碳、锰含量对低碳(锰)钢过冷奥氏体形变过程中铁素体形核率的影响

D0I:10.13374/j.issn1001-053x.2005.01.010 第27卷第1期 北京科技大学学报 Vol.27 No.1 2005年2月 Journal of University of Science and Technology Beijing Feb.2005 碳、锰含量对低碳（锰）钢过冷奥氏体形变过程中铁 素体形核率的影响 周荣锋12杨王玥”孙祖庆》何建平》 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)昆明理工大学机电工程学院，昆明650093 3)北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京100083 摘要研究了碳、锰含量对低碳（锰）钢形变强化铁素体晶粒数目变化的影响.结果表明，形 变使低碳（锰）钢过冷奥氏体内部形核位置增加，铁素体形核率显著提高，晶粒大大细化，碳、 锰含量提高有利于钢中过冷奥氏体累积变形的增加，形变强化相变晶粒细化能力增强，而碳 的促进作用尤为显著. 关键词低碳（锰）钢：形变强化相变：形核率：晶粒细化 分类号TG111.2:TG142.31 通过过冷奥氏体形变的工艺过程即形变强 A,B,C钢研究锰的影响，分别用A,D钢（低锰水 化相变可以在不同碳、锰含量的低碳（锰）钢中获 平)和C,E钢（高锰水平）研究碳的影响.经真空感 得2~4um左右傲细等轴铁素体晶粒.但碳含量 应熔炼获得铸锭，再经1100℃保温1h后锻为φ11 提高，低碳（锰）钢形变强化相变孕育期明显延 mm的棒料，终锻温度为850℃，锻后正火，使原 长，动力学曲线整体向右移动：而锰含量提高， 始组织尽可能均匀.再机加工成6mm×15mm的 转变动力学过程变缓，对相变孕育期的延长不显 圆柱压缩试样. 著”.形变强化相变是一个以形核为主的过程， 根据用DT1000热膨胀仪所测未变形时相变 形变过程中铁素体在铁素体/奥氏体相界前沿奥 点（表1）以及形变强化相变理论，在Gleeble 氏体一侧或形变带上不断高速形核，长大在几何 1500热模拟试验机上进行热压缩变形实验，即 空间和时间上受到限制，晶粒得以大大细化，这 A,B,C,D,E钢奥氏体化（获得35~45m奥氏体晶 是晶粒细化的主要原因.可见相对未变形过冷 粒)后，再以一定冷却速度（表1中）冷却到 奥氏体等温转变过程，形变强化相变的形核率显 760℃，紧接着以1s的形变速率进行变形，变形 著提高.而碳、锰含量提高，其形核率的变化又有 后立即水淬， 什么不同，对晶粒细化会产生什么样的结果，这 由表1中A可知各钢变形前过冷奥氏体没 是非常值得探讨的， 有发生铁素体转变，变形后水淬的目的是保留形 本文从形核率的角度，以形变过程中单位体 变后的组织，以便确定铁素体的转变量和晶粒 积铁素体晶粒数目(N)的变化为手段来分析和 尺寸. 探讨不同碳，锰含量时低碳（锰）钢过冷奥氏体形 将变形试样沿轴线方向切开，机械研磨、抛 变过程中铁素体晶粒细化机制. 光制成金相试样，用硝酸与酒精体积比为4：100 试剂侵蚀铁素体及多相组织，用LEICA金相显 1实验方法 微镜及其配带的QWINS分析软件统计钢中 实验用A,B,C,D,E钢成分如表1所示.用 铁素体转变量.借助SEM形貌图和Image-tool 收稿日期：2004-02-26修回日期：200411-01 图像分析软件，用截线法测量铁素体晶粒大小， 基金项目：国家重点基础研究发展规划“973”项目No.G1998061506)根据文献例中的公式计算单位体积铁素体晶粒个 及国家高技术研究计划“863”项目QNo.2001AA332020)数N. 作者简介：周荣锋(1973一)，男，博士研究生

第 卷 第2 7 1期 年250 0 月 2 北 京 科 技 大 学 学 报 J u ao r n l Uo f 。 加 e s r yi t o S f c e l e ae n n 介 d c h n o l o y g e B i j i n g 、 b L 2 7 N o . 1 e F b . 250 0 碳 、 锰含量对低碳 锰( )钢过冷奥氏体形变过程 中铁 素体形核率的影响 周 荣锋 ` ,2) 杨 王 明 ` , 孙 祖庆 ” 何 建平 ” l) 北 京科技 大学材 料科 学 与工程 学 院 , 北 京 10 0 0 8 3 2) 昆 明理 工 大学 机 电工程学 院 , 昆 明 6 50 0 93 3 )北京科 技 大学新 金属 材料 国家 重点 实验室 , 北 京 10 0 0 83 摘 要 研究 了碳 、 锰含 量对 低碳 ( 锰 ) 钢形 变 强化铁 素体 晶粒 数 目变化 的 影响 . 结果表 明 , 形 变使 低碳 (锰 )钢过 冷 奥 氏 体 内部形 核位 置增 加 , 铁 素体形 核率 显 著提高 , 晶粒 大大细 化 . 碳 、 锰含 量提 高有 利于 钢 中过冷 奥 氏 体 累积变 形 的增加 , 形变 强 化相 变 晶粒 细 化能 力增 强 , 而碳 的促进 作 用尤 为显 著 . 关键 词 低碳 (锰 ) 钢 ; 形 变强 化 相变 : 形核 率 : 晶粒 细化 分类 号 T G 1 1 1 . 2 ; T G 1 4 2 . 3 1 通过 过 冷 奥 氏体 形 变 的工 艺过 程 即形 变 强 化相 变可 以在 不 同碳 、 锰 含量 的低 碳 ( 锰 ) 钢 中获 得 2 一4 娜 左 右 微 细等 轴 铁素 体 晶 粒 . 但碳 含 量 提 高 , 低 碳 (锰 ) 钢形 变 强化 相 变 孕育期 明显 延 长 , 动力 学 曲线 整 体 向右 移 动 ; 而锰 含 量提 高 , 转变 动 力学 过程 变缓 , 对 相变 孕 育期 的延 长 不显 著 ’ 1 一 3 , . 形 变 强化 相 变是 一 个 以形 核 为主 的 过程 , 形变 过 程 中铁 素体 在 铁素 体 /奥 氏体相 界 前沿 奥 氏体 一侧 或 形变 带上 不 断高速 形 核 , 长大 在几 何 空 间和 时 间上 受 到 限制 , 晶粒 得 以大大 细 化 , 这 是 晶粒细 化 的主 要 原 因回 . 可 见相 对 未变 形过 冷 奥 氏体等 温转 变过 程 , 形 变 强化相 变 的 形核 率显 著提 高 . 而碳 、 锰含 量提 高 , 其形 核 率 的变化 又有 什 么不 同 , 对 晶粒 细化 会产 生什 么 样 的结 果 , 这 是 非常 值 得探 讨 的 . 本文 从 形核 率 的角 度 , 以形变 过 程 中单位 体 积铁 素 体 晶粒 数 目 (vN ) 的变 化 为 手段 来 分析 和 探 讨 不 同碳 、 锰 含量 时低碳 (锰 ) 钢 过 冷奥 氏 体形 变 过程 中铁 素体 晶粒 细 化 机制 . 1 实验 方 法 实验 用 A , B , C , D , E 钢 成分 如 表 1 所 示 . 用 收稿 日期 : 2 0 0 4 es 0 2一6 修回 日期 : 2 0 0 -4 11刁 l A , B , C 钢研 究 锰 的影 响 , 分别 用 A , D 钢 (低 锰水 平 )和 C , E 钢 ( 高锰 水平 )研 究碳 的影 响 . 经真 空感 应 熔 炼获 得铸 锭 , 再 经 1 10 0 ℃ 保温 l h 后锻 为拟 1 m m 的 棒料 , 终 锻温 度 为 8 50 ℃ , 锻 后 正火 , 使原 始组 织尽 可能 均匀 . 再机 加 工 成杯 m m ` 巧 ~ 的 圆柱 压缩 试 样 . 根 据 用 D T 10 0 热 膨胀 仪 所测 未 变 形 时相变 点 ( 表 l) 以及 形变 强 化相 变 理 论 〔5 一们 , 在 lG e eb le 15 0 0 热模 拟 试 验机 上 进 行热 压 缩变 形实 验 , 即 A , B , C , D , E 钢 奥 氏体化 (获得 35 一 45 阿奥 氏体 晶 粒 ) 后 , 再 以一 定冷 却 速 度 ( 表 1 中 Vc ) 冷 却 到 7 6 0 ℃ , 紧 接着 以 1s/ 的形 变 速率 进 行变 形 , 变形 后立 即水 淬 . 由表 1 中 A r 3可 知 各钢 变 形前 过 冷 奥 氏体没 有发 生铁 素 体转变 . 变形 后 水淬 的 目的是 保 留形 变 后 的组 织 , 以便确 定铁 素 体 的转 变 量 和 晶粒 尺寸 . 将 变 形试 样 沿轴 线方 向切 开 , 机 械 研磨 、 抛 光制 成金 相试 样 , 用 硝酸 与 酒精 体积 比 为 4 : 10 0 试剂 侵 蚀铁 素 体及 多相 组 织 . 用 L EI C A 金 相 显 微镜 及 其 配 带 的 QW I N S 分 析 软 件 统 计 钢 中 铁 素体 转 变量 . 借 助 S E M 形 貌 图和 mI ag e 一 t o l 图像 分 析 软件 , 用截 线 法测 量 铁 素 体 晶粒 大 小 . 基金 项 目 : 国家重 点基础 研究 发展 规划 “ 9 7 3 ” 项 目 N( .o G 19 9 80 6 15 06 根据 文献 l9] 中 的公式 计算 单位 体积 铁 素体 晶粒个 及 国家 高技 术研 究计 划 “ 86 3 ’, 项 目困 o · 2 0 o l A 3 3 2 o Zo ) 数vN . 作者 简 介 : 周 荣锋 ( 19 73 es 一) , 男 , 博士研 究 生 DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 2005. 01. 010

·36· 北京科技大学学报 2005年第1期 表1实验用钢的成分（质量分数）和A,Ar, Table 1 ArA,and chemical composition of tested steels 钢种 质量分数/% A,/℃ Ar3/℃'./（℃：s5 C Mn Si P Al A 0.060 0.48 0.15 0.012 0.0060 0.012 750 850 30 B 0.069 0.84 0.16 0.0094 0.0072 <0.010 740 835 30 C 0.064 1.29 0.18 0.0130 0.0059 0.011 700 805 15 D 0.160 0.55 0.17 0.0093 0.0068 <0.010 810 730 10 E 0.130 1.30 0.18 0.0120 0.0059 0.010 770 655 15 40 2实验结果及讨论 35 Mn -1.30%Mn1 21过冷奥氏体未变形等温转变时铁素体晶粒 30 数目的变化 25 低碳（锰）钢未变形过冷奥氏体等温时，由于 20 温度过冷，稳定性降低，经过一段时间的孕育(A, 15 0.50%Mn1 B,C,D和E钢形成体积分数为5%的铁素体所需 10 时间分别为1.4,8.7,9.4,8.8和418.5s,铁素体晶 0 0.20.40.60.81.01.21.4 核首先在奥氏体晶界形成直至晶界形核位置饱 M血的质量分数/% 图2碳、锰含量对未变形过冷奥氏体在760℃等温转 和，随后可能沿爽氏体晶界或向奥氏体晶内长 变完成时晶粒尺寸的影响 大，是一个形核长大的过程，铁素体晶粒发生粗 Fig.1 Effect of carbon and Mn contents on ferrite grain 化.图1为A,B,C,D,E钢过冷奥氏体在760℃未 size at the moment of isothermal transformation finish at 变形等温时单位体积铁素体晶粒个数(N)随转 760℃ 变时间的变化曲线.可见相变初期晶界快速形 22形变强化相变过程中铁素体晶粒数目变化 核，N,值比较高；随着相变的继续，铁素体晶粒发 (1)形变促进形核.如上所述，未变形时低碳 生合并长大或长入奥氏体晶内，八，随着相变的进 (锰)钢过冷奥氏体等温过程N,随相变进行而 行而减小，同时必须通过碳、锰元素的充分扩散， 减小（图1），是一个形核长大的过程，铁素体晶粒 相变得以进行，相变完成（体积分数为95%的铁 发生粗化.图3为A,B,C,D,E钢过冷奥氏体在 素体)所需的时间分别为45.6,128.2,304.4,238.2 760℃未变形等温和变形时从随转变时间变化的 和7200s),此时的铁素体晶粒尺寸达15-30m 曲线.未变形时相变初期的N分别为012× (图2).同时从图2中可以发现，碳、锰含量提高有 10°mm(A钢)，0.14×10mm(B钢)，0.08×10°mm3 利于阻碍铁素体晶粒的长大，但锰含量过高会使 铁素体会发生粗化. DEFT形变速度Is 70 -0-A 14 -A 60 -A-B 12 B 50 -v-C C -D 10 ■-D 30 0-E --E 20 形变速度0s1 ■-A一-B--C 10 0 ◆一D一E ◆◆w●。 0.1 101001000 10 100 1000 时间s 时间s 图3A.B,C,D,E钢过冷奥氏体在760℃未变形等温和 图1A,B,C,D,E钢未变形过冷奥氏体在760℃等温时 变形时的N,随转变时间的变化 N,随转变时间的变化 Fig.3 Changes of Nv of ferrite during isothermal trans- Fig.1 Changes of Nv of ferrite during isothermal trans- formation and deformation enhanced transformation at formation at 760'C in Steel A,B,C,D and E 760'C in the steel A,B,C,D and E

. 3 6 . 北 京 科 技 大 学 学 报 表 1 实 验 用钢 的成 分( 质量 分数) 和 戊 , A 巧 2 0 5 年 第 1 期 介b le I A 巧 , 人 a . d 比e ln ic al co . OP s i Uo n of 俪加d s t e 肠 钢 种 质量 分数 / % M h 0 . 4 8 C M h 5 1 P 5 A I A 3 / ℃ A 岛 / ℃ 只 / (℃ · s 一今 0 11 àō t ó , àī j .J1 ,t `.1 n ù尸乃气0 1 咤、J ù飞曰 0 , j ó 八O j ùé7R . 00 6 ō、 ù 40 , 1 7 月了7 ǎ匕月了 0 . 0 6 0 0 . 0 6 9 C 0 . 0 6 4 D 0 . 1 60 E 0 . 13 0 .0 84 1 . 2 9 0 . 5 5 1 . 3 0 0 . 15 0 . 1 6 0 . 18 0 . 17 0 . 18 0 . 0 12 0 . 0 0 9 4 0 . 0 13 0 0 . 0 0 9 3 0 . 0 12 0 0 . 006 0 0 . 0 0 7 2 0 . 00 5 9 0 . 00 6 8 0 . 00 5 9 0 . 0 12 < 0 . 0 1 0 0 . 0 1 1 < 0 . 0 1 0 0 . 0 10 AB 2 实 验结 果 及 讨 论 .2 1 过冷 奥 氏体 未 变 形等 温 转 变时铁 素体晶粒 数 目的变 化 低 碳 (锰 ) 钢 未变 形 过 冷奥 氏 体等 温时 , 由于 温 度过 冷 , 稳定性 降低 , 经 过 一段 时间 的孕 育(A , B , C , D 和 E 钢形 成 体积 分 数 为 5% 的铁 素 体所 需 时间 分别 为 1 . 4 , 8 7 , 9 . 4 , 8 . 8 和 4 18 . 5 5 `, , ) , 铁素 体 晶 核 首 先 在 奥 氏体 晶界 形 成 直至 晶界 形 核位 置饱 和 , 随 后 可 能沿 奥 氏 体 晶 界或 向奥 氏 体 晶 内长 大 , 是一 个 形核 长 大 的过程 , 铁素 体 晶粒 发 生粗 化 . 图 l 为 A , B , C , D , E 钢 过 冷奥 氏 体在 760 ℃ 未 变 形 等 温 时单 位 体 积 铁 素 体 晶 粒 个数 (瓜 ) 随转 变 时 间 的变 化 曲线 . 可 见 相变初 期 晶 界 快速 形 核 , vN 值 比较 高 ; 随着相 变 的继 续 , 铁素 体 晶粒 发 生 合并 长大 或长 入 奥 氏体 晶 内 , vN 随着 相变的进 行 而减 小 . 同时必须 通过 碳 、 锰元 素 的充 分扩 散 , 相变得 以进行 , 相 变 完成 (体积 分数 为 95 % 的铁 素 体 ) 所 需 的时 间分 别 为 4 5 . 6 , 12 5 . 2 , 3 04 . 4 , 2 3 5 . 2 和 7 2 0 5 。 , , 此 时 的铁 素 体 晶粒 尺寸 达 15一30 p m ( 图 2) . 同时从 图 2 中可 以发现 , 碳 、 锰 含 量提 高有 利 于 阻碍 铁 素体 晶粒 的长 大 , 但 锰含 量 过 高会使 铁 素体 会 发生 粗 化 . 0 ō j0 11 ú哎J 4 n r凡J 、ù 211 节樱、叱唱里 图 2 碳 、 锰 含 且对 未变形过 冷奥 氏体在 7 60 ℃ 等 温转 变完 成时 晶粒 尺 寸的 影响 F 咭 · I E幻er e t o f ca r bo n an d M O e o o t e n 切 o n 介r irt e g ar 恤 ,祖e a t 比 e m o二 t of is o ht e r 口口肠 l tr a n , of r m a 灯o n 6 , 云, h a t 76 0 ℃ .2 2 形 变强 化相 变 过 程 中铁素 体晶粒数 目变化 ( l) 形 变促 进 形 核 . 如 上所 述 , 未 变 形 时低 碳 (锰 ) 钢 过冷 奥 氏 体 等 温过 程 vN 随相 变 进 行 而 减 小 ( 图 l) , 是一 个 形核 长 大的过 程 , 铁 素体 晶粒 发 生粗 化 . 图 3 为 A , B , C , D , E 钢过 冷奥 氏体在 76 0 ℃ 未 变 形等 温和 变 形 时vN 随转 变 时 间变化 的 曲 线 . 未 变 形 时 相 变 初 期 的 vN 分 别 为 .0 1x2 1 0 ` rn 一 , (A 钢 ) , o . 14 x 10 ` ~ 一 ,仍 钢 ) , 0 . 0 8 x 10 6 rnt 一 , 0 nCUO 凡Où 76 `J4 ,J 2 . .1 甲昌 邑之蔺 ABDCE ù-DH l 4 l 2 l 0 8 6 4 D E F T 形变速度 1 5 一 , 一口一 A 一合一 B - V ` C - 心一 D - O se E 形变速度 。 s 一 ’ 一、城 ,日目侧b 1 1 0 10 0 时间s/ 图 I A , B , C , D , E 钢 未变 形过 冷奥 氏体 在 从随转 变时 间 的变 化 , 一 , ` ~ J一 - 1 0 0 0 7 60 ℃ 等温 时 F i g . l C h a n罗, o f vN o f fe r irt e d u ir . g is o ht .恤 a l 扮 a n s - of r m a d o n a t 76 0 ,C 加 St e e l A, B , C , D a n d E 时间s/ 图 3 A , B , C , D , E 钢过 冷 奥 氏体在 7动℃ 未 变形 等温 和 变 形时 的所随 转变 时 间的变 化 F ig · 3 C h a . g es o f vN of fe r d t e d u r 恤 g is o t b e 恤叭 廿 . n s · fo r m a 柱o n a n d d e fo r 扣n a t i o n e n h 扭. e e d tr a n s fo r m a 幼o n 皿t 7 6 0 ℃ in ht e st e l A , B , C , D a n d E

Vol.27 No.I 周荣锋等：碳、锰含量对低碳（锰）钢过冷奥氏体形变过程中铁素体形核率的影响 ·37 (C钢)，0.07×10°mm-(D钢)，0.04×10°mmE钢)： (图4)，并以这种形核方式快速向奥氏体晶内推 而形变条件下相变在真应变分别为0.05,0.08， 进，N随着相变的进行急剧增加，如图3中空心 0.11,0.20,0.36就开始发生，并大量形核，此时各 标志线所示，与图中未变形的实心标志线形成鲜 钢的Nv分别为未变形时开始相变时的2.0,5.7， 明对比.可见形变强化相变确实是一个以形核为 112,59.6,104.8倍，形核率大幅度提高.和未变形 主的过程，并在非常短的时间内完成，最短的为 形核相同的是，相变初期铁素体在奥氏体晶界形 0.7s(A钢)，最长的也只为1.4s(E钢)，和未变形奥 核直至此处形核位置达到饱和.而和未变形时不 氏体等温转变相比相变显著提前发生并完成.在 同的是，形变条件下铁素体在奥氏体晶界快速形 形变和过冷的双重驱动力作用下，形变强化相变 核并达到饱和，继续变形应力集中在铁素体和奥 铁素体不断反复高速形核，其长大在时间和空间 氏体相界前沿的奥氏体内，此处产生较严重的晶 上受到限制，晶粒得以大大细化，获得尺寸为2~4 体学缺陷，因此新的形核位置在随后的变形过程 m的等轴铁素体晶粒（图5）. 中不断产生，铁素体不断进一步形核，形成的铁 (2)碳、锰含量对铁素体晶粒数目变化的影 素体品粒沿铁素体/奥氏体相界呈链状排列 响.形变强化相变铁素体转变动力学分为三个阶 (a) (b) (c) 10m 10um 10m (d) e 310m 10 um 图4低碳（锰）钢形变强化相变过程中形成的黑线穿越所示的链状排列的铁素体晶粒。(a)A,60.11;b)B,60.36; (d)C,60.51:(d)D,60.2;(e)E,6=1.27 Fig.4 SEM micrographs showing ferrite chains stringed by black curves during deformation of undercooled austenite in steel:(a)A,e-0.11;(b)B,c0.36;(c)C,8-0.51:(d)D,=0.92;(e)E,8=1.27 5 段：第一阶段对应奥氏体晶界形核直至占据整 Mn 个奥氏体晶界的过程，此时铁素体的体积分数大 4 且 约为20%左右，这一阶段符合Cahn的“位置饱和” -1.30%Mn 机制；第二阶段对应铁素体在铁素体/奥氏体相 按 界前沿奥氏体内部高畸变区反复高速形核的过 程，直至大部分铁素体（体积分数约95%）基本形 0.50%Mn 成，由于这一阶段形核位置不断产生，显然不符 00.2 0.40.60.81.01.21.4 合Cahn的“位置饱和”机制；第三阶段对应少量 C,Mn的质量分数/% 残余奥氏体的相变形核过程，铁素体转变速率降 图5碳、锰含量对70℃时钢中形变强化相变完成时铁 低，也不符合Cahn的“位置饱和”机制.可见第 素体晶粒尺寸的影响 一、二阶段为形变强化相变的主要阶段，图6为 Fig.5 Effect of carbon and Mn contents on ferrite grain 碳、锰元素含量对形变强化相变各个阶段从的影 size at the moment of deformation enhanced transforma- 响，显然各个阶段N随着碳、锰含量提高而增大， tion finish at760℃

V b l . 2 7 N o . l 周荣 锋 等 : 碳 、 锰含量 对 低碳 (锰 )钢过 冷奥 氏体 形变 过程 中铁 素体 形核 率 的影响 . 3 7 . (C 钢 ) , 0 . 07 x l 0 6 m 一 , (D 钢 ) , 0 . 0 4 “ 1 0 ` m m 一 , ( E 钢 ) ; 而 形 变 条 件下相 变 在 真 应 变 分 别 为 .0 仍 , .0 08 , 0 . 1 1 , .0 20 , .0 36 就 开 始发 生 t31 , 并大 量形 核 , 此 时各 钢 的vN 分别 为 未 变 形 时开 始 相 变 时 的 .2 0 , .5 7 , n . 2 , 5.9 6 , 10.4 8 倍 , 形核 率 大幅 度 提高 . 和 未 变形 形 核相 同 的是 , 相 变 初期 铁素 体 在奥 氏 体 晶界形 核直 至 此处 形核 位 置达 到饱 和 . 而和 未变 形 时不 同的是 , 形 变 条件 下铁 素 体在 奥 氏体 晶界快速 形 核 并达 到饱和 , 继 续变 形 应力 集 中在 铁素 体和 奥 氏体 相 界前 沿 的奥 氏体 内 , 此 处 产生 较严 重 的 晶 体学 缺 陷 , 因此 新 的形 核位 置 在 随后 的变 形过 程 中 不 断产 生 , 铁素 体 不 断进 一 步形 核 , 形 成 的铁 素 体 晶 粒 沿 铁 素 体 / 奥 氏 体 相 界 呈 链 状 排 列 ( 图 4) , 并 以这 种 形核 方 式快 速 向奥 氏 体 晶 内推 进 , vN 随着 相变 的进 行 急剧增 加 , 如 图 3 中 空心 标 志线 所 示 , 与 图中 未变 形 的实 心标 志线 形成 鲜 明对 比 . 可见 形变 强 化相 变确 实 是 一个 以形 核为 主 的过 程 , 并 在 非常 短 的 时 间 内完 成 , 最 短 的为 .0 7 5 (A 钢 ) , 最 长 的也 只 为 1 . 4 s( E 钢 ) , 和未 变 形奥 氏体等温 转 变 相 比 相变 显著 提 前 发生 并完 成 . 在 形 变和 过冷 的双重 驱动 力 作用 下 , 形 变强 化相 变 铁 素体 不 断反 复高速形 核 , 其 长 大在 时 间和 空间 上 受到 限制 , 晶粒得 以大 大细 化 , 获 得尺 寸 为 2碑 pm 的 等轴 铁 素体 晶 粒 ( 图 5) . (2 ) 碳 、 锰 含 量对 铁 素 体 晶粒 数 目变化 的影 响 . 形 变强 化相 变 铁素 体转 变 动 力学 分为三 个 阶 图 4 低 碳 (锰 )钢形 变 强化相 变 过程 中形 成 的黑 线穿越 所 示的 链状 排列 的铁 素体 晶粒 . a( ) A , 厂.0 1 ; 助 B , ` = 0 .3 6 ; ( e ) C 声, 0 , 5 1 ; ( d ) D , ` = 0 . 9 2 : ( e ) E , 于 1 · 27 F ig . 4 S EM m ic or g r a Ph s s h ow in g fe r r it e c h a in s s t r in g e d b y l, al e k c u vr e s d u inr g d e of r m a it o n o f u n d e cr o o lde a u s et n i et in s t呱 : ( a ) A , 『0 · 1 1 ; ( b ) B , ` = 0 . 3 6 ; ( e ) C , ￡ = 0 . 5 1 : ( d ) D , ￡叫 , . 9 2: ( e ) E , 护 l · 2 7 C } M l l 一 翰 ’ 0 \ ` ~ 0 . 5 0 … …叹州 % M n } C, M h 的质量分数 /% 图 5 碳 、 锰 含量对 76 0℃ 时钢 中形变 强化相 变完 成时 铁 素体 晶粒 尺寸 的 影响 F馆 . S E幻阳c t of e a br o n a n d M n co n t e n t s o n fe r r i t e g ar in s七 e a t t h e m o m e n t o f d e of r m a it o n e n h a n c e d t r a n s of r m a - 6 o n n . is 卜 a t 7 6 0℃ 段 `3] : 第 一 阶段 对应 奥 氏 体 晶界 形核 直 至 占据 整 个 奥 氏体 晶 界 的过程 , 此 时铁 素体 的体 积分 数大 约 为 2 0% 左右 , 这 一阶 段 符合 C al l l l 的 “ 位 置饱 和 ” 机 制 ; 第二 阶 段对 应 铁 素体 在 铁素 体 /奥 氏体相 界 前沿 奥 氏 体 内部 高 畸 变 区 反 复高 速 形 核 的 过 程 , 直 至大 部分 铁 素 体 ( 体 积分 数 约 95 % ) 基 本形 成 , 由于 这 一 阶段 形 核位 置 不 断产 生 , 显然 不 符 合 C a h n 的 “ 位 置饱 和 ” 机 制 ; 第三 阶 段对 应 少量 残 余 奥 氏体 的相 变形 核过 程 , 铁 素 体转 变速 率 降 低 , 也 不 符合 C a h i l 的 “ 位 置饱 和 ” 机 制 . 可 见第 一 、 二 阶 段 为形变 强 化相 变 的主要 阶 段 . 图 6 为 碳 、 锰 元 素含 量对 形变 强化 相 变各 个阶段 vN 的影 响 . 显 然各 个 阶段 vN 随着 碳 、 锰 含量 提高而 增 大 , 节翼昭、叱日沈

38◆ 北京科技大学学报 2005年第1期 100 表明较高的碳、锰含量有利于钢中形变强化相变 △ -△ 铁素体形核位置的增加.组织分析表明，形变 -口-5%铁素体 10 -◇-20%铁素体 开始是在过冷奥氏体基体上进行的，奥氏体晶界 -△-95%铁素体 三 会发生变形弯曲，形成台阶或者晶界面积增加， 1.0 晶界形核位置增加，因此形变强化相变孕育期越 长，奥氏体晶界变形越严重.图7为低碳（锰）钢形 C的影响 M血的影响 0.1 成大约5%（体积分数）的铁素体时的组织形貌.可 00.20.40.60.81.01.21.4 以发现，随着A,B,C钢中锰含量增加或A,D钢 C,M的质量分数/% (低锰水平)或C,E钢（高锰水平）中碳含量提高， 图6碳、锰元素对低碳锰钢形变强化相变各阶段从的 奥氏体晶界变形程度增加，导致开始相变时从随 影响 着碳、锰含量增加而增大，如图6中形成5%（体积 Fig.6 Effect of carbon and Mn contents on N in the differ- ent stages during deformation enhanced transformation in 分数)铁素体时N,的变化与钢中碳、锰含量关系 the tested steels 所示.同时占据整个奥氏体晶界（图6中20%（体 20m 04n 20m 20 um 20m 图7A,B,C,D,E钢在760℃变形时奥氏体晶界铁素体形貌.(a)A,60.05;b)B,6=0.11;(C)C,60.11;(d)D,e=0.36; (e)E,c-0.51 Fig.7 Ferrite grains nucleating at austenite grain boundaries in the steels deformed at 760C under different true strains. (a)A,c0.05;b)B,6=0.11;()C,60.11;(dD,=0.36;(e)E,&0.51 积分数)铁素体)所需铁素体晶粒个数从也随着 体中快速扩散到相界前沿形成富碳区，直接阻碍 钢中碳、锰含量提高而增大， 铁素体的长大，碳含量越高越容易形成较高碳含 碳、锰元素都为奥氏体稳定性元素.钢中碳、 量的富碳区，对铁素体长大的阻碍作用越大，铁 锰元素含量提高，形变强化相变动力学延迟，获 素体晶粒越细小；另一方面，形变促使相界前沿 得相同铁素体转变量所需形变量增大倒.也就是 形成高畸变区，富碳区中的碳原子还来不及充分 说尽管碳、锰延迟转变动力学，但是有利于过冷 向奥氏体晶粒内部扩散，铁素体就已经在富碳区 奥氏体中累积变形的增加，有利于奥氏体内畸变 的前沿形成.而由于变形是在高于A,温度进行， 能的提高，进而有利于钢中形核位置的增加.导 因此富碳区也就是碳含量较高的过冷奥氏体，变 致形变强化相变基本完成时铁素体个数随着碳、 形后水淬得到的具体是什么组织还不是非常清 锰含量提高而增大（图6中95%铁素体），铁素体 楚，因此统称为第二组织，可见碳含量越高，第二 晶粒尺寸减小（图5）. 组织的量也越多，对晶粒长大的直接阻碍作用也 另外，钢中铁素体晶粒尺寸的减小还与图2 越大.这与Hickson等认为碳的细化作用是因为 所示碳、锰元素本身对铁素体长大的阻碍作用有 钢中碳化物含量增加直接阻碍铁素体晶粒长大 关，对于碳来说，形变一方面促使碳原子从铁素 所致的说法基本一致

北 京 科 技 大 学 学 报 2 0 0 5 年 第 1 期 - 心 - 20 %铁 素体 -△ , 95 % 铁素体 onn ù “n ,二. , . 1 `. 1 、才,b日口目l C 的影响 0 0 . 2 M n 的影响 0 4 0 . 6 0 . 8 1 . 0 1 . 2 1 . 4 C, M h 的质量分数 /% 图 6 碳 、 锰 元 素对 低碳 锰钢 形 变强 化相变 各 阶段 vN 的 影 响 F棺 . 6 E fe c t o f e a r b o n a n d M u co . et n 8t o n vN in 恤 e di月er r - e n t s at ge s d u ha g ds fo r m a iot n e . h a cn de tr a n . fo 恤 a廿o n 玩 th e t e吕 t e d s t倪 is 表 明较高 的碳 、 锰含 量有利 于钢 中形变 强化 相变 铁 素 体形 核 位 置 的增 加 . 组织 分 析 表 明 `冈 , 形变 开 始 是在 过冷 奥 氏体基体 上进行 的 , 奥 氏体 晶 界 会 发 生变 形 弯 曲 , 形 成 台 阶或 者 晶 界 面积 增 加 , 晶界形 核位 置 增加 , 因此 形变强 化相 变孕 育期越 长 , 奥 氏体 晶界变 形越 严 重 . 图 7 为低碳 (锰 )钢 形 成 大约 5% ( 体积 分数) 的铁 素体 时 的组 织形 貌 . 可 以发现 , 随着 A , B , C 钢 中锰 含 量增 加 或 A , D 钢 ( 低 锰水 平 ) 或 C , E 钢 (高 锰水 平 ) 中碳 含 量提 高 , 奥 氏体 晶界变 形程度 增加 , 导致 开始相 变 时vN 随 着碳 、 锰 含量 增 加而 增 大 , 如 图 6 中形成 5% (体 积 分数 ) 铁素 体 时vN 的变 化 与钢 中 碳 、 锰 含 量 关 系 所示 . 同时 占据整 个 奥 氏 体 晶界 ( 图 6 中 20 % ( 体 犷子爹窟 图 7 A , B , C , D , E 钢在 76 0℃ 变 形 时奥 氏体 晶界铁 素体 形 貌 . (a) A, ￡月 . . 05 ; 肋 B , , .0 n ; c() C , 护0 . 1;1 (d) D , , .0 36 ; ( e) E , ￡叫〕 . 5 1 F lg . 7 F e r r i et g ar i . s n u e le a 血9 a t a u s t e . i t e g r a in bo u 皿 d a ir e s in ht e s t e is d e fo mr d a t 76 0℃ u . d er d i月er 比。 t t r u e s t r a 油 . a( ) A , ￡阅 . 0 5 ; ( b ) B , 厂 0 . 11 ; ( e ) C , ￡= C . 11 ; ( d ) D , 护 0 3 6 ; e() E , ` = 0 . 5 1 积分 数 ) 铁 素体 ) 所 需 铁素 体 晶 粒个 数 vN 也 随 着 钢 中碳 、 锰含 量提 高而 增 大 . 碳 、 锰元 素都 为奥 氏 体 稳 定性 元素 . 钢 中碳 、 锰 元 素含 量 提 高 , 形 变 强化 相 变 动力 学 延迟 , 获 得 相 同铁 素 体转 变 量 所 需形 变量 增 大 。 , . 也就 是 说尽 管碳 、 锰延 迟转变动力 学 , 但 是有 利于过 冷 奥 氏体 中累积 变 形的增 加 , 有 利 于奥 氏体 内畸变 能 的提 高 , 进 而有 利 于钢 中形 核位 置 的增 加 . 导 致形 变 强化 相变 基 本完 成 时铁 素体 个数 随着 碳 、 锰 含量 提 高 而增 大 ( 图 6 中 95 % 铁 素 体 ) , 铁 素 体 晶粒 尺 寸减 小 ( 图 5) . 另外 , 钢 中铁 素 体 晶粒尺 寸 的减 小 还 与 图 2 所 示 碳 、 锰 元素 本 身对铁 素 体长 大 的 阻碍 作 用 有 关 . 对 于 碳来 说 , 形 变一 方 面促 使 碳 原子 从 铁 素 体 中快速扩 散到 相界 前沿 形 成 富碳 区 , 直 接 阻碍 铁 素体 的长 大 , 碳 含 量越 高越 容 易 形成 较 高碳 含 量 的 富碳 区 , 对铁 素 体 长 大 的阻碍 作用 越 大 , 铁 素 体 晶粒 越 细 小 ; 另一 方面 , 形 变 促 使相 界 前沿 形成 高 畸变 区 , 富碳 区 中的碳 原 子还 来不 及 充分 向奥 氏体 晶粒 内部扩 散 , 铁素 体就 已 经在 富碳 区 的前 沿 形成 . 而 由于变 形 是在 高 于 A ,温 度 进行 , 因此 富碳 区 也就 是碳 含 量较 高 的过冷奥 氏体 , 变 形后 水 淬 得 到 的 具 体 是什 么 组 织 还 不 是 非 常 清 楚 , 因此 统称 为第 二 组织 , 可见 碳含 量越 高 , 第 二 组 织 的量 也越多 , 对 晶粒 长 大 的直接 阻碍作 用 也 越 大 . 这 与 iH e ks o n 等认 为 碳 的细 化 作用 是 因为 钢 中碳 化物 含 量增 加 直 接阻 碍 铁 素 体 晶 粒 长 大 所 致 的说 法基 本 一 致 【10

Vol.27 No.1 周荣锋等：碳、锰含量对低碳（锰）钢过冷奥氏体形变过程中铁素体形核率的影响 ·39 对于锰来说，它为代位原子，一方面对铁素 生新的形核位置，铁素体形核率大幅度提高，晶 体晶界存在溶质“拖曳”作用，另一方面对碳原子 粒得以大大细化 存在扩散“拖曳”作用四.可见一定含量的锰 (2)碳、锰含量提高有利于过冷奥氏体累积变 (0.48%~0.84%,质量分数)有利于铁素体晶粒的细 形的增加，形变强化相变晶粒细化能力增强. 化（图2和图4），而质量分数高于0.84%时铁素体 (3)钢中碳对形变强化相变晶粒细化的促进 晶粒发生粗化（图2），但形变使得这种粗化作用 作用较锰显著， 减小，锰含量为1.29%（质量分数）C钢中的晶粒尺 参考文献 寸和锰质量分数为0.84%的B钢中铁素体尺寸相 [1】周荣锋，杨王玥，孙祖庆.不同锰含量低碳钢过冷奥氏体 差不大， 形变过程中的铁素体相变.金属学报，2004,40(1少：】 (3)碳、锰含量对晶粒尺寸影响的区别.虽然 [2】周荣锋，杨王玥，孙祖庆.不同碳含量低碳钢过冷爽氏体 碳、锰含量提高都有利于钢中形变强化相变铁素 形变过程中的铁素体转变，钢铁，2004,398：93 体晶粒的细化，但是从图5中可以发现，碳对晶 ]周荣锋，杨王玥，孙祖庆.不同碳锰含量低碳（锰）锅过冷 奥氏体形变过程转变动力学，金属学报，2004,40(10：1055 粒细化的促进作用较锰要大，即图5中晶粒尺寸 [4]Sun Z Q,Yang W Y,Qi JJ,et al.Deformation enhanced trans- 随碳含量提高减小的速率比锰的影响要大.这在 formation and dynamic recrystallization of ferrite in a low car 图6中N随碳、锰含量的变化关系中也得到体 bon steel during multipass hot deformation.Mater Sci Eng A, 2002,334(9:201 现，这可能与碳、锰元素延迟形变强化相变动力 [5]齐俊杰，杨王玥，孙祖庆，低碳钢过冷奥氏体形变过程组 学的区别有关.碳含量提高，低碳（锰）钢形变 织演变机制，北京科技大学学报，2002,242：97 强化相变孕育期明显延长，动力学曲线整体向高 6杨王玥，胡安民，齐俊杰，孙祖庆，低碳钢形变强化相变的 应变方向移动，而锰含量提高，主要体现为对相 组织细化.材料研究学报，2001,15(2：171 变过程的延迟，对孕育期的延长作用较小).可 [刀胡安民.低碳钢组织细化研究：[学位论文】.北京：北京科 技大学，2000 见，碳含量提高，奥氏体在孕育期内累积变形明 [)齐俊杰，低碳钢过冷奥氏体形变过程组织演变：[学位论 显增加，而锰含量提高，奥氏体在较短的孕育期 文1.北京：北京科技大学，2002 内累积变形增加的幅度较小，对铁素体晶粒细化 [9]任怀亮.金相实验技术.北京：冶金工业出版杜，1986.169 [10]Hickson MR,Gibbs R K,Hodgson P D.The effect of chemistry 的促进作用不如碳显著 on the formation of ultrafine ferrite in steel.ISIJ Int,1999,39 (11:1176 3结论 [11]Aaronson H I.The Mechanism of Phase Transformation in Cry- stalline.London:Institute of Metals,1969.2790 (1)形变使低碳（锰）钢过冷奥氏体内不断产 Ferrite nucleation rate in undercooled austenite during deformation in low carbon (Mn)steels with different C and Mn contents ZHOU Rongfeng2,YANG Wangyue,SUN Zuqing,HE Jianping 1)Materials Science and Engineering School,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)School of Mechanical and Electrical Engineering,Kunming University of Science and Technology,Kunming 650093,China 3)The State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China ABSTRACT The effect of C and Mn contents on ferrite nucleation rate during Deformation-Enhanced Ferrite Transformation(DEFT)in low carbon(Mn)steels was investigated.The results show that the deformation causes such a higher defect density in austentie grains,which leads to extra sites for nucleation both at the austenite boun- daries and intragranular,that ferrite grains are refined dramatically.The addition of C or Mn is favored to strain cumulated in the austenite,which also increases the nucleation sites,resulting in more pronounced ferrite grains re- fined.The promotive ability of C to refine ferrite grains is,however,much greater than that of Mn. KEY WORDS low carbon (Mn)steel;DEFT;nucleation rate;grain refinement

V 匕】 一 2 7 N 0 . 1 周 荣锋 等 : 碳 、 锰 含量 对低 碳 ( 锰 ) 钢 过冷 奥氏体 形 变过 程 中铁素 体形核率 的影 响 对 于锰 来 说 , 它 为代 位 原 子 , 一 方面 对 铁 素 体 晶界 存在 溶质 “ 拖 曳 ” 作用 , 另一 方面对 碳 原子 存 在 扩散 “ 拖 曳 ” 作 用 〔川 . 可 见 一 定 含 量 的锰 .(0 48 % 一.0 84 % , 质 量分 数 )有 利 于铁素 体 晶粒 的细 化 ( 图 2 和 图 4) , 而 质量 分 数 高于 .0 84 % 时 铁 素体 晶粒 发 生粗 化 ( 图 2) , 但形 变 使 得这 种 粗 化作 用 减小 , 锰 含 量为 1 . 2 9% (质 量 分数 )C 钢 中 的晶粒 尺 寸和 锰质 量 分数 为 0 . 84 % 的 B 钢 中铁素 体 尺寸 相 差不 大 . (3) 碳 、 锰 含量 对 晶粒 尺寸 影 响 的区 别 . 虽 然 碳 、 锰 含 量提 高 都有利 于钢 中形变 强化 相 变铁 素 体 晶粒 的细 化 , 但 是从 图 5 中可 以发 现 , 碳 对 晶 粒 细化 的促进 作 用较 锰 要大 , 即 图 5 中 晶粒 尺 寸 随碳含 量提 高减 小 的速 率 比 锰 的影 响要 大 . 这在 图 6 中vN 随碳 、 锰 含 量 的变 化 关 系 中也 得 到 体 现 . 这 可能 与碳 、 锰元 素 延迟 形 变 强化 相 变动 力 学 的 区别 有 关 `3] . 碳含 量 提 高 , 低 碳 ( 锰 ) 钢形 变 强化 相变 孕 育期 明显 延 长 , 动力 学 曲线整 体 向高 应 变方 向移 动 . 而 锰含 量 提 高 , 主 要体 现 为对 相 变 过程 的延 迟 , 对 孕 育 期 的延 长作 用 较 小 `习 . 可 见 , 碳 含 量提 高 , 奥 氏 体 在 孕育 期 内累 积 变形 明 显 增加 , 而锰 含 量提 高 , 奥 氏体 在较 短 的孕育 期 内累积变 形增 加 的幅度 较 小 , 对铁 素 体 晶粒细 化 的促 进 作用 不 如碳 显 著 . 生新 的形 核位 置 , 铁 素 体 形核 率 大幅 度 提 高 , 晶 粒 得 以大 大细 化 . (2 )碳 、 锰含 量提 高有 利于 过 冷奥 氏体 累积变 形 的增 加 , 形 变 强化 相 变 晶粒 细化 能 力增 强 . (3 ) 钢 中碳对 形 变 强化 相 变 晶粒 细 化 的促进 作用 较 锰显 著 . 3 结 论 ( l) 形 变 使低 碳 ( 锰 ) 钢 过 冷奥 氏 体 内不 断产 参 考 文 献 【l] 周 荣锋 , 杨王 明 , 孙 祖庆 . 不 同锰含 量低碳 钢 过冷奥 氏 体 形变 过程 中的铁 素体 相变 . 金 属学报 , 2 0 04 , 4 0( 1:) 1 2[ 』 周荣锋 , 杨王 明 , 孙祖 庆 . 不 同碳含 量低碳 钢 过冷奥 氏 体 形变 过程 中的铁 素体 转变 . 钢铁 , 2 0 4 , 3 9 (8) : 93 3[ 1 周 荣 锋 , 杨 王明 , 孙祖 庆 . 不 同碳锰 含量低 碳 ( 锰 ) 钢 过冷 奥 氏 体 形变过 程转变 动力 学 金属 学报 , 2 0 04 , 4 0( l0 ) : 10 55 [ 4 ] s un z Q , Y由1 9 W Y, Qi J J , e t al . D e of rm at i o n o hn an e e d tr a n s - of rm at ion an d d y n am i e re e 叮s atl liaZ ti o n o f fe ir t e in a l o w e a-r b o n s te e l d ur i n g m u l riP as s h o t de of 皿 at i o n . M a 抚r S e i E n g A , 2 0 02 , 3 3 4 ( 9 ) : 2 0 1 5[ 〕 齐俊杰 , 杨 王 明 , 孙祖 庆 . 低 碳钢 过冷 奥 氏体形变 过程 组 织演 变 机制 . 北京 科技 大学 学报 , 2 0 02 , 24 (2 ) : 97 环] 杨王 明 , 胡安 民 , 齐俊 杰 , 孙 祖庆 低碳 钢形变 强化 相变 的 组织 细 化 . 材 料研 究学 报 , 2 0 01 , 15 (2) : 17 1 17 1 胡 安 民 . 低碳 钢组 织细 化研 究 : [学位 论文 〕 . 北 京 : 北京科 技大 学 , 20 0 0 〔8] 齐 俊杰 , 低 碳钢 过冷 奥 氏 体形变 过程 组织 演变 : [学位 论 文 ] . 北京 : 北 京科 技大学 , 2 0 0 2 9[] 任 怀亮 . 金 相 实验技 术 . 北京 : 冶金 工业 出版 社 , 19 8 6 . 1 69 [ 10 ] 川 e ks on M R, iG b b s R K, H do g s佣 P D . 几 e e月乞c t o f比 em i s妙 o n ht e fo mr at i on o f u l tr a if n e fe ir et in s t e e l . I S IJ I . t , 1 99 9 , 39 ( 11) : 117 6 【11 ] A ar o ns o n H 1 . hT e M e e h助i s m o f P h as e 竹an s of rm at i o n in C ry - s atl lin e L o n d o n : I n s it tU t e o f M e at l s , 19 6 9 . 2 7 9 0 F e 州t e nu c l e at i o n r at e i n un d e r c o o l e d au s t e n it e d u r i n g d e of rm at i o n i n l o w e a r b o n (M n ) s t e e l s w iht d i fe r e nt C an d M n c o n t e n t s Z 月O U R 口” 沙gn ,)z YA N G 肠 n舒 ue l), s 〔刀V uZ q i n犷), H E iaJ nP i心 , 1 ) M at e ir al s S e i e n e e an d Egl in e e r i n g S e h o o l , U n i v e rs ity o f s e ien e e an d eT c hn o l o gy B e ij ign , B e ij in g l 0 0 0 8 3 , C h i n a 2 ) S e h o o l o f M e c h翻 e a l an d E l e e itr e al E n g in e e n 盯 g , K l u u n in g U n i v昭ity o f s e i cen e an d eT e lm o l o gy, K切山 n ign 6 50 0 9 3 , C b i n a 3 ) hT e S t a t e K 盯 L ab o r a t o 口 of r A vd an e e d M e at l s an d M a t e 到al s , U in v ers ity o f s e i e n e e an d eT e hn o l o 罗 B e ij ign , B e ij i n g 1 00 0 8 3 , C h in a A B S T R A C T hT e e fe e t o f C an d M h e o n t e nt s on fe 币t e nue l e iat o n art e d u ir n g D e fo mr at i o n 一 E hn an e e d F e ir t e rT an s fo mr iat o n (D E F T ) in l o w e abr o n (M n ) s t e e l s w as ivn e s it gat e d . hT e r e s ul t s s h o w ht at ht e d e fo n n iat o n c au s e s s u e h a h ihg e r d e fe ct de n s i yt i n aus t e int e gr a in s , w h l e h l e ad s t o e x tr a s iet s fo r ucn l e iat on b o ht at ht e aus t e n i et b o un - d iar es an d in t r a g r an u l ar, th a t fe 州 t e gr a U ns aer er ifn e d d r a m iat c al ly . Tb e a d id it on o f C or M n 15 vaf or e d ot str ian e切 m u l咖 d in the au s t e lut e , w h i c h al s o in e r e as e s ht e ucn I e iat o n s it e s , r e s u it i n g in m o r e rP on o un e e d fe r i t e gr a in s r e - 五n e d . hT e P r om o t i v e ab iliyt o f C t o er if 力e fe 币et gr a in s 1 5 , h o w e v e r, m cu h g r e a t e r ht an ht at o f M l l . K E Y W O RD S fo w c ar b o n (M n ) s et el ; D E F ;T cun le at ion art e ; 『 a in er ifn em ent