3.1 显微组织表征

图1为试验钢的光学显微镜和扫描电子显微镜照片。Q&T钢的显微组织最为细化，为铁素体（F）、回火马氏体（TM）、上贝氏体（B）和渗碳体（Fe₃C）的复合相结构；其组织细化的原因在于可控的退火、冷却和后续回火工艺，该工艺可促进细晶组织形成，进而提升钢的强度。TMCP钢和HR钢的显微组织均以多边形铁素体（PF）和珠光体（P）为主，但TMCP钢的珠光体含量远低于HR钢；此外，HR钢中的珠光体沿轧制方向定向排列，呈现出各向异性的显微组织特征。因此，TMCP钢的塑性优于HR钢，而HR钢的强度则高于TMCP钢。

图2为试验钢的反极图（IPF）和晶粒取向差（GOS）图谱。反极图结果显示，Q&T钢的显微组织在三种钢中最为细化，平均晶粒尺寸约4μm，TMCP钢和HR钢的平均晶粒尺寸分别约为15.5μm和14μm。此外，三种钢的晶粒均以等轴晶为主，表明其显微组织均已完全再结晶。晶粒取向差图谱分析结果显示，三种钢中85%以上的晶粒取向差值均小于2°（图谱中黑色区域），而取向差小于2°是再结晶晶粒的典型特征。这一结果与反极图的分析结论一致，证实试验钢的晶粒主要为等轴再结晶晶粒，说明本研究设计的热轧、TMCP和调质工艺，均成功使三种钢形成了以再结晶组织为主的显微结构。

图3为试验钢的织构成分图谱，该图谱可反映制备工艺在钢中形成的织构成分特征。织构成分的计算条件与反极图（法向-轧制方向截面）一致（见图2）。由图3可知，热轧、热处理和控轧控冷工艺使三种钢形成了不同类型、不同体积分数的织构成分，包括高斯织构[110]<001>、黄铜织构[011]<211>、旋转高斯织构[110]<110>、ζ纤维织构（纤维轴<001>，平行于法向）[011]<111>、铜织构[112]<111>和[4 4 11]<11 11 8>织构。其中[4 4 11]<11 11 8>织构反映了剪切应变特征，该织构的形成与温度对流变应力的影响，以及泽纳-霍尔蒙参数的沿厚度分布特征相关。黄铜织构和铜织构通常出现在变形组织中，而高斯织构和旋转高斯织构则是再结晶组织的典型特征。

Q&T钢的主要织构成分为ζ纤维织构和[4 4 11]<11 11 8>织构，其中ζ纤维织构常见于HR钢，[4 4 11]<11 11 8>织构为剪切织构；Q&T钢中这两种织构的形成，与调质处理形成回火马氏体相关，马氏体的剪切相变机制是该织构形成的主要原因，尤其是[4 4 11]<11 11 8>剪切织构。

TMCP钢的主要织构为旋转高斯织构和[4 4 11]<11 11 8> 剪切织构，其中旋转高斯织构证实钢的组织以再结晶为主，与图2的晶粒取向差图谱分析结果一致；[4 4 11]<11 11 8>剪切织构的形成，源于钢在奥氏体再结晶温度以上和以下的两阶段轧制工艺。

HR钢的主要织构为高斯织构、旋转高斯织构和铜织构，高斯织构和旋转高斯织构表明其组织以再结晶为主，与晶粒取向差图谱的分析结论一致；而铜织构的存在，则说明热轧过程中钢形成了部分变形组织。

如图2所示，三种钢的显微组织中均存在少量未再结晶组织（晶粒取向差大于2°）。

3.2 力学性能分析

图4为Q&T钢、TMCP钢和HR钢的硬度、应力-应变曲线、屈服强度、抗拉强度和断后伸长率，同时标注了美国船级社（ABS）对EH36船用钢的力学性能指标要求，通过对比分析验证三种钢是否满足该标准。

结果显示，Q&T钢的硬度、屈服强度和抗拉强度均为三种钢中最高，但其断后伸长率显著低于TMCP钢和HR钢，这一差异源于显微组织的不同：Q&T钢的细晶组织中含有硬质相，且渗碳体呈弥散分布，这是其硬度和强度显著提升的核心原因，但其塑性大大降低；而HR钢和TMCP钢为多边形铁素体与珠光体的复相组织，硬度和强度相对较低，但塑性更优。此外，HR钢的硬度、屈服强度和抗拉强度均高于TMCP钢，而塑性更低，原因是HR钢中硬质相珠光体的含量更高。

结合美国船级社的标准要求分析：三种钢的屈服强度均高于ABS规定的最小值；但针对抗拉强度的标准范围（490-620MPa），仅TMCP钢的数值处于该区间内，Q&T钢和HR钢的抗拉强度均超出上限；断后伸长率方面，TMCP钢和HR钢的数值均高于ABS规定的最小值21%，而Q&T钢则未达到该指标。因此，依据ABS对EH36船用钢的拉伸性能要求，仅TMCP钢完全满足所有指标。

图5为试验钢拉伸断口的扫描电子显微镜图像。由图5（a）-（c）可知，三种钢的拉伸试样断裂前均发生颈缩，且断口上可见滑移线（SL），这是塑性断裂的典型特征；图5（d）-（f）显示，三种钢的断口均存在粗大韧窝，韧窝是塑性断裂的标志性形貌，表明材料断裂前发生了大量塑性变形，其形成机制为变形过程中微孔洞的形核、长大与聚合。对比图5（d）与图5（e）、（f）可发现，Q&T钢断口的粗大韧窝数量远少于TMCP钢和HR钢，说明Q&T钢断裂前的塑性变形程度更低，这与其高强度、低塑性的性能特征一致；而TMCP钢和HR钢断口的粗大韧窝更多，表明其断裂前的塑性变形更充分，与二者低强度、高塑性的特点相符。

图5（g）-（i）显示，三种钢的拉伸断口均存在细小韧窝（微孔洞）和微裂纹，微孔洞和微裂纹在拉伸试验的塑性断裂过程中起关键作用：材料受拉应力作用时，微孔洞首先形核，随变形进行不断长大并聚合形成大尺寸孔洞，孔洞聚合后形成微裂纹，微裂纹进一步扩展并形成断裂路径，最终导致材料失效，这一过程充分体现了材料断裂前的塑性变形特征。

图 6为Q&T钢、TMCP钢和HR钢在不同温度下的平均夏比冲击吸能值。结果显示，三种钢的冲击吸能值均随温度降低而显著下降，表明钢的断裂前吸能能力随温度降低而减弱；反之，温度升高时，钢的塑性增强，冲击吸能能力提升。钢随温度降低从塑性向脆性的转变，源于解理断裂等脆性断裂机制的敏感性增加，该现象即为韧脆转变。

在三种钢中，TMCP钢在全温度区间均表现出最高的冲击吸能值，Q&T钢次之，而HR钢的冲击性能表现为：室温下冲击吸能值高于Q&T钢，但随着温度降低，其冲击吸能值迅速下降，成为三种钢中最低的。

TMCP钢冲击性能优异的原因在于其显微组织特征：大量的多边形铁素体为钢提供了塑性基体，显著提升冲击吸能性；同时，珠光体的存在可通过裂纹偏转机制抑制裂纹扩展，进一步增强钢的韧性。相关研究表明，多边形铁素体可使管线钢在低温度下仍保持良好的冲击性能，而铁素体-珠光体钢中的珠光体，能通过裂纹偏转降低裂纹扩展速率。因此，优异的显微组织特征使TMCP钢在全温区均具备高冲击吸能性。

Q&T钢的细晶组织和多相结构，使其在冲击载荷下具备一定的吸能能力，因此冲击吸能值相对较高；同时，基体中弥散分布的渗碳体可作为裂纹扩展的屏障，进一步提升冲击性能。但由于钢中存在回火马氏体、贝氏体等硬质相，其冲击吸能值略低于TMCP钢。

HR钢冲击性能较差的原因包括两方面：一是铁素体含量较低，导致其冲击吸能基础不足；二是珠光体沿轧制方向定向排列，形成了各向异性组织，易在局部形成应力集中，尤其在低温下，这种组织特征会显著降低钢的韧性，阻碍能量吸收并加速裂纹扩展，最终导致HR钢的冲击吸能值在三种钢中最低。

图6中同时对比了三种钢的冲击吸能值与ABS标准对EH36钢在-40℃下的最低冲击吸能要求。本研究采用小尺寸冲击试样，因此需将测试结果与ABS标准规定值的2/3进行对比，以实现小尺寸试样与标准全尺寸试样冲击吸能值的等效比较。结果显示，当温度为-40℃时，TMCP钢和Q&T钢的冲击吸能值均高于ABS标准要求，而HR钢未达到该指标，表明HR钢不适用于-40℃的低温工况。

结合图4的拉伸试验和图6的夏比冲击试验结果可知，仅TMCP钢完全满足ABS的所有性能指标，且是三种钢中最适合用于船体建造的钢种。

3.3腐蚀试验

采用动电位极化曲线分析试验钢的腐蚀行为，图7为三种钢在室温、pH≈5.9的3.5%（质量分数）氯化钠溶液中的塔菲尔极化曲线。

由图 7 的动电位极化曲线分析结果可知，Q&T钢在三种试验钢中表现出最优的耐腐蚀性，具体体现为腐蚀电流密度显著更低、极化电阻大幅更高，对应腐蚀速率也远慢于其他两种钢；HR钢的耐腐蚀性次之，TMCP钢的耐腐蚀性略低于HR钢，二者的电化学腐蚀关键指标相近，耐腐蚀性仅有微小差异。

试验钢耐腐蚀性的差异源于化学成分和显微组织的共同作用：铬和钼可在腐蚀环境中形成Cr₂O₃-MoO₃钝化膜，有效抑制点蚀发生；同时，Q&T钢基体中弥散均匀分布的渗碳体可填充孔隙，阻碍腐蚀介质的渗透，而金属表面的缺陷和孔隙通常是腐蚀萌生的活性位点，渗碳体对孔隙的填充作用可显著提升钢的耐腐蚀性。此外，调质处理的回火阶段可实现显著的应力松弛，这也是Q&T钢耐腐蚀性最优的重要原因——残余应力易形成应力集中，增加腐蚀环境下的点蚀风险，而应力松弛可降低局部腐蚀的发生概率。

TMCP钢和HR钢的化学成分与显微组织相近，因此二者的耐腐蚀性无显著差异，但HR钢的耐腐蚀性略优。原因在于：TMCP钢经历了奥氏体再结晶温度以上和以下的两阶段轧制，残余应力更高；而HR钢仅在奥氏体再结晶温度以上进行单阶段轧制，残余应力更低，因此HR钢的耐腐蚀性优于TMCP钢。