摘  要：综合分析了Nb、V、Ti 3种微合金元素在奥氏体和铁素体中的溶解、析出规律以及对再结晶的抑制作用，根据其不同的强化机理，在CSP生产线上采用不同的加热温度、各道次轧制温度和压下量、层流冷却速度与卷取温度制度，获得了最佳的细晶强化和析出强化效果。

关键词：微合金化；CSP；控轧控冷；晶粒细化；析出强化

1  前言

    从20世纪60年代开始发展起来的Nb、V、Ti微合金化技术，以其显著的技术经济优势在世界范围内获得了广泛应用。经过40多年的研究开发，微合金化技术在其合金设计原理、生产工艺与应用等领域得到了巨大的发展和完善。近几年来，各CSP厂为缓解产品结构调整和升级带来的压力，纷纷投入大量资源进行Nb、V、Ti强化机理和控制轧制的研究与应用。广州珠江钢铁有限责任公司也在管线钢和高强耐候钢上进行了微合金化技术的研究和实践。

2  试验

生产设备与工艺流程为：150t电炉冶炼，在钢包炉中分别加入Nb、V、Ti合金，精炼后通过CSP薄板坯连铸机拉出厚60mm板坯，经辊底炉加热、除鳞后进入6机架连轧机轧制，经层流冷却(冷却线长48m)后成卷。试验钢的化学成分见表1，轧制工艺参数见表2。在各成品钢卷尾部切除8m后，剖取横向中心部位的试样进行组织(见图1)和性能(见表3)分析。由图1可见，成品带钢晶粒细小，均匀性好，基本没有混晶等组织。

3   分析与研究

3．1   Nb微合金钢控制轧制机理

    珠钢CSP线6机架连轧机的轧制温度为1000～800℃，对低碳微合金钢可实施再结晶区、部分再结晶区和未再结晶区轧制。Nb微合金钢主要采用未再结晶区控制轧制。在该区，由于奥氏体内部存在大量变形带，铁素体不仅在晶界上形核而且在变形带上形核，析出点状的细小铁素体，而不在变形带析出的铁素体时间较晚且晶粒较粗。为避免得到混晶组织，须尽量避免在部分再结晶区轧制。考虑到现场轧机速度、总变形量、轧制温度等工艺条件，将中间道次空过以避免在部分再结晶区轧制，前2个机架采用高轧制温度、高单道次变形量工艺进行再结晶轧制，末几个道次采用高累积变形量进行未再结晶区轧制。

    (1)未再结晶区控轧。Nb原子的固溶阻塞与拖曳作用以及Nb的碳氮化合物的动态析出，能阻碍形变奥氏体的动态再结晶，扩大Nb微合金钢的未再结晶区域。轧制过程中，因形变诱导作用在奥氏体晶界、形变带及亚晶界上大量析出较小的Nb(C，N)，有效地钉扎在奥氏体晶界阻止晶粒长大，并阻止奥氏体的形变再结晶，形成细小的形变奥氏体，为铁素体相变细化晶粒创造条件。低的轧制温度能促进Nb(C，N)在奥氏体内的析出，阻止奥氏体晶粒长大。随着轧制温度的降低，铁素体晶粒变细，所以在满足轧机能力的前提下，应尽量降低终轧温度，以获得细晶组织。未再结晶区控轧的关键是保证一定的变形量和保证轧制在未再结晶的低温区进行。未再结晶区的轧制处于末机架，因此为保证带钢板形，变形量不能太大；末机架轧制速度快，机架间距小，因此带钢冷却水量必须足够以避免在部分再结晶区轧制，但前面机架又要保证高温下实现奥氏体充分再结晶；为促使Nb(C，N)充分从奥氏体内析出，应采用低的终轧温度。综合考虑这些制约因素，并通过计算Ar₃和再结晶终止温度，将终轧温度定为860℃，F₆机架的变形量不大于25％，累积变形量为70％以上，以获得均匀的变形带和细小的晶粒，并保证带钢板形。

    (2)部分再结晶区控轧。部分再结晶区轧制会使奥氏体沿着变形带进行再结晶，结晶后变成较小的奥氏体晶粒，但在变形带外的晶粒不发生再结晶而保持较大体积，在奥氏体向铁素体转变后，产生晶粒大小不等的混晶组织。为避开部分再结晶区，需空过机架，由于连续空过2个机架的轧制难以实现，故一般空过1个机架，加大机架冷却水，并尽可能采用较低的轧制速度。

(3)再结晶区控轧。Nb能抑制变形奥氏体再结晶而使未再结晶区控制轧制顺利实现，却不利于再结晶区控制轧制，特别是由于CSP连轧机没有明显的粗轧、精轧之分，更没有时间和空间距离，因而使得控制轧制的温度范围不易实现。

板坯的原始铸态组织为表层细晶、内部柱状晶和中心等轴晶，晶粒大小各异，需通过完全再结晶细化和均匀奥氏体晶粒。由于变形速率和变形停留时间无法控制，所以为克服固溶Nb的拖曳作用和粗大晶粒的影响，控轧工艺需采用高温大压下方式，以满足发生动态再结晶所需的最小临界应变值ε_c和应变温度条件，将粗大的原始晶粒完全再结晶，得到均匀、细小的晶粒组织。实际操作中，适当提高加热炉温度，保证开轧温度在1050℃以上，采用尽量小的除鳞水，关闭F，与F2机架间的冷却水，保证前2个道次在较高温度下轧制。同时F₁与F₂机架实施大变形量轧制，保证变形量在45％以上，特别是F₁机架尽量采用较大变形量，为充分再结晶创造条件。另外，尽量提高铸坯入炉温度，避开950℃脆性温度区，并减少Nb(C，N)析出。保证较高的均热温度和足够的均热时间，确保Nb完全溶解。由于CSP线的加热温度受设备限制较大，所以只能采用降低C含量、提高Mn含量的方式来提高Nb的溶解度，为实现轧制时析出均匀、细小的Nb(C，N)作准备，一般采用1160～1180℃或更高的均热温度。

3．2   v微合金钢控制轧制机理

    v微合金钢的强化机理与Nb微合金钢不同：含Nb钢是通过Nb提高再结晶温度进行未再结晶区轧制来获得细小晶粒；含V钢既通过再结晶细化晶粒又通过析出产生沉淀强化。电炉钢用废钢作原料，含氮量达到70×10^-6～100×10^-6，较传统转炉钢含氮量高了l倍，低碳V微合金钢可利用钢中较高的残存氮形成V的碳氮化物，而且不会象含Nb钢一样易使入炉温度落人热脆性温度区中。V在钢中的溶解度高于Nb、Ti，在加热温度为1100～1180℃时几乎完全溶解，因此V微合金钢的加热温度不需太高，以防晶粒长大。再者，Nb、Ti、V 3种元素中，Nb对再结晶的延迟作用最大，V最小，见图2。再加上V的碳化物、氮化物的溶解度比其他微合金元素的高，见图3。因此，热轧时不需要高温和大压下即可实现再结晶。一般采用出炉温度为1100～1140℃，以使微合金化元素充分溶解，又可使轧机不用承受过大负荷，而在此温度下，轧机变形量在50％左右即可充分再结晶。通过在奥氏体区反复轧制，实现多次再结晶来细化奥氏体晶粒。

    由图4所示A8钢未变形奥氏体中VN的PTT曲线可看出，VN析出动力呈“C曲线”特征，析出过程很迟缓，析出最快的温度区间在850～900℃。轧制阶段带钢温度要高于“C曲线”的鼻尖温度区，尽量保证V元素固溶在奥氏体中。在控制轧制工艺上，为保证再结晶的实现，应尽量使单机架的变形量大，但由于CSP板坯较薄，总变形量不大，所以通过空过1个机架来实现单道次变形量不小于20％。前2个机架采用单道次50％左右的高变形量，而后面道次的变形量主要是保证其累积变形量不低于80％。为防止V化合物在轧制阶段析出，采用较含Nb钢稍高的终轧温度，尽量避免过大的冷却水量，轧后进行快速强冷，使析出物细小、弥散。试验中采用的是V-Ti-N钢，由于TiN在很高温度预先析出，降低了奥氏体中N含量，抑制了VN的析出，残留在奥氏体中的V在低温轧制过程中也不会析出，而在铁素体相变时才形成析出相，从而获得了细晶铁素体和细小均匀析出相所带来的双重强化效果。

3．3   Ti微合金钢控制轧制机理

    Ti对再结晶的抑制作用介乎于Nb和V之间，所以对含Ti钢的控制轧制既可采用如含Nb钢所用的未再结晶区控制轧制，将奥氏体晶粒反复轧制拉长为高缺陷密度的扁平状奥氏体，提高奥氏体转变的形核率，进而细化铁素体晶粒，也可如含v钢一样采用再结晶区控制轧制，通过反复再结晶来细化奥氏体晶粒。Ti与Nb相比，阻止再结晶的作用较弱，仅在900℃以下才对再结晶起延迟作用，因此针对CSP流程特点和实际需要，采用了再结晶区控制轧制方式，通过轻微的细晶强化作用和一定的沉定强化作用来提高带钢强度。在低合金钢中加入微量Ti可有效抑制奥氏体晶粒长大，尤其是对高温区奥氏体晶粒长大的抑制作用更为明显；另外，Ti析出可固定自由氮，抑制品粒长大，有利于改善钢材焊接性能。在CSP生产过程中，Ti的析出分4个阶段：连铸和均热时在γ相中静态析出、连轧时形变诱导析出、层流冷却时在相间析出、卷取时在a相中析出。

    根据Ti化合物的生成自由能和固溶度，由于TiN在奥氏体中的固溶度比TiC小近3个数量级，因此Ti首先与钢中的N结合形成TiN，然后Ti与钢中的S结合形成Ti4C2S2，剩余的Ti与C结合形成TiC，在低温时析出起沉淀强化作用。由于TiN的理想配比为3．42，故化合Ti含量为0．24％～0．27％，当Ti含量大于此范围时与C结合形成TiC或Ti(C，N)，不仅能产生明显的沉淀强化作用，而且能阻止晶粒长大，细化晶粒。

    Ti微合金钢的控制轧制工艺首先要防止TiN直接从高温液相析出，因为液析TiN经偏析后会充分生长成尺寸粗大、呈立方形的第2相，无法阻止均热时奥氏体晶粒粗化，不但无法发挥Ti的合金化作用，甚至会影响钢的组织性能。而大量细小的TiN质点在连铸坯均热时能钉扎奥氏体晶界，阻止奥氏体长大。

    Ti的溶质原子有阻碍变形的作用，于是轧制过程中会在奥氏体畸变堆积区储存形变能，当Ti原子析出时进行能量释放，这又会反过来促进析出。变形量的增加不仅使位错密度明显增高，而且形变储存能也升高，导致TiC质点形核密度加大、质点尺寸减小。另外，变形速率的提高会使奥氏体内瞬时蓄积的能量增大，内部势能不平衡程度提高，析出物形核部位增多，变形后析出颗粒临界尺寸变小，因此第2相质点密度增大、尺寸减小。降低终轧温度，虽然可减小相变前的奥氏体晶粒尺寸，使相变后铁素体晶粒细化，但同时也会诱发更多、尺寸较大的Ti(C，N)在高温奥氏体区析出，使低温区析出的Ti(C，N)数量减少，从而降低沉淀强化作用，而且这种沉淀强化作用的减弱对带钢强度的影响有可能会超过晶粒细化对强度的贡献，所以Ti微合金钢的终轧温度一般选择在再结晶温度范围内。

    在实际生产中，采用较薄的连铸坯并加大冷却速度，以减少TiN析出数量，并得到均匀的铸坯组织。在加热炉均热时，要适当控制加热温度和加热时间，减少TiN析出和长大粗化，以保证在低温区析出更多、更小的Ti析出物，一般均热温度为1100℃或稍高。在连轧阶段，采用大变形并加大变形速率，实现反复再结晶以细化奥氏体晶粒。工艺控制上空过1个机架，并在前2个机架的单道次轧制变形量要尽量保证在50％以上，以促使再结晶，后面机架则需保证累积变形量不能过小。同时还应保证较高的轧制温度，防止Ti(C，N)过早析出。由计算可得试验中的Ti微合金钢奥氏体再结晶温度为860℃左右，考虑形变诱导析出作用，将终轧温度控制在900℃。轧后层流冷却使用冷速最快的头部连续冷却方式，并采用析出最佳温度600℃作为卷取温度，促使在层流冷却过程中的相间和卷取过程中的a相内析出数量多且细小的Ti(C，N)，产生最好的强化效果。

4  结论

在EAF—CSP流程中，针对Nb、V、Ti微合金元素对再结晶的抑制作用不同，分别采用不同的控制轧制工艺能很好地细化晶粒，提高强度，改善组织，提高产品级别。Nb对再结晶的抑制作用最大，可扩大再结晶温度与相变温度Ar₃之间的区域，使在未再结晶区轧制成为可能。未再结晶区轧制可拉长奥氏体晶粒并堆积位错，细化铁素体晶粒。V对再结晶的抑制作用最小，相应地宜采用再结晶区控制乳制，通过反复再结晶来细化晶粒并获得析出强化。Ti对再结晶的影响介于Nb和V之间，所以既可采用再结晶区控制轧制，也可采用未再结晶区控制轧制。针对CSP流程的特点，采用了再结晶区轧制，不但细化了晶粒还获得了析出强化。

在控制工艺上，一般通过控制温度制度、冷却速度和模式选取、轧制负荷分配等工艺参数，从铸坯生产、加热炉、连续轧制、层流冷却到卷取区域进行微合金的溶解、析出控制：以获得细化晶粒、析出强化的效果和良好的带钢组织。