10鋼/35CrMnSi徑向摩擦焊接頭的力學(xué)性能及組織特征

陳大軍，李忠盛，張隆平，戴明輝，代野，付揚(yáng)帆

（西南技術(shù)工程研究所，重慶 400039）

35CrMnSi是一種低合金高強(qiáng)度鋼，屬于中碳調(diào)質(zhì)鋼，經(jīng)適當(dāng)熱處理后的35CrMnSi具有強(qiáng)度高、韌性好等優(yōu)異的力學(xué)性能，同時(shí)還具有淬透性好、易于成形等諸多優(yōu)點(diǎn)，是制造承受強(qiáng)載荷沖擊、重載等惡劣使用工況條件構(gòu)件的理想材料，已被廣泛應(yīng)用于航天航空、石油化工、電力、兵器等領(lǐng)域。35CrMnSi管件/圓環(huán)焊接、管件/管件對接等的高強(qiáng)焊接問題是制約35CrMnSi材料工程化應(yīng)用的關(guān)鍵因素之一。由于35CrMnSi熱敏感性強(qiáng)，焊接時(shí)熱裂紋傾向大，焊接性較差，目前采用電弧焊、埋弧焊、等離子弧焊等傳統(tǒng)熔焊后易產(chǎn)生熱裂紋等焊接缺陷，嚴(yán)重降低了接頭的力學(xué)性能[1—3]。真空電子束焊接頭強(qiáng)度高，但受設(shè)備真空室尺寸以及焊接結(jié)構(gòu)的限制，難以滿足長管件/圓環(huán)類、管件/管件類等構(gòu)件的焊接要求。慣性徑向摩擦焊是一種將飛輪存儲的動(dòng)能通過相對摩擦轉(zhuǎn)化為熱能，使接觸面達(dá)到熱塑性狀態(tài)，隨后迅速徑向頂鍛從而實(shí)現(xiàn)連接的一種固相焊方法[4—6]，具有焊接強(qiáng)度高、高效、可靠性好等特點(diǎn)，尤其適用于管體/圓環(huán)類等異種材料構(gòu)件的高強(qiáng)連接，已成為國內(nèi)外異種材料焊接研究的熱點(diǎn)[7—15]。文中采用慣性徑向摩擦焊工藝，對10鋼/35CrMnSi異種金屬進(jìn)行焊接試驗(yàn)，分析了慣性徑向摩擦焊接頭的力學(xué)性能與組織特征。

1 試驗(yàn)

試驗(yàn)材料分別為 10鋼（環(huán)）和 35CrMnSi高強(qiáng)度鋼（管），其中10鋼環(huán)尺寸為Ф55 mm×4.5 mm×5 mm，其含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)為 0.07%～0.13%的 C，0.17%～0.37%的Si，0.35%～0.65%的Mn，不大于0.03%的S，不大于0.03%的P，不大于0.15%的Cr，不大于0.25%的Ni，不大于0.25%的Cu，余量為Fe。焊前對10鋼環(huán)進(jìn)行退火處理，熱處理后的顯微組織見圖1?？梢?，10鋼母材由鐵素體和少量珠光體組成；35CrMnSi鋼管尺寸為Ф45 mm×5 mm×300 mm，其含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.32%～0.39%的C，1.10%～1.40%的Si，0.80%～1.10%的 Mn，不大于 0.025%的 S，不大于0.025%的 P，1.10%～1.40%的 Cr，不大于 0.03%的 Ni，不大于0.025%的Cu，余量為Fe。焊前對35CrMnSi鋼管進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理，熱處理后的顯微組織見圖2。可見，35CrMnSi母材由回火索氏體和鐵素體組成。

圖2 35CrMnSi母材的顯微組織Fig.2 Microstructure of 35CrMnSi base metal

試驗(yàn)設(shè)備為CT-30型慣性徑向摩擦焊機(jī)（見圖3），焊接前將10鋼環(huán)安裝在徑向加壓裝置內(nèi)，35CrMnSi鋼管安裝在焊接工裝中并穩(wěn)定夾持，慣性徑向摩擦焊摩擦壓力的加載方向及試件旋轉(zhuǎn)方式見圖4。前期工藝摸索優(yōu)化出的焊接工藝參數(shù)如下，摩擦轉(zhuǎn)速ω1為3000 r/min，頂鍛轉(zhuǎn)速ω2為650 r/min，摩擦壓力p1為9 MPa，頂鍛壓力p2為 16 MPa，保壓時(shí)間t為 10 s。用此工藝參數(shù)共焊接出3組焊接試件，3組試件的徑向燒損量為(1±0.2)mm，其中1#和2#試件用于剪切試驗(yàn)，3#試件用于顯微組織分析和顯微硬度測試。

圖3 試驗(yàn)用CT-30T慣性徑向摩擦焊機(jī)Fig.3 CT-30T inertia radial friction welding machine for experiment

圖4 慣性徑向摩擦焊Fig.4 Schematic diagram of inertia radial friction welding

采用CSS44100電子萬能試驗(yàn)機(jī)測試焊接接頭的剪切強(qiáng)度；采用HM-MT1000顯微維氏硬度計(jì)測試焊接接頭的顯微硬度，加載載荷為300 g，各測試點(diǎn)間隔為 100 μm；采用超聲測試評價(jià)焊接接頭的焊接質(zhì)量，測試條件為面掃描，縱波，探頭頻率為15 MHz；采用OLYMPUS-BX60M光學(xué)金相顯微鏡觀察焊接接頭的顯微組織。

2 結(jié)果及分析

2.1 焊接效果

10鋼/35CrMnSi慣性徑向摩擦焊接頭的宏觀形貌見圖5。可見，10鋼環(huán)外表面在工裝的徑向夾持力作用下形成了規(guī)則的擠壓楞，且10鋼環(huán)在焊接過程中沿35CrMnSi鋼管軸向方向發(fā)生強(qiáng)烈的塑性變形，并在鋼環(huán)兩側(cè)形成了結(jié)構(gòu)基本對稱的焊瘤（飛邊），焊后鋼環(huán)展開寬度約8.6 mm（不含飛邊），是焊前鋼環(huán)寬度的1.7～1.8倍，寬度均勻適中，成形良好。

圖5 焊接試件的宏觀形貌Fig.5 Macro morphology of welding sample

10鋼/35CrMnSi慣性徑向摩擦焊接頭的超聲檢測圖譜見圖6?？梢?，焊縫兩側(cè)的檢測圖譜表現(xiàn)為連續(xù)的紅色帶（寬度約2～2.5 mm），說明在焊接飛邊處存在大量未熔合等弱連接缺陷；焊接飛邊中間區(qū)域?yàn)楹负蠀^(qū)，檢測圖譜表現(xiàn)為連續(xù)且寬度均勻的藍(lán)色帶（寬度約9～10 mm），未發(fā)現(xiàn)裂紋、夾渣、未熔合等焊接缺陷，說明焊合區(qū)的焊合率100%，焊接質(zhì)量好。

圖6 焊接接頭的超聲檢測圖譜Fig.6 Ultrasonic testing figure of welding joints

2.2 剪切強(qiáng)度

基于管件/環(huán)類構(gòu)件慣性徑向摩擦焊接頭的結(jié)構(gòu)特點(diǎn)，試驗(yàn)采用剪切強(qiáng)度來考核焊接接頭強(qiáng)度，從1#和2#焊接試件上分別制取4個(gè)剪切試樣，剪切試驗(yàn)后獲得的剪切強(qiáng)度見圖7?？梢姡?0鋼/35CrMnSi慣性徑向摩擦焊接頭的剪切強(qiáng)度處于 510～530 MPa之間，平均剪切強(qiáng)度達(dá)到520 MPa。對10鋼母材上制取相同的 4個(gè)試樣進(jìn)行剪切試驗(yàn)表明，10鋼母材的平均剪切強(qiáng)度為492 MPa，說明慣性徑向摩擦焊接頭的剪切強(qiáng)度略高于母材，具有優(yōu)異的剪切強(qiáng)度性能。

圖7 焊接接頭的剪切強(qiáng)度值Fig.7 Shear strength of welding joints

2.3 顯微硬度

10鋼/35CrMnSi慣性徑向摩擦焊接頭的顯微硬度分布曲線見圖8?？梢?，焊接接頭的顯微硬度呈現(xiàn)出中間高兩頭低的特征，在焊接界面及距離焊接界面100 μm以內(nèi)區(qū)域的顯微硬度值最高，達(dá)到500HV0.3以上。隨著離焊接界面距離的增加，接頭顯微硬度值逐漸減小，在35CrMnSi側(cè)離焊接界面500 μm區(qū)域的顯微硬度值快速降至208HV0.3，基本與母材顯微硬度相同；而在10鋼側(cè)離焊接界面300 μm處顯微硬度快速降至230HV0.3后緩慢下降，在600 μm處才基本與母材相同。由于 35CrMnSi顯微硬度高于 10鋼，導(dǎo)致鋼管側(cè)顯微硬度高于10鋼環(huán)側(cè)的顯微硬度。

圖8 焊接接頭的顯微硬度分布Fig.8 Micro-hardness distribution of welding joints

2.4 顯微組織

10鋼/35CrMnSi慣性徑向摩擦焊接頭的縱截面顯微組織見圖9?？梢姡宇^中未見裂紋、夾渣、未熔合等焊接缺陷，焊接飛邊主要由10鋼側(cè)塑性金屬擠出而形成，而35CrMnSi側(cè)很少形成飛邊。還可以看出，由于受焊接過程的旋轉(zhuǎn)摩擦、頂鍛壓力以及熱傳導(dǎo)等綜合作用，35CrMnSi側(cè)熱影響區(qū)中部寬度最大（約450～500 μm），從中部到邊緣逐漸變?。s60 μm），這主要由于中部區(qū)域金屬流變困難，加之散熱慢，溫度最高，導(dǎo)致熱影響區(qū)寬度大；而邊緣處高溫金屬易被擠出，熱傳導(dǎo)迅速，溫度較低，因而熱影響區(qū)寬度最小。

圖9 焊接接頭的縱截面顯微組織Fig.9 Longitudinal section microstructure of welding joints

10鋼/35CrMnSi慣性徑向摩擦焊接頭的橫截面顯微組織見圖 10?？梢?，慣性徑向摩擦焊接頭可分為4個(gè)區(qū)域：A區(qū)為35CrMnSi母材，B區(qū)為35CrMnSi熱影響區(qū)，C區(qū)為10鋼塑性變形區(qū)，D區(qū)為10鋼母材。還可看出，在10鋼塑性變形區(qū)（C區(qū)）和35CrMnSi熱影響區(qū)（B區(qū)）內(nèi)均出現(xiàn)金屬流線形態(tài)的組織，且10鋼/35CrMnSi焊接界面為明顯的“鋸齒狀”咬和，這說明焊接過程中10鋼和35CrMnSi金屬均受大頂鍛力作用發(fā)生了快速而強(qiáng)烈的塑性變形，實(shí)現(xiàn)了冶金結(jié)合。

圖10 焊接接頭的橫截面顯微組織Fig.10 Cross section microstructure of welding joints

35CrMnSi母材（A區(qū)）和熱影響區(qū)（B區(qū)）的顯微組織見圖 11?？梢?，熱影響區(qū)（B區(qū)）厚度約500 μm，其組織為晶粒細(xì)小的馬氏體和少量貝氏體，這主要由于此區(qū)域焊接峰值溫度處于Ac3以上，組織經(jīng)歷了奧氏體化，經(jīng)快速冷卻后形成了細(xì)小馬氏體和少量貝氏體，致使35CrMnSi側(cè)熱影響區(qū)顯微硬度值較高，這與圖8所示的顯微硬度分布規(guī)律相吻合?？拷鼰嵊绊憛^(qū)的35CrMnSi組織形態(tài)與母材一致，未見明顯變形。

圖11 35CrMnSi母材（A區(qū)）和熱影響區(qū)（B區(qū)）的顯微組織Fig.11 Microstructure of 35CrMnSi base metal (A zone)and heat affected zone (B zone)

從焊接界面到10鋼母材（D區(qū)）的顯微組織見圖 12。可見，10鋼側(cè)（C區(qū)）形成了一層具有明顯金屬流線的塑性變形層，其中靠近焊接界面區(qū)域的變形尤為劇烈，形成了厚度約150 μm的細(xì)晶區(qū)，其組織為少量馬氏體和鐵素體，越遠(yuǎn)離焊接界面，晶粒變形程度越小。細(xì)晶區(qū)的形成原因初步分析由慣性徑向摩擦焊工藝的特點(diǎn)所決定，在焊接界面的相互摩擦生熱過程中，10鋼同時(shí)承受很大的徑向壓力和周向剪切力，在熱-力耦合作用下，10鋼側(cè)發(fā)生了快速而強(qiáng)烈的塑性變形，存儲了大量變形能，降低了焊縫金屬的再結(jié)晶溫度，加上靠近焊接界面區(qū)域的焊接溫度很高，造成再結(jié)晶晶粒的成核率很大。由于慣性徑向摩擦焊接時(shí)間僅數(shù)秒，加之焊縫區(qū)溫度梯度大，冷卻速度快，大量再結(jié)晶晶粒來不及長大就結(jié)束，從而在靠近焊接界面的10鋼側(cè)形成了一層細(xì)晶區(qū)。隨著離焊接界面距離的增加，塑性變形層的晶粒變形程度和形變硬化效果逐漸變小，致使其顯微硬度逐漸降低，這也與圖8所示的顯微硬度分布規(guī)律相吻合。

3 結(jié)論

1)采用慣性徑向摩擦焊技術(shù)實(shí)現(xiàn)了 10鋼/35CrMnSi異種金屬的高強(qiáng)連接。

2)10鋼/35CrMnSi慣性徑向摩擦焊接頭焊合區(qū)內(nèi)未發(fā)現(xiàn)裂紋、夾渣、未熔合等焊接缺陷，焊合率100%。

3)接頭顯微硬度分布呈現(xiàn)出中間高兩頭低的特征，平均剪切強(qiáng)度達(dá)520 MPa，略高于10鋼母材。

4)10鋼/35CrMnSi焊接界面為明顯的“鋸齒狀”咬和。35CrMnSi側(cè)的熱影響區(qū)為細(xì)小馬氏體和少量貝氏體組織；10鋼側(cè)形成了一層具有明顯金屬流線的塑性變形層，靠近焊接界面的塑性變形層為厚度約150 μm的細(xì)晶區(qū)，其組織為少量馬氏體和鐵素體。

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