采用复合微合金化并添加微量的硼同时结合控轧控冷工艺，这种技术目前在热轧高强钢开发和生产中得到了广泛的应用，添加硼的目的是利用其提高奥氏体稳定性和对高温铁素体和珠光体相变的抑制作用.

钢中微量的B固溶于奥氏体中，会在奥氏体晶界处偏聚，奥氏体的晶界能因此降低，这使奥氏体分解时铁素体在奥氏体晶界处形核困难，延长了γ→α相变的孕育期^{[1, 2, 3]}.已经开展了许多利用B对钢相变的作用来代替Cr，Ni，Mo等合金元素的研究工作.同时，随着微合金钢TMCP工艺的发展，含有Mn，Cu，Nb，Ti等合金元素的钢中添加B也有深入的研究^{[4, 5, 6]}，研究结果可用于生产各种高强结构板、船用钢板、桥梁用钢、车辆用钢板等.对钒微合金钢，也有关于B元素作用的研究，但都是非调质处理或利用淬火、回火工艺来提高钢的强韧性^{[7, 8, 9]}，而关于B在TMCP工艺的作用及其对钢组织和力学性能的影响研究不多.钒是强碳氮化物形成元素，特别是细小的V碳氮化物阻止奥氏体晶粒长大，相变时沉淀强化效果较大^{[10, 11]}.若硼对奥氏体转变过程的影响和钒的细晶强化、析出强化效果相结合，在TMCP钢生产上能得到一种新的低成本高强高韧性钢.本文以钒微合金钢为对象，对比研究了含硼及不含硼钢的变形及未变形条件下奥氏体连续冷却转变规律，分析了B元素和变形对钒微合金钢相变的影响，为低成本高性能含硼钒微合金钢的开发及TMCP生产提供基础.

实验钢为两种含硼及不含硼的钒微合金钢，化学成分如表 1所示.

表 1

Table 1

表 1(Table 1)

表 1 实验钢的化学成分(质量分数) Table 1Chemical composition of the test steels(mass fraction) % 钢号 C Si Mn P S V B 1号 0.12 0.14 1.76 0.002 0.002 0.086 0.002 2号 0.12 0.15 1.79 0.002 0.003 0.09 —

表 1 实验钢的化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of the test steels(mass fraction)

实验钢采用50kg真空感应炉冶炼成锭,锻造成80 mm×100 mm×L的长坯，然后在Φ450 mm轧机上热轧成10 mm厚的板材，再分别加工成Φ8 mm×15 mm圆柱形试样和Φ6 mm×54 mm阶梯形试样.

动态及静态CCT试验均在MMS-200热力模拟试验机上进行.试样以20 ℃/s的速度加热到1 150 ℃，保温180 s，然后以10 ℃/s冷却到900 ℃，保温20 s.动态CCT试验是在保温后以5 s^-1变形速率进行40%的单道次压缩变形，然后冷却，试验工艺如图 1所示.静态CCT试验则在保温后直接冷却.冷却速度分别为0.5，1，2，5，10，15，20，30和40 ℃/s，测量冷却过程中试样的温度-膨胀量变化曲线.为保证冷却速度，冷速在30 ℃/s以上的工艺条件采用阶梯试样.将热模拟后的试样在热电偶附近沿横向剖开制成金相试样，经机械研磨和抛光后，用3%硝酸酒精溶液腐蚀金相试样，在LEICA DFC 295光学显微镜下观察显微组织，并测量各组织的相对量.根据冷却后变形试样及未变形试样的温度-膨胀量曲线及显微组织观察，采用切线法确定相变温度，绘制静态及动态CCT曲线.用万能硬度计测量试样的维氏硬度，每个试样测量5个点，然后取平均值.

图 1(Figure 1)

Fig. 1

图 1 动态连续冷却工艺示意图 Fig. 1 Schematic illustration for dynamic continuous cooling

图 2，3分别为钒微合金钢中含硼实验钢(1号钢)和不含硼实验钢(2号钢)的变形及未变形条件下连续冷却相变曲线.

图 2(Figure 2)

Fig. 2

图 2 1号钢的CCT曲线 Fig. 2 CCT curves of steel No.1(a)—未变形；(b)—变形.

图 3(Figure 3)

Fig. 3

图 3 2号钢的CCT曲线 Fig. 3 CCT curves of steel No.2 (a)—未变形；(b)—变形.

从图 2，3可知，由冷却速度、变形及合金元素对奥氏体转变的影响，实验钢在连续冷却过程中均发生了铁素体(F)、珠光体(P)的扩散型转变和贝氏体(B)的半扩散型转变及马氏体(M)的无扩散型转变.随着冷却速度的增加，1号钢连续冷却相变组织变化为F+P+B→B→ B+M，2号钢连续冷却转变组织变化为F+P+B→F+B→B→B+M.1号钢γ→α转变开始温度在未变形时为704~673 ℃，变形时为731~657 ℃；2号钢在未变形时为709~592 ℃，变形时为743~598 ℃.这说明变形促进γ→α转变，提高了相变开始温度.从CCT曲线可知，变形扩大了1号钢及2号钢铁素体和珠光体转变存在的冷速范围，使实验钢的CCT曲线左移，B增加奥氏体的稳定性并促进贝氏体转变.

图 4为未变形及变形条件下1号钢的连续冷却相变后室温显微组织.在冷速为0.5 ℃/s时，未变形1号钢的显微组织为铁素体、珠光体和粒状贝氏体，其中铁素体由针状铁素体和在原奥氏体晶界形成的少量先共析铁素体即仿晶界型铁 素体组成.冷速增大到1 ℃/s时，仿晶界型铁素体量减少，粒状贝氏体量大幅增多，珠光体几乎消失，针状铁素体变细.冷速为2 ℃/s以上时，未变形1号钢只发生贝氏体转变，组织全部为粒状贝氏体，随着冷速的增加，贝氏体由粒状变为板条状.在冷速为10 ℃/s时，显微组织中开始出现马 氏体组织.相比于未变形钢，变形钢在冷速为0.5 ℃/s时的显微组织也是铁素体、珠光体和贝氏体，但扩散转变产物含量更多，且大部分铁素体为多边型铁素体.变形钢在冷速2 ℃/s时还存在仿晶界型，奥氏体全部转变为贝氏体的冷速为5 ℃/s，在冷速为15 ℃/s时，马氏体组织才开始出现.

图 4(Figure 4)

Fig. 4

图 4 1号钢不同冷速下的显微组织 Fig. 4 The microstructures of steel No.1 under different cooling rates (a),(e)—0.5 ℃/s；(b),(f)—2 ℃/s；(c),(g)—5 ℃/s；(d),(h)—10 ℃/s；(a)~(d)—未变形；(e)~(h)—变形.

图 5为未变形及变形条件下2号钢的连续冷却转变后室温显微组织.从图 5可知，2号钢的显微组织成分与1号钢一样，但随着冷速的变化，各组织形貌及其含量与1号钢不同.2号钢未变形条件下，冷速为0.5~1 ℃/s时，仿晶界型铁素体含量比未变形1号钢更多.当冷速增加到5 ℃/s时珠光体已完全消失，显微组织为铁素体和粒状贝氏体，但还存在仿晶界型铁素体.随着冷速的增大，铁素体逐渐减少，贝氏体增多，当冷速为20 ℃/s时组织中开始出现少量马氏体.相比于未变形钢，变形钢在冷速为0.5~1 ℃/s时显微组织中出现大量的铁素体，且此铁素体为多边形铁素体.当冷速增加到10 ℃/s时，组织中的珠光体才完全消失，显微组织为铁素体和粒状贝氏体.当冷速为30 ℃/s时，开始出现马氏体，组织主要由贝氏体和马氏体组成.

图 5(Figure 5)

Fig. 5

图 5 2号钢不同冷速下的显微组织 Fig. 5 The microstructures of steel No.2 under different cooling rates(a),(e)—0.5 ℃/s；(b),(f)—2 ℃/s；(c),(g)—5 ℃/s；(d),(h)—10 ℃/s；(a)~(d)—未变形；(e)~(h)—变形.

从变形及未变形条件下1号钢和2号钢的CCT曲线可以看出，变形降低了奥氏体的稳定性，促进了铁素体及珠光体转变，即变形均使两种钢的CCT曲线左移.1号钢在同一冷速条件(0.5~1 ℃/s)下，变形奥氏体向铁素体转变开始温度比未变形奥氏体高25~37 ℃，2号钢在同一冷速条件(0.5~10 ℃/s)下，变形奥氏体向铁素体转变开始温度比未变形奥氏体高33~41 ℃.而且1号钢的未变形奥氏体及变形奥氏体向铁素体转变存在的冷速范围分别为1，2 ℃/s以下，2号钢分别为10，15 ℃/s以下，这说明变形明显提高了铁素体转变开始温度，扩大了扩散型转变存在的冷速范围.这是由于变形增大了位错密度，造成了点阵畸变，形成了变形带和亚结构，因而有利于原子扩散和晶格改组，使相变驱动力增加.而且变形细化了奥氏体晶粒，增加了单位体积奥氏体的有效晶界面积，从而提高了铁素体和珠光体的形核率.因此，同一冷速条件下变形奥氏体的显微组织中铁素体、珠光体含量明显多于未变形奥氏体中的铁素体、珠光体含量，变形后更快的冷速下也存在扩散型转变产物铁素体和珠光体，从而使贝氏体转变存在的冷速范围缩小.

分别比较图 2a和3a，图 2b和3b可知微量硼的加入使钒微合金钢的铁素体和珠光体转变开始曲线右移.在未变形条件下，铁素体存在的冷却速度区间由10 ℃/s以下下降到1 ℃/s以下，珠光体存在的冷却速度区间由2 ℃/s以下下降到1 ℃/s以下; 在变形条件下，铁素体存在的冷却速度区间由15 ℃/s以下下降到2 ℃/s以下，珠光体存在的冷却速度区间由5 ℃/s以下下降到2 ℃/s以下.即钒微合金钢中，微量硼明显抑制γ→α转变的发生，降低了γ→α转变存在的冷却速度，扩大了贝氏体转变存在的冷速范围，从而更宽的冷速范围内能得到贝氏体组织.这是由于表面活性元素硼偏聚晶界上，降低奥氏体的晶界能，使奥氏体分解为铁素体时晶界处形核困难，延长了γ→α相变的孕育期.奥氏体晶界是铁素体的优先形核位置.硼偏聚奥氏体晶界上，降低碳原子在晶界上的偏聚浓度，而且奥氏体晶界上的硼原子也阻滞晶界原子扩散，使铁素体的优先形核位置消失而抑制铁素体形成，增加奥氏体的稳定性，因此使铁素体转变的开始曲线向右移和贝氏体转变区扩大.

由于硼的这种作用，硼对钒微合金钢连续冷却相变后组织变化的影响也很明显.从图 4和图 5的比较可知，当冷速为0.5 ℃/s时，未变形条件下1号钢显微组织中的铁素体大部分都是原始奥氏体内相互交叉的针状铁素体，但2号钢显微组织中针状铁素体含量比1号钢少得多.冷速增加到5 ℃/s时，变形及未变形条件下1号钢的显微组织全为贝氏体，但2号钢在冷速10 ℃/s时还存在铁素体(图 5h).并且，同一冷速条件(20 ℃/s以下)下，1号钢贝氏体含量比2号钢更多.这说明在钒微合金钢中加入硼，促进针状铁素体及贝氏体转变，从而在更宽的冷速范围内能产生相变强化.

变形及未变形条件下，连续冷却相变后两种实验钢的硬度值如图 6所示.从图 6可见，无论是变形还是未变形，1号钢和2号钢连续冷却相变后的硬度值都是随着冷速的增加而增大，相同冷速下未变形钢的硬度值要明显高于变形钢的硬度值(1号钢在冷速30 ℃/s以上时例外).冷速为2 ℃/s以下时，两种实验钢的硬度值差别不大，但冷速为5 ℃/s以上时，随着冷速的增加，相同冷速条件下，1号钢的变形及未变形条件下的硬度值都要高于2号钢的硬度值.比如，冷速10 ℃/s时1号钢变形及未变形条件下的硬度值分别为HV295和HV270，2号钢的硬度值分别为HV258和HV230.这与硼及冷速、变形对实验钢显微组织的影响有关.随着冷速的增加，低硬度的铁素体、珠光体向高硬度的贝氏体、马氏体转变，而且微量硼的加入使γ→α转变抑制，有利于形成贝氏体组织，另外变形促进铁素体及珠光体转变，相变后实验钢的硬度值是由这些因素综合作用的结果.

图 6(Figure 4)

Fig. 6

图 6 不同冷速下实验钢的硬度 Fig. 6 Hardness of the test steels under different cooling rates