超高强度300M钢电子束深缝焊接力学性能及破坏机理研究

刘星，刘斌，卢智先，赵桐

(1.西安航空学院 飞行器学院，西安 710077)(2.西北工业大学 航空学院，西安 710072)(3.北京航空制造工程研究所 高能束流加工技术重点实验室，北京 100024)

0 引 言

300M合金钢(40CrNi2Si2MoVA)[1]是在4340钢基础上改进得到的超高强度钢[2]。该材料采用精细的热处理工艺，然后在500 K进行低温回火制备得到，抗拉强度和弹性模量分别为2 000 MPa 和205 GPa，具有较高的强度、韧性、塑性和疲劳性能。由于300M钢优异的力学性能，在航空航天中广泛用作较大尺寸结构材料，例如飞机起落架材料、超高强度螺栓、耳片和火箭发动机壳体[3-4]。

目前300M钢材料制成的较大尺寸的结构件(例如飞机起落架)，都是在锻造毛坯上进行数控加工，其缺点为较浪费材料、利用率低，以及毛坯锻造纤维流线部分切断，深孔加工难度大、需要大型的锻压设备使得成本较高。因此，国内外对该材料的电子束焊接(Electron Beam Welding，简称EBW)工艺进行了较多研究。真空电子束焊接由高电压加速装置形成的高能电子束流通过磁透镜汇聚，得到很小的焦点，能量密度可达106～109W/cm2，轰击真空中零件可使电子束的动能迅速转变为热能，致使金属熔化进而完成焊接。电子束焊接具有以下优点：电子束穿透能力强，焊缝深宽比大(可达50∶1)，焊接速度快，热影响区小，焊接变形小，真空环境避免了外来夹杂物引入，有利于提高焊缝质量，焊接可达性好，电子束易受控。随着电子束焊接工艺的发展，300M钢电子束焊接工艺已逐渐应用于工业，例如国内某型飞机起落架外筒及连杆已成功应用300M钢的电子束焊接工艺[4]。

近年来，国内外研究人员对300M钢的切削加工[5]、压力加工[6-7]、表面完整性对疲劳性能的影响[8]等方面做了大量的研究。国外，O. R.Ritchie[9]分析了300M超高强度钢疲劳裂纹扩展阀值处的附近微观组织；H.S.Sung等[10]和T.E.Pistochini等[11]分别从不同角度研究了300M刚的疲劳性能。国内，李瑞鸿等[12]也分别从不同角度研究了300M刚的疲劳性能；张国栋等[13]先后对300M钢的电子束焊接热处理工艺及高周疲劳断裂机制进行了研究，但焊接深度仅为16 mm；吴攀等[14]对电子束预热与焊接复合工艺的300M钢焊接接头进行了残余应力测试，焊缝深度5 mm，发现残余应力分布具有一定的规律；郭光耀等[15]采用增加扫描波形的焊接方法对适用于管材的10 mm厚度的300M钢板材进行了工艺研究。但是对300M钢电子束焊接的力学性能及破坏机理研究较少，且所涉及的焊接技术的焊缝深度较浅、焊缝质量及焊接工艺仍需提高。

本文以深焊缝(50 mm)的300M钢电子束焊接件为研究对象，研究其静力拉伸强度、三点弯曲及动态Charpy冲击的各项力学性能，并通过断口分析寻找该类改良工艺的优缺点用以指导工艺的进一步改进。

1 试样制备及试验方法

通过调整焊接电压、电流、聚焦电流以及焊接速度等，完成焊接，焊接工艺示意如图1所示。焊接母材为两个50 mm厚度的300M钢板材，并进行一次性电子束焊接成形，焊缝宽度5～8 mm。300M钢材料的元素成分如表1所示。电子束焊接后进行热处理：正火、油淬及回火。制备好的焊接试样毛坯进行X光探伤，取合格的试样进行机械加工。机械加工为棒材(拉伸试样)、板材(三点弯曲试样)、带缺口柱形(Charpy冲击试样)。

(a) 电子束

(b) 焊接接头成形过程

元 素质量分数/%元 素质量分数/%C0.4Cr0.84Mn0.75Mo0.41Si1.58V0.082S0.001Cu0.12P0.005Fe剩余Ni1.84

依据HB/Z315-1998《高温合金、不锈钢真空电子束焊接工艺》和HB7608-1998《高温合金、不锈钢真空电子束焊接质量检验》进行工艺指导及焊接质量检验。对检验合格的试样分别进行静力拉伸、三点弯曲及动态Charpy冲击试验，试验及试件情况如表2所示。静力拉伸试件为中间细(5 mm等径)两头粗(带螺纹、直径8 mm)的棒材；三点弯曲试件为300 mm×40 mm×14.5 mm跨距140 mm的板材；Charpy冲击试件为50 mm×10 mm×10 mm规格的带V形缺口的柱形。在所有完成的试验中选出典型试样进行断口宏观与微观分析，断口形貌观察采用场发射扫描电镜(SEM)。

表2 试验及试件情况

2 拉伸试验

试样经电子束焊接后，根据组织特点，分为母材区、焊缝区和热影响区三部分。从母材向焊缝中心移动，峰值温度升高，原始奥氏体晶界变大，冷却下来从细小板条马氏体变成粗大板条马氏体。从母材到热影响区，逐渐受到焊接热循环，珠光体组织减少直至消失；从焊缝至热影响区，呈粗大板条马氏体到细小板条马氏体过渡[16-17]。

焊后经热处理工艺后，并没有消除焊缝中粗大柱状晶组织，但是正火油淬工艺使柱状晶轮廓及焊缝与热影响区的分界变得模糊[13,17]。热处理后试样接头母材区、焊缝区和热影响区的组织均为残余奥氏体+回火马氏体+ε碳化物，组织相差不大，故其拉伸性能相近；区别在于焊缝区和热影响区材料经历了焊接热循环，奥氏体稳定性提高，这一点在硬度上有所体现，即焊缝及热影响区的硬度大于母材区[16-17]。

在拉伸试验中(试验设备如图2所示)，试样多数在母材处断裂。这是因为试样经热处理后，焊缝部位回火马氏体板条尺寸略大于母材部位，板条强化效果较大，故断裂位置多数为母材，少数为焊缝或热影响区。说明多数电子束焊接件焊接区域的强度是高于母材的。母材与焊接件拉伸性能的平均值如表3所示。

图2 拉伸试验设备

编号及材料/数量弹性模量/GPa屈服强度/MPa(0.2%)抗拉强度/MPa延伸率/%母材/3206.7781 650.4312 035.88910.451#焊接件/5198.9531 575.0081 949.1499.582#焊接件/5208.0211 600.0351 964.4177.043#焊接件/5205.7201 632.5081 912.32311.49

将试验中发现的在焊接区域断裂的应力-应变曲线进行对比，如图3所示。

图3 母材与焊接件应力-应变曲线

从图3可以看出：母材与焊接件都出现明显的拉伸塑性段，二者的刚度和强度相差不大，但是焊接件的断裂应变较母材小，表明少数焊接件焊缝的韧性相对母材而言较差。

将母材断口和焊缝断口在场发射扫面电镜下进行观察分析，母材宏观断口和中心点处500X断口形貌如图4所示，焊缝处断裂试样的宏观断口和中心点处500X断口形貌如图5所示。焊缝处断裂的典型试样共5件，通过对比其中一个试样的断口与母材形貌发现：无论母材还是焊缝的断口，其都表现为标准的中心圆形塑性区及周围环形瞬断区的特点。

(a) 断口宏观形貌

(b) 断口中心位置微观图

(a) 断口宏观形貌

(b) 断口中心位置微观图

从图4可以看出：母材的塑性区材料均匀、韧窝明显且均匀分布，而焊缝断口塑性区可以发现未完全熔融的区域，该区域无明显的韧窝出现，说明其不是塑性断裂，这可能是导致焊缝提前于母材破坏的原因。

此外，沿电子束焊接方向不同深度，即深焊缝上中下部位的组织也略有差异，焊缝中部马氏体位向差异较小，组织比较均匀，这可能是由于上部和下部与外界接触面积大，热量易散失，高温停留时间短所致[16-17]。为此，本文将焊缝上层与下层制成的试样进行拉伸试验。部分试验结果如表4所示，深焊缝的上层区域(浅焊缝)与下层区域(深焊缝)的各项力学性能相差不大，抗拉强度在1955～1965 MPa上下略微浮动，即沿电子束焊接方向不同深度的焊缝拉伸性能上基本无差别。但深焊缝有利于焊接大尺寸或大厚度构件，例如飞机起落架。

表4 焊缝上层、下层拉伸性能对比

3 弯曲试验

为了测试电子束深缝焊接的弯曲性能，本文进行三点弯曲试验，试验设备如图6所示。分别将焊接件(6批试样每批5件)与母材(3件)进行对比试验。焊接件与母材弯曲性能对比的破坏强度、弯曲强度及位移平均值如表5所示，可以看出：焊接件的破坏载荷和弯曲强度略低于母材，但是弯曲破坏的位移较母材小，这说明焊接件的延性较差。

图6 弯曲试验设备

编号与材料/数量破坏载荷/kN弯曲强度/MPa位移/mm母材/3177.5284125.34420.9421#焊接件/5162.4503826.20913.1632#焊接件/5166.9333942.06115.1583#焊接件/5162.8253799.86812.9724#焊接件/5167.8803915.85716.2305#焊接件/5165.6963834.17614.4466#焊接件/5166.6813858.03714.815

三点弯两端支点跨度140 mm，压头位于中心位置。焊接件弯曲断口宏观形貌如图7所示，其中上部为弯曲时压头接触位置，因此上半部分受压，下半部分受拉。在图中标注出典型的A、B、C三个区域，A区域为弯曲破坏起始位置，然后沿45°方向向两边扩展，最后直至完全断裂破坏。将A、B、C三个区域分别在场发射扫描电镜下进行观察，如图8～图10所示。试样断口均位于试样长度中心处，断口形状为圆弧形。焊接件的弯曲强度较母材的弯曲强度略低，破坏时的试件弯曲变形较母材也有所下降。焊接件大部分强度较母材降低不多，少量焊接件断口表面有毛刺不平整。

图7 焊接件弯曲断口宏观形貌

(a) 母 材

(b) 焊接件

(a) 母 材

(b) 焊接件

(a) 母 材

(b) 焊接件

4 Charpy冲击试验

为了验证电子束焊接深焊缝工艺的断裂性能，对焊接件(3批共18件)和母材(3件)进行摆锤冲击试验[18-19]，其吸收能量和断裂韧性如表6所示。

表6 母材与焊接件均值比较(平均值)

从表6可以看出：焊接件第1批和第2批吸收能量与断裂韧性低于母材约30%，而第3批与母材相当；但总体而言，焊接件吸收能量与断裂韧性均低于母材。

试样V形缺口及冲击点的位置图如图11所示。对冲击后试样断面进行SEM断口分析，从宏观断口可以看出：断面呈放射状，中心处于缺口边中心处，母材的放射条带较为明显(如图12所示)，焊接件(如图13所示)这种现象不是特别明显。从局部放大图可以看出：母材的韧窝较为明显，分布均匀且密；焊接件也有韧窝，但是韧窝浅且不明显，分布不均匀。

图11 试样V形缺口及试样冲击位置

(a) 断口中心位置

(b) 断口边缘位置

(a) 断口中心位置

(b) 断口边缘位置

5 结 论

(1) 在静力拉伸试验中，50 mm深焊缝电子束焊接件的韧性及塑性均低于母材。母材的塑性区材料均匀、韧窝明显且均匀分布，但是焊接件的断裂应变较母材小，焊接件焊缝的韧性略低于母材。母材与焊接件都出现明显的拉伸塑性段，二者的刚度和强度相差不大；且沿电子束焊接方向不同深度的焊缝拉伸性能上基本无差别。

(2) 在三点弯曲试验中，焊接件的破坏载荷和弯曲强度略低于母材，但是弯曲破坏的位移较母材小，破坏时的试件弯曲变形较母材也有所下降，这说明焊接件的延性较差。

(3) 在冲击试验中焊接件吸收能量与断裂韧性均低于母材，母材的韧窝较为明显，分布均匀且密；焊接件也有韧窝，但是韧窝浅且不明显，分布不均匀，冲击韧度降低。

总之，经过以上三项力学试验分析，50 mm深焊缝电子束焊接的超高强度300M钢各项力学性能较母材均有所下降。焊缝处均有较多粗大柱状晶组织，且各项试验均在焊缝粗大柱状晶处发生破坏。因此，对于这类深焊缝的电子束焊接工艺，应加大研究力度，采用合理的焊接和焊后热处理工艺逐渐减少甚至消除焊缝粗大柱状晶组织，从而改善焊接件的力学性能，增强焊接件的可靠性，提高其使用寿命。