亚包晶钢的生产是连铸技术中的一个长期难题，连铸时总会出现一些问题，如坯壳不均匀生长、结晶器液面波动大、振痕深以及铸坯表面裂纹等，严重降低了钢材的质量，影响了生产效率[1~4]。

为了确定连铸出现一系列问题的根源，研究者对不同体系中包晶相变的行为和机理进行了广泛的研究[5~10]。Boettinger等[5]将包晶相变过程分为包晶反应(L+δ→γ，其中L代表液相)和包晶转变(δ→γ或L→γ) 2个环节。包晶反应是包晶相γ在L/δ界面形核和生长的过程，当包晶相γ将液相L与初生相δ完全隔开时，包晶反应结束。包晶转变是指包晶相γ分别向初生相δ和液相L内生长的过程。Shibata等[6]发现，包晶反应中包晶相γ的生长伴随着初生相δ的溶解，在δ/γ/L三相交界点出现了明显的凹陷。Griesser等[7]指出，当温度保持恒定时，由于δ/γ/L三相表面张力保持平衡，包晶相γ生长需要通过溶质原子在液相中的局部短程扩散实现初生相δ的溶解和局部重凝来维持；而溶质的扩散驱动力来自于L/δ与L/γ界面处的液相浓度差。Chuang等[8]和Fredriksson 等[9]研究碳钢包晶转变时发现，包晶转变速率受控于液相中的溶质原子穿过γ相到达δ相的扩散速率，并且γ/δ界面的移动速率要高于L/γ界面，也就是说，包晶转变过程δ→γ转变占比较大。相关文献[10~15]表明，亚包晶钢在连铸时出现的一系列问题主要与凝固过程中发生包晶转变δ→γ引起的体积收缩大有关。工业上，经常采用高碱度保护渣、热顶结晶器以及降低结晶器冷却强度等措施来控制亚包晶钢连铸问题，但是对于这些调控措施一直缺乏一个合理的机理解释。

本工作采用超高温激光扫描共聚焦显微镜，对不同冷却速率下15CrMoG亚包晶钢包晶凝固过程进行原位动态观察，并结合包晶相变热力学和动力学研究，分析15CrMoG钢包晶凝固特征和机制。

实验用钢取自于15CrMoG热轧棒材，化学成分(质量分数，%)为：C 0.14，Si 0.21，Mn 0.54，Cr 0.99，Mo 0.43，P 0.008，S 0.005，Fe余量。将15CrMoG钢机械加工成直径为7.6 mm、高为3 mm的圆柱体。然后用SiC砂纸和金刚石抛光膏对圆柱试样进行打磨处理。为了防止污染熔化钢液，试样在放入超高温激光共聚焦显微镜加热炉之前，用超声波清洗仪清洗5 min，烘干后放入金相加热炉，炉内通入高纯Ar气体加热。

实验中使用的温控制度如图1所示。试样以100 ℃/min升温速率由室温升至1540 ℃，保温5 min，待观察试样完全熔化后以不同的冷却速率(5、15和100 ℃/min)冷却至室温，利用VL2000DX激光共聚焦扫描显微镜的成像系统，原位动态地观察钢液的整个包晶凝固过程，并存储为视频文件。

图2为冷却速率5 ℃/min时15CrMoG钢凝固过程的原位动态观察结果。当温度降至1504 ℃左右(图2a)，δ相首先以胞状晶的方式从液相中析出；随着温度逐渐降低，δ相逐渐长大，其形核数量也逐渐增多(图2b)；随着凝固的继续进行，在1492.5 ℃左右γ相与液相发生包晶反应(L+δ→γ)在δ相界形成并长大(图2c和d)；随着包晶反应的进行，γ相在δ相界面形成一薄的包晶层，将δ相和液相隔离开，然后包晶相γ不断消耗液相和δ相增长变厚，即发生包晶转变(图2e和f)。

冷却速率为15 ℃/min凝固时，δ相在1500 ℃也以胞状晶的方式从液相中析出(图3a和b)，在1489 ℃左右温度发生包晶反应(图3c和d)，随后发生包晶转变(图3e和f)。而冷却速率为100 ℃/min凝固时，δ相在1496 ℃以树枝晶的方式从液相中析出(图4a和b)，在1474 ℃左右温度发生包晶反应(图4c和d)；随着温度降至1461 ℃左右，发生块状δ→γ转变，转变速度非常快(图4e和f)。

从图2~4中均可以发现，在包晶相变过程中视场中出现黑色阴影，并随着包晶相变的进行，黑色阴影部位面积越来越大。这是因为与液相中直接析出δ相相比，发生包晶相变时γ相的形核和长大会产生更大的收缩，正是这种收缩之间的差异导致厚度方向出现凹陷，而凹陷部位在激光共聚焦显微镜下呈现黑色阴影。

图5和6分别为不同冷却速率凝固条件下的包晶反应和包晶转变。冷却速率为5和15 ℃/min时均可以观察到包晶相γ沿着L/δ界面生长(图5a和b)；而冷却速率为100 ℃/min时并未观察到此现象，并且γ相在δ相界面形成的包晶层比较薄。另外，冷却速率为5 ℃/min时，在L/δ/γ三相交界点出现了明显的凹陷，如图5a所示，这是δ相局部重熔所致[16]。Griesser等[7]认为包晶反应过程δ相重熔是δ/γ/L三相交界处L/γ和L/δ界面存在温度差异所致。但是，冷却速率为15 ℃/min时，包晶相γ沿着L/δ界面生长并未观察到δ相重熔现象。这是因为冷却速率增加加快了包晶反应速率，δ相重熔量少，难以观察到。

由不同冷却速率条件下包晶转变(图6)可以看出，δ相和液相被γ相分隔开后，γ相同时向δ相和液相中长大，γ/δ界面的移动速率要高于L/γ界面。Matsuura等[17]观察Fe-C合金包晶转变时也发现了相似的结果。但是，冷却速率的增加导致了包晶转变(δ→γ)模式的变化。冷却速率为5 ℃/min时，δ→γ转化界面呈现平面形态(图6a)；冷却速率为15 ℃/min时，δ→γ转化界面呈现胞状形态(图6b)；冷却速率为100 ℃/min时，出现块状转变，0.2 s的时间内δ相突然转变为γ相，难以观察转变界面形态(图6c)。

由上述分析可知，冷却速率越大，包晶反应温度越低，这与包晶相γ形核热力学和动力学有关[18,19]。在包晶γ相形核之前，液相中析出δ相，会不断排出溶质在固/液界面堆集，形成具有一定浓度的溶质边界层。冷却速率越大，界面处溶质向液相中扩散时间越短，导致穿过L/δ界面浓度梯度越陡峭，如图7所示。

Griesser等[18]提出了一个新的观点，在强的溶质扩散场存在下，中间相(包晶相)的成核会受到限制。在热力学开放系统中，系统中的总内能(U)是所有形式能量的总和。考虑内部和外部影响，系统中总内能的变化可以表示为[18]：

式中，内部能量的总变化(dU)与强度变量(温度T、压力P、收缩力F、电势Ψ以及化学式μi)和广度变量(熵S、体积V、收缩长度l，电量e以及粒子数量Ni)变化的乘积有关[20]，其中，i为变量，n为变量上界。根据所考虑的特定系统，可以添加一些附加项。当系统与环境的能量交换过程中，由引力、电场以及磁场引起的系统的外部势能保持恒定时，该系统剩余能量的变化量为其内能U的变化量dU：

由于S、V以及Ni是广义变量，Euler Homogeneous函数定理使dU可以简单地积分为:

在一定的温度和压力条件下，从热力学系统中获得有用或者可用的能量称为Gibbs自由能(G)，定义为：

式(4)全微分为：

将式(2)带入式(5)中得到：

式(6)是Gibbs基本方程的一种形式[21]，其中包含了化学势的一项，解释由于原子的流入和流出，也就是扩散场(浓度梯度)的存在引起Gibbs自由能的变化。界面处的溶度梯度增加了Gibbs自由能成核势垒。正是Gibbs自由能的增加导致了新相(包晶相)成核所需的过冷度增加。因此，冷却速率越大，穿过L/δ界面浓度梯度越陡，包晶γ相成核势垒越大，包晶γ相形核所需过冷度越大，即包晶反应温度越低。

随着冷却速率增加包晶相γ形核过冷度增大，形核热力学驱动力增加，导致包晶反应动力学更高，包晶反应速率更快，因此，冷却速率为5和15 ℃/min时包晶反应速率慢，可以观察到包晶相γ沿着L/δ界面生长；而100 ℃/min时，包晶反应速率非常快，观察不到包晶相γ沿着L/δ界面生长现象。

如图6中所示，冷却速率增加导致了不同的包晶转变δ→γ界面形貌，说明包晶转变δ→γ机制发生了变化。结合冷却速率对Gibbs自由能的变化分析包晶转变δ→γ机制。将多元成分的15CrMoG钢简化为Fe-C伪二元体系(图8a)，不同冷却速率条件下Gibbs自由能变化如图8b~d所示。其中C${}_{?}^{\mathrm{*}}$为δ相界面成分，C${}_{?}^{\mathrm{e}}$、C${}_{?/?}^{\mathrm{e}}$、C${}_{?/\mathrm{L}}^{\mathrm{e}}$和C${}_{\mathrm{L}}^{\mathrm{e}}$分别为δ相、γ/δ界面、γ/L界面和液相的平均成分；G${}_{?}^{\mathrm{m}}$、G${}_{?}^{\mathrm{m}}$和G${}_{\mathrm{L}}^{\mathrm{m}}$分别为δ、γ和液相的Gibbs自由能；ΔGm为包晶转变(δ-γ)热力学驱动力。

冷却速率为5 ℃/min时，溶质原子在L/δ界面上形成微弱的浓度梯度，包晶γ相形核过冷度小，包晶相变温度(T1)接近平衡包晶温度，包晶转变δ→γ转变热力学驱动力小(图8b)，导致了转变界面的平面生长形貌。如图9所示，包晶转变δ→γ界面的位置与时间平方根成正比函数，这也说明了包晶转变δ→γ速率受溶质扩散控制[9,22]。当冷却速率增加至15 ℃/min，溶质原子在L/δ界面上形成的浓度梯度增加，包晶γ相形核过冷度增加，包晶转变δ→γ热力学驱动力增大(图8c)。当驱动力超过临界值，δ→γ转变界面不稳定，形成胞状形态；文献[19]报道胞状形态包晶转变δ→γ也受控于溶质扩散。

冷却速率为100 ℃/min时，溶质原子在L/δ界面上形成的浓度梯度非常陡峭，包晶相变温度T3要远小于平衡包晶温度，包晶转变δ→γ热力学驱动力变得更大(图8d)，导致块状转变发生。根据热力学原理，如果把一个相直接转化为另一个相，从而降低系统自由能，就会发生块状转变。对于相同的组分，发生块状转变的热力学条件是产物相的Gibbs自由能小于母相的Gibbs自由能。这种转变的临界极限是同素异形相边界，如图8a中T0-line所示。在同素异形相边界上，δ相和γ相具有相同的组分，同时具有相同的Gibbs自由能[23,24]。如图8a所示，冷却速率为5和15 ℃/min时发生包晶相变温度高于T0-line，所以没有发生大规模δ→γ转变。而冷却速率为100 ℃/min时包晶反应温度低于C${}_{?}^{\mathrm{*}}$对应的T0温度，因此发生块状转变δ→γ。

块状转变速率由转变界面过程控制，是一个晶格到另一个晶格的原子顺序的重构，与扩散控制转变相比，这种重构速度要快很多[25]。包晶转变过程中发生块状转变，体积收缩速率较大；而发生扩散控制转变，体积收缩速率较小。在连铸时，包晶转变模式的局部差异和体积收缩速率的不同导致初生坯壳不均匀生长。降低冷却速率可以避免块状转变的发生，降低体积收缩差异，减小初生坯壳不均匀性，因此，在连铸亚包晶钢时，采用高碱度保护渣、热顶结晶器以及降低结晶器冷却强度等措施来降低钢液初始冷却速率。

(1) 冷却速率为5和15 ℃/min时，δ相以胞状方式析出；当冷却速率增加至100 ℃/min时，δ相以枝晶方式析出。

(2) L/δ界面处浓度梯度的存在增加了包晶γ相Gibbs自由能成核势垒；随着冷却速率增加，穿过L/δ界面浓度梯度增加，包晶γ相形核所需过冷度增大，包晶反应温度降低。

(3) 冷却速率增加导致包晶反应动力学增加，包晶反应速率更快。冷却速率为5和15 ℃/min时，包晶反应速率慢，可以观察到包晶相γ沿着L/δ界面生长；而冷却速率为100 ℃/min时，包晶反应速率非常快，观察不到包晶相γ沿着L/δ界面生长的过程。

(4) 随着冷却速率增加，δ→γ转变界面呈现3种不同的模式。冷却速率为5 ℃/min时，δ→γ转化界面呈现溶质扩散控制的平面形态；冷却速率为15 ℃/min时，δ→γ转化界面呈现溶质扩散控制的胞状形态；冷却速率为100 ℃/min时，出现界面过程控制的δ→γ块状转变。

(5) 包晶转变(δ→γ)中发生块状转变，体积收缩速率较大；而发生扩散控制转变，体积收缩速率较小。在连铸时，降低冷却速率可以避免块状转变的发生，降低体积收缩差异，减小初生坯壳不均匀性。