激光熔覆技術可修復表面損傷高速列車車軸，延長車軸使用壽命，降低車軸報廢率。本研究在EA4T車軸鋼表面激光熔覆24CrNiMo合金粉末并探索熱處理對熔覆層性能的影響。利用光學顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)、電子背散射衍射(EBSD)、維氏硬度計及萬能試驗機分析了熔覆層組織形貌、顯微硬度及拉伸性能。通過四點彎曲疲勞試驗測定疲勞性能。結果表明：熔覆層內部組織主要由胞狀枝晶、柱狀晶和取向隨機的細小枝晶組成。由于熔覆層細晶強化以及回火馬氏體的形成，顯微硬度、拉伸強度和屈服強度遠高于基體。在熱處理后由于晶粒粗化和回火索氏體的形成，硬度和強度下降、塑韌性提高。熱處理后疲勞強度較熔覆試樣有所下降，熔覆試樣呈現含解理臺階和撕裂棱的微解理型斷口，熱處理后呈現含準解理裂紋斷口形貌特征。

　　關鍵詞：激光熔覆EA4T車軸鋼微觀組織疲勞性能

　　0引言

　　在列車運行過程中，車軸是輪對轉動的中樞，也是承載的重要部件。但是，在列車服役過程中車軸表面會出現刮擦、撞擊等外物損傷、輪軸壓裝部位的微動磨損、接觸環境的表面腐蝕，這些損傷將會導致車軸疲勞失效，直接危及到列車運行安全[13]。如果車軸出現表面損傷后直接報廢處理，不僅增加列車運營的成本，也會造成資源浪費和環境污染。

　　修復再利用是一種可持續發展途徑，特別是對于造價高昂的高速列車車軸而言，因此，車軸修復工藝在國內外得到廣泛的探索性研究[4,5]。激光熔覆技術作為一種新型的表面增材技術，利用高能激光束沖擊材料表面，使基體表面薄層與熔覆材料共同熔化并快速凝固，形成冶金結合層，有效修復損傷，改善疲勞性能，是維修和冶金行業的研究重點[69]。

　　相較于醫療材料和航天航空等行業發展成熟的鈦合金及高溫合金，在工業發展中最常用的合金鋼則研究的較少，目前都在探索性試驗階段。侯有忠等[2]以鎳基NiCrMo合金為熔覆材料在EA4T上進行激光熔覆，力學性能與車軸鋼相當，但是在熔合區母材稀釋熔覆金屬，其納米壓縮彈性模量和納米硬度值均低于母材和熔覆金屬。Chen及蔡擎等[1,10]采用FeCrNi合金作為熔覆材料在EA4T車軸鋼進行熔覆，熔覆層的疲勞裂紋擴展速率低于基體試樣，但是沖擊試驗結果表現為脆性。

　　李叢辰等人[11]以Fe314作為熔覆材料，熔覆層底部組織為平面晶，平面晶上部為垂直于界面生長的枝晶，中部和頂部主要分布著交叉枝晶，熔覆層硬度值高于基體，但韌性較差。徐昀華等[12]激光增材制備24CrNiMo合金鋼，內部晶粒取向隨機，且晶粒較細，平均晶粒尺寸為0.875μm，顯微組織為下貝氏體，具有較高的強度和硬度及良好的韌性。謝玉江等[13]在不同氣氛下激光沉積制備24CrNiMo合金鋼，組織均為粒狀貝氏體，斷裂方式為韌性斷裂，空氣氛圍下制造的合金鋼硬度及抗拉強度達到386HV和1055MPa。

　　楊晨等[14]以24CrNiMo合金鋼作為熔覆材料，抗拉強度和屈服強度可達1252MPa和1363MPa，延伸率為16.2%，具有良好的強塑性。綜上所述，本文采用熔覆材料24CrNiMo合金鋼作為熔覆材料，與EA4T車軸鋼化學成分相近，以改善溶體的潤濕能力，提高熔覆層的成型性能，形成優良的冶金結合，其中Ni和Mo等元素可細化晶粒，使其具有優異的力學性能和良好的塑韌性配合。

　　然而，在激光熔覆過程中，熔化、凝固過程較快，難以進行有效控制，容易導致熔覆層質量參差不齊。陳林等[15]采用超聲振動改善熔覆層的成形質量，打斷方向性強的枝晶，減輕枝晶偏析程度，使得熔覆層顯微硬度均勻，熱影響區硬度下降。彭謙等[16]在激光熔化沉積成形12CrNi2合金時，對基體進行預熱，使得溫度梯度下降，熱應力減小，有效控制了裂紋缺陷，熔池呈現性能優異的下貝氏體組織，且沒有發生回火轉變，為粒狀貝氏體，呈現出高強度、低塑性特征。

　　Zhang等[17]采用了直接淬火、階梯淬火和臨界淬火分別對激光沉積制備的12CrNi2合金鋼進行處理，淬火后強度大幅提高而塑性明顯下降，其中直接淬火和臨界淬火形成了更多可移動位錯的鐵素體，使得變形更容易，所以與階梯淬火相比，強度下降而塑性提高。Cui等[18]對激光熔覆的12CrNi2低合金鋼進行400℃去應力退火處理，熱處理減小了殘余應力，促進了碳化物的形成，EBSD分析表明熱處理降低了晶界錯向和位錯密度，提高了材料強度、韌性以及疲勞性能。

　　Tucho等[19]對激光熔覆制備的Inconel718進行了1250℃和1100℃退火熱處理，使得在熔覆過程中析出的

　　1試驗材料及方法

　　EA4T鋼是一種低碳低合金鋼，主要用于高速列車車軸，其組織由回火索氏體和少量鐵素體組成。通過氣霧化法制備的24CrNiMo合金鋼粉末，粒徑為40~105μm。基體和24CrNiMo合金鋼粉末化學成分。

　　激光熔覆試驗采用2000WIPG光纖激光器，加工頭為Φ1mm環形送粉頭，激光直接沉積修復工藝參數范圍：激光功率：250~500W，掃描速度：3~8mm/s，送粉速率：0.1~0.5r/min，搭接率：40%~60%，層厚0.2~0.6mm。由于熔覆過程中，激光熔池與其附近材料的收縮和膨脹不協調，反復產生彈性和塑性應變造成了試樣變形[20]，為了使高溫下形成熔覆件變形最小且長邊和短邊變形分布均勻以及組織內部殘余應力降低，采用層錯交錯掃描策略，即上下兩層熔覆層之間掃描方向呈90°，熔道之間以往復形式熔覆。

　　熔覆時，采用高純氬氣對熔池進行保護。對部分熔覆試樣進行熱處理，熱處理是為了減小熔覆層與基體之間的性能差異，結合已有研究[1,3,21]，并以硬度為主要指標來確定具體的工藝參數，經過硬度測試，確定測試中硬度與基體最為接近的600℃為熱處理溫度，保溫時間為1h。

　　在實際應用中，通過對小尺寸試樣進行熱處理工藝參數探究，可以對實際尺寸試樣熔覆后熱處理過程提供理論指導，從而滿足歐洲標準EN13261中EA4T車軸鋼的強度及韌性的要求。采用線切割機沿熔覆材料橫截面進行切割，再進行鑲嵌制樣，用400~1500#砂紙打磨并機械拋光，采用4%硝酸酒精溶液進行腐蝕后，采用VK9710激光共聚焦顯微鏡對熔覆層進行顯微組織觀察，VHX1000超景深顯微鏡對熔覆層宏觀形貌和三維形貌進行觀察。采用FEIInspectF50型掃描電子顯微鏡(SEM)進行微觀組織觀察和疲勞斷口表征、電子背散射衍射(EBSD)分析晶粒尺寸和晶體結構。

　　硬度測試采用HV1000A型顯微維氏硬度計，設定加載載荷為1.96N，保荷時間為15s，從熔覆層到基體每隔0.1mm進行一次測量，同一深度測量3個點取平均值，分析從熔覆層到基體的硬度變化。采用CMT5305萬能試驗機進行拉伸試驗，拉伸試驗按照GB/T228.12010《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》進行，取樣位置和試樣尺寸，從熔覆層表面向試樣內部連續取4塊拉伸試樣，依次編號為1、2、3、4，厚度為1mm。

　　疲勞試樣的尺寸為：100mm×6mm×11mm。激光熔覆后表面粗糙度大，所以對熔覆層表面進行打磨拋光，并將表面沿長度方向的兩個側邊打磨至圓弧狀。采用QBG100型高頻疲勞試驗機對試樣進行四點彎曲疲勞加載試驗，所用夾具下支座跨距80mm，上支座跨距為30mm，疲勞加載方式如圖5所示。試驗應力為正弦波，應力比R=0.1，試驗頻率約為80Hz。

　　傳統疲勞試驗方法中采用的升降法需要對多組相同試樣進行疲勞試驗，才能獲得某一應力比下的疲勞強度，對試樣要求高、數量大、耗時長，所以本研究采用逐步加載試驗方法，所需試樣量少，且對試樣一致性要求不高。疲勞加載時，最大循環周次設定為1×107次，應力水平臺階設定為∆σ=40MPa。在一個疲勞加載周次內，若試樣在循環周次內未出現斷裂，則增加一級應力水平后重新循環，直到試樣出現斷裂，則需更換新試樣并降低應力重新加載。

　　2結果與討論

　　2.1微觀組織與結構

　　熱處理溫度未達到相變溫度點，所以熱處理后的相組成與原熔覆層無明顯區別，均為體心立方(BCC)結構Fe(αFe)單相組織。由于熔覆過程中熔池冷速極快，所以熔覆層內部形成馬氏體組織。同時，后續熔覆時的多次加熱導致馬氏體發生一定程度的回火，一部分馬氏體轉變為回火馬氏體。而經過600℃熱處理后，轉變為回火索氏體，對強度和塑韌性有一定影響。

　　可以看到熔覆層與基體結合良好，且熔覆層內部沒有氣孔和裂紋等缺陷。在熔覆過程中，基體溫度較低，而熔覆粉末經激光高溫熔化又快速冷卻，溫度梯度G較大，冷卻速度快，所以過冷度大，形核臨界晶核半徑小，晶粒細小。在結合區存在少量溶質富集，形成了成分過冷，但由于成分過冷區較小，凸起部分不可能有較大的伸展，使界面形成了胞狀組織和介于包狀與枝晶之間的胞狀枝晶。

　　隨著固液界面向熔池內部推進，溫度梯度G減小，凝固速度R增加，G/R減小，凝固模式轉變為柱狀晶生長[23]，因為基體溫度低，熔覆層向基體散熱，所以垂直于界面方向的熱流密度最大，柱狀晶生長方向大致逆著最大熱流方向向外延生長，并抑制其他方向的晶粒生長。

　　在熔覆層中部，隨著溫度梯度進一步減小，成分過冷加劇，出現柱狀晶和枝晶混合的生長狀態[24]。在熔池的頂部過冷溶體中，出現細小且取向不一致的枝晶，這是因為熱流開始向周圍輻射熱量，熱流方向逐漸由垂直于界面轉變為與掃描方向平行。對比熱處理前后宏觀形貌可以看出熱處理后的搭接區痕跡更加模糊，并且熔覆層內部的柱狀晶和胞狀枝晶在熱處理之后同樣存在。從中可以看到，經過熱處理后，析出了少量的碳化物，同時由于高溫重結晶導致晶粒粗化，晶粒尺寸差異減小，晶粒分布更均勻。

　　2.2力學性能

　　2.2.1顯微硬度

　　基體的硬度為220HV0.2左右，而熔覆層的硬度基本處于368409HV0.2，遠高于基體硬度，結合微觀組織分析，這是由于激光熔覆的高溫熔化和快速冷卻導致熔覆層的晶粒較基體更細，同時形成大量馬氏體組織也提高了熔覆層的硬度。在靠近基體的近結合區位置硬度達到最高值409HV0.2，結合EBSD圖分析，這是由于基體與熔覆層的溫差大，所以相較于后續的熔覆層，在近結合區位置的熔覆晶粒最細小，而熱影響區的晶粒尺寸逐漸增大，硬度開始下降。

　　熔覆層的硬度值不穩定，呈起伏波動趨勢，這是因為在上一層熔覆時，下一層熔覆層表面也會再次經歷高溫熔化和快速冷卻，導致晶粒粗化，從而造成熔道的搭接處硬度較低。進行熱處理之后，熔覆層硬度基本處于312340HV0.2之間，最高值為340HV0.2，搭接區波動不大，硬度分布更加均勻，明顯低于未經過熱處理的試樣，平均顯微硬度降低了17.5%。結合微觀組織分析，這是因為熱處理導致的晶粒粗化和回火索氏體的形成使得硬度下降。熱處理可以有效減小基體和熔覆層之間的硬度差異。

　　3結論

　　(1)熔覆層的相組成主要是αFe單相組織，熔覆試樣的主要組織為馬氏體，在熔覆過程中一部分馬氏體轉變為回火馬氏體，而熱處理后馬氏體轉變為回火索氏體。熔覆層晶粒細小，底部主要是胞狀枝晶，中部為柱狀晶和枝晶，頂部為取向隨機的細小枝晶。經過熱處理后熔覆層晶粒粗化，組織分布更均勻。

　　(2)由于激光熔覆高溫熔化和快速冷卻導致細晶強化以及形成回火馬氏體，使熔覆層硬度達到368~409HV0.2之間，拉伸強度達到1017MPa，屈服強度達到943MPa，均明顯高于基體，然而塑韌性較差。進行熱處理后由于晶粒粗化以及形成回火索氏體，硬度和強度下降而塑韌性提高。

　　(3)熔覆試樣雖然疲勞強度有所下降，但是對疲勞斷口進行分析可知熔覆試樣的裂紋擴展區較原EA4T車軸鋼的擴展區面積更大，且熔覆層內部晶粒細小，裂紋擴展阻力大。熔覆試樣疲勞斷口呈微解理型，具有清晰的解理臺階以及撕裂棱，為脆性斷裂。熱處理后韌性提高，斷口海灘花樣模糊、擴展區灰暗、解理臺階減少，呈現準解理裂紋斷口形貌特征。

　　參考文獻：

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　　作者：肖棚1,2，高杰維，劉里根，韓靖