核反應堆壓力容器低合金鋼與奧氏體不銹鋼異種金屬焊接研究現狀

何大明，黃祖來，周利，孫舒蕾

1.中國核動力研究設計院 核反應堆系統設計技術重點實驗室，四川 成都 610213

2.哈爾濱工業大學 先進焊接與連接國家重點實驗室，黑龍江 哈爾濱 150001

3.哈爾濱工業大學（威海） 山東省特種焊接技術重點實驗室，山東 威海 264209

0 引言

隨著全球能源問題的不斷涌現，對綠色、清潔能源的開發與發展逐漸成為世界各國的重視方向。然而，核電站事故的不斷發生使人們深刻意識到安全是核電發展的生命線。核電站的各部件由于服役環境不同，選用不同金屬材料制成，不可避免地存在異種金屬之間的連接問題，應對這個問題，最常用的解決方案是焊接［1-2］。反應堆壓力容器（RPV）是核電站的核心設備之一，其異種金屬焊接接頭的可靠性對核電安全至關重要。核電站一回路壓力設備安全端（Safe-end）位于反應堆一回路壓力邊界上，是核安全方面需要特別關注的部分。由于反應堆壓力容器接管與安全端的焊接接頭在復雜載荷、高溫高壓以及輻照條件下工作，嚴重影響了焊接接頭的疲勞強度、抗脆性斷裂和抗應力腐蝕開裂能力［3］，服役過程中易產生應力腐蝕開裂（SCC）［4］。此外，這種低合金鋼與奧氏體不銹鋼的異種金屬焊接接頭，存在化學成分、機械性能和結構差異、不均勻性和幾何不連續性［5-9］。

因此，核反應堆壓力容器接管低合金鋼與安全端奧氏體不銹鋼異種金屬焊接接頭是核反應堆最薄弱的部位，該處開裂是導致核電事故的主要原因［10］。本研究綜述了核反應堆壓力容器的異種金屬焊接研究現狀，綜合分析低合金鋼與奧氏體不銹鋼異種金屬焊接接頭存在的問題，為后續核電焊接研究提供參考，為提高核電異種金屬焊接接頭質量乃至核電制造安全性提供方向。

1 RPV異種金屬焊接存在的問題

核反應堆壓力容器殼體材料為低合金鋼高強鋼系列材料SA508［11］，一回路系統主管道及其安全端材料為奧氏體不銹鋼316L［12］。在連接SA508與316L的過程中，常使用的填充金屬為不銹鋼或鎳基合金的異種金屬焊接接頭［13］。符合RCC-M標準設計的反應堆壓力容器通常在低合金管端采用309L隔離層進行堆焊，然后與不銹鋼安全端對接（例如兩代半核電CPR1000）［9］。而按照ASME標準設計的反應堆壓力容器則通常在低合金管端堆焊鎳基合金隔離層，再與不銹鋼安全端對接（例如第三代核電站AP1000）［14-16］。雖然增加隔離層可以一定程度上緩解焊縫稀釋率高和異種金屬間熱膨脹系數差異大的問題［5，12］，但是低合金鋼與奧氏體不銹鋼由于存在化學成分、機械性能和結構差異、不均勻性等會產生一系列制造缺陷［18］。圖1為典型的RPV接管-安全端異種金屬焊接接頭。

圖1 RPV接管/安全端異種金屬焊接接頭［9，16-17］Fig.1 Welding joints of dissimilar metals for connecting pipe-nozzle and safe-end in RPV［9，16-17］

1.1 組織不均勻性

SA508/316L異種金屬焊接接頭的微觀結構如圖2所示［17］。在SA508側均勻堆焊一層鎳基合金52Mb，經消除應力后使用鎳基合金52M焊絲實現異種金屬連接［19］。接頭由母材（Base Material，BM）、熱影響區（Heat Affected Zone，HAZ）、未熔合區（Unmixed Zone，UZ）和焊縫區組成，在異種金屬交界處往往存在明顯的熔合邊界（Fusion Boundary，FB）或熔合線（Fusion Line）。SA508的微觀結構由回火貝氏體組成，316L不銹鋼的微觀結構為等軸退火奧氏體晶粒，并以條狀的形式存在少量δ鐵素體［9，17］。合金52Mb和合金52Mw的微觀結構是具有柱狀晶體的全奧氏體。這兩種合金的微觀結構之間的區別在于，堆焊中的柱狀晶體橫向發展，而焊縫中的柱形晶體縱向發展。不同的柱狀晶體取向歸因于不同的焊縫冷卻方向。

圖2 SA508與316L異種接頭形貌與局部區域顯微組織［17］Fig.2 Morphology and local microstructure of SA508 and 316L dissimilar joints［17］

由于焊接過程中的熱流和元素擴散，在不同材料之間的界面區域產生了復雜的微觀結構［20］。SA508/52Mb界面區，界面附近SA508側的微觀結構為板條馬氏體。隨著SA508/52Mb界面向SA508母材的距離增加，發生了從馬氏體到回火貝氏體（SA508母材）的微觀組織轉。在SA508/52Mb熔合線附近由于稀釋作用而形成一個過渡區域［21］。奧氏體的柱狀晶體存在于52Mb/52Mw界面的兩側。52Mw/316L界面區的微觀結構類似于SA508/52Mb界面區的特性。特別是在SA508/52Mb存在一個由Ⅰ型晶粒和Ⅱ型晶粒組成的復雜區域。而52Mw/316L界面附近存在復雜未熔合區。

Ming等人［9］采用309L作為堆焊金屬，308L作為焊縫填充金屬焊接了SA508和316L。如圖3所示，在308L/316L邊界的外延生長和競爭性生長明顯。在SA508/309L邊界處發現了馬氏體層、貧碳區以及Ⅱ型和I型邊界。316L母材在FB附近沒有發現粗晶粒區［22］。在SA508/308L邊界處觀察到馬氏體和奧氏體混合區。同樣發現，接頭各區域存在極大的組織結構不均勻性。

圖3 308L/316L以及SA508/308L的邊界顯微形貌［9］Fig.3 Boundary Micromorphology of 308L/316L and SA508/308L［9］

異種金屬接頭這種組織上的不均勻會導致接頭各區在硬度、力學性能和耐蝕性能等表現不均勻從而使得接頭容易產生弱區而失效。例如，Qi等［23］研究20MND低合金鋼與控氮奧氏體不銹鋼異種接頭，發現接頭組織上的不均勻會導致接頭的硬度、殘余應力和屈服強度分布十分不均勻。

1.2 Ⅱ型晶界

如圖4所示，在SA508/52Mb界面區，箭頭所示的晶界幾乎平行于界面［24-25］。Nelson等［26-27］首次發現了這種邊界，并將其命名為鐵素體/奧氏體異種焊接金屬中的“Ⅱ型晶界”。明洪亮［21］等在52Mb側觀察到與熔合線接近平行的Ⅱ型晶界，以及存在于Ⅱ型晶界跟熔合線之間的I型晶界（與界面垂直）。Nelson［27］認為，I型晶界主要是由于外延生長引起的。

圖4 SA508/52Mb界面附近的Ⅱ型晶界［25］Fig.4 Type Ⅱ grain boundary in the vicinity of SA508/52Mb interface［25］

對于Ⅱ型晶界的形成，一種觀點認為這跟焊縫的凝固方式有關，Ⅱ型晶界的位置一定程度上取決于成分濃度變化［28］。另一種觀點認為Ⅱ型晶界主要形成于晶界的遷移過程。在Nelson等［27］認為Ⅱ型晶界的產生是由于在奧氏體轉變溫度范圍冷卻時，晶界發生遷移。而Tomota等［25］認為，Ⅱ型晶界的形成是由低合金鋼SA508相<100>取向晶粒在焊縫處的優先外延生長引起的；生長良好的<100>取向晶粒阻礙了其他取向晶粒的生長，從而形成平行于界面的晶界。另外，老化處理相關研究［29］指出，在450 °C下時間的增長使得Ⅱ型晶界數量變多，且由于晶界發生遠離熔合線的遷移。

Ⅱ型和I型邊界都是高角度邊界，對SCC生長抗力比FB低，裂紋會沿著Ⅱ型和I型邊界擴展到FB［30］。Ⅱ型邊界的存在導致了晶間裂紋，并顯著降低了焊縫在300 ℃水中的應力腐蝕開裂抗力［31］。這對于異種金屬在核電環境下的性能十分不利。

1.3 未熔合區

由于焊接過程中的熱流和元素擴散，在不同材料之間的界面區域產生了復雜的微觀結構［20］。在SA508/52Mb界面存在層狀的復雜未熔合區。焊接過程中，母材中發生熔化且在再凝固階段未稀釋的部分，存在于兩個區域之間形成UZ。在未熔合區中可以觀察到大量的小柱狀奧氏體晶體［32］。52Mw/316L界面區的微觀結構類似于SA508/52Mb界面區的特性，52Mw和316L之間以層狀形式存在的未熔合區。這是由于焊接過程中不同的熔化范圍以及合金52Mw和316L之間的元素遷移［20］。研究表明［21，33-34］，界面部分的元素遷移會促進316L/52Mw界面復雜微觀結構的形成，從而進一步對接頭力學性能和抗應力腐蝕性能產生影響。

1.4 元素擴散

如上文所述，由于異種接頭的化學成分不同在焊接過程中由元素濃度梯度和焊接熱流驅動而引起接頭各區域不同程度的元素擴散。在SA508/316L的異種金屬焊接接頭中，元素的濃度在SA508/52Mb界面區和52Mw/316L界面區發生了顯著變化，如圖5所示。可以看出，界面區內主要元素Cr、Ni和Fe的濃度變化較大，這由焊接過程中濃度梯度驅動的元素遷移引起的。根據明等［21］研究，在I型晶界和Ⅱ型晶界存在大量富含Cr的碳化物，富Cr碳化物周圍存在的貧Cr區，為應力腐蝕裂紋的易發生區域或擴展路徑。而相關研究表明，Ni和Cr含量越多，接頭就越不容易受到SCC的影響［31］。

圖5 界面形貌及主要金屬元素分布［21］Fig.5 Interface morphology and distribution of major metal elements［21］

如圖6所示，在SA508/52Mb界面處52Mb側存在一個的富C區由于強烈的固溶強化的作用具有較大硬度［21］。在SA508側，C元素的含量較低，幾乎沒有明顯的碳化物沉淀，因此形成了貧碳區，該區域軟化。焊接和熱處理過程中，C濃度梯度與活度梯度驅動C元素發生遷移從而導致富碳區和貧碳區的形成［35］。這些元素遷移有助于在A508/52Mb界面區和52Mw/316L界面區兩側形成復雜的微觀結構，并對局部力學性能產生影響［17］。而且這些元素含量的多少會直接對接頭局部區域的抗應力腐蝕敏感性產生影響。C元素遷移現象，降低了接頭的高溫持久強度和塑性［36］。

圖6 SA508/52Mb界面的掃描電鏡圖像及C元素分布［21］Fig.6 SEM images and C element distribution of SA508/52Mb interface［21］

1.5 金屬間化合物

Xiong等［37］在低合金鋼SA508和308L焊縫FB發現，通過透射電子顯微鏡（transmission electron microscope，TEM）圖像在元素過渡區域發現了顆粒狀或桿狀沉淀物。選區電子衍射（selected area electron diffraction，SAED）分析結果表明這些沉淀的顆粒主要是金屬碳化物，檢測到M23C6和M7C3（M主要是Fe和Cr），如圖7所示［37］。

圖7 SA508/308L熔合線附近區域的TEM和SAED結果［37］Fig.7 TEM and SAED results near the fusion line of SA508/308L［37］

Hou等［30］研究了鎳基合金182與低合金鋼異種金屬焊接接頭，通過TEM觀察和衍射分析，在Ⅱ型邊界上觀察到大量的沉淀物，衍射和成分分析鑒定為主要是Nb/Ti復合碳化物和少量Cr23C6。在I型邊界上觀察到Cr7C3和Cr23C6的沉淀，見圖8b。在FB上沒有觀察到碳化物的沉淀。這很可能是由于碳在低合金鋼側中的高溶解度。在Ⅱ型和I型邊界觀察到的沉淀物可能進一步降低裂紋擴展的阻力。晶界處的鈮和鈦碳化物可能促進碳化物和晶界界面處的氧化，或者可能因氧化環境中的氧化而脆化，從而促進晶間開裂［38］。

圖8 Ⅱ型晶界區和Ⅰ型晶界區的TEM觀察［30］Fig.8 TEM observations of type-II boundary region and type-I boundary region［30］

1.6 應力分布

殘余應力影響在安全關鍵結構中可能是顯著的，尤其是對于由于應力腐蝕開裂或疲勞而面臨長期退化風險的部件。對于應力腐蝕開裂，殘余應力可能是裂紋成核和生長的唯一驅動力，其中材料易受腐蝕并暴露在腐蝕環境中。對于疲勞，殘余應力有助于平均應力和平均應力強度因子，從而影響裂紋成核的時間，然后影響裂紋擴展的速率。為了提高焊接質量，異種金屬焊縫通常在低合金鋼側堆焊一層過渡金屬后，消除熱應力［39］。隨后，在堆焊金屬和不銹鋼管道之間進行異種金屬焊接，這有助于緩解焊接熱應力。而且，鎳基合金82/182焊縫在腐蝕性環境中，即低應力強度因子（10 MPa·m1/2）和溫度（325 ℃）下，每年可發生近1 mm的裂紋擴展，易受應力腐蝕開裂的影響［40］。拉伸焊縫殘余應力是異種金屬焊接接頭一個重要問題［41］。

有相關研究發現異種金屬焊接接頭的最大殘余應力位于低合金鋼側的熱影響區，接頭的殘余應力分布非常不均勻［23］。Tomota等［25］在低合金鋼與鎳基合金182異種接頭中測試發現，鎳基合金區域的殘余應力是拉伸應力，而低合金鋼區域的剩余應力是壓縮應力。這是由于兩者之間的熱膨脹系數差異造成的。在鎳基合金區域，應力腐蝕裂紋在拉伸殘余應力的作用下擴展，而低合金鋼區域裂紋被壓縮殘余應力抑制。說明焊接殘余應力的不均勻分布會通過影響應力腐蝕裂紋在不同區域的擴展情況而對異種接頭的斷裂情況乃至性能產生影響，如圖9所示。

圖9 低合金鋼與182合金界面處殘余應力分布與裂紋擴展［25］Fig.9 Residual stress distribution and crack propagation at the interface between low alloy steel and 182 alloy［25］

無論微觀結構和/或其條件如何，在沒有應力（應變）的情況下都不會發生應力開裂［42］。然而，由于金屬具有不同的熱膨脹系數，收縮會產生較高的局部應力（應變），尤其是在FB附近，這使得焊縫容易發生應力開裂［43-44］。此外，焊接過程中產生的最大殘余應力通常高于相關材料的屈服強度，因此可以在沒有施加應力的情況下產生SCC［45］。

1.7 應力腐蝕裂紋

由于特殊的服役環境，核電用異種接頭有高環境損傷敏感性，且在復雜的焊接過程中，成分梯度、微觀結構缺陷、殘余應力等因素都會增加接頭SCC敏感性。因此，應力腐蝕開裂被認為是安全端異種金屬焊接接頭的主要失效方式［31，46-47］。

核電站的應力腐蝕開裂是低合金鋼與不銹鋼異種金屬焊接接頭中最常發生的缺陷［48］。SCC一般在焊縫或焊接熱影響區內萌生，并在焊縫內部或向焊接熔合線界面擴展，極少情況在低合金鋼和不銹鋼出現［49］。如圖10所示，核電站運行過程中，裂紋在焊接合金及其堆焊層側沿軸向萌生，其后沿厚度方向和軸向擴展。進入低合金鋼的裂紋發生純化，而軸向擴展的裂紋到達不銹鋼側后沿HAZ繼續擴展。此外，裂紋到達低合金鋼側熔合區域后沿厚度方向和周向擴展，對焊接接頭結構完整性造成極大威脅［50］。由于低合金鋼與奧氏體不銹鋼焊接過程產生的裂紋跟焊接材料有關，在下一節介紹。

圖10 V.C.Summer核電站一回路安全端異種金屬焊接接頭裂紋示意［49］Fig.10 Schematic diagram of cracks in dissimilar metal welded joints at the safe-end of the primary circuit of nuclear power plant［49］

如前文所述，焊接的界面均表現為十分復雜的微觀結構，其中熔合邊界附近成分變化梯度較大的過渡區有很高的SCC敏感性［31，51］。Peng等［24］針對低合金鋼與鎳基合金異種焊接接頭的研究發現，SCC在鎳基182合金中萌生并向FB擴展的SCC進入稀釋區后，裂紋擴展速率降低，到達FB后裂紋擴展停滯，裂紋尖端鈍化，表明FB阻礙裂紋擴展，如圖11所示。

圖11 FB處裂紋生長停止和重新激活示意［24］Fig.11 Schematic drawing showing the cessation and reactivation of crack growth at the FB［24］

Lee等［52］研究表明，晶界的分布特征和原子結構會影響接頭的SCC敏感性，例如，低能晶界具有抗SCC的特性。在焊接過程中低合金鋼/鎳基182/82合金焊接接頭熔合區域附近的I型晶界和Ⅱ型晶界屬于高角度晶界，具有較高的SCC敏感性，可能是裂紋優先萌生和擴展的位置［24］。Hou等［30］通過對182/A533B異種金屬焊接的研究，發現I型和Ⅱ型晶界相比熔合線更容易發生SCC，并且裂紋通常沿著I型和Ⅱ型晶界向FB處生長，如圖12所示。與前述所述相一致，也可以觀察到在FB處裂紋尖端發生鈍化現象，從而抑制了裂紋的擴展。Chung等［31］也發現，焊接界面附近的Ⅱ型晶界明顯降低了接頭在核電環境下對SCC的抵抗性。

圖12 SCC擴展路徑［30］Fig.12 Stress corrosion crack growth path［30］

圖13 激光填絲焊接接頭鎳基合金52M界面處的微觀結構與化合物［69］Fig.13 Microstructure and compounds at the interface of nickel based alloy 52M in laser wire filled welding joints［69］

2 RPV異種金屬焊接材料的發展與優化

低合金鋼與奧氏體不銹鋼異種金屬焊接的熔合區的結構非常復雜，這一定程度上由焊接母材間的化學成分差異造成。鑒于對核電用低合金鋼與奧氏體不銹鋼異種焊接接頭存在元素遷移、金屬間化合物等問題，選用合適的填充金屬材料，在低合金鋼與奧氏體不銹鋼間起過渡作用，給緩解甚至消除異種金屬焊接接頭間存在的問題提供方向。

2.1 奧氏體不銹鋼

核電反應堆壓力容器低合金鋼與奧氏體不銹鋼之間的異種焊接焊縫填充金屬最初采用不銹鋼材料（308L、309L等）。現役的第二代核電站中，大部分異種金屬焊接接頭采用不銹鋼作為填充金屬［1］。與鎳基合金相比，不銹鋼材料的焊接難度較低，并且母材和焊材中的雜質元素如S、P等的含量被控制在較低的水平，這有效避免了熱裂傾向［14］。

Ming等［9］采用309L和308L奧氏體不銹鋼焊絲焊接SA508/316L異種接頭，發現接頭裂紋敏感性低，308L/316L界面結合良好，歸因于兩者接近的物理化學性質。然而，對于309L/SA508、308L/SA508界面，界面出現未熔合。此外，由于濃度梯度的存在，C元素會從SA508母材遷移到308L、309L焊縫中，結果在界面靠近SA508母材的一側形成了貧碳軟化區，而在界面近308L或309L焊縫一側形成脆硬馬氏體組織，塑性較低。C元素遷移現象，降低了接頭的塑性和高溫持久強度［36］。有研究［37，53］采用奧氏體不銹鋼焊絲作為焊材焊接低合金鐵素體鋼和奧氏體不銹鋼時，同樣觀察到了界面C元素的遷移現象。

2.2 鎳基合金

隨著發展逐漸趨于成熟，鎳基合金取代不銹鋼成為核電異種金屬焊接的填充金屬，在我國的第三代核電站中得到應用［1］。這得益于鎳基合金較不銹鋼而言的諸多優勢，更好的耐蝕性能，合適的熱膨脹系數（介于低合金鋼和不銹鋼之間以降低熱應力）［42］。因此，Santosh［54］和Ghosh［55］對比研究了309L和鎳基合金焊絲FM82作為焊材連接低合金鋼和奧氏體不銹鋼異種金屬，研究表明，較309L焊絲而言，FM82焊絲可以有效抑制C元素遷移。

Alloy600合金及焊材Alloy82焊絲和Alloy182焊條（ASW規范ERNiCr-3）由于高溫力學性能和抗腐蝕能力優勢被廣泛應用于核電設備的關鍵部件。然而，后來發現在經過500～850 ℃的中溫敏化處理后，Alloy600合金會出現由于Cr23C6和Cr7C3等碳化物沿晶界沉淀析出而形成的貧Cr區域，增加了合金的晶間SCC敏感性，在高溫、腐蝕性介質中服役時發生沿晶開裂［10］。ORR等［56］指出FM82焊縫由于存在Ti，Nb等合金元素的碳化物或氮化物共晶相沿晶界析出現象，具有較高的液化裂紋敏感性。

為了保障核電站安全運行，將Alloy600合金中的Ni和C含量降低，Cr的含量提高，開發了新型的Alloy690合金及其填充材料包括Alloy52（ASW規范ERNiCrFe-7）和Alloy152［57-58］。由于將Cr含量提高到約30wt.%，在腐蝕性環境中合金表面形成一層保護性鈍化膜，顯著提高了抗應力腐蝕能力；而且，在同等焊接條件下，接頭熔合區中的碳化物沉淀顯著減少。但在Alloy52合金熔敷金屬中發現高溫失塑裂紋，因此Alloy52合金表現為焊接性較差，對熱裂紋敏感。針對這個問題，通過添加一定含量的Nb和微量的Ti、Al、Mo等元素，降低P和C等含量，發展出改進型鎳基合金Alloy52M和52MSS，降低了鎳基合金填充金屬在高溫條件下出現塑性斷裂的傾向。相較于Alloy52，Alloy52M具有一些優勢，包括添加了Nb、Ti等合金元素所引起的富Nb、Mo碳化物和Laves相（富Nb、Mo、Si碳化物）等低熔點共晶相的存在，這些相能夠固定晶界，提高其抗高溫塑性斷裂能力。但過多的低熔點共晶相在晶界聚集，增加了SCC和液化裂紋的敏感性［59-61］。

異種金屬焊接接頭的焊接材料的發展可知，對于低合金鋼和奧氏體不銹鋼的焊接，焊接材料的選擇對接頭質量一定程度上具有決定性作用，且國內外學者不斷創新與嘗試新的焊接材料。結果表明，這種嘗試是有效的，核電異種金屬焊接頭的質量在焊接材料的革新下得到了提升。而在焊接材料的研究發展中，想獲得更加適配的焊接材料，深入地探索焊接材料中的元素種類與含量對接頭的影響是必要的。例如，在核電異種金屬焊接接頭焊接材料的研究與更新中，Cr，Ni，等元素對接頭組織的影響是顯著的，甚至微量的Nb，Mo，P，S等元素對接頭晶界和斷裂裂紋的作用也是不可忽視的。為此，有學者試圖使用Hf代替Nb元素，但研究結果顯示，即使添加了適量的Hf元素，焊縫在高溫條件下仍然具有較高的塑性斷裂敏感性［62］。此外，有學者嘗試了2種不同成分焊絲組合：兩種不同成分鎳基合金組成焊絲，鎳基與鐵基合金組合焊絲，以改善晶界低熔點共晶相的析出行為，但效果有限［63］。核電異種接頭的焊接材料有待新的研發和提升，添加新的元素和多元素組合可以成為焊接材料探索的方向。

3 RPV異種金屬焊接方法研究現狀

核反應堆壓力容器安全端和接管的連接，通常采用埋弧焊（Shielded metal arc welding，SMAW）、熔化極氣體保護焊（Gas metal arc welding，GMAW）和鎢極氣體保護焊（Gas tungsten arc welding，GTAW）等傳統的焊接方法，但每種焊接方法都存在效率低、熱輸入大和變形嚴重難以克服的缺點，在焊接接頭上可能出現不同程度的缺陷，使焊接質量不穩定；核電結構大多數是厚壁構件，采用低熱輸入、多層多道焊接易導致焊接接頭的膨脹和收縮而在焊縫和熱影響區產生殘余應力和塑性變形，特別是焊縫金屬的延伸率下降容易造成焊接熱裂紋，一直是困擾核電設備異種金屬焊接制造的難題［64-67］。因此有必要從焊接熱源出發，以獲得窄寬度和均勻的熱影響區。

3.1 激光焊接

相對于傳統的電弧焊，激光焊接（laser beam welding，LBW）具有熱輸入小和快速冷卻以及深寬比大、熱影響區小等特點，容易形成高強度、小變形、低殘余應力、良好的抗疲勞和抗應力腐蝕強的焊縫，激光填絲焊能利用窄間隙焊接坡口實行厚壁結構的焊接，既減少了焊接的層數和焊縫的寬度，又保留了激光焊接熱輸入小、熱影響區窄和焊接變形小等特點，使焊接接頭的力學性能優異，鑒于以上優勢，激光焊接有望成為核電異種金屬焊接的方法［10］。

Li等［68］采用窄間隙激光填絲焊的方法成功實現了核電用低合金鋼18MND5與316L異種金屬的可靠連接，在鎳基合金52M堆焊層附近的界面處富Nb沉淀（Laves相或/和富Nb碳化物）會在界面區域優先沉淀，使得該處對SCC和液化裂紋敏感，降低了異種接頭的抗拉強度和韌性。316L不銹鋼界面處的絮狀和鏈狀的富Cr和Mo析出物使異種接頭的抗拉強度下降。

在激光填絲焊接鎳基合金C276與不銹鋼SUS304的研究中，通過調控焊接工藝參數改變SUS304中的稀釋度，發現當304的稀釋水平達到約73.0%時，沉淀相幾乎消失。因此，在用填充焊絲激光焊接鎳基合金C-276與不銹鋼SUS304時，可以通過調節SUS304的稀釋水平以抑制沉淀相［69］。Zuback等［70］激光增材技術制備了元素梯度過渡的異種金屬接頭，通過用成分梯度接頭代替不同接頭，碳化學勢梯度和碳擴散速率顯著降低，相應地，SCC敏感性也較低。

為了確定將激光焊接應用于核壓力容器鋼連接的可行性，Feng［71-72］等通過添加填充焊絲的窄間隙多道激光焊接，在30 mm厚的SA508鋼中實現了高質量的焊接接頭。裂紋、側壁未熔合和氣孔是厚板低合金鋼多道次窄間隙激光焊接的主要潛在缺陷，通過適當的焊接工藝和參數可以消除這些缺陷。同時，他們通過改善工藝獲得沒有熔合缺陷，也沒有任何明顯的氣孔的高質量焊接接頭。發現焊接金屬表現出強度和韌性的理想組合［73］。

從材料性能的角度來看，窄間隙激光焊接可以得出適合關鍵核部件質量的焊縫。然而，當將激光應用于需要填充材料的多道焊時，傳統上與激光焊接相較而言的許多優點要么大大減少，要么由于引入其他復雜情況而基本抵消。例如，仍然存在界面易產生未熔合現象的問題。熔融金屬具有較高的粘度，熔池的流動性較差，導致合金元素的分布不均勻。此外，低熔點共晶相在晶界處過度析出，無法同時解決焊縫的抗液化裂紋、應力腐蝕開裂及高溫失塑裂紋等一系列問題［36］。要成為壓力容器鋼厚板焊接乃至異種金屬焊接的優先選擇，激光焊接仍面臨著許多挑戰，需要更為完善的解決方案來應對這些挑戰。

3.2 電子束焊接

電子束焊接（Electron beam welding，EBW）是一種高能量密度的束焊接技術，能夠在一次焊道中焊接厚部件。與傳統焊接工藝相比，電子束焊接具有許多關鍵優勢，包括較低的總熱輸入、較小的HAZ、較高的深寬比和較低的殘余應力［65］。此外，電子束焊接可以比激光焊接更容易地產生深焊縫，重要的是降低焊接應力并抑制FB中的應力腐蝕開裂。因此，電子束焊接不僅具有較高的焊接效率，縮短了焊接時間，而且為提高核電站焊接部件的可靠性和安全性提供了手段［74-76］。電子束焊縫的小焊道尺寸最大限度地減少了異種金屬的混合，從而在一定程度上限制了由化學成分差異引起的脆性區域［76］。因此，這些優點使電子束焊接有望成為解決核電異種金屬焊接問題的可行技術。

對于核電用異種金屬接頭，Lin等［65］研究了電子束偏移量對鎳基合金690與奧氏體不銹鋼SUS 304L SS異種接頭的影響，發現當電子束偏移量從0增加到0.30 mm（向690合金母材側）時，可以顯著提高焊件的晶間耐腐蝕性。而且，電子束焊接工藝抑制了碳化鉻在FB的晶界處的沉淀，從而減少了晶間腐蝕的影響，如圖14a、14b所示。此外，由于合金690母材的稀釋程度降低，較高的電子束偏移量值會使得FB更均勻。

圖14 電子束焊接核電用異種接頭邊界處化合物及元素分布［65］Fig.14 Distribution of compounds and elements at the boundary of dissimilar joints used in electron beam welding for nuclear power［65］

Ruge等［77］將304奧氏體不銹鋼與低合金鋼采用不同的工藝進行了電子束焊接，分別使用308L奧氏體不銹鋼或鎳基合金82焊絲進行填充焊接。就微觀結構而言，與傳統電弧焊接一樣，當使用鎳基填充焊絲時，獲得了異種金屬接頭的最佳冶金質量。此外，對于異種金屬焊接接頭，采用電子束焊接還可以實現厚板接頭以較少的焊道進行焊接，成功生產了20 mm厚的單道次奧氏體/鐵素體接頭，60 mm厚的接頭用4道次焊接［78］。而且，由于其高能量密度，電子束可以產生窄的HAZ和低的殘余應力和變形，這是這種類型的過渡接頭在經歷熱循環時的重要特性。

高能量密度和深穿透能力是電子束最重要的特征，特別是對于厚材料的焊接。在這方面，與激光束焊接相比，電子束焊接可以被認為是一種更有效的方法。因此，電子束焊接有望成為核電用厚板異種金屬的一個潛在的焊接方法。事實上，已經開發出核電用低合金鋼與奧氏體不銹鋼的焊接技術［76］。可知，通過調控電子束焊接的參數可以一定程度上緩解異種接頭的冶金問題，此外，當解決異種金屬接頭的冶金問題時，選擇合適填充金屬的電子束可以是一個很好的解決方案。這些方面均有待進一步發展挖掘。電子束焊接在核電用低合金鋼與奧氏體不銹鋼異種金屬焊接結構應用中具有巨大的潛力，但與基于電弧的焊接工藝相比，電子束焊接在核電異種焊接接頭應用需要進一步開發。

4 接頭質量改善方式研究

4.1 焊后熱處理

異種金屬焊接后會出現很高的殘余應力，以致一些接頭短期的服役后便出現裂紋這可能會導致意外斷裂，并強烈影響SCC敏感性和疲勞壽命［79］。為了克服這些問題，對焊接接頭進行焊后熱處理（Post-weld heat treatment，PWHT），可以通過回火熱影響區和焊縫金屬來降低拉伸殘余應力［80］，改變碳化物分布，提高微觀結構的均勻性和韌性，并降低腐蝕速率［81］。

Huang等［82-83］對鎳基合金52/82與SA508的異種金屬焊接發現，焊后熱處理會改變碳化物在晶界處的分布狀態，和硬度峰值位置，且不同的焊后熱處理對異種金屬焊接接頭的應力腐蝕開裂擴展速率有顯著差異。另外，Yeh等［84］針對奧氏體不銹鋼304L和鎳基合金82的焊接接頭進行了研究，也發現在650 ℃下進行24 h的熱處理會顯著改變材料的力學性能，增大了應力腐蝕敏感性。此外，Huang等［85］還發現，在經過621 ℃下進行24 h的焊后熱處理后，鎳基合金52/SA508晶界附近的輕微貧鉻區可能對應力腐蝕開裂擴展速率產生較大影響。值得注意的是，不同的熱處理條件對接頭裂紋擴展速率的影響也是不同的。

可知，對核電異種金屬焊接接頭采用合適的熱處理可以一定程度上影響接頭的元素擴散、化合物形成、組織轉變等從而改善接頭的力學性能，降低應力腐蝕敏感性。但對于低合金鋼與奧氏體不銹鋼異種金屬焊接接頭，焊后熱處理溫度處于不銹鋼敏化區間［49］，還有熱處理不易消除的殘余應力。

4.2 焊接工藝優化

為了優化用于中國國內核電站建設的安全端異種金屬焊接接頭的質量并提高焊接生產率，上海電氣集團（中國）［15］使用不同焊接方式的自動多道次GTAW制造了一系列全尺寸（與核電站使用的尺寸和形狀相同）的SA508與52M異種金屬焊接接頭。研究了不同焊接結構與焊絲處理方式的三種接頭：分別是由冷絲GTAW制備的帶有熔覆層的焊接接頭（定義為C-DMWJ），由熱絲GTAW制造的帶有熔覆層的接頭（定義為H-DMWJ）和沒有熔覆層的接頭（定義為W-DMWJ），三種安全端SA508與52M接頭的照片及其橫截面如圖15所示。

圖15 三種安全端SA508與316L異種金屬焊接接頭及其橫截面示意［15］Fig.15 Photograph of the three safe-end DMWJs and their schematic cross-sections［15］

總體而言，C-DMWJ中的SA508/52M界面區在模擬一次水中的性能最好，而H-DMWJ界面區的性能最差［15］。因此，當使用GTWA在SA508上熔覆52（M）隔離層時，前1、2層應該嚴格保持盡可能低的熱輸入，以最大限度地降低碳擴散速率和晶界遷移速率，從而提高異種接頭的質量。熱絲GTAW過程中的高熱量輸入和長高溫持續時間促進了碳的擴散和晶界遷移，因此H-DMWJ具有最大量的I型和Ⅱ型邊界以及最寬的貧碳區和富碳區。

通過比較不同焊接工藝，研究焊接結構及不同焊絲處理方式對異種金屬焊接接頭界面的影響，可以反映出焊接熱輸入、元素遷移等對焊接接頭性能影響。為提高安全端異種金屬焊接接頭的質量提供思路。

5 結論與展望

本文對核電反應堆壓力容器中低合金鋼與奧氏體不銹鋼異種金屬焊接研究現狀進行了綜合分析和討論，包括焊接問題、填充材料、焊接方法和焊后熱處理等方面。針對低合金鋼與奧氏體不銹鋼異種金屬接頭存在的組織不均勻性、界面未熔合和元素擴散等問題，導致接頭力學不均勻和應力腐蝕斷裂的現象，國內外學者基于這些問題提出了一系列解決方案，并取得了一定的進展。

（1）不同焊接材料下存在的裂紋缺陷表明需要發展更新的焊接材料。在焊接填充材料的選擇方面，通過創新和嘗試新的焊接材料，核電異種金屬焊接頭的質量得到了提升。然而，仍然存在問題，因此核電異種接頭的焊接材料需要進一步的研發和提升，其中添加新的元素和多元素組合可作為焊接材料研究的方向。

（2）激光焊接和電子束焊接在壓力容器異種金屬焊接接頭方面具有潛力。激光焊接在焊接核電厚板方面仍然面臨許多挑戰，需要更完善的解決方案來應對這些挑戰。電子束焊接由于高能量密度和深穿透能力，能夠單次焊接較厚的結構件。已經開發出了用于核電的低合金鋼和奧氏體不銹鋼的焊接技術，但與基于電弧的焊接工藝相比，在核電異種金屬焊接接頭的應用上，電子束焊接仍需進一步發展。此外，盡管焊后熱處理的效果有限，但可以消除殘余應力，提升焊接接頭的質量。為改善接頭質量，還有新的焊接工藝調控方法可供探索。

（3）期待未來在核電反應堆壓力容器異種金屬焊接領域取得更多突破。在材料方面，可以在明確微量元素對接頭的影響機理后，開發和優化新型焊接填充材料，以獲得高質量的反應堆壓力容器異種接頭焊接。同時，需要進一步探索和發展窄間隙激光焊接和電子束焊接等新的焊接方法，并加強其在實際構件中應用的可行性研究，以提高核電反應堆壓力容器焊接接頭的性能和可靠性。此外，考慮到反應堆壓力容器異種金屬材料的差異特性和工作環境特點，需要加強對接頭性能的評估和監測，以確保其在復雜工作環境下的長期穩定性和安全性。