钢轨铝热焊接头横向断裂

铁道建筑

Railway Engineering September，2012

文章编号：1003-1995（2012）09-0110-04

钢轨铝热焊接头横向断裂分析

杨其全，邹定强，胡杰

（中国铁道科学研究院金属及化学研究所，北京100081）

摘要：通过宏、微观检查，分析了钢轨铝热焊接头断裂失效的原因。结果表明，钢轨铝热焊接头断裂的主要原因是由于铝热反应不充分，在轨腰焊筋表层和次表层产生粗大的含有氧化铝、珠光体和马氏体的夹渣类型焊接缺陷，导致铝热焊头使用初期在夹渣类型缺陷处形成裂纹源进而发生横向断裂。轨腰焊肉处存在的沿晶界分布的马氏体组织，加剧了钢轨的脆性断裂过程。

关键词：钢轨铝热焊接头横向断裂轨腰夹渣

中图分类号：U213.9+2文献标识码：A DOI：10．3969/j．issn．1003-1995．2012．09-33

北方某铁路下行线钢轨铝热焊接头，两侧钢轨均为60kg/m U71Mn。焊接时间为2011年10月20日，焊接开始和结束时的气温均为16ħ，轨温均为17ħ，焊剂为法国QPCJ焊剂。2011年12月发生断裂，断裂时间为夜间，当日最高气温－10ħ，最低气温－20ħ，断轨发生时线路上没有列车通过。

1宏微观检验

1.1断裂形状和断口宏观形貌

断裂钢轨的断口宏观形貌见图1。断口位于铝热焊焊缝上，由裂纹源区断口和脆性断口组成，裂纹源区断口位于轨腰焊筋表层和次表层的一深灰黑色断口处（图2），尺寸约为6mm（横向）ˑ6mm（垂向）。起源于裂纹源区的脆性断口为具有金属光泽的结晶状断口；根据人字形棱线，可判定裂纹扩展方向是从裂纹源区向轨底和轨头方向脆性扩展，最终导致焊缝横向断裂。1.2断口的微观形貌和微区成份

在断口裂纹源处取扫描样，在扫描电镜下观察裂纹源区和起源于裂纹源区的脆性扩展区的微观形貌。图2为裂纹源区的扫描电镜形貌，可看到裂纹源区为分布有白色物质（不导电物质）和黑色物质的混合物。对裂纹源区表面的白色物质和黑色物质分别进行了能谱分析，结果显示黑色物质的主要成份为Fe元素，白色物质的主要成份为O和Al元素，由此可断定裂纹源应混合分布有Fe、Al、O元素的焊接夹渣缺陷。图3为裂纹源区周围的脆性扩展区微观形貌，可看出脆性扩展区弥散分布有球状的白色颗粒以及球状颗粒脱落后残留的半球状坑，对该球状颗粒进行能谱分析，确定其主要成份为O和Al。

1.3断口裂纹源金相及能谱分析

将断口扫描样在裂纹源区处沿水平纵向切开，磨制断口裂纹源金相样，用4%的硝酸酒精溶液对金相面进行浸蚀，在金相显微镜下观察夹渣内部及其边缘

收稿日期：2012-03-19；修回日期：2012-05-28

作者简介：杨其全（1976—），男，山东滕州人，助理研究员，硕士。附近的金相组织，在显微维氏硬度计上测量各区的硬度（见图4）。结果表明夹渣内部主要有3种不同的组织形态：珠光体组织（硬度为247.6HV，260HV）、混

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2012年第9期钢轨铝热焊接头横向断裂分析

合各种形态的马氏体组织（硬度为579HV）和条状与球状的高硬度组织（硬度为1486HV、956HV）。在扫描电镜下分别测量3种组织的微区能谱成份，测点位置和各区的形貌见图5，微区能谱分析的汇总结果见表1。可以看出，马氏体组织处（谱图1）比珠光体组织处（谱图3、谱图4）的合金元素（Si，Mn）成份含量要高；高硬度组织（谱图2、谱图5）的主要元素成份为Al 和O，其中谱图2处（硬度1486HV）比谱图5处（硬度956HV）的Al、O含量更高，Fe含量更低。微观检验证明，夹渣边缘的组织与内部基本一致，也是混合分布的珠光体组织、马氏体组织和高硬度组织。

表1图5所示各点原子百分比汇总结果%

谱图C O Al Si Ca Cr Mn Fe

谱图110.39 1.17 1.5086.94谱图2 3.9062.7731.670.450.110.510.60谱图311.880.980.9886.17谱图411.11 1.090.260.9986.56谱图5 3.4451.7336.030.318.49

1.4轨腰纵断面显微组织

取轨腰纵断面金相样，观察轨腰内部焊肉处的显微组织。图6为试样的宏观形貌，图7为轨腰纵断面缺陷处的显微组织形貌，同样为混合分布有珠光体组织、马氏体组织、高硬度组织的形貌。图8为焊肉处随机观察到的马氏体组织形貌，马氏体组织沿珠光体组织的晶界分布，其硬度测量结果为614HV

。

2检验结果的分析意见

2.1焊肉处出现粗大夹渣的原因

铝在足够高的温度下，与氧有很强的化学亲和力，可从铁的氧化物中夺取氧，将铁还原出来，同时放出大量的热，铝热反应产生的高温液态金属填充焊接接头的同时，也将熔化待焊母材表面，冷却凝固后完成焊接过程。

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铁道建筑September，2012下列公式列出了铝热反应过程及其产生的热能。

3Fe

3O

4

+8Al=4Al

2

O

3

+9Fe（3088ħ，719.3kcal）；

3FeO+2Al=Al

2O

3

+3Fe（2500ħ，187.1kcal）；

Fe

2O

3

+8Al=Al

2

O

3

+2Fe（2960ħ，181.5kcal）。

铝热焊剂主要由氧化铁、铝粉、铁粉、合金组成，氧化铁与铝粉是铝热焊剂的基本成分。在进行化学反应时释放出焊接所需热能使钢水熔化形成焊肉。反应所生成的氧化铝（Al2O3）因其相对密度小于钢水，而浮在表面成为熔渣。铁粉用于调节铝热钢水温度，合金调整焊肉金属成分。

夹渣是铝热焊铸造组织中常见的缺陷之一。夹渣是由于熔渣随钢水进入焊缝，没有从浇口和冒口处浮出而造成。此外，未能全部融化的铁合金块或混入钢水中的其他金属，在进行铝热反应时与熔渣等未及时上浮冲走而进入型腔，黏附在型腔表面被凝固，形成夹渣。

具体来说，由于轨缝过大、砂箱不密贴或产生跑铁现象；钢水量不够，使熔渣不能完全排出；铝热反应不充分，导致反应未完成就浇注，在型腔内继续反应；凝固快，熔渣来不及浮出等原因形成夹渣。钢水进入型腔通常最容易在轨顶部位产生夹渣（在轨头打磨时就能清除掉或能观察到），在轨腰的焊筋表层部位也可能形成夹渣（由于该处焊筋表面为铸造表面，比较粗糙，通常无法用肉眼或探伤方法检测出）。

2.2断裂源

断口宏观形貌、微观形貌和微区能谱检验分析结果表明，在焊肉处存在肉眼可见的粗大夹渣，是导致在轨腰焊筋边缘形成横向裂纹进而发展成钢轨横向断裂的原因。

粗大夹渣的尺寸约为6mmˑ6mm，主要为氧、铝和铁等元素成份，其显微组织为混合分布的珠光体组织、马氏体组织以及高硬度组织。结合高硬度组织的化学成份（Al，O）和铝热反应的过程可知，高硬度组织的主要成份应为氧化铝（Al2O3）。

2.3夹渣和焊肉处出现马氏体的原因

夹渣内部及边缘分布有珠光体、马氏体及高硬度的显微组织，对比马氏体和珠光体区域的微区能谱成份可知，马氏体区域合金元素（Si，Mn）含量偏高，表明在夹渣缺陷处同时存在有成份偏析缺陷。马氏体组织的产生应为铝热焊料熔化不均匀（如铁合金没有完全熔化）引起的微区成份偏析，焊后冷却时转变为珠光体和不同硬度的马氏体组织；同时形成较大的组织应力并形成微裂纹。

轨腰纵断面处的显微组织检验表明，焊肉处可随机观察到沿晶界分布的马氏体组织，其产生原因是由于合金元素沿晶界处析出，进而引起合金元素的成份偏析，焊后冷却时转变为珠光体和不同硬度的马氏体组织。铝热焊剂成份异常（合金元素成份偏高或合金元素尺寸偏大）或铝热反应不充分（合金元素未充分扩散到钢水中）都会导致焊肉中合金元素的局部富集，并在冷却过程中沿晶界析出，产生合金元素成份偏析。

马氏体组织是一种脆性组织，易于产生裂纹，会大大降低钢轨的韧性。《钢轨焊接第3部分：铝热焊接》（TB/T1632．3—2005）规定，“焊缝、热影响区不应出现马氏体及魏氏组织等”。

2.4夹渣和马氏体对钢轨铝热焊接头性能的影响

《钢轨焊接第3部分：铝热焊接》（TB/T1632．3—2005）中对断口的检验规定，“允许出现少量气孔、夹渣或夹砂等缺陷，其尺寸及数量如下：最大尺寸2mm 时，允许数量一个，最大尺寸1mm时，允许数量2个”。上述规定表明，铝热焊接头中的气孔、夹渣或夹砂很难避免，其尺寸和数量未达到一定程度应该不影响使用。

断裂焊接接头中的夹渣位置位于轨腰，由于靠近中和轴，正常使用过程中由列车通过产生的动弯应力对该夹渣的作用很小，其受力主要取决于无缝线路的温度应力。冬季是无缝线路温度拉应力最大的季节，由于夹渣的尺寸较大（达到了6mm），并且在夹渣周围弥散分布有众多球状的氧化铝颗粒，产生应力集中，在温度交变载荷的作用下，很容易引发钢轨横向裂纹。由于焊肉为铸态组织，晶粒粗大，且存在沿晶界分布的马氏体组织，降低了铝热焊接头的韧性，加剧了钢轨产生横向脆断的可能。

3结论与建议

1）铝热反应不充分，在轨腰焊筋表层和次表层产生粗大的含有氧化铝、珠光体和马氏体的夹渣类型焊接缺陷，是导致铝热焊头使用初期在夹渣类型缺陷处形成裂纹源进而发生横向断裂的主要原因。

2）轨腰焊肉处存在的沿晶界分布的马氏体组织，加剧了钢轨的脆性断裂过程。

3）由于轨腰处存在粗大夹渣缺陷而导致钢轨铝热焊接头断裂的失效案例以往也有发生，但通常是由于铝热焊接完成后的冷却过程中，由于轨腰存在较大的垂直方向的残余拉应力，导致形成沿钢轨纵向疲劳扩展的轨腰裂纹。当裂纹扩展至焊接热影响区以外的区域后，受钢轨残余应力和列车载荷的动弯应力的作用，裂纹转向轨底或轨头方向扩展，形成“S形”或“双S形”断裂。焊接夹渣引起的铝热焊接头垂向脆性断裂案例还是首次发现。

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