姜云祿 楊 亮 韓曉輝 徐 野 陳懷寧 蔡桂喜

1.中國科學院核用材料與安全評價重點實驗室，中國科學院金屬研究所，沈陽，1100162.中國科學技術(shù)大學材料科學與工程學院,沈陽，1100163.中車青島四方機車車輛股份有限公司，青島，266111

0 引言

城軌車體用SUS301L不銹鋼具有優(yōu)異的耐腐蝕、耐高溫、高強度和焊接性能，組裝后無需涂裝，后期綜合維護成本低，滿足車體所需要的全部強度等級，符合綠色環(huán)保要求,因此得到廣泛應用[1-3]。電阻點焊工藝具有熱輸入量小、成本低、工藝適應性好等優(yōu)點，是目前不銹鋼車體的主要連接工藝[4]。

為確保不銹鋼車體焊接結(jié)構(gòu)的抗載荷能力和服役壽命，不銹鋼電阻點焊的疲勞性能至關重要。人們已在點焊工藝、微觀組織、材料缺陷、過載處理和壽命預測等方面進行了研究。徐野等[4]采用單側(cè)徑向磁控電阻點焊工藝，使點焊熔核形貌、熔核尺寸、微觀組織、力學性能等得到改善。SHIRMOHAMMADI等[5]研究發(fā)現(xiàn)影響區(qū)韌性降低是導致馬氏體不銹鋼接頭失效斷裂的原因。 SMITH等[6]研究接頭缺陷時發(fā)現(xiàn)，通常尺寸大于1 mm的熔合缺陷對拉伸和韌性具有影響，而缺陷尺寸小于100 μm的缺陷對性能影響較小。?ZYüREK[7]研究了電流和焊接環(huán)境對304L奧氏體不銹鋼點焊性能的影響，發(fā)現(xiàn)9 kA的峰值電流和氮氣保護下能夠獲得更好的點焊接頭。CHOI等[8]對三層薄板點焊接頭剪切拉伸條件下的疲勞性能進行觀察，發(fā)現(xiàn)上邊單層板與下邊兩層的拉伸剪切組合具有更好的性能。ORDOEZ等[9]對DP980鋼電阻點焊接頭做過載處理，發(fā)現(xiàn)殘余壓應力有助于提高接頭的拉伸疲勞性能。

車輛運行環(huán)境復雜多變，運行過程點焊接頭受到的載荷需考慮多種情況，不銹鋼電阻點焊的車體結(jié)構(gòu)失效模式多為疲勞斷裂，點焊接頭疲勞壽命關系到整體車輛的運行安全[10-11]。目前針對實際車體點焊接頭在不同使用環(huán)境溫度、不同疲勞載荷應力比和腐蝕性環(huán)境條件對接頭疲勞性能的影響及疲勞開裂的研究報道較少，為此，本文參照車體實際工況，研究溫度條件、兩種應力比和腐蝕介質(zhì)對SUS301L不銹鋼材料電阻點焊接頭疲勞壽命的影響，分析點焊接頭復雜工況下的疲勞特性和疲勞失效的原因。

1 試驗方法

母材采用加工強化的SUS301L-HT奧氏體不銹鋼，板厚為4 mm，化學成分見表1。模擬不銹鋼車體底架部位的點焊接頭，通過松下YR-500電阻點焊機，采用23 mm電極直徑的C型夾鉗，利用雙面單點點焊工藝制備點焊接頭。模擬實際運行過程中受力情況的疲勞試樣見圖1。疲勞試驗標準參照JIS Z3138。疲勞試驗前借助超聲波C掃探傷，確保每個點焊接頭熔核具有較穩(wěn)定的熔核尺寸。采用INSTRON 8852電液伺服萬能試驗機進行6個應力等級的拉-拉剪切疲勞試驗，每個應力等級至少3件重復試樣。加載等幅正弦載荷，應力比R設為0.1和0.5，空氣介質(zhì)試驗頻率為70 Hz，腐蝕介質(zhì)試驗頻率為10 Hz，設定疲勞極限對應的循環(huán)周次為107。高低溫試驗在無錫中亞環(huán)境試驗設備有限公司生產(chǎn)的環(huán)境箱中進行，環(huán)境箱工作室尺寸為400 mm×500 mm×500 mm。腐蝕條件下疲勞試樣的試驗段浸泡在容積3L的聚四氟動密封容器內(nèi)，再放置在環(huán)境箱中進行試驗。由于環(huán)境箱限制，點焊接頭在70 ℃和-40 ℃條件下的剪切拉伸試驗使用最大載荷為50 kN的Zwick Z050電子拉伸試驗機(室溫拉伸采用100 kN的拉伸機)。疲勞斷裂后采用FEI QUANTA 450掃描電鏡(SEM)觀察疲勞斷口表面形貌，采用ZEISS MERLIN Compact掃描電鏡中的背散射電子衍射儀進行電子背散射衍射(EBSD)分析，采用儀表球壓痕系統(tǒng)(IBIS)力學性能測試儀進行微區(qū)力學性能表征。

表1 母材化學成分

圖1 疲勞試樣尺寸Fig.1 Dimensions of fatigue specimen

2 試驗結(jié)果與分析

在電阻點焊接頭的疲勞試驗過程中，試樣受到剪切拉伸疲勞載荷，由于熔核形狀不規(guī)則無法準確計算焊核截面積，故應力水平按照最大載荷計算。

2.1 溫度對疲勞壽命的影響

考慮北方和南方的氣候差異，車體疲勞試驗中設置試驗溫度為-40 ℃、室溫和70 ℃。在應力比R=0.5時，利用三參數(shù)模型處理數(shù)據(jù)，得到不同溫度條件下的疲勞壽命曲線，如圖2所示。由圖可看出，-40 ℃、室溫和70 ℃條件下的疲勞極限載荷幅值分別為4.5 kN、2.7 kN和3.6 kN。-40 ℃條件下疲勞性能整體優(yōu)于室溫和70 ℃下的疲勞性能，相比于室溫和70 ℃條件，-40 ℃下疲勞極限載荷分別提高了0.7倍和0.3倍。在承受高應力疲勞載荷時，室溫下的疲勞性能優(yōu)于70 ℃下的疲勞性能，隨著疲勞周次的增加，兩者差距逐漸減小，高壽命周次時出現(xiàn)交叉。隨著疲勞周次的增加，70 ℃下的疲勞性能優(yōu)于室溫下的疲勞性能。疲勞試驗后分析疲勞失效特征時發(fā)現(xiàn)，疲勞裂紋在界面處的熱影響區(qū)(HAZ)粗晶區(qū)形核，裂紋沿板厚方向擴展直至斷裂。

圖2 不同溫度條件下的疲勞曲線Fig.2 Fatigue curves under different temperatures

70 ℃下不銹鋼的高溫氧化效應可以忽略，考慮不同溫度下不銹鋼點焊接頭疲勞性能的差異可能與材料的強度和塑性有關，為此進行對應溫度下相同疲勞點焊接頭試樣的拉伸剪切試驗。典型拉伸曲線如圖3所示(圖中非室溫拉伸到50 kN均未斷裂，機器自動停止)。由圖可知，低溫下接頭的拉伸剪切強度更高，高溫下的接頭具有更好的塑性。奧氏體不銹鋼材料在-40 ℃下的強度比室溫下明顯提高，使得點焊接頭的裂紋萌生和擴展變得困難，故疲勞壽命得到提高，這符合圖2的疲勞試驗結(jié)果。當溫度升高至70 ℃時，與室溫相比，不銹鋼的強度下降不顯著，但塑性性能明顯改善。

圖3 不同溫度條件下的拉伸剪切曲線Fig.3 Tensile-shear curves under different temperatures

在20 kN以上的高疲勞載荷幅值下，裂紋起裂位置的材料由于應力集中而容易進入塑性變形狀態(tài)，此時決定裂紋萌生壽命的不僅是塑性，還有材料的強度。在10 kN以下的低疲勞載荷幅值下，裂紋起裂位置的材料不易發(fā)生塑性變形，對于塑性較好的不銹鋼材料，疲勞裂紋萌生和擴展必然要經(jīng)過更多的滑移變形才能完成，因而高塑性材料的疲勞壽命有所提高。

為保證對比試樣疲勞壽命的一致性，同時考慮疲勞壽命在中壽命區(qū)的試樣分布較為密集，選取疲勞壽命為105附近的疲勞斷裂的試樣進行斷口分析(下同)。不同試驗溫度下疲勞裂紋擴展區(qū)斷口形貌如圖4所示。由圖可以看出，相比于室溫和-40 ℃下的疲勞斷口形貌，70 ℃下的疲勞斷口表面起伏更大，呈現(xiàn)更明顯的塑性撕裂特征。

(a)-40 ℃ (b)室溫 (c)70 ℃圖4 不同溫度下的疲勞擴展斷口形貌Fig.4 Fracture appearances of fatigue specimensunder different temperatures

2.2 應力比對疲勞壽命的影響

應力比是指試件循環(huán)加載時最小荷載與最大載荷之比，可看作影響材料和結(jié)構(gòu)的疲勞裂紋萌生和擴展的一個外界力學因素。在室溫條件載荷相同時，應力比R為0.1和0.5時疲勞壽命結(jié)果如圖5所示。由圖5可以看出，兩種應力比的條件疲勞極限載荷幅值相近，但在高應力循環(huán)載荷條件下，兩者相差較為明顯，當R=0.1時疲勞壽命更長。

圖5 不同應力比條件下的疲勞曲線Fig.5 Fatigue curves under different ratios of stress

SUS301L不銹鋼具有優(yōu)異的塑性，斷裂方式以韌性斷裂為主。應力比R較小時，裂紋擴展過程中，疲勞裂紋頂端存在殘余延伸變形區(qū)，裂紋張開位移減小，由于裂紋閉合現(xiàn)象使裂紋面提前接觸，從而降低裂紋擴展傾向，斷口平面特征明顯[12]。反之應力比R較大時,裂紋擴展過程中裂紋閉合效應減小，從而降低疲勞壽命。

不同應力比下的疲勞斷口形貌如圖6所示。應力比R=0.1條件下疲勞裂紋萌生斷口表面有更大起伏，同時裂紋擴展路徑上疲勞斷口的塑性平面特征更加明顯，表現(xiàn)為疲勞壽命更長。

(a)疲勞裂紋萌生區(qū)(R=0.1)(b)疲勞裂紋擴展區(qū)(R=0.1)

2.3 腐蝕介質(zhì)對疲勞壽命的影響

車體處于海洋氣候的運行環(huán)境時更易受到腐蝕，可能影響不銹鋼材料的疲勞性能，為此，研究電阻點焊接頭在3.5%NaCl溶液中的疲勞性能?？紤]夏季高溫且高溫會加劇腐蝕，設計試驗溫度為70 ℃，以獲得惡劣環(huán)境下點焊接頭的疲勞性能。試驗結(jié)果如圖7所示(R=0.1)。由圖7可以看出，腐蝕介質(zhì)下點焊接頭的疲勞壽命明顯低于空氣介質(zhì)下的疲勞壽命，說明NaCl腐蝕介質(zhì)會明顯促進不銹鋼點焊接頭的疲勞破壞。雖然在高壽命周次差別有所減小，但是參照圖2可知，由于70 ℃下材料塑性的提高導致疲勞性能改善，所以這種差別的減小是腐蝕介質(zhì)的高溫造成的，而腐蝕介質(zhì)本身的影響并未減弱。

圖7 腐蝕介質(zhì)下的疲勞曲線Fig.7 Fatigue curves under corrosion medium

腐蝕條件下疲勞斷口形貌如圖8所示。由圖8b可以看出，斷面產(chǎn)生點蝕，同時還出現(xiàn)一些絮狀腐蝕產(chǎn)物，腐蝕介質(zhì)促進尖端裂紋擴展。NaCl溶液使不銹鋼材料的表面鈍化膜遭到破壞，滑移臺階處形成無鈍化膜的微小陽極區(qū)，在周圍有鈍化膜覆蓋的陰極區(qū)保護下，陽極區(qū)快速溶解，形成腐蝕疲勞裂紋，加速疲勞裂紋擴展。同時，基體奧氏體不銹鋼母材對溶液中氯離子具有環(huán)境敏感性，且疲勞加載過程中較大的拉應力為應力腐蝕開裂(SCC)提供了基本條件。疲勞載荷過程中一旦裂紋形核便在疲勞載荷下不斷發(fā)生塑性變形，連續(xù)破壞金屬表面的鈍化膜，導致金屬表面直接與氯離子接觸，加速了應力腐蝕開裂的產(chǎn)生，使得腐蝕條件下的疲勞壽命縮短。

(a)腐蝕疲勞裂紋擴展區(qū)(b)腐蝕斷口局部放大圖圖8 不同腐蝕環(huán)境下的疲勞裂紋形貌Fig.8 Fracture appearances of fatigue specimens underdifferent corrosion environments

2.4 斷裂分析

疲勞試驗過程中發(fā)現(xiàn)，各試驗條件下試樣均在熱影響區(qū)附近發(fā)生斷裂，斷口形貌表現(xiàn)出疲勞斷裂失效特征。-40 ℃和70 ℃條件下斷口表面形貌起伏更大，有明顯撕裂棱和臺階，說明疲勞斷裂過程中出現(xiàn)明顯的塑性變形，而室溫下表面形貌更加平緩。腐蝕條件下，由于腐蝕介質(zhì)的存在促進絮狀腐蝕產(chǎn)物的生成，加速疲勞開裂，斷口觀察到絮狀腐蝕產(chǎn)物。選取室溫下應力比為0.5的疲勞曲線中壽命區(qū)疲勞周次105的試樣進行分析，熔核形貌及疲勞斷裂截面如圖9所示。由熔核形貌可看出，上下板界面處有熔融金屬形成的尖角，熔核中心有直徑約0.5 mm的氣孔。接頭經(jīng)過疲勞載荷的反復作用，尖角處由于應力集中而導致裂紋成核，微裂紋在與主應力軸相垂直的方向上繼續(xù)沿板厚向外擴展，從而導致下板靠近焊核邊緣的熱影響區(qū)處出現(xiàn)與加載方向垂直的宏觀裂紋；當宏觀裂紋擴展至熱影響區(qū)時，接頭處強度遠小于基板強度，使得試件上下板分離發(fā)生失效斷裂。

圖9 熔核區(qū)形貌及疲勞開裂截面Fig.9 Macro-morphology of nugget and fatiguecracking section

進一步對熔核截面進行顯微硬度分析，結(jié)果如圖10所示。可以看出，熔核熱影響區(qū)出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，主要是由于焊接熱循環(huán)作用下該區(qū)域發(fā)生奧氏體晶粒長大，形成粗大組織使得硬度降低。選取疲勞壽命在105附近的疲勞斷裂試樣，對比不同試驗條件下點焊接頭熱影響區(qū)的顯微硬度，結(jié)果見表2。由表2可以看出，-40 ℃時熱影響區(qū)的顯微硬度由于低溫強化作用硬度值最高為201HV1。隨著溫度的升高硬度降低，70 ℃時疲勞試樣熱影響區(qū)硬度為181HV1。腐蝕介質(zhì)僅能促進試樣表面和裂紋尖端絮狀腐蝕產(chǎn)物的生成，對熔核截面硬度影響較小，硬度值為177HV1。

圖10 熔核顯微硬度結(jié)果Fig.10 Micro-hardness results of nugget

表2 不同條件下熱影響區(qū)顯微硬度值

為驗證結(jié)果的準確性，利用IBIS力學性能表征方法對點焊接頭進行微區(qū)力學性能表征，圖11示出了不同位置力-深度曲線，可以看出，相同壓痕深度下，熱影響區(qū)的加載力最小，表明熱影響區(qū)的硬度最低。由IBIS力學性能儀器計算得出熱影響區(qū)強度為(570±50)MPa，比母材強度(750±70)MPa的抗拉強度約低180 MPa。兩次試驗結(jié)果均顯示熱影響區(qū)出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，證實軟化區(qū)的性能降低是疲勞失效的主要原因。

圖11 不同位置微區(qū)性能Fig.11 Micro-properties with different zones

圖12 熔核中心區(qū)反極圖Fig.12 IPF of nugget in center

對原始狀態(tài)的點焊接頭進行EBSD分析，熔核中心氣孔附近位置反極圖(IPF)見圖12，焊縫區(qū)主要由均勻細小的枝晶組織組成，晶粒取向多數(shù)呈平行〈0 0 1〉方向分布。熱影響區(qū)的反極圖見圖13，熱影響區(qū)晶粒主要由等軸晶組成，晶粒取向以界面處為中心呈對稱分布，具體來說，晶粒的〈0 0 1〉晶向在界面處與板厚方向一致。晶粒取向與疲勞載荷方向呈90°夾角，這使得晶粒承受更大的載荷從而加速疲勞失效。

圖13 熱影響區(qū)反極圖Fig.13 IPF of HAZ

進一步對熱影響區(qū)的施密特因子進行分析，如圖14所示，可以看出，熱影響區(qū)界面位置存在較大的高應力區(qū)，同時高應力區(qū)中混合低應力區(qū)，這種高低應力交錯的區(qū)域在變形過程中一定會出現(xiàn)變形不協(xié)調(diào)的情況，變形的不同步會使得裂紋源在此處萌生。

圖14 熱影響區(qū)施密特因子Fig.14 Schmidt factor of HAZ

焊接熱循環(huán)后形成的軟化區(qū)使得熱影響區(qū)為性能的薄弱位置。焊接過程中裝配間隙的存在使得焊接形核過程中界面處形成尖角，成為應力集中區(qū)域。同時界面處的晶粒取向與疲勞加載方向呈垂直關系，晶粒的強化作用無法充分發(fā)揮作用使得承受疲勞載荷時在界面尖角處萌生疲勞裂紋。疲勞裂紋擴展過程中，由于靠近界面處的熱影響區(qū)為軟化區(qū)，疲勞裂紋向軟化區(qū)延伸然后沿板厚方向逐漸向表面擴展，直至斷裂失效。

3 結(jié)論

(1)三種溫度條件下的不銹鋼點焊接頭疲勞試驗結(jié)果表明，-40 ℃下疲勞性能整體高于室溫和70 ℃下的疲勞性能。在高應力條件下，室溫下的疲勞性能稍優(yōu)于70 ℃下的疲勞性能，但由于材料塑性性能的改善，低應力條件下，70 ℃下的疲勞性能優(yōu)于室溫下的疲勞性能。

(2)兩種應力比情況下，裂紋擴展過程中裂紋尖端存在殘余延伸變形區(qū)，低應力比條件下裂紋張開位移減小，裂紋閉合現(xiàn)象使裂紋面提前接觸，從而降低裂紋擴展傾向。

(3)NaCl溶液介質(zhì)造成裂尖陽極區(qū)的快速溶解和應力腐蝕開裂，促進疲勞裂紋的萌生和擴展，從而造成疲勞壽命顯著降低。

(4)疲勞裂紋在界面應力集中處形核，向熱循環(huán)的軟化區(qū)擴展長大，沿著軟化區(qū)向板表面擴展直至疲勞斷裂失效。