1、引言

“碳達峰、碳中和”的“雙碳”目標引發全球能源快速轉型[1]，在“十三五”時期，我國核電發展低于預期目標，煤炭消費比重雖有下降，但仍占據主要地位，因此，在“十四五”乃至今后較長的時間內，加快推動核電等非化石清潔能源發展勢在必行。黨的二十大報告強調“深入推進能源革命”，“加快規劃建設新型能源體系”，堅定不移地走高質量發展道路，安全有序發展核電，建成完整核電產業鏈。核能已被證明是一種可持續發展的，環境友好的，具有成本效益的，不可或缺的替代化石能源的綠色清潔能源[2]。

核反應堆作為核電站的核心設備，是產生可控核裂變、釋放出巨大核能的裝置，保障其安全是發展核電的先決條件。核反應堆由堆芯、壓力容器和堆內構件組成，其中，核燃料棒是產生核裂變并釋放熱量的基本組件，它將UO₂燃料芯塊放置在包殼中，通過焊接方法將包殼與兩側的端塞連接，把燃料芯塊密封隔絕在內部。其包殼內壁受到燃料組件的輻射和裂變氣體的壓力，外壁受到冷卻劑的沖刷和腐蝕，是反應堆工況最為苛刻，也是最易損壞的地方[3]。自二十世紀中葉以來，作為“原子時代的第一金屬”，鋯及鋯合金因其高溫高壓水和蒸汽環境中的耐腐蝕性能好、中子吸收截面小和機械性能良好等特征被廣泛用于核反應堆的結構材料，如燃料棒的包殼材料、壓力管和堆芯材料，組成核反應堆安全的第一道屏障[4]。

在燃料組件裝配過程中，通常采用焊接方法將核燃料密封在鋯合金包殼內，焊接質量直接影響反應堆運行的安全性、穩定性和可靠性。傳統熔化焊的熱輸入高，焊后易導致變形超差，釬焊過程中易產生氣孔和連續分布的金屬間化合物(intermetallic compounds,IMCs)損害接頭性能，實現鋯合金的低溫小變形精密焊接技術一直是亟待解決的問題。

因此，本文分析了鋯及鋯合金的焊接性，綜述了鋯合金熔焊、釬焊和擴散焊等焊接技術的國內外研究現狀，闡述了兩種焊前界面優化方法，即表面機械研磨處理(surface mechanical attrition treatment,SMAT)和熱氫處理技術(thermo-hydrogen processing,THP),最后對其在鋯合金的低溫擴散焊的應用進行總結和展望，希望為鋯合金在核工業的可靠應用提供參考。

2、鋯及鋯合金的焊接性分析

2.1鋯及鋯合金的基本性質

鋯元素是位于元素周期表第五周期第IVB族的過渡金屬元素，原子序數為40，平均相對原子質量為91.224，是地殼中第19種最常見的化學元素。純金屬鋯在常溫常壓下的相是密排六方結構的α相(hcp,a=0.323nm,c=0.515 nm,c/a=1.593),超過相變溫度(862℃)后,開始發生α→α+β的同素異形體轉變，最終在高溫下穩定為體心立方結構的β相(bcc,a=0.351nm)。純金屬鋯的物理性能參數如表1所示5]，其表面呈銀灰色金屬光澤，具有高密度(6.5g/cm³)，高熔點(1852℃)，低熱膨脹系數(5.89x10^-6℃^-1)和小熱中子吸收截面(0.18x10^-28m²)等特點。但是，它非常活潑，在高溫下對環境中的N、H、O有較強的親和力，為了抑制這些雜質元素的有害影響，通常在鋯中添加其他合金元素，使其在高溫高壓水和蒸汽環境下，具有良好的力學性能和耐腐蝕性能。根據添加元素的不同，鋯合金可分為Zr-Sn系，Zr-Nb系和Zr-Sn-Nb系鋯合金。如用作包殼材料Zr-2合金和Zr-4合金屬于Zr-Sn系鋯合金，通過添加Fe、Cr、Sn和Ni等元素，改善強度和耐蝕性能;用作重水堆壓力管材料的E110和Zr-2.5Nb合金屬于Zr-Nb系鋯合金，通過添加足量的Nb元素穩定β相，在室溫下獲得a+β的雙相組織，并形成大量的第二相粒子β-Nb，從而降低對雜質元素的吸收速率，改善耐蝕性能和抗蠕變性能;我國自主研發的核燃料組件關鍵結構材料N36和CZ合金屬于Zr-Sn-Nb系鋯合金，通過降低Sn含量，增加Nb含量，優化耐蝕性能和吸氫性能。

表 1 純金屬鋯的物理性能參數

（Physical properties of pure Zr）

2.2焊接性分析

焊接性是指金屬材料對焊接加工工藝的適應性，即其在預設的焊接工藝下獲得優質致密、無缺陷焊接接頭的難易程度和限定施工條件下滿足常規力學性能或特定使用性能等服役要求的能力。鋯合金的焊接性好，液態狀態下流動性良好，熱膨脹系數小，裂紋傾向小，彈性模量小，焊接時變形量較小，殘余應力小[6]。雖然在常溫下鋯合金表面氧化膜能夠有效阻止Zr與N、H、O的反應，但是在焊接的加熱保溫過程中，化學活度增加，極易吸收雜質元素，生成ZrO₂、ZrN和ZrH₂等脆性化合物，導致焊縫性能變差，增大焊接延遲裂紋傾向。鋯合金焊前清理不嚴格，碳、硅等元素易與鋯形成化合物，增大焊縫周邊氣孔傾向，引起塑性和耐蝕性的急劇下降。因此，在焊前要對鋯合金表面進行嚴格的清理工作，在焊接過程中保持高純度惰性氣體或高真空環境直至表面溫度降低至200℃以下。

國內外學者目前用于鋯合金的焊接方法主要有激光焊、真空電子束焊、爆炸焊、鎢極氬弧焊、電阻對焊、釬焊和擴散焊等[7-9]。熔焊過程中，焊縫易出現未焊合、未焊透和咬邊等缺陷，又由于熱輸入高，焊后易出現變形超差。釬焊過程中，需熔化填充金屬與母材反應形成冶金鍵實現連接，易產生氣孔和連續分布的IMCs損害接頭性能。采用真空固相擴散焊方法連接鋯合金可以減少上述問題的出現，主要是因為具有以下優點:(1)固相焊接，接頭變形小，精度高，加熱均勻，接頭未焊透、氣孔、夾雜等缺陷少;(2)真空環境，無飛濺和粉塵，焊接環境好;(3)復雜結構焊接效果好，生產率高。但是，若是焊接溫度高于鋯合金相變溫度，使得其晶粒粗大或是形變超差，就會影響燃料組件的裝配精度和服役性能。因此，通常在焊前采用SMAT和THP方法來調控鋯合金的組織結構，改善加工性能，從而實現低溫高強連接。

3、鋯合金焊接技術的研究現狀

隨著鋯及鋯合金在核工業的應用越來越廣泛，研究人員對其焊接技術開展了大量研究。目前常見的焊接技術有激光焊、真空電子束焊、鎢極氬弧焊、釬焊和擴散焊等。研究主要集中在焊接參數、焊接情況、接頭組織、力學性能、斷裂行為和耐腐蝕性能等方面。

3.1熔焊

3.1.1激光焊

激光焊(laser beam welding,LBW)是利用高能量密度的連續或脈沖激光束作為熱源的一種高效焊接，其設備裝配如圖1所示[6]，相較于傳統熱焊接方法，具有能量密度高、熱源可控、熱影響區窄和工作效率高等優點。

鋯合金激光焊接接頭在氣體保護下調整焊接工藝參數以實現良好的焊縫成形，獲得接近母材的接頭強度。例如，張旭東等人[10]采用CO2激光器，以He作軸向氣流和Ar作環向氣流，對不同板厚的Zr-4合金進行平板堆焊和對接焊接，獲得抗拉強度優于母材、塑性達到母材85%的焊接接頭，焊縫和熱影響區主要由板條狀馬氏體組織組成。趙異萍等人[11]研究了激光功率、焊接速度和離焦量等焊接工藝對Zr-4合金焊縫成形的影響，結果表明焊縫成形系數隨激光功率的增加而增加，隨著焊接速度的增加而減小，離焦量在-2.65mm時使1.5mm厚的Zr-4合金板材焊透并得到最佳焊縫成形。

但是，在焊接過程中易產生氣孔、裂紋和塌陷等熔焊缺陷，整體變形易產生超差。例如，Cai等人[12-13]采用Nd:YAG激光器，在抽真空后充氬的密閉腔室中對Zr-4合金進行十字交叉點焊，研究了脈沖峰值功率、脈沖射次和脈沖寬度等脈沖激光焊接工藝對的焊點形貌、成形系數和力學性能的影響，發現增大峰值功率和激光脈沖發射個數，減小脈沖寬度均可改善焊點的成形，增大焊點深寬比利于增大焊點的最大拉伸載荷，脈沖頻率對焊縫尺寸影響很小。熔合區由a-Zr和殘留的少量β-Zr組成，退火處理后，在α-Zr晶內和晶間析出第二相β-Nb和Zr(Fe,Nb)₂，如圖2所示。但是，保護氣腔室中的水分和氧氣會誘發裂紋引起開裂，嚴重影響焊縫的耐腐蝕性。王澤明等人[14]研究了非熔透性焊接過程中的脈沖電流、脈沖寬度和離焦量等焊接工藝對Zr-4和N18鋯合金對焊接頭的焊縫熔深和氣孔的影響，發現滿足焊縫熔深1.0mm的條件下，增大脈沖電流和脈沖寬度增大了氣孔出現的幾率，離焦量的增加減小了氣孔出現，通過分段編程、電流緩降和降低焊接速率的方式來降低氣孔率，提高焊縫質量。Elkin等人[15-16]研究了脈沖能量、持續時間、峰值功率、頻率、焊接速度和重疊因子等焊接參數對Zr-1%Nb合金對接接頭焊縫性能的影響，增加脈沖能量和頻率會導致表面夾雜物數量增多，形成凝固微裂紋。低脈沖能量下，焊縫主要由α'馬氏體組成，增加熱輸入后轉變為典型的籃織結構。焊接接頭的抗拉強度受表面氧飽和度的影響最大，受氮、碳和焊接參數影響較小，改變焊接參數后抗拉強度變化不超過平均值483 MPa的8%。Han等人[17]模擬了脈沖激光焊接Zr-4合金薄板的動態焊接過程，預測了瞬態溫度等溫線、熔池尺寸和熱變形，發現焊接引起的變形高度依賴于熔化區和熱影響區的幾何形狀，隨著激光功率的提高，薄板的焊接變形減小，熱影響區對應熱梯度的梯度方向沿厚度方向均勻化，熱畸變減小。

此外，還有學者發現鋯合金激光焊接接頭的耐腐蝕性相較母材有所提升。例如，Yang等人[6]采用光纖激光器，研究了激光功率、焊接速度和離焦量等工藝參數對純鋯激光焊接接頭的結構、力學性能和耐電腐蝕性能的影響。熔合區由粗柱狀初始β-Zr和大量細小的片層狀α'馬氏體晶粒組成，母材區由等軸α-Zr晶粒組成。顯微硬度按熔合區、熱影響區和母材區的順序依次降低，抗拉強度可達314.75MPa，略高于母材強度，斷于母材側。由于熔合區和部分熱影響區發生馬氏體相變，焊接接頭在20%的醋酸溶液中的耐腐蝕性能優于母材。

綜上所述，研究人員采用CO₂激光器、Nd:YAG激光器或光纖激光器對鋯合金板點焊、堆焊和對接焊接，研究了激光功率、焊接速度、離焦量和脈沖頻率等焊接工藝對焊縫的接頭組織、力學性能和耐腐蝕性能的影響。接頭組織由等軸晶α-Zr、粗柱狀初始β-Zr和大量細小的片層狀α'馬氏體組織組成，退火處理后，在α-Zr晶內和晶間析出第二相β-Nb和Zr(Fe,Nb)₂。調節合適的焊接參數，可獲得抗拉強度和塑性與母材相近的焊接接頭，但是，由于激光焊熱輸入大，整體變形易產生超差。

3.1.2真空電子束焊

真空電子束焊(electron beam welding,EBW)是一種在真空環境中進行的高能量密度的焊接方法，不使用填充材料和助焊劑，無接頭氧化問題，焊接缺陷少，其設備裝配如圖3所示[18]。

鋯合金真空電子束焊過程中,熔區的合金元素會發生揮發損耗從而嚴重損害焊接接頭的耐腐蝕性能，因此，學者們通過補償合金元素、添加Nb元素和熱處理等方法改善焊縫的耐腐蝕性能。例如，周邦新等人[19]研究了合金元素補償對Zr-4合金電子束焊縫熔區成分變化和耐腐蝕性能的影響，結果表明補償熔區中因揮發造成的Sn、Fe和Cr等合金元素損耗，可以明顯改善焊縫熔區的耐腐蝕性能，而且在熔區中添加0.4%~0.5%的Nb利于進一步改善。姚美意等人[20]研究了熱處理對合金元素補償后Zr-4合金電子束焊接接頭的微觀組織和耐腐蝕性能的影響，結果表明焊后500℃退火1.5h氧化膜厚度相較于熱處理前增加了數十倍，能夠明顯提高其耐腐蝕性能。田鋒等人[21]研究了Zr-4合金電子束焊接接頭的拉伸性能和抗腐蝕性能，結果表明焊接前后試樣的室溫和375℃的高溫拉伸性能略低于母材，在360和400℃的靜水腐蝕環境中，焊后腐蝕增重不明顯，未產生腐蝕產物，未出現癤狀腐蝕現象。

學者們在不同焊接工藝下真空電子束焊接鋯合金，在焊接接頭中觀察到未焊透和塌陷等缺陷，并發現晶粒粗大的β-Zr相，可能會損害接頭性能。例如，Zhang等人[22]研究了純鋯真空電子束焊接接頭的微觀形貌和腐蝕性能，發現隨著束流電流增加，焊縫的穿透度增加，接頭宏觀形貌如圖4所示，在16.5mA，300mm/min的焊接參數下獲得最優接頭，在其他焊接參數下存在未焊透和塌陷等缺陷。β-Zr塊狀相沿層狀a-Zr邊緣分布，母材和接頭的腐蝕機制為點蝕，由于母材中存在Zr3Fe相，接頭熱影響區和熔合區比母材區有更好的耐蝕性。王正品等人[23]研究了M5鋯合金真空電子束焊接接頭的微觀組織和力學性能，結果表明隨距焊縫中心的距離的增大，焊接接頭的顯微硬度下降，晶體尺寸減小，焊區組織為α+α'馬氏體組織，熱影響區組織為粗晶轉變的β+α，母材為αZr+βNb兩相組織。Parga等人[18]研究了Zr-4合金電子束焊接接頭的室溫力學性能，具體焊接過程分為3步，分別是點焊、縫焊和封焊，獲得了機械性能與Zr-4板材相近的焊接接頭，接頭的拉伸試樣在熱影響區外的母材處失效，并且在熱影響區外焊縫的另一側也顯示出一些頸縮，這表示焊縫處堅固的連接和優秀的機械性能。

綜上所述，由于電子束焊的穿透力強，能量密度高，熔區中會發生合金元素的揮發損耗，因此，研究人員通常采取補償合金元素、添加Nb元素和熱處理等方法改善焊縫的耐腐蝕性能。接頭組織由α-Zr、α'馬氏體組織、粗晶轉變的β-Zr、Zr3Fe和βNb等相組成。調節合適的焊接參數，可獲得抗拉強度和腐蝕性能優于母材的焊接接頭。

3.1.3鎢極氬弧焊

鎢極氬弧焊(tungsten inert gas welding,TIG)是在氬氣的保護下，利用鎢電極與工件間產生電弧熱，熔化母材和焊接材料從而實現焊接，其設備裝配如圖5所示[24]。TIG焊具有焊接過程穩定、焊接質量好和焊接靈活度高等優點，是目前鋯及鋯合金實際生產應用中最常用的焊接方法之一。

學者們采用多種TIG方法焊接鋯合金，并比較了各種TIG焊方法的優缺點。例如，李玉儒等人[25]對比Zr-4合金脈沖和直流TIG焊接接頭的力學性能、耐腐蝕性能和斷口，發現脈沖TIG焊接頭的抗拉強度略低于直接TIG焊接頭，但是塑性更好，有更大的伸長率。田永武等人[26]使用手工TIG方法對705C厚板鋯合金進行焊接，發現增加焊接電流、控制真空度和層間溫度可以改善接頭性能，獲得高質量焊接接頭，接頭焊縫區域組織呈細小條狀a相，抗拉強度可達628MPa。海敏娜等人[27]通過掛片失重法測定純鋯母材和TIG焊接接頭的腐蝕性能，發現焊后接頭的耐腐蝕性能降低，耐腐蝕抗力提高，在硫酸介質中腐蝕方式為全面腐蝕，在醋酸混合介質中的腐蝕方式為點蝕。

此外，有學者通過多層多道焊、大電流快速焊等工藝來改善焊縫成形，提高焊接質量。例如，凌堃等人[28]采用多層多道TIG焊純鋯，中間焊道采用小電流、大焊接熔覆、大氣體流量慢速焊，單面焊雙面成形，母材由等軸晶a-Zr和Zr(CrFe)2沉淀相組成，焊縫區由樹狀晶β-Zr和晶界處集中的沉淀相組成，下層焊道為針狀組織和均勻分布的沉淀相。吳洋等人[29]采用多層多道TIG焊不同厚度的ZrTiNb合金，焊縫區組織為粗大的片層集束和籃網狀魏氏組織，熔合區組織為魏氏體晶粒，熱影響區為等軸α晶粒，晶粒尺寸自焊縫向母材過渡呈遞減趨勢，焊接接頭的塑性延伸強度和抗拉強度隨母材厚度的增加先增加后降低。劉玉祥等人[30]采用大電流快速焊工藝對純鋯進行TIG焊，避免電流停留時間過長而導致的熱影響區晶粒粗大，通過開雙面坡口減小試板的焊接變形，焊后接頭無明顯缺陷，具有良好的強度和塑性，抗拉強度大于母材標準下限380MPa，焊后熱處理后的焊縫和熱影響區發生再結晶，片狀馬氏體組織細化。Lathabai等人[24]采用鎖孔鎢極氬弧焊(keyhole gas tungsten arc welding,K-GTAW)方法焊接純鋯，研究了焊接接頭的顯微組織和力學性能，焊縫無明顯氣孔和其他缺陷，具有良好的延展性，無明顯變形。如圖6所示，熔合區由柱狀晶β相和富含Fe元素的針狀α相組成，熱影響區的晶粒越靠近熔合線尺寸越大。這種新型TIG焊方法不需要填充材料或復雜的邊緣準備，成本顯著降低。

綜上所述，研究人員采用直流TIG、脈沖TIG、手工TIG和K-GTAW等TIG焊方法，單面焊雙面成形或是多層多道焊對鋯合金進行焊接，研究了焊接電流、層間溫度、焊接速度和氣體流量等焊接工藝對焊縫的接頭組織、力學性能和耐腐蝕性能的影響。接頭組織由樹狀晶β-Zr、沉淀相Zr(CrFe)₂、和針狀α-Zr組成，晶粒尺寸自焊縫向母材過渡呈遞減趨勢，焊后接頭無明顯缺陷，具有良好的強度和塑性，抗拉強度隨母材厚度的增加先增加后降低，與母材抗拉強度相近。

通過綜述鋯合金的激光焊、真空電子束焊和鎢極氬弧焊3種熔焊方法發現，熔焊鋯合金母材局部加熱，熱輸入高，溫度高，焊后變形大，可使待焊母材達到充分的冶金結合，但是，在實際熔焊過程中，要嚴格控制熔焊工藝，減少高溫焊接后產生氣孔、裂紋、未焊透、和塌陷等缺陷。

3.2釬焊

釬焊相較于熔焊，釬料熔化，母材不熔化，加熱到釬料熔化溫度后，利用液態釬料填充固態工件的縫隙使金屬連接，具有精度高、變形小和生產效率高等優勢。

鋯合金釬焊接頭的焊接溫度高，晶粒粗大，雖然整體變形相對較小，但是由于添加的釬料成分復雜，容易生成降低接頭力學性能和腐蝕性能的IMCs。例如，Lee等人[31]添加Zr  _47.6 Ti  _19.9 Ni  _17.4 Cu  _15.1 非晶濺射涂層作為釬料釬焊Zr-4合金，并研究了釬焊接頭的組織和強度性能，在釬焊溫度低于870℃時，釬縫中心區域偏析出Zr2(Cu,Ni)IMCs,使得接頭抗拉強度低于200MPa，繼續增大釬焊溫度，α-Zr晶粒粗化，由于完全等溫凝固，獲得可靠接頭，其抗拉強度可達460 MPa,與Zr-4合金母材相近。Lee等人  [32?34]添加Zr-Cu基非晶合金(Zr-Cu-Al、Zr-Cu-Fe)、Zr  ₅₈ Ti ₁₆ Cu ₁₀ Fe ₁₆ 共晶合金(基于Zr-Cu-Fe三元共晶體系，將部分Zr原子替換為Ti)、Zr₅₅Ti₅Cu₂₅Fe₅Al₁₀近共晶合金(基于Zr-Cu-Fe三元共晶體系，將部分Zr原子替換為Ti，部分Cu原子替換為Fe)作為釬料釬焊Zr-4合金，生成Zr₃Fe、Zr2Fe、Zr2Cu等相，在850~920℃的釬焊溫度下，接頭抗拉強度可達521 MPa。Lin等人[35]添加Ti60Ni25Nb15箔片作為釬料釬焊Zr-2合金，在900~1200℃的釬焊溫度下，生成NiZr2和NiTiZr等IMCs，其接頭微觀形貌如圖7所示，剪切強度可達365MPa。Bai等人[36]添加Ag69.7Cu27Ti3.3箔片釬焊Zr-4合金，在780~930℃的釬焊溫度下，生成Cu₄Ti₃、Cu4Ti、AgZr和CuZr等IMCs，剪切強度有138 MPa。

綜上所述，釬焊鋯合金時選擇的釬料成分復雜，一般由多種元素組成，容易生成降低接頭力學性能和腐蝕性能的IMCs，而鋯合金包殼材料希望接頭元素盡量少且純凈，因此，在實際釬焊過程中，應該選擇與Zr不生成脆性IMCs且成分簡單的釬料，嚴格控制釬焊工藝，保持真空環境，減少生成脆性IMCs。

3.3擴散焊

擴散焊技術(diffusion bonding,DB)主要包括固相擴散焊和瞬時液相擴散焊(transient liquid phase welding,TLP)。其中，固相擴散焊是目前最常用的擴散焊方法，即在惰性保護氣體或真空環境下，將待焊試樣加熱加壓，使兩個表面相互接觸，通過局部塑性變形和結合層原子間的相互擴散而實現冶金連接，焊接過程中母材與中間層都不熔化，其設備示意圖如圖8所示[37]。瞬時液相擴散焊則是一種介于熔化焊和壓力焊之間的一種焊接方法，通常采用熔點較低的材料作中間層，在加熱到中間層熔化母材不熔化，此時結合面上形成瞬間液膜潤濕母材，經保溫成分趨于平衡，從而實現可靠連接。本文提到的擴散焊技術主要是指真空固相擴散焊，若是采用瞬時液相擴散焊方法則會特別說明。

擴散焊的具體過程可分為3個階段，如圖9所示[38]，分別是物理接觸階段、界面推移階段和孔洞消失階段，上述3個階段相互交替進行，最終形成可靠的連接接頭。擴散焊的主要工藝參數有焊接溫度、焊接壓力、保溫時間、表面狀態、中間層和氣氛環境等[39]，合理選用工藝參數與材料相匹配，可以提高接頭的質量和性能。目前關于鋯合金擴散焊的研究主要包括:(1)直接擴散焊;(2)添加中間層的間接擴散焊，既包括其他材料作中間層與鋯合金的擴散連接，也包括Zr作為中間層與其他材料的連接;(3)利用SMAT和THP等方法優化界面，實現鋯合金的低溫可靠連接。下文將逐條展開闡述。

3.3.1直接擴散焊

直接擴散焊通常指不加中間層的金屬材料直接接觸的擴散連接，待焊表面制備要求較高，焊接時所需壓力較大，優勢在于焊接效率高，操作簡單。目前關于鋯合金同質材料直接擴散焊的研究較少，更多的是鋯合金和其他材料的直接連接。

鋯合金的直接擴散焊接頭在低焊接溫度下界面連接情況差，強度低。例如，Wang等人[40]在較低的焊接溫度下(700℃)直接擴散連接Zr-4合金，選取的保溫時間為60min,焊接壓力為20MPa,Zr-4合金主要由等軸晶a相組成，焊后接頭界面處存在大片未焊合區域，表現為明顯大尺寸孔洞，此時接頭的剪切強度僅有55MPa。因此，有許多學者通過升高焊接溫度來改善界面連接情況，提高接頭強度，但是又產生了另外一個問題，即晶粒粗化和焊后變形大。例如，Wang等人[41]同樣對Zr-4合金進行直接擴散連接，選取的焊接溫度為760~820℃，保溫時間為30~90min，焊接壓力為7MPa，探究了焊接溫度和保溫時間對接頭微觀形貌和力學性能的影響，如圖10所示。結果表明，隨著焊接溫度的增加，焊合率從74%增加至95%，但是，晶粒尺寸從16μm增加至45μm，焊后變形率從5%增加至25%。Zr-4合金母材形成大尺寸的脆性第二相Zr(Cr,Fe)₂,剪切強度先增加后減小，由67MPa增加至321MPa;若選用焊接溫度為800℃，改變保溫時間，在30min時獲得最高剪切強度的349MPa，約為母材強度的89.7%，此時接頭斷裂主要沿基體擴展而非焊縫，斷口表面存在許多大而深的韌窩。Zheng等人[37]直接擴散連接純鋯(ZrR60702)，選取的焊接溫度為750~900℃，保溫時間為40min，焊接壓力為6MPa，并分析了焊接溫度對焊后接頭的第二相顆粒(second phase particles，SPPs)、焊縫、剪切強度和斷口表面的影響。純鋯中含有Hf、Fe、和Cr等合金元素，Hf元素大部分溶解在基體中，其余元素固溶度較低，以第二相顆粒Zr(Fe2,Cr2)2的形式析出。結果表明，當焊接溫度較低時，界面處有明顯孔洞，并有大量第二相顆粒析出;隨著焊接溫度增大，晶?？梢源┻^界面生長，界面處無明顯孔隙和未焊合區域，這是因為高溫下軟β相含量增多，界面處塑性變形和原子擴散區域變大。Bi等人[42]采用電流輔助擴散連接Zr-Sn合金和Zr-Sn-Nb合金，選取的輔助電流為16kA，鍛壓力為2.5kN，界面處出現網籃組織，在Zr-Sn合金側存在拉長的ZrFe₂相，Zr-Sn-Nb合金側存在β-Nb第二相，接頭發生明顯的塑性變形，爆破力可達8890N。

不僅鋯合金直接擴散焊時存在焊接溫度高變形大、焊接溫度低接頭性能差等問題，鋯合金與不銹鋼直接擴散焊時同樣存在上述問題，而且因為不銹鋼中Fe、Cr、Ni等元素的存在，在焊接過程中易產生脆性IMCs。例如，Lucuta等人[43]直接擴散連接了Zr-2合金和304L不銹鋼，選取的焊接溫度為1000~1100℃，保溫時間為60min，焊接壓力為210~310Pa，接頭的不銹鋼側存在ZrCr2相，Zr-2合金側存在Zr-Fe-Ni、Zr2Fe和Zr2Ni等脆性IMCs。Lucuta等人[44-45]直接擴散連接了Zr-4合金和304L不銹鋼，選取的焊接溫度為850~1050℃，保溫時間45min，焊接壓力動態變化，分析了接頭界面擴散層的相分布。結果表明，在焊接溫度為1050℃時，不銹鋼相為y-(Fe,Cr,Ni)，Zr-4合金相為α-Zr,異質連接界面大約700μm寬,主要由三層擴散層組成，分別是完全固溶體α-(Fe,Cr)層，暗灰色相ε-Zr(Fe,Cr)₂和棒狀相Zr2(Fe,Cr)在α-Zr基體中形成的共晶體兩相區，以及Zr2(Fe,Ni)和Zr2(Fe,Cr)在α-Zr基體中形成的共晶體層。Lebaili等人[46]直接擴散連接Zr-4合金和304L不銹鋼獲得了類似的結果。除此之外，鋯合金和其他材料的連接也可以采用真空擴散焊的方法，如鈦合金[47-49],U-10wt%Zr[50]和純Cr[51]等材料。

綜上所述，鋯合金的直接擴散焊接頭實現高強度連接需要較高的焊接溫度，從而導致接頭晶粒粗大，變形過大，難以適應核工業應用需求。鋯合金與不銹鋼異種材料直接擴散連接中的Fe、Ni、Cr和Zr元素的相互擴散而形成的脆性IMCs，導致接頭界面又硬又脆，線膨脹系數的差異也會導致接頭存在較大殘余應力，引發脆性斷裂。

3.3.2添加中間層的擴散焊

真空擴散焊中，添加具有良好塑性、高溫流動性和與母材較小的物理化學性能差異的中間層，能夠改善待焊表面的接觸條件，改善冶金反應，抑制脆性IMCs和夾雜物的形成，促進其破碎分解，減小接頭應力，提高接頭強度，降低實現良好連接對焊接溫度、壓力和保溫時間等工藝條件的要求[52]。

目前鋯合金間接擴散焊添加的中間層有純Ti、Nb、Cu和Ni等金屬箔片，添加不同的中間層會生成不同的相，同時能一定程度上降低焊接溫度或改善界面連接情況。例如，Sun等人  [53]添加100μm厚的純Ti箔作為中間層真空擴散連接Zr-4合金，選取的焊接溫度為600~800℃，保溫時間為30min，焊接壓力為10MPa，探究了添加Ti中間層的影響，在所有焊接溫度下，添加Ti中間層后的剪切強度要優于直接擴散焊，在較低的焊接溫度下這種增強作用更加明顯。并利用分子動力學模擬了Ti和Zr在界面處的相互擴散，Ti和Zr原子在界面處生成的β-(Ti,Zr)中擴散系數相較于α-(Ti,Zr)增加，證明了因α→β相變引起的焊接溫度降低。在作者之前的研究中[54]，添加50μm厚的純Ti箔作為中間層擴散連接Zr-4合金，相較于直接擴散焊，添加Ti作中間層可以降低70℃實現接頭的良好連接，在750℃/60 min/15 MPa的焊接條件取得最優剪切強度(255MPa)，并利用EDS、TEM等方法鑒定了Ti/Zr界面處不同比例的(Ti,Zr)固溶體相。Yang等人[55]添加50μm厚的純Nb箔作為中間層擴散連接Zr-4合金，選取的焊接溫度為720~820℃，保溫時間為30~120min,焊接壓力為7MPa,典型接頭形貌如圖11所示，探究了不同焊接參數對接頭微觀形貌、力學性能和斷口形貌的影響，揭示了擴散連接過程不同階段的組織演變示意圖。結果表明，界面處相互擴散的Zr和Nb原子通過共析轉變為β-(Zr,Nb)和魏氏組織，經TEM鑒定第二相顆粒為Zr(Nb,Fe)。隨著焊接溫度的增加，拉伸強度和延伸率逐漸增大，增加至820℃時，拉伸強度達到450 MPa，延伸率可達13.2%;隨著保溫時間的增加，拉伸強度和延伸率先增加后降低。斷裂位置一般在母材或是焊縫，斷裂于母材時，存在大而深的韌窩，而斷裂于焊縫時，存在大量未焊合區域。Zeng等人[56-57]添加10和30μm厚的純Cu箔作為中間擴散連接Zr705(Zr-2.5Nb)合金，選取的焊接溫度為880~960℃，保溫時間為60min，焊接壓力為30 MPa,Zr/Cu界面由Zr2Cu、Zr7Cu  10 、Zr  3 Cu 8 和Zr  14 Cu 51 等相組成，隨著焊接溫度的增加，由于軟化銅中間層和鋯基體的完全反應，形成大量共晶液相，隨后等溫凝固，最終形成Cu-Zr固溶體，拉伸強度由78MPa增加至603MPa，但是在接頭中發現了粗大晶粒。減小中間層厚度在一定程度上降低了焊接溫度，提高了接頭的延伸率。Chen等人[58]添加5μm厚的純Ni箔作為中間層瞬時液相連接Zr-4合金，選取的焊接溫度為960~1000℃，保溫時間為30min,焊接壓力為1kPa,相變區域主要由初生Zr相和共晶Zr(Zr2Ni)結構組成，隨著焊接溫度的增加，相變區域變寬，剪切強度先增加后降低，最高強度可達358MPa。

綜上所述，鋯合金間接擴散焊選擇的Ti、Nb、Cu和Ni中間層金屬箔片，厚度為10~100μm，鋯合金母材界面處與Ti形成Ti-Zr固溶體，與Nb形成β-(Zr,Nb)和魏氏組織，與Cu形成Cu-Zr固溶體，與Ni形成共晶Zr(Zr2Ni)結構，此外，添加中間層使焊接溫度有所降低，或在相同焊接溫度下的強度優于直接擴散焊接頭。

鋯合金同樣可以作為中間層的備選項來擴散連接其他材料。例如，王東等人[59]添加50μm厚的純Zr箔片作中間層擴散連接TC4鈦合金，焊接溫度為650~850℃，保溫時間為20~60min，焊接壓力為5MPa，如圖12所示，接頭界面處形成均勻連續的鈦鋯固溶體層，表現為條狀的鈦馬氏體，剪切強度隨焊接溫度和保溫時間的增加先增大后降低，在800℃/40 min/5 MPa的焊接工藝下獲得最高剪切強度，可達190 MPa。Ahmad等人[60]添加0.19mm厚的Zr-4合金作中間層擴散連接Inconel625合金，焊接溫度為1050~1100℃，保溫時間為180min，界面處Zr(Cr,Fe)2、Zr2Ni和ZrNi等金屬化合物濃度較高，沿焊縫中心方向逐漸降低，兩側富Cr層和Cr-Mo會阻礙Zr原子向母材的擴散，由于熱應力集中和脆性Zr-Ni相的生成，斷裂易于發生于焊縫中心。Liu等人[61]添加Zr/Ni復合中間層擴散連接TiAl合金和TiAlC₂陶瓷，焊接溫度為800~1050℃，保溫時間為60min，焊接壓力為30MPa，界面處生成Al3NiTi2、AlNi2Ti、Ni10Zr7、Ni7Zr2、Ni5Zr、Ni3(Al,Ti)和Ni3(Al,Ti)等IMCs,其中Ni與其他元素的反應程度受焊接溫度的影響，最優剪切強度可達104MPa。Zhang等人[62]添加Zr/Cu復合中間層瞬時液相擴散連接純W和9Cr ODS鋼，焊接溫度為900~1050℃，保溫時間為5~60min，焊接壓力為10MPa,界面處生成W(Zr,Cu)固溶體和納米Cu晶粒，最優拉伸強度可達430MPa，斷裂趨向于向母材延展，可通過采用合適的熱處理工藝提高強度。吳銘方等人[63]添加Zr/Cu/Zr復合中間層瞬時液相擴散連接Ti(C,N)和Al2O3陶瓷，焊接溫度為950℃，保溫時間為5~60 min,焊接壓力3MPa,最優彎曲強度為315 MPa,輔助脈沖電流可以緩解接頭殘余應力，避免裂紋在陶瓷母材的擴展。此外，Tallman等人  [64]添加Ti  3 SiC  2 (TSC)/Zr-4/Ti  2 AlC(TAC)復合中間層擴散連接Al  2 O  3 陶瓷。

綜上所述，鋯合金可作為中間層擴散連接鈦合金、鎳基合金和鋼等合金，也可以與其他金屬箔片或陶瓷片組合連接陶瓷。

鋯合金與不銹鋼的間接擴散連接添加的單層中間層有Ta、Al、Ag、Cu、Ti和Ni等金屬箔片，添加不同的中間層會生成不同的相，接頭強度略有提高，但是無法抑制脆性IMCs的生成。例如，Ahmad等人[65]添加純Ta箔片作為中間層擴散連接Zr-4合金和304L不銹鋼，焊接溫度為1150℃，保溫時間為180min，界面處存在許多碳化物和孔洞,不銹鋼側生成 Zr(Fe,Cr)2+TaCr2共晶相和 Ta(Cr,Fe)2+Ta2Ni3共晶相，并存在富Cr層起到擴散屏障的作用，鋯合金側生成Ta(Cr,Fe)2+Zr(Fe,Cr)2+Zr₃Ta₂相、Ta(Fe,Cr)2+β-Zr相和TaCr2+β-Zr相。Zhang等人[66]添加500μm厚的純Al箔片作為中間層擴散連接純鋯合金和Q345鋼，選取的焊接溫度為530~620℃，保溫時間為180min，焊接壓力為3MPa，擴散層由Al₅Fe₂、Al₃Fe、Al₃Zr₂、Al₃Zr等相組成，其中Al₃Fe₂硬度明顯高于Al3Zr，斷裂傾向于發生在Al5Fe2層，接頭最優剪切強度僅為30MPa。劉寶栓[67]添加純Ag箔片作為中間層擴散Zr-4合金和304L不銹鋼，焊接溫度為850℃，保溫時間為15~60min，焊接壓力為12MPa，接頭擴散層主要由AgZr和AgZr2等IMCs組成，這些脆性相導致界面處應力集中，極易在冷卻過程中產生孔洞與微裂紋，導致接頭最優剪切強度僅有38MPa。Aboudi等人[68]添加50μm厚的純Cu箔作為中間層擴散連接Zr-4合金和304L不銹鋼，選取的焊接溫度為900~1050℃，保溫時間為45min，焊接壓力為0~29MPa的動態壓力，Cu箔首先與Zr-4發生反應，當Zr元素擴散至不銹鋼側，生成富Cr鐵素體層和Fe2ZrLaves相。因此，添加純銅中間層無法阻止生成脆性相，但可以明顯降低反應層的硬度，限制裂紋密度。Meng等人[69]探究了銅基非晶中間層厚度對接頭的影響，隨著銅箔厚度的增加，界面結合強度明顯提高，可以在700℃的條件下實現良好的焊接，其接頭最大剪切強度為88MPa，最大彎曲強度為1079 MPa。Akhter等人[70]添加純Ti箔作為中間層擴散連接Zr-4合金和316L不銹鋼，選取的焊接溫度為1000~1050℃，保溫時間為240min，焊接壓力固定，Ti中間層的存在阻礙了316L不銹鋼中的Fe、Cr、Mo和Ni等雜質元素向鋯合金的擴散，減少了Zr(Cr,Fe)₂、Zr₂Fe和Zr2Ni等IMCs的生成，在焊接溫度為1050℃時，擴散層由β-Zr(Ti)+a-Zr、枝晶結構和富Cr層三層組成，其中，枝晶結構抑制了擴散層中熱裂紋的產生和擴展。Atabaki等人[71]選用添加100μm厚的Ti基中間層瞬時液相擴散連接Zr-2.5Nb合金或Zr-4合金和321不銹鋼，在焊接溫度為850℃時，剪切強度可達99MPa。Chen等人[72]添加5μm厚的純Ni箔片作為中間層瞬時液相擴散連接Zr-Sn-Nb合金和304不銹鋼，焊接溫度為1000℃，保溫時間為30min，擴散層主要由δ-FeCr,Zr(Cr,Fe)₂,Zr2(Ni,Fe)等相組成，添加Ni中間層后，界面擴散厚度由55μm增加至135μm，殘余應力降低，裂紋減少。Kumar等人[73]添加200μm厚的Ni合金作為中間層擴散連接Zr702合金和超級雙相不銹鋼，焊接溫度為800~950℃，保溫時間為75min，焊接壓力為4 MPa,接頭不銹鋼側未生成IMCs,鋯合金側生成  Ni 5 Zr、Ni10Zr7、NiZr和NiZr₂等相，最高拉伸強度可達370 MPa，斷裂傾向于沿Zr/Ni界面擴展。

除此之外，鋯合金和其他材料的連接也可以通過添加中間層后采用真空擴散焊的方法來實現，例如，Cu作中間層擴散連接Zr-4合金和Ti3AlC2,通過Cu-Zr共晶反應實現良好連接，剪切強度可達221 MPa[74];316不銹鋼作中間層擴散連接Zr-4合金和純Cr，不同于直接擴散接頭界面處生成的Zr₂Cr和α-Zr+Zr₂Cr兩層擴散層，添加316不銹鋼后，界面處生成了α-(Fe,Cr)、Zr(Fe,Cr)₂和Zr₂(Fe,Ni)等相，擴散層厚度明顯增大[51]。

鋯合金與不銹鋼的間接擴散連接添加的多層中間層有Ag/Ti、Nb/Ni、Ni/Ta和Ni/Ti等金屬箔片組合，添加不同的中間層會生成不同的相，同時能一定程度上減少脆性IMCs的生成，明顯改善接頭性能。例如，Jiang等人[75-76]添加Ag/Ti復合中間層擴散連接Zr-4合金和304L不銹鋼，焊接溫度為800~900℃，保溫時間為15~120min，焊接壓力為12MPa,接頭界面由Ag、α-Ag+TiAg、Ti、Ti(Zr)和Zr(Ti)共5層組成，其中脆性相TiAg相隨著焊接溫度的增加逐漸減少，不會導致接頭脆化，接頭的剪切強度隨著焊接溫度的增加而增大，隨著保溫時間的增加先增大后降低，最高剪切強度可達166MPa。Srilkanth等人[77]先在304L不銹鋼表面電鍍一層20μm厚的Ni層，然后在鍍Ni不銹鋼和Zr-4合金添加40μm厚的純Ti箔片作中間層，界面處生成了NiZr2、NiZr、Ni3Ti、NiTi和NiTiZr等IMCs,在800~900℃并保溫30~90min的條件下，獲得了剪切強度為70~209MPa的接頭。Wang等人[78]添加Ta/Ni復合中間層擴散連接Zr-4合金與304L不銹鋼，焊接溫度為850~1000℃，保溫時間為30min，焊接壓力為6MPa，界面主要由(Fe,Ni,Cr)、Ni3Ta和(Ta,Zr)固溶體層組成，剪切強度隨著焊接溫度的升高先增加后降低，在950℃的焊接溫度下，剪切強度可達194MPa。此外，采用Nb/Ni復合中間層擴散連接Zr-2.5Nb合金與304L不銹鋼[79]，焊接溫度為850~1050℃，保溫時間為30min，焊接壓力為4MPa,界面主要由(Ni,Cr,Fe)、Ni3Nb、(Zr,Nb)固溶體層組成，剪切強度隨著焊接溫度的升高先增加后降低，在1000℃的焊接溫度下，最大剪切強度為84 MPa。

綜上所述，鋯合金與不銹鋼異種材料間接擴散焊選擇的Ta、Al、Ag、Cu、Ti和Ni等單層中間層，或是Ag/Ti、Nb/Ni、Ni/Ta和Ni/Ti等多層中間層，厚度為20~500μm，總結來說，添加單層中間層接頭界面處生成的脆性IMCs仍然較多，強度相較于直接焊有所提升，但是提升有限;添加多層中間層后，減少了界面處脆性IMCs的生成，降低了兩種材料的線膨脹系數的差異，接頭性能明顯改善。

3.3.3低溫擴散連接

上述鋯合金擴散焊的研究工作表明，直接焊接或是添加中間層對鋯合金進行焊接時，實現接頭高強度連接仍需要較高的焊接溫度(高于相變溫度862℃)，導致母材晶粒粗大，從而造成母材性能受損，焊后變形過大，難以實現核反應堆鋯合金包殼焊縫的工程應用。如何降低鋯合金的焊接溫度，實現低溫高強連接仍是學者們研究的熱點問題。目前降低鋯合金擴散焊連接溫度的方法有SMAT和THP兩種連接優化方法，如在焊前表面機械研磨處理待焊材料表面，改變塑性變形程度[80]，或熱氫處理技術調控組織結構，改善加工性能，推進和擴寬鋯合金低溫高強擴散焊接頭的應用[81]，其裝置示意圖如圖13所示。

表面納米化技術最早是由Lu等人  [82]提出，即通過表面涂層、自身納米化或兩者結合等方式在金屬表面制備一層納米層，從而極大強化表面性能。其中，表面機械研磨處理(SMAT)是一種常用的表面納米化技術，其具體過程為利用彈丸不斷隨機高速撞擊樣品表面產生不同方向的塑性變形，從而使表面附近晶粒細化到納米尺度，實現表面納米化[83]。學者們發現鋯合金表面納米層主要是FeCrIMC，平均晶粒尺寸25nm，其硬度、疲勞極限、屈服強度和抗拉強度提高，加工硬化能力和延伸率下降[84-85]，粗糙度、熱穩定性提升，低溫退火后耐腐蝕性增強[86]，高溫氧化層厚度減小[87]。

因此，有學者將SMAT技術應用于鈦合金和鋯合金的擴散焊中，發現待焊表面納米層增強了晶粒/相邊界的擴散，增強了塑性流動，有利于界面處的孔洞收縮，在相同的焊接參數下連接質量更好[88]。此外，添加Nb箔中間層后，焊前對鈦合金母材待焊表面進行SMAT處理，Nb在納米晶Ti中的互擴散系數顯著提高，從而導致界面處孔隙率降低，擴散層增厚，剪切強度增大[89]。蘭博[90]探究SMAT處理時間對Zr-4合金擴散焊接頭組織和性能的影響，發現隨著處理時間的增加，界面焊合率逐漸提高，在720℃/60 min/5 MPa的焊接參數下，剪切強度最高可達165MPa,相較于未處理接頭提高了489.3%,斷口表面分布有大量韌窩，塑性斷裂特征更加明顯。Li等人[91]對SMAT處理后的純Ti和Zr-4合金進行擴散焊，如圖14所示，發現焊前表面納米化的接頭可以在更低的焊接溫度下(低于未處理接頭焊接溫度100℃)實現更高的剪切強度。

熱氫處理技術(THP)是另外一種可以降低鋯合金擴散焊連接溫度的技術。由于氫脆現象的“延遲破壞”特性[92]，金屬材料中的氫往往被認為是有害雜質，學者們更傾向于去除氫來提高其使用性能。但是，Zwicker等人[93-94]在1959年提出氫對鈦鋁合金熱加工性的有益作用，他探究了氫對鈦鋁合金的熱加工性的影響，發現適量的氫元素促進較軟的穩定相β-Ti的形成從而增強塑性，但是β-Ti相中的氫濃度過度增加又會降低塑性，鈦鋁合金的塑性受到兩者的綜合作用。Kerr[95]在1985年提出“氫作為臨時合金元素”的概念，他探究了氫對Ti-6Al-4V鈦合金的微觀組織和拉伸性能的影響，鈦合金依次經過充氫、熱處理和脫氫處理，發現當最終產物微觀組織呈細小等軸晶粒時，可以獲得良好的拉伸強度和塑性，當氫化物呈針狀時，強度和延展性較低。

此后，國內外學者對氫的積極作用進行更加深入的研究。有學者將THP技術總結為利用氫致塑性、氫致相變和氫的可逆合金化作用實現微觀組織調控和改善機械性能的過程[96]，并詳細研究了氫在鈦合金中的積極作用，例如，產生具有增強機械性能的顯微組織，提高材料抗拉強度和延展性，增強塑性成形，改善冷熱加工性，使鈦合金能夠在較低的應力或在較低的溫度下加工[97-99]。于是，有學者利用臨時氫合金元素將THP技術應用于鈦合金的軋制、鍛造、超塑性成形和擴散連接等熱成形工藝，并思考應用于其他的可溶氫體系如鈮合金和鋯合金的可能性[100-101]。例如，Wang等人[102]采用電解置氫后的Nb箔作為中間層擴散連接TiAl合金和Ti2AlNb合金，接頭的擴散層厚度和剪切強度都要優于未處理接頭，在焊接溫度較低時氫促增強作用更為顯著;Wang等人[103]采用電解置氫后的Zr箔作為中間層擴散連接TC4合金，可以將焊接溫度降低至650℃。

表 2 鋯氫體系化合物相

（Different phases of hydrogenated zirconium）

學者們研究氫對鋯合金微觀組織和力學性能的影響，并通過大量實驗驗證THP技術在鋯合金擴散焊應用的可行性。崔怡然等人[104]發現氫化物的存在使核用鋯合金會表現出拉伸性能、蠕變速率和疲勞性能等力學性能的下降，但是少量固溶氫可以通過激活位錯運動機制來提高性能，這就為THP與擴散連接應用在鋯合金提供了可能。張寅[105]系統研究鋯合金的電解吸氫規律，氫含量對鋯合金拉伸變形行為、環向變形行為和疲勞裂紋萌生與擴展行為的影響規律，其中，鋯合金氫化物的種類如表2所示，發現隨著電解置氫時間的延長，鋯合金吸氫量增加，表面形成δ-ZrH氫化物層，拉伸強度增加，斷面收縮率下降，滑移線數量減少，裂紋數量增多，逐漸從韌性斷裂轉變為脆性斷裂。蘭博等人[90]發現鋯合金電解置氫后表面粗糙度和顯微硬度略有增加，隨著連接溫度的增加(670~820℃)，隨著保溫時間的延長(10~60min)擴散焊接接頭元素擴散距離變遠，界面處孔洞和縫隙減少，剪切強度明顯提升，在770℃/60min/5MPa的焊接參數下，最優剪切強度可達460MPa。Zheng等人[37]將氣相置氫后的純鋯直接擴散連接，發現其焊接接頭連接溫度可降低150℃，即置氫后750℃接頭的剪切強度可達388MPa，與未置氫900℃接頭的剪切強度相近。他們認為氫通過增多晶界擴散、促進位錯運動和提高自擴散系數來增強接頭性能。Wang等人[81]對比置氫前后Zr-4合金的直接擴散接頭，如圖15所示，利用分子動力學計算了置氫前后鋯原子的擴散系數，發現加氫后，鋯原子的擴散系數由1.751x10-15m2/s增加至2.07x10-11m2/s,利用原位透射觀察置氫鋯合金高溫條件下的相變與反應，發現δ-ZrH相分解產生β-Zr相，一方面降低了鋯合金的流動應力，使其塑性增強，另一方面界面晶界變形引起動態再結晶使結合界面消失。

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（注，原文標題：鋯合金焊接技術的研究現狀與展望_白玉杰）