稀土Ce對(duì)H13鋼CCT曲線的影響

徐祺昊， 楊禮林， 夏 明， 秦 晨， 趙莉萍

(內(nèi)蒙古科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院， 內(nèi)蒙古 包頭 014010)

隨著制造業(yè)的快速發(fā)展，為了縮小我國(guó)工業(yè)技術(shù)與發(fā)達(dá)國(guó)家的差距，滿足當(dāng)今社會(huì)對(duì)熱作模具鋼日益增長(zhǎng)的需求，提高熱作模具的使用壽命、降低成本、研發(fā)性能卓越的新型熱作模具鋼已經(jīng)成為當(dāng)務(wù)之急[1]。H13鋼是目前應(yīng)用最廣泛的一種熱作模具鋼，CCT曲線是過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻條件下相變規(guī)律的精確表達(dá)形式，測(cè)定H13鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線，深入探究其轉(zhuǎn)變特點(diǎn)，對(duì)合理制訂H13鋼的熱處理工藝具有指導(dǎo)意義[2]。Ce作為一種優(yōu)異的稀土合金元素，研究Ce對(duì)H13鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線的影響具有重要意義[3]。

本文通過(guò)測(cè)定兩種不同Ce含量的H13熱作模具鋼在不同冷速下的冷卻曲線，根據(jù)其顯微組織與硬度繪制出CCT曲線，研究Ce元素的加入對(duì)H13熱作模具鋼CCT曲線的影響，再通過(guò)得到的CCT曲線與相應(yīng)的數(shù)據(jù)，制定合理的冷卻速度以得到理想的組織，對(duì)實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)具有一定的參考依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

采用真空熔煉爐進(jìn)行試驗(yàn)鋼的冶煉，其額定功率為40 kW，工作時(shí)電壓為250 V，額定頻率為4 kHz，額定溫度為1700 ℃。試驗(yàn)鋼經(jīng)配料計(jì)算后，分別進(jìn)行去銹、稱量、加料及熔煉，熔煉時(shí)為了避免低熔點(diǎn)的碳、硅、錳鐵以及稀土中間合金(Fe-20%Ce)等原料的嚴(yán)重?zé)龘p，將稀土中間合金放入到真空冶煉爐的小料斗中，待高熔點(diǎn)的原料熔化后再依次將其加入到鋼液中。為了使鋼液熔化均勻，需適當(dāng)?shù)負(fù)u晃坩堝，以達(dá)到攪拌均勻的目的。最后進(jìn)行澆注，得到H13熱作模具鋼棒材，其化學(xué)成分如表1所示，顯微組織如圖1所示。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of the tested steels (mass fraction, %)

圖1 H13鋼鍛造態(tài)原始組織(a)1號(hào)鋼；(b)2號(hào)鋼Fig.1 Original microstructure of the as-forged H13 steel(a) No.1 steel; (b) No.2 steel

由表1可知，兩種試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分基本相同，僅2號(hào)鋼較1號(hào)鋼多添加了0.026%的Ce元素。由圖1對(duì)比可以看出，未加稀土Ce的1號(hào)試驗(yàn)鋼，鍛態(tài)原始組織中有明顯的沿變形晶界分布的碳化物。添加稀土Ce后的2號(hào)試驗(yàn)鋼，鍛態(tài)原始組織中有部分顆粒狀碳化物及沿變形方向的條狀碳化物。另外，添加稀土Ce后的組織得到一定程度的細(xì)化，成分偏析得到減輕且組織中沿晶界呈網(wǎng)狀分布的碳化物得到改善。

利用數(shù)控車床從鑄態(tài)鋼棒上切取φ3 mm×10 mm圓柱試樣，進(jìn)行熱模擬試驗(yàn)，先通過(guò)砂紙將加工痕跡去除并使試樣表面光滑。利用L78 RITA熱相變膨脹儀，將鑄態(tài)試樣以200 ℃/h的升溫速度升溫至1020 ℃完全奧氏體化，保溫10 min后以不同的冷卻速度(0.05～180 ℃/s)冷卻至室溫。試樣經(jīng)鑲嵌、磨拋、體積分?jǐn)?shù)為4%硝酸酒精溶液腐蝕后在BX53M蔡司光學(xué)顯微鏡下觀察，并用AutoVicker MF 30自動(dòng)顯微硬度計(jì)測(cè)量硬度(載荷砝碼1 kg)，對(duì)比不同冷速下的顯微組織和硬度，確定組織類型。并根據(jù)熱膨脹曲線，采用切線法對(duì)試驗(yàn)鋼的Ac1、Ac3與Ms點(diǎn)進(jìn)行測(cè)定，并繪制CCT曲線[4]。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變組織

2.1.1 1號(hào)鋼顯微組織

圖2為不同冷速下1號(hào)試驗(yàn)鋼臨界轉(zhuǎn)變時(shí)的顯微組織。由圖2(a)可知，當(dāng)冷速為1 ℃/s時(shí)，1號(hào)試驗(yàn)鋼發(fā)生了珠光體與貝氏體轉(zhuǎn)變，其中黑色塊狀為珠光體組織，在鐵素體和奧氏體中均未觀察到碳化物析出，根據(jù)固態(tài)相變規(guī)律[5]，無(wú)碳貝氏體由板條鐵素體束和未轉(zhuǎn)變的奧氏體組成，鐵素體之間存在富碳奧氏體，是一種特殊的貝氏體，此時(shí)試驗(yàn)鋼顯微組織為珠光體+無(wú)碳貝氏體+少量碳化物。當(dāng)冷速為2 ℃/s 時(shí)，組織中未見(jiàn)珠光體組織，此時(shí)組織為貝氏體+少量馬氏體+殘留奧氏體+碳化物，如圖2(b)所示。說(shuō)明珠光體轉(zhuǎn)變的臨界冷速區(qū)間為1～2 ℃/s。

圖2 1號(hào)鋼在不同冷卻速度下的顯微組織(1020 ℃奧氏體化)Fig.2 Microstructure of the No.1 steel under different cooling rates (austenitized at 1020 ℃)(a) 1 ℃/s; (b) 2 ℃/s; (c) 13 ℃/s; (d) 14 ℃/s; (e) 180 ℃/s

當(dāng)冷速為13 ℃/s時(shí)，1號(hào)試驗(yàn)鋼的組織呈針狀貝氏體組織特征，此時(shí)組織為貝氏體+馬氏體+碳化物。而當(dāng)冷速達(dá)到14 ℃/s時(shí)，貝氏體組織特征消失，組織為板條狀馬氏體。說(shuō)明貝氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷速區(qū)間為13～14 ℃/s。

當(dāng)冷速進(jìn)一步提高至180 ℃/s時(shí)，組織呈現(xiàn)出明顯的板條狀馬氏體特征，組織為馬氏體+少量殘留奧氏體+碳化物。說(shuō)明發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷速區(qū)間為大于14 ℃/s。

2.1.2 2號(hào)鋼顯微組織

圖3為不同冷速下2號(hào)試驗(yàn)鋼臨界轉(zhuǎn)變時(shí)的顯微組織。從圖3(a, b)可知，冷速為3 ℃/s時(shí)，2號(hào)試驗(yàn)鋼的組織中存在珠光體組織，而冷速為4 ℃/s時(shí)組織中無(wú)珠光體組織存在。說(shuō)明稀土元素Ce加入后，2號(hào)鋼的珠光體臨界冷速區(qū)間為3～4 ℃/s，珠光體轉(zhuǎn)變明顯提前。究其原因，稀土元素的加入使得原奧氏體晶粒中未溶碳化物數(shù)量減少，從而使得奧氏體穩(wěn)定性下降，故而使得珠光體轉(zhuǎn)變提前。

圖3 2號(hào)鋼在不同冷卻速度下的顯微組織(1020 ℃奧氏體化)Fig.3 Microstructure of the No.2 steel under different cooling rates (austenitized at 1020 ℃)(a) 3 ℃/s; (b) 4 ℃/s; (c) 25 ℃/s; (d) 30 ℃/s; (e) 180 ℃/s

當(dāng)冷速為25 ℃/s時(shí)，2號(hào)試驗(yàn)鋼中存在針狀貝氏體組織，而當(dāng)冷速達(dá)到30 ℃/s時(shí)，組織為板條狀馬氏體組織。說(shuō)明稀土Ce的加入使貝氏體的臨界冷速區(qū)間提升至25～30 ℃/s，貝氏體轉(zhuǎn)變同樣提前。

隨著冷速進(jìn)一步增大至180 ℃/s，2號(hào)試驗(yàn)鋼的組織均為馬氏體組織，且隨著冷速的提高，馬氏體占比更高，晶粒更為細(xì)小。

對(duì)比圖2與圖3可以發(fā)現(xiàn)，在相同冷速180 ℃/s條件下，H13鋼中加入稀土元素Ce后，組織更細(xì)密，所得馬氏體的板條形狀更加清晰，添加Ce后使組織結(jié)構(gòu)更加細(xì)小，板條相對(duì)更加短小[6-7]。這是由于在H13鋼中加入Ce使奧氏體晶粒細(xì)化，且H13鋼中還含有Mo和V等強(qiáng)碳化物形成元素，其中Mo2C和VC等碳化物由于稀土的加入更易發(fā)生溶解，在晶界處分布可阻礙晶界偏移，起到抑制晶粒長(zhǎng)大的作用，縮小馬氏體條的寬度。

同時(shí)根據(jù)圖2與圖3還可以發(fā)現(xiàn)，稀土元素Ce的加入明顯起到細(xì)化晶粒的作用，Ce可使鋼中的等軸晶率提高，也可使鋼中晶粒尺寸更加細(xì)小，這是由于Ce在鋼中形成了化合物并充當(dāng)了結(jié)晶時(shí)的非自發(fā)形核核心，故起到了細(xì)化晶粒的作用。另外Ce在鋼液凝固過(guò)程中形成的高熔點(diǎn)化合物會(huì)提前析出，并以均勻分布的細(xì)小質(zhì)點(diǎn)作為非均勻形核的核心，從而使結(jié)晶過(guò)冷度降低，進(jìn)而對(duì)凝固組織起到細(xì)化的作用。這會(huì)導(dǎo)致組織中晶粒變小，晶界總面積增加，從而促進(jìn)了新相的形核和原子的擴(kuò)散，導(dǎo)致了貝氏體轉(zhuǎn)變提前，故體現(xiàn)在CCT曲線上顯示為貝氏體轉(zhuǎn)變曲線左移。

2.2 不同冷速下的硬度變化

為了進(jìn)一步確認(rèn)試驗(yàn)鋼不同冷速下得到的顯微組織，對(duì)其硬度進(jìn)行檢測(cè)，兩種組分試驗(yàn)鋼不同冷速下的硬度如表2、表3和圖4所示。通過(guò)對(duì)比可以發(fā)現(xiàn)，冷卻速度小于0.1 ℃/s時(shí)，添加稀土元素Ce的2號(hào) 試驗(yàn)鋼的顯微硬度和未加稀土的1號(hào)試驗(yàn)鋼相差不大。隨著冷速的增加，1號(hào)鋼和2號(hào)鋼的硬度曲線中均存在兩個(gè)明顯的拐點(diǎn)，在拐點(diǎn)前后硬度增加、速度出現(xiàn)明顯差異，這兩個(gè)拐點(diǎn)所對(duì)應(yīng)溫度恰好為珠光體轉(zhuǎn)變與貝氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷速。并且隨著冷速的繼續(xù)增加，硬度也隨之上升，但當(dāng)經(jīng)過(guò)貝氏體轉(zhuǎn)變臨界冷速后，硬度雖繼續(xù)上升，但增速卻呈現(xiàn)下降的趨勢(shì)。

表2 1號(hào)試驗(yàn)鋼在不同冷速下的顯微硬度Table 2 Microhardness of the No.1 steel under different cooling rates

表3 2號(hào)試驗(yàn)鋼在不同冷速下的顯微硬度Table 3 Microhardness of the No. 2 steel under different cooling rates

圖4 1號(hào)鋼(a)和2號(hào)鋼(b)在不同冷速下的硬度曲線Fig.4 Hardness curves of the No. 1 steel(a) and the No.2 steel(b) under different cooling rates

從整體上來(lái)看，相同冷速下加入稀土元素Ce的2號(hào) 試驗(yàn)鋼的顯微硬度更大，整體性能提高，究其原因，是因?yàn)镃e加入到H13鋼中，存在于晶界、相界、孿晶界等缺陷處，降低晶界能量，這不可避免地影響了過(guò)冷奧氏體的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變[8]。Ce加入鋼中，還可以細(xì)化晶粒，包括鐵素體晶粒細(xì)化、滲碳體板條減薄、板條馬氏體細(xì)化、抑制碳化物聚集粗化的作用[8]，最終達(dá)到提高H13鋼硬度及其他性能的作用。

2.3 試驗(yàn)鋼CCT曲線

2.3.1 臨界點(diǎn)

通過(guò)切線法測(cè)得兩種試驗(yàn)鋼的臨界溫度如表4所示。由表4可知，在H13鋼中加入0.026%Ce后，Ac1降低了7.8 ℃，而Ac3卻增高了6.3 ℃，Ms只增加了1.2 ℃，臨界相變溫度均變化不大。

表4 試驗(yàn)鋼的的臨界溫度(℃)Table 4 Critical temperatures of the tested steels (℃)

2.3.2 1號(hào)鋼CCT曲線

根據(jù)熱膨脹曲線測(cè)得試驗(yàn)鋼臨界溫度，并通過(guò)組織及硬度分析，繪制1號(hào)試驗(yàn)鋼的CCT曲線，如圖5所示。從圖5可以看出，1號(hào)試驗(yàn)鋼經(jīng)1020 ℃奧氏體化10 min后以不同的冷卻速度冷卻時(shí)，得到的過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物不同，CCT曲線包括奧氏體+未溶碳化物區(qū)(A+C)、珠光體區(qū)(A+P+C)、貝氏體區(qū)(A+B+C)和馬氏體區(qū)(A+M+C)。當(dāng)冷速高于0.05 ℃/s時(shí)，先后發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變。且隨冷速的增加，珠光體轉(zhuǎn)變開始溫度下降，珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)域越來(lái)越窄，冷卻至室溫獲得珠光體(P)+貝氏體(B)+碳化物(C)組織。

圖5 1號(hào)鋼的CCT曲線 Fig.5 CCT curves of the No.1 steel

由之前的組織和硬度分析，結(jié)合CCT曲線可知，1號(hào) 試驗(yàn)鋼珠光體轉(zhuǎn)變冷卻速度介于1～2 ℃/s之間，在此溫度區(qū)間出現(xiàn)了鼻溫，當(dāng)冷速大于1.5 ℃/s時(shí)，過(guò)冷奧氏體經(jīng)過(guò)貝氏體與馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，在該溫度范圍內(nèi)得到的最終組織為貝氏體+馬氏體+碳化物。隨著冷速的增加，貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域變窄，當(dāng)冷速進(jìn)一步提高到13～14 ℃/s時(shí)，又出現(xiàn)了鼻溫，結(jié)合組織與硬度的分析，判斷在13.5 ℃/s冷速條件下為貝氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷速。當(dāng)冷卻速度為14～180 ℃/s時(shí)，只發(fā)生馬氏體相變。隨著冷卻速度上升到180 ℃/s時(shí)最終得到的組織為馬氏體+碳化物+殘留奧氏體。

2.3.3 2號(hào)鋼CCT曲線

采用同樣的方法繪制2號(hào)試驗(yàn)鋼CCT曲線，如圖6 所示。由圖6可見(jiàn)，加入稀土元素Ce后，珠光體區(qū)域變大，鼻溫也隨之提前，雖然加入的Ce含量較少(0.026%)，但效果明顯，珠光體轉(zhuǎn)變臨界冷卻速度提前到3.5 ℃/s，冷速高于3.5 ℃/s時(shí)便沒(méi)有珠光體組織，研究表明，Ce的加入可使得奧氏體中未溶碳化物減少，奧氏體穩(wěn)定性下降，使珠光體轉(zhuǎn)變提前。稀土元素Ce的加入可凈化鋼液，改善組織，其結(jié)果是奧氏體晶粒變小，晶界總面積增加，促進(jìn)了新相的形核和原子的擴(kuò)散[9]，也促進(jìn)了先共析轉(zhuǎn)變和珠光體轉(zhuǎn)變，同時(shí)還促進(jìn)了貝氏體轉(zhuǎn)變。其次，隨著奧氏體中碳含量的增加，珠光體轉(zhuǎn)變逐漸向左移動(dòng)，由于Ce的加入，導(dǎo)致奧氏體中的未溶碳化物減少[8]，最終導(dǎo)致CCT曲線左移。

圖6 2號(hào)鋼的CCT曲線 Fig.6 CCT curves of the No.2 steel

當(dāng)冷卻速度大于4 ℃/s時(shí)，過(guò)冷奧氏體組織經(jīng)過(guò)貝氏體與馬氏體相區(qū)，此溫度區(qū)間最終得到的組織為貝氏體+馬氏體+少量碳化物。同時(shí)根據(jù)組織與硬度分析，發(fā)現(xiàn)添加稀土元素Ce后，貝氏體轉(zhuǎn)變臨界冷速提高到30 ℃/s，貝氏體轉(zhuǎn)變提前。當(dāng)冷卻速度大于30 ℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼只發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，最終得到的組織為馬氏體+殘留奧氏體+未溶碳化物。

3 結(jié)論

1) 未添加稀土元素Ce的H13鋼的珠光體轉(zhuǎn)變臨界冷速區(qū)間為1～2 ℃/s，貝氏體轉(zhuǎn)變臨界冷速區(qū)間為13～14 ℃/s，冷速>14 ℃/s時(shí)只發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。添加0.026%Ce的H13鋼的珠光體轉(zhuǎn)變臨界冷速區(qū)間為3～4 ℃/s，貝氏體轉(zhuǎn)變臨界冷速區(qū)間為25～30 ℃/s，冷速>30 ℃/s時(shí)只發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。添加Ce后，珠光體轉(zhuǎn)變與貝氏體轉(zhuǎn)變提前，未溶碳化物減少，奧氏體晶粒細(xì)化，馬氏體板條變短小。

2) H13鋼中加入0.026%Ce后，硬度較未添加Ce時(shí)有所提高；且硬度隨冷速的升高而增大，在珠光體轉(zhuǎn)變與貝氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷速下硬度的增速出現(xiàn)拐點(diǎn)，拐點(diǎn)的前后硬度增幅速度呈現(xiàn)明顯差異，當(dāng)經(jīng)過(guò)貝氏體轉(zhuǎn)變臨界冷速后，硬度雖繼續(xù)上升，但增速卻呈現(xiàn)下降的趨勢(shì)。

3) 利用膨脹法測(cè)得1020 ℃奧氏體化溫度下，未添加Ce時(shí)H13鋼的臨界相變點(diǎn)Ac1=853.6 ℃，Ac3=943.8 ℃，Ms=333.4 ℃；添加0.026%Ce時(shí)的臨界相變點(diǎn)Ac1=845.8 ℃，Ac3=950.1 ℃，Ms=334.6 ℃。H13鋼中加入0.026%Ce后Ac1降低，Ac3升高，Ms基本不變。

4) 利用膨脹法結(jié)合金相-硬度法測(cè)定了未添加Ce和添加0.026%Ce時(shí)H13鋼的CCT曲線。加入Ce后，H13鋼的珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)域變大，珠光體轉(zhuǎn)變的臨界冷速增大，珠光體轉(zhuǎn)變曲線左移。貝氏體轉(zhuǎn)變的臨界冷速同樣增大，貝氏體相變提前，貝氏體轉(zhuǎn)變曲線左移。馬氏體相變區(qū)域相應(yīng)縮小。