中錳鋼在690 MPa 級高強韌海洋平臺中的應用探索

齊祥羽，嚴玲，杜林秀，張鵬

（1. 海洋裝備用金屬材料及其應用國家重點實驗室，遼寧 鞍山 114009；2. 鞍鋼集團鋼鐵研究院，遼寧 鞍山 114009；3. 東北大學軋制技術及連軋自動化國家重點試驗室，遼寧 沈陽 110819）

隨著經濟的飛速發展， 對能源的需求日益增加，對石油、天然氣等能源的開采也由陸地和淺海逐漸向深海和極地地區發展[1]。 根據我國海洋石油與天然氣等資源開發的長遠規劃，海洋工程用鋼的需求量將逐年增加，其中高強韌鋼的需求量將達到100～115 萬t/a[2]。 但目前國內高強度、高韌性鋼材還不能滿足未來海洋平臺對鋼材強度、韌性等綜合性能的要求，大部分高端產品還需要進口，特別是極地環境下（空氣溫度低于-50 °C）能夠經受海洋冰塊隨機撞擊的海洋平臺用鋼還處于空白狀態[3]。

近年來， 熱軋中錳鋼因其優異的強韌性能而受到越來越多的關注[4-6]。淬火態中錳鋼經鐵素體/奧氏體（α+γ）兩相區回火熱處理后，室溫下得到回火馬氏體+逆轉變奧氏體的復合層狀組織，回火馬氏體提高了中錳鋼的強度， 逆轉變奧氏體改善了中錳鋼的韌性和塑性，從而實現了高強度、高韌性和高延伸率的良好匹配[7]。 此外，還可通過逆轉變奧氏體含量和穩定性的控制來調節中錳鋼的屈強比， 從而解決了傳統高強度海洋平臺用鋼屈強比過高這一難題[8-9]。 因此，高強韌中錳鋼中厚板/厚板能夠滿足海洋平臺用鋼對強度和韌性的要求，是海洋平臺用鋼的重要發展方向。

1 690 MPa 級海洋平臺用鋼的研究現狀

690 MPa 級高強鋼具有高強度、 高塑性和優良低溫沖擊韌性的特點，其產品主要以中厚板/厚板為主，廣泛應用于船體結構、工程機械、橋梁、艦艇、建筑、壓力容器和海洋平臺等諸多領域[10-11]。現階段常規使用的690 MPa 級高強鋼主要有熱機械控制工藝 （Thermo-mechanical Control Process，TMCP） 生產的貝氏體鋼和淬火-回火（Quenching and Tempering，Q&T） 工藝生產的低碳調質鋼[12]。TMCP 工藝生產的低合金高強 （High Strength Low Alloy，HSLA）鋼在各個領域均有著廣泛的應用，但對于某些大厚度以及組織性能穩定性要求較高的關鍵部件用鋼，仍然以Q&T 工藝生產的低碳調質鋼為主。 以海洋平臺用鋼為例，用于制造樁腿、半圓板和齒條的500～800 MPa級高強鋼中厚板/厚板，其交貨狀態均為調質態[13-14]。690 MPa 級海洋平臺用高強鋼的主要生產工藝如圖1 所示[15]，熱軋態鋼板冷卻至預定溫度（室溫～400 °C）后，需重新加熱至淬火溫度（900～950 °C），保溫一段時間后，淬火至室溫，再將淬火態鋼板加熱至回火溫度（600～650 °C），進行回火熱處理，隨后將調質處理后的鋼板空冷至室溫。

圖1 690 MPa 級海洋平臺用鋼的生產工藝Fig. 1 Production Process of 690 MPa Grade Steel for Offshore Platform

表1 總結了690 MPa 級海洋平臺用鋼的化學成分[14-17]。 由表1 可知，現有690 MPa 級海洋平臺用鋼主要在低C、低Mn 的成分設計基礎上，復合添加昂貴的Ni、Cr、Mo 和Cu 等合金元素。Mn 元素可以通過固溶強化提高鋼的強度，但當鋼中的Mn 含量低于0.8%（質量分數，全文下同）時，則無法起到固溶強化的作用。 因此，現有690 MPa級海洋平臺用鋼中的Mn 含量均高于0.8%。 國內鋼鐵領域開發的高強度海洋平臺用鋼主要采用低C、低Mn（≤2.0%）的成分體系，國外鋼鐵企業采用Mn 含量上限為3.0%的成分體系。 由于海洋平臺在低溫環境下服役，為保證鋼板的低溫沖擊韌性，往往需要添加超過2.0%的Ni 元素。 而JFE公司生產的某些低溫用鋼產品中，Ni 元素含量甚至可達到4.0%。

表1 690 MPa 級海洋平臺用鋼的化學成分（質量分數）Table 1 Chemical Compositions in 690 MPa Grade Steel for Offshore Platform（Mass Fraction） %

淬火態鋼板的顯微組織通常為板條馬氏體，但在厚板/特厚板心部可能會存在少量的貝氏體組織。 淬火態鋼板的強度較高，但韌塑性能較差。在高溫回火過程中， 板條馬氏體中過飽和的C 原子發生偏聚，最終形成滲碳體，位錯發生滑移和攀移，位錯密度大幅度降低，多邊形的亞結構發生再結晶，最終形成以回火索氏體為主的強韌化組織，從而獲得了強韌性能的良好匹配。

2 690 MPa 級海洋平臺用鋼存在的問題

目前，690 MPa 級海洋平臺用鋼主要采用低C、低Mn 的成分設計，復合添加大量的Ni、Cr、Mo和Cu 等合金元素， 采用Q&T 工藝獲得以回火索氏體為主的強韌化顯微組織[18]。 這類傳統的調質鋼在生產和應用中存在著合金成本高、 制備工藝復雜、屈強比高和焊接性能差等諸多問題。 此外，顯微組織中的滲碳體極易成為脆性裂紋源， 惡化鋼材的沖擊韌性。

Ni、Cr、Mo 和Cu 等合金元素的價格昂貴，增加了高強鋼的生產成本。此外，添加過多合金元素會提高高強鋼的碳當量 （Equivalent Carbon Content, Ceq）， 從而惡化焊接性能。 國際焊接學會（IIW）給出的Ceq計算公式如式（1）所示[14]：

式中，各元素符號為該元素在鋼中的質量分數，%。

由式（1）可知，當鋼中合金元素含量越高時，其Ceq越大，產生焊接冷裂紋的傾向越大，可焊性越差。 HSLA 鋼中C 含量與Ceq和可焊性之間的關系如圖2 所示[19]，當鋼中C 含量在0.1%以下時，Ceq對鋼材的可焊性影響不大； 當鋼中C 含量在0.1%以上時，隨著Ceq增加，鋼材的可焊性不斷惡化。傳統690 MPa 級海洋平臺用鋼的Ceq通常不低于0.55%，因而其可焊性較差。

圖2 碳含量與碳當量對HSLA 鋼焊接裂紋敏感性的影響Fig. 2 Effect of Carbon Content and Carbon Equivalent on Welding Crack Sensitivity of HSLA Steel

高強度海洋平臺用鋼以中厚板/厚板為主，當鋼板的淬透性較差時， 為改善其厚度方向的組織性能均勻性，往往需要采用多階段淬火+長時間回火的熱處理工藝。 在淬火時，中厚板/厚板表面的冷卻速度快， 生成板條馬氏體， 心部的冷卻速度慢， 可能會轉變為馬氏體+貝氏體的混合組織，從而在鋼板厚度方向上產生組織和性能的差異。圖3為80 mm 厚高強鋼厚板厚度方向的硬度分布曲線[20]，當Ceq=0.70%時，鋼中的合金含量高，淬透性強，淬火態鋼板厚度方向的硬度差異較小，回火態鋼板厚度方向硬度均勻性較好； 當Ceq=0.55%時，鋼中的合金含量低，淬透性差，淬火態鋼板厚度方向的硬度差異大， 鋼板表面與心部的硬度差值約為170 HB，回火態鋼板表面與心部的硬度差值約為50～55 HB。當鋼中的C、Mn、Mo 和Cr 等合金含量高時，會顯著增強鋼板的淬透性，縮小厚度方向組織和性能的差異，但同時會增大Ceq，惡化焊接性能。因此，不能為了改善淬透性而添加過多的合金元素。

圖3 80 mm 厚高強鋼厚板厚度方向的硬度分布曲線Fig. 3 Hardness Distribution Curves of 80 mm Thick High Strength Steel Plates along Thickness-direction

圖4 為海洋平臺用鋼屈強比與屈服強度之間的關系，隨著屈服強度升高，屈強比逐漸增大[18，21]。從安全設計的角度考慮， 海洋平臺用鋼的屈強比應控制在0.85 以下， 以確保在塑性失效前有足夠的延展性來防止脆性斷裂的發生。 目前，500 MPa級以下的海洋平臺用鋼勉強滿足低屈強比的要求，而690 MPa 級海洋平臺用鋼的屈強比則高達0.90～0.95[16]。 因此，高屈強比已成為限制傳統690 MPa級調質鋼在海洋平臺建造領域推廣應用的最大障礙。 此外，350～450 MPa 級海洋平臺用鋼的延伸率一般在20%～35%，而690 MPa 級海洋平臺用鋼的延伸率一般在14%～18%，塑性相對較差。

圖4 海洋平臺用鋼屈強比與屈服強度的關系Fig. 4 Relationship between Yield Strength and Yield-to-strength Ratio of Offshore Platform Steel

3 690 MPa 級高強韌海洋平臺用中錳鋼的強韌化機理

由于傳統690 MPa 級HSLA 鋼在海洋平臺領域的推廣應用受到限制，因此，必須創新鋼鐵材料產品設計和開發思路。 近年來，在納米晶貝氏體鋼[22]、淬火配分（Quenching and Partitioning,Q&P）鋼[23]和9Ni 鋼[24]等新型高強鋼中同時實現了高強韌性的良好結合。 但納米晶貝氏體鋼的低溫熱處理時間長，增加了能耗[25]；Q&P 鋼需要精確的淬火溫度，工業化生產時難以準確地將淬火溫度控制在馬氏體相變開始溫度（Ms）和結束溫度（Mf）之間，且Q&P 鋼主要應用在汽車鋼領域，其產品以薄板為主[26]；9Ni 鋼中的Ni 元素含量高，價格昂貴，增加了生產成本，故9Ni 鋼在海洋平臺用鋼領域的推廣應用受到限制[24，27]。

3.1 690 MPa 級中錳鋼的成分設計

Mn 對鋼顯微組織和相變行為的影響與Ni 有著相似的作用，且價格低廉，成本只有Ni 的1/10～1/5[18，28]。 此外，Mn 是先進高強鋼成分設計中重要的合金元素。 Mn 會提高鋼的淬透性，增強奧氏體的穩定性，降低奧氏體的相變溫度，并對相變動力學有一定的影響[29]。 早在20 世紀70 年代，Miller等[30]將Mn 元素含量在3%～10%的鋼定義為中錳鋼。 近年來，Mn 含量為5%～10%的相變誘導塑性（Transformation-induced Plasticity, TRIP） 鋼受到越來越多的關注[28,31]。 研究表明，當組織中含有體積分數為20%～40%的逆轉變奧氏體時，中錳鋼的強塑性能優異[32]。 究其原因，在塑性變形過程中，逆轉變奧氏體發生了TRIP 效應。 此外，逆轉變奧氏體可顯著提高中錳鋼的沖擊韌性[10]。因此，中錳鋼中厚板/厚板可用于建造海洋平臺。

目前，690 MPa 級中錳鋼中厚板/厚板主要采用Mn/C 合金化代替Ni、Mo 合金化成分設計思路，利用廉價的Mn 代替昂貴的Ni、Mo 合金[9-10,27,33-34]。低C、超低C 的成分設計可改善中錳鋼鋼板的焊接性能； 添加4%～6%的Mn 可顯著提高鋼板的淬透性，使特厚規格鋼板厚度方向具有良好的組織均勻性，從而解決了厚規格、高強度海洋平臺用鋼厚度方向組織性能不均勻的問題；添加0.3%～0.8%的Si可有效抑制滲碳體的形成； 添加0.2%～0.4%的Cu可提高鋼板的耐腐蝕性能；Cr 可提高淬透性，Mo可防止馬氏體回火脆性。因此通過適當添加Cr、Mo和Cu 等元素可拓寬工藝窗口， 提高中錳鋼的綜合力學性能。

3.2 690 MPa 級中錳鋼的軋制及熱處理工藝

考慮到高強鋼板厚度方向組織性能均勻性的問題，工業化軋制中錳鋼中厚板/厚板時主要采用兩階段控制軋制[3]。第一階段采用奧氏體再結晶區軋制技術，在軋制過程中，奧氏體發生動態再結晶，利用再結晶細化原奧氏體晶粒，降低軋制力。 第二階段采用低溫大壓下軋制技術，即在奧氏體未再結晶區軋制， 軋制過程中不發生奧氏體再結晶現象，塑性變形導致奧氏體晶粒被拉長， 通過提高亞晶界、變形帶、位錯和空位密度等缺陷來增加冷卻過程中的相變形核點，從而細化顯微組織。終軋后，將處于奧氏體區或兩相區的鋼板直接淬火（Direct Quenching，DQ）至室溫。 與再加熱淬火技術相比，DQ 工藝省去了鋼板的再加熱過程， 簡化了工藝流程，節約了生產成本，提高了設備利用率[35]。中錳鋼中Mn 含量約為5%時能顯著提高鋼板的淬透性，從而使淬火態鋼板在全厚度方向上獲得均勻細小的板條馬氏體組織。

淬火態中錳鋼的強度較高， 但韌性和塑性較差， 因而采用兩相區回火熱處理技術改善中錳鋼的韌性和塑性。 將中錳鋼加熱至Ac1（奧氏體轉變起始溫度）～Ac3（奧氏體轉變結束溫度）溫度區間內進行保溫配分處理，隨后空冷至室溫。在回火過程中，板條馬氏體發生回復，位錯密度降低，轉變為回火馬氏體， 回火馬氏體板條邊界和原奧氏體晶界生成一定數量的逆轉變奧氏體，C、Mn 原子向逆轉變奧氏體中富集， 增強了逆轉變奧氏體的穩定性，最終保留至室溫，從而獲得了亞微米尺度的回火馬氏體+逆轉變奧氏體復合層狀組織[7,9,27,36]。 回火馬氏體保證了鋼板的強度， 逆轉變奧氏體通過TRIP 效應提高了鋼板的韌性和塑性[33]。

3.3 中錳鋼組織中逆轉變奧氏體穩定性對TRIP效應的影響

高強韌中錳鋼受力發生塑性變形時，逆轉變奧氏體會發生TRIP 效應，轉變為馬氏體。 TRIP 效應的作用主要取決于逆轉變奧氏體的體積分數和穩定性， 而逆轉變奧氏體的穩定性主要受其化學成分、形態和等效晶粒尺寸等因素的影響[7，27，37]。 研究表明[9，38]，逆轉變奧氏體的機械穩定性主要是由化學成分和形態決定的；逆轉變奧氏體的熱穩定性則主要是由等效晶粒尺寸決定的， 等效晶粒尺寸越小， 逆轉變奧氏體的熱穩定性越高。 Sun 等[36]對0.05C-5.42Mn 鋼的臨界區回火工藝進行了研究，當回火溫度由570 °C 升高至665 °C 時，顯微組織中逆轉變奧氏體的體積分數不斷增加，逆轉變奧氏體的形態由薄膜狀轉變為板條狀；當回火溫度升高至700 °C 時， 室溫組織中逆轉變奧氏體的體積分數減少，生成部分孿晶馬氏體。隨著回火溫度升高，逆轉變奧氏體的體積分數增加， 等效晶粒尺寸增大，富集的C、Mn 元素含量減少，穩定性逐漸降低。

通過對中錳鋼顯微組織中逆轉變奧氏體機械穩定性和塑性變形的關系研究可知， 高機械穩定性的逆轉變奧氏體對應變硬化行為的貢獻較小，但會顯著改善中錳鋼的低溫沖擊韌性； 而高體積分數、 低機械穩定性的逆轉變奧氏體具有較強的加工硬化能力[39]。逆轉變奧氏體發生TRIP 效應轉變為馬氏體，產生相變強化，這是中錳鋼主要的強化機制。逆轉變奧氏體通過TRIP 效應可顯著提高中錳鋼的韌性和塑性，但TRIP 效應對中錳鋼韌性和塑性的改善是不同步的， 只有當逆轉變奧氏體的體積分數和機械穩定性適中時， 對中錳鋼塑性的提高最有利[3]。 當中錳鋼受到拉伸載荷時，逆轉變奧氏體發生TRIP 效應，吸收大量應變能，松弛應力集中，并伴隨著體積膨脹，有效地延緩了裂紋的萌生，推遲頸縮，增加均勻延伸率，這是中錳鋼主要的增塑機制[40]。中錳鋼受到沖擊載荷作用時，逆轉變奧氏體發生TRIP 效應，吸收大量應變能，釋放微裂紋尖端的應力集中， 降低裂紋擴展速率，這是中錳鋼主要的韌化機制[41-42]。 Su 等[43]對0.05C-5.4Mn 鋼進行了一系列的回火實驗研究，結果表明高強韌中錳鋼的屈強比可在0.50～0.96 的范圍內進行調控。

綜上所述，以“Mn 代Ni”的成分設計思路，配合合適的軋制和熱處理工藝， 可生產出強韌性能優異、屈強比可控的690 MPa 級中錳鋼鋼板，在海洋平臺建造領域將有著廣闊的應用前景。

4 結語

為滿足國家快速發展海洋經濟的需求， 突破我國高強度海洋平臺用鋼原材料限制瓶頸， 分析了國內外690 MPa 級海洋平臺用鋼的研究現狀，指出了傳統690 MPa 級高強度鋼板在海洋平臺建造領域推廣應用所受到的制約。在成分設計上，采用Mn/C 合金化代替Ni、Mo 合金化； 在微觀組織控制上，回火馬氏體+逆轉變奧氏體的復合層狀組織在保證鋼材高強韌的同時， 能夠通過奧氏體的含量和穩定性的控制來調控屈強比， 從而開發出高強韌海洋平臺用中錳鋼， 實現了海洋平臺建造中關鍵材料的國產化。