2激光焊接接头组织和性能的研究'> M42/X32异种金属CO2激光焊接接头组织和性能的研究

摘要：利用CO2激光器对双金属带锯条齿部用高速钢钢丝M42及背部用高强度钢带X32进行焊接，通过金相显微镜，扫面电镜（SEM），显微硬度仪，电子探针（EPMA）等手段研究了焊后高速钢M42与高强度钢X32焊接接头组织演变规律，焊接接头合金元素分布，以及不同焊接工艺对异种金属焊接接头组织及力学性能的影响.研究表明：随着焊接速度的增大，焊缝中心区等轴晶增多，树枝晶减少，且靠近M42侧熔合边界区的等轴晶更细小；各种工艺条件下焊接接头硬度均较母材高，且靠近M42侧的熔合区的硬度要高于焊缝区的硬度.当焊接功率为2 754 W，焊接速度为14 m/min时，焊接接头的性能优良，抗弯强度值达到112 MPa，达到了双金属带锯条的焊接性要求.

关键词：高速钢；异种金属焊接；显微组织；力学性能

中图分类号：TG456.7 文献标识码：A

异种金属焊接能够充分利用各种材料的优异性能，且能减少贵重金属的使用，降低成本，因此，在工程机械、交通运输、航空航天等行业得到广泛应用[1-3].作为金属锯切工业中的重要组成部分，带锯条产品以其锯切效率高、锯切损耗小[4-6]、适应性广等特点，在加工工业中发挥着其重要作用.近年发展起来并获得广泛应用的双金属带锯条则是采用高速钢作为锯齿材料[7]，高强度钢带作为锯带背体材料[1，8]，通过焊接而实现锯条齿部高耐热性、耐磨及背部高强韧性的理想结合.由于高速钢中碳以及W，Mo等高熔点元素含量高，焊接性差，同时，与高强度钢的理化性质（如线膨胀系数）相差较大，因此采用传统的焊接工艺难以实现两者的理想焊接[2，8-9].激光焊接具有功率密度高，光斑直径小，能量集中，速度高，焊缝热影响区小，热变形小等优点，因此，对含有高熔点合金元素的异种金属焊接具有优异性[1-2]，成为双金属带锯条的理想焊接方式.但目前就其焊接工艺对接头组织性能影响规律的研究较少.本文采用CO2激光器焊接，研究了不同焊接工艺参数对高速钢M42钢丝与高强度钢带X32焊接接头组织及性能的影响，为实际应用提供指导.

焊前对上述母材表面进行丙酮超声波清洗.实验采用TruLaser 1100 型CO2激光器，其最大输出功率为4 000 W，光束模式为TEM00模，焦距250 mm，焊接时采用Ar气作为保护气体.实验参数如表3所示，其中焊接速度为被焊材料相对激光束移动的速度.采用金相显微镜（OM）和电子扫描电镜（SEM）对焊接接头组织进行观察，利用显微硬度计以焊缝中心为对称轴，每隔0.05 mm进行检测（载荷力为9.8 N，保荷时间为15 s），对焊缝进行硬度检测.采用电子探针（EPMA）对焊缝附近区域进行元素分布分析.焊缝强度检测采用抗弯实验，抗弯试样为3.0 mm（宽）×1.1 mm（厚）.

分布呈明显的分界现象.PMZ界面处W，Cr，Mo，V等元素发生了由齿材M42向焊缝的扩散.焊缝FZ中Mn，Fe元素含量明显高于母材M42，母材M42中C，Co含量明显高于焊缝.母材M42中碳化物多为Mo，V，W，Cr元素聚集区域.由图4可以看出，焊后背材X32焊缝中Cr，Mn，Fe，V，Mo元素分布呈明显的分界现象.C元素分布较为均匀，焊缝C含量略高于背材X32中C含量.Ni元素分布较为均匀.母材中碳化物位置为Cr，Mn，Mo元素聚集区.焊缝中高亮区域为Mo，Cr，V元素聚集区域.Fe元素呈由背材向焊缝递减的分布趋势.

2.2不同激光功率和焊接速度对焊接接头组织的

影响

1）图5为激光焊接功率P=2 754 W，不同焊接速度焊接后接头的SEM照片.由图5可知，随着焊接速度的增大，焊缝中心区的等轴晶增多，树枝晶减少，焊缝中柱状晶的生长越垂直于熔合线，且焊缝中平均晶粒尺寸减小.在靠近M42侧熔合区，随着焊接速度的增大，柱状晶区变窄，等轴晶区变宽，且此区域生长的等轴晶越细小，依附于此等轴晶生长的柱状晶越细小.

3讨论

3.1焊接接头的显微组织形成机理

由图1可知，PMZ与FZ区呈现出柱状晶和等轴晶组织.由于接头各区域的冷却速度不同，在焊接过程中，其凝固组织会出现较大的差异.一般地，从FZ边界到中心，温度梯度（G）逐渐降低、结晶速度（R）升高，FZ区晶粒的生长模式从熔池边界到中心会由于凝固参数G/R的降低而发生改变，依次为胞状生长、柱状树枝晶生长、等轴树枝晶及等轴晶生长，将胞状晶和柱状树枝晶出现的区域合成为柱状晶区.沿着两侧的熔合线至焊缝中心方向上，由于此方向上G/R的值逐渐减小，在焊接熔池的凝固过程中，结晶沿最大散热方向择优长大为柱状晶及柱状树枝晶，由于熔池的过热度和温度梯度增大，使非自发形核质点大为减少，G/R值相对较大，使柱状晶显著生长[4，10] .在本实验中，靠近背材X32一侧的熔合线附近，柱状晶尺寸逐渐变小，存在一个细小的等轴晶区域；在靠近齿材M42一侧的熔合线附近，树枝晶的方向性被打乱，柱状晶组织消失.这是由于靠近背材X32一侧的背材尺寸较大，散热相对较快，温度梯度较小，而靠近齿材高速钢侧所含的高熔点合金元素较多，在焊接时会存在一些未熔的碳化物，未熔碳化物的存在，阻止了柱状晶的生长[3，5，11].

焊缝中心区存在一个等轴晶区域，其形成的原因为：由图3和图4可以看出，焊缝中心区由于熔池含有W，Mo，V等高熔点元素，以溶质质点形式存在或形成碳化物并促使形成等轴晶.又由于焊缝中心区，温度梯度最小，G/R值相对较低，熔体中成分过冷显著，从而导致了等轴晶的形成.焊缝中心区晶粒细小，这是由于激光焊接的快速凝固所致.

3.3异种金属激光焊接接头显微硬度分布讨论

由于激光具有快速加热和冷却的特点，且被焊材料含碳量均很高，属于易淬硬的材料，因此，焊后（图2）接头的焊缝区和热影响区均生成高碳马氏体，且生成快速凝固组织，所以硬度较高.在焊接过程中，熔池及其附近完全熔化区的母材金属材料，特别是熔化了的晶界处，与其上的液态金属之间进行着碳元素的扩散交换，从而导致了熔池阶段及凝固后的高温阶段，在不完全熔化区紧靠熔合线一定宽度范围内（近缝区）的碳含量降低[3，9，14].但由于激光焊接的自身特点，使焊后冷却速度非常快，致使碳元素的扩散行程较短，主要集中在熔合线焊缝区，以此该区形成高碳马氏体，使该区的硬度较高，甚至高于焊缝区[5].同时由于Ni元素的特性，改变了碳的扩散特性，同时又由于高速钢侧W，V等强碳化合物元素的存在，也降低了碳的活度系数[2，7]，从而碳迁移减弱，使高速钢近缝区的硬度较高.此外，在焊缝凝固后，由于热传导的作用，热影响区发生相变，碳及合金元素从马氏体及残余奥氏体中脱溶，析出高强弥散的碳化物，发生了马氏体的二次硬化，使靠近高速钢融合区的硬度比近缝区的硬度要高.因此，在抗弯断裂实验中，断裂位置均发生在靠近高速钢M42侧的熔合线附近[3，5，10，15].

4 结论

高速钢M42与高强度钢X32异种金属CO2激光焊接接头的典型组织为等轴晶加柱状树枝晶，焊缝中心区为等轴晶区域，焊缝中心区两侧为柱状晶和柱状树枝晶.在靠近齿材M42一侧的熔合线附近，树枝晶的方向性被打乱，存在一个细小的等轴晶区域，且靠近此区域生长的柱状晶较X32侧熔合线附近的柱状晶更细小.

随着焊接速度的增加，焊缝中心区等轴晶增多，树枝晶减少.靠近M42侧熔合边界等轴晶变的更细小.随着激光功率的减小，焊缝中心区树枝晶数量增多，等轴晶减少，焊缝与母材熔合边界柱状晶范围变宽.M42/X32异种金属激光焊接接头抗弯断裂均断在靠近高速钢M42侧的熔合线附近.当焊接功率为2 754 W，焊接速度为14 m/min时，焊接接头性能优良，抗弯强度值为112 MPa.

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