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微合金元素对钢性能的影响【摘要】钒、钛、铌等微合金元素都可以通过细化晶粒和沉淀强化来提高钢的强度，但由于其作用机理及强化强度受到本身特性和工艺条件的影响而不同，且对抑制再结晶的能力表现不同，具体表现为铌>钛>钒。
【关键词】微合金化元素；作用机理；析出；裂纹1.引言微合金元素如钒、钛、铌等，在钢中由于其碳氮化物可以调节形变奥氏体的再结晶行为和阻止晶粒长大，间接起到细化晶粒的作用，并对钢产生沉淀强化，从而提高钢材的强度和韧性，因此在钢材生产中得到了越来越多的应用。
但是，控制不好，AlN和（Nb、Ti、V）的碳氮化物大量在晶界析出，会促使钢的塑性降低，产生表面横裂纹。
因此研究微合金元素在钢材中行为变化及对钢材性能的影响规律，为实际生产中提供一定的理论基础。
2.微合金化元素对钢性能的影响“微合金化”是指这些元素在钢中含量较低，通常低于1%（质量分数）[l]，目前大量使用的是铌、钒、钛等，其特点是能与碳、氮结合成碳化物、氮化物和碳氮化物，这些化合物在高温下溶解，在低温下析出。
其作用表现在：在加热时阻碍原始奥氏体晶粒长大；在轧制过程中抑制再结晶及再结晶后的晶粒长大；在低温时起到强析出强化的作用。
通过合金元素的固溶及其固态反应，影响微结构乃至结构、组织和组分，从而使金属获得要求的性能[2]。
国内外许多学者对微合金元素在钢中的应用做了大量的研究工作，己经基本掌握了微合金元素在钢中的作用规律[3]，如表1所示。
2.1钒2.1.1 钒微合金化理论基础钒在微合金钢中单独加入时主要形成VC、VN和V（N、C），属中间相，其化学式可在VC～V4C3之间变化。
钒在钢中的固溶量随温度的升高而迅速增大，而VC、VN的量则相应下降，但在较低的加热温度下，其碳化物可以完全溶解（至少是绝大部分）到奥氏体中，因此V的利用率高，对沉淀强化的贡献大，成为非调质钢中的主要的和常用的微量添加元素，为钛和铌所不及。
钒的碳化物土要以相间沉淀的形式析出，在α相区内析出量不多，并与α相保持共格关系。
c si mn p cr s ni ti nb cu化学元素对钢性能的影响对钢材起的作用1、碳（C）：钢中含碳量增加，屈服点和抗拉强度升高，但塑性和冲击性降低，当碳量0.23%超过时，钢的焊接性能变坏，因此用于焊接的低合金结构钢，含碳量一般不超过0.20%。
碳量高还会降低钢的耐大气腐蚀能力，在露天料场的高碳钢就易锈蚀；此外，碳能增加钢的冷脆性和时效敏感性。
2、硅（Si）：在炼钢过程中加硅作为还原剂和脱氧剂，所以镇静钢含有0.15－0.30%的硅。
如果钢中含硅量超过0.50-0.60%,硅就算合金元素。
硅能显著提高钢的弹性极限，屈服点和抗拉强度，故广泛用于作弹簧钢。
在调质结构钢中加入1.0－1.2%的硅，强度可提高15－20%。
硅和钼、钨、铬等结合，有提高抗腐蚀性和抗氧化的作用，可制造耐热钢。
含硅1－4%的低碳钢，具有极高的导磁率，用于电器工业做矽钢片。
硅量增加，会降低钢的焊接性能。
3、锰（Mn）：在炼钢过程中，锰是良好的脱氧剂和脱硫剂，一般钢中含锰0.30－0.50%。
在碳素钢中加入0.70%以上时就算“锰钢”，较一般钢量的钢不但有足够的韧性，且有较高的强度和硬度，提高钢的淬性，改善钢的热加工性能，如16Mn钢比A3屈服点高40%。
含锰11－14%的钢有极高的耐磨性，用于挖土机铲斗，球磨机衬板等。
锰量增高，减弱钢的抗腐蚀能力，降低焊接性能。
4、磷（P）：在一般情况下，磷是钢中有害元素，增加钢的冷脆性，使焊接性能变坏，降低塑性，使冷弯性能变坏。
因此通常要求钢中含磷量小于0.045%，优质钢要求更低些。
5、硫（S）：硫在通常情况下也是有害元素。
使钢产生热脆性，降低钢的延展性和韧性，在锻造和轧制时造成裂纹。
硫对焊接性能也不利，降低耐腐蚀性。
所以通常要求硫含量小于0.055%，优质钢要求小于0.040%。
在钢中加入0.08-0.20%的硫，可以改善切削加工性，通常称易切削钢。
6、铬（Cr）：在结构钢和工具钢中，铬能显著提高强度、硬度和耐磨性，但同时降低塑性和韧性。
中碳非调质钢中碳氮化机的平衡相计算与分析严国卫(宁波钢铁有限公司宁波315807)摘要：为预测和控制中碳非调质钢中V的析出物以及优化钢的成分，利用Thermo-calc热力学软件对中碳非调质钢V(C,N)析出温度、析出规律进行了计算,研究了C、N、Mn、V含量变化对V析出规律的影响。
结果表明，基础成分(0.40%C-0.40%Si-1.40%Mn-0.07%V-0.008%N)钢中V(C,N)开始析出温度为1025弋，随着温度的下降,V(C,N)析出量增加，在600弋左右析出完毕。
增加钢中的C、N、V含量将提高自奥氏体中析出V(C,N)相数量及开始析出温度;Mn含量增加将降低V的开始析出温度,抑制其析出，但幅度很小。
关键词：中碳非调质钢;Thermo-calc软件;碳氮化筑;析出0前言合理控制合金元素的沉淀析出已成为现代微合金钢控轧控冷技术继续发展的主要方向之一。
但是由于现有测试技术的限制及钢的化学成分和热加工的复杂性，至今尚不能准确测定各种动态条件下微合金碳氮化物的化学组成及其结构。
Thermo-calc软件系统是基于CALPHAD方法,由瑞典皇家工学院B.Sundman等人编写，包括了欧洲共同体热化学科学组(SG1E)，共同研制的物质和溶液数据库，热力学计算系统和热力学评估系统的大型热力学计算软件。
目前它拥有专用计算钢铁材料相图和热力学性质的数据库(FEDAT、TCFE),可对奥氏体转变、碳化物溶解及析出物种类等钢中相变过程进行模拟，同时还可预测钢中各种元素对相变的影响并据此进行成分优化设计⑴。
一般而言,控制钢中奥氏体分解动力学的主要因素是化学成分和钢的晶粒大小，碳氮化物的弥散程度、数量以及化学稳定性。
未溶碳化物和氮化物有效阻止奥氏体晶粒长大，并由此对溶解合金元素偏析到晶界产生有利条件，结果使晶界自由能的降低阻止了先共析铁素体的形核。
所以，奥氏体的组成,碳氮化物的量及成分在决定钢的成分优化和最优的热处理参数方面都是非常关键的⑵。
《Nb在中碳Cr-Mo-V-Nb调质钢中的组织细化和强韧化作用》篇一一、引言随着现代工业的快速发展，钢铁材料在各种工程应用中扮演着至关重要的角色。
Cr-Mo-V-Nb调质钢作为一种重要的工程结构材料，具有优异的力学性能和良好的加工性能，广泛应用于航空、汽车、机械制造等领域。
其中，铌（Nb）元素的添加对钢的组织细化和强韧化作用尤为显著。
本文将重点探讨Nb在中碳Cr-Mo-V-Nb调质钢中的组织细化和强韧化作用。
二、Nb元素在钢中的作用机制1. 细化晶粒Nb元素在钢中能够与C、N等元素形成稳定的化合物，这些化合物在钢的凝固过程中作为非均质形核的核心，从而有效地细化晶粒。
此外，Nb还能抑制晶界处的元素偏析，进一步促进晶粒的细化。
2. 强化相的形成Nb的加入可以与钢中的其他合金元素形成复杂的金属间化合物，这些化合物具有较高的硬度和强度，能够有效地提高钢的力学性能。
同时，这些化合物还可以作为析出强化相，在钢的回火过程中析出，进一步提高钢的强度和韧性。
三、Nb元素对中碳Cr-Mo-V-Nb调质钢的组织细化作用1. 改善热处理工艺Nb元素的加入可以改善钢的热处理工艺，使钢在热处理过程中晶粒更加均匀、细小。
这主要是因为Nb元素能够降低钢的临界淬火温度，使钢在淬火过程中更容易获得细小的晶粒组织。
2. 促进动态再结晶在热加工过程中，Nb元素可以促进动态再结晶的发生，使钢在热变形过程中晶粒得到进一步细化。
这有利于提高钢的力学性能和加工性能。
四、Nb元素对中碳Cr-Mo-V-Nb调质钢的强韧化作用1. 提高韧性Nb元素的加入可以显著提高钢的韧性。
这主要是因为Nb能够与C、N等元素形成稳定的化合物，减少钢中的夹杂物和微孔洞等缺陷，从而提高钢的韧性。
此外，Nb还能促进钢中析出强化相的形成，进一步提高钢的韧性。
2. 增强强度由于Nb可以与钢中的其他合金元素形成高硬度的金属间化合物，因此能够显著提高钢的强度。
同时，这些化合物在回火过程中析出，进一步增强钢的强度。
C含量对单晶高温合金再结晶的影响SHI Zhen-xue;LIU Shi-zhong;ZHAO Jin-qian【摘要】采用选晶法在真空定向凝固炉中,制备了C含量分别为0.019％、0.048％、0.074％和0.094％的单晶高温合金,合金表面吹沙后分别在1250、1300℃进行真空热处理,研究不同C含量对单晶高温合金再结晶的影响.结果表明:随着合金中C含量升高,碳化物含量增多,其形态由块状转变为骨架状、发达骨架状;随着C含量增加,合金再结晶层深度无明显变化趋势,这表明碳化物对合金再结晶无明显的抑制作用,随着热处理温度升高,再结晶厚层深度明显增加;C对单晶高温合金再结晶抑制作用与形成碳化物的形态和密度有关,在合金表层形成高密度的碳化物,从而对再结晶晶界形成钉扎作用,阻碍晶界的迁移,能够起到抑制再结晶的作用.【期刊名称】《失效分析与预防》【年(卷),期】2019(014)001【总页数】6页(P7-12)【关键词】单晶高温合金;C含量;再结晶【作者】SHI Zhen-xue;LIU Shi-zhong;ZHAO Jin-qian【作者单位】;;【正文语种】中文【中图分类】TG132.3+20 引言镍基单晶高温合金因其优良的综合性能，选为先进航空发动机涡轮叶片的制备材料[1]。
在等轴晶和定向高温合金中，依靠碳化物对晶界进行强化。
最初的单晶合金直接从定向合金发展而来，完全保留了定向合金中的C等晶界强化元素，不能完全固溶而使单晶合金的性能与定向合金相比没有优势；后来的研究发现，全部去除晶界强化元素后单晶合金的性能得以大大提高。
20世纪90年代以来，在单晶合金中又重新添加少量的晶界强化元素以提高其工艺性能[2]。
因此，对C元素在单晶高温合金的作用进行了大量研究。
适量的C能够提高合金纯净度和铸造工艺性能[3-4]，降低合金的显微疏松、减少雀斑[5-7]，增加小角度晶界的强度[8-9]，抑制再结晶晶粒长大[10-13]。
C、Mn、Si、S、P、Cr、Mo这几种元素含量在钢中的作用和对性能的影响-新版.pdfC、Mn、Si、S、P、Cr、Mo这几种元素含量在钢中的作用和对性能的影响1、铬(Cr)铬能增加钢的淬透性并有二次硬化作用。
可提高高碳钢的硬度和耐磨性而不使钢变脆；含量超过12%时。
使钢有良好的高温抗氧化性和耐氧化性介质腐蚀的作用。
还增加钢的热强性，铬为不锈耐酸钢及耐热钢的主要合金元素。
铬能提高碳素钢轧制状态的强度和硬度。
降低伸长率和断面收缩率。
当铬含量超过15%时，强度和硬度将下降，伸长率和断面收缩率则相应地有所提高。
含铬钢的零件经研磨容易获得较高的表面加工质量。
铬在调质结构钢中的主要作用是提高淬透性。
使钢经淬火回火后具有较好的综合力学性能，在渗碳钢中还可以形成含铬的碳化物，从而提高材料表面的耐磨性。
含铬的弹簧钢在热处理时不易脱碳。
铬能提高工具钢的耐磨性、硬度和红硬性。
有良好的回火稳定性。
在电热合金中，铬能提高合金的抗氧化性、电阻和强度。
(1) 对钢的显做组织及热处理的作用A、铬与铁形成连续固溶体，缩小奥氏体相区城。
铬与碳形成多种碳化物，与碳的亲和力大于铁和锰而低于钨、钼等．铬与铁可形成金属间化合物σ相(FeCr)B、铬使珠光体中碳的浓度及奥氏体中碳的极限溶解度减少C、减缓奥氏体的分解速度，显著提高钢的淬透性．但亦增加钢的回火脆性倾向(2)对钢的力学性能的作用A、提高钢的强度和硬度．时加入其他合金元素时，效果较显著B、显著提高钢的脆性转变温度C、在含铬量高的Fe-Cr合金中，若有σ相析出，冲击韧性急剧下降(3)对钢的物理、化学及工艺性能的作用A、提高钢的耐磨性，经研磨，易获得较高的表面光洁度B、降低钢的电导率，降低电阻温度系数C、提高钢的矫顽力和剩余磁感．广泛用于制造永磁钢D、铬促使钢的表面形成钝化膜，当有一定含量的铭时，显著提高钢的耐腐蚀性能（特别是硝酸）。
若有铬的碳化物析出时，使钢的耐腐蚀性能下降E、提高钢的抗氧化性能F、铬钢中易形成树枝状偏析，降低钢的塑性G、由于铬使钢的热导率下降，热加工时要缓慢升温，锻、轧后要缓冷(4)在钢中的应用A、合金结构钢中主要利用铬提高淬透性，并可在渗碳表面形成含铬碳化物以提高耐磨性B、弹簧钢中利用铬和共他合金元素一起提供的综合性能C、轴承钢中主要利用铬的特殊碳化物对耐磨性的贡献及研磨后表面光沽度高的优点D、工具钢和高速钢中主要利用铬提高耐磨性的作用，并具有一定的回火稳定性和韧性E、不锈钢、耐热钢中铬常与锰、氮、镍等联合便用，当需形成奥氏体钢时，稳定铁素体的铬与稳定奥氏体的锰、镍之间须有一定比例，如Cr18Ni9等F、我国铬资源较少．应尽量节省铬的使用2、钼(Mo)钼在钢中能提高淬透性和热强性。
钒氮微合金化钢筋的强化机制1 引言钢筋是我国消耗量最大的钢材品种，为了尽快与国际接轨和节约钢材，中国正在加速建筑用钢的更新换代，HRB400钢筋的应用已成为主流。
采用微合金化技术是世界各国发展高强度钢筋的主要技术路线之一，钢中的微合金化元素均通过形成微合金化碳、氮化物来起作用。
由于钢中氮化物比碳化物具有更高的稳定性，析出相更细小弥散，其强化效果明显提高。
众所周知，钒是有效提高钢筋强度的微合金化元素之一，大量研究表明，氮是含钒钢中十分有效的合金元素，含钒钢中每增加10ppm的氮可提高强度6MPa以上，并且基本上与工艺条件无关。
通过利用廉价的氮元素，可显著提高含钒钢的强化效果，达到节约合金含量，降低生产成本的目的。
为此，北京钢铁研究总院率先在国内展开了钒氮微合金化技术生产高强度钢筋的研究工作，研究结果充分说明了采用钒氮微合金化技术生产高强度钢筋的技术、经济优势，这为发展我国经济型HRB400钢筋开辟了新途径。
本文根据近年来国内外在钒氮微合金化技术方面的研究成果，详细地叙述了钒氮微合金化在钢筋中的强化机制。
2 V(C、N)在奥氏体和铁素体中的析出2.1 V(C、N)在奥氏体中的溶解与析出研究表明，V(C、N)在奥氏体中的溶解度很大，在高温奥氏体中析出量极少，在平衡条件下，特别是在钢中钒、氮含量都较高时，钢中仅有一小部分钒在奥氏体中析出。
因此，在热轧过程中，即终轧温度在1000℃以上时，钒几乎全部固溶于奥氏体中，因此它对奥氏体再结晶不能产生有效的阻碍作用，无法抑制奥氏体晶粒的长大。
2.2 V(C、N)在铁素体中的析出能起有效作用的V(C、N)是在奥氏体—铁素体相变的最后阶段在铁素体中析出的。
在终轧温度高于1000℃时，所有钒都可以在铁素体内沉淀。
V(C、N)可以跟随着奥氏体—铁素体界面的移动在铁素体内随机析出，即普通析出，也可以平行于奥氏体/铁素体界面，以一定间距形成片层状分布的相间析出。
大量研究表明，对于典型结构钢，普通析出产生于较低温度区域，通常低于700℃，而相间析出在较高温度形成。
C 和N 含量对V 微合金非调质钢静态再结晶量的影响辛彬楠1) 刘国权1,2 王安东1)1)北京科技大学材料科学与工程学院,北京100083 2)北京科技大学新金属材料国家重点实验室,北京100083摘 要 使用G leeble 21500热/力模拟机,对四种V-N 微合金非调质钢和一种非V-N 微合金化对比钢进行了静态再结晶实验研究.研究结果表明:当钢中C 质量分数为0133%时,V-N 微合金钢的静态再结晶要比未V-N 微合金化的对比钢有明显滞后,尤以820～880℃温度范围内最为明显,因此钢中V 析出物对道次间再结晶过程影响很大.进一步研究表明,V-N 微合金非调质钢道次间静态再结晶量受C 含量的影响并不呈简单线性关系:在760～880℃温度范围内,道次间静态再结晶量在钢中C 质量分数为0133%时均为极大值,而940℃下所有五种实验钢均完成了静态再结晶;钢中V 析出物对道次间静态再结晶的影响机制相当复杂,与其析出时机关系很大.在此C 含量下且V 和Ti 量均近似相同的V-N 微合金实验钢中,发现当N 质量分数从140×10-6增加到210×10-6时,该温度范围内道次间静态再结晶量下降14%～19%,N 含量增加有明显抑制道次间静态再结晶的作用.关键词 微合金非调质钢;热模拟;静态再结晶;析出分类号 TG11117E ffect of C and N on static recrystallization in vanadium microalloyed non 2quenched/tempered steelsXIN Binnan 1),L IU Guoquan 1,2),W A N G A ndong 1)1)School of Materials Science and Engineering ,University of Science and Technology Beijing ,Beijing 100083,China2)State K ey Laboratory for Advanced Metals and Materials ,University of Science and Technology Beijing ,Beijing 100083,ChinaABSTRACT The G leeble 21500thermal/mechanical simulator was used to study static recrystallization in four non 2quenched/tem 2pered steels with V 2N 2microalloying and one non 2microalloying base steel.The results show that in the V 2N microalloyed steel with 0133%C ,the static recrystallization process was retarded markedly in comparison with that in the non 2microalloying steel with the same C content ,es pecially in the range of 820to 880℃.However ,the relationship between C content and static recrystallization was not linear for the microalloyed steels pared that for the steels with lower or higher C contents ,the inter 2pass static re 2crystallization amounts in the 0133%C steel were always the maximum within the tem perature range of 760to 880℃,though all the five tested steels completed static recrystallization under 940℃.Such results indicated that the effect of V 2containing precipitates on the inter 2pass static recrystallization process was fairly complex and depended on when the precipitation occurs.When the mass frac 2tion of N increased from 140×10-6to 210×10-6and the other compositions were almost the same ,the inter 2pass static recrystalliza 2tion amount decreased by 14%to 19%in the temperature range of 820to 860℃,showing that the increase of N content would re 2strain static recrystallization obviously.KE Y WOR DS microalloying non 2quenched/tempered steel ;thermo 2mechanical simulation ;static recrystallization ;precipitation收稿日期:2006212207 修回日期:2007210231基金项目:国家自然科学基金资助项目(No.50671010;No.50271009);国际钒技术委员会(VANITEC )资助项目作者简介:辛彬楠(1980—),男,硕士研究生;刘国权(1952—),男,教授,博士生导师 控轧控冷是一种能够同时影响钢的塑性、韧性和强度的材料加工方法.通过控轧控冷,可以控制奥氏体的形变与再结晶,有效细化金相组织,控制碳氮化物沉淀析出行为,使钢材的综合力学性能提高,因而获得广泛应用[1].钢材的控轧控冷技术是基于对热变形后的奥氏体相转变进行控制,从而在钢的轧后冷却过程中得第30卷第3期2008年3月北京科技大学学报Journal of U niversity of Science and T echnology B eijingV ol.30N o.3Mar.2008到理想的微观组织.尤其对于热加工钢材,静态再结晶在其加工过程中常常占有很重要的地位.通过钢的静态再结晶可以改变奥氏体的晶粒尺寸,消除形变后材料的残余应力,对于钢材的使用性能有很大的影响[2].微合金非调质钢的热加工过程是一个相当复杂的过程,其中不仅会发生钢的静态再结晶,而且由于合金元素的存在,在热变形的条件下还会发生碳氮化物的形变诱导析出行为.形变诱导析出与静态再结晶之间存在着竞争的机制,析出的碳氮化物具有细化晶粒、沉淀强化的作用[3].正是因为如此,析出物对于钢的静态再结晶也会造成一定程度的影响.本文主要通过对四种V -N 微合金非调质钢及一种无V 对比钢静态再结晶的研究,得出了合金元素V 对于奥氏体静态再结晶的影响规律,以及钢中其他元素与V 元素共同作用的情况下对于静态再结晶的一些影响.1 实验材料本实验所用五种材料均采用50kg 真空感应炉冶炼,1200℃开坯,1000～1100℃锻造处理,实际化学成分如表1所示.表1 实验用钢的化学成分(质量分数)T able 1 Chemical composition of test steels钢号C Si Mn P S V Ti Al N 10133%0142%1154%010087%01008%<01005%01015%≤01005%41×10-620126%0138%1148%010062%01006%01093%01012%≤01005%120×10-630133%0140%1150%010078%01008%01099%01016%≤01005%140×10-640142%0141%1146%010072%01007%01098%010093%≤01005%140×10-650134%0138%1152%010076%01006%01092%01014%≤01005%210×10-6 表1中五种材料,均加工成<8mm ×15mm 的圆柱状试样,使用热/力模拟机G leeble -1500进行等温变形实验.2 实验步骤1#和3#试样,以10℃・s -1升温到1200℃,保温10min 后以617℃・s -1冷却到变形温度820℃,接着以0102s -1的应变速率变形17%,其后保温一定时间(1,30,60,120s ),继续进行小变形5%后立即淬水冷却,记录其应力-应变曲线.图1 热模拟实验工艺方案Fig.1 Thermo 2mechanical simulation schedule对于1#～5#试样,以10℃・s -1升温到1200℃,保温10min 后以617℃・s -1冷却到变形温度(940,880,820,760℃),以0102s -1的应变速率变形17%,其后保温停留120s ,继续进行小变形5%后立即淬火冷却,记录其应力-应变曲线.两组实验的热加工工艺流程图大致如图1所示.3 实验结果与分析为了避免传统方法观测金相试样组织时人为因素的干扰,采用双道次流变应力法[2]确定静态再结晶量:X =(σm -σr )/(σm -σ0)(1)式中,σm 为第1道次结束时应力,σr 为第2道次变形时屈服应力,σ0为第1道次变形时屈服应力.图2为静态再结晶量计算用图.图2 双道次流变应力法确定静态再结晶量Fig.2 Determination method for static recrystallization311 V 2N 微合金化对中碳非调质钢静态再结晶的影响31111 等温时间对静态再结晶量的影响通过计算,对1#和3#钢在820℃时静态再结・542・第3期辛彬楠等:C 和N 含量对V 微合金非调质钢静态再结晶量的影响晶量随时间的变化进行汇总,使用Origin715绘制成图,如图3所示.两炉钢的主要成分差别为V -N 微合金化与否(参见表1).图3 1#和3#钢在820℃停留不同时间的静态再结晶量变化Fig.3 Static recrystallization curves of Steels 1#and 3#held at 820℃for different time由图3可以看出:在820℃下,随等温时间的增长,两种钢的静态再结晶量都有不同程度的增加;而V-N 微合金非调质钢与无V 钢相比,静态再结晶的时间被明显推后.道次间停留1～30s 的时间内,两种钢静态再结晶量的差距不大,在30s 时含V 钢要少4%.在道次间停留60s 时,含V 钢静态再结晶量要比无V 钢的少33%,两种钢静态再结晶量差距达到最大.在道次间停留120s 时,含V 钢静态再结晶量仍然要比无V 钢少19%.分析其原因,在820℃变形时,V-N 微合金非调质钢中已经有大量V 的C 、N 化物析出,析出的第2相粒子阻碍了再结晶的进行,使得总的静态再结晶量减少.31112 保温温度对静态再结晶量的影响图4 1#和3#钢在不同温度下等温120s 的静态再结晶量Fig.4 Static recrystallization curves of Steels 1#and 3#held for 120s at different temperatures图4为1#和3#钢在不同温度下保温120s 的静态再结晶曲线图.当道次间保温时间为120s 时,随温度的升高,两种钢的静态再结晶量都有增加.当变形温度为760℃时,含V 钢静态再结晶量要比无V 钢少8%;随温度上升,差距逐渐变大,当变形温度为880℃时,含V 钢静态再结晶量比无V 钢少35%,两种钢静态再结晶量差距达到最大;当变形温度达到940℃时,两种钢都能发生完全静态再结晶.究其原因,在较低温度下变形时,由于已经有V 的C 、N 化物析出,析出的VN 、V (CN )等第2相粒子对于钢的静态再结晶有阻碍作用,导致静态再结晶不能更充分的进行;当温度逐渐升高时,相对来说V 的C 、N化物析出的量逐渐减少,对静态再结晶的影响作用也相应减小,所以当温度逐渐升高时,含V 钢的静态再结晶量也逐渐增加,到940℃时可以发生完全静态再结晶.据王辅忠等人关于中碳V 微合金钢(0132C-1170Mn -0129Si -适量V -适量N )的实验工作[4],当变形温度达到950℃时,只需10s 便可发生完全静态再结晶,与本实验结果相近.312 V-N 微合金非调质钢中C 、N 元素对静态再结晶的影响31211 C 含量对静态再结晶量的影响同样,将2#～4#钢静态再结晶量随温度变化的情况汇总于图5.这三种钢基本上仅C 含量不同,从2#至4#钢C 含量逐渐增加.图5 2#～4#钢在不同温度下的静态再结晶量变化(道次间保温时间为120s )Fig.5 Static recrystallization curves of Steels 2#-4#at different temperatures (inter 2pass isothermal time :120s )由图5可知,道次间保温时间为120s 时,随温度的升高,2#～4#钢的静态再结晶量均增加.当温度为760℃时,3#钢静态再结晶量达到33%,高出2#钢13%,高出4#钢10%;当温度为820℃时,3#钢静态再结晶量为52%,2#钢只有24%,4#钢为35%;当温度为880℃时,3#钢静态再结晶量为61%,2#钢36%,4#钢45%;当变形温度达到940℃,各钢都可以发生完全静态再结晶.可见,C含量对于V-N 微合金非调质钢静态再结晶量的影响并不是呈简单的递增或递减关系,而是存在一个・642・北 京 科 技 大 学 学 报第30卷极值.由图5可知,3#钢的静态再结晶量在760～940℃这个温度段内一直为最多,其次是4#钢,最少的是2#钢.由此可知,当C 质量分数为0133%时最有利于热变形道次间静态再结晶的发生.分析其原因,当C 质量分数较少,如0126%时,热变形过程中析出的碳氮化物相对较少,且析出物间距较大,对位错运动的阻碍作用较小,对热变形前期的动态回复过程抑制作用较小,从而使得动态回复过程进行得比较充分,因此所余的可以进行静态再结晶的储存能就比较少;当C 质量分数较大,如0143%时,热变形过程中析出的碳氮化物相对较多,钉扎位错和晶界,阻碍了位错和晶界的运动,则会对静态再结晶产生较大阻碍作用,更大程度上抑制了静态再结晶过程.当C 质量分数处于中间位置,如0133%时,已析出的碳氮化物刚好既可以通过抑制动态回复和再结晶过程为静态再结晶保留较多的储存能,已析出物又不会对静态再结晶产生过大阻碍作用,故此时的静态再结晶量达到最大.0133%C 条件下的研究结果与类似钢的已有研究结果[4-6]一致,表明本研究所得结论是可信的.图6 3#和5#钢在不同温度下的静态再结晶量变化(道次间保温时间为120s )Fig.6 Static recrystallization curves of Steels 3#and 5#at different temperatures (inter 2pass isothermal time :120s )31212 N 含量对静态再结晶量的影响图6为3#和5#钢在不同温度下道次间保温120s 时的静态再结晶量随温度的变化关系.经过分析可以看出,当道次间保温时间为120s 时,随温度的增加,两种钢的静态再结晶量都有增加.当变形温度为760℃时,3#钢静态再结晶量为33%,而5#钢为15%(不到3#钢的一半);变形温度为820℃时,3#钢静态再结晶量为52%,5#钢为33%;变形温度为880℃时,3#钢静态再结晶量为61%,5#钢为47%;当变形温度为940℃时都可以发生完全静态再结晶.3#钢和5#钢相比,N 质量分数为210×10-6的5#钢的静态再结晶量在760～940℃这个温度段内都少于N 质量分数为140×10-6的3#钢.极可能是随着N 含量的增加,VN 颗粒更容易析出,复合析出的V (CN )中N 含量也会增加,在较低温度时,先析出的VN 及V (CN )颗粒对于奥氏体的静态再结晶有抑制作用,造成5#钢静态再结晶的滞后.可见,当N 质量分数由140×10-6增加到210×10-6,含V 微合金非调质钢的静态再结晶量有下降的趋势.313 V-N 微合金非调质钢中第2相粒子析出与静态再结晶之间的关系热变形的奥氏体钢中同时存在着两个相互竞争的机制:静态再结晶和等温及形变诱导析出.由于有合金元素的存在,这两种机制相互之间的作用是非常复杂的[7].与普通碳钢相比,在V-N 微合金非调质钢中,存在一个静态再结晶的滞后现象,而这种滞后是与变形温度相关的.为此,使用材料学计算软件MatCalc 对实验用V -N 微合金非调质钢在各个温度下的析出进行了计算,设定等温时间为900s ,所得结果如图7和图8所示.图7 2#～4#钢在不同温度下的析出物密度(保温时间900s )Fig.7 Precipitate density distribution of Steels 2#-4#at different temperatures (isothermal time :900s )由图7可知,在760℃等温900s 后,2#钢的析出密度达到1178×1023m -3,3#钢的析出密度为1148×1023m -3,而4#钢为3133×1023m -3,4#钢的析出密度最大,其次是2#钢和3#钢;当在940℃等温900s 后,2#钢的析出密度为2142×1022m -3,3#钢为1196×1022m -3,4#钢为2192×1022m -3,依然是4#钢析出密度最大,3#钢最小,不过整体的析出密度已经有所下降.在图8中,760℃等温900s后,N 质量分数为140×10-6的3#钢的析出密度为1148×1023m -3,而N 质量分数为210×10-6的5#钢的析出密度为3169×1023m -3,是3#钢析出密度的2倍还多;在940℃等温900s 后,3#钢的析出密・742・第3期辛彬楠等:C 和N 含量对V 微合金非调质钢静态再结晶量的影响图8 3#和5#钢在不同温度下的析出物密度(保温时间900s) Fig.8 Precipitate density distribution of Steels3#and5#at differ2 ent temperatures(isothermal time:900s)度为1196×1022m-3,而5#钢的析出密度为3152×1022m-3,依然高于3#钢的析出密度.图7和图8的一个共同点为:随着温度的降低,析出物密度增大.由以上计算及实验结果可知,在较高温度940℃变形与等温时,V的C、N化物的析出量少,对于等温过程静态再结晶量的影响比较小,因为此温度下大部分V还固溶于奥氏体中,其拖曳效应对于静态再结晶的影响非常小[8],因此2#～5#钢都完成了静态再结晶.而在较低温度740～880℃下变形时,可以看到V-N微合金非调质钢的静态再结晶出现明显的滞后,因为在较低温变形时,变形之前已经有部分V的C、N化物沉淀析出,析出的第2相粒子在变形之前就已经存在于奥氏体基体之中,这些析出物对位错的运动造成了阻碍,也阻碍了奥氏体晶界的运动,对再结晶的动力学因素造成了显著影响,导致了静态再结晶的滞后.4 结论(1)在V-N微合金非调质钢中,静态再结晶量受C含量的影响并不呈简单线性关系,而是存在着静态再结晶量极值:当钢中C质量分数为0133%时,760～880℃温度范围内道次间静态再结晶量随C含量的变化均表现为极大值.表明钢中V析出物对道次间静态再结晶的影响机制相当复杂,与其析出的时机关系很大.(2)当钢中C质量分数为0133%时,在760～880℃温度范围内,V-N微合金非调质钢的静态再结晶要比未V-N微合金化的对比钢有明显滞后, 尤以820～880℃温度范围内最为明显.940℃下则因所有实验钢均可完成静态再结晶,未能观察到V-N微合金化抑制道次间静态再结晶的作用.(3)在C质量分数为0133%且V量和Ti量均近似相同的V-N微合金实验钢中,发现当N质量分数从140×10-6增加到210×10-6时,该温度范围内道次间静态再结晶量下降14%～19%,表明N含量增加有明显抑制道次间静态再结晶的作用.致谢实验研究过程中得到了钢铁研究总院钒氮钢发展中心杨才福教授等和北京科技大学国家重点实验室张艳高级工程师等的关心和帮助,特此衷心感谢.参 考 文 献[1] Ren H P,Wang J J,Wang K,et al.Recrystallization behavior ofun2quenched and tempered steel35MnVN during deformation at high temperature.J M ater Metall,2002,1(2):132(任海鹏,王建军,王凯,等.35MnVN非调质钢高温形变再结晶行为.材料与冶金学报,2002,1(2):132)[2] Serajzadeh S,Taheri A K.An investigation of the silicon role onaustenite recrystallization.M ater Lett,2002,56:984[3] K liber J,Schindler I.Recrystallization/precipitation behaviour inmicroalloyed steels.J M ater Process Technol,1996,60:597 [4] Wang F Z,Liu G Q,Liu S X,et al.Thermal/dynamic simula2tion of static recrystallization of33Mn2V for oil well tubes.Iron Steel,2003,38(12):43(王辅忠,刘国权,刘胜新,等.油井管钢33Mn2V静态再结晶的模拟研究.钢铁,2003,38(12):43)[5] Liu S X.St udy of Microst ruct ure Evol ution i n Medi um 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