卷曲温度对含Nb 微合金高强钢力学性能波动的影响-sup-①-_sup-_张超铸.pdf

卷曲温度对含 Ｎｂ 微合金高强钢力学性能波动的影响 ① 张超铸１， 杨 龙２， 高兴健２， 郭俊成３， 杨续跃１ （１．中南大学 材料科学与工程学院，湖南 长沙 ４１００８３； ２．宝钢湛江钢铁有限公司 制造管理部，广东 湛江 ５２４０８６； ３．博威合金材料股份有限公司，浙 江 宁波 ３１５０００） 摘 要 运用 ＯＭ、ＥＢＳＤ 及 ＴＥＭ 以及室温拉伸等方法研究了卷曲温度对含 Ｎｂ 微合金高强钢力学性能波动的影响。 结果表明，降 低卷曲温度会诱发珠光体相变并且有利于第二相的析出，有效阻碍动态再结晶过程，从而减小再结晶对热轧头部样品与热轧中部 样品力学性能波动的影响；将卷曲温度由 ８７３ Ｋ 降至 ７９３ Ｋ 时，屈服强度波动值由 ６９ ＭＰａ 降至 １２ ＭＰａ，抗拉强度波动值由 ７０ ＭＰａ 降至 ５ ＭＰａ。 关键词 微合金高强钢； 卷曲温度； 铌； 动态再结晶； 相变； 析出相； 力学性能波动 中图分类号 ＴＧ１４６．２文献标识码 Ａｄｏｉ１０．３９６９／ ｊ．ｉｓｓｎ．０２５３-６０９９．２０１９．０６．０３４ 文章编号 ０２５３-６０９９（２０１９）０６-０１３８-０５ Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ Ｃｕｒｌｉｎｇ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｏｎ Ｆｌｕｃｔｕａｔｉｏｎ ｉｎ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｎｂ-ｂｅａｒｉｎｇ Ｈｉｇｈ-Ｓｔｒｅｎｇｔｈ Ｌｏｗ-Ａｌｌｏｙ Ｓｔｅｅｌ ＺＨＡＮＧ Ｃｈａｏ-ｚｈｕ１， ＹＡＮＧ Ｌｏｎｇ２， ＧＡＯ Ｘｉｎｇ-ｊｉａｎ２， ＧＵＯ Ｊｕｎ-ｃｈｅｎｇ３， ＹＡＮＧ Ｘｕ-ｙｕｅ１ （１．Ｓｃｈｏｏｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ， Ｃｅｎｔｒａｌ Ｓｏｕｔｈ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ， Ｃｈａｎｇｓｈａ ４１００８３， Ｈｕｎａｎ， Ｃｈｉｎａ； ２．Ｐｒｏｄｕｃｔｓ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｉｑｕｅｓ Ｍａｎａｇｅｍｅｎｔ， Ｂａｏｓｔｅｅｌ Ｚｈａｎｊｉａｎｇ Ｉｒｏｎ ＆ Ｓｔｅｅｌ Ｌｉｍｉｔｅｄ Ｃｏｍｐａｎｙ， Ｚｈａｎｊｉａｎｇ ５２４０８６， Ｇｕａｎｇｄｏｎｇ， Ｃｈｉｎａ； ３．ＰＷａｌｌｏｙ Ｓｔｏｃｋ Ｌｉｍｉｔｅｄ Ｃｏｍｐａｎｙ， Ｎｉｎｇｂｏ ３１５０００， Ｚｈｅｊｉａｎｇ， Ｃｈｉｎａ） Ａｂｓｔｒａｃｔ Ｔｈｅ ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ ｃｕｒｌｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｏｎ ｆｌｕｃｔｕａｔｉｏｎ ｉｎ ｔｈｅ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｎｂ-ｂｅａｒｉｎｇ ｈｉｇｈ-ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｌｏｗ-ａｌｌｏｙ ｓｔｅｅｌｓ ｗｅｒｅ ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ ｂｙ ｕｓｉｎｇ ＯＭ， ＥＢＳＤ， ＴＥＭ ａｎｄ ｒｏｏｍ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｔｅｎｓｉｌｅ ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔ． Ｔｈｅ ｒｅｓｕｌｔｓ ｉｎｄｉｃａｔｅ ｔｈａｔ ｄｅｃｒｅａｓｉｎｇ ｔｈｅ ｃｕｒｌｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ａｃｃｅｌｅｒａｔｅｓ ｔｈｅ ｏｃｃｕｒｒｅｎｃｅ ｏｆ ｐｅａｒｌｉｔｅ ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ ａｎｄ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ， ｗｈｉｃｈ ｃａｎ ｅｆｆｅｃｔｉｖｅｌｙ ｈｉｎｄｅｒ ｔｈｅ ｄｙｎａｍｉｃ ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ． Ｔｈｕｓ， ｉｔ ｃａｎ ｒｅｄｕｃｅ ｔｈｅ ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ ｏｆ ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ ｏｎ ｆｌｕｃｔｕａｔｉｏｎ ｉｎ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｈｏｔ-ｒｏｌｌｅｄ ｈｅａｄ ｓａｍｐｌｅｓ ａｎｄ ｈｏｔ-ｒｏｌｌｅｄ ｍｉｄｄｌｅ ｓａｍｐｌｅｓ． Ｔｈｅ ｆｌｕｃｔｕａｔｉｏｎ ｉｎ ｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｉｓ ｒｅｄｕｃｅｄ ｆｒｏｍ ６９ ＭＰａ ｔｏ １２ ＭＰａ ａｎｄ ｔｈｅ ｆｌｕｃｔｕａｔｉｏｎ ｉｎ ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｉｓ ｒｅｄｕｃｅｄ ｆｒｏｍ ７０ ＭＰａ ｔｏ ５ ＭＰａ ｗｈｅｎ ｔｈｅ ｃｕｒｌｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｉｓ ｒｅｄｕｃｅｄ ｆｒｏｍ ８７３ Ｋ ｔｏ ７９３ Ｋ． Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ ｈｉｇｈ-ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｌｏｗ-ａｌｌｏｙ ｓｔｅｅｌ； ｃｕｒｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ； Ｎｂ； ｄｙｎａｍｉｃ ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ； ｐｈａｓｅ ｃｈａｎｇｅ； ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ； ｆｌｕｃｔｕａｔｉｏｎ ｉｎ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ 随着汽车轻量化概念的提出，通过复合添加铌、 钒、钛等微合金化元素而具有较高力学性能的微合金 高强钢应运而生［１-４］。 在实际生产过程中，微合金高 强钢因为卷头卷中再结晶完全程度的差异，造成其力 学性能较大波动［５］。 本文采用调整卷曲温度的方法， 减小再结晶对含 Ｎｂ 微合金高强钢热轧头部样品与热 轧中部样品初始组织的影响，从而降低头部样品与中 部样品力学性能波动。 １ 实 验 实验用高强钢化学成分如表 １ 所示。 将实验钢原 料在真空感应熔炼炉中加热至 １ ４７３ Ｋ 并保温 ２ ｈ，浇 注成铸锭后在热轧机上经过 ３ 道次粗轧和 ３ 道次精轧 成板材，空冷至１１５３ Ｋ，然后快速水冷至７９３ Ｋ 和８７３ Ｋ 并在卷取机上层冷卷曲。 最后将实验钢冷却到室温， 实验钢卷曲工艺如图 １ 所示。 ①收稿日期 ２０１９-０５-２２ 作者简介 张超铸（１９９５-），男，黑龙江牡丹江人，硕士，主要从事钢铁及有色金属加工研究。 通讯作者 杨续跃（１９５９-），男，湖南长沙人，教授，博士，主要从事有色金属材料研究。 第 ３９ 卷第 ６ 期 ２０１９ 年 １２ 月 矿矿 冶冶 工工 程程 ＭＩＮＩＮＧ ＡＮＤ ＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＬ ＥＮＧＩＮＥＥＲＩＮＧ Ｖｏｌ．３９ №６ Ｄｅｃｅｍｂｅｒ ２０１９ ChaoXing 表 １ 实验钢化学成分（质量分数） ／ ％ ＣＳｉＭｎＮｂＦｅ ０．１２～０．１５０．１～０．３１．５～１．８０．０２～０．０５余量 时间/h 温度/K 283 K/s 293 K/s 323 K/s 1473 K2h 1153 K 298 K 793、873 K1h 图 １ 实验钢的卷曲工艺示意 热轧样品经过机械研磨、物理抛光后用 ４％硝酸酒 精溶液进行腐蚀，并在 ＢＨ２-ＵＭＡ 金相显微镜下观察金 相显微组织。 在室温下进行热轧样品的力学性能测试， 拉伸试样的标矩尺寸为 １．５ ｍｍ ５ ｍｍ ０．６ ｍｍ。 ＥＢＳＤ 样品在 Ｔｅｎｅｐｏｌ-５ 型电解双喷仪上制得，采用 Ｈｅｌｉｏｓ Ｎａｎｏｌａｂ ６００ｉ 电子双束显微镜观察热轧样品的 微观组织。 ＴＥＭ 样品经过机械减薄至 ８０ μｍ， 在 Ｔｅｎｅｐｏｌ-５ 型电解双喷仪上双喷穿孔后，采用 Ｔｅｃｎａｉ Ｇ２ Ｆ２０ 场发射透射电镜观测微观结构。 ２ 实验结果及讨论 ２．１ 卷曲温度对力学性能波动的影响 图 ２ 为不同卷曲温度下热轧样品的室温拉伸曲线 及力学性能波动图。 由图 ２ 看出，随着卷曲温度降低， 热轧样品的屈服强度和抗拉强度不同程度提高。 当卷 曲温度为 ８７３ Ｋ 时，热轧头部样品与热轧中部样品力 学性能波动较大，屈服强度和抗拉强度的波动值分别 为 ６９ ＭＰａ 和 ７０ ＭＰａ。 当卷曲温度为 ７９３ Ｋ 时，热轧 头部样品与热轧中部样品屈服强度和抗拉强度的波动 明显减小，分别为 １２ ＭＰａ 和 ５ ＭＰａ，表明降低卷曲温 度不但可以提高热轧样品的强度，还可以有效减小热 轧头部样品与热轧中部样品的力学性能波动。 ２．２ 卷曲温度对金相显微组织的影响 图 ３ 为不同卷曲温度下热轧样品的金相显微组 织。 由图 ３ 看出，热轧样品的显微组织主要是黑色的 片层状珠光体和白色的铁素体。 当卷曲温度为 ８７３ Ｋ 时，热轧头部样品与热轧中部样品的金相显微组织差 异较大。 在热轧头部样品中，黑色的片层状珠光体数 量较多，经过计算珠光体片层间距 Ｓ０为 ２．３１ μｍ。 珠 光体片层间距的减小可以有效阻碍铁素体的回复长 大，白色的铁素体呈纤维状，平行于样品的轧制方向， σs, 793 K σb,793 K σs, 873 K σb,873 K 工程应变/ 750 600 450 300 150 0 408121620 工程应力/MPa 取样位置 793 K热轧中部样品 793 K热轧头部样品 873 K热轧中部样品 873 K热轧头部样品 ■ 800 700 600 500 400 头部中部 工程应力/MPa ● ▲ ▲ ■ ● ▲ ▲ ■ ● ▲ ▲ 692697 666 585 573 Δσb1 5 Δσb2 70 Δσs1 12 Δσs2 69 597 596 504 图 ２ 不同卷曲温度下热轧样品的室温拉伸曲线及力学性能波 动图 图 ３ 不同卷曲温度下热轧样品的金相显微组织 （ａ） ７９３ Ｋ 热轧头部样品； （ｂ） ７９３ Ｋ 热轧中部样品； （ｃ） ８７３ Ｋ 热轧头部样品； （ｄ） ８７３ Ｋ 热轧中部样品 并且平均晶粒尺寸较小。 而在热轧中部样品中，珠光体 数量明显减少，珠光体片层间距 Ｓ０显著增加为 ４．２９ μｍ， 铁素体得以正常长大，主要呈等轴状，并且再结晶完全 程度显著提高，组织更为均匀。 当卷曲温度降至 ７９３ Ｋ 时，热轧头部样品与热轧 中部样品的珠光体片层间距 Ｓ０较为接近，分别为 ３．０７ μｍ和 ２．８４ μｍ。 组织分布差异减小，平均晶粒尺 寸波动降低，表现为热轧头部样品与热轧中部样品力 ９３１第 ６ 期张超铸等 卷曲温度对含 Ｎｂ 微合金高强钢力学性能波动的影响 ChaoXing 学性能波动减小，这与室温拉伸曲线较为符合。 ２．３ ＥＢＳＤ 组织观察 图 ４ 为不同卷曲温度下热轧样品的晶粒取向分布 图。 热轧样品均主要以＜１１１＞取向分布，少量晶粒以 ＜００１＞取向存在。 当卷曲温度为 ８７３ Ｋ 时，卷曲温度 升高有利于动态再结晶的进行，热轧头部样品与热轧 中部样品的晶粒均为等轴状。 但是在冷却卷曲过程 中，热轧头部样品再结晶不完全，除了正常长大的晶粒 外，基体中还存在一定数量未完全长大的细小再结晶 晶粒，组织不均匀。 而热轧中部样品再结晶完全程度 较高，８０％以上的晶粒完全长大呈等轴状，平均晶粒尺 寸明显增加。 卷曲温度为 ８７３ Ｋ 时，热轧头部样品与 热轧中部样品的显微组织差异较大。 图 ４ 不同卷曲温度下热轧样品的晶粒取向分布图 （ａ） ７９３ Ｋ 热轧头部样品； （ｂ） ７９３ Ｋ 热轧中部样品； （ｃ） ８７３ Ｋ 热轧头部样品； （ｄ） ８７３ Ｋ 热轧中部样品 当卷曲温度为 ７９３ Ｋ 时，卷曲温度的降低使奥氏 体成分不均匀，卷曲过程中未溶解的渗碳体增多，有利 于珠光体形核，从而加速珠光体转变。 珠光体数量增 多，片层间距减小，有效阻碍铁素体的回复长大。 并且 卷曲温度的降低使基体中溶质原子扩散速度降低，溶 质原子可以与位错及晶界交互作用形成 Ｃｏｔｔｒｅｌｌ 气 团［６］，并在位错和晶界处偏聚，阻碍位错滑移及晶界 迁移，不利于动态再结晶形核，阻碍动态再结晶过程。 卷曲温度为 ７９３ Ｋ 时，热轧头部样品与热轧中部样品 的晶粒均为纤维状，显微组织差异明显减小，表现为热 轧头部样品与热轧中部样品力学性能波动降低。 图 ５ 为不同卷曲温度下热轧样品的晶界分布图。 从图 ５ 可以看到，２ 种卷曲温度下，热轧样品均主要呈 高角度晶界分布。 不同卷曲温度下热轧样品高角度晶界所占面积分 数及平均晶粒尺寸波动图如图 ６ 所示。 当卷曲温度为 图 ５ 不同卷曲温度下热轧样品的晶界分布图 （ａ） ７９３ Ｋ 热轧头部样品； （ｂ） ７９３ Ｋ 热轧中部样品； （ｃ） ８７３ Ｋ 热轧头部样品； （ｄ） ８７３ Ｋ 热轧中部样品 取样位置 3 2 1 头部中部 平均晶粒尺寸/ μm Δd1 0.09 Δd2 0.22 793 K 873 K 取样位置 ■ 80 70 60 50 40 头部中部 高角度晶界所占面积分数/ ● ■ ● ■ ● ■ ● ■ ● 45.1 1.92 1.77 1.99 1.83 53.7 ΔS1 0.3 ΔS2 16.3 61.4 53.4 793 K 873 K ■ ● 图 ６ 不同卷曲温度下热轧样品高角度晶界所占面积分数及平 均晶粒尺寸波动图 ８７３ Ｋ 时，热轧过程中亚晶界不断吸收位错，发生动态 再结晶过程，使中低角度晶界转变为高角度晶界。 由 于再结晶完全程度的差异，热轧头部样品与热轧中部 样品高角度晶界所占面积分数波动较大，为 １６．３％。 将卷曲温度降至 ７９３ Ｋ 时，溶质原子在晶界处聚集，并 与刃型位错相互作用形成 Ｃｏｔｔｒｅｌｌ 气团，显著降低晶界 的迁移速度。 同时降低卷曲温度，加快珠光体转变，减 小珠光体片层间距，阻碍动态再结晶过程，使热轧头部 ０４１矿 冶 工 程第 ３９ 卷 ChaoXing 样品与热轧中部样品高角度晶界所占面积分数波动显 著降低，为 ０．３％。 从图 ６ 中可以看出，随着卷曲温度 降低，高角度晶界所占面积分数波动显著降低，平均晶 粒尺寸的波动值由 ０．２２ μｍ 降至 ０．０９ μｍ。 根据相关 研究，钢铁中有一半以上的屈服强度来源于细晶强 化［７］，即细晶强化是实验钢的主要强化机制。 根据 Ｈａｌｌ-Ｐｅｔｃｈ 公式 σ０ ＝ σ ｉ ＋ ｋｄ -１／ ２ （１） 式中 σ０为屈服应力；σｉ为位错运动阻力；ｋ 为常数；ｄ 为平均晶粒尺寸。 由式（１）可知，随着卷曲温度降低， 高角度晶界所占面积分数波动显著减小，平均晶粒尺 寸波动降低，表现为热轧头部样品与热轧中部样品力 学性能波动减小。 图 ７ 为不同卷曲温度下热轧样品的 ＫＡＭ 图。 ＫＡＭ 图是表示某一定点与其周围相邻 ２ 点间平均取 向差的分布函数，可以表征基体中位错密度和再结晶 储能等信息［８-９］。 ＫＡＭ 值越小，即蓝色区域面积分数 越大，表示储存在位错和晶界处的能量越少，位错密度 越低，而用于再结晶的能量越多，再结晶越完全。 从图 ７ 中可以看到，当降低卷曲温度时，热轧头部样品与热 轧中部样品的位错密度和再结晶储能显著提高，这是 因为卷曲温度较高时，有利于进行动态回复和动态再 结晶。 在此过程中位错不断吸收能量，在滑移面上滑 移时异号位错相互抵消，使得位错密度和再结晶储能 降低。 而降低卷曲温度，可以阻碍动态回复和动态再 结晶过程，并且珠光体片层间距的减小及 Ｃｏｔｔｒｅｌｌ 气团 的形成，在晶界处钉扎位错，提高了位错密度和再结晶 储能。 图 ７ 不同卷曲温度下热轧样品的 ＫＡＭ 图 （ａ） ７９３ Ｋ 热轧头部样品； （ｂ） ７９３ Ｋ 热轧中部样品； （ｃ） ８７３ Ｋ 热轧头部样品； （ｄ） ８７３ Ｋ 热轧中部样品 为了进一步反映热轧样品位错密度和再结晶储能 波动情况，得到不同卷曲温度下 ＫＡＭ 分布函数，如图 ８ 所示。 从图 ８ 中可以看到，不同卷曲温度下热轧样 品的 ＫＡＭ 值均主要集中在 ０ ～１之间，为此对 ＫＡＭ 值为 ０～１的低能量区域所占面积分数进行统计，结 果表明，将卷曲温度由 ８７３ Ｋ 降至 ７９３ Ｋ 时，热轧头部 样品和热轧中部样品低能量区域所占面积分数波动明 显降低，由 ９．１％降至 ４．０％。 随着卷曲温度降低，动态 再结晶过程被阻碍，减小了再结晶对热轧头部样品与 热轧中部样品的位错密度和再结晶储能的影响，表现 为热轧头部样品与热轧中部样品力学性能波动减小。 取样位置 100 90 80 70 60 50 头部中部 低能量区域所占面积分数/ ΔS2 9.1 ΔS1 4.0 KAM/ 60 40 20 0 123405 KAM值所占面积分数/ ■ ● ■ ● 69.0 68.2 77.3 65.0 793 K 873 K ■ ● 793 K热轧头部样品 793 K热轧中部样品 873 K热轧头部样品 873 K热轧中部样品 ■ ● ▲ ▲ ■ ● ▲ ▲ ■ ● ▲▲ ■ ● ▲ ▲ ■ ● ▲▲ ■● ▲▲ ■● ▲▲ ■● ▲▲■● ▲▲■●▲▲ ■●▲▲■●▲▲■●▲▲■●▲▲■●▲▲■●▲▲ ■●▲▲■●▲▲■●▲▲ ■● ▲▲ ■ ● ▲ ▲ 图 ８ 不同卷曲温度下热轧样品 ＫＡＭ 分布函数及低能量区域 所占面积分数波动图 ２．４ ＴＥＭ 分析 图 ９ 是卷曲温度为 ８７３ Ｋ 时热轧样品的 ＴＥＭ 图 像。 通过图 ９（ａ）中的 ＳＡＥＤ 谱标定热轧头部样品中 的位错属于［１１２］晶带轴，初始滑移面是（１１０）晶面， 次要滑移面是（１１０）晶面。 通过图 ９（ｃ）中的 ＳＡＥＤ 谱 标定热轧中部样品中的位错属于［００１］晶带轴，位错 主要沿（１１０）晶面滑移。 卷曲温度的提高可以为动态 回复提供热激活条件，热轧样品通过刃型位错的攀移 形成位错墙（图 ９（ｂ）和（ｃ））及螺型位错的交滑移（图 ９（ｄ）），使异号位错相抵消，位错密度降低并形成亚晶 界，有利于动态再结晶形核。 并且热轧头部样品与热 轧中部样品的位错密度差异较大，从而产生较大的力 学性能波动，这与之前的 ＫＡＭ 分析较为一致，进一步 １４１第 ６ 期张超铸等 卷曲温度对含 Ｎｂ 微合金高强钢力学性能波动的影响 ChaoXing 验证了之前的分析。 图 ９ 卷曲温度为 ８７３ Ｋ 时热轧样品的 ＴＥＭ 图像 （ａ），（ｂ） 热轧头部样品； （ｃ），（ｄ）热轧中部样品 图 １０ 是卷曲温度为 ７９３ Ｋ 时热轧样品的 ＴＥＭ 图 像。 从图 １０ 可以看出，随着卷曲温度降低，热轧样品 中 Ｎｂ 的固溶度降低，从而产生了少量不均匀分布的 Ｎｂ-Ｃ 析出相。 同时卷曲温度的降低更利于 Ｃｏｔｔｒｅｌｌ 气 图 １０ 卷曲温度为 ７９３ Ｋ 时热轧样品的 ＴＥＭ 图像 （ａ），（ｂ） 热轧头部样品； （ｃ），（ｄ） 热轧中部样品 团的形成，Ｎｂ-Ｃ 析出相可以与 Ｃｏｔｔｒｅｌｌ 气团共同作用 在晶界处钉扎位错，阻碍位错滑移及晶界迁移［１０］，一 方面提高热轧样品的位错密度，降低热轧头部样品与 热轧中部样品力学性能波动。 另一方面抑制动态再结 晶形核，阻碍动态再结晶发生。 但是由于析出相数量 较少，析出强化效果不显著。 ３ 结 论 １） 含 Ｎｂ 微合金高强钢屈服强度和抗拉强度的波 动主要受细晶强化和位错强化的影响。 ２） 降低卷曲温度会诱发珠光体相变并且有利于 第二相的析出，阻碍动态再结晶过程，从而有效减小再 结晶对热轧头部样品与热轧中部样品力学性能波动的 影响。 ３） 当卷曲温度由 ８７３ Ｋ 降至 ７９３ Ｋ 时，屈服强度 的波动值由 ６９ ＭＰａ 降至 １２ ＭＰａ，抗拉强度的波动值 由 ７０ ＭＰａ 降至 ５ ＭＰａ。 参考文献 ［１］ Ｚｈｏｕ Ｇ Ｆ， Ｗｅｎ Ｍ Ｂ， Ｌｉ Ｐ Ｈ， ｅｔ ａｌ． Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｃｏｐｐｅｒ ａｎｄ ｂｏｒｏｎ ｃｏｎ- ｔｅｎｔ ｏｎ ｓｔｒａｉｎ-ｉｎｄｕｃｅｄ Ｎｂ（Ｃ，Ｎ） ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ ｉｎ ＵＬＣＢ ｓｔｅｅｌｓ ａｔ ｈｏｔ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ［Ｊ］． Ａｃｔａ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａ Ｓｉｎｉｃａ， ２０００，１３（２） ６２３-６２８． ［２］ 罗孟良，温德智，吴光亮，等． 用 Ｑ３４５Ａ 热轧板开发冲压用高强钢 的实验研究［Ｊ］． 矿冶工程， ２００９，２９（４）９９-１０２． ［３］ 王祖滨． 新世纪初期低合金高强度钢的发展［Ｊ］． 中国冶金， ２００３，１３（２）１６-１９． ［４］ ＤｅＡｒｄｏ Ａ Ｊ． Ｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｅｄ ｓｔｒｉｐ ｓｔｅｅｌｓ ｆｏｒ ｔｈｅ ２１ｓｔ ｃｅｎｔｕｒｙ［Ｊ］． Ｍａｔｅｒｉ- ａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｆｏｒｕｍ， １９９８，２８４（４）１５-２６． ［５］ 肖振宇． 含铌微合金高强钢力学性能波动成因分析［Ｄ］． 上海上 海交通大学材料科学与工程学院， ２００９． ［６］ 骆竟晞，仝明信． ２０ＣｒＭｏ 钢中的 Ｃｏｔｔｒｅｌｌ 气团及其对初始屈服抗 力和疲劳门槛值的影响［Ｊ］． 金属学报， １９９６，３２（８）８３４-８３８． ［７］ Ｃｈａｒｌｅｕｘ Ｍ， Ｐｏｏｌｅ Ｗ Ｊ， Ｍｉｌｉｔｚｅｒ Ｍ， ｅｔ ａｌ． Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｒ ａｎｄ ｉｔｓ ｅｆｆｅｃｔ ｏｎ ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ ｏｆ ａｎ ＨＳＬＡ-Ｎｂ／ Ｔｉ ｓｔｅｅｌ［Ｊ］． Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ ａｎｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ａ， ２００１，３２Ａ（８）１６３５-１６４６． ［８］ Ｗｒｉｇｈｔ Ｓ Ｉ， Ｎｏｗｅｌｌ Ｍ Ｍ， Ｄａｖｉｄ Ｆ Ｐ． Ａ Ｒｅｖｉｅｗ ｏｆ ｓｔｒａｉｎ ａｎａｌｙｓｉｓ ｕｓｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ［Ｊ］． Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ Ｍｉｃｒｏａｎａｌｙｓｉｓ， ２０１１， １７（３）３１６-３２９． ［９］ Ｋｉｍ Ｂ Ｋ， Ｓｚｐｕｎａｒ Ｊ Ａ， Ａｌｅｘａｎｄｒｅ Ｂ， ｅｔ ａｌ． Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｔｅｘ- ｔｕｒｅ ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ ｄｕｒｉｎｇ ｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｏｆ ７４７５ Ａｌ ａｌｌｏｙ［Ｊ］． Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｆｏｒｕｍ， ２００２， ４０８（１０）１５１３-１５１８． 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