Nb、V、Ti微合金化是目前高強結構鋼最常用的強化方法。相關的研究多集中于單一Nb、V微合金化技術及Nb-Ti復合微合金技術。與Nb、V、Nb-Ti微合金化高強鋼相比，Ti微合金化高強鋼在保證性能要求的情況下具有更低的成本?，F階段單一鈦微合金化的應用比較有限，如何有效使用單一Ti的微合金化成為技術的關鍵[1]。因此，開發鈦微合金化高強鋼的性能控制技術是未來鈦微合金化高強鋼的目標和發展方向。毛新平等[2]對基于薄板坯連鑄連軋流程的單一鈦微合金化技術己經進行較系統全面的研究，但傳統連鑄連軋流程的單一鈦微合金化技術仍有大量方向需要研究。本文針對600 ℃卷取溫度下不同含量Ti微合金鋼的工藝實驗，根據成分、組織對屈服強度進行計算，并對基體上納米尺寸碳化物的析出量進行分析，研究了不同Ti含量在600 ℃卷取溫度下對屈服強度影響的規律。

1. 實驗材料與方法

生產工藝：冶煉→加熱→粗軋、精軋→控制冷卻→保溫緩冷。

根據公式w有效(Ti)=w(Ti)−3.4w(N)−3w(S)，N、S對析出的“有效鈦”影響較大，為了減少N、S元素對析出鈦的影響，應控制目標N質量分數w(N)≤0.006%，S質量分數w(S)≤0.008%。分別熔煉6組不同Ti含量鋼的化學成分，見表1。

表 1實驗原料的化學成分（質量分數，%）

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為保證合金元素的充分熔入，實驗鋼在溫度大于1220 ℃時加熱、出爐，之后進行粗軋及7道次精軋，軋后厚度為2.0 mm，終軋溫度為≥860 ℃。實驗鋼軋后經均勻冷卻至600 ℃，保溫緩冷至室溫后取樣。

2. 實驗結果與討論

2.1 金相組織

在鋼板上1/4處用線切割沿垂直軋制方向取金相試樣，試樣規格為20 mm×20 mm×2.0 mm，利用金相顯微鏡觀察鋼板微觀組織。從圖1可以看出試樣組織全部為鐵素體及少量珠光體且晶粒尺寸越來越細小，晶粒尺寸分別為7.9、6.7、5.6、3.3、2.9和2.9 μm。

圖 1不同試樣金相組織

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2.2 成品帶鋼析出物分析

對實驗鋼的MC相顆粒分布進行統計，如表2所示。鈦含量小于0.035%時，鋼中的Ti主要與氮和硫結合，形成尺寸為幾十到幾百納米的TiN和Ti4C2S2顆粒，隨著Ti含量的增多，多余的鈦將依次從奧氏體中析出、相間析出和鐵素體中析出，形成幾納米到幾十納米不等的TiC。

2.3 屈服強度檢驗與分析

根據細晶強化的Hall-pitch公式擴展進行屈服強度累加計算[3]。

式中，Yi為晶格阻力；ΔYss為固溶強化與C的相變強化增量；ΔYd為位錯強化；ΔYSgs為細晶強化；ΔYSp為沉淀強化。

根據公式(1)計算不同強化機制下的強度。晶格阻力Yi對于低碳鋼取48 MPa。

在一般的稀固溶體中，固溶質的固溶而造成的屈服強度增量可以用式(2)表示：

式中，[M]標示固溶態元素的質量分數，%。

碳在鐵素體中的最大平衡溶解度為0.011%。而在實際非平衡的冷卻條件下，碳的最大溶解度要略大一些。另外鐵素體中的碳含量應該低于實際最大溶解度。基于上述考慮，可粗略地假設鐵素體中的碳質量分數為0.01%，則可與0.04%鈦結合成TiC，此時將無固溶C的強度增量[3]。對于Ti質量分數在0.075%以上，即有效鈦質量分數大于0.04%時，可以認為無C在鐵素中的固溶。根據經驗，C元素質量分數<0.1%時相變強化系數約為5.5 MPa。將化學成分代入公式(2)后計算出固溶強化對屈服強度增量分別為123、123、100、82、81和80 MPa。

表 2成品鋼帶的析出相尺寸分布（析出物尺寸，nm）

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ΔYd位錯強化計算：終軋溫度越低，鋼板厚度越薄，則強化值越大，對于不同厚度的熱軋微合金鋼取20~40 MPa，2.0 mm厚度熱軋板位錯強度取40 MPa。

ΔYSgs細晶強化：根據Hall-pitch公式ΔYSgs=KyD−1/2，低碳鋼K值一般為17.4 MPa·mm1/2。代入晶粒尺寸7.9、6.7、5.6、3.3、2.9和2.9 μm分別計算出細晶強化增量分別為195、212、232、302、325和325 MPa。

ΔYSp沉淀強化計算：ΔYSp=0.538Gbf1/2/（d×ln（d/2b）），G為剪切模量，b為柏氏矢量，f是析出相粒子的體積分數，d為析出粒子的平均直徑?？梢钥闯觯撝形龀鱿喑恋韽娀隽颗c體積分數成正比、與析出物顆粒大小成反比。進而可分別計算出其沉淀強化增量為0、25、80、222、230和250 MPa。

將6個試樣的各強化增量計算的屈服強度的理論計算值與實際測量值輸入表3。

表 3不同Ti含量下實驗鋼屈服強度理論計算值與實測值的對比

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如表3中所示，不同Ti含量試樣的屈服強度計算值與測量值的差值在10 MPa以內，這就說明，600 ℃卷曲溫度下的F+P組織的Ti析出強化鋼，各類強化方式增量是可以直接累積相加的。如圖2所示，隨著Ti含量的提高，屈服強度增量的細晶強化與析出強化比重越來越大。

圖 2屈服強度組合圖

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如圖3所示，Ti含量的增加對屈服強度的增量并非線性。Ti質量分數為0.035%時，屈服強度增量為42 MPa。Ti在0.035%~0.055%之間時，屈服強度提升依然不明顯（53 MPa），主要表現為微量細晶強化與析出強化的增量，固溶強化減少了23 MPa。Ti在0.055%~0.075%時，屈服強度提升明顯，細晶強化與析出強化都顯著提高。Ti質量分數超過0.075%時，屈服強度增加較少。由于“有效鈦”的范圍存在，Ti質量分數大于0.035%時，每增加0.02%，屈服強度理論增量分別為58、193、30和19 MPa。超過0.075%后細晶強化與析出強化效果都在減弱，符合鐵素體中平衡碳Ti結合形成相間彌散而細小的TiC，這類TiC的析出強化效果最好，而多余Ti部分在奧氏體中析出，顆粒尺寸較大，對屈服強度增量較低。在此工藝成分下，屈服強度增量拐點為鈦質量分數0.055%和0.075%，符合實際生產過程中0.055%~0.075%以上的同牌號規格熱軋高強鋼種性能波動極大，波動范圍150 MPa左右。

圖 3不同鈦含量與屈服強度增量關系圖

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3. 結束語

（1）鈦微合金鋼屈服強度的強化主要是Ti的添加引起的細晶強化與析出強化造成的。

（2）Ti質量分數的增加對屈服強度的增量并非線性，0.055%以下對屈服強度增量較少，0.055%~0.075%屈服強度提升明顯，超過0.075%后屈服強度增加較少。

（3）Ti質量分數在0.055%~0.075%時，屈服強度增量最為顯著，高達189 MPa，其中析出強化提升142 MPa，細晶強化提升70 MPa，固溶強化降低23 MPa。