陳國慶,， 柳峻鵬,， 張秉剛， 馮吉才*

(哈爾濱工業(yè)大學(xué) 先進焊接與連接國家重點試驗室,，哈爾濱 150001)

摘 要： 對WC-Co/40Cr進行電子束焊接試驗,，研究了焊縫和界面組織，同時分析了焊縫中裂紋的產(chǎn)生機理. 結(jié)果表明,，焊縫主要由馬氏體和脆性η相組成,，在組織和拉應(yīng)力作用下生成兩種典型裂紋缺陷，一類為冷卻過程中尚未凝固的液態(tài)薄膜不能填充間隙產(chǎn)生的結(jié)晶裂紋,；一類為較大殘余拉應(yīng)力使得焊縫中硬脆相開裂形成的淬硬脆化裂紋. 界面由于元素擴散作用產(chǎn)生貧碳環(huán)境,，在合適的溫度梯度下會有η相包絡(luò)生成. 測試接頭的力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)接頭平均抗剪強度為506 MPa,，斷裂貫穿于硬質(zhì)合金熱影響區(qū),、界面、焊縫處,，分別呈現(xiàn)沿晶斷裂,、準(zhǔn)解理斷裂和解理斷裂的特征.

關(guān)鍵詞： WC-Co硬質(zhì)合金/40Cr鋼；電子束焊接,；η相,；裂紋

0 序 言

硬質(zhì)合金是利用粉末冶金方法生產(chǎn)的，由過渡族難熔金屬化合物(如WC,TiC,TaC,NbC等)和粘結(jié)金屬(如Co,Ni,Fe)組成,，是一種具有較好強度,、硬度與韌性匹配性的工程材料[1-2]. 硬質(zhì)合金制備工藝十分復(fù)雜,，制造成本較高，因此通常會與相對廉價的材料復(fù)合使用[3]. 目前主要采用機械固定,、粘接及焊接的方法將昂貴的硬質(zhì)合金與價格低廉的結(jié)構(gòu)鋼或碳鋼進行連接后使用. 其中焊接方法包括熔焊[3],、釬焊[4]、固相焊[5]等,，但普通的TIG焊,MIG焊方法生產(chǎn)效率低,，焊縫易產(chǎn)生裂紋；釬焊接頭強度不高且使用溫度較低,；擴散焊時試件尺寸受到真空室大小的限制，使其應(yīng)用場合受到限制[6].

目前國內(nèi)外對于硬質(zhì)合金與鋼焊接的研究多采用弧焊方法,，通過添加中間層來實現(xiàn)兩者的有效連接,，而對于電子束直接焊接硬質(zhì)合金與鋼鮮有報道. 上海交通大學(xué)[7]及哈爾濱工業(yè)大學(xué)[8]利用Ni-Fe和Ni-Fe-C作為中間層，采用鎢極氬弧焊和電子束焊接的方法對硬質(zhì)合金和鋼實現(xiàn)了連接,，發(fā)現(xiàn)采用Ni-Fe-C作為中間層時焊接接頭中η相的數(shù)量要比Ni-Fe作為中間層時明顯降低. 趙秀娟等人[9,10]選用不同成分的純鎳焊絲,、Ni-Fe合金焊絲和Ni-Fe-C合金焊絲作為中間層對YG30硬質(zhì)合金與45鋼進行了一系列的TIG焊焊接試驗. 研究表明，廣泛分布于YG30焊縫界面區(qū)域的η相為M6C型的Fe3W3C,，η相是導(dǎo)致焊接接頭強度下降的主要原因,，適當(dāng)?shù)卦黾覥元素含量能抑制η相的產(chǎn)生，從而提高接頭強度,，同時發(fā)現(xiàn)采用Ni-Fe-C焊絲時,，其界面產(chǎn)生的η相最少，而采用純鎳焊絲和Ni-Fe焊絲時η相數(shù)目明顯增多,，其原因為適當(dāng)添加C元素能有效抑制界面C元素擴散,，從而能夠抑制η相的產(chǎn)生.

文中通過對硬質(zhì)合金與鋼進行電子束直接焊接的方法并結(jié)合散焦處理得到了成形良好的接頭，對界面η相的產(chǎn)生機制以及焊縫裂紋形成機理進行了分析,，同時對接頭的剪切性能進行了測試,，通過對斷口的分析闡明了斷裂機理.

1 試驗方法

采用尺寸φ35 mm×4 mm的40Cr和φ20 mm×4 mm的WC-Co硬質(zhì)合金作為母材進行焊接試驗，如圖1所示,，40Cr鋼母材組織為鐵素體和珠光體,，硬質(zhì)合金主要由呈三角形、矩形的WC顆粒和鈷黏結(jié)金屬組成. 焊接設(shè)備為MEDARD-45型脈沖真空電子束焊機,，焊接真空度可達(dá) 5×10-2 Pa. 焊接試驗加速電壓為55 kV,，電子束流為16～22 mA，散焦電流為14～16 mA,，焊接速度為5 mm/s. 采用Quanta 200型場發(fā)射掃描電子顯微鏡對顯微組織進行觀察,，并利用能譜儀對元素分布進行分析，采用D/max-rB X射線衍射儀對焊縫相組成進行分析,，利用電子萬能材料試驗機Instron-5569對接頭抗剪強度進行測試,，剪切試樣取樣位置如圖2所示.

圖1 焊接示意圖

Fig.1 Sketch map of welding

圖2 剪切試樣取樣示意圖

Fig.2 Sample of shear specimens

2 結(jié)果與討論

2.1 焊縫裂紋產(chǎn)生機制

對WC-Co/40Cr電子束焊接接頭界面組織進行顯微觀察分析,，結(jié)合XRD分析結(jié)果，如圖3所示,，可知焊縫組織主要由白色魚骨狀η相和深色馬氏體基體組織組成. 對焊接接頭進行SEM觀察,，可以發(fā)現(xiàn)，焊縫中存在兩種典型形態(tài)的裂紋缺陷：一種是沿著淺色η相延伸擴展開裂,，如圖4a所示,；另一種是貫穿于多個相之間，如圖4b所示.

圖3 焊縫區(qū)物相組成

Fig.3 Energy spectrum curve of weld zone

圖4 焊縫中典型微觀裂紋

Fig.4 Typical micro cracks in weld

圖5為接頭中裂紋形成過程的示意圖,對兩種裂紋的產(chǎn)生機制進行了解釋. 首先焊縫金屬在結(jié)晶的過程中,，隨著溫度下降,，在某一個溫度區(qū)間內(nèi)焊縫的塑性會很低，焊縫中的深色(Fe,，C)組織和淺色魚骨狀的η相組織正處于結(jié)晶形成階段,，此時已經(jīng)先結(jié)晶的深色(Fe，C)相占主要部分,，尚未結(jié)晶的液態(tài)金屬主要是富鎢貧碳的η相成分,，會被排擠到已結(jié)晶的(Fe，C)固相晶粒之間,，并呈現(xiàn)出薄膜狀的分布特征,，當(dāng)結(jié)晶形成時夾在已結(jié)晶(Fe，C)相間的液態(tài)淺色η相的分布會受到界面張力σαβ和晶界表面張力σαα的支配,，而液態(tài)淺色η相總是要調(diào)整其形狀使得表面能最低,，根據(jù)焊縫中得到的淺色脆性相組織為魚骨狀內(nèi)凹形貌，還可以推斷出結(jié)晶時其界面接觸角小于90°,，因此容易形成液態(tài)薄膜. 同時分析可知在焊接冷卻階段,，焊縫處于一個拉應(yīng)力較大的區(qū)域，由于此時已結(jié)晶的(Fe,C)相的塑性很差,，因此變形主要集中在液態(tài)薄膜處,，但此時液態(tài)薄膜處液態(tài)金屬不能完全填充間隙，從而導(dǎo)致這種沿晶裂紋的產(chǎn)生.

在電子束焊接的加熱過程和冷卻過程中,焊縫存在較大的應(yīng)力,，其中包括組織相變產(chǎn)生的組織應(yīng)力. 此外,焊縫中的深色(Fe,C)相為脆性馬氏體組織. 因此當(dāng)焊縫中某個位置萌生裂紋后會在淬硬相和殘余應(yīng)力的共同作用下使得裂紋擴展延伸,，從而導(dǎo)致了裂紋不斷發(fā)展從而生成了大的穿晶裂紋.

圖5 裂紋形成過程示意圖

Fig.5 Schematic diagram of crack formation

2.2 接頭脆性相形成機理分析

通常認(rèn)為焊縫中產(chǎn)生的η脆性相對焊接接頭組織及力學(xué)性能有不利的影響. 當(dāng)環(huán)境輕微貧碳時，η相長大所需要的W和C元素主要靠γ-Co相中所溶解的少量WC晶粒來提供,，此時其包絡(luò)的WC晶?；疚闯霈F(xiàn)熔化現(xiàn)象,從而保留了原有的較為規(guī)則的幾何外形. 當(dāng)嚴(yán)重貧碳時，γ-Co中WC晶粒的溶解已經(jīng)不能滿足γ-Co相中的W,，C元素的成分起伏,，此時與γ-Co相毗鄰的WC會向γ-Co相中溶解來使其中的W，C元素達(dá)到一種動態(tài)平衡狀態(tài),，圖6為所獲焊縫組織,，此時的WC晶粒的邊緣會變得圓潤,，同時外部包絡(luò)生成η相組織. 同時從圖中還可以看出在η相處會產(chǎn)生裂紋缺陷，這也從側(cè)面反映出η相硬脆的特征.

圖6 不同長大機制下的η相組織

Fig.6 Microstructure under different growth mechanism

2.3 接頭斷裂機制分析

對接頭進行剪切試驗,，得到的平均抗剪強度為506 MPa,，圖7是剪切斷裂的位置及斷口形貌，可以看出主要在硬質(zhì)合金側(cè),、界面處,、焊縫處發(fā)生斷裂,分別對應(yīng)圖7b中的A區(qū)、B區(qū)和C區(qū). 同時在撕裂斷口處產(chǎn)生的裂紋向焊縫內(nèi)部擴展延伸. 這表明焊縫處的脆性較大,，塑性較小,，在斷裂過程中裂紋尖端能量無法被焊縫組織大量吸收，故裂紋向焊縫中部延伸較長,，如圖7a所示.

圖7 斷口宏觀形貌

Fig.7 Macro morphology of fracture

對斷口進行XRD物相分析,，結(jié)果如圖8所示，可知斷口物相成分包含了硬質(zhì)合金中普遍存在的WC相,、界面和焊縫中的(Fe，C)相和η相,，因此推斷斷口處的WC,、η相、(Fe,，C)相中主要存在的馬氏體相都為力學(xué)性能薄弱區(qū). 由于這些相較為硬脆,，其彈性變形能力與周圍相相差較大，在應(yīng)力作用下兩者變形差異較大,，容易導(dǎo)致裂紋在此萌生,，并向其它方向擴展.

圖8 斷口物相組成

Fig.8 Energy spectrum analysis of fracture

從斷口局部放大形貌(圖9)中可以看出,A區(qū)斷口的宏觀整體形貌非常平整，斷裂面十分整齊. 對其進一步放大可以看出該處的斷口形貌主要表現(xiàn)為類似冰糖狀的花樣,，同時伴隨有少量韌窩存在,，推斷為沿晶和韌性復(fù)合形式的斷裂.

圖9 斷口A區(qū)微觀形貌

Fig.9 Morphology of fracture at A zone

結(jié)合圖9a可以看出,其斷口處白亮組織棱角清晰、立體感很強,，經(jīng)過能譜分析可知主要是WC顆粒,，周圍深灰色斷口主要為鈷基相，推斷該處為硬質(zhì)合金母材處的斷裂斷口,，對其斷裂機制解釋為:在電子束焊接過程中,在硬質(zhì)合金側(cè)產(chǎn)生微小裂紋,，在外力作用下裂紋源擴展形成斷口，由于WC和鈷基在界面處原子排列模式差異較大,，因此在其界面處發(fā)生斷裂從而形成WC棱角分明的類似冰糖狀的斷口,；同時在硬質(zhì)合金受到應(yīng)力作用時，其中的鈷相會產(chǎn)生塑性變形,，塑性變形的擴展會使得鈷基內(nèi)部微小空洞形成,、長大,，最后發(fā)生斷裂出現(xiàn)韌窩狀斷口，在以上兩種機制的共同作用下,形成了硬質(zhì)合金母材斷口形貌.

從圖7b可以看出B區(qū)域整體上較為平整,無變形,，圖10是B區(qū)微觀形貌,，通過觀察二次電子成像發(fā)現(xiàn)斷口有著細(xì)小的解理刻面以及撕裂棱，同時伴隨小韌窩的存在,，因此推斷該處為準(zhǔn)解理斷裂.

從斷口的背散射形貌可以看出,，淺灰色斷口中夾雜有大量細(xì)小的形狀較為規(guī)則的白色顆粒狀物質(zhì)，進行能譜分析,，推斷該處主要是脫碳相,，因此可以推斷該處主要為焊縫界面處脫碳η相造成的裂紋源. 異種金屬焊接界面由復(fù)雜相組成，具有非常復(fù)雜的微觀結(jié)構(gòu),其中脆性脫碳相η相作為硬質(zhì)點會成為斷裂時裂紋生核的位置,，裂紋在應(yīng)力作用下進行擴展,，由于界面包裹WC外側(cè)η相和焊縫中的(Fe，C)相在裂紋擴展過程中起到不同的作用,，因此在斷裂時會同時具有脆斷解理面和韌斷韌窩兩種典型特征,，從而形成了該處準(zhǔn)解理斷裂的斷口形貌.

圖10 斷口B區(qū)微觀形貌

Fig.10 Morphology of fracture at B zone

從C區(qū)宏觀斷口可以看到，解理斷裂典型的河流花樣狀的微觀特征,，從微觀形貌(圖11)可以看出存在明顯的柱狀晶粒,，此時的解理面為沿晶擴展，并可發(fā)現(xiàn)類似羽毛狀的解理形貌,，這是由于該處解理面不是等軸存在,，而是沿著裂紋擴展的方向伸長的. 在背散射圖像中可以看出斷口中零星分布有白色斑點狀和條線狀組織，能譜分析可知其主要為貧碳相,，結(jié)合之前焊縫組織分析可知,焊縫中主要為魚骨狀貧碳η相和馬氏體兩種硬脆相組織,，在外界應(yīng)力作用下會沿著結(jié)晶學(xué)平面斷裂理論，形成上述的脆性斷口.

圖11 斷口C區(qū)微觀形貌

Fig.11 Morphology of fracture at C zone

3 結(jié) 論

(1) 焊縫中存在兩種典型微觀裂紋,，在冷卻過程中焊縫中的拉應(yīng)力會使尚未凝固的液態(tài)薄膜不能填充間隙從而產(chǎn)生沿晶裂紋,；同時冷卻結(jié)束后焊縫中較大的殘余拉應(yīng)力會使焊縫中硬脆相擴展開裂，形成較大的穿晶裂紋.

(2) 在貧碳環(huán)境下,，η相有兩種形成機制. 輕微貧碳時,，WC晶粒幾何外形變化不大；嚴(yán)重貧碳時,，WC晶粒發(fā)生溶解,，邊緣變得圓潤.

(3) 硬質(zhì)合金脆性層、界面和焊縫處是接頭力學(xué)性能的薄弱地帶,，依次表現(xiàn)為沿晶斷裂,、準(zhǔn)解理斷裂、解理斷裂,，整體表現(xiàn)為脆斷特征.

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收稿日期： 2016-01-26

基金項目： 國家自然科學(xué)基金資助項目(51375115)

*參加此項研究工作的還有張 博

中圖分類號： TG 456.3

文獻(xiàn)標(biāo)識碼： A

doi:10.12073/j.hjxb.20160126001

作者簡介： 陳國慶,，男，1972年出生,，博士,，副教授，博士研究生導(dǎo)師. 主要從事新材料及異種材料電子束焊接的研究工作. 發(fā)表論文40余篇. Email: [email protected]