TC4鈦合金與YG8硬質(zhì)合金高頻感應(yīng)釬焊組織及性能研究

邵長斌，熊江濤，孫 福，張賦升，李京龍

（1西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710072；2西北工業(yè)大學(xué) 摩擦焊接陜西省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710072）

TC4是一種廣泛應(yīng)用于航空、航天的鈦合金材料，具有優(yōu)異的綜合性能；然而由于TC4易塑性變形、加工硬化趨向較低及表面氧化膜易去除等因素，使其耐磨性能較差［1－3］。WC－Co類硬質(zhì)合金具有強(qiáng)度高、高溫硬度高、耐磨損等特點(diǎn)，因此將鈦合金與硬質(zhì)合金可靠連接可以增加TC4的表面耐磨性，延長其在超聲波焊頭等磨損工況下的使用壽命［4－6］。

鈦合金與硬質(zhì)合金焊接主要存在兩方面的問題：一是鈦合金中的Ti元素易與硬質(zhì)合金及中間層Ni，Cu等形成金屬間化合物；二是鈦合金的線膨脹系數(shù)（TC4，9.1×10－6℃－1）約為硬質(zhì)合金系膨脹系數(shù)（YG8，4.5×10－6℃－1）的兩倍，焊接冷卻過程中接頭產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力［7］。目前報(bào)道的硬質(zhì)合金與鈦合金的連接方法有連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊、擴(kuò)散焊［2，8］。摩擦焊過程中接頭易產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力，不適用于焊接線膨脹系數(shù)較小的硬質(zhì)合金［2］。擴(kuò)散焊時(shí)，以Cu為中間層能較好地緩釋接頭的殘余應(yīng)力；然而，焊縫中形成多層連續(xù)金屬間化合物層，在Ti／Cu界面有裂紋產(chǎn)生，且擴(kuò)散焊所獲接頭強(qiáng)度分散性較大，不適宜TC4與硬質(zhì)合金的連接［2，8］。真空釬焊是異種材料連接的常用方法之一，并且已有學(xué)者成功實(shí)現(xiàn)了硬質(zhì)合金與鋼，鈦合金與鋼的釬焊連接［7，9］。采用Ag基釬料釬焊鈦合金時(shí)可獲得強(qiáng)度較高的釬焊接頭，然而Ag基釬料價(jià)格相對昂貴，且由于Ag基釬料熔點(diǎn)較低，釬焊后接頭的使用溫度一般不超過500℃，限制了接頭的使用場合［1］。銅基釬料價(jià)格較低，其中B－Cu64MnNi釬料具有高強(qiáng)度、高塑性和相對較高的高溫承載能力，是硬質(zhì)合金釬焊的理想釬料［10］，但Cu，Mn等元素易與Ti元素反應(yīng)生成脆性金屬間化合物，所以釬焊時(shí)應(yīng)嚴(yán)格控制反應(yīng)溫度與反應(yīng)時(shí)間。

本工作以B－Cu64MnNi為釬料，利用高頻感應(yīng)釬焊加熱速度快、釬焊時(shí)間短的特點(diǎn)，通過控制釬焊溫度，縮短釬焊時(shí)間對TC4鈦合金與YG8硬質(zhì)合金進(jìn)行釬焊工藝實(shí)驗(yàn)。采用SEM觀察釬焊溫度對接頭組織形貌的影響規(guī)律；將XRD和EDS相結(jié)合，對界面組織的成分與相結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析，測試了接頭的力學(xué)性能，并對接頭及斷口的微觀組織作了進(jìn)一步分析。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)所用材料TC4鈦合金尺寸為φ10mm×25mm，化學(xué)成分如表1所示。YG8硬質(zhì)合金尺寸為φ10mm×20mm，WC與Co所占質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為92%和8%。釬料為B－Cu64MnNi冷軋箔材，厚度0.1mm，其固相線溫度和液相線溫度分別為860，910℃；釬料以Cu（Mn，Ni）固溶組織形式存在，其質(zhì)量分?jǐn)?shù)為：Cu 64%，Mn 30%，Ni 6%。

釬焊前將硬質(zhì)合金待焊端面磨平，然后將硬質(zhì)合金與鈦合金待焊面及釬料表面分別用360，800，1500＃的砂紙打磨，利用便攜式粗糙度測量儀檢測粗糙度并確保Ra≤3.2。將打磨好的試樣浸于丙酮中超聲波清洗3min除油，再以無水乙醇清洗干凈，取出后冷風(fēng)吹干，裝配。釬焊實(shí)驗(yàn)時(shí)，用于金相分析的試樣以硬質(zhì)合金－釬料－TC4的順序裝配；為便于拉伸實(shí)驗(yàn)夾持，拉伸試件以TC4－釬料－硬質(zhì)合金－釬料－TC4的順序裝配。研究表明［11］：當(dāng)脆性材料的厚度與直徑比大于2∶1時(shí)金屬內(nèi)部的應(yīng)力狀態(tài)不再有較大變化，因此拉伸實(shí)驗(yàn)中的對稱結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)不會(huì)對合金內(nèi)部的應(yīng)力狀態(tài)有明顯影響。釬焊實(shí)驗(yàn)過程中施加0.2MPa的壓力，以保證釬焊試樣的穩(wěn)固。

釬焊實(shí)驗(yàn)在GJQ－1型真空高頻感應(yīng)釬焊爐中進(jìn)行。釬焊爐配備高頻電源，電源振蕩頻率30～80kHz，最大振蕩功率15kVA。真空室極限真空度3.0×10－4Pa。釬焊溫度在釬料的液相線（910℃）以上10～60℃之間選取，分別為920，930，940，955，970℃，保溫時(shí)間20s，釬焊真空度（5.5～7.5）×10－3Pa。釬焊結(jié)束后在Instron3382萬能電子試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸強(qiáng)度測試；垂直于焊縫切取金相試樣，經(jīng)打磨拋光后，用掃描電鏡（SEM，JSM－6390A）觀察界面和斷口形貌并結(jié)合掃描電鏡自帶能譜儀（EDS），X射線衍射儀（XRD，SHIMADZU.XRD－600）對界面成分與相結(jié)構(gòu)組成進(jìn)行檢測分析。

2 結(jié)果與分析

2.1 釬焊溫度對釬焊接頭顯微組織形貌的影響

圖1為不同釬焊溫度下釬焊接頭組織形貌演變。可見釬料對YG8硬質(zhì)合金和TC4鈦合金潤濕良好，界面未發(fā)現(xiàn)明顯的孔洞或未焊合現(xiàn)象；在TC4側(cè)還形成了一層均勻的反應(yīng)層。由圖1可以看出，釬焊溫度920～940℃時(shí)，釬焊接頭硬質(zhì)合金側(cè)并沒有形成明顯的反應(yīng)層，而釬焊溫度升高至955℃時(shí)，硬質(zhì)合金側(cè)界面出現(xiàn)了連續(xù)、細(xì)小但厚度不均勻的絮狀組織。由圖1（a）可以看出，釬焊接頭由TC4鈦合金與釬料的反應(yīng)層A、灰色的片狀組織B及淺灰色的網(wǎng)狀組織C組成。片狀組織B被網(wǎng)狀組織C包裹，釬縫組織呈現(xiàn)鑲嵌結(jié)構(gòu)。隨著釬焊溫度的升高，釬料與硬質(zhì)合金間的元素?cái)U(kuò)散速率提高，致使界面反應(yīng)層A的厚度由約9.98μm增至約13.97μm，且不規(guī)則片狀組織B逐漸增多，連續(xù)的網(wǎng)狀組織C不斷減少，當(dāng)釬焊溫度升高至955℃時(shí)，片狀組織相互接觸連接成連續(xù)的整體，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)趨于消失，鑲嵌結(jié)構(gòu)被破壞；同時(shí)，由于釬焊過程中為自由間隙，隨著釬焊溫度的升高，釬料被不斷擠出，釬縫間隙由920℃時(shí)的153μm減小至970℃時(shí)的85μm。

從釬焊溫度940℃開始（如圖1（c），（d）所示），釬縫片狀組織B內(nèi)出現(xiàn)了細(xì)小的裂紋，裂紋由片狀組織B內(nèi)產(chǎn)生并擴(kuò)展，而網(wǎng)狀組織C中并未發(fā)現(xiàn)有裂紋產(chǎn)生（圖1（c））；隨著釬焊溫度升高到955℃（圖1（d）），由于釬縫內(nèi)片狀組織B已經(jīng)連接成連續(xù)區(qū)域，在釬焊冷卻過程中形成了大量垂直并貫穿釬縫的裂紋，因此片狀組織B的增多將會(huì)嚴(yán)重降低釬焊接頭的質(zhì)量。

圖1 不同釬焊溫度下 TC4與 YG8的釬焊接頭組織形貌演變 （a）920℃；（b）930℃；（c）940℃；（d）955℃Fig.1 Evolution of interfacial microstructure of TC4and YG8joint brazed at different temperatures （a）920℃；（b）930℃；（c）940℃；（d）955℃

2.2 釬焊接頭顯微組織的成分分析

為了進(jìn)一步揭示釬縫內(nèi)各微區(qū)的相組成，采用背散射成像研究了釬焊溫度930℃時(shí)的釬焊接頭組織，對各區(qū)域進(jìn)行了能譜分析（EDS）并對釬焊界面進(jìn)行了X射線衍射分析（XRD）。圖2是界面組織及成分分析圖，如2.1節(jié)中所述，釬縫由連續(xù)的帶狀組織，不規(guī)則片狀組織及連續(xù)的網(wǎng)狀組織組成。從背散射形貌可以看出網(wǎng)狀組織C由白色基底組織（點(diǎn)6位置）和淺灰色組織（點(diǎn)2位置）組成。

釬焊界面的能譜線掃結(jié)果如圖2（b）所示：釬焊界面內(nèi)釬料與TC4發(fā)生了互擴(kuò)散，形成了具有明顯濃度梯度的帶狀區(qū)域A，Ti在釬縫中含量較均勻，這說明在此保溫條件下擴(kuò)散進(jìn)入釬縫的Ti元素在釬料中能夠迅速混合均勻。

表2為與圖2（a）對應(yīng)區(qū)域各點(diǎn)EDS定量分析結(jié)果：均勻擴(kuò)散層A以Ti為基（79.51%，原子分?jǐn)?shù)，下同），且可以看出是以TC4成分為基礎(chǔ)，增加了少量Cu（6.46%），Mn（3.93%）等元素，推測認(rèn)為是釬料中的Cu，Mn少量擴(kuò)散進(jìn)入TC4基體內(nèi)形成的固溶體。因?yàn)镃u，Mn均為β形成元素，因此，可進(jìn)一步推測該

圖2 釬焊溫度930℃時(shí)釬焊接頭組織與成分分析位置（a）及主要元素分布（b）Fig.2 Microstructures and EDS test location（a）and main elements distribution（b）of the joint brazed at 930℃

表2 YG8硬質(zhì)合金與TC4釬焊界面各微區(qū)元素含量及相組成（原子分?jǐn)?shù)／%）Table 2 Elements content and phases at different zone of brazed YG8cemented carbide and TC4joint（atom fraction／%）

固溶體為β相鈦基固溶體［12，13］；片狀組織B主要元素為 Ti（45.55%），Mn（34.74%）及 少 量 的 Cu（12.22%），由2.1節(jié)分析可知，片狀區(qū)域較易產(chǎn)生裂紋，因此推測此區(qū)域主要為Ti－Mn，Ti－Cu組成的金屬間化合物；點(diǎn)2，4，5所在位置成分相近主要含Ti（36%～40%），Cu（37%～43%）及少量的 Mn（11%～13%），白色區(qū)域?yàn)殁F料的基體組織即含有較多的Cu（70.69%）及少量Ti（6.20%），推測認(rèn)為是TC4擴(kuò)散進(jìn)入釬縫中的Ti元素在Cu基釬料中形成的固溶組織，且由于片狀組織中反應(yīng)吸收了大量的Mn，致使Mn的含量有所降低，且2，4，5點(diǎn)所在的淺灰色區(qū)域與6點(diǎn)所在的白色區(qū)域共同組成了2.1節(jié)所述的連續(xù)網(wǎng)狀組織C。

圖3為釬焊界面處X射線衍射物相分析結(jié)果，在界面發(fā)現(xiàn)了TiCu，Ti3Cu4，TiMn，WC四種典型的相，由上述能譜分析可以判定：連續(xù)的反應(yīng)層A為Ti的固溶組織，不規(guī)則片狀組織B為TiMn，Ti－Cu脆性相，淺灰色TiCu，Ti3Cu4相及白色Cu基固溶組織共同組成了韌性較好的網(wǎng)狀組織C。因而，YG8硬質(zhì)合金與TC4鈦合金釬焊過程中界面的主要產(chǎn)物為β－Ti，TiCu，Ti3Cu4，TiMn，釬 焊 界 面 結(jié) 構(gòu) 為 TC4／β－Ti／TiCu＋Ti3Cu4＋TiMn＋Cu（Mn＋Ni）／YG8，且隨著釬焊溫度的升高，釬縫中的TiMn相增加，Cu（Mn＋Ni）固溶組織減少。

圖3 釬焊界面X射線衍射圖譜Fig.3 X－ray diffraction pattern at the brazing interface

2.3 接頭的力學(xué)性能及斷口形貌分析

對焊后接頭進(jìn)行了抗拉強(qiáng)度測試，不同工藝參數(shù)下釬焊界面的抗拉強(qiáng)度及斷裂位置如表3所示：釬焊溫度920℃和930℃時(shí)接頭強(qiáng)度分別為189MPa和206MPa，斷裂發(fā)生在靠近YG8側(cè)釬縫處；釬焊溫度940℃時(shí)接頭強(qiáng)度168MPa，斷裂發(fā)生在硬質(zhì)合金靠近界面處；當(dāng)釬焊溫度繼續(xù)上升，接頭強(qiáng)度急劇下降，當(dāng)釬焊溫度970℃時(shí)，硬質(zhì)合金與TC4連接失效，斷裂均發(fā)生在釬縫區(qū)內(nèi)。

表3 不同釬焊溫度下釬焊接頭強(qiáng)度及斷裂位置Table 3 The strength and fracture location of the joints brazed at different temperatures

為進(jìn)一步研究接頭的斷裂形式及界面成分，對界面斷裂的接頭進(jìn)行了斷口顯微特征形貌和特征區(qū)域的能譜檢測。拉伸斷口特征形貌及能譜檢測位置如圖4所示，釬焊溫度930℃時(shí)，接頭沿硬質(zhì)合金側(cè)界面起裂，裂紋沿硬質(zhì)合金側(cè)釬縫擴(kuò)展，且在TC4上形成了撕裂的凹坑，如圖4（a），（c）所示。能譜分析判斷，圖4（b）中斷口主要為Cu的固溶組織及Ti，Cu化合物，局部有WC顆粒的裸露。圖4（c）中凹坑為β－Ti層，其上留有一定量的TiCu，周邊主要為TiMn和Cu的固溶組織，這與2.2節(jié)中成分分布的分析是一致的。

圖4（d）為釬焊溫度955℃時(shí)，TC4鈦合金側(cè)斷口的微觀形貌，可見接頭為脆性斷裂，有明顯的解理特征。脆性的TiMn，TiCu相布滿了整個(gè)斷口，斷口局部粘有少量塊狀及球狀的由 W，Co，C元素組成的顆粒，推測認(rèn)為這是由于釬料及TC4中的元素向硬質(zhì)合金擴(kuò)散，使合金表層WC顆粒發(fā)生溶蝕，黏結(jié)相疏松所致。圖4（e），（f）為釬焊溫度970℃，硬質(zhì)合金側(cè)斷口形貌，能譜分析表明斷口灰色區(qū)域元素組成及含量與上述2.1節(jié)中圖1（d）所示釬焊溫度955℃時(shí)YG8側(cè)釬焊界面的絮狀相基本相同，可以推測2.1節(jié)中所述絮狀相與圖4（e）中的灰色區(qū)域均為TiC，點(diǎn)狀白亮部分為WC顆粒。如圖4（f）中標(biāo)注位置所示，TC4中Ti元素與硬質(zhì)合金中的 WC晶粒發(fā)生反應(yīng)，使局部WC顆粒邊緣鈍化。斷口處并未發(fā)現(xiàn)大量與釬料相關(guān)的組織，這說明在此溫度下釬料大量流出了釬焊界面，釬料的流失和大量脆性TiC相的生成導(dǎo)致接頭失效。

拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果及斷裂路徑表明，接頭釬焊強(qiáng)度主要受釬縫內(nèi)TiMn，TiCu等脆性相含量及焊后接頭內(nèi)殘余應(yīng)力的影響。當(dāng)釬焊溫度較低時(shí)，合金元素的擴(kuò)散速率相對較低且釬料保持液相的總時(shí)間較短，有效抑制了釬料內(nèi)Ti元素與Cu，Mn等元素的劇烈反應(yīng)，形成了由韌性網(wǎng)狀組織包裹脆性片狀組織的鑲嵌結(jié)構(gòu)。研究表明［14，15］，細(xì)小的片狀鑲嵌結(jié)構(gòu)能夠減小釬焊界面的殘余應(yīng)力，從而有利于接頭強(qiáng)度的提高。隨著釬焊溫度升高，釬料中元素的擴(kuò)散速率加快，釬料中的Mn與TC4中的Ti元素發(fā)生了劇烈反應(yīng)并形成了大量脆性TiMn相，且由于釬料保持液態(tài)時(shí)間長，液態(tài)釬料被大量擠出使釬縫變窄，釬縫內(nèi)脆性相比例明顯增多，鑲嵌結(jié)構(gòu)被破壞；同時(shí)由于釬縫兩側(cè)材料線膨脹系數(shù)均小于釬料，釬縫內(nèi)兩側(cè)界面均承受拉應(yīng)力，徑向拉應(yīng)力進(jìn)一步增加，增大了釬縫脆性組織開裂的傾向，導(dǎo)致接頭強(qiáng)度急劇下降，當(dāng)溫度升高到970℃時(shí)，釬料已幾乎全部被擠出，TC4中的Ti元素與YG8硬質(zhì)合金中的C發(fā)生反應(yīng)，生成TiC導(dǎo)致接頭失效。

圖4 不同釬焊溫度下接頭斷口特征形貌 （a），（b）釬焊溫度930℃，YG8側(cè)；（c）釬焊溫度930℃，TC4側(cè)；（d）釬焊溫度955℃，TC4側(cè)；（e），（f）釬焊溫度970℃，硬質(zhì)合金側(cè)Fig.4 Typical fracture morphologies of the joints brazed at different temperatures （a），（b）930℃showing YG8side；（c）930℃showing TC4side；（d）955℃showing TC4side；（e），（f）970℃showing cemented carbide side

3 結(jié)論

（1）當(dāng)釬焊溫度為920～940℃且保溫時(shí)間為20s時(shí)，采用B－Cu64MnNi釬料成功實(shí)現(xiàn)了YG8硬質(zhì)合金與TC4鈦合金的高頻感應(yīng)連接，接頭抗拉強(qiáng)度最高達(dá)到206MPa。

（2）當(dāng)釬焊溫度在920～940℃范圍時(shí)，釬縫主要由韌性較好的網(wǎng)狀組織、脆性片狀組織及均勻的反應(yīng)層三種結(jié)構(gòu)組成。界面的反應(yīng)產(chǎn)物主要有β－Ti，TiCu，Ti3Cu4，TiMn，釬 焊 界 面 結(jié) 構(gòu) 為 TC4／β－Ti／TiCu＋Ti3Cu4＋TiMn＋Cu（Mn＋Ni）／YG8。釬焊溫度大于930℃時(shí)，溫度升高會(huì)導(dǎo)致TiCu，TiMn等脆性相增加，界面垂直于釬縫的裂紋增多。

（3）釬焊溫度為920～930℃時(shí)，釬縫保持鑲嵌結(jié)構(gòu)，釬焊接頭強(qiáng)度較高；釬焊溫度繼續(xù)升高，釬料開始被大量擠出，釬縫內(nèi)TiCu，TiMn等硬脆相增多，鑲嵌結(jié)構(gòu)被破壞，釬縫間隙減小，接頭性能明顯降低，釬焊強(qiáng)度急劇下降。

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