【摘 要】
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先进高强钢因其优良的力学性能在汽车领域得到了广泛应用。中锰钢属于第三代先进高强钢,是目前高强钢研究领域的热点。中锰钢优良的力学性能归因于其在变形过程中的TRIP效应,即亚稳奥氏体发生马氏体相变能够显著提高加工硬化率和塑性。影响TRIP效应的决定性因素是残余奥氏体的含量及其稳定性。采用奥氏体逆相变退火工艺在室温下可获得较高含量且稳定的残余奥氏体。此外,在中锰钢中加入Nb、V、Ti等微合金元素能够起到
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先进高强钢因其优良的力学性能在汽车领域得到了广泛应用。中锰钢属于第三代先进高强钢,是目前高强钢研究领域的热点。中锰钢优良的力学性能归因于其在变形过程中的TRIP效应,即亚稳奥氏体发生马氏体相变能够显著提高加工硬化率和塑性。影响TRIP效应的决定性因素是残余奥氏体的含量及其稳定性。采用奥氏体逆相变退火工艺在室温下可获得较高含量且稳定的残余奥氏体。此外,在中锰钢中加入Nb、V、Ti等微合金元素能够起到钉扎晶界、细化晶粒的作用,同时实现析出强化、细晶强化和固溶强化。本文以V-Ti微合金化5%Mn中锰钢为研究对象,旨在采用V-Ti微合金化技术实现固溶强化和析出强化,揭示V-Ti微合金化对微观组织演变和力学性能的影响规律,弄清奥氏体逆相变退火工艺对微观组织演变、元素配分行为和力学性能的影响规律,建立工艺-组织-性能之间的关系。主要研究内容及研究结果如下:（1）研究了实验钢的V、Ti碳化物析出行为。观察到球形VC、（V-Ti）C、TiC析出物粒子主要弥散分布于铁素体晶界和晶粒内,尺寸波动较大,多数为1 0～300nm。热轧、冷轧实验钢中的析出物种类、大小、形状均无明显差异。（2）研究了实验钢在奥氏体逆相变退火过程中的元素配分行为。在铁素体、奥氏体中观察到明显的C、Mn元素配分,且C扩散速度较快,Mn扩散速度较慢。并未观察到V、Ti元素的配分行为。（3）研究了奥氏体逆相变退火工艺对热轧实验钢微观组织、元素配分行为及力学性能的影响规律。经过奥氏体逆相变退火后得到了板条相间的奥氏体与铁素体双相组织。随着退火温度的升高和退火时间的延长,渗碳体逐渐溶解,奥氏体、铁素体板条逐渐粗化,屈服强度逐渐降低,抗拉强度逐渐增加,断后延伸率先增大后减小。在640℃时退火6h力学性能优异,抗拉强度为1319.69MPa,断后延伸率高达36.41%,强塑积高达48.05GPa·%。随着退火温度的升高,奥氏体含量不断增加,在680℃退火保温1h后,奥氏体含量尽管高达67.13%,但稳定性较差,断后延伸率仅为9.41%。（4）研究了奥氏体逆相变退火工艺对冷轧实验钢微观组织、元素配分行为和力学性能的影响规律。经过奥氏体逆相变退火后得到了趋于等轴化的超细铁素体与奥氏体双相组织。随着退火温度的升高和退火时间的延长,奥氏体和铁素体晶粒尺寸不断增大,渗碳体数量逐渐减少,残余奥氏体含量逐渐增加。不同退火工艺条件下实验钢的室温拉伸曲线均存在较长的屈服平台。在660℃退火10min时获得了优异的力学性能,拉强度为1387.97MPa,断后延伸率高达33.68%,强塑积高达46.74GPa·%,实现了强度与塑性的良好配合。（5）研究了淬火-奥氏体逆相变退火工艺对冷轧实验钢微观组织演变、元素配分行为和力学性能的影响规律。实验钢淬火后得到大量块状马氏体和少量岛状奥氏体,经奥氏体逆相变退火后得到块状奥氏体和铁素体。经过短时间逆相变退火后的晶粒较小,奥氏体含量较低,屈服强度较高,但断后延伸率均低于21%。经过长时间逆相变退火后获得了较为粗大的微观组织,屈服强度较低。在640℃退火1h后抗拉强度为1248.20MPa,断后延伸率为32.14%,强塑积为40.12GPa·%。（6）本研究工作表明,采用V-Ti微合金化能够促进中锰钢的固溶强化、析出强化及细晶强化,实现强度和塑性的良好匹配,使强塑积显著优于传统中锰钢。
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