齒輪是汽車制造、軌道交通與各類工程機械中的關鍵傳動部件，也是機械設備中至關重要的基礎零部件。齒輪在工作過程中要承受變載荷沖擊、接觸應力以及彎曲應力等多種應力的共同作用，服役環境比較惡劣。高質量的齒輪鋼不但要有良好的強韌性、耐磨性、高疲勞性，能很好地承受沖擊、彎曲和接觸應力，而且要求組織性能穩定，熱處理與服役過程變形量小[1]。當前，高端用戶對齒輪鋼質量和性能的要求日益提高，基于連鑄源頭的鑄態凝固質量控制已成為進一步提升鋼材產品質量的重要途徑[2]。

長期以來，人們對軋材中源于凝固枝晶偏析的帶狀組織開展了大量研究，并揭示出其與后續鋼材產品熱處理變形的關系[3~5]。近年來，連鑄鑄態等軸晶區域的點狀偏析在軋材中的演變開始受到關注，并被認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狀偏析，并稱之為半宏觀偏析。研究發現，點狀偏析的存在會造成鋼材產品橫向沖擊韌性的降低以及淬透性帶寬的增加[8]，同時也注意到點狀偏析的形成與凝固組織特征有密切關系。鑄坯凝固末期，由于局部液固相變收縮所產生的負壓抽吸枝晶間的濃化鋼水，使溶質元素在等軸晶間隙富集，在鑄坯截面上表現為斑塊狀點狀偏析[9~11]。此外，齒輪用鋼通常需進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]詳細研究了微觀偏析在軋制過程中的演變規律，但并未涉及尺度更大的點狀偏析。張延玲等[19]研究表明，元素微觀偏析只是帶狀缺陷產生的必要和前提條件，并提出通過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量關系來抑制帶狀缺陷的形成，但其同樣未考慮鑄態點狀偏析及其組織形貌的影響。近年來的研究[20,21]表明，和點狀偏析相關的帶狀缺陷與鑄態組織形貌密切相關。控制鑄態偏析時，不同的偏析類型往往需要不同乃至截然相反的鑄態組織控制路線，如調控等軸晶區大小[22~24]或細化等軸晶晶粒等[25,26]。目前對于點狀偏析與帶狀缺陷之間的聯系也僅停留在鑄坯與軋材狀態下相關特征在帶寬上的對應性[27]，而對這種帶狀的演化過程仍缺少清晰的認識。因此，明確不同類型的帶狀缺陷及與此相關的點狀偏析，深入認識2者之間的相關性，對后續基于澆鑄工藝有針對性地控制產品缺陷、提高使用性能等有重要的指導意義。

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象，采用低倍侵蝕、枝晶侵蝕、電子探針(EPMA)等方法，對鑄坯凝固組織、點狀偏析及棒材中的帶狀缺陷進行表征與關聯性分析。重點研究與產品均質性和熱處理性能密切相關的鑄坯點狀偏析間距與軋材帶狀缺陷間距，并利用特征參數統計分析的方法進一步確定軋材帶狀缺陷與鑄態點狀偏析的相關性。在此基礎上，基于特征參數統計結果與模擬熱擴散計算揭示一種形貌復雜的點狀偏析與產品中常見聚合型帶狀缺陷的演變關系；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。

實驗材料取自國內某特鋼企業常規工藝下所生產的CrMo齒輪鋼鑄坯和熱軋棒材，具體化學成分(質量分數，%)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，Fe余量。

首先對所取齒輪鋼鑄坯進行低倍侵蝕實驗并觀察凝固組織，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，將檢驗面磨光，并在容積比1∶1的鹽酸水溶液中進行侵蝕，水浴溫度70℃，時間為15 min。為了準確揭示枝晶形貌與鑄態結構，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的小樣進行枝晶侵蝕，分別命名為No.1~No.7試樣。試樣經機械研磨拋光后用飽和苦味酸溶液進行侵蝕以觀察枝晶形貌和點狀偏析，用JSM-3701F場發射掃描電鏡(SEM)觀察微觀組織，并用EPMA-1720H型EPMA對點狀偏析區域進行微區成分分析。

進一步分析該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，經處理后用飽和苦味酸溶液進行侵蝕，帶狀缺陷形貌通過Axiovert-200光學顯微鏡(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行侵蝕以觀察帶狀缺陷在整個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，從邊緣(左側)至中心(右側)依次為I區域所示的激冷層、II區域所示的柱狀晶區、III區域所示的柱狀晶向等軸晶轉變(columnar to equiaxed transition，CET)區以及IV區域所示的中心等軸晶區(圖3a)。中心等軸晶區隨機分布著大量尺寸不同、形狀不規則的深色斑塊。選取A樣深色斑塊在OM下進行觀察，其枝晶形貌如圖3b所示。結果表明，深色斑塊即為點狀偏析，其是由若干等軸晶粒圍成的點狀空間，形貌復雜的點狀偏析內部還存在細小的二次凝固枝晶結構，其二次枝晶間距明顯小于周圍的等軸晶。

對鑄坯A樣從邊緣至中心取小樣來進一步探究點狀偏析的形貌及分布規律，其枝晶結構特征如圖4所示。結果表明：No.1~No.3試樣處于鑄坯柱狀晶區，No.4~No.7試樣處于等軸晶區，這與圖3所示的低倍凝固組織呈現較好的對應性。從圖3a所示鑄坯宏觀低倍照片來看，CET區位于距表面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，點狀偏析尺度大小不一，形貌與內部結構也具有一定差異性。從其分布規律來看，點狀偏析僅存在于鑄坯中心等軸晶區域。Haida等[28]在1984年測定連鑄板坯的中心偏析時發現，其點狀偏析的尺度在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獨立的、尺寸不一的點狀偏析組成。本工作中，齒輪鋼大方坯A樣的枝晶侵蝕結果表明，點狀偏析的最大尺寸達7 mm，且從形貌上來看，其存在并非相互獨立，而是由大小不同的點狀斑塊空間相互連通在一起構成形貌復雜的點狀偏析形態，如圖4中No.7試樣所示。

點狀偏析區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看，偏析點內、外Si元素濃度差異較小，而偏析點內C、Mo、Cr和Mn元素的濃度明顯高于偏析點之外，呈現出較為明顯的正偏析。圖5b所示的點狀偏析區元素線掃描曲線同樣可見，C、Mo、Cr和Mn元素在偏析點內的濃度更高，而Si元素由于含量較低，在偏析點內、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程中，隨著溫度的降低，等軸晶繼續凝固產生枝晶偏析，并在凝固末期產生較大的凝固收縮，但由于等軸晶相互粘接形成的封閉網絡阻礙了枝晶間殘余濃化鋼液的自由補縮，點狀空間內將形成負壓。這種凝固末期的負壓對枝晶間富集溶質鋼液的抽吸作用，導致了偏析點內溶質元素含量的進一步富集。由于周圍鋼液已凝固成鑄態組織，濃化鋼水被抽吸至點狀空間內，其凝固潛熱迅速耗散，發生快速凝固，從而可能產生如圖3b所示的細小枝晶結構，該區域在整體上則表現為半宏觀點狀偏析[30]。此外，點狀偏析區域顯著的元素偏析可能會使凝固過程中γ相凝固比例增大，影響區域內溶質分配及液態析出情況，并對后續生產工序中聚集性碳化物的形成與消除、芯部區域相變等產生影響。

熱軋棒材心部所取小樣(圖2a)的侵蝕結果如圖6所示。可見，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。從形貌上來看，有些帶是單獨存在的且寬度較小，而有些帶則是由多個條帶聚合而成，整體來看表現為較寬的帶狀缺陷，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，其元素分布呈現出與點狀偏析類似的特征，深色的偏析帶處為正偏析。但從EPMA元素分布線掃描結果可以發現，單條型帶狀缺陷只有一個元素曲線峰，而聚合型帶狀缺陷雖然表觀為一個整體，但其元素分布線掃描曲線呈現為多峰型，如圖7b方框區域所示。可見，在聚合型帶狀缺陷的組成帶處偏析較嚴重，而其間隙處偏析相對較輕。也就是說，聚合型帶狀缺陷整體呈現為正偏析，但區域內同時存在不同的偏析峰。結合圖4枝晶OM像中點狀偏析的宏觀形貌特征和分布結果，這種帶的形成可能有2種情況：第一是不同的點狀偏析在軋制過程中隨著擠壓變形聚集在一起，偏析間區域的元素含量由于高溫擴散而均勻化提高；第二則是這種帶是由形狀復雜的單一點狀偏析演變而來。對點狀偏析和帶狀缺陷的線掃描數據進行分析，發現偏析帶處不同元素的最大偏析指數分別為：C 2.90、Si 1.51、Cr 1.56、Mn 1.44和Mo 2.12，相比于原鑄坯點狀偏析處的元素最大偏析指數(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，說明目前的加熱和軋制工藝不能減輕鑄坯中存在的點狀偏析程度，也進一步說明了點狀偏析與常見枝晶偏析的差異。

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，基于對比分析可以探究帶狀缺陷的分布與點狀偏析的關系。圖8a揭示了帶狀缺陷在棒材整個縱剖面上的分布。結果表明，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為條帶組織，而垂直于條帶方向則表現為斑點狀，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的斑點也越明顯。圖8b的侵蝕結果和圖8c的宏觀低倍形貌對比可知，橫截面上深色的斑點也主要集中在棒材中心區域，且與鑄坯的中心等軸晶區對應。這在位置上和點狀偏析表現出一致性，由此認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的點狀偏析經軋制變形演變形成。而棒材橫截面邊緣仍能看到枝晶結構，且枝晶區域的比例和形貌與鑄坯相比接近一致，如圖8方框區域所示。枝晶間存在非常細小的斑點，說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壓延形成。

鑄坯中的點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，在尺度上也應當具有關聯性。從圖8a可以看出，軋材中心區域存在著帶寬較寬、顏色較深的帶狀缺陷，且與鑄坯點狀偏析的分布規律一致。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，其點狀偏析與帶狀缺陷應當在尺度上相吻合。然而，經換算后的點狀偏析尺寸明顯大于軋材上單個帶狀缺陷的尺寸，說明每個點狀偏析與帶狀缺陷并非一一對應。如前所述，軋材縱剖面還存在著一種由多個條帶匯聚在一起的聚合型帶狀缺陷，由圖8的尺寸關系可知，這種帶狀缺陷更可能是由形貌復雜的點狀偏析經軋制直接演變而來。

如前所述，鑄坯點狀偏析的形成與其凝固組織形貌有密切關系，主要集中在中心等軸晶區，偏析點內C、Mn、Cr等元素表現為正偏析。棒材中心區域的帶狀缺陷在位置及元素分布規律上都與鑄坯點狀偏析具有對應性。帶狀缺陷分為2種，一種是較細的單條型，其EPMA元素線掃描曲線僅有1個峰；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。推測單條型的帶狀缺陷是由枝晶偏析或相互獨立的點狀偏析經軋制塑性變形獲得，聚合型的帶則是由相互連接的點狀偏析經壓延獲得。李博等[27]對點狀偏析的尺寸及帶狀缺陷的帶寬進行統計，發現在同一壓縮比下，鑄態的點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于粗大的點狀偏析之間并不能很好地吻合。為了分析聚合型帶的來源，同時進一步明確點狀偏析與帶狀缺陷的空間對應性，分別對圖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(即點狀偏析和枝晶偏析)進行間距統計分析，以進一步定量表征2者的相關性。可以預見，若聚合型帶是由不同的點狀偏析演變而來，考慮軋制比后，聚合帶內部的帶狀間距將滿足鑄態點狀偏析間的間距范圍。為了保證幾何特征的一致性，本工作采用線性統計方法對水平線上暗色斑點及帶狀缺陷的間距進行統計，統計范圍為圖8中2條虛線之間點狀偏析及粗大帶狀缺陷的集中區域，結果如圖9所示。

對棒材縱截面樣帶狀缺陷間距進行統計，共得到370個數據，頻率分布直方圖和正態分布曲線如圖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。對鑄坯B樣暗色斑點間距進行統計，共得到234個數據，頻率分布結果如圖9b所示，其間距主要分布在0.220~1.320 mm范圍內。在鑄坯軋制過程中，尺寸的變化主要由壓縮比進行估算。本工作采用線性壓縮比，其關系式如下：

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

式中，L為鑄坯B樣品長度，320 mm；D為棒材直徑，27 mm。

計算可得，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比。值得注意的是，2者上限非常接近，但經計算所得到的間距范圍下限甚至達到了實際統計值的2倍左右，且該差值區域內存在1/4左右的數據。從統計結果和正態分布曲線對比來看，棒材帶間距的數量要多于斑點間距的數量，且密集分布在下限區域。

推測形貌復雜的點狀偏析演變如圖10所示，該過程很好地解釋了計算范圍與實際范圍的差異性。相互連接的點狀偏析經壓延后形成聚合型帶，這種帶與帶之間間距較小，所以造成偏析帶數量的增多，且間距集中在下限區域。而d0的范圍僅依據壓縮比計算獲得，并未考慮這種變化過程，所以其范圍下限要更大一些。

枝晶偏析和相互獨立的點狀偏析在軋制過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壓縮比縮小到一定尺寸。相互連接的點狀偏析經軋制發生塑性變形，在軋制方向上被拉長形成條帶。由于這類點狀偏析形貌復雜，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計等方面都表明，中心區域的帶狀缺陷是由不同形態的點狀偏析經軋制變形而得，2者在成分與形貌上均具有演變相關性。

帶狀缺陷來源于鑄坯點狀偏析的演變，為了探究后續熱加工過程對其均質化的作用，按該鋼種實際元素含量并基于Rivera-Díaz-Del-Castillo等[31]熱擴散模型計算分析帶狀缺陷在熱處理中的溶質元素擴散行為。依據實際侵蝕結果設定條帶寬度依次為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(質量分數，%，下同)分別設定為1.50和1.75；而其間距處C和Mn的元素含量分別設定為0.33和0.75，計算分析其在1200℃保溫條件下的改善效果。

圖11為C和Mn元素經不同時間高溫擴散后的濃度分布曲線。可見，間隙元素C擴散很快，大約60 s就能擴散均勻。而Mn元素相對較慢，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。從帶寬角度來看，對于10 μm以下的帶狀缺陷，經長時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。

為了探究保溫擴散時間的影響，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)相結合，計算各個案例在不同溫度下擴散均勻(帶寬和帶間距濃度差小于10%)所需要的時間，部分結果如圖12所示。從圖中可以得知，當帶間距70 μm，帶寬為5、10、20、30、40及100 μm時，Mn元素擴散均勻所需要的時間分別為1.8、5.2、10.1、14.2、18.2和42.4 h。結果表明，當帶間距一定時，隨著帶寬增大，保溫過程元素擴散均勻所需要的時間也增加。對于圖11所示帶寬50 μm、帶間距70 μm的工況，其Mn元素擴散均勻所需要的時間約為22 h，如圖12圓圈區域所示。

對比圖12不同的曲線發現，擴散均勻所需要的時間與溫度近似呈很好的線性關系；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，元素擴散均勻所需要的時間也增加。對所有的工況進行擬合，得到如下的關系式：

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

綜合圖11和12及相關的計算結果，對于約40 μm以下的帶狀缺陷，1200℃保溫熱處理工藝可以減輕元素偏析程度；但對于帶寬約40 μm以上、危害更嚴重的帶狀缺陷，后續處理并沒有很好的改善效果。因此，控制帶狀缺陷只能從源頭入手，抑制鑄坯點狀偏析的生成，比如采用縮小鑄態等軸晶區或細化晶粒等手段。

(1) 起源于凝固過程的點狀偏析與鑄態組織特征有密切關系，其主要分布在鑄坯中心等軸晶區域，并表現為C、Mn、Cr等合金元素的斑塊狀正偏析。連鑄大方坯中心區域的點狀偏析往往不是獨立存在的，內部可見更加細小的二次凝固枝晶結構，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域的帶狀缺陷在位置及元素分布規律上與大方坯鑄態點狀偏析具有對應性，是鑄態組織演變的結果。其中，枝晶偏析與相互獨立的點狀偏析在軋制過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；相互連接的復雜點狀偏析經軋制塑性變形后則表現為聚合型帶狀缺陷，元素分布曲線呈多峰狀。

(3) 圓鋼軋材中心區域的帶狀缺陷條數往往多于鑄坯中心等軸晶區的點狀偏析數量，推測為相互連接的復雜點狀偏析經壓延后形成間距較小的聚合型條帶所致。當前鑄、軋工況下，大方坯點狀偏析間距分布范圍在0.220~1.320 mm，對應軋材帶狀缺陷間距在0.009~0.112 mm之間。

(4) 生產條件下高溫保溫熱處理工藝對熱軋圓鋼中出現的帶寬約40 μm以上粗大帶狀缺陷改善效果有限。以偏析帶中Mn元素擴散為例，在帶寬50 μm、帶間距70 μm狀態下其均勻化擴散時間至少也要22 h。因此，控制這類帶狀缺陷只能基于連鑄源頭鑄態組織結構調控。