LNG儲(chǔ)罐用節(jié)鎳低溫鋼焊接接頭組織與低溫性能

郭 偉，蔡 艷，2，華學(xué)明，2

1.上海交通大學(xué)上海市激光制造與材料改性重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200240

2.高新船舶與深海開(kāi)發(fā)裝備協(xié)同創(chuàng)新中心，上海 200240

0 前言

9% Ni鋼在-163℃環(huán)境中具有優(yōu)良的力學(xué)性能，成為L(zhǎng)NG儲(chǔ)罐的主要鋼材［1-2］。然而，鎳元素價(jià)格較高，9% Ni鋼的高成本成為困擾LNG產(chǎn)業(yè)的痛點(diǎn)之一，且鎳含量高大大增加了鋼的冶煉及軋制難度［3］。目前，開(kāi)發(fā)可替代9% Ni鋼的節(jié)鎳型低溫鋼已成為L(zhǎng)NG儲(chǔ)罐用鋼的重要發(fā)展方向［4］。鎳元素對(duì)鋼材低溫性能具有重要影響，是低溫鋼中最重要的合金元素。減少鎳元素的含量，鋼材的低溫韌性會(huì)顯著下降［5］，為此需要添加其他合金元素，例如鉻、錳、銅等。目前，將鎳元素含量降低至7%左右，并適量添加鉻、鉬等合金元素，用7% Ni鋼代替9% Ni鋼建造LNG儲(chǔ)罐，是較為成熟且具有良好應(yīng)用前景的方法。日本已開(kāi)發(fā)了LNG儲(chǔ)罐用7% Ni鋼及其焊材［6］，相關(guān)牌號(hào)已經(jīng)納入JIS（日本工業(yè)標(biāo)準(zhǔn)）和ASME（美國(guó)機(jī)械工程師協(xié)會(huì)）標(biāo)準(zhǔn)，并將其用于建造大型LNG儲(chǔ)罐［7］。我國(guó)屬于“貧鎳”國(guó)家，在“十三五”期間已對(duì)LNG儲(chǔ)罐用節(jié)鎳鋼進(jìn)行了較為系統(tǒng)的研究，目前，鞍鋼集團(tuán)等企業(yè)已成功研發(fā)出節(jié)鎳型7% Ni鋼，各項(xiàng)性能均達(dá)到或超過(guò)9% Ni鋼的水平，并實(shí)現(xiàn)了工業(yè)化生產(chǎn)［8］。隨著7% Ni鋼的發(fā)展，其焊接性和接頭低溫性能成為廣受關(guān)注的問(wèn)題，特別是熱影響區(qū)的組織和低溫韌性，對(duì)于LNG儲(chǔ)罐安全服役具有重要影響，但是目前相關(guān)文獻(xiàn)較少。為此，本文針對(duì)LNG儲(chǔ)罐用7% Ni鋼的SMAW多層多道焊接接頭進(jìn)行了微觀組織觀察和低溫性能測(cè)試，分析了焊接熱循環(huán)過(guò)程對(duì)熱影響區(qū)組織的影響，并對(duì)比9% Ni鋼焊接接頭，討論了7% Ni鋼焊接接頭的低溫力學(xué)性能及其在LNG儲(chǔ)罐建造領(lǐng)域的適用性。

1 材料及測(cè)試條件

采用焊條電弧焊（SMAW）方法進(jìn)行7% Ni鋼焊接，母材和焊材化學(xué)成分如表1所示，母材的鎳元素含量為7.25%，適當(dāng)提高了鉻、鉬等元素的含量，焊材為鎳基合金。母材厚度為20 mm，焊條直徑3.2 mm。母材組織為回火馬氏體（見(jiàn)圖1），其低溫（-196℃）拉伸屈服強(qiáng)度為834 MPa，抗拉強(qiáng)度為1 034 MPa，伸長(zhǎng)率為29.3%。母材低溫（-196℃）下Charpy沖擊功為63 J（5 mm×10 mm×55 mm）。焊接試板尺寸為500 mm×400 mm×20 mm，采用X坡口和雙面焊方式，正面有11道焊縫，工件背面清根后有6道焊縫，每道焊接電流130～150 A，焊接速度15～20 cm/min，熱輸入為9～13 kJ/cm，無(wú)焊前預(yù)熱，無(wú)焊后熱處理，保持層間溫度不高于100℃。接頭宏觀形貌和焊道分布如圖2所示。

圖1 母材金相組織Fig.1 Metallographic structure of base metal

表1 母材及焊材成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Composition of base metal and welding material（wt.%）

焊接完成后，采用線(xiàn)切割加工金相試樣，焊縫橫截面經(jīng)砂紙打磨后拋光，并用2%硝酸酒精溶液腐蝕30 s，使用Zeiss金相顯微鏡觀察焊縫成形和組織特征。焊縫成形如圖2a所示。根據(jù)GB2651-2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》進(jìn)行焊接接頭的拉伸試驗(yàn)，試樣尺寸為103 mm×25 mm×2.5 mm。采用MTS CMT5105萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行低溫拉伸測(cè)試，試樣置于低溫環(huán)境箱中，采用液氮作為冷卻介質(zhì)，熱電偶連接在試樣中部進(jìn)行溫度測(cè)量，到達(dá)-196℃并穩(wěn)定后開(kāi)始測(cè)試。按照國(guó)標(biāo)GB/T229-2007進(jìn)行Charpy沖擊測(cè)試，測(cè)試溫度為-196℃，試樣尺寸為5 mm×10 mm×55 mm，取樣和缺口位置如圖2b所示，V型缺口深度為2 mm，角度為45°。

圖2 焊縫成形和沖擊測(cè)試取樣位置Fig.2 Sampling locations for weld formation and impact testing

2 接頭硬度和微觀組織

焊接接頭的維氏硬度如圖3所示，分別在上、中和下三個(gè)位置進(jìn)行硬度測(cè)試。母材的平均硬度值為260±13 HV，接頭的上、中、下位置的整體硬度分布趨勢(shì)接近，熱影響區(qū)的硬度值最高，焊縫金屬的硬度值最低。相對(duì)來(lái)說(shuō)，接頭厚度方向中部的熱影響區(qū)硬度值較低，而中部的焊縫金屬硬度值則高于上部和下部，這與焊接熱循環(huán)過(guò)程以及母材對(duì)焊縫金屬的稀釋程度有關(guān)。

圖3 接頭維氏硬度Fig.3 Vickers hardness of joint

對(duì)于低溫鎳鋼來(lái)說(shuō)，一次熱循環(huán)的粗晶區(qū)通常形成粗大的板條馬氏體，是接頭韌性的薄弱區(qū)；二次熱循環(huán)的臨界粗晶區(qū)的韌性也較低，這是由于一次熱循環(huán)過(guò)程形成的粗大晶粒的遺傳作用。由于不同區(qū)域熱循環(huán)過(guò)程不同，焊接熱影響區(qū)在接頭高度方向上存在明顯的組織差異。為此，對(duì)7%鋼多層多道焊接頭不同高度的熱影響區(qū)進(jìn)行了組織分析。接頭上部熱影響區(qū)和焊縫金屬的微觀組織如圖4所示，在多層多道焊接熱循環(huán)的作用下，熱影響區(qū)形成不均勻的顯微組織。其中圖4a為距離熔合線(xiàn)較遠(yuǎn)的亞臨界區(qū)，組織為回火馬氏體，與母材相似；圖4b為臨界區(qū)，組織相對(duì)母材長(zhǎng)大不明顯；圖4c為細(xì)晶區(qū)，組織明顯細(xì)化；圖4d為粗晶區(qū)，熱循環(huán)峰值溫度高，高溫下停留時(shí)間長(zhǎng)，原奧氏體顯著長(zhǎng)大，冷卻后生成明顯的粗大板條形貌，為典型的板條馬氏體；圖4e為焊縫金屬，為奧氏體樹(shù)枝晶，枝晶間隙分布有大量第二相顆粒。

圖4 接頭上部顯微組織Fig.4 Microstructure of upper part of joint

接頭中部熱影響區(qū)和焊縫金屬的微觀組織如圖5所示，經(jīng)歷多次焊接熱循環(huán)后，熱影響區(qū)組織相對(duì)一次熱循環(huán)發(fā)生顯著變化。可以看出，圖5a～5c的組織與接頭上部對(duì)應(yīng)位置十分相似，但圖5d與接頭上部的粗晶區(qū)存在差別，接頭中部粗晶區(qū)為細(xì)小的回火馬氏體。這是因?yàn)槎鄬佣嗟篮高^(guò)程中，當(dāng)二次熱循環(huán)溫度超過(guò)Ac3后，發(fā)生再結(jié)晶，由于高溫停留時(shí)間相對(duì)較短，會(huì)顯著降低原奧氏體尺寸，獲得細(xì)小的組織［9］。圖5e的焊縫金屬仍為奧氏體樹(shù)枝晶，但析出相數(shù)量和尺寸均顯著降低，原因可能是該區(qū)域存在坡口鈍邊，母材對(duì)焊縫金屬的稀釋程度較高，母材的純凈度較高，合金元素含量較少。

圖5 接頭中部顯微組織Fig.5 Microstructure in the middle of joint

對(duì)于低溫鎳鋼來(lái)說(shuō)，粗晶區(qū)馬氏體板條和M-A組元是影響低溫韌性的重要因素［10］。采用掃描電鏡觀察接頭不同位置的粗晶區(qū)組織，在虛線(xiàn)框內(nèi)用能譜儀分析元素分布，如圖6所示。接頭上部粗晶區(qū)的馬氏體板條寬度約為2 μm，粗大的板條馬氏體對(duì)韌性存在不利影響；中部粗晶區(qū)的馬氏體板條寬度則只有0.4 μm，由于經(jīng)歷多次熱循環(huán)，發(fā)生了再結(jié)晶，組織細(xì)小。此外，M-A組元也是熱影響區(qū)韌性惡化的原因。M-A組元的碳等合金元素含量高，脆硬性大，容易造成應(yīng)力集中，成為裂紋源。7% Ni鋼的焊接熱影響區(qū)也不可避免地存在M-A組元，圖中板條邊界的亮色組織中存在明顯的碳元素富集，即M-A組元，M-A組元在上部粗晶區(qū)中多為尺寸較大的長(zhǎng)條狀，在中部粗晶區(qū)中則呈現(xiàn)細(xì)小彌散狀。

圖6 接頭粗晶區(qū)SEM圖和能譜分析Fig.6 SEM and energy spectrum analysis of coarse grain region of joint

M-A組元的含量對(duì)韌性有重要影響，其含量越高，越不利于粗晶區(qū)的韌性。此外，M-A組元尺寸越大，越容易造成應(yīng)力集中而開(kāi)裂。采用Image-Pro Plus軟件分析M-A組元的含量和形態(tài)，對(duì)長(zhǎng)度超過(guò)0.03 μm的M-A組元顆粒進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如圖7所示，接頭上部粗晶區(qū)中M-A組元面積比為8.3%，中部粗晶區(qū)減小為2.9%，分別檢測(cè)到277個(gè)和186個(gè)M-A組元顆粒。此外，從顆粒長(zhǎng)寬比來(lái)看，接頭中部粗晶區(qū)內(nèi)的M-A組元較短小，說(shuō)明焊接過(guò)程的多次熱循環(huán)降低了M-A組元的含量和尺寸。經(jīng)過(guò)多次熱循環(huán)后，粗晶區(qū)M-A組元的含量降低，尺寸細(xì)化，有利于粗晶區(qū)韌性的提高。

圖7 粗晶區(qū)M-A組元形態(tài)分析Fig.7 Morphological analysis of M-Acomponents in coarse grain region

3 低溫力學(xué)性能

接頭在室溫和-196℃環(huán)境中的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)如圖8所示，拉伸試樣均斷在焊縫金屬處。相對(duì)室溫試樣來(lái)說(shuō)，低溫試樣的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都顯著增加，抗拉強(qiáng)度從691 MPa提高到859 MPa，屈服強(qiáng)度從468 MPa上升到552 MPa，但是延伸率的變化并不明顯。拉伸試樣斷口形貌如圖9所示，室溫拉伸斷口和低溫?cái)嗫诘奶卣飨嗨疲嬖诖罅考?xì)小韌窩，屬于典型的韌性斷裂模式。采用鎳基合金作為填充材料，當(dāng)焊接熱輸入較低時(shí)，母材對(duì)焊縫的稀釋程度較低。即使是稀釋度最高的焊縫中部，7% Ni鋼中增加的Cr、Mo等元素也未對(duì)焊縫金屬組織和性能產(chǎn)生明顯影響，焊縫金屬具有較好的強(qiáng)度和低溫韌性。

圖8 室溫和--196℃下的接頭工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)Fig.8 Engineering stress-strain curves of joints at room temperature and--196℃

圖9 接頭拉伸試樣斷口Fig.9 Fracture of joint tensile specimen

在接頭焊縫中心、熔合線(xiàn)（FL）、FL+1 mm、FL+3 mm和FL+5 mm處開(kāi)缺口，進(jìn)行低溫（-196℃）沖擊測(cè)試，結(jié)果如圖10所示，所有位置的低溫沖擊功均達(dá)到EN10028-4標(biāo)準(zhǔn)的要求。焊縫金屬為鎳基合金，沖擊功略低。對(duì)于本文的焊接接頭，缺口在熔合線(xiàn)處的試樣，其沖擊斷口一半在焊縫，一半在熱影響區(qū)；缺口在FL+1 mm處的試樣斷口則主要為粗晶區(qū)；缺口在FL+3 mm處的試樣斷口則主要為熱影響區(qū)的細(xì)晶區(qū)和兩相區(qū)，該區(qū)域的低溫沖擊功最高；對(duì)于缺口在FL+5 mm處的試樣，其組織與母材十分近似，可以認(rèn)為其表征了母材的低溫沖擊性能。

圖10 接頭不同位置的Charpy沖擊功（--196℃）Fig.10 Charpy impact energy at different positions of the joint（--196℃）

熱影響區(qū)沖擊試樣的斷口形貌如圖11所示，在宏觀形貌的基礎(chǔ)上觀察了熱影響區(qū)的斷口微觀形貌?？梢园l(fā)現(xiàn)，F(xiàn)L試樣只有極少量的淺韌窩，局部出現(xiàn)脆性斷裂特征；FL+1試樣出現(xiàn)了部分韌窩，具有混合斷裂特征；FL+3試樣韌窩數(shù)量較多，部分韌窩大且深，屬于韌性斷裂；FL+5試樣斷口也存在大量韌窩，但相對(duì)較細(xì)小。由此可見(jiàn)，熔合線(xiàn)附近的粗晶區(qū)是低溫沖擊性能的薄弱環(huán)節(jié)，考慮到粗晶區(qū)較窄，熔合線(xiàn)附近組織較為復(fù)雜，斷裂路徑涉及焊縫金屬、粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)，沖擊吸收功的整體水平仍在可接受范圍內(nèi)。

圖11 接頭低溫沖擊斷口形貌Fig.11 Low temperature impact fracture morphology of joint

4 結(jié)論

（1）相對(duì)9% Ni鋼來(lái)說(shuō)，LNG儲(chǔ)罐用7% Ni鋼適度提高了Cr、Mo等元素的含量，并未對(duì)其焊接性產(chǎn)生顯著影響。采用X型坡口和鎳基合金填充時(shí)，母材在坡口鈍邊位置對(duì)焊縫金屬的稀釋度較高，但7% Ni鋼中增加的Cr、Mo等元素也未對(duì)焊縫金屬的組織和性能產(chǎn)生明顯影響，焊縫金屬具有較好的強(qiáng)度和低溫韌性。

（2）7% Ni鋼多層多道SMAW接頭的一次熱循環(huán)粗晶區(qū)為粗大的板條馬氏體，且存在尺寸較大的長(zhǎng)條狀M-A組元。多次熱循環(huán)后，粗晶區(qū)為細(xì)小的回火馬氏體，M-A組元含量減少且變得較為細(xì)小。

（3）對(duì)7% Ni鋼SMAW接頭進(jìn)行低溫（-196℃）拉伸和沖擊測(cè)試，熔合線(xiàn)附近是低溫韌性的薄弱區(qū)域，由于粗晶區(qū)較窄、斷口路徑上的組織較復(fù)雜，該位置的低溫沖擊功仍維持在可接受范圍內(nèi)，測(cè)試結(jié)果顯示接頭力學(xué)性能均超過(guò)歐洲標(biāo)準(zhǔn)EN10028-4的規(guī)定值。

（4）針對(duì)含鎳馬氏體鋼易磁化而導(dǎo)致焊接磁偏吹的問(wèn)題，焊前應(yīng)檢測(cè)焊件剩磁，盡量采用交流電，使用小電流、短電弧焊接工藝，焊接過(guò)程調(diào)整焊條角度。