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微铌处理钢的物理冶金东涛傅俊岩（CITIC—CBMM微合金化技术中心）摘要：本文简要总结了国内外迄今钢的微铌处理的实践，并丛增强Nb(CN)析出效果、有效的γ-形变再结晶、有限的热变形抗力的增量、改善热卷性能均匀性等四个方面，阐述微铌处理钢生产可发挥的物理冶金内容。提出了微铌处理符合我国国情的发展途径的观点，适应现阶段钢铁业和制造业发展的技术层次和钢材需求。关键词：微铌处理、物理冶金、国情、需求1.前言早期微合金化大量的研究工作，阐明了在普通低碳钢和低合金高强度钢中铌的强韧化效果及其机制，如图1所示，铌与钒、钛的微合金化相比，既能提高钢的强度，又改善了钢的韧性，每增加0.01%Nb约可获得8～14Mpa的强度增量，并使钢的韧—脆性转变温度下降－8～－10℃。后续的研发成果又表明，在较低的加入量（∠0.015%Nb）、尤其是钢中C、N含量较低的情况下，同样显示出铌微合金化对钢的强度和韧性的有利影响。图1微合金化对强度和韧性的贡献比较本文作者在1997年的一篇报告中，曾论述了微铌处理钢的广阔前景，通过说明钢的微铌处理的几个冶金学问题，强调了微铌处理对于改善量大面广Q235、16Mn、20MnS等钢的强韧性水平，提高钢的性能和合格率十分有效。随后的5年中，人们在专注于铌微合金化专业用钢开发的同时，从材料的性能高级化的趋势来看，微铌处理还是值得重视的。每吨钢仅增加17元左右的投入，可以取得显著的经济效益，不失为是一种经济的手段，符合我国国情，适应现阶段钢铁业钢材品种结构调整和制造业产品技术升级对钢材高质量的需求。2.微Nb处理钢中的析出强化钢的微合金化设计原理已概括得十分清楚,在高温再结晶奥氏体区,Nb的作用主要在抑制γ—再结晶,提高再结晶停止温度.在低温非再结晶奥氏体区,Nb的贡献主要在于提高Ar3点,并富化γ→α相变生核.在终轧后加速冷却及卷取过程中Nb的强化效果,则在于Nb(CN)的共格析出及相伴随的位错亚结构,使钢得到进一步强化(见图2).图2Nb、V、Ti共格析出强化效果Nb的强化效果明显大于Ti和V.轧后的强化效果与此时呈固溶状态的Nb的浓度有关.Nb在钢中的C和N含量及其溶解度，遵循溶解度的关系，列于表1和表2。因此不同温度下Nb在钢中的溶解度量取决于钢中C、N含量。新近的研究报告指出，影响终轧后的析出和亚结构强度贡献也与钢中Nb的总含量相关联（见图3），即使∠0.02%Nb的钢中析出及亚结构的强化也在30Mpa左右（见图4和图5）。表1Nb和C溶解温度之间关系Nb(%)C(%)[Nb]×[C]溶解度(℃)0.0470.0500.0400.160.060.150.007520.003000.006001250120011900.0440.0340.0360.110.040.200.004840.001360.007201175116011300.0280.0120.0100.0100.250.040.170.130.008750.000480.001700.001301140110011001050表2Nb和N溶解温度之间关系Nb(%)N(%)[Nb]×[N]溶解度（℃）0.0470.0500.0400.00700.00500.00500.0003290.0002500.0002001250120011900.0440.0340.0360.00400.00500.00300.0001760.0001700.0001081175116011300.0280.0120.0100.0100.00350.00700.00600.00600.0000980.0000840.0000600.0000601140110011001050图3NbC和NbN的溶解度图4不同Nb含量低碳钢的析出和亚结构强化图5Nb含量对屈服强度影响下面，提供一组试验数据（见表3）用以说明不同Nb含量钢的屈服强度水平,0.015%Nb钢屈服强度高于无Nb钢24～45Mpa.表3钢中Nb含量与屈服强度关系Nb含量（%）终轧温度（℃）580℃卷取屈服强度（Mpa）轧后加速冷却固溶Nb（%）580℃×Zh固溶Nb（%）9004500.0350.0250.068204620.0250.0109004480.0250.0120.048204550.0180.0089004250.0100.0050.0158204300.008∠0.0039003650820385003.微Nb处理对抑制奥氏体再结晶的影响Nb对奥氏体再结晶的影响通过两种基本机制，其一是加热时未溶解到奥氏体中的Nb(C、N)及在高温形变过程中析出的Nb(C、N)对再结晶的钉扎作用。但未溶解碳氮化物颗粒度一般在1000Aº以上，高温形变析出的碳氮化物颗粒度往往也在500Aº左右，且数量有限，对再结晶的钉扎力约在44KN/m2，而热轧道次间奥氏体再结晶驱动力在20MN/m2，比晶粒粗化的驱动力大200倍，所以高温析出物阻碍晶粒粗化易，而只有当钉扎力超过再结晶驱动力时，才有可能抑制再结晶的发生。其二是固溶于奥氏体中的溶质Nb原子对再结晶停止温度的影响，图6示出了形变率与形变温度的关系，界定了T95%为完全再结晶温度，T5%为再结晶停止温度。微合金化元素Nb及V、Ti对T5%的影响见图7。微量Nb的影响远比V、Ti显著，溶解量为0.01%Nb和0.02%Nb的奥氏体再结晶停止温度分别为900℃和950℃左右。图6形变率与形变温度关系图7Nb及V、Ti对T5%影响目前，据对Nb钢奥氏体再结晶的研究，绘制出了不同含量的Nb钢“温度—形变率—再结晶”图，见图8。“Nb含量—70%再结晶时间”曲线，见图9。以及“轧制温度—再结晶临界压下率”的关系图，见图10。图8铌钢的温度-变形-再结晶图图9含量—70%再结晶时间曲线图10轧制温度—再结晶临界压下率关系图由上可知，∠0.02%Nb的钢中，对奥氏体再结晶的影响主要是溶质原子对再结晶停止温度的影响，0.02%Nb钢的T5%为940℃，而0.09%Nb钢的T5%可升到1030℃。微铌处理钢的奥氏体再结晶临界压下率比V、Ti高得多。4.微Nb处理钢的形变抗力在钢的热变形过程中，以变形抗力定义为阻止其发生热变形的能力，热机械处理工艺（TMCP）研究特别关注钢的变形抗力，希望在较低的变形抗力实现TMCP。影响钢的变形抗力的诸因素见图11。图11影响变形抗力的因素及相关系钢的变形抗力，不仅与在线组织控制有关，更与轧制能力相联系。随温度变化的形变率与变形抗力的一般关系见图12。Nb及V、Ti添加量对变形抗力的影响见图13。析出Nb的形变抗力要大于固溶Nb的形变抗力，∠0.02%Nb钢的形变抗力仅为C—Mn低合金高强度钢的1.02～1.05倍。图12形变温度对微Nb钢应力－应变曲线的影响图13铌、钒、钛的添加量对变形抗力的影响（ε=0.3%）从轧制道次间的软化度来衡量，钢中添加Nb后大大降低了钢的软化速度，随轧制过程由奥氏体再结晶区温度降至非再结晶区，应变累积效果也随之增大。由于α－相的变形抗力低于同一温度下的γ－相，所以(γ+α)两相区轧制时出现低变形抗力的情况。此外，如图14所示，通过调整轧制规范，可以降低低温区的变形抗力来适应轧钢装备，以挖掘钢材的内在潜力，提高钢材的综合力学性能。图14采用控轧工艺生产中板时各道次的变形抗力实测值与公式计算值5.微Nb处理钢板带性能均匀性控制板带材的性能及其均匀性,首先取决于钢的化学成分、冶炼和铸坯工艺、以及热轧规范。而现今在线组织和性能控制及性能均匀性的探讨,关注的是轧后冷却控制和带材热卷取的影响。微Nb处理钢的优势在于:(1)微Nb的存在是形变诱导析出和形变诱导相变的必要条件。图15为不同Nb含量钢的奥氏体晶粒尺寸与Aγ3点关系。(2)在轧后间断式控冷或连续式控冷过程中,γ→α转变不同程度被控制,促使细小贝氏体的形成,一部分Nb被强制固溶于基体内,提高钢的强度而不损害韧性。见图16和17。(3)在热卷取过程中,使剩余固溶Nb析出,可以调整钢的强韧性匹配和性能的均匀性。见图18。图15Nb含量对奥氏体晶粒尺寸和Aγ3点关系的影响图16轧后冷却速度对微Nb钢板卷的铁素体晶粒尺寸和强化贡献的影响图17α晶粒尺寸和贝氏体体积百分数与冷却速率的关系图18终轧温度对加2%Nb钢板卷屈服强度和韧脆转变温度影响X70级管线钢的试生产表明,板卷的强度以尾部的强度最高、中部次之、头部最低。而韧性正好相反。通过调整层流冷却制度,以“回火”过程Nb的二次析出强化,使板卷的强韧性分布趋于均匀。主要参考文献:[1]L.Meyer,F.Heisterkamp,W.Mueschenborn:Columbium.titaniumandVanadiuminnormalized,thermornethanicallytreatedandcoldrolledsteels.InproceedingsofaninternationalsymposiumonHSLAsteels,Microalloging75′WashingtonD.C.OctoberP1～3,1975.[2]J.K.Patel,P.J.Evans,B.wilshire:OptimisationsofhotstripmillprocessingconditionsforniobiurHSLAsteels.Inconferencepreprintsofthermomechanicalprocessingofsteels,London,UK,MayP24-26,2000.[3]J.Patel:Microalloyedhotstripmillproductsprocessingandproperties.北京,微合金技术国际研讨会论文集,4.2002.P57-70.[4]H.Sekineet.al:“Effect0fNbor/andVAdditionandtheAmountofExtractedCarbidesontheStrengtheningofHotRolledSteel”TETSa-To-Hogane56(19)0,5,P559-590.[5]B,Williamet.al:NiobiccmStructcreSections.NiobiumProceedingsoftheInternatracedSympsium,1981.[6]N.P.Lyakishev:TheUseofNiobiumBearingFerro-AlloysintheManufactureofstructuralsteelsintheUSSR.同上,P1095.[7]A.J.DeArdo:NewconceptsinthedesignandprocessingofHighperfornancesteels,Microalloyiagˊ95conferenceprocessings,Iornandsteelsociely,1995,P251～261.[8]东涛,曹铁柱:中国Nb微合金化发展方向,北京.微合金化技术国际研讨会论文集8～9,4,2002.P1～10.[9]东涛:我国微铌处理钢前景广阔,北京,铌在钢中的应用国际技术研讨会论文集27～28,3,1997.P202～218.[10]东涛,傅俊岩:X70级管线钢国产化中的韧性问题,北京,中国钢铁年会论文集,冶金出版社,2001年.P519～553.[11]M.Stuart,PascoalP.J.Bodignon:NiobiumMicroallogedsteelProductsTechnologyandMarkets.HSLAsteels2000,30.10～2.11,2000,P34～40.