460 MPa极地船舶用钢及焊接接头低温力学性能

关键词：极地船舶用钢；控轧控冷；低温性能；热影响区；裂纹尖端张开位移

0 引言

近年来，北极地区成为中国能源运输的重要地区之一，特别是东北极地航线的开通，使得极地运输船的通行数量逐年增加，东北极地航线被誉为“冰上丝绸之路”。随之而来的是市场对极地船舶用低温钢需求的上升，其成为船舶用钢领域内新的增长点。在地球资源开发领域，南北极科考一向受到国家的重视，目前中国拥有2艘极地科考船，分别为“雪龙号”和“雪龙2号”，其中“雪龙号”整体进口自乌克兰，而“雪龙2号”虽然是中国自行建造，但是船体使用的仍然是国外进口的低温船舶用钢。因此，高性能国产极地船舶用钢开发及应用技术研究受到业内广泛关注。叶其斌等研究了国内外极地船舶用低温钢的发展及其应用性能，结果表明在极地航行的船舶服役环境温度长期在-10 ℃以下，极端情况下部分地区的最低环境温度甚至达到-70 ℃左右。如此低温服役环境，对极地船舶用钢的低温综合力学性能提出了严苛的要求，除了要有较高的强度以外，还要保证在低温下具有抗断裂、抗疲劳的能力。王红涛等综合分析了极寒环境下厚规格船舶用钢的发展，指出了通过控轧控冷工艺（TMCP），国内钢铁企业已经可以生产出大厚度的高强极地船舶用钢，但没有说明极地船舶用钢明确的低温性能要求。王元清等研究了低温对钢铁材料强度及韧性指标的影响，结果表明，随着温度的降低，钢材的屈服、抗拉强度上升，塑性指标下降，低温对钢铁材料及其焊接接头的强韧性有直接的影响。向威等分别研究了EH36、EH40船舶用钢在低温环境下冲击功和表征断裂韧性的裂纹尖端张开位移（CTOD）变化规律，结果发现随着温度降低，材料的冲击功和CTOD特征值下降。冯国庆等分别研究了DH36和EH36焊接接头低温疲劳性能，发现低温下EH36焊接接头疲劳寿命高于常温环境，但没有与母材的低温疲劳性能做比较。以上成果的研究对象基本上都集中在强度相对较低的EH36和EH40材料，而对屈服强度在460 MPa以上高强度极地船舶用钢及其焊接接头在低温环境下各项性能的系统性研究尚不多见，同时对-70 ℃极端低温环境下的材料性能也鲜有报道。基于此，项目组以460 MPa级别高强度极地船舶用钢为研究对象，使用埋弧自动化焊（SMA）方式对钢板进行焊接，分析了母材、焊接接头及热影响区的金相组织形貌，测试了母材及其焊接接头在低温环境下的综合力学性能，对比分析了低温下母材与焊接接头的各项性能指标变化规律，为国产高强度极地船舶用钢的应用推广提供数据支持。

1 试验材料及方法

1.1 试验材料

本研究所用材料为460 MPa高强度极地船舶用钢，钢板厚度为54 mm。生产流程为：铁水预处理→转炉冶炼→炉外精炼→板坯连铸→再加热→TMCP轧制→堆垛冷却。将连铸坯加热到

1 150 ℃左右，均热保温时间约1 h， 粗轧温度约980 ℃，精轧温度约850 ℃，终轧温度约780 ℃，之后进行堆垛冷却。船舶在建造过程中必然存在大量焊接工作，故而对材料焊接进行研究。焊接工艺选择船舶建造业广泛采用的埋弧自动焊，焊接接头类型为对接接头，坡口为K型，焊接电压为28～30 V，焊接速度为42 cm/min， 平均热输入量为20 kJ/cm， 道间温度不高于150 ℃。试验钢母材及焊材化学成分见表1，母材及焊接接头常温下的基本力学性能见表2。可知常温下试验钢母材及焊接接头的屈服强度都在470 MPa以上，抗拉强度大于590 MPa， 母材-40 ℃低温冲击功大于200 J，焊接接头-40 ℃低温冲击功在150 J以上。材料的基本性能完全满足船舶用钢的相关标准要求，焊接接头的伸长率和冲击功稍低于母材。

1.2 试验方法

首先，分别在母材、焊缝中心及热影响区取样，使用砂纸和金刚石抛光剂将样品抛光至镜面，利用体积分数为4%的硝酸酒精+苦味酸溶液腐蚀后，使用ZEISS-observerZ1光学显微镜观察其金相组织。其次，分别在母材及焊接接头位置取样，加工成平行段直径为10 mm的拉伸试样，使用带低温环境箱的Instron5985-250 kN拉伸试验机测试强度、伸长率和断面收缩率。再次，分别在母材及焊接接头位置取样，加工成10 mm×

10 mm×55 mm尺寸的V型夏比缺口冲击试样，使用ZBC2602-C型摆锤冲击试验机测试夏比冲击功。然后，分别在母材、焊缝取样，加工成厚度为50 mm的SE（B）三点弯试样，使用疲劳试验机分别在母材、焊缝中心、热影响区位置预制裂纹，预制裂纹在室温下进行，并保证裂纹总长度在有效范围内。利用带低温环境箱Instron1343-250 kN疲劳试验机测试裂纹尖端张开位移（CTOD）的特征值。最后，分别在母材及焊接接头位置取样，加工成平行段直径为6 mm圆棒状疲劳试样，使用QBG-100高频疲劳试验机测试疲劳性能，加载波形为正弦波，应力比R=-1，频率为100 Hz。完成了以上测试后，利用GeminiSEM-300场发射扫描电镜对典型CTOD和疲劳试样的断口进行观察，分析材料的断裂失效机理。

低温拉伸及夏比冲击试验的温度为-10 ℃至-70 ℃，每个温度拉伸试验测2个平行试样，低温冲击试验测3个平行试样，结果均取平均值；CTOD试验采用单试样法，测试温度分别为-10、-40、-70 ℃，试验结果取脆性起裂值δc、脆性失稳值δu和断裂最大值δm中的有效值；疲劳试验的温度分别为20、-20 ℃，每个温度测试16个试样，结果通过应力与循环周次N的对数lgN的关系曲线表征材料疲劳性能。试样均在钢板厚度1/4处取样，使用液氮罐及低温酒精作为制冷源。

2 试验结果与讨论

2.1 母材及焊接接头金相组织

在设计高强度极地船舶用钢的成分时，充分考虑了材料的可焊性，因此材料C含量较低，并通过添加微量的Nb、V、Ti等元素，在轧制过程中抑制奥氏体再结晶长大并在低温冷却后适度析出强化相。在使用TMCP工艺进行两相区钢板轧制时，轧制变形量与相变后铁素体晶粒大小密切相关，变形程度越大，相变后组织晶粒越细小。终轧温度要尽可能控制在奥氏体转变温度附近，以充分利用细晶强化提升材料的强度和韧性，并最终获得均匀且细小的组织结构。图1所示为试验钢母材、焊缝中心和热影响区的微观组织形貌。

从图1（a）可以看出，母材主要由多边形铁素体（PF）、珠光体（P）及少量粒状贝氏体（GB）组成，其晶粒级别约为10级。焊接接头的焊缝中心处组织如图1（b）所示，焊缝中心区域金相组织主要为针状铁素体（AF）、粒状贝氏体（GB）以及先共析铁素体，这样的组织对于提升焊缝中心的低温韧性十分有利。图1（c）清晰地显示了焊缝与热影响区的分界线，即熔合线，熔合线右侧为焊缝，左侧为热影响粗晶区（CGHAZ），两侧组织明显不同。图1（d）所示为焊接热影响粗晶区组织，主要为贝氏体（B）和粒状贝氏体（GB），同时可见原始奥氏体晶粒边界，在原奥晶粒内部包含不同取向的贝氏体。图1（e）所示为焊接热影响细晶区（FGHAZ），该区域类似正火态组织，由细小且较均匀的铁素体（PF）和珠光体（P）组成。而在距离焊缝更远处的不完全重结晶区，如图1（f）所示，由于热量输入的不均匀性，呈现出晶粒度差异较大的组织形貌，并出现粒状贝氏体增多的现象。本试验使用焊材的C含量与母材的较一致，焊接结合良好，较高的Ni含量有助于提升焊接接头的低温韧性、降低材料韧脆转变温度。焊接的过程实际上也是金属再冶炼的过程，在焊接接头的热影响区会出现不同程度组织恶化的现象。在使用船舶用钢建造海上装备过程中，由焊接引起组织恶化、从而导致焊接接头低温韧性降低几乎不可避免。因此，有必要研究460 MPa高强度极地船舶用钢焊接接头性能，特别是焊接热影响区的低温综合性能。

2.2 低温对材料强度的影响

460 MPa极地船舶用钢母材-10 ℃至-70 ℃低温环境下的屈服强度、抗拉强度、伸长率和断面收缩率变化趋势如图2所示，焊接接头低温拉伸试验结果如图3所示。

从图2和图3可以看出，不论是母材还是焊接接头，材料的强度都与温度直接相关。随着温度降低，材料内部粒子热激活效应减少，导致在材料变形时驱动位错运动需要的外力增加，在宏观上表现为材料强度增加。结合表2和图2的数据可知，母材的抗拉强度在常温下不超过600 MPa， 而在-70 ℃时可达660 MPa左右，提高了近10%，焊接接头强度的变化规律与母材相似。塑性方面，随着温度的下降，材料的伸长率并没有大幅下降，而是保持在稳定的范围内波动，在

-10 ℃到-70 ℃范围内，变化不超过1%。断面收缩率则呈现下降趋势，尤其是在-50 ℃之后下降更加明显，在-70 ℃时较常温下降了3%左右。

2.3 低温对材料断裂韧性的影响

460 MPa极地船舶用钢母材及其焊接接头的低温冲击试验结果如图4所示。在-10 ℃到-70 ℃范围内，试验钢的低温冲击功随着温度的降低而逐渐降低，但韧脆转变并不明显。在-40 ℃时，材料母材及焊接接头的冲击值在100 J以上。在船舶用钢领域，除了采用传统的低温冲击试验外，往往还使用材料裂纹尖端张开位移CTOD（Crack Tip Opening Displacement）试验来表征材料的低温抗断裂韧性。CTOD试验使用裂纹尖端张开位移δ来表征材料的断裂韧性，分为基于多试样的阻力曲线法以及基于特征值的单试样法。为对比不同温度下材料的断裂韧性特征值δ的变化，本次试验使用单试样法，根据实测加载曲线的种类得到不同的CTOD特征值。实际上，特征值δ是通过外加荷载F与对应缺口张开位移V计算得出的结果。

常用的CTOD试验特征值有脆性起裂值δc、脆性失稳值δu和断裂最大值δm。其中，δc是指在加载过程中，材料裂纹尖端开始产生可检测到裂纹时的脆性起裂张开位移，对应着试样脆性起裂时的突变载荷，即Fc，表示材料的抗裂纹起始能力；δu是指在加载过程中，材料裂纹尖端发生不稳定扩展（即加速扩展）时的脆性失稳张开位移，对应着试样在外加试验力没有上升到最大值前发生的失稳断裂载荷，即Fu，表示材料抵抗裂纹不稳定扩展的能力；δm是指在加载过程中，材料裂纹尖端的最大张开位移，对应着试样在断裂前所能承受的最大载荷，即Fm，当材料裂纹尖端的最大张开位移超过δm时，材料即发生断裂。由于在不同温度下，材料表现出来的断裂韧性是不同的，其加载曲线也不同，因此得到的CTOD特征值也是不同。试验钢母材、焊缝中心以及热影响区的低温CTOD特征值试验结果见表3，其中测试区域为预制裂纹起始的位置。

由表3可知，-10 ℃环境下，母材、焊缝中心及热影响区均得到了断裂最大值δm，分别为1.18、1.11、0.98 mm， 三者的差异不明显。然而，随着温度下降，三者的CTOD特征值出现不一致的情况。在-40 ℃时，随着材料脆性的增加，三者均得到了在此温度下的脆性失稳值δu，分别为0.62、0.70、0.32 mm， 其中热影响区的断裂韧性特征值约为母材的一半，降幅最大。随着试验温度的进一步降低，在-70 ℃环境下，母材和焊缝中心仍然得到了脆性失稳值δu，分别为0.28、0.31 mm， 相较-40 ℃的脆性失稳值δu下降约60%。热影响区试样在-70 ℃环境下没能得到脆性失稳值δu，只得到脆性起裂值δc，约为0.09 mm， 这说明热影响区在-70 ℃已经失去了抵抗裂纹扩展的能力，一旦出现裂纹扩展即导致试样发生完全脆性断裂。-10、-40、-70 ℃ 3种温度下，热影响区CTOD试验加载曲线及特征值如图5所示。

不同温度下，热影响区CTOD试样的加载曲线有显著区别，-10 ℃时，热影响区的加载曲线与工程拉伸曲线类似，材料在弹性应变后具有明显的塑性应变硬化趋势，在此情况下，可以明确得到材料的断裂最大值δm。而-40 ℃时，在荷载没有上升到最大前，突然出现了失稳下降现象，对应着脆性失稳值δu。当温度达到-70 ℃时，荷载在弹性段之后直接快速下降，表明材料已经失效，仅仅能得到脆性起裂值δc。为了进一步说明材料失效机理，对热影响区试样断面做微观形貌分析，结果如图6所示。图6（a）～（c）所示为热影响区CTOD试样在-10、-40、-70 ℃环境下的断面微观形貌SEM图片。

从图6（a）所示的微观形貌中可见大量细小、致密的韧窝，说明材料在断裂之前发生了较大的塑性变形，使得材料内部的晶体结构发生大范围的滑移。图6（b）中的韧窝数量要小于图6（a）且表面已经有整齐的断面出现，说明材料的断裂正在从韧性向脆性转变。图6（c）所示断面完全为材料解理断裂所表现出来的光亮平齐的形貌，可以观察到明显的放射花样人字条纹，几乎没有塑性变形的痕迹。图6中显示的热影响区CTOD试样在不同温度下的断面微观形貌与其CTOD特征值的变化趋势一致。

裂纹尖端张开位移CTOD试验主要表征材料抵抗裂纹尖端扩展的能力，试验前会预制一个疲劳裂纹。施加外部荷载后，试样因外力而发生弯曲，在缺口位置裂纹尖端附近会因为应力的作用而存在一个局部塑性变形区，而在此局部塑性变形区内的组织晶粒尺寸、大角度晶界比例及软硬相比例对材料的抗断裂性能都有影响。较小的晶粒尺寸可以有效分散裂纹尖端局部塑性变形区的应力场，进而提高材料抵抗外加荷载的能力。大角度晶界比例及软硬相比例影响也很大，相关研究表明，硬度较低的铁素体在裂纹尖端应力场的作用下会发生较大的塑性变形，对裂纹尖端的应力集中起到缓解作用；随着裂纹的不断深入，裂纹尖端会遇到低硬度铁素体相与高硬度贝氏体相的结合界面，这时裂纹有两种前进路径选择，即穿过晶粒内部或者沿晶界偏转，因此大角度晶界会对裂纹的传播起到阻碍作用。当裂纹尖端应力场强度小于晶粒的解理断裂强度时，裂纹会沿着晶粒的结合界面曲折前进，从而增加传播距离和扩展消耗能量，表现在试验结果上，就会得到比较大的裂纹尖端张开位移特征值；当裂纹尖端应力场强度大于晶粒间的解理断裂强度时，裂纹有可能直接穿过晶粒导致穿晶断裂，并造成脆性断裂，这种情况导致材料塑性变形小，表现在试验结果上，就会得到较小的裂纹尖端张开位移特征值。因此，细小均匀的微观结构以及合理的软硬相匹配，可以提高材料的低温抗断裂性能。

由于焊接过程中的热量输入，焊缝附近的材料经历了不同程度的热循环，导致材料内部的微观结构发生改变。局部的高热使得材料微观晶格结构重新排列，母材中的原始铁素体晶界开始发生相变，转变为奥氏体，特别是在热影响粗晶区（CGHAZ），这里奥氏体晶粒往往长得较大。在焊接完成后，热影响区温度快速下降，这部分奥氏体会形成贝氏体，这些贝氏体通常呈现出针状或片状结构，如图1（d）所示。这些形态分布不均匀的贝氏体与粗大的原始奥氏体晶粒结构相互交织，导致贝氏体的分布和取向更加不均匀，单一贝氏体组织的韧性不如铁素体与粒状贝氏体的复相组织，尤其是在阻止裂纹扩展方面，这也是导致热影响区CTOD性能恶化的主要原因之一。因此，通过合理的焊接工艺控制高强度极地船舶用钢焊接接头贝氏体的形成，对提高焊接接头整体的断裂韧性是有利的。

2.4 低温对材料疲劳性能的影响

疲劳性能表征的是材料在长期循环荷载作用下的持久性能。本次试验使用应力与疲劳循还周次（N）对数的关系表征材料的低温抗疲劳性能。在20 ℃和-20 ℃环境下，460 MPa极地船舶用钢及其焊接接头的拉-压疲劳试验结果如图7所示。

根据试验结果，无论是母材还是焊接接头，材料在-20 ℃下的疲劳拟合线整体上都要高于

20 ℃下的疲劳拟合线。若以疲劳循坏周次的对数值lgN达到7、即1 000万次循环对应的疲劳荷载估算材料的疲劳极限强度，母材在20、-20 ℃的疲劳极限强度分别约为280、300 MPa；焊接接头在20、-20 ℃的疲劳极限强度分别约为250、

270 MPa。

对典型疲劳失效试样的断口做SEM分析，结果如图8所示。图8（a）所示为疲劳裂纹源发生在表面缺陷位置，图8（b）所示为疲劳胎痕越过内部夹杂物继续前进。已有研究表明，钢铁材料的疲劳极限强度值与材料中夹杂物大小以及静强度关系密切。夹杂物会造成内部应力集中，进而形成裂纹源，导致过早疲劳失效。但现代钢铁工业采用炉外精炼等工艺处理，内部夹杂物较少，本试验钢内部夹杂物形貌以椭圆状为主，未见较大的硬质夹杂物，采用埋弧焊工艺，焊剂隔开了熔化金属与空气的接触，使熔池金属夹杂物出现概率大大降低，减少了焊缝中产生硬质氧化物、气孔等缺陷的可能性。因此，本试验疲劳失效都不是由内部夹杂物引起的。

低温环境下，随着材料屈服、抗拉强度的提升，材料在低温下的疲劳极限强度也同样得到了相应的升高。母材及焊接接头在-20 ℃环境下的疲劳性能均优于其在常温环境下的疲劳性能。然而，由于热影响区晶粒粗大造成应力集中严重，导致在疲劳荷载作用下更早地出现裂纹源，造成焊接接头疲劳寿命下降，进而导致其疲劳极限强度低于母材。

3 结论

1）采用TMCP工艺生产的460 MPa强度级别极地船舶用钢，母材组织以多边形铁素体、珠光体和粒状贝氏体为主；经过埋弧焊处理后，焊缝中心组织以针状铁素体和粒状贝氏体为主，熔合线清晰；热影响区粗晶区组织则以贝氏体为主，可见原始奥氏体晶界，晶粒度明显粗大，热影响细晶区组织则类似正火态组织，不同位置的组织结构区别明显。

2）低温下热影响区的抗断裂能力最差，-70℃时其断裂韧性特征值仅为0.09 mm， 明显低于同温度下母材和焊缝中心的断裂韧性特征值（分别为0.22、0.31 mm）。断面分析显示，热影响区的失效机理从韧窝断裂逐渐过渡到解理断裂。与热影响区单一的贝氏体组织相比，母材的铁素体+贝氏体复相组织展现出更高的断裂强度，更有利于提高裂纹传播的阻力，当裂纹尖端应力场强度低于晶粒的解理断裂强度时，裂纹传播路径会在大角度晶界处发生偏转，这增加了裂纹的传播距离和消耗的能量，从而提高了材料的抗断裂能力。

3）在-20℃的低温环境下，母材及焊接接头的疲劳性能优于其在常温下的表现，低温环境不仅提高了材料的抗拉强度，还提升了疲劳极限强度。细小的晶粒尺寸有助于分散材料内部的应力集中，降低材料薄弱位置疲劳裂纹萌生的概率。另外，内部夹杂物并非导致极地船舶用钢疲劳失效的主要原因。