·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·