摘要：為了研究動車組車軸增材再制造技術的可靠性和合理性，以CRH380A/AL動車組車軸EA4T鋼為基體、NiCrMo合金為增材材料，采用激光熔覆工藝方法進行工藝評定。通過對激光熔覆接頭的微觀組織、抗拉強度、側彎試驗、沖擊韌性試驗以及沖擊斷口形貌SEM分析，雖然熔敷金屬與基體材料化學成分差異較大，但接頭的抗拉強度大于EA4T鋼的最小抗拉強度（650MPa），且延性斷裂于母材；側彎試驗三區無開裂，塑性良好；熔敷金屬為非穩態組織，熱影響區為馬氏體、回火索氏體和回火托氏體混合組織；熔敷金屬和HAZ區夏比KU5沖擊吸收均大于40J，兩者的沖擊試樣斷口形貌均為韌性斷裂。為進一步探索和研究車軸增材再制造工藝技術奠定了基礎。

前 言

動車組列車車軸是動車組轉向架的重要部件，也是影響動車安全運行的重要管控零件，在動車組進行高等級檢修時，車軸檢修及其狀態維護是重要的工作之一。動車組輪對采用過盈配合，在壓裝和退卸時，車軸表面會產生拉傷，行業中規定拉傷深度大于0.1mm時車軸將無法使用而進行封存報廢處理。程建宏[1]提出動車組車軸機加工修復工藝方法，即選擇減材方式，在強度計算的基礎上，最大可以去除軸徑3mm尺寸以消除拉傷缺陷，這樣可以減少車軸報廢率至5%，但是這種理論計算是基于理想條件下降低一定安全因數而提出的，并未得到推廣應用。近年來，增材再制造技術作為綠色循環經濟的重要組成部分，在軍工、煤炭、石油、汽車以及工程機械等行業得到了廣泛應用，為動車組車軸的修復和維護開辟了一條技術思路。齊先勝、侯有忠[2]等人提出采用激光熔覆技術作為車軸增材再制造技術的可行性，然而不同系列動車組其車軸材質存在較大的差異，CRH1系列動車組、CRH2A統型、CRH2C二階段、CRH380A/AL動車組和CRH3系列動車組車軸材質均為EA4T，CRH2A，CRH2B，CRH2E和CRH2C階段動車組車軸材質均為S38C，CRH5系列動車組車軸材質則為30NiCrMoV12[3]。本文以CRH380A/AL動車組車軸EA4鋼作為增材再制造研究對象，采用NiCrMo合金作為增材材料，通過分析激光熔覆條件下的異質增材再制造車軸組合材料的各項性能，尤其是在保證增材材料的強度下，將沖擊韌性作為車軸的關鍵考核指標，以探索和論證激光增材再制造車軸技術的科學性，以期恢復車軸的使用性能，減少報廢，減低檢修成本。

01試驗及方法

1.1 試樣制備

1.1.1 試件形式

試件采用380A/AL動車組車軸材料EA4T鋼，制備板狀坡口形試件，如圖1所示。

1.1.2 熔覆粉末的選用

鎳基合金粉末的制備方法包括真空感應氣體霧化（VIGA法）、電極感應氣體霧化（EIGA法）以及等離子旋轉電極霧化（PERP法）[4]。其中PERP制備的粉末具有球形度高、衛星粉和空心少等優勢，其化學成分如表1所示，粉末粒徑范圍為53～106μm。車軸激光增材制造對于材料和熔覆金屬性能要求高，因此選擇PERP法制備鎳基NiCrMo合金粉末。

1.1.3 試件的熔覆

采用進口Laserline 4kW半導體-光纖耦合激光器，配合柔性執行機構及控制系統對試板進行激光熔覆，激光熔覆參數如表2所示。

1.1.4 試板的無損檢測

按照NBT 47013.2-2015[5]對試件進行100%RT（X射線）檢測，熔覆金屬無裂紋、夾渣、氣孔等缺陷。

1.2 試驗項目及方法

1.2.1 金相宏觀及微觀組織分析

使用MC006-4XC金相顯微鏡觀察和分析熱影響區、熔覆層/基體界面以及熔覆金屬金相組織，觀察前采用4%硝酸酒精溶液對母材熱影響區進行腐蝕，采用10%草酸電解溶液對熔覆金屬進行腐蝕。

1.2.2 化學成分及界面元素分布測定

檢測熔覆金屬和化學成分，并通過電子能譜掃描儀測定從基體-界面-熔覆層范圍的元素分布。

1.2.3 硬度檢測

通過DHV-1000Z型顯微維氏硬度計分別測定母材、熱影響區、熔合區和熔覆金屬的硬度值，加載載荷100g，去掉最大值和最小值后取平均值，并繪制硬度變化曲線。

1.2.4 熔覆金屬與母材接頭的機械性能試驗

試驗項目包括拉伸試驗、側彎試驗、夏比U型沖擊試驗。拉伸試驗方法依據EN 10002-1[6]，試樣形式如圖2所示，采用WE300型萬能材料試驗機在室溫條件下進行拉伸試驗；側向彎曲試驗取樣位置和尺寸如圖3所示，試驗彎曲角度180°，彎心直徑40mm，支撐輥距離63mm；夏比U型沖擊試驗應分別在熔覆金屬和熱影響區位置取樣，如圖4所示，試樣規格55 mm×10 mm×10 mm，U型缺口，缺口深度5mm。依據EN 10045.1[7]進行沖擊試驗，試驗溫度20±2℃，檢測其沖擊吸收功（KU5/J）。

1.2.5 沖擊韌性斷口

對沖擊韌性斷口進行SEM分析，觀察熔覆金屬和熱影響區的斷口形貌，并分析材料韌性。

02結果與討論

2.1 金相分析

2.1.1 宏觀金相分析

板狀坡口形試件的宏觀金相形貌如圖5所示，每道熔敷金屬均勻一致，且熔合良好，未發現氣孔、夾渣、裂紋等缺陷；熔覆金屬與母材之間熔合良好，無裂紋、夾渣等缺陷。

2.1.2 熔覆金屬微觀金相

在EA4T母材上熔覆NiCrMo合金熔覆金屬的顯微組織如圖6所示?；w與熔覆層界面形成了一條亮白色的冶金結合帶（見圖6a），其形成原因是：在激光熔覆金屬快速冷卻條件下（見圖7[8]），靠近此處溫度梯度G較大，凝固速度R最小，此時晶體呈平面晶生長；隨著結晶過程向熔覆金屬上部推進，溫度梯度G減少，凝固速率R逐漸增加，G/R逐漸減小，界面生長方式由平面晶逐漸過渡到胞狀晶；當G/R繼續減小時，界面以典型的樹枝晶（見圖6b）方式生長，隨著G/R的繼續減小，熔覆金屬體在凝固界面以樹枝晶方式生長的同時，界面前方的熔覆金屬體內出現新生核，晶體在過冷熔體中自由生長而形成各項異性的等軸晶（見圖6c）。由于激光熔覆技術的快速冷卻速率G×R較高，因此獲得的組織晶粒細小，為熔覆金屬組織韌性良好提供了條件。

2.1.3 EA4T鋼熱影響區（HAZ）金屬微觀金相

激光熔覆條件下，EA4T鋼熱影響區寬度約為800μm，由靠近熔合線的過熱粗晶區、第二道熔覆造成的二次重結晶區和亞結晶區組織構成，如圖8所示。母材的微觀組織由貝氏體和少量鐵素體組成，如圖9所示，EA4T鋼在激光輻照熔化表面母材金屬后，又以極快的冷卻速率冷卻，使得熱影響區母材相當于淬火處理，從而形成馬氏體組織和少量來不及轉化的殘留貝氏體組織，如圖10所示；并在多層多道的熔覆條件下，熱影響區金屬在二次熔覆時形成二次重結晶區，即二次熔覆加熱使熱影響區回火作用，將馬氏體轉化為回火托氏體和回火索氏體，如圖11所示。熱影響區的馬氏體、回火托氏體以及索氏體的混合組織存在，會對車軸的沖擊韌性產生一定的影響。

2.2 化學成分及界面元素分布測定

熔敷金屬及母材的化學成分分析實測結果如表3所示，熔敷金屬成分與粉末材料成分一致，未被稀釋。根據電子能譜掃描結果（見圖12）可知，激光熔覆后產生的熔合線界面兩側材料成分均勻，元素未發生明顯擴散，其原因是激光熔覆時冷卻凝固速率較快，母材和熔覆金屬的合金元素來不及彼此擴散，此外NiCrMo鎳基合金中大量存在的鎳元素對于元素擴散具有阻礙作用，從而有利于熔覆金屬和母材保持各自相應的機械性能。

2.3 顯微維氏硬度結果及分析

激光熔覆試樣“三區”的顯微維氏硬度測試結果如圖13所示，母材（BM）硬度值約為230HV0.1，純熔敷金屬（WM）硬度值約為250HV0.1，略高于母材，而熔敷金屬熔合區的成分稀釋區域硬度未發生明顯突變，間接說明沒有硬質相析出；熱影響區（HAZ）硬度值最高為375HV0.1，高于基體和熔覆金屬，且HAZ區的硬度最大值出現在距離熔合線200μm 處，這是因為距熔合線200μm以內的組織受到二次熔覆時的熱循環作用，相當于對該范圍內HAZ金屬進行了回火處理，使得該區域的組織變為回火托氏體和回火索氏體，硬度值有所下降；而距離熔合線200μm以外到母材，由于二次熔覆時的熱傳遞衰減溫度降低，對第一次加熱的組織影響較小，其組織由馬氏體和殘余貝氏體按一定比例占比組成，即硬度值隨著溫度和冷卻速率呈比例降低至母材硬度。熱影響區組織最高硬度高于EA4T鋼基體，但低于EN 15614[9]要求值380HV，而動車組車軸對于材料的一致性要求較高，其熱影響區硬度升高，材料韌性必然有所下降。

2.4 熔覆金屬與母材結合的機械性能分析

根據緊湊型板帶肩板形式拉伸試驗結果（見表4）和狀態，試樣斷裂于母材，表明熔敷金屬抗拉強度高于母材，且為延性斷裂；180°側彎試驗后的熔覆金屬、熱影響區以及母材區域表面均未開裂，說明激光熔覆的鎳基合金合EA4T鋼接頭材料具有良好的延展性；而夏比U型沖擊試驗熔敷金屬、熱影響區的沖擊吸收功KU5均高于40J，略低于母材的實測值。熔敷金屬和熱影響區的沖擊試樣斷口形貌分別如圖14、圖15所示。由圖可知，熔敷金屬和熱影響區的組織結構和形態完全不同，其沖擊斷口形貌差異明顯。熱影響區的斷口放射區和纖維較為明顯，而熔敷金屬不明顯，但其微觀韌窩較深，則熔覆金屬斷裂仍為韌性斷裂；熱影響區的沖擊試樣同時包含母材、熔覆金屬以及熱影響區，其沖擊吸收功低于母材，從斷口形貌宏觀斷口（見圖15a）來看，母材和熔敷金屬有著明顯的分界線，這是因為兩種金屬的組織結構完全不同，熔敷金屬組織結構為柱狀晶、樹枝晶以及等軸晶相構成的典型的鑄態非穩定組織，而母材為穩態組織。圖15a中1區為母材的放射準解理斷裂形貌（見圖15b、15c），而圖15d~15f為圖15a中區域2的纖維區形貌，表現為撕裂韌窩。因此從沖擊斷口分析認為，雖然熔覆金屬和熱影響區的沖擊吸收功有所下降，但仍表現為韌性斷裂。

03結 論

（1）在EA4T 鋼上激光增材熔覆NiCrMo鎳基合金的熔合線處的成分未發生明顯的元素擴散，過渡區稀釋區未析出硬質脆性相。熔覆金屬的組織與激光熔覆快速凝固原理相一致，在熔合線界面處晶體呈平面晶生長，隨著溫度梯度減少，凝固速率降低，每道的熔覆金屬中部以典型的樹枝晶方式生長，在頂部過冷熔體中自由生長而形成各項異性的等軸晶。

（2）經激光熔覆后，EA4T鋼的熱影響區組織為馬氏體、回火索氏體和托氏體，以及少量殘留的貝氏體混合組織，該區域的維氏硬度值高于母材和熔覆金屬，是整個熔覆接頭的薄弱區域。

（3）激光增材組合接頭的抗拉強度高于母材最低抗拉強度650MPa，且延性斷裂于母材；側彎試驗的母材、熱影響區和熔合線的三區均無開裂，說明熔覆接頭塑性良好；熔覆金屬與熱影響區的沖擊吸收功大于40J，符合EA4T鋼的最低吸收功要求值，試樣的斷口形貌觀察也表現為韌性斷裂。

（4）選擇NiCrMo 合金作為車軸增材再制造材料及所采用激光熔覆工藝參數進行車軸再制造的接頭的機械性能符合EN 13261標準對于EA4T鋼的要求，這為進一步探索和研究動車組車軸再制造技術奠定了基礎。