U71Mn钢轨闪光焊接头马氏体组织成因及处理措施

俞 喆, 蒋 明, 张 倩, 杜涵秋

(1. 中国铁道科学研究院集团有限公司 金属及化学研究所, 北京 100081; 2. 中国铁路上海局集团有限公司 上海工务段, 上海 200040)

闪光焊作为钢轨焊接的主要手段,主要用于国内定尺钢轨的焊接(固定焊)和长钢轨的焊接(移动焊)。由于闪光焊过程中热量分布不均匀,会在焊后接头中出现不同的组织区域和性能变化,甚至在部分钢种焊接接头中出现马氏体等有害组织,国内为了消除钢轨闪光焊接头异常组织,细化晶粒,提高接头性能,一般会对接头进行正火处理。近年来,经对国内钢轨的焊接大检查发现,U71Mn钢轨闪光焊接头不管是否经过焊后正火处理,依旧发现马氏体组织存在。周清跃等[1-2]对钢轨焊接后空冷及其接头热处理后空冷的冷速进行研究,发现两者的实际冷速分别为0.9 ℃/s和0.5 ℃/s,低于U71Mn钢轨不出现马氏体等异常组织的最高冷却速度为2.5 ℃/s,但仍在U71Mn钢轨闪光焊接头中发现了不同程度的马氏体组织,表现出比钢轨母材更高的淬透性。丁韦等[3]曾对欧洲和我国钢轨闪光焊标准中指标的差异进行了研究,发现国内外差异最大之处在于接头是否进行热处理,且焊态接头的马氏体数量远远超过热处理状态的接头。相关铁路标准规定,钢轨中不得含有马氏体组织。因此,有必要对U71Mn钢轨闪光焊接头马氏体组织的成因进行分析。

本文通过对未经正火处理、经一次正火处理和经两次正火处理U71Mn钢轨闪光焊接头的组织和元素成分进行分析,研究了导致U71Mn钢轨闪光焊接头出现马氏体的原因,并对其正火处理效果进行了评价,给出了减少或消除马氏体的措施,并进行了验证。

1 试验材料与方法

为了解U71Mn钢轨闪光焊接头马氏体分布规律,本文选用按TB/T 2344—2012《43 kg/m～75 kg/m热轧钢轨订货技术条件》生产的U71Mn钢轨,化学成分见表1。按图1所示对其闪光焊接头进行取样,自轨头到轨底试样依次编号为A1、A2、A3、A4及A5。对U71Mn钢轨试样进行研磨、抛光并用4%硝酸酒精侵蚀,在Leica DMI5000M型光学显微镜(OM)和FEI quanta400型扫描电镜(SEM)下观察组织微观特征,并采用牛津仪器X-MAX能谱仪(EDS)对微区组织成分进行分析。

图1 取样位置示意图(阴影面为观察面)Fig.1 Schematic diagram of sampling location (Shadow surface being the observation surface)

表1 U71Mn钢轨的化学成分(质量分数,%)Table 1 Chemical composition of the U71Mn steel rail (mass fraction, %)

采用Gleeble-1500D型热模拟试验机模拟实际焊接过程中的正火处理工艺,对出现马氏体最为严重的A3试样进行一次正火处理并进行微观组织观察。因正火处理后并未完全消除试样中的马氏体,故对A3试样进行二次正火处理并再次进行微观组织观察。正火处理的具体工艺见图2。通过对比热处理前后组织的变化,分析U71Mn钢轨闪光焊接头马氏体的产生原因,并探讨正火处理对接头马氏体的消除效果。

图2 正火处理工艺示意图(a)一次正火;(b)二次正火Fig.2 Schematic diagram of normalizing treatment(a) once normalizing; (b) secondary normalizing

2 试验结果与分析

2.1 未正火处理U71Mn钢轨

2.1.1 组织分析

U71Mn钢轨闪光焊接头未处理态的显微组织观察结果如表2和图3所示。可以看出,未经正火处理的U71Mn钢轨焊接接头中,所有试样焊缝位置均未出现马氏体。A1和A5试样热影响区组织正常,为珠光体和少量铁素体组织,见图3(b)。A2、A3和A4试样热影响区出现了不同程度的马氏体,呈条带状或块状分布,见图3(c～e),其中A3试样马氏体出现程度最为严重,存在长度约为3 mm的马氏体条,基本垂直于试样焊缝,与轨腰处的元素偏析带分布相似,其余的块状马氏体分布较为分散,但在100倍率下,一个视场内出现多块马氏体,在高倍光学显微镜下上述马氏体均呈片状形态。研究表明[4-5],碳钢中的马氏体形态主要取决于奥氏体的含碳量,含碳量越高,Ms点越低,形成的板条马氏体含量越少,片状马氏体含量越多。通常,超低碳钢和低碳钢淬火后得到的马氏体为板条马氏体,含碳量为0.30%～0.55%的中碳钢淬火后马氏体形态为板条马氏体+片状马氏体,高碳钢淬火后可以得到片状马氏体或针状马氏体。本文选用的U71Mn钢轨平均含碳量大于0.70%,因此焊接接头中出现的马氏体组织具有典型的片状马氏体特征。

图3 未处理U71Mn钢轨闪光焊接头的显微组织(a)焊缝;(b～e)热影响区;(b)A1/A5试样;(c)A2试样;(d)A3试样;(e)A4试样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 未处理U71Mn钢轨闪光焊接头马氏体组织观测结果Table 2 Observation results of martensitic microstructure in untreated flash welded joint of the U71Mn steel rail

从马氏体出现位置可见,U71Mn钢轨闪光焊接头中马氏体分布规律与钢轨偏析具有一致性,其形成区域主要集中于钢轨的轨头三角区、轨腰、轨底三角区处。上述区域中轨腰处横截面积最小,因而在轧制过程中的变形量最大,原先在钢坯内部的偏析带经轧制后,沿垂直轨底方向和钢轨长度方向聚集和延伸,造成轨腰及与其相邻的轨头、轨底三角区偏析严重。

2.1.2 成分分析

由马氏体分布规律与钢轨偏析的一致性判断,U71Mn钢轨闪光焊接头中马氏体的产生与元素偏析有关。因此,采用图4所示方式(间距50 μm,测量方向与试样焊缝平行)对A2、A3和A4试样的C、Si和Mn元素含量进行了能谱分析,结果见图5。可见,随着组织从马氏体转变为正常的钢轨组织,A2、A3和A4试样的Mn和C含量总体呈下降趋势,Si含量基本保持不变,其中点1区域的Mn含量分别为2.94%、3.16%和3.14%,C含量分别为0.98%、1.14%和1.02%,点6区域的Mn含量分别为1.28%、1.28%和1.23%,C含量分别为0.75%、0.70%和0.74%。将点1区域与点6区域元素含量进行对比,得到C元素偏析比为1.31～1.63,Mn元素偏析比为2.30～2.55,由此可见,出现马氏体区域的C和Mn含量较母材都要高出很多,其中Mn含量可达母材的两倍以上,也就是说,U71Mn钢轨闪光焊接头中马氏体主要出现在富锰富碳区。

图4 未处理U71Mn钢轨闪光焊接头EDS分析区域Fig.4 EDS analysis area of the untreated flash welded joint of the U71Mn steel rail

图5 未处理U71Mn钢轨闪光焊接头EDS分析结果(a)A2试样;(b)A3试样;(c)A4试样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 正火处理U71Mn钢轨

2.2.1 一次正火处理

马氏体最为严重的A3试样经一次正火处理后,焊缝处及原马氏体区域组织见图6。可见,原马氏体区域依然存在白色长条状组织,经测量其显微硬度为642.5 HV0.3,确定其为马氏体。与未经正火处理的组织(见图3(d))相比,马氏体条长度变短,由原先的3 mm减短至1.6 mm,呈断续的长条状分布,同时马氏体片较为细小,这与正火后接头晶粒的细化有关。

图6 一次正火处理后A3试样的显微组织(a)焊缝;(b)热影响区Fig.6 Microstructure of the specimen A3 after once normalizing treatment(a) weld; (b) heat affected zone

对A3试样点1～6区域的C、Si和Mn元素含量进行能谱分析(测点位置与未处理时一致),得到一次正火处理后各个位置的元素含量,并与未处理时的数据进行对比,结果见表3。可以看出,一次正火处理后,C元素的偏析状况得到一定程度缓解,在马氏体邻近区域,C含量有所下降,而Mn元素偏析状况基本与未处理时的偏析水平相当,表明正火处理可以改善C元素的分布,在一定程度上减少马氏体的出现量。

表3 一次正火处理后A3试样EDS分析结果(质量分数,%)Table 3 EDS analysis results of the specimen A3 after once normalizing treatment (mass fraction, %)

2.2.2 两次正火处理

由于一次正火处理并未完全消除试样中的马氏体,故对其进行二次正火处理。图7为A3试样经二次正火处理后的显微组织,经0.5 h保温后,接头晶粒平均尺寸较一次处理后增大,原先粗大的马氏体条已基本消失,但仍存在小块状断续分布的马氏体,显微硬度为645.5 HV0.3。

图7 二次正火处理后A3试样的显微组织(a)焊缝;(b)热影响区Fig.7 Microstructure of the specimen A3 after secondary normalizing treatment(a) weld; (b) heat affected zone

同样对二次正火处理后A3试样点1～6区域的C、Si和Mn元素含量进行能谱分析,并与未处理时的测量数据进行对比,结果见表4。与一次正火处理后结果相比,试样经二次正火处理后,即使在950 ℃下保温0.5 h,Mn元素的偏析状况仍然没有得到改善,但C元素的分布已趋均匀。由二次正火处理结果可见,随着接头中原马氏体区域C元素偏析状况得到改善,即使依然存在Mn元素偏析,也能减少马氏体的出现几率,这也进一步说明U71Mn钢轨闪光焊接头中马氏体组织的形成是锰和碳元素共同作用的结果。

表4 二次正火处理后A3试样EDS分析结果(质量分数,%)Table 4 EDS analysis results of the specimen A3 after second normalizing treatment (mass fraction, %)

3 讨论

图8为正火处理前后A3试样中C、Mn含量变化曲线。可以看出,经二次正火处理后,接头中C元素得到了不同程度的扩散,正火保温时间越长,C元素扩散越均匀,同时距原马氏体出现区域(点1)越远,C含量越趋于平衡;Mn含量变化不明显,热处理前后差别不大。相关研究表明[6-8],铸态中产生的Mn偏析带状组织形成后,由于Mn元素的扩散率很低,很难用热处理方法予以消除,即使经1315 ℃高温正火后带状组织暂时“消失”,经加工(轧)和奥氏体化后,带状组织再次出现,并且其程度随着形变量的增加而更加严重。与之相比,C元素的扩散条件较低,在500 ℃下保温就能够得到较为充分地扩散。因而,二次正火处理时试样经950 ℃保温0.5 h后,C含量改善较大,但依然没消除Mn元素偏析。

图8 不同热处理A3试样中元素C(a)、Mn(b)含量对比Fig.8 Content comparison of C(a) and Mn(b) elements after different heat treatments in the specimen A3

图9为二次正火处理后A3试样的组织,其中深色部分为马氏体,其余为正常组织(珠光体+少量铁素体)。经二次正火处理后,可发现原本为马氏体的点1和点3(即图9中谱图1和谱图3)区域已转变为正常组织,而点2和点4(即图9中谱图2和谱图4)区域依旧为马氏体,对这4点进行能谱分析,结果见表5,结合图8可知,随着两次正火处理的加热及保温的进行,高富集的C元素会向浓度较低的区域进行扩散,而Mn元素基本没有扩散,当原马氏体区域C含量下降到一定程度时,配合一定的冷速(试验中冷速为1 ℃/s),马氏体就可得到消除。由于A3试样中马氏体条粗细不均,相应的在不同部位存在厚度不同的C、Mn元素富集层,在随后的热处理中,对C元素富集层的改善效果也不尽相同,富集层较薄的区域马氏体优先得到消除,较厚的区域马氏体组织变少(未能消除),这也是两次正火处理未能完全消除U71Mn钢轨闪光焊接头马氏体的原因。

图9 二次正火处理后A3试样中马氏体组织区域EDS分析图Fig.9 EDS analysis diagram of martensite microstructure region in the specimen A3 after secondary normalizing

表5 二次正火处理后A3试样不同组织区域EDS分析结果(质量分数,%)Table 5 EDS analysis results of different microstructure regions in the specimen A3 after secondary normalizing (mass fraction, %)

另一方面,钢轨在闪光焊接过程中温度可达1300 ℃以上,C元素在高温下被烧蚀,使得焊缝处存在脱碳现象,而Mn元素在铁素体内的扩散率比在奥氏体内的扩散率大100倍左右[9],在焊接过程中焊缝处铁素体内的Mn元素更易扩散,使得焊缝附近热影响区Mn含量提高,碳当量增加,钢的淬透性更大,导致U71Mn钢轨闪光焊接头较其母材而言更易产生马氏体组织,同时这也是焊缝处未出现马氏体,而热影响区出现马氏体的原因。

鉴于一次正火处理工艺(模拟实际焊接过程中的正火处理工艺)对U71Mn钢轨闪光焊接头马氏体消除作用不明显,因此在实际焊接过程中,U71Mn钢轨闪光焊接头出现较为严重的马氏体时,基本不能通过焊轨基地的正火处理予以消除,只会有一定程度的减轻。所以,要从根本上消除U71Mn钢轨闪光焊接头中的马氏体,应从以下几个方面入手:①正火处理过程中,进行长时间保温。从二次正火处理结果看,长时间保温能够有效减少甚至消除马氏体,但这对钢轨焊接生产效率有较大影响,可操作性不强。②在钢轨的生产过程减少Mn元素偏析及C偏析。但在现有钢轨生产条件下,元素的偏析情况,特别是Mn的偏析是较难解决的。③减少钢轨中的Mn含量。从试验结果看,Mn元素偏析对马氏体的形成起到重要作用,降低母材中的Mn含量,可以将U71Mn钢轨闪光焊接头中Mn元素的偏析量控制在一定范围内,减少甚至避免U71Mn钢轨闪光焊接头中马氏体的产生。

4 降低Mn含量后U71Mn钢轨闪光焊接头组织

TB/T 2344—2012和TB/T 2344.1—2020《钢轨 第1部分:43 k～75 k钢轨》均将U71Mn钢轨中的Mn含量由原先的1.10%～1.40%下调为0.70%～1.20%。本文对调整成分后的3个U71Mn钢轨(0.72%C,1.04%Mn)闪光焊接头按照图1进行了马氏体检验,接头编号分别为B1、B2和B3,其中B1接头未进行正火处理,B2和B3接头采用焊轨基地的正火设备进行了正火处理,工艺参数:加热温度860 ℃,加热时间110 s左右,B2接头到温后喷风冷却,喷风压力0.15 MPa,喷风时间90 s,B3接头到温后空冷。

B1、B2和B3接头马氏体检验结果见表6,可见Mn含量降低后,未经正火处理的B1接头轨头三角区、轨腰及轨底三角区依然出现了马氏体,见图10,与未调整成分的U71Mn钢轨闪光焊接头相比,B1接头马氏体出现的程度较轻,未发现与A3试样中类似的马氏体长条,而是呈小块状分布,且其数量较少;B2接头在轨头三角区发现了极少量的马氏体组织,见图11,其余位置均未发现马氏体;B3接头全断面都未出现马氏体。上述结果证明,钢轨母材中Mn含量的降低使U71Mn钢轨闪光焊接头中马氏体的出现程度得到了明显减轻,经正火处理后其马氏体可以得到进一步消除,若制定合理的正火处理工艺参数,甚至能够避免U71Mn钢轨闪光焊接头中出现马氏体,可见降低U71Mn钢轨中的Mn含量是抑制其焊接接头形成马氏体的有效方法。

图10 B1试样热影响区马氏体形貌Fig.10 Morphologies of martensite in heat affected zone of the specimen B1(a) B1-2; (b) B1-3; (c) B1-4

图11 B2-2试样热影响区马氏体形貌Fig.11 Morphologies of martensite in heat affected zone of the specimen B2-2

表6 下调Mn含量后U71Mn钢轨闪光焊接头马氏体观测结果Table 6 Observation results of martensitic microstructure in the flash welded joint of the U71Mn steel rail with Mn content reducing

5 结论

1) U71Mn钢轨闪光焊接头中普遍存在马氏体,其分布规律与钢轨偏析具有一致性,主要集中于钢轨的轨头三角区、轨腰、轨底三角区处,形态具有典型的片状马氏体特征。

2) U71Mn钢轨闪光焊接头中马氏体出现在C和Mn元素偏析最为严重的区域,由能谱分析结果可知,出现马氏体区域的C和Mn含量与U71Mn钢轨母材含量比值分别为1.31～1.63和2.30～2.55,表明U71Mn钢轨闪光焊接头中马氏体的形成是C和Mn元素共同偏析的结果。

3) 正火处理可使C元素在U71Mn钢轨闪光焊接头中扩散更为均匀,改善其偏析状况,在一定程度上减轻了马氏体的出现程度,还可细化组织,故对接头进行焊后正火处理是很有必要的。

4) 闪光焊接会加剧U71Mn钢轨中的Mn元素偏析,这是导致U71Mn钢轨闪光焊接头更易产生马氏体组织的重要原因,且正火处理对接头中Mn元素偏析的改善效果并不明显。因此,通过降低U71Mn钢轨中的Mn含量,同时配以合适的正火处理工艺,是抑制U71Mn钢轨闪光焊接头形成马氏体的有效方法。