C300馬氏體時效鋼等離子弧焊接接頭的組織與硬度

楊 帥，彭 云，張曉牧，彭展南，田志凌

（1.鋼鐵研究總院先進(jìn)鋼鐵流程及材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100081；2.北京科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100083）

0 引 言

馬氏體時效鋼自誕生以來就受到了全世界的密切關(guān)注和深入研究［1－7］，它以高強(qiáng)、高韌等特性在很多領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用［1］，如，火箭發(fā)動機(jī)、導(dǎo)彈、深海潛艇殼體、方程式賽車車身、模具等。不同于傳統(tǒng)意義上的碳強(qiáng)化馬氏體鋼，馬氏體時效鋼是以鐵鎳合金為基礎(chǔ)，通過加入不同含量的鈷、鉬、鈦、鋁等元素，自高溫空冷至室溫后獲得馬氏體基體組織，再經(jīng)過隨后的時效，依靠析出金屬間化合物來達(dá)到強(qiáng)化的目的［1－3］。關(guān)于馬氏體時效鋼的物理冶金、時效強(qiáng)化、析出物與母相的位向關(guān)系、微量元素的作用等方面已有很多研究報(bào)道［1，3－5］，馬氏體時效鋼的焊接也已有專述和多篇文獻(xiàn)報(bào)道［2，6，7］，并指出馬氏體時效鋼具有良好的焊接性，多種焊接方法都可以獲得強(qiáng)韌性良好的接頭，例如，非熔化極氣體保護(hù)焊、等離子弧焊、熔化極氣體保護(hù)焊、電子束焊、埋弧焊等［2］。但這些研究多集中于C200和C250馬氏體時效鋼，且這兩種材料現(xiàn)在已經(jīng)不能滿足某些更高強(qiáng)度部件的要求，因此迫切需要大力發(fā)展更高強(qiáng)度級別的C300馬氏體時效鋼，并實(shí)現(xiàn)其工業(yè)化應(yīng)用；但目前關(guān)于C300馬氏體時效鋼焊接性的研究并不多，而采用穿孔型等離子弧焊接（Keyhole Plasma Arc Welding，K-PAW）的就更少了。K-PAW具有焊接效率高，單道焊一次成形的優(yōu)勢，探索C300馬氏體時效鋼的K-PAW焊接具有重大的實(shí)際工程意義。因此，作者采用K-PAW對通過雙真空冶煉工藝生產(chǎn)的C300馬氏體時效鋼進(jìn)行焊接，分析了焊接接頭的顯微組織和硬度。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)用材料為國內(nèi)某廠提供的C300馬氏體時效鋼，其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為18.0Ni，9.0Co，5.0Mo，0.6Ti，0.1Al，余 Fe，符合 AMS6514G 標(biāo)準(zhǔn)；其冶煉工藝為真空感應(yīng)爐＋真空自耗爐重熔；固溶空冷后其硬度不超過35HRC。焊接試樣尺寸為7mm×50mm×100mm，采用AMET型等離子弧焊機(jī)進(jìn)行焊接，小孔型單道焊一次成形，且不加填充金屬，直邊對接，不開坡口。焊接參數(shù)如下：焊接電流180A，焊接速度200mm·min－1，焊接熱輸入16.5kJ·cm－1。

1.2 試驗(yàn)方法

圖1 母材的顯微組織Fig.1 OMmorphology（a）and TEMmorphology（b）of base metal

從焊接接頭上截取金相試樣，研磨拋光后采用體積分?jǐn)?shù)為10%的硝酸酒精溶液腐蝕，然后在DM2500M型正置光學(xué)顯微鏡上觀察顯微組織；采用VH-5型維氏硬度計(jì)測試硬度，加載載荷49N，保載時間10s；從母材上切取厚為0.4mm的薄片，將其研磨至厚約40μm，然后采用MTP-1A型磁力減薄器對其進(jìn)行電解雙噴減薄，減薄液為6%（體積分?jǐn)?shù)）高氯酸乙醇溶液，溫度為－25℃，電壓為25V，電流為60mA；采用H800型透射電子顯微鏡（TEM）和S4300型冷場發(fā)射掃描電鏡（SEM）觀察顯微組織；采用電鏡附帶的EDAX Genesis6.0型能譜儀進(jìn)行成分分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 母材的顯微組織

從圖1（a）中可以看出，試驗(yàn)鋼母材中的原始奧氏體晶粒粗大，粒徑可達(dá)0.5mm左右，并且均勻性較差，晶粒內(nèi)部還包含有大量退火孿晶，不能直接使用，但作為焊接板材在進(jìn)行焊后處理之后是可以使用的。從圖1（b）中可以看出，母材為完全的馬氏體組織，并具有很高的位錯密度以及位錯纏結(jié)，其馬氏體板條的形貌并不是很典型，所以也有文獻(xiàn)稱之為塊狀馬氏體［1－2］。

2.1 焊接接頭的宏觀形貌和顯微組織

從圖2中可以看出，焊接接頭成形均勻，無燒穿與焊瘤缺陷，但是有局部凹陷現(xiàn)象。這是因?yàn)樵谥亓Α⒌入x子弧力以及液體表面張力的共同作用下，焊縫金屬在試樣背面下沉凸起，再加上沒有填充金屬，因此導(dǎo)致正面焊縫金屬欠缺，不能完全填滿焊縫，從而造成局部凹陷現(xiàn)象。為避免局部凹陷，以后可考慮適當(dāng)填充金屬。

從圖3可以看到，焊縫區(qū)域呈現(xiàn)出明顯的倒喇叭形貌，上寬下窄。這是因?yàn)榈入x子弧熱源沿著試樣厚度方向形成了上強(qiáng)下弱的溫度場，對試樣上下區(qū)域的熔化程度不同導(dǎo)致的。文獻(xiàn)［8］用組合式體積熱源作用模型導(dǎo)出的小孔型等離子弧焊接熔池形貌也為倒喇叭形貌，與作者的試驗(yàn)結(jié)果一致。

圖2 焊接試樣表面的宏觀形貌Fig.2 Macrographs of the sample surface after welding：（a）front and（b）back

從圖3還可以看到，焊接接頭以焊縫中心線為對稱中心，兩側(cè)組織形貌對稱分布，呈現(xiàn)出高度的對稱性；焊接接頭可分為焊縫金屬區(qū)、固溶區(qū)（HAZ1）、時效區(qū)（HAZ2）以及母材區(qū)，熱影響區(qū)由固溶區(qū)和時效區(qū)組成，根據(jù)晶粒度的不同可將固溶區(qū)分為粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)；時效區(qū)非常明顯，常被稱為“深色腐蝕區(qū)”［7］，這是因?yàn)樵谕雀g條件下，這個區(qū)域很容易因腐蝕而變黑。

由圖4（a～b）可以看出，焊縫區(qū)組織為胞狀樹枝晶。熔融態(tài)金屬在半熔化區(qū)以交互結(jié)晶聯(lián)生長大的方式形核和長大，同時焊接熱輸入大，熔融態(tài)金屬溫度高，溫度梯度大，為柱狀晶的形成創(chuàng)造了良好的條件。晶粒沿著最大溫度梯度方向結(jié)晶長大，最大散熱方向垂直于熔合線，因此兩側(cè)樹枝晶以基本垂直于熔合線的方向同時向熔池內(nèi)部生長，并在焊縫中心接合，如圖4（a）所示。

從圖4（c～d）中可以看出，粗晶粒尺寸可達(dá)100～200μm，細(xì)晶粒為10～50μm。這種晶粒尺寸的變化是個漸變的過程，間接反映出了溫度場的分布和變化，越靠近熔合線，被加熱的溫度也就越高，晶粒也越粗大，越靠近Af（Af為完全奧氏體化的溫度）等溫線，晶粒越細(xì)小。由文獻(xiàn)［9］可知，晶粒的長大速度與被加熱溫度密切相關(guān)，隨著加熱溫度的升高，晶粒長大速度呈指數(shù)關(guān)系迅速增大。另外，在粗大晶粒之間可以看到細(xì)小的溝槽，這為部分元素的偏聚區(qū)，據(jù)文獻(xiàn)［6］報(bào)道可知，高溫下部分元素和雜質(zhì)易于向晶界遷移偏聚，而偏聚區(qū)則易于被腐蝕；無論冷速如何，此區(qū)域冷卻之后得到的都是硬度約為30HRC的超低碳鐵鎳馬氏體單相組織，抗腐蝕能力較強(qiáng)，在照片上多呈現(xiàn)為淺色，因此有文獻(xiàn)稱之為“淺色腐蝕區(qū)”［7］。

由于時效區(qū)距熱源中心相對較遠(yuǎn)，焊接時此區(qū)域溫度升高得并不多，溫度區(qū)間為As～Af（As為奧氏體化開始的溫度）時，部分馬氏體基體組織通過切變機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)槟孓D(zhuǎn)變奧氏體，并保留至室溫，同時此區(qū)域經(jīng)歷了時效析出，析出不同類型的金屬間化合物，從而使得局部強(qiáng)化，隨后的硬度分析也進(jìn)一步證實(shí)了這種強(qiáng)化。此區(qū)域?yàn)棣料啵孟啵饘匍g化合物的復(fù)相組織。另外，在晶界間可以清晰地看到大量逆轉(zhuǎn)變奧氏體，如圖4（e）所示，這是因?yàn)榫Ы缙鄣暮辖鹪亟档土司植繀^(qū)域的As點(diǎn)，從而使其在焊接熱源的影響下易于產(chǎn)生逆轉(zhuǎn)變奧氏體。

從圖4（f）可以看出，緊靠時效區(qū)的母材與圖1所示的母材不完全相同，在同等腐蝕條件下，緊靠時效區(qū)的母材腐蝕后的顏色比時效區(qū)以及圖1中原始母材的都要淺。此區(qū)域也受到焊接熱的影響，但是影響微乎其微，文獻(xiàn)［2］將其稱為“HAZ3”，同時也指出，在實(shí)際中此區(qū)域常被認(rèn)為是未受影響的母材。

2.3 焊接接頭的SEM形貌

從圖5中可以清楚地看到，新生的焊縫晶粒以熔合區(qū)半熔化狀態(tài)的基體金屬晶粒表面為形核表面，并以柱狀晶的形態(tài)向焊縫中心生長；柱狀晶的寬度約為40μm，在柱狀晶粒內(nèi)部分布著大量胞狀樹枝晶。

圖4 焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織Fig.4 Microstructure of different zones of welded joint：（a）weld seam；（b）fusion zone；（c）coarse grain zone；（d）fine grain zone；（e）aging zone and（f）base metal zone

圖5 焊接接頭的SEM形貌Fig.5 SEMmorphology of welded joint：（a）fusion zone and（b）weld seam zone

圖6 時效區(qū)的SEM形貌和EDS分析結(jié)果Fig.6 SEMmorphology of aging zone（a）and EDS results of zone A （b）and zone B（c）

從圖6可以看到，時效區(qū)的形貌為皸裂狀；A區(qū)域的形貌與成分均與原始母材的接近，并且A區(qū)域中鈦和鈷的含量略高；在B區(qū)域中，鎳、鉬、鈦嚴(yán)重偏聚，并且鈷含量偏少，這種偏聚比焊縫中的偏聚更加嚴(yán)重，焊縫在凝固過程中產(chǎn)生溶質(zhì)再分配，部分溶質(zhì)元素在枝晶以及胞晶末端和晶間產(chǎn)生富集，其再分配過程符合夏爾（Scheil）公式［10］，而時效區(qū)僅受熱源的影響，溫度不足以改變晶粒的大小，也無法促進(jìn)合金元素的擴(kuò)散。這種“皸裂”形貌在文獻(xiàn)［11］中曾報(bào)道過，但究竟是什么原因?qū)е铝诉@種形貌和偏聚，還沒有文獻(xiàn)給出解釋，還有待于進(jìn)一步深入研究。

2.4 焊接接頭的硬度

從圖7中可以看出，焊縫兩側(cè)的硬度分布具有高度對稱性，焊縫金屬的平均硬度約為320HV。由于受焊接熱源的影響，熱影響區(qū)不同部位發(fā)生了再次固溶和時效，因此固溶區(qū)的硬度為C300鋼在固溶態(tài)的硬度，與焊縫的相同，時效區(qū)的硬度為該鋼在時效態(tài)的硬度，硬度峰值出現(xiàn)在時效區(qū)的中間區(qū)域，即最佳時效區(qū)域，約為520HV，而低合金鋼焊接接頭硬度峰值多出現(xiàn)靠近熔合線的粗晶區(qū)［12］，這是C300鋼焊接接頭與低合金鋼焊接接頭硬度分布顯著不同的地方之一。

圖7 焊接接頭的硬度分布曲線Fig.7 Hardness distribution curves of welded joint

從圖7中還可以看出，距表層不同距離的三條硬度曲線上水平區(qū)域A的寬度并不完全取決于焊縫寬度，同時也受固溶區(qū)寬度的影響。在試驗(yàn)條件下，距表層距離1，3，6mm處的焊縫寬度依次約為8，4，2mm，相應(yīng)的曲線上水平區(qū)域?qū)挾纫来渭s為14，12，10mm。雖然焊縫寬度相差較大，但是硬度曲線上水平區(qū)域的寬度相差并不大，因此可以認(rèn)為固溶區(qū)的寬度對水平區(qū)域的寬度也有重要影響，而影響固溶區(qū)的主要因素是焊接熱輸入，因此推測認(rèn)為，焊接熱輸入對硬度曲線上的水平區(qū)域?qū)挾染哂兄匾绊懀瑢Υ擞写ㄟ^試驗(yàn)進(jìn)一步驗(yàn)證。

3 結(jié) 論

（1）采用穿孔型等離子弧焊接固溶態(tài)C300馬氏體時效鋼可得到成形良好的焊接接頭，但為了避免局部凹陷現(xiàn)象，應(yīng)適當(dāng)考慮填充金屬。

（2）焊接接頭具有高度對稱性，可分為焊縫區(qū)、固溶區(qū)（粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)）、時效區(qū)以及母材；焊縫金屬呈倒喇叭形貌，焊縫晶粒依托半熔化的母材晶粒生長；時效區(qū)的形貌為皸裂狀，在HAZ2中發(fā)現(xiàn)皸裂形貌和A、B區(qū)域之間成分的巨大差異，即B區(qū)域中，鎳、鉬、鈦嚴(yán)重偏聚，鈷含量偏少。

（3）焊接接頭的硬度峰值出現(xiàn)在時效區(qū)，硬度分布曲線上水平區(qū)域的寬度取決于焊縫與固溶區(qū)的寬度；焊縫、固溶區(qū)的硬度與母材的基本相同。

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