武鳳娟 程丙貴 劉東升 曲錦波

(江蘇省(沙鋼)鋼鐵研究院，江蘇 張家港 215625)

造船業(yè)的迅速發(fā)展帶動了中國造船用鋼技術的不斷進步。開發(fā)高強度、高低溫韌性、良好焊接性能和抗層狀撕裂性能的海洋工程用鋼是當今世界鋼鐵業(yè)的主流[1]。目前，屈服強度高于460 MPa的高強韌F460厚板在船板和海洋平臺工業(yè)得到了廣泛應用，如“五月花”號自航自升式海上風機安裝船應用了大量TMCP型高強韌F460船板鋼。TMCP型F460厚板作為高技術、高附加值產(chǎn)品，其組織和性能備受廣泛關注。但目前關于 F460 鋼的工業(yè)試制和實驗室研究僅有少量報道[2]。

厚板的焊接通常為連續(xù)多道次焊接作業(yè)。鋼板在經(jīng)歷焊接熱循環(huán)時，焊接熱影響區(qū)的晶粒粗化和組織轉變會導致其性能發(fā)生變化[3- 4]，同時焊接過程中存在不均勻熱循環(huán)導致應力集中、殘余應力、焊接接頭顯微組織不均勻等問題[5- 7]，因此焊接接頭是焊接結構的薄弱區(qū)域。由于海洋工程用鋼結構形式復雜、服役環(huán)境惡劣，焊接接頭性能的好壞又直接影響船體承載結構件的安全性。因此綜合評定焊接接頭的組織性能具有實際應用價值。

本文采用低碳多元微合金化成分設計，配合適當控軋控冷TMCP工藝，試制了60 mm厚的F460鋼板,并使用自動埋弧焊技術對鋼板進行雙面多層多道次對接焊試驗。分析了母板及焊接接頭的顯微組織及其常規(guī)力學性能。對焊接接頭試樣進行了-10 ℃下裂紋尖端張開位移(crack tip opening displacement，CTOD)試驗[8- 9]。試驗結果可為TMCP高強韌F460厚板的實際應用提供數(shù)據(jù)支持。

1 試驗材料與方法

F460試驗鋼經(jīng)過鐵水預脫S處理、180 t轉爐煉鋼、鋼包精煉(LF)、RH法真空脫氣等工業(yè)生產(chǎn)過程，連鑄成320 mm厚板坯。煉鋼時采用低C、中等Mn含量、Nb+V+Ti微合金化、復合添加Cr、Cu、Ni的成分設計，并對鋼中的有害元素P、S進行上限控制，以提高鋼的純凈度，改善鋼的韌性。試驗鋼的化學成分見表1。將板坯加熱到1 200 ℃，保溫2 h，鋼板的控軋控冷在配備5 000 mm四輥可逆軋機和多功能間歇式冷卻系統(tǒng)(multi- purpose interrupt cooling，MULPIC)的工業(yè)生產(chǎn)線上進行。粗軋開軋溫度為1 003 ℃，總壓下率為44%。精軋開軋溫度為820 ℃，終軋溫度為827 ℃，總壓下率為66%；軋成規(guī)格為11 827 mm×2 575 mm×60 mm的厚板。鋼板終軋后進入MULPIC層流冷卻系統(tǒng)水冷，冷卻速率約8.5 ℃/s，終冷溫度約340 ℃，最后空冷至室溫。

表1 F460船板鋼的化學成分(質量分數(shù))Table 1 Chemical composition of F460 ship steel plate (mass fraction) %

注：Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15；Pcm=C+Si/30+(Mn+ Cu+Cr) /20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B

焊接試驗使用美國林肯埋弧自動焊機。焊接試板規(guī)格為1 000 mm×200 mm×60 mm(長×寬×厚)，長度方向為鋼板的軋制方向。使用引弧板和收弧板，焊接時不預熱。使用φ4.0 mm的OK Autrod 13.27藥芯焊絲，OK Flux 10.62焊劑。在焊接過程中嚴格控制焊接工藝參數(shù)和層間溫度，防止焊縫過熱[10]。自動焊接對接極性為直流反極性，熱輸入量E分別為15和50 kJ/cm。

分析軋制方向×厚度方向截面顯微組織。試樣經(jīng)標準程序拋光后用4%的硝酸酒精溶液腐蝕，然后用光學顯微鏡(OM)觀察顯微組織；用于EBSD分析的樣品首先經(jīng)過砂紙逐級打磨，然后經(jīng)過高氯酸酒精溶液電解拋光。采用帶有 EBSD附件的 JSM- 7001F型掃描電鏡采集試驗數(shù)據(jù)。使用HKLChannel 5軟件進行EBSD數(shù)據(jù)分析。沿垂直于焊縫方向取全厚度板狀拉伸試樣，標距230 mm，在1 200 kN拉伸試驗機(Instron 8850)上進行拉伸試驗。在LWW- 1000型試驗機上進行冷彎試驗，側彎試樣厚度為10 mm，彎心直徑d=5a，彎曲角度為180°。夏比沖擊試驗(KV2)的試樣分別取自焊縫中心、熔合線、距離熔合線2 mm(FL+2)和5 mm(FL+5)處。按GB/T 2650—2002焊接接頭沖擊試驗法在450 J落錘試驗機(IMP450J Dynatup，Instron)上進行沖擊試驗，試驗溫度為-60 ℃。采用Instron維氏硬度計測量焊接接頭各區(qū)域的硬度，試驗力為5 kg。

參照英國BS 7448標準進行CTOD試驗[11]。在母材和焊接接頭處分別取基體(BM)、熔敷金屬(WM)中心和熱影響粗晶區(qū)(CGHAZ)的裂紋尖端張開位移(CTOD)試樣。試樣厚度B和寬度W均為78 mm，長度L為560 mm，缺口位置見圖1。沿厚度方向線切割加工機械缺口，并利用MTS311- 1000 kN電液伺服材料試驗機在缺口根部預制長約3 mm的裂紋，用以模擬實際船體結構中的初始尖銳裂紋。試樣經(jīng)(-10±2) ℃酒精- 液氮溶液保溫不少于80 min后，在WYE- 1000 kN自動壓力試驗機上進行低溫加載(加載速率為2 mm/min)，一次加載至試樣失穩(wěn)或斷裂，并記錄加載載荷F和裂紋嘴處的張開位移V。將試樣卸載后放入350 ℃恒溫爐中保溫60 min，以對試樣預裂紋邊界進行著色，再經(jīng)液氮冷卻后快速壓斷。沿試樣厚度方向等間隔的9個點上測量初始裂紋長度ai(i=1, 2, 3…, 9)。按式(1)計算平均裂紋長度a0，按式(2)計算各試樣的CTOD特征值(δ)。

(1)

(2)

式中：泊松比μ=0.3；彈性模量E=2.06×105MPa；試樣跨距S=312 mm；Rp0.2為試驗溫度下材料的屈服強度，MPa；Vp為F-V曲線上對應的最大載荷時的夾式引伸計塑性張開位移，mm；f(a0/W)為試樣的幾何形狀因子，a0/W數(shù)值在BS 7448標準中直接查表獲得；Z為測定缺口引開位移的引伸計裝卡裝置距離試樣表面的距離，Z=0。

圖1 焊接接頭CTOD試樣取樣示意圖Fig.1 Schematic of sampling on CTOD test specimen of welded joint

2 試驗結果與分析

2.1 母板組織及性能

F460鋼焊接母材鋼板的顯微組織見圖2，主要由細密針狀鐵素體(AF)+多邊形鐵素體(PF)組成。1/2厚度處PF較多，1/4厚度處AF較多，且組織更為細密。這是由于厚板軋制時1/2厚度處變形較1/4厚度處小，且在快速冷卻時，1/2厚度處冷卻速率低于1/4厚度處。通過在未再結晶區(qū)使用大變形軋制，促進了奧氏體晶粒中鐵素體形核點的大量產(chǎn)生，使其相變后組織以細晶粒鐵素體為主。這種細化的鐵素體晶粒具有大角度晶界，能增加裂紋啟裂及擴展的阻力，有利于鋼板低溫韌性的提高。

圖2 母材的顯微組織Fig.2 Microstructures of base metal

表2為試驗鋼的拉伸性能和低溫沖擊性能。試驗鋼的屈服強度為529 MPa，抗拉強度為642 MPa，斷后伸長率為25.2%；t/4和t/2處-60 ℃沖擊吸收能量最低值均大于270 J。組織中大量細密針狀鐵素體保證了試驗鋼優(yōu)良的拉伸性能和低溫韌性。1/4厚度處較1/2厚度處的低溫韌性更高，這與1/4厚度處組織更為細密相對應。

2.2 焊接接頭組織

不同熱輸入條件下焊接接頭不同亞區(qū)的顯微組織如圖3所示。由于多道次焊接熱循環(huán)的作用，熔敷金屬、焊接熱影響區(qū)和母材的顯微組織差異明顯。如圖3(a、d)所示，焊縫處熔敷金屬的顯微組織主要為細小的互相交叉的針狀鐵素體(AF)，位錯密度較高，對焊縫有強化和韌化作用。如圖3(b、e)所示，熱影響區(qū)粗晶區(qū)的組織為板條貝氏體(LB)+粒狀貝氏體(GB)+針狀鐵素體(AF)+少量準多邊形鐵素體(QPF)，晶粒尺寸較大，奧氏體晶界清晰可見，晶界及晶內存在點狀或長條狀M- A組元，這與粗晶區(qū)的焊接熱循環(huán)溫度較高、冷卻速率相對較低有關；熱影響區(qū)細晶區(qū)的組織以細小均勻的多邊形鐵素體為主，晶界存在少量的粒狀貝氏體，如圖3(c、f)所示。當熱輸入從 15 kJ/cm 增大到 50 kJ/cm時，焊接接頭焊縫處熔敷金屬、粗晶區(qū)和細晶區(qū)的晶粒均變得更粗大。

表2 試制鋼板的力學性能Table 2 Mechanical properties of the tested steel plate

圖3 試驗鋼焊接接頭顯微組織Fig.3 Microstructures of welded joints of the tested steel plate

圖4為不同熱輸入量下熱影響粗晶區(qū)顯微組織的EBSD分析結果。原奧氏體晶界清晰可見，當熱輸入從 15 kJ/cm 增大到 50 kJ/cm時，原奧氏體晶粒變得粗大，大角度晶界明顯減少。熱輸入量為15 kJ/cm時奧氏體相變產(chǎn)物主要是板條貝氏體(LB)， 奧氏體晶內大角度晶界密度較大。

圖4 熱影響粗晶區(qū)EBSD分析結果Fig.4 EBSD analysis results of the CGHAZ

熱輸入量為50 kJ/cm時粒狀貝氏體(GB)增多，鐵素體板條開始融合，形成準多邊形鐵素體(QPF)，奧氏體晶內大角度晶界密度降低?？梢?，焊接熱輸入量的提高，使得組織分布變得不均勻，鐵素體板條開始融合、粗化。

2.3 焊接接頭力學性能

2.3.1 焊接接頭的室溫拉伸和冷彎試驗

熱輸入量為15和50 kJ/cm的焊接接頭的抗拉強度分別643和646 MPa，試樣的拉伸斷裂均發(fā)生于母材側，如圖5所示。可見，焊接接頭性能良好，強度優(yōu)于母材，未出現(xiàn)焊接軟化現(xiàn)象。不同熱輸入量條件下的焊接接頭室溫冷彎結果完好，未出現(xiàn)裂紋等缺陷。

圖5 試驗鋼焊接接頭拉伸試樣斷裂形貌Fig.5 Morphologies of fractured tensile specimens of welded joint for the tested steel

2.3.2 焊接接頭的低溫沖擊韌性

焊接接頭的低溫沖擊性能如表3所示。焊縫區(qū)(WMC)與熔合線(FL)的低溫沖擊韌性相對較低，熱輸入量為15 kJ/cm的焊接接頭熔合線 (FL)處的KV2最低值為144 J，熱輸入量為50 kJ/cm的焊接接頭熔合線(FL)處的KV2最低值為137 J，但均高于F460鋼的指標(橫向31 J)。FL +2 mm處和FL +5 mm的區(qū)域分別位于焊接接頭的粗晶區(qū)和基體，這兩處的沖擊吸收能量較高，平均值均高于200 J，表現(xiàn)出良好的低溫沖擊韌性。

表3 試驗鋼焊接接頭的沖擊性能Table 3 Impact properties of welded joint for the tested steel

2.3.4 焊接接頭的硬度

圖6為試驗鋼焊接接頭各亞區(qū)的顯微硬度值(HV5)?？梢?，焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的顯微硬度高于母材，這表明焊接接頭未出現(xiàn)焊接軟化現(xiàn)象，也是焊接接頭拉伸斷裂在母材側的原因。熱影響區(qū)顯微硬度存在明顯的由高變低的趨勢，這與熱影響區(qū)組織相對應。距離熔合線較近的粗晶區(qū)組織主要為板條狀貝氏體，距離熔合線較遠的細晶區(qū)組織主要為細小均勻的多邊形鐵素體。

圖6 試驗鋼焊接接頭顯微硬度分布Fig.6 Hardness distributions in welded joint of the tested steel

2.3.3 焊接接頭的CTOD試驗

焊接接頭焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的CTOD試驗結果見表4。δc為脆性失穩(wěn)斷裂CTOD值，且Δa<0.2 mm；δu為產(chǎn)生脆性失穩(wěn)斷裂行為之前Δa≥0.2 mm所對應的CTOD值；δm為首次通過塑性變形的最大力時對應的CTOD值。由表4可見，本試驗鋼失穩(wěn)狀態(tài)共2種：脆性穩(wěn)定失穩(wěn)(δu)，即載荷超過屈服后非線性上升，并在上升過程中試件脆斷；韌性失穩(wěn)(δm)，即載荷超過屈服后非線性上升至最大值，后非線性下降，試件仍能承載。2種失穩(wěn)模式的典型F-V曲線和試件斷口形貌分別如圖7和8所示。機械切割區(qū)和預制裂紋區(qū)在試驗前形成；纖維區(qū)是試件加載過程中延性斷裂的斷口；脆性斷裂區(qū)為試件發(fā)生脆性斷裂的斷口，形成速度較快； 沖擊斷裂區(qū)為加載力卸載后試樣被壓斷而形成。韌性失穩(wěn)時，較大的塑性變形使試件斷口形成的裂紋擴展面以纖維區(qū)為主， 見圖8(a)，表明裂紋擴展緩慢，韌性較好。脆性穩(wěn)定失穩(wěn)時，由于試件在載荷上升中發(fā)生了脆性斷裂，載荷急劇下降，在試件斷口一般可觀察到面積較大的脆性斷裂區(qū)。圖8(b)中幾乎觀察不到纖維區(qū)，主要為脆斷區(qū)，脆斷特征明顯。

圖7 CTOD試驗載荷與位移曲線Fig.7 Load- displacement curves of the CTOD experiment

圖8 CTOD試驗宏觀斷口形貌Fig.8 Macroscopic fracture morphologies of the CTOD experiment

挪威- 德國船級社(DNV·GL)要求-10 ℃下母材3個有效CTOD均值≥0.4 mm、單值≥0.36 mm，CGHAZ 3個有效CTOD均值≥0.2 mm、單值≥0.18 mm[12]。如表4所示，焊接接頭在15 kJ/cm熱輸入條件下，焊縫金屬的平均CTOD特征值為0.664 mm，CGHAZ的平均CTOD特征值為1.342 mm，母材的平均CTOD特征值為1.291 mm；如表5所示，焊接接頭在50 kJ/cm熱輸入條件下，焊縫金屬的平均CTOD特征值為0.623 mm，CGHAZ的平均CTOD特征值為0.833 mm，母材的平均CTOD特征值為0.690 mm。CTOD最小值對應的熱輸入量為50 kJ/cm，取樣位置位于CGHAZ處，δu=0.301 mm，高于DNV·GL船級社規(guī)范指標。試制鋼板的焊接接頭均具有優(yōu)良的抗低溫開裂性能。

表4 試樣在-10 ℃的斷裂韌性CTOD特征值(焊接能量為15 kJ/cm)Table 4 Critical CTOD value for fracture toughness at -10 ℃ (E=15 kJ/cm)

表5 試樣在-10 ℃的斷裂韌性CTOD特征值(焊接能量為50 kJ/cm)Table 5 Critical CTOD value for fracture toughness at -10 ℃ (E=50 kJ/cm)

TMCP高強韌F460厚板采用TMCP 工藝路線，并采用低C、中等Mn含量、Nb+V+Ti微合金化、復合添加Cr、Cu、Ni的成分設計，獲得的基體組織為低碳針狀鐵素體(AF)。由于鋼中碳含量大幅度降低，碳當量(Ceq=0.39)及焊接裂紋敏感性(Pcm=0.18)均較低，因此鋼板具有優(yōu)良的低溫韌性及焊接性能。同時加入Ti元素可形成高熔點第二相粒子，抑制晶粒長大，細化粗晶區(qū)晶粒、減小粗晶區(qū)寬度，達到改善熱影響區(qū)韌性的目的。低溫大壓下軋制有利于AF的形成，而細密針狀鐵素體能有效阻礙裂紋擴展，保證鋼板的強度與韌性。當焊接熱輸入從 15 kJ/cm 增大到 50 kJ/cm時，F(xiàn)460鋼粗晶區(qū)的組織逐漸從板條貝氏體LB轉變成粒狀貝氏體GB，說明試驗鋼在焊接熱輸入量E≤50 kJ/cm 時，焊接接頭的拉伸性能和沖擊韌性均能滿足要求，且熱影響區(qū)無脆化現(xiàn)象，也無軟化趨勢，焊接接頭具有優(yōu)良的抗低溫開裂性能。

3 結論

(1)采用低碳、中等錳含量、鈮釩鈦等微合金化成分設計，熱軋時采用低溫大壓下和軋后快速冷卻工藝，使得鋼板具有良好的組織與力學性能。針狀鐵素體所具有的大角度晶界抑制了裂紋的擴展，從而提高了鋼板的低溫韌性。

(2)焊縫處熔敷金屬組織主要為針狀鐵素體，熱影響粗晶區(qū)的組織為板條貝氏體(LB)+粒狀貝氏體(GB)+針狀鐵素體(AF)+少量準多邊形鐵素體(QPF)，熱影響細晶區(qū)的組織主要為細小均勻的多邊形鐵素體。熱輸入量(E)為15 kJ/cm時熱影響粗晶區(qū)組織主要為板條狀貝氏體(LB)，E值為50 kJ/cm時粒狀貝氏體(GB)增多，大角度晶界減少。

(3)焊接接頭拉伸斷裂位置位于母材側，焊縫區(qū)顯微硬度明顯高于母材，熱影響區(qū)的顯微硬度與母材相差不大，未出現(xiàn)焊接軟化和粗晶區(qū)脆化現(xiàn)象。E值為15和50 kJ/cm時，-10 ℃下焊縫金屬(WM)的CTOD平均值大于0.623 mm，熱影響粗晶區(qū)(CGHAZ)的CTOD平均值大于0.833 mm，熱影響區(qū)平均CTOD特征值遠高于DNV·GL船級社規(guī)范指標，焊接接頭具有優(yōu)良的抗低溫開裂性能。