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·