基于动态相变的热轧Nb-V-Ti微合金化TRIP钢组织及性能

D0L:10.13374/.issn1001-053x.2013.12.008 第35卷第12期 北京科技大学学报 Vol.35 No.12 2013年12月 Journal of University of Science and Technology Beijing Dec.2013 基于动态相变的热轧Nb-V-Ti微合金化TRIP钢 组织及性能 王明庆1)，李龙飞1)凶，杨王玥，孙祖庆) 1)北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京100083 2)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:ilf@skl.ustb.cdu.cm 摘要通过单轴热压缩试验，结合扫描电镜以及X射线衍射技术，研究了动态相变前奥氏体晶粒状态对基于动态相 变的热轧Nb-V-Ti微合金化TRIP钢复相组织状态及力学性能的影响.与动态相变前奥氏体晶粒为等轴状条件下相比， 动态相变前奥氏体晶粒为拉长状条件下，动态相变得到的铁素体转变量较大，最终复相组织中贝氏体含量较少且团径较 小，马氏体含量较少，但对残余奥氏体含量及其含碳量影响不明显.与不含微合金化元素的基于动态相变的热轧TP 钢相比，Nb-V-Ti微合金化TRIP钢的屈服强度和抗拉强度明显提高，而延伸率有所降低. 关键词热轧：TRP钢：相变：微合金化：奥氏体：力学性能 分类号TG142.1 Microstructure and mechanical properties of hot-rolled Nb-V-Ti microalloyed TRIP steel based on dynamic transformation of undercooled austenite WANG Ming-qing),LI Long-fe),YANG Wang-yue2),SUN Zu-qing) 1)State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:lilfaskl.ustb.edu.cn ABSTRACT The influence of the state of prior austenite grains before dynamic transformation on the multi-phase microstructure and mechanical properties of hot-rolled Nb-V-Ti microalloyed TRIP steel based on dynamic transforma- tion of undercooled austenite(DTUA)was investigated by uniaxial hot compression test,scanning electron microscopy, and X-ray diffraction.In comparison with that prior austenite grains are equiaxed before DTUA,when prior austenite grains are elongated before DTUA,the volume fraction of ferrite obtained by DTUA is higher,the volume fractions of bainite and martensite are lower,and the average size of bainite packets is smaller in the final multi-phase microstructure. But the volume fraction of retained austenite and the carbon content of retained austenite are similar in both cases. Compared with hot-rolled TRIP steel based on DTUA without micro-alloying elements,hot-rolled Nb-V-Ti microalloyed TRIP steel based on DTUA demonstrate higher yield strength and tensile strength,but lower elongation. KEY WORDS hot rolling;TRIP steel;phase transitions;microalloying;austenite;mechanical properties TRIP(transformation induced plasticity,相变汽车用钢，其显微组织由铁素体、贝氏体和残余奥 诱发塑性)钢是一种兼具高强度、高延伸率的新型氏体等组成.其中，残余奥氏体处于亚稳状态，在 收稿日期：2012-10-22 基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目(2007AA03Z501):新金属材料国家重点实验室自主课题(2011Z-04)

第 35 卷 第 12 期 北 京 科 技 大 学 学 报 Vol. 35 No. 12 2013 年 12 月 Journal of University of Science and Technology Beijing Dec. 2013 基于动态相变的热轧 Nb-V-Ti 微合金化 TRIP钢 组织及性能 王明庆1)，李龙飞1) ，杨王玥2)，孙祖庆1) 1) 北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京 100083 2) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 通信作者，E-mail: lilf@skl.ustb.edu.cn 摘 要 通过单轴热压缩试验，结合扫描电镜以及 X 射线衍射技术，研究了动态相变前奥氏体晶粒状态对基于动态相 变的热轧 Nb-V-Ti 微合金化 TRIP 钢复相组织状态及力学性能的影响. 与动态相变前奥氏体晶粒为等轴状条件下相比， 动态相变前奥氏体晶粒为拉长状条件下，动态相变得到的铁素体转变量较大，最终复相组织中贝氏体含量较少且团径较 小，马氏体含量较少，但对残余奥氏体含量及其含碳量影响不明显. 与不含微合金化元素的基于动态相变的热轧 TRIP 钢相比，Nb-V-Ti 微合金化 TRIP 钢的屈服强度和抗拉强度明显提高，而延伸率有所降低. 关键词 热轧；TRIP 钢；相变；微合金化；奥氏体；力学性能 分类号 TG142.1 Microstructure and mechanical properties of hot-rolled Nb-V-Ti microalloyed TRIP steel based on dynamic transformation of undercooled austenite WANG Ming-qing1), LI Long-fei1) , YANG Wang-yue2), SUN Zu-qing1) 1) State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 2) School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China Corresponding author, E-mail: lilf@skl.ustb.edu.cn ABSTRACT The influence of the state of prior austenite grains before dynamic transformation on the multi-phase microstructure and mechanical properties of hot-rolled Nb-V-Ti microalloyed TRIP steel based on dynamic transforma￾tion of undercooled austenite (DTUA) was investigated by uniaxial hot compression test, scanning electron microscopy, and X-ray diffraction. In comparison with that prior austenite grains are equiaxed before DTUA, when prior austenite grains are elongated before DTUA, the volume fraction of ferrite obtained by DTUA is higher, the volume fractions of bainite and martensite are lower, and the average size of bainite packets is smaller in the final multi-phase microstructure. But the volume fraction of retained austenite and the carbon content of retained austenite are similar in both cases. Compared with hot-rolled TRIP steel based on DTUA without micro-alloying elements, hot-rolled Nb-V-Ti microalloyed TRIP steel based on DTUA demonstrate higher yield strength and tensile strength, but lower elongation. KEY WORDS hot rolling; TRIP steel; phase transitions; microalloying; austenite; mechanical properties TRIP (transformation induced plasticity，相变 诱发塑性) 钢是一种兼具高强度、高延伸率的新型 汽车用钢，其显微组织由铁素体、贝氏体和残余奥 氏体等组成. 其中，残余奥氏体处于亚稳状态，在 收稿日期：2012-10-22 基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目 (2007AA03Z501)；新金属材料国家重点实验室自主课题 (2011Z-04) DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2013.12.008

·1602 北京科技大学学报 第35卷 塑性变形过程中发生形变诱导马氏体相变，使材料 示板厚为1.8mm,工作标距为4mm×10mm的板 的局部加工硬化能力提高并推迟缩颈的发生，从而 状拉伸试样. 提高钢的强度和塑性，这就是所谓的TRP效应). (a) (b) 由于TRP钢一般含有较低的合金元素含量，使得 TRP钢在具有高强度高塑性的同时，焊接性能也 得到了极大提高，解决了汽车用钢在成型过程中要 求既具有高强度又具有良好的冷成型性和可焊性的 矛盾，因而引起了国内外学者及钢铁公司的极大兴 趣，成为目前汽车用钢研究的热点② 本课题组在前期工作中研究了基于动态相变 的热轧TRP钢，通过过冷奥氏体区形变促进奥 氏体向铁素体的转变，利用形变量控制铁素体转变 量，开发出工艺简单的新型热轧TRP钢技术阁). 13 通过基于动态相变的热轧TRP钢技术，可以获得 铁素体晶粒尺寸和贝氏体束细小、残余奥氏体含量 图1实验用热压缩变形试样(a)及拉伸试样()示意图（单 较高且分布较为弥散的高性能热轧TRP钢周，如 位：mm) C-Mn-Al-Si钢的屈服强度为460MPa、抗拉强度为 Fig.1 Schematic diagrams of samples for compressional(a) 760MPa以及总延伸率为2%，已经达到相同成分 and tensile (b)tests (unit:mm) 的冷轧TRP钢水平间.在此基础上，本文通过在 TRP钢中复合添加Nb、V和Ti微合金元素，探索 在Gleeble-l500热模拟试验机上进行热变形试 进一步优化热轧TRP钢综合力学性能的可能性. 验，变形工艺如图2所示.实验钢在1250℃保温 5min,使实验钢中合金元素基本固溶，然后以 1实验方法 5℃s-1冷却到1100℃以5s-1的应变速率变形 实验材料为Nb-V-Ti复合添加的C-Mn-Al-Si 30%并保温60s,通过奥氏体的静态再结晶，获得 钢，其主要成分（质量分数，%）为：C,0.21:Mn, 晶粒尺寸为(48±5)m的等轴状奥氏体晶粒（如图 1.49:A1,1.16:Si,0.53:S,0.0007:N,0.0027:P,0.015: 3(a)所示).然后以5℃s-1冷却到750℃，以 Ti,0.019:Nb,0.040:V,0.096:其余为Fe.实验 0.5s-1的应变速率变形50%（如图2(a)所示）：或 用钢经真空感应炉冶炼后浇铸成40kg的钢锭，铸 以5℃s-1先冷却到950℃以5s-1的应变速率变 锭在1250℃保温5h充分均匀化后，在1200℃开 形30%，获得拉长状奥氏体（如图3(b)所示）后，再 锻，950℃终锻，锻成60mm×60mm×1m的方坯， 以5℃s-1冷却到750℃，以0.5s-1的应变速率 然后机加工成图1(a)所示的试样，用于热变形实 变形50%（如图2(b)所示）.然后，两种工艺条件下 验(P表示变形方向)阁.热变形后加工成图1(b)所 均以10℃s-1冷却到450℃，等温5min进行贝 T/℃↑(a) T/C↑b) 1250C5m00℃，c=30%,=5s,保温608 1250℃，5min 5℃s A 5℃800℃，8=30%，=5s,保温60s 5℃8 5℃g950,6=30%,6=5g 750C6=50%,6=0.5s 5C850℃，6=50%，8=0.5gt 20℃s1 10℃8 20℃s1 450℃.保温5mim 10℃s 450℃.保温5min 水淬 水淬 t/8 t/8 图2实验钢热变形工艺示意图.()工艺1获得等轴状奥氏体晶粒：(b)工艺2获得拉长状奥氏体 Fig.2 Schematic diagrams of thermo-mechanical processing schedules:(a)Process 1:obtaining equiaxed austenite grains;(b) Process 2:obtaining elongated austenite grains

· 1602 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 塑性变形过程中发生形变诱导马氏体相变，使材料 的局部加工硬化能力提高并推迟缩颈的发生，从而 提高钢的强度和塑性，这就是所谓的 TRIP 效应 [1] . 由于 TRIP 钢一般含有较低的合金元素含量，使得 TRIP 钢在具有高强度高塑性的同时，焊接性能也 得到了极大提高，解决了汽车用钢在成型过程中要 求既具有高强度又具有良好的冷成型性和可焊性的 矛盾，因而引起了国内外学者及钢铁公司的极大兴 趣，成为目前汽车用钢研究的热点 [2] . 本课题组在前期工作中研究了基于动态相变 的热轧 TRIP 钢，通过过冷奥氏体区形变促进奥 氏体向铁素体的转变，利用形变量控制铁素体转变 量，开发出工艺简单的新型热轧 TRIP 钢技术 [3] . 通过基于动态相变的热轧 TRIP 钢技术，可以获得 铁素体晶粒尺寸和贝氏体束细小、残余奥氏体含量 较高且分布较为弥散的高性能热轧 TRIP 钢 [3]，如 C-Mn-Al-Si 钢的屈服强度为 460 MPa、抗拉强度为 760 MPa 以及总延伸率为 32%，已经达到相同成分 的冷轧 TRIP 钢水平 [4] . 在此基础上，本文通过在 TRIP 钢中复合添加 Nb、V 和 Ti 微合金元素，探索 进一步优化热轧 TRIP 钢综合力学性能的可能性. 1 实验方法 实验材料为 Nb-V-Ti 复合添加的 C-Mn-Al-Si 钢，其主要成分 (质量分数，%) 为：C，0.21；Mn， 1.49；Al，1.16；Si，0.53；S，0.0007；N，0.0027；P，0.015； Ti，0.019；Nb，0.040；V，0.096；其余为 Fe. 实验 用钢经真空感应炉冶炼后浇铸成 40 kg 的钢锭，铸 锭在 1250 ℃保温 5 h 充分均匀化后，在 1200 ℃开 锻，950 ℃终锻，锻成 60 mm×60 mm×1 m 的方坯， 然后机加工成图 1(a) 所示的试样，用于热变形实 验 (P 表示变形方向) [3] . 热变形后加工成图 1(b) 所 示板厚为 1.8 mm，工作标距为 4 mm×10 mm 的板 状拉伸试样. 图 1 实验用热压缩变形试样 (a) 及拉伸试样 (b) 示意图 (单 位：mm) Fig.1 Schematic diagrams of samples for compressional (a) and tensile (b) tests (unit: mm) 在 Gleeble-1500 热模拟试验机上进行热变形试 验，变形工艺如图 2 所示. 实验钢在 1250 ℃保温 5 min， 使实验钢中合金元素基本固溶， 然后以 5 ℃ ·s −1 冷却到 1100 ℃以 5 s−1 的应变速率变形 30%并保温 60 s，通过奥氏体的静态再结晶，获得 晶粒尺寸为 (48±5) µm 的等轴状奥氏体晶粒 (如图 3(a) 所示). 然后以 5 ℃ ·s −1 冷却到 750 ℃，以 0.5 s−1 的应变速率变形 50% (如图 2(a) 所示)；或 以 5 ℃ ·s −1 先冷却到 950 ℃以 5 s−1 的应变速率变 形 30%，获得拉长状奥氏体 (如图 3(b) 所示) 后，再 以 5 ℃ ·s −1 冷却到 750 ℃，以 0.5 s−1 的应变速率 变形 50% (如图 2(b) 所示). 然后，两种工艺条件下 均以 10 ℃ ·s −1 冷却到450 ℃，等温5 min进行贝 图 2 实验钢热变形工艺示意图. (a) 工艺 1 获得等轴状奥氏体晶粒; (b) 工艺 2 获得拉长状奥氏体 Fig.2 Schematic diagrams of thermo-mechanical processing schedules: (a) Process 1: obtaining equiaxed austenite grains; (b) Process 2: obtaining elongated austenite grains

第12期 王明庆等：基于动态相变的热轧Nb-V-Ti微合金化TRIP钢组织及性能 ·1603· 100μm 100μm 图3实验钢两种工艺条件下获得的动态相变前奥氏体组织.()等轴状奥氏体：(b)拉长状奥氏体 Fig.3 Prior austenite grains obtained before dynamic transformation by the two processes:(a)equiaxed austenite;(b)elongated austenite 氏体转变，最后水冷至室温.利用Thermo-Calc软 力学性能试验在Reger:3010电子拉伸试验机上 件计算实验钢的平衡转变温度A3为953℃，在 进行，拉伸速率为1.2 mm-min-1. Gleeble-.1500热模拟试验机上通过热膨胀曲线测得 实验钢在等轴状奥氏体下以5℃s-1冷却时的Ar3 2实验结果及分析 温度为583℃，拉长状奥氏体下以5℃s-1冷却 2.1复相组织状态 时的Ar3温度为629℃，因此在两种工艺条件下 图4是实验钢按图2所示两种工艺获得的复相 750℃均处于过冷奥氏体区. 组织.从图中可以看出，实验钢在两种工艺下都获 将所得试样加工成图1(b)所示板厚为1.8mm, 得了由铁素体(F)、贝氏体(B)以及包含残余奥氏 工作标距为4mm×l0mm的板状拉伸试样.加工 体(RA)和马氏体(M)的马奥岛(M/A)组成的典 试样切割下来的部分（图1中A)与压缩方向平行 型TRIP钢组织，相应的各相体积分数如表1所示. 的纵面经机械打磨和抛光后，用4%硝酸酒精侵蚀， 其中，C-Mn-Al-Si钢是本课题组前期工作中采用的 然后用Suppra55场发射扫描电镜进行组织观察，并 未添加微合金化元素的基于动态相变的热轧TRIP 用网格法统计铁素体转变量 钢3)铁素体、贝氏体及马奥岛的含量是用网格法 根据Mier方法同测定钢中残余奥氏体的体 统计出来的，残余奥氏体含量及其C含量是由X 积分数V,如式(1)所示.根据式(2)计算残余奥 射线衍射测定的，则马奥岛与残余奥氏体的差值为 氏体中碳的质量分数wC 残余奥氏体含量. 1.4(+ 与工艺1相比，工艺2条件下铁素体含量较 2 V 高，而贝氏体含量较低.这主要是因为：与工艺1 +1.4+四 (1) 的等轴状奥氏体相比，工艺2的拉长状形变奥氏体 具有更大的有效晶界面积，因而具有更多的形核位 置，促进了铁素体的转变，而且形变奥氏体晶内存 a=3.585+0.033%wc (2) 在大量晶体缺陷（如孪晶界、位错和形变带），这也 式中，I为奥氏体衍射峰的积分强度，《为晶格常 促进了铁素体的晶内形核析出，进一步提高了铁素 数 体的转变量同.正是由于铁素体转变量较高，因此 表1 在两种工艺条件下实验钢复相组织中各相体积分数 Table 1 Volume fractions of different phases in the multi-phase microstructures of the experimental steels treated by the two processes 工艺 铁素体 贝氏体 马氏体 残余奥氏体 残余奥氏体中C的质量分数 工艺1 44.1 37.1 12.5 6.3 1.01 工艺2 50.9 31.7 10.9 6.5 1.07 C-Mn-Al-Si钢阁 53.1 30.4 7.6 8.9 1.24

第 12 期 王明庆等：基于动态相变的热轧 Nb-V-Ti 微合金化 TRIP 钢组织及性能 1603 ·· 图 3 实验钢两种工艺条件下获得的动态相变前奥氏体组织. (a) 等轴状奥氏体; (b) 拉长状奥氏体 Fig.3 Prior austenite grains obtained before dynamic transformation by the two processes: (a) equiaxed austenite; (b) elongated austenite 氏体转变，最后水冷至室温. 利用 Thermo-Calc 软 件计算实验钢的平衡转变温度 A3 为 953 ℃，在 Gleeble-1500 热模拟试验机上通过热膨胀曲线测得 实验钢在等轴状奥氏体下以 5 ℃ ·s −1 冷却时的 Ar3 温度为 583 ℃，拉长状奥氏体下以 5 ℃ ·s −1 冷却 时的 Ar3 温度为 629 ℃，因此在两种工艺条件下 750 ℃均处于过冷奥氏体区. 将所得试样加工成图 1(b) 所示板厚为 1.8 mm， 工作标距为 4 mm×10 mm 的板状拉伸试样. 加工 试样切割下来的部分 (图 1 中 A) 与压缩方向平行 的纵面经机械打磨和抛光后，用 4%硝酸酒精侵蚀， 然后用 Suppra55 场发射扫描电镜进行组织观察，并 用网格法统计铁素体转变量. 根据 Miller 方法 [5] 测定钢中残余奥氏体的体 积分数 Vγ，如式 (1) 所示. 根据式 (2) 计算残余奥 氏体中碳的质量分数 wC. Vγ = 1.4 ³ I 220 γ +I 311 γ 2 ´ I 211 α + 1.4 ³ I 220 γ +I 311 γ 2 ´, (1) α = 3.585 + 0.033%wC. (2) 式中，I 为奥氏体衍射峰的积分强度，α 为晶格常 数. 力学性能试验在 Reger3010 电子拉伸试验机上 进行，拉伸速率为 1.2 mm·min−1 . 2 实验结果及分析 2.1 复相组织状态 图 4 是实验钢按图 2 所示两种工艺获得的复相 组织. 从图中可以看出，实验钢在两种工艺下都获 得了由铁素体 (F)、贝氏体 (B) 以及包含残余奥氏 体 (RA) 和马氏体 (M) 的马奥岛 (M/A) 组成的典 型 TRIP 钢组织，相应的各相体积分数如表 1 所示. 其中，C-Mn-Al-Si 钢是本课题组前期工作中采用的 未添加微合金化元素的基于动态相变的热轧 TRIP 钢 [3] . 铁素体、贝氏体及马奥岛的含量是用网格法 统计出来的，残余奥氏体含量及其 C 含量是由 X 射线衍射测定的，则马奥岛与残余奥氏体的差值为 残余奥氏体含量. 与工艺 1 相比，工艺 2 条件下铁素体含量较 高，而贝氏体含量较低. 这主要是因为：与工艺 1 的等轴状奥氏体相比，工艺 2 的拉长状形变奥氏体 具有更大的有效晶界面积，因而具有更多的形核位 置，促进了铁素体的转变，而且形变奥氏体晶内存 在大量晶体缺陷 (如孪晶界、位错和形变带)，这也 促进了铁素体的晶内形核析出，进一步提高了铁素 体的转变量 [6] . 正是由于铁素体转变量较高，因此 表 1 在两种工艺条件下实验钢复相组织中各相体积分数 Table 1 Volume fractions of different phases in the multi-phase microstructures of the experimental steels treated by the two processes % 工艺 铁素体 贝氏体 马氏体 残余奥氏体 残余奥氏体中 C 的质量分数 工艺 1 44.1 37.1 12.5 6.3 1.01 工艺 2 50. 9 31.7 10.9 6.5 1.07 C-Mn-Al-Si 钢 [3] 53.1 30.4 7.6 8.9 1.24

.1604 北京科技大学学报 第35卷 工艺2条件下贝氏体含量相应降低.另外，工艺2献[⑦]的研究表明，未相变奥氏体中的形变缺陷（如 条件下贝氏体团径更小且板条长度也更短，这是因亚晶界和形变带)在贝氏体等温处理阶段会阻碍贝 为与等轴状奥氏体相比，拉长状奥氏体在动态相变 氏体板条长大，使贝氏体转变不充分，这与本实验 后，未相变奥氏体中残留的形变缺陷密度更高.文 的结果相吻合 M/A 2μm B 2μm 图4实验钢按两种工艺热变形后的显微组织.(a),(b)工艺1：(c),(@)工艺2 Fig.4 Microstructures of samples obtained by the two processes:(a),(b)Process 1;(c),(d)Process 2 与未添加微合金化元素的基于动态相变的C 未添加微合金化元素的基于动态相变的C-Mn- Mn-Al-Si热轧TRP钢相比B,8,本文实验钢中添 Al-Si热轧TRIP钢基体晶粒尺寸约为3~4umB,8), 加了微合金化元素Nb、V和Ti.这三种微合金化元 本实验钢在两种工艺下的复相组织中除了铁素体基 素均是强碳、氮化物形成元素，但是由于析出温度 体晶粒尺寸明显减小（约2m.同时，如表1所 不同，所起的作用也有区别.对于一般的低合金钢 示，本实验钢中残余奥氏体的含量较小且其含C量 来说，含T粒子主要是在钢的再加热温度范围析 也有所降低，而马氏体含量明显增加.这是由于热 出，因而会对原奥氏体晶粒的长大与粗化产生影响， 变形过程中，铌、钒和钛大量析出物的析出消耗了 本文中添加T元素主要是为了在奥氏体化阶段细 部分C,使得奥氏体稳定性不够，在冷却至室温时 化奥氏体晶粒.含Nb粒子主要在奥氏体区变形温 较多的奥氏体转变成了马氏体.Chen等1o在常规 度范围内析出，本文中添加Nb元素主要是为了在 热轧TRP钢领域的研究结果同样表明，复合加入 高温奥氏体区变形阶段（动态相变前）调整奥氏体 强碳化物元素（如Nb、V和T)有降低TRIP钢中 晶粒状态以获得细化的等轴奥氏体晶粒或形变奥氏 残余奥氏体含量的作用 体晶粒：在普通低碳钢)和低碳锰钢中的研究 2.2室温力学性能 表明，细化动态相变前奥氏体晶粒或通过形变增加 本实验钢在两种工艺下得到的TRP钢力学性 奥氏体的有效形核晶界，均可以促进动态相变的进 能如图5和表2所示.从图5可以看出，两种工艺 行，并且可以进一步细化通过动态相变获得的铁素 条件下实验钢的工程应力-应变曲线均为连续屈服 体晶粒.由于含V粒子的析出温度较低，对动态相 状态.经工艺1处理后，实验钢的屈服强度为591 变基本不产生影响，主要起到弥散强化的作用.另 MPa,抗拉强度为928MPa,总延伸率为18%，强塑 外，含Ti粒子和含Nb粒子还能起到一定的弥散强 积（抗拉强度与总延伸率乘积）为16.70GPa%:而 化作用. 在工艺2条件下，实验钢的屈服强度和抗拉强度有

· 1604 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 工艺 2 条件下贝氏体含量相应降低. 另外，工艺 2 条件下贝氏体团径更小且板条长度也更短，这是因 为与等轴状奥氏体相比，拉长状奥氏体在动态相变 后，未相变奥氏体中残留的形变缺陷密度更高. 文 献 [7] 的研究表明，未相变奥氏体中的形变缺陷 (如 亚晶界和形变带) 在贝氏体等温处理阶段会阻碍贝 氏体板条长大，使贝氏体转变不充分，这与本实验 的结果相吻合. 图 4 实验钢按两种工艺热变形后的显微组织. (a), (b) 工艺 1；(c), (d) 工艺 2 Fig.4 Microstructures of samples obtained by the two processes: (a), (b) Process 1; (c), (d) Process 2 与未添加微合金化元素的基于动态相变的 C￾Mn-Al-Si 热轧 TRIP 钢相比 [3,8]，本文实验钢中添 加了微合金化元素 Nb、V 和 Ti. 这三种微合金化元 素均是强碳、氮化物形成元素，但是由于析出温度 不同，所起的作用也有区别. 对于一般的低合金钢 来说，含 Ti 粒子主要是在钢的再加热温度范围析 出，因而会对原奥氏体晶粒的长大与粗化产生影响， 本文中添加 Ti 元素主要是为了在奥氏体化阶段细 化奥氏体晶粒. 含 Nb 粒子主要在奥氏体区变形温 度范围内析出，本文中添加 Nb 元素主要是为了在 高温奥氏体区变形阶段 (动态相变前) 调整奥氏体 晶粒状态以获得细化的等轴奥氏体晶粒或形变奥氏 体晶粒；在普通低碳钢 [9] 和低碳锰钢 [6] 中的研究 表明，细化动态相变前奥氏体晶粒或通过形变增加 奥氏体的有效形核晶界，均可以促进动态相变的进 行，并且可以进一步细化通过动态相变获得的铁素 体晶粒. 由于含 V 粒子的析出温度较低，对动态相 变基本不产生影响，主要起到弥散强化的作用. 另 外，含 Ti 粒子和含 Nb 粒子还能起到一定的弥散强 化作用. 未添加微合金化元素的基于动态相变的 C-Mn￾Al-Si 热轧 TRIP 钢基体晶粒尺寸约为 3∼4 µm[3,8]， 本实验钢在两种工艺下的复相组织中除了铁素体基 体晶粒尺寸明显减小 (约 2 µm). 同时，如表 1 所 示，本实验钢中残余奥氏体的含量较小且其含 C 量 也有所降低，而马氏体含量明显增加. 这是由于热 变形过程中，铌、钒和钛大量析出物的析出消耗了 部分 C，使得奥氏体稳定性不够，在冷却至室温时 较多的奥氏体转变成了马氏体.Chen 等 [10] 在常规 热轧 TRIP 钢领域的研究结果同样表明，复合加入 强碳化物元素 (如 Nb、V 和 Ti) 有降低 TRIP 钢中 残余奥氏体含量的作用. 2.2 室温力学性能 本实验钢在两种工艺下得到的 TRIP 钢力学性 能如图 5 和表 2 所示. 从图 5 可以看出，两种工艺 条件下实验钢的工程应力 – 应变曲线均为连续屈服 状态. 经工艺 1 处理后，实验钢的屈服强度为 591 MPa，抗拉强度为 928 MPa，总延伸率为 18%，强塑 积 (抗拉强度与总延伸率乘积) 为 16.70 GPa·%；而 在工艺 2 条件下，实验钢的屈服强度和抗拉强度有

第12期 王明庆等：基于动态相变的热轧Nb-V-Ti微合金化TRIP钢组织及性能 1605· 表2实验钢在两种工艺条件下的力学性能 Table 2 Mechanical properties of the experimental steels treated by the two processes 工艺 抗拉强度/MPa屈服强度/MPa总延伸率/%均匀延伸率/% 屈强比强塑积/(GPa%) 工艺1 928 591 18 10 0.64 16.70 工艺2 897 586 23 9 0.65 20.63 C-Mn-Al-Si钢3 760 460 32 22 0.60 24.32 1000 形过程中若增量应变硬化指数n随应变的增加而 逐渐降低，则钢的均匀延伸率就高：越大，说明 800 越多的残余奥氏体发生了马氏体相变，在拉伸形变 初期增加越快，说明越多的残余奥氏体发生了马 氏体相变.可以看出，除了变形刚刚开始的阶段，本 400 文实验钢在两种工艺下得到的TRP钢的增量应变 硬化指数n均小于文献3)中基于动态相变的C 200 △一工艺1 0-工艺2 Mn-Al-Si热轧TRP钢，而且在较小应变量下就出 0 现了快速下降现象，这表明两种工艺下得到TRIP 02468101214161820 钢中残余奥氏体的稳定性较低，不能够提供足够的 工程应变/% 加工硬化，从而导致钢的加工硬化能力下降 图5实验钢在两种工艺条件下的工程应力-应变曲线 Fig.5 Stress-strain curves of the experimental steels treated 0.25 by the two processes 所降低，而总延伸率则提高到23%，强塑积达到 0.20 20.63GPa%.可见工艺2条件下TRIP钢的综合 0.15 性能要优于工艺1条件下实验钢. 如表2所示，与未添加微合金化元素的基于动 0.10 态相变的C-Mn-Al-Si热轧TRIP钢相比3)，本文实 o-C-Mn-Al-Si钢 0.05 验钢在两种工艺下得到的TRIP钢的屈服强度和抗 0一工艺1 心工艺2 拉强度均明显提高，但均匀延伸率和总延伸率则明 0.00 0.00 0.050.10 0.15 0.20 显降低.显然，这几种钢力学性能之间的差异与其 真应变 复相组织状态不同有直接关系 图6增量应变硬化指数-真应变曲线比较 与文献3]中基于动态相变的C-Mn-A1-Si热轧 Fig.6 Comparison between the curves of incremental strain- TRP钢相比，本文实验钢中添加了微合金化元素 hardening exponent and true strain of the steels studied and Nb、V和Ti,导致其铁素体基体晶粒明显细化，并 from Ref..图 且铁素体基体中存在较多的第二相粒子（如图4(b) TRP钢中残余奥氏体的稳定性包括化学稳定 和(d)所示)，这些粒子起到弥散强化作用.另外， 性和机械稳定性13-16：化学稳定性与其含碳量 钢中硬相贝氏体、马氏体含量也有所提高.这些因 有直接关系)，本文实验钢在两种工艺下得到的 素共同导致了本文实验钢屈服强度的明显提高. TRP钢中残奥含碳量均明显低于文献3)]中基于 虽然本文实验钢的抗拉强度也有明显提高，但 动态相变的C-Mn-Al-Si热轧TRIP钢，因此其化学 是屈强比的提高意味着其加工硬化能力下降，而 稳定性降低，这应该是本文实验钢在两种工艺下得 均匀延伸率的降低也与加工硬化能力下降有直接关 到的TRP钢与文献[3]中基于动态相变的C-Mn- 系.在塑性形变过程中，由于TRP钢中残余奥氏 A1-Si热轧TRP钢的应变硬化行为存在明显差异 体会逐渐发生马氏体相变，其应变硬化行为不能用 的主要原因：而机械稳定性则与残余奥氏体形状有 经典的加工硬化指数公式如Hollomon或Crussard- 一定关系，在基于动态相变的热轧TRP钢中存在 Jaoul公式表征，一般用增量应变硬化指数n= 两种形式的残余奥氏体，位于贝氏铁素体板条间的 dno/dlne描述，其中o为真应力，e为真应变. 板条状残余奥氏体和位于贝氏体/铁素体间及铁素 图6是在基于动态相变热轧工艺条件下，实验钢塑 体晶粒间的块状残余奥氏体，研究表明板条状残余 性变形过程中的应变硬化行为.有研究表明2，变 奥氏体具有相对较高的稳定性，而块状残余奥氏体

第 12 期 王明庆等：基于动态相变的热轧 Nb-V-Ti 微合金化 TRIP 钢组织及性能 1605 ·· 表 2 实验钢在两种工艺条件下的力学性能 Table 2 Mechanical properties of the experimental steels treated by the two processes 工艺 抗拉强度/MPa 屈服强度/MPa 总延伸率/% 均匀延伸率/% 屈强比 强塑积/(GPa·%) 工艺 1 928 591 18 10 0.64 16.70 工艺 2 897 586 23 9 0.65 20.63 C-Mn-Al-Si 钢 [3] 760 460 32 22 0.60 24.32 图 5 实验钢在两种工艺条件下的工程应力 – 应变曲线 Fig.5 Stress-strain curves of the experimental steels treated by the two processes 所降低，而总延伸率则提高到 23%，强塑积达到 20.63 GPa·%. 可见工艺 2 条件下 TRIP 钢的综合 性能要优于工艺 1 条件下实验钢. 如表 2 所示，与未添加微合金化元素的基于动 态相变的 C-Mn-Al-Si 热轧 TRIP 钢相比 [3]，本文实 验钢在两种工艺下得到的 TRIP 钢的屈服强度和抗 拉强度均明显提高，但均匀延伸率和总延伸率则明 显降低. 显然，这几种钢力学性能之间的差异与其 复相组织状态不同有直接关系. 与文献 [3] 中基于动态相变的 C-Mn-Al-Si 热轧 TRIP 钢相比，本文实验钢中添加了微合金化元素 Nb、V 和 Ti，导致其铁素体基体晶粒明显细化，并 且铁素体基体中存在较多的第二相粒子 (如图 4(b) 和 (d) 所示)，这些粒子起到弥散强化作用. 另外， 钢中硬相贝氏体、马氏体含量也有所提高. 这些因 素共同导致了本文实验钢屈服强度的明显提高. 虽然本文实验钢的抗拉强度也有明显提高，但 是屈强比的提高意味着其加工硬化能力下降，而 均匀延伸率的降低也与加工硬化能力下降有直接关 系. 在塑性形变过程中，由于 TRIP 钢中残余奥氏 体会逐渐发生马氏体相变，其应变硬化行为不能用 经典的加工硬化指数公式如 Hollomon 或 Crussard￾Jaoul 公式表征，一般用增量应变硬化指数 n = d ln σ/d ln ε 描述，其中 σ 为真应力，ε 为真应变 [11] . 图 6 是在基于动态相变热轧工艺条件下，实验钢塑 性变形过程中的应变硬化行为. 有研究表明 [12]，变 形过程中若增量应变硬化指数 n 随应变的增加而 逐渐降低，则钢的均匀延伸率就高；n 越大，说明 越多的残余奥氏体发生了马氏体相变，在拉伸形变 初期 n 增加越快，说明越多的残余奥氏体发生了马 氏体相变. 可以看出，除了变形刚刚开始的阶段，本 文实验钢在两种工艺下得到的 TRIP 钢的增量应变 硬化指数 n 均小于文献 [3] 中基于动态相变的 C￾Mn-Al-Si 热轧 TRIP 钢，而且在较小应变量下就出 现了快速下降现象，这表明两种工艺下得到 TRIP 钢中残余奥氏体的稳定性较低，不能够提供足够的 加工硬化，从而导致钢的加工硬化能力下降. 图 6 增量应变硬化指数 – 真应变曲线比较 Fig.6 Comparison between the curves of incremental strain￾hardening exponent and true strain of the steels studied and from Ref. [3] TRIP 钢中残余奥氏体的稳定性包括化学稳定 性和机械稳定性 [13−16]： 化学稳定性与其含碳量 有直接关系 [17]，本文实验钢在两种工艺下得到的 TRIP 钢中残奥含碳量均明显低于文献 [3] 中基于 动态相变的 C-Mn-Al-Si 热轧 TRIP 钢，因此其化学 稳定性降低，这应该是本文实验钢在两种工艺下得 到的 TRIP 钢与文献 [3] 中基于动态相变的 C-Mn￾Al-Si 热轧 TRIP 钢的应变硬化行为存在明显差异 的主要原因；而机械稳定性则与残余奥氏体形状有 一定关系，在基于动态相变的热轧 TRIP 钢中存在 两种形式的残余奥氏体，位于贝氏铁素体板条间的 板条状残余奥氏体和位于贝氏体/铁素体间及铁素 体晶粒间的块状残余奥氏体，研究表明板条状残余 奥氏体具有相对较高的稳定性，而块状残余奥氏体