陳麗園 ，苗 佳 ，穆云平，郝曉衛(wèi)，宗桓旭

（1.中車唐山機(jī)車車輛有限公司，河北唐山063035；2.大連交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧大連116028）

0 前言

耐候鋼是通過添加少量合金元素，使其在大氣中具有良好耐腐蝕性能的低合金高強(qiáng)度鋼。耐候鋼的耐大氣腐蝕性能為普通碳素鋼的2～8倍，力學(xué)性能和焊接性優(yōu)良，被廣泛應(yīng)用于鐵道車輛、橋梁[1]。Q310NQL2和Q345NQR2均是在原鋼材的高爐鋼水中加入部分耐候元素生產(chǎn)而成，力學(xué)性能較好、成本較低，目前主要應(yīng)用于鐵路主型貨車中的敞、棚車中[2]。采用耐候鋼制造的鐵路貨車使用壽命明顯提高，一般敞車的廠修期可延長10年以上，車體修補(bǔ)工作量可減少約60%[3]。塞焊作為一種熔化焊方法，接頭形式容易實(shí)現(xiàn)、機(jī)械化程度高、效率高、成型美觀，在貨車的制造與維修方面得到了廣泛應(yīng)用。

隨著我國鐵路行業(yè)主要技術(shù)政策的制定，加大載重、提高速度是鐵路貨車制造業(yè)的主要攻堅(jiān)方向。而塞焊接頭部位通常是車體結(jié)構(gòu)強(qiáng)度最薄弱的部位，在車體服役期間最容易發(fā)生疲勞斷裂失效，焊接結(jié)構(gòu)的疲勞可靠性決定了車體整體的疲勞可靠性[4]。因此，有必要系統(tǒng)地研究不同板厚耐候鋼塞焊接頭的性能，改進(jìn)調(diào)整現(xiàn)有的塞焊工藝，以適應(yīng)新形勢下鐵路運(yùn)輸行業(yè)的現(xiàn)實(shí)需要。在此通過對1.5 mm Q310NQL2/3 mm Q345NQR2塞焊接頭進(jìn)行顯微組織分析、硬度試驗(yàn)和脈動拉伸疲勞試驗(yàn)，深入分析耐候鋼塞焊接頭的組織形態(tài)與疲勞工作條件下的可靠性。為我國鐵路貨車車輛制造與維修提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料和方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為Q310NQL2（尺寸130 mm×45 mm×1.5 mm）和Q345NQR2（尺寸130mm×45mm×3mm）耐候鋼，按照接頭強(qiáng)度匹配和保證接頭耐大氣腐蝕鋼性能的要求，填充材料選用ER50－G焊絲。試母材和焊材的化學(xué)成分見表1，力學(xué)性能見表2。

表1 試驗(yàn)材料和焊接材料的主要化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of the experimental and welding materials %

表2 試驗(yàn)材料和焊接材料的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of experimental and welding materials %

1.2 試驗(yàn)方法

兩板搭配方式為3 mm Q345NQR2耐候鋼板在上，1.5 mm Q310NQL2耐候鋼板在下。焊前在Q345NQR2的待焊接處打一處直徑7 mm的圓孔，并用砂紙仔細(xì)打磨去掉鋼板上、下表面以及通孔的氧化膜，然后用丙酮清洗焊接表面。采用MAG工藝進(jìn)行塞焊試驗(yàn)，焊機(jī)型號YD－350GM3，選用直徑為1.0 mm的ER50－G焊絲。焊接電流272A，電弧電壓28V，采用φ（Ar）95%＋φ（CO2）5%作為保護(hù)氣體。塞焊接頭的坡口示意如圖1所示。

圖1 塞焊接頭Fig.1 Plug welding joints

焊接完成后，對塞焊接頭進(jìn)行切割取樣，剖面經(jīng)研磨、拋光后，選用4%硝酸酒精溶液和FeCl3浸蝕試樣，并在金相顯微鏡下觀察其顯微組織。根據(jù)GB/T4340.1－2009《金屬材料維氏硬度試驗(yàn)》，利用FM－700型顯微硬度儀測量兩側(cè)不同鋼材從熔核至母材的維氏硬度分布，顯微硬度儀的參數(shù)設(shè)置為：載荷200 gf（1.96 N），保持時間15 s，步長200 μm，塞焊接頭硬度打點(diǎn)位置如圖2所示。試板經(jīng)正反打磨，去掉余高，加工成如圖2所示的疲勞試驗(yàn)試件。試驗(yàn)設(shè)備為PLG－100型微機(jī)控制高頻疲勞試驗(yàn)機(jī)，循環(huán)應(yīng)力比R=0.1，指定循環(huán)壽命取1×107次，疲勞試件的具體尺寸如圖3所示。

圖2 塞焊接頭的硬度試驗(yàn)Fig.2 Hardness test of plug welding joint

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 金相組織

塞焊接頭顯微組織如圖4所示。由于Q310NQL2與Q345NQR2所加的耐候元素Cu、P等對顯微組織影響微弱，所以其母材組織均為鐵素體＋珠光體，為典型共析鋼的組織形態(tài)。圖4a、4b中白色塊狀為鐵素體，黑色塊狀為珠光體；Q310NQL2與Q345NQR2熱影響區(qū)組織均為粗大的片狀珠光體，珠光體團(tuán)邊緣存在著白色先共析鐵素體，如圖4c、4d所示；熔核區(qū)組織為先共析鐵素體+珠光體，多處出現(xiàn)魏氏組織，晶粒較為粗大，如圖4e、4f所示。熔核區(qū)的冷卻方式與鑄態(tài)組織相似，與母材接觸的熔核成分冷卻速度快，共析轉(zhuǎn)變前，形成的奧氏體晶粒沿著母材表層向內(nèi)生長，呈柱狀晶形態(tài)，共析轉(zhuǎn)變后，先共析鐵素體在原奧氏體柱狀組織晶界處析出，并指向晶界內(nèi)部，如圖4g、4h所示。Q345NQR2板通孔端被壓平形成鉚釘帽，作為熔敷金屬成為接頭的一部分，Q310NQL2板少量熔化進(jìn)入熔池，因此塞焊接頭具有冶金結(jié)合（熔化連接）和機(jī)械結(jié)合（鉚接）的雙重特點(diǎn)[5]，在塞焊時為了使焊絲熔化充分填滿通孔，停留時間較長，造成熔核區(qū)晶粒粗大，產(chǎn)生的魏氏組織不利于熔核的力學(xué)性能。

圖3 疲勞試驗(yàn)加工件Fig.3 Work pieces of fatigue test

2.2 硬度試驗(yàn)

分別從兩側(cè)板熔核至母材測量顯微維氏硬度，塞焊接頭的硬度分布如圖5所示。Q345NQR2側(cè)熔核的硬度值為291～331 HV，Q310NQL2側(cè)熔核硬度值為282～321 HV，兩種鋼的熔核區(qū)硬度分布均有一定的波動，熱影響區(qū)的硬度值較熔核急劇下降，最終兩種鋼母材的硬度相差不大，均為218～238 HV。

圖4 接頭的顯微組織Fig.4 Microstructure of the welded joint

圖5 接頭的硬度分布Fig.5 Hardness test result for the welded joint

熔核區(qū)Q345NQR2側(cè)硬度普遍高于Q310NQL2側(cè)，焊前在Q345NQR2側(cè)開孔，焊接過程中熔核的主要成分來自強(qiáng)度高于母材的ER50－G低碳鋼焊絲，因而硬度高于Q345NQR2母材。Q310NQL2側(cè)母材熔化進(jìn)入熔池量較多，硬度有所降低。過熱區(qū)奧氏體晶粒粗大導(dǎo)致轉(zhuǎn)變成的珠光體團(tuán)層片間距較大，這是兩種鋼的熱影響區(qū)硬度急劇下降的主要原因之一，珠光體層片間距越大，其鐵素體層與滲碳體層間距越大，硬度分布上下波動較嚴(yán)重，Q310NQL2側(cè)熱影響區(qū)過熱現(xiàn)象較Q345NQR2側(cè)更為嚴(yán)重，由晶粒粗大導(dǎo)致的強(qiáng)度硬度下降也是影響塞焊接頭熱影響區(qū)性能的主要原因。

2.3 疲勞試驗(yàn)

疲勞試件宏觀斷口如圖6所示。箭頭所指處為斷裂位置，裂紋由熔核區(qū)邊緣啟裂，沿垂直于試件長度方向的兩側(cè)延伸，有的裂紋橫貫整個試件，有的裂紋中止在試件內(nèi)部。

圖6 疲勞試件斷口宏觀Fig.6 Microphotography of fatigue specimen

通過升降法確定塞焊接頭指定壽命為1×107次循環(huán)下的疲勞極限。應(yīng)力水平4級，有效試樣數(shù)14個，子樣對4個。由升降法確定的接頭指定壽命為1×107次循環(huán)下的中值疲勞極限為

疲勞極限升降圖如圖7所示，其中×表示斷裂，○表示未斷裂。接頭的疲勞中值F－N曲線如圖8所示。試驗(yàn)時各F－N曲線測定均按常規(guī)方法進(jìn)行，其高應(yīng)力段是按每一應(yīng)力水平取1個試件確定的，水平段是通過升降法確定的指定壽命1×107次循環(huán)下的中值疲勞極限強(qiáng)度F0.1。

在JSM－6360LV型掃描電鏡上進(jìn)行疲勞斷口微觀形貌分析，試件斷口形貌如圖9所示。由于熔核頂部加工成鉚釘帽形狀，疲勞試驗(yàn)時不進(jìn)行加工去除，試件受剪切和拉伸兩種應(yīng)力，鉚釘帽邊緣產(chǎn)生應(yīng)力集中。且熔核區(qū)邊緣兩薄板搭接厚度不等，承受載荷能力不同，因此在通孔的根部啟裂；由啟裂區(qū)（見圖9a）可知，熔核區(qū)內(nèi)側(cè)有明顯的啟裂源，啟裂源區(qū)無夾雜，排除夾雜物導(dǎo)致的原因；圖9b為擴(kuò)展區(qū)，可觀察到不明顯輝紋；圖9c為終斷區(qū)，呈不規(guī)則韌窩形態(tài)。裂紋啟裂于熔核的因素如下：①塞焊接頭的熔核同時承受剪切和拉伸作用，易發(fā)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致裂紋產(chǎn)生。②冷卻速度快，在通孔中可能產(chǎn)生熔合不良，造成熔核與通孔壁有未熔合縫隙，在載荷作用下危害極大。③熔核組織為由通孔壁指向熔核區(qū)中心的柱狀晶，有魏氏組織產(chǎn)生，熔核形成裂紋源后極易擴(kuò)展。

圖7 疲勞極限升降Fig.7 Fatigue limit lift figure

圖9 試件斷口形貌Fig.9 Fracture appearance of welding specimen

3 結(jié)論

（1）熔核區(qū)組織為珠光體＋鐵素體，針狀鐵素體由晶界向晶內(nèi)生長，形成力學(xué)性能較差的魏氏組織，熔核區(qū)邊緣為柱狀晶組織；兩側(cè)板熱影響區(qū)組織均為粗大片狀珠光體＋先共析鐵素體，珠光體團(tuán)中層片間隙較大，先共析鐵素體分布在珠光體團(tuán)邊緣；兩種耐候鋼母材都是均勻的珠光體＋鐵素體組織。

（2）不同的熔敷率導(dǎo)致熔核成分差異，Q345NQR2側(cè)熔核硬度值為291～331 HV，Q310NQL2側(cè)熔核硬度值為282～321 HV；因過熱區(qū)珠光體組織粗大，Q345NQR2與Q310NQL2鋼熱影響區(qū)硬度值較熔核均有急劇下降；兩種鋼母材硬度相差不大，均為218～238 HV。

（3）塞焊接頭指定壽命為1×107次的中值疲勞極限強(qiáng)度F0.1=1.825 kN。啟裂源位于熔核邊緣處，熔核處應(yīng)力集中和脆性組織是疲勞斷裂的主要原因。