《工程科学学报》：1300 MPa级Nb微合金化DH钢的组织性能

工程科学学报 Chinese Journal of Engineering 1300MPa级Nb微合金化DH钢的组织性能 梁江涛赵征志刘锟韩潘辉惠亚军曹荣华路洪洲郭爱民 Microstructure and properties of 1300-MPa grade Nb microalloying DH steel LIANG Jiang-tao,ZHAO Zheng-zhi,LIU Kun.HAN Yun,PAN Hui.HUI Ya-jun,CAO Rong-hua,LU Hong-zhou,GUO Ai-min 引用本文： 梁江涛，赵征志，刘银，韩.潘辉，惠亚军，曹荣华，路洪洲，郭爱民.1300MPa级Nb微合金化DH钢的组织性能).工程科学学 报，2021,433：392-399.doi:10.13374j.issn2095-9389.2020.01.13.002 LIANG Jiang-tao,ZHAO Zheng-zhi,LIU Kun,HAN Yun,PAN Hui,HUI Ya-jun,CAO Rong-hua,LU Hong-zhou,GUO Ai-min. Microstructure and properties of 1300-MPa grade Nb microalloying DH steel[J].Chinese Journal of Engineering,2021,43(3):392- 399.doi:10.13374/j.issn2095-9389.2020.01.13.002 在线阅读View online:https::/doi.org10.13374.issn2095-9389.2020.01.13.002 您可能感兴趣的其他文章 Articles you may be interested in 1800MPa热成形钢与CR340LA低合金高强钢激光焊接性能 Laser welding properties of 1800 MPa press hardening steel and low-alloy high-strength steel CR340LA 工程科学学报.2020,42(6)：755htps/doi.org10.13374.issn2095-9389.2019.06.24.005 HTRB6O0级高强钢筋高温下的力学性能 Mechanical properties of high-strength HTRB600 steel bars under high temperature 工程科学学报.2017,399y:1428 https:1doi.org/10.13374.issn2095-9389.2017.09.017 等温淬火温度对超细贝氏体钢组织及耐磨性的影响 Effect of austempering temperature on the microstructure and wear resistance of ultrafine bainitic steel 工程科学学报.2018.40(12：1502htps:/doi.org10.13374.issn2095-9389.2018.12.008 N-T微合金化热冲压成形用钢的微观组织与力学性能 Microstructure and mechanical properties of Nb-Ti micro-alloy hot stamping steels 工程科学学报.2017,396)：859 https::/1doi.org/10.13374.issn2095-9389.2017.06.007 两相区位错增殖对低碳贝氏体/铁素体复相钢组织和性能的影响 Effect of dislocation multiplication in intercritical region on microstructure and properties of low-carbon bainite/ferrite multiphase steel 工程科学学报.2019.41(3：325 https:doi.org10.13374.issn2095-9389.2019.03.005 组织形态对718塑料模具钢切削性能的影响 Machinability analysis of microstructures in pre-hardening plastic mold steel 718 工程科学学报.2020,42(10)：1343htps:1doi.org/10.13374j.issn2095-9389.2019.11.06.001

1300 MPa级Nb微合金化DH钢的组织性能 梁江涛 赵征志 刘锟 韩 潘辉 惠亚军 曹荣华 路洪洲 郭爱民 Microstructure and properties of 1300-MPa grade Nb microalloying DH steel LIANG Jiang-tao, ZHAO Zheng-zhi, LIU Kun, HAN Yun, PAN Hui, HUI Ya-jun, CAO Rong-hua, LU Hong-zhou, GUO Ai-min 引用本文: 梁江涛, 赵征志, 刘锟, 韩, 潘辉, 惠亚军, 曹荣华, 路洪洲, 郭爱民. 1300 MPa级Nb微合金化DH钢的组织性能[J]. 工程科学学 报, 2021, 43(3): 392-399. doi: 10.13374/j.issn2095-9389.2020.01.13.002 LIANG Jiang-tao, ZHAO Zheng-zhi, LIU Kun, HAN Yun, PAN Hui, HUI Ya-jun, CAO Rong-hua, LU Hong-zhou, GUO Ai-min. Microstructure and properties of 1300-MPa grade Nb microalloying DH steel[J]. Chinese Journal of Engineering, 2021, 43(3): 392- 399. doi: 10.13374/j.issn2095-9389.2020.01.13.002 在线阅读 View online: https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2020.01.13.002 您可能感兴趣的其他文章 Articles you may be interested in 1800 MPa热成形钢与CR340LA低合金高强钢激光焊接性能 Laser welding properties of 1800 MPa press hardening steel and low-alloy high-strength steel CR340LA 工程科学学报. 2020, 42(6): 755 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.06.24.005 HTRB600级高强钢筋高温下的力学性能 Mechanical properties of high-strength HTRB600 steel bars under high temperature 工程科学学报. 2017, 39(9): 1428 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2017.09.017 等温淬火温度对超细贝氏体钢组织及耐磨性的影响 Effect of austempering temperature on the microstructure and wear resistance of ultrafine bainitic steel 工程科学学报. 2018, 40(12): 1502 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2018.12.008 Nb-Ti微合金化热冲压成形用钢的微观组织与力学性能 Microstructure and mechanical properties of Nb-Ti micro-alloy hot stamping steels 工程科学学报. 2017, 39(6): 859 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2017.06.007 两相区位错增殖对低碳贝氏体/铁素体复相钢组织和性能的影响 Effect of dislocation multiplication in intercritical region on microstructure and properties of low-carbon bainite/ferrite multiphase steel 工程科学学报. 2019, 41(3): 325 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.03.005 组织形态对718塑料模具钢切削性能的影响 Machinability analysis of microstructures in pre-hardening plastic mold steel 718 工程科学学报. 2020, 42(10): 1343 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2019.11.06.001

工程科学学报.第43卷.第3期：392-399.2021年3月 Chinese Journal of Engineering,Vol.43,No.3:392-399,March 2021 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2020.01.13.002;http://cje.ustb.edu.cn 1300MPa级Nb微合金化DH钢的组织性能 梁江涛12)，赵征志2)区，刘锟3)，韩赟1，)，潘辉，)，惠亚军1)，曹荣华1,3)， 路洪洲，郭爱民) 1)首钢集团有限公司技术研究院，北京1000432)北京科技大学钢铁共性技术协同创新中心，北京1000833)绿色可循环钢铁流程北京 市重点实验室，北京1000434)中信金属有限公司，北京100004 ☒通信作者，E-mail:zhaozhzhi@ustb.edu.cn 摘要设计了不同相构成的超高强DH钢，抗拉强度均大于1300MP,组织由铁素体、马氏体、残留奥氏体和极少量碳化 物构成.对比了不同相构成对超高强DH钢力学性能和应变硬化行为等的影响，并深入研究了残留奥氏体在超高强度DH钢 中的作用机制.结果表明：随着马氏体和残留奥氏体体积分数的增大，铁素体体积分数的减小，实验钢屈服和抗拉强度同时 升高，而延伸率呈先增大后减小趋势.软韧相铁素体体积分数的减小和硬相马氏体体积分数的增大导致屈服强度和抗拉强 度增加.相对于回火马氏体，淬火马氏体对强度的提升更显著，在拉伸过程中转变的残留奥氏体的量是引起延伸率变化的主 要原因，组织中显著的带状组织会造成颈缩后延伸率的明显降低.通过对应变硬化行为的分析表明，随着真应变的增大，应 变硬化率呈减小的趋势，在真应变大于2%后的大范围内，对于应变硬化率，DH1>DH2>DH3,主要与铁素体体积分数有关；在 真应变大于5.73%后，DH2钢的应变硬化率高于DH1钢和DH3钢，主要与DH2钢中更显著的TRIP效应有关.除了残留奥 氏体体积分数，残留奥氏体中的碳含量对TP效应同样有显著的影响.较高比例的硬相马氏体组织结合适当比例的软韧相 铁素体和残留奥氏体有助于DH2钢获得最良好的强塑积13.17GPa%,其中屈服强度达880MPa,抗拉强度达1497MPa,均 匀延伸率为6.71%，总伸长率为8.8%，颈缩后延伸率为2.09%，屈强比0.59. 关键词超高强DH钢：马氏体：铁素体：残留奥氏体：力学性能：应变硬化行为 分类号TG111.91:TG142.1 Microstructure and properties of 1300-MPa grade Nb microalloying DH steel LIANG Jiang-tao2),ZHAO Zheng-zhi,LIU Ku),HAN Yun),PAN Hui),HUI Ya-jun,CAO Rong-hua LU Hong-zhou), GUO Ai-min 1)Sheet Metal Research Institute,Shougang Research Institute of Technology,Beijing 100043,China 2)Collaborative Innovation Center of Steel Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 3)Beijing Key Laboratory of Green Recyclable Process for Iron Steel Production,Beijing 100043,China 4)CITIC metal co.,LTD,Beijing 100004,China Corresponding author,E-mail:zhaozhzhi@ustb.edu.cn ABSTRACT In this study,ultra-high-strength DH steels with different phase compositions were designed,their tensile strengths were greater than 1300 MPa,and the multiphase microstructures contained ferrite,martensite,retained austenite,and small amounts of carbides.The effects of different phase compositions on the mechanical properties and strain hardening behaviors of the ultra-high- strength DH steels were compared,and the mechanism of the retained austenite in the ultra-high-strength DH steels was comprehensively studied.The results show that with the increase in the volume fraction of martensite and retained austenite and decrease 收稿日期：2020-01-13 基金项目：国家十三五重点研发资助课题(2017Y℉$0304400)：国家自然科学基金资助项目(51574028)：中信铌钢发展奖励基金资助项目 (2017FWNB3077)

1300 MPa 级 Nb 微合金化 DH 钢的组织性能 梁江涛1,2,3)，赵征志2) 苣，刘 锟1,3)，韩 赟1,3)，潘 辉1,3)，惠亚军1,3)，曹荣华1,3)， 路洪洲4)，郭爱民4) 1) 首钢集团有限公司技术研究院，北京 100043 2) 北京科技大学钢铁共性技术协同创新中心，北京 100083 3) 绿色可循环钢铁流程北京 市重点实验室，北京 100043 4) 中信金属有限公司，北京 100004 苣通信作者，E-mail：zhaozhzhi@ustb.edu.cn 摘    要    设计了不同相构成的超高强 DH 钢，抗拉强度均大于 1300 MPa，组织由铁素体、马氏体、残留奥氏体和极少量碳化 物构成. 对比了不同相构成对超高强 DH 钢力学性能和应变硬化行为等的影响，并深入研究了残留奥氏体在超高强度 DH 钢 中的作用机制. 结果表明：随着马氏体和残留奥氏体体积分数的增大，铁素体体积分数的减小，实验钢屈服和抗拉强度同时 升高，而延伸率呈先增大后减小趋势. 软韧相铁素体体积分数的减小和硬相马氏体体积分数的增大导致屈服强度和抗拉强 度增加. 相对于回火马氏体，淬火马氏体对强度的提升更显著，在拉伸过程中转变的残留奥氏体的量是引起延伸率变化的主 要原因，组织中显著的带状组织会造成颈缩后延伸率的明显降低. 通过对应变硬化行为的分析表明，随着真应变的增大，应 变硬化率呈减小的趋势，在真应变大于 2% 后的大范围内，对于应变硬化率，DH1>DH2>DH3，主要与铁素体体积分数有关；在 真应变大于 5.73% 后，DH2 钢的应变硬化率高于 DH1 钢和 DH3 钢，主要与 DH2 钢中更显著的 TRIP 效应有关. 除了残留奥 氏体体积分数，残留奥氏体中的碳含量对 TRIP 效应同样有显著的影响. 较高比例的硬相马氏体组织结合适当比例的软韧相 铁素体和残留奥氏体有助于 DH2 钢获得最良好的强塑积 13.17 GPa·%，其中屈服强度达 880 MPa，抗拉强度达 1497 MPa，均 匀延伸率为 6.71%，总伸长率为 8.8%，颈缩后延伸率为 2.09%，屈强比 0.59. 关键词    超高强 DH 钢；马氏体；铁素体；残留奥氏体；力学性能；应变硬化行为 分类号    TG111.91; TG142.1 Microstructure and properties of 1300-MPa grade Nb microalloying DH steel LIANG Jiang-tao1,2,3) ，ZHAO Zheng-zhi2) 苣 ，LIU Kun1,3) ，HAN Yun1,3) ，PAN Hui1,3) ，HUI Ya-jun1,3) ，CAO Rong-hua1,3) ，LU Hong-zhou4) ， GUO Ai-min4) 1) Sheet Metal Research Institute, Shougang Research Institute of Technology, Beijing 100043, China 2) Collaborative Innovation Center of Steel Technology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 3) Beijing Key Laboratory of Green Recyclable Process for Iron & Steel Production, Beijing 100043, China 4) CITIC metal co., LTD, Beijing 100004, China 苣 Corresponding author, E-mail：zhaozhzhi@ustb.edu.cn ABSTRACT    In this study, ultra-high-strength DH steels with different phase compositions were designed, their tensile strengths were greater than 1300 MPa, and the multiphase microstructures contained ferrite, martensite, retained austenite, and small amounts of carbides. The effects of different phase compositions on the mechanical properties and strain hardening behaviors of the ultra-high￾strength DH steels were compared, and the mechanism of the retained austenite in the ultra-high-strength DH steels was comprehensively studied. The results show that with the increase in the volume fraction of martensite and retained austenite and decrease 收稿日期: 2020−01−13 基金项目: 国家十三五重点研发资助课题（2017YFB0304400）；国家自然科学基金资助项目（51574028）；中信铌钢发展奖励基金资助项目 （2017FWNB3077） 工程科学学报，第 43 卷，第 3 期：392−399，2021 年 3 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 43, No. 3: 392−399, March 2021 https://doi.org/10.13374/j.issn2095-9389.2020.01.13.002; http://cje.ustb.edu.cn

梁江涛等：1300MPa级Nb微合金化DH钢的组织性能 393· in the ferrite volume fraction,the yield strength and tensile strength increase,whereas,the elongation rate first increase and then decrease.The decrease in the soft-phase ferrite volume fraction and increase in the volume fraction of the hard martensite phase led to an increase in yield strength and tensile strength.Compared with tempered martensite,quenched martensite could improve the strength more significantly.The retained austenite transformed in the tensile process was the main cause of the change in elongation.The remarkable banded structure in the microstructure will cause a significant decrease in elongation after necking.The analysis of the strain hardening behavior show that the strain hardening rate decrease with the increase in the true strain.When the true strain was greater than 2%,the strain hardening rate of the steels followed the order:DH1>DH2>DH3;this trend was mainly influenced by the ferrite volume fraction.The strain hardening rate of DH2 was higher than those of DHI and DH3 when the true strain was greater than 5.73%,which was mainly related to the more significant transformation-induced plasticity (TRIP)effect in the DH2.In addition to the retained austenite volume fraction,the carbon content in the retained austenite also had a significant effect on the TRIP effect.The high proportion of the hard-phase martensite,appropriate proportion of the soft-ductile-phase ferrite,and retained austenite contributed to the DH2 steel having the greatest tensile strength and elongation(13.17 GPa%),moreover,the yield strength was 880 MPa,tensile strength was 1497 MPa,uniform elongation was 6.71%,total elongation was 8.8%,elongation after necking was 2.09%,and yield ratio was 0.59. KEY WORDS ultra-high-strength DH steel;martensite;ferrite;retained austenite;mechanical properties;strain hardening behavior 随着全球汽车工业的发展，高安全性能和低 后层流冷却到650℃，在箱式炉中模拟卷曲1h,随 能耗成为各大汽车厂商在汽车设计中追求的目 炉冷却到室温.冷轧：在冷轧机上将实验钢轧到 标，这就对汽车的选材提出了更高的要求，DH钢 1.4mm,总的压下量为65%.连续退火：在日本 (增强成形性双相钢)作为一种强度和塑性兼具的 CCT-AY-Ⅱ型钢板连续退火热模拟实验机上模 超高强汽车板拥有广阔的应用前景-)传统的铁 拟工业连续退火过程，试样尺寸为220mm×7mm× 素体马氏体DP钢（双相钢）的显微组织为铁素体 1.4mm 和马氏体，软相铁素体保证了塑性，硬相马氏体保 表1实验钢的主要化学成分（质量分数） 证了强度，但是目前铁素体马氏体DP钢的塑性偏 Table 1 Main chemical composition of the tested steel 低成为制约其广泛应用的关键因素.与传统的铁 免 C Si Mn Cr Nb Fe 素体马氏体DP钢相比，DH钢在组织中引人了一 0.17-0.200.13-0.151.90-2.200.08-0.120.03-0.05Bal. 定量的亚稳相残留奥氏体，残留奥氏体在变形过 程中发生T℉IP效应（相变诱导塑性），对强度和塑 根据YBT5127一1993（钢的临界点测定方 性的提升同时做出贡献，特别是对超高强汽车板 法)，用切线法测得实验钢的相变点.图1和图2 的成型能力的提升起到显著的作用60 为通过DL805A型膨胀仪测得的热膨胀-温度曲 在本试验中采用一种相对简单的的C-Si-Mn 线，升温段加热速度选择0.05℃s,测得TA 系成分设计，Mn元素和Cr元素的加入可以提高 TAc3(TAel为加热时开始形成奥氏体的温度； 实验钢的淬透性，Nb元素的加入可以达到细化原 TA3为加热时全部形成奥氏体的温度)分别为 始奥氏体晶粒的目的.本研究的重点是深入探讨 672和805℃，如图1所示.以0.05℃·s加热到 各相构成（相状态、相比例和相分布）对1300MPa 875℃，保温15min,然后以40℃s1的冷速冷却， 级DH钢力学性能和加工硬化行为等的影响，为汽 得到TMs和TMr(TMs和TMr分别为马氏体开始相变 车工业中超高强DH钢的组织设计提供参考 点和马氏体结束相变点)分别为402和220℃，如 1实验材料及方法 图2所示.由此确定实验钢两相区保温温度分别 为740、760和780℃，等温温度为240℃，得到三 实验钢通过50kg真空感应熔炼炉冶炼，主要 种不同相构成（相比例、相状态和相分布）的超高 化学成分如表1所示.实验钢的加工步骤为：锻 强度DH钢，分别命名为DHI、DH2和DH3.具体 造一热轧一酸洗一冷轧一连续退火.锻造：在 的热处理工艺为：以7.4℃·s1加热到150℃.然后 1100~1250℃锻造成35mm×100mm×100mm的 以2.6℃·s1分别加热到两相区，保温温度分别为 锻坯.热轧：锻坯在加热炉中加热到1200℃，保温 740/760/780℃，保温时间为100s,然后以4℃s 2h,开轧温度为1150℃，终轧温度为850℃，粗轧 缓冷到640℃，接下来以40℃s1快冷到240℃， 和精轧共6道次，实验钢从35mm轧到4mm,然 保温368s,最后以5℃s1冷却到室温

in the ferrite volume fraction, the yield strength and tensile strength increase, whereas, the elongation rate first increase and then decrease. The decrease in the soft-phase ferrite volume fraction and increase in the volume fraction of the hard martensite phase led to an increase in yield strength and tensile strength. Compared with tempered martensite, quenched martensite could improve the strength more significantly. The retained austenite transformed in the tensile process was the main cause of the change in elongation. The remarkable banded structure in the microstructure will cause a significant decrease in elongation after necking. The analysis of the strain hardening behavior show that the strain hardening rate decrease with the increase in the true strain. When the true strain was greater than 2%, the strain hardening rate of the steels followed the order: DH1 > DH2 > DH3; this trend was mainly influenced by the ferrite volume fraction. The strain hardening rate of DH2 was higher than those of DH1 and DH3 when the true strain was greater than 5.73%, which was mainly related to the more significant transformation-induced plasticity (TRIP) effect in the DH2. In addition to the retained austenite volume fraction, the carbon content in the retained austenite also had a significant effect on the TRIP effect. The high proportion of the hard-phase martensite, appropriate proportion of the soft-ductile-phase ferrite, and retained austenite contributed to the DH2 steel having the greatest tensile strength and elongation (13.17 GPa·%); moreover, the yield strength was 880 MPa, tensile strength was 1497 MPa, uniform elongation was 6.71%, total elongation was 8.8%, elongation after necking was 2.09%, and yield ratio was 0.59. KEY WORDS    ultra-high-strength DH steel；martensite；ferrite；retained austenite；mechanical properties；strain hardening behavior 随着全球汽车工业的发展，高安全性能和低 能耗成为各大汽车厂商在汽车设计中追求的目 标，这就对汽车的选材提出了更高的要求，DH 钢 （增强成形性双相钢）作为一种强度和塑性兼具的 超高强汽车板拥有广阔的应用前景[1–5] . 传统的铁 素体马氏体 DP 钢（双相钢）的显微组织为铁素体 和马氏体，软相铁素体保证了塑性，硬相马氏体保 证了强度，但是目前铁素体马氏体 DP 钢的塑性偏 低成为制约其广泛应用的关键因素. 与传统的铁 素体马氏体 DP 钢相比，DH 钢在组织中引入了一 定量的亚稳相残留奥氏体，残留奥氏体在变形过 程中发生 TRIP 效应 (相变诱导塑性)，对强度和塑 性的提升同时做出贡献，特别是对超高强汽车板 的成型能力的提升起到显著的作用[6–10] . 在本试验中采用一种相对简单的的 C–Si–Mn 系成分设计，Mn 元素和 Cr 元素的加入可以提高 实验钢的淬透性，Nb 元素的加入可以达到细化原 始奥氏体晶粒的目的. 本研究的重点是深入探讨 各相构成（相状态、相比例和相分布）对 1300 MPa 级 DH 钢力学性能和加工硬化行为等的影响，为汽 车工业中超高强 DH 钢的组织设计提供参考. 1    实验材料及方法 实验钢通过 50 kg 真空感应熔炼炉冶炼，主要 化学成分如表 1 所示. 实验钢的加工步骤为：锻 造—热轧—酸洗—冷轧—连续退火. 锻造 ：在 1100～1250 ℃ 锻造成 35 mm×100 mm×100 mm 的 锻坯. 热轧：锻坯在加热炉中加热到 1200 ℃，保温 2 h，开轧温度为 1150 ℃，终轧温度为 850 ℃，粗轧 和精轧共 6 道次，实验钢从 35 mm 轧到 4 mm，然 后层流冷却到 650 ℃，在箱式炉中模拟卷曲 1 h，随 炉冷却到室温. 冷轧：在冷轧机上将实验钢轧到 1.4 mm，总的压下量为 65%. 连续退火 ：在日本 CCT-AY-Ⅱ型钢板连续退火热模拟实验机上模 拟工业连续退火过程，试样尺寸为 220 mm×7 mm× 1.4 mm. 表 1 实验钢的主要化学成分 (质量分数) Table 1 Main chemical composition of the tested steel % C Si Mn Cr Nb Fe 0.17–0.20 0.13–0.15 1.90–2.20 0.08–0.12 0.03–0.05 Bal. 根据 YBT 5127—1993 （钢的临界点测定方 法），用切线法测得实验钢的相变点. 图 1 和图 2 为通过 DIL 805A 型膨胀仪测得的热膨胀–温度曲 线 ，升温段加热速度选择 0.05 ℃·s–1，测得 TAc1、 TAc3（ TAc1 为 加 热 时 开 始 形 成 奥 氏 体 的 温 度 ； TAc3 为加热时全部形成奥氏体的温度 ）分别 为 672 和 805 ℃，如图 1 所示. 以 0.05 ℃·s– 1 加热到 875 ℃，保温 15 min，然后以 40 ℃·s–1 的冷速冷却， 得到 TMs 和 TMf（TMs 和 TMf 分别为马氏体开始相变 点和马氏体结束相变点）分别为 402 和 220 ℃，如 图 2 所示. 由此确定实验钢两相区保温温度分别 为 740、760 和 780 ℃，等温温度为 240 ℃，得到三 种不同相构成（相比例、相状态和相分布）的超高 强度 DH 钢，分别命名为 DH1、DH2 和 DH3. 具体 的热处理工艺为：以 7.4 ℃·s–1 加热到 150 ℃，然后 以 2.6 ℃·s– 1 分别加热到两相区，保温温度分别为 740/760/780 ℃，保温时间为 100 s，然后以 4 ℃·s–1 缓冷到 640 ℃，接下来以 40 ℃·s– 1 快冷到 240 ℃ ， 保温 368 s，最后以 5 ℃·s–1 冷却到室温. 梁江涛等： 1300 MPa 级 Nb 微合金化 DH 钢的组织性能 · 393 ·

394 工程科学学报，第43卷，第3期 140 ULTRA-450型场发射扫描电子显微镜镜(SEM)观 120 Heating rate of 0.05 C-s- 察实验钢的显微组织.采用TECNAI G2F20型透 100 TAc-672℃ 射电子显微镜对实验钢中马氏体、铁素体和残留 Ac=805℃ 奥氏体形貌进行观察.电子背散射衍射(Electron Heating backscattered diffraction,EBSD)试样选用体积分 40 数为20%的高氯酸酒精溶液电解抛光后，在 ZEISSULTRA55型场发射扫描电子显微镜上进行 0 分析.利用Smart Lab型X射线衍射仪(XRD)对不 0 200 400600 800 1000 同退火温度下实验钢中的残留奥氏体含量进行测 Temperature/℃ 定.选择Y相中(200，(220)，(311)衍射线，选择 图1测量TAc1和TAe的膨胀量-温度曲线 α相中(200)，(211)衍射线，实验钢残留奥氏体的体 Fig.1 Measurement of expansion-temperature curves of TAci and TAe3 积分数用直接比较法计算叫，再根据下式计算实 120 验钢中残留奥氏体的含C量)： 00 -Cooling rate of40℃~s Cy=(ay-0.3547）/0.00467 (1) 0 式中：C,为实验钢残留奥氏体中碳元素的质量分 60 数；a,为是实验钢残留奥氏体{220}的晶格常数， Cooling nm.实验采用拉伸后试样，残留奥氏体量测的位 T220℃ 20 置为均匀变形部位， -20 T=402℃ 2实验结果及分析 100200300400500.600700800900 2.1实验钢的显微组织 Temperature/℃ 图3为实验钢的SEM照片，图4为实验钢的 图2测量了和TMr的膨胀量-温度曲线 EBSD照片，图5为实验钢中各相体积分数，铁素 Fig.2 Measurement of expansion-temperature curve of TMs and Tyr 体和马氏体的体积分数由Image J软件统计（从 在退火板上沿轧向取标距为50mm的标准拉 SEM照片获得)，残留奥氏体体积分数由XRD数 伸试样，用电子万能实验机CMT5105在室温下进 据计算获得.从图3和图4可以看出，实验钢的组 行拉伸实验，拉伸速率大小为2mm/min.利用FEl 织主要为铁素体、马氏体、残留奥氏体和极少量 (a) (b) (c) Martensite Martensite 5 um 5 um 5 um 图3实验钢的SEM照片.(a)DH1:(b)DH2:(c)DH3 Fig.3 SEM images of the tested steels:(a)DH1;(b)DH2;(c)DH3 (a) (b) (c) Retained austenit地 Retained austenite Retained austenite 5 um 5um 5 um 图4实验钢的EBSD照片.(a)DH1:(b)DH2:(c)DH3 Fig.4 EBSD photos of the tested steels:(a)DH1;(b)DH2;(c)DH3

在退火板上沿轧向取标距为 50 mm 的标准拉 伸试样，用电子万能实验机 CMT5105 在室温下进 行拉伸实验，拉伸速率大小为 2 mm/min. 利用 FEI ULTRA-450 型场发射扫描电子显微镜镜（SEM）观 察实验钢的显微组织. 采用 TECNAI G2 F20 型透 射电子显微镜对实验钢中马氏体、铁素体和残留 奥氏体形貌进行观察. 电子背散射衍射（Electron backscattered diffraction， EBSD）试样选用体积分 数 为 20% 的 高 氯 酸 酒 精 溶 液 电 解 抛 光 后 ， 在 ZEISSULTRA 55 型场发射扫描电子显微镜上进行 分析. 利用 Smart Lab 型 X 射线衍射仪（XRD）对不 同退火温度下实验钢中的残留奥氏体含量进行测 定 . 选 择 γ 相 中 (200)， (220)， (311) 衍射线 ，选 择 α 相中 (200)，(211) 衍射线，实验钢残留奥氏体的体 积分数用直接比较法计算[11] ，再根据下式计算实 验钢中残留奥氏体的含 C 量[12] ： Cγ = ( αγ −0.3547) /0.00467 （1） 式中：Cγ 为实验钢残留奥氏体中碳元素的质量分 数 ；αγ 为是实验钢残留奥氏体{220}的晶格常数， nm. 实验采用拉伸后试样，残留奥氏体量测的位 置为均匀变形部位. 2    实验结果及分析 2.1    实验钢的显微组织 图 3 为实验钢的 SEM 照片，图 4 为实验钢的 EBSD 照片，图 5 为实验钢中各相体积分数，铁素 体和马氏体的体积分数由 Image J 软件统计（从 SEM 照片获得），残留奥氏体体积分数由 XRD 数 据计算获得. 从图 3 和图 4 可以看出，实验钢的组 织主要为铁素体、马氏体、残留奥氏体和极少量 Heating rate of 0.05 ℃·s−1 0 0 20 40 60 80 100 120 140 200 400 600 Temperature/℃ Change of width/μm 800 1000 Heating TAC1=672 ℃ TAC3=805 ℃ 图 1 测量 TAc1 和 TAc3 的膨胀量–温度曲线 Fig.1 Measurement of expansion–temperature curves of TAc1 and TAc3 Cooling rate of 40 ℃·s−1 100 0 20 40 60 80 100 120 −20 200 400 600 Temperature/℃ Change of width/μm 300 500 700 800 900 Cooling TMf=220℃ TMs=402 ℃ 图 2 测量 TMs 和 TMf 的膨胀量–温度曲线 Fig.2 Measurement of expansion–temperature curve of TMs and TMf Ferrite Martensite (a) 5 μm (b) 5 μm (c) 5 μm Ferrite Martensite Ferrite Martensite Tempered martensite Ferrite Tempered martensite 图 3 实验钢的 SEM 照片. （a）DH1；（b）DH2；（c）DH3 Fig.3 SEM images of the tested steels: (a) DH1; (b) DH2; (c) DH3 (a) 5 μm Retained austenite (b) 5 μm Retained austenite (c) 5 μm Retained austenite 图 4 实验钢的 EBSD 照片. （a）DH1；（b）DH2；（c）DH3 Fig.4 EBSD photos of the tested steels: (a) DH1; (b) DH2; (c) DH3 · 394 · 工程科学学报，第 43 卷，第 3 期

梁江涛等：1300MPa级Nb微合金化DH钢的组织性能 395· 90 未回火的淬火态马氏体3-1.DH2钢的两相区保 8o 温温度要高于DH1钢，两相区保温时得到体积分 70 数为80%的奥氏体，奥氏体中的碳和锰含量也比 DHI钢中相应降低，Ts点要高于DHI钢，快速冷 0 --Retained austenite 后得到大量的马氏体和少量奥氏体，在等温阶段， Ferrite 40 Martensite 马氏体发生回火分解，转变为回火马氏体，在随后 冷却过程中奥氏体部分转变为马氏体，成为淬火 20 态马氏体，保留到室温的奥氏体为残留奥氏体 在DH3钢中，各相形貌及分布状况变化较大，铁素 0 DH1 DH2 DH3 体体积分数下降到7%，马氏体体积分数上升到 Steel 883%,残留奥氏体体积分数上升到4.7%，马氏体 图5实验钢中各相体积分数 相几乎全为回火马氏体 Fig.5 Volume fraction of each phase in the tested steels 图6为DH2钢的TEM照片，图6(a)为组织中 的碳化物，但是各相的状态、体积分数和分布位置 铁素体的形貌，可以看到铁素体晶粒内部有大量 有明显差别 位错线.图6(b)为组织中马氏体形貌，可以看出马 在DH1钢组织中，铁素体形貌类似于不规则 氏体板条边界模糊，为明显的回火马氏体特征，这 多边形状，铁素体基体上分布着大小不一的碳化 与实验钢的SEM照片特征相符 物，马氏体几乎全部为淬火态马氏体组织（根据马 (a) (b) 氏体分解和碳化物析出程度来分辨组织中的淬火 马氏体和回火马氏体)，组织中有明显的带状组 织.铁素体体积分数由DH1钢中的35%降为 ensite DH2钢中的20%，马氏体体积分数由62.6%增大 14m 500nm 到75.8%，残留奥氏体体积分数由2.4%增大到 图6DH2实验钢的TEM图 4.2%,并且在DH2钢中马氏体大部分为回火马氏 Fig.6 TEM photographs of DH2 the tested steels 体，仅有少量的淬火态马氏体.这是由于DH1钢 2.2实验钢中残留奥氏体的转变行为 的两相区保温温度较低，在铁素体和奥氏体两相 图7(a)为实验钢的XRD谱线图，图7(b)为实 区形成的奥氏体含量较少，两相区保温时铁素体 验钢的残留奥氏体体积分数及残留奥氏体碳含 内碳和锰等奥氏体稳定元素向奥氏体中扩散，得 量，计算表明，DH钢的残留奥氏体体积分数为 到富碳和富锰的奥氏体，该部分奥氏体的Ts偏 2.4%,DH2钢的残留奥氏体体积分数为4.2%， 低，快速冷却时只有少量奥氏体向马氏体转变，在 DH3钢的残留奥氏体的体积分数达到4.7%， 等温阶段结束后冷却至室温的过程中剩余的大部 DHI钢、DH2钢和DH3钢残留奥氏体中的碳元素 分奥氏体向马氏体转变，此时形成的马氏体均为 质量分数分别为0.59%、0.75%和0.9%.两相区保 5.0 1.0 (a (21 (b) 4.5 -o-Retained austenite fraction (200) -Carbon content 0 0.9 4.0 DH3 (220 (311) 0.8 3.5 DH2 3.0 DHI 0.6 2.0 50 60 70 80 90 DHI DH2 DH3 2) Steel 图7实验钢的XRD谱线()和实验钢中残留奥氏体体积分数及残留奥氏体中碳元素的质量分数(b) Fig.7 XRD patterns of the tested steels(a)and retained austenite volume fraction and carbon mass fraction in retained austenite of the tested steels(b)

的碳化物，但是各相的状态、体积分数和分布位置 有明显差别. 在 DH1 钢组织中，铁素体形貌类似于不规则 多边形状，铁素体基体上分布着大小不一的碳化 物，马氏体几乎全部为淬火态马氏体组织（根据马 氏体分解和碳化物析出程度来分辨组织中的淬火 马氏体和回火马氏体），组织中有明显的带状组 织 . 铁素体体积分数 由 DH1 钢 中 的 35% 降 为 DH2 钢中的 20%，马氏体体积分数由 62.6% 增大 到 75.8%，残留奥氏体体积分数 由 2.4% 增 大 到 4.2%，并且在 DH2 钢中马氏体大部分为回火马氏 体，仅有少量的淬火态马氏体. 这是由于 DH1 钢 的两相区保温温度较低，在铁素体和奥氏体两相 区形成的奥氏体含量较少，两相区保温时铁素体 内碳和锰等奥氏体稳定元素向奥氏体中扩散，得 到富碳和富锰的奥氏体，该部分奥氏体的 TMs 偏 低，快速冷却时只有少量奥氏体向马氏体转变，在 等温阶段结束后冷却至室温的过程中剩余的大部 分奥氏体向马氏体转变，此时形成的马氏体均为 未回火的淬火态马氏体[13–14] . DH2 钢的两相区保 温温度要高于 DH1 钢，两相区保温时得到体积分 数为 80% 的奥氏体，奥氏体中的碳和锰含量也比 DH1 钢中相应降低，TMs 点要高于 DH1 钢，快速冷 后得到大量的马氏体和少量奥氏体，在等温阶段， 马氏体发生回火分解，转变为回火马氏体，在随后 冷却过程中奥氏体部分转变为马氏体，成为淬火 态马氏体，保留到室温的奥氏体为残留奥氏体. 在 DH3 钢中，各相形貌及分布状况变化较大，铁素 体体积分数下降到 7%，马氏体体积分数上升到 88.3%，残留奥氏体体积分数上升到 4.7%，马氏体 相几乎全为回火马氏体. 图 6 为 DH2 钢的 TEM 照片，图 6（a）为组织中 铁素体的形貌，可以看到铁素体晶粒内部有大量 位错线. 图 6（b）为组织中马氏体形貌，可以看出马 氏体板条边界模糊，为明显的回火马氏体特征，这 与实验钢的 SEM 照片特征相符. (a) 1 μm Dislocation line Ferrite (b) 500 nm Tempered martensite 图 6 DH2 实验钢的 TEM 图 Fig.6 TEM photographs of DH2 the tested steels 2.2    实验钢中残留奥氏体的转变行为 图 7（a）为实验钢的 XRD 谱线图，图 7（b）为实 验钢的残留奥氏体体积分数及残留奥氏体碳含 量. 计算表明，DH1 钢的残留奥氏体体积分数为 2.4%， DH2 钢 的 残 留 奥 氏 体 体 积 分 数 为 4.2%， DH3 钢 的 残 留 奥 氏 体 的 体 积 分 数 达 到 4.7%， DH1 钢、DH2 钢和 DH3 钢残留奥氏体中的碳元素 质量分数分别为 0.59%、0.75% 和 0.9%. 两相区保 DH1 0 10 20 30 40 50 60 70 90 80 DH2 Steel Retained austenite Martensite Ferrite Phase volume fraction/ % DH3 图 5 实验钢中各相体积分数 Fig.5 Volume fraction of each phase in the tested steels 50 60 (a) 70 DH3 DH2 DH1 (200)γ (220)γ (311)γ (200)α (211)α 2θ/(°) Intensity (a.u.) 80 90 DH1 2.0 2.5 3.0 3.5 4.0 4.5 5.0 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0 DH2 (b) DH3 Steel Retained austenite fraction/ % Carbon content/ % Retained austenite fraction Carbon content 图 7 实验钢的 XRD 谱线（a）和实验钢中残留奥氏体体积分数及残留奥氏体中碳元素的质量分数（b） Fig.7 XRD patterns of the tested steels (a) and retained austenite volume fraction and carbon mass fraction in retained austenite of the tested steels (b) 梁江涛等： 1300 MPa 级 Nb 微合金化 DH 钢的组织性能 · 395 ·