中空45#钢棒材摩擦焊接工艺研究

张昌明，申言远，侯军才，张 会，黄崇莉

（1.陕西理工学院机械工程学院，陕西汉中 723003；2.陕西理工学院材料科学与工程学院，陕西汉中 723003）

中空45#钢棒材摩擦焊接工艺研究

张昌明1，申言远1，侯军才2，张 会2，黄崇莉1

（1.陕西理工学院机械工程学院，陕西汉中 723003；2.陕西理工学院材料科学与工程学院，陕西汉中 723003）

为了改善大直径中空45#钢棒材的连续驱动摩擦焊接性，采用二级加压方法进行了外径42 mm，内径26 mm的45#钢连续驱动摩擦焊接.试验结果表明，焊接热输入随着摩擦时间、旋转速度的增大而增大，当摩擦时间较短、旋转速度较低时，采用较大的顶锻力、二级摩擦力不能显著增加焊接热输入，导致无法顶锻，产生严重的焊接缺陷.对于无缺陷接头，接头最大强度系数达到80.9%，接头中未发现熔化现象，焊缝发生动态再结晶，热机影响区和部分正火区出现魏氏体组织.接头冲击试验发现，力学性能优异的接头薄弱区位于部分正火区，而焊接热输入较高的接头薄弱区位于热机影响区.焊接热输入较低难于获得缺陷的焊接接头，焊接热输入过大显著降低接头力学性能.

二次加压系统；动态再结晶；力学性能；魏氏体组织；热机械影响区；连续驱动摩擦焊；顶锻力

45#钢因其综合机械性能好、调质处理后其硬度可控范围宽，广泛用于重要结构件的制造，如在动载荷工况下工作的连杆、轴类、螺栓以及齿轮等.但45#钢属于中碳钢，熔化焊的焊接性不好，需要焊前预热和焊后退火处理.而摩擦焊接属于固相焊接，焊接过程中依靠被焊工件相互摩擦产生的摩擦热使连接界面及附近的材料塑化，施加顶锻压力顶锻完成焊接［1-3］.摩擦焊接方法中连续驱动摩擦焊、惯性摩擦焊、搅拌摩擦焊等应用较为广泛.连续驱动摩擦焊接头的强度较高，焊接质量稳定性好，焊接过程中不产生有害气体弧光等污染［4-6］.连续驱动摩擦焊已经成功用于钢、铝合金、钛合金和镁合金以及异种金属的焊接［7-9］.可见，采用连续驱动摩擦焊焊接45#钢轴类零件相对于熔化焊方法具有较大的技术优势.大直径的中空45#钢轴类零件连续驱动摩擦焊焊接过程中顶锻力较大，容易产生未焊合、疏松等缺陷.为此，本文将采用多级加压的方式进行大直径中空45#钢连续驱动摩擦焊的工艺研究，寻找其工艺参数缺口，分析工艺参数对焊接热输入、材料流动的影响，并分析其微观组织和力学性能特征.

1 试 验

试验选用中空45#钢为试验材料，外径Φ1= 42 mm，内径Φ2=26 mm.45#钢化学成分如表1所示，其抗拉强度为624 MPa.

表1 45#钢化学成分（质量分数/%）

采用C30连续驱动摩擦焊机进行焊接试验.焊机最大旋转速度为1 500 r/min，最大推力320 t.试验中采用液压系统对被焊工件施加压力，当系统检测到被焊工件开始接触摩擦时发出指令，对被焊工件施加摩擦压力.试验中被焊材料直径较大，采用二级加压方式加载.采用数码照相机拍摄接头表面成形形貌对焊接接头进行外观检查，分析焊接参数对接头表面成形的影响规律.利用Olympus倒置金相显微镜进行接头各区的微观组织观察.

采用线切割方法加工焊接接头的拉伸试样，其尺寸和形状参照中国国家标准GB/T 2651—2008进行抗拉强度测试［10］.采用冲击试验测试接头的冲击韧性.试验中采用无缺口试样，试样尺寸为10 mm×10 mm（长×宽）方形条，在294/141 J型一次摆锤冲击试验机上测试了试样断裂时吸收的冲击功Aku，实验设备的满载载荷为150 kgf·cm.

2 结果与讨论

2.1 接头表面成形

试验采用的焊接参数如表2所示.焊接参数为摩擦压力、顶锻力、摩擦时间、顶锻延时、旋转速度.摩擦焊属于固态焊接，焊接过程中的摩擦产热使接头有效塑化，在顶锻力的作用下界面附件的原子相互扩散、接近到原子晶格尺寸范围内进而形成冶金结合的接头.

表2 45#钢摩擦焊接参数及焊接过程特征

图1为不同参数接头的表面成形.图1结果表明，5#、7#试样飞边较少，未发生充分的塑性流动，而其他参数均获得飞边饱满，流动充分，表面成形良好的焊接接头.

图1 接头表面成形形貌

表2表明，5#、7#试样均出现接头塑化材料较少，无法顶锻的现象，而其他参数下无异常现象. 表2焊接参数显示，5#、7#试样的旋转速度较低仅为800、1 000 r/min，而摩擦压力和顶锻力最大.试验结果表明，接头充分塑化是获得良好焊缝成形的保证.相反，接头未被充分塑化时采用较大的顶锻力无法得到成形良好的焊接接头.摩擦压力、摩擦时间、旋转速度决定了焊接接头的产热量，进而影响接头的塑化程度.顶锻力、顶锻时间影响接头变形程度、氧化物的去除，进而影响界面原子之间的扩散.因而，旋转速度比摩擦压力对接头产热的贡献更大.可见，为获得良好的焊缝成形，试验中旋转速度须大于或等于1 100 r/min.

2.2 接头的显微组织

图2为表面无焊接缺陷接头的显微组织，可以看到，焊接接头内部无焊接缺陷，如图2（a）所示.接头相互高速摩擦产生较大焊接热量，在摩擦压力和锻压力作用下接头发生较大的塑性变形.距离接头界面的距离不同承受焊接热量和变形程度不同，使接头可分为焊缝区、热机影响区、正火区、部分正火区、母材区［11-12］.焊缝区由晶粒细小的等轴晶组成，如图2（b）所示.焊缝区的高倍显微组织照片显示，焊缝区在晶界上分布着不连续的块状铁素体，在晶粒内部分布着层片状的珠光体，如图2（c）所示.焊缝区承受较大焊接热量使接头处于单相奥氏体区，从而在摩擦压力和顶锻力的作用下使接头界面处材料发生剧烈的塑性变形，并发生动态再结晶细化奥氏体的晶粒.随后的冷却过程中先析出铁素体，并发生共析转变得到细小铁素体和珠光体的混合组织.值得注意的是，在持续的变形过程中先析出的铁素体和珠光体在摩擦压力和顶锻力作用下被挤碎.

图2 接头各区显微组织

图2（d）所示的区域紧邻焊缝区，晶粒尺寸较大，晶粒发生明显弯曲，且发现多边形铁素体沿奥氏体晶界析出，并向晶内析出针状铁素体，铁素体之间分布着珠光体组织.可见，该组织为魏氏体组织.试验结果表明，该区域承受较高的焊接热量.晶粒发生明显变形，表明该区域承受较大的塑性变形，因而，该区域受到焊接热量和变形的协同影响.该区域称为热机影响区.

图2（e）所示区域紧邻热机影响区，承受的焊接温度低于热机影响区.该区域晶粒由细小的等轴晶组成，块状铁素体尺寸较小.该区域称为正火区.接头承受的温度高于Fe-FeC3合金相图中AC3线以上时加热过程中会发生共析转变.冷却过程中，焊接热量能够较好地从母材散失，使其冷却速率与正火热处理的相当.因而，该区域具有正火热处理的组织特征.

图2（f）所示区域紧邻正火区，承受的焊接温度低于正火区.该区域晶粒尺寸不均匀，先析出的块状铁素体尺寸较大，共析的铁素体和珠光体晶粒较小.可见，该区域的焊接温度处于Fe-FeC3合金相图中Ac3-Ac1线之间.因而，先析出的铁素体未发生重结晶，冷却后晶粒尺寸仍然较大，而部分奥氏体发生共析转变，冷却过程中冷却速度较大，得到正火区组织.

2.3 接头的力学性能

连续驱动摩擦焊接过程中的摩擦加热功率为式中：P为摩擦加热功率；pf为摩擦压力；n为工件转速；μ为摩擦系数；R为工件半径.

因而，连续驱动摩擦焊的热输入与摩擦时间、摩擦压力、旋转速度、摩擦系数、工件直径的3次方成正比.

图3为接头抗拉强度和冲击性能.图3结果表明，当采用一级摩擦压力为47.5 MPa、二级摩擦压力为95 MPa、一级摩擦时间为2.0 s、二级摩擦时间为2.5 s、顶锻延时5.0 s、旋转速度1 500 r/min（表2 中3#试样），接头的抗拉强度最大值达到505 MPa，接头强度系数达到80.9%.如果降低焊接时工件的旋转速度至1 100 r/min，其他参数保持不变，则接头界面处的飞边量和变形程度明显降低，表明接头的塑性变形程度明显降低，致使接头的抗拉强度明显降低.如果减少摩擦时间，旋转速度分别为800、1 000、1 199、1 500 r/min，接头的抗拉强度均较低，表明摩擦时间减少能明显降低接头的热输入、降低接头塑性变形程度，从而明显降低接头的抗拉强度.

当采用较低的旋转速度时如5#、7#试样接头未能充分的塑化，使得接头界面未发生充分变形和挤出氧化物，几乎无法形成飞边，如图1所示.此时，接头未发生充分的塑性变形，严重降低接头的抗拉强度，致使其抗拉强度仅为325、350 MPa，强度系数为52%、56%.如果增大旋转速度至1199、1 500 r/min时如参数6#、8#试样，由式（1）可知，接头的热输入明显增大，使得塑性变形程度变大，飞边的向上翻出程度变大，如图1所示.此时，接头的抗拉强度明显增大，分别为433、460 MPa，强度系数分别为69%、73%.结果表明，增大旋转速度能够有效增大热输入，增大接头界面变形程度，提高接头的力学性能.

如果继续增大摩擦时间（4#试样），焊接热输入过大导致接头的晶粒粗大、先共析块状铁素体粗大致使接头力学性能降低，仅为450 MPa.若摩擦时间较短，焊接热输入较低，使接头无法顶锻或产生的塑性变形较小，致使接头的强度较低，如5#～8#试样.

与参数3相比，参数2采用较长的摩擦时间、较大的摩擦压力、顶锻压力，较低的旋转速度.图1表明，两种参数下得到接头的飞边量和变形程度大致相同，即接头的塑性变形程度相同，使得接头抗拉强度基本相同，如图3（a）所示.

当旋转速度较高时，焊接界面处材料相互咬合、挖掘作用很大，致使其摩擦系数变小，摩擦扭矩变小，使得焊接界面处高温塑性金属向外圆移动困难，挤出金属较少，变形层金属容易氧化［14-15］.反之，当旋转速度较低时，焊接界面的温度较低，摩擦系数增，使得摩擦扭矩增大；变形层在较大摩擦扭矩的作用下容易流向外圆被挤出，并补充新鲜的塑性金属，能够有效避免金属的氧化，提高接头的强度.因而，采用低的旋转速度，较大的摩擦压力、较长的摩擦时间也能够获得满意的接头强度.

不同参数接头的冲击功如图3（b）所示.试验结果表明，3#试样的冲击功达到最大值为61.67 J，其变化规律与抗拉强度规律一致.

图3 接头的抗拉强度和冲击性能

图4为典型试样冲击试验断裂位置，可以看到，3#试样发生较大的弯曲变形，在热影响区断裂，而4#试样在热机影响区发生相对较小的弯曲变形断裂.再结晶的晶粒尺寸由塑性变形程度和焊接决定，晶粒尺寸与塑性变形程度成反比，与温度成正比［16-17］.采用参数3时，接头界面发生充分的塑性变形，使得焊缝区、热机影响区、正火区的晶粒被明显细化，而此时部分相变区未发生塑性变形且承受较高的焊接热输入使该区域的晶粒粗化，成为接头的薄弱区域.而对于4#试样，接头界面塑性变形程度相对较低，使得热机影响区晶粒在焊接的高温下发生长大，明显粗化成为接头的薄弱区域.

图4 典型试样冲击试验断裂位置

图5为采用不同参数接头冲击断口的SEM照片.由图5可以看到，2#，3#试样中形成较大的拉长韧窝，撕裂棱上观察到细小的韧窝，撕裂棱较厚，如图5（a）和（b）所示，呈现出微孔聚集型断裂特征，表明接头具有较好的韧性.而5#试样中发现了明显的河流状花样，撕裂棱很薄，如图5（c）所示，表明其断裂机制为准解理断裂，其韧性较差.6#试样和8#试样（图5（d）和（e））中观察到较多的拉长韧窝，表明其断裂机制为微孔聚集型断裂.与8#试样相比，6#试样中韧窝的直径较大，韧窝的数量较多，撕裂棱厚度较厚，表明其接头的韧性较好.因而，接头的韧性变化趋势与图3接头的冲击韧性相吻合.

图5 接头冲击断口形貌

3 结 论

1）采用二级加压方式连续驱动摩擦焊机成功进行外径为42 mm，内径为26 mm的中空45#钢摩擦焊接，接头最高强度系数达到80.9%，冲击功为61.67 J.

2）保持摩擦时间和摩擦压力不变，采用较低旋转速度，接头塑化程度降低，仅增大顶锻力无法使接头获得合理的变形量，难于焊接，增大旋转速可获得表面无缺陷接头.增大摩擦时间能够使接头的塑化程度变大，实现采用较低旋转速度也能获得力学性能优异的接头.

3）45#钢连续驱动摩擦焊接接头发生动态再结晶，未发生熔化；焊缝区由细小珠光体、铁素体再结晶晶粒组成，热机影响区出现粗大的魏氏体组织，正火区由细小珠光体、铁素体再结晶晶粒组成，部分正火区由粗大魏氏体、细小珠光体、铁素体混合晶粒组成.

4） 无缺陷接头冲击试验中在部分正火区发生断裂，而热输入过大的无缺陷接头冲击试验在热机影响区发生断裂.

［1］ 姬书得，刘伟，张利国，等.FGH96合金惯性摩擦焊过程材料流动行为的数值模拟［J］.材料科学与工艺，2013，21（1）：109-112.

JI Shude，LIU Wei，ZHANG Liguo，et al.Numerical simulation of material flow behavior in inertia friction welding of FGH96 alloy［J］.Materials Science and Technology，2013，21（1）：109-112.

［2］ 陈玉华，谢吉林，戈军委，等.工艺参数对Ti/Al异种金属搅拌摩擦焊接头抗拉强度的影响［J］.热加工工艺，2015，44（3）：41-44.

CHEN Yuhua，XIE Jilin，GE Junwei，et al.Effect of welding process on tensile strength of friction stir welding Ti/Al dissimilar joints［J］.Heat Treatment Technology，2015，44（3）：41-44.

［3］ 杨模聪，孙中刚，马锐，等.2060搅拌摩擦焊接对接接头显微组织与析出相分析［J］.材料科学与工艺，2014，22（1）：118-122.

YANG Mocong，SUN Zhonggang，MA Rui，et al. Analysis for microstructure and precipitation phase evolution of friction stir welding 2060 butt joint［J］. Materials Science and Technology，2014，22（1）：118-122.

［4］ DAMODARAM R，GANESH SUNDARA RAMAN S，PRASAD RAO K.Microstructure and mechanical properties of friction welded alloy 718［J］.Mater Sci Eng A，2013，560：781-786.

［5］ DAMODARAM R，GANESH S，SUNDARA R，et al. Effect of post-weld heat treatments on microstructure and mechanical properties of friction welded alloy 718 joints［J］.Mater Des，2014，53：954-961.

［6］ JI S D，LIU J G，YUE Y M，et al.3D numerical analysis of material flow behavior and flash formation of 45#steel in continuous drive friction welding［J］. Trans Nonferrous Met Soc China，2012，22：528-533.

［7］ 迟露鑫，吴玮.热处理对45钢摩擦焊接头组织性能的影响［J］.材料热处理学报，2015，36（1）：99-103.

CHI Luxin，WU Wei.Effect of post-heat treatment on microstructure and mechanical properties of friction welding joint of 45 steel［J］.Journal of Material Heat Treatment，2015，36（1）：99-103.

［8］ PRASHANTH K G，DAMODARAM R，SCUDINO S，et al.Friction welding of Al-12Si parts produced by selective laser melting［J］.Mater Des，2014，57：632-637.

［9］ UDAYAKUMAR T，RAJA K，AFSAL T M，et al. Predictionandoptimizationoffrictionwelding paramaters for super duplex stainless steel（UNS S32760）joints［J］.Mater Des，2014，53：226-235.

［10］GB/T2651.焊接接头的拉伸性能测试方法［S］.北京：中国标准委员会，2008.

［11］LI P，LI J L，SALMAN M，et al.Effect of friction time on mechanical and metallurgical properties of continuous drive frictionweldedTi6Al4V/SUS321 joint［J］.Mater Des，2014，56：649-656.

［12］王毅.高温合金（GH2132、GH4169）/42CrMo钢连续驱动摩擦焊工艺研究［D］.大连：大连理工大学，2014.

［13］SCHMICKER D，NAUMENKO K，STRACKELJAN J. A robust simulation of direct drive friction welding with a modified Carreau fluid constitutive model［J］. Comput Methods Appl Mech Engrg，2013，265：186-194.

［14］金鑫.钛铜连续驱动摩擦焊工艺及接头特性研究［D］.江苏：江苏科技大学，2014.

［15］HUMPHREYS F，HATHERLYM.Recrystallization and related annealing phenomena.2nd ed.［M］.New York：Pregamon，2004.

［16］UDAY M B，AHMAD M N.Joint properties of friction welded 6061 aluminm alloy composite at low rotational speed［J］.Mater Des，2014，59：76-83.

［17］UDAY M B，AHMAD M N，ZUHAILAWTI H，et al. Thermal analysis of friction welding process in relation to the welding of YSZ-alumina composite and 6061 aluminum alloy［J］.Appl Surf Sci，2012，258：8264-8278.

（编辑 吕雪梅）

Study on direct drive friction welding process of hollow

ZHANG Changming1，SHEN Yanyuan1，HOU Juncai2，ZHANG Hui2，HUANG Chongli1

（1.School of Mechanical Engineering，Shanxi University of Technology，Hanzhong 723003，China；2.School of Material Engineering，Shanxi University of Technology，Hanzhong 723003，China）

Secondary pressured system was adopted to promote the directive friction welding feasibility of 45#steel hollow rods with the outer and inner diameters of 42 and 26 mm respectively.The results showed that the welding heat input was increased with the increasing friction time and rotation speed.Welding heat input could not be increased effectively by increasing the upsetting force and the secondary pressured friction force at short friction time and low rotation speed.Thus，massive deformations cannot be obtained resulting in severe welding defects.For defect free joints，the maximum coefficient of the joint strength reached 80.9%.The melting phenomenon was not observed but dynamic recrystallization occurred in the joint.Widmanstatten microstructure was observed in the thermal mechanically zone and the partially normalized zone.The results of the impact test indicate that the poorest zone of the joints with better mechanical properties lies in the partially normalized zone and the poorest zone of the joints produced by using the higher heat input is located in the thermal mechanically zone.Defect-free joints cannot be obtained at the low heat input，and mechanical properties of the joints will be obviously decreased at much higher heat inputs.

secondary pressured system；dynamic recrystallization；mechanical properties；widmanstatten microstructure；thermal mechanically affected zone；direct drive friction welding；upsetting force

TG453.945

A

1005-0299（2015）06-0065-06

10.11951/j.issn.1005-0299.20150612

2015-05-05.

陕西省教育厅服务地方专项资助项目（15JF04）；陕西省教育厅资助项目（2013JK1039）.

张昌明（1978—），男，副教授.

张昌明，E-mail：zhangchangmingsx@126.com.