TMCP高強韌F460厚板及焊接接頭的組織和性能

武鳳娟 程丙貴 劉東升 曲錦波

(江蘇省(沙鋼)鋼鐵研究院，江蘇 張家港 215625)

造船業的迅速發展帶動了中國造船用鋼技術的不斷進步。開發高強度、高低溫韌性、良好焊接性能和抗層狀撕裂性能的海洋工程用鋼是當今世界鋼鐵業的主流[1]。目前，屈服強度高于460 MPa的高強韌F460厚板在船板和海洋平臺工業得到了廣泛應用，如“五月花”號自航自升式海上風機安裝船應用了大量TMCP型高強韌F460船板鋼。TMCP型F460厚板作為高技術、高附加值產品，其組織和性能備受廣泛關注。但目前關于 F460 鋼的工業試制和實驗室研究僅有少量報道[2]。

厚板的焊接通常為連續多道次焊接作業。鋼板在經歷焊接熱循環時，焊接熱影響區的晶粒粗化和組織轉變會導致其性能發生變化[3- 4]，同時焊接過程中存在不均勻熱循環導致應力集中、殘余應力、焊接接頭顯微組織不均勻等問題[5- 7]，因此焊接接頭是焊接結構的薄弱區域。由于海洋工程用鋼結構形式復雜、服役環境惡劣，焊接接頭性能的好壞又直接影響船體承載結構件的安全性。因此綜合評定焊接接頭的組織性能具有實際應用價值。

本文采用低碳多元微合金化成分設計，配合適當控軋控冷TMCP工藝，試制了60 mm厚的F460鋼板,并使用自動埋弧焊技術對鋼板進行雙面多層多道次對接焊試驗。分析了母板及焊接接頭的顯微組織及其常規力學性能。對焊接接頭試樣進行了-10 ℃下裂紋尖端張開位移(crack tip opening displacement，CTOD)試驗[8- 9]。試驗結果可為TMCP高強韌F460厚板的實際應用提供數據支持。

1 試驗材料與方法

F460試驗鋼經過鐵水預脫S處理、180 t轉爐煉鋼、鋼包精煉(LF)、RH法真空脫氣等工業生產過程，連鑄成320 mm厚板坯。煉鋼時采用低C、中等Mn含量、Nb+V+Ti微合金化、復合添加Cr、Cu、Ni的成分設計，并對鋼中的有害元素P、S進行上限控制，以提高鋼的純凈度，改善鋼的韌性。試驗鋼的化學成分見表1。將板坯加熱到1 200 ℃，保溫2 h，鋼板的控軋控冷在配備5 000 mm四輥可逆軋機和多功能間歇式冷卻系統(multi- purpose interrupt cooling，MULPIC)的工業生產線上進行。粗軋開軋溫度為1 003 ℃，總壓下率為44%。精軋開軋溫度為820 ℃，終軋溫度為827 ℃，總壓下率為66%；軋成規格為11 827 mm×2 575 mm×60 mm的厚板。鋼板終軋后進入MULPIC層流冷卻系統水冷，冷卻速率約8.5 ℃/s，終冷溫度約340 ℃，最后空冷至室溫。

表1 F460船板鋼的化學成分(質量分數)Table 1 Chemical composition of F460 ship steel plate (mass fraction) %

注：Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15；Pcm=C+Si/30+(Mn+ Cu+Cr) /20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B

焊接試驗使用美國林肯埋弧自動焊機。焊接試板規格為1 000 mm×200 mm×60 mm(長×寬×厚)，長度方向為鋼板的軋制方向。使用引弧板和收弧板，焊接時不預熱。使用φ4.0 mm的OK Autrod 13.27藥芯焊絲，OK Flux 10.62焊劑。在焊接過程中嚴格控制焊接工藝參數和層間溫度，防止焊縫過熱[10]。自動焊接對接極性為直流反極性，熱輸入量E分別為15和50 kJ/cm。

分析軋制方向×厚度方向截面顯微組織。試樣經標準程序拋光后用4%的硝酸酒精溶液腐蝕，然后用光學顯微鏡(OM)觀察顯微組織；用于EBSD分析的樣品首先經過砂紙逐級打磨，然后經過高氯酸酒精溶液電解拋光。采用帶有 EBSD附件的 JSM- 7001F型掃描電鏡采集試驗數據。使用HKLChannel 5軟件進行EBSD數據分析。沿垂直于焊縫方向取全厚度板狀拉伸試樣，標距230 mm，在1 200 kN拉伸試驗機(Instron 8850)上進行拉伸試驗。在LWW- 1000型試驗機上進行冷彎試驗，側彎試樣厚度為10 mm，彎心直徑d=5a，彎曲角度為180°。夏比沖擊試驗(KV2)的試樣分別取自焊縫中心、熔合線、距離熔合線2 mm(FL+2)和5 mm(FL+5)處。按GB/T 2650—2002焊接接頭沖擊試驗法在450 J落錘試驗機(IMP450J Dynatup，Instron)上進行沖擊試驗，試驗溫度為-60 ℃。采用Instron維氏硬度計測量焊接接頭各區域的硬度，試驗力為5 kg。

參照英國BS 7448標準進行CTOD試驗[11]。在母材和焊接接頭處分別取基體(BM)、熔敷金屬(WM)中心和熱影響粗晶區(CGHAZ)的裂紋尖端張開位移(CTOD)試樣。試樣厚度B和寬度W均為78 mm，長度L為560 mm，缺口位置見圖1。沿厚度方向線切割加工機械缺口，并利用MTS311- 1000 kN電液伺服材料試驗機在缺口根部預制長約3 mm的裂紋，用以模擬實際船體結構中的初始尖銳裂紋。試樣經(-10±2) ℃酒精- 液氮溶液保溫不少于80 min后，在WYE- 1000 kN自動壓力試驗機上進行低溫加載(加載速率為2 mm/min)，一次加載至試樣失穩或斷裂，并記錄加載載荷F和裂紋嘴處的張開位移V。將試樣卸載后放入350 ℃恒溫爐中保溫60 min，以對試樣預裂紋邊界進行著色，再經液氮冷卻后快速壓斷。沿試樣厚度方向等間隔的9個點上測量初始裂紋長度ai(i=1, 2, 3…, 9)。按式(1)計算平均裂紋長度a0，按式(2)計算各試樣的CTOD特征值(δ)。

(1)

(2)

式中：泊松比μ=0.3；彈性模量E=2.06×105MPa；試樣跨距S=312 mm；Rp0.2為試驗溫度下材料的屈服強度，MPa；Vp為F-V曲線上對應的最大載荷時的夾式引伸計塑性張開位移，mm；f(a0/W)為試樣的幾何形狀因子，a0/W數值在BS 7448標準中直接查表獲得；Z為測定缺口引開位移的引伸計裝卡裝置距離試樣表面的距離，Z=0。

圖1 焊接接頭CTOD試樣取樣示意圖Fig.1 Schematic of sampling on CTOD test specimen of welded joint

2 試驗結果與分析

2.1 母板組織及性能

F460鋼焊接母材鋼板的顯微組織見圖2，主要由細密針狀鐵素體(AF)+多邊形鐵素體(PF)組成。1/2厚度處PF較多，1/4厚度處AF較多，且組織更為細密。這是由于厚板軋制時1/2厚度處變形較1/4厚度處小，且在快速冷卻時，1/2厚度處冷卻速率低于1/4厚度處。通過在未再結晶區使用大變形軋制，促進了奧氏體晶粒中鐵素體形核點的大量產生，使其相變后組織以細晶粒鐵素體為主。這種細化的鐵素體晶粒具有大角度晶界，能增加裂紋啟裂及擴展的阻力，有利于鋼板低溫韌性的提高。

圖2 母材的顯微組織Fig.2 Microstructures of base metal

表2為試驗鋼的拉伸性能和低溫沖擊性能。試驗鋼的屈服強度為529 MPa，抗拉強度為642 MPa，斷后伸長率為25.2%；t/4和t/2處-60 ℃沖擊吸收能量最低值均大于270 J。組織中大量細密針狀鐵素體保證了試驗鋼優良的拉伸性能和低溫韌性。1/4厚度處較1/2厚度處的低溫韌性更高，這與1/4厚度處組織更為細密相對應。

2.2 焊接接頭組織

不同熱輸入條件下焊接接頭不同亞區的顯微組織如圖3所示。由于多道次焊接熱循環的作用，熔敷金屬、焊接熱影響區和母材的顯微組織差異明顯。如圖3(a、d)所示，焊縫處熔敷金屬的顯微組織主要為細小的互相交叉的針狀鐵素體(AF)，位錯密度較高，對焊縫有強化和韌化作用。如圖3(b、e)所示，熱影響區粗晶區的組織為板條貝氏體(LB)+粒狀貝氏體(GB)+針狀鐵素體(AF)+少量準多邊形鐵素體(QPF)，晶粒尺寸較大，奧氏體晶界清晰可見，晶界及晶內存在點狀或長條狀M- A組元，這與粗晶區的焊接熱循環溫度較高、冷卻速率相對較低有關；熱影響區細晶區的組織以細小均勻的多邊形鐵素體為主，晶界存在少量的粒狀貝氏體，如圖3(c、f)所示。當熱輸入從 15 kJ/cm 增大到 50 kJ/cm時，焊接接頭焊縫處熔敷金屬、粗晶區和細晶區的晶粒均變得更粗大。

表2 試制鋼板的力學性能Table 2 Mechanical properties of the tested steel plate

圖3 試驗鋼焊接接頭顯微組織Fig.3 Microstructures of welded joints of the tested steel plate

圖4為不同熱輸入量下熱影響粗晶區顯微組織的EBSD分析結果。原奧氏體晶界清晰可見，當熱輸入從 15 kJ/cm 增大到 50 kJ/cm時，原奧氏體晶粒變得粗大，大角度晶界明顯減少。熱輸入量為15 kJ/cm時奧氏體相變產物主要是板條貝氏體(LB)， 奧氏體晶內大角度晶界密度較大。

圖4 熱影響粗晶區EBSD分析結果Fig.4 EBSD analysis results of the CGHAZ

熱輸入量為50 kJ/cm時粒狀貝氏體(GB)增多，鐵素體板條開始融合，形成準多邊形鐵素體(QPF)，奧氏體晶內大角度晶界密度降低。可見，焊接熱輸入量的提高，使得組織分布變得不均勻，鐵素體板條開始融合、粗化。

2.3 焊接接頭力學性能

2.3.1 焊接接頭的室溫拉伸和冷彎試驗

熱輸入量為15和50 kJ/cm的焊接接頭的抗拉強度分別643和646 MPa，試樣的拉伸斷裂均發生于母材側，如圖5所示。可見，焊接接頭性能良好，強度優于母材，未出現焊接軟化現象。不同熱輸入量條件下的焊接接頭室溫冷彎結果完好，未出現裂紋等缺陷。

圖5 試驗鋼焊接接頭拉伸試樣斷裂形貌Fig.5 Morphologies of fractured tensile specimens of welded joint for the tested steel

2.3.2 焊接接頭的低溫沖擊韌性

焊接接頭的低溫沖擊性能如表3所示。焊縫區(WMC)與熔合線(FL)的低溫沖擊韌性相對較低，熱輸入量為15 kJ/cm的焊接接頭熔合線 (FL)處的KV2最低值為144 J，熱輸入量為50 kJ/cm的焊接接頭熔合線(FL)處的KV2最低值為137 J，但均高于F460鋼的指標(橫向31 J)。FL +2 mm處和FL +5 mm的區域分別位于焊接接頭的粗晶區和基體，這兩處的沖擊吸收能量較高，平均值均高于200 J，表現出良好的低溫沖擊韌性。

表3 試驗鋼焊接接頭的沖擊性能Table 3 Impact properties of welded joint for the tested steel

2.3.4 焊接接頭的硬度

圖6為試驗鋼焊接接頭各亞區的顯微硬度值(HV5)。可見，焊縫區和熱影響區的顯微硬度高于母材，這表明焊接接頭未出現焊接軟化現象，也是焊接接頭拉伸斷裂在母材側的原因。熱影響區顯微硬度存在明顯的由高變低的趨勢，這與熱影響區組織相對應。距離熔合線較近的粗晶區組織主要為板條狀貝氏體，距離熔合線較遠的細晶區組織主要為細小均勻的多邊形鐵素體。

圖6 試驗鋼焊接接頭顯微硬度分布Fig.6 Hardness distributions in welded joint of the tested steel

2.3.3 焊接接頭的CTOD試驗

焊接接頭焊縫區和熱影響區的CTOD試驗結果見表4。δc為脆性失穩斷裂CTOD值，且Δa<0.2 mm；δu為產生脆性失穩斷裂行為之前Δa≥0.2 mm所對應的CTOD值；δm為首次通過塑性變形的最大力時對應的CTOD值。由表4可見，本試驗鋼失穩狀態共2種：脆性穩定失穩(δu)，即載荷超過屈服后非線性上升，并在上升過程中試件脆斷；韌性失穩(δm)，即載荷超過屈服后非線性上升至最大值，后非線性下降，試件仍能承載。2種失穩模式的典型F-V曲線和試件斷口形貌分別如圖7和8所示。機械切割區和預制裂紋區在試驗前形成；纖維區是試件加載過程中延性斷裂的斷口；脆性斷裂區為試件發生脆性斷裂的斷口，形成速度較快； 沖擊斷裂區為加載力卸載后試樣被壓斷而形成。韌性失穩時，較大的塑性變形使試件斷口形成的裂紋擴展面以纖維區為主， 見圖8(a)，表明裂紋擴展緩慢，韌性較好。脆性穩定失穩時，由于試件在載荷上升中發生了脆性斷裂，載荷急劇下降，在試件斷口一般可觀察到面積較大的脆性斷裂區。圖8(b)中幾乎觀察不到纖維區，主要為脆斷區，脆斷特征明顯。

圖7 CTOD試驗載荷與位移曲線Fig.7 Load- displacement curves of the CTOD experiment

圖8 CTOD試驗宏觀斷口形貌Fig.8 Macroscopic fracture morphologies of the CTOD experiment

挪威- 德國船級社(DNV·GL)要求-10 ℃下母材3個有效CTOD均值≥0.4 mm、單值≥0.36 mm，CGHAZ 3個有效CTOD均值≥0.2 mm、單值≥0.18 mm[12]。如表4所示，焊接接頭在15 kJ/cm熱輸入條件下，焊縫金屬的平均CTOD特征值為0.664 mm，CGHAZ的平均CTOD特征值為1.342 mm，母材的平均CTOD特征值為1.291 mm；如表5所示，焊接接頭在50 kJ/cm熱輸入條件下，焊縫金屬的平均CTOD特征值為0.623 mm，CGHAZ的平均CTOD特征值為0.833 mm，母材的平均CTOD特征值為0.690 mm。CTOD最小值對應的熱輸入量為50 kJ/cm，取樣位置位于CGHAZ處，δu=0.301 mm，高于DNV·GL船級社規范指標。試制鋼板的焊接接頭均具有優良的抗低溫開裂性能。

表4 試樣在-10 ℃的斷裂韌性CTOD特征值(焊接能量為15 kJ/cm)Table 4 Critical CTOD value for fracture toughness at -10 ℃ (E=15 kJ/cm)

表5 試樣在-10 ℃的斷裂韌性CTOD特征值(焊接能量為50 kJ/cm)Table 5 Critical CTOD value for fracture toughness at -10 ℃ (E=50 kJ/cm)

TMCP高強韌F460厚板采用TMCP 工藝路線，并采用低C、中等Mn含量、Nb+V+Ti微合金化、復合添加Cr、Cu、Ni的成分設計，獲得的基體組織為低碳針狀鐵素體(AF)。由于鋼中碳含量大幅度降低，碳當量(Ceq=0.39)及焊接裂紋敏感性(Pcm=0.18)均較低，因此鋼板具有優良的低溫韌性及焊接性能。同時加入Ti元素可形成高熔點第二相粒子，抑制晶粒長大，細化粗晶區晶粒、減小粗晶區寬度，達到改善熱影響區韌性的目的。低溫大壓下軋制有利于AF的形成，而細密針狀鐵素體能有效阻礙裂紋擴展，保證鋼板的強度與韌性。當焊接熱輸入從 15 kJ/cm 增大到 50 kJ/cm時，F460鋼粗晶區的組織逐漸從板條貝氏體LB轉變成粒狀貝氏體GB，說明試驗鋼在焊接熱輸入量E≤50 kJ/cm 時，焊接接頭的拉伸性能和沖擊韌性均能滿足要求，且熱影響區無脆化現象，也無軟化趨勢，焊接接頭具有優良的抗低溫開裂性能。

3 結論

(1)采用低碳、中等錳含量、鈮釩鈦等微合金化成分設計，熱軋時采用低溫大壓下和軋后快速冷卻工藝，使得鋼板具有良好的組織與力學性能。針狀鐵素體所具有的大角度晶界抑制了裂紋的擴展，從而提高了鋼板的低溫韌性。

(2)焊縫處熔敷金屬組織主要為針狀鐵素體，熱影響粗晶區的組織為板條貝氏體(LB)+粒狀貝氏體(GB)+針狀鐵素體(AF)+少量準多邊形鐵素體(QPF)，熱影響細晶區的組織主要為細小均勻的多邊形鐵素體。熱輸入量(E)為15 kJ/cm時熱影響粗晶區組織主要為板條狀貝氏體(LB)，E值為50 kJ/cm時粒狀貝氏體(GB)增多，大角度晶界減少。

(3)焊接接頭拉伸斷裂位置位于母材側，焊縫區顯微硬度明顯高于母材，熱影響區的顯微硬度與母材相差不大，未出現焊接軟化和粗晶區脆化現象。E值為15和50 kJ/cm時，-10 ℃下焊縫金屬(WM)的CTOD平均值大于0.623 mm，熱影響粗晶區(CGHAZ)的CTOD平均值大于0.833 mm，熱影響區平均CTOD特征值遠高于DNV·GL船級社規范指標，焊接接頭具有優良的抗低溫開裂性能。