铁道车辆用高强高耐候钢焊接连续冷却转变规律

胡学文，张 建，张海涛，闫 军，潘红波，吴保桥，潘 烁

(1.北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083；2.马钢股份有限公司技术中心，安徽马鞍山243000；3.安徽工业大学 a.冶金工程学院，b.冶金减排与资源综合利用教育部重点实验室，c.冶金工程与资源综合利用安徽省重点实验室，安徽马鞍山243002)

我国铁路已延伸到各种地域，铁路车辆运行的环境复杂、条件苛刻，故对铁路车辆用钢的性能要求较高[1]。同时，随着铁道车辆向着重载、高速和轻量化方向的发展，对铁路车辆用钢的综合性能要求更高[2-3]，不仅要求其具有较高的强韧性能，还要求其具良好的耐候性以及优异的焊接性能等。传统铁路车辆一般采用09CuPCrNi与Q450NQR1钢制造，但其耐候性差、使用寿命短，难以满足铁道车辆重载、轻量化、长寿命发展的需求。新型S450EW耐候钢性能优越，具有高强度高耐候性能，但S450EW钢中含有较高含量的Cr、Ni、Cu等合金元素，这些合金元素对钢的相变点及钢的组织转变有显著影响，致使焊接过程中不同部位的组织会发生明显改变，焊缝与热影响区组织的变化及局部硬化会使热影响区的力学性能及耐候性与母材之间出现显著差别[4-5]。因此，以S450EW高强度高耐候为研究对象，通过热模拟实验研究焊接后粗晶区的组织及力学性能，为耐候钢S450EW焊接工艺的制定、优化与工程应用提供参考。

1 实验材料及实验方法

实验钢为高强度高耐候S450EW，取自现场生产的成品热轧板卷，其化学成分如表1。为改善S450EW钢的耐候性能，2#实验钢的Cr含量高于1#实验钢。

表1 实验钢化学成分，w/%Tab.1 Chemical composition of tested steels,w/%

在DIL805A热膨胀仪上对S450EW钢进行焊接热影响区连续冷却转变实验，试样为圆柱状，尺寸为Ф4×10 mm，焊接热循环实验参数：加热速率为100℃/s，峰值温度为1 300℃，保温1 s；热模拟试样由800℃冷却到500℃所需的时间t8/5分别为6，10，15，30，60，150，300，600，1 200 s（对应冷却速度分别为50，30，20，10，5，2，1 ，0.5，0.25 ℃/s），具体实验方案如图1所示。根据不同条件下得到的相变临界点绘制出实验钢焊接热影响区连续冷却转变实验曲线。

对试样进行线切割并镶嵌，研磨、抛光，且用体积分数为4%的硝酸酒精溶液浸蚀。然后使用OLYMPUS-BX51金相显微镜(OM)观察试样组织，使用Shimadzu HMV-FA2型自动显微维氏硬度计测定试样的维氏硬度，试样硬度为5个不同部位硬度的平均值。

图1 焊接热影响区连续冷却转变实验工艺示意图Fig.1 Schematic diagram of continuous cooling transformation process in welding heat affected zone

2 实验结果及分析

2.1 不同下实验钢的组织

图2为1#实验钢焊接热影响区在不同条件下的金相照片。由图2可看出：当冷却速度为0.25℃/s(t8/5=1 200 s)时，1#实验钢组织主要为多边形铁素体、珠光体和贝氏体，铁素体含量较高，贝氏体尺寸较大；当冷却速度为0.5℃/s(t8/5=600 s)时，主要组织为铁素体和贝氏体，含有少量细珠光体；当冷却速度为1℃/s(t8/5=300 s)时，主要发生贝氏体和马氏体转变，贝氏体组织主要为粒状贝氏体；冷却速度继续升高，组织仍主要为贝氏体与马氏体，同时随着冷却速度的增大，马氏体含量逐渐增加；随着冷却速度的进一步增加，当冷却速度≥10℃/s(t8/5≥30 s)，组织基本为马氏体，马氏体板条有逐渐细化的趋势。

图2 1#实验钢不同冷却速度下的显微组织Fig.2 Microstructure of No.1 tested steel at different cooling rates

图3 2#实验钢在不同冷却速度下的显微组织Fig.3 Microstructure of No.2 tested steel at different cooling rates

图3为2#实验钢焊接粗晶热影响区在不同冷却速度条件下的金相照片。由图3可看出：当冷却速度为0.5℃/s(t8/5=600 s)时，主要组织为大块的粒状贝氏体组织；当冷却速度进一步升高至1～2℃/s(t8/5=300～150 s)时，组织由贝氏体与马氏体组成，随着冷却速度的增大，贝氏体逐渐减少；冷却速度大于5℃/s(t8/5≥60 s)时，组织全部为马氏体，随着冷却速度的增大，马氏体板条逐渐变得致密。

2.2 实验钢焊接热影响区组织转变规律

2种实验钢焊接热影响区连续冷却转变曲线如图4。由图4(a)可看出：在实验条件下，1#实验钢焊接热影响区发生了铁素体、珠光体、贝氏体和马氏体转变，加热过程中奥氏体开始转变温度θAC1为835℃，结束转变温度θAC3

图4 实验钢的焊接热影响区连续冷却转变曲线Fig.4 Continuous cooling transformation curves of welding heat affected zone of tested steels

为900℃；当冷却速度为0.25～0.5℃/s(t8/5=1 200～600 s)时，热影响区发生铁素体、珠光体和贝氏体转变；当冷却速度处于1～5℃/s(t8/5=300～60 s)时，热影响区发生贝氏体和马氏体转变；当冷却速度≥10℃/s(t8/5≥30 s)，热影响区只发生马氏体转变。由此可知，冷却速度≤0.5℃/s时，1#实验钢焊接过程中热影响区可获得铁素体+贝氏体+细珠光体组织，组织具有较好的强韧性[6]。

由图4(b)可知，在实验条件下，2#实验钢焊接热影响区只发生了贝氏体与马氏体转变，加热过程中奥氏体开始转变温度θAC1为825℃，结束转变温度为887℃。对比图4(a)与(b)可看出，2#实验钢的较1#实验钢的低，这与Cr元素缩小奥氏体相区以及提高相变温度相悖。实验钢原始组织均为热轧组织，高Cr含量的实验钢热轧组织相对细小，细小的组织界面多，在加热过程中有利于奥氏体形核与生成，致使2#实验钢降低。当冷却速度为0.5℃/s(t8/5=600 s)时，2种实验钢的热影响区发生贝氏体转变，这是由于奥氏体含碳量较低，而强碳化物形成元素(如Cr)的析出带走部分碳元素，奥氏体稳定性降低，增大了贝氏体转变驱动力，使得贝氏体转变温度升高，相变速率增加，从而在较低的冷却速度下就发生了贝氏体转变[7]；冷却速度处于1～2℃/s(t8/5=300～150 s)时，热影响区发生贝氏体和马氏体转变；冷却速度≥5℃/s(t8/5≥60 s)，热影响区只发生马氏体转变。对比图4焊接连续冷却转变(CCT)曲线可看出，随着Cr含量增加，实验钢的CCT曲线明显右移，马氏体开始转变温度也由532℃降低至450℃。

2.3 实验钢焊接热影响区显微硬度

不同冷却速度条件下实验钢的维氏硬度如图5。由图5可看出：冷却速度较低(也即0.25～0.5℃/s)时，1#实验钢的硬度基本保持不变；随着冷却速度的增加，1#实验钢硬度明显升高，这是由于冷却速度较低时，实验钢组织为铁素体F、贝氏体B和少量珠光体P，当冷却速度为1℃/s时，实验钢中珠光体和铁素体消失，组织中开始出现马氏体[8]；随着冷却速度的继续增加，实验钢硬度缓慢增加，这是因为冷却速度在1～5℃/s时，实验钢的组织类型未发生转变，仍为贝氏体和马氏体组织，只是组织稍有细化。冷却速度增大到10℃/s时，硬度迅速增加，结合图2可知，这是因为1#实验钢中贝氏体组织消失，组织全为马氏体；冷却速度进一步增大时，硬度基本保持不变，这主要是组织类型与大小未发生变化的缘故。然而2#实验钢的硬度总体上随着冷却速度的增大呈逐渐增加的趋势，冷却速度小于5℃/s时，随着冷却速度的增大，实验钢的硬度逐渐增加，这是因为实验钢组织由贝氏体与马氏体组成，随着冷却速度的增大组织中贝氏体含量减少，马氏体含量增多；当冷却速度为10℃/s时，2#实验钢显微硬度有所下降，结合图3可知，冷却速度由5℃/s转变为10℃/s时，实验钢组织虽有所细化，但冷却速度的增加会抑制V的碳氮化物析出，从而导致沉淀强化作用减弱，硬度降低[9-10]；随着冷却速度的继续增大，2#实验钢中板条马氏体逐渐细化，实验钢硬度略有升高；当冷却速度大于20℃/s时，2#实验钢组织基本不变，硬度也未发生明显改变。2#实验钢组织主要为贝氏体和马氏体，且马氏体含量较高，致使钢的淬硬倾向和裂纹敏感性较高及韧性较低[11]，故2#实验钢焊后需进行热处理。

图5 焊接冷却时间与热影响区硬度的关系曲线Fig.5 Relationship between hardness of heat affected zone and welding cooling time

对比1#，2#实验钢的硬度可发现，当冷却速度较低(小于5℃/s)时，2#实验钢显微硬度高于1#实验钢，这是由于钢的硬度是由析出强化、相变强化和固溶强化三者决定所致。结合表1发现，1#实验钢中未添加V，2#实验钢中添加了一定量的V，在冷却速度较低时，V以碳氮化物的形式析出发挥析出强化的作用；另一方面，2#实验钢的Cr含量较高，Cr使铁素体与珠光体转变明显右移，致使2#实验钢的组织以硬相贝氏体、马氏体为主，从而显著增强相变强化效果[12]。当冷却速度为10℃/s时，2种实验钢的硬度相当，这是因为此时2种实验钢的组织均为马氏体，并且V的析出被完全抑制。在冷却速度较高(大于10℃/s)时，过冷度较大，冷却后合金元素基本固溶于钢中，而2#实验钢中合金元素含量较高，其固溶于钢中可增强固溶强化效果，因此2#实验钢的硬度稍高于1#实验钢。

3 结 论

1)对于Cr质量分数为3.7%的1#实验钢，冷却速度为0.25～0.5℃/s(t8/5=1 200～600 s)时，热影响区发生铁素体、珠光体和贝氏体转变；冷却速度为1～5℃/s(t8/5=300～60 s)时，热影响区发生贝氏体和马氏体转变；冷却速度≥10℃/s(t8/5≥30 s)）时，只发生马氏体转变。对于Cr质量分数为4.5%的2#实验钢，冷却速度为0.5℃/s(t8/5=600 s)时，热影响区发生贝氏体转变；冷却速度为1～2℃/s（t8/5=300～150 s）时，热影响区发生贝氏体和马氏体转变；冷却速度≥5℃/s(t8/5≥60 s)时，只发生马氏体转变。

2)随着实验钢中Cr含量的增加，实验钢的CCT曲线明显右移，实验范围内热影响区铁素体和珠光体转变消失，同时马氏体开始转变温度由532℃降低到450℃。由于相变强化效果，2#实验钢硬度大于1#实验钢，且在冷却速度为10℃/s时出现一波谷，这是由于V析出受到抑制，强化作用减弱所致。

3)通过焊接工艺的优化1#实验钢热影响区可获得铁素体+贝氏体+细珠光体复相组织，具有较好的综合力学性能；而2#实验钢在焊接过程中热影响区基本为贝氏体或马氏体，需通过焊后热处理才能获得理想的力学性能。