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通過(guò)TMCP工藝最終獲得微細(xì)的組織，進(jìn)而獲得良好的綜合性能，這是諸多影響因素的最佳集成，不是某個(gè)單一因素造成的，這些影響因素主要有鋼的化學(xué)成分(包括主要合金元素和微合金化元素)、再加熱溫度、軋制工藝參數(shù)（壓下量和終軋溫度）和冷卻參數(shù)（加速冷卻速率和終止冷卻溫度）等。

鋼的化學(xué)成分中主要合金元素對(duì)奧氏體晶粒尺寸的影響是比較復(fù)雜的，它隨鋼的冶煉方法、凝固方法、微量元素、熱軋條件和熱履歷的不同而有較大的差異。但是根據(jù)α/γ的相變特點(diǎn)概括地說(shuō)，可以把合金元素分成兩類：1）降低相變點(diǎn)A_c3的元素C、Mn、Ni、Cr等和碳化物生成元素C、Cr、Mo；2）顯著提高相變點(diǎn)的元素Si。添加降低相變點(diǎn)元素和碳化物生成元素有利于使鋼的奧氏體晶粒尺寸減小，添加提高相變點(diǎn)的元素對(duì)鋼奧氏體晶粒的細(xì)化是不利的。這里應(yīng)特別指出，Si是不形成碳化物的元素，它能大幅度提高相變點(diǎn)A_c1和A_c3，當(dāng)Si含量高于0.2%時(shí)，奧氏體晶粒顯著粗化，如圖1所示。

圖1  Si含量對(duì)奧氏體晶粒度的影響

((900~1000)℃×30min,WQ,1%Cr-0.5%Mo鋼)

鋼的化學(xué)成分中的Nb、V、Ti、Al、Zr等微合金化元素，對(duì)奧氏體晶粒度的影響主要有兩種方式：一種是在奧氏體中析出的M(C,N)對(duì)晶界起釘扎作用；一種是固溶在奧氏體中的溶質(zhì)原子起拖曳作用。從溫度區(qū)間方面看，在高溫區(qū)以固溶拖曳作用為主，在低溫區(qū)則以析出釘扎作用為主。

微合金化元素除通過(guò)形成碳氮化物抑制奧氏體再結(jié)晶外，同時(shí)還能阻礙再結(jié)晶后的晶界移動(dòng)和晶粒長(zhǎng)大，提高再結(jié)晶奧氏體晶粒的粗化溫度，在微合金化元素Nb、Ti、V中，以Ti的作用最顯著。

在鋼坯的再加熱過(guò)程中，加熱溫度是一個(gè)很重要的工藝參數(shù)。加熱溫度的選擇，應(yīng)以加入鋼中的微合金化元素是否能全部或絕大部分溶解到奧氏體中為依據(jù)。如果再加熱溫度過(guò)高，雖然微合金化元素都能溶解，但原始奧氏體晶粒會(huì)過(guò)于粗大，這對(duì)最終的組織細(xì)化不利，可能導(dǎo)致鋼的韌性降低，轉(zhuǎn)變溫度升高，所以對(duì)韌性要求比較高的低合金鋼，如低溫鋼，高韌性低合金結(jié)構(gòu)鋼，要求較高韌性的長(zhǎng)形鋼材等，為提高低溫韌性通常都采用較低的再加熱溫度；如果再加熱溫度過(guò)低，加入鋼中的微合金化元素不能全部固溶到奧氏體中，降低了軋制冷卻后的析出強(qiáng)化效果，沒充分發(fā)揮微合金化元素的作用，如V-Ti-N微合金鋼，加熱溫度從1250℃降至1100℃時(shí)，屈服強(qiáng)度雖降低40MPa，但韌性卻提高了，韌脆轉(zhuǎn)變溫度降低約15℃。根據(jù)實(shí)踐經(jīng)驗(yàn)和理論計(jì)算，含鈮鋼的再加熱溫度應(yīng)不低于1200℃，含釩鋼的再加熱溫度應(yīng)不低于1100℃。

軋制工藝主要有兩種方法：一種是在奧氏體再結(jié)晶區(qū)的再結(jié)晶控制軋制；另一種是在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)控制軋制。還有一種是在奧氏體和鐵素體兩相區(qū)軋制，但應(yīng)用較少。再結(jié)晶控制軋制比較適用于含釩的微合金鋼，最佳的成分是V-Ti-N合金系。奧氏體未再結(jié)晶區(qū)控制軋制比較適用于含鈮的微合金鋼。在奧氏體和鐵素體兩相區(qū)軋制時(shí)，未相變的形變奧氏體被繼續(xù)拉長(zhǎng)，在晶內(nèi)形成形變帶，提高位錯(cuò)密度，促進(jìn)進(jìn)一步形成很細(xì)的等軸鐵素體，先前析出的鐵素體也將產(chǎn)生塑性變形，在晶粒內(nèi)部形成大量的位錯(cuò)及亞結(jié)構(gòu)，提高鋼的綜合性能。目前，采用兩相區(qū)軋制的工藝方法應(yīng)用還比較少。

終軋溫度對(duì)奧氏體的再結(jié)晶有較大影響。鋼的奧氏體再結(jié)晶區(qū)溫度通常不低于950℃，因此，再結(jié)晶控制軋制一般在950℃以上的溫度下進(jìn)行。當(dāng)終軋溫度低于950℃時(shí)，奧氏體就不能完全再結(jié)晶，有試驗(yàn)結(jié)果表明，當(dāng)終軋溫度為905℃時(shí)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)可達(dá)50%，終軋溫度為875℃時(shí)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)只有20%。在熱軋條件下，V-Ti-N系微合金鋼通過(guò)900~1000℃的再結(jié)晶控制軋制，可產(chǎn)生明顯的組織細(xì)化。在奧氏體溫度區(qū)軋制時(shí)，通常是終軋溫度越低，晶粒就越細(xì)，強(qiáng)度和韌性都會(huì)提高，如圖2和圖3所示。圖2的結(jié)果表明，終軋溫度是TMCP的一個(gè)重要工藝參數(shù)，它對(duì)材料的強(qiáng)度和韌性都有很大影響，但是由于微合金鋼的成分體系不同，終軋溫度對(duì)微觀組織和力學(xué)性能的影響也不同。在Ti-V(Nb)-N鋼的情況下，當(dāng)終軋溫度接近A_r3時(shí)，鋼的低溫韌性(如50%FATT) 和強(qiáng)度獲得了良好的配合，然而，當(dāng)采用再結(jié)晶控制軋制，終軋溫度為950℃時(shí)，也同樣獲得了良好的強(qiáng)度與韌性的匹配。這表明在Ti-V(Nb)-N微合金鋼的情況下，終軋溫度對(duì)鋼的力學(xué)性能幾乎沒有影響，為提高生產(chǎn)效率和產(chǎn)品的穩(wěn)定性創(chuàng)造了十分有利的條件。Chilton和Roberts對(duì)V-N微合金鋼的研究也獲得了相同的結(jié)果。

圖2  終軋溫度對(duì)Ti-V(Nb)-N鋼力學(xué)性能的影響

a-強(qiáng)度；b-沖擊韌性

Treh-再加熱溫度；ACC-加速冷卻速度；FACT-加速冷卻終止溫度

圖3  終軋溫度(1030℃)到終冷溫度(FCT)的冷卻速率對(duì)Ti-V(Nb)-N鋼組織和性能的影響

a-鐵素體晶粒尺寸；b-屈服強(qiáng)度；c-沖擊韌性

終軋后的冷卻速度和加速冷卻終止溫度對(duì)材料的顯微組織和綜合力學(xué)性能有強(qiáng)烈的影響。

終軋后的冷卻速度越快，使材料通過(guò)相變溫度區(qū)的速度加快，過(guò)冷度增大；終軋后的冷卻速度對(duì)γ→α的相變溫度有顯著影響，冷卻速度越快，導(dǎo)致γ→α的相變溫度降低，鐵素體的形核率提高，鐵素體晶粒的長(zhǎng)大速率降低，使鐵素體晶粒細(xì)化。當(dāng)終軋后的冷卻速度過(guò)快時(shí)，盡管鐵素體晶粒得到了細(xì)化，但鋼的綜合性能不能明顯提高。

在一般情況下，若冷卻速度增大，則過(guò)冷度增加，形核驅(qū)動(dòng)力增大，鐵素體形核率增加，晶粒細(xì)化。但在含釩、鈮、鈦的微合金鋼中，由于有析出M(C,N)的釘扎作用，當(dāng)冷卻速度減小時(shí)，鐵素體晶粒的長(zhǎng)大并不明顯。過(guò)快的冷卻速度會(huì)抑制M(C,N)的析出，使微合金元素在奧氏體中的固溶量增加，奧氏體的穩(wěn)定性增強(qiáng)，促進(jìn)中溫或低溫相變產(chǎn)物（如貝氏體、馬氏體）的形成，冷卻速度對(duì)屈服強(qiáng)度、鐵素體晶粒尺寸、沖擊轉(zhuǎn)變溫度都有顯著影響。

對(duì)成分為0.12% ~0.15% C、0.30% ~0.45% Si、1.30% ~1.55% Mn、0.070% ~0.085%V、0.010% ~0.014%N的V-N微合金化鋼板的研究表明，軋后采用不同的冷卻速度冷卻后，鋼的縱橫向屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、沖擊韌性和斷裂韌性均有不同程度的提高。