本发明涉及一种硬质合金材料，尤其涉及一种激光钎焊制备的硬质合金与m42高速钢。
背景技术：
硬质合金是一种由硬质相(wc、tic、tac、vc和cr，c：等)和粘结相(co、ni和fe)采用粉末冶金工艺生产的具有高硬度和高耐磨性材料。硬质合金具有硬度高、耐磨性好、红硬性好、热膨胀系数小以及良好的化学稳定性等一系列优良性能，在金属切削加工、矿山采掘、石油钻井、军工等方面得到了广泛应用。由于硬质合金的硬度高、脆性大、易断裂，为了达到预期的使用效果，往往需要与钢连接组成复合构件。
激光钎焊是以激光为热源加热钎料融化的钎焊技术。激光钎焊的主要特点是利用激光的高能量密度实现局部或微小区域快速加热完成钎焊过程。激光钎焊的关键在于合理的控制激光功率分配。激光束汇聚在钎料上，钎料温度过高导致融化过快，而母材温度不足使钎料不能很好润湿母材，影响填充效果，钎缝成形变差。激光束汇聚在母材上，钎料温度有可能过低，导致钎料流动性或活跃性降低，母材可能过热融化，导致钎料直接进入熔池形成熔化焊，形成的脆性相也影响钎缝性能。
技术实现要素：
本发明的目的是为了改善硬质合金的硬度、耐磨性，设计了一种激光钎焊制备的硬质合金与m42高速钢。
本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：
激光钎焊制备的硬质合金与m42高速钢的制备原料包括：m42高速钢，yg8硬质合金，h62黄铜粉末。
激光钎焊制备的硬质合金与m42高速钢的制备步骤为：将原始粉末按实验设计方案称重、配料，配好后倒入硬质合金球磨罐中进行湿磨，球磨介质为直径15mm的硬质合金球，球磨机转速为70r/min，己烷加量为210ml/kg，球料比为6:1，球磨时间为24h。球磨结束后，将制得的粒料进行真空干燥，干燥时间为50min，干燥温度为40℃，随后加入5.0%的石蜡作为成形剂进行制粒。将制好的粉末加至单柱液压机中进行压制成形。将制好的压坯置于石墨舟皿上，放入脱蜡-低压烧结一体炉中进行烧结，烧结温度为1460℃，保温时间为90min。
激光钎焊制备的硬质合金与m42高速钢的检测步骤为：利用s-3400n扫描电子显微镜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。
所述的激光钎焊制备的硬质合金与m42高速钢，扫描速度为7mm/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。
所述的激光钎焊制备的硬质合金与m42高速钢，激光功率为1100w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。
所述的激光钎焊制备的硬质合金与m42高速钢，激光工艺参数：△f＝-3mm、p＝1100w、v＝7mm/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。
所述的激光钎焊制备的硬质合金与m42高速钢，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941.7hv、778hv。
本发明的有益效果是：
采用m42高速钢，yg8硬质合金，h62黄铜粉末为原料，经过配料、球磨、干燥、制粒、成形、烧结工艺成功制备了具有优异力学性能的激光钎焊制备的硬质合金与m42高速钢。其中，钎焊组织物明显缺陷，接头性能较好。所制得的激光钎焊制备的硬质合金与m42高速钢，其硬度、致密化程度、抗弯强度都得到大幅提升。本发明能够为制备高性能的m42高速钢提供一种新的生产工艺。
具体实施方式
实施案例1：
激光钎焊制备的硬质合金与m42高速钢的制备原料包括：m42高速钢，yg8硬质合金，h62黄铜粉末。激光钎焊制备的硬质合金与m42高速钢的制备步骤为：将原始粉末按实验设计方案称重、配料，配好后倒入硬质合金球磨罐中进行湿磨，球磨介质为直径15mm的硬质合金球，球磨机转速为70r/min，己烷加量为210ml/kg，球料比为6:1，球磨时间为24h。球磨结束后，将制得的粒料进行真空干燥，干燥时间为50min，干燥温度为40℃，随后加入5.0%的石蜡作为成形剂进行制粒。将制好的粉末加至单柱液压机中进行压制成形。将制好的压坯置于石墨舟皿上，放入脱蜡-低压烧结一体炉中进行烧结，烧结温度为1460℃，保温时间为90min。激光钎焊制备的硬质合金与m42高速钢的检测步骤为：利用s-3400n扫描电子显微镜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。
实施案例2：
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。故本试验均采用负离焦量，送粉量为1.1g/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。
实施案例3：
ａ试验组激光工艺参数：离焦量△f＝-2mm、激光功率p＝1000w，扫描速度为8mm/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；速度为4.5mm/s、8.6mm/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；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。
实施案例4：
b试验组激光工艺参数：离焦量△f＝-2mm、扫描速度v＝8mm/s，激光功率为900w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。激光功率为1000w、1480w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。激光功率为1900w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。
实施案例5：
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，说明cu与高速钢相互渗透，形成良好的冶金结合。
实施案例6：
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5kg，加载时间为16s。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，激光功率p＝1000w时接头组织的平均显微硬度最大（平均值为951.7hv），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820w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719hv；激光功率为1000w、1450w和1700w时，接头组织的显微硬度变化趋同，平均显微硬度为950.7hv、861.3hv和845.7hv，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779hv、689hv和637.3hv。不同扫描速度下截面的显微硬度曲线，扫描速度v＝8mm/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941.7hv、778hv，且cu与母材互溶性较好，显微硬度变化最小。扫描速度v＝5mm/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9mm/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。