占禮春，遲宏宵，馬黨參，付 銳，蔣業(yè)華

（1昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，昆明650093；2鋼鐵研究總院 特殊鋼研究所，北京100081；3鋼鐵研究總院 高溫材料研究所，北京100081）

作為特種冶金技術(shù)之一的電渣冶金，對(duì)高速鋼的生產(chǎn)尤其重要。國(guó)內(nèi)外電渣重熔技術(shù)的發(fā)展幾乎都與高速鋼的生產(chǎn)工藝有關(guān)。M 2高速鋼（我國(guó)牌號(hào)W6Mo5Cr4V2鋼），是20世紀(jì)60年代以來(lái)，國(guó)際上生產(chǎn)量最多、應(yīng)用最廣的 W－Mo系通用高速鋼，因其優(yōu)異的性能，被公認(rèn)為高速鋼家族中最具代表性的鋼種。高速鋼鑄態(tài)組織由于受化學(xué)成分和冷卻速率等的影響，很不均勻。特別是傳統(tǒng)電渣重熔高速鋼點(diǎn)狀偏析相當(dāng)嚴(yán)重，影響鋼材的加工塑性，降低成材率，同時(shí)給刀具的加工和使用帶來(lái)一定的危害［1］。

ESR工藝冶煉鑄錠的組織主要由與鑄錠軸線呈一定夾角的柱狀晶組成，有時(shí)在鑄錠中心還存在粗大的等軸晶［2］。ESR－CDS工藝通過(guò)控制鑄錠凝固過(guò)程中的熱流傳遞方向，凝固前沿的溫度梯度和凝固速率，獲得完全由與鑄錠軸線平行的柱狀晶組成的鑄錠且枝晶干的生長(zhǎng)方向保持一致，一方面消除了不同取向晶粒的交界區(qū)域，另一方面消除了不同生長(zhǎng)方向枝晶交匯處嚴(yán)重的元素偏析和析出相的聚集，從而提高鑄錠的熱加工塑性［3］。文獻(xiàn)［4－6］研究認(rèn)為，降低鑄錠中元素偏析程度，控制枝晶間一次析出相的數(shù)量、尺寸和形態(tài)是提高合金鑄錠熱加工變形性能的有效方法。目前，將ESR－CDS技術(shù)應(yīng)用于高速鋼方面的研究在國(guó)內(nèi)外的報(bào)道較少，本工作以M2高速鋼為代表，利用電渣重熔連續(xù)定向凝固技術(shù)冶煉，并對(duì)其鑄態(tài)組織進(jìn)行了研究。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

實(shí)驗(yàn)鋼采用ESR及ESR－CDS技術(shù)冶煉，化學(xué)成分見(jiàn)表1，鋼錠經(jīng)去應(yīng)力退火（730℃保溫16h爐冷）后，在鋼錠一端取樣，加工成20mm×20mm×20mm的鑄態(tài)試樣。淺腐蝕和深腐蝕試樣分別采用4%硝酸酒精溶液和鹽酸硝酸水溶液。采用德國(guó)LEICA MEF4M光學(xué)金相顯微鏡、日立S－4300掃描電子顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察及能譜分析。

表1 實(shí)驗(yàn)用鋼的主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）Table 1 The main chemical composition of tested steel（mass fraction／%）

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 電渣重熔連續(xù)定向凝固工藝

要得到定向凝固的鑄錠必須滿足以下三個(gè)條件：（1）鑄錠的熱流傳遞方向與凝固方向相反且平行于鑄錠軸線；（2）合適的凝固前沿溫度梯度；（3）適當(dāng)?shù)哪趟俾省鹘y(tǒng)電渣重熔工藝和電渣重熔連續(xù)定向凝固工藝的示意圖見(jiàn)圖1，可見(jiàn)傳統(tǒng)電渣重熔工藝無(wú)法對(duì)熱流傳遞方向，凝固前沿的溫度梯度和凝固速率進(jìn)行精確控制，形成的熔池較深，得到的鑄錠組織由與凝固方向呈一定夾角的柱狀晶組成（見(jiàn)圖1（a－2））。而電渣重熔連續(xù)定向凝固工藝采用連續(xù)抽錠式雙電流回路設(shè)計(jì)，可以通過(guò)改變冷卻方式控制熱流的傳遞方向，通過(guò)控制側(cè)向電流的大小來(lái)控制渣池的溫度得到適當(dāng)?shù)臏囟忍荻?，通過(guò)控制抽錠速率和總電流的大小來(lái)獲得合適的凝固速率，在合適的工藝條件下形成淺而平的熔池，從而使鑄錠獲得全部與鑄錠軸線近似平行的柱狀晶（見(jiàn)圖1（b－2））。

圖1 ESR（a）與ESR－CDS（b）示意圖［2］ （1）凝固工藝示意圖；（2）鑄錠組織Fig.1 Diagram of ESR（a）and ESR－CDS（b）［2］ （1）diagram of solidification process；（2）organization of solidification ingot

2.2 邊部和心部顯微組織

取實(shí)驗(yàn)鋼邊部和心部組織進(jìn)行金相觀察，分別如圖2和圖3所示。并對(duì)橫縱向組織枝晶間距進(jìn)行測(cè)量，結(jié)果如表2所示。一般高速鋼的鑄態(tài)組織可以看成是由兩大部分構(gòu)成：一是鋼的基體組織，由孤立且不連續(xù)的奧氏體晶粒組成，稱為初生晶粒：二是存在于各晶粒之間的共晶萊氏體網(wǎng)以及先共晶碳化物［1］。

由圖2可看出，ESR工藝得到的基體組織在形態(tài)和大小上極不均勻，一次枝晶和二次枝晶都很粗大，部分出現(xiàn)了較為粗大的三次枝晶，共晶萊氏體呈不均勻的片狀，鑄錠的偏析較為嚴(yán)重。ESR－CDS工藝得到的組織較為均勻致密，以細(xì)小的樹枝晶為主，共晶萊氏體周圍有大量的白色基體，萊氏體細(xì)小，有些呈短棒狀，在后續(xù)的變形加工過(guò)程中對(duì)材料的組織性能更有利［7］。

由圖3可見(jiàn)，ESR工藝得到的心部組織等軸晶疏松粗大，且存在較為粗大的樹枝晶，網(wǎng)狀碳化物較連續(xù)，類似扇形的萊氏體片狀粗細(xì)不一，初生晶粒極不均勻，晶界偏析較為嚴(yán)重。而ESR－CDS工藝得到的組織有大量均勻細(xì)小的樹枝晶，萊氏體短、細(xì)小，較為圓滑，有的呈短棒狀及顆粒狀，周圍有白色的基體組織。由圖2和圖3可看出，采用ESR－CDS工藝得到的鑄態(tài)組織邊部和心部組織較為均勻。對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼橫向和縱向組織枝晶間距進(jìn)行了測(cè)量，如表2所示。

表2 實(shí)驗(yàn)鋼的枝晶間距Table 2 The dendrite arm spacing of the tested steel

由表2可知：橫向上，ESR工藝得到的邊部和心部組織枝晶間距相差比較大，差值為13μm左右，而ESR－CDS工藝得到的邊部和心部差值相差較少，為4μm左右。同時(shí)，兩者的心部枝晶間距值也有一定的偏差，進(jìn)一步說(shuō)明ESR－CDS方法得到的組織更加均勻一致，且較致密。縱向上，兩者邊部和心部變化趨勢(shì)基本一致。造成以上原因主要是由于兩者凝固機(jī)理的不同［3，8］。

2.3 鑄態(tài)掃描組織觀察

對(duì)ESR及ESR－CDS工藝方法得到的鑄態(tài)組織進(jìn)行淺腐蝕和深腐蝕，用掃描電鏡觀察組織，分別如圖4和圖5，并對(duì)碳化物和基體組織進(jìn)行了能譜分析，如圖6。

圖6 實(shí)驗(yàn)鋼能譜圖 （a）圖5（b）中 A；（b）圖5（b）中B；（c）圖5（c）中C；圖5（f）中DFig.6 EDAX spectra of the tested steels（a）position A in fig.5（b）；（b）position B in fig.5（b）；（c）position C in fig.5（c）；position D in fig.5（f）

圖4為高倍下M2C碳化物淺腐蝕的形貌：復(fù)合型和不規(guī)則形（如圖4（a），（b））。復(fù)合型 M2C形貌以光滑的邊界為特征，呈螺旋狀生長(zhǎng)，但很難發(fā)現(xiàn)完整的螺旋，這主要是因?yàn)楦咚黉撝械偷奶蓟矬w積分?jǐn)?shù)和高程度的枝晶組織造成的。不規(guī)則的 M2C形貌具有不連續(xù)的邊界特征，基體和碳化物之間沒(méi)有清晰的輪廓界面，呈典型的盤片狀。另外，在ESR－CDS工藝得到的組織中還發(fā)現(xiàn)了比較多的“不連續(xù)的復(fù)合規(guī)則型 ”的碳化物（如圖4（c）），這種碳化物具有短棒狀特征生長(zhǎng)于螺旋生長(zhǎng)的頻繁間斷處。

圖5為高倍下實(shí)驗(yàn)鋼深腐蝕鑄態(tài)組織的形貌。從圖5中可看出，兩種工藝深腐蝕凝固組織有很大的區(qū)別。ESR工藝得到的組織基體與碳化物過(guò)渡區(qū)較為粗糙，碳化物覆蓋在基體上面，沒(méi)有出現(xiàn)明顯的呈層片狀狀態(tài)，以松散的條狀為主，部分基體內(nèi)部出現(xiàn)了大小不一的裂紋，如圖5（a），（b），這可能是因?yàn)榛w較為疏松，又由于在凝固過(guò)程中，包晶和包共晶反應(yīng)都依靠碳及合金元素通過(guò)奧氏體包層的長(zhǎng)程擴(kuò)散，導(dǎo)致相的成分偏離平衡，心部奧氏體碳含量低，合金元素比外部高［1］；同時(shí)也出現(xiàn)了較為粗大集中的塊狀碳化物，如圖5（c），該碳化物對(duì)韌性及磨削性等力學(xué)性能會(huì)帶來(lái)一定的不利影響［9－12］。ESR－CDS工藝得到的組織碳化物片層均勻致密，碳化物與基體過(guò)渡區(qū)圓滑，從圖5（d），（e），（g）所示；同時(shí)，在深腐蝕過(guò)程中部分海綿狀碳化物仍然可見(jiàn)如圖5（h）；但單個(gè)碳化物團(tuán)取向并不一致，呈一定夾角，甚至達(dá)到了90°，從圖5（d），（e），（f）便可看出。這可能是因?yàn)楦咚黉撛谀踢^(guò)程中合金元素成分較大，造成一定影響，同時(shí)，也由于ESRCDS工藝凝固機(jī)理的影響。

圖6為實(shí)驗(yàn)鋼在圖5中橢圓部分對(duì)應(yīng)的碳化物及基體的能譜分析。從圖6可看出：碳化物中合金元素以W，Mo，V，Cr為主，不同部位的峰值元素含量有所不同。由圖5（b）及結(jié)合譜圖6（a）可知，該碳化物較為平直，且呈片條狀，主要金屬元素為W，Mo，V且含有少量Cr和Fe，在W－Mo系高速鋼中為典型的M2C型碳化物［1］。由于M2C型碳化物為亞穩(wěn)型碳化物，在加熱時(shí)易發(fā)生分解：據(jù)文獻(xiàn)［13］指出高速鋼中共晶碳化物M2C分解行為可表示為：M2C＋Fe（γ）→M6C＋MC，生成的產(chǎn)物則是穩(wěn)定的。根據(jù)圖5（c）和譜圖6（c）可知，由于該碳化物為大塊狀，且富含Mo，W，V，Cr，又因?yàn)樵阼T態(tài)M2C分解轉(zhuǎn)變時(shí)，M6C碳化物數(shù)量較多且長(zhǎng)大速率比MC快，判斷該碳化物可能為M6C型碳化物。根據(jù)圖5（f）及譜圖6（d）可知，該碳化物為富V的碳化物，為MC型碳化物，在淬火過(guò)程中，該碳化物易溶入基體，對(duì)鋼的二次硬化有利［1］。

3 結(jié)論

（1）M2高速鋼在鑄態(tài)組織邊部，采用ESR工藝得到基體組織在形態(tài)和大小上極不均勻，一次枝晶和二次枝晶都很粗大，且出現(xiàn)了較為粗大的三次枝晶，共晶萊氏體呈不均勻的片狀，鑄錠的偏析較為嚴(yán)重；而采用ESR－CDS工藝得到的組織以均勻細(xì)小的樹枝晶為主，萊氏體細(xì)小，有些呈短棒狀，在后續(xù)的變形加工過(guò)程中對(duì)材料的組織性能更有利。

（2）鑄態(tài)心部組織，ESR工藝得到的組織等軸晶疏松粗大，且存在較為粗大的樹枝晶。而采用ESRCDS工藝得到的組織有大量均勻細(xì)小的樹枝晶，萊氏體短、細(xì)小，較為圓滑，邊部和心部的組織較為一致。

（3）在橫向上，ESR工藝得到的邊部和心部組織枝晶間距相差比較大，而ESR－CDS工藝得到的邊部和心部枝晶間距相差較少，縱向上，兩者邊部和心部變化趨勢(shì)基本一致。

（4）采用ESR工藝經(jīng)深腐蝕凝固組織基體與碳化物過(guò)渡區(qū)較為疏松、粗糙，部分基體內(nèi)部出現(xiàn)了細(xì)小的裂紋，且有大量較為集中的塊狀碳化物；采用ESR－CDS工藝得到組織中存在比較多的“不連續(xù)的復(fù)合規(guī)則型”的碳化物，經(jīng)深腐蝕，碳化物與基體過(guò)渡區(qū)圓滑。

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