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除細(xì)化鐵素體晶粒的作用外，V-N微合金化的另一個(gè)主要作用就是顯著提高鋼的強(qiáng)度，如圖1所示，析出強(qiáng)化和晶粒細(xì)化強(qiáng)化對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)是很大的，其中析出強(qiáng)化對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)率為32%，晶粒細(xì)化強(qiáng)化對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)率為41%，兩者之合達(dá)73%。通常鋼的析出強(qiáng)化能顯著提高鋼的強(qiáng)度，同時(shí)也會(huì)使鋼的韌性降低。但是，在V-N微合金化鋼的情況下，晶粒細(xì)化強(qiáng)化作用強(qiáng)于析出強(qiáng)化作用，其結(jié)果是，晶粒細(xì)化作用抵消了析出強(qiáng)化引起的韌性的降低，這是V-N微合金化技術(shù)的可取之處。在同時(shí)獲得晶粒細(xì)化和析出強(qiáng)化的微合金化技術(shù)中，采用V-N微合金化是很理想的。

圖1  V-N微合金化鋼各種強(qiáng)化機(jī)制對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)

通常，高強(qiáng)度低合金鋼提高強(qiáng)度的手段，主要利用各種微合金化元素的碳氮化物的析出強(qiáng)化。通過細(xì)小彌散的析出粒子與位錯(cuò)的交互作用，造成對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙，顯著提高鋼的強(qiáng)度。在V-N微合金鋼的情況下，強(qiáng)化作用的大小與析出粒子的尺寸、間距和數(shù)量密切相關(guān)。圖2給出了析出物尺寸與位錯(cuò)彎曲的關(guān)系。從材料科學(xué)的觀點(diǎn)看，最重要的是通過析出物增加外力作用下位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，阻力越大屈服強(qiáng)度越高。如圖2所示，為獲得最好的強(qiáng)化效果，對(duì)析出物的尺寸和密度應(yīng)有嚴(yán)格的要求。如果析出物尺寸小而密度也小，或析出物尺寸過于小，或析出物尺寸大密度小時(shí)，均不能獲得最佳的強(qiáng)化效果，只有像圖2a所示，析出物尺寸小、密度大時(shí)，才能獲得最大的強(qiáng)化效果。在鈮、釩、鈦等各種微合金化元素中，為充分發(fā)揮微合金化元素的析出強(qiáng)化作用，采用V-N微合金化技術(shù)是最佳選擇。釩具有最高的溶解度，在較低的加熱溫度下，釩能全部固溶；VN和VC的溶解度有較大差異，在熱形變和隨后冷卻過程中極易析出細(xì)小彌散的VN和富氮的V(C,N)；利用這些細(xì)小彌散高密度的析出粒子，增大位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力，釘扎位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，顯著提高鋼的強(qiáng)度。

圖2  析出物的尺寸與位錯(cuò)彎曲的關(guān)系

a-析出物尺寸小密度大時(shí)，強(qiáng)化作用大；

b-析出物尺寸小密度也小時(shí)，強(qiáng)化作用小；

c-析出物尺寸過于小時(shí)，強(qiáng)化作用小；

d-析出物尺寸大密度小時(shí)，強(qiáng)化作用小

圖3給出了20MnSiV鋼熱軋鋼筋的相分析試驗(yàn)結(jié)果。由圖可以看出，V-N微合金化鋼的碳氮化物析出粒子尺寸明顯細(xì)于釩鋼。從析出粒子尺寸的分布看，釩鋼小于10nm的粒子質(zhì)量分?jǐn)?shù)占21.1%，而V-N鋼小于10nm的粒子質(zhì)量分?jǐn)?shù)高達(dá)32.2%，V-N鋼小于10nm的粒子質(zhì)量分?jǐn)?shù)明顯多于釩鋼。通常，析出粒子的平均直徑大于10nm時(shí)，就不可能產(chǎn)生明顯的強(qiáng)化效果，只有小于10nm的粒子才有明顯的強(qiáng)化效果，所以，采用V-N微合金化，能產(chǎn)生更多的小于10nm的析出粒子，從而產(chǎn)生更大的強(qiáng)化效果。在利用微合金化技術(shù)通過析出強(qiáng)化來提高鋼的屈服強(qiáng)度時(shí)，采用V-N微合金化容易獲得大量細(xì)小彌散分布的析出粒子，強(qiáng)化效果很明顯，由于這個(gè)原因，V-N微合金化技術(shù)獲得了廣泛的應(yīng)用。

為了獲得細(xì)晶粒，最重要的是通過相變盡量多形核。為增大形核速度，就必須增加形核密度，增大形核驅(qū)動(dòng)力。在低碳鋼和低合金鋼中，在γ→α相變時(shí)，為細(xì)化鐵素體晶粒，主要采用圖1所示的四種方法：（1）盡量細(xì)化相變前母相奧氏體的晶粒；（2）改變相變前母相奧氏體的狀態(tài)，使處于形變硬化狀態(tài)的奧氏體產(chǎn)生相變；（3）使奧氏體晶粒內(nèi)彌散分布適當(dāng)?shù)奈龀鑫锖蛫A雜物；（４）盡量增大冷卻速度。由上述的四種方法可以看出，（1）、（2）、（3）都是增加鐵素體形核位置的方法，第（４）項(xiàng)盡量增大冷卻速度的方法，就是增大過冷度，增大相變時(shí)形核驅(qū)動(dòng)力的方法。根據(jù)鋼中采用的微合金化元素的不同，上述方法的選擇和組合也不同。對(duì)采用鈮、鈦微合金化鋼來說，選擇（2）+（４）組合比較合適；但對(duì)采用釩、氮微合金化的鋼來說，則選擇（1）+（3）+（４）組合比較合適。相對(duì)而言，前者更適用于扁平鋼材，如中厚鋼板，后者更適用于長(zhǎng)形鋼材，如鋼筋、鋼棒和角鋼等。

圖1  通過相變細(xì)化鐵素體晶粒的四種方法（（1）~（4））

V-N微合金化是利用V和N的一項(xiàng)復(fù)合微合金化技術(shù)，是發(fā)展量大面廣微合金化鋼的一項(xiàng)具有普遍性的技術(shù)，具有其他微合金元素（Nb、Ti）所沒有的一些特點(diǎn)。

（1）容易實(shí)現(xiàn)奧氏體再結(jié)晶細(xì)化。在高溫奧氏體再結(jié)晶區(qū)熱軋時(shí)，釩鋼的奧氏體再結(jié)晶阻力比較小，容易產(chǎn)生奧氏體的再結(jié)晶，隨著高溫下熱軋的反復(fù)進(jìn)行，奧氏體將發(fā)生反復(fù)的再結(jié)晶，可有效破碎原始奧氏體晶粒，使原始奧氏體母相細(xì)化，增加單位體積中的晶界總面積。通過這種細(xì)化方法可使原始奧氏體晶粒細(xì)化到20μm。原始組織的細(xì)化對(duì)鋼的最終性能將產(chǎn)生很重要的影響。

在V-N微合金化鋼中，氮對(duì)細(xì)化原始奧氏體晶粒也有重要作用。圖2示出了氮對(duì)釩鋼奧氏體晶粒尺寸的影響，由圖可以看出，氮含量對(duì)奧氏體晶粒尺寸有顯著影響。隨著氮含量的增加，在不同的釩含量下，奧氏體晶粒尺寸都明顯減小。

圖2  氮對(duì)釩鋼細(xì)化奧氏體晶粒尺寸的影響

（2）氮促進(jìn)釩的析出及晶內(nèi)鐵素體形核。與鈮、鈦相比，釩具有更高的溶解度，這表明在較低的溫度下釩都能溶解。當(dāng)鋼中的氮含量高于0.010%時(shí)，VN可在奧氏體中析出，析出最快溫度為860~900℃，這增加了奧氏體母相中彌散分布的析出物和夾雜物（在此條件下為析出物），增加了相變后鐵素體的形核位置和形核密度，為細(xì)化鋼的組織奠定了基礎(chǔ)。

利用夾雜物（或析出物）作為額外的鐵素體形核位置促進(jìn)鐵素體形成，通常被稱為夾雜物冶金學(xué)，被認(rèn)為是繼控制軋制和加速冷卻工藝之后的一種新型組織細(xì)化工藝，引起了廣泛的關(guān)注。根據(jù)錯(cuò)配理論，析出物（夾雜物）對(duì)鐵素體形核的促進(jìn)能力取決于析出物（夾雜物）與鐵素體之間界面的晶格共格性。對(duì)不同析出物（夾雜物）與鐵素體之間的界面能及形核驅(qū)動(dòng)力進(jìn)行了計(jì)算，如圖3所示，在各種析出物（夾雜物）中，VN和TiN促進(jìn)鐵素體的形核能力最高。VN的晶體結(jié)構(gòu)與鐵素體非常接近，可以降低鐵素體形核的界面能，促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體（IGF）的形成。VN與鐵素體（100）晶面的錯(cuò)配度比較小，也就是說，VN與晶內(nèi)鐵素體（IGF）有良好的共格關(guān)系，因此VN對(duì)晶內(nèi)鐵素體（IGF）的形成是非常有利的。利用V-N微合金化技術(shù)，通過VN在奧氏體和V(C,N)在鐵素體中析出，促進(jìn)晶內(nèi)鐵素體（IGF）的形成，細(xì)化鐵素體晶粒，在提高強(qiáng)度的同時(shí)改善鋼的韌性，這種組織細(xì)化的新型工藝在很多鋼中已獲得廣泛的應(yīng)用。在V-N微合金鋼中，若同時(shí)存在大量細(xì)小的MnS和較高的氮含量時(shí)，在MnS周圍形成貧錳區(qū)，可進(jìn)一步促進(jìn)VN在MnS上析出，增加晶內(nèi)鐵素體的形核位置，細(xì)化鋼的組織，提高鋼的韌性，易切削非調(diào)質(zhì)鋼就是一個(gè)典型的實(shí)例。

（3）采用加速冷卻方法，盡量增大冷卻速度。V-N微合金化鋼，在再結(jié)晶細(xì)化原始奧氏體晶粒和VN在奧氏體中析出的基礎(chǔ)上，通過熱軋后的加速冷卻，盡量增大冷卻速度，增大過冷度，就可增大相變時(shí)的生核驅(qū)動(dòng)力，提高相變后鐵素體的生核密度，細(xì)化鐵素體晶粒。

通過上述介紹，綜合采用：（1）奧氏體再結(jié)晶細(xì)化，細(xì)化原始奧氏體晶粒；（2）VN或富氮的 V(C,N)在奧氏體中析出，增加相變過程中和相變后鐵素體的生核位置；（3）加速冷卻，增大相變時(shí)的生核驅(qū)動(dòng)力等方法，V-N微合金化鋼同樣可獲得與鈮微合金化鋼相同的鐵素體晶粒細(xì)化水平（約4μm）。通常，為改善鋼的焊接性和阻止高溫奧氏體晶粒的粗化，V-N微合金化鋼通常添加0.01%Ti，優(yōu)化為 V-Ti-N微合金化鋼，利用鋼中形成的細(xì)小TiN粒子，可有效阻止熱軋道次間和軋制后奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，同時(shí)，細(xì)小TiN粒子非常穩(wěn)定，在1350℃的焊接熱循環(huán)下也不分解和粗化，有效阻止在該溫度下奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，顯著改善焊接熱影響區(qū)（HAZ）韌性，因此，V-Ti-N微合金化不僅細(xì)化了鋼的鐵素體晶粒，而且改善了鋼的韌性和焊接性等綜合性能。采用再結(jié)晶控軋工藝生產(chǎn)的V-N鋼和V-Ti-N鋼，均可獲得與鈮微合金化鋼相同的鐵素體晶粒細(xì)化水平。兩者相比，V-N微合金化鋼還有許多技術(shù)優(yōu)勢(shì)：V-N微合金化鋼加熱溫度低，終軋溫度高，生產(chǎn)效率高，熱軋工藝更經(jīng)濟(jì)；與鈮鋼、鈦鋼相比，釩鋼的再結(jié)晶終止溫度最低，適于高溫再結(jié)晶控制軋制，通過反復(fù)再結(jié)晶細(xì)化原始奧氏體晶粒；V-N微合金化顯著提高了奧氏體→鐵素體轉(zhuǎn)變的相變比率，進(jìn)一步細(xì)化了相變后的鐵素體晶粒，在相同的奧氏體晶粒尺寸下，V-N微合金化鋼的相變細(xì)化率遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于C-Mn鋼，這表明即使奧氏體晶粒尺寸相同，最終V-N微合金化鋼的鐵素體晶粒也要細(xì)小得多。