除细化铁素体晶粒的作用外，V-N微合金化的另一个主要作用就是显著提高钢的强度，如图1所示，析出强化和晶粒细化强化对屈服强度的贡献是很大的，其中析出强化对屈服强度的贡献率为32%，晶粒细化强化对屈服强度的贡献率为41%，两者之合达73%。通常钢的析出强化能显著提高钢的强度，同时也会使钢的韧性降低。但是，在V-N微合金化钢的情况下，晶粒细化强化作用强于析出强化作用，其结果是，晶粒细化作用抵消了析出强化引起的韧性的降低，这是V-N微合金化技术的可取之处。在同时获得晶粒细化和析出强化的微合金化技术中，采用V-N微合金化是很理想的。

图1  V-N微合金化钢各种强化机制对屈服强度的贡献

通常，高强度低合金钢提高强度的手段，主要利用各种微合金化元素的碳氮化物的析出强化。通过细小弥散的析出粒子与位错的交互作用，造成对位错运动的障碍，显著提高钢的强度。在V-N微合金钢的情况下，强化作用的大小与析出粒子的尺寸、间距和数量密切相关。图2给出了析出物尺寸与位错弯曲的关系。从材料科学的观点看，最重要的是通过析出物增加外力作用下位错运动的阻力，阻力越大屈服强度越高。如图2所示，为获得最好的强化效果，对析出物的尺寸和密度应有严格的要求。如果析出物尺寸小而密度也小，或析出物尺寸过于小，或析出物尺寸大密度小时，均不能获得最佳的强化效果，只有像图2a所示，析出物尺寸小、密度大时，才能获得最大的强化效果。在铌、钒、钛等各种微合金化元素中，为充分发挥微合金化元素的析出强化作用，采用V-N微合金化技术是最佳选择。钒具有最高的溶解度，在较低的加热温度下，钒能全部固溶；VN和VC的溶解度有较大差异，在热形变和随后冷却过程中极易析出细小弥散的VN和富氮的V(C,N)；利用这些细小弥散高密度的析出粒子，增大位错运动阻力，钉扎位错运动，显著提高钢的强度。

图2  析出物的尺寸与位错弯曲的关系

a-析出物尺寸小密度大时，强化作用大；

b-析出物尺寸小密度也小时，强化作用小；

c-析出物尺寸过于小时，强化作用小；

d-析出物尺寸大密度小时，强化作用小

图3给出了20MnSiV钢热轧钢筋的相分析试验结果。由图可以看出，V-N微合金化钢的碳氮化物析出粒子尺寸明显细于钒钢。从析出粒子尺寸的分布看，钒钢小于10nm的粒子质量分数占21.1%，而V-N钢小于10nm的粒子质量分数高达32.2%，V-N钢小于10nm的粒子质量分数明显多于钒钢。通常，析出粒子的平均直径大于10nm时，就不可能产生明显的强化效果，只有小于10nm的粒子才有明显的强化效果，所以，采用V-N微合金化，能产生更多的小于10nm的析出粒子，从而产生更大的强化效果。在利用微合金化技术通过析出强化来提高钢的屈服强度时，采用V-N微合金化容易获得大量细小弥散分布的析出粒子，强化效果很明显，由于这个原因，V-N微合金化技术获得了广泛的应用。

为了获得细晶粒，最重要的是通过相变尽量多形核。为增大形核速度，就必须增加形核密度，增大形核驱动力。在低碳钢和低合金钢中，在γ→α相变时，为细化铁素体晶粒，主要采用图1所示的四种方法：（1）尽量细化相变前母相奥氏体的晶粒；（2）改变相变前母相奥氏体的状态，使处于形变硬化状态的奥氏体产生相变；（3）使奥氏体晶粒内弥散分布适当的析出物和夹杂物；（４）尽量增大冷却速度。由上述的四种方法可以看出，（1）、（2）、（3）都是增加铁素体形核位置的方法，第（４）项尽量增大冷却速度的方法，就是增大过冷度，增大相变时形核驱动力的方法。根据钢中采用的微合金化元素的不同，上述方法的选择和组合也不同。对采用铌、钛微合金化钢来说，选择（2）+（４）组合比较合适；但对采用钒、氮微合金化的钢来说，则选择（1）+（3）+（４）组合比较合适。相对而言，前者更适用于扁平钢材，如中厚钢板，后者更适用于长形钢材，如钢筋、钢棒和角钢等。

图1  通过相变细化铁素体晶粒的四种方法（（1）~（4））

V-N微合金化是利用V和N的一项复合微合金化技术，是发展量大面广微合金化钢的一项具有普遍性的技术，具有其他微合金元素（Nb、Ti）所没有的一些特点。

（1）容易实现奥氏体再结晶细化。在高温奥氏体再结晶区热轧时，钒钢的奥氏体再结晶阻力比较小，容易产生奥氏体的再结晶，随着高温下热轧的反复进行，奥氏体将发生反复的再结晶，可有效破碎原始奥氏体晶粒，使原始奥氏体母相细化，增加单位体积中的晶界总面积。通过这种细化方法可使原始奥氏体晶粒细化到20μm。原始组织的细化对钢的最终性能将产生很重要的影响。

在V-N微合金化钢中，氮对细化原始奥氏体晶粒也有重要作用。图2示出了氮对钒钢奥氏体晶粒尺寸的影响，由图可以看出，氮含量对奥氏体晶粒尺寸有显著影响。随着氮含量的增加，在不同的钒含量下，奥氏体晶粒尺寸都明显减小。

图2  氮对钒钢细化奥氏体晶粒尺寸的影响

（2）氮促进钒的析出及晶内铁素体形核。与铌、钛相比，钒具有更高的溶解度，这表明在较低的温度下钒都能溶解。当钢中的氮含量高于0.010%时，VN可在奥氏体中析出，析出最快温度为860~900℃，这增加了奥氏体母相中弥散分布的析出物和夹杂物（在此条件下为析出物），增加了相变后铁素体的形核位置和形核密度，为细化钢的组织奠定了基础。

利用夹杂物（或析出物）作为额外的铁素体形核位置促进铁素体形成，通常被称为夹杂物冶金学，被认为是继控制轧制和加速冷却工艺之后的一种新型组织细化工艺，引起了广泛的关注。根据错配理论，析出物（夹杂物）对铁素体形核的促进能力取决于析出物（夹杂物）与铁素体之间界面的晶格共格性。对不同析出物（夹杂物）与铁素体之间的界面能及形核驱动力进行了计算，如图3所示，在各种析出物（夹杂物）中，VN和TiN促进铁素体的形核能力最高。VN的晶体结构与铁素体非常接近，可以降低铁素体形核的界面能，促进晶内铁素体（IGF）的形成。VN与铁素体（100）晶面的错配度比较小，也就是说，VN与晶内铁素体（IGF）有良好的共格关系，因此VN对晶内铁素体（IGF）的形成是非常有利的。利用V-N微合金化技术，通过VN在奥氏体和V(C,N)在铁素体中析出，促进晶内铁素体（IGF）的形成，细化铁素体晶粒，在提高强度的同时改善钢的韧性，这种组织细化的新型工艺在很多钢中已获得广泛的应用。在V-N微合金钢中，若同时存在大量细小的MnS和较高的氮含量时，在MnS周围形成贫锰区，可进一步促进VN在MnS上析出，增加晶内铁素体的形核位置，细化钢的组织，提高钢的韧性，易切削非调质钢就是一个典型的实例。

（3）采用加速冷却方法，尽量增大冷却速度。V-N微合金化钢，在再结晶细化原始奥氏体晶粒和VN在奥氏体中析出的基础上，通过热轧后的加速冷却，尽量增大冷却速度，增大过冷度，就可增大相变时的生核驱动力，提高相变后铁素体的生核密度，细化铁素体晶粒。

通过上述介绍，综合采用：（1）奥氏体再结晶细化，细化原始奥氏体晶粒；（2）VN或富氮的 V(C,N)在奥氏体中析出，增加相变过程中和相变后铁素体的生核位置；（3）加速冷却，增大相变时的生核驱动力等方法，V-N微合金化钢同样可获得与铌微合金化钢相同的铁素体晶粒细化水平（约4μm）。通常，为改善钢的焊接性和阻止高温奥氏体晶粒的粗化，V-N微合金化钢通常添加0.01%Ti，优化为 V-Ti-N微合金化钢，利用钢中形成的细小TiN粒子，可有效阻止热轧道次间和轧制后奥氏体晶粒的长大，同时，细小TiN粒子非常稳定，在1350℃的焊接热循环下也不分解和粗化，有效阻止在该温度下奥氏体晶粒的长大，显著改善焊接热影响区（HAZ）韧性，因此，V-Ti-N微合金化不仅细化了钢的铁素体晶粒，而且改善了钢的韧性和焊接性等综合性能。采用再结晶控轧工艺生产的V-N钢和V-Ti-N钢，均可获得与铌微合金化钢相同的铁素体晶粒细化水平。两者相比，V-N微合金化钢还有许多技术优势：V-N微合金化钢加热温度低，终轧温度高，生产效率高，热轧工艺更经济；与铌钢、钛钢相比，钒钢的再结晶终止温度最低，适于高温再结晶控制轧制，通过反复再结晶细化原始奥氏体晶粒；V-N微合金化显著提高了奥氏体→铁素体转变的相变比率，进一步细化了相变后的铁素体晶粒，在相同的奥氏体晶粒尺寸下，V-N微合金化钢的相变细化率远远高于C-Mn钢，这表明即使奥氏体晶粒尺寸相同，最终V-N微合金化钢的铁素体晶粒也要细小得多。