0.   引　言

為應對氣候變化和推動綠色低碳發(fā)展，天然氣使用量大幅度提升，其存儲、運輸設備呈現(xiàn)高速增長態(tài)勢，其中液化天然氣（LNG）儲罐的建造受到重視。9Ni鋼具有良好的低溫韌性、較高的強度、較低的熱膨脹系數(shù)，成為國內外制造LNG儲罐的主要用材[1-3]。因鎳價高漲及我國鎳資源貧乏，鎳含量更低的7Ni鋼成為替代9Ni鋼的重要選擇之一。經(jīng)過合金化和熱處理，7Ni鋼的性能可與9Ni鋼相媲美，并且價格可以下降約20%，具有更高的經(jīng)濟效益。目前，7Ni鋼在國際上已有應用案例，國內也已工業(yè)化試制成功[4-7]，且于2023年被正式列入我國標準GB/T 713.4—2023《承壓設備用鋼板和鋼帶 第4部分：規(guī)定低溫性能的鎳合金鋼》中，牌號為06Ni7DR，但國內還沒有該鋼工程化應用的案例。 

LNG儲罐制造離不開焊接，焊條電弧焊操作靈活、費用低、適應性強、可適用于全位置焊接，是應用最廣泛的焊接方法，目前針對7Ni鋼的焊接研究以焊條電弧焊為主。陳凱力等[6]采用焊條電弧焊對30 mm厚7Ni鋼板進行了焊接，研究了焊接熱輸入對接頭力學性能的影響；蔡瀟濤等[8]對20 mm厚的7Ni鋼板進行焊條電弧焊，發(fā)現(xiàn)接頭的力學性能滿足LNG工程的使用要求；CAI等[9]研究了7Ni鋼與高錳鋼異種材料焊條電弧焊接頭的斷裂韌性。目前，有關7Ni鋼焊接的報道很少，研究缺少系統(tǒng)性，同時在LNG儲罐制造過程中，因儲罐大小、部位不同，會涉及到不同厚度7Ni鋼板的焊接。因此，作者采用焊條電弧焊對10 mm厚7Ni鋼進行焊接，研究了接頭的組織和力學性能，以期為7Ni鋼的工程化應用奠定基礎。 

1.   試樣制備與試驗方法

母材為南鋼生產的7Ni鋼板，尺寸為10 mm×130 mm×500 mm，供貨狀態(tài)為淬火+回火態(tài)。焊接材料選擇天泰生產的直徑4 mm ENiCrMo-6焊條。母材和焊條的化學成分如表1所示，力學性能如表2所示。采用焊條電弧焊方法對鋼板進行多層多道焊接，如圖1所示，采用單邊30°的V型坡口，鈍邊為2 mm，根部間隙為0～2 mm，正面三道，背面兩道，焊接前對坡口及其周圍進行打磨清理。采用平焊、交流電焊，焊前不預熱，道間溫度控制在150 ℃以內。參考9Ni鋼焊接經(jīng)驗制定7Ni鋼焊接工藝參數(shù)，如表3所示，焊接試驗由蘇州圣匯裝備有限公司完成。 

圖  1  焊接坡口尺寸及焊道結構示意

Figure  1.  Diagram of size of welding groove and bead structure

采用超聲、X射線、滲透方法對焊接接頭進行無損檢測。在焊接接頭上垂直于焊接方向截取同時包括焊縫、熱影響區(qū)及母材的金相試樣，打磨、拋光，用體積分數(shù)4%硝酸乙醇溶液對熱影響區(qū)和母材腐蝕20～25 s，用體積分數(shù)10%鉻酸溶液對焊縫進行電解腐蝕，電壓為2.5 V，電流為0.6 A，采用ZEISS Axio Observer 3m型光學顯微鏡、ZEISS Merlin Compact型熱場發(fā)射掃描電鏡（SEM）觀察不同區(qū)域的顯微組織和微觀形貌，并用SEM配套的能譜儀（EDS）分析微區(qū)成分。采用SY-YQ-103型數(shù)顯維氏硬度計進行硬度測試，載荷為98.07 N，保載時間為10 s，測試位置位于接頭截面（垂直于焊接方向）不同區(qū)域的上部、中部和下部，測試點間距均為1 mm。按照NB/T 47014—2011《承壓設備焊接工藝評定》，在焊接接頭上以焊縫為中心垂直于焊接方向截取2個拉伸試樣，標距部分尺寸為30 mm×20 mm×10 mm，按照GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》，采用SHT4605型微機控制電液伺服萬能試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為18 mm·min−1。按照GB/T 229—2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》，在焊接接頭上垂直于焊接方向截取尺寸為7.5 mm×10 mm×55 mm的沖擊試樣，開V形缺口，缺口分別位于熱影響區(qū)和焊縫中心，采用ZBC2302-C型擺錘式?jīng)_擊試驗機進行−196 ℃低溫沖擊試驗。采用Zeiss Merlin Compact型掃描電鏡觀察拉伸和沖擊斷口形貌。按照GB/T 2653—2008《焊接接頭彎曲試驗方法》，在焊接接頭上以焊縫為中心垂直于焊接方向截取尺寸為10 mm×10 mm×260 mm的彎曲試樣，在SHT4605型微機控制電液伺服萬能試驗機上進行側彎試驗，壓頭直徑為40 mm，壓頭下壓速度為10 mm·s−1，彎曲角度為180°。 

2.   試驗結果與討論

2.1   宏觀形貌和顯微組織

無損檢測結果顯示，接頭焊縫中無未熔合、氣孔、裂紋、夾渣、未焊透等缺陷。由圖2可以看出，焊縫正面和背面均無明顯起伏，表面成形良好。 

圖  2  焊縫正、背面的宏觀形貌

Figure  2.  Macromorphology of front (a) and back (b) sides of weld

焊接接頭由焊縫、熔合區(qū)、粗晶熱影響區(qū)、細晶熱影響區(qū)和母材組成。由圖3可以看出：母材組織主要為回火馬氏體和少量逆轉變奧氏體[4]，整體組織均勻、細小。焊縫主要由富鎳奧氏體相和析出相組成，奧氏體呈粗大的樹枝晶形態(tài)，且具有一定的方向性。熔池由邊緣向中心凝固，溫度梯度逐漸降低，液相溫度與結晶溫度之間的范圍增大，形成的成分過冷區(qū)增大，從而出現(xiàn)樹枝晶形態(tài)[2]。7Ni鋼采取了降低鎳含量，增加鉻、鉬含量的成分設計，鉻、鉬等合金元素一方面彌補鎳含量下降造成的強度降低問題，另一方面促進了熔池凝固后期各種析出相的形成，因此焊縫中樹枝晶間隙處存在一些彌散分布的析出相。熔合區(qū)主要由塊狀奧氏體組成，由于冷卻速率大，偏析過程得到抑制，析出相最少。焊條電弧焊由于熱輸入低，受熱量影響的部位較少，熱影響區(qū)較窄?？拷酆蠀^(qū)的熱影響區(qū)組織明顯粗化，粗晶熱影響區(qū)由粗大的板條馬氏體和少量殘余奧氏體組成。這是因為該區(qū)域在焊接過程中的溫度遠高于奧氏體轉變溫度，其組織中的回火馬氏體完全轉變?yōu)閵W氏體并發(fā)生粗化，隨后在快速冷卻時轉變成粗大的板條馬氏體，同時還殘留少量奧氏體[8]。細晶熱影響區(qū)主要由細小板條馬氏體和少量殘余奧氏體組成，這是由于該區(qū)域的溫度達到奧氏體化溫度，但明顯低于粗晶熱影響區(qū)，不足以使晶粒劇烈長大，冷卻后的組織也變得細小。 

圖  3  焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織

Figure  3.  Microstructures of different areas of welded joint: (a) base metal; (b) weld; (c) fusion zone; (d) coarse-grain heat-affected zone and (e) fine-grain heat-affected zone

由圖4和表4可以看出：接頭焊縫中除存在奧氏體樹枝晶外，還出現(xiàn)了白色顆粒狀和鏈狀析出相，這些析出相不連續(xù)地分布于奧氏體枝晶間；顆粒狀析出相主要由碳、鉻等元素組成，推測為含鉻的碳化物[10]，鏈狀析出相主要由鐵、鎳、鈮等元素組成，推測為Laves相[8,11]。 

圖  4  焊縫的SEM形貌以及EDS分析位置

Figure  4.  SEM morphology (a) and EDS analysis position (b) of weld

2.2   顯微硬度

接頭焊縫的硬度為170～194 HV，熔合區(qū)的硬度為220～243 HV，熱影響區(qū)的硬度為280～299 HV，母材的硬度為246～263 HV。可知，接頭熱影響區(qū)的硬度最高，焊縫的硬度最低。熱影響區(qū)在焊接過程中發(fā)生完全奧氏體化和馬氏體轉變，快速冷卻過程導致馬氏體中固溶較多的碳，因此該區(qū)域的硬度高于組織主要為低碳馬氏體的母材和主要為奧氏體的焊縫。焊縫主要由硬度較低的奧氏體組成，同時由于多道焊時后道焊接對前道焊縫產生熱循環(huán)作用，焊縫發(fā)生軟化，因此硬度進一步降低。 

2.3   拉伸性能

焊接接頭的抗拉強度為763.5 MPa，滿足ASTM A553/A553M-17 Standard Specification for Pressure Vessel Plates, Alloy Steel, Quenched and Tempered 7, 8, and 9% Nickel標準規(guī)定的焊接接頭抗拉強度不低于母材抗拉強度下限值690 MPa的要求。 

由圖5可以看出，焊接接頭拉伸斷口處存在收縮現(xiàn)象，說明斷裂前試樣產生了明顯的塑性變形，且拉伸試樣的斷裂位置在焊縫處。裂紋先在試樣厚度方向的中部萌生，然后向板厚兩側表面逐漸擴展，形成一個較淺的V形裂紋?？芍嚇娱_裂位置不在焊縫水平方向的中間位置，在裂紋擴展過程中，在拉應力的作用下，裂紋逐漸轉變?yōu)榕c拉應力垂直的平面擴展，形成最后的快速斷裂區(qū)。拉伸斷口中存在大量等軸韌窩，在韌窩底部可以觀察到大量第二相顆粒，這些析出相主要由碳、鎳、鉻、鐵、錳等元素組成。焊接接頭的主要斷裂機制為由第二相斷裂或第二相與基體界面脫離引起的微孔聚集性斷裂，屬于韌性斷裂。 

圖  5  焊接接頭拉伸斷裂宏觀形貌、斷口宏觀和微觀形貌以及斷口上第二相顆粒的EDS分析結果

Figure  5.  Tensile cracking macromorphology (a), macromorphology (b) and micromorphology (c) of fracture and EDS analysis results of the second particles on fracture (d) of welded joint

2.4   沖擊韌性和彎曲性能

焊接接頭焊縫的沖擊吸收能量測試值分別為60.8，56.7，57.2 J，平均值為58.2 J；熱影響區(qū)的沖擊吸收能量測試值分別為53.7，65.0，59.1 J，平均值為59.3 J。由于焊縫主要為奧氏體相，而奧氏體幾乎沒有低溫脆性，因此焊縫的低溫沖擊韌性較好。熱影響區(qū)組織主要為粗大的板條馬氏體和少量殘余奧氏體，受板條馬氏體高強度和殘余奧氏體增韌作用的影響，熱影響區(qū)的沖擊韌性與焊縫相當。焊縫和熱影響區(qū)的沖擊吸收能量均滿足ASTM A553/A553M-17 Standard Specification for Pressure Vessel Plates, Alloy Steel, Quenched and Tempered 7, 8, and 9% Nickel標準規(guī)定的不低于母材沖擊韌性下限值27 J的要求。 

由圖6和圖7可以看出：焊縫沖擊斷口兩側有明顯的向內收縮現(xiàn)象，斷口存在一定起伏，說明在沖擊過程中斷口發(fā)生一定的塑性變形；斷口主要呈纖維狀，放大后可見大量韌窩、二次撕裂棱以及尺寸較大的析出相。熱影響區(qū)沖擊斷口兩側收縮量較小，斷口變形較小，表面存在平坦臺階狀放射區(qū)以及較多的二次裂紋，斷口中心區(qū)域可見解理臺階和韌窩，呈現(xiàn)混合斷裂特征。 

圖  6  焊縫沖擊斷口的典型形貌

Figure  6.  Typical morphology of impact fracture of weld: (a) at low magnification; (b) at medium magnification and (c) at high magnification

圖  7  熱影響區(qū)沖擊斷口的典型形貌

Figure  7.  Typical morphology of impact fracture of heat-affected zone: (a) at low magnification; (b) at medium magnification and (c) at high magnification

由圖8可以看出：側彎試驗后焊接接頭試樣表面均未出現(xiàn)裂紋等缺陷，說明焊接接頭具有良好的彎曲性能。 

圖  8  焊接接頭試樣側彎后的宏觀形貌

Figure  8.  Macromorphology of welded joint samples after side bending

3.   結　論

（1）7Ni鋼焊條電弧焊接頭焊縫表面成形良好，未發(fā)現(xiàn)明顯的焊接缺陷。焊接接頭由焊縫、熔合區(qū)、粗晶熱影響區(qū)、細晶熱影響區(qū)和母材組成；焊縫組織由富鎳奧氏體樹枝晶和析出相組成，熔合區(qū)主要由塊狀奧氏體組成，粗晶熱影響區(qū)由粗大的板條馬氏體和少量殘余奧氏體組成，細晶熱影響區(qū)由細小板條馬氏體和少量殘余奧氏體組成，母材由回火馬氏體和少量逆轉變奧氏體組成。 

（2）焊縫的硬度最低，為170～194 HV，熱影響區(qū)的硬度最高，為280～299 HV，母材硬度介于二者之間。焊接接頭拉伸時在焊縫處斷裂，抗拉強度為763.5 MPa；焊縫和熱影響區(qū)的−196 ℃平均沖擊吸收能量分別為58.2，59.3 J，焊縫沖擊斷口呈韌性斷裂特征，熱影響區(qū)沖擊斷口呈混合斷裂特征；側彎試驗后焊接接頭未出現(xiàn)開裂現(xiàn)象。7Ni鋼焊條電弧焊接頭的力學性能滿足LNG工程要求。

文章來源——材料與測試網(wǎng)