電子束焊接鉬接頭的微觀結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能研究

段一平

（中國(guó)航空制造技術(shù)研究院，北京 100024）

鉬具有優(yōu)良的力學(xué)性能和導(dǎo)熱性，在航空航天、機(jī)械、化工、冶金、電子以及核工業(yè)等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)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(yīng)堆堆芯的結(jié)構(gòu)材料?，F(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(yīng)，可以避免鋯水反應(yīng)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(dāng)務(wù)之急。目前，關(guān)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(guò)程中容易出現(xiàn)氣孔和裂紋等缺陷，而且接頭強(qiáng)度較低。雖然可以通過(guò)攪拌摩擦焊，但存在許多約束，同時(shí)攪拌摩擦焊難以實(shí)現(xiàn)彎曲材料的焊接，攪拌頭從工件上脫落會(huì)在焊縫末端形成一個(gè)孔，很難修復(fù)。因此，純鉬的熔焊還需要進(jìn)一步探索。

已有學(xué)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(diǎn)。此外，鉬的高導(dǎo)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(shì)。一方面，電子束焊接通常在真空狀態(tài)下進(jìn)行，可以有效地將氧氣和氮?dú)飧綦x到熔池。另一方面，電子束焊接的冷卻速度相對(duì)較快，可以細(xì)化微觀結(jié)構(gòu)并改善接頭的力學(xué)性能?；诖耍ㄟ^(guò)鉬的電子束焊接實(shí)驗(yàn)，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(jìn)一步控制焊接過(guò)程產(chǎn)生的缺陷。

1 實(shí)驗(yàn)材料及設(shè)備

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)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(xì)化晶粒，提高母材的抗拉強(qiáng)度。實(shí)驗(yàn)中采用搭接接頭，焊接工藝的相關(guān)信息如圖1 所示，其中T1、T2和T3代表3個(gè)測(cè)試點(diǎn)，用于拉伸實(shí)驗(yàn)。

圖1 焊接工藝示意圖（單位：mm）

1.2 實(shí)驗(yàn)設(shè)備

焊接過(guò)程在MEDARD45 EBW 機(jī)器上進(jìn)行，主要性能指標(biāo)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(dá)5×10-4Pa，本實(shí)驗(yàn)使用的腔室真空度為5×10-2Pa，采用下聚焦方式。通過(guò)蔡司SUPRA 55 SAPPHIRE 場(chǎng)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(wàn)能實(shí)驗(yàn)機(jī)，在室溫下以1 mm·min-1的加載速度測(cè)試母材和接頭的抗拉強(qiáng)度。接頭的顯微硬度分布由HXD1000 顯微硬度計(jì)測(cè)量，測(cè)試壓力為200 N[5]。

2 實(shí)驗(yàn)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(zhǎng)，但焊縫中心的晶粒則沿著垂直方向生長(zhǎng)，兩種晶粒之間存在明顯的方向錯(cuò)位。從圖2 還可以清楚地看到兩種晶粒的邊界，這是因?yàn)樵诟吣茈娮邮淖饔孟?，焊縫中的金屬瞬間熔化，當(dāng)電子束穿透母材時(shí)，能量隨著深度的增加而降低，焊縫底部的能量相對(duì)較小。此外，當(dāng)焊縫底部與焊接夾具接觸時(shí)，金屬夾具的導(dǎo)熱系數(shù)遠(yuǎn)大于真空條件下的導(dǎo)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(shí)，熔合線附近的熔融金屬與母材接觸，母材的熱傳導(dǎo)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(xué)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(guò)HAZ 到基體金屬區(qū)（Base Metal Zone，BMZ），且標(biāo)出了具體的斑點(diǎn)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(guò)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(dāng)冷卻速度達(dá)到鉬的淬火臨界冷卻速度時(shí)，焊縫金屬相當(dāng)于淬火處理，導(dǎo)致焊縫微觀組織的淬透性趨勢(shì)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(dòng)[9]。

圖3 顯微硬度

2.2.2 應(yīng)力-應(yīng)變曲線與抗拉強(qiáng)度

應(yīng)力-應(yīng)變曲線及抗拉強(qiáng)度如圖4 所示，基體金屬的最大抗拉強(qiáng)度為650 MPa。在參數(shù)相同的情況下測(cè)量了3 個(gè)試樣焊接接頭的抗拉強(qiáng)度，平均抗拉強(qiáng)度為260 MPa（圖4 中的接縫曲線）?？梢?，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度大大降低，僅為母材的40%。當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.6 mm 時(shí)，焊接接頭的應(yīng)力達(dá)到259 MPa，此時(shí)接頭處焊點(diǎn)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(dǎo)致焊接接頭抗拉強(qiáng)度降低和脆性斷裂的主要原因[10]。在電子束熱循環(huán)過(guò)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(diǎn)中的氣孔和裂紋也大大降低了抗拉強(qiáng)度。

圖4 應(yīng)力-應(yīng)變曲線及抗拉強(qiáng)度

2.2.3 斷裂分析

鉬接頭的拉伸實(shí)驗(yàn)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(zhǔn)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(duì)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(diǎn)的抗拉強(qiáng)度，而且容易成為裂紋的萌發(fā)源，導(dǎo)致裂紋從氣孔中產(chǎn)生并向內(nèi)部擴(kuò)展，最終導(dǎo)致接頭強(qiáng)度降低。

3 結(jié)語(yǔ)

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(shí)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(dǎo)致焊接鉬接頭的脆性和硬度增加，力學(xué)性能下降。