钛和钒对高锰钢高温热延性的影响

工程科学学报，第39卷，第4期：520528,2017年4月 Chinese Journal of Engineering,Vol.39,No.4:520-528,April 2017 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2017.04.006:http://journals.ustb.edu.cn 钛和钒对高锰钢高温热延性的影响 刘洪波”，刘建华)区，丁浩)，吴博威”，张杰”，苏晓峰2》 1)北京科技大学工程技术研究院，北京1000832)河北辛集澳森钢铁有限公司技术中心，辛集052360 ☒通信作者，E-mail:liujianhua(@metall.usth.edu.cn 摘要运用Gleeble-3500热力模拟试验机对700~1200℃温度范围内高锰钢Mnl3单独加入钛（质量分数0.10%）、复合添 加钛（质量分数0.11%）和钒（质量分数0.20%）后的高温热延性进行测试.采用扫描电镜和X射线能谱分析仪对不同温度 下拉伸断裂后试样的断口形貌以及断口处的析出粒子进行了分析.温度一断面收缩率曲线表明在高锰钢中加入0.10%钛后， 其断面收缩率出现了一定程度的下降，这表明钛的加入恶化了高锰钢的热延性：在此基础上加入0.20%钒，高锰钢的热延性 出现了进一步的下降，即钛和钒的复合加入严重恶化了高锰钢的热延性.利用Thermo-Cale热力学计算软件对单独含钛以及 复合含钛钒的高锰钢在700~1600℃存在的平衡析出相进行了计算，计算结果表明Ti(C,N)的平衡析出温度均约为1499℃， 远大于其液相线温度，这说明T(C,N)在高锰钢的液相中就可以开始析出.扫描电镜一能谱分析结果表明在奥氏体晶界以及 三叉晶界处存在大量的Ti(C,N)和(Ti,V)C粒子，这些粒子的出现抑制了动态再结品的发生，并且加速了晶界附近裂纹的 扩展。 关键词锰钢：拉伸实验：热延性：钒：钛：动态再结晶 分类号TG142.1·3 Influence of Ti and V on the hot ductility of high manganese austenitic steel LIU Hong-bo,LIU Jian-hua,DING Hao,WU Bo-wei,ZHANG Jie,SU Xiao-feng 1)Institute of Engineering Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Technical Center,Aosen Steel Co.Ltd.Xinji 052360,China Corresponding author,E-mail:liujianhua@metall.ustb.edu.cn ABSTRACT The influence of Ti (mass fraction 0.10%)and the joint additions of Ti (mass fraction 0.11%)and V (mass fraction 0.20%)on the hot ductility of as-east high manganese austenitic steels were studied using a Gleeble-3500 thermo-mechanical simula- tor over a temperature range of 700 to 1200 C.Fracture surfaces and particles precipitated at different testing temperatures were inves- tigated via scanning electron microscopy (SEM)and X-ray energy dispersive spectrometry (EDS).The hot ductility curves as a func- tion of temperature of high-Mn austenitic steels showed that Ti addition leads to loss of ductility in almost the entire testing temperature range.Moreover,the joint additions of Ti and V do not exhibit any improvement in the hot ductility,resulting in relatively poor hot ductility behavior.The phase diagrams of precipitates in Ti-and Ti-V-bearing high-Mn austenitic steels in the temperature range of 700 to 1600C were calculated via Thermo-Cale commercial software.The calculation results show that Ti(C,N)in Ti-bearing high- Mn steel precipitates at 1499 C,which is much higher than its liquidus temperature.This illustrates that Ti(C,N)particles form in the liquid steel.SEM-EDS results show that Ti(C,N)and (Ti,V)C particles form along the austenitic grain boundaries and the triple junction.These particles retard the occurrence of dynamic recrystallization and accelerate the extension of cracks near the grain bound- aries. KEY WORDS manganese steels;tensile tests;hot ductility;vanadium;titanium:dynamic recrystallization 收稿日期：2016-07-07 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51574022)

工程科学学报，第 39 卷，第 4 期: 520--528，2017 年 4 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 39，No． 4: 520--528，April 2017 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2017． 04． 006; http: / /journals． ustb． edu． cn 钛和钒对高锰钢高温热延性的影响 刘洪波1) ，刘建华1) ，丁 浩1) ，吴博威1) ，张 杰1) ，苏晓峰1，2) 1) 北京科技大学工程技术研究院，北京 100083 2) 河北辛集澳森钢铁有限公司技术中心，辛集 052360 通信作者，E-mail: liujianhua@ metall． ustb． edu． cn 摘 要 运用 Gleeble-3500 热力模拟试验机对 700 ～ 1200 ℃温度范围内高锰钢 Mn13 单独加入钛( 质量分数 0. 10% ) 、复合添 加钛( 质量分数 0. 11% ) 和钒( 质量分数 0. 20% ) 后的高温热延性进行测试． 采用扫描电镜和 X 射线能谱分析仪对不同温度 下拉伸断裂后试样的断口形貌以及断口处的析出粒子进行了分析． 温度--断面收缩率曲线表明在高锰钢中加入 0. 10% 钛后， 其断面收缩率出现了一定程度的下降，这表明钛的加入恶化了高锰钢的热延性; 在此基础上加入 0. 20% 钒，高锰钢的热延性 出现了进一步的下降，即钛和钒的复合加入严重恶化了高锰钢的热延性． 利用 Thermo--Calc 热力学计算软件对单独含钛以及 复合含钛钒的高锰钢在 700 ～ 1600 ℃存在的平衡析出相进行了计算，计算结果表明 Ti( C，N) 的平衡析出温度均约为 1499 ℃， 远大于其液相线温度，这说明 Ti( C，N) 在高锰钢的液相中就可以开始析出． 扫描电镜--能谱分析结果表明在奥氏体晶界以及 三叉晶界处存在大量的 Ti( C，N) 和( Ti，V) C 粒子，这些粒子的出现抑制了动态再结晶的发生，并且加速了晶界附近裂纹的 扩展． 关键词 锰钢; 拉伸实验; 热延性; 钒; 钛; 动态再结晶 分类号 TG142. 1 + 3 收稿日期: 2016--07--07 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51574022) Influence of Ti and V on the hot ductility of high manganese austenitic steel LIU Hong-bo1) ，LIU Jian-hua1)  ，DING Hao1) ，WU Bo-wei1) ，ZHANG Jie1) ，SU Xiao-feng1，2) 1) Institute of Engineering Technology，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Technical Center，Aosen Steel Co． Ltd． ，Xinji 052360，China  Corresponding author，E-mail: liujianhua@ metall． ustb． edu． cn ABSTＲACT The influence of Ti ( mass fraction 0. 10% ) and the joint additions of Ti ( mass fraction 0. 11% ) and V ( mass fraction 0. 20% ) on the hot ductility of as-cast high manganese austenitic steels were studied using a Gleeble-3500 thermo-mechanical simula￾tor over a temperature range of 700 to 1200 ℃ ． Fracture surfaces and particles precipitated at different testing temperatures were inves￾tigated via scanning electron microscopy ( SEM) and X-ray energy dispersive spectrometry ( EDS) ． The hot ductility curves as a func￾tion of temperature of high-Mn austenitic steels showed that Ti addition leads to loss of ductility in almost the entire testing temperature range． Moreover，the joint additions of Ti and V do not exhibit any improvement in the hot ductility，resulting in relatively poor hot ductility behavior． The phase diagrams of precipitates in Ti- and Ti--V-bearing high-Mn austenitic steels in the temperature range of 700 to 1600 ℃ were calculated via Thermo-Calc commercial software． The calculation results show that Ti( C，N) in Ti-bearing high￾Mn steel precipitates at 1499 ℃，which is much higher than its liquidus temperature． This illustrates that Ti( C，N) particles form in the liquid steel． SEM-EDS results show that Ti( C，N) and ( Ti，V) C particles form along the austenitic grain boundaries and the triple junction． These particles retard the occurrence of dynamic recrystallization and accelerate the extension of cracks near the grain bound￾aries． KEY WOＲDS manganese steels; tensile tests; hot ductility; vanadium; titanium; dynamic recrystallization

刘洪波等：钛和钒对高锰钢高温热延性的影响 521 高锰钢(Mn13钢)兼具高韧性和优异的加工硬化 Gleeble3500研究了未添加钛、单独添加钛(0.10%) 特性，这使其在冲击磨损的条件下能表现出优异的耐 及复合添加钛(0.11%)和钒(0.20%)后的高锰钢在 磨性能.高锰钢的典型成分为（质量分数）1.0%~ 700~1200范围内的热延性，并采用Thermo--Calc热力 1.4%C、10%~14%Mn、0.3%~0.6%Si和余量 学计算软件计算了单独添加T和复合添加Ti和V高 Fe-.徐志明四报道称复合添加0.10%Ti和0.41% 锰钢在700~1600℃范围内的相变及析出相.并且现 V至高锰钢中，其生成的碳化物经弥散处理后使钒钛 阶段，关于微合金化元素对高碳钢，特别是碳质量分数 高锰钢的耐磨性得到显著提高.苏日娴对含不同T 高于0.35%的钢的热延性影响的研究涉及的较少四， 含量的高锰钢进行了磨损实验，结果发现含有 本研究中高锰钢碳质量分数达到了1.10%.希望通过 0.106%Ti的高锰钢的磨损量为32.1mg,而未加钛的 对高锰高碳钢热延性的研究，掌握其高温力学性能，了 钢样磨损量在60mg以上，加入钛后的平均磨损量约 解其在不同温度的下的断裂机理，从而为高锰钢的铸 减少了50%. 造、连铸及热轧参数控制提供一定的理论参考. 然而，对于含Nb、T和V微合金化钢，在钢中会形 1 试验材料和方法 成弥散的碳氮化物，起到细化晶粒和沉淀强化的作用， 但同时也会使其脆性增加，即钢的热延性会变差5-W， 1.1试验材料 从而对其铸造、连铸以及热变性加工过程的顺行产生 本文选取了未添加、单独添加钛及复合添加钛和 影响.热延性实验能够比较理想地模拟连铸工艺，可 钒后的高锰钢进行试验，试验用高锰钢各元素的质量 用于钢的高温力学性能研究，也可以用于裂纹敏感性 分数如表1所示.试验用钢在50kg中频真空感应电 分析四.而且，热延性实验广泛应用于研究微合金化 炉中熔炼，浇铸温度为1500℃，出钢前3min在钢中加 元素对钢材性能影响3-.本文使用热模拟试验机 入少量的A!块进行脱氧处理 表1试验用高锰钢中各元素质量分数 Table 1 Composition of examined high-Mn steels % 钢号 C Si Mn P Al 0 MI 1.10 0.49 12.72 0.0054 0.0057 0.03 0.0090 0.0069 M2 1.19 0.45 12.29 0.0052 0.0059 0.05 0.10 0.0140 0.0073 M3 1.17 0.39 12.49 0.0051 0.0052 0.04 0.11 0.20 0.0110 0.0025 1.2试验方法 采用Gleeble3500热模拟试验机进行高温拉伸试 验.拉伸试样取自高锰钢铸锭，其尺寸为10mm× 120mm,试样中部焊接上双铂铑型热电偶，采集试样在 1200℃ 12009℃ M 3 min 试验过程中的温度，工作室经过两次抽真空后，通入流 ℃s1 700-50& 保温3mim 量为1L·minl的氩气进行保护.随后，将试样以 应变速率=1×103s 10℃·s'的速率加热到1200℃保温3min,消除试样组 加热 10℃s1 织内应力，然后以3℃·s的速率冷却至拉伸温度，再 次保温3mi后以l03s的应变速率进行拉伸，直至 断裂.随即喷水冷却，以保持试样在高温状态下的断 时间/s 口形貌和金相特点.拉伸实验后，测定试样的断口直 径变化，计算出高锰钢的断面收缩率，采用Origin软件 图1高温拉伸试验温度控制示意图 Fig.1 Schemes of high-temperature tensile tests 处理拉伸机记录数据，总结出高锰钢在不同试验温度 下的真应力一应变曲线.高温拉伸试验温度制度，如图 干.最后，在金相显微镜下观察断口处的晶粒的变形 1所示. 以及再结晶情况，运用Zeiss Untra55型场发射扫描电 试验结束后，选用精度为0.02mm的游标卡尺测 镜观察试样断口附近的组织以及析出的一些颗粒. 量试样断口的直径变化，计算出不同测试温度下试样 2试验结果与分析 的断面收缩率.然后，将断口纵剖后，试样经研磨和抛 光后，用棉花蘸取体积分数为7%硝酸和2%饱和苦味 2.1热延性曲线 酸的乙醇溶液在试样表面擦拭2min,然后冲洗和吹 M1、M2和M3高锰钢铸态试样的高温断面收缩率

刘洪波等: 钛和钒对高锰钢高温热延性的影响 高锰钢( Mn13 钢) 兼具高韧性和优异的加工硬化 特性，这使其在冲击磨损的条件下能表现出优异的耐 磨性能． 高锰钢的典型成分为( 质 量 分 数) 1. 0% ～ 1. 4% C、10% ～ 14% Mn、0. 3% ～ 0. 6% Si 和 余 量 Fe［1--2］． 徐志明［3］报道称复合添加 0. 10% Ti 和 0. 41% V 至高锰钢中，其生成的碳化物经弥散处理后使钒钛 高锰钢的耐磨性得到显著提高． 苏日娴［4］对含不同 Ti 含量 的 高 锰 钢 进 行 了 磨 损 实 验，结 果 发 现 含 有 0. 106% Ti 的高锰钢的磨损量为 32. 1 mg，而未加钛的 钢样磨损量在 60 mg 以上，加入钛后的平均磨损量约 减少了 50% ． 然而，对于含 Nb、Ti 和 V 微合金化钢，在钢中会形 成弥散的碳氮化物，起到细化晶粒和沉淀强化的作用， 但同时也会使其脆性增加，即钢的热延性会变差［5--11］， 从而对其铸造、连铸以及热变性加工过程的顺行产生 影响． 热延性实验能够比较理想地模拟连铸工艺，可 用于钢的高温力学性能研究，也可以用于裂纹敏感性 分析［12］． 而且，热延性实验广泛应用于研究微合金化 元素对钢材性能影响［13--28］． 本文使用热模拟试验机 Gleeble-3500 研究了未添加钛、单独添加钛( 0. 10% ) 及复合添加钛( 0. 11% ) 和钒( 0. 20% ) 后的高锰钢在 700 ～ 1200 范围内的热延性，并采用 Thermo-Calc 热力 学计算软件计算了单独添加 Ti 和复合添加 Ti 和 V 高 锰钢在 700 ～ 1600 ℃范围内的相变及析出相． 并且现 阶段，关于微合金化元素对高碳钢，特别是碳质量分数 高于 0. 35% 的钢的热延性影响的研究涉及的较少［29］， 本研究中高锰钢碳质量分数达到了 1. 10% ． 希望通过 对高锰高碳钢热延性的研究，掌握其高温力学性能，了 解其在不同温度的下的断裂机理，从而为高锰钢的铸 造、连铸及热轧参数控制提供一定的理论参考． 1 试验材料和方法 1. 1 试验材料 本文选取了未添加、单独添加钛及复合添加钛和 钒后的高锰钢进行试验，试验用高锰钢各元素的质量 分数如表 1 所示． 试验用钢在 50 kg 中频真空感应电 炉中熔炼，浇铸温度为 1500 ℃，出钢前 3 min 在钢中加 入少量的 Al 块进行脱氧处理． 表 1 试验用高锰钢中各元素质量分数 Table 1 Composition of examined high-Mn steels % 钢号 C Si Mn P S Al Ti V N O M1 1. 10 0. 49 12. 72 0. 0054 0. 0057 0. 03 — — 0. 0090 0. 0069 M2 1. 19 0. 45 12. 29 0. 0052 0. 0059 0. 05 0. 10 — 0. 0140 0. 0073 M3 1. 17 0. 39 12. 49 0. 0051 0. 0052 0. 04 0. 11 0. 20 0. 0110 0. 0025 1. 2 试验方法 采用 Gleeble-3500 热模拟试验机进行高温拉伸试 验． 拉伸试样取自高锰钢铸锭，其尺寸为 10 mm × 120 mm，试样中部焊接上双铂铑型热电偶，采集试样在 试验过程中的温度，工作室经过两次抽真空后，通入流 量为 1 L·min － 1 的氩 气 进 行 保 护． 随 后，将 试 样 以 10 ℃·s － 1的速率加热到 1200 ℃保温 3 min，消除试样组 织内应力，然后以 3 ℃·s － 1的速率冷却至拉伸温度，再 次保温 3 min 后以 10 － 3 s － 1的应变速率进行拉伸，直至 断裂． 随即喷水冷却，以保持试样在高温状态下的断 口形貌和金相特点． 拉伸实验后，测定试样的断口直 径变化，计算出高锰钢的断面收缩率，采用 Origin 软件 处理拉伸机记录数据，总结出高锰钢在不同试验温度 下的真应力--应变曲线． 高温拉伸试验温度制度，如图 1 所示． 试验结束后，选用精度为 0. 02 mm 的游标卡尺测 量试样断口的直径变化，计算出不同测试温度下试样 的断面收缩率． 然后，将断口纵剖后，试样经研磨和抛 光后，用棉花蘸取体积分数为 7% 硝酸和 2% 饱和苦味 酸的乙醇溶液在试样表面擦拭 2 min，然后冲洗和吹 图 1 高温拉伸试验温度控制示意图 Fig． 1 Schemes of high-temperature tensile tests 干． 最后，在金相显微镜下观察断口处的晶粒的变形 以及再结晶情况，运用 Zeiss Untra-55 型场发射扫描电 镜观察试样断口附近的组织以及析出的一些颗粒． 2 试验结果与分析 2. 1 热延性曲线 M1、M2 和 M3 高锰钢铸态试样的高温断面收缩率 · 125 ·

·522· 工程科学学报，第39卷，第4期 与温度的关系如图2所示.断面收缩率的大小直接反 已经开始析出，V(C,N)相的析出严重恶化了中碳钢的 映了钢在高温变形过程中的韧性能力.断面收缩率值 热延性.对于含0.11%钛和0.20%钒的M3高锰钢来 越大，说明试样的塑性变形能力越强，产生裂纹的可能 说，相较于单独含0.10%钛的M2高锰钢，其断面收缩 性也就越小.在图2中可以看出，高锰钢的断面收缩 率在M2钢的基础上进一步降低，这表示0.20%钒的加 率(RA)随温度的升高而显著升高，而在相同的拉伸测 入进一步恶化了高锰钢的热延性. 试温度下，随着钢中加入质量分数0.10%的钛，高锰 2.2真应力一应变曲线 钢M2的断面收缩率几乎在整个测试温度范围内都显 采用Gleeble35O0热力模拟试验机测定的各试样 著降低.在此基础上，在钢中加入质量分数0.20%的 700~1200℃范围内的真应力-应变曲线如图3所示. 钒，高锰钢M3的断面收缩率进一步降低. 由图可见，高锰钢的力学性能具有明显的温度相关性. -MI 添加钛和钒后的M2和M3高锰钢试样的最大抗拉强 -M2 M3 度显著高于M1高锰钢的测量结果，而延伸率普遍较 小.在700℃拉伸测试温度下，M1的最大抗拉强度为 60 179MPa,而单独加入钛后，M2最大抗拉强度增大到 291MPa,M3钢进一步增加到351MPa. 另一方面，随着温度的升高，原子的活动能力增强 了，各晶粒在拉伸的过程中开启了滑移系，有利于拉伸 的记性，也造成了各晶粒的畸变，为动态再结晶提供了 有利条件.而动态再结晶的发生，可以使拉伸中的硬 700 90010001100 1200 化得到部分消除.表现在高锰钢中，如图2所示，高锰 温度℃ 钢的流变应力随着温度的升高迅速下降，而延伸率随 图2高锰钢试样的热延性曲线 温度升高非单调变化.Baradaran等B网通过对高锰钢 Fig.2 Hot ductility curves of high-Mn austenitic steels 100~1000℃温度范围内的真应力一应变曲线的研究 Mintz和Wang等0通过大量研究证实当断面 得知，在曲线中应力值开始下降的区域内，发生了动态 收缩率小于40%时，连铸坯的裂纹敏感性会显著增 再结晶试样的应力值通常会表现出较低速率的下降 强.在本研究中，以RA=40%作为判断高锰钢塑性能 动态再结晶发生时基体中应力集中缓解且晶粒细化， 力的临界值.对于未微合金化的M1高锰钢，在 有利于提高材料塑性.对比发现，M1高锰钢发生动态 700℃下，断面收缩为66%.随着温度的升高，其断面 再结晶的温度为800℃，M2高锰钢为900℃，而M3高 收缩率逐渐上升，在900℃出现了最大值，此时，断面 锰钢为1000℃ 2.3高温抗拉强度 收缩率为80%.在900~1000℃范围内，断面收缩率 三种高锰钢拉伸试样的最大抗拉强度随温度的变 变化不大.当拉伸温度高于1000℃，断面收缩率出现 了一定程度的下降，在1200℃达到64%. 化趋势如图4所示，对于M2钢，在1200℃测试温度 另外，含质量分数0.10%钛的M2高锰钢的断面 下，其最大抗强度仅为8.1MPa:随着温度的降低，M2 钢的抗拉强度逐渐上升，在700℃测试温度下达到峰 收缩率在几乎整个的拉伸测试温度区间内都呈现了不 值291.3MPa.通过对比M1、M2和M3钢可知，在 同程度的降低.钛的析出物，主要为T(C,N),其可以 700~1000℃较低的测试温度范围内，钛和钒的加入可 在高温下稳定存在，并且可以在轧制前的加热过程中 以显著改善高锰钢的抗拉强度：而在高温范围段 阻止晶粒的长大即.一般情况下，在钢材实际的生产 1050~1200℃，三种高锰钢的最大抗拉强度趋向一致. 过程中，钛的加入有益于减少连铸过程中矫直阶段产 这是因为钛和钒的加入可以固溶到高锰奥氏体钢中， 生裂纹的可能性0.但是，在常规的拉伸实验中温度 起到了固溶强化的作用四 制度一般是升高到某一峰值温度后，然后以一恒定的 2.4拉伸断口分析 速率降低到实验温度进行拉伸实验，在这种情况下，钛 图5为扫描电镜下观察到的M1、M2和M3高锰 的加入一般会恶化钢材的热延性 钢在800℃和900℃温度下的拉伸断口的形貌特征. Lee等网对含有0.11%钒的中碳钢（碳质量分数为 在图5(a)和图(b)中，M1高锰钢断口处存在大量细 0.52%)在600~1100℃温度范围进行了拉伸实验.研 小的韧窝，属于典型的塑性断裂.此时，M1高锰钢的 究发现，拉伸温度在1000℃降低至Ae,的过程中，中碳 断面收缩率较高，在800℃和900℃下分别为67.3% 钢的断面收缩率是随着温度逐渐下降的.Thermo--Calc 和79.4%.由图5(c)可知，在800℃拉伸温度下，M2 软件计算的平衡析出相图表示V(C,N)相在1000℃就 高锰钢断口呈“冰糖状”，有强烈的多面体感，属于脆

工程科学学报，第 39 卷，第 4 期 与温度的关系如图 2 所示． 断面收缩率的大小直接反 映了钢在高温变形过程中的韧性能力． 断面收缩率值 越大，说明试样的塑性变形能力越强，产生裂纹的可能 性也就越小． 在图 2 中可以看出，高锰钢的断面收缩 率( ＲA) 随温度的升高而显著升高，而在相同的拉伸测 试温度下，随着钢中加入质量分数 0. 10% 的钛，高锰 钢 M2 的断面收缩率几乎在整个测试温度范围内都显 著降低． 在此基础上，在钢中加入质量分数 0. 20% 的 钒，高锰钢 M3 的断面收缩率进一步降低． 图 2 高锰钢试样的热延性曲线 Fig． 2 Hot ductility curves of high-Mn austenitic steels Mintz［5］和 Wang 等［30］通过大量研究证实当断面 收缩率小于 40% 时，连铸坯的裂纹敏感性会显著增 强． 在本研究中，以 ＲA = 40% 作为判断高锰钢塑性能 力的 临 界 值． 对 于 未 微 合 金 化 的 M1 高 锰 钢，在 700 ℃下，断面收缩为 66% ． 随着温度的升高，其断面 收缩率逐渐上升，在 900 ℃ 出现了最大值，此时，断面 收缩率为 80% ． 在 900 ～ 1000 ℃ 范围内，断面收缩率 变化不大． 当拉伸温度高于 1000 ℃，断面收缩率出现 了一定程度的下降，在 1200 ℃达到 64% ． 另外，含质量分数 0. 10% 钛的 M2 高锰钢的断面 收缩率在几乎整个的拉伸测试温度区间内都呈现了不 同程度的降低． 钛的析出物，主要为 Ti( C，N) ，其可以 在高温下稳定存在，并且可以在轧制前的加热过程中 阻止晶粒的长大［31］． 一般情况下，在钢材实际的生产 过程中，钛的加入有益于减少连铸过程中矫直阶段产 生裂纹的可能性［31］． 但是，在常规的拉伸实验中温度 制度一般是升高到某一峰值温度后，然后以一恒定的 速率降低到实验温度进行拉伸实验，在这种情况下，钛 的加入一般会恶化钢材的热延性［7］． Lee 等［29］对含有 0. 11% 钒的中碳钢( 碳质量分数为 0. 52% ) 在 600 ～ 1100 ℃温度范围进行了拉伸实验． 研 究发现，拉伸温度在 1000 ℃ 降低至 Ae3的过程中，中碳 钢的断面收缩率是随着温度逐渐下降的． Thermo--Calc 软件计算的平衡析出相图表示 V( C，N) 相在 1000 ℃ 就 已经开始析出，V( C，N) 相的析出严重恶化了中碳钢的 热延性． 对于含 0. 11% 钛和 0. 20% 钒的 M3 高锰钢来 说，相较于单独含 0. 10% 钛的 M2 高锰钢，其断面收缩 率在 M2 钢的基础上进一步降低，这表示 0. 20% 钒的加 入进一步恶化了高锰钢的热延性． 2. 2 真应力--应变曲线 采用 Gleeble-3500 热力模拟试验机测定的各试样 700 ～ 1200 ℃范围内的真应力--应变曲线如图 3 所示． 由图可见，高锰钢的力学性能具有明显的温度相关性． 添加钛和钒后的 M2 和 M3 高锰钢试样的最大抗拉强 度显著高于 M1 高锰钢的测量结果，而延伸率普遍较 小． 在 700 ℃拉伸测试温度下，M1 的最大抗拉强度为 179 MPa，而单独加入钛后，M2 最大抗拉强度增大到 291 MPa，M3 钢进一步增加到 351 MPa． 另一方面，随着温度的升高，原子的活动能力增强 了，各晶粒在拉伸的过程中开启了滑移系，有利于拉伸 的记性，也造成了各晶粒的畸变，为动态再结晶提供了 有利条件． 而动态再结晶的发生，可以使拉伸中的硬 化得到部分消除． 表现在高锰钢中，如图 2 所示，高锰 钢的流变应力随着温度的升高迅速下降，而延伸率随 温度升高非单调变化． Baradaran 等［32］通过对高锰钢 100 ～ 1000 ℃ 温度范围内的真应力--应变曲线的研究 得知，在曲线中应力值开始下降的区域内，发生了动态 再结晶试样的应力值通常会表现出较低速率的下降． 动态再结晶发生时基体中应力集中缓解且晶粒细化， 有利于提高材料塑性． 对比发现，M1 高锰钢发生动态 再结晶的温度为 800 ℃，M2 高锰钢为 900 ℃，而 M3 高 锰钢为 1000 ℃ ． 2. 3 高温抗拉强度 三种高锰钢拉伸试样的最大抗拉强度随温度的变 化趋势如图 4 所示，对于 M2 钢，在 1200 ℃ 测试温度 下，其最大抗强度仅为 8. 1 MPa; 随着温度的降低，M2 钢的抗拉强度逐渐上升，在 700 ℃ 测试温度下达到峰 值 291. 3 MPa． 通 过 对 比 M1、M2 和 M3 钢 可 知，在 700 ～ 1000 ℃较低的测试温度范围内，钛和钒的加入可 以显著 改 善 高 锰 钢 的 抗 拉 强 度; 而 在 高 温 范 围 段 1050 ～ 1200 ℃，三种高锰钢的最大抗拉强度趋向一致． 这是因为钛和钒的加入可以固溶到高锰奥氏体钢中， 起到了固溶强化的作用［33］． 2. 4 拉伸断口分析 图 5 为扫描电镜下观察到的 M1、M2 和 M3 高锰 钢在 800 ℃ 和 900 ℃ 温度下的拉伸断口的形貌特征． 在图 5( a) 和图( b) 中，M1 高锰钢断口处存在大量细 小的韧窝，属于典型的塑性断裂． 此时，M1 高锰钢的 断面收缩率较高，在 800 ℃ 和 900 ℃ 下分别为 67. 3% 和 79. 4% ． 由图 5( c) 可知，在 800 ℃ 拉伸温度下，M2 高锰钢断口呈“冰糖状”，有强烈的多面体感，属于脆 · 225 ·

刘洪波等：钛和钒对高锰钢高温热延性的影响 ·523 200 350 (a) 700℃ ) 300 700℃ 150 250 200 100 800℃ 800℃ 150 900℃ 100 900℃ 50 1000℃ 1100℃1200℃ 1000℃ 50 1100℃ 1200℃ 0 01 0.2 0.3 0.4 05 0.6 0.7 0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 真应变 真应变 400 700℃ 350 300 250 800℃ 200 150 900℃ 100 1000℃1100℃ 1200℃之 0,1 0.2 0.3 0.4 0.5 真应变 图3试样各温度的真应力-应变曲线.(a)M1:(b)M2:(c)MB Fig.3 True stress-true strain curves of specimens at different testing temperatures:(a)MI:(b)M2;(c)M3 400 纹，并且断口平滑.这说明了本文M3高锰钢中，由于 350 -M1 晶界强度的弱化，在拉伸过程中发生了晶界滑移，从而 吃 +-M2 -◆M3 导致整体的塑性变差，在800℃拉伸温度下对应的断 250 面收缩率为26.8%.在图5(0中，900℃下M3高锰钢 20 拉伸断口中出现了少量的细小韧窝，塑性稍有提高，对 应的断面收缩率为38.4%. 150 100 3讨论 50 3.1钛和钒对高锰钢热延性的影响及原因分析 0 700 800 900100011001200 从图2所示的高锰钢热延性曲线以及图5所示的 温度/℃ 试样断口中可以看出，单独添加钛(0.10%)和复合添 图4高锰钢试样抗拉强度随温度的变化 加钛(0.11%)和钒(0.20%)后的高锰钢在700~ Fig.4 Peak stress as a function of temperature in high-Mn austenitic 1200℃范围内的热延性都出现了不同程度的下降.另 steels 外，由图3所示真应力一应变曲线可知，钛和钒的加入 性穿晶断裂，对应断面收缩率为50.5%.900℃时，断 都在一定程度上延迟了高锰钢动态再结晶的发生.在 口出现了部分细小的韧窝，这说明M2高锰钢在900℃ 金属变形的过程中，动态再结晶的发生可以缓解基体 下的塑性有所提高，此时断面收缩率为54.6%.Hama- 中的应力集中并细化晶粒，晶粒间协调变形能力增强， da和Karjalainen通过对Fe-22Mn-0.6 CTWIP钢在 有利于提高材料的塑性.首先将M1、M2和M3高 900℃下拉伸断口进行分析，发现断口平滑并带有极 锰钢分别在800℃和900℃温度下拉断后进行纵剖，然 少量的韧窝，这是在拉伸过程中由于晶界滑移所致. 后试样经磨、抛、侵蚀等步骤之后，在金相显微镜下观 如图5(e)所示，在M3钢断口中出现了大量的楔形裂 察其晶粒以及组织形貌，结果如图6所示

刘洪波等: 钛和钒对高锰钢高温热延性的影响 图 3 试样各温度的真应力--应变曲线． ( a) M1; ( b) M2; ( c) M3 Fig． 3 True stress--true strain curves of specimens at different testing temperatures: ( a) M1; ( b) M2; ( c) M3 图 4 高锰钢试样抗拉强度随温度的变化 Fig． 4 Peak stress as a function of temperature in high-Mn austenitic steels 性穿晶断裂，对应断面收缩率为 50. 5% ． 900 ℃ 时，断 口出现了部分细小的韧窝，这说明 M2 高锰钢在 900 ℃ 下的塑性有所提高，此时断面收缩率为54. 6% ． Hama￾da 和 Karjalainen［34］通过对 Fe--22Mn--0. 6C TWIP 钢在 900 ℃下拉伸断口进行分析，发现断口平滑并带有极 少量的韧窝，这是在拉伸过程中由于晶界滑移所致． 如图 5( e) 所示，在 M3 钢断口中出现了大量的楔形裂 纹，并且断口平滑． 这说明了本文 M3 高锰钢中，由于 晶界强度的弱化，在拉伸过程中发生了晶界滑移，从而 导致整体的塑性变差，在 800 ℃ 拉伸温度下对应的断 面收缩率为 26. 8% ． 在图 5( f) 中，900 ℃下 M3 高锰钢 拉伸断口中出现了少量的细小韧窝，塑性稍有提高，对 应的断面收缩率为 38. 4% ． 3 讨论 3. 1 钛和钒对高锰钢热延性的影响及原因分析 从图 2 所示的高锰钢热延性曲线以及图 5 所示的 试样断口中可以看出，单独添加钛( 0. 10% ) 和复合添 加钛 ( 0. 11% ) 和 钒 ( 0. 20% ) 后 的 高 锰 钢 在 700 ～ 1200 ℃范围内的热延性都出现了不同程度的下降． 另 外，由图 3 所示真应力--应变曲线可知，钛和钒的加入 都在一定程度上延迟了高锰钢动态再结晶的发生． 在 金属变形的过程中，动态再结晶的发生可以缓解基体 中的应力集中并细化晶粒，晶粒间协调变形能力增强， 有利于提高材料的塑性［35］． 首先将 M1、M2 和 M3 高 锰钢分别在800 ℃和900 ℃温度下拉断后进行纵剖，然 后试样经磨、抛、侵蚀等步骤之后，在金相显微镜下观 察其晶粒以及组织形貌，结果如图 6 所示． · 325 ·

·524. 工程科学学报，第39卷，第4期 aM1.800℃2 bM1.900℃ c)M2.800℃ 100 um 100 Hm 100m (dM2.900℃ c)M3.800℃ )M3.900℃ 楔形裂纹 100um 100m 100μ网 图5高锰钢在800℃和900℃下的拉伸断口形貌.(a,b)未微合金化高锰钢：(c,d)0.10%Ti微合金化钢：(e,00.11%T+0.20%V微 合金化钢 Fig.5 SEM images from the fracture surface of high-Mn steels tested at 800C and 900C:(a,b)non-microalloyed steel:(c,d)0.10%Ti microal- loyed steel:(e,f)0.11%Ti+0.20%V microalloved steel aM1.800℃ bM1.900℃ (c)M2.800℃ 200n 200um (dM2.900℃ (e)M3,800℃ (f)M3.900℃ 200m 200μm 200" 图6高锰钢断口处品粒形貌.(a,b)未微合金化高锰钢：(c,d)0.10%Ti微合金化钢：(e,)0.11%Ti+0.20%V微合金化钢 Fig.6 Optical micrographs of fractures:(a,b)non-microalloyed steel:(c,d)0.10%Ti microalloyed steel:(e,f)0.11%Ti+0.20%V microal- loyed steel

工程科学学报，第 39 卷，第 4 期 图 5 高锰钢在 800 ℃和 900 ℃下的拉伸断口形貌． ( a，b) 未微合金化高锰钢; ( c，d) 0. 10% Ti 微合金化钢; ( e，f) 0. 11% Ti + 0. 20% V 微 合金化钢 Fig． 5 SEM images from the fracture surface of high-Mn steels tested at 800℃ and 900℃ : ( a，b) non-microalloyed steel; ( c，d) 0. 10% Ti microal￾loyed steel; ( e，f) 0. 11% Ti + 0. 20% V microalloyed steel 图 6 高锰钢断口处晶粒形貌． ( a，b) 未微合金化高锰钢; ( c，d) 0. 10% Ti 微合金化钢; ( e，f) 0. 11% Ti + 0. 20% V 微合金化钢 Fig． 6 Optical micrographs of fractures: ( a，b) non-microalloyed steel; ( c，d) 0. 10% Ti microalloyed steel; ( e，f) 0. 11% Ti + 0. 20% V microal￾loyed steel · 425 ·