·1134· 工程科学学报，第37卷，第9期 测：冷却速度为3.0℃·s时，A钢种大约在1397.7、 表2第二相析出温度 1032.4和953.2℃分别析出了TiN、Ti(C,N)和N(C, Table 2 Precipitation temperature of secondary phases C N):B钢种由于不含Nb元素，所以只在1409.6℃和 钢种 TiN Ti(C,N) Nb(C,N) 1005.4℃左右析出了含Ti的析出物.因此，细小浮凸 A 1493 1174 1123 出现的温度及其分布位置，能与第二相的析出热力学、 1482 1166 动力学理论相吻合 (a) 1400 品界形核 1100 1300 ,均质形核 品界形核 1000 1200 是o 900 ,均质形核 1000 900 800 800 70 10 15 20 25 30 70 33 20 25 30 3540 45 50 g(tom/to) g(tom/o) 图6碳氮化物在奥氏体中沉淀析出的理论沉淀量-温度时间曲线(A钢种)：(a)T(C,N):(b)N(C,N) Fig.6 PTT curves of M(C,N)in austenite under different nucleation mechanisms for steel A:(a)Ti(C,N):(b)Nb(C,N) 2.4表面浮凸产生机理 1400 品界形核 无论是从热力学、动力学理论分析，还是通过透射 1300 均质形核 电镜表征验证都能证明表面浮凸确实是由第二相的析 1200 出造成的.产生这种现象的原因可能是：当样品温度 1100 较高时，微合金元素M(Ti,Nb)及C、N原子在奥氏体 1000 中固溶度较高，基体与溶质原子保持相对稳定的状态 (见图10()，随着冷却过程的进行，溶质原子会发生 900 偏聚或脱溶以析出第二相，该过程会导致第二相析出 800 位置的周围局部区域成为原子的“贫区”，并与其周围 70 10 15 20 2530 3540 基体形成比容差，使得该局部区域的体积膨胀，从而形 1g(oas 成表面浮凸（见图10(b),当析出一定数量的第二相 图7T(C,N)在奥氏体中沉淀析出的理论沉淀量一温度-时间 时，数个浮凸叠加所得到的表面浮凸的尺寸远远大于 曲线曲线(B钢种) 第二相本身的尺寸（图10(）)，使得它能被高温激光 Fig.7 PTT curves of Ti(C,N)in austenite under different nuclea- 共聚焦显微镜捕捉到，所以尽管通过高温激光共聚焦 tion mechanisms for steel B 显微镜观察不到第二相本身，但还是能通过观察样品 2.3透射电镜表征 表面的细小浮凸实现第二相分布的原位间接表征. 为了验证原位观察的分析推论，通过透射电镜表 2.5第二相对先共析铁素体分布的影响 征了不同冷却速度下A钢种在铸态下第二相析出分 亚共析微合金钢连铸过程中，第二相的析出会对 布.从A钢种的透射电镜实验观察中可知，试样中存 基体组织的演变产生影响，如先共析铁素体的转变 在两种典型的析出形貌，即方形和近似球形，如图8所 A、B钢种除b元素以外的元素含量相近，因此通过 示.成分分析发现，两种形貌的析出物都含有b元 高温激光共聚焦显微镜原位观察了A、B钢种先共析 素，但方形析出物含b量少，更接近Ti(C,N),而近 铁素体转变的过程，并分析了Nb(C,N)对先共析铁素 似球形的析出物含Nb量多，为Nb、Ti的复合碳氮化物 体分布的影响.图11给出了两个钢种在冷却速度为 ((Nb,T)(C,N)).随着冷却速度的增大，第二相的 5.0℃·s时先共析铁素体分布.当奥氏体晶内有弥 分布也确实呈现出由奥氏体晶界聚集呈链状分布（见 散分布的Nh(C,N)时，Nb(C,N)析出消耗了基体中C 图9(a))到弥散分布于晶内（见图9(c)),最后观察不 原子，促使先共析铁素体在其附近形核，使得先共析铁 到第二相从基体中析出的趋势（见图9(d)). 素体集中在晶内分布，如图11(a)所示；而当基体中不工程科学学报，第 37 卷，第 9 期 测: 冷却速度为 3. 0 ℃·s － 1 时，A 钢种大约在 1397. 7、 1032. 4 和 953. 2 ℃分别析出了 TiN、Ti( C，N) 和 Nb( C， N) ; B 钢种由于不含 Nb 元素，所以只在 1409. 6 ℃ 和 1005. 4 ℃左右析出了含 Ti 的析出物． 因此，细小浮凸 出现的温度及其分布位置，能与第二相的析出热力学、 动力学理论相吻合． 表 2 第二相析出温度 Table 2 Precipitation temperature of secondary phases ℃ 钢种 TiN Ti( C，N) Nb( C，N) A 1493 1174 1123 B 1482 1166 ― 图 6 碳氮化物在奥氏体中沉淀析出的理论沉淀量--温度--时间曲线( A 钢种) : ( a) Ti( C，N) ; ( b) Nb( C，N) Fig． 6 PTT curves of M( C，N) in austenite under different nucleation mechanisms for steel A: ( a) Ti( C，N) ; ( b) Nb( C，N) 图 7 Ti( C，N) 在奥氏体中沉淀析出的理论沉淀量--温度--时间 曲线曲线( B 钢种) Fig． 7 PTT curves of Ti( C，N) in austenite under different nuclea￾tion mechanisms for steel B 2. 3 透射电镜表征 为了验证原位观察的分析推论，通过透射电镜表 征了不同冷却速度下 A 钢种在铸态下第二相析出分 布． 从 A 钢种的透射电镜实验观察中可知，试样中存 在两种典型的析出形貌，即方形和近似球形，如图 8 所 示． 成分分析发现，两种形貌的析出物都含有 Nb 元 素，但方形析出物含 Nb 量少，更接近 Ti( C，N) ，而近 似球形的析出物含 Nb 量多，为 Nb、Ti 的复合碳氮化物 ( ( Nb，Ti) ( C，N) ) ． 随着冷却速度的增大，第二相的 分布也确实呈现出由奥氏体晶界聚集呈链状分布( 见 图 9( a) ) 到弥散分布于晶内( 见图 9( c) ) ，最后观察不 到第二相从基体中析出的趋势( 见图 9( d) ) ． 2. 4 表面浮凸产生机理 无论是从热力学、动力学理论分析，还是通过透射 电镜表征验证都能证明表面浮凸确实是由第二相的析 出造成的． 产生这种现象的原因可能是: 当样品温度 较高时，微合金元素 M( Ti，Nb) 及 C、N 原子在奥氏体 中固溶度较高，基体与溶质原子保持相对稳定的状态 ( 见图 10( a) ) ，随着冷却过程的进行，溶质原子会发生 偏聚或脱溶以析出第二相，该过程会导致第二相析出 位置的周围局部区域成为原子的“贫区”，并与其周围 基体形成比容差，使得该局部区域的体积膨胀，从而形 成表面浮凸( 见图 10( b) ) ，当析出一定数量的第二相 时，数个浮凸叠加所得到的表面浮凸的尺寸远远大于 第二相本身的尺寸( 图 10( c) ) ，使得它能被高温激光 共聚焦显微镜捕捉到，所以尽管通过高温激光共聚焦 显微镜观察不到第二相本身，但还是能通过观察样品 表面的细小浮凸实现第二相分布的原位间接表征． 2. 5 第二相对先共析铁素体分布的影响 亚共析微合金钢连铸过程中，第二相的析出会对 基体组织的演变产生影响，如先共析铁素体的转变． A、B 钢种除 Nb 元素以外的元素含量相近，因此通过 高温激光共聚焦显微镜原位观察了 A、B 钢种先共析 铁素体转变的过程，并分析了 Nb( C，N) 对先共析铁素 体分布的影响． 图 11 给出了两个钢种在冷却速度为 5. 0 ℃·s － 1 时先共析铁素体分布． 当奥氏体晶内有弥 散分布的 Nb( C，N) 时，Nb( C，N) 析出消耗了基体中 C 原子，促使先共析铁素体在其附近形核，使得先共析铁 素体集中在晶内分布，如图 11( a) 所示; 而当基体中不 ·1134·