Analysis of fatigue crack growth rate of welded joint after immersion corrosion
-
摘要:
服役于海洋环境中的风力发电机，其塔筒上的焊接结构不可避免地要遭受洋流、风浪、工作过程中带来的疲劳载荷及海洋复杂环境引发的腐蚀，往往成为腐蚀疲劳失效中的薄弱环节，因此，研究焊接接头的腐蚀疲劳现象，探索其背后的运作机制具有十分重要的意义. 选用S355低合金高强钢作为试验材料，进行S355钢焊接接头在5%NaCl环境中的预腐蚀疲劳裂纹扩展试验. 试验结果表明，与未经预腐蚀的试件相比，预腐蚀48 h的试样疲劳裂纹扩展速率并没有明显增加，而预腐蚀336 h的试样疲劳裂纹扩展速率增加显著. 利用扫描电子显微镜对预腐蚀后的疲劳试件进行微观表征，观察到在裂纹扩展路径周围存在微裂纹和分支裂纹，表明金属发生了脆化. 在预腐蚀疲劳断面上，观察到了裂纹扩展模式的转变，表层金属呈现平面脆性特征，内部金属保留了疲劳韧性特征，微观表征的结果表明，预腐蚀脆化了表层金属，从而加快了试件整体的疲劳裂纹扩展速率.
-
关键词:
- S355钢 /
- 预腐蚀疲劳裂纹扩展试验 /
- 脆化
Abstract:Wind turbines operating in marine environments inevitably face fatigue loads from ocean currents, wind, waves, as well as corrosion from the complex marine environment, which often makes the welded structures on their towers vulnerable to corrosion fatigue failure, therefore, studying the corrosion fatigue phenomena in welded joints and exploring the underlying mechanisms is of great significance. S355 high strength low alloy structural steel is selected as the test material to carry out the pre-corrosion fatigue crack growth test of S355 steel welded joint in 5%NaCl environment. The test result shows that the fatigue crack growth rate of the test specimens after 48 hours of pre-corrosion is not significantly increased, while the fatigue crack growth rate of the test specimens pre-corrosion for 336 hours is significantly increased. Scanning electron microscope is used to characterize the pre-corrosion fatigue test specimens. Micro-cracks and branching cracks are observed around the crack growth paths, indicating that the metal is embrittlement. On the pre-corrosion fatigue section, the change of crack growth mode is observed, the surface metal shows brittleness fracture and the inner metal retaines fatigue toughness fracture. The results of microstructure characterization show that the pre-corrosion embrittles the surface of metal, which result in acceleration of the fatigue crack growth rate of the whole test specimen.
-
Keywords:
- S355 steel /
- pre-corrosion fatigue crack growth test /
- embrittlement
-
0. 序言
作为可再生能源重要的一环，风能藉由风力发电机来实现，具有清洁、利用率高、装配灵活等特点[1]，风力发电机结构复杂，其中作为支撑与承重作用的塔筒需要消耗大量的钢材，并包含了大量的焊接结构，综合考虑钢材的强度、焊接性、耐蚀性与成本，S355低合金高强钢成为制造风力发电机塔筒的优选，被广泛应用到工程建设当中，而随着大规模海上风电场不断投入运营，海洋环境下的金属腐蚀疲劳问题，特别是海上风力发电机塔筒焊接结构的腐蚀疲劳问题日益显现，它将导致结构在远低于其强度极限的载荷下失效，影响海上风力发电机的服役寿命，导致严重的安全事故和巨大的经济损失[2]. 藉由风力发电机向海洋索取能源的历史流向，使得钢结构，尤其是钢的焊接结构处的腐蚀疲劳问题一跃成为结构安全性评估的研究重点，了解腐蚀疲劳现象，探究腐蚀疲劳的机理并提出相应的预防措施成为研究者们广泛关注的课题.
Gkatzogiannis等人[3]选用S355钢对接接头作为试验材料，设计了真实海洋环境腐蚀2年、盐雾预腐蚀10天、人工海水预腐蚀30天，3种不同的腐蚀疲劳试验，结果表明，相较于大气工况下的疲劳强度，真实海洋环境下的疲劳强度下降了32%，盐雾预腐蚀后的疲劳强度下降了11%. 与盐雾预腐蚀疲劳试验结果相比，人工海水预腐蚀后的疲劳强度升高了4%，结果表明，不同的腐蚀环境都一定程度上降低了S355钢对接接头的疲劳强度，且盐雾预腐蚀对疲劳强度有最为明显的影响，即使试样经过短时间的10天预腐蚀，也观察到疲劳强度的显著降低；Rörup等人[4]研究了平均压应力对S355 J2钢焊接接头抗疲劳性的影响，发现残余应力的大小显著影响材料的疲劳寿命，在残余压应力存在的情况下，S355钢焊接接头的疲劳寿命有明显地提高；Xu等人[5]研究了S355钢焊接接头腐蚀疲劳机理，利用Donahue疲劳模型和二维阳极溶解模型分别模拟了疲劳裂纹扩展速率与裂纹长度的关系曲线. 在疲劳裂纹扩展早期，腐蚀诱导的疲劳裂纹扩展速率远高于疲劳载荷诱导的疲劳裂纹扩展速率，因此前期腐蚀疲劳裂纹扩展的促因主要是腐蚀因子，随着裂纹长度增加，疲劳载荷诱导的疲劳裂纹扩展速率急速上升，并在裂纹扩展后期主导了裂纹的增长.
众多学者对S355钢焊接接头的腐蚀疲劳行为进行了广泛而全面的研究，涵盖了腐蚀疲劳的作用机理，不同腐蚀环境对疲劳性能的影响程度等，但是受限于设备要求与设计难度，过往针对S355钢焊接接头腐蚀疲劳行为的研究大多采用S-N曲线评估，因此有必要补足针对腐蚀疲劳裂纹扩展速率的相关研究.
文中针对海上风力发电机塔筒的腐蚀疲劳问题，进行了S355钢焊接接头在5%NaCl溶液中的预腐蚀疲劳裂纹扩展试验，并利用扫描电子显微镜对裂纹扩展路径与疲劳试件断面进行微观表征，以分析预腐蚀促进裂纹扩展的作用机制.
1. 试验方法
1.1 试验材料
试验材料选用海洋工程用钢S355钢，钢板热处理方式为调质处理，化学成分见表1. S355钢板用手工对接焊接的方式焊接在一起，选用的焊条为LB-52NSU，相关化学成分见表2，焊接参数见表3.
表 1 S355钢化学成分(质量分数，%)Table 1. Chemical components of S355 steelC Si Mn P S Cr Mo Ni Cu Fe 0.09 0.13 1.53 0.007 0.001 8 0.11 0.13 0.31 0.15 余量 表 2 焊条LB−52NSU化学成分(质量分数，%)Table 2. Chemical components of LB−52NSU electrodeC Si Mn P S Ni Ti Mo Fe 0.05 0.57 1.18 0.006 0.001 0.52 0.011 ＜0.01 余量 表 3 焊接参数Table 3. Welding parameters焊接方法 焊接位置 电流类型 焊接电流I/A 预热温度T1/℃ 层间温度T2/℃ SMAW 平焊 DCEP 90 ~ 130 93 ~ 107 93 ~ 107 S355钢焊接接头的宏观形貌与微观形貌分别如图1与图2所示. 宏观上焊接接头由母材、热影响区和焊缝3大区域组成，由于采用多道焊焊接工艺，焊缝区域存在呈环状分布的层间热影响区.
微观上，母材的组织以块状铁素体为主，在铁素体相界有黑色的碳化物析出，经淬火工序处理，Mn元素的偏析受到阻碍[6]，母材上带状组织缺陷得到缓解，但仍能用肉眼分辨. 在低倍镜下，焊缝组织大致分为暗区和亮区两部分，暗区组织主要是针状铁素体，亮区的组织是针状铁素体与块状铁素体的混合组织. 焊缝区域呈环状分布的层间热影响区，其组织为含碳量极低的板条马氏体，热影响区根据经历的焊接热循环不同可分为不完全重结晶区、细晶区、粗晶区和熔合区，不完全重结晶区与母材交界处存在很多带状组织，这些带状组织在焊接热循环的作用下析出了大量碳化物，呈现出颜色加深的样貌，细晶区和粗晶区组织都是板条马氏体，两区并无明显边界，只有晶粒尺寸大小之分，熔合区存在碳元素的富集，深色的熔合线清晰可辨，熔合线左侧靠近粗晶区的区域以板条马氏体为，右侧靠近焊缝的区域以粗大的针状铁素体为主，并观察到了碳化物条纹.
![]()
图 2 S355钢焊接接头微观形貌Figure 2. Micro-morphology of S355 welded joints. (a) BM; (b) WM; (c) HAZ; (d) incomplete recrystallization zone; (e) coarse-grained/fine-grained HAZ; (f) fusion zone1.2 试样制备
试验所用试件取自S355钢焊接接头，焊接原件尺寸为1 500 mm × 400 mm × 80 mm，针对三点弯曲疲劳裂纹扩展试验，设计了试件取样形式与试件形状尺寸，如图3所示.
![]()
图 3 试件取样形式与形状尺寸(mm)Figure 3. Test specimens' sampling form and shape size. (a) pattern of getting specimens; (b) shape and size of specimens1.3 腐蚀与疲劳裂纹扩展试验
1.3.1 预腐蚀试验
预腐蚀试验参考机械部标准JB/T 7901−1999《金属材料试验室均匀腐蚀全浸试验方法》，腐蚀介质选用5%NaCl溶液，为了让腐蚀溶液集中腐蚀试验区域，在预腐蚀前用砂纸将试件的试验区打磨至2 000目，并用硅橡胶将非试验区密封. 依据标准将预腐蚀试验设置为预腐蚀0 h、预腐蚀48 h与预腐蚀336 h 3组平行试验.
1.3.2 疲劳裂纹扩展试验
疲劳裂纹扩展试验参考国家标准GB/T 20120.2—2006《金属和合金的腐蚀 腐蚀疲劳试验 第2部分：预裂纹试验裂纹扩展试验》，疲劳试验在GPS20型高频疲劳试验机上进行，采用目测法测量裂纹长度，试验参数列于表4，标准ΔK为
表 4 疲劳裂纹扩展试验参数Table 4. Parameters of fatigue crack growth test波形 频率f/Hz 应力比R 平均应力F/N 正弦波 120 0.5 7 000 $$\begin{split} \Delta K=\dfrac{\Delta F}{B{W}^{0.5}}\dfrac{6{\alpha }^{0.5}\left[1.99-\alpha \left(1-\alpha \right)\left(2.15-3.93\alpha + 2.7{\alpha }^{2}\right)\right]}{{\left(1 + 2\alpha \right)\left(1-\alpha \right)}^{1.5}} \end{split} $$ (1) 式中：ΔF=Fmax−Fmin是载荷范围；B是试件厚度；W是试件宽度；α=a/W且0≤α≤1；a为裂纹长度，根据标准设定预制裂纹长度ap=4.1 mm，由此计算出疲劳裂纹扩展试验起始ΔK=11.6 MPa·m0.5. 为了满足标准，规定预制裂纹起始ΔK=14 MPa·m0.5且裂纹每扩展0.5 mm，ΔK降低10%. 试验过程中，每隔0.5 mm记录一次循环次数N直至裂纹扩展至15 mm左右，试验结束后，将得到的a-N数据进行整理得到da/dN，a-N是裂纹长度−载荷循环次数，是疲劳裂纹扩展试验的原始数据；da/dN是疲劳裂纹扩展速率，文中用到两种da/dN的计算方法:
(1) 割线法：割线法的优点是保留了数据最原始的特征，缺点是除非两组数据的da/dN差距很大，否则很难直观的比较da/dN的大小，ai是第i组数据对应的裂纹长度；Ni是第i组数据对应的载荷循环次数，计算公式为
$$ \begin{array}{c}{\left(\dfrac{\mathrm{d}a}{\mathrm{d}N}\right)}_{i}=\dfrac{{a}_{i}-{a}_{i-1}}{{N}_{i}-{N}_{i-1}}\end{array} $$ (2) (2) Smith法：由试验得到数据a-N，并规定xi=ai/a1，yi=(Ni−N1)，将数据对(xi，yi)进行拟合，A1，A2，A3为拟合得到的各项系数，即
$$ \begin{array}{c}y={A}_{1} + \dfrac{{A}_{2}}{x} + {A}_{3}\ln x\end{array} $$ (3) 对式(3)求导得到疲劳裂纹扩展速率，即
$$ \begin{array}{c}{\left(\dfrac{\mathrm{d}a}{\mathrm{d}N}\right)}_{i}=\dfrac{{a}_{i}^{2}}{\left({A}_{3}{a}_{i}-{A}_{2}{a}_{1}\right)}\end{array} $$ (4) Smith法在计算da/dN之前会先进行一次拟合，由此排除掉个别异常数据点对整体的影响，因此，Smith法可以很好地比较不同试验条件下da/dN的大小[7].
2. 试验结果与分析
2.1 疲劳裂纹扩展试验结果
利用Paris模型对预腐蚀疲劳裂纹扩展试验的数据进行拟合，在Paris模型中，对数形式的da/dN-ΔK呈现出良好的线性关系
$$ \begin{array}{c}\mathrm{lg}\left(\dfrac{{\mathrm{d}}a}{{\mathrm{d}}N}\right)=m\cdot \lg\Delta K + \lg C\end{array} $$ (5) 式中：m是将疲劳裂纹扩展试验原始数据a-N线性拟合后得到的系数，是一个常数；C也是常数；lgC表示拟合直线的截距，Paris模型中将疲劳裂纹扩展速率da/dN和应力强度因子范围ΔK描述为$\dfrac{{\mathrm{d}} a}{{\mathrm{d}} N}=C \times \Delta K^m $，两边取对数就得到式（5），因此特意保留了Paris公式里C的形式. 图4为不同腐蚀条件下疲劳裂纹扩展试验的结果. 图4(a) ~ 图4(c)用割线法计算得到da/dN，可以看到割线法很好地保留了试验数据的分散性，但不同腐蚀条件下疲劳裂纹扩展速率的大小关系不清晰，这在焊缝和母材中尤其突出；图4(d) ~ 图4(f)用Smith法计算得到da/dN，da/dN与ΔK的关系呈现出完美的线型，这使得比较不同腐蚀条件下疲劳裂纹扩展速率变得容易很多.
![]()
图 4 疲劳裂纹扩展试验Figure 4. Fatigue crack growth test. (a) BM-secant; (b) HAZ-secant; (c) WM-secant; (d) BM-Smith; (e) HAZ-Smith; (f) WM-Smith对预腐蚀疲劳裂纹扩展试验结果进行分析，可以直观地看到，经过预腐蚀处理后，试件的疲劳裂纹扩展速率有小幅度的上升，且上升幅度随着预腐蚀时间的延长而增大，同时，预腐蚀对热影响区疲劳裂纹扩的加速作用最为显著，而对母材和焊缝的加速作用却相对有限.
2.2 预腐蚀的表面脆化机制
试件经过预腐蚀处理后疲劳裂纹扩展速率上升，因为腐蚀提高了表层金属的脆性，从而加快了试件整体的疲劳裂纹扩展，表层金属脆化的根源是H的渗透，而H产生于试件的预腐蚀过，如图5所示.
![]()
图 5 预腐蚀的脆化机制示意图Figure 5. Schematic diagram of embrittlement mechanism of pre-corrosion. (a) electrochemical corrosion on inclusions; (b) hydrolysis and acidification in corrosion pits; (c) surface metal embrittlement by H infiltration; (d) passivation film protects the base metal大量研究指出，钢铁在盐溶液中会发生电化学腐蚀，在电化学腐蚀中，活泼的Fe充当阳极，释放电子变成Fe2 + 溶解到溶液中，Fe2 + 进一步被氧化成Fe3 + ，不活泼的阴极得到电子，吸收周围环境中的O2与电子结合成为O2−，电化学腐蚀并不会在每个地方以相同的概率发生，总会存在优先发生电化学腐蚀的局部区域，例如碳元素集中的大块珠光体[8]、夹杂物[9]、通过切变机制生成的组织[10]. 这些局部区域的阳极，即铁素体组织，在电化学作用下发生溶解，溶解产物Fe2 + 向四周扩散，并在O2充足的地方生成腐蚀产物，如图5(a)所示.
随着阳极溶解的进行，在这些腐蚀集中发生的区域会形成腐蚀坑，大量腐蚀产物会逐渐覆盖在腐蚀坑表面，形成一个密闭的腔室，密闭腔室形成后，Fe2 + 的扩散受到阻碍，少量的Fe2 + 会扩散到腐蚀坑外继续与环境中的O2发生反应，其余的Fe2 + 则逐渐聚集在腐蚀坑内部，发生富集. Fe2 + 浓度上升促进了水解反应，因此腐蚀坑内部会逐渐累积H + [11]，伴随着pH值的下降，图5(b)详细地展示了这一过程.
在酸性环境中，H + 优先参与阴极反应，与2e−结合生成H2，这一过程称为析氢反应[12]，同时，侵蚀性离子Cl−能够轻易穿过腐蚀产物进入密闭腔室，Cl−的入侵为密闭腔室创造了负离子环境，这使得电化学腐蚀的阳极反应加速向右进行，促进了腐蚀过程，即腐蚀坑的自催化效应，最终，阴极反应产生的H2会被腐蚀坑内的金属表面所捕获，在金属表面完成解离，并最终扩散到金属内部的晶格间隙中，使表层金属发生氢脆，其过程见图5(c).
图5(d)中，随着腐蚀进一步进行，局部腐蚀逐渐演化为全面腐蚀，此时Fe2 + 的扩散可随意进行，水解反应极大地受到了抑制，氢脆现象随之中止. 氢脆效应会极大地降低材料的疲劳强度，但是受氢脆效应影响的金属仅局限于试件表面有限尺度，因此，预腐蚀试件疲劳裂纹扩展速率表现为小幅度上升.
预腐蚀疲劳裂纹扩展试验中，热影响区表现出了最差的耐腐蚀性，原因如下：其一，热影响区含碳量高，在不完全重结晶区和熔合区都观察到了明显的碳元素富集. 碳元素是电化学过程中最主要的阴极材料，碳元素富集的区域是腐蚀优先发生的地方，这使得热影响区有更多的机会发生电化学腐蚀；其二，热影响区粗晶区和细晶区中的马氏体组织是由切变机制生成的，在转变过程中有剧烈的塑性变形发生，伴随产生大量的位错，腐蚀更容易在位错密度高的地方发生，因此马氏体腐蚀倾向大.
3. 试验微观表征
3.1 裂纹扩展路径表征结果
裂纹扩展平面的观察结果如图6所示. 图6(a) ~ 图6(c)是经历不同预腐蚀时间的母材裂纹扩展，不同预腐蚀时间下的裂纹面都观察到了滑移带，这是疲劳裂纹扩展过程中局部发生塑性变形的结果[13]，值得注意的是，母材的滑移带只局限在裂纹周围很小的区域，台阶的深度也很浅，因此滑移带在扫描电子显微镜下并不明显，热影响区的滑移带从裂纹向周围延伸，分布范围扩大，台阶加深，这使得滑移带在扫描电子显微镜下观察十分明显. 焊缝中观察到了远离裂纹中心的局部滑移带，台阶深度进一步加深，Beachem[14]在1972年提出的氢增强局部塑性(hydrogen enhanced localized plasticity, HELP)可以很好地解释这种滑移带的演变，该理论认为，氢的作用是“解锁”位错，而非“锁定”位错，宏观上普遍认为的氢脆现象其微观上表现出显著的塑性断裂特征，这是因为氢增强了位错迁移率，一方面，氢在应力场中重新分布，聚集到位错附近，氢气氛屏蔽了位错与弹性应力中心相互作用的能量，位错能够在较小的应力下通过障碍；另一方面，吉布斯吸附等温式表明，溶质原子H的偏析降低了缺陷形成能，有利于位错的增值[15]，全浸预腐蚀后，H进入试件表层，在后续的疲劳裂纹扩展试验中导致试件局部塑形得到增强，所以尽管这些局部区域远离应力中心，却很容易地出现了滑移带.
![]()
图 6 裂纹扩展路径微观表征Figure 6. Microscopic characterization of crack growth path. (a) BM-0 h; (b) BM-48 h; (c) BM-336 h; (d) HAZ-0 h; (e) HAZ- 48 h; (f) HAZ-336 h; (g) WM-0 h; (h) WM-48 h; (i) WM-336 h在图6(a)中观察到裂纹有沿晶扩展的趋势，这种趋势在图6(b)中更加明显. 周贤良等人[16]指出这是由于晶界化学成分不均匀，位错密度高，因此相较于晶粒内部更加的活泼，这导致晶界电极电位低，优先发生腐蚀，腐蚀降低了晶界强度，解释了图6(b)中裂纹沿晶扩展趋势增加的现象. 晶界弱化的另一个结果是三线晶界交汇处成为裂纹分支的起点，裂纹面上出现了大尺寸的分支裂纹.
图6 (c)中在主裂纹的旁边观察到微裂纹，表明金属表面发生了脆化，这是H渗透到试件内部造成表层金属脆化的结果[17]. 图6(g) ~ 图6(i)是焊缝区裂纹扩展平面，其变化规律与母材相似，随着预腐蚀时间的延长，出现了微裂纹与滑移带向外延伸的现象. 图6(d) ~ 图6(f)是热影响区的裂纹扩展平面，在经历48 h预腐蚀后就表现出了强烈的腐蚀现象，微裂纹和大的分支裂纹提前出现. 经过336 h预腐蚀后，微裂纹数量进一步增多，分支裂纹的尺寸也变得更大. 这些现象反映出热影响区耐腐蚀性最差，试件表层脆化现象最严重，这与预腐蚀疲劳裂纹扩展试验的结果相一致.
对疲劳裂纹扩展路径的微观表征结果表明，经预腐蚀后，焊接接头母材、热影响区和焊缝3个区域都出现了微裂纹、分支裂纹等脆性特征，表明材料发生了脆化，同时，热影响区的脆化特征最为显著.
3.2 疲劳试件断面表征结果
图7为扫描电子显微镜观察到的疲劳试件断面. 预腐蚀0 h的断面都表现出典型的韧性疲劳断裂特征，断面上分布着撕裂脊，呈现曲折的白色线状. 对断面放大观察，可见大量的疲劳条纹，然而，预腐蚀48 h的断面发生了显著的变化，靠近表面的部分从韧性疲劳断裂特征转变成平面断裂特征，平面断裂特征表明材料在此处发生了脆性断裂. 如前文所述，预腐蚀过程中，腐蚀坑内部发生了Fe2 + 的富集，Fe2 + 浓度上升促进了水解反应的发生，因此腐蚀坑内部发生了“酸化”，在酸性环境中，H + 优先成为原电池阴极的反应物，吸收电子生成了H2，随后，H2在金属表面发生分解生成H原子，并最终渗透到金属晶格当中，造成了金属表层的脆化.
![]()
图 7 疲劳试件断面微观表征Figure 7. Microscopic characterization of fatigue specimen. (a) BM-0 h; (b) BM-48 h; (c) BM-336 h; (d) HAZ-0 h; (e) HAZ-48 h; (f) HAZ-336 h; (g) WM-0 h; (h) WM-48 h; (i) WM-336 h在预腐蚀336 h的断面上，这种平面特征进一步加剧，两种特征的断面在图中统一用虚线区分开，并定量计算了平面断裂层的厚度，容易观察到热影响区的平面断裂层最厚，表明H在热影响区中渗透深度最深，热影响区是焊接接头抗氢脆性能最差的区域. 对平面断裂层的定量分析还反映出，尽管存在氢脆现象，但是H对材料的影响仅局限于表面很薄的一层，这也解释了虽然全浸腐蚀后疲劳裂纹扩展速率增加，但是增加的程度有限. 分析预腐蚀时间与平面断裂层厚度的关系，可以直观地看到尽管图7(c)对应的腐蚀时间是图7(b)的7倍，但是平面断裂层厚度只有1.5倍左右，这是因为在腐蚀后期，金属表面覆盖了一层以α–FeOOH和Fe3O4为主的致密的腐蚀产物膜，致密的腐蚀产物膜有效地阻止了金属表面与腐蚀介质相接触，抑制了腐蚀进一步发生. 同时，后期腐蚀模式由局部腐蚀转变为均匀腐蚀[18]，因封闭的腐蚀坑导致的氢脆现象随之消失，这两种因素导致平面断裂层的厚度并没有随着腐蚀时间的增加而线性增加，而是在后期趋于饱和.
4. 结论
(1) 经5%NaCl溶液预腐蚀，焊接接头3个位置的疲劳裂纹扩展速率都有不同程度的上升，预腐蚀48 h后，焊接接头疲劳裂纹扩展速率相较于空气中的疲劳裂纹扩展速率有小幅上升；预腐蚀336 h后，焊接接头疲劳裂纹扩展速率的增长幅度进一步提高，表明预腐蚀处理降低了S355钢焊接接头的疲劳性能.
(2) 预腐蚀疲劳裂纹扩展试验结果还表明，焊接接头不同区域对预腐蚀处理的响应程度不同，焊接接头热影响区存在大量的碳化物富集区，且主要组织板条马氏体通过切变机制生成，这使得热影响区成为焊接接头中耐腐蚀性能最差的区域.
(3) 利用扫描电子显微镜对预腐蚀后的疲劳试件进行微观表征，观察到在裂纹扩展路径周围存在微裂纹和分支裂纹，表明金属发生了脆化. 在疲劳断面上，观察到了裂纹扩展模式的转变，表层金属呈现平面脆性特征，内部金属保留了疲劳韧性特征，微观表征的结果表明，预腐蚀通过脆化表层金属，从而加快了试件整体的疲劳裂纹扩展速率.
-
![]()
图 2 S355钢焊接接头微观形貌
Figure 2. Micro-morphology of S355 welded joints. (a) BM; (b) WM; (c) HAZ; (d) incomplete recrystallization zone; (e) coarse-grained/fine-grained HAZ; (f) fusion zone
![]()
图 3 试件取样形式与形状尺寸(mm)
Figure 3. Test specimens' sampling form and shape size. (a) pattern of getting specimens; (b) shape and size of specimens
![]()
图 4 疲劳裂纹扩展试验
Figure 4. Fatigue crack growth test. (a) BM-secant; (b) HAZ-secant; (c) WM-secant; (d) BM-Smith; (e) HAZ-Smith; (f) WM-Smith
![]()
图 5 预腐蚀的脆化机制示意图
Figure 5. Schematic diagram of embrittlement mechanism of pre-corrosion. (a) electrochemical corrosion on inclusions; (b) hydrolysis and acidification in corrosion pits; (c) surface metal embrittlement by H infiltration; (d) passivation film protects the base metal
![]()
图 6 裂纹扩展路径微观表征
Figure 6. Microscopic characterization of crack growth path. (a) BM-0 h; (b) BM-48 h; (c) BM-336 h; (d) HAZ-0 h; (e) HAZ- 48 h; (f) HAZ-336 h; (g) WM-0 h; (h) WM-48 h; (i) WM-336 h
![]()
图 7 疲劳试件断面微观表征
Figure 7. Microscopic characterization of fatigue specimen. (a) BM-0 h; (b) BM-48 h; (c) BM-336 h; (d) HAZ-0 h; (e) HAZ-48 h; (f) HAZ-336 h; (g) WM-0 h; (h) WM-48 h; (i) WM-336 h
表 1 S355钢化学成分(质量分数，%)
Table 1 Chemical components of S355 steel
C Si Mn P S Cr Mo Ni Cu Fe 0.09 0.13 1.53 0.007 0.001 8 0.11 0.13 0.31 0.15 余量 
下载: 导出CSV
表 2 焊条LB−52NSU化学成分(质量分数，%)
Table 2 Chemical components of LB−52NSU electrode
C Si Mn P S Ni Ti Mo Fe 0.05 0.57 1.18 0.006 0.001 0.52 0.011 ＜0.01 余量
下载: 导出CSV
表 3 焊接参数
Table 3 Welding parameters
焊接方法 焊接位置 电流类型 焊接电流I/A 预热温度T1/℃ 层间温度T2/℃ SMAW 平焊 DCEP 90 ~ 130 93 ~ 107 93 ~ 107
下载: 导出CSV
表 4 疲劳裂纹扩展试验参数
Table 4 Parameters of fatigue crack growth test
波形 频率f/Hz 应力比R 平均应力F/N 正弦波 120 0.5 7 000
下载: 导出CSV
-
[1] 林玉鑫, 张京业. 海上风电的发展现状与前景展望[J]. 分布式能源, 2023, 8(2): 1 − 10. Lin Yuxin, Zhang Jingye. Development status and prospect of offshore wind power[J]. Distributed Energy, 2023, 8(2): 1 − 10.
[2] Phull B, Abdullahi A A. Phull B. Marine corrosion[J]. Shreir’s Corrosion, 2010(2): 1107 − 1148.
[3] Gkatzogiannis S, Weinert J, Engelhardt I, et al. Correlation of laboratory and real marine corrosion for the investigation of corrosion fatigue behaviour of steel components[J]. International Journal of Fatigue, 2019, 126: 90 − 102. doi: 10.1016/j.ijfatigue.2019.04.041
[4] Rörup J, Fricke W. Mean compressive stress-experimental and theoretical investigation into their influence on the fatigue strength of welded structures[J]. The Journal of Strain Analysis for Engineering Design, 2005, 40(7): 631 − 642.
[5] Xu Qian, Shao Fei, Bai Linyue, et al. Corrosion fatigue crack growth mechanisms in welded joints of marine steel structures[J]. Journal of Central South University, 2021, 28(1): 58 − 71. doi: 10.1007/s11771-021-4586-0
[6] 杨永坤, 朱佳雨, 李小明, 等. 低碳合金钢带状组织控制研究现状[J]. 钢铁, 2023, 58(4): 1 − 10. Yang Yongkun, Zhu Jiayu, Li Xiaoming, et al. A review of research on banded structure control in low carbon alloy steel[J]. lron and Steel, 2023, 58(4): 1 − 10.
[7] Smith R. The determination of fatigue crack growth rates from experimental data[J]. International Journal of Fracture, 1973, 9(3): 352 − 355. doi: 10.1007/BF00049221
[8] Guo Jia, Yang Shanwu, Shang Chengjia, et al. Influence of carbon content and microstructure on corrosion behaviour of low alloy steels in a Cl− containing environment[J]. Corrosion Science, 2009, 51(2): 242 − 251. doi: 10.1016/j.corsci.2008.10.025
[9] Lee Y H, Kim G I, Kim K M, et al. Localized corrosion occurrence in low-carbon steel pipe caused by microstructural inhomogeneity[J]. Materials, 2022, 15(5): 1870. doi: 10.3390/ma15051870
[10] Qi X, Wang X, Di H, et al. Acicular ferrite nucleation mechanism in laser-MAG hybrid welds of X100 pipeline steel[J]. Materials Letters, 2021, 304: 130603.1 − 130603.4. doi: 10.1016/j.matlet.2021.130603
[11] McMurtrey M, Mills D, Burns J. The effect of pit size and density on the fatigue behaviour of a pre-corroded martensitic stainless steel[J]. Fatigue & Fracture of Engineering Materials & Structures, 2019, 42(1): 3 − 18.
[12] Wei R. Electrochemical reactions and corrosion fatigue crack growth [M]. Beijing: Mechanical Behaviour of Materials V. Elsevier. 1988: 129-140.
[13] Polák J. Role of persistent slip bands and persistent slip markings in fatigue crack initiation in polycrystals[J]. Crystals, 2023, 13(2): 220. doi: 10.3390/cryst13020220
[14] Beachem C D. A new model for hydrogen-assisted cracking (hydrogen “embrittlement”)[J]. Metallurgical and Materials Transactions B, 1972, 3(2): 441 − 455.
[15] Martin M L, Dadfarnia M, Nagao A, et al. Enumeration of the hydrogen-enhanced localized plasticity mechanism for hydrogen embrittlement in structural materials[J]. Acta Materialia, 2019, 165: 734 − 750. doi: 10.1016/j.actamat.2018.12.014
[16] 周贤良,李晖榕,华小珍,等. X80管线钢埋弧焊焊接接头的组织和腐蚀性能[J]. 焊接学报, 2011, 32(1): 37 − 40. Zhou Xianliang, Li Huirong, Hua Xiaozhen, et al. Microstructures and corrosion properties of submerged arc welded joint for X80 pipeline steel[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2011, 32(1): 37 − 40.
[17] Ratych L. Contribution of anodic dissolution and hydrogen embrittlement to corrosion-fatigue crack growth[J]. Materials Science, 1999, 35: 310 − 325. doi: 10.1007/BF02355475
[18] Bai Linyue, Gao Lei, Jiang Kebin. Corrosion crack nucleation mechanism in the welded structures of X65 steel in natural seawater[J]. Advances in Materials Science and Engineering, 2018(4): 1 − 14.
计量
- 文章访问数: 167
- HTML全文浏览量: 17
- PDF下载量: 70
