俞 喆, 蔣 明, 張 倩, 杜涵秋

(1. 中國(guó)鐵道科學(xué)研究院集團(tuán)有限公司 金屬及化學(xué)研究所, 北京 100081; 2. 中國(guó)鐵路上海局集團(tuán)有限公司 上海工務(wù)段, 上海 200040)

閃光焊作為鋼軌焊接的主要手段,主要用于國(guó)內(nèi)定尺鋼軌的焊接(固定焊)和長(zhǎng)鋼軌的焊接(移動(dòng)焊)。由于閃光焊過程中熱量分布不均勻,會(huì)在焊后接頭中出現(xiàn)不同的組織區(qū)域和性能變化,甚至在部分鋼種焊接接頭中出現(xiàn)馬氏體等有害組織,國(guó)內(nèi)為了消除鋼軌閃光焊接頭異常組織,細(xì)化晶粒,提高接頭性能,一般會(huì)對(duì)接頭進(jìn)行正火處理。近年來(lái),經(jīng)對(duì)國(guó)內(nèi)鋼軌的焊接大檢查發(fā)現(xiàn),U71Mn鋼軌閃光焊接頭不管是否經(jīng)過焊后正火處理,依舊發(fā)現(xiàn)馬氏體組織存在。周清躍等[1-2]對(duì)鋼軌焊接后空冷及其接頭熱處理后空冷的冷速進(jìn)行研究,發(fā)現(xiàn)兩者的實(shí)際冷速分別為0.9 ℃/s和0.5 ℃/s,低于U71Mn鋼軌不出現(xiàn)馬氏體等異常組織的最高冷卻速度為2.5 ℃/s,但仍在U71Mn鋼軌閃光焊接頭中發(fā)現(xiàn)了不同程度的馬氏體組織,表現(xiàn)出比鋼軌母材更高的淬透性。丁韋等[3]曾對(duì)歐洲和我國(guó)鋼軌閃光焊標(biāo)準(zhǔn)中指標(biāo)的差異進(jìn)行了研究,發(fā)現(xiàn)國(guó)內(nèi)外差異最大之處在于接頭是否進(jìn)行熱處理,且焊態(tài)接頭的馬氏體數(shù)量遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過熱處理狀態(tài)的接頭。相關(guān)鐵路標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定,鋼軌中不得含有馬氏體組織。因此,有必要對(duì)U71Mn鋼軌閃光焊接頭馬氏體組織的成因進(jìn)行分析。

本文通過對(duì)未經(jīng)正火處理、經(jīng)一次正火處理和經(jīng)兩次正火處理U71Mn鋼軌閃光焊接頭的組織和元素成分進(jìn)行分析,研究了導(dǎo)致U71Mn鋼軌閃光焊接頭出現(xiàn)馬氏體的原因,并對(duì)其正火處理效果進(jìn)行了評(píng)價(jià),給出了減少或消除馬氏體的措施,并進(jìn)行了驗(yàn)證。

1 試驗(yàn)材料與方法

為了解U71Mn鋼軌閃光焊接頭馬氏體分布規(guī)律,本文選用按TB/T 2344—2012《43 kg/m～75 kg/m熱軋鋼軌訂貨技術(shù)條件》生產(chǎn)的U71Mn鋼軌,化學(xué)成分見表1。按圖1所示對(duì)其閃光焊接頭進(jìn)行取樣,自軌頭到軌底試樣依次編號(hào)為A1、A2、A3、A4及A5。對(duì)U71Mn鋼軌試樣進(jìn)行研磨、拋光并用4%硝酸酒精侵蝕,在Leica DMI5000M型光學(xué)顯微鏡(OM)和FEI quanta400型掃描電鏡(SEM)下觀察組織微觀特征,并采用牛津儀器X-MAX能譜儀(EDS)對(duì)微區(qū)組織成分進(jìn)行分析。

圖1 取樣位置示意圖(陰影面為觀察面)Fig.1 Schematic diagram of sampling location (Shadow surface being the observation surface)

表1 U71Mn鋼軌的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 1 Chemical composition of the U71Mn steel rail (mass fraction, %)

采用Gleeble-1500D型熱模擬試驗(yàn)機(jī)模擬實(shí)際焊接過程中的正火處理工藝,對(duì)出現(xiàn)馬氏體最為嚴(yán)重的A3試樣進(jìn)行一次正火處理并進(jìn)行微觀組織觀察。因正火處理后并未完全消除試樣中的馬氏體,故對(duì)A3試樣進(jìn)行二次正火處理并再次進(jìn)行微觀組織觀察。正火處理的具體工藝見圖2。通過對(duì)比熱處理前后組織的變化,分析U71Mn鋼軌閃光焊接頭馬氏體的產(chǎn)生原因,并探討正火處理對(duì)接頭馬氏體的消除效果。

圖2 正火處理工藝示意圖(a)一次正火;(b)二次正火Fig.2 Schematic diagram of normalizing treatment(a) once normalizing; (b) secondary normalizing

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 未正火處理U71Mn鋼軌

2.1.1 組織分析

U71Mn鋼軌閃光焊接頭未處理態(tài)的顯微組織觀察結(jié)果如表2和圖3所示。可以看出,未經(jīng)正火處理的U71Mn鋼軌焊接接頭中,所有試樣焊縫位置均未出現(xiàn)馬氏體。A1和A5試樣熱影響區(qū)組織正常,為珠光體和少量鐵素體組織,見圖3(b)。A2、A3和A4試樣熱影響區(qū)出現(xiàn)了不同程度的馬氏體,呈條帶狀或塊狀分布,見圖3(c～e),其中A3試樣馬氏體出現(xiàn)程度最為嚴(yán)重,存在長(zhǎng)度約為3 mm的馬氏體條,基本垂直于試樣焊縫,與軌腰處的元素偏析帶分布相似,其余的塊狀馬氏體分布較為分散,但在100倍率下,一個(gè)視場(chǎng)內(nèi)出現(xiàn)多塊馬氏體,在高倍光學(xué)顯微鏡下上述馬氏體均呈片狀形態(tài)。研究表明[4-5],碳鋼中的馬氏體形態(tài)主要取決于奧氏體的含碳量,含碳量越高,Ms點(diǎn)越低,形成的板條馬氏體含量越少,片狀馬氏體含量越多。通常,超低碳鋼和低碳鋼淬火后得到的馬氏體為板條馬氏體,含碳量為0.30%～0.55%的中碳鋼淬火后馬氏體形態(tài)為板條馬氏體+片狀馬氏體,高碳鋼淬火后可以得到片狀馬氏體或針狀馬氏體。本文選用的U71Mn鋼軌平均含碳量大于0.70%,因此焊接接頭中出現(xiàn)的馬氏體組織具有典型的片狀馬氏體特征。

圖3 未處理U71Mn鋼軌閃光焊接頭的顯微組織(a)焊縫;(b～e)熱影響區(qū);(b)A1/A5試樣;(c)A2試樣;(d)A3試樣;(e)A4試樣Fig.3 Microstructure of the untreated flash welded joint of the U71Mn steel rail(a) weld; (b-e) heat affected zone; (b) specimen A1/A5; (c) specimen A2; (d) specimen A3; (e) specimen A4

表2 未處理U71Mn鋼軌閃光焊接頭馬氏體組織觀測(cè)結(jié)果Table 2 Observation results of martensitic microstructure in untreated flash welded joint of the U71Mn steel rail

從馬氏體出現(xiàn)位置可見,U71Mn鋼軌閃光焊接頭中馬氏體分布規(guī)律與鋼軌偏析具有一致性,其形成區(qū)域主要集中于鋼軌的軌頭三角區(qū)、軌腰、軌底三角區(qū)處。上述區(qū)域中軌腰處橫截面積最小,因而在軋制過程中的變形量最大,原先在鋼坯內(nèi)部的偏析帶經(jīng)軋制后,沿垂直軌底方向和鋼軌長(zhǎng)度方向聚集和延伸,造成軌腰及與其相鄰的軌頭、軌底三角區(qū)偏析嚴(yán)重。

2.1.2 成分分析

由馬氏體分布規(guī)律與鋼軌偏析的一致性判斷,U71Mn鋼軌閃光焊接頭中馬氏體的產(chǎn)生與元素偏析有關(guān)。因此,采用圖4所示方式(間距50 μm,測(cè)量方向與試樣焊縫平行)對(duì)A2、A3和A4試樣的C、Si和Mn元素含量進(jìn)行了能譜分析,結(jié)果見圖5。可見,隨著組織從馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)檎５匿撥壗M織,A2、A3和A4試樣的Mn和C含量總體呈下降趨勢(shì),Si含量基本保持不變,其中點(diǎn)1區(qū)域的Mn含量分別為2.94%、3.16%和3.14%,C含量分別為0.98%、1.14%和1.02%,點(diǎn)6區(qū)域的Mn含量分別為1.28%、1.28%和1.23%,C含量分別為0.75%、0.70%和0.74%。將點(diǎn)1區(qū)域與點(diǎn)6區(qū)域元素含量進(jìn)行對(duì)比,得到C元素偏析比為1.31～1.63,Mn元素偏析比為2.30～2.55,由此可見,出現(xiàn)馬氏體區(qū)域的C和Mn含量較母材都要高出很多,其中Mn含量可達(dá)母材的兩倍以上,也就是說,U71Mn鋼軌閃光焊接頭中馬氏體主要出現(xiàn)在富錳富碳區(qū)。

圖4 未處理U71Mn鋼軌閃光焊接頭EDS分析區(qū)域Fig.4 EDS analysis area of the untreated flash welded joint of the U71Mn steel rail

圖5 未處理U71Mn鋼軌閃光焊接頭EDS分析結(jié)果(a)A2試樣;(b)A3試樣;(c)A4試樣Fig.5 EDS analysis results of the untreated flash welded joint of the U71Mn steel rail(a) specimen A2; (b) specimen A3; (c) specimen A4

2.2 正火處理U71Mn鋼軌

2.2.1 一次正火處理

馬氏體最為嚴(yán)重的A3試樣經(jīng)一次正火處理后,焊縫處及原馬氏體區(qū)域組織見圖6?？梢?原馬氏體區(qū)域依然存在白色長(zhǎng)條狀組織,經(jīng)測(cè)量其顯微硬度為642.5 HV0.3,確定其為馬氏體。與未經(jīng)正火處理的組織(見圖3(d))相比,馬氏體條長(zhǎng)度變短,由原先的3 mm減短至1.6 mm,呈斷續(xù)的長(zhǎng)條狀分布,同時(shí)馬氏體片較為細(xì)小,這與正火后接頭晶粒的細(xì)化有關(guān)。

圖6 一次正火處理后A3試樣的顯微組織(a)焊縫;(b)熱影響區(qū)Fig.6 Microstructure of the specimen A3 after once normalizing treatment(a) weld; (b) heat affected zone

對(duì)A3試樣點(diǎn)1～6區(qū)域的C、Si和Mn元素含量進(jìn)行能譜分析(測(cè)點(diǎn)位置與未處理時(shí)一致),得到一次正火處理后各個(gè)位置的元素含量,并與未處理時(shí)的數(shù)據(jù)進(jìn)行對(duì)比,結(jié)果見表3?？梢钥闯?一次正火處理后,C元素的偏析狀況得到一定程度緩解,在馬氏體鄰近區(qū)域,C含量有所下降,而Mn元素偏析狀況基本與未處理時(shí)的偏析水平相當(dāng),表明正火處理可以改善C元素的分布,在一定程度上減少馬氏體的出現(xiàn)量。

表3 一次正火處理后A3試樣EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 3 EDS analysis results of the specimen A3 after once normalizing treatment (mass fraction, %)

2.2.2 兩次正火處理

由于一次正火處理并未完全消除試樣中的馬氏體,故對(duì)其進(jìn)行二次正火處理。圖7為A3試樣經(jīng)二次正火處理后的顯微組織,經(jīng)0.5 h保溫后,接頭晶粒平均尺寸較一次處理后增大,原先粗大的馬氏體條已基本消失,但仍存在小塊狀斷續(xù)分布的馬氏體,顯微硬度為645.5 HV0.3。

圖7 二次正火處理后A3試樣的顯微組織(a)焊縫;(b)熱影響區(qū)Fig.7 Microstructure of the specimen A3 after secondary normalizing treatment(a) weld; (b) heat affected zone

同樣對(duì)二次正火處理后A3試樣點(diǎn)1～6區(qū)域的C、Si和Mn元素含量進(jìn)行能譜分析,并與未處理時(shí)的測(cè)量數(shù)據(jù)進(jìn)行對(duì)比,結(jié)果見表4。與一次正火處理后結(jié)果相比,試樣經(jīng)二次正火處理后,即使在950 ℃下保溫0.5 h,Mn元素的偏析狀況仍然沒有得到改善,但C元素的分布已趨均勻。由二次正火處理結(jié)果可見,隨著接頭中原馬氏體區(qū)域C元素偏析狀況得到改善,即使依然存在Mn元素偏析,也能減少馬氏體的出現(xiàn)幾率,這也進(jìn)一步說明U71Mn鋼軌閃光焊接頭中馬氏體組織的形成是錳和碳元素共同作用的結(jié)果。

表4 二次正火處理后A3試樣EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 4 EDS analysis results of the specimen A3 after second normalizing treatment (mass fraction, %)

3 討論

圖8為正火處理前后A3試樣中C、Mn含量變化曲線?？梢钥闯?經(jīng)二次正火處理后,接頭中C元素得到了不同程度的擴(kuò)散,正火保溫時(shí)間越長(zhǎng),C元素?cái)U(kuò)散越均勻,同時(shí)距原馬氏體出現(xiàn)區(qū)域(點(diǎn)1)越遠(yuǎn),C含量越趨于平衡;Mn含量變化不明顯,熱處理前后差別不大。相關(guān)研究表明[6-8],鑄態(tài)中產(chǎn)生的Mn偏析帶狀組織形成后,由于Mn元素的擴(kuò)散率很低,很難用熱處理方法予以消除,即使經(jīng)1315 ℃高溫正火后帶狀組織暫時(shí)“消失”,經(jīng)加工(軋)和奧氏體化后,帶狀組織再次出現(xiàn),并且其程度隨著形變量的增加而更加嚴(yán)重。與之相比,C元素的擴(kuò)散條件較低,在500 ℃下保溫就能夠得到較為充分地?cái)U(kuò)散。因而,二次正火處理時(shí)試樣經(jīng)950 ℃保溫0.5 h后,C含量改善較大,但依然沒消除Mn元素偏析。

圖8 不同熱處理A3試樣中元素C(a)、Mn(b)含量對(duì)比Fig.8 Content comparison of C(a) and Mn(b) elements after different heat treatments in the specimen A3

圖9為二次正火處理后A3試樣的組織,其中深色部分為馬氏體,其余為正常組織(珠光體+少量鐵素體)。經(jīng)二次正火處理后,可發(fā)現(xiàn)原本為馬氏體的點(diǎn)1和點(diǎn)3(即圖9中譜圖1和譜圖3)區(qū)域已轉(zhuǎn)變?yōu)檎＝M織,而點(diǎn)2和點(diǎn)4(即圖9中譜圖2和譜圖4)區(qū)域依舊為馬氏體,對(duì)這4點(diǎn)進(jìn)行能譜分析,結(jié)果見表5,結(jié)合圖8可知,隨著兩次正火處理的加熱及保溫的進(jìn)行,高富集的C元素會(huì)向濃度較低的區(qū)域進(jìn)行擴(kuò)散,而Mn元素基本沒有擴(kuò)散,當(dāng)原馬氏體區(qū)域C含量下降到一定程度時(shí),配合一定的冷速(試驗(yàn)中冷速為1 ℃/s),馬氏體就可得到消除。由于A3試樣中馬氏體條粗細(xì)不均,相應(yīng)的在不同部位存在厚度不同的C、Mn元素富集層,在隨后的熱處理中,對(duì)C元素富集層的改善效果也不盡相同,富集層較薄的區(qū)域馬氏體優(yōu)先得到消除,較厚的區(qū)域馬氏體組織變少(未能消除),這也是兩次正火處理未能完全消除U71Mn鋼軌閃光焊接頭馬氏體的原因。

圖9 二次正火處理后A3試樣中馬氏體組織區(qū)域EDS分析圖Fig.9 EDS analysis diagram of martensite microstructure region in the specimen A3 after secondary normalizing

表5 二次正火處理后A3試樣不同組織區(qū)域EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 5 EDS analysis results of different microstructure regions in the specimen A3 after secondary normalizing (mass fraction, %)

另一方面,鋼軌在閃光焊接過程中溫度可達(dá)1300 ℃以上,C元素在高溫下被燒蝕,使得焊縫處存在脫碳現(xiàn)象,而Mn元素在鐵素體內(nèi)的擴(kuò)散率比在奧氏體內(nèi)的擴(kuò)散率大100倍左右[9],在焊接過程中焊縫處鐵素體內(nèi)的Mn元素更易擴(kuò)散,使得焊縫附近熱影響區(qū)Mn含量提高,碳當(dāng)量增加,鋼的淬透性更大,導(dǎo)致U71Mn鋼軌閃光焊接頭較其母材而言更易產(chǎn)生馬氏體組織,同時(shí)這也是焊縫處未出現(xiàn)馬氏體,而熱影響區(qū)出現(xiàn)馬氏體的原因。

鑒于一次正火處理工藝(模擬實(shí)際焊接過程中的正火處理工藝)對(duì)U71Mn鋼軌閃光焊接頭馬氏體消除作用不明顯,因此在實(shí)際焊接過程中,U71Mn鋼軌閃光焊接頭出現(xiàn)較為嚴(yán)重的馬氏體時(shí),基本不能通過焊軌基地的正火處理予以消除,只會(huì)有一定程度的減輕。所以,要從根本上消除U71Mn鋼軌閃光焊接頭中的馬氏體,應(yīng)從以下幾個(gè)方面入手:①正火處理過程中,進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)間保溫。從二次正火處理結(jié)果看,長(zhǎng)時(shí)間保溫能夠有效減少甚至消除馬氏體,但這對(duì)鋼軌焊接生產(chǎn)效率有較大影響,可操作性不強(qiáng)。②在鋼軌的生產(chǎn)過程減少M(fèi)n元素偏析及C偏析。但在現(xiàn)有鋼軌生產(chǎn)條件下,元素的偏析情況,特別是Mn的偏析是較難解決的。③減少鋼軌中的Mn含量。從試驗(yàn)結(jié)果看,Mn元素偏析對(duì)馬氏體的形成起到重要作用,降低母材中的Mn含量,可以將U71Mn鋼軌閃光焊接頭中Mn元素的偏析量控制在一定范圍內(nèi),減少甚至避免U71Mn鋼軌閃光焊接頭中馬氏體的產(chǎn)生。

4 降低Mn含量后U71Mn鋼軌閃光焊接頭組織

TB/T 2344—2012和TB/T 2344.1—2020《鋼軌 第1部分:43 k～75 k鋼軌》均將U71Mn鋼軌中的Mn含量由原先的1.10%～1.40%下調(diào)為0.70%～1.20%。本文對(duì)調(diào)整成分后的3個(gè)U71Mn鋼軌(0.72%C,1.04%Mn)閃光焊接頭按照?qǐng)D1進(jìn)行了馬氏體檢驗(yàn),接頭編號(hào)分別為B1、B2和B3,其中B1接頭未進(jìn)行正火處理,B2和B3接頭采用焊軌基地的正火設(shè)備進(jìn)行了正火處理,工藝參數(shù):加熱溫度860 ℃,加熱時(shí)間110 s左右,B2接頭到溫后噴風(fēng)冷卻,噴風(fēng)壓力0.15 MPa,噴風(fēng)時(shí)間90 s,B3接頭到溫后空冷。

B1、B2和B3接頭馬氏體檢驗(yàn)結(jié)果見表6,可見Mn含量降低后,未經(jīng)正火處理的B1接頭軌頭三角區(qū)、軌腰及軌底三角區(qū)依然出現(xiàn)了馬氏體,見圖10,與未調(diào)整成分的U71Mn鋼軌閃光焊接頭相比,B1接頭馬氏體出現(xiàn)的程度較輕,未發(fā)現(xiàn)與A3試樣中類似的馬氏體長(zhǎng)條,而是呈小塊狀分布,且其數(shù)量較少;B2接頭在軌頭三角區(qū)發(fā)現(xiàn)了極少量的馬氏體組織,見圖11,其余位置均未發(fā)現(xiàn)馬氏體;B3接頭全斷面都未出現(xiàn)馬氏體。上述結(jié)果證明,鋼軌母材中Mn含量的降低使U71Mn鋼軌閃光焊接頭中馬氏體的出現(xiàn)程度得到了明顯減輕,經(jīng)正火處理后其馬氏體可以得到進(jìn)一步消除,若制定合理的正火處理工藝參數(shù),甚至能夠避免U71Mn鋼軌閃光焊接頭中出現(xiàn)馬氏體,可見降低U71Mn鋼軌中的Mn含量是抑制其焊接接頭形成馬氏體的有效方法。

圖10 B1試樣熱影響區(qū)馬氏體形貌Fig.10 Morphologies of martensite in heat affected zone of the specimen B1(a) B1-2; (b) B1-3; (c) B1-4

圖11 B2-2試樣熱影響區(qū)馬氏體形貌Fig.11 Morphologies of martensite in heat affected zone of the specimen B2-2

表6 下調(diào)Mn含量后U71Mn鋼軌閃光焊接頭馬氏體觀測(cè)結(jié)果Table 6 Observation results of martensitic microstructure in the flash welded joint of the U71Mn steel rail with Mn content reducing

5 結(jié)論

1) U71Mn鋼軌閃光焊接頭中普遍存在馬氏體,其分布規(guī)律與鋼軌偏析具有一致性,主要集中于鋼軌的軌頭三角區(qū)、軌腰、軌底三角區(qū)處,形態(tài)具有典型的片狀馬氏體特征。

2) U71Mn鋼軌閃光焊接頭中馬氏體出現(xiàn)在C和Mn元素偏析最為嚴(yán)重的區(qū)域,由能譜分析結(jié)果可知,出現(xiàn)馬氏體區(qū)域的C和Mn含量與U71Mn鋼軌母材含量比值分別為1.31～1.63和2.30～2.55,表明U71Mn鋼軌閃光焊接頭中馬氏體的形成是C和Mn元素共同偏析的結(jié)果。

3) 正火處理可使C元素在U71Mn鋼軌閃光焊接頭中擴(kuò)散更為均勻,改善其偏析狀況,在一定程度上減輕了馬氏體的出現(xiàn)程度,還可細(xì)化組織,故對(duì)接頭進(jìn)行焊后正火處理是很有必要的。

4) 閃光焊接會(huì)加劇U71Mn鋼軌中的Mn元素偏析,這是導(dǎo)致U71Mn鋼軌閃光焊接頭更易產(chǎn)生馬氏體組織的重要原因,且正火處理對(duì)接頭中Mn元素偏析的改善效果并不明顯。因此,通過降低U71Mn鋼軌中的Mn含量,同時(shí)配以合適的正火處理工藝,是抑制U71Mn鋼軌閃光焊接頭形成馬氏體的有效方法。