冷却速率对奥氏体不锈钢凝固过程影响的原位观察

D0L:10.13374.issn1001-053x.2012.05.008 第34卷第5期 北京科技大学学报 Vol.34 No.5 2012年5月 Journal of University of Science and Technology Beijing May 2012 冷却速率对奥氏体不锈钢凝固过程影响的原位观察 黄福祥2)王新华》王万军” 1)北京科技大学治金与生态工程学院，北京1000832)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:fuxianghuange@gmail.com 摘要通过采用激光共聚焦扫描显微镜对AS304奥氏体不锈钢的凝固过程进行了原位动态观察研究.发现当冷却速率 为0.05℃·s时，奥氏体不锈钢以胞状晶方式凝固，其凝固模式为FA模式，即8铁素体相先从液相中形核并长大，Y相在 1448.9℃时通过与液相发生包晶反应(L+8→y)在8铁素体相界形成，当温度降到1431.3℃时液相消失，8铁素体相通过固 态相变转变为Y相，富C贫N的残留铁素体位于胞状晶之间.当冷却速率为30℃·s时，奥氏体不锈钢以枝晶方式生长， 冷却到1346.4℃时包晶反应在液相与8铁素体相界之间进行，其残留铁素体位于枝晶干，与冷却速率为0.05℃·8时相比， 其残留铁素体的数量增多，残留铁素体富Cr贫Ni的程度减轻. 关键词连铸：奥氏体不锈钢：凝固：微观结构：相变：共聚焦显微镜 分类号TF771.1 Effect of cooling rate on the solidification process of austenitic stainless steel by in-situ observation HUANG Fu-xiang),WANG Xin-hua,WANG Wan-jun 1)School of Metallurgical and Ecological Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:fuxianghuang@gmail.com ABSTRACT Solidification processes of AIS1304 austenitic stainless steel at cooling rates of 0.05 C.s and 3.0C.s were observed in situ by confocal laser scanning microscopy.When the cooling rate is 0.05Csthe solidification front is cellular morphol- ogy and the solidification mode belongs to FA mode.ferrite appears firstly in liquid steel,and then y phase precipitates prior at 8-grain boundaries at 1448.9C by means of the peritectic reaction (L+y).At 1431.3 C the liquid steel disappears.Finally the ferrite transforms to y phase by solid diffusion,and the retained ferrite which enriches in Cr and depletes in Ni locates between the cellular dendrites.When the cooling rate is3.0Cs,the solidification interface morphology is dendritic.The peritectic reaction takes place at interfaces between 8-grains and the remained liquid at 1346.4C,and the retained ferrite locates in the dendrite arm. Compared to 0.05Cs,the degree of enrichment in Cr and depletion in Ni in the residual ferrite decreases but the amount of them increases. KEY WORDS continuous casting;austenitic stainless steel;solidification:microstructure;phase transitions:confocal microscopy 在连铸AISI304奥氏体不锈钢时，铸坯表面经 究奥氏体不锈钢的凝固过程，特别是残留铁素体的 常会产生凹陷和裂纹等缺陷0，Suutala等回研究表 行为对于提高连铸坯的表面质量以及热加工性能都 明在奥氏体不锈钢的凝固过程中如果没有一定含量 具有重要意义0.前人对奥氏体不锈钢的凝固模式 的残留铁素体，不锈钢铸坯在凝固过程中将会产生 和特征进行了很多研究5，但绝大多数都采用淬 热脆现象.另外，当含有过量残留铁素体的不锈钢 火保留原始凝固组织的方法进行研究，由于检测方 钢板在400~900℃长时间使用时，残留的铁素体将 法的局限性，很难看到奥氏体不锈钢凝固过程中晶 会分解成脆性的σ相，严重破坏其使用性能同.研 体的长大及其随后的固态相变过程.激光扫描共焦 收稿日期：20110307 基金项目：国家自然科学基金资助项目(50434040)

第 34 卷 第 5 期 2012 年 5 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 34 No． 5 May 2012 冷却速率对奥氏体不锈钢凝固过程影响的原位观察 黄福祥1，2) 王新华1) 王万军1) 1) 北京科技大学冶金与生态工程学院，北京 100083 2) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 通信作者，E-mail: fuxianghuang@ gmail． com 摘 要 通过采用激光共聚焦扫描显微镜对 AISI304 奥氏体不锈钢的凝固过程进行了原位动态观察研究． 发现当冷却速率 为 0. 05 ℃·s － 1 时，奥氏体不锈钢以胞状晶方式凝固，其凝固模式为 FA 模式，即 δ 铁素体相先从液相中形核并长大，γ 相在 1 448. 9 ℃时通过与液相发生包晶反应( L + δ→γ) 在 δ 铁素体相界形成，当温度降到 1 431. 3 ℃时液相消失，δ 铁素体相通过固 态相变转变为 γ 相，富 Cr 贫 Ni 的残留铁素体位于胞状晶之间． 当冷却速率为 3. 0 ℃·s － 1 时，奥氏体不锈钢以枝晶方式生长， 冷却到 1 346. 4 ℃时包晶反应在液相与 δ 铁素体相界之间进行，其残留铁素体位于枝晶干，与冷却速率为 0. 05 ℃·s － 1 时相比， 其残留铁素体的数量增多，残留铁素体富 Cr 贫 Ni 的程度减轻． 关键词 连铸; 奥氏体不锈钢; 凝固; 微观结构; 相变; 共聚焦显微镜 分类号 TF771. 1 Effect of cooling rate on the solidification process of austenitic stainless steel by in-situ observation HUANG Fu-xiang1，2) ，WANG Xin-hua1) ，WANG Wan-jun1) 1) School of Metallurgical and Ecological Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: fuxianghuang@ gmail． com ABSTRACT Solidification processes of AISI304 austenitic stainless steel at cooling rates of 0. 05 ℃·s － 1 and 3. 0 ℃·s － 1 were observed in situ by confocal laser scanning microscopy． When the cooling rate is 0. 05 ℃·s － 1 the solidification front is cellular morphol￾ogy and the solidification mode belongs to FA mode． δ ferrite appears firstly in liquid steel，and then γ phase precipitates prior at δ-grain boundaries at 1 448. 9 ℃ by means of the peritectic reaction ( L + δ→ γ) ． At 1 431. 3 ℃ the liquid steel disappears． Finally the δ ferrite transforms to γ phase by solid diffusion，and the retained ferrite which enriches in Cr and depletes in Ni locates between the cellular dendrites． When the cooling rate is 3. 0 ℃·s － 1 ，the solidification interface morphology is dendritic． The peritectic reaction takes place at interfaces between δ-grains and the remained liquid at 1 346. 4 ℃，and the retained ferrite locates in the dendrite arm． Compared to 0. 05 ℃·s － 1 ，the degree of enrichment in Cr and depletion in Ni in the residual ferrite decreases but the amount of them increases． KEY WORDS continuous casting; austenitic stainless steel; solidification; microstructure; phase transitions; confocal microscopy 收稿日期: 2011--03--07 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 50434040) 在连铸 AISI304 奥氏体不锈钢时，铸坯表面经 常会产生凹陷和裂纹等缺陷［1］，Suutala 等［2］研究表 明在奥氏体不锈钢的凝固过程中如果没有一定含量 的残留铁素体，不锈钢铸坯在凝固过程中将会产生 热脆现象． 另外，当含有过量残留铁素体的不锈钢 钢板在 400 ～ 900 ℃长时间使用时，残留的铁素体将 会分解成脆性的 σ 相，严重破坏其使用性能［3］． 研 究奥氏体不锈钢的凝固过程，特别是残留铁素体的 行为对于提高连铸坯的表面质量以及热加工性能都 具有重要意义［4］． 前人对奥氏体不锈钢的凝固模式 和特征进行了很多研究［5--6］，但绝大多数都采用淬 火保留原始凝固组织的方法进行研究，由于检测方 法的局限性，很难看到奥氏体不锈钢凝固过程中晶 体的长大及其随后的固态相变过程． 激光扫描共焦 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2012.05.008

第5期 黄福祥等：冷却速率对奥氏体不锈钢凝固过程影响的原位观察 ·531· 显微镜(confocal scanning laser microscope,CSLM) 不锈钢的凝固机理划分为如下四类圆 的出现为原位动态观察高温钢液凝固过程中的相变 A模式： 和组织转化提供了可能团.为了深入理解AISI304 LL+yy,(Crg /Ni)1.95 将AISI304不锈钢铸坯，线切割成直径为4mm, 式中：L为液相，δ为铁素体相，Y为奥氏体相.其中 高度为3mm的圆柱形试样，然后用砂纸粗磨、细磨 Crm和Ni根据下式计算： 和抛光，为了防止污染熔化的钢液，试样在放入激光 Cren =w(Cr)+w(Mo)+1.5x 扫描共焦显微镜的加热炉之前，还应该放入超声波 e(Si)+0.5×e(Nb), (1) 清洗仪中清洗l0min左右.激光扫描共焦显微镜实 Nim=w(Ni)+30×w(C)+0.5× 验中的温控制度如图1所示.试样放入加热炉之 o(Mn)+30×e(N) (2) 后，在15min之内由室温升至1520℃，并保温 在本次实验中采用的AISI304奥氏体不锈钢铸 5min,待观察到试样完全熔化后以不同的冷却速率 坯的化学成分（质量分数)为：C,0.04%:Si, (0.05和3.0℃·s-1)冷却至室温.利用激光扫描共 0.56%:Mn,0.99%:P,0.029%:S,0.005%: 焦显微镜的成像系统，原位动态地观察钢液的整个 Cr,17.44%;Ni,8.06%.经过计算，该ASI304奥 凝固及其随后的固态相变过程，并存储为视频文件 氏体不锈钢的Cr和Ni分别为18.28%和 (30帧·s).在原位动态观察结束后，将试样表层 10.21%,Crm/Ni比约等于1.81，奥氏体不锈钢在 镶嵌、磨平抛光后采用FeCl,+HCl水溶液腐蚀，在 平衡凝固时应属于FA模式.也就是说在平衡凝固 光学显微镜下观察其室温下的凝固组织形貌，并通 条件下，该奥氏体不锈钢首先从液相中析出δ铁素 过电子探针(EPMA)对其组织内的残留铁素体中的 体，然后在凝固的末期进入三相共存区（液相L、铁 Cr、Ni等元素进行定性或定量分析. 素体8和奥氏体y),当温度低于固相线后，铁素体 开始向奥氏体转变 1600 1400 0.05℃s 图2为冷却速率为0.05℃·s1时奥氏体不锈 1200 钢凝固过程的原位动态观察结果.当温度降低到 3100 1466℃时，δ铁素体相首先从液相中形核：降低至 800 600 1453.7℃时，8铁素体相逐渐长大，其形核数量也 400 逐渐增多（图2(a)):随着凝固的继续进行，y相在 200 3.0℃s 1448.9℃时通过与液相发生包晶反应(L+8→y)在 10 20 30 40 δ铁素体相界形成，并伴随有明显的体积收缩 时间fmin (图2(b)):随着凝固的继续进行，8铁素体相不断 图1激光扫描共焦显微镜实验中的温控制度 长大，在δ铁素体相界析出的奥氏体γ相的数量也 Fig.1 Temperature control used in CLSM experiments 逐渐增多，当温度降到1431.3℃时液相完全消失， 2 AISI304不锈钢的整个凝固过程终止（图2(c):然 实验结果与讨论 后δ铁素体相通过固态相变转变为Y相，同时也伴 2.1奥氏体不锈钢凝固过程的原位动态观察 有明显的体积收缩过程（图2(）)所示.由此可见 奥氏体不锈钢平衡凝固过程的相变与其化学成 当冷却速率为0.05℃·s时，原位观察到的奥氏体 分密切相关，多元的化学成分可以使用C当量 不锈钢的凝固过程属于FA模式. (Crm)和Ni当量(Ni)的概念简化为Fe-Cr-Ni三 图3为冷却速率为3.0℃·s时奥氏体不锈钢 元系统.根据Cr当量和Ni当量处理可以将奥氏体 凝固过程的原位动态观察结果.温度降低到

第 5 期 黄福祥等: 冷却速率对奥氏体不锈钢凝固过程影响的原位观察 显微镜( confocal scanning laser microscope，CSLM) 的出现为原位动态观察高温钢液凝固过程中的相变 和组织转化提供了可能［7］． 为了深入理解 AISI304 奥氏体不锈钢的凝固过程，本研究采用激光扫描共 焦显微镜对两种冷却速率下奥氏体不锈钢以胞晶及 树枝晶方式凝固的过程进行了原位动态观察研究， 并结合奥氏体不锈钢的凝固特性，对两种冷却速率 下奥氏体不锈钢的凝固模式、组织特征及凝固界面 形态转变进行了研究． 1 实验方法 将 AISI304 不锈钢铸坯，线切割成直径为 4 mm， 高度为 3 mm 的圆柱形试样，然后用砂纸粗磨、细磨 和抛光，为了防止污染熔化的钢液，试样在放入激光 扫描共焦显微镜的加热炉之前，还应该放入超声波 清洗仪中清洗 10 min 左右． 激光扫描共焦显微镜实 验中的温控制度如图 1 所示． 试样放入加热炉之 后，在 15 min 之 内 由 室 温 升 至 1 520 ℃，并 保 温 5 min，待观察到试样完全熔化后以不同的冷却速率 ( 0. 05 和 3. 0 ℃·s － 1 ) 冷却至室温． 利用激光扫描共 焦显微镜的成像系统，原位动态地观察钢液的整个 凝固及其随后的固态相变过程，并存储为视频文件 ( 30 帧·s － 1 ) ． 在原位动态观察结束后，将试样表层 镶嵌、磨平抛光后采用 FeCl3 + HCl 水溶液腐蚀，在 光学显微镜下观察其室温下的凝固组织形貌，并通 过电子探针( EPMA) 对其组织内的残留铁素体中的 Cr、Ni 等元素进行定性或定量分析． 图 1 激光扫描共焦显微镜实验中的温控制度 Fig． 1 Temperature control used in CLSM experiments 2 实验结果与讨论 2. 1 奥氏体不锈钢凝固过程的原位动态观察 奥氏体不锈钢平衡凝固过程的相变与其化学成 分密 切 相 关，多元的化学成分可以使用 Cr 当 量 ( Creq ) 和 Ni 当量( Nieq ) 的概念简化为 Fe--Cr--Ni 三 元系统． 根据 Cr 当量和 Ni 当量处理可以将奥氏体 不锈钢的凝固机理划分为如下四类［8］． A 模式: L→L + γ→γ，( Creq /Nieq ) ＜ 1. 25． AF 模式: L→L + γ→L + γ + δ→γ + δ， 1. 25 ＜ ( Creq /Nieq ) ＜ 1. 48． FA 模式: L→L + δ→L + δ + γ→δ + γ， 1. 48 ＜ ( Creq /Nieq ) ＜ 1. 95． F 模式: L→L + δ→δ→δ + γ，( Creq /Nieq ) ＞ 1. 95． 式中: L 为液相，δ 为铁素体相，γ 为奥氏体相． 其中 Creq和 Nieq根据下式计算: Creq = w( Cr) + w( Mo) + 1. 5 × w( Si) + 0. 5 × w( Nb) ， ( 1) Nieq = w( Ni) + 30 × w( C) + 0. 5 × w( Mn) + 30 × w( N) ． ( 2) 在本次实验中采用的 AISI304 奥氏体不锈钢铸 坯的 化 学 成 分 ( 质 量 分 数) 为: C，0. 04% ; Si， 0. 56% ; Mn，0. 99% ; P，0. 029% ; S，0. 005% ; Cr，17. 44% ; Ni，8. 06% ． 经过计算，该 AISI304 奥 氏体 不 锈 钢 的 Creq 和 Nieq 分 别 为 18. 28% 和 10. 21% ，Creq /Nieq比约等于 1. 81，奥氏体不锈钢在 平衡凝固时应属于 FA 模式． 也就是说在平衡凝固 条件下，该奥氏体不锈钢首先从液相中析出 δ 铁素 体，然后在凝固的末期进入三相共存区( 液相 L、铁 素体 δ 和奥氏体 γ) ，当温度低于固相线后，铁素体 开始向奥氏体转变． 图 2 为冷却速率为 0. 05 ℃·s － 1 时奥氏体不锈 钢凝固过程的原位动态观察结果． 当温度降低到 1 466 ℃时，δ 铁素体相首先从液相中形核; 降低至 1 453. 7 ℃时，δ 铁素体相逐渐长大，其形核数量也 逐渐增多( 图 2( a) ) ; 随着凝固的继续进行，γ 相在 1448. 9 ℃时通过与液相发生包晶反应( L + δ→γ) 在 δ 铁素体相界形成，并伴随有明显的体积收缩 ( 图 2( b) ) ; 随着凝固的继续进行，δ 铁素体相不断 长大，在 δ 铁素体相界析出的奥氏体 γ 相的数量也 逐渐增多，当温度降到 1 431. 3 ℃ 时液相完全消失， AISI304 不锈钢的整个凝固过程终止( 图 2( c) ) ; 然 后 δ 铁素体相通过固态相变转变为 γ 相，同时也伴 有明显的体积收缩过程( 图 2( d) ) 所示． 由此可见 当冷却速率为 0. 05 ℃·s － 1 时，原位观察到的奥氏体 不锈钢的凝固过程属于 FA 模式． 图 3 为冷却速率为 3. 0 ℃·s － 1 时奥氏体不锈钢 凝固过程的原位动态观察结果． 温 度 降 低 到 ·531·

·532 北京科技大学学报 第34卷 0.05℃·s1和3.0℃·s-1凝固时不锈钢的室温组织 14537℃1577s 31.31765 如图4所示，其对应凝固组织的C、Ni成分线扫描 结果分别如图5和图6所示.由此可见：当以 0.05℃s1凝固时，奥氏体不锈钢的凝固组织为胞 -40um 状晶组织，胞状晶之间的间距一般为100~200um, 404m (b) 1448.9℃16585 (d) 7362863 在胞状晶之间存在少量的富C贫Ni的残留铁素 体；当以3.0℃·s1凝固时奥氏体不锈钢以枝晶方 式生长，枝晶间距为10~20μm,富Cr贫Ni的残留 铁素体位于枝晶干上，其残留铁素体的数量明显增 40m 40m 多，这主要是因为随着冷却速率的增加，先析8铁素 体向奥氏体扩散转变的时间减少，先析铁素体向奥 图2奥氏体不锈钢凝固过程中的原位观察(0.05℃·s1).(a) 氏体转变比例降低所致 8铁素体相从液相中形核并长大：(b),()Y相在先析出的8铁 素体相界面间析出：(d)8→y Fig.2 CLSM in-situ observation of the solidification process of auste- nitic stainless steel at a cooling rate of 0.05Cs:(a)8-ferrite nu- cleates and grows up in liquid steel:(b),(c)y precipitates between primary 8ferrite boundaries:(d)transformation of -errite to aus- tenite 200um 200μm 1438℃时，从液相L直接析出8铁素体相；当温度 图4不同冷却速率下不锈钢凝固的组织形貌(a)0.05℃·s1: 降低至1386.5℃时，8铁素体相逐渐长大且数量增 (b)3.0℃s-1 Fig.4 Solidification microstructures of austenitic stainless steels at 多（图3(a)):随着温度的继续降低，8铁素体的数 different cooling rates:(a)0.05℃s1；(b)3.0℃sl 量逐渐增多并不断长大，液相逐渐减少（图3(b)); 当温度降低至1376.4℃左右时，在液相L和8铁素 Ni 体相周围发生包晶反应，并在δ铁素体相周围发生 明显的体积收缩（图3(c));当温度降低至 奥氏体 奥氏体 1371.0℃时，液相完全消失，包晶反应结束，8铁素 体开始转变为y相（图3(d)). 1386.5℃1230 1379.1℃1233s 铁素体 50 铁素体 50m 图5冷却速率为0.05℃·s时残留铁素体线扫描结果 40m 404m Fig.5 Element line-scan profiles in the retained ferrite at a cooling 1376,4℃1234s 235 rate of0.05℃s-l 17109 采用电子探针微分析方法对两种冷却速率下奥 氏体不锈钢中残留铁素体的成分进行了定量分析， 结果如表1所示.通过比较残留铁素体中Fe、Cr和 40山m 40 um Ni元素平均含量可知，随着冷却速率的增加，残留 图3奥氏体不锈钢凝固过程的原位动态观察(3.0℃·s1) 铁素体中的Ni含量显著增加，残留铁素体富Cr贫 Fig.3 CLSM in-situ observation of the solidification process of auste- Ni的程度减轻.由于Cr是铁素体形成元素，而Ni nitic stainless steel at a cooling rate of 3.0C 是奥氏体形成元素，所以当8铁素体相从液相中析 2.2奥氏体不锈钢凝固组织及残留铁素体特征 出以后，Cr元素不断向先析δ铁素体相中扩散，而 为了验证并比较两种冷却速率下奥氏体不锈钢 N元素则从δ铁素体相向液相中扩散，在剩余的液 的凝固特征，将原位观察后的不锈钢试样镶嵌、抛光 相中不断富集回.当冷却速率较低时，从液相中析 并腐蚀之后观察其室温组织，冷却速率为出8铁素体的过程更接近平衡，凝固过程中C、N

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 图 2 奥氏体不锈钢凝固过程中的原位观察( 0. 05 ℃·s － 1 ) . ( a) δ 铁素体相从液相中形核并长大; ( b) ，( c) γ 相在先析出的 δ 铁 素体相界面间析出; ( d) δ→γ Fig． 2 CLSM in-situ observation of the solidification process of auste￾nitic stainless steel at a cooling rate of 0. 05 ℃·s － 1 : ( a) δ-ferrite nu￾cleates and grows up in liquid steel; ( b) ，( c) γ precipitates between primary δ-ferrite boundaries; ( d) transformation of δ-ferrite to aus￾tenite 1 438 ℃时，从液相 L 直接析出 δ 铁素体相; 当温度 降低至 1 386. 5 ℃时，δ 铁素体相逐渐长大且数量增 多( 图 3( a) ) ; 随着温度的继续降低，δ 铁素体的数 量逐渐增多并不断长大，液相逐渐减少( 图 3( b) ) ; 当温度降低至 1 376. 4 ℃左右时，在液相 L 和 δ 铁素 体相周围发生包晶反应，并在 δ 铁素体相周围发生 明显 的 体 积 收 缩 ( 图 3 ( c ) ) ; 当 温 度 降 低 至 1 371. 0 ℃时，液相完全消失，包晶反应结束，δ 铁素 体开始转变为 γ 相( 图 3( d) ) ． 图 3 奥氏体不锈钢凝固过程的原位动态观察( 3. 0 ℃·s － 1 ) Fig． 3 CLSM in-situ observation of the solidification process of auste￾nitic stainless steel at a cooling rate of 3. 0 ℃·s － 1 2. 2 奥氏体不锈钢凝固组织及残留铁素体特征 为了验证并比较两种冷却速率下奥氏体不锈钢 的凝固特征，将原位观察后的不锈钢试样镶嵌、抛光 并腐蚀之后观察其室温组织，冷 却 速 率 为 0. 05 ℃·s － 1 和 3. 0 ℃·s － 1 凝固时不锈钢的室温组织 如图 4 所示，其对应凝固组织的 Cr、Ni 成分线扫描 结果 分 别 如 图 5 和 图 6 所 示． 由 此 可 见: 当 以 0. 05 ℃·s － 1 凝固时，奥氏体不锈钢的凝固组织为胞 状晶组织，胞状晶之间的间距一般为 100 ～ 200 μm， 在胞状晶之间存在少量的富 Cr 贫 Ni 的残留铁素 体; 当以 3. 0 ℃·s － 1 凝固时奥氏体不锈钢以枝晶方 式生长，枝晶间距为 10 ～ 20 μm，富 Cr 贫 Ni 的残留 铁素体位于枝晶干上，其残留铁素体的数量明显增 多，这主要是因为随着冷却速率的增加，先析 δ 铁素 体向奥氏体扩散转变的时间减少，先析铁素体向奥 氏体转变比例降低所致． 图4 不同冷却速率下不锈钢凝固的组织形貌． ( a) 0. 05 ℃·s －1 ; ( b) 3. 0 ℃·s － 1 Fig． 4 Solidification microstructures of austenitic stainless steels at different cooling rates: ( a) 0. 05 ℃·s － 1 ; ( b) 3. 0 ℃·s － 1 图 5 冷却速率为 0. 05 ℃·s － 1时残留铁素体线扫描结果 Fig． 5 Element line-scan profiles in the retained ferrite at a cooling rate of 0. 05 ℃·s － 1 采用电子探针微分析方法对两种冷却速率下奥 氏体不锈钢中残留铁素体的成分进行了定量分析， 结果如表 1 所示． 通过比较残留铁素体中 Fe、Cr 和 Ni 元素平均含量可知，随着冷却速率的增加，残留 铁素体中的 Ni 含量显著增加，残留铁素体富 Cr 贫 Ni 的程度减轻． 由于 Cr 是铁素体形成元素，而 Ni 是奥氏体形成元素，所以当 δ 铁素体相从液相中析 出以后，Cr 元素不断向先析 δ 铁素体相中扩散，而 Ni 元素则从 δ 铁素体相向液相中扩散，在剩余的液 相中不断富集［9］． 当冷却速率较低时，从液相中析 出 δ 铁素体的过程更接近平衡，凝固过程中 Cr、Ni ·532·

第5期 黄福祥等：冷却速率对奥氏体不锈钢凝固过程影响的原位观察 ·533· 凝固过程中平面前沿的稳定性条件为@ G、mCo(1-k) R、 (3) kD 式中，G为界面处液体的实际温度梯度，R为凝 固速率，m1为液相线斜率，k为平衡分配系数，D为 溶质在液相中的扩散系数，C。为溶质的初始浓度 由此可见，在其他条件恒定时，随着凝固速率的增 加，凝固前沿界面越不稳定.在奥氏体不锈钢的凝 图6冷却速率为3.0℃·s1时残留铁素体线扫描结果 固过程中，当冷却速率较低时(0.05℃·s1),由于 Fig.6 Element line-scan profiles in the retained ferrite at a cooling “成分过冷”导致固液界面前沿遭到破坏，以胞状晶 rate of3.0℃s-l 方式凝固；而当冷却速率增加时(3.0℃·s-),胞晶 元素扩散较充分，所以先析8铁素体中的N含量较 生长方向开始转为优先的结晶生长方向，在胞晶横 冷速较快时显著降低.由于N在奥氏体中的扩散 断面上产生扰动，形成二次枝晶臂，最终以树枝晶的 较慢，虽然经过随后的后8→y转变后，残留铁素体 方式生长. 中的Ni含量仍然较低 3 结论 表1残留铁素体元素平均化学组成（质量分数） (1)采用激光扫描共焦显微镜对奥氏体不锈钢 Table 1 Average chemical composition of the retained ferrite 的凝固过程进行原位动态观察研究表明，冷却速率 冷却速率/ 凝固 Fe Cr Ni 其他 (℃s) 组织 为0.05℃·s和3.0℃·s时奥氏体不锈钢的凝固 模式均为FA模式，即首先从液相中析出8铁素体， 铁素体 75.71 20.112.41 1.77 0.05 然后在液相与先析δ铁素体相之间发生包晶反应 奥氏体 74.0416.727.70 1.54 (L+8y),进入三相共存区，液相消失后8相通过 铁素体 73.7618.746.52 0.97 3.00 固态扩散转变为y相 奥氏体 73.2617.44 8.061.24 (2)冷却速率为0.05℃·s-1时奥氏体不锈钢以 2.3奥氏体不锈钢凝固界面形态转变讨论 胞晶方式凝固，富Cr贫Ni的残留铁素体位于胞晶 通过上述分析可知，当以0.05℃·s1的速率冷 间：当冷却速率为3.0℃·s-时，奥氏体不锈钢凝固 却时，钢液由于冷却速率慢，先析铁素体以胞状晶的 界面形态以枝晶方式生长，残留铁素体位于枝晶干 方式凝固，而冷却速率为3.0℃·s时先析铁素体 (3)随着冷却速率的增加，奥氏体不锈钢中残 则转变为以树枝晶的方式凝固，其凝固方式示意图 留铁素体的数量增多，残留铁素体富Cr贫Ni的程 如图7所示 度减轻. 参考文献 [Wang W X,Wang Y,Chi J H.Surface defects and control meas- ures of stainless steel billet.Iron Steel Vanadium Titanium,2006, (a) (b) 27(3):63 图7激光扫描共焦显微镜观察实验中奥氏体不锈钢液凝固界 (王文学，王雨，迟景灏.不锈钢连铸坯表面缺陷与对策.钢铁 面形态转变示意图.(a)胞状品，0.05℃·s1:(b)树枝晶，3.0 钒钛，2006,27(3)：63) ℃1 2] Suutala N,Takalo T,Moisio T.The relationship between solidifi- cation and microstructure in austenitic and austenitic-ferritic stain- Fig.7 Schematic illustration of interface morphology transformations during the solidification of austenitic stainless steel in CLSM experi- less steel welds.Metall Trans A,1979,10(4):512 B] Lee H M,Bae J S,Soh J R,et al.Diffusional solidification be- ment:(a)cellular crystals,0.05℃·s-l:(b)dendrites,3.0℃· s-1 havior in 304 stainless steel.Mater Trans JIM,1998,39(6): 633 4] 根据凝固过程中的成分过冷理论，凝固前沿的 Spaccarotella A,Ridolfi M R,Picht G,et al.Control of y transformation during solidification of stainless steel slabs in the 形态从胞状晶向树枝晶转变是由于成分过冷导致 mould.Steel Res Int,2003,74(11/12)693 的.查默斯等推导出的成分过冷判别式如下式，即 [5]Fredricksson H.The solidification sequence in an 188 stainless

第 5 期 黄福祥等: 冷却速率对奥氏体不锈钢凝固过程影响的原位观察 图 6 冷却速率为 3. 0 ℃·s － 1时残留铁素体线扫描结果 Fig． 6 Element line-scan profiles in the retained ferrite at a cooling rate of 3. 0 ℃·s － 1 元素扩散较充分，所以先析 δ 铁素体中的 Ni 含量较 冷速较快时显著降低． 由于 Ni 在奥氏体中的扩散 较慢，虽然经过随后的后 δ→γ 转变后，残留铁素体 中的 Ni 含量仍然较低． 表 1 残留铁素体元素平均化学组成( 质量分数) Table 1 Average chemical composition of the retained ferrite % 冷却速率/ ( ℃·s － 1 ) 凝固 组织 Fe Cr Ni 其他 0. 05 铁素体 75. 71 20. 11 2. 41 1. 77 奥氏体 74. 04 16. 72 7. 70 1. 54 3. 00 铁素体 73. 76 18. 74 6. 52 0. 97 奥氏体 73. 26 17. 44 8. 06 1. 24 2. 3 奥氏体不锈钢凝固界面形态转变讨论 通过上述分析可知，当以 0. 05 ℃·s － 1 的速率冷 却时，钢液由于冷却速率慢，先析铁素体以胞状晶的 方式凝固，而冷却速率为 3. 0 ℃·s － 1 时先析铁素体 则转变为以树枝晶的方式凝固，其凝固方式示意图 如图 7 所示． 图 7 激光扫描共焦显微镜观察实验中奥氏体不锈钢液凝固界 面形态转变示意图． ( a) 胞状晶，0. 05 ℃·s － 1 ; ( b) 树枝晶，3. 0 ℃·s － 1 Fig． 7 Schematic illustration of interface morphology transformations during the solidification of austenitic stainless steel in CLSM experi￾ment: ( a) cellular crystals，0. 05 ℃·s － 1 ; ( b) dendrites，3. 0 ℃· s － 1 根据凝固过程中的成分过冷理论，凝固前沿的 形态从胞状晶向树枝晶转变是由于成分过冷导致 的． 查默斯等推导出的成分过冷判别式如下式，即 凝固过程中平面前沿的稳定性条件为［10］ GL R ≥ － mLC0 ( 1 － k) kDL ． ( 3) 式中，GL为界面处液体的实际温度梯度，R 为凝 固速率，mL为液相线斜率，k 为平衡分配系数，DL为 溶质在液相中的扩散系数，C0 为溶质的初始浓度． 由此可见，在其他条件恒定时，随着凝固速率的增 加，凝固前沿界面越不稳定． 在奥氏体不锈钢的凝 固过程中，当冷却速率较低时( 0. 05 ℃·s － 1 ) ，由于 “成分过冷”导致固液界面前沿遭到破坏，以胞状晶 方式凝固; 而当冷却速率增加时( 3. 0 ℃·s － 1 ) ，胞晶 生长方向开始转为优先的结晶生长方向，在胞晶横 断面上产生扰动，形成二次枝晶臂，最终以树枝晶的 方式生长． 3 结论 ( 1) 采用激光扫描共焦显微镜对奥氏体不锈钢 的凝固过程进行原位动态观察研究表明，冷却速率 为 0. 05 ℃·s － 1 和 3. 0 ℃·s － 1 时奥氏体不锈钢的凝固 模式均为 FA 模式，即首先从液相中析出 δ 铁素体， 然后在液相与先析 δ 铁素体相之间发生包晶反应 ( L + δ→γ) ，进入三相共存区，液相消失后 δ 相通过 固态扩散转变为 γ 相． ( 2) 冷却速率为 0. 05 ℃·s － 1 时奥氏体不锈钢以 胞晶方式凝固，富 Cr 贫 Ni 的残留铁素体位于胞晶 间; 当冷却速率为 3. 0 ℃·s － 1 时，奥氏体不锈钢凝固 界面形态以枝晶方式生长，残留铁素体位于枝晶干． ( 3) 随着冷却速率的增加，奥氏体不锈钢中残 留铁素体的数量增多，残留铁素体富 Cr 贫 Ni 的程 度减轻． 参 考 文 献 ［1］ Wang W X，Wang Y，Chi J H． Surface defects and control meas￾ures of stainless steel billet． Iron Steel Vanadium Titanium，2006， 27( 3) : 63 ( 王文学，王雨，迟景灏． 不锈钢连铸坯表面缺陷与对策． 钢铁 钒钛，2006，27( 3) : 63) ［2］ Suutala N，Takalo T，Moisio T． The relationship between solidifi￾cation and microstructure in austenitic and austenitic-ferritic stain￾less steel welds． Metall Trans A，1979，10( 4) : 512 ［3］ Lee H M，Bae J S，Soh J R，et al． Diffusional solidification be￾havior in 304 stainless steel． Mater Trans JIM，1998，39 ( 6 ) : 633 ［4］ Spaccarotella A，Ridolfi M R，Picht G，et al． Control of δ→γ transformation during solidification of stainless steel slabs in the mould． Steel Res Int，2003，74( 11 /12) : 693 ［5］ Fredricksson H． The solidification sequence in an 18-8 stainless ·533·

·534 北京科技大学学报 第34卷 steel:investigated by directional solidification.Metall Trans, quent solid-state transformation.Mater Sci Eng A,2007,444(1/ 1972,3(11):2989 2):64 6]Fukumoto S,Kurz W.Solidification phase and microstructure se- ]Liang G F,Zhu L Y,Wang C Q,et al.In situ observation of lection maps for Fe-Cr-Ni alloys.IS//Int,1999,39(12):1270 y transformation in the stainless steel AlS1304.Acta Metall Sin, Yin H,Shibata H,Emi T,et al.Characteristics of agglomeration 2007,43(2):119 of various inclusion particles on molten steel surface.IS//Int, (梁高飞，朱丽业，王成全，等.AISB04不锈钢中8→y相变的 1997,37(10):946 原位观察.金属学报，2007,43(2)：119) [8]Ma JC.Yang YS,Tong W H,et al.Microstructural evolution in [10]Kurz W,Fisher D J.Fundamentals of Solidification.Lausanne AlSI 304 stainless steel during directional solidification and subse- Transactions Technical Publications,1986

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