F模式凝固的优化方法

凝固过程得到完全铁素体组织的称为F模式。在这种模式凝固终了时，得到的组织完全是铁素体，如图6-6所示。当焊缝冷却到铁素体固溶线以下，在组织中形成奥氏体，奥氏体经常是首先在铁素体边界形成。由于在固相线和铁素体固溶线之间的固态组织是完全的铁素体，扩散又消除了大部分或全部凝固时形成的成分不均匀，所以相变开始时的微观组织是由粗大的均匀的铁素体晶粒组成，其转变为奥氏体的程度决定于Cr_eq/Ni_eq和冷却速度。对于在图6-6中F范围内Cr_eq/Ni_eq值较低的合金，相变在较高温度就开始了，在低到中等焊接冷却速度下，大量铁素体发生转变。在高冷速时，扩散被遏制就不会有如此大量的铁素体转变为奥氏体。如果Cr_eq/Ni_eq值在F成分范围内增加，则铁素体固溶线向低温伸展，类似于高冷速的情况相变将在较低温度下发生，在这两种情况下都得到高铁素体含量的焊缝。

在奥氏体不锈钢中由F模式凝固得到的焊缝组织也决定于成分和冷却速度，在图6-6的F成分范围内Cr_eq/Ni_eq值较低的钢，在其铁素体晶粒内将形成针状铁素体结构，图6-13a示出了这种结构的示意图。注意：在原始铁素体晶粒边界出现了连续奥氏体网络，同时可以看到针状铁素体不限于在原始铁素体枝晶内生长。然而在FA模式凝固时的板条状铁素体是限于在原始铁素体枝晶内生长的（图6-11b）。这是因为在F模式凝固时，在铁素体中不存在奥氏体，而在固态下奥氏体相变开始前组织是完全的铁素体。当这个组织冷却到铁素体固溶线以下时，奥氏体首先在铁素体晶粒边界形成，然而该相变前沿破裂而在铁素体内部生长成很多平行的奥氏体针。和以FA模式凝固时形成板条状铁素体相似，在低的相变温度下长程扩散受到限制，迫使相变在较短距离内发生，这样就形成了图6-13a所示的针状铁素体结构。

图6-13 FA模式凝固形成的焊缝组织示意图

a）针状铁素体 b）铁素体和魏氏体状奥氏体

（引自Katayama等^[14]，日本焊接研究协会授权）(www.xing528.com)

在更高的Cr_eq/Ni_eq值的钢中（相同的冷却速度下），微观组织是由铁素体母相和晶界奥氏体和魏氏体状奥氏体侧板条组成。奥氏体侧板条是在晶界奥氏体上成核或在铁素体晶内成核。这种组织的示意图如图6-13b所示，其金相图如图6_-14所示。在这种情况下，铁素体-奥氏体相变不能穿过整个铁素体，初始的奥氏体也只在铁素体晶界形成。较低的扩散速度和较低的驱动力（在平衡的组织中铁素体含量较高）遏制了相变，使其不能穿过整个铁素体晶粒。这也可以由图6-6所示的伪二元相图来解释。当Cr_eq/Ni_eq值增加，铁素体固溶线温度下降，平衡的铁素体含量上升，从而降低了铁素体至奥氏体相变的驱动力，相变开始的温度也降低了。

图6-14 F模式凝固形成的焊缝组织：魏氏体状奥氏体是在铁素体晶界上已形成的奥氏体上成核，在奥氏体不锈钢中这是一种很不寻常的组织

实际上F模式凝固在奥氏体不锈钢焊缝金属中是很少见的。大部分焊接填充材料的成分都设计在FA模式凝固范围，焊缝金属中铁素体数FN=5～20。只有在高合金含量的填充金属如309LMo和312型^[1]（30Cr-10Ni）才可能形成高铁素体含量的微观组织。图6-14所示的F模式凝固在双相不锈钢更具特色，这将在第7章中进行叙述。