移動(dòng)閃光焊接頭斷裂原因及預(yù)防措施

張倩

中國(guó)鐵道科學(xué)研究院集團(tuán)有限公司金屬及化學(xué)研究所，北京 100081

高速鐵路無(wú)縫線路焊接接頭的質(zhì)量關(guān)乎行車安全，受到鐵路工務(wù)部門的高度重視［1-2］。對(duì)于現(xiàn)場(chǎng)移動(dòng)閃光焊接技術(shù)，如果環(huán)境、設(shè)備、人員等因素導(dǎo)致焊接質(zhì)量不良，就會(huì)產(chǎn)生疲勞引發(fā)焊接裂紋、核傷等嚴(yán)重缺陷。

某客運(yùn)專線運(yùn)營(yíng)初期，移動(dòng)閃光焊接頭發(fā)生了多起斷裂事故?，F(xiàn)場(chǎng)調(diào)研發(fā)現(xiàn)，發(fā)生斷裂的焊接接頭從焊接到發(fā)生斷裂的時(shí)間周期約為6～9個(gè)月，斷裂集中發(fā)生在12月份，焊機(jī)型號(hào)為K922，線路采用U71MnG鋼軌（60 kg/m）。由于焊接接頭具有發(fā)生斷裂的周期短且成批量斷裂的特征，危害性較大。本文選取其中3個(gè)焊接接頭進(jìn)行分析，探究其傷損特征與規(guī)律，從而明確失效原因并提出改進(jìn)措施。

1 試驗(yàn)內(nèi)容

1.1 宏觀形貌

3個(gè)鋼軌焊接接頭的斷裂位置均在焊瘤中部。將斷口打開，1#—3#斷裂焊接接頭的宏觀形貌如圖1所示。可以看出：①3個(gè)焊接接頭的裂紋源區(qū)均位于軌腰處，其中1#焊接接頭的裂紋源位于軌腰中部，呈長(zhǎng)軸16 mm、短軸10 mm的橢圓形；2#焊接接頭的裂紋源位于軌腰上部，呈長(zhǎng)20 mm、寬10 mm的長(zhǎng)方形；3#焊接接頭的裂紋源位于軌腰下部，呈長(zhǎng)18 mm、寬3 mm的長(zhǎng)方形。裂紋源區(qū)上下兩側(cè)為焊接接頭橫向斷裂時(shí)的斷口，斷口從裂紋源區(qū)向軌頭和軌底方向呈放射狀擴(kuò)展，并呈現(xiàn)出具有金屬光澤的脆性斷口形貌。

圖1 斷裂焊接接頭的宏觀形貌

將裂紋源區(qū)放大觀察（圖2），可以看出源區(qū)斷口均有不同程度的氧化銹蝕，其中1#焊接接頭的氧化程度較嚴(yán)重，斷口已呈深黑色，其他兩個(gè)斷口呈較暗的深灰色。將斷口分為A、B、C三個(gè)區(qū)域：A區(qū)域?yàn)榱鸭y源區(qū)；B區(qū)域?yàn)楹噶鐾仆褂嗔刻帲瑪嗫谄烬R；C區(qū)域?yàn)楹附咏宇^橫向斷裂時(shí)的瞬斷區(qū)。圖2（c）中3#焊接接頭的焊瘤推凸余量處已被打磨掉。

圖2 裂紋源區(qū)放大形貌

1.2 微觀形貌和能譜分析

采用FEI Quanta 400掃描電子顯微鏡觀察斷口微觀形貌，發(fā)現(xiàn)3個(gè)焊接接頭斷口形貌特征非常一致。以3#焊接接頭為例，其微觀形貌如圖3所示?？梢钥闯?，裂紋源區(qū)內(nèi)不均勻分布著深色和淺灰色區(qū)域。

圖3 3#焊接接頭斷口裂紋源區(qū)微觀形貌

深色區(qū)域主要為具有擠壓變形形貌的熔融狀表面和局部未受擠壓的熔融狀液態(tài)金屬冷卻自然凝固后形成的等軸晶及樹枝晶形貌，如圖4所示。對(duì)此區(qū)域進(jìn)行能譜分析，用特征X射線K線系進(jìn)行定量計(jì)算，結(jié)果見表1?？芍簲嗫诒砻鍻元素含量較高，這是兩鋼軌焊接端面金屬在熔融狀態(tài)下與空氣接觸后形成的高溫氧化特征；Mn元素含量高，其主要原因是合金元素熔點(diǎn)較低，一般最后凝固。因此，深色區(qū)域?qū)儆诤附游春负蠒r(shí)最后凝固的區(qū)域。

圖4 裂紋源區(qū)深色區(qū)域微觀形貌

表1 裂紋源區(qū)深色區(qū)域能譜分析結(jié)果 %

淺灰色區(qū)域主要為韌窩狀斷口以及極少量的解理花樣形貌。韌窩狀斷口主要是在焊縫氧化脫碳層處受拉應(yīng)力作用時(shí)形成的。如圖5（a）所示，韌窩呈平面狀分布在斷口表面，韌窩均勻整齊，可清晰地看到網(wǎng)狀晶界，晶粒較粗大。進(jìn)一步放大，可以看到韌窩底部存在大量夾雜物，如圖5（b）所示。對(duì)此區(qū)域進(jìn)行能譜分析，用特征X射線K線系進(jìn)行定量計(jì)算，結(jié)果見表2?？芍捍嬖谟陧g窩底部夾雜物中的Si、Mn、O元素含量均非常高，可判斷為硅酸鹽、氧化物等夾雜物。韌窩處的成分以Fe元素為主，O元素含量不高，應(yīng)為鐵素體成分。因此，此處為焊合后鐵素體又被撕裂形成的，屬于弱焊合性質(zhì)。

表2 裂紋源區(qū)淺灰色區(qū)域能譜分析結(jié)果（質(zhì)量百分比）%

1.3 焊接接頭金相組織

對(duì)3個(gè)焊接接頭的耦合斷口裂紋源區(qū)的橫截面進(jìn)行金相組織觀察。圖6是1#焊接接頭的金相磨面?？梢钥闯觯撥壔w顯微組織為珠光體組織。

圖6 1#焊接接頭的金相磨面

斷口表面存在脫碳層組織，在斷口附近存在多條平行于斷口、垂直于焊接頂鍛方向的白色鐵素體條帶，如圖7所示。斷口的氧化脫碳層一部分是由于未焊合形成的熔融態(tài)表面的氧化脫碳層，另一部分是焊合后撕裂的鐵素體。焊接時(shí)，熔融態(tài)金屬在焊接端面凹凸不平，經(jīng)高溫氧化，表面發(fā)生脫碳，后經(jīng)頂鍛受力后擠壓變形，脫碳金屬未被完全頂鍛擠出，形成多條脫碳后的條帶狀鐵素體組織。在條帶狀鐵素體組織上還觀察到存在彌散分布的黑色點(diǎn)狀物，如圖8所示。對(duì)條帶狀鐵素體組織及黑色點(diǎn)狀物進(jìn)行能譜成分分析，結(jié)果表明，其與斷口分析中平面狀韌窩及韌窩內(nèi)夾雜物的能譜分析結(jié)果一致。條帶狀鐵素體組織的強(qiáng)度較低，為焊縫中較為薄弱的部位。在應(yīng)力作用下，裂紋易在此處產(chǎn)生和發(fā)展。

圖7 裂紋源區(qū)斷口兩側(cè)金相組織低倍形貌

圖8 斷裂源區(qū)脫碳組織上分布的黑點(diǎn)與條形夾雜

此外，裂紋源區(qū)斷口附近存在少量孔洞，孔洞周圍有脫碳層，并存在一些細(xì)小裂紋，如圖9所示。判斷為焊接未焊合時(shí)液態(tài)金屬自然凝固時(shí)形成的縮孔。

圖9 裂紋源區(qū)斷口附近的孔洞及細(xì)小裂紋（腐蝕前）

1.4 鋼軌母材化學(xué)成分

采用直讀光譜儀對(duì)鋼軌母材的化學(xué)成分進(jìn)行檢驗(yàn)，結(jié)果見表3。可知，鋼軌母材化學(xué)成分滿足TB/T 3276—2011《高速鐵路用鋼軌》的有關(guān)技術(shù)要求。

表3 鋼軌母材化學(xué)成分 %

1.5 焊接正火工藝

對(duì)3個(gè)焊接接頭的晶粒度和熱影響區(qū)寬度進(jìn)行金相及低倍組織檢查，結(jié)果如圖10所示?？梢钥闯觯酆暇€處組織為網(wǎng)狀鐵素體組織和珠光體組織，組織晶粒粗大。根據(jù)GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》對(duì)其進(jìn)行晶粒度評(píng)級(jí)，1#—3#斷裂焊接接頭依次為2級(jí)、3級(jí)、3級(jí)。

圖10 焊縫處金相組織

沿垂直縱向截取軌頭和軌底焊縫平板狀試樣，進(jìn)行低倍腐蝕后觀察，如圖11所示。可以看出，焊縫熔合線并不明顯，熱影響區(qū)一側(cè)寬度約為20 mm。

圖11 焊縫縱向垂直平板狀試樣低倍形貌（腐蝕后）

圖12是經(jīng)過正火熱處理的焊接接頭組織微觀形貌?？梢钥闯?，經(jīng)過熱處理的焊縫晶粒明顯細(xì)化，晶粒度可達(dá)到8級(jí)以上，熔合線清晰且熱影響區(qū)寬度成倍增加，一側(cè)寬度約為35～40 mm。根據(jù)熔合線金相組織晶粒度檢查及低倍組織測(cè)量熱影響區(qū)寬度的結(jié)果分析，斷裂焊接接頭在焊接后未及時(shí)進(jìn)行正火工藝處理。根據(jù)TB/T 1632.2—2014《鋼軌焊接第2部分：閃光焊接》，閃光焊、氣壓焊接頭焊后必須正火熱處理。因此，斷裂焊接接頭的焊接過程不符合技術(shù)要求。

圖12 經(jīng)過正火熱處理的焊縫組織微觀形貌

2 試驗(yàn)結(jié)果分析

上述試驗(yàn)結(jié)果表明，鋼軌焊接接頭軌腰處存在未焊合缺陷是鋼軌發(fā)生斷裂的主要原因。軌腰未焊合缺陷的出現(xiàn)極大地削弱了鋼軌承受溫度應(yīng)力的能力，當(dāng)鋼軌受到溫度應(yīng)力作用時(shí)，裂紋即自未焊合的裂紋源區(qū)向軌頭及軌底不斷擴(kuò)展，最終造成鋼軌的橫向脆性斷裂。同時(shí)，焊接熱影響區(qū)組織晶粒粗大，大大降低了焊接接頭的強(qiáng)度和韌性，加速了裂紋的擴(kuò)展。

2.1 未焊合形貌形成的原因

焊接接頭頂鍛后對(duì)接鋼軌焊縫處未能完全冶金結(jié)合（或熔化結(jié)合）的部分稱未焊合。TB/T 1632.1—2014《鋼軌焊接第1部分：通用技術(shù)》對(duì)未焊合的定義是母材與母材之間未能完全結(jié)合的部分。閃光焊接頭軌腰處存在未焊合缺陷，形成平面狀裂紋［3］。在推凸焊瘤時(shí)，推凸面表層金屬發(fā)生塑性變形呈彎曲狀（與熔合線沿推凸方向彎曲變形的形狀相似），使推凸表面的未焊合不易被觀察到。未焊合斷口通常呈深灰色熔融狀形貌，絕大多數(shù)伴隨有Si、Mn夾雜物，且分布在未焊合缺陷中的夾雜物體積更大或分布更密。由于合金元素熔點(diǎn)較低，一般最后凝固，而夾雜物與周圍金屬相比成分變化較大，凝固點(diǎn)也不同。鋼軌快速頂鍛后，夾雜物的凝固速度慢于周圍金屬，說明此區(qū)域?qū)儆诤附游春负蠒r(shí)最后凝固的區(qū)域。在頂鍛擠壓時(shí)未能將高溫氧化且含有高合金元素成分的熔融金屬完全擠出而留在了焊縫內(nèi)部，形成了未焊合缺陷。斷口金相可觀察到未焊合裂紋是在焊縫位置，在裂紋表層存在有條帶狀脫碳特征的鐵素體組織?？梢酝ㄟ^調(diào)試優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，盡量避免Si、Mn元素形成體積更大或者分布更密的硅酸鹽類夾雜物。

2.2 未焊合缺陷產(chǎn)生的原因

閃光焊的焊接過程為：將待焊鋼軌平順對(duì)直，然后將對(duì)號(hào)的鋼軌端部固定在焊機(jī)夾具上，利用電流通過待焊鋼軌端部產(chǎn)生的熱量，不斷形成液態(tài)金屬過梁，隨著過梁爆破產(chǎn)生閃光飛濺［4］，如圖13所示。確保被焊端面清潔并加熱至表面融化狀態(tài)，然后立即加壓，在壓力下相互結(jié)晶，兩節(jié)鋼軌焊接在一起。張琪［5］利用高速攝像、紅外熱像系統(tǒng)研究了閃光過梁爆破時(shí)鋼軌端面的微觀狀態(tài)，在金屬過梁爆破過程中，接觸端面會(huì)不斷形成火口，在頂鍛壓力下火口會(huì)閉合。若此時(shí)火口中有空氣進(jìn)入，導(dǎo)致表面金屬高溫氧化形成鐵銹，其冶金結(jié)合力將大幅降低，火口無(wú)法正常閉合，就會(huì)造成局部區(qū)域的平面狀缺陷。

圖13 鋼軌端部過梁爆破示意

綜上可知，焊接接頭產(chǎn)生未焊合缺陷的原因是：焊接過程中保護(hù)氣氛、熱量和頂鍛量配合不到位，導(dǎo)致在焊接過程中兩鋼軌待焊端面未能實(shí)現(xiàn)全斷面冶金結(jié)合。現(xiàn)場(chǎng)焊接時(shí)，空氣進(jìn)入焊縫破壞了焊接過程中的保護(hù)氣氛，鋼軌端部受高溫氧化后形成了黑色的Fe3O4氧化皮，使鋼軌端面的冶金結(jié)合能力降低，此時(shí)若熱量和閃光階段的位移速度無(wú)法適時(shí)跟進(jìn)，局部即形成未焊合缺陷。在移動(dòng)閃光焊接中，現(xiàn)場(chǎng)的焊接條件極為重要，如天氣晴朗、無(wú)風(fēng)、溫度適宜的環(huán)境與高溫、大風(fēng)、下雨環(huán)境中焊接出來的質(zhì)量是存在差異的。環(huán)境的變化對(duì)設(shè)備和焊接工藝都會(huì)產(chǎn)生影響，進(jìn)而引發(fā)焊接質(zhì)量變化。

2.3 焊接接頭在服役初期大量斷裂的原因

斷裂焊接接頭的裂紋源位于軌腰，由于靠近中和軸，正常使用過程中由列車通過產(chǎn)生的動(dòng)彎應(yīng)力對(duì)該缺陷的作用很小，其受力主要取決于無(wú)縫線路的溫度應(yīng)力［6］。焊接接頭斷裂發(fā)生在冬季，是無(wú)縫線路溫度拉應(yīng)力最大的季節(jié)。由于未焊合的面積較大，在缺陷處產(chǎn)生應(yīng)力集中，在溫度交變作用下很容易引發(fā)鋼軌橫向開裂，這是鋼軌在服役初期就出現(xiàn)大量斷裂的原因。

此外，由于斷裂焊接接頭未進(jìn)行正火工藝處理，導(dǎo)致焊縫組織晶粒粗大，焊縫的韌塑性及強(qiáng)度降低［7］，加速了焊接接頭裂紋的擴(kuò)展。對(duì)焊接接頭進(jìn)行焊后正火處理或欠速淬火，使得焊接接頭組織晶粒更細(xì)，彌散度更大，焊接接頭的強(qiáng)度、韌性、抗沖擊性能都能得到提高［8］。

3 結(jié)論及建議

1）軌腰存在未焊合缺陷是引起焊接接頭橫向斷裂的主要原因。斷軌的斷裂源區(qū)位于軌腰的焊縫中心熔合線處，焊接時(shí)由于軌端進(jìn)入氧氣形成了氧化物，使冶金結(jié)合力降低產(chǎn)生了未焊合缺陷。冬季氣溫驟降時(shí)，在溫度應(yīng)力作用下，裂紋在此處萌生并呈放射狀向軌頭和軌底方向擴(kuò)展，最后導(dǎo)致鋼軌橫向脆性斷裂。

2）焊接時(shí)應(yīng)關(guān)注現(xiàn)場(chǎng)環(huán)境，增加擋風(fēng)裝置，防止因空氣進(jìn)入而破壞保護(hù)氣氛，同時(shí)適當(dāng)提高加速閃光階段的位移速度，可有效避免未焊合缺陷。

3）焊后及時(shí)進(jìn)行正火工藝處理，提高焊接接頭的抗疲勞性能，可減緩裂紋的擴(kuò)展速率。