林偉偉，孫浩斌，張敬利，顏練武，彭英彪

（1.湖南工業(yè)大學(xué) 先進(jìn)包裝材料研發(fā)技術(shù)國家地方聯(lián)合工程研究中心，湖南 株洲 412007；2.蓬萊市超硬復(fù)合材料有限公司，山東 蓬萊 264000；3.贛州海盛硬質(zhì)合金有限公司，江西 贛州 341000）

1 研究概述

硬質(zhì)合金輥環(huán)具有高紅硬性、高強(qiáng)度、高耐熱疲性和高耐磨性等優(yōu)良性能，用其作為軋輥的工作面，能極大地提高軋制高線和棒材的工作效率[1-2]。硬質(zhì)合金輥環(huán)的外徑最大值為520 mm，輥環(huán)的厚度通常為110 mm。在實(shí)際服役過程中，為了保持軋輥的剛性，輥環(huán)工作面的最大磨削厚度僅為某直徑的10%～15%，還有超過一半的硬質(zhì)合金未能使用。若利用鋼替代部分硬質(zhì)合金作為輥環(huán)的內(nèi)襯，則可以有效避免鎢資源的浪費(fèi)，降低成本。目前連接硬質(zhì)合金與鋼的方法主要有釬焊[3-5]和固態(tài)擴(kuò)散結(jié)合[6-8]。但是釬料在高溫下容易發(fā)生相變和軟化，難以適應(yīng)軋輥的高溫、大載荷沖擊工作環(huán)境[9]。固態(tài)真空擴(kuò)散焊接主要通過焊接面的原子相互擴(kuò)散，利用擴(kuò)散層的冶金物理化學(xué)反應(yīng)，最終實(shí)現(xiàn)材料的冶金結(jié)合，并且具有連接溫度較低、焊件受熱面積較小等優(yōu)點(diǎn)。但是WC-Co硬質(zhì)合金與鋼在熱物性參數(shù)上存在顯著的差異，尤其是熱膨脹系數(shù)不匹配（室溫下WC-Co為6.42×10-6/K，鋼為 (12～14)×10-6/K）。如果對(duì)硬質(zhì)合金/鋼直接擴(kuò)散焊接，焊縫處極易產(chǎn)生熱裂紋，導(dǎo)致脫焊。此外，硬質(zhì)合金和鋼的擴(kuò)散易產(chǎn)生脆性化合物，如M6C、Fe3C、FeW和Fe2W，導(dǎo)致接頭性能急劇下降[7]。為減少殘余應(yīng)力和有害脆性相的形成，有必要引入一種中間層。在擴(kuò)散連接中，通常使用金屬箔片作為中間層，如Ni[10-11]、Nb[12]、Ti[13]、V[14]、Ti/Ni[15]以及Ti/Cu[16]等。

在現(xiàn)有的金屬中，Nb（8.42×10-6/K）熱膨脹系數(shù)介于WC-Co和鋼之間，可以有效緩沖硬質(zhì)合金/鋼接頭壓力。Ni具有良好的金屬延展性，可緩沖接頭的殘余應(yīng)力，且Ni與鋼中的Fe和硬質(zhì)合金中的Co相互固溶，不會(huì)產(chǎn)生脆性金屬間化合物。鑒于此，本研究擬采用Ni-Nb-Ni作為YG20/42CrMo鋼固態(tài)真空擴(kuò)散連接的復(fù)合擴(kuò)散層，研究不同連接溫度對(duì)擴(kuò)散層微觀組織結(jié)構(gòu)的形成機(jī)理和和抗拉強(qiáng)度的影響。

2 實(shí)驗(yàn)

2.1 材料

YG20硬質(zhì)合金，株洲硬質(zhì)合金集團(tuán)有限公司生產(chǎn)；42CrMo鋼，太原鋼鐵集團(tuán)有限公司生產(chǎn)；Ni箔（厚0.05 mm）、Nb箔（厚0.1 mm），純度均為99.95%，均由清河縣冠泰金屬材料有限公司生產(chǎn)。其中42CrMo和YG20的化學(xué)成分如表1所示。

表1 原材料化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of raw materials %

2.2 方法

本文采用真空擴(kuò)散工藝進(jìn)行擴(kuò)散連接。連接前對(duì)YG20和42CrMo的接合面依次用240～2 000目的砂紙和金剛石磨盤進(jìn)行打磨拋光至表面光亮、無明顯劃痕。Ni箔和Nb箔用1 500目的砂紙進(jìn)行打磨。將打磨后試樣在丙酮中超聲波清洗15 min，以去除表面的油污等雜質(zhì)。擴(kuò)散樣品以YG20/Ni/Nb/Ni/42CrMo的順序組裝，如圖1a所示。將組裝好的試樣放入真空管式爐中，在連接過程中真空度小于10-3Pa，以10 ℃/min升溫速率升到1 150～1 200 ℃并保溫1 h，隨后爐子以5 ℃/min的速度冷卻至500 ℃，并爐冷至室溫。從連接試樣上截取26 mm×10 mm×3 mm的拉伸試樣，如圖1b所示。

圖1 試樣制備流程和拉伸尺寸示意圖Fig.1 Schematic diagram of sample preparation process and tensile size

拉伸實(shí)驗(yàn)在試驗(yàn)機(jī)Instron-3369上進(jìn)行，應(yīng)變速率為1 mm/min，以5個(gè)拉伸試樣強(qiáng)度的算術(shù)平均值作為接頭的平均強(qiáng)度。

使用場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（TESCAN，MIRA3 LMH）、能譜儀（EDS，X-Max20）和X射線衍射儀（XRD，D/MAX RAPID 11R）分析接頭斷裂前后的微觀結(jié)構(gòu)、化學(xué)成分和物相組成。

利用相圖熱力學(xué)計(jì)算Fe-Ni、Ni-Co二元相圖和C-Ni-Nb三元等溫截面，研究擴(kuò)散層物相形成機(jī)理。

3 結(jié)果與分析

3.1 溫度對(duì)擴(kuò)散層微觀結(jié)構(gòu)的影響

圖2為1 150，1 200 ℃下YG20和42CrMo的擴(kuò)散層SEM-BSE照片。

圖2 不同連接溫度下的YG20和42CrMo的擴(kuò)散層SEM-BSE圖像Fig.2 SEM-BSE images of the diffusion layer of YG20 and 42CrMo at different connection temperatures

由圖2可見，隨著連接溫度升高，Ni/Nb擴(kuò)散層厚度從30 μm增加到42 μm。擴(kuò)散層厚度的增加可用公式（1）[15]描述：

式中：l為擴(kuò)散層厚度；k0為擴(kuò)散系數(shù)；Q為反應(yīng)層生長激活能；R為摩爾氣體常數(shù)；T為擴(kuò)散溫度；t為連接時(shí)間。

由式（1）可知，擴(kuò)散溫度T越高，原子的擴(kuò)散系數(shù)越大，擴(kuò)散層的厚度越大。

圖3a～3e為WC-Co/Ni/Nb/Ni/42CrMo在1 200 ℃下擴(kuò)散連接后，擴(kuò)散層區(qū)域的背散射電子照片以及能譜分析結(jié)果，其中圖3b和3c為圖3a虛線框區(qū)域的放大圖像。由圖3b和3c可以看出，YG20/Ni界面和Ni/42CrMo界面的連接良好，未發(fā)現(xiàn)裂紋。圖3d和圖3e為圖3b和3c的界面光譜分析結(jié)果，由圖3d和圖3e中的元素曲線可知，各元素分布曲線非常平滑，未形成臺(tái)階，表明在YG20/Ni和Ni/42CrMo擴(kuò)散層未形成新相。

圖3 YG20/42CrMo 在1 200 ℃下擴(kuò)散層的SEM-BSE圖像和界面元素分布Fig.3 SEM-BSE images and interface element distribution of the diffusion layer of YG20 and 42CrMo at 1 200 ℃

圖4為利用CSUTDCCI數(shù)據(jù)庫[17]計(jì)算得到的Fe-Ni和Ni-Co二元相圖。由圖4所示Fe-Ni和Ni-Co相圖可以得知，Ni、Fe在溫度超過930 ℃時(shí)無限固溶。這說明在1 150～1 200 ℃下的擴(kuò)散連接，Ni/42CrMo擴(kuò)散層會(huì)形成(γFe, Ni)固溶體，YG20/Ni擴(kuò)散層會(huì)形成(Ni, Co)固溶體。

圖4 Fe-Ni和Ni-Co的二元相圖Fig.4 Binary phase diagrams of Fe-Ni and Ni-Co

圖5所示為利用掃描電鏡和能譜儀測(cè)試得到的1 200℃下Ni/Nb/Ni擴(kuò)散中間層的SEM-BSE圖像和EDS掃描圖，其中圖5a為圖5b中的虛線框區(qū)域的放大圖像，從圖5a中可觀察到Y(jié)G20/42CrMo接頭均出現(xiàn)了明顯的擴(kuò)散層，圖5c～5d為圖5a～5b的EDS線掃描結(jié)果，從圖5c～5d觀察到接頭處Nb、Ni和C的吸光度存在較大波動(dòng)，分布曲線出現(xiàn)明顯的臺(tái)階，說明出現(xiàn)了不同的中間化合物。

圖5 1 200 ℃下YG20/42CrMo接頭的SEM-BSE圖像和EDS掃描圖Fig.5 SEM-BSE images and EDS profile of YG20/42CrMo joint at 1 200 ℃

圖6為擴(kuò)散連接溫度在1 200 ℃接頭XRD微區(qū)分析結(jié)果，該結(jié)果表明，在Ni/Nb/Ni擴(kuò)散中間層處，生成了不同的金屬間化合物NbNi3、NbC、Nb2C和Nb7Ni6。

圖6 擴(kuò)散連接溫度為1 200 ℃接頭XRD分析結(jié)果Fig.6 XRD analysis results of joints with a diffusion bonding temperature of 1 200 ℃

圖7a和7b分別為Nb-C和Nb-Ni的二元相圖，表2為擴(kuò)散連接溫度為1 200 ℃的特征區(qū)域元素含量分析結(jié)果。可知圖5b區(qū)域A含有Nb（n(Nb)=31.1%）、Ni（n(Ni)=50.5%）和C（n(C)=18.3%）。由 圖7可知，區(qū)域A為NbNi3和NbC。區(qū)域B含有Nb（n(Nb)=63.5%）、Ni（n(Ni)=6.5%）和C（n(C)=30.0%）。結(jié)合圖7b Ni-Nb二元相圖可知，區(qū)域B為Nb2C。區(qū)域C含有Nb（n(Nb)=50.0%）、Ni（n(Ni)=46.5%）和C（n(C)=3.5%）。結(jié)合圖7b Ni-Nb二元相圖可知，區(qū)域C為Nb7Ni6。

圖7 Nb-C和Nb-Ni的二元相圖Fig.7 Binary phase diagrams Nb-C and Nb-Ni

表2 圖5的A～C區(qū)域擴(kuò)散層元素含量分析結(jié)果Table 2 Element content results of the diffusion regions marked in areas A～C shown in figure 5

為了進(jìn)一步確定Ni/Nb/Ni擴(kuò)散層的物相形成規(guī)律，利用CSUTDCCI數(shù)據(jù)庫，計(jì)算得到C-Ni-Nb在1 200 ℃下的等溫截面如圖8所示。

由于碳原子半徑較小，擴(kuò)散速率較快，碳較快分布在整個(gè)擴(kuò)散層中。簡便起見，本文主要討論Ni/Nb的相互擴(kuò)散。圖8中虛線箭頭所示為Ni/Nb/Ni擴(kuò)散層的大致擴(kuò)散路徑。在富Ni端，Ni和Nb相互擴(kuò)散，首先生成了NbNi3，隨后會(huì)析出NbC相。由于包含NbC相區(qū)較窄，NbNi3中只析出了少量NbC。NbC和NbNi3熱膨脹系數(shù)差距較大[18]，導(dǎo)致在拋光過程中NbC從NbNi3中剝落，形成了孔洞。隨著擴(kuò)散的進(jìn)一步進(jìn)行，會(huì)相繼出現(xiàn)Nb2C、液相和Nb7Ni6。液相的出現(xiàn)加速了Nb2C和Nb7Ni6相的長大。

圖8 計(jì)算的C-Ni-Nb體系1 200 ℃下等溫截面圖Fig.8 Calculated isothermal section of C-Ni-Nb system at 1 200 ℃

3.2 溫度對(duì)抗拉強(qiáng)度與斷口形貌的影響

拉伸試驗(yàn)表明，當(dāng)連接溫度為1 150, 1 200 ℃時(shí)，接頭平均抗拉強(qiáng)度分別為40 MPa和24 MPa。

圖9a和9b分別為1 150 ℃和1 200 ℃的連接溫度下的拉伸斷口形貌。

由圖9可見，斷口區(qū)域能觀察到河流形貌，表明接頭以脆性斷裂模式失效。結(jié)合表3中1和2區(qū)域分析結(jié)果可知，接頭均在Ni3Nb層失效。斷裂在Ni3Nb層的原因可能是，隨著連接溫度升高，NbNi3中的NbC生成量增大，NbC與NbNi3之間較大的熱膨脹系數(shù)差異，導(dǎo)致形成熱裂紋，并成為拉伸斷裂源。

圖9 不同連接溫度下擴(kuò)散連接樣品的拉伸斷口形貌Fig.9 Tensile fracture morphology of diffusion samples at different bonding temperatures

表3 斷口的元素含量Table 3 Fracture element content

4 結(jié)論

基于真空擴(kuò)散連接方法，本文利用Ni/Nb/Ni復(fù)合中間層成功連接了YG20硬質(zhì)合金和42CrMo鋼，并對(duì)不同連接溫度下YG20/42CrMo接頭的微觀組織結(jié)構(gòu)和拉伸強(qiáng)度進(jìn)行了研究，得出以下結(jié)論：

1）當(dāng)連接溫度從1 150 ℃升至1 200 ℃，Ni/Nb界面擴(kuò)散厚度從30 μm增加至42 μm。在YG20/Ni和Ni/42CrMo鋼擴(kuò)散層形成了(Ni, Co)固溶體和(γFe,Ni)固溶體。

2）C從YG20與42CrMo鋼基體兩端向Ni/Nb/Ni連接層擴(kuò)散，并迅速分布于整個(gè)中間連接層。Ni/Nb/Ni中間擴(kuò)散層的物相形成規(guī)律如下：在富Ni端，Ni和Nb相互擴(kuò)散，生成NbNi3，并且在NbNi3中析出NbC；隨著擴(kuò)散的進(jìn)一步進(jìn)行，相繼生成了Nb2C相、液相和Nb7Ni6相。液相的出現(xiàn)加速了Nb2C相和Nb7Ni6相的長大。

3）當(dāng)連接溫度從1 150 ℃升高至1 200 ℃，接頭抗拉強(qiáng)度從40 MPa降低到24 MPa，且均以脆性斷裂模式在NbNi3層失效。斷裂原因可能是隨著連接溫度升高， NbNi3中的NbC生成量增大，由于NbC與NbNi3之間較大的熱膨脹系數(shù)差異，導(dǎo)致形成熱裂紋并成為拉伸斷裂源。