复合Ti微合金化是微合金技术的一个重要方向。复合添加Ti、V、Nb和Mo等元素和优化的热机械控制工艺相结合，能显著提高钢材的综合力学性能。控制轧制，主要涉及板坯均热温度、奥氏体再结晶区和未再结晶区变形、终轧温度。合理控制终轧温度，对钢材组织的细化和微合金碳氮化物的析出有重要的影响。Kim等^[1]研究终轧温度对0.06%C-1.49%Mn-0.05%Nb直接淬火微合金钢的组织和性能的影响时发现，在Ar₃温度以上终轧，随着终轧温度的降低，抗拉强度和屈服强度都有所提高但增幅不大，而在Ar₃温度以下的两相区终轧时抗拉强度和屈服强度的提高较大。惠亚军等^[2]研究终轧温度对600 MPa级Nb-Ti微合金钢组织及力学性能的影响时发现，随着终轧温度由920℃降低到800℃屈服强度和抗拉强度均单调提高，延伸率先上升后下降，终轧温度为840℃时综合力学性能最优。曹立漕等^[3]研究了终轧温度对0.10%C-1.50%Mn-0.045%Nb-0.015%Ti微合金钢组织及性能的影响，发现随着终轧温度的降低屈服强度不断提高，而冲击功先提高后降低。Wiskel等^[4]用小角度中子散射研究了终轧温度对Nb-Ti微合金钢中析出相的影响，发现终轧温度越低钢中较大尺寸(10~20 nm)析出相的数量明显减少，析出相的平均尺寸不断减小，析出相提供的沉淀强化增量不断增大，钢的强度随之提高。Saastamoinen等^[5]研究了终轧温度对直接淬火微Ti复合微合金钢组织、位错密度及性能的影响，发现终轧温度越低奥氏体扁平化程度越明显，但是对位错密度的影响较小，钢的强度主要决定于固溶强化、组织细化和析出强化。为了使强度/硬度更高，可采用Ti-V-Mo^[6,7]、Ti-Nb-Mo^[8,9]、Ti-V-Nb^[10,11]等多元复合Ti微合金化技术^[12]。本文在文献[7]和[13]的基础上研究终轧温度对Ti-V-Mo复合微合金化高强钢组织、硬度及第二相析出行为的影响，并阐述使硬度变化的原因。

实验用Ti-V-Mo钢的化学成分(质量分数, %)为：C 0.16, Si 0.16, Mn 1.04, (Ti+V+Mo) 1.0, S 0.0052, P 0.0041, N 0.0046, Al 0.033, Fe余量。

使用Thermo-Calc(TCFE7)热力学软件计算了Ti-V-Mo钢的相变点，在平衡状态下奥氏体发生珠光体转变的温度Ae₁为758℃，平衡状态下奥氏体转变为铁素体的开始温度Ae₃为878℃，再结晶终止温度T_nr ≈ 970℃。

用50 kg真空感应炉冶炼Ti-V-Mo钢，将铸锭锻成尺寸为30 mm×50 mm×80 mm的钢坯。从钢坯上切取直径8 mm、长12 mm的热模拟试样，其热模拟工艺如图1所示。

以20℃/s的速度将试样加热到1250℃保温3 min，以5℃/s的速度降到1100℃，变形30%，变形速率1 s^-1，再以5℃/s降到1000、950、920、900、850和 800℃等不同终轧温度变形30%，变形速率1 s^-1，然后以30℃/s冷却到600℃，保温30 min，空冷至室温。图中FRT表示终轧温度，即第二道次变形温度。

将试样经研磨抛光后用4%硝酸酒精(体积分数)腐蚀10 s，用GX51型光学显微镜(OM)观察Ti-V-Mo钢的组织形貌。用Oxford Nordlys F+型电子背散射衍射(EBSD)技术测量不同终轧温度下铁素体的平均晶粒尺寸。将金相试样切割成300 μm薄片并研磨至40~50 μm，经机械减薄后采用双喷减薄方法制备TEM薄膜试样；选取部分金相试样抛光腐蚀后表面喷C，用4%硝酸酒精萃取后再用网孔为75 μm的Cu网捞取并自然晾干，制备复型样品。用Tecnai F20型场发射透射电镜(TEM)观察薄膜和复型析出相，分析析出相的尺寸、形状和分布。使用Nano-Measurer软件测量不同终轧温度下多张薄膜TEM像上的粒子尺寸，分别统计1000个粒子后得出不同终轧温度下析出相的尺寸分布图。使用VH5 Vickers硬度计测定样品的硬度，载荷为5 kg，保持时间为10 s，每个试样测量5个点，硬度取平均值。

图2给出了Ti-V-Mo钢不同终轧温度下的OM像。由图2可知，终轧温度分别为800、850、900、920、950和1000℃试样的组织均为多边形铁素体，而且均未观察到珠光体组织。终轧温度不同的试样组织中部分区域的铁素体晶界不明显，其原因可能是晶界上的碳原子被强碳化物形成元素Ti、V和Mo等固定消耗，使铁素体晶界和晶粒内部的化学成分基本相同，因此晶界不易腐蚀出来。

图3给出了Ti-V-Mo钢中各相的含量与温度之间的关系。图3表明，在平衡状态下Ti-V-Mo钢在758℃以下主要有铁素体和MC相，没有渗碳体生成，进一步证实了OM组织中没有珠光体。其原因是，Ti-V-Mo钢在600℃保温过程中大量的Ti、V和Mo等强碳化物形成元素固定了钢中的C原子而形成了MC相，阻止了珠光体相变的发生和渗碳体的生成。

图4给出了不同终轧温度Ti-V-Mo钢的EBSD像。由图4可知，终轧温度为1000℃时铁素体晶粒较为粗大且均匀性差；随着终轧温度降低至920和800℃铁素体晶粒尺寸进一步细化，尺寸均匀性逐步提高。终轧温度为1000、920和800℃所对应的平均晶粒尺寸分别为3.44、3.15和3.05 µm。这表明，随着终轧温度的降低铁素体的晶粒越来越细。Bakkaloğlu^[14]研究了终轧温度对X52级Nb-V复合管线钢晶粒尺寸的影响。结果表明，随着终轧温度由850℃降低至720℃铁素体的晶粒尺寸不断减小。这与文中Ti-V-Mo钢平均晶粒尺寸随终轧温度的降低而减小(图4)是一致的。

图5给出了不同终轧温度Ti-V-Mo钢晶界的取向差分布。图5表明，终轧温度为1000℃时大角度晶界(40º<θ<60º)的比例明显高于终轧温度为800和920℃时的比例，而其小角度晶界(2º<θ<15º)的比例却明显低于800和920℃终轧时的比例。这表明，在1000℃终轧时铁素体晶粒的平均尺寸大于800和920℃终轧时的平均晶粒尺寸(图4)。值得关注的是，当终轧温度分别为800和920℃时大小角度晶界的比例分布大致相当，与图4中800和920℃终轧时的平均晶粒尺寸较为接近是吻合的。小角度晶界模型表明^[15]，小角度界面比例越高则位错密度越高，越能为析出相的形核提供更多的位置，促进碳化物的析出^[16]。另外，Efron等^[17]的研究结果表明，对Ti-Nb微合金钢在975~749℃范围终轧时，随着终轧温度降低，铁素体平均晶粒尺寸不断细化，且晶粒尺寸更加均匀，屈服强度不断提高。这些结果，与图4中不同终轧温度下铁素体晶粒尺寸的变化规律相同。这表明，降低终轧温度促使钢材组织细化，可提高硬度/强度。

图6给出了不同终轧温度Ti-V-Mo钢的TEM像。由图6可见，在800、900和1000℃终轧试样的TEM像均为铁素体组织，分布着一定数量的纳米级析出相。值得注意的是，在800℃终轧后的析出相部分呈现出相间析出形貌(图6a)。由于影响相间析出的因素较为复杂，并且只有试样倾转到入射电子束方向平行于析出相的晶面时才能观察到相间析出^[18,19]，因此900和1000℃终轧后的TEM像中也可能存在相间析出。可能是观察角度不适当，观察不到相间析出，使析出相的形貌呈现随机分布。对图6a中的一个析出相粒子进行能谱分析，表明其成分为(Ti, V, Mo)C粒子(图6d)。随着终轧温度由1000℃降低至800℃，(Ti, V, Mo)C粒子的析出数量不断增加，并且小于10 nm的细小粒子所占比例不断增大(图6a~c)。图7给出了不同终轧温度下(Ti, V, Mo)C的尺寸分布图，由图可知，800℃终轧后10 nm以下的粒子所占比例最高，为84.9%，较大尺寸的粒子(10~20 nm)所占比例最小，为15.1%。而在1000℃终轧后较大尺寸的粒子所占比例最大，为32.1%；随着终轧温度由1000℃降低至800℃，(Ti, V, Mo)C粒子的平均尺寸由8.38 nm减小至6.25 nm。其主要原因是，在较高温度终轧时合金元素扩散比较快，析出相因Ostwald熟化作用更容易粗化。终轧温度越低则位错密度越大，越有利于低温铁素体中纳米级粒子的析出^[20]。陆匠心等^[21]研究了奥氏体变形温度对(Ti, Nb)C在奥氏体中析出行为的影响，发现随着变形温度的提高析出相的平均尺寸增大。此外，终轧温度对钢中较大粒子的尺寸影响更为显著。降低终轧温度后钢中较大尺寸(10~20 nm)析出相的数量不断减少，析出相的平均尺寸不断减小^[4]。同时，钢中细小析出相的平均直径(<10 nm)随着终轧温度的降低而减小^[20,22,23]。这些研究结果，进一步证实了本文结论的正确性。

图8给出了不同形变储能条件下(Ti, V, Mo)C在奥氏体中沉淀析出的形核率温度曲线^[24]。由图8可见，随着形变储能由0增大至3820 J/mol，(Ti, V, Mo)C在奥氏体中沉淀析出的最大形核率温度由980℃增大至1060℃。当终轧温度低于980℃时，随着终轧温度的降低奥氏体中沉淀析出(Ti, V, Mo)C粒子的数量不断减少，在600℃保温后铁素体中沉淀析出的(Ti, V, Mo)C粒子的数量不断增多。由于奥氏体区轧制时间短，析出粒子数量少，钢中绝大多数析出相是在铁素体中沉淀析出的。这个结果，与图6中(Ti, V, Mo)C的析出数量随着终轧温度的降低不断增多一致。

当奥氏体区变形程度越大(形变储能越多)，高温终轧(1000℃)与低温终轧(800℃)之间的形核率之差越大(图8)。在低温终轧(800℃)时奥氏体中沉淀析出的10 nm以上的(Ti, V, Mo)C粒子比在高温终轧(1000℃)时的更少，使Ti-V-Mo钢经800℃终轧再经600℃保温后在铁素体中沉淀析出的10 nm以下的(Ti, V, Mo)C粒子更多(图9)。这个结果，与图8所示的奥氏体中沉淀析出的(Ti, V, Mo)C粒子的形核率随温度降低而降低是相吻合的。因此，低温终轧(800℃)时Ti-V-Mo钢产生的沉淀强化增量更大，更有利于提高Ti-V-Mo钢的硬度。这是Ti-V-Mo钢在低温终轧时硬度高的原因之一。

图10给出了不同终轧温度Ti-V-Mo钢的硬度值。由图10可见，按相变区间可分为奥氏体再结晶区终轧(FRT1000℃)，奥氏体未再结晶区终轧(FRT950℃、FRT920℃和FRT900℃)，奥氏体+铁素体区终轧(FRT850℃和FRT800℃)。随着终轧温度的降低，Ti-V-Mo钢的硬度值总体呈缓慢升高趋势。在800℃终轧时硬度最高，在1050℃终轧时硬度最低。终轧温度作为TMCP工艺中的重要参数之一。通过改变终轧温度，可改变实验钢的组织组成、晶粒大小及第二相的析出，进而影响其力学性能^[5,25]。

在奥氏体再结晶区和奥氏体未再结晶区终轧时(Ae₃~1000℃)，随着终轧温度的降低铁素体晶粒的平均尺寸越来越细(图4a~b)。同时，钢中沉淀析出的纳米级(Ti, V, Mo)C粒子的尺寸也越来越细小(图6和图7)。因此，随着终轧温度的降低细晶强化和析出强化对强度/硬度的贡献不断增大，因而硬度有所增加，但是增幅很小。在奥氏体+铁素体两相区终轧(Ae₃~800℃)，终轧温度越低硬度的增幅越小。其原因是，两相区终轧对Ti-V-Mo钢晶粒尺寸的细化影响很小^[26]，而终轧后纳米级的(Ti, V, Mo)C粒子主要是在600℃保温时产生的。降低终轧温度对晶粒细化产生的细晶强化和(Ti, V, Mo)C粒子导致的沉淀强化影响很小，因此硬度的提高很小。研究表明^[27]，在低于Ae₃点的两相区对低碳铁素体钢进行终轧时，降低终轧温度对抗拉强度、屈服强度和延伸率影响很小，但是强度总体上是提高的。但是也有研究表明^[14]，Nb-V微合金钢经奥氏体和铁素体两相区不同温度终轧，随着终轧温度的降低抗拉强度和屈服强度均不断提高，但是延伸率却不断降低。对于低碳微合金钢，降低终轧温度除晶格摩擦力和固溶强化不变外，位错强化、细晶强化和沉淀强化均提高^[28]。同时，由于Ti-V-Mo钢在不同终轧温度下的组织均为完全的铁素体，终轧温度对位错密度的影响很小，在终轧温度不同情况下位错强化效果基本相同。综上所述，随着终轧温度的降低实验钢的强度/硬度不断提高，是细晶强化和沉淀强化效果增加引起的，与本文的研究结果一致。因此，工业生产中在较低温度终轧有利于钢材强度的提高。

(1) 随着终轧温度的降低，Ti-V-Mo钢的平均晶粒尺寸不断减小，由1000℃时的3.44 μm减小至800℃时的3.05 μm。这是硬度随着终轧温度的降低不断升高的原因之一。

(2) 随着终轧温度由1000℃降低到800℃，(Ti, V, Mo)C在奥氏体中的形核率减小，使其在铁素体中10 nm以下的(Ti, V, Mo)C粒子的析出不断增多且尺寸更细小，促进了硬度的提高。

(3) 随着终轧温度由1000℃降低到800℃，Ti-V-Mo钢的硬度由400HV提高到427HV。铁素体平均晶粒尺寸的细化和基体中纳米级(Ti, V, Mo)C粒子的不断增多和细化，这是硬度不断提高的主要原因。

(4) 与奥氏体再结晶区和奥氏体未再结晶区终轧相比，在奥氏体和铁素体两相区终轧的Ti-V-Mo钢其硬度更高。在实际生产中，低温终轧有利于提高钢材的强度。