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·