A-100鋼電子束焊縫力學性能及微觀組織

高峰， 黃成杰， 關峰， 劉艷梅， 崔洋

(沈陽飛機工業(yè)(集團)有限公司，沈陽 110034)

0 前言

23Co14Ni12Cr3MoE鋼(A-100鋼)是一種新型高鈷鎳、二次硬化型超高強度鋼，性能接近于美國鋼鐵協(xié)會(Steel Research Group, SRG)在1991年研制的AerMet100[1-2]。A-100鋼主要通過對合金元素的優(yōu)化設計，通過C，Cr，Ni，Mo，V，Mn等元素的強化作用，使得該材料同時具備高的抗拉強度和高的斷裂韌性[3-4]。A-100鋼憑借優(yōu)良的強韌性配合被廣泛應用在航空航天領域，在飛機起落架、火箭外殼、火箭發(fā)動機外殼、飛機旋翼等部件均有應用[5]。國外AerMet100在焊接制造上也有著很好的應用，美國民用飛機起落架多采用整體鍛造技術，而選用AerMet100為材料制造時卻采用電子束焊[6]。近年來，高能束焊是應用最為廣泛的高能束加工技術之一，其高效、高精度的焊接優(yōu)勢使之成為裝備結構輕量化制造不可或缺的技術之一[7-9]。國內對于高強鋼電子束焊也有相關研究，如Fe-Cr-Ni-Mo鋼、15CrMnMoVA鋼、AF1410鋼和30CrMnSiNi2A鋼等材料，且多見于焊態(tài)或回火后的性能及組織研究[10-12]。例如，胡小鋒等學者[10]研究回火對Fe-Cr-Ni-Mo高強鋼電子束焊接接頭組織和力學性能的影響，發(fā)現(xiàn)焊態(tài)下焊縫組織為較粗大的板條馬氏體，而熱影響區(qū)則由較細小的馬氏體和少量碳化物組成，抗拉強度與基體相當，沖擊韌性差，回火后沖擊韌性有所提升。楊世亮等學者[11]研究電子束焊對調質15CrMnMoVA高強鋼組織和力學性能的影響，發(fā)現(xiàn)焊縫中心形成了網籃狀馬氏體組織，電子束焊接接頭的抗拉強度基本都與基體相當，但其疲勞性能差異明顯。唐代斌等學者[12]研究了AF1410鋼電子束焊接接頭組織和力學性能，發(fā)現(xiàn)焊縫柱狀晶區(qū)內為馬氏體，晶界附近為殘余奧氏體，而熱影響區(qū)組織由單一馬氏體向馬氏體+少量逆轉奧氏體組織過渡。但國內對于A-100鋼應用多集中于表面防護和切削性能方面的研究，對其焊接性能，特別是電子束焊接接頭組織及性能鮮有報道[13-15]。

試驗對A-100鋼電子束焊接接頭的組織和性能展開了研究。分析焊縫組織，對比焊縫與基體抗拉強度、塑性、缺口敏感性、沖擊韌性等力學性能的差異，同時檢測了焊接接頭的高周疲勞極限。

1 試驗材料及方法

母材選用A-100鋼，板厚11 mm。在預備熱處理后的A-100鋼自由鍛上截取14 mm厚鍛件試板(上表面3 mm工藝余量)，外加3 mm厚的平板作為背部墊板，其化學成分見表1。預備熱處理制度為：①正火：(900±10) ℃×1 h，空冷；②高溫回火：(680±10) ℃×6 h，空冷。焊接結束后將焊縫背部墊板和上表面3 mm的較為寬大焊縫頂部的工藝余量以機械加工方式去除。

表1 A-100鋼化學成分(質量分數(shù)，%)

焊前對試板、墊板進行去磁(磁通量小于2 GS)，表面先采用機械清理的方式去除氧化膜，之后用丙酮化學清理表面油污后進行電子束平板焊接工藝試驗。焊接設備為ZD150-30C CV65M高壓真空電子束焊機。通過對焊接電壓、焊接電流、焊接速度、聚焦電流、掃描頻率、振幅等主要參數(shù)的控制，得到端面整體較為平直的電子束焊縫，焊接工藝參數(shù)見表2。焊接完成后對焊縫進行X光射線檢測，焊縫滿足GJB 1718A—2005 Ⅰ級焊縫標準。無損檢測后對焊縫進行焊后熱處理：①回火：(420±10) ℃×1 h，氣冷；②淬火：(885±10) ℃×2 h，氣淬；③冷處理：(-73±5) ℃，空氣回溫到室溫；④回火：(482±3) ℃×6 h，空冷。試驗中試樣包括2種狀態(tài)：預備熱處理+焊接+最終熱處理的焊縫與預備熱處理+最終熱處理的基體。分別進行室溫拉伸試驗、缺口拉伸試驗及沖擊試驗。對焊縫進行金相組織觀察和高周疲勞極限的測試。

表2 電子束焊接工藝參數(shù)

2 試驗結果

2.1 金相試驗

經過熱處理后去除工藝余量和背部墊板的焊縫組織微觀形貌如圖1所示。垂直焊縫的斷面形貌如圖1a所示。焊縫呈基本平直狀態(tài)，熱影響區(qū)較窄。焊縫存在因電子束焊熔池快速冷卻而形成的沿熔合線兩側分布的較為粗大的柱狀晶組織，原本的馬氏體長大形成板條狀馬氏體結構，板條由于位向不同而形成各個馬氏體區(qū)域，各區(qū)域之間界面清晰明顯，彼此交錯排列，形成籃網狀的組織。這些籃網狀的組織可以一定程度上提高焊縫的塑性，這在焊縫的力學性能試驗中也得到了驗證。由于電子束焊的匙孔效應影響，焊縫熔池溫度由中心向兩側驟減，造成了整個焊縫組織存在一定程度的不均勻，中間的馬氏體組織更為粗大。焊縫主要呈現(xiàn)典型的馬氏體+合金碳化物+少量的殘余奧氏體組織特征。而熱影響區(qū)的晶界間殘余奧氏體明顯增多一些，482 ℃回火處理使得馬氏體的板條晶界上出現(xiàn)了大量的薄膜狀的逆轉奧氏體，在熱影響區(qū)附近尤為明顯。平行焊縫的斷面形貌如圖1b所示，這個方向上焊縫組織呈現(xiàn)板條狀馬氏體截面結構，而在熱影響區(qū)上則存在一些在沿此方向的板條狀馬氏體和殘余奧氏體組織，說明由于電子束熔池成形及匙孔運動的影響，使得受熱影響較小的熱影響區(qū)較焊縫的馬氏體組織長大到程度較小，但位向分布更加多樣化，殘余奧氏體也明顯增多。

圖1 電子束焊縫微觀形貌

2.2 拉伸試驗

拉伸試驗根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料室溫拉伸試驗方法》進行；缺口拉伸試驗根據(jù)HB 5214—96《金屬室溫缺口拉伸試驗方法》進行；焊縫的缺口拉伸試驗(缺口分別在焊縫及熱影響區(qū)，Kt=3)，試驗結果見表3。從基體和焊縫的室溫光滑試樣拉伸的結果可以看出，A-100料經過電子束焊及氣淬工藝熱處理后的焊縫的抗拉強度可以達到基體的99.5%，屈服強度可以達到基體的99.2%，由此可見焊縫的強度與基體相當。在塑性上，焊縫的斷后伸長率和斷面收縮率分別可達到基體的106%和104%，所以電子束焊使得馬氏體交錯形成的網籃組織進一步增強了材料的塑性，使得焊縫的塑性都略高于基體。綜上所述，A-100鋼的電子束焊縫呈現(xiàn)超高強度和高塑性的靜力性能特征。而從焊后的缺口拉伸性能數(shù)據(jù)上來看，無論是缺口在焊縫還是在熱影響區(qū)上均遠高于光滑拉伸試樣，即缺口敏感性qe<1，見式(1):

qe=σb/σbH

(1)

式中：σb為光滑試樣的抗拉強度；σbH為缺口試樣的抗拉強度。

表3 焊縫與基體室溫拉伸性能

A-100鋼材料電子束焊縫及熱影響區(qū)的qe均在0.6，說明缺口處發(fā)生塑性擴展，脆性傾向較小，缺口敏感性也很小。熱影響區(qū)的缺口抗拉強度較焊縫的缺口抗拉強度稍大，則是由于熱影響區(qū)遠離焊縫中心靠近基體，組織長大程度比較小，不均勻性也有所緩解，馬氏體組織的分布向位更加多樣，對缺口抵抗能力有一定的提高。

2.3 沖擊試驗

根據(jù)GB/T 229—1994《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》進行沖擊試驗，試驗溫度為室溫，試驗結果見表4。氣淬后焊縫和熱影響區(qū)的沖擊韌性較基體都有所降低，分別相當于基體沖擊韌性的65.8%和81.5%，焊縫的沖擊韌性更低一些。電子束的高速焊接過程使得焊縫的馬氏體進一步長大粗化，同時大量的殘余奧氏體進一步轉變?yōu)轳R氏體，還有一些存在于晶粒內部，提高強度的同時卻一定程度的降低了韌性。相對于焊縫，熱影響區(qū)所受能量減少很多，馬氏體長大程度減小，同時冷卻速度也較小，回火后使得組織相對細小，位錯密度更高，在晶界上殘余奧氏體增多。高度飽和的碳以間隙方式固溶到馬氏體中而產生很高的強化效應，并且過飽和的碳又在高密度位錯上呈現(xiàn)聚集的趨勢，極大的位錯密度對鋼的強化也有積極的作用[16]。

表4 焊縫與基體室溫沖擊性能

2.4 疲勞試驗

根據(jù)GB/T 3075—2008《金屬材料疲勞試驗 軸向力控制方法》進行疲勞試驗，試驗溫度室溫。將焊后試樣加工成φ5 mm光滑試樣,采用升降法進行室溫疲勞極限的測定。采用高頻疲勞試驗機QBG-50，其循環(huán)力范圍示值相對誤差-0.25%。試驗的加載方式為應力加載。試驗在電磁諧振式高頻疲勞試驗機上進行，加載方向采用軸向加載，應力比R=0.06，試驗頻率在154 Hz。高周對應疲勞極限1×107周次，滿足50%存活率下90%置信度以上，A-100鋼電子束焊縫的疲勞極限見表5。中值疲勞極限σD按式(2)計算:

(2)

式中：n為有效試驗總次數(shù);m為升降應力水平級數(shù);σi為第i級應力水平;Vi為第i級應力水平下的試驗次數(shù)。由表5中數(shù)據(jù)得出A-100鋼電子束焊縫經氣淬后室溫疲勞極限為703 MPa。綜上所述，焊后經過氣淬最終熱處理后的A-100鋼電子束焊縫在1×107周次高周疲勞性能上仍保持比較高的疲勞極限。

表5 焊縫室溫空氣環(huán)境下疲勞性能(應力集中系數(shù)=1)

A-100鋼電子束焊縫疲勞試樣(1號)斷口形貌如圖2所示，可以看到高周疲勞典型的 “魚眼”斷口。裂紋源位于內部，向四周擴展，隨著裂紋的擴展有明顯的疲勞條紋伴隨著層間撕裂和細小微裂紋等特征，直到外部邊緣瞬斷區(qū)。從斷口上可以清楚的看到疲勞斷裂特征。位于“魚眼”的中心存在這一處氣孔，裂紋在氣孔周邊萌生，試樣發(fā)生疲勞失效。Shiozawa等學者[17]和Sakai等學者[18]分別將高周疲勞斷口裂紋源處的白色亮點附近的較暗且斷裂表面粗糙的區(qū)域命名為粒狀亮面(GBF)、細粒狀區(qū)(FGA)，認為該區(qū)域相對大則對應試樣的疲勞壽命較長。Murakkami等學者[19]研究認為這個暗區(qū)的形成與夾雜物吸附的氫和外加載荷有關，其面積及疲勞壽命與氫含量有關，并提出氫脆模型。Yang等學者[20]采用氫致開裂的觀點進一步分析了高強鋼高周疲勞裂紋萌生過程，發(fā)現(xiàn)基體中氫和化合物中俘獲的氫在高應力集中區(qū)域有富集的現(xiàn)象。由此考慮試樣的疲勞失效應該是由于基體局部存在Al等元素化合物聚集，在電子束焊接過程燒蝕形成氫氣孔，在高周疲勞過程中造成應力集中，同時氣孔周邊剩余化合物繼續(xù)吸附周邊的氫，從而脫離組織形成裂紋。此外根據(jù)Miller等學者[21]研究認為：對于高周疲勞問題，應該用微觀組織斷裂和位錯理論來分析。聶義宏等學者[22]在研究中碳高強度彈簧鋼NHS1超高周疲勞破壞行為中發(fā)現(xiàn)：彈簧鋼NHS1和40CrNiMo中低回火后仍保持馬氏體板條結構，疲勞微裂紋沿馬氏體板條各自擴展，但受晶界、馬氏體團束的阻礙作用和裂紋的閉合效應，微裂紋的初始擴展很慢并產生曲折。與此同時，在夾雜物周圍的區(qū)域又會產生許多新的不連續(xù)的微裂紋和空隙。在A-100鋼電子束焊縫疲勞斷口“魚眼”中心氣孔周圍也發(fā)現(xiàn)許多這樣的微裂紋和空隙，由此說明焊縫在最終熱處理后形成的交錯分布的一個個位向不同的板條馬氏體領域對疲勞裂紋有著阻礙作用和裂紋閉合效應，一定程度上也提升了焊縫的高周疲勞性能。

圖2 A-100鋼電子束焊縫疲勞試樣(1號)斷口形貌

3 結論

(1)A-100鋼電子束焊縫經過氣淬+冷處理+回火最終熱處理后組織主要為彼此位向錯位形成網籃狀分布板條狀馬氏體組織。焊縫組織存在著一定的不均勻性，焊縫中馬氏體組織更為粗大，殘余奧氏體較少，熱影響區(qū)中奧氏體增多，馬氏體分布的位向更多樣，存在薄膜狀逆轉奧氏體。

(2)A-100鋼電子束焊縫采用氣淬最終熱處理后強度與基體基本相當，塑性略優(yōu)于基體，整體呈現(xiàn)高強度高塑性。室溫下焊縫及熱影響區(qū)的缺口敏感性都較小，缺口敏感系數(shù)為0.6。焊縫沖擊韌性降低到基體的2/3，熱影響區(qū)的沖擊韌性好于焊縫，達到基體的80%以上。

(3)A-100鋼電子束焊縫的室溫高周疲勞極限可達700 MPa以上。疲勞斷口的GBF或FGA區(qū)的呈現(xiàn)微裂紋和空隙，說明焊縫的微觀組織結構對高周疲勞裂紋存在一定的阻礙作用和裂紋閉合效應，焊縫擁有較為不錯的高周疲勞性能。