高强度及优异韧性匹配的低合金钢一直是钢种开发工作中的重点。为了获得良好的韧性与焊接性能需降低钢材中的C含量，随之引起的强度降低可通过添加Si和Mn元素来补偿。此外，通过单独或复合添加微合金化元素Nb，V，Ti等形成的析出强化和细晶强化作用进一步提高了钢的强度^{[1, 2]}。岳重祥等^[3]在0.07%(质量分数，下同)C-1.1%Mn钢中添加Ti，Nb，Ni，Cr，Mo等合金元素，获得了屈服强度大于590MPa的细密贝氏体高强钢。王建锋等^[4]在0.046%C-1.45%Mn钢中添加0.09%的合金元素Ti，获得了屈服强度为640MPa的多边形铁素体+粒状贝氏体高强钢。Hu等^[5]在0.04%C-1.5%Mn的钢中添加合金元素Ti，V，制备出屈服强度为709MPa的高强铁素体钢。衣海龙等^[6]在C( < 0.12%)-Mn( < 1.8%)钢中添加低合金元素Ti，Nb，通过控轧控冷工艺(Thermo Mechanical Control Process,TMCP)制备出抗拉强度为730MPa的高强钢。Misra等^[7]以0.06%C-1.5%Mn为基础成分，添加Nb，Ti，Mo和B微合金元素，通过析出强化和贝氏体组织强化实现钢板770MPa的高屈服强度。Funakawa等^[8]以0.04%C-1.5%Mn为基础成分，添加微合金元素Mo，Ti，获得了抗拉强度780MPa级热轧超高强度铁素钢。日本JFE公司^[9]开发出屈服强度980MPa级热轧超高强Ti-Mo-V合金化钢板，通过提高C，Mo，Ti及V含量，大幅提高钢板强度，且保证了较高的断后伸长率。然而，上述合金钢中加入Mo，Cr，Ni，Cu，Nb，V等贵重合金元素，导致钢材成本增加。在低碳合金钢中添加Ti元素，通过调整Mn元素含量来研究Mn对显微组织及力学性能影响的文章还鲜有报道。本工作在传统C-Mn钢基础上添加微合金元素Ti，通过调整Mn元素含量，同时结合简便的控轧控冷工艺，获得良好的组织形态及纳米尺度析出物，从而在保证优良延伸性能的前提下大幅度提高了钢板的强度。

实验钢由真空电磁感应炉进行冶炼并浇铸成50kg钢锭，经锻造制成45mm厚坯料。根据Mn含量不同将实验钢分成A(1.05Mn)，B(1.5Mn)两组，其余元素含量相同，其中主要成分如下： Fe，C(0.02%～0.05%)，Ti(0.1%～0.2%)，P，S，Al。实验钢控制轧制和控制冷却工艺在450mm二辊可逆试验机及冷却系统上进行。钢坯以300℃/h的加热速率加热至1200℃，保温2h后，缓冷至开轧温度930℃，在未再结晶区经5道次控制轧制至7mm厚钢板，终轧温度约为900℃，继而以35℃/s的冷速水冷至卷取温度600℃，随后炉冷至室温，模拟卷取过程。

金相试样研磨抛光后经4%的硝酸酒精溶液腐蚀，利用Leica DMIRM光学显微镜(OM) 及FEI Quanta 600扫描电子显微镜(SEM)进行观察；试样通过高氯酸酒精溶液电解抛光后，使用SEM的电子背散射衍射(EBSD)配件进行组织形貌观察；采用FEI Tecnai G² F20透射电子显微镜(TEM)对金属薄片试样进行研究，加速电压为200kV，析出物成分采用能谱(EDS)分析；室温拉伸实验在Shimadzu AG-X万能试验机上进行。

图1为A，B两种实验钢的EBSD晶体取向图和晶粒尺寸柱状图。由图1可知，A钢中小尺寸的晶粒为5～7μm，大尺寸晶粒为12μm左右，平均尺寸6.4μm；B钢晶粒主要为2.5～5μm，个别大晶粒尺寸为10～12μm左右，平均尺寸5.2μm。A钢的屈服强度、抗拉强度和断后伸长率分别是502.0，620.0MPa和23.6%，而B钢的屈服强度、抗拉强度和断后伸长率则分别是558.7，662.2MPa和22.4%。通过提高Mn含量，屈服强度和抗拉强度分别提高了56.7MPa和42.2MPa，并保证了较高的断后伸长率。

	图1 实验钢的EBSD晶体取向图和晶粒尺寸柱状图(a)A钢晶体取向图；(b)B钢晶体取向图；(c)A钢晶粒尺寸柱状图；(d)B钢晶粒尺寸柱状图 Fig.1 EBSD orientation image maps and grain size histograms of experimental steels (a)orientation image map of steel A;(b)orientation image map of steel B;(c)grain size histogram of steel A;(d)grain size histogram of steel B
图选项

图2为实验钢的显微组织图。由SEM图片可知，A钢与B钢的显微组织均为细小的沿轧制方向有轻微带状形态的铁素体组织，且B钢铁素体晶粒尺寸较A钢小。晶粒的细化主要是由于TMCP的作用，铁素体在变形带和变形奥氏体晶界处形核，形变使得奥氏体基体内部缺陷增多，位错密度增大，畸变能升高，铁素体形核率显著提高，由于铁素体晶粒之间的相互碰撞，使得晶粒在几何空间的长大受到抑制，从而铁素体晶粒得到细化^[10]。

	图2 实验钢的显微组织 (a)A钢OM；(b)A钢SEM；(c)B钢OM；(d)B钢SEM Fig.2 Microstructures of experimental steels (a)OM of steel A;(b)SEM of steel A;(c)OM of steel B;(d)SEM of steel B
图选项

图3和图4分别为A钢和B钢的TEM形貌及析出物EDS化学成分分析。A钢和B钢晶内及晶界处分布着高密度的位错，位错之间相互缠结。A钢和B钢的基体内均有大量纳米粒子析出，由于这些第二相粒子的钉扎作用，使得位错的运动变得更加困难，可大幅提高实验钢的屈服强度。A钢铁素体晶粒内部的纳米析出物呈现两类尺寸，分别为15～18nm和5～8nm；B钢中纳米析出物数量明显多于A钢，但尺寸较A钢小，较大的析出物尺寸约为13nm，较小的约为3～5nm。尺寸较大的析出物形核于控制轧制及道次间隔阶段，而较小析出物是在快冷后的缓慢冷却过程中形成的。析出物在3～5nm时与位错的交互作用最强^[11]，A钢的析出尺寸粗大，而且体积分数小。此外，位错的绕过机制与粒子间距有关，B钢的粒子间距更利于提高钢材的屈服强度。经EDS分析，A钢与B钢中纳米尺度析出物均为TiC。

	图3 A钢的TEM形貌及析出物EDS分析 (a)组织形貌；(b)析出物形貌；(c)析出物EDS分析 Fig.3 TEM morphologies and precipitates EDS analysis in experimental steel A(a)microstructures morphology;(b)precipitates morphology;(c)precipitates EDS analysis
图选项

	图4 B钢的TEM形貌及析出物EDS分析 (a)组织形貌；(b)析出物形貌；(c)析出物EDS分析 Fig.4 TEM morphologies and precipitates EDS analysis in experimental steel B(a)microstructures morphology;(b)precipitates morphology;(c)precipitates EDS analysis
图选项

根据Irving等^[12]、Akben等^[13]和Wang等^[14]的研究，Mn含量对TiC在奥氏体中的固溶度(log[Ti][C]_γ)可以用式(1)表示：

式(1)表明，在相同温度条件下，钢中Mn含量的增加可以提高TiC在奥氏体中的固溶度。B钢Mn含量高于A钢，B钢中TiC的固溶度大于A钢，由于控制轧制的形变诱导析出作用，A钢在奥氏体中的析出物较B钢多，如图3(b)和图4(b)中较大的析出物所示，因此终轧后，B钢中Ti，C原子在奥氏体中的溶解量多于A钢。微合金元素的碳氮化物的平衡析出温度与平衡固溶度有关，在某一温度下的过饱和度愈大，其析出量就愈大。快速冷却后，B钢的奥氏体组织中TiC的过饱和度大于A钢，因此B钢的析出物多于A钢。实验钢在卷取缓冷过程中，微量元素的碳氮化物开始大量析出。由于A钢中TiC在奥氏体中的大量析出消耗了Ti，C等析出形成元素，因此在卷取过程中，A钢的5～8nm尺度的析出物较少，而B钢的大量Ti，C原子在终轧后仍处于固溶状态，所以在卷取过程中，高过饱和度增大了析出的驱动力，形成了高体积分数弥散的3～5nm析出物。

一般情况下，碳氮化物的析出有两种：一是相间析出，即随着奥氏体向铁素体的转变，相界面不断推进，形成一排排有规则的新析出相；另一种是无规则地在位错线、空位晶界、亚晶界和基体上沉淀析出，即一般析出^[15]。大多数情况下析出-温度-时间 (PTT)曲线呈现“C曲线”的特征，这是因为在“鼻尖”温度以上温度区间驱动力起主导作用，在“鼻尖”温度以下温度区间，原子扩散能力起作用所致^[16]。由于析出温度区间在600℃以下，铁素体的相变速率快，所以铁素体/奥氏体界面迁移迅速，而析出物的形成元素Ti的扩散速率慢，因此先发生铁素体相变，然后在铁素体基体上过饱和析出TiC，即在此温度范围内相间析出难以发生，而是以随机析出形式存在，即一般析出。

由于B钢中Mn元素含量较高，Mn元素偏聚在奥氏体晶界，降低了界面能，从而减少晶界形核，延缓奥氏体的分解^[17]，因此细化了晶粒，而晶粒细化又是唯一提高强度而不损害韧性的强化机制。晶粒细化引起的屈服强度增量(ΔYS_FG,MPa)可以由Pickering^[18]提出的经典公式的导出公式(2)计算。

(1)在超低碳(0.02%～0.05%)低合金钢中，添加微量(0.1%～0.2%)Ti元素，通过调整Mn元素含量，并采用简便的控轧控冷工艺，得到具有良好塑性的高强钢，显著降低了钢材的成本。

(2)在超低碳钛低合金钢中将Mn元素的含量从1.05%增加至1.5%，可使得平均晶粒尺寸从6.4μm细化至5.2μm。

(3)Mn元素含量增加，提高了TiC在奥氏体中的固溶度，进而促进了TiC纳米粒子在铁素体中的析出，提高了析出强化作用；大量的TiC粒子钉扎晶界，细化晶粒尺寸，提高了细晶强化的作用。

(4)在细晶强化和固溶强化作用下，屈服强度和抗拉强度分别提高了56.7MPa和42.2MPa，达到558.7MPa和662.2MPa，并保证了较高的断后伸长率。