唐萍等：基于激光共聚焦显微镜模拟微合金钢连铸过程中第二相的析出行为 ·1133· a 100um 100um 图4不同温度下C钢种原位观察照片.(a)1405.3℃：(b)675.3℃ Fig.4 In-situ observation images of steel C at different temperatures:(a)1405.3 C:(b)675.3 C 浮凸 30m 30m 浮凸 304m 30μm 图5不同冷却速度下表面浮凸分布.(a)1.0℃s:(b)3.0℃s1:(c)5.0℃s1:()7.0℃sl Fig.5 Surface reliefs at different cooling rates:(a)1.0C.s-!(b)3.0C.s:(e)5.0C.s:(d)7.0C.s 以计算时不考虑该情况.从图可知：TN主要在1400氏体中沉淀析出的沉淀量-温度-时间曲线见图7.从 ℃左右，以在奥氏体晶界形核的方式析出；Ti(C,N)优 图可知：TN主要在1400℃左右在奥氏体晶界形核：Ti 先在晶界形核，但当温度低于1050℃左右时，就转为 (C,N)优先在晶界形核，其在晶内形核的转变温度约 以晶内均质形核为主导的方式析出；Nb(C,N)主要在 为1000℃.所以，当冷却速度较小时，第二相会聚集在 晶界形核（有效析出温度区间为1000~950℃），但由 奥氏体晶界析出，而随着冷却速度的增大，第二相的析 于A钢种中含有T元素，Ti、Nb的氮碳化物同为面心 出温度降低，且析出的位置转为晶内，进一步增大冷却 立方结构，且晶格常数接近a,使得N(C,N)能以先 速度，第二相没有获得足够的孕育时间，仍然固溶于基 析出的T(C,N)为形核点析出，所以其在晶内实际形 体中.这一变化的趋势在原位观察的实验结果上得到 核的有效温度区间应较高于理论计算值(850~ 了很好体现：而且，A、B钢种出现表面细小浮凸的温度 800℃)，所需孕育时间减短.B钢种中Ti(C,N)在奥 与各第二相的有效析出温度区间十分接近.由此可推唐 萍等: 基于激光共聚焦显微镜模拟微合金钢连铸过程中第二相的析出行为 图 4 不同温度下 C 钢种原位观察照片． ( a) 1405. 3 ℃ ; ( b) 675. 3 ℃ Fig． 4 In-situ observation images of steel C at different temperatures: ( a) 1405. 3 ℃ ; ( b) 675. 3 ℃ 图 5 不同冷却速度下表面浮凸分布． ( a) 1. 0 ℃·s － 1 ; ( b) 3. 0 ℃·s － 1 ; ( c) 5. 0 ℃·s － 1 ; ( d) 7. 0 ℃·s － 1 Fig． 5 Surface reliefs at different cooling rates: ( a) 1. 0 ℃·s － 1 ; ( b) 3. 0 ℃·s － 1 ; ( c) 5. 0 ℃·s － 1 ; ( d) 7. 0 ℃·s － 1 以计算时不考虑该情况． 从图可知: TiN 主要在 1400 ℃左右，以在奥氏体晶界形核的方式析出; Ti( C，N) 优 先在晶界形核，但当温度低于 1050 ℃ 左右时，就转为 以晶内均质形核为主导的方式析出; Nb( C，N) 主要在 晶界形核( 有效析出温度区间为 1000 ～ 950 ℃ ) ，但由 于 A 钢种中含有 Ti 元素，Ti、Nb 的氮碳化物同为面心 立方结构，且晶格常数接近［16］，使得 Nb( C，N) 能以先 析出的 Ti( C，N) 为形核点析出，所以其在晶内实际形 核 的 有 效 温 度 区 间 应 较 高 于 理 论 计 算 值 ( 850 ～ 800 ℃ ) ，所需孕育时间减短． B 钢种中 Ti( C，N) 在奥 氏体中沉淀析出的沉淀量--温度--时间曲线见图 7． 从 图可知: TiN 主要在 1400 ℃左右在奥氏体晶界形核; Ti ( C，N) 优先在晶界形核，其在晶内形核的转变温度约 为 1000 ℃ ． 所以，当冷却速度较小时，第二相会聚集在 奥氏体晶界析出，而随着冷却速度的增大，第二相的析 出温度降低，且析出的位置转为晶内，进一步增大冷却 速度，第二相没有获得足够的孕育时间，仍然固溶于基 体中． 这一变化的趋势在原位观察的实验结果上得到 了很好体现; 而且，A、B 钢种出现表面细小浮凸的温度 与各第二相的有效析出温度区间十分接近． 由此可推 ·1133·