电子计算机断层扫描(CT)设备的性能主要取决于X射线管，而旋转阳极靶则是X射线管的核心部件。阳极靶属于易消耗器件，我国每年需要维修、更换的旋转阳极靶材达5000多只^[1]。目前国内医疗CT机大尺寸旋转阳极靶材主要被国外厂商垄断，若能实现靶材国产化将会大幅降低我国CT设备的维护成本。

常见的阳极靶结构为W/Mo复合靶^[2-3]，用W作靶面，Mo合金作靶基材料^[4]。W熔点高且在电子束轰击下能激发强X射线，因此被用作靶面材料。阳极靶在工作时处于高速旋转状态，为减轻转轴负荷而采用密度更低的Mo作为靶基。本实验采用在Mo中掺杂少量Ti，Zr和C的TZM合金，与纯Mo相比TZM高温强度大、比热更高，能快速传导和散发热量，降低靶面温度^[5-6]。

旋转阳极靶的制造方法有粉末冶金-热锻-成型法、化学气相沉积法、热压焊接法等，这些方法耗时耗能且成本高。放电等离子烧结(spark plasma sintering，SPS)技术，是一种利用直流脉冲电流加热的新型烧结法，具有升温快、抑制晶粒长大、节能环保等优点。SPS技术也可以用于各种材料的连接，尤其是无损伤无变形的特点使其适合高精度工件的连接，在航空航天、仪表电子、医疗器械等领域开始展现出独特优势^[7-8]。W靶的密度与阳极靶工作时激发X射线的效率紧密相关，由于W的熔点较高，传统烧结方法制造的W靶密度普遍偏低，SPS加压过程中烧结的特点有利于降低粉末的烧结温度，同时低电压、高电流使粉末快速烧结致密，更好地提高W靶密度。连接W，Mo合金的主要方法有熔焊和钎焊，且通常需添加低熔点中间层^[9]，这些方法制造的接头易产生裂纹和孔隙，且因中间层熔点低，高温工作环境下其结合强度难以保证。而W，Mo作为完全固溶的两种金属, 在SPS提供的温度场和应力场作用下能牢固结合在一起，既省略了中间层，也能降低成本。同时SPS也能实现块体W与TZM合金粉末的直接连接，将粉末烧结和W/TZM的连接缩短至一道工序中。

本工作以W粉和TZM合金粉末为原料，利用SPS烧结得到高致密W，在此基础上对烧结体W和TZM合金粉末进行连接，探讨SPS烧结温度与降温冷却速率对W/TZM接头微观组织和力学性能的影响。实验完整模拟了靶材制备的工艺流程，为大尺寸阳极靶的研发提供了重要参考。

1 实验 1.1 W粉烧结

实验用原料为厦门金鹭特种合金有限公司提供的W粉，平均粒径3 μm。取适量的钨粉，在全方位行星式球磨机上球磨24 h，转速为400 r/min，球料比为10:1(质量比)。用X射线衍射仪对原始W粉和球磨W粉进行物相分析。

称量24.2 g球磨W粉装入石墨模具中预压，调整上下石墨压头，使两边压头露出模具的长度一致，保证烧结过程中粉末受热均匀。粉末与模具内壁和上下压头之间用0.2 mm厚的碳纸隔开，以便样品脱模。此外，在石墨模具外包裹厚约5 mm的石墨毡, 以减少辐射散热^[10]。实验中所用模具高40.0 mm, 内径20.0 mm，上下石墨压头的高度和半径均为20.0 mm。

使用LABOX-350型SPS烧结系统进行烧结。自动烧结程序：室温至600 ℃的升温速率为100 ℃/min，600 ℃至目标温度的升温速率为70 ℃/min，在目标温度保温3 min后随炉冷却。初始压力设置为10 MPa，烧结过程中逐渐加压至40 MPa。当真空度低于10 Pa时开始烧结，整个烧结过程中真空泵处于工作状态。

球磨W粉的烧结目标温度为1600，1700，1800，1900，2000 ℃。为了进行对比，使用原始W粉在相同条件下烧结。用比重天平分别测量烧结体的密度。

1.2 W和TZM的烧结连接

实验用原料为金堆城钼业股份有限公司提供的TZM合金粉末，平均粒径2~3 μm，TZM合金粉末的化学成分如表 1所示。

烧结球磨W粉制备6个ϕ20 mm×4 mm的块体W试样用于后续实验，仍采用上述烧结程序，目标温度1900 ℃，保温3 min后随炉冷却。用磨床对试样进行磨削以去除表面炭化层^[11]和提高平整度，随后采用金相磨抛机对试样进行磨抛处理至镜面，并超声清洗烘干。

把处理好的纯W试样放入内径20 mm的石墨模具中，在试样表面均匀铺上13 g TZM合金粉末，用上下压头压紧，如图 1所示。

将石墨模具放入SPS炉腔内，施加轴向压力30 MPa，实验过程中压力保持恒定。冷却阶段采用两种降温速率，分别为缓慢降温和快速降温，如图 2所示。

缓慢降温程序：最高温降至1000 ℃阶段的降温速率为10 ℃/min，1000 ℃至600 ℃降温速率为20 ℃/min，600 ℃以下随炉冷却至室温；快速降温即保温结束后直接切断电流，使样品随炉冷却至室温。具体烧结工艺参数如表 2所示。

将W/TZM连接件沿径向切开取样，试样截面尺寸为3.0 mm×3.0 mm。用ZEISS SIGMA扫描电子显微镜观察W/TZM接头的焊缝组织; 用能谱仪分析焊缝处W，Mo两种元素的分布。使用剪切模具检测焊缝的室温剪切强度，剪切速率为0.5 mm/min，每个试样分别测3次后取平均值，对剪切断口进行形貌分析。剪切实验示意图如图 3所示。

2 结果与分析 2.1 W粉烧结致密化分析

图 4为W粉球磨前后的XRD谱图。可以看出，球磨前后W的衍射峰位置一致，未发生偏移，但峰强降低发生宽化，说明球磨之后晶粒细化。球磨W粉衍射谱图中还存在较弱的WC衍射峰，这是由于球磨过程中硬质合金球磨损，WC杂质进入粉末。

图 5为原始W粉和球磨W粉的SEM形貌图。原始W粉近似呈球形，表面光滑，尺寸较为均匀。粉末在球磨后发生明显变形，球磨W粉多为不规则颗粒，细颗粒W粉多团聚为大颗粒，粉末粒径差异较大。

原始W粉和球磨W粉在不同烧结温度下所得试样的致密度，如图 6所示。可以看出，两种试样的致密度均随温度的升高而提高。相同温度下，球磨W粉所得试样的相对密度明显高于原始W粉。因为在球磨时W粉与磨球发生激烈碰撞，使晶粒尺寸细化、晶格畸变能增加，明显提高了粉末的烧结活性。除此之外，由SPS产生的强直流脉冲电流使粉末自身发热^[12]，极大提高了升温速率，在轴向压力的作用下，孔隙快速减少，烧结效率提升，由此获得晶粒细小、组织均匀的高致密试样。在1600~2000 ℃内，球磨试样的相对密度稳定在97.0%以上，致密度随温度的提升幅度弱于原始W粉，说明晶粒细化可以降低烧结温度。

图 7为球磨W粉烧结温度为2000 ℃、保温3 min的SPS烧结曲线，记录了烧结过程中温度、位移、压力、真空度4个主要参数。可见，当烧结温度接近600 ℃和1200 ℃时，真空度明显降低，大量气体在这两个温度点受热析出形成放气峰；在1550 ℃处存在一个较弱峰，此时烧结体已完成大部分收缩变形，内部孔隙中的残留气体开始逐渐排出，形成放气峰。与原始粉末相比，球磨W粉在烧结过程中释放出的气体明显增多，原因是高能球磨使粉末破碎细化，比表面积增大，吸附了更多气体。

1100 ℃之前，粉末受热膨胀使轴向位移不断增大，同时因升温速率较快，粉末内气体挥发阻碍收缩，反而使烧结体膨胀^[13]；在1100 ℃时, 烧结压力从10 MPa手动加至40 MPa，这一过程中位移急剧下降；加压结束后位移仍保持下降趋势，此时粉末开始软化和收缩，粉末颗粒之间形成烧结颈，在温度、压力的作用下扩散和流动充分进行，烧结体内闭孔的尺寸和数量逐渐减少；在1780~2000 ℃时，位移停止收缩并出现微量反弹，因为升温过程中受热膨胀系数影响，烧结体的轴向伸长量超过收缩量；在2000 ℃保温时, 样品又开始出现收缩，此时温度不变，伸长量也随之固定，而孔隙的收缩与清除仍在进行，样品收缩量又开始反超伸长量，因此位移表现为收缩。可以看出，烧结过程中轴向位移的变化并不能准确反应烧结体的收缩量，轴向位移是试样受热膨胀与致密收缩相互作用的结果。

2.2 W/TZM接头的微观形貌

W和TZM烧结温度差异较大，若两种粉末一起压制烧结，温度过低会造成W的致密性降低，温度过高则会导致TZM一侧晶粒粗大，材料力学性能下降^[14]。因此采用分步烧结法，先烧结W再烧结TZM，使两者致密度均达到要求。考虑到TZM相对更容易致密，所以直接在块体W上烧结连接，省略了单独烧结TZM的步骤。

图 8为不同烧结温度(1400，1500，1600 ℃)下快速冷却所得W/TZM接头的界面显微组织。焊缝左侧浅色区为W，右侧深色区为TZM。可见焊缝界面平整，未发生变形，块体W和TZM粉末在SPS烧结下连接良好。3个样品中，W一侧仍可观察到少量孔洞，因为W的熔点(3410 ℃)很高，即使经过颗粒细化，烧结后仍难以达到完全致密。在接头的TZM一侧可观察到明显的黑色斑状或点状痕迹，EDS扫描结果显示其为除Mo外的微量元素聚集而成，主要为C，Ti和少量的Zr，这些微量元素能够引发晶格畸变，与Mo形成固溶体，使基体得到强化。同时Ti和Zr易与O结合形成TiO₂和ZrO₂，减少杂质O元素在合金中的富集，改善Mo的非本征脆性^[15]。在烧结温度为1400 ℃和1500 ℃的两个试样中，C，Ti和Zr聚集程度较高，表现为尺寸较大的黑斑，如图 8(a)，(b)所示；1600 ℃的试样中大尺寸的黑斑变少，分散成更小的黑点，说明微量元素聚集程度下降，如图 8(c)所示。可见温度从1400 ℃上升到1600 ℃，扩散驱动力增大，C，Ti，Zr在Mo中趋向均匀分布，在这个过程中黑斑分散为较小的黑点向各个方向迁移，部分微量元素从TZM一侧扩散到W/TZM界面。

对图 8(d)的W/TZM界面处黑色斑点进行点扫，选择3个点分析元素成分，如表 3所示。除W，Mo外还有C，Ti，Zr，O元素。Ti，Zr等微量元素与合金粉末中的O或C结合产生弥散颗粒，阻碍位错运动，对W/TZM接头起到弥散强化作用。

对试样的界面观察发现，随着烧结温度升高原本平整的界面变得参差不齐。1600 ℃试样的界面处W，Mo两相相互咬合，界面与1400，1500 ℃相比更加模糊，出现明显的互扩散区域。W与Mo为同族元素，两种原子的直径相差较小，同时Mo具有体心立方结构, 能完全溶于W中，容易形成置换固溶体，因此在高温烧结下界面处产生了W-Mo固溶体层。

对W/TZM界面进行EDS线扫描, 得到W，Mo两种元素相互扩散的深度，如表 4所示。可以看出, 元素的扩散深度与烧结温度总体成正比关系，且因缓慢冷却的试样总体烧结时间延长，元素的扩散深度也比快速冷却试样显著提高。根据扩散定律，温度是影响扩散的主要因素。温度越高，原子的振动能越大，借助于能量起伏而越过势垒进行迁移的原子概率越大。从扩散激活能的角度分析，扩散激活能与材料的熔点成正比。实验表明，纯金属的自扩散激活能与其熔点之间存在如下关系：

(1)

式中：Q为纯金属自扩散激活能，J/mol；T_m为金属的熔点，K。

W的熔点3410 ℃远高于Mo的熔点2620 ℃，所以W原子克服能垒所需的能量大于Mo，因此在同一试样中Mo的扩散深度大于W的扩散深度。

2.3 W/TZM接头的力学性能

图 9为SPS烧结连接后W/TZM接头的室温剪切强度。试样在力学性能试验机上以恒定的速度施加负荷，直到试样断裂为止，并按式(2)计算剪切强度(W)：

(2)

式中：P为断裂负荷，N；F为剪切面积，mm²。

在相同冷却模式下，烧结温度越高剪切强度越大。提高烧结温度有助于TZM合金的致密化，促进W和Mo相互扩散，形成更宽的W-Mo固溶体层，提升W/TZM接头的结合强度；同时高温也有助于C，Ti，Zr等元素在Mo基中均匀分布，增强合金的力学性能。

相同烧结温度下，采用快速冷却制备的试样剪切强度优于缓慢冷却的试样。虽然缓慢冷却模式下W和Mo两种元素相互扩散更深，但由于总体烧结时间延长，导致晶粒粗大，同时长时间承受高温载荷会造成晶界裂纹和孔洞的萌生、长大，使W/TZM接头的强度降低。当烧结温度为1600 ℃，采用快速冷却制得的样品剪切强度最大，达到159.7 MPa。

对剪切断口进行分析发现，烧结温度为1400 ℃和1500 ℃的试样断口平整，断裂面基本与W/TZM结合面重合，而1600 ℃的断口并未与结合面完全重合。图 10是烧结温度为1600 ℃并快速冷却后的W/TZM接头剪切断口形貌。试样的断裂方式为沿晶断裂和穿晶解理断裂的混合断裂模式。可以看出断口分为两个部分：在左侧断口起始位置W/TZM结合面被剪切模具切开，断口较平整。随后断裂方向发生偏转，呈斜坡状向W一侧延伸，断裂主要发生在W一侧。

分析可知，TZM一侧Mo基体中含有微量的C和合金元素Ti，Zr，在烧结中形成细小的TiC，ZrC等弥散分布的第二相颗粒，这些颗粒分布于晶界或晶内处，在材料断裂时能够吸收能量，达到强韧化的效果。而在纯W一侧，经过两次烧结后W晶粒长大，硬度和致密度有所下降，研究表明，重复烧结也会提高试样的孔隙率^[16-17]，在脆性粉末材料中，孔隙和微裂纹往往会引起强烈的应力集中，成为材料的薄弱环节。同时高能球磨过程中引入的杂质容易在W-W界面聚集形成夹杂物，降低界面结合力，是裂纹产生的根源。可以尝试在W中添加少量的Re以提高界面结合强度^[18-19]。

对图 10的试样断口进行元素面分析，如图 11所示。可以看出，Mo与W两种元素界面清晰，有少量扩散到对方一侧。C，Ti和Zr主要集中在TZM一侧，在经过SPS烧结后部分扩散到W一侧。金属扩散的一般规律是原子半径相差越大, 互扩散速率越大，因此Ti和Zr在W侧的分布明显比Mo更加密集。C相较Ti和Zr更加活泼，经过SPS烧结能轻易越过两相界面，在W，Mo界面两侧分布更为均匀。

3 结论

(1) 高能球磨可有效提高W粉活性，降低烧结温度，提升烧结体致密性，在1600~2000 ℃范围内，球磨W粉烧结出的试样相对密度能达到97.0%以上。

(2) 不添加中间层对块体W与TZM粉末进行烧结连接，试样结合良好，界面平整；提高烧结温度有助于C，Ti，Zr等微量元素在试样中的均匀扩散。

(3) W，Mo两种元素的扩散深度随温度升高而增加，同一试样中Mo的扩散深度大于W。

(4) 在1400~1600 ℃烧结温度内，W/TZM接头剪切强度持续升高，且相同烧结温度下快速冷却试样的剪切强度大于缓慢冷却的试样。当烧结温度为1600 ℃并快速冷却时，接头的剪切强度达到最大值，为159.7 MPa。