激光熔覆修复EA4T车轴钢显微组织和强度评价

　　激光熔覆技术可修复表面损伤高速列车车轴，延长车轴使用寿命，降低车轴报废率。本研究在EA4T车轴钢表面激光熔覆24CrNiMo合金粉末并探索热处理对熔覆层性能的影响。利用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、电子背散射衍射(EBSD)、维氏硬度计及万能试验机分析了熔覆层组织形貌、显微硬度及拉伸性能。通过四点弯曲疲劳试验测定疲劳性能。结果表明：熔覆层内部组织主要由胞状枝晶、柱状晶和取向随机的细小枝晶组成。由于熔覆层细晶强化以及回火马氏体的形成，显微硬度、拉伸强度和屈服强度远高于基体。在热处理后由于晶粒粗化和回火索氏体的形成，硬度和强度下降、塑韧性提高。热处理后疲劳强度较熔覆试样有所下降，熔覆试样呈现含解理台阶和撕裂棱的微解理型断口，热处理后呈现含准解理裂纹断口形貌特征。

　　关键词：激光熔覆EA4T车轴钢微观组织疲劳性能

　　0引言

　　在列车运行过程中，车轴是轮对转动的中枢，也是承载的重要部件。但是，在列车服役过程中车轴表面会出现刮擦、撞击等外物损伤、轮轴压装部位的微动磨损、接触环境的表面腐蚀，这些损伤将会导致车轴疲劳失效，直接危及到列车运行安全[13]。如果车轴出现表面损伤后直接报废处理，不仅增加列车运营的成本，也会造成资源浪费和环境污染。

　　修复再利用是一种可持续发展途径，特别是对于造价高昂的高速列车车轴而言，因此，车轴修复工艺在国内外得到广泛的探索性研究[4,5]。激光熔覆技术作为一种新型的表面增材技术，利用高能激光束冲击材料表面，使基体表面薄层与熔覆材料共同熔化并快速凝固，形成冶金结合层，有效修复损伤，改善疲劳性能，是维修和冶金行业的研究重点[69]。

　　相较于医疗材料和航天航空等行业发展成熟的钛合金及高温合金，在工业发展中最常用的合金钢则研究的较少，目前都在探索性试验阶段。侯有忠等[2]以镍基NiCrMo合金为熔覆材料在EA4T上进行激光熔覆，力学性能与车轴钢相当，但是在熔合区母材稀释熔覆金属，其纳米压缩弹性模量和纳米硬度值均低于母材和熔覆金属。Chen及蔡擎等[1,10]采用FeCrNi合金作为熔覆材料在EA4T车轴钢进行熔覆，熔覆层的疲劳裂纹扩展速率低于基体试样，但是冲击试验结果表现为脆性。

　　李丛辰等人[11]以Fe314作为熔覆材料，熔覆层底部组织为平面晶，平面晶上部为垂直于界面生长的枝晶，中部和顶部主要分布着交叉枝晶，熔覆层硬度值高于基体，但韧性较差。徐昀华等[12]激光增材制备24CrNiMo合金钢，内部晶粒取向随机，且晶粒较细，平均晶粒尺寸为0.875μm，显微组织为下贝氏体，具有较高的强度和硬度及良好的韧性。谢玉江等[13]在不同气氛下激光沉积制备24CrNiMo合金钢，组织均为粒状贝氏体，断裂方式为韧性断裂，空气氛围下制造的合金钢硬度及抗拉强度达到386HV和1055MPa。

　　杨晨等[14]以24CrNiMo合金钢作为熔覆材料，抗拉强度和屈服强度可达1252MPa和1363MPa，延伸率为16.2%，具有良好的强塑性。综上所述，本文采用熔覆材料24CrNiMo合金钢作为熔覆材料，与EA4T车轴钢化学成分相近，以改善溶体的润湿能力，提高熔覆层的成型性能，形成优良的冶金结合，其中Ni和Mo等元素可细化晶粒，使其具有优异的力学性能和良好的塑韧性配合。

　　然而，在激光熔覆过程中，熔化、凝固过程较快，难以进行有效控制，容易导致熔覆层质量参差不齐。陈林等[15]采用超声振动改善熔覆层的成形质量，打断方向性强的枝晶，减轻枝晶偏析程度，使得熔覆层显微硬度均匀，热影响区硬度下降。彭谦等[16]在激光熔化沉积成形12CrNi2合金时，对基体进行预热，使得温度梯度下降，热应力减小，有效控制了裂纹缺陷，熔池呈现性能优异的下贝氏体组织，且没有发生回火转变，为粒状贝氏体，呈现出高强度、低塑性特征。

　　Zhang等[17]采用了直接淬火、阶梯淬火和临界淬火分别对激光沉积制备的12CrNi2合金钢进行处理，淬火后强度大幅提高而塑性明显下降，其中直接淬火和临界淬火形成了更多可移动位错的铁素体，使得变形更容易，所以与阶梯淬火相比，强度下降而塑性提高。Cui等[18]对激光熔覆的12CrNi2低合金钢进行400℃去应力退火处理，热处理减小了残余应力，促进了碳化物的形成，EBSD分析表明热处理降低了晶界错向和位错密度，提高了材料强度、韧性以及疲劳性能。

　　Tucho等[19]对激光熔覆制备的Inconel718进行了1250℃和1100℃退火热处理，使得在熔覆过程中析出的

　　1试验材料及方法

　　EA4T钢是一种低碳低合金钢，主要用于高速列车车轴，其组织由回火索氏体和少量铁素体组成。通过气雾化法制备的24CrNiMo合金钢粉末，粒径为40~105μm。基体和24CrNiMo合金钢粉末化学成分。

　　激光熔覆试验采用2000WIPG光纤激光器，加工头为Φ1mm环形送粉头，激光直接沉积修复工艺参数范围：激光功率：250~500W，扫描速度：3~8mm/s，送粉速率：0.1~0.5r/min，搭接率：40%~60%，层厚0.2~0.6mm。由于熔覆过程中，激光熔池与其附近材料的收缩和膨胀不协调，反复产生弹性和塑性应变造成了试样变形[20]，为了使高温下形成熔覆件变形最小且长边和短边变形分布均匀以及组织内部残余应力降低，采用层错交错扫描策略，即上下两层熔覆层之间扫描方向呈90°，熔道之间以往复形式熔覆。

　　熔覆时，采用高纯氩气对熔池进行保护。对部分熔覆试样进行热处理，热处理是为了减小熔覆层与基体之间的性能差异，结合已有研究[1,3,21]，并以硬度为主要指标来确定具体的工艺参数，经过硬度测试，确定测试中硬度与基体最为接近的600℃为热处理温度，保温时间为1h。

　　在实际应用中，通过对小尺寸试样进行热处理工艺参数探究，可以对实际尺寸试样熔覆后热处理过程提供理论指导，从而满足欧洲标准EN13261中EA4T车轴钢的强度及韧性的要求。采用线切割机沿熔覆材料横截面进行切割，再进行镶嵌制样，用400~1500#砂纸打磨并机械抛光，采用4%硝酸酒精溶液进行腐蚀后，采用VK9710激光共聚焦显微镜对熔覆层进行显微组织观察，VHX1000超景深显微镜对熔覆层宏观形貌和三维形貌进行观察。采用FEIInspectF50型扫描电子显微镜(SEM)进行微观组织观察和疲劳断口表征、电子背散射衍射(EBSD)分析晶粒尺寸和晶体结构。

　　硬度测试采用HV1000A型显微维氏硬度计，设定加载载荷为1.96N，保荷时间为15s，从熔覆层到基体每隔0.1mm进行一次测量，同一深度测量3个点取平均值，分析从熔覆层到基体的硬度变化。采用CMT5305万能试验机进行拉伸试验，拉伸试验按照GB/T228.12010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行，取样位置和试样尺寸，从熔覆层表面向试样内部连续取4块拉伸试样，依次编号为1、2、3、4，厚度为1mm。

　　疲劳试样的尺寸为：100mm×6mm×11mm。激光熔覆后表面粗糙度大，所以对熔覆层表面进行打磨抛光，并将表面沿长度方向的两个侧边打磨至圆弧状。采用QBG100型高频疲劳试验机对试样进行四点弯曲疲劳加载试验，所用夹具下支座跨距80mm，上支座跨距为30mm，疲劳加载方式如图5所示。试验应力为正弦波，应力比R=0.1，试验频率约为80Hz。

　　传统疲劳试验方法中采用的升降法需要对多组相同试样进行疲劳试验，才能获得某一应力比下的疲劳强度，对试样要求高、数量大、耗时长，所以本研究采用逐步加载试验方法，所需试样量少，且对试样一致性要求不高。疲劳加载时，最大循环周次设定为1×107次，应力水平台阶设定为∆σ=40MPa。在一个疲劳加载周次内，若试样在循环周次内未出现断裂，则增加一级应力水平后重新循环，直到试样出现断裂，则需更换新试样并降低应力重新加载。

　　2结果与讨论

　　2.1微观组织与结构

　　热处理温度未达到相变温度点，所以热处理后的相组成与原熔覆层无明显区别，均为体心立方(BCC)结构Fe(αFe)单相组织。由于熔覆过程中熔池冷速极快，所以熔覆层内部形成马氏体组织。同时，后续熔覆时的多次加热导致马氏体发生一定程度的回火，一部分马氏体转变为回火马氏体。而经过600℃热处理后，转变为回火索氏体，对强度和塑韧性有一定影响。

　　可以看到熔覆层与基体结合良好，且熔覆层内部没有气孔和裂纹等缺陷。在熔覆过程中，基体温度较低，而熔覆粉末经激光高温熔化又快速冷却，温度梯度G较大，冷却速度快，所以过冷度大，形核临界晶核半径小，晶粒细小。在结合区存在少量溶质富集，形成了成分过冷，但由于成分过冷区较小，凸起部分不可能有较大的伸展，使界面形成了胞状组织和介于包状与枝晶之间的胞状枝晶。

　　随着固液界面向熔池内部推进，温度梯度G减小，凝固速度R增加，G/R减小，凝固模式转变为柱状晶生长[23]，因为基体温度低，熔覆层向基体散热，所以垂直于界面方向的热流密度最大，柱状晶生长方向大致逆着最大热流方向向外延生长，并抑制其他方向的晶粒生长。

　　在熔覆层中部，随着温度梯度进一步减小，成分过冷加剧，出现柱状晶和枝晶混合的生长状态[24]。在熔池的顶部过冷溶体中，出现细小且取向不一致的枝晶，这是因为热流开始向周围辐射热量，热流方向逐渐由垂直于界面转变为与扫描方向平行。对比热处理前后宏观形貌可以看出热处理后的搭接区痕迹更加模糊，并且熔覆层内部的柱状晶和胞状枝晶在热处理之后同样存在。从中可以看到，经过热处理后，析出了少量的碳化物，同时由于高温重结晶导致晶粒粗化，晶粒尺寸差异减小，晶粒分布更均匀。

　　2.2力学性能

　　2.2.1显微硬度

　　基体的硬度为220HV0.2左右，而熔覆层的硬度基本处于368409HV0.2，远高于基体硬度，结合微观组织分析，这是由于激光熔覆的高温熔化和快速冷却导致熔覆层的晶粒较基体更细，同时形成大量马氏体组织也提高了熔覆层的硬度。在靠近基体的近结合区位置硬度达到最高值409HV0.2，结合EBSD图分析，这是由于基体与熔覆层的温差大，所以相较于后续的熔覆层，在近结合区位置的熔覆晶粒最细小，而热影响区的晶粒尺寸逐渐增大，硬度开始下降。

　　熔覆层的硬度值不稳定，呈起伏波动趋势，这是因为在上一层熔覆时，下一层熔覆层表面也会再次经历高温熔化和快速冷却，导致晶粒粗化，从而造成熔道的搭接处硬度较低。进行热处理之后，熔覆层硬度基本处于312340HV0.2之间，最高值为340HV0.2，搭接区波动不大，硬度分布更加均匀，明显低于未经过热处理的试样，平均显微硬度降低了17.5%。结合微观组织分析，这是因为热处理导致的晶粒粗化和回火索氏体的形成使得硬度下降。热处理可以有效减小基体和熔覆层之间的硬度差异。

　　3结论

　　(1)熔覆层的相组成主要是αFe单相组织，熔覆试样的主要组织为马氏体，在熔覆过程中一部分马氏体转变为回火马氏体，而热处理后马氏体转变为回火索氏体。熔覆层晶粒细小，底部主要是胞状枝晶，中部为柱状晶和枝晶，顶部为取向随机的细小枝晶。经过热处理后熔覆层晶粒粗化，组织分布更均匀。

　　(2)由于激光熔覆高温熔化和快速冷却导致细晶强化以及形成回火马氏体，使熔覆层硬度达到368~409HV0.2之间，拉伸强度达到1017MPa，屈服强度达到943MPa，均明显高于基体，然而塑韧性较差。进行热处理后由于晶粒粗化以及形成回火索氏体，硬度和强度下降而塑韧性提高。

　　(3)熔覆试样虽然疲劳强度有所下降，但是对疲劳断口进行分析可知熔覆试样的裂纹扩展区较原EA4T车轴钢的扩展区面积更大，且熔覆层内部晶粒细小，裂纹扩展阻力大。熔覆试样疲劳断口呈微解理型，具有清晰的解理台阶以及撕裂棱，为脆性断裂。热处理后韧性提高，断口海滩花样模糊、扩展区灰暗、解理台阶减少，呈现准解理裂纹断口形貌特征。

　　参考文献：

　　[1]ChenWJ,ChenH,LiCC,etal.EngineeringFailureAnalysis,2017,79:120.

　　[2]HouYZ,LiSL,QiXS,etal.ElectricWeldingMachine,2020,50(02):69(inChinese).侯有忠,李世亮,齐先胜,等.电焊机,2020,50(02):69.

　　[3]HouYZ,QiXS,DengHJ,etal.SurfaceTechnology,2020,49(12):162(inChinese).侯有忠,齐先胜,邓鸿剑,等.表面技术,2020,49(12):162.

　　[4]YangB,LiaoZ,WuSC,etal.JournalofTrafficandTransportationEngineering,2021,21(01):132(inChinese).杨冰,廖贞,吴圣川,等.交通运输工程学报,2021,21(01):132

　　作者：肖棚1,2，高杰维，刘里根，韩靖