高速列車轉向架用鋼焊接接頭在模擬工業大氣環境中的腐蝕行為

王云龍 陳銀莉 余 偉 李義彤

（1.北京科技大學工程技術研究院，北京 100083；2.北京科技大學鋼鐵共性技術協同創新中心，北京 100083）

轉向架主要由構架或側架、輪對、搖枕、彈簧裝置、軸箱裝置和制動裝置等零部件構成[1-2]。高速列車轉向架用鋼不僅要具有一定的強度和較高的韌性，同時還應具有良好的焊接性能、抗疲勞性能和耐腐蝕性能。目前轉向架構架用鋼（如Q345系列和S355鋼）強度低、低溫韌性較差，且高速列車轉向架鋼材多采用歐洲標準[1]。

隨著高速列車的進一步發展，勢必需要焊接性能、耐蝕性能、力學性能更好的轉向架構架材料[3]，因此自主設計耐蝕性和焊接性良好的耐候鋼，并尋找與之匹配的焊材具有非常重要的意義。焊接接頭（welding joint，WJ）的母材（base metal，BM）、熱影響區（heat affected zone，HAZ）和焊縫金屬（weld metal，WM）的成分、組織和性能都存在一定差異，并且存在較大的焊接殘余應力[4-5]，導致各部分之間常常由于電化學不均一性而產生局部腐蝕。Zhu等[6]研究發現，3Cr低合金管線鋼焊接接頭各部分耦合后，焊縫的自腐蝕電位正于母材的自腐蝕電位，母材作為電偶對的陽極，腐蝕加速。林鑫等[7]發現，海洋用鋼焊接件各個位置在海水中的開路電位大小為焊縫＞母材＞熱影響區。Garcia 等[8]研究發現，304、316L 兩種奧氏體不銹鋼焊接接頭的熱影響區均是點蝕的最敏感區域。上述研究表明，焊接接頭各區域都有發生點蝕的風險，并且焊縫和熱影響區對點蝕的敏感性較母材高。

Pereda等[9]使用微型電解池研究了不銹鋼焊接接頭的點蝕行為，發現焊縫的點蝕電位最高，耐點蝕性能最好，而母材的點蝕電位最低，點蝕敏感性大。Garcia等[8]研究了奧氏體不銹鋼焊接接頭的晶間腐蝕行為，發現晶間腐蝕敏感性與碳化鉻的析出程度有關，析出程度越高，晶間腐蝕敏感性越大。關于母材組織，板條馬氏體的晶間腐蝕敏感性最大，珠光體和奧氏體次之，鐵素體最小[10-11]。黃安國等[12]研究了多種工藝焊接接頭的腐蝕行為，發現針狀鐵素體腐蝕傾向較大，但其腐蝕速率很小。

前述研究主要集中在焊接接頭各區域的腐蝕行為，而關于焊接接頭銹層的形成過程及表面形貌和合金元素在銹層中的分布對接頭腐蝕行為的影響的研究較少。本文分別選用JM-55II及CHW-50C6兩種焊絲，對自主研發的高速列車轉向架用S390耐候鋼進行焊接試驗，并對焊接件進行焊后熱處理和周期浸潤腐蝕試驗。研究了兩種耐候鋼焊接接頭在模擬工業大氣環境中的腐蝕行為，揭示了銹層表面孔洞對銹層中元素分布及銹層形成過程的影響機制，為高速列車轉向架構架在工業大氣環境中的腐蝕防護和安全運行提供理論依據。

1 試驗材料與方法

試驗材料為自主設計冶煉的S390耐候鋼板，厚度為12 mm，室溫屈服強度不低于390 MPa，各項力學性能及耐工業大氣腐蝕性能均優于高速列車轉向架構架用S355J2W鋼。試驗分別選用符合TB/T 2374—2008《鐵道車輛用耐大氣腐蝕鋼及不銹鋼焊接材料》的JM-55II和符合GB/T 8110—2008《氣體保護電弧焊用碳鋼、低合金鋼焊絲》的CHW-50C6兩種焊絲，進行S390耐候鋼的焊接試驗。S390耐候鋼及JM-55II/CHW-50C6焊絲的化學成分和力學性能分別如表1和表2所示。

表1 S390耐候鋼及JM-55II/CHW-50C6焊絲的化學成分（質量分數）Table 1 Chemical compositions of S390 weathering steel and JM-55II/CHW-50C6 welding wires （mass fraction） %

表2 S390耐候鋼及JM-55II/CHW-50C6焊絲的力學性能Table 2 Mechanical properties of S390 weathering steel and JM-55II/CHW-50C6 welding wires

采用熔化極活性氣體保護焊（metal active gas arc welding，MAG）對S390耐候鋼進行對接焊。焊接試樣尺寸為400 mm×40 mm×12 mm。根據母材的材質和厚度，采用60°V型坡口，焊接順序如圖1所示。采用80% Ar＋20% CO2（體積分數）的混合氣體作為焊接保護氣。根據實際生產和設備條件，焊接速度選擇為25 cm/min，以保證焊道質量。

圖1 焊接順序示意圖Fig.1 Schematic diagram of welding sequence

為消除焊接殘余應力，焊后需進行去應力退火。將焊件以不同速率從室溫分段緩慢加熱至590℃，保溫2 h后隨爐緩冷，300℃以下出爐空冷。

對退火后的兩種焊接接頭試樣進行干/濕周期浸潤腐蝕試驗。腐蝕掛片尺寸為60 mm×40 mm×2 mm。另加工尺寸為20 mm×10 mm×2 mm的試樣用于銹層斷面觀察，取樣位置如圖2中B所示。用SiC水砂紙將試樣逐級打磨至1 500號，拋光后用去離子水清洗，然后用無水乙醇超聲清洗，并用丙酮清洗除油，最后用冷風吹干放入干燥器中備用。

圖2 取樣示意圖Fig.2 Schematic diagram of sampling

腐蝕試驗采用初始濃度為（1.0±0.05）×10－2mol/L的NaHSO3溶液，補給液濃度為2.0×10－2mol/L，溶液初始pH值為3.45。試驗溫度為（45±2）℃，相對濕度為（70±5）% 。一個循環周期為60 min，其中浸潤時間為12 min，干燥時間為48 min，烘烤干燥后表面最高溫度為（70±10）℃。

為了減小試驗誤差，每組測5個試樣計算腐蝕速率，3組干/濕周期腐蝕試驗時間分別為72、120、168 h。試驗結束后，用含有緩蝕劑的酸清洗試樣表面銹蝕產物，室溫超聲清洗3 min，酸洗溶液配比為500 mL 36.5% （質量分數）的HCl＋500 mL去離子水＋3.5 g C6H12N4＋3 g C6H5N3。酸洗后用清水沖洗，然后用無水乙醇浸泡，再用丙酮浸泡，最后用熱風吹干放在干燥器內24 h，稱取質量（精確到1 mg）。

根據TB/T 2375—1993《鐵路用耐候鋼周期浸潤腐蝕試驗方法》，腐蝕速率的計算公式為：

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式中：W 為腐蝕速率，g/（m2·h）；G0為試樣原始質量，g；G1為試樣腐蝕后質量，g；a為試樣長度，mm；b為試樣寬度，mm；c為試樣厚度，mm；t為試驗時間，h。

將腐蝕產物研磨后過400目（37 μm）篩網，收集符合粒度要求的粉末，然后在D8 Advance型X射線衍射儀（X-ray diffractometer，XRD）上進行物相分析。利用OLS4100型激光共聚焦顯微鏡和Qutanta FEG450型熱場發射掃描電子顯微鏡對腐蝕產物及銹層斷面進行觀察。

在兩種焊接接頭試樣上取尺寸為10 mm×10 mm×2 mm的電化學試樣，取樣位置如圖2中A所示。試樣背面用銅導線連接，測試面外其余表面用環氧樹脂密封。測試面用水砂紙打磨后進行拋光，再用無水乙醇沖洗、冷風吹干，干燥24 h后備用。

利用RST5000型電化學工作站進行電化學試驗，采用飽和甘汞電極作為參比電極，鉑電極作為輔助電極。為了使試驗結果準確可靠，先測開路電位，待開路電位穩定后，再測極化曲線，掃描速率為5 mV/s。

2 試驗結果與討論

2.1 焊接接頭顯微組織

圖3為采用不同焊絲焊接的S390耐候鋼焊接接頭退火后各區域的顯微組織。采用JM-55II焊絲焊接的鋼的焊縫組織主要為長條狀和塊狀鐵素體，尺寸較均勻，并有少量珠光體，如圖3（a）所示；采用CHW-50C6焊絲焊接的鋼的焊縫組織主要是板條狀鐵素體和晶內珠光體，鐵素體尺寸差異較大，如圖3（d）所示。對比發現，JM-55II焊絲焊接接頭的焊縫組織更加均勻。圖3（b）和圖3（e）是兩種焊絲焊接接頭熱影響區退火后的組織，兩者差異不大，主要是細小均勻的鐵素體和少量珠光體。圖3（c）和圖3（f）為母材組織，由鐵素體和珠光體組成，分布較為均勻。

圖3 采用JM-55II和CHW-50C6焊絲焊接的S390耐候鋼焊接接頭的顯微組織Fig.3 Microstructures of S390 weathering steel joints welded by using JM-55II and CHW-50C6 welding wires

2.2 干/濕周期浸潤腐蝕試驗結果

圖4為兩種焊絲焊接接頭試樣分別經72、120、168 h腐蝕后的宏觀形貌?？梢奐M-55II焊絲焊接的焊縫表面較為平整，色澤較為均勻，如圖4（a，c，e）所示。CHW-50C6焊絲焊接的焊縫表面隨著腐蝕時間的延長出現了大面積脫落現象，如圖4（d）中箭頭所示，尤其是腐蝕168 h后，出現了大塊狀脫落，如圖4（f）中矩形框所示，且存在較多小鼓包。對比可以看出，JM-55II焊絲焊接的焊縫銹層的致密性及其與基體的結合性能更好，相比CHW-50C6焊絲焊接的焊縫銹層能更好地阻隔金屬基體與腐蝕介質的接觸。

圖4 兩種焊絲焊接接頭腐蝕不同時間后的宏觀形貌Fig.4 Macrographs of joints welded by two kinds of welding wires after corrosion for different times

圖5 兩種焊絲焊接接頭腐蝕不同時間后銹層的截面形貌Fig.5 Micrographs of cross-sections of rust layer on joints welded by two kinds of welding wires after corrosion for different times

在銹層截面上中下3個位置分別以10 μm等距離各取20個點測量銹層厚度，按照升序繪制銹層厚度分布曲線，如圖6（a）所示?？梢钥闯觯g168 h后，JM-55II焊絲焊接接頭銹層的厚度均勻性明顯優于CHW-50C6焊絲焊接接頭銹層。圖6（b）為兩種焊絲焊接接頭腐蝕不同時間后銹層的平均厚度。可以看出，JM-55II和CHW-50C6兩種焊絲焊接接頭銹層的厚度分別呈減小和增大的趨勢。結合銹層宏觀形貌可知（圖4），CHW-50C6焊絲焊接接頭銹層的腐蝕產物更容易脫落，因此其不同腐蝕周期的銹層相對較薄且不均勻。

圖6 兩種焊絲焊接接頭腐蝕不同時間后銹層厚度分布（a）及平均厚度（b）Fig.6 Thickness distributions（a）and average thickness（b）of rust layer on joints welded by two kinds of welding wires after corrosion for different times

兩種焊絲焊接接頭的單位面積質量損失速率隨時間的變化情況如圖7所示?？梢钥闯?，JM-55II焊絲焊接接頭在不同腐蝕周期的單位面積質量損失速率均低于CHW-50C6焊絲焊接接頭。而且隨著腐蝕時間的延長，JM-55II焊絲焊接接頭的單位面積質量損失速率逐漸減小。整體上JM-55II焊絲焊接接頭的耐蝕性能更優。

圖7 兩種焊絲焊接接頭的單位面積質量損失速率隨時間的變化Fig.7 Variation of mass loss rate per unit area of joints welded by two kinds of welding wires with time

圖8是兩種焊絲焊接接頭在模擬工業大氣環境中周期浸潤試驗不同時間后腐蝕產物的XRD圖譜?？梢钥闯觯瑑煞N焊絲焊接接頭的腐蝕產物中均有γ-FeOOH、β-FeOOH、α-FeOOH、Fe3O4和Fe2O3，且銹層的主要組成部分為α-FeOOH，其次為γ-FeOOH。隨著試驗周期的延長，銹層中α-FeOOH的比例提高。眾所周知，α-FeOOH在電化學和熱力學上均較為穩定，是耐候鋼穩定銹層的重要組成部分[13-15]。因此從產物組成來看，兩種焊絲焊接接頭銹層的保護性能均較優異。

圖8 兩種焊絲焊接接頭腐蝕不同時間后腐蝕產物的XRD圖譜Fig.8 XRD patterns of corrosion products of joints welded by two kinds of welding wires after corrosion for different times

對除銹前試樣的腐蝕形貌進行觀察，發現兩種焊絲焊接接頭銹層表面均存在一定數量的孔洞，如圖9（a）中箭頭所示；銹層截面部分區域存在分層現象，如圖9（d）所示。圖9（b）為孔洞周圍局部放大形貌，出現了分層結構（虛線標記），形似“火山口”，推測該孔洞起到了物質傳輸作用，并且隨著腐蝕時間的延長，新形成的腐蝕產物在干濕周期交替條件下，不斷在孔洞周圍堆積，達到一定高度后滑落至底部，并且隨著時間的推移，腐蝕產物不斷在“火山口”堆積，孔洞逐漸減小，最后被新生成的腐蝕產物堵塞，如圖9（c）中虛線區域所示，為典型的γ-FeOOH片葉狀結構。內銹層的分層現象如圖9（d）中虛線區域和圖9（a）所示。此外，內銹層也出現了一些裂紋，裂紋也為腐蝕性陰離子和氧氣等介質提供傳輸通道[16]。

圖9 JM-55II焊絲焊接接頭腐蝕不同時間后銹層的微觀形貌Fig.9 Microstructures of rust layer on joint welded by JM-55II welding wire after corrosion for different times

圖10為JM-55II焊絲焊接接頭腐蝕168 h后銹層截面的元素面掃描結果?？梢钥闯?，Cr元素存在明顯的分層現象（如圖10（e）中箭頭所示）。Cu和Ni元素的分層現象不明顯，整體分布較為均勻。分析發現，Cr元素在外銹層也出現了富集現象，這與很多學者只在內銹層發現Cr的富集不同[17-22]。在干/濕交替環境下，合金元素在電解液中溶解形成離子，并富集在孔洞周圍，再到干燥條件下，腐蝕產物脫水附著在銹層表面，如此反復多個周期，形成合金元素的分層現象[21]。

圖10 JM-55II焊絲焊接接頭腐蝕168 h后銹層截面的元素面掃描結果Fig.10 Elemental mapping results of cross section of rust layer on joint welded by JM-55II welding wire after corrosion for 168 h

2.3 動電位極化曲線

圖11為兩種焊絲焊縫在濃度為0.01 mol/L的NaHSO3溶液中腐蝕不同周期的動電位極化曲線。根據Tafel曲線法擬合焊縫的自腐蝕電位（Ecorr）和自腐蝕電流密度（icorr），結果如表3所示。

圖11 兩種焊絲焊縫腐蝕不同周期的極化曲線Fig.11 Polarization curves of weld of joints welded by two kinds of welding wires after corrosion for different cycles

表3 兩種焊絲焊縫腐蝕不同周期的自腐蝕電位（Ecorr）和自腐蝕電流密度（icorr）Table 3 Self-corrosion potential（Ecorr）and selfcorrosion current density（icorr）of weld of joints welded by two kinds of welding wires after corrosion for different cycles

由圖11和表3可見，未經腐蝕焊縫的自腐蝕電位（Ecorr）最負，隨著腐蝕時間的延長，焊縫的自腐蝕電位向左上方移動，說明帶有致密銹層的試樣不易被腐蝕。對比可以看出，JM-55II焊絲焊縫的極化曲線位置偏向左上方，因此其在模擬工業大氣環境中的耐蝕性能更好。從表3可見，JM-55II焊絲焊縫在腐蝕168 h時的電極電位為－0.506 4 V，高于CHW-50C6焊絲焊縫的－0.523 5 V，因此前者銹層的保護性能更優。從圖11（a）可以看出，JM-55II焊絲焊縫腐蝕72 h時的自腐蝕電位最高，說明其耐蝕性最好，這與CHW-50C6焊絲焊縫的自腐蝕電位逐漸上移不同。原因是腐蝕120 h的銹層由于應力作用出現少量脫落和再生長[23]，因此腐蝕72 h的銹層耐蝕性更優。

3 結論

（1）采用JM-55II和CHW-50C6焊絲焊接的S390耐候鋼板，前者焊接接頭的耐蝕性更優，主要是由于JM-55II焊絲中Cu和Cr含量更高，其銹層的致密性及其與基體的結合性能更好。

（2）兩種焊絲焊接接頭銹層中均出現了一些孔洞和裂紋，這些孔洞和裂紋會成為侵蝕性陰離子和氧氣的傳輸通道，降低焊接接頭的耐蝕性。

（3）銹層表面孔洞是銹層中Cr、Cu元素分層偏聚的主要原因。