工程科学学报，第39卷.第8期：1174-1181,2017年8月 Chinese Journal of Engineering,Vol.39,No.8:1174-1181,August 2017 D0L:10.13374/j.issn2095-9389.2017.08.006;htp:/journals..usth.edu.cn 基于原位观察的H13钢中液析碳化物高温行为研究 毛明涛2)，郭汉杰12)，孙晓林12)，王飞3)四，陈希春3》，郭靖2) 1)北京科技大学冶金与生态工程学院，北京1000832)高端金属材料特种熔炼与制备北京市重点实验室，北京100083 3)钢铁研究总院，北京100081 ☒通信作者，E-mail:18046511210@163.cm 摘要使用原位观察方法研究了不同凝固条件H3钢铸锭样品中液析碳化物的高温行为.实验发现连铸锭及电渣锭两种 样品在所研究的枝晶间存在明显的合金元素偏析，其中C、M0、V、C的偏析较为明显，液析碳化物存在于凝固枝晶间偏析最 严重的区域，成分为V,Mo、Cr、T的液析碳化物.连铸锭及电渣锭两种样品分别在1200℃及1250℃围绕液析碳化物周围出 现局部液相，理论计算的局部液相出现温度与实验观察到的接近：随着温度的升高，局部液相范围扩大，与电渣锭相比，加热 至相同温度时，连铸锭液析碳化物周围的局部液相范围更大.液析碳化物周围局部液相的出现加快了枝晶间合金元素的扩 散，对液析碳化物的高温行为具有重要影响. 关键词液析碳化物：显微偏析：原位观察：局部液相 分类号TG151.1 In-situ research of high-temperature behavior of primary carbide in H13 steel MAO Ming-tao),GUO Han-jie2),SUN Xiao-lin2),WANG Fei CHEN Xi-chun,GUO Jing2) 1)School of Metallurgical and Ecological Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Key Laboratory of Beijing for Special Melting and Preparation of High-End Metal Materials,Beijing 100083.China 3)Central Iron Steel Research Institute,Beijing 100081,China Corresponding author,E-mail:18046511210@163.com ABSTRACT In-situ research was conducted to illuminate the high-temperature behavior of primary carbide in H13 steel that had been cast in different ways.Experimental observations indicate the obvious segregation of Cr,Mo,V,and C in the interdendrite zone of continuously cast and electroslag remelting (ESR)samples.In the interdendrite zone,primary carbide is composed of Cr,Mo,V, and Ti.A liquid phase was observed to occur around the primary carbide of two as-cast samples cast by continuous casting and ESR processes when heated to 1200C and 1250C,respectively.The temperature at which the liquid phase appears agrees well with theo- retical calculations.The liquid-phase region expands as the heating temperature increases and the continuous casting sample shows a larger liquid zone.The emergence of a partial liquid phase accelerates the diffusion of the segregated elements and is an important fac- tor in the high-temperature behavior of primary carbide. KEY WORDS primary carbide;microsegregation:in-situ observation:partial liquid phase H13钢为C-Mo-V系中碳中合金钢，含有8%的观偏析，研究表明，随着凝固过程的进行，最后凝固的 合金，是一种广泛用于挤压、压铸等领域的热作模具液相由于偏析，其溶质浓度是开始凝固时液相中溶质 钢.在凝固过程中，由于凝固前沿固液两相中的溶解 浓度的数倍甚至数十倍)，因此在凝固前沿枝晶间 度不同，溶质元素会在两相中重新分配，形成枝晶间微 过饱和的液相中会生成液析碳化物[)，具有较高的稳 收稿日期：2017-01-06 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51541402,51274031)
工程科学学报,第 39 卷,第 8 期:1174鄄鄄1181,2017 年 8 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 39, No. 8: 1174鄄鄄1181, August 2017 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2017. 08. 006; http: / / journals. ustb. edu. cn 基于原位观察的 H13 钢中液析碳化物高温行为研究 毛明涛1,2) , 郭汉杰1,2) , 孙晓林1,2) , 王 飞3) 苣 , 陈希春3) , 郭 靖1,2) 1) 北京科技大学冶金与生态工程学院, 北京 100083 2) 高端金属材料特种熔炼与制备北京市重点实验室, 北京 100083 3) 钢铁研究总院, 北京 100081 苣 通信作者,E鄄mail:18046511210@ 163. com 摘 要 使用原位观察方法研究了不同凝固条件 H13 钢铸锭样品中液析碳化物的高温行为. 实验发现连铸锭及电渣锭两种 样品在所研究的枝晶间存在明显的合金元素偏析,其中 Cr、Mo、V、C 的偏析较为明显,液析碳化物存在于凝固枝晶间偏析最 严重的区域,成分为 V、Mo、Cr、Ti 的液析碳化物. 连铸锭及电渣锭两种样品分别在 1200 益 及 1250 益 围绕液析碳化物周围出 现局部液相,理论计算的局部液相出现温度与实验观察到的接近;随着温度的升高,局部液相范围扩大,与电渣锭相比,加热 至相同温度时,连铸锭液析碳化物周围的局部液相范围更大. 液析碳化物周围局部液相的出现加快了枝晶间合金元素的扩 散,对液析碳化物的高温行为具有重要影响. 关键词 液析碳化物; 显微偏析; 原位观察; 局部液相 分类号 TG151郾 1 In鄄situ research of high鄄temperature behavior of primary carbide in H13 steel MAO Ming鄄tao 1,2) , GUO Han鄄jie 1,2) , SUN Xiao鄄lin 1,2) , WANG Fei 3) 苣 , CHEN Xi鄄chun 3) , GUO Jing 1,2) 1) School of Metallurgical and Ecological Engineering, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 2) Key Laboratory of Beijing for Special Melting and Preparation of High鄄End Metal Materials, Beijing 100083, China 3) Central Iron & Steel Research Institute, Beijing 100081, China 苣 Corresponding author, E鄄mail:18046511210@ 163. com ABSTRACT In鄄situ research was conducted to illuminate the high鄄temperature behavior of primary carbide in H13 steel that had been cast in different ways. Experimental observations indicate the obvious segregation of Cr, Mo, V, and C in the interdendrite zone of continuously cast and electroslag remelting (ESR) samples. In the interdendrite zone, primary carbide is composed of Cr, Mo, V, and Ti. A liquid phase was observed to occur around the primary carbide of two as鄄cast samples cast by continuous casting and ESR processes when heated to 1200 益 and 1250 益 , respectively. The temperature at which the liquid phase appears agrees well with theo鄄 retical calculations. The liquid鄄phase region expands as the heating temperature increases and the continuous casting sample shows a larger liquid zone. The emergence of a partial liquid phase accelerates the diffusion of the segregated elements and is an important fac鄄 tor in the high鄄temperature behavior of primary carbide. KEY WORDS primary carbide; microsegregation; in鄄situ observation; partial liquid phase 收稿日期: 2017鄄鄄01鄄鄄06 基金项目: 国家自然科学基金资助项目(51541402,51274031) H13 钢为 Cr鄄鄄Mo鄄鄄V 系中碳中合金钢,含有 8% 的 合金,是一种广泛用于挤压、压铸等领域的热作模具 钢. 在凝固过程中,由于凝固前沿固液两相中的溶解 度不同,溶质元素会在两相中重新分配,形成枝晶间微 观偏析,研究表明,随着凝固过程的进行,最后凝固的 液相由于偏析,其溶质浓度是开始凝固时液相中溶质 浓度的数倍甚至数十倍[1鄄鄄3] ,因此在凝固前沿枝晶间 过饱和的液相中会生成液析碳化物[4] ,具有较高的稳
毛明涛等：基于原位观察的H13钢中液析碳化物高温行为研究 ·1175· 定性，常规淬回火热处理无法消除，会遗传到材料的使 高温下的变化行为，切取两种工艺的样品CI与样品EI 用环节，破坏钢基体连续性，导致材料的强度、韧性降 (CI代表连铸工艺，EI代表电渣工艺).分析其成分， 低，影响钢材的使用性能[5-8] 主元素使用火花光谱仪分析，设备型号Labspark1000, 为了减轻枝晶间偏析，消除液析碳化物，从而提高 气体元素使用ONH分析仪分析，设备型号为 材料的寿命和各向同性，普遍使用在液析碳化物的分 ONH3000,痕量元素使用电感耦合等离子体原子发射 解温度及固相线温度之间进行长时间保温的工艺，即 光谱仪(ICP-AES)分析，设备型号为Plasma10O0:试 高温扩散工艺对材料进行处理9]，经过长时间高温 样经机械打磨抛光后，在扫描电子显微镜(SEM-EDS) 扩散，枝晶间偏析减弱，液析碳化物尺寸和数量减少， 下分析了液析碳化物成分，设备型号为JSM- 材料性能提高。高温扩散温度越高，时间越长，对液析 6480LV&Noran System six能谱仪，在电子显微探针分 碳化物及枝晶间偏析的消除效果越好.H13钢的高温 析(EMPA)下对液析碳化物及枝晶间区域进行观察， 扩散温度一般在1200~1300℃，其平衡固相线温度约 并用配套波谱仪进行元素含量分析，设备型号为E 1390℃，考虑到溶质偏析会导致枝晶间元素浓度上 0L-JXA8530F:将样品制成d5.3mm×3mm薄片，各 升，从而使枝晶间局部固相线温度降低，对H13钢高 个面磨光，上表面抛光，使用体积分数为5%的硝酸酒 温扩散时，极有可能在枝晶间偏析严重区域或液析碳 精腐蚀，在高温共聚焦显微镜下对两凝固条件样品中 化物周围产生局部熔化.文献中对高温扩散时枝晶间 的液析碳化物进行原位观察，为了避免升温时间过长 偏析及液析碳化物变化行为的研究普遍采用非原位的 导致枝晶间元素扩散均匀，在1000℃以下加热时采用 方法，通过对比高温扩散前后枝晶间元素偏析比及液 较快的加热速率，为了便于实验观察，在1000℃以上 析碳化物的分解情况，推测液析碳化物在高温下的变 时采用相对较慢的加热速率，具体实验条件为：样品从 化行为，具有一定的局限性 室温25℃开始加热，以200℃·min1加热至1000℃， 为了明确液析碳化物在高温扩散时的变化情况， 随后以50℃·minl加热至1350℃，然后停止加热，在 准确描述液析碳化物的分解过程，本研究采用原位分 高温共聚焦显微镜加热炉内迅速冷却至室温，冷却速 析技术，研究了高温下液析碳化物的分解行为，更加准 度为200℃·min,观察过程样品室通高纯氩气以防 确地反映了液析碳化物在高温分解时与周围基体的相 止试样表面氧化，设备型号为Lasertec VL2000DX- 互作用情况，对于改进液析碳化物高温分解模型、预测 SVF17SP. 分解行为具有重要意义， 1.2实验结果 1实验 (1)液析碳化物成分与枝晶间元素分析. 实验用试样成分分析如表1所示，样品CI与样品 1.1实验设计 EI的成分基本一致. 为了研究不同工艺生产H13钢中液析碳化物在 表1H13的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of H13 样品 C Si Mn Cr Mo Ti N 9 0.40 0.94 0.28 0.012 <0.03 5.06 1.54 0.98 0.0086 0.012 EL 0.38 0.95 0.36 0.012 <0.03 5.12 1.47 1.05 0.0079 0.012 图1为样品EI枝晶间液析碳化物处合金元素的 电子显微探针成分分析，沿垂直枝晶间区域的方向扫 电子显微探针分析面扫描图像，液析碳化物成分为V、 描时，C、Mo、V、C浓度先升高后降低，在靠近液析碳 Mo、Cr、C、N,液析碳化物在枝晶间区域生成，枝晶间存 化物及枝晶中心的区域，合金元素浓度高，远离枝晶间 在明显的元素偏析，元素的偏析以Cr、Mo、V、C为主， 的位置合金元素浓度低：C、Mo、V、C在枝晶间偏析明 越靠近液析碳化物的位置，元素偏析越严重：在背散射 显，其余元素基本无偏析：样品CI在所研究枝晶间的 图像下不同颜色的液析碳化物，其组成有差异，深色液 溶质偏析程度大于样品I在所研究枝晶间的溶质偏 析碳化物V、C、N含量较高，浅色液析碳化物中C、Mo 析程度，样品CI在所研究枝晶间液析碳化物周围C 含量较高：液析碳化物长度约10um,形状为条形，其 的质量分数最高达9%，样品E在所研究枝晶间液析 走向与枝晶间区域的走向一致，液析碳化物是枝晶凝 碳化物周围Cr质量分数最高为7%，Mo、V、C的浓度 固末期在枝晶间产生的 也有相似的关系. 图2为样品CI与样品EI枝晶间元素质量分数的 图3为样品C中典型液析碳化物的扫描电镜图
毛明涛等: 基于原位观察的 H13 钢中液析碳化物高温行为研究 定性,常规淬回火热处理无法消除,会遗传到材料的使 用环节,破坏钢基体连续性,导致材料的强度、韧性降 低,影响钢材的使用性能[5鄄鄄8] . 为了减轻枝晶间偏析,消除液析碳化物,从而提高 材料的寿命和各向同性,普遍使用在液析碳化物的分 解温度及固相线温度之间进行长时间保温的工艺,即 高温扩散工艺对材料进行处理[9鄄鄄12] ,经过长时间高温 扩散,枝晶间偏析减弱,液析碳化物尺寸和数量减少, 材料性能提高. 高温扩散温度越高,时间越长,对液析 碳化物及枝晶间偏析的消除效果越好. H13 钢的高温 扩散温度一般在 1200 ~ 1300 益 ,其平衡固相线温度约 1390 益 ,考虑到溶质偏析会导致枝晶间元素浓度上 升,从而使枝晶间局部固相线温度降低,对 H13 钢高 温扩散时,极有可能在枝晶间偏析严重区域或液析碳 化物周围产生局部熔化. 文献中对高温扩散时枝晶间 偏析及液析碳化物变化行为的研究普遍采用非原位的 方法,通过对比高温扩散前后枝晶间元素偏析比及液 析碳化物的分解情况,推测液析碳化物在高温下的变 化行为,具有一定的局限性. 为了明确液析碳化物在高温扩散时的变化情况, 准确描述液析碳化物的分解过程,本研究采用原位分 析技术,研究了高温下液析碳化物的分解行为,更加准 确地反映了液析碳化物在高温分解时与周围基体的相 互作用情况,对于改进液析碳化物高温分解模型、预测 分解行为具有重要意义. 1 实验 1郾 1 实验设计 为了研究不同工艺生产 H13 钢中液析碳化物在 高温下的变化行为,切取两种工艺的样品 CI 与样品 EI (CI 代表连铸工艺,EI 代表电渣工艺). 分析其成分, 主元素使用火花光谱仪分析,设备型号 Labspark 1000, 气体 元 素 使 用 ONH 分 析 仪 分 析, 设 备 型 号 为 ONH3000,痕量元素使用电感耦合等离子体原子发射 光谱仪( ICP鄄鄄 AES)分析,设备型号为 Plasma 1000;试 样经机械打磨抛光后,在扫描电子显微镜( SEM鄄鄄EDS) 下分 析 了 液 析 碳 化 物 成 分, 设 备 型 号 为 JSM鄄鄄 6480LV&Noran System six 能谱仪,在电子显微探针分 析(EMPA)下对液析碳化物及枝晶间区域进行观察, 并用配套波谱仪进行元素含量分析,设备型号为 JE鄄 OL鄄鄄JXA8530F;将样品制成 准5郾 3 mm 伊 3 mm 薄片,各 个面磨光,上表面抛光,使用体积分数为 5% 的硝酸酒 精腐蚀,在高温共聚焦显微镜下对两凝固条件样品中 的液析碳化物进行原位观察,为了避免升温时间过长 导致枝晶间元素扩散均匀,在 1000 益 以下加热时采用 较快的加热速率,为了便于实验观察,在 1000 益 以上 时采用相对较慢的加热速率,具体实验条件为:样品从 室温 25 益开始加热,以 200 益·min - 1加热至 1000 益 , 随后以 50 益·min - 1加热至 1350 益 ,然后停止加热,在 高温共聚焦显微镜加热炉内迅速冷却至室温,冷却速 度为 200 益·min - 1 ,观察过程样品室通高纯氩气以防 止试 样 表 面 氧 化,设 备 型 号 为 Lasertec VL2000DX鄄鄄 SVF17SP. 1郾 2 实验结果 (1) 液析碳化物成分与枝晶间元素分析. 实验用试样成分分析如表 1 所示,样品 CI 与样品 EI 的成分基本一致. 表 1 H13 的化学成分(质量分数) Table 1 Chemical composition of H13 % 样品 C Si Mn P S Cr Mo V Ti N CI 0郾 40 0郾 94 0郾 28 0郾 012 < 0郾 03 5郾 06 1郾 54 0郾 98 0郾 0086 0郾 012 EI 0郾 38 0郾 95 0郾 36 0郾 012 < 0郾 03 5郾 12 1郾 47 1郾 05 0郾 0079 0郾 012 图 1 为样品 EI 枝晶间液析碳化物处合金元素的 电子显微探针分析面扫描图像,液析碳化物成分为 V、 Mo、Cr、C、N,液析碳化物在枝晶间区域生成,枝晶间存 在明显的元素偏析,元素的偏析以 Cr、Mo、V、C 为主, 越靠近液析碳化物的位置,元素偏析越严重;在背散射 图像下不同颜色的液析碳化物,其组成有差异,深色液 析碳化物 V、C、N 含量较高,浅色液析碳化物中 Cr、Mo 含量较高;液析碳化物长度约 10 滋m,形状为条形,其 走向与枝晶间区域的走向一致,液析碳化物是枝晶凝 固末期在枝晶间产生的. 图 2 为样品 CI 与样品 EI 枝晶间元素质量分数的 电子显微探针成分分析,沿垂直枝晶间区域的方向扫 描时,Cr、Mo、V、C 浓度先升高后降低,在靠近液析碳 化物及枝晶中心的区域,合金元素浓度高,远离枝晶间 的位置合金元素浓度低;Cr、Mo、V、C 在枝晶间偏析明 显,其余元素基本无偏析;样品 CI 在所研究枝晶间的 溶质偏析程度大于样品 EI 在所研究枝晶间的溶质偏 析程度,样品 CI 在所研究枝晶间液析碳化物周围 Cr 的质量分数最高达 9% ,样品 EI 在所研究枝晶间液析 碳化物周围 Cr 质量分数最高为 7% ,Mo、V、C 的浓度 也有相似的关系. 图 3 为样品 CI 中典型液析碳化物的扫描电镜图 ·1175·
·1176 工程科学学报，第39卷，第8期 质量分数/% C质量分数% 0.950 5413 )894 5.094 0.837 4.775 0781 4.457 0.724 4.138 0.668 3.819 0.611 3.501 0.555 3.182 0.498 2.863 0.442 2.544 0.385 2.226 0.329 1.907 0.272 1588 0.216 1.270 0.160 0.951 0.103 0.632 20m 20μm ■0.047 Ae0.559 Ave 0 质量分数% Cr质量分数/% 0.642 35.08 0.602 33.13 0.562 0.522 0.482 0.441 0.401 0.361 0.321 19.42 17.47 15.51 0.201 13.55 0.161 11.59 0.120 9.64 0.080 7.68 Cr 0.040 5.72 20μm 20m Ae0.247 Ave 6.23 V质量分数/% Mo质量分数/% 46.08 3507 43 1 32.89 0. 3 46 26.36 31 72 24.19 8. 22.01 2 .98 19.83 15 17.37 13.30 1 .50 11.13 5.89 Mo 3.02 20m 20μm 0.15 0.24 Ave 1.04 Ave 1.42 N质量分数/% 2.074 1.426 1.296 1.167 1.037 0.908 0.778 0.648 0519 0.389 0.259 0.130 20 pm 20m Ave0.432 图1样品E枝晶间的电子显微探针面扫描分析 Fig.I Map scanning analysis of sample EI by EMPA
工程科学学报,第 39 卷,第 8 期 图 1 样品 EI 枝晶间的电子显微探针面扫描分析 Fig. 1 Map scanning analysis of sample EI by EMPA ·1176·
毛明涛等：基于原位观察的H13钢中液析碳化物高温行为研究 ·1177· 100 Hm 50μm 图2不同凝固条件下枝品间元素偏析情况.(a)样品C1:(b)样品EI Fig.2 Element segregation in interdendritic area:(a)sample Cl;(b)sample El 质量分数 Mo2.9% Cr 3.8% 57.1% Ti 125.7% C 8.8% 质量分数 Mo ■11.9% 点2 7.7% 65.9% Ti0.2% 10 um 12.6% 图3样品C中液析碳化物的扫描电镜-能谱仪分析 Fig.3 SEM-EDS analysis of primary carbide in sample Cl 像，液析碳化物呈岛状，尺寸约50μm,能谱仪分析发 处均为富V、Mo的液析碳化物，液析碳化物中含有少 现，点1处为富V、Ti的液析碳化物，点2处为富V、Mo 量的Fe,且Cr、Mo元素的含量比样品CI中液析碳化 的液析碳化物，点1与点2处不同成分的液析碳化物 物中更高. 连成一个整体 (2)液析碳化物高温行为原位观察 图4为样品EI中典型液析碳化物的扫描电镜图 样品CI和样品EI加热过程中，液析碳化物变化 像，液析碳化物呈链状分布，由若干个1~10μm的碳 情况的高温共聚焦原位图像如图5、图6所示 化物组成，总长度约25um,能谱仪分析发现，点1、点2 样品CI从室温加热至1000℃过程中，液析碳化 质量分数 Fe4.7% 点1 Mo ■10.9% G 8.1% 66.2% 10.1% 质量分数 Fe6.0% 点2中 Mo 8.6% Cr 7.0% V 67.1% 11.2% 5 um 图4样品EI中液析碳化物的扫描电镜-能谱仪分析 Fig.4 SEM-EDS analysis of primary carbide in sample El
毛明涛等: 基于原位观察的 H13 钢中液析碳化物高温行为研究 图 2 不同凝固条件下枝晶间元素偏析情况 郾 (a) 样品 CI; (b) 样品 EI Fig. 2 Element segregation in interdendritic area: (a) sample CI; (b) sample EI 图 3 样品 CI 中液析碳化物的扫描电镜鄄鄄能谱仪分析 Fig. 3 SEM鄄鄄EDS analysis of primary carbide in sample CI 像,液析碳化物呈岛状,尺寸约 50 滋m,能谱仪分析发 现,点 1 处为富 V、Ti 的液析碳化物,点 2 处为富 V、Mo 的液析碳化物,点 1 与点 2 处不同成分的液析碳化物 连成一个整体. 图 4 样品 EI 中液析碳化物的扫描电镜鄄鄄能谱仪分析 Fig. 4 SEM鄄鄄EDS analysis of primary carbide in sample EI 图 4 为样品 EI 中典型液析碳化物的扫描电镜图 像,液析碳化物呈链状分布,由若干个 1 ~ 10 滋m 的碳 化物组成,总长度约 25 滋m,能谱仪分析发现,点 1、点 2 处均为富 V、Mo 的液析碳化物,液析碳化物中含有少 量的 Fe,且 Cr、Mo 元素的含量比样品 CI 中液析碳化 物中更高. (2) 液析碳化物高温行为原位观察. 样品 CI 和样品 EI 加热过程中,液析碳化物变化 情况的高温共聚焦原位图像如图 5、图 6 所示. 样品 CI 从室温加热至 1000 益 过程中,液析碳化 ·1177·
·1178, 工程科学学报，第39卷，第8期 物变化不大：加热温度在1000~1200℃之间时，随着 样品EI从室温加热至1000℃过程中，液析碳化 温度升高，观察到液析碳化物的轮廓收缩，当加热至 物同样变化不大：加热温度在1000~1250℃之间时，液析 1200℃时，在液析碳化物周围及枝晶间其他位置的基 碳化物轮廓没有明显的变化，但加热到1250℃时，围绕液 体发生局部熔化， 析碳化物周围形成一层液膜包裹了液析碳化物. 50m 50 pm 50m 50μm 50μm 50 um 图5样品CI中液析碳化物加热过程中的变化.(a)1000℃：(b)1050℃：(c)1100℃：(d)1150℃：(e)1200℃：(f)1250℃ Fig.5 Evolution around primary carbide in sample Cl during heating:(a)1000℃；(b)10s0℃；(c)1l00℃；(d)1l50℃；(e)1200℃：() 1250℃ 液析碳化物 偏析带 30 30m 304m 液相扩大 30m 30 um 30m 图6样品EI中碳化物加热过程中的变化.(a)1100℃：(b)1150℃：(c)1200℃：(d)1250℃：(e)1300℃：(f)1350℃ Fig.6 Evolution around primary carbide in sample El during heating:(a)1100℃：(b)1150℃：(c)1200℃：(d)1250℃：(e)1300℃：(f) 1350℃ 镜分析发现，两样品中的液析碳化物成分类似，样品 2分析与讨论 E中合金元素在所研究枝晶间的偏析程度小于样品 2.1凝固条件对枝晶间偏析的影响 CI中合金元素在所研究枝晶间的偏析程度. 通过对样品CI和样品EI中液析碳化物的扫描电 图7为样品CI和样品E中液析碳化物周围基体
工程科学学报,第 39 卷,第 8 期 物变化不大;加热温度在 1000 ~ 1200 益 之间时,随着 温度升高,观察到液析碳化物的轮廓收缩,当加热至 1200 益 时,在液析碳化物周围及枝晶间其他位置的基 体发生局部熔化. 样品 EI 从室温加热至 1000 益 过程中,液析碳化 物同样变化不大;加热温度在1000 ~1250益之间时,液析 碳化物轮廓没有明显的变化,但加热到 1250 益时,围绕液 析碳化物周围形成一层液膜包裹了液析碳化物. 图 5 样品 CI 中液析碳化物加热过程中的变化 郾 (a)1000 益 ; (b) 1050 益 ; (c) 1100 益 ; (d) 1150 益 ; (e) 1200 益 ; (f) 1250 益 Fig. 5 Evolution around primary carbide in sample CI during heating: (a) 1000 益 ; (b) 1050 益 ; (c) 1100 益 ; (d) 1150 益 ; (e) 1200 益 ; (f) 1250 益 图 6 样品 EI 中碳化物加热过程中的变化 郾 (a) 1100 益 ; (b) 1150 益 ; (c) 1200 益 ; (d) 1250 益 ; (e) 1300 益 ; (f) 1350 益 Fig. 6 Evolution around primary carbide in sample EI during heating: (a) 1100 益 ; (b) 1150 益 ; (c) 1200 益 ; (d) 1250 益 ; (e) 1300 益 ; (f) 1350 益 2 分析与讨论 2郾 1 凝固条件对枝晶间偏析的影响 通过对样品 CI 和样品 EI 中液析碳化物的扫描电 镜分析发现,两样品中的液析碳化物成分类似,样品 EI 中合金元素在所研究枝晶间的偏析程度小于样品 CI 中合金元素在所研究枝晶间的偏析程度. 图 7 为样品 CI 和样品 EI 中液析碳化物周围基体 ·1178·
毛明涛等：基于原位观察的H13钢中液析碳化物高温行为研究 ·1179· 10 -Cr -Mo -40 -2002040 40 -20 20 40 距离碳化物位置μm 距离碳化物位置m 图7液析碳化物周围基体元素质量分数变化情况.(a)样品C:(b)样品El Fig.7 Mass fraction variation of elements around primary carbide:(a)sample CI;(b)sample El 中合金元素的电子显微探针线扫描分析情况.横坐标 距离的不同在1235~1250℃之间变化，在加热过程中 代表扫描时距离液析碳化物的位置，负值代表该位置 枝晶间温度达到1250℃时，固相线温度低于1250℃的 在液析碳化物左侧，正值代表该位置在液析碳化物的 区域就会局部熔化. 右侧，距离为零处代表液析碳化物与基体的界面处 样品CI在所研究枝晶间液析碳化物处的偏析比 1400 样品EI在所研究枝晶间液析碳化物处的偏析严重，样 品CI中液析碳化物周围基体的元素最大偏析（质量分 1350 数)为Cr:10.4%,Mo:5%,C:0.61%,V:3.7%;样品 EI中液析碳化物周围基体的元素最大偏析（质量分 回 数)为C:9%,Mo:5%,C:0.55%,V:3.3%.样品CI 一样品EI 1250 一一样品CI 中液析碳化物周围存在的显著元素偏析带宽度为40 um,而样品中液析碳化物周围存在的显著偏析带 1200 宽度较小，为30μm -40 -20 0 20 40 距离碳化物的位置m 2.2凝固条件对局部熔化行为的影响 不同的合金元素对合金钢的固相线温度影响不 图8液析碳化物处固相线温度变化情况 Fig.8 Solidus temperature around primary carbide 同，其基本形式如下式)所示 T=。-∑m[%]. (1) 样品EI枝晶间液析碳化物附近基体固相线温度 在1249~1390℃之间变化，距离液析碳化物越近的基 其中，T为固相线温度，T。为纯铁的熔点，i为对固相线 体，其固相线温度越低，与样品C相比，液析碳化物周 温度有影响的合金元素，[%门为合金元素i的质量分 围基体的固相线温度随距离液析碳化物的距离迅速升 数，m,为合金元素i对固相线温度影响的系数，n为钢 高，距离液析碳化物10m处基体的固相线温度已超 中对固相线温度有影响的合金元素个数 过1300℃，固相线温度仅在液析碳化物周围很小的范 由式(1)可知，溶质元素浓度升高后，合金的固相 围内低于1250℃，即加热至1250℃时，仅在液析碳化 线温度降低，加热时开始出现液相的温度降低.基于 物周围约2μm宽度范围内会出现局部熔化，固相线温 固相线温度的作用系数数据)，根据表1的成分数据 度梯度较大，即使加热至较高的温度也仅在液析碳化 计算样品CI和样品EI的固相线温度分别为T.= 物周围很小的范围内产生液相. 1381.1℃和T=1384.2℃，与实际观察到的液析碳化 样品C与样品EI相比，枝晶间靠近液析碳化物 物周围的液相出现温度相差很大.根据枝晶间元素偏 处的元素偏析严重，显著偏析区域更大，因而固相线温 析情况计算了枝晶间距离液析碳化物不同距离的基体 度较低的区域宽度大，且最低固相线温度低.对比高 的实际固相线温度，如图8所示 温共聚焦原位观察与偏析计算发现，样品EI中液析碳 样品CI枝晶间液析碳化物附近基体的固相线温 化物处计算的最低固相线温度与实验观察到的液相出 度在1235~1380℃之间变化.距离液析碳化物越近的 现温度接近，分别为1249℃与1250℃，样品CI中液析 基体，其固相线温度越低.液析碳化物周围宽度20μm 碳化物处计算的最低固相线温度与实验观察到的液相 的基体范围内，基体固相线温度根据距离液析碳化物 出现温度分别为1235℃与1200℃，两样品的局部固相
毛明涛等: 基于原位观察的 H13 钢中液析碳化物高温行为研究 图 7 液析碳化物周围基体元素质量分数变化情况 郾 (a) 样品 CI; (b) 样品 EI Fig. 7 Mass fraction variation of elements around primary carbide: (a) sample CI; (b) sample EI 中合金元素的电子显微探针线扫描分析情况. 横坐标 代表扫描时距离液析碳化物的位置,负值代表该位置 在液析碳化物左侧,正值代表该位置在液析碳化物的 右侧,距离为零处代表液析碳化物与基体的界面处. 样品 CI 在所研究枝晶间液析碳化物处的偏析比 样品 EI 在所研究枝晶间液析碳化物处的偏析严重,样 品 CI 中液析碳化物周围基体的元素最大偏析(质量分 数) 为 Cr:10郾 4% ,Mo:5% ,C:0郾 61% ,V:3郾 7% ;样品 EI 中液析碳化物周围基体的元素最大偏析(质量分 数)为 Cr:9% ,Mo:5% ,C:0郾 55% ,V:3郾 3% . 样品 CI 中液析碳化物周围存在的显著元素偏析带宽度为 40 滋m,而样品 EI 中液析碳化物周围存在的显著偏析带 宽度较小,为 30 滋m. 2郾 2 凝固条件对局部熔化行为的影响 不同的合金元素对合金钢的固相线温度影响不 同,其基本形式如下式[13]所示 Ts = T0 - 移 n 1 mi[% i]. (1) 其中,Ts为固相线温度,T0为纯铁的熔点,i 为对固相线 温度有影响的合金元素,[% i]为合金元素 i 的质量分 数,mi为合金元素 i 对固相线温度影响的系数,n 为钢 中对固相线温度有影响的合金元素个数. 由式(1)可知,溶质元素浓度升高后,合金的固相 线温度降低,加热时开始出现液相的温度降低. 基于 固相线温度的作用系数数据[14] ,根据表 1 的成分数据 计算样品 CI 和样品 EI 的固相线温度分别为 Ts = 1381郾 1 益和 Ts = 1384郾 2 益 ,与实际观察到的液析碳化 物周围的液相出现温度相差很大. 根据枝晶间元素偏 析情况计算了枝晶间距离液析碳化物不同距离的基体 的实际固相线温度,如图 8 所示. 样品 CI 枝晶间液析碳化物附近基体的固相线温 度在 1235 ~ 1380 益之间变化,距离液析碳化物越近的 基体,其固相线温度越低. 液析碳化物周围宽度 20 滋m 的基体范围内,基体固相线温度根据距离液析碳化物 距离的不同在 1235 ~ 1250 益 之间变化,在加热过程中 枝晶间温度达到 1250 益时,固相线温度低于 1250 益的 区域就会局部熔化. 图 8 液析碳化物处固相线温度变化情况 Fig. 8 Solidus temperature around primary carbide 样品 EI 枝晶间液析碳化物附近基体固相线温度 在 1249 ~ 1390 益之间变化,距离液析碳化物越近的基 体,其固相线温度越低,与样品 CI 相比,液析碳化物周 围基体的固相线温度随距离液析碳化物的距离迅速升 高,距离液析碳化物 10 滋m 处基体的固相线温度已超 过 1300 益 ,固相线温度仅在液析碳化物周围很小的范 围内低于 1250 益 ,即加热至 1250 益 时,仅在液析碳化 物周围约 2 滋m 宽度范围内会出现局部熔化,固相线温 度梯度较大,即使加热至较高的温度也仅在液析碳化 物周围很小的范围内产生液相. 样品 CI 与样品 EI 相比,枝晶间靠近液析碳化物 处的元素偏析严重,显著偏析区域更大,因而固相线温 度较低的区域宽度大,且最低固相线温度低. 对比高 温共聚焦原位观察与偏析计算发现,样品 EI 中液析碳 化物处计算的最低固相线温度与实验观察到的液相出 现温度接近,分别为 1249 益与 1250 益 ,样品 CI 中液析 碳化物处计算的最低固相线温度与实验观察到的液相 出现温度分别为 1235 益与 1200 益 ,两样品的局部固相 ·1179·
·1180· 工程科学学报，第39卷，第8期 线温度计算值与实验观察值接近. 2.3局部熔化对元素扩散的影响 图9为加热至不同的扩散温度时，样品CI和样品 计算了3,5-]温度在1200~1300℃时主要偏析 EI中液析碳化物处液相存在区域宽度的变化情况.样 元素Cr、Mo、V、C在固相及液相中的扩散系数，如图 品CI和样品EI液析碳化物周围液相出现区域的宽度 10所示.由于元素在液相中的扩散系数均在液相线温 均随着加热温度的升高而扩大，随着加热温度升高，样 度以上测得，图中液相中的扩散系数D,是将高温下的 品CI围绕液析碳化物先出现液相，在1235~1240℃ 扩散系数向低温外延得到的.图中D,、D,、D,分别为偏 范围内，随着加热温度的升高，液析碳化物处液相的宽 析元素在液相、铁素体相、奥氏体相中的扩散系数.温 度迅速扩大：在1240~1320℃范围内，随着加热温度 度在1200~1300℃变化时，合金元素在液相1，铁素体 的升高，液析碳化物处液相的宽度平稳增加：样品EI δ相以及奥氏体y相中的扩散系数差别很大，在实验 中围绕液析碳化物的液相在1249℃时出现，在1249~ 观察到的两样品均出现局部液相的温度1250℃下， 1320℃范围内，随着温度的增加，液相宽度平稳增加. Cr、Mo、C、V在液相中的扩散系数分别为在铁素体相8 ◆一样品CI 中扩散系数的511倍、330倍、1.13倍和893倍：在液 40 ·一样品EI 相中的扩散系数分别为在奥氏体相y中扩散系数的 2×10倍、2.6×10倍、12.6倍和6.8×10倍.即相同 30 温度下，液析碳化物周围若出现液相，则其中合金元素 C、Mo、V的扩散速率大大加快，而C在液相中的扩散 20 速度与在铁素体δ相中接近：高温扩散时若围绕液析 碳化物出现局部熔化，偏析元素Cr、Mo、V在局部液相 10 中瞬间扩散均匀，因而C在液析碳化物周围局部液相 中的扩散为液析碳化物分解速率的限制性环节之一， 1240 1260 1280 1300 1320 加热温度/℃ 在考虑液析碳化物的高温扩散分解时，液相的出现将 使得液析碳化物出现完全不同的分解机理 图9加热温度与液相区域大小 Fig.9 Relationship between heating temperature and size of liquid 3结论 zone 在已有的研究H13钢中液析碳化物高温扩散分 8x10回 10- D (B) 0 D 6x10 10-7 10- 10 10-1 1011 1480 1500 1520 15401560 1480 15001520. 15401560 温度/K 温度K 10 ie) 10-4 d -D 106 -D D 10 108 10 1480 1500 152015401560 10-1a 1480 1500 1520 1540 1560 温度K 温度K 图10主要偏析元素在固液相中的扩散系数.(a)Cr;(b)Mo:(c)C:(d)V Fig.10 Diffusion coefficients of segregated elements:(a)Cr;(b)Mo;(c)C;(d)V
工程科学学报,第 39 卷,第 8 期 线温度计算值与实验观察值接近. 图 9 为加热至不同的扩散温度时,样品 CI 和样品 EI 中液析碳化物处液相存在区域宽度的变化情况. 样 品 CI 和样品 EI 液析碳化物周围液相出现区域的宽度 均随着加热温度的升高而扩大,随着加热温度升高,样 品 CI 围绕液析碳化物先出现液相,在 1235 ~ 1240 益 范围内,随着加热温度的升高,液析碳化物处液相的宽 度迅速扩大;在 1240 ~ 1320 益 范围内,随着加热温度 的升高,液析碳化物处液相的宽度平稳增加;样品 EI 中围绕液析碳化物的液相在 1249 益时出现,在 1249 ~ 1320 益范围内,随着温度的增加,液相宽度平稳增加. 图 10 主要偏析元素在固液相中的扩散系数. (a) Cr; (b) Mo; (c) C; (d) V Fig. 10 Diffusion coefficients of segregated elements: (a) Cr; (b) Mo; (c) C; (d) V 图 9 加热温度与液相区域大小 Fig. 9 Relationship between heating temperature and size of liquid zone 2郾 3 局部熔化对元素扩散的影响 计算了[13,15鄄鄄16] 温度在 1200 ~ 1300 益 时主要偏析 元素 Cr、Mo、V、C 在固相及液相中的扩散系数,如图 10 所示. 由于元素在液相中的扩散系数均在液相线温 度以上测得,图中液相中的扩散系数 Dl是将高温下的 扩散系数向低温外延得到的. 图中 Dl、D啄 、D酌分别为偏 析元素在液相、铁素体相、奥氏体相中的扩散系数. 温 度在 1200 ~ 1300 益变化时,合金元素在液相 l,铁素体 啄 相以及奥氏体 酌 相中的扩散系数差别很大,在实验 观察到的两样品均出现局部液相的温度 1250 益 下, Cr、Mo、C、V 在液相中的扩散系数分别为在铁素体相 啄 中扩散系数的 511 倍、330 倍、1郾 13 倍和 893 倍;在液 相中的扩散系数分别为在奥氏体相 酌 中扩散系数的 2 伊 10 5倍、2郾 6 伊 10 4倍、12郾 6 倍和 6郾 8 伊 10 4倍. 即相同 温度下,液析碳化物周围若出现液相,则其中合金元素 Cr、Mo、V 的扩散速率大大加快,而 C 在液相中的扩散 速度与在铁素体 啄 相中接近;高温扩散时若围绕液析 碳化物出现局部熔化,偏析元素 Cr、Mo、V 在局部液相 中瞬间扩散均匀,因而 C 在液析碳化物周围局部液相 中的扩散为液析碳化物分解速率的限制性环节之一, 在考虑液析碳化物的高温扩散分解时,液相的出现将 使得液析碳化物出现完全不同的分解机理. 3 结论 在已有的研究 H13 钢中液析碳化物高温扩散分 ·1180·
毛明涛等：基于原位观察的H13钢中液析碳化物高温行为研究 ·1181· 解的文献中，对液析碳化物分解的研究集中在固相中， [4]Huo X Y.Factors affecting isotropy of H13 hot die steel.J fron 溶质偏析会导致液析碳化物周围基体在较低温度下即 Steel Res.2008.20(11):47 出现液相，由于C在固相中的扩散系数大于Cr、Mo、V (蛋晓阳.影响H13热作模具钢等向性的因素.钢铁研究学 报，2008,20(11)：47) 在固相中的扩散系数，Cr、Mo、V在液析碳化物周围基 [5]Song WW,Min Y A,Wu X C.Study on carbides and their evo- 体中的扩散为液析碳化物在固相中分解的限制性环 lution in H13 hot work steel.Trans Mater Heat Treat,2009,30 节，液相出现后，极大地加快了Cr、Mo、V在液析碳化 (5):122 物周围基体中的扩散，为提出新的液析碳化物高温扩 (宋雯雯，闵永安，吴晓春.H13钢中的碳化物分析及其演变 散分解机理提供了思路 规律研究.材料热处理学报，2009,30(5)：122) 本文利用电子显微探针分析了两种不同凝固条件 [6]Maity S K,Ballal N B,Kawalla R.Development of ultra-high 样品枝晶间液析碳化物处合金元素的分布情况，对高 strength steel by electroslag refining:effect of inoculation of titani- um on the microstructures and mechanical properties.IS/Int, 温扩散温度下样品枝晶间液析碳化物的行为进行了原 2006,46(9):1361 位观察，并基于枝晶间元素质量分数计算了液析碳化 [7]Wang M,Ma D S,Liu Z T.et al.Effect of Nb on segregation, 物周围枝晶间区域的固相线温度情况，得到如下几点 primary carbides and toughness of H13 steel.Acta Metall Sinica, 结论： 2014,50(3):285 (1)H13钢铸锭枝晶间存在元素偏析，枝晶间合 (王明，马党参，刘振天，等.Nb对芯棒用H13钢偏析、液析 碳化物及力学性能的影响.金属学报，2014,50(3)：285) 金元素的偏析质量分数达Cr:10.4%,Mo:5%,C: [8]Corwyn B M,Finn J.The effect of annealed microstructure on the 0.61%,V:3.7%,枝晶间凝固时机越晚的位置其局 impact toughness of premium H-13 die steel /NADCA 18th In- 部偏析越严重，H13钢以连铸及电渣两种凝固方式治 ternational Die Casting Congress and Exposition.Pennsylvania, 炼时均存在液析碳化物，其成分为Cr、V、Mo、T的M,C 1995:357 型碳化物，在枝晶间偏析严重的位置生成，液析碳化物 [9]Torkar M,Vodopivec F,Petovar S.Analysis of segregations in as- 呈长条状，与枝晶间元素偏析带的形状一致： cast X40CrMoV51 steel.Mater Sci Eng A,1993,173(1-2):313 (2)在高温共聚焦显微镜下观察到连铸锭及电渣 [10]Li F Y,Ma D S,Chen ZZ,et al.Structure and properties of 锭分别在加热至1200℃与1250℃时围绕液析碳化物 high temperature diffused-superfining treated die steel H13.Spe- cial Steel.2008,29(3):63 出现液相，计算了连铸锭及电渣锭中液析碳化物周围 (李凤艳，马党参，陈再枝，等.高温扩散-超细化H3模具 基体的最低固相线温度分别为1235℃与1250℃，与实 钢的组织和性能.特殊钢，2008,29(3)：63) 际观察到的液相出现温度接近，连铸凝固条件的样品 [11]Liu X G,Meng D N.Wang Y H,et al.Influences of high-tem- 与电渣凝固条件的样品相比在加热至相同温度时，液 perature diffusion on the homogenization and high-temperature 相区域更大： fracture behavior of 30CrlMolV.J Mater Eng Perform,2015. (3)计算了枝晶间显著偏析元素Cr、Mo、V、C在 24(2):1079 [12]Bjarbo A,Hattestrand M.Complex carbide growth,dissolution, 固液相中的扩散系数，在相同的加热温度下，液相中元 and coarsening in a modified 12 pet chromium steel- —an exper- 素的扩散系数远大于固相中元素的扩散系数，局部液 imental and theoretical study.Metall Mater Trans A,2001,32 相的出现极大的改善了液析碳化物的分解动力学条件. (1):19 [13]Meng Y,Thomas B G.Heat-transfer and solidification model of 参考文献 continuous slab casting:CONID.Metall Mater Trans B.2003, [1]Ueshima Y,Mizoguchi S,Matsumiya T,et al.Analysis of solute 34(5):685 distribution in dendrites of carbon steel with 8/y transformation [14]Saunders N,Guo U K Z,Li X,et al.Using JMatPro to model during solidification.Metall Trans B,1986,17(4):845 materials properties and behavior.JOM,2003,55(12):60 [2]Matsumiya T,Kajioka H,Mizoguchi S,et al.Mathematical anal- [15]Chen J X.Databook of Steelmaking.2nd Ed.Beijing:Metallur- ysis of segregations in continuously-cast slabs.Trans fron Steel Inst gical Industry Press,2010 Jpm,1984,24(11):873 (陈家样.炼钢常用图表数据手册.2版.北京：冶金工业出 [3]Pei Y K,Ma DS,Liu B S,et al.Effect of forging ratio on micro- 版社，2010) structure and mechanical property of H13 steel.fron Steel,2012, [16]Zhang J Y,Xing X R,Song B,et al.Physical Chemistry of Met- 47(2):81 allurgy.Beijing:Metallurgical Industry Press,2004 (裴悦凯，马党参，刘宝石，等.锻造比对H13钢组织和力学 (张家芸，邢献然，宋波，等。治金物理化学.北京：治金工 性能的影响.钢铁.2012,47(2)：81) 业出版社，2004)
毛明涛等: 基于原位观察的 H13 钢中液析碳化物高温行为研究 解的文献中,对液析碳化物分解的研究集中在固相中, 溶质偏析会导致液析碳化物周围基体在较低温度下即 出现液相,由于 C 在固相中的扩散系数大于 Cr、Mo、V 在固相中的扩散系数,Cr、Mo、V 在液析碳化物周围基 体中的扩散为液析碳化物在固相中分解的限制性环 节,液相出现后,极大地加快了 Cr、Mo、V 在液析碳化 物周围基体中的扩散,为提出新的液析碳化物高温扩 散分解机理提供了思路. 本文利用电子显微探针分析了两种不同凝固条件 样品枝晶间液析碳化物处合金元素的分布情况,对高 温扩散温度下样品枝晶间液析碳化物的行为进行了原 位观察,并基于枝晶间元素质量分数计算了液析碳化 物周围枝晶间区域的固相线温度情况,得到如下几点 结论: (1)H13 钢铸锭枝晶间存在元素偏析,枝晶间合 金元素的偏析质量分数达 Cr: 10郾 4% , Mo: 5% , C: 0郾 61% , V: 3郾 7% ,枝晶间凝固时机越晚的位置其局 部偏析越严重,H13 钢以连铸及电渣两种凝固方式冶 炼时均存在液析碳化物,其成分为 Cr、V、Mo、Ti 的 M2C 型碳化物,在枝晶间偏析严重的位置生成,液析碳化物 呈长条状,与枝晶间元素偏析带的形状一致; (2) 在高温共聚焦显微镜下观察到连铸锭及电渣 锭分别在加热至 1200 益 与 1250 益 时围绕液析碳化物 出现液相,计算了连铸锭及电渣锭中液析碳化物周围 基体的最低固相线温度分别为 1235 益与 1250 益 ,与实 际观察到的液相出现温度接近,连铸凝固条件的样品 与电渣凝固条件的样品相比在加热至相同温度时,液 相区域更大; (3) 计算了枝晶间显著偏析元素 Cr、Mo、V、C 在 固液相中的扩散系数,在相同的加热温度下,液相中元 素的扩散系数远大于固相中元素的扩散系数,局部液 相的出现极大的改善了液析碳化物的分解动力学条件. 参 考 文 献 [1] Ueshima Y, Mizoguchi S, Matsumiya T, et al. Analysis of solute distribution in dendrites of carbon steel with 啄 / 酌 transformation during solidification. Metall Trans B, 1986, 17(4): 845 [2] Matsumiya T, Kajioka H, Mizoguchi S, et al. Mathematical anal鄄 ysis of segregations in continuously鄄cast slabs. Trans Iron Steel Inst Jpn, 1984, 24(11): 873 [3] Pei Y K, Ma D S, Liu B S, et al. Effect of forging ratio on micro鄄 structure and mechanical property of H13 steel. Iron Steel, 2012, 47(2): 81 (裴悦凯, 马党参, 刘宝石, 等. 锻造比对 H13 钢组织和力学 性能的影响. 钢铁, 2012, 47(2): 81) [4] Huo X Y. Factors affecting isotropy of H13 hot die steel. J Iron Steel Res, 2008, 20(11): 47 (霍晓阳. 影响 H13 热作模具钢等向性的因素. 钢铁研究学 报, 2008, 20(11): 47) [5] Song W W, Min Y A, Wu X C. Study on carbides and their evo鄄 lution in H13 hot work steel. Trans Mater Heat Treat, 2009, 30 (5): 122 (宋雯雯, 闵永安, 吴晓春. H13 钢中的碳化物分析及其演变 规律研究. 材料热处理学报, 2009, 30(5): 122) [6] Maity S K, Ballal N B, Kawalla R. Development of ultra鄄high strength steel by electroslag refining: effect of inoculation of titani鄄 um on the microstructures and mechanical properties. ISIJ Int, 2006, 46(9): 1361 [7] Wang M, Ma D S, Liu Z T, et al. Effect of Nb on segregation, primary carbides and toughness of H13 steel. Acta Metall Sinica, 2014, 50(3): 285 (王明, 马党参, 刘振天, 等. Nb 对芯棒用 H13 钢偏析、液析 碳化物及力学性能的影响. 金属学报, 2014, 50(3): 285) [8] Corwyn B M, Finn J. The effect of annealed microstructure on the impact toughness of premium H鄄鄄13 die steel / / NADCA 18th In鄄 ternational Die Casting Congress and Exposition. Pennsylvania, 1995: 357 [9] Torkar M, Vodopivec F, Petovar S. Analysis of segregations in as鄄 cast X40CrMoV51 steel. Mater Sci Eng A, 1993, 173(1鄄2): 313 [10] Li F Y, Ma D S, Chen Z Z, et al. Structure and properties of high temperature diffused鄄superfining treated die steel H13. Spe鄄 cial 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) [11] Liu X G, Meng D N, Wang Y H, et al. Influences of high鄄tem鄄 perature diffusion on the homogenization and high鄄temperature fracture behavior of 30Cr1Mo1V. J Mater Eng Perform, 2015, 24(2): 1079 [12] Bj覿rbo A, H覿ttestrand M. Complex carbide growth, dissolution, and coarsening in a modified 12 pct chromium steel———an exper鄄 imental and theoretical study. Metall Mater Trans A, 2001, 32 (1): 19 [13] Meng Y, Thomas B G. Heat鄄transfer and solidification model of continuous slab casting: CON1D. Metall Mater Trans B, 2003, 34(5): 685 [14] Saunders N, Guo U K Z, Li X, et al. Using JMatPro to model materials properties and behavior. JOM, 2003, 55(12): 60 [15] Chen J X. Databook of Steelmaking. 2nd Ed. Beijing: Metallur鄄 gical Industry Press, 2010 (陈家祥. 炼钢常用图表数据手册. 2 版. 北京: 冶金工业出 版社, 2010) [16] Zhang J Y, Xing X R, Song B, et al. Physical Chemistry of Met鄄 allurgy. Beijing: Metallurgical Industry Press, 2004 (张家芸, 邢献然, 宋波, 等. 冶金物理化学. 北京: 冶金工 业出版社, 2004) ·1181·