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 ·

刘洪波等：钛和钒对高锰钢高温热延性的影响 ·525· 在图6中可以明显看出，M1高锰钢在800℃和 0.11%钛和0.20%钒的M3高锰钢在800℃和900℃ 900℃拉伸时均发生了动态再结晶现象.金朝阳和崔 拉伸温度下均未发现动态再结晶晶粒，而且在晶界附 振山采用改进的元胞自动机模型结合实验研究了 近存在大量的裂纹，这表示M3钢的热延性较差，这与 变形温度对动态再结晶行为的影响，研究发现，随着变 图2得到的结论是一致的. 形温度的升高，较高的变形温度有利于位错运动和晶 3.2钛和钒对高锰钢中第二相粒子析出的影响 界迁移，使动态再结晶加快，直至完全动态再结晶.事 随着高锰钢中0.10%钛以及0.11%钛和0.20% 实上，动态再结晶的发生可以使拉伸过程中产生的裂 钒的复合加入，势必会增加钢中第二相粒子的析出量. 纹偏离晶界，从而达到阻止裂纹长大的目的，即提高了 图7是利用Thermo-Cale热力学软件计算的M2和M3 钢的塑性7-0.因此，图2中M1高锰钢在800~1000 高锰钢在700~1600℃的平衡析出相图.本文所研究 ℃范围内热延性的提高，正是因为其在拉伸过程中发 M3高锰钢中钛和碳的质量分数较高，分别为0.11% 生了动态再结晶所致. 和1.19%，钛极易和碳及氮结合形成T(C,N).由 对M2高锰钢来说，在其800℃拉伸后断口中未发 图7(b)可以明显看出，当温度降低至1060℃时，钒的 现明显的动态再结晶晶粒（图6(c)),而在900℃拉 碳化物开始析出，析出相的具体元素组成如图8所示 伸的断口的晶界附近的部分晶粒发生了明显的动态再 在其元素组成中，N元素的质量分数几乎可以忽略不 结晶（图6(d)),这表示M2高锰钢在900℃时已经开 计，在开始析出温度1060℃时，各元素的质量分数分 始发生动态再结晶.相较于M1高锰钢来说，M2高锰 别为46%V、35%Ti、18%C和0.005%N,即开始析出 钢开始动态再结晶稍晚，钢中0.10%钛的加入严重抑 时TC所占比例很大：随着温度的降低，此平衡相中V 制了高锰钢动态再结晶的发生 所占比例逐渐增大.Salas-Reyes等通过对比单独含 在图6(e)和图()中可以明显看出，复合含有 0.11%钒和未添加任何微合金化元素TWP钢热延 102 102 (a f (b) 要 出 4.0x10 2.2x10 2310- Ti(C.N) T五(C, 10 7008009001000110012001300140015001600 7008009001000110012001300140015001600 温度℃ 温度℃ 图7高锰钢中平衡析出相的摩尔分数与温度的关系.()M2:(b)M3 Fig.7 Relation between temperature and mole fraction in high-Mn steels:(a)M2;(b)M3 0.7 性，并采用电子背散射衍射和金相显微镜观察了含钒 TWP钢拉伸断口处的晶粒形貌，研究发现含钒TWIP 0.6 钢的热延性较好，其原因是VC颗粒的析出促进了动 0.5 态再结晶的产生.然而，在本文高锰钢中较高的钛含 量使得钒会以(Ti,V)C的形式析出，抑制了单独VC 的析出，延缓了钢中在变形过程中动态再结晶的出现， 0.3 直接导致了M3高锰钢热延性的恶化. 0.2 另外，从图7(a)中可以明显看出，M2高锰钢中 0.1 T(C,N)开始析出的温度约为1499℃，远高于其液相 线温度，Tmit=1386℃（由Thermo--Calc计算而来）. 700750 800850900950100010501100 温度℃ 这说明钢中0.10%的钛元素导致了Ti(C,N)在高锰 钢液相中已经开始生成，并且其物质的量随着凝固的 图8M3高锰钢中(Ti,V)C析出相中合金元素组成 进行逐渐升高，最终物质的量达到2.2×10-3mol. Fig.8 Contents of chemical elements in (Ti,V)C phase of M3 high- 图7(b)中，Ti(C,N)析出量峰值出现在(Ti,V)C开始 Mn steel 析出时，为2.3×10-3mol.随着(Ti,V)C的析出

刘洪波等: 钛和钒对高锰钢高温热延性的影响 在图 6 中可以明显看出，M1 高锰钢在 800 ℃ 和 900 ℃拉伸时均发生了动态再结晶现象． 金朝阳和崔 振山［36］采用改进的元胞自动机模型结合实验研究了 变形温度对动态再结晶行为的影响，研究发现，随着变 形温度的升高，较高的变形温度有利于位错运动和晶 界迁移，使动态再结晶加快，直至完全动态再结晶． 事 实上，动态再结晶的发生可以使拉伸过程中产生的裂 纹偏离晶界，从而达到阻止裂纹长大的目的，即提高了 钢的塑性［37--40］． 因此，图 2 中 M1 高锰钢在 800 ～ 1000 ℃范围内热延性的提高，正是因为其在拉伸过程中发 生了动态再结晶所致． 对 M2 高锰钢来说，在其 800 ℃拉伸后断口中未发 现明显的动态再结晶晶粒 ( 图 6( c) ) ，而在 900 ℃ 拉 伸的断口的晶界附近的部分晶粒发生了明显的动态再 结晶 ( 图 6( d) ) ，这表示 M2 高锰钢在 900 ℃时已经开 始发生动态再结晶． 相较于 M1 高锰钢来说，M2 高锰 钢开始动态再结晶稍晚，钢中 0. 10% 钛的加入严重抑 制了高锰钢动态再结晶的发生． 在图 6 ( e) 和图( f) 中可以明显看出，复合 含 有 0. 11% 钛和 0. 20% 钒的 M3 高锰钢在 800 ℃ 和 900 ℃ 拉伸温度下均未发现动态再结晶晶粒，而且在晶界附 近存在大量的裂纹，这表示 M3 钢的热延性较差，这与 图 2 得到的结论是一致的． 3. 2 钛和钒对高锰钢中第二相粒子析出的影响 随着高锰钢中 0. 10% 钛以及 0. 11% 钛和 0. 20% 钒的复合加入，势必会增加钢中第二相粒子的析出量． 图 7 是利用 Thermo--Calc 热力学软件计算的 M2 和 M3 高锰钢在 700 ～ 1600 ℃ 的平衡析出相图． 本文所研究 M3 高锰钢中钛和碳的质量分数较高，分别为 0. 11% 和 1. 19% ，钛极易和碳及氮结合形成 Ti( C，N) ［42］． 由 图 7( b) 可以明显看出，当温度降低至 1060 ℃ 时，钒的 碳化物开始析出，析出相的具体元素组成如图 8 所示． 在其元素组成中，N 元素的质量分数几乎可以忽略不 计，在开始析出温度 1060 ℃ 时，各元素的质量分数分 别为 46% V、35% Ti、18% C 和 0. 005% N，即开始析出 时 TiC 所占比例很大; 随着温度的降低，此平衡相中 V 所占比例逐渐增大． Salas-Ｒeyes 等［41］通过对比单独含 0. 11% 钒和未添加任何微合金化元素 TWIP 钢热延 图 7 高锰钢中平衡析出相的摩尔分数与温度的关系． ( a) M2; ( b) M3 Fig． 7 Ｒelation between temperature and mole fraction in high-Mn steels: ( a) M2; ( b) M3 图 8 M3 高锰钢中( Ti，V) C 析出相中合金元素组成 Fig． 8 Contents of chemical elements in ( Ti，V) C phase of M3 high￾Mn steel 性，并采用电子背散射衍射和金相显微镜观察了含钒 TWIP 钢拉伸断口处的晶粒形貌，研究发现含钒 TWIP 钢的热延性较好，其原因是 VC 颗粒的析出促进了动 态再结晶的产生． 然而，在本文高锰钢中较高的钛含 量使得钒会以( Ti，V) C 的形式析出，抑制了单独 VC 的析出，延缓了钢中在变形过程中动态再结晶的出现， 直接导致了 M3 高锰钢热延性的恶化． 另外，从图 7 ( a) 中可以明显看出，M2 高锰钢中 Ti( C，N) 开始析出的温度约为 1499 ℃，远高于其液相 线温度，Tliquidus = 1386 ℃ ( 由 Thermo--Calc 计算而来) ． 这说明钢中 0. 10% 的钛元素导致了 Ti( C，N) 在高锰 钢液相中已经开始生成，并且其物质的量随着凝固的 进行逐 渐 升 高，最 终 物 质 的 量 达 到 2. 2 × 10 － 3 mol． 图 7( b) 中，Ti( C，N) 析出量峰值出现在( Ti，V) C 开始 析出 时，为 2. 3 × 10 － 3 mol． 随 着 ( Ti，V) C 的 析 出， · 525 ·

·526 工程科学学报，第39卷，第4期 T(C,N)的平衡析出量虽开始减少，但变化很小，最终 的Ti(C,N)颗粒，其尺寸大多在3~8um.Charleux 析出量为2.2×10-3mol.(Ti,V)C的平衡析出量剧烈 等报道称在奥氏体中TC或T(C,N)的形核长大 增加，最终达到4.0×10-3mol.对比发现，M3高锰钢 需要像晶界、位错和第二相粒子这样的异质形核点 中第二相的析出量几乎是M2高锰钢中的3倍. 由前面分析得知，Ti(C,N)在M2高锰钢开始析出的温 将M2和M3高锰钢断口剖面磨抛后进行侵蚀，侵 度约为1499℃，在液相中就已经开始析出，这些粒子 蚀后试样的扫描电镜+能谱分析结果如图9所示.由 在液相中以及冷却过程中快速生长至一定的尺寸，其 图9(a)和图(b)可以看出，裂纹主要存在于M2高锰 结果导致了晶界强度的弱化，加速了裂纹的生长.同 钢晶界处和三叉晶界处，并且在裂纹附件存在着大量 样的，在图9()和图(d)中可以明显看出，在M3高锰 a 18000- 16000 14000 12000 10000 8000 6000 4000 2000 Fe 10 gm 23 5678910 能量keV Carbon Kal 2 Nitrogen Kal 2 Oxygen Kal Iron Kal -Particle (e) 600- 500 400- 300- 200- T(C.N 100- TEVC 20 gm 0 123456 78910 能量keV 1800 1600 1400 1200 1000 800 600 400 200 0 2345678910 能量eV 图9M2和M3高锰钢在800℃下拉伸断口中品界及析出物颗粒形貌.(a,)M2断口形貌：(b)M2析出颗粒能谱：(d)M2析出颗粒线 扫面图：(e,g)M3断口形貌：(f,h)MB析出颗粒能谱 Fig.9 Microstructures and particles present in M2 and M3 high-Mn steels tested at 800C:(a,c)fracture morphology of M2 steel:(b)EDS spec- trum of the particle in the M2 fracture:(d)line scanning of the particle in the M2 fracture:(e,g)fracture morphology of M3 steel:(f,h)EDS spec- trum of the particle in the M3 fracture

工程科学学报，第 39 卷，第 4 期 Ti( C，N) 的平衡析出量虽开始减少，但变化很小，最终 析出量为 2. 2 × 10 － 3 mol． ( Ti，V) C 的平衡析出量剧烈 增加，最终达到 4. 0 × 10 － 3 mol． 对比发现，M3 高锰钢 中第二相的析出量几乎是 M2 高锰钢中的 3 倍． 将 M2 和 M3 高锰钢断口剖面磨抛后进行侵蚀，侵 图 9 M2 和 M3 高锰钢在 800 ℃下拉伸断口中晶界及析出物颗粒形貌． ( a，c) M2 断口形貌; ( b) M2 析出颗粒能谱; ( d) M2 析出颗粒线 扫面图; ( e，g) M3 断口形貌; ( f，h) M3 析出颗粒能谱 Fig． 9 Microstructures and particles present in M2 and M3 high-Mn steels tested at 800 ℃ : ( a，c) fracture morphology of M2 steel; ( b) EDS spec￾trum of the particle in the M2 fracture; ( d) line scanning of the particle in the M2 fracture; ( e，g) fracture morphology of M3 steel; ( f，h) EDS spec￾trum of the particle in the M3 fracture 蚀后试样的扫描电镜 + 能谱分析结果如图 9 所示． 由 图 9( a) 和图( b) 可以看出，裂纹主要存在于 M2 高锰 钢晶界处和三叉晶界处，并且在裂纹附件存在着大量 的 Ti( C，N) 颗粒，其尺寸大多在 3 ～ 8 μm． Charleux 等［42］报道称在奥氏体中 TiC 或 Ti( C，N) 的形核长大 需要像晶界、位错和第二相粒子这样的异质形核点． 由前面分析得知，Ti( C，N) 在 M2 高锰钢开始析出的温 度约为 1499 ℃，在液相中就已经开始析出，这些粒子 在液相中以及冷却过程中快速生长至一定的尺寸，其 结果导致了晶界强度的弱化，加速了裂纹的生长． 同 样的，在图 9( c) 和图( d) 中可以明显看出，在 M3 高锰 · 625 ·

刘洪波等：钛和钒对高锰钢高温热延性的影响 ·527· 钢出现大量的颗粒.在这些颗粒之中，除一部分的 2] Efstathiou C,Sehitoglu H.Strain hardening and heterogeneous Ti(C,N)之外，其他基本为(Ti,V)C颗粒，其大量分布 deformation during twinning in Hadfield steel.Acta Mater,2010, 58(5)：1479 在晶界上和晶粒内部.由扫描电镜结果可知，相比于 B]Xu Z M.The carbides in V-Ti alloy high-manganese steel.Trans M2高锰钢，钒的加入使M3高锰钢中析出物颗粒无论 Met Heat Treat,1994,15 (4):60 从数量上还是尺寸上都出现了明显的增加 (徐志明.钒钛高锰钢中碳化物的研究.金属热处理学报， 4结论 1994,15(4):60) 4]Su R X.Study on Ti-bearing high Mn steel.Res /ron Steel,1993 利用Gleeble-3500热模拟试验机研究了单独添加 (6):23 钛(0.10%)及复合添加钛(0.11%)和钒(0.20%)对 (苏日娴.加钛处理高锰钢的研究.钢铁研究，1993(6)：23) [5] Mintz B.The influence of composition on the hot ductility of steels 铸钛高锰钢Mnl3在700~1200℃温度区间内高温热 and to the problem of transverse cracking.IS//Int,1999,39 延性的影响，主要研究结论如下 (9):833 (1)在700~1000℃较低的拉伸温度范围内，钛 [6] Comineli O,Abushosha R,Mintz B.Influence of titanium and ni- 和钒的加入可以显著改善高锰钢的抗拉强度，这是因 trogen on hot ductility of C-Mn-Nb-Al steels.Mater Sci Technol, 为钛和钒的加入可以固溶到高锰奥氏体钢中，起到了 1999,15(9):1058 固溶强化的作用：在高温范围1050~1200℃，三种高 今 Abushosha R,Comineli O,Mintz B.Influence of Ti on hot ductil- 锰钢的最大抗拉强度趋向一致. ity of C-Mn-Al steels.Mater Sci Technol,1999,15(3):278 8] (2)高锰钢热延性曲线表明在相同的拉伸测试温 Luo H W,KarjalainenL P,Porter D A,et al.The influence of Ti on the hot ductility of Nb-bearing steels in simulated continuous 度下，随着钢中钛的加入，高锰钢的断面收缩率几乎在 casting process.ISIJ Int,2002,42(3)273 整个测试温度范围内都显著降低，这说明0.10%钛的 9] Wang X H,Wang W J,Liu X Y,et al.Study on transverse cor- 加入恶化了高锰钢的热延性：在此基础上，在钢中加入 ner cracking occurrence prevention of the Nb.V and Ti microl- 0.20%的钒，高锰钢的断面收缩率呈现进一步降低， loying steel CC slabs.Iron Steel,1988,33(1)22 0.20%钒的加入进一步加剧了高锰钢热延性的恶化. (王新华，王文军，刘新宇，等诚少含铌、钒、钛微合金化钢 (3)未微合金化高锰钢在800~1000℃范围内热 连铸坯角裂纹的研究.钢铁，1988,33(1)：22) [10]Han X Y.Funetionsof Nb,V and Ti in micro-alloyed steel.Wide 延性逐渐提高，这是在拉伸过程中发生了动态再结晶 Heavy Plate,2006,12(1):39 所致：钢中0.10%钛的加入抑制了高锰钢动态再结晶 (韩孝永.铌、钒、钛在微合金化钢中的作用.宽厚板，2006， 的发生，直接导致了含钛高锰钢的热延性的恶化：对于 12(1):39 同时含0.11%钛和0.20%钒的高锰钢，钢中较高的钛 [11]Brimacombe J K,Sorimachi K.Crack formation in the continu- 含量使得钒会以(Ti,V)C的形式析出，抑制了单独VC ous casting of steel.Metall Trans B,1977,8 (2)489 的析出，延缓了含钛钒高锰钢在变形过程中动态再结 D2] Fan Y,Wang M L,Zhang H,et al.Hot plasticity and fracture 晶的出现，热延性呈现进一步下降. mechanism of the third generation of automobile steel.Uni Sci Technol Beijing,2013,35(5):607 (4)Thermo-Cale热力学计算结果表明在单独含 (范倚，王明林，张慧，等.第三代汽车钢的热延性及断裂机 钛的高锰钢中，T(C,N)开始析出的温度约为 理.北京科技大学学报，2013,35(5)：607) 1499℃，远高于其液相线温度，Ti=1386℃.这说 03] Mintz B,Yue S,Jonas JJ.Hot ductility of steels and its rela- 明钢中0.10%的钛元素导致了Ti(C,N)在高锰钢液 tionship to the problem of transverse cracking during continuous 相中已经开始生成，这些粒子在液相中以及冷却过程 casting.Int Mater Rer,1991,36(1):187 [14]Mintz B,Abushosha R.Influence of vanadium on hot ductility of 中快速生长至一定的尺寸，其结果导致了晶界强度的 steel.fronmaking Steelmaking,1993,20(6):445 弱化，加速了裂纹的生长.在同时含有0.11%钛和 [15]Bank K M,Tuling A,Mintz B.The influence of N on hot ductil- 0.20%钒的高锰钢中的析出颗粒除一部分Ti(C,N)之 ity of V Nb and Nb-Ti-containing steels using improved ther- 外，其他基本为(T,V)C,其大量分布在晶界上和晶粒 mal simulation of continuous casting.J S Afr Inst Min Met, 内部.相比于单独含钛的高锰钢，钒的加入使得钢中 2011,111(10):711 析出物颗粒无论从数量上还是尺寸上都出现了明显的 16] Vedani M,Ripamonti D.Mannucci A,et al.Hot ductility of microalloyed steels.La Metall Ital,2008(5):19 增加 [17]Machara Y,Yasumoto K,Tomono H,et al.Surface cracking mechanism of continuously cast low carbon low alloy steel slabs 参考文献 Mater Sci Technol,1990,6(9):793 [18]Revaux T,Guerin J D,Bricout J P.Hot ductility study of con- [1]Hutchinson B,Ridley N.On dislocation accumulation and work tinuous casting steels.J Mater Sci Technol,2004,20:19 hardening in Hadfield steel.Scripta Mater,2006,55(4):299 [19]Mohamed Z.Hot ductility behavior of vanadium containing

刘洪波等: 钛和钒对高锰钢高温热延性的影响 钢出现大量的颗粒． 在这些颗粒之中，除一部 分 的 Ti( C，N) 之外，其他基本为( Ti，V) C 颗粒，其大量分布 在晶界上和晶粒内部． 由扫描电镜结果可知，相比于 M2 高锰钢，钒的加入使 M3 高锰钢中析出物颗粒无论 从数量上还是尺寸上都出现了明显的增加． 4 结论 利用 Gleeble-3500 热模拟试验机研究了单独添加 钛( 0. 10% ) 及复合添加钛( 0. 11% ) 和钒( 0. 20% ) 对 铸钛高锰钢 Mn13 在 700 ～ 1200 ℃ 温度区间内高温热 延性的影响，主要研究结论如下． ( 1) 在 700 ～ 1000 ℃ 较低的拉伸温度范围内，钛 和钒的加入可以显著改善高锰钢的抗拉强度，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; 在高温范围 1050 ～ 1200 ℃，三种高 锰钢的最大抗拉强度趋向一致． ( 2) 高锰钢热延性曲线表明在相同的拉伸测试温 度下，随着钢中钛的加入，高锰钢的断面收缩率几乎在 整个测试温度范围内都显著降低，这说明 0. 10% 钛的 加入恶化了高锰钢的热延性; 在此基础上，在钢中加入 0. 20% 的钒，高锰钢的断面收缩率呈现进一步降低， 0. 20% 钒的加入进一步加剧了高锰钢热延性的恶化． ( 3) 未微合金化高锰钢在 800 ～ 1000 ℃ 范围内热 延性逐渐提高，这是在拉伸过程中发生了动态再结晶 所致; 钢中 0. 10% 钛的加入抑制了高锰钢动态再结晶 的发生，直接导致了含钛高锰钢的热延性的恶化; 对于 同时含 0. 11% 钛和 0. 20% 钒的高锰钢，钢中较高的钛 含量使得钒会以( Ti，V) C 的形式析出，抑制了单独 VC 的析出，延缓了含钛钒高锰钢在变形过程中动态再结 晶的出现，热延性呈现进一步下降． ( 4) Thermo--Calc 热力学计算结果表明在单独含 钛 的 高 锰 钢 中，Ti( C，N) 开 始 析 出 的 温 度 约 为 1499 ℃，远高于其液相线温度，Tliquidus = 1386 ℃ ． 这说 明钢中 0. 10% 的钛元素导致了 Ti( C，N) 在高锰钢液 相中已经开始生成，这些粒子在液相中以及冷却过程 中快速生长至一定的尺寸，其结果导致了晶界强度的 弱化，加 速 了 裂 纹 的 生 长． 在 同 时 含 有 0. 11% 钛 和 0. 20% 钒的高锰钢中的析出颗粒除一部分 Ti( C，N) 之 外，其他基本为( Ti，V) C，其大量分布在晶界上和晶粒 内部． 相比于单独含钛的高锰钢，钒的加入使得钢中 析出物颗粒无论从数量上还是尺寸上都出现了明显的 增加． 参 考 文 献 ［1］ Hutchinson B，Ｒidley N． On dislocation accumulation and work hardening in Hadfield steel． Scripta Mater，2006，55( 4) : 299 ［2］ Efstathiou C，Sehitoglu H． Strain hardening and heterogeneous deformation during twinning in Hadfield steel． Acta Mater，2010， 58( 5) : 1479 ［3］ Xu Z M． The carbides in V-Ti alloy high-manganese steel． Trans Met Heat Treat，1994，15( 4) : 60 ( 徐志明． 钒钛高锰钢中碳化物的研究． 金属热处理学报， 1994，15( 4) : 60) ［4］ Su Ｒ X． Study on Ti-bearing high Mn steel． Ｒes Iron Steel，1993 ( 6) : 23 ( 苏日娴． 加钛处理高锰钢的研究． 钢铁研究，1993( 6) : 23) ［5］ Mintz B． The influence of composition on the hot ductility of steels and to the problem of transverse cracking． ISIJ Int，1999，39 ( 9) : 833 ［6］ Comineli O，Abushosha Ｒ，Mintz B． Influence of titanium and ni￾trogen on hot ductility of C--Mn--Nb--Al steels． Mater Sci Technol， 1999，15( 9) : 1058 ［7］ Abushosha Ｒ，Comineli O，Mintz B． Influence of Ti on hot ductil￾ity of C--Mn--Al steels． Mater Sci Technol，1999，15( 3) : 278 ［8］ Luo H W，KarjalainenL P，Porter D A，et al． The influence of Ti on the hot ductility of Nb-bearing steels in simulated continuous casting process． ISIJ Int，2002，42( 3) : 273 ［9］ Wang X H，Wang W J，Liu X Y，et al． Study on transverse cor￾ner cracking occurrence prevention of the Nb，V and Ti micro-al￾loying steel CC slabs． Iron Steel，1988，33( 1) : 22 ( 王新华，王文军，刘新宇，等． 减少含铌、钒、钛微合金化钢 连铸坯角裂纹的研究． 钢铁，1988，33( 1) : 22) ［10］ Han X Y． Functionsof Nb，V and Ti in micro-alloyed steel． Wide Heavy Plate，2006，12( 1) : 39 ( 韩孝永． 铌、钒、钛在微合金化钢中的作用． 宽厚板，2006， 12( 1) : 39 ［11］ Brimacombe J K，Sorimachi K． Crack formation in the continu￾ous casting of steel． Metall Trans B，1977，8( 2) : 489 ［12］ Fan Y，Wang M L，Zhang H，et al． Hot plasticity and fracture mechanism of the third generation of automobile steel． J Univ Sci Technol Beijing，2013，35( 5) : 607 ( 范倚，王明林，张慧，等． 第三代汽车钢的热延性及断裂机 理． 北京科技大学学报，2013，35( 5) : 607) ［13］ Mintz B，Yue S，Jonas J J． Hot ductility of steels and its rela￾tionship to the problem of transverse cracking during continuous casting． Int Mater Ｒev，1991，36( 1) : 187 ［14］ Mintz B，Abushosha Ｒ． Influence of vanadium on hot ductility of steel． Ironmaking Steelmaking，1993，20( 6) : 445 ［15］ Bank K M，Tuling A，Mintz B． The influence of N on hot ductil￾ity of V-，Nb-，and Nb-Ti-containing steels using improved ther￾mal simulation of continuous casting． J S Afr Inst Min Met， 2011，111( 10) : 711 ［16］ Vedani M，Ｒipamonti D，Mannucci A，et al． Hot ductility of microalloyed steels． La Metall Ital，2008( 5) : 19 ［17］ Maehara Y，Yasumoto K，Tomono H，et al． Surface cracking mechanism of continuously cast low carbon low alloy steel slabs． Mater Sci Technol，1990，6( 9) : 793 ［18］ Ｒevaux T，Guérin J D，Bricout J P． Hot ductility study of con￾tinuous casting steels． J Mater Sci Technol，2004，20: 19 ［19］ Mohamed Z． Hot ductility behavior of vanadium containing · 725 ·

·528· 工程科学学报，第39卷，第4期 steels.Mater Sci Eng A,2002,326(2):255 ship to the problem of transverse cracking in continuous casting. 20]Crowther D N,Mintz B.Influence of grain size and precipitation Int Mater Rev,2010,55(3):168 on hot ductility of microalloyed steels.Mater Sci Technol,1986, B32]Baradaran A H,Zarei-Hanzaki A,Abedi H R,et al.The ductil- 2(11):1099 ity behavior of a high-Mn twining plasticity steel during cold-to- 1]Qian G Y,Cheng GG,Hou Z B.Effect of the induced ferrite hot deformation.Mater Sci Eng A,2013,561:411 and precipitates of Nb-Ti bearing steel on the ductility of contin- B3] Mejia 1,Salas-Reyes A E,Calvo J,et al.Effect of Ti and B mi- uous casting slab./SIJ Int,2014,54(7)1611 roaddition on the hot ductility behavior of a high-Mn austenitic 22]Cho K C,Mun D J,Koo Y M,et al.Effect of niobium and tita- Fe-23Mn-1.5Al-1.3Si-0.5C TWIP steel.Mater Sci Eng A, nium addition on the hot ductility of boron containing steel.Mater 2015,648:311 Sci Eng A,2011,528(10):3556 34] Hamada A S,Karjalainen L P.Hot ductility behaviour of high- [23]Cho K C,Mun D J,Kim J Y,et al.Effect of boron precipitation Mn TWIP steels.Mater Sci Eng A,2011,528(3):1819 behavior on the hot ductility of boron containing steel.Metall B5]Liu YZ.Theoretical Basis of Material Forming.Beijing:Nation- Mater Trans A,2010,41(6):1421 al Defense Education Press,2004 24]Cho K C,Mun D J,Kang M H,et al.Effect of thermal cycle (刘雅政.材料成形理论基础。北京：国防教有出版社， and nitrogen content on the hot ductility of boron-bearing steel 2004) SJ1mt,2010,50(6):839 B6]Jin C Y,Cui Z S.The effect of deformation temperature on dy- 25]Cho K C,Koo Y M,Park J.Effect of cooling rate on the hot namic recrystallization.J Yangzhou Univ Nat Sci Ed.,2011,14 ductility of boron bearing steel during continuous casting (study (2):60 for prevention of comner crack on continuous casting slab).J (金朝阳，崔振山.变形温度对动态再结品行为的影响.扬 Korean Inst Met Mater,2008,46(6)329 州大学学报（自然科学版），2011,14(2)：60) 26]Brune T,Senk D,Walpot R,et al.Hot ductility behavior of bo- B7] Kang S E,Tuling A,Banerjee J R,et al.Hot ductility of TWIP ron containing microalloyed steels with varying manganese con- steels.Mater Sci Technol,2011,27(1):95 tents.Metall Mater Trans B,2015,46(3)1400 B38]Ryan N D,MeQueen H J.Comparison of dynamic softening in 27]Mejia I,Salas-Reyes A E,BedollaJacuinde A,et al.Effect of 301,304,316 and 317 stainless steels.High Temp Technol, Nb and Mo on the hot ductility behavior of a high-manganese aus- 1990,8(3):185 tenitic Fe-21Mn-1.3Al-1.5Si-0.5C TWIP steel.Mater Sci B39]McQueen H J,Jonas JJ.Recent advances in hot working:fun- EngA,2014,616:229 damental dynamic softening mechanisms.J Appl Metalwcork, 28]Chen X M,Song S H,Sun Z C,et al.Effeet of microstructural 1984,3(3):233 features on the hot ductility of 2.25Cr-Mo steel.Mater Sci Eng [40]McQueen HJ,Jin N,Ryan N D.Relationship of energy dissipa- A,2010,527(10):2725 tion efficiency to microstructural evolution in hot working of AlSl [29]Lee C H,Park J Y,Chung J H,et al.Hot ductility of medium 304 steel.Mater Sci Eng A,1995,190(12):43 carbon steel with vanadium.Mater Sci Eng A,2016,651:192 41]Salas-Reyes A E,Mejia I,Bedolla-acuinde A,et al.Hot duc- 0]Wang X H,Zhu G S,Yu H X,et al.High temperature proper- tility of high-Mn austenitic Fe-22Mn-1.5Al-1.5Si-0.45C ties of continuous casting high carbon steels.J Unir Sci Technol TWIP steels microalloyed with Ti and V.Mater Sci Eng A, Beng,2005,27(5):545 2014,611:77 (王新华，朱国森，于会香，等.高碳钢连铸板坯高温力学性 [42]Charleux M,Poole W J.Militzer M,et al.Precipitation behavior 能.北京科技大学学报，2005,27(5)：545) and its effect on strengthening of an HSLA-Nb/Ti steel.Metall B1]Mintz B,Crowther D N.Hot ductility of steels and its relation- Mater Trans B,2001,32(7):1635

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