姜云祿 楊 亮 韓曉輝 徐 野 陳懷寧 蔡桂喜

1.中國科學(xué)院核用材料與安全評價重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，中國科學(xué)院金屬研究所，沈陽，1100162.中國科學(xué)技術(shù)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,沈陽，1100163.中車青島四方機(jī)車車輛股份有限公司，青島，266111

0 引言

城軌車體用SUS301L不銹鋼具有優(yōu)異的耐腐蝕、耐高溫、高強(qiáng)度和焊接性能，組裝后無需涂裝，后期綜合維護(hù)成本低，滿足車體所需要的全部強(qiáng)度等級，符合綠色環(huán)保要求,因此得到廣泛應(yīng)用[1-3]。電阻點(diǎn)焊工藝具有熱輸入量小、成本低、工藝適應(yīng)性好等優(yōu)點(diǎn)，是目前不銹鋼車體的主要連接工藝[4]。

為確保不銹鋼車體焊接結(jié)構(gòu)的抗載荷能力和服役壽命，不銹鋼電阻點(diǎn)焊的疲勞性能至關(guān)重要。人們已在點(diǎn)焊工藝、微觀組織、材料缺陷、過載處理和壽命預(yù)測等方面進(jìn)行了研究。徐野等[4]采用單側(cè)徑向磁控電阻點(diǎn)焊工藝，使點(diǎn)焊熔核形貌、熔核尺寸、微觀組織、力學(xué)性能等得到改善。SHIRMOHAMMADI等[5]研究發(fā)現(xiàn)影響區(qū)韌性降低是導(dǎo)致馬氏體不銹鋼接頭失效斷裂的原因。 SMITH等[6]研究接頭缺陷時發(fā)現(xiàn)，通常尺寸大于1 mm的熔合缺陷對拉伸和韌性具有影響，而缺陷尺寸小于100 μm的缺陷對性能影響較小。?ZYüREK[7]研究了電流和焊接環(huán)境對304L奧氏體不銹鋼點(diǎn)焊性能的影響，發(fā)現(xiàn)9 kA的峰值電流和氮?dú)獗Ｗo(hù)下能夠獲得更好的點(diǎn)焊接頭。CHOI等[8]對三層薄板點(diǎn)焊接頭剪切拉伸條件下的疲勞性能進(jìn)行觀察，發(fā)現(xiàn)上邊單層板與下邊兩層的拉伸剪切組合具有更好的性能。ORDOEZ等[9]對DP980鋼電阻點(diǎn)焊接頭做過載處理，發(fā)現(xiàn)殘余壓應(yīng)力有助于提高接頭的拉伸疲勞性能。

車輛運(yùn)行環(huán)境復(fù)雜多變，運(yùn)行過程點(diǎn)焊接頭受到的載荷需考慮多種情況，不銹鋼電阻點(diǎn)焊的車體結(jié)構(gòu)失效模式多為疲勞斷裂，點(diǎn)焊接頭疲勞壽命關(guān)系到整體車輛的運(yùn)行安全[10-11]。目前針對實(shí)際車體點(diǎn)焊接頭在不同使用環(huán)境溫度、不同疲勞載荷應(yīng)力比和腐蝕性環(huán)境條件對接頭疲勞性能的影響及疲勞開裂的研究報道較少，為此，本文參照車體實(shí)際工況，研究溫度條件、兩種應(yīng)力比和腐蝕介質(zhì)對SUS301L不銹鋼材料電阻點(diǎn)焊接頭疲勞壽命的影響，分析點(diǎn)焊接頭復(fù)雜工況下的疲勞特性和疲勞失效的原因。

1 試驗(yàn)方法

母材采用加工強(qiáng)化的SUS301L-HT奧氏體不銹鋼，板厚為4 mm，化學(xué)成分見表1。模擬不銹鋼車體底架部位的點(diǎn)焊接頭，通過松下YR-500電阻點(diǎn)焊機(jī)，采用23 mm電極直徑的C型夾鉗，利用雙面單點(diǎn)點(diǎn)焊工藝制備點(diǎn)焊接頭。模擬實(shí)際運(yùn)行過程中受力情況的疲勞試樣見圖1。疲勞試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)參照J(rèn)IS Z3138。疲勞試驗(yàn)前借助超聲波C掃探傷，確保每個點(diǎn)焊接頭熔核具有較穩(wěn)定的熔核尺寸。采用INSTRON 8852電液伺服萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行6個應(yīng)力等級的拉-拉剪切疲勞試驗(yàn)，每個應(yīng)力等級至少3件重復(fù)試樣。加載等幅正弦載荷，應(yīng)力比R設(shè)為0.1和0.5，空氣介質(zhì)試驗(yàn)頻率為70 Hz，腐蝕介質(zhì)試驗(yàn)頻率為10 Hz，設(shè)定疲勞極限對應(yīng)的循環(huán)周次為107。高低溫試驗(yàn)在無錫中亞環(huán)境試驗(yàn)設(shè)備有限公司生產(chǎn)的環(huán)境箱中進(jìn)行，環(huán)境箱工作室尺寸為400 mm×500 mm×500 mm。腐蝕條件下疲勞試樣的試驗(yàn)段浸泡在容積3L的聚四氟動密封容器內(nèi)，再放置在環(huán)境箱中進(jìn)行試驗(yàn)。由于環(huán)境箱限制，點(diǎn)焊接頭在70 ℃和-40 ℃條件下的剪切拉伸試驗(yàn)使用最大載荷為50 kN的Zwick Z050電子拉伸試驗(yàn)機(jī)(室溫拉伸采用100 kN的拉伸機(jī))。疲勞斷裂后采用FEI QUANTA 450掃描電鏡(SEM)觀察疲勞斷口表面形貌，采用ZEISS MERLIN Compact掃描電鏡中的背散射電子衍射儀進(jìn)行電子背散射衍射(EBSD)分析，采用儀表球壓痕系統(tǒng)(IBIS)力學(xué)性能測試儀進(jìn)行微區(qū)力學(xué)性能表征。

表1 母材化學(xué)成分

圖1 疲勞試樣尺寸Fig.1 Dimensions of fatigue specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

在電阻點(diǎn)焊接頭的疲勞試驗(yàn)過程中，試樣受到剪切拉伸疲勞載荷，由于熔核形狀不規(guī)則無法準(zhǔn)確計算焊核截面積，故應(yīng)力水平按照最大載荷計算。

2.1 溫度對疲勞壽命的影響

考慮北方和南方的氣候差異，車體疲勞試驗(yàn)中設(shè)置試驗(yàn)溫度為-40 ℃、室溫和70 ℃。在應(yīng)力比R=0.5時，利用三參數(shù)模型處理數(shù)據(jù)，得到不同溫度條件下的疲勞壽命曲線，如圖2所示。由圖可看出，-40 ℃、室溫和70 ℃條件下的疲勞極限載荷幅值分別為4.5 kN、2.7 kN和3.6 kN。-40 ℃條件下疲勞性能整體優(yōu)于室溫和70 ℃下的疲勞性能，相比于室溫和70 ℃條件，-40 ℃下疲勞極限載荷分別提高了0.7倍和0.3倍。在承受高應(yīng)力疲勞載荷時，室溫下的疲勞性能優(yōu)于70 ℃下的疲勞性能，隨著疲勞周次的增加，兩者差距逐漸減小，高壽命周次時出現(xiàn)交叉。隨著疲勞周次的增加，70 ℃下的疲勞性能優(yōu)于室溫下的疲勞性能。疲勞試驗(yàn)后分析疲勞失效特征時發(fā)現(xiàn)，疲勞裂紋在界面處的熱影響區(qū)(HAZ)粗晶區(qū)形核，裂紋沿板厚方向擴(kuò)展直至斷裂。

圖2 不同溫度條件下的疲勞曲線Fig.2 Fatigue curves under different temperatures

70 ℃下不銹鋼的高溫氧化效應(yīng)可以忽略，考慮不同溫度下不銹鋼點(diǎn)焊接頭疲勞性能的差異可能與材料的強(qiáng)度和塑性有關(guān)，為此進(jìn)行對應(yīng)溫度下相同疲勞點(diǎn)焊接頭試樣的拉伸剪切試驗(yàn)。典型拉伸曲線如圖3所示(圖中非室溫拉伸到50 kN均未斷裂，機(jī)器自動停止)。由圖可知，低溫下接頭的拉伸剪切強(qiáng)度更高，高溫下的接頭具有更好的塑性。奧氏體不銹鋼材料在-40 ℃下的強(qiáng)度比室溫下明顯提高，使得點(diǎn)焊接頭的裂紋萌生和擴(kuò)展變得困難，故疲勞壽命得到提高，這符合圖2的疲勞試驗(yàn)結(jié)果。當(dāng)溫度升高至70 ℃時，與室溫相比，不銹鋼的強(qiáng)度下降不顯著，但塑性性能明顯改善。

圖3 不同溫度條件下的拉伸剪切曲線Fig.3 Tensile-shear curves under different temperatures

在20 kN以上的高疲勞載荷幅值下，裂紋起裂位置的材料由于應(yīng)力集中而容易進(jìn)入塑性變形狀態(tài)，此時決定裂紋萌生壽命的不僅是塑性，還有材料的強(qiáng)度。在10 kN以下的低疲勞載荷幅值下，裂紋起裂位置的材料不易發(fā)生塑性變形，對于塑性較好的不銹鋼材料，疲勞裂紋萌生和擴(kuò)展必然要經(jīng)過更多的滑移變形才能完成，因而高塑性材料的疲勞壽命有所提高。

為保證對比試樣疲勞壽命的一致性，同時考慮疲勞壽命在中壽命區(qū)的試樣分布較為密集，選取疲勞壽命為105附近的疲勞斷裂的試樣進(jìn)行斷口分析(下同)。不同試驗(yàn)溫度下疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)斷口形貌如圖4所示。由圖可以看出，相比于室溫和-40 ℃下的疲勞斷口形貌，70 ℃下的疲勞斷口表面起伏更大，呈現(xiàn)更明顯的塑性撕裂特征。

(a)-40 ℃ (b)室溫 (c)70 ℃圖4 不同溫度下的疲勞擴(kuò)展斷口形貌Fig.4 Fracture appearances of fatigue specimensunder different temperatures

2.2 應(yīng)力比對疲勞壽命的影響

應(yīng)力比是指試件循環(huán)加載時最小荷載與最大載荷之比，可看作影響材料和結(jié)構(gòu)的疲勞裂紋萌生和擴(kuò)展的一個外界力學(xué)因素。在室溫條件載荷相同時，應(yīng)力比R為0.1和0.5時疲勞壽命結(jié)果如圖5所示。由圖5可以看出，兩種應(yīng)力比的條件疲勞極限載荷幅值相近，但在高應(yīng)力循環(huán)載荷條件下，兩者相差較為明顯，當(dāng)R=0.1時疲勞壽命更長。

圖5 不同應(yīng)力比條件下的疲勞曲線Fig.5 Fatigue curves under different ratios of stress

SUS301L不銹鋼具有優(yōu)異的塑性，斷裂方式以韌性斷裂為主。應(yīng)力比R較小時，裂紋擴(kuò)展過程中，疲勞裂紋頂端存在殘余延伸變形區(qū)，裂紋張開位移減小，由于裂紋閉合現(xiàn)象使裂紋面提前接觸，從而降低裂紋擴(kuò)展傾向，斷口平面特征明顯[12]。反之應(yīng)力比R較大時,裂紋擴(kuò)展過程中裂紋閉合效應(yīng)減小，從而降低疲勞壽命。

不同應(yīng)力比下的疲勞斷口形貌如圖6所示。應(yīng)力比R=0.1條件下疲勞裂紋萌生斷口表面有更大起伏，同時裂紋擴(kuò)展路徑上疲勞斷口的塑性平面特征更加明顯，表現(xiàn)為疲勞壽命更長。

(a)疲勞裂紋萌生區(qū)(R=0.1)(b)疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)(R=0.1)

2.3 腐蝕介質(zhì)對疲勞壽命的影響

車體處于海洋氣候的運(yùn)行環(huán)境時更易受到腐蝕，可能影響不銹鋼材料的疲勞性能，為此，研究電阻點(diǎn)焊接頭在3.5%NaCl溶液中的疲勞性能?？紤]夏季高溫且高溫會加劇腐蝕，設(shè)計試驗(yàn)溫度為70 ℃，以獲得惡劣環(huán)境下點(diǎn)焊接頭的疲勞性能。試驗(yàn)結(jié)果如圖7所示(R=0.1)。由圖7可以看出，腐蝕介質(zhì)下點(diǎn)焊接頭的疲勞壽命明顯低于空氣介質(zhì)下的疲勞壽命，說明NaCl腐蝕介質(zhì)會明顯促進(jìn)不銹鋼點(diǎn)焊接頭的疲勞破壞。雖然在高壽命周次差別有所減小，但是參照圖2可知，由于70 ℃下材料塑性的提高導(dǎo)致疲勞性能改善，所以這種差別的減小是腐蝕介質(zhì)的高溫造成的，而腐蝕介質(zhì)本身的影響并未減弱。

圖7 腐蝕介質(zhì)下的疲勞曲線Fig.7 Fatigue curves under corrosion medium

腐蝕條件下疲勞斷口形貌如圖8所示。由圖8b可以看出，斷面產(chǎn)生點(diǎn)蝕，同時還出現(xiàn)一些絮狀腐蝕產(chǎn)物，腐蝕介質(zhì)促進(jìn)尖端裂紋擴(kuò)展。NaCl溶液使不銹鋼材料的表面鈍化膜遭到破壞，滑移臺階處形成無鈍化膜的微小陽極區(qū)，在周圍有鈍化膜覆蓋的陰極區(qū)保護(hù)下，陽極區(qū)快速溶解，形成腐蝕疲勞裂紋，加速疲勞裂紋擴(kuò)展。同時，基體奧氏體不銹鋼母材對溶液中氯離子具有環(huán)境敏感性，且疲勞加載過程中較大的拉應(yīng)力為應(yīng)力腐蝕開裂(SCC)提供了基本條件。疲勞載荷過程中一旦裂紋形核便在疲勞載荷下不斷發(fā)生塑性變形，連續(xù)破壞金屬表面的鈍化膜，導(dǎo)致金屬表面直接與氯離子接觸，加速了應(yīng)力腐蝕開裂的產(chǎn)生，使得腐蝕條件下的疲勞壽命縮短。

(a)腐蝕疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)(b)腐蝕斷口局部放大圖圖8 不同腐蝕環(huán)境下的疲勞裂紋形貌Fig.8 Fracture appearances of fatigue specimens underdifferent corrosion environments

2.4 斷裂分析

疲勞試驗(yàn)過程中發(fā)現(xiàn)，各試驗(yàn)條件下試樣均在熱影響區(qū)附近發(fā)生斷裂，斷口形貌表現(xiàn)出疲勞斷裂失效特征。-40 ℃和70 ℃條件下斷口表面形貌起伏更大，有明顯撕裂棱和臺階，說明疲勞斷裂過程中出現(xiàn)明顯的塑性變形，而室溫下表面形貌更加平緩。腐蝕條件下，由于腐蝕介質(zhì)的存在促進(jìn)絮狀腐蝕產(chǎn)物的生成，加速疲勞開裂，斷口觀察到絮狀腐蝕產(chǎn)物。選取室溫下應(yīng)力比為0.5的疲勞曲線中壽命區(qū)疲勞周次105的試樣進(jìn)行分析，熔核形貌及疲勞斷裂截面如圖9所示。由熔核形貌可看出，上下板界面處有熔融金屬形成的尖角，熔核中心有直徑約0.5 mm的氣孔。接頭經(jīng)過疲勞載荷的反復(fù)作用，尖角處由于應(yīng)力集中而導(dǎo)致裂紋成核，微裂紋在與主應(yīng)力軸相垂直的方向上繼續(xù)沿板厚向外擴(kuò)展，從而導(dǎo)致下板靠近焊核邊緣的熱影響區(qū)處出現(xiàn)與加載方向垂直的宏觀裂紋；當(dāng)宏觀裂紋擴(kuò)展至熱影響區(qū)時，接頭處強(qiáng)度遠(yuǎn)小于基板強(qiáng)度，使得試件上下板分離發(fā)生失效斷裂。

圖9 熔核區(qū)形貌及疲勞開裂截面Fig.9 Macro-morphology of nugget and fatiguecracking section

進(jìn)一步對熔核截面進(jìn)行顯微硬度分析，結(jié)果如圖10所示?？梢钥闯?，熔核熱影響區(qū)出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，主要是由于焊接熱循環(huán)作用下該區(qū)域發(fā)生奧氏體晶粒長大，形成粗大組織使得硬度降低。選取疲勞壽命在105附近的疲勞斷裂試樣，對比不同試驗(yàn)條件下點(diǎn)焊接頭熱影響區(qū)的顯微硬度，結(jié)果見表2。由表2可以看出，-40 ℃時熱影響區(qū)的顯微硬度由于低溫強(qiáng)化作用硬度值最高為201HV1。隨著溫度的升高硬度降低，70 ℃時疲勞試樣熱影響區(qū)硬度為181HV1。腐蝕介質(zhì)僅能促進(jìn)試樣表面和裂紋尖端絮狀腐蝕產(chǎn)物的生成，對熔核截面硬度影響較小，硬度值為177HV1。

圖10 熔核顯微硬度結(jié)果Fig.10 Micro-hardness results of nugget

表2 不同條件下熱影響區(qū)顯微硬度值

為驗(yàn)證結(jié)果的準(zhǔn)確性，利用IBIS力學(xué)性能表征方法對點(diǎn)焊接頭進(jìn)行微區(qū)力學(xué)性能表征，圖11示出了不同位置力-深度曲線，可以看出，相同壓痕深度下，熱影響區(qū)的加載力最小，表明熱影響區(qū)的硬度最低。由IBIS力學(xué)性能儀器計算得出熱影響區(qū)強(qiáng)度為(570±50)MPa，比母材強(qiáng)度(750±70)MPa的抗拉強(qiáng)度約低180 MPa。兩次試驗(yàn)結(jié)果均顯示熱影響區(qū)出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，證實(shí)軟化區(qū)的性能降低是疲勞失效的主要原因。

圖11 不同位置微區(qū)性能Fig.11 Micro-properties with different zones

圖12 熔核中心區(qū)反極圖Fig.12 IPF of nugget in center

對原始狀態(tài)的點(diǎn)焊接頭進(jìn)行EBSD分析，熔核中心氣孔附近位置反極圖(IPF)見圖12，焊縫區(qū)主要由均勻細(xì)小的枝晶組織組成，晶粒取向多數(shù)呈平行〈0 0 1〉方向分布。熱影響區(qū)的反極圖見圖13，熱影響區(qū)晶粒主要由等軸晶組成，晶粒取向以界面處為中心呈對稱分布，具體來說，晶粒的〈0 0 1〉晶向在界面處與板厚方向一致。晶粒取向與疲勞載荷方向呈90°夾角，這使得晶粒承受更大的載荷從而加速疲勞失效。

圖13 熱影響區(qū)反極圖Fig.13 IPF of HAZ

進(jìn)一步對熱影響區(qū)的施密特因子進(jìn)行分析，如圖14所示，可以看出，熱影響區(qū)界面位置存在較大的高應(yīng)力區(qū)，同時高應(yīng)力區(qū)中混合低應(yīng)力區(qū)，這種高低應(yīng)力交錯的區(qū)域在變形過程中一定會出現(xiàn)變形不協(xié)調(diào)的情況，變形的不同步會使得裂紋源在此處萌生。

圖14 熱影響區(qū)施密特因子Fig.14 Schmidt factor of HAZ

焊接熱循環(huán)后形成的軟化區(qū)使得熱影響區(qū)為性能的薄弱位置。焊接過程中裝配間隙的存在使得焊接形核過程中界面處形成尖角，成為應(yīng)力集中區(qū)域。同時界面處的晶粒取向與疲勞加載方向呈垂直關(guān)系，晶粒的強(qiáng)化作用無法充分發(fā)揮作用使得承受疲勞載荷時在界面尖角處萌生疲勞裂紋。疲勞裂紋擴(kuò)展過程中，由于靠近界面處的熱影響區(qū)為軟化區(qū)，疲勞裂紋向軟化區(qū)延伸然后沿板厚方向逐漸向表面擴(kuò)展，直至斷裂失效。

3 結(jié)論

(1)三種溫度條件下的不銹鋼點(diǎn)焊接頭疲勞試驗(yàn)結(jié)果表明，-40 ℃下疲勞性能整體高于室溫和70 ℃下的疲勞性能。在高應(yīng)力條件下，室溫下的疲勞性能稍優(yōu)于70 ℃下的疲勞性能，但由于材料塑性性能的改善，低應(yīng)力條件下，70 ℃下的疲勞性能優(yōu)于室溫下的疲勞性能。

(2)兩種應(yīng)力比情況下，裂紋擴(kuò)展過程中裂紋尖端存在殘余延伸變形區(qū)，低應(yīng)力比條件下裂紋張開位移減小，裂紋閉合現(xiàn)象使裂紋面提前接觸，從而降低裂紋擴(kuò)展傾向。

(3)NaCl溶液介質(zhì)造成裂尖陽極區(qū)的快速溶解和應(yīng)力腐蝕開裂，促進(jìn)疲勞裂紋的萌生和擴(kuò)展，從而造成疲勞壽命顯著降低。

(4)疲勞裂紋在界面應(yīng)力集中處形核，向熱循環(huán)的軟化區(qū)擴(kuò)展長大，沿著軟化區(qū)向板表面擴(kuò)展直至疲勞斷裂失效。