試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)所用316H奧氏體不銹鋼的主要成分如表1所示。利用熱力學(xué)計(jì)算軟件Thermo-Calc計(jì)算316H鋼的平衡態(tài)相圖，確定液相線溫度、高溫δ-鐵素體產(chǎn)生的溫度區(qū)間及單相奧氏體溫度區(qū)間。利用高溫激光共聚焦顯微鏡（CLSM）對(duì)不同冷速下冷卻過程中316H鋼的顯微組織進(jìn)行原位動(dòng)態(tài)觀察。高溫激光共聚焦熔融試驗(yàn)工藝如圖1所示。

     不同冷速冷卻后得到鑄態(tài)316H鋼，利用60%硝酸水溶液對(duì)其進(jìn)行電解腐蝕，控制直流電壓2V，電解腐蝕時(shí)間4s，之后利用OLYMPUS光學(xué)顯微鏡觀察不同冷速鑄態(tài)316H鋼的微觀組織，利用Ultra55場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡的EBSD功能確定鑄態(tài)試樣的相及結(jié)構(gòu)。

      針對(duì)冷速5℃/min所得鑄態(tài)試樣，分別進(jìn)行直接熱處理及冷變形＋熱處理試驗(yàn)。熱處理在RDK-10-12管式電阻爐中進(jìn)行，試樣隨爐升溫，并通氬氣保護(hù)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(duì)處理后的試樣進(jìn)行顯微組織觀察及分析。

實(shí)驗(yàn)結(jié)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(zhuǎn)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(zhì)量分?jǐn)?shù)）約30%，1290℃時(shí)δ-鐵素體轉(zhuǎn)變完全。實(shí)際生產(chǎn)中難以達(dá)到熱力學(xué)平衡條件，δ-鐵素體在高溫段形成后，并不能完全消失，會(huì)遺留在組織中。由圖2（b）可知，973～1288℃溫度區(qū)間為單相奧氏體區(qū)。通常選擇在此區(qū)間保溫一段時(shí)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(xué)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(shí)，316H奧氏體不銹鋼的原位動(dòng)態(tài)觀察結(jié)果如圖3所示。當(dāng)溫度降到1458.5℃時(shí)，少量δ-鐵素體首先從液相中形核（見圖3（a））；溫度繼續(xù)降低到1454.9℃，初始形核的δ-鐵素體逐漸長(zhǎng)大，形核數(shù)量也逐漸增多（見圖3（b））；隨著凝固過程的進(jìn)行，大約在1441.4℃附近，液相與δ-鐵素體相界面處發(fā)生包晶反應(yīng)（L＋δ→γ）生成奧氏體，該包晶反應(yīng)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(tài)相變的方式轉(zhuǎn)變?yōu)?gamma; 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(dāng)316H鋼液以5℃/min冷卻速度凝固時(shí)，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(shí)，316H奧氏體不銹鋼的原位動(dòng)態(tài)觀察結(jié)果如圖4所示。當(dāng)溫度降低到1270.3℃，初始δ-鐵素體逐漸長(zhǎng)大，形核數(shù)量也逐漸增多（見圖4（ａ））；隨著凝固的進(jìn)行，大約在1263.2℃附近，在液相與δ-鐵素體相界發(fā)生包晶反應(yīng)（L＋δ→γ）生成γ相，該包晶反應(yīng)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(tài)相變的方式轉(zhuǎn)變?yōu)?gamma; 相，該過程伴有明顯的體積收縮（見圖4（d））。由此可見，當(dāng)316H鋼液以冷速600℃/min凝固時(shí)，與冷速5℃/min的凝固模式相同，均為FA模式。

 冷速為1980℃/min時(shí)，316H奧氏體不銹鋼的原位動(dòng)態(tài)觀察結(jié)果如圖5所示。當(dāng)溫度降到δ-鐵素體溫度時(shí)，少量δ-鐵素體首先從液相中形核；溫度繼續(xù)降低到1273.7℃，初始δ-鐵素體逐漸長(zhǎng)大，形核數(shù)量也逐漸增多（見圖5（ａ））；隨著凝固的進(jìn)行，大約在1267.4℃附近，在液相與δ?鐵素體相界發(fā)生包晶反應(yīng)（L＋δ→γ）生成γ 相，該包晶反應(yīng)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(xù)進(jìn)行，δ-鐵素體相開始通過固態(tài)相變的方式轉(zhuǎn)變?yōu)?gamma;相，該過程伴有明顯的體積收縮（見圖5（d））。可見，當(dāng)316H鋼液以冷速1980℃/min凝固時(shí)，凝固模式屬于FA模式，先析出的δ-鐵素體與600和5℃/min 時(shí)相比較細(xì)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(zhǎng)大導(dǎo)致。

冷速為6000℃/min時(shí)，316H奧氏體不銹鋼的原位動(dòng)態(tài)觀察結(jié)果如圖6所示。當(dāng)溫度降到1345.4℃時(shí)，少量δ-鐵素體相首先從液相中形核（見圖6（a））；溫度繼續(xù)降低到1222.5℃，初始δ-鐵素體逐漸長(zhǎng)大，形核數(shù)量也逐漸增多（見圖6（b））；隨著凝固的進(jìn)行，在1161.1℃附近，在液相與δ-鐵素體相界發(fā)生包晶反應(yīng)（L＋δ→γ）生成γ相，該包晶反應(yīng)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(xù)進(jìn)行，δ-鐵素體相開始通過固態(tài)相變的方式轉(zhuǎn)變?yōu)?gamma;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(dāng)316H鋼液以冷速6000℃/min凝固時(shí)，其凝固模式與冷速為1980、600和5℃/min時(shí)相同，屬于FA模式。但由于冷速較快，檢測(cè)到的溫度與實(shí)際凝固態(tài)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(tài)相變?yōu)閵W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(dāng)，因此，其形成的組織較冷速為1980、600和5℃/min時(shí)更加細(xì)小，這是由于先形核的δ-鐵素體保留了剛形核的狀態(tài)沒有長(zhǎng)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(tài)316H鋼的EBSD檢測(cè)結(jié)果。由EBSD檢測(cè)結(jié)果可知，鑄態(tài)316H鋼組織中存在兩種結(jié)構(gòu)，分別為紅色的FCC結(jié)構(gòu)和藍(lán)色的BCC結(jié)構(gòu)，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(nèi)沒有完整的單個(gè)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(xì)小，這是由于冷速越大，δ-鐵素體和奧氏體在初始狀態(tài)下形成的大量晶核越來不及長(zhǎng)大，組織則越細(xì)小。

圖8為不同冷速下鑄態(tài)316H鋼的截面顯微組織，其中5℃/min試樣中鐵素體呈黑色點(diǎn)狀，冷速增加后，316H鋼以枝晶方式生長(zhǎng)，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?yàn)殡S著冷卻速度的增加，先析出δ-鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變的時(shí)間減少，從而δ-鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變比例降低所致。

 對(duì)不同冷速下鑄態(tài)316H鋼中δ?鐵素體含量進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如表2所示。由表2可以看出，冷速由5℃/min增加到600℃/min時(shí)，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?jīng)Q定的（見圖2（b））。由圖2（b）可以看出，316H鋼液在平衡狀態(tài)下隨著溫度的降低，首先形成液相＋δ-鐵素體兩相區(qū)，之后經(jīng)歷液相＋δ-鐵素體＋奧氏體的三相區(qū)，液相完全消失后，會(huì)經(jīng)歷一個(gè)δ-鐵素體與奧氏體共存的固態(tài)兩相區(qū)，在此溫度區(qū)間，δ-鐵素體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閵W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(tài)，即使高溫形成一部分δ-鐵素體在溫度降低的過程中，也會(huì)大部分轉(zhuǎn)變?yōu)閵W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(shí)間轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，先析出的δ-鐵素體就會(huì)越多地被保留到室溫組織中。

圖9為冷速5℃/min下，鑄態(tài)、冷變形、熱處理、冷變形＋熱處理態(tài)316H鋼的顯微組織。由圖9（ａ）可見，鑄態(tài)試樣奧氏體基體較粗大，視野內(nèi)沒有完整的單個(gè)奧氏體晶粒，δ-鐵素體以點(diǎn)狀分布于奧氏體基體上，在500倍下統(tǒng)計(jì)δ-鐵素體含量為0.0878％，遠(yuǎn)低于企業(yè)要求的1%。鑄態(tài)試樣經(jīng)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(jīng)1050℃×15min熱處理后，鑄態(tài)奧氏體晶粒進(jìn)一步長(zhǎng)大，鐵素體變得更加細(xì)小（見圖9（ｃ）），且鐵素體含量較鑄態(tài)試樣有所降低。

      經(jīng)冷變形＋熱處理后，奧氏體晶粒變?yōu)榧?xì)小的等軸晶，鐵素體含量明顯降低，說明冷變形及適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に嚳纱龠M(jìn)δ-鐵素體的溶解。對(duì)比圖9（c，d）發(fā)現(xiàn)，冷變形＋熱處理試樣中鐵素體含量相對(duì)直接熱處理試樣的明顯降低，這是由于冷變形會(huì)使試樣中原有的連續(xù)大塊狀δ-鐵素體變?yōu)榧?xì)小的點(diǎn)狀（見圖10），在熱處理過程中，細(xì)小點(diǎn)狀δ-鐵素體更易于溶解于奧氏體基體中。同時(shí)，鋼在變形時(shí)會(huì)儲(chǔ)存一部分能量，如彈性應(yīng)變能、畸變能等，儲(chǔ)存能的存在使經(jīng)過冷變形的材料自由能升高，材料在熱力學(xué)層面處于亞穩(wěn)狀態(tài)，在1050℃熱處理時(shí)，原子的振動(dòng)及擴(kuò)散能力很強(qiáng)，經(jīng)過變形的材料會(huì)由亞穩(wěn)狀態(tài)向穩(wěn)定狀態(tài)轉(zhuǎn)變，使材料在熱處理時(shí)經(jīng)歷回復(fù)、再結(jié)晶和晶粒長(zhǎng)大的過程，從而引起材料組織及性能發(fā)生改變。另外，材料經(jīng)過變形后會(huì)在晶粒內(nèi)部產(chǎn)生許多位錯(cuò)，且晶粒變得細(xì)小均勻，在熱處理時(shí)，位錯(cuò)逐漸恢復(fù)消失，小的奧氏體晶粒通過吸收δ-鐵素體中的元素來實(shí)現(xiàn)晶界的遷移、晶粒的長(zhǎng)大。

結(jié)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(qū)，從而造成δ-鐵素體的形核和長(zhǎng)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(xì)小、彌散分布。

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