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)勢巨大[8-9]。

針對低溫高錳鋼焊接,國外早已開發(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外同類焊材焊接接頭相當(dāng),提高了我國相關(guān)焊材的自主保障能力。國內(nèi)各研究機(jī)構(gòu)采用國內(nèi)外不同焊材及不同焊接工藝,對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]利用國產(chǎn)焊材分別對高錳鋼進(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,沖擊吸收能量優(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,作者對國產(chǎn)新型低溫高錳鋼進(jìn)行埋弧焊,研究了熱輸入對焊接接頭組織及性能的影響,擬為LNG儲(chǔ)罐的實(shí)際生產(chǎn)提供技術(shù)支持,推動(dòng)新型國產(chǎn)低溫高錳鋼及相應(yīng)國產(chǎn)焊材在LNG儲(chǔ)罐國產(chǎn)化中的應(yīng)用。

1. 試樣制備與試驗(yàn)方法

母材為舞陽鋼鐵有限公司研制的Q400GMDR低溫高錳鋼,尺寸為400mm×300mm×20mm,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20~60μm；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3.2mm,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12.0,16.0,20.0kJ·cm−1,對應(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)行無損檢測,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型電子萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn),拉伸速度為2mm·min−1；采用SEM觀察拉伸斷口形貌。以焊縫為中心截取尺寸為210mm×40mm×20mm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123mm,壓頭直徑為80mm,下壓速度為20mm·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55mm×10mm×10mm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)測試表面顯微硬度,載荷為1.96N,保載時(shí)間為10s,從焊縫中心向母材方向每隔0.5mm取點(diǎn)測試,相同距離處測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12.0kJ·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16.0kJ·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20.0kJ·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300μm增大到600μm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12.0kJ·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16.0kJ·cm−1時(shí),熱影響區(qū)粗晶區(qū)晶粒明顯長大,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20.0kJ·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12.0,16.0kJ·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20.0kJ·cm−1時(shí),彎曲后焊縫表面出現(xiàn)長度約5mm的裂紋,這一長度超過了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（3mm）?？梢娸^大的熱輸入對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12.0,16.0,20.0kJ·cm−1時(shí),焊接接頭在−196℃下的平均沖擊吸收功分別為100.0,82.0,84.7J,均低于母材的174J。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12.0kJ·cm−1時(shí),韌窩大且深,尺寸不一,邊緣清晰；當(dāng)熱輸入為16.0,20.0kJ·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。當(dāng)熱輸入為12.0kJ·cm−1時(shí),接頭熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)的硬度分布在290~300HV,當(dāng)熱輸入增大到16.0,20.0kJ·cm−1時(shí),熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)的硬度分布在280~290HV。

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12kJ·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12.0,16.0kJ·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20.0kJ·cm−1時(shí)出現(xiàn)5mm長的裂紋。

（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12kJ·cm−1時(shí),焊接接頭力學(xué)性能較好。

文章來源——材料與測試網(wǎng)