·1602 北京科技大学学报 第35卷 塑性变形过程中发生形变诱导马氏体相变，使材料 示板厚为1.8mm,工作标距为4mm×10mm的板 的局部加工硬化能力提高并推迟缩颈的发生，从而 状拉伸试样. 提高钢的强度和塑性，这就是所谓的TRP效应). (a) (b) 由于TRP钢一般含有较低的合金元素含量，使得 TRP钢在具有高强度高塑性的同时，焊接性能也 得到了极大提高，解决了汽车用钢在成型过程中要 求既具有高强度又具有良好的冷成型性和可焊性的 矛盾，因而引起了国内外学者及钢铁公司的极大兴 趣，成为目前汽车用钢研究的热点② 本课题组在前期工作中研究了基于动态相变 的热轧TRP钢，通过过冷奥氏体区形变促进奥 氏体向铁素体的转变，利用形变量控制铁素体转变 量，开发出工艺简单的新型热轧TRP钢技术阁). 13 通过基于动态相变的热轧TRP钢技术，可以获得 铁素体晶粒尺寸和贝氏体束细小、残余奥氏体含量 图1实验用热压缩变形试样(a)及拉伸试样()示意图（单 较高且分布较为弥散的高性能热轧TRP钢周，如 位：mm) C-Mn-Al-Si钢的屈服强度为460MPa、抗拉强度为 Fig.1 Schematic diagrams of samples for compressional(a) 760MPa以及总延伸率为2%，已经达到相同成分 and tensile (b)tests (unit:mm) 的冷轧TRP钢水平间.在此基础上，本文通过在 TRP钢中复合添加Nb、V和Ti微合金元素，探索 在Gleeble-l500热模拟试验机上进行热变形试 进一步优化热轧TRP钢综合力学性能的可能性. 验，变形工艺如图2所示.实验钢在1250℃保温 5min,使实验钢中合金元素基本固溶，然后以 1实验方法 5℃s-1冷却到1100℃以5s-1的应变速率变形 实验材料为Nb-V-Ti复合添加的C-Mn-Al-Si 30%并保温60s,通过奥氏体的静态再结晶，获得 钢，其主要成分（质量分数，%）为：C,0.21:Mn, 晶粒尺寸为(48±5)m的等轴状奥氏体晶粒（如图 1.49:A1,1.16:Si,0.53:S,0.0007:N,0.0027:P,0.015: 3(a)所示).然后以5℃s-1冷却到750℃，以 Ti,0.019:Nb,0.040:V,0.096:其余为Fe.实验 0.5s-1的应变速率变形50%（如图2(a)所示）：或 用钢经真空感应炉冶炼后浇铸成40kg的钢锭，铸 以5℃s-1先冷却到950℃以5s-1的应变速率变 锭在1250℃保温5h充分均匀化后，在1200℃开 形30%，获得拉长状奥氏体（如图3(b)所示）后，再 锻，950℃终锻，锻成60mm×60mm×1m的方坯， 以5℃s-1冷却到750℃，以0.5s-1的应变速率 然后机加工成图1(a)所示的试样，用于热变形实 变形50%（如图2(b)所示）.然后，两种工艺条件下 验(P表示变形方向)阁.热变形后加工成图1(b)所 均以10℃s-1冷却到450℃，等温5min进行贝 T/℃↑(a) T/C↑b) 1250C5m00℃，c=30%,=5s,保温608 1250℃，5min 5℃s A 5℃800℃，8=30%，=5s,保温60s 5℃8 5℃g950,6=30%,6=5g 750C6=50%,6=0.5s 5C850℃，6=50%，8=0.5gt 20℃s1 10℃8 20℃s1 450℃.保温5mim 10℃s 450℃.保温5min 水淬 水淬 t/8 t/8 图2实验钢热变形工艺示意图.()工艺1获得等轴状奥氏体晶粒：(b)工艺2获得拉长状奥氏体 Fig.2 Schematic diagrams of thermo-mechanical processing schedules:(a)Process 1:obtaining equiaxed austenite grains;(b) Process 2:obtaining elongated austenite grains· 1602 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 塑性变形过程中发生形变诱导马氏体相变，使材料 的局部加工硬化能力提高并推迟缩颈的发生，从而 提高钢的强度和塑性，这就是所谓的 TRIP 效应 [1] . 由于 TRIP 钢一般含有较低的合金元素含量，使得 TRIP 钢在具有高强度高塑性的同时，焊接性能也 得到了极大提高，解决了汽车用钢在成型过程中要 求既具有高强度又具有良好的冷成型性和可焊性的 矛盾，因而引起了国内外学者及钢铁公司的极大兴 趣，成为目前汽车用钢研究的热点 [2] . 本课题组在前期工作中研究了基于动态相变 的热轧 TRIP 钢，通过过冷奥氏体区形变促进奥 氏体向铁素体的转变，利用形变量控制铁素体转变 量，开发出工艺简单的新型热轧 TRIP 钢技术 [3] . 通过基于动态相变的热轧 TRIP 钢技术，可以获得 铁素体晶粒尺寸和贝氏体束细小、残余奥氏体含量 较高且分布较为弥散的高性能热轧 TRIP 钢 [3]，如 C-Mn-Al-Si 钢的屈服强度为 460 MPa、抗拉强度为 760 MPa 以及总延伸率为 32%，已经达到相同成分 的冷轧 TRIP 钢水平 [4] . 在此基础上，本文通过在 TRIP 钢中复合添加 Nb、V 和 Ti 微合金元素，探索 进一步优化热轧 TRIP 钢综合力学性能的可能性. 1 实验方法 实验材料为 Nb-V-Ti 复合添加的 C-Mn-Al-Si 钢，其主要成分 (质量分数，%) 为：C，0.21；Mn， 1.49；Al，1.16；Si，0.53；S，0.0007；N，0.0027；P，0.015； Ti，0.019；Nb，0.040；V，0.096；其余为 Fe. 实验 用钢经真空感应炉冶炼后浇铸成 40 kg 的钢锭，铸 锭在 1250 ℃保温 5 h 充分均匀化后，在 1200 ℃开 锻，950 ℃终锻，锻成 60 mm×60 mm×1 m 的方坯， 然后机加工成图 1(a) 所示的试样，用于热变形实 验 (P 表示变形方向) [3] . 热变形后加工成图 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. 图 1 实验用热压缩变形试样 (a) 及拉伸试样 (b) 示意图 (单 位：mm) Fig.1 Schematic diagrams of samples for compressional (a) and tensile (b) tests (unit: mm) 在 Gleeble-1500 热模拟试验机上进行热变形试 验，变形工艺如图 2 所示. 实验钢在 1250 ℃保温 5 min， 使实验钢中合金元素基本固溶， 然后以 5 ℃ ·s −1 冷却到 1100 ℃以 5 s−1 的应变速率变形 30%并保温 60 s，通过奥氏体的静态再结晶，获得 晶粒尺寸为 (48±5) µm 的等轴状奥氏体晶粒 (如图 3(a) 所示). 然后以 5 ℃ ·s −1 冷却到 750 ℃，以 0.5 s−1 的应变速率变形 50% (如图 2(a) 所示)；或 以 5 ℃ ·s −1 先冷却到 950 ℃以 5 s−1 的应变速率变 形 30%，获得拉长状奥氏体 (如图 3(b) 所示) 后，再 以 5 ℃ ·s −1 冷却到 750 ℃，以 0.5 s−1 的应变速率 变形 50% (如图 2(b) 所示). 然后，两种工艺条件下 均以 10 ℃ ·s −1 冷却到450 ℃，等温5 min进行贝 图 2 实验钢热变形工艺示意图. (a) 工艺 1 获得等轴状奥氏体晶粒; (b) 工艺 2 获得拉长状奥氏体 Fig.2 Schematic diagrams of thermo-mechanical processing schedules: (a) Process 1: obtaining equiaxed austenite grains; (b) Process 2: obtaining elongated austenite grains