快速或亚快速凝固广泛存在于焊接工艺、增材制造、雾化沉积、激光熔覆等加工领域,许多情况下材料在液固相变之后仍然要经历一个或多个固态相变。基于快速或亚快速凝固冷速条件下固态相变研究对理解和调控这些工艺中材料组织和性能非常重要,但目前固态相变研究多集中在平衡和近平衡条件下的相变行为,而且很少涉及高温相变对后续相变影响的研究。本文选择工业纯铁(单组元材料)、Fe-10Cr(二元合金)、Fe-20Mn-9Al-1.2C(多元亚共析合金)三种典型铁基合金为研究对象,采用定制的高精度热膨胀相变仪将冷速扩展到500℃/s以上,并探讨了高温相变对后续固态相变行为的影响,有助于认识亚快速凝固冷却工艺中的固态相变行为和组织演变规律。工业纯铁升温过程中加热速率增加到300℃/s时,铁素体(α)→奥氏体(γ)相变开始温度升高约26℃;降温过程中,冷却速率增加到150℃/s时,γ→α相变开始温度下降约74℃,当冷速增大到560℃/s左右时,相变开始温度下降约112℃。可见,冷却过程冷速变化对相变开始温度的影响大于加热过程。动力学分析显示,随着冷速从0.1℃/s增加到100℃/s时,γ→α相变过程中Avrami指数n从3.3减小到2.0,表明铁素体将从三维生长模式向二维生长模式转变。Fe-10Cr二元合金加热到1000℃的奥氏体相区开始冷却,马氏体相变的临界冷速在10～20℃/s之间,冷速达到100℃/s后全部转变为马氏体;而加热到1300℃的高温铁素体相区开始冷却时,马氏体相变的临界冷速在0.1～2℃/s之间,冷速达到20℃/s后全部转变为马氏体。可见,加热温度或相区对马氏体相变的临界冷速有数量级的影响,高温下晶粒显著长大是临界冷速变化的主要原因。动力学分析表明,以0.1℃/s冷速缓慢冷却时,γ→α相变过程中铁素体均呈现三维生长模式;加热到高温铁素体区冷却时,γ→M相变过程中马氏体为二维生长模式,但加热到奥氏体区冷却时,由于晶粒细小马氏体呈现三维生长模式。Fe-20Mn-9Al-1.2C多元亚共析合金以50℃/s的速率加热到800℃保温5分钟后以0.1℃/s的冷速冷却至室温,其组织中形成大量铁素体和碳化物,当冷速增加到100℃/s时碳化物含量显著减少,表明此时奥氏体→铁素体+碳化物的共析相变被明显抑制。而加热到1000℃的样品以0.1～100℃/s的冷速冷却铁素体含量均很少,当冷速为0.1℃/s时在奥氏体晶界处形成微米级的碳化物,当冷速增加到10℃/s时,微米级碳化物消失。综合上述,冷速在0.1～560℃/s范围内变化不仅可改变工业纯铁的相变温度和新相生长模式,而且冷速达到某一临界值后,还可改变Fe-10Cr二元合金和Fe-20Mn-9Al-1.2C多元亚共析合金的相变产物,临界冷速数值与加热温度或相区有密切关系。可见二元或多元合金在10~0～10~4℃/s的亚快速冷速范围冷却时,其最终组织不仅需要考虑冷速的变化,还必须考虑加热温度或者相区的影响。