S355J2N鋼窄間隙激光填絲焊接頭力學性能及微觀組織研究

李 濤，朱忠尹，邢艷雙，李俊民，張浩汝

（1.中車青島四方機車車輛股份有限公司，山東青島266111；2.西南交通大學材料科學與工程學院，四川成都 610031）

0 前言

我國高速動車組主要車型CRH2型、CRH3型和CRH5型及中國標準動車組的轉向架構架的焊接大多采用熔化極氣體保護焊。由于轉向架焊接構架結構復雜，交叉焊縫較多，焊后殘余應力聚集，且部分位置峰值較高，生產效率低，焊接和打磨產生的煙塵、電弧產生的熱量導致工作環境條件十分惡劣。MAG焊在焊接過程中易產生焊接變形，要求采用火焰或者機械方法進行矯正，不但增加加工成本，更延長了制造周期，甚至可能造成殘余應力的分布狀態無規律。更為重要的是，在構架焊接接頭中，尤其是橫梁鋼管與縱向梁正面8道焊和背面5道焊的管板搭接焊縫、橫梁鋼管與齒輪箱正面和背面各9道焊的管板搭接焊縫、橫梁鋼管與制動吊座正面11道和背面14道焊多道焊的管板搭接焊縫、橫梁鋼管與小電機吊座正面和背面各8道焊的管板搭接焊縫、橫梁鋼管與扭桿座正面8道和背面6道焊多道焊的管板搭接焊縫、彈簧筒與側梁上蓋板開的單邊V型坡口3道焊的角焊縫，如果施焊工藝過程操作不當，會出現焊縫根部未焊透等缺陷[1-2]。

焊縫根部未焊透及背面焊縫成形不良缺欠會因幾何形狀發生突變而引起嚴重的應力集中，影響轉向架全壽命安全運行的可靠性和服役壽命。因此，焊接構架中焊縫根部未焊透和背面焊縫成形不良是轉向架構架焊接亟待解決的問題。而采用MAG焊接、TIG焊接等工藝均無法有效地解決此問題[3-4]。

法國的Coste F.[5]等人采用11kW的激光功率將2個激光光斑進行組合來增加焊縫寬度從而充分熔化側壁，實現了厚度60 mm的不銹鋼激光多層焊接。日本的Takeshi Tsukamoto[6]等人對厚板采用雙面焊接并結合激光光束擺動的方法，單道可實現60 mm板厚的焊接，雙面可焊厚度可達150 mm。盡管利用了激光光束擺動的方法，但側壁未熔合缺陷仍然無法完全避免。目前國內的窄間隙CO2激光填絲焊研究存在激光功率低、焊接板材厚度薄的問題，窄間隙激光填絲焊在增加板材可焊厚度方面的優勢難以真正體現。因此，增加焊接板材厚度，提升窄間隙激光填絲焊接工藝方法在工業上的應用價值十分必要。

本研究以轉向架構架常用的S355J2N材料為對象，采用超窄間隙激光填絲焊進行焊接，探討該技術的焊接可行性。

1 試驗材料和方法

試驗材料為12 mm厚度S355J2N，焊絲牌號CHW-50C6R，直徑1.2mm，其化學成分如表1所示，焊接工藝參數如表2所示。窄間隙激光焊接設備如圖1所示。

表1CHW-50C6R焊絲化學成分 %

表2 12 mm S355J2N鋼窄間隙激光填絲焊工藝參數

根據歐標EN ISO 4136 Ed 2011標準對12 mm S355J2N鋼窄間隙激光填絲焊焊接接頭取2個拉伸試樣。根據歐標EN ISO 5173 Ed2010標準對12 mm S355J2N鋼窄間隙激光填絲焊焊接接頭取4個彎曲試樣。采用YNS 1000電液伺服萬能試驗機進行拉伸試驗，根據歐標EN ISO 9016 Ed 2011標準對16 mm S355J2N鋼窄間隙激光填絲焊焊接接頭取6個沖擊試樣，其中3個缺口在焊縫中心，3個缺口在熔合線，沖擊試樣尺寸55 mm×10 mm×10 mm。用HVS-30數字顯微硬度計測量焊接接頭各區域的硬度值，測量載荷10kg，載荷持續時間10s，硬度點間距為1 mm，測試方向為從焊縫的一側母材穿過焊縫到另一側母材。采用Neophot-32數碼金相顯微鏡觀察焊接接頭的母材、焊核區、熱機影響區及熱影響區的顯微組織，金相腐蝕液為混合酸溶液。

2 試驗結果

2.1 S355J2N鋼接頭形貌

圖1 超窄間隙激光填絲焊試驗平臺

S355J2N鋼窄間隙激光填絲焊焊接接頭正面及背面焊縫形貌如圖2所示。焊縫表面光滑，成形美觀。焊縫截面形貌如圖3所示，可明顯看出焊接的三道焊縫，焊縫與母材之間過渡良好，無明顯的咬邊、未焊透以及未熔合等宏觀焊接缺陷。

圖2 12 mm S355J2N鋼窄間隙激光填絲焊接頭形貌

2.2 S355J2N鋼接頭基本力學性能

S355J2N鋼接頭的載荷-位移曲線如圖4所示。接頭拉伸試驗結果如表3所示。

拉伸試樣斷裂位置均在母材，焊接接頭抗拉強度平均值為539 MPa。

圖3 12 mm S355J2N鋼窄間隙激光填絲焊焊縫宏觀金相

表3 焊接接頭拉伸試驗數據

12 mm S355J2N鋼窄間隙激光填絲焊焊接接頭彎曲試樣表面均未出現裂紋，彎曲性能合格。

沖擊試樣如圖5所示。采用金屬材料沖擊試驗機在-20℃條件下進行沖擊試驗，16 mm S355J2N鋼窄間隙激光填絲焊焊接接頭沖擊試樣斷后形貌如圖6所示，試驗結果如表4所示。

厚度16 mm的S355J2N硬度打點取樣示意如圖7所示，取樣位置為焊縫上表面、焊縫中部和焊縫下表面。

圖4 12 mm S355J2N鋼窄間隙激光填絲焊焊接接頭拉伸載荷-位移曲線

圖5 焊焊接接頭沖擊試樣

圖6 焊接接頭沖擊斷口形貌

表4 焊接接頭沖擊試驗結果

圖7 16 mm S355J2N硬度打點取樣示意

S355J2N硬度曲線如圖8所示。可以看出，在測量焊縫下表面硬度時（鈍邊3 mm處），此處熱影響區硬度與焊縫硬基本一致，平均硬度291.56 HV，下表面硬度分布曲線突然出現大的波動，這是因為上道焊縫對此焊縫重熔導致硬度上升。而焊縫上表面硬度分布在熱影響區和焊縫出現較大變化，綜合其金相組織分析，熱影響區組織主要為馬氏體和M-A組織，焊縫中心組織為沿晶界析出的先共析鐵素體和晶界內的針狀鐵素體和珠光體，從而導致熱影響區硬度較焊縫硬度出現較大變動，其焊縫硬度平均值為271.5 V。由焊縫中部硬度分布曲線可知，焊縫區域出現數值的波動，這是由于焊縫與焊縫相熔導致硬度上升。

2.3 S355J2N鋼母材微觀組織

S355J2N的母材組織為鐵素體和珠光體，白色部分為鐵素體，黑色部分為呈帶條狀的珠光體，如圖9所示，這是由于母材在軋制過程中晶粒被拉長而形成。

2.4 S355J2N鋼焊接接頭焊縫微觀組織

圖8 16 mm S355J2N硬度曲線

圖9 S355J2N母材微觀組織

S355J2N的焊縫區組織如圖10所示，白色為先共析鐵素體沿柱狀晶分布，從高溫慢冷下來之際、在發生共析轉變之前析出的鐵素體，由奧氏體晶界首先析出。無碳貝氏體沿晶界向晶內平行生長，晶內有針狀鐵素體（是在奧氏體內非金屬夾雜物及奧氏體晶界等處形核形成）、粒狀貝氏體（由較粗大等軸狀的鐵素體和富碳奧氏體區組成）和珠光體。

2.5 S355J2N鋼焊接接頭熱影響區微觀組織

S355J2N的熱影響區宏觀形貌如圖11所示，分為過熱區、正火區和不完全正火區。過熱區微觀組織如圖12所示，組織發生粗大變化，網狀晶界明顯，其組織特征為板條馬氏體（一般形成于低中碳鋼，光學顯微鏡下呈板條狀，平行成束分布）和白色小塊區域的M-A組織（M-A組織是在貝氏體、馬氏體基底上分布的顆粒組織）。

圖10 S355J2N焊縫微觀組織

圖11 S355J2N熱影響區微觀組織

圖12 S355J2N過熱區微觀組織

正火區和不完全正火區組織分別如圖13、圖14所示。正火區組織為均勻分布的鐵素體和珠光體，晶粒細小，組織均勻，力學性能優異，細小的鐵素體與珠光體略呈帶狀混雜分布。不完全正火區的一部分晶粒發生重結晶過程，變得細小而均勻，其組織為鐵素體和珠光體，其余部分則與母材保持一致，性能介于正火區與母材之間。

圖13 S355J2N正火區微觀組織

圖14 S355J2N不完全正火區微觀組織

2.6 S355J2N鋼焊接接頭多層層間微觀組織

多層焊層的宏觀形貌如圖15所示，層間區微觀組織形貌如圖16所示，白色鐵素體沿原奧氏體晶界析出，晶內為針狀鐵素體、粒狀貝氏體和珠光體。

圖15 S355J2N多層焊層區宏觀形貌

3 結論

（1）S355J2N窄間隙激光填絲焊的焊接接頭拉伸強度平均值為539 MPa；彎曲性能測試時焊縫均未發生斷裂；-20℃沖擊吸收功最低值為126 J，最高值為158 J。以上結果均符合標準要求。

圖16 S355J2N多層焊層區微觀組織

（2）母材組織為鐵素體和珠光體，焊縫區組織白色為先共析鐵素體沿柱狀晶分布，無碳貝氏體沿晶界向晶內平行生長，晶內有針狀鐵素體，粒狀貝氏體和珠光體。熱影響區網狀晶界明顯，其組織特征為板條馬氏體和白色小塊區域的M-A組織。

（3）多層焊層的層間區微觀組織形貌為：白色鐵素體沿原奧氏體晶界析出，晶內為針狀鐵素體、粒狀貝氏體和珠光體。

（4）超窄間隙激光填絲焊技術焊接20鋼-Q345C管具有較好的工程應用價值。