改变合金钢的显微组织
上接微合金钢的合金元素对本身具有的影响
4.改变合金钢的显微组织
钛、铌，钒等合金碳化物和氮化物随奥氏体化温度升高有一定的溶解量。如Nb( C，N)
在1150℃溶于奥氏体的铌约0．03%，而V(C、N)更易于奥氏体。在轧制加热时，溶于奥氏体
氏体的微合金元素提高了过冷奥氐体的稳定性，降低了发生先共析铁素体和珠光体的温度范围，低温下形成的先共析铁素体和珠光体组织更细小，并使相间沉淀Nb(C，N)和V(C，N)
的粒子更细小。
生产微合金钢时，采用控制轧制和控制冷却工艺，可以使钢的性能得到大大提高，使之
具有高的强度和韧性的配合。其关键就在于微合金元素使钢在转变前时奥氏体中，在热变形
过程中达到了合理的组织状态，在转变后得到更细小的的铁素体晶粒。
美国结构钢和本国的一些结构钢在这个显微组织上还是存在很大的差异，传统的控制轧制是在低于再结晶终止温度时变形。奥氏体在形变道欢时间终了时。实际仍保持加工状态的薄饼形晶粒。随后的控制冷却时，铁素体在奥氏体晶界和晶内、滑移带上多处形核。加入微合金元素是为了在热加工时应变诱导析出，阻碍奥氏体再结晶，升高奥氏体再结晶温度。只有Nb（C、N）是最理想的应变诱导析出相。TiN由于沉淀温度太高．不能成为应变诱导析出相。而VN和VC沉淀的温度太低，不能用来抑制奥氏体再结晶，只能用来作为沉淀强化相。为适应传统的控制轧制工艺，发展了Nb-V复合微合金钢，铌主要用来在高温形变时产生应变诱导析。出相Nb (C，N)，细化奥氏体晶粒；而钒主要用来产生沉淀强化相V(C，N)。
再结晶控制轧制的终轧温度高于再结晶终止温度。首先要容许奥氏体发生再结晶，并抑制热变形后再结晶奥氏体的粗化和避免应变诱导析出。对此有两种微合金化方法。其一是加入微量钛,W(Ti>=0. 010-%～0.020%≥使之在钢液凝后析出稳定弥散的TiN质点。抑制经反复形变再结晶细化的奥氏体晶粒长大，并以V(C．N)作为低温析出的沉淀强化相。由于在高温热变形时几乎没有应变诱导的V（C，N)产生，而在冷却到低温时产生沉淀强化相V(C，N)，由此发展出了再结晶控轧的V-Ti-N。其二是以Nb -Mo复合微合金化，利用未溶的Nb(C，N)质点钉扎晶界作用和钼、铌的晶界偏聚，产生对晶界迁移的拖曳作用，抑制奥氏体再结晶晶粒长大，低温析出弥散的Nb(C，N)产生沉淀强化。
适用于传统控制轧制的X65管线用钢，应用在高纬度严寒地区的石油和天然气输送管线。其成分为：W(C)=0.01%，w(Si)=0.25%，w(Mn)=1.35%，w（Nb）=0.04%，W(V)=0.04%。钢的碳含量为0.32，合金结构钢坯加热温度为1250℃，粗轧的终轧温度为1000℃，第一道次终轧温度为980℃，最终终轧温度为830℃，板带卷取温度为630℃。其力学性能为σ=465MPa，σ=575MPa，δ≥2%，-25℃冲击力129J。我国提供产品规格厚度为6～12mm、宽度1050～1550mm的热轧钢卷。为改善横向冲击韧性，加入稀土元素。
适用于再结晶控轧的钢，有一种V-Ti-N钢为09Mn VTiN，其成分为：W(C)=0.09%，
w(Si) =0.40%，W(Mn)=1.10%,W( V) =O.10%,w(Ti)=0.010%，w(N)=0.010%；其屈服强度属于410MPa级别，用于生产中厚钢板。
具有铁素体-珠光体组织的低合金钢和微合金钢的屈服强度的极限。约440MPa。若要求更高强度和韧性的配合，就需要采用进一步相变强化的方法。主要是适当降低钢的含碳量，以改善韧性，由此造成强度的损失，由加入合金元素，通过轧后形成低碳贝氏体或马氏体的相交强化的方法得到补偿。配合加入微合金元素如铌，以细化晶粒并迸一步提高韧性。
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