金相组织为16Mn钢热模拟试样按试验方案，分别保温不同时间后淬火所得的组织照片。可以看出，在CyA相变初期的60s内，15MnVN的铁素体形核与长大速度明显高于16Mn.15MnVN中CyA相变铁素体晶粒的数量随等温时间延长而显著增加，而16Mn钢中CyA相变铁素体晶粒的数量变化很小；在等温60s之后，16Mn中铁素体晶粒数量迅速增加，等温至180s时，CyA相变基本结束，两者铁素体百分含量基本持平，开始有珠光体生成。

　　不同保温时间淬火后铁素体析出体积分数/%钢种15MnVN钢650e等温不同时间淬火组织650e等温转变动力学曲线图采用Avrami方程<3>对CyA等温转变分数进行分析。Avrami方程表述为公式（1）。

　　f=1-exp（-ktn）（1）式中：f为转变分数；n是幂指数，在形核机理不变的情况下，与温度无关；k与形核和长大速度有关。将公式（1）进行数学变换得到公式（2）：lnln（1/（1-f））=nlnt+lnk（2）显然，lnln（1/（1-f））与lnt呈线性关系，而n值为曲线斜率，经线性拟合得到15MnVN钢n值为1.65；16Mn钢n值为1.58.可见，15MnVN形核速度大于16Mn，。

　　因为，exp（-0.7）=0.5，50%转变时间（t0.5）可表示为：t0.5=（0.7/k）1/n（3）也就是说k=0.7/t0.5n，经计算，15MnVN钢k值为1.7E-3；16Mn钢k值为4.69E-4，说明15MnVN转变速度高于16Mn钢。

　　讨论V（C，N）在铁素体中的析出主要分为相间析出和一般析出两大类，普遍认为，在650e等温条件下，主要为一般析出<4>。的等温转变S型曲线及分析表明：在CyA相变初期，铁素体首先形核于原奥氏体晶界处，15MnVN中铁1素体形核速度较快，形核点增加迅速，其原因只能是：在快速降温至650e的过程中，部分VN先析出于奥氏体晶界处及晶界附近，对随后进行的CyA相变铁素体形核产生了促进作用。由于VN与铁素体共格性很好，VN析出颗粒有时可以独立作为CyA相变铁素体的形核位置，为VN促进铁素体形核示意图。

　　VN对CyA相变的影响示意图然而，仅依靠这些VN析出颗粒，不足以使15MnVN保持如此大的铁素体生长优势。当这部分奥氏体中析出的VN颗粒被全部利用之后，晶界处先析出的仿晶型铁素体周围的附生铁素体开始迅速形核长大。使15MnVN继续保持铁素体转变量的优势，直至60s以后，16Mn中附生铁素体开始大量生长为止。可以推断：两钢种相变初期60s内的铁素体转变量的差别，应归因于这些先析出于奥氏体中的VN颗粒的影响，而附生铁素体的生长放大了这种影响效果。

　　利用上述试验结果，可以解释实际工业生产中含V-N合金的HRB40或15MnVN钢晶粒细化的现象，相变前的奥氏体要经历数次再结晶过程，在约900e终轧后，快速冷却，降温至约650e，奥氏体晶界形变能早已被奥氏体再结晶过程消耗殆尽，不足以促进CyA相变过程。而在奥氏体中析出的VN颗粒加速了相变初期铁素体形核过程，增加了铁素体形核点，在快速冷却工艺下，过冷度增加了CyA相变驱动能，铁素体晶粒形核点进一步增加。与上述等温过程中附生铁素体转变过程相似，由于有相变初期铁素体数量的优势，在这一阶段，HRB400继续保持铁素体形核优势，而且，随着温度降低，铁素体生长速度减缓。

　　因此，最终的HRB400（含V-N）铁素体晶粒尺寸必然小于HRB335（相当于16Mn）。

　　结论通过16Mn、15MnVN钢的等温）淬火试验结果的比较，证明微合金元素化合物VN加速了C-Mn钢CyA相变铁素体的形核过程，缩短孕育期，提高铁素体生长速度。利用定量金相学原理及Avrami方程，分析了两钢种650e等温转变的k、n值。表示形核速度的n值分别为1.65和1.58；表示铁素体生长速度的k值分别为4.69E-4和1.7E-3.