CN116043105B - 一种耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开一种耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢及其制备方法，钢中C的含量小于或等于0.18wt％，S i的含量小于或等于0.55wt％，Mn的含量小于或等于1.60wt％，P的含量小于或等于0.02wt％，S的含量小于或等于0.02wt％，N的含量小于或等于0.02wt％，Cr的含量为0.30～0.36wt％，Mo的含量为0.11～0.12wt％，Nb的含量为0.05～0.06wt％，T i的含量为0.01～0.02wt％，Ce的含量为0.001～0.002wt％，余量为Fe。本发明可以解决现有FH460海洋平台用钢耐腐蚀性不理想等问题。

Description

一种耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及海洋平台用钢技术领域。具体地说是一种耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢及其制备方法。
背景技术
海洋平台是连接海洋与陆地的重要通道，然而，在海洋环境中材料腐蚀问题是海洋资源开发与海上交通运输的一大难题，由于海洋平台常年处于海上大气、盐雾、干湿交替、全浸等的恶劣环境中，导致腐蚀更加严重。因此，海洋平台用钢研发要求极为苛刻，不仅具有高强度、高韧性、很好的抗冲击性能、还要具有良好的耐腐蚀性能。
在保证海洋平台用钢具有良好的综合力学性能前提下，为了提高它的耐腐蚀性能，需要在钢中添加大量的贵金属如Cu、Cr、Ni等元素，增加了钢的生产成本。当前，有大量研究表明稀土元素添加到钢中可以提高耐腐蚀性能，如果在海洋平台用钢中添加稀土元素代替贵金属，使其在保证力学性能的前提下，提高耐腐蚀性能，为企业生产节约大量的成本。FH460钢具有高强韧性，是海洋平台用钢的重要组成部分，因此，开发出一种既有显著的力学性能还具有好的耐蚀性能的高性价比的稀土微合金化海洋平台用FH460钢具有十分重要的意义。
目前，大多数研究学者普遍加入的稀土量很高(30～1200ppm)，尽管可以提高钢的耐腐蚀性，但容易生成大量的大颗粒稀土夹杂物，恶化钢的冲击性能。因此，在保证高强度海洋平台用钢综合力学性能的前提下，在钢中添加微量稀土元素(小于20ppm)用以提高其耐腐蚀性能具有实际应用价值。但在稀土元素添加量较低的情况下，如何才能制备得到耐腐蚀性超高强度的海洋平台用FH460钢仍未得到解决。
发明内容
为此，本发明所要解决的技术问题在于提供一种耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢及其制备方法，以提高现有FH460海洋平台用钢耐腐蚀性不理想等问题。
为解决上述技术问题，本发明提供如下技术方案：
一种耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢，C的含量小于或等于0.18wt％，Si的含量小于或等于0.55wt％，Mn的含量小于或等于1.60wt％，P的含量小于或等于0.02wt％，S的含量小于或等于0.02wt％，N的含量小于或等于0.02wt％，Cr的含量为0.30～0.36wt％，Cr可以提高FH460钢的淬透性和耐腐蚀性，但含量太高会导致产生的碳化物会聚积在晶界恶化钢的塑性；Mo的含量为0.11～0.12wt％，Mo的作用与Cr类似，也是强碳化物形成元素，可以提高钢的淬透性，但含量太高产生的碳化物会恶化钢的塑性，另外Mo元素是贵重金属，含量太高造成生产成本升高；Nb的含量为0.05～0.06wt％，Nb是细化晶粒最有效的元素，另外可以扩大奥氏体相区，有利于提高其塑性；Ti的含量为0.01～0.02wt％，Ti元素既是一种脱氧剂也是一种细化晶粒元素，与钢中的N元素结合形成的TiN可以阻碍钢的焊缝处晶粒长大，从而提高钢的焊接性能；Ce的含量为0.001～0.002wt％，余量为Fe。
上述耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢，C的含量为0.06～0.08wt％，C含量在上述范围内能够有效提高钢的低温冲击韧性；Si的含量为0.18～0.22wt％，Si元素是强碳化物形成元素，也是脱氧剂，含量太高会恶化钢的低温冲击韧性；Mn的含量为1.55～1.65wt％，Mn元素可以提高钢的淬透性，改善钢的热加工性能，含量太高会与钢中的S元素结合生成的MnS夹杂恶化钢的韧性；P的含量为0.010～0.012wt％，S的含量小于或等于0.002wt％，Cr的含量为0.34～0.356wt％，Mo的含量为0.116～0.119wt％，Nb的含量为0.053～0.056wt％，，Ti的含量为0.012～0.019wt％，Ce的含量为0.0013～0.0019wt％，余量为Fe。
上述耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢，C的含量为0.072wt％，Si的含量为0.185wt％，Mn的含量为1.62wt％，P的含量为0.011wt％，P是钢中的有害元素，含量太高会使钢的冷脆性升高，恶化钢的低温冲击韧性；S的含量小于0.002wt％，S元素也是钢中的有害元素，含量太高会使钢的热脆性升高，恶化钢的热加工性能；Cr的含量为0.356wt％，Mo的含量为0.119wt％，Nb的含量为0.056wt％，Ti的含量为0.019wt％，Ce的含量为0.0019wt％，余量为Fe。
一种耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢的制备方法，包括如下步骤：
步骤A：准备炼钢原料；
步骤B：将炼钢原料在真空感应炉中熔炼后浇铸，得到FH460坯料；FH460坯料中：C的含量小于或等于0.18wt％，Si的含量小于或等于0.55wt％，Mn的含量小于或等于1.60wt％，P的含量小于或等于0.02wt％，S的含量小于或等于0.02wt％，N的含量小于或等于0.02wt％，Cr的含量为0.30～0.36wt％，Mo的含量为0.11～0.12wt％，Nb的含量为0.05～0.06wt％,Ti的含量为0.01～0.02wt％，Ce的含量为0.001～0.002wt％，余量为Fe；
步骤C：将FH460坯料热轧，得到FH460热轧成品板；
步骤D：先将FH460热轧成品板进行淬火处理，然后进行回火处理；回火处理结束后即得到耐腐蚀性FH460超高强度海洋平台用钢。
上述耐腐蚀性FH460超高强度海洋平台用钢的制备方法，步骤A中，准备炼钢原料时，Fe元素的加入形式为纯铁和/或经抛丸处理后的优质废钢；Ce元素的加入形式为Ce含量为10wt％的Ce-Fe中间合金；优质废钢经抛丸处理的目的是清理废钢表面氧化铁皮。
上述耐腐蚀性FH460超高强度海洋平台用钢的制备方法，步骤B中，熔炼温度为1550～1600℃，熔炼时间为40～50min。
上述耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢的制备方法，步骤B中，熔炼温度为1560℃，熔炼时间为50min。
上述耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢的制备方法，步骤C中，热轧的具体操作方法为以8℃/min的升温速率将FH460坯料加热至1220℃后保温90min；然后将FH460坯料以1180±15℃的开轧温度进行粗轧，得到中间坯；接着将中间坯以930±15℃的开轧温度进行精轧，终轧温度830±15℃，终冷温度650±15℃；中间坯的厚度为FH460热轧成品板的厚度的2～3倍。
上述耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢的制备方法，步骤D中，淬火处理时：先将FH460热轧成品板以8～13℃/min的升温速率升温至880～910℃，保温30～40min后，置于15～20℃水中冷却至室温；淬火处理时，若淬火温度太高，则奥氏体晶粒过分长大，会降低钢的屈服强度，但若淬火温度太低则奥氏体转变不完全，淬火后得到的马氏体含量太低，导致钢的抗拉强度降低。保温时间30-40min能够使FH460热轧成品板厚度方向的温度均匀；水冷时若水温太高使冷却速率降低不利于得到完全马氏体组织，从而降低钢的强度；
步骤D中，回火处理时：先将FH460热轧成品板以8～13℃/min的升温速率升温至590～605℃，保温30～40min后，出炉空冷至室温。
上述耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢的制备方法，步骤D中，淬火处理时：先将FH460热轧成品板以10℃/min的升温速率升温至900℃，保温30min后，置于20℃水中冷却至室温；
步骤D中，回火处理时：先将FH460热轧成品板以10℃/min的升温速率升温至600℃，保温30min后，出炉空冷至室温。
本发明的技术方案取得了如下有益的技术效果：
本发明通过控制FH460超高强度海洋平台用钢中各元素的含量在特定范围内，并根据FH460超高强度海洋平台用钢中各元素的含量调控其热处理工艺及工艺参数，最终在稀土元素Ce添加量较低的情况下，制备得到了耐腐蚀性能高、冲击性能好的耐腐蚀性FH460超高强度海洋平台用钢。采用本发明的制备方法制备得到的耐腐蚀性FH460超高强度海洋平台用钢相对于标准FH460钢，其上屈服强度、抗拉强度、断后伸长率以及纵向V型冲击功均得到了显著提升。
附图说明
图1本发明实施例中试样加工示意图；
图2本发明实施例中三组试验钢测定Ac1、Ac3的工艺流程图；
图3本发明实施例中三组试验钢CCT曲线的工艺流程图；
图4本发明实施例中三组试验钢周浸浸润腐蚀的试验箱外表形貌图；
图5电化学工作站原理图；
图6本发明实施例中三组试验钢盐雾腐蚀的试验箱外表形貌图；
图7a至图7d本发明实施例中三组试验钢不同冷速的连续转变曲线(CCT曲线)图；
图8a至图8j本发明实施例中1#试验钢在不同冷速的显微组织微观图；
图9a至图9j本发明实施例中2#试验钢在不同冷速的显微组织微观图；
图10a至图10j本发明实施例中3#试验钢在不同冷速的显微组织微观图；
图11本发明实施例中三组试验钢在不同冷却速度下的显微硬度曲线图；
图12a至图12c本发明实施例中三组试验钢的原始奥氏体形貌图；
图13a至图13c本发明实施例中三组试验钢的原始奥氏体尺寸分布图；
图14a至图14c本发明实施例中三组试验钢的金相组织图；
图15a至图15d本发明实施例中三组试验钢的表面部位的反极图(IPF mapping)；
图16本发明实施例中三组试验钢的晶界取向差分布图；
图17a至图17c本发明实施例中三组试验钢重合位置点阵分布(图中：正红-Σ3；
绿色-Σ5；蓝色-Σ7；紫红-Σ9；黄色-Σ11)；
图18本发明实施例中三组试验钢重合位置点阵分布统计图；
图19a至图19d本发明实施例中1#试验钢的夹杂物形貌及能谱图；
图20a至图20d本发明实施例中2#试验钢的夹杂物形貌及能谱图；
图21a至图21d本发明实施例中3#试验钢的夹杂物形貌及能谱图；
图22本发明实施例中三组试验钢随时间的平均腐蚀速率曲线图；
图23a至图23r本发明实施例中三组试验周浸腐蚀在不同周期的宏观形貌图；
图24a至图24r本发明实施例中三组试验周浸腐蚀在不同周期的微观形貌图；
图25a至图25c本发明实施例中三组试验钢腐蚀576h的锈层物相组成图；
图26本发明实施例中三组试验钢浸泡96h的开路电位图；
图27本发明实施例中三组试验钢浸泡96h的极化曲线图；
图28本发明实施例中三组试验钢浸泡96h的Nyquist图；
图29a至图29b本发明实施例中三组试验钢浸泡96h的Bode图；
图30本发明实施例中三组试验钢浸泡96h的模拟等效电路图；
图31本发明实施例中三组试验钢盐雾腐蚀在不同周期的腐蚀速率曲线图；
图32a至图32o本发明实施例中三组试验钢盐雾腐蚀在不同周期的宏观形貌图；
图33a至图33r本发明实施例中三组试验钢盐雾腐蚀在不同周期的微观形貌图；
图34a至图34c本发明实施例中三组试验钢盐雾腐蚀576h的XRD图。
具体实施方式
1、试验材料及其制备方法
本实施例采用低碳、添加少量Cr、Nb及Ce等元素的成分设计，在100公斤的真空感应炉中冶炼浇注了三炉试验钢，冶炼后的实际成分如表1-1所示。其中，1#试验钢未添加稀土元素，2#、3#分别添加了13ppm和19ppm稀土元素铈(Ce)。将三炉试验钢热轧成厚25mm的板材，采用900℃淬火+保温30min,水冷至室温，600℃回火+保温30min,空冷至室温的调质处理工艺。表1-2为标准FH460钢的化学成分。准备炼钢原料时，Fe元素的加入形式为纯铁和经抛丸处理后的优质废钢；Ce元素的加入形式为Ce含量为10wt％的Ce-Fe中间合金；炼钢原料熔炼时，熔炼温度为1560℃，熔炼时间为50min；热轧操作方法为：以8℃/min的升温速率将FH460坯料加热至1220℃后保温90min；然后将FH460坯料以1190℃的开轧温度进行粗轧，得到中间坯；接着将中间坯以930℃的开轧温度进行精轧，终轧温度835℃，终冷温度650℃；中间坯的厚度为FH460热轧成品板的厚度的2.5倍；本试验钢从成分、屈服强度及冲击强度等力学性能均满足FH460超高强度海洋平台用钢的标准要求，表1-3为三种试验钢与标准FH460钢的力学性能对比。
表1-1试验钢的化学成分(wt％)
simple C Si Mn P S Cr Mo Nb V Ti Ce
1# 0.078 0.211 1.56 0.0117 ＜0.002 0.340 0.116 0.053 0.0045 0.015 -
2# 0.066 0.186 1.57 0.0119 ＜0.002 0.343 0.116 0.056 0.0036 0.012 0.0013
3# 0.072 0.185 1.62 0.0108 ＜0.002 0.356 0.119 0.056 0.0038 0.019 0.0019
表1-2标准FH460钢的化学成分(wt％)
C Si Mn P S N
≤0.18 ≤0.55 ≤1.60 ≤0.020 ≤0.020 ≤0.020
表1-3三种试验钢与标准FH460钢的力学性能对比
2、研究方法
2.1过冷奥氏体连续冷却转变曲线
过冷奥氏体连续冷却转变曲线试验所需的材料成分如表1-1所示，三组试验钢沿轧制方向采用电火花钼丝切割机分别加工了多个φ3mm×10mm尺寸的小圆柱，图1为试样加工图。三组试验钢采用Formastor-FⅡ全自动相变仪分别测定了相变点和过冷奥氏体连续冷却转变曲线。
图2为三组试验钢测定Ac1、Ac3的工艺图，为了缩短实验的时间，先将试样以10℃/s快速加热到500℃，为了保证三组试验钢测试的准确性，依据YB/T5128-93标准，加热到500℃以上时，试样的加热速率不应该超过200℃/h，因此，本实施例加热到500℃时以0.05℃/s的加热速度升温到950℃，待完全奥氏体化后，以10℃/s冷却至室温。
目前，CCT曲线的检测方法有很多种，例如膨胀法、差热分析法、磁性法、金相法等，人们通常用到的方法是膨胀法。由于各种相之间的晶体结构是存在差异的，因而各相之间的致密度是不相同的。当发生固态相变时，各相的体积之间不连续，导致热膨胀曲线有不连续的地方，即在发生变化时，会有拐折点在热膨胀曲线上。
钢中按照组织的热膨胀系数从大到小的顺序分别为：奥氏体＞铁素体＞珠光体＞上、下贝氏体＞马氏体；然而钢组织的比热容大小与热膨胀系数的顺序是相反的。当奥氏体转变为其它组织时，会发生体积膨胀，并在热膨胀曲线上以拐点的形式表现出来。为了确定钢中的相变点大小，在热膨胀曲线上有两种方法，分别为切线法和顶点法，其中，顶点法是在膨胀曲线直接将凸起或凹进的拐点标出，作为它的相变点，这种方法简单，易操作，但该方法误差较大。此外，切线法是通过延长膨胀曲线的直线部分与拐点之间的分离点做交点，该点认为是相变发生的点，这种方法误差较小。因此，为了更精确的测定CCT曲线中各组织相变点，本实施例采用切线法确定三组试验钢的各相变点。
三组试验钢CCT曲线的工艺流程如图3所示。将三组试样利用全自动相变仪分别以10℃/s快速加热到500℃，再以0.05℃/s缓慢加热到950℃，进行保温5min，使其完全达到奥氏体化温度后，分别再以1℃/s、5℃/s、8℃/s、10℃/s、30℃/s、50℃/s、70℃/s、90℃/s、110℃/s的冷却速度冷却至室温，得到不同冷速的膨胀曲线。为了得到三组试验钢在不同冷速下的金相组织，将测试完的试样沿着焊接点位置横向剖开，采用热镶样机分别将剖开的试样镶好，并在SiC水印砂纸上依次从80目、120目、320目、600目、1000目、2000目打磨至表面划痕很浅，然后在抛光机上分别抛好，采用4％的硝酸酒精腐蚀6-9s，并利用奥林巴斯金相显微镜观察三组试验钢在不同冷速下得到的组织。此外，再结合三组试验钢不同冷速下得到的相变点和显微硬度，采用origin软件绘制出CCT图。
2.2微观组织与夹杂物
(1)原始奥氏体组织
三组实验钢沿着轧制方向采用电火花钼丝切割机分别加工出多个20×30×25mm的矩形试样，根据上述方法测定的相变点温度，制定的淬火工艺为：试样在真空炉中以10℃/min升温到900℃，为了使其完全奥氏体化，保温30min后取出放入水中冷却至室温。此外，将三组试样分别在SiC水印砂纸上依次从120目、320目、600目、1000目、2000目打磨至表面划痕很浅，然后在抛光机上抛好，采用过饱和的苦味酸剂(30ml蒸馏水+2.5g苦味酸+1.0g海鸥洗发膏+7滴双氧水)腐蚀，并利用奥林巴斯金相显微镜观察其原始奥氏体形貌，结合Image Pro Plus(IPP)软件统计原始奥氏体晶粒平均尺寸分布情况。
(2)微观晶体结构
采用EBSD技术将三组试验钢的显微组织与晶体学分析相互结合起来，分析添加不同稀土元素Ce对晶界组织的影响及对耐腐蚀性能的影响。EBSD试样制备:三组试验钢沿着轧制方向采用电火花钼丝切割机分别加工出多个10×10×5mm(长×宽×厚)的矩形试样，将试样在SiC水印砂纸上依次从120目磨制2000目，进行电解抛光。其中，三组试样的电解抛光液为20％HCl+80％CH3OH，电压为18V，时间为5s-8s。电解后的试样采用具有EBSD镜头的FEI QUANTA400扫描电镜观察结构，并采用Channel5软件进行后期的数据处理及分析。
(3)夹杂物
三组试验钢的试样采用热镶样机镶样，并通过SiC水印砂纸上依次从120目、320目、600目、1000目、2000目打磨至划痕一致，进行抛光，制成金相试样。通过扫描电子显微镜观察夹杂物的形貌，并用配套的能谱分析仪(EDS)对夹杂物进行成分分析。三组试验钢夹杂物尺寸采用Image Pro Plus(IPP)软件进行统计分析。
2.3耐腐蚀性能
2.3.1周浸腐蚀
周期浸润腐蚀试验采用EN-08型号的周期浸润腐蚀试验箱，它的工作原理是采用可调的红外灯照射和干湿交替来模拟海洋飞溅区的腐蚀环境。在进行周期浸润腐蚀试验时，通过调节红外灯烘烤时间、烘烤的强度、干湿时间以及箱内温度等选择合适的工作环境，将试样悬挂在干湿浸润的篮子中，根据试验的需求进行腐蚀，图4为三组试验钢周期浸润腐蚀的试验箱外表形貌。
试验依据GB/T19746-2005金属和合金的腐蚀盐溶液周浸试验标准，采用电火花线切割机将三组试验钢沿轧制方向加工成两种腐蚀试样规格。一种是加工成30mm×3mm×20mm(长×宽×厚)，用来计算周浸腐蚀的腐蚀速率、宏观和微观腐蚀形貌；另一种是加工成10mm×10mm×3mm(长×宽×厚)，用来分析腐蚀试样的锈层结构组成成分以及电化学试验。所有的腐蚀试样均沿着中心靠近边缘1.5mm处钻2mm的孔，这是为了方便将试样悬挂在干湿浸润的篮子中。加工出的腐蚀试样六个表面均需在SiC水印砂纸上依次从80目、120目、320目、600目、1000目、2000目打磨并将表面划痕打磨至一个方向，然后将试样放在盛有酒精的烧杯中，在超声波中进行5min超声清洗，这是为了除去试样表面的油污灰尘。清洗结束后采用吹风机冷风吹干，并放在干燥皿中采取干燥处理，干燥结束后，将加工的大试样依次称量并记录下来。之后依次将所有试样利用尼龙绳保持在同一个高度悬挂在干湿浸润的篮子中。周期浸润腐蚀箱中的腐蚀液采用去离子水和氯化钠配置的3.5％的氯化钠溶液，腐蚀试验箱槽内的温度在25℃，湿度保持在45％，腐蚀溶液的PH值为6.5。此外，腐蚀试样在腐蚀溶液中浸泡15min，干燥箱中烘烤45min，每60min循环一次，腐蚀期间每隔24h向溶液中加100-200mL去离子水，每隔4天换一次腐蚀溶液。
周期浸润腐蚀实验的周期为：96h、192h、288h、384h、480h、576h。三组试验钢在每一个周期腐蚀结束后，采用吹风机冷风轻轻吹干，之后将所有试样放在干燥皿中进行干燥。干燥结束后，取出三组腐蚀试样用照相机拍摄宏观腐蚀照片，计算腐蚀速率的大试样需要先利用木片将不致密的锈层轻轻刮掉，然后将试样放置在500mL盐酸+500mL蒸馏水+5g六次甲基四胺混合配制而成的溶液中，把腐蚀试样的浸泡清洗直至试样表面全部露出金属光泽，再将除锈后的试样用酒精清洗干净，采用吹风机冷风吹干，利用电子天平对除锈后的试样进行称重，并记录。采用失重法计算三组试验钢在模拟海洋飞溅区的腐蚀速率，并用origin软件绘制三组周浸腐蚀试样在各周期的腐蚀速率曲线。
为了研究三组试验钢在模拟海洋飞溅区的腐蚀规律，采用场发射扫描电子显微镜(Scanning Electron Microscope,SEM)对腐蚀后的试样观察微观形貌；三组试验钢不同腐蚀周期的腐蚀产物物相分析是利用X射线衍射仪(X-ray Powder diffractometer，XRD)测试，采用Cu靶材，具体参数设定为：高功率9Kw,45KV,电流为200mA,角度为2θ：10°-80°，连续扫描速率为4°/min，并结合PDF卡片进行标定分析物相。
2.3.2电化学腐蚀
GB/T24196-2009金属和合金的腐蚀电化学试验方法恒电位和动电位极化测量导则作为电化学腐蚀试验的依据。将三组试验钢在周期浸润腐蚀96h后，采用德国札纳生产的Zennium电化学工作站对取出的带锈试样进行电化学测试，它的工作原理如图5所示。电化学工作站的系统为三电极体系，辅助电极为铂电极，参比电极采用饱和的甘汞电极，带锈试样为工作电极，此外，参比电极通过鲁金毛细管盐桥(配好的琼脂和饱和的氯化钾溶用吸管挤入盐桥中)放入电解池中，连接了腐蚀液与工作电极，其中，腐蚀溶液为去离子水和氯化钠配置的3.5％的氯化钠溶液。为了得到稳定的开路电压，三组带锈试验钢在测试前需在腐蚀液中浸泡30min，工作电极的接触面积为1cm2。
三组试验钢先测定了自腐蚀电位，待自腐蚀电位稳定后开始测极化曲线。其中，测定极化曲线的电位幅值范围为0.25V-0.25V(相对于开路电位)，扫描速度为0.5mV/s，极化曲线的拟合是通过CView软件拟合的。电化学交流阻抗谱是在自腐蚀电位测定后进行测试，采用的交流幅值为10mV,频率为10-2Hz-105Hz，并利用ZView软件拟合Bode图、Nyquist图以及模拟等效电路图，为了测试极化曲线和电化学阻抗谱的精确性，三组试验钢每组试样都进行了三次测试，求取稳定值。
2.3.3盐雾腐蚀
盐雾腐蚀试验是采用LRHS-270-RY型号的盐雾腐蚀箱，图6为三组试验钢盐雾腐蚀的试验箱外表形貌，它的工作原理是将腐蚀液压缩成喷雾连续不断的向试样表面进行喷洒，以此来模拟海洋大气区的腐蚀环境。
本实施例依据GB/T19746-2005标准，采用电火花线切割机将三组试验钢沿轧制方向加工成两种腐蚀试样规格。一种是加工成40mm×3mm×20mm(长×宽×厚)，用来计算盐雾腐蚀的腐蚀速率、宏观和微观腐蚀形貌；另一种加工成10mm×10mm×3mm(长×宽×厚)，用来分析腐蚀试样的锈层组成成分。所有的试样均沿着中心靠近边缘2mm处钻2mm的孔，便于挂在盐雾腐蚀试验箱中。三组试验钢盐雾腐蚀前需要打磨的方法与周浸腐蚀试样的制备一样直至打磨到2000目，超声波清洗，冷风吹干。三组试验钢需要计算腐蚀速率的大试样分别在超声波中清洗后，冷风吹干，放在干燥皿中干燥一天后，取出试样在精度为0.1mg的电子天平上进行称重并记录，然后将三组试样统一高度挂在盐雾腐蚀试验箱中进行连续雾化腐蚀。其中，盐雾腐蚀箱中的腐蚀液采用去离子水和氯化钠配置的5.0％的氯化钠溶液，腐蚀试验箱的温度设置为35℃，PH值设定为6.5-7.2。
盐雾腐蚀试验共设定了六组腐蚀周期，分别为：96h、192h、288h、384h、480h、576h。腐蚀结束后，取出试样用清水冲洗干净后，冷风吹干，利用照相机拍摄宏观照片，然后将所有腐蚀试样放在干燥皿中干燥，干燥结束后，计算腐蚀速率的大试样用木片将锈层轻轻刮下，其次将未刮干净锈层的试样放在500mL盐酸+500mL蒸馏水+5g六次甲基四胺混合配制而成的除锈溶液中，直至将锈层清洗干净,采用超声波清洗，冷风吹干；需要计算腐蚀速率的试样超声波清洗后，吹干称重记录，并采用失重法计算出模拟海洋大气环境的不同周期的腐蚀速率。此外，除锈后的试样通过SEM电镜观察腐蚀后微观形貌，XRD分析锈层组成成分，其中XRD采用Cu靶材，2θ为10°-80°，连续扫描速率为4°/min，再利用PDF卡片进行标定分析物相。
3、微量稀土元素对FH460超高强度海洋平台用钢CCT曲线及组织的影响
海洋平台用钢设计合理的成分，适宜的连铸连轧等的热处理工艺，以此获得优异的显微组织，从而提高钢的综合性能。然而，钢的轧制及制定热处理工艺离不开对过冷奥氏体连续冷却转变的研究。过冷奥氏体连续冷却转变曲线，又称为CCT曲线，是通过研究不同冷却速率一方面对相变开始点和结束点的影响，另一方面对钢显微组织及硬度的影响。CCT曲线能很好的模拟海洋平台用钢的实际生产过程，并为钢的连铸连轧及热处理工艺制定做指导。因此，摸索出FH460超高强度海洋平台用钢的CCT曲线规律，确保了试验钢获得优异的显微组织及好的综合性能。本部分采用全自动相变仪分别测定了1、2、5、8、10、30、70、90、110℃/s的不同冷速下的过冷奥氏体连续冷却膨胀曲线，确定了三组试验钢的相变点、不同冷速的显微组织及硬度，为制定试验钢的热处理工艺奠定了基础。此外，通过研究三组试验钢的原始奥氏体组织尺寸、夹杂物形貌以及采用EBSD手段观察试样的微观组织晶体结构来研究微量稀土元素对FH460超高强度海洋平台用钢组织的影响。
3.1对过冷奥氏体连续冷却转变的影响
3.1.1相变点及CCT曲线
采用全自动相变仪测试完三组试验钢的相变膨胀曲线，并利用切线法确定了膨胀曲线的相变点温度，其中，三组试验钢的相变点温度如表3-1所示。从表中可以看出，与未添加微量稀土元素的1#实验钢相比，2#、3#实验钢Ac1分别降低了8℃、26℃；Ac3分别提高了21℃、34℃。由于微量稀土元素作为表面活性物质，能够降低表面的张力，减小了奥氏体临界尺寸晶核所需的形成功，促进了晶核核心的形成。因此，2#、3#试验钢的Ac1相变点温度降低了；此外，2#、3#的Ac3相变点温度得到了提高，由于微量稀土元素阻碍了碳在奥氏体中的扩散速度，从而提高了相变激活能，减缓了珠光体相变的进行，使得相变完成时间延长，而且随着钢中微量稀土元素添加含量越高，对相变点的影响越显著。
表3-1三组试验钢的相变点温度
Sample Ac1/℃ Ac3/℃
1# 712 850
2# 704 871
3# 686 884
利用切线法在膨胀曲线上确定了三组试验钢在不同冷速下的相变温度，并采用origin软件绘制了不同冷却速度的CCT图，如图7a至图7d所示，三组试验钢的CCT曲线组织规律相同，均出现了铁素体(F)+珠光体(P)区、贝氏体(B)区以及马氏体(M)区；对比三组试验钢在不同冷速下的同一种相变的开始温度点及相变结束温度点的连接线发现，与1#试验钢相变温度点连接线相比，2#、3#试验钢的奥氏体相变区扩大了。此外，加入微量稀土元素后，2#、3#试验钢的贝氏体区和马氏体区都比1#试验钢的区间大，且2#、3#试验钢CCT曲线与1#实验钢相比整体下移。
从图7a至图7d中直观的看出，与1#试验钢相比，加入微量稀土元素后，2#试验钢和3#试验钢降低了贝氏体转变开始点(Bs)、贝氏体转变结束点(Bf)、马氏体转变开始点(Ms)和马氏体转变结束点(Mf)，而且钢中添加的微量稀土元素越多，效果越明显。此外，对比Ms转变开始线、Mf转变结束线，添加微量稀土元素，使2#、3#实验钢Ms开始转变温度分别降低了5℃、7℃，Mf转变结束线分别降低了18℃、21℃。添加微量稀土元素降低2#、3#实验钢Ms转变开始线和Mf转变结束线的主要原因有:一方面，晶界上富集的Ce元素，使界面能降低了，马氏体形核的热激活能被减弱，阻碍了相变的转化，因此，Ms点、Mf降低了；另一方面，稀土元素易于偏聚在位错线周围，对位错起到了钉扎作用，而稀土夹杂物弥散分布提高了奥氏体切变强度，由于马氏体转变是通过切变完成的，然而奥氏体切变强度提高必然抑制了马氏体的转变，因此Ms点、Mf点降低了。此外，在钢中添加的微量稀土元素含量越多，对相变点的影响越明显。
3.1.2组织及硬度
通过奥林巴斯金相显微镜观察了不同冷速的三组试验钢的金相显微组织，如图8a至8j、图9a至9j、图10a至10j所示，三组试验钢获得显微组织规律均相同，主要为铁素体、珠光体、贝氏体和马氏体，使图7a至图7d中三组试验钢在不同冷速的连续冷却曲线中得到的组织规律得到了验证。当冷却速度为1℃/s时，三组试验钢得到的组织为铁素体和珠光体，其中白色的是多边形铁素体，黑色的是粒状珠光体，与1#试验钢对比，2#、3#试验钢中白色铁素体含量更多，这是由于稀土原子半径较大，但固溶在钢中的分配系数特别小，在凝固的过程中容易偏聚在晶界上，因此，阻碍了钢中碳的富集和扩散，减缓了珠光体的形成。随着冷却速度的不断增加，当冷速为8℃/s时，三组试验钢的组织仍是铁素体和珠光体，此时，珠光体的尺寸和体积分数变大，结合Image Pro Plus(IPP)软件、金相法和杠杠法分析得到:1#、2#、3#试验钢组织含量分别为30.29％P+F、34.43％P+F、36.2％P+F。其中，对比三组实验钢在同一冷速下获得的珠光体组织尺寸及分布发现，3#试验钢组织分布是最均匀细小的、得到的含量也最多；2#试验钢珠光体数量略低于3#试验钢，组织在不同程度得到了细化；然而，1#试验钢中珠光体数量略少且分布不均匀。钢中由于微量稀土元素的添加，过冷度得到了提高。当冷速不断增加时，新相与母相的自由能差加大，形核的驱动力得到提高，同时临界尺寸的减小，使所需的形核功减小，增加了形核率，并且组织在不同程度上得到了细化，促进了珠光体的转变。当冷速为10℃/s时，三组试验钢中出现了粒状贝氏体，其中，利用IPP软件计算得到三组试验钢显微组织含量分别为：33.8％P+7％B+F、35.7％P+13.42％B+F、35.43％P+15.52％B+F，加入微量稀土元素后，钢中碳浓度起伏加大，促进了2#试验钢、3#试验钢中生成的粒状贝氏体数量比1#试验钢多，而且3#试验钢中粒状贝氏体的数量是最多的。当冷速为30℃/s时，1#试验钢中形成大量的粒状贝氏体且弥散分布；2#试验钢、3#试验钢中粒状贝氏体逐渐减少，条状贝氏体增多，分布也更加聚集，此时，采用IPP软件计算得到1#、2#、3#试验钢的组织含量分别为：8.5％P+37.5％B+F、6.3％P+45.21％B+F、5.6％P+48.7％B+F。其中，2#、3#试验钢中所含的贝氏体含量分别比1#试验钢多20.56％、29.87％。当冷却速度为50℃/s-110℃/s时，三组试验钢的组织为贝氏体和马氏体，且随着冷速的不断增加，贝氏体数量依次减少。其中，由于微量稀土元素提高了钢的淬透性，即在同一冷却速度下，从图中可以看出，3#试验钢中获得的马氏体含量是最多的，板条束之间的距离是三组试验钢中最小的，2#试验钢中马氏体的含量略少于3#试验钢，板条束之间的距离略宽，未添加稀土元素的1#试验钢中获得的马氏体含量是最少的，且板条束间的距离是最宽的。直到冷却速度为110℃/s时，此时三组试验钢均转变为板条马氏体组织。
图11为在不同冷却速度下的三组试验钢的显微硬度。三组试验钢均随冷却速度的增加，显微硬度逐渐增加。图中可以看出冷却速度低于10℃/s时，三组实验钢的显微硬度接近，均小于300HV1；当冷却速度在30℃/s-90℃/s时，与1#试验钢的显微硬度相比，2#、3#实验钢显微硬度明显提高，且钢中随着添加微量稀土元素含量的增加，显微硬度提高的越明显。由于在较高的冷却速度下，当钢中添加适量的微量稀土元素，一方面，钢的淬透性得到提高，促进了钢中下贝氏体和马氏体的形成；另一方面，微量稀土元素细化了钢中奥氏体晶粒，使马氏体的板条束大小随着奥氏体晶粒的减小而变窄，因此，试验钢中微量稀土元素的加入提高了2#、3#实验钢的显微硬度。其中，当冷速在30℃/s时，3#实验钢显微硬度是1#实验钢的6.59％倍，2#实验钢显微硬度是1#实验钢的3.0％倍。当冷却速度大于90℃/s时，三组实验钢中的组织大多转变为马氏体，此时三组实验钢显微硬度接近，均在430HV1左右。
3.2微量稀土元素对组织及夹杂物的影响
3.2.1对原始奥氏体晶粒尺寸的影响
为了验证微量稀土元素对FH460超高强度海洋平台用钢组织细化的影响，通过奥林巴斯金相显微镜观察了三组试验钢全厚度1/4处的原始奥氏体组织形貌如图12a至图12c所示，并采用Image Pro Plus(IPP)软件对三组试验钢的原始奥氏体组织尺寸进行统计，其中，图13a至图13c为三组试验钢的原始奥氏体组织尺寸分布，结合两图分析可知，三组实验钢的平均晶粒尺寸分别为：7.47μm、5.92μm、5.68μm；此外，1#实验钢3.4-8.5μm之间的晶粒数约占总晶粒的38.75％，13.6μm以上的大晶粒尺寸约占6％；2#实验钢3.3-7.2μm之间的晶粒数约占总晶粒的72.07％，13.6μm以上的大晶粒尺寸约占0.3％；3#实验钢3.2-7.6μm之间的晶粒数约占总晶粒的73.49％，13.6μm以上的大晶粒没有。而且从图中可看出3#实验钢晶粒尺寸最均匀，2#实验钢次之，1#实验钢晶粒之间尺寸相差较大，且大晶粒尺寸较多。出现这一现象是由于微量稀土元素加入FH460高强度海洋平台用钢中，提高了过冷度，使奥氏体形核率提高，促进了晶粒的细化，即2#、3#实验钢晶粒均比1#实验钢晶粒细小，而且钢中添加微量稀土Ce元素的含量越多，细化晶粒尺寸的效果越明显。
晶粒细化会减小阴极发生还原腐蚀的晶粒尺寸面积与总腐蚀面积的比值，从而阻碍点蚀的发生，促进全面腐蚀。此外，稀土元素偏聚在晶界处，会降低界面能，避免局部腐蚀的发生。原子半径较大的稀土原子固溶在半径较小的铁原子晶格内，必然会引起晶格畸变。为了使晶格畸变能减小并降低系统自由能，半径大的稀土原子会在晶界及附近缺陷处优先聚集。稀土原子偏聚净化了钢的晶界，从而减少点蚀的诱发源、提高钢的自腐蚀电位并促进腐蚀产物中的活性组元向稳定的α-FeOOH转化，增强了锈层的稳定性。因此，从原始奥氏体晶粒细化角度分析钢的耐腐蚀性表明，2#试验钢和3#实验钢的耐腐蚀性能要优于1#实验钢。
3.2.2对微观晶体结构的影响
三组试验钢的金相组织都相同，均为回火索氏体，如图14a至图14c所示。从图中可看出添加微量稀土元素后，2#试验钢和3#试验钢的组织尺寸均比未添加稀土元素的1#试验钢的尺寸小。三组试验钢的晶体学微观结构采用EBSD技术进行分析。其中，极图(PF)和反极图(IPF)是晶体取向投射在极射赤面的二维图，极图可用于显示织构的情况，它表示某一晶粒在某特定晶面中包含试样坐标系方向中的任一个，它跟样品加工方向有关；反极图与极图相反，它主要分析的是多晶体材料中各晶粒平行的某一晶向在晶体学空间分布的投影图，能很好的反应了试样的择优取向，其中，择优取向在图中表现为相似单一的颜色，它的表现形式有两种，分别为：IPF mapping和IPF distribution。图15a至图15d为三组试验钢的反极图，从图中可看出三组试验钢未出现择优取向。晶界取向差小于15°的称为小角度晶界(LAGB)，晶界取向差大于15°的称为大角度晶界(HAGB),其中，小角度晶界主要包含的是亚晶界，大角度晶界主要包含的原奥氏体晶界和粒状贝氏体晶界，它拥有有较高的能量而且原子排列的不规则，这些大角度晶界处是腐蚀发生的高频区，然而，小角度晶界处恰恰相反，此处晶界的能量较低，耐腐蚀性能更好。图16为三组试验钢晶界取向差分布，从图中可以看出，三组试验钢的大小角度晶界分布频率对比发现，3#试验钢的小角度晶界所占的分布频率是最高的，大角度晶界所占比例最小，2#试验钢次之，1#试验钢的小角度晶界所占的分布频率是最小的，大角度晶界所占的分布频率是最大的，因此，从这个角度分析得出，添加微量稀土元素提高了钢的小角度晶界所占分布比例，抑制了钢的腐蚀性能，且钢中加入的微量稀土元素越多，效果越明显。图17a至图17c为三组试验钢的重合位置点阵的分布，其中，Σ为重合位置点阵与实际点阵单晶胞的比值，其值越低表明两个穿插点阵中符合的阵点频率较高。图18为三组试验钢的重合位置点阵统计，其中，Σ3为共格晶界，能量较低，杂质偏析很少且难以发生迁移，这些特点表明钢中的Σ3晶界越多，它的耐腐蚀性越好。从图中看出，添加微量稀土元素后，2#试验钢、3#试样钢Σ3显著比1#试样钢多，因此，从晶体重合位置点阵晶界角度分析可知，加入微量稀土元素后，2#、3#试验钢的耐腐蚀性能优于未添加稀土元素的1#试验钢。
3.2.3对夹杂物的影响
图19a至图19d是1#试验钢中的典型夹杂物形貌及能谱，从图中可看到，1#试验钢中的夹杂物主要是Al2O3和MnS，其中，图19a和图19b(1#-a)中Al2O3形状是不规则的多边形，约为5.88μm，这种不规则的Al2O3夹杂物在连铸时容易堵住浇口，影响企业的生产效率，此外，Al2O3夹杂物在钢轧制时作为一种硬脆性夹杂物沿着轧制方向会轧入钢中，它能破坏钢的力学性能；图19c和图19d(1#-b)中MnS夹杂物形状是长条状的，约为2.53μm，MnS属于塑性夹杂物，它在钢中一方面会成为裂纹源，并为裂纹的扩展提供了通道，降低了钢的使用寿命；另一方面，MnS夹杂物与钢基体易构成微电偶，促进钢基体发生点蚀；此外钢在热加工时，MnS夹杂物与钢基体结合的不牢固，会使钢发生各向异性，破坏了钢的冲击韧性、塑性等力学性能。
图20a至图20d、图21a至图21d分别是2#试验钢和3#试样钢的夹杂物和能谱，加入微量稀土元素后，试验钢中的主要夹杂物转变为稀土硫氧化物、稀土氧化物、稀土铝氧化物等，且夹杂物形貌从不规则的多边形及长条状变为椭球状或类椭球状的，尺寸也均小于1μm。此外，对比2#、3#试验钢的夹杂物尺寸及形貌发现，3#试验钢的夹杂物尺寸是最小的，且大多变为椭球状的，这表明钢中加入的微量稀土元素含量越多，夹杂物形貌及尺寸越易改善。钢中加入Ce后，夹杂物形貌变为椭球状，且夹杂物的中心大多含有较高的Mn，次外层及最外层包裹着Ce元素，使钢的冲击功得到了提高。通过在耐候钢中添加稀土元素后，夹杂物的点蚀电位显著提高，椭球状的夹杂物形貌取代了不规则形状的非稀土夹杂物，弱化了钢中微区域的电化学电位，阻碍了点蚀的倾向，诱发钢表面发生均匀腐蚀，减小了钢的腐蚀速率，提高了钢的耐腐蚀性能。
3.3本部分小结
采用Formastor-FⅡ全自动相变仪测定了三组试验钢的相变点及不同冷却速度的CCT曲线、显微组织及硬度，对比分析微量稀土元素(小于20ppm)对试验钢组织、相变规律的影响，为FH460超高强度海洋平台用钢制定热处理工艺做指导；此外，为了研究微量稀土元素对钢组织的影响，通过EBSD测定分析了三组试验钢的晶体结构、原始奥氏体组织的变化规律及夹杂物形貌、尺寸等的变化规律，得到以下结论：
(1)与未添加微量稀土元素的1#实验钢相比，2#、3#实验钢Ac1分别降低了8℃、26℃；Ac3分别提高了21℃、34℃。此外，三组试验钢在不同冷速下获得的组织规律均相同，其中，在低冷速下，随着微量稀土元素含量的增加，珠光体的含量显著增加，组织得到细化，且微量元素元素添加的越多，效果越明显。当冷速在10℃/h-30℃/h时，微量稀土元素添加，提高了钢中奥氏体的碳浓度起伏，促进了贝氏体的转变，当冷速在50℃/h-110℃/h时，添加微量元素含量越多，钢的淬透性提高的越明显，因此，在大冷速下，钢中马氏体数量转变的越多且板条束之间的距离减小。
(2)三组试验钢在不同冷速下的显微硬度结果表明：三组试验钢均随冷却速度的增大，硬度得到提高。其中，在低冷速下，三组试验钢的硬度接近，当冷速在10℃/h-80℃/h时，由于微量稀土元素的的添加，促进了下贝氏体和马氏体的转变，使试验钢的硬度显著提高。
(3)对比三组试验钢的CCT曲线发现，添加微量稀土元素，提高了Ac3温度，降低了Ac1温度，即扩大了奥氏体区，同时，Bs、Bf、Ms、Mf温度均降低了，使得整个CCT曲线整体下移，且钢中添加的微量稀土元素含量越多，CCT曲线下移的越明显。
(4)观察三组试验钢的原始奥氏体晶粒尺寸表明，钢中加入微量稀土元素，细化了晶粒尺寸，降低了阴极发生还原反应的晶粒面积与总腐蚀面积的比值，有效阻碍了点蚀的发生。
(5)采用EBSD技术分析了三组试验钢的微观晶体结构，结果表明，钢中随着微量稀土元素的添加，促进了小角度晶界(LAGB)及Σ3共格晶界的转换，降低了晶界能量，提高了钢的耐腐蚀性能。
(6)钢中添加微量稀土元素，使钢中不规则的多边形Al2O3和长条状的MnS夹杂物改性为椭球状或球状的稀土硫氧化物、稀土氧化物、稀土铝氧化物等，同时夹杂物尺寸显著减小，提高了钢的综合性能。
4、微量稀土元素对FH460超高强度海洋平台用钢海洋飞溅区腐蚀性能的影响
本部分三组试验钢周浸腐蚀依据GB/T19746-2005金属和合金的腐蚀盐溶液周浸试验标准，采用周浸腐蚀试验箱来模拟海洋飞溅区环境，利用失重法计算不同周期的腐蚀速率，通过扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)等手段对三组添加不同微量稀土含量的试验钢进行宏观、微观形貌分析、锈层成分分析；此外，依据电化学试验依据GB/T24196-2009,采用Zennium电化学工作站对周浸腐蚀96h的三种试验钢进行极化曲线、电化学阻抗谱测定及模拟等效电路分析。结合周浸腐蚀试验、电化学腐蚀试验对比研究三组不同微量稀土含量的试验钢在飞溅区的腐蚀作用机理和特征。
4.1腐蚀速率
三组试验钢在不同腐蚀周期结束后，采用失重法计算试验钢的平均腐蚀速率。所谓失重法是通过计算试样腐蚀前后质量的变化率，它便于计算并直观的能判断出试样腐蚀的严重程度，通过这种计算方法计算得到的腐蚀速率值接近真实的腐蚀情况。目前，这种方法已被研究学者们广泛应用。
三组试验钢周浸腐蚀完的平均腐蚀速率依据ASTM G1-03(2011)公式如4-1所示：
其中公式4-1中，CR-平均腐蚀速率(mm/y)；Δm-试样腐蚀前后基体质量变化(g)；S-试样总表面积(cm2)；ρ-试样密度(g/cm3)；t-腐蚀时间(h)。
利用公式(4-1)计算出三组实验钢的平均腐蚀速率如图22所示。三组试验钢周浸腐蚀后的腐蚀速率规律是一致的。从图中看出三组试验钢的腐蚀速率曲线整体分三个阶段：第一阶段腐蚀速率上升阶段(96-288h)，腐蚀初期，腐蚀液与基体容易接触，且腐蚀液中氧充足，加速了试验钢的腐蚀。其中腐蚀时间在192h-288h之间，试验钢基体的外锈层逐渐趋于均匀，腐蚀速率开始减缓。第二阶段腐蚀速率下降阶段(288h-480h)，随着腐蚀时间的延长，开始大量生成保护钢基体的腐蚀产物如α-FeOOH、Fe3O4等，且腐蚀液中的氧含量降低，这些不利于电化学反应的发生；第三阶段腐蚀速率趋于稳定阶段(480h-576h)，此时，三组实验钢均形成了连续致密的内外锈层，它很好的阻碍了试验钢基体与腐蚀溶液接触，因而，使腐蚀速率趋于稳定。
从图中看出，腐蚀周期在96h-192h时,1#试验钢腐蚀速率迅速提高，而2#试验钢腐蚀速率略高于3#试验钢；当腐蚀288h时，三组试验钢分别在整个腐蚀周期中腐蚀速率均是最大的，其中，1#试验钢腐蚀速率比2#、3#试验钢腐蚀速率分别高7.88％、12.66％，表明随着钢中添加的微量稀土元素越多，越显著降低钢的腐蚀速率。当腐蚀周期在288h-576h，1#、2#试验钢腐蚀速率下降的没有3#试验钢那么明显，而未添加稀土元素的1#试验钢腐蚀速率仍是三组试验钢中最大的。此外。钢中加入微量稀土元素的2#、3#试验钢腐蚀速率比1#试验钢腐蚀速率降低，这是由于添加微量稀土元素能促进锈层不稳定相转化为稳定的α-FeOOH、Fe3O4等保护相，从而有效减缓了2#、3#的腐蚀速率，且添加的微量稀土元素含量越高，作用效果越明显。
4.2腐蚀形貌
4.2.1宏观腐蚀形貌
三组实验钢在周浸腐蚀96h、192h、288h、384h、480h、576h后的宏观腐蚀形貌如图23a至图23r所示，三组试验钢在腐蚀初期，锈层都较均匀的分布在基体上。此时，颜色是浅黄色的，随着腐蚀周期的延长，锈层颜色转变为黄棕色，后期转变为棕褐色甚至有的部位出现黑色的鼓泡。锈层颜色的变化是因为游离态铁离子先转变为氢氧化亚铁、氧化亚铁、铁的羟基氧化物等产物，在腐蚀后期形成了稳定的Fe3O4、α-FeOOH等保护性产物，使锈层颜色基本不再发生变化。
从图中可以看出，腐蚀96h时，三组实验钢表面存在部分裸露的基体未被腐蚀；随着腐蚀的进行，当腐蚀288h时，锈层颜色均变为黄棕色，1#实验钢有大量鼓泡形成，2#、3#实验钢锈层变得致密。在腐蚀后期，三组实验钢基体都存在黑色的鼓泡，其中，1#实验钢表面存在锈层剥落现象，2#、3#实验钢与1#实验钢相比，鼓泡数量较少，尺寸上也小一些，添加微量稀土元素含量多的3#实验钢比2#实验钢锈层更致密。黑色鼓泡的形成是由于在干湿交替的环境中，实验钢基体持续受干燥和浸润循环，有的部位存在腐蚀应力，促进锈层鼓起，使得腐蚀性离子与基体接触，加速了腐蚀反应。
因此，从三组试验钢周浸腐蚀的宏观形貌看出，微量稀土元素的加入，使得2#、3#实验钢锈层更连续，鼓泡数量明显少且在尺寸上也略小于1#试验钢，因此，在海洋平台用钢中添加的微量稀土元素含量越多，使钢的锈层表面平整性和致密性得到改善。
4.2.2微观腐蚀形貌
周浸腐蚀实验结束后，三组实验钢除锈后的微观形貌如图24a至图24r所示，由图可知，三组实验钢主要发生的是均匀腐蚀。腐蚀96h时，实验钢存在部分未腐蚀的区域，而且发生腐蚀的区域蚀坑浅而细小。腐蚀288h后，实验钢开始形成较深的腐蚀坑，随着腐蚀时间的延长，实验钢基体大部分溶解，使得周围的腐蚀坑连成一片，形成较开阔的腐蚀坑，蚀坑深度加大。
对比三组实验钢的微观腐蚀形貌发现，1#实验钢腐蚀最严重，部分腐蚀坑面积大且纵向区域腐蚀较深；与1#实验钢腐蚀相比，2#、3#实验钢腐蚀更均匀，腐蚀平面更平整。通过Nano Measure软件测量得到1#实验钢腐蚀坑最大直径409.23μm、2#实验钢腐蚀坑最大直径308.39μm、3#实验钢腐蚀坑最大直径283.48μm，因而，3#实验钢腐蚀程度较浅，2#次之，1#试验钢腐蚀的最严重。钢中夹杂物电位与钢基体电位相差较大，即早期腐蚀发生在夹杂物周围，形成微区腐蚀，同时，钢表面形成了点蚀。随着电化学腐蚀的进行，钢基体作为阳极不断被活化，加速了腐蚀进程，使钢表面点蚀逐渐转换为均匀腐蚀。当钢中微量稀土元素的添加，使长条状的MnS、带尖角不规则形状的Al2O3等夹杂物转变为球状或椭球状的稀土硫氧化物、稀土铝氧化物等，而且夹杂物尺寸也明显减小，即腐蚀发生的活化面积减小，阻碍了腐蚀的发生。
因此，与1#实验钢相比，2#、3#实验钢腐蚀坑面积减小，表明钢中加入微量稀土元素降低了基体发生点蚀的机率，促进了均匀腐蚀的发生，提高了钢的耐海水腐蚀性能。
4.3腐蚀产物
三组实验钢周期浸润腐蚀596h后，腐蚀锈层产物采用XRD进行物相分析，利用Origin软件进行数据绘图，处理结果如图25a至图25c所示。三组实验钢腐蚀596h形成的锈层主要腐蚀产物相同，分别为α-FeOOH、γ--FeOOH、Fe3O4。在腐蚀初期，水、Cl-等腐蚀性介质充足，易于扩展到钢基体上，形成疏松的腐蚀锈层，加快了腐蚀速率。随着腐蚀进程的延续，锈层中开始生成保护相，使锈层致密、连续，从而减缓了腐蚀速率，锈层腐蚀反应过程如下表示:
阳极反应：Fe→Fe2++2e；Fe2++H2O→Fe(OH)2+2H+；
生成α-FeOOH、γ--FeOOH发生的是氧化不可逆反应，其反应过程如下：
阴极反应：O2+2H2O+4e→4OH-；8FeOOH+Fe2++2e→3Fe3O4+4H2O；
α-FeOOH/γ-FeOOH(α/γ)在低碳钢中常作为评定腐蚀的一个标准，称为保护性系数，它是锈层化学转变和固态相变的一个结果。早期研究发现，α/γ值越高，碳钢的耐腐蚀性能越好。随着科学的发展，发现α/γ保护性系数不能满足碳钢在海洋大气中的腐蚀规律，这由于锈层中不止生成了α-FeOOH和γ-FeOOH，还生成了β-FeOOH和尖晶石型(S)氧化物Fe3O4或Fe2O3，因此，提出了新的保护性系数α/γ*，其中γ*是指锈层中γ-FeOOH、β-FeOOH和尖晶石型(S)氧化物含量的总和。经过大量实验验证，α/γ*比值越高，锈层越稳定。三组实验钢锈层进行半定量分析结果如表4-1所示。1#、2#、3#实验钢α/γ*值分别为0.26、0.353、0.414。随着钢中添加微量稀土含量越高，α/γ*值越大，表明钢中加入微量稀土元素促进了不稳定腐蚀产物向稳定的α-FeOOH相、Fe3O4转变，从而提高了2#、3#实验钢钢的耐海水腐蚀性能。
表4-1三组试验钢周浸腐蚀576h的锈层半定量分析
simple Fe3O4 γ-FeOOH α-FeOOH α/γ*
1# 32.8％ 46.3％ 20.9％ 0.26
2# 38.3％ 35.6％ 26.1％ 0.353
3# 40.2％ 30.5％ 29.3％ 0.414
4.4电化学试验
4.4.1极化曲线
周浸腐蚀96h后三组带锈实验钢的开路电位如图26所示，其中，2#实验钢开路电位略高于1#实验钢，3#实验钢开路电位是最高的。从图中可看出，加入微量稀土元素提高了开路电位，抑制了腐蚀的倾向。图27为三组实验钢浸泡96h的极化曲线。可看出三种实验钢的极化曲线规律相同，即阳极发生的是活化溶解，但稀土含量最高的3#实验钢自腐蚀电位最大，2#次之，1#最小。从热力学角度分析，腐蚀电位反映了材料的热稳定性，即在同一电流密度下，阳极电位越大，钢的耐腐蚀性能越好。三组实验钢极化曲线采用最小二乘法线性拟合，结果如表4-2所示。由表可知，自腐蚀电位与开路电压接近，即2#、3#实验钢自腐蚀电位分别比1#实验钢略高出3.317％和6.075％，电流密度分别低9.52％和24.82％，腐蚀速率分别小9.522％和24.821％。这表明钢中加入微量稀土元素含量越多，更好的抑制了腐蚀倾向，阻碍了双电层之间电荷转移，减缓了电化学反应速率，钢的耐腐蚀性能得到提高。
表4-2三组实验钢周浸腐蚀96h的极化曲线拟合结果
4.4.2电化学阻抗谱
三组试验钢周浸腐蚀96h电化学阻抗结果如图28和图29a至图29b所示。从Nyquist图可以看出：三组试验钢均由一个容抗弧组成，表明发生的腐蚀机制相同，即在溶液中都受电荷转移控制。其中，容抗弧的大小反应了电荷传输阻碍的能力，容抗弧越大，钢的耐蚀性越好，由此可判断出三种实验钢腐蚀速率由快到慢的顺序为:1#＞2#＞3#。由Bode图中可看出三组试验钢阻抗模值变化趋势一致，均是先减小后增大。在低频区(0.01Hz-1Hz)，加入微量稀土元素后，2#、3#实验钢模值比1#实验钢高，且3#实验钢模值是最高的。在高频区(103Hz-105Hz)，三组实验钢阻抗模值接近。
采用Zview对三组实验钢周浸腐蚀96h的阻抗谱进行模拟等效电路，如图30所示，表4-3为三组试验钢的模拟等效电路的拟合值。在进行电化学实验时，设置的扫描速率略大，因此扫描的实验点数略少，导致chi-square value(χ)值较高，但在拟合电路中χ值最大不能超过10％,即三种实验钢在浸泡96h的拟合等效电路符合要求。Rs代表了溶液电阻，它与溶液的成分和浓度有关，由于三组试验钢的腐蚀液均是相同的，因此在分析阻抗时可忽略其作用；Y0是相位角的元件参数，n为弥散因子，范围从0取到1，其值趋于1时，代表弥散效应越强，相位角元件越趋于纯电阻，即电极表面接近光滑，它的电流密度分布也较均匀。从表中看出三组实验钢周浸腐蚀96h时，n值变化不大，但3#实验钢n值略高与1#、2#实验钢。对比三组实验钢的电荷转移电阻Rct，2#和3#实验钢分别比1#实验钢高17.33％和39.32％。结合极化曲线、阻抗谱等均表明，高强度海洋平台用钢中加入微量稀土元素有效提高其耐海水腐蚀性能，且随着微量稀土元素加入的越多，海洋平台用钢的耐海水腐蚀性能越好。
表4-3三组实验钢周浸96h的电化学阻抗电路拟合值
4.6本部分小结
为了模拟海洋飞溅区腐蚀情况，本部分通过对三组试验钢进行96h、192h、288h、384h、480h、576h的周浸腐蚀试验，分析研究三组试验钢中添加微量稀土元素(小于20ppm)对不同腐蚀周期的腐蚀速率、锈层宏观形貌、除锈后的微观形貌及锈层元素分布的影响，此外，对腐蚀96h的三组试验钢进行电化学试验，分析钢中加入微量稀土元素对极化曲线、阻抗谱及模拟等效电路的作用影响，得到以下结论：
(1)在干湿交替的试验环境下，三组试验钢的腐蚀速率分为三个阶段:腐蚀上升阶段(96h-288h),腐蚀下降阶段(288h-480h)，腐蚀趋于稳定阶段(480h-576h)。随着试验钢中添加微量稀土元素含量的增多，腐蚀速率明显下降。
(2)通过观察三组试验钢在不同腐蚀周期的锈层宏观形貌及除锈后的微观形貌发现，添加微量稀土元素提高了试验钢的锈层致密性与附着力，阻碍了溶液中腐蚀性离子如Cl-与钢基体的接触；此外，微量稀土元素加入钢中，阻碍了点蚀的发生，促进了均匀腐蚀。
(3)分析三组试验钢腐蚀576h的锈层物相可知，钢中加入微量稀土元素，促进了锈层保护相α-FeOOH、Fe3O4等的生成，提高了锈层致密性，降低了腐蚀速率，保护了钢基体不被腐蚀。
(3)三组试验钢腐蚀96h的电化学试验结果表明，钢中加入微量稀土元素，减小了腐蚀电流密度，显著提高了电荷转移电阻(Rct)和自腐蚀电位，增强了钢的耐腐蚀性能。
5、微量稀土元素对FH460超高强度海洋平台用钢海洋大气区腐蚀性能的影响本部分盐雾腐蚀试验依据的是GB/T10125-2012人造气氛腐蚀试验盐雾试验，三组试验钢的成分如表2-1所示，研究了不同微量稀土元素含量对FH460超高强度海洋平台用钢在海洋大气区腐蚀性能的影响。利用失重法对三组试验钢测试其不同腐蚀周期的腐蚀速率，通过扫描电子显微镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)等手段来研究三组试验钢的腐蚀试样形貌、腐蚀产物成分、结构等来进一步研究其在海洋大气环境的腐蚀作用机理。
5.1腐蚀速率
三组试验钢在盐雾腐蚀完利用失重法计算了不同腐蚀周期的腐蚀速率。其中平均腐蚀速率依据ASTM G1-03(2011)，公式5-1为：
其中5-1公式中，CR-平均腐蚀速率(mm/y)；Δm-试样腐蚀前后基体质量变化(g)；S-试样总表面积(cm2)；ρ-试样密度(g/cm3)；t-腐蚀时间(h)。
计算出的三组试验钢腐蚀速率结果如图31所示。三组试验钢的腐蚀速率规律是一致的，主要分为三个阶段：第一阶段，腐蚀上升阶段(96h-288h),腐蚀初期，腐蚀液中的氧气、氯离子等腐蚀机制容易和试验钢基体接触，加速了试验钢发生腐蚀；第二阶段，腐蚀下降阶段(288h-480h)，随着腐蚀时间的延长试验钢周围的氧含量逐渐被消耗掉，且试验钢表面开始形成致密锈层，导致腐蚀速率趋于下降；第三阶段，腐蚀趋于稳定阶段(480h-576h),由于三组试验钢锈层在腐蚀后期增多，且试验钢表面的锈层趋于均匀致密，能很好的阻碍腐蚀性离子侵入基体，减小试验钢的腐蚀速率。因此在腐蚀后期，三组试验钢的腐蚀速率显著降低并逐渐趋于稳定。3#试验钢在不同腐蚀周期的腐蚀速率是三组试验钢中腐蚀速率最小的，2#试验钢腐蚀速率略大于3#试验钢，1#试验钢腐蚀速率最大。当腐蚀480h-576h时，2#、3#试验钢腐蚀速率已趋于稳定，然而1#试验钢腐蚀速率仍处于下降阶段，表明钢中添加微量稀土元素提高了锈层致密性与附着力，促进了α-FeOOH、Fe3O4等保护性腐蚀产物生成，减小腐蚀速率，使2#、3#试验钢的耐海洋大气腐蚀性得到提高。李涛等人研究不同稀土含量加入钢中对周浸腐蚀试验影响的结果表明，高强度钢中加入稀土元素能促进致密、连续且附着力好的锈层的形成，阻碍钢表面与腐蚀液发生电化学反应，降低高强钢的腐蚀速率，该结论与本实施例结果得到了相互验证。
5.2腐蚀形貌
5.2.1宏观腐蚀形貌
三组试验钢在不同腐蚀周期的宏观腐蚀形貌如图32a至图32o所示，不同腐蚀周期的三组试验钢盐雾腐蚀规律是一致的。在腐蚀初期，试验钢表面生成薄的疏松外锈层，且部分基体裸露着未被腐蚀。随着腐蚀时间的延长，腐蚀产物将整个基体覆盖，并且有的部位开始生成内锈层。此外，随着腐蚀的进行，三组试验钢表面锈层颜色在不断发生变化，其中，锈层初期是浅黄色的，然后转变为深黄色，直到腐蚀后期锈层颜色转变为棕褐色，而且基体有的部位出现黑色的腐蚀产物，锈层颜色的变化主要是游离态Fe离子转为Fe(OH)2、铁的羟基氧化物等腐蚀产物，当腐蚀后期形成大量的Fe3O4、α-FeOOH等腐蚀产物，使锈层颜色基本不再发生变化。与飞溅区的腐蚀程度相比，海洋大气区的腐蚀速率较小，腐蚀程度较小。
三组试验钢腐蚀宏观形貌对比发现，钢中添加微量稀土元素后，在腐蚀192h时，2#、3#试验钢基体仍有部分裸露；此外，随着腐蚀时间的延长，2#试验钢和3#试验钢锈层鼓泡较少，当除去黑色的鼓泡锈层时，并发现基体在此部位的腐蚀坑较小，表明钢中加入微量稀土元素后，减少了点蚀的发生。此外，3#试验钢表面是最平整的，生成的内外锈层均匀且致密；2#试验钢次之，1#试验钢表面锈层极不平整且锈层疏松，由于腐蚀的不均匀性，鼓泡尺寸较大且腐蚀数量也是最多的。因此，海洋平台用钢中添加微量元素，促进了锈层的致密均匀性，阻碍了腐蚀性离子侵入基体，提高了钢的耐腐蚀性能。
5.2.2微观腐蚀形貌
三组试验钢在盐雾腐蚀96h、192h、288h、384h、480h、576h后，采用SEM电镜观察了三组试验钢除锈后的微观腐蚀形貌，如图33a至图33r所示。三组试验钢的腐蚀规律是一致的，均发生的均匀腐蚀。与图24a至图24r对比发现，由于海洋大气区腐蚀环境没有海洋飞溅区的腐蚀环境恶劣，因此，盐雾腐蚀后三组试验钢腐蚀程度较轻。其中，在腐蚀192h时，三组试验钢部分基体出现了明显的腐蚀坑。且随着腐蚀时间的延长，一些小的腐蚀坑与周围的蚀坑逐渐连成一片，使得腐蚀坑直径变大，数量增多，当腐蚀576h时，三组试验钢的腐蚀坑是最大的，此时试验钢基体腐蚀较严重。
对比三组试验钢除锈后的微观腐蚀形貌发现，3#试验钢在整个腐蚀周期基体表面都是最平整的，腐蚀坑垂直方向深度是最浅的，2#试验钢在腐蚀384h后，基体表面大部分区域出现了腐蚀坑，然而，1#试验钢腐蚀不均匀，在整个腐蚀周期，蚀坑的直径是三组试验钢中最大的，且腐蚀坑纵向最深。这些结果表明，钢中添加微量稀土元素，促进了FH460钢发生均匀腐蚀，加强了锈层的致密性，有效阻碍了腐蚀性离子侵入钢基体，提高了FH460钢的耐海洋大气腐蚀。许多研究者通过低碳钢钢中加入不同含量的稀土元素对比发现，稀土元素促进低碳钢在腐蚀时生成锈层保护相如Fe3O4、α-FeOOH等，提高了锈层的致密性，而且稀土元素的加入，降低了点腐蚀倾向，提高了自腐蚀电位，提高了FH460钢的耐腐蚀性能。
5.3腐蚀产物
三组试验钢盐雾腐蚀576h后，采用XRD对腐蚀产物进物相分析，利用Jade6.0软件分析数据，并用origin软件绘图，其结果如图34a至图34c所示，三组试验钢锈层成分均相同，主要锈层产物为Fe3O4(磁铁矿)、α-FeOOH(针铁矿)、γ-FeOOH(纤铁矿)，与周浸腐蚀完三组试验钢锈层的成分相同。
α/γ*称为锈层保护性系数，α是锈层中的α-FeOOH含量，γ*是指锈层中γ-FeOOH、β-FeOOH和尖晶石型(S)氧化物含量的总和，其中，α/γ*系数越高，钢的耐腐蚀性能越好。三组试验钢的锈层成分采用了半定量分析，结果如表5-1所示，其中，1#、2#、3#实验钢α/γ*值分别为0.23、0.29、0.32。随着钢中添加微量稀土元素含量越高，α/γ*值越大，这表明钢中加入微量稀土元素促进了锈层保护相α-FeOOH、Fe3O4生成，提高了2#试验钢和3#试验钢的耐腐蚀性能。
表5-1三组试验钢盐雾腐蚀576h的锈层半定量分析
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5.5本部分小结
为了模拟海洋大气区腐蚀情况，本部分对三组试验钢进行96h、192h、288h、384h、480h、576h的盐雾腐蚀试验，分析钢中添加微量稀土元素(小于20ppm)对三组试验钢腐蚀速率、腐蚀宏观形貌、除锈后的微观形貌及锈层元素分布的影响，得到了以下结论：
(1)三组试验钢随着腐蚀时间的延长，腐蚀速率均分为三个阶段：腐蚀上升阶段(96h-288h),腐蚀下降阶段(288h-480h)，腐蚀趋于稳定阶段(480h-576h)。钢中添加微量稀土元素减小了腐蚀速率，且随着添加稀土含量的增加腐蚀速率的减小效果越明显；(2)通过对比三组试验钢不同腐蚀周期的宏观、微观形貌可知，随着腐蚀时间的延长，腐蚀锈层由疏松多孔逐渐变为致密均匀。钢中微量稀土元素添加的含量越高，越促进钢基体发生均匀腐蚀，使锈层变得更加致密且提高了锈层与钢基体附着力，阻碍了溶液中的腐蚀性离子与钢基体接触，提高了钢的耐腐蚀性能；(3)采用XRD对三组试验钢腐蚀576h时的锈层物相分析，结果表明钢中添加微量稀土元素，促进了α-FeOOH、Fe3O4等稳定相的转变，提高了α/γ*锈层保护系数，降低了钢的腐蚀倾向。
6、结论
本实施例以FH460超高强度海洋平台用钢为原型钢，通过添加不同含量的微量稀土元素(小于20ppm)来研究其对钢的相变点、CCT曲线、组织、微观晶体结构、海洋飞溅区及海洋大气区的腐蚀影响，主要得到了以下结论：
(1)钢中添加微量稀土元素，降低了Ac1相变点，提高了Ac3相变点，即扩大了奥氏体区，同时，Bs、Bf、Ms、Mf温度均降低了，使CCT曲线整体下移，且添加的微量稀土元素含量越多，CCT曲线整体下移的越明显。此外，在低冷速下，提高了珠光体含量，当冷速在10℃/h-30℃/h时，增加了钢中奥氏体的碳浓度起伏，促进了贝氏体的转变；当冷速在50℃/h-110℃/h时，由于添加微量Ce元素含量越多，钢的淬透性明显提高，因而，促进了马氏体的转变；(2)钢中微量稀土元素的添加，细化了原始奥氏体晶粒尺寸，增加了晶粒的小角度晶界(LAGB)和Σ3共格晶界，降低了晶界能量；同时使不规则的尖角多边形Al2O3和长条状的MnS夹杂物改性为椭球状或球状的稀土硫氧化物、稀土氧化物、稀土铝氧化物等，并减小了钢中所含夹杂物的尺寸大小，使钢的耐腐蚀性能得到显著提高。此外，加入的微量稀土元素越多，效果越明显。(3)采用周浸腐蚀试验模拟海洋飞溅区环境，通过研究三组试验钢在不同腐蚀周期的试验结果表明，腐蚀速率分三个阶段，主要分为腐蚀上升阶段(96h-288h),腐蚀下降阶段(288h-480h)，腐蚀趋于稳定阶段(480h-576h)。此外，随着腐蚀时间的延长，添加微量稀土元素，促进了锈层保护相α-FeOOH、Fe3O4等的生成，降低了腐蚀速率，增强了锈层附着力与致密性，减小了腐蚀孔洞的尺寸，阻碍了溶液中的腐蚀性离子与钢基体接触，提高了钢的耐腐蚀性能。随着钢中加入的微量稀土元素含量越大，其作用越显著。(4)电化学实验结果表明，钢中加入微量稀土元素，减小了腐蚀电流密度，提高了电荷转移电阻(Rct)及开路电位，促进了锈层的致密性，减小了钢的腐蚀速率。(5)采用盐雾腐蚀试验模拟海洋大气区环境，通过三组试验钢在不同腐蚀周期的腐蚀情况发现，腐蚀速率分三个阶段，主要分为腐蚀上升阶段(96h-288h),腐蚀下降阶段(288h-480h)，腐蚀趋于稳定阶段(480h-576h)。钢中添加微量稀土元素，明显降低了腐蚀速率，促进了锈层的致密性，提高了锈层α/γ*腐蚀保护系数，抑制了钢的腐蚀。此外，微量稀土元素含量增加，钢的耐腐蚀性越好。

Claims (7)

1.一种耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
步骤A：准备炼钢原料；
步骤B：将炼钢原料在真空感应炉中熔炼后浇铸，得到FH460坯料；FH460坯料中：C的含量为0.06～0.08wt％，Si的含量为0.18～0.22wt％，Mn的含量为1.55～1.65wt％，P的含量为0.010～0.012wt％，S的含量小于或等于0.002wt％，Cr的含量为0.34～0.356wt％，Mo的含量为0.116～0.119wt％，Nb的含量为0.053～0.056wt％，Ti的含量为0.012～0.019wt％，Ce的含量为0.0013～0.0019wt％，余量为Fe；
步骤C：将FH460坯料热轧，得到FH460热轧成品板；热轧操作方法为：以8℃/min的升温速率将FH460坯料加热至1220℃后保温90min；然后将FH460坯料以1180±15℃的开轧温度进行粗轧，得到中间坯；接着将中间坯以930±15℃的开轧温度进行精轧，终轧温度830±15℃，终冷温度650±15℃；中间坯的厚度为FH460热轧成品板的厚度的2～3倍；
步骤D：先将FH460热轧成品板进行淬火处理，然后进行回火处理；回火处理结束后即得到耐腐蚀性FH460超高强度海洋平台用钢；
淬火处理时：先将FH460热轧成品板以8～13℃/min的升温速率升温至880～910℃，保温30～40min后，置于15～20℃水中冷却至室温；
步骤D中，回火处理时：先将FH460热轧成品板以8～13℃/min的升温速率升温至590～605℃，保温30～40min后，出炉空冷至室温。
2.根据权利要求1所述的耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢的制备方法，其特征在于，步骤A中，准备炼钢原料时，Fe元素的加入形式为纯铁和/或经抛丸处理后的优质废钢；Ce元素的加入形式为Ce含量为10wt％的Ce-Fe中间合金。
3.根据权利要求1所述的耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢的制备方法，其特征在于，步骤B中，熔炼温度为1550～1600℃，熔炼时间为40～50min。
4.根据权利要求3所述的耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢的制备方法，其特征在于，步骤B中，熔炼温度为1560℃，熔炼时间为50min。
5.根据权利要求1所述的耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢的制备方法，其特征在于，步骤D中，淬火处理时：先将FH460热轧成品板以10℃/min的升温速率升温至900℃，保温30min后，置于20℃水中冷却至室温；
步骤D中，回火处理时：先将FH460热轧成品板以10℃/min的升温速率升温至600℃，保温30min后，出炉空冷至室温。
6.采用权利要求1-5任一所述制备方法制备的耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢，其特征在于，FH460坯料中：C的含量为0.06～0.08wt％，Si的含量为0.18～0.22wt％，Mn的含量为1.55～1.65wt％，P的含量为0.010～0.012wt％，S的含量小于或等于0.002wt％，Cr的含量为0.34～0.356wt％，Mo的含量为0.116～0.119wt％，Nb的含量为0.053～0.056wt％，Ti的含量为0.012～0.019wt％，Ce的含量为0.0013～0.0019wt％，余量为Fe。
7.根据权利要求6所述的耐腐蚀性超高强度海洋平台用钢，其特征在于，C的含量为0.072wt％，Si的含量为0.185wt％，Mn的含量为1.62wt％，P的含量为0.011wt％，S的含量小于0.002wt％，Cr的含量为0.356wt％，Mo的含量为0.119wt％，Nb的含量为0.056wt％，Ti的含量为0.019wt％，Ce的含量为0.0019wt％，余量为Fe。
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