孟亮 王紅鴻 陳亞魁 孟慶潤 汪昌紅

摘要：設(shè)計(jì)三種不同Mn含量（12%～20%）的LNG用超低溫奧氏體高錳鋼熔敷金屬，采用OM、SEM、XRD分別對熔敷金屬進(jìn)行組織分析、斷口觀察和物相分析，測定低溫沖擊韌性。結(jié)果表明：Fe-（12～13）Mn熔敷金屬顯微組織為奧氏體（A）和α'馬氏體（α'-M），F(xiàn)e-20Mn熔敷金屬的顯微組織為全奧氏體（A）。室溫下，A含量分別為78%、85%、96%、100%。Fe-（12～13）Mn熔敷金屬在沖擊過程中發(fā)生γ→α'-M相變，-196 ℃沖擊吸收功分別為6.7 J、11.7 J，表現(xiàn)為脆性斷裂。Fe-20Mn沖擊試驗(yàn)后熔敷金屬仍保持全奧氏體組織，-196 ℃平均沖擊吸收功為67 J，斷裂形式屬于韌性斷裂?？刂坪捅苊獍l(fā)生TRIP效應(yīng)是超低溫奧氏體高錳鋼熔敷金屬設(shè)計(jì)的關(guān)鍵。

關(guān)鍵詞：LNG;熔敷金屬;沖擊韌性;奧氏體;馬氏體相變

中圖分類號：TG457.1文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A文章編號：1001-2303（2020）11-0120-04

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.11.22

0 前言

隨著經(jīng)濟(jì)的高速發(fā)展，能源消耗量激增，過度依賴煤炭造成了嚴(yán)重的空氣污染，大規(guī)模使用清潔能源天然氣已成為必然趨勢。截至2018年底，我國陸續(xù)建成投產(chǎn)廣東大鵬、福建莆田等21座LNG接收站，預(yù)計(jì)至2020年底，我國海上進(jìn)口液化天然氣（LNG）將達(dá)700億m3，計(jì)劃建造60座LNG終端接收站[1]。

LNG儲(chǔ)罐的工作溫度為-162 ℃，目前常用超低溫儲(chǔ)罐材料為9Ni鋼，不僅合金成本昂貴，而且在加工及運(yùn)輸過程中易被磁化，焊接時(shí)出現(xiàn)磁偏吹，給焊接帶來很大困難[2]。為節(jié)省成本，韓國浦項(xiàng)鋼鐵公司率先研發(fā)并推廣超低溫奧氏體高錳鋼，該鋼在-196 ℃下具有優(yōu)異的力學(xué)性能。2017年，LNG用高錳低溫鋼被國際材料和標(biāo)準(zhǔn)機(jī)構(gòu)ASTM International注冊為標(biāo)準(zhǔn)技術(shù)[3-4]，這意味著超低溫奧氏體高錳鋼取代9Ni鋼是能源運(yùn)輸行業(yè)發(fā)展的必然趨勢。浦項(xiàng)鋼鐵公司在研發(fā)該高錳鋼的同時(shí)研制出配套的焊接材料及焊接工藝[高錳鋼用電焊條（KSD7142）、藥芯焊絲（KSD7143）、埋弧焊絲和焊劑（KSD7144）等]，為其占有市場提供了有力的競爭力。

高錳鋼研發(fā)在國內(nèi)起步較晚，南京鋼鐵公司、舞陽鋼鐵公司繼浦項(xiàng)鋼鐵公司之后，成功研發(fā)出LNG用高錳低溫鋼[5-6]，但無相匹配的焊接材料。因此，高錳低溫鋼焊接材料的研發(fā)迫在眉睫。

本研究結(jié)合Fe-Mn二元相圖[7]及高錳鋼焊縫舍弗勒相圖[8]，設(shè)計(jì)不同成分的高錳鋼焊接材料，制備熔敷金屬并測試熔敷金屬的力學(xué)性能，研究熔敷金屬在沖擊過程中的組織演變，提出了一種適用于LNG高錳低溫鋼熔敷金屬成分體系。

1 試驗(yàn)材料與方案

1.1 試驗(yàn)材料

設(shè)計(jì)三種不同成分的焊接材料，根據(jù)GB/T25777-2010制備超低溫奧氏體高錳鋼熔敷金屬，其化學(xué)成分如表1所示，目標(biāo)力學(xué)性能如表2所示。

1.2 試驗(yàn)方案

根據(jù)GB/T229-2007制備熔敷金屬?zèng)_擊試樣，開V型缺口，分別在-60 ℃及-196 ℃下進(jìn)行示波沖擊試驗(yàn)。根據(jù)GB/T228.1-2010制備熔敷金屬拉伸試樣，在室溫下測量其拉伸性能。采用OM結(jié)合維氏硬度計(jì)觀察分析熔敷金屬的顯微組織，金相腐蝕劑為10%硝酸酒精，腐蝕時(shí)間15～30 s。采用SEM觀察并分析沖擊斷口形貌。采用X射線衍射儀對沖擊試驗(yàn)前后熔敷金屬相組成進(jìn)行定性及定量分析，試驗(yàn)采用Co靶，衍射角（2θ）范圍為30°～100°，掃描速度1°/min。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 熔敷金屬力學(xué)性能測試

三種熔敷金屬在-60 ℃、-196 ℃下沖擊韌性值如表3所示。由表3可知，WM-1與WM-2熔敷金屬?zèng)_擊韌性較差，不符合高錳低溫鋼熔敷金屬使用要求，隨著溫度升高，沖擊韌性略有提高，WM-3沖擊韌性值最佳。WM-3熔敷金屬室溫拉伸與-196 ℃沖擊韌性值如表4所示，力學(xué)性能優(yōu)異。

2.2 熔敷金屬顯微組織及斷口形貌觀察

三種熔敷金屬在OM下的顯微組織如圖1所示，放大倍數(shù)為100倍和500倍，可以看出，高錳鋼熔敷金屬為柱狀晶結(jié)構(gòu)，在WM-1熔敷金屬枝晶間發(fā)現(xiàn)黑色相。在WM-2和WM-3組織中未觀察到此灰色相。使用OM及維氏硬度計(jì)觀察并對熔敷金屬顯微組織進(jìn)行硬度測試，結(jié)合相關(guān)文獻(xiàn)[8-10]確定其相組成。結(jié)果表明：WM-1熔敷金屬顯微組織為雙相組織，其中黑色箭頭指出的白色相顯微硬度為223.7±15.3 HV，判斷為奧氏體（A）;白色箭頭指出的黑色相顯微硬度為436.2±26.8 HV，判斷為M（α'），WM-2與WM-3熔敷金屬顯微組織為A。

SEM觀察三種熔敷金屬-196 ℃下沖擊斷口形貌如圖2所示。由圖2可知，WM-1和WM-2熔敷金屬為明顯的脆性斷裂，在WM-3熔敷金屬斷口中發(fā)現(xiàn)大量韌窩，為典型的韌性斷裂，三者斷口形貌與沖擊吸收功相一致。

3.3 熔敷金屬低溫沖擊過程中組織變化

WM-1與WM-2熔敷金屬在-60 ℃沖擊試驗(yàn)前后XRD衍射圖譜如圖3所示。由圖可知，WM-1與WM-2熔敷金屬的沖擊吸收功分別為20 J、48 J。XRD衍射圖譜結(jié)果表明WM-1與WM-2熔敷金屬在沖擊過程中發(fā)生γ→α'馬氏體相變，發(fā)生明顯的TRIP效應(yīng)，熔敷金屬發(fā)生TRIP效應(yīng)能吸收能量，但產(chǎn)生的α'馬氏體更利于裂紋擴(kuò)展。WM-2熔敷金屬在沖擊過程中TRIP量高，吸收能量高，沖擊后α'馬氏體含量低，裂紋擴(kuò)展較難，因此，WM-2熔敷金屬?zèng)_擊吸收功更高。分析認(rèn)為，在-60 ℃下，WM-1與WM-2已發(fā)生明顯的TRIP效應(yīng)，在-196 ℃時(shí)必然也會(huì)發(fā)生明顯的γ→α'馬氏體相變。

WM-3熔敷金屬在-196 ℃沖擊試驗(yàn)前后試樣XRD衍射圖譜如圖4所示?？梢钥闯?，沖擊試驗(yàn)后WM-3熔敷金屬并未發(fā)生相變，仍保持全奧氏體組織。其沖擊性能最佳與其奧氏體組織的穩(wěn)定性密不可分。在高錳鋼奧氏體熔敷金屬中，全奧氏體組織低溫沖擊韌性比非全奧氏體組織沖擊韌性好，在全奧氏體焊縫熔敷金屬中亦可添加Mn、Ni等奧氏體化元素，提高奧氏體穩(wěn)定性，使其在沖擊過程中不發(fā)生馬氏體相變，保證低溫沖擊性能[11]。

4 結(jié)論

（1）制備Mn含量為12%～20%的三種LNG高錳低溫鋼熔敷金屬，錳含量為12%～13%的WM-1和WM-2熔敷金屬均為A+M（α'）雙相組織，A含量分別為78%、96%;Mn含量為20%的WM-3熔敷金屬顯微組織為全A。

（2）WM-1、WM-2和WM-3熔敷金屬在-196 ℃沖擊吸收功分別為6.7 J、11.7 J、67 J，WM-1、WM-2熔敷金屬表現(xiàn)為典型的脆性斷裂，WM-3熔敷金屬為典型的韌性斷裂。

（3）WM-1及WM-2熔敷金屬在沖擊過程中發(fā)生γ→α'馬氏體相變，WM-3熔敷金屬?zèng)_擊試樣中仍為全奧氏體組織，奧氏體組織穩(wěn)定性是保證LNG奧氏體高錳鋼熔敷金屬低溫韌性的關(guān)鍵。

參考文獻(xiàn)：

[1] 張智勇. 全球液化天然氣貿(mào)易趨勢分析[J]. 天然氣經(jīng)濟(jì)，2006（5）：19-22，78.

[2] 李建權(quán). LNG內(nèi)罐9%Ni鋼焊接難題及控制措施[J]. 焊接技術(shù)，2019，48（9）：150-151.

[3] 李一徹，蔡在镕，姜相德，等. 具有優(yōu)異的低溫韌性的高強(qiáng)度高錳鋼及其制造方法[P]. CN109863255A，2019-06-07.

[4] ASTM International （2017）. Standard Specification for Pr-essure Vessel Plate，Alloy Steel，Austenitic High Manganese for Cryogenic Application，A1106/A1106M-17，ASTM In-ternational.

[5] 孫超，毛澤寧，李東暉，等. 一種奧氏體低溫鋼及其制備方法[P]. CN109518098A，2019-03-26.

[6] 趙燕青，孫力，鄧建軍，等. 超低溫環(huán)境用高錳鋼板及其生產(chǎn)方法[P]. CN107523748A，2017-12-29.

[7] Schumann，V H （1972）. Neue Hütte，Vol 17，pp 605-609.

[8] Wittig B，Zinke M，Jüttner S，et al. A new constitution dia-gram for dissimilar metal welds of high-manganese steels[J]. Welding in the World，2018.

[9] Sukjin Lee，Chan-Young Lee，Young-Kook Lee. Schaeffler diagram for high Mn steels[J]. Journal of Alloys and Com-pounds，2015：628.

[10] 高江. 冷軋高錳奧氏體鋼顯微組織與織構(gòu)的研究[D]. 河北：燕山大學(xué)，2013.

[11] Han I W，Lee B K，Choi J K，et al. Microstructure and me-chanical properties of cryogenic high-manganese steel weld metal[J]. Key Engineering Materials，2013，537（9）：179-183.