Ti和Ti-V微合金化低碳贝氏体钢组织性能及析出行为的研究

第４３卷　第６期　材　料　工　程　Ｖｏ１．４３　Ｎｏ．６　２０１５年６月　第５２—５９页　Ｊｏｕｒｎａ１　ｏｆ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ　Ｊｕｎ．２０１５　ｐｐ．５２—５９　Ｔｉ和Ｔｉ—Ｖ微合金化低碳贝氏体　钢组织性能及析出行为的研究　Ｅｆｆｅｃｔ　ｏｆ　Ｔｉ　ａｎｄ　Ｔｉ—Ｖ　Ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｅｄ　ｏｎ　Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ　Ｂｅｈａｖｉｏｒｓ，Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ａｎｄ　Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏｆ　Ｌｏｗ　Ｃａｒｂｏｎ　Ｂａｉｎｉｔｉｃ　Ｓｔｅｅｌ　李晓林　，蔡庆伍　，赵运堂　，崔　阳　（１首钢技术研究院，北京１０００４３；２北京科技大学　冶金工程研究院，北京１０００８３）　ＬＩ　Ｘｉａｏ—ｌｉｎ　，ＣＡＩ　Ｑｉｎｇ—ｗｕ　，ＺＨＡＯ　Ｙｕｎ—ｔａｎｇ　，ＣＵＩ　Ｙａｎｇ　（１　Ｓｈｏｕｇａｎｇ　Ｒｅｓｅａｒｃｈ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ　ｏｆ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｂｅｉｊｉｎｇ　１０００４３，Ｃｈｉｎａ；　２　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ　Ｒｅｓｅａｒｃｈ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ，Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ　ｏｆ　Ｓｃｉｅｎｃｅ　ａｎｄ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ　Ｂｅｉｊｉｎｇ，Ｂｅｉｊｉｎｇ　１０００８３，Ｃｈｉｎａ）　摘要：利用场发射扫描电子显微镜（ＦＥ—ＳＥＭ）、高分辨透射电子显微镜（ＨＲＴＥＭ）和能谱仪（ＥＤＳ）等，研究了不同Ｔｉ含　量的低碳贝氏体钢的显微组织和析出相的成分、尺寸、形貌以及分布等特征。结果表明：在４５０℃和５２０￣Ｃ保温２ｈ，三种　实验钢组织为粒状贝氏体。与低Ｔｉ实验钢相比，高Ｔｉ及Ｔｉ—Ｖ复合实验钢的屈服强度增加了１５０ＭＰａ以上。高Ｔｉ钢中　纳米级析出相有两种类型：一种大于１５ｎｍ的ＴｉＣ析出相；另一种是在ｌＯｎｍ以下，具有面心立方结构的（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ复合　析出相。Ｔｉ—Ｖ钢基体中存在大量尺寸在１０ｎｍ以下的（Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏ）Ｃ复合析出相。　关键词：粒状贝氏体；纳米级析出相；位错线；（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ；（Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏ）Ｃ　ｄｏｉ：１０．１１８６８／ｊ．ｉｓｓｎ．１００１—４３８１．２０１５．０６．００９　中图分类号：ＴＧ１４２．１　文献标识码：Ａ　文章编号：１００１－４３８１（２Ｏ１５）０６—００５２—０８　Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅ　ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ，ｓｉｚｅ，ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ　ａｎｄ　ｃｈｅｍｉｃａｌ　ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ　ｏｆ　ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ　ａｎｄ　ｔｈｅ　ｍｉｃｒｏ—　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ｏｆ　ｔｈｅ　ｌｏｗ　ｃａｒｂｏｎ　ｂａｉｎｉｔｉｃ　ｓｔｅｅｌ　ｗｉｔｈ　ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ　ｃｏｎｔｅｎｔ　ｏｆ　Ｔｉ　ｗｅｒｅ　ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ　ｂｙ　ｆｉｅｌｄ　ｅｍｉｓ—　ｓｉｏｎ　ｓｃａｎｎｉｎｇ　ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ　ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ（ＦＥ—ＳＥＭ），ｈｉｇｈ　ｒｅｓｏｌｕｔｉｏｎ　ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ　（ＨＲ—ＴＥＭ）ａｎｄ　ｅｎｅｒｇｙ　ｄｉｓｐｅｒｓｅ　ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ（ＥＤＳ）．Ｔｈｅ　ｒｅｓｕｌｔｓ　ｓｈｏｗ　ｔｈａｔ　ｔｈｅ　ｔｅｓｔ　ｓｔｅｅｌｓ　ｈｏｌｄｉｎｇ　ａｔ　４５０℃ａｎｄ　５２Ｏ℃ｆｏｒ　２ｈ，ｔｈｅ　ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ｏｆ　ｔｈｒｅｅ　ｋｉｎｄｓ　ｏｆ　ｓｔｅｅｌｓ　ｉＳ　ｇｒａｎｕｌａｒ　ｂａｉｎｉｔｅ．Ｃｏｍｐａｒｅｄ　ｗｉｔｈ　ｔｈｅ　ｌｏｗ　ｔｉｔａｎｉｕｍ　ｓｔｅｅｌ，ｔｈｅ　ｙｉｅｌｄ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ　ｏｆ　ｔｈｅ　ｈｉｇｈ　ｔｉｔａｎｉｕｍ　ｓｔｅｅｌ　ａｎｄ　ｔｉｔａｎｉｕｍ—ｖａｎａｄｉｕｍ　ｓｔｅｅｌ　ｉｎ—　ｃｒｅａｓｅｓ　ｂｙ　ｏｖｅｒ　１　５０ＭＰａ．Ｔｈｅｒｅ　ａｒｅ　ｔｗｏ　ｋｉｎｄｓ　ｏｆ　ｔｈｅ　ｎａｎｏｍｅｔｅｒ—ｓｉｚｅｄ　ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ　ｐａｒｔｉｃｌｅｓ　ｉｎ　ｈｉｇｈ　ｔｉｔａｎｉ—　ｕｍ　ｓｔｅｅｌ：ｏｎｅ　ｏｆ　ｔｈｅｓｅ　ｉＳ　ｔｉｔａｎｉｕｍ　ｃａｒｂｉｄｅ，ｗｈｉｃｈ　ｓｉｚｅ　ｉＳ　ｍｏｒｅ　ｔｈａｎ　１　５　ｎｍ．Ｔｈｅ　ｏｔｈｅｒ　ｉＳ　ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ　ｐｒｅ—　ｃｉｐｉｔａｔｅ　ｗｉｔｈ　ｔｈｅ　ＦＣＣ（ｆａｃｅ—ｃｅｎｔｅｒｅｄ　ｃｕｂｉｃ）一（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，ｗｈｉｃｈ　ｓｉｚｅ　ｉＳ　ｓｍａｌｌｅｒ　ｔｈａｎ　１０ｎｍ．Ｉｎ　ｔｈｅ　ｍａｔｒｉｘ　ｏｆ　ｔｉｔａｎｉｕｍ—ｖａｎａｄｉｕｍ　ｓｔｅｅｌ，ｔｈｅｒｅ　ａｒｅ　ａ　ｇｒｅａｔ　ａｍｏｕｎｔ　ｏｆ（Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏ）Ｃ　ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ　ｐｒｅｃｉｐｉ—　ｔａｔｅｓ　ｗｉｔｈ　ｔｈｅ　ｓｉｚｅ　ｓｍａｌｌｅｒ　ｔｈａｎ　ｌ　Ｏ　ｎｍ．　Ｋｅｙ　ｗｏｒｄｓ：ｇｒａｎｕｌａｒ　ｂａｉｎｉｔｅ；ｎａｎｏｍｅｔｅｒ—ｓｉｚｅｄ　ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ；ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ　ｌｉｎｅ；（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ；（Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏ）Ｃ　为了节约资源、降低生产成本，高强、高韧钢的设　Ｎｂ元素属于贵重合金元素，它的加入增加了钢板成　计应当减少昂贵合金元素的使用，并通过优化合金元　本，降低产品市场竞争力。Ｔｉ合金元素价格较低，但　素的配比，充分利用微合金元素（如Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ）的强韧　其具有较强的活性，与钢中的Ｏ，ｓ，Ｎ容易结合形成　化作用口］。目前采用ＴＭＣＰ技术生产的贝氏体型低　尺寸较大的夹杂，这对材料的塑、韧性不利。近年来，　碳微合金钢板中大多含有Ｎｂ这种微合金元素，其作　随着冶金工艺控制水平的提高，以往含Ｔｉ钢中的问题　用是细晶强化以及析出强化，使得中厚板贝氏体钢具　得到了较为明显的改善＿４］。国内外的研究者对Ｔｉ及　有良好的强度、韧性及焊接性，已经广泛应用工程机　Ｔｉ～Ｍｏ在铁素体中的析出行为、纳米析出相的析出强　械、管线、船板和容器设备的制造等领域＿２　］。由于　化机制进行了大量的研究工作　］。对于高Ｔｉ含量　第４３卷　第６期　Ｔｉ和Ｔｉ—Ｖ微合金化低碳贝氏体钢组织性能及析出行为的研究　５３　（叫≥Ｏ．１　）的贝氏体钢，Ｔｉ的析出强化作用机制研究　报道较为少见，基于此，本研究在Ｍｎ—Ｃｒ—Ｍｏ系低碳　贝氏体钢中通过添加Ｔｉ及Ｔｉ—Ｖ复合添加，在实验室　进行控轧控冷实验，以期在低碳贝氏体钢中获得纳米　级析出颗粒，研究Ｔｉ的析出行为对贝氏体钢力学性能　的影响，并分析纳米级析出相的成分、析出规律及成　因。对开发较高Ｔｉ含量的低碳贝氏体钢板提供理论　１实验材料及方法　实验用钢采用２５ｋｇ真空感应炉冶炼，实验钢的　化学成分见表１。钢锭锻成尺寸为８０ｔｕｒｎ×８０ｍｍ×　８０ｒａｍ的方坯，在电阻式加热炉内加热到１２５０℃，保　温２ｈ，在实验室二辊轧机上经６道次热轧成１８ｍｍ厚　钢板，终轧温度控制在９００℃。终轧后经过层流冷却　依据和实验支持。　设备，以３０℃／Ｓ的冷速分别冷到４５０，５２Ｏ℃，并等温　表１　实验钢的化学成分（质量分数／％）　Ｔａｂｌｅ　１　Ｃｈｅｍｉｃａｌ　ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ　ｏｆ　ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ　ｓｔｅｅｌｓ（ｍａｓｓ　ｆｒａｃｔｉｏｎ／　）　２ｈ，然后出炉空冷至室温，具体工艺见图１。　薄膜样品用５　高氯酸无水乙醇电解液，在一２０℃，　３０Ｖ下电解双喷减薄至穿孔。萃取复型试样的制备方　法为：试样打磨抛光后经４　硝酸酒精溶液腐蚀，用　ＨＢＡ一１型喷涂仪在金相试样上蒸发沉积一层较厚的　３　Ｃ膜，将Ｃ膜划成２ｒａｍ×２ｍｍ的小方格，将划过格的　∞　△　试样放在盛有硝酸酒精的器皿中，使Ｃ膜连同凸出试　样表面的第二相粒子与基体分离，分离后的Ｃ膜放到　盛有酒精的器皿中清洗。　Ｅ　ｍ　Ｉ－＂　Ｔｉｍｅ　２　实验结果　２．１力学性能　图１轧制工艺示意图　Ｆｉｇ．１　Ｓｃｈｅｍａｔｉｃ　ｄｉａｇｒａｍ　ｏｆ　ｒｏｌｌｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓｅｓ　不同实验钢的屈服强度和抗拉强度以及伸长率随　实验所需试样在轧后的钢板上切取，拉伸试样沿　轧制方向切取。拉伸试样尺寸为￥１０ｍｍ×１４０ｍｍ，标　距为５０ｒａｍ。切取金相试样，经机械研磨抛光，用４　硝酸酒精溶液侵蚀后进行ＳＥＭ观察。采用高分辨透　射电镜ＴＥＣＮＡＩ　Ｇ　Ｆ２０观察析出物形貌、尺寸以及　保温温度的变化情况如图２所示。在同一保温温度　下，随着Ｔｉ含量的增加，实验钢的强度大幅增加，但伸　长率下降。在４５０℃和５２０℃保温，２　实验钢屈服强　度比１　实验钢分别增加了１７７，１５７ＭＰａ，抗拉强度则　分别提高了１３６，１０３ＭＰａ。Ｔｉ—Ｖ复合添加的３　钢与　分布，利用能谱仪（ＥＤＳ）对析出相进行化学成分分析。　单独添加Ｔｉ的２　钢相比，强度增加趋势比较缓慢，但　ｃａ　￡　Ｏ．Ｏ０　０．Ｏ５　０．１０　０．１５　０．２Ｏ　０．２５　０．３Ｏ　０．３５　Ｍａｓｓ　ｒｆａｃｔｉｏｎ　ｏｆ　Ｔｉ（＋、，），％　Ｍａｓｓ　ｆｒａｃｔｉｏｎ　ｏｆ　Ｔｉ（＋ｖ），％　图２　实验钢在不同保温温度下的力学性能　（ａ）４５０℃；（ｂ）５２０℃　Ｆｉｇ．２　Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏｆ　ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ　ｓｔｅｅｌｓ　ｈｏｌｄｉｎｇ　ａｔ　ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ（ａ）４５０％；（ｂ）５２０％　５８　材料工程　２０１５年６月　溶量较少，故在随后的轧制过程中１　钢中的Ｔｉ主要　在奥氏体以ＴｉＮ或者Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）形式析出，而在贝氏体　区析出的量较少。　１ｇ　－２．７５一？０００（１）　Ｔｌｇ　一　Ｏ．３２－－下８０００　（２）　表２实验钢在１２５０Ｋ；时Ｔｉ，Ｃ，Ｎ的固溶量（质量分数／％）　Ｔａｂｌｅ　２　Ｔｈｅ　ｃｏｎｔｅｎｔ　ｏｆ　Ｔｉ．Ｃ　ａｎｄ　Ｎ　ｉｎ　ｓｏｌｉｄ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　ａｔ　１２５０℃（ｍａｓｓ　ｆｒａｃｔｉｏｎ／％）　钛量较高的２　和３　实验钢，在轧制过程中也会　有少量的Ｔｉ（Ｃ，Ｎ）粒子因形变诱导而析出，在奥氏体　区析出的颗粒能阻止奥氏体的再结晶过程，细化奥氏　体晶粒，从而得到更细小的贝氏体组织。当在实验钢　中添加Ｍｏ元素后，由于Ｍｏ的碳化物在奥氏体中的　固溶度较高，比铁素体区大３个数量级＿】　，所以Ｍｏ　不在奥氏体区析出，而是在奥氏体转变为铁素体或者　贝氏体后，与Ｔｉ复合析出。由于保温温度较低，形核　驱动力随着过冷度的增加而增大，形核临界尺寸则减　小，而低温转变相贝氏体中存在大量的位错，这又为析　出相形核析出提供了有利位置，所以在４５０℃和５２０℃　能够析出尺寸细小的（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ复合析出相，且析出　相的尺寸在１０ｎｍ以下，可以起到明显的析出强化作　用。　３　实验钢中含有０．１３　的Ｖ和０．１８　的Ｔｉ，但　强度比２　实验钢并没有太多的提高。首先，由于３　钢中固溶的Ｎ含量较少，而ＴｉＮ析出温度要高于　ＶＮ，在奥氏体高温阶段Ｎ首先和Ｔｉ结合形成ＴｉＮ，　消耗了大量的Ｎ元素，在轧制阶段析出的ＶＮ较少，　对奥氏体晶粒钉扎作用较小，所以２　和３　实验钢的　晶粒大小差别不大。由于碳化物的强度非常高口　，　根据Ｏｒｏｗａｎ强化机制，基体内的位错不能够切割这　些硬度极高的析出物，必须绕过它们。析出相沉淀强　化效果主要取决于析出相的尺寸和体积分数，在图８　中可以看出，在同一保温温度下２　和３　实验钢中析　出相尺寸相差不大。虽然３　钢中添加的微合金元素　多于２　钢，但析出颗粒的体积分数没有明显的增多，　原因是：实验钢中虽有较多的Ｖ元素，只有在钢中添　加较多的Ｎ元素的情况下才能充分发挥Ｖ的析出强　化作用，这一点已经被很多研究证实¨】　。３　实验钢　中的Ｎ含量较低，所以Ｖ无法充分发挥其析出强化效　果。在图１０中ＥＤＳ分析也没有发现只含有Ｖ元素　的析出相颗粒，说明在３　钢中的Ｖ析出可能是以ＴｉＣ　或者（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ为形核点析出的，从而形成了Ｔｉ—Ｖ复　合析出相，故Ｖ的析出对析出相的体积分数影响较　小，故３　实验钢的强度比２　钢仅提高了３０￣４０ＭＰａ。　图８（ｂ）中析出物的位向与基体存在的相关性为：　００１Ｍ（ｃ　／／００１　。，［０１０］Ｍ（ｃ－Ｎ）／／［１１０］　，可见，析出　相与基体呈Ｂ—Ｎ关系。如果析出相是在奥氏体区析　出，则与基体呈Ｋ—ｓ关系口　，故可确定基体中细小的　弥撒析出物的析出现象发生在奥氏体转变成贝氏体　后。通过高分辨透射电镜观察了３　钢中复合析出相　与基体的共格关系，发现这种尺寸在５ｎｍ左右析出相　与基体仍然保持着共格或者半共格关系。根据文献　［１ｏ］，颗粒粗化速度随界面能的增大而增大，由于碳化　物与基体处于共格或者半共格关系时的界面能小于处　于非共格关系时的界面能，则与基体处于共格状态的　碳化物长大速度要小于非共格条件下的粗化速度；另　外，（Ｔｉ，Ｍ０）ｃ或（Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏ）Ｃ复合析出物进入粗化　阶段时，需要从基体中同时提供两种以上的微合金元　素进入碳化物中以提供碳化物成长，但是，扩散度的差　异使得扩散速度不同的原子需要较长时间的扩散，才　可以达到其平衡位置而使碳化物成长［２　。上述分析　说明复合的碳化物有更好的热稳定性。　４　结论　（１）不同Ｔｉ含量的实验钢在４５０℃和５２０￣Ｃ保温，　组织主要是粒状贝氏体。在４５０℃保温，２　，３　实验　钢中贝氏体板条宽度差别较小，平均宽度约为　２００ｎｍ；在５２０℃保温，２　，３　实验钢中贝氏体板条平　均宽度约为３００ｎｍ。　（２）在４５０℃和５２０℃保温，２　实验钢的屈服强度　比１　实验钢分别提高了１７７，１５７ＭＰａ；３　实验钢的屈　服强度比１　实验钢分别提高了２２０，１９２ＭＰａ。主要　原因是高　含量实验钢基体内存在大量小于１０ｎｍ　的（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ或（Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏ）Ｃ析出相，具有较强的沉　淀强化效果。　（３）实验钢中不同尺寸的析出相中化学成分不同，　低Ｔｉ含量的实验钢中析出相尺寸较大，尺寸在５Ｏ～　１００ｎｍ之间的为Ｔｉ　Ｃ。Ｓ　或者Ｔｉ（ＣＮ）；尺寸大于　２００ｎｍ的为ＴｉＮ；高Ｔｉ含量实验钢基体中存在大量细　小弥散的析出相，尺寸小于１０ｎｍ的为（Ｔｉ，Ｍｏ）Ｃ或　（Ｔｉ，Ｖ，Ｍｏ）Ｃ复合析出相；尺寸大于１５ｎｍ析出相为　ＴｉＣ。复合析出相的扩散速率较慢，具有较强的热稳　定性。　第４３卷第６期　Ｔｉ和Ｔｉ—Ｖ微合金化低碳贝氏体钢组织性能及析出行为的研究　５９　参考文献　［１］赵四新，姚连登．ｒｒｉ和Ｎｂ—Ｔｉ微合金化高强钢中Ｔｉ的析出行为　［Ｊ］．材料热处理学报，２ＯｌＯ，３１（１２）：７１—７９．　ＺＨＡＯ　Ｓ　Ｘ，ＹＡ０　Ｌ　Ｄ．Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ　ｂｅｈａｖｉｏｒ　ｏｆ　Ｔｉ　ｉｎ　Ｔｉ　ａｎｄ　Ｎｂ—　Ｔｉ　ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｅｄ　ｈｉｇｈ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ　ｓｔｅｅｌ［Ｊ］．Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ　ｏｆ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　ａｎｄ　Ｈｅａｔ　Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ，２０１０，３１（１２）：７１—７９．　Ｅ２３　ＯＵＣＨＩ　Ｃ．Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ　ｏｆ　ｓｔｅｅｌ　ｐｌａｔｅｓ　ｂｙ　ｉｎｔｅｎｓｉｖｅ　ｕｓｅ　ｏｆ　ＴＭＣＰ　ａｎｄ　ｄｉｒｅｃｔ　ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓｅｓ［Ｊ］．ＩＳＩＪ　Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２００ｌ，４１　（６）：５４２—５５３．　Ｅ３３　ＮＯＢＵＯ　Ｓ，ＳＨＩＮＪＩ　Ｍ，ＳＨＩＧＥＲＵ　Ｅ．Ｒｅｃｅｎｔ　ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ　ｉｎ　ｍｉ—　ｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ　ｃｏｎｔｒｏｌ　ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ　ｔｈｒｏｕｇｈ　ｔｈｅ　ｔｈｅｒｍａｌ—ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｃｏｎｔｒｏｌ　ｐｒｏｃｅｓｓ（ＴＭＣＰ）ｗｉｔｈ　ＪＦＥ　ｓｔｅｅｌ’ｓ　ｈｉｇｈ　ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ　ｐｌａｔｅｓ［Ｊ￣．ＪＦＥ　Ｔｅｃｈｎｉｃａｌ　Ｒｅｐｏｒｔ，２００８，（１１）：１—６．　［４］毛新平，孙新军，康永林，等．薄板坯连铸连轧Ｔｉ微合金化钢的物　理冶金学特征ＥＪ３．金属学报，２００６，４２（１０）：１０９１—１０９５．　ＭＡＯ　Ｘ　Ｐ，ＳＵＮ　Ｘ　Ｊ，ＫＡＮＧ　Ｙ　Ｌ，ｅｔ　ａ１．Ｐｈｙｓｉｃａｌ　ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ　ｆｏｒ　ｔｈｅ　ｔｉｔａｎｉｕｍ　ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｅｄ　ｓｔｒｉｐ　ｐｒｏｄｕｃｅｄ　ｂｙ　ｔｈｉｎ　ｓｌａｂ　ｃａｓｔｉｎｇ　ａｎｄ　ｒｏｌｌｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓ［Ｊ］．Ａｃｔａ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ　Ｓｉｎｉｃａ，２００６，４２（１０）：１０９１　１０９５．　Ｅ５］　ＣＨＡＲＬＥＵＸ　Ｍ，ＰＯＯＩ　Ｅ　Ｗ　Ｊ．Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ　ｂｅｈａｖｉｏｒ　ａｎｄ　ｉｔｓ　ｅｆｆｅｃｔ　ｏｎ　ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ　ｏｆ　ａｎ　ＨＳＬＡ—Ｎｂ／Ｔｉ　ｓｔｅｅｌ［Ｊ３．Ｍｅｔａｌｌ　Ｍａ—　ｔｅｒ　Ｔｒａｎｓ　Ａ，２００１，３２（７）：１６３５—１６４７．　［６］ＤＥＳＣＨＡＭＰＳ　Ａ，ＤＡＮＯＩＸ　Ｆ，ＧＥＵＳＥＲ　Ｆ　Ｄ，ｅｔ　ａ１．Ｌｏｗ　ｔｅｍ—　ｐｅｒａｔｕｒｅ　ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ　ｋｉｎｅｔｉｃｓ　ｏｆ　ｎｉｏｂｉｕｍ　ｎｉｔｒｉｄｅ　ｐｌａｔｅｌｅｔｓ　ｉｎ　Ｆｅ　ＦＪ］．Ｍａｔｅｒ　Ｌｅｔｔ，２０１１，６５（１４）：２２６５—２２６８．　［７］ＸＩＥ　Ｙ，ＺＨＥＮＧ　Ｔ，ＣＡＩＭＮＥＹ　Ｊ　Ｍ，ｅｔ　ａ１．Ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ　ｆｒｏｍ　Ｎｂ—ｒｉｃｈ　ｃｌｕｓｔｅｒｓ　ｉｎ　ａ　Ｎｂ—ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｅｄ　ｓｔｅｅｌ［Ｊ］．Ｓｃｒｉｐｔａ　Ｍａｔｅｒ，　２Ｏ１２，６６（９）：７１０　７１３．　［８］李静宇，韦弦，于爱民，等．终冷温度对低碳贝氏体钢组织和性能　的影响Ｉ－Ｊ］．物理测试，２００８，２６（６）：１３—２Ｏ．　ＬＩ　Ｊ　Ｙ，ＷＥＩ　Ｘ，ＹＵ　Ａ　Ｍ，ｅｔ　ａ１．Ｅｆｆｅｃｔ　ｏｆ　ｆｉｎａｌ　ｃｏｏｌｉｎｇ　ｔｅｍｐｅｒａ—　ｔｕｒｅ　ｏｎ　ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ａｎｄ　ｐｒｏｐｅｒｔｙ　ｏｆ　ｌｏｗ—ｃａｒｂｏｎ　ｂａｉｎｉｔｉｃ　ｓｔｅｅｌ　口］．Ｐｈｙｓｉｃｓ　Ｅｘａｍｉｎａｔｉｏｎ　ａｎｄ　Ｔｅｓｔｉｎｇ，２００８，２６（６）：１３—２０．　［９］武会宾，尚成嘉，杨善武，等．超细化低碳贝氏体钢的回火组织及　力学性能［Ｊ］．金属学报，２００４，４０（１１）：１１４３—１１５Ｏ．　ＷＵ　Ｈ　Ｂ，ＳＨＡＮＧ　Ｃ　Ｊ，ＹＡＮＧ　Ｓ　Ｗ，ｅｔ　ａ１．Ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ　ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃ—　ｔｕｒｅｓ　ａｎｄ　ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏｆ　ｕｌｔｒａ—ｆｉｎｅ　ｌｏｗ　ｃａｒｂｏｎ　ｂａｉｎｉｔｉｃ　ｓｔｅｅｌ［Ｊ］．Ａｃｔａ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ　Ｓｉｎｉｃａ，２００４，４０（１１）：１１４３—１１５０．　－１１０１　雍岐龙．钢铁材料中的第二相［Ｍ］．北京：冶金工业出版社，２００６．　ＹＯＮＧ　Ｑ　Ｌ．Ｔｈｅ　Ｓｅｃｏｎｄ　Ｐｈａｓｅ　ｏｆ　Ｓｔｅｅｌ　ａｎｄ　Ｉｒｏｎ　Ｍａｔｅｒｉａｌ＇ｌＭ］．　Ｂｅｉｊｉｎｇ：Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ　Ｉｎｄｕｓｔｒｙ　Ｐｒｅｓｓ，２００６．　［１１］ＣＩＺＥＫ　Ｐ，ＷＹＮＮＥ　Ｂ　Ｐ，ＤＡＶＩＥＳ　Ｃ　Ｈ，ｅｔ　ａ１．Ｅｆｆｅｃｔ　ｏｆ　ｃｏｍｐｏ—　ｓｉｔｉｏｎ　ａｎｄ　ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｏｎ　ｔｈｅ　ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｃｈａｒａｃｔｅｒ—　ｉｓｔｉｃｓ　ｏｆ　ｌｏｗ　ｃａｒｂｏｎ　ａｎｄ　ｕｌｔｒａ—ｌｏｗ　ｃａｒｂｏｎ　ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｅｄ　ｓｔｅｅｌｓ［Ｊ２．　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ　ａｎｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ　Ａ，２００２，３３（５）：１３３１—　１３４９．　［１２３　ＬＩＵ　Ｗ　Ｊ，ＪＯＮＡＳ　Ｊ，ＢＯＵＣＨＡＲＤ　Ｄ，ｅｔ　ａ１．Ｇｉｂｂｓ　ｅｎｅｒｇｉｅｓ　ｏｆ　ｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｏｆ　ＴｉＳ　ａｎｄ　Ｔｉ４　Ｃ２　Ｓ２　ｉｎ　ａｕｓｔｅｎｉｔｅ［Ｊ］．ＩＳＩＪ　Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，　１９９０，３０（１１）：９８５—９９０．　［１３］　ＭＡｏ　Ｘ　Ｐ，ＨＵＯ　Ｘ　Ｄ，ＳＵＮ　Ｘ　Ｊ，ｅｔ　ａ１．Ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ　ｍｅｃｈａ—　ｎｉｓｍｓ　ｏｆ　ａ　ｎｅｗ　７００ＭＰａ　ｈｏｔ　ｒｏｉｌｅｄ　Ｔｉ—ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｅｄ　ｓｔｅｅｌ　ｐｒｏｄｕｃｅｄ　ｂｙ　ｃｏｍｐａｃｔ　ｓｔｒｉｐ　ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎｌ，Ｊ］．Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２０１０，２１０（１２）：１　６６０—１６６６．　［１４３　吴静，张恒华．铌微合金钢析出相的形成与长大规律［刀．金属热　处理，２Ｏ１１，３６（４）：４—７．　ＷＵ　Ｊ，ＺＨＡＮＧ　Ｈ　Ｈ．Ｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ａｎｄ　ｇｒｏｗｔｈ　ｒｕｌｅｓ　ｏｆ　ｐａｒｔｉｃｉｐａｔｅ　ｉｎ　ｎｉｏｂｉｕｍ　ｍｉｃｒｏ—ａｌｌｏｙｅｄ　ｓｔｅｅｌ［Ｊ］．Ｈｅａｔ　Ｔｒｅａｔｍｅｎｔ　ｏｆ　Ｍｅｔａｌｓ，　２０１１，３６（４）：４—７．　［１５］　余伟．针状铁素体管线钢控轧控冷工艺及碳氮化物析出规律研　究ＥＤ］．北京：北京科技大学，２００８．　ＹＵ　Ｗ．Ｓｔｕｄｙ　ｏｎ　ＴＭＣＰ　ｐｒｏｃｅｓｓ　ａｎｄ　ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ　ｏｆ　ｃａｒｂｏｎｉｔｒｉｄｅ　ｏｆ　ａｃｉｃｕｌａｒ｛ｅｒｒｉｔｅ　ｐｉｐｅｌｉｎｅ　ｓｔｅｄ［Ｄ］．Ｂｅｉｊｉｎｇ：Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ　ｏｆ　Ｓｃｉ—　ｅｎｃｅ　ａｎｄ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ　Ｂｅｉｊｉｎｇ，２００８．　［１６］　ＡＲＤＯ　Ｄ．Ｍｉｃｒｏ—ａｌｌｏｙｅｄ　ｓｔｒｉｐ　ｓｔｅｅｌｓ　ｆｏｒ　ｔｈｅ　２１ｓｔ　ｃｅｎｔｕｒｙ［Ｊ］．　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｓｃｉｅｎｃｅ　Ｆｏｒｕｍ，１　９９８，２８４（１５）：１５　２６．　Ｅｌ７］　刘建．钒氮微合金化对高强度热轧钢板组织与性能的影响［Ｄ＿．　昆明：昆明理工大学，２００６．　ＬＩＵ　Ｊ．Ｓｔｕｄｙ　ｏｎ　ｔｈｅ　ｅｆｆｅｃｔ　ｏｆ　Ｖ—Ｎ　ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｅｄ　ｏｎ　ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃ—　ｔｕｒｅ　ａｎｄ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏｆ　ｈｉｇｈ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ　ｈｏｔ　ｒｏｌｌｅｄ　ｓｈｅｅｔ［Ｄ］．Ｋｕｎ—　ｍｉｎｇ：Ｋｕｎｍｉｎｇ　Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ　ｏｆ　Ｓｃｉｅｎｃｅ　ａｎｄ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２００６．　［１８］　ＬＩ　Ｙ。ＣＲ０ＷＴＨＥＲ　Ｄ　Ｎ，ＭＩＴＣＨＥＩ　Ｉ　Ｐ　Ｓ，ｅｔ　ａ１．Ｔｈｅ　ｅｖｏｌｕ　ｔｉｏｎ　ｏｆ　ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ｄｕｒｉｎｇ　ｔｈｉｎ　ｓｌａｂ　ｄｉｒｅｃｔ　ｒｏｌｌｉｎｇ　ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ　ｉｎ　ｖａｎａｄｉｕｍ　ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｅｄ　ｓｔｅｅｌｓ［Ｊ］．ＩＳＩＪ　Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２００２，４２　（６）：６３６—６４４．　［１９］　ＨＵＮＧ　Ｗ　Ｙ，ＣＨＩＮＧ　Ｙ　Ｈ，ＪＥＲ　Ｒ　Ｙ．Ｃｈａｒａｃｔｅ　ｒｉｚａｔｉ０ｎ　ｏｆ　ｉｎｔｅｒ—　ｐｈａｓｅ——ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｄ　ｎａｎｏｍｅｔｅｒ－ｓｉｚｅｄ　ｃａｒｂｉｄｅｓ　ｉｎ　ａ　Ｔｉ——Ｍｏ—’ｂｅａｒｉｎｇ　ｓｔｅｅｌ［Ｊ］．Ｓｃｒｉｐｔａ　Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ，２００９，６１（６）：６１６—６１９．　［２０］　焦增宝，刘锦川．新型纳米强化超高强度钢的研究与进展－Ｊ］．中　国材料进展，２０１１，３０（１２）：６—１１．　ＪＩＡＯ　Ｚ　Ｂ，ＬＩＵ　Ｊ　Ｃ．Ｒｅｓｅａｒｃｈ　ａｎｄ　ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ　ｏｆ　ａｄｖａｎｃｅｄ　ｎａｎｏ—ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ　ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｅｄ　ｕｌｔｒａ　ｈｉｇｈ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ　ｓｔｅｅｌｓｌ，Ｊ￣．Ｍａ—　ｔｅｒｉａｌｓ　Ｃｈｉｎａ，２０Ｕ，３０（１２）：６—１１．　收稿日期：２０１３－０２—２０；修订日期：２Ｏ１４　０８　２８　通讯作者：李晓林（１９８５一），男，工程师，研究方向为热轧高强钢品种开　发，联系地址：北京市石景山区杨庄大街６９号首钢技术研究院　（１０００４３），Ｅ—ｍａｉｌ：ｌｉｘｉａｏｌｉｎｗｏｒｋ＠ｌ６３．ｃｏｍ