硬质合金旋转锉感应焊接残余应力分析

admin

硬质合金旋转锉感应焊接残余应力分析
徐永龙1,2， 杨辉1,3， 王蕾2， 王年4， 穆成法2， 沈涛1,3

【作者机构】        1浙江大学材料科学与工程学院； 2温州宏丰电工合金股份有限公司； 3浙江大学温州研究院； 4温州宏丰合金有限公司
【来    源】        《中国钨业》 2025年第1期 P61-68

摘 要：本文采用XRD 测试仪、红外测温仪、金相显微镜以及扫描电镜等设备测试了硬质合金旋转锉焊接界面的微观形貌和残余应力分布，分析了感应焊接后焊件的开齿加工开裂问题。结果发现，通过Cu-Ag 基钎焊多层结构可释放焊缝附近硬质合金端的残余热应力，但远离焊缝的硬质合金端头部位保持高残余应力值，旋转锉沿垂直焊接面方向形成高残余应力梯度。同时，快速升、降温速率和短保温时间也会造成旋转锉在焊接面由外至内形成较大幅度的热应力梯度。当开齿处理引入加工应力，破坏了硬质合金表面应力平衡状态，近焊缝处硬质合金表面压应力值会迅速升高，易导致裂纹生成。通过优化焊接温度、焊接时间、焊件预热和冷却加压处理均能一定程度上改善旋转锉沿焊接面和垂直方向的残余应力，优化应力梯度分布，进而减少样品焊后开齿加工开裂现象。

关键词：残余应力；感应焊接；硬质合金；裂纹

[size=1em]WC-Co 硬质合金具有高硬度和强韧性，同时兼具优异的抗热震性和抗氧化性的特点，制备的铣刀、数控刀片、PCB 钻针以及旋转锉工具是汽车、航空航天、国防军工、电子及新能源现代制造业等重要领域不可或缺的加工用具[1]。

[size=1em]虽然硬质合金作为加工工具的使用寿命是其他金属耐磨材料的几倍甚至几十倍，但由于其工作面大部分是在表面，当工作面发生磨损或崩口时，整体材料需要维修或报废[2]。为降低硬质合金产品成本和提高产品适用性，以旋转锉为例，现阶段主要采用高硬耐磨的硬质合金作为端头工作面，高强高韧的合金钢作为柄部，通过电子束焊接[3]、摩擦钎焊[4]、真空焊接[5]或电磁感应钎焊[6]等方法将两者连接。其中，电磁感应钎焊具有快速升降温、操作简便和自动化程度高的优势，被应用于规模化焊接硬质合金旋转锉产品[6]。

[size=1em]虽然碳化钨的导热系数是合金钢导热系数两倍以上，但合金钢和硬质合金的热膨胀系数存在较大差异[7]。如常用的YG 牌号硬质合金的线膨胀系数约为5×10-6～7×10-6/K，常用45 钢的热膨胀系数约为11×10-6～14×10-6/K[8-9]。ZHANG J 等[10]研究发现，在感应焊接冷却过程中，钢收缩速度较快，在旋转锉的钢柄将形成拉伸应力，在硬质合金端头中形成压缩应力。同时上述两部位的残余应力的分布并不会随温度的降低而发生转变，残余应力数值会在室温时达到最大。AMELZADEH M 等[7]发现感应焊接后焊接面上的残余应力分布并不均匀，分析其在焊接面边界附近的残余应力较焊内部的高。BANG H S 等[11]进一步确认钎焊残余应力分布具有方向性，具体可分为平行于焊面和垂直于焊面两个方向。其中，焊接处纵向残余应力峰值最高，甚至能达到材料的屈服强度，硬质合金/钎焊层/合金钢的焊接失效主要发生在硬质合金/钎焊料之间的边界附近。

[size=1em]为降低钎焊接头中的残余热应力，国内外众多研究者进行了大量研究。主要可分为焊接前处理、焊接过程处理以及焊后处理等3 个方面来缓解钎焊接头的残余热应力[12]。

[size=1em]ZHANG Y 等[13]通过在陶瓷表面刻画微米级周期性凹槽，实现界面处拉伸应力至压缩应力转变，抑制裂纹扩展和增强接头黏结强度。相比未处理陶瓷焊后接头强度为24 MPa，带槽陶瓷的焊后强度高达66 MPa，提高了275%。此外，特殊钎焊层结构设计也能优化钎焊接头中的残余热应力。若直接使用高强度钎焊料填充焊接面，极易导致旋转锉的脆性硬质合金端头部位发生应力开裂现象[14]。具有低屈服点、易变形和可降低剪切应力的铜基、银基或镍基等复合焊料可作为适用于硬质合金旋转锉的钎焊材料[15]。但纯铜焊剂存在熔点高和性能差、银基焊剂存在成本较高等问题。Cu-Ag 基复合夹层结构兼具银基焊料的可塑性和低熔点和铜基焊料的低成本和与其他金属良好相容性特点，能有效降低焊接处的残余应力[14-15]。这类夹层主要由外部软质多孔材料的金属纤维网缓冲层和中间刚性夹层组成。软质缓冲层可通过屈服、塑性变形和蠕变减轻残余应力，内部刚性夹层可以将残余热应力集中区从硬质合金的焊缝侧转移到夹层，从而有效地防止了硬质合金中产生初始裂纹[16-17]。SHIRZADI A A 等[18]采用Ag-Cu 基多层多钎焊氧化铝/不锈钢材料，焊件黏合强度高达33 MPa，可在200～600 ℃空气中承受60 次以上的循环热冲击。

[size=1em]钎焊过程中的工艺管控也能一定程度上优化接头的残余应力。KAR A 等[19]研究了不同焊接温度对Ag-Cu-Ti 基焊剂钎焊氧化铝和不锈钢的影响。在900 ℃升温至1 100 ℃过程中氧化铝和钎焊层发生了不同的扩散反应，最终钎焊层成分和结构存在显著差异。钎焊层中物相种类、微观形貌和元素排列均会影响接头强度和残余应力分布。

[size=1em]除钎焊层结构和焊接工艺管控外，焊后处理也是减小旋转锉焊接开裂的关键。各类焊后热处理措施包括深冷处理、回火、低温和高温加压等都能一定程度上降低合金焊接部件的残余应力值。

[size=1em]MISHRA S 等[20]在焊接后采用热循环处理（200～500 ℃循环5～10 次，随后冷却至室温），结果显示焊后热循环可降低因热膨胀系数差引起的残余热应力。同时发现，接头处残余热应力值越低，缓解效果越好。路汉刚[2]对YG8 硬质合金/A3钢焊件进行深冷和回火处理后，硬质合金最大压应力为304 MPa，相比常规焊接最大应力值减小了40%。CUI Chen 等[21]发现，深冷处理后奥氏体不锈钢基体/铁素体焊件的表面残余应力在X 方向和Y方向上分别降低36.8%和16.3%。而时效处理可使焊件的表面残余应力在X 方向和Y 方向上分别降低61.2%和58.8%。

[size=1em]实际生产中旋转锉还存在旋转锉焊接后未开裂，但在开齿加工后发生应力开裂现象，但相关文献报道较少。本文采用Cu-Ag 基多夹层焊剂焊接硬质合金/钢件旋转锉，分析了旋转锉焊接后的应力状态及开齿后开裂的原因。并从原理出发优化工艺，进而提出更为经济便捷地降低焊接开齿开裂的措施。

1 旋转锉制备及性能检测1.1 旋转锉毛坯加工

[size=1em]图1 为典型硬质合金旋转锉焊后、抛光和开刃开齿的宏观形貌。使用直径为18 mm 的YG7 硬质合金（Co 质量分数为7%）作为端头，35 铬钼工具钢作为杆柄，Ag-Cu 基焊片作为中间焊剂，采用电磁感应焊接将上述部件相连接，少量焊剂会从焊缝溢至硬质合金和钢件表面（见图1（a））；为便于观察旋转锉焊后开裂现象，对旋转锉进行抛光处理（见图1（b））；再对旋转锉进行开齿开刃处理，获得最终成品（见图1（c））。为保证试验准确性，本试验中进行的焊接测试旋转锉总数将近600 只，每种工艺优化及验证的旋转锉数量约为50～100 只。

[size=0.8em]图1 旋转锉焊接、抛光和开齿加工后的样品宏观形貌图
Fig.1 Macroscopic morphology of rotary file samples after welding, polishing, and tooth-cutting processes

[size=0.8em](a)感应焊接后原始样件；(b)旋转锉焊后抛光放大图；(c)开齿和表面精抛后样件

1.2 旋转锉微观形貌及残余应力检测

[size=1em]通过红外测试仪（Testo 830-s1，德图仪器）得到焊接时旋转锉焊缝处最高温度值和脱模2 s 后焊件的整体热成像图谱。采用倒置荧光显微镜（Axio Vert.A1，卡尔蔡司）观察旋转锉开齿后形成的裂纹和截面形貌。采用场发射扫描电镜（GeminiSEM 300，卡尔蔡司）检测硬质合金、钎焊层和35 铬钼工具钢界面的显微形貌和元素分布。

[size=1em]采用液氮作为深冷介质，将旋转锉焊件放入液氮罐中浸没72 h 进行深冷处理。采用X 射线衍射仪（D8 DISCOVER，Bruker）测试旋转锉深冷处理前后材料中残余应力，测试区域为硬质合金近焊缝和远离焊缝的部位，每组测3～5 只。采用DSC 热分析仪（STA 449F3，耐驰）测试Ag-Cu 基焊剂的热量随温度变化关系，样品从室温升温至1 000 ℃，升温速率为20 ℃/min，全程氮气气氛保护。采用洛氏硬度计K30f（FRC-3e，恒一企业有限公司）测试硬质合金、35CrMo 钢和钎焊层位置的硬度值。

2 结果与讨论2.1 Cu-Ag 基钎焊层微观形貌

[size=1em]图2 所示为硬质合金旋转锉的焊接截面微观形貌和能谱扫描结果。结合扫描电镜测量，得到Cu-Ag基焊剂焊接后的钎焊层宽度（约232 μm），焊缝内无明显裂纹和大孔洞等缺陷。图2（b）和图2（c）为焊接截面放大图，从焊接截面放大图可见钎焊层与硬质合金截面结合较好。结合能谱面扫结果可知，Cu-Ag 基焊剂焊接后并未形成均一的固溶体，钎焊层中Cu 元素和Ag 元素呈现出混杂相间分布形貌。除Cu 元素和Ag 元素外，还有一定量的Zn 元素与Cu 元素形成固溶并起到降低焊接温度的作用[14]。需要说明的是，硬质合金中的Co 元素无显著扩散至Cu-Ag 基钎焊层中形成Co-Zn 等合金，硬质合金端头结构并未被破坏，这有利于保证钎焊接头的抗冲击性和延展性[22]。对未开齿的100 只旋转锉进行表面抛光后金相显微镜全检观察，旋转锉焊后均未发生应力开裂，可见Cu-Ag 基钎焊夹层可有效释放焊缝处应力。

[size=0.8em]图2 旋转锉焊缝界面微观形貌和能谱扫描结果
Fig.2 Microstructure and EDS analysis at the weld interface of rotary files

[size=0.8em](a)3 层结构Cu-Ag 基钎焊层金相形貌；(b)钎焊层扫描电镜形貌；(c)硬质合金/钎焊层界面形貌和各元素能谱面扫图

2.2 旋转锉开齿开裂分析

[size=1em]旋转锉应力开裂主要发生在焊后的开齿阶段。图3（a）为旋转锉开齿后裂纹分布图，可以观察到裂纹主要集中在近焊接面的硬质合金端，每百只旋转锉开齿开裂占比约为3%至10%。为分析旋转锉开齿开裂的原因，对焊件的硬质合金端进行区域残余应力测试，测试位置如图2（b）所示，测试结果如表1 所示。

[size=0.8em]表1 不同处理条件下旋转锉对应图3（b）中部位的残留应力
Tab.1 Residual stress at the location corresponding to figure 3(b) in rotary files under different processing conditions

[size=0.8em]注：负值表示压应力

[size=0.8em]图3 旋转锉开齿开裂的界面宏观照片和焊后旋转锉残余应力区域测试示意图
Fig.3 Macroscopic image of tooth-cutting-induced cracking at the interface and schematic diagram of residual stress zone testing in post-weld rotary files

[size=0.8em](a)界面宏观照片；(b)残余应力区域测试示意图

[size=1em]从表1 可知，旋转锉焊接后近焊缝处的硬质合金受压应力控制，应力值为196.4±45.2 MPa。硬质合金远离焊缝处 B 区域的残余应力数值高达-2 354±114 MPa，为焊缝附近A 区域的12 倍，焊接后硬质合金端头A 和B 两区域之间存在巨大的残余应力梯度。

[size=1em]图4（a）显示了感应加热冷却脱模2 s 的旋转锉的热成像图。可以观察到，在感应线圈对应的中心加热区域为白亮发热区，其余部分为橘红色的热辐射区。激光测温仪测得焊接面附近最高温可达838 ℃，降温2 s 后测温为686 ℃。由于工厂的焊接设备一般缺乏温度监控，焊接效果主要依赖工人经验判断，为追求效率很可能采用不合适的高温和短时间快速升降温的焊接工艺。因此，硬质合金端头的焊接高温和高冷却降温速率可能是端头处形成高的残余应力值的主要原因。焊缝处Cu-Ag 基钎焊夹层释放应力形成低应力区，端头部位形成高应力区，导致硬质合金端头部位沿焊接面垂直的方向形成高梯度应力分布。

[size=0.8em]图4 旋转锉焊接后冷却脱模2 s 的热成像图和焊接面热扩散示意图
Fig.4 Thermal image of rotary files 2 seconds after welding during cooling and demolding and schematic of heat diffusion at the welding surface

[size=0.8em](a)热成像图；(b)热扩散示意图

[size=1em]此外，在沿焊接面平行方向也存在类似的残余应力梯度[11]。由于感应加热具有“集肤效应”，即涡流和发热集中在焊件表面，焊接时热传导主要由外至内扩散（见图4（b））[6]。若焊接保温时间过短或产品尺寸过大将造成焊件外热内冷。特别在焊接面上，焊剂在旋转锉芯部未完全融化和铺展，在钎焊层/金属界面处易残留未排出的气孔和孔洞（见图5）。这些孔隙和孔洞虽然能一定程度释放界面残余应力，也会造成焊接强度下降[12]。因此，感应焊接极易在焊件上形成沿焊接面和沿焊接面垂直方向的梯度热应力耦合作用区域。

[size=0.8em]图5 感应焊接大尺寸（D＞30 mm）旋转锉的界面形貌
Fig.5 Interface morphology of large-sized (D＞30 mm) rotary files fabricated via induction welding

[size=0.8em](a)钎焊层界面金相形貌；(b)SEM 微观形貌

[size=1em]未开齿前，硬质合金端头自身的强度足够抵御焊件两个方向的热应力冲击而不发生开裂。但当旋转锉开齿过程引入加工应力后，硬质合金的表面状态发生剧烈变化。表1 显示旋转锉焊后直接开齿的硬质合金端头B 区域的残余应力值相比未开齿前发生下降，说明加工应力的引入一定程度释放远离端的压应力。但在近焊接面A 区域的压应力数值陡然上升，由原来的196.4±45.2 MPa 升高至1 425±215.7 MPa。造成上述变化的原因可能是焊接面芯部与外表面存在高残余应力梯度，开齿加工破坏了原有硬质合金和钎焊层之间应力平衡。当焊接面硬质合金端内部的高拉应力和表面压应力重新形成新的应力平衡时，表面压应力强度超过了硬质合金自身强度，裂纹将在近焊缝处的硬质合金端生成。所以，为解决旋转锉开齿开裂问题，必须优化硬质合金端在沿焊接面和沿焊接面垂直方向的残余应力梯度。

2.3 焊接件热应力梯度优化

[size=1em]深冷处理能够一定程度上改善旋转锉焊接应力，减少加工开裂现象[23-24]。因此本研究对焊接后高应力梯度的旋转锉进行液氮浸泡72 h，并测试深冷处理后硬质合金端头不同部位残余应力值，结果如表1 所示。液氮深冷处理后硬质合金远离焊缝端的B 区域残余应力降低，而近焊缝的A 区域的残余应力不降反升。相比于未处理样件，深冷处理后硬质合金 A 和 B 区域的残余应力差值降低了525.7 MPa，降低比例约为24.36%。这说明深冷处理对旋转锉整体材料的残余应力梯度具有优化作用。若为了减少焊件表面残余应力而在现有制备工艺中额外增设深冷处理工序，该举措无疑会相应增加制造商的设备投入和时间成本。本研究通过分析感应焊接工作原理对旋转锉进行工艺改进，从而实现较低成本条件下热应力梯度分布优化的目的。

[size=1em]感应焊接主要通过调节线圈大小和匝数进行加热范围控制，通过调节电流调控加热速率和冷却速率。JU Jia 等[25]认为在钎焊过程中热量扩散对焊接处熔融合金的表面张力和黏度起到重要作用。在高加热速率且焊件内部热扩散不足时，焊接处芯部的焊剂将具有高表面张力与黏度，会削弱钎焊合金润湿性，进而形成孔洞。因此，确定焊剂的合适焊接温度和焊接时间是改善应力梯度的关键之一。图6为Ag-Cu 基焊剂的DSC-TG 曲线。可以观察到668.2 ℃时存在明显吸热峰，此时焊剂开始熔化。当温度升高至800 ℃时，质量开始逐渐损失，焊剂逐渐挥发。而图4（a）显示实测焊件外表面最高温度达838 ℃，明显高于焊剂熔点温度，同时在此温度下，低熔点Ag、Zn 的元素可能会发生挥发。通过降低实际焊接温度和增加感应焊接时间（表1 中工艺4 优化），A 区域的残余应力值与未处理样品基本一致，但B 区的残留应力由原来的2 354±114 MPa降低至1 512.7±49.2 MPa。加热工艺优化后A 区和B 区的平均应力差值减少了1 289 MPa，降低幅度达40.3%。

[size=0.8em]图6 Ag-Cu 基焊剂的DSC-TG 曲线
Fig.6 DSC-TG curves of Ag-Cu-based filler metal

[size=1em]此外，针对较大尺寸的旋转锉构件（直径大于45 mm），采用焊接后加压优化结合焊前预热处理工艺优化。ZHANG J 等[10]研究发现，在冷却过程中对钎焊试样施加压缩压力，可降低材料的残余应力。这是由于在较高温度下施加载荷，钢的屈服强度较低发生塑性变形。在冷却过程中钢的塑性变形补偿其收缩，降低界面处失配应力和残余拉应力。而焊前预热可以解决短时间焊接过程中内部感应电流少和发热量低的问题，提高材料焊接均匀性。通过冷却加压和优化起始焊接温度（表1 中工艺5优化），可实现焊接过程中旋转锉内外均热，冷却后硬质合金端头和焊接面附近的残余应力差值为1 174.5 MPa，相比未处理样件降低了45.6%。

[size=1em]同时采用工艺4 和工艺5 的优化后，硬质合金焊接面附近A 区域的残余应力相比未处理样件有明显提高，达到类似深冷处理效果。同时，在远离端的B 区域，残余应力测试值为-1 394.0±32.7 MPa，两者的平均残余应力差值仅为858.2 MPa，相比未处理焊件降低了60.2%，比深冷处理后的焊件降低了47.4%。开齿处理后，A 区域的残余应力值相比未优化的构件降低了45%。连续开齿300 只焊接工艺优化后的旋转锉材料均未发现开裂现象，这说明通过从材料微观结构出发，分析旋转锉焊接后沿焊接面垂直和平行方向焊接应力梯度形成原因，进而优化工艺和改善焊件应力分布具有可行性。

3 结 论

[size=1em]感应加热具有升温时间短、温度高和操作便捷的特点，是旋转锉大规模工业化和自动化焊接的主要方法之一。但加热温度过高或加热时间过短也易造成旋转锉沿焊接面和焊接面垂直方向形成高残余应力梯度。这些高残余应力虽然在旋转锉焊接后并不产生裂纹，但往往可能导致旋转锉开齿加工过程中发生开裂问题。

[size=1em]从DSC-TG 分析出发，结合热成像、金相和电镜分析材料宏微观结构，可确定焊件合适的焊接温度、适中的焊接时间、预热构件（提高较大尺寸旋转锉的焊接初始温度）以及冷却加压等措施都能一定程度上改善旋转锉在焊接面和垂直焊接面方向的残余应力梯度分布，进而减少旋转锉焊接开裂现象发生。

[size=1em]参考文献：

[size=1em][1] FANG Z Z，WANG X，RYU T，et al. Synthesis，sintering，and mechanical properties of nanocrystalline cemented tungsten carbide-a review[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials，2009，27（2）：288-299.

[size=1em][2] 路汉刚. 硬质合金与钢钎焊接头的残余应力研究[D]. 黑龙江：哈尔滨工业大学，2006.LU Hangang. A study of residual stress of the brazing joint between cemented carbide and steel[D]. Heilongjiang：Harbin Institute of Technology，2006.

[size=1em][3] CHEN Guoqing，SHU Xi，LIU Junpeng，et al. Electron beam hybrid welding-brazing of WC-Co/40Cr dissimilar materials[J].Ceramics International，2019，45（6）：7821-7829.

[size=1em][4] RAJ S，BISWAS P. Effect of induction preheating on microstructure and mechanical properties of friction stir welded dissimilar material joints of Inconel 718 and SS316L[J]. CIRP Journal of Manufacturing Science and Technology，2023，41：160-179.

[size=1em][5] ZHENG Zhaoyang，WANG Shaoheng，XU Minyun，et al.Microstructures and mechanical properties of YG18 cemented carbide/40Cr steel joints vacuum brazed using Ag-Cu-Ti filler metal[J]. Vacuum，2022，204：111323.

[size=1em][6] LIU Yanfeng，CHEN Qi，CHEN Jibing，et al. Development of a novel fabricating thin-walled TA2 titanium tube via high-frequency induction welding[J]. Progress in Natural Science：Materials International，2024，34（2）：314-322.

[size=1em][7] AMELZADEH M，MIRSALEHI S E. Influence of braze type on microstructure and mechanical behavior of WC-Co/steel dissimilar joints[J]. Journal of Manufacturing Processes，2018，36：450-458.

[size=1em][8] AMELZADEH M，MIRSALEHI S E. Dissimilar vacuum brazing of cemented carbide to steel using double-layer filler metals[J]. Journal of Manufacturing Processes，2019，47：1-9.

[size=1em][9] ZHONG Zhihong，HOU Guixian，ZHU Zhixiong，et al.Microstructure and mechanical strength of SiC joints brazed with Cr3C2 particulate reinforced Ag-Cu-Ti brazing alloy[J]. Ceramics International，2018，44（10）：11862-11868.

[size=1em][10] ZHANG J，JIN L Y. Numerical simulation of residual stress in brazing joint between cemented carbide and steel[J]. Materials Science and Technology，2005，21（12）：1455-1459.

[size=1em][11] BANG H S，BANG H S，KIM Y C，et al. Analysis of residual stress on AH32 butt joint by hybrid CO2 laser-GMA welding[J]. Computational Materials Science，2010，49（2）：217-221.

[size=1em][12] YI Ruixiang，CHEN Chao，SHI Chen，et al. Research advances in residual thermal stress of ceramic/metal brazes[J]. Ceramics International，2021，47（15）：20807-20820.

[size=1em][13] ZHANG Y，ZOU G，LIU L，et al. Vacuum brazing of alumina tostainless steel using femtosecond laser patterned periodic surface structure[J]. Materials Science and Engineering：A，2016，662：178-184.

[size=1em][14] KARIMI A，ADELI M，SOLTANIEH M. Dissimilar joining of cemented carbide to low-carbon steel via combustion welding：effect of process parameters on the interfacial microstructure and joint strength[J]. Journal of Manufacturing Processes，2022，77：551-560.

[size=1em][15] WANG Shaoheng，ZHENG Zhaoyang，LI Yaolin，et al.Microstructure and properties of a YG18/40Cr joint vacuum-brazed by Cu-Sn-Ti filler metal[J]. Vacuum，2023，217：112511.

[size=1em][16] ZAHARINIE T，MOSHWAN R，YUSOF F，et al. Vacuum brazing of sapphire with Inconel 600 using Cu/Ni porous composite interlayer for gas pressure sensor application[J].Materials & Design，2014，54：375-381.

[size=1em][17] QIN Youqiong，FENG Jicai. Active brazing carbon/carbon composite to TC4 with Cu and Mo composite interlayers[J].Materials Science and Engineering：A，2009，525（1/2）：181-185.

[size=1em][18] SHIRZADI A A，ZHU Y，BHADESHIA H K D H. Joining ceramics to metals using metallic foam[J]. Materials Science and Engineering：A，2008，496（1/2）：501-506.

[size=1em][19] KAR A，GHOSH M，RAY A K，et al. Effect of interfacial thickness and residual stress on the mechanical property of the alumina-stainless steel braze joint interface[J]. Materials Science and Engineering：A，2008，498（1/2）：283-288.

[size=1em][20] MISHRA S，PAL S，KARAK SK，et al. Effect of thermal cycles and dimensions of the geometry on residual stress of the alumina-kovar joint[J]. IOP Conference Series ： Materials Science and Engineering，2018，338：012001.

[size=1em][21] CUI Chen，GU Kaixuan，QIU Yinan，et al. The effects of post-weld aging and cryogenic treatment on self-fusion welded austenitic stainless steel[J]. Journal of Materials Research and Technology，2022，21：648-661.

[size=1em][22] YAOITA S，WATANABE T，SASAKI T. Effects of Ni and Co elements in filler metals in Ag brazing of cemented carbide[J].Materials Research Innovations，2013，17（Suppl. 2）：142-147.

[size=1em][23] YANG Quanwei，DONG Zhigang，KANG Renke，et al.Experiment and mechanism investigation on the effect of deep cryogenic treatment on residual stress and machining deformation of hydrogen-resistant steel[J]. Journal of Manufacturing Processes，2024，119：385-400.

[size=1em][24] VOICULESCU I，GEANTA V，BINCHICIU H，et al. Dissimilar brazed joints between steel and tungsten carbide[J]. IOP Conference Series：Materials Science and Engineering，2017，209：012021.

[size=1em][25] JU Jia，XUE Feng，ZHOU Jian，et al. Interface and bond strength of brazing cemented carbide K20 to alloy steel AISI 4140 by high-frequency induction[J]. Materials and Manufacturing Processes，2016，31（8）：1052-1060.

[size=1.8em]Analysis of Residual Stress in Induction Welding of Cemented Carbide Rotary Files

[size=1em]XU Yonglong 1,2, YANG Hui1,3, WANG Lei2, WANG Nian 4, MU Chengfa2, SHEN Tao 1,3
（1.School of Materials Science and Engineering, Zhejiang University, Hangzhou 310027, Zhejiang, China; 2.Wenzhou Hongfeng Electrical Alloy Co., Ltd., Wenzhou 325006, Zhejiang, China; 3.Wenzhou Research Institute, Zhejiang University, Wenzhou 325006, Zhejiang, China; 4. Wenzhou Hongfeng Alloy Co., Ltd., Wenzhou 325006, Zhejiang, China）

[size=1em]Abstract: This study investigates the microstructure and residual stress distribution at the welded interface of cemented carbide rotary files using XRD analysis, infrared thermography, metallographic microscopy, and scanning electron microscopy (SEM), aiming to address crack initiation during tooth-cutting processing after induction welding. Results reveal that a Cu-Ag-based brazed multilayer structure effectively releases residual thermal stress near the cemented carbide end adjacent to the weld. However, the distal end of the cemented carbide retains high residual stress, forming a steep residual stress gradient perpendicular to the welding interface. Rapid heating/cooling rates and short holding times were found to induce significant thermal stress gradients from the outer to inner regions of the welding interface.Machining-induced stress during tooth-cutting disrupts the surface stress equilibrium of the cemented carbide, leading to a sharp increase in surface compressive stress near the weld and subsequent crack formation. Optimizing welding parameters (temperature, duration), preheating, and cooling with applied pressure mitigates residual stress gradients along both the welding interface and vertical direction, thereby reducing post-weld cracking during tooth-cutting.

[size=1em]Key words: residual stress; induction welding; cemented carbide; cracks

[size=1em]中图分类号：TG457.19

[size=1em]文献标识码：A

[size=1em]DOI: 10.3969/j.issn.1009-0622.2025.01.009

[size=1em]收稿日期：2024-07-30

[size=1em]资助项目：浙江省“尖兵”“领雁”研发攻关计划（2023C01SA393195）；温州市科技创新项目（ZG2023036）

[size=1em]作者简介：徐永龙（1991-），男，福建福鼎人，博士，高级工程师，主要从事WC 粉末及WC-Co 硬质合金材料研究工作。