钼微合金化低碳钢的显微组织与力学性能.pdf_大学文库

第36卷第5期北京科技大学学报 Vol.36 No.5 2014年5月 Journal of University of Science and Technology Beijing May 2014 钼微合金化低碳钢的显微组织与力学性能高静辉，郑为为⑧ 北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京100083 ☒通信作者，E-mail:zhengww@skl.usth.cdu.cm 摘要借助物理模拟系统采用四种不同的多道次变形及控制冷却工艺，研究了成分为0.12C0.78Si-1.42Mn0.74A- 0.32M6钢的显微组织和力学性能.结果显示：使用物理模拟系统进行高温区的多道次热连轧，并结合控制冷却处理，能够得到不同的复相组织（铁素体/贝氏体组织，贝氏体/马氏体组织）.依贝氏体含量和形态的不同，铁素体/贝氏体复相组织钢的屈服强度为388-558MPa,抗拉强度为681~838MPa,总延伸率为15%~27%：贝氏体/马氏体复相组织钢的屈服强度为 746MPa,抗拉强度为960MPa,总延伸率为19%. 关键词低碳钢：钼：微合金化：显微组织：力学性能：热轧分类号TG142.7 Microstructure and mechanical properties of Mo micro-alloyed low-carbon steel GAO Jing-hui,ZHENG Wei-ei State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:zhengww@skl.ustb.edu.cn ABSTRACT The microstructure and mechanical properties of 0.12C-0.78Si-1.42Mn-0.74Al-0.32Mo steel under four different multi-pass deformation and controlled cooling after rolling were studied by using of a physical simulation system.The results show that different multi-phase structures (ferrite/bainite and bainite/martensite)can be achieved in the steel under multi-pass deformation at high temperature through the physical simulation system and controlling cooling treatment.The yield strength,tensile strength and total elongation of the steel with the ferrite/bainite structure are 388-558 MPa,681-838 MPa,and 15%-27%,respectively:but the yield strength,tensile strength,and total elongation of the steel with the bainite/martensite structure reach 746 MPa,960 MPa,and 19%,respectively. KEY WORDS low carbon steel:molybdenum:microalloying:microstructure:mechanical properties;hot rolling 随着建筑业的快速发展，当前的建筑物朝着高体相变，空冷条件下即可得到贝氏体.经高温区多层化和大型化方向发展，钢结构以其可靠性高、自重道次热连轧及空冷处理得到的组织具有较好的室温轻、施工简便快捷等特点越来越广泛用于建筑领域力学性能，屈服强度都在500MPa以上，屈强比在中，但钢结构存在着较大的缺陷，即耐火性差.近年 0.65左右，并且有良好的塑性：同时，该组织也具有来，耐火钢在国内有较快发展.马钢、武钢、宝钢等较好的高温稳定性(600℃以下)和较好的高温力学先后研究开发了Mo-Nb、Mo-Nb-Ti、Mo-V、MoCr- 性能(600℃) Nb、Mo-Cr-Nb-V等微合金化的耐火钢O 现在大多采用Gleeble热模拟试验机来进行材有研究表明2)，在A和Si合金化的低碳钢中料热加工过程模拟，但由于试样较小，很难进行力学添加微量Mo能够增加过冷奥氏体的稳定性，在连性能检测.物理模拟系统是北京科技大学自主研续冷却的过程中强烈推迟先共析铁素体相变及珠光发的平面应变热模拟试验机，该系统采用中频加收稿日期：201303-12 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.05.009:http://journals.ustb.edu.cn

第 36 卷第 5 期 2014 年 5 月北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 5 May 2014 钼微合金化低碳钢的显微组织与力学性能高静辉，郑为为 北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京 100083  通信作者，E-mail: zhengww@ skl． ustb． edu． cn 摘要借助物理模拟系统采用四种不同的多道次变形及控制冷却工艺，研究了成分为 0. 12C--0. 78Si--1. 42Mn--0. 74Al-- 0. 32Mo 钢的显微组织和力学性能．结果显示: 使用物理模拟系统进行高温区的多道次热连轧，并结合控制冷却处理，能够得到不同的复相组织( 铁素体/贝氏体组织，贝氏体/马氏体组织) ．依贝氏体含量和形态的不同，铁素体/贝氏体复相组织钢的屈服强度为 388 ～ 558 MPa，抗拉强度为 681 ～ 838 MPa，总延伸率为 15% ～ 27% ; 贝氏体/马氏体复相组织钢的屈服强度为 746 MPa，抗拉强度为 960 MPa，总延伸率为 19% ．关键词低碳钢; 钼; 微合金化; 显微组织; 力学性能; 热轧分类号 TG 142. 7 Microstructure and mechanical properties of Mo micro-alloyed low-carbon steel GAO Jing-hui，ZHENG Wei-wei State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China  Corresponding author，E-mail: zhengww@ skl． ustb． edu． cn ABSTＲACT The microstructure and mechanical properties of 0. 12C-0. 78Si-1. 42Mn-0. 74Al-0. 32Mo steel under four different multi-pass deformation and controlled cooling after rolling were studied by using of a physical simulation system． The results show that different multi-phase structures ( ferrite / bainite and bainite /martensite) can be achieved in the steel under multi-pass deformation at high temperature through the physical simulation system and controlling cooling treatment． The yield strength，tensile strength and total elongation of the steel with the ferrite / bainite structure are 388 ～ 558 MPa，681 ～ 838 MPa，and 15% ～ 27% ，respectively; but the yield strength，tensile strength，and total elongation of the steel with the bainite /martensite structure reach 746 MPa，960 MPa，and 19% ，respectively． KEY WOＲDS low carbon steel; molybdenum; microalloying; microstructure; mechanical properties; hot rolling 收稿日期: 2013--03--12 DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 05． 009; http: / /journals． ustb． edu． cn 随着建筑业的快速发展，当前的建筑物朝着高层化和大型化方向发展，钢结构以其可靠性高、自重轻、施工简便快捷等特点越来越广泛用于建筑领域中，但钢结构存在着较大的缺陷，即耐火性差．近年来，耐火钢在国内有较快发展．马钢、武钢、宝钢等先后研究开发了 Mo--Nb、Mo--Nb--Ti、Mo--V、Mo--Cr-- Nb、Mo--Cr--Nb--V 等微合金化的耐火钢［1］．有研究表明［2--3］，在 Al 和 Si 合金化的低碳钢中添加微量 Mo 能够增加过冷奥氏体的稳定性，在连续冷却的过程中强烈推迟先共析铁素体相变及珠光体相变，空冷条件下即可得到贝氏体．经高温区多道次热连轧及空冷处理得到的组织具有较好的室温力学性能，屈服强度都在 500 MPa 以上，屈强比在 0. 65 左右，并且有良好的塑性; 同时，该组织也具有较好的高温稳定性( 600 ℃以下) 和较好的高温力学性能( 600 ℃ ) ［3］．现在大多采用 Gleeble 热模拟试验机来进行材料热加工过程模拟，但由于试样较小，很难进行力学性能检测．物理模拟系统［4］是北京科技大学自主研发的平面应变热模拟试验机．该系统采用中频加

·626 北京科技大学学报第36卷热，可以根据设定的变形温度、轧制道次、道次压下 0.74A-0.32Mo.经真空感应熔炼获得铸锭，量、道次间隔时间等进行单道次或多道次的平面应 1250℃保温1h后，1100℃始锻，850℃终锻为变压缩。模拟轧制后，试样可以淬火、空冷或盐浴冷 60mm×60mm×80mm的方坯，锻后正火，正火工艺却.由于变形区较大，结合变形后试样的显微组织为900℃，保温20min空冷，以使原始组织均匀分析以及力学性能测试，可以实现材料力学性能的 1.2实验方法优化及热加工工艺改进.本文将借助物理模拟系统物理模拟系统试样的实物图和轧制前后示意图对0.12C0.78Si-1.42Mn0.74Al-0.32Mo钢进行如图1所示.方坯宽高面中心处的小孔用于在加热多道次变形及控制冷却模拟，通过研究不同变形及时放置热电偶.在方坯上焊接两个矩形块，制成翅冷却工艺条件下的显微组织及力学性能，试图建立膀样，矩形块的中间处钻一个孔，便于试样在机器上工艺一组织一性能之间的对应关系的位置的控制，以及加热或轧制后试样的移动.物理模拟系统的压头宽30mm,压头长中线与试样长 1实验材料及方法中线重合，上压头由上而下对试样进行变形，下压头 1.1实验材料不动，X轴为轧向，Y轴为横向，Z轴为法向，如实验钢的成分为0.12C-0.78Si-1.42Mn- 图1(b)所示. 变形前变形后图1物理模拟系统试样的实物图和示意图.(a)物理模拟系统的实物图：(b)试样轧制前后的示意图 Fig.I Photo and diagrammatic sketch of the physical simulation system:(a)Photo of the physical simulation system:(b)diagrammatic sketch be- fore and after rolling 本实验采用四种工艺，如图2所示，对应四种采用了五个道次变形，旨在考察在过冷奥氏体区工艺的试样依次命名为1·、2”、3"和4试样.将试变形时，将一个道次的变形量分在两个道次进行样加热到奥氏体化温度1250℃，并保温5min,使是否有利于组织的均匀性和性能的改善.工艺4 组织全部奥氏体化后，立即在物理模拟系统上进与前三种工艺不同，四个道次均在奥氏体再结晶行热连轧.工艺1、工艺2和工艺3前三道次变形区进行，分别是1150、1100、1050和1000℃，每道均为1100℃变形0.36、1000℃变形0.36及900 次均变形0.36，轧制后直接淬火，得到马氏体/贝 ℃变形0.36，道次之间为空冷.前两道次的变形氏体复相组织，考察马氏体/贝氏体复相组织与力旨在利用奥氏体再结晶区的反复变形和再结晶以学性能的对应关系.工艺1、2和3变形后空冷，工及道次间隔时间内的亚动态再结晶或静态再结晶艺4变形后水冷.在1250℃保温5min完全奥氏有效细化奥氏体晶粒：第三道次的变形利用奥氏体化后，在0.3~10℃·s1的冷速范围内为全贝氏体未再结晶区的变形累积形变量，增加铁素体形体组织，在20~80℃·s1之间为马氏体和贝氏体核位置.工艺1和2第四道次均为800℃变形，处混合组织回.表1为四种工艺过程的参数设定值于过冷奥氏体区，设计了不同的形变量，分别为与实测值 0.36和0.69，旨在获得不同转变量（体积分数）的经过如图2所示的四种工艺处理后，1"、2、3 细晶等轴铁素体，考察铁素体含量对组织和力学和4"试样的厚度分别由原来的60mm变为17.1、性能的影响.工艺3相比工艺1增加了850℃变13.8、11.1和17.2mm.实际的总变形量分别为形0.36，即采用了五个道次变形.工艺3相比工 1.20、1.65、1.60和1.29.选取整个试样最能代表艺2，总的变形量相同，但将第四道次的变形改为工艺的组织的，研究其工艺与显微组织及力学性能 850℃变形0.36和800℃变形0.36两个道次，即之间的对应关系

北京科技大学学报第 36 卷热，可以根据设定的变形温度、轧制道次、道次压下量、道次间隔时间等进行单道次或多道次的平面应变压缩．模拟轧制后，试样可以淬火、空冷或盐浴冷却．由于变形区较大，结合变形后试样的显微组织分析以及力学性能测试，可以实现材料力学性能的优化及热加工工艺改进．本文将借助物理模拟系统对 0. 12C--0. 78Si--1. 42Mn--0. 74Al--0. 32Mo 钢进行多道次变形及控制冷却模拟，通过研究不同变形及冷却工艺条件下的显微组织及力学性能，试图建立工艺—组织—性能之间的对应关系． 1 实验材料及方法 1. 1 实验材料实验钢的成分为 0. 12C-- 0. 78Si-- 1. 42Mn-- 0. 74Al--0. 32Mo．经真空感应熔炼获得铸锭， 1250 ℃ 保温 1 h 后，1100 ℃ 始锻，850 ℃ 终锻为 60 mm × 60 mm × 80 mm 的方坯，锻后正火，正火工艺为 900 ℃，保温 20 min 空冷，以使原始组织均匀． 1. 2 实验方法物理模拟系统试样的实物图和轧制前后示意图如图 1 所示．方坯宽高面中心处的小孔用于在加热时放置热电偶．在方坯上焊接两个矩形块，制成翅膀样，矩形块的中间处钻一个孔，便于试样在机器上的位置的控制，以及加热或轧制后试样的移动．物理模拟系统的压头宽 30 mm，压头长中线与试样长中线重合，上压头由上而下对试样进行变形，下压头不动，X 轴为轧向，Y 轴为横向，Z 轴为法向，如图 1( b) 所示．图 1 物理模拟系统试样的实物图和示意图． ( a) 物理模拟系统的实物图; ( b) 试样轧制前后的示意图 Fig． 1 Photo and diagrammatic sketch of the physical simulation system: ( a) Photo of the physical simulation system; ( b) diagrammatic sketch before and after rolling 本实验采用四种工艺，如图 2 所示，对应四种工艺的试样依次命名为 1# 、2# 、3# 和 4# 试样．将试样加热到奥氏体化温度 1250 ℃ ，并保温 5 min，使组织全部奥氏体化后，立即在物理模拟系统上进行热连轧．工艺 1、工艺 2 和工艺 3 前三道次变形均为 1100 ℃ 变形 0. 36、1000 ℃ 变形 0. 36 及 900 ℃ 变形 0. 36，道次之间为空冷．前两道次的变形旨在利用奥氏体再结晶区的反复变形和再结晶以及道次间隔时间内的亚动态再结晶或静态再结晶有效细化奥氏体晶粒; 第三道次的变形利用奥氏体未再结晶区的变形累积形变量，增加铁素体形核位置．工艺 1 和 2 第四道次均为 800 ℃ 变形，处于过冷奥氏体区，设计了不同的形变量，分别为 0. 36 和 0. 69，旨在获得不同转变量( 体积分数) 的细晶等轴铁素体，考察铁素体含量对组织和力学性能的影响．工艺 3 相比工艺 1 增加了 850 ℃ 变形 0. 36，即采用了五个道次变形．工艺 3 相比工艺 2，总的变形量相同，但将第四道次的变形改为 850 ℃ 变形 0. 36 和 800 ℃ 变形 0. 36 两个道次，即采用了五个道次变形，旨在考察在过冷奥氏体区变形时，将一个道次的变形量分在两个道次进行是否有利于组织的均匀性和性能的改善．工艺 4 与前三种工艺不同，四个道次均在奥氏体再结晶区进行，分别是 1150、1100、1050 和 1000 ℃ ，每道次均变形 0. 36，轧制后直接淬火，得到马氏体 /贝氏体复相组织，考察马氏体 /贝氏体复相组织与力学性能的对应关系．工艺 1、2 和 3 变形后空冷，工艺 4 变形后水冷．在 1250 ℃ 保温 5 min 完全奥氏体化后，在 0. 3 ～ 10 ℃·s － 1的冷速范围内为全贝氏体组织，在 20 ～ 80 ℃·s － 1之间为马氏体和贝氏体混合组织［2］．表 1 为四种工艺过程的参数设定值与实测值．经过如图 2 所示的四种工艺处理后，1# 、2# 、3# 和 4# 试样的厚度分别由原来的 60 mm 变为 17. 1、 13. 8、11. 1 和 17. 2 mm．实际的总变形量分别为 1. 20、1. 65、1. 60 和 1. 29．选取整个试样最能代表工艺的组织［5］，研究其工艺与显微组织及力学性能之间的对应关系． · 626 ·

·628· 北京科技大学学报第36卷根据以往的研究的，选取了不同工艺下最能代 2实验结果与分析讨论表工艺特点的组织，组织的金相照片和扫描照片如 2.1显微组织表2所示(1、2"和3试样的金相组织和扫描组织均使用物理模拟系统采用以上四种工艺处理后，为4%硝酸酒精侵蚀所得，4”试样的金相组织为四个试样组织的全貌如图3所示. Lepera试剂侵蚀所得，扫描组织为4%硝酸酒精溶 I mm m 图3试样组织的全貌图.(a)1试样：(b)2*试样：(c)3试样：()4试样 Fig.3 Microstructure panorama of samples:(a)Sample 1:(b)Sample 2;(c)Sample 3;(d)Sample 4 液浸蚀所得）氏体再结晶区的形变量较小，原奥氏体组织没有 1·、2”、3试样轧制后进行空冷，得到铁素体/贝得到足够的细化. 氏体复相组织.由于合金中添加了一定量的Al、Si 2"试样组织呈明显的带状分布，组织中近似“等及微量的Mo元素，均使得过冷奥氏体的稳定性增轴”状和条带状的贝氏体团与细小等轴的铁素体沿加，降低碳化物的析出驱动力，滞缓珠光体的形成，轧制方向相间分布，团内多为MA岛，少量板条贝在变形后的空冷过程中促使富碳奥氏体保持下来，氏体，分布弥散.与1试样相比，铁素体的体积分数使贝氏体相变在很宽的范围内生成.在轧制后空冷显著增加.这是由于过冷奥氏体区第四道次的形变的条件下，未转变的残余奥氏体转变成细小的贝氏量较大（为0.65），奥氏体晶粒被压扁拉长的程度更体组织.4试样轧制后淬火时冷速约为40℃·s, 大，晶界面积增加，同时晶内引入位错、变形带等缺得到马氏体+贝氏体+少量残余奥氏体组织.经X 陷，极大地促进了奥氏体向铁素体的转变.文献了] 射线衍射检测，1、2、3和4试样组织中的残余奥认为，在奥氏体未再结晶温度以下变形，变形量越氏体量分别为5.4%、1.2%、4.0%和6.4% 大，奥氏体向铁素体转变的形核驱动力越大，由于铁 1"试样组织为贝氏体基体上分布着细小等轴素体是软相，2组织的强度可能较低. 的铁素体，铁素体沿轧制方向分布，包裹着大块的 3试样组织带状分布更加显著，铁素体晶粒尺贝氏体团，贝氏体团内部的MA岛和板条贝氏体寸显著减小而且更均匀，组织碎化，铁素体的平均晶弥散分布.扫描照片圈中部分为MA岛，岛的外粒尺寸为3.9m,体积分数约为44%，贝氏体板条围一圈亮白色部分即为残余奥氏体.这种粒状贝沿轧制方向分布.扫描照片中为典型的板条贝氏体氏体组织中有较多的稳定位错，同时继承了轧制组织，这种组织的贝氏体铁素体基体上也有高密度过程中原奥氏体的形变位错.Le等a认为，在形位错存在司.过冷奥氏体区850℃变形0.25+ 变过程中，首先发生奥氏体晶粒沿轧制方向变形 800℃变形0.43的变形过程中，过冷奥氏体晶粒变拉长，形成形变带等亚结构.随着形变的继续进形拉长并转变成铁素体，铁素体一旦生成便承受大行，铁素体在奥氏体晶界和形变带等高畸变处形压下量的变形，进行了动态回复与动态再结晶圆，核.从组织形貌可以得出，1"试样的变形过程中奥使晶粒在很大程度上得到细化.李壮和吴迪可的研

北京科技大学学报第 36 卷 2 实验结果与分析讨论 2. 1 显微组织使用物理模拟系统采用以上四种工艺处理后，四个试样组织的全貌如图 3 所示．根据以往的研究［5］，选取了不同工艺下最能代表工艺特点的组织，组织的金相照片和扫描照片如表 2 所示( 1# 、2# 和 3# 试样的金相组织和扫描组织均为 4% 硝酸酒精侵蚀所得，4# 试样的金相组织为 Lepera 试剂侵蚀所得，扫描组织为4% 硝酸酒精溶图 3 试样组织的全貌图． ( a) 1# 试样; ( b) 2# 试样; ( c) 3# 试样; ( d) 4# 试样 Fig． 3 Microstructure panorama of samples: ( a) Sample 1# ; ( b) Sample 2# ; ( c) Sample 3# ; ( d) Sample 4# 液浸蚀所得) ． 1# 、2# 、3# 试样轧制后进行空冷，得到铁素体/贝氏体复相组织．由于合金中添加了一定量的 Al、Si 及微量的 Mo 元素，均使得过冷奥氏体的稳定性增加，降低碳化物的析出驱动力，滞缓珠光体的形成，在变形后的空冷过程中促使富碳奥氏体保持下来，使贝氏体相变在很宽的范围内生成．在轧制后空冷的条件下，未转变的残余奥氏体转变成细小的贝氏体组织． 4# 试样轧制后淬火时冷速约为 40 ℃·s － 1，得到马氏体 + 贝氏体 + 少量残余奥氏体组织．经 X 射线衍射检测，1# 、2# 、3# 和 4# 试样组织中的残余奥氏体量分别为 5. 4% 、1. 2% 、4. 0% 和 6. 4% ． 1# 试样组织为贝氏体基体上分布着细小等轴的铁素体，铁素体沿轧制方向分布，包裹着大块的贝氏体团，贝氏体团内部的 M-A 岛和板条贝氏体弥散分布．扫描照片圈中部分为 M-A 岛，岛的外围一圈亮白色部分即为残余奥氏体．这种粒状贝氏体组织中有较多的稳定位错，同时继承了轧制过程中原奥氏体的形变位错． Lee 等［6］认为，在形变过程中，首先发生奥氏体晶粒沿轧制方向变形拉长，形成形变带等亚结构．随着形变的继续进行，铁素体在奥氏体晶界和形变带等高畸变处形核．从组织形貌可以得出，1# 试样的变形过程中奥氏体再结晶区的形变量较小，原奥氏体组织没有得到足够的细化． 2# 试样组织呈明显的带状分布，组织中近似“等轴”状和条带状的贝氏体团与细小等轴的铁素体沿轧制方向相间分布，团内多为 M-A 岛，少量板条贝氏体，分布弥散．与 1# 试样相比，铁素体的体积分数显著增加．这是由于过冷奥氏体区第四道次的形变量较大( 为 0. 65) ，奥氏体晶粒被压扁拉长的程度更大，晶界面积增加，同时晶内引入位错、变形带等缺陷，极大地促进了奥氏体向铁素体的转变．文献［7］认为，在奥氏体未再结晶温度以下变形，变形量越大，奥氏体向铁素体转变的形核驱动力越大，由于铁素体是软相，2# 组织的强度可能较低． 3# 试样组织带状分布更加显著，铁素体晶粒尺寸显著减小而且更均匀，组织碎化，铁素体的平均晶粒尺寸为 3. 9 μm，体积分数约为 44% ，贝氏体板条沿轧制方向分布．扫描照片中为典型的板条贝氏体组织，这种组织的贝氏体铁素体基体上也有高密度位错存在［3］．过冷奥氏体区 850 ℃ 变形 0. 25 + 800 ℃变形 0. 43 的变形过程中，过冷奥氏体晶粒变形拉长并转变成铁素体，铁素体一旦生成便承受大压下量的变形，进行了动态回复与动态再结晶［8］，使晶粒在很大程度上得到细化．李壮和吴迪［9］的研 · 826 ·

·630 北京科技大学学报第36卷呈岛状，岛之间有明显的白色残余奥氏体薄膜（扫的尺寸在2um左右（图4），贝氏体铁素体内含有描照片所示).透射电镜进一步观察显示MA岛高密度位错. n 500nm 200nm 图4MA岛及贝氏体铁素体内的高密度位错.()MA岛及贝氏体铁素体内的高密度位错：(b)贝氏体铁素体内的高密度位错 Fig.4 M-A island and high-density dislocations in bainitic ferrite:(a)M-A island and high-density dislocations in bainitic ferrite:(b)high-density dislocations in bainitic ferrite 2.2力学性能表3室温拉伸的力学性能 Table 3 Tensile properties of tested steel at room temperature 图5为四种工艺条件下室温拉伸曲线，力学性屈服抗拉均匀总延伸能数据如表3所示.从图5可以看出，四种工艺条试样屈强比强度/MPa强度/MPa延伸率/%率/% 件下钢的工程应力一工程应变曲线均为连续屈服状 486 748 14 3 0.7 态，具有较好的强度和塑性.1"和2贝氏体/铁素体 388 681 17 哈 0.6 复相钢的曲线形状类似.2钢的屈服强度和抗拉强 3 558 838 11 0.7 度分别比1"钢的低98MPa和67MPa,总延伸率几乎 4# 746 960 8 19 0.8 一样，均为25%以上.3钢的屈服强度和抗拉强度 1钢和2钢的组织均为贝氏体和铁素体，贝氏均比1"和2钢高，但总延伸率有所下降，为15%. 体团有一些带状分布，且团内既有板条贝氏体，也有结合工艺、组织和力学性能分析，使用物理模拟系统 MA岛，MA岛具有较高的强度，而动态相变铁素进行多道次轧制，并结合空冷处理，能够得到铁素体和贝氏体铁素体都具有良好的塑性，且弥散分布体/贝氏体复相组织，依贝氏体含量和形态的不同，的MA岛及残余奥氏体薄膜的存在也有利于提高屈服强度为388~558MPa,抗拉强度为681~ 塑性，因此这种混合组织有利于强度和塑性的协调 838MPa,总延伸率为15%~27% 搭配).2”钢过冷奥氏体区的形变量较大，极大地 1000r 促进了铁素体相变，使最终铁素体的体积分数达到 900 3 了50%以上，而铁素体是软相，当其含量过多时会 800 700 影响钢的强度的提高，且2·钢的组织呈明显的带状 600 500 分布，因此与1"钢相比，2"钢的强度下降，同时由于 400 组织中铁素体的含量较高，且为细小的等轴状，其延 300 2001 伸率较高.3"钢同样由贝氏体和铁素体组成，贝氏 100 体的形态以板条为主，有少量粒状贝氏体，组织呈现 5 10 1520 2530 出比2"钢更明显的带状分布，组织碎化，且铁素体应变% 晶粒尺寸明显减小，呈链状分布图5试样的室温拉伸曲线 3钢的强度比1"钢和2钢的强度高源于几个 Fig.5 Tensile curves of tested steels at room temperature 因素：首先，工艺3增加了一个变形道次，且实际变

北京科技大学学报第 36 卷呈岛状，岛之间有明显的白色残余奥氏体薄膜( 扫描照片所示) ．透射电镜进一步观察显示 M-A 岛的尺寸在2 μm左右( 图 4) ，贝氏体铁素体内含有高密度位错．图 4 M-A 岛及贝氏体铁素体内的高密度位错． ( a) M-A 岛及贝氏体铁素体内的高密度位错; ( b) 贝氏体铁素体内的高密度位错 Fig． 4 M-A island and high-density dislocations in bainitic ferrite: ( a) M-A island and high-density dislocations in bainitic ferrite; ( b) high-density dislocations in bainitic ferrite 2. 2 力学性能图 5 为四种工艺条件下室温拉伸曲线，力学性能数据如表 3 所示．从图 5 可以看出，四种工艺条件下钢的工程应力--工程应变曲线均为连续屈服状态，具有较好的强度和塑性． 1# 和 2# 贝氏体/铁素体复相钢的曲线形状类似． 2# 钢的屈服强度和抗拉强度分别比 1# 钢的低 98 MPa 和 67 MPa，总延伸率几乎一样，均为 25% 以上． 3# 钢的屈服强度和抗拉强度均比 1# 和 2# 钢高，但总延伸率有所下降，为 15% ．结合工艺、组织和力学性能分析，使用物理模拟系统进行多道次轧制，并结合空冷处理，能够得到铁素体/贝氏体复相组织，依贝氏体含量和形态的不同，屈服强度为 388 ～ 558 MPa，抗拉强度为 681 ～ 838 MPa，总延伸率为 15% ～ 27% ．图 5 试样的室温拉伸曲线 Fig． 5 Tensile curves of tested steels at room temperature 表 3 室温拉伸的力学性能 Table 3 Tensile properties of tested steel at room temperature 试样屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 均匀延伸率/% 总延伸率/% 屈强比 1# 486 748 14 27 0. 7 2# 388 681 17 26 0. 6 3# 558 838 11 15 0. 7 4# 746 960 8 19 0. 8 1# 钢和 2# 钢的组织均为贝氏体和铁素体，贝氏体团有一些带状分布，且团内既有板条贝氏体，也有 M-A 岛，M-A 岛具有较高的强度，而动态相变铁素体和贝氏体铁素体都具有良好的塑性，且弥散分布的 M-A 岛及残余奥氏体薄膜的存在也有利于提高塑性，因此这种混合组织有利于强度和塑性的协调搭配［3］． 2# 钢过冷奥氏体区的形变量较大，极大地促进了铁素体相变，使最终铁素体的体积分数达到了 50% 以上，而铁素体是软相，当其含量过多时会影响钢的强度的提高，且 2# 钢的组织呈明显的带状分布，因此与 1# 钢相比，2# 钢的强度下降，同时由于组织中铁素体的含量较高，且为细小的等轴状，其延伸率较高． 3# 钢同样由贝氏体和铁素体组成，贝氏体的形态以板条为主，有少量粒状贝氏体，组织呈现出比 2# 钢更明显的带状分布，组织碎化，且铁素体晶粒尺寸明显减小，呈链状分布． 3# 钢的强度比 1# 钢和 2# 钢的强度高源于几个因素: 首先，工艺 3 增加了一个变形道次，且实际变 · 036 ·

第5期高静辉等：钼微合金化低碳钢的显微组织与力学性能 ·631· 形温度相比其他几个工艺都较低，施加变形时，奥氏严重的带状分布，且板条贝氏体为强化相，变形不易体晶粒被拉长，形成了大量的变形带，位错密度增协调四，造成钢的延伸率不高。4#试样为贝氏体+ 加，同时铁素体一旦生成便承受大压下量的变形，具马氏体钢+少量残余奥氏体组织，应力应变曲线表有较高的位错密度：同时，铁素体形核密度和方式的现为连续屈服，强度较高，而延伸率较低。增加，分割了奥氏体晶粒，使组织细化，稳定性增加，对进行室温拉伸后的4"组织进行了透射观察力学性能提高@：组织中铁素体晶粒非常细小，且 (如图6)，可以看到，变形后，残余奥氏体依然以薄分布均匀，对钢的强度及延伸率均有利m:组织中膜状存在于贝氏体板条之间，但岛状的残余奥氏体板条铁贝氏体的量增加（见表2），有利于抗拉强度部分转变成马氏体.这也说明残余奥氏体的稳定性的提高0.综合以上因素，虽然组织呈明显的带状较好，少量残余奥氏体在塑性变形过程中逐渐发生分布，其强度并没有降低反而升高，但从曲线上看，了马氏体相变，产生了TP效应，但由于总体数量达到抗拉强度后很快就断裂.这可能是由于组织呈较少，对加工硬化的贡献很小. 500nm 200nm 图64试样室温拉伸后标距部分的显微组织.()贝氏体板条间的残余奥氏体：(b)岛状残余奥氏体上的马氏体 Fig.6 Microstructures at the gauge section of Sample 4*after tensile stretching at room temperature:(a)residual austenite in bainite laths:(b) martensite in austenite islands 结合工艺、组织和性能分析，使用物理模拟系统带状组织没有造成塑性的显著下降，但会使钢的强进行再结晶奥氏体区热连轧，并结合淬火处理，得到度相对较低的贝氏体+马氏体+少量残余奥氏体组织，屈服强 (3)使用物理模拟系统进行再结晶奥氏体区热度为746MPa,抗拉强度为960MPa,总延伸率为连轧，并结合淬火处理，得到的贝氏体+马氏体+少 19%.组织中存在的少量残余奥氏体的稳定性较量残余奥氏体组织，屈服强度为746MPa,抗拉强度好，没有产生明显的TP效应. 为960MPa,总延伸率为19%.组织中存在的少量残 3结论余奥氏体的稳定性较好，没有产生明显的TRP 效应 (1)使用物理模拟系统进行多道次轧制，并结合空冷处理，能够得到铁素体/贝氏体复相组织，依参考文献贝氏体含量和形态的不同，屈服强度为388~558 Wan WG,Wu JC.Review of research and applications of fire-re- MPa,抗拉强度为681~838MPa,总延伸率为15%~ sistant steel.J Build Mater,2006,9(2):183 27%. (完卫国，吴结才.耐火钢的开发与应用综述.建筑材料学报，2006,9(2)：183) (2)当奥氏体再结晶区的形变量较小时，奥氏 Jiang F.Research and Development of the High Strength Fire-resist- 体未再结晶区形变量越大，组织带状分布的特征越 ant Steel [Dissertation].Beijing:University of Science and Tech- 显著.奥氏体再结品区的品粒细化对于最终获得均 nology Beijing,2007 匀分布的复相组织更有效.铁素体转变量较高时， (姜丰.高强度耐火钢的开发研究[学位论文].北京：北京科

第 5 期高静辉等: 钼微合金化低碳钢的显微组织与力学性能形温度相比其他几个工艺都较低，施加变形时，奥氏体晶粒被拉长，形成了大量的变形带，位错密度增加，同时铁素体一旦生成便承受大压下量的变形，具有较高的位错密度; 同时，铁素体形核密度和方式的增加，分割了奥氏体晶粒，使组织细化，稳定性增加，力学性能提高［10］; 组织中铁素体晶粒非常细小，且分布均匀，对钢的强度及延伸率均有利［11］; 组织中板条铁贝氏体的量增加( 见表 2) ，有利于抗拉强度的提高［11］．综合以上因素，虽然组织呈明显的带状分布，其强度并没有降低反而升高，但从曲线上看，达到抗拉强度后很快就断裂．这可能是由于组织呈严重的带状分布，且板条贝氏体为强化相，变形不易协调［12］，造成钢的延伸率不高． 4#试样为贝氏体 + 马氏体钢 + 少量残余奥氏体组织，应力应变曲线表现为连续屈服，强度较高，而延伸率较低．对进行室温拉伸后的 4# 组织进行了透射观察 ( 如图 6) ，可以看到，变形后，残余奥氏体依然以薄膜状存在于贝氏体板条之间，但岛状的残余奥氏体部分转变成马氏体．这也说明残余奥氏体的稳定性较好，少量残余奥氏体在塑性变形过程中逐渐发生了马氏体相变，产生了 TＲIP 效应，但由于总体数量较少，对加工硬化的贡献很小．图 6 4# 试样室温拉伸后标距部分的显微组织． ( a) 贝氏体板条间的残余奥氏体; ( b) 岛状残余奥氏体上的马氏体 Fig． 6 Microstructures at the gauge section of Sample 4# after tensile stretching at room temperature: ( a) residual austenite in bainite laths; ( b) martensite in austenite islands 结合工艺、组织和性能分析，使用物理模拟系统进行再结晶奥氏体区热连轧，并结合淬火处理，得到的贝氏体 + 马氏体 + 少量残余奥氏体组织，屈服强度为 746 MPa，抗拉强度为 960 MPa，总延伸率为 19% ．组织中存在的少量残余奥氏体的稳定性较好，没有产生明显的 TＲIP 效应． 3 结论 ( 1) 使用物理模拟系统进行多道次轧制，并结合空冷处理，能够得到铁素体/贝氏体复相组织，依贝氏体含量和形态的不同，屈服强度为 388 ～ 558 MPa，抗拉强度为 681 ～ 838 MPa，总延伸率为 15% ～ 27% ． ( 2) 当奥氏体再结晶区的形变量较小时，奥氏体未再结晶区形变量越大，组织带状分布的特征越显著．奥氏体再结晶区的晶粒细化对于最终获得均匀分布的复相组织更有效．铁素体转变量较高时，带状组织没有造成塑性的显著下降，但会使钢的强度相对较低． ( 3) 使用物理模拟系统进行再结晶奥氏体区热连轧，并结合淬火处理，得到的贝氏体 + 马氏体 + 少量残余奥氏体组织，屈服强度为 746 MPa，抗拉强度为 960 MPa，总延伸率为19% ．组织中存在的少量残余奥氏体的稳定性较好，没有产生明显的 TＲIP 效应．参考文献［1］ Wan W G，Wu J C．Ｒeview of research and applications of fire-resistant steel． J Build Mater，2006，9( 2) : 183 ( 完卫国，吴结才．耐火钢的开发与应用综述．建筑材料学报，2006，9( 2) : 183) ［2］ Jiang F．Ｒesearch and Development of the High Strength Fire-resistant Steel ［Dissertation］． Beijing: University of Science and Technology Beijing，2007 ( 姜丰．高强度耐火钢的开发研究［学位论文］．北京: 北京科 · 136 ·

·632 北京科技大学学报第36卷技大学，2007) tion during deformation of undercooled austenite in a low carbon B]Liang X G.Microstructure Control and Mechanical Properties of steel.J Univ Sci Technol Beijing,2002,24(2):97 High-strength Fire-resistant Steel [Dissertation].Beijing:Univer- (齐俊杰，杨王玥，孙祖庆.低碳钢过冷奥氏体形变过程组织 sity of Science and Technology Beijing,2008 演变机制.北京科技大学报，2002,24(2)：97) (梁兴国.高强度耐火钢的组织与力学性能研究[学位论文]. 9]Li Z,Wu D.Hot deformation and subsequent austempering of 北京：北京科技大学，2008) TRIP steel.Heat Treat Met,2008,33(2)72 4]Pan H B.Tang D,Hu S P,et al.Analysis on flow pattern of met- (李壮，吴迪.TP钢热变形等温淬火.金属热处理，2008， al and its influencing factors during plane strain compression.Iron 33(2):72) Stee,2008,43(11):59 [10]Basuki A,Aernoudt E.Influence of rolling of TRIP steel in the (潘洪波，唐获，胡水平，等.平面应变压缩金属流变规律及 intercritical region on the stability of retained austenite.J Mater 影响因素分析.钢铁，2008,43(11)：59) Process Technol,1999,89/90:37 5]Zhu X.Microstructure Control of Ferrite/Bainite Dual Phase during 1]Li Y H.Effect of Second Microstructures on the Room Temperature Multi-pass Hot Deformation and Cooling [Dissertation].Beijing: Mechanical Behavior of the Ferrite/Bainite Multiphase Steel [Dis- University of Science and Technology Beijing,2008 sertation].Beijing:University of Science and Technology Bei- (朱霞.铁素体/贝氏体双相钢多道次变形及冷却过程的组织 jing.2011 控制[学位论文].北京：北京科技大学，2008) (李银花.第二组织对铁素体/贝氏体复相钢室温力学行为 [6]Lee S,Kwon D,Lee Y K,et al.Transformation strengthening by 的影响[学位论文].北京：北京科技大学，2011) thermomechanical treatments in C-Mn-Ni-Nb steels.Metall Mater [12]Yin YY.Microstructure Control and Mechanical Properties of Hot Trans A,1995,26(5):1093 Rolled TRIP Steel Based on Dynamic Transformation of Under- ]Weng YQ,Sun X J,Dong H.Overview on the theory of deforma- cooled Austenite [Dissertation].Beijing:University of Science tion induced ferrite transformation.Iron Steel,2005,40 (Suppl and Technology Beijing,2009 1):9 (尹云洋.基于动态相变的热轧TRP钢组织控制及性能研究 [8]Qi J J,Yang W Y,Sun Z Q.Mechanisms of microstructure evolu- [学位论文].北京：北京科技大学，2009)

北京科技大学学报第 36 卷技大学，2007) ［3］ Liang X G． Microstructure Control and Mechanical Properties of High-strength Fire-resistant Steel ［Dissertation］． Beijing: University of Science and Technology Beijing，2008 ( 梁兴国．高强度耐火钢的组织与力学性能研究［学位论文］．北京: 北京科技大学，2008) ［4］ Pan H B，Tang D，Hu S P，et al． Analysis on flow pattern of metal and its influencing factors during plane strain compression． Iron Steel，2008，43( 11) : 59 ( 潘洪波，唐荻，胡水平，等．平面应变压缩金属流变规律及影响因素分析．钢铁，2008，43( 11) : 59) ［5］ Zhu X． Microstructure Control of Ferrite/Bainite Dual Phase during Multi-pass Hot Deformation and Cooling ［Dissertation］． Beijing: University of Science and Technology Beijing，2008 ( 朱霞．铁素体/贝氏体双相钢多道次变形及冷却过程的组织控制［学位论文］．北京: 北京科技大学，2008) ［6］ Lee S，Kwon D，Lee Y K，et al． Transformation strengthening by thermomechanical treatments in C-Mn-Ni-Nb steels． Metall Mater Trans A，1995，26( 5) : 1093 ［7］ Weng Y Q，Sun X J，Dong H． Overview on the theory of deformation induced ferrite transformation． Iron Steel，2005，40 ( Suppl 1) : 9 ［8］ Qi J J，Yang W Y，Sun Z Q． Mechanisms of microstructure evolution during deformation of undercooled austenite in a low carbon steel． J Univ Sci Technol Beijing，2002，24( 2) : 97 ( 齐俊杰，杨王玥，孙祖庆．低碳钢过冷奥氏体形变过程组织演变机制．北京科技大学报，2002，24( 2) : 97) ［9］ Li Z，Wu D． Hot deformation and subsequent austempering of TＲIP steel． Heat Treat Met，2008，33( 2) : 72 ( 李壮，吴迪． TＲIP 钢热变形等温淬火．金属热处理，2008， 33( 2) : 72) ［10］ Basuki A，Aernoudt E． Influence of rolling of TＲIP steel in the intercritical region on the stability of retained austenite． J Mater Process Technol，1999，89 /90: 37 ［11］ Li Y H． Effect of Second Microstructures on the Ｒoom Temperature Mechanical Behavior of the Ferrite/Bainite Multiphase Steel［Dissertation］． Beijing: University of Science and Technology Beijing，2011 ( 李银花．第二组织对铁素体/贝氏体复相钢室温力学行为的影响［学位论文］．北京: 北京科技大学，2011) ［12］ Yin Y Y． Microstructure Control and Mechanical Properties of Hot Ｒolled TＲIP Steel Based on Dynamic Transformation of Undercooled Austenite ［Dissertation］． Beijing: University of Science and Technology Beijing，2009 ( 尹云洋．基于动态相变的热轧 TＲIP 钢组织控制及性能研究［学位论文］．北京: 北京科技大学，2009) · 236 ·