LNG储罐用节镍低温钢焊接接头组织与低温性能

郭 伟，蔡 艳，2，华学明，2

1.上海交通大学上海市激光制造与材料改性重点实验室，上海 200240

2.高新船舶与深海开发装备协同创新中心，上海 200240

0 前言

9% Ni钢在-163℃环境中具有优良的力学性能，成为LNG储罐的主要钢材［1-2］。然而，镍元素价格较高，9% Ni钢的高成本成为困扰LNG产业的痛点之一，且镍含量高大大增加了钢的冶炼及轧制难度［3］。目前，开发可替代9% Ni钢的节镍型低温钢已成为LNG储罐用钢的重要发展方向［4］。镍元素对钢材低温性能具有重要影响，是低温钢中最重要的合金元素。减少镍元素的含量，钢材的低温韧性会显著下降［5］，为此需要添加其他合金元素，例如铬、锰、铜等。目前，将镍元素含量降低至7%左右，并适量添加铬、钼等合金元素，用7% Ni钢代替9% Ni钢建造LNG储罐，是较为成熟且具有良好应用前景的方法。日本已开发了LNG储罐用7% Ni钢及其焊材［6］，相关牌号已经纳入JIS（日本工业标准）和ASME（美国机械工程师协会）标准，并将其用于建造大型LNG储罐［7］。我国属于“贫镍”国家，在“十三五”期间已对LNG储罐用节镍钢进行了较为系统的研究，目前，鞍钢集团等企业已成功研发出节镍型7% Ni钢，各项性能均达到或超过9% Ni钢的水平，并实现了工业化生产［8］。随着7% Ni钢的发展，其焊接性和接头低温性能成为广受关注的问题，特别是热影响区的组织和低温韧性，对于LNG储罐安全服役具有重要影响，但是目前相关文献较少。为此，本文针对LNG储罐用7% Ni钢的SMAW多层多道焊接接头进行了微观组织观察和低温性能测试，分析了焊接热循环过程对热影响区组织的影响，并对比9% Ni钢焊接接头，讨论了7% Ni钢焊接接头的低温力学性能及其在LNG储罐建造领域的适用性。

1 材料及测试条件

采用焊条电弧焊（SMAW）方法进行7% Ni钢焊接，母材和焊材化学成分如表1所示，母材的镍元素含量为7.25%，适当提高了铬、钼等元素的含量，焊材为镍基合金。母材厚度为20 mm，焊条直径3.2 mm。母材组织为回火马氏体（见图1），其低温（-196℃）拉伸屈服强度为834 MPa，抗拉强度为1 034 MPa，伸长率为29.3%。母材低温（-196℃）下Charpy冲击功为63 J（5 mm×10 mm×55 mm）。焊接试板尺寸为500 mm×400 mm×20 mm，采用X坡口和双面焊方式，正面有11道焊缝，工件背面清根后有6道焊缝，每道焊接电流130～150 A，焊接速度15～20 cm/min，热输入为9～13 kJ/cm，无焊前预热，无焊后热处理，保持层间温度不高于100℃。接头宏观形貌和焊道分布如图2所示。

图1 母材金相组织Fig.1 Metallographic structure of base metal

表1 母材及焊材成分（质量分数，%）Table 1 Composition of base metal and welding material（wt.%）

焊接完成后，采用线切割加工金相试样，焊缝横截面经砂纸打磨后抛光，并用2%硝酸酒精溶液腐蚀30 s，使用Zeiss金相显微镜观察焊缝成形和组织特征。焊缝成形如图2a所示。根据GB2651-2008《焊接接头拉伸试验方法》进行焊接接头的拉伸试验，试样尺寸为103 mm×25 mm×2.5 mm。采用MTS CMT5105万能试验机进行低温拉伸测试，试样置于低温环境箱中，采用液氮作为冷却介质，热电偶连接在试样中部进行温度测量，到达-196℃并稳定后开始测试。按照国标GB/T229-2007进行Charpy冲击测试，测试温度为-196℃，试样尺寸为5 mm×10 mm×55 mm，取样和缺口位置如图2b所示，V型缺口深度为2 mm，角度为45°。

图2 焊缝成形和冲击测试取样位置Fig.2 Sampling locations for weld formation and impact testing

2 接头硬度和微观组织

焊接接头的维氏硬度如图3所示，分别在上、中和下三个位置进行硬度测试。母材的平均硬度值为260±13 HV，接头的上、中、下位置的整体硬度分布趋势接近，热影响区的硬度值最高，焊缝金属的硬度值最低。相对来说，接头厚度方向中部的热影响区硬度值较低，而中部的焊缝金属硬度值则高于上部和下部，这与焊接热循环过程以及母材对焊缝金属的稀释程度有关。

图3 接头维氏硬度Fig.3 Vickers hardness of joint

对于低温镍钢来说，一次热循环的粗晶区通常形成粗大的板条马氏体，是接头韧性的薄弱区；二次热循环的临界粗晶区的韧性也较低，这是由于一次热循环过程形成的粗大晶粒的遗传作用。由于不同区域热循环过程不同，焊接热影响区在接头高度方向上存在明显的组织差异。为此，对7%钢多层多道焊接头不同高度的热影响区进行了组织分析。接头上部热影响区和焊缝金属的微观组织如图4所示，在多层多道焊接热循环的作用下，热影响区形成不均匀的显微组织。其中图4a为距离熔合线较远的亚临界区，组织为回火马氏体，与母材相似；图4b为临界区，组织相对母材长大不明显；图4c为细晶区，组织明显细化；图4d为粗晶区，热循环峰值温度高，高温下停留时间长，原奥氏体显著长大，冷却后生成明显的粗大板条形貌，为典型的板条马氏体；图4e为焊缝金属，为奥氏体树枝晶，枝晶间隙分布有大量第二相颗粒。

图4 接头上部显微组织Fig.4 Microstructure of upper part of joint

接头中部热影响区和焊缝金属的微观组织如图5所示，经历多次焊接热循环后，热影响区组织相对一次热循环发生显著变化。可以看出，图5a～5c的组织与接头上部对应位置十分相似，但图5d与接头上部的粗晶区存在差别，接头中部粗晶区为细小的回火马氏体。这是因为多层多道焊过程中，当二次热循环温度超过Ac3后，发生再结晶，由于高温停留时间相对较短，会显著降低原奥氏体尺寸，获得细小的组织［9］。图5e的焊缝金属仍为奥氏体树枝晶，但析出相数量和尺寸均显著降低，原因可能是该区域存在坡口钝边，母材对焊缝金属的稀释程度较高，母材的纯净度较高，合金元素含量较少。

图5 接头中部显微组织Fig.5 Microstructure in the middle of joint

对于低温镍钢来说，粗晶区马氏体板条和M-A组元是影响低温韧性的重要因素［10］。采用扫描电镜观察接头不同位置的粗晶区组织，在虚线框内用能谱仪分析元素分布，如图6所示。接头上部粗晶区的马氏体板条宽度约为2 μm，粗大的板条马氏体对韧性存在不利影响；中部粗晶区的马氏体板条宽度则只有0.4 μm，由于经历多次热循环，发生了再结晶，组织细小。此外，M-A组元也是热影响区韧性恶化的原因。M-A组元的碳等合金元素含量高，脆硬性大，容易造成应力集中，成为裂纹源。7% Ni钢的焊接热影响区也不可避免地存在M-A组元，图中板条边界的亮色组织中存在明显的碳元素富集，即M-A组元，M-A组元在上部粗晶区中多为尺寸较大的长条状，在中部粗晶区中则呈现细小弥散状。

图6 接头粗晶区SEM图和能谱分析Fig.6 SEM and energy spectrum analysis of coarse grain region of joint

M-A组元的含量对韧性有重要影响，其含量越高，越不利于粗晶区的韧性。此外，M-A组元尺寸越大，越容易造成应力集中而开裂。采用Image-Pro Plus软件分析M-A组元的含量和形态，对长度超过0.03 μm的M-A组元颗粒进行统计，结果如图7所示，接头上部粗晶区中M-A组元面积比为8.3%，中部粗晶区减小为2.9%，分别检测到277个和186个M-A组元颗粒。此外，从颗粒长宽比来看，接头中部粗晶区内的M-A组元较短小，说明焊接过程的多次热循环降低了M-A组元的含量和尺寸。经过多次热循环后，粗晶区M-A组元的含量降低，尺寸细化，有利于粗晶区韧性的提高。

图7 粗晶区M-A组元形态分析Fig.7 Morphological analysis of M-Acomponents in coarse grain region

3 低温力学性能

接头在室温和-196℃环境中的拉伸应力-应变曲线如图8所示，拉伸试样均断在焊缝金属处。相对室温试样来说，低温试样的抗拉强度和屈服强度都显著增加，抗拉强度从691 MPa提高到859 MPa，屈服强度从468 MPa上升到552 MPa，但是延伸率的变化并不明显。拉伸试样断口形貌如图9所示，室温拉伸断口和低温断口的特征相似，均存在大量细小韧窝，属于典型的韧性断裂模式。采用镍基合金作为填充材料，当焊接热输入较低时，母材对焊缝的稀释程度较低。即使是稀释度最高的焊缝中部，7% Ni钢中增加的Cr、Mo等元素也未对焊缝金属组织和性能产生明显影响，焊缝金属具有较好的强度和低温韧性。

图8 室温和--196℃下的接头工程应力-应变曲线Fig.8 Engineering stress-strain curves of joints at room temperature and--196℃

图9 接头拉伸试样断口Fig.9 Fracture of joint tensile specimen

在接头焊缝中心、熔合线（FL）、FL+1 mm、FL+3 mm和FL+5 mm处开缺口，进行低温（-196℃）冲击测试，结果如图10所示，所有位置的低温冲击功均达到EN10028-4标准的要求。焊缝金属为镍基合金，冲击功略低。对于本文的焊接接头，缺口在熔合线处的试样，其冲击断口一半在焊缝，一半在热影响区；缺口在FL+1 mm处的试样断口则主要为粗晶区；缺口在FL+3 mm处的试样断口则主要为热影响区的细晶区和两相区，该区域的低温冲击功最高；对于缺口在FL+5 mm处的试样，其组织与母材十分近似，可以认为其表征了母材的低温冲击性能。

图10 接头不同位置的Charpy冲击功（--196℃）Fig.10 Charpy impact energy at different positions of the joint（--196℃）

热影响区冲击试样的断口形貌如图11所示，在宏观形貌的基础上观察了热影响区的断口微观形貌。可以发现，FL试样只有极少量的浅韧窝，局部出现脆性断裂特征；FL+1试样出现了部分韧窝，具有混合断裂特征；FL+3试样韧窝数量较多，部分韧窝大且深，属于韧性断裂；FL+5试样断口也存在大量韧窝，但相对较细小。由此可见，熔合线附近的粗晶区是低温冲击性能的薄弱环节，考虑到粗晶区较窄，熔合线附近组织较为复杂，断裂路径涉及焊缝金属、粗晶区和细晶区，冲击吸收功的整体水平仍在可接受范围内。

图11 接头低温冲击断口形貌Fig.11 Low temperature impact fracture morphology of joint

4 结论

（1）相对9% Ni钢来说，LNG储罐用7% Ni钢适度提高了Cr、Mo等元素的含量，并未对其焊接性产生显著影响。采用X型坡口和镍基合金填充时，母材在坡口钝边位置对焊缝金属的稀释度较高，但7% Ni钢中增加的Cr、Mo等元素也未对焊缝金属的组织和性能产生明显影响，焊缝金属具有较好的强度和低温韧性。

（2）7% Ni钢多层多道SMAW接头的一次热循环粗晶区为粗大的板条马氏体，且存在尺寸较大的长条状M-A组元。多次热循环后，粗晶区为细小的回火马氏体，M-A组元含量减少且变得较为细小。

（3）对7% Ni钢SMAW接头进行低温（-196℃）拉伸和冲击测试，熔合线附近是低温韧性的薄弱区域，由于粗晶区较窄、断口路径上的组织较复杂，该位置的低温冲击功仍维持在可接受范围内，测试结果显示接头力学性能均超过欧洲标准EN10028-4的规定值。

（4）针对含镍马氏体钢易磁化而导致焊接磁偏吹的问题，焊前应检测焊件剩磁，尽量采用交流电，使用小电流、短电弧焊接工艺，焊接过程调整焊条角度。