工藝參數(shù)對(duì)球墨鑄鐵和低碳鋼激光焊接的影響

洪 妙,劉 佳*,石 巖,張培學(xué),魏登松

(1.長(zhǎng)春理工大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院,長(zhǎng)春 130022,中國(guó);2.長(zhǎng)春理工大學(xué) 科技部光學(xué)國(guó)際科技合作基地,長(zhǎng)春 130022,中國(guó))

0 引 言

球墨鑄鐵重量低、減震性好、成本低等特點(diǎn),廣泛應(yīng)用于工業(yè)領(lǐng)域的重要構(gòu)件中,如車輛發(fā)動(dòng)機(jī)、船舶發(fā)動(dòng)機(jī)和大型曲軸等[1]。鋼在強(qiáng)度和韌性方面優(yōu)于球墨鑄鐵,此外鋼更容易進(jìn)行表面加工處理。因此,將球墨鑄鐵和鋼組合一起應(yīng)用在汽車減速器中,可實(shí)現(xiàn)汽車生產(chǎn)效益最大化。傳統(tǒng)的汽車減速器由球墨鑄鐵(齒圈)和低碳鋼(減速器殼)兩種材料通過螺栓連接而成,需要額外的裝配零件法蘭來確保螺栓連接的空間,并且在螺栓連接之前需要孔制造過程,增加了生產(chǎn)成本。新能源汽車銷量占汽車總銷量20%的目標(biāo)預(yù)計(jì)在2025年實(shí)現(xiàn),當(dāng)前螺栓連接方法將不能滿足新能源汽車未來的生產(chǎn)需求和輕量化小型化的設(shè)計(jì)理念,迫切需要通過焊接的方式來減低新能源汽車重量和生產(chǎn)周期,提高續(xù)航里程實(shí)現(xiàn)輕量化生產(chǎn),增長(zhǎng)企業(yè)生產(chǎn)效率,同時(shí)也為未來減速器的優(yōu)化設(shè)計(jì)節(jié)約設(shè)計(jì)空間。

在攪拌摩擦焊焊接中實(shí)現(xiàn)了球墨鑄鐵和低碳鋼的良好焊接,但焊接尾部匙孔的存在,使得在封閉的環(huán)形焊接線路上的推廣應(yīng)用仍存在問題[2]。采用鎳電極對(duì)灰鑄鐵進(jìn)行保護(hù)金屬極電弧焊中,使用鎳電極有助于碳以石墨的形式沉淀,阻止馬氏體相的生成,但受其冷卻速度的影響,界面處的石墨呈現(xiàn)枝晶形狀[3]。電弧焊的高熱輸入容易導(dǎo)致焊接件嚴(yán)重變形,同時(shí)形成的熔化區(qū)和熱影響區(qū)較為寬大,限制其在高精度的焊接上的生產(chǎn)應(yīng)用。通過研究焊接次數(shù)對(duì)球墨鑄鐵和低碳鋼的電子束焊影響,發(fā)現(xiàn)單道焊接方式生成細(xì)密的馬氏體組織,雙道焊接由于冷卻速率減緩,形成較為粗大的馬氏體組織,但焊接接頭的抗拉強(qiáng)度均不太理想[4]。電子束焊接真空環(huán)境的創(chuàng)建能夠避免外界環(huán)境對(duì)熔池的影響,獲得優(yōu)質(zhì)的焊接件,隨之而來的問題是焊件的尺寸受限于真空室的規(guī)模,同時(shí)抽真空環(huán)節(jié)所損耗的時(shí)間是在生產(chǎn)應(yīng)用中不得不權(quán)衡的問題。而激光焊具有與電子束焊相似的優(yōu)點(diǎn),同時(shí)激光焊接能夠在室溫環(huán)境進(jìn)行,無需真空環(huán)境的創(chuàng)建[5-6]。在對(duì)鐵素體基體和珠光體基體的灰鑄鐵激光焊接實(shí)驗(yàn)中,通過鎳基材料的填充,可獲得微裂紋或者無裂紋的試樣件[7]。硬脆相組織的出現(xiàn)是裂紋產(chǎn)生的主要原因。鎳基材料的填充可擴(kuò)大穩(wěn)定系共晶溫度區(qū)間,碳原子擴(kuò)散能力增強(qiáng),通過促進(jìn)石墨化進(jìn)程來抑制碳元素向熔池中擴(kuò)散,進(jìn)而改善焊接質(zhì)量[8]。

本文中研究激光功率和焊接速度對(duì)球墨鑄鐵和低碳鋼激光焊接接頭組織與性能影響,在此基礎(chǔ)上進(jìn)一步研究鎳基材料優(yōu)化焊接質(zhì)量,探究了不同焊接方式對(duì)球墨鑄鐵和低碳鋼的影響,為后續(xù)球墨鑄鐵與低碳鋼高功率激光焊接工藝優(yōu)化提供理論依據(jù)和數(shù)據(jù)支撐。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)中采用低碳鋼20CrMnTi與球墨鑄鐵QT450-10的材料進(jìn)行平板對(duì)接焊,試樣材料尺寸均為100 mm×50 mm×5 mm,母材的化學(xué)成分見表1所示。

表1 母材的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)w)/%Table 1 Chemical composition of base metal(mass fraction w)/%

對(duì)試樣件進(jìn)行填粉或填絲焊接時(shí),試樣件開Y型坡口,鈍邊長(zhǎng)度為1 mm,坡口角度為15°。填充鎳基粉末和鎳基焊絲的化學(xué)成分如表2所示。

表2 填充粉末和焊絲的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)w)/%Table 2 Chemical composition of filler powder and wire(mass fraction w)/%

1.2 實(shí)驗(yàn)設(shè)備與方法

采用德國(guó)Trumpf公司的TruDisk8002型激光器(波長(zhǎng)1.06 μm)。焊接過程中采用流量為8 L/min的氬氣作為焊接保護(hù)氣體,以防止在焊接過程中產(chǎn)生不利于連接性能的氧化,具體焊接參數(shù)如表3所示。

表3 焊接參數(shù)Table 3 Welding parameters

實(shí)驗(yàn)完成后,使用電火花線切割將所有試樣件切割成14 mm×7 mm×5 mm的金相測(cè)試樣。使用200～2000粒度的砂紙機(jī)型對(duì)鑲嵌好的金相試樣件進(jìn)行研磨拋光處理后,選擇4 mL HNO3+96 mL酒精的金相腐蝕液對(duì)拋光后的金相試樣件進(jìn)行觀測(cè)前腐蝕。隨后使用光學(xué)金相顯微鏡對(duì)腐蝕件進(jìn)行了顯微組織觀測(cè)與分析。采用電子萬能試驗(yàn)機(jī)以1 m/min的拉伸速率對(duì)試樣進(jìn)行了力學(xué)性能測(cè)試,拉伸試樣形狀和尺寸如圖1所示。試樣的拉伸斷口形貌則使用掃描電鏡觀察并分析。

圖1 拉伸試樣形狀和尺寸Fig.1 Shape and size of tensile test specimen

2 結(jié)果與分析

2.1 焊接接頭的宏觀形貌

從圖2(對(duì)應(yīng)表3中的試樣件1～5)和圖3(對(duì)應(yīng)表3中的試樣件6～10)中觀測(cè)到,隨著激光功率逐漸增加或焊接速率逐漸變緩,焊接接頭的截面形貌從未熔透狀態(tài)的“Y”型向熔透狀態(tài)的類“X”型轉(zhuǎn)變。當(dāng)激光功率較低或焊接速率過快時(shí),由于熱輸入不足導(dǎo)致焊接件未焊透。隨著熱輸入的提升,熔池從未熔透狀態(tài)逐漸向熔透狀態(tài)轉(zhuǎn)化。臨近焊件表面處的熱對(duì)流的存在是試樣件焊接接頭的截面形貌呈現(xiàn)“Y”型和類“X”型的主要原因[9-10]。試樣件上部分的熔寬與熱輸入呈正比關(guān)系,隨著熱輸入的增加,在單位時(shí)間內(nèi)熔化的材料增多,加劇渦流的流動(dòng)使得熱傳導(dǎo)加快。

圖2 不同激光功率下焊接接頭的截面形貌Fig.2 Section morphology of welded joints under different power

圖3 不同焊接速率下焊接接頭的截面形貌Fig.3 Section morphology of welded joints under different speeds

2.2 焊接接頭的微觀組織

圖4中列出了在球墨鑄鐵側(cè)熱影響區(qū)內(nèi)產(chǎn)生的3種殼體結(jié)構(gòu)。分別是雙殼結(jié)構(gòu)(見圖4a)、單殼結(jié)構(gòu)(見圖4b)以及無核結(jié)構(gòu)(見圖4c)。熱影響區(qū)在冷卻過程中發(fā)生2種相變[11-13]:液體→萊氏體;奧氏體→馬氏體。當(dāng)激光束照射工件表面時(shí),熔池處集中了大量熱量,熱量隨時(shí)間不斷向基體擴(kuò)散,石墨吸熱后快速熔解和擴(kuò)散,石墨周圍碳含量快速升高,由于激光焊接過程中較大的冷卻速度,在球鐵側(cè)熱影響區(qū)易形成萊氏體和馬氏體相[14-16]。因此在球鐵側(cè)熱影響區(qū)內(nèi)形成3種殼體結(jié)構(gòu):雙殼結(jié)構(gòu)、單殼結(jié)構(gòu)和無核結(jié)構(gòu)[17]。石墨形核過程中對(duì)周圍碳產(chǎn)生了吸附作用,使石墨周圍存在貧碳區(qū)域,且在冷卻過程中,石墨散熱作用使周圍溫度梯度變緩,從而在該區(qū)域生成包裹石墨球的馬氏體薄殼。而在馬氏體殼外側(cè),由于溫度的降低和碳的擴(kuò)散距離有限,加上缺少石墨的散熱作用及馬氏體形成區(qū)域的阻隔,最終形成了從內(nèi)到外石墨球+薄壁馬氏體組織+萊氏體組織的雙殼結(jié)構(gòu)。單殼結(jié)構(gòu)的產(chǎn)生是由于最高溫度超過奧氏體轉(zhuǎn)變溫度,但低于共晶轉(zhuǎn)變溫度,在該區(qū)域達(dá)不到萊氏體組織形成條件,在冷卻作用下形成被馬氏體包圍的單殼結(jié)構(gòu)。無核結(jié)構(gòu)中缺少石墨球,石墨受熱分解向四周擴(kuò)散,局部的碳含量不足以產(chǎn)生形核效果,同時(shí)該處滿足萊氏體的產(chǎn)生條件而形成了類似包含萊氏體的球形結(jié)構(gòu)。

圖4 3種殼體結(jié)構(gòu)Fig.4 Three shell structures

20CrMnTi側(cè)熱影響區(qū)組織主要由馬氏體組織構(gòu)成,如圖5所示。在球墨鑄鐵和低碳鋼激光焊接過程中,20CrMnTi側(cè)熱影響區(qū)溫度超過奧氏體轉(zhuǎn)變溫度,因此在20CrMnTi側(cè)熱影響區(qū)觀察到馬氏體組織。由樹枝晶組織、少量的萊氏體組織和馬氏體組織構(gòu)成的焊縫區(qū)還可觀測(cè)到石墨球的殘留。同時(shí)在焊縫區(qū)域存在少量微裂紋,這是由于局部石墨的吸附集聚作用,在焊接過程中存在富碳區(qū)域,在冷卻過程中易形成馬氏體和萊氏體組織,導(dǎo)致殘余應(yīng)力較大,進(jìn)而導(dǎo)致微裂紋的形成[18]。

圖5 焊接接頭的顯微組織Fig.5 Microstructure of welded joint

2.3 焊接接頭的力學(xué)性能分析

由圖6和圖7中觀測(cè)到,當(dāng)激光功率逐漸增加或焊接速率逐漸變緩時(shí),試樣件焊接接頭的抗拉強(qiáng)度表現(xiàn)出先升高后減低的變化趨勢(shì)。當(dāng)焊接功率為4250 W、焊接速率為2.4 m/min時(shí),試樣件焊接接頭的抗拉強(qiáng)度處于極值400 MPa。當(dāng)熱輸入不足時(shí),材料吸收的能量不足以將焊接件焊透,從而導(dǎo)致焊接接頭的力學(xué)性能嚴(yán)重下降。在激光功率過大或焊接速率過小的情況下,球墨鑄鐵側(cè)熱影響區(qū)脆硬相的存在(馬氏體和萊氏體)是影響斷裂的主要原因[19]。碳向四周擴(kuò)散的速度隨著熱輸入的增大而增快,在激光焊接快速冷卻的作用下,球墨鑄鐵側(cè)熱影響區(qū)易產(chǎn)生萊氏體和馬氏體組織,形成硬脆區(qū)域。值得強(qiáng)調(diào)的是:盡管焊縫區(qū)出現(xiàn)微小裂紋,但這并不是拉伸斷裂的主要因素,脆硬相和石墨球的存在是拉伸斷裂的主導(dǎo)因素。

圖6 不同激光功率下焊接接頭的抗拉強(qiáng)度Fig.6 Welded joint tensile strength under different power

圖7 不同焊接速率下焊接接頭的抗拉強(qiáng)度Fig.7 Welded joint tensile strength under different speeds

圖8為實(shí)驗(yàn)掃描電鏡(scanning electron microscope,SEM)斷口局部圖?？捎^察到解理面,試樣件發(fā)生脆性斷裂,同時(shí)在斷面中發(fā)現(xiàn)石墨球和與基體剝離的石墨球殘留下的空洞。熱影響區(qū)石墨球的殘留,在石墨球周圍形成馬氏體和萊氏體等高脆硬相的組織,石墨球周圍應(yīng)力集中較大,在殘余應(yīng)力和脆硬相加速作用下,裂紋從石墨球處萌發(fā)擴(kuò)散相連直至試驗(yàn)件斷裂[18]。

圖8 SEM斷口局部圖Fig.8 Partial diagram of SEM fracture

2.4 添加鎳基材料

圖9和圖10分別為焊縫能譜儀(energy dispersive spectrometer,EDS)分析圖與實(shí)驗(yàn)焊接接頭硬度分布曲線。由圖可知,鎳通過提高共晶轉(zhuǎn)變溫度和減低共析轉(zhuǎn)變溫度的方式減緩熱影響區(qū)硬脆相的形成,但是不能阻止熱影響區(qū)內(nèi)原有的微觀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變,如馬氏體和萊氏體等脆性相的產(chǎn)生,這也解釋了不同的焊接方式下硬度變化規(guī)律基本相同的原因。最大硬度值出現(xiàn)在球墨鑄鐵側(cè)熱影響區(qū),均超過1000 HV0.5。QT450-10側(cè)熱影響區(qū)寬度相對(duì)于20CrMnTi側(cè)熱影響區(qū)較窄,這與母材的熱傳導(dǎo)率有關(guān)。

圖9 焊縫EDS分析Fig.9 EDS analysis of the welding seam

圖10 實(shí)驗(yàn)焊接接頭硬度分布曲線Fig.10 Microhardness of welded joint

鎳基材料有效地阻擋母材中的石墨球向焊縫的擴(kuò)散作用,消除了因焊縫處硬脆相生成而誘發(fā)的裂紋,獲得如圖11所示的無裂紋焊縫。合金元素在室溫條件下對(duì)試樣件的抗拉強(qiáng)度影響甚微[20],但使用鎳基填充材料能夠一定程度減低硬脆相生成的機(jī)率,使填充鎳基材料試樣件的抗拉強(qiáng)度整體均高于直接焊接,最大差值為40 MPa,如圖12所示。

圖11 焊縫區(qū)組織Fig.11 Microstructure of the welding seam

圖12 不同焊接方式下的抗拉強(qiáng)度Fig.12 Tensile strength under different welding methods

3 結(jié) 論

(a)在激光功率為4250 W、焊接速率為2.4 m/min的條件下,試樣件焊接接頭的強(qiáng)度處于極值400 MPa。試樣件抗拉強(qiáng)度隨著熱輸入的增加,呈現(xiàn)先增加后減小的變化趨勢(shì)。

(b)直接焊接方式在焊縫區(qū)出現(xiàn)微裂紋,添加鎳基材料能夠阻止碳向熔池中擴(kuò)散,消除了因焊縫處硬脆相生成而誘發(fā)的裂紋,獲得無裂紋焊縫。硬脆相是拉伸斷裂在熱影響區(qū)的主要因素。

(c)3種焊接方式的焊接接頭硬度呈M型分布。鎳基材料不改變熱影響區(qū)內(nèi)原有的微觀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變。在球墨鑄鐵側(cè)熱影響區(qū)內(nèi)形成雙殼結(jié)構(gòu)、單殼結(jié)構(gòu)和無核結(jié)構(gòu)。球墨鑄鐵側(cè)熱影響區(qū)由萊氏體和馬氏體組織等組成,最大值出現(xiàn)在球墨鑄鐵側(cè)熱影響區(qū),均超過1000 HV0.5。