馬秀清，李 祺，吳學(xué)綱，呂宏光，張慶春，黃超鵬，李 琪，張 寧

(1.機(jī)械工業(yè)上海藍(lán)亞石化設(shè)備檢測所有限公司，上海 201518；2.上海藍(lán)濱石化設(shè)備有限責(zé)任公司，上海 201518；3.塔里木油田公司 塔中油氣開發(fā)部，新疆 庫爾勒 841000)

應(yīng)變強(qiáng)化技術(shù)最早由瑞典Avesta公司在20世紀(jì)50年代提出，現(xiàn)在已越來越廣泛地應(yīng)用于壓力容器制造領(lǐng)域，具有減薄容器壁厚的作用，是容器輕量化的技術(shù)手段之一[1-6]。不銹鋼材料經(jīng)過應(yīng)變強(qiáng)化處理能夠顯著提高材料的屈服強(qiáng)度，但同時卻降低了材料的部分塑性。應(yīng)變量過小時材料強(qiáng)化不充分，材料節(jié)約不明顯，應(yīng)變量過大時材料的韌性和塑性下降過多，影響材料的安全性能。因此需要對應(yīng)變強(qiáng)化過程進(jìn)行控制研究。

鄧陽春等[7]分析了奧氏體不銹鋼壓力容器應(yīng)變強(qiáng)化的常溫應(yīng)變強(qiáng)化模式和低溫應(yīng)變強(qiáng)化模式，對比了國外不同壓力容器標(biāo)準(zhǔn)在奧氏體不銹鋼材料許用應(yīng)力選取方面的差異。王步美等[8]對S30408薄板進(jìn)行應(yīng)變強(qiáng)化試驗，研究了S30408材料的力學(xué)性能和金相組織。韓愈等[9]分析了應(yīng)變速度和應(yīng)變量對材料力學(xué)性能的影響，指出材料應(yīng)變量控制在10%以下時應(yīng)變強(qiáng)化對材料的力學(xué)性能和微觀組織影響不大。周連東等[10]對奧氏體不銹鋼低溫壓力容器常規(guī)設(shè)計與應(yīng)變強(qiáng)化設(shè)計進(jìn)行了比較，確定了國產(chǎn)S30408奧氏體不銹鋼應(yīng)變強(qiáng)化壓力容器的應(yīng)變上限值，比較了國產(chǎn)S30408奧氏體不銹鋼材料的ASME和雙線性應(yīng)力應(yīng)變曲線。

文中采用應(yīng)力控制和應(yīng)變控制2種方法對S30408不銹鋼焊接接頭進(jìn)行應(yīng)變強(qiáng)化，對應(yīng)變強(qiáng)化前后材料的拉伸、彎曲及低溫沖擊等力學(xué)性能和微觀金相組織進(jìn)行測試和分析，為應(yīng)變強(qiáng)化技術(shù)在S30408不銹鋼壓力容器設(shè)計和制造中的應(yīng)用提供數(shù)據(jù)支持。

1 應(yīng)變強(qiáng)化基本原理

奧氏體不銹鋼壓力容器的強(qiáng)化控制最初為直徑增量控制，現(xiàn)階段為應(yīng)力控制和應(yīng)變控制。應(yīng)力控制主要依照壓力容器強(qiáng)化工藝，對容器加載至強(qiáng)化壓力后保壓一段時間，直至容器發(fā)生充分的塑性變形。應(yīng)變控制則是基于應(yīng)變強(qiáng)化原理，對應(yīng)變強(qiáng)化過程中的塑性變形量進(jìn)行控制。

奧氏體不銹鋼應(yīng)變強(qiáng)化過程見圖1，圖中RP0.2為材料的屈服強(qiáng)度，RP1.0為材料塑性變形至伸長率為1.0%時的應(yīng)力，Rk為材料預(yù)拉伸應(yīng)力，Rm為材料的抗拉強(qiáng)度,可見奧氏體不銹鋼應(yīng)力-應(yīng)變曲線無明顯的屈服點(diǎn)，以材料產(chǎn)生0.2%的塑性變形時的應(yīng)力作為屈服強(qiáng)度，在屈服強(qiáng)度以后還有相當(dāng)長的應(yīng)變強(qiáng)化段。當(dāng)材料變形受到大于屈服強(qiáng)度RP0.2的拉伸應(yīng)力Rk時，應(yīng)力卸載之后材料將會產(chǎn)生永久的塑性變形。再次對材料進(jìn)行加載時，應(yīng)力應(yīng)變曲線將沿卸載路徑保持彈性增長，直至應(yīng)力大于Rk時材料才重新進(jìn)入塑性階段，強(qiáng)化后材料的屈服強(qiáng)度就由RP0.2提高到了Rk。

圖1 奧氏體不銹鋼應(yīng)變強(qiáng)化曲線

2 應(yīng)變強(qiáng)化試驗試樣和試件制備及試驗方法

2.1 試驗材料復(fù)驗

試驗材料為國內(nèi)某鋼廠生產(chǎn)的S30408奧氏體不銹鋼，鋼板厚度8 mm，測量其力學(xué)性能和化學(xué)組成，并與GB/T 24511—2017《承壓設(shè)備用不銹鋼鋼板及鋼帶》[11]規(guī)定的標(biāo)準(zhǔn)值進(jìn)行比較，結(jié)果見表1和表2。

表1 試驗用S30408材料力學(xué)性能

表2 試驗用S30408材料化學(xué)組成(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) %

從表1和表2可知，試驗所選材料的力學(xué)性能和化學(xué)組成均符合標(biāo)準(zhǔn)要求。

2.2 試件焊接工藝參數(shù)選擇

試件焊接方法選用鎢極氣體保護(hù)電弧焊(GTSW)，焊接材料種類選擇ER308L，焊絲直徑選擇2.4 mm，焊接電流選擇135～190 A，電弧電壓選擇11～14 V, 焊接速度選擇90～115 cm/min。

2.3 試件預(yù)拉伸試驗

制取3件試件，依次編號為A、B和C，尺寸均為8 mm×55 mm×300 mm。其中，試件A未經(jīng)預(yù)拉伸處理。

對試件B以1 MPa/s的應(yīng)力速率加壓至410 MPa之后保壓16 min。410 MPa為EN 13458-2—2002《低溫容器-固定式真空絕熱容器—第2部分：設(shè)計、制造檢驗及測試》[12]附錄C中規(guī)定的S30408奧氏體不銹鋼最大強(qiáng)化應(yīng)力。按此條件進(jìn)行應(yīng)變強(qiáng)化處理后，試件B的塑性變形率為6%。

對試件C以0.000 25/s的恒定應(yīng)變速率進(jìn)行拉伸，使材料產(chǎn)生塑性變形，至塑性變形率為9%時卸載拉力。

2.4 試樣拉伸試驗

對未經(jīng)預(yù)拉伸處理的試件A和經(jīng)過預(yù)拉伸應(yīng)變強(qiáng)化處理后的試件B、試件C進(jìn)行拉伸試驗。依據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫拉伸方法》[13]，在試件中心處截取拉伸試樣，每個試件上各取1件試樣，試樣編號分別為A-1、B-1及C-1。試樣軸向垂直于焊縫，為帶肩式試樣，厚度8 mm，平行段寬度20 mm。采用SHT4305電液伺服萬能試驗機(jī)進(jìn)行拉伸試驗，采用SIGMA掃描電子顯微鏡掃描拉伸試樣斷口。

2.5 試樣低溫沖擊試驗

依據(jù)GB/T 229—2007《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》[14]截取沖擊試驗試樣，試樣長度方向垂直于焊縫，V型缺口的軸線平行于板厚方向。試樣尺寸為 5mm×10 mm×55 mm，V型缺口深2 mm。從試件A、B、C的焊縫中心區(qū)和熱影響區(qū)分別取3組試樣，總共18件。

從試件A上截取的3組試樣編號為A-2H、A-2W、A-3H、A-3W、A-4H、A-4W,H代表熱影響區(qū)，W代表焊縫中心區(qū)。試件B和試件C的取樣編號方法與試件A的相同。

采用ZBC3452-2液晶金屬擺錘沖擊試驗機(jī)進(jìn)行試驗，試驗機(jī)量程為450 J，擺錘打擊刀刃半徑為2 mm。操作時，試樣低溫冷卻介質(zhì)為液氮,試驗溫度為-196 ℃。

2.6 試樣金相組織檢測

在試件A、試件B和試件C的中心處切取厚度8 mm、長度10 mm、寬度10 mm的金相檢測試樣，試樣編號為A-5、B-5、C-5。經(jīng)手工打磨拋光和用質(zhì)量分?jǐn)?shù)10%草酸溶液電解腐蝕后，采用CMM-202E型光學(xué)顯微鏡觀察試樣顯微組織。

3 應(yīng)變強(qiáng)化試驗結(jié)果及討論

3.1 應(yīng)變強(qiáng)化對拉伸性能影響

3.1.1數(shù)據(jù)分析

拉伸試樣拉斷后，試樣A-1、B-1、C-1的斷裂位置全部在焊縫區(qū)。依據(jù)試樣A-1、B-1、C-1的室溫拉伸試驗曲線可以得到試樣的抗拉強(qiáng)度Rm和屈服強(qiáng)度RP0.2。

通過對試樣拉斷后的長度進(jìn)行測量，可以計算得到試樣的斷后伸長率，試驗及計算結(jié)果見表3。

表3 拉伸試樣拉伸試驗結(jié)果

從表3的拉伸試驗結(jié)果可以看出，試樣B-1(強(qiáng)化應(yīng)力410 MPa,控制強(qiáng)化)與未進(jìn)行強(qiáng)化的試樣A-1相比，應(yīng)變強(qiáng)化處理后材料屈服強(qiáng)度提高了102 MPa，斷后伸長率由33.5%下降至27.5%，屈強(qiáng)比由0.47增大到0.61。試樣C-1(應(yīng)變控制強(qiáng)化，塑性變形率9%)與未進(jìn)行強(qiáng)化的試樣A-1相比，應(yīng)變強(qiáng)化處理后材料的屈服強(qiáng)度提高了130 MPa，斷后伸長率由33.5%下降至25.0%，屈強(qiáng)比由0.47增大到0.65。

由以上數(shù)據(jù)對比可以看出，S30408不銹鋼焊接接頭的抗拉強(qiáng)度Rm和屈服強(qiáng)度RP0.2隨著材料形變量的增大而逐漸增大，斷后伸長率隨著形變量的增大而逐漸減小，屈強(qiáng)比隨著材料形變量的增大而逐漸增大，材料抗變形能力增強(qiáng)。

3.1.2顯微組織分析

對試樣A-1、B-1、C-1拉斷后的試樣進(jìn)行斷口電鏡掃描，結(jié)果見圖2。

圖2 拉伸試樣拉斷后斷口金相組織掃描圖(1 500×)

由圖2可見，試樣A-1、B-1、C-1拉伸斷口表面均為聚集型微坑,且微坑形狀為圓形，說明斷口表面為拉伸正應(yīng)力作用下形成的等軸型韌窩，試樣A-1的韌窩直徑和深度均為最大。試樣A-1、B-1、C-1拉伸斷口表面存在無數(shù)纖維狀小峰組成的纖維區(qū)，相同放大倍數(shù)和相同面積條件下試樣A-1的纖維狀小峰數(shù)量也最多。一般來說，材料拉伸斷口表面韌窩的直徑越大，深度越深，表明材料的塑性變形能力越好。材料的塑性越好、斷裂快速擴(kuò)展的速度越低，纖維區(qū)在斷口寬度(厚度)中所占比例就越大[15-17]，由此可判斷S30408不銹鋼焊接接頭經(jīng)過強(qiáng)化處理后韌性出現(xiàn)下降。

3.2 應(yīng)變強(qiáng)化對低溫沖擊韌性影響

低溫沖擊試樣的低溫沖擊試驗結(jié)果見表4。

表4 低溫沖擊試樣低溫沖擊試驗結(jié)果

由表4的低溫沖擊試驗結(jié)果可以看出，焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的低溫沖擊功都隨著材料應(yīng)變強(qiáng)化形變量的增大而減小，這主要是因為材料經(jīng)過應(yīng)變強(qiáng)化后，金屬晶體間位錯相互作用加劇，位錯密度增加，晶格結(jié)構(gòu)畸變嚴(yán)重，位錯運(yùn)動的阻力增大，引起材料整體變形抵抗力增加，材料的強(qiáng)度和硬度得到提高，而塑性和韌性降低。

雖然經(jīng)過應(yīng)變強(qiáng)化處理后試樣B-2～B-4和C-2～C-4的沖擊吸收功都有所降低，但焊縫的低溫韌性仍然較好，焊縫區(qū)沖擊吸收功最小值為22 J，能夠滿足奧氏體不銹鋼應(yīng)變強(qiáng)化技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)GB/T 18442.7—17《固定式真空絕熱深冷壓力容器 第7部分：內(nèi)容器應(yīng)變強(qiáng)化技術(shù)規(guī)定》[18]中低溫沖擊韌性不得小于16 J的要求。

3.3 應(yīng)變強(qiáng)化對金相組織影響

分析試樣A-5、試樣B-5和試樣C-5焊接接頭的焊縫區(qū)、熱影響區(qū)和母材區(qū)的金相組織，分別見圖3～圖5。

圖3 金相組織試樣焊接接頭焊縫區(qū)金相組織(200×)

圖4 金相組織試樣焊接接頭熱影響區(qū)金相組織(200×)

圖5 金相組織試樣焊接接頭母材區(qū)金相組織(200×)

由圖3～圖5所示的焊接接頭金相組織可以看出，試樣A-5、試樣B-5和試樣C-5的母材區(qū)、熱影響區(qū)、焊縫區(qū)的金相組織均為奧氏體和少量鐵素體，而且未見形變馬氏體組織，這說明試件C應(yīng)變強(qiáng)化前后的金相組織無明顯變化，預(yù)拉伸產(chǎn)生9%的塑性變形不會誘發(fā)馬氏體相變。

4 結(jié)語

進(jìn)行了S30408奧氏體不銹鋼的應(yīng)力控制和應(yīng)變控制強(qiáng)化處理試驗。在文中試驗條件下，應(yīng)變強(qiáng)化S30408奧氏體不銹鋼焊接接頭在強(qiáng)化到410 MPa和發(fā)生9%塑性變形的情況下均沒有誘發(fā)馬氏體相變。試驗證明，S30408奧氏體不銹鋼焊接接頭的穩(wěn)定性很好，應(yīng)變強(qiáng)化S30408奧氏體不銹鋼焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨著應(yīng)變量增大而逐漸增大，沖擊韌性隨著應(yīng)變量的增大而降低，但低溫韌性仍較好，能夠滿足奧氏體不銹鋼應(yīng)變強(qiáng)化技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)中低溫沖擊韌性指標(biāo)要求，可以通過應(yīng)變強(qiáng)化提高焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度，提高屈強(qiáng)比。