釩-氮微合金化在析出強化中的應用
除細化鐵素體晶粒的作用外，V-N微合金化的另一個主要作用就是顯著提高鋼的強度，如圖1所示，析出強化和晶粒細化強化對屈服強度的貢獻是很大的，其中析出強化對屈服強度的貢獻率為32%，晶粒細化強化對屈服強度的貢獻率為41%，兩者之合達73%。通常鋼的析出強化能顯著提高鋼的強度，同時也會使鋼的韌性降低。但是，在V-N微合金化鋼的情況下，晶粒細化強化作用強于析出強化作用，其結果是，晶粒細化作用抵消了析出強化引起的韌性的降低，這是V-N微合金化技術的可取之處。在同時獲得晶粒細化和析出強化的微合金化技術中，采用V-N微合金化是很理想的。
圖1 V-N微合金化鋼各種強化機制對屈服強度的貢獻
通常，高強度低合金鋼提高強度的手段，主要利用各種微合金化元素的碳氮化物的析出強化。通過細小彌散的析出粒子與位錯的交互作用，造成對位錯運動的障礙，顯著提高鋼的強度。在V-N微合金鋼的情況下，強化作用的大小與析出粒子的尺寸、間距和數量密切相關。圖2給出了析出物尺寸與位錯彎曲的關系。從材料科學的觀點看，最重要的是通過析出物增加外力作用下位錯運動的阻力，阻力越大屈服強度越高。如圖2所示，為獲得最好的強化效果，對析出物的尺寸和密度應有嚴格的要求。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，均不能獲得最佳的強化效果，只有像圖2a所示，析出物尺寸小、密度大時，才能獲得最大的強化效果。在鈮、釩、鈦等各種微合金化元素中，為充分發揮微合金化元素的析出強化作用，采用V-N微合金化技術是最佳選擇。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小彌散的VN和富氮的V(C,N)；利用這些細小彌散高密度的析出粒子，增大位錯運動阻力，釘扎位錯運動，顯著提高鋼的強度。
圖2 析出物的尺寸與位錯彎曲的關系
a-析出物尺寸小密度大時，強化作用大；
b-析出物尺寸小密度也小時，強化作用小；
c-析出物尺寸過于小時，強化作用小；
d-析出物尺寸大密度小時，強化作用小
圖3給出了20MnSiV鋼熱軋鋼筋的相分析試驗結果。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于釩鋼。從析出粒子尺寸的分布看，釩鋼小于10nm的粒子質量分數占21.1%，而V-N鋼小于10nm的粒子質量分數高達32.2%，V-N鋼小于10nm的粒子質量分數明顯多于釩鋼。通常，析出粒子的平均直徑大于10nm時，就不可能產生明顯的強化效果，只有小于10nm的粒子才有明顯的強化效果，所以，采用V-N微合金化，能產生更多的小于10nm的析出粒子，從而產生更大的強化效果。在利用微合金化技術通過析出強化來提高鋼的屈服強度時，采用V-N微合金化容易獲得大量細小彌散分布的析出粒子，強化效果很明顯，由于這個原因，V-N微合金化技術獲得了廣泛的應用。
圖3 20MnSiV-N鋼和20MnSiV鋼V(C,N)析出粒子尺寸的分布
a-20MnSiV-N鋼；b-20MnSiV鋼
釩-氮微合金化在組織細化中的應用
為了獲得細晶粒，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，增大形核驅動力。在低碳鋼和低合金鋼中，在γ→α相變時，為細化鐵素體晶粒，主要采用圖1所示的四種方法：（1）盡量細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，使處于形變硬化狀態的奧氏體產生相變；（3）使奧氏體晶粒內彌散分布適當的析出物和夾雜物；（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）項盡量增大冷卻速度的方法，就是增大過冷度，增大相變時形核驅動力的方法。根據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。對采用鈮、鈦微合金化鋼來說，選擇（2）+（４）組合比較合適；但對采用釩、氮微合金化的鋼來說，則選擇（1）+（3）+（４）組合比較合適。相對而言，前者更適用于扁平鋼材，如中厚鋼板，后者更適用于長形鋼材，如鋼筋、鋼棒和角鋼等。
圖1 通過相變細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的一項復合微合金化技術，是發展量大面廣微合金化鋼的一項具有普遍性的技術，具有其他微合金元素（Nb、Ti）所沒有的一些特點。
（1）容易實現奧氏體再結晶細化。在高溫奧氏體再結晶區熱軋時，釩鋼的奧氏體再結晶阻力比較小，容易產生奧氏體的再結晶，隨著高溫下熱軋的反復進行，奧氏體將發生反復的再結晶，可有效破碎原始奧氏體晶粒，使原始奧氏體母相細化，增加單位體積中的晶界總面積。通過這種細化方法可使原始奧氏體晶粒細化到20μm。原始組織的細化對鋼的最終性能將產生很重要的影響。
在V-N微合金化鋼中，氮對細化原始奧氏體晶粒也有重要作用。圖2示出了氮對釩鋼奧氏體晶粒尺寸的影響，由圖可以看出，氮含量對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 氮對釩鋼細化奧氏體晶粒尺寸的影響
（2）氮促進釩的析出及晶內鐵素體形核。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。當鋼中的氮含量高于0.010%時，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，為細化鋼的組織奠定了基礎。
利用夾雜物（或析出物）作為額外的鐵素體形核位置促進鐵素體形成，通常被稱為夾雜物冶金學，被認為是繼控制軋制和加速冷卻工藝之后的一種新型組織細化工藝，引起了廣泛的關注。根據錯配理論，析出物（夾雜物）對鐵素體形核的促進能力取決于析出物（夾雜物）與鐵素體之間界面的晶格共格性。對不同析出物（夾雜物）與鐵素體之間的界面能及形核驅動力進行了計算，如圖3所示，在各種析出物（夾雜物）中，VN和TiN促進鐵素體的形核能力最高。VN的晶體結構與鐵素體非常接近，可以降低鐵素體形核的界面能，促進晶內鐵素體（IGF）的形成。VN與鐵素體（100）晶面的錯配度比較小，也就是說，VN與晶內鐵素體（IGF）有良好的共格關系，因此VN對晶內鐵素體（IGF）的形成是非常有利的。利用V-N微合金化技術，通過VN在奧氏體和V(C,N)在鐵素體中析出，促進晶內鐵素體（IGF）的形成，細化鐵素體晶粒，在提高強度的同時改善鋼的韌性，這種組織細化的新型工藝在很多鋼中已獲得廣泛的應用。在V-N微合金鋼中，若同時存在大量細小的MnS和較高的氮含量時，在MnS周圍形成貧錳區，可進一步促進VN在MnS上析出，增加晶內鐵素體的形核位置，細化鋼的組織，提高鋼的韌性，易切削非調質鋼就是一個典型的實例。
圖3 不同析出物（夾雜物）與鐵素體之間的界面能對形核驅動力的影響
σγx—γ相與析出物（夾雜物）的界面能；
σαx—α相與析出物（夾雜物）的界面能；
（3）采用加速冷卻方法，盡量增大冷卻速度。V-N微合金化鋼，在再結晶細化原始奧氏體晶粒和VN在奧氏體中析出的基礎上，通過熱軋后的加速冷卻，盡量增大冷卻速度，增大過冷度，就可增大相變時的生核驅動力，提高相變后鐵素體的生核密度，細化鐵素體晶粒。
通過上述介紹，綜合采用：（1）奧氏體再結晶細化，細化原始奧氏體晶粒；（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，增大相變時的生核驅動力等方法，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，優化為 V-Ti-N微合金化鋼，利用鋼中形成的細小TiN粒子，可有效阻止熱軋道次間和軋制后奧氏體晶粒的長大，同時，細小TiN粒子非常穩定，在1350℃的焊接熱循環下也不分解和粗化，有效阻止在該溫度下奧氏體晶粒的長大，顯著改善焊接熱影響區（HAZ）韌性，因此，V-Ti-N微合金化不僅細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。采用再結晶控軋工藝生產的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化水平。兩者相比，V-N微合金化鋼還有許多技術優勢：V-N微合金化鋼加熱溫度低，終軋溫度高，生產效率高，熱軋工藝更經濟；與鈮鋼、鈦鋼相比，釩鋼的再結晶終止溫度最低，適于高溫再結晶控制軋制，通過反復再結晶細化原始奧氏體晶粒；V-N微合金化顯著提高了奧氏體→鐵素體轉變的相變比率，進一步細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化率遠遠高于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小得多。
