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动车组车轴激光增材再制造工艺评定及分析

本文参考文献引用格式:侯有忠,李世亮,齐先胜,等. 动车组车轴激光增材再制造工艺评定及分析[J].电焊机,2020,50(2):69-75.

摘要:为了研究动车组车轴增材再制造技术的可靠性和合理性,以CRH380A/AL动车组车轴EA4T钢为基体、NiCrMo合金为增材材料,采用激光熔覆工艺方法进行工艺评定。通过对激光熔覆接头的微观组织、抗拉强度、侧弯试验、冲击韧性试验以及冲击断口形貌SEM分析,虽然熔敷金属与基体材料化学成分差异较大,但接头的抗拉强度大于EA4T钢的最小抗拉强度(650MPa),且延性断裂于母材;侧弯试验三区无开裂,塑性良好;熔敷金属为非稳态组织,热影响区为马氏体、回火索氏体和回火托氏体混合组织;熔敷金属和HAZ区夏比KU5冲击吸收均大于40J,两者的冲击试样断口形貌均为韧性断裂。为进一步探索和研究车轴增材再制造工艺技术奠定了基础。

前 言

动车组列车车轴是动车组转向架的重要部件,也是影响动车安全运行的重要管控零件,在动车组进行高等级检修时,车轴检修及其状态维护是重要的工作之一。动车组轮对采用过盈配合,在压装和退卸时,车轴表面会产生拉伤,行业中规定拉伤深度大于0.1mm时车轴将无法使用而进行封存报废处理。程建宏[1]提出动车组车轴机加工修复工艺方法,即选择减材方式,在强度计算的基础上,最大可以去除轴径3mm尺寸以消除拉伤缺陷,这样可以减少车轴报废率至5%,但是这种理论计算是基于理想条件下降低一定安全因数而提出的,并未得到推广应用。近年来,增材再制造技术作为绿色循环经济的重要组成部分,在军工、煤炭、石油、汽车以及工程机械等行业得到了广泛应用,为动车组车轴的修复和维护开辟了一条技术思路。齐先胜、侯有忠[2]等人提出采用激光熔覆技术作为车轴增材再制造技术的可行性,然而不同系列动车组其车轴材质存在较大的差异,CRH1系列动车组、CRH2A统型、CRH2C二阶段、CRH380A/AL动车组和CRH3系列动车组车轴材质均为EA4T,CRH2A,CRH2B,CRH2E和CRH2C阶段动车组车轴材质均为S38C,CRH5系列动车组车轴材质则为30NiCrMoV12[3]。本文以CRH380A/AL动车组车轴EA4钢作为增材再制造研究对象,采用NiCrMo合金作为增材材料,通过分析激光熔覆条件下的异质增材再制造车轴组合材料的各项性能,尤其是在保证增材材料的强度下,将冲击韧性作为车轴的关键考核指标,以探索和论证激光增材再制造车轴技术的科学性,以期恢复车轴的使用性能,减少报废,减低检修成本。

01PART

试验及方法

1.1 试样制备

1.1.1 试件形式

试件采用380A/AL动车组车轴材料EA4T钢,制备板状坡口形试件,如图1所示。

1.1.2 熔覆粉末的选用

镍基合金粉末的制备方法包括真空感应气体雾化(VIGA法)、电极感应气体雾化(EIGA法)以及等离子旋转电极雾化(PERP法)[4]。其中PERP制备的粉末具有球形度高、卫星粉和空心少等优势,其化学成分如表1所示,粉末粒径范围为53~106μm。车轴激光增材制造对于材料和熔覆金属性能要求高,因此选择PERP法制备镍基NiCrMo合金粉末。

1.1.3 试件的熔覆

采用进口Laserline 4kW半导体-光纤耦合激光器,配合柔性执行机构及控制系统对试板进行激光熔覆,激光熔覆参数如表2所示。

1.1.4 试板的无损检测

按照NBT 47013.2-2015[5]对试件进行100%RT(X射线)检测,熔覆金属无裂纹、夹渣、气孔等缺陷。

1.2 试验项目及方法

1.2.1 金相宏观及微观组织分析

使用MC006-4XC金相显微镜观察和分析热影响区、熔覆层/基体界面以及熔覆金属金相组织,观察前采用4%硝酸酒精溶液对母材热影响区进行腐蚀,采用10%草酸电解溶液对熔覆金属进行腐蚀。

1.2.2 化学成分及界面元素分布测定

检测熔覆金属和化学成分,并通过电子能谱扫描仪测定从基体-界面-熔覆层范围的元素分布。

1.2.3 硬度检测

通过DHV-1000Z型显微维氏硬度计分别测定母材、热影响区、熔合区和熔覆金属的硬度值,加载载荷100g,去掉最大值和最小值后取平均值,并绘制硬度变化曲线。

1.2.4 熔覆金属与母材接头的机械性能试验

试验项目包括拉伸试验、侧弯试验、夏比U型冲击试验。拉伸试验方法依据EN 10002-1[6],试样形式如图2所示,采用WE300型万能材料试验机在室温条件下进行拉伸试验;侧向弯曲试验取样位置和尺寸如图3所示,试验弯曲角度180°,弯心直径40mm,支撑辊距离63mm;夏比U型冲击试验应分别在熔覆金属和热影响区位置取样,如图4所示,试样规格55 mm×10 mm×10 mm,U型缺口,缺口深度5mm。依据EN 10045.1[7]进行冲击试验,试验温度20±2℃,检测其冲击吸收功(KU5/J)。

1.2.5 冲击韧性断口

对冲击韧性断口进行SEM分析,观察熔覆金属和热影响区的断口形貌,并分析材料韧性。

02PART

结果与讨论

2.1 金相分析

2.1.1 宏观金相分析

板状坡口形试件的宏观金相形貌如图5所示,每道熔敷金属均匀一致,且熔合良好,未发现气孔、夹渣、裂纹等缺陷;熔覆金属与母材之间熔合良好,无裂纹、夹渣等缺陷。

2.1.2 熔覆金属微观金相

在EA4T母材上熔覆NiCrMo合金熔覆金属的显微组织如图6所示。基体与熔覆层界面形成了一条亮白色的冶金结合带(见图6a),其形成原因是:在激光熔覆金属快速冷却条件下(见图7[8]),靠近此处温度梯度G较大,凝固速度R最小,此时晶体呈平面晶生长;随着结晶过程向熔覆金属上部推进,温度梯度G减少,凝固速率R逐渐增加,G/R逐渐减小,界面生长方式由平面晶逐渐过渡到胞状晶;当G/R继续减小时,界面以典型的树枝晶(见图6b)方式生长,随着G/R的继续减小,熔覆金属体在凝固界面以树枝晶方式生长的同时,界面前方的熔覆金属体内出现新生核,晶体在过冷熔体中自由生长而形成各项异性的等轴晶(见图6c)。由于激光熔覆技术的快速冷却速率G×R较高,因此获得的组织晶粒细小,为熔覆金属组织韧性良好提供了条件。

2.1.3 EA4T钢热影响区(HAZ)金属微观金相

激光熔覆条件下,EA4T钢热影响区宽度约为800μm,由靠近熔合线的过热粗晶区、第二道熔覆造成的二次重结晶区和亚结晶区组织构成,如图8所示。母材的微观组织由贝氏体和少量铁素体组成,如图9所示,EA4T钢在激光辐照熔化表面母材金属后,又以极快的冷却速率冷却,使得热影响区母材相当于淬火处理,从而形成马氏体组织和少量来不及转化的残留贝氏体组织,如图10所示;并在多层多道的熔覆条件下,热影响区金属在二次熔覆时形成二次重结晶区,即二次熔覆加热使热影响区回火作用,将马氏体转化为回火托氏体和回火索氏体,如图11所示。热影响区的马氏体、回火托氏体以及索氏体的混合组织存在,会对车轴的冲击韧性产生一定的影响。

2.2 化学成分及界面元素分布测定

熔敷金属及母材的化学成分分析实测结果如表3所示,熔敷金属成分与粉末材料成分一致,未被稀释。根据电子能谱扫描结果(见图12)可知,激光熔覆后产生的熔合线界面两侧材料成分均匀,元素未发生明显扩散,其原因是激光熔覆时冷却凝固速率较快,母材和熔覆金属的合金元素来不及彼此扩散,此外NiCrMo镍基合金中大量存在的镍元素对于元素扩散具有阻碍作用,从而有利于熔覆金属和母材保持各自相应的机械性能。

2.3 显微维氏硬度结果及分析

激光熔覆试样“三区”的显微维氏硬度测试结果如图13所示,母材(BM)硬度值约为230HV0.1,纯熔敷金属(WM)硬度值约为250HV0.1,略高于母材,而熔敷金属熔合区的成分稀释区域硬度未发生明显突变,间接说明没有硬质相析出;热影响区(HAZ)硬度值最高为375HV0.1,高于基体和熔覆金属,且HAZ区的硬度最大值出现在距离熔合线200μm 处,这是因为距熔合线200μm以内的组织受到二次熔覆时的热循环作用,相当于对该范围内HAZ金属进行了回火处理,使得该区域的组织变为回火托氏体和回火索氏体,硬度值有所下降;而距离熔合线200μm以外到母材,由于二次熔覆时的热传递衰减温度降低,对第一次加热的组织影响较小,其组织由马氏体和残余贝氏体按一定比例占比组成,即硬度值随着温度和冷却速率呈比例降低至母材硬度。热影响区组织最高硬度高于EA4T钢基体,但低于EN 15614[9]要求值380HV,而动车组车轴对于材料的一致性要求较高,其热影响区硬度升高,材料韧性必然有所下降。

2.4 熔覆金属与母材结合的机械性能分析

根据紧凑型板带肩板形式拉伸试验结果(见表4)和状态,试样断裂于母材,表明熔敷金属抗拉强度高于母材,且为延性断裂;180°侧弯试验后的熔覆金属、热影响区以及母材区域表面均未开裂,说明激光熔覆的镍基合金合EA4T钢接头材料具有良好的延展性;而夏比U型冲击试验熔敷金属、热影响区的冲击吸收功KU5均高于40J,略低于母材的实测值。熔敷金属和热影响区的冲击试样断口形貌分别如图14、图15所示。由图可知,熔敷金属和热影响区的组织结构和形态完全不同,其冲击断口形貌差异明显。热影响区的断口放射区和纤维较为明显,而熔敷金属不明显,但其微观韧窝较深,则熔覆金属断裂仍为韧性断裂;热影响区的冲击试样同时包含母材、熔覆金属以及热影响区,其冲击吸收功低于母材,从断口形貌宏观断口(见图15a)来看,母材和熔敷金属有着明显的分界线,这是因为两种金属的组织结构完全不同,熔敷金属组织结构为柱状晶、树枝晶以及等轴晶相构成的典型的铸态非稳定组织,而母材为稳态组织。图15a中1区为母材的放射准解理断裂形貌(见图15b、15c),而图15d~15f为图15a中区域2的纤维区形貌,表现为撕裂韧窝。因此从冲击断口分析认为,虽然熔覆金属和热影响区的冲击吸收功有所下降,但仍表现为韧性断裂。

结 论

(1)在EA4T 钢上激光增材熔覆NiCrMo镍基合金的熔合线处的成分未发生明显的元素扩散,过渡区稀释区未析出硬质脆性相。熔覆金属的组织与激光熔覆快速凝固原理相一致,在熔合线界面处晶体呈平面晶生长,随着温度梯度减少,凝固速率降低,每道的熔覆金属中部以典型的树枝晶方式生长,在顶部过冷熔体中自由生长而形成各项异性的等轴晶。

(2)经激光熔覆后,EA4T钢的热影响区组织为马氏体、回火索氏体和托氏体,以及少量残留的贝氏体混合组织,该区域的维氏硬度值高于母材和熔覆金属,是整个熔覆接头的薄弱区域。

(3)激光增材组合接头的抗拉强度高于母材最低抗拉强度650MPa,且延性断裂于母材;侧弯试验的母材、热影响区和熔合线的三区均无开裂,说明熔覆接头塑性良好;熔覆金属与热影响区的冲击吸收功大于40J,符合EA4T钢的最低吸收功要求值,试样的断口形貌观察也表现为韧性断裂。

(4)选择NiCrMo 合金作为车轴增材再制造材料及所采用激光熔覆工艺参数进行车轴再制造的接头的机械性能符合EN 13261标准对于EA4T钢的要求,这为进一步探索和研究动车组车轴再制造技术奠定了基础。

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