工藝參數對球墨鑄鐵和低碳鋼激光焊接的影響

洪 妙,劉 佳*,石 巖,張培學,魏登松

(1.長春理工大學 機電工程學院,長春 130022,中國;2.長春理工大學 科技部光學國際科技合作基地,長春 130022,中國)

0 引 言

球墨鑄鐵重量低、減震性好、成本低等特點,廣泛應用于工業領域的重要構件中,如車輛發動機、船舶發動機和大型曲軸等[1]。鋼在強度和韌性方面優于球墨鑄鐵,此外鋼更容易進行表面加工處理。因此,將球墨鑄鐵和鋼組合一起應用在汽車減速器中,可實現汽車生產效益最大化。傳統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,增加了生產成本。新能源汽車銷量占汽車總銷量20%的目標預計在2025年實現,當前螺栓連接方法將不能滿足新能源汽車未來的生產需求和輕量化小型化的設計理念,迫切需要通過焊接的方式來減低新能源汽車重量和生產周期,提高續航里程實現輕量化生產,增長企業生產效率,同時也為未來減速器的優化設計節約設計空間。

在攪拌摩擦焊焊接中實現了球墨鑄鐵和低碳鋼的良好焊接,但焊接尾部匙孔的存在,使得在封閉的環形焊接線路上的推廣應用仍存在問題[2]。采用鎳電極對灰鑄鐵進行保護金屬極電弧焊中,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,界面處的石墨呈現枝晶形狀[3]。電弧焊的高熱輸入容易導致焊接件嚴重變形,同時形成的熔化區和熱影響區較為寬大,限制其在高精度的焊接上的生產應用。通過研究焊接次數對球墨鑄鐵和低碳鋼的電子束焊影響,發現單道焊接方式生成細密的馬氏體組織,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度均不太理想[4]。電子束焊接真空環境的創建能夠避免外界環境對熔池的影響,獲得優質的焊接件,隨之而來的問題是焊件的尺寸受限于真空室的規模,同時抽真空環節所損耗的時間是在生產應用中不得不權衡的問題。而激光焊具有與電子束焊相似的優點,同時激光焊接能夠在室溫環境進行,無需真空環境的創建[5-6]。在對鐵素體基體和珠光體基體的灰鑄鐵激光焊接實驗中,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]。硬脆相組織的出現是裂紋產生的主要原因。鎳基材料的填充可擴大穩定系共晶溫度區間,碳原子擴散能力增強,通過促進石墨化進程來抑制碳元素向熔池中擴散,進而改善焊接質量[8]。

本文中研究激光功率和焊接速度對球墨鑄鐵和低碳鋼激光焊接接頭組織與性能影響,在此基礎上進一步研究鎳基材料優化焊接質量,探究了不同焊接方式對球墨鑄鐵和低碳鋼的影響,為后續球墨鑄鐵與低碳鋼高功率激光焊接工藝優化提供理論依據和數據支撐。

1 實 驗

1.1 實驗材料

實驗中采用低碳鋼20CrMnTi與球墨鑄鐵QT450-10的材料進行平板對接焊,試樣材料尺寸均為100 mm×50 mm×5 mm,母材的化學成分見表1所示。

表1 母材的化學成分(質量分數w)/%Table 1 Chemical composition of base metal(mass fraction w)/%

對試樣件進行填粉或填絲焊接時,試樣件開Y型坡口,鈍邊長度為1 mm,坡口角度為15°。填充鎳基粉末和鎳基焊絲的化學成分如表2所示。

表2 填充粉末和焊絲的化學成分(質量分數w)/%Table 2 Chemical composition of filler powder and wire(mass fraction w)/%

1.2 實驗設備與方法

采用德國Trumpf公司的TruDisk8002型激光器(波長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氣體,以防止在焊接過程中產生不利于連接性能的氧化,具體焊接參數如表3所示。

表3 焊接參數Table 3 Welding parameters

實驗完成后,使用電火花線切割將所有試樣件切割成14 mm×7 mm×5 mm的金相測試樣。使用200～2000粒度的砂紙機型對鑲嵌好的金相試樣件進行研磨拋光處理后,選擇4 mL HNO3+96 mL酒精的金相腐蝕液對拋光后的金相試樣件進行觀測前腐蝕。隨后使用光學金相顯微鏡對腐蝕件進行了顯微組織觀測與分析。采用電子萬能試驗機以1 m/min的拉伸速率對試樣進行了力學性能測試,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 結果與分析

2.1 焊接接頭的宏觀形貌

從圖2(對應表3中的試樣件1～5)和圖3(對應表3中的試樣件6～10)中觀測到,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的“Y”型向熔透狀態的類“X”型轉變。當激光功率較低或焊接速率過快時,由于熱輸入不足導致焊接件未焊透。隨著熱輸入的提升,熔池從未熔透狀態逐漸向熔透狀態轉化。臨近焊件表面處的熱對流的存在是試樣件焊接接頭的截面形貌呈現“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系,隨著熱輸入的增加,在單位時間內熔化的材料增多,加劇渦流的流動使得熱傳導加快。

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熱影響區內產生的3種殼體結構。分別是雙殼結構(見圖4a)、單殼結構(見圖4b)以及無核結構(見圖4c)。熱影響區在冷卻過程中發生2種相變[11-13]:液體→萊氏體;奧氏體→馬氏體。當激光束照射工件表面時,熔池處集中了大量熱量,熱量隨時間不斷向基體擴散,石墨吸熱后快速熔解和擴散,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,在球鐵側熱影響區易形成萊氏體和馬氏體相[14-16]。因此在球鐵側熱影響區內形成3種殼體結構:雙殼結構、單殼結構和無核結構[17]。石墨形核過程中對周圍碳產生了吸附作用,使石墨周圍存在貧碳區域,且在冷卻過程中,石墨散熱作用使周圍溫度梯度變緩,從而在該區域生成包裹石墨球的馬氏體薄殼。而在馬氏體殼外側,由于溫度的降低和碳的擴散距離有限,加上缺少石墨的散熱作用及馬氏體形成區域的阻隔,最終形成了從內到外石墨球+薄壁馬氏體組織+萊氏體組織的雙殼結構。單殼結構的產生是由于最高溫度超過奧氏體轉變溫度,但低于共晶轉變溫度,在該區域達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構。無核結構中缺少石墨球,石墨受熱分解向四周擴散,局部的碳含量不足以產生形核效果,同時該處滿足萊氏體的產生條件而形成了類似包含萊氏體的球形結構。

圖4 3種殼體結構Fig.4 Three shell structures

20CrMnTi側熱影響區組織主要由馬氏體組織構成,如圖5所示。在球墨鑄鐵和低碳鋼激光焊接過程中,20CrMnTi側熱影響區溫度超過奧氏體轉變溫度,因此在20CrMnTi側熱影響區觀察到馬氏體組織。由樹枝晶組織、少量的萊氏體組織和馬氏體組織構成的焊縫區還可觀測到石墨球的殘留。同時在焊縫區域存在少量微裂紋,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域,在冷卻過程中易形成馬氏體和萊氏體組織,導致殘余應力較大,進而導致微裂紋的形成[18]。

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

2.3 焊接接頭的力學性能分析

由圖6和圖7中觀測到,當激光功率逐漸增加或焊接速率逐漸變緩時,試樣件焊接接頭的抗拉強度表現出先升高后減低的變化趨勢。當焊接功率為4250 W、焊接速率為2.4 m/min時,試樣件焊接接頭的抗拉強度處于極值400 MPa。當熱輸入不足時,材料吸收的能量不足以將焊接件焊透,從而導致焊接接頭的力學性能嚴重下降。在激光功率過大或焊接速率過小的情況下,球墨鑄鐵側熱影響區脆硬相的存在(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,球墨鑄鐵側熱影響區易產生萊氏體和馬氏體組織,形成硬脆區域。值得強調的是:盡管焊縫區出現微小裂紋,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因素。

圖6 不同激光功率下焊接接頭的抗拉強度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度Fig.7 Welded joint tensile strength under different speeds

圖8為實驗掃描電鏡(scanning electron microscope,SEM)斷口局部圖?？捎^察到解理面,試樣件發生脆性斷裂,同時在斷面中發現石墨球和與基體剝離的石墨球殘留下的空洞。熱影響區石墨球的殘留,在石墨球周圍形成馬氏體和萊氏體等高脆硬相的組織,石墨球周圍應力集中較大,在殘余應力和脆硬相加速作用下,裂紋從石墨球處萌發擴散相連直至試驗件斷裂[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)分析圖與實驗焊接接頭硬度分布曲線。由圖可知,鎳通過提高共晶轉變溫度和減低共析轉變溫度的方式減緩熱影響區硬脆相的形成,但是不能阻止熱影響區內原有的微觀結構轉變,如馬氏體和萊氏體等脆性相的產生,這也解釋了不同的焊接方式下硬度變化規律基本相同的原因。最大硬度值出現在球墨鑄鐵側熱影響區,均超過1000 HV0.5。QT450-10側熱影響區寬度相對于20CrMnTi側熱影響區較窄,這與母材的熱傳導率有關。

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

圖10 實驗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散作用,消除了因焊縫處硬脆相生成而誘發的裂紋,獲得如圖11所示的無裂紋焊縫。合金元素在室溫條件下對試樣件的抗拉強度影響甚微[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率,使填充鎳基材料試樣件的抗拉強度整體均高于直接焊接,最大差值為40 MPa,如圖12所示。

圖11 焊縫區組織Fig.11 Microstructure of the welding seam

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

3 結 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度處于極值400 MPa。試樣件抗拉強度隨著熱輸入的增加,呈現先增加后減小的變化趨勢。

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

(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內原有的微觀結構轉變。在球墨鑄鐵側熱影響區內形成雙殼結構、單殼結構和無核結構。球墨鑄鐵側熱影響區由萊氏體和馬氏體組織等組成,最大值出現在球墨鑄鐵側熱影響區,均超過1000 HV0.5。