趙 國，李 力，丁 韋

(中國鐵道科學研究院金屬及化學研究所，北京 100081)

貝氏體鋼軌鋁熱焊接頭缺陷及原因分析

趙 國，李 力，丁 韋

(中國鐵道科學研究院金屬及化學研究所，北京 100081)

對一種新型的貝氏體鋼軌鋁熱焊接頭進行疲勞試驗后，在軌頭部位熔合區(qū)出現大面積的沿晶裂紋。針對裂紋出現的原因進行了掃描電鏡、電子探針等分析，分析發(fā)現該區(qū)域原奧氏體晶粒粗大且會發(fā)生奧氏體向高碳馬氏體轉變，導致不均勻應變，最終在外力作用下，形成沿晶斷裂。雖然在熔合區(qū)出現了脆性相，但接頭的宏觀力學性能仍能滿足現行鐵路標準的要求。特別是在出現了大面積裂紋后，貝氏體鋼軌仍能通過疲勞實驗，而不出現裂紋擴展斷裂。這說明對貝氏體鋼軌接頭套用珠光體鋼軌接頭標準不可取，需作適當調整。

貝氏體鋼軌 鋁熱焊接 缺陷分析 碳遷移 沿晶斷裂

隨著我國重載鐵路的飛速發(fā)展，鋼軌及其焊接接頭的傷損及磨耗日益嚴重。以大秦重載鐵路為例，在曲線半徑＜800 m的地段，鋼軌上線6～8個月，曲線上股側磨就達到了17～19 mm，不得不提前下道。此外，在2003年至2007年大秦鐵路運量大提升的五年里，鋼軌核傷現象就由117處激增至2 675處［1］。種種現象表明，傳統(tǒng)珠光體鋼軌的綜合機械性能已經不能滿足重載鐵路發(fā)展的需要。近年來，新型貝氏體鋼軌因其優(yōu)異的綜合力學性能，引起了科研人員的廣泛關注。研發(fā)貝氏體鋼軌成為重載鐵路鋼軌進一步發(fā)展的方向。

然而，貝氏體鋼軌作為一種與傳統(tǒng)珠光體鋼軌組織性能差別非常明顯的鋼軌，其焊接性能還有待研究。如果不能解決貝氏體鋼軌的焊接問題，貝氏體鋼軌在重載線路的應用就會受到限制。本文對送檢的貝氏體鋼軌鋁熱焊接頭進行了檢驗，并對檢驗中出現的缺陷及原因進行了分析，以期推進貝氏體鋼軌的上道應用。

1 焊接用材料及成分

試驗研究的焊接接頭為貝氏體鋼軌與U75V珠光體鋼軌的異種鋼焊接接頭，焊接用焊劑采用U75V鋼軌用施密特焊劑。該貝氏體鋼軌為新型空冷貝氏體鋼軌，添加的合金元素有 Si，Mn，Cr，Ni，Mo 等。其廠家提供的力學性能見表1［2］。

表1 廠家提供的貝氏體鋼軌性能

2 試驗結果與分析

主要參照鐵道行業(yè)標準TB/T1632.3—2005對該貝氏體鋼軌鋁熱焊接頭的性能進行了試驗，以驗證貝氏體接頭性能是否滿足線上使用要求。焊接接頭拉伸試樣直徑為10 mm，標距為50 mm，試驗結果見表2。鋁熱焊沖擊試驗除按標準取樣外，還在熔合區(qū)進行了沖擊試驗，將U型沖擊缺口置于熔合線上。結果見表3。疲勞試驗支距為1 m，載荷作用于支距中間焊縫處。試驗頻率為5 Hz，力循環(huán)系數為0.2。試驗結果見表 4［3］。

由表2～表4可知，該貝氏體鋼軌鋁熱焊接頭的拉伸及疲勞性能符合鐵路行業(yè)標準，只有焊縫沖擊韌性略低于規(guī)定。如此看來，試驗用焊接接頭的性能基本符合線上使用要求。然而在利用疲勞試驗后鋁熱焊接頭進行殘余奧氏體穩(wěn)定性分析時，發(fā)現3根接頭中有2根軌頭部位出現了大面積裂紋。

表2 焊接接頭拉伸試驗結果

表3 焊縫沖擊試驗結果

表4 疲勞試驗結果

將其中1根鋼軌裂紋進行還原分析，裂紋大小及部位示意如圖1，起裂部位正好位于熔合線附近，裂紋主要向著焊縫側擴展。裂紋起裂部位見圖2。

從截取的試樣上可以看到，裂紋走向垂直于熔合線方向。為了解裂紋起裂原因，對截取下來的試樣的斷面進行掃描電鏡分析，裂紋源掃描照片見圖3。

圖3顯示，在試樣中部出現了典型的冰糖狀沿晶開裂，冰糖狀區(qū)域正好處于熔合線靠近貝氏體母材的一側。

3 裂紋產生原因分析

觀察掃描電鏡照片可以看出，沿晶起裂區(qū)的晶粒棱角十分明顯，通過該區(qū)域的形貌特點可以肯定該裂紋屬于典型的焊接冷裂紋。焊接冷裂紋產生的原因一般為晶界上有脆性沉淀相或晶界上雜質元素富集。通過掃描電鏡連續(xù)仔細觀察，晶界面光滑平整，基本無塑性變形痕跡，未發(fā)現析出物，可以排除析出物導致沿晶斷裂。下面通過試驗進一步分析裂紋產生的原因。

3.1 斷口能譜分析

為了了解裂紋出現的原因，對起裂區(qū)和裂紋擴展區(qū)進行掃描電鏡能譜分析，結果見表5。由表5可知，在沿晶起裂區(qū)未發(fā)現使晶界弱化的元素偏析，如P，S等常見弱化晶界元素。對比不同區(qū)域能譜結果，只有C元素與Ni元素的含量有明顯不同?？梢姡鼐Я鸭y產生的原因與雜質元素的富集無關。

表5 掃描電鏡能譜分析數據對比 %

3.2 金相及顯微硬度分析

在接頭上取得試樣，得到鋼軌母材熱影響區(qū)、熔合區(qū)及母材的典型金相照片，如圖4。從圖4可以看出，母材熱影響區(qū)由于受到焊接熱循環(huán)的影響呈現出明顯的條帶狀組織，存在較為明顯的偏析和組織粗化現象，使母材熱影響區(qū)的機械性能嚴重惡化。熔合區(qū)呈現明顯的過渡，可以分為兩層組織：靠近焊縫區(qū)的深色組織和母材區(qū)的亮色組織。這兩層組織金相差異明顯，其中亮色組織寬度略寬于深色組織，整個過渡區(qū)域約1 mm。熔合區(qū)寬度與沿晶裂紋寬度大致相符，且部位也一致。

為進一步了解各區(qū)域的組織及性能，采用日本未來技術公司的FM-7顯微硬度儀對各區(qū)域進行隨機顯微硬度測試。每區(qū)域測試10個數據，三個區(qū)域的硬度值對比見表6。

從表6可知，焊接頭區(qū)域的顯微硬度具有明顯的差異，母材熱影響區(qū)和熔合區(qū)硬度值離散性都較大，且熔合區(qū)平均硬度很高。結合金相及硬度來看，熔合區(qū)組織中存在部分高碳馬氏體和下貝氏體組織。

表6 隨機顯微硬度 HV

3.3 電子探針分析

電子探針分析的目的是了解和分析熔合區(qū)組織出現差異性的原因。從接頭上截取大小為15 mm×10 mm×10 mm的長方形試樣，利用JXA-8100電子探針微量分析儀沿鋼軌橫向進行線掃描。分析元素包括C，Al，Mn，Ni，Si，Cr，Mo 等，結果見圖 5。

在圖5中，左側為母材熱影響區(qū)，中部約6 mm處為熔合線，右側為鋁熱焊焊縫區(qū)。由圖5可知，兩側元素含量有明顯的差異，分布也出現幾種不同的情況。首先，C元素含量在圖中5～7 mm處呈現明顯的坡形過渡區(qū)，兩側含量差別明顯。其次，Mn，Ni，Cr，Mo等元素含量在熔合線附近出現明顯的跳躍或者說過渡區(qū)域極窄。而Al，Si則未發(fā)現明顯差異。

3.4 綜合分析

綜合試驗分析結果，得到接頭簡化示意圖見圖6。由圖6可知，在熔合區(qū)左側的起裂區(qū)合金元素含量基本保持不變，碳元素含量逐漸升高。因貝氏體長大速度是受碳擴散控制的，隨著原奧氏體中碳含量的增加，獲得貝氏體鐵素體晶核的幾率下降，貝氏體鐵素體長大時需擴散的原子量增加，貝氏體轉變也減慢，C曲線右移。也就是說，熔合區(qū)左側在原有的冷卻速度下無法獲得正常貝氏體組織，會出現圖4(a)中亮色的高碳馬氏體和下貝氏體混合組織。高碳馬氏體的出現必然會在該區(qū)域形成微裂紋，最終促進宏觀裂紋的產生。

粗大奧氏體晶粒轉變?yōu)轳R氏體時，以晶粒為體積膨脹單元，必產生不均勻應變，在晶界區(qū)形成顯微局部應力，直至應力集中，削弱晶界結合，有時出現晶界微裂縫，在淬火第一類應力(或外力)作用下，造成沿原奧氏體晶界擴展的沿晶斷裂［4］。

通過掃描電鏡分析斷口形貌，排除了晶界析出物;通過能譜分析晶界，排除了P，S，As等雜質元素在晶界富集，因此，可以認定出現沿晶斷裂的原因是：熔合區(qū)受過熱影響，原奧氏體晶粒嚴重粗大，隨后起裂區(qū)在空冷條件下產生淬火高碳馬氏體，在外力的作用下，造成沿晶斷裂。

4 結論

1)采用珠光體焊劑焊接貝氏體鋼軌時，在熔合線附近會出現一個過渡區(qū)，該過渡區(qū)寬度在1 mm左右。在正常冷卻速度下該區(qū)域會出現部分高碳馬氏體組織，導致焊接冷裂紋。裂紋走向垂直于熔合線，與焊接接頭熱影響區(qū)中偏析帶走向一致。

2)斷口呈現沿晶形貌的原因是：該區(qū)域原奧氏體晶粒粗大且會發(fā)生奧氏體向高碳馬氏體轉變，導致不均勻應變，最終在外力作用下，形成沿晶斷裂。

3)雖然在熔合區(qū)出現了脆性相，但接頭的宏觀力學性能仍能滿足現行鐵路標準的要求。特別是在出現了大面積裂紋后，貝氏體鋼軌仍能通過疲勞試驗，而不出現裂紋擴展斷裂。這說明對貝氏體鋼軌接頭套用珠光體鋼軌接頭標準不可取，需做適當調整。

4)建議采用貝氏體焊劑進行貝氏體鋼的焊接，在無法避免異種鋼焊接的情況下，建議采取一定的緩冷措施，以避免產生高碳馬氏體。

［1］王金虎．大秦線運量逐年遞增情況下的鋼軌傷損分析及對策［J］．鐵道建筑，2008(10)：98-100．

［2］李力．珠光體鋼軌(U75V)與貝氏體鋼軌(CB15)鋁熱焊焊接性研究［R］．北京：中國鐵道科學研究院金屬及化學研究所，2009．

［3］中華人民共和國鐵道部．TB/T 1632.3—2005 鋼軌焊接第3部分：鋁熱焊接［S］．北京：中國鐵道出版社，2005．

［4］劉宗昌．淬火高碳馬氏體沿晶斷裂機制［J］．金屬學報，1989，25(4)：294-299．

U213．4

A

10．3969/j．issn．1003-1995．2014．01．34

1003-1995(2014)01-0117-04

2013-06-20;

2013-09-25

鐵道部科技研究開發(fā)計劃項目(2012G011-C)

趙國(1988— )，男，湖北荊州人，研究實習員，碩士研究生。

(責任審編 葛全紅)