冷却强度对连续定向凝固电渣重熔GCr15轴承钢中碳化物的影响

刘 洋， 李 晶， 史成斌，王甜雨，卢欣彤，李琪蓝

(北京科技大学钢铁冶金新技术国家重点实验室，北京100083)

冷却强度对连续定向凝固电渣重熔GCr15轴承钢中碳化物的影响

刘 洋， 李 晶， 史成斌，王甜雨，卢欣彤，李琪蓝

(北京科技大学钢铁冶金新技术国家重点实验室，北京100083)

观察并研究了连续定向凝固电渣重熔前后及电渣过程不同冷却强度下，GCr15轴承钢中碳化物的行为和组织变化.结果表明，GCr15轴承钢中主要以M3C型的液析碳化物为主，铸态轴承钢中心偏析严重；经过电渣重熔，钢锭表面光洁，致密度高，碳化物细小且分布均匀.随着电渣重熔冷却强度的增大，GCr15轴承钢中粗大的碳化物数量明显减少，破碎成粒径小、形状规则、分布弥散均匀的圆粒状，能够有效改善碳化物偏析.增大电渣重熔冷却强度，能够缩短凝固时间，缩小树枝晶间距，可以大大减轻树枝偏析.

电渣重熔；轴承钢；碳化物；冷却强度

高碳铬轴承钢年产量占世界轴承钢总产量的80%以上[1].目前，我国运行速度 200 km/h 以上的高速列车轴承均依赖国外进口[2].日本、瑞典等国家的轴承钢生产状况体现了当今世界轴承钢的质量水平和发展方向[3-5].

碳化物是轴承钢中的重要组成相，钢中细小、弥散分布的碳化物具有耐磨、抑制晶粒长大及吸收合金元素以使经过热处理后的钢获得令人满意性能的作用.但粗大、多角状碳化物及偏析会严重降低轴承钢的疲劳寿命，从而降低其使用寿命和服役稳定性.

电渣重熔是一种在世界范围内广泛应用于生产优质特殊钢的精炼工艺.前人关于重熔工艺参数对电渣重熔钢中碳化物控制的影响已有一些研究[6-9]，这些研究分别集中在熔速[10]、添加合金元素[11]、夹杂物控制[12]对碳化物的影响.然而关于连续定向凝固电渣重熔冷却强度对碳化物的影响至今还未见有人研究.应用连续定向凝固方法，可以得到定向组织、甚至单晶，可以明显地提高材料所需的性能[13].

本研究采用了电渣重熔连续定向凝固技术，对比了电渣重熔前后凝固组织及碳化物的演变，分析了电渣重熔冷却强度对GCr15轴承钢中碳化物的影响.采用Thermo-calc热力学软件对GCr15轴承钢中的析出相进行分析并用X射线衍射(XRD)实验进行验证，运用低倍侵蚀研究铸态GCr15轴承钢的表面质量，采用扫描电镜-能谱分析(SEM-EDS)研究了GCr15轴承钢中碳化物形貌、尺寸及数量的变化.

1 实验方法

实验所用GCr15轴承钢成分如表1所示.将 220 mm × 220 mm 连铸大方坯切出一个30 mm厚的低倍观测用试样，磨床磨至表面粗糙度不大于 1.6 μm，然后用砂纸进行表面处理.采用热酸蚀的方法进行低倍组织的侵蚀，配制1∶1的工业盐酸水溶液，将低倍试样放置在盐酸溶液中60～80 ℃ 温度下浸泡30 min.取出试样用酒精清洗表面，吹干，观察试样的表面质量.

分别在铸坯截面边部、1/2半径处和中心部位用线切割方法取Φ15 mm的圆柱体试样，依次记为试样P1、试样P2和试样P3.经预磨、抛光后用4%(体积分数)硝酸酒精溶液腐蚀.随后分别用光学显微镜和电子显微镜对制成的金相试样进行金相观测.同时利用Thermo-clac热力学软件计算GCr15轴承钢非平衡凝固状态下的性质图，分析铸态组织中碳化物的析出特征.

表1 GCr15轴承钢铸坯的化学成分(质量分数)

表2 GCr15轴承钢电渣锭的化学成分(质量分数)

表3 GCr15轴承钢电渣锭的冷却参数

试验用料为四个不同冷却强度的50 Kg GCr15轴承钢电渣锭，其化学成分如表2所示.试验用钢取自Φ160 mm电渣重熔锭，其原始电极棒断面尺寸为Φ120 mm，线切割方法加工成Φ15 mm 的圆柱体试样.冷却水的进水温度约为20 ℃，出水温度约为30 ℃，在保证锭重相同的条件下，通过调节冷却水阀门来控制冷却水流量的大小，以实现不同的冷却强度，按照冷却强度从小到大分别记为试样C1、试样C2、试样C3、试样C4，如表3所示.经预磨、抛光后用4%(体积分数)硝酸酒精溶液腐蚀.随后分别用光学显微镜和扫描电子显微镜对制成的金相试样进行金相观测.

2 实验结果与讨论

2.1 GCr15轴承钢中碳化物的热力学分析

由于树枝状偏析的结果，连铸坯和电渣锭中树枝晶之间会出现大块状共晶碳化物，大多是(Fe,Cr)3C，严重树枝状偏析沿奥氏体晶界更容易析出碳化物.利用Thermo-calc热力学软件计算的GCr15轴承钢非平衡凝固性质图，如图1所示，可以得知凝固过程中各个温度下的析出情况.

图1 析出相随温度的变化Fig.1 Precipitated phases with decreasing temperature

图2 GCr15轴承钢碳化物X-射线衍射(XRD)分析图谱Fig.2 X-ray diffraction patterns of the GCr15 bearing steel carbides

1 450 ℃ 以上全部为液相；温度下降到 1 450 ℃ 开始有奥氏体相析出，液相与奥氏体相共存；随着温度继续下降， 1 160 ℃ 时有富Cr的渗碳体相析出，Cr原子能够与Fe3C中的Fe原子相互置换，形成渗碳体型碳化物.从图2 的X射线衍射实验结果中也可以看出样品衍射图谱中唯一的高峰是Fe3C，验证了GCr15轴承钢中的碳化物为渗碳体型.因此，GCr15轴承钢中的碳化物主要为M3C型，但是在电渣重熔冷却结晶时，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 凝固过程对GCr15轴承钢碳化物的影响

2.2.1 GCr15轴承钢铸态的低倍组织及宏观偏析现象

在钢液凝固过程中，由于选分结晶，使树枝晶间的液体富集了溶质元素，凝固过程钢液流动将富集了溶质元素的液体带到未凝固区域，使得铸坯横截面上最终凝固部分的溶质浓度远高于原始浓度.引起钢液流动的因素很多，如注流、温度差、浓度差、铸坯鼓肚变形、凝固收缩以及气体、夹杂物的不均匀性，即宏观偏析等.宏观偏析也称低倍偏析，可以通过低倍来显示.

图3是GCr15连铸坯的低倍组织图.连铸坯边部是由细小等轴晶组成的激冷层，往内为较致密的柱状晶，中心位置由粗大的等轴晶组成，伴随出现了大的疏松和缩孔.横向上，V-偏析表现为一组不连续的同心圆，圆心位于铸坯横截面的几何中心.

图3 GCr15轴承钢低倍组织形貌Fig.3 Microstructure morphology of the GCr15 bearing steel

在V型偏析的凝固模型中，从等轴晶凝固到完全凝固的时间间隔称局部凝固时间.相同冷却条件下钢中碳含量越高，则该时间间隔越长，而中心偏析的严重程度与该时间间隔长度有关.因此，减少中心偏析的机理是提高凝固速率，减少局部凝固时间间隔；在中心区分散偏析斑点；使得粥状区变窄.

2.2.2 钢液成分及偏析对GCr15轴承钢碳化物的影响

图4是GCr15轴承钢连铸坯的显微组织图.从图中可以看到明显的片层状珠光体结构，碳化物沿着树枝晶晶界析出，在晶界处分布的大块未溶碳化物周围容易产生裂纹.白亮的碳化物液析存在，形成黑白相间的碳化物条状组织.主要是由含铬的渗碳体组成，以共晶结晶的方式形成大块的共晶碳化物.

图5、图6、图7分别是GCr15轴承钢连铸方坯横截面从边部到中心的碳化物扫描电镜照片及EDS分析.从图中可以看出，碳化物组织基本均呈条状，但是边部的碳化物较中心位置碳化物粗大，从块状向长条状甚至是断续的条状转变，边部的碳化物分布较均匀，越到中心碳偏析现象越严重.

通过能谱测试，检测出边部、1/2半径和中心位置碳化物C、Cr原子的数量之比，如表4所示，可以得到，C元素含量从边缘到中心依次增加，Cr元素含量却相对减少，C/Cr原子数量之比越到中心越大.

连铸坯的中心区域内存在明显的局部碳偏析，而且从低倍组织可以看出存在明显的中心缩孔.连铸坯上的缩孔越大，则液析碳化物越多、越集中，说明该处碳偏析越严重.在疏松区周围的组织为片状珠光体和渗碳体网，网状渗碳体含量较边缘组织多.

图4 GCr15轴承钢连铸坯的微观组织形貌Fig.4 Microstructure morphology of the GCr15 bearing steel ingot

图5 GCr15连铸坯边部位置碳化物形貌及能谱分析Fig.5 Morphology of carbides and EDS analysis of the GCr15 bearing steel as-cast ingot edge

图6 GCr15连铸坯1/2半径位置碳化物形貌及能谱分析Fig.6 Morphology of carbides and EDS analysis of the GCr15 bearing steel as-cast ingot in the site of 1/2 width radius

图7 GCr15连铸坯中心位置碳化物形貌及能谱分析Fig.7 Morphology of carbides and EDS analysis of the GCr15 bearing steel ingot center

图8 电渣重熔前后GCr15轴承钢碳化物的形态比较Fig.8 Morphologies of the GCr15 bearing steel carbides before and after ESR(a)、 (b)—电渣重熔前； (c)、 (d)—电渣重熔后

图9 电渣重熔不同冷却强度GCr15轴承钢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)边部363279619761/2半径367715815934中心382613116579

2.3 电渣重熔冷却强度对GCr15轴承钢中碳化物的影响

2.3.1 电渣重熔前后轴承钢中碳化物的变化

电渣重熔前后碳化物的形态比较如图8所示，(a)、(b)为电渣重熔前GCr15轴承钢中碳化物的形貌及尺寸分布情况，(c)、(d)为电渣重熔后GCr15轴承钢中碳化物的形貌及尺寸分布情况.电渣重熔前一次碳化物呈条状沿晶界析出，碳化物连续、粗大，镶嵌分布在珠光体基体中，大型的碳化物对轴承钢的使用寿命和使用性能十分有害.电渣重熔后经过重新凝固，一次碳化物再次析出，其形貌呈规则的圆形，粒径较电渣重熔前明显减小且分布均匀，对于轴承钢的使用环境来说，没有明显的大块碳化物能够显著减少受力时的各向异性，从而有效提升轴承钢的疲劳寿命.

在电渣重熔前后析出的碳化物上进行点扫描能谱分析，EDS结果如表5所示，表中A、B、C、D分别对应图8(a)、(b) 、(c)、(d)中标记的点位置.从表中可以看到，电渣重熔后碳化物中Fe的含量降低，而C和Cr的含量均较电渣重熔前高.这是因为电渣重熔是一种二次熔炼的精炼方式，有着控制凝固的特点.在较快的凝固速率下，一次碳化物来不及完全析出，因此部分C和Cr会残留在基体中，不会全部富集到细小弥散析出的碳化物中，导致电渣重熔后的碳化物成分中C、Cr的含量降低，相对Fe的含量升高.碳化物形成元素Cr存留在基体中不析出，有助于减少大块碳化物的形成以及改善碳化物偏析.

表5 电渣重熔前后GCr15轴承钢碳化物能谱分析结果(质量分数)

2.3.2 冷却强度对轴承钢中碳化物的影响

冷却强度是控制电渣重熔过程的一个重要工艺参数，对电渣钢中的碳化物控制有着显著的影响.图9是不同冷却强度下电渣重熔GCr15轴承钢的显微组织图，(a)、(b) 、(c)、(d)分别对应试样C1、C2、C3、C4，冷却强度依次递增.从碳化物的聚集状态可以看出，冷却强度对GCr15轴承钢的显微组织有比较明显的影响.图中黑色聚集块状相是碳化物在枝晶晶界处呈不连续分布形成的.冷却强度较小的情况下，碳化物颗粒聚集长大，形成数量较少颗粒稍大的碳化物.随着冷却强度的增加，形核后，碳化物的生长时间变短，最终会形成尺寸较小、数量较多的碳化物分布形态.碳化物的形状由不规则的长条状向细小的圆粒状转变，平均粒径变小，出现近球形碳化物，更加均匀地弥散分布.从图中可以看出,经过电渣重熔的GCr15轴承钢中析出的主要是由于树枝状偏析而产生的液析碳化物，尺寸大，并沿着延伸方向呈长链状、条状分布在珠光体基体上.随着冷却强度的逐渐增加，轴承钢中的碳化物尺寸逐渐变小，碳化物开始球化，形状变得更加规则；碳化物液析程度减轻，碳化物不均匀性逐渐改善.

高碳铬轴承钢是过共析钢，在电渣重熔的冷却过程中，通过控制冷却水阀门调节冷却水流量大小从而达到控制冷却强度的目的，在一定的冷却强度下均会析出不同程度的液析碳化物.钢中含有碳及碳化物形成元素的浓度愈高，析出的碳化物数量就愈多，碳化物液析现象也就愈严重.低冷速下室温组织为珠光体加一次碳化物，随着冷却强度的增加，珠光体球团直径明显细化，单位体积内渗碳体片和铁素体片增多，片层间距减小.在析出一次碳化物的温度范围内加速冷却，也可以降低轴承钢碳化物液析现象.这是因为在这个温度范围内强化冷却，可以阻止树枝状偏析的产生，电渣重熔后的钢锭组织中能够得到比较少而薄的碳化物，从而减轻碳化物液析现象.

冷却强度越小，二次树枝间距越大，偏析越难消除.增大冷却强度，缩短凝固时间，使溶质元素没有足够时间析出，树枝晶间距小，枝杈多，可以大大减轻轴承钢的树枝偏析.

3 结 论

(1)轴承钢铸坯低倍组织从边缘到中心分布的枝晶组织为激冷层、柱状晶区、交叉树枝晶组成的混晶区和中心等轴晶区.等轴晶带薄且不均匀，柱状晶发达.存在中心偏析、疏松、缩孔等低倍缺陷.轴承钢铸坯从边部到中心成分偏析严重，C偏析在中心区域表现明显，边部碳化物分布较均匀但组织却较中心粗大.

(2) GCr15轴承钢中的碳化物主要是渗碳体型(Fe,Cr)3C，点阵中Fe和Cr可以互相置换.在电渣重熔冷却结晶时，由于显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.轴承钢铸坯中碳化物液析严重，沿凝固方向呈链状或条状分布.

(3)电渣重熔后的GCr15轴承钢中碳化物明显细小弥散化，分布较铸态更加均匀，由粗大的长条状破碎成小块状，单个碳化物的尺寸大大缩小.随着冷却强度的增加，大块碳化物数量不断减少，碳化物的形状由不规则的长条状向细小规则形状转变，平均粒径变小，弥散分布更加均匀.

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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