奥氏体不锈钢具有优异的力学性能和耐腐蚀性能、良好的加工性能，广泛应用于石油化工、火电和核电等领域^[1~3]。C是强烈稳定奥氏体的元素，并具有显著的固溶强化效果^[4]。为了保证奥氏体稳定性和高温强度，奥氏体不锈钢的C含量需大于0.03% (质量分数，下同)^[5]。然而，控C奥氏体不锈钢经高温长时间服役后，易脱溶析出M₂₃C₆碳化物，从而消耗了Cr元素，造成晶界附近贫Cr区的出现，增加了晶间腐蚀敏感性^[6]；M₂₃C₆碳化物以及依附其形成的σ、χ、Laves等金属间相，会对奥氏体不锈钢的延伸率、冲击韧性和持久强度等产生不利影响^[7,8]。

为此，研究人员提出通过添加稳定化元素Nb来调控相析出行为：一方面，Nb与C具有较高的亲和力，会优先与C结合形成NbC碳化物，以抑制晶界M₂₃C₆碳化物的析出；另一方面，在高温或应力的作用下，奥氏体中析出的细小弥散NbC能够有效阻碍位错运动，提高高温强度^[9]。近年来，Nb稳定奥氏体不锈钢受到了广泛关注，如新型的TP347HFG、316Nb、TP310HCb、NF709、HT-UPS等合金^[10~15]，各合金对Nb含量的控制要求不尽相同，例如，TP347HFG合金规定Nb含量≥ 8[C] ([C]为C的质量分数)，316Nb和TP310HCb合金规定Nb含量≥ 10[C]，而NF709和HT-UPS合金的Nb含量控制在较低的水平。已有研究^[16~18]表明，添加Nb会造成奥氏体不锈钢铸态组织中出现尺寸大且分布不均匀的初生NbC，对其力学性能和耐腐蚀性能造成不利影响。347型奥氏体不锈钢在316 ℃下的断裂韧性研究^[16]表明，粗大的Nb(C, N)可作为孔洞的形核位置，增加裂纹扩展速率。25Cr-20Ni奥氏体不锈钢的拉伸性能研究^[17]表明，凝固过程中形成的粗大Nb(C, N)周围存在明显的应力集中，促进了微裂纹的萌生和扩展，明显降低了延伸率。含Nb奥氏体不锈钢的Pb-Bi腐蚀性能研究^[18]表明，初生NbC的氧化会伴随着体积膨胀和气体产生，降低了氧化层致密性，加快腐蚀速率。截至目前，Nb含量对奥氏体不锈钢微观组织和力学性能的影响尚不明晰。此外，粗大的初生NbC会消耗较多的Nb元素，降低热时效或蠕变过程中二次NbC的析出倾向^[19]。然而，后续的热加工和固溶处理对初生NbC形貌和尺寸的影响较小，如何调控铸态样品中的初生NbC也是改善力学性能的关键。

为此，本工作制备了3种Nb含量的奥氏体不锈钢，研究Nb含量对奥氏体不锈钢铸态组织和力学性能的影响规律，在优化Nb含量的基础上，进一步研究了均质化处理对含Nb奥氏体不锈钢微观组织和力学性能的影响，为优化合金的Nb含量和均质化处理制度奠定理论基础。

实验采用Nb含量分别为0.01%、0.30%和0.90%的奥氏体不锈钢，其他主要化学成分为：C 0.10%，Si 2.50%，Ni 9.00%，Cr 15.00%，Mn 0.60%，Fe余量，分别标记为0Nb、3Nb和9Nb钢。奥氏体不锈钢采用25 kg真空感应炉熔炼并浇注成直径为150 mm的铸锭。从9Nb铸锭切取样品进行均质化处理，即在1250 ℃下保温5 h，然后水淬。拉伸实验在RDL-50试验机上进行，拉伸试样的平行段直径5 mm、长30 mm。拉伸实验的温度范围为室温(20 ℃)~550 ℃，应变速率为2.78 × 10^-4 s^-1。采用Ferrite Determ SP10a铁素体仪测量拉伸断裂样品的铁素体数(ferrite number，FN)，FN值可以通过下式转换为形变诱发α'马氏体的体积分数(Vα')^[20]：

用于显微组织观察的样品依次经过水砂纸机械研磨、金刚石抛光膏抛光，再采用体积分数为10%的草酸水溶液进行电化学腐刻，电压为5 V，腐蚀时间30 s，随后利用GX51型光学显微(OM)和SEM3100扫描电镜(SEM)及其附带的能谱仪(EDS)进行观察和分析。透射电镜(TEM)样品采用体积分数为10%的高氯酸酒精溶液电解双喷减薄制得，温度约为-30 ℃，恒电压为20 V，随后利用Talos F200 TEM及其附带的高角环形暗场(HAADF)探测器和EDS探头进行观察和分析。此外，初生NbC在室温拉伸变形过程中容易发生碎裂，因此采用10%应变下的拉伸变形组织进行TEM观察。

3种Nb含量奥氏体不锈钢铸态组织的OM像和SEM像如图1所示。由图1a~c的OM像可见，0Nb和3Nb钢均为粗大的柱状晶组织(图1a和b)，而9Nb钢为近似等轴晶组织，晶粒尺寸显著减小(图1c)。从图1d~f的SEM像可见，0Nb钢晶界上存在连续析出相(图1d中箭头所示)。进一步的TEM-EDS分析结果显示，0Nb钢的晶界析出相富Cr，附近出现了明显的贫Cr区(图2b)，选区电子衍射(SAED)花样证实，该晶界析出相为fcc结构的M₂₃C₆碳化物(图2c)，其与右侧的基体呈特定的取向关系，即[110]M23C6//[110] _γ 、(1¯11)M23C6//(1¯11) _γ。

Nb含量为0.30%的3Nb钢中，晶界上仍然存在M₂₃C₆碳化物，还观察到共晶组织(图1e中箭头所示)。当Nb含量增加到0.90%时，9Nb钢中的共晶组织明显增多，并相互连接呈网状分布(图1f中箭头所示)。TEM-EDS结果显示，9Nb钢的晶界析出相为富Nb相，未观察到M₂₃C₆碳化物的存在(图2d和e)。SAED花样证实晶界相为fcc结构的NbC (图2f)，共晶组织由骨架状NbC和奥氏体组成。此外，9Nb钢的基体中可观察到弥散分布的颗粒状NbC，如图1f所示。

图3给出了不同Nb含量奥氏体不锈钢强度和延伸率随温度的变化曲线。可见，不同Nb含量合金拉伸性能随温度的变化呈现出相似的规律。室温~300 ℃范围内，屈服强度随温度升高而降低；300~550 ℃范围内，屈服强度随温度升高基本保持不变(图3a)。抗拉强度随温度的变化规律表现为：室温~100 ℃范围内，随温度升高而迅速降低；100~300 ℃范围内，随温度升高而缓慢降低；300~550 ℃范围内，随温度升高基本保持不变(图3b)。与强度不同，延伸率随温度升高呈现出先增加后下降的规律：室温~100 ℃范围内，随温度的升高而增加；100~300 ℃范围内，随温度升高而下降；300~550 ℃范围内，随温度升高基本保持不变(图3c)。

由图3a可见，室温~550 ℃范围内，合金的屈服强度随Nb含量的提高而不断提高，分别以室温、100 ℃和550 ℃下的屈服强度为例进行阐述。室温下的屈服强度由0Nb钢的约225 MPa 提高至3Nb钢的约241 MPa，并进一步提高至9Nb钢的约269 MPa；100 ℃下的屈服强度由0Nb钢的约172 MPa增加至3Nb钢的约191 MPa，并进一步增加至9Nb钢的约224 MPa； 550 ℃下的屈服强度由0Nb钢的约112 MPa提高至3Nb钢的约126 MPa，并进一步提高至9Nb钢的约159 MPa。由此可见，Nb含量提高至0.30%时，合金的屈服强度略有增加；Nb含量提高至0.90%时，屈服强度的增加幅度更大。

与屈服强度不同，Nb含量对抗拉强度的影响较小(图3b)，分别以室温、100 ℃和550 ℃下的抗拉强度为例进行阐述。室温下，0Nb钢的抗拉强度约为822 MPa，3Nb钢的抗拉强度约为821 MPa，9Nb钢的抗拉强度略有增加至约855 MPa。当温度升到100 ℃时，0Nb钢的抗拉强度约为499 MPa，3Nb钢的抗拉强度约为505 MPa，9Nb钢的抗拉强度增加至约534 MPa。拉伸温度进一步升高到550 ℃时，0Nb、3Nb和9Nb钢的抗拉强度分别约为380、389和387 MPa，基本相当。因此，室温~100 ℃范围内，Nb含量提高至0.30%时，合金的抗拉强度基本不变；Nb含量提高至0.90%时，抗拉强度略有增加。但在更高温度下，不同Nb含量合金的抗拉强度基本不变。

由图3c可见，室温~550 ℃范围内，合金的延伸率随Nb含量的提高而发生显著变化，室温、100 ℃和550 ℃下延伸率随Nb含量的变化规律如下：室温下，0Nb钢的延伸率约为44.0%，3Nb钢的延伸率保持不变，但9Nb钢的延伸率大幅度降低至约24.0%。当温度升到100 ℃时，与延伸率约为68.5%的0Nb钢相比，3Nb钢的延伸率略有下降至约58.2%，9Nb钢的延伸率进一步降低至约48.7%。拉伸温度进一步升高到550 ℃时，0Nb钢的延伸率约为40.9%，3Nb钢的延伸率基本不变(约为39.6%)，但9Nb钢的延伸率降低至约29.7%。可见，Nb含量提高至0.30%时，合金的延伸率变化较小；而Nb含量提高至0.90%时，合金延伸率显著降低。

图4为不同Nb含量奥氏体不锈钢室温拉伸断口形貌的SEM像。可见，0Nb钢的拉伸断口表面可观察到许多平行分布的二次裂纹，部分二次裂纹贯穿整个截面(图4a)；3Nb钢拉伸断口表面也存在平行分布的二次裂纹，但数量少于0Nb钢(图4c)；9Nb钢拉伸断口表面仅观察到零星分布的细小二次裂纹(图4e)。高倍SEM像显示，0Nb钢拉伸断口呈现韧窝形貌，韧窝尺寸不均，大尺寸韧窝的深度较浅(图4b)；3Nb钢的断口仍为韧窝形貌，韧窝更加均匀细小(图4d)；9Nb钢的断口呈现沟壑状(trench-like)形貌(图4f)。SEM-EDS面扫描分析可见，沟壑状断口表面上可观察到Nb的明显富集，说明沟壑状断裂特征与NbC有关(图4f中插图)。

图5为不同Nb含量奥氏体不锈钢100 ℃拉伸断口形貌的SEM像。与室温拉伸断口形貌相似，0Nb钢和3Nb钢的宏观断口表面仍观察到贯穿样品截面的二次裂纹(图5a和c)，9Nb钢中仅出现了细小的二次裂纹(图5e)。高倍SEM像显示，0Nb钢和3Nb钢拉伸断口均为韧窝断口形貌(图5b和d)，而9Nb钢的断口形貌以沟壑状为主，以及少量的韧窝(图5f)。

图6为不同Nb含量奥氏体不锈钢550 ℃拉伸断口形貌的SEM像。与室温和100 ℃下的断口特征(图4和5)不同，0Nb钢和3Nb钢断口表面未出现贯穿样品截面的二次裂纹(图6a和c)，呈现出均匀分布的韧窝形貌，并且2种钢的韧窝尺寸相当(图6b和d)。9Nb钢的宏观断口形貌未发生明显变化(图6e)，但高倍断口表面未观察到沟壑状形貌，取而代之的是完全韧窝状形貌，韧窝尺寸不均匀，且深度较浅(图6f)。

由3种Nb含量奥氏体不锈钢在不同温度下的拉伸断口形貌分析可见，0Nb钢和3Nb钢具有相似的断口形貌特征，而9Nb钢表现出截然不同的特征，这与Nb含量对延伸率的影响规律相吻合。以0Nb钢和9Nb钢为例，进一步观察了断口纵剖面的微观组织。图7为0Nb钢在室温、100 ℃和550 ℃下断口纵剖面的SEM像。可见，室温和100 ℃拉伸断口附近可观察到沿晶界扩展的二次裂纹(图7a和b)，这对应于宏观断口表面存在的贯穿样品截面的二次裂纹(图4a和5a)；550 ℃拉伸断口附近未观察到沿晶界的二次裂纹(图7c)，这对应于断口表面存在的穿晶韧性断裂，如图6a和b所示。

图8为9Nb钢在室温和550 ℃下拉伸断口纵剖面的SEM像。可见，室温和550 ℃拉伸断口附近均未观察到沿晶界的二次裂纹，但裂纹扩展行为与初生NbC密切相关(图8a和c)。室温断口附近可观察到沿初生NbC扩展的二次裂纹(图8b)，这与断口表面的沟壑状形貌相对应(图4f)。550 ℃断口附近虽然未观察到沿9初生NbC扩展的二次裂纹，但存在初生NbC/奥氏体界面和初生NbC内部萌生的微裂纹(图8d)。

以9Nb钢为例，对不同拉伸温度下断口附近的微观组织进行了TEM观察，结果如图9所示。可见，随着拉伸温度的升高，变形方式发生了显著变化。室温下，位错呈现平面状滑移特征，形成较为均匀的平面滑移带(图9a)。此外，滑移带内部或滑移带交割处产生了新相，SAED花样证实其为bcc结构的α'马氏体(图9b中箭头所示)，由此证实了形变诱发马氏体相变的发生。当拉伸温度升高到100 ℃时，奥氏体基体中未产生形变诱发马氏体，可观察到大量的细小孪晶，表明变形方式转变为形变孪晶和位错滑移(图9c)。当拉伸温度进一步提高至550 ℃时，位错可动性提高，呈散乱分布，且位错密度显著降低(图9d)。

9Nb钢铸态样品经1250 ℃均质化处理后微观组织的OM像和SEM像如图10所示。图10a的OM像显示，均质化处理可显著降低初生NbC的数量，由铸态样品中的网状分布变为断续分布。SEM像显示，均质化处理后，仍保留少量较大尺寸NbC，但大部分初生NbC转变为球状或椭球状(图10b)。同时，基体中的颗粒状NbC完全回溶。由此可见，1250 ℃下的均质化处理可实现初生NbC的部分回溶，以及基体中二次NbC的完全回溶。

图3还给出了9Nb钢经均质化处理后的拉伸性能随温度的变化曲线。可见，均质化处理未改变强度和延伸率随温度的变化规律，但在不同程度上提高了延伸率。同样以室温、100 ℃和550 ℃下的拉伸性能为例进行阐述，相较于铸态样品，均质化处理态9Nb钢样品室温下的屈服强度基本不变，但抗拉强度由约855 MPa升高到约933 MPa，延伸率由约24.0%大幅度提高到约46.8%。100和550 ℃下，均质化处理态样品的屈服强度略有降低，但抗拉强度基本不变，延伸率大幅度提高。由此说明，均质化处理在保证奥氏体不锈钢强度的基础上，显著提高了延伸率。

图11为均质化处理态9Nb钢样品室温和550 ℃拉伸断口纵剖面的SEM像。可见，随着初生NbC的部分回溶，未观察到沿初生NbC扩展的二次裂纹(图11a)，仅在初生NbC/奥氏体界面和初生NbC内部观察到微裂纹(图11b)。相比之下，大尺寸的初生NbC更易在变形过程中发生开裂。从550 ℃拉伸断口纵剖面的SEM像可见，初生NbC/奥氏体界面、初生NbC内部萌生微裂纹的几率显著降低(图11c和d)，说明初生NbC与奥氏体间的变形协调性显著提高。

通常，形变诱发马氏体相变、孪生以及位错滑移是奥氏体不锈钢的主要变形方式，其取决于层错能(γ_SFE)的大小^[21]。奥氏体不锈钢室温下的层错能经验公式如下^[22]：

式中，[M]为元素M的质量分数。计算可知，0Nb钢在室温下的γ_SFE为14.66 mJ/m²。fcc金属变形过程中，一个全位错分解为2个Shockley不全位错和夹带的层错区，层错能决定着层错宽度，并具有反比关系。本工作实验用钢具有较低的层错能，较大的层错宽度使得不全位错的束集难以发生，位错交滑移困难，从而发生了平面滑移，形成了平面滑移型位错组态(图9a)。基于Olson-Cohen马氏体形核模型^[23]，滑移带交叉引起的应变集中可降低奥氏体向马氏体转变的化学驱动力，有利于α'马氏体的形核(图9b)。奥氏体钢变形方式与层错能的经验关系亦表明，当γ_SFE ≤ 20 mJ/m²时，可发生形变诱发马氏体相变^[21]。随着应变的增加，交叉滑移带数量增加，马氏体可在更多的滑移带交叉位置处形核。0Nb钢室温拉伸断裂样品中马氏体含量统计结果证实，马氏体含量可达约30% (图12)。

随着拉伸温度的升高，γ_SFE会随之增加，温度与γ_SFE的经验关系表明，温度每升高10 ℃对应于γ_SFE增加1 mJ/m^{2 [24]}。γ_SFE的增加使得扩展位错的层错宽度减小，位错平滑滑移倾向降低，马氏体形核位置变少，造成形变诱发马氏体含量随拉伸温度的升高而不断降低，温度超过75 ℃时，0Nb钢中便不会发生形变诱发马氏体相变(图12)。温度提高至100 ℃时，计算获得的γ_SFE约为22.16 mJ/m²，变形方式与层错能的经验关系表明^[21]，当层错能> 20 mJ/m²时，变形方式主要为形变孪晶，因而出现了变形方式由形变诱发马氏体相变向形变孪晶的转变(图9c)。随着温度的进一步提高，0Nb钢在550 ℃下的层错能约为67.16 mJ/m²，全位错分解成2个不全位错的难度显著增加，促进交滑移的发生，因而出现了散乱分布的位错组态(图9d)。与此同时，高温下原子扩散明显加快，还可发生垂直于滑移面的攀移，位错攀移可促使2个相反方向运动的位错相互湮灭，这可能是位错密度显著降低的主要原因。

从Nb含量对奥氏体不锈钢铸态组织的影响结果可见，Nb含量的变化一方面会影响NbC的形成，另一方面会改变M₂₃C₆的析出行为。未添加Nb的0Nb钢晶界上析出了连续分布的M₂₃C₆碳化物(图1d)，Thermo-Calc热力学计算结果表明M₂₃C₆碳化物的析出温度≤ 1050 ℃^[25]，因此可推断晶界M₂₃C₆碳化物是在凝固后的冷却过程中析出的。Nb作为一种强碳化物元素，其与C的亲和力比Cr强，Nb会优先与C结合形成NbC。Nb含量为0.30%的3Nb钢中形成了初生NbC +奥氏体的共晶组织(图1e)。Thermo-Calc热力学计算结果表明初生NbC的开始形成温度约为1360 ℃^[18]，略高于液相线温度。在凝固过程中，首先结晶出γ奥氏体，Nb为正偏析元素，易于在枝晶间偏聚^[26]，该处液相中Nb含量的增加满足了共晶反应的成分条件，因而在凝固末期发生了L→NbC + γ的共晶反应。3Nb钢的Nb/C原子比为0.38，无法完全固定C原子，在凝固后的冷却过程中，晶界仍析出了M₂₃C₆碳化物(图1b和e)。Nb含量提高至0.90%时，Nb/C原子比为1.16，基本上能固定C原子，因此抑制了M₂₃C₆的析出。Nb含量的提高有利于达到L→NbC + γ共晶反应的成分条件，使共晶组织的数量显著增加。与此同时，Nb在先共晶奥氏体中呈过饱和状态，在凝固后的冷却过程中，二次NbC在奥氏体固溶体中脱溶析出(图1f)。

室温~550 ℃范围内的拉伸性能结果显示，添加Nb提高了合金的屈服强度。通常来说，奥氏体不锈钢的屈服强度(σy)源自固溶强化、晶界强化、沉淀强化和位错强化，可表述为^[27]：

式中，σ₀为纯Fe的晶格阻力，在一定温度下为定值^[28]；σ_s、σ_g、σ_p和σ_d分别为固溶强化、晶界强化、沉淀强化和位错强化对屈服强度的贡献。与0Nb钢相比，3Nb钢中M₂₃C₆的析出倾向降低，降低了碳化物析出消耗的Cr含量，奥氏体中较高的Cr含量提高了固溶强化效果，因此屈服强度略有增加。9Nb钢中M₂₃C₆的析出被完全抑制，奥氏体中更高的Cr含量提高了固溶强化效果，与此同时，Nb元素的固溶强化、晶粒细化带来的晶界强化以及二次NbC析出产生的沉淀强化，使得屈服强度显著增加。随着拉伸温度的提高，晶格阻力、固溶强化作用以及晶界强化作用减弱，造成了屈服强度随温度升高而下降。然而，添加Nb带来的强化作用未发生明显变化，因此Nb含量对屈服强度的影响规律未改变。

室温~100 ℃范围内的拉伸过程中，当应力超过屈服强度后，合金中会发生形变诱发马氏体相变，可显著提升应变硬化能力，从而提高抗拉强度。添加Nb一方面通过形成NbC以固定C元素，另一方面抑制M₂₃C₆析出而提高了基体的Cr含量，由 式(2)可知，这会降低层错能，有利于形变诱发马氏体相变的发生。从图12可见，0Nb和3Nb钢中的马氏体体积分数接近，而9Nb钢中的马氏体体积分数显著增加至约50%，是抗拉强度显著提高的主要原因。当拉伸温度超过150 ℃时，形变诱发马氏体相变不再发生，Nb含量对抗拉强度的影响较小。

然而，Nb含量的提高会显著改变断裂行为，降低延伸率。室温变形过程中，位错运动方式主要为平面滑移，位错运动至晶界处，会被晶界阻碍，造成应力集中。由于0Nb和3Nb钢晶界处存在连续分布的M₂₃C₆碳化物，削弱了晶界的变形能力，不足以协调相邻晶粒的变形，因而产生了沿晶开裂(图4a和c)。9Nb钢中晶界M₂₃C₆的析出被抑制，在塑性变形过程中，相邻晶粒可相互协调变形，避免了沿晶开裂(图4e)。然而，9Nb钢中大尺寸的初生NbC与奥氏体之间的变形协调性较差。图13a为9Nb奥氏体不锈钢在10%应变下室温拉伸变形后的HAADF像和SAED花样。可见，初生NbC未发生变形，NbC/奥氏体界面处塞积了大量位错。随着界面处应力集中程度的增加，易诱发微裂纹的萌生，并沿着网状分布的NbC快速扩展，造成了沟壑状的脆性断裂形貌(图4f)，使得9Nb钢具有较低的延伸率。拉伸温度升高至100 ℃后，变形过程中发生了形变孪晶，由于孪晶诱发塑性(TWIP)效应使奥氏体的应变硬化能力得到改善，从而提高了延伸率。但是，0Nb和3Nb钢仍呈现因晶界碳化物引起的沿晶开裂形貌，9Nb钢呈现沿网状分布NbC扩展的沟壑状断裂形貌(图5f)。随拉伸温度进一步升高到550 ℃，位错由于发生了交滑移而易发生湮灭，导致晶界处的位错塞积减弱，0Nb和3Nb钢中不会发生沿晶开裂(图6a和c)，9Nb钢未出现沿网状分布NbC扩展的沟壑状断裂形貌，转变为韧窝断裂(图6f)。从9Nb奥氏体不锈钢经550 ℃拉伸断裂后初生NbC附近的微观组织(图13b)可见，初生NbC中仅存在少量的位错，证明其塑性变形能力差。550 ℃拉伸变形过程中，初生NbC与奥氏体之间的变形不协调仍导致了部分初生NbC开裂的现象(图8d)，造成延伸率的降低。

在均质化处理过程中，Nb、C在NbC和周围奥氏体的化学势差异为NbC的回溶提供了驱动力，即NbC的回溶行为与奥氏体中Nb和C的溶解度有关。Nb—C化学键断裂解体为游离的Nb和C原子是NbC发生回溶的前提，因此选择NbC在奥氏体中的平衡固溶度积([Nb]·[C])来确定NbC的回溶温度，如下式所示^[29]：

式中，T是热力学温度。由 式(4)可知，NbC在奥氏体中的平衡固溶度积随温度的升高而增加。然而，当温度超过1280 ℃后，便会形成δ-铁素体，损伤奥氏体不锈钢的力学性能^[30,31]。综合考虑，选择1250 ℃进行均质化处理来调控初生NbC。由 式(4)计算可得，1250 ℃下[Nb]·[C]为0.0107，可将0.037%的C和0.287%的Nb回溶到奥氏体中，显著改变了初生NbC的分布、形貌和尺寸。然而，1250 ℃下较低的平衡固溶度积无法实现9Nb钢中初生NbC的完全回溶。

均质化处理虽然会促进初生NbC的回溶从而提高Nb元素的固溶强化效果，但是会造成晶粒粗化和二次NbC的回溶，降低了晶界强化和沉淀强化效果，使得屈服强度略有降低。结合前文讨论，初生NbC与奥氏体之间变形不协调引起的开裂是9Nb钢塑性降低的主要原因。初生NbC与奥氏体界面处微裂纹形成所需的临界应力(σ_f)与NbC的形貌和尺寸有关^[32]：

式中，E为Young's模量，γ_f为奥氏体与初生NbC的有效界面能，C₀为初生NbC的尺寸，ν为Poisson比。可见，均质化处理使得初生NbC尺寸减小，提高了临界应力。与铸态样品的骨架状初生NbC相比，均质化处理态样品中球状初生NbC与奥氏体间的有效界面能更高^[33]，其临界应力更高。对比可见，在塑性变形过程中，均质化处理态样品中初生NbC与奥氏体界面处微裂纹形成需要更大的应力，即微裂纹的萌生更困难。此外，均质化处理将连续网状分布的初生NbC改变为断续分布，有效阻止了微裂纹沿初生NbC的扩展，从而显著提高了延伸率。

(1) 0Nb钢晶界析出连续分布的M₂₃C₆碳化物；3Nb钢形成了初生NbC +奥氏体的共晶组织，但晶界仍析出M₂₃C₆；当Nb含量进一步增加到0.90%时，可完全抑制M₂₃C₆的析出，但初生NbC +奥氏体的共晶组织数量显著增加。

(2) 随着Nb含量增加到0.90%，M₂₃C₆析出被抑制，使Cr元素固溶强化、Nb元素固溶强化、晶粒细化带来的细晶强化以及二次NbC的沉淀强化作用提高，从而提高了屈服强度。虽然9Nb钢抑制了晶界M₂₃C₆引起的沿晶开裂，但是初生NbC与奥氏体间较差的变形协调性易诱发微裂纹的萌生，裂纹沿网状分布的NbC快速扩展而造成了沟壑状的脆性断裂，显著降低了延伸率。

(3) 1250 ℃均质化处理可在不引入δ-铁素体的基础上，实现9Nb钢中初生NbC分布、形貌和尺寸的调控，初生NbC由骨架状转变为球状或椭球状，由网状分布转变为断续分布。

(4) 均质化处理后，9Nb钢中初生NbC与奥氏体界面处微裂纹形成所需的临界应力提高，抑制了微裂纹的萌生，同时断续分布的初生NbC阻止了微裂纹沿初生NbC的扩展，大幅度提升了延伸率。