侯有忠　李世亮　齊先勝　牛富杰　鄧鴻劍

摘要：為了研究動車組車軸增材再制造技術的可靠性和合理性，以CRH380A/AL動車組車軸EA4T鋼為基體、NiCrMo合金為增材材料，采用激光熔覆工藝方法進行工藝評定。通過對激光熔覆接頭的微觀組織、抗拉強度、側彎試驗、沖擊韌性試驗以及沖擊斷口形貌SEM分析，雖然熔敷金屬與基體材料化學成分差異較大，但接頭的抗拉強度大于EA4T鋼的最小抗拉強度（650 MPa），且延性斷裂于母材;側彎試驗三區(qū)無開裂，塑性良好;熔敷金屬為非穩(wěn)態(tài)組織，熱影響區(qū)為馬氏體、回火索氏體和回火托氏體混合組織;熔敷金屬和HAZ區(qū)夏比KU5沖擊吸收均大于40 J，兩者的沖擊試樣斷口形貌均為韌性斷裂。為進一步探索和研究車軸增材再制造工藝技術奠定了基礎。

關鍵詞：再制造;動車組車軸;激光熔覆;EA4T鋼

中圖分類號：TG444 文獻標志碼：A 文章編號：1001-2303（2020）02-0069-07

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.02.14

0 前言

動車組列車車軸是動車組轉向架的重要部件，也是影響動車安全運行的重要管控零件，在動車組進行高等級檢修時，車軸檢修及其狀態(tài)維護是重要的工作之一。動車組輪對采用過盈配合，在壓裝和退卸時，車軸表面會產(chǎn)生拉傷，行業(yè)中規(guī)定拉傷深度大于0.1 mm時車軸將無法使用而進行封存報廢處理。程建宏[1]提出動車組車軸機加工修復工藝方法，即選擇減材方式，在強度計算的基礎上，最大可以去除軸徑3 mm尺寸以消除拉傷缺陷，這樣可以減少車軸報廢率至5%，但是這種理論計算是基于理想條件下降低一定安全因數(shù)而提出的，并未得到推廣應用。近年來，增材再制造技術作為綠色循環(huán)經(jīng)濟的重要組成部分，在軍工、煤炭、石油、汽車以及工程機械等行業(yè)得到了廣泛應用，為動車組車軸的修復和維護開辟了一條技術思路。齊先勝、侯有忠[2]等人提出采用激光熔覆技術作為車軸增材再制造技術的可行性，然而不同系列動車組其車軸材質(zhì)存在較大的差異，CRH1系列動車組、CRH2A統(tǒng)型、CRH2C二階段、CRH380A/AL動車組和CRH3系列動車組車軸材質(zhì)均為EA4T，CRH2A，CRH2B，CRH2E和CRH2C階段動車組車軸材質(zhì)均為S38C，CRH5系列動車組車軸材質(zhì)則為30NiCrMoV12[3]。本文以CRH380A/AL動車組車軸EA4鋼作為增材再制造研究對象，采用NiCrMo合金作為增材材料，通過分析激光熔覆條件下的異質(zhì)增材再制造車軸組合材料的各項性能，尤其是在保證增材材料的強度下，將沖擊韌性作為車軸的關鍵考核指標，以探索和論證激光增材再制造車軸技術的科學性，以期恢復車軸的使用性能，減少報廢，減低檢修成本。

1 試驗及方法

1.1 試樣制備

1.1.1 試件形式

試件采用380A/AL動車組車軸材料EA4T鋼，制備板狀坡口形試件，如圖1所示。

1.1.2 熔覆粉末的選用

鎳基合金粉末的制備方法包括真空感應氣體霧化（VIGA法）、電極感應氣體霧化（EIGA法）以及等離子旋轉電極霧化（PERP法）[4]。其中PERP制備的粉末具有球形度高、衛(wèi)星粉和空心少等優(yōu)勢，其化學成分如表1所示，粉末粒徑范圍為53～106 μm。車軸激光增材制造對于材料和熔覆金屬性能要求高，因此選擇PERP法制備鎳基NiCrMo合金粉末。

1.1.3 試件的熔覆

采用進口Laserline 4kW半導體-光纖耦合激光器，配合柔性執(zhí)行機構及控制系統(tǒng)對試板進行激光熔覆，激光熔覆參數(shù)如表2所示。

1.1.4 試板的無損檢測

按照NBT 47013.2-2015[5]對試件進行100%RT（X射線）檢測，熔覆金屬無裂紋、夾渣、氣孔等缺陷。

1.2 試驗項目及方法

1.2.1 金相宏觀及微觀組織分析

使用MC006-4XC金相顯微鏡觀察和分析熱影響區(qū)、熔覆層/基體界面以及熔覆金屬金相組織，觀察前采用4%硝酸酒精溶液對母材熱影響區(qū)進行腐蝕，采用10%草酸電解溶液對熔覆金屬進行腐蝕。

1.2.2 化學成分及界面元素分布測定

檢測熔覆金屬和化學成分，并通過電子能譜掃描儀測定從基體-界面-熔覆層范圍的元素分布。

1.2.3 硬度檢測

通過DHV-1000Z型顯微維氏硬度計分別測定母材、熱影響區(qū)、熔合區(qū)和熔覆金屬的硬度值，加載載荷100 g，去掉最大值和最小值后取平均值，并繪制硬度變化曲線。

1.2.4 熔覆金屬與母材接頭的機械性能試驗

試驗項目包括拉伸試驗、側彎試驗、夏比U型沖擊試驗。拉伸試驗方法依據(jù)EN 10002-1[6]，試樣形式如圖2所示，采用WE300型萬能材料試驗機在室溫條件下進行拉伸試驗;側向彎曲試驗取樣位置和尺寸如圖3所示，試驗彎曲角度180°，彎心直徑40 mm，支撐輥距離63 mm;夏比U型沖擊試驗應分別在熔覆金屬和熱影響區(qū)位置取樣，如圖4所示，試樣規(guī)格55 mm×10 mm×10 mm，U型缺口，缺口深度5 mm。依據(jù)EN 10045.1[7]進行沖擊試驗，試驗溫度20±2 ℃，檢測其沖擊吸收功（KU5/J）。

1.2.5 沖擊韌性斷口

對沖擊韌性斷口進行SEM分析，觀察熔覆金屬和熱影響區(qū)的斷口形貌，并分析材料韌性。

2 結果與討論

2.1 金相分析

2.1.1 宏觀金相分析

板狀坡口形試件的宏觀金相形貌如圖5所示，每道熔敷金屬均勻一致，且熔合良好，未發(fā)現(xiàn)氣孔、夾渣、裂紋等缺陷;熔覆金屬與母材之間熔合良好，無裂紋、夾渣等缺陷。

2.1.2 熔覆金屬微觀金相

在EA4T母材上熔覆NiCrMo合金熔覆金屬的顯微組織如圖6所示?；w與熔覆層界面形成了一條亮白色的冶金結合帶（見圖6a），其形成原因是：在激光熔覆金屬快速冷卻條件下（見圖7[8]），靠近此處溫度梯度G較大，凝固速度R最小，此時晶體呈平面晶生長;隨著結晶過程向熔覆金屬上部推進，溫度梯度G減少，凝固速率R逐漸增加，G/R逐漸減小，界面生長方式由平面晶逐漸過渡到胞狀晶;當G/R繼續(xù)減小時，界面以典型的樹枝晶（見圖6b）方式生長，隨著G/R的繼續(xù)減小，熔覆金屬體在凝固界面以樹枝晶方式生長的同時，界面前方的熔覆金屬體內(nèi)出現(xiàn)新生核，晶體在過冷熔體中自由生長而形成各項異性的等軸晶（見圖6c）。由于激光熔覆技術的快速冷卻速率G×R較高，因此獲得的組織晶粒細小，為熔覆金屬組織韌性良好提供了條件。

2.1.3 EA4T鋼熱影響區(qū)（HAZ）金屬微觀金相

激光熔覆條件下，EA4T鋼熱影響區(qū)寬度約為800 μm，由靠近熔合線的過熱粗晶區(qū)、第二道熔覆造成的二次重結晶區(qū)和亞結晶區(qū)組織構成，如圖8所示。母材的微觀組織由貝氏體和少量鐵素體組成，如圖9所示，EA4T鋼在激光輻照熔化表面母材金屬后，又以極快的冷卻速率冷卻，使得熱影響區(qū)母材相當于淬火處理，從而形成馬氏體組織和少量來不及轉化的殘留貝氏體組織，如圖10所示;并在多層多道的熔覆條件下，熱影響區(qū)金屬在二次熔覆時形成二次重結晶區(qū)，即二次熔覆加熱使熱影響區(qū)回火作用，將馬氏體轉化為回火托氏體和回火索氏體，如圖11所示。熱影響區(qū)的馬氏體、回火托氏體以及索氏體的混合組織存在，會對車軸的沖擊韌性產(chǎn)生一定的影響。

2.2 化學成分及界面元素分布測定

熔敷金屬及母材的化學成分分析實測結果如表3所示，熔敷金屬成分與粉末材料成分一致，未被稀釋。根據(jù)電子能譜掃描結果（見圖12）可知，激光熔覆后產(chǎn)生的熔合線界面兩側材料成分均勻，元素未發(fā)生明顯擴散，其原因是激光熔覆時冷卻凝固速率較快，母材和熔覆金屬的合金元素來不及彼此擴散，此外NiCrMo鎳基合金中大量存在的鎳元素對于元素擴散具有阻礙作用，從而有利于熔覆金屬和母材保持各自相應的機械性能。

2.3 顯微維氏硬度結果及分析

激光熔覆試樣“三區(qū)”的顯微維氏硬度測試結果如圖13所示，母材（BM）硬度值約為230 HV0.1，純?nèi)鄯蠼饘伲╓M）硬度值約為250 HV0.1，略高于母材，而熔敷金屬熔合區(qū)的成分稀釋區(qū)域硬度未發(fā)生明顯突變，間接說明沒有硬質(zhì)相析出;熱影響區(qū)（HAZ）硬度值最高為375 HV0.1，高于基體和熔覆金屬，且HAZ區(qū)的硬度最大值出現(xiàn)在距離熔合線200 μm處，這是因為距熔合線200 μm以內(nèi)的組織受到二次熔覆時的熱循環(huán)作用，相當于對該范圍內(nèi)HAZ金屬進行了回火處理，使得該區(qū)域的組織變?yōu)榛鼗鹜惺象w和回火索氏體，硬度值有所下降;而距離熔合線200 μm以外到母材，由于二次熔覆時的熱傳遞衰減溫度降低，對第一次加熱的組織影響較小，其組織由馬氏體和殘余貝氏體按一定比例占比組成，即硬度值隨著溫度和冷卻速率呈比例降低至母材硬度。熱影響區(qū)組織最高硬度高于EA4T鋼基體，但低于EN 15614[9]要求值380 HV，而動車組車軸對于材料的一致性要求較高，其熱影響區(qū)硬度升高，材料韌性必然有所下降。

2.4 熔覆金屬與母材結合的機械性能分析

根據(jù)緊湊型板帶肩板形式拉伸試驗結果（見表4）和狀態(tài)，試樣斷裂于母材，表明熔敷金屬抗拉強度高于母材，且為延性斷裂;180°側彎試驗后的熔覆金屬、熱影響區(qū)以及母材區(qū)域表面均未開裂，說明激光熔覆的鎳基合金合EA4T鋼接頭材料具有良好的延展性;而夏比U型沖擊試驗熔敷金屬、熱影響區(qū)的沖擊吸收功KU5均高于40 J，略低于母材的實測值。熔敷金屬和熱影響區(qū)的沖擊試樣斷口形貌分別如圖14、圖15所示。由圖可知，熔敷金屬和熱影響區(qū)的組織結構和形態(tài)完全不同，其沖擊斷口形貌差異明顯。熱影響區(qū)的斷口放射區(qū)和纖維較為明顯，而熔敷金屬不明顯，但其微觀韌窩較深，則熔覆金屬斷裂仍為韌性斷裂;熱影響區(qū)的沖擊試樣同時包含母材、熔覆金屬以及熱影響區(qū)，其沖擊吸收功低于母材，從斷口形貌宏觀斷口（見圖15a）來看，母材和熔敷金屬有著明顯的分界線，這是因為兩種金屬的組織結構完全不同，熔敷金屬組織結構為柱狀晶、樹枝晶以及等軸晶相構成的典型的鑄態(tài)非穩(wěn)定組織，而母材為穩(wěn)態(tài)組織。圖15a中1區(qū)為母材的放射準解理斷裂形貌（見圖15b、15c），而圖15d～15f為圖15a中區(qū)域2的纖維區(qū)形貌，表現(xiàn)為撕裂韌窩。因此從沖擊斷口分析認為，雖然熔覆金屬和熱影響區(qū)的沖擊吸收功有所下降，但仍表現(xiàn)為韌性斷裂。

3 結論

（1）在EA4T鋼上激光增材熔覆NiCrMo鎳基合金的熔合線處的成分未發(fā)生明顯的元素擴散，過渡區(qū)稀釋區(qū)未析出硬質(zhì)脆性相。熔覆金屬的組織與激光熔覆快速凝固原理相一致，在熔合線界面處晶體呈平面晶生長，隨著溫度梯度減少，凝固速率降低，每道的熔覆金屬中部以典型的樹枝晶方式生長，在頂部過冷熔體中自由生長而形成各項異性的等軸晶。

（2）經(jīng)激光熔覆后，EA4T鋼的熱影響區(qū)組織為馬氏體、回火索氏體和托氏體，以及少量殘留的貝氏體混合組織，該區(qū)域的維氏硬度值高于母材和熔覆金屬，是整個熔覆接頭的薄弱區(qū)域。

（3）激光增材組合接頭的抗拉強度高于母材最低抗拉強度650 MPa，且延性斷裂于母材;側彎試驗的母材、熱影響區(qū)和熔合線的三區(qū)均無開裂，說明熔覆接頭塑性良好;熔覆金屬與熱影響區(qū)的沖擊吸收功大于40 J，符合EA4T鋼的最低吸收功要求值，試樣的斷口形貌觀察也表現(xiàn)為韌性斷裂。

（4）選擇NiCrMo合金作為車軸增材再制造材料及所采用激光熔覆工藝參數(shù)進行車軸再制造的接頭的機械性能符合EN 13261標準對于EA4T鋼的要求，這為進一步探索和研究動車組車軸再制造技術奠定了基礎。

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