希望用于聚变反应堆的第一壁／包层结构材料【１２１。在研究铁素体／马氏体钢的开始阶段，主要集中在研究改进型的Ｆｅ．Ｃｒ－Ｍｏ钢等。后来考虑到中子辐照诱发的长寿命放射性核素的存在（ｊＺＨＭｏ，Ｎｂ，Ｎｉ），又采用Ｗ、Ｔａ、Ｖ代替其中的合金元素Ｍｏ、Ｎｂ、Ｎｉ等来达到低活化的效果。这里要指出的是，所谓低活化材料，其含义是经过若干年辐照后其放射性主要来自于短寿命或者中等寿命放射性元素。这样，合金材料放置３００年后其放射性水平将能够满足手工处置条件【１３１。由于低活化铁素体／马氏体钢具有非常好的低活化性能，同时具有优良的物理性能、力学性能，因此被普遍认为是未来聚变示范堆和聚变动力堆的首选结构材料【１¨５１。另外，传统铁素体／马氏体钢（如Ｔ９１／Ｐ９１）在裂变堆中的使用情况也为ＲＡＦＭ钢的研究与发展打下了基础【１６－２４１。国际上研制出的低活化铁素体／马氏体钢中，具有代表性的有欧洲正在研究的ＥＵＲＯＦＥＲ．９７；日本研制的Ｆ８２Ｈ钢、ＪＬＦ系列；美国研究的９Ｃｒ－２ｍ钢等。２００１年，中科院等离子所同国内外多家单位合作，发展出具有中３

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国自主知识产权、成分及性能优异的ＲＡＦＭ钢一中国低活化马氏体钢（ＣＬＡＭ，ＣｈｉｎａＬｏｗＡｃｔｉｖａｔｉｏｎＭａｒｔｅｎｓｉｔｉｃ）。几种典型ＲＡＦＭ钢的成分质量分数见表１．２，热处理工艺和组织特点见表１．３。

表１．２几种典型ＲＡＦＭ钢成分质量分数（％）

Ｔａｂｌｅ１．２Ｐｈｙｓｉｃａｌａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｍａｔｅｒｉａｌｓｆｏｒｆｕｓｉｏｎｒｅａ咖ｒｓ４

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表１．３几种ＲＡＦＭ钢热处理工艺和组织特点

Ｔａｂｌｅ１．３Ｐｈｙｓｉｃａｌａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｍａｔｅｒｉａｌｓｆｏｒｆｕｓｉｏｎｒｅａｃｔｏｒｓ

１．３ｍ钮Ｍ钢的焊接研究

焊接是现代金属加工中最重要的方法之一，焊接广泛应用于机械制造、石油化工、航空航天、能源、交通、通信、海洋、建筑等行业中。焊接是通过加热或者加压，或两者并用，用或不用填充材料，使被焊工件的材质达到原子问结合而形成永久性连接的工艺过程【２５１。根据焊接工艺特点，传统上将焊接方法分为三大类，即熔化焊、固态焊和钎焊。熔化焊焊接接头的形成过程与温度随时间的变化密切相关，一般要经历加热、熔化、冶金反应、凝固结晶、固态相变等过程，直至形成焊接接头。

焊接是核聚变堆工程制造中不可缺少的重要技术，焊接技术和工艺是ＲＡＦＭ钢走向工程应用的关键技术之一。低活化铁素体／马氏体钢含有较多的合金元素，使用状态是淬火（或正火）＋高温回火，本身含有大量马氏体，焊接性能不好。焊接接头各区域的性能、组织和化学成分也会存在着较大差异，焊接接头容易出现焊缝区硬化、时效倾向、热影响区（地忆）软化现象，以及冷裂纹、Ⅳ型裂纹等焊接缺陷，同时焊接还会对ＲＡＦＭ钢的腐蚀性能产生较大的影响【２６１。另外，焊接接头受辐照后可能还会出现辐照脆化、气泡、肿胀等现象【２７－２９］。因此，普通焊接方法不能应用在ＲＡＦＭ钢的焊接中。目前国际上主要采用的焊接方法为钨极氩弧焊、电子束焊及激光焊等。

由于Ｆ８２Ｈ、ＪＬＦ．１、ＥＵＲＯＦＥＲ．９７、９Ｃｒ－２ＷＶＴａ等ＲＡＦＭ钢研究较早，相应的焊接研究工作也得到了较好的开展，国际上的焊接研究主要集中在材料的工艺性、焊５

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接接头的微观组织、力学性能以及辐照前后的组织和力学性能的变化等方面，如焊接接头的微观结构【刈、辐照前后焊接接头性能的对比【３１１、室温下的断裂韧性【３２】等，所用焊接方法包括钨极惰性气体保护焊（ＴＩＧ，ＴｕｎｇｓｔｅｎＩｎｓｅｔＧａｓａｒｃｗｅｌｄｉｎｇ）、热等静压扩散焊（ＨＩＰ，ＨｏｔｌｓｏｓｔａｔｉｃＰｒｅｓｓｉｎｇＷｅｌｄ）、电子束焊（ＥＢ，ＥｌｅｃｔｒｏｎＢｅａｍＷｅｌｄｉｎｇ）、激光焊（ＬＢＷ，ＬａｓｅｒＢｅａｍＷｅｌｄｉｎｇ）、复合焊等。国内ｍ心Ｍ钢且［ＪＣＬＡＭ钢的焊接研究也取得了一定的进展。

１．３．１Ｆ８２Ｈ钢及其焊接

Ｆ８２Ｈ钢是国际能源机构（ＩＥＡ）聚变材料计划研究的试验材料，是在日本原子能研究院（ＪＡＥＲＩ）和ＮＫＫ合作下发展起来的。其化学成分如表１．２所示。Ｆ８２Ｈ钢的焊接方法主要采用了电子束焊（ＥＢ）、ＴＩＧ焊和ＨＩＰ焊１３３。３７】。

日本原子能研究所的Ｔ．Ｓａｗａｉ，ＫＳｈｉｂａ，Ａ．Ｈｉｓｈｉｎｕｍａ等人对Ｆ８２Ｈ钢的ＴＩＧ和ＥＢ两种焊接接头的力学性能和微观组织进行了研究，在ＴＩＧ焊接接头中出现了焊缝硬化和热影响区软化的现象，ＥＢ焊接接头中，焊缝硬化更加明显，但热影响区几乎不存在软化现象。焊接接头的横截面及它们的硬度如图１．２所示。

Ｔ．Ｈｉｒｏｓｅ，Ｋ．Ｓｈｉｂａ等人研究了Ｆ８２Ｈ的热循环过程对热等静压焊的影响，以及合金元素Ｔａ对晶粒的影响，得出了以下结论：１）常规的Ｆ８２Ｈ钢在进行了ＨＩＰ焊接后，出现晶粒粗大的现象，而增ｊＪＮＴａ含量的Ｆ８２Ｈ钢在进行ＨＩＰ焊接后获得了良好的晶粒度。２）传统上的正火处理温度１０６０℃并不能匀化Ｆ８２Ｈ晶粒，匀化Ｆ８２Ｈ晶粒的正火温度必须在１１００。Ｃ以上。３）要获得细小的晶粒组织和优良的焊接接头性能，推荐以下工艺过程：１１００℃温度以上进行ＨＩＰ焊接＋１０００。Ｃ温度以下正火处理＋回火。

法国原子能委员会的Ａ．Ａｌａｍｏ，Ａ．Ｃａｓｔａｉｎｇ等人研究了热疲劳（ｔｈｅｒｍａｌａｇｉｎｇ）对Ｆ８２Ｈ钢ＴＩＧ和ＥＢ两种焊接接头的力学性能的影响，其中ＴＩＧ焊接接头进行了７２０℃／１ｈ的焊后热处理，ＥＢ焊接接头没有进行焊后热处理。两种焊接接头分别经过４００℃和５５０℃，１００００ｄｘ时的热疲劳试验后，进行了拉伸实验和冲击实验。结果显示，ＴＩＧ焊接接头的力学性能在疲劳实验中同母材十分相似，但它的冲击功只有母材的６０％。电子束焊焊接接头测得的实验数值非常分散，特别是冲击实验数值。ＴＩＧ焊接接头的冲击试验结果如图１．３所示。６

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Ｆｉ９１．２ｃｒｏ∞啪ｄｉｏ地ｏｆＴＩＧ（曲ａｎｄ印∞ｗｅｌｄ℃．ｄＦ８２ＨｐｌａｔｅｓａｎｄｈａＭｎｅｓｓｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｓＯｌｌ

ＴＩＧｗｅｌｄｊｏｉｍ（ｃ）皿ｄＥＢｗｅｌｄ】ｏｉｎｔ（ｄ）Ｈａｒ血ｃｓｓｄａｍ

圈１３热疲劳试验后１１Ｇ焊接接头同母材的冲击试验结果比较

Ｆｉｇ１．３ＩｍｐａｃｔｐｒｏｐｅｎｌｅｓｏｆＴＩＧｗｅｌｄｔｈｅｒｍａｌａｇｅｄｆｏｒｌ００００ｈａｔ４００。Ｃａｎｄ５５０。Ｃｃ∞ｐａｒｅｄ

幻ｔｈｅａｓ－一ｉｖｏｄｃｏｎｄｉｆｉ衄ｅｄｔｈｅ口ｓ－ｗ．ｃｃｉｖｅｄＦ８２ＨＢＭ

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１３．２ＥｕＲｏＦＥＲ－９＂／钢及其焊接

欧洲研究者在含有Ｍｏ的马氏体钢的基础上用ｗ代替Ｍｏ并改变某些成分制成了ＥＵＲＯＦＥＲ一９７，目前已经推出了工业规模制备的样品。丸Ｃａｒｄｃｌｌａ，Ｅ．Ｒｉｇａｌ，ＬＢｅｄｅｌ等人将ＥＵＲＯＦＥＲ．９７应用于＇ＩＢＭ模块，进行了焊接工艺等多方面的研究，取得了一定的研究成果。＾ｕＣａｒｄｅｌｌａ，Ｅ，ｍｇａｌ，ＬＢｅｄｃｌ等人主要采用ＴＨＩＰ、＂ｒｉｇ和ＬＢＷ的焊接方法，对接头的机械性能、微观组织、硬度进行了测试呻】。ＨＩＰ焊接接头经过７５０＂（３／２ｈ的焊后回火处理后，接头室温下的抗拉强度达到了母材水平，室温下的冲击功达到了母材８０％的水平。对ＥＵＲＯＦＥＲ，９７的ＴＩＧ、ＥＢ和激光焊的研究发现，ＥＵＫＯＦＥＲ－９７茏裂纹敏感性，具有较好的焊接性，在这些悍接方法下进行焊接都不需要焊前预热。Ｔ１Ｇ焊接接头的焊缝内盒相组织丰要是马氏体组织，在板条界面处分布着非常细微的碳化物。有关ＥＵＲＯＦＥＲ．９７焊接的ＴＩＧ焊和激光焊的宏观结构罔和金相组织图如图１．４所示。

（ａ）＂ｒｉｇ接头的宏观（ｂ）激光焊接头剖面团

幽１．４ＥＵＲＯＦＥＲ－９７焊缝图片

Ｆ培１．４ＷｅｌｄｉｎｇｓｅａｍｏｆＥＵＲＯＦＥＲ－９７

１０．３ＣＬＡＭ钢及其焊接

ＣＬＡＭ铡是中国自主设计开发的用于聚变堆的低活化铁素体，马氏体钢，目前正处于研究测试阶段。现在已经发展到几百公斤，妒崾的冶炼水平。性能与国外已经发展多年的ＲＡＦＭ钢的性能相当。

由于ＣＬＡＭ钢的研究起步较晚．很多数据测定和研究还没有开展，目前主要进行了成分优化设计、冶炼加工制备工艺、物理性能、机械性能、辐照性能及与液态ＩＪＰｂ的相容性等测试与研究，关于焊接性能的研究很少。目前可见报道的主要有中８

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科院等离子所李春京，黄群英，吴宜灿等人做了热等静压扩散焊方面的初步研究ｐ９】，北京科技大学材料学院的乔建生、赵飞等做的ＴＩＧ焊的研究ｌ删。

北京科技大学的乔建生等人做的ＣＡＬＭ钢的ｎＧ焊接试验采用的是１２ｍｍ厚的板材，焊缝开Ｙ型和双Ｙ型坡口处理。焊缝的宏观图片如图１５所示。研究发现，采用ＴＩＧ焊后，ＣＬＡＭ钢无明显的缩孔与裂纹，热影响区较大。在热处理之前，焊缝经过热影响区到母材区，硬度由高到低再略微升高的对称分布规律。热处理后焊缝硬度在３４０ＨＶ左．右，热影响区和母材硬度大体相同，焊缝硬度如图１．６所示。结果表明，ＣＬＡＭ钢可以采用ＴＩＧ焊接。对ＣＬＡＭ钢的ＨＩＰ焊接试验发现焊接接头性能，特别是冲击性能比较差。

囝囵（ａ）Ｙ型坡口（吣般Ｙ型坡口

图１５ＣＬＡＭ钢ＴＩＧ焊接宏观圉

Ｆｉ９１５ＴＩＧｗｄｄｉｎｇ∞∞ｏｆｃＬ＾Ｍ

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（ａ）未经热处理的硬度分布（ｂ）热处理后硬度分布

例１６硬度分布

Ｆｉｇ１．６Ｈａｔｄａ嚣ｓｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ

为了适应中国聚变堆包层制造的发展要求，赶上国际聚变堆研究形势发展的步伐，适应即将建造的Ⅱ琶Ｒ实验包层模块∞脚和未来动力示范堆发展的需要，非常

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有必要尽快展开ＣＬＡＭ钢各种焊接技术的研究。激光焊是近年来越来越受到重视的一种新兴的焊接方法，其高精度，大深宽比，良好的捍缝成型特点使得其在焊接领域越来越受到重视。目前，尚未见ＣＬＡＭ钢激光焊相关的研究报道。本文选用激光焊展开对ＣＬＡＭ钢熔焊方面的研究，通过研究其激光焊接工艺，焊缝组织性能，为ＣＬＡＭ钢及聚变堆的后续研究和发展提供技术支持和可靠数据。

１．４激光焊接原理及应用

激光加工被誉为“二十一世纪的万能加工工具”、“未来制造系统的共吲加工手段”，激光加工的出现为传统制造业注入了新的生机和括力ｐ¨”。激光可以加工多种金属、非金属，特别是可以加工高硬度、高脆性、超薄极软及高路点等难加工材料。

激光按产生形式主要有气体激光和固体激光两类。气体激光包括Ｃ０２激光，Ｈｃ、Ｎｅ激光等，固体激光包括Ｎｄ：ＹＡＧ激光、碟片激光、光纤激光等。根据波长的不同，各类激光的使用领域备不相同，其中固体激光多用于焊接领域。例如车身的拼焊板技术，齿轮的焊接等。其优点是减少加工工序，节省材料，外表美观，加工精度高，大深宽比等等。图１．７是灯泵浦激光器的原理图。

叵

雾曲

图１７Ｎｄ：ＹＡＧ原理图

№１７ＴｈｅｐｒｉｎｃｉｐｌｅｏｆＮｄ：ＹＡＧｌａ∞ｒ

激光焊接有两种基本方式：传导焊与深熔（小孔）焊１４６１。这两种方式的原理如图１，８所示，传导焊与深熔（小孔）焊最根本的区别在于：前者熔池表面保持封闭，而后者熔池则被激光束穿透成孔。传导焊对系统的扰动较小，因为激光束的辐射投有穿透被焊材料，所以，在传导焊过程中焊缝不易被气体侵入；而深熔焊时，小孔的不

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断关闭能导致气孔。传导焊和深熔焊方式也可以在同一焊接过程中相互转换，由传导方式向小孔方式的转变取决于旌加于工件的峰值激光能量密度和激光脉冲持续『白Ｊ。激光脉冲能量密度的时间依赖性能够使激光焊接在激光与材料相互作用期间由一种焊接方式向另一种方式转变．即在相互作用过程中焊缝可以先在传导方式下形成，然后再转变为小７Ｌ方式。可以调节激光焊接过程中各因素相互作用的程度，使得小孔建立以后能够在脉冲间歇阶段收缩，从而减小气体侵入的可能性．降低气孔产生的倾向；还可以调整激光功率密度随时问的分布，阻减小熔池的热梯度，降低焊接接头凝固裂纹产生的倾向。

（ａ）热导焊（ｂ）深熔焊

１等离子体云；２熔化材料；３匙孔；４熔椿

圈１．８激光焊接的基本模式

Ｆ≮１．８ＴｈｃｆＩｌｎｄａⅢｍｌｉｎｃｄｅｏｆｌａｓｅｒｗｄｄｉｎｇ

激光焊接的主要优势之一就是能够通过调节激光与材料的相互作用来优化焊接接头的综合性能，在当代先进的激光焊接系统中，这种优化主要通过激光功率的计算机控制来实现。通过由光、声或等离子监测系统发回的反馈，可以实时变化激光功率以适应焊接条件的改变。在激光焊接工艺逐渐被人们接受和采纳以后，这种闭环控制系统能保证在工业生产条件下，优化焊接过程，而无需操作者干预。

激光焊接与其它传统焊接工艺相比，有着许多优点。其最主要的优势之一就是能够将激光束集中于非常狭小的区域，从而产生高能量密度的热源，随后，该集中热源快速扫过被焊缝，在这方面，激光焊接可与电子束焊接相比拟．但激光焊接却有着优于电子柬焊接的特点，即激光焊接无需真空室。通过视窗、透镜及光纤，可

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以实现远程位置与多工作台的激光焊接，而且，激光焊接还可以在焊条和电子束无法达到的三维构件内部细微区域中实施。与电子束焊接类似，激光焊接可以实现单面焊接双面成形，复层结构也可采取单面激光焊接，所以，对于那些用其它方法需从双面焊接的接头，如果采用激光焊接工艺，则可从单面施焊。同时，由于激光不受电磁环境影响的特性，其应用领域也较电子束焊更为广泛。这种灵活性开辟了接头设计的许多新思想，特别是针对某些包含不可接触表面的构件。

１．５本文研究内容

为丰富ＣＬＡＭ钢的焊接研究，顺应焊接技术发展的趋势，本文以熔化焊焊接为基础，选用了激光焊接方法，研究ＣＬＡＭ钢的激光焊接工艺，同时借助现代分析测试技术手段，对ＣＬＡＭ熔化焊焊接接头的微观组织、性能以及它们之问的规律进行了研究分析。本论文的研究必将为有关ＣＬＡＭ的工程应用及后续研究提供重要的理论依据，同时也将对热核聚变堆器件的制造起到积极的推进作用。

本文具体工作如下：

１）选用不同的焊接工艺参数对ＣＬＡＭ钢进行激光焊接，对焊件进行质量分析，优化焊接工艺参数，以获得性能优良的焊接接头。

２）分析焊接接头的各区域的金相组织，以及焊接工艺参数对焊接接头组织的影响。分析碳化物析出过程，研究碳化物在母材和焊缝中的偏聚及其分布与力学性能间的关系。３）对焊接接头进行力学性能试验，对激光焊接ＣＬＡＭ钢的力学性能的进行评估。

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第二章ＣＬＡＭ钢ｆｌ，＊Ｊ焊接试验

目前，激光焊接已经越来越普遍的应用到工程领域，激光焊接技术在经历了几十年的发展之后已经开始慢慢走向成熟。在工厂与实验室中，比较常见的激光焊接为Ｃ０２激光焊接和ＹＡＧ激光焊接。由于ＹＡＧ激光的波长只有Ｃ０２激光的１／１０，相对应的材料对ＹＡＧ激光的吸收率也更高（约为Ｃ０２激光的３倍），因此，ＹＡＧ激光焊接更加适合应用于材料的焊接领域。本文试验中采用的就是ＹＡＧ激光焊接机，并且是目前技术最成熟，焊接质量最稳定的灯泵浦ＹＡＧ激光焊机。

研究过程包括：ＣＬＡＭ钢的激光焊接，焊接时采用不同的焊接工艺参数（功率、速度、离焦量）分别进行激光焊接，并对比焊接结果，以期在焊透的情况下得到最好的表面质量；焊接完成后对部分焊接接头进行焊后热处理，消除应力，优化组织；最后通过现代分析测试手段对不同规范下的焊缝组织及性能进行观察和测试，确定合理的焊接工艺。

２．１试验条件

２．１．１试验材料

试验中选用的材料为冶炼炉次为ＨＥＡＴ－０６０３Ａ的ＣＬＡＭ钢。本炉次ＣＬＡＭ钢采用了高纯原材料，经真空感应炉３ｎａｔ气保护熔炼而成，并对铸锭进行去皮和化学成分分析，在１２００℃热加工成所需的尺寸之后进行热处理。其过程为：９８０℃／３０ｍｉｎ奥氏体化处理后水淬，并经７６０。Ｃ／９０ｍｉｎ回火处理。

出于对钢材低活化的要求，ＣｌＡＭ钢和其他低活化钢一样，采用Ｗ、Ｔａ和Ｖ等合金元素来取代常规铁素体／马氏体中的Ｍｏ、Ｎｂ和Ｎｉ等微量元素，其化学成分见表１．２。与国际上其他ＲＡＦＭ钢的化学成分相比，ＣＬＡＭ钢有如下特点：

１）Ｗ的含量：Ｗ含量约占１．５％，高于ＥＵＲＯＦＥＲ９７的１．０％，低于Ｆ８２Ｈ的２．０％。其目的是为了保持所需的足够强度，同时减少焊接热影响区Ｌａｖｅｓ相析出的可能性。

２）Ｃｒ的含量：Ｃｒ的含量是影响ＲＡＦＭ钢韧脆转变温度（ＤＢＴＴ）变化的主要原因之一。ＣＬＡＭ钢中Ｃｒ含量约占９％，保证在辐照前后具有最低的ＤＢＴＴ值。３）Ｔａ的含量：更高含量Ｔａ（０．１５％）的添加，是为了形成大量弥散碳化物，控制

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晶粒生长，细化晶粒，提高材料强度和韧性。

４）其他元素的含量：添加Ｍｎ来代替Ｎｉ，是为了改善与氚增殖剂液态金属ＬｉＰｂ的相容性。另外，为了保证低活化要求，严格控制了Ｍｏ、Ｎｂ等元素的含量，使其含量更低。

２．１．２试验前对ＣＩＡＭ钢的切割与清洗

首先利用线切割设备把ＣＬＡＭ钢板切割成为３０ｍｍｘ３５ｍｍｘ６ｍｍ和３０ｍｍｘ３５ｍｍｘ５ｍｍ的试样，经过切割后的试样表面有油污，试样的表面如果存在油污、锈斑、杂物易使焊接接头出现央渣、气孔等缺陷，从而影响激光焊接的质量。为保证焊接质量，必须在焊接前对母材进行焊前清理。焊缝两侧需清理３０ｍｍ以上，同时焊缝内侧及背面也要同时清理，以保证更少的杂质混入熔池内部形成缺陷。本文试验中使用钢刷去除材料表面的氧化皮、锈斑等污物，采用丙酮对试样进行去油污处理。２．１．３焊接试验装置

本文激光焊接试验采用德国ＴＲＵＭＰＦ公司的ＨＡＡＳＬＡＳＥＲ焊接机中的Ｎｄ：ＹＡＧ激光焊接系统：ＨＬ４００６Ｄ＋ＫＵＫＡ，该系统由以下两部分组成：

１）ＴＲＵＭＰＦ集团的４ｋＷＮｄ：ＹＡＧ固体激光器ＨＬ４００６Ｄ。激光功率０－－一４ｋＷ连续可

调，光束模式为ｍｕｌｔｉｍｏｄｅ，光斑直径为０．６ｍｍ。

２）ＫＵＫＡ集团的工业机器人ＫＲ３０／ＨＡ。ＫＲ３０／ＨＡ为六轴高精度机械手。另外机

器人系统带一个两轴的转台，以满足不同角度、不同焊接位置的需求。

焊接装置示意图及原理分别如图２．１（ａ）、（ｂ）所示。焊接路径程序通过ＫＵＫＡ机械手示教编程完成，激光程序通过ＨＬ４００６Ｄ中的Ｗｉｎｌａｓ控制系统完成。实际焊接过程为，ＫＵＫＡ机械手运行焊接路径程序，在焊缝起始点开始调用Ｗｉｎｌａｓ的激光焊接程序，此时激光从焊接头射出加热工件，实现焊接。１４

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（ａ）激光焊接设备

（ｂ）焊接设备原理图

削２１撤光焊接装置及原理图

Ｆｉ９２１Ｌ．ｑｓｅｒｗｅｌｄｉｎｇｄｅｖｉｃｅｓａｎｄｓｃｈｅｍａｔｉｃｄｉａｇｒａｍ

２．１．４激光焊接的接头形式

本文的激光焊接试验采用了６轴机械手加２轴的转台，可以实现多种焊接接头形式的焊接。根据ＴＢＭ模块的设计，最常见的是对接接头和角接接头。因此，奉次试验分别对这两种焊接接头形式进行试验。

１）对接：两片金属齐缝放置，激光同时直接照射两片金属。被光照射部分熔化流入缝内与两片金属熔化部分同时凝固，形成焊接区，如图２２所示。１５

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２）角接：两片金属垂直放置，激光分别从不同位置直接照射两片金属。被光照射部分熔化流入缝内与两片金属熔化部分同时凝固，形成焊接区，如图２．３所示。

由于激光焊接的光斑直径只有０．６ｍｍ，所以无论是哪种接头形式，其间隙必须控制在０．５ｍｍ以下，越小越好。否则激光光束会透过缝隙，无法有效加热母材，致使焊缝无法形成。开始焊接前，用夹具把两块试板夹紧，否则在焊接过程中，在热应力的影响下，焊缝间隙会越来越大，最终导致焊缝无法形成。

焊接方向

上

图２．２对接接头

Ｆｉｇ２．２Ｂｕｔｔ－ｗｅｌｄｅｄｊｏｉｎｔｓ

焊接方向

—————多心心测焊接方斥

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图２．３角接接头

Ｆｉｇ２．３Ｆｉｌｌｅｔ－ｗｅｌｄｅｄ心粼（ｂ）类型ＩＩｊｏｉｎｔｓ／

２．２ＣＬＡＭ钢的激光焊接过程及焊接结果分析

２．２．１激光焊接的焊缝外观

焊接试验完成后，大部分焊件外观上达到了适度熔透的效果，如图２．４所示。经过后面章节的显微照片也证明了所达到的效果。有少部分对接试样焊缝背面未完全熔１Ｒ

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透，焊缝外观的数码照片如图２５所示

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（ａ）正面（ｂ）反面

￥Ｚ４完全熔透试样外观

Ｆｉ９２．４Ａｐｐｅａｒａｎｃｅｏｆｐｌｃｔｃｐｅｎｅｔｒａｔｅｄｓａｍｐｌｅ

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（ａ）正面

目２．５部分熔透试样外观

Ｆｉ９２．５（ｂ）反面Ａｐｐｅａｒ蛐ｃｃｏｆ婵ｎｐｅｎｅｔｒａｔｅｄｓａｍｐｌｅ

水同焊接方向的角接接头焊缝外观照片如图２．６所示。

图２．６不同焊接方向的角接试样外观

Ｆｉ９２．６ＡｐｐｅａｒａｎｃｅｏｆｆｉｌｌｅｔｓｐｅｃｉⅢｃａｉｎｄｉｆｆｅｒｅｎｔｄｉｒｅｃｔｉｏｎｓ１７

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２．２．２激光焊接试样的工艺参数统计及结果

在激光焊接过程中，影响焊接结果的工艺参数很多，如果工艺参数匹配不当，就会造成焊接表面变形，使焊缝质量、焊接精度受到很大的影响，无法满足实际的加工要求，因此制定合理的焊接工艺参数显得十分重要【钥。

２．２．２．Ｉ激光焊接工艺参数

１）激光功率：激光焊熔深与激光输出功率密度直接有关，并且是入射光束功率和光斑直径的函数。一般来说，对一定的光斑直径，熔深随光束功率提高而增加，两者几乎成线性关系。

在其它条件相同时，高功率激光焊接会获得大的熔深，但当激光功率过大时相应的飞溅增多，使得焊接工件的表面形貌和焊接质量均较差。不同材料在相同的激光功率下焊接的熔深也有着一定的差异，这与材料对激光的吸收有关，不同材料对激光的吸收系数不同，作用在工件上的有效激光功率就有着差异。材料的温度也与激光的吸收率有关。一般的，高温材料吸收的激光较多。所以在需要大熔深，同时激光功率达到极限时，可采用预热工件的办法提高激光吸收率，增加熔深。

２）焊接速度：激光焊接时，可以用线能量来描述工件接受激光辐射能量的情况。线能量定义为：单位长度焊缝接受的激光能量。焊接速度大时，焊接的线能量小，熔深下降；反之，可以获得较大的熔深。试验表明，熔深随焊接速度的增加几乎是呈线性下降。焊接速度在不同功率下和熔深的关系很大。在较低的焊接速度范围内，随着焊接速度的提高，熔深明显减小。而在焊接速度超过一定值后，再提高焊接速度对熔深的影响逐渐减弱，这就是说，激光焊可以在较高的焊接速度下实现深熔焊。

３）光斑直径及焦点位置：激光束斑点大小是激光焊的最重要变量之一，它决定功率密度。光束焦点衍射极限光斑尺寸可以根据光衍射理论计算，但由于聚焦透镜像差的存在，实际光斑要比计算值大，所以在实用上以实测光斑为主要依据。焊接时，为了保持足够功率密度，焦点位置也至关重要。焦点与工件表面相对位置的变化直接影响焊缝宽度与深度。焦点的高低位置直接决定焊缝处的光斑面积。在相同的功率条件下，光斑面积越大，单位面积上光束功率密度就越低，能量也越少，造成材料融化不足。例如，在激光热传导焊时，多采用正的离焦，以得Ｎｄ，的深宽比，使焊缝美观。在深熔焊时，采用负的离焦，增大能量密度，形成小孔效应，增大熔深。此外，焦点的对中性也与焊接质量密切相关。如果焦点的对中度不好，容易形成单边焊不透的现１８

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象。如果是不同材料焊接时，激光束位置还控制着焊缝成分，对接接头比搭接接头对此更为敏感。

４）保护气体：在应用小孔效应焊接时，被气化的金属蒸气及游离电子、离子会聚集在焊道七方，形成不透明的离子云雾，吸收入射的激光能量，减低热效应。依不同的加工情况和参数而定，大约有１０～３２％的入射能嚣被离子云雾吸收，所以保护气体种类的选择及流量大小的调整办是重要的一环。激光焊接过程中多使用惰性气体来保护熔池，比较常用的是氩气、氦气等。Ｈｅ及Ａｒ是目前最常用的两种保护气体，除了可以防止焊接时熔池与空气接触外，还可以吹散干扰入射光的离子云雾及飞溅物。Ｈｅ的游离能优于Ａｒ，产生的离子现象也较轻微，因此热效率高于Ａｒ，在相同的焊接条件下，可以得到较大的穿透深度。但是，氦气的价格大约是氩气的７倍。在考虑操作成本的情况下，除非是高精密加工，在工业界Ａｒ还是比Ｈｅ受欢迎。此外，气体流量的影响，小的流量会造成保护不足；过大的流量则气孔产生比率会偏高，同时影响焊缝表面成形。本实验使用的保护气体为工业界常用的Ａｒ气体。

５）焊接起始、终止点的激光功率渐升、渐降控制：激光深熔焊接时，不管焊缝深浅，小孔现象始终存在。当焊接过程终止、关闭功率开关时，焊缝尾端将出现凹坑。另外，当激光焊层覆盖原先焊缝时，会出现对激光束过度吸收，导致焊件过热或产生气孔的现象【４８４９】。本试验采用ＴＲＵＭＰＦ（通快）公司的ｗｉｎｌａｓ激光控制软件实现对激光输出的控制，在焊缝结尾处采用斜坡形功率衰减，避免焊缝结尾的缺陷。

６）间隙：大多数激光焊接不用焊丝，所有焊缝均来自被焊材料，无论是对接还是角接，工件间隙应不大于接头材料厚度的５％，以获得足够的焊速，不产生材料流失、咬边和焊接弧坑。如果间隙大于５％，必须降低焊接速度，以熔化接头边缘的更多材料。但是，如果间隙超过激光束的宽度，将会导致光束透过焊缝，焊接失败。２．２．２．２激光焊接试样的工艺参数和表面质量

本文分别对厚度为５ｍｍ和６ｍｍ的ＣＬＡＭ钢试样进行了激光焊接，具体的焊接工艺参数见表２．１和表２．２。１９

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表２．１

Ｔａｂｌｅ２．１ｔ＝６ｍｍ的焊接工艺参数ｏｆ６ｍｍｔｈｉｃｋＷｅｌｄｉｎｇｐａｒａｍｅｔｅｒｓ

各试样的表面成形质量如下：

试件１：焊缝成形很规则，焊缝表面波形连续平整、略突出板平面，外形看焊透。试件１：焊缝成形很规则，焊缝表面波形连续平整，外形看焊透。

试件３：焊缝成形很规则，焊缝表面波形连续平整，外形看焊透。

表２．２

Ｔａｂｌｅ２．２ｔ＝５ｍｍ的焊接：Ｉ：艺参数ｏｆ５ｍｍｔｈｉｃｋＷｅｌｄｉｎｇｐａｒａｍｅｔｅｒｓ

２０

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各试样的表面成形质量如下：

试件４：焊缝成形规则，焊缝表面波形连续平整，略突出板平面，外形看焊透。试件５：焊缝成形规则，焊缝表面波形连续平整，略突出板平面，外形看均焊透。试件６：焊缝成形规则，焊缝表面波形连续平整，外形看均焊透，但略下塌。试件７：焊缝成形规则，焊缝表面波形连续，外形看均焊透，但略下塌。

试件８：焊缝成形规则，焊缝表面波形连续平整，外形看均焊透。

试件９：焊缝成形规则，焊缝表面波形连续平整。

试件１０：焊缝成形规则，焊缝表面波形连续平整。

试件１１：焊缝成形规则，焊缝表面波形连续，外形看均焊透。

试件１２：焊缝成形规则，焊缝表面波形连续，外形看均焊透。

试件１３：焊缝成形很规则，焊缝表面波形连续平整、焊缝突出板平面，外形看均焊透。

试件１４．焊缝成形规则，焊缝表面波形连续平整，外形看均焊透。

试件１５：焊缝成形规则，焊缝表面波形连续平整、焊缝突出板平面，外形看均焊透。

试件１６：焊缝成形规则，焊缝表面波形连续平整、焊缝突出板平面，外形看均焊透。

试件１７－焊缝成形规则，焊缝表面波形连续平整，外形看均焊透。试件１８：焊缝成形规则，焊缝表面波形连续平整，外形看均焊透。

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２．２．３ＣＩＡＭ钢激光焊接工艺参数对焊接结果的影响

２．２３．１焊接功率

激光深熔焊与激光功率密度相关，只有当聚焦激光束功率密度高于１０６Ｗ／ｃｍ２，才能产生“小孔效应”，形成深熔焊。针对ＣＬＡＭ的激光焊接试验，分别对ｖ＝２０ｍｍ／ｓ和ｖ＝１５ｍｍ／ｓ的试样研究了焊接功率与熔深之间的关系，如图２．７所示。结果表明，当焊接速度一定时，随着焊接功率的增加，焊接熔深增大，两者几乎成线性关系。

、－一唇

殛

竣

焊接功率（娜

图２．７焊接功翠与烙深的天系

Ｆｉｇ２．７Ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｂｅｔｗｅｅｎｌａｓｅｒｐｏｗｅｒａｎｄｗｅｌｄｉｎｇａｅｐｔｈ

２．２．３．２焊接速度

焊接速度同激光功率一起影响着焊接区域的热输入，因而对焊缝的形状和尺寸有较大的影响。针对ＣＬＡＭ钢的激光焊接试验，分别对Ｐ＝３．５ｋＷ和Ｐ＝４．０ｋＷ的试样研究了焊接速度与熔深之间的关系，如图２．８所示。结果表明，激光深熔焊接时，焊接速度对熔深影响较大。在一定的激光功率下，焊接速度几乎与焊接熔深成反比关系，熔深随着焊接速度的减小而增大。焊接速度太快，焊缝中的有害气体来不及逸出，使焊缝气孔增多，影响抗弯强度和焊缝外观；速度太低，会使得焊接材料热影响区扩大，熔区金属过度熔化和烧损蒸发，深宽比减小，焊缝出现向下凹陷的整体缺陷，甚至使工件严重变形。

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图２．８焊接速度与熔深的关系

Ｆｉｇ２．８Ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｂｅｔｗｅｅｎｗｅｌｄｉｎｇｓｐｅｅｄａｎｄｗｅｌｄｉｎｇｄｅｐｔｈ

２．２．３．３离焦量

离焦量是激光焊接的一个重要参数，为了保持足够的功率密度，焦点位置很重要。在进行焊接前必须进行合理的选取。焦点与工件表面相对位置的变化直接影响焊接熔深及深宽比大小。试验结果表明，当焦点位于焊缝下方（负离焦量）时，可以增加熔深。本试验采用焦距为２８０ｍｍ的激光焊接镜头，在不同的焊接功率和速度下，离焦量选为０～．０．５ｍｍ。

２．２．３．４保护气体

在激光焊接过程中，保护气体主要有氦气（Ｈｅ）、氩气（～）、氮气（Ｎ２）、二氧化碳（Ｃ０２）。保护气的成分和流速都影响焊接质量。本试验采用侧吹氩气作为保护气体，主要是由于实际生产中，用惰性气体氦气成本太高，而氩气价格较低，来源有保障，不与工件发生冶金反应。吹气过程中，吹气的角度、气流量的控制十分重要，试验中得到的最佳气流量为２２Ｌ／ｍｉｎ，保护气的入射角度（保护气管与工件之间的夹角）选１５度时取得了较为满意的焊缝效果。

２．３焊接易出现的缺陷及解决方案

在ＣＬＡＭ钢的激光焊接试验中，发现焊接接头出现的主要焊接缺陷是未焊透和焊接气孔，本节针对这两个问题，分析了问题产生的原因，并提出了解决方案。

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２．３．１未熔透

在焊接试验中，有少部分试样出现了部分焊透的现象，如图２．９所示。出现上述问题的原因士要为单位时间内的能量输入不足。例如，在一定焊接速度下，焊接功率过低；在一定焊接功率下焊接速度过快；离焦量的不适当选择等。

图２．９未焊透

Ｆｉ９２．９Ｉｎｐｌｅｔｅｐｅｎｅｔｒａｔｉｏｎ

针对上述原因可通过以下方法增加焊接熔深：

１）增大焊接功率或降低焊接速度；

２）选取合适的负离焦量。

２．３．２气孔

在激光焊接试验中，最易出现的焊接缺陷为气孔刚。在本试验中出现的主要焊接缺陷亦为气孔。如图２．１晰示，气孔主要集中在焊缝的中下部，形态多为圆形，直径在５ｅ－２００破＿间。

ａ）焊缝中部

围２．１０焊缝中的气孔

Ｆ碴２１０（ｂ）焊缝下部Ｓｔｏｍａｔａｉｎｔｈｅｗｅｌｄｉｎｇｓｅａｍ２４

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气孔成因：

焊缝中是否产生气孔决定于气泡的上浮速度和焊缝金属的凝固速度两者的大小。产生气孔的条件为【５６】：

Ｖｃ亟

式中：Ｖｃ为气泡上浮速度

Ｒ为焊缝的凝固速度（２－１）

若Ｖｃ＜Ｒ，将形成焊缝中的内部气孔；若Ｖｃ＝Ｒ，将形成焊缝表面的气孔；若Ｖｃ＜Ｒ，则焊缝中不会产生气孔。

焊缝的凝固速度ＲＸ４气孔的形成影响很大。在其他条件一定的情况下，Ｒ越大，越不利于气泡的上浮，越易形成气孔。材料一定时，Ｒ取决于焊接工艺条件。焊接速度快、焊接热输入小、材料的导热性好等，均可使Ｒ增大，从而增大焊缝形成气孔的敏感性。

气泡上浮速度可以用斯托克斯（Ｓｔｏｃｋｓ）公式表示【５１１，即：

ｖｃ：争ｇ鼍等

式中：ｐ

ｐ亿２）Ｌ一液体金属的密度蚓ｎＯ；Ｇ一气泡的密度（螬／ｍ３）

ｇ一重力加速度洲ｓ２）

ｒ一气泡半径（ｍ）

Ｔ１一液体会属的粘度（Ｐａ?ｓ）

从式（２—２）可看出，熔池液态金属的粘度对气泡的形成影响很大。液体粘度大，气孔敏感性就大。在降温过程中，液体金属的粘度迅速增大，将导致气泡上浮速度降低，而焊缝中的气泡来不及逸出便残存在内部形成气孔。

激光模式、功率、聚焦条件、焊接速度和辅助吹气等焊接工艺参数的变化直接影响熔池行为。激光深熔焊接中，等离子体状态的起伏导致小孔深度和形状的起伏（如孔形的扩大和缩小’），从而屏蔽气体和金属蒸汽，在小孔底部形成气泡。若来不及逸出则会以气孔形式滞留在焊缝熔池底部（第一类型气孔），如图２．１１（ａ）所示。若在激光作用后金属的凝固期间，由于熔池的搅动，如图２．１１（ｂ）所示，造成空气或保护气卷入熔池而来不及逸出，则形成气孔（第二类型气孔）。

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针对以上的分析及ＣＬＡＭ钢的激光焊接试验结果分析，产生气孔的原因可能有以下几个方面：

１）试样表面未清理干净，有水，油污残留于试样表面。

２）焊接工艺参数匹配不当，焊接速度过大，熔池凝固时间短，以致焊缝中的气

孔来不及溢出。

３）原材料中在杂质的烧损过程中形成气孔。

４）保护不当。

５）金属蒸汽孔。

（ａ）金属蒸汽形成巾）髂池流动

图２．１１欷光焊接中气孔的形成机理

Ｆｉ９２１１Ｆｏｒｍｉｎｇｌｕｉｎｃｉｐｔｅｏｆ血ｃｈｏｌｅ＊ｈｔｈｅｌａｓｅｒｗ。ｍｊｎｇｓｅａｍ

解决方法：

针对上述气孔产生的原理，通过以下方法可以消除或减少气孔：

１）在激光焊接中．认真清洗焊件表面，采用机械及化学方法清楚杂质、铁锈及油污等；

２）在焊接前预先采用氯气保护焊缝；

３）调节功率与速度之间的匹配关系，让熔池在熔融状态下停留的时间适当增长，使气体有足够的时间上浮；

４）通过选择合适的离焦量，最佳辅助气体流速和吹气角度，喷嘴与工件的距离等措施可以减少气孔倾向ｌ矧。５）采用立向上焊嗍。

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２．４激光焊接参数的优化

通过对上述试验中影响激光深熔焊质量的主要参数，如：激光功率密度、焊接速度：焦点位置的研究，得到了不同厚度试件的焊接性能较好的焊接工艺参数，本试验中的最优参数如表２．３所示。

表２．３最优焊接工艺参数

Ｔａｂｌｅ２．３Ｔｈｅｂｅｓｔｌａｓｅｒｗｅｌｄｉｎｇｐａｒａｍｅｔｅｒｓ

２．５焊后热处理

及时有效的焊后热处理是保证获得优良焊缝的必要步骤，焊后热处理是焊接工作完成后，将焊件加热到一定的温度（材料的相变温度Ａｃｌ以下），保温一定时间使焊件缓慢冷却下来，以改善焊接接头的金相组织和性能或消除残余应力的一种焊接热处理工艺。它包含两层意思，一是该项工艺确实能起到改善焊缝及其热影响区（ＨＡＺ）的组织，提高接头的韧度和高温持久强度以及消除焊接内应力等作用；二是在实施该项工艺时，必须严格控制焊件焊后冷却的最低温度。后者对于获得优良接头性能是至关重要的。本文实验中，对两组ＣＬＡＭ钢焊接接头的热处理工艺如图２．１２所示。２７

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温度／．ｃ

７６０

时间ｍ

图２．１２焊接热处理曲线图

Ｆｉｇ２．１２Ｗｅｌｄｉｎｇｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｃｕｒｖｅ

２．６焊接接头组织与性能测试

２．６．１金相组织观察

在组织观察前，首先要制备金相试样，将上述得到的焊接样品在垂直于焊缝的方向截取焊接接头横截面（包含有焊缝、热影响区及母材），利用镶嵌机，镶嵌成０２０ｍｍ的试样，使用２００＃、４００＃、６０嘴、８００＃、１０００＃金相砂纸逐级打磨，随后在抛光机上进行抛光，最后使用盐酸苦味酸酒精溶液对试样进行侵蚀，使试样能够清晰观察到金相组织。

利用金相显微镜（ＬＥＩＣＡＤＭ２５００Ｍ正置透反射显微镜）分别对焊接接头的焊缝、热影响区、母材的组织形貌进行观察。

扫描电镜（ＳＥＭ）试样的制取采用了和制取金相试样相同的方法步骤。随后在ＪＥＯＬ－ＪＳＭ．７００１Ｆ型号的扫描电镜下观察了焊接接头的焊缝、热影响区、母材的微观结构，观测碳化物的数量、分布、大小情况。在拉伸和冲击测试完成后，截取了拉伸和冲击试样，对拉伸和冲击试样的断口用丙酮进行超声波清洗，利用ＳＥＭ对断口的微观形貌进行了观察。金相显微及扫描电镜观察结果将在后面章节做具体分析。

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２．６．２力学性能测试

２…６２１显微硬度测试

显微硬度是表征材料的弹性、塑性、形变强化、强度和韧性等一系列物理量的综合指标。通过激光焊接后的试样的焊缝和热影响区的显微硬度大小及其焊缝至基材的硬度梯度分布可以直接反映激光焊接效果和质量。试验使用ＨＭＦ．３型显微硬度计，对不同激光焊接参数的焊接接头的横截面进行显微硬度测量。所加载荷为１．９６千克，加载时间为２０秒。测量压痕的对角线长度Ｃ（Ｉｘｍ），根据Ｃ值计算显微硬度，公式如下：

删＝１８５４ｘＰ／Ｃｚ

式中：但．３）Ｐ一载荷（ｇ）；

Ｃ一压痕对角线长度（１ｘｍ）。

分析结果将在后面章节做具体分析。

２．６．２．２接头拉伸性畿测试

金属材料拉伸试验是对焊接金属材料力学性能测试中最重要的方法之一。即对一定形状的试样施加轴力，拉伸或压缩，便可测出表征金属材料的物理屈服性能指标。拉伸试件的取样方式如图２．１５所示，在美国Ｉｎｓｔｒｏｎ公司生产的电子万能试验机上按照Ｇ明２２８—２００２进行焊接接头拉伸强度测试。

分析结果将在后面章节做具体分析。

２．６．２．３冲击性能测试

冲击试验是检验材料在快速载荷作用下韧性大小的实验方法。本试验中，根据国标ＧＢＴ２６５０．２００８焊接接头冲击试验方法，制取Ｖ缺口冲击试样，利用高低温冲击试验机测试了ＣＬＡＭ钢焊缝在室温下的冲击功。

分析结果将在后面章节做具体分析。

２．７本章小结

１）本章介绍了ＣＩＡＭ钢激光焊接过程中选用的激光加工设备和焊接接头形式。２）本试验分别采用不同的焊接工艺参数，如：焊接功率、焊接速度、离焦量对ＣＬＡＭ钢进行了激光焊接，分析了焊接工艺参数对焊接结果的影响、焊接缺陷产生的原因及解决方法，根据讨论结果得到了激光焊接５ｍｍ和６ｍｍＣＬＡＭ钢的最佳焊接工艺

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第三章ＣＬＡＭ钢激光焊接接头的组织分析

金相分析是研究工程材料内部组织结构的主要打法之一，显微会相分析可以观察、研究材料的组织形貌、晶粒大小、非金属夹杂物（氧化物、硫化物等）在组织中数量和分布情况等问题，以确定备类材料经不同加工工艺处理后的显微组织、材料的组织结构与其化学成分（组成）之间的关系。激光焊接可使材料的化学成分、微观组织等发生变化，其结果将影响焊接件的性能和寿命，找出与激光焊接工艺参数相对应的有代表性的试样进行余相分析，观察其结构组织的变化，是充分了解激光焊接性能的重要方式之一。

３．１试验材料的金相组织

本试验所用ＣＬＡＭ钢的微观组织为板条马氏体，如图３．１所示。并在晶内和晶界处分布着尺寸大约为３０．１００ｈｍ起到弥散强化作用的析出碳化物．主要为Ｍｚ３Ｃｓ型碳化物ｍ９１。如图３２所示。

图３ｌ母材金相组织

Ｆｉ９３．１Ｏｐｔｉｃａｌｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｏｆｂａｓｅｍｅｔａｌ

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１一焊缝２端合线３．过热区４＿正火区５．部分相变区岳母材

图３３对接接头示意图

Ｆｉｇ．３．３Ｆｉｇｕｒｅｏｆｂｕｔｔｊｏｉｎｔ

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角接形式的焊接接头截面图如图３．４所示。

对于类型ｌ角接接头，板厚为５ｍｍ，焊接工艺参数为Ｐ＝４ｋＷ，ｖ＝２０ｍｍ／￥，激光入射角度为０。时，激光从角接接头端面进行焊接。图３Ａ（ａ）表明，焊缝深度达到ｆＳ．Ｓｍｍ，焊缝底部发生了弯曲，这主要是因为焊缝下部金属在从液态到固态的冷却过程中由于表面张力在角接接头内侧发生了弯曲。

对于类型ＩＩ角接接头，板厚为５ｍｍ，焊接工艺参数为Ｐ－－４ｋＷ，ｖ＝２０ｍｍ／ｓ，激光入射角度为３００时，图３４（ｂ）表明．焊缝熔深为５ｍｍ，实际连接的垂直深度只有１．２ｒａｍ，这大大降低了焊缝的强度。

通过两种类型角接接头的对比可阻得到，类型Ｉ角接接头无论在焊接操作的实现上还是在焊接质量上都优于类型ＩＩ角接接头。

（ａ）茺型Ｉ（ｂ）类型ＩＩ

图３４角接接头示意图

Ｆｉ９３．４Ｖ＊ｕｒｅｏｆｆｉｌｌｅｔｊｏｉｎｔ

３．３焊缝组织分析

焊接过程中，焊缝经历了加热熔化、结晶、固态相变三个热过程。焊缝凝固的特点是，焊接熔池冷却速度快，金属处于过热状惫，熔池在运动状态下结晶。焊接熔池中，从液体余属中形成和长大固体品体的过程称为焊缝的初次结晶，也称凝固结晶，初次结晶这个凝固过程生成的组织叫做一次组织。焊缝金属进行固态相变后生成的室组织被称为二次相变组织Ｉ“】。激光焊接时，激光束与基材作用时间短，当光束移开后，熔池金属迅速冷却，快

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３，４热影响区组织分析

焊接热影响区的组织决定了热影响区所具有的性能．而热影响区性能的优劣决定了整个焊接工件或结构的质量和寿命，因此对焊接热影响区组织的分析是至关重要的。

焊接热影响区是由焊接热循环形成的，在焊接加热和以后的连续冷却过称中发生组织转变形成～序列不平衡的组织，相变的结果既取决于相变的冷却条件也与材料的化学成分及原始状态有关。焊接热影响区一般由部分相变区（不完争重结晶区），细晶区（相变重结晶区），粗晶区（过热区）和熔台区组成。焊接热影响区的宽度与焊接方法的峰值温度分布有关，激光焊接热源集中，造成很陡的温度分布，以致热影响区很窄，这也是激光焊接的主要优点之一。

如图３．５所示，热影响区晶粒尺寸由焊缝向母材依次减小。通过显微观察．热影响区主要由马氏体和残余奥氏体组成这主要是因为在冷却过程中当大部分马氏体形成后，剩下的奥氏体被分割成一些很小的区域，它们被周围的马氏体包围，在冷却过程受到巨大的各向压力，处十高应力状态，从而阻碍其向马氏体转变而成为残余奥氏体，这部分数量较少的残余奥氏体是不可避免的。

国３５热影响区组织

Ｆｉ９３－５Ｍｉｃｍｓ劬咖ｍｏｆｈｅａｔａｆｆｅｃｔｅｄｚ衄。

３．５热处理后的碳化物分析

选取板厚为６ｍｍ，焊接工艺参数分别为ｌ撑：Ｐ＝４ｋＷ，ｖ－１０．５ｍｍ／ｓ：群：Ｐ＝４ｋＷ，ｖ＝９ｍｍ肛的焊接试样进行观察，经过７６０℃／３岫ｉｎ焊后回火处理的接头各部分组织如图３．６所示。从显微组织冈中可以看出，回火热处理后焊缝组织主要为回火马氏体，拍

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回火马氏体的晶粒仍然比较粗大，板条界面较清晰，而且板条成束较宽，板条马氏体晶界处存在少量的残余奥氏体。

如图３．６所示，在回火处理后有Ｍ２３＆型碳化物析出，其主要集中在马氏体板条或奥氏体晶界卜，碳化物形状不规则，呈短棒状，长度在几十到几百纳米之间不等。由于晶界上存在着密集的位错线和胞晶壁等微观缺陷，而碳原子虽早在这里形成偏聚，所以碳化物主要集中在晶界上。

１＃试样的焊接速度大于雄试样，其熟输入量相对少，冷速较快，熔池的热作用时间短，焊缝的马氏体板条较细，在焊缝、热影响区及细晶区的碳化物析出略少于甜试样，晶粒尺寸也略小于２＃试样。

（ｃ）ｌ射‰影响区（ｄ）２卅＆影响区

（ｇ）末热处理母材（ｈ）热处理母材

图３６碳化物分布图

Ｆｉ９３．６Ｃａｒｂｉｄｅｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｓ

３．６激光焊接工艺对焊缝组织的影响

３．６．１焊接功率对焊缝组织的影响

为了研究焊接功率对焊缝组织的影响，选用了不同焊接功率，相同焊速度的斟和１６＃试样进行分析。其工艺参数分别为：Ｐ－－４ｋＷ，ｖ＝２０ｒｍｎ／ｓ和Ｐ＝３．５ｋＷ，ｖ＝２０ｍＱｌ／Ｓ，其焊缝组织如图３．７所示。在相同的速度下，输出功率大的焊缝组织较输出功率小的焊缝组织粗大一些，但两者差别并不是很明显：焊缝中心都没有出现明显的等轴晶组织。３７

（时５＃嘞１６＃

图３７焊缝组织

Ｆｉ９３７Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｅｔｕｒｅｏｆｗｄｄｉｎｇｓｅａｍ

这主要是因为在相同的焊接速度下，功率越大，热输入量就越大，金属处于过热状态，致使史氏体晶粒急剧长大，温度越高，奥氏体晶粒长大速度越快，形成的奥氏体晶粒就越粗大，导致展终形成较粗大的板条马氏体。由于焊缝体积小，焊缝凝固时间短，焊缝中心未能形成明显的等轴晶组织。

３．６．２焊接速度对焊缝组织的影响

为了研究焊接功率对焊缝组织的影响，试验选用了相同焊接功率，不同焊速度的蝌和甜焊接试样进行分析。其工艺参数分别为：Ｐ－＝４ｋＷ，ｖ＝２０ｍｍ／ｓ和Ｐ＝４ｋＷ，ｖ＝１５ｍｍ／ｓ，其焊缝组织如图３．８所示。在相同的功率下，焊接速度小的的焊缝组织较焊接速度大的焊缝组织粗丈一些，但两者的差别并不明显；焊缝中心都投有出现明显的等轴晶组织。

其主要原因也是焊接热输入量的不同。在相同的焊接功率下，焊接速度越小，热输入量就越大，金属处于过热状态，致使奥氏体晶粒急剧长大，温度越高，奥氏体晶粒长大速度越快，形成的奥氏体晶粒就越粗大，导致最终形成较粗丈的板条马氏体。由于焊缝体积小，焊缝凝固时间短，焊缝中心未能形成明显的等轴晶组织。

ａ）５＃（ｂ）６＃

圈３８焊缝组纵

Ｆｉ９３．８Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｗｅｌｄｉｎｇｓｅｍｎ

３．７激光焊接工艺对热影响区组织的影响

３．７．１焊接功率对热影响区组织的影响

为了研究焊接功率对热影响区组织的影响，选用了不同焊接功率，相同焊速度的辩和１６＃焊接试样进行分析。其工艺参数分别为：Ｐ－－４ｋＷ，ｖ＝２０ｍｍ／ｓ和Ｐ＝３．５ｋｗ，ｖ＝２０ｍｍ／ｓ，其热影响区组织如图３９所示。５＃焊接试样的热影响区约０．９ｒａｍ宽，１６＃焊接试样的热影响区约０６ｍｍ宽，输出功率大的热影响区较输出功率小的热影响区更宽一些。此外，输出功率较大的试样其靠近焊缝的过热区组织更粗大一些、其细晶区的宽度也较大。

（ａ１珊Ｃｏ）１６＃

目３９热影响吒组缓

Ｆｉｇ３．９Ｍ“：ｆｏｓｈⅢｕｍｏｆｈｅａｔａｆｆｅｃｔｅｄｚ。Ⅱｅ

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一般的，热影响医的宽度和焊接线能量成正比。在相同的焊接速度Ｆ，焊接功率越大，焊接线能量就越大，热影响区的宽度也就越宽。此外，焊接线能量越大－加热温度越高，当加热至１１００℃以上温度时，形成的奥氏体晶粒就越大．焊后冷却会形成品粒尺寸较大的马氏体组织。

３．７．２焊接速度对热影响区组织的影响

为了研究焊接速度对热影响区组织的影响．选用了焊接功率相同，焊速度不同的１４＃和１５＃焊接试样进行分析。其工艺参数分别为：Ｐ＝３．８ｋＷ，ｖ＝２０ｍｍ／ｓ和Ｐ＝３．８ｋＷ，ｖ；１５ｍｍ／ｓ，其热影响区组织如图３．１０所示。１４＃焊接试样的热影响区约０．５ｒａｍ宽，１５＃焊接试样的热影响区约０．８ｍｍ宽，焊接速度低的的热影响区较焊接速度高的热影响区更宽一些。此外，焊接速度低的试样其靠近焊缝的过热区组织更明显一些、其细晶区的宽度也较大。

（ａ）１４＃（ｂ）１５＃

图３．１０热影响区组织

Ｆｉ９３．１０Ｍｉｅｒｏｓｍｍｔｕｍｏｆｈ￡ａｔａｆｆｅｃｔｅｄｚｏｒｎ＊

同上所述，热影响区的宽度和焊接线能量成正比。在相同的焊接功率下，焊接速度越小，焊接线能量就越大，热影响区的宽度也就越宽。此外，在保证焊透的情况下，尽可能采用低的焊接功率或高的焊接速度，减小焊接线能量，使焊接过程中热影响区的温度降低，过熟区组织减少，这对焊接接头的力学性能是有利的。

３．８本章小结

１）对激光焊接接头截面的宏观观察表明，焊缝为典型的匙孔焊缝形貌，热影响区较窄，焊缝具有较大的深宽比。接头各区在焊接过程中所经历的热循环不同，最终

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形成了不同的金相组织。

２）焊缝区内的金相组织均为晶粒粗大的板条马氏体组织。热影响区为马氏体组织和少量残余奥氏体。热影响区各部分经历的焊接热循环不同，晶粒尺寸也不相同。靠近焊缝区的热影响区受热温度高，受热持续时间长，因此获得晶粒粗大的马氏体组织，而靠近母材的热影响区受热温度较低，高温持续时间较短，获得了晶粒细小的马氏体组织。

３）焊接接头在经历７６０℃／３０ｍｉｎ的高温回火后，得到了回火马氏体组织。在回火处理后有Ｍ２３Ｃ６型碳化物析出，碳化物形状不规则，呈短棒状，长度在几十到几百纳米之间不等。碳化物颗粒主要分布在有着密集位错线和胞晶壁等微观缺陷的马氏体板条或奥氏体晶界上，晶内碳化物分布较少。

４）分析了焊接功率对焊缝及热影响区的影响。在相同的焊接速度下，焊接功率越大，焊缝及热影响区的宽度越大，组织越粗大。，

参

５）分析了焊接速度对焊缝及热影响区的影响。在相同的焊接功率下，焊接速度越小，焊缝及热影响区的宽度越大，组织越粗大。４１

第四章ＣＩＡＭ钢激光焊接接头力学性能的分析

焊接接头的力学性能是评价焊接接头性能优良与否的最重要依据，是影响焊接结构使用性能的重要因素之一，对其进行试验及评定结果，对于改善焊接的工艺及获得优良的焊接接头具有重要的意义【５７１。试验分别选取不同焊接参数的ＣＬＡＭ钢激光焊接试样，对焊接接头的显微硬度、抗拉强度，冲击功进行了测定，并对拉伸和冲击断口形貌进行了分析。

４．１试验材料力学性能及其物理性能

ＣＬＡＭ钢的室温及高温拉伸性能见表４．１所示。由于ＲＡＦＭ钢具有体心立方结构，会产生冷脆现象，即当试验温度或使用温度低于某一温度时，材料将由原来的韧性状态转为脆性状态，其冲击能量明显降低，这个温度称为韧—脆转变温度（ＤＢＴｒ）。在中子辐照下ＤＢＴＩ＂温度会上升，可能影响材料正常工作。故ＤＢＴｒ值的大小对聚变堆结构材料来说是一个非常重要的参数。经过采用ＣｈａｒｐｙＶ型标准试样的冲击试验，测得ＣＬＡＭ钢的ＤＢＴＴ值为．１００℃左右，测试结果如图４．１所示，日本的ＪＬＦ２１钢（ＪＯＹ０２２２｝玎三ＡＴ）ＤＢＴｒ为．８６℃。ＣＬＡＭ钢的ＤＢＴｒ值低于国际上所报道的多数ＲＡＦＭ钢测试结果，说明ＣｌＡＭ具有较好的低温冲击韧性。

表４．１

Ｔａｂｌｅ４．１ＣＬＡＭ钢的拉伸性能ＴｅｎｓｉｌｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＣｌＡＭ

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图４．１ＣＬＡＭ钢标准试样冲击吸收能与试验温度关系曲线

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４．２焊接接头显微硬度测试

硬度是材料弹性、塑性、强度和韧性等力学性能的综合指标。本试验使用维氏显微硬度计分别对１撑和甜试样的焊接接头横截面进行了硬度测试，载荷１．９６Ｎ，分别测得了焊缝、热影响区和母材的维氏硬度，未热处珊热处理试样的硬度值分别如图４．２中（ａ）和（ｂ）所示。

由图４．２（ａ）可见，焊件在未经回火处理的情况下，母材平均硬度在４１５ＨＶ左右；热影响区硬度在３８０ＨＶ～４１０ＨＶ；焊缝区在３８０ＨＶ－－一４００ＨＶ，焊缝硬度略低于母材，这主要是由于焊缝形成的马氏体组织较母材粗大，使其硬度与母材相比有所降低。描试样（ｖ＝９ｍｍ／ｓ）的焊缝硬度略低于１舞试样（ｖ＝１０．５ｍｍ／ｓ），两组试样在热影响区内硬度都呈现先升后降的趋势，这部分硬度升高的区域对应相变重结晶区（细晶区），细晶区金属在冷却过程中发生重结晶，冷却后形成均匀而细小的组织，从而使硬度值升高。

一般情况下，随着回火温度的升高，硬度总体呈逐渐下降的趋势。焊接接头经过回火处理后，马氏体发生回火转变，碳化物粒子发生聚集长大，失去强化效果，焊接接头的整体强度降低。经回火后焊接接头硬度如图４．２（ｂ）所示，焊缝区域平均硬度为２５０ＨＶ，其硬度值要明显高于其他区域；热影响区平均硬度为２１４．６ＨＶ；母材硬度平均为２１１．１ＨＶ。焊缝及热影响区的硬度值均大于母材，热影响区未出现软化现象。回火处理后，在焊缝板条马氏体晶界上有碳化物析出，起到了强化作用，使得焊缝硬度较高；而母材内的碳化物由于发生了聚集球化，降低了母材的强化效果，也会导致４３

江苏大学硕士学位论文

焊缝区硬度相对偏高。经过回火处理，猫试样（ｖ＝９ｍｍ／ｓ）的焊缝硬度略低于１撼样（ｖ＝１０．５ｍｍ／ｓ）。

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图４．２接头显微硬度

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范文三：中国低活化马氏体钢CLAM蠕变性能研究_李艳芬

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,

。

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,

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。

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,

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,

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而

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,

。

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测 试 实际其长 期 役服条件下 的 蠕变 断 裂 能性不 切 实

。

因 此

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义一

本 文采

用 小试样 工艺

,

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7

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研究

,

并对

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,

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预

2。

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,

经

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,

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。.

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而,

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而。

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,

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确 到

精~

题

图

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,

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,

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。

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。

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,

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阶。

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,

其

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最,

;

第 三段 阶 蠕

变,

蠕其 变速率 变蠕

急

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增坛

.

,

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。

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2

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数从 蠕变第二 阶

,段

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。,

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于结 图3

。

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K

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,

下,

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,

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热处理M

125

3K+

温度

82 387 392 823

3

力应因

1子41 2 0 11

8

应范力围

22 0 30 018 0 220 13 20 2 01 7 20 20 010 1 6 005 0 19 70 22 0 100 1 6 0 5090

一 一一一 一 一 一

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1033 K

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21 53 K

+

0 13 110 3 3

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8

73 92 38 2

31

6 20

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.

F 82 H

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1

22 3 12 7 3 K

一

+

1

02 3

87K 39 23

8

4.

核

能

篇 蠕激活能

蠕变 速率 变与 激 活能的关 系,

e

n 可用 A以 r hi u

s

方程 述

描:

、

中

其n

一

脊

一

A

ex

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刹

-(3

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、

n

脊,,

:

最蠕小变 速 率,

Q

蠕 变 激 活能:

R :气体常

数

J 8 ,3 1 4 /) mo K

.l.

:

温T 度

K

在,不 同度温同 一 应力 件 条

Q 于下

是,

如

果材料 结构不 发生 变化

R I( n瑞

,

,

n)

得 到 程方( 4 ) 可 方程从 (3(4 )

。

:

=

1

一

In

瑞

n

,

2

l () l/ 厂T 1不)

1通过蠕 变 速率 温与 度倒数 图

一

,

,可求 蠕得 变激 活 能Q

,

图 5

在 8 32 2 3 9K温 度 范围应 力 2为 20 M P 下a求 得C L A M 钢 的 激 能活约 为 2 6 E4J 6 所 示 而 Eu R O 死 R 9 7以 及 F 8 H 2激的 活能分 别为 5 5 和7 62 5 E J/ m o l [ ]

。K

.

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o

.

l

K

,

如

。

,

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3

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293 K

.

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K

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,

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1

图

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..

5

LCA

M e

o钢

小最 变蠕速 率与温度倒数 关 图

系

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,

从中求 得 可蠕 激 活变 能 为约

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42 6 K J/ m lo

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.

K 246 k J Zm

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34

蠕 变形 机变制 蠕 变

制机 主 跟要应 力和 温 相度关 关于 变 机 制蠕 分的类 有多 种 法 说 的 来说总 主要 有两 [ 9 位 错制 控蠕 变 和扩 散 蠕变 l 中 在等应力 围范内 常 规的 变 蠕通常都 由位错 控制 也叫做 幂 律

。

,

。。

,

:种

,

蠕变

。

位错蠕 变 主 要 跟应力密 切 相

关

,,

与 粒尺晶 影寸响 不 大

。

。而

在相 对 高 温和 低 力 条应件 下

一,

,

原

,

[] 子扩的 散 得变显 而易 见 故 为 散扩过 所程控 制 当扩 散 路径 沿 着 晶 粒进行 时 为 NH扩 散 蠕 变 9

通在

常

0 7 T m 以 上 温. 度发 生

(

。中

T其

m

绝对为熔 点 温 )度

。。

当

扩 路散 径沿着 晶 界 行 时

进 一来般

,说

,

为

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[ 扩1 散蠕变 9

力应因 子。

。

n

和蠕 变 活激能 Q 跟蠕 变机 制密切相 关

, ,,

n

n

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Q 的 化

变

,

一 。

,

4

味意着 蠕 变一

机制

变的 化 常通位错 制 蠕控变情 况下对纯 金属 来说 应 力因 子 一般 为而 合 的 n金 3在 5 n ] o 范 [ 围内 9然而 在很 多 实际 情 况 中 压如 力器 材料容中 应力 因 子常 大于 35 在 g c 卜如 IM ,

,钢

中

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为

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一

.

,

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一.

.

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金

为氧 化 弥散相 强 化时

2

,

n n

值 会急剧

升

高 为

,

如

。

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2 2Ti0 3M 0 3wt % Y 03 ) 在 92 3到9 7 3钢 (F 1 e4 蠕 而 激 活变能 则 般一 自扩 跟散 激 能 活接 近但 同 样 在 很 多 况 下

情 o sD M A 9 57

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K

,.

。

,

范

围可 达 到50 其 大Q 于扩自 散

激活

能

。

其原因 于 合金在 被强

化,

内

应 增 力

加,

导致

n以

及Q 的 增 l大[

1

。2

安徽省 新能

源 技术创 新 产业发与博展科士技 论

坛

蠕 当变从位 蠕错 变 转 到扩 散蠕变变 时

] 9 散激 扩活能 l

。

,

其 应

力因

子

n

会低降 至

,约

1,

蠕变 激 能活 仍 等于然

自

,

本在 工作 中发 每现个 温 度下范 围

内,

,

,

n

,

几值 保 乎 持常数 为不

变 >n

此 因认可为

在 目前 温 和 度 应

。力

变 机蠕制 不发 生 改变

。

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,

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>

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明其 说为位 错 控 制 蠕 变变 形 机

5 L制

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一

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参 数

预 长 期测 变蠕 断 强 裂度

,

。 因聚 为变堆 结构 材 料设 至 计少 使 o r用年 上 以 测试实 际低应 力 下的 变蠕 断 裂性能 耗时 太长 而

不切实 际

预测故 其期长蠕变性 能具有非 重常 要 意的义。

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流

,

,同 时

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假

其设 料材 结构不 生发变 化即 蠕变机 制不 发生变 可 化 利用

。其

高

温应高 力 下的 短 数时据预 测低温 低 应力 下 的 长 时蠕变 性 能

材 乙 尸=T ( C + l og tr.

aL

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参

数其 表达式如 下l

([)

3] 5:

)

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其中

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,

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为

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。

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T

为 测试 温度

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,

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,

hr

,

以及 c 为常数

’

。和 杆可 以 实从验中得 到,

关

于 常

数aL rs o。

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最r初 对所有 时 效 钢均 使 2用 0 和lM e

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。

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。

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。

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,5

得到 型典 应力 与 其L

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。

M 数参 图.

根据 据

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,

本文 中 应 力用采 线直坐 标

,

,

,

不

同于 统 的 对传 数坐 标,

在典 型 的层 设 包计 用 寿命使 件条下 线性 回归分 析法 推 断 出

可ARFM

8

23 l l K0 0000

,h

Mi l re 参数等于 2 8 8。

。

此条 下 件 L C MA 钢的 蠕 变裂断强 度 约为 14 0 MP aF

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一

H此

值 可 与其

范他围[]

。

钢如

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R

9

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论

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在8 3 9 22 3K 范围 内不 同 应 力范围 内 高的温蠕 变 性 进行 了能系 统 研的 究并

一

,

,对

蠕变机 进制行 了 分 析

长 对 期下 蠕的 变 裂断 度 强进 行 预测 钢

了

,。

其

主 结要论 如下

:似 于相 其他

RFM

CL AAM,

钢

显三示 阶 段蠕 变曲

线

。

同。一 温度 (应 力 ) 下

KJm

/,

随

应 力 (温0

度 )

加

增

.,

最 小蠕 变

速率增

n

加

断 裂时 间 减 小一

,

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>

典型值 3 5

,

蠕

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)

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>

0 F的 扩 自散激活 能 ( 3e

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Km

lo

k)

,

表

明目温前度和 应 范 力 围

内8 32

为

位 错 制蠕控变变 形 制机

2

)在典型包 层 设计 使 用寿 命下 (

刃

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通

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,

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,

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.

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。参

考 文献

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4

范文四：低活化铁素体_马氏体钢的研究进展

第21卷第6期2009年6月

　　　　钢铁研究学报　　　JournalofIronandSteelResearch

Vol.21,No.6　June　2009

低活化铁素体/马氏体钢的研究进展

黎兴刚,　燕青芝,　葛昌纯

(北京科技大学材料学院,北京100083)

摘　要:介绍了国内外低活化铁素体/马氏体(RAFM)钢的研究进展及发展趋势;分析了RAFM钢中可能出现的合金元素的作用以及辐照前后RAFM钢的组织结构、辐照硬化及辐照脆性现象。认为通过沉淀强化与弥散强化手段可以提高现有RAFM钢的高温力学性能;12Cr3WRAFM钢与氧化物弥散强化RAFM钢是很有希望的超临界水堆包壳管用候选结构材料。

关键词:低活化铁素体/马氏体钢;合金元素;辐照硬化;辐照脆化

中图分类号:TG111.5　　文献标识码:A　　文章编号:1001-0963(2009)06-0006-07

ResearchProgressofReducedActivationFerritic/MartensiticSteels

LIXing-gang,　YANQing-zhi,　GEChang-chun

(SchoolofMaterialsScienceandEngineering,UniversityofScienceandTechnologyBeijing,Beijing,100083,China)Abstract:Theresearchprogressanddevelopingtrendofreducedactivationferritic/martensiticsteelswereintro-duced.TheeffectsofalloyelementspresentinRAFMsteelswereanalyzed.ThemicrostructureofRAFMsteelsbeforeandafterirradiation,irradiationhardeningandirradiationembrittlementweredescribed.TheresultsshowedthatelevatedtemperaturemechanicalpropertiesofRAFMsteelscouldbeimprovedbyprecipitationstrengtheninganddispersionstrengtheningmethods,and12Cr3WRAFMandoxidedispersionstrengthenedRAFMsteelswereconsideredaspromisingcandidatestructurematerialsforfuelcladdingtubeinsupercriticalwa-tercooledreactor.

Keywords:reducedactivationferritic/martensiticsteel;alloyingelement;irradiationhardening;irradiationembri-ttlement

　　低活化铁素体/马氏体(ReducedActivationFerritic/Martensitic———RAFM)钢在强辐照下具有固有的几何稳定性、较低的辐照肿胀和热膨胀系数、高热导率等优良的热物理特性,其低活化成分适于商业化生产,同时不需要大规模工业性投资,具有最成熟先进的技术基础,所以目前普遍认为可将RAFM钢作为未来聚变示范堆和第一座聚变动力堆的首选候选结构材料

[1～3]

1　国内外研究进展情况

　　RAFM钢的大致发展历程如下:1983年,E.F.Bloom等[6]首先提出了低活化材料的概念,并提出在进行材料的成分和组织设计时,必须使基体和晶界区有很好的减弱中子辐射的作用,即加入可降低活性的元素,将基体设计为体心结构,建议不采用Nb,Mo,Co和Ni等元素。1992年,国际能源组织专门成立了低活性马氏体钢研究工作组

[7]

。2007年,在第三届超

临界水冷堆设计与技术国际研讨会上,RAFM钢又被列为超临界水冷堆芯内部件及包壳管用候选结构材料之一

[4,5]

。目前,

美国、欧洲和日本已经开发了诸如9Cr2WVTa[典型成分(质量分数,%,下同)Cr9.0,C0.10,Si0.20,

。

基金项目:国家重点基础研究发展计划(973计划)资助项目(2007CB209800)

作者简介:黎兴刚(1985-),男,博士生;　　E-mail:xing-gangli@163.com;　　修订日期:2009-02-15

第6期　　　　　　　　　　　　黎兴刚等:低活化铁素体/马氏体钢的研究进展　

·7·

W2.0,Mn0.45,Ta0.06,V0.23,N0.021,余为Fe]、EUROFER97(Cr8.9,W1.1,Mn0.47,V0.2,Ta0.14,C0.11,余为Fe)、F82H(Cr7.46,W1.96,Mn0.21,V0.15,Si0.10,C0.09,Ta0.023,N0.006,余为Fe)等低活化铁素体/马氏体钢[8～13]。F82H钢由日本原子能源机构与JFE钢铁公司联合研制开发,其氧含量可达0.0124%;欧洲的EURO-FER97钢由FZK和CEA联合开发,授权奥地利的伯乐钢铁公司生产,其氧含量可控制在0.0010%以下。目前,一批用Fe-54替换Fe-56的EUROFER97钢正在生产中,以便进一步探索氦对力学性能的

影响。

　　自2001年以来,中国科学院等离子体物理研究所也对中国低活化马氏体(ChinaLowActivationMartensitic-CLAM)钢(Cr9.0,C0.10,Si0.01,W1.5,Mn0.45,V0.20,Ta0.07,N0.02,余为Fe)进行了设计及研究[3,14]。另外,核工业西南物理研究院也开展了CLF系列低活化钢(Cr9.0,C0.11,Mn0.6,W1.6,V0.3,Ta0.1,余为Fe)的研究。

　　表1[3,9,14,15]和表2[3,16]分别列举了几种较成熟的RAFM钢的热处理工艺、组织、拉伸性能及韧脆转变温度(TDBTT)。

[2,9]

表1　几种RAFM钢的热处理工艺及组织特点Table1　ThermaltreatmentofRAFMsteels

钢　号　CLAM　F82H　EUROFER97　9Cr2WVTa

正　火　980℃×0.5h　1040℃×40min　980℃×0.5h　1050℃×30min

回　火　760℃×1.5h　750℃×1h　760℃×1.5h　750℃×1h

组　织　完全马氏体　马氏体　完全马氏体　马氏体

表2　几种RAFM钢的拉伸性能及韧脆转变温度Table2　TensilepropertiesandDBTTofRAFMsteels

钢　号CLAMCLF

EUROFER97

条件室温600℃室温600℃室温600℃

抗拉强度/MPa629±21.4

334760364671291

屈服强度/MPa486.8±18.6

293649312568284

伸长率/%25.1±0.3

2919.525.321.432.4

断面收缩率/%

778775.289.576.394.3

TDBTT/℃-91-91---90-90

　　上述钢种都是针对聚变堆包层及第一壁的工作环境设计的结构材料。在该领域,RAFM钢的设计已日趋成熟,合金元素的种类变化不大,成分起伏亦

较小。由于成分设计相似,所以各钢种的Ac1差别不大,因而选择回火温度时的差异也不大,得到的组织中都含有马氏体(表1)。从表2可看出,中国CLF钢的强度最高,但塑性稍差;CLAM钢的室温塑性比EUROFER97钢好些,但高温塑性不如EURO-FER97钢,韧脆转变温度与EUROFER97钢接近。　　在制备工艺方面,美国橡树岭国家实验室以沉淀强化理论为基础,通过热力学模型进行成分优化,开发了一种热加工(TMT)工艺[2,17],即在1050～1300℃奥氏体化,析出物充分溶解;冷却至热加工温度(700～1000℃),热轧,引入高密度位错,提供大量MX析出物形核位置;退火,析出物生长至理想

尺寸;空冷。TMT工艺生产的商用9Cr和12Cr马氏体钢(含氮)在700℃下的屈服强度均提高了135%;针对TMT工艺专门设计生产的钢在700℃

下的屈服强度比传统正火-回火钢提高了200%,其强度可以与具有相似塑性的实验用氧化物弥散强化(ODS)钢媲美。TMT工艺生产的Mod9Cr-1Mo钢的蠕变寿命也提高了很多。传统的正火-回火F/M钢中的MX颗粒尺寸约32nm,密度一般为8×10m;TMT工艺生产的F/M钢中的MX析出物尺寸约4nm,密度为7×1022m-3。TMT工艺可将RAFM钢的使用上限提高到650℃,甚至更高。

　　此外,为了提高RAFM钢的高温性能及抗腐蚀能力,将ODS技术引入RAFM钢生产中。在750℃的潮湿环境下,ODS技术生产的RAFM钢具有与316SS不锈钢相当的抗氧化能力[2]。这主要是

[18]

18

-3

·8·

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因为Y2O3颗粒的加入阻止了氧原子扩散,从而在合金表面形成了一层致密均匀的氧化膜。由于Y2O3发生团聚,而且其熔点高、密度小,漂浮在熔融钢液上,所以焊接技术是这类氧化物弥散合金发展的关键因素之一。同时,由于生产工艺复杂且成本高,所以通过传统生产工艺生产具有优良高温性能和抗腐蚀能力的RAFM钢,依然十分必要。

2　合金元素分析

　　从低感生放射性角度考虑,在RAFM钢中不希望出现Co、Mo、Ni和Nb等元素。通常,当辐照剂量E<7mw·a 2时,从co与ni转变的60co是主要产生高放射性的同位素。但当e="">20MW·a/m2时,来自Nb的94Nb、来自Mo的93Mo成为主要产生高放射性的同位素。为了满足低活化要求,Nb、Mo、Ni、Cu和Al的质量分数应控制在10-6以下。2.1　碳

　　碳是奥氏体形成元素,可以与金属元素形成碳化物。碳元素含量过高,会增加辐照肿胀率,易在高温辐照下形成数量较多、尺寸较大的M23C6颗粒,导致韧脆转变温度变化量(ΔTDBTT)在较大的辐照损伤剂量(Υ)下才能达到饱和,而且饱和时的ΔTDBTT>0K。以HT9(C0.20%)钢及Mod9Cr1Mo(C0.10%)钢为例,在EBR-Ⅱ(ExperimentalBreederReactorⅡ)中辐照时,当Υ=13dpa时,HT9钢的ΔTDBTT随辐照温度升高呈先下降后提高的趋势;当Υ=26dpa时,随辐照温度升高,虽然ΔTDBTT达到饱和,但ΔTDBTT≥40K;对于Mod9Cr1Mo钢,在Υ=13dpa和26dpa情况下,ΔTDBTT均可达到饱和,而且饱和后的ΔTDBTT≈0K。所以在设计RAFM钢时,通常碳含量应选在0.1%左右。2.2　铬

　　铬是封闭奥氏体相区的元素,而且是提高钢耐腐蚀性的主要元素。将铬加入铁基固溶体后可使其电极电位升高。但是,当铬含量(原子数分数,at%)增加到12.5、25和37.5(相应的原子比为1/8、2/8、3/8)时,其电极电位升高发生突变,钢的腐蚀速率突然下降。此变化规律通常被称为n/8规律。铬能显著提高钢的钝化能力,此时钢的钝化膜中富集了铬氧化物Cr2O3,这种富铬氧化物在不少介质中都具有良好的稳定性,因而提高了钢的耐腐蚀性能[20]。图1示出钢中铬含量与腐蚀速率、时效脆性的关系[4]。可见,提高铬含量在降低钢的腐蚀速率的同

[19]

图1　铬含量与腐蚀速率、时效脆性的关系Fig.1　EffectofCrconcentrationoncorrosion

rateandagingembrittlement

时,也会引起时效脆化。所以,从腐蚀与时效脆性角度考虑,RAFM钢中的铬含量应控制在8%～16%范围内。

　　另一方面,铬含量与辐照肿胀率基本呈正比。铬含量提高,δ铁素体出现的可能性增大,对冲击韧性不利。因此,从抗辐照肿胀,特别是从抗相不稳定性和抗TDBTT升高的角度考虑,铬含量的最佳范围应降低到7%～9%。2.3　钨　　钨

[3,21～24]

在钢中具有固溶强化的作用,是提高

铁素体/马氏体钢强度和降低TDBTT的重要原素。钨提高冲击韧性的添加量为2.5%～3.0%;随着钨含量增加,蠕变强度提高;但当钨含量超过3%时,短时蠕变断裂强度趋于饱和,而且长时蠕变强度下降。日本和美国所用w(W)=2%的铁素体/马氏体钢在550℃下有Laves相析出,因此在部件的焊接热影响区也可能出现Laves相。Laves相会削弱钨的固溶强化作用,并致使脆性增加;细小的Laves相的沉淀会降低蠕变速率,但随温度升高,Laves相粗化(粗化速率远大于M23C6和MX化合物),反而又将提高蠕变速率。w(W)≈1%的EUROFER97钢的强度和冲击韧性比w(W)=2%的9Cr2WVTa钢差。　　增加铬、钨含量将提高铁素体/马氏体钢的高温性能和抗腐蚀性能,国外发展了最高应用温度可达650℃的NF12、SAVE12等钢种,其铬含量为11%～

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12%,钨含量为2%～3%。但NF12、SAVE12钢中含有3%左右的钴,钴为强感生放射性元素,不满足低活性的要求。w(Cr)balance=w(Cr)+0.75w(W),铬、钨均有缩小γ相区的作用(图2[23]),如果铬当量过高,而又不加入奥氏体形成元素钴,会增加δ铁素体出现的概率,导致铁素体/马氏体钢高温性能及韧性降低。FujioAbe[24]发现,9Cr-4W钢的回火马氏体中含有δ铁素体,但在9Cr2WVTa及9Cr3WVTa钢中未发现。2.4　钛、钒和钽

　　钛、钒和钽这3种元素均为强碳化物形成元素。钛、钒和钽与碳、氮作用形成M2X～MX型颗粒,这些颗粒对位错起钉扎作用,可提高材料的蠕变性能,阻止奥氏体晶粒长大,细化晶粒,提高韧性和强度。　　钛在钢中的作用与铌相似,能够增强铁晶格静畸变,又能减小晶格动畸变,钛的碳化物可以强烈阻止奥氏体晶粒长大,因此可以在较高温度下进行扩散均匀化。此外,钛还可以改善RAFM钢的焊接性能。但是,由于RAFM钢中碳含量一般控制在0.1%左右,氮含量也不高,所以钛含量不可过高,过高反而会降低合金的蠕变性能。

　　研究结果表明,对于12Cr马氏体热强不锈钢,钒的最佳添加量不高于0.3%。钒含量过高,将对蠕变性能造成不良影响。这是因为过量的钒会分布在基体中,钒溶入固溶体中,增加铁晶格点阵的静畸变,因而可提高钢的室温强度,

但却因增强动畸变而

使热稳定性降低。为此,钒不宜存在于基体中,而应在碳化物中并以稳定的碳化物来提高钢的回火抗力和长时蠕变断裂强度;RAFM钢中铬含量高,将会增加钒进入基体的机会,从而降低钢的长时蠕变性能。　　EUROFER97钢的钽含量为0.14%,大约是F82H.mod钢的7倍,在900～1050℃之间奥氏体化,得到的晶粒尺寸(d)约为F82H.mod钢的1/2(EUROFER钢d=11～21μm,F82H.mod钢d=27～

[25]

51μm)。A.Donón等[26]研究了EUROFER97钢与几乎不含钽的LA12LC钢的平均奥氏体晶粒尺寸随奥氏体化温度变化的规律:在相同的奥氏体化温度下,LA12LC钢的奥氏体晶粒尺寸明显大于EUROFER钢。2.5　氮和氧

　　通常认为氮、氧会显著影响合金的塑性,但最近的研究结果已将它们列入合金元素的范畴,并认为非金属氮化物、氧化物对合金性能的影响取决于其形状、尺寸及分布。当加入钛、钽和钒等元素时,适量的碳、氧及氮等间隙原子与其形成弥散的MX化合物,不但可提高合金的高温蠕变强度,而且也有利于提高高温强度2.6　硼

[27]

。

　　硼是表面活性物质,在铁素体内的溶解度很低,其主要作用是在M23C6表面偏析,降低M23C6的长大速率,因此可以稳定晶粒/板条边界。对12Cr马氏体钢的研究结果表明,硼的添加量为0.03%～0.05%时,能显著提高材料在650～700℃下的热强性,而对600℃以下的热强性无明显作用。但是10B会发生(n,α)反应,产生的He与Li原子会影响RAFM钢的力学性能[28]。天然硼中,10B的丰度约为20%,钢中若含0.005%的天然硼,将产生约0.005at%的氦原子。R.L.Klueh博士认为,可以用11B替换天然硼,并预测9Cr2WVTa钢中加入0.003%～0.005%的11B和约0.05%的氮后,其力学性能与NF616钢相当。

[19]

[23]

3　辐照对F/M钢组织结构和力学性能的影响

3.1　辐照前后F/M钢的组织结构　　高温条件下使用的7-12Cr钢,需经正火-回火处理。7-12Cr钢经正火处理后,通常可得到位错密度

图2　Fe-Cr相图[w(C)=0.1%]Fig.2　Fe-Crbinaryphasediagram

较高的马氏体组织(体心四方结构),再经回火处理,位错密度大量减少,同时会析出M23C6、MX型化合

·10·

[28]

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物。大尺寸的M23C6颗粒(60～200nm)会分布在马氏体板条和原奥氏体边界,而大部分小尺寸的MX颗粒(20～80nm)则弥散于基体中[19]。M23C6与MX都将阻碍位错运动,但起沉淀强化作用的主要是MX颗粒。析出物尺寸较大,密度较小,都会削弱沉淀强化作用。

　　中子辐照将会使原子离开正常的晶格位置,从而形成空位和间隙原子。随辐照损伤剂量增加和温度升高,空位聚集成孔洞,间隙原子湮没于孔洞和位错尾闾,这就导致了辐照肿胀;辐照诱发偏析和沉淀也随之发生。随温度升高,位错环密度下降,尺寸增加,最终进化为位错网络[29～33]。肿胀现象在某一中等温度下最明显,因为在温度低时,空位移动速度小,易于与间隙原子复合;高温下,空位平衡浓度很高,减少了可以聚集形成空洞的空位量[34]。铁素体/马氏体钢的辐照肿胀速率非常低,数值范围在0.015～0.070%/dpa之间,比奥氏体不锈钢低一个数量级以上。铁素体钢之所以具有较高的抗辐照肿胀能力,是因为其具有较长的孔洞孕育期[35～38]。　　辐照诱发偏析和析出物也会影响钢的性能。w(Cr)=9%～12%的钢在辐照过程中会产生α′相、GP区、M6C和χ相等[32,33,39]。大多数w(Cr)=9%～12%的钢在400～600℃的辐照和热时效过程中,会产生引发脆性的Laves相,而在高于600℃的条件下辐照,却不产生Laves相[29,32,39]。除了这些新的析出物外,在高温辐照条件下引起的M23C6和MX的粗化也会对钢的性能造成影响。

3.2　辐照硬化

　　金属在受到快中子辐照后屈服强度都有所提高,对于铁素体钢,表现为下屈服点上升。对于奥氏体钢或铁素体钢,辐照对其屈服强度的作用远大于对其拉伸强度的作用。由于辐照使屈服强度趋近于断裂强度,这就造成塑性损失。面心立方和体心立方金属的辐照硬化都归因于前面所述的由于辐照产生的各种缺陷。

　　辐照硬化效应取决于辐照温度和中子辐照损伤剂量。当辐照损伤剂量处于热中子堆内堆芯结构件承受的剂量范围时,辐照温度一定,硬化会随着辐照损伤剂量的增加出现饱和。从对EUROFER97钢的辐照结果来看,辐照温度较低时,Υ≈1.5dpa,硬化即可达到饱和;辐照温度t=300℃,Υ<2dpa时,硬化量δσy与υ的平方根近似呈正比———δσy=240υ;υ=2～9dpa,δσy与υ服从δσy=616[1-1>

exp(Υ/6.7)]

1/2[40～42]

。

　　在辐照损伤剂量相同的条件下,材料的硬化行

为随辐照温度升高先增强,后减弱。当Υ=16.3dpa,t=300℃时,EUROFER97钢的硬化最为强烈;当t≥350℃时,随辐照温度升高,EUROFER97钢的硬化充分下降[43]。当Υ=22dpa,t=390℃时,日本NLF钢出现最大硬化及最小均匀变形;当t>400℃时,该钢的硬化量非常小,屈服应力与辐照前相比几乎没有变化。产生这种现象的原因是高温作用能够将辐照产生的缺陷退火消除。3.3　辐照脆性

　　辐照硬化将会降低铁素体/马氏体钢的韧性,以夏氏冲击实验曲线为量化依据,表现为曲线向高温移动,TDBTT升高,高阶能降低[45]。在一定的辐照温度下,随辐照损伤剂量增加,冲击曲线重合,即ΔTDBTT会达到饱和。与辐照硬化相对应,在相同辐照损伤剂量条件下,随辐照温度升高,TDBTT先升高,后下将,高阶能呈先减小,后增加的趋势[46,47]。　　与传统的F/M钢相比,RAFM钢拥有较好的抗辐照脆性能力。365℃下,辐照损伤剂量均不低于10dpa时,9Cr2WVTa钢的ΔTDBTT比HT9钢低很多(9Cr2WVTa钢的ΔTDBTT≈32℃,HT9钢的ΔTDBTT=125℃)。一方面是因为HT9钢中的碳含量(0.2%)比9Cr2WVTa钢(0.1%)高;另一方面是因为9Cr2WVTa钢中加入的钽元素细化了晶粒。在365～420℃,相似的测试条件下,Mod9Cr1Mo钢的ΔTDBTT约比9Cr2WVTa钢多2倍。即使在未辐照条件下,9Cr2WVTa钢的TDBTT也比Mod

[28,48,49]

9Cr1Mo钢至少低25℃。

[44]

　　辐照脆性机制可以通过硬变系数来反应。硬变系数C=ΔTDBTT/Δσy。分析结果表明,t≤350℃时,w(Cr)=7%～9%的RAFM钢的C=(0.38±0.18)℃/MPa,这说明脆性是由硬化机制控制的。t=400℃时,硬变系数增加,这表明在热时效作用下,发生了非硬化诱导脆性机制。t≥400℃时,如果材料软化,起主导作用的非硬化诱导脆性机制不同,会导致硬变系数发散

[43,50]

。

4　结语

　　9CrRAFM钢的不足是高温性能及抗腐蚀性能较差,其使用上限温度为500～600℃,已不能满足特殊工况的使用要求。通过沉淀强化和弥散强化可提高RAFM钢的高温性能。沉淀强化主要是指调

整C、N、V、Ti和Ta等元素的含量,引入足量的,稳定的MX化合物,同时加入硼元素,抑制M23C6化合物的粗化,提高晶界强度;弥散强化手段主要是通过机械合金化方法引入弥散的纳米尺寸的氧化物(如Y2O3、TiO2等)。作为第四代核裂变反应堆之一的超临界水堆,其芯内部件及包壳管材料要求的使用温度可达到650℃,并能抗超临界水腐蚀,12Cr3WRAFM钢与ODSRAFM钢是很有希望的超临界水堆包壳管用候选结构材料。对于12Cr3WRAFM钢,在组织和热处理方面控制的主要目标是铁素体和二次硬化,由于存在620～650℃回火脆性,所以回火温度应高于此温度区间。在成分设计上应考虑尽可能高的Ac1温度。目前,超洁净钢生产工艺、晶粒细化技术、弥散强化技术都已引入到RAFM钢的生产中。

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范文五：中国低活化马氏体钢CLAM热等静压扩散焊接初步研究_李春京

　第27卷　第1期　2007年　3月核科学与工程

ChineseJournalofNuclearScienceandEngineeringVol.27　No.1Mar.　2007

中国低活化马氏体钢

CLAM热等静压扩散焊接初步研究

李春京,黄群英,吴宜灿,FDS团队

(中国科学院等离子体物理研究所,安徽合肥230031)

摘要:热等静压扩散焊接由于其独特的优点而被认为是聚变堆包层第一壁及冷却板等复杂结构件的首选制造技术之一。本文对中国低活化马氏体钢CLAM的热等静压焊接进行了初步研究。实验中CLAM钢自身焊接的拉伸性能已经达到母材的水平,但冲击断口为原接合面,且强度较低,X射线能谱(EDS)分析发现冲击断面上有强氧化物形成元素Al、Si、V等富集,初步认为焊接前期处理过程中待焊接面形成的稳定氧化膜导致冲击性能较低。

关键词:聚变堆包层制造;低活化;CLAM;热等静压;扩散焊接中图分类号:TL627;TG453+.9　　文献标识码:A

　　文章编号:0258-0918(2007)01-0055-04

Preliminarystudyonhotisostaticpressingdiffusionweldingfor

Chinalowactivationmartensitic(CLAM)steel

LIChun-jing,HUANGQun-ying,WUYi-can,FDSTeam

(InstituteofPlasmaPhysics,CAS,HefeiofAnhuiProv.230031,China)

Abstract:Hotisotaticpressingdiffusionwelding(HIP-DW)isdeemedastheprimarycandidatefabricationtechniqueforthefirstwall(FW)andcoolingplates(CP)oftheblanketmodule.PreliminaryexperimentsonHIP-DWforCLAMweredoneanddis-cussedinthispaper.Intheseexperiments,tensilepropertiesofHIP-DWjointsof1100℃/140MPa/4hand1150℃/140MPa/4hwereidenticaltobasemetal,buttheimpactabsorbedenergywereverylowandthesamplesallfracturedatthejoininginter-face.ElementspronetoformoxidessuchasAl,Si,Vetc.werefoundtobeenrichedonthefracturedsurfacethroughenergydispersiveX-rayspectroscopy(EDS),whichindi-catedthatthestableoxidefilmformedduringthepre-HIPtreatmentloweredtoughnessofthejoints.

收稿日期:2006-11-07;修回日期:2007-01-09

基金项目:国家自然科学基金项目(10375067),中科院知识创新工程项目,973计划项目作者简介:李春京(1979—),男,山东人,博士研究生,主要从事核材料研究工作

Keywords:manufacturingofblanket;lowactivation;CLAM;hotisostaticpressing;diffusionwelding

　　低活化铁素体/马氏体钢(RAFM钢)是未来聚变示范电站及商用聚变电站的首选包层结构材料[1]。它有很多优点,首先是低活化,可以保证聚变能源为清洁能源;其次,RAFM钢与目前国际热核聚变实验堆(ITER)所使用的屏蔽包层结构材料316LN相比具有更高的热导率和更好的抗辐照肿胀能力;而且RAFM钢与其他正在发展的低活化结构材料(如钒合金、SiCf/SiC复合材料)相比具有更为成熟的技术基础和更高的大规模工业生产的可行性。另外,未来聚变示范电站及商用聚变电站包层结构复杂而且体积庞大,所以急需发展一种生产加工大型包层部件的制造技术。热等静压扩散焊接(HIP-DW)具有传统熔化焊接技术所没有的独特优点。首先,它适用于复杂形状的大面积焊接;其次,没有热影响区存在,也就不需要相关的性能恢复工序;而且如果工序合适,可以避免产生界面孔隙[3]。因此采用HIP-DW焊接方法可以制造出质量优越形状复杂的部件。所以目前认为它是非常有潜力的可应用于未来聚变堆包层中第一壁及冷却板等复杂结构件的关键制造技术[4]。日本原子能机构(JAEA)、法国能源机构(CEA)以及德国卡尔斯鲁厄科学研究中心(FZK)等都分别对其正在研究和发展的RAFM钢即F82H和EUROFER97进行了很多热等静压焊接工艺以及利用此技术制造第一壁及包层冷却板的研究,并初步进行了包

[2]

层小型模块的试制。

中国科学院等离子体物理研究所在与多家单位合作下研究发展了中国的低活化马氏体钢———CLAM[2,8],现在已经发展到吨级的冶炼水平,性能与已经发展多年的RAFM钢(如EUROFER97、F82H等)的性能相当[9]。同时等离子体所开展了FDS系列聚变堆液态锂铅包层设计

[10-11]

[5-7]

及即将在ITER中进行测试的实

[12]

验包层模块设计,在设计中CLAM被选为首选结构材料。这使得CLAM钢的热等静压焊接研究更加必要和紧迫。为了适应聚变能发展的需要以及中国ITER测试包层实验的需求,在国家自然科学基金项目(批准号:10375067)、中科院知识创新工程项目以及“973计划项目”等的资助下开展了CLAM钢热等静压扩散焊接技术的初步探索。

1　工艺设备与工艺实验

热等静压扩散焊接实验是在炉镗尺寸为 280×700mm的热等静压机上进行的,该设备极限压力为150MPa,极限温度为1350℃。

CLAM钢实验样品取自FDSHEAT0408A,钢的实测成分如表1。样品尺寸为 30×35mm。待焊接面采用磨床加工,平均粗糙度约为0.8μm,之后在酒精丙酮混合溶液中超声清洗,然后放入304不锈钢包套中,长时间除气后进行采用氩弧焊封口。

表1　CLAM钢(FDSHEAT0408A)实测成分Table1　ChemicalcompositionofCLAM(HEAT200408A)

元素质量分数/%

Cr

W

V

Ta

Mn

C

S

Si

O

N

Co

Cu0.028

Al0.18

Ti0.004

Ni0.043

8.911.440.200.150.350.120.0030.0660.00200.00840.006

　　CLAM钢与CLAM钢的扩散焊接实验温

度分别为1050、1100、1150℃,压力为140MPa,时间为3～4h;冷却方式为自然随炉冷却,实验未采用中间夹层。

在热等静压扩散焊接实验结束后,对样品进行了统一的后期热处理工艺以恢复CLAM

钢的马氏体组织,热处理工艺如下:980℃/30min,水冷到室温;760℃/90min,空冷到室温。

2　实验结果及讨论

2.1　组织结构分析

样品经过热处理后,取扩散焊缝处制成金相样品,经腐蚀后使用电子显微镜(SEM)及金相显微镜对焊缝进行了观察,见图1～3。可以看到,在1050℃下3h扩散焊接样品有比较明显的孔隙,而在1100℃以及1150℃下的样品则无明显孔隙等缺陷

。

标准拉伸试样。拉伸结果列于表2

。

图2　1100℃/4h扩散焊接头SEM照片×1100

Fig.2　SEMmicrographofHIP-DWjointof1100℃/4h×1

100

图1　1050℃/3h扩散焊接头SEM照片×1100

Fig.1　SEMmicrographofHIP-DWjointsof1050℃/3h×1000

2.2　拉伸实验

以焊缝为中点,根据国家拉伸试样标准GB/T228—2002制成标距段为 5×25mm的

图3　1150℃/4h扩散焊接头光学显微照片×500

Fig.3　OpticalmicrographofHIP-DWjointof1150℃/4h×500

表2　不同条件下HIP-DW焊接样品拉伸实验结果

Table2　TensilepropertiesofHIP-DWjointsunderdifferentconditions

实验条件

-1050℃/3h1100℃/4h1150℃/4h

抗拉强度/MPa

640550635650

屈服强度/MPa

492495475495

延伸率/%

28-24.525.0

断面收缩率/%

78.1-74.074.0

备注母材脆断延性断口延性断口

　　从表中可以看出1050℃下保温3h的扩散焊接的拉伸样品均为脆性断裂,抗拉强度为基体材料抗拉强度的80%左右,且断裂位置基

本上处于接头处;而1100℃与1150℃下保温4h的扩散焊接样品拉伸强度与基材基本一致,但延伸率略有下降,这与热等静压高温过程引起材料的晶粒度长大有一定关系。

从拉伸强度、延伸率、断面收缩率测量值可以看出1100℃/4h及1150℃/4h两种条件

下的扩散焊接接头都达到了基体材料性能水平,而且从金相组织看腐蚀后的样品尽管中间连接缝还是比较明显,但是无明显的孔隙等缺

陷,从这两方面来分析焊接效果比较基本符合预期要求。2.3　冲击性能实验

拉伸实验仅仅能够反映接头的基本缺陷,而接头冲击强度对接头的性能更敏感,实验发现:接头冲击强度在15%以上的扩散焊接样

品,接头拉伸性能都与母材的性能基本一致

[13]

。

扩散焊接样品经过后期热处理后,以焊缝

3　结论

为了适应中国聚变堆包层及TBM模块制造的发展需求,对CLAM钢初步进行了三次热等静压焊接实验,实验中采用包套封装除气封焊的方法进行前期处理,经过测试分析发现:

1)在1100℃/140MPa/4h、1150℃/140MPa/4h两种焊接条件下焊接头的抗拉强度、延伸率、断面收缩率等已基本达到要求;

2)接头冲击强度未达到预期要求,通过分析主要是因为前期处理过程中CLAM钢表面形成了一层稳定氧化层,而且在扩散焊接过程中未能通过高温扩散消除,影响到接头的冲击性能。

为提高热等静压焊接接头的冲击性能,目前正在进行进一步的焊接前期处理工艺优化研究。

为中间线制作了标准U型冲击试样并进行了性能测试。结果列于表3。1050℃下的扩散焊接实验样品因为其拉伸性能未达到预期要求,故未进行冲击性能的检测。从表中可以看到1100℃/4h与1150℃/4h后的样品冲击强度都比较低,不及基材值的10%,而且断口也很明显为原焊接面。冲击断面经X射线能谱(EDS)分析发现,强氧化物形成元素如Al、Si、V等在焊接表面存在一定程度的富集。

表3　各实验条件下HIP-DW焊接

样品冲击强度测试结果

Table3　ImpacttestresultsofHIP-DW

jointsunderdifferentconditions

实验条件

-1100℃/4h1100℃/4h1150℃/4h1150℃/4h

实验温度/℃

RT20201818

冲击吸收功/J

27620171621

备注母材脆断脆断脆断脆断

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维持不变,因此出口单位质量焓值增加。同理,冷却剂流量阶跃增加,换热量先增加,后又有所降低,到稳定,为了满足增加的放热量,出口焓减小。如图3所示。

4　结论

仿真得到的变化趋势和结果与实际运行参数在精度允许范围内很好的相符。由仿真结果可以看出,建立的模型可以反映出蒸汽发生器实际运行时一次侧,二次侧,管束传热动态响应过程。本文用SIMULINK建立的仿真模型对蒸汽发生器设计以及装置事故分析有一定的参考价值。

结果分析:

1)随着装置功率的提升,一回路给水量增加,入口焓值和出口焓值均增加,但是出口增加的幅度更大,因此,装置功率增大时,需要的蒸汽产量也增大,即二回路得到的热量增加,和热流密度变化曲线吻合。从热流密度曲线变化趋势看出,在冷却剂进口处换热量最大,沿着流向成降低趋势。由于一二次侧温差逐渐减小,因此换热量逐渐减小,仿真计算所得数据和实际运行相符。由于数学模型在简化时进行了集总参数化,因此二回路温度在过冷段呈线性增加趋势,达到饱和温度后维持不变。如图2所示。

2)一回路给水流量阶跃减少时,Q=AαΔT,对流换热系数降低,管束壁温来不及降低,换热量有一个忽降,二次侧沸腾强度随着减弱,蒸汽产量也降低,二次侧压力和温度也减小,由于一二次侧温差增大,导致传热量又略有增大,但总体上仍减小。由于冷却剂进口温度

表1　数学方程中变量及下标符号的含义Table1　Meaningsofmathematicalmodelsvariable

andsuffix

符号

UGAzxpV

含义

热周界/m

流体质量流速/kg (m2 s)-1面积/m2

轴向距离/m干度

压力/MPa体积/m3

脚标含义p一次侧s二次侧i进口处o出口处sc过冷段FW给水室SD蒸汽腔室

d)　冷却剂出口焓响应曲线图3　冷却剂流量扰动曲线Fig.3　Coolantflowdisturbingcurve

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