Q310/Q345电阻点焊接头组织与疲劳性能研究

鲁二敬 ，桂洪利 ，张艳辉 ，郝晓卫 ，么振江 ，宗桓旭

（1.中车唐山机车车辆有限公司，河北唐山063035；2.大连交通大学材料科学与工程学院，大连辽宁116028）

0 前言

随着我国铁路运输业的发展，对机车车辆的抗大气腐蚀性能要求越来越高。用耐候钢制造的铁道车辆可以减少车辆在大气中的严重腐蚀，明显提高了车辆的使用寿命[1]。使用电阻点焊技术焊接耐候钢薄板，成本低、操作简单、生产效率高，逐渐成为客车车体制造的主要连接技术之一。点焊接头部位往往是车体结构强度最薄弱的部位，在列车服役期间最容易发生疲劳断裂失效，焊接结构的疲劳可靠性决定了车体整体的疲劳可靠性[2]。本研究通过对Q310与Q345两种耐候钢搭接接头进行金相组织分析、硬度试验和脉动拉伸疲劳试验，研究两种耐候钢搭接接头的显微组织、硬度分布与疲劳性能，为我国铁路车辆制造提供一定的理论依据。

1 试验材料和方法

1.1 试验材料

试验材料为采用国标GB/T4171－2008的耐候钢Q310和Q345，尺寸分别为130mm×45 mm×1.5 mm和130 mm×45 mm×3 mm，试验材料的化学成分如表1所示。

表1 试验材料和焊接材料的主要化学成分Table 1 Chemical composition of the experimental and welding material %

1.2 试验方法

对1.5 mm Q310＋3 mm Q345进行电阻点焊工艺试验，采用ZDT－B260－GB型焊机，焊接工艺参数如表2所示。

表2 焊接工艺参数Table 3 Welding process parameters

焊后对搭接接头进行金相试样加工，研磨、抛光后选用4%硝酸酒精溶液侵蚀试样，然后在金相显微镜下观察接头的显微组织形态。根据GB/T4340.1－2009《金属材料维氏硬度试验》，利用FM－700型显微硬度仪测量两侧不同钢材从熔核至母材的维氏硬度分布，显微硬度仪的参数设置为：载荷200 gf（1.96 N），保持时间 15 s，步长 200 μm。

对搭接接头进行脉动拉伸疲劳试验。试板经正反打磨，去掉余高，加工成如图1所示的疲劳试验试件。试验设备为PLG－100型微机控制高频疲劳试验机，其技术规格为：静态负荷精度±1%，动负荷平均波动度±1%，动负荷振幅波动度±2%。试验采用的循环应力比R=0.1，指定循环寿命1×107次。试验时按常规方法各测定F－N曲线，曲线的高应力段按每一应力水平取1个试件确定，水平段是通过升降法确定的指定寿命为1×107次时的中值疲劳极限强度F0.1。

图1 疲劳试验加工件Fig.1 Work pieces of fatigue test

2 试验结果与分析

2.1 金相组织

搭接接头的显微组织如图2所示。图2a为Q310母材，为大量白色铁素体＋少量黑色层片状珠光体组织，由于经过正火处理，珠光体组织较为均匀细小；图2b为Q310侧细晶区，该处受焊接热循环影响，被加热到Ac3线以上部位，发生重结晶，冷却后得到较母材更为均匀、细小的组织，且珠光体转变更加充分，故组织为少量铁素体＋大量灰黑色珠光体；图2c为Q310粗晶区，该处距离熔核很近，在焊接过程中处于过热状态，奥氏体晶粒长大，冷却后珠光体组织层片更粗，铁素体晶粒也有所长大；图2d为Q310侧熔核，黑色板条马氏体交错分布，其间有少量贝氏体，呈柱状晶分布。在点焊过程中，熔核边缘地带母材与已熔化液相金属接触，为冷却时熔核区晶粒的非自发形核提供了便利条件。晶粒沿着散热最快方向即指向熔核中心生长，两侧柱状晶在中间相遇，阻碍彼此的继续生长，因此，最终在熔核内形成从中心向四周呈发散型分布的柱状晶形态。

图2e为Q345母材，组织为铁素体＋珠光体；图2f为Q345侧细晶区，为铁素体＋珠光体组织，经过焊接热循环影响，奥氏体转变更充分，铁素体含量变少，珠光体组织则变得细小[3]；图2g为Q345侧粗晶区，组织为少量铁素体＋珠光体，基体上弥散分布着一些粒状碳化物；图2h为Q345熔核区，组织为典型的板条马氏体群＋少量残余奥氏体，白色薄层残余奥氏体分布在马氏体板条之间，能够显著改善熔核区的力学性能，柱状组织更加清晰。

图2 焊接接头的显微组织Fig.2 Microstructure of welded joints

2.2 硬度试验

分别从两种钢的熔核区向其各自母材方向测量接头硬度，接头的硬度值分布如图3所示。可以看出，两种钢在熔核区的硬度值差别不大，均在405～495 HV，Q310熔核区的硬度值波动较大，说明其熔核区组织不均匀，Q345熔核区硬度值稳定，说明其柱状晶排布较规律。熔核区硬度值最高，这是由于熔核区组织主要为板条马氏体；两种钢的粗晶区硬度约为350 HV，粗晶区虽然晶粒较为粗大，但是奥氏体孕育和转变充分，珠光体含量高，仍然保持较高的硬度水平；细晶区硬度为220～250 HV，组织与母材相近，但受到焊接热影响，珠光体含量仍高于母材，且组织均匀细小，有细晶强化的作用，所以硬度值略高于母材；两种钢均为低碳钢且组织相同，所以母材硬度基本一致，稳定在200～235 HV。

图3 接头的硬度分布Fig.3 Hardness test result for welded joint

2.3 疲劳试验

疲劳试件宏观断口如图4所示。整条裂纹线呈一个平缓V形，由熔核区启裂，沿垂直于试件长度方向延伸，有的裂纹横贯整个试件，有的裂纹中止在试件内部。裂纹启裂于熔核区的原因如下：

（1）搭接接头的熔核区承受剪切和拉伸两种力作用，易发生应力集中，导致裂纹产生。

（2）电阻点焊过程中，加热阶段时间很短，且不均匀性很大，熔核区边缘处组织不均匀，裂纹易萌生、扩展。

（3）熔核区组织为从熔合线指向熔核区中心的柱状晶，多数杂质分布在柱状晶晶界，受载荷作用，裂纹以这些杂质为基础形核。

可以看出，断口宏观启裂区为整个熔核截面，呈贝壳状断口，沿柱状晶晶界断裂，主要是在柱状晶形成过程中，其晶界处有着较多夹杂物和一定数量的微孔洞，为裂纹的形核提供便利。扩展区极为平整，区域面积较大。终断区呈发亮的结晶状。

图4 疲劳试件断口宏观Fig.4 Macrophotograph of fatigue specimen

通过升降法确定电阻点焊的搭接接头指定寿命为1×107次循环下的疲劳极限。应力水平3级，有效试样数12个，子样对4个。由升降法计算出搭接接头的中值疲劳强度为

疲劳极限升降图如图5所示，其中×代表断裂，○代表未断裂。接头疲劳中值F－N曲线如图6所示。

图5 疲劳极限升降Fig.5 Fatigue limit lift figure

图6 接头中值F-N曲线Fig.6 Fatigue median F-N curve

在JSM－6360LV型扫描电镜上进行疲劳断口微观形貌分析，如图7所示。试件受剪切和拉伸两种应力，应力集中在试件长度方向，作用于熔核边缘部位，而熔核区边缘两薄板搭接厚度不等，因应力集中而启裂；由图7a和图7b可知，熔核区内侧有明显的启裂源，启裂区呈粗纤维状，上面有一些微孔，受点焊时压力影响，熔核呈平整的半圆形，且熔核完整无缺陷[4]。裂纹由初使位置启裂后沿着熔核边缘扩展，贯穿熔合区后，因应力集中、缺口等因素继续向着母材扩展[5]。图7c为扩展区，可观察到疲劳辉纹，扩展区的大小随疲劳循环次数的增加而增大；图7d为终断区，有典型的舌状花样，为解理形态。熔核边缘两薄板搭接处应力集中是断裂的主要原因。

图7 疲劳试件断口形貌Fig.7 Fracture appearance of welding specimen

3 结论

（1）Q310钢和Q345钢组织较为相似。母材组织均为先共析铁素体＋珠光体；热影响区为少量铁素体＋珠光体。珠光体含量较母材明显升高，珠光体层片变厚；熔核区组织为板条马氏体＋少量贝氏体，有薄层状白色残余奥氏体分布在板条马氏体间隙，均为明显的柱状组织。

（2）Q310与Q345钢的各区域硬度值相差不大。Q345侧熔核硬度值分布稳定，Q310侧熔核硬度值波动较大，熔核区硬度值最高，为405～495 HV；热影响区硬度有所下降，粗晶区硬度值约为350HV，细晶区硬度值为220～250 HV；母材硬度值最低，在200～235 HV。

（3）点焊接头指定寿命为1×107次的中值疲劳极限强度F0.1为1.6 kN。启裂源位于熔核区外侧两板搭接间隙处，启裂区呈粗纤维状，表面有一些微孔，扩展区可观察到疲劳辉纹，终断区有典型的舌状花样，为微孔型＋解理型混合断裂类型。熔核边缘两薄板搭接处的应力集中是疲劳断裂的主要原因。