異種鋼軌氣壓焊接頭的顯微組織與力學性能

唐 充，戴 虹，謝 航

西南交通大學 材料科學與工程學院，四川 成都 610031

0 前言

重載鐵路是國家經濟命脈，重載線路長，運輸任務重，運量大，對鋼軌及焊接接頭的性能提出了更高要求[1]。目前國內外重載線路主要采用焊接性良好的珠光體類鋼軌，而貝氏體類鋼軌具有更高的強韌性和耐磨性，其使用壽命較珠光體類鋼軌更長，在轍叉線路上已得到推廣運用[2-3]。

氣壓焊為固相壓力焊接，是我國鐵路建設中用于鋼軌現場焊接的一種主要焊接方法，在一定的焊接溫度、時間和擠壓變形作用下，鋼軌待焊界面的金屬會發生原子擴散，繼而發生交互結晶和動態再結晶[4-6]，從而實現冶金結合。相較于其他鋼軌焊接方法，氣壓焊接頭組織為鍛造組織，在頂鍛過程中雜質會被擠出焊縫，理論上不會產生氣孔和夾渣缺陷，由于溫度梯度不大，對裂紋缺陷不敏感且內部偏析對焊接接頭質量影響較小[7-8]。異種鋼軌材料由于在待焊界面存在成分梯度，在待焊界面一定區域發生元素均勻化擴散，在近縫區還會形成一定寬度的焊接擴散層。為了推廣應用貝氏體鋼軌，需要解決高強耐磨貝氏體/珠光體鋼軌高品質異種鋼軌固相焊接性問題，但國內外尚無文獻報導，成為制約工程應用的瓶頸難題。

本文采用氣壓焊焊接75N U20Mn鋼軌和U95Cr鋼軌，采用OM、SEM、EDS、拉伸、硬度和沖擊測試方法研究接頭焊縫組織和力學性能，為貝氏體鋼軌工程應用提供技術支撐。

1 試驗條件和方法

1.1 試驗材料

試驗材料為包鋼集團生產的75N貝馬復相U20Mn鋼軌和攀鋼集團生產的75N珠光體U95Cr鋼軌，其化學成分及力學性能如表1、表2所示。

表1 U20Mn貝馬復相鋼合金元素化學成分及性能[9]Table 1 Alloying element composition of U20Mn Bemar multiphase steel

表2 U95Cr珠光體鋼合金元素化學成分及性能Table 2 Alloying element composition of U95Cr pearlitic steel

1.2 試驗方法

采用GPW-1200（75）氣壓焊軌機焊接試樣，焊接工藝參數如表3所示。焊后對接頭進行取樣，接頭外觀及取樣位置示意如圖1所示，其中矩形邊框為沖擊試樣，圓形為拉伸試樣，其余為金相試樣。拉伸試樣和沖擊試樣尺寸如圖2所示。

表3 U20Mn/U95Cr鋼軌氣壓焊焊接工藝參數Table 3 Process parameters of U20Mn/U95Cr gas pressure welding

圖1 U20Mn/U95Cr氣壓焊接頭及取樣示意Fig.1 U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint and sampling diagram

圖2 沖擊及拉伸試樣尺寸Fig.2 Impact and tensile specimen dimensions

接頭金相試樣經機械研磨拋光、4%硝酸酒精腐蝕后，采用蔡司Alm光學顯微鏡、jsm-it500掃描電子顯微鏡進行界面組織特征觀察與分析。經機械研磨拋光、Lepera試劑腐蝕后，采用DMI 8光學顯微鏡觀察金相組織形貌。采用HVS-30數顯維氏硬度計以焊縫為中心每隔0.5 mm測試硬度值（經轉換得到布氏硬度值），采用DNS300電子萬能試驗機和JBN-300沖擊試驗機進行拉伸和沖擊試驗。

2 試驗結果及分析

2.1 接頭宏觀和微觀特征

U20Mn/U95Cr氣壓焊接頭不同部位（軌頂、軌頭下顎、軌腰三角區、軌底和軌底腳）的金相組織如圖3所示。可以看出，軌頂、軌頭下顎、軌腰三角區、軌底三角區的焊縫為清晰平直細線，在電鏡下可以觀察到焊縫處無孔隙，形成大量共同晶粒，接頭成形良好（見圖4）；而軌底腳焊縫不同，局部有模糊較粗黑線，在電鏡顯微鏡下可以觀察到焊縫處存在大量顯微孔洞，僅形成少量共同晶粒（見圖5），表現為部分未焊合[10]。

圖3 U20Mn/U95Cr氣壓焊接頭焊縫組織Fig.3 Weld microstructure of U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint

圖4 U20Mn/U95Cr氣壓焊接頭軌頂焊縫組織Fig.4 Microstructure of rail top weld of U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint

圖5 U20Mn/U95Cr氣壓焊接頭軌底腳焊縫組織Fig.5 Weld structure of rail foot of U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint

為了確定接頭金相組織中平直細線焊縫界面的焊合情況及組織形貌，采用掃描電子顯微鏡觀察圖3a所示的焊縫界面及近縫區組織特征如圖6所示，焊縫及近縫區可細分為4個小區：U20Mn焊縫區（U20MnWZ）及U20Mn側近縫區（U20MnHAZ）、U95Cr側近縫區（U95CrHAZ）、U95Cr側焊縫區（U95CrWZ）。將其放大觀察如圖7所示，U95CrWZ與U95CrHAZ的組織相同，均為片狀珠光體形貌，但U95CrWZ的珠光體片間距較寬。U20MnWZ與U20MnHAZ的組織形貌和元素分布情況則有所不同，U20Mn/U95Cr氣壓焊接頭焊縫界面U20Mn側掃描位置如圖8所示，各掃描面成分如表4所示。C元素含量在U20MnWZ較高，Mn、Cr、Si、Fe元素含量差異較小，表明C元素在溫度和壓力的共同作用下，由焊縫金屬U95Cr高碳側擴散到U20Mn低碳側，進而形成了U20MnWZ小區；圖7b、7c是經Lepera試劑侵蝕后對應位置的金相圖，可見在U20MnWZ區域馬氏體組織含量占比較大，采用photoshop軟件對彩色金相進行處理并統計，結果顯示U20MnWZ區域馬氏體含量為66.2%，貝氏體鐵素體含量為33.8%，而在U20MnHAZ區域貝氏體鐵素體含量為66.8%，馬氏體含量為33.2%；雖在彩色金相中未觀察到明顯的殘余奧氏體（RA），但由于貝氏體是由貝氏體鐵素體板條（BF）、薄膜狀殘余奧氏體（RA）及亞片條間分布的粒狀碳化物（ε）組成，且馬氏體具有轉變的不徹底性，所以必然存在少量殘余奧氏體（RA），在掃描電子顯微鏡下即可看到（見圖7f）。因此，U20MnWZ區域與U20MnHAZ區域形貌差異在于各相所占比例不同，U20MnWZ區域較U20MnHAZ區域馬氏體含量提升33%，主要由馬氏體（66.2%）及貝氏體鐵素體（33.8%）組成。

圖6 U20Mn/U95Cr氣壓焊接頭焊縫及近縫區細分小區Fig.6 Subdivision of weld and near weld area of U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint

圖7 U20Mn/U95Cr氣壓焊接頭WZ及HAZ組織顯微結構Fig.7 Microstructure of WZ and HAZ of U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint

圖8 U20Mn/U95Cr氣壓焊接頭焊縫界面U20Mn側掃描位置Fig.8 Scanning position of U20Mn side of weld interface of U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint

表4 各掃描面成分（質量分數，%）Table 4 Components of each scanning surface（wt.%）

溫度和壓力在焊接過程中對接頭焊縫金屬作用最大，隨著溫度的升高，結合界面形變抗力降低，在壓力的共同作用下待焊端面密貼占比加大；與此同時，原子在溫度的作用下達到躍遷所需要的激活能，在界面處發生躍遷、相互擴散形核，不斷消除顯微孔洞最終形成共同晶粒，如圖9a所示；圖9c能譜分析結果直觀地反映出各元素發生了擴散，C元素含量由U95CrWZ向U20MnWZ呈連續下降趨勢，Mn、Cr元素含量呈連續上升趨勢，表明焊縫金屬界面發生了相互擴散，進而形成了良好的冶金結合。

圖9 U20Mn/U95Cr氣壓焊接頭焊縫界面組織特征及元素分布Fig.9 Microstructure characteristics and element distribution of weld interface of U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint

2.2 硬度試驗

U20Mn/U95Cr氣壓焊焊接接頭硬度試驗結果如圖10所示，U95Cr側平均硬度值為348 HB，各點硬度值相差不大；U20Mn側平均硬度為378 HB，而U20MnWZ區域硬度值為500 HB，差異較大，這是由于U20MnWZ馬氏體組織較多，而馬氏體為硬脆相，其硬度值顯著提高。

圖10 U20Mn/U95Cr氣壓焊接頭金相硬度測試結果Fig.10 Metallographic hardness test results of U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint

2.3 拉伸試驗

焊接接頭拉伸試驗結果如表5所示，拉伸斷口形貌及斷裂位置如圖11所示，紅色虛線為焊縫（見圖11b），斷口由纖維區、放射區、剪切唇組成，呈塑性斷口特征。接頭斷裂位置全部位于U95Cr側熱影響區（見圖11b），存在明顯的塑性變形，這是由于U95Cr側熱影響區晶粒發生一定程度的長大，進而軟化所致，接頭抗拉強度平均值為961 MPa，目前異種鋼焊接性能尚無標準要求，參照TB/T1632.4《氣壓焊接》標準[11]，接近TB/T 1632.4標準Rm≥980 MPa的要求，延伸率均值為8%，滿足TB/T 1632.4標準A≥6%的要求，而未斷于焊縫說明焊接界面處的抗拉強度大于該值，具有較高的結合強度。

表5 U95Cr/U20Mn氣壓焊接頭拉伸試驗結果Table 5 Tensile test results of U95Cr/U20Mn gas pressure welding joint

圖11 U20Mn/U95Cr氣壓焊接頭拉伸斷口宏觀形貌及斷裂位置Fig.11 Macro morphology and fracture location of tensile fracture of U95Cr/U20Mn gas pressure welding joint

2.4 沖擊試驗

U20Mn/U95Cr氣壓焊接接頭沖擊試驗結果如表6所示，沖擊試樣的沖擊功總平均值為4.1 J，未滿足TB/T 1632.4標準AKV≥6.5 J的要求。接頭沖擊宏觀斷口為脆性斷口（見圖12a），圖中a處為凹凸區，b處為平滑區，凹凸區面積所占比例為95%，平滑區面積所占比例為5%，凹凸區對應微觀形貌見圖12c，為典型的解理斷裂形貌，平滑區對應微觀形貌見圖12d，為準解理斷裂形貌，表明焊縫界面兩側材料發生了冶金結合。

表6 U20Mn/U95Cr氣壓焊接頭的沖擊試驗結果Table 6 Impact test results of gas pressure welding joint on U20Mn/U95Cr

圖12 U20Mn/U95Cr氣壓焊接頭沖擊斷口組織形貌及斷裂途徑Fig.12 Microstructure and fracture path of impact fracture of U20Mn/U95Cr gas pressure welding joint

3 分析與討論

氣壓焊作為塑性壓力焊接，其冶金結合過程是在加熱加壓過程中發生界面的原子的互相擴散、顯微孔洞消失，最終形成共同晶粒。結合試驗結果可知，在非軌底腳部位（見圖9a），接頭能夠在焊縫處形成大量共同的細小晶粒，無顯微孔洞，元素擴散均勻，表明在表3工藝下能夠實現U20Mn和U95Cr鋼軌的冶金結合；但在軌底腳處，由落錘斷口斷面（見圖13）可以看到，僅在軌底腳處發現了光斑缺陷，占整個斷口面積的4%，而未見光斑缺陷的部位占整個斷口面積的96%，進一步說明軌底腳部位較其余部位焊合情況較差。

圖13 U20Mn/U95Cr落錘斷口Fig.13 U20Mn/U95Cr drop hammer fracture

而在焊縫及近縫區兩側的4個區域中，U95CrWZ較U95CrHAZ珠光體片層間距稍寬，會略微降低焊縫區域的各項力學性能；U20MnWZ受到C元素擴散的影響，主要由馬氏體（66.2%）及貝氏體鐵素體（33.8%）組成，馬氏體含量較U20MnHAZ側增多33%，會使U20MnWZ區域的強度和硬度升高，塑性和韌性降低，在金相硬度試驗中可以看到U20MnWZ的硬度值最高為500 HB。在沖擊試驗中，接頭平均沖擊韌性較低為4.1 J，整個斷口區域形貌為解理斷裂與準解理斷裂形貌結合，表明焊縫界面兩側材料發生了冶金結合；在拉伸時，由于高強度鋼存在軟化問題，熱影響區的晶粒組織會發生一定程度長大，形成軟化區，而本試驗中拉伸試樣斷裂位置全部位于U95CrWZ區域，接頭抗拉強度平均值961 MPa，延伸率8%，說明接頭強度較U95CrWZ軟化區更高。

4 結論

（1）采用文中的氣壓焊接工藝，能夠實現75N U20Mn貝氏體鋼和U95Cr過共析珠光體鋼（占96截面面積）異種鋼焊接，焊縫界面無冶金缺陷，接頭特征可細分為U20Mn側焊縫區和近縫區、U95Cr側焊縫區和近縫區4個區域，C、Mn、Cr等元素固態下在焊縫區相互擴散，發生冶金結合，形成了大量共同的細小晶粒；但軌底腳（占4%截面面積）的焊合情況較接頭其他部位差。

（2）U20MnWZ區域受到元素擴散的影響，較U20MnHAZ區域馬氏體含量增多33%，組織主要由馬氏體（66.2%）及貝氏體鐵素體（33.8%）組成，其顯微硬度最高為500 HB。

（3）接頭焊縫部位沖擊韌性4.1 J，斷口區域形貌為解理斷裂與準解理斷裂形貌；接頭強度平均值961 MPa，延伸率8%，斷裂全部位于U95Cr側HAZ區域。