《工程科学学报》：1300 MPa级Nb微合金化DH钢的组织性能

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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-highstrength 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 ·

396 工程科学学报，第43卷，第3期温温度越高，在两相区保温结束时得到的奥氏体定性要远远高于块状残留奥氏体，一般在拉伸过越多，由杠杆定理知，实验钢在快冷阶段形成的马程的初始阶段块状残留奥氏体首先发生TRIP效氏体含量越高，在240℃等温阶段，马氏体中的碳应，薄膜状残留奥氏体在更晚的阶段发生TRIP效元素向过冷奥氏体中扩散，过冷奥氏体的稳定性应，块状残留奥氏体和薄膜状残留奥氏体互相配增强，等温阶段结束后的冷却阶段，仍有一定量的合，在拉伸中能提供持续的强度和塑性( 过冷奥氏体保留到室温，因此最终实验钢组织中 2.3相构成对实验钢力学性能的影响的残留奥氏体含量增加通过图3和图5知，图9为实验钢的工程应力-应变曲线，表2为 DH3钢的组织中有相对更多的回火马氏体，说明实验钢的力学性能.从图9可以看出实验钢应力- 在快冷阶段结束后，形成了更多的马氏体，在等温应变曲线没有明显的屈服点，这是铁素体和马氏阶段马氏体中的碳向奥氏体中扩散，造成DH3钢体为基体的高强钢的一个典型特征.结合图5，我中的残留奥氏体碳含量最高.可以发现对于本实们发现，随着组织中铁素体体积分数的降低和马验的DH钢，相对于在两相区碳的扩散，在240℃ 氏体含量的升高，实验钢的屈服强度和抗拉强度等温阶段碳的扩散对最终形成的残留奥氏体碳含都呈增大的趋势，这是由于在实验钢中，铁素体是量影响更大软韧相，马氏体是硬脆相，两者的强度差别非常图8为DH2钢中残留奥氏体的TEM照片大，在拉伸过程中，屈服首先发生在铁素体中，铁图8(a)和图8(b)为DH2钢中块状残留奥氏体的素体体积分数不断下降(35%→20%→7%)，屈服强明暗场相，图8(c)和图8(d)为DH2钢中薄膜状残度不断提高.同时由于马氏体体积分数上升留奥氏体的明暗场相.从图3(b)中发现，铁素体和 (62.6%→75.8%→88.3%)，实验钢抗拉强度随之提马氏体边界处存在亮白色区域，这主要是在两相高，是因为抗拉强度主要由硬相马氏体决定，马氏区保温时由于锰元素在铁素体中的扩散速度高于体比例越高，抗拉强度就越大刀实验钢屈强比在锰元素在奥氏体中的扩散速度，锰元素通过铁随马氏体体积分数的升高不断增加，说明马氏体素体或沿着铁素体晶界扩散时，会使铁素体奥氏体积分数的增加使屈服强度的增加幅度大于抗拉体相界面处形成锰元素富集区，富集区的奥氏体强度的增加幅度更稳定，保留到室温时得到更多的残留奥氏体阿 1600 另一方面，在两相区保温后，原始奥氏体内部形成 1400 相对贫碳区，首先发生马氏体转变，在原始奥氏体至1200 边界形成富碳区，保留到室温形成残留奥氏体，大 1000 量研究表明在拉伸过程中薄膜状残留奥氏体的稳 800 (a) 600 --DHI 一一DH2 400 --DH3 200 4 6 10 500nm Retained austenite 500nm Engineering strain/% (c) i20 (d) 图9实验钢的工程应力-应变曲线 200 Fig.9 Engineering stress-strain curves of the tested steels Retained a 1·20 Retained austenite 从图9和表2发现，DH2钢和DH1钢的强度 (屈服强度和抗拉强度)差值要高于DH3钢和 500nm 500nm DH2钢的强度差值.DH2钢的屈服强度比DH1钢图8DH2实验钢中残留奥氏体TEM照片.(a)块状残留奥氏体明场的屈服强度高220MPa,DH3钢的屈服强度比像：(b)块状残留奥氏体暗场像：(c)薄膜状残留奥氏体明场像：()薄 DH2钢的屈服强度高80MPa:DH2钢的抗拉强度膜状残留奥氏体暗场像比DHI钢的抗拉强度高II2MPa,DH3钢的抗拉 Fig.8 TEM images of retained austenite in DH2 steel:(a)bright-field 强度比DH2钢的抗拉强度高37MPa.结合图3 image of block retained austenite;(b)dark-field image of block retained austenite;(c)bright-field image of retained austenite film;(d)dark field 知，这是由于DH3钢中的马氏体几乎为回火马氏 image of retained austenite film 体，位错强化减弱，抵消了部分马氏体增多带来的

温温度越高，在两相区保温结束时得到的奥氏体越多，由杠杆定理知，实验钢在快冷阶段形成的马氏体含量越高，在 240 ℃ 等温阶段，马氏体中的碳元素向过冷奥氏体中扩散，过冷奥氏体的稳定性增强，等温阶段结束后的冷却阶段，仍有一定量的过冷奥氏体保留到室温，因此最终实验钢组织中的残留奥氏体含量增加[14] . 通过图 3 和图 5 知， DH3 钢的组织中有相对更多的回火马氏体，说明在快冷阶段结束后，形成了更多的马氏体，在等温阶段马氏体中的碳向奥氏体中扩散，造成 DH3 钢中的残留奥氏体碳含量最高. 可以发现对于本实验的 DH 钢，相对于在两相区碳的扩散，在 240 ℃ 等温阶段碳的扩散对最终形成的残留奥氏体碳含量影响更大. 图 8 为 DH2 钢中残留奥氏体的 TEM 照片 . 图 8（a）和图 8（b）为 DH2 钢中块状残留奥氏体的明暗场相，图 8（c）和图 8（d）为 DH2 钢中薄膜状残留奥氏体的明暗场相. 从图 3（b）中发现，铁素体和马氏体边界处存在亮白色区域，这主要是在两相区保温时由于锰元素在铁素体中的扩散速度高于在锰元素在奥氏体中的扩散速度，锰元素通过铁素体或沿着铁素体晶界扩散时，会使铁素体奥氏体相界面处形成锰元素富集区，富集区的奥氏体更稳定，保留到室温时得到更多的残留奥氏体[15] . 另一方面，在两相区保温后，原始奥氏体内部形成相对贫碳区，首先发生马氏体转变，在原始奥氏体边界形成富碳区，保留到室温形成残留奥氏体. 大量研究表明在拉伸过程中薄膜状残留奥氏体的稳定性要远远高于块状残留奥氏体，一般在拉伸过程的初始阶段块状残留奥氏体首先发生 TRIP 效应，薄膜状残留奥氏体在更晚的阶段发生 TRIP 效应，块状残留奥氏体和薄膜状残留奥氏体互相配合，在拉伸中能提供持续的强度和塑性[16] . 2.3 相构成对实验钢力学性能的影响图 9 为实验钢的工程应力–应变曲线，表 2 为实验钢的力学性能. 从图 9 可以看出实验钢应力– 应变曲线没有明显的屈服点，这是铁素体和马氏体为基体的高强钢的一个典型特征. 结合图 5，我们发现，随着组织中铁素体体积分数的降低和马氏体含量的升高，实验钢的屈服强度和抗拉强度都呈增大的趋势，这是由于在实验钢中，铁素体是软韧相，马氏体是硬脆相，两者的强度差别非常大，在拉伸过程中，屈服首先发生在铁素体中，铁素体体积分数不断下降（35%→20%→7%），屈服强度不断提高 . 同时由于马氏体体积分数上升（62.6%→75.8%→88.3%），实验钢抗拉强度随之提高，是因为抗拉强度主要由硬相马氏体决定，马氏体比例越高，抗拉强度就越大[15, 17] . 实验钢屈强比随马氏体体积分数的升高不断增加，说明马氏体体积分数的增加使屈服强度的增加幅度大于抗拉强度的增加幅度. 0 1600 1400 1200 1000 800 600 400 200 0 2 4 6 Engineering strain/% DH1 DH2 DH3 Engineering stress/MPa 8 10 图 9 实验钢的工程应力–应变曲线 Fig.9 Engineering stress–strain curves of the tested steels 从图 9 和表 2 发现，DH2 钢和 DH1 钢的强度（屈服强度和抗拉强度）差值要高于 DH3 钢和 DH2 钢的强度差值. DH2 钢的屈服强度比 DH1 钢的屈服强度高 220 MPa， DH3 钢的屈服强度比 DH2 钢的屈服强度高 80 MPa；DH2 钢的抗拉强度比 DH1 钢的抗拉强度高 112 MPa，DH3 钢的抗拉强度比 DH2 钢的抗拉强度高 37 MPa. 结合图 3 知，这是由于 DH3 钢中的马氏体几乎为回火马氏体，位错强化减弱，抵消了部分马氏体增多带来的 Retained austenite 500 nm 022− 2 − 02− 2 − 2 − (a) 0 Retained austenite 500 nm (b) 500 nm Retained austenite (020) (2− 20) (2− 00) (c) 500 nm Retained austenite (d) 图 8 DH2 实验钢中残留奥氏体 TEM 照片. （a）块状残留奥氏体明场像；（b）块状残留奥氏体暗场像；（c）薄膜状残留奥氏体明场像；（d）薄膜状残留奥氏体暗场像 Fig.8 TEM images of retained austenite in DH2 steel: (a) bright-field image of block retained austenite; (b) dark-field image of block retained austenite; (c) bright-field image of retained austenite film; (d) dark field image of retained austenite film · 396 · 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 397· 表2实验钢的力学性能 Table 2 Mechanical properties of the tested steels Steel Yield strength/ Ultimate tensile Uniform elongation/Total elongation Post uniform Yield Ultimate tensile strengthx MPa strength/MPa % % elongation / ratio Total elongation/(GPa%) DHI 660 1385 6.19 6.73 0.54 0.48 9.32 DH2 880 1497 6.71 8.8 2.09 0.59 13.17 DH3 960 1534 5.12 6.76 1.64 0.63 10.40 强化作用.另外，DH2钢的均匀延伸率和总伸长率 DH3钢，一方面，是因为DH1钢的铁素体体积分均优于DHI钢和DH3钢.DH2钢的塑性优于数最高，为35%，而DH2钢和DH3钢分别为20% DHI钢主要是由残留奥氏体产生的TRIP效应引和7%，铁素体含量是影响加工硬化率的主要因起的，实验钢组织中马氏体体积分数升高通常使素，高的铁素体含量造成高的加工硬化率-2刈大强度升高塑性降低，但是DH2钢组织中残留奥氏量研究表明，在铁素体和马氏体作为主要组成的体体积分数同时升高，残留奥氏体在拉伸过程的超高强钢中，铁素体/马氏体体积比接近于1：1 TIP效应占了主导作用，不仅抵消了铁素体体积时，相界面最多，在拉伸时在相界面处聚集的位错分数减少对伸长率的影响，而且使得伸长率增加. 就越多，更多的位错提高了加工硬化率.另一方 DH3钢的塑性差于DH2钢是由于在马氏体体积面，是因为在DH2钢和DH3钢中，残留奥氏体的分数增大过程中，残留奥氏体体积分数变化不大，体积分数分别为4.2%和4.7%，残留奥氏体中碳元但是DH3钢的残留奥氏体碳含量高于DH2钢，相素质量分数分别为0.75%和0.9%.残留奥氏体含对较高的残留奥氏体碳含量造成残留奥氏体过于量相差很小，DH3钢中残留奥氏体的碳含量要高稳定，更难发生TRIP效应8从表2知，DHI钢、于DH2钢，残留奥氏体中相对较多的碳含量造成 DH2钢和DH3钢的颈缩后延伸率分别为0.54%、 DH3钢中残留奥氏体的稳定性更高，更难发生 2.09%和1.64%，DH1钢的颈缩后延伸率明显低于 TIP效应，所以从残留奥氏体稳定性的角度考虑， DH2钢和DH3钢，DH1钢几乎在达到抗拉强度时也造成了DH3钢的加工硬化率要低于DH2钢就发生断裂.结合图3可以看出，这主要是因为 DH2钢的残留奥氏体含量显著大于DH1钢，有更 DH1实验钢的组织中存在明显的带状组织造成多的残留奥氏体来发生TRIP效应，发生TRIP效的.因为DH2钢和DH3钢的连退工艺中两相区保应的残留奥氏体要大于DHI钢，造成在真应变大于温温度相对较高，足够高的两相区保温温度使冷 5.73%后DH2钢的加工硬化率高于DH1钢2s-2 轧后实验钢组织发生充分的回复和再结晶，减弱了因为成分偏析造成的带状组织.裂纹通常首先 20000 在带状组织的马氏体中产生和扩展，并且裂纹扩展速率远远大于在组织相对均匀的多相组织中， 015000 这是造成DH1钢塑性较差的主要原因920 图10为实验钢的真应力-真应变和应变硬化 :10000 DHI -DH2 率曲线（密），两个曲线的交点处对应的为颈蜜位 DH3 置，表2的均匀延伸率由此方法获取.从图10看 5000 出，实验钢的应变硬化率都随真应变的增大而减小，整体趋势都一致，但是应变硬化率随真应变增 0.010.020.030.040.050.060.07 大而减小的程度有显著的差异.在真应变大于 True strain 2%后的大范围内，对于应变硬化率，DH1钢> 图10实验钢的真应力-真应变曲线和应变硬化曲线 Fig.10 True stress-strain and strain hardening curves of the tested steels DH2钢>DH3钢，但是DH2钢的应变硬化率曲线下降的更缓慢.在真应变大于5.73%后DH2钢的 3 结论加工硬化率高于DHI钢和DH3钢，这是造成 DH2钢的均匀延伸率高于DHI钢和DH3钢的最 (1)DH钢的显微组织由铁素体、马氏体、残主要原因.在大范围内加工硬化率DH1钢>DH2钢> 留奥氏体和极少量的碳化物组成，不同实验钢组

强化作用. 另外，DH2 钢的均匀延伸率和总伸长率均优于 DH1 钢和 DH3 钢 . DH2 钢的塑性优于 DH1 钢主要是由残留奥氏体产生的 TRIP 效应引起的，实验钢组织中马氏体体积分数升高通常使强度升高塑性降低，但是 DH2 钢组织中残留奥氏体体积分数同时升高，残留奥氏体在拉伸过程的 TRIP 效应占了主导作用，不仅抵消了铁素体体积分数减少对伸长率的影响，而且使得伸长率增加. DH3 钢的塑性差于 DH2 钢是由于在马氏体体积分数增大过程中，残留奥氏体体积分数变化不大，但是 DH3 钢的残留奥氏体碳含量高于 DH2 钢，相对较高的残留奥氏体碳含量造成残留奥氏体过于稳定，更难发生 TRIP 效应[18] . 从表 2 知，DH1 钢、 DH2 钢和 DH3 钢的颈缩后延伸率分别为 0.54%、 2.09% 和 1.64%，DH1 钢的颈缩后延伸率明显低于 DH2 钢和 DH3 钢，DH1 钢几乎在达到抗拉强度时就发生断裂. 结合图 3 可以看出，这主要是因为 DH1 实验钢的组织中存在明显的带状组织造成的. 因为 DH2 钢和 DH3 钢的连退工艺中两相区保温温度相对较高，足够高的两相区保温温度使冷轧后实验钢组织发生充分的回复和再结晶，减弱了因为成分偏析造成的带状组织. 裂纹通常首先在带状组织的马氏体中产生和扩展，并且裂纹扩展速率远远大于在组织相对均匀的多相组织中，这是造成 DH1 钢塑性较差的主要原因[19–20] . dσ dε 图 10 为实验钢的真应力–真应变和应变硬化率曲线（），两个曲线的交点处对应的为颈缩位置，表 2 的均匀延伸率由此方法获取. 从图 10 看出，实验钢的应变硬化率都随真应变的增大而减小，整体趋势都一致，但是应变硬化率随真应变增大而减小的程度有显著的差异. 在真应变大于 2% 后的大范围内，对于应变硬化率， DH1 钢 > DH2 钢>DH3 钢，但是 DH2 钢的应变硬化率曲线下降的更缓慢. 在真应变大于 5.73% 后 DH2 钢的加工硬化率高于 DH1 钢和 DH3 钢，这是造成 DH2 钢的均匀延伸率高于 DH1 钢和 DH3 钢的最主要原因. 在大范围内加工硬化率 DH1 钢>DH2 钢> DH3 钢，一方面，是因为 DH1 钢的铁素体体积分数最高，为 35%，而 DH2 钢和 DH3 钢分别为 20% 和 7%，铁素体含量是影响加工硬化率的主要因素，高的铁素体含量造成高的加工硬化率[21–24] . 大量研究表明，在铁素体和马氏体作为主要组成的超高强钢中，铁素体/马氏体体积比接近于 1∶1 时，相界面最多，在拉伸时在相界面处聚集的位错就越多，更多的位错提高了加工硬化率. 另一方面，是因为在 DH2 钢和 DH3 钢中，残留奥氏体的体积分数分别为 4.2% 和 4.7%，残留奥氏体中碳元素质量分数分别为 0.75% 和 0.9%. 残留奥氏体含量相差很小，DH3 钢中残留奥氏体的碳含量要高于 DH2 钢，残留奥氏体中相对较多的碳含量造成 DH3 钢中残留奥氏体的稳定性更高，更难发生 TRIP 效应，所以从残留奥氏体稳定性的角度考虑，也造成了 DH3 钢的加工硬化率要低于 DH2 钢. DH2 钢的残留奥氏体含量显著大于 DH1 钢，有更多的残留奥氏体来发生 TRIP 效应，发生 TRIP 效应的残留奥氏体要大于 DH1 钢，造成在真应变大于 5.73% 后 DH2 钢的加工硬化率高于 DH1 钢[25–26] . 0 20000 15000 10000 5000 0 0.01 0.04 0.02 0.05 0.03 True strain DH1 DH2 DH3 True stress and strain hardening rate/MPa 0.06 0.07 图 10 实验钢的真应力–真应变曲线和应变硬化曲线 Fig.10 True stress–strain and strain hardening curves of the tested steels 3 结论（1）DH 钢的显微组织由铁素体、马氏体、残留奥氏体和极少量的碳化物组成，不同实验钢组表 2 实验钢的力学性能 Table 2 Mechanical properties of the tested steels Steel Yield strength / MPa Ultimate tensile strength / MPa Uniform elongation / % Total elongation / % Post uniform elongation / % Yield ratio Ultimate tensile strength× Total elongation / (GPa·%) DH1 660 1385 6.19 6.73 0.54 0.48 9.32 DH2 880 1497 6.71 8.8 2.09 0.59 13.17 DH3 960 1534 5.12 6.76 1.64 0.63 10.40 梁江涛等： 1300 MPa 级 Nb 微合金化 DH 钢的组织性能 · 397 ·

398 工程科学学报，第43卷，第3期织中各相的状态、体积分数和分布有显著的差异 partitioning treatment of a commercial low silicon boron steel. (2)随着马氏体和残留奥氏体体积分数的增 Mater Sci Eng A,2017,707:538 大，铁素体体积分数的减小，实验钢屈服和抗拉强 [8]Xiong X C.Chen B,Huang M X,et al.The effect of morphology 度同时升高，而延伸率呈先增大后减小趋势.软韧 on the stability of retained austenite in a quenched and partitioned 相铁素体体积分数的减小和硬相马氏体体积分数 steel.Scripta Mater,2013,68(5):321 的增大导致屈服强度和抗拉强度增加.相对回火 [9]Morsdorf L.Jeannin O.Barbier D,et al.Multiple mechanism of 马氏体，淬火马氏体对强度的提升更显著，在拉伸 lath martensite plasticity.Acta Mater,2016,121:202 过程中转变的残留奥氏体的量是引起延伸率变化 [10]Zhang B.Du LX,Dong Y,et al.Structure-property relationship in 的主要原因，组织中显著的带状组织会造成颈缩 novel low carbon hot-rolled TRIP steels via thermo-mechanical 后延伸率的明显降低. controlled processing and coiling.Mater Sci Eng A,2020,771: (3)随着真应变的增大，加工硬化率呈减小的 138643 趋势.在真应变大于2%后的大范围内，对于加工 [11]Maruyama H.X-ray measurement of retained austenite volume 硬化率，DHI钢>DH2钢>DH3钢，主要是因为受 fraction.JJpn Soc Heat Treat,1977,17:198 铁素体体积分数的影响.在真应变大于5.73%后， [12]Sugimoto K,Sakaguchi J,lida T,et al.Stretch-flangeability of a DH2钢的加工硬化率高于DH1钢和DH3钢，主要 high-strength TRIP type bainitic sheet steel.IS//Int,2000,40(9): 是DH2钢中更多的残留奥氏体在拉伸过程中发生 92 转变，更显著的TRP效应造成的 [13]Zhu G M,Kuang S,Chen G J,et al.Effect of martensite on yield (4)DH2钢获得最佳综合力学性能，屈服强度 characteristics of cold rolled C-Si-Mn dual phase steel.Mater 达到880MPa.抗拉强度达到1497MPa.均匀延伸 Eng,2011(4):66 率为6.71%，断后伸长率为8.8%，颈缩后延伸率为 (朱国明，邝霜，陈贵江，等.马氏体对C-Si-M冷轧双相钢屈服 2.09%,屈强比0.59，强塑积可以达到13.17GPa%, 特性的影响.材料工程，2011(4)：66) 是由于DH2钢中合适的相构成造成的. [14]Akbarpour M R.Ekrami A.Effect of ferrite volume fraction on work hardening behavior of high bainite dual phase(DP)steels. 参考文献 Ma1 er Sci Eng A,2008,477(1-2):306 [1]Ding R.DaiZB,Huang MX,et al.Effect of pre-existed austenite [15]Sayed AA,Kheirandish S.Affect of the tempering temperature on on austenite reversion and mechanical behavior of an the microstructure and mechanical properties of dual phase steels. Fe-0.2C-8Mn-2Al medium Mn steel.Acta Mater,2018,147:59 Mater Sci Eng A,2012,532:21 [2]Michiuchi M,Nambu S,Ishimoto Y,et al.Relationship between [16]Zhu B,Liu Z,Wang Y N,et al.Application of a model for local deformation behavior and crystallographic features of as- quenching and partitioning in hot stamping of high-strength steel quenched lath martensite during uniaxial tensile deformation.Acta Metall Mater Trans A,2018,49(4):1304 Ma1er2009,57(18):5283 [17]DuC,Hoefnagels JPM,Vaes R,et al.Plasticity of lath martensite [3] Sun JJ,Jiang T,Wang Y J,et al.Effect of grain refinement on by sliding of substructure boundaries.Scripta Mater,2016,120:37 high-carbon martensite transformation and its mechanical [18]Chiang J,Lawrence B,Boyd J D,et al.Effect of microstructure on properties.Mater Sci Eng A,2018,726:342 retained austenite stability and work hardening of TRIP steels. [4]Sarkar R,Chandra S K,De P S,et al.Evaluation of a ductile Mater Sci Eng4,2011,528(13-14:4516 tearing resistance of dual-phase DP 780 grade automotive steel [19]Sun B H,Palanisamy D,Ponge D,et al.Revealing fracture sheet from essential work of fracture (EWF)tests.Theor Appl mechanisms of medium manganese steels with and without delta- Frac1Mech,2019.103:102278 ferrite.Acta Mater,2019,164:683 [5]ZhaoZZ.Tong TT,Liang J H,et al.Microstructure,mechanical [20]Scott C P,Amirkhiz B S,Pushkareva I,et al.New insights into properties and fracture behavior of ultra-high strength dual-phase martensite strength and the damage behavior of dual phase steels. steel.Mater Sci Eng A,2014,618:182 Acta Mater,2018,159:112 [6]Seo E J,Cho L,De Cooman B C.Application of quenching and [21]Ren Y Q,Xie Z J,Shang C J.Microstructure regulation and partitioning (Q&P)processing to press hardening steel.Metall mechanical properties of low-carbon multiphase steels.J Univ Sci Mater Trans A,2014,45(9:4022 Technol Beijing,2013,35(5):592 [7]Kong H,Chao Q,Cai M H,et al.One-step quenching and (任勇强，谢振家，尚成嘉.低碳多相钢的组织调控与力学性能

织中各相的状态、体积分数和分布有显著的差异. （2）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. （3）随着真应变的增大，加工硬化率呈减小的趋势. 在真应变大于 2% 后的大范围内，对于加工硬化率，DH1 钢>DH2 钢>DH3 钢，主要是因为受铁素体体积分数的影响. 在真应变大于 5.73% 后， DH2 钢的加工硬化率高于 DH1 钢和 DH3 钢，主要是 DH2 钢中更多的残留奥氏体在拉伸过程中发生转变，更显著的 TRIP 效应造成的. （4）DH2 钢获得最佳综合力学性能，屈服强度达到 880 MPa，抗拉强度达到 1497 MPa，均匀延伸率为 6.71%，断后伸长率为 8.8%，颈缩后延伸率为 2.09%，屈强比 0.59，强塑积可以达到 13.17 GPa·%，是由于 DH2 钢中合适的相构成造成的. 参考文献 Ding R, Dai Z B, Huang M X, et al. Effect of pre-existed austenite on austenite reversion and mechanical behavior of an Fe–0.2C–8Mn–2Al medium Mn steel. Acta Mater, 2018, 147: 59 [1] Michiuchi M, Nambu S, Ishimoto Y, et al. Relationship between local deformation behavior and crystallographic features of asquenched lath martensite during uniaxial tensile deformation. Acta Mater, 2009, 57（18）: 5283 [2] Sun J J, Jiang T, Wang Y J, et al. Effect of grain refinement on high-carbon martensite transformation and its mechanical properties. Mater Sci Eng A, 2018, 726: 342 [3] Sarkar R, Chandra S K, De P S, et al. Evaluation of a ductile tearing resistance of dual-phase DP 780 grade automotive steel sheet from essential work of fracture (EWF) tests. Theor Appl Fract Mech, 2019, 103: 102278 [4] Zhao Z Z, Tong T T, Liang J H, et al. Microstructure, mechanical properties and fracture behavior of ultra-high strength dual-phase steel. Mater Sci Eng A, 2014, 618: 182 [5] Seo E J, Cho L, De Cooman B C. Application of quenching and partitioning (Q& P) processing to press hardening steel. Metall Mater Trans A, 2014, 45（9）: 4022 [6] [7] Kong H, Chao Q, Cai M H, et al. One-step quenching and partitioning treatment of a commercial low silicon boron steel. Mater Sci Eng A, 2017, 707: 538 Xiong X C, Chen B, Huang M X, et al. The effect of morphology on the stability of retained austenite in a quenched and partitioned steel. Scripta Mater, 2013, 68（5）: 321 [8] Morsdorf L, Jeannin O, Barbier D, et al. Multiple mechanism of lath martensite plasticity. Acta Mater, 2016, 121: 202 [9] Zhang B, Du L X, Dong Y, et al. Structure-property relationship in novel low carbon hot-rolled TRIP steels via thermo-mechanical controlled processing and coiling. Mater Sci Eng A, 2020, 771: 138643 [10] Maruyama H. X-ray measurement of retained austenite volume fraction. J Jpn Soc Heat Treat, 1977, 17: 198 [11] Sugimoto K, Sakaguchi J, Iida T, et al. Stretch-flangeability of a high-strength TRIP type bainitic sheet steel. ISIJ Int, 2000, 40（9）: 92 [12] Zhu G M, Kuang S, Chen G J, et al. Effect of martensite on yield characteristics of cold rolled C–Si–Mn dual phase steel. J Mater Eng, 2011（4）: 66 （朱国明, 邝霜, 陈贵江, 等. 马氏体对C–Si–Mn冷轧双相钢屈服特性的影响. 材料工程, 2011（4）：66） [13] Akbarpour M R, Ekrami A. Effect of ferrite volume fraction on work hardening behavior of high bainite dual phase (DP) steels. Mater Sci Eng A, 2008, 477（1-2）: 306 [14] Sayed A A, Kheirandish S. Affect of the tempering temperature on the microstructure and mechanical properties of dual phase steels. Mater Sci Eng A, 2012, 532: 21 [15] Zhu B, Liu Z, Wang Y N, et al. Application of a model for quenching and partitioning in hot stamping of high-strength steel. Metall Mater Trans A, 2018, 49（4）: 1304 [16] Du C, Hoefnagels J P M, Vaes R, et al. Plasticity of lath martensite by sliding of substructure boundaries. Scripta Mater, 2016, 120: 37 [17] Chiang J, Lawrence B, Boyd J D, et al. Effect of microstructure on retained austenite stability and work hardening of TRIP steels. Mater Sci Eng A, 2011, 528（13-14）: 4516 [18] Sun B H, Palanisamy D, Ponge D, et al. Revealing fracture mechanisms of medium manganese steels with and without deltaferrite. Acta Mater, 2019, 164: 683 [19] Scott C P, Amirkhiz B S, Pushkareva I, et al. New insights into martensite strength and the damage behavior of dual phase steels. Acta Mater, 2018, 159: 112 [20] Ren Y Q, Xie Z J, Shang C J. Microstructure regulation and mechanical properties of low-carbon multiphase steels. J Univ Sci Technol Beijing, 2013, 35（5）: 592 （任勇强, 谢振家, 尚成嘉. 低碳多相钢的组织调控与力学性能. [21] · 398 · 工程科学学报，第 43 卷，第 3 期

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