張冠星，鐘素娟，沈元?jiǎng)祝陚?，薛行?/p>

(鄭州機(jī)械研究所有限公司,新型釬焊材料與技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,鄭州,450001)

0 序言

近年來(lái)國(guó)內(nèi)交通運(yùn)輸業(yè)大幅發(fā)展，對(duì)大型工程機(jī)械的性能及服役壽命提出了更高的要求，提高設(shè)備的使用壽命對(duì)降低施工成本、縮短施工周期至關(guān)重要.硬質(zhì)合金具有較高的硬度、強(qiáng)度、耐磨性和耐腐蝕性，常被用作大型機(jī)械的關(guān)鍵構(gòu)件，比如搗固車(chē)的搗固鎬、盾構(gòu)機(jī)的掘進(jìn)齒等.但硬質(zhì)合金的韌性較低，常與鋼釬焊后使用.這些關(guān)鍵零部件在施工過(guò)程中，不僅承受著復(fù)合交變載荷的影響，還受到巖石、沙礫等直接接觸摩擦和破碎后磨蝕性磨粒的研磨，因此對(duì)釬焊接頭的質(zhì)量提出了較高的要求.具有較高強(qiáng)韌性、低應(yīng)力的釬焊接頭才能在遭受巨大沖擊時(shí)避免發(fā)生脫焊、崩刃、塑性變形等，因此，高可靠的硬質(zhì)合金/鋼的連接技術(shù)研究一直被國(guó)內(nèi)外學(xué)者廣泛關(guān)注[1-13].

由應(yīng)力緩釋層、釬料合金多層復(fù)合而成三明治結(jié)構(gòu)釬料可有效降低釬焊應(yīng)力，提高釬焊可靠性，被廣泛應(yīng)用于大塊硬質(zhì)合金的釬焊[14-15].在釬焊過(guò)程中，多層復(fù)合界面處成分、組織形態(tài)受釬焊溫度、保溫時(shí)間影響而發(fā)生改變，最終影響釬焊接頭力學(xué)性能.因此厘清三明治復(fù)合釬料釬焊過(guò)程中界面層組織演變規(guī)律、元素?cái)U(kuò)散特征及其對(duì)力學(xué)性能的影響，對(duì)于調(diào)控釬焊工藝至關(guān)重要.

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)?zāi)覆臑?0 mm × 10 mm × 10 mm，Co 元素含量為15%的YG15 硬質(zhì)合金和20 mm × 10 mm ×10 mm 的42CrMo 鋼，其化學(xué)成分見(jiàn)表1.試驗(yàn)釬料為厚度0.2 mm 梯度三明治復(fù)合釬料，該釬料是由BAg40CuZnNi，CuMn2 和BAg40CuZnNiMnCo 復(fù)合而成，其結(jié)構(gòu)如圖1 所示，具體化學(xué)成分見(jiàn)表2.

圖1 梯度三明治釬料結(jié)構(gòu)示意圖Fig.1 Schematic diagram of gradient sandwich filler metal

表1 42CrMo 鋼的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table1 Chemical composition of 42CrMo steel

表2 釬料合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 2 Chemical compositions of filler metal

采用梯度三明治釬料進(jìn)行YG15 硬質(zhì)合金和42CrMo 的爐中釬焊，焊接溫度為780 和800 ℃，所用釬劑為FB1206-4，主要由氟硼酸鉀、硼砂和硼酸等組成.當(dāng)箱式電阻爐達(dá)到設(shè)定溫度時(shí)，將組裝好的試樣放入爐內(nèi)，分別保溫2，2.5，3，3.5 和4 min后取出(每個(gè)保溫時(shí)間下制備5 個(gè)平行試樣，其中3 個(gè)樣品用于抗剪強(qiáng)度測(cè)試)，在空氣中自然冷.每個(gè)工藝條件下選取其中一個(gè)試樣進(jìn)行微觀組織分析.在鑲樣機(jī)中對(duì)待測(cè)試樣進(jìn)行鑲樣后，依次采用200，400，600，800，1 000，1 500 和2 000 目砂紙逐一打磨，并用2 μm 氧化鋁拋光膏拋光至鏡面，用5%FeCl3溶液腐蝕試樣5 s，并先后用蒸餾水、酒精浸泡在超聲波清洗機(jī)中清洗10 min，在烘干箱中40 ℃烘干5 min 后備用.

釬焊接頭抗剪強(qiáng)度所用的剪切試驗(yàn)件尺寸如圖2 所示，試驗(yàn)所用設(shè)備為MTS E45.105 萬(wàn)能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)，加載速率2 mm/min，每組進(jìn)行3 次平行試驗(yàn)，結(jié)果取其平均值.根據(jù)GB/T 4340.1—2009《金屬材料維氏硬度試驗(yàn)第1 部分：試驗(yàn)方法》，采用HV-1000A 顯微維氏硬度計(jì)對(duì)經(jīng)過(guò)粗磨、精磨、拋光后的試樣進(jìn)行釬縫顯微硬度測(cè)試，每個(gè)區(qū)域取5 個(gè)平行點(diǎn)測(cè)量取平均值.

圖2 剪切試樣形狀和尺寸示意圖(mm)Fig.2 Illustration on size and shape of shear samples

借助飛納(Phenom XL)臺(tái)式掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)及自帶的能譜儀(energy dispersive spectrometer，EDS)觀察剪切試樣斷口及釬縫界面結(jié)合區(qū)域形貌、分析梯度釬料界面區(qū)域Ag，Cu，Zn，Ni，Mn 和Co 等元素的分布及化合物相組成.

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 保溫時(shí)間對(duì)界面組織形成和生長(zhǎng)的影響

780 ℃不同保溫時(shí)間釬縫微觀組織如圖3 所示，可以看出BAg40CuZnNi/CuMn2/BAg40CuZn-NiMnCo 復(fù)合釬料與鋼和硬質(zhì)合金界面反應(yīng)分為4 個(gè)階段：釬焊過(guò)程中界面組織形成、長(zhǎng)大、溶合和重排.

圖3 780 ℃不同保溫時(shí)間釬縫微觀組織Fig.3 Microstructure of brazing seam with different time at 780 ℃.(a) 2 min;(b) 2.5 min;(c) 3 min;(d) 3.5 min;(e) 4 min

第一階段是界面組織形成，如圖3a 所示.釬焊時(shí)間為2 min，該工藝條件下，復(fù)合釬料中的BAg40CuZnNi 和BAg40CuZnNiMnCo 合金層為液態(tài)，其與硬質(zhì)合金和鋼基體間發(fā)生反應(yīng)，整個(gè)釬縫可劃分為近硬質(zhì)合金側(cè) I 區(qū)、BAg40CuZnNiMnCoⅡ 區(qū)、BAg40CuZnNiMnCo 與CuMn2 過(guò)渡 Ⅲ 區(qū)、CuMn2 Ⅳ 區(qū)(寬 度 約30 μm)、BAg40CuZnNi 與CuMn2 過(guò)渡V 區(qū)、BAg40CuZnNi Ⅵ 區(qū)和近鋼側(cè)Ⅶ 區(qū)，釬縫組織主要由深灰色的銅固溶體和淺灰色的銀固溶體組成.CuMn2 固相線(xiàn)溫度約為1 065 ℃，在該溫度下處于固相，凝固過(guò)程中，BAg40CuZnNi 和BAg40CuZnNiMnCo 合金層中先析出的高熔點(diǎn)銅固溶體相(αCu)分別依附于CuMn2 界面層結(jié)晶形核長(zhǎng)大，形成了過(guò)渡Ⅲ 區(qū)和V 區(qū).

當(dāng)保溫時(shí)間為2.5 min 時(shí)進(jìn)入第二階段.此時(shí)，釬焊溫度為各元素之間的擴(kuò)散提供驅(qū)動(dòng)力，梯度三明治釬料各層間及其與基體之間相互擴(kuò)散，界面組織開(kāi)始長(zhǎng)大和粗化.處于熔融狀態(tài)的BAg40CuZnNi 和BAg40CuZnNiMnCo 合金層開(kāi)始不斷溶蝕CuMn2 緩釋層(Ⅳ區(qū))，CuMn2 合金層與周?chē)合喟l(fā)生溶質(zhì)再分配，不斷向BAg40CuZnNi 和BAg40CuZnNiMnCo合金層中溶解，致使其厚度不斷減小；近硬質(zhì)合金側(cè)I 區(qū)和近鋼側(cè)Ⅶ 區(qū)的銅固溶體不斷長(zhǎng)大，如圖3b所示，此過(guò)程受擴(kuò)散機(jī)制的控制[16].該階段界面組織的生長(zhǎng)過(guò)程可以用菲克定律來(lái)描述，隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，界面生長(zhǎng)變化遵循以下規(guī)律，即

式中：Xt是不同時(shí)間界面層組織的厚度；X0是初始層厚度；t是保溫時(shí)間；k是擴(kuò)散系數(shù).界面組織的生長(zhǎng)受擴(kuò)散機(jī)制的影響，所以Arrhenius 關(guān)系是適用的.使晶體原子離開(kāi)平衡位置遷移到另一個(gè)新的平衡或非平更位置所需要的能量即激活能，可以通過(guò)Arrhenius 關(guān)系來(lái)計(jì)算，即

式中：k0是擴(kuò)散常數(shù)(cm2/s);Q是界面層生長(zhǎng)的激活能(kJ/mol)；R是氣體常數(shù)(J/mol·K)；T是熱力學(xué)溫度(K).對(duì)式(2)兩邊取對(duì)數(shù)，得

由lnk和1/T的曲線(xiàn)斜率即可求出相應(yīng)的激活能，激活能越小，則界面反應(yīng)就越容易進(jìn)行.

當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)到3 min 時(shí)(圖3c)，CuMn2 層已由連續(xù)態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)殚g斷態(tài)，繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)間至3.5 min，進(jìn)入第三個(gè)階段，近鋼和硬質(zhì)合金基體側(cè)銅固溶開(kāi)始長(zhǎng)大、相連溶合在一起，釬縫中銀銅共晶組織(圖3d 中B 點(diǎn)位置)增多，中間CuMn2 層開(kāi)始變?yōu)楣铝⒌男u(圖3d)，小島中心部分仍為CuMn2合金，成分見(jiàn)表3 中E 點(diǎn)，但已固溶進(jìn)去少量的Ag，Ni，Co 和Zn 元素；其周?chē)坏湾i銅固溶體包圍，成分見(jiàn)表3 中D 和F 點(diǎn)，與E 點(diǎn)相比，這兩處的Cu 和Mn 元素含量相對(duì)降低，但Ag，Zn，Ni 元素的含量相對(duì)較高，特別是靠近BAg40CuZn-NiMnCo 側(cè)的Ni 元素含量達(dá)到2.84%，Ag 元素含量達(dá)到10.26%，Zn 元素含量達(dá)到15.04%.同時(shí)，從表3 的成分分布可以看出，點(diǎn)F 的銅固溶體中未檢測(cè)到Co 元素的存在，可推斷在CuMn2 固溶體完全溶解之前，Co 元素聚集在BAg40CuZnNiMnCo和CuMn2 合金側(cè)，其未擴(kuò)散到BAg40CuZnNi 側(cè).Ⅵ 區(qū)的BAg40CuZnNi 合金層和Ⅱ 區(qū)的BAg40Cu-ZnNiMnCo 合金層開(kāi)始主要以銅固溶體和銀固溶體為主，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，2 種物相的尺寸不斷增加，同時(shí)開(kāi)始在其內(nèi)部析出由αCu 和αAg 組成的黑白相間層片狀共晶組織(圖3d 中B 點(diǎn)位置).

表3 圖3 中標(biāo)識(shí)位置能譜分析(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 3 Energy spectrum analysis of identified locations in Fig.3

當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至4 min 時(shí)，進(jìn)入第四個(gè)階段如圖3e 所示.整個(gè)CuMn2 合金層區(qū)域消失，其與BAg40CuZnNi 和BAg40CuZnNiMnCo 合金層形成統(tǒng)一的整體；近鋼和硬質(zhì)合金基體側(cè)銅固溶體依附于基體，垂直向釬縫中心生長(zhǎng)，尺寸達(dá)20 μm 左右，整個(gè)釬縫主要由銅固溶體、銀固溶體和銀銅共晶組成.

為進(jìn)一步分析保溫過(guò)程中元素的擴(kuò)散情況，選取780 ℃保溫2.5，3 和3.5 min 典型接頭區(qū)域進(jìn)行Ag，Cu，Zn，Ni，Mn 和Co 等元素分析，結(jié)果如圖4 所示.從圖4a 可以看出，此時(shí)的中間CuMn2 層部分溶解擴(kuò)散，寬度由2 min(圖3a)時(shí)的30 μm 減小到20 μm 左右；CuMn2 合金中的Cu 和Mn 元素逐漸向兩側(cè)擴(kuò)散，BAg40CuZnNi 和BAg40CuZnNiMnCo合金層中的Ni，Co，Zn 和Ag 等元素逐漸向中間區(qū)域擴(kuò)散，其中Ni 和Co 等元素聚集在中間層位置.保溫時(shí)間延長(zhǎng)至3 和3.5 min，溶質(zhì)開(kāi)始重新分配，兩側(cè)相互擴(kuò)散，其中Cu，Zn，Mn 和Co 元素的變化最為明顯，圖4b 和4c 中能明顯看到Cu 元素的聚集程度減弱，開(kāi)始變得間斷；原中間Mn 和Co 元素的聚集情況已變得不再明顯，整個(gè)界面Zn 元素分布變得均勻分散.

圖4 780 ℃保溫不同時(shí)間釬縫元素分布Fig.4 Elements distribution with different time at 780 ℃.(a) 2.5 min;(b) 3 min;(c) 3.5 min

2.2 釬焊溫度對(duì)界面組織形成和生長(zhǎng)的影響

800 ℃分別保溫2，2.5 和3 min 不同時(shí)間的釬縫界面形貌如圖5 所示，從圖中可以看出與780 ℃工藝條件下的界面組織的形成和長(zhǎng)大規(guī)律相同.800 ℃保溫2 min 條件下的微觀形貌與780 ℃保溫2.5 min 條件下的形貌基本一致，升高溫度，原子擴(kuò)散速率加快，可以在較短時(shí)間達(dá)到相同的釬縫組織和狀態(tài).800 ℃保溫3 min 時(shí)，釬縫中CuMn2 中間層已完全消失，且組織中的長(zhǎng)條狀共晶相轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪粜螒B(tài)，深灰色的銅固溶體含量攀升(圖5c).溫度越高反應(yīng)速率越快，界面控制難度加大，且試樣釬焊熱應(yīng)力增加，因此在滿(mǎn)足工藝條件的情況下選用較低釬焊溫度.

圖5 800 ℃不同保溫時(shí)間釬縫微觀組織Fig.5 Microstructure of brazing seam with different time at 800 ℃.(a) 2 min;(b) 2.5 min;(c) 3 min

2.3 釬焊工藝對(duì)性能的影響

不同溫度下釬縫組織形成和長(zhǎng)大規(guī)律相同，因此選取其中一種條件下的試樣進(jìn)行性能測(cè)試，分析其對(duì)性能的影響.對(duì)780 ℃保溫2，2.5 和4 min 的釬焊接頭釬縫區(qū)域進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，加載重量為0.025 g，每個(gè)區(qū)域檢測(cè)5 個(gè)數(shù)值取平均值結(jié)果如圖6 所示.保溫時(shí)間2 min 時(shí)，從左到右硬度依次為138.3，130.5，101.6，147.3 和152.8 HV0.025.隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，BAg40CuZnNi 和BAg40CuZn-NiMnCo 側(cè)由于部分中間CuMn2 合金的擴(kuò)散溶解，顯微硬度開(kāi)始降低；中間層CuMn2 由于兩側(cè)Zn，Ag 等元素的溶入，硬度稍有提高；當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)到4 min 時(shí)，整個(gè)釬縫區(qū)域溶為一體，釬縫區(qū)域硬度穩(wěn)定在120 HV0.025 左右.

圖6 780 ℃不同保溫時(shí)間釬縫區(qū)域不同位置硬度變化Fig.6 Hardness of brazing seam with different time at 780 ℃

對(duì)780 ℃不同保溫時(shí)間的釬縫抗剪強(qiáng)度進(jìn)行測(cè)試，試樣斷裂位置均發(fā)生在釬縫中間位置，強(qiáng)度結(jié)果如圖7 所示.伴隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，釬縫抗剪強(qiáng)度由最初的278 MPa 升高到285 MPa 后開(kāi)始降低；保溫3 min 后釬縫強(qiáng)度降低的趨勢(shì)開(kāi)始變緩，時(shí)間延長(zhǎng)至4 min 時(shí)減小至203 MPa，比保溫2 min 時(shí)降低了26.98%.

圖7 釬縫抗剪強(qiáng)度隨時(shí)間變化Fig.7 Brazing shear strength

為進(jìn)一步分析釬縫強(qiáng)度變化的原因，對(duì)斷口形貌進(jìn)行分析.保溫2.5 和4 min 時(shí)的斷口形貌如圖8 所示，為典型的韌性斷裂.從圖4a 中看出在保溫2.5 min 時(shí)，BAg40CuZnNiMnCo 中 的Co 和Ni 元素發(fā)生擴(kuò)散，聚集在中間層CuMn2 附近，部分固溶于Cu 固溶體中，形成固溶強(qiáng)化，部分形成了Co 基第二相強(qiáng)化顆粒，提高CuMn2 中間層的整體強(qiáng)韌性，在其斷口形貌底部發(fā)現(xiàn)存在有該強(qiáng)化相顆粒，此種工藝條件下釬縫強(qiáng)度較高.在斷裂發(fā)生時(shí)，在材料內(nèi)部第二相顆粒首先發(fā)生斷裂，分離形成顯微空洞；顯微空洞的形成使位錯(cuò)受到的排斥力大大降低，從而大量的位錯(cuò)在外力的作用下向新生成的顯微空洞運(yùn)動(dòng)，使顯微空洞逐漸長(zhǎng)大.原來(lái)存在于位錯(cuò)環(huán)后面的位錯(cuò)源，由于原來(lái)堆積位錯(cuò)的約束消失而重新活躍起來(lái)，產(chǎn)生新的位錯(cuò)環(huán)并源源不斷地向顯微空洞運(yùn)動(dòng)，使顯微空洞迅速的不穩(wěn)定擴(kuò)展及聚合、連接在一起形成韌窩斷口，其中空洞聚集形成韌窩而斷裂的示意如圖9所示.

圖8 780 ℃不同保溫時(shí)間釬縫斷口形貌Fig.8 Fracture morphology of brazing seam with different time.(a) 2.5 min;(b) 4 min

圖9 空洞聚集形成韌窩斷裂示意圖Fig.9 Schematic diagram of dimple fracture formed by cavity accumulation.(a) cavity growth;(b) cavity accumulation

繼續(xù)延長(zhǎng)保溫時(shí)間，CuMn2 合金層、BAg40-CuZnNi 和BAg40CuZnNiMnCo 合金層元素間不斷相互擴(kuò)散，Co 和Ni 等元素釬縫強(qiáng)韌化元素開(kāi)始分散，CuMn2 中間層的強(qiáng)度降低，致使釬縫強(qiáng)度開(kāi)始下降；當(dāng)繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)間到4 min 時(shí)，釬縫組織粗化，斷口韌窩開(kāi)始變淺和粗大，雖仍為韌性斷裂，但整體強(qiáng)韌性下降.由此，釬焊后CuMn2 中間層的元素分布和組織形態(tài)直接關(guān)乎釬縫強(qiáng)度，合理優(yōu)化控制釬焊溫度和保溫時(shí)間，調(diào)控釬縫組織形態(tài)是提高釬縫強(qiáng)度的重要手段.

3 結(jié)論

(1)梯度三明治復(fù)合釬料與鋼和硬質(zhì)合金界面反應(yīng)分為4 個(gè)階段：釬焊過(guò)程中界面組織形成、長(zhǎng)大、溶合、重排.

(2)隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)中間CuMn2 層開(kāi)始變?yōu)楣铝⒌男u；繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)間至4 min 時(shí)，整個(gè)CuMn2 合金區(qū)域消失不見(jiàn)，整個(gè)釬縫變?yōu)榻操|(zhì)合金過(guò)渡層、近鋼過(guò)渡層和釬縫3 個(gè)區(qū)域.

(3) 780 ℃保溫2.5 min 時(shí)，Co 和Ni 元素發(fā)生長(zhǎng)程擴(kuò)散，聚集在中間層CuMn2 附近，釬縫抗剪強(qiáng)度達(dá)到285 MPa，在韌窩的根部分布著Co 基顆粒強(qiáng)化相，繼續(xù)延長(zhǎng)保溫時(shí)間，強(qiáng)度開(kāi)始降低.