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      激光淬火后的固態焊接接頭組織及成分分析 40Cr/Cr12MoV

      固態焊接是一種完全不需要熔化的壓力焊接,相對于熔焊它具有許多優點,如焊接區的微觀結構變化很小,力學性能損失很少,因此在工業上有比較廣泛的應用前景。 尤其在需求日益增長的高精尖技術中, 固態連接具有十分明顯的技術經濟效益[1]。 結構鋼和工具鋼連接件可以在經濟上和性能上充分發揮兩種 鋼種的優勢互補,因此在工業得到廣泛應用[2]。但是實現這種連接有一定的難度。 目前此類研究在國內外的報道并不多, 尤其是 40Cr/Cr12MoV 固態焊接的研究更少。 本文通過對 40Cr 與 Cr12MoV 固態焊接接頭的組織成分分析, 為其以后的工業應用提供一些實驗依據。

      1 實驗方法

      焊前,先將試驗用 40Cr 結構鋼和 Cr12MoV 工具鋼試樣的待焊端面磨光,并涂覆一薄層專用涂料(這樣可以增強材料對激光束的吸收), 然后采用 5kWCW CO2 激光器對該端面實施表面激光淬火預處理。 參考文獻[3],本試驗確定的 40Cr 激光淬火工藝參數為: 光斑直徑 4mm,激光功率 1500W,掃描速度 20mm/s, 掃描方式采用激光束有重疊的往返掃過整個端面,重疊尺寸 1mm;Cr12MoV 激光淬火工藝參數為:光斑直徑 4mm,激光功率 1100W,掃描速度 20 mm/s,掃描方式同 40Cr。 然后在WJ-10A 萬能試驗機上進行固相焊

      接試驗,壓頭速度在 0.05~3.5mm/min 內連續可調。 加熱用 3 kW 電爐, 控溫精度±2℃。 固態焊接工藝參數為:預壓應力 56.6 MPa,加熱溫度為 800 ℃,焊接時間 5 min,保溫時間 10 min。

      焊后, 采用光學顯微鏡和 JSM-5610LV 掃描電鏡觀察分析焊接接頭的組織與成分 (顯微組織分析樣品是沿垂直于鋼激光掃描方向截取)。

      1 實驗結果及分析

      1.1 焊接接頭的微觀組織

      圖 1 為 40Cr/Cr12MoV 焊接接頭的組織形貌??煽闯?,接頭區原始界面消失,界面兩側顯微組織連續,未觀察到焊接缺陷。

      1.2 焊接接頭的顯微硬度分布

      圖 2 為 40Cr/Cr12MoV 焊接接頭的顯微硬度分布。 可看出, 接頭界面兩側的硬度曲線均不是很穩,呈鋸齒狀波動;在 Cr12MoV 側近界面區域內顯微硬度較高,達到峰值,該區域的寬度近似可反映出Cr12MoV 側擴散層的寬度約為 20 。


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      1.1 成分分析

      圖 3 為焊接接頭的 C、Cr 元素線掃描曲線。 由圖 3(a)可看出: 靠近焊縫 40Cr 側 35 μm 內的 C 元素含量低于遠離焊縫的母材區,出現一貧碳區。而靠近焊縫 Cr12MoV 側 20 μm 內的 C 元素含量高于遠離焊縫的母材區。 這主要是焊接過程中界面處發生了 C 原子由 40Cr 向 Cr12MoV 遷移的上坡擴散。 產生上坡擴散的原因是由于 Cr12MoV 含有大量的Mo、Cr、V 等強碳化物形成元素, 對 C 的親和力大, 并且在超塑變形狀態下,C 的擴散能力會增強[4-5],使其沿界面與位錯發生擴散,從而導致 40Cr 側近界面區碳含量降低而 Cr12MoV 側碳化物增多的現象, 這與前面組織及顯微硬度分析結果相符。

      在圖 3 (b)中不能明顯看出 Cr 元素從 Cr12MoV 側通過界面擴散到 40Cr 側。 這可能是由于 C 元素從 40Cr 側向 Cr12MoV 側的擴散較快,Cr12MoV 側的 Cr 向 40Cr 側的擴散較慢。 同時, 由于界面Cr12MoV 側 C 與合金元素含量的變化, 一定條件下,C 與合金元素在界面 Cr12MoV 側形成碳化物或使界面 Cr12MoV 側原有的碳化物長大, 該區域碳化物面積分數增大, 阻礙了 Cr 元素從 Cr12MoV 側通過界面擴散到40Cr側 ,使Cr元素在界面Cr12MoV 側的含量增高。同時,這些現象使界面Cr12MoV 側 Cr 的含量降低,導致 Cr12MoV 側界面較遠處的 Cr 向界面遷移,又在界面 Cr12MoV 側發生碳化物生成和長大現象,使界面 Cr12MoV 側附近碳化物面積分數進一步增大。由圖 3 (b)可看出,t=5 min 下 Cr 元素的含量在 Cr12MoV 側的含量較高的區域的寬度約為 20 μm, 表明擴散層的寬度約為 20 μm,這與接頭區顯微硬度分析的結果是一致的,與圖 1 所觀察到的組織特征也是相吻合的。


      image.png


      1.1 XRD 分析

      圖 4 是 Cr12MoV 側斷口 XRD 分析圖譜,發現有 (Cr,Fe)23C6 存在。 Cr12MoV 中碳化物的類型為(Cr,Fe)7C3[6-7], 由于碳及合金元素的擴散, 碳在界面Cr12MoV 側的含量增高. 可能會在界面 Cr12MoV 側生成新的碳化物或使界面 Cr12MoV 側原有的部分小碳化物長大, 導致界面 Cr12MoV 側合金元素含量降低,使合金元素 Cr 等元素從 Cr12MoV 側較遠處向界面處進行擴散,當Cr12MoV 側在靠近界面處(Cr,Fe)7C3 的濃度達到其飽和濃度時,在粗大的共晶碳化物 (Cr,Fe)7C3 的表面或晶體畸變部位就會形成(Cr,Fe)23C6 的晶核, 即在高溫下發生(Cr,Fe)7C3→ (Cr,Fe)23C6 碳化物轉變,隨后(Cr,Fe)23C6 的晶核靠蠶食(Cr,Fe)7C3 而長大[8]。 這也證明了上面圖 3 (b)所敘述的在 Cr12MoV 側 Cr 元素發生了從 Cr12MoV 側較遠處到界面處的擴散。


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      1 討論

      (1) 對于硬度曲線可以這樣解釋:由于碳元素通過間隙式擴散從 40Cr 側向 Cr12MoV 側遷移,擴散速度快, 產生貧碳區較寬, 當碳原子越過界面到Cr12MoV 一側后,與 Cr12MoV 中大量的 Cr、Mo、V 等形成了碳化物, 導致 Cr12MoV 側近界面區域內顯微硬度升高。 而 40Cr 側過渡區因含碳量下降,使該區顯微硬度低。另外由于界面與基材相比,是不致密的,可能存在空洞和缺陷,這也會降低硬度,再者

      由于純度和晶粒大小的不同,鐵素體的硬度為 70~

      200 HV[4]。 圖 2 的試驗結果顯示出 40Cr 側貧碳區的顯微硬度在鐵素體的硬度范圍上限。 這可能是由于Cr12MoV側的合金元素向 40Cr 側擴散并固溶在鐵素體中,使 40Cr 側鐵素體的顯微硬度升高。 以上分析進一步說明了在該工藝參數下, 通過固態焊接過程可以實現原子快速的互擴散從而達到兩種鋼的冶金結合。

      (2) 顯微空隙的形成是因界面兩側的微觀凹坑相對接觸時,隨其周圍金屬的逐漸連接,使氣體集聚無法逸出,壓力漸大,致使兩側金屬始終無法接觸所致。 界面空隙大多呈近似球形或長軸平行于界面的橢球形,其內腔光滑。 夾雜物主要分布在界面處,尤其是在焊接試樣的邊緣處,其形態各異、尺寸大小不等。一般來說,氧化物夾雜更多的是由試樣表面的不

      均勻氧化造成的。 鋼試樣在 560℃以上加熱時,大氣

      介質中 O2、CO2 和 H2O 等都可使鋼表面氧化, 表面形成的氧化膜主要由 Fe2O3 組成, 它是以 FeO 為基的缺位固溶體即維氏體。維氏體結構松散,與基體結合不牢、易剝落,這對去膜極為有利,若 FeO 繼續氧化形成 Fe2O3 反而對去膜不利。 隨著表面激光淬火過程的進行,界面處超塑變形和擴散的不斷進行,界面區空隙、氧化膜破碎并最終消失,接合界面區域在短時間內形成了由等軸、 細小的動態再結晶晶粒構成的界面冶金結合區。擴散繼續進行,進一步加強已形成的連接,直至原始界面最終完全消失。 因此,待焊面經激光淬火后的 40Cr/Cr12MoV 容易實現高質量的固態焊接。

      1 結論

      (1) 從接頭處組織形貌圖可以看出, 接頭區原始界面消失,界面兩側顯微組織連續,未觀察到焊接缺陷,得到了良好的焊接接頭。

      (2) 由顯微硬度分布曲線可以得出: 在本實驗設定的工藝參數下, 經過表面激光淬火預處理后的40Cr 和 Cr12MoV 鋼通過固態焊接過程可以實現原子快速的互擴散從而達到兩種鋼的冶金結合。


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