异种钢轨气压焊接头的显微组织与力学性能

唐 充，戴 虹，谢 航

西南交通大学 材料科学与工程学院，四川 成都 610031

0 前言

重载铁路是国家经济命脉，重载线路长，运输任务重，运量大，对钢轨及焊接接头的性能提出了更高要求[1]。目前国内外重载线路主要采用焊接性良好的珠光体类钢轨，而贝氏体类钢轨具有更高的强韧性和耐磨性，其使用寿命较珠光体类钢轨更长，在辙叉线路上已得到推广运用[2-3]。

气压焊为固相压力焊接，是我国铁路建设中用于钢轨现场焊接的一种主要焊接方法，在一定的焊接温度、时间和挤压变形作用下，钢轨待焊界面的金属会发生原子扩散，继而发生交互结晶和动态再结晶[4-6]，从而实现冶金结合。相较于其他钢轨焊接方法，气压焊接头组织为锻造组织，在顶锻过程中杂质会被挤出焊缝，理论上不会产生气孔和夹渣缺陷，由于温度梯度不大，对裂纹缺陷不敏感且内部偏析对焊接接头质量影响较小[7-8]。异种钢轨材料由于在待焊界面存在成分梯度，在待焊界面一定区域发生元素均匀化扩散，在近缝区还会形成一定宽度的焊接扩散层。为了推广应用贝氏体钢轨，需要解决高强耐磨贝氏体/珠光体钢轨高品质异种钢轨固相焊接性问题，但国内外尚无文献报导，成为制约工程应用的瓶颈难题。

本文采用气压焊焊接75N U20Mn钢轨和U95Cr钢轨，采用OM、SEM、EDS、拉伸、硬度和冲击测试方法研究接头焊缝组织和力学性能，为贝氏体钢轨工程应用提供技术支撑。

1 试验条件和方法

1.1 试验材料

试验材料为包钢集团生产的75N贝马复相U20Mn钢轨和攀钢集团生产的75N珠光体U95Cr钢轨，其化学成分及力学性能如表1、表2所示。

表1 U20Mn贝马复相钢合金元素化学成分及性能[9]Table 1 Alloying element composition of U20Mn Bemar multiphase steel

表2 U95Cr珠光体钢合金元素化学成分及性能Table 2 Alloying element composition of U95Cr pearlitic steel

1.2 试验方法

采用GPW-1200（75）气压焊轨机焊接试样，焊接工艺参数如表3所示。焊后对接头进行取样，接头外观及取样位置示意如图1所示，其中矩形边框为冲击试样，圆形为拉伸试样，其余为金相试样。拉伸试样和冲击试样尺寸如图2所示。

表3 U20Mn/U95Cr钢轨气压焊焊接工艺参数Table 3 Process parameters of U20Mn/U95Cr gas pressure welding

图1 U20Mn/U95Cr气压焊接头及取样示意Fig.1 U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint and sampling diagram

图2 冲击及拉伸试样尺寸Fig.2 Impact and tensile specimen dimensions

接头金相试样经机械研磨抛光、4%硝酸酒精腐蚀后，采用蔡司Alm光学显微镜、jsm-it500扫描电子显微镜进行界面组织特征观察与分析。经机械研磨抛光、Lepera试剂腐蚀后，采用DMI 8光学显微镜观察金相组织形貌。采用HVS-30数显维氏硬度计以焊缝为中心每隔0.5 mm测试硬度值（经转换得到布氏硬度值），采用DNS300电子万能试验机和JBN-300冲击试验机进行拉伸和冲击试验。

2 试验结果及分析

2.1 接头宏观和微观特征

U20Mn/U95Cr气压焊接头不同部位（轨顶、轨头下颚、轨腰三角区、轨底和轨底脚）的金相组织如图3所示。可以看出，轨顶、轨头下颚、轨腰三角区、轨底三角区的焊缝为清晰平直细线，在电镜下可以观察到焊缝处无孔隙，形成大量共同晶粒，接头成形良好（见图4）；而轨底脚焊缝不同，局部有模糊较粗黑线，在电镜显微镜下可以观察到焊缝处存在大量显微孔洞，仅形成少量共同晶粒（见图5），表现为部分未焊合[10]。

图3 U20Mn/U95Cr气压焊接头焊缝组织Fig.3 Weld microstructure of U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint

图4 U20Mn/U95Cr气压焊接头轨顶焊缝组织Fig.4 Microstructure of rail top weld of U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint

图5 U20Mn/U95Cr气压焊接头轨底脚焊缝组织Fig.5 Weld structure of rail foot of U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint

为了确定接头金相组织中平直细线焊缝界面的焊合情况及组织形貌，采用扫描电子显微镜观察图3a所示的焊缝界面及近缝区组织特征如图6所示，焊缝及近缝区可细分为4个小区：U20Mn焊缝区（U20MnWZ）及U20Mn侧近缝区（U20MnHAZ）、U95Cr侧近缝区（U95CrHAZ）、U95Cr侧焊缝区（U95CrWZ）。将其放大观察如图7所示，U95CrWZ与U95CrHAZ的组织相同，均为片状珠光体形貌，但U95CrWZ的珠光体片间距较宽。U20MnWZ与U20MnHAZ的组织形貌和元素分布情况则有所不同，U20Mn/U95Cr气压焊接头焊缝界面U20Mn侧扫描位置如图8所示，各扫描面成分如表4所示。C元素含量在U20MnWZ较高，Mn、Cr、Si、Fe元素含量差异较小，表明C元素在温度和压力的共同作用下，由焊缝金属U95Cr高碳侧扩散到U20Mn低碳侧，进而形成了U20MnWZ小区；图7b、7c是经Lepera试剂侵蚀后对应位置的金相图，可见在U20MnWZ区域马氏体组织含量占比较大，采用photoshop软件对彩色金相进行处理并统计，结果显示U20MnWZ区域马氏体含量为66.2%，贝氏体铁素体含量为33.8%，而在U20MnHAZ区域贝氏体铁素体含量为66.8%，马氏体含量为33.2%；虽在彩色金相中未观察到明显的残余奥氏体（RA），但由于贝氏体是由贝氏体铁素体板条（BF）、薄膜状残余奥氏体（RA）及亚片条间分布的粒状碳化物（ε）组成，且马氏体具有转变的不彻底性，所以必然存在少量残余奥氏体（RA），在扫描电子显微镜下即可看到（见图7f）。因此，U20MnWZ区域与U20MnHAZ区域形貌差异在于各相所占比例不同，U20MnWZ区域较U20MnHAZ区域马氏体含量提升33%，主要由马氏体（66.2%）及贝氏体铁素体（33.8%）组成。

图6 U20Mn/U95Cr气压焊接头焊缝及近缝区细分小区Fig.6 Subdivision of weld and near weld area of U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint

图7 U20Mn/U95Cr气压焊接头WZ及HAZ组织显微结构Fig.7 Microstructure of WZ and HAZ of U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint

图8 U20Mn/U95Cr气压焊接头焊缝界面U20Mn侧扫描位置Fig.8 Scanning position of U20Mn side of weld interface of U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint

表4 各扫描面成分（质量分数，%）Table 4 Components of each scanning surface（wt.%）

温度和压力在焊接过程中对接头焊缝金属作用最大，随着温度的升高，结合界面形变抗力降低，在压力的共同作用下待焊端面密贴占比加大；与此同时，原子在温度的作用下达到跃迁所需要的激活能，在界面处发生跃迁、相互扩散形核，不断消除显微孔洞最终形成共同晶粒，如图9a所示；图9c能谱分析结果直观地反映出各元素发生了扩散，C元素含量由U95CrWZ向U20MnWZ呈连续下降趋势，Mn、Cr元素含量呈连续上升趋势，表明焊缝金属界面发生了相互扩散，进而形成了良好的冶金结合。

图9 U20Mn/U95Cr气压焊接头焊缝界面组织特征及元素分布Fig.9 Microstructure characteristics and element distribution of weld interface of U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint

2.2 硬度试验

U20Mn/U95Cr气压焊焊接接头硬度试验结果如图10所示，U95Cr侧平均硬度值为348 HB，各点硬度值相差不大；U20Mn侧平均硬度为378 HB，而U20MnWZ区域硬度值为500 HB，差异较大，这是由于U20MnWZ马氏体组织较多，而马氏体为硬脆相，其硬度值显著提高。

图10 U20Mn/U95Cr气压焊接头金相硬度测试结果Fig.10 Metallographic hardness test results of U20Mn/U95Cr gas pressure welded joint

2.3 拉伸试验

焊接接头拉伸试验结果如表5所示，拉伸断口形貌及断裂位置如图11所示，红色虚线为焊缝（见图11b），断口由纤维区、放射区、剪切唇组成，呈塑性断口特征。接头断裂位置全部位于U95Cr侧热影响区（见图11b），存在明显的塑性变形，这是由于U95Cr侧热影响区晶粒发生一定程度的长大，进而软化所致，接头抗拉强度平均值为961 MPa，目前异种钢焊接性能尚无标准要求，参照TB/T1632.4《气压焊接》标准[11]，接近TB/T 1632.4标准Rm≥980 MPa的要求，延伸率均值为8%，满足TB/T 1632.4标准A≥6%的要求，而未断于焊缝说明焊接界面处的抗拉强度大于该值，具有较高的结合强度。

表5 U95Cr/U20Mn气压焊接头拉伸试验结果Table 5 Tensile test results of U95Cr/U20Mn gas pressure welding joint

图11 U20Mn/U95Cr气压焊接头拉伸断口宏观形貌及断裂位置Fig.11 Macro morphology and fracture location of tensile fracture of U95Cr/U20Mn gas pressure welding joint

2.4 冲击试验

U20Mn/U95Cr气压焊接接头冲击试验结果如表6所示，冲击试样的冲击功总平均值为4.1 J，未满足TB/T 1632.4标准AKV≥6.5 J的要求。接头冲击宏观断口为脆性断口（见图12a），图中a处为凹凸区，b处为平滑区，凹凸区面积所占比例为95%，平滑区面积所占比例为5%，凹凸区对应微观形貌见图12c，为典型的解理断裂形貌，平滑区对应微观形貌见图12d，为准解理断裂形貌，表明焊缝界面两侧材料发生了冶金结合。

表6 U20Mn/U95Cr气压焊接头的冲击试验结果Table 6 Impact test results of gas pressure welding joint on U20Mn/U95Cr

图12 U20Mn/U95Cr气压焊接头冲击断口组织形貌及断裂途径Fig.12 Microstructure and fracture path of impact fracture of U20Mn/U95Cr gas pressure welding joint

3 分析与讨论

气压焊作为塑性压力焊接，其冶金结合过程是在加热加压过程中发生界面的原子的互相扩散、显微孔洞消失，最终形成共同晶粒。结合试验结果可知，在非轨底脚部位（见图9a），接头能够在焊缝处形成大量共同的细小晶粒，无显微孔洞，元素扩散均匀，表明在表3工艺下能够实现U20Mn和U95Cr钢轨的冶金结合；但在轨底脚处，由落锤断口断面（见图13）可以看到，仅在轨底脚处发现了光斑缺陷，占整个断口面积的4%，而未见光斑缺陷的部位占整个断口面积的96%，进一步说明轨底脚部位较其余部位焊合情况较差。

图13 U20Mn/U95Cr落锤断口Fig.13 U20Mn/U95Cr drop hammer fracture

而在焊缝及近缝区两侧的4个区域中，U95CrWZ较U95CrHAZ珠光体片层间距稍宽，会略微降低焊缝区域的各项力学性能；U20MnWZ受到C元素扩散的影响，主要由马氏体（66.2%）及贝氏体铁素体（33.8%）组成，马氏体含量较U20MnHAZ侧增多33%，会使U20MnWZ区域的强度和硬度升高，塑性和韧性降低，在金相硬度试验中可以看到U20MnWZ的硬度值最高为500 HB。在冲击试验中，接头平均冲击韧性较低为4.1 J，整个断口区域形貌为解理断裂与准解理断裂形貌结合，表明焊缝界面两侧材料发生了冶金结合；在拉伸时，由于高强度钢存在软化问题，热影响区的晶粒组织会发生一定程度长大，形成软化区，而本试验中拉伸试样断裂位置全部位于U95CrWZ区域，接头抗拉强度平均值961 MPa，延伸率8%，说明接头强度较U95CrWZ软化区更高。

4 结论

（1）采用文中的气压焊接工艺，能够实现75N U20Mn贝氏体钢和U95Cr过共析珠光体钢（占96截面面积）异种钢焊接，焊缝界面无冶金缺陷，接头特征可细分为U20Mn侧焊缝区和近缝区、U95Cr侧焊缝区和近缝区4个区域，C、Mn、Cr等元素固态下在焊缝区相互扩散，发生冶金结合，形成了大量共同的细小晶粒；但轨底脚（占4%截面面积）的焊合情况较接头其他部位差。

（2）U20MnWZ区域受到元素扩散的影响，较U20MnHAZ区域马氏体含量增多33%，组织主要由马氏体（66.2%）及贝氏体铁素体（33.8%）组成，其显微硬度最高为500 HB。

（3）接头焊缝部位冲击韧性4.1 J，断口区域形貌为解理断裂与准解理断裂形貌；接头强度平均值961 MPa，延伸率8%，断裂全部位于U95Cr侧HAZ区域。