代 野,陳大軍,戴明輝,李忠盛,吳護(hù)林,王征輝

(西南技術(shù)工程研究所，重慶 400039)

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、抗氧化等固有物理化學(xué)性能和特殊功能，在兵器領(lǐng)域先進(jìn)彈藥、核工業(yè)領(lǐng)域核聚變堆偏濾器等武器裝備上實現(xiàn)了廣泛應(yīng)用[1-3]。但鎢室溫強(qiáng)韌性較差，單獨(dú)采用金屬鎢并使其作為功能件或結(jié)構(gòu)件應(yīng)用受到了極大限制，將鋼和鎢復(fù)合是實現(xiàn)鎢推廣應(yīng)用的有效方法。但鎢和鋼熱膨脹系數(shù)、熔點等物理化學(xué)性能差異大，使得鎢/鋼異種材料高強(qiáng)連接成為了難題。根據(jù)國內(nèi)外已有論文、專利等相關(guān)研究報導(dǎo)，鎢/鋼連接主要采用釬焊[4-5]、等離子噴涂[6]和擴(kuò)散焊技術(shù)，其中擴(kuò)散連接技術(shù)由于連接溫度低、接頭使用溫度高等優(yōu)點成為鎢與鋼連接的有效方法[7-8]。目前,鋼與鎢的擴(kuò)散連接技術(shù)已成為國內(nèi)外研究的一大熱點。

國內(nèi)外研究通常采用添加中間層和控制焊接工藝參數(shù)的方式，以緩解接頭殘余應(yīng)力，抑制脆性金屬間化合物和金屬碳化物等有害物質(zhì)的形成。中間層材料的選擇原則是與母材物理化學(xué)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(nèi)應(yīng)力，改善鋼/鎢界面冶金結(jié)合[9-10]。國內(nèi)外學(xué)者研究了多種鋼/鎢擴(kuò)散連接中間層材料，如Nb、Ni、V、Ti以及復(fù)合層V/Ni、Cu-5Ni等[7,11-15]。楊宗輝等[15]采用Cu-5Ni合金箔中間層實現(xiàn)了鎢/316L不銹鋼的擴(kuò)散連接，當(dāng)保溫時間達(dá)到6 h后，接頭區(qū)和不銹鋼母材較好地實現(xiàn)了組織與成分均勻化，鎢母材中則形成了2～3 μm厚的Cr、Fe元素擴(kuò)散帶，接頭抗剪強(qiáng)度達(dá)到213 MPa，斷裂失效主要發(fā)生在鎢母材中。鑒于金屬銅良好的塑性及與鎢銅合金互溶性，本文采用添加Cu中間層的方法對WCu10合金與60Si2Mn鋼進(jìn)行擴(kuò)散連接，研究了擴(kuò)散連接接頭的顯微組織特征及力學(xué)性能。

1 實驗

本研究以60Si2Mn鋼和鎢銅合金(WCu10)為連接基材，具體元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)如表1所示，中間層材料為厚度20 μm的Cu箔，純度為99.99%。分別將鎢銅合金棒和60Si2Mn鋼棒加工成Φ60 mm×30 mm的圓柱焊接樣，將待焊表面用180，400，800，1000，1500目金相砂紙逐級打磨并拋光，將Cu箔放入Keller試劑(1 mLHF+1.5 mLHCl+2.5 mLHNO3+95 mLH2O)中進(jìn)行酸洗去膜，隨后將連接基材和中間層材料分別依次置于丙酮和酒精中超聲波清洗15 min，吹風(fēng)機(jī)吹干備用。

表1 連接基材主要元素質(zhì)量分?jǐn)?shù) (ω，%)

采用真空擴(kuò)散連接設(shè)備(KR-1)進(jìn)行焊接試驗，具體工藝參數(shù)為：真空度為5×10-3Pa，擴(kuò)散連接溫度為1 050 ℃，保溫時間為1 h，焊接壓力為10 MPa。采用Quanta 200型環(huán)境掃描電鏡觀察焊接接頭界面及拉伸斷口組織和形貌，采用OXFORD INCA能譜儀(EDS)進(jìn)行接頭和拉伸斷口元素分析；焊接接頭按照GB/T 228.1——2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，試樣尺寸如圖1所示，采用MTS 322±250 kN電液伺服試驗系統(tǒng)測試接頭拉伸性能；采用HM-MT1000自動轉(zhuǎn)塔數(shù)顯顯微維氏硬度計測試接頭顯微硬度，加載載荷為200 g，加載保持時間為10 s。

圖1 拉伸試樣

2 結(jié)果與討論

2.1 連接界面結(jié)構(gòu)分析

圖2為WCu10/60Si2Mn擴(kuò)散連接接頭界面形貌，從圖中可以看出，WCu10/60Si2Mn焊接接頭由WCu10母材區(qū)、Cu中間層區(qū)、Fe-Cu擴(kuò)散層區(qū)、60Si2Mn母材區(qū)四個區(qū)域組成，無不連續(xù)或裂紋等焊接缺陷。由于Cu自身的擴(kuò)散性，使得WCu10/Cu界面處Cu中間層與WCu10基材中的Cu發(fā)生了擴(kuò)散、結(jié)合，而W與Cu冶金不相容，WCu10/Cu界面并未出現(xiàn)明顯擴(kuò)散層，導(dǎo)致WCu10/Cu連接界面不光滑；Cu/60Si2Mn界面形成了Fe-Cu擴(kuò)散層，厚度約為8～10 μm。

圖2 WCu10/60Si2Mn擴(kuò)散連接接頭界面形貌

圖3為連接界面的SEM-EDS，從圖中可以看出，F(xiàn)e、W、Cu的元素含量在焊接界面各區(qū)域分布不同，從WCu10端開始，W和Cu的含量保持平穩(wěn)波動，而Fe的含量始終為零；進(jìn)入到Cu中間層區(qū)后，W的含量減少為最低或消失，F(xiàn)e含量保持零不變，Cu元素含量急劇增加；進(jìn)入Fe-Cu擴(kuò)散層后，W的含量仍保持最低值，Cu含量有所下降，F(xiàn)e含量急劇增加；進(jìn)入60Si2Mn區(qū)后，F(xiàn)e含量稍有增加并保持平穩(wěn)，Cu含量急劇下降并接近為零。經(jīng)分析可知，60Si2Mn母材與Cu中間層之間互擴(kuò)散形成的Fe-Cu擴(kuò)散層可能為焊接界面連接強(qiáng)度的主要來源。

2.2 顯微硬度分析

圖4為從WCu10母材到60Si2Mn母材方向上不同區(qū)域顯微硬度連續(xù)變化曲線。從圖中可以看出，由WCu10母材開始的319.8HV0.2到Cu中間層區(qū)的125.1HV0.2，維氏硬度不斷下降，這是由于W含量的迅速下降與Cu含量的迅速增加，這與SEM-EDS線掃描結(jié)果保持一致。進(jìn)入Fe-Cu擴(kuò)散層區(qū)后，由于Fe元素的增加，顯微硬度提升至150.0HV0.2，進(jìn)入60Si2Mn區(qū)后，顯微硬度進(jìn)一步提升至256.5HV0.2。

圖4 WCu10/60Si2Mn擴(kuò)散連接接頭不同區(qū)域顯微硬度

2.3 焊接接頭拉伸性能與斷口分析

經(jīng)拉伸試驗結(jié)果表明：接頭平均抗拉強(qiáng)度達(dá)到了307.1 MPa。接頭斷口形貌如圖5所示。從圖中可以看出，接頭呈現(xiàn)出典型的脆性斷裂，整個斷口呈現(xiàn)出沿晶斷裂特征。

對拉伸斷口進(jìn)行EDS掃描分析可知(參見圖6)，整個斷口由Cu元素和W元素組成，且W元素含量較高，Cu元素含量較低，因而可以推斷斷裂失效發(fā)生在WCu10/Cu界面，由于WCu10/Cu界面未發(fā)生元素擴(kuò)散，此區(qū)域成為了整個接頭的薄弱區(qū)域。

圖5 WCu10/60Si2Mn擴(kuò)散連接接頭斷口形貌

圖6 WCu10/60Si2Mn擴(kuò)散連接接頭拉伸斷口SEM-EDS

3 結(jié)論

1)采用Cu中間層能夠?qū)崿F(xiàn)鎢銅合金與鋼的有效連接，擴(kuò)散連接界面形成了8～10 μm厚的Fe-Cu擴(kuò)散層，各接頭界面完好，結(jié)合緊密，無不連續(xù)或開裂等缺陷。

2)連接界面Fe、W、Cu元素的含量在界面處都出現(xiàn)連續(xù)的變化。Cu中間層區(qū)顯微硬度較低，而Fe-Cu擴(kuò)散層區(qū)的硬度較高，在垂直于界面方向上呈連續(xù)變化。

3)擴(kuò)散連接接頭的平均抗拉強(qiáng)度為307.1MPa，焊接界面實現(xiàn)了冶金結(jié)合。通過斷口形貌及EDS掃描發(fā)現(xiàn)接頭斷裂位置發(fā)生在WCu10/Cu界面，斷裂方式屬于脆性斷裂。