图1 钒氮低碳钢中VN在MnS、AlN夹杂上的析出

a-MnS上析出的VN；b-AlN上析出的VN

图2  钒氮微合金化低碳钢（0.11%C-0.41%Si-1.32%Mn-0.11%V-0.014%N）中MnS夹杂上析出的VN颗粒形貌

LiY等人的研究结果表明，在薄板坯连铸连轧的V-Ti-N微合金化钢中，钒参与高温奥氏体中的析出，形成V、Ti复合析出相。V、Ti复合析出相颗粒在钢中呈现不同的析出形貌，除了传统的立方形TiN析出相的形貌外，还可观察到星形分布的V、Ti复合析出相(图3)，以及成串分布的立方形颗粒(图4)。析出相成分分析结果表明，这些高温析出相几乎是纯氮化物，N/(Ti＋V)的摩尔比在0.9～1.1之间。Ti/(Ti＋V)的摩尔比随析出温度升高而增加，1050℃温度保温时，析出相中Ti/(Ti＋V)摩尔比在0.2～0.3之间，而温度超过1150℃时，析出相中Ti/(Ti＋V)摩尔比升高到0.40～0.55之间。

图3 V-Ti-N钢中星形分布的(Ti,V) (C,N)析出相的TEM照片

图4 V-Ti-N钢中立方形状的(Ti,V) (C,N)析出相的TEM照片

a-铸态试样；b-1100℃温度均热

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图5  钒氮钢中V(C,N)颗粒沿原始奥氏体晶界析出

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应变诱导析出是微合金化元素在奥氏体中析出的主要方式。特别是对Nb微合金化钢，通过应变诱导碳氮化铌在奥氏体中析出来达到阻止回复再结晶的目的，这也是含铌钢能够实现控制轧制的主要原因之一。在常规的热轧变形温度范围内，碳氮化铌有很大的析出驱动力，在很宽的变形温度范围内均可产生应变诱导析出，而对钒微合金化钢，VC一直到850℃温度下均可完全固溶于奥氏体中，只有在较高的钒和氮含量情况下，钢中VN在低于1000℃以下温度变形时可以产生少量的析出。

V(C,N)在奥氏体晶粒内的应变诱导析出取决于钢中的钒、氮含量以及形变温度和形变量的大小。对高氮的含钒钢，终轧温度在850～900℃范围进行变形，V(C,N)能够在奥氏体晶粒内部产生诱导析出。图6显示，在0.15%C-0.12%V-0.020%N的V-N微合金化热轧Ｈ型钢中，可观察到奥氏体中独立析出的V(C,N)析出颗粒，颗粒形貌以立方形为主。

图6 V-N微合金化热轧H型钢中V(C,N)颗粒在奥氏体晶粒内部析出

a-应变诱导析出V(C,N)颗粒形貌；b-V(C,N)颗粒能谱图

ZajaC等人深入研究了钒氮微合金化钢中V(C,N)颗粒在奥氏体中的析出规律。增加变形量是促进V(C,N)颗粒在奥氏体中析出的有效方法。0.10%V-0.02%N的钒氮钢中，经900℃、50%变形后，奥氏体中析出的V(C,N)颗粒明显增加，见图7a。奥氏体中析出的V(C,N)颗粒形貌主要为立方形，能谱分析的结果表明析出颗粒主要为钒的氮化物，见图7b。析出相的尺寸分布如图7c所示，颗粒尺寸大小在20～80nm范围，颗粒分布密度约为0.5/μm。

图7  钒氮钢(0.10%V-0.02%N)经900℃/50%变形后奥氏体中析出的V(C,N)颗粒

a-V(C,N)颗粒形貌及分布；b-V(C,N)颗粒能谱图；c-V(C,N)颗粒尺寸分布

奥氏体中析出的V(C,N)颗粒尺寸相对较大，不能起到析出强化的作用。相反，由于钒在奥氏体中析出减少了基体中固溶的钒含量，导致铁素体中V(C,N)析出数量的降低，会减弱钒的析出强化效果。但是，奥氏体中析出的V(C,N)颗粒为铁素体形核提供了有效的核心位置，起到诱导晶内铁素体形核的作用，从而细化铁素体晶粒。图8给出了晶内铁素体晶粒在V(C,N)颗粒上形核长大的例子。图中可见，有四个晶内铁素体晶核在同一个VN颗粒上同时形核长大。

图8 钒氮钢(0.10%V-0.02%N)中晶内铁素体在VN颗粒上形核

当冷速较低或在γ→α转变区的高温段保温时，钒钢中有时可观察到纤维状形貌的V(C,N)析出相。这种析出物的典型特征是纤维束与γ/α界面垂直，类似珠光体中的渗碳体形貌，但比珠光体中的渗碳体细小得多，见图2。V(C,N)以纤维状形貌析出的这种情况很少发生，它不是微合金化钢中主要的析出方式。一般认为，这种析出模式是γ→α＋V(C,N)共析转变的一种变异形式。这类分解反应是由α/V(C,N)界面前钒的浓度梯度驱动的。γ/V(C,N)和γ/α的平衡决定了这种钒的浓度梯度方向平行于γ界面，从而导致了钒从γ向α＋V(C,N)中的横向重新再分布，形成了如上所述的纤维状V(C,N)形貌。通过分析Fe-V-C系的等温截面相图，可以认为这类共析反应只有在具有相对较低过饱和度的γ成分中才能发生。值得注意的是，随钒含量的增加，(γ＋α)/γ相平衡界面必须有一定的坡度，以便为这类共析转变提供空间。

各种不同碳含量的含钒钢中，V(C,N)均可以在先共析铁素体和珠光体铁素体中以相间析出的形式析出，VC或V(C,N)的非均匀形核与相界面的结构特征相关。相变温度、冷却速率、钢的成分等因素对V(C,N)相间析出的形貌、间距、尺寸大小有明显影响。相间析出的特征之一是温度越低析出相越细，这已得到许多研究结果的证实。

Batte和Honeycombe等人深入研究了不同成分Fe-V-C合金在600～850℃温度范围内奥氏体等温分解过程中碳化钒的析出规律。图4给出了不同合金成分的Fe-V-C合金等温相变过程中相间析出的碳化钒平均颗粒尺寸和层间距离随相变温度的变化规律。钢中钒、碳含量越高，即碳化钒析出相的体积分数越大，析出相的平均颗粒尺寸就越细小，并且相间析出的层间间距也越小。图中的统计结果清楚地显示，相间析出的碳化钒颗粒平均尺寸和层间距离随相变温度的升高而增加，钢中钒、碳浓度越低，温度的影响效果越明显。

其他合金元素，如扩大奥氏体相区合金元素，镍、铬、锰等，因其延迟γ→α相变过程，这样在给定温度下，分解反应将变得更缓慢，扩散时间也更长，因此，析出相也将更粗大。

钢中的氮含量对V(C,N)相间析出的层间间距也有很大影响。图5示出了0.10%C-0.12%V钢中V(C,N)相间析出的典型形貌。由图中可看出，随相变前沿不断向奥氏体推进，V(C,N)颗粒平行于γ/α界面反复形核，最终形成片层状分布的相间析出特征。对于这类成分的钢，正常在800～700℃的相变温度范围可观察到这一现象。图中的结果清楚地显示，随钢中氮含量的增加，V(C,N)相间析出的层间间距明显减小，析出相的颗粒尺寸也更细小。

台阶机制的主要缺陷之一是难以令人信服地解释层间间距随温度、钢的成分，特别是钒、碳和氮含量的变化而变化的事实，并且也难以看出这些参数是如何影响台阶高度的。

Roberts等人基于溶质扩散控制提出的溶质消耗模型(solute-depletion model)是另一个解释相间析出的主要模型。Roberts模型后来又经Lagneborg和Zajac等人完善和发展，建立了一个有预测能力的分析系统，模型预测的结果与实验观察结果有很好的一致性。

图7给出了Roberts的模型示意图。在Roberts模型中，假设V(C,N)颗粒在光滑移动的相界面后形核，随着析出相的长大，铁素体基体中溶质被消耗，最终形成成排排列的相间析出。在相界面迁移速度很慢的情况下，相间析出有可能变成纤维状形貌，即析出相纤维在光滑的γ/α相界面处形核，并且沿着平行于缓慢移动的相界面方向长大。

Lagneborg和Zajac对Roberts溶质消耗模型进行了定量描述：首先假定铁素体晶粒向奥氏体晶粒内的长大过程是受奥氏体内碳的扩散控制，并且在相界面上保持局部平衡。这一长大过程中将涉及几个方面的交互作用，包括：V(C,N)粒子在γ/α界面上的形核，析出相周围贫钒区的长大，以及γ/α相界面由析出相片层向外连续迁移的过程，如图8a所示。图8b给出了用这种模型作出的预测结果。层间间距随析出温度变化的计算结果与实验观测结果有很好的一致性。该模型还能预测含钒钢在低于700℃的相变温度时相间析出转变为随机析出。

模型预测结果表明，层间间距与铁素体的长大成正比，或者说与相变程度成正比。实际上，模型预测认为在相变的早期阶段，因铁素体快速长大而使V(C,N)不能形核，只有当铁素体的长大速率降低以后，才满足相间形核的条件。在γ/α相变的开始阶段，移动的γ/α界面后边的铁素体相对于V(C,N)来说处于过饱和状态，因此，将发生随机析出。

虽然人们发展了各种相间析出的模型来解释微合金碳氮化物相间析出的规律，但多数情况下只能是定性地解释各种相间析出的规律性，要真正实现相间析出的定量计算还是十分困难的。

钒钢中的碳氮化物可以在先共析铁素体中析出，也能在珠光体铁素体中析出，如图9所示。铁素体内随机析出的细小V(C,N)颗粒形貌上主要呈现薄片状，与铁素体基体符合B-N位向关系。

微合金化元素碳氮化物在铁素体中均匀析出的初始阶段与铁素体基体保持共格关系。相比其他微合金化元素，钒的碳化物和氮化物与铁素体基体有最小的错配度，见表1。因此，相对铌、钛两种微合金化元素，钒的碳化物和氮化物与铁素体基体的共格关系可以保持到更大的颗粒尺寸。

铁素体内随机析出的碳氮化钒主要在位错线上形核，当然也能在铁素体晶内产生均匀析出，见图10。有时，碳氮化钒析出相在铁素体的晶界处形成，如图11所示。

对于典型成分的钒微合金化钢(0.10%C-0.10%V)，随机析出发生在700℃以下的温度范围内。当然高于此温度也可以发生局部随机析出。热力学的试验结果已证明，无论是在奥氏体中，还是在铁素体中，VN的溶解度都要比VC低得多。也就是说VN在奥氏体和铁素体中的析出总是具有更大的化学驱动力。因此，只要基体内有足够的氮元素存在，这种更大的化学驱动力将使得在铁素体或奥氏体内都优先析出富氮的V(C,N)。

钢中的氮含量对铁素体中V(C,N)的析出有显著影响。如图12所示，氮含量从0.005%增加到0.025%，析出颗粒密度显著提高。与此同时，钢中增加氮含量还使析出颗粒尺寸大幅度减小，见图13。富氮的V(C,N)析出时有更大的化学驱动力，因此，其析出时的形核率显著增加，由此可解释上述的这些结果。在650℃的试验温度下保温，V(C,N)在铁素体相中处于过饱和状态。由于化学驱动力上的差异，高氮钢中V(C,N)的形核密度较高，导致贫钒区更早地相互接触，进而降低了析出相的长大速率，因而产生了高、低氮钢中V(C,N)析出相长大方面的差别。

最新的研究结果表明，在一定条件下钢中碳含量能对析出强化起重要的作用。根据热力学计算的结果，碳在铁素体中存在两个溶解度极限，如图14a所示。在600℃时，与奥氏体处于亚稳状态下的铁素体中碳的溶解度大约是铁素体-渗碳体平衡状态下的5倍，即亚稳状态铁素体中的碳含量最大能达到250×10-4%。铁素体中固溶碳的增加显著提高了V(C,N)析出的化学驱动力，见图14b，这样就大大促进了V(C,N)的形核。由于奥氏体中能够提供足够的碳，并且碳的扩散速度也非常高，因此，即使开始出现V(C,N)析出，铁素体中碳的活度也能维持不变。这种状态一直能够持续到珠光体相变开始后建立新的平衡为止。此时铁素体中碳的活度开始降低，将减弱V(C,N)的形核。