馬世臣，劉丹成，王新元，黃 歡，彭益波，劉守法

（1.西京學(xué)院機(jī)械工程學(xué)院，陜西 西安 710123；2.西安航天發(fā)動(dòng)機(jī)有限公司，陜西 西安 710100）

引言

球墨鑄鐵是一種高強(qiáng)度鑄鐵材料，其綜合性能非常優(yōu)異，接近于鋼，用于鑄造受力復(fù)雜及強(qiáng)度、韌性、耐磨性要求較高的零件，所謂“以鐵代鋼”，主要指球墨鑄鐵[1-2]。

球墨鑄鐵性價(jià)比較高，在大型風(fēng)電機(jī)組輪轂、底座、礦機(jī)設(shè)備和管道法蘭上得到了廣泛的應(yīng)用[3]，受鑄造能力等因素限制，復(fù)雜結(jié)構(gòu)鑄件和大型鑄件難以一次鑄造成形，從而對(duì)球墨鑄鐵的焊接提出強(qiáng)烈需求。球墨鑄鐵碳含量很高，傳統(tǒng)熔焊使大量碳溶解進(jìn)入熔池，焊后快速冷卻導(dǎo)致萊氏體形式析出，引起焊接裂紋和孔洞產(chǎn)生、力學(xué)性能惡化[4-5]。風(fēng)力發(fā)電機(jī)輪轂和底座等鑄件對(duì)低溫沖擊力學(xué)性能要求較高，傳統(tǒng)熔焊難以滿足要求。

本研究對(duì)球墨鑄鐵實(shí)施了攪拌摩擦對(duì)接焊，研究了焊縫材料的顯微組織變化和低溫力學(xué)性能，對(duì)于充分了解焊接過程中的冶金現(xiàn)象及焊縫形成機(jī)制，改善球墨鑄鐵的攪拌摩擦焊接質(zhì)量有重要作用，為獲得優(yōu)質(zhì)的球墨鑄鐵焊接接頭提供指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

焊接用母材為鐵素體球墨鑄鐵，尺寸為95 mm×40 mm×3 mm，其中 C、Si、Mn、S、P 和 Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為2.0%、2.5%、0.09%、0.006%、0.034%和0.039%，其余為Fe。先將母材表面的氧化層去掉，用丙酮洗凈并吹干，再將兩板的長(zhǎng)邊對(duì)接，進(jìn)行攪拌摩擦對(duì)接焊。選用平面圓錐攪拌頭，材料為碳化鎢，攪拌頭軸肩直徑、攪拌針直徑和長(zhǎng)度分別為12 mm、3.6 mm和2.8 mm。依據(jù)文獻(xiàn)記載選定攪拌頭轉(zhuǎn)速和進(jìn)給速度分別為1 000 r/min和70 mm/min，轉(zhuǎn)向?yàn)槟鏁r(shí)針[6]。

對(duì)焊縫橫截面試樣進(jìn)行拋光和4%硝酸酒精腐蝕后，利用JSM-5600型掃描電鏡觀察其顯微組織。截取焊縫橫截面并進(jìn)行拋光，用維氏硬度計(jì)分別在上層、中層和下層進(jìn)行硬度測(cè)試，測(cè)試位置如圖1所示，測(cè)試壓力2 N，保持15 s。采用JXA-8200電子探針顯微分析儀（EPMA），做焊縫材料定量分析及線掃描分析。

在焊接接頭取V型缺口試樣，在不同溫度下進(jìn)行簡(jiǎn)支梁沖擊試驗(yàn)，試驗(yàn)按GB/T 229——2007進(jìn)行。在MTS示波沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，記錄沖擊過程的吸收能量曲線，并根據(jù)文獻(xiàn)[7]中的方法獲取不同溫度下沖擊斷裂總吸收能量和裂紋形核能比例。

圖1 顯微硬度測(cè)試位置

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織分析

焊縫橫截面宏觀形貌如下頁(yè)圖2所示，可見界面接合良好且無(wú)孔洞，左側(cè)和右側(cè)分別為焊縫的前進(jìn)側(cè)和后退側(cè)，兩側(cè)組織差異較明顯，前進(jìn)側(cè)底部、后退側(cè)中部及底部石墨顆粒結(jié)構(gòu)較完整，其余區(qū)域的石墨核被打散形成條紋狀，是由攪拌摩擦作用引起的塑性流動(dòng)將石墨核拉長(zhǎng)而形成。

圖2 焊縫宏觀形貌

強(qiáng)烈的攪拌摩擦作用使圖3（a）及圖3（b）區(qū)域內(nèi)石墨被打散成條狀，圖3（b）區(qū)的高倍顯微組織如圖4所示，可觀察到大量呈葉脈特征的致密馬氏體組織，大量馬氏體出現(xiàn)表明焊接時(shí)此區(qū)域的溫度已高出共析轉(zhuǎn)變溫度A1[8-9]。圖3（c）中的石墨間存在5～10 μm的鐵素體細(xì)小晶粒，該區(qū)的馬氏體分布較少。鐵素體基球墨鑄鐵中的石墨核可視為不受力的孔洞，當(dāng)鐵素體組織承受應(yīng)力作用而產(chǎn)生塑性變形時(shí)，石墨成為填補(bǔ)鐵素體間孔隙的填充物[10]，因此石墨便沿金屬塑性流動(dòng)方向拉伸。

圖3（d）～（f）中，仍可觀察到類似上層材料的馬氏體和鐵素體。圖3（d）及圖3（e）的組織中馬氏體仍保持較高比例，而圖3（f）的組織中的石墨核仍保持顆粒狀。

圖3（g）～（i）的顯微組織中以鐵素體為主，左側(cè)及中間區(qū)域中仍可觀察到局部相變現(xiàn)象，右側(cè)區(qū)中域主要為塑性變形較小的鐵素體晶粒。

2.2 顯微硬度分析

焊縫橫截面顯微硬度分布見圖5。母材的硬度（HV）范圍為160～180。上層區(qū)域中心位置顯微硬度（HV）最高達(dá)800，說(shuō)明劇烈的攪拌作用使攪拌區(qū)溫度超過共析轉(zhuǎn)變溫度tA1，產(chǎn)生大量馬氏體組織引起硬度升高，形成中間高兩邊低的金字塔式硬度曲線。根據(jù)Krauss的研究，馬氏體相的含碳量愈大硬度值也愈高[11]，對(duì)照?qǐng)D3（b）表層區(qū)的顯微組織可知，上層區(qū)域中心位置顯微硬度升高是由高碳量的馬氏體聚集引起。中層區(qū)域中間位置仍可觀察到少量的馬氏體，如圖3（e），該區(qū)域硬度（HV）值約為 300～350，攪拌劇烈程度減小和峰值溫度降低可引起馬氏體分布量減少，使該區(qū)硬度值低于表層區(qū)[8,9]。下層區(qū)域，因焊接引起的攪拌塑流較小，不足以引起馬氏體組織生成，該區(qū)的硬度（HV）值僅為250～300，但也高于母材硬度。

2.3 焊核區(qū)元素定量分析

在3（b）圖中選取四個(gè)區(qū)域進(jìn)行EPMA定量分析，如圖6（a），得到元素含量質(zhì)量分?jǐn)?shù)見下頁(yè)表1。A點(diǎn)遠(yuǎn)離石墨區(qū)域，其含碳量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為0.812%；B點(diǎn)靠近石墨區(qū)域，其含碳量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為1.010%；C和D兩點(diǎn)為圖中右下角圓圈標(biāo)示區(qū)，放大圖見圖6（b），C點(diǎn)為鐵素體晶界處形成的網(wǎng)絡(luò)狀滲碳體，其含碳量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為1.421%，D點(diǎn)灰色區(qū)為鐵素體，其含碳量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為0.116%。可知A和B區(qū)域?yàn)楹剂繛?.0%左右的馬氏體，最大硬度（HV）達(dá)800，與Krauss的研究結(jié)論一致[11]。母材硬度的470%，該處的石墨核附近分布有馬氏體，遠(yuǎn)離石墨處夾雜著以網(wǎng)絡(luò)狀滲碳體為晶界的鐵素體。

圖3 圖2中對(duì)應(yīng)區(qū)域顯微組織

圖4 圖3(b)區(qū)馬氏體顯微組織

圖5 焊縫處顯微硬度分布

圖6 焊縫顯微組織及EPMA取樣位置

表1 圖6中各點(diǎn)元素成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) %

3）當(dāng)環(huán)境溫度降低至-20℃，焊縫沖擊斷裂性質(zhì)開始由韌性轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔选?/p>

2.4 沖擊斷裂性能分析

圖7為球墨鑄鐵焊縫沖擊斷裂總吸收能量及形核能比例，可見隨著實(shí)驗(yàn)溫度下降，沖擊斷裂總吸收能量以接近正比例的曲線下降，形核能所占比例呈上升趨勢(shì)，可見材料受沖擊形成裂紋后裂紋擴(kuò)展所需的能量減少，裂紋擴(kuò)展越來(lái)越容易，也表明材料斷裂越來(lái)越接近脆性斷裂。-20℃對(duì)應(yīng)的能量為9.7焦耳，綜合分析認(rèn)為在該溫度下材料的斷裂方式開始由韌性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔选?/p>

圖7 不同溫度下沖擊斷裂總吸收能量和裂紋形核能比例

3 結(jié)論

1）利用攪拌摩擦焊可使球墨鑄鐵焊縫接合良好，焊縫上層區(qū)域、前進(jìn)側(cè)及中心區(qū)材料塑性變形較劇烈，相變及石墨核變形較明顯；

2）焊縫上層材料硬度高于下層，中心處硬度高于兩側(cè)，上層中心區(qū)域硬度（HV）最高，約為800，為

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