趙智聰，高文會，代 韜，倪崢嶸，王 東

(1.中國鐵道科學(xué)研究院 研究生部,北京 100081;2.中國鐵道科學(xué)研究院集團(tuán)有限公司金屬及化學(xué)研究所,北京 100081)

近年來，我國重載鐵路年均貨物運(yùn)輸總量不斷提升，軸重不斷增加，對我國現(xiàn)有鐵路重載用鋼軌韌塑性、耐磨性、抗疲勞性提出了更加苛刻的要求。為達(dá)到重載用鋼軌高強(qiáng)韌、高耐磨性的要求，國內(nèi)外均開發(fā)了不同類型的貝氏體鋼軌。無碳化物貝氏體鋼(Carbide-free Bainitic Steel)由于具有超高的硬度和高韌塑性，加之其制備工藝易實(shí)現(xiàn),成本低廉，引起了學(xué)術(shù)界及生產(chǎn)企業(yè)的廣泛關(guān)注。無碳化物貝氏體鋼在工業(yè)生產(chǎn)中為提升其淬透性，以使鋼坯在較大溫度范圍內(nèi)獲得貝氏體組織以及穩(wěn)定的殘余奧氏體，通常添加一定量的Mn，C，Si元素，但同時也惡化了其焊接性能。研究表明，在固定式閃光焊條件下無碳化物貝氏體鋼軌接頭在過熱區(qū)會由于組織偏析而形成白色微區(qū)及帶狀組織[1]。目前普遍認(rèn)為白色微區(qū)會導(dǎo)致焊縫延伸率低于母材，帶狀組織會導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度降低，特別是沖擊韌性下降[2]。

目前我國百米定尺固定式閃光焊接基地均采用焊后正火+噴風(fēng)的成套工藝生產(chǎn)珠光體鋼軌接頭，但是該套生產(chǎn)工藝對貝氏體鋼軌焊接的適用程度以及焊后組織、物理性能的影響程度尚不得而知，為此進(jìn)行焊接工藝的交叉試驗(yàn)，討論不同工藝條件下接頭組織及物理性能。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

采用新型Mn-Si-Mo合金系無碳化物貝氏體鋼軌，規(guī)格為25 m/根，經(jīng)6 h高溫回火處理后母材為無碳化物貝氏體+少量馬氏體-奧氏體島(B+M-A組織)的復(fù)相鋼，其抗拉強(qiáng)度可達(dá) 1 380 MPa 以上。鋼軌母材C質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為0.2%～0.4%，其他合金元素質(zhì)量百分?jǐn)?shù)見表1。

表1 鋼軌母材合金元素質(zhì)量百分?jǐn)?shù) %

1.2 試樣制備與試驗(yàn)方法

利用焊軌基地現(xiàn)有成套工藝，制作不同工藝條件下焊接接頭若干，制備工藝條件見表2。制備完成后均空冷處理。

表2 試驗(yàn)接頭制備工藝條件

焊接方式為固定式直流閃光焊接，焊機(jī)型號為瑞士產(chǎn)GAAS80/580焊機(jī)，該型號焊機(jī)普遍應(yīng)用于我國百米定尺固定式閃光焊接基地。

正火方式為雙頻感應(yīng)正火，先中頻正火后轉(zhuǎn)高頻正火，當(dāng)軌頭溫度達(dá)到880 ℃時即由中頻正火轉(zhuǎn)為高頻正火，當(dāng)軌頭溫度達(dá)到920 ℃時停止正火，總時長約為130～150 s,具體參數(shù)見表3。若正火完畢立即進(jìn)行噴風(fēng)冷卻，噴風(fēng)時長為100 s，結(jié)束溫度約為420 ℃，起始壓力為0.12～0.15 MPa。采用僅噴風(fēng)工藝時，噴風(fēng)起始溫度為550 ℃，結(jié)束溫度約為300 ℃。

表3 現(xiàn)有焊后正火工藝基本參數(shù)

陳伯靖等[3]比較了2種鋼軌受力模型即連續(xù)彈性支承梁模型與三維實(shí)體有限元模型的區(qū)別，采用2種模型計算得出在輪軌響應(yīng)過程中軌底三角區(qū)均受較大應(yīng)力。在閃光焊接過程當(dāng)中軌底三角區(qū)閃光劇烈，溫度較高，極易產(chǎn)生焊接缺陷[4]。因此本文按TB/T 1632—2014《鋼軌焊接》要求取軌底三角區(qū)試樣，并觀察TB/T 1632—2014中所規(guī)定的金相觀察面，觀察視野位于距離軌底下表面3～5 mm處。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 不同工藝條件下焊接接頭組織特征

使用5%硝酸酒精對金相面進(jìn)行腐蝕，使用LeicaDMI5000M型金相顯微鏡對焊縫融合線進(jìn)行光學(xué)顯微組織觀察，金相視野位于距離軌底5 mm處，不同工藝條件下融合線金相見圖1。

圖1 不同工藝條件下融合線金相

將焊接完成后不進(jìn)行熱處理且自然空冷的接頭稱為焊態(tài)接頭，如圖1(a)所示，焊態(tài)接頭融合線金相呈典型粒狀貝氏體特征并可見明顯原奧氏體晶界。奧氏體晶界內(nèi)為貝氏體鐵素體(BF)和殘余奧氏體島(γ′)，殘余奧氏體成粒狀或鋸齒狀分布于BF基體上。

圖2所示母材金相為典型無碳化物貝氏體，可見γ′薄膜將BF切割為板條狀，并出現(xiàn)少量M-A島，相較于母材組織，融合線組織γ′相所占體積百分?jǐn)?shù)更少。

圖2 母材金相

為解釋上述焊縫融合線與相鄰母材組織差異化現(xiàn)象，給出以下模型。在無碳化物貝氏體鋼軌焊接過程中會出現(xiàn)明顯的合金元素遷移[1]。在焊接加熱過程中接頭表面融化，形成液態(tài)金屬層，由于C，Mn，Si等合金元素在固液兩相中平衡分配系數(shù)均小于1[5]，因此固相中合金元素有向液態(tài)金屬中擴(kuò)散的趨勢，導(dǎo)致液態(tài)金屬層合金元素含量高于相鄰γ相。當(dāng)頂鍛過程完成后，富元素的液態(tài)層被擠出，融合線處形成貧元素區(qū)。貧元素區(qū)C元素含量較母材低，因此較母材具有更高溫度的Ac3線。焊接接頭在降溫過程當(dāng)中，融合線處率先形成BF，此時相鄰母材區(qū)域仍為γ相。由于γ相具有面心立方結(jié)構(gòu)，C溶解能力較高，α相中C原子迅速向焊縫融合線兩側(cè)γ相中擴(kuò)散，出現(xiàn)上坡擴(kuò)散現(xiàn)象，這就造成融合線處具有較低濃度的C元素，而C元素對合金元素具有極強(qiáng)的吸引作用，造成融合線處無碳化物貝氏體組織合金拖曳效應(yīng)減弱，抑制了無碳化貝氏體不完全轉(zhuǎn)化[6],導(dǎo)致在室溫情況下γ′體積百分?jǐn)?shù)減小，因此相對于母材，融合線組織具有更少量的γ′[7]。

由圖1(b)可知，采用噴風(fēng)工藝后融合線金相組織并未出現(xiàn)明顯變化。

正火工藝條件下，焊縫及周邊組織迅速升溫，達(dá)到完全奧氏體化溫度后立即空冷。由于正火時間過短，單靠濃度梯度擴(kuò)散無法實(shí)現(xiàn)合金元素均質(zhì)化。而在空冷過程中又發(fā)生一次上述上坡擴(kuò)散過程，焊縫融合線處更加貧碳化，該處組織正火并空冷后出現(xiàn)負(fù)脫溶，析出先共析鐵素體[8]。隨著先共析鐵素體的析出，剩余奧氏體組織中C含量逐步上升，過冷度逐步變大，抵達(dá)貝氏體轉(zhuǎn)變起始溫度BS點(diǎn)后剩余奧氏體組織按照相變貫序轉(zhuǎn)變?yōu)榱钬愂象w，從而形成如圖1(c)所示的仿晶界型鐵素體(F)+粒狀貝氏體(Bg)復(fù)相組織。由圖1(d)可知采用正火+噴風(fēng)工藝后金相視野上先共析鐵素體面積有所減小。

圖3為不同工藝條件下帶狀組織。觀察焊縫相鄰母材組織金相，在貝氏體鋼軌焊接時焊縫兩側(cè)1～3 mm 處母材溫度較高且受合金元素擴(kuò)散影響，從而形成焊接過熱區(qū)。由圖3(a)可知,在距離軌底5 mm處焊接過熱區(qū)出現(xiàn)帶狀組織及白色微區(qū)，二者通常分布在焊接過熱區(qū)，且?guī)罱M織經(jīng)常與白色微區(qū)相連接。研究表明，白色微區(qū)為馬氏體及殘余奧氏體混合組織[2]。由圖3(b)可知,僅噴風(fēng)時，白色微區(qū)有所擴(kuò)大，而對帶狀組織形態(tài)沒有明顯影響。由圖3(c)可知，當(dāng)接頭經(jīng)過正火后原帶狀組織寬度明顯增加，白色微區(qū)面積也有所擴(kuò)大。由圖3(d)可知，在正火+噴風(fēng)工藝條件下白色微區(qū)面積在焊接過熱區(qū)所占比例最大，且出現(xiàn)粗大貝氏體組織。

圖3 不同工藝條件下帶狀組織

焊接完成后，空冷過程中焊接過熱區(qū)貝氏體轉(zhuǎn)變期間，未轉(zhuǎn)變的奧氏體不斷從融合線處γ相中吸收C元素，在一定區(qū)域內(nèi)形成C元素富集，促使該區(qū)域內(nèi)過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線中貝氏體與奧氏體的平衡溫度T0不斷下降。T0溫度抵達(dá)環(huán)境溫度時，從熱力學(xué)角度考慮該區(qū)域?qū)o法完成貝氏體轉(zhuǎn)變[9]。由于焊接過程中元素遷移，導(dǎo)致焊縫融合線兩側(cè)合金元素富集，合金元素富集區(qū)域形成較大塊未轉(zhuǎn)變奧氏體，無法形成納米級奧氏體薄膜，而大片的殘余奧氏體往往為不穩(wěn)定相，在一定過冷度或應(yīng)力下轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，在光學(xué)顯微鏡下呈現(xiàn)為白色微區(qū)。研究表明，貝氏體鋼軌焊接熱影響區(qū)中M-A 島體積百分?jǐn)?shù)增加會降低焊接接頭的韌性[10]。

對軌底下表面腐蝕后進(jìn)行宏觀觀察，不同工藝條件下軌底下表面過熱區(qū)缺陷分布如圖4所示，可見黑色塊狀組織分布在焊縫兩側(cè)過熱區(qū)處，而在金相顯微鏡下黑色塊狀組織為較大的白色微區(qū)。由圖4(a)可知，焊態(tài)接頭軌底下表面未有較大面積白色微區(qū)。由圖4(b)可知，僅對焊態(tài)接頭做噴風(fēng)處理時白色微區(qū)分布未見明顯變化。由圖4(c)可知，對焊態(tài)接頭正火處理后，白色微區(qū)的面積以及分布范圍均增大。由圖4(d)可知，對正火接頭做噴風(fēng)處理后，白色微區(qū)分布范圍及面積相對于正火接頭又進(jìn)一步增大?？梢娬鸸に嚄l件下焊縫兩側(cè)過熱區(qū)出現(xiàn)更多的馬氏體組織，而噴風(fēng)工藝將更加惡化焊接接頭過熱區(qū)金相組織。

圖4 不同工藝條件下軌底下表面過熱區(qū)缺陷分布

2.2 物理性能

按照TB/T 1632—2014中相關(guān)規(guī)定，對不同工藝條件下各批次接頭取拉伸、沖擊試樣，并測試貝氏體焊接接頭物理性能。雙肩拉伸試樣直徑D=10 mm，標(biāo)距GL=50 mm，在ZR7250電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。按照GB/T 229—2007中規(guī)定的夏比沖擊試驗(yàn)法，在擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行沖擊試驗(yàn)。測試結(jié)果見表4。

表4 不同工藝條件下接頭物理性能測試結(jié)果

TB/T 1632—2014中規(guī)定980 MPa級鋼軌焊接接頭Rm≥880 MPa，1 080 MPa級鋼軌焊接接頭Rm≥980 MPa，即焊接接頭抗拉強(qiáng)度應(yīng)為鋼軌母材抗拉強(qiáng)度的90%左右。試驗(yàn)中母材為 1 380 MPa 級鋼軌，由表4中數(shù)據(jù)可以看出4種工藝條件下接頭抗拉強(qiáng)度均為母材強(qiáng)度的80%左右，試驗(yàn)接頭斷裂伸長率均在8%以上。4種工藝條件下焊接接頭KU2均值都大于8 J，且軌腰沖擊吸收功偏小，這與珠光體焊接接頭沖擊功特征一致，說明貝氏鋼在軋制時元素偏聚及疏松結(jié)構(gòu)可能依然存在[11]。在數(shù)據(jù)處理過程中同一位置KU2值極差過大，可能與該位置出現(xiàn)焊接缺陷有關(guān)，須在后期工作中深入研究。試驗(yàn)數(shù)據(jù)表明正火后焊接接頭在抗拉強(qiáng)度與沖擊韌性方面均有提高，這與焊縫融合線組織正火后出現(xiàn)先共析鐵素體有關(guān)。研究表明仿晶界型鐵素體+粒狀貝氏體的韌塑性明顯高于粒狀貝氏體，能有效鈍化裂紋尖端，阻礙裂紋擴(kuò)展[12]。

3 結(jié)論

1)在現(xiàn)有成套焊接工藝條件下，很難將貝氏體鋼軌焊接過程中焊縫過熱區(qū)出現(xiàn)的帶狀組織及白色微區(qū)完全消除。

2)4種工藝條件下貝氏體鋼軌焊接接頭不能達(dá)到TB/T 1632—2014中接頭抗拉強(qiáng)度約為鋼軌母材抗拉強(qiáng)度的90%的要求，沖擊吸收功均值分布特點(diǎn)與珠光體鋼軌一致。

3)焊態(tài)接頭焊縫組織為脫碳常溫粒狀貝氏體，對接頭做正火處理后，焊縫組織出現(xiàn)仿晶界型鐵素體，形成仿晶界型鐵素體+粒狀貝氏體組織，且抗拉強(qiáng)度及沖擊吸收功均有提升。

4)按目前工藝條件無論對焊后鋼軌直接噴風(fēng)還是正火后噴風(fēng)都會令馬氏體占比增大，但對目前熱處理參數(shù)進(jìn)行修改后是否會改善焊后組織還不得而知，這將是下一步工作的重點(diǎn)。