460 MPa極地船舶用鋼及焊接接頭低溫力學性能

關鍵詞：極地船舶用鋼；控軋控冷；低溫性能；熱影響區；裂紋尖端張開位移

0 引言

近年來，北極地區成為中國能源運輸的重要地區之一，特別是東北極地航線的開通，使得極地運輸船的通行數量逐年增加，東北極地航線被譽為“冰上絲綢之路”。隨之而來的是市場對極地船舶用低溫鋼需求的上升，其成為船舶用鋼領域內新的增長點。在地球資源開發領域，南北極科考一向受到國家的重視，目前中國擁有2艘極地科考船，分別為“雪龍號”和“雪龍2號”，其中“雪龍號”整體進口自烏克蘭，而“雪龍2號”雖然是中國自行建造，但是船體使用的仍然是國外進口的低溫船舶用鋼。因此，高性能國產極地船舶用鋼開發及應用技術研究受到業內廣泛關注。葉其斌等研究了國內外極地船舶用低溫鋼的發展及其應用性能，結果表明在極地航行的船舶服役環境溫度長期在-10 ℃以下，極端情況下部分地區的最低環境溫度甚至達到-70 ℃左右。如此低溫服役環境，對極地船舶用鋼的低溫綜合力學性能提出了嚴苛的要求，除了要有較高的強度以外，還要保證在低溫下具有抗斷裂、抗疲勞的能力。王紅濤等綜合分析了極寒環境下厚規格船舶用鋼的發展，指出了通過控軋控冷工藝（TMCP），國內鋼鐵企業已經可以生產出大厚度的高強極地船舶用鋼，但沒有說明極地船舶用鋼明確的低溫性能要求。王元清等研究了低溫對鋼鐵材料強度及韌性指標的影響，結果表明，隨著溫度的降低，鋼材的屈服、抗拉強度上升，塑性指標下降，低溫對鋼鐵材料及其焊接接頭的強韌性有直接的影響。向威等分別研究了EH36、EH40船舶用鋼在低溫環境下沖擊功和表征斷裂韌性的裂紋尖端張開位移（CTOD）變化規律，結果發現隨著溫度降低，材料的沖擊功和CTOD特征值下降。馮國慶等分別研究了DH36和EH36焊接接頭低溫疲勞性能，發現低溫下EH36焊接接頭疲勞壽命高于常溫環境，但沒有與母材的低溫疲勞性能做比較。以上成果的研究對象基本上都集中在強度相對較低的EH36和EH40材料，而對屈服強度在460 MPa以上高強度極地船舶用鋼及其焊接接頭在低溫環境下各項性能的系統性研究尚不多見，同時對-70 ℃極端低溫環境下的材料性能也鮮有報道。基于此，項目組以460 MPa級別高強度極地船舶用鋼為研究對象，使用埋弧自動化焊（SMA）方式對鋼板進行焊接，分析了母材、焊接接頭及熱影響區的金相組織形貌，測試了母材及其焊接接頭在低溫環境下的綜合力學性能，對比分析了低溫下母材與焊接接頭的各項性能指標變化規律，為國產高強度極地船舶用鋼的應用推廣提供數據支持。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

本研究所用材料為460 MPa高強度極地船舶用鋼，鋼板厚度為54 mm。生產流程為：鐵水預處理→轉爐冶煉→爐外精煉→板坯連鑄→再加熱→TMCP軋制→堆垛冷卻。將連鑄坯加熱到

1 150 ℃左右，均熱保溫時間約1 h， 粗軋溫度約980 ℃，精軋溫度約850 ℃，終軋溫度約780 ℃，之后進行堆垛冷卻。船舶在建造過程中必然存在大量焊接工作，故而對材料焊接進行研究。焊接工藝選擇船舶建造業廣泛采用的埋弧自動焊，焊接接頭類型為對接接頭，坡口為K型，焊接電壓為28～30 V，焊接速度為42 cm/min， 平均熱輸入量為20 kJ/cm， 道間溫度不高于150 ℃。試驗鋼母材及焊材化學成分見表1，母材及焊接接頭常溫下的基本力學性能見表2?？芍叵略囼炰撃覆募昂附咏宇^的屈服強度都在470 MPa以上，抗拉強度大于590 MPa， 母材-40 ℃低溫沖擊功大于200 J，焊接接頭-40 ℃低溫沖擊功在150 J以上。材料的基本性能完全滿足船舶用鋼的相關標準要求，焊接接頭的伸長率和沖擊功稍低于母材。

1.2 試驗方法

首先，分別在母材、焊縫中心及熱影響區取樣，使用砂紙和金剛石拋光劑將樣品拋光至鏡面，利用體積分數為4%的硝酸酒精+苦味酸溶液腐蝕后，使用ZEISS-observerZ1光學顯微鏡觀察其金相組織。其次，分別在母材及焊接接頭位置取樣，加工成平行段直徑為10 mm的拉伸試樣，使用帶低溫環境箱的Instron5985-250 kN拉伸試驗機測試強度、伸長率和斷面收縮率。再次，分別在母材及焊接接頭位置取樣，加工成10 mm×

10 mm×55 mm尺寸的V型夏比缺口沖擊試樣，使用ZBC2602-C型擺錘沖擊試驗機測試夏比沖擊功。然后，分別在母材、焊縫取樣，加工成厚度為50 mm的SE（B）三點彎試樣，使用疲勞試驗機分別在母材、焊縫中心、熱影響區位置預制裂紋，預制裂紋在室溫下進行，并保證裂紋總長度在有效范圍內。利用帶低溫環境箱Instron1343-250 kN疲勞試驗機測試裂紋尖端張開位移（CTOD）的特征值。最后，分別在母材及焊接接頭位置取樣，加工成平行段直徑為6 mm圓棒狀疲勞試樣，使用QBG-100高頻疲勞試驗機測試疲勞性能，加載波形為正弦波，應力比R=-1，頻率為100 Hz。完成了以上測試后，利用GeminiSEM-300場發射掃描電鏡對典型CTOD和疲勞試樣的斷口進行觀察，分析材料的斷裂失效機理。

低溫拉伸及夏比沖擊試驗的溫度為-10 ℃至-70 ℃，每個溫度拉伸試驗測2個平行試樣，低溫沖擊試驗測3個平行試樣，結果均取平均值；CTOD試驗采用單試樣法，測試溫度分別為-10、-40、-70 ℃，試驗結果取脆性起裂值δc、脆性失穩值δu和斷裂最大值δm中的有效值；疲勞試驗的溫度分別為20、-20 ℃，每個溫度測試16個試樣，結果通過應力與循環周次N的對數lgN的關系曲線表征材料疲勞性能。試樣均在鋼板厚度1/4處取樣，使用液氮罐及低溫酒精作為制冷源。

2 試驗結果與討論

2.1 母材及焊接接頭金相組織

在設計高強度極地船舶用鋼的成分時，充分考慮了材料的可焊性，因此材料C含量較低，并通過添加微量的Nb、V、Ti等元素，在軋制過程中抑制奧氏體再結晶長大并在低溫冷卻后適度析出強化相。在使用TMCP工藝進行兩相區鋼板軋制時，軋制變形量與相變后鐵素體晶粒大小密切相關，變形程度越大，相變后組織晶粒越細小。終軋溫度要盡可能控制在奧氏體轉變溫度附近，以充分利用細晶強化提升材料的強度和韌性，并最終獲得均勻且細小的組織結構。圖1所示為試驗鋼母材、焊縫中心和熱影響區的微觀組織形貌。

從圖1（a）可以看出，母材主要由多邊形鐵素體（PF）、珠光體（P）及少量粒狀貝氏體（GB）組成，其晶粒級別約為10級。焊接接頭的焊縫中心處組織如圖1（b）所示，焊縫中心區域金相組織主要為針狀鐵素體（AF）、粒狀貝氏體（GB）以及先共析鐵素體，這樣的組織對于提升焊縫中心的低溫韌性十分有利。圖1（c）清晰地顯示了焊縫與熱影響區的分界線，即熔合線，熔合線右側為焊縫，左側為熱影響粗晶區（CGHAZ），兩側組織明顯不同。圖1（d）所示為焊接熱影響粗晶區組織，主要為貝氏體（B）和粒狀貝氏體（GB），同時可見原始奧氏體晶粒邊界，在原奧晶粒內部包含不同取向的貝氏體。圖1（e）所示為焊接熱影響細晶區（FGHAZ），該區域類似正火態組織，由細小且較均勻的鐵素體（PF）和珠光體（P）組成。而在距離焊縫更遠處的不完全重結晶區，如圖1（f）所示，由于熱量輸入的不均勻性，呈現出晶粒度差異較大的組織形貌，并出現粒狀貝氏體增多的現象。本試驗使用焊材的C含量與母材的較一致，焊接結合良好，較高的Ni含量有助于提升焊接接頭的低溫韌性、降低材料韌脆轉變溫度。焊接的過程實際上也是金屬再冶煉的過程，在焊接接頭的熱影響區會出現不同程度組織惡化的現象。在使用船舶用鋼建造海上裝備過程中，由焊接引起組織惡化、從而導致焊接接頭低溫韌性降低幾乎不可避免。因此，有必要研究460 MPa高強度極地船舶用鋼焊接接頭性能，特別是焊接熱影響區的低溫綜合性能。

2.2 低溫對材料強度的影響

460 MPa極地船舶用鋼母材-10 ℃至-70 ℃低溫環境下的屈服強度、抗拉強度、伸長率和斷面收縮率變化趨勢如圖2所示，焊接接頭低溫拉伸試驗結果如圖3所示。

從圖2和圖3可以看出，不論是母材還是焊接接頭，材料的強度都與溫度直接相關。隨著溫度降低，材料內部粒子熱激活效應減少，導致在材料變形時驅動位錯運動需要的外力增加，在宏觀上表現為材料強度增加。結合表2和圖2的數據可知，母材的抗拉強度在常溫下不超過600 MPa， 而在-70 ℃時可達660 MPa左右，提高了近10%，焊接接頭強度的變化規律與母材相似。塑性方面，隨著溫度的下降，材料的伸長率并沒有大幅下降，而是保持在穩定的范圍內波動，在

-10 ℃到-70 ℃范圍內，變化不超過1%。斷面收縮率則呈現下降趨勢，尤其是在-50 ℃之后下降更加明顯，在-70 ℃時較常溫下降了3%左右。

2.3 低溫對材料斷裂韌性的影響

460 MPa極地船舶用鋼母材及其焊接接頭的低溫沖擊試驗結果如圖4所示。在-10 ℃到-70 ℃范圍內，試驗鋼的低溫沖擊功隨著溫度的降低而逐漸降低，但韌脆轉變并不明顯。在-40 ℃時，材料母材及焊接接頭的沖擊值在100 J以上。在船舶用鋼領域，除了采用傳統的低溫沖擊試驗外，往往還使用材料裂紋尖端張開位移CTOD（Crack Tip Opening Displacement）試驗來表征材料的低溫抗斷裂韌性。CTOD試驗使用裂紋尖端張開位移δ來表征材料的斷裂韌性，分為基于多試樣的阻力曲線法以及基于特征值的單試樣法。為對比不同溫度下材料的斷裂韌性特征值δ的變化，本次試驗使用單試樣法，根據實測加載曲線的種類得到不同的CTOD特征值。實際上，特征值δ是通過外加荷載F與對應缺口張開位移V計算得出的結果。

常用的CTOD試驗特征值有脆性起裂值δc、脆性失穩值δu和斷裂最大值δm。其中，δc是指在加載過程中，材料裂紋尖端開始產生可檢測到裂紋時的脆性起裂張開位移，對應著試樣脆性起裂時的突變載荷，即Fc，表示材料的抗裂紋起始能力；δu是指在加載過程中，材料裂紋尖端發生不穩定擴展（即加速擴展）時的脆性失穩張開位移，對應著試樣在外加試驗力沒有上升到最大值前發生的失穩斷裂載荷，即Fu，表示材料抵抗裂紋不穩定擴展的能力；δm是指在加載過程中，材料裂紋尖端的最大張開位移，對應著試樣在斷裂前所能承受的最大載荷，即Fm，當材料裂紋尖端的最大張開位移超過δm時，材料即發生斷裂。由于在不同溫度下，材料表現出來的斷裂韌性是不同的，其加載曲線也不同，因此得到的CTOD特征值也是不同。試驗鋼母材、焊縫中心以及熱影響區的低溫CTOD特征值試驗結果見表3，其中測試區域為預制裂紋起始的位置。

由表3可知，-10 ℃環境下，母材、焊縫中心及熱影響區均得到了斷裂最大值δm，分別為1.18、1.11、0.98 mm， 三者的差異不明顯。然而，隨著溫度下降，三者的CTOD特征值出現不一致的情況。在-40 ℃時，隨著材料脆性的增加，三者均得到了在此溫度下的脆性失穩值δu，分別為0.62、0.70、0.32 mm， 其中熱影響區的斷裂韌性特征值約為母材的一半，降幅最大。隨著試驗溫度的進一步降低，在-70 ℃環境下，母材和焊縫中心仍然得到了脆性失穩值δu，分別為0.28、0.31 mm， 相較-40 ℃的脆性失穩值δu下降約60%。熱影響區試樣在-70 ℃環境下沒能得到脆性失穩值δu，只得到脆性起裂值δc，約為0.09 mm， 這說明熱影響區在-70 ℃已經失去了抵抗裂紋擴展的能力，一旦出現裂紋擴展即導致試樣發生完全脆性斷裂。-10、-40、-70 ℃ 3種溫度下，熱影響區CTOD試驗加載曲線及特征值如圖5所示。

不同溫度下，熱影響區CTOD試樣的加載曲線有顯著區別，-10 ℃時，熱影響區的加載曲線與工程拉伸曲線類似，材料在彈性應變后具有明顯的塑性應變硬化趨勢，在此情況下，可以明確得到材料的斷裂最大值δm。而-40 ℃時，在荷載沒有上升到最大前，突然出現了失穩下降現象，對應著脆性失穩值δu。當溫度達到-70 ℃時，荷載在彈性段之后直接快速下降，表明材料已經失效，僅僅能得到脆性起裂值δc。為了進一步說明材料失效機理，對熱影響區試樣斷面做微觀形貌分析，結果如圖6所示。圖6（a）～（c）所示為熱影響區CTOD試樣在-10、-40、-70 ℃環境下的斷面微觀形貌SEM圖片。

從圖6（a）所示的微觀形貌中可見大量細小、致密的韌窩，說明材料在斷裂之前發生了較大的塑性變形，使得材料內部的晶體結構發生大范圍的滑移。圖6（b）中的韌窩數量要小于圖6（a）且表面已經有整齊的斷面出現，說明材料的斷裂正在從韌性向脆性轉變。圖6（c）所示斷面完全為材料解理斷裂所表現出來的光亮平齊的形貌，可以觀察到明顯的放射花樣人字條紋，幾乎沒有塑性變形的痕跡。圖6中顯示的熱影響區CTOD試樣在不同溫度下的斷面微觀形貌與其CTOD特征值的變化趨勢一致。

裂紋尖端張開位移CTOD試驗主要表征材料抵抗裂紋尖端擴展的能力，試驗前會預制一個疲勞裂紋。施加外部荷載后，試樣因外力而發生彎曲，在缺口位置裂紋尖端附近會因為應力的作用而存在一個局部塑性變形區，而在此局部塑性變形區內的組織晶粒尺寸、大角度晶界比例及軟硬相比例對材料的抗斷裂性能都有影響。較小的晶粒尺寸可以有效分散裂紋尖端局部塑性變形區的應力場，進而提高材料抵抗外加荷載的能力。大角度晶界比例及軟硬相比例影響也很大，相關研究表明，硬度較低的鐵素體在裂紋尖端應力場的作用下會發生較大的塑性變形，對裂紋尖端的應力集中起到緩解作用；隨著裂紋的不斷深入，裂紋尖端會遇到低硬度鐵素體相與高硬度貝氏體相的結合界面，這時裂紋有兩種前進路徑選擇，即穿過晶粒內部或者沿晶界偏轉，因此大角度晶界會對裂紋的傳播起到阻礙作用。當裂紋尖端應力場強度小于晶粒的解理斷裂強度時，裂紋會沿著晶粒的結合界面曲折前進，從而增加傳播距離和擴展消耗能量，表現在試驗結果上，就會得到比較大的裂紋尖端張開位移特征值；當裂紋尖端應力場強度大于晶粒間的解理斷裂強度時，裂紋有可能直接穿過晶粒導致穿晶斷裂，并造成脆性斷裂，這種情況導致材料塑性變形小，表現在試驗結果上，就會得到較小的裂紋尖端張開位移特征值。因此，細小均勻的微觀結構以及合理的軟硬相匹配，可以提高材料的低溫抗斷裂性能。

由于焊接過程中的熱量輸入，焊縫附近的材料經歷了不同程度的熱循環，導致材料內部的微觀結構發生改變。局部的高熱使得材料微觀晶格結構重新排列，母材中的原始鐵素體晶界開始發生相變，轉變為奧氏體，特別是在熱影響粗晶區（CGHAZ），這里奧氏體晶粒往往長得較大。在焊接完成后，熱影響區溫度快速下降，這部分奧氏體會形成貝氏體，這些貝氏體通常呈現出針狀或片狀結構，如圖1（d）所示。這些形態分布不均勻的貝氏體與粗大的原始奧氏體晶粒結構相互交織，導致貝氏體的分布和取向更加不均勻，單一貝氏體組織的韌性不如鐵素體與粒狀貝氏體的復相組織，尤其是在阻止裂紋擴展方面，這也是導致熱影響區CTOD性能惡化的主要原因之一。因此，通過合理的焊接工藝控制高強度極地船舶用鋼焊接接頭貝氏體的形成，對提高焊接接頭整體的斷裂韌性是有利的。

2.4 低溫對材料疲勞性能的影響

疲勞性能表征的是材料在長期循環荷載作用下的持久性能。本次試驗使用應力與疲勞循還周次（N）對數的關系表征材料的低溫抗疲勞性能。在20 ℃和-20 ℃環境下，460 MPa極地船舶用鋼及其焊接接頭的拉-壓疲勞試驗結果如圖7所示。

根據試驗結果，無論是母材還是焊接接頭，材料在-20 ℃下的疲勞擬合線整體上都要高于

20 ℃下的疲勞擬合線。若以疲勞循壞周次的對數值lgN達到7、即1 000萬次循環對應的疲勞荷載估算材料的疲勞極限強度，母材在20、-20 ℃的疲勞極限強度分別約為280、300 MPa；焊接接頭在20、-20 ℃的疲勞極限強度分別約為250、

270 MPa。

對典型疲勞失效試樣的斷口做SEM分析，結果如圖8所示。圖8（a）所示為疲勞裂紋源發生在表面缺陷位置，圖8（b）所示為疲勞胎痕越過內部夾雜物繼續前進。已有研究表明，鋼鐵材料的疲勞極限強度值與材料中夾雜物大小以及靜強度關系密切。夾雜物會造成內部應力集中，進而形成裂紋源，導致過早疲勞失效。但現代鋼鐵工業采用爐外精煉等工藝處理，內部夾雜物較少，本試驗鋼內部夾雜物形貌以橢圓狀為主，未見較大的硬質夾雜物，采用埋弧焊工藝，焊劑隔開了熔化金屬與空氣的接觸，使熔池金屬夾雜物出現概率大大降低，減少了焊縫中產生硬質氧化物、氣孔等缺陷的可能性。因此，本試驗疲勞失效都不是由內部夾雜物引起的。

低溫環境下，隨著材料屈服、抗拉強度的提升，材料在低溫下的疲勞極限強度也同樣得到了相應的升高。母材及焊接接頭在-20 ℃環境下的疲勞性能均優于其在常溫環境下的疲勞性能。然而，由于熱影響區晶粒粗大造成應力集中嚴重，導致在疲勞荷載作用下更早地出現裂紋源，造成焊接接頭疲勞壽命下降，進而導致其疲勞極限強度低于母材。

3 結論

1）采用TMCP工藝生產的460 MPa強度級別極地船舶用鋼，母材組織以多邊形鐵素體、珠光體和粒狀貝氏體為主；經過埋弧焊處理后，焊縫中心組織以針狀鐵素體和粒狀貝氏體為主，熔合線清晰；熱影響區粗晶區組織則以貝氏體為主，可見原始奧氏體晶界，晶粒度明顯粗大，熱影響細晶區組織則類似正火態組織，不同位置的組織結構區別明顯。

2）低溫下熱影響區的抗斷裂能力最差，-70℃時其斷裂韌性特征值僅為0.09 mm， 明顯低于同溫度下母材和焊縫中心的斷裂韌性特征值（分別為0.22、0.31 mm）。斷面分析顯示，熱影響區的失效機理從韌窩斷裂逐漸過渡到解理斷裂。與熱影響區單一的貝氏體組織相比，母材的鐵素體+貝氏體復相組織展現出更高的斷裂強度，更有利于提高裂紋傳播的阻力，當裂紋尖端應力場強度低于晶粒的解理斷裂強度時，裂紋傳播路徑會在大角度晶界處發生偏轉，這增加了裂紋的傳播距離和消耗的能量，從而提高了材料的抗斷裂能力。

3）在-20℃的低溫環境下，母材及焊接接頭的疲勞性能優于其在常溫下的表現，低溫環境不僅提高了材料的抗拉強度，還提升了疲勞極限強度。細小的晶粒尺寸有助于分散材料內部的應力集中，降低材料薄弱位置疲勞裂紋萌生的概率。另外，內部夾雜物并非導致極地船舶用鋼疲勞失效的主要原因。