YG20/45鋼激光熔釬焊焊縫界面顯微組織與元素?cái)U(kuò)散研究

馬一帆，徐培全，林俊宇

(上海工程技術(shù)大學(xué) 材料工程學(xué)院，上海 201620)

硬質(zhì)合金以化合物為基體，金屬為結(jié)合劑，通過(guò)粉末冶煉制造而成的一種耐磨性較強(qiáng)、硬度較高的材料。因?yàn)橛操|(zhì)合金刀具成本高，制造加工難度大，所以常以焊接的方式將硬質(zhì)合金焊接在鋼基體上，從而可以得到耐磨性強(qiáng)、硬度較高以及背部高韌性的理想結(jié)合構(gòu)件[1]。由于硬質(zhì)合金與異種金屬尤其是鋼的連接一直是一個(gè)較為復(fù)雜的過(guò)程，主要的難點(diǎn)是在于不同基體熱膨脹系數(shù)相差較大，在進(jìn)行焊接試驗(yàn)中會(huì)產(chǎn)生較大殘余應(yīng)力，從而使焊件發(fā)生開(kāi)裂以及焊接過(guò)程中會(huì)發(fā)生冶金反應(yīng)形成有害相。近幾年隨著電子、汽車、航天等行業(yè)的快速發(fā)展，激光焊接被廣泛使用，許多學(xué)者嘗試使用激光焊來(lái)實(shí)現(xiàn)硬質(zhì)合金與鋼的異種金屬連接。由于激光焊比電弧焊對(duì)接頭的熱輸入少，通過(guò)激光釬焊直接使鋼和硬質(zhì)合金形成有效連接可以緩解上述2個(gè)問(wèn)題。為進(jìn)一步改善鋼和硬質(zhì)合金焊接接頭存在的問(wèn)題，課題組以Cu/Invar/Ni復(fù)合層為中間層進(jìn)行激光熔釬焊焊接試驗(yàn)研究。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為WC-20Co硬質(zhì)合金和45鋼，材料為?60 mm×4 mm的圓盤,利用DK7750E型數(shù)控電火花線切割機(jī)床將母材沿直徑方向加工成半徑為30 mm的半圓盤。硬質(zhì)合金晶粒尺寸較大，一般晶粒尺寸平均在1.8 μm左右，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 YG20化學(xué)元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)

填充層材料為Ni/invar/Cu復(fù)合層，Ni靠近45鋼側(cè)，Cu靠近硬質(zhì)合金側(cè)。其中Cu，Ni填充層的厚度均為0.1 mm，Invar合金厚度為1.5 mm，中間層高度高出母材1.0 mm，避免出現(xiàn)焊接過(guò)程中釬料高溫流失導(dǎo)致不能填滿焊縫的情況。其中Invar合金元素成分如表2所示。焊接接頭采用對(duì)接形式，激光掃描速度為0.1 m/s。

表2 Invar合金化學(xué)元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)

焊接設(shè)備使用IPG-YLS-5000W摻鐿多模光纖激光器作為熱源，激光波長(zhǎng)為1 075±5 nm，光斑直徑為0.2 mm，最大功率5 000 W。使用HIGHYAG激光加工頭BIMO和KUKAKR60HA型智能化系統(tǒng)。焊接過(guò)程中使用Ar氣提供焊接環(huán)境保護(hù)，氣體流速保持在23 L/min。試樣拋光后采用村上試劑(10%KOH+10%K3[Fe(CN)6]+80%H2O)對(duì)硬質(zhì)合金側(cè)進(jìn)行腐蝕，焊縫用100 mL HCL，2 g CuCl2,7 g FeFeCl3，5 mL HNO3，200 mL甲醇和100 mL H2O配制的試劑進(jìn)行腐蝕，對(duì)鋼側(cè)使用4%硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕。使用VHX-600型超景深數(shù)碼顯微鏡和S-3400hS-3400、S-4800掃描電鏡對(duì)焊縫界面組織及元素成分進(jìn)一步研究分析，利用S-4800型掃描電鏡對(duì)焊縫區(qū)域進(jìn)行EDS分析[2]。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 YG20/45鋼宏觀焊縫成形性

圖1所示為試樣焊接后焊件形貌，試樣A1，A2，A3的焊接功率分別為1 500,1 700和1 900 W。圖1中焊件上側(cè)為45鋼，下側(cè)為YG20，其中激光掃描路徑為焊縫正面的右側(cè)至左側(cè)。由圖1(d)中A1焊縫背面右側(cè)部分可以觀察出焊縫中釬料沒(méi)有完全熔化，說(shuō)明激光功率偏小，焊接熱輸入不足以滿足釬料完全熔化使母材充分連接，造成元素在焊縫界面處擴(kuò)散反應(yīng)不明顯，焊縫金屬均勻性較低，硬質(zhì)合金側(cè)和Ni/invar/Cu復(fù)合層未完全融合；從A3焊縫正面可以觀察出焊縫上部分形成凹坑且底部低于母材上表面，而A3焊件試樣底部母材與中間層潤(rùn)濕比較充分，這些凹坑可能是由于焊縫熱輸入較高反應(yīng)劇烈，導(dǎo)致焊縫中釬料過(guò)多揮發(fā)形成的。

圖1 不同功率下焊縫宏觀成形

2.2 焊縫界面顯微組織及形態(tài)

在焊接過(guò)程中，熔池的狀態(tài)對(duì)焊縫附近區(qū)域晶體組織結(jié)構(gòu)的生長(zhǎng)有重要影響。焊縫的冶金反應(yīng)、組織結(jié)晶的方向、晶體結(jié)構(gòu)的影響因素主要有熔池的存在時(shí)間、體積、形狀和熱傳導(dǎo)方向。圖2所示為焊接界面顯微組織圖。

圖2中(a)，(c)和(e)分別為試樣A1，A2和A3鋼側(cè)及焊縫組織圖。由圖2(a)可以觀察出，靠近焊縫處主要由胞狀晶組成，其次是柱狀枝晶，晶體組織的生長(zhǎng)具有方向性，柱狀晶體積偏小，沒(méi)有明顯的側(cè)枝生長(zhǎng)，具有少量偏析，結(jié)構(gòu)較致密[3]。圖2(c)中可以看出鋼側(cè)主要由珠光體和鐵素體組成，其中珠光體呈片狀，焊縫中間方框部分晶粒較不規(guī)則，可能是由于焊接過(guò)程中少量Ni沒(méi)有充分發(fā)生擴(kuò)散反應(yīng)導(dǎo)致晶粒出現(xiàn)少量聚集，界面處晶體組織主要由胞狀晶組成。圖2(e)焊縫中間部分出現(xiàn)和圖2(c)焊縫類似的不規(guī)則晶體聚集，焊縫處出現(xiàn)纖維形狀的枝晶[4]。

圖2(b)，2(d)和2(f)分別為試樣A1，A2和A3硬質(zhì)合金側(cè)焊縫組織圖，組織形貌與鋼側(cè)焊縫界面處有較大差異，晶體生長(zhǎng)也較明顯。圖2(b)在硬質(zhì)合金側(cè)焊縫界面組織出現(xiàn)等軸樹(shù)枝晶，在硬質(zhì)合金與中間層之間有一條寬度約8 μm的黑色組織疏松層。圖2(d)焊縫界面組織生長(zhǎng)方向不明顯，硬質(zhì)合金和中間層之間也出現(xiàn)黑色組織疏松層，但是疏松層并不連續(xù)。圖2(f)中焊縫界面處主要由胞狀晶和胞狀枝晶組成，其中胞狀晶體積較大，因?yàn)樵谕缓附铀俣认潞缚p獲得較高的熱輸入，在焊接過(guò)程中界面位置結(jié)晶速度較小，形成較大的溫度梯度，隨著凝固界面在焊接過(guò)程中由融合區(qū)邊界向焊縫中心移動(dòng)時(shí)，結(jié)晶速度加快，而界面的溫度梯度降低，導(dǎo)致成分過(guò)冷，形成較為粗大的胞狀樹(shù)枝晶[5]；在離開(kāi)焊接界面約20 μm處有較多板條束晶體形成，而且許多的板條束晶體形成了板條群。

圖2(a)，2(c)和2(e)中可以觀察到鋼側(cè)焊縫附近生成了馬氏體，靠近焊縫界面處馬氏體比較粗大，其余部分比較細(xì)小。粗大的馬氏體組織可以提高鋼側(cè)熱影響區(qū)的硬度，降低塑形和韌性，所以這個(gè)區(qū)域是焊接接頭比較脆弱的位置[6]。馬氏體的形貌對(duì)焊接接頭的力學(xué)性能有一定的影響，馬氏體板條群或馬氏體片尺寸越小則馬氏體的強(qiáng)度越高，因此可以提高焊接接頭的綜合力學(xué)性能[7]。

圖2(b)中形成較少樹(shù)枝晶，2(d)中無(wú)明顯樹(shù)枝晶，2(f)中組織樹(shù)枝晶最多，由此可知隨著焊接功率的增加樹(shù)枝晶變化并不是線性變化的，而是由焊接過(guò)程中的多種因素造成的。原因如下：在實(shí)際焊接過(guò)程中，焊縫界面處存在較大的溫度梯度，結(jié)晶速度在熔池凝固過(guò)程中較小，成分組織發(fā)生過(guò)冷，出現(xiàn)樹(shù)枝晶，隨著焊接熱輸入的增加，線能量增加導(dǎo)致溫度梯度增加，從而不易形成樹(shù)枝晶。又由于硬質(zhì)合金中元素Co在一定熱輸入下的熔化導(dǎo)致WC分布比較稀疏，使熱傳導(dǎo)較易發(fā)生，溫度梯度變低，可以促進(jìn)樹(shù)枝晶的形成[8]。

圖2 焊縫界面組織

為進(jìn)一步研究硬質(zhì)合金側(cè)焊縫晶粒，利用掃描電鏡對(duì)A2試樣焊縫界面組織形貌進(jìn)行觀察。圖3所示為A2試樣WC-20Co側(cè)焊縫的界面上側(cè)同一部位不同放大倍數(shù)的形貌圖。WC-20Co硬質(zhì)合金母材是由硬質(zhì)合金相WC和粘接相Co構(gòu)成，Co和因瓦合金的熔點(diǎn)比WC的熔點(diǎn)要低，當(dāng)Co熔化時(shí)WC顆粒就擺脫了束縛處于自由狀態(tài)，在內(nèi)力的作用下擴(kuò)散到液態(tài)熔池中[9]，當(dāng)溫度繼續(xù)上升達(dá)到WC熔點(diǎn)時(shí)，WC顆粒開(kāi)始熔化成小顆粒，隨后溫度開(kāi)始慢慢降低，小顆粒的WC又重新聚集[10]。圖3(c)中可以看到有部分WC顆粒已經(jīng)擴(kuò)散到中間過(guò)渡層中，大顆粒邊緣有溶解跡象，由原來(lái)清晰可見(jiàn)的尖角變成有點(diǎn)模糊的圓角。

圖3 過(guò)渡層顯微組織

圖4所示為試樣A2硬質(zhì)合金側(cè)焊縫接頭中部和下部典型顯微組織。圖中虛線標(biāo)出的為接頭界面處的過(guò)渡層即硬質(zhì)合金Co漂移區(qū)，在此區(qū)域內(nèi)，元素Co、Ni和Fe組成粘結(jié)相。Co漂移區(qū)具有較為疏松的微觀組織接頭，與母材硬質(zhì)合金相比，此處具有更高的韌性，但是強(qiáng)度和硬度較低。作為過(guò)渡層，Co漂移區(qū)通過(guò)Invar合金中間層增強(qiáng)了硬質(zhì)合金和45鋼的連接，提高焊接接頭的韌性[11-12]。碳化鎢顆粒一般是不規(guī)則棱角狀，而焊縫界面處碳化鎢熔化較多，有較多熔化后的碳化鎢細(xì)小顆粒出現(xiàn)在焊縫界面處，并且這些顆粒沒(méi)有發(fā)生異常長(zhǎng)大，則可以緩解焊縫過(guò)渡區(qū)的應(yīng)力集中。在焊縫接頭下部出現(xiàn)少量疏松孔洞，可能是由于母材形狀突變使熱輸入分布不均造成的[13]。

圖4 試樣A2硬質(zhì)合金側(cè)焊縫過(guò)渡區(qū)

從焊縫過(guò)渡層能明顯觀察到焊縫界面有WC顆粒伸入焊縫中，并且部分WC顆粒棱角產(chǎn)生溶解，出現(xiàn)少量聚集態(tài)晶粒，但這些晶粒暫時(shí)未異常長(zhǎng)大。為了更清楚地研究WC顆粒伸入到焊縫中的情況，采用配備S-4800型號(hào)掃描電鏡的EDS能譜儀對(duì)試樣A2焊縫界面的幾個(gè)具有代表性的位置點(diǎn)進(jìn)行觀察并進(jìn)行元素含量的測(cè)定。

2.3 硬質(zhì)合金側(cè)焊縫元素?cái)U(kuò)散分析

圖5所示為試樣A2硬質(zhì)合金側(cè)焊縫取點(diǎn)成分分析圖，第1個(gè)點(diǎn)a選取的是較大的白色顆粒即WC晶粒，第2點(diǎn)b選取的是在WC晶粒周圍。由圖5(a)可以得到a點(diǎn)其主要成分是W，其他元素含量并不明顯，可以推測(cè)此處相組成主要碳化鎢。

圖5 YG20側(cè)焊縫元素成分

同樣的方法得到b點(diǎn)的元素成分分析結(jié)果。b點(diǎn)出現(xiàn)了Fe、Ni和Co元素，可以推測(cè)出此處主要由鐵碳化合物組成，也說(shuō)明硬質(zhì)合金中一部分Co元素在焊接過(guò)程中發(fā)生了流失。Invar合金元素成分主要含有Fe和Ni，其中 Fe和Ni元素含量在b處明顯增加，由此可知，硬質(zhì)合金側(cè)流失的Co元素被通過(guò)擴(kuò)散反應(yīng)進(jìn)入的Fe和Ni元素補(bǔ)充，說(shuō)明Invar合金和硬質(zhì)合金中各元素發(fā)生了充分的擴(kuò)散反應(yīng)，從而可以保證焊接接頭的整體性能[14]。

3 結(jié)論

針對(duì)YG20和45鋼異種金屬焊接焊縫接頭脆性高及焊縫連接性能差等缺點(diǎn)，課題組以Cu/Invar/Ni作為填充材料，采用不同功率進(jìn)行激光熔釬焊焊接試驗(yàn)，對(duì)焊縫區(qū)域微觀組織及元素?cái)U(kuò)散進(jìn)行研究，得到以下結(jié)論：

1)在激光焊接過(guò)程中，YG20中WC晶粒的不規(guī)則棱角會(huì)逐漸發(fā)生溶解消失，可以防止應(yīng)力在過(guò)渡區(qū)集中，增加接頭韌性；

2)因瓦合金中的Fe、Ni元素彌補(bǔ)硬質(zhì)合金流失的Co元素，發(fā)生了擴(kuò)散反應(yīng)，元素Fe、Ni在硬質(zhì)合金中可以起到粘結(jié)相的作用，增強(qiáng)焊接接頭連接性；

3)在焊接過(guò)程中加Cu/Invar/Ni復(fù)合層，激光釬焊接頭宏觀形貌都較好，鋼側(cè)焊縫大部分為胞狀晶和柱狀晶，晶粒生長(zhǎng)不具有明顯方向性；硬質(zhì)合金焊縫側(cè)出現(xiàn)的樹(shù)枝晶的生成受多種因素影響，焊接功率的增加并不會(huì)使樹(shù)枝晶的形成發(fā)生線性變化。

本研究為硬質(zhì)合金與鋼基金屬的連接提供了新思路，在拓寬光纖激光焊接在難熔焊材料領(lǐng)域的應(yīng)用具有一定意義。后續(xù)工作可進(jìn)一步研究工藝參數(shù)對(duì)組織及性能的影響，或是填充不同材料的中間層對(duì)焊接質(zhì)量的影響。