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。
