宋凡，孟祥毅，李思貝，許博，王心笛

（1.上?？臻g推進研究所,上海 201112；2.哈爾濱工業(yè)大學(xué),哈爾濱 150001）

0 前言

鎢、鉬、鉭、鈮作為常見的耐高溫功能性金屬，具有高熔點、耐磨損、抗腐蝕等特點，其中鉭具有低蒸發(fā)速率、低韌脆轉(zhuǎn)變溫度、高耐腐蝕性和特殊介電性等特點，在航空、航天、電子、核能、醫(yī)療器械等領(lǐng)域廣泛應(yīng)用。在當(dāng)前的空間姿軌控動力系統(tǒng)中，新興的電推進技術(shù)發(fā)展迅速[1-2]，電推進系統(tǒng)的核心結(jié)構(gòu)為陰極組件，而該組件內(nèi)存在著不銹鋼零件與難熔金屬鉭零件焊接的需求[3-5]。這種熔點相差巨大且不相溶金屬之間的焊接難度極高，首先兩者的熔點相差1 500 ℃，使焊縫的成形質(zhì)量較難控制。其次比熱容和熱導(dǎo)率的較大差異導(dǎo)致焊接時熱量在不銹鋼側(cè)累積，造成晶粒嚴重粗化，使得接頭性能變差。再次鉭與鋼的線膨脹系數(shù)差異較大，使得焊接時接頭產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中。最后鉭與鋼中的Fe，Ni，Cr 元素可以生成多種金屬間化合物，這些脆性化合物給接頭帶來了較高的開裂風(fēng)險，因此以上兩類材料的焊接是當(dāng)今材料連接領(lǐng)域的核心難點之一[6-10]。

目前應(yīng)用于異種材料的焊接方法主要有擴散焊、釬焊和高能束焊[11-12]，前2 種方法具有冶金調(diào)節(jié)度高、溫控可量化等優(yōu)點，但其對工件的焊接結(jié)構(gòu)具有特殊的要求，因此不適用于本次研究內(nèi)容。高能束焊具有加熱面積小、熱輸入精確可控、組織細化度高、工程重復(fù)性好等優(yōu)點，同樣可以較精確地控制化合物冶金反應(yīng)過程，從而在異種材料焊接領(lǐng)域具有獨特的優(yōu)勢?；诋a(chǎn)品需求和設(shè)備條件開展了小直徑不銹鋼圓筒與鉭圓筒激光焊試驗研究，旨在探明能量控制方式對焊縫界面處裂紋生成的量化規(guī)律，以及物相種類和組織形態(tài)對接頭缺陷、性能和斷裂機制的影響規(guī)律，并為其它類似組合異種金屬材料的激光焊提供借鑒和指導(dǎo)。

1 試驗方法

如圖1 所示，試驗設(shè)備為額定功率3 kW 的YAG激光焊機，焦點光斑直徑和光束質(zhì)量參數(shù)分別為0.54 mm 和8 mm·mrad。試驗材料為304 奧氏體不銹鋼棒和純鉭棒，接頭形式為?10 mm×1 mm 的圓筒鎖底對接。焊前試驗件待焊表面用細砂紙打磨光滑，用丙酮清洗并徹底烘干。

圖1 不銹鋼-鉭激光焊試驗件裝配結(jié)構(gòu)

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 成形及裂紋控制研究

在進行熔點差異較大的異種材料焊接時，熱輸入相同時焊縫兩側(cè)材料的熔化量相差巨大，從而造成焊縫非對稱成形的現(xiàn)象，因此熱源中心的對縫偏移量是核心工藝參數(shù)之一。

采用高焊速+高功率的能量模式進行偏移量對比試驗，具體為焊接速度設(shè)為40 mm/s，離焦量設(shè)為0 mm，偏移量分別設(shè)為對中、偏鉭0.1 mm、偏鉭0.2 mm、偏鉭0.3 mm、偏鋼0.1 mm 和偏鋼0.2 mm，功率相應(yīng)設(shè)為1 400 W，1 450 W，1 500 W，1 600 W，1 200 W和1 200 W，并使用氬氣箱進行全方位保護，焊后所得接頭截面宏觀金相如圖2 所示。

圖2 變偏移量接頭截面宏觀金相

由圖2 可知：①對中、偏鉭0.1 mm 和偏鉭0.2 mm的接頭截面形貌較為類似，焊縫的主體都位于鋼母材中，鉭母材僅上部邊角處發(fā)生少許熔化，均屬于熔釬焊型焊縫。②偏鉭0.3 mm 的接頭形貌與前三者迥異，焊縫主體位于鉭母材內(nèi)，面積約占2/3 左右，屬于熔焊形貌。③偏鋼焊接時接頭截面形貌仍是熔釬焊，但此時鋼母材的熔化量顯著增加。

放大觀察焊縫與鉭母材界面位置的顯微組織，所得結(jié)果如圖3 所示。

圖3 變偏移量接頭截面微觀金相

由圖3 可知：①對中和偏鉭0.1/0.2 mm 的接頭界面上、下部分形貌差別明顯，上部有聚團狀混合組織，下部呈現(xiàn)為疑似縱向裂縫的細黑線。界面化合物層整體較薄，焊縫組織從鐵基固溶體伴有第二相彌散分布的形態(tài)向整體共晶形態(tài)變化；②偏鉭較多的焊縫鉭熔化量更多，由于鉭熔點高、流動性差、表面張力大，導(dǎo)致熔池內(nèi)的液體流動不夠充分，無法將熔化的母材完全攪拌破碎，因此熔池底部出現(xiàn)塊狀母材組織。此時焊縫內(nèi)出現(xiàn)較多的裂紋，且都分布在共晶組織內(nèi)，止步于塊狀組織邊緣；③偏鋼的接頭界面過渡形態(tài)較為平順，不存在激烈轉(zhuǎn)折段和復(fù)雜組織團。但界面上部仍可看到明顯的白色化合物層，且此處出現(xiàn)了數(shù)條裂紋。偏鋼量增加時界面化合物層變得細窄，雖然此處仍出現(xiàn)部分裂紋，但此時的裂紋長度大幅縮短，已基本屬于超顯微缺陷。

分析認為，光束偏鉭會帶來更多的鉭熔化量，且高功率的光束即使不偏鉭也有較強熔化鉭的能力，而一定量的鉭熔入焊縫后就會生成脆性金屬間化合物層，層間和層內(nèi)各處難以避免出現(xiàn)裂紋，因此若要基于高焊速+高功率的能量模式，須在保證不出現(xiàn)未熔合的基礎(chǔ)上盡量偏鋼焊接。

在降低激光功率的前提下，為了保證熔透1 mm的工程要求，相應(yīng)減小了焊接速度，即能量模式轉(zhuǎn)變?yōu)榈退俚凸β暑愋?。將離焦量設(shè)為0 mm，偏移量設(shè)為對中，激光功率設(shè)為800 W，焊接速度設(shè)為20 mm/s，焊后所得接頭成形情況如圖4 所示。

圖4 對中、v=20 mm/s，P=800 W 接頭截面金相

由圖4 可知，接頭形成了典型的類熔釬焊接頭，且熔深略微超過了焊透鉭側(cè)母材壁厚的目標。焊縫整體組織較為均勻，沒有形成任何聚團狀組織。焊縫與鉭母材界面處的化合物層很薄，且僅在最上部分有兩處極短的超顯微橫向裂紋，其余位置無任何可見裂紋，接頭整體實現(xiàn)了比較理想的熔合效果。分析認為，由于形成金屬化合物需要較高的溫度環(huán)境，從對比結(jié)果反推可知，低焊速+低功率比高焊速+高功率能更有效地降低熔池內(nèi)的加熱程度，即激光功率對熔池的溫度峰值起決定性的影響。因此對于此類不相溶金屬材料的激光焊過程來說，應(yīng)在保證形成足夠熔深的前提下將激光功率降至最低，同時摸索搭配出適宜的較低焊接速度。

進一步將激光功率設(shè)為降低至720 W，焊接速度配套降低至10 mm/s，離焦量和偏移量不變，焊后所得接頭成形情況如圖5 所示。

圖5 對中、v=10 mm/s，P=720 W 接頭截面金相

對比可知，更低的焊速和功率所得接頭宏微觀成形質(zhì)量與之前差別不大。兩者細微的差別體現(xiàn)在焊縫和鉭母材界面上部，此前出現(xiàn)的兩道超顯微橫向短裂紋已經(jīng)消失，證明更低的激光功率還能進一步降低熔池高溫程度，進一步減少脆性金屬間化合物，最終使形成極少超顯微裂紋的冶金環(huán)境也宣告消失。

基于最小熱輸入?yún)?shù)小幅度變化偏移量進行焊接試驗，所得接頭成形情況如圖6 所示。

圖6 非對中、v=10 mm/s，P=720 W 接頭截面金相

可以看出，只要光束大部分輻照在鉭的表面，即使極限降低熔池的最高溫度和熱輸入，焊縫和鉭之間必定出現(xiàn)明顯的金屬化合物層，隨之產(chǎn)生縱向貫穿性裂紋，無法通過能量的精確控制來避免。

綜上，基于當(dāng)前的結(jié)構(gòu)、母材、設(shè)備和直接焊方式，最佳的能量模式為：激光光束中心不向鉭偏移，同時在保證焊透壁厚的熔深前提下盡可能降低激光功率，以及相應(yīng)配套減小焊接速度。

2.2 界面層開裂機制分析

在SEM 掃描電鏡下觀察圖2 中偏鉭0.1 mm 接頭的兩處界面區(qū)域并作EDS 能譜分析，結(jié)果為圖7和表1、表2。

表1 界面中部EDS 能譜分析結(jié)果(質(zhì)量分數(shù)，%)

表2 界面底部EDS 能譜分析結(jié)果(質(zhì)量分數(shù)，%)

圖7 偏鉭0.1 mm 接頭截面掃描電鏡圖

界面中部從左至右依次為Ta 母材、界面層、共晶組織、焊縫組織，界面層內(nèi)出現(xiàn)了縱向貫穿性裂紋。界面層的能譜分析結(jié)果表明其由Fe-Ta 和Cr-Ta 金屬間化合物組成，由于金屬間化合物一般為硬脆相，而高速焊接時冷卻速度較快，因此硬脆的界面層會受到橫向應(yīng)力的作用，導(dǎo)致內(nèi)部迅速萌生和擴展出縱向裂紋。對比譜圖2、譜圖3 可知，界面層中靠近Ta母材的區(qū)域僅含有Fe-Ta 化合物，而靠近焊縫的區(qū)域含有Fe-Ta 和Cr-Ta 2 種化合物，裂紋出現(xiàn)在這兩層區(qū)域之間。分析認為界面層并非多種化合物的充分混雜狀態(tài)，是依次分層分布的結(jié)構(gòu)，其中結(jié)合力最差的部分可能位于不同化合物的分層面。

界面層右側(cè)的共晶組織分為淺色和深色兩個區(qū)域，兩區(qū)的能譜分析結(jié)果分別如譜圖4、譜圖5 所示。查閱Fe-Ta 二元相圖可知，F(xiàn)e 和Ta 可能生成ε(Fe2Ta)和μ(FeTa) 2 種化合物。當(dāng)溫度降低到1 450 ℃時，F(xiàn)e基固溶體形成并以樹枝狀的方式長大，同時結(jié)晶的還有富Ta 相。Ta 濃度為7.9%時發(fā)生Fe-Ta 二元共晶反應(yīng)：L(liquid)=δ-Fe+Fe2Ta，從液相中直接結(jié)晶出一部分Fe2Ta。溫度繼續(xù)降低，在1 215 ℃下δ-Fe 發(fā)生共析反應(yīng)，析出γ-Fe 和Fe2Ta，之后隨著溫度的繼續(xù)降低還會發(fā)生一系列固態(tài)相變。因此，條紋狀共晶組織中的暗色條應(yīng)與圖譜7 所在的焊縫組織相同，為Fe 基固溶體，亮色條組織同為混合金屬間化合物相。

界面底部從左至右依次為Ta 母材、界面層、共晶組織、焊縫組織，但此時界面層和共晶組織的生成規(guī)模都較小，且裂隙位于界面層和共晶組織之間，而非界面下部的界面層內(nèi)部。界面層的能譜分析結(jié)果如譜圖1 所示，數(shù)據(jù)表明該界面層的成分并非金屬間化合物，而是Ta 基固溶體。由于固溶體組織性能非常優(yōu)秀，界面層不再是接頭的薄弱環(huán)節(jié)，界面層與共晶組織的連接面成為了新的瓶頸，因此裂紋出現(xiàn)于此處。

針對圖6 中的界面層內(nèi)開裂現(xiàn)象，前面分析認為不同化合物分層面的結(jié)合力有差別，裂紋可能優(yōu)先形成并擴展于結(jié)合力最差的分層面中，因此有必要進一步進行成分確定。對裂紋兩側(cè)的界面層進行透射電鏡分析，所得結(jié)果如圖8 所示。通過對衍射花樣標定，發(fā)現(xiàn)左側(cè)僅含有μ(FeTa)，而右側(cè)還含有ε(Fe2Ta)，可證明化合物最薄弱的分層面大概率 是μ(FeTa)和ε(Fe2Ta)的分層面。

圖8 界面層物相透射電鏡分析結(jié)果

對圖5、圖6 中最小熱輸入線能量參數(shù)下的三類偏移量激光焊接頭進行了多次抗拉性能測試，結(jié)果如圖9 所示。在直接激光焊模式下，消去裂紋的接頭平均抗拉強度可達240 MPa 以上，存在顯微裂紋的接頭性能下降明顯，平均只有120 MPa 左右。

圖9 不同偏移量下接頭抗拉性能

在電鏡下放大觀察3 組斷口的正面顯微形貌，具體如圖10 所示。在3 個斷面（鉭母材一側(cè)）上取3 點進行EDS 能譜分析，所得結(jié)果見表3。

表3 斷口EDS 能譜分析結(jié)果(原子分數(shù)，%)

圖10 不同偏移量下接頭斷口形貌

從形貌式樣可以看出3 種接頭的斷口均屬于解理型斷口，斷裂機制均屬于脆性斷裂。偏鋼斷口的能譜分析結(jié)果表明此處化合物含量很少，證明鉭熔化極少故接頭靠固溶體+共晶焊縫和鉭母材形成了熔釬焊型焊縫。偏鉭斷口的原子量比例顯示此面化合物主要是FeTa，證明鉭熔化較多時生成了多種金屬化合物，斷裂位置確實位于μ(FeTa) 和ε(Fe2Ta)兩種脆性化合物之間，符合之前的測試分析結(jié)論。對中斷口的能譜分析結(jié)果表明此時鉭母材熔化量適中，焊縫與鉭界面生成了量不多但種類豐富的化合物，包括Fe-Ta，Cr-Ta，Ni-Ta 三大類多小類，斷裂位置大體位于化合物層邊緣。

3 結(jié)論

（1）若光束大部輻照鉭，或光束不偏鉭但功率較高，鉭母材熔化較多并進入焊縫，隨之生成明顯的脆性金屬間化合物層，層間和層內(nèi)各處難以避免出現(xiàn)裂紋。抑制裂紋的最佳能量模式為：光束中心不偏鉭，同時在保證焊透壁厚的熔深前提下盡可能降低激光功率，以及相應(yīng)配套減小焊接速度。

（2）界面層并非多種化合物的充分混雜狀態(tài)，而是多種化合物大體分層分布的結(jié)構(gòu)。厚層接頭的裂紋多誕生于結(jié)合力最差的化合物分層面，測試結(jié)果證明最薄弱的分層面可能是μ(FeTa)和ε(Fe2Ta)之間。薄層接頭的裂紋萌生于化合物層和共晶組織之間，但擴展方向各有不同。