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1、High Performance Structural Steels forShipbuilding and Offshore Structures造船和近海结构用高性能结构钢摘要：近年来，船舶尺寸一直在增加，石油和天然气在北极地区发展迅速。这些趋势导致高强度、优良的低温韧性和良好的焊接性能这样的要求的出现。通过我们自己的微合金和 TMCP 技术，研发了造船和北极近海结构用高性能结构钢。精确控制热影响区和基体金属中的马奥组元以获得优良的低温韧性。通过热稳定 TiN 粒子有效抑制热影响区奥氏体晶粒长大，获得良好的热影响区韧性。另一方面，在大型集装箱船上一直存在止裂性这个关键问题。研究了接缝设计对
2、止裂性的影响。关键词：造船；近海；焊接性；韧性；微合金；TMCP; 脆性断裂；止裂性1 引言由于具有优良的强度、塑性、断裂韧性和焊接性，高强度低合金钢仍旧是大多数行业的主要建筑材料。船舶尺寸的大幅度增加和北极近海地区石油和天然气勘探和生产规模的扩大是造船业和近海行业的最新趋势。这些行业趋势要求船板钢的性能提高。由于造船业批量运输和成本降低，集装箱的尺寸已逐步增加。这样，由于集装箱的大舱口设计，大厚度和高强度钢板被用于集装箱的上甲板结构。例如，使用最小屈服强度为460 MPa、厚度为80mm的钢(EH47)建造10,000 TEU （二十呎货柜当量）的集装箱。另一方面，钢材厚度增加时，造船用钢的
3、脆性断裂敏感性易于增强，这就是所谓的厚度效应。因此，日本、德国、美国和韩国船级社使用具有高断裂韧性的EH47钢，而且在EH47规则指南中要求沿上甲板结构的块连接处能够防灾难性失效。近来，浦项能够研发出具有高韧性和良好的焊接性能的 EH47 级别厚板。也研究了无块接缝移动的厚板中接缝设计对裂纹敏感性的影响，然后使用位于舱口侧面舱口拦板焊缝末端的止裂焊接研发出脆性裂纹抑制技术。本文首先介绍了 EH47 钢板的止裂技术、力学性能和断裂韧性。图 1 大型集装箱上甲板结构近海区域石油和天然气勘探和生产行业一直要求高性能的钢板。另一方面，随着北极地区逐渐扩展，对具有优良低温韧性的钢板的需求量日益增加。焊接
4、热影响区CTOD被视为在库页岛和阿拉斯加这样的寒冷的海域中操作的近海结构最具挑战性的性能。为了获得高热影响区CTOD韧性，应严格限制添加合金的总数，这可能会导致淬透性过低，不足以产生要求的钢板韧性级别。这样，TMCP对于获得优良的近海结构钢非常必要。通过优化化学成分并分析和采用TMCP技术，研发出符合345 和 420 MPa的最小屈服强度要求的性能优良的近海结构钢。本文描述了研发的基本理念。然后，介绍了所研发钢种的力学性能和焊接接头韧性。2 EH47钢和止裂目标性能参照国际船级社规范，如表1所示。良好的断裂韧性，比如CTOD和裂纹敏感性，也是研发钢板的基体金属和焊接接头的目标。已通过精心设计
5、的微合金和TMCP技术，研发出重型钢材，以获得高强度、优良的低温韧性和良好的焊接性能。TMCP是一种众所周知的使合金成分较低的钢板获得高强度和良好韧性的工艺。通过控制轧制和加速冷却产生的细小显微组织使TMCP钢获得优良性能。但是，由于厚板轧制压下量较小，冷却速率较低，与薄板相比，TMCP的有益影响在厚板中表现不明显。同样，TMCP 生产出的厚板厚度方向力学性能有时变化很大。这是由厚度方向塑性变形和冷却速率的非均匀性引起的。表1 研制钢的目标性能浦项安装了新型加速冷却设备，该设备允许厚板具有快速冷却速率和低FCT(终冷温度)，并能在大量添加合金元素的情况下生产高强度厚板。在高形状因子条件下生产钢
6、板，以获得优良的中厚度性能和厚度方向均质性。2.2 研制钢板的性能2.2.1 基板表2为研制钢板的化学成分和力学性能。基于一种微合金低C-Si-Mn钢，设计出合金成分最优值，以获得优良的性能。力学性能满足国际船级社规范的要求，并有富余量。认为这是厚度方向均匀显微组织控制的结果。图2为夏比冲击转换曲线，显示出试验方向和试样位置。四分之一厚度和中厚度处的DBTT（韧脆转换温度）分别为大约-90和 -70 。通过轧制顺序和加速冷却的精确控制获得的细小的针状铁素体显微组织导致这种良好的夏比冲击韧性（见图3）。图2 研制钢的夏比转换曲线图3 研制钢典型的显微组织2.2.2 焊接接头的焊接性和性能按照JI
7、S Z 3158规定，通过斜y型坡口评判研制钢的焊接裂纹敏感性。使用AWS A5.29 E81T1-Ni2焊接材料，在17.2 kJ/cm 的热输入下，对试验钢板进行焊接。即使在室温下仍观察不到任何冷裂纹。此外，在17.2 kJ/cm的热输入下，按照JIS Z 3101，进行了最大硬度试验。测得的最大硬度为 248Hv。根据这些结果，可以确定研制钢具有优良的焊接性能。FCAW（药芯焊丝弧焊）和SAW（埋弧焊）被广泛用于造船厂。因此，通过两种焊接方法钢板的焊接接头评判，详细情况见表3。图4示出FCAW 和 SAW焊接试样的低倍组织。表4示出-40拉伸性能和夏比冲击性能。抗拉强度超过FCAW 和
8、SAW要求的最小值570 MPa。另一方面， -40时所有试验位置和缺口位置的夏比冲击吸收能量满足要求。图4 焊接接头的低倍组织（a）FCWW (b) SAW表3 两种焊接方法的焊接详情表 4 焊接接头的力学性能3 次试验的平均值2.3 研制钢板的断裂韧性2.3.1 基板和焊接接头的 CTOD与低强度薄板相比，高强度厚板易于引起脆性断裂。船舶的脆性断裂在某些条件下，比如低温和高外加应力，也会引起巨大的灾难。钢板首先应该有一个高热影响区和基体金属 CTOD 值,以防止脆性裂纹萌生。同样，基体金属应具有抑制脆性断裂的能力，以防止脆性断裂扩展。按照 BS7448 在-10 和 -30时进行 CTOD
9、 试验。从基体金属和 FCAW 焊接接头上切取全厚度 B x B 型 CTOD 试样。图 5 示出不同缺口位置的 CTOD 数值（BM:基体金属，FL：熔合线，WM:焊接金属） 。所有缺口位置-10（集装箱设计温度）时的 CTOD 数值均超过 0.9mm。根据这样的结果，可以相信研制钢具有优良的抗脆性裂纹萌生性能。图 5 基体金属和焊接接头的 CTOD 值3 基体金属的止裂性能使用3000吨大型拉伸试验机进行温度梯度型ESSO试验，评判脆性裂纹扩展抑制性能。图6显示出试样几何形状和缺口详情。图7 示出235 N/mm 2的外加应力下试验后的裂纹路径和断口形貌。脆性断裂扩展至287mm处被抑制，
10、此时温度为-10.3 。 -10.3时获得 7643 N/mm1.5的应力强度因子(Kca)。图8绘制出三种不同的外加应力的试验结果。结果显示出-10（集装箱的设计温度）时Kca为7530 N/mm1.5。证明研制钢对于3900或5900 N/mm 1.5以上的脆性裂纹扩展具有良好的抑制性能。图 6 基板 ESSO 试验试样的几何形状图 7 断裂路径和断口形貌图 8 基板 ESSO 试验结果2.4 止裂技术在恒温下，EH47 级别钢设计加载条件下，对实际结构焊接接头进行大型ESSO 试验，以评判大型集装箱舱边舱口栏板的脆性断裂。图 9 示出实际结构止裂试验试样示意图和真实图片。图 9 中 H/
11、C、D/P 和 L/B 分别指舱口栏板、甲板钢板和纵舱壁。 图 9 实际结构 ESSO 试样造船行业采用韩国船厂实际焊接条件生产出实际结构。通过 FCAW 和EGW+FCAW 工艺加工出 EH47 级别钢板垂直对接焊用焊接接头。那就是说，两种焊接工艺被用于止裂试验。EH47 级别使用 EH47 级别钢板通过 FCAW 和EGW+FCAW 工艺生产出舱口栏板和甲板钢板。同样，使用 EH40 级别钢生产出纵舱壁。另一方面，实际结构焊接接头试样在舱口栏板末端有一个抑制裂纹扩展的特殊设计部分。这个特殊设计部分由高韧性焊接材料的补焊区组成，该焊接材料具有良好的115J 的-60夏比冲击功。图10示出具有
12、通过FCAW加工出的焊接接头的实际结构试样中脆性裂纹扩展路径和止裂位置。脆性裂纹沿熔合线扩展，在特殊设计区的前方停止。在通过EGW+FCAW工艺加工的焊接接头中观察到相似的结果。认为通过高韧性焊接材料修补的专门设计区域能够抑制沿焊接接头扩展的脆性断裂，不管采用何种焊接工艺。图10 实际结构试样的断裂路径和断口形貌有两个可能原因可以解释特殊设计部分的止裂效果。第一个可能原因是不连续性效应。脆性裂纹在遇到高韧性金属时，可以被抑制。本文区分了两种效应。将在随后的研究中对止裂焊接的止裂机理进行研究。3 北极高寒地区用近海结构钢3.1 热影响区显微组织控制众所周知，好几种冶金因素可能会使焊接热影响区的韧
13、性韧性遭到严重破坏，这几种因素是M-A组元这样的脆性相的形成、大热输入引起的熔合区附近的晶粒粗化、Nb或V碳氮化物引起析出硬化。这样，从这些因素的角度看，控制热影响区的显微组织至关重要。热影响区有两个韧性非常差的区域，有时将其称为局部脆性区(LBZs)。图11示出熔合区附近粗晶(CG)区和热影响区边界的临界区显微组织，用LePera 蚀刻剂对其进行了蚀刻。由于焊接热量输入大，粗晶区有着非常粗大的晶粒组织。两个区均含白色的M-A组元。图11 焊接热影响区中典型的局部脆性区由于M-A组元富碳而且由较低的马氏体转换温度引起的新马氏体和残余奥氏体组成，所以非常脆。在断裂过程中M-A组元很容易萌生脆性断
14、裂。应当有效减少热影响区M-A组元的形成，以防止HAZ韧性的恶化。焊接期间热循环明显影响M-A组元的形成。例如，图12示出热循环条件对模拟热影响区M-A组分形成的影响。M-A组元比例随着从800冷却至500的时间t8/5的增加而增加。t 8/5减少时，作为高冷却速率的结果， 向 转换温度下降，导致贝氏体增加，未变形奥氏体减少，未变形奥氏体可能在冷却至室温的过程中转化为M-A组元。图12 M-A形成对t 8/5的依赖性图13示出t 8/5对与100J的吸收能量对应的夏比冲击转换温度T100J的影响。该图表明，M-A组元无法充分解释模拟热影响区韧性变化。模拟热影响区的韧性可能受其它因素影响，比如有
15、效粒径、基体硬度或Nb 或V 碳氮化物析出。例如，基体硬度随t 8/5下降，这可能导致韧性变差。图13 t8/5 对T100J、HV10和 M-A 分数的影响因为M-A组元富碳，它们的形成与碳含量有着直接的关系，所以 降低碳含量是一种提高HAZ韧性的简便易行的方法。但是，由于碳是最便宜的强化钢板的合金元素，应当考虑到生产成本高的因素。由于降低碳含量应通过进一步添加替代性的合金元素得以补偿，比如Mn、 Cu或Ni ，以防止强度下降，因此，生产成本的提高在所难免。这样，应当牢记，在设计钢板化学成分时，保持性能和成本之间良好的平衡，是非常重要的。图14示出一个如何优化合金成本和HAZ性能之间平衡的例
16、子。CM*是C、 Si、 Mn、 Cu、 Ni 和Nb 组成的参数，用系数表示使热影响区韧性恶化的合金元素的含量。这样，如果需要改变化学成分时，可被用于预测热影响区韧性。3.2 基板的强度和韧性图15示出再结晶区加热温度和轧制制度对厚度为76mm 的基板CTOD 韧性的影响。在低加热温度和大压下条件下生产的钢板被证明比高加热温度和轻压下条件下生产的钢板的韧性好得多。这强调了再结晶区奥氏体化的重要性。换句话说，如果再结晶区奥氏体未充分再结晶，尤其是对于厚板，可能会导致钢板韧性意外恶化，原因在于 向 转化后粗晶上贝氏体的形成。图14 CM* 和T100J的关系图15 加热和轧制条件对基板CTOD韧性的影响图16显示出通过加速冷却对76mm厚钢板进行冷却时，其屈服强度和抗拉强度随终冷温度（FCT ）的变化。主要通过FCT 控制钢板强度。随着FCT的下降，抗拉强度呈线性上升，但屈服强度显示出不同的情况。当FCT下降时，屈服强度开始上升，达到
