FeCrAl不锈钢的平衡凝固相变与析出行为

工程科学学报，第39卷，第5期：710-720.2017年5月 Chinese Journal of Engineering,Vol.39,No.5:710-720,May 2017 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2017.05.009;http://journals.ustb.edu.cn FeCrAl不锈钢的平衡凝固相变与析出行为 邓振强，刘建华四，何杨，韩志彪，苏晓峰，丁浩 北京科技大学工程技术研究院，北京100083 ☒通信f作者，E-mail:liujianhua(@metall.usth.edu.cn 摘要借助Thermo-calc软件对FeCrAl不锈钢所属的Fe-(18-21)Cr(3-5)Al-(0-0.03)C-(0-0.2)Si-(0-0.2)Mn 多元体系在凝固过程中的相变及析出行为进行了研究.采用Thermo-calc中TCFE7数据库对该体系的垂直截面图进行计算， 分析了不同组元对凝固和冷却过程中相变的影响，并得到FeCrAl不锈钢的平衡凝固相变路径图.结果表明FeCrAl不锈钢由 16O0℃平衡冷却至300℃的过程中完整的平衡相变路径为：L→AIN+aδFe→AlN+aδFe+C,C3→AlN+a8Fe+C,C3+CsC6→ AlN+a8Fe+Cr2xC。一→AlN+aδFe+CgC6+g一→AlN+aδFe+CraC6+g+a'一AlN+aδFe+Cr2aC。+a'.凝固过程中C,C,与 σ相是否析出分别取决于体系中C,Si含量：A1含量的提高可扩大aδFe+Cr,C,的稳定区，降低α'相的析出温度，抑制σ相的 析出：Cr含量的提高可以减小aδFe+Cr,C,的稳定区，扩大σ相和a'相的稳定区. 关键词FeCrAl不锈钢；Thermo-Calc;相图计算；凝固模式 分类号TF61 Phase transformations and precipitation behavior in FeCrAl stainless steel during equilibrium solidification DENG Zhen-qiang,LIU Jian-hua,HE Yang,HAN Zhi-biao,SU Xiao-feng,DING Hao Institute of EngineeringTechnology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:liujianhua@metall.ustb.edu.cn ABSTRACT The phase transformations and precipitation behavior were investigated by using Thermo-Calc software in the Fe-(18-21)Cr-(3-5)Al-(0-0.03)C-(0-0.2)Si-(0-0.2)Mn multicomponent system relevant to FeCrAl stainless steel during solidification.The vertical sections of this system were calculated by using the TCFE7 database.Based on these vertical sections,the influence of different elements was analyzed in the phase transformations during solidification and a diagram of the phase-transformation path of FeCrAl stainless steel was obtained during equilibrium solidification.The results indicate that the full-phase transformation path of FeCrAl stainless steel during the cooling process from 1600℃to300℃is as follows:L→AlN+aδFe→AlN+δFfe+Cr,C3→ AlN+aδfe+C,Cg+CraC6一→AlN+aδFe+CruC。→AlN+aδFe+CrgC6+g一AlN+aδfe+CrC6+g+a'→AlN+aδFe+ CraC+'.The precipitation of Cr,C and o,during the solidification process mainly depends on the carbon and silicon contents in the system,respectively.Increasing the aluminum content can enlarge the stable region of aoFe +Cr,C3,lower the precipitation temperature of a',and restrain o precipitation.Increasing the chromium content can reduce the stable region of aFe+Cr,C and enlarge the stable region of o and a'. KEY WORDS FeCrAl stainless steel;Thermo-Calc;phase diagram calculation;solidification mode FeCrAl不锈钢具有优良的抗高温氧化性能和较 理想材料-2】 低的热膨胀系数，是车辆尾气净化器金属蜂窝载体的 为保证优异的抗高温氧化性能，FeCrAl不锈钢中 收稿日期：2016-07-13 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51374023,51574022)

工程科学学报,第 39 卷,第 5 期:710鄄鄄720,2017 年 5 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 39, No. 5: 710鄄鄄720, May 2017 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2017. 05. 009; http: / / journals. ustb. edu. cn FeCrAl 不锈钢的平衡凝固相变与析出行为 邓振强, 刘建华苣 , 何 杨, 韩志彪, 苏晓峰, 丁 浩 北京科技大学工程技术研究院, 北京 100083 苣 通信作者, E鄄mail: liujianhua@ metall. ustb. edu. cn 摘 要 借助 Thermo鄄鄄 calc 软件对 FeCrAl 不锈钢所属的 Fe鄄鄄 (18 ~ 21)Cr鄄鄄 (3 ~ 5)Al鄄鄄 (0 ~ 0郾 03)C鄄鄄 (0 ~ 0郾 2)Si鄄鄄 (0 ~ 0郾 2)Mn 多元体系在凝固过程中的相变及析出行为进行了研究. 采用 Thermo鄄鄄calc 中 TCFE7 数据库对该体系的垂直截面图进行计算, 分析了不同组元对凝固和冷却过程中相变的影响,并得到 FeCrAl 不锈钢的平衡凝固相变路径图. 结果表明 FeCrAl 不锈钢由 1600益平衡冷却至 300 益的过程中完整的平衡相变路径为:L寅AlN + 琢啄Fe寅AlN + 琢啄Fe + Cr7 C3 寅AlN + 琢啄Fe + Cr7 C3 + Cr23 C6 寅 AlN + 琢啄Fe + Cr23C6寅AlN + 琢啄Fe + Cr23C6 + 滓寅AlN + 琢啄Fe + Cr23C6 + 滓 + 琢忆寅AlN + 琢啄Fe + Cr23 C6 + 琢忆. 凝固过程中 Cr7 C3与 滓 相是否析出分别取决于体系中 C、Si 含量;Al 含量的提高可扩大 琢啄Fe + Cr7C3的稳定区,降低 琢忆相的析出温度,抑制 滓 相的 析出;Cr 含量的提高可以减小 琢啄Fe + Cr7C3的稳定区,扩大 滓 相和 琢忆相的稳定区. 关键词 FeCrAl 不锈钢; Thermo鄄鄄Calc; 相图计算; 凝固模式 分类号 TF61 Phase transformations and precipitation behavior in FeCrAl stainless steel during equilibrium solidification DENG Zhen鄄qiang, LIU Jian鄄hua 苣 , HE Yang, HAN Zhi鄄biao, SU Xiao鄄feng, DING Hao Institute of EngineeringTechnology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 苣 Corresponding author, E鄄mail: liujianhua@ metall. ustb. edu. cn ABSTRACT The phase transformations and precipitation behavior were investigated by using Thermo鄄鄄 Calc software in the Fe鄄鄄 (18鄄鄄21)Cr鄄鄄(3鄄鄄5)Al鄄鄄 (0鄄鄄0郾 03)C鄄鄄 (0鄄鄄0郾 2) Si鄄鄄 (0鄄鄄0郾 2)Mn multicomponent system relevant to FeCrAl stainless steel during solidification. The vertical sections of this system were calculated by using the TCFE7 database. Based on these vertical sections, the influence of different elements was analyzed in the phase transformations during solidification and a diagram of the phase鄄transformation path of FeCrAl stainless steel was obtained during equilibrium solidification. The results indicate that the full鄄phase transformation path of FeCrAl stainless steel during the cooling process from 1600 益 to 300 益 is as follows: L寅AlN + 琢啄Fe寅AlN + 琢啄Fe + Cr7 C3 寅 AlN + 琢啄Fe + Cr7C3 + Cr23C6寅AlN + 琢啄Fe + Cr23 C6 寅AlN + 琢啄Fe + Cr23 C6 + 滓寅AlN + 琢啄Fe + Cr23 C6 + 滓 + 琢忆寅AlN + 琢啄Fe + Cr23C6 + 琢忆. The precipitation of Cr7C3 and 滓, during the solidification process mainly depends on the carbon and silicon contents in the system, respectively. Increasing the aluminum content can enlarge the stable region of 琢啄Fe + Cr7 C3 , lower the precipitation temperature of 琢忆, and restrain 滓 precipitation. Increasing the chromium content can reduce the stable region of 琢啄Fe + Cr7 C3 and enlarge the stable region of 滓 and 琢忆. KEY WORDS FeCrAl stainless steel; Thermo鄄鄄Calc; phase diagram calculation; solidification mode 收稿日期: 2016鄄鄄07鄄鄄13 基金项目: 国家自然科学基金资助项目(51374023,51574022) FeCrAl 不锈钢具有优良的抗高温氧化性能和较 低的热膨胀系数,是车辆尾气净化器金属蜂窝载体的 理想材料[1鄄鄄2] . 为保证优异的抗高温氧化性能,FeCrAl 不锈钢中

邓振强等：FeCrAl不锈钢的平衡凝固相变与析出行为 ·711· A1的质量分数0，应高于3%（本文使用加元素下角 高铬FeCrA1合金在300~500℃范围内时效时发 标表示对应元素的质量分数).但是，A!含量的增加 生相分解，单相固溶体分解为同为BCC结构的α相 会导致凝固组织恶化，严重降低铸锭的加工成型性能， (富铁相)和α'相（富铬相）是导致铁素体不锈钢产生 显著提高生产难度和成本[] “475℃脆性”的主要原因16-20] 凝固和冷却过程的相变和析出对铸锭的组织和加 韩志彪等[a]对FeCrAl不锈钢Scheil凝固过程的 工性能有显著影响.相图是分析研究相组成和相变的 研究表明FeCrAl不锈钢是完全铁素体不锈钢，具有单 重要依据，然而目前关于多元系FeCrAl不锈钢相图的 相铁素体凝固特点，凝固过程中不发生8→y转变. 研究和报道稀缺.FeCrAl不锈钢中某些其他组元很可 本文采用Thermo-calc热力学软件计算和相关文 能对Fe-Cr-Al三元系的相变产生显著的影响.例如 献资料相结合的方法，对FeCrAl不锈钢所属的Fe- A!是铁素体形成元素，当A1加人到铁素体不锈钢中 (18~21)Cr-(3~5)A1-(0~0.03)C-(00.2)Si-(0- 时，促进了单一铁素体组织的形成.Rivlin和Raynor! 0.2)Mn多元系相图进行计算和分析，以明确该体系的 绘制的Fe-Cr-Al三元系富铁角在750℃的等温截面 相变规律，以及不同组元对相变和析出的影响 图表明，A1的加入缩小了σ相区，750℃时加入质量分 1研究方法 数为5%的A!已经完全消除了σ相区，仅存在单一的 a铁素体相.但有报道显示对高Cr、Mo超级铁素体不 本文主要通过对相图的分析来研究FeCrAl不锈 锈钢，当加入A1的质量分数为0.25%~0.5%时会加 钢冷却过程中的相转变及析出行为，但由于多元系相 快σ相的形成速度：加入质量分数为1%~3%的Al 图无法直观表达，而通过垂直截面图可分析合金发生 将延缓和抑制σ相的形成5-6]：加入3%~5%的A1又 的相转变及其温度变化范围，结晶过程中组织变化，故 加速了σ相的形成[).σ相的析出是恶化不锈钢性能 本文采用Termo--calc软件在热力学方面对Fe-(18~ 的主要原因之一·奥氏体不锈钢在焊接过程中温度达 21)Cr-(3~5)Al-(0~0.03)C-(0~0.2)Si-(0- 到650~900℃时会形成由于g相析出所产生的脆性0.2)Mn多元系的垂直截面图进行了计算.计算过程 区域[s].Konosu等[9观察到不锈钢金属焊缝中存在沿 使用了Termo-calc软件中专用于计算钢铁材料相图 y/σ相边界延伸的热裂纹，y/σ相边界是在拉伸过程 和热力学性质的数据库TCFE7.使用Thermo-calc进 中最先开始断裂的地方.σ相的析出还会降低不锈钢 行相图计算时需要考虑所用数据库对合金元素含量范 的抗晶间腐蚀和点状腐蚀性能[-].由此可见，仅仅 围的要求，否则容易造成较大的计算误差.本计算所 依靠目前数量有限的Fe-Cr-Al三元相图很难为 用TCFE7数据库对元素含量范围的要求如表1所示. FeCrAl不锈钢的相变研究提供可靠的依据和指导. 表1TCFE7数据库对合金元素含量范围的要求 许多学者对FeCrAl不锈钢在恒温热处理过程中 Table I Recommended composition limits of alloying elements in 的析出相进行了研究，这为FeCrAl不锈钢的平衡相组 TCFE7 database 成、相变以及相图的研究提供了重要参考和依据 元素 Cr Al Si Mn C N Du等研究了Fe-25Cr-5Al-0.038C-0.007N- 质量分数最大值/%30.05.05.020.07.05.0 0.3T不锈钢在热处理下的析出物.样品的透射电镜 研究表明，1200℃下固溶处理3min后水淬的样品晶 由表1可知，Thermo-calc的TCE7数据库完全满 界上没有析出物，而在600℃下恒温处理4h后在晶界 足FeCrAl不锈钢计算的成分要求. 上析出了非常细小(0.1~0.3um)的Cr2C。析出物. 通过对计算结果的分析来讨体系中各元素对 样品经过1200℃恒温3min,然后以2.8℃·s的速率 FeCrAl不锈钢凝固过程平衡相组成和相变路径的影 空冷至室温的32次循环后，晶界上析出了Cr,C3·李 响，并得到具体的平衡相变路径图. 碚等[]研究表明FeCrAl合金在时效过程中碳化物析 通过分析各元素对Fe-Cr-Al-C-Si-Mn多元系凝 出发展过程极快，且集中于晶体缺陷处，会损害界面结 固过程中有害相析出的影响，给出抑制有害相析出的 合，产生应力集中，引起沿晶裂纹. 理想执力学条件 Spear和Polonis[s]采用实时测定电导率的方法研 2Fe-Cr-Al-C-Si-Mn多元系垂直截面图 究了Fe-18Cr-3Al和Fe-18Cr-5Al不锈钢475℃热处 理下的析出行为.透射电镜分析表明，这两种不锈钢 FeCrAl不锈钢中的Al含量很高而N的质量分数 在475℃的析出可以分为两个阶段，第一个阶段是碳 一般小于0.01%，尝试用Thermo-calc软件计算Fe- 氨化物的析出.第二个阶段是富C相α'的产生，该阶 20Cr-5A-0.03C-0.2Si-0.2Mn-0.01N多元系由高温 段与第一阶段相比要缓慢的多. 液相冷却至常温的平衡相组成，计算结果如图1所示

邓振强等: FeCrAl 不锈钢的平衡凝固相变与析出行为 Al 的质量分数 wAl应高于 3% (本文使用 w 加元素下角 标表示对应元素的质量分数). 但是,Al 含量的增加 会导致凝固组织恶化,严重降低铸锭的加工成型性能, 显著提高生产难度和成本[3] . 凝固和冷却过程的相变和析出对铸锭的组织和加 工性能有显著影响. 相图是分析研究相组成和相变的 重要依据,然而目前关于多元系 FeCrAl 不锈钢相图的 研究和报道稀缺. FeCrAl 不锈钢中某些其他组元很可 能对 Fe鄄鄄Cr鄄鄄Al 三元系的相变产生显著的影响. 例如 Al 是铁素体形成元素,当 Al 加入到铁素体不锈钢中 时,促进了单一铁素体组织的形成. Rivlin 和 Raynor [4] 绘制的 Fe鄄鄄Cr鄄鄄Al 三元系富铁角在 750 益 的等温截面 图表明,Al 的加入缩小了 滓 相区,750 益时加入质量分 数为 5% 的 Al 已经完全消除了 滓 相区,仅存在单一的 琢 铁素体相. 但有报道显示对高 Cr、Mo 超级铁素体不 锈钢,当加入 Al 的质量分数为 0郾 25% ~ 0郾 5% 时会加 快 滓 相的形成速度;加入质量分数为 1% ~ 3% 的 Al 将延缓和抑制 滓 相的形成[5鄄鄄6] ;加入 3% ~ 5% 的 Al 又 加速了 滓 相的形成[7] . 滓 相的析出是恶化不锈钢性能 的主要原因之一. 奥氏体不锈钢在焊接过程中温度达 到 650 ~ 900 益时会形成由于 滓 相析出所产生的脆性 区域[8] . Konosu 等[9]观察到不锈钢金属焊缝中存在沿 酌 / 滓 相边界延伸的热裂纹,酌 / 滓 相边界是在拉伸过程 中最先开始断裂的地方. 滓 相的析出还会降低不锈钢 的抗晶间腐蚀和点状腐蚀性能[10鄄鄄12] . 由此可见,仅仅 依靠目 前 数 量 有 限 的 Fe鄄鄄 Cr鄄鄄 Al 三 元 相 图 很 难 为 FeCrAl不锈钢的相变研究提供可靠的依据和指导. 许多学者对 FeCrAl 不锈钢在恒温热处理过程中 的析出相进行了研究,这为 FeCrAl 不锈钢的平衡相组 成、相变以及相图的研究提供了重要参考和依据. Du 等[13] 研究了 Fe鄄鄄 25Cr鄄鄄 5Al鄄鄄 0郾 038C鄄鄄 0郾 007N鄄鄄 0郾 3Ti 不锈钢在热处理下的析出物. 样品的透射电镜 研究表明,1200 益 下固溶处理 3 min 后水淬的样品晶 界上没有析出物,而在 600 益下恒温处理 4 h 后在晶界 上析出了非常细小(0郾 1 ~ 0郾 3 滋m) 的 Cr23 C6 析出物. 样品经过 1200 益恒温 3 min,然后以 2郾 8 益·s - 1的速率 空冷至室温的 32 次循环后,晶界上析出了 Cr7 C3 . 李 碚等[14]研究表明 FeCrAl 合金在时效过程中碳化物析 出发展过程极快,且集中于晶体缺陷处,会损害界面结 合,产生应力集中,引起沿晶裂纹. Spear 和 Polonis [15]采用实时测定电导率的方法研 究了 Fe鄄鄄18Cr鄄鄄3Al 和 Fe鄄鄄18Cr鄄鄄5Al 不锈钢 475 益热处 理下的析出行为. 透射电镜分析表明,这两种不锈钢 在 475 益的析出可以分为两个阶段,第一个阶段是碳 氮化物的析出. 第二个阶段是富 Cr 相 琢忆的产生,该阶 段与第一阶段相比要缓慢的多. 高铬 FeCrAl 合金在 300 ~ 500 益 范围内时效时发 生相分解,单相固溶体分解为同为 BCC 结构的 琢 相 (富铁相)和 琢忆相(富铬相)是导致铁素体不锈钢产生 “475 益脆性冶的主要原因[16鄄鄄20] . 韩志彪等[21] 对 FeCrAl 不锈钢 Scheil 凝固过程的 研究表明 FeCrAl 不锈钢是完全铁素体不锈钢,具有单 相铁素体凝固特点,凝固过程中不发生 啄寅酌 转变. 本文采用 Thermo鄄鄄 calc 热力学软件计算和相关文 献资料相结合的方法,对 FeCrAl 不锈钢所属的 Fe鄄鄄 (18 ~21)Cr鄄鄄 (3 ~ 5)Al鄄鄄 (0 ~ 0郾 03)C鄄鄄 (0 ~ 0郾 2)Si鄄鄄 (0 ~ 0郾 2)Mn多元系相图进行计算和分析,以明确该体系的 相变规律,以及不同组元对相变和析出的影响. 1 研究方法 本文主要通过对相图的分析来研究 FeCrAl 不锈 钢冷却过程中的相转变及析出行为,但由于多元系相 图无法直观表达,而通过垂直截面图可分析合金发生 的相转变及其温度变化范围,结晶过程中组织变化,故 本文采用 Termo鄄鄄 calc 软件在热力学方面对 Fe鄄鄄 (18 ~ 21)Cr鄄鄄 (3 ~ 5) Al鄄鄄 (0 ~ 0郾 03) C鄄鄄 (0 ~ 0郾 2) Si鄄鄄 (0 ~ 0郾 2)Mn 多元系的垂直截面图进行了计算. 计算过程 使用了 Termo鄄鄄 calc 软件中专用于计算钢铁材料相图 和热力学性质的数据库 TCFE7. 使用 Thermo鄄鄄 calc 进 行相图计算时需要考虑所用数据库对合金元素含量范 围的要求,否则容易造成较大的计算误差. 本计算所 用 TCFE7 数据库对元素含量范围的要求如表 1 所示. 表 1 TCFE7 数据库对合金元素含量范围的要求 Table 1 Recommended composition limits of alloying elements in TCFE7 database 元素 Cr Al Si Mn C N 质量分数最大值/ % 30郾 0 5郾 0 5郾 0 20郾 0 7郾 0 5郾 0 由表 1 可知,Thermo鄄鄄calc 的 TCFE7 数据库完全满 足 FeCrAl 不锈钢计算的成分要求. 通过对计算结果的分析来讨体系中各元素对 FeCrAl不锈钢凝固过程平衡相组成和相变路径的影 响,并得到具体的平衡相变路径图. 通过分析各元素对 Fe鄄鄄Cr鄄鄄Al鄄鄄C鄄鄄Si鄄鄄Mn 多元系凝 固过程中有害相析出的影响,给出抑制有害相析出的 理想热力学条件. 2 Fe鄄鄄Cr鄄鄄Al鄄鄄C鄄鄄Si鄄鄄Mn 多元系垂直截面图 FeCrAl 不锈钢中的 Al 含量很高而 N 的质量分数 一般小于 0郾 01% ,尝试用 Thermo鄄鄄 calc 软件计算 Fe鄄鄄 20Cr鄄鄄5Al鄄鄄0郾 03C鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn鄄鄄0郾 01N 多元系由高温 液相冷却至常温的平衡相组成,计算结果如图 1 所示. ·711·

·712· 工程科学学报，第39卷，第5期 由图1可知，凝固过程中不发生8→y转变，AN在 1.0 5 1400℃以上析出，且体系温度T由高温冷却至常温过 0.9 程中其含量几乎保持不变，因此本部分为便于计算和 0.8 2 分析，暂且不考虑AlN的析出，通过计算Fe-Cr-Al-C- 1:A1N 0.7 20 Si-Mn多元系垂直截面图，主要研究碳化物、a'和σ相 3:Cr.C. 的平衡析出规律.本文使用W1-T表示多元系中除A! 液裙 5:CrCs 和基体元素Fe外其他元素质量分数一定时的垂直截 0.5 6:0 7 面图，其他情况以此类推. 0.4 2.1wu-T垂直截面图 0.3 为分析Al含量对相组成和相变的影响，计算Fe- 0.2 7 (18~21)Cr-(3~5)Al-0.03C-0.2Si-0.2Mn多元系 0.1 的wu-T垂直截面图.运用Thermo~calc软件计算Fe- 1333111h 54005 58005 1200 1600 (18~21)Cr-(3~5)Al-0.03C-0.2Si-0.2Mn体系所 温度℃ 有相的含量随温度的变化曲线，确定各相的析出温度， 图1Fe-20Cr-5A-0.03C-0.2Si-0.2Mn-0.01N体系平衡相含 分别得到Cr质量分数t。为18%、19%、20%和21% 量与温度的关系 时，25~1200℃的wu-T垂直截面图如图2(a)~ Fig.I Graphs of calculated equilibrium phases at different tempera- 图2(d)所示. tures in the Fe-20Cr-5Al-0.03C-0.2Si-0.2Mn-0.01N system 由图2可知，Fe-Cr-Al-C-Si-Mn多元系由 析出、Cr,C3向CrC。的转变、σ相的析出、a'相的析出 1200℃平衡冷却至300℃的过程中主要发生Cr,C,的 和σ相的分解.Cr,C,的析出温度随着Al含量的增大 1200 12000D 1100 a&Fe 1100 a8Fe 1000 a8Fe+Cr.Ca 1000 a8Fe+Cr.Cs 900 900 800 a8Fe+CrzC. 800 a8Fe+CraC. 700 700 600 a8Fe+CrCe+o 600 c&Fe+CrC.+o 500上 500E a8Fe+CrC.+0+ a8Fe+CrC+o+a 400 400 a8Fe+CrC+a a8Fe+CrC+a' 30 300 3.0 3.5 4.0 4.5 5.0 .0 3.5 4.0 4.5 5.0 铝质量分数% 铝质量分数/% 1200r 1200r aoFe 1100 1100 aSFe 1000上 aδfe+Cr,S3 1000F a8Fe+CrCs 900 900 800 a8Fe+CrzCo 800 a&Fe+CraCs 赠700 700 600 a8Fe+Cr,C+o 600 o8Fe+Cr,C,+o 500 500 a8Fe+CrC.+o+a' a8Fe+CrC+o+a 400 400 @8Fe+CrzC.+o a8Fe+CrC.+a 3090 3.5 4.0 4.5 5.0 0 3.5 4.0 45 5.0 铝质量分数% 铝质量分数% 图2Fe-(18~21)Cr-xAl-0.03C-0.2Si-0.2Mn体系垂直截面图.(a)0c=18%;(b)ce=19%;(c)a=20%;(d)mc.=21% Fig.2 Vertical sections of Fe-(18-21)Cr-xAl-0.03C-0.2Si-0.2Mn system:(a)c =18%(b)=19%;(e)c =20%;(d)wc 21%

工程科学学报,第 39 卷,第 5 期 由图 1 可知,凝固过程中不发生 啄寅酌 转变,AlN 在 1400 益以上析出,且体系温度 T 由高温冷却至常温过 程中其含量几乎保持不变,因此本部分为便于计算和 分析,暂且不考虑 AlN 的析出,通过计算 Fe鄄鄄Cr鄄鄄Al鄄鄄C鄄鄄 Si鄄鄄Mn 多元系垂直截面图,主要研究碳化物、琢忆和 滓 相 的平衡析出规律. 本文使用 wAl 鄄鄄T 表示多元系中除 Al 和基体元素 Fe 外其他元素质量分数一定时的垂直截 面图,其他情况以此类推. 图 2 Fe鄄鄄 (18 ~ 21)Cr鄄鄄 xAl鄄鄄0郾 03C鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn 体系垂直截面图 郾 (a) wCr = 18% ; (b) wCr = 19% ; (c) wCr = 20% ; (d) wCr = 21% Fig. 2 Vertical sections of Fe鄄鄄 (18鄄鄄21)Cr鄄鄄 xAl鄄鄄0郾 03C鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn system: (a) wCr = 18% ; (b) wCr = 19% ; ( c) wCr = 20% ; ( d) wCr = 21% 2郾 1 wAl 鄄鄄T 垂直截面图 为分析 Al 含量对相组成和相变的影响,计算 Fe鄄鄄 (18 ~ 21)Cr鄄鄄 (3 ~ 5)Al鄄鄄0郾 03C鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn 多元系 的 wAl 鄄鄄T 垂直截面图. 运用 Thermo鄄鄄calc 软件计算 Fe鄄鄄 (18 ~ 21)Cr鄄鄄 (3 ~ 5)Al鄄鄄0郾 03C鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn 体系所 有相的含量随温度的变化曲线,确定各相的析出温度, 分别得到 Cr 质量分数 wCr为 18% 、19% 、20% 和 21% 时,25 ~ 1200 益 的 wAl 鄄鄄 T 垂直 截 面 图 如 图 2 ( a) ~ 图 2(d)所示. 由图 2 可 知, Fe鄄鄄 Cr鄄鄄 Al鄄鄄 C鄄鄄 Si鄄鄄 Mn 多 元 系 由 1200 益平衡冷却至 300 益 的过程中主要发生 Cr7 C3的 图 1 Fe鄄鄄20Cr鄄鄄5Al鄄鄄0郾 03C鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn鄄鄄0郾 01N 体系平衡相含 量与温度的关系 Fig. 1 Graphs of calculated equilibrium phases at different tempera鄄 tures in the Fe鄄鄄20Cr鄄鄄5Al鄄鄄0郾 03C鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn鄄鄄0郾 01N system 析出、Cr7C3向 Cr23 C6的转变、滓 相的析出、琢忆相的析出 和 滓 相的分解. Cr7C3的析出温度随着 Al 含量的增大 ·712·

邓振强等：FeCrAl不锈钢的平衡凝固相变与析出行为 ·713· 而升高，Cr,C,向CrC,转变的温度随着A1含量的增大 图3(a)~(c)所示. 而降低，因此，Al含量的提高扩大了aδe+Cr,C,的稳 由图3可知，C含量的变化也只对该体系相变温 定区.σ相的析出温度随着A!含量的提高而降低，σ 度产生影响，不会影响平衡相组成和相变路径.C,C, 相的分解温度几乎不受A!含量的影响，这表明A!含 的平衡析出温度几乎不受Cr含量的影响，但是Cr,C, 量提高能够缩小σ相稳定存在的温度范围，抑制有害 向Cr,C,转变的温度随着Cr含量的增大而提高.Cr 相σ相的析出.α'相的析出温度也随着Al含量的提 含量的提高可以扩大σ相和a'相的稳定区，σ相和α' 高而降低，这与相关文献[，5,2]的研究结果是一致的. 相的析出温度都随C含量的提高而提高，σ相的分解 Li等研究表明Fe-Cr合金中加人Al所导致的相分 温度几乎不受C含量的影响.因此，为控制因σ相析 解主要由于Al对a'相形成能的影响.A会抑制α和 出而导致的铁素体不锈钢热塑性恶化，应适当控制不 α'相的分离，并且会降低α'相的稳定性，将α+α'相相 锈钢中的Cr含量. 线向高Cr含量范围迁移. 2.3wc-T垂直截面图 通过以上分析可知，对于Fe-(18~21)Cr(3~ 为分析C对Fe-Cr-Al-C-Si-Mn多元系在不同温 5)Al-0.03C-0.2Si-0.2Mn体系Al含量的变化只是对 度下的平衡相组成和相变的影响，运用Thermo--calc软 相变温度产生影响，不会影响平衡相组成和相变路径， 件计算不同l、Cr含量的心c-T垂直截面图，并以C的 但如果A!含量继续降低，可能导致冷却过程中Cr,C, 质量分数w为横轴，温度T为纵轴，选择合适的坐标 不会析出 轴尺度绘图. 2.2wc-T垂直截面图 首先分别计算得到w1为3%、4%和5%的Fe 采用以上同样的方法计算得到A1质量分数心u为 20C-(3~5)A1-(0~0.03)C-0.2Si-0.2Mn体系300~ 3%、4%和5%时，25~1200℃的心。-T垂直截面图如 1200℃的wc-T垂直截面图如图4(a)~(c)所示. 1200 (a) a&Fe a&Fe 1100 1100 1000-a8Fe+Cr.C. 1000 a8Fe+Cr,C 900 900 2800 a8Fe+CraCo 800 a6Fe+CrzCs 700 700 600 600 a8Fe+CraC.+a 500 aòFe+CrC6+o 500 a8Fe+CrC+o+a" a8Fe+Cr,C.+o+o 400 caδFe+CraC+a' 400 aδFe+Cr,C+e' 30 18 19 20 21 19 20 21 铬质量分数% 铬质量分数/% 1200 (e) 1100 a8Fe 1000 aaFe+Cr,Ca 900 800 o5Fe+CrxC. 700 600 a8Fe+CraC+o 500 Q8Fe+Cr,C.+o+a 400F a8Fe+CrzC.+o' 200 19 20 21 铬质量分数/% 图3Fe-xCr-(3~5)Al-0.03C-0.2Si-0.2Mn体系垂直截面图.(a)wM=3%;(b)wM=4%;(c)01=5% Fig.3 Vertical sections of Fe-xCr-(3-5)Al-0.03C-0.2Si-0.2Mn system:(a)l =3%;(b)l =4%;(c)Al=5%

邓振强等: FeCrAl 不锈钢的平衡凝固相变与析出行为 而升高,Cr7C3向 Cr23C6转变的温度随着 Al 含量的增大 而降低,因此,Al 含量的提高扩大了 琢啄Fe + Cr7C3的稳 定区. 滓 相的析出温度随着 Al 含量的提高而降低,滓 相的分解温度几乎不受 Al 含量的影响,这表明 Al 含 量提高能够缩小 滓 相稳定存在的温度范围,抑制有害 相 滓 相的析出. 琢忆相的析出温度也随着 Al 含量的提 高而降低,这与相关文献[13,15,22]的研究结果是一致的. Li 等[16]研究表明 Fe鄄鄄Cr 合金中加入 Al 所导致的相分 解主要由于 Al 对 琢忆相形成能的影响. Al 会抑制 琢 和 琢忆相的分离,并且会降低 琢忆相的稳定性,将琢 + 琢忆相相 线向高 Cr 含量范围迁移. 图 3 Fe鄄鄄 xCr鄄鄄 (3 ~ 5)Al鄄鄄0郾 03C鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn 体系垂直截面图. (a) wAl = 3% ; (b) wAl = 4% ; (c) wAl = 5% Fig. 3 Vertical sections of Fe鄄鄄 xCr鄄鄄 (3鄄鄄5)Al鄄鄄0郾 03C鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn system: (a) wAl = 3% ; (b) wAl = 4% ; (c) wAl = 5% 通过以上分析可知,对于 Fe鄄鄄 (18 ~ 21) Cr鄄鄄 (3 ~ 5)Al鄄鄄0郾 03C鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn 体系 Al 含量的变化只是对 相变温度产生影响,不会影响平衡相组成和相变路径, 但如果 Al 含量继续降低,可能导致冷却过程中 Cr7 C3 不会析出. 2郾 2 wCr 鄄鄄T 垂直截面图 采用以上同样的方法计算得到 Al 质量分数 wAl为 3% 、4% 和 5% 时,25 ~ 1200 益 的 wCr 鄄鄄 T 垂直截面图如 图 3(a) ~ (c)所示. 由图 3 可知,Cr 含量的变化也只对该体系相变温 度产生影响,不会影响平衡相组成和相变路径. Cr7 C3 的平衡析出温度几乎不受 Cr 含量的影响,但是 Cr7 C3 向 Cr23C6转变的温度随着 Cr 含量的增大而提高. Cr 含量的提高可以扩大 滓 相和 琢忆相的稳定区,滓 相和 琢忆 相的析出温度都随 Cr 含量的提高而提高,滓 相的分解 温度几乎不受 Cr 含量的影响. 因此,为控制因 滓 相析 出而导致的铁素体不锈钢热塑性恶化,应适当控制不 锈钢中的 Cr 含量. 2郾 3 wC 鄄鄄T 垂直截面图 为分析 C 对 Fe鄄鄄Cr鄄鄄Al鄄鄄C鄄鄄Si鄄鄄Mn 多元系在不同温 度下的平衡相组成和相变的影响,运用 Thermo鄄鄄calc 软 件计算不同 Al、Cr 含量的 wC 鄄鄄T 垂直截面图,并以 C 的 质量分数 wC为横轴,温度 T 为纵轴,选择合适的坐标 轴尺度绘图. 首先分别计算得到 wAl 为 3% 、4% 和 5% 的 Fe鄄鄄 20Cr鄄鄄 (3 ~ 5)Al鄄鄄 (0 ~ 0郾 03)C鄄鄄 0郾 2Si鄄鄄 0郾 2Mn 体系300 ~ 1200 益的wC 鄄鄄T 垂直截面图如图 4(a) ~ (c)所示. ·713·

714· 工程科学学报，第39卷，第5期 1200 a) 1200 1100 a&Fe 1100F aSFe 1000 1000- P2、 a6Fe+Cr.Ca 900 a8Fe+Cr.C 900 800 800 aSFe+CrCo a8Fe+CrCs 700 700 600 600 aSFe+CrC.+o 500 aOFe+CrC.+o 500 QSFe+a'+CrC+o aSFe+a'+CraC+G 400 400 a&Fe+a'+CrC a&Fe+a'+CraC. 0.0050.0100.0150.0200.0250.030 0.0050.0100.0150.0200.0250.030 碳质量分数% 碳质量分数% 1200 (c) 1100F abFe 1000F P3、 a8Fe+Cr,C 900 800 700 aSFe+CraC 600 a8fe+CrC。+o 500 a8Fe+a'+Cr,C.+o 400 a8Fe+a'+CraCs 3006 0.0050.0100.0150.0200.0250.030 碳质量分数/% 图4Fe-20Cr-(3~5)A-xC-0.2Si-0.2Mn体系垂直截面图.(a)wM=3%；(b)wM=4%;(c）wu=5% Fig.4 Vertical sections of Fe-20Cr-(3-5)Al-xC-0.2Si-0.2Mn system:(a)A=3%;(b)A=4%;(e)I=5% 由图4可知，Cr,C,和CraC。在600℃以上析出， ℃以上区域wc-T垂直截面图并将其叠加以针对碳化 图4中P1(0.022%,989.5℃)、P2(0.013%,941℃)和 物的析出行为进行研究，结果如图5所示. P3(0.0066%,887.3℃)分别为10u=3%,4%和5%时 由图5可知，Cr2C6开始析出温度几乎不受C含 a8Fe与Cr,C,和CraC6三相共存点的坐标(wc,T). 量的影响.Cr,C3的析出温度随着Al含量的增大而升 图4(a)中C含量位于P1点左侧(wc0.023%)时，冷却过程的平衡相变 高，这与图2、图3是一致的.此处得到的Fe-(18~ 历程为a6Fe→a6fe+Cr,C,一→aδFe+Cr,C,+CraC6→ 21)Cr-(3~5)Al-(0~0.03)C-0.2Si-0.2Mn体系在 a8Fe+Cr2C6·图4(b)和(c)有类似结论.这表明给 600℃以上的平衡相组成和相变历程与图4是相同的， 定温度范围内C,C,是否析出主要取决于该体系中的 只是Al、C含量的变化会影响相变温度，且Al含量的 C含量.该体系6O0℃的平衡相组成均为aδFe+CrC6· 降低及Cr含量的升高都会使P点右移，抑制Cr,C,的 σ相和α'相在600℃以下析出，σ相也在600℃以下分 析出.这里只将对应的P1(wu=3%)P2(0u=4%)、 解。σ相和'相的析出温度，以及σ相的分解温度都 P3(01=5%)点的坐标(wc,T)列于表2中. 没有随C含量的提高发生明显变化，这表明C含量的 综合上述分析可以得到Fe-(18~21)Cr-(3~5) 变化对Fe-20Cr-(3~5)Al-(0~0.03)C-0.2Si- Al-(0~0.03)C-0.2Si-0.2Mn体系由1200℃冷却至 0.2Mn体系300~600℃的平衡相组成和相变都没有 300℃乃至常温的平衡相变历程如图6所示.图6中 明显影响.该体系在300℃以下的平衡相组成为 虚线框内的相变是否发生主要取决于体系中的A】、C aδfe+Cr2C6+a'. 和C含量. 因此采用类似的方法绘制其他C、A1含量在6O0

工程科学学报,第 39 卷,第 5 期 图 4 Fe鄄鄄20Cr鄄鄄 (3 ~ 5)Al鄄鄄 xC鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn 体系垂直截面图 郾 (a) wAl = 3% ; (b) wAl = 4% ; (c) wAl = 5% Fig. 4 Vertical sections of Fe鄄鄄20Cr鄄鄄 (3鄄鄄5)Al鄄鄄 xC鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn system: (a) wAl = 3% ; (b) wAl = 4% ; (c) wAl = 5% 由图 4 可知,Cr7 C3 和 Cr23 C6 在 600 益 以上析出, 图 4 中P1(0郾 022% ,989郾 5 益 )、P2(0郾 013% ,941 益 )和 P3(0郾 0066% ,887郾 3 益 )分别为 wAl = 3% ,4% 和 5% 时 琢啄Fe 与 Cr7C3 和 Cr23 C6 三相共存点的坐标( wC ,T). 图 4(a)中 C 含量位于 P1 点左侧 (wC 0郾 023%)时,冷却过程的平衡相变 历程为 琢啄Fe寅琢啄Fe + Cr7 C3 寅琢啄Fe + Cr7 C3 + Cr23 C6 寅 琢啄Fe + Cr23C6 . 图 4( b)和( c)有类似结论. 这表明给 定温度范围内 Cr7C3是否析出主要取决于该体系中的 C 含量. 该体系 600 益的平衡相组成均为 琢啄Fe + Cr23C6 . 滓 相和 琢忆相在 600 益以下析出,滓 相也在 600 益以下分 解. 滓 相和 琢忆相的析出温度,以及 滓 相的分解温度都 没有随 C 含量的提高发生明显变化,这表明 C 含量的 变化对 Fe鄄鄄 20Cr鄄鄄 ( 3 ~ 5 ) Al鄄鄄 ( 0 ~ 0郾 03 ) C鄄鄄 0郾 2Si鄄鄄 0郾 2Mn 体系 300 ~ 600 益 的平衡相组成和相变都没有 明显影 响. 该 体 系 在 300 益 以 下 的 平 衡 相 组 成 为 琢啄Fe + Cr23C6 + 琢忆. 因此采用类似的方法绘制其他 Cr、Al 含量在 600 益以上区域 wC 鄄鄄T 垂直截面图并将其叠加以针对碳化 物的析出行为进行研究,结果如图 5 所示. 由图 5 可知,Cr23 C6 开始析出温度几乎不受 C 含 量的影响. Cr7C3的析出温度随着 Al 含量的增大而升 高,Cr7C3向 Cr23C6转变的温度随着 Al 含量的增大而降 低;Cr7C3向 Cr23C6转变的温度随着 Cr 含量的提高而提 高,这与图 2、图 3 是一致的. 此处得到的 Fe鄄鄄 (18 ~ 21)Cr鄄鄄 (3 ~ 5)Al鄄鄄 (0 ~ 0郾 03)C鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn 体系在 600 益以上的平衡相组成和相变历程与图 4 是相同的, 只是 Al、Cr 含量的变化会影响相变温度,且 Al 含量的 降低及 Cr 含量的升高都会使 P 点右移,抑制 Cr7 C3的 析出. 这里只将对应的 P1(wAl = 3% )、P2(wAl = 4% )、 P3(wAl = 5% )点的坐标(wC ,T)列于表 2 中. 综合上述分析可以得到 Fe鄄鄄 (18 ~ 21)Cr鄄鄄 (3 ~ 5) Al鄄鄄 (0 ~ 0郾 03)C鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn 体系由 1200 益 冷却至 300 益乃至常温的平衡相变历程如图 6 所示. 图 6 中 虚线框内的相变是否发生主要取决于体系中的 Al、Cr 和 C 含量. ·714·

邓振强等：FeCrAl不锈钢的平衡凝固相变与析出行为 ·715· 1100 1100 (a) (b) aSFe aSFe 1050 A=5% 1050 0A=59% -49% 地y=4% 1000 =39% 1000 10u=3% Q8Fe+Cr.C: 8Fe+Cr.C 950 PI 950 +Cr C 900 900 P2 P2 850 850 P3 P3 a8Fe+CrxCo a8Fe+CraCo 800 101520 2530 80000.0050.0100.0150.0200.0250.030 碳质量分数% 碳质量分数% 1100r (c) aoFe 1050 -5%、 DM=4%、 a8Fe+Cr.C. 1000 1-3%、 -+Cr.C. 2 +CraCs 900 P3 850 a8Fe+CraC. 800000050.0i00015002000250.030 碳质量分数/% 图5Fe-(18~21)Cr-(3~5)A-xC-0.2Si-0.2Mn体系垂直截面图.(a)0o=18%;(b)0c=19%;(c)eo=21% Fig.5 Vertical sections of Fe-(18-21)Cr-(3-5)Al-xC-0.2Si-0.2Mn system:(a)c=18%;(b)=19%;(c)wc=21% 表2P1~P3点的坐标 Table 2 PI-P3 coordinates wc/% P1 2 P3 18 (0.0160%,950℃) (0.0085%,902℃) (0.0042%,848℃) 19 (0.0190%,970℃) (0.0100%,922℃) (0.0053%,868℃) 21 (0.0260%,1008℃) (0.0150%,959℃) (0.0081%,906℃) aoFe 2.4w-T垂直截面图 为分析Si对Fe-Cr-Al-C-Si-Mn多元系在不同 a8Fe+Cr-Ca 温度下的平衡相组成和相变的影响，运用Thermo--calc a8Fe+Cr.Cx+CraCo 软件计算不同AL,Cr含量的ws-T垂直截面图. 首先分别计算得到心u为3%、4%和5%的Fe- cOFe+CrC 20Cr-(3-5)Al-0.03C-(0~0.2)Si-0.2Mn体系的垂 直截面图.为便于分析，将该体系的心-T垂直截面图 a6Fe+CrC.+o 分为1200~600℃及600~300℃两部分，如图7、图8 所示. aoFe+CrC +o+a' 由图7可知，Si含量的提高对Cr,C,的析出温度没 a8Fe+CraC.+o' 有显著影响，但是Cr,C,向CrC。转变的温度略有 图6Fe-(18~21)Cr-(3~5)A-(0~0.03)C-0.2Si-0.2Mn体 降低. 系的平衡凝固相变历程 由图8可知，σ相的析出温度随着Si含量的升高 Fig.6 Phase transition processes of Fe-(18-21)Cr-(3-5)Al-(0- 而升高，分解温度却随着S含量的升高而降低，因此 0.03)C-0.2Si-0.2Mn system during equilibrium solidification Si含量的提高扩大了σ相的热力学稳定区，有利于σ

邓振强等: FeCrAl 不锈钢的平衡凝固相变与析出行为 图 5 Fe鄄鄄 (18 ~ 21)Cr鄄鄄 (3 ~ 5)Al鄄鄄 xC鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn 体系垂直截面图. (a) wCr = 18% ; (b) wCr = 19% ; (c) wCr = 21% Fig. 5 Vertical sections of Fe鄄鄄 (18鄄鄄21)Cr鄄鄄 (3鄄鄄5)Al鄄鄄 xC鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn system: (a) wCr = 18% ; (b) wCr = 19% ; (c) wCr = 21% 表 2 P1 ~ P3 点的坐标 Table 2 P1鄄鄄P3 coordinates wCr / % P1 P2 P3 18 (0郾 0160% , 950 益 ) (0郾 0085% , 902 益 ) (0郾 0042% , 848 益 ) 19 (0郾 0190% , 970 益 ) (0郾 0100% , 922 益 ) (0郾 0053% , 868 益 ) 21 (0郾 0260% , 1008 益 ) (0郾 0150% , 959 益 ) (0郾 0081% , 906 益 ) 图 6 Fe鄄鄄 (18 ~ 21)Cr鄄鄄(3 ~ 5)Al鄄鄄(0 ~ 0郾 03)C鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn 体 系的平衡凝固相变历程 Fig. 6 Phase transition processes of Fe鄄鄄 (18鄄鄄21)Cr鄄鄄 (3鄄鄄5)Al鄄鄄 (0鄄鄄 0郾 03)C鄄鄄0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn system during equilibrium solidification 2郾 4 wSi 鄄鄄T 垂直截面图 为分析 Si 对 Fe鄄鄄 Cr鄄鄄 Al鄄鄄 C鄄鄄 Si鄄鄄 Mn 多元系在不同 温度下的平衡相组成和相变的影响,运用 Thermo鄄鄄 calc 软件计算不同 Al、Cr 含量的 wSi 鄄鄄T 垂直截面图. 首先分别计算得到 wAl 为 3% 、4% 和 5% 的 Fe鄄鄄 20Cr鄄鄄 (3 ~ 5)Al鄄鄄0郾 03C鄄鄄 (0 ~ 0郾 2)Si鄄鄄0郾 2Mn 体系的垂 直截面图. 为便于分析,将该体系的 wSi 鄄鄄T 垂直截面图 分为 1200 ~ 600 益及 600 ~ 300 益 两部分,如图 7、图 8 所示. 由图 7 可知,Si 含量的提高对 Cr7C3的析出温度没 有显著影响,但是 Cr7 C3 向 Cr23 C6 转变的温度略有 降低. 由图 8 可知,滓 相的析出温度随着 Si 含量的升高 而升高,分解温度却随着 Si 含量的升高而降低,因此 Si 含量的提高扩大了 滓 相的热力学稳定区,有利于 滓 ·715·

·716· 工程科学学报，第39卷，第5期 1200o 12000 a8Fe 1100 a&Fe 1100 1000 a8Fe+Cr.C: 1000 aδFe+Cr,C 900 800 800 a8Fe+CraC. a8Fe+CraCo 700 700 6000 0.05 0.10 0.15 0.20 6000 0.05 0.10 0.15 0.20 硅质量分数/% 硅质量分数/% 1200 a&Fe 1100 1000 a8Fe+Cr.Ca 800 a8Fe+CrzCo 700 0.05 0.10 0.15 0.20 硅质量分数% 图7Fe-20Cr-(3~5)A-0.03C-xSi-0.2M体系600~1200℃垂直截面.(a)01=39%:(b)eu=4%;(c)01=5% Fig.7 Vertical sections of Fe-20Cr-(3-5)Al-0.03C-xSi-0.2Mn system ranging from 600 to 1200 C:(a)=3%;(b)l =4%; (c)wu=5% 相的析出，这与文献[23]的研究结果是一致的.图8 综合上述分析，Si含量对碳化物C,C,和Cr2aC的 中M1(0.086%,517℃)，M2(0.13%,498℃)和M3 析出没有显著影响，但影响600℃以下σ相的析出和 (0.17%,477℃)分别为心u=3%,4%和5%的三相点 分解温度.Si含量在M点左侧时冷却过程的平衡相 坐标(s,T).这三个点的位置随着A含量的变化也 变历程为a8Fe+CrC6→aδFe+Cr,C6+a';Si含量在 表明Al含量的提高能够缩小σ相的稳定区，这与2.1 M点右侧时冷却过程的平衡相变历程为a8Fe+Cr,C6→ 的分析是一致的. a8fe+CrC6+g→aδFe+CrC6+g+a'→aδfe+ 因此采用类似的方法绘制w。=18%、0。=19%、 CraC+a'. wa=21%和0u=3%、0u=4%、0u=5%时，Fe- 2.5wm-T垂直截面图 (18~21)Cr-(3~5)Al-0.03C-(0-0.2)Si-0.2Mn体 为分析Al和Mn含量对Fe-Cr-Al-C-Si-Mn多元 系在300~600℃的ws-T垂直截面图并将其叠加以针 系在不同温度下的平衡相组成和相变的影响，首先运 对σ相和α'相的析出行为进行研究，结果如图9所 用Thermo--calc软件计算不同Al含量的Fe-20Cr- 示.结果表明σ相和α'相的析出温度随着C含量的 (3~5)Al-0.03C-0.2Si-(0~0.2)Mn体系w-T垂 提高而提高，这与2.2的分析是一致的.Si含量位于 直截面图，结果如图10所示 M点左侧即可有效抑制σ相的析出.而体系中A!含 由图10可知，锰的质量分数=0~0.2%范围 量的升高会使M点右移，抑制σ相的析出.C含量的 内时M含量对碳化物、c相和α'相的析出温度及σ 变化对M点影响不大.这里只将对应的M1(u= 相的分解温度都没有明显影响.采用同样的方法分析 3%)、M2(0u=4%)、M3(wu=5%)点的坐标(0=，T) Cr和Mn含量对Fe-Cr-Al-C-Si-Mn多元系在不同温 列于表3中. 度下的平衡相组成和相变的影响，可以得到相同的结论

工程科学学报,第 39 卷,第 5 期 图 7 Fe鄄鄄20Cr鄄鄄 (3 ~ 5)Al鄄鄄0郾 03C鄄鄄 xSi鄄鄄0郾 2Mn 体系 600 ~ 1200 益垂直截面 郾 (a) wAl = 3% ; (b) wAl = 4% ; (c) wAl = 5% Fig. 7 Vertical sections of Fe鄄鄄 20Cr鄄鄄 ( 3鄄鄄 5 ) Al鄄鄄 0郾 03C鄄鄄 xSi鄄鄄 0郾 2Mn system ranging from 600 to 1200 益 : ( a) wAl = 3% ; ( b) wAl = 4% ; (c) wAl = 5% 相的析出,这与文献[23]的研究结果是一致的. 图 8 中 M1 (0郾 086% ,517 益 ),M2 (0郾 13% ,498 益 ) 和 M3 (0郾 17% ,477 益 )分别为 wAl = 3% ,4% 和 5% 的三相点 坐标(wSi, T). 这三个点的位置随着 Al 含量的变化也 表明 Al 含量的提高能够缩小 滓 相的稳定区,这与 2郾 1 的分析是一致的. 因此采用类似的方法绘制 wCr = 18% 、wCr = 19% 、 wCr = 21% 和 wAl = 3% 、 wAl = 4% 、 wAl = 5% 时, Fe鄄鄄 (18 ~ 21)Cr鄄鄄(3 ~ 5)Al鄄鄄0郾 03C鄄鄄(0 ~ 0郾 2)Si鄄鄄0郾 2Mn 体 系在 300 ~ 600 益的 wSi 鄄鄄T 垂直截面图并将其叠加以针 对 滓 相和 琢忆相的析出行为进行研究,结果如图 9 所 示. 结果表明 滓 相和 琢忆相的析出温度随着 Cr 含量的 提高而提高,这与 2郾 2 的分析是一致的. Si 含量位于 M 点左侧即可有效抑制 滓 相的析出. 而体系中 Al 含 量的升高会使 M 点右移,抑制 滓 相的析出. Cr 含量的 变化对 M 点影响不大. 这里只将对应的 M1 ( wAl = 3% )、M2(wAl = 4% )、M3(wAl = 5% )点的坐标(wSi,T) 列于表 3 中. 综合上述分析,Si 含量对碳化物 Cr7C3和 Cr23C6的 析出没有显著影响,但影响 600 益 以下 滓 相的析出和 分解温度. Si 含量在 M 点左侧时冷却过程的平衡相 变历程为 琢啄Fe + Cr23C6寅琢啄Fe + Cr23C6 + 琢忆;Si 含量在 M 点右侧时冷却过程的平衡相变历程为 琢啄Fe + Cr23C6寅 琢啄Fe + Cr23 C6 + 滓寅琢啄Fe + Cr23 C6 + 滓 + 琢忆寅琢啄Fe + Cr23C6 + 琢忆. 2郾 5 wMn 鄄鄄T 垂直截面图 为分析 Al 和 Mn 含量对 Fe鄄鄄Cr鄄鄄Al鄄鄄C鄄鄄Si鄄鄄Mn 多元 系在不同温度下的平衡相组成和相变的影响,首先运 用 Thermo鄄鄄 calc 软 件 计 算 不 同 Al 含 量 的 Fe鄄鄄20Cr鄄鄄 (3 ~ 5)Al鄄鄄0郾 03C鄄鄄0郾 2Si鄄鄄 (0 ~ 0郾 2) Mn 体系 wMn 鄄鄄 T 垂 直截面图,结果如图 10 所示. 由图 10 可知,锰的质量分数 wMn = 0 ~ 0郾 2% 范围 内时 Mn 含量对碳化物、滓 相和 琢忆相的析出温度及 滓 相的分解温度都没有明显影响. 采用同样的方法分析 Cr 和 Mn 含量对 Fe鄄鄄Cr鄄鄄Al鄄鄄C鄄鄄Si鄄鄄Mn 多元系在不同温 度下的平衡相组成和相变的影响,可以得到相同的结论. ·716·

邓振强等：FeCrAl不锈钢的平衡凝固相变与析出行为 ·717· 600 a) 600 aδfe+CrgC6 550 550 a8Fe+CraC. oaδFe+Cr,C6+g Q8Fe+CrzCa+o 500 MIe 500 aδfc+a+CraC。+o M2 赵450 a5Fe+a'+CraC.fo 400 q8Fe+a'+CrasCs 400 a5Fe+a'+Cr>C. 350 350 0.05 0.10 0.15 0.20 0.05 0.10 0.15 0.20 硅质量分数% 硅质量分数/% 60 e) 550- a8Fe+CraC 500- cuδFe+Cr,C+c M3 邕450 a8Fe+a'+Cr,C +o 400F 350 caδFe+a'+CrC。 0.05 0.10 0.15 0.20 硅质量分数/% 图8Fe-20Cr-(3~5)A-0.03C-xSi-0.2Mn体系300℃~600℃垂直截面.(a)u=3%:(b)wu=49%:(c)wu=5% Fig.8 Vertical sections of Fe-20Cr-(3-5)Al-0.03C-xSi-0.2Mn system ranging from 300 C to 600C:(a)l=3%;(b)=4%; (c)"=5% 表3M1~M3点的坐标 Table 3 M1-M3 coordinates c,/% MI M2 M3 18 (0.094%,499℃) (0.14%,482℃) (0.17%,461℃) 19 (0.090%,508℃) (0.13%.490℃) (0.17%,470℃) 21 (0.084%,525℃) (0.13%.506℃) (0.17%,484℃) 表4 FeCrAl不锈钢冷却过程中使Cr,C,析出的最小C质量分数a 3 FeCrAl不锈钢的平衡凝固相变路径 及使σ相析出的最小Si质量分数b 综合以上分析结果得到FeCrAl不锈钢多元体系 Table 4 Minimum carbon content a to precipitate CrC3 and minimum 平衡凝固相变路径如图11所示.a和b分别为FeCrAl silicon content to precipitate of FeCrAl stainless steel during solidifi- cation 不锈钢冷却过程中使Cr,C,析出的最小C质量分数及 041=3% 1=4% 使g相析出的最小Si质量分数.当wc<a时，虚线框 1=59% G/% a/%b/% a/% b/%a/%b/% 1中的相变过程不会发生，即凝固过程不会有Cx,C,析 出；当0<b时，虚线框2中的相变过程不会发生，即 18 0.0160.0940.0085 0.140.00420.17 凝固过程不会有σ相析出.a和b所对应的具体数值 0.019 0.090.00530.130.00660.17 如表4所示.需要注意的是，图11以体系中所有组元 20 0.0220.0840.0130.130.0066 0.17 的含量都大于零为基础进行分析，即认为FeCrAl不锈 钢中C、Si、Mn元素的含量都大于零. 21 0.0260.0860.0150.130.00810.17

邓振强等: FeCrAl 不锈钢的平衡凝固相变与析出行为 图 8 Fe鄄鄄20Cr鄄鄄 (3 ~ 5)Al鄄鄄0郾 03C鄄鄄 xSi鄄鄄0郾 2Mn 体系 300 益 ~ 600 益垂直截面 郾 (a) wAl = 3% ; (b) wAl = 4% ; (c) wAl = 5% Fig. 8 Vertical sections of Fe鄄鄄 20Cr鄄鄄 (3鄄鄄 5) Al鄄鄄 0郾 03C鄄鄄 xSi鄄鄄 0郾 2Mn system ranging from 300 益 to 600 益 : ( a) wAl = 3% ; ( b) wAl = 4% ; (c) wAl = 5% 表 3 M1 ~ M3 点的坐标 Table 3 M1鄄鄄M3 coordinates wCr / % M1 M2 M3 18 (0郾 094% , 499 益 ) (0郾 14% , 482 益 ) (0郾 17% , 461 益 ) 19 (0郾 090% , 508 益 ) (0郾 13% , 490 益 ) (0郾 17% , 470 益 ) 21 (0郾 084% , 525 益 ) (0郾 13% , 506 益 ) (0郾 17% , 484 益 ) 3 FeCrAl 不锈钢的平衡凝固相变路径 综合以上分析结果得到 FeCrAl 不锈钢多元体系 平衡凝固相变路径如图 11 所示. a 和 b 分别为 FeCrAl 不锈钢冷却过程中使 Cr7C3析出的最小 C 质量分数及 使 滓 相析出的最小 Si 质量分数. 当 wC < a 时,虚线框 1 中的相变过程不会发生,即凝固过程不会有 Cr7C3析 出;当 wSi < b 时,虚线框 2 中的相变过程不会发生,即 凝固过程不会有 滓 相析出. a 和 b 所对应的具体数值 如表 4 所示. 需要注意的是,图 11 以体系中所有组元 的含量都大于零为基础进行分析,即认为 FeCrAl 不锈 钢中 C、Si、Mn 元素的含量都大于零. 表 4 FeCrAl 不锈钢冷却过程中使 Cr7 C3 析出的最小 C 质量分数 a 及使 滓 相析出的最小 Si 质量分数 b Table 4 Minimum carbon content a to precipitate Cr7 C3 and minimum silicon content b to precipitate 滓 of FeCrAl stainless steel during solidifi鄄 cation wCr / % wAl = 3% wAl = 4% wAl = 5% a / % b / % a / % b / % a / % b / % 18 0郾 016 0郾 094 0郾 0085 0郾 14 0郾 0042 0郾 17 19 0郾 019 0郾 09 0郾 0053 0郾 13 0郾 0066 0郾 17 20 0郾 022 0郾 084 0郾 013 0郾 13 0郾 0066 0郾 17 21 0郾 026 0郾 086 0郾 015 0郾 13 0郾 0081 0郾 17 ·717·

718· 工程科学学报，第39卷，第5期 600 600 (a) 550 aδFe+CrC 550 a8Fe+Cr2Cs MI 500 500 M2 M2 +G 3% M3 450 地A=3% 450 =4% =49% 400 59% u-59% mδFe+Cr,C+2'+g 400 a8Fe+CraC.+a'+ 350 cδFe+Cr,C.+a' 350 aoFe+CrC +a' 000 300 0.05 0.10 0.15 0.20 0 0.05 0.10 0.15 0.20 硅质量分数% 硅质量分数% 600 (c) aSFe+CraCo 550 MI 500 M2 3% 450"=49% u-59% 400 uδFe+Cr,gC,+a'+o 350 QSFe+CrC.+a' 0.05 0.10 0.15 0.20 硅质量分数% 图9Fe-(18~21)Cr-(3~5)A-0.03C-xSi-0.2Mn体系垂直截面图.(a)w心=18%：(b)wo=19%;(c)0c=21% Fig.9 Vertical sections of Fe-(18-21)Cr-(3-5)Al-0.03C-xSi-0.2Mn system:(a)wc =18%(b)wcr =19%(c)cr =21% 由图11可知，FeCrAl不锈钢常温下的平衡相组成 析，可能会因发生Si在铸锭中心的富集，从而满足σ 为aδFe+AIN+Cr2,C。+a',只是冷却过程中平衡相组 相的析出条件.此外，铸锭的非平衡冷却和亚稳态也 成和相变路径会因受到Cr、Al、C、Si元素的影响而变 可能抑制σ相的析出.表5只是基于理想平衡热力学 得复杂. 的保守估计，还需要结合铸锭的实际凝固条件进一步 结合FeCrAl不锈钢的性能要求考虑，需要抑制有 分析σ相的析出条件 害脆性相σ和a'的析出.图I1的FeCrAl不锈钢平衡 FeCrAl不锈钢是高Cr铁素体不锈钢，所以理想条 凝固相变路径图描述的是体系完全达到热力学平衡， 件下富Cr相α'的平衡析出也是不可避免的.但实际 也就是极限状态下的相组成和相变路径，据此分析可 铸造过程中体系几乎不可能满足理想的热力学平衡条 知完全抑制FeCrAl不锈钢中o相析出的成分条件如 件，而且文献资料2]也表明aα'相需要在475℃附近时 表5所示. 效相当长时间才会析出(“475℃脆性”)，所以实际铸 表5σ相不析出的成分条件（质量分数） 锭中应该不会析出α'相. Table 5 Required composition of alloying elements not to precipitate o 4结论 WCr Wst WC IMn (I)FeCrAl不锈钢由高温液相冷却至常温固相过 3 18~21 <0.084 0~0.03 0-0.2 程中完整的平衡相变路径为：L→AlN+a8Fe→AIN+ 18-21 <0.130 0-0.03 0~0.2 aδFe+Cr,C,→AlN+aδFe+Cr,C3+Cr2aC6→AlN+ 18~21 <0.170 0-0.03 0-0.2 aδfe+CraC6→AlN+a6Fe+CraC6+g→AlN+a8Fe+ Cra Co+o+'AIN +a8Fe +Cra:C+a'. 实际铸锭的凝固过程往往伴随着明显的中心偏 (2)对于Fe-(18~21)Cr-(3~5)A-0.03C-

工程科学学报,第 39 卷,第 5 期 图 9 Fe鄄鄄 (18 ~ 21)Cr鄄鄄 (3 ~ 5)Al鄄鄄0郾 03C鄄鄄 xSi鄄鄄0郾 2Mn 体系垂直截面图 郾 (a) wCr = 18% ; (b) wCr = 19% ; (c) wCr = 21% Fig. 9 Vertical sections of Fe鄄鄄 (18鄄鄄21)Cr鄄鄄 (3鄄鄄5)Al鄄鄄0郾 03C鄄鄄 xSi鄄鄄0郾 2Mn system: (a) wCr = 18% ; (b) wCr = 19% ; (c) wCr = 21% 由图 11 可知,FeCrAl 不锈钢常温下的平衡相组成 为 琢啄Fe + AlN + Cr23C6 + 琢忆,只是冷却过程中平衡相组 成和相变路径会因受到 Cr、Al、C、Si 元素的影响而变 得复杂. 结合 FeCrAl 不锈钢的性能要求考虑,需要抑制有 害脆性相 滓 和 琢忆的析出. 图 11 的 FeCrAl 不锈钢平衡 凝固相变路径图描述的是体系完全达到热力学平衡, 也就是极限状态下的相组成和相变路径,据此分析可 知完全抑制 FeCrAl 不锈钢中 滓 相析出的成分条件如 表 5 所示. 表 5 滓 相不析出的成分条件(质量分数) Table 5 Required composition of alloying elements not to precipitate 滓 % wAl wCr wSi wC wMn 3 18 ~ 21 < 0郾 084 0 ~ 0郾 03 0 ~ 0郾 2 4 18 ~ 21 < 0郾 130 0 ~ 0郾 03 0 ~ 0郾 2 5 18 ~ 21 < 0郾 170 0 ~ 0郾 03 0 ~ 0郾 2 实际铸锭的凝固过程往往伴随着明显的中心偏 析,可能会因发生 Si 在铸锭中心的富集,从而满足 滓 相的析出条件. 此外,铸锭的非平衡冷却和亚稳态也 可能抑制 滓 相的析出. 表 5 只是基于理想平衡热力学 的保守估计,还需要结合铸锭的实际凝固条件进一步 分析 滓 相的析出条件. FeCrAl 不锈钢是高 Cr 铁素体不锈钢,所以理想条 件下富 Cr 相 琢忆的平衡析出也是不可避免的. 但实际 铸造过程中体系几乎不可能满足理想的热力学平衡条 件,而且文献资料[24]也表明 琢忆相需要在 475 益 附近时 效相当长时间才会析出(“475 益 脆性冶),所以实际铸 锭中应该不会析出 琢忆相. 4 结论 (1) FeCrAl 不锈钢由高温液相冷却至常温固相过 程中完整的平衡相变路径为:L寅AlN + 琢啄Fe寅AlN + 琢啄Fe + Cr7 C3 寅AlN + 琢啄Fe + Cr7 C3 + Cr23 C6 寅AlN + 琢啄Fe + Cr23C6寅AlN + 琢啄Fe + Cr23C6 + 滓寅AlN + 琢啄Fe + Cr23C6 + 滓 + 琢忆寅AlN + 琢啄Fe + Cr23C6 + 琢忆. (2) 对于 Fe鄄鄄 (18 ~ 21 ) Cr鄄鄄 (3 ~ 5 ) Al鄄鄄 0郾 03C鄄鄄 ·718·

邓振强等：FeCrAl不锈钢的平衡凝固相变与析出行为 ·719· 1200 1200 (a) aoFe aoFe 1100 1100 1000 Q6Fe+Cr.C 1000 a8Fe+Cr.Cs 900 900 a6Fe+CnC。 2800 a8Fe+CraC. 800 700 700 600 600 QOFe+CrC.+o 500 aoFe+CrC.+ 500 a&Fe+CraC+o+@' a8Fe+CraC+c+o 400 400 a8Fe+CrC +o a8Fe+CrC.+a 0.04 0.080.12 0.160.20 0.04 0.080.12 0.160.20 锰质量分数/% 锰质量分数% 1200 回 1100 aaFe 1000 q8Fe+Cr.C 900 800 700 a8Fe+Cr2C. 600 Q8Fe+Cr C,+o 500 a&Fe+Cr,C+o+a 400 a8Fe+Cr,C.+a' 3006 0.04 0.080.12 0.160.20 锰质量分数% 图10Fe-20Cr-(3~5)A-0.03C-0.2Si-xMn体系垂直截面图.(a)w1=3%;(b)wu=4%;(c)wu=5% Fig.10 Vertical sections of Fe-20Cr-(3-5)Al-0.03C-0.2Si-xMn system:(a)=3%;(b)=4%;(e)l =5% L 0.2Si-0.2Mn体系，Al、Cr含量的变化只是对相变温度 产生影响，不会影响平衡相组成和相变路径.随着1 L+AIN 含量的升高，Cr,C,的析出温度升高，Cr,C,向CraC,转 变的温度及σ相的析出温度降低.Cr含量的升高可升 &Fe+AIN 高Cr,C,向CrC,转变的温度及σ相和a'相的析出 温度. 8Fe+AlN+Cr.C: (3)Cr,C,是否析出主要取决于温度和体系中的C 含量，且存在使Cr,C,析出的临界C含量值，当C含量 8Fe+AIN+Cr.C.+CraCs 高于该临界值时冷却过程中才会有Cr,C,的析出.体 系中Al含量的降低及C含量的升高都会使该临界值 8Fe+AlN+Cr.Co 增大，即抑制C,C,的析出. (4)σ相是否析出取决于温度和体系中的Si含 aFe+AIN+CrC+o 量，且存在使σ相析出的临界Si含量值，当Si含量高 2 于该临界值时冷却过程中才会有σ相的析出.体系中 qFe+AIN+CrC+o+a' A!含量的升高会使该临界值增大，抑制σ相的析出. Cr含量的变化对该临界值影响不大， aFe+AIN+Cr,C+a' (5)Mn含量的变化对Fe-Cr-Al-C-Si-Mn多元 图11fc-(18~21)Cr-(3~5)A1-(0~0.03)C-(0~0.2)Si- 系冷却路径的影响不显著 (0~0.2)Mn体系平衡凝固相变路径图 Fig.11 Phase transition path of Fe-(18-21)Cr-(3-5)Al-(0-0.03) 参考文献 C-(0-0.2)Si-(0-0.2)Mn system during equilibrium solidification [1]Fukaya M.Material properties of Fe-Cr-Al alloy foil for metal

邓振强等: FeCrAl 不锈钢的平衡凝固相变与析出行为 图 10 Fe鄄鄄20Cr鄄鄄 (3 ~ 5)Al鄄鄄0郾 03C鄄鄄0郾 2Si鄄鄄 xMn 体系垂直截面图 郾 (a) wAl = 3% ; (b) wAl = 4% ; (c) wAl = 5% Fig. 10 Vertical sections of Fe鄄鄄20Cr鄄鄄 (3鄄鄄5)Al鄄鄄0郾 03C鄄鄄0郾 2Si鄄鄄 xMn system: (a) wAl = 3% ; (b) wAl = 4% ; (c) wAl = 5% 图 11 Fe鄄鄄 (18 ~ 21)Cr鄄鄄 (3 ~ 5) Al鄄鄄 (0 ~ 0郾 03) C鄄鄄 (0 ~ 0郾 2) Si鄄鄄 (0 ~ 0郾 2)Mn 体系平衡凝固相变路径图 Fig. 11 Phase transition path of Fe鄄鄄 (18鄄鄄21)Cr鄄鄄 (3鄄鄄5)Al鄄鄄 (0鄄鄄0郾 03) C鄄鄄 (0鄄鄄0郾 2)Si鄄鄄 (0鄄鄄0郾 2)Mn system during equilibrium solidification 0郾 2Si鄄鄄0郾 2Mn 体系,Al、Cr 含量的变化只是对相变温度 产生影响,不会影响平衡相组成和相变路径. 随着 Al 含量的升高,Cr7 C3的析出温度升高,Cr7 C3向 Cr23 C6转 变的温度及 滓 相的析出温度降低. Cr 含量的升高可升 高 Cr7 C3 向 Cr23 C6 转变的温度及 滓 相和 琢忆相的析出 温度. (3)Cr7C3是否析出主要取决于温度和体系中的 C 含量,且存在使 Cr7C3析出的临界 C 含量值,当 C 含量 高于该临界值时冷却过程中才会有 Cr7 C3的析出. 体 系中 Al 含量的降低及 Cr 含量的升高都会使该临界值 增大,即抑制 Cr7C3的析出. (4)滓 相是否析出取决于温度和体系中的 Si 含 量,且存在使 滓 相析出的临界 Si 含量值,当 Si 含量高 于该临界值时冷却过程中才会有 滓 相的析出. 体系中 Al 含量的升高会使该临界值增大,抑制 滓 相的析出. Cr 含量的变化对该临界值影响不大. (5)Mn 含量的变化对 Fe鄄鄄 Cr鄄鄄 Al鄄鄄 C鄄鄄 Si鄄鄄 Mn 多元 系冷却路径的影响不显著. 参 考 文 献 [1] Fukaya M. Material properties of Fe鄄鄄 Cr鄄鄄 Al alloy foil for metal ·719·