FA模式凝固：更高效的生产方式

当凝固初始析出相是铁素体时也有两种可能性。如果在凝固终了前形成一些奥氏体，则称为FA凝固模式，这种奥氏体是通过包晶-共晶反应生成的，并在凝固终了时存在于铁素体凝固边界。David等^[8，9]，Lippold和Savage^{[1，10，11]}、Brooks等^[12]、Arata等^[13]、Katayama等^[14]、Leone和Kerr[15]以及其他学者^[16、17]对这类凝固模式进行了大量的研究。在这些研究的基础上，发现在FA模式凝固时，由下述顺序的凝固和相变导致了图6-11（示意图）和图6-12所示的铁素体形态。

图6-11 FA模式凝固

a）骨架状铁素体（示意图） b）板条状铁素体（示意图）（引自Katayama等^[14]，日本焊接研究协会授权）

1）在以铁素体为初始析出相凝固过程的终了阶段，一个包晶-共晶反应在铁素体胞晶界和枝晶界形成奥氏体。这个反应是发生在图6-2和图6-6所示的三角形的三相区之内，或者沿着这个区发生。之所以称为包晶-共晶反应，是因为这个反应与成分有关，而且是由Fe-Ni系中的包晶反应向Fe-Cr-Ni系的共晶反应转变而引起的（见图2-4）。

图6-12 FA模式凝固形成的焊缝组织

a）骨架状铁素体形态 b）板条状铁素体形态(www.xing528.com)

2）在凝固终了时，组织由初始铁素体枝晶和枝晶间的奥氏体组成。奥氏体的含量取决于凝固条件和Cr_eq/Ni_eq值。随Cr_eq/Ni_eq值增加，奥氏体的数量减少，直至凝固成全铁素体组织，此时凝固由FA模式转变为F模式。

3）当焊缝冷却时经过δ铁素体+奥氏体两相区时，铁素体变得越来越不稳定，而通过由扩散控制的反应转变为奥氏体。对于这个反应的本质，早期有些争议^{[1，8，9，11，15]}，然而近来一般认为是穿过奥氏体-铁素体边界的扩散控制了相变的性质和速率。

4）在中等焊缝冷却速度和（或）Cr_eq/Ni_eq值较低而仍在图6-6所示的FA范围内，则得到一种蠕虫状或骨架状的铁素体形态。这是因为奥氏体是靠消耗铁素体而不断生长。随着相变的进行，在残留铁素体中铬和钼等铁素体生成元素不断富集，而镍、碳和氮等奥氏体生成元素不断贫化，直到这个过程使铁素体在一个扩散受到限制的较低温度下变成稳定时为止。这个骨架状的组织的示意图如图6-11a所示，图6-12a是其金相图。

5）在快冷却速度和（或）Cr_eq/Ni_eq值在图6-6的FA范围内增加时，则得到一种板条状的铁素体形态。板条状铁素体替代骨架状铁素体是由于在铁素体_-奥氏体相变时扩散受到限制，当扩散距离减少时，以紧密排列的板条形态进行相变就更为有效。结果使得残留铁素体成为横切过原始枝状晶或胞状晶生长方向的板条形状。图6-11b是其示意图，图6-12b是其金相图。

6）当凝固和冷却速度极高时，譬如在激光或电子束焊时，铁素体可能通过一个无扩散“整体”相变，完全转变为奥氏体。当凝固速度很高时，其初始析出相也可能由原来的铁素体变为奥氏体。这种情况将在6.5.1.5节中更详细地阐述。

在20世纪70～80年代，对铁素体-奥氏体的相变序列进行了大量研究工作，要了解更详细的有关铁素体-奥氏体相变的知识，读者可参考Brooks和Thomp-son^[18]的综述。