中心偏析对FH40低温钢焊接组织性能的影响_柳志鹏.pdf

中心偏析对 FH40 低温钢焊接组织性能的影响柳志鹏1)，谢振家1)，罗登2)，周文浩2)，郭晖1)，尚成嘉1)1)北京科技大学钢铁共性技术协同创新中心，北京1000832)湖南华菱湘潭钢铁集团，湘潭411101通信作者，E-mail:摘要利用金相（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）以及能谱（EDS）等手段研究了 FH40 低温钢焊接接头显微组织演变及其对低温冲击韧性的影响.结果表明，FH40 低温钢母材具有优异的综合力学性能，其屈服强度为 420MPa，抗拉强度为 518MPa，60 夏比冲击功为 162J，而焊接接头熔合线位置及热影响区的低温韧性急剧降低至 16J.显微组织分析表明，低温钢母材为细小的多边形铁素体+珠光体组织，在心部位置珠光体组织呈带状分布.焊接热影响区的显微组织主要为针状铁素体，但是心部存在明显的马氏体带.针状铁素体硬度为 229.7HV0.05，比原来的多边形铁素体高约 40HV0.05，而马氏体的硬度为 313.7HV0.05，较原来的多边形铁素体高约 140HV0.05.EBSD 结果显示在马氏体带存在较高的内应力，这是造成焊接接头低温韧性急剧下降的主要原因.EDS 表明，中心偏析导致热轧低温钢母材形成 C、Mn 富集的珠光体带，这些C、Mn 富集的珠光体带在焊接热影响作用下重新奥氏体化，并在冷却过程中转变成硬质相马氏体组织.关键词FH40 低温钢；中心偏析；焊接接头；低温韧性；带状组织分类号TG142.79InfluenceofcentralsegregationontheweldingmicrostructureandpropertiesofFH40cryogenicsteelLIU Zhi-peng1)，XIE Zhen-jia1)，LUO Deng2)，ZHOU Wen-hao2)，GUO Hui1)，SHANG Cheng-jia1)1)CollaborativeInnovationCenterofSteelTechnology,UniversityofScienceandTechnologyBeijing,Beijing100083,China2)HunanValinXiangtanIronandSteelCo.,Ltd.,Xiangtan411101,ChinaCorrespondingauthor,E-mail:ABSTRACTWiththedevelopmentofenergyextractiontooffshore,deepsea,andpolarfields,theserviceenvironmentisbecomingincreasinglyharsh.Hence,developingcryogenicsteelwithhighstrength,hightoughnessatlowtemperatures,andexcellentweldingpropertieshasbecomeanurgentrequirementforeconomicdevelopment.Withequipmentandtechnologyinnovation,althoughtheFH40-gradecryogenicsteelbasemetalcanbedevelopedbygrainrefinement,thelow-temperatureimpacttoughnessofitsweldedjointsmightbedrasticallyreduced.Thus,theapplicationofFH40-gradecryogenicsteelhasbeenseverelyrestricted.Toexaminetheevolutionof the microstructure of welded joints of FH40-grade cryogenic steel and its effect on low-temperature impact toughness,themacrostructure,microstructure morphology,and composition at the welded joints were analyzed using a metallographic opticalmicroscopeandthroughscanningelectronmicroscopy,electronbackscatterdiffraction(EBSD),andenergydispersivespectroscopy(EDS)analysis,respectively.TheresultsindicatethattheFH40cryogenicsteelbasemetalhasexcellentcomprehensivemechanicalpropertieswithayieldstrengthof420MPa,tensilestrengthof518MPa,andCharpyimpactenergyof162Jat60,whilethelow-temperaturetoughnessofthejointfusionlineandtheheat-affectedzonewasdrasticallyreducedto16J.Resultsofamicrostructureanalysisindicatethatthebasemetalofcryogenicsteelwasafinepolygonalferriteandpearlitestructureandpearlitebandsoccurredat收稿日期:20220621基金项目:国家自然科学基金资助项目（51701012）工程科学学报，第45卷，第8期：13351341，2023年8月ChineseJournalofEngineering,Vol.45,No.8:13351341,August2023https:/doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2022.06.21.003;http:/thecoreposition.Themicrostructureoftheheat-affectedzoneofweldingwasmainlyacicularferrite,butevidentmartensiticbandswereobserved in the core.The results of the Vickers hardness test revealed that the hardness of 229.7 HV0.05 for acicular ferrite and313.7HV0.05formartensite,whichwereapproximately40HV0.05and140HV0.05higherthantheoriginalpolygonalferrite,respectively.AnEBSDanalysisindicatesthatthekernelaveragemisorientationofthemartensiticbandwashighwithhighinternalstresses,whichwasthemaincauseofthesharpdecreaseinthelow-temperaturetoughnessoftheweldedjoint.ThepresenceofseverebiasofcarbonandmanganeseelementswasconfirmedthroughtheEDSanalysisofthebandingintheheat-affectedzone.Intherollingprocess,manycontinuouspearlite-bandedstructureswereformedduetotheseverecentralsegregationofthebasemetal.Intheweldingprocess,thelocalhardenabilityincreasesduetothehighlocalcomposition,andthemartensiteofhardandbrittlephaseswasformedintherapidcoolingprocess,causingtheincreaseinthelocalstressandhardness.Thus,themismatchbetweensoftandhardphasesandorganizationledtoasharpdecreaseinthelow-temperaturetoughnessoftheweldedjoint.KEYWORDSFH40cryogenicsteel；centralsegregation；weldedjoint；low-temperaturetoughness；bandedstructures随着常规可开采的资源日渐枯竭，油气资源的开采逐渐走向远海、深海以及极地领域.另一方面，“冰上丝绸之路”的新航线对全球海运行业和全球竞争力有着重要的意义1.随着服役环境日趋恶劣，这对海洋工程用钢和极地船舶用钢提出了更高的要求，开发具有高强度、低温高韧性和优异焊接性能的低温钢成为了经济发展的迫切需要14.然而，随着温度的降低，钢铁材料的塑性和韧性大幅度下降的问题一直以来是开发低温钢的难点5.目前，国内已经研发出性能优异的 FH32 和 FH36 等低温船板钢68，其中由英国劳氏船级认证的LT-FH32低温钢板已经应用于我国自行研发、设计、建造的8.3 万立方米超大型全冷式液化石油气运输船9.随着强度级别进一步提升至 400MPa 级，在满足优异焊接性能的同时具有60 优异低温韧性，FH40 级低温钢的开发存在着巨大的技术难度.晶粒细化是同时获得高强度和高韧性的有效且经济的重要手段1011.随着装备和技术的革新，利用晶粒细化虽然可以开发出具有良好韧性的 FH40级低温钢母材，但是，其经焊接后，热影响区容易出现低温韧性不足的情况，从而严重制约 FH40 级低温钢的应用.目前，对于低温钢的焊接性能大都集中在热输入量、焊接方式等方面的研究1213.然而，由中心偏析带来的母材成分不均匀对焊接接头组织演变及低温韧性的影响方面的研究仍然缺乏1417.因此，本文旨在研究一种具有明显中心偏析的 FH40 级低温钢焊接接头的组织演变和低温韧性，以揭示钢板中心偏析对低温钢焊接性能的影响机理，为发展高强度 FH40 级高性能低温钢提供理论和实验基础.1材料与方法实验钢化学成分（质量分数）为：0.09%C，1.4%Mn，0.4%Ni，0.02%Nb，0.012%Ti，其余为 Fe.实验钢采用钢包精炼炉（LF）+真空循环脱气精炼（RH）冶炼，并连铸成 230mm 厚钢坯.钢坯重新加热至1200 固溶处理后，经两阶段控制轧制成 11mm厚钢板，然后采用水冷加速冷却至返红温度 650.对两块实验钢开 40坡口后，采用直径为 1.2mm的商用 Supercord81-k2 焊材（屈服强度为 540MPa、抗拉强度为 620MPa，60 的冲击韧性为 55J），通过药芯焊丝气体保护焊平焊（FCAW-1G）方式进行 6 道次焊接，如图 1 所示.每道次焊接工艺参数如表 1 所示.根据国标 GB/T228.12010金属材料拉伸试验第 1 部分：室温试验方法要求，将轧态实验钢加工成平行端直径为 5mm、试样总长度为65mm、平行端长度为30mm、原始标距为20mm、夹持端为螺纹的圆棒拉伸样品.按 2.5mmmin1的拉伸速率进行拉伸.根据国标 GB/T26502008焊接接头冲击试验方法要求，将轧态和经焊接处理的实验钢分别加工成带有 V 型缺口尺寸为10mm7.5mm55mm 的夏比冲击试样.焊接处理的实验钢 V 型缺口面垂直于试样表面，在熔合线位置以及距熔合线左右各 1mm 处的熔敷金属区和热影响区位置，开口占热影响区的比例分别为20%、50%和 90%，如图 1 所示，试样类型分别为VHT0/1、VHT1/1 和 VHT1/1.分别对每个状态下的三个平行冲击试样进行60 夏比冲击实验V-notch for FL-1 sampleV-notch for FL sampleV-notch for FL+1 sampleWeldmetalBasemetalWeldpassFusionlineBasemetal132456图图1焊接接头及冲击试样示意图Fig.1Schematicdiagramoftheweldedpointandimpactsample1336工程科学学报，第45卷，第8期测定各试样冲击韧性，记为 KV2#1、KV2#2、KV2#3 以及均值 AverageKV2.取经焊接处理的实验钢冲击断裂后的 VHT0/1 试样，对其开口面进行研磨抛光，并经体积分数为 4%硝酸酒精溶液浸蚀后，分别在金相显微镜和扫描电子显微镜下观察金相和扫描组织.采用MHV-10008 型数显显微硬度计，对热影响区和基体的不同组织进行硬度测定，加载载荷为 49N，保持15s，不同组织各取5 个点，取平均值，记为Value#1、Value#2、Value#3、Value#4、Value#5 以及 Aver-agevalue.对试样再次进行研磨抛光后，经成分（百分数为体积分数）为 85%酒精+10%高氯酸+5%甘油的电解液电解，在配有 OxfordSymmetry电子背散射衍射（EBSD）探测器和能谱仪（EDS）探测器的 TESCANMIRA3LMH 场发射扫描电子显微镜（FE-SEM）下进行 EBSD 分析和能谱分析，实验参数为：加速电压为 20kV，工作距离为 16mm，倾转角为 70，步长为 0.1m.EBSD 实验数据使用 HKL公司 CHANNEL-5软件包进行分析处理.2实验结果与讨论2.1力学性能实验钢母材经拉伸试验测得其屈服强度为420MPa，抗拉强度为 518MPa，延伸率为 24%，具有良好的强塑性.实验钢母材和焊接接头的低温冲击韧性汇总于表 2 中.可以看出，实验钢母材在60 下具有优异的冲击韧性，夏比冲击功平均值为162J.焊接接头距熔合线往熔敷金属方向1mm（Fusionline，FL1）位置的夏比冲击功平均值为 52J，与焊材本身的性能一致.然而，实验钢焊接接头熔合线（Fusionline，FL）和距熔合线 1mm 的热影响区（Fusionline，FL+1）位置的低温韧性急剧降低，冲击吸收功分别仅有 16J 和 17J，仅为母材的十分之一.2.2母材和热影响区显微组织图 2 给出了实验钢轧态母材的 SEM 显微组织照片.从图 2（a）可以看出，实验钢控制轧制和控制冷却后获得了细小的多边形铁素体和珠光体组织，珠光体组织呈明显的带状分布.根据 GB/T34474.12017钢中带状组织的评定第 1 部分：标准评级图法标准评定该带状组织等级为 3B.钢中带状组织的成因主要为以下两种.第一，在控制轧制过程中，由于第二阶段精轧使得原始奥氏体呈压扁状分布，在后续冷却过程中，铁素体组织在原始奥氏体晶界形核长大，由于晶界呈压扁的带状分布加上铁素体的晶界择优形核，使得铁素体珠光体组织呈现出带状；另一种导致带状组织形成的原因是中心偏析形成 C、Mn 偏析区.C、Mn偏析区在轧制过程中形成偏析带，由于偏析带上的 C、Mn 含量较高而形成珠光体带.在实验钢母材中，可以看到珠光体组织既均匀分布在铁素体基体中间，又存在于细小的窄带上呈带状分布.由此可以推测，实验钢母材中的珠光体带状组织主要是由于中心偏析造成的.经过对铁素体晶粒统计分析可知，铁素体晶粒直径主要分布在 25m，平均晶粒直径约 3.8m.从图 2（b）可以看出，珠光体组织为片层不完整的退化珠光体组织（Degene-ratedpearlite）.研究表明18，超细晶的 20MnSi 螺纹钢（铁素体珠光体）的韧脆转变温度（DBTT）可达到120.由此可见，实验钢通过细化铁素体晶粒，使母材获得了优异的低温冲击韧性与高强度的匹配，60 低温冲击功高达 162J.在金相显微镜 100 倍的放大倍数下观察焊接接头组织，如图 3 所示.其中，图 3（b）（e）是对应图 3（a）中（1）（4）位置的局部放大图像.熔合线表表1焊接工艺参数Table1ParametersoftheweldingprocessWeldingmethodWeldpassInterpasstemperature/Diameterofwire/mmWeldingcurrent/AWeldingvoltage/VWeldingspeed/(cmmin1)Heatinput/(kJcm1)FCAW-1G1roomtemperature1.2150155212210.717.719.12and31001.2170180232410.822.324.74,5,and61201.2170180232414.815.917.5表表2不同状态试样的冲击性能Table2ImpactpropertiesofthesamplesindifferentstatesSamplesCharpyimpactenergyat60/JKV2#1KV2#2KV2#3AverageKV2As-rolled150170165162Weld(FL1)73434152Weld(FL)16131916Weld(FL+1)15181917柳志鹏等：中心偏析对 FH40 低温钢焊接组织性能的影响1337的显微组织也为细小的针状铁素体贝氏体组织，如图 3（b）所示.在熔覆金属与熔合线交接处，显微组织为仿晶界铁素体和针状铁素体贝氏体组织，如图 3（c）所示.从图 3（a）可以看出，实验钢焊接热影响区存在着明显的黑色带状组织，在 1/4 厚度以内的中心位置黑色带状组织最为明显.可以看出，无论是 1/4 位置（图 3（e）还是 1/2 位置（图 3（d），实验钢热影响区均以针状铁素体贝氏体组织为主，且都存在带状组织.不同之处在于，1/4 位置的带状组织呈深灰色，其与基体的针状铁素体中贝氏体组织接近.而 1/2 位置的带状组织呈黑色，为马氏体组织.150 m150 m150 m150 m1 mm(a)(b)(c)(d)(e)(1)(2)(3)(4)Base metalFusion lineWeld metal图图3焊接接头金相组织.(a)接头处全貌图;(b)靠近熔合线熔敷金属区;(c)熔合线处;(d)距根部 1/2 厚度处热影响区;(e)距根部 1/4 厚度处热影响区Fig.3Opticalimagesoftheweldedjoint:(a)fullviewofthejoint;(b)thezoneofweldmetalnearthefusionline;(c)thefusionlinezone;(d)theheat-affectedzone1/2thicknessfromtheroot;(e)theheat-affectedzone1/4thicknessfromtheroot对热影响区域带状组织进行 EBSD 分析，结果如图 4 所示.热影响区衬度图（Bandcontrast,BC）中白色的马氏体带状尺寸明显小于周边的晶粒（图 4（a），且通过图 4（b）可以看出马氏体带状组织较铁素体区具有更高的 Kernel 平均取向差（KAM）值，KAM 值通常用来表示与几何必须位错相关的局部位错密度分布19，同时也可以反映局部应变情况，而硬度又与局部应变有关20.高 KAM 值证实了在焊接冷却过程中形成了高位错密度的马氏体带状组织，产生局部应变，局部内应力增加，导致该区域硬度增高.研究表明2122，由于中心偏析形成 C、Mn 元素富集的带状区，使得带状区的奥氏体向马氏体转变，且具有较强的变体选择性，造成应力分布不均，高内应力的区域更容易成为脆性区，产生局部断裂失稳，从而严重地恶化低温韧性.为了探究热影响区的马氏体带状组织和母材的珠光体带状组织的差异，采用 49N 的力分别对两个区域的黑色和白色组织进行显微硬度测试，如图 5 所示.显微硬度测试结果汇总于表 3.可以看出，热影响区的黑色马氏体组织硬度最高达Uniform pearlite(a)(b)Degenerated pearliteBanded pearlite100 m2 m图图2实验钢母材 SEM 显微组织.(a)低倍铁素体珠光体带状组织;(b)高倍退化珠光体组织形貌Fig.2 SEM microstructure of the base metal:(a)ferritepearlite banding at low magnification;(b)morphology of degenerated pearlite at highmagnification1338工程科学学报，第45卷，第8期334.4HV0.05，平均值达 313.7HV0.05，而白色针状铁素体贝氏体组织（AF/B）硬度最高为 234.8HV0.05，平均值为 229.7HV0.05.母材的黑色珠光体组织硬度和白色准多边形铁素体组织（QF）硬度均值分别为 194.4HV0.05和 167.3HV0.05.可见，对于母材组织而言，准多边形铁素体与珠光体之间的硬度区别不大，因此具有良好的强韧性匹配.而在焊接处理后，热影响区马氏体带的硬度远远高于针状铁素体贝氏体硬度，最大相差约 100HV0.05，平均值相差约 70HV0.05.研究表明23，对于多相组织钢，不同相之间的硬度差别越大，对材料的韧性破坏越严重.尽管热影响区组织主要为针状铁素体组织，但硬相马氏体带的出现，造成实验钢焊接接头低温韧性急剧下降.AF/BQF(a)(b)Vickers hardness points100 m100 m图图5焊接接头金相组织.(a)热影响区;(b)母材Fig.5 Optical images of the welded joint:(a)heat-affected zone;(b)matrix表表3热影响区与母材不同带状组织的显微硬度Table3Micro-hardnessofmicrostructuresintheheat-affectedzoneandbasemetalbandsObservationareaMicrostructureVickershardness(HV0.05)Value#1Value#2Value#3Value#4Value#5AveragevalueHeat-affectedzoneBlackmartensite306.5298.1319.9309.6334.4313.7Whiteacicularferrite234.8219.6229.8233.3227.5229.0MatrixBlackpearlite181.9210.0188.2194.3197.4194.4Whitequasi-polygonalferrite162.9173.4154.7175.5170.2167.32.3中心偏析对焊接接头组织演变的影响为确定热影响区马氏体带状组织形成的原因，沿垂直于带状方向对其进行能谱（EDS）线扫描，如图 6（a）所示.图 6（b）可以看出，该区域的C、Mn 元素含量均显著高于实验钢基体的元素含量.从针状铁素体区到马氏体区，C、Mn 元素均呈现增加的趋势，并且在马氏体区中心达到峰值.从能谱分析结果进一步确定了母材中心偏析引起的C、Mn 元素的富集是形成珠光体带状组织的主要原因.中心偏析是连铸过程中溶质元素在凝固前沿选分结晶的结果，并与冷却速率相关.当冷却速率较慢时，由于溶质元素在固、液两相的溶解度不同，溶质元素从溶解度低的凝固组织前沿再分配扩散至溶解度高的液相中，从而中心区域后凝固的组织形成严重的偏析；而在铸坯表面由于冷速较快，溶质元素来不及析出或析出很少，最终连铸坯中心区域形成严重的溶质元素富集的中心偏析区24.通过对 EDS 扫描结果进行合金元素含量的定量分析发现，Mn 元素在偏析富集区的质量分数约为 2.5%.虽然在焊接过程中，焊接热影响区会重新加热至奥氏体化区域.但是，由于 Mn 元素在奥氏体区扩散速率很慢，几乎无法实现均匀化.同时 Mn元素能够降低 C 元素的活度25，会抑制 C 元素的扩散，使 C 元素在 Mn 元素富集区域同时富集.C、Mn 合金元素是奥氏体稳定元素，能降低 Ar3和 Ar1相变温度.采用 JMatPro 软件计算了实验钢均匀合金成分和偏析区合金成分下的连续冷却相变（CCT）曲线.偏析区合金成分 Mn 质量分数设为 EDS 测得的 2.5%，而 C 元素由于 EDS 分析测定结果难以定量确定，从图 6（b）中 C 的能谱强度可以看出，偏析区 C 的能谱强度约为基体的 2 倍，因此假设富集至实验钢初始成分的 2 倍，即 0.18%，其他合金成分与实验钢初始成分一致.计算得到的 CCT 曲线如图 7 所示.可以看出，实验钢初始成分时，在0.1100s1的冷速范围内均可以获得铁素体组(a)25 m25 m(b)04.5图图4热影响区 EBSD 结果.(a)BC 图;(b)KAM 图Fig.4EBSDimagesoftheheat-affectedzone:(a)bandcontrast(BC)map;(b)KAMmap柳志鹏等：中心偏析对 FH40 低温钢焊接组织性能的影响1339织，只有当冷速超过 100s1时，才能获得马氏体.而对偏析后 C、Mn 富集的合金成分，铁素体相变区明显右移，当冷速大于 10s1时即难以获得铁素体组织，主要以贝氏体和马氏体为主.因此，焊接过程中，短暂的局部加热并不能使富集的元素扩散，这些 C、Mn 元素富集区淬透性增加，另一方面，由于实验钢为 11mm 厚薄板，焊后冷却速度较快，导致偏析区域形成马氏体，且呈带状分布，最终导致低温韧性急剧恶化.F(1%)P(1%)B(1%)P(99.9%)B(99.9%)1200Temperature/10008006004002000.1110100Time/s100010000 1000000.09C1.4MnA3=798 A3=754 Ms=426 0.18C2.5MnMs=348 100 s110 s11 s10.1 s1F(1%)represents the start of ferrite transformation;P(1%)and P(99.9%)represent the start and finish of the pearlite transition,respectively;B(1%)andB(99.9%)representthestartandfinishofthebainitetransition,respectively;1%and99.9%representtransformationfractionsof1%and99.9%fordifferenttransformation,respectively;A3representsthetemperatureofcompleteaustenitizationattheequilibriumstate;Msrepresentsthestartofmartensitictransformation.图图7JMatPro 软件计算的实验钢均匀合金成分和偏析区合金成分下 CCT 图Fig.7 CCT diagram under uniform alloy composition and alloycompositioninthesegregationzoneofthestudiedsteelcalculatedbyJMatProsoftware3结论（1）针对 FH40 实验钢，采用控制轧制和控制冷却获得了准多边形铁素体和珠光体组织.准多边形铁素体组织晶粒尺寸细小，平均直径约为3.8m，即使存在珠光体带状组织，仍然具有优异的强度与低温韧性的匹配，母材屈服强度为 420MPa，抗拉强度为 518MPa，60 低温冲击功为 162J.（2）在 FH40 实验钢焊接接头中获得了以针状铁素体贝氏体为主的组织，但在板厚 1/4 位置以内的中心区，存在明显的马氏体带状组织，马氏体组织的硬度（约为 313.7HV0.05）显著高于针状铁素体贝氏体（约为 229.7HV0.05），且存在较大的应力集中，导致焊接接头熔合线位置（FL）和熔合线往基体 1mm（FL+1）位置的60 低温冲击韧性大大恶化至母材的 10%，分别为 16J 和 17J.（3）连铸坯形成的 C、Mn 中心偏析，是形成母材珠光体带状组织和焊接接头马氏体带状组织的主要原因.EDS 结果表明，Mn 质量分数在偏析区由原来的 1.4%富集到了 2.5%，且碳含量明显高于初始成分，从而大大提高了其淬透性，是焊接接头形成硬性马氏体带状组织的重要原因.参考文献Hu X N,Wu B,Chen W,et al.Research progress on wearresistance of low-temperature steel for ships in polar regions.Angang Technol,2021（6）:5（胡晓娜,吴彼,陈威,等.极地船舶用低温钢耐磨性的研究进展.鞍钢技术,2021（6）：5）1LiZR,ZhangDC,WuHY,etal.FatiguepropertiesofweldedQ420highstrengthsteelatroomandlowtemperatures.ConstrBuild Mater,2018,189:9552LuoQY,ShouJM.EconomicviabilityandprospectsofLNGtransportation through the Arctic Northeast passage.J DalianMarit Univ,2016,42（3）:49（骆巧云,寿建敏.北极东北航道LNG运输经济性与前景分析.大连海事大学学报,2016,42（3）：49）3(a)Scanning lineIntensity(counts)(b)7006005004005004003000246810121402468101214MnCDistance/m25 m图图6热影响区能谱分析.(a)SEM 图;(b)C、Mn 元素分布图Fig.6Energyspectrumanalysisoftheheat-affectedzone:(a)SEMmicrographs;(b)distributionofcarbonandmanganeseelements1340工程科学学报，第45卷，第8期WangCY,XiaCX,WangDS,etal.Effectofsurfaceoxidesonwear resistance of new F-class marine low temperature steel.JChin Soc Corros Prot,2022,42（3）:395（王超逸,夏呈祥,王东胜,等.新型F级船用低温钢表面氧化物对其耐磨性能影响研究.中国腐蚀与防护学报,2022,42（3）：395）4ZhangLH,ChenFR.Researchstatusoflow-temperaturesteeland its low-temperature toughness.Electr Weld Mach,2020,50（12）:88（张丽红,陈芙蓉.低温钢及其低温韧性研究现状.电焊机,2020,50（12）：88）5XuYL,LiJS,XuL.TMCPofE/Fgradehigh-strengthshipplates in Shougang Co.J Univ Sci Technol Beijing,2011,33（Suppl1）:108（徐永林,李京社,徐莉.首钢TMCP工艺E/F级高强船板冶炼工艺.北京科技大学学报,2011,33（增刊1）：108）6LiuXY,WangYF,JiangWH,etal.DevelopmentofF36hullplatebyTMCPprocess.Hot Work 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