稀土Ce對H13鋼CCT曲線的影響

徐祺昊， 楊禮林， 夏 明， 秦 晨， 趙莉萍

(內蒙古科技大學 材料與冶金學院， 內蒙古 包頭 014010)

隨著制造業的快速發展，為了縮小我國工業技術與發達國家的差距，滿足當今社會對熱作模具鋼日益增長的需求，提高熱作模具的使用壽命、降低成本、研發性能卓越的新型熱作模具鋼已經成為當務之急[1]。H13鋼是目前應用最廣泛的一種熱作模具鋼，CCT曲線是過冷奧氏體連續冷卻條件下相變規律的精確表達形式，測定H13鋼的連續冷卻轉變曲線，深入探究其轉變特點，對合理制訂H13鋼的熱處理工藝具有指導意義[2]。Ce作為一種優異的稀土合金元素，研究Ce對H13鋼連續冷卻轉變(CCT)曲線的影響具有重要意義[3]。

本文通過測定兩種不同Ce含量的H13熱作模具鋼在不同冷速下的冷卻曲線，根據其顯微組織與硬度繪制出CCT曲線，研究Ce元素的加入對H13熱作模具鋼CCT曲線的影響，再通過得到的CCT曲線與相應的數據，制定合理的冷卻速度以得到理想的組織，對實際工業生產具有一定的參考依據。

1 試驗材料與方法

采用真空熔煉爐進行試驗鋼的冶煉，其額定功率為40 kW，工作時電壓為250 V，額定頻率為4 kHz，額定溫度為1700 ℃。試驗鋼經配料計算后，分別進行去銹、稱量、加料及熔煉，熔煉時為了避免低熔點的碳、硅、錳鐵以及稀土中間合金(Fe-20%Ce)等原料的嚴重燒損，將稀土中間合金放入到真空冶煉爐的小料斗中，待高熔點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，需適當地搖晃坩堝，以達到攪拌均勻的目的。最后進行澆注，得到H13熱作模具鋼棒材，其化學成分如表1所示，顯微組織如圖1所示。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數，%)Table 1 Chemical composition of the tested steels (mass fraction, %)

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

由表1可知，兩種試驗鋼的化學成分基本相同，僅2號鋼較1號鋼多添加了0.026%的Ce元素。由圖1對比可以看出，未加稀土Ce的1號試驗鋼，鍛態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號試驗鋼，鍛態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化，成分偏析得到減輕且組織中沿晶界呈網狀分布的碳化物得到改善。

利用數控車床從鑄態鋼棒上切取φ3 mm×10 mm圓柱試樣，進行熱模擬試驗，先通過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。試樣經鑲嵌、磨拋、體積分數為4%硝酸酒精溶液腐蝕后在BX53M蔡司光學顯微鏡下觀察，并用AutoVicker MF 30自動顯微硬度計測量硬度(載荷砝碼1 kg)，對比不同冷速下的顯微組織和硬度，確定組織類型。并根據熱膨脹曲線，采用切線法對試驗鋼的Ac1、Ac3與Ms點進行測定，并繪制CCT曲線[4]。

2 試驗結果與分析

2.1 連續冷卻轉變組織

2.1.1 1號鋼顯微組織

圖2為不同冷速下1號試驗鋼臨界轉變時的顯微組織。由圖2(a)可知，當冷速為1 ℃/s時，1號試驗鋼發生了珠光體與貝氏體轉變，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，根據固態相變規律[5]，無碳貝氏體由板條鐵素體束和未轉變的奧氏體組成，鐵素體之間存在富碳奧氏體，是一種特殊的貝氏體，此時試驗鋼顯微組織為珠光體+無碳貝氏體+少量碳化物。當冷速為2 ℃/s 時，組織中未見珠光體組織，此時組織為貝氏體+少量馬氏體+殘留奧氏體+碳化物，如圖2(b)所示。說明珠光體轉變的臨界冷速區間為1～2 ℃/s。

圖2 1號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

當冷速為13 ℃/s時，1號試驗鋼的組織呈針狀貝氏體組織特征，此時組織為貝氏體+馬氏體+碳化物。而當冷速達到14 ℃/s時，貝氏體組織特征消失，組織為板條狀馬氏體。說明貝氏體轉變的臨界冷速區間為13～14 ℃/s。

當冷速進一步提高至180 ℃/s時，組織呈現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。說明發生馬氏體轉變的臨界冷速區間為大于14 ℃/s。

2.1.2 2號鋼顯微組織

圖3為不同冷速下2號試驗鋼臨界轉變時的顯微組織。從圖3(a, b)可知，冷速為3 ℃/s時，2號試驗鋼的組織中存在珠光體組織，而冷速為4 ℃/s時組織中無珠光體組織存在。說明稀土元素Ce加入后，2號鋼的珠光體臨界冷速區間為3～4 ℃/s，珠光體轉變明顯提前。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量減少，從而使得奧氏體穩定性下降，故而使得珠光體轉變提前。

圖3 2號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

當冷速為25 ℃/s時，2號試驗鋼中存在針狀貝氏體組織，而當冷速達到30 ℃/s時，組織為板條狀馬氏體組織。說明稀土Ce的加入使貝氏體的臨界冷速區間提升至25～30 ℃/s，貝氏體轉變同樣提前。

隨著冷速進一步增大至180 ℃/s，2號試驗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，晶粒更為細小。

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

同時根據圖2與圖3還可以發現，稀土元素Ce的加入明顯起到細化晶粒的作用，Ce可使鋼中的等軸晶率提高，也可使鋼中晶粒尺寸更加細小，這是由于Ce在鋼中形成了化合物并充當了結晶時的非自發形核核心，故起到了細化晶粒的作用。另外Ce在鋼液凝固過程中形成的高熔點化合物會提前析出，并以均勻分布的細小質點作為非均勻形核的核心，從而使結晶過冷度降低，進而對凝固組織起到細化的作用。這會導致組織中晶粒變小，晶界總面積增加，從而促進了新相的形核和原子的擴散，導致了貝氏體轉變提前，故體現在CCT曲線上顯示為貝氏體轉變曲線左移。

2.2 不同冷速下的硬度變化

為了進一步確認試驗鋼不同冷速下得到的顯微組織，對其硬度進行檢測，兩種組分試驗鋼不同冷速下的硬度如表2、表3和圖4所示。通過對比可以發現，冷卻速度小于0.1 ℃/s時，添加稀土元素Ce的2號 試驗鋼的顯微硬度和未加稀土的1號試驗鋼相差不大。隨著冷速的增加，1號鋼和2號鋼的硬度曲線中均存在兩個明顯的拐點，在拐點前后硬度增加、速度出現明顯差異，這兩個拐點所對應溫度恰好為珠光體轉變與貝氏體轉變的臨界冷速。并且隨著冷速的繼續增加，硬度也隨之上升，但當經過貝氏體轉變臨界冷速后，硬度雖繼續上升，但增速卻呈現下降的趨勢。

表2 1號試驗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號試驗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號鋼(a)和2號鋼(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

從整體上來看，相同冷速下加入稀土元素Ce的2號 試驗鋼的顯微硬度更大，整體性能提高，究其原因，是因為Ce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冷奧氏體的連續冷卻轉變[8]。Ce加入鋼中，還可以細化晶粒，包括鐵素體晶粒細化、滲碳體板條減薄、板條馬氏體細化、抑制碳化物聚集粗化的作用[8]，最終達到提高H13鋼硬度及其他性能的作用。

2.3 試驗鋼CCT曲線

2.3.1 臨界點

通過切線法測得兩種試驗鋼的臨界溫度如表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 試驗鋼的的臨界溫度(℃)Table 4 Critical temperatures of the tested steels (℃)

2.3.2 1號鋼CCT曲線

根據熱膨脹曲線測得試驗鋼臨界溫度，并通過組織及硬度分析，繪制1號試驗鋼的CCT曲線，如圖5所示。從圖5可以看出，1號試驗鋼經1020 ℃奧氏體化10 min后以不同的冷卻速度冷卻時，得到的過冷奧氏體轉變產物不同，CCT曲線包括奧氏體+未溶碳化物區(A+C)、珠光體區(A+P+C)、貝氏體區(A+B+C)和馬氏體區(A+M+C)。當冷速高于0.05 ℃/s時，先后發生珠光體轉變和貝氏體轉變。且隨冷速的增加，珠光體轉變開始溫度下降，珠光體轉變區域越來越窄，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，結合CCT曲線可知，1號 試驗鋼珠光體轉變冷卻速度介于1～2 ℃/s之間，在此溫度區間出現了鼻溫，當冷速大于1.5 ℃/s時，過冷奧氏體經過貝氏體與馬氏體轉變區，在該溫度范圍內得到的最終組織為貝氏體+馬氏體+碳化物。隨著冷速的增加，貝氏體轉變區域變窄，當冷速進一步提高到13～14 ℃/s時，又出現了鼻溫，結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變的臨界冷速。當冷卻速度為14～180 ℃/s時，只發生馬氏體相變。隨著冷卻速度上升到180 ℃/s時最終得到的組織為馬氏體+碳化物+殘留奧氏體。

2.3.3 2號鋼CCT曲線

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

圖6 2號鋼的CCT曲線 Fig.6 CCT curves of the No.2 steel

當冷卻速度大于4 ℃/s時，過冷奧氏體組織經過貝氏體與馬氏體相區，此溫度區間最終得到的組織為貝氏體+馬氏體+少量碳化物。同時根據組織與硬度分析，發現添加稀土元素Ce后，貝氏體轉變臨界冷速提高到30 ℃/s，貝氏體轉變提前。當冷卻速度大于30 ℃/s時，試驗鋼只發生馬氏體轉變，最終得到的組織為馬氏體+殘留奧氏體+未溶碳化物。

3 結論

1) 未添加稀土元素Ce的H13鋼的珠光體轉變臨界冷速區間為1～2 ℃/s，貝氏體轉變臨界冷速區間為13～14 ℃/s，冷速>14 ℃/s時只發生馬氏體轉變。添加0.026%Ce的H13鋼的珠光體轉變臨界冷速區間為3～4 ℃/s，貝氏體轉變臨界冷速區間為25～30 ℃/s，冷速>30 ℃/s時只發生馬氏體轉變。添加Ce后，珠光體轉變與貝氏體轉變提前，未溶碳化物減少，奧氏體晶粒細化，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時有所提高；且硬度隨冷速的升高而增大，在珠光體轉變與貝氏體轉變的臨界冷速下硬度的增速出現拐點，拐點的前后硬度增幅速度呈現明顯差異，當經過貝氏體轉變臨界冷速后，硬度雖繼續上升，但增速卻呈現下降的趨勢。

3) 利用膨脹法測得1020 ℃奧氏體化溫度下，未添加Ce時H13鋼的臨界相變點Ac1=853.6 ℃，Ac3=943.8 ℃，Ms=333.4 ℃；添加0.026%Ce時的臨界相變點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) 利用膨脹法結合金相-硬度法測定了未添加Ce和添加0.026%Ce時H13鋼的CCT曲線。加入Ce后，H13鋼的珠光體轉變區域變大，珠光體轉變的臨界冷速增大，珠光體轉變曲線左移。貝氏體轉變的臨界冷速同樣增大，貝氏體相變提前，貝氏體轉變曲線左移。馬氏體相變區域相應縮小。