激光淬火后的固态焊接接头组织及成分分析 40Cr/Cr12MoV
固态焊接是一种完全不需要熔化的压力焊接，相对于熔焊它具有许多优点，如焊接区的微观结构变化很小，力学性能损失很少，因此在工业上有比较广泛的应用前景。 尤其在需求日益增长的高精尖技术中， 固态连接具有十分明显的技术经济效益[1]。 结构钢和工具钢连接件可以在经济上和性能上充分发挥两种 钢种的优势互补，因此在工业得到广泛应用[2]。但是实现这种连接有一定的难度。 目前此类研究在国内外的报道并不多， 尤其是 40Cr/Cr12MoV 固态焊接的研究更少。 本文通过对 40Cr 与 Cr12MoV 固态焊接接头的组织成分分析， 为其以后的工业应用提供一些实验依据。
1、实验方法
焊前，先将试验用 40Cr 结构钢和 Cr12MoV 工具钢试样的待焊端面磨光，并涂覆一薄层专用涂料(这样可以增强材料对激光束的吸收)， 然后采用 5kWCW CO2 激光器对该端面实施表面激光淬火预处理。 参考文献[3]，本试验确定的 40Cr 激光淬火工艺参数为： 光斑直径 4mm，激光功率 1500W，扫描速度 20mm/s， 扫描方式采用激光束有重叠的往返扫过整个端面，重叠尺寸 1mm；Cr12MoV 激光淬火工艺参数为：光斑直径 4mm，激光功率 1100W，扫描速度 20 mm/s，扫描方式同 40Cr。 然后在WJ-10A 万能试验机上进行固相焊
接试验，压头速度在 0.05~3.5mm/min 内连续可调。 加热用 3 kW 电炉， 控温精度±2℃。 固态焊接工艺参数为：预压应力 56.6 MPa，加热温度为 800 ℃，焊接时间 5 min，保温时间 10 min。
焊后， 采用光学显微镜和 JSM-5610LV 扫描电镜观察分析焊接接头的组织与成分 (显微组织分析样品是沿垂直于钢激光扫描方向截取)。
1. 实验结果及分析
1.1 焊接接头的微观组织
图 1 为 40Cr/Cr12MoV 焊接接头的组织形貌。可看出，接头区原始界面消失，界面两侧显微组织连续，未观察到焊接缺陷。
1.2 焊接接头的显微硬度分布
图 2 为 40Cr/Cr12MoV 焊接接头的显微硬度分布。 可看出， 接头界面两侧的硬度曲线均不是很稳，呈锯齿状波动；在 Cr12MoV 侧近界面区域内显微硬度较高，达到峰值，该区域的宽度近似可反映出Cr12MoV 侧扩散层的宽度约为 20 。
1.1 成分分析
图 3 为焊接接头的 C、Cr 元素线扫描曲线。 由图 3(a)可看出： 靠近焊缝 40Cr 侧 35 μm 内的 C 元素含量低于远离焊缝的母材区，出现一贫碳区。而靠近焊缝 Cr12MoV 侧 20 μm 内的 C 元素含量高于远离焊缝的母材区。 这主要是焊接过程中界面处发生了 C 原子由 40Cr 向 Cr12MoV 迁移的上坡扩散。 产生上坡扩散的原因是由于 Cr12MoV 含有大量的Mo、Cr、V 等强碳化物形成元素， 对 C 的亲和力大， 并且在超塑变形状态下，C 的扩散能力会增强[4-5]，使其沿界面与位错发生扩散，从而导致 40Cr 侧近界面区碳含量降低而 Cr12MoV 侧碳化物增多的现象， 这与前面组织及显微硬度分析结果相符。
在图 3 (b)中不能明显看出 Cr 元素从 Cr12MoV 侧通过界面扩散到 40Cr 侧。 这可能是由于 C 元素从 40Cr 侧向 Cr12MoV 侧的扩散较快，Cr12MoV 侧的 Cr 向 40Cr 侧的扩散较慢。 同时， 由于界面Cr12MoV 侧 C 与合金元素含量的变化， 一定条件下，C 与合金元素在界面 Cr12MoV 侧形成碳化物或使界面 Cr12MoV 侧原有的碳化物长大， 该区域碳化物面积分数增大， 阻碍了 Cr 元素从 Cr12MoV 侧通过界面扩散到40Cr侧 ，使Cr元素在界面Cr12MoV 侧的含量增高。同时，这些现象使界面Cr12MoV 侧 Cr 的含量降低，导致 Cr12MoV 侧界面较远处的 Cr 向界面迁移，又在界面 Cr12MoV 侧发生碳化物生成和长大现象，使界面 Cr12MoV 侧附近碳化物面积分数进一步增大。由图 3 (b)可看出，t=5 min 下 Cr 元素的含量在 Cr12MoV 侧的含量较高的区域的宽度约为 20 μm， 表明扩散层的宽度约为 20 μm，这与接头区显微硬度分析的结果是一致的，与图 1 所观察到的组织特征也是相吻合的。
1.2 XRD 分析
图 4 是 Cr12MoV 侧断口 XRD 分析图谱，发现有 (Cr,Fe)23C6 存在。 Cr12MoV 中碳化物的类型为(Cr,Fe)7C3[6-7]， 由于碳及合金元素的扩散， 碳在界面Cr12MoV 侧的含量增高. 可能会在界面 Cr12MoV 侧生成新的碳化物或使界面 Cr12MoV 侧原有的部分小碳化物长大， 导致界面 Cr12MoV 侧合金元素含量降低，使合金元素 Cr 等元素从 Cr12MoV 侧较远处向界面处进行扩散，当Cr12MoV 侧在靠近界面处(Cr,Fe)7C3 的浓度达到其饱和浓度时，在粗大的共晶碳化物 (Cr,Fe)7C3 的表面或晶体畸变部位就会形成(Cr,Fe)23C6 的晶核， 即在高温下发生(Cr,Fe)7C3→ (Cr,Fe)23C6 碳化物转变，随后(Cr,Fe)23C6 的晶核靠蚕食(Cr,Fe)7C3 而长大[8]。 这也证明了上面图 3 (b)所叙述的在 Cr12MoV 侧 Cr 元素发生了从 Cr12MoV 侧较远处到界面处的扩散。
1.3 讨论
（1） 对于硬度曲线可以这样解释：由于碳元素通过间隙式扩散从 40Cr 侧向 Cr12MoV 侧迁移，扩散速度快， 产生贫碳区较宽， 当碳原子越过界面到Cr12MoV 一侧后，与 Cr12MoV 中大量的 Cr、Mo、V 等形成了碳化物， 导致 Cr12MoV 侧近界面区域内显微硬度升高。 而 40Cr 侧过渡区因含碳量下降，使该区显微硬度低。另外由于界面与基材相比，是不致密的，可能存在空洞和缺陷，这也会降低硬度，再者
由于纯度和晶粒大小的不同，铁素体的硬度为 70～
200 HV[4]。 图 2 的试验结果显示出 40Cr 侧贫碳区的显微硬度在铁素体的硬度范围上限。 这可能是由于Cr12MoV侧的合金元素向 40Cr 侧扩散并固溶在铁素体中，使 40Cr 侧铁素体的显微硬度升高。 以上分析进一步说明了在该工艺参数下， 通过固态焊接过程可以实现原子快速的互扩散从而达到两种钢的冶金结合。
（2） 显微空隙的形成是因界面两侧的微观凹坑相对接触时，随其周围金属的逐渐连接，使气体集聚无法逸出，压力渐大，致使两侧金属始终无法接触所致。 界面空隙大多呈近似球形或长轴平行于界面的椭球形，其内腔光滑。 夹杂物主要分布在界面处，尤其是在焊接试样的边缘处，其形态各异、尺寸大小不等。一般来说，氧化物夹杂更多的是由试样表面的不
均匀氧化造成的。 钢试样在 560℃以上加热时，大气
介质中 O2、CO2 和 H2O 等都可使钢表面氧化， 表面形成的氧化膜主要由 Fe2O3 组成， 它是以 FeO 为基的缺位固溶体即维氏体。维氏体结构松散，与基体结合不牢、易剥落，这对去膜极为有利，若 FeO 继续氧化形成 Fe2O3 反而对去膜不利。 随着表面激光淬火过程的进行，界面处超塑变形和扩散的不断进行，界面区空隙、氧化膜破碎并最终消失，接合界面区域在短时间内形成了由等轴、 细小的动态再结晶晶粒构成的界面冶金结合区。扩散继续进行，进一步加强已形成的连接，直至原始界面最终完全消失。 因此，待焊面经激光淬火后的 40Cr/Cr12MoV 容易实现高质量的固态焊接。
1.4 结论
（1） 从接头处组织形貌图可以看出， 接头区原始界面消失，界面两侧显微组织连续，未观察到焊接缺陷，得到了良好的焊接接头。
（2） 由显微硬度分布曲线可以得出： 在本实验设定的工艺参数下， 经过表面激光淬火预处理后的40Cr 和 Cr12MoV 钢通过固态焊接过程可以实现原子快速的互扩散从而达到两种钢的冶金结合。
转载请注明精川材料检测地址：www.jctest.vip
