本研究对比了锰含量约25%的高锰钢与9%镍钢的变形特性和韧性，以探究高锰钢在LNG储罐中的适用性。高锰钢具备优异的应变硬化能力，其均匀伸长率远大于9%镍钢，但最大载荷后的伸长极小。高锰钢的塑性流变应力随温度降低呈上升趋势，其与9%镍钢的屈服强度具有相似的温度依赖性。高锰钢的夏比冲击功约为9%镍钢的一半，在77K时平均值为86J。高锰钢在任何温度下获得的断口表面均未观察到解理断裂，表明其为微孔聚集型断裂。
长期以来，9%镍钢在超低温度下具有优异的韧性，一直被用作LNG储罐材料。从降低材料成本的角度出发，近年来，含有大量相对廉价的锰元素的高锰奥氏体钢（以下简称“高锰钢”）受到了广泛关注。 高锰钢在不同温度和应力条件下，可能会发生从奥氏体到亚稳态ε-马氏体的应力诱导相变等复杂的相变过程，其断裂形态也会随之改变。例如，有研究报告称，在室温下呈现延性断裂的高锰钢（锰含量17%），在超低温度下会因应力诱导相变而转变为脆性的晶界断裂。考虑到储罐在超低温环境下使用的安全性，若要应用高锰钢，需要满足以下要求：即使奥氏体发生应力诱导相变，也不会发生不稳定断裂；具有足够的吸收功，即使是微孔聚集型断裂，也不会发生不稳定断裂。因此，在本研究中，以适用于LNG储罐为目标，为确保奥氏体的稳定性和强度，选择0.5%C-0.5%Si-25%Mn-5%Cr作为目标成分，对高锰钢的基本变形特性和韧性进行评估，并与现有的低温用钢9%镍钢进行比较。同时，通过断口和孔洞观察，探讨高锰钢的断裂特征。 试验钢材的化学成分如表1所示。高锰钢通过真空熔炼制成铸锭，加热至1523K，在1323K的终轧温度下热轧至30mm厚，然后进行水冷。作为对比材料的9%镍钢，使用的是热轧后再进行调质（RQ-T）处理、厚度为20mm的回火马氏体钢。 为了确认高锰钢的初始组织，从热轧后的钢板上取样，进行X射线衍射（XRD）测量，以分析晶体结构。此外，还采用电子背散射衍射（EBSD）方法观察初始组织。 在室温（约296K）和108K两个温度下进行拉伸试验，以评估拉伸性能。试验采用平行部直径为5mm的圆棒拉伸试样，从钢板厚度1/4位置沿板宽方向取样，使拉伸方向与板宽方向一致。拉伸试验时，初始应变速率设定为6.7×10-2s-1，使用岛津制作所生产的非接触式视频引伸计TRViewX240S测量试验过程中试样标距间的位移。 在室温至77K的多个温度下进行夏比冲击试验，评估冲击吸收功的温度相关性。夏比冲击试样从钢板厚度1/4位置取样，使试样的纵向与板宽方向一致（T-L方向试样）。试验采用仪器化冲击试验方法，记录冲击时的载荷-位移曲线。 为了评估高锰钢作为低温用钢的适用性，对现有的低温用钢9%镍钢也进行了同样的拉伸试验和仪器化夏比冲击试验。对于高锰钢，在拉伸试验和仪器化夏比冲击试验后，使用扫描电子显微镜（SEM）观察断口表面，并采用EBSD方法以0.1μm的步长观察断口附近的组织，通过晶体相图确认是否存在应力诱导相变。在这种情况下，拉伸试样的观察面为与拉伸轴平行的截面（纵截面），夏比冲击试样的观察面为与裂纹扩展方向垂直的截面。在进行SEM-EBSD观察时，试样需嵌入导电酚醛树脂中进行制备。 3.1高锰钢的初始组织 从高锰钢的XRD测量结果可以看出，测量得到的衍射图谱与奥氏体的图谱一致，未检测到奥氏体以外的峰，由此确认高锰钢的初始组织为奥氏体单相。观察通过EBSD方法获得的晶体取向（IPF）图，结果发现，高锰钢的晶粒形状为等轴晶，包括退火孪晶在内的平均晶粒尺寸为23μm。此外，未观察到明显的织构。 3.2拉伸试验 在室温及108K下拉伸试验得到名义应力-应变曲线，拉伸性能数据如表2所示。所有数据均将高锰钢的结果与9%镍钢进行了对比。在任何试验温度下，高锰钢的0.2%屈服强度均低于9%镍钢，而抗拉强度则高于9%镍钢。高锰钢的断后伸长率远大于9%镍钢，尤其是均匀伸长率较大。也就是说，高锰钢的应变硬化非常显著。此外，高锰钢在最大载荷后的伸长（局部伸长）非常小，因此，从最大载荷到断裂的载荷下降幅度也很小，断面收缩率同样较小。 一般来说，像316L等一类奥氏体不锈钢，即使试验温度从高温变化到低温，其0.2%屈服强度的增加幅度也较小。试验高锰钢与马氏体9%镍钢的0.2%屈服强度具有相似的温度依赖性。强度-延伸率平衡（抗拉强度与断后伸长率的乘积）在所有试验材料中均随温度降低而增加，但高锰钢的这一数值远大于9%镍钢。 图1展示了高锰钢在室温及108K下拉伸试样断口的SEM观察结果。图1（a）和（e）分别为室温及108K下断口的宏观形貌。从宏观上看，高锰钢的断口乍一看呈杯锥状，但与普通的中低强度碳钢相比，其垂直应力断裂区域所占比例较小，剪切应力断裂区域较大。图1（a）和（e）中虚线内区域（b）和区域（f）的放大图分别如图1（b）和（f）所示，图1（b）和（f）内区域（c）和区域（g）的进一步放大图分别如图1（c）和（g）所示。这些区域均为韧性断裂，宏观上可称为“纤维状断裂”。在该区域中，可以观察到直径10μm以上的深韧窝之间，呈网状分布着浅而小的韧窝。深韧窝的出现频率在室温与108K下大致相同，但室温断口上的深韧窝尺寸略大。如图1（c）和（g）中白色箭头所示，深韧窝内存在夹杂物。接下来，图1（a）和（e）中虚线内区域（d）和区域（h）的放大图分别如图1（d）和（h）所示。在这些区域中，几乎不存在深韧窝，断口由非常细小且浅的韧窝组成，呈网状。该区域的韧窝尺寸与虚线内区域（图1（b）和（f））的韧窝一样，低温下断裂的断口上的韧窝更小。需要注意的是，在任何温度下均未观察到解理断口。 图2展示了高锰钢拉伸试样断口附近纵截面的SEM-EBSD观察得到的相图。图2（a）和（b）分别为室温及108K下断裂试样的结果。每个相图中的白色区域表示塑性应变较大且置信指数（CI值）小于0.3的区域。虽然这只是在一定置信指数的测量区域内得出的判断，但如图2（a）所示，室温下断口附近的组织为100%奥氏体相，而在图2（b）中，108K下断口附近有ε相分散存在，检测到的ε相含量约为7%。由于SEM-EBSD试样制备过程中使用了热固性树脂，在473K树脂固化加热过程中，部分ε相可能会逆转变为奥氏体，也可能存在未被检测到的微小ε相。但此处检测到的ε相可推测为低温下强烈变形导致奥氏体部分发生应力诱导相变的区域。 3.3夏比冲击试验 通过仪器化夏比冲击试验得到高锰钢冲击吸收功的温度相关性，由此可知，高锰钢在室温下的冲击吸收功平均为150J，随温度降低而减小，在77K时平均为86J。在任何温度下，高锰钢的冲击吸收功均约为9%镍钢的1/2。在同一温度的试验中，各试样间的冲击吸收功没有明显差异。从仪器化夏比冲击试验得到的载荷-位移曲线可知，与9%镍钢相似，高锰钢的最大载荷随温度降低而增大，而载荷开始下降时的位移量则大幅减小。在相同试验温度下比较，高锰钢的载荷下降趋势比9%镍钢更为陡峭。 图3展示了室温及77K下断裂的高锰钢夏比试样断口的SEM观察结果。图3（a）和（d）分别为室温及77K下断裂试样断口的宏观形貌。与室温相比，77K下断口的宏观变形较小，冲击吸收功降低。在试验得到载荷-位移曲线中，特别是77K下高锰钢的结果显示，其载荷下降趋势陡峭，但在室温及77K下，均未观察到断口形态因解理断裂等而发生变化。图3（b）和（e）展示了试样宽度中央附近、缺口尖端前方约1mm处的断口形貌。在任何试验温度下，断裂形态均为微孔聚集型断裂，由深韧窝和稍浅的韧窝组成。比较不同试验温度下的韧窝形貌，室温断口上的韧窝尺寸略大，但深韧窝的数量密度没有明显差异。图3（b）和（e）中所示白色框区域的放大图分别如图3（c）和（f）所示。所有断口的韧窝深度均比拉伸试验时的更深，且无法观察到内部的夹杂物。在深韧窝周围，可观察到较浅且直径相对较大的韧窝，其内部存在滑移线痕迹。在这些韧窝的边界处，形成了亚微米级的孔洞带。 在室温与 77 K 条件下，研究断裂试样断口截面的 SEM‑EBSD 相分布特征，观察试样宽度中央断口附近、与裂纹扩展方向平行的组织。结果发现，CI值较低且白色信号点聚集的区域，对应于位错等不连续部位；室温及77K下断裂的试样均为100%奥氏体相，在受强烈变形的缺口尖端附近未检测到ε相。 4.1高锰钢的拉伸特性及夏比冲击特性 从拉伸试验结果可知，与9%镍钢相比，高锰钢表现出最大应力时的应变（均匀伸长）明显更大。均匀伸长与材料的应变硬化相关，因此对高锰钢的应变硬化行为进行了研究。从拉伸试验得到试验钢直至发生颈缩的真应力-真应变关系以及应变硬化曲线可知，与9%镍钢相比，高锰钢在高应变区域更不易出现应变硬化率下降的情况，满足塑性失稳条件的变形量更大。有研究报告指出，高锰钢较高的应变硬化率源于孪生变形的存在。在本研究中，108K下高锰钢的应变硬化行为与室温下不同，在真应变0.05附近应变硬化率上升，因此，图2中108K下检测到的ε相可能对应变硬化行为产生了影响。 拉伸试验结果显示，高锰钢与9%镍钢相比，颈缩后的应力下降极小，这是其显著特征。为了定量掌握拉伸试样的颈缩情况，在试样断裂后，测量了不同位置的试样直径。对高锰钢和9%镍钢在室温及108K下的结果进行了比较。结果发现，与9%镍钢相比，高锰钢在远离断口、与颈缩无关的位置处直径较小，断口附近呈现出较为平缓的颈缩形状。由于高锰钢的均匀伸长率较大，远离断口位置的截面收缩较大，但发生颈缩后，截面收缩较小就直接断裂。从试验温度的角度来看，9%镍钢在108K时，断口附近的直径减小程度比室温时略有降低，但两种材料的试验温度对颈缩轮廓的影响均不大。 基于上述测量的试样直径，将临界应变分为颈缩前后的真应变并分别计算，结果如图4所示。各应变的计算采用以下公式： εu=2ln（d0/du） （1） εn=2ln（du/df） （2） 其中，d0为初始直径，du为断裂后非颈缩部位的直径，df为断裂部位的直径。以下，为了与名义应变评估中的均匀伸长、局部伸长相区分，将εu、εn分别称为均匀真应变、局部真应变。在上述的名义应力-名义应变关系中，高锰钢的断后伸长率是9%镍钢的2倍以上，但从关注局部变形来看，高锰钢的变形能力（临界应变）约为9%镍钢的1/2。这是由于两种试验材料的断裂伸长中，均匀伸长与局部伸长的比例存在较大差异。高锰钢的均匀真应变在室温下为0.44，在108K下为0.40，分别约为9%镍钢的7倍和4倍。而高锰钢的局部真应变在室温下为0.41，在108K下为0.42，分别仅约为9%镍钢的1/4和1/3。也就是说，与9%镍钢相比，高锰钢在发生颈缩后，塑性变形能力明显下降。由于发生颈缩时，应力状态会从单轴应力转变为多轴应力，这表明高锰钢中如位错的产生和扩展等延性损伤的发展，对应力多轴度比9%镍钢更为敏感。不过，从局部真应变的温度相关性来看，9%镍钢的局部真应变随温度从室温降低到108K，从1.6下降到1.3，而高锰钢的局部真应变几乎没有温度相关性，始终保持在0.4左右，因此未发现高锰钢的延性损伤因低温下塑性流变应力的增加而加剧的趋势。 基于仪器化冲击试验得到的载荷-位移曲线，将冲击吸收功分为达到最大载荷前的能量（断裂发生能量）和超过最大载荷后的能量（断裂扩展能量）。由此可知，断裂发生能量的温度相关性显著，随温度降低而大幅下降，而断裂扩展能量的温度相关性则非常平缓。高锰钢和9%镍钢在这些温度相关性趋势上没有明显差异。比较高锰钢和9%镍钢的断裂发生能量和断裂扩展能量，高锰钢的断裂发生能量仅略优于9%镍钢，但其断裂扩展能量仅为9%镍钢的1/4，数值超低。也就是说，高锰钢冲击吸收功仅为9%镍钢一半左右的结果，是由于其断裂扩展能量超低。 4.2高锰钢中位错的产生与扩展 拉伸试验和夏比冲击试验的结果均表明，高锰钢的延性损伤发展可能对应力多轴度的升高较为敏感。因此，在这两个试验中进行了中断试验，以观察位错的产生情况。在拉伸试验中，在108K下进行试验，在颈缩产生后中断试验，研究断裂前试样内部的位错产生情况。在中断试验中，抗拉强度为1218MPa，在最大载荷后的名义应力达到1169MPa时中断试验并卸载。卸载后，沿拉伸轴平行方向（纵向）切割拉伸试样，观察颈缩最明显部位。 对于夏比冲击试验的中断试验，根据以下公式计算锤子的扬起角度，并在77K下进行试验： E=WR（1-cosα） （3） 其中，E为位置能量（J），W为锤子重量（N），R为中心到锤子的距离（m），α为锤子扬起角度（°）。设定目标能量为30J和60J。从以上研究结果可知，77K时高锰钢的断裂发生能量平均为46J，因此将30J设定为未达到最大载荷的变形水平，60J设定为超过最大载荷的变形水平。该试验通过使锤子中途停止来再现变形过程中的状态，此外，根据给予锤子的位置能量30J和60J估算，锤子的冲击速度分别为1.5m/s和2.2m/s。因此，缺口尖端附近的应变速率历程与通常的夏比冲击试验不同。试验后，使用光学显微镜观察试样宽度方向中央截面缺口尖端附近的位错产生情况。 图5展示了拉伸中断试验后试样截面的观察结果。图5（a）从宏观上观察位错产生情况，发现有许多小于50μm的位错分散分布，但未观察到位错合并现象。图5（b）为使用SEM对特定位错进行放大观察的结果，发现大多数位错内部存在夹杂物，由此认为这些位错是由夹杂物的开裂或夹杂物与母材之间的剥离引起的。这些以夹杂物为起点产生的位错，可能与断裂后拉伸试样断口观察到的深韧窝底部的夹杂物相对应。通过能量色散X射线光谱（EDS）分析，确认拉伸中断试验后截面上观察到的位错核心夹杂物为MnS。除夹杂物外，晶界和变形孪晶界面也被报道为高锰钢中位错产生的起点，因此也可能存在这些起点产生的位错。图5（c）为将图像质量（IQ）图与相图叠加后的图像。其中，黑色区域是位错，灰色区域为结晶性较差的基体，黄色和绿色区域为结晶性较好的基体。与图2所示的断口附近截面观察结果类似，虽然有ε相生成并分散存在，但未观察到位错与ε相有关的情况。该拉伸中断试验旨在模拟断裂前的卸载情况，在这个变形阶段，位错仅处于分散存在的损伤程度，即使局部也未观察到位错合并的情况。 观察夏比冲击中断试验后试样截面，结果发现，吸收功为30J时，在缺口尖端附近约100μm的区域内观察到几个较大的位错，并且从缺口尖端开始产生剪切裂纹；吸收功为60J时，缺口尖端较大区域内产生的位错合并形成了约500μm的裂纹，并且在裂纹前方的广泛区域内也观察到了位错。这些位错产生密度和区域大小的差异，可以理解为是初始缺口前方和扩展裂纹前方应力多轴度不同的结果，但为了理解高锰钢的断裂扩展能量明显低于9%镍钢的原因，还需要进行定量比较。 高锰钢与9%镍钢相比，在拉伸试验中局部真应变极小，在夏比冲击试验中断裂扩展能量超低，这是其显著特点。也就是说，在本研究的考察范围内，高锰钢的延性损伤在多轴应力状态下可能会加速发展。在判断高锰钢是否适合用于LNG储罐时，除了本研究的内容，还需要使用应力多轴性更强的疲劳预制裂纹进行断裂力学试验，以验证材料损伤情况，定量评估延性损伤对应力多轴度的相关性，并进行比较研究。 本文系统研究了LNG储罐用高锰钢的变形特性与韧性行为，与工程常用的9%镍钢开展对比分析，并探究了高锰钢的断裂特征，主要结论如下： 1）在拉伸试验中，高锰钢具备优异的应变硬化能力，均匀伸长率远大于9%镍钢，但发生颈缩后至断裂的变形量极小。 2）在夏比冲击试验中，高锰钢与9%镍钢一样，冲击吸收功随温度降低而减小。不过，在室温至77K的温度范围内，高锰钢的冲击吸收功仅约为9%镍钢的一半，这是由于高锰钢在最大载荷后的冲击吸收功超低。 3）在108K的拉伸试验中，高锰钢生成了部分ε相。但在从室温到低温的拉伸试验和夏比冲击试验中，均未观察到解理断裂，断裂形式为微孔聚集型断裂。 4）高锰钢的断裂特征表现为拉伸试验中的颈缩变形提前终止，以及夏比冲击试验中最大载荷后的冲击功超低。这表明高锰钢的延性损伤在多轴应力状态下可能会加速发展，因此，在考虑实际应用于储罐时，亟需针对复杂应力条件下的损伤进行评估和研究。
