試驗材料與方法

試驗所用316H奧氏體不銹鋼的主要成分如表1所示。利用熱力學計算軟件Thermo-Calc計算316H鋼的平衡態相圖，確定液相線溫度、高溫δ-鐵素體產生的溫度區間及單相奧氏體溫度區間。利用高溫激光共聚焦顯微鏡（CLSM）對不同冷速下冷卻過程中316H鋼的顯微組織進行原位動態觀察。高溫激光共聚焦熔融試驗工藝如圖1所示。

     不同冷速冷卻后得到鑄態316H鋼，利用60%硝酸水溶液對其進行電解腐蝕，控制直流電壓2V，電解腐蝕時間4s，之后利用OLYMPUS光學顯微鏡觀察不同冷速鑄態316H鋼的微觀組織，利用Ultra55場發射掃描電鏡的EBSD功能確定鑄態試樣的相及結構。

      針對冷速5℃/min所得鑄態試樣，分別進行直接熱處理及冷變形＋熱處理試驗。熱處理在RDK-10-12管式電阻爐中進行，試樣隨爐升溫，并通氬氣保護以防氧化，熱處理工藝為1050℃保溫15min水冷。冷變形工藝為常溫25℃軋制。對處理后的試樣進行顯微組織觀察及分析。

實驗結果及分析

316H奧氏體不銹鋼的平衡相隨溫度的變化如圖2所示。由圖2（a） 可知，δ-鐵素體轉變開始溫度為1430℃，隨著溫度的降低，δ-鐵素體相含量先增加后降低，最高占比（質量分數）約30%，1290℃時δ-鐵素體轉變完全。實際生產中難以達到熱力學平衡條件，δ-鐵素體在高溫段形成后，并不能完全消失，會遺留在組織中。由圖2（b）可知，973～1288℃溫度區間為單相奧氏體區。通常選擇在此區間保溫一段時間，目的是盡量消除高溫段形成的δ-鐵素體，減少δ-鐵素體的含量。由圖2（a）低溫段可以看出，在熱力學平衡的條件下，在低溫段也有一部分鐵素體形成，從584℃開始，其含量隨溫度的降低逐漸增加，最高占比60%。

 冷速為5℃/min時，316H奧氏體不銹鋼的原位動態觀察結果如圖3所示。當溫度降到1458.5℃時，少量δ-鐵素體首先從液相中形核（見圖3（a））；溫度繼續降低到1454.9℃，初始形核的δ-鐵素體逐漸長大，形核數量也逐漸增多（見圖3（b））；隨著凝固過程的進行，大約在1441.4℃附近，液相與δ-鐵素體相界面處發生包晶反應（L＋δ→γ）生成奧氏體，該包晶反應過程伴隨有明顯的體積收縮（見圖3（c））；液相在1432.2℃ 消失，316H鋼的凝固過程完成（ 見圖3（d））；之后，在1386.1℃ 左右，δ-鐵素體通過固態相變的方式轉變為γ 相，該過程伴有明顯的體積收縮，即在δ-鐵素體表面呈褶皺狀（見圖3（e））。由此可見，當316H鋼液以5℃/min冷卻速度凝固時，原位觀察到316H鋼液的凝固模式屬于鐵素體-奧氏體（FA）模式。

 冷速為600℃/min時，316H奧氏體不銹鋼的原位動態觀察結果如圖4所示。當溫度降低到1270.3℃，初始δ-鐵素體逐漸長大，形核數量也逐漸增多（見圖4（ａ））；隨著凝固的進行，大約在1263.2℃附近，在液相與δ-鐵素體相界發生包晶反應（L＋δ→γ）生成γ相，該包晶反應過程伴隨有明顯的體積收縮（ 見圖4（b））；液相在1225.8℃消失，316H鋼液的凝固過程完成（見圖4（ｃ））；在1198.7℃左右，δ-鐵素體相開始通過固態相變的方式轉變為γ 相，該過程伴有明顯的體積收縮（見圖4（d））。由此可見，當316H鋼液以冷速600℃/min凝固時，與冷速5℃/min的凝固模式相同，均為FA模式。

 冷速為1980℃/min時，316H奧氏體不銹鋼的原位動態觀察結果如圖5所示。當溫度降到δ-鐵素體溫度時，少量δ-鐵素體首先從液相中形核；溫度繼續降低到1273.7℃，初始δ-鐵素體逐漸長大，形核數量也逐漸增多（見圖5（ａ））；隨著凝固的進行，大約在1267.4℃附近，在液相與δ?鐵素體相界發生包晶反應（L＋δ→γ）生成γ 相，該包晶反應過程伴隨有明顯的體積收縮（見圖5（b））；液相在1240.8℃ 消失，316H鋼的凝固過程完成（（見圖5（c）））；隨著降溫過程的持續進行，δ-鐵素體相開始通過固態相變的方式轉變為γ相，該過程伴有明顯的體積收縮（見圖5（d））。可見，當316H鋼液以冷速1980℃/min凝固時，凝固模式屬于FA模式，先析出的δ-鐵素體與600和5℃/min 時相比較細小，這是由于冷卻速度加快，先形核析出的δ-鐵素體在較快的冷速下來不及長大導致。

冷速為6000℃/min時，316H奧氏體不銹鋼的原位動態觀察結果如圖6所示。當溫度降到1345.4℃時，少量δ-鐵素體相首先從液相中形核（見圖6（a））；溫度繼續降低到1222.5℃，初始δ-鐵素體逐漸長大，形核數量也逐漸增多（見圖6（b））；隨著凝固的進行，在1161.1℃附近，在液相與δ-鐵素體相界發生包晶反應（L＋δ→γ）生成γ相，該包晶反應過程伴隨有明顯的體積收縮（見圖6（ｃ））；之后，隨著凝固過程的持續進行，δ-鐵素體相開始通過固態相變的方式轉變為γ相，該過程伴有明顯的體積收縮，即在δ-鐵素體表面形成了褶皺狀（見圖6（d））。可見，當316H鋼液以冷速6000℃/min凝固時，其凝固模式與冷速為1980、600和5℃/min時相同，屬于FA模式。但由于冷速較快，檢測到的溫度與實際凝固態鋼的溫度有一定的溫差，因此，顯示的δ?鐵素體形核及其固態相變為奧氏體的溫度都具有一定的誤差。6000℃/min冷速屬于亞快速凝固范圍，與薄帶連鑄的冷速相當，因此，其形成的組織較冷速為1980、600和5℃/min時更加細小，這是由于先形核的δ-鐵素體保留了剛形核的狀態沒有長大。因此，先析出的δ-鐵素體被大量保留到室溫組織中。

δ?鐵素體影響因素分析

圖7為不同冷速下鑄態316H鋼的EBSD檢測結果。由EBSD檢測結果可知，鑄態316H鋼組織中存在兩種結構，分別為紅色的FCC結構和藍色的BCC結構，黑色為奧氏體晶界。冷速5℃/min試樣的奧氏體晶粒尺寸很大，在視野內沒有完整的單個奧氏體晶粒。

 隨著冷卻速度的增加，不論是奧氏體還是δ-鐵素體都變得越來越細小，這是由于冷速越大，δ-鐵素體和奧氏體在初始狀態下形成的大量晶核越來不及長大，組織則越細小。

圖8為不同冷速下鑄態316H鋼的截面顯微組織，其中5℃/min試樣中鐵素體呈黑色點狀，冷速增加后，316H鋼以枝晶方式生長，殘留鐵素體存在于枝晶干上，白色底部為奧氏體基體。隨著冷卻速度的增加，δ-鐵素體增加且彌散分布。這主要是因為隨著冷卻速度的增加，先析出δ-鐵素體向奧氏體轉變的時間減少，從而δ-鐵素體向奧氏體轉變比例降低所致。

 對不同冷速下鑄態316H鋼中δ?鐵素體含量進行統計，結果如表2所示。由表2可以看出，冷速由5℃/min增加到600℃/min時，δ-鐵素體含量急劇增加，之后再增加冷速，δ-鐵素體含量上升不再明顯。隨冷卻速度增加，δ-鐵素體含量上升是由該成分316H鋼的凝固模式決定的（見圖2（b））。由圖2（b）可以看出，316H鋼液在平衡狀態下隨著溫度的降低，首先形成液相＋δ-鐵素體兩相區，之后經歷液相＋δ-鐵素體＋奧氏體的三相區，液相完全消失后，會經歷一個δ-鐵素體與奧氏體共存的固態兩相區，在此溫度區間，δ-鐵素體逐漸轉變為奧氏體，直到1290℃左右完全消失（L→L＋δ→L＋δ＋γ→δ＋γ）。因此，在較慢的冷速（5℃/min） 下，其冷速接近平衡狀態，即使高溫形成一部分δ-鐵素體在溫度降低的過程中，也會大部分轉變為奧氏體，所以5℃/min試樣中δ-鐵素體含量最低。

隨著冷速的增加，在高溫段首先形成的δ-鐵素體，在溫度降低的過程中沒有足夠的時間轉變為奧氏體，先析出的δ-鐵素體就會越多地被保留到室溫組織中。

圖9為冷速5℃/min下，鑄態、冷變形、熱處理、冷變形＋熱處理態316H鋼的顯微組織。由圖9（ａ）可見，鑄態試樣奧氏體基體較粗大，視野內沒有完整的單個奧氏體晶粒，δ-鐵素體以點狀分布于奧氏體基體上，在500倍下統計δ-鐵素體含量為0.0878％，遠低于企業要求的1%。鑄態試樣經冷變形后，組織中存在許多變形帶，鐵素體沿變形帶分布（見圖9（b）），鐵素體含量略有降低（見表3）。經1050℃×15min熱處理后，鑄態奧氏體晶粒進一步長大，鐵素體變得更加細小（見圖9（ｃ）），且鐵素體含量較鑄態試樣有所降低。

      經冷變形＋熱處理后，奧氏體晶粒變為細小的等軸晶，鐵素體含量明顯降低，說明冷變形及適當的熱處理工藝可促進δ-鐵素體的溶解。對比圖9（c，d）發現，冷變形＋熱處理試樣中鐵素體含量相對直接熱處理試樣的明顯降低，這是由于冷變形會使試樣中原有的連續大塊狀δ-鐵素體變為細小的點狀（見圖10），在熱處理過程中，細小點狀δ-鐵素體更易于溶解于奧氏體基體中。同時，鋼在變形時會儲存一部分能量，如彈性應變能、畸變能等，儲存能的存在使經過冷變形的材料自由能升高，材料在熱力學層面處于亞穩狀態，在1050℃熱處理時，原子的振動及擴散能力很強，經過變形的材料會由亞穩狀態向穩定狀態轉變，使材料在熱處理時經歷回復、再結晶和晶粒長大的過程，從而引起材料組織及性能發生改變。另外，材料經過變形后會在晶粒內部產生許多位錯，且晶粒變得細小均勻，在熱處理時，位錯逐漸恢復消失，小的奧氏體晶粒通過吸收δ-鐵素體中的元素來實現晶界的遷移、晶粒的長大。

結論 

     1）316H鋼中的高溫δ-鐵素體起源于凝固過程，由于凝固過程中元素再分配，Cr和Mo容易富集于枝晶或晶界處，形成Cr、Mo元素的富集區，從而造成δ-鐵素體的形核和長大。其凝固模式為FA模式（L→L＋δ→L＋δ＋γ→δ＋γ）。

     2） 隨冷卻速度增大，316H鋼中δ-鐵素體含量增加，且組織細小、彌散分布。

     3） 冷變形和熱處理相結合，可大幅促進316H鋼中δ-鐵素體的溶解。冷速5℃/min下所得316H鋼，經冷變形＋1050℃ ×15min熱處理后，δ-鐵素體含量可控制在0.0254％。