一種對Cu與Fe熔合物研究的方法及其強化機理

歐青華

針對軍用工程機械材料容易出現疲勞斷裂，磨損等問題，需要采取特殊的方法對其進行加固，通過研究，我們發現，可以在材料中加入Ni元素可增強其抗疲勞的程度。將其應用于斗齒、挖斗的制作，能較大改善軍用工程機械的性能，且經試驗檢測可以很好地防彈片等。

一、Cu與Fe熔合物研究

1.試驗方法

對軍用工程機械快速焊接中，高溫自蔓延快速焊接技術要求焊藥一經點燃能自發反應，且放熱量要大，可以產生使母材熔化的足夠熱量，且由于受焊母材為金屬，因此希望反應能生成一定的金屬成分作為焊縫填充物。故選用熱效應大、絕熱燃燒溫度較高的鋁熱劑CuO+Al系、Fe2O3+A1系作為焊藥的基本配方。

按照化學計量比分別稱取一定量的CuO和A1，Fe2O3和A1，在混料機中充分混合，待其干燥后制備成不同比例的焊條。采用CuO+Al系、Fe2O3+A1系及二者混合物為焊藥，其中CuO+Al系的含量（質量分數）分別為0，20%，45%，60%，70%，80%，90%，100%，焊藥成分如表1.1所示。用混料機充分混合后，按照上述方法制成圓柱形焊條。焊接過程中采用對接平焊，運條方式與焊條電弧焊類似，試驗母材為Q235鋼，將兩塊試驗母材對接好，不清理試板上的銹蝕，并用電子秒表測定焊條燃燒時間，并計算燃燒速度，對焊縫進行宏觀分析，用萬能試驗機分析其力學性能，用電子顯微鏡測定焊縫金屬的金相組成。

2.試驗結果與分析

開始焊接時點燃引線，焊藥發生反應過程中形成燃燒弧，采用電弧焊的作業方式，反應所放出的熱量使試驗母材局部熔化，從而形成熔池，生成的金屬產物填充于焊縫中，冷卻后焊縫基本成形。

（1）焊縫外觀形貌分析

1號焊條（全部為Fe2O3+A1系）與2號焊條（CuO+Al系占20%）燃燒時產生的熱量偏低，不能使5 mm厚的試驗母材局部充分熔化，且熱量小，熔池凝固快，金屬液流動性差，無法實現母材的有效連接。焊藥中CuO+Al系含量比例超過50%后，反應產生了更多的熱量，母材被焊透，金屬熔池具有較好的流動性，冷卻凝固后，焊縫表面成形良好，無明顯裂紋，外觀比較平整光滑。圖1.1所示，4號焊條所對應的焊縫正面宏觀形貌，試驗母材焊道寬度均勻，形狀較為規則，表面成形良好，焊縫呈金屬光澤。圖1.2所示，4號焊條所對應的焊縫背面宏觀形貌，母材沿焊縫被焊透，背面焊道成形良好，基本達到了單面焊雙面成形的焊接效果。

（2）燃燒速度

焊條的燃燒速度與焊藥中CuO+A1系的比例關系于圖1.3可見，隨CuO+Al系比例的增大，反應燃燒速度也不斷加快。根據上文可知，與Fe2O3+A1系相比，CuO+Al系反應的放熱量較大，絕熱燃燒溫度較高，因此，高熱劑中CuO+Al系比例越高，反應體系實際能夠達到的溫度也就越高，更加有利于試驗母材和金屬產物的熔化，從而形成性能良好、成分均勻的焊縫；但另一方面，溫度越高，反應的速度加快，使焊接可控性降低，不易操作。隨CuO+Al系比例的增大，反應燃燒速度也不斷加快，當CuO+Al系的比例在60%～80%時，反應速度基本保持穩定，并且該燃燒速度比較適中，可控性較好，便于操作。當CuO+Al系的比例超過90%后，反應速度太快，焊接可控性差，難以操作。

（3）焊縫力學性能分析

焊藥中CuO+Al系的比例超過50%所對應的試驗母材，其焊縫的抗拉強度與CuO+Al系的比例關系于圖1.3所示可見，隨CuO+Al系比例的增大，焊縫的抗拉強度逐漸降低，且比例越高，降低幅度越大。CuO+Al系比例為45%，60%，70%，80%的焊條（即3號、4號、5號、6號焊條），焊縫抗拉強度達400MPa以上，與試驗母材強度基本相當，或高于試驗母材強度，其中3號、4號的抗拉強度達到420MPa。根據反應原理，兩種反應分別生成Cu和Fe，且Cu的含量多于Fe。在冷卻過程中，兩種金屬發生了包晶反應，并形成了以Cu為基的α固溶體，但是Fe在Cu中的溶解度是有限的，在1323K時為3.5%，并且隨著溫度下降，其溶解度急劇降低，當Fe的含量超過固溶度后，組織中便會產生單獨存在的顆粒狀富鐵相（可能是溶有一定量銅的α-Fe固溶體）。一方面，第二相的析出產生了合金強化作用，從而提高了焊縫的抗拉強度；另一方面，富鐵相熔點高，冷卻時先結晶，作為晶核起到了細化晶粒的作用，阻止了銅結晶時的晶粒繼續變大，從而提高了合金的力學性能。Fe2O3+A1系比例越高，析出的富鐵相越多，強化作用也就越明顯。

焊縫的顯微硬度如圖1.4所示。可知，焊縫中心的顯微硬度HV9.8約為80，要遠遠低于母材的硬度HV9.8約為150，且隨著靠近熔合區距離的減少而增加，而熔合區的硬度較高，甚至高于母材。

（4）焊縫的微觀組織

圖1.5為4號焊條所對應的試驗母材的金相組織照片，其中黑色顆粒為析出的第二相富鐵相，淺色基體為銅基固溶體。

二、焊縫性能分析與強化機理研究

從上述的實驗結果可以看出，采用Fe2O3+A1、CuO+Al作為放熱體系雖然可以實現對試驗母材的熔焊連接，但是焊縫的硬度較低，大約只有母材的一半。因此，為了實現焊縫與母材強度的匹配，應對焊縫金屬進行強化。

根據Cu-Ni二元合金相圖可知Cu和Ni之間可以形成無限固溶的固溶體，且二者之間不會形成任何中間化合物。此外，Ni還能大大提高Fe在Cu內以及Cu在Fe內的溶解度。從圖Fe-Cu二元相圖上可以看出，當溫度低于Cu的熔點時，Fe（fcc）和Cu（fcc）之間存在一個很大的不混溶區。鎳的加入則能使這個不相混溶區消失。如Cu-Ni-Fe三元相圖所示，當溫度超過910℃時，能形成Cu在γ鐵中的連續固溶體。Cu-Ni， Fe-Cu二元合金相圖和Cu-Ni-Fe三元相圖如圖2.1所示。

因此，本節考慮采用添加Ni的方法對焊縫進行合金強化，通過2A1+3NiO Al2O3+3Ni反應在焊縫中引入元素Ni。

1.實驗部分

（1）試樣制備

實驗所用自蔓延合成材料體系由高熱劑、稀釋劑和造渣劑等組成。其中，CuO+Al系和NiO+Al系作為高熱劑，其占該體系總量的50.6%（質量分數，下同）；Si+CuO系作為造渣劑，其占體系總量的45.4%；硅酸鈣為稀釋劑，其占體系總量的4%。自蔓延合成材料具體成分如表4.1所示。以乙醇作為溶劑，將反應材料放入混合機中充分混合，待其干燥之后裝入紙制圓筒中，壓實后制備成焊條。

焊接實驗所選母材為2塊Q235鋼板，將兩塊試件依次平放在工作臺上，兩端對齊，中間留有1-2mm的縫隙，不需除銹預處理。采用平焊方法進行焊接，其工藝參數如下：焊接速度為5mm/s，焊接傾角為70°，燃弧長5mm。

（2）微觀組織測試分析

分別用600#，800#，1000#砂紙對自蔓延高溫合成試樣進行逐級磨光，之后用粒度為1.0μm的Al2O3拋光液進行機械拋光獲得金相試樣；用6%的氯化高鐵酒精溶液腐蝕對其進行腐蝕；采用Phoenix 4000型金相顯微鏡對其進行組織結構觀察。

采用HitachiS-4800型掃描電子顯微鏡（SEM）（附帶能量色散X射線分析儀）觀察反應生成物微觀組織和摩擦磨損表面形貌，并測定其元素組成。

（3）力學性能試驗

采用DHV-1000型維式顯微硬度儀測定焊縫的顯微硬度，加載載荷為9.8N，加載時間為20s。

采用WS-2005型涂層附著力劃痕試驗機測定反應生成物涂層與基體之間的臨界結合力。實驗參數如下：劃痕速度為2mm/min，劃痕長度為5mm，作用速度為30N/min，最大作用載荷為200N。表征焊縫金屬與母材結合強度由HSL衡量，該參數由如下ASTM G171-03標準計算：

其中，Lc為施加于反應生成物涂層上的法向力（N），可通過采集的聲發射信號獲得；d為對應劃痕的寬度（m）。

2.結果與討論

（1）微觀組織結構

圖2.1分別為自蔓延焊接區域總體形貌的SEM、金相顯微照片、線掃描元素分布圖和能譜圖。從圖2.1a可知，黑色區域為母材，灰色區域為反應生成的Cu-Fe-Ni合金，即Cu、Ni、Fe的固溶體。自蔓延反應過程中釋放大量的熱量使母材熔化，且由于受熱程度不同導致母材熔化程度不同，產生了形狀不規則的區域，如圖2.1a中母材的平頭區域和尖頭區域。自蔓延反應過程中，熔融焊藥和母材熔合，冷卻后形成合金，可見，合金與母材之間結合良好，并且微裂紋和氣孔等缺陷較少。

由圖2.1b可見，母材與合金之間形成明顯的熔合區，且該區域金相組織結構與合金和母材差別較大，這是由于該區域母材和合金之間的元素發生相互擴散和遷移，其相應的線掃描如圖2.1c所示。由圖2.1c可知，母材中的Fe元素向合金中擴散遷移，并且離母材越近的區域其擴散遷移的F e含量越高，同時合金中的Cu、Ni元素也向母材中擴散遷移。反應形成的Cu-Fe-Ni合金主要由樹枝狀晶（標識A）和黑色區域（標識B）構成。圖2.1d和圖2.1e分別為圖2.1b中的A區域和B區域對應的能譜圖，表2.2和表2.3分別是A、B區域元素的質量分數和原子分數。可見，A區域Fe的含量比Cu、Ni的含量要多，主要是由于該區域離母材較近，母材中Fe元素大量擴散遷移的結果；而在B區域Cu的含量遠大于Fe、Ni的含量。

圖2.1 微觀組織結構分析：（a）、（b）分別為焊接區域形貌的SEM、金相照片；（c）線掃描元素分布圖；（d）、（e）A、B區域的能譜。

（2）力學性能

（1） 顯微硬度

圖2.2為焊縫結合區域硬度分布圖。可見，Cu-Fe-Ni合金區域的顯微硬度約為130～180HV9.8 ，熔合過渡區的顯微硬度約為260HV9.8，母材的顯微硬度為180HV9.8。可見，熔合過渡區的硬度要遠高于母材和Cu-Fe-Ni合金區。這是由于反應過程中，反應物燃燒釋放大量的熱，使得母材和反應生成物熔合在一起，母材中的Fe和生成物中的Cu、Ni相互之間發生了元素擴散現象（圖4.1c），并生成溶有Cu、Ni的Fe基固溶體合金，達到了固溶強化的作用。由于合金區主要是溶有少量Fe、Ni的Cu基固溶體，因此相比母材，其硬度略低。

（2） 結合強度分析

圖2.3為Cu-Fe-Ni劃痕形貌圖以及劃痕試驗聲發射信號圖。由圖2.3b可見，在臨界結合力Lc為73.6N時，劃痕儀捕捉到聲發射信號，表明熔覆層Cu-Fe-Ni材料開始發生破壞。圖2.3a為劃痕形貌圖，測量其對應的劃痕寬度并帶入公式（4-1），可得該結合處的HSL值為0.749 GPa，表明具有較高的結合強度。結合圖2.1（c）可知，反應放熱使得母材和反應生成物熔合，母材中的Fe元素和反應生成的Cu元素、Ni元素等相互滲透，冷卻后形成Cu-Fe-Ni固溶體，起到了固溶強化的效果，且使二者呈冶金結合，最終，實現了焊縫強度的較高。

通過實驗研究，我們研制了可用于軍用工程機械焊接中的新材料，彌補了傳統的對軍事裝備焊接中的不足，將該技術運用于軍用工程機械中，能夠大幅提高軍用工程機械的可靠性和穩定性，使其在軍事應用中的價值得到凸顯，提高工程兵部隊遂行工程保障任務的能力。