成套焊接工藝下貝氏體鋼軌接頭組織及性能研究

趙智聰，高文會，代 韜，倪崢嶸，王 東

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

近年來，我國重載鐵路年均貨物運輸總量不斷提升，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。為達到重載用鋼軌高強韌、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現(xiàn),成本低廉，引起了學術界及生產(chǎn)企業(yè)的廣泛關注。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]。目前普遍認為白色微區(qū)會導致焊縫延伸率低于母材，帶狀組織會導致抗拉強度、屈服強度降低，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，為此進行焊接工藝的交叉試驗，討論不同工藝條件下接頭組織及物理性能。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

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)的復相鋼，其抗拉強度可達 1 380 MPa 以上。鋼軌母材C質(zhì)量百分數(shù)為0.2%～0.4%，其他合金元素質(zhì)量百分數(shù)見表1。

表1 鋼軌母材合金元素質(zhì)量百分數(shù) %

1.2 試樣制備與試驗方法

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 試驗接頭制備工藝條件

焊接方式為固定式直流閃光焊接，焊機型號為瑞士產(chǎn)GAAS80/580焊機，該型號焊機普遍應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正火，先中頻正火后轉(zhuǎn)高頻正火，當軌頭溫度達到880 ℃時即由中頻正火轉(zhuǎn)為高頻正火，當軌頭溫度達到920 ℃時停止正火，總時長約為130～150 s,具體參數(shù)見表3。若正火完畢立即進行噴風冷卻，噴風時長為100 s，結(jié)束溫度約為420 ℃，起始壓力為0.12～0.15 MPa。采用僅噴風工藝時，噴風起始溫度為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過程中軌底三角區(qū)均受較大應力。在閃光焊接過程當中軌底三角區(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行腐蝕，使用LeicaDMI5000M型金相顯微鏡對焊縫融合線進行光學顯微組織觀察，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′相所占體積百分數(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)金屬中擴散的趨勢，導致液態(tài)金屬層合金元素含量高于相鄰γ相。當頂鍛過程完成后，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相中擴散，出現(xiàn)上坡擴散現(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減弱，抑制了無碳化貝氏體不完全轉(zhuǎn)化[6],導致在室溫情況下γ′體積百分數(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，單靠濃度梯度擴散無法實現(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，抵達貝氏體轉(zhuǎn)變起始溫度BS點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)復相組織。由圖1(d)可知采用正火+噴風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,僅噴風時，白色微區(qū)有所擴大，而對帶狀組織形態(tài)沒有明顯影響。由圖3(c)可知，當接頭經(jīng)過正火后原帶狀組織寬度明顯增加，白色微區(qū)面積也有所擴大。由圖3(d)可知，在正火+噴風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溫度抵達環(huán)境溫度時，從熱力學角度考慮該區(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，在一定過冷度或應力下轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，在光學顯微鏡下呈現(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 島體積百分數(shù)增加會降低焊接接頭的韌性[10]。

對軌底下表面腐蝕后進行宏觀觀察，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，對正火接頭做噴風處理后，白色微區(qū)分布范圍及面積相對于正火接頭又進一步增大?？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，標距GL=50 mm，在ZR7250電子萬能試驗機上進行拉伸試驗。按照GB/T 229—2007中規(guī)定的夏比沖擊試驗法，在擺錘式?jīng)_擊試驗機上進行沖擊試驗。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，即焊接接頭抗拉強度應為鋼軌母材抗拉強度的90%左右。試驗中母材為 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度均為母材強度的80%左右，試驗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，須在后期工作中深入研究。試驗數(shù)據(jù)表明正火后焊接接頭在抗拉強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。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到TB/T 1632—2014中接頭抗拉強度約為鋼軌母材抗拉強度的90%的要求，沖擊吸收功均值分布特點與珠光體鋼軌一致。

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還是正火后噴風都會令馬氏體占比增大，但對目前熱處理參數(shù)進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。