鐵素體不銹鋼與耐候鋼塞焊接頭的組織與疲勞性能

陳麗園，苗 佳，穆云平，郝曉衛(wèi)，宗桓旭

（1.中車(chē)唐山機(jī)車(chē)車(chē)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，大連 遼寧 116028）

0 前言

塞焊作為一種熔化焊方法，接頭形式容易實(shí)現(xiàn)、可機(jī)械化焊接、效率高、成形美觀，廣泛應(yīng)用于貨車(chē)車(chē)體的制造與維修。但塞焊接頭部位往往是車(chē)體結(jié)構(gòu)強(qiáng)度最薄弱的部位，在列車(chē)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(chē)體整體的疲勞可靠性[1]。Q345NQR2是在普通低碳鋼的高爐鋼水加入部分耐候元素（如Cu、P等）生產(chǎn)而成，具有良好的焊接性，制造成本低廉且能有效抵抗大氣腐蝕[2]，該種鋼是我國(guó)鐵道貨車(chē)制造行業(yè)廣泛使用的耐大氣腐蝕鋼。1.4003鐵素體不銹鋼則是一種低碳節(jié)鎳的經(jīng)濟(jì)型不銹鋼，具有良好的力學(xué)性能和抗腐蝕性能[3]。本研究通過(guò)對(duì)1.4003鐵素體不銹鋼/Q345NQR2塞焊接頭的金相組織分析、顯微硬度測(cè)試以及脈動(dòng)拉伸疲勞試驗(yàn)，研究塞焊接頭的顯微組織、硬度分布趨勢(shì)與疲勞性能，為塞焊工藝在鐵路車(chē)輛制造與維修領(lǐng)域的應(yīng)用提供相應(yīng)的理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料及試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為尺寸為130mm×45 mm×1.5 mm的1.4003鐵素體不銹鋼與尺寸為130mm×45mm×3mm的Q345NQR2耐候鋼。焊接填充材料選用直徑為1.6 mm的ER308奧氏體不銹鋼焊絲，選用該焊絲一方面可提高塞焊接頭的耐腐蝕性能，另一方面可在熔核區(qū)形成具有良好抗裂性能的雙相組織。試驗(yàn)材料和焊接填充材料的主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）如表1所示，力學(xué)性能如表2所示。

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3mmQ345NQR2在上，1.5 mm 1.4003鐵素體不銹鋼在下。焊前在Q345NQR2的待焊處打一個(gè)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去油污，完成焊前準(zhǔn)備。采用MAG焊工藝進(jìn)行塞焊試驗(yàn)，焊機(jī)型號(hào)YD-350GM3。焊接電流272 A，焊接電壓 28 V，采用 φ（Ar）95%+φ（CO2）5%作保護(hù)氣體。塞焊接頭的坡口示意如圖1所示。

圖1 塞焊接頭裝配示意Fig.1 Assembly diagram of plug welding joints

焊接完成后，對(duì)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溶液對(duì)試樣浸蝕，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(cè)量?jī)蓚?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200gf（1.96 N），保持時(shí)間15 s，步長(zhǎng)為200 μm。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，用于進(jìn)行脈動(dòng)拉伸疲勞試驗(yàn)。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2所示。

圖2 疲勞試驗(yàn)加工件Fig.2 Work pieces of fatigue test

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 金相組織

塞焊接頭的顯微組織如圖3所示。Q345NQR2母材組織為鐵素體+珠光體（見(jiàn)圖3a）；1.4003鐵素體不銹鋼側(cè)母材組織為單一的鐵素體，呈多邊體狀或粒狀，晶粒度7～8級(jí)（見(jiàn)圖3b）。Q345NQR2熱影響區(qū)組織為白色δ鐵素體與層片狀珠光體，距離熔核區(qū)越近，珠光體越粗大（見(jiàn)圖3c）。由于受到焊接熱循環(huán)影響，奧氏體晶粒在相變前已經(jīng)受熱長(zhǎng)大，使轉(zhuǎn)變后的珠光體團(tuán)也較為粗大，鐵素體殘留較少且大多位于珠光體組織的邊界。1.4003鐵素體不銹鋼側(cè)熱影響區(qū)組織單一，為粗大的多邊形鐵素體晶粒，晶粒度3～4級(jí)（見(jiàn)圖3d）。與母材組織相比，熱影響區(qū)鐵素體晶粒受熱長(zhǎng)大的傾向十分嚴(yán)重。熔核區(qū)組織為網(wǎng)狀黑色鐵素體與白色奧氏體，白色奧氏體為基體，δ鐵素體較為均勻地分布在基體上（見(jiàn)圖3e）。由于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)[4-5]，熔化下方的1.4003不銹鋼板得到冶金連接，這一過(guò)程必然使母材熔化進(jìn)入熔核區(qū)，熔核區(qū)組織不僅受焊絲成分的影響，也受到下側(cè)鋼板母材的成分影響。1.4003不銹鋼中Cr元素進(jìn)入熔池，限制奧氏體相區(qū)的擴(kuò)大元素增多，使熔核區(qū)凝固初始析出相為鐵素體，凝固終了前形成了一些奧氏體。以此種模式凝固時(shí)，熔核區(qū)具有鐵素體+奧氏體的雙相組織，可使熔核具有良好的抗凝固裂紋能力[6]。

圖3 接頭的顯微組織Fig.3 Microstructure of the welded joint

2.2 硬度試驗(yàn)結(jié)果及分析

塞焊接頭的硬度分布如圖4所示，熔核區(qū)硬度258～277HV，Q345NQR2側(cè)熱影響區(qū)硬度271～293HV，1.4003側(cè)熱影響區(qū)硬度 227～246 HV，Q345NQR2母材硬度249～258 HV，1.4003鐵素體不銹鋼母材硬度251～257 HV。兩側(cè)的熔核區(qū)硬度基本一致，熔核區(qū)組織為δ鐵素體均勻分布在奧氏體上的雙相組織，有一定的強(qiáng)化作用，因此硬度略高于母材。Q345NQR2側(cè)熱影響區(qū)珠光體組織較多，硬度較母材和熔核區(qū)均有明顯升高，而鐵素體不銹鋼側(cè)熱影響區(qū)硬度有明顯下降，這是因?yàn)殍F素體不銹鋼受熱晶粒極容易長(zhǎng)大，熱影響區(qū)晶粒粗大造成硬度下降。鐵素體不銹鋼的母材組織均勻細(xì)小，硬度與Q345NQR2母材相差不大。

圖4 接頭的硬度分布Fig.4 Hardness test result for the welded joint

由硬度測(cè)試結(jié)果可知，采用ER308焊絲進(jìn)行塞焊時(shí)，盡管下層母材熔化進(jìn)入熔池，但對(duì)硬度的影響十分微弱，熔核區(qū)保持了較為平衡的硬度分布。兩側(cè)熱影響區(qū)硬度分布相差較大，這對(duì)整個(gè)塞焊接頭的力學(xué)性能有著不利影響。

2.3 疲勞試驗(yàn)結(jié)果及分析

疲勞試件宏觀斷口如圖5所示。斷裂位置以箭頭標(biāo)出，裂紋位于熔核區(qū)邊緣。裂紋沿熔核的切線方向延伸至試件兩側(cè)。

圖5 疲勞試件斷口宏觀Fig.5 Microphotography of fatigue specimen

通過(guò)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。有3級(jí)應(yīng)力水平，有效試樣數(shù)11個(gè)，有4個(gè)子樣對(duì)。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6所示，其中×代表斷裂，○代表未斷裂。接頭的疲勞中值F-N曲線如圖7所示。試驗(yàn)時(shí)各F-N曲線測(cè)定時(shí)均按常規(guī)方法進(jìn)行，各F-N曲線的高應(yīng)力段是按每一應(yīng)力水平取1個(gè)試件確定的，水平段是通過(guò)升降法確定的指定壽命為1×107次時(shí)的中值疲勞極限強(qiáng)度F0.1。

圖6 疲勞極限升降Fig.6 Fatigue limit lift figure

圖7 接頭中值F-N曲線Fig.7 Fatigue median F-N curve

在JSM-6360LV型掃描電鏡上進(jìn)行疲勞斷口微觀形貌分析。試件受剪切應(yīng)力和拉伸應(yīng)力，應(yīng)力集中于試件的長(zhǎng)度方向，作用于熔核部位，熔核區(qū)邊緣兩薄板搭接厚度不等，因應(yīng)力集中而啟裂[7]；由啟裂區(qū)（見(jiàn)圖8a）可以清楚看出熔核區(qū)內(nèi)側(cè)有明顯的啟裂源，啟裂區(qū)沒(méi)有夾雜，啟裂原因排除了夾雜物導(dǎo)致的原因。圖8c為擴(kuò)展區(qū)，可觀察到不明顯的輝紋，但具有河流狀花樣的特征，裂紋以準(zhǔn)解理的方式擴(kuò)展。圖8d為終斷區(qū)，呈不規(guī)則韌窩形態(tài)，既有正交韌窩，也有剪切韌窩存在，表明此處拉伸應(yīng)力與剪切應(yīng)力的集中作用是疲勞斷裂的主要原因。

3 結(jié)論

（1）通過(guò)觀察1.4003不銹鋼與Q345NQR2鋼塞焊接頭的顯微組織可知：熔核區(qū)組織為網(wǎng)狀δ鐵素體均勻析出在奧氏體基體上；1.4003不銹鋼側(cè)熱影響區(qū)為多邊形鐵素體，晶粒度3～4級(jí)，較母材有明顯的長(zhǎng)大現(xiàn)象。Q345NQR2側(cè)熱影響區(qū)組織為粗大的片狀珠光體和分布在珠光體團(tuán)間隙的鐵素體。

圖8 試件斷口形貌Fig.8 Fracture appearance of welding specimen

（2）由硬度測(cè)試結(jié)果可知，熔核區(qū)硬度258～277HV。由于兩側(cè)熱影響區(qū)組織發(fā)生變化，Q345NQR2側(cè)熱影響區(qū)硬度較熔核區(qū)明顯升高，1.4003不銹鋼側(cè)熱影響區(qū)硬度則有所下降。

（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為1.675 kN。啟裂源位于熔核邊緣處，裂紋以準(zhǔn)解理的方式擴(kuò)展，終斷區(qū)呈韌窩形貌。熔核區(qū)邊緣產(chǎn)生的應(yīng)力集中是疲勞斷裂的主要原因。