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微合金元素在中厚板生產中得到大量應用，通過鋼中微合金元素的加入使得組織得到細化，性能得到明顯提升。 但微合金鋼對加熱和軋制工藝要求較為嚴格， 加熱溫度和軋制制度的變更可能導致組織和性能的較大差異。 近年來， 鋼鐵行業特別是中厚板企業出現了大量的工藝創新，一方面提高了企業效益，另一方面也對傳統工藝的適用性提出了挑戰[4-6]。 本文的目的是通過對含 Nb 或 V 低合金高強度鋼板Q390進行組織和性能的對比研究， 探索新工藝條件下 Nb、V 微合金元素對低合金鋼板組織性能的影響。
1、試驗
1.1、試驗材料
試驗材料選用厚度 260mm 連鑄坯， 煉鋼過程為：高爐鐵水邛鐵水預處理邛轉爐冶煉邛LF 爐冶煉邛RH 爐真空脫氣邛連鑄。 為對比 Nb 和 V 微合金元素的作用，分別冶煉兩爐試驗鋼，其中 1# 為含 V 試驗鋼，2# 為含 Nb 試驗鋼，化學成分見表 1。
1.2、試驗鋼軋制工藝
將 1# 和 2# 試驗鋼均軋制成厚度 14 mm 的成品鋼板。為保證微合金元素充分固溶，加熱溫度要求≥1180℃，采用兩階段控軋，粗軋開軋溫度≥1030℃，終軋溫度≥980℃，粗軋階段壓縮比≥3，道次大壓下率≥23%， 中間坯厚度 70 mm， 精軋開軋溫度 900～920℃，終軋溫度 800～810℃，返紅溫度 680～710℃。 試驗鋼的軋制工藝見表 2。
1.3性能要求
GB/T1591-2018《低合金高強度鋼》對 Q390 鋼板力學性能的要求見表 3。
2、試驗結果和分析
2.1、拉伸性能
對試驗鋼進行拉伸性能檢驗，結果見表 4。 從表4 可以看出，1# 和 2# 試驗鋼拉伸性能良好， 均滿足GB/T1591對Q390 的要求，其中1# 試驗鋼屈服強度比2#高30MPa，抗拉強度低17MPa。
2.2、沖擊性能
對試驗鋼進行沖擊性能檢驗，結果見表 5。 從表5 可以看出，1# 試驗鋼的低溫沖擊性能較好，-40℃的沖擊功仍穩定在 150J 以上； 而 2# 試驗鋼的低溫沖擊性能較差， 當試驗溫度降低到-40℃時就已經出現了低值，說明 2# 試驗鋼的韌脆轉變溫度區間就在-20～-40℃。
2.3、組織分析
試驗鋼 1#～2# 的光學顯微組織見圖 1， 試驗鋼的組織均為鐵素體 + 珠光體，其中 1# 試驗鋼的鐵素體和珠光體的晶粒更為細小，根據 GB/T13299《鋼的顯微組織評定方法》標準判定 1# 試驗鋼的晶粒度為10.5～11 級，2# 試驗鋼的晶粒度為 10～10.5 級。 根據霍爾佩奇公式，更細的晶粒也就意味更高的強度， 同時晶粒越細沖擊性能也就越好。
1# 與 2# 試驗鋼相比較，抗拉強度接近，而屈服強度和低溫沖擊功更高， 這說明除了平均晶粒尺寸影響外，可能還存在其他影響因素，如晶粒尺寸的均勻性。 通過 Image Pro Plus 軟件分別對鋼的晶粒尺寸進行統計分析時發現 1# 和 2# 試驗鋼的晶粒尺寸分布也存在明顯差異，分析結果見圖 2。 從圖 2 可以看出，1# 試驗鋼的平均晶粒尺寸基本分布在 2 ～12 μm， 晶粒尺寸分布較為集中；2# 試驗鋼的平均晶粒尺寸分布在 2～20 μm，晶粒尺寸較為分散。
2.4、析出物分析
通過場發射電鏡對 1# 和 2# 試驗鋼的晶粒內部的析出物進行觀察，結果見圖 3。從圖 3 可以看出，1# 試驗鋼的晶粒內部有少量的矩形 TiN 析出物，尺寸在 100～140nm，部分TiN 析出物上可以觀察到30～50 nm的不規則形狀，另外還可以觀察到呈線狀排列的大量細小的形狀不規則的彌散析出物，尺寸 20～40 nm。 研究表明[6]：在奧氏體向鐵素體相變的過程中， 會在奧氏體和鐵素體界面上產大量彌散的 VC 的納米析出，析出物呈線狀排列，并且畸變能的增加可有效促進 VC 的析出。 根據 1# 鋼晶粒內部的析出物的尺寸可以判斷這些彌散的析出物是在精軋階段之后的相變過程中產生的，與文獻[6]中析出類型和方式及其相似。 這些彌散的析出物一方面會阻礙位錯的運動從而提高強度， 另一方面在奧氏體和鐵素體界面上的析出物可以成為鐵素體形核的質 點從而促進晶粒尺寸的細化。 2# 試驗鋼的晶粒內部除可以觀察到少量方形 TiN 析出物外， 還有少量100 nm 左右的球形析出物。 從析出物的尺寸來看， 該析出物是在精軋軋制前析出的， 這類析出物可以起到相變過程促進鐵素體形核的作用， 但是由于數量有限，細化晶粒效果有限，也難以起到彌散析出強化的作用。
為進一步分析 1# 和 2# 試驗鋼產生組織及析出物形態差異的原因，采用熱力學軟件 JMat 分別計算試驗鋼的微合金元素（Nb、V、Ti、Al）的析出物與溫度的熱力學平衡關系， 見圖 4。 從圖 4 可以看出，1# 試驗鋼在溫度降至 920℃開始出現 M（C，N）析出， 低于 800℃時會產生大量的 M（C，N）析出，800℃之后主要發生的是 V（C，N）的析出。 同時考慮到軋制產生的畸變能會使該曲線右移， 因此整個精軋階段都會伴隨 M（C，N）的析出，精軋階段前期析出量較少， 而精軋階段后期和相變過程中會出現 M（C，N） 的大量析出， 這些彌散的析出物的存在可以作為后續奧氏體向鐵素體轉變的形核點從而促進晶粒的細 化和均勻化。當終軋溫度略高于此溫度時，因為奧氏體中積累的畸變能可有效促進后續奧氏體向鐵素體 轉變過程 V（C，N）粒子的界面析出，這些析出在鐵素體形核長大的過程中可以起到阻止鐵素體晶界遷 移的作用， 從而達到組織均勻細化的目的。 另一方面， 相變后的鐵素體晶粒內部存在大量彌散的細小的析出物還可以通過第二相阻礙位錯運動提高晶內 強度的方式實現強度的提升。
而 2# 試驗鋼在 溫 度 降 至 1180℃ 開 始 出 現M（C，N）析出，隨后 M（C，N）的析出物隨溫度的降低逐漸增加。 當溫度達到 1000℃左右時，即析出物達到階段的穩定平臺區后，溫度在 820～780℃時 M（C，N）的析出物會有少量的突然增加，隨后析出物進入第二階段的穩定平臺區。 考慮到軋制過程中積累的畸變能會使析出曲線右移的情況，2# 試驗鋼階段的析出均發生在粗軋階段， 此時析出的粒子可起到細化奧氏體晶粒、 阻止再結晶晶粒長大的作用，而第二階段的析出發生在精軋階段的后期， 且析出數量有限， 難以起到促進奧氏體向鐵素體轉變的促進形核的作用。
1# 試驗鋼精軋及隨后的相變過程恰好在析出物形核溫度區間， 彌散的第二相粒子一方面促進了隨后的相變過程鐵素體形核并阻礙鐵素體晶界遷移， 實現均勻組織的作用，另一方面晶內的析出物也能起到提高晶內強度的作用； 而 2# 試驗鋼粗軋階段是析出物主要形核階段，這些析出物可降低和均勻化奧氏體再結晶的晶粒尺寸， 但在精軋及隨后的相變過程中，由于析出物數量有限，且新的析出物存在優先附著在原析出物上的趨勢，難以起到促進鐵素體晶粒進一步均勻細化的作用。 因此，1# 試驗鋼的性能優于 2# 試驗鋼，特別是低溫沖擊性能表現更為明顯。
結論
（1） 含V 試驗鋼和含 Nb 試驗鋼的拉伸性能均滿足 GB/T1591 對 Q390 的要求， 適當降低含 V 試驗鋼的終軋溫度有利于提高鋼板的屈服強度。
含 V 試驗鋼的低溫沖擊性能更好，-40℃ 沖擊功可穩定在 150 J 以上。
含 V 鋼的析出區間恰好在精軋和后續的相變階段， 這些析出物一方面可促進相變過程中形核，另一方面可阻礙鐵素體晶粒的異常長大，使基體組織均勻細化； 含 Nb 鋼的析出區間主要在粗軋階段，其作用主要是細化奧氏體再結晶晶粒，對相變后的組織影響有限。
高強卷板 Q390D 9.75 1500 145.6 噸 安陽 安鋼
高強卷板 Q390D 9.5 1500 29.06 噸 安陽 安鋼
高強卷板 Q390D 7.75 1500 39.78 噸 安陽 安鋼
高強卷板 Q390D 7.5 1500 17.81 噸 安陽 安鋼
高強卷板 Q390D 5.75 1500 37.98 噸 安陽 安鋼
高強卷板 Q390D 5.75 1250 17.51 噸 安陽 安鋼
高強卷板 Q390D 5.5 1500 27.01 噸 安陽 安鋼
高強卷板 Q390D 5 1500 16.2 噸 安陽 安鋼
高強卷板 Q390D 4.75 1500 58.15 噸 安陽 安鋼
高強卷板 Q390D 4.75 1250 32.66 噸 安陽 安鋼
高強卷板 Q390D 4.5 1500 24.45 噸 安陽 安鋼
高強卷板 Q390D 4 1500 28.92 噸 安陽 安鋼
高強卷板 Q390D 4 1250 36.64 噸 安陽 安鋼
高強卷板 Q390D 3.75 1500 23.24 噸 安陽 安鋼
高強卷板 Q390D 3.75 1250 21.56 噸 安陽 安鋼
高強卷板 Q390D 3.5 1500 45.56 噸 安陽 安鋼
高強卷板 Q390D 3 1500 57.82 噸 安陽 安鋼
高強卷板 Q390D 3 1250 21.36 噸 安陽 安鋼
