李澤文１,劉擁軍２,周友龍２,何 軒１

(西南交通大學 １．機械工程學院;２．焊接研究所,成都 ６１００３１)

摘 要:對地鐵轉向架用P３５５NL１鋼焊縫金屬進行了低溫沖擊試驗,分析了焊縫金屬的顯微組織和化學成分對其低溫沖擊韌性的影響,并通過斷口形貌觀察分析了其斷裂機制.結果表明:焊縫金屬的顯微組織包括先共析鐵素體(PF)、側板條鐵素體(FSP)、細晶鐵素體(FGF)以及針狀鐵素體(AF)等;大量的 AF使其具有良好的低溫沖擊韌性;焊縫金屬中含有硅、錳、鎳等元素,促進了 AF的生成并細化了晶粒;焊縫金屬的韌脆轉變溫度為－４２．７０ ℃;－２０~０ ℃時焊縫金屬的斷口形貌以韌窩為主,斷裂方式為韌性斷裂,斷裂機理為微孔聚集型;－４０ ℃時焊縫金屬的斷口形貌為韌窩和解理面相交織,斷裂方式為韌Ｇ脆混合斷裂;－６０ ℃時焊縫金屬的斷口形貌已經完全變成解理斷口,斷口分布著河流狀花樣和解理臺階,為典型的脆性斷裂.

關鍵詞:P３５５NL１鋼;焊縫金屬;低溫沖擊韌性;顯微組織;斷口形貌

中圖分類號:TG４２２;TG１１３．２５ 文獻標志碼:A 文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１７)０５Ｇ０１００Ｇ０５

LowTemperatureImpactToughnessofWeldMetalof

P３５５NL１SteelUsedforMetroBogie

LIZewen１,LIUYongjun２,ZHOUYoulong

２,HEXuan１

(１．SchoolofMechanicalEngineering;２．WeldingResearchInstitute,SouthwestJiaotongUniversity,Chengdu６１００３１,China)

Abstract:ThelowtemperatureimpacttestwascarriedoutonweldmetalofP３５５NL１steelformetrobogie,

andtheeffectofmicrostructureandchemicalcompositiononthelowtemperatureimpacttoughnessofweldmetal

wasanalyzed．Thefractionmechanismofweldmetalwasstudiedbyfracturemorphologyobservation．Theresults

showthatthemicrostructureinweldmetalincludedproＧeutectoidferrite(PF),sideplateferrite(FSP),finegrain

ferriteandtheacicularferrite(AF)．AlargenumberofAFinweldmetalcontributedtothegoodlowtemperature

impacttoughness．ThealloyelementsSi,MnandNiofweldmetalpromotedtheformationoftheacicularferrite

andrefinedthegrainsofweldmetal．Theductilebrittletransitiontemperatureoftheweldmetalwas－４２．７０ ℃．

Thefracturemorphologyshoweddimpleswhenthetemperaturewasbetween－２０℃and０℃,thefractionmanner

wasductilefractureandthefracturemechanismwasmicrovoidcoalescencefracturetype．Whenthetemperaturewas

－４０ ℃,dimplesandcleavageplane,whichwastakenductileandbrittlemixedfracturefeature,couldbeseenon

thefracturesurfaces．Whenthetemperaturewas －６０ ℃,thefracturefeaturehadbeencompletelyturnedinto

cleavagefracturewhichdistributedwithriverpatternandcleavagestep．Itwasatypicalbrittlefracturetype．

Keywords:P３５５NL１steel;weld metal;low temperatureimpacttoughness;microstructure;fracture

morphology

０ 引 言

先進的軌道交通裝備是“中國制造２０２５”國家戰略中十大重點發展領域之一.發展地鐵軌道交通已經成為我國大部分城市解決城市交通擁擠問題的重要措施.轉向架作為軌道車輛行走部分的關鍵部 件,其 主 要 組 成 部 分 為 轉 向 架 焊 接 構 架.焊接接頭性能的好壞直接影響著轉向架焊接構架的性能和安全,由于化學成分或組織的不均勻,以及各種焊接 缺 陷 的 存 在,使 得 焊 接 接 頭 成 為 焊 接結構的最薄弱部位.我國南北方的最低溫度差別很大,如東北等地的冬季最低氣溫可達－４０ ℃以下,為了防止焊接結構脆斷事故的發生,要求焊接構架的 接 頭 必 須 具 有 良 好 的 低 溫 韌 性. 有 關 資料[１]研究表明,在焊接接頭中,焊縫金屬的低溫韌性相對較差,所 以 對 焊 縫 金 屬 低 溫 韌 性 的 研 究 具有重要意義,而有關此方面的研究報道并不多.地鐵轉向架的常用材料為 P３５５NL１鋼,因此作者通過對P３５５NL１鋼焊縫金屬在不同溫度下進行了沖擊試驗,并對斷口的宏觀和微觀形貌以及焊縫各層的顯微組織進行了分析,研究了焊縫金屬的低溫沖擊韌性,并分析了焊縫組織成分對其韌性的影響.１ 試樣制備與試驗方法

１．１ 試樣制備

試驗材料為轉向架構架用 P３５５NL１低合金鋼板,熱軋供貨態,尺寸為３５０mm×１５０mm×１２mm;焊接材料為 CHWＧ５０C６鍍銅低合金鋼氣體保護焊絲(直徑１．２mm).試驗材料的化學成分和力學性能分別見表１和表２.

由圖１可見,對焊接試樣開雙 V 型坡口,單邊坡口角度為３０°.試驗采用 MAG(熔化極活性氣體保護電弧焊)焊接方法,保護氣體為８０％(體積分數,下同)Ar＋２０％CO２,焊接工藝參數見表３.焊后進行磁粉、超聲波等無損探傷.按照熱處理要求對焊接接頭進行去應力退火處理,加熱速率小于２２０℃??h－１,加熱升溫時間為２．５h,當加熱至(５９０±１５)℃ 后保溫２h,然后以小于１９０ ℃??h－１的速率冷卻２．８h.

１．２ 試驗方法

沖擊試樣按照 GB/T２６４９－１９８９制備,試樣尺寸為１０mm×１０mm×５５mm,在焊縫中心開 V 型缺口,在JBNＧ３００型沖擊試驗機上完成沖擊試驗,沖擊試驗溫度為－１２０,－１００,－８０,－６０,－４０,－２０,０,２０ ℃,每個試驗溫度測 ３ 個試樣取平均值.采用無水乙醇作為冷卻介質,液氮作為制冷劑,相互配合調整試驗溫度,溫控誤差控制在±３ ℃以內,在規定的溫度下保溫１０min.保溫過程中使用保溫桶,配套有熱電偶測溫儀和溫度數顯儀.采用５００萬像素數碼相機對斷口觀察并拍照;使用SＧ３４００N型掃描電鏡(SEM)觀察斷口的微觀形貌;參照 GB/T２６５０－２００８,在沖擊試樣斷口附近的焊縫中心截取金相試樣,使用金相砂紙配合拋光機磨好后,用體積分數為４％的硝酸酒精溶液腐蝕,然后采用卡爾蔡司 A１m 型光學顯微鏡觀察顯微組織.

２ 試驗結果與討論

２．１ 沖擊韌性隨溫度的變化規律

韌脆轉變溫度是衡量材料低溫韌性的一個重要指標,采用 Boltzmann函數[２]能夠較好地擬合韌性Ｇ溫度 關 系 曲 線. 根 據 一 系 列 沖 擊 試 驗 結 果,對P３５５NL鋼母材及焊縫金屬的沖擊功數據進行回歸處理,擬合所得的曲線如圖２所示.由圖可知:焊縫金屬的沖擊功總體上小于母材的沖擊功,這表明焊縫是焊接結構中的薄弱環節,這與文獻[１]的結論一致;隨著溫度的降低,母材和焊縫金屬的沖擊功均減小,材料的脆性增加而韌性降低.經分析認為:溫度的降低使得材料內部的原子間距減小,增加了位錯阻力,降低了位錯的運動速率,從而使材料的脆性增大,韌性降低;－４０℃時母材的平均沖擊功為１５７J,焊縫金屬的為７７J,均達到了母材沖擊功的最低要求(不 小 于 ４０J),并 且 還 有 很 大 的 富 余 量,表 明P３５５NL１鋼焊縫金屬具有良好的低溫沖擊韌性.母材和焊縫金屬沖擊功的Boltzmann擬合參數見表４.由表可知,母材和焊縫金屬的韌脆轉變溫度分別為－６２．５７ ℃和－４２．７０ ℃.這表明焊縫金屬的低溫脆性敏感性較高,在－４０ ℃時已經接近韌脆轉變點,轉向架焊接構架在此溫度條件下服役時必然會表現出較大的低溫冷脆傾向,在進行抗脆斷設計時應該考慮此因素.母材和焊縫金屬的上下平臺值相差較大,且母材的轉變溫度范圍比焊縫金屬的更大,這再次證明了焊縫為焊接接頭的薄弱環節.雖然焊縫金屬在低溫條件下表現出了一定的脆性,但仍能滿足設計的要求,具有良好的低溫沖擊韌性,這與焊縫金屬的化學成分和顯微組織是分不開的.以下將從顯微組織和化學成分來分析其對焊縫金屬韌性的影響,并通過斷口形貌來分析焊縫的微觀斷裂機理.

２．２ 顯微組織對焊縫金屬沖擊韌性的影響

由圖３(a)可見,母材的顯微組織由鐵素體和呈帶狀分布的珠光體組成,晶粒細小而均勻,這使得母材具有較低的強度和較高的韌性.圖３(b)~(d)為焊縫的顯微組織,由于采用多層施焊,先焊焊道受到后焊焊道的熱作用,焊縫金屬每層的組織都有明顯的差別.圖３(b)是蓋面層,為柱狀晶組織,晶粒粗大,先共析鐵素體(PF)分布于奧氏體晶界上,側板條鐵素體(FSP)從PF的側面以板條狀向晶內生長,晶內為大量的針狀鐵素體(AF),未觀察到馬氏體/奧氏體島(M/A 島).圖３(c)為填充層的顯微組織,因為受到后一焊道的熱作用,該層的組織為大量的細晶鐵素體(FGF)和 AF組織以及極少量的珠光體組織.圖３(d)為焊縫打底層的顯微組織,PF 沿原奧氏體晶界呈網狀析出,晶內仍為大量的 AF組織,少量的 FSP存在于晶界中.

焊縫金屬的顯微組織是決定其力學性能的關鍵因素.打底層和蓋面層的組織主要為 PF、FSP 和AF,填充層主要為 FGF 和 AF.PF 組織內部的位錯密度較低,是低屈服點的脆弱相,會導致焊縫金屬的韌性下降.FSP 組織也會使焊縫金屬的韌性顯

著下降,抗裂性變差.大量出現的 FGF 組織,尤其是 AF組織,則使得焊縫金屬具有較高的強度和較好的低溫沖擊韌性[３],這與沖擊試驗結果相符合.AF存在于原奧氏體晶粒內部,并以大角度分布,其取向自由度大,幾乎可以向任何方向生長,所以 AF的強度和韌性高,抗裂性能好,是各類鐵素體中性能最好的一種.因此,在低碳低合金鋼的焊縫組織中希望得到大量的 AF,同時減少晶界鐵素體和 FSP的析出[４].有研究發現[５],焊縫金屬具有優良性能的最理想組織是獲得大于６５％(面積分數)的針狀鐵素體組織,并且平均板條尺寸約為１μm.

２．３ 化學成分對焊縫金屬沖擊韌性的影響

另外,在有碳存在的情況下,鎳和錳增大了焊縫組織中殘余奧氏體的數量和穩定性[５];從另一角度來看,鎳增加了層錯能,促進螺型位錯交滑移,使裂紋擴展消耗功增加,進而提高了焊縫金屬的沖擊韌性.添加銅后,焊縫金屬的組織可得到一定程度的細化,并且奧氏體晶界上的 PF組織逐漸減少,而 AF則有逐漸增多的趨勢[７].經分析后認為,焊縫中的微量合金元素銅能夠保證一定量非金屬夾雜物的形成,并在隨后的固態相變過程中充當了 AF形核的核心,從而促進焊縫金屬中形成 AF[８].

２．４ 斷口形貌

由圖４可見,隨著試驗溫度的降低,母材沖擊試樣的斷口形貌由韌窩轉變為準解理,韌性特征越來越少,脆性特征越來越明顯.在０,－２０,－４０ ℃的斷口上分布著較多的撕裂棱和韌窩,而且韌窩較大和較深,大韌窩包圍著小韌窩,說明試樣在斷裂前發生了明顯的塑性變形,試樣為韌性斷裂,斷裂機制為微孔聚集型.隨著溫度的下降,撕裂棱和韌窩尺寸逐漸變小,韌窩深度逐漸變淺.－６０ ℃的斷口形貌表現為韌窩和解理面相交織,表明材料已經開始向脆性轉變.－８０ ℃和－１００ ℃的斷口形貌為解理扇形河流花樣,這是因為在外力作用下,解理裂紋通過晶界后,在新晶粒中的某一點上形核,然后裂紋從

該處開始擴展至整個晶粒.在這個晶粒內,河流花樣以裂紋源為中心,以扇形的方式向外擴展,從而形成扇形解理[９],這是典型的脆性斷裂.由圖５可見:焊縫金屬沖擊試樣斷口上的韌窩和撕裂棱也隨著試驗溫度的降低而逐漸減少.在０ ℃和－２０ ℃時,斷口上分布著形狀、大小不一的韌窩,韌窩尺寸較小,深度較淺,仍為微孔聚集型斷裂機制,斷裂方式為韌性斷裂.經分析認為,韌窩的大小、深淺及數量取決于材料斷裂時夾雜物或第二相粒子的大小、間距、數量以及材料的塑性和試驗溫度等[１０].將圖５(a)放大可以看出,大部分韌窩底部均有夾雜物或者第二相粒子,表明了焊縫金屬的塑性變形能力小.－４０ ℃時,斷口形貌為韌窩和解理面相交織,表明試樣的斷裂方式為韌Ｇ脆混合型斷裂.－１００~－６０ ℃時,斷口形貌呈河流狀花樣、扇形花樣和解理臺階,斷裂機制為解理斷裂,為典型的脆性斷裂.與母材相比,焊縫沖擊試樣斷口形貌中的韌窩及撕裂棱較少.－４０ ℃時,斷口形貌中已經出現解理面,而母材在此溫度時仍以韌性斷裂為主,表明焊縫區的韌性有所惡化,這也與焊縫區較低的沖擊功值相一致.－６０ ℃時,焊縫金屬沖擊試樣斷口上的裂紋由晶界向晶內發展,呈現出河流狀花樣,而在此溫度下,母材正發生韌脆轉變.斷口形貌隨溫度的變化表明低溫對焊縫金屬沖擊韌性的影響十分明顯,隨著溫度的下降,焊縫金屬沖擊韌性下降,塑性變形越來越小,脆性特征越來越明顯,最終由韌性斷裂轉變為脆性斷裂.

３ 結 論

(１)在－４０ ℃時,P３５５NL１鋼母材沖擊功的平均值為１５７J,焊縫金屬的為７７J,均達到了母材沖擊功的最低要求(不小于４０J),并且有很大的富余量,表明P３５５NL１鋼焊縫金屬具有良好的低溫沖擊韌性;母材的韌脆轉變溫度為－６２．５７ ℃,焊縫金屬的為－４２．７０ ℃,表明焊縫金屬的低溫脆性敏感性較高,在－４０ ℃時已經接近韌脆轉變,焊接構架在此溫度下服役將表現出較大的冷脆傾向.

(２)焊縫金屬的組織包括先共析鐵素體、側板條鐵素體、細晶鐵素體以及針狀鐵素體,大量的針狀鐵 素體使其具有良好的低溫沖擊韌性;焊縫金屬中發生了明顯的變形,焊板完全冷卻并拆除夾具后,鎂/鈦焊接接頭的最大殘余應力出現在鈦板側熱影響區,最大 Mises等效應力值為３６３MPa.

(２)隨著焊接過程的進行,焊縫處的橫向應力

由壓應力向拉應力轉變,等待焊板完全冷卻后,鎂側的最 大 橫 向 殘 余 拉 應 力 為 ８８ MPa,鈦 側 的 為１９２MPa;焊縫處的縱向應力的變化規律與橫向應力的相同,焊縫兩側的殘余拉應力峰值基本相等,大約為２２０MPa,鈦側的殘余壓應力值較大,其最大值為２６５MPa.

(３)模型采用耦合約束后,焊板的殘余應力值與試驗測試值更接近.合金元素硅、錳以及鎳促進了針狀鐵素體的生成,細化了晶粒,提高了焊縫金屬的沖擊韌性.

(３)與母材相比,焊縫金屬斷口上的韌窩及撕裂棱較少,韌窩較小且較淺;－２０~０ ℃時,母材和焊縫金屬的斷裂機制均為微孔聚集型斷裂;在－４０ ℃時,焊縫金屬為韌Ｇ脆混合性斷裂,而母材則以韌性斷裂為主;－１００~－６０ ℃時,焊縫金屬的斷裂機制為解理斷裂,表現為河流狀花樣、扇形花樣和解理臺階,為典型的脆性斷裂;而在－６０ ℃的溫度下,母材正發生韌脆轉變,在之后的低溫下才發生脆性斷裂.