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尤显卿1，黄曼平2，郑玉春1，程娟文1

(1. 合肥工业大学材料科学与工程学院，安徽合肥230009；2.安徽建筑工程学院，安徽合肥230022)

(2.

摘　要： 针对矿冶工程用耐磨材料的特点，用电冶熔铸工艺研制了新型的碳化钨钢结硬质合金。该工艺可用废弃的粉冶钢结硬质合金做原料，低成本生产大体积工件。用扫描 电镜、金相观察和X射线衍射等分析方法，对加入40%WC的试验材料显微组织结构进行了研究，还发现退火处理和锻造可以改善合金中的不良组织。

关键词：电冶熔铸；钢结硬质合金；WC；显微组织

   传统的钢结硬质合金是用粉末冶金烧结法制备的既具有钢的强韧性，又具有金属陶瓷高硬度的新型材料。由于我国富产钨，故国内主要研制的是碳化钨基钢结硬质合 金。近年来，钢结硬质合金逐渐被人们所认识，在工业中被广泛应用。但是，粉冶钢结硬质合金由于制作工艺复杂，从混料、磨料、掺腊、压形到最后的真空烧结、 生产周期长、而且用料精细，所以产品的制作成本高达200～300元/kg；另外，又受烧结设备的限制，所制的工件尺寸不能大；粉冶液相烧结起来的合金中 硬质相与钢基体相结合不牢，在负载作用下，裂纹很容易在两相界面上形成和扩展[3]；所以，这类合金在矿冶工程的工况条件下，应用范围受到了限制。针对矿 冶工程用的耐磨构件尺寸大、多数受冲击载荷的服役条件，研制了用电冶熔铸法制备新型碳化钨钢结硬质合金，该制备工艺最大特点是可利用回收废的粉冶钢结硬质 合金作原料，而且是采用快速凝固的生产方法，明显地缩短了生产周期，使产品的制作成本降至80～200元/kg；新工艺还可以生产大体积的工件。本文对这 种新型材料的微观组织进行了观察分析，为改善这种合金原始组织结构提供理论依据。

1　实验材料与方法

实验用的电冶碳化钨钢结硬质合金是以回收废的粉冶碳化钨钢结硬质合金为原料，保证实验材料的化学成分配比(质量分数，%):w(WC)=40%；w(C)=0.6%，w(Ni)=1.7%，w(Mn)=0.5%，其余为Fe。制备材料所用的设备有100kW的中频电炉、单臂式150kVA的电渣炉等。

用 电火花线割机将制备好的原材料切成15mm×15mm×15mm的金相试样；55mm×10mm×10mm无缺口冲击试样；冲击试验在JB-6型冲击试验 机上进行。热处理用中温箱式电阻炉和硅碳棒高温电阻炉。退火处理采用880℃加热2h，再在740℃等温8h的等温退火工艺。锻造用360kg空气锤。金 相组织在PEM型光学显微镜上观察，合金的相结构分析在D/max2Y2B型X射线衍射仪上进行，断口分析用S-570扫描电镜。

2　实验结果与分析

图 1所示的为合金原始组织的整体形貌。可见，在钢基体上分布着白块状WC相和细的网状碳化物，WC相的面积百分数占50%以上。由于在制备合金过程中要经历 两次结晶过程，硬质相WC要与钢基体相互溶解，冷却时还有析出过程，所以合金的显微组织结构比较复杂，存在铸造缺陷。

         图1　合金的显微组织整体形貌 图2　枝晶状组织(未加电磁搅拌)

2.1　共晶组织

在 电冶熔铸过程中发生了共晶反应，出现了枝晶状共晶组织(见图2)，枝晶均沿择优方向生长，而且这种枝晶呈对称性生长状态。经退火、正火后退火及高温淬火等 高温加热的热处理过程对枝晶的影响都不大，说明这种含W的共晶组织热力学稳定性很高。枝晶组织增加了合金的脆性，而且还发现枝晶主干上出现微裂纹。图3为 合金的冲击断口照片，可见枝晶成为合金的断裂源。在制备材料工艺中增加电磁搅拌可以使这种不良组织得到大大改善(见图4)，粗大的枝晶“破碎”变成颗粒 状。文献[4]的研究也得出经过电磁搅拌的合金比未搅拌的更细小、均匀。增加电磁搅拌工艺制备金属基复合材料是非常有独特新颖的方法[5]，利用电磁力对 金属熔体进行搅拌具有不接触，对熔体无污染等优点，磁声波具有促进凝固组织晶粒细化的作用[6]。

             图3　冲击断口上枝晶断裂 图4　枝晶“破碎”(加电磁搅拌)

2.2　莱氏体组织

虽 然合金中的含碳量不高，但由于合金中含有多量的W及其它的合金元素，使E点向左移，使合金中出现明显的骨胳状(较粗)或鱼骨状(较细)的莱氏体组织(见图 5)。正常粉冶烧结碳化钨钢结硬质合金中并不出现莱氏体晶，因为烧结过程处于非平衡状。但在电冶溶铸过程中，熔融钢液冷却时，液相转变为奥氏体，同时析出 合金渗碳体或碳化物，它们是以未溶WC做核心，不断长大；当合金部分或全部熔融，则在熔融部分出现莱氏体。

图5　鱼骨状莱氏体组织

2.3　条状块状组织

合金的钢基体中存在着大量细条状且呈平行分布组织，出现较大不规则块状组织；它们都与WC形态差别较大(见图6(a))。大的角型碳化物的成分与碳化物M₆C 相似。经退火处理后，条状组织溶解在钢基体中，而大块状组织部分分解成新相(见图6(b))，并有少量的WC出现，共晶组织减少，晶粒细化，组织得到改 善。对原始态和退火态2种试样的X射线衍射分析(见图7)结果表明，退火试样的X射线衍射曲线中有明显的WC相衍射峰，合金中的碳化物主要是Fe₃W₃C、Fe₃C。

             图6　合金中的条块状组织 图7　合金退火前后的X射线衍射图

              (a)原始态；(b)退火态

2.4 WC相的变化

原始的WC相颗粒尖峰角锐，呈多边形或三角状。它的部分物理、力学性能:密度为15.5g/cm3，线膨胀系数为3.8×10^-6/℃， 硬度为HV=2800～3000，弹性模量为810MPa。经电冶熔铸后的WC存在两组粒度和数量都不同的原始颗料区和扩散颗粒区，它们的成分和组织结构 不相同[7]。原始颗粒区的形貌与自耗电极中颗粒形貌不完全一样，只是部分保留了后者的性能和形态。WC颗粒边缘组成元素与金属熔池组成成分间发生了化学 扩散，WC转变成贪碳的复式碳化物[8]。文献[9]指出，合金中加入的WC相的体积分数对WC相的变化也起到重要影响。随着WC颗粒的体积分数的减少， 基体中有面块状的奥氏体和白条状碳化物组成。WC粒子的粒度对其变化也有影响，适中的粒度，例如0.425～0.250mm，这既可避免因颗粒过大而出现 脆裂(自裂)，又可避免颗粒过小而出现溶解严重，又保证在铸渗时颗粒过小而出现溶解严重，有利金属液的渗透[10]。图8为粗颗粒WC在金相显微镜下的形 貌。可以看到粒子中心还有微细粒子存在，这可能是W₂C[11]，周围的WC晶粒上分布着大大小小的孔隙。

             图8　粗颗粒WC的显微剖面图 图9 WC颗粒表面局部熔解

由 于合金中的增强粒子WC的熔点2780℃，它在钢液中存在一定程度的溶解，钢基体中弥散分布着尺寸很小的再结晶碳化钨颗粒。由此可见二相之间存在双向扩 散，但是碳化钨在钢水中的扩散要比钢水向碳化钨扩散强烈得多，因而基体中溶解有碳化钨，并弥散分布着大量细小的再结晶碳化钨微粒[12]。当WC颗粒与钢 水复合时，有的颗粒甚至被解体(见图9)。WC颗粒表面被钢水的熔解，使其周围液相中的W含量增高，在随后的冷却过程中原位析出细小棒状WC结晶体，而远 离WC颗粒基体中析出网式复式碳化物[13]。

2.5　锻造态合金的微观组织

经退火处理后又经充分锻造的 合金显微组织，可见细小、均匀的白色硬质相碳化物粒子均匀地分布在钢基体中，与锻造态的粉冶钢结硬质合金的相类似，但前者的两相是冶金结合，具有更高的综 合力学性能。锻造后显微组织的变化说明锻造过程中，在高温锻造力的作用下，硬质相碳化物会产生“碎化”且随钢基体的高温塑性流变而均匀分布，起到颗粒增强 钢基体的作用[14]。

3　结　语

1)用废钢结硬质合金作原料的电冶熔铸碳化钨钢结硬质合金的原始组织是在钢的基体上均匀分布条块状硬质相，另外还有细的网状碳化物。由于WC相与钢基体发生的冶金反应，使两相牢固地结合一起。

2)该合金铸态组织特征明显，存在粗大树枝晶和鱼骨状共晶组织，另外还有长条状组织和大块状碳化物，它们都增大了合金的脆性。在制备材料时，增加电磁搅拌工艺可以使前者断枝、细化；退火处理可以使后者溶解或部分溶解在钢基体中。

3)在制备合金的过程中，WC相与钢基体相发生相互溶解和析出过程，有一部分WC被保留下来，大部分向复式碳化物(Fe₃W₃C)转变。锻造可以使这些硬质相碳化物的形态和分布状态得到明显的改善，使它们以细小、均匀的形式分布在钢基体中，起到颗粒增强钢基体的作用。

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胡希川1李仁琼2

（1.成都工具研究所，四川成都610051；2.株洲硬质合金集团有限公司，湖南株洲412000）

摘  要：本文通过对国内大型企业的工业生产过程中实际使用效果最好的进口火车轮毂加工涂层硬质合金刀片进行了分析。采用日本奥林巴斯GX71金相显微镜和川大智胜公司专用分析软件，观察剖析刀片合金基体与表面薄膜的特点和显微组织结构及形貌特征。

关键词：火车轮箍；刀具；金相组织；剖析；涂层；硬质合金

1  引言

刀 具技术是一项十分重要的基础技术，先进的高效刀具为多快好省地制造各种机械产品创造了良好的条件。实现高速切削的一大技术关键就是先进的刀具。当今，干式 切削和高速硬切削已成为切削刀具技术的发展方向。特别是干式切削要求刀具材料具有很高的高温硬度（红硬性）、耐磨性和化学稳定性及抗粘结性等高温性能。刀 具的这些性能要求可以通过表面涂层处理技术来实现[1]。我国机械行业中普遍存在着只重视主机和主导产品，忽视工艺和工具的倾向，加上工具生产与管理体制 上的种种原因，造成整个行业的质量和效率提不上去。国内重型机械行业生产技术水平不高，生产效率偏低，不能适应新形势的要求，与国外相差了约二十年 [2]。从92年～96年国内先后从德国、美国、加拿大引进三种类型具有世界先进水平的数控加工火车车轮生产线，原设计线上使用涂层硬质合金刀具全是进 口。

本文试图通过对进口车轮刀具组织结构（包括：基体、表面涂层）的剖析，对比分析和研究进口刀具的主要组织特征。以供刀具研发专家们参考。

2  分析方法

2.1 试样准备

采集使用效果好的多种进口火车轮箍加工刀片。如表1所示。

2.2 分析仪器

采用日本奥林巴斯G×71型金相显微镜和川大智胜专用金相分析软件，通过计算机图象采集分析系统，分别对组织结构、晶粒尺寸、涂层结构形貌进行测试分析，拍摄组织形貌图谱。

2.3 分析步骤

首先测定四种牌号的密度和矫顽磁力，结果见表2。

采用硬质合金涂层金相分析制样方法，分别制取金相样品。分别经低倍（×100）、高倍（×1500）进行基体、涂层分段检测对比。结果列于表3～表5。

3  剖析结果与讨论

3.1 TP1000基体组织与涂层结构

    图1中TP1000基体显微组织结构主要由三相组成，即：α相（WC相）、β相（粘结相或Co相）、γ相（复式碳化物）。从图中非常直观地显示出其晶粒较 细，三个组成相分布非常均匀，整体组织致密，孔隙率很低，无游离石墨相（见表3）。图2显示出了TP1000涂层结构为多层复合涂层。涂层分为6层，其总 厚度前刀面16.5μm，后刀面20μm左右。主要结构为TiN-TiCN-Al₂O₃-TiN-TiCN-TiN。TiN层为金黄色，极薄<1.0μm；TiCN为青灰色，Al2O3为黑色，相对较厚。各层厚薄均匀，涂层颜色纯正，界面结合很好，虽使用过涂层保留仍然完好，每层组织致密细致。

        图1  基体组织结构形貌 ×1500                        图2  TP1000涂层结构形貌 ×1500

从 图2中不难看出，为使基体与涂层结合更好，增加刀具的韧性和强度，该基体表面经过特殊处理形成有32μm左右厚度的富Co梯度层，该层中无β相。并且在基 体与涂层界面上，无η相（脆性相）生成。由于基体材质选用了细晶三相合金，采用表面梯度处理增加韧性和优化组合的表面涂层，使TP1000在车轮箍加工中 显现出最佳的切削效果。

3.2 TP100基体组织与涂层结构

该牌号与TP1000组织结构非常相似，密度也极相近（见表2）。主要由三相组成，α相、β相、γ相。从图3清晰显示出基体的三相分布均匀，晶粒很细且均匀，没有异常大晶粒，整体组织结构致密均匀。无游离石墨相（表3）。

   图4显示出TP100的涂层形貌。该牌号为多层复合涂层结构。涂层总层为11层。涂层总厚：15.4μm。涂层结构：TiC-TiCN-Al₂O₃-(TiC- TiN-TiCTiN......复合相间)。TiC为浅灰色，TiN为金黄色，TiCN为灰色，Al2O3为黑色。表层由极薄的浅灰TiC和金黄的 TiN交替复合相间。各层厚薄均匀，颜色纯正。界面结合很好。每层组织致密细致，与TP1000不同的是，基体表面无富Co层。采用的涂层结构也不相同。 界面无η相（脆性相），加工性能也好。

           图3  TP100基体组织结构形貌 ×1500                    图4  TP100涂层结构形貌 ×1500

3.3 TP200基体组织与涂层结构

图 5和图6分别显示TP200的基体和涂层结构形貌。该牌号仍为三相合金，各相分布非常均匀。组织致密，晶形完整。与TP1000、TP100不同之 处，WC晶粒稍粗，WC平均粒度：1.7481μm，Hc最低：11.0kA/m（见表2）。TP200总涂层分为7层，涂层总厚度为8.0μm，界面无 η相（脆性相）。TiN呈金黄色，TiCN为青灰色，Al₂O₃为黑色。涂层结构：TiN-TiCN-TiN-TiCNTiN-Al₂O₃-TiN。界面结合非常好，各层厚薄均匀一致，颜色纯正。基体表层与TP1000相似，特殊处理形成32μm左右的富Co层，该区域无β相。该牌号整体组织中的WC晶粒稍粗，以提高韧性和强度，并采用不同的涂层组合和不同厚度，充分发挥材料与薄膜优化匹配的综合特性。

         图5  TP200基体组织与形貌 ×1500                     图6  TP200涂层结构形貌 ×1500

3.4  TN200基体组织与涂层结构

TN200也是三相合金。从β相的颜色和密度值初步判定与前三种成分有一定差异，（具体有待下一步成分分析确定）。三相分布均匀、晶形完整、组织均匀致密、孔隙率低。

TN200采用了多层复合涂层结构，总涂层为11层，涂层总厚度：13.2μm。界面上无η脆性相，有富Co层，其厚25～35μm（刀片部位不同，富Co厚薄不同），富Co区无β相。涂层组分：TiN-TiCN-（TiN Al₂O₃-TiN- Al₂O₃-....TiN）复合相间涂层。从图8中明显看出，这种涂层非常漂亮，每层结合非常好，特别是表面TiN-Al2O3薄复合相间层，各层厚薄非常均匀致密，见图7、图8。该刀片虽进行过切削加工，涂层整体保留非常完整。

           图7  TN200基体组织形貌 ×1500                       图8  TN200涂层结构形貌 ×1500

3.5 探讨

通 过四种牌号刀具的组织形貌剖析得知，从表2密度和金相组织结构初步判定，其成分相近（TN200除外）。由于应用于干式切削火车轮箍刀具的基体应具备很高 的高温硬度（红硬性）、耐磨性和抗黏性等高温性能，因此，合金基材的晶粒应偏细。根据Hall-Petch关系式，材料的屈服强度与其晶粒度的平方根成反 比[3]，材料晶粒度的减小会导致其屈服强度的提高。对于脆性材料而言，其断裂强度随晶粒度的减小而提高，而且多相微晶材料在适当的温度—应变速度范围内 变形时往往会呈现出超塑性[4]。剖析的四种牌号全都选用了多相微晶组织结构，其中三种采用了功能梯度合金基体，其特点是进一步提高合金的耐磨性和韧性。 通过一定的工艺手段来改变合金中粘结相和硬质相的分布，使其呈梯度变化，借以赋予材料不同部位以不同的性能，达到提高其使用性能的目的，解决合金耐磨性和 韧性之间的矛盾[5]，是目前广泛采用的方法之一。由于表层富钴，使韧性提高，基体的硬度和化学稳定性得到强化。有资料报导，含富钴层的合金基体与特定的 多层涂层配合可以明显地提高切削刃的使用性能并能在大进给量的断续切削时增强抗断裂的能力。钴的富集由于富钴区内韧性增大而提高刀具的强度，而涂层则可提 供切削刃上所需要的耐磨料磨损性和抗月牙洼磨损性[4]，同时也改善涂层表面与基体的结合力。也许这正是TP1000、TP200、TN200选择表面富 钴的原因之一。

四种牌号的刀具采用了CVD化学涂层工艺。众所周知，在硬质合金基体上用CVD气相沉积法涂层时，在涂层内部以及涂层—基 体界面上易形成η相。这是一种脆性相，在η相中通常产生微裂纹，而裂纹的应力集中则导致涂层硬质合金的强度明显下降，在使用过程中会造成刀具的脆性断裂。 对四种刀具的剖析发现，国外厂家对涂层工艺控制非常好，每种刀具中都未发现η相的出现（包扩基体、界面）。这也许是TP1000等刀具在车轮箍干式强力切 削中表现出好的加工性能的另一个重要原因。四种牌号同时采用了涂层组分相似、组成工艺不同的多层复合涂层结构。尽管组合工艺不同，根据基材特性充分利用了 各组分的优势：TiC的高耐磨性、Al₂O₃的化学稳定性和抗氧化特性、TiN的耐冲击性和高硬度、TiCN的高硬度、高耐磨的特点[7]，有机地使涂层与基体优化匹配。另则，由TiN、Al₂O₃或 TiC层交替组成的一个重要特点是不管涂层的总厚度如何，均具有极细的粒度。细晶粒涂层就其寿命而言特别有利于某些金属切削应用领域[8]。实验证明了在 多层涂层是由许多极薄层组成的情况下，根据每层的相对厚度和性能不同，可产生一些附加性能。如：TiCN和TiN交替的多层可以抑制涂层中微裂纹的扩展， 并且还可产生较细的粒度，因而显示出较高的硬度[4]。TP100、TP200、TN200都选择了极薄的多层组合而显现出它在重力干式切削中的加工优越 性。

4  结语

通过剖析火车轮箍刀的显微组织结构和表面涂层结构，得出结论如下：

（1）应用于干式重力切削的该类刀具，基体材质最好选用细晶三相结构，组织均匀致密，孔隙率应严格控制。

（2）为增强韧性和涂层的结合力，基体表面特殊的富钴层厚度应在20μm以上。

（3）涂层结构宜采用多层复合膜，涂层总厚度多控制在8.0μm以上（厚膜）。每层厚薄应均匀一致、界面清晰，每层颜色均匀纯正。

（4）该类刀具应严格控制基体与涂层界面的结合，不允许脆性η相出现。

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硬质合金截齿齿头的失效分析

谭永生 蔡和平 刘忠侠 马宝钿

(北京航空工艺研究所，北京100024)               (西安交通大学，材料科学与工程学院)

摘 要： 运用扫描电镜等手段对神府煤田失效的采煤机截齿齿头(WC-Co硬质合金)进行了失效分析，明确了该煤田截齿齿头的主要失效形式为崩齿、磨损和掉块。在断 口分析的基础上阐明了造成失效的主要因素：冲击载荷达到或超过合金抗弯强度，煤层中的夹矸石对硬质合金的磨粒切削作用，周期载荷及热摩擦引起的冲击疲劳和 热疲劳龟裂；并针对这些失效原因提出了延长截齿寿命的方法。

关键词：硬质合金；截齿；失效分析

采煤机截齿 由硬质合金齿头钎焊于合金结构钢上构成，是直接切割煤层采掘煤炭的刀具。截齿在截割煤层时，截齿以回转方式推进切割，需要承受高的压应力和剪切弯曲应力， 同时，这种载荷是周期性或突发性的冲击载荷。此外，由于截齿与煤岩剧烈摩擦而产生的摩擦热使齿头表面产生600～800℃ 的高温，截齿承受较大的热应力作用。煤层作为一种不均匀的混合磨料与截齿相互作用，磨损过程中可能还会伴随有腐蚀、局部屈服、接触疲劳甚至断裂等多种力学 行为。为找出提高截齿使用寿命的有效途径，首先必须找出截齿失效的主要形式和原因，因此对截齿进行失效分析是相当重要的。

1  失效分析

神府煤田失效后的采煤机截齿的形貌观察分析在NEOPHOT-21金相显微镜和JSM-840扫描电子显微镜上进行。齿头硬质合金牌号为YG11C(89wt%WC-11wt%Co)矿用硬质合金。

2  失效分析结果和讨论

2.1  宏观断口

图 1是神府煤田采煤机截齿失效后齿头的宏观断口形貌。图中可见，硬质合金崩齿掉块严重，齿头在煤层中掘进时，在冲击载荷作用下，表面处于高压应力状态。由于 硬质合金抗压强度高(3400～5600MPa)，所以一般不会出现什么问题。但齿头整体与煤层不可能处于完全良好的接触状态，而且该煤田夹矸石较多，使 接触不良区域甚至不接触区域不可避免地增多。此区域承受高的剪切力和弯曲力，处于拉应力状态。这种应力状态在交变载荷的作用下容易产生冲击疲劳和热疲劳裂 纹。疲劳裂纹的相交导致大块的掉块。当这种应力的作用超过硬质合金抗弯强度的极限时，便会造成崩齿。从合金机械性能上考虑，出现这种情况主要是合金抗弯强 度和冲击韧性不够高而引起的。另外，齿头表面或内部的微观缺陷也能造成应力集中而使硬质合金齿头损坏。

                    图1  齿头断口宏观形貌(SEM)                     图2  硬质合金齿头龟裂形貌(SEM)

图 2则显示了失效截齿齿头的典型热疲劳裂纹(龟裂)。由截齿工作情况条件分析得知，截齿割煤是一个断续切割过程，滚筒旋转时，截齿半程割煤、半程空转。割煤 半程中，截齿在强大的推进力作用下，压碎、切割煤层，刀头与煤壁产生剧烈的摩擦，温度迅速升高；在空程半程中，由于空气、喷水的冷却，温度迅速下降。这种 激热、激冷使得截齿在承受周期性冲击载荷的同时还承受着周期性拉压交变热应力的作用，最终导致热疲劳裂纹萌生和扩展。产生交变热应力是因为钴相与WC相的 热膨胀系数不同。由于钴相的热膨胀系数比WC相的热膨胀系数约大三倍，因此当齿头升温时，钴相中将产生很大的压应力；而当齿头降温时，钴相中则产生很大的 拉应力。这种热应力σ在弹性范围内可用下式计算：

σ=k·E·α·ΔT(1)

式中，E为弹性模量，α为热膨胀系数，ΔT为热循环温度梯度(与热导率有关)，k为约束系数(0.5～2.5)。当热应力接近硬质合金抗拉强度时，在该应力的循环作用下，齿头势必产生热疲劳裂纹。

Lagerguist用模拟的方法详细研究了WC-Co合金热疲劳裂纹扩展的特点。由图3、4可知，热疲劳裂纹的扩展深度与扩展速率随着钴含量的提高或WC粒径的增大而逐渐减小。同时，WC粒径的增大也将使钴相的平均自由程增大，从而提高合金的热疲劳抗力。

图3  硬质合金热疲劳裂纹深度与摩损时间的关系

1—0%Co，14.3μm；2—6%Co，11.8μm；3—6%Co，15.0μm；4—15%Co，12.0μm；5—15%Co，15.0μm

图4  硬质合金裂纹扩展速度与钴含量及WC粒径的关系(裂纹深度为10μm)

1—6%Co；2—15%Co

图5  硬质合金齿头正常磨损造成的麻坑(SEM)×50

图 5是采煤机截齿齿头表面磨损的宏观形貌。该齿头属于使用过程中正常磨损状态下的齿头。从图5可见大量的麻坑。磨损面很光滑，而且带有光泽。这是由于截齿齿 面在截煤过程中与煤岩相互研磨，起到了抛光WC的作用。磨损表面存在许多麻坑和沟槽是齿头的典型磨损形貌，冲击疲劳与磨粒切削是造成此类磨损的主要原因。 在交变的冲击载荷作用下，截齿表面发生机械变形，逐渐在齿面上形成显微裂纹，裂纹在周期性载荷作用下不断扩展，最后导致局部颗粒剥落的发生。磨粒切削则使 表层的钴相被优先消耗。WC颗粒则由于失去粘结相的粘结作用而脱落下来。另外，在磨粒切削过程中也会发生大WC颗粒碎化而流失。

2.2  显微断口

                  图6  硬质合金裂纹源区Ⅰ(SEM)                      图7  硬质合金裂纹源区Ⅱ(SEM)

图 6、7是硬质合金的裂纹源区。硬质合金中的孔隙、钴池、表面微裂纹等缺陷都可成为断裂源。这些是硬质合金本身固有的缺陷。截齿在采煤过程中，由于反复的冲 击、挤压，造成钴相的挤出流失，使WC微粒之间的结合被破坏，从而导致WC微粒的剥落，这种薄弱的区域也易诱发裂纹，如麻坑、沟槽等。另外，在冲击载荷作 用下，也能够造成WC颗粒的碎化而脱落，同样形成薄弱微区。图6是裂纹源区的微观形貌。断面上可看出裂纹由表向里扩展，并且呈多源特征。断面上呈现出明显 的穿晶疲劳条纹特征和沿WC晶界开裂特征，同时伴随有很陡并成角度的凹坑，证明裂纹源的形成是由于冲击疲劳和热疲劳所致。在图7中可看出裂纹扩展时WC晶 粒中伴随有明显的二次裂纹。说明截齿上硬质合金在裂纹形成时所受的周期性冲击载荷比较大而且裂纹扩展速率比较高。

图8  硬质合金断口中的疲劳条纹(SEM)

在 硬质合金中疲劳裂纹扩展呈现慢速，如图8所示。从图8看出，疲劳条纹清晰可见，并伴有大量的沿晶断裂特征，说明断裂是沿晶和穿晶混合型式。对于小颗粒 WC，裂纹沿相界或晶界扩展，亦即沿着WC-粘结相或WC-WC晶界扩展，表现为沿晶断裂。当疲劳条纹向前发展时，若遇到较大的WC颗粒，则表现为穿晶断 裂。强化粘结相、加大粘结相的平均自由程、防止WC-WC搭桥是阻止和延缓裂纹扩展、提高截齿寿命的有效途径。

图9是断口的高倍显微形 貌。大颗粒WC的开裂非常明显，还能见到细小破碎的WC颗粒。这可能是由于裂纹面之间的周期冲击载荷作用下周期开合、挤压而导致WC颗粒破碎。这也说明裂 纹在扩展过程中受到了很大的冲击载荷。图10显示的是脆性疲劳特征。它既有疲劳条纹花样，又有垂直于疲劳条纹的放射状花样，呈扇形向前扩展。这是脆性材料 的典型疲劳特征。以上说明，疲劳裂纹的扩展过程是比较缓慢的，有些近似于高载荷下接触疲劳的裂纹扩展过程。

               图9  硬质合金中WC颗粒的开裂和碎化(SEM)             图10  硬质合金断裂的脆性疲劳特征(SEM)

3  结语

通 过对断口的宏观及显微分析，神府煤田采煤机截齿硬质合金齿头的主要失效形式为崩齿、磨损和掉块。失效的主要原因是：合金抗弯强度不够高，瞬时的冲击载荷达 到或超过合金的抗弯强度；煤层中的夹矸石对合金的磨粒切削作用；周期性和突发性载荷以及截齿与煤层剧烈摩擦时产生的摩擦热造成的冲击疲劳和热疲劳龟裂。

针 对硬质合金齿头的失效形式和原因，可通过调整合金的成分、粒径等来提高合金的使用性能。首先，钴的含量不宜太低。钴量提高既有助于提高热疲劳抗力，也使合 金弹塑性应变能力增强，更好地协调变形、松驰应力。但钴含量增加会影响合金耐磨性，增加成本，同时随着钴含量的增加，早期萌生的疲劳裂纹数量也将增多。一 般钴含量选择在8%～13%，煤层较硬时含量可高些，煤层较软时含量可低些。其次，WC粒径的选择相当重要。粗晶材料与细晶材料相比，WC的总表面积减小 了，使钴相平均自由程λ得到了提高，相当于间接提高了钴含量，有利于合金断裂韧性的提高，而且WC粒径的增大还有利于增强疲劳抗力。从目前研究状况 看，WC粒径选在3～5μm比较合适，并与钴含量、使用性能要求等相关。此外，为强化钴相，采用适当的热处理是一种有效手段。这是因为钴存在多型性转变。 同时，钴相中也可能产生其它物相来增强面心立方钴，最终达到强韧化硬质合金的目的。

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刘舜尧

(中南大学机电工程学院，长沙410083)

摘　要：利 用扫描电镜与金相观察等分析方法，研究了碳化钛高锰钢结硬质合金在焊接和使用过程中产生裂纹与碎片的成因。结果表明，当硬质相(TiC)之间的粘结相成分 Mn，Fe等元素含量偏低时，则粘结相的相对含量明显减少，粘结效果变差，致使硬质相在烧结过程中发生邻接和聚集长大，晶粒出现不均匀粗化，导致合金微区 强韧性降低，在焊接应力(或外力)作用下容易产生微裂纹，若应力(或外力)进一步增大或作用时间延长，微裂纹将迅速扩展形成宏观裂纹进而脆裂成碎片。提出 了在烧结过程中避免粘结相挥发、流失及硬质相邻接长大的工艺措施，以改善合金的组织与性能，防止产生裂纹与碎片。

关键词：碳化钛；高锰钢结硬质合金；碎裂成因

钢 结硬质合金是利用粉末冶金方法制取的既具有钢的强韧性、又具有金属陶瓷高硬度的新型材料，碳化钛高锰钢结硬质合金即是世界各国材料专家广泛开展研究与开发 应用的一种钢结硬质合金，我国常用牌号有TM52和TM60。近些年来，这类钢结硬质合金的应用范围在不断扩大，制品的形式也在不断增多。由于其产品在焊 接中常产生焊接裂纹，使用过程中常崩裂成碎片，影响产品的质量和使用寿命，造成严重的经济损失。作者采用扫描电镜微区能谱成分分析、断口形貌扫描以及微观 金相组织分析等方法，对产生裂纹与碎片的合金样品进行了实验研究，发现了导致合金脆裂的基本原因。并且根据该系列硬质合金的特点，从烧结温度、升温加热速 度和真空度等方面提出了改善合金的组织与性能、防止产生脆裂的工艺措施，为碳化钛2高锰钢结硬质合金的制备与应用提供了参考依据。

1　实验方法

TM52和TM60的钢基体是锰含量较高(9%～11%Mn，质量分数)的一类钢结硬质合金，并含适量的Ni，Mo等合金元素，其牌号和成分如表1所示。它的基体不同于一般的高锰钢，是一种改型高锰钢，含10%锰左右的合金相图如图1所示。

图1　含10%Mn的铁碳合金相图的垂直截面

由 图1可见，在一定的温度和成分范围合金为单相奥氏体，在室温下为多相组织。这说明合金需通过水韧处理才能获得单相奥氏体。实际生产中，烧结这类钢结硬质合 金使用的真空烧结炉一般都具有快速冷却的功能，合金经真空烧结后，随炉在真空下冷却就能获得单一的奥氏体组织，不需另外进行水韧处理。

表2所示是碳化钛高锰钢结硬质合金的性能。可以看出，合金应具有足够高的强度和硬度。但在实际生产过程中，强度性能往往难以达到表2所列的指标，并且在焊接和使用中，该类型钢结硬质合金容易产生裂纹与碎片。

在 有裂纹或已产生碎片的合金中切取试样，与没有缺陷的合格产品试样进行对比分析，采用电子显微镜的能谱方法分析粘结相中的成分变化，观察合金断口的形貌特 征，再结合金相组织分析等方法，进行综合判断。实验中使用的主要仪器有KYKY22800电子显微镜与HR2150A洛氏硬度计等。

2　结果分析

2.1　扫描电镜能谱分析

对TM52合金的碳化钛颗粒之间的粘结相进行了微区电镜能谱成分分析，能谱分析结果见图2和图3，碳化钛晶粒之间的能谱分析成分见表3。

     图2  碎片合金中碳化钛晶粒之间粘结相的成分能谱分析 图3　合格合金中碳化钛晶粒之间粘结相的成分能谱分析

由 图2，3与表3可以看出，碎片合金中硬质相有明显的邻接和长大现象，碳化钛晶粒之间的硬质相成分的峰值很高。这表明在合金烧结过程中，硬质相TiC已扩散 至粘结相中；粘结相成分的峰值很低，Mn，Fe元素的含量与合格态合金相差甚远，只相当于合格合金的50%左右，就是说，碎片合金某些硬质相之间粘结相的 相对量比合格合金硬质相之间粘结相的相对量要少，这必然导致粘结效果差，微观区域的强韧性低。若此处的应力超过其强度值时，即很容易产生微裂纹，当应力进 一步增大或作用时间延长，微裂纹将会扩展为宏观裂纹甚至碎裂，这就是合金在焊接或使用过程中产生裂纹以及碎片的主要原因。

2.2　合金断口形貌的扫描电镜分析

对碎片合金与正常合金进行了断口扫描电镜分析，结果见图4和图5。

      图4　 碎片合金断口形貌 图5　合格合金断口形貌

在扫描电镜观察过程中，几乎所有碎片断口都未发现韧性断裂痕迹，属脆性断裂(图4)。而合格产品的断口主要是韧性断裂(图5)。对碎裂合金和正常合金进行了显微组织对比分析，结果见图6和图7。

          图6　碎片合金显微组织 图7　合格合金显微组织

　　从试样显微组织看出，白色块状物为硬质相碳化钛，分布较均匀，边界清晰。碎片合金中硬质相TiC晶粒有邻接和长大现象，且晶粒粗细不均匀，平均晶粒度约为4μm(图6)。合格合金硬质相TiC的晶粒粗细均匀，平均晶粒度约为2.4μm(图7)。

2.3　合金的加工硬化效应试验

高 锰钢奥氏体组织在冲击应力作用下将产生加工硬化效应，能增强材料的使用性能。为了测定碳化钛高锰钢结硬质合金是否同样具有此效应，对TM60合金选择2组 试样进行了加工硬化试验。一组是烧结态的合格产品，另一组是碎裂报废产品的残体。模拟试验采用锤打冲击法。结果显示:合格产品在此试验条件下没有发生碎裂 现象，且其硬度HRC可升高2～5，加工硬化效应明显；而报废产品尽管本身硬度很高，但经不住锤打冲击而全部碎裂，说明该种合金由于硬质相之间的粘结相成 分Mn，Fe等元素含量偏低，粘结相的相对量减少，在烧结过程中硬质相有邻接与聚集长大行为，合金的强韧性差，在外力作用下，不仅不显现类似高锰钢奥氏体 相的加工硬化效应，而且易于形成微区裂纹并迅速扩展而产生宏观碎裂，结果见表4。

3　提高合金强韧性的工艺改进措施

针对碳化钛高锰钢结硬质合金在焊接和使用过程中常产生裂纹与碎片的问题，根据前述实验分析结果进行了工艺方法研究，取得了提高合金强韧性、防止产生裂纹与碎片的良好效果，所提出的提高合金强韧性的工艺改进措施如下:

1) 烧结温度　碳化钛高锰钢结硬质合金的最终烧结温度一般取1420℃较合适。烧结温度不宜过高，温度过高会使碳化钛晶粒长大速度加快，甚至使粘结相变成液相 金属流失，从而使硬质相发生邻接、聚集并长大，形成碎裂源。这就是前面分析的硬质相晶粒之间的粘结相变少的原因。当然烧结温度也不能过低，否则会使合金欠 烧。

2)烧结时的升温速度　此类合金烧结时升温加热速度不宜快，特别是在脱胶、还原和液相烧结的3个阶段中，要严格控制升温速度和保温 时间。因为在低温脱胶阶段，是压坯释放压制应力和成形剂挥发的过程，若升温速度快，则因成形剂来不及挥发而液化后变成蒸汽，使压坯产生爆裂或微裂现象；在 900℃以上的还原阶段，要让压坯有足够的时间脱去所用原料粉末(如Mn2Fe中间合金)中的挥发物和氧；进入液相烧结阶段时，也要放慢升温速度才能使压 坯充分合金化。钢结硬质合金的烧结原理就是润湿原理，让液相充分润湿固相(硬质相)，否则液相金属Fe，Mn等会析出在压坯表面，甚至流失。

3)炉内真空度　在进入液相烧结阶段时，除了前面提到的要控制烧结温度和速度以外，还要控制烧结时炉内的真空度，因为过高的真空度会使液相金属大量挥发，造成成分偏析。

4　结论

1) 碎片合金中硬质相TiC之间的Mn，Fe含量较之合格合金低，硬质相之间粘结相的相对量明显减少，粘结效果变差，致使硬质相在烧结过程中发生邻接和聚集长 大，且出现晶粒不均匀粗化，是导致合金微区强韧性低，在焊接应力(或外力)作用下极易产生微观裂纹并扩展成宏观裂纹或形成碎片的原因。

2)碎片碳化钛高锰钢结硬质合金在外力作用下极易发生脆性断裂，测试不到加工硬化效应，而合格合金具有明显的加工硬化效应。

3)提高碳化钛高锰钢硬质合金性能、防止脆裂的工艺措施主要是应严格控制烧结温度、烧结时的加热速度和真空度，避免烧结阶段造成粘结相成分挥发、流失与成分偏析，防止硬质相发生邻接和聚集长大行为。

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