304奥氏体不锈钢凝固相转变规律曲线（SPT曲线）建立.pdf

第２３卷第２期２０１５年４月材料科学与工艺ＭＡＴＥＲＩＡＬＳＳＣＩＥＮＣＥ＆ＴＥＣＨＮＯＬＯＧＹｌｌＶｏｌ２３ｌｌＮｏ２Ａｐｒ．２０１５ｄｏｉ：１０．１１９５１／ｊ．ｉｓｓｎ．１００５－０２９９．２０１５０２２０３０４奥氏体不锈钢凝固相转变规律曲线（ＳＰＴ曲线）建立王昊杰１，２，麻永林１，陈重毅１，许建飞１，邢淑清１，刘金强１（１．内蒙古科技大学材料与冶金学院，内蒙古包头０１４０１０；２．东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室，沈阳１１０８１９）摘要：利用自行设计的高温凝固相转变测定实验装置，研究了３０４奥氏体不锈钢在不同冷却速度下的高温凝固相转变过程，得到了凝固过程中液相（Ｌ）到高温铁素体（δ）到奥氏体（γ）的相变温度．在此基础上分析了３０４奥氏体不锈钢在不同冷却速度下的高温凝固相转变规律，从而建立了３０４奥氏体不锈钢的低冷速凝固相转变规律曲线—ＳＰＴ（⁃Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｐｈａｓｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）曲线．结果表明：对试样进行液氮酒精淬火有效地保留了试样高温时各相的状态．可以清楚的显示在不同冷速下的不同温度淬火时液相和固相的各相成份比例及在不同淬火温度下各成份体积比例的变化．通过研究体积比例变化，可以得到３０４奥氏体不锈钢在不同冷速下的液相线、固相线及各种反应开始和结束的转变温度（即ＳＰＴ曲线）．由ＳＰＴ曲线也可以看出，随着冷却速度的增大，相转变模式会发生变化，相图会向左移动，各相变反应的温度区间减小．关键词：３０４奥氏体不锈钢；高温凝固相转变；ＳＰＴ曲线；实验装置中图分类号：ＴＧ２４４３文献标志码：Ａ文章编号：１００５－０２９９（２０１５）０２－０１１４－０６Ｐｒｉｍａｒｙｅｘｐｌｏｒａｔｉｏｎｏｎｅｓｔａｂｌｉｓｈｉｎｇｔｈｅｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｐｈａｓｅｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｌａｗｃｕｒｖｅ（ＳＰＴ）ｏｆ３０４ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌＷＡＮＧＨａｏｊｉｅ１，２，ＭＡＹｏｎｇｌｉｎ１，ＣＨＥＮＺｈｏｎｇｙｉ１，ＸＵＪｉａｎｆｅｉ１，ＸＩＮＧＳｈｕｑｉｎｇ１，ＬＩＵＪｉｎｑｉａｎｇ１（１．ＳｃｈｏｏｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓａｎｄＭｅｔａｌｌｕｒｇｙ，ＩｎｎｅｒＭｏｎｇｏｌｉａＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅ＆Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｂａｏｔｏｕ０１４０１０，Ｃｈｉｎａ；２．ＳｔａｔｅＫｅｙＬａｂｏｒａｔｏｒｙｏｆＲｏｌｌｉｎｇａｎｄＡｕｔｏｍａｔｉｏｎ，ＮｏｒｔｈｅａｓｔｅｒｎＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｓｈｅｎｙａｎｇ１１０８１９，Ｃｈｉｎａ）Ａｂｓｔｒａｃｔ⁃：ＴｈｅＳｅｌｆｄｅｓｉｇｎｅｄｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌａｐｐａｒａｔｕｓｗｈｉｃｈｉｓｅｍｐｌｏｙｅｄｔｏｄｅｔｅｒｍｉｎｅｔｈｅｐｈａｓｅｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｏｆｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ，ｔｈｅｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｐｈａｓｅｃｈａｎｇｅｐｒｏｃｅｓｓｏｆ３０４ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌａｔｔｈｅ⁃ｄｉｆｆｅｒｅｎｔｃｏｏｌｉｎｇｒａｔｅｗａｓｓｔｕｄｉｅｄ，ａｎｄｔｈｅｐｈａｓｅｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｆｒｏｍｌｉｑｕｉｄｐｈａｓｅ（Ｌ）ｔｏｔｈｅｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｆｅｒｒｉｔｅ（δ）ｔｈｅｎｔｏａｕｓｔｅｎｉｔｅｐｈａｓｅ（γ）ｗａｓｏｂｔａｉｎｅｄ，Ｉｎａｄｄｉｔｉｏｎ，ｔｈｅｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｌａｗｏｆｔｈｅｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｐｈａｓｅｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｏｎ３０４ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔｃｏｏｌｉｎｇｒａｔｅｗａｓａｎａｌｙｓｅｄ，ｔｈｅｎｔｈｅｐｈａｓｅｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｌａｗｃｕｒｖｅｏｆｈｉｇｈ—ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎＳＰＴｃｕｒｖｅｗａｓｅｓｔａｂｌｉｓｈｅｄ．Ｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔ⁃ｑｕｅｎｃｈｅｄｔｈｅｓａｍｐｌｅｓｂｙｔｈｅｌｏｗｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅＬｉｑｕｉｄｎｉｔｒｏｇｅｎａｌｃｏｈｏｌｃａｎｋｅｅｐｔｈｅｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆｅａｃｈｐｈａｓｅａｔｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｅｆｆｅｃｔｉｖｅｌｙ．Ｉｎｔｈｉｓｗａｙ，ＷｅｃａｎｇｅｔｔｈｅＣｏｍｐｏｎｅｎｔｐｒｏｐｏｒｔｉｏｎａｎｄｔｈｅｖａｒｉａｔｉｏｎｏｆＣｏｍｐｏｎｅｎｔｐｒｏｐｏｒｔｉｏｎａｍｏｎｇｄｉｆｆｅｒｅｎｔｐｈａｓｅｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔｃｏｏｌｉｎｇｒａｔｅａｎｄｄｉｆｆｅｒｅｎｔｑｕｅｎｃｈｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．Ｆｕｒｔｈｅｒｍｏｒｅ，ｗｅｃａｎｇｅｔｔｈｅＳｏｌｉｄｕｓ、ｌｉｑｕｉｄｕｓｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｄｔｈｅｐｈａｓｅｉｎｖｅｒｓｉｏｎｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｆ３０４ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌｗｈｉｃｈｈｅｌｐｕｓｅｓｔａｂｌｉｓｈｔｈｅｐｈａｓｅｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｌａｗｃｕｒｖｅ（ＳＰＴ）．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｔｈｅｉｎｃｒｅａｓｅｏｆｃｏｏｌｉｎｇｒａｔｅｃａｎｌｅａｄｔｏａｓｅｒｉｅｓｏｆｃｈａｎｇｅｓ，ｓｕｃｈａｓ，ｔｈｅｐｈａｓｅｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｍｏｄｅｗｉｌｌｃｈａｎｇｅ，ｔｈｅｐｈａｓｅｄｉａｇｒａｍｃａｎｍｏｖｅｔｏｔｈｅｌｅｆｔ，ｔｈｅｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｉｎｔｅｒｖａｌｏｆｐｈａｓｅｒｅａｃｔｉｏｎｄｅｃｒｅａｓｅｓ．Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：３０４ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌ；ｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｐｈａｓｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ；（ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｐｈａｓｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）ＳＰＴｃｕｒｖｅ；ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｄｅｖｉｃｅ收稿日期：２０１３－０９－１３．基金项目：国家自然科学基金资助项目（５１０４４００２）；科技部国际合作项目（２０１０ＤＦＢ７０６３０）；内蒙古自治区高等学校科学研究项目（ＮＪｃｘｙ０８０７０）；内蒙古自治区研究生教育创新计划资助项目（Ｓ２０１３１０１２７０４）．作者简介：王昊杰—（１９８８），男，硕士研究生．通信作者：麻永林⁃，Ｅｍａｉｌ：ｍａ＿ｙｏｎｇｌｉｎ＠ｙａｈｏｏ．ｃｏｍ．３０４奥氏体不锈钢作为一种当前应用广泛的不锈钢，在石油、化工、能源等各个行业发挥着重要的作用．其铸态组织通常为奥氏体和δ铁素体的整合组织，不同的成分结构对其物理使用性能有很大的影响，而δ铁素体形成和转变是导致问题产生的重要原因［１］．δ铁素体的形成与高温阶段的包晶反应存在直接的联系，所以包晶反应和伴随的转变已经引起了越来越多研究人员的兴趣．Ｔ．Ａ．ＬＯＧＲＡＳＳＯ等从包晶合金定向凝固过程中的相选择进行研究［２］．Ｖｉｔｅｋ和Ｂａｂｕ等利用人工神经网络技术和相稳定性的热动力学原理进一步发展了δ铁素体预测模型，使得其预测δ铁素体含量的精度大大提高［３］．ＣＨＥＮＹｕＺｅｎｇ通过相变动力学分析了Ｆｅ－Ｎｉ合金非平衡凝固包晶转变中的δ／γ转变并进行了计算［４］．在此基础上，Ｊ．Ｗ．ＥＬＭＥＲ提出了冷速对不锈钢凝固微观组织变化的影响，冷却速度会影响整个凝固模式的转变和转变温度区间．可以用来预测在不同的加工条件下，凝固组织形态的主要模式［５］．Ｈ．Ｎａｓｓａｒ和ＨａｓｓｅＦｒｅｄｒｉｋｓｓｏｎ则利用ＤＴＡ，通过研究热流和表面张力对钢在连铸初始凝固过程中由于包晶反应导致裂纹产生的影响进行了深入的研究，认为包晶是导致许多钢裂纹形成的主要原因，并指导了生产实践［６－７］．包晶反应的生长机制吸引了凝固界的关注，近些年来关于钢铁材料二元包晶反应的凝固研究大多为一些模拟合金：例如Ｐｂ－Ｂｉ、Ｓｎ－Ｃｄ、Ｔｉ－Ａｌ、Ｚｎ－Ｃｕ、Ｚｎ－Ａｇ、Ｃｕ－Ｓｎ．虽然这些模拟合金在晶体结构及反应机理上与要研究的包晶合金在很大程度上保持一致，但是由于各种因素的影响，模拟合金并不能准确反应钢高温包晶转变的实际凝固过程．以往的实验研究过程中，研究者们通常利用模拟凝固装置来实现非平衡凝固过程的研究，包括熔体／基体接触装置［８］、液滴快凝技术以及激冷金属定向凝固装置［９］等，通过这些装置，研究者们利用激冷的方式，研究了不同冷却速度对奥氏体不锈钢凝固行为和凝固组织形貌的影响，丰富了奥氏体不锈钢的凝固理论，并且为研究奥氏体不锈钢的凝固模式和凝固细节提供了实验依据，但是，上述凝固方式仅仅为单方向的定向凝固，对在凝固过程中各种冷速条件下的凝固规律没有进行定量细致的分析，因此十分有必要对非平衡凝固条件下凝固相转变规律进行研究．本文综合前人的研究成果，开发并自行设计了高温凝固相转变测定实验装置，进而提出钢凝固相转变规律曲线—ＳＰＴ（Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｐｈａｓｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ）曲线建立的技术方案，并以３０４奥氏体不锈钢为研究对象，研究了其在不同的冷却速率下的高温凝固相转变过程，分析得到３０４奥氏体不锈钢在不同冷却速度下的高温相转变规律，即不同冷速下液相（Ｌ）到高温铁素体（δ）到奥氏体（γ）的相转变开始和结束温度及各温度段δ铁素体转变量，从而对３０４奥氏体不锈钢在低冷速下的ＳＰＴ曲线建立进行了初步探索，以期为不锈钢凝固相转变规律的研究提供一种新方法．１试验材料、实验设备及相转变相对量的测定实验所用的３０４奥氏体不锈钢由太原钢铁集团提供，其化学成分如表１所示．实验时将试样切成５ｍｍ×５ｍｍ×８ｍｍ的长方体放入自制的高温凝固相转变实验装置中加热，期间通保护气体．经２．５ｈ由室温升到℃１５００，保温１０ｍｉｎ，分别以℃０．３３、３／ｓ的冷速冷却到不同的温度，并用液氮酒精淬火，淬火试样用稀王水腐蚀，通过蔡司显微镜观察金相组织并用⁃ＭｉｃｒｏｉｍａｇｅＡｎｌｙｓｉｓ﹠⁃Ｐｒｏｇｒｅｓｓ金相软件分析不同冷却速度下高温组织组成．得到不同冷速条件下，铁素体含量与淬火温度的关系，从而建立了３０４奥氏体不锈钢高温连续冷却转变曲线，即高温凝固相转变规律（ＳＰＴ）曲线．表１３０４奥氏体不锈钢的化学成分（质量分数／％）ＣＳｉＭｎＰＳ０．０５２８０．５４６６１．４９８３０．０３０００．００１６ＣｒＮｉＣｕＭｏ１７．０１６０８．００６４０．４９８９０．０８３０高温凝固相转变实验装置系统主要由加热系统、保护气系统、循环水冷系统、试样冷却系统、温控系统及微机系统组成．加热主要是采用铂金丝电阻加热，炉体采用循环水冷系统进行冷却．其工作原理如图１所示．加热温度范围℃０～１６００，最大加热速率℃８００／ｈ，保温时温度波动在±℃１，ＰＩＤ温控系统通过对加热炉丝功率的实时调整使升温速率恒定．降温时通过炉丝加热补偿及低温氩气联合使用，使冷却速率自适应变化，温降速度按设定程序运行［１０－１２］，实物实验用高温相转变凝固实验装置见图２．热电偶试样加热炉丝PID温控系统冷却气体电磁调节阀电脑控制系统图１高温凝固相转变实验装置工作原理图·５１１·第２期王昊杰，等：３０４奥氏体不锈钢凝固相转变规律曲线（ＳＰＴ曲线）建立图２高温相转变凝固实验装置图２实验方案２．１凝固模式的确定根据计算Ｃｒｅｑ／Ｎｉｅｑ为１．７７，可知数值在１．４８～１．９５的范围内．由此先推测认为本次实验所用的材料的凝固方式为ＦＡ型［１］，则可以推测出，在温度不断降低得过程中，首先进入Ｌ＋δ区，则铁素体成为领先相先行析出，随后进入Ｌ＋δ＋γ三相区．直到液相耗尽为止，最后大部分δ通过同素异构转变转变为γ则凝固结束．本次实验材料的凝固过程为：Ｌ→Ｌ＋δ→Ｌ＋δ＋γ→γ＋δ．２．２理论液相线温度和固相线温度的计算根据实际生产过程中的经验公式可以大体粗略的计算出实验用的３０４奥氏体不锈钢的液相线温度和固相线温度，全部化学元素以１％单位代入．Ｔ（液）＝１５３７－（８８［Ｃ］＋８［Ｓｉ］＋５［Ｍｎ］＋３０［Ｐ］＋５［Ｃｕ］＋４［Ｎｉ］＋２［Ｍｏ］＋２［Ｖ］＋１．５［Ｃｒ］）计算的结果是理论液相线温度大约在℃１４６０，温度精度在－℃１５～＋℃５．２．３ＤＴＡ实测相变点及模式验证采用ＳＴＡ４４９Ｃ综合热分析仪，以℃０．１７／ｓ的冷却速度对熔化的钢样进行冷却，得到３０４不锈钢近平衡冷却的ＴＧ－ＤＴＡ曲线（见图３），利用切线外推法得到了３０４不锈钢平衡凝固的液相线和固相线及各凝固阶段的相转变开始温度及终了温度．如图３峰Ⅰ是δ铁素体熔化过程需要吸热从而形成的吸热峰，而峰Ⅱ则是奥氏体相熔化吸热造成的吸热峰，得出本试验所用３０４不锈钢材料的固相线温度与液相线温度分别为：１４１５、℃１４８８．由曲线图中还可以看出，凝固的降温过程中出现一个大峰Ⅲ和一个小峰Ⅳ，这两个峰均为放热峰，峰Ⅲ代表奥氏体的析出，因为奥氏体不锈钢中相变过程中大部分会转变成奥氏体，所以形成大的放热峰，峰Ⅳ代表着较少的δ铁素体析出．上述所得试验数据与大量文献中所阐述的不锈钢稳态凝固下ＦＡ型凝固模式是统一的．-0.10-0.15-0.20-0.25-0.30-0.35-0.40-0.45-0.50DTA,uV/mg135013801410144014701500温度/℃exo1415143414661488ⅠⅡⅢ1342ⅣA图３３０４奥氏体不锈钢ＤＴＡ曲线２．４实验方案确定通过平衡相图以及℃０．１７／ｓ冷速下的ＤＴＡ曲线的分析结果，确定出最终实验方案．第一组１１个试样经２．５ｈ由室温升到℃１５００，以℃０．３３／ｓ的冷速分别冷却到１４７９、１４７５、１４６０、１４５０、１４４０、１４３０、１４２０、１４１０、１４００、１３９０和℃１３８０，第二组１１个试样经２．５ｈ由室温升到℃１５００，以℃３／ｓ的冷速分别冷却到１５００、１４５０、１４４０、１４３０、１４００、１３８０、１３７５、１３７０、１３６５、１３６０和℃１３５０，然后用液氮酒精进行淬火，观察其金相组织并用Ｍｉｃｒｏ－ｉｍａｇｅＡｎｌｙｓｉｓ﹠Ｐｒｏｇｒｅｓｓ金相软件，对各冷却速度下高温组织中δ铁素体含量进行分析，得到各相转变温度点，最后建立ＳＰＴ曲线．３高温相转变过程组织观察３．１冷却速度为℃０．３３／ｓ的组织分析图４为试样在℃１５００熔化后，以℃０．３３／ｓ的冷却速度分别冷却到１４７９、１４７５、１４６０、１４５０、１４４０、１４３０、１４２０、１４１０、１４００、１３９０和℃１３８０时，用液氮酒精淬火后经王水溶液（硝酸：盐酸＝∶１３的混合溶液）腐蚀后的金相组织．图４是以℃０．３３／ｓ的速度冷却时，Ｌ→δ、Ｌ＋δ→γ和δ→γ相变的组织转变图，δ在液相中形核长大过程如图４（ａ）（ｂ）（ｃ）（ｄ）（ｅ）所示，γ通过包晶反应Ｌ＋δ→γ形核长大过程如图４（ｆ）所示，γ在δ相中形核长大过程如图４（ｇ）（ｈ）（ｉ）（ｊ）（ｋ）所示．当温度降低至℃１４７９时，试样全部为Ｌ（如图（ａ）），当温度降低到℃１４７５时已经发生了Ｌ→δ的转变（如图４（ｂ）），此时δ已经在整个液相内均匀形核并长大．随着温度降低到℃１４５０，试样中δ组织增多，液相减少（如图４（ｃ）（ｄ））．当温度降到℃１４４０时，δ组织达到最大值，接近完成了Ｌ→δ的相转变（如图４（ｅ）），并开始发生Ｌ＋δ→γ的转变．当温度降低至℃１４３０，γ通过Ｌ＋δ→γ的速率明显减小，·６１１·材料科学与工艺第２３卷Ｌ＋δ→γ的相转变结束（如图４（ｆ）），γ相通过包晶反应在先析出的δ铁素体相界面间大量析出．当温度降低到℃１３９０，随着温度不断降低，γ在晶界处转变量逐渐增加（如图４（ｇ）（ｈ）（ｉ）（ｊ））．当温度降低至℃１３８０时，γ含量达到最大，δ几乎全部消失（ｋ），δ→γ转变结束．20μm20μm20μm20μm20μm20μm20μm20μm20μm20μm20μm(a)(c)(d)(e)(g)(f)(h)(i)(j)(k)(b)AABBAABABBCBCBCBCBCC(a)1479℃;(b)1475℃;(c)1460℃;(d)1450℃;(e)1440℃;(f)1430℃;(g)1420℃;(h)1410℃;(i)1400℃;(j)1390℃;(k)1380℃图４℃０．３３／ｓ冷却速度下３０４奥氏体不锈钢凝固过程中的相转变组织３．２冷却速度为℃３／ｓ的组织分析图５为试样在℃１５００熔化后，以℃３／ｓ的冷却速度分别冷却到１５００、１４５０、１４４０、１４３０、１４００、１３８０、１３７５、１３７０、１３６５、１３６０和℃１３５０时，用液氮酒精淬火后经王水溶液（硝酸：盐酸＝∶１３的混合溶液）腐蚀后的金相组织．20μm20μm20μm20μm20μm20μm20μm20μm20μm20μm20μm(a)(c)(d)(e)(g)(f)(h)(i)(j)(k)(b)ABABABABABABCBCABCBCC(a)1500℃;(b)1450℃;(c)1440℃;(d)1430℃;(e)1400℃;(f)1380℃;(g)1375℃;(h)1370℃;(i)1365℃;(j)1360℃;(k)1350℃图５℃３／ｓ冷却速度下３０４奥氏体不锈钢凝固过程中的相转变组织·７１１·第２期王昊杰，等：３０４奥氏体不锈钢凝固相转变规律曲线（ＳＰＴ曲线）建立图５是以℃３／ｓ的速度冷却时Ｌ→δ、Ｌ＋δ→γ和δ→γ相变的组织转变图像，δ在液相中形核长大过程如图４（ａ）（ｂ）（ｃ）（ｄ）（ｅ）（ｆ）所示，γ通过包晶反应Ｌ＋δ→γ形核长大过程如图５（ｇ）所示，γ在δ相中形核长大过程如图４（ｈ）（ｉ）（ｊ）（ｋ）所示．当温度降低至℃１５００时，试样全部为Ｌ，当温度降低到℃１４５０时，δ在Ｌ开始形核，已经发生了Ｌ→δ的转变（如图５（ｂ）），此时δ已经在整个液相内均匀形核并长大．随着温度降低到℃１４００，形核增加并长大，试样中δ组织增多，液相减少（如图５（ｃ）（ｄ）（ｅ））．当温度降到℃１３８０时，δ组织达到最大值，接近完成了Ｌ→δ的相转变（如图５（ｆ）），并开始发生Ｌ＋δ→γ的转变．当温度降低至℃１３７５，γ通过Ｌ＋δ→γ相转变的速率明显减小，Ｌ＋δ→γ的相转变结束（如图５（ｇ）），γ相从δ界面开始缓慢析出．当温度降低到℃１３６０，随着温度不断降低，γ在δ界面处转变量逐渐增加（如图５（ｈ）（ｉ）（ｊ））．当温度降低至℃１３５０时，γ含量达到最大，δ几乎全部消失（ｋ），δ→γ转变结束．４３０４奥氏体不锈钢ＳＰＴ曲线建立相转变过程中各组织相对量的测定采用⁃ＭｉｃｒｏｉｍａｇｅＡｎｌｙｓｉｓ﹠Ｐｒｏｇｒｅｓｓ金相软件对金相照片进行测定．具体检测方式如下：利用颜色标定组织中的各相（以图４（ｅ）为例），然后测定标定过组织的面积，然后与整个金相组织图的面积进行比较，得到相转变过程中的各相的相对量．经过标定并测定灰色区域位的面积为δ相，其面积为２８２８７，而整体的面积为６９８４５，所以δ的相对含量为２８２８７／６９８４５＝４０．５％．对不同冷却速度下高温组织中δ铁素体含量进行分析，得到不同冷速条件下，铁素体含量与淬火温度的关系，结果如图６所示．1480146014401420140013801360134001020304050铁素体含量/%淬火时的温度/℃冷速0.33℃/s冷速3℃/s图６不同冷却速度下铁素体含量与淬火温度的关系图７表明了３０４奥氏体不锈钢在不同冷却速度下凝固时Ｌ→δ相转变和δ→γ相转变的开始温度和结束温度．在℃０．３３／ｓ的冷速下，淬火温度为℃１４７９时，试样完全为液相．当淬火温度为℃１４７５时，δ析出含量为２．４％，试样发生了Ｌ→δ的转变．当淬火温度降到℃１４４０时，δ达到了４０．５％，基本完成了Ｌ→δ的相转变并开始发生Ｌ＋δ→γ的转变，当温度达到℃１４３０时，δ含量为１７．７％，随着温度的进一步降低δ的转变速率明显降低，说明试样已经完成了Ｌ＋δ→γ的转变并开始发生δ→γ的转变．当淬火温度为℃１３９０时，δ含量为６．３％，δ含量继续减少．当淬火温度为℃１３８０时，δ含量为４．２４％，δ→γ转变量越来越多．由δ的含量说明Ｌ→δ相转变开始温度在℃℃１４７９～１４７５之间，结束温度在℃１４４０左右．Ｌ＋δ→γ相转变开始温度在℃１４４０，结束温度在℃１４３０左右．δ→γ相转变开始温度℃１４３０，结束温度在℃１３８０．1500148014601440142014001380136013401101001000冷却时间/s淬火时温度/℃L→δ转变曲线L+δ→γ转变曲线δ→γ转变曲线3℃/s冷速下连续转变曲线0.33℃/s冷速下连续转变曲线L+δ→γL→δδ→γ图７３０４奥氏体不锈钢高温ＳＰＴ曲线在℃３／ｓ的冷速下，淬火温度为℃１５００时，试样完全为液相．当淬火温度为℃１４５０时，δ析出含量为６．４％，试样发生了Ｌ→δ的转变．当淬火温度降到℃１３８０时，δ达到了４９．８％，基本完成了Ｌ→δ的相转变并开始发生Ｌ＋δ→γ的转变，当温度达到℃１３７５时，δ含量为１６．１％，随着温度的进一步降低δ的转变速率明显降低，说明试样已经完成了Ｌ＋δ→γ的转变并开始发生δ→γ的转变．当淬火温度为℃１３６０时，δ含量为１．６％，δ含量继续减少．当淬火温度为℃１３５０时，δ含量为０．３％，δ→γ转变结束．由δ的含量说明Ｌ→δ相转变开始温度在℃１４５０左右，结束温度在℃１３８０左右．Ｌ＋δ→γ相转变开始温度在℃１３８０，结束温度在℃１３７５左右．δ→γ相转变开始温度℃１３７５，结束温度在℃１３５０．比较两个冷速下各相变点温度的变化可以看·８１１·材料科学与工艺第２３卷出，随着冷速的增加，各相转变开始和结束点都发生下移，其原因是Ｌ→δ相转变和δ→γ相转变均属于扩散型相变，基体中原子扩散速度有限，较快的冷却速度使原子扩散速率降低，从而使相变点“推迟”．因此，冷却速度较快时，相变得以在更低的温度下发生．而且在３０４奥氏体不锈钢中随着冷却速度的增大，相转变模式会发生变化，相图会向左移动．从而导致各反应的温度区间减小．经过以上分析，建立３０４奥氏体不锈钢高温连续转变曲线—ＳＰＴ曲线如图７所示．随着冷速的增加，各相转变开始和结束点都发生下移．当冷却速度达到一定数值时，凝固的相转变规律将由Ｌ→δ相转变、Ｌ＋δ→γ和δ→γ相转变变为Ｌ→γ的直接转变，从而有效地避开Ｌ→δ和Ｌ＋δ→γ的转变．当冷速达到一定的时候，钢液直接由液相转变为奥氏体，一定程度上减少了体积收缩，对提高铸造产品质量有很大帮助．５结论１）使用自行设计的高温凝固相转变测定实验装置，得到了３０４奥氏体不锈钢高温凝固相转变温度，并建立了高温连续转变曲线—ＳＰＴ曲线，为不锈钢高温凝固相转变规律的测定提供了一种新方法．２）当冷速为℃０．３３／ｓ时，Ｌ→δ相转变开始温度在℃℃１４７９～１４７５之间，结束温度在℃１４４０左右．Ｌ＋δ０→γ相转变开始温度在℃１４４０，结束温度在℃１４３０左右．δ→γ相转变开始温度℃１４３０，结束温度在℃１３８０．３）冷速为℃３／ｓ时Ｌ→δ相转变开始温度在℃１４５０左右，结束温度在℃１３８０左右．Ｌ＋δ→γ相转变开始温度在℃１３８０，结束温度在℃１３７５左右．δ→γ相转变开始温度℃１３７５，结束温度在℃１３５０．参考文献：［１］申丽娟，邢淑清，麻永林，等．３０４奥氏体不锈钢亚快速凝固组织演化和形成机理［Ｊ］．特殊钢，２０１２，４：５３－５６．ＳＨＥＮＬｉｊｕａｎ，ＸＩＮＧＳｈｕｑｉｎｇ，ＭＡＹｏｎｇｌｉｎｇ，ｅｔａｌ．Ｆｏｒｍａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍａｎｄｓｔｒｕｃｔｕｒｅｅｖｏｌｕｔｉｏｎｏｆａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌ３０４ｄｕｒｉｎｇｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｗｉｔｈ⁃ｎｅａｒｒａｐｉｄｒａｔｅｓ［Ｊ］．ＳｐｅｃｉａｌＳｔｅｅｌ，２０１２，４：５３－５６．［２］ＵＭＥＤＡＴ，ＯＫＡＮＥＴ，ＫＵＲＺＷ．Ｐｈａｓｅｓｅｌｅｃｔｉｏｎｄｕｒｉｎｇｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｏｆｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａｔｅｒ，１９９６，４４（１０）：４２０９－４２１６．［３］ＢＡＢＵＳＳ，ＶＩＴＥＫＪＭ，ＩＳＫＡＮＤＥＲＥＹＳ，ｅｔａｌ．Ｎｅｗｍｏｄｅｌｆｏｒｐｒｅｄｉｃｔｉｏｎｏｆｆｅｒｒｉｔｅｎｕｍｂｅｒｏｆｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌｗｅｌｄｓ［Ｊ］．ＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙｏｆＷｅｌｄｉｎｇａｎｄＪｏｉｎｉｎｇ，１９９７，２（６）：２７９－２８５．［４］ＣＨＥＮＹｕｚｅｎｇ．δ／γ⁃ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｎｏｎｅｑｕｉｌｉｂｒｉｕｍｓｏｌｉｄｉｆｉｅｄｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃＦｅ－Ｎｉａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＳｃｉＣｈｉｎａ，２００７，５０（４）：４２１－４３１．［５］⁃ＥＬＭＥＲＪＷ，ＡＬＬＥＮＳＭ，ＥＡＧＡＲＴＭ．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｄｕｒｉｎｇｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｏｆｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ，１９８９，２０（１０）：２１１７－２１２３．［６］ＮＡＳＳＡＲＨ，ＫＯＲＯＪＹＢ，ＦＲＥＤＲＩＫＳＳＯＮＨ．Ａｓｔｕｄｙｏｆｓｈｅｌｌｇｒｏｗｔｈｉｒｒｅｇｕｌａｒｉｔｉｅｓｉｎｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｌｙｃａｓｔ３１０Ｓｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＩｒｏｎｍａｋｉｎｇａｎｄＳｔｅｅｌｍａｋｉｎｇ，２００９，３６（７）：５２１－５２８．［７］⁃ＮＡＲＲＡＲＨ，ＦＲＥＤＲＩＫＳＳＯＮＨ．Ｏｎｐｅｒｉｔｅｃｔｉｃｒｅａｃ⁃ｔｉｏｎｓａｎｄｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｓｉｎｌｏｗａｌｌｏｙｓｔｅｅｌｓ［Ｊ］．⁃ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡ，２０１０，４０：２７７６－２７８３．［８］ＨＵＮＴＥＲＡ，ＦＥＲＲＹＭ．ＰｈａｓｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｄｕｒｉｎｇｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｏｆＡＩＳＩ３０４ａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，２００２，４６（２）：２５３－２５８．［９］ＳＰＩＮＥＬＬＩＪＥ，ＴＯＳＥＴＴＩＪＰ，ＳＡＮＴＯＳＣＡ．⁃Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎｔｈｅｒｍａｌｐａｒａｍｅｔｅｒｓｉｎｔｈｉｎｓｔｒｉｐｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｃａｓｔｉｎｇｏｆａｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌ［Ｊ］．⁃ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２００４，１５０（４）：２５５－２６０．［１０］刘雄．丁秀平，何燕霖，等．２２０５双相不锈钢高温下δ相析出的原位观察［Ｊ］．上海金属，２０１０，３２（２）：８－１１．ＬＩＵＸｉｏｎｇ，ＤＩＮＧＸｉｕｐｉｎｇ，ＨＥＹａｎｌｉｎ，ｅｔ⁃ａｌ．Ｉｎｓｉｔｕｏｂｓｅｒｖａｔｉｏｎｏｆδｐｈａｓｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎａｔｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｉｎ２２０５ｄｕｐｌｅｘｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＳｈａｎｇｈａｉＭｅｔａｌｓ，２０１０，３２（２）：８－１１．［１１］吴微．，梁高飞，于燕，等．低碳钢固态相变过程的原位观察［Ｊ］．宝钢技术，２００９，４：２７－３１．ＷＵＷｅｉ，ＬＩＡＮＧＧａｏｆｅｉ，ＹＵＹａｎ，ｅｔａｌ．⁃Ｉｎｓｉｔｕｏｂｓｅｒｖａｔｉｏｎｏｆｓｏｌｉｄｐｈａｓｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆａｌｏｗｃａｒｂｏｎｓｔｅｅｌ［Ｊ］．ＢａｏｓｔｅｅｌＴｅｃｈｎｏｌ，２００９；４：２７－３１．［１２］梁高飞，朱丽亚，王成全，等．方圆，ＡＩＳＩ３０４不锈钢中δ相变的原位观察［Ｊ］．金属学报，２００７，４３（２）：１１９－１２４．ＬＩＡＮＧＧａｏｆｅｉ，ＺＨＵＬｉｙａ，ＷＡＮＧＣｈｅｎｇｑｕａｎ，ｅｔａｌ．⁃Ｉｎｓｉｔｕｏｂｓｅｒｖａｔｉｏｎｏｆδ→γｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｔｈｅｓｔａｉｎｌｅｓｓｓｔｅｅｌＡＩＳＩ３０４［Ｊ］．ＡｃｔａＭｅｔａｌｌＳｉｎ，２００７，４３（２）：１１９－１２４．（编辑张积宾）·９１１·第２期王昊杰，等：３０４奥氏体不锈钢凝固相转变规律曲线（ＳＰＴ曲线）建立