兩種焊接工藝下過共析鋼軌接頭的沖擊磨損性能

李 煒 ，宋偉軍 ，戴 安 ，常凱榮 ，白 威

（西南交通大學(xué)材料先進技術(shù)教育部重點試驗室，四川 成都 610031）

隨著列車運行速度的不斷提升，無縫線路的應(yīng)用越來越廣泛. 無縫鋼軌的使用明顯降低了輪軌沖擊載荷，提高了輪軌使用壽命，然而，焊接接頭是無縫線路性能最差的部分[1]. 由于焊接過程熱處理工藝會導(dǎo)致焊接接頭不同位置處材料微觀組織和力學(xué)性能差別較大，焊接接頭在重復(fù)的車輪滾動下會發(fā)生低塌，增加了焊接接頭的不平順，加重了焊接接頭區(qū)域的材料損傷，尤其是隨著列車提速和軸重增加，輪軌沖擊力急劇增大[2-3]，造成了鋼軌焊接接頭的嚴重破壞.

國內(nèi)外的研究表明，實際工況下焊接接頭輪軌界面的受力情況非常復(fù)雜，許多學(xué)者在鋼軌焊接接頭的損傷方面做了相關(guān)研究：Fry等[4]構(gòu)建了一種鋁熱焊焊接接頭疲勞模型，用于預(yù)測在給定條件下可能形成的軌頭疲勞缺陷；Chen等[5]采用三維有限元模型研究了絕緣軌道接頭對輪軌接觸區(qū)附近接觸應(yīng)力變化的影響，表明絕緣接頭的存在可能會顯著影響輪軌接觸應(yīng)力分布；Seo等[6]研究了UIC 60和KS 60鋼軌材料在滾-滑接觸條件下的接觸疲勞和磨損，提出了KS 60鋼軌材料的磨損圖，并驗證了接觸疲勞和磨損之間的關(guān)系；Skyttebol等[7]研究了焊接殘余應(yīng)力對焊縫疲勞裂紋擴展的影響，焊接殘余應(yīng)力場會導(dǎo)致焊縫中的缺陷增大；Zhai等[8]基于車輛-軌道耦合動力學(xué)仿真軟件（TTISIM）來分析列車速度對軌道結(jié)構(gòu)的動態(tài)影響，發(fā)現(xiàn)提高速度明顯加劇了車輛在軌道上的動態(tài)影響；Wang等[9]研究了U71Mn焊接接頭焊縫和母材材料在單一沖擊條件下的沖擊磨損特性，并建立了磨損映射. 目前國內(nèi)外焊接接頭服役性能的研究主要集中在試驗調(diào)查和數(shù)值仿真方面，而鋼軌焊接接頭的沖擊損傷試驗研究較少. 鑒于此，本文對車輪通過焊接接頭的沖擊行為進行了模擬試驗，針對閃光焊和鋁熱焊兩種焊接工藝下的過共析鋼軌焊接接頭，研究了焊接接頭材料沖擊損傷的演變行為，期望為鋼軌的焊接工藝改進以及無縫線路的維護提供理論依據(jù).

1 試驗部分

1.1 試驗方法

在自制的沖擊磨損試驗機上進行沖擊磨損試驗，試驗機結(jié)構(gòu)如圖1所示，主要部分包括：信號發(fā)生器、功率放大器、激振器、壓電傳感器、數(shù)據(jù)采集卡、夾具以及機械本體. 上試樣為直徑8 mm的GCR15鋼球，其硬度為HRC60；下試樣為鋼軌試樣，試樣尺寸為20 mm × 20 mm × 10 mm. 試驗機最大沖擊力為1000 N，沖擊頻率范圍為0～20 Hz. 電流輸入為方波信號，脈沖占空比1%. 用Labview開發(fā)上位機系統(tǒng)軟件，可對沖擊載荷及原始波形實時采集，并實現(xiàn)聯(lián)網(wǎng)狀態(tài)下遠程監(jiān)控和控制. 本試驗中，模擬沖擊力最大值為400 N，周期沖擊載荷頻率為4 Hz，沖擊次數(shù)分別為（10、30、50、100） × 104次，用以研究不同循環(huán)次數(shù)沖擊過程中鋼軌焊接接頭損傷的演變行為.

圖1 沖擊磨損試驗機結(jié)構(gòu)Fig. 1 Schematic of impact wear test machine

1.2 試驗材料

沖擊試驗樣品是閃光焊中頻感應(yīng)正火熱處理過共析鋼軌焊接接頭和鋁熱焊過共析鋼軌焊接接頭，其母材成分如表1所示，抗拉強度Rm≥1300 MPa，斷裂延伸率A≥8%，硬度（HBW）390～450.

表1 鋼軌材料化學(xué)成分質(zhì)量分數(shù)Tab. 1 Chemical composition of rail materials (mass fraction ) %

分別對兩種焊接工藝下焊接接頭及熱影響區(qū)的不同部位進行沖擊試驗，對比兩種焊接工藝下焊接接頭的沖擊性能. 試驗前用MVK-H21維氏硬度儀測量兩種焊接工藝下焊接接頭樣品的硬度，以確定熱影響區(qū)部位的取樣位置. 取樣如圖2所示，樣品尺寸為20 mm × 20 mm × 10 mm，熱影響區(qū)樣品取自硬度曲線中硬度最低的部位，包括母材（M）、閃光焊熱影響區(qū)（SR）、閃光焊焊縫（SH）、鋁熱焊熱影響區(qū)（LR）和鋁熱焊焊縫（LH）. 試驗前后分別用光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡觀察樣品組織結(jié)構(gòu)，試驗后采用超聲波清洗，利用VK-X1000激光共聚焦顯微鏡測量沖擊輪廓和沖擊坑體積.

圖2 焊接接頭硬度曲線和沖擊試樣取樣部位Fig. 2 Hardness curve of weld joint and sampling location

2 試驗結(jié)果及討論

2.1 沖擊磨損行為分析

圖3和4分別為兩種焊接接頭不同位置在不同沖擊次數(shù)下典型的磨損體積和磨損率變化曲線. 從圖3可知：兩種焊接工藝下的接頭磨損體積均隨著沖擊次數(shù)的增加而增加；在同一沖擊次數(shù)下，母材的磨損體積最小，焊縫處次之，軟化區(qū)的磨損最為嚴重，與焊接過程中接頭不同部位經(jīng)歷的不同熱處理工藝密切相關(guān). 從圖4可以看出：隨著沖擊次數(shù)的增加，平均磨損率先急劇降低，大約在（4～5） × 105次沖擊循環(huán)后呈現(xiàn)緩慢上升趨勢.

從磨痕二維輪廓曲線（圖5）可以看出：沖擊過程中由于材料的塑形變形致使在磨痕周圍出現(xiàn)材料堆積，軟化區(qū)材料堆積現(xiàn)象最明顯，焊縫處次之，母材處最輕微，且磨痕邊緣較平整；材料堆積與3個區(qū)域的硬度有直接關(guān)系，軟化區(qū)硬度最低，材料較軟，在沖擊作用下發(fā)生較大的塑性變形，使得堆積現(xiàn)象明顯；而母材硬度較高，抗塑性變形能力較好，其磨痕深度淺，體積去除少且磨痕邊緣較平整，未見明顯的材料堆積.

圖3 磨損體積變化曲線Fig. 3 Variation curves of wear volume

圖4 磨損率變化曲線Fig. 4 Variation curves of wear rate

圖5 焊接接頭在不同沖擊次數(shù)下典型的二維磨痕輪廓Fig. 5 Typical two-dimensional wear profile of welded joint under different impact times

表2為兩種焊接接頭材料在不同沖擊次數(shù)下的磨損結(jié)果. 由表2可知：磨損性能最差的是鋁熱焊軟化區(qū)LR，在沖擊10 × 105次后，磨損體積達到了5.25 cm3，磨損率為4.45 μm3/次，遠大于其它試樣，其對沖擊破壞較為敏感；其次是SR、LH和SH；母材的抗沖擊性能最好，其磨損體積大約為LR的1/5，磨損率大約為LR的1/4；母材在沖擊10 × 105次時的磨損率略高于閃光焊焊縫SH.

表2 不同沖擊次數(shù)下的磨損結(jié)果Tab. 2 Wear results under different impact times

2.2 微觀組織演變行為分析

焊接接頭組織在沖擊試驗前的典型光鏡（OM）和掃描電鏡（SEM）照片如圖6所示. 光鏡下母材M為均勻的珠光體組織（圖6（a）），電鏡下珠光體組織晶粒均勻，片間距較小，因而母材硬度較高；閃光焊軟化區(qū)SR為粒狀珠光體組織（圖6（b）），該區(qū)域處于熱影響區(qū)與母材分界線附近，是不完全重結(jié)晶區(qū)，處于正火熱處理的邊側(cè)，此區(qū)域晶粒大小不一，組織不均勻，硬度下降較多，綜合力學(xué)性能較差；閃光焊焊縫SH區(qū)域的組織為珠光體和沿晶分布的鐵素體（圖6（c）），鐵素體是軟韌相，加上焊接高溫導(dǎo)致的晶粒粗大，致使焊縫處硬度低于母材；鋁熱焊軟化區(qū)LR為粒狀滲碳體和片狀鐵素體組成的球狀珠光體（圖6（d）），該區(qū)域處在遠離焊縫位置，由于鋁熱焊接時溫度較低，為不完全淬火區(qū)，形成的顆粒狀滲碳體比片狀碳化物硬度低很多，因此出現(xiàn)嚴重的軟化，其綜合力學(xué)性能較差，該區(qū)域與SR區(qū)域組織形成原因類似，但是焊接完成后在空氣中緩慢冷卻，形成比閃光焊區(qū)域中更多的粒狀珠光體，且組織更為粗大，因而該區(qū)域是性能最差的位置；鋁熱焊焊縫LH區(qū)域組織與母材相似（圖6（e）），也是均勻的珠光體結(jié)構(gòu)，但是由于鋁熱焊接時鋁熱反應(yīng)溫度很高，奧氏體晶粒長大嚴重，空氣中冷卻速度慢，冷卻后形成了晶粒粗大的片狀珠光體組織，因而其硬度介于母材和閃光焊焊縫之間. 焊接熱處理工藝導(dǎo)致了焊接接頭不同區(qū)域硬度的差異，試樣硬度由高到低依次為M、SH、LH、SR和LR（圖2）.

圖6 沖擊試驗前焊接接頭典型OM、SEM照片F(xiàn)ig. 6 Typical OM and SEM photographs of welded joints before impact test

圖7為不同沖擊次數(shù)下材料表面典型的損傷形貌電鏡照片. 由圖7（a）可知：在沖擊1 × 105次時，母材M沖擊區(qū)域可看到塑性變形留下的磨痕，但由于母材的硬度高、塑性變形較小、磨痕輕微，同時，重復(fù)的沖擊力作用使沖擊坑內(nèi)的表面粗糙峰被去除，沖擊坑的輪廓曲線平滑；當(dāng)沖擊3 × 105次后，沖擊區(qū)域出現(xiàn)了許多微坑，微坑形狀大小不一，試樣在沖擊載荷的作用下開始出現(xiàn)疲勞；當(dāng)沖擊5 × 105次后，磨損現(xiàn)象加重，磨痕表面出現(xiàn)程度比較嚴重的點蝕破壞，沖擊區(qū)域微坑數(shù)量明顯增加，由于磨痕邊緣承受較高的剪切應(yīng)力，微坑主要分布在沖擊區(qū)域的邊緣位置，在磨痕中心區(qū)域受到壓應(yīng)力，損傷較小[10]；沖擊10 × 105次后，磨損現(xiàn)象變得非常嚴重，磨痕表面出現(xiàn)嚴重的損傷，主要是疲勞剝落.

圖7 不同沖擊次數(shù)下焊接接頭典型的SEM照片F(xiàn)ig. 7 Typical SEM photos of welded joints under different impact times

圖8為磨痕截面SEM微觀形貌，可以看到表層裂紋向基體內(nèi)部擴展. 此外，對母材沖擊10 × 105次后沖擊磨痕內(nèi)外進行EDX能譜分析（如圖9），可以看到磨痕外的O元素含量較磨痕內(nèi)有明顯增加，表明接觸區(qū)域在沖擊過程中發(fā)生了明顯的氧化行為，因此材料的磨損是疲勞磨損和氧化磨損共同作用的結(jié)果，失效過程主要是塑性變形、點蝕破壞和疲勞剝落，其中塑性變形較其他部位的材料輕微.

對比SR、SH、LR、LH部位，在沖擊5 × 105次時，已經(jīng)出現(xiàn)輕微的分層，沖擊10 × 105次時出現(xiàn)了嚴重的剝落損傷，其中LR、SR區(qū)域剝落坑面積較大，損傷較嚴重，在剝落坑邊緣位置有裂紋產(chǎn)生并向非剝落區(qū)延伸，裂紋擴展到一定長度后發(fā)展成兩條微裂紋，并向不同方向生長.

從以上結(jié)果可看到，沖擊作用下材料損傷的演變過程可分為3個階段：無磨損階段（1 × 105次左右）、微量磨損階段（1 × 105～3 × 105次）、嚴重磨損階段（5 × 105次以上）. 試驗初期，在沖擊力作用下，材料發(fā)生了塑形變形；隨著沖擊次數(shù)增加，材料開始加工硬化，塑性變形能力下降；當(dāng)沖頭與鋼軌試樣接觸時，真實的接觸表面是部分粗糙峰接觸，接觸面積只占名義接觸面積的小部分，真實接觸壓力遠小于名義載荷[11-12]，因而，在較高的交變赫茲應(yīng)力作用下，接觸峰處產(chǎn)生形變硬化，在沖擊力作用下出現(xiàn)微裂紋，裂紋在局部范圍內(nèi)擴展形成表面小塊剝落，即蝕坑[13-14]；隨著沖擊的繼續(xù)進行，試樣塑性變形能力已達到極限，表面抵抗塑性變形能力衰竭而萌生微裂紋，根據(jù)剝層理論[15]，沖擊作用下材料表層及亞表層發(fā)生塑性變形的積累，試樣近表層產(chǎn)生大量的位錯，在沖擊過程中，位錯進一步堆積增殖會在試樣內(nèi)部形成裂紋源，裂紋一部分沿著平行于表面的方向擴展，另一部分向表面延伸，當(dāng)裂紋擴展到一定長度后，相鄰裂紋相連接，在裂紋與表面之間的材料將以片狀磨屑的形式剝落[16]. 這也可以解釋磨損率的變化，在沖擊作用初期，沖頭與鋼軌試樣是點接觸模式，接觸區(qū)域存在較高的接觸應(yīng)力使材料發(fā)生較大塑性變形. 隨著塑形變形增加，接觸面積增加，導(dǎo)致接觸應(yīng)力降低，同時塑形變形導(dǎo)致加工硬化；試驗后期，塑性變形不再增長，這一階段的材料沖擊破壞主要是疲勞磨損. 疲勞總是伴隨著裂紋萌生、擴展，疲勞一旦出現(xiàn)，磨損將會急劇增加. 因此，沖擊坑體積在沖擊初期迅速增加，而后趨于平緩，最后進入疲勞磨損階段而再次增加. 而磨損率先降低，在進入疲勞磨損階段后呈緩慢上升趨勢. 因此，鋼軌沖擊磨損的失效過程為塑性變形-點蝕-疲勞剝落，點蝕破壞形成的微坑在試驗中期先是逐漸增加，隨后逐漸減少，而疲勞剝落持續(xù)增加.

圖8 母材M磨痕剖面典型的SEM照片F(xiàn)ig. 8 Typical SEM photos for the cross section of the base metal

對比分析M、SR、SH、LH和LR接頭部位可以發(fā)現(xiàn)，失效規(guī)律基本一致，同時又具有一定的差異.從磨痕二維輪廓曲線（圖5）可以看出，由于母材硬度高，其第一階段塑性變形遠低于其它區(qū)域，而其磨痕深度在沖擊5 × 105次以內(nèi)時，沖擊坑深度變化較小；當(dāng)沖擊次數(shù)大于5 × 105次時，沖擊坑深度快速增加，表明母材M在沖擊5 × 105次后才發(fā)生疲勞剝落，而疲勞剝落一旦出現(xiàn)，磨損將急劇增加. 對于沖擊磨損最為嚴重的LR區(qū)域（圖7（e）），在沖擊次數(shù)為5 × 105次時，試樣已經(jīng)出現(xiàn)了剝落損傷，這是因為LR區(qū)域為晶粒粗大的粒狀珠光體組織，材料硬度較其他試樣偏低，試樣初期材料發(fā)生嚴重的塑性變形，進而出現(xiàn)加工硬化，同時反復(fù)沖擊使得沖擊表層溫度升高，加劇了氧化行為. 有關(guān)研究指出在高應(yīng)力沖擊作用下，試樣表層會形成一種與絕熱剪切現(xiàn)象類似的白層，這種材料硬度高、脆性大，受沖擊后容易發(fā)生剝落[17-18]，因此該區(qū)域較其他試樣更早出現(xiàn)疲勞剝落，磨損現(xiàn)象最為嚴重. 比較而言，SH、LH和SR試樣在沖擊5 × 105次后只觀察到了輕微的分層與剝落（圖7（b）、（c）、（d）），說明這些試樣的抗沖擊能力優(yōu)于LR，這也與這些樣品的硬度值依次下降相對應(yīng)（LR < SR < LH < SH < M）. 因此，增加硬度可延緩疲勞剝落的出現(xiàn)，而焊接工藝造成了材料微觀組織的差異，影響了材料硬度的分布. 因此，建議適當(dāng)調(diào)整鋼軌閃光焊接與焊后熱處理工藝以及開發(fā)新型鋁熱焊劑，通過提升接頭強度、硬度來改善接頭整體性能，最大程度地減少焊接工藝對鋼軌接頭組織性能的影響，進而提高焊接接頭的抗沖擊磨損性能.

圖9 母材磨痕EDX能譜分析Fig. 9 Wear scar EDX energy spectrum analysis

3 結(jié) 論

1） 隨著沖擊次數(shù)的增加，鋼軌焊接接頭的沖擊磨損均經(jīng)歷著塑性變形、點蝕破壞和疲勞剝落的過程，沖擊損傷是疲勞磨損和氧化磨損共同作用的結(jié)果.

2） 由于焊接熱處理工藝導(dǎo)致的接頭不同部位微觀組織和硬度的差異，熱影響區(qū)軟化部位抗沖擊性能最差，焊縫次之，母材的抗沖擊性能相對較好.

3） 過共析鋼軌閃光焊焊接接頭的抗沖擊性能優(yōu)于鋁熱焊焊接接頭.