張政軍，丁陽(yáng)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(xué)交通運(yùn)輸與物流學(xué)院，南昌 330013)

0 引 言

高速列車轉(zhuǎn)向架的主要作用是保證列車在較高運(yùn)行速度下的安全性和平穩(wěn)性。在轉(zhuǎn)向架構(gòu)架上一般焊接有各種安裝座以懸掛設(shè)備并安裝傳感器。安裝座材料通常為低合金高強(qiáng)鋼(主要為Q345E鋼)，構(gòu)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(jiǎn)稱中車四方公司)采用退火工藝來(lái)消除轉(zhuǎn)向架構(gòu)架中的焊接殘余應(yīng)力；龐巴迪公司則通過(guò)嚴(yán)格控制焊接工藝來(lái)減少同速度級(jí)耐候鋼轉(zhuǎn)向架構(gòu)架焊接接頭中殘余應(yīng)力的產(chǎn)生，后續(xù)不再進(jìn)行退火處理。據(jù)此，中車四方公司在實(shí)際生產(chǎn)中提出了取消退火工藝、降低生產(chǎn)成本的技術(shù)方案。但是在實(shí)施該技術(shù)方案之前，需要研究透退火工藝對(duì)接頭力學(xué)性能和耐腐蝕性能的影響；而目前，有關(guān)退火對(duì)異種鋼焊接接頭性能影響的數(shù)據(jù)不夠充分[3-4]。因此，作者對(duì)SMA490BW/Q345E異種鋼T型焊接接頭進(jìn)行了焊后退火處理，研究了退火處理對(duì)接頭顯微組織、力學(xué)性能和耐腐蝕性能的影響，擬為實(shí)際生產(chǎn)技術(shù)方案的確定提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)?zāi)覆臑镾MA490BW鋼和Q345E鋼，均由中車四方車輛有限公司提供，化學(xué)成分分別見(jiàn)表1和表2。焊接材料為CHW-55CNH焊絲，直徑為1.2 mm，化學(xué)成分見(jiàn)表3，由天津大西洋焊接材料有限責(zé)任公司提供。

表1 SMA490BW鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

表2 Q345E鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 2 Chemical composition of Q345E steel (mass fraction) %

表3 CHW-55CNH焊絲的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))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(shè)備進(jìn)行直流正接二氧化碳?xì)怏w保護(hù)焊(MAG)，采用T型接頭形式，開(kāi)K形(帶鈍邊)坡口，接頭尺寸及熔敷順序見(jiàn)圖1，根部間隙在01 mm，焊接工藝參數(shù)見(jiàn)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(nèi)打磨光亮，去除油污、水、鐵銹等雜質(zhì)。焊接完成后，將接頭置于RT3-280-9型加熱爐中進(jìn)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(shí)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(shù)Table 4 Process parameters in welding

1.2 試驗(yàn)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(kāi)，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(jī)進(jìn)行磨拋處理，用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕約15 s后，在蔡司AxioVert.A1型光學(xué)顯微鏡下觀察顯微組織。采用HV-1000IS型維氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試，載荷為1.961 N，保載時(shí)間為8 s，測(cè)試位置如圖2所示，母材取點(diǎn)間隔為1.0 mm，焊縫及熱影響區(qū)取點(diǎn)間隔為0.5 mm。參考文獻(xiàn)[5]，采用CS150H型電化學(xué)工作站測(cè)試焊接接頭的耐腐蝕性能，采用三電極體系，對(duì)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(yàn)介質(zhì)為質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.5%的NaCl溶液。參考文獻(xiàn)[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(jìn)行周期浸潤(rùn)腐蝕試驗(yàn)，試樣先在空氣中暴露50 min，再在質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.5%的NaCl溶液中浸泡10 min，如此循環(huán)；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(chǎn)物[7]，稱取質(zhì)量，計(jì)算腐蝕質(zhì)量損失和浸泡腐蝕速率。采用Nova Nano SEM450型場(chǎng)發(fā)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(cè)試位置示意Fig.2 Diagram of hardness test location

2 試驗(yàn)結(jié)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(méi)有出現(xiàn)咬邊、裂紋、氣孔、夾渣等明顯缺陷；退火前后焊縫宏觀形貌沒(méi)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(fā)生一定程度的細(xì)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(qū)組織主要為粒狀貝氏體，同時(shí)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(qū)的晶粒更加細(xì)小，尺寸分布更加均勻，近熔合線母材區(qū)的柱狀晶組織消失，形成了分布均勻、晶粒細(xì)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(yuǎn)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(nèi)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(dāng)于對(duì)先焊焊道進(jìn)行一次熱處理，因此焊接過(guò)程中焊縫組織不斷發(fā)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(xiàn)，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(qū)，WZ為焊縫區(qū)。由圖7可以看出：退火前后焊縫區(qū)的硬度均高于母材的；退火前后焊縫區(qū)的硬度分別在200～250 HV和180～230 HV，可見(jiàn)退火處理會(huì)在一定程度上降低焊縫的硬度。結(jié)合圖6分析還可知：退火前焊縫區(qū)不同焊層的組織差異較大，因此近表面、中部、近根部焊縫區(qū)的硬度差異較大；退火后焊縫區(qū)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(xué)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(shuō)明退火后的腐蝕傾向降低，腐蝕速率減小，耐電化學(xué)腐蝕性能提高。焊后退火處理可以降低焊縫的殘余應(yīng)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(xué)測(cè)試結(jié)果Table 5 Electrochemical test results of weld seam injoint before and after annealing

2.4.2 耐周期浸潤(rùn)腐蝕性能

圖9 周期浸潤(rùn)腐蝕不同時(shí)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(rùn)腐蝕1 h后，退火前后接頭試樣的表面均出現(xiàn)少量點(diǎn)狀銹蝕；周期浸潤(rùn)腐蝕12 h后，退火前接頭試樣表面出現(xiàn)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(rùn)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(rùn)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(rùn)腐蝕12 h后，退火前后焊縫試樣都發(fā)生了點(diǎn)蝕，退火后的腐蝕產(chǎn)物相比退火前的明顯減少；周期浸潤(rùn)腐蝕100 h后，退火前后焊縫試樣的表面均出現(xiàn)了點(diǎn)蝕及銹層龜裂現(xiàn)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(yīng)力[8]，從而增強(qiáng)耐腐蝕性能；同時(shí)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(zhì)與基材發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，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(zhì)量損失和腐蝕速率的整體變化趨勢(shì)相同，并且退火后試樣的腐蝕質(zhì)量損失和腐蝕速率總體上均小于退火前的，說(shuō)明在相同腐蝕環(huán)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(zhì)量損失和腐蝕速率隨周期 浸潤(rùn)腐蝕時(shí)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(jié) 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(qū)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(qū)從表面向內(nèi)部由粗大柱狀組織變?yōu)榻惶娉霈F(xiàn)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(qū)不同焊層組織無(wú)明顯差異，近熔合線焊縫區(qū)的晶粒更加細(xì)小，尺寸分布更加均勻。

(2) 退火前焊縫區(qū)不同部位硬度差異較大，退火后焊縫區(qū)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??；在NaCl溶液中周期浸潤(rùn)腐蝕時(shí)，退火前后焊縫表面均發(fā)生點(diǎn)蝕，在腐蝕后期(100 h)焊縫表面出現(xiàn)銹層龜裂現(xiàn)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(shì)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(yōu)。