段一平

（中國航空制造技術(shù)研究院，北京 100024）

鉬具有優(yōu)良的力學性能和導熱性，在航空航天、機械、化工、冶金、電子以及核工業(yè)等領域具有廣泛的應用前景[1]。鉬還具有耐磨性和耐腐蝕性，熱中子捕獲面積小，可作為核反應堆堆芯的結(jié)構(gòu)材料。現(xiàn)階段，燃料棒的包層材料通常由鋯合金制成[2]。相比之下，鉬不與水反應，可以避免鋯水反應和氫爆炸[3]。因此，用鉬代替鋯具有重要意義，鉬焊接技術(shù)的研究成為當務之急。目前，關于純鉬焊接的研究很少，鉬合金焊接的研究主要集中在鋼板的焊接、合金的焊接以及鉬合金和其他金屬的焊接。鉬的焊接性很差，在焊接過程中容易出現(xiàn)氣孔和裂紋等缺陷，而且接頭強度較低。雖然可以通過攪拌摩擦焊，但存在許多約束，同時攪拌摩擦焊難以實現(xiàn)彎曲材料的焊接，攪拌頭從工件上脫落會在焊縫末端形成一個孔，很難修復。因此，純鉬的熔焊還需要進一步探索。

已有學者研究指出，電子束焊接（Electron Beam Welding，EBW）的熱影響區(qū)較小，晶粒尺寸較小[4]。與其他焊接方法相比，電子束焊接具有能量密度高、熔深、焊縫窄、深寬比大、焊縫熱影響區(qū)小等優(yōu)點。此外，鉬的高導熱性、晶粒粗化和脆化明顯傾向決定了使用電子束焊接的巨大優(yōu)勢。一方面，電子束焊接通常在真空狀態(tài)下進行，可以有效地將氧氣和氮氣隔離到熔池。另一方面，電子束焊接的冷卻速度相對較快，可以細化微觀結(jié)構(gòu)并改善接頭的力學性能。基于此，通過鉬的電子束焊接實驗，探討了鉬的焊接頭技術(shù)，分析了焊接中的缺陷和接頭性能，以便進一步控制焊接過程產(chǎn)生的缺陷。

1 實驗材料及設備

1.1 實驗材料

實驗中使用的基體金屬是含有少量鑭（La）元素（重量比為5%）的鉬。適量的La 可以有效細化晶粒，提高母材的抗拉強度。實驗中采用搭接接頭，焊接工藝的相關信息如圖1 所示，其中T1、T2和T3代表3個測試點，用于拉伸實驗。

圖1 焊接工藝示意圖（單位：mm）

1.2 實驗設備

焊接過程在MEDARD45 EBW 機器上進行，主要性能指標如下：最大功率6 kW；加速電壓20 ～60 kV，可連續(xù)調(diào)節(jié)；焊接電流0 ～100 mA；電子束槍的真空度可達5×10-4Pa，本實驗使用的腔室真空度為5×10-2Pa，采用下聚焦方式。通過蔡司SUPRA 55 SAPPHIRE 場發(fā)射掃描電子顯微鏡（Scanning Electron Microscope，SEM）觀察橫截面的微觀結(jié)構(gòu)，并在SEM 中分析能譜和斷口形態(tài)。利用AG-Xplus電子萬能實驗機，在室溫下以1 mm·min-1的加載速度測試母材和接頭的抗拉強度。接頭的顯微硬度分布由HXD1000 顯微硬度計測量，測試壓力為200 N[5]。

2 實驗結(jié)果和討論

2.1 焊接接頭的微觀結(jié)構(gòu)

圖2為鉬接頭不同部位微觀結(jié)構(gòu)的掃描電鏡圖像。圖2（a）顯示了鉬接頭的熱影響區(qū)（Heat Affected Zone，HAZ）和焊接區(qū)（Weld Zone，WZ），在焊接區(qū)發(fā)現(xiàn)了氣孔。圖2（b）為熱影響區(qū)，該區(qū)的晶粒開始粗化，不再傾向于軋制方向，微觀組織均勻。圖2（c）為熔融區(qū)，主要由粗大的柱狀晶粒組成。焊縫中心的晶粒取向與熔合線附近的焊縫不同[6]。從圖2 還可以看出，熔合線附近的晶粒沿著熔合線的法線方向向焊縫中心生長，但焊縫中心的晶粒則沿著垂直方向生長，兩種晶粒之間存在明顯的方向錯位。從圖2 還可以清楚地看到兩種晶粒的邊界，這是因為在高能電子束的作用下，焊縫中的金屬瞬間熔化，當電子束穿透母材時，能量隨著深度的增加而降低，焊縫底部的能量相對較小。此外，當焊縫底部與焊接夾具接觸時，金屬夾具的導熱系數(shù)遠大于真空條件下的導熱系數(shù)，焊縫的熔融金屬開始從底部向頂部結(jié)晶[7]。同時，熔合線附近的熔融金屬與母材接觸，母材的熱傳導率也隨之增加。

圖2 鉬接頭不同部位的微觀結(jié)構(gòu)

2.2 接頭力學性能分析

2.2.1 顯微硬度

圖3為鉬接頭在垂直方向的硬度分布，即從WZ通過HAZ 到基體金屬區(qū)（Base Metal Zone，BMZ），且標出了具體的斑點位置。BMZ的平均硬度為171 HV，而WZ 為210 HV，比BMZ 高23%。HAZ 的平均硬度為202 HV，比BMZ 高出18%。由于電子束焊接在焊接區(qū)輸入的熱量較大，WZ 的晶粒演變成粗大的柱狀晶粒，從而消除了軋制結(jié)構(gòu)。在電子束焊接過程中，焊縫的冷卻速度較快，母材與夾具之間的接觸可以更快傳出熱量，加速焊縫中液態(tài)金屬的凝固[8]。但是，當冷卻速度達到鉬的淬火臨界冷卻速度時，焊縫金屬相當于淬火處理，導致焊縫微觀組織的淬透性趨勢增加。由于焊接鉬接頭的微觀結(jié)構(gòu)不均勻，焊接接頭的硬度上下波動[9]。

圖3 顯微硬度

2.2.2 應力-應變曲線與抗拉強度

應力-應變曲線及抗拉強度如圖4 所示，基體金屬的最大抗拉強度為650 MPa。在參數(shù)相同的情況下測量了3 個試樣焊接接頭的抗拉強度，平均抗拉強度為260 MPa（圖4 中的接縫曲線）?？梢姡附咏宇^的抗拉強度大大降低，僅為母材的40%。當應變?yōu)?.6 mm 時，焊接接頭的應力達到259 MPa，此時接頭處焊點突然斷裂，屬于典型的脆性斷裂。斷裂位置位于焊接區(qū)，中粗化的晶粒是導致焊接接頭抗拉強度降低和脆性斷裂的主要原因[10]。在電子束熱循環(huán)過程中，母材的軋制結(jié)構(gòu)完全消失，WZ 和HAZ 大部分為粗柱狀晶粒。此外，焊點中的氣孔和裂紋也大大降低了抗拉強度。

圖4 應力-應變曲線及抗拉強度

2.2.3 斷裂分析

鉬接頭的拉伸實驗表明，焊接接頭發(fā)生了脆性斷裂，斷裂位置位于焊接位置。斷口表面存在明顯的劈裂階梯，在斷裂區(qū)域可以發(fā)現(xiàn)一些波紋。斷口處的波紋數(shù)量多、密度高、撕裂邊緣短且彎曲，因此可以斷定斷裂模式為準劈裂斷裂。鉬的晶體結(jié)構(gòu)決定了劈裂斷口很容易發(fā)生。焊接后，鉬合金的延脆轉(zhuǎn)變溫度（Ductile–Brittle Transition Temperature，DBTT）較高。焊縫中的氧元素對塑性的影響非常大，少量的氧就能大大提升焊縫的DBTT。此外，在斷裂面上發(fā)現(xiàn)了許多氣孔，氣孔的存在極大地降低了焊點的抗拉強度，而且容易成為裂紋的萌發(fā)源，導致裂紋從氣孔中產(chǎn)生并向內(nèi)部擴展，最終導致接頭強度降低。

3 結(jié)語

由于電子束的高熱輸入，熱影響區(qū)和焊縫的晶粒變粗，同時焊接接頭冷卻速度不同，固液界面存在溫度梯度，焊縫中心晶粒與熔合線之間存在取向誤差。粗晶粒導致焊接鉬接頭的脆性和硬度增加，力學性能下降。