摘 要:采用 CO2 氣體保護(hù)焊對(duì)30mm 厚高強(qiáng)韌中錳鋼板進(jìn)行對(duì)焊試驗(yàn),通過(guò)圓棒拉壓疲勞 試驗(yàn)獲得中錳鋼焊接接頭的應(yīng)力幅-壽命曲線,測(cè)定了其高周疲勞極限并觀察其斷口形貌。結(jié)果表 明:在應(yīng)力比為-1、循環(huán)次數(shù)為10 7 周次條件下,中錳鋼焊接接頭的高周疲勞極限為353 MPa;當(dāng) 中錳鋼焊接接頭焊縫中存在明顯的焊接缺陷時(shí),疲勞裂紋萌生于微觀缺陷處,而當(dāng)焊縫中無(wú)焊接缺 陷時(shí),疲勞裂紋萌生于試樣表面熔合線位置,疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)表面粗糙,存在著明顯的二次裂紋,瞬 斷區(qū)表面存在大量均勻細(xì)小的韌窩。

關(guān)鍵詞:中錳鋼;CO2 氣體保護(hù)焊接頭;高周疲勞;疲勞極限;疲勞斷口

中圖分類號(hào):TG47 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):1000-3738(2022)07-0047-04

0 引 言

隨著石油、天然氣等能源的開采逐漸由陸地和 淺海向深海和極地地區(qū)轉(zhuǎn)移,高強(qiáng)韌海洋平臺(tái)用鋼 的需求量不斷增加[1-2]。熱軋中錳鋼兼具高強(qiáng)度、優(yōu) 異低溫沖擊韌性、屈強(qiáng)比可控和低成本等特點(diǎn),在海 洋平臺(tái)建造上有著廣闊的應(yīng)用前景[3-5]。海洋平臺(tái) 是典型的超大焊接鋼結(jié)構(gòu),其鋼材料焊接性能的好 壞直接決定著海洋平臺(tái)的使用壽命。在焊接熱循環(huán) 作用下,中錳鋼優(yōu)異的強(qiáng)韌性能將會(huì)受到影響[6]。 此外,焊接接頭中存在應(yīng)力集中、殘余應(yīng)力和焊接缺 陷,也會(huì)進(jìn)一步降低焊接接頭的力學(xué)性能[7]。海洋平 臺(tái)在波浪、海潮和極寒流冰的環(huán)境下服役,這就要求 海洋平臺(tái)結(jié)構(gòu)在具有高強(qiáng)韌性的同時(shí),還需具有較好的抗疲勞性能和抗層狀撕裂能力[8]。疲勞是指材料 在循環(huán)應(yīng)力的作用下,在一處或幾處逐漸產(chǎn)生局部的 永久性累積損傷,并在應(yīng)力循環(huán)一定次數(shù)后產(chǎn)生裂紋 或裂紋進(jìn)一步擴(kuò)展直至發(fā)生完全斷裂的過(guò)程[9]。與 母材相比,焊接接頭對(duì)疲勞循環(huán)應(yīng)力的敏感性更高, 產(chǎn)生裂紋的危險(xiǎn)性更大,因此焊接結(jié)構(gòu)的疲勞斷裂通 常發(fā)生在焊接接頭處,焊接結(jié)構(gòu)的疲勞強(qiáng)度主要取決 于焊接接頭的疲勞強(qiáng)度。

目前,有關(guān)熱軋中錳鋼的研究主要集中在顯微 組 織、力 學(xué) 性 能、焊 接 性 能 和 疲 勞 性 能 等 方 面[2,6,10-11],但未見有關(guān)中錳鋼焊接接頭疲勞性能的 研究報(bào)道。為此,作者對(duì)30mm 厚高強(qiáng)韌中錳鋼板 進(jìn)行 CO2 氣體保護(hù)焊,通過(guò)圓棒拉壓疲勞試驗(yàn)獲得 中錳鋼焊接接頭的應(yīng)力幅-壽命(S-N)曲線,測(cè)定了 其高周疲勞極限,并觀察其斷口形貌,以期為中錳鋼 在海洋平臺(tái)建造上的推廣應(yīng)用奠定基礎(chǔ)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用母材為國(guó)內(nèi)某鋼廠生產(chǎn)的30mm 厚軋 制 態(tài) 中 錳 鋼 板,其 化 學(xué) 成 分 (質(zhì) 量 分 數(shù)/%)為0.05C,0.20Si,5.45Mn,0.008P,0.006S,其屈服強(qiáng)度 為723 MPa,抗拉強(qiáng)度為835 MPa,斷后伸長(zhǎng)率為 26.34%,-40 ℃沖擊吸收功為149J。沿軋制方向 切取尺寸為400mm×200mm×30mm 的中錳鋼 板,將鋼板加工成對(duì)稱的雙 V 型坡口,單邊坡度為 30°,鈍邊寬度為2mm。用螺栓固定對(duì)焊母材的相 對(duì)位置,組對(duì)間隙為2mm。在 CO2 半自動(dòng)氣體保 護(hù)焊焊機(jī)上,采用低合金高強(qiáng)鋼實(shí)芯焊絲對(duì)中錳鋼 板進(jìn)行對(duì)焊試驗(yàn)。焊絲直徑為1.2mm,化學(xué)成分(質(zhì) 量分?jǐn)?shù)/%)為0.08C,0.51Si,1.75Mn,0.009P,0.007S; 其屈服強(qiáng)度為670 MPa,抗拉強(qiáng)度為830MPa,斷后 伸長(zhǎng)率為19.0%,-20 ℃沖擊吸收功為105J。焊前 預(yù)熱溫度為200℃,層間溫度為180~200℃,焊接熱 輸入為15kJ·cm -1,焊后進(jìn)行200 ℃保溫120min 去氫處理,焊道分布如圖1所示。

在焊接接頭1/4厚度處垂直于焊縫方向截取尺 寸為?12mm×110mm 的光滑圓棒試樣,焊縫位于 試樣的中心,在試樣兩端分別加工出30mm 長(zhǎng)規(guī)格 為 M12mm×1.5mm 的螺紋。由于疲勞試驗(yàn)對(duì)試 樣表面粗糙度的要求較高,在對(duì)疲勞試樣工作段銑 削和精車過(guò)程中,需要嚴(yán)格控制車削速度,在與最終 尺寸相差0.1mm 時(shí),對(duì)試樣進(jìn)行精磨,消除試樣表 面在加工過(guò)程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力,再用機(jī)械拋光的方法對(duì)工作段做最后表面處理,疲勞試樣的尺寸如 圖2所示。按照 GB/T3075—2008,在 GPS-100型 高頻疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行高周疲勞試驗(yàn),采用縱向拉 壓的加載方式,應(yīng)力比R 為-1,循環(huán)應(yīng)力波形為正 弦波,工作頻率為150Hz,試驗(yàn)溫度為室溫,采用單 試樣法建立中錳鋼焊接接頭的S-N 曲線,應(yīng)力幅為 330~450 MPa;采用升降法確定中錳鋼焊接接頭的 條件疲勞極限,升降法的應(yīng)力增量為20MPa。疲勞 試 驗(yàn) 結(jié) 束 后,使 用 FEIQuanta600 型 掃 描 電 鏡 (SEM)觀察疲勞斷口微觀形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 S-N 曲線

由圖3可以看出,隨著應(yīng)力幅的增加,焊接接頭 的循環(huán)次數(shù)減少。究其原因,更大的應(yīng)力幅導(dǎo)致更 大的疲勞累積損傷,加速了疲勞裂紋的萌生和擴(kuò)展, 減少了疲勞斷裂所需的循環(huán)次數(shù)。此外,焊接接頭 對(duì)循環(huán)應(yīng)力的敏感性高,疲勞數(shù)據(jù)分散性較大。

圖4為中錳鋼焊接接頭在應(yīng)力比為-1時(shí)應(yīng)力 幅與壽命之間的關(guān)系曲線,即S-N 曲線。S-N 曲 線的水平直線段的應(yīng)力幅即為中錳鋼焊接接頭的疲 勞極限,疲勞極限代表中錳鋼焊接接頭在此應(yīng)力下 能經(jīng)受無(wú)限次疲勞循環(huán)而不發(fā)生斷裂。由圖 4 可 知,當(dāng)應(yīng)力比為-1時(shí),中錳鋼焊接接頭的高周疲勞 極限為353MPa。經(jīng)回歸計(jì)算可知,中錳鋼焊接接 頭在高于條件疲勞極限的應(yīng)力幅σa 與壽命 N 滿足 以下線性關(guān)系:

2.2 疲勞斷口形貌

當(dāng)焊縫中存在焊接缺陷時(shí),疲勞裂紋源萌生于 微觀缺陷處,疲勞源區(qū)平坦光亮,如圖5(a)所示;此 時(shí)應(yīng)力幅為430MPa,循環(huán)次數(shù)為7.31×10 4 周次, 疲勞裂紋源位于氣孔處,這是由焊縫金屬熔化時(shí)產(chǎn) 生的氣體在焊縫凝固過(guò)程中未能及時(shí)逸出而產(chǎn)生 的。當(dāng)焊縫無(wú)焊接缺陷時(shí),疲勞裂紋萌生于試樣表 面熔合線位置,在循環(huán)應(yīng)力作用下,疲勞裂紋沿熔合線擴(kuò)展,如圖5(b)所示,此時(shí)的應(yīng)力幅為390 MPa, 循環(huán)次數(shù)為8.36×10 5 周次。究其原因,中錳鋼焊 接接頭熔合線處的應(yīng)力集中較嚴(yán)重,與母材相比疲 勞強(qiáng)度大幅度降低,再加上焊接缺陷及殘余應(yīng)力的 存在,熔合線成為了焊接接頭疲勞性能最薄弱的環(huán) 節(jié)。疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)存在與疲勞裂紋擴(kuò)展方向一致 的放射線條,呈扇形向前擴(kuò)展,而且疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū) 表面粗糙,存在明顯的二次裂紋,如圖 5(c)所示。 瞬斷區(qū)表面存在大量均勻細(xì)小的韌窩,韌窩較淺,直 徑為1~5μm,如圖5(d)所示。

2.3 疲勞強(qiáng)度的影響因素

由于焊接接頭中存在應(yīng)力集中、殘余應(yīng)力以及 夾渣、氣孔等焊接缺陷,因此接頭的疲勞試驗(yàn)數(shù)據(jù)呈 現(xiàn)出相當(dāng)大的分散性,疲勞極限也大幅度低于母材的疲勞極限(450 MPa)[11]。當(dāng)焊縫金屬中存在氣 孔時(shí),這些氣孔可以認(rèn)為是“先天”的疲勞裂紋源,在 疲勞載荷作用下該處產(chǎn)生應(yīng)力集中,使得疲勞過(guò)程 直接進(jìn)入到裂紋擴(kuò)展階段,從而減少了疲勞斷裂所 需的循環(huán)次 數(shù),降 低 焊 接 接 頭 的 疲 勞 強(qiáng) 度[12]。此 外,熔合區(qū)是焊接接頭中的一個(gè)薄弱環(huán)節(jié),該區(qū)域存 在顯微組織突變,易出現(xiàn)晶界液化現(xiàn)象,為疲勞裂紋 的萌生提供了有利條件。焊接接頭中的應(yīng)力集中主 要產(chǎn)生于焊趾、焊根等幾何不連續(xù)處,在循環(huán)載荷作 用下,在這些位置處極易萌生疲勞裂紋,最終導(dǎo)致疲 勞斷裂。若焊接接頭處存在結(jié)構(gòu)截面突變,則其應(yīng)力 集中程度更為嚴(yán)重,更容易萌生疲勞裂紋。除應(yīng)力集 中和焊接缺陷外,焊接殘余應(yīng)力是降低鋼焊接接頭疲 勞強(qiáng)度的另一個(gè)重要因素。由于焊接過(guò)程的復(fù)雜性 和偶然性,焊接接頭在不均勻加熱和冷卻過(guò)程中極易 產(chǎn)生殘余應(yīng)力,殘余應(yīng)力的存在改變了疲勞試驗(yàn)過(guò)程 中的有效平均應(yīng)力水平。當(dāng)應(yīng)力比不低于0時(shí),在循 環(huán)拉應(yīng)力作用下,殘余應(yīng)力較快得到釋放,對(duì)焊接接 頭疲勞強(qiáng)度的影響較小;而當(dāng)應(yīng)力比為-1時(shí),殘余 應(yīng)力會(huì)顯著降低焊接接頭的疲勞強(qiáng)度[13]。

焊接結(jié)構(gòu)的疲勞破壞主要起源于焊接接頭應(yīng)力 集中區(qū)域。在實(shí)際焊接結(jié)構(gòu)中,可采用表面機(jī)械打 磨的方法減弱焊縫及附近的缺口效應(yīng),使母材、熱影 響區(qū)和焊縫之間平緩過(guò)渡,降低焊接接頭的應(yīng)力集 中程度。當(dāng)焊縫中存在微裂紋、夾渣和氣孔等焊接 缺陷時(shí),焊接接頭的疲勞強(qiáng)度取決于焊縫金屬抵抗 疲勞裂紋擴(kuò)展的能力[14],此時(shí)無(wú)法采用表面機(jī)械打 磨的方法降低應(yīng)力集中。優(yōu)化焊接工藝參數(shù),可減 少焊接缺陷,提高焊接質(zhì)量,在一定程度上改善接頭 中的殘余應(yīng)力分布[15-16]。同時(shí),合適的后熱處理工 藝可以細(xì)化熱影響區(qū)的顯微組織,降低焊接接頭內(nèi) 的殘余應(yīng)力,從而提高焊接接頭的疲勞性能[17]。

綜上可知,應(yīng)力集中、殘余應(yīng)力和焊接缺陷是影 響焊接接頭疲勞強(qiáng)度的主要因素。優(yōu)化焊接工藝參 數(shù)以降低焊接接頭應(yīng)力集中以及應(yīng)用合適的焊后熱 處理工藝消除殘余應(yīng)力是改善焊接接頭疲勞性能的 有效措施。

3 結(jié) 論

(1)當(dāng)應(yīng)力比為-1時(shí),中錳鋼焊接接頭對(duì)循環(huán) 應(yīng)力的敏感性高,疲勞數(shù)據(jù)分散性較大,高周疲勞極 限為353MPa,在高于條件疲勞極限的應(yīng)力幅σa 和 循環(huán)次數(shù) N 的關(guān)系為σa=608.15-36.81×lgN。

(2)當(dāng)中錳鋼焊接接頭焊縫中存在明顯的焊接 缺陷時(shí),疲勞裂紋萌生于微觀缺陷處,而當(dāng)焊縫中無(wú) 焊接缺陷時(shí),疲勞裂紋萌生于試樣表面熔合線位置, 疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)表面粗糙,存在著明顯的二次裂紋, 瞬斷區(qū)表面存在大量均勻細(xì)小的韌窩。

參考文獻(xiàn):

[1] LIU H,DU L X,HUJ,etal.Interplaybetweenreversed austeniteandplasticdeformationinadirectlyquenchedand intercriticallyannealed0.04C-5Mnlow-Alsteel[J].Journal ofAlloysandCompounds,2017,695:2072-2082.

[2] 齊祥羽,董 營(yíng),胡 軍,等.高 強(qiáng) 韌 低 碳 中 錳 鋼 的 彎 曲 疲 勞 性 能 [J].東北大學(xué)學(xué)報(bào)(自然科學(xué)版),2018,39(12):1712-1716. QIX Y,DONG Y,HUJ,etal.Bendingfatiguepropertyof low-Cmedium-Mnsteelwithhighstrengthandtoughness[J]. JournalofNortheasternUniversity(NaturalScience),2018,39 (12):1712-1716.

[3] HUJ,DU L X,SUN G S,etal.Thedeterminingroleof reversedausteniteinenhancingtoughnessofanovelultra-low carbon medium manganesehighstrengthsteel [J].Scripta Materialia,2015,104:87-90.

[4] SUN C,LIU S L, MISRA R D K.etal.Influence of intercriticaltemperingtemperatureonimpacttoughnessofa quenched and tempered medium-Mn steel: Intercritical temperingversustraditionaltempering[J].MaterialsScience andEngineering:A,2018,711:484-491.

[5] HUJ,DU L X,XU W,etal.Ensuringcombination of strength,ductilityandtoughnessin medium-manganesesteel throughoptimizationofnano-scalemetastableaustenite [J]. MaterialsCharacterization,2018,136:20-28.

[6] QIXY,DULX,HUJ,etal.Enhancedimpacttoughnessof heataffected zonein gas shield arc weld joint oflow-C medium-Mnhighstrengthsteelbypost-weldheattreatment [J].SteelResearchInternational,2018,89:1-8.

[7] 中國(guó)機(jī)械工程學(xué)會(huì)焊接學(xué)會(huì).焊接手冊(cè)[M].北京:機(jī)械工業(yè) 出版社,2007. Welding Society of China Mechanical Engineering Society. Weldinghandbook[M].Beijing:ChinaMachinePress,2007.

[8] 齊祥羽,朱曉雷,胡軍,等.低碳中錳 Q690F高強(qiáng)韌中厚板生產(chǎn) 技術(shù)[J].東北大學(xué)學(xué)報(bào)(自然科學(xué)版),2019,40(4):483-487. QIXY,ZHUXL,HUJ,etal.Productiontechnologyoflow-C medium-Mn Q690F highstrength andtoughness mid-thick steelplate[J].JournalofNortheastern University (Natural Science),2019,40(4):483-487.

[9] 鐘群鵬,趙子華.斷口學(xué)[M].北京:高等教育出版社,2006. ZHONG QP,ZHAOZH.Fractography[M].Beijing:Higher EducationPress,2006.

[10] HANJ,NAM JH,LEE Y K.Themechanism ofhydrogen embrittlementinintercriticallyannealed medium Mn TRIP steel[J].ActaMaterialia,2016,113:1-10.

[11] QIXY,DULX,HUJ,etal.High-cyclefatiguebehavior oflow-C medium-Mn high strength steel with austenitemartensitesubmicron-sizedlath-likestructure[J].Materials ScienceandEngineering:A,2018,718:477-482.

[12] 齊祥羽.高強(qiáng)中錳鋼焊接熱循環(huán)下的 組 織 性 能 與 斷 裂 行 為 [D].沈陽(yáng):東北大學(xué),2019. QIX Y. Microstructureand properties ofhigh strength medium manganesesteelunderweldingthermalcycleandits fracturebehavior[D].Shenyang:Northeastern University, 2019.

[13] 霍立興.焊接結(jié)構(gòu)的斷裂行為及評(píng)定[M].北京:機(jī)械工業(yè)出 版社,2000. HUO L X.Fracture behavior and evaluation of welded structures[M].Beijing:ChinaMachinePress,2000.

[14] XU W,WESTERBAAN D,NAYAK SS,etal.Tensileand fatiguepropertiesoffiberlaserweldedhighstrengthlowalloy andDP980dual-phasesteeljoints[J].MaterialsandDesign, 2012,43:373-383.

[15] BUSSU G,IRVINGPE.Theroleofresidualstressandheat affected zone properties on fatigue crack propagation in friction stir welded 2024-T351 aluminium joints [J]. InternationalJournalofFatigue,2003,25(1):77-88.

[16] MA N S,CAIZ P,HUANG H,etal.Investigationof weldingresidualstressinflash-buttjointofU71Mnrailsteel bynumericalsimulationandexperiment[J].Materialsand Design,2015,88(25):1296-1309.

[17] CHENG X H,FISHERJ W,PRASK H J,etal.Residual stressmodificationbypost-weldtreatmentanditsbeneficial effect on fatigue strength of welded structures [J]. InternationalJournalofFatigue,2003,25(9/10/11):1259- 1269.

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