钼微合金化低碳钢的显微组织与力学性能

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 be￾fore 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 ·

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 ·627· 温度十a) 温度↑ 1250℃5min 1250℃5min 1100℃.0.36 1100℃.0.36 MwwM 1000℃.0.36 41000℃.0.36 wM900℃.0.36 Vm 800℃.0.36 800℃.0.69 M 空冷 空冷 时间 温度↑o)1250℃5mim 温度↑ 1100℃，0.36 1250℃5min M1000℃.0.36 1150℃.0.36 w 入900℃.0.36 M 850℃.0.36 wM1100℃.0.36 ww M800℃.0.36 1050℃.036 wwM 1000℃.0.36 vvwv1 空冷 水冷 时间 时间 图2物理模拟系统多道次变形工艺流程图.(a)工艺1：(b)工艺2：(c)工艺3：(d)工艺4 Fig.2 Schematic representation of multi-pass deformation processing using the physical simulation system:(a)Process 1:(b)Process 2:(c) Process 3:(d)Process 4 表1多道次热连轧过程的工艺设定值与实测值对比 Table I Comparison between set values and experimental data for multi-pass hot deformation 形变温度/℃ 道次真应变 工艺 道次间歇 形变 试样 道次 设定值 实测值 设定值 实测值 时间/s 速率/s 厚度/mm 1 1100 1102 0.36 0.32 20.40 0.20 43.8 2 1000 1001 0.36 0.31 12.46 0.12 31.6 900 900 0.36 0.30 2.05 0.15 22.9 4 800 881 0.36 0.27 0.19 17.1 1 1100 1100 0.36 0.31 19.35 0.23 43.9 2 1000 1000 0.36 0.36 11.27 0.21 31.6 900 901 0.36 0.33 2.15 0.20 23.6 4 800 875 0.69 0.65 0.28 13.8 1100 1095 0.36 0.33 26.08 0.25 43.1 2 1000 1003 0.36 0.31 22.32 0.21 31.3 3 900 900 0.36 0.28 17.03 0.19 23.3 850 851 0.36 0.25 26.61 0.21 17.8 5 800 801 0.36 0.43 2.00 11.1 1 1150 1114 0.36 0.31 4.69 0.23 43.8 2 1100 1102 0.36 0.34 6.25 0.25 31.5 1050 1052 0.36 0.33 5.56 0.25 23.0 4 1000 1003 0.36 0.31 0.32 17.2

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 图 2 物理模拟系统多道次变形工艺流程图． ( a) 工艺 1; ( b) 工艺 2; ( c) 工艺 3; ( d) 工艺 4 Fig． 2 Schematic representation of multi-pass deformation processing using the physical simulation system: ( a) Process 1; ( b) Process 2; ( c) Process 3; ( d) Process 4 表 1 多道次热连轧过程的工艺设定值与实测值对比 Table 1 Comparison between set values and experimental data for multi-pass hot deformation 工艺 道次 形变温度/℃ 道次真应变 设定值 实测值 设定值 实测值 道次间歇 时间/ s 形变 速率/ s － 1 试样 厚度/mm 1 1100 1102 0. 36 0. 32 20. 40 0. 20 43. 8 1# 2 1000 1001 0. 36 0. 31 12. 46 0. 12 31. 6 3 900 900 0. 36 0. 30 2. 05 0. 15 22. 9 4 800 881 0. 36 0. 27 — 0. 19 17. 1 1 1100 1100 0. 36 0. 31 19. 35 0. 23 43. 9 2# 2 1000 1000 0. 36 0. 36 11. 27 0. 21 31. 6 3 900 901 0. 36 0. 33 2. 15 0. 20 23. 6 4 800 875 0. 69 0. 65 — 0. 28 13. 8 1 1100 1095 0. 36 0. 33 26. 08 0. 25 43. 1 3# 2 1000 1003 0. 36 0. 31 22. 32 0. 21 31. 3 3 900 900 0. 36 0. 28 17. 03 0. 19 23. 3 4 850 851 0. 36 0. 25 26. 61 0. 21 17. 8 5 800 801 0. 36 0. 43 — 2. 00 11. 1 1 1150 1114 0. 36 0. 31 4. 69 0. 23 43. 8 4# 2 1100 1102 0. 36 0. 34 6. 25 0. 25 31. 5 3 1050 1052 0. 36 0. 33 5. 56 0. 25 23. 0 4 1000 1003 0. 36 0. 31 — 0. 32 17. 2 · 726 ·

·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 ·

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 ·629· 表2不同工艺下实验钢的显微组织 Table 2 Microstructures of tested steels deformed by different processes 试样 金相组织 扫描组织 2100m 失素体平均品粒尺寸(6.6±5.9以m 铁素体转变量约为34% 100Hm 铁素体平均品粒尺寸6.2±3.4)Lm 铁素体转变量约为67停 10m 铁素体平均品粒尺寸3.9±18)μm 铁素体转变量约为44味 50 jum 浅灰色为马氏体（体积分数约为50%），深灰色为贝氏体（体积分数约为44%） 究证明大变形量造成了奥氏体中更多的变形带，铁 过程中转变成贝氏体.由于贝氏体的形成温度范围 素体晶粒在奥氏体晶内和晶界上同时成核，从而形 较宽，既有板条贝氏体也有粒状贝氏体. 成细小的组织. 4"试样由于只进行了奥氏体再结晶区的轧制， 2和3试样组织呈明显的带状分布，主要是由 并未进行奥氏体未再结晶区的轧制，没有动态相 于奥氏体再结晶区的道次变形量不足，动态再结晶 变铁素体析出.4"工艺变形过程中的道次间隔时 不明显，且在奥氏体未再结晶区形变量较大，奥氏体 间较小(5s左右)，不会发生晶粒长大同.经四个 呈现拉长的变形状态，奥氏体内存在大量的形变带. 道次的变形，奥氏体晶粒得到很大程度的细化.组 过冷奥氏体区变形时，动态相变铁素体沿原奥氏体 织中贝氏体和马氏体的量相当，还可观察到白色 晶界形核，呈链状分布，较多的奥氏体在随后的空冷 的岛状残余奥氏体（金相照片所示），同时贝氏体

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 表 2 不同工艺下实验钢的显微组织 Table 2 Microstructures of tested steels deformed by different processes 究证明大变形量造成了奥氏体中更多的变形带，铁 素体晶粒在奥氏体晶内和晶界上同时成核，从而形 成细小的组织． 2# 和 3# 试样组织呈明显的带状分布，主要是由 于奥氏体再结晶区的道次变形量不足，动态再结晶 不明显，且在奥氏体未再结晶区形变量较大，奥氏体 呈现拉长的变形状态，奥氏体内存在大量的形变带． 过冷奥氏体区变形时，动态相变铁素体沿原奥氏体 晶界形核，呈链状分布，较多的奥氏体在随后的空冷 过程中转变成贝氏体． 由于贝氏体的形成温度范围 较宽，既有板条贝氏体也有粒状贝氏体． 4# 试样由于只进行了奥氏体再结晶区的轧制， 并未进行奥氏体未再结晶区的轧制，没有动态相 变铁素体析出． 4# 工艺变形过程中的道次间隔时 间较小( 5 s 左右) ，不会发生晶粒长大［3］． 经四个 道次的变形，奥氏体晶粒得到很大程度的细化． 组 织中贝氏体和马氏体的量相当，还可观察到白色 的岛状残余奥氏体( 金相照片所示) ，同时贝氏体 · 926 ·

·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-re￾sistant 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-resist￾ant Steel ［Dissertation］． Beijing: University of Science and Tech￾nology 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: Univer￾sity 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 met￾al 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 deforma￾tion induced ferrite transformation． Iron Steel，2005，40 ( Suppl 1) : 9 ［8］ Qi J J，Yang W Y，Sun Z Q． Mechanisms of microstructure evolu￾tion 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［Dis￾sertation］． Beijing: University of Science and Technology Bei￾jing，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 Under￾cooled 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 ·