LNG儲罐用節鎳低溫鋼焊接接頭組織與低溫性能

郭 偉，蔡 艷，2，華學明，2

1.上海交通大學上海市激光制造與材料改性重點實驗室，上海 200240

2.高新船舶與深海開發裝備協同創新中心，上海 200240

0 前言

9% Ni鋼在-163℃環境中具有優良的力學性能，成為LNG儲罐的主要鋼材［1-2］。然而，鎳元素價格較高，9% Ni鋼的高成本成為困擾LNG產業的痛點之一，且鎳含量高大大增加了鋼的冶煉及軋制難度［3］。目前，開發可替代9% Ni鋼的節鎳型低溫鋼已成為LNG儲罐用鋼的重要發展方向［4］。鎳元素對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儲罐，是較為成熟且具有良好應用前景的方法。日本已開發了LNG儲罐用7% Ni鋼及其焊材［6］，相關牌號已經納入JIS（日本工業標準）和ASME（美國機械工程師協會）標準，并將其用于建造大型LNG儲罐［7］。我國屬于“貧鎳”國家，在“十三五”期間已對LNG儲罐用節鎳鋼進行了較為系統的研究，目前，鞍鋼集團等企業已成功研發出節鎳型7% Ni鋼，各項性能均達到或超過9% Ni鋼的水平，并實現了工業化生產［8］。隨著7% Ni鋼的發展，其焊接性和接頭低溫性能成為廣受關注的問題，特別是熱影響區的組織和低溫韌性，對于LNG儲罐安全服役具有重要影響，但是目前相關文獻較少。為此，本文針對LNG儲罐用7% Ni鋼的SMAW多層多道焊接接頭進行了微觀組織觀察和低溫性能測試，分析了焊接熱循環過程對熱影響區組織的影響，并對比9% Ni鋼焊接接頭，討論了7% Ni鋼焊接接頭的低溫力學性能及其在LNG儲罐建造領域的適用性。

1 材料及測試條件

采用焊條電弧焊（SMAW）方法進行7% Ni鋼焊接，母材和焊材化學成分如表1所示，母材的鎳元素含量為7.25%，適當提高了鉻、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（見圖1），其低溫（-196℃）拉伸屈服強度為834 MPa，抗拉強度為1 034 MPa，伸長率為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，無焊前預熱，無焊后熱處理，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（質量分數，%）Table 1 Composition of base metal and welding material（wt.%）

焊接完成后，采用線切割加工金相試樣，焊縫橫截面經砂紙打磨后拋光，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GB2651-2008《焊接接頭拉伸試驗方法》進行焊接接頭的拉伸試驗，試樣尺寸為103 mm×25 mm×2.5 mm。采用MTS CMT5105萬能試驗機進行低溫拉伸測試，試樣置于低溫環境箱中，采用液氮作為冷卻介質，熱電偶連接在試樣中部進行溫度測量，到達-196℃并穩定后開始測試。按照國標GB/T229-2007進行Charpy沖擊測試，測試溫度為-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、中和下三個位置進行硬度測試。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接近，熱影響區的硬度值最高，焊縫金屬的硬度值最低。相對來說，接頭厚度方向中部的熱影響區硬度值較低，而中部的焊縫金屬硬度值則高于上部和下部，這與焊接熱循環過程以及母材對焊縫金屬的稀釋程度有關。

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

對于低溫鎳鋼來說，一次熱循環的粗晶區通常形成粗大的板條馬氏體，是接頭韌性的薄弱區；二次熱循環的臨界粗晶區的韌性也較低，這是由于一次熱循環過程形成的粗大晶粒的遺傳作用。由于不同區域熱循環過程不同，焊接熱影響區在接頭高度方向上存在明顯的組織差異。為此，對7%鋼多層多道焊接頭不同高度的熱影響區進行了組織分析。接頭上部熱影響區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的作用下，熱影響區形成不均勻的顯微組織。其中圖4a為距離熔合線較遠的亞臨界區，組織為回火馬氏體，與母材相似；圖4b為臨界區，組織相對母材長大不明顯；圖4c為細晶區，組織明顯細化；圖4d為粗晶區，熱循環峰值溫度高，高溫下停留時間長，原奧氏體顯著長大，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

接頭中部熱影響區和焊縫金屬的微觀組織如圖5所示，經歷多次焊接熱循環后，熱影響區組織相對一次熱循環發生顯著變化。可以看出，圖5a～5c的組織與接頭上部對應位置十分相似，但圖5d與接頭上部的粗晶區存在差別，接頭中部粗晶區為細小的回火馬氏體。這是因為多層多道焊過程中，當二次熱循環溫度超過Ac3后，發生再結晶，由于高溫停留時間相對較短，會顯著降低原奧氏體尺寸，獲得細小的組織［9］。圖5e的焊縫金屬仍為奧氏體樹枝晶，但析出相數量和尺寸均顯著降低，原因可能是該區域存在坡口鈍邊，母材對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

對于低溫鎳鋼來說，粗晶區馬氏體板條和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組織，在虛線框內用能譜儀分析元素分布，如圖6所示。接頭上部粗晶區的馬氏體板條寬度約為2 μm，粗大的板條馬氏體對韌性存在不利影響；中部粗晶區的馬氏體板條寬度則只有0.4 μm，由于經歷多次熱循環，發生了再結晶，組織細小。此外，M-A組元也是熱影響區韌性惡化的原因。M-A組元的碳等合金元素含量高，脆硬性大，容易造成應力集中，成為裂紋源。7% Ni鋼的焊接熱影響區也不可避免地存在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組元在上部粗晶區中多為尺寸較大的長條狀，在中部粗晶區中則呈現細小彌散狀。

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

M-A組元的含量對韌性有重要影響，其含量越高，越不利于粗晶區的韌性。此外，M-A組元尺寸越大，越容易造成應力集中而開裂。采用Image-Pro Plus軟件分析M-A組元的含量和形態，對長度超過0.03 μm的M-A組元顆粒進行統計，結果如圖7所示，接頭上部粗晶區中M-A組元面積比為8.3%，中部粗晶區減小為2.9%，分別檢測到277個和186個M-A組元顆粒。此外，從顆粒長寬比來看，接頭中部粗晶區內的M-A組元較短小，說明焊接過程的多次熱循環降低了M-A組元的含量和尺寸。經過多次熱循環后，粗晶區M-A組元的含量降低，尺寸細化，有利于粗晶區韌性的提高。

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

3 低溫力學性能

接頭在室溫和-196℃環境中的拉伸應力-應變曲線如圖8所示，拉伸試樣均斷在焊縫金屬處。相對室溫試樣來說，低溫試樣的抗拉強度和屈服強度都顯著增加，抗拉強度從691 MPa提高到859 MPa，屈服強度從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斷口的特征相似，均存在大量細小韌窩，屬于典型的韌性斷裂模式。采用鎳基合金作為填充材料，當焊接熱輸入較低時，母材對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等元素也未對焊縫金屬組織和性能產生明顯影響，焊縫金屬具有較好的強度和低溫韌性。

圖8 室溫和--196℃下的接頭工程應力-應變曲線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（FL）、FL+1 mm、FL+3 mm和FL+5 mm處開缺口，進行低溫（-196℃）沖擊測試，結果如圖10所示，所有位置的低溫沖擊功均達到EN10028-4標準的要求。焊縫金屬為鎳基合金，沖擊功略低。對于本文的焊接接頭，缺口在熔合線處的試樣，其沖擊斷口一半在焊縫，一半在熱影響區；缺口在FL+1 mm處的試樣斷口則主要為粗晶區；缺口在FL+3 mm處的試樣斷口則主要為熱影響區的細晶區和兩相區，該區域的低溫沖擊功最高；對于缺口在FL+5 mm處的試樣，其組織與母材十分近似，可以認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℃）

熱影響區沖擊試樣的斷口形貌如圖11所示，在宏觀形貌的基礎上觀察了熱影響區的斷口微觀形貌。可以發現，FL試樣只有極少量的淺韌窩，局部出現脆性斷裂特征；FL+1試樣出現了部分韌窩，具有混合斷裂特征；FL+3試樣韌窩數量較多，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，但相對較細小。由此可見，熔合線附近的粗晶區是低溫沖擊性能的薄弱環節，考慮到粗晶區較窄，熔合線附近組織較為復雜，斷裂路徑涉及焊縫金屬、粗晶區和細晶區，沖擊吸收功的整體水平仍在可接受范圍內。

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

4 結論

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

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

（3）對7% Ni鋼SMAW接頭進行低溫（-196℃）拉伸和沖擊測試，熔合線附近是低溫韌性的薄弱區域，由于粗晶區較窄、斷口路徑上的組織較復雜，該位置的低溫沖擊功仍維持在可接受范圍內，測試結果顯示接頭力學性能均超過歐洲標準EN10028-4的規定值。

（4）針對含鎳馬氏體鋼易磁化而導致焊接磁偏吹的問題，焊前應檢測焊件剩磁，盡量采用交流電，使用小電流、短電弧焊接工藝，焊接過程調整焊條角度。