随着大型工程建设技术的快速发展,结构用钢的大型化和高性能化的需求愈来愈大。作为大型海洋石油平台、全天候列车和大型桥梁重要的支撑材料,厚重H型钢受到越来越多的关注。大型厚重热轧H型钢需要通过组织细化以满足高强韧性和良好焊接性等性能要求。控轧控冷（TMCP）是目前工业上应用最广泛的晶粒细化技术,然而,由于大型厚重热轧H型钢轧制温度高、压缩比小,传统的以“低温大压下”为核心的TMCP技术难以应用于大型厚重H型钢的生产,这需要利用微合金化设计与第二相粒子的析出在轧制过程中控制奥氏体尺寸、调整动态再结晶临界应变值和调控奥氏体的形变再结晶行为。揭示微合金化第二相粒子在钢中的析出行为又是实现轧制过程中对奥氏体尺寸及奥氏体形变再结晶行为调控的基础。对此,本文以Nb和Nb-Ti微合金钢为研究对象,系统分析Nb C、Ti N和（Nb,Ti）（C,N）等第二相粒子的析出行为,具体研究不同粗轧、精轧阶段不同类型第二相粒子的析出行为及其对原始奥氏体、奥氏体再结晶行为的影响规律。通过研究揭示微合金化元素在热轧H型钢中的作用,为大型厚重热轧H型钢的微合金化设计提供基础。本文的研究工作表明,Nb微合金实验钢的原始奥氏体晶粒尺寸随着粗轧温度的升高而增大,随着保温时间的延长而增大。根据相图热力学综合分析,可知Nb微合金实验钢中的Nb C体积分数随着粗轧温度的升高而降低,其全固溶温度约为1070℃,钢中第二相粒子在1150℃时几乎没有析出。当温度从950℃提高至1050℃、1150℃进行热变形后保温30 s时,钢中奥氏体晶粒尺寸急剧增大。这主要是由于Nb C第二相粒子的析出行为随着粗轧温度的变化而变化所致。Nb C第二相粒子在950℃下具有较高的体积分数（0.027%）和较低的固溶度,Nb C的体积分数和颗粒尺寸随着温度的增加而降低,固溶度随着温度的增加而增加。1050℃时Nb C粒子比950℃下Nb C粒子尺寸小,但950℃下的Nb C粒子的数量和分布都要比1050℃时多且分散,而1150℃钢中几乎没有Nb C的存在,进而无法有效阻碍晶界的迁移和长大。在950℃下,Nb C粒子尺寸随着保温时间的增加而长大,在保温时间在40 s以上时,Nb C粒子的长大速率迅速增加。由此可见,仅仅依靠Nb的微合金化设计,通过Nb C粒子的析出难以在粗轧过程中抑制奥氏体晶粒的长大。针对Nb-Ti微合金实验钢的成分进行相图热力学理论分析及对组织和第二相粒子的OM、SEM、TEM结果表明:与Nb微合金实验钢相比,Nb-Ti微合金实验钢中Ti N粒子的析出温度显著高于Nb C。可知,含Ti微合金实验钢中由于高温Ti N粒子的析出可以有效钉扎奥氏体晶界。在950℃和1150℃下,由于Ti N粒子的作用,奥氏体晶粒尺寸显著小于Nb微合金实验钢。第二相粒子的析出行为研究表明,Ti N和Nb C的混合析出大大提高了钢中的第二相粒子的体积分数,并且在950℃、1150℃变形温度下的Ti N和（Nb,Ti）（C,N）尺寸细小,分布均匀、形态为正方形或长方形,呈现出对原始奥氏体晶界较强的阻碍作用。Nb-Ti微合金实验钢中Ti对Nb C第二相粒子析出行为的影响显著,大大提高了钢中第二相粒子的数量和密度,减小钢中第二相粒子的尺寸。在模拟精轧阶段（950℃）,Ti N促进Nb C外延生长的析出行为对钢的静态再结晶影响显著。与钢中大量第二相粒子回溶的情况相比,锻造态Nb-Ti微合金实验钢中预存在的Ti N促进Nb C的析出,存在数量更多的（Nb,Ti）（C,N）复合析出相,并且第二相粒子的体积分数更高、粒子尺寸更大,能在精轧阶段有效阻碍奥氏体晶界迁移,有效抑制道次间的奥氏体静态再结晶,有利于应变积累,从而有助于降低动态再结晶临界应变,促使奥氏体动态再结晶的发生,在相变前获得细小的奥氏体晶粒,最终在冷却过程中实现组织细化。本文的工作说明,从抑制粗轧过程中奥氏体晶粒的长大角度而言,Nb的微合金化几乎没有作用,需要通过微合金元素Ti形成的Ti N第二相粒子实现。为了实现精轧过程中的应变积累,抑制道次间的奥氏体的再结晶软化,仅仅依靠Ti的微合金化也难以实现,需要通过Nb的微合金化形成Nb C第二相粒子。Ti N的存在可以为Nb C粒子的有效析出提供优先形核位置,即Nb C依附Ti N粒子外延生长,这不仅有利于大量且细小的第二相粒子的析出,还可充分发挥Nb的作用降低Nb的添加量从而节约成本。Nb-Ti微合金实验钢中大量细小的第二相粒子可以有效抑制道次间的奥氏体静态再结晶,为组织细化提供基础。