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·