球墨铸铁FSW接头组织及低温力学性能

马世臣，刘丹成，王新元，黄 欢，彭益波，刘守法

（1.西京学院机械工程学院，陕西 西安 710123；2.西安航天发动机有限公司，陕西 西安 710100）

引言

球墨铸铁是一种高强度铸铁材料，其综合性能非常优异，接近于钢，用于铸造受力复杂及强度、韧性、耐磨性要求较高的零件，所谓“以铁代钢”，主要指球墨铸铁[1-2]。

球墨铸铁性价比较高，在大型风电机组轮毂、底座、矿机设备和管道法兰上得到了广泛的应用[3]，受铸造能力等因素限制，复杂结构铸件和大型铸件难以一次铸造成形，从而对球墨铸铁的焊接提出强烈需求。球墨铸铁碳含量很高，传统熔焊使大量碳溶解进入熔池，焊后快速冷却导致莱氏体形式析出，引起焊接裂纹和孔洞产生、力学性能恶化[4-5]。风力发电机轮毂和底座等铸件对低温冲击力学性能要求较高，传统熔焊难以满足要求。

本研究对球墨铸铁实施了搅拌摩擦对接焊，研究了焊缝材料的显微组织变化和低温力学性能，对于充分了解焊接过程中的冶金现象及焊缝形成机制，改善球墨铸铁的搅拌摩擦焊接质量有重要作用，为获得优质的球墨铸铁焊接接头提供指导。

1 实验方法

焊接用母材为铁素体球墨铸铁，尺寸为95 mm×40 mm×3 mm，其中 C、Si、Mn、S、P 和 Mg的质量分数分别为2.0%、2.5%、0.09%、0.006%、0.034%和0.039%，其余为Fe。先将母材表面的氧化层去掉，用丙酮洗净并吹干，再将两板的长边对接，进行搅拌摩擦对接焊。选用平面圆锥搅拌头，材料为碳化钨，搅拌头轴肩直径、搅拌针直径和长度分别为12 mm、3.6 mm和2.8 mm。依据文献记载选定搅拌头转速和进给速度分别为1 000 r/min和70 mm/min，转向为逆时针[6]。

对焊缝横截面试样进行抛光和4%硝酸酒精腐蚀后，利用JSM-5600型扫描电镜观察其显微组织。截取焊缝横截面并进行抛光，用维氏硬度计分别在上层、中层和下层进行硬度测试，测试位置如图1所示，测试压力2 N，保持15 s。采用JXA-8200电子探针显微分析仪（EPMA），做焊缝材料定量分析及线扫描分析。

在焊接接头取V型缺口试样，在不同温度下进行简支梁冲击试验，试验按GB/T 229——2007进行。在MTS示波冲击试验机上进行冲击试验，记录冲击过程的吸收能量曲线，并根据文献[7]中的方法获取不同温度下冲击断裂总吸收能量和裂纹形核能比例。

图1 显微硬度测试位置

2 结果与讨论

2.1 显微组织分析

焊缝横截面宏观形貌如下页图2所示，可见界面接合良好且无孔洞，左侧和右侧分别为焊缝的前进侧和后退侧，两侧组织差异较明显，前进侧底部、后退侧中部及底部石墨颗粒结构较完整，其余区域的石墨核被打散形成条纹状，是由搅拌摩擦作用引起的塑性流动将石墨核拉长而形成。

图2 焊缝宏观形貌

强烈的搅拌摩擦作用使图3（a）及图3（b）区域内石墨被打散成条状，图3（b）区的高倍显微组织如图4所示，可观察到大量呈叶脉特征的致密马氏体组织，大量马氏体出现表明焊接时此区域的温度已高出共析转变温度A1[8-9]。图3（c）中的石墨间存在5～10 μm的铁素体细小晶粒，该区的马氏体分布较少。铁素体基球墨铸铁中的石墨核可视为不受力的孔洞，当铁素体组织承受应力作用而产生塑性变形时，石墨成为填补铁素体间孔隙的填充物[10]，因此石墨便沿金属塑性流动方向拉伸。

图3（d）～（f）中，仍可观察到类似上层材料的马氏体和铁素体。图3（d）及图3（e）的组织中马氏体仍保持较高比例，而图3（f）的组织中的石墨核仍保持颗粒状。

图3（g）～（i）的显微组织中以铁素体为主，左侧及中间区域中仍可观察到局部相变现象，右侧区中域主要为塑性变形较小的铁素体晶粒。

2.2 显微硬度分析

焊缝横截面显微硬度分布见图5。母材的硬度（HV）范围为160～180。上层区域中心位置显微硬度（HV）最高达800，说明剧烈的搅拌作用使搅拌区温度超过共析转变温度tA1，产生大量马氏体组织引起硬度升高，形成中间高两边低的金字塔式硬度曲线。根据Krauss的研究，马氏体相的含碳量愈大硬度值也愈高[11]，对照图3（b）表层区的显微组织可知，上层区域中心位置显微硬度升高是由高碳量的马氏体聚集引起。中层区域中间位置仍可观察到少量的马氏体，如图3（e），该区域硬度（HV）值约为 300～350，搅拌剧烈程度减小和峰值温度降低可引起马氏体分布量减少，使该区硬度值低于表层区[8,9]。下层区域，因焊接引起的搅拌塑流较小，不足以引起马氏体组织生成，该区的硬度（HV）值仅为250～300，但也高于母材硬度。

2.3 焊核区元素定量分析

在3（b）图中选取四个区域进行EPMA定量分析，如图6（a），得到元素含量质量分数见下页表1。A点远离石墨区域，其含碳量（质量分数）为0.812%；B点靠近石墨区域，其含碳量（质量分数）为1.010%；C和D两点为图中右下角圆圈标示区，放大图见图6（b），C点为铁素体晶界处形成的网络状渗碳体，其含碳量（质量分数）为1.421%，D点灰色区为铁素体，其含碳量（质量分数）为0.116%。可知A和B区域为含碳量为1.0%左右的马氏体，最大硬度（HV）达800，与Krauss的研究结论一致[11]。母材硬度的470%，该处的石墨核附近分布有马氏体，远离石墨处夹杂着以网络状渗碳体为晶界的铁素体。

图3 图2中对应区域显微组织

图4 图3(b)区马氏体显微组织

图5 焊缝处显微硬度分布

图6 焊缝显微组织及EPMA取样位置

表1 图6中各点元素成分(质量分数) %

3）当环境温度降低至-20℃，焊缝冲击断裂性质开始由韧性转变为脆性断裂。

2.4 冲击断裂性能分析

图7为球墨铸铁焊缝冲击断裂总吸收能量及形核能比例，可见随着实验温度下降，冲击断裂总吸收能量以接近正比例的曲线下降，形核能所占比例呈上升趋势，可见材料受冲击形成裂纹后裂纹扩展所需的能量减少，裂纹扩展越来越容易，也表明材料断裂越来越接近脆性断裂。-20℃对应的能量为9.7焦耳，综合分析认为在该温度下材料的断裂方式开始由韧性断裂转变为脆性断裂。

图7 不同温度下冲击断裂总吸收能量和裂纹形核能比例

3 结论

1）利用搅拌摩擦焊可使球墨铸铁焊缝接合良好，焊缝上层区域、前进侧及中心区材料塑性变形较剧烈，相变及石墨核变形较明显；

2）焊缝上层材料硬度高于下层，中心处硬度高于两侧，上层中心区域硬度（HV）最高，约为800，为

[1]张虹，张炜星.堆焊法提高球墨铸铁表面硬度[J].铸造技术，2017，38（8）：1 953-1 954；1 964.

[2]王威明，黄明，任鹏禾，等.一种新型高强高塑性球墨铸铁的研究[J].铸造技术，2017，38（8）：1 808-1 911.

[3]郑世卿，刘柱，单际国，等.400 MPa球墨铸铁光纤激光-MIG电弧复合焊接头的断裂特征[J].焊接学报，2013，34（1）：89-92.

[4]Cheng C P,Lin H M,Lin J C.Friction stir welding of ductile iron and low carbon steel[J].Science&Technology of Welding&Joining，2010，15（8）：706-711.

[5]王瑞，尤国庆，韩军，等.用焊接工艺修补高Si-Mo球墨铸铁表面缺陷[J].现代铸铁，2016，36（3）：26-29.

[6]Cheng T W,Truan-Sheng L,Chen L H.Microstructural Features and Erosion Wear Resistance of Friction Stir Surface Hardened Spheroidal Graphite Cast Iron[J].Materials Transactions，2011，53（1）：167-172.

[7]李荣德，张新宁，蒋立鹏，等.铁素体球墨铸铁低温冲击断裂行为的影响因素[J].机械工程学报，2016，52（10）：25-31.

[8]Chung Y D,Fujii H,Nakata K,et al.Friction Stir Welding of High Carbon Tool Steel（SK85）belowEutectoid Temperature[J].Transactions of J W R I，2009，38：37-41.

[9]Chung Y D,Fujii H,Ueji R,et al.Friction stir welding of high carbon steel with excellent toughness and ductility[J].Scripta Materialia，2010，63（2）：223-226.

[10]Shi J,Savas M A,Smith R W.RETRACTED:Plastic deformation of a model material containing soft spheroidal inclusions:spheroidal graphite cast iron[J].Journal of Materials Processing Tech,2003，133（3）：297-303.

[11]Krauss G.Martensite in steel:strength and structure[J].Materials Science&Engineering A，1999，s 273-275（99）：40-57.