10鋼/35CrMnSi徑向摩擦焊接頭的力學性能及組織特征

陳大軍，李忠盛，張隆平，戴明輝，代野，付揚帆

（西南技術工程研究所，重慶 400039）

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

1 試驗

試驗材料分別為 10鋼（環）和 35CrMnSi高強度鋼（管），其中10鋼環尺寸為Ф55 mm×4.5 mm×5 mm，其含有質量分數為 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鋼環進行退火處理，熱處理后的顯微組織見圖1?？梢姡?0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，其含有質量分數為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鋼管進行調質處理，熱處理后的顯微組織見圖2?？梢?，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

試驗設備為CT-30型慣性徑向摩擦焊機（見圖3），焊接前將10鋼環安裝在徑向加壓裝置內，35CrMnSi鋼管安裝在焊接工裝中并穩定夾持，慣性徑向摩擦焊摩擦壓力的加載方向及試件旋轉方式見圖4。前期工藝摸索優化出的焊接工藝參數如下，摩擦轉速ω1為3000 r/min，頂鍛轉速ω2為650 r/min，摩擦壓力p1為9 MPa，頂鍛壓力p2為 16 MPa，保壓時間t為 10 s。用此工藝參數共焊接出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，3#試件用于顯微組織分析和顯微硬度測試。

圖3 試驗用CT-30T慣性徑向摩擦焊機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電子萬能試驗機測試焊接接頭的剪切強度；采用HM-MT1000顯微維氏硬度計測試焊接接頭的顯微硬度，加載載荷為300 g，各測試點間隔為 100 μm；采用超聲測試評價焊接接頭的焊接質量，測試條件為面掃描，縱波，探頭頻率為15 MHz；采用OLYMPUS-BX60M光學金相顯微鏡觀察焊接接頭的顯微組織。

2 結果及分析

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鋼環外表面在工裝的徑向夾持力作用下形成了規則的擠壓楞，且10鋼環在焊接過程中沿35CrMnSi鋼管軸向方向發生強烈的塑性變形，并在鋼環兩側形成了結構基本對稱的焊瘤（飛邊），焊后鋼環展開寬度約8.6 mm（不含飛邊），是焊前鋼環寬度的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?，焊縫兩側的檢測圖譜表現為連續的紅色帶（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；焊接飛邊中間區域為焊合區，檢測圖譜表現為連續且寬度均勻的藍色帶（寬度約9～10 mm），未發現裂紋、夾渣、未熔合等焊接缺陷，說明焊合區的焊合率100%，焊接質量好。

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

2.2 剪切強度

基于管件/環類構件慣性徑向摩擦焊接頭的結構特點，試驗采用剪切強度來考核焊接接頭強度，從1#和2#焊接試件上分別制取4個剪切試樣，剪切試驗后獲得的剪切強度見圖7。可見，10鋼/35CrMnSi慣性徑向摩擦焊接頭的剪切強度處于 510～530 MPa之間，平均剪切強度達到520 MPa。對10鋼母材上制取相同的 4個試樣進行剪切試驗表明，10鋼母材的平均剪切強度為492 MPa，說明慣性徑向摩擦焊接頭的剪切強度略高于母材，具有優異的剪切強度性能。

圖7 焊接接頭的剪切強度值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以內區域的顯微硬度值最高，達到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側離焊接界面500 μm區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，導致鋼管側顯微硬度高于10鋼環側的顯微硬度。

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。可見，接頭中未見裂紋、夾渣、未熔合等焊接缺陷，焊接飛邊主要由10鋼側塑性金屬擠出而形成，而35CrMnSi側很少形成飛邊。還可以看出，由于受焊接過程的旋轉摩擦、頂鍛壓力以及熱傳導等綜合作用，35CrMnSi側熱影響區中部寬度最大（約450～500 μm），從中部到邊緣逐漸變?。s60 μm），這主要由于中部區域金屬流變困難，加之散熱慢，溫度最高，導致熱影響區寬度大；而邊緣處高溫金屬易被擠出，熱傳導迅速，溫度較低，因而熱影響區寬度最小。

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個區域：A區為35CrMnSi母材，B區為35CrMnSi熱影響區，C區為10鋼塑性變形區，D區為10鋼母材。還可看出，在10鋼塑性變形區（C區）和35CrMnSi熱影響區（B區）內均出現金屬流線形態的組織，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生了快速而強烈的塑性變形，實現了冶金結合。

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

圖11 35CrMnSi母材（A區）和熱影響區（B區）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）的顯微組織見圖 12。可見，10鋼側（C區）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域的變形尤為劇烈，形成了厚度約150 μm的細晶區，其組織為少量馬氏體和鐵素體，越遠離焊接界面，晶粒變形程度越小。細晶區的形成原因初步分析由慣性徑向摩擦焊工藝的特點所決定，在焊接界面的相互摩擦生熱過程中，10鋼同時承受很大的徑向壓力和周向剪切力，在熱-力耦合作用下，10鋼側發生了快速而強烈的塑性變形，存儲了大量變形能，降低了焊縫金屬的再結晶溫度，加上靠近焊接界面區域的焊接溫度很高，造成再結晶晶粒的成核率很大。由于慣性徑向摩擦焊接時間僅數秒，加之焊縫區溫度梯度大，冷卻速度快，大量再結晶晶粒來不及長大就結束，從而在靠近焊接界面的10鋼側形成了一層細晶區。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律相吻合。

3 結論

1)采用慣性徑向摩擦焊技術實現了 10鋼/35CrMnSi異種金屬的高強連接。

2)10鋼/35CrMnSi慣性徑向摩擦焊接頭焊合區內未發現裂紋、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出中間高兩頭低的特征，平均剪切強度達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側的熱影響區為細小馬氏體和少量貝氏體組織；10鋼側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的細晶區，其組織為少量馬氏體和鐵素體。

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