陳剛+黃宇+周明哲+賈寓真+郭喜如

摘 要：利用CO2激光器對(duì)雙金屬帶鋸條齒部用硬質(zhì)合金YG8及背部用超高強(qiáng)度鋼D6A進(jìn)行焊接，通過(guò)金相顯微鏡，掃描電鏡（SEM），顯微硬度儀，電子顯微探針（EPMA）等手段研究了焊后硬質(zhì)合金YG8與超高強(qiáng)度鋼D6A焊接接頭組織演變規(guī)律，焊接接頭合金元素分布，以及不同焊接工藝對(duì)異種金屬焊接接頭組織及力學(xué)性能的影響.研究表明，隨著焊接速度增大，焊縫中心區(qū)等軸晶增多，樹(shù)枝晶減少，且靠近YG8側(cè)熔合區(qū)的等軸晶更細(xì)??；各種工藝條件下焊接接頭硬度均較母材高，且靠近YG8側(cè)的熔合區(qū)的硬度要高于焊縫區(qū)的硬度.當(dāng)焊接功率為3 960 W，焊接速度為9 m/min時(shí)，焊接接頭的性能優(yōu)良，抗彎強(qiáng)度值達(dá)到349 MPa，達(dá)到雙金屬帶鋸條的焊接性能要求.

關(guān)鍵詞：硬質(zhì)合金；異種金屬焊接；顯微組織；力學(xué)性能

中圖分類號(hào)：TG456.7 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A

Study of the Microstructure and Properties of YG8/D6A Dissimilar Metal CO2 Laser Welding Joints

CHEN Gang1，HUANG Yu1，ZHOU Mingzhe2，JIA Yuzhen2，GUO Xiru2

（1.College of Materials Science and Engineering，Hunan University，Changsha 410082，China；

2.Bichamp Cutting Technology（ Hunan） Co Ltd，Changsha 410200，China）

Abstract：Cemented carbide wires YG8 and ultrahigh-strength steel strips D6A were welded on the band saw blade by using CO2 laser.The typical microstructure of welding joints，the distribution of element，and influence of different bonding technologies on welding joints microstructure and mechanical properties were studied by using metalloscope，electron microscope（SEM），microhardness meter and electron（EPMA）.The results showed that isometric increased，dendrite decreased in the weld center and isometric near the side of YG8 fusion boundary area became more fine with the increase of welding speed .The hardness of the welding joints every bonding technology was higher than parent metal.Moreover，the hardness of the bond area near the side of YG8 was higher than the welded zones.When the welding power was 3 960 W and the welding speed was 9 m/min，the property of the wedded joints was good，and the value of bending strength reached 349 MPa，which reached the requirements of double metal band saw blade welding.

Key words：cemented carbide；dissimilar metal welding；microstructure；mechanical properties

硬質(zhì)合金是由硬質(zhì)相鑲嵌在粘結(jié)相中構(gòu)成的一種多相材料，由于其具有高硬度、高耐磨性等優(yōu)異的性能被廣泛應(yīng)用于耐磨工具、切削工具、礦石開(kāi)采等領(lǐng)域[1-3].硬質(zhì)合金與高強(qiáng)度鋼的連接可以解決其價(jià)格昂貴、脆性大等缺點(diǎn)，通過(guò)將硬質(zhì)合金和超高強(qiáng)度鋼的焊接可以實(shí)現(xiàn)鋸齒部高硬度、耐磨及背部高強(qiáng)韌性的理想結(jié)合[4].由于硬質(zhì)合金中含大量的高熔點(diǎn)W元素，焊接性差，同時(shí)，與超高強(qiáng)度高的理化性質(zhì)（如線膨脹系數(shù)等）相差較大，因此，采用傳統(tǒng)的焊接工藝難以實(shí)現(xiàn)兩者的理想焊接[5-6].激光焊接具有功率密度高、光斑直徑小、能量集中、速度高、焊縫熱影響區(qū)小和熱變形小等優(yōu)點(diǎn)[7-10].因此，對(duì)含有高熔點(diǎn)合金元素的異種金屬焊接具有優(yōu)異性，是硬質(zhì)合金和超高合金鋼的理想焊接方式.曹曉蓮等[11]研究了YG20/45鋼激光焊焊縫組織及界面元素?cái)U(kuò)散行為，結(jié)果表明焊接熱輸入越高，焊縫界面的組織晶粒粗化，裂紋傾向明顯增加.同時(shí)，硬質(zhì)合金中的W，Co與鋼中Fe發(fā)生相互擴(kuò)散，接頭冶金結(jié)合強(qiáng)度良好；Yu等 [12]采用Ni-Fe因瓦合金作為過(guò)程層對(duì)W-20Co與碳鋼的光纖激光焊進(jìn)行了研究，探索了激光焊接速度對(duì)焊接組織的影響；趙秀娟等[13]采用電子束對(duì)接焊探討了YG30與45鋼之間的焊接行為.而關(guān)于低Co含量硬質(zhì)合金的激光焊接行為相關(guān)研究鮮有報(bào)道.本文采用CO2激光器焊接，研究了不同焊接工藝參數(shù)對(duì)硬質(zhì)合金YG8和超高強(qiáng)度鋼D6A焊接接頭組織及性能的影響，為實(shí)際應(yīng)用提供指導(dǎo).

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

本實(shí)驗(yàn)原材料采用雙金屬帶鋸用硬質(zhì)合金鋼絲（齒部）YG8及超高強(qiáng)度鋼（背材）D6A，其成分見(jiàn)表1和表2.尺寸分別為1.4 mm（寬）×1.1 mm（厚），寬34.0 mm（寬）×1.1 mm（厚）.endprint

焊前對(duì)上述母材表面進(jìn)行丙酮超聲波清洗，實(shí)驗(yàn)采用TruLaser 1100型CO2激光器，其最大輸出功率為4 000 W，光束模式為T(mén)EM00模，焦距250 mm，焊接時(shí)采用Ar氣作為保護(hù)氣體.實(shí)驗(yàn)參數(shù)如表3所示，其中焊接速度為被焊材料相對(duì)激光束移動(dòng)的速度.采用金相顯微鏡（OM，NEOPHOT32）和掃描電鏡（SEM，F(xiàn)EI QUANTA 200 型）對(duì)焊接接頭組織進(jìn)行觀察，利用顯微硬度計(jì)（HV，MHV-2000）以焊縫中心為對(duì)稱軸，每隔0.05 mm進(jìn)行檢測(cè)（載荷力為9.8 N，保荷時(shí)間為15 s），對(duì)焊縫進(jìn)行硬度檢測(cè).采用電子探針（EPMA）對(duì)焊縫附近區(qū)域進(jìn)行元素分布分析，焊縫強(qiáng)度采用泰嘉新材料科技股份有限公司專用抗剪試驗(yàn)機(jī)測(cè)試，即將焊接好的試樣加工成3.0 mm×1.1 mm×50 mm的長(zhǎng)條，長(zhǎng)條背材部分固定在夾具上，僅露出焊接的齒部，采用頂桿將齒部沿焊縫橫向頂斷，測(cè)量出該頂斷力除以試樣焊縫面面積轉(zhuǎn)換成強(qiáng)度指標(biāo).

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 焊接接頭顯微組織分析

2.1.1 焊接接頭顯微組織

圖1是當(dāng)功率為3 960 W，焊接速度為9 m/min時(shí)，YG8/D6A異種金屬焊接接頭各部分金相照片.由圖1可知，焊接接頭由焊縫中心區(qū)（FZ）、齒材YG8側(cè)熱影響區(qū)（HAZ）、背材D6A側(cè)熱影響區(qū)（HAZ）構(gòu)成，在焊縫區(qū)與熱影響區(qū)之間的過(guò)渡區(qū)為YG8側(cè)熔合區(qū)（PMZ）和D6A側(cè)熔合區(qū)（PMZ）.

焊縫中心區(qū)組織.在焊縫中心區(qū)為等軸晶，晶粒細(xì)小.從焊縫中心區(qū)（FZ）到D6A側(cè)熔合區(qū)（PMA），組織依次呈現(xiàn)為等軸晶、樹(shù)枝晶和胞狀晶，其生長(zhǎng)方向垂直于焊縫中心線方向，具有典型定向凝固組織.從焊縫中心區(qū)（FZ）到Y(jié)G8側(cè)熔合區(qū)（PMA），組織依次呈現(xiàn)為等軸晶、混合樹(shù)枝晶和胞狀晶.

焊縫熔合區(qū)顯微組織.在熔池凝固過(guò)程中，界面附近位置的結(jié)晶速度非常小，溫度梯度較大；隨著凝固界面遠(yuǎn)離熔合區(qū)邊界向焊縫中心推進(jìn)時(shí)，結(jié)晶速度增大，溫度梯度減小，在某一時(shí)刻將發(fā)生成分過(guò)冷，出現(xiàn)較為粗大的胞狀樹(shù)枝晶.硬質(zhì)合金熔合區(qū)側(cè)也會(huì)有少量的胞狀樹(shù)枝晶出現(xiàn)，但大部分是以胞狀枝晶的形式存在.

2.1.2 焊接接頭處元素分布

采用能譜儀（EDAX）對(duì)2#（焊接功率3 960 W，速度9 m/min）試樣線掃描進(jìn)行成分分析，焊后背材D6A-焊縫處和焊后齒材YG8-焊縫處線掃描結(jié)果分別見(jiàn)圖2和圖3.共檢測(cè)了C，Mo，Cr，Mn，F(xiàn)e，Co，W 7種元素的變化，由圖中曲線可以看出，在焊縫界面附近C，Mo，Cr，Mn沒(méi)有明顯變化，因此，將重點(diǎn)分析Fe，Co，W的變化規(guī)律.由圖可知，一定量的Fe擴(kuò)散到硬質(zhì)合金側(cè)并分布于WC周?chē)洚?dāng)粘結(jié)相的作用，同時(shí)在靠近界面的焊縫位置有W，Co出現(xiàn).

由圖2可以看出，D6A-焊縫各處元素分布較為均勻，變化不明顯.由圖3可見(jiàn)在焊縫處，F(xiàn)e，Co，W元素分布呈明顯的分界現(xiàn)象.從焊縫-YG8，F(xiàn)e元素含量急劇下降，W，Co元素含量明顯升高.硬質(zhì)合金YG8中的W，Co在焊接熱輸入的條件下部分熔化并進(jìn)入焊縫位置，且由于Co的熔點(diǎn)較W低，所以在焊縫處Co含量略高于W，且Co的含量和進(jìn)入硬質(zhì)合金YG8處的鐵含量相似，因而流失的Co量可以由擴(kuò)散進(jìn)入的Fe來(lái)充當(dāng)以保證接頭的性能.

2.2 激光功率和焊接速度對(duì)焊接接頭組織的影響

圖4為激光焊接功率P=3 960 W時(shí)，不同焊接速度焊后接頭的SEM圖.由圖4可知，隨著焊接速度的增大，D6A側(cè)的胞狀樹(shù)枝晶具有明顯生長(zhǎng)，并且隨著焊接速度的增加，柱狀晶趨于垂直于焊縫中心線.對(duì)于硬質(zhì)合金側(cè)，其熱導(dǎo)率明顯較鋼的小，熔池具有較鋼側(cè)大的溫度梯度，進(jìn)而出現(xiàn)較低的成分過(guò)冷度，不利于樹(shù)枝晶的生長(zhǎng)，因?yàn)樵谙嗤瑮l件下，硬質(zhì)合金側(cè)的樹(shù)枝晶較鋼側(cè)的細(xì)小，并且生長(zhǎng)方向性并不明顯，甚至沒(méi)有樹(shù)枝晶出現(xiàn).由圖4可知，樹(shù)枝晶并不是隨著焊接速度的增加而單調(diào)變化，而是在多種因素影響下形成的.

圖5為焊接速度v=11 m/min時(shí)不同焊接功率的焊接接頭的SEM圖.由圖5可知，隨著激光焊接功率的增加，焊縫中心區(qū)樹(shù)枝晶數(shù)量減少，等軸晶增加，焊縫和母材熔合邊界柱狀晶范圍變寬.

2.3 焊接接頭顯微組織形成機(jī)理

在激光焊接的過(guò)程中，激光束和焊接材料作用時(shí)間非常短，焊接結(jié)束時(shí)，焊縫處金屬迅速冷卻，然后快速凝固.在焊縫兩側(cè)，熔合區(qū)邊緣金屬溫度梯度較大，結(jié)晶速度較熔池中心低，隨著凝固界面向焊縫中心區(qū)域推進(jìn)時(shí)，溫度梯度逐漸減小，結(jié)晶速度與熔池的成分過(guò)冷度均增大，焊縫中心區(qū)域具有最大的成分過(guò)冷度，熔池中未融化的懸浮質(zhì)點(diǎn)為非自發(fā)形核的現(xiàn)成凝固表面，可以自由生長(zhǎng)，促進(jìn)焊縫形成等軸晶.整個(gè)焊縫區(qū)域由熔池邊緣到焊縫中心線，晶體的生長(zhǎng)規(guī)律為：由無(wú)成分過(guò)冷時(shí)的平面晶依次到胞狀晶、樹(shù)枝晶并最終在焊縫中心位置附近形成等軸晶.鋼側(cè)組織具有明顯的胞狀樹(shù)枝晶生長(zhǎng)行為，且隨著焊接速度的增大，柱狀晶越趨于與焊縫中心線垂直.如圖4（c）所示，由于YG8硬質(zhì)合金的熱導(dǎo)率明顯小于鋼材，與鋼側(cè)相比較硬質(zhì)合金側(cè)的熔池附近擁有更大的溫度梯度，從而出現(xiàn)較低的成分過(guò)冷度，不利于樹(shù)枝晶的生長(zhǎng)，因而在同等條件下，硬質(zhì)合金側(cè)的樹(shù)枝晶比鋼側(cè)的更為細(xì)小，并且不具備明顯的生長(zhǎng)方向性，樹(shù)枝晶生長(zhǎng)形態(tài)不明顯.由圖4（a）到圖4（c）所示可知，靠近硬質(zhì)合金側(cè)的焊縫組織由a3的少量樹(shù)枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)閎3的較多樹(shù)枝晶，最后樹(shù)枝晶在c3中消失，樹(shù)枝晶并不是隨著焊接速度的增加而單調(diào)的變化，而是在多種因素共同影響下形成的[14].可能的解釋是，基于硬質(zhì)合金與鋼焊接的浸潤(rùn)機(jī)理[15]，率先熔化的鋼材會(huì)逐漸浸潤(rùn)高熔點(diǎn)的硬質(zhì)合金，硬質(zhì)合金中Co的熔化將導(dǎo)致WC粒子的分布變得稀疏，從而促進(jìn)了熱量的傳導(dǎo).一般而言，熱輸入越大，硬質(zhì)合金側(cè)的溫度梯度越小，越利于樹(shù)枝晶的生長(zhǎng)[13].若不考慮硬質(zhì)合金中WC粒子稀疏的影響，則熱輸入越大，溫度梯度越大，越不利于形成樹(shù)枝晶.這二者的相互影響最終導(dǎo)致了此現(xiàn)象的產(chǎn)生.焊接溫度場(chǎng)對(duì)焊縫區(qū)域的微觀組織形貌的影響至關(guān)重要.此外，熱源、焊接工藝、焊接間隙、被焊金屬的物理性質(zhì)以及焊接母材的裝夾狀態(tài)等因素均對(duì)焊縫的微觀組織結(jié)構(gòu)具有一定的影響[16-19].endprint

2.4 激光焊接接頭力學(xué)性能

2.4.1 焊接接頭的顯微硬度分析

當(dāng)焊接功率為P=3 960 W時(shí)，隨著焊接速度的變化，接頭顯微硬度變化曲線如圖6所示.當(dāng)焊接速度為9 m/min時(shí)，隨著焊接功率的變化，焊接接頭顯微硬度變化曲線如圖7所示.

由圖6和圖7可知，靠近硬質(zhì)合金YG8側(cè)焊縫硬度要高于靠近背材超高強(qiáng)度鋼D6A側(cè)，焊縫和熱影響區(qū)硬度均較母材高，且在靠近硬質(zhì)合金YG8側(cè)的熔合區(qū)的硬度比焊縫中心區(qū)硬度要高.從齒材YG8焊縫到背材D6A，硬度逐漸降低.對(duì)比圖6和圖7，本實(shí)驗(yàn)條件下，激光功率和焊接速度對(duì)接頭各區(qū)域的顯微硬度的影響不大.

2.4.2 焊接接頭的抗彎強(qiáng)度分析

表4為不同激光焊接工藝參數(shù)焊接接頭抗彎強(qiáng)度.所測(cè)試樣抗彎斷裂均發(fā)生在靠近硬質(zhì)合金D6A側(cè)的熔合線附近，當(dāng)焊接功率為3 960 W，焊接速度為9 m/min時(shí)，焊接接頭強(qiáng)度最高，抗彎強(qiáng)度值為349 MPa，達(dá)到了雙金屬帶鋸條的焊接性能要求[20].

3 結(jié) 論

1）硬質(zhì)合金YG8中的W，Co與超高強(qiáng)度鋼D6A中的Fe互相擴(kuò)散，D6A中的Fe通過(guò)擴(kuò)散進(jìn)入硬質(zhì)合金YG8充當(dāng)粘結(jié)相，彌補(bǔ)了Co元素的流失，從而使整個(gè)接頭達(dá)到了很好的冶金結(jié)合.

2）從D6A側(cè)到焊縫中心位置，晶體的生長(zhǎng)變化為胞狀晶→樹(shù)枝晶→等軸晶的變化過(guò)程，且生長(zhǎng)方向性較強(qiáng)，同時(shí)隨著焊接速度的增加，樹(shù)枝晶逐漸以垂直于焊縫中心線的方式生長(zhǎng)，且變得細(xì)?。挥蒠G8側(cè)到焊縫中心位置，生長(zhǎng)變化為混合的樹(shù)枝晶與胞狀晶甚至只有胞狀晶→中心等軸晶，具有不明顯的生長(zhǎng)方向.

3）當(dāng)焊接功率為3 960 W，焊接速度為9 m/min時(shí)，焊接接頭性能優(yōu)良，抗彎強(qiáng)度值為349 MPa.

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