微合金元素在中厚板生产中得到大量应用，通过钢中微合金元素的加入使得组织得到细化，性能得到明显提升。 但微合金钢对加热和轧制工艺要求较为严格， 加热温度和轧制制度的变更可能导致组织和性能的较大差异。 近年来， 钢铁行业特别是中厚板企业出现了大量的工艺创新，一方面提高了企业效益，另一方面也对传统工艺的适用性提出了挑战[4-6]。 本文的目的是通过对含 Nb 或 V 低合金高强度钢板Q390进行组织和性能的对比研究， 探索新工艺条件下 Nb、V 微合金元素对低合金钢板组织性能的影响。
通过场发射电镜对 1# 和 2# 试验钢的晶粒内部的析出物进行观察，结果见图 3。从图 3 可以看出，1# 试验钢的晶粒内部有少量的矩形 TiN 析出物，尺寸在 100～140nm，部分TiN 析出物上可以观察到30～50 nm的不规则形状，另外还可以观察到呈线状排列的大量细小的形状不规则的弥散析出物，尺寸 20～40 nm。 研究表明[6]：在奥氏体向铁素体相变的过程中， 会在奥氏体和铁素体界面上产大量弥散的 VC 的纳米析出，析出物呈线状排列，并且畸变能的增加可有效促进 VC 的析出。 根据 1# 钢晶粒内部的析出物的尺寸可以判断这些弥散的析出物是在精轧阶段之后的相变过程中产生的，与文献[6]中析出类型和方式及其相似。 这些弥散的析出物一方面会阻碍位错的运动从而提高强度， 另一方面在奥氏体和铁素体界面上的析出物可以成为铁素体形核的质 点从而促进晶粒尺寸的细化。 2# 试验钢的晶粒内部除可以观察到少量方形 TiN 析出物外， 还有少量100 nm 左右的球形析出物。 从析出物的尺寸来看， 该析出物是在精轧轧制前析出的， 这类析出物可以起到相变过程促进铁素体形核的作用， 但是由于数量有限，细化晶粒效果有限，也难以起到弥散析出强化的作用。
为进一步分析 1# 和 2# 试验钢产生组织及析出物形态差异的原因，采用热力学软件 JMat 分别计算试验钢的微合金元素（Nb、V、Ti、Al）的析出物与温度的热力学平衡关系， 见图 4。 从图 4 可以看出，1# 试验钢在温度降至 920℃开始出现 M（C，N）析出， 低于 800℃时会产生大量的 M（C，N）析出，800℃之后主要发生的是 V（C，N）的析出。 同时考虑到轧制产生的畸变能会使该曲线右移， 因此整个精轧阶段都会伴随 M（C，N）的析出，精轧阶段前期析出量较少， 而精轧阶段后期和相变过程中会出现 M（C，N） 的大量析出， 这些弥散的析出物的存在可以作为后续奥氏体向铁素体转变的形核点从而促进晶粒的细 化和均匀化。当终轧温度略高于此温度时，因为奥氏体中积累的畸变能可有效促进后续奥氏体向铁素体 转变过程 V（C，N）粒子的界面析出，这些析出在铁素体形核长大的过程中可以起到阻止铁素体晶界迁 移的作用， 从而达到组织均匀细化的目的。 另一方面， 相变后的铁素体晶粒内部存在大量弥散的细小的析出物还可以通过第二相阻碍位错运动提高晶内 强度的方式实现强度的提升。
而 2# 试验钢在 温 度 降 至 1180℃ 开 始 出 现M（C，N）析出，随后 M（C，N）的析出物随温度的降低逐渐增加。 当温度达到 1000℃左右时，即析出物达到第一阶段的稳定平台区后，温度在 820～780℃时 M（C，N）的析出物会有少量的突然增加，随后析出物进入第二阶段的稳定平台区。 考虑到轧制过程中积累的畸变能会使析出曲线右移的情况，2# 试验钢第一阶段的析出均发生在粗轧阶段， 此时析出的粒子可起到细化奥氏体晶粒、 阻止再结晶晶粒长大的作用，而第二阶段的析出发生在精轧阶段的后期， 且析出数量有限， 难以起到促进奥氏体向铁素体转变的促进形核的作用。
1# 试验钢精轧及随后的相变过程恰好在析出物形核温度区间， 弥散的第二相粒子一方面促进了随后的相变过程铁素体形核并阻碍铁素体晶界迁移， 实现均匀组织的作用，另一方面晶内的析出物也能起到提高晶内强度的作用； 而 2# 试验钢粗轧阶段是析出物主要形核阶段，这些析出物可降低和均匀化奥氏体再结晶的晶粒尺寸， 但在精轧及随后的相变过程中，由于析出物数量有限，且新的析出物存在优先附着在原析出物上的趋势，难以起到促进铁素体晶粒进一步均匀细化的作用。 因此，1# 试验钢的性能优于 2# 试验钢，特别是低温冲击性能表现更为明显。
结论
（1） 含V 试验钢和含 Nb 试验钢的拉伸性能均满足 GB/T1591 对 Q390 的要求， 适当降低含 V 试验钢的终轧温度有利于提高钢板的屈服强度。
含 V 试验钢的低温冲击性能更好，-40℃ 冲击功可稳定在 150 J 以上。
含 V 钢的析出区间恰好在精轧和后续的相变阶段， 这些析出物一方面可促进相变过程中形核，另一方面可阻碍铁素体晶粒的异常长大，使基体组织均匀细化； 含 Nb 钢的析出区间主要在粗轧阶段，其作用主要是细化奥氏体再结晶晶粒，对相变后的组织影响有限。
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