中空45#鋼棒材摩擦焊接工藝研究

張昌明，申言遠(yuǎn)，侯軍才，張 會(huì)，黃崇莉

（1.陜西理工學(xué)院機(jī)械工程學(xué)院，陜西漢中 723003；2.陜西理工學(xué)院材料科學(xué)與工程學(xué)院，陜西漢中 723003）

中空45#鋼棒材摩擦焊接工藝研究

張昌明1，申言遠(yuǎn)1，侯軍才2，張 會(huì)2，黃崇莉1

（1.陜西理工學(xué)院機(jī)械工程學(xué)院，陜西漢中 723003；2.陜西理工學(xué)院材料科學(xué)與工程學(xué)院，陜西漢中 723003）

為了改善大直徑中空45#鋼棒材的連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊接性，采用二級(jí)加壓方法進(jìn)行了外徑42 mm，內(nèi)徑26 mm的45#鋼連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊接.試驗(yàn)結(jié)果表明，焊接熱輸入隨著摩擦?xí)r間、旋轉(zhuǎn)速度的增大而增大，當(dāng)摩擦?xí)r間較短、旋轉(zhuǎn)速度較低時(shí)，采用較大的頂鍛力、二級(jí)摩擦力不能顯著增加焊接熱輸入，導(dǎo)致無法頂鍛，產(chǎn)生嚴(yán)重的焊接缺陷.對(duì)于無缺陷接頭，接頭最大強(qiáng)度系數(shù)達(dá)到80.9%，接頭中未發(fā)現(xiàn)熔化現(xiàn)象，焊縫發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，熱機(jī)影響區(qū)和部分正火區(qū)出現(xiàn)魏氏體組織.接頭沖擊試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，力學(xué)性能優(yōu)異的接頭薄弱區(qū)位于部分正火區(qū)，而焊接熱輸入較高的接頭薄弱區(qū)位于熱機(jī)影響區(qū).焊接熱輸入較低難于獲得缺陷的焊接接頭，焊接熱輸入過大顯著降低接頭力學(xué)性能.

二次加壓系統(tǒng)；動(dòng)態(tài)再結(jié)晶；力學(xué)性能；魏氏體組織；熱機(jī)械影響區(qū)；連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊；頂鍛力

45#鋼因其綜合機(jī)械性能好、調(diào)質(zhì)處理后其硬度可控范圍寬，廣泛用于重要結(jié)構(gòu)件的制造，如在動(dòng)載荷工況下工作的連桿、軸類、螺栓以及齒輪等.但45#鋼屬于中碳鋼，熔化焊的焊接性不好，需要焊前預(yù)熱和焊后退火處理.而摩擦焊接屬于固相焊接，焊接過程中依靠被焊工件相互摩擦產(chǎn)生的摩擦熱使連接界面及附近的材料塑化，施加頂鍛壓力頂鍛完成焊接［1-3］.摩擦焊接方法中連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊、慣性摩擦焊、攪拌摩擦焊等應(yīng)用較為廣泛.連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊接頭的強(qiáng)度較高，焊接質(zhì)量穩(wěn)定性好，焊接過程中不產(chǎn)生有害氣體弧光等污染［4-6］.連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊已經(jīng)成功用于鋼、鋁合金、鈦合金和鎂合金以及異種金屬的焊接［7-9］.可見，采用連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊焊接45#鋼軸類零件相對(duì)于熔化焊方法具有較大的技術(shù)優(yōu)勢(shì).大直徑的中空45#鋼軸類零件連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊焊接過程中頂鍛力較大，容易產(chǎn)生未焊合、疏松等缺陷.為此，本文將采用多級(jí)加壓的方式進(jìn)行大直徑中空45#鋼連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊的工藝研究，尋找其工藝參數(shù)缺口，分析工藝參數(shù)對(duì)焊接熱輸入、材料流動(dòng)的影響，并分析其微觀組織和力學(xué)性能特征.

1 試 驗(yàn)

試驗(yàn)選用中空45#鋼為試驗(yàn)材料，外徑Φ1= 42 mm，內(nèi)徑Φ2=26 mm.45#鋼化學(xué)成分如表1所示，其抗拉強(qiáng)度為624 MPa.

表1 45#鋼化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）

采用C30連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊機(jī)進(jìn)行焊接試驗(yàn).焊機(jī)最大旋轉(zhuǎn)速度為1 500 r/min，最大推力320 t.試驗(yàn)中采用液壓系統(tǒng)對(duì)被焊工件施加壓力，當(dāng)系統(tǒng)檢測(cè)到被焊工件開始接觸摩擦?xí)r發(fā)出指令，對(duì)被焊工件施加摩擦壓力.試驗(yàn)中被焊材料直徑較大，采用二級(jí)加壓方式加載.采用數(shù)碼照相機(jī)拍攝接頭表面成形形貌對(duì)焊接接頭進(jìn)行外觀檢查，分析焊接參數(shù)對(duì)接頭表面成形的影響規(guī)律.利用Olympus倒置金相顯微鏡進(jìn)行接頭各區(qū)的微觀組織觀察.

采用線切割方法加工焊接接頭的拉伸試樣，其尺寸和形狀參照中國國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 2651—2008進(jìn)行抗拉強(qiáng)度測(cè)試［10］.采用沖擊試驗(yàn)測(cè)試接頭的沖擊韌性.試驗(yàn)中采用無缺口試樣，試樣尺寸為10 mm×10 mm（長(zhǎng)×寬）方形條，在294/141 J型一次擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)上測(cè)試了試樣斷裂時(shí)吸收的沖擊功Aku，實(shí)驗(yàn)設(shè)備的滿載載荷為150 kgf·cm.

2 結(jié)果與討論

2.1 接頭表面成形

試驗(yàn)采用的焊接參數(shù)如表2所示.焊接參數(shù)為摩擦壓力、頂鍛力、摩擦?xí)r間、頂鍛延時(shí)、旋轉(zhuǎn)速度.摩擦焊屬于固態(tài)焊接，焊接過程中的摩擦產(chǎn)熱使接頭有效塑化，在頂鍛力的作用下界面附件的原子相互擴(kuò)散、接近到原子晶格尺寸范圍內(nèi)進(jìn)而形成冶金結(jié)合的接頭.

表2 45#鋼摩擦焊接參數(shù)及焊接過程特征

圖1為不同參數(shù)接頭的表面成形.圖1結(jié)果表明，5#、7#試樣飛邊較少，未發(fā)生充分的塑性流動(dòng)，而其他參數(shù)均獲得飛邊飽滿，流動(dòng)充分，表面成形良好的焊接接頭.

圖1 接頭表面成形形貌

表2表明，5#、7#試樣均出現(xiàn)接頭塑化材料較少，無法頂鍛的現(xiàn)象，而其他參數(shù)下無異?，F(xiàn)象. 表2焊接參數(shù)顯示，5#、7#試樣的旋轉(zhuǎn)速度較低僅為800、1 000 r/min，而摩擦壓力和頂鍛力最大.試驗(yàn)結(jié)果表明，接頭充分塑化是獲得良好焊縫成形的保證.相反，接頭未被充分塑化時(shí)采用較大的頂鍛力無法得到成形良好的焊接接頭.摩擦壓力、摩擦?xí)r間、旋轉(zhuǎn)速度決定了焊接接頭的產(chǎn)熱量，進(jìn)而影響接頭的塑化程度.頂鍛力、頂鍛時(shí)間影響接頭變形程度、氧化物的去除，進(jìn)而影響界面原子之間的擴(kuò)散.因而，旋轉(zhuǎn)速度比摩擦壓力對(duì)接頭產(chǎn)熱的貢獻(xiàn)更大.可見，為獲得良好的焊縫成形，試驗(yàn)中旋轉(zhuǎn)速度須大于或等于1 100 r/min.

2.2 接頭的顯微組織

圖2為表面無焊接缺陷接頭的顯微組織，可以看到，焊接接頭內(nèi)部無焊接缺陷，如圖2（a）所示.接頭相互高速摩擦產(chǎn)生較大焊接熱量，在摩擦壓力和鍛壓力作用下接頭發(fā)生較大的塑性變形.距離接頭界面的距離不同承受焊接熱量和變形程度不同，使接頭可分為焊縫區(qū)、熱機(jī)影響區(qū)、正火區(qū)、部分正火區(qū)、母材區(qū)［11-12］.焊縫區(qū)由晶粒細(xì)小的等軸晶組成，如圖2（b）所示.焊縫區(qū)的高倍顯微組織照片顯示，焊縫區(qū)在晶界上分布著不連續(xù)的塊狀鐵素體，在晶粒內(nèi)部分布著層片狀的珠光體，如圖2（c）所示.焊縫區(qū)承受較大焊接熱量使接頭處于單相奧氏體區(qū)，從而在摩擦壓力和頂鍛力的作用下使接頭界面處材料發(fā)生劇烈的塑性變形，并發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶細(xì)化奧氏體的晶粒.隨后的冷卻過程中先析出鐵素體，并發(fā)生共析轉(zhuǎn)變得到細(xì)小鐵素體和珠光體的混合組織.值得注意的是，在持續(xù)的變形過程中先析出的鐵素體和珠光體在摩擦壓力和頂鍛力作用下被擠碎.

圖2 接頭各區(qū)顯微組織

圖2（d）所示的區(qū)域緊鄰焊縫區(qū)，晶粒尺寸較大，晶粒發(fā)生明顯彎曲，且發(fā)現(xiàn)多邊形鐵素體沿奧氏體晶界析出，并向晶內(nèi)析出針狀鐵素體，鐵素體之間分布著珠光體組織.可見，該組織為魏氏體組織.試驗(yàn)結(jié)果表明，該區(qū)域承受較高的焊接熱量.晶粒發(fā)生明顯變形，表明該區(qū)域承受較大的塑性變形，因而，該區(qū)域受到焊接熱量和變形的協(xié)同影響.該區(qū)域稱為熱機(jī)影響區(qū).

圖2（e）所示區(qū)域緊鄰熱機(jī)影響區(qū)，承受的焊接溫度低于熱機(jī)影響區(qū).該區(qū)域晶粒由細(xì)小的等軸晶組成，塊狀鐵素體尺寸較小.該區(qū)域稱為正火區(qū).接頭承受的溫度高于Fe-FeC3合金相圖中AC3線以上時(shí)加熱過程中會(huì)發(fā)生共析轉(zhuǎn)變.冷卻過程中，焊接熱量能夠較好地從母材散失，使其冷卻速率與正火熱處理的相當(dāng).因而，該區(qū)域具有正火熱處理的組織特征.

圖2（f）所示區(qū)域緊鄰正火區(qū)，承受的焊接溫度低于正火區(qū).該區(qū)域晶粒尺寸不均勻，先析出的塊狀鐵素體尺寸較大，共析的鐵素體和珠光體晶粒較小.可見，該區(qū)域的焊接溫度處于Fe-FeC3合金相圖中Ac3-Ac1線之間.因而，先析出的鐵素體未發(fā)生重結(jié)晶，冷卻后晶粒尺寸仍然較大，而部分奧氏體發(fā)生共析轉(zhuǎn)變，冷卻過程中冷卻速度較大，得到正火區(qū)組織.

2.3 接頭的力學(xué)性能

連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊接過程中的摩擦加熱功率為式中：P為摩擦加熱功率；pf為摩擦壓力；n為工件轉(zhuǎn)速；μ為摩擦系數(shù)；R為工件半徑.

因而，連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊的熱輸入與摩擦?xí)r間、摩擦壓力、旋轉(zhuǎn)速度、摩擦系數(shù)、工件直徑的3次方成正比.

圖3為接頭抗拉強(qiáng)度和沖擊性能.圖3結(jié)果表明，當(dāng)采用一級(jí)摩擦壓力為47.5 MPa、二級(jí)摩擦壓力為95 MPa、一級(jí)摩擦?xí)r間為2.0 s、二級(jí)摩擦?xí)r間為2.5 s、頂鍛延時(shí)5.0 s、旋轉(zhuǎn)速度1 500 r/min（表2 中3#試樣），接頭的抗拉強(qiáng)度最大值達(dá)到505 MPa，接頭強(qiáng)度系數(shù)達(dá)到80.9%.如果降低焊接時(shí)工件的旋轉(zhuǎn)速度至1 100 r/min，其他參數(shù)保持不變，則接頭界面處的飛邊量和變形程度明顯降低，表明接頭的塑性變形程度明顯降低，致使接頭的抗拉強(qiáng)度明顯降低.如果減少摩擦?xí)r間，旋轉(zhuǎn)速度分別為800、1 000、1 199、1 500 r/min，接頭的抗拉強(qiáng)度均較低，表明摩擦?xí)r間減少能明顯降低接頭的熱輸入、降低接頭塑性變形程度，從而明顯降低接頭的抗拉強(qiáng)度.

當(dāng)采用較低的旋轉(zhuǎn)速度時(shí)如5#、7#試樣接頭未能充分的塑化，使得接頭界面未發(fā)生充分變形和擠出氧化物，幾乎無法形成飛邊，如圖1所示.此時(shí)，接頭未發(fā)生充分的塑性變形，嚴(yán)重降低接頭的抗拉強(qiáng)度，致使其抗拉強(qiáng)度僅為325、350 MPa，強(qiáng)度系數(shù)為52%、56%.如果增大旋轉(zhuǎn)速度至1199、1 500 r/min時(shí)如參數(shù)6#、8#試樣，由式（1）可知，接頭的熱輸入明顯增大，使得塑性變形程度變大，飛邊的向上翻出程度變大，如圖1所示.此時(shí)，接頭的抗拉強(qiáng)度明顯增大，分別為433、460 MPa，強(qiáng)度系數(shù)分別為69%、73%.結(jié)果表明，增大旋轉(zhuǎn)速度能夠有效增大熱輸入，增大接頭界面變形程度，提高接頭的力學(xué)性能.

如果繼續(xù)增大摩擦?xí)r間（4#試樣），焊接熱輸入過大導(dǎo)致接頭的晶粒粗大、先共析塊狀鐵素體粗大致使接頭力學(xué)性能降低，僅為450 MPa.若摩擦?xí)r間較短，焊接熱輸入較低，使接頭無法頂鍛或產(chǎn)生的塑性變形較小，致使接頭的強(qiáng)度較低，如5#～8#試樣.

與參數(shù)3相比，參數(shù)2采用較長(zhǎng)的摩擦?xí)r間、較大的摩擦壓力、頂鍛壓力，較低的旋轉(zhuǎn)速度.圖1表明，兩種參數(shù)下得到接頭的飛邊量和變形程度大致相同，即接頭的塑性變形程度相同，使得接頭抗拉強(qiáng)度基本相同，如圖3（a）所示.

當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度較高時(shí)，焊接界面處材料相互咬合、挖掘作用很大，致使其摩擦系數(shù)變小，摩擦扭矩變小，使得焊接界面處高溫塑性金屬向外圓移動(dòng)困難，擠出金屬較少，變形層金屬容易氧化［14-15］.反之，當(dāng)旋轉(zhuǎn)速度較低時(shí)，焊接界面的溫度較低，摩擦系數(shù)增，使得摩擦扭矩增大；變形層在較大摩擦扭矩的作用下容易流向外圓被擠出，并補(bǔ)充新鮮的塑性金屬，能夠有效避免金屬的氧化，提高接頭的強(qiáng)度.因而，采用低的旋轉(zhuǎn)速度，較大的摩擦壓力、較長(zhǎng)的摩擦?xí)r間也能夠獲得滿意的接頭強(qiáng)度.

不同參數(shù)接頭的沖擊功如圖3（b）所示.試驗(yàn)結(jié)果表明，3#試樣的沖擊功達(dá)到最大值為61.67 J，其變化規(guī)律與抗拉強(qiáng)度規(guī)律一致.

圖3 接頭的抗拉強(qiáng)度和沖擊性能

圖4為典型試樣沖擊試驗(yàn)斷裂位置，可以看到，3#試樣發(fā)生較大的彎曲變形，在熱影響區(qū)斷裂，而4#試樣在熱機(jī)影響區(qū)發(fā)生相對(duì)較小的彎曲變形斷裂.再結(jié)晶的晶粒尺寸由塑性變形程度和焊接決定，晶粒尺寸與塑性變形程度成反比，與溫度成正比［16-17］.采用參數(shù)3時(shí)，接頭界面發(fā)生充分的塑性變形，使得焊縫區(qū)、熱機(jī)影響區(qū)、正火區(qū)的晶粒被明顯細(xì)化，而此時(shí)部分相變區(qū)未發(fā)生塑性變形且承受較高的焊接熱輸入使該區(qū)域的晶粒粗化，成為接頭的薄弱區(qū)域.而對(duì)于4#試樣，接頭界面塑性變形程度相對(duì)較低，使得熱機(jī)影響區(qū)晶粒在焊接的高溫下發(fā)生長(zhǎng)大，明顯粗化成為接頭的薄弱區(qū)域.

圖4 典型試樣沖擊試驗(yàn)斷裂位置

圖5為采用不同參數(shù)接頭沖擊斷口的SEM照片.由圖5可以看到，2#，3#試樣中形成較大的拉長(zhǎng)韌窩，撕裂棱上觀察到細(xì)小的韌窩，撕裂棱較厚，如圖5（a）和（b）所示，呈現(xiàn)出微孔聚集型斷裂特征，表明接頭具有較好的韌性.而5#試樣中發(fā)現(xiàn)了明顯的河流狀花樣，撕裂棱很薄，如圖5（c）所示，表明其斷裂機(jī)制為準(zhǔn)解理斷裂，其韌性較差.6#試樣和8#試樣（圖5（d）和（e））中觀察到較多的拉長(zhǎng)韌窩，表明其斷裂機(jī)制為微孔聚集型斷裂.與8#試樣相比，6#試樣中韌窩的直徑較大，韌窩的數(shù)量較多，撕裂棱厚度較厚，表明其接頭的韌性較好.因而，接頭的韌性變化趨勢(shì)與圖3接頭的沖擊韌性相吻合.

圖5 接頭沖擊斷口形貌

3 結(jié) 論

1）采用二級(jí)加壓方式連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊機(jī)成功進(jìn)行外徑為42 mm，內(nèi)徑為26 mm的中空45#鋼摩擦焊接，接頭最高強(qiáng)度系數(shù)達(dá)到80.9%，沖擊功為61.67 J.

2）保持摩擦?xí)r間和摩擦壓力不變，采用較低旋轉(zhuǎn)速度，接頭塑化程度降低，僅增大頂鍛力無法使接頭獲得合理的變形量，難于焊接，增大旋轉(zhuǎn)速可獲得表面無缺陷接頭.增大摩擦?xí)r間能夠使接頭的塑化程度變大，實(shí)現(xiàn)采用較低旋轉(zhuǎn)速度也能獲得力學(xué)性能優(yōu)異的接頭.

3）45#鋼連續(xù)驅(qū)動(dòng)摩擦焊接接頭發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，未發(fā)生熔化；焊縫區(qū)由細(xì)小珠光體、鐵素體再結(jié)晶晶粒組成，熱機(jī)影響區(qū)出現(xiàn)粗大的魏氏體組織，正火區(qū)由細(xì)小珠光體、鐵素體再結(jié)晶晶粒組成，部分正火區(qū)由粗大魏氏體、細(xì)小珠光體、鐵素體混合晶粒組成.

4） 無缺陷接頭沖擊試驗(yàn)中在部分正火區(qū)發(fā)生斷裂，而熱輸入過大的無缺陷接頭沖擊試驗(yàn)在熱機(jī)影響區(qū)發(fā)生斷裂.

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（編輯 呂雪梅）

Study on direct drive friction welding process of hollow

ZHANG Changming1，SHEN Yanyuan1，HOU Juncai2，ZHANG Hui2，HUANG Chongli1

（1.School of Mechanical Engineering，Shanxi University of Technology，Hanzhong 723003，China；2.School of Material Engineering，Shanxi University of Technology，Hanzhong 723003，China）

Secondary pressured system was adopted to promote the directive friction welding feasibility of 45#steel hollow rods with the outer and inner diameters of 42 and 26 mm respectively.The results showed that the welding heat input was increased with the increasing friction time and rotation speed.Welding heat input could not be increased effectively by increasing the upsetting force and the secondary pressured friction force at short friction time and low rotation speed.Thus，massive deformations cannot be obtained resulting in severe welding defects.For defect free joints，the maximum coefficient of the joint strength reached 80.9%.The melting phenomenon was not observed but dynamic recrystallization occurred in the joint.Widmanstatten microstructure was observed in the thermal mechanically zone and the partially normalized zone.The results of the impact test indicate that the poorest zone of the joints with better mechanical properties lies in the partially normalized zone and the poorest zone of the joints produced by using the higher heat input is located in the thermal mechanically zone.Defect-free joints cannot be obtained at the low heat input，and mechanical properties of the joints will be obviously decreased at much higher heat inputs.

secondary pressured system；dynamic recrystallization；mechanical properties；widmanstatten microstructure；thermal mechanically affected zone；direct drive friction welding；upsetting force

TG453.945

A

1005-0299（2015）06-0065-06

10.11951/j.issn.1005-0299.20150612

2015-05-05.

陜西省教育廳服務(wù)地方專項(xiàng)資助項(xiàng)目（15JF04）；陜西省教育廳資助項(xiàng)目（2013JK1039）.

張昌明（1978—），男，副教授.

張昌明，E-mail：zhangchangmingsx@126.com.