異種耐候鋼塞焊接頭組織與疲勞性能研究

陳麗園 ，苗 佳 ，穆云平，郝曉衛，宗桓旭

（1.中車唐山機車車輛有限公司，河北唐山063035；2.大連交通大學材料科學與工程學院，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，力學性能和焊接性優良，被廣泛應用于鐵道車輛、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而成，力學性能較好、成本較低，目前主要應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，接頭形式容易實現、機械化程度高、效率高、成型美觀，在貨車的制造與維修方面得到了廣泛應用。

隨著我國鐵路行業主要技術政策的制定，加大載重、提高速度是鐵路貨車制造業的主要攻堅方向。而塞焊接頭部位通常是車體結構強度最薄弱的部位，在車體服役期間最容易發生疲勞斷裂失效，焊接結構的疲勞可靠性決定了車體整體的疲勞可靠性[4]。因此，有必要系統地研究不同板厚耐候鋼塞焊接頭的性能，改進調整現有的塞焊工藝，以適應新形勢下鐵路運輸行業的現實需要。在此通過對1.5 mm Q310NQL2/3 mm Q345NQR2塞焊接頭進行顯微組織分析、硬度試驗和脈動拉伸疲勞試驗，深入分析耐候鋼塞焊接頭的組織形態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。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料

試驗材料為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成分見表1，力學性能見表2。

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

表2 試驗材料和焊接材料的力學性能Table 2 Mechanical properties of experimental and welding materials %

1.2 試驗方法

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工藝進行塞焊試驗，焊機型號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，對塞焊接頭進行切割取樣，剖面經研磨、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GB/T4340.1－2009《金屬材料維氏硬度試驗》，利用FM－700型顯微硬度儀測量兩側不同鋼材從熔核至母材的維氏硬度分布，顯微硬度儀的參數設置為：載荷200 gf（1.96 N），保持時間15 s，步長200 μm，塞焊接頭硬度打點位置如圖2所示。試板經正反打磨，去掉余高，加工成如圖2所示的疲勞試驗試件。試驗設備為PLG－100型微機控制高頻疲勞試驗機，循環應力比R=0.1，指定循環壽命取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Fig.2 Hardness test of plug welding joint

2 試驗結果與分析

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。圖4a、4b中白色塊狀為鐵素體，黑色塊狀為珠光體；Q310NQL2與Q345NQR2熱影響區組織均為粗大的片狀珠光體，珠光體團邊緣存在著白色先共析鐵素體，如圖4c、4d所示；熔核區組織為先共析鐵素體+珠光體，多處出現魏氏組織，晶粒較為粗大，如圖4e、4f所示。熔核區的冷卻方式與鑄態組織相似，與母材接觸的熔核成分冷卻速度快，共析轉變前，形成的奧氏體晶粒沿著母材表層向內生長，呈柱狀晶形態，共析轉變后，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板少量熔化進入熔池，因此塞焊接頭具有冶金結合（熔化連接）和機械結合（鉚接）的雙重特點[5]，在塞焊時為了使焊絲熔化充分填滿通孔，停留時間較長，造成熔核區晶粒粗大，產生的魏氏組織不利于熔核的力學性能。

圖3 疲勞試驗加工件Fig.3 Work pieces of fatigue test

2.2 硬度試驗

分別從兩側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側熔核的硬度值為291～331 HV，Q310NQL2側熔核硬度值為282～321 HV，兩種鋼的熔核區硬度分布均有一定的波動，熱影響區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Q345NQR2側硬度普遍高于Q310NQL2側，焊前在Q345NQR2側開孔，焊接過程中熔核的主要成分來自強度高于母材的ER50－G低碳鋼焊絲，因而硬度高于Q345NQR2母材。Q310NQL2側母材熔化進入熔池量較多，硬度有所降低。過熱區奧氏體晶粒粗大導致轉變成的珠光體團層片間距較大，這是兩種鋼的熱影響區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重，Q310NQL2側熱影響區過熱現象較Q345NQR2側更為嚴重，由晶粒粗大導致的強度硬度下降也是影響塞焊接頭熱影響區性能的主要原因。

2.3 疲勞試驗

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

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次循環下的疲勞極限。應力水平4級，有效試樣數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。試驗時各F－N曲線測定均按常規方法進行，其高應力段是按每一應力水平取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次循環下的中值疲勞極限強度F0.1。

在JSM－6360LV型掃描電鏡上進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，疲勞試驗時不進行加工去除，試件受剪切和拉伸兩種應力，鉚釘帽邊緣產生應力集中。且熔核區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（見圖9a）可知，熔核區內側有明顯的啟裂源，啟裂源區無夾雜，排除夾雜物導致的原因；圖9b為擴展區，可觀察到不明顯輝紋；圖9c為終斷區，呈不規則韌窩形態。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，易發生應力集中，導致裂紋產生。②冷卻速度快，在通孔中可能產生熔合不良，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中心的柱狀晶，有魏氏組織產生，熔核形成裂紋源后極易擴展。

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 結論

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

（2）不同的熔敷率導致熔核成分差異，Q345NQR2側熔核硬度值為291～331 HV，Q310NQL2側熔核硬度值為282～321 HV；因過熱區珠光體組織粗大，Q345NQR2與Q310NQL2鋼熱影響區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度F0.1=1.825 kN。啟裂源位于熔核邊緣處，熔核處應力集中和脆性組織是疲勞斷裂的主要原因。