硬質合金與高溫合金釬焊界面組織與極端工況下的力學性能

劉 攀，鐘素娟，裴夤崟，張冠星，聶孟杰

鄭州機械研究所有限公司 新型釬焊材料與技術國家重點實驗室，河南 鄭州 450001

0 前言

硬質合金材料具有高硬度、高強度以及優良的耐磨性與耐蝕性，被廣泛地應用于制造切削工具、耐磨工具和礦山工具等，但是由于其價格相對昂貴，塑性與沖擊韌度較差，因此其應用形式多為鑲嵌件依附于鋼基體材料中［1-3］。釬焊是當前硬質合金與鋼連接最常用的連接方法之一，通過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生溶解與擴散并最終形成永久性接頭。近些年來，硬質合金與鋼釬焊的主要問題是在母材之間線膨脹系數差異較大而導致在連接處形成影響接頭焊接質量的殘余應力，以及在高溫長時間保溫條件下導致硬質合金脫鈷等［4-6］。隨著現代工業的發展，硬質合金與鋼釬焊工具的工作環境已不僅僅局限于常規工況，還包括高溫、深低溫等極端工作環境，常規的釬焊材料難以滿足極端工況下的使用需求，所以急需開發針對極端工況下硬質合金與鋼釬焊的新型釬焊材料［7］。

李遠星［8］等人通過研究釬焊溫度對AgCuZnNi釬料釬焊YG15與35CrMo時釬縫中Ni擴散行為的影響，發現隨溫度變化界面貧Co區寬度也發生變化，當貧Co區寬度最小時，剪切強度達到最大值。王微［9］等人在研究YG8與45鋼非晶釬焊時發現，當焊接溫度一定時，隨著釬焊時間的延長，接頭強度逐漸降低并出現明顯裂紋，推測接頭強度與YG8一側反應層厚度有關。徐小兵［10］等人通過研究認為同時含有Ni、Mn的Ag基釬料在硬質合金上的潤濕性能要優于不含Ni和單獨含Ni的Ag釬料。Shinji Yaoita［11］等人研制了一種熔點約為605℃的低熔點Ag基釬料，并通過添加Co元素使釬縫抗彎強度與傳統Ag釬料在750℃焊接時的接頭強度相當。Jang Chao［12］等人研究了釬焊溫度與保溫時間對Ag‐CuZnNiMn釬料釬焊WC-Co與35CrMo的影響，發現α-Cu固溶體廣泛分布在釬縫中能夠起到彌散強化作用。但是目前對于極端工況如深低溫下釬焊接頭質量的研究相對較少。

針對上述問題以及目前的研究現狀，本研究研發了一種新型AgCuNiMn釬料，并通過真空釬焊的方法焊接YG6X硬質合金與GH4169高溫合金，研究了釬焊溫度對接頭抗拉強度以及微觀組織演變的影響，以及極端環境溫度對釬焊接頭抗拉強度的影響，旨在將GH4169高溫合金與YG6X硬質合金的優良性能相結合，進一步擴大釬焊硬質合金工具的使用范圍，為提升硬質合金與鋼釬焊工具在極端工況下接頭性能的穩定性提供參考。

1 試驗材料及方法

硬質合金母材為YG6X硬質合金，即細晶WC-6Co，具有高硬度、高耐磨、高導熱等優良的機械綜合性能；鋼基體母材為GH4169，是一種沉淀強化鎳基高溫合金，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。釬料為自主設計的AgCuNiMn釬料，Ni、Mn元素的添加既提升了釬料對于硬質合金的潤濕鋪展能力又提高了接頭的力學性能。釬料成分與GH4169如表1所示。

表1 母材與釬料化學成分（質量分數，%）Table 1 Comoosition of base-metal and filler metal（wt.%）

試驗方法采用真空釬焊，釬焊溫度分別為860℃、890℃、920℃、950℃，保溫時間為10 min。焊前對鋼基體母材進行酸洗處理，對硬質合金母材進行噴砂處理，將焊料切割成0.2 mm厚的薄片并對其表面進行打磨處理。焊接拉伸試樣形貌如圖1所示，試樣兩端采用螺紋設計，方便后續進行高低溫拉伸試驗，深低溫試驗委托中科院理化所完成，高溫試驗采用MTS萬能拉伸試驗機，釬縫截面微觀組織試樣從拉伸試樣中經線切割制得，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顯微硬度儀測量顯微維氏硬度。

圖1 拉伸試樣Fig.1 Tensile specimen diagram

2 試驗結果及討論

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界面處均未發現明顯缺陷，釬料與母材反應良好，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兩側界面連續分布，并有部分富Cu相垂直于界面向釬縫中心凸出生長，或呈島狀分布于釬縫中心區域。灰白色的富Ag相以及兩相組成的共晶組織占據釬縫中心處大部分區域。

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，分布于釬縫中心區域的富Cu相數量也逐漸減少；在釬焊溫度為950℃時，釬縫中心區域幾乎全為富Ag相以及兩相組成的共晶組織而未見獨立分布的富Cu相，此時釬縫間隙減小至40 μm左右。

圖2中灰白色富Ag相所處微區的EDS分析結果如表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。灰黑色富Cu相的EDS分析結果如表3所示，觀察圖2中釬縫截面SEM圖片并結合表3中各微區EDS結果可知釬縫中富Cu相產生了元素偏聚現象，在D、G處，Cu含量較低，Ni、Mn含量較高，Ni含量可達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相能譜分析結果（質量分數，%）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相能譜分析結果（質量分數，%）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，釬縫成形過程中發生擴散反應的元素主要有Ag、Cu、Ni、Mn、Fe、Co等，由各元素間的合金相圖可知，Ni與Cu、Co、Fe均可形成連續固溶體，Cu與Mn也可形成連續固溶體相，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勢梯度，勢必會發生元素的擴散，GH4169高溫合金中Ni含量最高，會向釬料合金中擴散，釬料合金中的Ni向YG6X側擴散；Cu主要從釬料合金向兩側母材中擴散；Fe與Co擴散方向相反，前者由GH4169向YG6X中擴散，后者由YG6X向GH4169擴散，兩者在擴散過程中都需經過釬料合金。一定的釬焊保溫時間使得釬料合金與兩側母材間元素的擴散與反應更為充分，當保溫階段結束后，整個體系進入降溫凝固階段。此時，富Ni的高熔點相先發生形核長大過程，釬縫中間區域殘余的Ni與Cu、Mn等形成島狀的Cu固溶體相，擴散至兩側界面處的Cu、Ni、Mn與母材向釬縫中擴散的Fe、Co等形成沿兩側界面連續分布的帶狀Cu固溶體相，低熔點的富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域。

液體表面張力和固氣界面張力的計算公式分別見式（1）、式（2）：

式中σ為液體表面張力；Am為一個摩爾液體分子的體積；K為常數；T0為表面張力為零時的臨界溫度；τ為溫度常數；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，即液態釬料的表面張力減小，由楊氏方程可知，當σLS減小時，潤濕角隨之減小，釬料的潤濕性增強。當溫度較高時，會因釬料潤濕流動能力過強而造成釬縫釬料流失，從而導致釬縫間隙減小，進而壓縮釬縫中心區的寬度，使Ni、Cu等元素擴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擴散能力及元素間相互作用增強，使得原本存在于釬縫中心處的Cu固溶體相與兩側界面處的Cu固溶體相相互接觸熔合，釬縫中心區域獨立分布的Cu固溶體逐漸減少，至950℃時（見圖2d），Cu固溶體相基本分布于兩側界面處，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℃時釬縫截面EDS線掃描結果如圖3所示。在圖3所示區域中，從左往右掃過Cu固溶體相時，在YG6X界面處，Cu含量略微增加，在GH4169界面處，Cu含量逐漸減少；在釬縫中心區域，Cu固溶體相中Cu含量呈先增加后減少再增加的趨勢，Ni、Mn元素含量在釬縫的變化趨勢基本一致，在Cu固溶體相中與Cu含量變化趨勢基本相反。綜合上述結果可以看出，無論是界面處Cu固溶體相還是釬縫中心區域Cu固溶體相，靠近Ag固溶體相的Cu固溶體相中Cu含量高于遠離Ag固溶體相的部分，Ni、Mn含量低于遠離Ag固溶體相的部分，即出現Ni、Cu偏聚的現象，與點掃結果吻合。

圖3 釬焊溫度為920℃時釬縫截面元素過渡線掃描結果Fig.3 Element transition line Scanning results of brazing seam section when brazing temperature is 920℃

920℃保溫10 min時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掃、線掃結果相吻合，Cu聚集于Cu固溶體相周邊區域。Co、Fe、Cr在釬焊接頭形成過程中發生了長程擴散，YG6X界面處Co的遷移造成了硬質合金中出現了界面貧Co區，對接頭的力學性能會產生一定的影響；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℃時釬縫截面元素過渡面掃描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，進一步細分可分為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固溶體側的Cu固溶體中因Ni、Fe、Cr等硬質元素含量較低，所以硬度相對偏低為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 釬縫接頭拉伸強度測試及斷口形貌分析

2.3.1 環境溫度對釬縫抗拉強度的影響

對釬焊溫度為860℃、保溫10 min的焊接試樣進行了深低溫（-238℃）、常溫與227℃拉伸強度試驗，試驗結果如圖6所示。在860℃下保溫10 min的焊接條件下，深低溫（-238℃）抗拉強度>常溫抗拉強度>227℃抗拉強度，在深低溫（-238℃）下試樣平均抗拉強度為474.8 MPa，但是在227℃時釬縫的抗拉強度急劇下降，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，無金屬間化合物存在，且Ag、Cu、Ni元素均為面心立方結構，而面心立方金屬由于位錯寬度較大，故位錯阻力對溫度變化敏感度較低，一般不表現低溫脆性，相反溫度很低時，整個釬縫體系中位錯運動阻力增大，原子熱激活能力下降，從而導致抗拉強度在一定程度上增加，高于常溫下的430.2 MPa；由于860℃釬焊溫度相對較低，其釬焊過程中釬料與母材間反應程度較弱，由表2可知，1點處Ag基固溶體中Ni含量少于其他焊接溫度，在227℃拉伸試驗溫度下，釬料相比于其他焊接溫度下先發生軟化，從而導致接頭抗拉強度急劇下降。

2.3.2 釬焊溫度對釬縫抗拉強度的影響

在釬焊溫度為890℃、920℃、950℃時，由于焊接溫度的升高，元素間的擴散與反應程度較高，導致釬縫在227℃下的抗拉強度與常溫時的抗拉強度相當，即227℃環境溫度不足以使釬縫組織發生軟化而導致接頭抗拉強度降低。為區別860℃時抗拉強度因溫度升高而急劇下降的現象，在下文中將這三種釬焊溫度下的常溫與227℃的抗拉強度統稱為常溫拉伸強度，各焊接溫度下釬縫常溫拉伸強度如圖7所示。

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

由圖7可知，抗拉強度隨著溫度的升高呈現先升高后降低的變化趨勢，在890℃時平均抗拉強度最高為715.3 MPa。結合圖2可知，隨著釬焊溫度的升高，釬料與母材間反應程度加劇，元素擴散更加充分，并且隨著釬縫中心區域Cu固溶體相減少，界面處Cu固溶體相反應層厚度增加，一定程度上增加了界面處的結合強度，但是當溫度過高時，釬縫中心區域全為Ag固溶體而無Cu固溶體，導致釬縫中心區域成為釬焊接頭的薄弱區域，從而影響接頭性能；并且隨著釬焊溫度的升高，硬質合金側Co向釬縫中遷移擴散的程度也會進一步加劇，如圖4f中所示的界面貧Co現象也會越發嚴重，使得接頭于硬質合金側界面處發生斷裂，如圖8所示，其中Ⅰ與Ⅱ處EDS能譜點掃分析如表4所示，Ⅰ處為裸露的硬質合金顆粒，Ⅱ處為硬質合金側的Cu基固溶體相，由于脫Co現象加劇，使得靠近界面處部分WC顆粒粘結強度降低，從而對接頭力學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，釬縫組織分布均勻，釬料與母材間溶解擴散的程度適中，焊后殘余應力與硬質合金側界面貧Co現象對接頭力學性能影響程度較小，使得接頭抗拉強度在此焊接溫度下達到峰值。

圖8 釬焊溫度950℃時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果（質量分數，%）Table 4 Tensile fracture energy spectrum analysis results（wt.%）

3 結論

（1）利用Ag基釬料真空釬焊YG6X硬質合金與GH4169高溫合金，在不同釬焊溫度（860℃～950℃）相同的保溫時間（10 min），釬縫微觀結構中未見明顯缺陷，釬料與兩種母材反應良好；隨著釬焊溫度的升高，釬縫中間層變窄，中間區域Cu基固溶體數量減少，至釬焊溫度為950℃時，釬縫寬度減至約40 μm，釬縫中間層基本未見獨立分布的Cu基固溶體相而全被Ag基固溶體相所占據。

（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Ni偏聚現象，即靠近Ag固溶體的Cu固溶體為高Cu低Ni、Mn成分，而遠離Ag固溶體的內部區域為低Cu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較高為160 HV。

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