毛明涛等：H13热作模具钢中液析碳化物的研究进展 ·1295· 更强的结合能力，使得MC型液析碳化物在凝固过 钢液中，在钢液凝固过程中成为液析碳化物的形核 程中的生成时机提前，并增加了MC型液析碳化物 核心.与AL,0,颗粒相比，Mg0·A山，03是一种更有 的热力学稳定性[5]，但对富Mo型液析碳化物无 效的异质形核剂206]，通过Mg处理将钢液中的 显著影响[s4] A山，0，转变为Mg0·AL,0,可以促进小尺寸弥散分布 加入异质形核剂作为液析碳化物的形核核心， 的液析碳化物在H13钢的凝固过程中生成.利用错 可以促进液析碳化物的形核及弥散化分布，并减小 配度理论计算的H13钢中夹杂物与液析碳化物的 其尺寸.不同的异质形核剂对细化H13钢中的液析 错配度如表2所示（表中8代表j作为i的形核核 碳化物效果不同.A山，0，是钢液中一种常见的夹杂 心的错配度).其中Mg0作为MC型碳化物的核心 物，其与富V的MC型液析碳化物的二维点阵错配 最有效，通常作为液析碳化物核心的夹杂物尺寸在 度为11.3%，属于中等有效的异质形核核心[s).在 3μm以内，通过添加合适的Mg元素含量可以起到 H13钢的浇铸过程中，没有上浮的AL203会保留在 细化H13钢中液析碳化物的目的. 表2夹杂物与液析碳化物的错配度，20] Table 2 Misfit ratio between inclusion and primary carbide in H13 steel(] 6效器 6 68 5(Cx) 8 11.3 3.4 0.1 10.3 3.0 2.9 6.4 4.5 2.3高温扩散 1250℃以上时分解较为迅速，但即使在1250℃保 工业级H13钢铸锭中往往存在大量大尺寸液 温10h,仍未能完全消除液析碳化物.指出液析碳 析碳化物，常规的正火、淬火热处理无法消除，需要 化物的分解时首先破碎成细小颗粒，随后逐步分 进行高温扩散及锻造对其进行控制.锻造可以破碎 解，如图8所示.谢有等，1)认为，H13钢中的富 液析碳化物并改变其在基体中的分布，但即使较高 Mo型和富V型液析碳化物在1100℃以上即可分 的锻造比也无法完全消除H13钢中的液析碳化 解.但液析碳化物中含有Nb和T时，将大大提高 物).H13钢中的液析碳化物处于热力学亚稳定 其热稳定性，使其在1250℃仍保持稳定.液析碳 状态，理论上可以通过高温扩散将其完全消除列]. 化物位于枝晶间区域中心，其分解产生的合金元 其中富Mo型液析碳化物分解较快，而富V型液析 素会扩散进入基体中，因此高温下合金元素的均 碳化物的分解需要较高的温度. 匀化有利于液析碳化物的快速分解.根据阿累尼 孙晓林等[s]研究了工业级H13钢中液析碳 乌斯公式(Arrhenius),加热温度越高，液析碳化物 化物的热稳定性，发现H13钢中的MC型液析碳 的分解速率越快.因此，高温扩散温度是决定液析 化物在1200℃以上时发生明显分解，加热温度为 碳化物分解的最关键因素. 10m 10m 10 um 图81250℃保温5h后H山3钢中分解程度不同的液析碳化物[5].(a)开始分解：(b)分解中期：(c)分解末期 Fig.8 Different degrees of decomposition of primary carbides in H13 steel after 5h of homogenization at 1250C[s):(a)earlier stage;(b)middle stage;(c)terminal stage 为了消除液析碳化物的不利影响，工业生产 但是当高温扩散温度高于1150℃时，保温1h即会 H13钢常用的高温扩散温度在1250℃左右，锭型较 引起晶粒的明显长大[6].同时，加热温度达到 大时，高温扩散时间长达10h以上[.加热温度越 1300℃时还会引起晶界熔化，恶化材料的性能.事 高，保温时间越长，液析碳化物的分解越完全[0) 实上，由于枝晶间合金元素的严重偏析降低了局部毛明涛等: H13 热作模具钢中液析碳化物的研究进展 更强的结合能力,使得 MC 型液析碳化物在凝固过 程中的生成时机提前,并增加了 MC 型液析碳化物 的热力学稳定性[53] ,但对富 Mo 型液析碳化物无 显著影响[54] . 加入异质形核剂作为液析碳化物的形核核心, 可以促进液析碳化物的形核及弥散化分布,并减小 其尺寸. 不同的异质形核剂对细化 H13 钢中的液析 碳化物效果不同. Al 2O3是钢液中一种常见的夹杂 物,其与富 V 的 MC 型液析碳化物的二维点阵错配 度为 11郾 3% ,属于中等有效的异质形核核心[55] . 在 H13 钢的浇铸过程中,没有上浮的 Al 2 O3 会保留在 钢液中,在钢液凝固过程中成为液析碳化物的形核 核心[11] . 与 Al 2O3颗粒相比,MgO·Al 2O3是一种更有 效的异质形核剂[20,56] ,通过 Mg 处理将钢液中的 Al 2O3转变为 MgO·Al 2O3 ,可以促进小尺寸弥散分布 的液析碳化物在 H13 钢的凝固过程中生成. 利用错 配度理论计算的 H13 钢中夹杂物与液析碳化物的 错配度如表 2 所示(表中 啄 j i 代表 j 作为 i 的形核核 心的错配度). 其中 MgO 作为 MC 型碳化物的核心 最有效,通常作为液析碳化物核心的夹杂物尺寸在 3 滋m 以内,通过添加合适的 Mg 元素含量可以起到 细化 H13 钢中液析碳化物的目的. 表 2 夹杂物与液析碳化物的错配度,啄 [20] Table 2 Misfit ratio between inclusion and primary carbide in H13 steel [20] % 啄 Al2O3 M(CN) 啄 MgO·Al2O3 M(CN) 啄 MgO M(CN) 啄 MgS M(CN) 啄 Al2O3 M6C 啄 MgO·Al2O3 M6C 啄 M(CN) M6C 啄 MgS M6C 11郾 3 3郾 4 0郾 1 10郾 3 3郾 0 2郾 9 6郾 4 4郾 5 2郾 3 高温扩散 工业级 H13 钢铸锭中往往存在大量大尺寸液 析碳化物,常规的正火、淬火热处理无法消除,需要 进行高温扩散及锻造对其进行控制. 锻造可以破碎 液析碳化物并改变其在基体中的分布,但即使较高 的锻造比也无法完全消除 H13 钢中的液析碳化 物[15] . H13 钢中的液析碳化物处于热力学亚稳定 状态,理论上可以通过高温扩散将其完全消除[57] . 其中富 Mo 型液析碳化物分解较快,而富 V 型液析 碳化物的分解需要较高的温度. 孙晓林等[58] 研究了工业级 H13 钢中液析碳 化物的热稳定性,发现 H13 钢中的 MC 型液析碳 化物在 1200 益 以上时发生明显分解,加热温度为 1250 益 以上时分解较为迅速,但即使在 1250 益 保 温 10 h,仍未能完全消除液析碳化物. 指出液析碳 化物的分解时首先破碎成细小颗粒,随后逐步分 解,如图 8 所示. 谢有等[7,19] 认为,H13 钢中的富 Mo 型和富 V 型液析碳化物在 1100 益 以上即可分 解. 但液析碳化物中含有 Nb 和 Ti 时,将大大提高 其热稳定性,使其在 1250 益 仍保持稳定. 液析碳 化物位于枝晶间区域中心,其分解产生的合金元 素会扩散进入基体中,因此高温下合金元素的均 匀化有利于液析碳化物的快速分解. 根据阿累尼 乌斯公式(Arrhenius) ,加热温度越高,液析碳化物 的分解速率越快. 因此,高温扩散温度是决定液析 碳化物分解的最关键因素. 图 8 1250 益保温 5 h 后 H13 钢中分解程度不同的液析碳化物[58] . (a) 开始分解; (b) 分解中期; (c)分解末期 Fig. 8 Different degrees of decomposition of primary carbides in H13 steel after 5 h of homogenization at 1250 益 [58] : (a) earlier stage; (b) middle stage; (c) terminal stage 为了消除液析碳化物的不利影响,工业生产 H13 钢常用的高温扩散温度在 1250 益 左右,锭型较 大时,高温扩散时间长达 10 h 以上[59] . 加热温度越 高,保温时间越长,液析碳化物的分解越完全[60] . 但是当高温扩散温度高于 1150 益 时,保温 1 h 即会 引起晶 粒 的 明 显 长 大[61] . 同 时, 加 热 温 度 达 到 1300 益时还会引起晶界熔化,恶化材料的性能. 事 实上,由于枝晶间合金元素的严重偏析降低了局部 ·1295·