第12期 王明庆等：基于动态相变的热轧Nb-V-Ti微合金化TRIP钢组织及性能 ·1603· 100μm 100μm 图3实验钢两种工艺条件下获得的动态相变前奥氏体组织.()等轴状奥氏体：(b)拉长状奥氏体 Fig.3 Prior austenite grains obtained before dynamic transformation by the two processes:(a)equiaxed austenite;(b)elongated austenite 氏体转变，最后水冷至室温.利用Thermo-Calc软 力学性能试验在Reger:3010电子拉伸试验机上 件计算实验钢的平衡转变温度A3为953℃，在 进行，拉伸速率为1.2 mm-min-1. Gleeble-.1500热模拟试验机上通过热膨胀曲线测得 实验钢在等轴状奥氏体下以5℃s-1冷却时的Ar3 2实验结果及分析 温度为583℃，拉长状奥氏体下以5℃s-1冷却 2.1复相组织状态 时的Ar3温度为629℃，因此在两种工艺条件下 图4是实验钢按图2所示两种工艺获得的复相 750℃均处于过冷奥氏体区. 组织.从图中可以看出，实验钢在两种工艺下都获 将所得试样加工成图1(b)所示板厚为1.8mm, 得了由铁素体(F)、贝氏体(B)以及包含残余奥氏 工作标距为4mm×l0mm的板状拉伸试样.加工 体(RA)和马氏体(M)的马奥岛(M/A)组成的典 试样切割下来的部分（图1中A)与压缩方向平行 型TRIP钢组织，相应的各相体积分数如表1所示. 的纵面经机械打磨和抛光后，用4%硝酸酒精侵蚀， 其中，C-Mn-Al-Si钢是本课题组前期工作中采用的 然后用Suppra55场发射扫描电镜进行组织观察，并 未添加微合金化元素的基于动态相变的热轧TRIP 用网格法统计铁素体转变量 钢3)铁素体、贝氏体及马奥岛的含量是用网格法 根据Mier方法同测定钢中残余奥氏体的体 统计出来的，残余奥氏体含量及其C含量是由X 积分数V,如式(1)所示.根据式(2)计算残余奥 射线衍射测定的，则马奥岛与残余奥氏体的差值为 氏体中碳的质量分数wC 残余奥氏体含量. 1.4(+ 与工艺1相比，工艺2条件下铁素体含量较 2 V 高，而贝氏体含量较低.这主要是因为：与工艺1 +1.4+四 (1) 的等轴状奥氏体相比，工艺2的拉长状形变奥氏体 具有更大的有效晶界面积，因而具有更多的形核位 置，促进了铁素体的转变，而且形变奥氏体晶内存 a=3.585+0.033%wc (2) 在大量晶体缺陷（如孪晶界、位错和形变带），这也 式中，I为奥氏体衍射峰的积分强度，《为晶格常 促进了铁素体的晶内形核析出，进一步提高了铁素 数 体的转变量同.正是由于铁素体转变量较高，因此 表1 在两种工艺条件下实验钢复相组织中各相体积分数 Table 1 Volume fractions of different phases in the multi-phase microstructures of the experimental steels treated by the two processes 工艺 铁素体 贝氏体 马氏体 残余奥氏体 残余奥氏体中C的质量分数 工艺1 44.1 37.1 12.5 6.3 1.01 工艺2 50.9 31.7 10.9 6.5 1.07 C-Mn-Al-Si钢阁 53.1 30.4 7.6 8.9 1.24第 12 期 王明庆等：基于动态相变的热轧 Nb-V-Ti 微合金化 TRIP 钢组织及性能 1603 ·· 图 3 实验钢两种工艺条件下获得的动态相变前奥氏体组织. (a) 等轴状奥氏体; (b) 拉长状奥氏体 Fig.3 Prior austenite grains obtained before dynamic transformation by the two processes: (a) equiaxed austenite; (b) elongated austenite 氏体转变，最后水冷至室温. 利用 Thermo-Calc 软 件计算实验钢的平衡转变温度 A3 为 953 ℃，在 Gleeble-1500 热模拟试验机上通过热膨胀曲线测得 实验钢在等轴状奥氏体下以 5 ℃ ·s −1 冷却时的 Ar3 温度为 583 ℃，拉长状奥氏体下以 5 ℃ ·s −1 冷却 时的 Ar3 温度为 629 ℃，因此在两种工艺条件下 750 ℃均处于过冷奥氏体区. 将所得试样加工成图 1(b) 所示板厚为 1.8 mm， 工作标距为 4 mm×10 mm 的板状拉伸试样. 加工 试样切割下来的部分 (图 1 中 A) 与压缩方向平行 的纵面经机械打磨和抛光后，用 4%硝酸酒精侵蚀， 然后用 Suppra55 场发射扫描电镜进行组织观察，并 用网格法统计铁素体转变量. 根据 Miller 方法 [5] 测定钢中残余奥氏体的体 积分数 Vγ，如式 (1) 所示. 根据式 (2) 计算残余奥 氏体中碳的质量分数 wC. Vγ = 1.4 ³ I 220 γ +I 311 γ 2 ´ I 211 α + 1.4 ³ I 220 γ +I 311 γ 2 ´, (1) α = 3.585 + 0.033%wC. (2) 式中，I 为奥氏体衍射峰的积分强度，α 为晶格常 数. 力学性能试验在 Reger3010 电子拉伸试验机上 进行，拉伸速率为 1.2 mm·min−1 . 2 实验结果及分析 2.1 复相组织状态 图 4 是实验钢按图 2 所示两种工艺获得的复相 组织. 从图中可以看出，实验钢在两种工艺下都获 得了由铁素体 (F)、贝氏体 (B) 以及包含残余奥氏 体 (RA) 和马氏体 (M) 的马奥岛 (M/A) 组成的典 型 TRIP 钢组织，相应的各相体积分数如表 1 所示. 其中，C-Mn-Al-Si 钢是本课题组前期工作中采用的 未添加微合金化元素的基于动态相变的热轧 TRIP 钢 [3] . 铁素体、贝氏体及马奥岛的含量是用网格法 统计出来的，残余奥氏体含量及其 C 含量是由 X 射线衍射测定的，则马奥岛与残余奥氏体的差值为 残余奥氏体含量. 与工艺 1 相比，工艺 2 条件下铁素体含量较 高，而贝氏体含量较低. 这主要是因为：与工艺 1 的等轴状奥氏体相比，工艺 2 的拉长状形变奥氏体 具有更大的有效晶界面积，因而具有更多的形核位 置，促进了铁素体的转变，而且形变奥氏体晶内存 在大量晶体缺陷 (如孪晶界、位错和形变带)，这也 促进了铁素体的晶内形核析出，进一步提高了铁素 体的转变量 [6] . 正是由于铁素体转变量较高，因此 表 1 在两种工艺条件下实验钢复相组织中各相体积分数 Table 1 Volume fractions of different phases in the multi-phase microstructures of the experimental steels treated by the two processes % 工艺 铁素体 贝氏体 马氏体 残余奥氏体 残余奥氏体中 C 的质量分数 工艺 1 44.1 37.1 12.5 6.3 1.01 工艺 2 50. 9 31.7 10.9 6.5 1.07 C-Mn-Al-Si 钢 [3] 53.1 30.4 7.6 8.9 1.24