工程科学学报，第40卷，第2期：208-216,2018年2月 Chinese Journal of Engineering,Vol.40,No.2:208-216,February 2018 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2018.02.011;http://journals.ustb.edu.cn A1对淬回火H11钢力学性能和碳化物的影响 张国文，左鹏鹏，何西娟，盛振栋，吴晓春⑧ 上海大学材料科学与工程学院，上海200072 ☒通信作者，E-mail:wuxiaochun@t.shu.cdu.cn 摘要研究了A1质量分数为0.77%及不含A1的H11钢在不同淬回火处理工艺下的硬度和冲击功的变化规律，并对两种 钢原始退火态，1060℃淬火，1060℃淬火+510℃回火，1060℃淬火+560℃回火和1060℃淬火+600℃回火处理后的试样进 行碳化物萃取，同时借助扫描电子显微镜(SEM)和X射线衍射仪(XRD)分析了A1对H11钢中碳化物形态及类型的影响.结 果表明：(1)A1能提高HI1钢的冲击韧性和回火硬度，但会使淬火硬度有所降低.(2)A1可以促进H11钢淬火过程中碳化 物的溶解和元素的均匀分布.(3)A1会阻碍H11钢回火过程中碳化物的析出和聚集，这种作用在560℃以下回火时更加显 著.(4)Al可以使H11钢回火时的(Fe,Cr)2C、MoC、C,C类碳化物更加稳定，抑制(Fe,Cr),C、Mo2C和Cr2C类碳化物的析 出，这是因为A可以阻碍H11钢中碳及合金元素在回火过程中的聚集. 关键词H11钢：热处理；碳化物；硬度；冲击功 分类号TG156.1 Influence of Al on mechanical properties and carbides of quenched and tempered H11 steel ZHANG Guo-wen,ZUO Peng-peng,HE Xi-juan,SHENG Zhen-dong,WU Xiao-chun School of Materials Science and Engineering,Shanghai University,Shanghai 200072,China Corresponding author,E-mail:wuxiaochun@t.shu.edu.en ABSTRACT HII steel with mass fraction of Al (0.77%and 0)was treated by different quenching and tempering processes,and the variation of hardness and impact energy were systematically investigated.Moreover,carbide extraction at annealed,1060 C quenched,1060℃quenched+510℃tempered,I060℃quenched+560℃tempered,and1060℃quenched+600℃tempered were conducted.Finally,the type and morphology of carbides were analyzed by X-ray diffraction (XRD)and scanning electron micros- copy (SEM).The main conclusions are as follows:(1)Al can improve the impact toughness and tempering hardness of Hl1 steel; however,it reduces the hardness of quenching.(2)Al can promote the dissolution of carbides and the homogeneity of elements during the austenitizing process.(3)Al can prevent the precipitation and accumulation of carbides during the tempering process,which is more obvious under 560 C.(4)Al can prevent the accumulation of carbon and alloy elements,such that (Fe,Cr)2C,MoC and Cr,C become more stable and suppresses the precipitation of (Fe,Cr)C,MoC,and CraC during the tempering process. KEY WORDS H11 steel;heat treatment;carbide;hardness;impact energy H11钢具有优良的强韧性和热稳定性，在服役 钢).然而，随着对模具钢性能要求的逐年提高以 过程中要承受较大的热机械载荷，经过多年的实际 及实际生产成本的控制，发展新型热挤压模具用钢 应用其已发展为一种比较成熟的热挤压模具用 已迫在眉睫.从近年新型模具钢发展趋势来看，改 收稿日期：2017-06-09 基金项目：国家重点研发计划资助项目(2016YFB0300400,2016YFB0300402)
工程科学学报,第 40 卷,第 2 期:208鄄鄄216,2018 年 2 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 40, No. 2: 208鄄鄄216, February 2018 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2018. 02. 011; http: / / journals. ustb. edu. cn Al 对淬回火 H11 钢力学性能和碳化物的影响 张国文, 左鹏鹏, 何西娟, 盛振栋, 吴晓春苣 上海大学材料科学与工程学院, 上海 200072 苣 通信作者,E鄄mail: wuxiaochun@ t. shu. edu. cn 摘 要 研究了 Al 质量分数为 0郾 77% 及不含 Al 的 H11 钢在不同淬回火处理工艺下的硬度和冲击功的变化规律,并对两种 钢原始退火态、1060 益淬火、1060 益淬火 + 510 益回火、1060 益淬火 + 560 益回火和 1060 益 淬火 + 600 益 回火处理后的试样进 行碳化物萃取,同时借助扫描电子显微镜(SEM)和 X 射线衍射仪(XRD)分析了 Al 对 H11 钢中碳化物形态及类型的影响. 结 果表明: (1) Al 能提高 H11 钢的冲击韧性和回火硬度,但会使淬火硬度有所降低. (2) Al 可以促进 H11 钢淬火过程中碳化 物的溶解和元素的均匀分布. (3) Al 会阻碍 H11 钢回火过程中碳化物的析出和聚集,这种作用在 560 益 以下回火时更加显 著. (4) Al 可以使 H11 钢回火时的(Fe,Cr)2C、MoC、Cr7C3类碳化物更加稳定,抑制(Fe,Cr)3C、Mo2C 和 Cr23C6类碳化物的析 出,这是因为 Al 可以阻碍 H11 钢中碳及合金元素在回火过程中的聚集. 关键词 H11 钢; 热处理; 碳化物; 硬度; 冲击功 分类号 TG156郾 1 收稿日期: 2017鄄鄄06鄄鄄09 基金项目: 国家重点研发计划资助项目(2016YFB0300400,2016YFB0300402) Influence of Al on mechanical properties and carbides of quenched and tempered H11 steel ZHANG Guo鄄wen, ZUO Peng鄄peng, HE Xi鄄juan, SHENG Zhen鄄dong, WU Xiao鄄chun 苣 School of Materials Science and Engineering, Shanghai University, Shanghai 200072, China 苣 Corresponding author, E鄄mail: wuxiaochun@ t. shu. edu. cn ABSTRACT H11 steel with mass fraction of Al (0郾 77% and 0) was treated by different quenching and tempering processes, and the variation of hardness and impact energy were systematically investigated. Moreover, carbide extraction at annealed, 1060 益 quenched, 1060 益 quenched + 510 益 tempered, 1060 益 quenched + 560 益 tempered, and 1060 益 quenched + 600 益 tempered were conducted. Finally, the type and morphology of carbides were analyzed by X鄄ray diffraction (XRD) and scanning electron micros鄄 copy (SEM). The main conclusions are as follows: (1) Al can improve the impact toughness and tempering hardness of H11 steel; however, it reduces the hardness of quenching. (2) Al can promote the dissolution of carbides and the homogeneity of elements during the austenitizing process. (3) Al can prevent the precipitation and accumulation of carbides during the tempering process, which is more obvious under 560 益 . (4) Al can prevent the accumulation of carbon and alloy elements, such that (Fe,Cr)2C, MoC and Cr7C3 become more stable and suppresses the precipitation of (Fe,Cr)3C, Mo2C, and Cr23C6 during the tempering process. KEY WORDS H11 steel; heat treatment; carbide; hardness; impact energy H11 钢具有优良的强韧性和热稳定性,在服役 过程中要承受较大的热机械载荷,经过多年的实际 应用其已发展为一种比较成熟的热挤压模具用 钢[1] . 然而,随着对模具钢性能要求的逐年提高以 及实际生产成本的控制,发展新型热挤压模具用钢 已迫在眉睫. 从近年新型模具钢发展趋势来看,改
张国文等：A1对淬回火H11钢力学性能和碳化物的影响 ·209· 变钢中碳及合金元素的配比已成为研发高性能模具 加量.虽然对A1在钢中作用的研究已经有多年，但 用钢的主要手段[】.A1作为一种较为廉价的合金 对A!在中碳中合金钢中作用的研究较少，尤其是 元素，已经被广泛的添加到各类钢中3-]，并取得了 A1对淬回火处理中碳化物演变规律的影响极为少 不错的成果.A在钢中的作用可大致归纳如下： 见，本文通过向H11钢中添加质量分数为0.77%的 (1)稳定铁素体相.A1是铁素体形成元素，会扩大 A!来研究其对H11钢淬回火组织性能及碳化物演 铁素体及铁素体-奥氏体相区，实际生产中更容易 变的影响. 得到铁素体相，这也是含铁素体钢中加A!的目 1实验材料及方法 的[).(2)增加残余奥氏体量.A!会促进奥氏体化 过程中碳化物的溶解，TRP钢就是利用此原理使得 试验钢是由浙江某特钢厂经电渣重熔生产的球 基体元素固溶量增加，从而在后续淬火中得到更多 化退火态锻制钢坯，退火态组织形貌如图1所示 残余奥氏体的).(3)抑制共晶碳化物的析出及改 表1为两种试验钢的化学成分，除Al含量不同外， 善珠光体形态分布.高碳钢中添加A!后可使锻造 两种试验钢的其他元素含量基本一致，故将A!含量 过程中网状分布的共晶碳化物数量明显减少]，这 不同的试验钢记为0Al钢和0.77A1钢.根据不同 是因为A!是非碳化物形成元素，会阻碍锻造过程中 含A1钢的相变特性2)]制定如图2的热处理工艺， 碳化物的形成.A1通过增加珠光体转变的驱动力和 然后测试其力学性能.淬火处理在真空炉中，奥氏 转变速率从而减小片层间距，由此达到细化珠光体 体化30min后油冷，然后在箱式电阻炉中回火2次， 组织的效果[】.(4)细化晶粒.A会和钢中的0形 每次2h.根据NADCA#207-90标准，将热处理后材 成AL2O3,同时也可以和N形成AN分布于晶界，达 料除去氧化皮并加工成7mm×10mm×55mm无缺 到抑制晶粒长大的作用.Palizdar等)的研究表明 口试样，在BDS-500Y型冲击试验机上进行冲击试 Al可以细化低氨TRIP钢的晶粒，5 CrMoV中Al质 验.碳化物萃取所用试样为中10mm×100mm型圆 量分数从0.01%增加到0.8%时，马氏体板条宽度 柱，热处理方式同上.将热处理后的金相试样磨制、 由262nm减小到200nm,这说明Al的加入会增加 抛光后采用体积分数为4%的硝酸酒精溶液腐蚀， 马氏体板条的边界，细化马氏体板条[o).但A1在 借助Zeiss Supra-40型高分辨扫描电子显微镜 钢中的添加有时也会导致晶粒变的粗大，Bo心和 (SEM)对不同状态试验钢的组织形貌及冲击断口 Gof[)研究了Al对无取向硅钢的影响后发现，随 进行观察，采用Oxford能谱仪(EDS)对不同状态试 着A1含量的增加晶粒也会随之长大.因此，当为了 验钢的元素分布情况进行面扫描采集，采集时间均 细化晶粒而在钢中添加Al时，要严格控制A的添 为150s 图1试验钢退火显微组织.(a)0A:(b)0.77Al Fig.1 Annealed microstructure of tested steels:(a)0Al;(b)0.77Al 表1试验钢化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of tested steels % 钢号 Mn Cr Mo P Fe 0A1 0.390 0.286 0.738 5.03 1.50 0.592 0.008 ≤0.020 ≤0.005 余量 0.77A1 0.380 0.389 0.780 4.90 1.46 0.592 0.766
张国文等: Al 对淬回火 H11 钢力学性能和碳化物的影响 变钢中碳及合金元素的配比已成为研发高性能模具 用钢的主要手段[2] . Al 作为一种较为廉价的合金 元素,已经被广泛的添加到各类钢中[3鄄鄄5] ,并取得了 不错的成果. Al 在钢中的作用可大致归纳如下: (1)稳定铁素体相. Al 是铁素体形成元素,会扩大 铁素体及铁素体鄄鄄 奥氏体相区,实际生产中更容易 得到铁素体相,这也是含铁素体钢中加 Al 的目 的[5] . (2)增加残余奥氏体量. Al 会促进奥氏体化 过程中碳化物的溶解,TRIP 钢就是利用此原理使得 基体元素固溶量增加,从而在后续淬火中得到更多 残余奥氏体的[6] . (3)抑制共晶碳化物的析出及改 善珠光体形态分布. 高碳钢中添加 Al 后可使锻造 过程中网状分布的共晶碳化物数量明显减少[7] ,这 是因为 Al 是非碳化物形成元素,会阻碍锻造过程中 碳化物的形成. Al 通过增加珠光体转变的驱动力和 转变速率从而减小片层间距,由此达到细化珠光体 组织的效果[8] . (4)细化晶粒. Al 会和钢中的 O 形 成 Al 2O3 ,同时也可以和 N 形成 AlN 分布于晶界,达 到抑制晶粒长大的作用. Palizdar 等[9] 的研究表明 Al 可以细化低氮 TRIP 钢的晶粒,5CrMoV 中 Al 质 量分数从 0郾 01% 增加到 0郾 8% 时,马氏体板条宽度 由 262 nm 减小到 200 nm,这说明 Al 的加入会增加 马氏体板条的边界,细化马氏体板条[10] . 但 Al 在 钢中的添加有时也会导致晶粒变的粗大,Boc 和 Grof [11]研究了 Al 对无取向硅钢的影响后发现,随 着 Al 含量的增加晶粒也会随之长大. 因此,当为了 细化晶粒而在钢中添加 Al 时,要严格控制 Al 的添 加量. 虽然对 Al 在钢中作用的研究已经有多年,但 对 Al 在中碳中合金钢中作用的研究较少,尤其是 Al 对淬回火处理中碳化物演变规律的影响极为少 见,本文通过向 H11 钢中添加质量分数为 0郾 77% 的 Al 来研究其对 H11 钢淬回火组织性能及碳化物演 变的影响. 1 实验材料及方法 试验钢是由浙江某特钢厂经电渣重熔生产的球 化退火态锻制钢坯,退火态组织形貌如图 1 所示. 表 1 为两种试验钢的化学成分,除 Al 含量不同外, 两种试验钢的其他元素含量基本一致,故将 Al 含量 不同的试验钢记为 0Al 钢和 0郾 77Al 钢. 根据不同 含 Al 钢的相变特性[12] 制定如图 2 的热处理工艺, 然后测试其力学性能. 淬火处理在真空炉中,奥氏 体化 30 min 后油冷,然后在箱式电阻炉中回火 2 次, 每次 2 h. 根据 NADCA#207鄄鄄90 标准,将热处理后材 料除去氧化皮并加工成 7 mm 伊 10 mm 伊 55 mm 无缺 口试样,在 JBDS鄄鄄500Y 型冲击试验机上进行冲击试 验. 碳化物萃取所用试样为 准10 mm 伊 100 mm 型圆 柱,热处理方式同上. 将热处理后的金相试样磨制、 抛光后采用体积分数为 4% 的硝酸酒精溶液腐蚀, 借助 Zeiss Supra鄄鄄 40 型 高 分 辨 扫 描 电 子 显 微 镜 (SEM)对不同状态试验钢的组织形貌及冲击断口 进行观察,采用 Oxford 能谱仪(EDS)对不同状态试 验钢的元素分布情况进行面扫描采集,采集时间均 为 150 s. 图 1 试验钢退火显微组织 郾 (a) 0Al; (b) 0郾 77Al Fig. 1 Annealed microstructure of tested steels: (a) 0Al; (b) 0郾 77Al 表 1 试验钢化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of tested steels % 钢号 C Si Mn Cr Mo V Al P S Fe 0Al 0郾 390 0郾 286 0郾 738 5郾 03 1郾 50 0郾 592 0郾 008 臆0郾 020 臆0郾 005 余量 0郾 77Al 0郾 380 0郾 389 0郾 780 4郾 90 1郾 46 0郾 592 0郾 766 ·209·
·210· 工程科学学报，第40卷，第2期 1010℃.1030℃ 1060℃.1080℃ /0.5h 半透膜 450℃.510℃ 450℃510℃ 试样 油冷 560℃.600℃ 560℃.600℃ 铜片 /2h 2h 烧杯 空冷 空冷 电解液 淬火 一回 二回 时间h 直流电源 图2热处理工艺示意图 Fig.2 Schematic diagram of heat treatment process 图3碳化物萃取原理示意图 Fig.3 Schematic diagram of carbide extraction 碳化物萃取实验可以对淬回火过程中的碳化物 演变进行研究，对原始退火态、1060℃淬火、1060℃ CrCe 淬火+510℃回火、1060℃淬火+560℃回火及1060 ◆VC ◇Cr,C3 ℃淬火+600℃回火处理后的试样进行碳化物萃 取.萃取实验采用串联式闭合电路的原理，如图3 所示，其中试样作为阳极，铜片作为阴极，将阳极和 0.77A1、 阴极同时掷入预先配置好的电解液（体积分数为 4%的蒸馏水溶液，其中NaCl、C,H,O。和FeS0,的质 量比为1：1：3)中，经过10~15h的电解将基体溶 解，从而使得碳化物从基体上剥离，由于试样放置在 0AI 半透膜中，而半透膜只可以通过离子及水分子，因此 202530354045505560657075808590 可以将颗粒状的碳化物收集起来，将收集所得的碳 20m9 化物悬浊液进行3次的过滤除杂后放入离心机中以 图4退火态试验钢中碳化物X射线衍射图谱 8000rmin的转速离心20min,对离心后的样品进 Fig.4 XRD patterns of carbides in annealed tested steels 行烘干及称重，根据萃取后试样质量的损失和萃取 64 所得碳化物的质量可以计算出试样中碳化物的百分 0A1 62 -0.77A1 含量.利用D/MAX250OV型X射线衍射仪(XRD) 分析碳化物的种类，主要测量参数如下：扫描方式为 50 28/0连续式扫描，扫描范围为20°~90°，扫描速度 58 5.min-1 56 2结果和讨论 54 52 2.1铝对谇火H11钢性能和碳化物的影响 两种试验钢的退火态碳化物X射线衍射分析 50001020104010601080110011201140 淬火温度℃ 结果如图4所示，表2为0A1钢和0.77A1钢不同热 图5硬度与淬火温度的关系曲线 处理状态下的碳化物种类及含量.从X射线衍射图 Fig.5 Hardness curves versus quenched temperature 谱中不同碳化物的衍射峰强度可知，0Al钢的退火 态碳化物主要是Cr3C。及少量的Cr,C,和VC, 内淬火时硬度的变化情况，从图中可以发现随着奥 0.77Al钢主要是Cr,C3和少量的Cr3C,和VC,这说 氏体化温度的升高，淬火硬度先升高后降低，在 明A使得HI1钢退火态Cr,C,更加稳定，两种试验 1060℃淬火时两种钢的硬度均达到最大值，但在此 钢的退火态碳化物含量基本一致. 温度区间淬火的0A1钢的硬度始终高于0.77A1钢. 图5是两种试验钢在1010~1130℃温度区间 两种试验钢淬火态扫描电镜组织如图6所示，其中
工程科学学报,第 40 卷,第 2 期 图 2 热处理工艺示意图 Fig. 2 Schematic diagram of heat treatment process 碳化物萃取实验可以对淬回火过程中的碳化物 演变进行研究,对原始退火态、1060 益 淬火、1060 益 淬火 + 510 益回火、1060 益淬火 + 560 益回火及 1060 益淬火 + 600 益 回火处理后的试样进行碳化物萃 取. 萃取实验采用串联式闭合电路的原理,如图 3 所示,其中试样作为阳极,铜片作为阴极,将阳极和 阴极同时掷入预先配置好的电解液(体积分数为 4% 的蒸馏水溶液,其中 NaCl、C4H6O6和 FeSO4的质 量比为 1颐 1颐 3)中,经过 10 ~ 15 h 的电解将基体溶 解,从而使得碳化物从基体上剥离,由于试样放置在 半透膜中,而半透膜只可以通过离子及水分子,因此 可以将颗粒状的碳化物收集起来,将收集所得的碳 化物悬浊液进行 3 次的过滤除杂后放入离心机中以 8000 r·min - 1的转速离心 20 min,对离心后的样品进 行烘干及称重,根据萃取后试样质量的损失和萃取 所得碳化物的质量可以计算出试样中碳化物的百分 含量. 利用 D/ MAX 2500V 型 X 射线衍射仪(XRD) 分析碳化物的种类,主要测量参数如下:扫描方式为 2兹 / 兹 连续式扫描,扫描范围为 20毅 ~ 90毅,扫描速度 5毅·min - 1 . 2 结果和讨论 2郾 1 铝对淬火 H11 钢性能和碳化物的影响 两种试验钢的退火态碳化物 X 射线衍射分析 结果如图 4 所示,表 2 为 0Al 钢和 0郾 77Al 钢不同热 处理状态下的碳化物种类及含量. 从 X 射线衍射图 谱中不同碳化物的衍射峰强度可知,0Al 钢的退火 态碳化 物 主 要 是 Cr23 C6 及 少 量 的 Cr7 C3 和 VC, 0郾 77Al 钢主要是 Cr7C3和少量的 Cr23C6和 VC,这说 明 Al 使得 H11 钢退火态 Cr7C3更加稳定,两种试验 钢的退火态碳化物含量基本一致. 图 5 是两种试验钢在 1010 ~ 1130 益 温度区间 图 3 碳化物萃取原理示意图 Fig. 3 Schematic diagram of carbide extraction 图 4 退火态试验钢中碳化物 X 射线衍射图谱 Fig. 4 XRD patterns of carbides in annealed tested steels 图 5 硬度与淬火温度的关系曲线 Fig. 5 Hardness curves versus quenched temperature 内淬火时硬度的变化情况,从图中可以发现随着奥 氏体化温度的升高,淬火硬度先升高后降低,在 1060 益淬火时两种钢的硬度均达到最大值,但在此 温度区间淬火的 0Al 钢的硬度始终高于 0郾 77Al 钢. 两种试验钢淬火态扫描电镜组织如图 6 所示,其中 ·210·
张国文等：A1对淬回火H11钢力学性能和碳化物的影响 ·211· (b)、(d)分别为(a)、(c)的局部放大图，对比图6 了大块MC碳化物的溶解.图8为两种实验钢淬火 (a)与图6(c)可以发现，0.77Al钢的淬火态未溶碳 态碳、钒元素分布情况，0Al钢中的碳和钒均出现了 化物数量要显著少于0A!钢，由表2可知两种试验 局部聚集的现象，但0.77A钢中的这两种元素分布 钢退火态碳化物的质量分数基本一致，由此推断A1 都较均匀，这与A!促进奥氏体化过程中碳化物的溶 促进了H11钢奥氏体化过程中碳化物的溶解，这是 解是分不开的.对比图6(b)和图6(d)可知，0Al钢 因为A!是非碳化物形成元素，A!的加入使得碳化的未溶碳化物有部分分布于奥氏体晶界，如图6(b) 物结构单元不稳定，促使碳及合金元素在奥氏体化 中箭头所示，这部分碳化物在奥氏体化过程中对晶 过程中的扩散所致[).淬火态试样碳化物萃取结果 粒的长大有一定的抑制作用，但在0.77A钢中并未 如图7(a)和表2所示，可知两种实验钢淬火后未溶 发现此现象，这也使得0.77！钢的淬火态晶粒比 碳化物均为VC,但0A!钢的未溶VC的质量分数比 0A1钢粗大，如图9所示.0.77A1钢淬火态未溶碳 0.77A钢高0.431%.有学者]指出，H13钢经高 化物数量的减少在一定程度上减弱了弥散强化的效 温扩散能将钢中小颗粒MC完全溶解，但大块MC 果，晶粒的长大也使得晶界强化的作用减弱，这两点 碳化物仅部分溶解，这与本次实验中0A!钢的现象 是导致0.77Al钢淬火态硬度低于0Al钢的主要 是一致的，但0.77A1钢中由于A1元素的加人促使 原因. a b 2 um 200μm 24m 200m 图61060℃淬火显微组织.(a,b)0Al:(c,d)0.77A:(b)、(d)分别为(a)、(c)的局部放大图 Fig.6 Microstructures of tested steels quenched at 1060C:(a,b)0Al;(c,d)0.77Al;(b)and (d)are local enlarged graphs of (a)and (c) 表2试验钢经不同热处理后碳化物种类及含量 Table 2 Fraction and type of carbides in tested steels at different heat treatment processes OAI 0.77A1 热处理状态 碳化物质量 碳化物质量 碳化物类型 碳化物类型 分数/% 分数/% 退火态 VC,CrC3,Cr2sC6 16.108 VC,CrC3,Cr23Co 15.832 1060℃淬火 VC 0.883 VC 0.452 1060℃淬火+510℃回火 VC,MoC,VC,(Fe,Cr)C 8.215 VC,MoC,(Fe,Cr)2C 4.384 1060℃淬火+560℃回火 VC,CrC3.Crza Co.(Fe,Cr)3C 10.239 VC.CraC3,Cr2sC6.(Fe,Cr)2C 7.515 1060℃淬火+600℃回火 VC.CraC3,Cr2sC6 11.208 VC,CraC3,Cr2a Co 10.507
张国文等: Al 对淬回火 H11 钢力学性能和碳化物的影响 (b)、(d)分别为( a)、( c) 的局部放大图,对比图 6 (a)与图 6(c)可以发现,0郾 77Al 钢的淬火态未溶碳 化物数量要显著少于 0Al 钢,由表 2 可知两种试验 钢退火态碳化物的质量分数基本一致,由此推断 Al 促进了 H11 钢奥氏体化过程中碳化物的溶解,这是 因为 Al 是非碳化物形成元素,Al 的加入使得碳化 物结构单元不稳定,促使碳及合金元素在奥氏体化 过程中的扩散所致[9] . 淬火态试样碳化物萃取结果 如图 7(a)和表 2 所示,可知两种实验钢淬火后未溶 碳化物均为 VC,但 0Al 钢的未溶 VC 的质量分数比 0郾 77Al 钢高 0郾 431% . 有学者[13] 指出,H13 钢经高 温扩散能将钢中小颗粒 MC 完全溶解,但大块 MC 碳化物仅部分溶解,这与本次实验中 0Al 钢的现象 是一致的,但 0郾 77Al 钢中由于 Al 元素的加入促使 了大块 MC 碳化物的溶解. 图 8 为两种实验钢淬火 态碳、钒元素分布情况,0Al 钢中的碳和钒均出现了 局部聚集的现象,但 0郾 77Al 钢中的这两种元素分布 都较均匀,这与 Al 促进奥氏体化过程中碳化物的溶 解是分不开的. 对比图 6(b)和图 6(d)可知,0Al 钢 的未溶碳化物有部分分布于奥氏体晶界,如图 6(b) 中箭头所示,这部分碳化物在奥氏体化过程中对晶 粒的长大有一定的抑制作用,但在 0郾 77Al 钢中并未 发现此现象,这也使得 0郾 77Al 钢的淬火态晶粒比 0Al 钢粗大,如图 9 所示. 0郾 77Al 钢淬火态未溶碳 化物数量的减少在一定程度上减弱了弥散强化的效 果,晶粒的长大也使得晶界强化的作用减弱,这两点 是导致 0郾 77Al 钢淬火态硬度低于 0Al 钢的主要 原因. 图 6 1060 益淬火显微组织 郾 (a, b) 0Al; (c, d) 0郾 77Al; (b)、(d)分别为(a)、(c)的局部放大图 Fig. 6 Microstructures of tested steels quenched at 1060 益 : (a, b) 0Al; (c, d) 0郾 77Al; (b) and (d) are local enlarged graphs of (a) and (c) 表 2 试验钢经不同热处理后碳化物种类及含量 Table 2 Fraction and type of carbides in tested steels at different heat treatment processes 热处理状态 0Al 0郾 77Al 碳化物类型 碳化物质量 分数/ % 碳化物类型 碳化物质量 分数/ % 退火态 VC, Cr7C3 , Cr23C6 16郾 108 VC, Cr7C3 , Cr23C6 15郾 832 1060 益淬火 VC 0郾 883 VC 0郾 452 1060 益淬火 + 510 益回火 VC, Mo2C, V2C, (Fe,Cr)3C 8郾 215 VC, MoC, (Fe,Cr)2C 4郾 384 1060 益淬火 + 560 益回火 VC, Cr7C3 , Cr23C6 , (Fe,Cr)3C 10郾 239 VC, Cr7C3 , Cr23C6 , (Fe,Cr)2C 7郾 515 1060 益淬火 + 600 益回火 VC, Cr7C3 , Cr23C6 11郾 208 VC, Cr7C3 , Cr23C6 10郾 507 ·211·
·212· 工程科学学报，第40卷，第2期 (a) ◆MC (b) ￥Mo,C (Fe/Cr).C +VC MoC ◆VC (Fe/Cr),C 0.77A1 0.77A1 众流大之 202530354045505560657075808590 202530354045505560657075808590 20iM) 20( (c) 4CraC。·(Fe/Cr,C Cr.Ce Cr-C3 ◆(Fer,C Cr.Ca 0.77A ◆VC VC 0.77A1 202530354045505560657075808590 202530354045505560657075808590 20 20M 图7不同热处理状态的碳化物X射线衍射图谱.(a)1060℃淬火：(b)510℃回火：(c)560℃回火：(d)600℃回火 Fig.7 XRD carbide patterns of tested steels in different heat treatment processes:(a)quenched at 1060C;(b)tempered at 510C;(c)tempered at560℃；(d)tempered at600℃ 2.5m 2.5μm 图81060℃淬火元素分布.(a,c)0Al:(b,d)0.77Al Fig.8 Element distribution of tested steels quenched at 1060 C:(a,c)0Al;(b,d)0.77Al 2.2A1对回火H11钢性能和碳化物的影响 (a)为不同热处理工艺下的回火硬度.结果发现不 2.2.1A1对回火硬度的影响及与碳化物的关系 同温度淬火的0.77A1钢在560℃以下温度回火时， 对两种试验钢进行如图2的淬回火处理，图10 回火硬度均比0Al的要高1~3HRC,硬度最大值均
工程科学学报,第 40 卷,第 2 期 图 7 不同热处理状态的碳化物 X 射线衍射图谱. (a) 1060 益淬火; (b) 510 益回火; (c) 560 益回火; (d) 600 益回火 Fig. 7 XRD carbide patterns of tested steels in different heat treatment processes: (a) quenched at 1060 益 ; (b) tempered at 510 益 ; (c) tempered at 560 益 ; (d) tempered at 600 益 图 8 1060 益淬火元素分布. (a, c) 0Al; (b, d) 0郾 77Al Fig. 8 Element distribution of tested steels quenched at 1060 益 : (a, c) 0Al; (b, d) 0郾 77Al 2郾 2 Al 对回火 H11 钢性能和碳化物的影响 2郾 2郾 1 Al 对回火硬度的影响及与碳化物的关系 对两种试验钢进行如图 2 的淬回火处理,图 10 (a)为不同热处理工艺下的回火硬度. 结果发现不 同温度淬火的 0郾 77Al 钢在 560 益 以下温度回火时, 回火硬度均比 0Al 的要高 1 ~ 3 HRC,硬度最大值均 ·212·
张国文等：A1对淬回火H11钢力学性能和碳化物的影响 ·213· 100 um 1004m 图91060℃淬火品粒度.(a)0A:(b)0.77A Fig.9 Grain size of tested steels quenched at 1060C:(a)0Al:(b)0.77Al 62 (a) 400 b)。-0A1-1010℃淬火◆一0.77A-1010℃淬火 360 ·-0A1-1030℃淬火 ←一0.77A-1030℃淬火 58 4-0A1-1060℃淬火一0.77Al-1060℃淬火 320 -0A1-1080℃淬火 ◆-0.77A1-1080℃淬火 280 52 240 200 48 -0Al-1010℃淬火◆0.77A1-1010℃淬火 160 46/ ▲-0A1-1030℃淬火-0.77A1-1030℃淬火 ◆-0Al-1060℃淬火←0.77A-1060℃淬火 44 0A1-1080℃淬火◆-0.77A-1080℃淬火 120 050100150200250300350400450500550600650 894040480500520540560580600 回火温度℃ 回火温度℃ 图10不同淬回火工艺下的硬度和冲击功，(a)硬度：(b)冲击功 Fig.10 Hardness and impact energy of tested steels quenched and tempered at different heat treatment processes:(a)hardness;(b)impact energy 出现在510℃（二次硬化峰）附近，且0.77A1钢的二 著.600℃回火时，从图11(e)中可以发现0Al钢的 次硬化更加明显，当回火温度高于560℃时.0.77A1 碳化物大部分已经聚集球化成尺寸更大的大块状， 钢的回火硬度和0A1钢近乎相同，600℃回火时甚至 相邻碳化物之间界线不再清晰：0.77A1钢经600℃ 要稍低于0Al钢. 回火后，虽然碳化物尺寸也进一步增大且数量增多， 图11为两种试验钢回火时的典型组织形貌，图 但并未出现明显的球化，碳化物之间界线尚可辨清. 7(b)、(c)、(d)及表2为回火态碳化物萃取结果. 两种钢经此温度回火的碳化物均为Cr2C6和C,C3, 对比图11(a)与图11(b)可知，510℃回火时0.77Al 只是0.77A1钢的碳化物总量稍低于0A1钢，且两 钢碳化物较0A!钢细小且分布更加均匀：由7(b)中 种钢中不同类型碳化物所占比例不同，0.77A1钢 X射线衍射峰的相对强度可知，0.77A1钢在510℃ 和0Al钢中占大多数的碳化物分别是Cr,C,和 回火时析出了大量的MoC,而0A1钢的析出物主要 Cr23C6. 是V,C和Mo2C.虽然0A1钢碳化物析出总量要多 由于回火过程晶粒的粗化并没有奥氏体化过程 于0.77A钢，但0Al钢的碳化物尺寸普遍大于 那么明显，因此回火硬度主要和碳化物的分布、粗化 0.77A1钢，有一定的粗化效应.560℃回火后两种 程度以及马氏体板条的回复有关.当第二相粒子较 试验钢的碳化物均较510℃回火时多而粗大，如图 小且与基体成共格或半共格析出时，位错主要通过 11(c)和图11(d)所示，特别是0Al钢中有部分碳化 切割第二相粒子产生强化，第二相粒子直径比较大 物聚集成长条状的大块碳化物，如图11(c)中箭头 时，位错主要通过绕过机制对钢起到强化作用.根 所示.0.77Al钢560℃回火时的析出物主要是Cx,C, 据Delagnes等t的工作，当强化机制为切割第二相 和少量的(Fe,Cr)zC,0Al钢在560℃回火的析出物 粒子时，强化效果与第二相粒子尺寸成正比：而强化 主要是Cr,C和CraC6以及少量的(Fe,Cr)2C,Al对 机制为绕过第二相粒子时，强化效果与第二相粒子 此温度回火时碳化物析出的阻碍已没有510℃时显 尺寸成反比.由文献[14]可知，粒子尺寸大于10nm
张国文等: Al 对淬回火 H11 钢力学性能和碳化物的影响 图 9 1060 益淬火晶粒度 郾 (a) 0Al; (b) 0郾 77Al Fig. 9 Grain size of tested steels quenched at 1060 益 : (a) 0Al; (b) 0郾 77Al 图 10 不同淬回火工艺下的硬度和冲击功 郾 (a) 硬度; (b) 冲击功 Fig. 10 Hardness and impact energy of tested steels quenched and tempered at different heat treatment processes: (a) hardness; (b) impact energy 出现在 510 益 (二次硬化峰)附近,且 0郾 77Al 钢的二 次硬化更加明显,当回火温度高于 560 益 时,0郾 77Al 钢的回火硬度和 0Al 钢近乎相同,600 益回火时甚至 要稍低于 0Al 钢. 图 11 为两种试验钢回火时的典型组织形貌,图 7(b)、(c)、( d) 及表 2 为回火态碳化物萃取结果. 对比图 11(a)与图 11(b)可知,510 益回火时 0郾 77Al 钢碳化物较 0Al 钢细小且分布更加均匀;由 7(b)中 X 射线衍射峰的相对强度可知,0郾 77Al 钢在 510 益 回火时析出了大量的 MoC,而 0Al 钢的析出物主要 是 V2C 和 Mo2C. 虽然 0Al 钢碳化物析出总量要多 于 0郾 77Al 钢, 但 0Al 钢的碳 化 物 尺 寸 普 遍 大 于 0郾 77Al 钢,有一定的粗化效应. 560 益 回火后两种 试验钢的碳化物均较 510 益 回火时多而粗大,如图 11(c)和图 11(d)所示,特别是 0Al 钢中有部分碳化 物聚集成长条状的大块碳化物,如图 11(c)中箭头 所示. 0郾 77Al 钢 560 益回火时的析出物主要是Cr7C3 和少量的(Fe, Cr)2C,0Al 钢在 560 益回火的析出物 主要是 Cr7C3和 Cr23C6以及少量的(Fe, Cr)2C,Al 对 此温度回火时碳化物析出的阻碍已没有 510 益 时显 著. 600 益回火时,从图 11(e)中可以发现 0Al 钢的 碳化物大部分已经聚集球化成尺寸更大的大块状, 相邻碳化物之间界线不再清晰;0郾 77Al 钢经 600 益 回火后,虽然碳化物尺寸也进一步增大且数量增多, 但并未出现明显的球化,碳化物之间界线尚可辨清. 两种钢经此温度回火的碳化物均为 Cr23C6和 Cr7C3 , 只是 0郾 77Al 钢的碳化物总量稍低于 0Al 钢,且两 种钢中不同类型碳化物所占比例不同,0郾 77Al 钢 和 0Al 钢中 占 大 多 数 的 碳 化 物 分 别 是 Cr7 C3 和 Cr23C6 . 由于回火过程晶粒的粗化并没有奥氏体化过程 那么明显,因此回火硬度主要和碳化物的分布、粗化 程度以及马氏体板条的回复有关. 当第二相粒子较 小且与基体成共格或半共格析出时,位错主要通过 切割第二相粒子产生强化,第二相粒子直径比较大 时,位错主要通过绕过机制对钢起到强化作用. 根 据 Delagnes 等[1]的工作,当强化机制为切割第二相 粒子时,强化效果与第二相粒子尺寸成正比;而强化 机制为绕过第二相粒子时,强化效果与第二相粒子 尺寸成反比. 由文献[14]可知,粒子尺寸大于 10 nm ·213·
·214· 工程科学学报，第40卷，第2期 200nm 00 nm 图111060℃淬火后经不同温度回火碳化物形貌.(a)01,510℃：(b)0.77A1,510℃：(c)0A1,560℃：(d)0.77A1,560℃：(e)0A1,600 ℃：(f)0.77A1.600℃ Fig.1 1 Microstructures of tested steels tempered at different temperatures after quenching at 10060℃：(a)0Al,5l0℃：(b)0.77Al,5l0℃；(c） 0Al,560℃：(d)0.7AL,560℃：(e)0A,600℃：()0.77Al,600℃ 时的强化方式主要为绕过机制，从图11可以发现， C),C及Cr,C3和CraC,在同一回火温度形成条件 510,560及600℃回火时0A1钢的碳化物尺寸均大 的区别在于局部区域碳和合金元素比例的不同，A! 于10nm,0.77A钢的碳化物尺寸虽然小于0Al钢，通过阻碍回火过程中碳和合金元素的聚集使得(Fe/ 但仍大于10nm.因此，两种试验钢回火后均通过使 Cr)2C、MoC和Cr,C更加稳定，抑制(Fe/Cr)3C、Mo,C 位错绕过碳化物从而产生强化效果，且0.77A钢中和CrC,的析出，这与文献[17]中A1抑制渗碳体析 碳化物对硬度的贡献要高于0A!钢.由于碳化物的 出的结果是一致的.由于A!对碳和合金元素在不 析出会导致基体中元素固溶量减少且0A1钢回火时 同回火温度的影响效果的差异，造成了宏观回火硬 碳化物析出量要多于0.77A1钢，因此0.77A1钢回度的不同，即0.77A1钢在560℃以下回火时具有更 火后基体中元素固溶量多于0A1钢，基体固溶度的 高的硬度.综上，A1对回火H11钢碳化物的析出和 增加会减弱马氏体的回复程度[]，由此可知回火过 马氏体的回复均有一定的阻碍作用，这种作用在 程后0.77Al钢基体的回复程度也小于0A钢. 560℃以下更加显著. 图12为510℃回火时两种试验钢元素分布情 2.2.2A1对冲击韧性的影响及与碳化物的关系 况，可以发现0.77Al钢较0Al钢元素分布更加均 韧性也是模具钢的一个重要性能指标，优良的 匀，所以A!可以阻碍回火时碳及合金元素的聚集. 韧性往往会使模具具有更长的寿命.图10(b)为两 钢中元素比例的不同往往会导致其中物相种类的差 种试验钢在不同热处理状态下的冲击性能，结果发 异16，由此可知MoC和Mo,C、(Fe,Cr)2C和(Fe, 现A1可以显著的提高H11钢的冲击韧性，相同热
工程科学学报,第 40 卷,第 2 期 图 11 1060 益淬火后经不同温度回火碳化物形貌郾 (a) 0Al,510 益 ; (b) 0郾 77Al,510 益 ; (c) 0Al,560 益 ; (d) 0郾 77Al,560 益 ; (e) 0Al,600 益 ; (f) 0郾 77Al,600 益 Fig. 11 Microstructures of tested steels tempered at different temperatures after quenching at 1060 益 : (a) 0Al, 510 益 ; (b) 0郾 77Al, 510 益 ; (c) 0Al, 560 益 ; (d) 0郾 77Al, 560 益 ; (e) 0Al, 600 益 ; (f) 0郾 77Al, 600 益 时的强化方式主要为绕过机制,从图 11 可以发现, 510、560 及 600 益 回火时 0Al 钢的碳化物尺寸均大 于 10 nm,0郾 77Al 钢的碳化物尺寸虽然小于 0Al 钢, 但仍大于 10 nm. 因此,两种试验钢回火后均通过使 位错绕过碳化物从而产生强化效果,且 0郾 77Al 钢中 碳化物对硬度的贡献要高于 0Al 钢. 由于碳化物的 析出会导致基体中元素固溶量减少且 0Al 钢回火时 碳化物析出量要多于 0郾 77Al 钢,因此 0郾 77Al 钢回 火后基体中元素固溶量多于 0Al 钢,基体固溶度的 增加会减弱马氏体的回复程度[15] ,由此可知回火过 程后 0郾 77Al 钢基体的回复程度也小于 0Al 钢. 图 12 为 510 益 回火时两种试验钢元素分布情 况,可以发现 0郾 77Al 钢较 0Al 钢元素分布更加均 匀,所以 Al 可以阻碍回火时碳及合金元素的聚集. 钢中元素比例的不同往往会导致其中物相种类的差 异[16] ,由此可知 MoC 和 Mo2 C、( Fe,Cr)2 C 和( Fe, Cr)3C 及 Cr7 C3和 Cr23 C6在同一回火温度形成条件 的区别在于局部区域碳和合金元素比例的不同,Al 通过阻碍回火过程中碳和合金元素的聚集使得(Fe / Cr)2C、MoC 和 Cr7C3更加稳定,抑制(Fe / Cr)3C、Mo2 C 和 Cr23C6的析出,这与文献[17]中 Al 抑制渗碳体析 出的结果是一致的. 由于 Al 对碳和合金元素在不 同回火温度的影响效果的差异,造成了宏观回火硬 度的不同,即 0郾 77Al 钢在 560 益 以下回火时具有更 高的硬度. 综上,Al 对回火 H11 钢碳化物的析出和 马氏体的回复均有一定的阻碍作用,这种作用在 560 益以下更加显著. 2郾 2郾 2 Al 对冲击韧性的影响及与碳化物的关系 韧性也是模具钢的一个重要性能指标,优良的 韧性往往会使模具具有更长的寿命. 图 10(b)为两 种试验钢在不同热处理状态下的冲击性能,结果发 现 Al 可以显著的提高 H11 钢的冲击韧性,相同热 ·214·
张国文等：A1对淬回火H11钢力学性能和碳化物的影响 ·215· 400nm 碳 400nm 400 nm 钒 400nm ) 400n 400nm 图121060℃淬火+510℃回火元素分布.(a,c,c)0A1:(b,d,f)0.77Al Fig.12 Element distribution of tested steels quenched at 1060C and tempered at 510C:(a,c,e)Al;(b,d,f)0.77Al 处理条件下0.77A1钢的冲击韧性均高于0A1钢. 有些分布于奥氏体晶界.(2)回火后0A1钢碳化 图13为1060℃淬火+560℃回火后两种试验钢的 物的析出数量和粗化情况也比0.77A1严重.0A1 冲击断口形貌，两种试验钢的断口均呈现出脆性 钢淬火后未溶的碳化物和回火后新形成的碳化 断裂和韧性断裂的综合形貌，但0A1钢的脆性断 物在尺寸上都比0.77A1钢大，这些大颗粒的碳 裂比例要显著高于0.77A1钢，分析原因可能如 化物均有可能成为断裂的源头【1]，且0A1钢中分 下：(1)0A1钢在奥氏体化过程中碳化物的残留 布于晶界上的淬火态未溶碳化物还会导致一定 量多于0.77A1钢，这部分碳化物尺寸均较大且 程度的沿晶断裂 a b 2 um 2 um 图131060℃淬火+560℃回火冲击断口形貌.(a)0A1:(b)0.77A1 Fig.13 SEM fractography of tested steels quenched at 1060 C and tempered at 560C:(a)0Al;(b)0.77Al
张国文等: Al 对淬回火 H11 钢力学性能和碳化物的影响 图 12 1060 益淬火 + 510 益回火元素分布 郾 (a, c, e) 0Al; (b, d, f) 0郾 77Al Fig. 12 Element distribution of tested steels quenched at 1060 益 and tempered at 510 益 : (a, c, e) 0Al; (b, d, f) 0郾 77Al 处理条件下 0郾 77Al 钢的冲击韧性均高于 0Al 钢. 图 13 为 1060 益 淬火 + 560 益 回火后两种试验钢的 图 13 1060 益 淬火 + 560 益 回火冲击断口形貌 郾 ( a) 0Al; ( b) 0郾 77Al Fig. 13 SEM fractography of tested steels quenched at 1060 益 and tempered at 560 益 : ( a) 0Al; ( b) 0郾 77Al 冲击断口形貌,两种试验钢的断口均呈现出脆性 断裂和韧性断裂的综合形貌,但 0Al 钢的脆性断 裂比例要显著高于 0郾 77Al 钢,分析原因可能如 下:(1) 0Al 钢在奥氏体化过程中碳化物的残留 量多于 0郾 77Al 钢,这部分碳化物尺寸均较大且 有些分布于奥氏体晶界. (2 ) 回火后 0Al 钢碳化 物的析出数量和粗化情况也比 0郾 77Al 严重. 0Al 钢淬火后未溶的碳化物和回火后新形成的碳化 物在尺寸上都比 0郾 77Al 钢大,这些大颗粒的碳 化物均有可能成为断裂的源头[18] ,且 0Al 钢中分 布于晶界上的淬火态未溶碳化物还会导致一定 程度的沿晶断裂. ·215·
·216· 工程科学学报，第40卷，第2期 low alloyed TRIP-steels.Steel Res Int,2002,73(6-7):259 3结论 [7]Zheng J.Huang W G.Microstructure and mechanical properties of ultra-high carbon steel containing Al.Foundry Technol,2014,35 本文对比分析了A1质量分数为0.77% (1):24 (0.77A1)和不含A1(0AI)的H11钢的淬回火组织 (郑静，黄维刚.含铝超高碳钢组织及力学性能的研究.铸造 和性能，借助碳化物萃取方法对热处理过程中A!对 技术，2014,35(1)：24) 碳化物的影响进行了研究，主要结论如下： [8]Wu K M,Bhadeshia HK D H.Extremely fine pearlite by continu- (1)A!可以促进H11钢奥氏体化过程中碳化 ous cooling transformation.Scripta Mater,2012,67(1):53 [9]Palizdar Y,Scott A J,Cochrane R C,et al.Understanding the 物的溶解，导致了淬火晶粒一定的粗化，使得 effect of aluminium on microstructure in low level nitrogen steels. 0.77Al钢淬火硬度比0Al钢低1~3HRC. Mater Sci Technol,2009,25(10):1243 (2)A1可以阻碍H11钢回火过程中碳化物的 [10]Li SS,Liu Y H,Song Y L.et al.Simplification of heat treat- 析出和聚集，560℃以下温度回火效果更加显著.Al ment process in a tool steel by aluminium addition.Mater Sci 对回火碳化物的类型也有一定的影响，主要体现在 Technol.2016,32(15):1597 [11]Boc I,Grof T.The core-loss reducing effect of aluminum in non- Al可以使(Fe,Cr),C、MoC和Cr,C,更加稳定，抑制 oriented Fe-Si steels.IEEE Trans Magn,1986,22(5):517 (Fe,Cr)3C、Mo,C和CrzsCsl的析出，这种影响是通过 [12]Sheng Z D,Zuo PP,Wu X C.Effect of Al on the continuous 阻碍回火过程中元素的聚集进而影响局部区域碳和 cooling transformation characteristic of hot extrusion die steel 合金元素比例来实现的 SDAH13.J Unir Sci Technol Beijing,2016,38(11):1559 (3)A!可以显著提高H11钢的冲击性能， (盛振栋，左鹏鹏，吴晓春.A对热挤压模具钢SDAHI3连 0.77A!钢奥氏体化过程中碳化物的大量溶解和回 续冷却转变规律的影响.北京科技大学学报，2016,38 (11):1559) 火时碳化物细小弥散分布是提高冲击韧性的主要 [13]Li F Y,Ma D S,Chen ZZ,et al.Structure and properties of 原因. high temperature diffused-superfining treated die steel H13.Spec Steel,2008,29(3):63 参考文献 (李凤艳，马党参，陈再枝，等.高温扩散-超细化H13模具 [1]Delagnes D.Lamesle P,Mathon M H,et al.Influence of silicon 钢的组织和性能.特殊钢，2008,29(3)：63) content on the precipitation of secondary carbides and fatigue prop [14]Ning A G.Investigation on Nanoscale Precipitates in H13 Hot- erties of a 5%Cr tempered martensitic steel.Mater Sci Eng A, ork Die Steel and Comprehensive Strengthening Mechanism of 2005,394(1-2):435 Steel Dissertation ]Beijing:University of Science and Technol- [2]Wu X C,Zuo PP.Development status and trend of hot working ogy Beijing,2015 die steels at home and abroad.Die Mould Ind,2013,39(10):1 (宁安刚.热作模具钢中纳米级析出物及钢的综合强化机理 (吴晓春，左鹏鹏.国内外热作模具钢发展现状与趋势.模具 研究[学位论文].北京：北京科技大学，2015) 工业，2013,39(10)：1) [15]Torres H,Varga M,Ripoll M R.High temperature hardness of [3]Suh D W,Park S J,Oh C S,et al.Influence of partial replace- steels and iron-based alloys.Mater Sci Eng A,2016,671:170 ment of Si by Al on the change of phase fraction during heat treat- [16]Danoix F,Danoix R,Akre J,et al.Atom probe tomography in- ment of TRIP steels.Scripta Mater,2007,57(12):1097 vestigation of assisted precipitation of secondary hardening car- [4]Peng H F,Song X,Gao A G,et al.Microstructure and mechani- bides in a medium carbon martensitic steels.J Microsc,2011, cal properties of the Al-added ultrahigh carbon steel.Mater Lett, 244(3):305 2005,59(26):3330 [17]Qian L H,Zhou Q,Zhang F C,et al.Microstructure and me- [5]Zhang X,Fan LJ,Xu Y L,et al.Effect of aluminum on micro- chanical properties of a low carbon carbide-free bainitic steel co- structure,mechanical properties and pitting corrosion resistance of alloyed with Al and Si.Mater Des,2012,39:264 ultra-pure 429 ferritic stainless steels.Mater Des,2015,65:682 [18]Souki I,Delagnes D,Lours P.Influence of heat treatment on the [6]Traint S,Pichler A.Hauzenberger K,et al.Influence of silicon, fracture toughness and crack propagation in 5%Cr martensitic aluminium,phosphorus and copper on the phase transformations of steel.Procedia Eng,2011,10:631
工程科学学报,第 40 卷,第 2 期 3 结论 本文 对 比 分 析 了 Al 质 量 分 数 为 0郾 77% (0郾 77Al) 和不含 Al (0Al) 的 H11 钢的淬回火组织 和性能,借助碳化物萃取方法对热处理过程中 Al 对 碳化物的影响进行了研究,主要结论如下: (1) Al 可以促进 H11 钢奥氏体化过程中碳化 物的 溶 解, 导 致 了 淬 火 晶 粒 一 定 的 粗 化, 使 得 0郾 77Al 钢淬火硬度比 0Al 钢低 1 ~ 3 HRC. (2) Al 可以阻碍 H11 钢回火过程中碳化物的 析出和聚集,560 益以下温度回火效果更加显著. Al 对回火碳化物的类型也有一定的影响,主要体现在 Al 可以使(Fe,Cr)2 C、MoC 和 Cr7 C3更加稳定,抑制 (Fe,Cr)3C、Mo2C 和 Cr23C6的析出,这种影响是通过 阻碍回火过程中元素的聚集进而影响局部区域碳和 合金元素比例来实现的. (3 ) Al 可以显著提高 H11 钢的冲击性能, 0郾 77Al 钢奥氏体化过程中碳化物的大量溶解和回 火时碳化物细小弥散分布是提高冲击韧性的主要 原因. 参 考 文 献 [1] Delagnes D, Lamesle P, Mathon M H, et al. Influence of silicon content on the precipitation of secondary carbides and fatigue prop鄄 erties of a 5% Cr tempered martensitic steel. Mater Sci Eng A, 2005, 394(1鄄2): 435 [2] Wu X C, Zuo P P. Development status and trend of hot working die steels at home and abroad. Die Mould Ind, 2013, 39(10): 1 (吴晓春, 左鹏鹏. 国内外热作模具钢发展现状与趋势. 模具 工业, 2013, 39(10): 1) [3] Suh D W, Park S J, Oh C S, et al. Influence of partial replace鄄 ment of Si by Al on the change of phase fraction during heat treat鄄 ment of TRIP steels. Scripta Mater, 2007, 57(12): 1097 [4] Peng H F, Song X, Gao A G, et al. Microstructure and mechani鄄 cal properties of the Al鄄added ultrahigh carbon steel. Mater Lett, 2005, 59(26): 3330 [5] Zhang X, Fan L J, Xu Y L, et al. Effect of aluminum on micro鄄 structure, mechanical properties and pitting corrosion resistance of ultra鄄pure 429 ferritic stainless steels. Mater Des, 2015, 65: 682 [6] Traint S, Pichler A, Hauzenberger K, et al. Influence of silicon, aluminium, phosphorus and copper on the phase transformations of low alloyed TRIP鄄steels. Steel Res Int, 2002, 73(6鄄7): 259 [7] Zheng J, Huang W G. Microstructure and mechanical properties of ultra鄄high carbon steel containing Al. Foundry Technol, 2014, 35 (1): 24 (郑静, 黄维刚. 含铝超高碳钢组织及力学性能的研究. 铸造 技术, 2014, 35(1): 24) [8] Wu K M, Bhadeshia H K D H. Extremely fine pearlite by continu鄄 ous cooling transformation. Scripta Mater, 2012, 67(1): 53 [9] Palizdar Y, Scott A J, Cochrane R C, et al. Understanding the effect of aluminium on microstructure in low level nitrogen steels. Mater Sci Technol, 2009, 25(10): 1243 [10] Li S S, Liu Y H, Song Y L, et al. Simplification of heat treat鄄 ment process in a tool steel by aluminium addition. Mater Sci Technol, 2016, 32(15): 1597 [11] Boc I, Grof T. The core鄄loss reducing effect of aluminum in non鄄 oriented Fe鄄鄄 Si steels. IEEE Trans Magn, 1986, 22(5): 517 [12] Sheng Z D, Zuo P P, Wu X C. Effect of Al on the continuous cooling transformation characteristic of hot extrusion die steel SDAH13. J Univ Sci Technol Beijing, 2016, 38(11): 1559 (盛振栋, 左鹏鹏, 吴晓春. Al 对热挤压模具钢 SDAH13 连 续冷却转变规律的影响. 北京科技大学学报, 2016, 38 (11): 1559) [13] Li F Y, Ma D S, Chen Z Z, et al. Structure and properties of high temperature diffused鄄superfining treated die steel H13. Spec Steel, 2008, 29(3): 63 (李凤艳, 马党参, 陈再枝, 等. 高温扩散鄄鄄超细化 H13 模具 钢的组织和性能. 特殊钢, 2008, 29(3): 63) [14] Ning A G. Investigation on Nanoscale Precipitates in H13 Hot鄄 work Die Steel and Comprehensive Strengthening Mechanism of Steel [Dissertation]. Beijing: University of Science and Technol鄄 ogy Beijing, 2015 (宁安刚. 热作模具钢中纳米级析出物及钢的综合强化机理 研究[学位论文]. 北京: 北京科技大学, 2015) [15] Torres H, Varga M, Ripoll M R. High temperature hardness of steels and iron鄄based alloys. Mater Sci Eng A, 2016, 671: 170 [16] Danoix F, Danoix R, Akre J, et al. Atom probe tomography in鄄 vestigation of assisted precipitation of secondary hardening car鄄 bides in a medium carbon martensitic steels. J Microsc, 2011, 244(3): 305 [17] Qian L H, Zhou Q, Zhang F C, et al. Microstructure and me鄄 chanical properties of a low carbon carbide鄄free bainitic steel co鄄 alloyed with Al and Si. Mater Des, 2012, 39: 264 [18] Souki I, Delagnes D, Lours P. Influence of heat treatment on the fracture toughness and crack propagation in 5% Cr martensitic steel. Procedia Eng, 2011, 10: 631 ·216·
