0. 引　言

異種材料復合構件具有可實現(xiàn)不同材料優(yōu)勢互補以及可節(jié)約貴重金屬來降低生產(chǎn)成本等特有的工程優(yōu)勢[1]，在核電領域?qū)Y構性能要求嚴格的設備中得到廣泛應用[2]。鋼和銅作為常見的結構材料，在現(xiàn)代制造工業(yè)中占據(jù)很大的應用比例。鋼/銅復合結構在節(jié)約材料、合理利用資源、提高產(chǎn)品性能和延長產(chǎn)品使用壽命等方面起到非常重要的作用，被廣泛應用于核電設備中的熱交換器中[3]。

目前，有關鋼/銅焊接的研究主要集中在擴散焊[4]、摩擦焊[5]、爆炸焊[6]、高能束焊[7]等方法上，這些方法獲得的鋼/銅焊接接頭中均存在熔合不良、氣孔、微裂紋等缺陷；氣孔、熔合不良等缺陷主要源于大氣中氣體卷入熔池或界面氧化物殘留[8-9]。在真空中進行電子束焊接可大大避免母材的污染及氧化，有效防止焊接缺陷的產(chǎn)生。目前，有關銅/鋼異種材料真空電子束焊接工藝的研究已取得了一些進展，電子束偏移量是銅/鋼焊接的核心工藝參數(shù)。目前，有關電子束偏移量的研究主要集中在電子束偏移鋼側的距離對接頭性能的影響[10]，而電子束偏移銅側的研究還不夠全面；焊接速度和掃描幅值會影響電子束偏移銅側條件下所獲得接頭的組織和性能。作者采用真空電子束焊接工藝對CuCrZr合金和304不銹鋼進行連接，研究了焊接速度、掃描幅值及電子束偏移CuCrZr合金側距離對接頭顯微組織和力學性能的影響，以期為獲得理想的電子束焊接銅/鋼異種接頭提供試驗參考。

1. 試樣制備與試驗方法

母材為軋制態(tài)304不銹鋼板和時效態(tài)CuCrZr合金板，二者的化學成分如表1所示，顯微組織如圖1所示，可見304不銹鋼為奧氏體組織，CuCrZr合金由粗大的等軸晶和單質(zhì)鉻顆粒組成。用電火花線切割方法將兩種母材加工成尺寸為50 mm×50 mm×5 mm的待焊試樣，采用800#砂紙打磨試樣待焊面，用400#砂紙打磨待焊面的鄰面以排除氧化皮的干擾，用乙醇進行超聲清洗。將處理后的304不銹鋼和CuCrZr合金待焊試樣置于烘箱烘干（以2.5 ℃·min−1的升溫速率由室溫升溫至100 ℃，保溫10 min），備用。

圖 1304不銹鋼與CuCrZr合金的顯微組織

Figure 1.Microstructures of 304 stainless steel (a) and CuCrZr alloy (b)

采用K110型真空電子束焊機對304不銹鋼和CuCrZr合金進行異種金屬對接焊接：待焊試樣以無間隙對接的形式進行裝配并固定在電子束焊機的工作臺上，電子束以垂直于試樣表面進行單面掃描和無掃描焊接，焊接工藝參數(shù)如表2所示。電子束偏移量定義為以對接界面為基準，電子束向CuCrZr合金側偏移的距離，偏移量為0時表示電子束作用在對接界面上。

采用電火花線切割方法在接頭上以焊縫為中心垂直于焊接方向截取金相試樣，經(jīng)過清洗、打磨、拋光后，用10 g FeCl3+10 mL HCl+30 mL H2O溶液腐蝕CuCrZr合金側，用10 g FeCl3+30 mL HCl+20 mL H2O溶液腐蝕304不銹鋼側，采用VHX-600k型光學顯微鏡觀察顯微組織。采用HXD-1000TMSC/LCD型數(shù)字顯微硬度計測試硬度，載荷為1.96 N，保載時間為15 s，相同區(qū)域測5次取平均值，測試間距為200 μm。按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》，在接頭上以焊縫為中心垂直于焊接方向截取如圖2所示的拉伸試樣，采用SYS-192型微機控制電子萬能試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為1 mm·min−1。

圖 2拉伸試樣的尺寸

Figure 2.Dimension of tensile specimen

2. 試驗結果與討論

2.1 焊縫形貌及接頭顯微組織

1#，2#，3#工藝均為電子束偏移量為0的無掃描電子束焊接工藝。由圖3和圖4可以看出：1#工藝下CuCrZr合金側焊縫中存在明顯的不規(guī)則流淌現(xiàn)象，呈現(xiàn)弧坑形貌，焊縫底部存在未熔合缺陷；2#工藝下焊縫表面下凹，在CuCrZr合金側出現(xiàn)輕微咬邊現(xiàn)象；3#工藝下焊縫成形質(zhì)量最好，表面平滑且無凹陷和明顯咬邊現(xiàn)象。3種工藝下焊縫中心均偏向304不銹鋼側，表明304不銹鋼在焊接過程中的熔化量更多，這是因為CuCrZr合金的熱導率遠高于304不銹鋼，具有更快的散熱速率。1#，2#，3#工藝下焊縫寬度依次變窄，這是因為1#，2#，3#工藝下的熱輸入依次減小，母材熔化量減少。1#工藝下熱輸入最大，焊縫組織最均勻，主要為304不銹鋼熔化形成。3種工藝下的焊縫中均出現(xiàn)裂紋，并且隨著熱輸入降低，裂紋更加明顯，裂紋位置從焊縫中間區(qū)域向焊縫近304不銹鋼一側偏移。304不銹鋼和CuCrZr合金的熱膨脹系數(shù)存在差異，導致焊縫中產(chǎn)生了較大的殘余變形和應力，繼而導致熱裂紋的產(chǎn)生[11-13]。

圖 31#工藝、2#工藝和3#工藝下接頭表面的宏觀形貌

Figure 3.Surface macromorphology of joints under 1#process (a), 2#process (b) and 3#process (c)

圖 41#工藝、2#工藝和3#工藝下接頭的橫截面形貌

Figure 4.Cross section morphology of joints under 1#process (a), 2#process (b) and 3#process (c)

真空電子束焊接304不銹鋼/CuCrZr合金異種金屬對接接頭均由CuCrZr合金母材、CuCrZr合金側熱影響區(qū)（HAZ）、焊縫、304不銹鋼側熱影響區(qū)、304不銹鋼母材組成。由圖5可見，1#，2#，3#工藝下的接頭焊縫存在明顯的偏析特征，即近CuCrZr合金處的不規(guī)則形狀海灘組織以及大塊焊縫金屬中的層狀組織。焊縫中CuCrZr合金成分的含量較少，主要由重熔和再凝固的304不銹鋼成分組成。CuCrZr側熱影響區(qū)與焊縫結合處無明顯的分界線，近CuCrZr合金處焊縫的海灘組織中分布著扁平的柱狀晶，柱狀晶是由于CuCrZr合金熱導率較高，使得靠近熔合線處的熔池產(chǎn)生較大溫度梯度而形成的；隨著熱輸入降低，靠近CuCrZr合金的焊縫內(nèi)柱狀晶細化，且柱狀晶的方向性不明顯。CuCrZr合金側熱影響區(qū)的銅基體中分布著大量粒狀鉻單質(zhì)，晶界處出現(xiàn)少量以條帶狀形式分布的鉻單質(zhì)。304不銹鋼側熱影響區(qū)中存在一條過渡帶，該過渡帶的組織主要呈胞狀樹突形態(tài)，且雜亂交錯分布。

圖 51#工藝、2#工藝和3#工藝下接頭的顯微組織

Figure 5.Microstructures of joints under 1#process (a), 2#process (b) and 3#process (c)

4#，5#，6#工藝均為電子束偏移量為0的掃描電子束焊接工藝，掃描幅值依次增大，其他參數(shù)保持恒定。由圖6和圖7可以看出：隨著掃描幅值增加，焊縫的熔寬增大，但成形質(zhì)量降低，焊縫均在CuCrZr合金側發(fā)生明顯的凹陷，且掃描幅值越大，CuCrZr合金側焊縫的凹陷越嚴重。在掃描電子束焊接過程中電子束能量分布不均勻，而CuCrZr合金的熱導率較高，該側熔池邊緣部分凝固過快，熔池中心金屬向邊緣流動不足，從而導致CuCrZr合金側出現(xiàn)凹陷。隨著掃描幅值增加，電子束能量更分散，熔池溫度分布更加不均勻，熔池中心與邊緣的溫度梯度變大，從而導致CuCrZr合金側凹陷更嚴重。當掃描幅值為1.5 mm（6#工藝）時，接頭不銹鋼板側出現(xiàn)未熔透現(xiàn)象，說明該條件下CuCrZr合金板和304不銹鋼板之間未形成有效連接。這可能是由于較大的掃描幅值導致電子束能量過度分散，不銹鋼側升溫困難而無法充分熔化。

圖 64#工藝、5#工藝和6#工藝下接頭表面宏觀形貌

Figure 6.Surface macromorphology of joints under 4#process (a), 5#process (b) and 6#process (c)

圖 74#工藝、5#工藝和6#工藝下接頭的橫截面形貌

Figure 7.Cross section morphology of joints under 4#process (a), 5#process (b) and 6#process (c)

由圖8可見：4#工藝下焊縫組織均勻，這可能是因為相對較慢的焊接速度和較小的掃描幅值能得到相對穩(wěn)定的焊接熱輸入和適中的冷卻速率，確保焊縫金屬有足夠時間擴散而混合均勻；5#和6#工藝下，焊縫出現(xiàn)不銹鋼偏析，且6#工藝下焊縫下半部分完全偏向不銹鋼側，不銹鋼板出現(xiàn)未熔透現(xiàn)象；4#，5#和6#工藝下焊縫中均存在裂紋，其中6#工藝下的裂紋最為明顯。裂紋可能是成分的不均勻性和焊縫復雜的應力分布所致。綜上，過大的掃描幅值會使熔池混合效果變差，導致未熔合缺陷的產(chǎn)生。

圖 84#工藝、5#工藝和6#工藝下接頭的顯微組織

Figure 8.Microstructures of joints under 4#process (a), 5#process (b) and 6#process (c)

在保持掃描幅值0.5 mm不變的前提下，將焊接速度由10 mm·s−1(4#工藝)分別提高至20，30 mm·s−1（7#，8#工藝），以減少電子束在熔池內(nèi)停留的時間，改善焊接缺陷現(xiàn)象，為避免熱輸入過小，同步將焊接束流提升至25，32 mA。由圖9和圖10可見：在電子束偏移量均為0、掃描幅值為0.5 mm條件下，提高焊接速度后，焊縫成形良好，焊縫表面更加光滑，輪廓更加清晰，未發(fā)現(xiàn)明顯的凹陷；焊縫組織更加均勻，其中未見裂紋缺陷。

圖 97#工藝和8#工藝下接頭表面的宏觀形貌

Figure 9.Surface macromorphology of joints under 7#process (b) and 8#process (c)

圖 107#工藝和8#工藝下接頭的橫截面形貌

Figure 10.Cross section morphology of joints under 7#process (a) and 8#process (b)

由圖11可見，7#工藝和8#工藝下，焊接接頭中均未發(fā)現(xiàn)裂紋，焊縫大部分為不銹鋼組織；同時因熱輸入較高，少量CuCrZr合金熔化，靠近合金的焊縫中的銅基體中存在粒狀富鐵相（α相），起到彌散強化作用。8#工藝下近CuCrZr合金的焊縫中出現(xiàn)了海灘組織，海灘組織中分布著生長方向一致的扁平狀柱狀晶，同時焊縫中還存在多處不銹鋼和CuCrZr合金組織的未混合區(qū)。綜上，在較小的掃描幅值下提高焊接速度可以實現(xiàn)304不銹鋼與CuCrZr合金的有效連接。

圖 117#工藝和8#工藝下接頭的顯微組織

Figure 11.Microstructures of joints under 7#process (a) and 8#process (b)

在電子束偏移量為0條件下焊接，焊縫的主體仍為不銹鋼，這與CuCrZr合金的高導熱性有關。采用電子束偏置在CuCrZr合金一側可以提升CuCrZr合金熔化量，從而控制熔池內(nèi)兩種材料的熔合比。在焊接速度為10 mm·s−1、無掃描條件下，研究電子束偏移量對接頭組織的影響。由圖12和圖13可見：在9#工藝下，即電子束偏移量為0.2 mm時，焊縫表面最為平整，焊縫組織混合均勻，未完全熔化的不銹鋼組織以富鐵半島的形態(tài)在近不銹鋼處產(chǎn)生宏觀偏析；在10#工藝和11#工藝下，焊縫主要以CuCrZr合金組織為主；不同工藝下的焊縫中均未出現(xiàn)裂紋。

圖 129#工藝、10#工藝和11#工藝下接頭表面的宏觀形貌

Figure 12.Surface macromorphology of joints under 9#process (a), 10#process (b) and 11#process (c)

圖 139#工藝、10#工藝和11#工藝下接頭的橫截面形貌

Figure 13.Cross section morphology of joints under 9#process (a), 10#process (b) and 11#process (c)

由圖14可以看出，在9#工藝下，304不銹鋼的熔化量很少，不銹鋼組織在焊縫中以球狀形式存在。根據(jù)Munitz[13]的理論，當不銹鋼在熔池中所占比例低于50%時，鐵元素會以小球狀富集。這些富鐵相顆粒會阻礙凝固界面的運動，從而阻礙銅晶粒的生長，發(fā)揮非均勻形核的作用[14]，因此焊縫組織為細小等軸晶粒。在10#工藝和11#工藝下，電子束偏移量增大，CuCrZr合金表面的溫度瞬間達到熔點，并在電子束離開后迅速冷卻成固態(tài)，熔池界面處的金屬散熱迅速，晶粒沿著散熱方向反方向生長，并受到相鄰較大晶粒的阻礙，從而形成指向熔池中心的柱狀晶組織。其中：10#工藝下焊縫中存在極少量不銹鋼組織；11#工藝下304不銹鋼側形成平滑的釬焊界面，其組織基本不受焊接過程的影響，這是由于電子束偏移CuCrZr合金一側太多，導致不銹鋼側未發(fā)生熔化，從而形成了釬焊接頭，這會導致界面熔合不良。

圖 149#工藝、10#工藝和11#工藝下接頭的顯微組織

Figure 14.Microstructures of joints under 9#process (a), 10#process (b) and 11#process (c)

2.2 顯微硬度

由表3可以看出，不同工藝下接頭不同區(qū)域的硬度變化趨勢相同，按照硬度由低到高的順序依次為CuCrZr合金側熱影響區(qū)、CuCrZr合金母材、焊縫、304不銹鋼側熱影響區(qū)、304不銹鋼母材。焊縫的硬度主要取決于不銹鋼的含量，不銹鋼含量越多，硬度越高。在電子束偏移量均為0、無掃描條件下隨焊接速度增加，即熱輸入下降，焊縫的硬度降低。在電子束偏移量為0、焊接速度為10 mm·s−1條件下，隨著掃描幅值增加，焊縫的硬度降低。在電子束偏移量為0、掃描幅值為0.5 mm條件下，提高焊接速度，焊縫的硬度降低。在焊接速度為10 mm· s−1、無掃描條件下，隨著電子束偏移量增加，焊縫的硬度降低。不同電子束偏移量下，焊縫均會軟化，這是因為當電子束偏移到CuCrZr合金一側后，大量CuCrZr合金熔化，焊縫中出現(xiàn)更多銅相，而銅相比鐵相更加粗大，因此焊縫表現(xiàn)為軟化傾向；隨著電子束偏移量增加，焊縫硬度趨近于CuCrZr合金母材硬度。

2.3 拉伸性能

6#工藝下制備的焊縫成形差，焊縫下半部分完全偏向不銹鋼側，且未熔透板材，因此未對該接頭進行拉伸試驗。由圖15和表4可以看出：1#工藝下接頭的斷裂位置在CuCrZr合金側熱影響區(qū)，這表明焊縫的室溫力學性能已經(jīng)接近CuCrZr合金母材；斷口可見明顯的頸縮現(xiàn)象，表明接頭在拉伸過程中發(fā)生塑性變形。CuCrZr合金側熱影響區(qū)中粗化的銅晶粒引起晶界密度減少，導致變形抗力下降，因此接頭在此處斷裂。2#和3#工藝下接頭的斷裂位置均在焊縫，這可能與焊縫中存在的裂紋有關。將1#工藝、2#工藝和3#工藝下的接頭拉伸性能進行對比發(fā)現(xiàn)，隨著焊接速度增加，抗拉強度和斷后伸長率均降低。掃描幅值為0.5 mm的4#工藝接頭在CuCrZr合金側熱影響區(qū)處斷裂，其拉伸性能與2#工藝接頭相近；當掃描幅值增加到1.0 mm時（5#工藝），接頭在焊縫處斷裂，其抗拉強度大幅降低，這是由于增加掃描振幅后近CuCrZr合金母材一側形成了明顯的凹陷，導致了焊縫的力學性能降低。在掃描幅值為0.5 mm條件下增大焊接速度（7#工藝和8#工藝），接頭均在CuCrZr合金側熱影響區(qū)斷裂，表現(xiàn)出較高的抗拉強度；8#工藝下接頭表現(xiàn)出5.4%的斷后伸長率，并存在頸縮現(xiàn)象；隨著焊接速度的增加，焊接熱輸入下降，焊縫冷卻速率加快，組織更細小均勻，因此力學性能提高。在焊接速度為10 mm·s−1、無掃描條件下，9#工藝下接頭在遠離焊縫的CuCrZr合金母材處斷裂，且斷口存在明顯的頸縮現(xiàn)象，表明接頭具有良好的拉伸性能，這與焊縫組織均勻有關；10#工藝下接頭在焊縫處斷裂，這是因為焊縫存在生長方向與拉伸方向不一致的柱狀晶；11#工藝下接頭在不銹鋼側熔合線處斷裂，此時的拉伸性能較差，這是因為電子束向CuCrZr合金側的偏移量太大，另一側304不銹鋼難以熔化而形成了釬焊界面，界面熔合不良，接頭拉伸性能較差。

圖 15不同工藝下接頭的拉伸斷裂形貌

Figure 15.Tensile fracture morphology of joints under different processes

3. 結　論

（1）在電子束偏移量均為0、無掃描條件下，10，20，30 mm·s−1焊接速度下焊縫中均存在裂紋，并且隨著焊接速度的增加，熱輸入降低，裂紋更加明顯，焊縫硬度以及接頭的抗拉強度和斷后伸長率均降低。10 mm·s−1焊接速度下焊接接頭兼具高強度和一定塑性，抗拉強度和斷后伸長率分別為385 MPa和4.56%。

（2）在電子束偏移量均為0、焊接速度為10 mm·s−1條件下，0.5，1.0，1.5 mm掃描幅值下焊縫中均存在裂紋，隨著掃描振幅的增加，CuCrZr合金側焊縫處形成的凹陷變明顯，1.5 mm掃描幅值下焊縫中出現(xiàn)未熔合缺陷。隨著掃描幅值的增加，焊縫的硬度和接頭的拉伸性能均降低，0.5 mm掃描幅值下接頭的抗拉強度達到350 MPa，斷后伸長率為2.37%。在掃描幅值固定為0.5 mm條件下，隨著焊接速度增加至20，30 mm·s−1，焊縫中均未產(chǎn)生裂紋，焊縫成形良好，接頭的抗拉強度最高達到360 MPa以上。

（3）在焊接速度為10 mm·s−1、無掃描條件下，電子束向CuCrZr合金側偏移量為0.2，0.4，0.6 mm時焊縫中均不存在裂紋。電子束偏移量為0.2 mm下，焊縫組織混合均勻，隨著電子束偏移量增加，焊縫中銅相增多，焊縫的硬度和接頭的拉伸性能均降低。當電子束偏移量為0.2 mm時，接頭抗拉強度達到324 MPa，斷后伸長率為5.51%，接頭發(fā)生韌性斷裂。電子束偏移量為0.6 mm時，304不銹鋼側形成釬焊接頭，界面熔合不良，接頭的抗拉強度僅為89 MPa。

文章來源——材料與測試網(wǎng)