M42／X32異種金屬CO2激光焊接接頭組織和性能的研究＊

陳 剛，楊全毅，周明哲，韓季初，郭喜如，賈寓真

（1.湖南大學 材料科學與工程學院，湖南 長沙 410082；2.湖南泰嘉新材料科技股份有限公司，湖南 長沙 410200）

異種金屬焊接能夠充分利用各種材料的優(yōu)異性能，且能減少貴重金屬的使用，降低成本，因此，在工程機械、交通運輸、航空航天等行業(yè)得到廣泛應用［1－3］.作為金屬鋸切工業(yè)中的重要組成部分，帶鋸條產(chǎn)品以其鋸切效率高、鋸切損耗?。?－6］、適應性廣等特點，在加工工業(yè)中發(fā)揮著其重要作用.近年發(fā)展起來并獲得廣泛應用的雙金屬帶鋸條則是采用高速鋼作為鋸齒材料［7］，高強度鋼帶作為鋸帶背體材料［1，8］，通過焊接而實現(xiàn)鋸條齒部高耐熱性、耐磨及背部高強韌性的理想結(jié)合.由于高速鋼中碳以及W，Mo等高熔點元素含量高，焊接性差，同時，與高強度鋼的理化性質(zhì)（如線膨脹系數(shù)）相差較大，因此采用傳統(tǒng)的焊接工藝難以實現(xiàn)兩者的理想焊接［2，8－9］.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，熱變形小等優(yōu)點，因此，對含有高熔點合金元素的異種金屬焊接具有優(yōu)異性［1－2］，成為雙金屬帶鋸條的理想焊接方式.但目前就其焊接工藝對接頭組織性能影響規(guī)律的研究較少.本文采用CO2激光器焊接，研究了不同焊接工藝參數(shù)對高速鋼M42鋼絲與高強度鋼帶X32焊接接頭組織及性能的影響，為實際應用提供指導.

1 實驗材料及方法

本實驗原材料采用雙金屬帶鋸用退火態(tài)高速鋼鋼絲（齒部）M42（W2Mo9Cr4VCo9）及退火態(tài)高強度鋼（背材）材料X32，其成分見表1和表2.尺寸分別為1.4mm（寬）×1.1mm（厚），34.0mm（寬）×1.1mm（厚）.

表1 高速鋼M42化學成分Tab.1 Chemical composition of high speed steel M42

焊前對上述母材表面進行丙酮超聲波清洗.實驗采用TruLaser 1100型CO2激光器，其最大輸出功率為4 000W，光束模式為TEM00模，焦距250 mm，焊接時采用Ar氣作為保護氣體.實驗參數(shù)如表3所示，其中焊接速度為被焊材料相對激光束移動的速度.采用金相顯微鏡（OM）和電子掃描電鏡（SEM）對焊接接頭組織進行觀察，利用顯微硬度計以焊縫中心為對稱軸，每隔0.05mm進行檢測（載荷力為9.8N，保荷時間為15s），對焊縫進行硬度檢測.采用電子探針（EPMA）對焊縫附近區(qū)域進行元素分布分析.焊縫強度檢測采用抗彎實驗，抗彎試樣為3.0mm（寬）×1.1mm（厚）.

表2 高強度鋼X32化學成分Tab.2 Chemical composition of high strength steel X32

表3 不同CO2激光焊接工藝參數(shù)Tab.3 The parameters of different CO2laser welding

2 實驗結(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是當焊接功率為2 413W，焊接速度為14 m／min時，M42／X32異種金屬焊接接頭顯微組織背散射掃描電鏡照片.由圖1可知，焊接接頭由焊縫中心區(qū)（FZ），齒材 M42側(cè)熱影響區(qū)（HAZ），背材X32側(cè)熱影響區(qū)（HAZ）構(gòu)成，在焊縫區(qū)與熱影響區(qū)之間的過渡區(qū)為 M42側(cè)熔合區(qū)（PMZ），X32側(cè)熔合區(qū)（PMZ）.

1）焊縫中心區(qū)組織.在焊縫中心區(qū)為等軸晶，晶粒細小.從焊縫中心區(qū)（FZ）到熔合區(qū)（PMZ）兩側(cè)，組織依次呈現(xiàn)為等軸樹枝晶、柱狀晶和柱狀樹枝晶（圖1（b）中箭頭所指），其生長方向垂直于焊縫中心線方向，具有典型定向凝固組織.

2）焊接熔合區(qū)顯微組織.在靠近X32鋼一側(cè)的熔合線PMZ附近（圖1（c）），形成柱狀晶.在靠近M42鋼一側(cè)的熔合線附近，柱狀晶的方向性被打亂，存在一個細小的等軸晶區(qū)域，且依附此區(qū)域的柱狀晶較X32鋼側(cè)的柱狀晶較細小.

3）焊縫區(qū)域金相組織和焊縫區(qū)域XRD.在焊接功率為2 754W，焊接速度為14m／min焊接條件下焊縫區(qū)域XRD圖見圖2.由焊縫區(qū)域金相組織可知，焊縫區(qū)域晶粒細小，通過XRD圖得出為馬氏體與殘余奧氏體.

2.1.2 焊接接頭處的元素分布

圖2 焊縫區(qū)域XRD圖Fig.2 The XRD of weld area

圖3 焊后M42－焊縫EPMA照片F(xiàn)ig.3 EPMA of M42－weld area

圖4 焊后X32－焊縫EPMA照片F(xiàn)ig.4 EPMA of X32－weld area

在焊接功率為2 754W，焊接速度為14m／min焊接條件下，焊后齒材M 4 2－焊縫處與焊后背材X32－焊縫處EPMA照片分別見圖3和圖4.由圖3可以看出，焊后高速鋼M42與焊縫處主要合金元素分布呈明顯的分界現(xiàn)象.PMZ界面處 W，Cr，Mo，V等元素發(fā)生了由齒材M42向焊縫的擴散.焊縫FZ中Mn，F(xiàn)e元素含量明顯高于母材 M42，母材M42中C，Co含量明顯高于焊縫.母材M42中碳化物多為Mo，V，W，Cr元素聚集區(qū)域.由圖4可以看出，焊后背材 X32－焊縫中Cr，Mn，F(xiàn)e，V，Mo元素分布呈明顯的分界現(xiàn)象.C元素分布較為均勻，焊縫C含量略高于背材X32中C含量.Ni元素分布較為均勻.母材中碳化物位置為Cr，Mn，Mo元素聚集區(qū).焊縫中高亮區(qū)域為 Mo，Cr，V元素聚集區(qū)域.Fe元素呈由背材向焊縫遞減的分布趨勢.

2.2 不同激光功率和焊接速度對焊接接頭組織的影響

1）圖5為激光焊接功率P＝2 754W，不同焊接速度焊接后接頭的SEM照片.由圖5可知，隨著焊接速度的增大，焊縫中心區(qū)的等軸晶增多，樹枝晶減少，焊縫中柱狀晶的生長越垂直于熔合線，且焊縫中平均晶粒尺寸減小.在靠近M42側(cè)熔合區(qū)，隨著焊接速度的增大，柱狀晶區(qū)變窄，等軸晶區(qū)變寬，且此區(qū)域生長的等軸晶越細小，依附于此等軸晶生長的柱狀晶越細小.

2）圖6為焊接速度v＝14m／min時不同焊接功率的焊接接頭的金相組織.由圖6可知，隨著激光功率的減小，焊縫中心區(qū)樹枝晶數(shù)量增加，等軸晶減少，焊縫與母材熔合邊界柱狀晶范圍變寬.

從內(nèi)容列表可以看出，算術(shù)包含大量對學生將來的生活與工作必不可少的概念、定義、規(guī)則和技能.過去，為了能夠切實掌握算術(shù)知識與技能，學生用六年時間來學習和練習.現(xiàn)在的學生怎么可能僅用原來若干分之一的時間，就學會同樣多的知識技能呢？

2.3 激光焊接接頭力學性能

2.3.1 焊接接頭的顯微硬度分析

當焊接功率P＝2 754W時，隨著焊接速度的變化，接頭顯微硬度變化曲線如圖7所示.當焊接速度v＝14m／min時，隨著焊接功率的變化，焊接接頭顯微硬度變化曲線如圖8所示.

由圖7和圖8可知，靠近齒材M42側(cè)焊縫硬度要高于靠近背材X32側(cè)，焊縫和熱影響區(qū)硬度均較母材高，且在靠近高速鋼側(cè)的熔合區(qū)的硬度比焊縫中心區(qū)硬度還要高.對比圖7與圖8，本實驗條件下，激光功率和焊接速度對接頭各區(qū)域的顯微硬度的影響不大.

2.3.2 焊接接頭的抗彎強度分析

表4為不同激光焊接工藝參數(shù)焊接接頭抗彎強度.所測試樣抗彎斷裂均發(fā)生在靠近高速鋼M42側(cè)的熔合線附近，當焊接功率為2 754W，焊接速度為14m／min時，焊接接頭強度最高，抗彎強度值為112MPa，達到了雙金屬帶鋸條的焊接性能要求.

表4 不同焊接工藝參數(shù)焊接接頭抗彎強度Tab.4 Different welding parameters weld joints bending strength

圖6 v＝14m／min不同焊接功率異種金屬焊接接頭SEMFig.6 v＝14m／min different welding power of dissimilar metal welded joint microstructure

圖7 當P＝2 754W時，接頭顯微硬度曲線Fig.7 Hardness of weld joint（P＝2 754W）

圖8 當v＝14m／min時，接頭顯微硬度曲線Fig.8 Hardness of weld joint（v＝14m／min）

3 討 論

3.1 焊接接頭的顯微組織形成機理

由圖1可知，PMZ與FZ區(qū)呈現(xiàn)出柱狀晶和等軸晶組織.由于接頭各區(qū)域的冷卻速度不同，在焊接過程中，其凝固組織會出現(xiàn)較大的差異.一般地，從FZ邊界到中心，溫度梯度（G）逐漸降低、結(jié)晶速度（R）升高，F(xiàn)Z區(qū)晶粒的生長模式從熔池邊界到中心會由于凝固參數(shù)G／R的降低而發(fā)生改變，依次為胞狀生長、柱狀樹枝晶生長、等軸樹枝晶及等軸晶生長，將胞狀晶和柱狀樹枝晶出現(xiàn)的區(qū)域合成為柱狀晶區(qū).沿著兩側(cè)的熔合線至焊縫中心方向上，由于此方向上G／R的值逐漸減小，在焊接熔池的凝固過程中，結(jié)晶沿最大散熱方向擇優(yōu)長大為柱狀晶及柱狀樹枝晶，由于熔池的過熱度和溫度梯度增大，使非自發(fā)形核質(zhì)點大為減少，G／R值相對較大，使柱狀晶顯著生長［4，10］.在本實驗中，靠近背材 X32一側(cè)的熔合線附近，柱狀晶尺寸逐漸變小，存在一個細小的等軸晶區(qū)域；在靠近齒材M42一側(cè)的熔合線附近，樹枝晶的方向性被打亂，柱狀晶組織消失.這是由于靠近背材X32一側(cè)的背材尺寸較大，散熱相對較快，溫度梯度較小，而靠近齒材高速鋼側(cè)所含的高熔點合金元素較多，在焊接時會存在一些未熔的碳化物，未熔碳化物的存在，阻止了柱狀晶的生長［3，5，11］.

3.2 不同激光焊接工藝的焊接接頭組織形成變化的原因

圖5中表明了不同焊接速度對接頭組織的影響規(guī)律.隨著焊接速度增大，熔池中心G溫度梯度減小，成分過冷度增大，G／R值減小，所以其生長為由樹枝晶向等軸晶轉(zhuǎn)變［12］，從而阻礙了柱狀晶的生長，使焊縫熔合邊界處柱狀晶變窄，焊縫中心區(qū)等軸晶區(qū)寬化，等軸晶增多，樹枝晶減少［5，13］.當焊接速度較慢時，導致焊縫液態(tài)熔池的凝固速度和晶體的生長速率降低，使焊縫熔合區(qū)寬化，熱影響區(qū)的碳化物因此變得粗大，致使焊縫區(qū)的晶粒粗化.隨著焊接速度的增大，在靠近M42側(cè)的熔合邊界金屬凝固速率增大，溫度梯度下降，使該處的成分過冷度增大，使得該熔合邊界處G／R值減小，因此，在靠近M42熔合線附近的等軸晶越細小.

由圖6（a）（b）（c）可知，其顯微組織形成的原因為：當焊接速度一定時，隨著激光功率的減小，焊接的單位線能量輸入減小，熔合邊界處溫度梯度G增加，從而使凝固參數(shù)G／R值增大，凝固生長模式由等軸晶向胞狀晶轉(zhuǎn)變，在焊縫熔合邊界存在胞狀晶區(qū)寬化的現(xiàn)象.因而，焊縫區(qū)的柱狀晶區(qū)范圍變大，且由于熱輸入的減小，使焊接接頭的熱影響區(qū)的寬度和平均晶粒尺寸隨之減小.

3.3 異種金屬激光焊接接頭顯微硬度分布討論

由于激光具有快速加熱和冷卻的特點，且被焊材料含碳量均很高，屬于易淬硬的材料，因此，焊后（圖2）接頭的焊縫區(qū)和熱影響區(qū)均生成高碳馬氏體，且生成快速凝固組織，所以硬度較高.在焊接過程中，熔池及其附近完全熔化區(qū)的母材金屬材料，特別是熔化了的晶界處，與其上的液態(tài)金屬之間進行著碳元素的擴散交換，從而導致了熔池階段及凝固后的高溫階段，在不完全熔化區(qū)緊靠熔合線一定寬度范圍內(nèi)（近縫區(qū)）的碳含量降低［3，9，14］.但由于激光焊接的自身特點，使焊后冷卻速度非?？?，致使碳元素的擴散行程較短，主要集中在熔合線焊縫區(qū)，以此該區(qū)形成高碳馬氏體，使該區(qū)的硬度較高，甚至高于焊縫區(qū)［5］.同時由于Ni元素的特性，改變了碳的擴散特性，同時又由于高速鋼側(cè)W，V等強碳化合物元素的存在，也降低了碳的活度系數(shù)［2，7］，從而碳遷移減弱，使高速鋼近縫區(qū)的硬度較高.此外，在焊縫凝固后，由于熱傳導的作用，熱影響區(qū)發(fā)生相變，碳及合金元素從馬氏體及殘余奧氏體中脫溶，析出高強彌散的碳化物，發(fā)生了馬氏體的二次硬化，使靠近高速鋼融合區(qū)的硬度比近縫區(qū)的硬度要高.因此，在抗彎斷裂實驗中，斷裂位置均發(fā)生在靠近高速鋼M42側(cè)的熔合線附近［3，5，10，15］.

4 結(jié) 論

高速鋼M42與高強度鋼X32異種金屬CO2激光焊接接頭的典型組織為等軸晶加柱狀樹枝晶，焊縫中心區(qū)為等軸晶區(qū)域，焊縫中心區(qū)兩側(cè)為柱狀晶和柱狀樹枝晶.在靠近齒材M42一側(cè)的熔合線附近，樹枝晶的方向性被打亂，存在一個細小的等軸晶區(qū)域，且靠近此區(qū)域生長的柱狀晶較X32側(cè)熔合線附近的柱狀晶更細小.

隨著焊接速度的增加，焊縫中心區(qū)等軸晶增多，樹枝晶減少.靠近M42側(cè)熔合邊界等軸晶變的更細小.隨著激光功率的減小，焊縫中心區(qū)樹枝晶數(shù)量增多，等軸晶減少，焊縫與母材熔合邊界柱狀晶范圍變寬.M42／X32異種金屬激光焊接接頭抗彎斷裂均斷在靠近高速鋼M42側(cè)的熔合線附近.當焊接功率為2 754W，焊接速度為14m／min時，焊接接頭性能優(yōu)良，抗彎強度值為112MPa.

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