在钢板的轧制过程中，连续改变轧辊的开口度使其纵向厚度变化，得到纵向变厚度钢板(Longitudinally Profiled Steel Plate，简称LP钢板)。根据LP钢板服役时的承载状况改变其厚度和形状，从而节省钢材和减轻结构的重量。因此，LP钢板称为节约型钢板，在优化船体、桥梁、建筑等断面结构设计方面有极大的优势^[1,2,3,4]。用LP钢板造船有明显的经济效益^[5]。近年来，随着船只的轻量化LP钢板的用量不断增加。LP钢板用于船舱的横向隔壁、上甲板和底板等位置，可减小焊缝长度和船体重量。建造一艘17万吨级别的货轮使用2500吨LP钢板，焊缝长度可减少700 m，重量减小218吨。由此可见，LP钢板在造船行业有广阔的应用前景。

LP钢板的轧制、冷却等控制过程与普通中厚板有较大的区别^[6]，因此其组织性能分布也明显不同。本文研究纵向变厚度为30~50 mm的EH40高强船板钢组织性能的变化规律。

本文采用低碳、低硫、Nb+Ti微合金化的成分设计，实验用EH40钢连铸坯的化学成分(质量分数，%)为：0.088 C，0.34 Si，1.51 Mn，0.012 P，0.001 S，0.04 Nb，0.015 Ti，0.029 Als，Ni适量，余量为Fe和不可避免杂质。LP钢板的生产工艺过程为连铸坯加热，连铸坯的尺寸为250 mm×1800 mm×3000 mm，加热温度为1220℃，保温一段时间后出炉轧制。出炉温度为1180℃，终轧温度为810℃，轧制规格为(30~50) mm×2600 mm×L mm，其中变厚度长度为3000 mm，钢板开冷温度为780℃，返红温度为670℃，随后钢板进行空冷，冷却完成后对钢板进行取样检验。

实验用LP钢板的纵向形状示意图，如图1所示。在钢板的薄端(30 mm)、中部(40 mm)和厚端(50 mm)，宽度1/4位置处分别取检验用样坯，其尺寸(mm)为400×600×厚度。对于薄端和中部位置的试样，切取全厚度横向板拉伸试样和金相试样；在近表面位置取纵向冲击试样，其尺寸为10 mm×10 mm×55 mm，V型缺口；在样坯的厚端，在表面和心部位置取横向圆拉伸试样、纵向冲击试样，圆拉伸试样尺寸为ϕ10 mm，冲击试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm，V型缺口，取全厚度金相试样。在Z1200材料试验机上进行拉伸试验。在ZBC2602全自动冲击试验机进行冲击试验，冲击试验温度分别为0℃、-20℃、-40℃、-60℃；每一试验温度测试3个试样，金相试样经研磨、抛光后用4%硝酸酒精(体积分数)腐蚀15 s。使用DMI5000M光学显微镜观察显微组织，使用萃取复型试样，在Tecnai G2 20型透射电子显微镜上观察析出物的形态；使用FV-300维氏硬度计测定不同位置金相试样的截面硬度，载荷为3 kg，保持时间为10 s，由表面至心部依次进行测量，相邻两个测试点之间的距离为1 mm。

表1列出了LP钢板薄端、中部和厚端的力学性能。由表1可以看出，采用前述工艺生产的EH40钢板，其不同位置的力学性能均满足标准要求。对于钢板的薄端和中部，其拉伸性能、冲击性能均远高于标准要求，-40℃冲击吸收能量超过250 J，-60℃的冲击吸收能量也在200 J以上。对于钢板的厚端，其表面位置和心部位置的拉伸性能和冲击性能同样均满足标准要求，表面位置的拉伸性能高于心部位置的拉伸性能，屈服强度约高15 MPa，抗拉强度约高20 MPa，二者的冲击性能相当，-40℃冲击吸收能量都超过250 J，-60℃的冲击吸收能量出现波动，但平均值仍都高于100 J，韧脆转变温度T_k仍然在-60℃以下。

图2给出了LP钢板不同位置拉伸性能的变化。由图2可见，随着钢板厚度的增加其屈服强度和抗拉强度逐渐降低，而断后延伸率则呈现逐渐增加的趋势。图3给出了LP钢板不同位置处的系列温度夏比冲击功曲线。图3表明，随着钢板位置由薄端向厚端变化，钢板的冲击吸收能量逐渐降低。但是，冲击温度高于-40℃时钢板不同位置的冲击吸收能量相差不大，而冲击温度为-60℃时钢板不同位置的冲击吸收能量相差较大，薄端冲击吸收能量最高，中部的冲击吸收能量次之，再次是厚端表面的冲击吸收能量，厚端心部的冲击吸收能量最低。

LP钢板不同位置处的截面硬度变化，如图4所示。由图4可以看出，随着钢板厚度的增加钢板的硬度逐渐降低。对于钢板的同一位置，随着距表面距离的增加其硬度逐渐下降，达到一定厚度处后硬度值趋于稳定。但是，随着钢板位置的不同，厚度值以及最终的硬度稳定值不同。钢板薄端厚度为10 mm处的硬度趋于稳定(约为195HV)，中部在厚度为9 mm处的硬度趋于稳定(约为190HV)，厚端在厚度为7 mm处的硬度趋于稳定(约为180HV)。

LP钢板不同位置处的金相组织，如图5所示。可以看出，薄端表面位置的金相组织为贝氏体+块状准多边形铁素体组织，1/4厚度位置的金相组织为贝氏体+块状准多边形铁素体+珠光体组织，心部位置的金相组织为少量贝氏体+块状准多边形铁素体+珠光体组织，由表面到心部，贝氏体的含量逐渐减少，并且钢板组织中逐渐出现珠光体组织，且随位置的变化，珠光体和铁素体的含量逐渐增多，其分布形态也发生变化。1/4厚度处的珠光体分布较心部位置的分布要弥散且均匀，而心部位置的珠光体组织呈连续带状分布。同时，由表面到心部钢板的晶粒尺寸也不同。随着向心部逐渐靠近晶粒尺寸逐渐增加，表面位置的晶粒度约为12级，1/4厚度位置的晶粒度约为11级，心部位置的晶粒度约为10.5级。钢板中部位置的组织，随厚度位置不同其变化规律与薄端的变化规律基本相同，但是在不同厚度处的金相组织含量有所不同。与薄端相比，表面位置的贝氏体含量多，但是随着位置接近心部铁素体+珠光体组织的含量逐渐增多，贝氏体含量逐渐降低。在1/4厚度位置和心部位置，铁素体+珠光体的含量超过薄端相同位置的含量，贝氏体含量低于薄端相同位置；晶粒尺寸也随着厚度位置靠近心部而逐渐增加，钢板中部表面位置的晶粒度约为11.5级，1/4厚度位置的晶粒度约为10.5级，心部位置的晶粒度约为9级。钢板厚端位置的表面金相组织也为贝氏体+块状准多边形铁素体组织，与前两处位置相比其表面的贝氏体含量最多，1/4厚度位置与心部位置的金相组织均为铁素体+珠光体组织。与其他位置的金相组织相比，其分布存在相同的变化趋势，即由表面到心部，金相组织中贝氏体的含量逐渐减少，而珠光体和铁素体的含量逐渐增多。在距离表面约8 mm位置贝氏体组织完全消失，钢板的组织变为铁素体+珠光体组织。随着位置逐渐靠近心部珠光体组织的含量逐渐增多，且其分布变化规律与薄端相似，由1/4厚度位置相对均匀弥散的分布转变为心部位置相对集中的带状分布，其晶粒尺寸同样由表面至心部逐渐增大。表面位置的晶粒度约为11级，1/4厚度位置的晶粒度约为9.5级，心部位置的晶粒度约为8.5级。与其他两个同位置的金相组织相比，厚端的晶粒尺寸较为粗大。

钢板表面至心部的组织分布，是冷却过程中钢板厚度方向冷却速度的不同造成的。钢板表面的冷却速度最大，因此生成了贝氏体组织。这种贝氏体组织与冷却前先共析铁素体形成强韧性复相组织，表面的晶粒尺寸细小，强韧性高。随着逐渐靠近心部冷却速度逐渐减小，组织中的贝氏体含量逐渐减少，且出现珠光体。珠光体组织的相对含量随着靠近心部而逐渐增多，分布形态由弥散、均匀分布逐渐转变为呈连续、集中分布。晶粒尺寸随着靠近心部而逐渐增大。对于钢板的中部和厚端，上述变化趋势相对更加明显。

LP钢板沿长度方向的性能变化规律不同于等厚度钢板^[7]，而钢板的性能由其最终组织决定。因此，LP钢板沿长度方向的组织分布规律也与等厚度钢板不同。在实际生产过程中，LP钢板在长度方向厚度的变化造成钢板薄端压下率比厚端的压下率大；其次，钢板的温度控制，一般采用变厚度段平均厚度处的温度作为控制温度，这造成钢板长度方向上温度控制的差别。对于对钢板最终组织性能影响较大的终轧温度和返红温度(冷却速度)^[8,9,10,11]，钢板薄端的温度最低，中部的温度次之，厚端的温度最高。随着终轧温度的降低钢板的晶粒逐渐细化，基体中纳米级粒子的析出也不断增多和细化。即在固溶强化和晶格摩擦力基本不变的情况下提高了位错强化、细晶强化和沉淀强化^[12,13]，最终提高了钢板的强度和硬度。本文实验用LP钢板的终轧温度810℃为钢板中部的温度，而此时钢板的薄端、厚端的终轧温度则分别低于或高于810℃。经实际测量，钢板薄端终轧温度约为790℃，厚端终轧温度约为845℃，最大温差约为55℃，且薄端的压下率大于厚端的压下率，使薄端的晶粒尺寸进一步细化。这为钢板长度方向力学性能的不同提供了基础条件。轧后冷却，对钢板最终的组织性能有很大的影响^[14]。LP钢板在长度方向有厚度差，因此在轧后加速冷却过程中钢板在通过相同长度冷却区进行加速冷却时长度方向上的冷却不均匀，薄端冷却强度最大，厚端冷却强度最小，且随着钢板厚度差的逐渐增大冷却的不均匀性逐渐增加。虽然厚端的冷却强度小，但是其开冷温度却是最高的，因此其表面的起始冷却速度高于其他位置。这使该位置过冷奥氏体在铁素体转变区停留时间短，发生铁素体转变的过冷奥氏体量少，形成的先共析铁素体少。根据本文试验钢板的工艺过程，在加速冷却结束后表面的返红温度处于贝氏体转变区，而在后续的空冷过程中厚端的冷却速度低于其它位置，其表面温度在贝氏体转变区的停留时间比其他位置长，从而使厚端表面处的贝氏体组织含量高于其他位置。根据钢板的整体组织分布，钢板薄端距表面15 mm处，即在钢板的心部位置，仍然有贝氏体组织，钢板中部在距表面20 mm处也有少量的贝氏体组织，而钢板厚端距表面约8 mm处贝氏体组织就完全消失，且同厚度位置处的晶粒尺寸比其他位置同厚度位置的大。其原因是，本文实验用钢板的轧后加速冷却过程，其目标温度是按照钢板平均厚度处(中部)的温度变化控制的。薄端30 mm处的冷却速度比目标冷却速度高，返红温度较目标返红温度低，淬透层深度大，因此组织中的贝氏体含量多，晶粒尺寸细小。而厚端50 mm处的冷却速度低于目标冷却速度，返红温度也高于目标返红温度，淬透层深度小，在厚度不到1/4位置处贝氏体组织就完全消失，造成组织中的贝氏体含量少，晶粒尺寸相对粗大。

LP钢板薄端和厚端工艺的区别，使其析出相的特点不同^[15,16]。钢板薄端和厚端的析出相照片，如图6所示。由图6可见，钢板不同位置处的析出相类型相同，主要为(Nb,Ti)C析出，但是不同位置处析出相的尺寸及数量不同。薄端的析出相粒子小、数量多，其尺寸集中在20~50 nm，分布比较弥散；而厚端的析出相粒子大、数量少，其尺寸集中在100 nm以上，且分布相对比较集中。其原因是，薄端比厚端的压下量大，终轧温度低，回复和再结晶程度低，位错密度大，储能高，使析出相更容易形核。因此，轧制完成后钢板薄端比厚端的析出相数量多、尺寸小。在轧后的冷却过程中薄端比厚端冷却速度高，随着温度的降低奥氏体向铁素体转变，微合金元素在钢中的溶解度随之下降，微合金元素将以碳化物等形式析出。而析出温度影响析出相的尺寸，随着析出温度的降低析出相的尺寸减小，冷却速度较高的薄端比厚端的析出温度更低，其析出相的尺寸也相对较小；同时，由于薄端冷却速度高，轧制时生成的析出相不容易长大，而厚端冷却速度低，析出相更容易聚集长大。

根据钢的强化理论和Hall-Petch公式，铁素体+珠光体型结构钢的屈服强度为

式中RO为基体晶格力；RS为固溶强化对屈服强度的贡献值；RP为析出强化对屈服强度的贡献值；RC为细晶强化对屈服强度的贡献值。对于同一成分的钢，晶格力和固溶强化对屈服强度的贡献是固定的，但是析出强化和细晶强化的贡献不同。析出强化与析出相的数量和尺寸有关，第二相数量越多、尺寸越小，则强化作用越明显。LP钢板的薄端和厚端的成分相同，式中前两项相同，而析出强化和细晶强化对薄端的强化作用大于厚端，使钢板薄端的强度高于厚端。

(1) 对于规格为(30~50) mm×2600 mm×3000 mm的EH40钢板，随着厚度由30 mm增加至50 mm其屈服强度、抗拉强度分别降低约45 MPa、30 MPa。冲击实验温度不低于-40℃时冲击吸收能量随厚度的变化不大，都大于250 J。冲击实验温度为-60℃时钢板厚端的冲击吸收能量出现波动，且随着位置逐渐靠近钢板的心部其冲击吸收能量降低。

(2) 从钢板的薄端至厚端其整体截面的硬度逐渐降低。对于同一位置，由表面至心部的硬度值也逐渐下降，达到一定厚度后硬度趋于稳定。薄端厚度为10 mm时硬度趋于稳定(约为195HV，中部厚度为9 mm时硬度趋于稳定(约为190HV)，厚端厚度为7 mm时硬度趋于稳定(约为180HV)。

(3) 钢板的薄端和中部全截面的金相组织均有贝氏体，表面组织为贝氏体+铁素体；心部组织为贝氏体+铁素体+珠光体。而厚端厚度为8 mm时没有贝氏体，表面组织为贝氏体+铁素体，心部组织为铁素体+珠光体。钢板的析出相主要为(Nb,Ti)C，薄端析出相尺寸集中在20~50 nm，厚端析出相尺寸集中在100 nm以上。

(4) 纵向变厚度钢板沿长度方向的工艺过程不同，由薄端至厚端压下率逐渐降低，终轧温度和开冷温度逐渐提高，冷却速度逐渐降低，返红温度逐渐提高；工艺过程的不同使钢板沿长度方向出现组织和性能的多样化。