.1604 北京科技大学学报 第35卷 工艺2条件下贝氏体含量相应降低.另外，工艺2献[⑦]的研究表明，未相变奥氏体中的形变缺陷（如 条件下贝氏体团径更小且板条长度也更短，这是因亚晶界和形变带)在贝氏体等温处理阶段会阻碍贝 为与等轴状奥氏体相比，拉长状奥氏体在动态相变 氏体板条长大，使贝氏体转变不充分，这与本实验 后，未相变奥氏体中残留的形变缺陷密度更高.文 的结果相吻合 M/A 2μm B 2μm 图4实验钢按两种工艺热变形后的显微组织.(a),(b)工艺1：(c),(@)工艺2 Fig.4 Microstructures of samples obtained by the two processes:(a),(b)Process 1;(c),(d)Process 2 与未添加微合金化元素的基于动态相变的C 未添加微合金化元素的基于动态相变的C-Mn- Mn-Al-Si热轧TRP钢相比B,8,本文实验钢中添 Al-Si热轧TRIP钢基体晶粒尺寸约为3~4umB,8), 加了微合金化元素Nb、V和Ti.这三种微合金化元 本实验钢在两种工艺下的复相组织中除了铁素体基 素均是强碳、氮化物形成元素，但是由于析出温度 体晶粒尺寸明显减小（约2m.同时，如表1所 不同，所起的作用也有区别.对于一般的低合金钢 示，本实验钢中残余奥氏体的含量较小且其含C量 来说，含T粒子主要是在钢的再加热温度范围析 也有所降低，而马氏体含量明显增加.这是由于热 出，因而会对原奥氏体晶粒的长大与粗化产生影响， 变形过程中，铌、钒和钛大量析出物的析出消耗了 本文中添加T元素主要是为了在奥氏体化阶段细 部分C,使得奥氏体稳定性不够，在冷却至室温时 化奥氏体晶粒.含Nb粒子主要在奥氏体区变形温 较多的奥氏体转变成了马氏体.Chen等1o在常规 度范围内析出，本文中添加Nb元素主要是为了在 热轧TRP钢领域的研究结果同样表明，复合加入 高温奥氏体区变形阶段（动态相变前）调整奥氏体 强碳化物元素（如Nb、V和T)有降低TRIP钢中 晶粒状态以获得细化的等轴奥氏体晶粒或形变奥氏 残余奥氏体含量的作用 体晶粒：在普通低碳钢)和低碳锰钢中的研究 2.2室温力学性能 表明，细化动态相变前奥氏体晶粒或通过形变增加 本实验钢在两种工艺下得到的TRP钢力学性 奥氏体的有效形核晶界，均可以促进动态相变的进 能如图5和表2所示.从图5可以看出，两种工艺 行，并且可以进一步细化通过动态相变获得的铁素 条件下实验钢的工程应力-应变曲线均为连续屈服 体晶粒.由于含V粒子的析出温度较低，对动态相 状态.经工艺1处理后，实验钢的屈服强度为591 变基本不产生影响，主要起到弥散强化的作用.另 MPa,抗拉强度为928MPa,总延伸率为18%，强塑 外，含Ti粒子和含Nb粒子还能起到一定的弥散强 积（抗拉强度与总延伸率乘积）为16.70GPa%:而 化作用. 在工艺2条件下，实验钢的屈服强度和抗拉强度有· 1604 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 工艺 2 条件下贝氏体含量相应降低. 另外，工艺 2 条件下贝氏体团径更小且板条长度也更短，这是因 为与等轴状奥氏体相比，拉长状奥氏体在动态相变 后，未相变奥氏体中残留的形变缺陷密度更高. 文 献 [7] 的研究表明，未相变奥氏体中的形变缺陷 (如 亚晶界和形变带) 在贝氏体等温处理阶段会阻碍贝 氏体板条长大，使贝氏体转变不充分，这与本实验 的结果相吻合. 图 4 实验钢按两种工艺热变形后的显微组织. (a), (b) 工艺 1；(c), (d) 工艺 2 Fig.4 Microstructures of samples obtained by the two processes: (a), (b) Process 1; (c), (d) Process 2 与未添加微合金化元素的基于动态相变的 C￾Mn-Al-Si 热轧 TRIP 钢相比 [3,8]，本文实验钢中添 加了微合金化元素 Nb、V 和 Ti. 这三种微合金化元 素均是强碳、氮化物形成元素，但是由于析出温度 不同，所起的作用也有区别. 对于一般的低合金钢 来说，含 Ti 粒子主要是在钢的再加热温度范围析 出，因而会对原奥氏体晶粒的长大与粗化产生影响， 本文中添加 Ti 元素主要是为了在奥氏体化阶段细 化奥氏体晶粒. 含 Nb 粒子主要在奥氏体区变形温 度范围内析出，本文中添加 Nb 元素主要是为了在 高温奥氏体区变形阶段 (动态相变前) 调整奥氏体 晶粒状态以获得细化的等轴奥氏体晶粒或形变奥氏 体晶粒；在普通低碳钢 [9] 和低碳锰钢 [6] 中的研究 表明，细化动态相变前奥氏体晶粒或通过形变增加 奥氏体的有效形核晶界，均可以促进动态相变的进 行，并且可以进一步细化通过动态相变获得的铁素 体晶粒. 由于含 V 粒子的析出温度较低，对动态相 变基本不产生影响，主要起到弥散强化的作用. 另 外，含 Ti 粒子和含 Nb 粒子还能起到一定的弥散强 化作用. 未添加微合金化元素的基于动态相变的 C-Mn￾Al-Si 热轧 TRIP 钢基体晶粒尺寸约为 3∼4 µm[3,8]， 本实验钢在两种工艺下的复相组织中除了铁素体基 体晶粒尺寸明显减小 (约 2 µm). 同时，如表 1 所 示，本实验钢中残余奥氏体的含量较小且其含 C 量 也有所降低，而马氏体含量明显增加. 这是由于热 变形过程中，铌、钒和钛大量析出物的析出消耗了 部分 C，使得奥氏体稳定性不够，在冷却至室温时 较多的奥氏体转变成了马氏体.Chen 等 [10] 在常规 热轧 TRIP 钢领域的研究结果同样表明，复合加入 强碳化物元素 (如 Nb、V 和 Ti) 有降低 TRIP 钢中 残余奥氏体含量的作用. 2.2 室温力学性能 本实验钢在两种工艺下得到的 TRIP 钢力学性 能如图 5 和表 2 所示. 从图 5 可以看出，两种工艺 条件下实验钢的工程应力 – 应变曲线均为连续屈服 状态. 经工艺 1 处理后，实验钢的屈服强度为 591 MPa，抗拉强度为 928 MPa，总延伸率为 18%，强塑 积 (抗拉强度与总延伸率乘积) 为 16.70 GPa·%；而 在工艺 2 条件下，实验钢的屈服强度和抗拉强度有