焊后退火對轉向架SMA490BW/Q345E異種鋼T型接頭組織和性能的影響

張政軍，丁陽喜，劉德佳，朱 亮

(1.中車四方車輛有限公司，青島 266111；2.華東交通大學交通運輸與物流學院，南昌 330013)

0 引 言

高速列車轉向架的主要作用是保證列車在較高運行速度下的安全性和平穩性。在轉向架構架上一般焊接有各種安裝座以懸掛設備并安裝傳感器。安裝座材料通常為低合金高強鋼(主要為Q345E鋼)，構架材料通常為耐候鋼(主要為S355J2W、SMA490BW鋼)[1-2]，二者大多采用T型接頭方式連接。中車四方車輛有限公司(簡稱中車四方公司)采用退火工藝來消除轉向架構架中的焊接殘余應力；龐巴迪公司則通過嚴格控制焊接工藝來減少同速度級耐候鋼轉向架構架焊接接頭中殘余應力的產生，后續不再進行退火處理。據此，中車四方公司在實際生產中提出了取消退火工藝、降低生產成本的技術方案。但是在實施該技術方案之前，需要研究透退火工藝對接頭力學性能和耐腐蝕性能的影響；而目前，有關退火對異種鋼焊接接頭性能影響的數據不夠充分[3-4]。因此，作者對SMA490BW/Q345E異種鋼T型焊接接頭進行了焊后退火處理，研究了退火處理對接頭顯微組織、力學性能和耐腐蝕性能的影響，擬為實際生產技術方案的確定提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗母材為SMA490BW鋼和Q345E鋼，均由中車四方車輛有限公司提供，化學成分分別見表1和表2。焊接材料為CHW-55CNH焊絲，直徑為1.2 mm，化學成分見表3，由天津大西洋焊接材料有限責任公司提供。

表1 SMA490BW鋼的化學成分(質量分數)

表2 Q345E鋼的化學成分(質量分數)Table 2 Chemical composition of Q345E steel (mass fraction) %

表3 CHW-55CNH焊絲的化學成分(質量分數)Table 3 Chemical composition of CHW-55CNH welding wire (mass fraction) %

圖1 焊接接頭尺寸及熔敷順序Fig.1 Size and build up sequence of welded joint

在SMA490BW鋼和Q345E鋼上分別截取尺寸為350 mm×350 mm×12 mm和350 mm×150 mm×45 mm的試樣，采用KempArc Pulse450型肯倍弧焊脈沖設備進行直流正接二氧化碳氣體保護焊(MAG)，采用T型接頭形式，開K形(帶鈍邊)坡口，接頭尺寸及熔敷順序見圖1，根部間隙在01 mm，焊接工藝參數見表4。將圖1中由5，6焊道形成的焊層稱為焊層1，由3，4焊道形成的焊層稱為焊層2，由2焊道形成的焊層稱為焊層3，由1焊道形成的焊層稱為焊層4。焊前將坡口及坡口邊緣20～30 mm范圍內打磨光亮，去除油污、水、鐵銹等雜質。焊接完成后，將接頭置于RT3-280-9型加熱爐中進行退火處理，升溫速率為(150±25) ℃·h-1，退火溫度控制在(590±20) ℃，保溫時間3 h，隨爐冷卻1 h后取出，空冷至室溫。

表4 焊接工藝參數Table 4 Process parameters in welding

1.2 試驗方法

在焊接接頭上截取包含完整焊縫的小尺寸接頭試樣，垂直于焊接方向剖開，打磨、拋光后觀察接頭剖面宏觀形貌。在接頭不同位置處取樣，用P-2T型金相試樣拋光機進行磨拋處理，用體積分數為4%的硝酸酒精溶液腐蝕約15 s后，在蔡司AxioVert.A1型光學顯微鏡下觀察顯微組織。采用HV-1000IS型維氏硬度計進行硬度測試，載荷為1.961 N，保載時間為8 s，測試位置如圖2所示，母材取點間隔為1.0 mm，焊縫及熱影響區取點間隔為0.5 mm。參考文獻[5]，采用CS150H型電化學工作站測試焊接接頭的耐腐蝕性能，采用三電極體系，對電極為鉑電極，參比電極為飽和甘汞電極(SCE)，工作電極為焊縫試樣(用絕緣膠密封試樣，保留尺寸為6 mm×6 mm)，試驗介質為質量分數3.5%的NaCl溶液。參考文獻[6]中的方法繪制極化曲線，利用直線外推法確定自腐蝕電流。垂直于焊接方向截取接頭試樣，按照TB/T 2375-1993進行周期浸潤腐蝕試驗，試樣先在空氣中暴露50 min，再在質量分數3.5%的NaCl溶液中浸泡10 min，如此循環；分別在腐蝕1，10，25，60，100 h后將試樣取出，使用70 ℃的檸檬酸銨溶液(檸檬酸銨150 g加蒸餾水至1 000 mL)清除表面腐蝕產物[7]，稱取質量，計算腐蝕質量損失和浸泡腐蝕速率。采用Nova Nano SEM450型場發射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣在腐蝕前期(12 h)和后期(100 h)的表面形貌。

圖4 退火前后2種母材的顯微組織Fig.4 Microstructures of two base metals before (a, c) and after (b, d) annealing: (a-b) Q345E steel and (c-d) SMA490BW steel

圖2 硬度測試位置示意Fig.2 Diagram of hardness test location

2 試驗結果與討論

2.1 宏觀形貌

圖3 退火前后接頭剖面宏觀形貌Fig.3 Section macromorphology of joint before (a) and after (b) annealing

由圖3可以看出：接頭焊縫宏觀成形良好，呈V形，沒有出現咬邊、裂紋、氣孔、夾渣等明顯缺陷；退火前后焊縫宏觀形貌沒有明顯差異。

2.2 顯微組織

由圖4可以看出：退火前后2種母材的組織均由鐵素體(白色)和珠光體(黑色)組成，鐵素體組織呈帶狀；退火后2種母材的晶粒均發生一定程度的細化，晶粒尺寸比退火前的均勻。

由圖5可以看出：退火前后接頭均存在明顯的熔合線，表明熔合情況良好；退火前熔合區組織主要為粒狀貝氏體，同時還存在少量呈小塊狀分布的貝氏體和呈帶狀分布的鐵素體；退火后，近熔合線焊縫區的晶粒更加細小，尺寸分布更加均勻，近熔合線母材區的柱狀晶組織消失，形成了分布均勻、晶粒細小的塊狀鐵素體和珠光體等軸晶。

圖5 退火前后接頭熔合線處的顯微組織Fig.5 Microstructures at weld interface of joint before (a,b) and after (c,d) annealing: (a,c) Q345E steel side and (b,d) SMA490BW steel side

圖6 退火前后接頭不同焊層的顯微組織Fig.6 Microstructures of different layers of joint before (a-d) and after (e-h) annealing: (a,e) layer 1; (b, f) layer 2; (c, g) layer 3 and (d, h) layer 4

由圖6可以看出，退火前后不同焊層(遠離熔合線)的顯微組織基本相同：原奧氏體晶界處分布著白色先共析條狀鐵素體，晶內為珠光體和粒狀貝氏體。由于采用了多層多道焊，每焊一道相當于對先焊焊道進行一次熱處理，因此焊接過程中焊縫組織不斷發生變化。退火前，焊層1的組織主要呈柱狀，晶粒較粗大，而焊層2、焊層3和焊層4中，柱狀晶和等軸晶交替出現，并且焊層3和焊層4中的先共析鐵素體含量增加；退火后各焊層組織均勻。

2.3 硬 度

圖7中HAZ為熱影響區，WZ為焊縫區。由圖7可以看出：退火前后焊縫區的硬度均高于母材的；退火前后焊縫區的硬度分別在200～250 HV和180～230 HV，可見退火處理會在一定程度上降低焊縫的硬度。結合圖6分析還可知：退火前焊縫區不同焊層的組織差異較大，因此近表面、中部、近根部焊縫區的硬度差異較大；退火后焊縫區組織均勻，不同部位的硬度也變得均勻。

圖7 退火前后接頭不同位置的硬度分布Fig.7 Hardness distribution in different locations of joint before (a,c,e) and after (b,d,f) annealing: (a, b) near surface; (c, d) in middle and (e, f) near root

2.4 耐腐蝕性能

2.4.1 耐電化學腐蝕性能

由圖8和表5可以看出：退火后焊縫的自腐蝕電位高于退火前的，自腐蝕電流小于退火前的，說明退火后的腐蝕傾向降低，腐蝕速率減小，耐電化學腐蝕性能提高。焊后退火處理可以降低焊縫的殘余應力，從而提高耐腐蝕性能[8]。

圖8 退火前后接頭焊縫的極化曲線Fig.8 Polarization curves of weld seam in joint before and after annealing

表5 退火前后接頭焊縫的電化學測試結果Table 5 Electrochemical test results of weld seam injoint before and after annealing

2.4.2 耐周期浸潤腐蝕性能

圖9 周期浸潤腐蝕不同時間后退火前后接頭試樣的截面宏觀形貌Fig.9 Section macromorphology of non-annealed and annealed joint samples after wet/dry cyclic exposure for different times

由圖9可以看出：周期浸潤腐蝕1 h后，退火前后接頭試樣的表面均出現少量點狀銹蝕；周期浸潤腐蝕12 h后，退火前接頭試樣表面出現了一層明顯的淺色銹蝕，退火后的淺色銹蝕較退火前的少；周期浸潤腐蝕90 h后，退火前接頭試樣表面的淺色銹蝕層顏色變深，退火后的仍為不明顯的淺色。

圖10 周期浸潤腐蝕12，100 h后退火前后焊縫試樣的微觀形貌Fig.10 Micromorphology of non-annealed (a, c) and annealed (b, d) weld samples after wet/dry cyclic exposure for 12, 100 h

從圖10可以看出：周期浸潤腐蝕12 h后，退火前后焊縫試樣都發生了點蝕，退火后的腐蝕產物相比退火前的明顯減少；周期浸潤腐蝕100 h后，退火前后焊縫試樣的表面均出現了點蝕及銹層龜裂現象，與退火前的相比，退火后的銹層表面更致密。焊后退火處理可以降低殘余應力[8]，從而增強耐腐蝕性能；同時退火后試樣表面致密銹層(主要成分有Fe3O4、α-FeOOH、β-FeOOH等[9])的形成可在腐蝕后期阻止腐蝕性介質與基材發生化學反應，從而減緩腐蝕速率，提高耐腐蝕性能。

由圖11可以看出：退火前后接頭試樣的腐蝕質量損失和腐蝕速率的整體變化趨勢相同，并且退火后試樣的腐蝕質量損失和腐蝕速率總體上均小于退火前的，說明在相同腐蝕環境下退火后接頭的耐腐蝕性能更好。

圖11 退火前后接頭試樣的腐蝕質量損失和腐蝕速率隨周期 浸潤腐蝕時間的變化曲線Fig.11 Curves of corrosion mass loss (a) and corrosion rate (b) vs wet/dry cyclic exposure time of non-annealed and annealed joint samples

3 結 論

(1) 退火前后，SMA490BW/Q345E異種鋼T型接頭均存在明顯的熔合線，焊縫區組織均由先共析條狀鐵素體、珠光體和粒狀貝氏體組成；退火前焊縫區從表面向內部由粗大柱狀組織變為交替出現的柱狀晶和等軸晶組組織，不同焊層的組織差異較大；退火后，焊縫區不同焊層組織無明顯差異，近熔合線焊縫區的晶粒更加細小，尺寸分布更加均勻。

(2) 退火前焊縫區不同部位硬度差異較大，退火后焊縫區硬度略微降低，硬度分布變得均勻。

(3) 與未退火接頭焊縫相比，退火后焊縫試樣的自腐蝕電位正移，腐蝕傾向減小；在NaCl溶液中周期浸潤腐蝕時，退火前后焊縫表面均發生點蝕，在腐蝕后期(100 h)焊縫表面出現銹層龜裂現象，退火后的銹層更加致密；退火前后焊縫的腐蝕速率變化趨勢相同，退火后焊縫的腐蝕速率小于未退火焊縫的，腐蝕性能較優。