劉 洋， 李 晶， 史成斌，王甜雨，盧欣彤，李琪藍

(北京科技大學鋼鐵冶金新技術國家重點實驗室，北京100083)

冷卻強度對連續(xù)定向凝固電渣重熔GCr15軸承鋼中碳化物的影響

劉 洋， 李 晶， 史成斌，王甜雨，盧欣彤，李琪藍

(北京科技大學鋼鐵冶金新技術國家重點實驗室，北京100083)

觀察并研究了連續(xù)定向凝固電渣重熔前后及電渣過程不同冷卻強度下，GCr15軸承鋼中碳化物的行為和組織變化.結果表明，GCr15軸承鋼中主要以M3C型的液析碳化物為主，鑄態(tài)軸承鋼中心偏析嚴重；經(jīng)過電渣重熔，鋼錠表面光潔，致密度高，碳化物細小且分布均勻.隨著電渣重熔冷卻強度的增大，GCr15軸承鋼中粗大的碳化物數(shù)量明顯減少，破碎成粒徑小、形狀規(guī)則、分布彌散均勻的圓粒狀，能夠有效改善碳化物偏析.增大電渣重熔冷卻強度，能夠縮短凝固時間，縮小樹枝晶間距，可以大大減輕樹枝偏析.

電渣重熔；軸承鋼；碳化物；冷卻強度

高碳鉻軸承鋼年產(chǎn)量占世界軸承鋼總產(chǎn)量的80%以上[1].目前，我國運行速度 200 km/h 以上的高速列車軸承均依賴國外進口[2].日本、瑞典等國家的軸承鋼生產(chǎn)狀況體現(xiàn)了當今世界軸承鋼的質(zhì)量水平和發(fā)展方向[3-5].

碳化物是軸承鋼中的重要組成相，鋼中細小、彌散分布的碳化物具有耐磨、抑制晶粒長大及吸收合金元素以使經(jīng)過熱處理后的鋼獲得令人滿意性能的作用.但粗大、多角狀碳化物及偏析會嚴重降低軸承鋼的疲勞壽命，從而降低其使用壽命和服役穩(wěn)定性.

電渣重熔是一種在世界范圍內(nèi)廣泛應用于生產(chǎn)優(yōu)質(zhì)特殊鋼的精煉工藝.前人關于重熔工藝參數(shù)對電渣重熔鋼中碳化物控制的影響已有一些研究[6-9]，這些研究分別集中在熔速[10]、添加合金元素[11]、夾雜物控制[12]對碳化物的影響.然而關于連續(xù)定向凝固電渣重熔冷卻強度對碳化物的影響至今還未見有人研究.應用連續(xù)定向凝固方法，可以得到定向組織、甚至單晶，可以明顯地提高材料所需的性能[13].

本研究采用了電渣重熔連續(xù)定向凝固技術，對比了電渣重熔前后凝固組織及碳化物的演變，分析了電渣重熔冷卻強度對GCr15軸承鋼中碳化物的影響.采用Thermo-calc熱力學軟件對GCr15軸承鋼中的析出相進行分析并用X射線衍射(XRD)實驗進行驗證，運用低倍侵蝕研究鑄態(tài)GCr15軸承鋼的表面質(zhì)量，采用掃描電鏡-能譜分析(SEM-EDS)研究了GCr15軸承鋼中碳化物形貌、尺寸及數(shù)量的變化.

1 實驗方法

實驗所用GCr15軸承鋼成分如表1所示.將 220 mm × 220 mm 連鑄大方坯切出一個30 mm厚的低倍觀測用試樣，磨床磨至表面粗糙度不大于 1.6 μm，然后用砂紙進行表面處理.采用熱酸蝕的方法進行低倍組織的侵蝕，配制1∶1的工業(yè)鹽酸水溶液，將低倍試樣放置在鹽酸溶液中60～80 ℃ 溫度下浸泡30 min.取出試樣用酒精清洗表面，吹干，觀察試樣的表面質(zhì)量.

分別在鑄坯截面邊部、1/2半徑處和中心部位用線切割方法取Φ15 mm的圓柱體試樣，依次記為試樣P1、試樣P2和試樣P3.經(jīng)預磨、拋光后用4%(體積分數(shù))硝酸酒精溶液腐蝕.隨后分別用光學顯微鏡和電子顯微鏡對制成的金相試樣進行金相觀測.同時利用Thermo-clac熱力學軟件計算GCr15軸承鋼非平衡凝固狀態(tài)下的性質(zhì)圖，分析鑄態(tài)組織中碳化物的析出特征.

表1 GCr15軸承鋼鑄坯的化學成分(質(zhì)量分數(shù))

表2 GCr15軸承鋼電渣錠的化學成分(質(zhì)量分數(shù))

表3 GCr15軸承鋼電渣錠的冷卻參數(shù)

試驗用料為四個不同冷卻強度的50 Kg GCr15軸承鋼電渣錠，其化學成分如表2所示.試驗用鋼取自Φ160 mm電渣重熔錠，其原始電極棒斷面尺寸為Φ120 mm，線切割方法加工成Φ15 mm 的圓柱體試樣.冷卻水的進水溫度約為20 ℃，出水溫度約為30 ℃，在保證錠重相同的條件下，通過調(diào)節(jié)冷卻水閥門來控制冷卻水流量的大小，以實現(xiàn)不同的冷卻強度，按照冷卻強度從小到大分別記為試樣C1、試樣C2、試樣C3、試樣C4，如表3所示.經(jīng)預磨、拋光后用4%(體積分數(shù))硝酸酒精溶液腐蝕.隨后分別用光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡對制成的金相試樣進行金相觀測.

2 實驗結果與討論

2.1 GCr15軸承鋼中碳化物的熱力學分析

由于樹枝狀偏析的結果，連鑄坯和電渣錠中樹枝晶之間會出現(xiàn)大塊狀共晶碳化物，大多是(Fe,Cr)3C，嚴重樹枝狀偏析沿奧氏體晶界更容易析出碳化物.利用Thermo-calc熱力學軟件計算的GCr15軸承鋼非平衡凝固性質(zhì)圖，如圖1所示，可以得知凝固過程中各個溫度下的析出情況.

圖1 析出相隨溫度的變化Fig.1 Precipitated phases with decreasing temperature

圖2 GCr15軸承鋼碳化物X-射線衍射(XRD)分析圖譜Fig.2 X-ray diffraction patterns of the GCr15 bearing steel carbides

1 450 ℃ 以上全部為液相；溫度下降到 1 450 ℃ 開始有奧氏體相析出，液相與奧氏體相共存；隨著溫度繼續(xù)下降， 1 160 ℃ 時有富Cr的滲碳體相析出，Cr原子能夠與Fe3C中的Fe原子相互置換，形成滲碳體型碳化物.從圖2 的X射線衍射實驗結果中也可以看出樣品衍射圖譜中唯一的高峰是Fe3C，驗證了GCr15軸承鋼中的碳化物為滲碳體型.因此，GCr15軸承鋼中的碳化物主要為M3C型，但是在電渣重熔冷卻結晶時，由于成分偏析和不平衡凝固，有可能生成少量M7C3型共晶碳化物.

2.2 凝固過程對GCr15軸承鋼碳化物的影響

2.2.1 GCr15軸承鋼鑄態(tài)的低倍組織及宏觀偏析現(xiàn)象

在鋼液凝固過程中，由于選分結晶，使樹枝晶間的液體富集了溶質(zhì)元素，凝固過程鋼液流動將富集了溶質(zhì)元素的液體帶到未凝固區(qū)域，使得鑄坯橫截面上最終凝固部分的溶質(zhì)濃度遠高于原始濃度.引起鋼液流動的因素很多，如注流、溫度差、濃度差、鑄坯鼓肚變形、凝固收縮以及氣體、夾雜物的不均勻性，即宏觀偏析等.宏觀偏析也稱低倍偏析，可以通過低倍來顯示.

圖3是GCr15連鑄坯的低倍組織圖.連鑄坯邊部是由細小等軸晶組成的激冷層，往內(nèi)為較致密的柱狀晶，中心位置由粗大的等軸晶組成，伴隨出現(xiàn)了大的疏松和縮孔.橫向上，V-偏析表現(xiàn)為一組不連續(xù)的同心圓，圓心位于鑄坯橫截面的幾何中心.

圖3 GCr15軸承鋼低倍組織形貌Fig.3 Microstructure morphology of the GCr15 bearing steel

在V型偏析的凝固模型中，從等軸晶凝固到完全凝固的時間間隔稱局部凝固時間.相同冷卻條件下鋼中碳含量越高，則該時間間隔越長，而中心偏析的嚴重程度與該時間間隔長度有關.因此，減少中心偏析的機理是提高凝固速率，減少局部凝固時間間隔；在中心區(qū)分散偏析斑點；使得粥狀區(qū)變窄.

2.2.2 鋼液成分及偏析對GCr15軸承鋼碳化物的影響

圖4是GCr15軸承鋼連鑄坯的顯微組織圖.從圖中可以看到明顯的片層狀珠光體結構，碳化物沿著樹枝晶晶界析出，在晶界處分布的大塊未溶碳化物周圍容易產(chǎn)生裂紋.白亮的碳化物液析存在，形成黑白相間的碳化物條狀組織.主要是由含鉻的滲碳體組成，以共晶結晶的方式形成大塊的共晶碳化物.

圖5、圖6、圖7分別是GCr15軸承鋼連鑄方坯橫截面從邊部到中心的碳化物掃描電鏡照片及EDS分析.從圖中可以看出，碳化物組織基本均呈條狀，但是邊部的碳化物較中心位置碳化物粗大，從塊狀向長條狀甚至是斷續(xù)的條狀轉(zhuǎn)變，邊部的碳化物分布較均勻，越到中心碳偏析現(xiàn)象越嚴重.

通過能譜測試，檢測出邊部、1/2半徑和中心位置碳化物C、Cr原子的數(shù)量之比，如表4所示，可以得到，C元素含量從邊緣到中心依次增加，Cr元素含量卻相對減少，C/Cr原子數(shù)量之比越到中心越大.

連鑄坯的中心區(qū)域內(nèi)存在明顯的局部碳偏析，而且從低倍組織可以看出存在明顯的中心縮孔.連鑄坯上的縮孔越大，則液析碳化物越多、越集中，說明該處碳偏析越嚴重.在疏松區(qū)周圍的組織為片狀珠光體和滲碳體網(wǎng)，網(wǎng)狀滲碳體含量較邊緣組織多.

圖4 GCr15軸承鋼連鑄坯的微觀組織形貌Fig.4 Microstructure morphology of the GCr15 bearing steel ingot

圖5 GCr15連鑄坯邊部位置碳化物形貌及能譜分析Fig.5 Morphology of carbides and EDS analysis of the GCr15 bearing steel as-cast ingot edge

圖6 GCr15連鑄坯1/2半徑位置碳化物形貌及能譜分析Fig.6 Morphology of carbides and EDS analysis of the GCr15 bearing steel as-cast ingot in the site of 1/2 width radius

圖7 GCr15連鑄坯中心位置碳化物形貌及能譜分析Fig.7 Morphology of carbides and EDS analysis of the GCr15 bearing steel ingot center

圖8 電渣重熔前后GCr15軸承鋼碳化物的形態(tài)比較Fig.8 Morphologies of the GCr15 bearing steel carbides before and after ESR(a)、 (b)—電渣重熔前； (c)、 (d)—電渣重熔后

圖9 電渣重熔不同冷卻強度GCr15軸承鋼碳化物形貌及尺寸分布Fig.9 Morphology and size distribution of the GCr15 bearing steel carbides produced in different ESR cooling intensities

位置w(C)/%w(Cr)/%n(C)/n(Cr)邊部363279619761/2半徑367715815934中心382613116579

2.3 電渣重熔冷卻強度對GCr15軸承鋼中碳化物的影響

2.3.1 電渣重熔前后軸承鋼中碳化物的變化

電渣重熔前后碳化物的形態(tài)比較如圖8所示，(a)、(b)為電渣重熔前GCr15軸承鋼中碳化物的形貌及尺寸分布情況，(c)、(d)為電渣重熔后GCr15軸承鋼中碳化物的形貌及尺寸分布情況.電渣重熔前一次碳化物呈條狀沿晶界析出，碳化物連續(xù)、粗大，鑲嵌分布在珠光體基體中，大型的碳化物對軸承鋼的使用壽命和使用性能十分有害.電渣重熔后經(jīng)過重新凝固，一次碳化物再次析出，其形貌呈規(guī)則的圓形，粒徑較電渣重熔前明顯減小且分布均勻，對于軸承鋼的使用環(huán)境來說，沒有明顯的大塊碳化物能夠顯著減少受力時的各向異性，從而有效提升軸承鋼的疲勞壽命.

在電渣重熔前后析出的碳化物上進行點掃描能譜分析，EDS結果如表5所示，表中A、B、C、D分別對應圖8(a)、(b) 、(c)、(d)中標記的點位置.從表中可以看到，電渣重熔后碳化物中Fe的含量降低，而C和Cr的含量均較電渣重熔前高.這是因為電渣重熔是一種二次熔煉的精煉方式，有著控制凝固的特點.在較快的凝固速率下，一次碳化物來不及完全析出，因此部分C和Cr會殘留在基體中，不會全部富集到細小彌散析出的碳化物中，導致電渣重熔后的碳化物成分中C、Cr的含量降低，相對Fe的含量升高.碳化物形成元素Cr存留在基體中不析出，有助于減少大塊碳化物的形成以及改善碳化物偏析.

表5 電渣重熔前后GCr15軸承鋼碳化物能譜分析結果(質(zhì)量分數(shù))

2.3.2 冷卻強度對軸承鋼中碳化物的影響

冷卻強度是控制電渣重熔過程的一個重要工藝參數(shù)，對電渣鋼中的碳化物控制有著顯著的影響.圖9是不同冷卻強度下電渣重熔GCr15軸承鋼的顯微組織圖，(a)、(b) 、(c)、(d)分別對應試樣C1、C2、C3、C4，冷卻強度依次遞增.從碳化物的聚集狀態(tài)可以看出，冷卻強度對GCr15軸承鋼的顯微組織有比較明顯的影響.圖中黑色聚集塊狀相是碳化物在枝晶晶界處呈不連續(xù)分布形成的.冷卻強度較小的情況下，碳化物顆粒聚集長大，形成數(shù)量較少顆粒稍大的碳化物.隨著冷卻強度的增加，形核后，碳化物的生長時間變短，最終會形成尺寸較小、數(shù)量較多的碳化物分布形態(tài).碳化物的形狀由不規(guī)則的長條狀向細小的圓粒狀轉(zhuǎn)變，平均粒徑變小，出現(xiàn)近球形碳化物，更加均勻地彌散分布.從圖中可以看出,經(jīng)過電渣重熔的GCr15軸承鋼中析出的主要是由于樹枝狀偏析而產(chǎn)生的液析碳化物，尺寸大，并沿著延伸方向呈長鏈狀、條狀分布在珠光體基體上.隨著冷卻強度的逐漸增加，軸承鋼中的碳化物尺寸逐漸變小，碳化物開始球化，形狀變得更加規(guī)則；碳化物液析程度減輕，碳化物不均勻性逐漸改善.

高碳鉻軸承鋼是過共析鋼，在電渣重熔的冷卻過程中，通過控制冷卻水閥門調(diào)節(jié)冷卻水流量大小從而達到控制冷卻強度的目的，在一定的冷卻強度下均會析出不同程度的液析碳化物.鋼中含有碳及碳化物形成元素的濃度愈高，析出的碳化物數(shù)量就愈多，碳化物液析現(xiàn)象也就愈嚴重.低冷速下室溫組織為珠光體加一次碳化物，隨著冷卻強度的增加，珠光體球團直徑明顯細化，單位體積內(nèi)滲碳體片和鐵素體片增多，片層間距減小.在析出一次碳化物的溫度范圍內(nèi)加速冷卻，也可以降低軸承鋼碳化物液析現(xiàn)象.這是因為在這個溫度范圍內(nèi)強化冷卻，可以阻止樹枝狀偏析的產(chǎn)生，電渣重熔后的鋼錠組織中能夠得到比較少而薄的碳化物，從而減輕碳化物液析現(xiàn)象.

冷卻強度越小，二次樹枝間距越大，偏析越難消除.增大冷卻強度，縮短凝固時間，使溶質(zhì)元素沒有足夠時間析出，樹枝晶間距小，枝杈多，可以大大減輕軸承鋼的樹枝偏析.

3 結 論

(1)軸承鋼鑄坯低倍組織從邊緣到中心分布的枝晶組織為激冷層、柱狀晶區(qū)、交叉樹枝晶組成的混晶區(qū)和中心等軸晶區(qū).等軸晶帶薄且不均勻，柱狀晶發(fā)達.存在中心偏析、疏松、縮孔等低倍缺陷.軸承鋼鑄坯從邊部到中心成分偏析嚴重，C偏析在中心區(qū)域表現(xiàn)明顯，邊部碳化物分布較均勻但組織卻較中心粗大.

(2) GCr15軸承鋼中的碳化物主要是滲碳體型(Fe,Cr)3C，點陣中Fe和Cr可以互相置換.在電渣重熔冷卻結晶時，由于顯微成分偏析和不平衡凝固，也有可能生成少量M7C3型共晶碳化物.軸承鋼鑄坯中碳化物液析嚴重，沿凝固方向呈鏈狀或條狀分布.

(3)電渣重熔后的GCr15軸承鋼中碳化物明顯細小彌散化，分布較鑄態(tài)更加均勻，由粗大的長條狀破碎成小塊狀，單個碳化物的尺寸大大縮小.隨著冷卻強度的增加，大塊碳化物數(shù)量不斷減少，碳化物的形狀由不規(guī)則的長條狀向細小規(guī)則形狀轉(zhuǎn)變，平均粒徑變小，彌散分布更加均勻.

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Effect of cooling intensity on carbides in continuous unidirectional solidification ESR GCr15 bearing steel

Liu Yang，Li Jing，Shi Chengbin，Wang Tianyu，Lu Xintong，Li Qilan

(State Key Laboratory of Advanced Metallurgy, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083，China)

Behavior and texture change of carbides in GCr15 bearing steel were observed and studied during，before and after the continuous unidirectional solidification ESR processes under a condition of different cooling intensities. The results showed that, the main carbides in the GCr15 bearing steel are M3C type carbides precipitated from the liquid, and the as-cast bearing steel has a central macrosegregation. After ESR treatment, the carbides are tiny and well distributed. With increase of the ESR cooling intensity, amount of large carbides in the GCr15 bearing steel decreases strongly, become round grain well-distributing with regular form or small particle, which effectively improves the carbide segregation. Increasing the cooling intensity could shorten the solidification time and greatly reduce the branch segregation.

continuous unidirectional solidification ESR; bearing steel; carbides; cooling intensity

10.14186/j.cnki.1671-6620.2017.02.003

TF14

A

1671-6620(2017)02-0090-08