施加控制手段促使GCr15轴承钢在凝固阶段发生柱状晶向等轴晶的转变(CET),从而达到均匀组织和减轻偏析的目的,一直是冶金工作者研究的重点课题之一^[1]。CET对GCr15轴承钢后续进行的均质化热处理和热轧有着积极的意义^[2,3,4]。与添加孕育剂等化学方法^[5,6,7]相比,超声振动和电磁搅拌等环境友好型的物理控制手段越来越受到研究者的关注^[8,9,10]。利用电磁场对金属熔体进行搅拌,因其具有无接触、易控制和无污染等优点而备受青睐。现在广泛使用的电磁场多为时变磁场,主要有脉冲磁场^[11]、旋转磁场^[12]和行波磁场^[13]等。研究^{[14,15,16,17,18]}表明,CET效果会随时变磁场对熔体搅拌作用的增强而增加。但是,由于“集肤效应”的存在,磁场不易进入到铸坯内部,使得利用时变磁场的控制技术存在一定的局限。

与时变磁场不同,静磁场则可直接作用到铸坯内部。一直以来,研究者利用的是静磁场对熔体流动的抑制作用^[19]。近年来的研究^{[20,21,22,23]}发现,在金属材料凝固过程中,由于固/液界面存在温度梯度和热物理性能的剧烈变化,根据Seebeck效应,固/液界面处会产生热电流,其与磁场相互作用产生Lorentz力,即所谓的热电磁力。热电磁力对金属熔体的流动和熔体中固相颗粒的迁移会产生显著影响。同时,在枝晶的单向生长中,热电磁力能够使得柱状枝晶断裂并驱动等轴枝晶迁移^[24]。研究证实,有静磁场作用时,在低拉速条件下,定向凝固的铝基合金^[25,26]、Pb-Sn合金^[24]和高温合金^[27]等均会出现CET。可见,热电磁力能够有效促进合金凝固过程中的CET。

GCr15轴承钢是应用最为广泛的轴承材料且对铸坯质量有着较高要求,而利用静磁场促进GCr15轴承钢的CET来改善铸坯质量的研究目前尚未见报道。从该轴承钢连铸凝固的局部区域来看,可视为一定温度梯度下的枝晶单向生长,当施加一个静磁场后即可产生热电磁力。本工作利用纵向静磁场下定向凝固技术,实现了铸坯中柱状枝晶生长的微观条件,从而初步研究了纵向静磁场对GCr15轴承钢CET的影响。

1 实验方法

GCr15轴承钢的主要化学成分(质量分数,%)为：C 0.98,C 1.51,Si 0.31,Mn 0.27,P 0.0023,S 0.002,Fe余量。用于定向凝固的试样棒(直径4 mm×150 mm)均取自市售钢锭(直径100 mm×150 mm)。试样棒经金相砂纸打磨至800号,经无水乙醇清洗后,装入长为200 mm、内径为4 mm的高纯刚玉管中备用。

实验装置如图1所示。超导磁体可产生纵向静磁场,磁感应强度在0~8 T连续可调。定向凝固装置为自制立式Bridgman-Stockbarger炉,炉膛中心温度可达(1600±1) ℃,冷却介质为液态Ga-In-Sn合金,通过调节炉温在试样中获得不同的温度梯度。抽拉速率在(0~1)×10⁵ μm/s连续可调。实验前预先确定不同温度梯度下固/液界面的位置,通过调整炉体高度,使凝固过程中固/液界面始终处于磁场匀强区内。抽拉开始前,将试样放于炉膛中保温30 min,使试样部分熔化,然后启动步进电机向下抽拉。本实验中,按预定抽拉速率进行定向凝固,在稳定生长50~60 mm后,以15000 μm/s的速率淬入盛有Ga-In-Sn液态金属的淬火池中。

沿平行于生长方向剖开得到试样的纵截面,经镶嵌、研磨、抛光后,用80 ℃的苦味酸饱和溶液腐蚀,并用DM 6000M金相显微镜(OM)观察凝固组织。由于在GCr15轴承钢中,相对于其它合金元素C、Si、Mn、S、P等而言,Cr元素不属于轻元素且含量又满足能谱仪定量表征的要求,故利用配备EDAX-Octance plus能谱仪的Quanta 450型扫描电镜(SEM)定量分析Cr元素,表征枝晶干和枝晶间的偏析情况^[28]。

采用COMSOL Multiphysics有限元软件对热电磁力的作用效果进行了数值模拟,相关的模型建立、控制方程和边界条件等参考文献[29,30,31]。

2 实验结果

2.1 纵向静磁场对GCr15轴承钢凝固组织的影响

图2为温度梯度和抽拉速率分别为104 K/cm和20 μm/s时,不同磁场强度下经淬火后所获得的GCr15轴承钢固/液界面处纵截面的组织。可以看出,无磁场作用时,枝晶呈现规则的柱状枝晶 (图2a)。当施加磁场强度增加到2 T时,试样棒边缘柱晶生长发生紊乱,出现不规则枝晶(图2c)。当磁场强度提高到5 T时,试样棒中部也呈现无明显规则的柱晶组织,且整个截面上柱晶显著退化(图2d)。以上结果表明,当温度梯度和抽拉速率一定时,随着磁场强度的增加,柱晶生长遭到破坏,柱晶形貌逐渐退化,其破坏和退化是由试样棒边缘向中心演变的。

图3为温度梯度为104 K/cm和有无4 T磁场作用时,不同抽拉速率下经淬火后所获得的GCr15轴承钢固/液界面处纵截面的组织。可以看出,无磁场作用时,无论抽拉速率是5 μm/s还是50 μm/s,凝固组织均呈现柱状枝晶(图3a和b)。当施加4 T磁场时,在5 μm/s的抽拉速率下,枝晶全部变为等轴枝晶(图3c);而在50 μm/s的抽拉速率下,枝晶形貌仍为规则的柱状(图3d)。这说明,较高的抽拉速率下磁场对CET无明显的作用。

2.2 纵向静磁场对GCr15轴承钢成分偏析的影响

图4为在温度梯度和抽拉速率分别为104 K/cm和5 μm/s时,有无4 T磁场作用时GCr15轴承钢在固/液界面下15 mm处Cr元素的径向分布。由图可知,当有纵向静磁场作用时,发生CET后Cr元素分布波动变小。说明,纵向静磁场促进CET有利于改善GCr15轴承钢的成分偏析。

2.3 热电磁力作用于枝晶和熔体流动的数值模拟

根据上述实验结果,进行了针对热电磁力作用于枝晶和熔体流动的数值模拟。为了计算GCr15轴承钢定向凝固过程中的热电流,在考虑热电效应的情况下,Ohm定律可表示为^[29]：

j=-σ∇V+S∇T(1)

式中,j、σ、 ∇V、S和 ∇T分别代表热电流密度、电导率、外加电势差、绝对热电势和温度梯度。式(1)中 S∇T为热电流的贡献。j满足如下连续性方程：

∇∙j=0(2)

由于热电流的连续性,其会同时流经固相和液相。当有磁场(B)作用时,作用于固相和液相的热电磁力F_s和F_l分别表示如下：

Fs=-σsSs∇T×B(3)

Fl=-σlSl∇T×B(4)

式中,σ_s、σ_l、S_s和 S_l分别表示固相电导率、液相电导率、固相绝对热电势和液相绝对热电势。在假设流体是不可压缩和不考虑浮力影响的条件下,其熔体的流动将由Navier-Stokes方程决定：

∂ρu∂t+ρu∙∇u=-∇p+ρg+μ∇2u+j×B(5)

式中,ρ、u、t、p、g和μ分别为熔体密度、流体流速、时间、压力、重力加速度和动力学黏度。

结合质量守恒方程：

∇∙u=0(6)

计算时,考虑到因熔体流动过程中与磁场作用会产生感应电流,则有：

j×B=Fl+u×B×B(7)

更多关于方程和边界条件来自参考文献[29,30]。计算选取的枝晶几何模型采用文献[31]所述的方法构建。GCr15轴承钢数值模拟的相关参数见表1^[32,33,34]。

图5为温度梯度和抽拉速率分别为104 K/cm和20 μm/s时,5 T纵向静磁场下GCr15轴承钢单个柱状枝晶的几何模型、热电流分布和作用于枝晶上的应力的分布。可以看出,应力主要分布于二次枝晶根部的缩颈处,此处存在应力集中且大小为10^-2 N/m²的数量级。

图6为在温度梯度和抽拉速率分别为104 K/cm和50 μm/s时,5 T纵向静磁场下GCr15轴承钢柱状枝晶阵列的几何模型、热电流分布、热电磁对流的分布和糊状区内不同z轴位置x-y平面上热电磁对流的分布。由热电磁对流的方向可知,热电磁对流会在单个柱晶上部形成绕柱晶运动的环流,此类小环流会驱使液体做离心运动,最终在试样棒边部形成流速更大的环流。热电磁对流大小为10^-5 m/s数量级。由于GCr15轴承钢凝固区间较宽,在本实验条件下,糊状区较长且为柱状枝晶排列生长,无明显宏观固/液界面分界,故热电磁对流位于柱晶间且主要影响柱晶的生长。

3 分析讨论

研究^[35,36,37]指出,无形核剂添加的情况下,CET经历如下3个过程：(1) 枝晶脱落形成位于一次枝晶间的枝晶碎片;(2) 由于熔体流动对枝晶碎片的输运,使枝晶碎片从一次枝晶间迁移到柱晶生长前沿;(3) 依据Hunt模型^[38],当柱晶前沿的等轴枝晶达到一定体积(>49%)后,发生CET。在GCr15轴承钢定向凝固过程中,糊状区内固相与液相的Seebeck系数不同。当存在温度梯度时,会在枝晶内部和周围熔体中形成热电流,施加磁场后,热电流与磁场相互作用产生Lorentz力,即所谓的热电磁力。研究^[24]表明,热电磁力(F_TE)与磁场强度和温度梯度存在如式(3)和(4)所示的关系：提高磁场强度或温度梯度(有磁场存在时)均会增加热电磁力。

一方面,热电磁力会作用于枝晶上。研究^[39,40]证实,枝晶碎片的形成机制主要有：二次枝晶熟化、复辉效应和溶质富集导致的枝晶臂重熔等。Ananiev等^[41]提出一种枝晶碎片的形成机制,即由应力导致的枝晶根部的应力重熔机制。应力的主要来源有重力、浮力、液体流动和其它情况导致的应力等。根据上述分析,热电磁力可成为应力的一个来源。由图5的数值模拟结果可知,应力主要作用于二次枝晶根部,并且当磁场强度为5 T时,存在最大值约为3.8×10^-2 N/m²的应力。根据以上分析可得,热电磁力会促进二次枝晶的脱落,从而形成枝晶碎片。

另一方面,液相中的热电磁力可驱使熔体流动,形成热电磁对流(thermoelectric magnetic convection,TEMC),其能够强化枝晶碎片迁移和溶质传输。Lehmann等^[22]认为,低静磁场强度难以抑制枝晶间通道内的熔体流动。因此,在本实验中,当施加小于等于5 T静磁场时,GCr15轴承钢枝晶间通道内的热电磁对流并不会被抑制。由图6的数值模拟结果可知,热电磁对流会驱动一次枝晶上脱落的枝晶碎片向试样边部迁移;同时,也会将枝晶凝固过程中排到熔体中的合金元素(溶质分配系数k<1)输运到试样边部,造成成分过冷,形成等轴枝晶。但数值模拟所得的试样棒径向平面(x-y平面)内的热电磁对流流速(V_TEMC)的均值约为21 μm/s,小于轴向方向(z轴方向)上实验抽拉速率(V_P) 50 μm/s,从二者相对运动的角度考虑,5 T纵向静磁场强度所诱发的热电磁对流并不会对CET产生作用。这与图3所示的实验现象所吻合。

为了进一步说明纵向静磁场对GCr15轴承钢CET的影响,图7展示了有无纵向静磁场下定向凝固GCr15轴承钢柱状枝晶向等轴枝晶转变示意图。无磁场作用时,一定的定向凝固条件下,枝晶全部呈现为柱状枝晶形貌。施加纵向静磁场后,依据前文分析,会产生作用于枝晶根部的应力和热电磁对流。一方面,主要作用于枝晶根部的应力会促进枝晶脱落而形成枝晶碎片,从而成为等轴晶晶核;另一方面,热电磁对流会驱动柱晶间的枝晶碎片和枝晶凝固过程中排到熔体中的合金元素向试样棒边部迁移,这就使得试样棒边部成为CET的先发区。当V_P<V_TEMC时,热电磁对流有时间在糊状区内发挥其输运能力,V_P一定时,热电磁力越大,促进枝晶脱落而形成的枝晶碎片就越多,对CET的促进越明显。当V_P≥V_TEMC时,热电磁对流没有时间在糊状区形成有效流动而发挥其输运能力,故无CET。

根据Hunt模型^[38],完全等轴晶生长需要满足：

G<0.617N0131-ΔTN3ΔTc3∆Tc(8)

式中,G、N₀、ΔT_N和ΔT_c分别为温度梯度、形核密度、形核过冷度和成分过冷度。

而完全柱状晶生长则需满足：

G>0.617100N0131-ΔTN3ΔTc3∆Tc(9)

ΔT_c可表示如下：

ΔTc=VC0A12(10)

A=D8mk-1Γ(11)

式中,V为枝晶生长速度,C₀为合金的初始成分,D为元素扩散系数,m为液相线斜率,Γ为Gibbs-Thomson系数。将GCr15轴承钢近似为C含量为1% (质量分数)的Fe-C二元合金处理,其相关参数如表2^[31,32,42]所示,经计算后可得图8。图8中虚线框内为GCr15轴承钢在4 T磁场强度下所获得的组织。无磁场作用时,根据Hunt模型计算和本实验所得到的枝晶均为柱状晶。施加纵向静磁场后,在无磁场时为柱状晶生长的实验条件下可出现等轴晶生长,这为GCr15轴承钢凝固组织的等轴晶化开辟了新的工艺窗口.

4 结论

(1) 当温度梯度(104 K/cm)和抽拉速率(20 μm/s)一定时,随着磁场强度的增加(≤5 T),GCr15轴承钢试样棒边缘柱状枝晶生长的紊乱程度逐渐增大,等轴枝晶增多,这是由于随磁场强度增加而增大的热电磁力逐渐地促进了枝晶碎片的形成和熔体的流动所致。

(2) 当磁场强度和温度梯度分别为4 T和104 K/cm时,在较低抽拉速率(5 μm/s)下,试样发生完全CET,其原因主要是热电磁对流有充分的时间发挥其输运能力。

(3) 在GCr15轴承钢试样的凝固组织发生完全CET后,其Cr元素分布趋于均匀,这主要是由于枝晶细化所致。

The authors have declared that no competing interests exist.

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