鄭霄 譚克利 戴虹

摘要：針對U20Mn鋼軌閃光焊和氣壓焊接頭性能不佳的問題，采用線性摩擦焊方法研究U20Mn鋼軌鋼摩擦焊的焊接性，并通過沖擊、拉伸、金相試驗探究其力學性能和顯微組織特征。結(jié)果表明：U20Mn線性摩擦焊接頭成形良好，焊縫無缺陷。焊態(tài)接頭焊縫區(qū)寬度為4.88～5.69 mm，可分為母材區(qū)（BM）、熱機械影響區(qū)（HMAZ）、焊縫中心區(qū)（WZ）。經(jīng)正火熱處理后，接頭組織得到改善而趨于一致，強度為1 634 MPa（提高23.3%），延伸率為10.0%（提高81.8%）。

關(guān)鍵詞：U20Mn鋼軌;線性摩擦焊;顯微組織;力學性能

中圖分類號：TG407文獻標志碼：A文章編號：1001-2303（2020）11-0064-07

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.11.12

0 前言

隨著重載鐵路軸重的不斷增加，對鋼軌的要求也越來越高，理論研究證明傳統(tǒng)珠光體鋼軌的力學性能已接近極限，具有更高強韌性、耐磨性的貝氏體鋼軌成為研究熱點[1-2]。北京特冶與包鋼聯(lián)合研制生產(chǎn)的U20Mn貝氏體鋼軌具有硬度高、抗疲勞和沖擊韌性強的優(yōu)點，但與傳統(tǒng)珠光體鋼軌相比，貝氏體鋼合金元素成分高、物理性能參數(shù)差異大，導致其焊接較為困難，制約了貝氏體鋼軌的推廣應(yīng)用[3-4]。

目前國內(nèi)關(guān)于鋼軌的壓力焊接方法研究主要集中于閃光焊和氣壓焊[5-6]，閃光焊焊接溫度較高，焊接U20Mn時易出現(xiàn)偏析、熱裂紋和灰斑[7-8];氣壓焊為外熱源加熱，U20Mn鋼導熱系數(shù)低使得其加熱過程中斷面溫度不均勻，完成全斷面交互結(jié)晶較困難[9]。線性摩擦焊是在壓力作用下，利用焊件接觸端面之間的相對運動在摩擦面及其附近區(qū)域產(chǎn)生摩擦熱和塑性變形，當待焊面附近區(qū)域溫度上升到接近但一般低于熔點的溫度區(qū)間，材料的變形抗力降低、塑性提高、界面的氧化膜破碎，在頂鍛壓力的作用下，伴隨材料產(chǎn)生塑性變形及流動，通過界面的分子擴散和再結(jié)晶而實現(xiàn)焊接的固態(tài)焊接方法[10-11]。文中采用線性摩擦焊焊接U20Mn貝氏體鋼軌鋼，研究其可焊性和接頭的力學性能。

1 試驗條件和方法

1.1 試驗材料

試驗鋼軌為包鋼生產(chǎn)的U20Mn貝馬復相鋼軌，其化學成分和主要力學性能如表1所示。

1.2 試樣制備

以60 kg/m的U20Mn鋼軌為基礎(chǔ)，截取待焊界面尺寸如圖1所示的試件，采用線性摩擦焊進行焊接，焊接參數(shù)為：頻率50 Hz，頂鍛量7 mm，頂鍛力90 MPa，振幅2 mm，焊接示意如圖2所示。焊后在室溫下進行空冷得到焊態(tài)接頭，焊件實物如圖3所示。并按照圖4所示截取小試樣進行試驗：其中焊態(tài)試樣包含金相試樣1個，拉伸試樣3個，沖擊試樣2個;同時截取相同數(shù)目的試樣進行正火（850 ℃，保溫10 min）熱處理后進行試驗。

1.3 顯微組織觀察和力學性能測試

金相試樣焊縫處經(jīng)機械研磨拋光、4%硝酸酒精腐蝕后，采用體式顯微鏡觀察焊縫宏觀形貌，采用蔡司金相顯微鏡觀察焊縫顯微組織特征;采用硬度計進行硬度試驗，以焊縫中心為零點，沿垂直焊縫中心線左右兩側(cè)每間隔0.5 mm取測試點，共25個測試點，試驗條件為HBW10/3000;拉伸試樣和沖擊試樣尺寸分別如圖5、圖6所示。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 接頭組織特征

U20Mn鋼軌鋼線性摩擦焊接頭成型良好，在整個焊縫乃至邊緣的飛邊區(qū)域均未發(fā)現(xiàn)微裂紋等缺陷。焊縫形狀如圖7a所示，存在兩側(cè)較寬、逐漸向焊縫心部收窄的特點，其主要原因為：在摩擦初始期間，熱量主要儲存在飛邊中，隨著摩擦的進行，飛邊以及攜帶的熱量主要向兩側(cè)擠出，同時在隨后的冷卻過程中，飛邊中的絕大多數(shù)熱量又通過熱傳導形式傳給了焊接件，最終導致焊縫中心區(qū)域和邊緣兩側(cè)區(qū)域存在差異。由圖7b、7c體式顯微鏡觀察結(jié)果可知，兩側(cè)焊縫區(qū)寬度約5.69 mm，心部焊縫區(qū)域?qū)挾燃s4.88 mm。

在焊接過程中，焊縫及附近區(qū)域受到焊接溫度、摩擦力和頂鍛力三種因素的交叉影響，導致焊接接頭存在明顯的組織差異，可分為母材區(qū)（BM）、熱機械影響區(qū)（HMAZ）和中心焊縫區(qū)（WZ），如圖8所示。其中BM區(qū)基本未受到焊接過程影響，在低倍下可以發(fā)現(xiàn)水平方向的偏析流線得以保存，深腐蝕后大小規(guī)則且較為均勻的原奧氏體晶界（見圖9a）清晰可見;HMAZ區(qū)域在一定程度上受到力和溫度的雙重影響，BM區(qū)的白色偏析流線在靠近待焊界面一端中斷，同時在與BM區(qū)交界處因受到WZ區(qū)熱塑性金屬熱傳導的溫度影響，晶粒組織會發(fā)生一定的長大（見圖9b）;WZ區(qū)域在焊接過程中受摩擦壓力和振動件往復運動的影響最大，焊縫界面之間的高溫熱塑性金屬發(fā)生劇烈且連續(xù)的熱塑性變形，并隨著往復運動不斷被擠出到兩側(cè)形成飛邊，同時由于焊接頻率高，焊接速度極快（僅3～5 s），中心熱塑性金屬來不及發(fā)生再結(jié)晶和晶粒長大，使WZ區(qū)域內(nèi)細小的晶粒和組織（見圖9c）在焊接停止后被保留下來，而且在一定程度上減少或消除了該區(qū)域的偏析流線，在深腐蝕后可以發(fā)現(xiàn)組織為比母材更加細小的貝馬復相組織。

1號金相試樣在箱式電阻爐進行850 ℃、保溫10 min和空冷的正火處理后，宏觀觀察發(fā)現(xiàn)原有的BM、HMAZ、WZ分界不再明顯（見圖10），原本BM區(qū)域的白色條狀偏析流線消失，這表明正火處理在一定程度上減少和消除了原有的偏析流線。經(jīng)深腐蝕后發(fā)現(xiàn)HMAZ和WZ區(qū)域均為形狀細小、致密的貝馬復相組織（見圖11），焊縫區(qū)域處組織趨于更加均勻連續(xù)。

焊態(tài)和正火態(tài)硬度試驗測試結(jié)果如圖12所示?？梢钥闯觯笐B(tài)接頭存在明顯的軟化區(qū)，其中最軟點硬度低至276.6 HB，母材—焊縫—母材區(qū)域硬度變化跨度大，這主要是焊態(tài)接頭組織大小存在差異所致：WZ區(qū)域通過擠壓破碎形成的細小組織產(chǎn)生細晶強化，因而硬度較高，而HMAZ與BM交界處因存在一定過熱導致晶粒長大使得硬度有所下降。經(jīng)正火熱處理后，WZ區(qū)域組織發(fā)生一定程度的長大，硬度下降，而HMAZ與BM交界處的過熱區(qū)組織又得到一定程度的細化，硬度提高，各區(qū)域組織和性能趨于均勻一致。

2.2 沖擊和拉伸性能

沖擊試驗結(jié)果如圖13、圖14所示，焊態(tài)和正火態(tài)接頭沖擊功數(shù)值差異不大。焊態(tài)接頭沖擊斷口塑性變形較大（見圖14a），斷口不能完整拼回原樣，在缺口根部起裂后可能由于HMAZ與BM交界處存在強韌性較差的粗晶區(qū)，撕裂路徑發(fā)生偏移，未能反映出焊態(tài)接頭焊縫的真實沖擊韌性;正火態(tài)試樣沿缺口從焊縫撕開，剪切唇區(qū)明顯。

拉伸試驗結(jié)果如圖15～圖17所示?？梢钥闯?，焊態(tài)接頭斷裂位置均在HMAZ與BM區(qū)交界區(qū)域，且斷裂處頸縮不明顯，這是由于該處組織因過熱發(fā)生一定程度上的長大，表現(xiàn)出焊縫區(qū)強韌性降低。由圖17可知，焊態(tài)時抗拉強度平均值為1 325 MPa，延伸率較低，僅5.5%;經(jīng)正火后，軟化區(qū)得到改善，焊縫區(qū)組織均勻連續(xù)，斷裂位置均離焊縫較遠，拉伸強度表現(xiàn)為正火后的母材性能，正火態(tài)接頭拉伸試樣斷裂前集中塑性變形明顯，斷口呈纖維狀，色澤發(fā)暗，試驗最大力高，具有較好的強韌性，抗拉強度為1 634 MPa（比焊態(tài)提高23.3%），延伸率為10.0%（提高81.8%）。對焊態(tài)和正火態(tài)接頭進行SEM分析發(fā)現(xiàn)，焊態(tài)接頭斷口為大量河流花樣和少量韌窩特征（見圖18a），屬于混合斷裂;正火態(tài)接頭斷口主要表現(xiàn)為韌窩特征（見圖18b），韌性較好。

3 結(jié)論

（1）在參數(shù)為頻率50 Hz，頂鍛量7 mm，頂鍛力90 MPa，振幅2 mm的焊接工藝下，采用線性摩擦焊焊接U20Mn鋼軌可以得到良好無缺陷的焊縫，接頭成型良好，接頭焊縫區(qū)寬度為4.88～5.69 mm。

（2）U20Mn鋼線性摩擦焊焊態(tài)接頭焊縫區(qū)可分為母材（BM）、熱機械影響區(qū)（HMAZ）、焊縫中心區(qū)（WZ）。WZ由于受摩擦擠壓作用形成了細小的貝馬復相組織，HMAZ與BM交界處由于過熱出現(xiàn)明顯的軟化現(xiàn)象。

（3）焊態(tài)接頭抗拉強度1 325 MPa、延伸率5.5%，經(jīng)正火熱處理后，軟化區(qū)得到明顯改善，焊縫區(qū)組織和性能趨于均勻一致，接頭強度為1 634 MPa（提高23.3%），延伸率為10.0%（提高81.8%）。

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