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Nb-V微合金钢CCT曲线的测定及分析许文喜杨德伦伍万飞霍俊（马鞍山钢铁有限公司营销中心安徽马鞍山243000）摘要：本文借助Thermo-Calc软件计算平衡条件下Nb-V微合金钢平衡相状态图，并通过热膨胀仪测定Nb-V微合金钢连续冷却转变曲线（CCT曲线），研究实验钢冷却速度的变化对室温显微组织及显微硬度的影响规律。
实验结果表明：当冷速小于0.5℃/s时，实验钢转变产物为“先共析铁素体+珠光体”混合组织；冷速增加到0.5℃/s时，有少量的贝氏体产生，贝氏体开始发生转变；当冷却速度达到4℃/s时，开始发生马氏体转变；随着冷速增加至4.5℃/s时，铁素体和珠光体组织转变基本消失，仅发生贝氏体和马氏体组织转变，且随着冷却速度增加，室温组织主要以马氏体为主；随着冷却速度的增加，实验钢的硬度值呈逐渐升高的趋势。
关键词：Nb-V微合金钢析出相冷却速度膨胀法CCT曲线中图分类号：TG142.1文献标识码：A文章编号：1674-098X(2022)01(c)-0029-05随着科技水平的提高，微合金元素在低合金钢中的强韧化机理研究越来越深入，微合金元素的应用也越来越广泛，合金元素对钢的品种开发具有深刻影响。
合金元素V主要以碳、氮的形式存在于基体和晶界中，能抑制晶粒生长和沉淀强化［1］。
合金元素Nb元素可通过固溶抑制或沉淀机制有效抑制高温奥氏体的再结晶，使含铌钢在轧制时采用控轧控冷工艺能够显著增加材料的机械性能。
要想利用合金元素的特性，充分发挥钢中微合金化元素在材料中的作用，就需要合理进行热处理，控制轧制后的冷却工艺。
微合金钢热处理过程中，奥氏体化温度的选择对微合金元素能否发挥其特性，提高钢的性能起到关键作用［2］。
而材料不同的冷却方式和冷却速度对产品最终组织和性能却产生决定性的影响，因此，微合金钢冷却转变规律的研究显得尤为重要［3］。
通过对钢的CCT曲线测绘，可以直观了解到冷却速度对应的组织及硬度关系。
CCT曲线对实际工业生产微合金钢的组织及性能控制具有重要意义。
N b微合金化生产小规格H R B400带肋钢筋的探讨谢国谊毛景平(新疆八一钢铁股份有限公司)摘要：针对转炉冶炼的含铌H R B400钢坯生产小规格热轧带肋钢筋出现无屈服、强度预警现象。
对N b微合金化的强化机理和产生性能不稳定的原因，针对N b微合金化对温度有很大的敏感性的特点，提出生产过程控制方法，稳定了力学性能。
关键词：N b微合金化；温度控制；尺寸控制；冷却速度控制中图分类号：T G335文献标识码：B文章编号：1672--4224(2008)02--0043--031前言目前国内采用微合金化方法生产H R B400钢筋，主要有两种方法，即采用N b微合金化和V微合金化。
随着钒铁的价格持续升高，各钢厂纷纷采用铌生产H R B400钢筋，以降低生产成本。
八钢型材厂从2006年下半年开始用转炉生产的含铌H R B400钢坯替代含钒H R B400钢坯生产小规格热轧带肋钢筋。
生产过程中出现性能不稳定，如无屈服现象、强度预警及不合格等，影响产品质量。
同时在生产过程中采用轧后强制冷却的方式，水的阻力对彩14r am以下小断面热轧带肋钢筋速度产生影响较大，致使速度不能提高，造成产量低，其中∥12r am带肋钢筋日产下降400t。
成材率下降0．5％。
通过对生产实践数据分析，提出了稳定小型机组生产小规格含铌H R B400钢筋性能的控制方法。
2N b微合金化的机理2．1N b微合金化的强化铌铁的熔点范围在1580～1630℃。
它在钢中是一个溶解过程，铌是强碳、氮化物形成元素，在钢中极易形成稳定难溶的N bC、N b(C N)。
在凝固期，先期析出的N bC、N b(C N)微小弥散质点，有利于形成较细小的等轴铸造组织，这种结构赋予细小的原始奥氏体晶粒，并将在加热过程中抑制奥氏体晶粒长大。
在奥氏体区热变形过程中，根据N b(C N)溶解析出规律，通过控制加热温度、开轧、终轧温度等参数，控制N b(C N)的析出时机，利用N b(C N)在奥氏体中的析出，钉扎晶界、亚晶界、位错线等晶体缺陷处，来延迟奥氏体再结晶开始时间和防止二次晶粒长大，达到细化奥氏体晶粒，并进而细化铁素体晶粒，对钢产生强韧化作用。
安徽工业大学材料学院金属材料学复习题一、必考题1、金属材料学的研究思路是什么？试举例说明。
答：使用条件→性能要求→组织结构→化学成分↑生产工艺举例略二、名词解释1、合金元素：添加到钢中为了保证获得所要求的组织结构从而得到一定的物理、化学或机械性能的含量在一定范围内的化学元素。
（常用M来表示）2、微合金元素：有些合金元素如V，Nb，Ti, Zr和B等，当其含量只在%左右（如B %，V %）时，会显著地影响钢的组织与性能，将这些化学元素称为微合金元素。
3、奥氏体形成元素：使A3温度下降，A4温度上升，扩大γ相区的合金元素4、铁素体形成元素：使A3温度上升，A4温度下降，缩小γ相区的合金元素。
5、原位析出：回火时碳化物形成元素在渗碳体中富集，当浓度超过溶解度后，合金渗碳体在原位转变为特殊碳化物。
6、离位析出：回火时直接从过饱和α相中析出特殊碳化物，同时伴随有渗碳体的溶解。
7、二次硬化：在含有Mo、W、V等较强碳化物形成元素含量较高的高合金钢淬火后回火，硬度不是随回火温度的升高而单调降低，而是在500－600℃回火时的硬度反而高于在较低温度下回火硬度的现象。
8、二次淬火：在强碳化物形成元素含量较高的合金钢中淬火后残余奥氏体十分稳定，甚至加热到 500-600℃回火时仍不转变，而是在回火冷却时部分转变成马氏体，使钢的硬度提高的现象。
9、液析碳化物：钢液在凝固时产生严重枝晶偏析，使局部地区达到共晶成分。
当共晶液量很少时，产生离异共晶，粗大的共晶碳化物从共晶组织中离异出来，经轧制后被拉成条带状。
由于是由液态共晶反应形成的，故称液析碳化物。
10、网状碳化物：过共析钢在热轧（锻）后缓慢冷却过程中，二次碳化物沿奥氏体晶界析出呈网状分布，称为网状碳化物。
11、水韧处理：将高锰钢加热到高温奥氏体区，使碳化物充分溶入奥氏体中，并在此温度迅速水冷，得到韧性好的单相奥氏体组织的工艺方式。
12、晶间腐蚀：金属材料在特定的腐蚀介质中沿着材料的晶界发生的一种局部腐蚀。
热处理题库1．钢筋的轧后控制冷却主要是余热淬火，以提高其屈强比。
2．索氏体组织具有较好的拉拔性能。
3．钢丝生产中的Patenting（派敦）处理工艺是：高碳钢钢丝加热到900℃，然后进入550℃的铅浴槽内，使金相组织得到索氏体。
其特点是，强度高，韧性好。
4．奥氏体为面心立方晶格结构，铁素体为体心立方晶格结构。
5．氢是钢中形成白点（发裂）的主要原因，主要采用真空精炼、电渣重熔、钢包精炼、扩氢退火来防止。
产生白点的机理：6．控制轧制是将热轧与轧后正火及相界面析出强化结合在一起的一种工艺方法。
7．奥氏体与铁素体相比，铁素体的变形抗力较小。
因此，对于碳含量小于0.04%的超低碳钢，在铁素体区轧制比在奥氏体区轧制更节能。
8．退火与正火的主要区别：退火为炉内缓冷，正火为空冷。
9．某些材质的钢板正火处理时，可以采用强迫空气循环冷却或喷雾冷却方式来获得细珠光体组织，从而提高其屈强比。
10．对于含碳量小于0.4%的中低碳钢，可用正火代替完全退火。
11．对于含碳量小于0.25%的碳素钢，可用正火代替退火，以提高材料的硬度，改善切削性能，防止“粘刀”，提高了零件表面光洁度。
常用于15、20Cr、20MnVB、20CrMnTi等。
12．常用的普通热处理方法有退火、正火、淬火和回火。
13．淬火是将钢加热到适宜温度，保温，随即快速冷却，使过冷奥氏体转变成马氏体和贝氏体组织的工艺方法。
14．常用的淬火方法有单液淬火、双液淬火、分级淬火和等温淬火。
15．每种钢都有一居里点，当温度高于该值时为顺磁性，低于该值时为铁磁性。
16．板带轧后控制冷却方法主要有高压喷嘴冷却、虹吸管层流冷却、水幕（条状缝隙喷嘴）冷却、水气雾化冷却、板瑞流冷却、压力淬火或辊式淬火冷却、喷淋水冷等。
17．通常所说的低合金高强度双相钢是由铁素体和约20%左右的马氏体构成的高成型性钢材。
18．铁碳平衡相图中，各点和各曲线或直线的名称，数值。
19．位错有两种类型：刃位错、螺位错。
热处理题库1．钢筋的轧后控制冷却主要是余热淬火，以提高其屈强比。
2．索氏体组织具有较好的拉拔性能。
3．钢丝生产中的Patenting（派敦）处理工艺是：高碳钢钢丝加热到900℃，然后进入550℃的铅浴槽内，使金相组织得到索氏体。
其特点是，强度高，韧性好。
4．奥氏体为面心立方晶格结构，铁素体为体心立方晶格结构。
5．氢是钢中形成白点（发裂）的主要原因，主要采用真空精炼、电渣重熔、钢包精炼、扩氢退火来防止。
产生白点的机理：6．控制轧制是将热轧与轧后正火及相界面析出强化结合在一起的一种工艺方法。
7．奥氏体与铁素体相比，铁素体的变形抗力较小。
因此，对于碳含量小于0.04%的超低碳钢，在铁素体区轧制比在奥氏体区轧制更节能。
8．退火与正火的主要区别：退火为炉内缓冷，正火为空冷。
9．某些材质的钢板正火处理时，可以采用强迫空气循环冷却或喷雾冷却方式来获得细珠光体组织，从而提高其屈强比。
10．对于含碳量小于0.4%的中低碳钢，可用正火代替完全退火。
11．对于含碳量小于0.25%的碳素钢，可用正火代替退火，以提高材料的硬度，改善切削性能，防止“粘刀”，提高了零件表面光洁度。
常用于15、20Cr、20MnVB、20CrMnTi等。
12．常用的普通热处理方法有退火、正火、淬火和回火。
13．淬火是将钢加热到适宜温度，保温，随即快速冷却，使过冷奥氏体转变成马氏体和贝氏体组织的工艺方法。
14．常用的淬火方法有单液淬火、双液淬火、分级淬火和等温淬火。
15．每种钢都有一居里点，当温度高于该值时为顺磁性，低于该值时为铁磁性。
16．板带轧后控制冷却方法主要有高压喷嘴冷却、虹吸管层流冷却、水幕（条状缝隙喷嘴）冷却、水气雾化冷却、板瑞流冷却、压力淬火或辊式淬火冷却、喷淋水冷等。
17．通常所说的低合金高强度双相钢是由铁素体和约20%左右的马氏体构成的高成型性钢材。
18．铁碳平衡相图中，各点和各曲线或直线的名称，数值。
19．位错有两种类型：刃位错、螺位错。
Nb微合金化对Cr-Co-Ni-Mo系超高强度不锈钢腐蚀疲劳性
能的影响
田帅;张雪凌;刘振宝;王晓辉;王长军;孙永庆;杨志勇;齐越
【期刊名称】《特殊钢》
【年(卷),期】2024(45)1
【摘要】为探讨超高强度不锈钢的应力腐蚀开裂行为,采用Cr-Co-Ni-Mo系超高
强度不锈钢为研究对象,利用OM、XRD、TEM等测试手段,结合腐蚀疲劳试验,研
究了Nb微合金化对Cr-Co-Ni-Mo系超高强度不锈钢腐蚀疲劳性能的影响。
结果表明,试验钢在3.5%NaCl溶液中具有一定的应力腐蚀敏感性,其应力腐蚀开裂机理为氢致开裂和阳极溶解的混合机制。
Nb微合金化提高了钢的腐蚀疲劳性能,钢中添加0.11%的Nb后,钢的腐蚀疲劳强度由440 MPa提高至495 MPa,其主要原因是,Nb微合金化可以细化钢的晶粒尺寸,促进钢中不可逆氢陷阱NbC的析出,增加
了钢中原奥氏体晶界总量、小角晶界所占比例、Σ3晶界数量、奥氏体体积分数等。
【总页数】8页(P103-110)
【作者】田帅;张雪凌;刘振宝;王晓辉;王长军;孙永庆;杨志勇;齐越
【作者单位】钢铁研究总院有限公司特殊钢研究院;钢研纳克检测技术股份有限公司;抚顺特殊钢股份有限公司技术中心
【正文语种】中文
【中图分类】TG172
【相关文献】
1.Nb对Cr-Co-Ni-Mo系超高强度齿轮钢组织和力学性能的影响
2.Nb微合金化对热轧700MPa超高强耐候钢组织和性能的影响
3.Nb微合金化对低合金高强钢耐海水腐蚀性能的影响
4.回火工艺对Nb-Ti微合金化高强度大梁钢性能的影响
5.Nb微合金化对渗碳齿轮钢组织演变及接触疲劳性能的影响
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铌对微合金化奥氏体钢淬透性的影响C. Fossaert, G.Rees, T.Maurickx, H.K.D.H.Bhadeshia摘要采用膨胀仪测量形成大于95%马氏体的显微结构所需的临界冷却速率，表明改变碳化铌溶解度的范围对微合金化奥氏体钢的淬透性有很强的影响。
这一结论使以下假设合理化：固溶体中的铌，可能由于在奥氏体晶界的偏析，使奥氏体的淬透性提高，但碳化铌粒子的析出，使奥氏体的淬透性降低。
这个效应与硼在钢中的效应相似，而且与奥氏体晶粒尺寸的变化无关。
一、引言钢的焊缝热影响区中微观组织的计算已有若干模型(1,2,3), 也已有研究使得诸如铌等微合金元素的溶解动力学得以估算（4,5）。
以前，这些结果一直用于提高热影响区奥氏体晶粒尺寸的计算精确度，这基于析出物钉扎晶界进而影响晶粒尺寸。
然而，很显然微合金钢中碳化物的析出和溶解不仅仅限于只是钉扎作用（6-10）。
尽管铌的聚集的确非常小，但铁素体形成的动力学显然受到了抑制。
本项工作的目的是验证：通过热处理改变铌在奥氏体和碳化物中的分布，含铌微合金钢的硬化能力发生了明显的变化。
二、材料大部分的试验用钢是正火低碳含铌钢。
为便于比较，同时对类似化学成分但不含铌的合金进行了研究，两种钢的化学成分（钢1和钢2）如表1所示。
预期钢1中铌会形成碳化物，且假定析出物主要是碳化物，并且，本项研究中通篇使用了碳化铌这个名词。
表1 试验用钢化学成分C Mn Si Nb N钢1 0.152 1.545 0.467 0.035 0.0053钢2 0.178 1.527 0.023 —— 0.0037A、膨胀测量法模拟试验在装备计算机控制和数据收集的GLEEBLE 1500或THERMECHMASTOR 热机模拟器上完成。
这两种装置，使用激光（THERMECHMASTOR）或机械焊接热循环模拟转换器，能够通过测量伴随转变产生的尺寸变化来监测所发生的转变。
两种模拟装置均使用圆柱体型试样，GLEEBLE试样尺寸为5×70mm，THERMECHMASTER试样尺寸为8×12 mm。
普碳钢及中碳V和V+Nb微合金化钢微观组织与性能的关系Y. Sawada, R. P. Foley, S. W. Thompson and G. KrausDepartment of Metallurgical and Materials EngineeringColorado School of Mines, Golden, CO 80401摘要: 对含有0.15%V及0.15%V+0.04%Nb、冷却后显微组织为铁素体-珠光体钢的微观组织和性能进行了确定，并且和不含微合金化元素的钢作了对比。
这些钢中的碳含量均为0.2~0.4%；与普通碳钢相比，含有微合金化元素的钢具有很高的强度以及低的韧性。
这些效果在V+Nb添加的钢中更加突出，其原因可以归结为：与含V的钢相比，含Nb钢中的相间析出相尺寸更加细小。
将描述微观组织对性能影响的标准回归方程做了修正，可以用来解释微合金化的作用。
1 引言微合金中碳钢在高温下很容易锻造，并且有析出强化效果，其组织是铁素体-珠光体，在冷却状态下的屈服强度远远超过500MPa[1]。
直接的前期处理和高强度的结合，使得这类钢成为成本昂贵的淬火/回火钢的替代产品，而变得引人注目，在包括汽车部件在内的许多场合下获得了应用。
尽管调质状态的微合金化钢在强度方面有竞争力，然而，与淬火/回火钢相比，回火到同一硬度时，其韧性偏低[1, 2]。
在综合提高这类钢的强韧性研究方面，主要努力方向是细化晶粒以及在锻造条件下组织中含铁素体和珠光体, 最直接的方法就是通过细化奥氏体晶粒的尺寸来增加铁素体的形核位置数量[3, 4]。
奥氏体晶粒尺寸的细化可以通过降低加热和锻造温度来实现[5, 6]，形成稳定析出物的微合金化元素也能有效降低奥氏体晶粒生长，Al, V, Nb及Ti的这种效果非常显著[7, 8]。
另外，铁素体形核速率的增加也可以通过利用加速冷却来实现[9, 10]，通过添加Mn可以改善珠光体组织抵抗断裂的能力，因为Mn有增加珠光体相的效果。
nb-ti微合金钢奥氏体晶粒粗化及第二相粒子固溶析出行为钛微合金钢是一种具有良好综合性能的高强度、高塑性的结构钢。
其奥氏体晶粒粗化和第二相粒子固溶析出行为是该钢材料在热处理过程中的重要特征。
奥氏体晶粒粗化是指在高温热处理条件下，晶粒内部发生生长和晶界迁移，导致晶粒尺寸增大的现象。
在钛微合金钢中，奥氏体晶粒粗化主要受到温度和时间的影响。
较高的温度和较长的时间会促进晶粒的粗化，而较低的温度和较短的时间则有利于保持较细小的晶粒尺寸。
第二相粒子固溶析出行为是指在热处理过程中，合金中的第二相粒子从固溶状态逐渐析出并形成分散的颗粒。
这些第二相粒子可以起到强化合金材料的作用，提高其抗拉强度和硬度。
在钛微合金钢中，通常的第二相粒子有碳化物、氮化物和碳氮化物等。
第二相粒子的固溶析出行为主要受到温度和合金中的合金元素浓度的影响。
适当的温度和时间可以促进第二相粒子的析出，增强合金的力学性能。
总之，了解钛微合金钢奥氏体晶粒粗化和第二相粒子固溶析出行为对于优化热处理工艺、提高材料性能具有重要意义。
在实际应用中，需要根据具体的合金成分和工艺要求来选择适当的热处理参数，以实现理想的组织和性能。
奥氏体不锈钢稳定化元素1.引言1.1 概述奥氏体不锈钢是一种重要的金属材料，在工业和日常生活中有广泛的应用。
它具有较高的耐腐蚀性能、优良的机械性能和良好的可塑性，被广泛应用于化工、石油、医疗、航空航天等领域。
而稳定化元素则是在制备奥氏体不锈钢过程中的一个关键因素，它可以对不锈钢的微观结构和性能产生显著影响。
稳定化元素的主要作用是通过抑制奥氏体向铁素体相转变，减少奥氏体晶粒的形成和长大过程，从而提高奥氏体不锈钢的稳定性和耐腐蚀性能。
常见的稳定化元素包括钛（Ti）、铌（Nb）、钽（Ta）等。
这些元素一般以氮化物、碳化物等形式存在于奥氏体不锈钢中，通过与铬（Cr）等元素相互作用，形成稳定的化合物，阻碍奥氏体相的转变。
稳定化元素的加入不仅可以抑制奥氏体的相变，还可提高奥氏体不锈钢的抗氧化性能和高温强度。
稳定化元素的效应是通过改变奥氏体相对于铁素体相的稳定区与稳定性之间的平衡关系来实现的。
通过适当选择和控制稳定化元素的加入量和加工工艺，可以使奥氏体不锈钢具有更高的耐腐蚀性能和更好的高温稳定性。
然而，稳定化元素的加入也会带来一些问题，其中之一是可能降低奥氏体不锈钢的冷加工性能。
因此，在设计和制备奥氏体不锈钢时，需要综合考虑稳定化元素的作用与限制，以实现优化的性能和应用效果。
综上所述，稳定化元素在奥氏体不锈钢中起着重要的作用，可以提高材料的稳定性和耐腐蚀性能。
随着材料科学和工程技术的发展，对奥氏体不锈钢稳定化元素的研究和应用还存在着一定的挑战和潜力。
未来的研究可以进一步深入理解稳定化元素与奥氏体不锈钢性能之间的关系，并开发新的稳定化元素及其合金化设计，以满足不同领域对奥氏体不锈钢稳定性和耐腐蚀性能的不断需求。
1.2文章结构文章结构部分：本文主要分为引言、正文和结论三个部分。
在引言部分，首先对奥氏体不锈钢进行概述介绍，包括其定义和主要特点。
接着，说明了文章的结构和目的，以便读者对文章的内容和结构有一个清晰的认识。
细化奥氏体晶粒的措施引言奥氏体晶粒是金属材料中的一个重要组成部分，其晶粒的细化可以显著提高材料的强度、韧性和耐腐蚀性能。
本文将从微观和宏观两个方面，综合分析影响奥氏体晶粒细化的因素，并提出相应的措施。
微观措施1.晶核形成晶核形成是奥氏体晶粒细化的第一步。
晶核数量的增加可以有效细化晶粒尺寸，主要方法包括：•添加微合金元素：通过添加Ti、Nb、V等微合金元素，可以提高金属的过饱和度，增加晶核数量。
•控制凝固速度：加快凝固速度可以增加晶核密度，可通过改变冷却速率或采用快速凝固方法来实现。
2.晶粒长大抑制在晶粒形成的同时，需要抑制晶粒的长大，以实现晶粒细化。
以下是几种常见的方式：•添加碳元素：适量添加碳元素可以提高材料的形核时晶胞扩散系数，从而促进晶粒边界的移动，抑制晶粒长大。
•降低热处理温度：降低热处理温度有利于晶粒的细化，因为较低的温度能够有效抑制晶粒边界的扩散。
宏观措施1.控制变形温度和变形速度变形温度和变形速度是影响奥氏体晶粒细化的重要因素。
以下措施可以实现晶粒细化：•降低变形温度：降低变形温度有利于晶粒边界的移动，从而细化晶粒。
可以通过控制变形温度或使用局部变形方法来实现。
•增加变形量：提高变形量可以增加晶粒边界的密度，有效细化晶粒。
2.晶粒繁殖机制晶粒繁殖机制是指通过晶粒边界的相变或动态再结晶来实现晶粒细化。
以下是一些常见的晶粒繁殖机制：•变形诱导晶粒繁殖：通过局部塑性变形，使原有晶粒分裂成多个小晶粒，从而实现晶粒细化。
•晶粒边界乱流诱导晶粒繁殖：通过变形时晶粒边界的乱流运动，促进晶粒的分裂和再结晶，实现晶粒细化。
结论细化奥氏体晶粒是提高金属材料强度、韧性和耐腐蚀性能的重要手段。
通过微观措施，如晶核形成和晶粒长大抑制，以及宏观措施，如控制变形温度和速度，可以有效实现晶粒的细化。
在实际应用中，可以根据材料的具体要求选择合适的措施组合，以获得满足需求的细化效果。
参考文献：1.张明贵, 杨大同. 材料晶粒细化控制的机理与技术. 北京：化学工业出版社,2013.2.Deng, Y., & Gu, J. (2015). Effect of deformation on grain boundarystructure and segregation in a nickel-based single crystalsuperalloy. Acta materialia, 95, 352-363.。
Nb微合金化中高碳钢中的奥氏体晶粒生长R. Coladas, J. Masounave, G, Guerin, J.-P. Bailon本文研究了Nb（0.03<wt.%Nb<0.10）在碳素钢（0.4<wt.%C<0.8）中对奥氏体晶粒生长的影响。
含Nb钢中晶粒快速长大的起始温度与弥散在基体中的铌碳氮析出相数量有关。
已经证实，该温度仅仅由奥氏体化前的锻造处理中溶解的Nb的数量所决定。
这个结论与Gladman和Pickering理论是一致的。
在钢中，添加少量的元素，例如铝、钒、钛以及铌，能够细化晶粒，以此提高力学性能1,.2。
一般来说，微合金化元素有两个主要作用：i.在高温保温阶段，如果未溶解沉淀相（氮化物，碳化物或碳氮化物）颗粒足够小并且足够多，将会推迟奥氏体晶粒长大。
因此热轧之前，在更高温度下能保留细晶奥氏体。
ii.在随后的热轧中，奥氏体动力再结晶将因非常细小的应变诱导析出相而受到抑制。
本文只对第一种作用进行研究，也就是高温均热阶段铌对奥氏体晶粒生长的影响。
由于我们对中高碳钢进行了定量试验研究。
其中测量了奥氏体晶粒度，并且绘制了铌碳氮析出相大小的分布曲线，并使其作为奥氏体化温度的一个函数。
这些参数都联系了Gladman和Pickering的理论2，.3，即对低碳钢所提出的沉淀物对晶界钉扎的理论。
只要具有一定半径r1的沉淀相以足够大的数量（nЧ）出现在特定的温度T下，晶界就会被钉扎。
当温度增加，细小沉淀物会发生溶解，而大沉淀物将会变得更大，因此沉淀物的总数量nЧ将减少。
在一定温度下（被称为临界温度T c），具有平均半径r－c的沉淀相数量将变得相当少以至于不能阻碍晶界的移动，从而奥氏体晶粒的平均直径就会增加。
由此奥氏体晶粒生长可分成两个阶段：a)“缓慢生长”阶段，这时沉淀物的大小和数量足以有效地阻碍奥氏体晶粒的生长。
b)临界温度T c之上的“快速长大”阶段，这时沉淀物的粒度和数量已不再充足。
材料与实验方法钢的成份实验钢是通过重新熔炼工业上那些含和没含铌铁的普通碳素钢，并且浇铸成直径150mm重约70Kg的锭坯。
接着锭坯被锻造成70mm宽25或50mm厚的钢条。
在下文中我们可以看到，锻造温度在解释结论时扮演很重要的角色。
锭坯的高温均热阶段定为1300℃。
在锻造过程中，只要锭坯的温度降至低于1150－1200℃，就会被重新加热到1300℃，以避免Nb（CN）的应变诱导析出。
因为当温度低于1100℃4时这种析出物会变得很明显。
对锻造的钢条进行空冷，它们最后的微观组织接近于完全铁素体－珠光体组织，并且含铌钢中的晶粒度要稍小于具有相同碳含量的普通钢。
普通碳素钢和含铌钢的化学成分列于表1中。
表1 钢的化学成分分析（wt-%）ND=不确定*一个数字确定一种钢，前两位数字表明碳的含量wt.-%C×100，后两位数是指Nb的含量wt.-%Nb×100奥氏体晶粒粒度的测量方法锻钢的小试样（10×10×20mm）在800℃到1250℃之间奥氏体化，然后水淬火。
对A批钢（如表1）来说，奥氏体化的时间是30min，显示奥氏体晶界采用了使用Villela试剂3的Kohn方法。
对B批钢（表1）来说，奥氏体化时间为60min,并通过苦味酸来浸蚀显示奥氏体晶界。
下文将列出这两种方法的对比结论。
奥氏体中碳氮沉淀物分布的测量方法对铌碳氮沉淀相分布（粒度与数量）的测量，是通过使用透射电镜直接观察萃取复型样。
对淬火试样电解抛光后，用3％的硝酸酒精进行短暂地（1～2s）浸蚀将显示出沉淀相。
碳膜（几百个埃米厚）将覆盖于浸蚀表面上，最后这个复型样将使用溴化物溶液进行脱落，再通过电子衍射来辨别沉淀类型。
试验结论奥氏体晶粒度对每一种方法，平均晶粒直径是通过切割法来测量的。
即使把奥氏体化时间上的不同考虑在内，用Kohn法（A批）的晶粒直径值一般都要稍大于那些通过苦味酸浸蚀所获的值（B 批）。
这种结果上的不同可以与两种试验方法的不同联系起来。
Kohn法显示的晶粒是揭示了试样表面的情况，而苦味酸浸蚀显示的晶粒揭示的是试样中心部位的状况。
几乎可以确定的说，自由表面的存在影响着晶粒的生长。
但是就目前来讲，这些不同并不能给结论带来太大的影响。
图1表明普通钢中的奥氏体晶粒度随温度指数式增大。
但是，对铌钢来说，图2－图5清晰地说明了晶粒生长的两个阶段。
在临界温度（～1075℃）以下，晶粒尺寸的变化很小，而在临界温度以上，奥氏体晶粒直径随温度增加十分迅速。
在高温范围形成了混晶结构，组织中同时包含着细小和粗大的晶粒。
这表明晶粒生长受二次再结晶机理的控制。
在这些实验中，测量了混晶结构中的晶粒平均直径。
图1 普通碳素钢中的奥氏体晶粒生长图2 中碳钢中奥氏体晶粒生长（0.4≤wt-%C≤0.44）图3 中碳钢中奥氏体晶粒生长（0.49≤wt-%C≤0.61）图4 高碳钢中奥氏体晶粒生长（0.69≤wt-%C≤0.73）图5 高碳钢中奥氏体晶粒生长（0.78≤wt-%C ≤0.81）铌碳氮化沉淀相的分布电子显微照片能给出了沉淀相在一个平面上的投影。
但是晶体中单位体积里的沉淀物数量是最有用的参数。
单位体积内的沉淀物数量（n vi ）是根据单位面积内沉淀物数量(n si )来计算的，而单位面积中的参数是可以直接从电子显微照片中获得的。
我们可以假定具有一定直径d 1的沉淀物被萃取，是对一个厚度为2d 1基体层的碳膜复型而得到（如图6）。
图6 通过复型技术萃取沉淀物（a ）硝酸酒精浸蚀溶解的基体层厚度e ； （b ）喷碳后，通过溴化物溶液溶解的基体层厚度e’；（c ）最后对直径为d 的颗粒复型将包括厚度为2d 的基体层而通过以下等式，n vi 能够用 n si 表示出来：i si vi d n n 2/= (1)对用直径d 1来描述特征的一组给定沉淀相使用等式（1），我可以计算出晶体单位体积中的沉淀物分布。
对任一奥氏体化温度，分布函数中的平均半径r －可以通过经典公式来评价： 3/13)(21vii vi n d n r ∑•∑= (2) 其中r 一是分布函数中具有平均体积的球体半径。
此外，沉淀物的总体积百分率（f ）可以通过下式来评价： 3)2/(34i vi d n f •∑=π (3) 通过上面的计算，我们排除了那些直径超过4800A o的沉淀物。
其原因将在下文进行解释。
通过分析大量电子显微照片，并测量其中沉淀物的代表性数量，我们对4109钢和6909钢中沉淀物的分布n vi ＝f （d i ）以及平均尺寸r 一进行了判定。
图7是沉淀物的照片，它们在形状上各有差异，但一般都有规则的形状（正方形，长方形）。
通过电子衍射对沉淀物进行确认，得到一个晶格常数为4.47A o 的fcc 结构，这和低氮含量的Nb （CN ）物相一致8。
图7 不同奥氏体化温度下，4109钢中Nb （CN ）沉淀物的典型分布状态（a ）920℃, (b)1050℃, (c)1150℃, (d)1250℃图8和图9给出了各种不同奥氏体化温度下的沉淀相实验分布状态，平均半径r一与奥氏体化温度的相关性在图10中列出。
从最后一个图中，我们推断沉淀相等温长大遵循经典的t1/3法则，其中t代表时间，因此6909钢中r一的实验值被乘以了2t/3，以此说明了4109钢与6909钢奥氏体化时间的不同（分别为60和30min）。
从图10，我们可以得到奥氏体中铌碳氮化物的长大规律：µ(4)log K(mr−=T()/8333.448)从图10也可以看到，现有结论与Gladman和Pickering建立的析出长大规律存在有不符合的地方。
这个不符合将在下文进行讨论。
图8 不同奥氏体化温度下，4109钢中Nb（CN）沉淀物的分布状态图9 不同奥氏体化温度下，6909钢中Nb（CN）沉淀物的分布状态图10 奥氏体中温度对Nb（CN）沉淀物长大的影响讨论奥氏体晶粒生长图1给出了奥氏体晶粒度D和奥氏体化温度（用绝对温度表示）的相互关系。
对于普通碳素钢，可用下式：kD&−Qexp[RT]2/=(5)⋅其中k是一个随时间变化的参数，Q为表征激活能，R和T是它们本来的含义。
从图1可以知道，普通碳素钢中奥氏体晶粒的生长，其表面活化能Q为75±8KJ mol-1K－1。
这个值与Miller通过更大范围的钢成分变化实验测定的值相近。
但是我们还不能够建立表征激活能与钢中碳含量的任何相关关系。
从图2－图5可以看出，含铌钢的性质不同于普通钢。
当奥氏体化温度低于临界温度Tc≈1075℃为缓慢增长阶段，单位体积内的碳氮化质点数量足够能阻止晶粒长大。
当奥氏体化温度高于T c时，由于一部分沉淀物发生合并而其他发生溶解，单位体积内的碳氮颗粒数量就不足以阻止晶粒长大，于是就产生了快速生长阶段。
从图8－图10，我们可以清晰看出沉淀物的粗化。
在缓慢生长阶段，奥氏体晶粒生长遵循等式（5）中所给出的规律，但是其激活能值很低（12.6±5.0KJ mol-1K-1）。
实际上，该激活能并不依赖于钢的碳含量。
在快速生长阶段，定义一个恒定的激活能是不现实的，因为上文提到过这时试样为不均匀组织。
但是也可明显看到，事实上快速生长规律和钢的碳含量也没有关联。
Nb（CN）沉淀物的分布状态上文我们提到过在低碳钢中，析出物长大规律（公式4）和由Gladman和Pickering得出的试验结论存在矛盾。
可有三个方面理由来解释这个矛盾：1．第一个原因，也可能是最重要的原因，就是现有试验用钢和Gladman 和Pickering 2.3研究用钢的碳含量水平不同。
由溶解积可知，溶解于奥氏体中铌的数量依赖于钢的碳含量。
对中高碳钢来讲，特定温度下，铌的体积百分率在奥氏体中构成平衡这方面的报道还尚未见到。
但对低碳钢来说，Nordberg 和Aronsson 9已经提出过一个公式，给出了铌溶解于奥氏体中的溶解积关系：)(/752011.3)](%)log[(%57.0K T Nb C −=• (6)在当前的研究中，假定等式（6）在中高碳钢中仍是适用的。
第二相生长理论的应用依靠于有限弥散物相在基体中的含量，本文中指的是Nb 的析出物。
无论应用哪种长大理论，比如用Ham 理论有下列公式：t P o D C C C t r ∞−=2)( (7) 其中r 一（t ）表示给定时间t 下沉淀物的平均半径；C 0－C ∞弥散相初始过饱和度（本文指Nb ）；Cp 沉淀相中溶质浓度；D 物相的扩散系数还是用Lifshitz 和Slyozov 11理论，给出的如下表述：3/13/13/1)94()(∞=C t k VD t r γ (8) 其中r 一（t ）、t 和D 与上式有相同的意思，γ表示颗粒与基体间的表面张力；V 溶质原子的体积；C ∞晶体中的溶解物平衡浓度；k 是Boltzman 常数等式（7）和（8）都可表明，在特定时间和温度下，颗粒的半径无论是对奥氏体中铌的初始过饱和度（C 0－C ∞）的平方根，还是对铌的平衡浓度的立方根，都是成一定比例的。
