鐵道車輛用高強高耐候鋼焊接連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變規(guī)律

胡學文，張 建，張海濤，閆 軍，潘紅波，吳保橋，潘 爍

(1.北京科技大學材料科學與工程學院，北京100083；2.馬鋼股份有限公司技術(shù)中心，安徽馬鞍山243000；3.安徽工業(yè)大學 a.冶金工程學院，b.冶金減排與資源綜合利用教育部重點實驗室，c.冶金工程與資源綜合利用安徽省重點實驗室，安徽馬鞍山243002)

我國鐵路已延伸到各種地域，鐵路車輛運行的環(huán)境復雜、條件苛刻，故對鐵路車輛用鋼的性能要求較高[1]。同時，隨著鐵道車輛向著重載、高速和輕量化方向的發(fā)展，對鐵路車輛用鋼的綜合性能要求更高[2-3]，不僅要求其具有較高的強韌性能，還要求其具良好的耐候性以及優(yōu)異的焊接性能等。傳統(tǒng)鐵路車輛一般采用09CuPCrNi與Q450NQR1鋼制造，但其耐候性差、使用壽命短，難以滿足鐵道車輛重載、輕量化、長壽命發(fā)展的需求。新型S450EW耐候鋼性能優(yōu)越，具有高強度高耐候性能，但S450EW鋼中含有較高含量的Cr、Ni、Cu等合金元素，這些合金元素對鋼的相變點及鋼的組織轉(zhuǎn)變有顯著影響，致使焊接過程中不同部位的組織會發(fā)生明顯改變，焊縫與熱影響區(qū)組織的變化及局部硬化會使熱影響區(qū)的力學性能及耐候性與母材之間出現(xiàn)顯著差別[4-5]。因此，以S450EW高強度高耐候為研究對象，通過熱模擬實驗研究焊接后粗晶區(qū)的組織及力學性能，為耐候鋼S450EW焊接工藝的制定、優(yōu)化與工程應用提供參考。

1 實驗材料及實驗方法

實驗鋼為高強度高耐候S450EW，取自現(xiàn)場生產(chǎn)的成品熱軋板卷，其化學成分如表1。為改善S450EW鋼的耐候性能，2#實驗鋼的Cr含量高于1#實驗鋼。

表1 實驗鋼化學成分，w/%Tab.1 Chemical composition of tested steels,w/%

在DIL805A熱膨脹儀上對S450EW鋼進行焊接熱影響區(qū)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變實驗，試樣為圓柱狀，尺寸為Ф4×10 mm，焊接熱循環(huán)實驗參數(shù)：加熱速率為100℃/s，峰值溫度為1 300℃，保溫1 s；熱模擬試樣由800℃冷卻到500℃所需的時間t8/5分別為6，10，15，30，60，150，300，600，1 200 s（對應冷卻速度分別為50，30，20，10，5，2，1 ，0.5，0.25 ℃/s），具體實驗方案如圖1所示。根據(jù)不同條件下得到的相變臨界點繪制出實驗鋼焊接熱影響區(qū)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變實驗曲線。

對試樣進行線切割并鑲嵌，研磨、拋光，且用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液浸蝕。然后使用OLYMPUS-BX51金相顯微鏡(OM)觀察試樣組織，使用Shimadzu HMV-FA2型自動顯微維氏硬度計測定試樣的維氏硬度，試樣硬度為5個不同部位硬度的平均值。

圖1 焊接熱影響區(qū)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變實驗工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of continuous cooling transformation process in welding heat affected zone

2 實驗結(jié)果及分析

2.1 不同下實驗鋼的組織

圖2為1#實驗鋼焊接熱影響區(qū)在不同條件下的金相照片。由圖2可看出：當冷卻速度為0.25℃/s(t8/5=1 200 s)時，1#實驗鋼組織主要為多邊形鐵素體、珠光體和貝氏體，鐵素體含量較高，貝氏體尺寸較大；當冷卻速度為0.5℃/s(t8/5=600 s)時，主要組織為鐵素體和貝氏體，含有少量細珠光體；當冷卻速度為1℃/s(t8/5=300 s)時，主要發(fā)生貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變，貝氏體組織主要為粒狀貝氏體；冷卻速度繼續(xù)升高，組織仍主要為貝氏體與馬氏體，同時隨著冷卻速度的增大，馬氏體含量逐漸增加；隨著冷卻速度的進一步增加，當冷卻速度≥10℃/s(t8/5≥30 s)，組織基本為馬氏體，馬氏體板條有逐漸細化的趨勢。

圖2 1#實驗鋼不同冷卻速度下的顯微組織Fig.2 Microstructure of No.1 tested steel at different cooling rates

圖3 2#實驗鋼在不同冷卻速度下的顯微組織Fig.3 Microstructure of No.2 tested steel at different cooling rates

圖3為2#實驗鋼焊接粗晶熱影響區(qū)在不同冷卻速度條件下的金相照片。由圖3可看出：當冷卻速度為0.5℃/s(t8/5=600 s)時，主要組織為大塊的粒狀貝氏體組織；當冷卻速度進一步升高至1～2℃/s(t8/5=300～150 s)時，組織由貝氏體與馬氏體組成，隨著冷卻速度的增大，貝氏體逐漸減少；冷卻速度大于5℃/s(t8/5≥60 s)時，組織全部為馬氏體，隨著冷卻速度的增大，馬氏體板條逐漸變得致密。

2.2 實驗鋼焊接熱影響區(qū)組織轉(zhuǎn)變規(guī)律

2種實驗鋼焊接熱影響區(qū)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線如圖4。由圖4(a)可看出：在實驗條件下，1#實驗鋼焊接熱影響區(qū)發(fā)生了鐵素體、珠光體、貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變，加熱過程中奧氏體開始轉(zhuǎn)變溫度θAC1為835℃，結(jié)束轉(zhuǎn)變溫度θAC3

圖4 實驗鋼的焊接熱影響區(qū)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線Fig.4 Continuous cooling transformation curves of welding heat affected zone of tested steels

為900℃；當冷卻速度為0.25～0.5℃/s(t8/5=1 200～600 s)時，熱影響區(qū)發(fā)生鐵素體、珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變；當冷卻速度處于1～5℃/s(t8/5=300～60 s)時，熱影響區(qū)發(fā)生貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變；當冷卻速度≥10℃/s(t8/5≥30 s)，熱影響區(qū)只發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。由此可知，冷卻速度≤0.5℃/s時，1#實驗鋼焊接過程中熱影響區(qū)可獲得鐵素體+貝氏體+細珠光體組織，組織具有較好的強韌性[6]。

由圖4(b)可知，在實驗條件下，2#實驗鋼焊接熱影響區(qū)只發(fā)生了貝氏體與馬氏體轉(zhuǎn)變，加熱過程中奧氏體開始轉(zhuǎn)變溫度θAC1為825℃，結(jié)束轉(zhuǎn)變溫度為887℃。對比圖4(a)與(b)可看出，2#實驗鋼的較1#實驗鋼的低，這與Cr元素縮小奧氏體相區(qū)以及提高相變溫度相悖。實驗鋼原始組織均為熱軋組織，高Cr含量的實驗鋼熱軋組織相對細小，細小的組織界面多，在加熱過程中有利于奧氏體形核與生成，致使2#實驗鋼降低。當冷卻速度為0.5℃/s(t8/5=600 s)時，2種實驗鋼的熱影響區(qū)發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，這是由于奧氏體含碳量較低，而強碳化物形成元素(如Cr)的析出帶走部分碳元素，奧氏體穩(wěn)定性降低，增大了貝氏體轉(zhuǎn)變驅(qū)動力，使得貝氏體轉(zhuǎn)變溫度升高，相變速率增加，從而在較低的冷卻速度下就發(fā)生了貝氏體轉(zhuǎn)變[7]；冷卻速度處于1～2℃/s(t8/5=300～150 s)時，熱影響區(qū)發(fā)生貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變；冷卻速度≥5℃/s(t8/5≥60 s)，熱影響區(qū)只發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。對比圖4焊接連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線可看出，隨著Cr含量增加，實驗鋼的CCT曲線明顯右移，馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度也由532℃降低至450℃。

2.3 實驗鋼焊接熱影響區(qū)顯微硬度

不同冷卻速度條件下實驗鋼的維氏硬度如圖5。由圖5可看出：冷卻速度較低(也即0.25～0.5℃/s)時，1#實驗鋼的硬度基本保持不變；隨著冷卻速度的增加，1#實驗鋼硬度明顯升高，這是由于冷卻速度較低時，實驗鋼組織為鐵素體F、貝氏體B和少量珠光體P，當冷卻速度為1℃/s時，實驗鋼中珠光體和鐵素體消失，組織中開始出現(xiàn)馬氏體[8]；隨著冷卻速度的繼續(xù)增加，實驗鋼硬度緩慢增加，這是因為冷卻速度在1～5℃/s時，實驗鋼的組織類型未發(fā)生轉(zhuǎn)變，仍為貝氏體和馬氏體組織，只是組織稍有細化。冷卻速度增大到10℃/s時，硬度迅速增加，結(jié)合圖2可知，這是因為1#實驗鋼中貝氏體組織消失，組織全為馬氏體；冷卻速度進一步增大時，硬度基本保持不變，這主要是組織類型與大小未發(fā)生變化的緣故。然而2#實驗鋼的硬度總體上隨著冷卻速度的增大呈逐漸增加的趨勢，冷卻速度小于5℃/s時，隨著冷卻速度的增大，實驗鋼的硬度逐漸增加，這是因為實驗鋼組織由貝氏體與馬氏體組成，隨著冷卻速度的增大組織中貝氏體含量減少，馬氏體含量增多；當冷卻速度為10℃/s時，2#實驗鋼顯微硬度有所下降，結(jié)合圖3可知，冷卻速度由5℃/s轉(zhuǎn)變?yōu)?0℃/s時，實驗鋼組織雖有所細化，但冷卻速度的增加會抑制V的碳氮化物析出，從而導致沉淀強化作用減弱，硬度降低[9-10]；隨著冷卻速度的繼續(xù)增大，2#實驗鋼中板條馬氏體逐漸細化，實驗鋼硬度略有升高；當冷卻速度大于20℃/s時，2#實驗鋼組織基本不變，硬度也未發(fā)生明顯改變。2#實驗鋼組織主要為貝氏體和馬氏體，且馬氏體含量較高，致使鋼的淬硬傾向和裂紋敏感性較高及韌性較低[11]，故2#實驗鋼焊后需進行熱處理。

圖5 焊接冷卻時間與熱影響區(qū)硬度的關系曲線Fig.5 Relationship between hardness of heat affected zone and welding cooling time

對比1#，2#實驗鋼的硬度可發(fā)現(xiàn)，當冷卻速度較低(小于5℃/s)時，2#實驗鋼顯微硬度高于1#實驗鋼，這是由于鋼的硬度是由析出強化、相變強化和固溶強化三者決定所致。結(jié)合表1發(fā)現(xiàn)，1#實驗鋼中未添加V，2#實驗鋼中添加了一定量的V，在冷卻速度較低時，V以碳氮化物的形式析出發(fā)揮析出強化的作用；另一方面，2#實驗鋼的Cr含量較高，Cr使鐵素體與珠光體轉(zhuǎn)變明顯右移，致使2#實驗鋼的組織以硬相貝氏體、馬氏體為主，從而顯著增強相變強化效果[12]。當冷卻速度為10℃/s時，2種實驗鋼的硬度相當，這是因為此時2種實驗鋼的組織均為馬氏體，并且V的析出被完全抑制。在冷卻速度較高(大于10℃/s)時，過冷度較大，冷卻后合金元素基本固溶于鋼中，而2#實驗鋼中合金元素含量較高，其固溶于鋼中可增強固溶強化效果，因此2#實驗鋼的硬度稍高于1#實驗鋼。

3 結(jié) 論

1)對于Cr質(zhì)量分數(shù)為3.7%的1#實驗鋼，冷卻速度為0.25～0.5℃/s(t8/5=1 200～600 s)時，熱影響區(qū)發(fā)生鐵素體、珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變；冷卻速度為1～5℃/s(t8/5=300～60 s)時，熱影響區(qū)發(fā)生貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變；冷卻速度≥10℃/s(t8/5≥30 s)）時，只發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。對于Cr質(zhì)量分數(shù)為4.5%的2#實驗鋼，冷卻速度為0.5℃/s(t8/5=600 s)時，熱影響區(qū)發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變；冷卻速度為1～2℃/s（t8/5=300～150 s）時，熱影響區(qū)發(fā)生貝氏體和馬氏體轉(zhuǎn)變；冷卻速度≥5℃/s(t8/5≥60 s)時，只發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。

2)隨著實驗鋼中Cr含量的增加，實驗鋼的CCT曲線明顯右移，實驗范圍內(nèi)熱影響區(qū)鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變消失，同時馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度由532℃降低到450℃。由于相變強化效果，2#實驗鋼硬度大于1#實驗鋼，且在冷卻速度為10℃/s時出現(xiàn)一波谷，這是由于V析出受到抑制，強化作用減弱所致。

3)通過焊接工藝的優(yōu)化1#實驗鋼熱影響區(qū)可獲得鐵素體+貝氏體+細珠光體復相組織，具有較好的綜合力學性能；而2#實驗鋼在焊接過程中熱影響區(qū)基本為貝氏體或馬氏體，需通過焊后熱處理才能獲得理想的力學性能。