TMCP高強(qiáng)韌F460厚板及焊接接頭的組織和性能

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(dòng)了中國(guó)造船用鋼技術(shù)的不斷進(jìn)步。開(kāi)發(fā)高強(qiáng)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(dāng)今世界鋼鐵業(yè)的主流[1]。目前，屈服強(qiáng)度高于460 MPa的高強(qiáng)韌F460厚板在船板和海洋平臺(tái)工業(yè)得到了廣泛應(yīng)用，如“五月花”號(hào)自航自升式海上風(fēng)機(jī)安裝船應(yīng)用了大量TMCP型高強(qiáng)韌F460船板鋼。TMCP型F460厚板作為高技術(shù)、高附加值產(chǎn)品，其組織和性能備受廣泛關(guān)注。但目前關(guān)于 F460 鋼的工業(yè)試制和實(shí)驗(yàn)室研究?jī)H有少量報(bào)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(shí)，焊接熱影響區(qū)的晶粒粗化和組織轉(zhuǎn)變會(huì)導(dǎo)致其性能發(fā)生變化[3- 4]，同時(shí)焊接過(guò)程中存在不均勻熱循環(huán)導(dǎo)致應(yīng)力集中、殘余應(yīng)力、焊接接頭顯微組織不均勻等問(wèn)題[5- 7]，因此焊接接頭是焊接結(jié)構(gòu)的薄弱區(qū)域。由于海洋工程用鋼結(jié)構(gòu)形式復(fù)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(jié)構(gòu)件的安全性。因此綜合評(píng)定焊接接頭的組織性能具有實(shí)際應(yīng)用價(jià)值。

本文采用低碳多元微合金化成分設(shè)計(jì)，配合適當(dāng)控軋控冷TMCP工藝，試制了60 mm厚的F460鋼板,并使用自動(dòng)埋弧焊技術(shù)對(duì)鋼板進(jìn)行雙面多層多道次對(duì)接焊試驗(yàn)。分析了母板及焊接接頭的顯微組織及其常規(guī)力學(xué)性能。對(duì)焊接接頭試樣進(jìn)行了-10 ℃下裂紋尖端張開(kāi)位移(crack tip opening displacement，CTOD)試驗(yàn)[8- 9]。試驗(yàn)結(jié)果可為T(mén)MCP高強(qiáng)韌F460厚板的實(shí)際應(yīng)用提供數(shù)據(jù)支持。

1 試驗(yàn)材料與方法

F460試驗(yàn)鋼經(jīng)過(guò)鐵水預(yù)脫S處理、180 t轉(zhuǎn)爐煉鋼、鋼包精煉(LF)、RH法真空脫氣等工業(yè)生產(chǎn)過(guò)程，連鑄成320 mm厚板坯。煉鋼時(shí)采用低C、中等Mn含量、Nb+V+Ti微合金化、復(fù)合添加Cr、Cu、Ni的成分設(shè)計(jì)，并對(duì)鋼中的有害元素P、S進(jìn)行上限控制，以提高鋼的純凈度，改善鋼的韌性。試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分見(jiàn)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(jī)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(jìn)行。粗軋開(kāi)軋溫度為1 003 ℃，總壓下率為44%。精軋開(kāi)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(jìn)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(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?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(yàn)使用美國(guó)林肯埋弧自動(dòng)焊機(jī)。焊接試板規(guī)格為1 000 mm×200 mm×60 mm(長(zhǎng)×寬×厚)，長(zhǎng)度方向?yàn)殇摪宓能堉品较?。使用引弧板和收弧板，焊接時(shí)不預(yù)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(guò)程中嚴(yán)格控制焊接工藝參數(shù)和層間溫度，防止焊縫過(guò)熱[10]。自動(dòng)焊接對(duì)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(biāo)準(zhǔn)程序拋光后用4%的硝酸酒精溶液腐蝕，然后用光學(xué)顯微鏡(OM)觀察顯微組織；用于EBSD分析的樣品首先經(jīng)過(guò)砂紙逐級(jí)打磨，然后經(jīng)過(guò)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(yàn)數(shù)據(jù)。使用HKLChannel 5軟件進(jìn)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(biāo)距230 mm，在1 200 kN拉伸試驗(yàn)機(jī)(Instron 8850)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。在LWW- 1000型試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行冷彎試驗(yàn)，側(cè)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(yàn)(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(yàn)法在450 J落錘試驗(yàn)機(jī)(IMP450J Dynatup，Instron)上進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，試驗(yàn)溫度為-60 ℃。采用Instron維氏硬度計(jì)測(cè)量焊接接頭各區(qū)域的硬度，試驗(yàn)力為5 kg。

參照英國(guó)BS 7448標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行CTOD試驗(yàn)[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(kāi)位移(CTOD)試樣。試樣厚度B和寬度W均為78 mm，長(zhǎng)度L為560 mm，缺口位置見(jiàn)圖1。沿厚度方向線切割加工機(jī)械缺口，并利用MTS311- 1000 kN電液伺服材料試驗(yàn)機(jī)在缺口根部預(yù)制長(zhǎng)約3 mm的裂紋，用以模擬實(shí)際船體結(jié)構(gòu)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(dòng)壓力試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)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(kāi)位移V。將試樣卸載后放入350 ℃恒溫爐中保溫60 min，以對(duì)試樣預(yù)裂紋邊界進(jìn)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(gè)點(diǎn)上測(cè)量初始裂紋長(zhǎng)度ai(i=1, 2, 3…, 9)。按式(1)計(jì)算平均裂紋長(zhǎng)度a0，按式(2)計(jì)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(yàn)溫度下材料的屈服強(qiáng)度，MPa；Vp為F-V曲線上對(duì)應(yīng)的最大載荷時(shí)的夾式引伸計(jì)塑性張開(kāi)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(biāo)準(zhǔn)中直接查表獲得；Z為測(cè)定缺口引開(kāi)位移的引伸計(jì)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(yàn)結(jié)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(jiàn)圖2，主要由細(xì)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(xì)密。這是由于厚板軋制時(shí)1/2厚度處變形較1/4厚度處小，且在快速冷卻時(shí)，1/2厚度處冷卻速率低于1/4厚度處。通過(guò)在未再結(jié)晶區(qū)使用大變形軋制，促進(jìn)了奧氏體晶粒中鐵素體形核點(diǎn)的大量產(chǎn)生，使其相變后組織以細(xì)晶粒鐵素體為主。這種細(xì)化的鐵素體晶粒具有大角度晶界，能增加裂紋啟裂及擴(kuò)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(yàn)鋼的拉伸性能和低溫沖擊性能。試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度為529 MPa，抗拉強(qiáng)度為642 MPa，斷后伸長(zhǎng)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(xì)密針狀鐵素體保證了試驗(yàn)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(xì)密相對(duì)應(yīng)。

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(xì)小的互相交叉的針狀鐵素體(AF)，位錯(cuò)密度較高，對(duì)焊縫有強(qiáng)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(zhǔn)多邊形鐵素體(QPF)，晶粒尺寸較大，奧氏體晶界清晰可見(jiàn)，晶界及晶內(nèi)存在點(diǎn)狀或長(zhǎng)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(duì)較低有關(guān)；熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)的組織以細(xì)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(dāng)熱輸入從 15 kJ/cm 增大到 50 kJ/cm時(shí)，焊接接頭焊縫處熔敷金屬、粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)的晶粒均變得更粗大。

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

圖3 試驗(yàn)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(jié)果。原奧氏體晶界清晰可見(jiàn)，當(dāng)熱輸入從 15 kJ/cm 增大到 50 kJ/cm時(shí)，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(shí)奧氏體相變產(chǎn)物主要是板條貝氏體(LB)， 奧氏體晶內(nèi)大角度晶界密度較大。

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

熱輸入量為50 kJ/cm時(shí)粒狀貝氏體(GB)增多，鐵素體板條開(kāi)始融合，形成準(zhǔn)多邊形鐵素體(QPF)，奧氏體晶內(nèi)大角度晶界密度降低?？梢?jiàn)，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(kāi)始融合、粗化。

2.3 焊接接頭力學(xué)性能

2.3.1 焊接接頭的室溫拉伸和冷彎試驗(yàn)

熱輸入量為15和50 kJ/cm的焊接接頭的抗拉強(qiáng)度分別643和646 MPa，試樣的拉伸斷裂均發(fā)生于母材側(cè)，如圖5所示?？梢?jiàn)，焊接接頭性能良好，強(qiáng)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(jié)果完好，未出現(xiàn)裂紋等缺陷。

圖5 試驗(yàn)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(duì)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(biāo)(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(yàn)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(yàn)鋼焊接接頭各亞區(qū)的顯微硬度值(HV5)?？梢?jiàn)，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(cè)的原因。熱影響區(qū)顯微硬度存在明顯的由高變低的趨勢(shì)，這與熱影響區(qū)組織相對(duì)應(yīng)。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(yuǎn)的細(xì)晶區(qū)組織主要為細(xì)小均勻的多邊形鐵素體。

圖6 試驗(yàn)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(yàn)

焊接接頭焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的CTOD試驗(yàn)結(jié)果見(jiàn)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(duì)應(yīng)的CTOD值；δm為首次通過(guò)塑性變形的最大力時(shí)對(duì)應(yīng)的CTOD值。由表4可見(jiàn)，本試驗(yàn)鋼失穩(wěn)狀態(tài)共2種：脆性穩(wěn)定失穩(wěn)(δu)，即載荷超過(guò)屈服后非線性上升，并在上升過(guò)程中試件脆斷；韌性失穩(wěn)(δm)，即載荷超過(guò)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(jī)械切割區(qū)和預(yù)制裂紋區(qū)在試驗(yàn)前形成；纖維區(qū)是試件加載過(guò)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(shí)，較大的塑性變形使試件斷口形成的裂紋擴(kuò)展面以纖維區(qū)為主， 見(jiàn)圖8(a)，表明裂紋擴(kuò)展緩慢，韌性較好。脆性穩(wěn)定失穩(wěn)時(shí)，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(yàn)載荷與位移曲線Fig.7 Load- displacement curves of the CTOD experiment

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

挪威- 德國(guó)船級(jí)社(DNV·GL)要求-10 ℃下母材3個(gè)有效CTOD均值≥0.4 mm、單值≥0.36 mm，CGHAZ 3個(gè)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(duì)應(yīng)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(jí)社規(guī)范指標(biāo)。試制鋼板的焊接接頭均具有優(yōu)良的抗低溫開(kāi)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(qiáng)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(fù)合添加Cr、Cu、Ni的成分設(shè)計(jì)，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(dāng)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(shí)加入Ti元素可形成高熔點(diǎn)第二相粒子，抑制晶粒長(zhǎng)大，細(xì)化粗晶區(qū)晶粒、減小粗晶區(qū)寬度，達(dá)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(xì)密針狀鐵素體能有效阻礙裂紋擴(kuò)展，保證鋼板的強(qiáng)度與韌性。當(dāng)焊接熱輸入從 15 kJ/cm 增大到 50 kJ/cm時(shí)，F(xiàn)460鋼粗晶區(qū)的組織逐漸從板條貝氏體LB轉(zhuǎn)變成粒狀貝氏體GB，說(shuō)明試驗(yàn)鋼在焊接熱輸入量E≤50 kJ/cm 時(shí)，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(wú)脆化現(xiàn)象，也無(wú)軟化趨勢(shì)，焊接接頭具有優(yōu)良的抗低溫開(kāi)裂性能。

3 結(jié)論

(1)采用低碳、中等錳含量、鈮釩鈦等微合金化成分設(shè)計(jì)，熱軋時(shí)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(xué)性能。針狀鐵素體所具有的大角度晶界抑制了裂紋的擴(kuò)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(zhǔn)多邊形鐵素體(QPF)，熱影響細(xì)晶區(qū)的組織主要為細(xì)小均勻的多邊形鐵素體。熱輸入量(E)為15 kJ/cm時(shí)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(shí)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(cè)，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(shí)，-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(yuǎn)高于DNV·GL船級(jí)社規(guī)范指標(biāo)，焊接接頭具有優(yōu)良的抗低溫開(kāi)裂性能。