唐 充，戴 虹，謝 航

西南交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，四川 成都 610031

0 前言

重載鐵路是國家經(jīng)濟(jì)命脈，重載線路長，運(yùn)輸任務(wù)重，運(yùn)量大，對(duì)鋼軌及焊接接頭的性能提出了更高要求[1]。目前國內(nèi)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(qiáng)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(yùn)用[2-3]。

氣壓焊為固相壓力焊接，是我國鐵路建設(shè)中用于鋼軌現(xiàn)場(chǎng)焊接的一種主要焊接方法，在一定的焊接溫度、時(shí)間和擠壓變形作用下，鋼軌待焊界面的金屬會(huì)發(fā)生原子擴(kuò)散，繼而發(fā)生交互結(jié)晶和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶[4-6]，從而實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)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(zhì)會(huì)被擠出焊縫，理論上不會(huì)產(chǎn)生氣孔和夾渣缺陷，由于溫度梯度不大，對(duì)裂紋缺陷不敏感且內(nèi)部偏析對(duì)焊接接頭質(zhì)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(qū)域發(fā)生元素均勻化擴(kuò)散，在近縫區(qū)還會(huì)形成一定寬度的焊接擴(kuò)散層。為了推廣應(yīng)用貝氏體鋼軌，需要解決高強(qiáng)耐磨貝氏體/珠光體鋼軌高品質(zhì)異種鋼軌固相焊接性問題，但國內(nèi)外尚無文獻(xiàn)報(bào)導(dǎo)，成為制約工程應(yīng)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(cè)試方法研究接頭焊縫組織和力學(xué)性能，為貝氏體鋼軌工程應(yīng)用提供技術(shù)支撐。

1 試驗(yàn)條件和方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為包鋼集團(tuán)生產(chǎn)的75N貝馬復(fù)相U20Mn鋼軌和攀鋼集團(tuán)生產(chǎn)的75N珠光體U95Cr鋼軌，其化學(xué)成分及力學(xué)性能如表1、表2所示。

表1 U20Mn貝馬復(fù)相鋼合金元素化學(xué)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(xué)成分及性能Table 2 Alloying element composition of U95Cr pearlitic steel

1.2 試驗(yàn)方法

采用GPW-1200（75）氣壓焊軌機(jī)焊接試樣，焊接工藝參數(shù)如表3所示。焊后對(duì)接頭進(jìn)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?yàn)闆_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(shù)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(jīng)機(jī)械研磨拋光、4%硝酸酒精腐蝕后，采用蔡司Alm光學(xué)顯微鏡、jsm-it500掃描電子顯微鏡進(jìn)行界面組織特征觀察與分析。經(jīng)機(jī)械研磨拋光、Lepera試劑腐蝕后，采用DMI 8光學(xué)顯微鏡觀察金相組織形貌。采用HVS-30數(shù)顯維氏硬度計(jì)以焊縫為中心每隔0.5 mm測(cè)試硬度值（經(jīng)轉(zhuǎn)換得到布氏硬度值），采用DNS300電子萬能試驗(yàn)機(jī)和JBN-300沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸和沖擊試驗(yàn)。

2 試驗(yàn)結(jié)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(qū)、軌底和軌底腳）的金相組織如圖3所示?？梢钥闯觯夗?、軌頭下顎、軌腰三角區(qū)、軌底三角區(qū)的焊縫為清晰平直細(xì)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(xiàn)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(xì)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(qū)組織特征如圖6所示，焊縫及近縫區(qū)可細(xì)分為4個(gè)小區(qū)：U20Mn焊縫區(qū)（U20MnWZ）及U20Mn側(cè)近縫區(qū)（U20MnHAZ）、U95Cr側(cè)近縫區(qū)（U95CrHAZ）、U95Cr側(cè)焊縫區(qū)（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(cè)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(cè)擴(kuò)散到U20Mn低碳側(cè)，進(jìn)而形成了U20MnWZ小區(qū)；圖7b、7c是經(jīng)Lepera試劑侵蝕后對(duì)應(yīng)位置的金相圖，可見在U20MnWZ區(qū)域馬氏體組織含量占比較大，采用photoshop軟件對(duì)彩色金相進(jìn)行處理并統(tǒng)計(jì)，結(jié)果顯示U20MnWZ區(qū)域馬氏體含量為66.2%，貝氏體鐵素體含量為33.8%，而在U20MnHAZ區(qū)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(zhuǎn)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(qū)域與U20MnHAZ區(qū)域形貌差異在于各相所占比例不同，U20MnWZ區(qū)域較U20MnHAZ區(qū)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(qū)細(xì)分小區(qū)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(jié)構(gòu)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(cè)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(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 4 Components of each scanning surface（wt.%）

溫度和壓力在焊接過程中對(duì)接頭焊縫金屬作用最大，隨著溫度的升高，結(jié)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(shí)，原子在溫度的作用下達(dá)到躍遷所需要的激活能，在界面處發(fā)生躍遷、相互擴(kuò)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(jié)果直觀地反映出各元素發(fā)生了擴(kuò)散，C元素含量由U95CrWZ向U20MnWZ呈連續(xù)下降趨勢(shì)，Mn、Cr元素含量呈連續(xù)上升趨勢(shì)，表明焊縫金屬界面發(fā)生了相互擴(kuò)散，進(jìn)而形成了良好的冶金結(jié)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(yàn)

U20Mn/U95Cr氣壓焊焊接接頭硬度試驗(yàn)結(jié)果如圖10所示，U95Cr側(cè)平均硬度值為348 HB，各點(diǎn)硬度值相差不大；U20Mn側(cè)平均硬度為378 HB，而U20MnWZ區(qū)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(cè)試結(jié)果Fig.10 Metallographic hardness test results of U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint

2.3 拉伸試驗(yàn)

焊接接頭拉伸試驗(yàn)結(jié)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(qū)、放射區(qū)、剪切唇組成，呈塑性斷口特征。接頭斷裂位置全部位于U95Cr側(cè)熱影響區(qū)（見圖11b），存在明顯的塑性變形，這是由于U95Cr側(cè)熱影響區(qū)晶粒發(fā)生一定程度的長大，進(jìn)而軟化所致，接頭抗拉強(qiáng)度平均值為961 MPa，目前異種鋼焊接性能尚無標(biāo)準(zhǔn)要求，參照TB/T1632.4《氣壓焊接》標(biāo)準(zhǔn)[11]，接近TB/T 1632.4標(biāo)準(zhǔn)Rm≥980 MPa的要求，延伸率均值為8%，滿足TB/T 1632.4標(biāo)準(zhǔn)A≥6%的要求，而未斷于焊縫說明焊接界面處的抗拉強(qiáng)度大于該值，具有較高的結(jié)合強(qiáng)度。

表5 U95Cr/U20Mn氣壓焊接頭拉伸試驗(yàn)結(jié)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(yàn)

U20Mn/U95Cr氣壓焊接接頭沖擊試驗(yàn)結(jié)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(biāo)準(zhǔn)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(qū)，b處為平滑區(qū)，凹凸區(qū)面積所占比例為95%，平滑區(qū)面積所占比例為5%，凹凸區(qū)對(duì)應(yīng)微觀形貌見圖12c，為典型的解理斷裂形貌，平滑區(qū)對(duì)應(yīng)微觀形貌見圖12d，為準(zhǔn)解理斷裂形貌，表明焊縫界面兩側(cè)材料發(fā)生了冶金結(jié)合。

表6 U20Mn/U95Cr氣壓焊接頭的沖擊試驗(yàn)結(jié)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(jié)合過程是在加熱加壓過程中發(fā)生界面的原子的互相擴(kuò)散、顯微孔洞消失，最終形成共同晶粒。結(jié)合試驗(yàn)結(jié)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(xì)小晶粒，無顯微孔洞，元素?cái)U(kuò)散均勻，表明在表3工藝下能夠?qū)崿F(xiàn)U20Mn和U95Cr鋼軌的冶金結(jié)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(fā)現(xiàn)了光斑缺陷，占整個(gè)斷口面積的4%，而未見光斑缺陷的部位占整個(gè)斷口面積的96%，進(jìn)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(qū)兩側(cè)的4個(gè)區(qū)域中，U95CrWZ較U95CrHAZ珠光體片層間距稍寬，會(huì)略微降低焊縫區(qū)域的各項(xiàng)力學(xué)性能；U20MnWZ受到C元素?cái)U(kuò)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(cè)增多33%，會(huì)使U20MnWZ區(qū)域的強(qiáng)度和硬度升高，塑性和韌性降低，在金相硬度試驗(yàn)中可以看到U20MnWZ的硬度值最高為500 HB。在沖擊試驗(yàn)中，接頭平均沖擊韌性較低為4.1 J，整個(gè)斷口區(qū)域形貌為解理斷裂與準(zhǔn)解理斷裂形貌結(jié)合，表明焊縫界面兩側(cè)材料發(fā)生了冶金結(jié)合；在拉伸時(shí)，由于高強(qiáng)度鋼存在軟化問題，熱影響區(qū)的晶粒組織會(huì)發(fā)生一定程度長大，形成軟化區(qū)，而本試驗(yàn)中拉伸試樣斷裂位置全部位于U95CrWZ區(qū)域，接頭抗拉強(qiáng)度平均值961 MPa，延伸率8%，說明接頭強(qiáng)度較U95CrWZ軟化區(qū)更高。

4 結(jié)論

（1）采用文中的氣壓焊接工藝，能夠?qū)崿F(xiàn)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(xì)分為U20Mn側(cè)焊縫區(qū)和近縫區(qū)、U95Cr側(cè)焊縫區(qū)和近縫區(qū)4個(gè)區(qū)域，C、Mn、Cr等元素固態(tài)下在焊縫區(qū)相互擴(kuò)散，發(fā)生冶金結(jié)合，形成了大量共同的細(xì)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(qū)域受到元素?cái)U(kuò)散的影響，較U20MnHAZ區(qū)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(qū)域形貌為解理斷裂與準(zhǔn)解理斷裂形貌；接頭強(qiáng)度平均值961 MPa，延伸率8%，斷裂全部位于U95Cr側(cè)HAZ區(qū)域。