含氮不锈钢凝固模式及显微组织研究

第36卷第11期 北京科技大学学报 Vol.36 No.11 2014年11月 Journal of University of Science and Technology Beijing Now.2014 含氮不锈钢凝固模式及显微组织研究 房 菲，李静媛，王一德 北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:lijy@usth.cd血.cn 摘要研究了四种不同N含量的18Mnl8CrN不锈钢的凝固模式、显微组织和元素分布.结果表明：N含量影响18Mnl8CrN 合金系的凝固模式和显微组织.氮的质量分数由0.07%增加至0.72%时，实验钢的凝固模式由F模式转变为A模式，显微组 织由铁素体和奥氏体魏氏两相组织转变为铁素体和奥氏体两相组织以及单相奥氏体组织.N含量影响奥氏体相形貌，随N含 量增加，奥氏体由板条状、针状转变为枝晶间和等轴状.枝晶间和等轴状奥氏体晶粒中存在褶皱形貌，且随着氮含量增加，褶 皱数量增多.褶皱的产生与凝固过程中奥氏体相内部e、M、Cr元素的偏析有关，且该凝固偏析被保留至室温组织中 关键词不锈钢：氮含量：凝固：显微组织：偏析 分类号TG142.71 Solidification mode and microstructure of nitrogenous stainless steels FANG Fei,LI Jing-yuan,WANG Yi-de School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:lijy@ustb.edu.cn ABSTRACT This article reports the solidification mode,microstructure,and element distribution of phases in 18Mn18CrN stainless steels with four kinds of N contents.N content significantly affects the solidification mode and microstructure of 18Mn18CrN alloy systems.The solidification mode of 18Mnl8CrN stainless steels changes from Mode F to A as the N content increases from 0.07%to 0.72%.Additionally,the microstructure of 18Mn18CrN stainless steels changes from ferrite austenite Widmanstatten dual-phase structure to ferrite austenite dual-phase structure and a single phase of austenite as the N content increases.N content also affects the morphologies of austenitic phases.The lath-ike or needle-like austenite phase changes into interdendritic and equiaxed austenite phases with the increase of N content.Ridges are present in interdendritic and equiaxed austenite grains,and the amount of ridges increases as the N content increases.There is a relationship between the ridges and the segregation of Cr,Mn and Fe elements in aus- tenite phases during the solidification process.Moreover,this solidification segregation is retained to room temperature microstructure. KEY WORDS stainless steel;nitrogen content:solidification:microstructure:segregation 奥氏体不锈钢的凝固模式按照凝固初相和凝固 转变.很多学者研究了冷却速率对奥氏体不锈 反应的不同分为以下四种：铁素体模式(F模式)、铁 钢凝固模式及凝固组织中铁素体相形貌的影 素体-奥氏体模式(FA模式)、奥氏体-铁素体模式 响D-).Suutala网指出快速冷却改变钢的凝固模式， (AF模式)和奥氏体模式(A模式)O.凝固模式主 促使不锈钢由FA模式向AF模式和A模式转变. 要取决于钢的化学成分和凝固条件-.对于Fe一 张有余等可指出当凝固模式为FA模式时，奥氏体 Cr-Ni三元合金体系，可以采用Schaeffler组织图或 不锈钢连铸坯由表层至中心层，由于冷却速率不断 DeLong组织图对凝固模式进行预测，增加Ni和Cr 减小，δ铁素体相的形态分别呈骨架形、侧板条状和 当量的比值Ni,/Cra,凝固模式由F模式向A模式 蠕虫状.邓宝柱0指出N改变316L不锈钢焊缝凝 收稿日期：2014-07-21 基金项目：“十二五”国家科技支撑计划资助项目(2012BAE04B02):国家自然科学基金资助项目(51174026) DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.11.010:http://journals.ustb.edu.cn

第 36 卷 第 11 期 2014 年 11 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 11 Nov． 2014 含氮不锈钢凝固模式及显微组织研究 房 菲，李静媛，王一德 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083  通信作者，E-mail: lijy@ ustb． edu． cn 摘 要 研究了四种不同 N 含量的 18Mn18CrN 不锈钢的凝固模式、显微组织和元素分布． 结果表明: N 含量影响 18Mn18CrN 合金系的凝固模式和显微组织． 氮的质量分数由 0． 07% 增加至 0. 72% 时，实验钢的凝固模式由 F 模式转变为 A 模式，显微组 织由铁素体和奥氏体魏氏两相组织转变为铁素体和奥氏体两相组织以及单相奥氏体组织． N 含量影响奥氏体相形貌，随 N 含 量增加，奥氏体由板条状、针状转变为枝晶间和等轴状． 枝晶间和等轴状奥氏体晶粒中存在褶皱形貌，且随着氮含量增加，褶 皱数量增多． 褶皱的产生与凝固过程中奥氏体相内部 Fe、Mn、Cr 元素的偏析有关，且该凝固偏析被保留至室温组织中． 关键词 不锈钢; 氮含量; 凝固; 显微组织; 偏析 分类号 TG 142. 71 Solidification mode and microstructure of nitrogenous stainless steels FANG Fei，LI Jing-yuan ，WANG Yi-de School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China  Corresponding author，E-mail: lijy@ ustb． edu． cn ABSTＲACT This article reports the solidification mode，microstructure，and element distribution of phases in 18Mn18CrN stainless steels with four kinds of N contents． N content significantly affects the solidification mode and microstructure of 18Mn18CrN alloy systems． The solidification mode of 18Mn18CrN stainless steels changes from Mode F to A as the N content increases from 0. 07% to 0. 72% ． Additionally，the microstructure of 18Mn18CrN stainless steels changes from ferrite + austenite Widmansttten dual-phase structure to ferrite + austenite dual-phase structure and a single phase of austenite as the N content increases． N content also affects the morphologies of austenitic phases． The lath-like or needle-like austenite phase changes into interdendritic and equiaxed austenite phases with the increase of N content． Ｒidges are present in interdendritic and equiaxed austenite grains，and the amount of ridges increases as the N content increases． There is a relationship between the ridges and the segregation of Cr，Mn and Fe elements in aus￾tenite phases during the solidification process． Moreover，this solidification segregation is retained to room temperature microstructure． KEY WOＲDS stainless steel; nitrogen content; solidification; microstructure; segregation 收稿日期: 2014--07--21 基金项目: “十二五”国家科技支撑计划资助项目( 2012BAE04B02) ; 国家自然科学基金资助项目( 51174026) DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 11． 010; http: / /journals． ustb． edu． cn 奥氏体不锈钢的凝固模式按照凝固初相和凝固 反应的不同分为以下四种: 铁素体模式( F 模式) 、铁 素体-奥氏体模式( FA 模式) 、奥氏体–铁素体模式 ( AF 模式) 和奥氏体模式( A 模式) ［1］． 凝固模式主 要取决于钢的化学成分和凝固条件［2--4］． 对于Fe-- Cr--Ni 三元合金体系，可以采用 Schaeffler 组织图或 DeLong 组织图对凝固模式进行预测，增加 Ni 和 Cr 当量的比值 Nieq /Creq，凝固模式由 F 模式向 A 模式 转变［5--6］． 很多学者研究了冷却速率对奥氏体不锈 钢凝固模式及凝固组织中铁素体相形貌的影 响［7--9］． Suutala［8］指出快速冷却改变钢的凝固模式， 促使不锈钢由 FA 模式向 AF 模式和 A 模式转变． 张有余等［9］指出当凝固模式为 FA 模式时，奥氏体 不锈钢连铸坯由表层至中心层，由于冷却速率不断 减小，δ 铁素体相的形态分别呈骨架形、侧板条状和 蠕虫状． 邓宝柱［10］指出 N 改变 316 L 不锈钢焊缝凝

第11期 房菲等：含氨不锈钢凝固模式及显微组织研究 ·1491· 固模式，随着N质量分数由0.018%增加至 2实验结果与讨论 0.088%,实验钢的凝固模式由FA模式转变为AF 模式.刘国平m指出成分为8.5%~10.0%Mn, 2.1N对18Mnl8Cr实验钢凝固模式的影响 15.0%~16.0%Cr,Ni≤1.2%和Cu≤2.0%实验 从表1可以看出，四种实验钢的Cr、Mn和C含 钢，当N质量分数0.12%增加至0.16%时，凝固模 量基本相同，而N元素的质量分数从0.07%增加至 式由FA模式转变为AF模式.对于本文研究的 0.72%.从图1所示铁素体测量结果可知，随着N 18Mnl8CrN奥氏体不锈钢而言，关于N含量对其凝 含量的增加，钢中铁素体相体积分数由45.9%降至 固模式和显微组织形貌的研究较少.不过普遍认 0,说明钢的显微组织由y+δ双相组织转变为单 为，奥氏体不锈钢的凝固模式对热塑性有直接的影 相奥氏体组织 响2-)，而18Mnl8CrN钢作为近年来广泛使用的 56 新型结构材料之一4-，其热塑性是控制其成型的 48 关键因素，因此对于18Mnl8CrN钢的凝固模式的研 40 究具有重要意义 32 本文拟通过改变18Mn18Cr实验钢中N含量， 采用金相显微镜、X射线衍射仪和电子探针显微分 24 析仪研究N含量对18Mnl8Cr钢凝固模式、显微组 16 为 织形貌和元素分布的影响，特别是奥氏体相形貌和 元素分布，并采用Thermo-Calc软件计算实验钢的 Fe-N伪二元相图，进一步分析N含量对实验钢凝 0 0.1 0.2 0.30.4050.6 0.7 氮质量分数% 固模式及相变经历的影响. 图1铁素体相含量与N含量的关系 1 实验材料及方法 Fig.I Relationship between nitrogen content and ferrite content 实验钢为常压熔炼l8Mnl8CrN不锈钢，成分如 从图2可以看出，随着N含量的增加，钢的显 表1所示.冶炼所用原材料为氮化铬铁、电解M、 微组织存在很大区别.当N的质量分数为0.07% 金属C及工业纯铁，其中氮化铬铁的化学成分（质 时，1·试样为两相组织（图2(a)),即白色针状或板 量分数)为Cr62.2%,N4.57%,C0.096%,Si 状的第二相以一定角度斜插于黑色基体晶粒内部 0.87%,P0.028%,余量为Fe,其他原料的纯度均在 根据图3(a)所示l8Mnl8C0.07N钢的X射线衍射 99%以上. 物相分析结果可以看出，该钢包含奥氏体和铁素体 铸态试样经机械预磨和抛光后，进行化学侵蚀. 两相，没有马氏体相，因此铁磁性体仅为铁素体相 侵蚀剂为HNO3、HCI和甘油混合液，其体积比为 白色针状、板条状组织为奥氏体魏氏组织(Aw),是 1:2:2.侵蚀后通过光学显微镜观察明场和微分干 由初晶铁素体相在冷却过程中通过固态相变产生的 涉状态下的显微组织.采用X射线衍射仪分析物相 一种奥氏体组织.由此可确定1"实验钢的凝固模式 种类.利用电子探针显微分析仪观察各组织中的元 为F模式，即以L→δ进行凝固.然后，部分铁素体 素分布.采用铁素体测量仪测量钢中铁素体相含 相转变为Aw. 量，并通过Thermo-Cale软件分析计算18%Mn一 图2(b)为N质量分数0.24%的2"试样的显微 18%Cr0.020%C(质量分数)合金系的Fe-N伪二 组织.显微组织由衬度不同的两相组成，颜色较深 元相图. 的相以块状或骨架状等不规则形貌围绕于颜色较浅 的基体相周围.此时钢中铁素体相的体积分数为 表1实验钢的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of tested steels 22.8%(图1)，可以判断出较深相为铁素体相.当 钢中N的质量分数增加至0.34%时(3"试样， 编号 目标成分 Cr Mn N C Fe 1 图2（©）)，钢中铁素体相的体积分数进一步降至 18Mn-18Cr0.07N17.717.50.070.013余量 6.33%,并且不规则形貌的铁素体相转变为树枝晶 2# 18Mn-18Cr0.24N17.618.20.240.020余量 3 状或蠕虫状，基体为奥氏体相.由此可见，2和3"实 18Mn-18Cr0.34N 17.617.90.340.021余量 验钢的显微组织仍由奥氏体和铁素体两相组成，但 18Mn-18C0.72N19.018.80.720.020余量 其形貌明显不同于1实验钢，可推测其凝固模式不

第 11 期 房 菲等: 含氮不锈钢凝固模式及显微组织研究 固模 式，随 着 N 质 量 分 数 由 0. 018% 增 加 至 0. 088% ，实验钢的凝固模式由 FA 模式转变为 AF 模式． 刘国平［11］指出成分为 8. 5% ～ 10. 0% Mn， 15. 0% ～ 16. 0% Cr，Ni≤1. 2% 和 Cu≤2. 0% 实验 钢，当 N 质量分数 0. 12% 增加至 0. 16% 时，凝固模 式由 FA 模式转变为 AF 模式． 对于本文研究 的 18Mn18CrN 奥氏体不锈钢而言，关于 N 含量对其凝 固模式和显微组织形貌的研究较少． 不过普遍认 为，奥氏体不锈钢的凝固模式对热塑性有直接的影 响［12--13］，而 18Mn18CrN 钢作为近年来广泛使用的 新型结构材料之一［14--15］，其热塑性是控制其成型的 关键因素，因此对于 18Mn18CrN 钢的凝固模式的研 究具有重要意义． 本文拟通过改变 18Mn18Cr 实验钢中 N 含量， 采用金相显微镜、X 射线衍射仪和电子探针显微分 析仪研究 N 含量对 18Mn18Cr 钢凝固模式、显微组 织形貌和元素分布的影响，特别是奥氏体相形貌和 元素分布，并采用 Thermo-Calc 软件计算实验钢的 Fe--N 伪二元相图，进一步分析 N 含量对实验钢凝 固模式及相变经历的影响． 1 实验材料及方法 实验钢为常压熔炼 18Mn18CrN 不锈钢，成分如 表 1 所示． 冶炼所用原材料为氮化铬铁、电解 Mn、 金属 Cr 及工业纯铁，其中氮化铬铁的化学成分( 质 量分 数) 为 Cr 62. 2% ，N 4. 57% ，C 0. 096% ，Si 0. 87% ，P 0. 028% ，余量为 Fe，其他原料的纯度均在 99% 以上． 铸态试样经机械预磨和抛光后，进行化学侵蚀． 侵蚀剂为 HNO3、HCl 和甘油混合液，其体积比为 1∶ 2∶ 2． 侵蚀后通过光学显微镜观察明场和微分干 涉状态下的显微组织． 采用 X 射线衍射仪分析物相 种类． 利用电子探针显微分析仪观察各组织中的元 素分布． 采用铁素体测量仪测量钢中铁素体相含 量，并 通 过 Thermo-Calc 软 件 分 析 计 算 18% Mn-- 18% Cr--0. 020% C ( 质量分数) 合金系的 Fe--N 伪二 元相图． 表 1 实验钢的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of tested steels % 编号 目标成分 Cr Mn N C Fe 1# 18Mn--18Cr--0. 07N 17. 7 17. 5 0. 07 0. 013 余量 2# 18Mn--18Cr--0. 24N 17. 6 18. 2 0. 24 0. 020 余量 3# 18Mn--18Cr--0. 34N 17. 6 17. 9 0. 34 0. 021 余量 4# 18Mn--18Cr--0. 72N 19. 0 18. 8 0. 72 0. 020 余量 2 实验结果与讨论 2. 1 N 对 18Mn18Cr 实验钢凝固模式的影响 从表 1 可以看出，四种实验钢的 Cr、Mn 和 C 含 量基本相同，而 N 元素的质量分数从 0. 07% 增加至 0. 72% ． 从图 1 所示铁素体测量结果可知，随着 N 含量的增加，钢中铁素体相体积分数由 45. 9% 降至 0，说明钢的显微组织由 γ + δ 双相组织转变为单 相奥氏体组织． 图 1 铁素体相含量与 N 含量的关系 Fig． 1 Ｒelationship between nitrogen content and ferrite content 从图 2 可以看出，随着 N 含量的增加，钢的显 微组织存在很大区别． 当 N 的质量分数为 0. 07% 时，1# 试样为两相组织( 图 2( a) ) ，即白色针状或板 状的第二相以一定角度斜插于黑色基体晶粒内部． 根据图 3( a) 所示 18Mn18Cr0. 07N 钢的 X 射线衍射 物相分析结果可以看出，该钢包含奥氏体和铁素体 两相，没有马氏体相，因此铁磁性体仅为铁素体相． 白色针状、板条状组织为奥氏体魏氏组织( Aw) ，是 由初晶铁素体相在冷却过程中通过固态相变产生的 一种奥氏体组织． 由此可确定 1# 实验钢的凝固模式 为 F 模式，即以 L→δ 进行凝固． 然后，部分铁素体 相转变为 Aw． 图 2( b) 为 N 质量分数 0. 24% 的 2# 试样的显微 组织． 显微组织由衬度不同的两相组成，颜色较深 的相以块状或骨架状等不规则形貌围绕于颜色较浅 的基体相周围． 此时钢中铁素体相的体积分数为 22. 8% ( 图 1) ，可以判断出较深相为铁素体相． 当 钢中 N 的质量分数增加至 0. 34% 时 ( 3# 试 样， 图 2( c) ) ，钢中铁素体相的体积分数进一步降至 6. 33% ，并且不规则形貌的铁素体相转变为树枝晶 状或蠕虫状，基体为奥氏体相． 由此可见，2# 和 3# 实 验钢的显微组织仍由奥氏体和铁素体两相组成，但 其形貌明显不同于 1# 实验钢，可推测其凝固模式不 · 1941 ·

·1492 北京科技大学学报 第36卷 是F模式，而是FA或AF模式，即L→L+δ→δ+y 相.可见4实验钢由单相奥氏体组成（图2(）). 或L→L+y→δ+y方式凝固. 由此确定其凝固模式为A模式，即以L→y方式凝 当N的质量分数达到0.72%(4试样)时，实 固，奥氏体相稳定存在至室温。由于该试样中N含 验钢中铁素体相的体积分数降为0（图1）.根据 量较高，因此在冷却过程中，晶界上析出了颗粒状的 图3(b)可知，18Mnl8C0.72N钢中仅存在奥氏体 Cr2N相 h 200m 500um 200)um 500m 500um 图218Mn18CN实验钢的显微组织.(a)0.07%N:(b)0.24%N:(c)0.34%N:(d)0.72%N Fig.2 Microstructures of 18Mn18CrN steels:(a)0.07%N;(b)0.24%N:(e)0.34%N:(d)0.72%N 12000 700 10000 600F 5000 8000 4000 6000 3) 4000 2000 2000 1000 9102030 40 50607080 90100 0 2030 40 5060 70 80 90100 20 20/9 图318Mnl8C0.07N钢和18Mnl8C0.72N钢的X射线衍射谱.(a)18Mnl8Cr0.07N钢：(b)18Mnl8C0.72N钢 Fig.3 X-ray diffraction pattems of 18Mn18Cr0.07N steel and 18Mn18Cr0.72N steel:(a)18Mn18Cr0.07N steel:(b)18Mnl8Cr0.72N steel 2.2N对18Mnl8CrN实验钢组织微观褶皱的影响 中奥氏体和铁素体相表面均非常平整，无丘岭形貌 由图2(d)可以看出，含0.72%N的4"实验钢 的褶皱存在.N质量分数为0.24%的2实验钢 中奥氏体晶粒表面不平整，呈现明显的山脊状褶皱 (图4(b)),奥氏体晶粒表面出现少量的褶皱.当3" 形貌.通过Leica DM25O0M型光学显微镜对实验钢 实验钢N质量分数增加至0.34%时（图4(）)，奥 进行微分干涉状态下的显微组织形貌观察，研究N 氏体晶粒表面出现大量的山脊状褶皱.这些褶皱出 含量对I8Mnl8CrN钢铸态组织褶皱形貌及其形成 现在奥氏体晶粒中心，沿着树枝状铁素体相分布并 机制的影响，结果如图4所示.可以看出，1"实验钢 围绕在其周围，褶皱丘峰处与铁素体相存在一定的

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 是 F 模式，而是 FA 或 AF 模式，即 L→L + δ→δ + γ 或 L→L + γ→δ + γ 方式凝固． 当 N 的质量分数达到 0. 72% ( 4# 试样) 时，实 验钢中铁素体相的体积分数降为 0 ( 图 1) ． 根据 图 3( b) 可知，18Mn18Cr0. 72N 钢中仅存在奥氏体 相． 可见 4# 实验钢由单相奥氏体组成( 图 2 ( d) ) ． 由此确定其凝固模式为 A 模式，即以 L→γ 方式凝 固，奥氏体相稳定存在至室温． 由于该试样中 N 含 量较高，因此在冷却过程中，晶界上析出了颗粒状的 Cr2N 相［16］． 图 2 18Mn18CrN 实验钢的显微组织． ( a) 0. 07% N; ( b) 0. 24% N; ( c) 0. 34% N; ( d) 0. 72% N Fig． 2 Microstructures of 18Mn18CrN steels: ( a) 0. 07% N; ( b) 0. 24% N; ( c) 0. 34% N; ( d) 0. 72% N 图 3 18Mn18Cr0. 07N 钢和 18Mn18Cr0. 72N 钢的 X 射线衍射谱． ( a) 18Mn18Cr0. 07N 钢; ( b) 18Mn18Cr0. 72N 钢 Fig． 3 X-ray diffraction patterns of 18Mn18Cr0. 07N steel and 18Mn18Cr0. 72N steel: ( a) 18Mn18Cr0. 07N steel; ( b) 18Mn18Cr0. 72N steel 2. 2 N 对18Mn18CrN 实验钢组织微观褶皱的影响 由图 2( d) 可以看出，含 0. 72% N 的 4# 实验钢 中奥氏体晶粒表面不平整，呈现明显的山脊状褶皱 形貌． 通过 Leica DM2500M 型光学显微镜对实验钢 进行微分干涉状态下的显微组织形貌观察，研究 N 含量对 18Mn18CrN 钢铸态组织褶皱形貌及其形成 机制的影响，结果如图 4 所示． 可以看出，1# 实验钢 中奥氏体和铁素体相表面均非常平整，无丘岭形貌 的褶皱 存 在． N 质 量 分 数 为 0. 24% 的 2# 实验 钢 ( 图 4( b) ) ，奥氏体晶粒表面出现少量的褶皱． 当 3# 实验钢 N 质量分数增加至 0. 34% 时( 图 4( c) ) ，奥 氏体晶粒表面出现大量的山脊状褶皱． 这些褶皱出 现在奥氏体晶粒中心，沿着树枝状铁素体相分布并 围绕在其周围，褶皱丘峰处与铁素体相存在一定的 · 2941 ·

第11期 房菲等：含氨不锈钢凝固模式及显微组织研究 ·1493· 间距.褶皱与奥氏体相基体没有明显的晶界或相界 的一部分.当氮质量分数为0.72%时（图4(d)), 分隔，可以判断出褶皱并非第二相，而是奥氏体基体 奥氏体基体内存在枝晶形貌的褶皱，且数量最多. b 50m 100m 1004m 100μm 图418Mnl8CN钢显微组织微分干涉像.(a)0.07%N:(b)0.24%N:(c)0.34%N:(d)0.72%N Fig.4 Differential interference micrographs of 18Mn18CrN steels:(a)0.07%N:(b)0.24%N:(c)0.34%N:(d)0.72%N 对实验钢中金相组织褶皱处进行了化学成分标 元素不均匀分布有很大的关系7-喝，这种元素的不 定，图5为氮质量分数为0.34%的3实验钢的电子 均匀分布使得晶粒在显微镜下呈现凹凸感.关于这 探针显微分析仪面扫描成分分析结果.图中颜色由 一部分更详细的讨论将在2.3节进行 红黄色至蓝黑色依次变化表示合金元素相对含量逐 2.318Mnl8CrN钢中褶皱形成机理 步降低.可以看出，C和N元素在奥氏体和铁素体 C为铁素体相形成元素易于富集于铁素体相 两相中含量基本相同，且分布较为均匀.这是因为 内，而Mn、C和N是奥氏体相形成元素，易于富集于 C和N作为间隙原子，含量少且扩散速率快.Cx和 奥氏体相内.同时，由于Cr和Mn原子作为置换原 M是置换原子，且分别为铁素体相和奥氏体相形成 子，且原子半径及电负性与Fe原子相近，易于置换 元素，因此从图中可以看出，铁素体相富集C元素 Fe原子.因此，在Cr和Mn偏析的区域，Fe含量会 而贫瘠Mn元素，奥氏体则富Mn而贫Cr元素，在两 降低.当凝固过程以铁素体相为初晶相时，先结晶 相相界面处存在明显的成分梯度 的铁素体相枝干中心富集Cr元素而贫瘠Mn元素， 值得注意的是，奥氏体相中Cr、Mn和Fe元素 而枝干周围及枝晶间则Cr含量低且Mn含量高.不 分布不均匀.首先，越靠近奥氏体/铁素体相界C 过，由于合金元素在铁素体中扩散非常快，其扩散速 含量越高，Mn含量越低.其次，通过Cr、Mn和Fe元 率约为在奥氏体中的100倍阿.因此，铁素体相中 素面分布图和扫描照片进行比较可知：相对于周围 发生的元素偏析现象会很快消除，使得整个铁素体 奥氏体基体，奥氏体内褶皱处Mn元素富集，且Mn 相内成分始终均匀化.这主要是因为体心立方的铁 元素浓度沿褶皱中心向周围奥氏体基体逐步降低； 素体相，晶体结构致密度为0.68，低于面心立方奥 Fe元素贫集，Fe元素浓度沿褶皱中心向周围基体逐 氏体的致密度0.74，因此更有利于合金原子的迁移 步增加：C元素与周围奥氏体相的含量相近，略高 扩散.相反，当奥氏体相作为初晶相凝固时，奥氏体 于基体相，存在一个不明显的浓度梯度.这种褶皱 相枝干中心处M元素偏析将被保留至室温 并非立体形貌上的凸起，它被确信是由Mn、Cr和Fe 本实验中，氮质量分数为0.07%的1"试样，其 元素偏析造成的，而这种元素偏析现象可能与凝固 奥氏体相和铁素体相内部均未出现褶皱形貌.这是 过程有关.曾经有研究报道认为褶皱形貌的形成与 因为该实验钢的凝固模式为F模式，钢液以铁素体

第 11 期 房 菲等: 含氮不锈钢凝固模式及显微组织研究 间距． 褶皱与奥氏体相基体没有明显的晶界或相界 分隔，可以判断出褶皱并非第二相，而是奥氏体基体 的一部分． 当氮质量分数为 0. 72% 时( 图 4 ( d) ) ， 奥氏体基体内存在枝晶形貌的褶皱，且数量最多． 图 4 18Mn18CrN 钢显微组织微分干涉像． ( a) 0. 07% N; ( b) 0. 24% N; ( c) 0. 34% N; ( d) 0. 72% N Fig． 4 Differential interference micrographs of 18Mn18CrN steels: ( a) 0. 07% N; ( b) 0. 24% N; ( c) 0. 34% N; ( d) 0. 72% N 对实验钢中金相组织褶皱处进行了化学成分标 定，图 5 为氮质量分数为 0. 34% 的 3# 实验钢的电子 探针显微分析仪面扫描成分分析结果． 图中颜色由 红黄色至蓝黑色依次变化表示合金元素相对含量逐 步降低． 可以看出，C 和 N 元素在奥氏体和铁素体 两相中含量基本相同，且分布较为均匀． 这是因为 C 和 N 作为间隙原子，含量少且扩散速率快． Cr 和 Mn 是置换原子，且分别为铁素体相和奥氏体相形成 元素，因此从图中可以看出，铁素体相富集 Cr 元素 而贫瘠 Mn 元素，奥氏体则富 Mn 而贫 Cr 元素，在两 相相界面处存在明显的成分梯度． 值得注意的是，奥氏体相中 Cr、Mn 和 Fe 元素 分布不均匀． 首先，越靠近奥氏体/铁素体相界 Cr 含量越高，Mn 含量越低． 其次，通过 Cr、Mn 和 Fe 元 素面分布图和扫描照片进行比较可知: 相对于周围 奥氏体基体，奥氏体内褶皱处 Mn 元素富集，且 Mn 元素浓度沿褶皱中心向周围奥氏体基体逐步降低; Fe 元素贫集，Fe 元素浓度沿褶皱中心向周围基体逐 步增加; Cr 元素与周围奥氏体相的含量相近，略高 于基体相，存在一个不明显的浓度梯度． 这种褶皱 并非立体形貌上的凸起，它被确信是由 Mn、Cr 和 Fe 元素偏析造成的，而这种元素偏析现象可能与凝固 过程有关． 曾经有研究报道认为褶皱形貌的形成与 元素不均匀分布有很大的关系［17--18］，这种元素的不 均匀分布使得晶粒在显微镜下呈现凹凸感． 关于这 一部分更详细的讨论将在 2. 3 节进行． 2. 3 18Mn18CrN 钢中褶皱形成机理 Cr 为铁素体相形成元素易于富集于铁素体相 内，而 Mn、C 和 N 是奥氏体相形成元素，易于富集于 奥氏体相内． 同时，由于 Cr 和 Mn 原子作为置换原 子，且原子半径及电负性与 Fe 原子相近，易于置换 Fe 原子． 因此，在 Cr 和 Mn 偏析的区域，Fe 含量会 降低． 当凝固过程以铁素体相为初晶相时，先结晶 的铁素体相枝干中心富集 Cr 元素而贫瘠 Mn 元素， 而枝干周围及枝晶间则 Cr 含量低且 Mn 含量高． 不 过，由于合金元素在铁素体中扩散非常快，其扩散速 率约为在奥氏体中的 100 倍［19］． 因此，铁素体相中 发生的元素偏析现象会很快消除，使得整个铁素体 相内成分始终均匀化． 这主要是因为体心立方的铁 素体相，晶体结构致密度为 0. 68，低于面心立方奥 氏体的致密度 0. 74，因此更有利于合金原子的迁移 扩散． 相反，当奥氏体相作为初晶相凝固时，奥氏体 相枝干中心处 Mn 元素偏析将被保留至室温． 本实验中，氮质量分数为 0. 07% 的 1# 试样，其 奥氏体相和铁素体相内部均未出现褶皱形貌． 这是 因为该实验钢的凝固模式为 F 模式，钢液以铁素体 · 3941 ·

·1494· 北京科技大学学报 第36卷 x600 20.0w87 11. 图518Ml8C0.34N钢奥氏体相和铁素体相电子探针显微分析仪面扫描结果 Fig.5 Element mapping of austenite and ferrite phases in 18Mnl8C0.34N steel by EPMA 相结品形核长大，直至凝固结束.虽然先结晶的铁 余钢液发生包晶反应L+δY生成奥氏体相.包晶 素体相晶粒中心和后结晶的边缘成分有差别，但是 反应生成的奥氏体相包围在初晶铁素体相周围，如 由于元素快速扩散，使得晶粒内部成分一直处于均 图6(b)所示.随着奥氏体相生成，残留钢液中C 匀状态.当凝固结束时实验钢仅由元素分布均匀的 含量也开始增加.到了凝固末期，富集Mn和Cr元 铁素体相组成.在随后的冷却过程中，铁素体相发 素的钢液直接转变为奥氏体相.该奥氏体相分布于 生固态相变δγ，在原有铁素体相上产生了奥氏体 包晶反应奥氏体相周围，与初晶铁素体相之间存在 魏氏组织Aw.新生成的奥氏体相受母相铁素体相 一定的间距（图6(c)). 成分均匀的影响，其成分分布非常均匀.因此， 根据图5可知，奥氏体相内褶皱处明显Mn元 18Mnl8C0.07N钢中铁素体和奥氏体晶粒表面平 素富集而Fe元素贫乏.这是因为Mn和Fe元素在 整，无褶皱形貌存在 奥氏体相内扩散速率较慢，因此室温组织中保留了 氮质量分数分别为0.24%和0.34%的2"和3” 奥氏体相中的凝固偏析（即先结晶和后结晶处的元 实验钢，虽然其显微组织也是由铁素体和奥氏体两 素分布差异).另外，C元素含量也略高于基体.这 相组成，但是奥氏体相中可以观察到山脊状褶皱形 可能源于Cr元素在奥氏体形成过程中的分配系数 貌，说明2和3实验钢中奥氏体相不是从铁素体相 接近18，因此Cr元素偏析程度较弱.通过以上分 转变生成，而是从液相中直接结晶形成的.该奥氏 析可知，18Mnl8C0.34N钢中奥氏体褶皱形貌的形 体相中褶皱形貌形成过程如图6所示.图6(a)为 成是因为实验钢经历了FA凝固模式的缘故，即凝 凝固初期首先结晶形成的铁素体相.由于Cr和Mn 固开始时铁素体相作为初晶相形核，在铁素体相形 分别是铁素体相和奥氏体相的形成元素，因此铁素 成过程中不断向钢液中排出奥氏体形成元素，而凝 体相中富集Cr元素，并不断地向周围剩余的钢液里 固后期富集奥氏体形成元素的钢液转变为奥氏体 排出Mn元素.因此剩余钢液中Mn元素富集，Cr元 相，该奥氏体相成分分布不均匀，宏观呈现出褶皱形 素贫乏.随着凝固的继续，先结晶的铁素体相与剩 貌.根据图4可知，氮质量分数由0.24%增加至

北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 图 5 18Mn18Cr0. 34N 钢奥氏体相和铁素体相电子探针显微分析仪面扫描结果 Fig． 5 Element mapping of austenite and ferrite phases in 18Mn18Cr0. 34N steel by EPMA 相结晶形核长大，直至凝固结束． 虽然先结晶的铁 素体相晶粒中心和后结晶的边缘成分有差别，但是 由于元素快速扩散，使得晶粒内部成分一直处于均 匀状态． 当凝固结束时实验钢仅由元素分布均匀的 铁素体相组成． 在随后的冷却过程中，铁素体相发 生固态相变 δ→γ，在原有铁素体相上产生了奥氏体 魏氏组织 Aw． 新生成的奥氏体相受母相铁素体相 成分均 匀 的 影 响，其成分分布非常均匀． 因 此， 18Mn18Cr0. 07N 钢中铁素体和奥氏体晶粒表面平 整，无褶皱形貌存在． 氮质量分数分别为 0. 24% 和 0. 34% 的 2# 和 3# 实验钢，虽然其显微组织也是由铁素体和奥氏体两 相组成，但是奥氏体相中可以观察到山脊状褶皱形 貌，说明 2# 和 3# 实验钢中奥氏体相不是从铁素体相 转变生成，而是从液相中直接结晶形成的． 该奥氏 体相中褶皱形貌形成过程如图 6 所示． 图 6( a) 为 凝固初期首先结晶形成的铁素体相． 由于 Cr 和 Mn 分别是铁素体相和奥氏体相的形成元素，因此铁素 体相中富集 Cr 元素，并不断地向周围剩余的钢液里 排出 Mn 元素． 因此剩余钢液中 Mn 元素富集，Cr 元 素贫乏． 随着凝固的继续，先结晶的铁素体相与剩 余钢液发生包晶反应 L + δ→γ 生成奥氏体相． 包晶 反应生成的奥氏体相包围在初晶铁素体相周围，如 图 6( b) 所示． 随着奥氏体相生成，残留钢液中 Cr 含量也开始增加． 到了凝固末期，富集 Mn 和 Cr 元 素的钢液直接转变为奥氏体相． 该奥氏体相分布于 包晶反应奥氏体相周围，与初晶铁素体相之间存在 一定的间距( 图 6( c) ) ． 根据图 5 可知，奥氏体相内褶皱处明显 Mn 元 素富集而 Fe 元素贫乏． 这是因为 Mn 和 Fe 元素在 奥氏体相内扩散速率较慢，因此室温组织中保留了 奥氏体相中的凝固偏析( 即先结晶和后结晶处的元 素分布差异) ． 另外，Cr 元素含量也略高于基体． 这 可能源于 Cr 元素在奥氏体形成过程中的分配系数 接近 1 ［18］，因此 Cr 元素偏析程度较弱． 通过以上分 析可知，18Mn18Cr0. 34N 钢中奥氏体褶皱形貌的形 成是因为实验钢经历了 FA 凝固模式的缘故，即凝 固开始时铁素体相作为初晶相形核，在铁素体相形 成过程中不断向钢液中排出奥氏体形成元素，而凝 固后期富集奥氏体形成元素的钢液转变为奥氏体 相，该奥氏体相成分分布不均匀，宏观呈现出褶皱形 貌． 根据图 4 可知，氮质量分数由 0. 24% 增加至 · 4941 ·

第11期 房菲等：含氨不锈钢凝固模式及显微组织研究 ·1495· (a) 图示 L ·先结品8相 残留8枝晶 包晶反应生成的Y相 液相生成的Y相 图618Ml8C0.34N钢奥氏体内褚皱形成示意图.(a)铁素体相形核：(b)包品反应：(c)凝固末期奥氏体相形核 Fig.6 Schematic of austenitic ridges forming in 18Mn18Cr.34N steel:(a)ferrite phase nucleation:(b)peritectic reaction:(e)austenite phase nucleation at the final stage of solidification 0.34%时，实验钢中奥氏体褶皱形貌明显增多.图7 1500 为Thermo-eale软件计算所得含18%Cr、l8%Mn 1450 和0.02%C(质量分数)的Fe一N伪二元相图.从 相图可知，氮质量分数由0.24%变化至0.34%时， 1400 L+6 18Mnl8CrN钢凝固模式不改变，均为FA模式.但 是，随着N含量增加，L→δ和L+δ→Yy相变量减 1350 L+8+y 少，而L→y相变量增多.因此，褶皱形貌增多 1300 根据N质量分数为0.72%的4实验钢显微组 织可知，其由单相奥氏体组成，即以奥氏体相作为凝 1250 8 024 0.3u 固初晶相，并稳定存在直至凝固结束.该奥氏体相 全部是由钢液直接生成(L→γ)，因此奥氏体相内合 12000 0.1 0.2030.40.50.6 、质量分数缘 金元素分布不均匀，存在褶皱形貌，且褶皱形貌最 图7实验钢的Fe-N伪二元相图 多.本实验四种氮含量的实验钢中均未发现凝固模 Fig.7 Fe-N pseudo binary phase diagrams of the tested steel 式为AF模式的实验钢，AF模式的18Mnl8Cr实验 钢中氮质量分数在0.34%~0.72%之间. 为枝晶间和等轴状的奥氏体组织. (2)18Mnl8CrN实验钢凝固模式为F模式时， 3结论 其奥氏体相晶粒表面平整，无褶皱形貌：实验钢凝固 (1)18Mnl8CrN不锈钢中N质量分数由 模式为FA和A模式时，其奥氏体相中存在山脊状 0.07%增加至0.72%时，凝固模式由F向FA和A 褶皱形貌，褶皱呈树枝状分布于奥氏体相内，与奥氏 模式转变，显微组织由铁素体+奥氏体魏氏两相组 体基体之间无晶界或相界.随着实验钢中N含量增 织转变为铁素体+奥氏体两相组织以及奥氏体单相 加，奥氏体相内褶皱形貌数量增多. 组织.其中奥氏体相由板条状或针状魏氏组织转变 (3)奥氏体相中褶皱形貌产生与凝固过程中奥

第 11 期 房 菲等: 含氮不锈钢凝固模式及显微组织研究 图 6 18Mn18Cr0. 34N 钢奥氏体内褶皱形成示意图． ( a) 铁素体相形核; ( b) 包晶反应; ( c) 凝固末期奥氏体相形核 Fig． 6 Schematic of austenitic ridges forming in 18Mn18Cr0. 34N steel: ( a) ferrite phase nucleation; ( b) peritectic reaction; ( c) austenite phase nucleation at the final stage of solidification 0. 34% 时，实验钢中奥氏体褶皱形貌明显增多． 图 7 为 Thermo-calc 软件计算所得含 18% Cr、18% Mn 和 0. 02% C ( 质量分数) 的 Fe--N 伪二元相图． 从 相图可知，氮质量分数由 0. 24% 变化至 0. 34% 时， 18Mn18CrN 钢凝固模式不改变，均为 FA 模式． 但 是，随着 N 含量增加，L→δ 和 L + δ→γ 相变量减 少，而 L→γ 相变量增多． 因此，褶皱形貌增多． 根据 N 质量分数为 0. 72% 的 4# 实验钢显微组 织可知，其由单相奥氏体组成，即以奥氏体相作为凝 固初晶相，并稳定存在直至凝固结束． 该奥氏体相 全部是由钢液直接生成( L→γ) ，因此奥氏体相内合 金元素分布不均匀，存在褶皱形貌，且褶皱形貌最 多． 本实验四种氮含量的实验钢中均未发现凝固模 式为 AF 模式的实验钢，AF 模式的 18Mn18Cr 实验 钢中氮质量分数在 0. 34% ～ 0. 72% 之间． 3 结论 ( 1 ) 18Mn18CrN 不 锈 钢 中 N 质 量 分 数 由 0. 07% 增加至 0. 72% 时，凝固模式由 F 向 FA 和 A 模式转变，显微组织由铁素体 + 奥氏体魏氏两相组 织转变为铁素体 + 奥氏体两相组织以及奥氏体单相 组织． 其中奥氏体相由板条状或针状魏氏组织转变 图 7 实验钢的 Fe--N 伪二元相图 Fig． 7 Fe--N pseudo binary phase diagrams of the tested steel 为枝晶间和等轴状的奥氏体组织． ( 2) 18Mn18CrN 实验钢凝固模式为 F 模式时， 其奥氏体相晶粒表面平整，无褶皱形貌; 实验钢凝固 模式为 FA 和 A 模式时，其奥氏体相中存在山脊状 褶皱形貌，褶皱呈树枝状分布于奥氏体相内，与奥氏 体基体之间无晶界或相界． 随着实验钢中 N 含量增 加，奥氏体相内褶皱形貌数量增多． ( 3) 奥氏体相中褶皱形貌产生与凝固过程中奥 · 5941 ·

·1496· 北京科技大学学报 第36卷 氏体内部Fe、Mn和Cr元素的偏析有关，且该凝固 [10]Deng B Z,Ma C Y,Peng Y,et al.Effect of nitrogen on solidifi- 偏析被保留至室温组织中. cation mode and microstructure of 316 L stainless steel.Trans China Weld Inst,2010,31(5):89 (邓宝柱，马成勇，彭云，等.氮对316L不锈钢焊缝凝固模 参考文献 式和组织的影响.焊接学报，2010,31(5)：89) [Schino D A,Mecozzi M G,Barteri M,et al.Solidification mode [11]Liu G P.Solidification mode of low Ni-containing austenitic and residual ferrite in low-Ni austenitic stainless steels.J Mater stainless steel and effect of nitrogen.Steelmaking,2009.25 Sci,2000,35(2):375 (3):60 Rajasekhar K,Harendranath CS,Raman R,et al.Microstructur- (刘国平.节镍奥氏体不锈钢凝固模式及氮的影响.炼钢， al evolution during solidification of austenitic stainless steel weld 2009,25(3):60) metals:a color metallographic and electron microprobe analysis [12]Lippold J C,Savage W F.Solidification of austenitic stainless study.Mater Charact,1997,38(2):53 steel weldments:Part ll.The effect of solidification behavior on B]Ma JC.Yang Y S,Tong W H,et al.Microstructural evolution in hot cracking susceptibility.Weld Res Suppl,1982,61 (12) AISI 304 stainless steel during directional solidification and subse- 3885 quent solid-state transformation.Mater Sci Eng A,2007,444 03]Lippold J C.Solidification behavior and cracking susceptibility of (1):64 pulsed-aser welds in austenitic stainless steels.Weld Res Suppl, 4]Lee J H,Kim,H C,Jo C Y,et al.Microstructure evolution in 1994:129s directionally solidified Fe-18Cr stainless steels.Mater Sci Eng A, [14]Moon J,Ha H Y,Lee T H.Corrosion behavior in high heat in- 2005,413-414:306 put welded heat-affected zone of Ni-free high-nitrogen Fe-18Cr- 5]Schaeffler AL Constitution diagram for stainless steel weld metal. 10Mn-N austenitic stainless steel.Mater Charact,2013,82: Met Prog,1949,56(11):680 113 [6]Delong W T.Ferrite in austenitic stainless steel weld metal.Weld [15]Noneder H,Merklein M.Manufacturing of complex high strength J,1974:53:273s components out of high nitrogen steels at industrial level.Trans Zhu L.Liang X B.Effect of cooling rate on microstructure and so- Nonferrous Met Soc China,2012,22 (Suppl 2)s512 lidification mode in Crl5Mn9Cu2Nil N austenitic stainless steel. 6]Fang F,Li JY,Wang Y D.Characteristics and forming mecha- Foundry Technol,2009,30(7)864 nism of precipitates in 18Mn18Cr high nitrogen steel.J Unie Sci （朱亮，梁新斌.冷却速度对奥氏体不锈钢Crl5M9C2NilN Technol Beijing,2014,36(6):768 组织与凝固模式的影响.铸造技术，2009,30(7)：864) (房菲，李静媛，王一德.18Mnl8Cr高氮钢析出相特征及形 Suutala N.Effect of solidification conditions on the solidification 成机制.北京科技大学学报，2014,36(6)：768) mode in austenitic stainless steels.Metall Trans A,1983,14(1): [17]Defilippi J D,Chao H C.Effect of chromium and molybdenum 191 segregation on the ridging behavior of type 434 stainless steel. ]Zhang YY,Ma R,Hou G Q,et al.Microstructures and solidifi- Metall Trans B,1971,2(11):3209 cation mode of continuous casting slabs of austenitic stainless steel [18]Ferrandini P L,Rios C T,Dutra A T,et al.Solute segregation Cr17Mn6Ni4Cu2N.J Lanzhou Univ Technol,2009,35 (4)15 and microstructure of directionally solidified austenitic stainless (张有余，马蓉，侯国清，等.Crl7Mn6Ni4C2N奥氏体不锈钢 steel.Mater Sci Eng A,2006,435-436:139 连铸坯组织及凝固模式.兰州理工大学学报，2009,35(4)： [19]Honeycombe R W K,Bhadeshia H K D H.Steels:Microstructure 15) and Properties.2nd Ed.London:Edward Arold,1995

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