9ni鋼焊接接頭和焊接熱影響區(qū)低溫韌性研究

9ni鋼焊接接頭和焊接熱影響區(qū)低溫韌性研究

0lng貯罐體由于天然氣具有方便的使用、安全的、干凈的和高效的優(yōu)點(diǎn)，世界上的能源消耗結(jié)構(gòu)發(fā)生了很大變化。目前天然氣的消耗量正逐年大幅度上升,在一些國(guó)家,天然氣的年消耗量已經(jīng)超過(guò)石油。將天然氣從產(chǎn)地運(yùn)往市場(chǎng)的方法除長(zhǎng)距離輸氣管道外,另一種方法就是將天然氣在-162℃的低溫下液化成為L(zhǎng)NG(liquefiednaturalgas),此時(shí)液化后的天然氣體積是原來(lái)的1/625。用車(chē)船運(yùn)往使用地區(qū),需在使用地區(qū)建設(shè)接收終端,將LNG儲(chǔ)存并再度汽化后通過(guò)管道送往用戶,用這種方法將天然氣產(chǎn)地與遙遠(yuǎn)的市場(chǎng)連接起來(lái),成本將會(huì)低于管道天然氣。近年來(lái),中國(guó)大力推進(jìn)、實(shí)施清潔能源戰(zhàn)略,作為低成本的天然氣儲(chǔ)運(yùn)方法,液化天然氣工業(yè)正以迅猛的速度遞增,對(duì)制造LNG貯罐罐體的關(guān)鍵材料鎳系低溫用9Ni鋼及焊接提出了巨大需求,然而這一材料及裝焊技術(shù)主要依賴(lài)于進(jìn)口,這對(duì)LNG工業(yè)的發(fā)展已經(jīng)形成很大制約,同時(shí)對(duì)國(guó)家的能源安全保障也極為不利。因此某鋼鐵企業(yè)對(duì)9Ni鋼進(jìn)行了開(kāi)發(fā)和研制,并采用實(shí)際生產(chǎn)設(shè)備批量試制了超低碳9Ni鋼板。為考查新研制9Ni鋼的焊接接頭是否滿足低溫服役條件,對(duì)其焊接接頭低溫韌性進(jìn)行了探討。1低溫夏比沖擊試驗(yàn)試驗(yàn)材料采用新研制的9Ni鋼板,熱處理狀態(tài)為淬火+中間淬火+回火,板厚為20mm。焊接材料選用法國(guó)生產(chǎn)的ENiCrMo—6型鎳基焊條,直徑為?4mm。首先對(duì)試驗(yàn)材料進(jìn)行了化學(xué)成分、室溫拉伸、低溫夏比V形缺口沖擊和金相試驗(yàn),其化學(xué)成分和力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果見(jiàn)表1,表2所示。9Ni鋼的焊接熱影響區(qū)(HAZ)模擬是在GLEEBLE1500試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行的,采用試板焊接制定模擬熱循環(huán)的試驗(yàn)參數(shù),對(duì)于尺寸為450mm×320mm×20mm的試板,當(dāng)?shù)谝淮畏逯禍囟冗_(dá)到1350℃后,試樣分別以連續(xù)冷卻時(shí)間t8/5為8,17和29s進(jìn)行冷卻,冷卻速度分別相當(dāng)于熱輸入為9.7,19.2kJ/cm的焊條電弧焊和熱輸入為30.5kJ/cm的埋弧焊的冷卻速度。分別模擬單道焊和多道焊的焊接熱循環(huán)。熱模擬試件沿橫向截取,規(guī)格為10.5mm×10.5mm×60mm,每組4件,其中1件進(jìn)行金相分析,其余3件加工成10mm×10mm×55mmV形夏比沖擊試樣。試板焊接按歐洲標(biāo)準(zhǔn)EN288-3執(zhí)行,采用50°K形坡口,鈍邊為2mm,間隙為3mm,橫焊位置。焊前不預(yù)熱,層間溫度控制在100℃以下,其焊接工藝參數(shù)見(jiàn)表3所示。低溫夏比沖擊試驗(yàn)按歐洲標(biāo)準(zhǔn)EN875和國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T229—1994在JB—30A型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。然后利用金相顯微鏡、掃描電鏡和透射電鏡對(duì)試樣進(jìn)行組織與斷口分析。2試驗(yàn)結(jié)果及分析2.1模擬焊接熱循環(huán)對(duì)熱沖擊的影響當(dāng)峰值溫度Tp=1350℃時(shí),不同工藝參數(shù)的單道焊熱模擬試件在-196℃下的沖擊吸收功見(jiàn)表4所示,表5為部分模擬熱輸入為19.2kJ/cm多道焊的焊接熱循環(huán)試樣在-196℃時(shí)的夏比沖擊試驗(yàn)結(jié)果。結(jié)果表明,經(jīng)模擬焊接熱循環(huán)后其低溫沖擊吸收功均明顯降低,且隨著熱輸入的增加即t8/5時(shí)間的增加,熱模擬試樣的低溫韌性呈明顯下降趨勢(shì)。當(dāng)t8/5=29s時(shí),低溫韌性接近歐洲標(biāo)準(zhǔn)EN10028-4X7Ni9最低值80J。第二道熱循環(huán)的峰值溫度為900℃時(shí),低溫沖擊吸收功最高。當(dāng)峰值溫度為620℃時(shí),低溫沖擊值僅為71J,低于歐洲標(biāo)準(zhǔn)要求。但隨著熱循環(huán)道次的增加,相應(yīng)的低溫沖擊韌性顯著提高。2.2不同峰值溫度下金相組織的變化金相分析表明,隨著熱輸入的增大,即t8/5時(shí)間的增長(zhǎng),模擬單道焊過(guò)熱區(qū)的組織由較細(xì)板條馬氏體和塊狀?yuàn)W氏體轉(zhuǎn)為開(kāi)始出現(xiàn)粗大的板條馬氏體(圖1),并逐漸變得粗大,導(dǎo)致低溫韌性下降。當(dāng)?shù)诙罒嵫h(huán)的峰值溫度為1150℃時(shí),低溫韌性較差,此時(shí)的金相組織由粗大的板條馬氏體和少量塊狀殘余奧氏體組成。隨著峰值溫度的降低,低溫韌性逐步提高,當(dāng)峰值溫度達(dá)到900℃時(shí),低溫韌性最好,金相組織中板條馬氏體得到進(jìn)一步細(xì)化,在馬氏體板條間均勻分布著較多的片狀、塊狀逆轉(zhuǎn)變奧氏體,所以獲得了良好的低溫韌性,如圖2所示。當(dāng)?shù)诙婪逯禍囟萒p=620℃時(shí),金相組織中出現(xiàn)網(wǎng)狀鐵素體相,且分布不均勻,組織保持了原奧氏體的粗大晶界,C和雜質(zhì)元素在晶界上偏聚,導(dǎo)致低溫韌性惡化。隨著熱循環(huán)道次的增加,脆性區(qū)和軟化區(qū)逐漸消除,低溫韌性顯著提高。因此超低碳9Ni鋼的焊接宜采用小熱輸入、多層多道焊。2.3斷口表面微觀組織對(duì)上述熱模擬夏比V形缺口試樣,經(jīng)-196℃沖擊試驗(yàn)后的斷口形貌掃描電鏡分析表明,單道粗晶區(qū)熱模擬試樣,斷裂表面破壞均為微孔聚集和韌性撕裂的綜合形式。這種破壞形式是高強(qiáng)度及高韌性材料所特有的。當(dāng)t8/5為29s時(shí),雖其斷裂表面破壞是以微孔聚集和韌性撕裂形式出現(xiàn),但在斷口組織中存在斷裂臺(tái)階,如圖3a所示。當(dāng)?shù)诙婪逯禍囟仍?20℃時(shí),斷口表現(xiàn)為準(zhǔn)解理形貌,其中解理面所占比例較大,有少量分布不均勻的撕裂嶺,且有二次裂紋存在(圖3b)。多道焊熱模擬試件的斷口表現(xiàn)為韌窩形貌,且細(xì)小,低溫沖擊韌性很高(圖3c)。2.4電鏡分析及結(jié)果對(duì)板厚為20mm的K形坡口多層橫焊接頭進(jìn)行了其各區(qū)的低溫沖擊試驗(yàn),結(jié)果見(jiàn)表6所示,其接頭金相組織如圖4所示?？梢钥闯?試板焊接接頭HAZ的-196℃低溫沖擊吸收功比相應(yīng)的熱模擬試樣要高得多,表現(xiàn)出良好的低溫沖擊韌性。完全滿足英國(guó)標(biāo)準(zhǔn)BS7777:Part2對(duì)液化天然氣儲(chǔ)罐焊接接頭低溫韌性的要求。其原因主要是因?yàn)閷?shí)際焊接接頭HAZ粗晶區(qū)很窄,且與后續(xù)焊道再熱形成的細(xì)晶交錯(cuò)在一起(圖4)。電鏡分析還表明,離熔合線愈近,其特征為板條馬氏體,逆轉(zhuǎn)奧氏體相不多,而且晶粒大小差異較大,故其-196℃的沖擊吸收功較低。當(dāng)離熔合線越遠(yuǎn),其特征為較多的逆轉(zhuǎn)奧氏體呈片狀和塊狀且彌散分布于馬氏體板條間,故其低溫沖擊韌性較高。3試驗(yàn)結(jié)果分析(1)國(guó)產(chǎn)試驗(yàn)9Ni鋼板,模擬單道焊粗晶區(qū)(1350℃)組織由粗大的板條狀馬氏體和不明顯片狀或塊狀的殘余奧氏體組成,隨著熱輸入提高,t8/5時(shí)間延長(zhǎng),-196℃的沖擊吸收功降低。(2)兩道焊熱模擬試驗(yàn)結(jié)果表明,當(dāng)峰值溫度處于9Ni鋼TAc1(600℃)附近(第一道峰值溫度為1350℃),低溫韌性最差。峰值溫度提高到900℃時(shí),焊接熱模擬試樣,其逆轉(zhuǎn)奧氏體呈片狀和塊狀且彌散分布于馬氏體板條間,低溫韌性