0.   引言

液化天然氣（LNG）儲(chǔ)罐是天然氣儲(chǔ)備的重要裝備,其工作溫度為−163 ℃,對(duì)罐體材料的低溫性能要求極高[1]。目前,罐體材料主要采用06Ni9DR鋼[2-3],但該鋼成本較高。低溫高錳鋼是通過以錳代鎳而開發(fā)的新鋼種,錳質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)23%以上,能在−163 ℃下穩(wěn)定工作,其加工性能優(yōu)于鎳合金鋼,焊接性能優(yōu)于不銹鋼[4-5],價(jià)格更低（僅為鎳合金鋼和不銹鋼的70%~80%）,經(jīng)濟(jì)性突出,具有良好的應(yīng)用前景[6-7],在建造LNG儲(chǔ)罐上優(yōu)勢(shì)巨大[8-9]。 

針對(duì)低溫高錳鋼焊接,國(guó)外早已開發(fā)出適用于埋弧焊、氬弧焊及氣體保護(hù)焊等技術(shù)的各種焊材[10],國(guó)內(nèi)隨后也成功開發(fā)出LNG高錳鋼儲(chǔ)罐用焊材[11],所得焊接接頭性能與國(guó)外同類焊材焊接接頭相當(dāng),提高了我國(guó)相關(guān)焊材的自主保障能力。國(guó)內(nèi)各研究機(jī)構(gòu)采用國(guó)內(nèi)外不同焊材及不同焊接工藝,對(duì)低溫高錳鋼焊接接頭的性能開展了研究。楊江[12]通過熱模擬試驗(yàn)研究了低溫高錳鋼接頭熱影響區(qū)的脆化機(jī)理及調(diào)控機(jī)制,發(fā)現(xiàn)導(dǎo)致脆化的關(guān)鍵因素是晶界碳化物的析出。樊曉雨[13]使用鎳基焊材進(jìn)行高錳鋼的埋弧焊和手工電弧焊,發(fā)現(xiàn)V形坡口有利于高錳鋼接頭的力學(xué)性能。郭廣飛等[11]利用國(guó)產(chǎn)焊材分別對(duì)高錳鋼進(jìn)行埋弧焊、手工電弧焊及熔化極氣體保護(hù)焊,發(fā)現(xiàn)埋弧焊接頭的拉伸性能最好,沖擊吸收能量?jī)?yōu)于熔化極氣體保護(hù)焊接頭,與手工電弧焊接頭相近。 

鑒于埋弧焊在LNG儲(chǔ)罐的建造上具有效率高及自動(dòng)焊參數(shù)易調(diào)可控等優(yōu)勢(shì),作者對(duì)國(guó)產(chǎn)新型低溫高錳鋼進(jìn)行埋弧焊,研究了熱輸入對(duì)焊接接頭組織及性能的影響,擬為L(zhǎng)NG儲(chǔ)罐的實(shí)際生產(chǎn)提供技術(shù)支持,推動(dòng)新型國(guó)產(chǎn)低溫高錳鋼及相應(yīng)國(guó)產(chǎn)焊材在LNG儲(chǔ)罐國(guó)產(chǎn)化中的應(yīng)用。 

1.   試樣制備與試驗(yàn)方法

母材為舞陽(yáng)鋼鐵有限公司研制的Q400GMDR低溫高錳鋼,尺寸為400 mm×300 mm×20 mm,顯微組織（見圖1）為奧氏體,奧氏體晶粒內(nèi)部可見黑白相間的帶狀組織,晶粒大小不均,尺寸分布在20~60 μm；焊材為四川大西洋焊接材料股份有限公司研發(fā)的CHW-SMn埋弧焊絲,直徑為3.2 mm,配套CHF610焊劑。母材及焊材的化學(xué)成分如表1所示。 

圖  1  母材的顯微組織

Figure  1.  Microstructure of base material

焊接前對(duì)母材待焊區(qū)域進(jìn)行打磨,直至露出金屬光澤,用丙酮清洗油污,備用。采用MZ-1000R型埋弧焊焊機(jī)進(jìn)行多層多道焊接,坡口形式及焊接順序見圖2,熱輸入分別為12.0,16.0,20.0 kJ·cm−1,對(duì)應(yīng)的焊接電流、焊接電壓和焊接速度組合見表2,層間溫度為80 ℃。 

圖  2  焊接坡口形式及焊接順序

Figure  2.  Welding groove form and welding sequence

觀察焊縫,確認(rèn)外觀質(zhì)量合格后進(jìn)行無(wú)損檢測(cè),在探傷合格的接頭上按照NB/T 47016—2023《承壓設(shè)備產(chǎn)品焊接試件的力學(xué)性能檢驗(yàn)》要求進(jìn)行取樣,試樣經(jīng)打磨拋光,用體積分?jǐn)?shù)4%硝酸乙醇溶液腐蝕后,采用MV6000型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織,并對(duì)晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)。采用ZEISS SUPRA 40型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察微觀形貌,并用附帶的能譜儀（EDS）進(jìn)行微區(qū)成分分析。 

以焊縫為中心制取如圖3所示的拉伸試樣,按照GB/T 2651—2023《焊接及相關(guān)工藝 試驗(yàn)方法 拉伸試驗(yàn)》,在DDL500型電子萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn),拉伸速度為2 mm·min−1；采用SEM觀察拉伸斷口形貌。以焊縫為中心截取尺寸為210 mm×40 mm×20 mm的彎曲試樣,按照GB/T 2653—2008《焊接接頭彎曲試驗(yàn)方法》,采用SHT4505型彎曲試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行彎曲試驗(yàn),支輥距離為123 mm,壓頭直徑為80 mm,下壓速度為20 mm·min−1。按照GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》,采用JBD-300A型低溫沖擊試驗(yàn)機(jī)在−196 ℃下進(jìn)行夏比擺錘沖擊試驗(yàn),采用尺寸為55 mm×10 mm×10 mm的夏比V型缺口沖擊試樣,夏比V型缺口軸線垂直于母材表面,缺口開在焊縫中心位置；采用SEM觀察沖擊斷口形貌。上述試驗(yàn)均測(cè)3個(gè)平行試樣取平均值。按照GB/T 2654—2008《焊接接頭硬度試驗(yàn)方法》,采用DVK-1S型維氏硬度計(jì)測(cè)試表面顯微硬度,載荷為1.96 N,保載時(shí)間為10 s,從焊縫中心向母材方向每隔0.5 mm取點(diǎn)測(cè)試,相同距離處測(cè)3個(gè)點(diǎn)取平均值。 

圖  3  拉伸試樣的形狀與尺寸

Figure  3.  Shape and size of tensile specimen

2.   試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1   顯微組織

由圖4可知,不同熱輸入下焊接接頭的焊縫組織均為柱狀晶+析出相。當(dāng)熱輸入為12.0 kJ·cm−1時(shí),析出相細(xì)小,主要呈球狀彌散分布在奧氏體晶界處；當(dāng)熱輸入為16.0 kJ·cm−1時(shí),近熔合線附近焊縫區(qū)的析出相顆粒較大；當(dāng)熱輸入為20.0 kJ·cm−1時(shí),焊縫及熱影響區(qū)均出現(xiàn)白色析出相。 

圖  4  不同熱輸入下焊接接頭的顯微組織

Figure  4.  Microstructure of welded joints under different heat inputs

由圖5可知：經(jīng)過多重焊接熱循環(huán),熱影響區(qū)粗晶區(qū)晶粒與母材相比明顯長(zhǎng)大,并且隨著熱輸入增大而增大,熱影響區(qū)組織仍為奧氏體組織；不同熱輸入下的熱影響區(qū)粗晶區(qū)可見少量黑色夾雜物；隨著熱輸入增大,熱影響區(qū)粗晶區(qū)變寬,從約300 μm增大到600 μm以上。 

圖  5  不同熱輸入下焊接接頭熱影響區(qū)的顯微組織

Figure  5.  Microstructure of heat affected zone of welded joints under different heat inputs

由圖6可知：當(dāng)熱輸入為12.0 kJ·cm−1時(shí),熱影響區(qū)粗晶區(qū)的晶粒尺寸較小,晶界之間存在細(xì)小白色顆粒狀析出相；當(dāng)熱輸入為16.0 kJ·cm−1時(shí),熱影響區(qū)粗晶區(qū)晶粒明顯長(zhǎng)大,晶界析出相呈棒狀,晶粒及晶界上存在夾雜物脫落留下的凹坑；當(dāng)熱輸入為20.0 kJ·cm−1時(shí),晶界析出相增多。 

圖  6  不同熱輸入下焊接接頭熱影響區(qū)粗晶區(qū)的SEM形貌

Figure  6.  SEM morphology of coarse grain heat-affected zone of welded joints under different heat inputs

2.2   拉伸性能

不同熱輸入下的焊接接頭均在焊縫處拉伸斷裂。由表3可知,隨著熱輸入增大,焊接接頭的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度及斷面收縮率降低,即強(qiáng)度和韌性均下降。由圖7可知：不同熱輸入下焊接接頭的拉伸斷口均存在尺寸不一的韌窩,斷裂方式均為韌性斷裂；隨著熱輸入的增大,韌窩變小,深度變淺,焊接接頭的韌性降低。 

圖  7  不同熱輸入下焊接接頭的拉伸斷口形貌

Figure  7.  Tensile fracture morphology of welded joints under different heat inputs

2.3   彎曲性能

由圖8可知,熱輸入為12.0,16.0 kJ·cm−1的焊接接頭試樣在彎曲后,其焊縫表面未產(chǎn)生裂紋,當(dāng)熱輸入為20.0 kJ·cm−1時(shí),彎曲后焊縫表面出現(xiàn)長(zhǎng)度約5 mm的裂紋,這一長(zhǎng)度超過了NB/T 47016—2023《承壓設(shè)備產(chǎn)品焊接試件的力學(xué)性能檢驗(yàn)》的允許值（3 mm）?？梢娸^大的熱輸入對(duì)該接頭的彎曲性能造成了不利影響。 

圖  8  彎曲試驗(yàn)后不同熱輸入焊接接頭的宏觀形貌

Figure  8.  Micromorphology of welded joints under different heat inputs after bending tests

2.4   沖擊韌性

當(dāng)熱輸入為12.0,16.0,20.0 kJ·cm−1時(shí),焊接接頭在−196 ℃下的平均沖擊吸收功分別為100.0,82.0,84.7 J,均低于母材的174 J。由圖9可知,不同熱輸入下焊接接頭沖擊斷口中的韌窩清晰可見,斷裂方式均為韌性斷裂。當(dāng)熱輸入為12.0 kJ·cm−1時(shí),韌窩大且深,尺寸不一,邊緣清晰；當(dāng)熱輸入為16.0,20.0 kJ·cm−1時(shí),韌窩小且淺,少量韌窩底部存在微小的孔洞,斷口出現(xiàn)河流狀花紋[14-16]。沖擊斷口的微觀形貌與其沖擊吸收功結(jié)果吻合。 

圖  9  −196 ℃沖擊后不同熱輸入焊接接頭的沖擊斷口形貌

Figure  9.  Impact fracture morphology of welded joints under different heat inputs after impact at −196 ℃

2.5   顯微硬度

由圖10可知,焊接接頭顯微硬度最高值出現(xiàn)在熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū),最低值出現(xiàn)在焊縫中心附近。焊縫顯微硬度隨著熱輸入增大呈先降后升趨勢(shì)。當(dāng)熱輸入為12.0 kJ·cm−1時(shí),接頭熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)的硬度分布在290~300 HV,當(dāng)熱輸入增大到16.0,20.0 kJ·cm−1時(shí),熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)的硬度分布在280~290 HV。 

圖  10  不同熱輸入下焊接接頭的顯微硬度分布

Figure  10.  Microhardness distribution of welded joints under different heat inputs

綜上所述,當(dāng)熱輸入為12 kJ·cm−1時(shí),焊接接頭的強(qiáng)度、韌性、硬度及抗沖擊能力較優(yōu),力學(xué)性能較好。 

3.   結(jié)論

（1）不同熱輸入下低溫高錳鋼焊接接頭的焊縫組織均為柱狀晶+析出相,熱影響區(qū)組織為奧氏體+少量夾雜物＋析出相。隨著熱輸入的增大,熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織粗化,粗晶區(qū)寬度增加。 

（2）隨著熱輸入的增大,低溫高錳鋼焊接接頭的強(qiáng)度和韌性下降,焊縫顯微硬度先降后升。熱輸入為12.0,16.0 kJ·cm−1的焊接接頭彎曲后,其焊縫表面未發(fā)現(xiàn)裂紋,熱輸入為20.0 kJ·cm−1時(shí)出現(xiàn)5 mm長(zhǎng)的裂紋。 

（3）不同熱輸入下的焊接接頭均在焊縫區(qū)發(fā)生拉伸斷裂,拉伸斷口和沖擊斷口均為韌窩形貌,斷裂方式為韌性斷裂。當(dāng)熱輸入為12 kJ·cm−1時(shí),焊接接頭力學(xué)性能較好。

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