硬质合金与M42高速钢的激光钎焊组织及性能

尚晓峰，邓卫东，王志坚，2，李 喆，罗 帅

(1.沈阳航空航天大学机电工程学院，辽宁沈阳110136;2.中国科学院金属研究所，辽宁沈阳110016)

1 引言

硬质合金以其高硬度、高强度、耐高温、热膨胀系数小和化学性质稳定等优点，广泛应用于高性能复杂刀具中［1－2］。由于硬质合金刀具成本高、制造加工困难，利用焊接方法将硬质合金与报废、破损的刀具连接起来，特别是对复杂刀具的修复，在提高加工质量和效率的同时，还能有效降低制造成本，为企业节约大量的材料与资金，获得更大的经济效益［3－4］。

但硬质合金与钢的熔点、热导率、热膨胀系数等物化性能差异较大，冶金互溶性差，采用熔焊的方法很难得到性能良好的接头组织，而激光的能量、光斑大小和作用位置精确可控［5－7］，利用激光钎焊的方法可有效的实现硬质合金与钢的连结。本文以黄铜粉末为钎料，选取合适的激光工艺参数进行高速钢与硬质合金的激光钎焊试验，观察分析钎焊接头的微观组织，并测得接头组织的显微硬度，分析不同激光工艺参数对接头显微组织及性能的影响。

2 试验材料与工艺方法

2.1 试验材料

试验基材为W2Mo9Cr4VCo8(M42)高速钢，熔点约为1520℃，尺寸为30mm×20mm×3mm;激光钎焊接头部分为含Co8%(质量分数)的WC+8Co(YG8)硬质合金，熔点约为2600℃，尺寸为30mm×10mm×3mm。由于Cu塑性较好，能有效吸收钎焊产生的内应力［8］，实验选用 200 目 H62［9］黄铜粉末作为钎料，熔点约为934℃，其主要成分如表 1所示。

表1 H62黄铜粉末的主要成分(wt/%)

2.2 工艺方法

基材准备时，为使钎料能更好地渗透到焊缝中，用线切割先将高速钢基体和硬质合金切出约5°倾角的坡口，并打磨去除氧化层，然后用丙酮洗净。激光钎焊试验利用DL－HL－T5000B型5kW横流CO2激光器在ZKXT－300型卧式真空系统中进行，通氩气保护。在试验过程中，钎料干燥后通过摆针刮吸式送粉器、四孔式同轴送粉喷嘴实现同轴送粉。

利用日立S－3400N扫描电子显微镜(SEM)观察钎焊接头的微观组织形貌，接头组织成分采用扫描电子显微镜所附能谱仪(EDS)测定，采用HX－1000数显显微硬度计测定接头组织的显微维式硬度。

3 试验结果与分析

激光钎焊过程中，当离焦量为负时，光粉可充分耦合，熔池散热条件较好，熔凝组织硬度最高，离焦量增大或者减小都使硬度的降低，熔凝组织的硬度在较小负离焦状态下达到最大值［10］。故本试验均采用负离焦量(△f=－3mm)，送粉量为1.2 g/min，通过改变扫描速度、激光功率等激光工艺参数分A、B两组进行试验，主要工艺参数如表2所示。

表2 激光钎焊试验工艺参数选用

3.1 钎焊接头的微观组织

A试验组激光工艺参数:离焦量△f=－3mm、激光功率P=1100 W，不同扫描速度钎焊接头的微观组织如图1所示。

图1 不同扫描速度的接头微观组织(1000×)

由图1，扫描速度为7 mm/s时的接头组织较好，黄铜粉末与硬质合金和高速钢形成了良好的冶金结合，钎焊组织两侧无缺陷;图1(a)、(c)扫描速度为5 mm/s、9 mm/s时，钎焊组织均出现裂纹、气孔及融合不良等缺陷。主要原因:激光功率一定，扫描速度较小时，输入的能量密度较大，钎焊过程中高热能使激光熔池对流加剧致使硬质合金和高速钢中的Co相气化散失，易产生气孔、微裂纹等组织缺陷，如图1(a);随着扫描速度的增大，激光能量密度减小，熔池温度梯度增大，由于各材料的性能差异较大，熔池凝固速度过大而导致传热不均，凝固组织存在较大内应力，从而产生裂纹，且Cu与母材结合处易出现融合不良现象，如图1(c)所示。

B试验组激光工艺参数:离焦量△f=－3mm、扫描速度v=7 mm/s，观察不同激光功率对钎焊接头微观组织的影响，如图2所示。

图2 不同激光功率的接头微观组织(3000×)

3.2 接头组织能谱分析

图3是激光工艺参数为△f=－3 mm、P=1100 W、v=7 mm/s时，对接头组织进行的EDS分析。

图3 接头组织EDS分析

图2(a)中可看出，激光功率为800 W时，由于激光功率较小、能量密度较低，熔池凝固过快、温度梯度过大而产生较大内应力，黄铜与硬质合金之间有明显的裂纹，高速钢一侧碳溶于α－Fe中并以晶内夹杂物为形核核心形成针状铁素体，降低组织强度、硬度，Cu与母材未形成良好的冶金结合。图 2(b)、(c)中激光功率为 1100 W、1500 W时，焊缝组织为性能较好的等轴组织，无明显缺陷，Cu与硬质合金和高速钢均有不同程度的互熔，形成良好的冶金结合。激光能量密度增大，硬质合金白色WC相有长大趋势，深暗色粘结Co相的含量增加，有利于提高接头组织的韧性;高速钢一侧有网状碳化物存在，由于组织过热，奥氏体沿晶界析出并结成网，强度降低、韧性和塑性提高。图2(d)激光功率为1800 W时，母材与Cu渗透性较好，但由于能量密度过大，剧烈的熔池对流使得硬质合金和高速钢中的Co相大量散失，易产生气孔、裂纹。

由图3(b)、(c)对母材的近焊缝处进行EDS能谱分析得出:A处硬质合金，除自身的W、Co元素，还含有 Cu、Cr、Mo、Fe、Ti等元素，表明 Cu 和 M42 高速钢的部分合金元素与YG8硬质合金互溶，其中含有Ti元素，是由于试验过程中送粉器内残留的微量试验用Ti粉不能完全清除，掺杂于钎料黄铜粉末中而无法避免;B处高速钢一侧，含有M42高速钢自身元素以外的Cu、Ti元素(原因同上)，说明Cu与高速钢相互渗透，形成良好的冶金结合。

3.3 显微硬度

采用HX－1000数显显微硬度计测定试样钎焊截面显微维氏硬度，测量载荷为5 kg，加载时间为15 s。测量方法:沿钎焊组织截面中心线方向，依次分隔13个区域，每个区域取3个测试点并计算结果平均值，将结果绘制成显微硬度分布曲线，如图4所示。

图4 不同激光工艺参数钎焊截面的显微硬度曲线

图4(a)中显示，激光功率P=1100 W时接头组织的平均显微硬度最大(平均值为951.7 HV)，且热影响区的显微硬度变化趋缓，组织性能良好。激光功率为800 W时，由于能量密度小，母材与Cu没有互溶，接头组织(4～6测试点)的显微硬度较小，平均显微硬度为719 HV;激光功率为1100 W、1500 W和1800 W时，接头组织的显微硬度变化趋同，平均显微硬度为951.7 HV、866.3 HV 和 850.7 HV，在高速钢一侧硬度略高，原因是激光钎焊熔池的快速凝固相当于激光淬火，使硬度值增大，但热影响区(7～9测试点)的显微硬度随激光功率增大而减小，显微硬度平均值分别为779 HV、689 HV和637.3 HV。

图4(b)为不同扫描速度下截面的显微硬度曲线，扫描速度v=7 mm/s时，接头组织及热影响区的平均显微硬度均最大，显微硬度平均值分别为941.7 HV、778 HV，且Cu与母材互溶性较好，显微硬度变化最小。扫描速度v=5 mm/s时，能量密度较大，母材组织中Co大量散失而使显微硬度偏高，但在高速钢一侧Cu较多渗入母材组织中而使显微硬度降低;扫描速度为9 mm/s时熔池的凝固速度过快，导致硬质合金和高速钢与Cu互溶较差，造成接头组织的显微硬度偏低。

4 结论

(1)扫描速度为7 mm/s时，输入的能量密度合适，使Cu与WC等能够充分互溶，且Co未大量散失，接头组织的焊接质量较好。扫描速度过大、过小均出现组织缺陷。

(2)激光功率为1100 W时，钎焊接头组织无明显缺陷。硬质合金组织WC相有长大趋势，深暗色Co相的含量增加，韧性提高;高速钢组织奥氏体沿晶界析出结成网状碳化物，韧性和塑性提高。

(3)激光工艺参数:△f=－3 mm、P=1100 W、v=7 mm/s，接头组织为等轴组织，无裂纹、气孔及融合不良等缺陷，钎焊接头性能较好。

(4)在结论(3)的激光参数下，对接头组织进行EDS分析，硬质合金和高速钢组织中含有Cu、Co、Mo、Cr、Fe等元素，钎料与母材渗透良好，形成良好的冶金结合;显微硬度变化最小，且与其他工艺参数相比，接头组织及热影响区的平均显微硬度最大，分别为 941.7 HV、778 HV。

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