代 野,戴明輝,牛 犇,陳大軍,李忠盛

(1.西南技術工程研究所， 重慶 400039； 2.陸軍裝備部航空軍事代表局駐成都地區(qū)航空軍事代表室， 成都 610036)

鎢具有高熔點、高密度、高硬度、低膨脹系數(shù)以及優(yōu)異的抗腐蝕、抗氧化等物理化學性能和特殊功能，在兵器領域高超聲速先進彈藥、核工業(yè)領域未來示范聚變堆(DEMO)實驗裝置等武器裝備上具有廣泛的應用前景。但鎢室溫強韌性較差，使其作為功能件或結構件應用受到極大限制，將鋼和鎢復合是實現(xiàn)鎢推廣應用的有效方法。但鋼和鎢復合面臨的關鍵技術問題是鋼/鎢異種材料的高強焊接問題。根據(jù)國內外相關研究報告，鎢/鋼連接主要采用釬焊、等離子噴涂和擴散焊技術，其中擴散連接技術由于連接溫度低、接頭使用溫度高等優(yōu)點成為異種材料鎢與鋼連接的有效方法[1]。目前,鋼與鎢的擴散連接技術已成為國內外研究的一大熱點。

1 鋼與鎢的擴散連接工藝

擴散連接是指在一定的溫度和壓力下，使待連接表面相互接觸，通過微觀塑性變形而擴大待連接表面的物理接觸，使兩種結合材料在發(fā)生微小塑性變形和蠕變的同時，經(jīng)過一定時間的原子間相互擴散，從而形成整體的可靠連接的一種先進連接方法[2-3]。

擴散連接工藝參數(shù)的選擇，首先要考慮材料的相容性。鋼/鎢連接的主要問題是：鋼/鎢的熱物理性能差別極大，在焊接加熱和冷卻過程中，焊接接頭產(chǎn)生較大內應力，導致焊縫及熱影響區(qū)極易產(chǎn)生裂紋，接頭開裂傾向大，嚴重影響接頭強度；此外，鋼/鎢直接連接反應生成FeW、Fe2W等金屬間化合物和碳化鎢等碳化物，這些金屬間化合物和硬脆相的生成致使接頭力學性能急劇惡化，嚴重影響焊接接頭剪切性能等綜合力學性能[4-5]。

為獲得高質量鋼/鎢焊接接頭，國內外學者進行了大量的研究，通常采用添加中間層和控制焊接工藝參數(shù)的方式緩解接頭殘余應力，抑制脆性金屬間化合物和金屬碳化物等有害物質的形成，并在中間層材料對焊接接頭組織性能的影響等方面進行了系統(tǒng)研究。

中間層材料的選擇原則是與母材物理化學性能差異小、不與母材產(chǎn)生硬脆相和共晶相、易塑性變形、盡可能降低接頭內應力，改善鋼/鎢界面冶金結合[6-7]。國內外研究了多種材料作為鋼/鎢擴散連接的中間層，如Nb、Ni、V、Ti以及復合層V/Ni、90W-6Mn-4N混合粉末/Ni、Cu/W-Ni混合粉末/Ni、Cu-5Ni等。研究表明：V和Ti的線膨脹系數(shù)介于鎢與鋼之間，且與鎢/鋼均能形成連續(xù)固溶體，采用其作為鎢/鋼焊接中間層不僅可緩解接頭的殘余應力，還可避免有害相的生成[8-9]；Ni能有效阻止鋼中的C向鎢中擴散，且Ni塑性較好，屈服強度低，有利于緩解接頭殘余應力[1]。

國內外對鋼/鎢擴散連接進行了大量的研究，采用的工藝如表1所示。

表1 鋼/鎢擴散連接工藝

2 接頭界面特征和性能

2.1 接頭顯微組織和物相分析

國內外學者采用金相顯微鏡和掃描電鏡對鋼/鎢連接接頭進行了微觀組織分析，基本上所有連接界面均未出現(xiàn)孔洞、裂紋等缺陷。接頭擴散層厚度一般為幾到幾十微米，焊接區(qū)域分層顯著。鋼/鎢擴散連接典型接頭顯微組織如圖1所示。鋼/鎢焊接接頭界面區(qū)由鎢母材區(qū)、FeW/金屬碳化物層、鋼/鎢擴散層、鋼母材區(qū)組成，其中FeW/金屬碳化物層較窄，寬度約為2.5～4 μm[10]。

圖1 鋼/鎢擴散連接接頭顯微組織

以V作為中間層擴散連接鋼/鎢，從鋼(EUROFER97)到鎢焊接接頭界面區(qū)依次為EUROFER97/V擴散層、未反應V層、V/W固溶體層，其中EUROFER97/V擴散層由σ相層、V2C碳化物層組成，而V/W固溶體層由于V和W形成置換固溶體，并沒有金屬間化合物產(chǎn)生[11]，其顯微組織特征如圖2所示。

圖2 EUROFER97/V/W擴散連接界面顯微組織

采用V/Ni復合中間層，鎢/鋼焊接接頭界面區(qū)由W-V固溶體層、未反應的V層、V-Ni界面層、未反應的Ni層、Ni-Fe固溶體層組成，其中V-Ni界面層結構為V2C層、V-Ni金屬間化合物和V2C混合層、V-Ni金屬間化合物層組成[12]，如圖3所示。

采用Cu-5Ni合金箔中間層，接頭組織先形成分界明顯的兩層(富鐵層和富銅層)，隨著保溫時間的延長，在一定的溫度和壓力作用下，富鐵層不斷增厚，而富銅層逐漸變薄、更分散；當保溫時間達到360min時，接頭區(qū)和不銹鋼母材實現(xiàn)了組織與成分均勻化，鎢母材中則形成2～3μm的Cr和Fe元素擴散帶[13]，如圖4所示。

圖3 鋼/鎳/釩/鎢擴散連接界面顯微組織

圖4 W/Cu-5Ni/316L擴散連接界面顯微組織

2.2 接頭顯微硬度

顯微硬度是評估界面擴散距離與力學性能的一種有效方法。國內外相關研究對不同中間層的鋼/鎢擴散連接試驗接頭進行顯微硬度分析。

采用V作為中間層擴散連接，鎢/鋼擴散焊接頭顯微硬度分布如圖5所示。圖中可清晰看到鎢/鋼界面、鋼/釩界面的顯微硬度趨勢。在1 050 ℃，1 h條件下，由于W與V的相互擴散，鎢/釩界面處釩(鎢)固溶體的硬度在母材鎢與中間層釩之間，但是鋼/釩界面處擴散層的硬度遠遠大于兩側母材，結合鋼/釩界面成分分析，此反應層中有碳化釩生成；但在700 ℃，1 h情況下，擴散連接界面顯微硬度顯著降低，這是由于此溫度低于鋼、鎢和釩的再結晶溫度，碳化釩層厚度顯著變薄，但文中提及過薄的厚度會影響顯微硬度的準確性，在700 ℃下，隨著焊接時間的增加，接頭顯微硬度變化不大[14]。

采用Ni作為中間層擴散連接，接頭顯微硬度如圖6所示。由于大量的Ni元素擴散至W層中，W/Ni界面形成了Ni4W金屬間化合物層和Ni(W)擴散層，Ni4W金屬間化合物層顯微硬度高達8.5GPa，而Ni(W)擴散層硬度介于W和Ni之間；由于SS鋼中Fe和Cr元素滲透至Ni層，Ni層中部分Ni元素擴散至SS鋼中，導致Ni/SS鋼界面之間形成了固溶體，硬度高于Ni和SS區(qū)域硬度[4]。

圖5 W/V/ EUROFER97鋼擴散連接界面顯微硬度分布

圖6 W/Ni/SS鋼擴散連接界面顯微硬度分布

采用Ti作為中間層間接連接，接頭顯微硬度如圖7所示。W基體顯微硬度約為6.2 GPa，W和Ti界面W元素發(fā)生了擴散，界面顯微硬度略高于Ti基體；由于固溶強化的發(fā)生，接頭中局部產(chǎn)生了α-βTi，顯微硬度高于Ti層；靠近Ti/F82H界面處，形成了穩(wěn)定的βTi相，硬度略高于α-βTi，在Ti/F82H擴散層中形成了FeTi+Fe2Ti金屬間化合物，硬度達到最高，約為6.8 GPa[15]。

圖7 900 ℃，1 h條件下W/Ti/F82H鋼擴散連接界面顯微硬度

2.3 接頭力學性能

根據(jù)國內外鋼/鎢擴散連接接頭力學性能測試結果，拉伸試驗和剪切試驗后，斷裂位置一般處于焊接接頭區(qū)域，表明焊接接頭最薄弱區(qū)域，因此，根據(jù)試驗結果優(yōu)化相關擴散連接工藝十分重要。

Zhong等[6]采用Ni中間層分析了焊接溫度和保溫時間對Fe-17Cr/W擴散連接過程的影響規(guī)律，如圖8所示。從圖8(a)中可以看出，隨著焊接溫度的提高，接頭抗拉強度先上升后下降，這是因為焊接溫度較低時，擴散連接界面金屬屈服強度仍較高，界面擴散程度有限，接頭邊緣部分兩側并未完全接觸，導致界面孔洞閉合過程并未完全，抗拉強度較低。隨著溫度提高，界面孔洞閉合趨于完整，接頭抗拉強度隨之提升，但當焊接溫度進一步提高時，界面擴散區(qū)增大，焊接母材區(qū)同界面擴散區(qū)的熱膨脹系數(shù)不匹配會導致焊后冷卻時產(chǎn)生較大殘余應力，從而降低了接頭強度。從圖8(b)中可以看出，隨著保溫時間的增加，接頭抗拉強度同樣呈現(xiàn)出先上升后下降的趨勢。這是因為保溫時間過短，界面擴散層不連續(xù)，接頭強度低，隨著保溫時間增加，界面形成完整擴散層，強度達到最高，但保溫時間過長，接頭新生成了Ni4W脆性金屬間化合物，導致接頭強度下降。

采用V、Ni、Nb等作為中間層連接鋼/鎢，連接接頭的拉伸強度都比較高。以V作為中間層連接鋼/鎢，室溫下接頭抗拉強度在207～332 MPa，剪切強度約為200 MPa，由于脆性碳化物的產(chǎn)生，接頭一般斷裂在鋼/V界面，呈現(xiàn)出脆性斷裂特征；采用Ni作為中間層，室溫下接頭抗拉強度約為200 MPa，所有的拉伸試驗均斷裂于W側靠近W/Ni固溶體層部分，呈現(xiàn)出脆性斷裂特征；采用Nb中間層，室溫下接頭抗拉強度約為270 MPa，接頭斷裂在Nb/W界面區(qū)域，室溫下呈現(xiàn)出脆性斷裂特征。上述試驗結果表明，鋼/鎢擴散連接接頭斷裂均發(fā)生鎢母材或靠近鎢的連接界面，并呈現(xiàn)脆性斷裂特征，可見抗拉強度主要受鎢/中間層熱膨脹系數(shù)不匹配及鎢/中間層界面形成的脆性金屬間化合物所影響[6,7,14]。

圖8 焊接溫度和保溫時間對接頭拉伸性能的影響

3 結論

由于高超聲速先進彈藥彈芯在侵徹過程中需承受瞬時高過載沖擊產(chǎn)生的多向高應力應變作用等極端惡劣工況，對鋼/鎢異種材料間的連接強度、連接精度要求極高；DEMO裝置在服役過程中鋼/鎢連接件內部將產(chǎn)生較大的熱應力，焊后殘余應力過大會引起焊接接頭失效，鎢與鋼的連接成為制約武器裝備發(fā)展的一個重要技術難題。因此，在現(xiàn)有研究基礎上，還需進一步優(yōu)化鋼/鎢連接工藝，得到滿足要求的高質量鋼/鎢擴散連接接頭，使其成功應用于先進彈藥、核工業(yè)重點裝備中。