齒輪是汽車制造、軌道交通與各類工程機(jī)械中的關(guān)鍵傳動(dòng)部件，也是機(jī)械設(shè)備中至關(guān)重要的基礎(chǔ)零部件。齒輪在工作過(guò)程中要承受變載荷沖擊、接觸應(yīng)力以及彎曲應(yīng)力等多種應(yīng)力的共同作用，服役環(huán)境比較惡劣。高質(zhì)量的齒輪鋼不但要有良好的強(qiáng)韌性、耐磨性、高疲勞性，能很好地承受沖擊、彎曲和接觸應(yīng)力，而且要求組織性能穩(wěn)定，熱處理與服役過(guò)程變形量小[1]。當(dāng)前，高端用戶對(duì)齒輪鋼質(zhì)量和性能的要求日益提高，基于連鑄源頭的鑄態(tài)凝固質(zhì)量控制已成為進(jìn)一步提升鋼材產(chǎn)品質(zhì)量的重要途徑[2]。

長(zhǎng)期以來(lái)，人們對(duì)軋材中源于凝固枝晶偏析的帶狀組織開展了大量研究，并揭示出其與后續(xù)鋼材產(chǎn)品熱處理變形的關(guān)系[3~5]。近年來(lái)，連鑄鑄態(tài)等軸晶區(qū)域的點(diǎn)狀偏析在軋材中的演變開始受到關(guān)注，并被認(rèn)為是軋材中寬大帶狀缺陷的源頭[6]。Tsuchida等[7]早在1984年就開始研究鑄坯中的點(diǎn)狀偏析，并稱之為半宏觀偏析。研究發(fā)現(xiàn)，點(diǎn)狀偏析的存在會(huì)造成鋼材產(chǎn)品橫向沖擊韌性的降低以及淬透性帶寬的增加[8]，同時(shí)也注意到點(diǎn)狀偏析的形成與凝固組織特征有密切關(guān)系。鑄坯凝固末期，由于局部液固相變收縮所產(chǎn)生的負(fù)壓抽吸枝晶間的濃化鋼水，使溶質(zhì)元素在等軸晶間隙富集，在鑄坯截面上表現(xiàn)為斑塊狀點(diǎn)狀偏析[9~11]。此外，齒輪用鋼通常需進(jìn)行滲碳熱處理以提高其表面硬度和耐磨性，而齒輪鋼軋材中的帶狀偏析缺陷會(huì)造成成品齒輪熱處理變形不均勻，影響齒輪精度和服役性能[12,13]。一般認(rèn)為，帶狀組織缺陷的形成與鑄坯中元素的微觀偏析密不可分[14~17]。Preβlinger等[18]詳細(xì)研究了微觀偏析在軋制過(guò)程中的演變規(guī)律，但并未涉及尺度更大的點(diǎn)狀偏析。張延玲等[19]研究表明，元素微觀偏析只是帶狀缺陷產(chǎn)生的必要和前提條件，并提出通過(guò)改善凝固組織和控制奧氏體晶粒尺寸與二次枝晶間距的數(shù)量關(guān)系來(lái)抑制帶狀缺陷的形成，但其同樣未考慮鑄態(tài)點(diǎn)狀偏析及其組織形貌的影響。近年來(lái)的研究[20,21]表明，和點(diǎn)狀偏析相關(guān)的帶狀缺陷與鑄態(tài)組織形貌密切相關(guān)。控制鑄態(tài)偏析時(shí)，不同的偏析類型往往需要不同乃至截然相反的鑄態(tài)組織控制路線，如調(diào)控等軸晶區(qū)大小[22~24]或細(xì)化等軸晶晶粒等[25,26]。目前對(duì)于點(diǎn)狀偏析與帶狀缺陷之間的聯(lián)系也僅停留在鑄坯與軋材狀態(tài)下相關(guān)特征在帶寬上的對(duì)應(yīng)性[27]，而對(duì)這種帶狀的演化過(guò)程仍缺少清晰的認(rèn)識(shí)。因此，明確不同類型的帶狀缺陷及與此相關(guān)的點(diǎn)狀偏析，深入認(rèn)識(shí)2者之間的相關(guān)性，對(duì)后續(xù)基于澆鑄工藝有針對(duì)性地控制產(chǎn)品缺陷、提高使用性能等有重要的指導(dǎo)意義。

本工作以CrMo系列高端齒輪鋼連鑄大方坯及其熱軋圓鋼棒材為研究對(duì)象，采用低倍侵蝕、枝晶侵蝕、電子探針(EPMA)等方法，對(duì)鑄坯凝固組織、點(diǎn)狀偏析及棒材中的帶狀缺陷進(jìn)行表征與關(guān)聯(lián)性分析。重點(diǎn)研究與產(chǎn)品均質(zhì)性和熱處理性能密切相關(guān)的鑄坯點(diǎn)狀偏析間距與軋材帶狀缺陷間距，并利用特征參數(shù)統(tǒng)計(jì)分析的方法進(jìn)一步確定軋材帶狀缺陷與鑄態(tài)點(diǎn)狀偏析的相關(guān)性。在此基礎(chǔ)上，基于特征參數(shù)統(tǒng)計(jì)結(jié)果與模擬熱擴(kuò)散計(jì)算揭示一種形貌復(fù)雜的點(diǎn)狀偏析與產(chǎn)品中常見(jiàn)聚合型帶狀缺陷的演變關(guān)系；最后，討論了這類帶狀缺陷在熱處理階段消除的可能性與控制途徑。

實(shí)驗(yàn)材料取自國(guó)內(nèi)某特鋼企業(yè)常規(guī)工藝下所生產(chǎn)的CrMo齒輪鋼鑄坯和熱軋棒材，具體化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：C 0.32~0.40，Si 0.17~0.37，Mn 0.40~0.70，Cr 0.80~1.10，Mo 0.15~0.25，S ≤ 0.035，P ≤ 0.035，F(xiàn)e余量。

首先對(duì)所取齒輪鋼鑄坯進(jìn)行低倍侵蝕實(shí)驗(yàn)并觀察凝固組織，取樣方法如圖1a所示。在斷面尺寸320 mm × 425 mm的鑄坯上沿拉坯方向截取30 mm厚的試樣，然后沿中線切取2條坯料A和B，將檢驗(yàn)面磨光，并在容積比1∶1的鹽酸水溶液中進(jìn)行侵蝕，水浴溫度70℃，時(shí)間為15 min。為了準(zhǔn)確揭示枝晶形貌與鑄態(tài)結(jié)構(gòu)，將坯料A按圖1b所示方式從表面至中心切取7塊10 mm × 10 mm × 10 mm的小樣進(jìn)行枝晶侵蝕，分別命名為No.1~No.7試樣。試樣經(jīng)機(jī)械研磨拋光后用飽和苦味酸溶液進(jìn)行侵蝕以觀察枝晶形貌和點(diǎn)狀偏析，用JSM-3701F場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察微觀組織，并用EPMA-1720H型EPMA對(duì)點(diǎn)狀偏析區(qū)域進(jìn)行微區(qū)成分分析。

進(jìn)一步分析該CrMo鋼大方坯熱軋棒材組織形貌，取樣方法如圖2所示。首先在棒材縱剖面心部切取一塊10 mm × 10 mm × 10 mm的試樣，經(jīng)處理后用飽和苦味酸溶液進(jìn)行侵蝕，帶狀缺陷形貌通過(guò)Axiovert-200光學(xué)顯微鏡(OM)觀察，帶狀缺陷處的元素偏析(C、Si、Mn、Cr和Mo)由EPMA進(jìn)行定性和定量化表征。然后再分別切取一塊棒材縱剖樣和一塊橫截面樣，同樣用苦味酸溶液進(jìn)行侵蝕以觀察帶狀缺陷在整個(gè)縱剖面上的分布情況以及在橫截面上的形貌，如圖2b和c所示。

鑄坯A樣的凝固組織如圖3所示。可見(jiàn)，從邊緣(左側(cè))至中心(右側(cè))依次為I區(qū)域所示的激冷層、II區(qū)域所示的柱狀晶區(qū)、III區(qū)域所示的柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變(columnar to equiaxed transition，CET)區(qū)以及IV區(qū)域所示的中心等軸晶區(qū)(圖3a)。中心等軸晶區(qū)隨機(jī)分布著大量尺寸不同、形狀不規(guī)則的深色斑塊。選取A樣深色斑塊在OM下進(jìn)行觀察，其枝晶形貌如圖3b所示。結(jié)果表明，深色斑塊即為點(diǎn)狀偏析，其是由若干等軸晶粒圍成的點(diǎn)狀空間，形貌復(fù)雜的點(diǎn)狀偏析內(nèi)部還存在細(xì)小的二次凝固枝晶結(jié)構(gòu)，其二次枝晶間距明顯小于周圍的等軸晶。

對(duì)鑄坯A樣從邊緣至中心取小樣來(lái)進(jìn)一步探究點(diǎn)狀偏析的形貌及分布規(guī)律，其枝晶結(jié)構(gòu)特征如圖4所示。結(jié)果表明：No.1~No.3試樣處于鑄坯柱狀晶區(qū)，No.4~No.7試樣處于等軸晶區(qū)，這與圖3所示的低倍凝固組織呈現(xiàn)較好的對(duì)應(yīng)性。從圖3a所示鑄坯宏觀低倍照片來(lái)看，CET區(qū)位于距表面40~70 mm范圍，恰好處于No.3與No.4試樣之間。枝晶形貌特征表明，點(diǎn)狀偏析尺度大小不一，形貌與內(nèi)部結(jié)構(gòu)也具有一定差異性。從其分布規(guī)律來(lái)看，點(diǎn)狀偏析僅存在于鑄坯中心等軸晶區(qū)域。Haida等[28]在1984年測(cè)定連鑄板坯的中心偏析時(shí)發(fā)現(xiàn)，其點(diǎn)狀偏析的尺度在0.3~3.0 mm之間。許志剛等[29]研究表明，管線鋼連鑄板坯的中心偏析線是由相對(duì)獨(dú)立的、尺寸不一的點(diǎn)狀偏析組成。本工作中，齒輪鋼大方坯A樣的枝晶侵蝕結(jié)果表明，點(diǎn)狀偏析的最大尺寸達(dá)7 mm，且從形貌上來(lái)看，其存在并非相互獨(dú)立，而是由大小不同的點(diǎn)狀斑塊空間相互連通在一起構(gòu)成形貌復(fù)雜的點(diǎn)狀偏析形態(tài)，如圖4中No.7試樣所示。

點(diǎn)狀偏析區(qū)域的合金元素分布如圖5所示。從圖5a所示的元素面分布圖來(lái)看，偏析點(diǎn)內(nèi)、外Si元素濃度差異較小，而偏析點(diǎn)內(nèi)C、Mo、Cr和Mn元素的濃度明顯高于偏析點(diǎn)之外，呈現(xiàn)出較為明顯的正偏析。圖5b所示的點(diǎn)狀偏析區(qū)元素線掃描曲線同樣可見(jiàn)，C、Mo、Cr和Mn元素在偏析點(diǎn)內(nèi)的濃度更高，而Si元素由于含量較低，在偏析點(diǎn)內(nèi)、外分布顯得較為均勻。造成這種元素偏析的原因主要是在凝固過(guò)程中，隨著溫度的降低，等軸晶繼續(xù)凝固產(chǎn)生枝晶偏析，并在凝固末期產(chǎn)生較大的凝固收縮，但由于等軸晶相互粘接形成的封閉網(wǎng)絡(luò)阻礙了枝晶間殘余濃化鋼液的自由補(bǔ)縮，點(diǎn)狀空間內(nèi)將形成負(fù)壓。這種凝固末期的負(fù)壓對(duì)枝晶間富集溶質(zhì)鋼液的抽吸作用，導(dǎo)致了偏析點(diǎn)內(nèi)溶質(zhì)元素含量的進(jìn)一步富集。由于周圍鋼液已凝固成鑄態(tài)組織，濃化鋼水被抽吸至點(diǎn)狀空間內(nèi)，其凝固潛熱迅速耗散，發(fā)生快速凝固，從而可能產(chǎn)生如圖3b所示的細(xì)小枝晶結(jié)構(gòu)，該區(qū)域在整體上則表現(xiàn)為半宏觀點(diǎn)狀偏析[30]。此外，點(diǎn)狀偏析區(qū)域顯著的元素偏析可能會(huì)使凝固過(guò)程中γ相凝固比例增大，影響區(qū)域內(nèi)溶質(zhì)分配及液態(tài)析出情況，并對(duì)后續(xù)生產(chǎn)工序中聚集性碳化物的形成與消除、芯部區(qū)域相變等產(chǎn)生影響。

熱軋棒材心部所取小樣(圖2a)的侵蝕結(jié)果如圖6所示。可見(jiàn)，在棒材縱剖面心部遍布著明顯的帶狀缺陷，且偏析帶的形貌特征和寬度差異性較大。從形貌上來(lái)看，有些帶是單獨(dú)存在的且寬度較小，而有些帶則是由多個(gè)條帶聚合而成，整體來(lái)看表現(xiàn)為較寬的帶狀缺陷，如圖6放大圖所示。圖7為帶狀缺陷處的元素分布特征。可以清楚地看出，其元素分布呈現(xiàn)出與點(diǎn)狀偏析類似的特征，深色的偏析帶處為正偏析。但從EPMA元素分布線掃描結(jié)果可以發(fā)現(xiàn)，單條型帶狀缺陷只有一個(gè)元素曲線峰，而聚合型帶狀缺陷雖然表觀為一個(gè)整體，但其元素分布線掃描曲線呈現(xiàn)為多峰型，如圖7b方框區(qū)域所示。可見(jiàn)，在聚合型帶狀缺陷的組成帶處偏析較嚴(yán)重，而其間隙處偏析相對(duì)較輕。也就是說(shuō)，聚合型帶狀缺陷整體呈現(xiàn)為正偏析，但區(qū)域內(nèi)同時(shí)存在不同的偏析峰。結(jié)合圖4枝晶OM像中點(diǎn)狀偏析的宏觀形貌特征和分布結(jié)果，這種帶的形成可能有2種情況：第一是不同的點(diǎn)狀偏析在軋制過(guò)程中隨著擠壓變形聚集在一起，偏析間區(qū)域的元素含量由于高溫?cái)U(kuò)散而均勻化提高；第二則是這種帶是由形狀復(fù)雜的單一點(diǎn)狀偏析演變而來(lái)。對(duì)點(diǎn)狀偏析和帶狀缺陷的線掃描數(shù)據(jù)進(jìn)行分析，發(fā)現(xiàn)偏析帶處不同元素的最大偏析指數(shù)分別為：C 2.90、Si 1.51、Cr 1.56、Mn 1.44和Mo 2.12，相比于原鑄坯點(diǎn)狀偏析處的元素最大偏析指數(shù)(C 1.88、Si 1.37、Cr 1.32、Mn 1.28和Mo 1.52)而言，都有不同程度的增大，說(shuō)明目前的加熱和軋制工藝不能減輕鑄坯中存在的點(diǎn)狀偏析程度，也進(jìn)一步說(shuō)明了點(diǎn)狀偏析與常見(jiàn)枝晶偏析的差異。

圖8a~c分別為棒材縱剖面樣品(圖2b)、棒材橫截面樣品(圖2c)和鑄坯B樣品(圖1a)的侵蝕圖，基于對(duì)比分析可以探究帶狀缺陷的分布與點(diǎn)狀偏析的關(guān)系。圖8a揭示了帶狀缺陷在棒材整個(gè)縱剖面上的分布。結(jié)果表明，邊緣的帶狀缺陷顏色較淺，帶寬和帶間距較窄，分布十分密集；而較為粗大的帶狀缺陷主要集中在中心區(qū)域，帶寬和帶間距相比于邊緣處的帶明顯更大。帶狀缺陷在縱剖面表現(xiàn)為條帶組織，而垂直于條帶方向則表現(xiàn)為斑點(diǎn)狀，如圖8b所示。帶寬較寬、顏色較深的帶狀缺陷在橫截面上所表現(xiàn)的斑點(diǎn)也越明顯。圖8b的侵蝕結(jié)果和圖8c的宏觀低倍形貌對(duì)比可知，橫截面上深色的斑點(diǎn)也主要集中在棒材中心區(qū)域，且與鑄坯的中心等軸晶區(qū)對(duì)應(yīng)。這在位置上和點(diǎn)狀偏析表現(xiàn)出一致性，由此認(rèn)為棒材心部更為顯著的粗大帶狀缺陷是由鑄坯中心等軸晶區(qū)的點(diǎn)狀偏析經(jīng)軋制變形演變形成。而棒材橫截面邊緣仍能看到枝晶結(jié)構(gòu)，且枝晶區(qū)域的比例和形貌與鑄坯相比接近一致，如圖8方框區(qū)域所示。枝晶間存在非常細(xì)小的斑點(diǎn)，說(shuō)明棒材縱剖面上邊緣的帶狀缺陷主要是由枝晶間的顯微偏析經(jīng)壓延形成。

鑄坯中的點(diǎn)狀偏析是造成粗大帶狀缺陷的根本原因，那么2者除了在空間分布上一致，在尺度上也應(yīng)當(dāng)具有關(guān)聯(lián)性。從圖8a可以看出，軋材中心區(qū)域存在著帶寬較寬、顏色較深的帶狀缺陷，且與鑄坯點(diǎn)狀偏析的分布規(guī)律一致。圖8c是僅沿寬度方向按軋制比變形后的鑄坯橫截面組織照片，其點(diǎn)狀偏析與帶狀缺陷應(yīng)當(dāng)在尺度上相吻合。然而，經(jīng)換算后的點(diǎn)狀偏析尺寸明顯大于軋材上單個(gè)帶狀缺陷的尺寸，說(shuō)明每個(gè)點(diǎn)狀偏析與帶狀缺陷并非一一對(duì)應(yīng)。如前所述，軋材縱剖面還存在著一種由多個(gè)條帶匯聚在一起的聚合型帶狀缺陷，由圖8的尺寸關(guān)系可知，這種帶狀缺陷更可能是由形貌復(fù)雜的點(diǎn)狀偏析經(jīng)軋制直接演變而來(lái)。

如前所述，鑄坯點(diǎn)狀偏析的形成與其凝固組織形貌有密切關(guān)系，主要集中在中心等軸晶區(qū)，偏析點(diǎn)內(nèi)C、Mn、Cr等元素表現(xiàn)為正偏析。棒材中心區(qū)域的帶狀缺陷在位置及元素分布規(guī)律上都與鑄坯點(diǎn)狀偏析具有對(duì)應(yīng)性。帶狀缺陷分為2種，一種是較細(xì)的單條型，其EPMA元素線掃描曲線僅有1個(gè)峰；另一種是由不同的帶聚合而成，其元素分布曲線有不同的峰。推測(cè)單條型的帶狀缺陷是由枝晶偏析或相互獨(dú)立的點(diǎn)狀偏析經(jīng)軋制塑性變形獲得，聚合型的帶則是由相互連接的點(diǎn)狀偏析經(jīng)壓延獲得。李博等[27]對(duì)點(diǎn)狀偏析的尺寸及帶狀缺陷的帶寬進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，發(fā)現(xiàn)在同一壓縮比下，鑄態(tài)的點(diǎn)狀偏析軋后寬度與熱軋管中的帶狀缺陷寬度范圍基本一致。然而，由圖8直接觀察可知，本工作中軋材帶狀缺陷的尺寸與過(guò)于粗大的點(diǎn)狀偏析之間并不能很好地吻合。為了分析聚合型帶的來(lái)源，同時(shí)進(jìn)一步明確點(diǎn)狀偏析與帶狀缺陷的空間對(duì)應(yīng)性，分別對(duì)圖8a棒材縱截面樣的帶狀缺陷和圖8c鑄坯B試樣的暗色斑點(diǎn)(即點(diǎn)狀偏析和枝晶偏析)進(jìn)行間距統(tǒng)計(jì)分析，以進(jìn)一步定量表征2者的相關(guān)性。可以預(yù)見(jiàn)，若聚合型帶是由不同的點(diǎn)狀偏析演變而來(lái)，考慮軋制比后，聚合帶內(nèi)部的帶狀間距將滿足鑄態(tài)點(diǎn)狀偏析間的間距范圍。為了保證幾何特征的一致性，本工作采用線性統(tǒng)計(jì)方法對(duì)水平線上暗色斑點(diǎn)及帶狀缺陷的間距進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，統(tǒng)計(jì)范圍為圖8中2條虛線之間點(diǎn)狀偏析及粗大帶狀缺陷的集中區(qū)域，結(jié)果如圖9所示。

對(duì)棒材縱截面樣帶狀缺陷間距進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，共得到370個(gè)數(shù)據(jù)，頻率分布直方圖和正態(tài)分布曲線如圖9a所示。由圖可知，其間距分布主要集中在0.009~0.112 mm范圍內(nèi)。對(duì)鑄坯B樣暗色斑點(diǎn)間距進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，共得到234個(gè)數(shù)據(jù)，頻率分布結(jié)果如圖9b所示，其間距主要分布在0.220~1.320 mm范圍內(nèi)。在鑄坯軋制過(guò)程中，尺寸的變化主要由壓縮比進(jìn)行估算。本工作采用線性壓縮比，其關(guān)系式如下：

式中，d0為暗色斑點(diǎn)軋制后的間距，mm；d為鑄坯暗色斑點(diǎn)間距，mm；ε為壓縮比，可表示為：

式中，L為鑄坯B樣品長(zhǎng)度，320 mm；D為棒材直徑，27 mm。

計(jì)算可得，線性壓縮比ε =11.85，軋制后，d0的范圍為0.019~0.111 mm。該范圍的正態(tài)分布曲線如圖9a所示，然后將該范圍與軋材帶狀缺陷間距范圍作對(duì)比。值得注意的是，2者上限非常接近，但經(jīng)計(jì)算所得到的間距范圍下限甚至達(dá)到了實(shí)際統(tǒng)計(jì)值的2倍左右，且該差值區(qū)域內(nèi)存在1/4左右的數(shù)據(jù)。從統(tǒng)計(jì)結(jié)果和正態(tài)分布曲線對(duì)比來(lái)看，棒材帶間距的數(shù)量要多于斑點(diǎn)間距的數(shù)量，且密集分布在下限區(qū)域。

推測(cè)形貌復(fù)雜的點(diǎn)狀偏析演變?nèi)?a class="table-icon" ;="" id="inline_content圖10" style="margin: 0px; padding: 0px; box-sizing: border-box; color: rgb(33, 80, 249); background-color: transparent; ">圖10所示，該過(guò)程很好地解釋了計(jì)算范圍與實(shí)際范圍的差異性。相互連接的點(diǎn)狀偏析經(jīng)壓延后形成聚合型帶，這種帶與帶之間間距較小，所以造成偏析帶數(shù)量的增多，且間距集中在下限區(qū)域。而d0的范圍僅依據(jù)壓縮比計(jì)算獲得，并未考慮這種變化過(guò)程，所以其范圍下限要更大一些。

枝晶偏析和相互獨(dú)立的點(diǎn)狀偏析在軋制過(guò)程中被壓延形成單條型的帶狀缺陷，帶與帶之間的間距僅根據(jù)壓縮比縮小到一定尺寸。相互連接的點(diǎn)狀偏析經(jīng)軋制發(fā)生塑性變形，在軋制方向上被拉長(zhǎng)形成條帶。由于這類點(diǎn)狀偏析形貌復(fù)雜，和周圍的基體一起變形，最終形成的帶狀缺陷是由不同的帶聚合而成。因此，從點(diǎn)狀偏析與帶狀缺陷的形貌特征、空間分布、元素偏析以及間距統(tǒng)計(jì)等方面都表明，中心區(qū)域的帶狀缺陷是由不同形態(tài)的點(diǎn)狀偏析經(jīng)軋制變形而得，2者在成分與形貌上均具有演變相關(guān)性。

帶狀缺陷來(lái)源于鑄坯點(diǎn)狀偏析的演變，為了探究后續(xù)熱加工過(guò)程對(duì)其均質(zhì)化的作用，按該鋼種實(shí)際元素含量并基于Rivera-Díaz-Del-Castillo等[31]熱擴(kuò)散模型計(jì)算分析帶狀缺陷在熱處理中的溶質(zhì)元素?cái)U(kuò)散行為。依據(jù)實(shí)際侵蝕結(jié)果設(shè)定條帶寬度依次為3、50和10 μm，而帶間距分別為30和70 μm的帶狀缺陷成分偏析模型，如圖11黑色折線所示。帶狀缺陷處C和Mn的元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%，下同)分別設(shè)定為1.50和1.75；而其間距處C和Mn的元素含量分別設(shè)定為0.33和0.75，計(jì)算分析其在1200℃保溫條件下的改善效果。

圖11為C和Mn元素經(jīng)不同時(shí)間高溫?cái)U(kuò)散后的濃度分布曲線。可見(jiàn)，間隙元素C擴(kuò)散很快，大約60 s就能擴(kuò)散均勻。而Mn元素相對(duì)較慢，保溫10 h后，其帶狀缺陷處的元素含量雖有一定降低，但基體與帶之間的濃度差異仍然很大。從帶寬角度來(lái)看，對(duì)于10 μm以下的帶狀缺陷，經(jīng)長(zhǎng)時(shí)間保溫后有一定程度的減輕。由圖6可知，聚合型帶的帶寬為50 μm左右，而對(duì)于50 μm左右的條帶，熱處理改善效果十分有限。

為了探究保溫?cái)U(kuò)散時(shí)間的影響，選取不同的帶寬(5、10、20、30、40、50以及100 μm)和帶間距(10、20、30、40、50以及70 μm)相結(jié)合，計(jì)算各個(gè)案例在不同溫度下擴(kuò)散均勻(帶寬和帶間距濃度差小于10%)所需要的時(shí)間，部分結(jié)果如圖12所示。從圖中可以得知，當(dāng)帶間距70 μm，帶寬為5、10、20、30、40及100 μm時(shí)，Mn元素?cái)U(kuò)散均勻所需要的時(shí)間分別為1.8、5.2、10.1、14.2、18.2和42.4 h。結(jié)果表明，當(dāng)帶間距一定時(shí)，隨著帶寬增大，保溫過(guò)程元素?cái)U(kuò)散均勻所需要的時(shí)間也增加。對(duì)于圖11所示帶寬50 μm、帶間距70 μm的工況，其Mn元素?cái)U(kuò)散均勻所需要的時(shí)間約為22 h，如圖12圓圈區(qū)域所示。

對(duì)比圖12不同的曲線發(fā)現(xiàn)，擴(kuò)散均勻所需要的時(shí)間與溫度近似呈很好的線性關(guān)系；且在同一溫度下，隨D1D2 (其中，D1和D2分別為帶寬和帶間距，μm)值的增大，元素?cái)U(kuò)散均勻所需要的時(shí)間也增加。對(duì)所有的工況進(jìn)行擬合，得到如下的關(guān)系式：

式中，tC和tMn分別為C和Mn元素?cái)U(kuò)散均勻(濃度差低于10%)所需要的時(shí)間，s；T為加熱溫度，K； k為擬合曲線的斜率，與T有關(guān)；b為擬合曲線的截距，與T有關(guān)。

綜合圖11和12及相關(guān)的計(jì)算結(jié)果，對(duì)于約40 μm以下的帶狀缺陷，1200℃保溫?zé)崽幚砉に嚳梢詼p輕元素偏析程度；但對(duì)于帶寬約40 μm以上、危害更嚴(yán)重的帶狀缺陷，后續(xù)處理并沒(méi)有很好的改善效果。因此，控制帶狀缺陷只能從源頭入手，抑制鑄坯點(diǎn)狀偏析的生成，比如采用縮小鑄態(tài)等軸晶區(qū)或細(xì)化晶粒等手段。

(1) 起源于凝固過(guò)程的點(diǎn)狀偏析與鑄態(tài)組織特征有密切關(guān)系，其主要分布在鑄坯中心等軸晶區(qū)域，并表現(xiàn)為C、Mn、Cr等合金元素的斑塊狀正偏析。連鑄大方坯中心區(qū)域的點(diǎn)狀偏析往往不是獨(dú)立存在的，內(nèi)部可見(jiàn)更加細(xì)小的二次凝固枝晶結(jié)構(gòu)，其二次枝晶間距小于周圍的等軸晶。

(2) 鑄坯熱軋棒材中心區(qū)域的帶狀缺陷在位置及元素分布規(guī)律上與大方坯鑄態(tài)點(diǎn)狀偏析具有對(duì)應(yīng)性，是鑄態(tài)組織演變的結(jié)果。其中，枝晶偏析與相互獨(dú)立的點(diǎn)狀偏析在軋制過(guò)程中被壓延形成單條型的帶狀缺陷，其元素分布EPMA線掃描曲線為單峰狀；相互連接的復(fù)雜點(diǎn)狀偏析經(jīng)軋制塑性變形后則表現(xiàn)為聚合型帶狀缺陷，元素分布曲線呈多峰狀。

(3) 圓鋼軋材中心區(qū)域的帶狀缺陷條數(shù)往往多于鑄坯中心等軸晶區(qū)的點(diǎn)狀偏析數(shù)量，推測(cè)為相互連接的復(fù)雜點(diǎn)狀偏析經(jīng)壓延后形成間距較小的聚合型條帶所致。當(dāng)前鑄、軋工況下，大方坯點(diǎn)狀偏析間距分布范圍在0.220~1.320 mm，對(duì)應(yīng)軋材帶狀缺陷間距在0.009~0.112 mm之間。

(4) 生產(chǎn)條件下高溫保溫?zé)崽幚砉に噷?duì)熱軋圓鋼中出現(xiàn)的帶寬約40 μm以上粗大帶狀缺陷改善效果有限。以偏析帶中Mn元素?cái)U(kuò)散為例，在帶寬50 μm、帶間距70 μm狀態(tài)下其均勻化擴(kuò)散時(shí)間至少也要22 h。因此，控制這類帶狀缺陷只能基于連鑄源頭鑄態(tài)組織結(jié)構(gòu)調(diào)控。