鋼鐵研究總院 田志凌 楊 帥

馬氏體時效鋼作為超高強度鋼自誕生以來就受到國內(nèi)外的廣泛關注和深入研究，憑借著高強高韌的特性而廣泛應用于航空、航天、航海等領域[1-3]。馬氏體時效鋼是20世紀50年代后期由國際鎳公司（INCO）研制出來的，最初是為核潛艇研制的新材料，隨后轉(zhuǎn)向了航空航天方向。1961～1962年，該公司的 Decker等在鐵鎳馬氏體合金中加入不同含量的Co、Mo、Ti，通過時效硬化得到屈服強度分別達到 1400MPa、1700MPa、1900MPa 的 18Ni（C200）、18Ni（C250）、18Ni（C300）的馬氏體時效鋼，并首先將 18Ni（C200）和18Ni（C250）應用于固體火箭發(fā)動機殼體[1-2]。我國從20世紀60年代中期開始研究，最初以仿制18Ni（C250）和 18Ni（C300）為主。到 70年代中期又開始研究強度級別更高的鋼種和無Co或節(jié)Ni的馬氏體時效鋼，還開發(fā)出了用于高速旋轉(zhuǎn)體的超高純高強高韌的馬氏體時效鋼（CM-1鋼），研制出高彈性的馬氏體時效鋼（TM210等）和低Ni無Co馬氏體時效鋼（12Ni-3Mn-3Mo-TiAlV）[4]。馬氏體時效鋼的本質(zhì)是通過時效硬化的鐵鎳馬氏體合金，以無碳（或微碳）馬氏體為基體，以時效產(chǎn)生的析出相金屬間化合物來強化的超高強度鋼，與傳統(tǒng)的高強度鋼的重要區(qū)別在于，它不是依靠碳而是依靠金屬間化合物的彌散析出來強化的，因此具有一些獨特的性能，如高強韌性、良好的成形性、簡單的熱處理工藝、良好的焊接性以及時效尺寸穩(wěn)定性等。良好的焊接性是馬氏體時效鋼能得到廣泛應用的重要基礎，也是這些鋼在制造大型構件方面很有吸引力的重要原因[1-2]。國內(nèi)外對馬氏體時效鋼的焊接已有許多相關研究[5-12]。在國外，主要集中在美國、日本等國家，在國內(nèi)主要集中在鋼鐵研究總院、哈工大和航天科工集團等單位，然而具體針對最新開發(fā)的C300馬氏體時效鋼焊接的研究資料相當匱乏，因此鋼鐵研究總院最近幾年對C300的焊接展開了較為系統(tǒng)的研究[13-16]。

Tariq等[5]研究了焊后熱處理對C250 TIG焊縫組織的影響，指出758～823K時效 3～5h后，焊縫區(qū)的胞狀晶邊界形成了大量的逆轉(zhuǎn)變奧氏體，并且在室溫下很穩(wěn)定，更高的溫度時效則會導致在胞狀晶邊界分布的連續(xù)的網(wǎng)狀奧氏體增加。同樣針對C250的焊后熱處理， Shamantha等[6]研究不同成分焊絲TIG焊接得到的焊縫組織，認為在與母材同成分的填充金屬焊縫中顯示出大量的偏析，Ti和Mo沿著枝晶間和胞狀晶界偏析，在隨后的時效中，這將導致奧氏體逆轉(zhuǎn)變，而且此溫度要比母材的偏低。文獻[7]研究了焊后熱處理工藝對18Ni馬氏體時效鋼激光焊焊接接頭組織和性能的影響，認為焊后直接時效和焊后固溶時效含有逆轉(zhuǎn)變奧氏體，因此強度和韌性較低。日本 Yoshiki等[8]對 18Ni（HT210）采用超高壓電子束焊接，實現(xiàn)了等強等韌焊接。關于馬氏體時效鋼焊縫的斷裂韌性，Chatterjee等[9]認為其KIC偏低的原因是在焊縫金屬枝晶間形成了較軟的逆轉(zhuǎn)變奧氏體。國內(nèi)的陳煒等[10]研究了C250的焊縫顯微組織，認為焊縫組織的不均勻性，特別是塊狀逆轉(zhuǎn)變奧氏體和在晶界、晶內(nèi)局部區(qū)域密集分布的脆性相是使焊縫韌性低于母材的主要原因，文獻[11]進一步指出了馬氏體時效鋼焊接存在問題是焊縫韌性較低，姜樹田[12]認為在Ni18Co9Mo5Ti鋼焊縫組織中出現(xiàn)逆轉(zhuǎn)變奧氏體，與此同時在A-M相界上析出脆性相，導致焊縫韌性下降。

超高強度鋼焊接制作的大型殼體的低應力爆破事件絕大多數(shù)是由微裂紋引起的低應力脆斷，焊接區(qū)域作為薄弱環(huán)節(jié)往往成為首先破壞的部位，對其斷裂韌性多有研究[17]，但均不是針對C300的，采用C300焊接制作的大型構件同樣面臨著低應力脆斷的問題，馬氏體時效鋼雖然具有良好的焊接性，但其焊接所面臨的主要問題為接頭強度和韌性匹配問題，強度的提高較為容易，如何在高強度的前提下盡可能地提高韌性（主要指斷裂韌性）是工程中亟需解決的問題，也是工程實際中的難點。本文在回顧馬氏體時效鋼焊接研究現(xiàn)狀的基礎上，重點針對C300焊縫金屬的強度和韌性從時效處理、合金元素和焊接熱輸入3個方面展開系統(tǒng)闡述，以期為我國C300的工業(yè)化焊接提供理論支撐和原始數(shù)據(jù)積累。

焊縫金屬的組織特征

馬氏體時效鋼具有良好的焊接性，無需在焊前預熱和焊后緩冷，易于焊接成形，不易產(chǎn)生焊接裂紋，焊接接頭系數(shù)高，可達到90%，接頭韌性隨焊接方法的變動比較大，文獻報道TIG焊接所得的接頭韌性比較高[1]。馬氏體時效鋼的接頭主要分為3部分，即焊縫金屬、熱影響區(qū)和母材，如圖1所示。焊接過程中，馬氏體時效鋼接頭不同區(qū)域經(jīng)歷了熔化、固溶和時效的不同過程，因此其熱影響區(qū)將展現(xiàn)出不同的形貌，與普通低合金鋼相比，其差異非常明顯，關于馬氏體時效鋼焊接接頭的組織特征，文獻[15]已有詳細的描述。馬氏體時效鋼的熱影響區(qū)一般由3部分組成，且之間涇渭分明，緊挨著焊縫的是熱影響區(qū)A（HAZ1），它在焊接熱輸入的作用下完全奧氏體化并冷卻轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體；挨著A的是熱影響區(qū)B（HAZ2），它被加熱到奧氏體和馬氏體的兩相區(qū)；熱影響區(qū)C（HAZ3）經(jīng)歷的溫度變化約為482℃到室溫。

焊縫金屬焊態(tài)的典型微觀組織形貌如圖2所示，OM形貌為胞狀樹枝晶，TEM形貌為塊狀馬氏體形貌，布滿了高密度位錯纏結，衍射斑點清晰明銳，沒有多余的衍射斑點，經(jīng)標定確認為完全的馬氏體。

圖1 馬氏體時效鋼TIG焊接接頭形貌

圖2 焊縫金屬焊態(tài)組織形貌（C300）

焊態(tài)焊縫金屬經(jīng)過840℃×1h空冷的固溶處理后，其組織形貌如圖3所示，OM形貌展示出了固溶態(tài)的組織形貌并保留了胞狀樹枝晶形貌，TEM形貌依然為高密度位錯的單相馬氏體。

焊態(tài)焊縫金屬經(jīng)過840℃×1h空冷+480℃×4h空冷的固溶和時效處理后，其組織為馬氏體基體+逆轉(zhuǎn)變奧氏體+析出相，時效后沿著胞晶晶界產(chǎn)生了大量的逆轉(zhuǎn)變奧氏體。析出相的標定顯示為Ni3Ti，析出相作為釘扎位錯的第二相強化粒子，對焊縫強度韌性等方面均具有重要影響，其類型、尺寸、間距及體積分數(shù)均會影響強韌性的變化，而時效工藝的調(diào)整就是為了控制析出相，從而對強韌性進行調(diào)控，達到所需的強韌匹配，這也是時效工藝的重要性所在。

圖3 焊縫金屬固溶態(tài)組織形貌（C300）

焊縫金屬強韌化的研究

1 時效處理對焊縫金屬強韌性的影響

焊態(tài)、固溶態(tài)和焊后固溶時效態(tài)中，性能變化最顯著的為時效后的性能，經(jīng)過時效處理，在馬氏體基體中彌散析出強化相，它對位錯運動起著強烈的釘扎作用，阻礙位錯運動，提高了強度，但也降低了韌性。析出相的體積分數(shù)和直徑均影響著強化效果，析出相的參數(shù)是通過時效工藝來控制的，因此時效參數(shù)對焊縫的組織性能具有重要的影響。文中分別在3種時效溫度進行3種時間的時效處理，溫度分別為欠時效（430℃）、峰時效（480℃）和過時效（580℃），時間分別為1h、4h和24h。

在欠時效溫度（430℃）下，隨著時效時間的延長，強度、硬度持續(xù)上升，時效1h、4h和24h后，抗拉強度分別為 1487MPa、1625MPa 和1900MPa，HV硬度分別達到480、517和587；塑性和沖擊吸收功持續(xù)降低，沖擊功分別為32J、25J和22J。在峰時效溫度（480℃）下，隨著時效時間的延長，強度、硬度持續(xù)上升，沖擊吸收功持續(xù)下降，但是4h與24h的差別并是不很大，而480℃時效4h的塑性最差。在過時效溫度（580℃）下，隨著時效時間的延長，強度、硬度持續(xù)下降，且遠遠低于430℃和480℃階段的時效，沖擊吸收功持續(xù)上升，塑性有大幅度的提高。

430℃時效溫度偏低，1h的時間較短，TEM下很難觀察到析出相，如圖4所示。430℃時效24h的組織形貌如圖5所示，組織已經(jīng)發(fā)生了明顯的變化，逆轉(zhuǎn)變奧氏體的含量約為10%，TEM暗場像中的析出相較為明顯，強度比1h的強度增加了近500MPa。在欠時效過程中，隨著時效時間的延長，時效析出相數(shù)量逐漸增多，其強化效果也逐漸提高，同時逆轉(zhuǎn)變奧氏體含量也有大幅度的增加。

圖4 430℃×1h下焊縫組織

焊縫金屬在480℃時效組織形貌如圖6和圖7所示。時效1h后，逆轉(zhuǎn)變奧氏體含量約為10%，高于430℃時效1h的含量，與430℃時效24h的基本持平。焊縫組織為馬氏體基體+逆轉(zhuǎn)變奧氏體+Ni3Ti，逆轉(zhuǎn)變奧氏體和Ni3Ti的斑點都非常微弱。Ni3Ti為納米級的棒狀或桿狀的時效相。480℃時效24h后，逆轉(zhuǎn)變奧氏體和時效析出相的數(shù)量進一步增大，逆轉(zhuǎn)變奧氏體的含量高達35%，均位于胞晶間，Ni3Ti的尺寸比時效1h的略大，彌散度更高，時效時間相差24倍，尺寸略微增大，表明Ni3Ti具有較強的粗化阻力。

圖5 430℃×24h下焊縫組織

圖6 480℃×1h下焊縫組織

焊縫金屬在580℃時效1h后，組織變化的最大特征為逆轉(zhuǎn)變奧氏體數(shù)量的增多和時效析出相類型的轉(zhuǎn)變[14]，如圖8所示。TEM視場下即可觀察到大量的逆轉(zhuǎn)變奧氏體，多呈現(xiàn)出長條狀形貌，主要析出相為球狀的Fe2Mo，存在著少量針狀的Ni3Ti。隨著時效時間延長至24h時，逆轉(zhuǎn)變奧氏體數(shù)量進一步增多，此時多呈現(xiàn)出紡錘狀形貌（圖9），其體積也增大，逆轉(zhuǎn)變奧氏體首先在晶界或馬氏體板條界以切變的方式析出，之后在板條內(nèi)析出，最后通過時效相分解-擴散轉(zhuǎn)變-聚合連接方式在馬氏體板條內(nèi)形成[18]。球狀析出相也經(jīng)歷了粗化過程，尺寸增大，同時已經(jīng)觀察不到針狀析出相Ni3Ti了。

焊縫中逆轉(zhuǎn)變奧氏體含量與時效參數(shù)的變化關系如圖10所示，最基本的特征為隨著時效溫度的升高，以及時效時間的延長，逆轉(zhuǎn)變奧氏體含量逐漸增多。

2 鈦含量對焊縫金屬強韌性的影響

Ni3Ti作為C300焊縫金屬的主要的強化相，其數(shù)量和分布形態(tài)對焊縫金屬的性能都具有重要影響，焊縫金屬中具有充足的Ni含量，因此決定Ni3Ti含量的關鍵為Ti的含量，熱力學計算表明[14]，在焊縫金屬中隨著Ti含量的增大，Ni3Ti的吉布斯自由能降低、相變驅(qū)動力增大、質(zhì)量分數(shù)增大。

選擇兩種成分的焊絲（0.3%Ti與0.6%Ti，焊接中Ti的過渡系數(shù)約為0.75）進行焊接，分析焊縫金屬的強韌性和組織變化。0.3%Ti與0.6%Ti焊絲所得的抗拉強度均值分別為1802MPa和1857MPa，屈服強度均值分別為1798MPa和1833MPa。拉伸試樣的斷裂位置均位于焊縫中心，且高Ti焊絲的強度比低Ti焊絲的整體約高50MPa，這說明提高焊絲中的Ti含量有利于提高接頭焊縫金屬的強度。0.6%Ti焊縫的KIC值僅為 70MPa·m1/2，低 于 0.3%Ti的 95 MPa·m1/2，與強度的結果相反，這說明Ti在強化焊縫的同時也在弱化焊縫的斷裂韌性，因此Ti含量較高時對焊縫的斷裂韌性不利。

圖7 480℃×24h下焊縫組織

圖8 580℃×1h下焊縫組織

馬氏體時效鋼焊縫主要依靠馬氏體相變強化和時效析出強化，時效析出強化的效果更為顯著。圖11為兩種焊縫析出相的暗場像及衍射斑點，可以看出析出相均為針狀的Ni3Ti，彌散地分布于馬氏體基體中。對析出相的尺寸進行統(tǒng)計，結果表明，0.3%Ti的析出相直徑約為 8～12nm，長度約為 40～60nm，體積分數(shù)約為 1.8%～2.2%；0.6%Ti的析出相直徑約為5～9nm，長度約為25～45nm，體積分數(shù)約為3.0%～4.0%。可以發(fā)現(xiàn)，0.6%Ti焊縫的析出相尺寸整體偏小，數(shù)量偏多，間距偏小，即其細小彌散程度高于0.3%Ti的。析出相的強化效果與析出相的尺寸、體積分數(shù)等因素密切相關，根據(jù)時效強化的Orowan機制，不易變形的第二相粒子Ni3Ti對位錯進行釘扎，運動位錯在第二相粒子前受阻，彎曲。隨著外加切應力的增加，迫使位錯繼續(xù)以彎曲的方式向前運動，直至繞過位錯，形成一個圍繞顆粒的位錯環(huán)及一個恢復原態(tài)繼續(xù)前進的位錯。定量地分析，采用Orowan-Ashby方程[19]計算第二相引起的金屬材料強度的增量，即

圖9 580℃×24h下焊縫組織

圖10 逆轉(zhuǎn)變奧氏體含量與時效參數(shù)的關系

式中：ΔRp0.2為屈服強度增量，G為剪切模量，b為柏氏矢量，fv為析出相粒子的體積分數(shù)，x為析出相粒子的直徑。

由上式可知，增大析出相粒子體積分數(shù)及減小尺寸可以大幅度提高屈服強度，0.6%Ti的焊縫中析出相的細小彌散程度高于0.3%Ti的，因此其強化效果也是高于0.3%Ti的。

圖11 Ti含量對析出相體積分數(shù)的影響

析出相的數(shù)量越多，釘扎位錯的效果越好，強度越高，然而會導致位錯越不易滑移增生，協(xié)調(diào)變形能力越低，局部塑性越差。裂紋在擴展中，使得基體局部發(fā)生塑性變形直至開裂成為新的裂紋，若局部塑性變形能力較差，則不能通過塑性變形來吸收裂紋擴展的驅(qū)動力，從而表現(xiàn)為較低的韌性。0.6%Ti焊縫中強化相Ni3Ti的體積分數(shù)高于0.3%Ti的，其在強度增加的同時，斷裂韌性也將隨之下降。

Ti與氧、氮等非金屬元素具有較大的親和力，在焊接過程中，焊縫中極易產(chǎn)生Ti的夾雜物，如圖12所示，焊縫中存在著較多的球形小顆粒，通過能譜分析可知其為Ti的夾雜物，統(tǒng)計結果表明0.6%Ti的焊縫中夾雜物的數(shù)量略高，夾雜物的直徑在0.6～1.3μm之間變化，兩種焊縫夾雜物的直徑相差并不大；夾雜物的間距在10～80μm之間浮動，變化較大，從整體上看，0.3%Ti焊縫中夾雜物間距略大于0.6%Ti的。

鋼鐵材料的KIC與其常規(guī)力學性能和夾雜物的各種參數(shù)之間存在著如下關系[20]：

圖12 焊縫中夾雜物的形貌

式中：K為常數(shù)；E為彈性模量；εf為斷裂真應變；f'v為夾雜物體積分數(shù)；dT為夾雜物的平均間距。

由式（2）可知，降低夾雜物的體積分數(shù)以及增大夾雜物間距可有效提高鋼的斷裂韌性。0.3%Ti焊縫中夾雜物的數(shù)量低于0.6%Ti的，其間距大于0.6%Ti的，因此從夾雜物這一因素而言，前者具有較高的斷裂韌性值。

Ti形成夾雜物一方面降低了基體中的主要強化元素含量，導致強度降低；另一方面夾雜物的彈性模量等物理參數(shù)與基體差異較大，破壞了基體的連續(xù)性，在外力作用下，易造成應力集中，從而降低基體的強度、塑性與韌性。因此在工藝和焊材及保護方式上尋求突破保證焊縫純凈度是C300焊接過程中的一項重要內(nèi)容。

3 焊接熱輸入對焊縫金屬強韌性的影響

焊接熱輸入是直接反映焊接電流、焊接電壓與焊接速度的綜合指標，是決定焊縫組織性能的重要因素之一。對C300的焊接而言，多數(shù)文獻[1-2]均建議采用較小的焊接熱輸入，且鎢極氬弧焊的綜合性能較好，但是小熱輸入的鎢極氬弧焊具有焊接生產(chǎn)效率較低的劣勢，如何在保證性能合適的前提下通過提高熱輸入來提高焊接生產(chǎn)效率具有重要的實際意義。采用3種熱輸入的鎢極氬弧焊對熱軋態(tài)的C300進行焊接，焊縫金屬經(jīng)過840℃×1h空冷＋480℃×4h空冷處理后的強韌性變化如圖13所示。結果表明接頭斷裂位置均在焊縫區(qū)域，抗拉強度約為 1762～1820MPa，低于 C300 母材的，符合低強匹配的設計思想。同時也可以發(fā)現(xiàn)熱輸入對接頭的抗拉強度的影響并不大，且當熱輸入為16kJ·cm-1時，抗拉強度較高，均值為1802MPa；斷裂韌性KIC值的差異變化也不大，約在58～64MPa·m1/2之間。不同熱輸入下焊縫的金相組織形貌如圖14所示，可以發(fā)現(xiàn)，隨著焊接熱輸入的增大，焊縫胞晶尺寸增大。綜合考慮，針對7mm厚的固溶軋制態(tài)C300的焊接，建議采用16kJ·cm-1的熱輸入。

圖13 抗拉強度和斷裂韌性與熱輸入的關系

結論

（1）欠時效的主要強化相為極細微的納米組織；峰時效的主要強化相為Ni3Ti；過時效的主要強化相為短時間時效的Ni3Ti以及Fe2Mo和長時間時效的Fe2Mo。逆轉(zhuǎn)變奧氏體的數(shù)量和體積隨著時效溫度的提高以及時效時間的延長而增多和長大。

（2）焊縫金屬中Ti元素主要以時效相Ni3Ti的形式進行強化，Ni3Ti的含量隨著焊絲中Ti含量的增大而增多，強度隨Ti含量的增加而增大，斷裂韌性隨Ti含量的增加而降低。焊縫中Ti的夾雜物隨著焊絲中Ti含量的增加而增加，產(chǎn)生對韌性不利的影響。

（3）綜合焊接效率和焊縫金屬強韌性匹配，建議采用中等焊接熱輸入。

圖14 不同熱輸入的時效態(tài)焊縫金相組織（末道焊縫）

[1] HALL A M, SLUNDER C J. The metalllurgy, behavior, and application of the 18%Ni maraging steels . Washington：NASA, 1968.

[2] LANG F H, Kenyon N.Welding of maraging steel. WRC Bulletin 159, 1971.

[3] WEI S, Zhan L G. Maraging steels：Modelling of microstructure, properties and applications. Woodhead Publishing Limited/CRC Press, 2009.

[4] 魏振宇. 馬氏體時效鋼. 國外馬氏體時效鋼與高強度不銹鋼. 新金屬材料編輯部 , 1974：27-53.

[5] TARIQ F, BALOCH R A, AHMED B, et al. Investigation into microstructures of maraging steel 250 weldments and effect of post-weld heat treatments. Journal of Materials Engineering and Performance, 2010, 19(2)：264-273.

[6] SHAMANTHA C R, NARAYANAN R,IYER K J L, et al. Microstructural changes during welding and subsequent heat treatment of 18Ni(250-grade) maraging steel. Materials Science and Engineering： A, 2000, 287(1)： 43-51.

[7] REDDY G M, RAO V V, RAJU A V S. The effect of post-weld heat treatments on the microstructure and mechanical properties of maraging steel laser weldments. Proceedings of the Institution of Mechanical Engineers, Part L：Journal of Materials Design and Applications.2009, 223(4)： 149-159.

[8] YOSHIKI A, MICHIO T, SEIJI K.Weldability of 18Ni maraging steel (HT210)by ultrahigh voltage electron beam welding.Transactions of JWRI, 1985, 14(1)： 97-106.

[9] CHATTERJEE M,SIVASUBRAMANIAN K. New filler wire for welding 250 grade maraging steels. Materials Science and Technology Conference and Exhibition, 2008, 3：1832-1836.

[10] 陳煒, 黃孝瑛, 潘天喜, 等.18Ni(250)馬氏體時效鋼焊縫顯微組織對斷裂韌性的影響. 鋼鐵, 1981, 16(1)： 42-46.

[11] 黃孝瑛, 陳煒, 潘天喜, 等.18Ni(250)馬氏體時效鋼焊接形成的逆轉(zhuǎn)變奧氏體 . 鋼鐵 , 1981, 16(2)： 60-61.

[12] 姜樹田. Ni18Co9Mo5Ti馬氏體時效鋼焊縫組織中的白亮塊對焊縫性能的影響.宇航材料工藝, 1983(1)： 18-23.

[13] 楊帥. 2000MPa級馬氏體時效鋼焊縫金屬強韌化機理研究. 北京： 鋼鐵研究總院, 2015.

[14] YANGS, PENG Y,ZHANG X M , et al.Phase transformation and its effect on mechanical properties of C300 weld metal after different aging temperature treatment. Journal of Iron and Steel Research, International, 2015, 22(6)： 527-533.

[15] 楊帥, 彭云, 張曉牧, 等. C300馬氏體時效鋼等離子弧焊接接頭的組織與硬度.機械工程材料, 2014, 38(10)： 1-5.

[16] 楊帥, 彭云, 張曉牧, 等. 固溶溫度對C300鎢極氬弧焊焊縫成分均勻化的影響 . 航空材料學報，2014, 34(1)： 16-21.

[17] 鄒吉權. 超高強度鋼及其焊接接頭的斷裂行為研究[D]. 天津：天津大學, 2008.

[18] 蔡其鞏, 朱靜, 何崇智. 馬氏體時效鋼的時效結構. 物理學報, 1974, 23(3)： 178-193.

[19] GLADMAN T. The physical metallurgy of microalloyed steels. London： The Institute of materials, 1997.

[20] 何毅, 楊柯, 曲文生, 等. 超純凈化18Ni(350)馬氏體時效鋼的研究. 金屬學報,2001, 37(8)：852-856.