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摘要：海洋结构中最常见的失效形式是脆性断裂。疲海洋结构中最常见的失效形式是脆性断裂。疲劳裂纹会在风、浪等疲劳载荷的作用下萌生并扩展，如果结构的韧性不好，那么结构很可能因失稳而遭到破坏，酿成严重的后果。海洋结构物大量的事故表明，强度和韧性不足是导致海洋结构物发生破坏的主要原因。因此，提高材料的韧性和强度是保证材料具有优秀的综合力学性能及提高海洋结构物的安全系数的有效途径。在海洋结构物的主体结构制造中使用焊接性能好的高强度结构钢，有利于提高装备的承载能力和效率，减轻设备自重，延长使用寿命，降低原材料和能源的消耗，提高海洋结构物的整体安全性等。
关键词：海洋用高强钢；Q-P-T；热处理；微观组织；性能
引言
目前，我国高强套管多采用无缝钢管，而在发达国家HFW（Highfrequencywelding）套管已取代了相当一部分无缝套管，HFW套管凭借其性能良好、精度高、成本低等优势逐步深入到超深井和特殊用途套管发展，如高抗挤压套管、高强度套管等。采用低强度板卷制管后通过特殊的热处理工艺进行升级，既满足制管、焊接需求，最终产品又能达到高强度目标，是国内值得推广的生产高强焊管工艺。APISPEC5CT标准中，对Q125钢管性能要求为：屈服强度862～1034MPa，抗拉强度＞931MPa，伸长率≥13%。
1试验材料及方法
试验钢是常见的Q345强度级别的16Mn钢，厚度为90mm。将试验钢按照1、2、3号进行编号，1号试样采用控制轧制（CＲ）+常规正火工艺（N），2号试样采用控制轧制+正火后水冷至650℃空冷工艺（NAC），3号试样采用热机械轧制（TMCP）+回火（T）在450mm的轧机上采用2阶段轧制的方法将试验材料轧制为25mm厚板材，轧制规程为第1阶段：90mm→73．8mm→60．5mm→49．6mm；第2阶段：49．6mm→39．5mm→31．4mm→25mm。第1阶段开轧温度1150℃，最后1道次轧制温度控制在960℃以上，然后待温，等待温度降低到900℃后进行第2阶段的轧制，终轧温度控制在880℃。终轧完成后1和2号试样空冷至室温，3号试样采用超快速冷却设备（UFC）冷却至500℃后空冷至室温。采用不同的热处理工艺对轧制后的1、2、3号试验钢进行热处理。
2热处理工艺对钢板组织性能的影响研究
2.1不同工艺热处理后的组织性能
采用河北钢铁集团舞阳钢铁有限责任公司提供厚度为12mm的Q690钢板，出厂时的状态为调质态，为均匀的回火马氏体，有细小的渗碳体颗粒弥散分布于铁素体基体中。当要求优良综合性能的钢种时，调质工艺被广泛使用，是保证钢的性能和稳定性的有效途径。通过比较油淬工艺和Q-P-T工艺下试样的组织。可以看出经Q-P-T工艺处理的组织中有残余奥氏体和马氏体，其马氏体的晶界开始变得比较模糊，可以看出有碳化物附着在马氏体晶界面上。原因是在Q-P-T工艺过程中，碳会从马氏体向外扩散，在这个过程中，距离马氏体晶界面近的碳优先向外扩散，导致靠近晶界面的马氏体含碳量变低，而碳在扩散的过程中，一部分以碳化物的形式析出并附着在马氏体晶界面上，另一部分则溶于奥氏体中，用来增加奥氏体中碳的富极度并提高其稳定性。
2.2钢的不同热处理工艺
根据YB/T5127—1993《钢的临界点测定方法（膨胀法）》，通过膨胀法测定51CrV4钢的Ac1、Ac3和Ms等相变临界点温度，分别为705、765、290℃。
亚共析钢的奥氏体化加热温度一般选择为Ac3+（30～50）℃，51CrV4钢含有较高含量的Cr、Mn、V等碳化物形成元素，在钢中形成稳定的合金碳化物，当加热温度较低时碳化物很难完全溶解，且碳元素扩散速度较慢，不利于奥氏体成分的均匀化，同时为了提高过冷奥氏体的稳定性，避免在冷却过程中形成珠光体组织，可以适当提高奥氏体化加热温度至Ac3+（100～150）℃。因此，51CrV4钢淬火回火、等温淬火热处理的奥氏体化加热温度为880℃，保温时间为30min。等温淬火的等温温度一般选择稍高于马氏体转变点Ms，且等温停留的时间应足够长，以保证在贝氏体转变区内等温获得下贝氏体组织，因此51CrV4钢的等温温度确定为320℃，等温时间为45min。根据奥氏体化加热温度、等温温度和等温时间等参数，分别制定51CrV4钢的淬火回火、等温淬火热处理工艺。
2.3处理后的组织
1号试样采用常规的正火工艺进行处理，组织中的铁素体和珠光体相互间隔出现，带状组织虽然有所改善，但是仍然明显存在于显微组织中，铁素体晶粒出现细化。2号试样正火处理后添加水冷加速冷却，过冷奥氏体在较大的过冷度下，具有较大的相变动力学，形核质点大大增加，先共析铁素体迅速出现长大，相互接触，随着温度降低至共析点附近，开始发生珠光体共析转变，最后形成铁素体+珠光体间隔出现的组织。添加水冷加速冷却后，铁素体晶粒度对比1号试样更加细化，而且带状组织基本消失。而3号试样回火后，组织类型基本无变化，组织中的残留奥氏体和M-A组元分解甚至消失，针状铁素体出现合并长大，条状宽度增加，转变为回火贝氏体组织。
2.4XＲD实验结果
因为原始钢板经调质处理后奥氏体的（111）γ衍射峰和马氏体的（110）α衍射峰重叠，所以实验中选用奥氏体的（220）γ衍射峰和马氏体的（110）α衍射峰直接比较，半定量地测量经Q-P-T工艺处理后的试样残余奥氏体含量为4．3%，原始态组织中残余奥氏体含量为8．7%，而经过油淬60s后奥氏体含量极低，从衍射图中几乎看不到衍射峰。进一步揭示了组织中存在一定量的残余奥氏体是钢具有良好的塑性的重要原因。
2.5电磁感应调质处理后组织分析
热轧后获得铁素体+珠光体的组织；900℃淬火+550℃回火和900℃淬火+600℃回火调质后获得“富碳”回火马氏体（回火马氏体+渗碳体）+铁素体的组织，“富碳”回火马氏体保留原有带状珠光体形态，表明900℃短暂保温试验钢未能奥氏体化。950℃淬火+550℃回火和950℃淬火+600℃回火调质后获得完全回火马氏体组织，表明950℃下短暂保温试验钢可以实现奥氏体化。950℃淬火形成淬火马氏体，550℃和600℃回火过程淬火马氏体分解形成α相与弥散渗碳体的复合相，形成回火马氏体。
结语
对几种不同工艺下的钢板温度场变化及组织进行模拟，确定了油淬、Q-P-T等热处理工艺。利用模拟结果在实际热处理工艺上的应用进行热处理实验，比较不同热处理工艺后的力学性能，显示了Q-P-T在改善材料综合强塑积上的优越性。对提高材料综合力学性能的影响机制进行研究，主要结论如下：1）通过比较不同热处理工艺下Q690钢板的力学性能可以看出，经Q-P-T工艺处理后的钢板强塑积要大于其他传统工艺处理后的强塑积，屈服强度为1112MPa，抗拉强度为1285MPa，塑性为8%，这体现出新型Q-P-T工艺对提高材料综合力学性能的优越性。2）通过对不同热处理工艺下材料微观组织的分析可以看出，Q-P-T690中奥氏体含量明显高于油淬。主要原因是在碳分配的过程中，碳自马氏体向残余奥氏体分配，使残余奥氏体的碳含量增加，从而提高残余奥氏体的稳定性。由于马氏体决定钢的强度，残余奥氏体决定钢的塑性和韧性，室温下Q-P-T钢的组织为马氏体和残余奥氏体的两相组织，揭示了微观组织对力学性能的影响机制。
参考文献：
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