楊建平，陳津，郝赳赳，郭麗娜，林萬明(太原理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，山西 太原，030024)

冷卻速率對高碳鉻鐵金相組織的影響

楊建平，陳津，郝赳赳，郭麗娜，林萬明
(太原理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，山西 太原，030024)

采用光學(xué)顯微鏡、X線衍射儀和電子探針分別對隨爐冷卻、空氣冷卻和水浴冷卻的高碳鉻鐵金相組織進(jìn)行研究。研究結(jié)果表明：不同冷卻速率下獲得的高碳鉻鐵均主要由初生相(Cr,Fe)7C3、共晶相(Cr,Fe)7C3-CrFe及石墨相組成；隨著冷卻速率的提高，初生相晶粒逐漸減小，但其質(zhì)量分?jǐn)?shù)趨于增大；水冷樣品的初生相晶粒垂直于凝固界面生長，而爐冷、空冷樣品的初生相晶粒無固定生長方向；非平衡凝固抑制了空冷、水冷過程中包晶相(Cr,Fe)23C6的析出，卻促進(jìn)了共晶相(Cr,Fe)23C6-CrFe的形成。爐冷樣品的初生相和共晶區(qū)中均有片狀石墨相析出；而空冷、水冷樣品僅共晶區(qū)中有片狀石墨相析出；隨著冷卻速率的提高，(Cr,Fe)7C3中Cr和Fe的質(zhì)量比逐漸減小，而(Cr,Fe)23C6,CrFe中Cr和Fe的質(zhì)量比呈現(xiàn)相反的變化趨勢；Si，Mn和Ti等雜質(zhì)元素在高碳鉻鐵物相中的摻雜量與冷卻速率無明顯關(guān)系。

高碳鉻鐵；冷卻速率；金相組織；石墨析出

作為冶煉不銹鋼、高強(qiáng)度工具鋼合金劑(中、低碳鉻鐵)的重要原料，高碳鉻鐵(HCFC)一直受到廣泛關(guān)注[1-4]。由于在制備合金劑過程中產(chǎn)生大量的有毒鉻渣，使得高碳鉻鐵液相脫碳工藝受到限制[5]。高碳鉻鐵固相脫碳屬于無渣脫碳法，可降低能耗和減少環(huán)境污染，具有廣闊的應(yīng)用前景[6-8]。LESKO等[9]研究了高碳鉻鐵的金相組織結(jié)構(gòu)，得出高碳鉻鐵主要由初生相(Cr,Fe)7C3、包晶相(Cr,Fe)23C6和共晶相(Cr,Fe)7C3-CrFe組成；WEDEPOHL等[10]對不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)Si的高碳鉻鐵金相組織及其演變規(guī)律進(jìn)行了分析研究；王龍等[11]通過對比不同微波加熱溫度下高碳鉻鐵粉固相脫碳顯微結(jié)構(gòu)，確定了脫碳過程中鉻鐵粉的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)與物相轉(zhuǎn)變之間的關(guān)系。然而，以上研究僅局限于高碳鉻鐵單一金相組織的研究。陳津等[6]對高碳鉻鐵金相組織對固相脫碳的影響進(jìn)行了探討，指出高碳鉻鐵在一定冷卻速率的凝固過程中產(chǎn)生的石墨化現(xiàn)象有利于高碳鉻鐵的固相脫碳，但并未確定出適宜石墨析出的冷卻速率。此外，影響固相脫碳的高碳鉻鐵碳化物的種類、數(shù)量、形狀、分布狀態(tài)也受到冷卻速率的控制，而人們對這些參數(shù)與冷卻速率的關(guān)系研究較少[9]。因此，要獲得理想的高碳鉻鐵脫碳原料，就必須明確高碳鉻鐵在不同冷卻速率下各碳化物的演變規(guī)律及石墨相的析出機(jī)制?；谏鲜龇治觯疚淖髡哐芯坎煌鋮s速率對高碳鉻鐵金相組織的影響，確定初生相、包晶相、共晶相及石墨相的析出與冷卻速率的關(guān)系，并進(jìn)一步解釋高碳鉻鐵石墨化機(jī)理，完善高碳鉻鐵金相理論，以便為高碳鉻鐵凝固工藝的優(yōu)化及后續(xù)固相脫碳法的應(yīng)用提供一定的參考。

1　試驗(yàn)

1.1試驗(yàn)原料與設(shè)備

試驗(yàn)原料為廣西中信大錳礦業(yè)有限責(zé)任公司提供的塊狀高碳鉻鐵。表1所示為高碳鉻鐵的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))。化學(xué)分析結(jié)果表明：高碳鉻鐵除含有Cr，F(xiàn)e，C和Si等主要元素外，還含有少量的Ti，Ni，Mg，Ca，Al，Mn，V，K，Na，S和P等雜質(zhì)元素(見表1)。

塊狀高碳鉻鐵原料加熱重熔設(shè)備為TX-25高頻感應(yīng)加熱爐，最大輸入功率為15 kW；試驗(yàn)中供熔融高碳鉻鐵緩慢冷卻設(shè)備為SX3-12-16型電阻爐。

高碳鉻鐵經(jīng)重熔冷卻后進(jìn)行分析測試，金相分析采用德國卡爾蔡司公司Axio Scope.Al型光學(xué)顯微鏡(OM)進(jìn)行金相分析；采用德國 BRUKER/AXS公司D8-ADVANCE型X線衍射儀(Cu靶,Kα40 kV,40 mA)進(jìn)行物相分析(XRD)；采用日本電子光學(xué)公司JXA-8800型電子探針(EPMA)進(jìn)行顯微成分分析。

1.2試驗(yàn)方法

將裝有500 g塊狀高碳鉻鐵的剛玉坩堝放入高頻感應(yīng)爐中進(jìn)行加熱重熔，物料熔化后用紅外測溫儀測量高碳鉻鐵熔液溫度并記錄，隨后保溫3 min使熔液成分達(dá)到均一穩(wěn)定；保溫結(jié)束后，從感應(yīng)爐中取出坩堝并迅速放入事先調(diào)節(jié)好的電阻爐中(初始爐內(nèi)溫度為1 700℃，接近熔液熔點(diǎn)，即記錄溫度)，熔液隨爐以10℃/min的速率進(jìn)行冷卻凝固(爐冷)。在相同條件下重復(fù)2組熔化試驗(yàn)，待熔液成分穩(wěn)定，分別在空氣中(空冷)和水浴中(水冷)進(jìn)行冷卻，并記錄熔液冷卻到室溫所需時(shí)間以計(jì)算冷卻速率。根據(jù)試驗(yàn)所得數(shù)據(jù)定量分析 3組冷卻速率分別為 va=10℃/min，vb=60℃/min，vc=300℃/min。3組樣品降至室溫后，取樣拋光進(jìn)行OM，XRD及EPMA觀測與分析。所取檢測樣品均從3組冷卻樣品同一位置獲得。

2　試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1冷卻速率對高碳鉻鐵中各物相結(jié)晶析出的影響

研究

圖1所示為不同冷卻速率下高碳鉻鐵金相組織圖，其中，圖1(a)~(c)所示分別為爐冷、空冷、水冷條件下的高碳鉻鐵金相組織圖。圖2所示為不同冷卻速率下高碳鉻鐵的X線衍射圖譜。由圖2可知：3組不同冷卻速率下的高碳鉻鐵主要由初生相(Cr,Fe)7C3、包晶相(Cr,Fe)23C6、共晶相(Cr,Fe)7C3-CrFe及(Cr,Fe)23C6-CrFe組成，且3組冷卻樣品中均有片狀石墨相析出。除上述物相外，還檢測到(Fe,Cr)3C及(Cr,Fe)2C3的存在，且均為初生相[12]。不同冷卻速率下高碳鉻鐵物相組成如表2所示。

2.1.1冷卻速率對高碳鉻鐵中初生相析出的影響

從圖1(a)~(c)可見：3組不同冷卻速率下的高碳鉻鐵初生相晶粒均為六方棱柱狀；隨著冷卻速率的提高，初生相的晶粒逐漸減小。在每組冷卻樣品的金相組織圖中隨機(jī)選取50個初生相晶粒，應(yīng)用Nano measurer軟件測量晶粒的橫向和縱向尺寸，樣品的晶粒橫向尺寸分布如圖3所示。經(jīng)計(jì)算得到3組冷卻樣品的晶粒平均橫向和縱向尺寸，見表2。根據(jù)晶體凝固理論[13-14]，初生相晶粒的形核與長大存在著競爭關(guān)系。當(dāng)高碳鉻鐵熔體冷卻速率逐漸提高，即從爐冷—空冷—水冷，其內(nèi)部的過冷度隨之增大，而初生相形核驅(qū)動力與過冷度存在正比例關(guān)系，故初生相在較快的冷卻速率下具有較高的形核率。形核率的提高將減緩晶核的進(jìn)一步長大。此外，晶粒在形核過程中釋放結(jié)晶潛熱，形核速率越快，釋放的熱量越多，則熔體溫度在一定程度上會出現(xiàn)回升，導(dǎo)致過冷度降低，也將抑制晶核進(jìn)一步長大[15]。因而，隨著冷卻速率的提高，高碳鉻鐵初生相的形核將占據(jù)主導(dǎo)地位，晶粒長大過程受到抑制。當(dāng)冷卻速率逐漸減小時(shí)，形核率降低，熔體中大量原子將依附于已有晶核結(jié)晶析出，使得初生相晶粒長大，而限于較小的結(jié)晶驅(qū)動力，晶粒長大速度較慢。

圖1　不同冷卻速率下高碳鉻鐵金相組織圖Fig.1　Microstructure images of HCFC for different cooling rates

表2　不同冷卻速率下高碳鉻鐵物相組成Table 2　Phase composition of HCFC for different cooling rates

圖2　不同冷卻速率下高碳鉻鐵的X線衍射圖譜Fig.2　X-ray diffraction spectrum diagram of HCFC for different cooling rates

表3所示為應(yīng)用MIAPS軟件得到的不同冷卻速率下高碳鉻鐵中各物相及孔洞所占的體積分?jǐn)?shù)。從表3可見：初生相的體積分?jǐn)?shù)隨著冷卻速率的提高而逐漸增大，其質(zhì)量分?jǐn)?shù)亦是如此。一般來說，快速冷卻條件下會出現(xiàn)偽共晶現(xiàn)象，得到較多的共晶相和較少的初生相[13,16]，而這與本試驗(yàn)結(jié)果相反。究其原因主要為高碳鉻鐵的元素組成點(diǎn)通常距共晶成分點(diǎn)較遠(yuǎn)，且在較大的成分范圍內(nèi)液相線對應(yīng)溫度與共晶線溫度相差較大[12]，即便提供很大的過冷度，偽共晶現(xiàn)象仍不明顯。在慢冷條件下，初生相結(jié)晶時(shí)間較長，但較小的結(jié)晶驅(qū)動力限制了其析出，最終得到的高碳鉻鐵中初生相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)較低的初生相。

對3組冷卻樣品的凝固面即圖1(a)~(c)進(jìn)行觀察，不難發(fā)現(xiàn)水冷條件下棱柱狀初生相幾乎全部垂直于凝固界面生長；而爐冷，空冷樣品的初生相生長方向并不確定。造成這種差異的主要原因是，在水冷條件下，凝固界面附近存在較大溫度梯度，垂直于凝固界面方向有最大溫度梯度；碳化物在結(jié)晶析出時(shí)，最易長大的方向與散熱最快方向(最大溫度梯度方向)相一致時(shí)，故水冷樣品的初生相晶粒垂直于凝固界面生長[13]；而在爐冷或空冷條件下，凝固界面的溫度梯度較小，初生碳化物將沿各個方向隨機(jī)生長，無明顯的取向性。

圖3　不同冷卻速率下高碳鉻鐵初生相晶粒橫向尺寸分布圖Fig.3　Lateral size distribution of HCFC grain for different cooling rates

表3　不同冷卻速率下高碳鉻鐵各物相及孔洞的體積分?jǐn)?shù)Table 3　Volume fraction of phases and hole in HCFC for different cooling rates　%

隨著冷卻凝固的進(jìn)行，初生碳化物因具有較大的熱膨脹系數(shù)而收縮產(chǎn)生大量的孔洞(如圖1(a)~(c)所示)，且初生碳化物晶粒越大孔洞越明顯，即冷卻速率越慢，產(chǎn)生的孔洞越多(如表3)。

據(jù)XRD物相分析，樣品衍射峰比對X射線衍射標(biāo)準(zhǔn)卡片，爐冷、空冷樣品的初生碳化物(Cr,Fe)7C3的晶胞衍射峰對應(yīng)的晶面指數(shù)為(411)，(600)和(920)對應(yīng)的晶型為六方結(jié)構(gòu)，而水冷樣品的(Cr,Fe)7C3的晶胞衍射峰對應(yīng)的晶面指數(shù)為(150)，(151)，(060)和(222)對應(yīng)正交晶型，因而冷卻速率能改變物相的晶體結(jié)構(gòu)。

2.1.2冷卻速率對高碳鉻鐵中包晶相析出的影響

通過對3組凝固樣品若干區(qū)域的觀察發(fā)現(xiàn)爐冷條件下的凝固樣品有包晶相(Cr,Fe)23C6析出(如圖1(d))，而空冷、水冷樣品中均沒有明顯觀測到包晶相(Cr,Fe)23C6。據(jù)研究[6,9,12]，初生相(Cr,Fe)7C3形成后，隨著溫度的降低將發(fā)生包晶反應(yīng)，形成富鐵富硅的(Cr,Fe)23C6無定形包晶組織，并沿初生相晶界生長。由于包晶相凝固溫度范圍較窄，冷卻速率對包晶反應(yīng)的影響較大。在較慢的冷卻速率下，包晶反應(yīng)能夠正常進(jìn)行。當(dāng)提高冷卻速率，熔液凝固平衡受到破壞，體系失穩(wěn)并朝著非平衡凝固方向進(jìn)行，包晶反應(yīng)受到抑制，(Cr,Fe)23C6很難結(jié)晶析出。此外，較快的冷卻速率將使熔體在極短時(shí)間內(nèi)降低到包晶反應(yīng)溫度以下，遠(yuǎn)離包晶反應(yīng)區(qū)間，即使體系的元素組成滿足(Cr,Fe)23C6的生成條件，其生成量較少。

2.1.3冷卻速率對高碳鉻鐵中共晶相析出的影響

由圖1及表3可知：共晶相區(qū)域的體積分?jǐn)?shù)隨著冷卻速率的增大而逐漸減小，且分布更加彌散、均勻。共晶相平均直徑EW(μm)與冷卻速率RE(℃?min-1)的關(guān)系式為[17]：(其中，A為由合金成分決定的正值常數(shù))。由上式可得，冷卻速率越大，共晶相平均直徑越小，反映出初生碳化物密集，故共晶相的體積分?jǐn)?shù)隨冷卻速率的提高而降低，這與表3所示計(jì)算結(jié)果一致。

借助OM，XRD及EPMA分析，比較3組冷卻樣品的共晶區(qū)的物相組成，發(fā)現(xiàn)這3組樣品均含有共晶相(Cr,Fe)7C3-CrFe；空冷、水冷樣品中還存在共晶相(Cr,Fe)23C6-CrFe(見圖1(e))。(Cr,Fe)7C3-CrFe為穩(wěn)定共晶相，(Cr,Fe)23C6-CrFe為亞穩(wěn)定共晶相[6,9]；當(dāng)冷卻速率較慢趨于平衡時(shí)，共晶反應(yīng)將朝著穩(wěn)定共晶方向進(jìn)行析出(Cr,Fe)7C3-CrFe共晶相；當(dāng)冷卻速率較快、過冷度較大時(shí)，共晶反應(yīng)偏離平衡態(tài)，朝著亞穩(wěn)定的共晶方向進(jìn)行析出共晶相(Cr,Fe)23C6-CrFe[18]。且空冷、水冷條件冷卻速率相對較快，凝固初期初生相的大量析出消耗了熔體中大部分的C元素，在進(jìn)行共晶凝固時(shí)熔體中C元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)較低，共晶反應(yīng)也趨向于生成含碳量較低的(Cr,Fe)23C6-CrFe共晶相。

2.1.4冷卻速率對高碳鉻鐵中石墨相析出的影響

在爐冷條件下，高碳鉻鐵的初生相與共晶區(qū)中均有片狀石墨相析出，如圖4(a)所示。通過對若干片狀石墨相尺寸的統(tǒng)計(jì)，初生相中析出的石墨的平均長度約為75 μm；共晶區(qū)中析出的石墨的平均長度約為90 μm。在空冷、水冷條件下，僅高碳鉻鐵的共晶區(qū)中有細(xì)片狀石墨相析出，其尺寸及在高碳鉻鐵中的質(zhì)量分?jǐn)?shù)均小于爐冷樣品共晶相中的片狀石墨；且水冷樣品中石墨的質(zhì)量分?jǐn)?shù)、尺寸均比空冷樣品的小。

圖4　不同冷卻速率下高碳鉻鐵石墨相Fig.4　Graphites of HCFC for different cooling rates

(Cr,Fe)7C3和(Cr,Fe)2C3類型碳化物穩(wěn)定性很強(qiáng)，在凝固過程中很難發(fā)生分解[19]，故初生相析出的石墨與低穩(wěn)定性的(Fe,Cr)3C有關(guān)[20]。(Fe,Cr)3C為富鐵富碳化合物，理論上來說Fe和Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)為32.76%和55.79%的高碳鉻鐵在凝固過程中不會有碳化物(Fe,Cr)3C生成。但在實(shí)際凝固過程中，由于雜質(zhì)元素的存在、結(jié)晶潛熱以及環(huán)境因素的干擾，導(dǎo)致熔液在凝固過程中發(fā)生C元素的偏析，使得(Fe,Cr)3C結(jié)晶析出。(Fe,Cr)3C為滲碳體類碳化物并不穩(wěn)定，屬于熱力學(xué)亞穩(wěn)定結(jié)構(gòu)。當(dāng)冷卻速率足夠慢時(shí)，(Fe,Cr)3C便發(fā)生分解生成石墨，故爐冷樣品初生相中有石墨相析出；而在空冷、水冷條件下，冷卻速率相對較快，(Fe,Cr)3C未來得及分解，高碳鉻鐵就已經(jīng)完成凝固，因而空冷、水冷初生相中未有石墨相析出。

Si為促石墨化元素，體系中Si的存在將有利于石墨相的析出[6,21]。Si在初生相(Cr,Fe)7C3中的溶解度很低，質(zhì)量分?jǐn)?shù)僅為0.01%~0.08%。在初生相(Cr,Fe)7C3結(jié)晶過程中，Si逐漸富集到剩余液相中，使剩余熔液中Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到8%～11%。由于剩余液相中Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)高而Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)低，降低了C在熔體中的活度，抑制了C在熔體中擴(kuò)散遷移，使得C在共晶相的裂隙中富集，形成了細(xì)片狀石墨相。根據(jù)表3所示結(jié)果，定量計(jì)算3組冷卻樣品共晶相中Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)，可得Si在水冷樣品共晶相中的質(zhì)量分?jǐn)?shù)最高。按上述理論，水冷樣品的共晶相析出的石墨應(yīng)最多，但水冷樣品中初生相的大量生成，消耗了體系中大部分的碳，使得剩余液相中C質(zhì)量分?jǐn)?shù)較低；即使Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)較高，石墨相的析出仍因C元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)較低而受到抑制，故水冷樣品共晶區(qū)中石墨相質(zhì)量分?jǐn)?shù)較低。

共晶相中石墨的生長方式主要分為3種。1)依附于初生相，沿其晶界生長；2)垂直于初生相晶界向共晶區(qū)伸長；3)在共晶區(qū)中自由生長，如圖4所示。

2.2冷卻速率對高碳鉻鐵中各元素在物相中分配情況

由表1可知：本試驗(yàn)所用高碳鉻鐵除了含有Cr，F(xiàn)e和C基本組成元素外，還摻雜了多種雜質(zhì)元素，其中以Si，Mn，Ti和Al居多。為進(jìn)一步確定各元素在高碳鉻鐵主要物相中的分配情況以及其與冷卻速率的關(guān)系，本文對3組冷卻樣品進(jìn)行電子探針分析，結(jié)果如圖5所示。

表4所示為圖5中隨機(jī)選取的分析點(diǎn)處的元素組成。由表4可知：在3組樣品的(Cr,Fe)7C3中，Cr的質(zhì)量分?jǐn)?shù)均明顯比Fe的質(zhì)量分?jǐn)?shù)大，但隨著冷卻速率的提高，Cr,Fe質(zhì)量比逐漸降低。而在(Cr,Fe)23C6,CrFe中，F(xiàn)e的質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于Cr的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，Cr和Fe的質(zhì)量比隨著冷卻速率的提高而增大。針對上述各種碳化物Cr和Fe的質(zhì)量比的變化，本文認(rèn)為因C-Cr原子之間的親和力高于C-Fe原子、C-C原子間的親和力，凝固時(shí)Cr原子將優(yōu)先與C原子結(jié)合[6,13]。凝固初始過程中Cr原子因大量參與結(jié)晶形核使得熔體局部Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)急劇降低，而Fe質(zhì)量分?jǐn)?shù)降低較慢。在較低的冷卻速率下，遠(yuǎn)端熔體的Cr原子能及時(shí)擴(kuò)散到凝固界面附近，使得該處的Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)一直保持在一個較高的水平，最終形成富Cr低Fe的(Cr,Fe)7C3。當(dāng)冷卻速率逐漸增大時(shí)，熔體內(nèi)原子的擴(kuò)散遷移受到抑制，溶質(zhì)截留現(xiàn)象明顯，凝固界面處大量的Cr原子被大量消耗后，熔體中的Cr原子不能及時(shí)補(bǔ)充到凝固界面，Cr 與C結(jié)合趨勢逐漸降低，F(xiàn)e和C之間的結(jié)合逐漸占據(jù)主導(dǎo)地位，(Cr,Fe)7C3含鐵量逐漸升高，而且冷卻速率越快，(Cr,Fe)7C3中Cr-Fe質(zhì)量比越接近物料中Cr-Fe的理論質(zhì)量比[22]。(Cr,Fe)23C6和CrFe中Cr和Fe質(zhì)量比受初生相(Cr,Fe)7C3結(jié)晶過程的影響。在緩慢冷卻速率下，(Cr,Fe)7C3消耗大量Cr元素，剩余液相中Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)低而Fe質(zhì)量分?jǐn)?shù)高，隨后包晶反應(yīng)和共晶反應(yīng)析出的(Cr,Fe)23C6,CrFe必然Fe質(zhì)量分?jǐn)?shù)高而Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)低。隨著冷卻速率的增大，(Cr,Fe)7C3中Cr的質(zhì)量分?jǐn)?shù)降低，則(Cr,Fe)23C6,CrFe中Cr和Fe質(zhì)量比呈增大的趨勢。

圖5　不同冷卻速率下高碳鉻鐵背散射電子像Fig.5　Backscattered electron images of HCFC for different cooling rates

由表4還可知：雜質(zhì)元素Si，Mn，Ti和Al等均不同程度地?fù)诫s在各個物相中，且在物相中的分布情況與冷卻速率沒有必然聯(lián)系。與Cr元素性質(zhì)相似的雜質(zhì)元素Mn和Ti幾乎全部摻雜在高碳高鉻的初生相(Cr,Fe)7C3中，而隨著冷卻速率的增大，2種雜質(zhì)元素在(Cr,Fe)7C3中的摻雜量無明顯的變化[12]；(Cr,Fe)23C6和CrFe則含有較多的促石墨化元素Si，且摻雜量隨著冷卻速率的增大也沒有呈現(xiàn)明顯的變化規(guī)律。

表4　圖5中各分析點(diǎn)的能譜成分分析(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 4　Energy spectrum composition analysis of respective positions in Fig.5　%

3　結(jié)論

1)不同冷卻速率下高碳鉻鐵金相組織均主要包括初生相(Cr,Fe)7C3，共晶相(Cr,Fe)7C3-CrFe和石墨相。

2)初生相的晶粒隨著冷卻速率的增大而逐漸減小，但其質(zhì)量分?jǐn)?shù)卻逐漸增大；水冷過程中由于凝固界面存在較大溫度梯度，初生相晶粒垂直于凝固界面生長，而爐冷、空冷過程中初生相晶粒無固定生長方向；初生相因冷卻收縮而產(chǎn)生的孔洞，其數(shù)量和大小隨冷卻速率的增大而逐漸降低、減小。

3)隨著冷卻速率的增大，凝固遠(yuǎn)離平衡態(tài)，共晶相(Cr,Fe)23C6-CrFe逐漸生成，而包晶相(Cr,Fe)23C6的析出受到抑制；爐冷樣品初生相由于(Fe,Cr)3C的分解而析出石墨相；3組冷卻樣品的共晶區(qū)中，因Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)高而Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)低，抑制了C的擴(kuò)散，使得C聚集于共晶相的裂隙而生成石墨。

4)與C親和力較強(qiáng)的Cr在(Cr,Fe)7C3析出過程被大量消耗，而較快的冷卻速率抑制了熔體中的Cr到凝固界面的擴(kuò)散，故(Cr,Fe)7C3中的Cr和Fe質(zhì)量比逐漸降低，進(jìn)而導(dǎo)致(Cr,Fe)23C6,CrFe中Cr和Fe質(zhì)量比的增大；Si，Mn，Ti和Al等雜質(zhì)元素在高碳鉻鐵各物相中的摻雜量與冷卻速率無明顯關(guān)系。

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(編輯羅金花)

Effect of cooling rate on metallographic structure of high-carbon ferrochrome

YANG Jianping,CHEN Jin,HAO Jiujiu,GUO Lina,LIN Wanming
(School of Materials Science and Engineering,Taiyuan University of Technology,Taiyuan 030024,China)

The metallographic structure of high-carbon ferrochrome(HCFC)cooled in furnace,air atmosphere and water bath respectively were investigated by means of optic microscope,X-ray diffractometer and electronic probe analyzer. The results show that HCFC is mainly composed of primary phase(Cr,Fe)7C3,eutectic phase(Cr,Fe)7C3-CrFe and graphite phase,which is independent of cooling rate.With the improvement of cooling rate,the grain size of primary phase decreases gradually,while its mass fraction shows an increasing trend.The growth of primary phase grain for water-cooled sample is perpendicular to the solidification interface,but that of primary phase grain for furnace-cooled and air-cooled samples has not fixed direction.Due to the non-equilibrium solidification in air-cooled and water-cooled conditions,the formation of peritectic phase(Cr,Fe)23C6is restrained along with the precipitation of eutectic phase (Cr,Fe)23C6-CrFe.Flake graphite phase is discovered in primary phase and eutectic phase of furnace-cooled specimen as well as eutectic zone of air-cooled and water-cooled specimens.As the cooling rate increases,the mass ratio of Cr to Fe in (Cr,Fe)7C3gradually declines,while that for(Cr,Fe)23C6,CrFe goes up,and the distribution of other impurity elements such as Si,Mn and Ti in main phases is hardly affected by cooling rate.

high-carbon ferrochrome;cooling rate;metallographic structure;graphite precipitation

陳津，博士，教授，博士生導(dǎo)師，從事微波冶金研究；E-mail:chenjin2013815@126.com

TF641

A

1672-7207(2016)07-2213-08

10.11817/j.issn.1672-7207.2016.07.005

2015-07-18；

2015-09-22

鋼鐵聯(lián)合研究基金—國家自然科學(xué)基金委員會與上海寶山鋼鐵集團(tuán)公司聯(lián)合資助項(xiàng)目(51174252)(Project(51174252) supported by the Joint Fund of the National Natural Science Foundation of China and the Shanghai Baosteel Group Corporation)