·192· 工程科学学报，第37卷，第2期 铁素体的面积分数在15%左右，高于一般奥氏体不锈 和椭球状，尺寸一般在10m以下.统计结果显示，此时8 钢的8铁素体含量. 铁素体面积分数已由热处理前的15%降至7%左右 铸坯试样经过1000℃保温3h空冷后，组织中仍 原始铸坯和1200℃保温3h空冷的试样组织扫描 然存在大量的网状8铁素体（图1(b),随着加热温度 电镜照片如图2所示.箭头所指的A、B区域的能谱分 升高，网状8铁素体逐渐转变为不连续组织（图1 析显示，δ铁素体的主要元素成分（质量分数）分别为： (c)),当试样在1200℃保温3h空冷后，原始铸坯中的 Cr28.08%,Ni5.53%:Cr24.24%,Ni6.53%.由此可 网状组织完全消失，取而代之的是大量弥散分布的颗 见，热处理前后的δ铁素体中，后者的C含量明显 粒状8铁素体（图1(）)，其形貌大多为不规则的球状 降低. 20 um 20m 图2热处理前后铸坯组织扫描电镜照片.(a)热处理前：(b)1200℃保温3h空冷 Fig.2 SEM images of the microstructures of the casting billet before and after heat treatment.(a)before heat treatment:(b)air cooling at 1200 C for3h 根据Cr当量(Crm）和Ni当量(Ni)的计算公式 来的非平衡8铁素体成为室温网状组织中连接节点的 可计算出实验钢的Crm=24.4%,Nim=15.8%,Crm/ 条带部分.由此可见，如对实验钢铸坯进行适当的热 Ni=1.54,由此可知实验钢在平衡凝固时为FA模 处理，则可以使残余的非平衡δ铁素体在一定的加热 式，即首先在液相中析出δ铁素体，然后在凝固末期进 温度和保温时间下发生充分的元素扩散，继续向奥氏 入三相区(L+δ+Y),随后发生铁素体向奥氏体的转 体转变，从而使网状组织转变为以平衡δ铁素体为主 变.这一凝固模式在Thermo-Calc热力学平衡相图 的小尺寸颗粒状组织. (如图3所示)中可以非常清晰地表现出来：δ铁素体 为了研究δ铁素体对实验钢高温热塑性的影响， 在高于液相线以上的温度就已经析出，这部分先析出 选取与原始铸坯组织存在明显差异的热处理试样 的8铁素体成为枝晶核心，即室温网状组织中的节点 (1200℃保温3h空冷)进行了如下的热模拟对比 部分，为平衡态组织：而凝固末期围绕枝晶核心形成的 实验. 非平衡δ铁素体在冷却过程中受到固态下元素扩散均 2.2热处理前后的铸坯热模拟压缩试验 匀化程度较低的影响，不能完全转变为奥氏体，残留下 铸坯试样在1200℃保温3h空冷后，进行热模拟 压缩对比实验.不同变形温度下的应力一应变曲线如 1.0 图4所示.可以看到在相同变形条件下，热处理后试 0.9 样的变形抗力相对较高（变形温度为1100℃时，变形 0.8 抗力明显高于热处理前试样).这一差异可以通过热 0.7 1一CC(而心立方) 处理对铸坯中δ铁素体转变的影响来解释.如图5所 0.6 2一HCN排六方) 3一C(碳化物) 示，铸坯试样经1200℃保温3h空冷后，8铁素体含量 0.5 4一S1CGMA析出相 明显降低，压缩变形后铁素体形貌由热处理前的连续 5一BC体心立方) 6一液相 网状（图5(a))转变为条带状（图5(b)).由此可见， 0.3 热处理会导致作为软相的铁素体含量减少，但并不会 0.2 4 使铸坯的高温变形抗力急刷增大 0.1- 2.3热处理前后的铸坯高温热塑性特征 2522 为了进一步研究热处理引起的8铁素体变化对铸 0 600 8001000120014001600 温度℃ 坯高温热塑性的影响，对热处理前后(1200℃保温3h 图3实验钢热力学平衡相图 空冷)的热模拟拉伸试验进行了对比.图6所示为热 Fig.3 Thermody namies equilibrium phase diagram of the test steel 模拟拉伸试样抗拉强度随温度变化的曲线，除900℃工程科学学报，第 37 卷，第 2 期 铁素体的面积分数在 15% 左右，高于一般奥氏体不锈 钢的 δ 铁素体含量． 铸坯试样经过 1000 ℃ 保温 3 h 空冷后，组织中仍 然存在大量的网状 δ 铁素体( 图1( b) ) ，随着加热温度 升高，网 状 δ 铁 素 体 逐 渐 转 变 为 不 连 续 组 织 ( 图 1 ( c) ) ，当试样在1200 ℃保温3 h 空冷后，原始铸坯中的 网状组织完全消失，取而代之的是大量弥散分布的颗 粒状 δ 铁素体( 图1( d) ) ，其形貌大多为不规则的球状 和椭球状，尺寸一般在10μm 以下． 统计结果显示，此时 δ 铁素体面积分数已由热处理前的15%降至7%左右． 原始铸坯和 1200 ℃保温 3 h 空冷的试样组织扫描 电镜照片如图 2 所示． 箭头所指的 A、B 区域的能谱分 析显示，δ 铁素体的主要元素成分( 质量分数) 分别为: Cr 28. 08% ，Ni 5. 53% ; Cr 24. 24% ，Ni 6. 53% ． 由此可 见，热处理前后的 δ 铁 素 体 中，后 者 的 Cr 含 量 明 显 降低． 图 2 热处理前后铸坯组织扫描电镜照片 . ( a) 热处理前; ( b) 1200 ℃保温 3 h 空冷 Fig． 2 SEM images of the microstructures of the casting billet before and after heat treatment． ( a) before heat treatment; ( b) air cooling at 1200 ℃ for 3 h 图 3 实验钢热力学平衡相图 Fig． 3 Thermodynamics equilibrium phase diagram of the test steel 根据 Cr 当量( Creq ) 和 Ni 当量( Nieq ) 的计算公式 可计算出实验钢的 Creq = 24. 4% ，Nieq = 15. 8% ，Creq / Nieq = 1. 54，由此可知实验钢在平衡凝固时为 FA 模 式，即首先在液相中析出 δ 铁素体，然后在凝固末期进 入三相区( L + δ + γ) ，随后发生铁素体向奥氏体的转 变． 这一凝固模式在 Thermo--Calc 热 力 学 平 衡 相 图 ( 如图 3 所示) 中可以非常清晰地表现出来: δ 铁素体 在高于液相线以上的温度就已经析出，这部分先析出 的 δ 铁素体成为枝晶核心，即室温网状组织中的节点 部分，为平衡态组织; 而凝固末期围绕枝晶核心形成的 非平衡 δ 铁素体在冷却过程中受到固态下元素扩散均 匀化程度较低的影响，不能完全转变为奥氏体，残留下 来的非平衡 δ 铁素体成为室温网状组织中连接节点的 条带部分． 由此可见，如对实验钢铸坯进行适当的热 处理，则可以使残余的非平衡 δ 铁素体在一定的加热 温度和保温时间下发生充分的元素扩散，继续向奥氏 体转变，从而使网状组织转变为以平衡 δ 铁素体为主 的小尺寸颗粒状组织． 为了研究 δ 铁素体对实验钢高温热塑性的影响， 选取与原始铸坯组织存在明显差异的热处理试样 ( 1200 ℃ 保 温 3 h 空 冷) 进 行 了 如 下 的 热 模 拟 对 比 实验． 2. 2 热处理前后的铸坯热模拟压缩试验 铸坯试样在 1200 ℃ 保温 3 h 空冷后，进行热模拟 压缩对比实验． 不同变形温度下的应力--应变曲线如 图 4 所示． 可以看到在相同变形条件下，热处理后试 样的变形抗力相对较高( 变形温度为 1100 ℃ 时，变形 抗力明显高于热处理前试样) ． 这一差异可以通过热 处理对铸坯中 δ 铁素体转变的影响来解释． 如图 5 所 示，铸坯试样经 1200 ℃保温 3 h 空冷后，δ 铁素体含量 明显降低，压缩变形后铁素体形貌由热处理前的连续 网状( 图 5( a) ) 转变为条带状( 图 5( b) ) ． 由此可见， 热处理会导致作为软相的铁素体含量减少，但并不会 使铸坯的高温变形抗力急剧增大． 2. 3 热处理前后的铸坯高温热塑性特征 为了进一步研究热处理引起的 δ 铁素体变化对铸 坯高温热塑性的影响，对热处理前后( 1200 ℃ 保温 3 h 空冷) 的热模拟拉伸试验进行了对比． 图 6 所示为热 模拟拉伸试样抗拉强度随温度变化的曲线，除 900 ℃ · 291 ·