LNG儲(chǔ)罐9%Ni鋼TIP-TIG立焊接頭組織及性能

郭鷹， 楊尚玉

(海洋石油工程股份有限公司， 天津 300461)

0 前言

“十四五”時(shí)期，在碳達(dá)峰、碳中和大氣污染防治等政策驅(qū)動(dòng)下，國(guó)內(nèi)天然氣消費(fèi)將進(jìn)一步增長(zhǎng)，“十四五”末天然氣表觀消費(fèi)量將達(dá)到4 200～4 500億立方米，國(guó)內(nèi)積極推動(dòng)液化天然氣項(xiàng)目的發(fā)展，并把實(shí)施LNG進(jìn)口多元化發(fā)展戰(zhàn)略作為國(guó)家能源戰(zhàn)略的重要組成部分。LNG儲(chǔ)罐作為其中重大基礎(chǔ)設(shè)施，預(yù)計(jì)到2030年，需要投建200座。9Ni鋼因其高強(qiáng)韌匹配性已被廣泛應(yīng)用于LNG儲(chǔ)存及運(yùn)輸裝備制造[1]。因此，9Ni鋼的焊接技術(shù)是現(xiàn)今技術(shù)開發(fā)的重點(diǎn)，9Ni鋼內(nèi)罐立焊縫焊接主要依賴焊條電弧焊(SMAW)，而SMAW焊接熱輸入大，焊接接頭低溫韌性不易保證，開發(fā)比傳統(tǒng)SMAW更加優(yōu)質(zhì)的焊接工藝及可靠的控制方法，將會(huì)帶來巨大的工程應(yīng)用前景及經(jīng)濟(jì)效益[2-4]。

TIP-TIG(簡(jiǎn)稱TT)焊是在鎢極氬弧焊的基礎(chǔ)上改進(jìn)成自動(dòng)送絲，焊絲在被送的同時(shí)能夠前后抽送，并在送絲系統(tǒng)增加了熱絲功能。使焊機(jī)具有連續(xù)送絲、熱絲及熔池?cái)嚢韫δ埽梢杂行У販p少焊縫中氣孔和夾渣的產(chǎn)生，焊接出來的焊縫外觀美觀，力學(xué)性能指標(biāo)高于SMAW焊[5]。TT焊焊接工藝由于采用自動(dòng)送絲，大大縮短了焊縫清渣等焊前準(zhǔn)備時(shí)間，在提升焊接質(zhì)量的同時(shí)，提高了焊接效率，焊縫成形美觀。TT焊接工藝用于LNG儲(chǔ)罐9%Ni鋼鋼板的焊接優(yōu)勢(shì)明顯，必將在大型LNG低溫儲(chǔ)罐焊接中大規(guī)模應(yīng)用[1]。該研究將對(duì)比分析TT焊、SMAW焊接頭的力學(xué)性能，通過接頭顯微組織分析TT焊接頭韌性、強(qiáng)度得到改善的原因，通過深入分析焊接接頭斷裂機(jī)理，為新工藝規(guī)程的制定提供理論及數(shù)據(jù)支撐。研究結(jié)果對(duì)突破國(guó)外壁壘，形成國(guó)內(nèi)自主LNG核心技術(shù)體系，提升國(guó)內(nèi)LNG儲(chǔ)罐焊接技術(shù)水平具有指導(dǎo)意義。

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)所用鋼材是由鞍鋼股份有限公司生產(chǎn)，供貨狀態(tài)為淬火+回火(QT),板厚為10 mm的X7Ni9鋼，其化學(xué)成分見表1，力學(xué)性能見表2。9Ni鋼經(jīng)過熱處理后在室溫下的組織主要為板條狀馬氏體和少量的逆轉(zhuǎn)奧氏體，如圖1所示。圖1a是9Ni鋼的金相組織，圖1b是逆轉(zhuǎn)變奧氏體的分布，白色區(qū)為馬氏體區(qū)，灰色線是晶界和亞晶界，黑色點(diǎn)為逆轉(zhuǎn)奧氏體，由圖可知大量的逆轉(zhuǎn)奧氏體分布于晶間，少量分布于晶內(nèi)，其逆轉(zhuǎn)奧氏體相有較高的低溫穩(wěn)定性，對(duì)鋼的低溫韌性有很大影響[6-8]。

表1 9Ni低溫鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表2 9Ni低溫鋼力學(xué)性能

根據(jù)LNG儲(chǔ)罐對(duì)焊縫高低溫韌性要求和填充材料與母材線膨脹系數(shù)相匹配考慮，熔敷金屬分別選用直徑為φ3.2 mm的ERNiCrMo-6焊條和直徑為φ1.0 mm的ERNiCrMo-4焊絲，其化學(xué)成分和力學(xué)性能分別見表3、表4[9]。

表3 焊材熔敷金屬化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)[9]

表4 焊材力學(xué)性能[9]

文中采用SMAW焊和TT焊對(duì)LNG內(nèi)罐進(jìn)行立焊。TT焊裝置如圖2所示。TT焊在打底及填充時(shí)采用獨(dú)特的鐘擺技術(shù)，鐘擺角度在±10°內(nèi)，鐘擺方式可使熔池與坡口側(cè)壁的充分接觸，從而減小側(cè)壁熔合不良的可能性，提高接頭質(zhì)量[1,3]。

試驗(yàn)選用10 mm厚的X7Ni9鋼板，尺寸為1 200 mm×400 mm。圖3為焊縫坡口示意圖，SMAW采用V形坡口(圖3a)，TT采用U形窄坡口(圖3b)，U形坡口與SAMW焊的V形坡口相比可節(jié)省30%的焊材，降低施工成本[10]。TT焊接時(shí)，背面加裝與焊接機(jī)頭同步的氣體保護(hù)裝置，保護(hù)氣體均為純氬氣2種方法焊接的層間溫度均控制100 ℃以內(nèi)，焊接工藝參數(shù)見表5。

表5 TIP-TIG和SMAW焊接工藝參數(shù)

焊后在試件焊縫上取尺寸為35 mm×12 mm×10 mm的試樣用于金相分析，金相分析試樣經(jīng)過不同目數(shù)砂紙打磨后拋光。將拋光后試樣在10%草酸溶液電解腐蝕，沖洗吹干后放入4%硝酸酒精溶液浸蝕15 s。采用蔡司LSM800型激光共聚焦和蔡司Gemini500型掃描電鏡觀察接頭不同區(qū)域微觀組織。使用SP10A鐵素體測(cè)量?jī)x測(cè)量焊縫鐵素體含量。使用WILSON VH1102硬度機(jī)，采用EN1043-1標(biāo)準(zhǔn)，按照“母材—熱影響區(qū)—焊縫—熱影響區(qū)—母材”順序測(cè)定接頭顯微硬度；采用GB/T 228—2002拉伸試驗(yàn)和GB/2653彎曲試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)，在 WEW-1000D微機(jī)屏顯液壓萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試接頭強(qiáng)度和側(cè)彎性能；夏比沖擊試驗(yàn)根據(jù)GB 2650—1989進(jìn)行，缺口位置分別開在焊縫中心和距熔合線1～2 mm，-196 ℃下在CIEM-30D-CPC型試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊試驗(yàn)[11]。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 焊接接頭常規(guī)力學(xué)性能

由表6可知，SMAW焊和TT焊接頭拉伸的抗拉強(qiáng)度均大于740 MPa，都滿足標(biāo)準(zhǔn)(680～820 MPa)要求[12-13]。從數(shù)據(jù)可知，TT焊接頭抗拉強(qiáng)度高于焊條電弧焊，斷后伸長(zhǎng)率的提升更為明顯。SMAW與TT焊接頭彎曲試驗(yàn)均合格，接頭不同區(qū)域的維氏硬度值都滿足標(biāo)準(zhǔn)要求(硬度值小于400)，見表7,硬度趨勢(shì)呈現(xiàn)出熱影響區(qū)>母材>焊縫[14]。

表6 接頭拉伸試驗(yàn)結(jié)果

表7 接頭維氏硬度值 HV

2.2 焊接接頭低溫韌性

焊縫及熱影響區(qū)低溫沖擊試驗(yàn)結(jié)果見表8，無(wú)論焊條電弧焊還是TT焊，焊縫和熱影響其在-196 ℃時(shí)沖擊吸收能量均大于 35 J，滿足英國(guó)標(biāo)準(zhǔn) BS7777 中對(duì)液化天然氣儲(chǔ)罐焊接接頭的要求[15]。不同焊接方法的焊縫和熱影響區(qū)在-196 ℃的沖擊韌性對(duì)比如圖4所示。

表8 沖擊韌性試驗(yàn)數(shù)據(jù)

由表8可知，TT焊焊縫和熱影響區(qū)在-196 ℃低溫沖擊吸收能量比焊條電弧焊分別高64.2%和66.0%，可見TT焊接頭低溫韌性十分優(yōu)異。同時(shí)還可以看出，無(wú)論哪種焊接方法，接頭熱影響區(qū)的低溫沖擊吸收能量比焊縫高。

3 TT焊接頭低溫韌性分析

從上述試驗(yàn)結(jié)果看，TT焊焊接接頭強(qiáng)度略高于焊條電弧焊，接頭低溫韌性顯著優(yōu)于焊條電弧焊，文中從接頭金相組織、斷口形貌方面入手進(jìn)行分析。

3.1 宏觀金相分析

接頭宏觀形貌如圖5所示，圖5a與圖5b分別是SMAW焊和TT焊接頭宏觀金相照片。通過焊縫面積與坡口面積計(jì)算焊縫熔合比，得出SMAW焊熔合比26.7%，TT焊熔合比僅5.3%。在圖5a根部1區(qū)和2區(qū)間存在耐腐蝕區(qū)，疑似生成鐵素體和奧氏體的雙相組織，經(jīng)鐵素體測(cè)量?jī)x檢測(cè)其鐵素體含量在25%～26%之間，其他區(qū)域鐵素體含量低于5%。圖5b根部1區(qū)和2區(qū)間未出現(xiàn)耐腐蝕區(qū)，經(jīng)測(cè)量鐵素體含量在6%～7%之間。可見由于焊條電弧焊熱輸入大及焊工操作的不穩(wěn)定性造成母材大量熔入焊縫，尤其是焊縫根部生成大量鐵素體組織。而TT焊熱輸入小、焊接過程穩(wěn)定、焊縫成形好，母材熔入量很小，較小的熔合比保證了焊縫組織主要為奧氏體。奧氏體因面心點(diǎn)陣滑移系統(tǒng)多塑韌性好，而鐵素體塑性較差，焊縫奧氏體組織出現(xiàn)較多鐵素體會(huì)破壞原有韌性，因此，TT焊接頭熔合比小，鐵素體組織含量低是其韌性較高的原因之一。

3.2 微觀金相分析

焊縫微觀金相組織如圖6所示。由圖6a可知，SMAW焊縫組織主要為胞狀樹枝晶，胞狀樹枝晶形成的主要成因是凝固界面前沿液相由于偏析產(chǎn)生較大成分過冷，破壞之前平面推進(jìn)凝固模式，此時(shí)凸起部分向周圍排溶質(zhì)，產(chǎn)生與主干方向垂直的二次橫枝，形成胞狀樹枝結(jié)構(gòu)。由圖6d可知TT焊焊縫組織為胞狀樹枝晶和胞狀晶，其胞狀晶有2 種不同的形態(tài)：一種是形狀規(guī)則的連續(xù)包狀樹枝結(jié)構(gòu)；另一種是形狀不規(guī)則的不連續(xù)胞狀結(jié)構(gòu)。這種不連續(xù)胞狀晶是在較小的成分過冷條件下，平面結(jié)晶界面處于未定狀態(tài)，在凝固的界面長(zhǎng)出平行束狀的胞芽。圖6b、圖6e可知，兩種焊縫顯微組織均由γ相奧氏體+析出相組成。圖6c、圖6f分別是圖6b、圖6e的區(qū)域放大圖，如圖6c所示，SMAW焊縫胞狀晶內(nèi)和晶間析出塊條狀和顆粒狀析出相，塊條狀析出相長(zhǎng)度約為1.5～2.5 μm，寬度約0.5 μm，顆粒狀析出相直徑約0.6 μm。通過表9的EDS分析結(jié)果，結(jié)合 Cieslak 等人[16]對(duì)鎳基合金的研究，判斷塊條狀析出相為NbC，球狀顆粒相主要富集Nb，Mn，Ti等元素，其可能是碳化物和氧化物混合相。兩種析出相使得Nb發(fā)生嚴(yán)重偏析，削弱Nb的固溶強(qiáng)化作用，同時(shí)腐蝕坑較多塊條狀析出相聚集，嚴(yán)重?fù)p害了材料的韌性。圖6f可觀察到，在胞狀晶晶間分布較亮的呈現(xiàn)細(xì)條狀析出相，由于鎳基合金溶碳能力差，因此易析出碳化物。通過EDS分析，析出物主要是含較高M(jìn)o元素的富Mo相，這與焊絲中Mo含量較高有關(guān)，這種析出相主要偏聚于胞狀晶晶間，阻礙位錯(cuò)滑移，具有析出強(qiáng)化的作用。由上述分析可知，焊條電弧焊由于熱輸入大，造成Nb，Mn，Ti等元素大量脫溶析出，析出元素在晶粒內(nèi)部和晶界上生成了數(shù)量較多的碳化物和氧化物，削弱了固溶強(qiáng)化作用，降低了材料的韌性。而TT焊焊縫析出相主要偏聚于胞狀晶晶間，是Mo元素含量較高的富Mo相，這種晶間析出相阻礙位錯(cuò)滑移，具有一定析出強(qiáng)化的作用，這是TT焊接頭低溫韌性優(yōu)良的第二個(gè)原因。

表9 不同焊接方法焊縫區(qū)域析出相成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

3.3 接頭EBSD分析

圖7是2種焊縫熱影響區(qū)(HAZ)、熔合線(FL)和焊縫區(qū)(WM)的電子背散射衍射(EBSD)測(cè)試結(jié)果。如圖7b、圖7e所示，左側(cè)靠近熔合線的熱影響區(qū)，SMAW平均晶粒較大，而TT焊在粗晶區(qū)晶粒經(jīng)多次熱循環(huán)使晶粒細(xì)化，其細(xì)化晶粒沿<111>晶向族生長(zhǎng)。右側(cè)熔合線內(nèi)焊縫金屬初始生長(zhǎng)是以部分熔化母材晶粒為成核基體的外延生長(zhǎng)，將熔池的原子排列在熔化的母材預(yù)先存在的點(diǎn)陣位置，生長(zhǎng)方向垂直于最大溫度梯度，在此凝固驅(qū)動(dòng)下向焊縫中心不斷生長(zhǎng)，因此外延生長(zhǎng)界面具有更好的界面相互作用和更強(qiáng)冶金結(jié)合[17]。焊縫中心晶粒尺寸比熔合線附近的小，是因?yàn)楹缚p中心液相溫度梯度很小，成分過冷區(qū)寬，除樹枝晶析出外，還有新晶粒形核，這些晶粒生長(zhǎng)速度快，在競(jìng)爭(zhēng)生長(zhǎng)的作用生成晶粒尺寸較小的等軸晶，如圖7c、圖7f所示，靠近焊縫中心晶粒尺寸明顯變小。由圖7可知，SMAW的熱影響區(qū)和焊縫的平均晶粒尺寸比TT焊的大，主要原因是其高熱的輸入和熱循環(huán)對(duì)熱影響區(qū)影響。一般來說，接頭靠近熔合線的粗晶區(qū)是整個(gè)接頭韌性最低的區(qū)域，其中晶粒尺寸變大是韌性變差的原因之一。

3.4 熱影響區(qū)組織變化

圖8是XRD測(cè)試結(jié)果顯示，由圖8a可知母材組織主要是馬氏體和少量的奧氏體，奧氏體的衍射峰較小不明顯，通過(200)，(220)和(311)峰值強(qiáng)度計(jì)算得到逆轉(zhuǎn)奧氏體體積分?jǐn)?shù)在8%左右，這種逆轉(zhuǎn)奧氏體是高度富集C，Ni，Mn等合金元素在Ac1溫度以下，由淬火形成高濃度馬氏體在回火時(shí)，溶質(zhì)原子經(jīng)短距離擴(kuò)散偏聚在原奧氏體邊界形成具有高穩(wěn)定奧氏體，當(dāng)材料發(fā)生塑性變形時(shí)，裂紋尖端的應(yīng)力集中引起馬氏體相變從而產(chǎn)生引力松弛，阻礙裂紋擴(kuò)展，提高鋼韌性和強(qiáng)度，對(duì)9Ni鋼的低溫韌性有著重要作用。焊縫組織為奧氏體，凝固是以全奧氏體模式凝固，即初始和結(jié)束的析出相均為奧氏體的凝固。從圖7a、圖7d可清晰看出凝固亞結(jié)構(gòu)是胞狀晶和枝晶2種微觀組織，這是凝固過程中合金元素和雜質(zhì)的偏析而形成的偏析輪廓。熱影響區(qū)的 XRD 測(cè)試結(jié)果如圖8b所示，通過對(duì)奧氏體的衍射峰強(qiáng)度計(jì)算得出逆轉(zhuǎn)奧氏體相體積分?jǐn)?shù)在 3.5%左右，盡管有一定誤差，但仍然可以看出逆轉(zhuǎn)奧氏體含量明顯降低，因此，除圖7所示粗晶熱影響區(qū)晶粒尺寸變化外，逆轉(zhuǎn)奧氏體含量降低也是熱影響區(qū)韌性降低的原因之一。

3.5 斷口分析

TT焊和SMAW焊焊縫中心低溫沖擊斷口掃描電鏡圖如圖9所示，斷口微觀形貌呈現(xiàn)斷裂是典型的延性斷裂，未發(fā)現(xiàn)解理。圖9a、圖9b分別是TT焊和SMAW焊焊縫放射區(qū)圖，斷口上呈列出一排排的韌窩，類似蜂窩，存有尖銳的撕裂脊和層狀撕裂的剪切壁。圖9a中可得，斷口韌窩深且較大，存在明顯撕裂開口，由韌窩構(gòu)成平面起伏較大，表明接頭有較高韌性；圖9b中，韌窩多且較小，存在撕裂的剪切壁，在剪切壁有尺寸不均的小韌窩；圖9c、圖9d是斷口剪切唇區(qū)，整體韌窩淺而小。如圖9c所示，在撕裂應(yīng)力作用下形成較長(zhǎng)撕裂棱，撕裂側(cè)壁上韌窩被拉，從局部放大圖可知，TT焊在剪切區(qū)韌窩大而深，局部放大中析出物少且很小，這種析出物成分與焊縫成分一致為富鉬相，這表明試件有良好的韌性；如圖9d所示，SMAW剪切區(qū)布滿密密麻麻小韌窩，局部放大圖可知，SMAW剪切區(qū)每個(gè)韌窩底部有球狀?yuàn)A雜物，這種夾雜物為氧化物和硫化物的混合，其化學(xué)成分見表10。這種夾雜物是熔池發(fā)生冶金反應(yīng)高溫生成鋁和錳的氧化物，在凝固時(shí)富集了其他溶質(zhì)元素而形成的復(fù)雜化合物[18]。試樣在受到?jīng)_擊時(shí)，夾雜物處出現(xiàn)孔洞形核，且力的作用下微孔不斷長(zhǎng)大，長(zhǎng)大過程中大量孔洞長(zhǎng)大到極限時(shí)開始熔合形成宏觀裂紋，最后在外力作用下大量的宏觀裂紋不斷擴(kuò)展連接從而斷裂，因此SMAW焊的沖擊吸收能量較低，韌性較差[19-21]。

表10 析出物化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

綜合以上分析可以得出，由于TT焊熱輸入小、焊接過程穩(wěn)定、焊接工藝參數(shù)波動(dòng)小，使得焊接接頭熔合比小、焊縫組織主要為奧氏體，元素脫溶析出較少，析出相也是Mo含量較高的富Mo相，這種晶間析出相阻礙位錯(cuò)滑移，具有一定析出強(qiáng)化的作用， 較少的析出相避免了因?yàn)閵A雜物引起應(yīng)力集中而形成孔洞形核，提高了接頭韌性。同時(shí)，較小的熱輸入，造成的熱影響區(qū)范圍窄，晶粒尺寸細(xì)小，有利于提高低溫韌性。

4 結(jié)論

(1)通過與焊條電弧焊對(duì)比研究表明，TT焊接頭具有強(qiáng)度高、低溫韌性好的優(yōu)點(diǎn)，這主要?dú)w因于TT焊熱輸入小、焊接過程穩(wěn)定、焊接工藝參數(shù)波動(dòng)小，使得焊接接頭成形良好，熔合比小，焊縫組織主要為晶粒細(xì)小的奧氏體，元素脫溶析出較少，析出相也是Mo含量較高的富Mo相，這種晶間析出相阻礙位錯(cuò)滑移，具有一定析出強(qiáng)化的作用，較少的析出相避免了因?yàn)閵A雜物引起應(yīng)力集中而形成孔洞形核，提高了接頭韌性。

(2)隨著該焊接方法相應(yīng)設(shè)備自動(dòng)化程度的提高，在焊接效率上能進(jìn)一步追平焊條電弧焊。TT焊具有顯著的優(yōu)勢(shì)，可替代SMAW焊成為L(zhǎng)NG儲(chǔ)罐立焊焊縫焊接新技術(shù)。