焊后熱處理對(duì)300M超高強(qiáng)度鋼電子束焊接接頭組織及性能的影響

張國(guó)棟， 楊新岐， 何鑫龍， 李晉煒

（1.天津大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，天津300072;2.北京航空制造工程研究所高能束流加工技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100024）

300M鋼是在AISI 4340鋼基礎(chǔ)上添加了1.5%左右的硅、0.05% ～0.1%的 V，提高了的C和 Mo的含量而發(fā)展起來(lái)的低合金超高強(qiáng)度鋼。300M鋼具有很高的強(qiáng)度、韌性及疲勞性能。作為一種成熟的超高強(qiáng)度鋼材料，在現(xiàn)代飛機(jī)起落架上獲得了廣泛的應(yīng)用［1］。目前300M超高強(qiáng)度鋼飛機(jī)起落架的制造主要采用整體鍛造然后切削加工的方法。由于導(dǎo)熱性不高，切削加工性差，刀具磨損嚴(yán)重［2］。起落架前、主起活塞桿、外筒、輪軸等零件均屬細(xì)長(zhǎng)筒形件，深孔加工難度大，而且切削加工工作量很大，材料利用率低。焊接結(jié)構(gòu)具有材料利用率高、成本低等優(yōu)點(diǎn)，俄羅斯等國(guó)家已經(jīng)使用電子束焊接工藝制造起落架結(jié)構(gòu)件［3］。

關(guān)于300M鋼熱處理與組織性能的研究已經(jīng)做了大量工作。Y.Tomita等人研究了等溫貝氏體轉(zhuǎn)變及改進(jìn)的熱處理工藝對(duì)300M鋼組織與性能的影響［4，5］。L.C.Chang 和 H.K.D.H Bhadeshia［6］研究了奧氏體含碳量對(duì)300M鋼等溫轉(zhuǎn)變的影響。為提高300M鋼的韌性，裴劍研究了不同 Ni含量下300M 鋼的組織及性能［7］。S.S.Zhang［8］等人研究了300M鋼奧氏體晶粒尺寸與加熱溫度及保溫時(shí)間的關(guān)系。J.Luo［9］等人研究了300M鋼在等溫壓縮下的變形行為。但是已公開(kāi)的文獻(xiàn)中尚未發(fā)現(xiàn)有對(duì)300M鋼焊接接頭組織與性能的研究。為拓寬電子束焊接技術(shù)在我國(guó)航空結(jié)構(gòu)件制造中的應(yīng)用，本文探討了三種不同焊后熱處理狀態(tài)下300M鋼電子束焊接接頭的室溫拉伸及沖擊性能，并與300鋼母材的最常用狀態(tài)（油淬低溫回火）下的室溫拉伸及沖擊性能進(jìn)行了對(duì)比。對(duì)不同狀態(tài)的接頭組織及沖擊斷口形貌進(jìn)行了掃描電鏡觀察。

1 試驗(yàn)方法

本試驗(yàn)所用材料為16mm厚300M鋼板材，化學(xué)成分見(jiàn)表1。交貨狀態(tài)為鍛造退火，母材組織為粒狀珠光體（見(jiàn)圖1）。采用ZD150-60 CV85m型高壓真空電子束焊機(jī)沿軋制方向選用優(yōu)化了的焊接工藝參數(shù)焊接試板，焊接參數(shù)如表2所示。經(jīng)無(wú)損檢測(cè)焊縫質(zhì)量合格后，粗加工試樣，然后對(duì)試板進(jìn)行熱處理。熱處理工藝為:870℃/1 h油淬+300℃/2 h回火兩次（記為油淬）;970℃/15min，空冷+870℃/1 h油淬+300℃/2 h回火兩次（記為正火1油淬）;970℃/60min，空冷 +870℃ /1 h油淬 +300℃ /2 h回火兩次（記為正火2油淬）。

對(duì)母材油淬（BOQ）、接頭油淬 （WOQ）、接頭正1油淬（WN1OQ）、接頭正火2油淬（WN2OQ）每種狀態(tài)分別加工5個(gè)光滑拉伸+5個(gè)夏比V型沖擊標(biāo)準(zhǔn)試樣，接頭沖擊試樣缺口位置在焊縫中心。室溫拉伸試樣在CSS-44100電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上測(cè)試其力學(xué)性能。采用JBD-300B沖擊試驗(yàn)機(jī)測(cè)試室溫夏比沖擊功。沿垂直焊縫方向截取三種焊后熱處理狀態(tài)下的接頭金相試樣，經(jīng)磨光、拋光后用4%硝酸酒精溶液浸蝕約7 s，然后在OLYMPUS-GX51F金相顯微鏡及HITACHI S-4800場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡上觀察接頭各區(qū)域組織并拍照。室溫沖擊斷口形貌同樣采用掃描電鏡觀察。

圖1 母材組織Fig.1 Optical microstructure of base metal

表1 300M超高強(qiáng)度鋼化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical compositions of 300M ultra-high strength steel（mass fraction/%）

表2 電子束焊接工藝參數(shù)Table 2 Electron beam welding parameters

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 金相組織分析

圖2為不同焊后熱處理工藝下的焊縫低倍組織形貌，焊縫以胞狀樹(shù)枝晶長(zhǎng)大，由于主干間距小，橫枝較短。從圖2a可以看出WOQ焊縫中粗大的柱狀晶輪廓清晰可見(jiàn)。經(jīng)過(guò)正火然后油淬低溫回火并沒(méi)有消除粗大的柱狀晶，柱狀晶的輪廓變得模糊但依然可見(jiàn)（圖2b，圖2c）。原因是300M超高強(qiáng)度鋼合金元素含量較高，回火抗力強(qiáng)，焊縫柱狀晶在正火加熱過(guò)程中新形成的奧氏體并沒(méi)有細(xì)化，而是繼承了原奧氏體的晶粒大小、形狀和取向。然而正火處理使柱狀晶晶界及晶粒內(nèi)部合金及雜質(zhì)元素?cái)U(kuò)散更均勻，部分柱狀晶得到細(xì)化，隨后的油淬回火處理使板條狀馬氏體析出碳化物，從而柱狀晶的輪廓更模糊，相互間聯(lián)系更緊密。

由于焊縫微觀組織特別細(xì)小，光鏡難以分辨，因此對(duì)其顯微組織采用掃描電鏡進(jìn)行觀察。焊縫微觀高倍組織如圖3所示，WOQ焊縫微觀組織為回火板條馬氏體 +殘余奧氏體（圖 3a）。WN1OQ和WN2OQ焊縫微觀組織同樣為細(xì)小的回火板條馬氏體+殘余奧氏體，與油淬狀態(tài)不同，其板條束寬度更小且板條之間聯(lián)系更緊密（圖3b、圖3c）。此組織可使焊縫柱狀晶之間的結(jié)合強(qiáng)度更高，韌性更好。

圖2 焊縫微觀低倍組織 （a）油淬;（b）正火1油淬;（c）正火2油淬Fig.2 Optical micrographs of columnar grains in weld region（a）WOQ;（b）WN1OQ;（c）WN2OQ

圖3 焊縫微觀高倍組織（a）油淬;（b）正火1油淬;（c）正火2油淬Fig.3SEM micrographs of the weld metal（a）WOQ;（b）WN1OQ;（c）WN2OQ

2.2 室溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果及分析

BOQ，WOQ，WN1OQ，WN2OQ 四種狀態(tài)的室溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果如表3所示。由試驗(yàn)結(jié)果可知，焊后熱處理對(duì)接頭的力學(xué)性能影響較大。WOQ與BOQ狀態(tài)相比:抗拉強(qiáng)度（Rm）下降13MPa，非比例延伸強(qiáng)度（Rp0.2）升高21MPa;斷后伸長(zhǎng)率（A）從9.5%降為4.1%，斷面收縮率（Z）從34.5%下降到11.7%。與BOQ相比，WOQ試樣塑性下降幅度較大。原因是由于WOQ的焊縫組織中柱狀晶晶界及柱狀晶交匯面（焊縫中心）在焊縫凝固結(jié)晶時(shí)偏聚大量雜質(zhì)及合金元素［10］。柱狀晶粗大，晶界平直使得晶界結(jié)合強(qiáng)度低，塑性及韌性差。在拉伸過(guò)程中試樣均勻伸長(zhǎng)階段裂紋首先在焊縫中心形成，并且在頸縮量很小的情況下即沿焊縫中心快速擴(kuò)展并斷裂（見(jiàn)圖4b）。WN1OQ與BOQ相比強(qiáng)度提高，塑性下降。其中Rm提高61MPa，Rp0.2提高32MPa。A從9.5%下降到8.0%，Z從34.5%下降到24.7%，塑性下降并不嚴(yán)重。WN1OQ與WOQ相比強(qiáng)度和塑性都比后者高，特別是最關(guān)心的塑性指標(biāo)，A和Z達(dá)到WOQ的兩倍。產(chǎn)生此現(xiàn)象的原因是由于焊后970℃保溫15min正火使得接頭焊縫柱狀晶部分細(xì)化，晶界變得模糊（見(jiàn)圖2b、圖3b），晶界結(jié)合強(qiáng)度提高。從拉伸試樣斷后宏觀照片（圖4a，b，c）可以看出，WN1OQ狀態(tài)的拉伸試樣頸縮現(xiàn)象比WOQ的明顯，與BOQ狀態(tài)相似。

與BOQ相比，WN2OQ試樣的強(qiáng)度較高，塑性稍低，其中 Rm高出47MPa，Rp0.2高出15MPa，A 及 Z 略有下降。WN2OQ與WOQ相比強(qiáng)度及塑性提高幅度較大，Rm提高 60MPa，A及 Z提高一倍多。WN2OQ與WN1OQ相比，其強(qiáng)度略有下降，但是塑性提高。WN2OQ狀態(tài)拉伸試樣（圖4d），頸縮明顯并發(fā)生在焊縫部位，可以看出此處理狀態(tài)下接頭塑性較好。

綜合以上分析，選用正火2油淬的焊后熱處理工藝可以使接頭獲得較高的綜合力學(xué)性能。

表3 不同狀態(tài)下母材及接頭的力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of base metal and welded joints

圖4 拉伸試樣斷后宏觀照 （a）母材油淬;（b）接頭油淬;（c）接頭正火1油淬;（d）接頭正火2油淬Fig.4 Over-views of fractured tensile specimens（a）BOQ，（b）WOQ，（c）WN1OQ，（d）WN2OQ

2.3 沖擊試驗(yàn)結(jié)果及分析

BOQ，WOQ，WN1OQ，WN2OQ 四種狀態(tài)的室溫夏比V型缺口沖擊試驗(yàn)結(jié)果見(jiàn)表4。從試驗(yàn)結(jié)果可知，WOQ的沖擊韌度均值比BOQ低12.5 J/cm2，WN1OQ的沖擊韌度與 BOQ相當(dāng)，但是比WOQ的高80%。WN2OQ的沖擊韌度較BOQ高3.4 J/cm2，是WOQ的兩倍多，而且高于 WN1OQ狀態(tài)的沖擊韌度?？梢?jiàn)正火2油淬可以顯著提高接頭焊縫的沖擊韌度，并使其不低于母材油淬狀態(tài)的沖擊韌度。

表4 不同狀態(tài)下母材及接頭的沖擊韌度Table 4 Impact toughness of base metal and welded joints

2.4 室溫沖擊斷口形貌

不同狀態(tài)下的室溫沖擊斷口宏觀形貌如圖4所示，從宏觀上看，各種狀態(tài)的沖擊試樣都屬于韌性斷裂，斷口表面粗糙，并可看到部分晶粒的輪廓，沒(méi)有出現(xiàn)光亮的解理平面，裂紋在缺口部位起裂后呈放射狀擴(kuò)展直至斷裂。對(duì)斷口肉眼檢查發(fā)現(xiàn)放射區(qū)面積約占整個(gè)斷口的90%。BOQ沖擊斷口（圖5a）放射區(qū)表面粗糙，呈纖維狀，表現(xiàn)出較好的塑性。WOQ沖擊斷口表面部分材料沿平行于放射線方向翹起（圖5b），并伴有二次裂紋。WN1OQ沖擊斷口（圖5c）表面平坦，放射線不明顯，表面粗糙度低于BOQ的斷口。WN2OQ沖擊斷口（圖5d）表面比WN1OQ的更粗糙。

圖5所示為室溫沖擊斷口放射區(qū)微觀形貌，從圖中可以看出此幾種熱處理狀態(tài)下沖擊斷口微觀形貌都為韌窩，反映出微孔聚集性斷裂機(jī)制。BOQ斷口微觀形貌為等軸韌窩，且韌窩較深（圖6a），說(shuō)明其沖擊韌度較高。圖6b為WOQ沖擊斷口表面平坦區(qū)域（圖5b中A框）微觀形貌，韌窩較淺。圖6c為圖5b中B方框所示位置放大后的形貌，從圖中可見(jiàn)WOQ沖擊斷口表面翹起的材料為焊縫柱狀晶，柱狀晶形貌清晰可見(jiàn)，柱狀晶分離面韌窩細(xì)小且淺（圖6d），裂紋在此以沿晶機(jī)制擴(kuò)展消耗能量低，此為 WOQ狀態(tài)沖擊韌度低的原因。圖6e為WN1OQ狀態(tài)的室溫沖擊斷口放射區(qū)微觀形貌，從圖中可見(jiàn)韌窩較大且深，大韌窩周圍布滿了小韌窩，且韌窩朝裂紋擴(kuò)展方向傾斜，為近似等軸的拉長(zhǎng)韌窩。WN2OQ沖擊斷口形貌如圖6f所示，等軸韌窩較大且深，與母材油淬狀態(tài)的沖擊斷口形貌（圖6a）相似。此韌窩形態(tài)反映出焊縫經(jīng)過(guò)正火處理能夠提高柱狀晶的結(jié)合強(qiáng)度，獲得較好的沖擊韌度，表4中的沖擊韌度值驗(yàn)證了這一說(shuō)法。

圖6 室溫沖擊斷口微觀形貌 （a）母材油淬;（b）接頭油淬（圖5b中A框廣大）;（c）接頭油淬（圖5bB框放大）;（d）接頭油淬，（c）放大;（e）接頭正火1油淬;（f）接頭正火2油淬Fig.6 Micrographs of the room temperature impact specimen fracture surface （a）BOQ;（b）WOQ higher magnification of the dashed box A in Fig.5（b）;（c）WOQ higher magnification of the dashed box B in Fig.5（b）;（d）high magnification of（c）;（e）WN1OQ;（f）WN2OQ

3 結(jié)論

（1）油淬、正火1油淬、正火2油淬三種焊后熱處理工藝沒(méi)有消除焊縫粗大柱狀晶組織，但是正火油淬工藝使柱狀晶輪廓及焊縫與影響區(qū)的分界變得模糊。

（2）與接頭油淬狀態(tài)相比，接頭正火2油淬的強(qiáng)度更高，塑性更好。接頭正火2油淬比母材油淬狀態(tài)的強(qiáng)度高，伸長(zhǎng)率及斷面收縮率分別達(dá)到后者的93.6%和81%。

（3）接頭油淬狀態(tài)焊縫區(qū)室溫沖擊韌度低，僅為母材油淬狀態(tài)的54%。接頭正火2油淬狀態(tài)焊縫區(qū)室溫沖擊韌度與母材油淬狀態(tài)的相當(dāng)。

（4）接頭油淬狀態(tài)室溫沖擊斷口表面可見(jiàn)沿裂紋擴(kuò)展方向有大量柱狀晶被撕裂并翹起，焊縫粗大柱狀晶沿晶開(kāi)裂，此為其沖擊韌度及塑性低的原因。

［1］李銘.大飛機(jī)起落架制造技術(shù)［J］.航空制造技術(shù)，2008（21）:68-71.

（LI M.Manufacturing technology for large aircraft undercarriage ［J］.Aeronautical Manufacturing Technology，2008，（21）:68-71.）

［2］劉維民，趙軍，艾興，等.高速車削300M超高強(qiáng)度鋼時(shí)的Al2O3基陶瓷刀具磨損機(jī)理研究［J］.摩擦學(xué)報(bào)，2011，31（6）:564-568.

（LIU W M，ZHAO J，AI X，et al.Wear mechanisms of Al2O3-based ceramic cutting tool in high speed turning of 300M ultra high strength steel［J］.Tribology，2011，31（6）:564-568.）

［3］毛智勇.電子束焊接技術(shù)在大飛機(jī)中的應(yīng)用分析［J］.航空制造技術(shù)，2009（2）:92-94.

（MAO Z Y.Application of electron beam welding technology in large aircraft［J］.Aeronautical Manufacturing Technology，2009（2）:92-94.）

［4］TOMITA Y，OKAWA T.Effect of modified heat treatment on mechanical properties of 300M steel［J］.Materials Science and Technology，1995，11（3）:245-251.

［5］TOMITA Y，OKAWA T.Effect of microstructure on mechanicalproperties ofisothermally bainite-transformed 300M steel［J］.Materials Science and Engineering（A），1993，172（1/2）:145-151.

［6］CHANG L C，BHADESHIA H K D H.Carbon content of austenite in isothermally transformed 300M steel［J］.Materials Science and Engineering（A），1994，184（1）:L17-L19.

［7］裴劍.Ni含量及回火工藝對(duì)300M鋼組織及性能的影響［D］.秦皇島:燕山大學(xué)，2011.

（PEI J.The influence of Ni content and heat treatment on microstruture and mechanical properties of 300M steel［D］.Qin huang dao:Yanshan University，2011.）

［8］ZHANG S S，LI M Q，LIU Y G，et al.The growth behavior of austenite grain in the heating process of 300M steel［J］.Materials Science and Engineering（A），2011，528（15）:4967-4972.

［9］LUO J，LI M Q，LIU Y G，et al.The deformation behavior in isothermal compression of 300M ultra-high strength steel［J］.Materials Science and Engineering（A），2012，534（1）:314-322.

［10］GU Z W，YU S B，HAN L J，et al.Microstructures and properties of ultra high strength steel by laser welding［J］.ISIJ International，2011，51（7）:1126-1131.