孟靜　常帥　陳嘉宇 關(guān)建輝

關(guān)鍵詞：微合金鋼；力學(xué)性能；細(xì)晶強(qiáng)化；析出強(qiáng)化；沖擊韌性

0 前言

隨著全球面臨的能源和環(huán)境問(wèn)題日益嚴(yán)峻，一方面，用戶迫切要求采用更高強(qiáng)度等級(jí)鋼材替代低強(qiáng)度鋼材，從而降低鋼件的重量。另一方面，考慮到后續(xù)加工和使用要求，鋼材還需要具備優(yōu)良的韌性以及良好的冷加工成形性能和焊接性能。

微合金化技術(shù)是20世紀(jì)鋼鐵領(lǐng)域一項(xiàng)重要的發(fā)明。目前，微合金鋼以其顯著的優(yōu)勢(shì)取代低強(qiáng)度碳錳鋼，并且已廣泛應(yīng)用于工程機(jī)械、建筑結(jié)構(gòu)、石油管線、橋梁、汽車和輪船制造等行業(yè)。這類鋼通常添加V、Nb、Ti、Mo等一種或幾種合金元素，通過(guò)細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化、相變強(qiáng)化、析出強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化等方式獲得較高的強(qiáng)度和優(yōu)良的使用性能。目前常用的微合金化方式主要有Nb-Ti、Nb-V、V-Ti、Nb-V-Ti， 其中Ti的作用多以固氮、抑制原奧晶粒長(zhǎng)大、改善焊接性能等作用為主。當(dāng)鋼中的Ti含量達(dá)到一定量時(shí)，Ti還具有較強(qiáng)析出強(qiáng)化效果。隨著冶煉技術(shù)的進(jìn)步，Ti在鋼中的添加量也逐步增大。但是，鋼中Ti含量過(guò)高常會(huì)導(dǎo)致鋼的韌性變差，影響其后續(xù)加工及成品服役。如何在提高鋼強(qiáng)度的同時(shí)不損害鋼的韌性，同時(shí)還能使鋼板滿足后續(xù)加工成形和服役要求，是目前亟待解決的問(wèn)題。

Nb在鋼中具有較強(qiáng)的細(xì)晶作用，微量添加便可有效改善鋼的韌性。周景一等認(rèn)為含Nb鋼中彌散分布的Nb（C，N）具有沉淀強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化的作用，在提高汽車鋼力學(xué)性能及耐磨性能等方面具有重要的意義。高石等針對(duì)Nb對(duì)中低碳超級(jí)貝氏體鋼組織與性能的影響開(kāi)展了研究，發(fā)現(xiàn)Nb元素可以促進(jìn)碳化物析出，促進(jìn)貝氏體轉(zhuǎn)變、細(xì)化殘留奧氏體、提高組織均勻性與穩(wěn)定性，是中低碳超級(jí)貝氏體鋼性能提高的主要機(jī)制。

Ti-Nb復(fù)合微合金化被認(rèn)為是滿足鋼的高強(qiáng)、高韌性能要求的有效途徑。楊雪瑩等針對(duì)Ti-Nb復(fù)合微合金化高強(qiáng)度鋼強(qiáng)化機(jī)理進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)鋼基體中的納米級(jí)析出（Nb，Ti）（C，N）粒子有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，是提高材料強(qiáng)度的主要機(jī)制。近年來(lái)，Ti-Nb復(fù)合微合金鋼的應(yīng)用逐漸增多，但相關(guān)報(bào)道卻并不多見(jiàn)，其力學(xué)行為和強(qiáng)韌機(jī)理有待進(jìn)一步研究。本文設(shè)計(jì)了3種不同成分的含Ti微合金鋼，采用不同的軋制工藝在?750 mm熱軋?jiān)囼?yàn)機(jī)組上軋制成鋼板，系統(tǒng)研究合金化成分和軋制工藝對(duì)Ti微合金鋼室溫拉伸性能和沖擊韌性的影響，以改善含Ti鋼的強(qiáng)度和沖擊韌性。

1 試驗(yàn)材料及試驗(yàn)方法

試驗(yàn)鋼采用150 kg真空感應(yīng)爐冶煉，冶煉鋼錠經(jīng)精整后切成尺寸為130 mm×130 mm×100 mm的坯料，按照其化學(xué)成分分別編號(hào)為1號(hào)、2號(hào)、3號(hào)和4號(hào)，其中1號(hào)和2號(hào)為對(duì)照組。

試驗(yàn)鋼化學(xué)成分見(jiàn)表1。1號(hào)試驗(yàn)鋼采用微Ti處理，即添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.020%的Ti； 2號(hào)試驗(yàn)鋼添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.080%的Ti。3號(hào)和4號(hào)試驗(yàn)鋼采用Ti-Nb復(fù)合微合金化，即添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.03%的Nb和0.080% 的Ti。

微合金鋼加熱溫度的設(shè)定與常規(guī)C-Mn鋼不同，加熱過(guò)程應(yīng)保證微合金元素充分固溶，才能在隨后的軋制、冷卻和卷取過(guò)程中析出，發(fā)揮細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化的效果。因此，試驗(yàn)鋼加熱溫度設(shè)定為1 250～1 270 ℃，之后保溫2 h， 然后經(jīng)?750 mm熱軋?jiān)囼?yàn)機(jī)組軋成厚度為10 mm的鋼板。1、2和3號(hào)試驗(yàn)鋼軋制工藝參數(shù)為：開(kāi)軋溫度為1 100 ℃，軋制7道次，終軋溫度為880 ℃，軋后冷卻速度為25 ℃/s， 終冷溫度為620 ℃，冷卻后鋼板置于溫度為620 ℃的加熱爐中保溫1 h后爐冷至室溫，以模擬熱軋卷取過(guò)程。

考慮到軋制工藝對(duì)鋼板性能的影響，4號(hào)試驗(yàn)鋼軋制工藝參數(shù)為：開(kāi)軋溫度為1 050 ℃，軋制7道次，終軋溫度為840 ℃，軋后冷卻速度為25 ℃/s，終冷溫度為560 ℃，冷卻后鋼板置于溫度為560 ℃的加熱爐中保溫1 h后爐冷至室溫。

在試驗(yàn)鋼板上沿其軋制方向切取、制備拉伸試樣，在Model 5582 100 kN拉伸試驗(yàn)機(jī)上按GB/T 228—2010標(biāo)準(zhǔn)測(cè)量其強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率。每個(gè)試驗(yàn)鋼在鋼板長(zhǎng)度方向不同位置取3個(gè)拉伸試樣，檢測(cè)其強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率并求得均值。沿鋼板軋制方向切取并制備沖擊試樣，沖擊試樣尺寸為5 mm×10 mm×55 mm， 測(cè)量試驗(yàn)鋼板在20、0、-20、-40、-60 ℃下的沖擊功。采用ZEISS EVO18型掃描電子顯微鏡觀察沖擊試樣斷口，采用Oxford能譜儀分析斷口形貌，采用ZEISS EVO18型掃描電子顯微鏡配備的Oxford能譜儀分析夾雜物成分。

沿試驗(yàn)鋼板軋制方向取金相試樣，并且采用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液（4%HNO3+96%C2H2OH）腐蝕10 s， 采用ZEISS Axio Imager Z1 m型金相顯微鏡和ZEISS EVO18型掃描電子顯微鏡觀察試驗(yàn)鋼的微觀組織。使用顯微鏡Axio Vision4 grain模塊測(cè)量鋼板的晶粒度及其平均晶粒尺寸。采用掃描電鏡配備的Explorer4 Analyzer型夾雜物分析儀分析1號(hào)和2號(hào)夾雜物。

采用萃取復(fù)型方法，利用碳膜在拋光腐蝕后的3號(hào)和4號(hào)金相樣品表面復(fù)型，使鋼中的析出相附在碳膜上，并采用型號(hào)為JEM-2100F型200 kV場(chǎng)發(fā)射透射電鏡，觀察微合金析出物形貌，采用INCA ENGERGY TEM250型能譜儀器分析析出相成分信息。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 微觀組織和析出物

圖1所示為試驗(yàn)鋼的微觀組織形貌，從圖中可以看出，1～3號(hào)試驗(yàn)鋼組織主要為鐵素體+珠光體，其中1號(hào)和2號(hào)試驗(yàn)鋼晶粒度相當(dāng)，鐵素體主要為等軸狀鐵素體晶粒，利用掃描電鏡可以看出珠光體層的片狀形貌。3號(hào)試驗(yàn)鋼添加了0.03%的Nb，與2號(hào)試驗(yàn)鋼相比，鐵素體基體晶粒尺寸變小，其基體主要為等軸狀鐵素體和少量準(zhǔn)多邊形鐵素體。4號(hào)試驗(yàn)鋼采用較低的軋制溫度和卷取溫度生產(chǎn)，其組織主要為準(zhǔn)多邊形鐵素體，鐵素體晶粒更加細(xì)小。

采用萃取復(fù)型的方法制備3號(hào)和4號(hào)試驗(yàn)鋼薄膜樣品，觀察鋼中的微合金析出物。3號(hào)和4號(hào)試驗(yàn)鋼微合金析出物掃描電鏡形貌如圖2所示，其能譜分析結(jié)果見(jiàn)表2。微合金析出物主要呈粒狀，尺寸約為10～80 nm， 以Nb-Ti復(fù)合析出相為主。4號(hào)試驗(yàn)鋼微合金析出物尺寸和析出量略少于3號(hào)試驗(yàn)鋼，但差別并不明顯。

2.2 力學(xué)行為

2.2.1 拉伸性能

試驗(yàn)鋼的室溫拉伸性能見(jiàn)表3，隨著鋼中微合金元素含量的增多，1～3號(hào)試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度逐漸增大。1號(hào)試驗(yàn)鋼強(qiáng)度最低，其屈服強(qiáng)度為327 MPa， 抗拉強(qiáng)度為418 MPa； 2號(hào)試驗(yàn)鋼強(qiáng)度較1號(hào)試驗(yàn)鋼明顯升高，其屈服強(qiáng)度為615 MPa， 抗拉強(qiáng)度為687 MPa； 3號(hào)試驗(yàn)鋼強(qiáng)度最高，其屈服強(qiáng)度為680 MPa， 抗拉強(qiáng)度為740 MPa。1號(hào)試驗(yàn)鋼Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.020%，Ti在鋼中主要與氮元素結(jié)合，細(xì)化原奧氏體晶粒，對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)很小。2號(hào)試驗(yàn)鋼Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.080%，少部分Ti與鋼中氮結(jié)合形成TiN，細(xì)化原奧氏體晶粒，更多Ti在模擬卷取階段以TiC形式析出，顯著增加鋼的強(qiáng)度。3號(hào)和4號(hào)試驗(yàn)鋼在2號(hào)試驗(yàn)鋼的基礎(chǔ)上添加了0.03%的Nb， 強(qiáng)度進(jìn)一步提升。

4號(hào)與3號(hào)試驗(yàn)鋼相比，其強(qiáng)度略低。這是由于4號(hào)試驗(yàn)鋼終軋溫度為840 ℃，軋制過(guò)程儲(chǔ)存的畸變能促進(jìn)更多的微合金相析出，由于析出溫度較高，析出相尺寸較大，強(qiáng)化作用不明顯；而3號(hào)試驗(yàn)鋼終軋溫度高，微合金相主要在模擬卷取階段析出，析出相尺寸更小，析出強(qiáng)化效果明顯，因此較4號(hào)獲得更高的強(qiáng)度。

2.2.2 沖擊韌性

圖3所示為試驗(yàn)鋼在不同溫度下的沖擊功，沖擊樣品尺寸為5 mm×10 mm×55 mm。隨著試驗(yàn)溫度的降低，試驗(yàn)鋼沖擊功均呈逐漸降低的趨勢(shì)。其中2號(hào)試驗(yàn)鋼沖擊功降低最為明顯，在-40 ℃下的沖擊功降低至20 J以下，發(fā)生脆性斷裂。1號(hào)和3號(hào)試驗(yàn)鋼-20 ℃沖擊功也出現(xiàn)明顯降低，但整體沖擊功均高于2號(hào)試驗(yàn)鋼。4號(hào)試驗(yàn)鋼沖擊功最高，在20、0、-20、-40、-60 ℃下的沖擊功均在100 J以上。

圖4所示為2號(hào)和4號(hào)試驗(yàn)鋼在-40 ℃下的沖擊斷口形貌，4號(hào)試驗(yàn)鋼沖擊斷口有大量的韌窩，為典型韌性斷裂，如圖4（b）所示，而2號(hào)斷口主要表現(xiàn)為脆性解理斷裂形貌。

2號(hào)試驗(yàn)鋼沖擊殘樣中TiN形貌及能譜分析結(jié)果如圖5所示。2號(hào)試驗(yàn)鋼在-40 ℃下沖擊斷口呈解理斷裂形貌，淺磨沖擊斷裂面，并用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液（4%HNO3+96%C2H2OH）腐蝕，金相形貌如圖5（a）所示，在裂紋擴(kuò)展形成的溝槽中有TiN分布，其掃描電鏡形貌如圖5（b）所示，能譜分析結(jié)果見(jiàn)表4。TiN呈立方體型，帶有尖銳棱角，其尺寸為3～20 μm。大尺寸的TiN形成于連續(xù)凝固階段，楊躍標(biāo)等針對(duì)鋼液凝固過(guò)程進(jìn)行計(jì)算，結(jié)果表明，當(dāng)固相率大于57%時(shí)，兩相區(qū)中的Ti、N實(shí)際濃度積會(huì)大于平衡濃度積，于是會(huì)在凝固兩相區(qū)高溫析出TiN。

當(dāng)鋼中N元素含量、凝固條件等一定時(shí)，Ti含量越高，鋼水凝固階段形成的TiN數(shù)量越多，尺寸也越大。采用掃描電鏡配備的Explorer4 Analyzer型夾雜物分析儀對(duì)不同Ti含量的1號(hào)和2號(hào)試驗(yàn)鋼進(jìn)行分析。掃描分析面積為70 mm2，2號(hào)試驗(yàn)鋼中TiN典型形貌如圖6所示，TiN主要為立方形或近似立方形，其夾雜物統(tǒng)計(jì)結(jié)果見(jiàn)表5。由表中可以看出，Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.080%的2號(hào)試驗(yàn)鋼TiN夾雜物數(shù)量和尺寸明顯高于1號(hào)試驗(yàn)鋼。

在常規(guī)鑄坯加熱和軋制過(guò)程中TiN很難消除。TiN屬于鋼中的硬脆相，鋼中存在的TiN破壞了鋼基體的連續(xù)性。在正應(yīng)力及位錯(cuò)塞積力的作用下，容易導(dǎo)致大顆粒TiN夾雜物與基體剝離，從而產(chǎn)生微裂紋。若鋼的晶粒尺寸較大時(shí)，裂紋擴(kuò)展的阻力較小，裂紋容易快速擴(kuò)展從而導(dǎo)致解理斷裂，嚴(yán)重降低鋼的低溫韌性。

2.3 討論

2.3.1 含Ti微合金鋼強(qiáng)化機(jī)理

低碳微合金鋼的強(qiáng)化方式包括固溶強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化和析出強(qiáng)化，其中細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化是主要強(qiáng)化方式。Ti-Nb微合金鋼中細(xì)晶強(qiáng)化分量可以用Hall-Petch公式描述，如式（1）所示。

σg=kyd-1/2（1）

式中：σg為細(xì)晶強(qiáng)化引起的強(qiáng)度增量，MPa； ky為比例系數(shù)，低碳鋼取值為17.4 MPa·mm1/2；d為鐵素體基體平均晶粒尺寸，μm。

實(shí)測(cè)1號(hào)、3號(hào)和4號(hào)試驗(yàn)鋼鐵素體基體平均晶粒尺寸分別為10.9、6.8、3.9 μm， 代入式（1），細(xì)晶強(qiáng)化引起的強(qiáng)度增量分別為166、211、279 MPa。

析出強(qiáng)化機(jī)制可以用Ashby-Orowan模型描述，如式（2）所示。

（2）

式中：σP為沉淀強(qiáng)化分量，MPa； f為析出相體積分?jǐn)?shù)；X為析出相粒徑，μm。

可以看出，析出相體積分?jǐn)?shù)越大、析出相粒徑越細(xì)小，析出強(qiáng)化作用就越好。與1號(hào)試驗(yàn)鋼相比，2號(hào)試驗(yàn)鋼添加了質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.080%的Ti， 強(qiáng)度明顯提高，屈服強(qiáng)度增加了288 MPa， 抗拉強(qiáng)度增加了269 MPa， 具體數(shù)值見(jiàn)表3。可以看出，Ti的析出強(qiáng)化效果十分明顯。文獻(xiàn)曾提出有效Ti概念，有效Ti計(jì)算公式如式（3）所示，分別代入1號(hào)、2號(hào)和3號(hào)試驗(yàn)鋼化學(xué)成分，得到有效Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為：0.000 8%、0.058%、0.056%、0.056%。文獻(xiàn)研究了有效Ti含量對(duì)鋼強(qiáng)度的影響，認(rèn)為0.01%的有效Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)約為44 MPa。

we（[Ti]）=w（Ti）-3.4w（N）-3w（S）（3）

式中：we（[Ti]）為有效Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%；w（Ti）、w（N）和w（S）分別為Ti、N和S的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%。

Ti的化學(xué)性質(zhì)活潑，易在液態(tài)或凝固初期與鋼中N元素結(jié)合形成TiN，起到固氮和細(xì)化原奧氏體晶粒的作用，此時(shí)，微量的Ti對(duì)鋼的強(qiáng)度貢獻(xiàn)不大。隨著鋼中Ti含量的增加，在軋制或卷取階段，鋼中的微合金元素與C、N反應(yīng)，產(chǎn)生細(xì)小彌散的微合金析出物，具有明顯的析出強(qiáng)化效果。

2.3.2 含Ti微合金鋼沖擊韌性的改善

隨著鋼強(qiáng)度的升高，材料的沖擊韌性不斷降低，當(dāng)鋼中存在帶有尖銳棱角的大顆粒TiN夾雜物時(shí)，會(huì)進(jìn)一步降低鋼的低溫韌性。如何改善含Ti鋼的低溫韌性成為制約含Ti鋼應(yīng)用的主要難題。

為改善含Ti鋼的低溫韌性，3號(hào)試驗(yàn)鋼采用Ti-Nb微合金化工藝，在2號(hào)試驗(yàn)鋼成分的基礎(chǔ)上添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.03%的Nb， 微合金元素Nb的加入使3號(hào)試驗(yàn)鋼的低溫韌性得到明顯改善，如圖2所示。為進(jìn)一步提高鋼的韌性，4號(hào)試驗(yàn)鋼采用與3號(hào)試驗(yàn)鋼近似的化學(xué)成分，采用840 ℃低溫終軋和560 ℃低溫卷取工藝生產(chǎn)，鋼的強(qiáng)度雖略有減低，但沖擊韌性明顯改善，在20、0、-20、-40、-60 ℃下的沖擊功均在100 J以上。

4號(hào)試驗(yàn)鋼強(qiáng)度略低于3號(hào)試驗(yàn)鋼，主要與微合金碳氮化物析出引起的沉淀強(qiáng)化效果有關(guān)。首先，4號(hào)試驗(yàn)鋼采用低溫軋制工藝促進(jìn)了變形奧氏體微合金碳氮化物析出，奧氏體中微合金碳氮化物析出可以釘扎奧氏體晶界，但由于奧氏體階段微合金碳氮化物析出溫度較高，析出顆粒尺寸較大，對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)較小。同時(shí)，奧氏體微合金碳氮化物的析出較多會(huì)導(dǎo)致后續(xù)鐵素體中的析出物減少，降低了鐵素體中沉淀析出的強(qiáng)化效果。文獻(xiàn)認(rèn)為軋制溫度的降低有利于奧氏體晶粒的細(xì)化，能夠得到更細(xì)小的鐵素體晶粒，但低溫軋制消耗了更多的微合金元素，使得隨后在鐵素體中析出量減小，從而會(huì)影響沉淀強(qiáng)化效果。其次，為了抑制鐵素體晶粒長(zhǎng)大，4號(hào)試驗(yàn)鋼采用低溫卷取工藝，低溫卷取條件下，微合金元素?cái)U(kuò)散能力相對(duì)減弱，也在一定程度上影響到微合金相的析出量，3號(hào)和4號(hào)試驗(yàn)鋼中微合金碳氮化物析出相分布如圖7所示，3號(hào)試驗(yàn)鋼析出相更多且粒徑較小。以上兩個(gè)方面的原因?qū)е?號(hào)試驗(yàn)鋼沉淀強(qiáng)化效果低于3號(hào)試驗(yàn)鋼，盡管4號(hào)試驗(yàn)鋼較3號(hào)試驗(yàn)鋼晶粒更細(xì)小，但整體上強(qiáng)度仍略低于3號(hào)試驗(yàn)鋼。

4號(hào)試驗(yàn)鋼較3號(hào)試驗(yàn)鋼低溫韌性的改善主要與微合金元素Nb及低溫軋制引起的細(xì)晶效果有關(guān)。首先，Nb的微合金碳氮化物主要在精軋階段析出，文獻(xiàn)的計(jì)算結(jié)果表明，微合金碳氮化物在奧氏體中沉淀析出的PPT曲線呈C曲線形式，形變溫度對(duì)微合金碳氮化物在奧氏體中的沉淀析出行為有顯著影響。非再結(jié)晶溫度以下，軋制變形溫度越低，鋼板的變形抗力越大，被儲(chǔ)存在鋼中的變形能就越多。微合金碳氮化物析出遵循“形核-長(zhǎng)大機(jī)制”，一方面，低溫軋制導(dǎo)致晶格畸變大，可以為微合金碳氮化物析出提供更多的形核質(zhì)點(diǎn)，另一方面，軋制溫度低，微合金碳氮化物析出的過(guò)冷度大，這樣也會(huì)促使更多的形核點(diǎn)生成。綜上，4號(hào)試驗(yàn)鋼低溫軋制促使精軋過(guò)程析出更多的碳氮化物。精軋階段析出Nb的碳氮化物可以有效釘扎位錯(cuò)，從而又使精軋階段積累更多的變形能；其次精軋階段奧氏體基體中析出的彌散碳氮化物可以為后續(xù)冷卻過(guò)程鐵素體形核提供核心。以上兩個(gè)方面的作用都有利于在軋后獲得細(xì)小的鐵素體晶粒。

晶粒細(xì)化是鋼鐵材料中大幅提高韌性的主要方式。晶粒細(xì)化，單位體積內(nèi)晶粒數(shù)目增多，塑性變形可以分散在多個(gè)晶粒內(nèi)進(jìn)行，因而塑性變形均勻，內(nèi)應(yīng)力集中程度小。同時(shí)晶粒細(xì)化、晶界面積增加、裂紋擴(kuò)展所需的阻力增大，擴(kuò)展所需能量增加。因此，為改善低碳Ti微合金鋼的沖擊韌性，可以采用Nb微合金化，同時(shí)配合低溫軋制和低溫卷取工藝細(xì)化晶粒，從而獲得較好的沖擊韌性。

3 結(jié)論

（1）低碳鋼中加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.080%的Ti， 通過(guò)Ti的析出強(qiáng)化，可以顯著提高鋼的強(qiáng)度，但同時(shí)也會(huì)導(dǎo)致鋼的沖擊韌性明顯降低。凝固過(guò)程析出的大顆粒TiN、軋制和冷卻過(guò)程形成粗大的鐵素體晶粒是導(dǎo)致含Ti微合金鋼沖擊韌性惡化的主要因素。

（2）鋼中Ti含量越高，凝固過(guò)程析出的TiN夾雜物越多，顆粒尺寸也越大。

（3）通過(guò)在Ti微合金鋼中加入Nb， 采用Ti-Nb復(fù)合強(qiáng)化，同時(shí)配合840 ℃低溫終軋和560 ℃低溫卷取工藝，可顯著改善含Ti微合金鋼的沖擊韌性，使鋼板獲得高強(qiáng)、高韌的綜合性能。

本文摘編自《中國(guó)冶金》2023年第2期