劉 攀，鐘素娟，裴夤崟，張冠星，聶孟杰

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，河南 鄭州 450001

0 前言

硬質(zhì)合金材料具有高硬度、高強(qiáng)度以及優(yōu)良的耐磨性與耐蝕性，被廣泛地應(yīng)用于制造切削工具、耐磨工具和礦山工具等，但是由于其價(jià)格相對(duì)昂貴，塑性與沖擊韌度較差，因此其應(yīng)用形式多為鑲嵌件依附于鋼基體材料中［1-3］。釬焊是當(dāng)前硬質(zhì)合金與鋼連接最常用的連接方法之一，通過(guò)將工件加熱到釬料熔化而母材不熔化的溫度，使熔化的釬料與母材間發(fā)生溶解與擴(kuò)散并最終形成永久性接頭。近些年來(lái)，硬質(zhì)合金與鋼釬焊的主要問(wèn)題是在母材之間線膨脹系數(shù)差異較大而導(dǎo)致在連接處形成影響接頭焊接質(zhì)量的殘余應(yīng)力，以及在高溫長(zhǎng)時(shí)間保溫條件下導(dǎo)致硬質(zhì)合金脫鈷等［4-6］。隨著現(xiàn)代工業(yè)的發(fā)展，硬質(zhì)合金與鋼釬焊工具的工作環(huán)境已不僅僅局限于常規(guī)工況，還包括高溫、深低溫等極端工作環(huán)境，常規(guī)的釬焊材料難以滿足極端工況下的使用需求，所以急需開(kāi)發(fā)針對(duì)極端工況下硬質(zhì)合金與鋼釬焊的新型釬焊材料［7］。

李遠(yuǎn)星［8］等人通過(guò)研究釬焊溫度對(duì)AgCuZnNi釬料釬焊YG15與35CrMo時(shí)釬縫中Ni擴(kuò)散行為的影響，發(fā)現(xiàn)隨溫度變化界面貧Co區(qū)寬度也發(fā)生變化，當(dāng)貧Co區(qū)寬度最小時(shí)，剪切強(qiáng)度達(dá)到最大值。王微［9］等人在研究YG8與45鋼非晶釬焊時(shí)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)焊接溫度一定時(shí)，隨著釬焊時(shí)間的延長(zhǎng)，接頭強(qiáng)度逐漸降低并出現(xiàn)明顯裂紋，推測(cè)接頭強(qiáng)度與YG8一側(cè)反應(yīng)層厚度有關(guān)。徐小兵［10］等人通過(guò)研究認(rèn)為同時(shí)含有Ni、Mn的Ag基釬料在硬質(zhì)合金上的潤(rùn)濕性能要優(yōu)于不含Ni和單獨(dú)含Ni的Ag釬料。Shinji Yaoita［11］等人研制了一種熔點(diǎn)約為605℃的低熔點(diǎn)Ag基釬料，并通過(guò)添加Co元素使釬縫抗彎強(qiáng)度與傳統(tǒng)Ag釬料在750℃焊接時(shí)的接頭強(qiáng)度相當(dāng)。Jang Chao［12］等人研究了釬焊溫度與保溫時(shí)間對(duì)Ag‐CuZnNiMn釬料釬焊WC-Co與35CrMo的影響，發(fā)現(xiàn)α-Cu固溶體廣泛分布在釬縫中能夠起到彌散強(qiáng)化作用。但是目前對(duì)于極端工況如深低溫下釬焊接頭質(zhì)量的研究相對(duì)較少。

針對(duì)上述問(wèn)題以及目前的研究現(xiàn)狀，本研究研發(fā)了一種新型AgCuNiMn釬料，并通過(guò)真空釬焊的方法焊接YG6X硬質(zhì)合金與GH4169高溫合金，研究了釬焊溫度對(duì)接頭抗拉強(qiáng)度以及微觀組織演變的影響，以及極端環(huán)境溫度對(duì)釬焊接頭抗拉強(qiáng)度的影響，旨在將GH4169高溫合金與YG6X硬質(zhì)合金的優(yōu)良性能相結(jié)合，進(jìn)一步擴(kuò)大釬焊硬質(zhì)合金工具的使用范圍，為提升硬質(zhì)合金與鋼釬焊工具在極端工況下接頭性能的穩(wěn)定性提供參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

硬質(zhì)合金母材為YG6X硬質(zhì)合金，即細(xì)晶WC-6Co，具有高硬度、高耐磨、高導(dǎo)熱等優(yōu)良的機(jī)械綜合性能；鋼基體母材為GH4169，是一種沉淀強(qiáng)化鎳基高溫合金，具有良好的抗疲勞、耐腐蝕、抗氧化性能，以及良好的加工性與焊接性。釬料為自主設(shè)計(jì)的AgCuNiMn釬料，Ni、Mn元素的添加既提升了釬料對(duì)于硬質(zhì)合金的潤(rùn)濕鋪展能力又提高了接頭的力學(xué)性能。釬料成分與GH4169如表1所示。

表1 母材與釬料化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Comoosition of base-metal and filler metal（wt.%）

試驗(yàn)方法采用真空釬焊，釬焊溫度分別為860℃、890℃、920℃、950℃，保溫時(shí)間為10 min。焊前對(duì)鋼基體母材進(jìn)行酸洗處理，對(duì)硬質(zhì)合金母材進(jìn)行噴砂處理，將焊料切割成0.2 mm厚的薄片并對(duì)其表面進(jìn)行打磨處理。焊接拉伸試樣形貌如圖1所示，試樣兩端采用螺紋設(shè)計(jì)，方便后續(xù)進(jìn)行高低溫拉伸試驗(yàn)，深低溫試驗(yàn)委托中科院理化所完成，高溫試驗(yàn)采用MTS萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)，釬縫截面微觀組織試樣從拉伸試樣中經(jīng)線切割制得，在打磨拋光后采用Phenom-XL掃描電子顯微鏡觀察微觀組織與EDS能譜分析，采用華銀HV-1000A顯微硬度儀測(cè)量顯微維氏硬度。

圖1 拉伸試樣Fig.1 Tensile specimen diagram

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 釬縫微觀組織形貌

不同釬焊溫度下的釬縫微觀組織形貌如圖2所示，可以觀察到在不同釬焊溫度的焊縫中心與兩側(cè)界面處均未發(fā)現(xiàn)明顯缺陷，釬料與母材反應(yīng)良好，釬縫組織主要由灰白色的富Ag相、灰黑色的富Cu相以及兩相形成的共晶組織組成。帶狀的富Cu相沿著GH4169/Ag釬料/YG6X兩側(cè)界面連續(xù)分布，并有部分富Cu相垂直于界面向釬縫中心凸出生長(zhǎng)，或呈島狀分布于釬縫中心區(qū)域。灰白色的富Ag相以及兩相組成的共晶組織占據(jù)釬縫中心處大部分區(qū)域。

圖2 不同釬焊溫度下釬縫微觀組織形貌Fig.2 Microstructure and morphology of brazing seam at different brazing temperatures

隨著釬焊溫度的升高，釬縫間隙逐漸減小，分布于釬縫中心區(qū)域的富Cu相數(shù)量也逐漸減少；在釬焊溫度為950℃時(shí)，釬縫中心區(qū)域幾乎全為富Ag相以及兩相組成的共晶組織而未見(jiàn)獨(dú)立分布的富Cu相，此時(shí)釬縫間隙減小至40 μm左右。

圖2中灰白色富Ag相所處微區(qū)的EDS分析結(jié)果如表2所示，可以看出隨著釬焊溫度的升高，富Ag相中Cu含量呈逐漸減少趨勢(shì)?；液谏籆u相的EDS分析結(jié)果如表3所示，觀察圖2中釬縫截面SEM圖片并結(jié)合表3中各微區(qū)EDS結(jié)果可知釬縫中富Cu相產(chǎn)生了元素偏聚現(xiàn)象，在D、G處，Cu含量較低，Ni、Mn含量較高，Ni含量可達(dá)24%左右，而在如B、E、F處，Ni平均含量為6.7%。由上述分析可知，灰白色的富Ag相主要為Ag固溶體與Ag、Cu固溶體組成的共晶組織，灰黑色的富Cu相主要由Cu（s，s）與（Cu，Ni）組成。

表2 不同釬焊溫度下富Ag相能譜分析結(jié)果（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 2 Energy spectrum analysis results ofAg-rich phase at different brazing temperatures（wt.%）

表3 不同釬焊溫度下富Cu相能譜分析結(jié)果（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 3 Energy spectrum analysis results of Cu-rich phase at different brazing temperatures（wt.%）

分析釬縫顯微組織中各相的成分可知，釬縫成形過(guò)程中發(fā)生擴(kuò)散反應(yīng)的元素主要有Ag、Cu、Ni、Mn、Fe、Co等，由各元素間的合金相圖可知，Ni與Cu、Co、Fe均可形成連續(xù)固溶體，Cu與Mn也可形成連續(xù)固溶體相，Ni與Mn可形成MnNi中間相，而Ni與Ag之間固溶度極小。當(dāng)溫度升高至釬料合金熔化后，由于各元素在釬縫中存在化學(xué)勢(shì)梯度，勢(shì)必會(huì)發(fā)生元素的擴(kuò)散，GH4169高溫合金中Ni含量最高，會(huì)向釬料合金中擴(kuò)散，釬料合金中的Ni向YG6X側(cè)擴(kuò)散；Cu主要從釬料合金向兩側(cè)母材中擴(kuò)散；Fe與Co擴(kuò)散方向相反，前者由GH4169向YG6X中擴(kuò)散，后者由YG6X向GH4169擴(kuò)散，兩者在擴(kuò)散過(guò)程中都需經(jīng)過(guò)釬料合金。一定的釬焊保溫時(shí)間使得釬料合金與兩側(cè)母材間元素的擴(kuò)散與反應(yīng)更為充分，當(dāng)保溫階段結(jié)束后，整個(gè)體系進(jìn)入降溫凝固階段。此時(shí)，富Ni的高熔點(diǎn)相先發(fā)生形核長(zhǎng)大過(guò)程，釬縫中間區(qū)域殘余的Ni與Cu、Mn等形成島狀的Cu固溶體相，擴(kuò)散至兩側(cè)界面處的Cu、Ni、Mn與母材向釬縫中擴(kuò)散的Fe、Co等形成沿兩側(cè)界面連續(xù)分布的帶狀Cu固溶體相，低熔點(diǎn)的富Ag相被先期凝固的Cu固溶體相包圍，主要分布于釬縫中心區(qū)域。

液體表面張力和固氣界面張力的計(jì)算公式分別見(jiàn)式（1）、式（2）：

式中σ為液體表面張力；Am為一個(gè)摩爾液體分子的體積；K為常數(shù)；T0為表面張力為零時(shí)的臨界溫度；τ為溫度常數(shù)；σSG為固氣界面張力；σLS為液固界面張力；σLG為液氣界面張力；θ為潤(rùn)濕角。

由式（1）可知，隨著溫度的升高，液體的表面張力不斷減小，即液態(tài)釬料的表面張力減小，由楊氏方程可知，當(dāng)σLS減小時(shí)，潤(rùn)濕角隨之減小，釬料的潤(rùn)濕性增強(qiáng)。當(dāng)溫度較高時(shí)，會(huì)因釬料潤(rùn)濕流動(dòng)能力過(guò)強(qiáng)而造成釬縫釬料流失，從而導(dǎo)致釬縫間隙減小，進(jìn)而壓縮釬縫中心區(qū)的寬度，使Ni、Cu等元素?cái)U(kuò)散至界面處行程縮短，并且隨著溫度的升高，母材與釬料中各元素?cái)U(kuò)散能力及元素間相互作用增強(qiáng)，使得原本存在于釬縫中心處的Cu固溶體相與兩側(cè)界面處的Cu固溶體相相互接觸熔合，釬縫中心區(qū)域獨(dú)立分布的Cu固溶體逐漸減少，至950℃時(shí)（見(jiàn)圖2d），Cu固溶體相基本分布于兩側(cè)界面處，而釬縫中心處島狀Cu固溶體相趨于消失。

2.2 釬縫中各相元素分布及顯微硬度

釬焊溫度為920℃時(shí)釬縫截面EDS線掃描結(jié)果如圖3所示。在圖3所示區(qū)域中，從左往右掃過(guò)Cu固溶體相時(shí)，在YG6X界面處，Cu含量略微增加，在GH4169界面處，Cu含量逐漸減少；在釬縫中心區(qū)域，Cu固溶體相中Cu含量呈先增加后減少再增加的趨勢(shì)，Ni、Mn元素含量在釬縫的變化趨勢(shì)基本一致，在Cu固溶體相中與Cu含量變化趨勢(shì)基本相反。綜合上述結(jié)果可以看出，無(wú)論是界面處Cu固溶體相還是釬縫中心區(qū)域Cu固溶體相，靠近Ag固溶體相的Cu固溶體相中Cu含量高于遠(yuǎn)離Ag固溶體相的部分，Ni、Mn含量低于遠(yuǎn)離Ag固溶體相的部分，即出現(xiàn)Ni、Cu偏聚的現(xiàn)象，與點(diǎn)掃結(jié)果吻合。

圖3 釬焊溫度為920℃時(shí)釬縫截面元素過(guò)渡線掃描結(jié)果Fig.3 Element transition line Scanning results of brazing seam section when brazing temperature is 920℃

920℃保溫10 min時(shí)釬縫截面的面掃示意如圖4所示，Cu、Ni、Mn的分布情況與上述點(diǎn)掃、線掃結(jié)果相吻合，Cu聚集于Cu固溶體相周邊區(qū)域。Co、Fe、Cr在釬焊接頭形成過(guò)程中發(fā)生了長(zhǎng)程擴(kuò)散，YG6X界面處Co的遷移造成了硬質(zhì)合金中出現(xiàn)了界面貧Co區(qū)，對(duì)接頭的力學(xué)性能會(huì)產(chǎn)生一定的影響；在YG6X界面處的Cu固溶體相中也聚集有少量Fe、Cr，其分布情況與Ni元素相同。

圖4 釬焊溫度為920℃時(shí)釬縫截面元素過(guò)渡面掃描Fig.4 Element transition surface scanning of brazing seam section when brazing temperature is 920℃

由上述分析可知，釬縫中組織主要分為Ag基固溶體與Cu基固溶體，從分布位置上Cu基固溶體可以分為釬縫中心處Cu基固溶體與界面處Cu基固溶體，進(jìn)一步細(xì)分可分為Cu固溶體與（Cu，Ni）固溶體，各相的平均顯微維氏硬度如圖5所示，Ag基固溶體相平均硬度最低為84.6 HV，富Ni、Mn的（Cu，Ni）固溶體相的顯微硬度約為160 HV，近Ag固溶體側(cè)的Cu固溶體中因Ni、Fe、Cr等硬質(zhì)元素含量較低，所以硬度相對(duì)偏低為127.4 HV。

圖5 釬縫中不同位置的顯微硬度Fig.5 Microhardness of different phases in brazing joints

2.3 釬縫接頭拉伸強(qiáng)度測(cè)試及斷口形貌分析

2.3.1 環(huán)境溫度對(duì)釬縫抗拉強(qiáng)度的影響

對(duì)釬焊溫度為860℃、保溫10 min的焊接試樣進(jìn)行了深低溫（-238℃）、常溫與227℃拉伸強(qiáng)度試驗(yàn)，試驗(yàn)結(jié)果如圖6所示。在860℃下保溫10 min的焊接條件下，深低溫（-238℃）抗拉強(qiáng)度>常溫抗拉強(qiáng)度>227℃抗拉強(qiáng)度，在深低溫（-238℃）下試樣平均抗拉強(qiáng)度為474.8 MPa，但是在227℃時(shí)釬縫的抗拉強(qiáng)度急劇下降，從常溫下的430.3 MPa下降到278 MPa。

圖6 860℃釬焊溫度下試樣的抗拉強(qiáng)度Fig.6 Tensile strength of specimens at 860℃brazing temperature

在深低溫下，由于釬縫中組織均為固溶體相，無(wú)金屬間化合物存在，且Ag、Cu、Ni元素均為面心立方結(jié)構(gòu)，而面心立方金屬由于位錯(cuò)寬度較大，故位錯(cuò)阻力對(duì)溫度變化敏感度較低，一般不表現(xiàn)低溫脆性，相反溫度很低時(shí)，整個(gè)釬縫體系中位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力增大，原子熱激活能力下降，從而導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度在一定程度上增加，高于常溫下的430.2 MPa；由于860℃釬焊溫度相對(duì)較低，其釬焊過(guò)程中釬料與母材間反應(yīng)程度較弱，由表2可知，1點(diǎn)處Ag基固溶體中Ni含量少于其他焊接溫度，在227℃拉伸試驗(yàn)溫度下，釬料相比于其他焊接溫度下先發(fā)生軟化，從而導(dǎo)致接頭抗拉強(qiáng)度急劇下降。

2.3.2 釬焊溫度對(duì)釬縫抗拉強(qiáng)度的影響

在釬焊溫度為890℃、920℃、950℃時(shí)，由于焊接溫度的升高，元素間的擴(kuò)散與反應(yīng)程度較高，導(dǎo)致釬縫在227℃下的抗拉強(qiáng)度與常溫時(shí)的抗拉強(qiáng)度相當(dāng)，即227℃環(huán)境溫度不足以使釬縫組織發(fā)生軟化而導(dǎo)致接頭抗拉強(qiáng)度降低。為區(qū)別860℃時(shí)抗拉強(qiáng)度因溫度升高而急劇下降的現(xiàn)象，在下文中將這三種釬焊溫度下的常溫與227℃的抗拉強(qiáng)度統(tǒng)稱為常溫拉伸強(qiáng)度，各焊接溫度下釬縫常溫拉伸強(qiáng)度如圖7所示。

圖7 860℃～950℃釬焊溫度下試樣的常溫抗拉強(qiáng)度Fig.7 Room temperature tensile strength of the samples at the brazing temperature of 860℃～950℃

由圖7可知，抗拉強(qiáng)度隨著溫度的升高呈現(xiàn)先升高后降低的變化趨勢(shì)，在890℃時(shí)平均抗拉強(qiáng)度最高為715.3 MPa。結(jié)合圖2可知，隨著釬焊溫度的升高，釬料與母材間反應(yīng)程度加劇，元素?cái)U(kuò)散更加充分，并且隨著釬縫中心區(qū)域Cu固溶體相減少，界面處Cu固溶體相反應(yīng)層厚度增加，一定程度上增加了界面處的結(jié)合強(qiáng)度，但是當(dāng)溫度過(guò)高時(shí)，釬縫中心區(qū)域全為Ag固溶體而無(wú)Cu固溶體，導(dǎo)致釬縫中心區(qū)域成為釬焊接頭的薄弱區(qū)域，從而影響接頭性能；并且隨著釬焊溫度的升高，硬質(zhì)合金側(cè)Co向釬縫中遷移擴(kuò)散的程度也會(huì)進(jìn)一步加劇，如圖4f中所示的界面貧Co現(xiàn)象也會(huì)越發(fā)嚴(yán)重，使得接頭于硬質(zhì)合金側(cè)界面處發(fā)生斷裂，如圖8所示，其中Ⅰ與Ⅱ處EDS能譜點(diǎn)掃分析如表4所示，Ⅰ處為裸露的硬質(zhì)合金顆粒，Ⅱ處為硬質(zhì)合金側(cè)的Cu基固溶體相，由于脫Co現(xiàn)象加劇，使得靠近界面處部分WC顆粒粘結(jié)強(qiáng)度降低，從而對(duì)接頭力學(xué)性能的提升造成不利影響。在上述因素的綜合影響下，釬焊溫度為890℃時(shí)，釬縫組織分布均勻，釬料與母材間溶解擴(kuò)散的程度適中，焊后殘余應(yīng)力與硬質(zhì)合金側(cè)界面貧Co現(xiàn)象對(duì)接頭力學(xué)性能影響程度較小，使得接頭抗拉強(qiáng)度在此焊接溫度下達(dá)到峰值。

圖8 釬焊溫度950℃時(shí)拉伸試樣斷口微觀形貌Fig.8 Fracture micromorphology of tensile specimen at brazing tem‐perature of 950℃

表4 拉伸斷口能譜分析結(jié)果（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 4 Tensile fracture energy spectrum analysis results（wt.%）

3 結(jié)論

（1）利用Ag基釬料真空釬焊YG6X硬質(zhì)合金與GH4169高溫合金，在不同釬焊溫度（860℃～950℃）相同的保溫時(shí)間（10 min），釬縫微觀結(jié)構(gòu)中未見(jiàn)明顯缺陷，釬料與兩種母材反應(yīng)良好；隨著釬焊溫度的升高，釬縫中間層變窄，中間區(qū)域Cu基固溶體數(shù)量減少，至釬焊溫度為950℃時(shí)，釬縫寬度減至約40 μm，釬縫中間層基本未見(jiàn)獨(dú)立分布的Cu基固溶體相而全被Ag基固溶體相所占據(jù)。

（2）在不同釬焊溫度下的釬縫截面SEM圖中均能觀察到Cu基固溶體出現(xiàn)Ni偏聚現(xiàn)象，即靠近Ag固溶體的Cu固溶體為高Cu低Ni、Mn成分，而遠(yuǎn)離Ag固溶體的內(nèi)部區(qū)域?yàn)榈虲u高Ni、Mn成分，并且其顯微硬度也不盡相同，其中Ag基固溶體相顯微維氏硬度最低為84.6 HV，高Cu低Ni、Mn的銅固溶體相硬度為127.4 HV，低Cu高Ni、Mn銅固溶體相硬度相對(duì)較高為160 HV。

（3）隨著釬焊溫度的升高，釬縫常溫抗拉強(qiáng)度呈先升高后降低的趨勢(shì)，在890℃釬焊溫度下，接頭平均抗拉強(qiáng)度最高為715.3 MPa；在釬焊溫度為860℃時(shí)，釬縫深低溫（-238℃）抗拉強(qiáng)度（474.8MPa）>常溫抗拉強(qiáng)度（430.2 MPa）>高溫（227℃）抗拉強(qiáng)度（278 MPa），在深低溫下，整個(gè)釬縫體系中位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力增大，原子熱激活能力下降，從而導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度在一定程度上增加，在860℃焊接溫度下，由于焊接溫度較低，受釬料與母材反應(yīng)程度的影響，釬料在227℃下發(fā)生軟化，從而導(dǎo)致接頭拉伸強(qiáng)度急劇降低。