鎢和鎢合金真空固態(tài)壓力擴散連接

韓 勇，姜 雪，孫 懷

（中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，湖南 長沙 410083）

0 引 言

鎢（W）具有熔點高、高溫強度好、熱膨脹系數(shù)低、濺射速率低、不與H反應、H+保留率低等特性，是一種非常重要的高溫結構材料和功能材料[1]。低活化鐵素體/馬氏體（RAFM）鋼具有良好的導熱性和力學性能，是一種重要的結構和散熱材料[2]。在核聚變中，W與RAFM鋼的連接可以形成面向等離子體的部件，可作為聚變裝置的關鍵第一壁和偏濾器。為了實現(xiàn)W和RAFM鋼的連接，傳統(tǒng)方法包括機械鉚接、氬弧焊、高溫直接擴散焊[3-5]，近幾年來國內(nèi)外也發(fā)展了高溫釬焊技術[6-14]。然而，由于 W 和 RAFM 鋼的熱膨脹系數(shù)差異較大（W 為4.5×10-6K-1，F(xiàn)e為12×10-6K-1），在連接過程中會產(chǎn)生較高的殘余熱應力，在熱載荷作用下會導致開裂失配。此外，由于釬焊溫度較高，容易引起母材晶粒粗化甚至相變（尤其是在RAFM鋼中），從而導致材料性能劣化。

為了解決熱應力和界面結合問題，一種可行的方法是在鎢和RAFM鋼之間引入梯度過渡適配層，適配層的熱膨脹系數(shù)應與鎢和 RAFM 鋼相匹配。Missiaen J M 等人[15]設計了 W/WC-W/WC-Fe/Fe-WC/EUROFER梯度模型，數(shù)值模擬表明梯度過渡的最大應力僅為釬焊的1/3。這一結果從理論上表明，梯度過渡層在實現(xiàn)W和RAFM鋼的低應力連接方面具有巨大優(yōu)勢，但Missiaen的研究還處于概念設計階段。在本研究中，我們設計了 W/W-Fe/RAFM鋼梯度復合連接方法，采用分步連接，首先解決W/W-Fe連接，然后再解決W-Fe與RAFM的連接。研究主要關注W與W-Fe的連接這一步驟，以W-60Fe為例，解決W與W-60Fe的連接問題，討論了中間層的引入和連接工藝對界面結構和連接性能的影響。

1 試驗方法

采用粉末冶金燒結法制備了研究所用的母材純W和W-60Fe合金。將燒結后的W和W-Fe合金加工成直徑為20 mm×20 mm的柱狀試樣。對待連接面進行研磨和拋光，并用超聲波清洗10 min。然后，采用氣體噴涂法將純鐵粉作為擴散誘導劑噴涂到每個連接表面上，厚度為 10～25 μm。為了提高純鐵粉的擴散活性，在噴涂前對其進行20 h的高能球磨處理。將噴涂的鐵粉懸浮液在空氣中自然干燥后，對噴涂的表面進行對接組裝，然后將組裝件放置在鉬合金模具的型腔中，在真空壓力焊接爐中進行擴散連接。連接組裝圖如圖1所示。選擇的溫度為800 ℃、850 ℃和900 ℃，擴散保溫時間為2～4 h，施加壓力為50～100 MPa，爐內(nèi)真空度小于5×10-3Pa。研究了連接溫度、擴散時間和壓力對連接界面性能的影響。選擇鐵粉作為誘導劑的原因：一方面，W和Fe在一定程度上互溶，形成固溶體合金，促進冶金結合的形成；另一方面，將Fe作為軟相，以消除W和W-Fe這兩種硬相的界面應力。

圖1 連接裝配圖Fig.1 Connect ion assembly diagram

從連接的試樣中切割標準拉伸試樣，進行界面拉伸強度試驗和界面金相試驗，如圖2所示。利用場發(fā)射掃描電子顯微鏡（FE-SEM）和能譜儀（EDS）分析材料的微觀結構和化學成分。用 X射線衍射（XRD）測試擴散區(qū)的物相。采用納米壓痕儀測試擴散區(qū)的顯微硬度，壓力為50 gf。使用Instron力學試驗機進行拉伸性能試驗，加載速率為0.5 mm/min，在每個試驗條件下測試三個試樣，然后取平均值。

圖2 從連接試樣中切割出的標準拉伸試樣示意圖Fig.2 Diagram of standard tensile samples cut from the joined samples

2 結果與討論

2.1 中間層顯微組織隨連接溫度的變化

在保壓壓力50 MPa、保溫時間2 h條件下，研究了連接溫度對中間層顯微組織的影響。圖3是不同溫度下Fe粉末中間層的SEM圖像，可以看到溫度變化引起的Fe粉中間層以及Fe粉中間層與基體界面的微觀組織變化。800 ℃下鐵粉層中含有大量孔隙，鐵粉層與基體界面存在裂紋；850 ℃下鐵粉中間層非常致密，孔隙幾乎消失，鐵粉中間層與基體結合緊密；900 ℃時鐵粉層和鐵粉與基體界面均出現(xiàn)氣泡缺陷。上述現(xiàn)象表明，800 ℃是一個相對較低的溫度，一方面鐵粉燒結密度較低，另一方面元素不能充分擴散，導致界面處存在明顯的縫隙。850 ℃是一個較佳溫度，鐵粉可以燒結到接近完全致密，同時界面擴散充分。900 ℃是一個相對過高的溫度，它導致在Fe粉層和Fe粉與基體的界面處形成氣泡。致密的鐵粉中間層和在界面處的充分擴散將提高界面強度。

圖3 不同溫度下Fe粉中間層的SEM圖像Fig.3 SEM image of Fe powder interlayer at different temperatures

2.2 接頭界面的元素擴散

為了研究界面元素的結合情況，采用掃描電鏡（SEM）線掃描分析了 W/Fe界面和（W-Fe）/Fe界面的原子擴散。為了定量研究原子擴散，從擴散線曲線入手對擴散距離進行了數(shù)值測量。元素原子擴散距離的計算方法，首先取一側和另一側光滑處的坐標值，然后將兩個坐標值相減，取絕對值，即原子擴散距離。

2.2.1 元素擴散距離隨溫度的變化

在保壓壓力50 MPa、保溫時間2 h條件下，研究了連接溫度對元素擴散距離的影響。圖4～圖7為W、Fe元素在800～950 ℃溫度范圍內(nèi)原子擴散趨勢圖。從圖中可以看到，W、Fe元素濃度在界面處呈梯度分布，表現(xiàn)出元素擴散和冶金結合。

圖4 800 ℃下元素原子擴散趨勢圖Fig.4 Elements atomic diffusion trend chart at 800 ℃

圖5 850 ℃下元素原子擴散趨勢圖Fig.5 Elements atomic diffusion trend chart at 850 ℃

圖6 900 ℃下元素原子擴散趨勢圖Fig.6 Elements atomic diffusion trend chart at 900 ℃

圖7 950 ℃下元素原子擴散趨勢圖Fig.7 Elements atomic diffusion trend chart at 950 ℃

表1列出了不同溫度下W/Fe界面和（W-Fe）/Fe界面處的W、Fe原子擴散距離。在W/Fe界面上，F(xiàn)e向W的擴散距離為2.5～4.7 μm，W向Fe的擴散距離為 3～5 μm。可以發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)e向 W 的擴散距離比W向Fe的擴散距離長，這是由于擴散系數(shù)的差異造成的，結果與前人的研究結果相一致[4]。在（W-Fe）/Fe界面上，F(xiàn)e向W的擴散距離為3.0～5.5 μm，W向Fe的擴散距離為3.5～6 μm?？梢园l(fā)現(xiàn)，F(xiàn)e向W-Fe的擴散距離比Fe向W的擴散距離長，W向W-Fe的擴散距離比W向Fe的擴散距離長。這是因為W-Fe合金中W和Fe的存在提供了一個自擴散通道，有利于Fe和W原子的擴散。

表1 不同溫度下W、Fe原子在W/Fe界面和（W-Fe）/Fe界面的擴散距離Tab.1 W, Fe atom diffusion distance at W/Fe interface and (W-Fe)/Fe interface under different temperatures

對原子擴散距離與溫度進行線性相關擬合，如圖8～圖9所示，得到線性關系表達式：

圖8 W/Fe界面原子擴散距離隨溫度變化的線性相關擬合曲線Fig.8 Linear correlation fitting curve of atom diffusion distance vs.temperature at W/Fe interface

圖9 (W-Fe)/Fe界面原子擴散距離隨溫度的線性相關擬合曲線Fig.9 Linear correlation fitting curve of atom diffusion distance vs.temperature at (W-Fe)/Fe interface

（1）W/Fe界面擴散距離與溫度的擬合公式為：

（2）（W-Fe）/Fe界面處擴散距離與溫度的擬合公式：

結果表明，當溫度從800 ℃升高到950 ℃時，原子擴散距離不斷增大，并呈拋物線線性增長趨勢。特別是在900～950 ℃范圍內(nèi)，擴散距離增長顯著。

2.2.2 元素擴散距離隨保溫時間和壓力的變化

圖10為850 ℃、50 MPa和4 h條件下，W/Fe、（W-Fe）/Fe界面元素擴散趨勢圖。圖11為850 ℃、100 MPa和2 h條件下，W/Fe、（W-Fe）/Fe界面元素擴散趨勢圖。表2列出了在不同保溫時間和壓力下，W/Fe界面和（W-Fe）/Fe界面處的W、Fe原子擴散距離。與表1聯(lián)合對比，可以看出，在相同的擴散溫度下，隨著擴散時間的延長，擴散距離將顯著增加。同時，在相同的溫度和擴散時間下，增大壓力，擴散距離明顯增大。

圖10 850 ℃、50 MPa、4 h條件下元素擴散趨勢圖Fig.10 Element diffusion trend chart at 850 ℃, 50 MPa and 4 h condition

圖11 850 ℃、2 h、100 MPa條件下元素擴散趨勢圖Fig.11 Element diffusion trend chart interface at 850 ℃, 2 h and 100 MPa condition

表2 不同保溫時間和壓力下，W、Fe原子在W/Fe界面和（W-Fe）/Fe界面的擴散距離Tab.2 W, Fe atom diffusion distance at W/Fe interface and (W-Fe)/Fe interface at different holding time and pressure

2.2.3 連接界面顯微硬度變化趨勢

分析了中間層附近的顯微硬度變化，圖12為顯微硬度測試采用點及界面顯微硬度變化曲線。可以看出，顯微硬度呈梯度變化，在兩側出現(xiàn)較高的數(shù)值，然后向擴散邊界逐漸減小，在過渡層中間出現(xiàn)最小的顯微硬度。這是由于兩側存在大量的W，因此其顯微硬度高于HV400。而在擴散邊界處，由于形成了 W-Fe固溶體，顯微硬度略有下降，約為HV300。在中間位置，它的成分仍然是純鐵，所以它的硬度最低，只有HV200左右。從圖12中，也可以反映原子在界面上的梯度擴散過程。

圖12 顯微硬度測試采用點及界面顯微硬度變化曲線Fig.12 Point adopted for microhardness test and variation of interface microhardness

2.3 連接界面的抗拉強度

在連接壓力50 MPa，保溫時間2 h條件下，研究了連接溫度對界面拉伸強度的影響。圖13為抗拉強度與連接溫度的關系，表明界面結合強度隨溫度升高而增加，在 850 ℃時達到峰值，為 182 MPa。之后隨著溫度的繼續(xù)升高，界面結合強度迅速降低。因此，850 ℃是一個較佳的連接溫度，過高或過低的溫度都不利于提高界面結合強度。

圖13 連接溫度對抗拉強度的影響Fig.13 Tensile strength histogram vs.bonding temperature

在連接溫度850 ℃，連接壓力50 MPa條件下，研究了保溫時間對界面抗拉強度的影響。圖14是抗拉強度與保溫時間的關系。從圖14可以看出，保溫時間為2 h時，界面結合強度明顯高于4 h條件下的界面結合強度，因此，2 h是較好的熱擴散時間，延長保溫時間對提高界面結合強度有不利影響。

圖14 保溫時間對接頭抗拉強度的影響Fig.14 Tensile strength histogram vs.holding time

在連接溫度850 ℃，保溫時間2 h條件下，研究連接壓力對界面抗拉強度的影響。圖15為抗拉強度與連接壓力的關系。從圖15可以看出，當連接壓力為50 MPa時，界面結合強度高于100 MPa條件下的，因此，50 MPa是較好的連接壓力，增加連接壓力對提高界面結合強度有不利影響。

圖15 連接壓力對接頭抗拉強度的影響Fig.15 Tensile strength histogram vs.joining pressure

在850 ℃、2 h和50 MPa的工藝條件下，繼續(xù)升高擴散溫度，延長擴散時間，增加壓力，雖然元素擴散距離顯著增加，但連接強度降低，這是由于：（1）高的壓力和長時間保溫促使鎢和鐵反應生成W-Fe金屬間化合物；（2）隨著保溫時間的延長和壓力的增大，擴散區(qū)組織逐漸粗化，對力學性能不利。結合XRD分析，界面區(qū)相為W和Fe，未發(fā)現(xiàn)W-Fe復合相。因此，可以得出結論，保溫時間的延長和擴散壓力的增加主要導致晶粒粗化，從而降低連接性能。

2.4 連接界面處的斷裂微觀結構

圖16為850 ℃、50 MPa、2 h條件下連接試樣的斷口SEM圖片。這些圖片表明，斷裂主要發(fā)生在W上，只有一小部分位于中間層中。斷裂主要由兩個區(qū)域組成，一個是無撕裂痕跡的細晶粒區(qū)，但有沿晶斷裂，另一個區(qū)域是W晶粒明顯長大，斷裂發(fā)生在晶粒內(nèi)部，斷裂帶存在明顯的“河流”花樣，這是解理斷裂的特征。W晶粒長大主要是由Fe元素活化擴散引起的，這可以解釋為什么延長擴散時間和增加擴散壓力會導致界面結合強度降低。這說明在連接過程中，F(xiàn)e層間粉末擴散到W和W-Fe中，且擴散區(qū)的強度高于母材鎢的強度，因此斷裂發(fā)生在W部分，而沒有發(fā)生在連接界面。因此，可以得出結論，接合界面處的強度實際上高于母材鎢的強度，實現(xiàn)高強度連接。

圖16 850 ℃、50 MPa、2 h條件下連接試樣的斷口SEM圖片F(xiàn)ig.16 Fracture SEM photos of sample joined under condition of 850℃, 50 MPa, 2h

3 結 論

（1）在結合界面處發(fā)生梯度擴散并伴隨冶金結合；隨著擴散溫度的升高，W、Fe原子的擴散距離呈正拋物線型增長；隨著擴散時間的延長或壓力的增大，擴散距離顯著增大；在W/Fe界面和（W-Fe）/Fe界面，W在Fe中的擴散距離大于Fe在W中的擴散距離。

（2）在850 ℃、50 MPa壓力、保溫2 h的條件下，層間組織最致密，結合強度最高，為182 MPa。在此工藝條件下，繼續(xù)提高擴散溫度、延長保溫時間、提高保溫壓力，會導致結合界面晶粒粗化，進而降低結合強度。結合強度超過了母材的強度，因此拉伸斷裂主要發(fā)生在W部分。

（3）Fe層間粉末擴散到W和W-Fe中，擴散區(qū)強度高于母材鎢的強度，因此斷裂主要發(fā)生在W部分，只有一小部分發(fā)生在中層間。