工程科学学报，第38卷，第11期：1559-1568,2016年11月 Chinese Journal of Engineering,Vol.38,No.11:1559-1568,November 2016 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2016.11.008:http://journals.ustb.edu.cn Al对热挤压模具钢SDAH13连续冷却转变规律的 影响 盛振栋12》，左鹏鹏2》，吴晓春12,3》区 1)省部共建高品质特殊钢治金与制备国家重点实验室，上海2000722)上海市钢铁治金新技术开发应用重点实验室，上海200072 3)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 摘要采用热膨胀仪测定A1质量分数分别为0.77%和1.43%以及无A1的热挤压模具钢SDAH13的连续冷却转变曲线， 并结合光学显微镜、扫描电镜及显微硬度仪分析A元素对SDAH13钢相变点、连续转变规律、组织以及硬度的影响.结果表 明：A元素显著提高SDAHI3钢的AC,、AC,和Ms点，降低淬火残留奥氏体含量，同时扩大铁素体及奥氏体两相区.在I060℃ 奥氏体化温度下，A元素对SDAH13钢贝氏体相变的临界冷速(0.30℃·s)无明显影响，但使贝氏体相区变宽，A1质量分数 分别为0.77%和1.43%的SDAH13钢的珠光体相变的临界冷速(0.05℃·s和0.3℃·s)均高于无A1的SDAH13钢的临界 冷速(0.02℃·g),且A1质量分数为1.43%的SD4H13钢在0.02-0.08℃·s冷速下出现先共析铁素体组织.A1的加入 还使SDAH13钢淬火硬度有所降低. 关键词模具钢：热挤压：铝元素：相变点：连续冷却转变 分类号TG151.2 Effect of Al on the continuous cooling transformation characteristic of hot extrusion die steel SDAH13 SHENG Zhen-dong,ZUO Pengpeng,WU Xiao-chun 1)State Key Laboratory of Advanced Special Steel,Shanghai 200072,China 2)Shanghai Key Laboratory of Advanced Ferrometallurgy,Shanghai 200072,China 3)School of Materials Science and Engineering,Shanghai University,Shanghai 200072,China Corresponding author,E-mail:wuxiaochun@t.shu.edu.cn ABSTRACT The continuous cooling transformation (CCT)diagrams of SDAH13 hot extrusion die steels with different mass fractions of Al (0.77%and 1.43%)and without Al were measured by dilatometry.The effects of Al on the CCT diagrams,microstructure and hardness of SDAH13 steels were studied by optical microscopy,scanning electron microscopy (SEM)and Vickers hardness test.The results show that the phase transformation temperature points(Ac,Ac and Ms)of SDAH13 steels significantly increase,the contents of retained austenite in the quenched steels decrease,and the aymulti-phase region expands with the increase in mass fraction of Al. However,when austenited at 1060C,Al has no obvious influence on the critical cooling rate (0.30C.s)of bainite transforma- tion,but bainite phase region broadens.Meanwhile,the critical cooling rates of pearlite transformation of SDAH13 steels with the Al content of 0.77%and 1.43%are 0.05Csand 0.3Cs,respectively,which are higher than the critical cooling rate (0.02 Cs)of pearlite transformation of SDAH13 steel without Al.Pro-eutectoid ferrite appears at the cooling rate from 0.02 Csto 0.08C'swhen the mass fraction of Al reaches 1.43%.Nevertheless,the quenched hardness decreases with Al addition. KEY WORDS die steels;hot extrusion;aluminum:phase transformations points;continuous cooling transformation 收稿日期：2016-03-01 基金项目：国家科技支撑计划资助项目(2007BAF51B04)
工程科学学报，第 38 卷，第 11 期: 1559--1568，2016 年 11 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 38，No． 11: 1559--1568，November 2016 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2016． 11． 008; http: / /journals． ustb． edu． cn Al 对 热 挤 压 模 具 钢 SDAH13 连续冷却转变规律的 影响 盛振栋1，2，3) ，左鹏鹏1，2，3) ，吴晓春1，2，3) 1) 省部共建高品质特殊钢冶金与制备国家重点实验室，上海 200072 2) 上海市钢铁冶金新技术开发应用重点实验室，上海 200072 3) 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． edu． cn 摘 要 采用热膨胀仪测定 Al 质量分数分别为 0. 77% 和 1. 43% 以及无 Al 的热挤压模具钢 SDAH13 的连续冷却转变曲线， 并结合光学显微镜、扫描电镜及显微硬度仪分析 Al 元素对 SDAH13 钢相变点、连续转变规律、组织以及硬度的影响． 结果表 明: Al 元素显著提高 SDAH13 钢的 Ac1、Ac3和 Ms 点，降低淬火残留奥氏体含量，同时扩大铁素体及奥氏体两相区． 在 1060 ℃ 奥氏体化温度下，Al 元素对 SDAH13 钢贝氏体相变的临界冷速( 0. 30 ℃·s － 1 ) 无明显影响，但使贝氏体相区变宽，Al 质量分数 分别为 0. 77% 和1. 43% 的 SDAH13 钢的珠光体相变的临界冷速( 0. 05 ℃·s － 1 和0. 3 ℃·s － 1 ) 均高于无 Al 的 SDAH13 钢的临界 冷速 ( 0. 02 ℃·s － 1 ) ，且 Al 质量分数为 1. 43% 的 SDAH13 钢在 0. 02 ～ 0. 08 ℃·s － 1 冷速下出现先共析铁素体组织． Al 的加入 还使 SDAH13 钢淬火硬度有所降低． 关键词 模具钢; 热挤压; 铝元素; 相变点; 连续冷却转变 分类号 TG151. 2 收稿日期: 2016--03--01 基金项目: 国家科技支撑计划资助项目( 2007BAE51B04) Effect of Al on the continuous cooling transformation characteristic of hot extrusion die steel SDAH13 SHENG Zhen-dong1，2，3) ，ZUO Peng-peng1，2，3) ，WU Xiao-chun1，2，3) 1) State Key Laboratory of Advanced Special Steel，Shanghai 200072，China 2) Shanghai Key Laboratory of Advanced Ferrometallurgy，Shanghai 200072，China 3) School of Materials Science and Engineering，Shanghai University，Shanghai 200072，China Corresponding author，E-mail: wuxiaochun@ t． shu． edu． cn ABSTＲACT The continuous cooling transformation ( CCT) diagrams of SDAH13 hot extrusion die steels with different mass fractions of Al ( 0. 77% and 1. 43% ) and without Al were measured by dilatometry． The effects of Al on the CCT diagrams，microstructure and hardness of SDAH13 steels were studied by optical microscopy，scanning electron microscopy ( SEM) and Vickers hardness test． The results show that the phase transformation temperature points ( Ac1，Ac3 and Ms) of SDAH13 steels significantly increase，the contents of retained austenite in the quenched steels decrease，and the α-γ multi-phase region expands with the increase in mass fraction of Al． However，when austenited at 1060 ℃，Al has no obvious influence on the critical cooling rate ( 0. 30 ℃·s － 1 ) of bainite transformation，but bainite phase region broadens． Meanwhile，the critical cooling rates of pearlite transformation of SDAH13 steels with the Al content of 0. 77% and 1. 43% are 0. 05 ℃·s － 1 and 0. 3 ℃·s － 1 ，respectively，which are higher than the critical cooling rate ( 0. 02 ℃·s － 1 ) of pearlite transformation of SDAH13 steel without Al． Pro-eutectoid ferrite appears at the cooling rate from 0. 02 ℃·s － 1 to 0. 08 ℃·s － 1 when the mass fraction of Al reaches 1. 43% ． Nevertheless，the quenched hardness decreases with Al addition． KEY WOＲDS die steels; hot extrusion; aluminum; phase transformations points; continuous cooling transformation
·1560· 工程科学学报，第38卷，第11期 近年来，随着各种复杂、高精度的铝合金挤压材 tion,CCT)过程产生显著的影响，而CCT曲线又是制定 产量的不断增长0，当前广泛应用的H11、H13热挤 热处理工艺不可或缺的理论依据@.因此，本文以吴 压模具钢已经难以满足复杂、精密的铝合金热挤压 晓春教授团队自主研制的含A!热挤压模具钢 模的使用寿命要求.而添加适量合金元素，优化合金 SDAHI3为研究对象，通过对比分析SDAH13钢加Al 成分是提高模具使用寿命的一种有效途径，比如适 前后相变点、过冷奥氏体膨胀曲线、不同冷速下的微观 量的A!能提高高速钢的红硬性、增强二次硬化效果 组织和维氏硬度，以及CCT曲线的异同，探究A!元素 及回火稳定性)，也能明显提高模具钢的回火硬度 对SADH13钢连续冷却转变规律的影响 及拉伸强度，而且含A!热挤压模具钢具有较好的 1 氮化性能可 实验材料及方法 在Fe一Al相图中，Al元素会缩小Y相区，使Y相 SDAH1:3实验钢是由浙江某特钢厂经电渣重熔 区呈封闭的半月形，且使相变点提高6.迟宏宵等回 生产的球化退火态锻制钢坯，三种SDAH13实验钢 的研究表明，Al的加入能明显提高C8WMo2V2SiNb 的化学成分如表1所示.除了1元素以外，三种 钢的A©，点，且能使高速钢的共析点往右移动：赵爱民 SDAH13钢的化学成分基本一致，故本文将不同AI 等可对含Al的相变诱发塑性钢(transformation 含量的SDAH13钢分别记作0Al、0.77Al和1.43Al. induced plasticity steel,TRIP Steel)的研究表明，Al提高 三种钢出厂态退火组织均为粒状珠光体组织，且碳 TRP钢的AC,、Ms点以及Bs点：徐祖耀回曾指出，A 化物均呈细小弥散分布，分别如图1(a)、(b)和(c) 能改变碳及合金元素在高速钢中的扩散系数，碳及合 所示.分别从三种SDAH13钢坯上切取热膨胀圆柱 金元素扩散系数的改变以及相变点的变化都会对过冷 试样，其尺寸为4mm×10mm,两端截面与侧面垂 奥氏体的连续冷却转变(continuous cooling transforma- 直且所有面磨光 表1SDAH13钢的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of SDAH13 tested steels % SDAH13钢 C Si Cr Mo Al Fe 0Al 0.35-0.42 ≤0.400.20-0.804.70-5.200.80-1.500.30-0.80 ≤0.020 ≤0.005 余量 0.77A1 0.35-0.42 ≤0.400.200.804.70-5.200.801.500.30-0.800.77 ≤0.020 ≤0.005 余量 1.43A1 0.35-0.42 ≤0.40 0.20-0.804.70-5.200.80≈1.500.30-0.80 1.43 ≤0.020 ≤0.005 余量 h 20 um 20 Him 20 um 图1实验钢的球化退火组织.(a)0A:(b)0.77A:(c)1.43A1 Fig.1 Spheroidized microstructures of the experimental steels:(a)0Al:(b)0.77Al:(c)1.43Al 为了更准确地制定热膨胀实验的工艺曲线，本文 艺曲线如图3(a)所示.然后采用DL805A热膨胀仪 先通过Jmatpro7.0热力学计算软件初步计算三种 按照YB/T5127一1993《钢的临界点测定方法（膨胀 SDAH13钢的铁素体和奥氏体随温度变化的曲线，结 法)》测定各SDAH13的相变点Ac,、Ac,及Ms.其CCT 果如图2所示.随着A1含量的升高，奥氏体化的开始 曲线按照YB/T5128一1993《钢的连续冷却转变曲线 温度和结束温度都逐步提高.根据上述结果，将0A! 图的测定》标准测定和绘制，其测定工艺曲线如 和0.77A1钢的奥氏体化温度设为1060℃，1.431钢 图3(b)所示.为了对比同一奥氏体温度下A1含量对 的奥氏体化温度设定为1130℃，保温时间为15min,工 SDH13钢的CCT曲线的影响规律，本文的奥氏体化
工程科学学报，第 38 卷，第 11 期 近年来，随着各种复杂、高精度的铝合金挤压材 产量的不断增长［1］，当前广泛应用的 H11、H13 热挤 压模具钢已经难以满足复杂、精密的铝合金热挤压 模的使用寿命要求． 而添加适量合金元素，优化合金 成分是提高模具使用寿命的一种有效途径，比如适 量的 Al 能提高高速钢的红硬性、增强二次硬化效果 及回火稳定性［2 － 3］，也能明显提高模具钢的回火硬度 及拉伸强度［4］，而且含 Al 热挤压模具钢具有较好的 氮化性能［5］． 在 Fe--Al 相图中，Al 元素会缩小 γ 相区，使 γ 相 区呈封闭的半月形，且使相变点提高［6--8］． 迟宏宵等［6］ 的研究表明，Al 的加入能明显提高 Cr8WMo2V2SiNb 钢的 Ac1点，且能使高速钢的共析点往右移动; 赵爱民 等［9］ 对 含 Al 的相变诱发塑性钢 ( transformation induced plasticity steel，TＲIP Steel) 的研究表明，Al 提高 TＲIP 钢的 Ac3、Ms 点以及 Bs 点; 徐祖耀［3］曾指出，Al 能改变碳及合金元素在高速钢中的扩散系数，碳及合 金元素扩散系数的改变以及相变点的变化都会对过冷 奥氏体的连续冷却转变( continuous cooling transformation，CCT) 过程产生显著的影响，而 CCT 曲线又是制定 热处理工艺不可或缺的理论依据［10］． 因此，本文以吴 晓春教授团队自主 研制的含 Al 热 挤 压 模 具 钢 SDAH13 为研究对象，通过对比分析 SDAH13 钢加 Al 前后相变点、过冷奥氏体膨胀曲线、不同冷速下的微观 组织和维氏硬度，以及 CCT 曲线的异同，探究 Al 元素 对 SADH13 钢连续冷却转变规律的影响． 1 实验材料及方法 SDAH13 实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，三 种 SDAH13 实 验 钢 的化学 成 分 如 表 1 所 示． 除 了 Al 元 素 以 外，三 种 SDAH13 钢的化学成分基本一致，故 本 文 将 不 同 Al 含量的 SDAH13 钢分别记作 0Al、0. 77Al 和 1. 43Al． 三种钢出厂态退火组织均为粒状珠光体组织，且碳 化物均呈细小弥散分布，分别如图 1 ( a) 、( b) 和( c) 所示． 分别从三种 SDAH13 钢坯上切取热膨胀圆柱 试样，其尺寸为 4 mm × 10 mm，两端截面与侧面垂 直且所有面磨光． 表 1 SDAH13 钢的化学成分 ( 质量分数) Table 1 Chemical composition of SDAH13 tested steels % SDAH13 钢 C Si Mn Cr Mo V Al P S Fe 0Al 0. 35 ～ 0. 42 ≤0. 40 0. 20 ～ 0. 80 4. 70 ～ 5. 20 0. 80 ～ 1. 50 0. 30 ～ 0. 80 — ≤0. 020 ≤0. 005 余量 0. 77Al 0. 35 ～ 0. 42 ≤0. 40 0. 20 ～ 0. 80 4. 70 ～ 5. 20 0. 80 ～ 1. 50 0. 30 ～ 0. 80 0. 77 ≤0. 020 ≤0. 005 余量 1. 43Al 0. 35 ～ 0. 42 ≤0. 40 0. 20 ～ 0. 80 4. 70 ～ 5. 20 0. 80 ～ 1. 50 0. 30 ～ 0. 80 1. 43 ≤0. 020 ≤0. 005 余量 图 1 实验钢的球化退火组织． ( a) 0Al; ( b) 0. 77Al; ( c) 1. 43Al Fig． 1 Spheroidized microstructures of the experimental steels: ( a) 0Al; ( b) 0. 77Al; ( c) 1. 43Al 为了更准确地制定热膨胀实验的工艺曲线，本文 先通 过 Jmatpro 7. 0 热力学计算软件初步计算三种 SDAH13 钢的铁素体和奥氏体随温度变化的曲线，结 果如图 2 所示． 随着 Al 含量的升高，奥氏体化的开始 温度和结束温度都逐步提高． 根据上述结果，将 0Al 和 0. 77Al 钢的奥氏体化温度设为 1060 ℃，1. 43Al 钢 的奥氏体化温度设定为 1130 ℃，保温时间为 15 min，工 艺曲线如图 3( a) 所示． 然后采用 DIL 805 A 热膨胀仪 按照 YB/T 5127—1993《钢的临界点测定方法( 膨胀 法) 》测定各 SDAH13 的相变点 Ac1、Ac3及 Ms． 其 CCT 曲线按照 YB/T 5128—1993《钢的连续冷却转变曲线 图的 测 定》标 准 测 定 和 绘 制，其测定工艺曲线如 图 3( b) 所示． 为了对比同一奥氏体温度下 Al 含量对 SDAH13钢的CCT曲线的影响规律，本文的奥氏体化 ·1560·
盛振栋等：Al对热挤压模具钢SDAH13连续冷却转变规律的影响 ·1561· 温度均为1060℃，保温为15min,然后以10、5、0.3、 100 0.25、0.15、0.10、0.07、0.05和0.02℃s等冷速冷至 80 室温，获得不同冷却速度下的膨胀曲线.最后应用切 线法和微分法获得不同冷速下各相的相变点，继而绘 60 制三种SDAH3钢的CCT曲线. 。-0A- -■-0A1-y 将实验后的热膨胀样镶嵌、磨制并抛光后用体积 0.77A1-a -A-0.77A1-y 分数为4%的硝酸乙醇溶液腐蚀，并选取试样中间位 30 4-1.43A1- 置采用Nikon MA100型倒置式光学显微镜(OM)和 -1.43A1-y 0 Zeiss Supra-40场发射电子扫描显微镜(SEM)进行组 600 800 0 1200 织形貌观察及图像采集.采用MH3型维氏硬度计按 温度℃ 照GB/T4340.1一1999《金属维氏硬度试验第1部分： 图2 Jmatpro计算的铁素体和奥氏体的相质量分数随温度变化 试验方法》测定所有试样的维氏硬度.三种SDAH13 的曲线 钢淬火态的残留奥氏体含量通过D/MAX25O0V型X Fig.2 Curves of ferrite and austenite content to temperature calculat- 射线衍射仪按照YB/T5338一2006《钢中残留奥氏体 ed by Jmatpro 1200 (a) 1200 1060℃或1130℃，15min b 1060℃.15min 1000 1000 1000℃3min 10℃s 800 0.06℃·s1 800H 0.02℃·s 700℃.3min 感600 600 -59℃s 10℃·4 -10℃g1 400 400 10℃·g1 200 200 1000 20003000 4000 5000 100020003000 4000 50006000 时间/s 时间s 图3实验工艺曲线示意图.(a)Ac1、Ac3及Ms点测定的工艺曲线：(b)CCT曲线测定的工艺曲线 Fig.3 Schematic diagram of testing curves:(a)curves of AcAe and Ms testing:(c)curves of CCT diagram testing 定量测定X射线衍射仪法》进行测定.主要测量参数 Ms点的测试结果分别如图4(a)、(b)和(c)所示，Al 如下：扫描方式为20/0连续式扫描，扫描范围为30°~ 元素的加入还提高了SDAH13钢的Ms点，这与大多数 120°，扫描速度为1…min. 文献所述规律是一致的B9,四.这是因为A1溶入面心 2结果与分析 立方的奥氏体后，降低了其含碳结构单元中最强键的 n,值和其键能E,提高了碳在奥氏体中的活度，降低 2.1相变点分析 了奥氏体向马氏体转变的切变阻力，从而提高了Ms 图4为测定三种SDAHI23钢AC,、Ac3及Ms点的热 点.图5是三种SDAH13钢淬火态残留奥氏体含量的 膨胀曲线图，测定结果均列于表2.图4()为三种 测定结果.在相同的奥氏体化条件下含A山钢淬火态 SDAH13钢在一定温度范围内线膨胀率与温度的关系 残留奥氏体含量低于无A1钢.这是因为A!提高了 曲线.由于磁致伸缩效应，三种SDAH13钢均在750℃ SDAH13钢的相变点，在相同奥氏体温度下，含A1钢 左右出现一个向下的小峰和一个向上的峰四.从 的过热度较小，且A1又降低过冷奥氏体的稳定性 图4(a)~(c)的测定结果可知，0.77A1和1.43Al钢的 2.2连续冷却转变过程分析 Ac,点分别比0A1钢的提高37℃和77℃，Ac,点分别提 图6为0A!钢在不同冷却速度下的膨胀曲线及线 高70℃及125℃，说明A1元素不仅显著提高Ac,和 膨胀率和温度的关系曲线.根据Pak等的研究，一 Ac点，而且扩大了该合金体系下的a+y两相区.这 阶微分曲线峰的大小与相变的主导地位密切相关，峰 是因为A!是铁素体形成元素，提高了铁素体的稳定 的尺寸越大，相的主导优势越明显.从图6(b)中可看 性，且有文献指出四，Al固溶于afe后形成了afe一 出：当冷却速度不小于0.30℃·s时，0A1钢仅发生马 Al结构单元，其最强键的键强n,和键能E,都高于- 氏体相变，而当冷却速度小于0.30℃·s时存在贝氏 Fe结构单元，铁素体得到强化，所以Ac3点显著提高. 体相变.冷却速度约为0.02℃·s时，高温区发生珠
盛振栋等: Al 对热挤压模具钢 SDAH13 连续冷却转变规律的影响 图 2 Jmatpro 计算的铁素体和奥氏体的相质量分数随温度变化 的曲线 Fig． 2 Curves of ferrite and austenite content to temperature calculated by Jmatpro 温度均为 1060 ℃，保温为 15 min，然后以 10、5、0. 3、 0. 25、0. 15、0. 10、0. 07、0. 05 和 0. 02 ℃·s － 1 等冷速冷至 室温，获得不同冷却速度下的膨胀曲线． 最后应用切 线法和微分法获得不同冷速下各相的相变点，继而绘 制三种 SDAH13 钢的 CCT 曲线． 将实验后的热膨胀样镶嵌、磨制并抛光后用体积 分数为 4% 的硝酸乙醇溶液腐蚀，并选取试样中间位 置采用 Nikon MA 100 型倒置式光学显微镜( OM) 和 Zeiss Supra-40 场发射电子扫描显微镜( SEM) 进行组 织形貌观察及图像采集． 采用 MH-3 型维氏硬度计按 照 GB/T 4340. 1—1999《金属维氏硬度试验第 1 部分: 试验方法》测定所有试样的维氏硬度． 三种 SDAH13 钢淬火态的残留奥氏体含量通过 D/MAX 2500V 型 X 射线衍射仪按照 YB/T 5338—2006《钢中残留奥氏体 图 3 实验工艺曲线示意图． ( a) Ac1、Ac3及 Ms 点测定的工艺曲线; ( b) CCT 曲线测定的工艺曲线 Fig． 3 Schematic diagram of testing curves: ( a) curves of Ac1，Ac3 and Ms testing; ( c) curves of CCT diagram testing 定量测定 X 射线衍射仪法》进行测定． 主要测量参数 如下: 扫描方式为 2θ /θ 连续式扫描，扫描范围为 30° ～ 120°，扫描速度为 1°·min － 1 ． 2 结果与分析 2. 1 相变点分析 图 4 为测定三种 SDAH13 钢 Ac1、Ac3及 Ms 点的热 膨胀曲线图，测定结果均列于表 2． 图 4 ( d) 为三种 SDAH13 钢在一定温度范围内线膨胀率与温度的关系 曲线． 由于磁致伸缩效应，三种 SDAH13 钢均在 750 ℃ 左右出 现 一 个 向 下 的 小 峰 和 一 个 向 上 的 峰［11］． 从 图 4( a) ～ ( c) 的测定结果可知，0. 77Al 和 1. 43Al 钢的 Ac1点分别比 0Al 钢的提高 37 ℃和 77 ℃，Ac3点分别提 高 70 ℃ 及 125 ℃，说明 Al 元素不仅显著提高 Ac1 和 Ac3点，而且扩大了该合金体系下的 α + γ 两相区． 这 是因为 Al 是铁素体形成元素，提高了铁素体的稳定 性，且有文献指出［12］，Al 固溶于 α-Fe 后形成了α-Fe-- Al 结构单元，其最强键的键强 nA和键能 EA都高于 α- Fe 结构单元，铁素体得到强化，所以 Ac3点显著提高． Ms 点的测试结果分别如图 4( a) 、( b) 和( c) 所示，Al 元素的加入还提高了 SDAH13 钢的 Ms 点，这与大多数 文献所述规律是一致的［3，9，12］． 这是因为 Al 溶入面心 立方的奥氏体后，降低了其含碳结构单元中最强键的 nA值和其键能 EA，提高了碳在奥氏体中的活度，降低 了奥氏体向马氏体转变的切变阻力，从而提高了 Ms 点． 图 5 是三种 SDAH13 钢淬火态残留奥氏体含量的 测定结果． 在相同的奥氏体化条件下含 Al 钢淬火态 残留奥氏体含量低于无 Al 钢． 这是因为 Al 提高了 SDAH13 钢的相变点，在相同奥氏体温度下，含 Al 钢 的过热度较小，且 Al 又降低过冷奥氏体的稳定性． 2. 2 连续冷却转变过程分析 图 6 为 0Al 钢在不同冷却速度下的膨胀曲线及线 膨胀率和温度的关系曲线． 根据 Park 等［13］的研究，一 阶微分曲线峰的大小与相变的主导地位密切相关，峰 的尺寸越大，相的主导优势越明显． 从图 6( b) 中可看 出: 当冷却速度不小于 0. 30 ℃·s － 1 时，0Al 钢仅发生马 氏体相变，而当冷却速度小于 0. 30 ℃·s － 1 时存在贝氏 体相变． 冷却速度约为 0. 02 ℃·s － 1 时，高温区发生珠 ·1561·
·1562· 工程科学学报，第38卷，第11期 150间 818℃ 855℃ 且100 910℃ 且100 50 50 显 0 283℃ 315℃ -50 0 200400600 80010001200 0. 200 400600 80010001200 温度℃ 温度℃ 200 05 (d) 150 1035℃ 895℃ 0 100 -0.5 50 -1.0 --0AL 0 -▲=0.77A1 312℃ -1.43A1 50 -1.5 0 200 40060080010001200 700 800 900 10001100 温度℃ 温度℃ 图4相变点测试结果.(a)0A:(b)0.77A:(c)1.43A:(d)线膨胀率与温度的关系曲线 Fig.4 Dilatometric curves for transformation temperature testing:(a)0Al:(b)0.77Al:(c)1.43Al:(d)relationship between linear expansion rate and temperature 表2SDAH13相变点 织如图7()所示.从微分曲线中可以看出，当冷却速 Table 2 Transformation temperature of SDAH13 steels 度大于0.07℃·s时，马氏体相变已经占据主导地 SDAH13钢 Ac1点/℃ Ac3点/℃ Ms点/℃ 位.各冷速下的金相组织分别如图7所示，仅当冷速 OAl 818 910 283 为0.02℃·s时有珠光体组织出现.图8是0A1钢在 0.77A1 855 980 315 一定冷速下获得的珠光体(pearlite,图中简写为“P”)、 1.43Al 895 1035 312 贝氏体(bainite,图中简写为“B”)及马氏体(matensite, 图中简写为“M”)组织形貌的扫描电镜照片. 光体转变，且600℃以下主要发生贝氏体相变，金相组 0.771钢的膨胀曲线及线膨胀率和温度的关系 织如图7(a)所示.冷却速度为0.05℃·s时，无珠光 曲线如图9所示.对比图6(b)和图9(b)可见，在 体相变，微分曲线中出现两个明显分离的峰，为马氏体 0.05-0.10℃·s冷速下0.771钢贝氏体相变的主 和贝氏体的混合相变，且贝氏体相变略占主导，金相组 导优势比O!钢更加明显，说明在该冷速范围内 a 86 (110) 6.81 6 5 1.43A1 200 200.(220. 211 “311,220 4 391 0.77Al 2.65 OAl 30 40 50 60 70 80 90 100 0.4 0.8 1.2 1.6 209 铝质量分数% 图5淬火态残留奥氏体含量测定结果.()X射线衍射图谱：(b)残留奥氏体含量与A含量的关系曲线 Fig.5 Retained austenite content after quenching:(a)XRD diffraction pattems:(b)relationship between retained austenite content and aluminum content
工程科学学报，第 38 卷，第 11 期 图 4 相变点测试结果． ( a) 0Al; ( b) 0. 77Al; ( c) 1. 43Al; ( d) 线膨胀率与温度的关系曲线 Fig． 4 Dilatometric curves for transformation temperature testing: ( a) 0Al; ( b) 0. 77Al; ( c) 1. 43Al; ( d) relationship between linear expansion rate and temperature 表 2 SDAH13 相变点 Table 2 Transformation temperature of SDAH13 steels SDAH13 钢 Ac1点/℃ Ac3点/℃ Ms 点/℃ 0Al 818 910 283 0. 77Al 855 980 315 1. 43Al 895 1035 312 图 5 淬火态残留奥氏体含量测定结果 . ( a) X 射线衍射图谱; ( b) 残留奥氏体含量与 Al 含量的关系曲线 Fig． 5 Ｒetained austenite content after quenching: ( a) XＲD diffraction patterns; ( b) relationship between retained austenite content and aluminum content 光体转变，且 600 ℃以下主要发生贝氏体相变，金相组 织如图 7( a) 所示． 冷却速度为 0. 05 ℃·s － 1 时，无珠光 体相变，微分曲线中出现两个明显分离的峰，为马氏体 和贝氏体的混合相变，且贝氏体相变略占主导，金相组 织如图 7( b) 所示． 从微分曲线中可以看出，当冷却速 度大于 0. 07 ℃·s － 1 时，马氏体相变已经占据主导地 位． 各冷速下的金相组织分别如图 7 所示，仅当冷速 为 0. 02 ℃·s － 1 时有珠光体组织出现． 图 8 是 0Al 钢在 一定冷速下获得的珠光体( pearlite，图中简写为“P”) 、 贝氏体( bainite，图中简写为“B”) 及马氏体( matensite， 图中简写为“M”) 组织形貌的扫描电镜照片． 0. 77Al 钢的膨胀曲线及线膨胀率和温度的关系 曲线如图 9 所示． 对 比 图 6 ( b) 和 图 9 ( b) 可 见，在 0. 05 ～ 0. 10 ℃·s － 1 冷速下 0. 77Al 钢贝氏体相变的主 导优势 比 0Al 钢 更 加 明 显，说明在该冷速范 围 内 ·1562·
盛振栋等：A!对热挤压模具钢SDAH13连续冷却转变规律的影响 ·1563· (a) ④ -002℃-s 0.10℃s 025℃s1 -■-002℃：s1--025℃，4-1 03℃g 。-005℃·s14-030℃·s1 -4-007℃s1--10.0℃s1 ◆-0.10℃·g1 200 400 600 8001000 100 200 300400500600 温度℃ 温度℃ 图60Al钢热膨胀实验结果.()过冷奥氏体膨胀曲线：(b)线膨胀率与温度的关系曲线 Fig.6 Dilatometric experiment results of 0Al steel:(a)expansion curves of super-cooled austenite:(b)relationship between linear expansion rate and temperature 20m 20m (c) (d) 20m 204m 图70A1钢不同冷速下的金相组织.(a)0.02℃·s1:(b)0.05℃s1:(c)0.30℃s1:(d)10.0℃s1 Fig.7 Optical microstructures of Al steel cooled at different cooling rates:(a)0.02Cs;(b)0.05 Cs;(c)0.30C.s:(d)10.0 ℃s1 (bi 24m 图80AI钢不同冷速下组织形貌的扫描电镜照片.(a)0.02℃s1,P+B+M:(b)0.10℃s,B+M:(c)10.0℃s1,M Fig.8 SEM images showing the morphology of 0Al steel at different cooling rates:(a)0.02 C.s-1,P+B+M:(b)0.05 C.s-1.B+M:(e) 10.0℃s-1,M
盛振栋等: Al 对热挤压模具钢 SDAH13 连续冷却转变规律的影响 图 6 0Al 钢热膨胀实验结果． ( a) 过冷奥氏体膨胀曲线; ( b) 线膨胀率与温度的关系曲线 Fig． 6 Dilatometric experiment results of 0Al steel: ( a) expansion curves of super-cooled austenite; ( b) relationship between linear expansion rate and temperature 图 7 0Al 钢不同冷速下的金相组织 . ( a) 0. 02 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 05 ℃·s － 1 ; ( c) 0. 30 ℃·s － 1 ; ( d) 10. 0 ℃·s － 1 Fig． 7 Optical microstructures of 0Al steel cooled at different cooling rates: ( a) 0. 02 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 05 ℃·s － 1 ; ( c) 0. 30 ℃·s － 1 ; ( d) 10. 0 ℃·s － 1 图 8 0Al 钢不同冷速下组织形貌的扫描电镜照片． ( a) 0. 02 ℃·s － 1，P + B + M; ( b) 0. 10 ℃·s － 1，B + M; ( c) 10. 0 ℃·s － 1，M Fig． 8 SEM images showing the morphology of 0Al steel at different cooling rates: ( a) 0. 02 ℃·s － 1，P + B + M; ( b) 0. 05 ℃·s － 1，B + M; ( c) 10. 0 ℃·s － 1，M ·1563·
·1564· 工程科学学报，第38卷，第11期 0.77A1钢的贝氏体区更宽，但0.77A1钢贝氏体相变的 钢在0.02℃·s冷却时获得了更多了的珠光体组 临界冷速与0A1钢的相近，约为0.30℃·s:此外，分 织，金相组织分别如图7(a)和图10(a)所示.图10 析图9(b)中冷速为0.02℃·s的微分曲线可以知，其 (b)是0.77A钢在0.05℃·s冷速下的金相组织， 在350℃左右有两个曲线峰，对比其他冷速下贝氏体 晶界处存在极少量珠光体组织，推测0.77A1钢的临 和马氏体的转变峰温度，推测其出现两类贝氏体转 界冷却速度约为0.05℃·s,图11(a)、11(b)及 变.对比图6(a)和图9(a),当冷速为0.02℃·s1 11(c)是0.77Al钢在不同冷速下的典型显微组织的 时，0.77A1钢珠光体转变曲线更加明显，说明0.77Al 扫描电镜照片 (a) (104-0665 0.25℃。1 一0.30℃ --0.02℃◆0.10℃s 00 -0.25℃s -007C·8 100℃。 200 400 600 800 1000 100 200300400500600 温度℃ 温度℃ 图90.T7Al钢热膨胀实验结果.()过冷奥氏体膨胀曲线：(b)线膨胀率与温度的关系曲线 Fig.9 Dilatometric experiment results of 0.77Al steel:(a)expansion curves of super-cooled austenite:(b)relationship between linear expansion rate and temperature 204m 20m 204m 20 jm 图100.77A1钢不同冷速下的金相组织.(a)0.02℃s1:(b)0.05℃s1:(c)0.30℃sl:(d)10.0℃·s1 Fig.10 Optical microstructures of0.77 Al steel cooled at different cooling rates:(a）0.02℃·s-l;(b)0.05℃-s-l:(c)0.30℃·sl:(d) 10.0℃s1 图12是1.43A1钢的膨胀曲线及线膨胀率和温度 0.02~0.10℃·s时，1.43Al钢发生明显的高温相变 的关系曲线.当冷速不大于0.05℃·s时，1.43A1钢 截取0.02-0.10℃·s冷速在600-900℃下的微分 无明显的贝氏体相变，而冷速为0.10℃·s时贝氏体 曲线如图12(c)所示.从图12(c)可见，当冷速为 相变为主要相变，冷速为0.25~0.30℃·s时存在少 0.02、0.05和0.08℃·s时，微分曲线在750~900℃ 许贝氏体相变，所以推测1.43A1钢贝氏体转变的临界 间出现一个明显的峰，且在750℃左右产生一个向下 冷速约为0.30℃·s.从图12(a)可见，当冷速在 的小峰和一个向上的峰，结合图4(d),推测750℃左
工程科学学报，第 38 卷，第 11 期 0. 77Al 钢的贝氏体区更宽，但 0. 77Al 钢贝氏体相变的 临界冷速与 0Al 钢的相近，约为 0. 30 ℃·s － 1 ; 此外，分 析图 9( b) 中冷速为 0. 02 ℃·s － 1 的微分曲线可以知，其 在 350 ℃左右有两个曲线峰，对比其他冷速下贝氏体 和马氏体的转变峰温度，推测其出现两类贝氏体转 变［13］． 对比图 6( a) 和图 9( a) ，当冷速为 0. 02 ℃·s － 1 时，0. 77Al 钢珠光体转变曲线更加明显，说明 0. 77Al 钢在 0. 02 ℃·s － 1 冷却时获得了更多了的珠光体 组 织，金相组织分别如图 7( a) 和图 10 ( a) 所示． 图 10 ( b) 是 0. 77Al 钢在 0. 05 ℃·s － 1 冷速下的金相组织， 晶界处存在极少量珠光体组织，推测 0. 77Al 钢的临 界冷 却 速 度 约 为 0. 05 ℃·s － 1 ，图 11 ( a) 、11 ( b) 及 11( c) 是 0. 77Al 钢在不同冷速下的典型显微组织的 扫描电镜照片． 图 9 0. 77Al 钢热膨胀实验结果 . ( a) 过冷奥氏体膨胀曲线; ( b) 线膨胀率与温度的关系曲线 Fig． 9 Dilatometric experiment results of 0. 77Al steel: ( a) expansion curves of super-cooled austenite; ( b) relationship between linear expansion rate and temperature 图 10 0. 77Al 钢不同冷速下的金相组织 . ( a) 0. 02 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 05 ℃·s － 1 ; ( c) 0. 30 ℃·s － 1 ; ( d) 10. 0 ℃·s － 1 Fig． 10 Optical microstructures of 0. 77Al steel cooled at different cooling rates: ( a) 0. 02 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 05 ℃·s － 1 ; ( c) 0. 30 ℃·s － 1 ; ( d) 10. 0 ℃·s － 1 图 12 是 1. 43Al 钢的膨胀曲线及线膨胀率和温度 的关系曲线． 当冷速不大于 0. 05 ℃·s － 1 时，1. 43Al 钢 无明显的贝氏体相变，而冷速为 0. 10 ℃·s － 1 时贝氏体 相变为主要相变，冷速为 0. 25 ～ 0. 30 ℃·s － 1 时存在少 许贝氏体相变，所以推测 1. 43Al 钢贝氏体转变的临界 冷速约为 0. 30 ℃·s － 1 ． 从图 12 ( a) 可见，当冷速 在 0. 02 ～ 0. 10 ℃·s － 1 时，1. 43Al 钢发生明显的高温相变． 截取 0. 02 ～ 0. 10 ℃·s － 1 冷速在 600 ～ 900 ℃ 下的微分 曲线如图 12 ( c) 所 示． 从 图 12 ( c) 可 见，当 冷 速 为 0. 02、0. 05 和 0. 08 ℃·s － 1 时，微分曲线在 750 ～ 900 ℃ 间出现一个明显的峰，且在 750 ℃ 左右产生一个向下 的小峰和一个向上的峰，结合图 4( d) ，推测 750 ℃ 左 ·1564·
盛振栋等：Al对热挤压模具钢SDAH13连续冷却转变规律的影响 ·1565· (a) 20m 图110.77A钢不同冷速下组织形貌的扫描电镜照片.(a)0.02℃s1,P+B:(b)0.10℃s1,B+M:(c)10.0℃·s1,M Fig.11 SEM images showing the morphology of 0.77Al steel at different cooling rates:(a)0.02 Cs P+B:(b)0.05Cs B+M:(c) 10.0℃s1,M a (b) +出 -▲4008℃.5 ◆0.10℃s 0-025℃g 4-ǜ初℃ 100. 200 400 600 800 1000 0 100 200 300400 500600 温度℃ 温度℃ --0.02℃：s1 ·-0.05℃号1 -0.08℃g1 ◆0.10℃s1 650700750800850900950 温度℃ 图121.43A1钢热膨胀实验结果.(a)过冷奥氏体膨胀曲线：(b)600℃以下线膨胀率与温度的关系曲线：（©）650℃以上线膨胀率与温 度的关系曲线 Fig.12 Dilatometric experiment results of 1.43Al steel:(a)expansion curves of super-cooled austenite:(b)relationship between linear expansion rate and temperature below 600 C:(c)relationship between linear expansion rate and temperature above 650C 右的峰是磁致伸缩所导致0，但部分磁性转变峰与高2.3CCT曲线对比分析 温下的相变峰相重叠.图13和图14是1.43A1钢不同 不同A1含量的SDAH13钢的CCT曲线如图15所 冷速下的金相组织及其扫描电镜照片.结合 示.对比图15(a)~(c)可知：随着Al含量的升高，其 图12(c)、图13(a)和图14(a)中组织形貌及白亮区 中贝氏体转变的临界冷速基本不变，约为0.30℃· 域的显微硬度（约200HV),判断1.43Al钢在750~ s,但相同冷速下贝氏体转变开始温度略有提高，且 900℃间的一个相变峰包含了两类高温相变，为先共 贝氏体区变宽：珠光体转变临界冷速从0.02℃·s提 析铁素体(ferrite,图中简写为F)和珠光体相变，其形 高到0.30℃·s1:当冷速在0.02~0.08℃·s时， 貌的扫描电镜照片如图14(a)所示，且在0.05℃·s1 1.43A1钢有先共析铁素体产生，即A1元素使SDAH13 和0.08℃·s冷速下出现多种形态的珠光体，如 钢的共析转变点向右移动.所以A1元素的加入不 图14(b)~(d)所示，其中图14(d)是典型的层片状珠 仅提高了珠光体转变的临界冷速，而且提高了珠光体 光体组织 和贝氏体的形成温度
盛振栋等: Al 对热挤压模具钢 SDAH13 连续冷却转变规律的影响 图 11 0. 77Al 钢不同冷速下组织形貌的扫描电镜照片 . ( a) 0. 02 ℃·s － 1，P + B; ( b) 0. 10 ℃·s － 1，B + M; ( c) 10. 0 ℃·s － 1，M Fig． 11 SEM images showing the morphology of 0. 77Al steel at different cooling rates: ( a) 0. 02 ℃·s － 1，P + B; ( b) 0. 05 ℃·s － 1，B + M; ( c) 10. 0 ℃·s － 1，M 图 12 1. 43Al 钢热膨胀实验结果． ( a) 过冷奥氏体膨胀曲线; ( b) 600 ℃以下线膨胀率与温度的关系曲线; ( c) 650 ℃ 以上线膨胀率与温 度的关系曲线 Fig． 12 Dilatometric experiment results of 1. 43Al steel: ( a) expansion curves of super-cooled austenite; ( b) relationship between linear expansion rate and temperature below 600 ℃ ; ( c) relationship between linear expansion rate and temperature above 650 ℃ 右的峰是磁致伸缩所导致［10］，但部分磁性转变峰与高 温下的相变峰相重叠． 图 13 和图 14 是 1. 43Al 钢不同 冷 速 下 的 金 相 组 织 及 其 扫 描 电 镜 照 片． 结 合 图 12( c) 、图 13( a) 和图 14( a) 中组织形貌及白亮区 域的显微硬度( 约 200 HV) ，判断 1. 43Al 钢在 750 ～ 900 ℃间的一个相变峰包含了两类高温相变，为先共 析铁素体( ferrite，图中简写为 F) 和珠光体相变，其形 貌的扫描电镜照片如图 14( a) 所示，且在 0. 05 ℃·s － 1 和 0. 08 ℃·s － 1 冷 速 下 出 现 多 种 形 态 的 珠 光 体，如 图 14( b) ～ ( d) 所示，其中图 14( d) 是典型的层片状珠 光体组织． 2. 3 CCT 曲线对比分析 不同 Al 含量的 SDAH13 钢的 CCT 曲线如图 15 所 示． 对比图 15( a) ～ ( c) 可知: 随着 Al 含量的升高，其 中贝氏体转变的临界冷速基本不变，约为 0. 30 ℃· s － 1 ，但相同冷速下贝氏体转变开始温度略有提高，且 贝氏体区变宽; 珠光体转变临界冷速从 0. 02 ℃·s － 1 提 高到 0. 30 ℃·s － 1 ; 当 冷 速 在 0. 02 ～ 0. 08 ℃·s － 1 时， 1. 43Al 钢有先共析铁素体产生，即 Al 元素使 SDAH13 钢的共析转变点向右移动［6，14］． 所以 Al 元素的加入不 仅提高了珠光体转变的临界冷速，而且提高了珠光体 和贝氏体的形成温度． ·1565·
·1566· 工程科学学报，第38卷，第11期 b 20m 204m 20m 图131.431钢不同冷速下的金相组织.(a)0.05℃s1:()0.10℃s1:(c)0.30℃s1:(d)10.0℃s1 Fig.13 Optical microstructures of 1.43Al steel cooled at different cooling rates:(a)0.05Cs;(b)0.10Cs:(c)0.30Cs:(d) 10.0℃s-1 m 图141.43A1钢不同冷速下组织形貌的扫描电镜照片.(a)0.05℃s,P+F:(b)0.05℃s1,P:(c)0.08℃·s,P:(d)0.08℃· s1,P:(e)0.10℃s1,B+M:(010.0℃s1,M Fig.14 SEM images showing morphology of 1.43Al steel at different cooling rates:(a)0.05 C.s-1,P+F:(b)0.05 C.s-1,P:(c)0.08 C. s1,P:(d)0.08℃s1,P:(e)0.10℃sl,B+M:(f010.0℃s-,M 珠光体转变属于扩散型相变，新相的形成和长大 所以A山含量的增加，提高了珠光体转变的临界冷速及 都要依靠原子的长距离扩散及相界面移动，共析转变 相同冷速下的转变开始温度和最终的转变量.贝氏体 温度的提高增加了珠光体相变的热力学驱动力，同时 相变是铁原子切变和碳原子扩散两个过程的耦合的， 碳在奥氏体中活度的提高有利于过冷奥氏体中合金碳 既具有珠光体相变的扩散特征，又具有马氏体相变的 化物的形成，两者的共同作用促进珠光体形核及长大， 切变特征.前文已指出，A1降低了奥氏体向马氏体转
工程科学学报，第 38 卷，第 11 期 图 13 1. 43Al 钢不同冷速下的金相组织． ( a) 0. 05 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 10 ℃·s － 1 ; ( c) 0. 30 ℃·s － 1 ; ( d) 10. 0 ℃·s － 1 Fig． 13 Optical microstructures of 1. 43Al steel cooled at different cooling rates: ( a) 0. 05 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 10 ℃·s － 1 ; ( c) 0. 30 ℃·s － 1 ; ( d) 10. 0 ℃·s － 1 图 14 1. 43Al 钢不同冷速下组织形貌的扫描电镜照片． ( a) 0. 05 ℃·s － 1，P + F; ( b) 0. 05 ℃·s － 1，P; ( c) 0. 08 ℃·s － 1，P; ( d) 0. 08 ℃· s － 1，P; ( e) 0. 10 ℃·s － 1，B + M; ( f) 10. 0 ℃·s － 1，M Fig． 14 SEM images showing morphology of 1. 43Al steel at different cooling rates: ( a) 0. 05 ℃·s － 1，P + F; ( b) 0. 05 ℃·s － 1，P; ( c) 0. 08 ℃· s － 1，P; ( d) 0. 08 ℃·s － 1，P; ( e) 0. 10 ℃·s － 1，B + M; ( f) 10. 0 ℃·s － 1，M 珠光体转变属于扩散型相变，新相的形成和长大 都要依靠原子的长距离扩散及相界面移动，共析转变 温度的提高增加了珠光体相变的热力学驱动力，同时 碳在奥氏体中活度的提高有利于过冷奥氏体中合金碳 化物的形成，两者的共同作用促进珠光体形核及长大， 所以 Al 含量的增加，提高了珠光体转变的临界冷速及 相同冷速下的转变开始温度和最终的转变量． 贝氏体 相变是铁原子切变和碳原子扩散两个过程的耦合［15］， 既具有珠光体相变的扩散特征，又具有马氏体相变的 切变特征． 前文已指出，Al 降低了奥氏体向马氏体转 ·1566·
盛振栋等：AI对热挤压模具钢SDAH13连续冷却转变规律的影响 ·1567· 12000间 奥氏体化混度：1060℃ 1200 (b) 奥氏体化温度：060℃ 保温时间l5mi加 1000 保温时间90℃ Ac=910 C 1000 Ac,=818℃ Ac,=855℃ 800F 800 P 600 600 400 400 M5=283℃ B M=315℃ B 200 M 200 M M=80℃ M=110℃ 0 HV666664 65464839631607547 0 HV635631 621615600552509446 10 lo 10 10 10 10的 10m 10 10 10 10 时间/s 时间/s 1200 (c) 1000 Ac=895℃ 800 600 400 Ms=312℃ B 200 =110C 0 HW628623 606590623722220%6 10m 10 10 10 10 10 时间s 图15SDAH13钢的CCT曲线.(a)0A:(b)0.77A:(c)1.43A1 Fig.15 CCT diagrams of SDAH13 steels:(a)0Al:(b)0.77Al:(c)1.43Al 变的切变阻力，所以A山元素也可以降低贝氏体相变时 的.这也是前者硬度小于后者的一个因素.在较高冷 的切变阻力，提高贝氏体转变的开始温度，这与赵爱民 速范围内，一方面由于0.771和1.431钢淬火态残 等网的研究结果相符.但是，本文SDAHI3钢的贝氏 留奥氏体较少，如图5所示，有利于提高其淬火硬度， 体区的鼻尖温度基本都在300℃左右，碳及合金元素 但另一方面由于0.77A1和1.43A1钢的Ac,较高，在相 的扩散受到明显抑制，所以SDAHI23钢贝氏体相变的 同的奥氏体化温度下，其过热度较小，碳化物的溶解及 临界冷速没有明显变化 合金元素的扩散均不充分，所以其奥氏体中碳及合金 将三种SDAH13钢不同冷速下的硬度变化曲线绘 元素含量也相对较低，淬火得到的马氏体硬度不高，且 制在图16中.从图16可知，三种SDAH13钢的硬度均 后者占主导因素，最终导致淬火硬度下降 随着冷速的升高而增大.0A1和0.77A1钢分别在 700 0.02℃·s冷速和0.02-0.05℃s冷速下存在珠光 600 体，所以硬度都相对较低.1.43A1在0.02~0.08℃· $冷速下主要是铁素体和珠光体的混合组织，显微硬 500 度在200~240HV之间.当冷速大于0.08℃·s时， 400 显微硬度发生突变，主要是因为先共析铁素体相基本 消失.当冷速从0.10℃s变化到0.30℃·s时，由 300 -■一0A 于珠光体相的逐渐减少及马氏体相的逐渐增多，显微 -·-0.77A1 --1.43A1 硬度明显上升.在所有冷速范围内0.77l钢和 200 1.43A1钢的显微硬度均低于01钢，在较低的冷速范 0.2 0.44 6 8 10 冷速/℃·s) 围内，造成上述现象的主要原因是0.77A1和1.43A1 图16不同冷速下实验钢的硬度变化曲线 钢产生较多的珠光体或先共析铁素体组织.对比 Fig.16 Hardness of the experimental steels at different cooling rates 图6(b)和图9(b)中0.05~0.10℃·s1范围内的线膨 3 胀率和温度的关系曲线可知，在同一冷速下，0.771 结论 钢的贝氏体含量与马氏体含量的比值明显大于0A山钢 (1)A1元素的加入显著提高SDAH13钢的相变
盛振栋等: Al 对热挤压模具钢 SDAH13 连续冷却转变规律的影响 图 15 SDAH13 钢的 CCT 曲线． ( a) 0Al; ( b) 0. 77Al; ( c) 1. 43Al Fig． 15 CCT diagrams of SDAH13 steels: ( a) 0Al; ( b) 0. 77Al; ( c) 1. 43Al 变的切变阻力，所以 Al 元素也可以降低贝氏体相变时 的切变阻力，提高贝氏体转变的开始温度，这与赵爱民 等［9］的研究结果相符． 但是，本文 SDAH13 钢的贝氏 体区的鼻尖温度基本都在 300 ℃ 左右，碳及合金元素 的扩散受到明显抑制，所以 SDAH13 钢贝氏体相变的 临界冷速没有明显变化． 将三种 SDAH13 钢不同冷速下的硬度变化曲线绘 制在图 16 中． 从图 16 可知，三种 SDAH13 钢的硬度均 随着冷 速 的 升 高 而 增 大． 0Al 和 0. 77Al 钢 分 别 在 0. 02 ℃·s － 1 冷速和 0. 02 ～ 0. 05 ℃·s － 1 冷速下存在珠光 体，所以硬度都相对较低． 1. 43Al 在 0. 02 ～ 0. 08 ℃· s － 1 冷速下主要是铁素体和珠光体的混合组织，显微硬 度在 200 ～ 240 HV 之间． 当冷速大于 0. 08 ℃·s － 1 时， 显微硬度发生突变，主要是因为先共析铁素体相基本 消失． 当冷速从 0. 10 ℃·s － 1 变化到 0. 30 ℃·s － 1 时，由 于珠光体相的逐渐减少及马氏体相的逐渐增多，显微 硬度 明 显 上 升． 在 所 有 冷 速 范 围 内 0. 77Al 钢 和 1. 43Al 钢的显微硬度均低于 0Al 钢，在较低的冷速范 围内，造成上述现象的主要原因是 0. 77Al 和 1. 43Al 钢产生 较 多 的 珠 光 体 或 先 共 析 铁 素 体 组 织． 对 比 图 6( b) 和图 9( b) 中 0. 05 ～ 0. 10 ℃·s － 1 范围内的线膨 胀率和温度的关系曲线可知，在同一冷速下，0. 77Al 钢的贝氏体含量与马氏体含量的比值明显大于 0Al 钢 的． 这也是前者硬度小于后者的一个因素． 在较高冷 速范围内，一方面由于 0. 77Al 和 1. 43Al 钢淬火态残 留奥氏体较少，如图 5 所示，有利于提高其淬火硬度， 但另一方面由于 0. 77Al 和 1. 43Al 钢的 Ac3较高，在相 同的奥氏体化温度下，其过热度较小，碳化物的溶解及 合金元素的扩散均不充分，所以其奥氏体中碳及合金 元素含量也相对较低，淬火得到的马氏体硬度不高，且 后者占主导因素，最终导致淬火硬度下降． 图 16 不同冷速下实验钢的硬度变化曲线 Fig． 16 Hardness of the experimental steels at different cooling rates 3 结论 ( 1) Al 元素的加入显著提高 SDAH13 钢的相变 ·1567·
·1568· 工程科学学报，第38卷，第11期 点.A1质量分数为0.77%和1.43%的SDAH13钢的 9th International Tooling Conference.Leoben,2012:175 Ac,分别比无A1的SDAH13钢提高37℃和77℃，Ac3 [6]Chi H X,Ma D S,Yong QL,et al.Effect of aluminum on criti- 分别提高70℃及125℃，而Ms点均比无A1的 cal point and quenched microstructure of Cr8 WMo2 V2SiNb steel. Trans Mater Heat Treat,2009,30(6):61 SDAH13钢高约30℃.在1060℃奥氏体化温度下，淬 (迟宏宵，马党参，雍岐龙，等.铝对C8WM2V2SiNb钢临界 火态残留奥氏体的体积分数从无A1的SDAH13钢的 点及淬火组织的影响.材料热处理学报，2009,30(6)：61) 6.81%分别降低到A1质量分数为0.77%和1.43%的 ] Kasatkin O G,Vinokur BB,Pilyushenko V L.Calculation mod- SDAH13钢的3.91%和2.65%. els for determining the critical points of steel.Met Sci Heat Treat, (2)在1060℃奥氏体温度下，A1元素对SDAH13 1984,26(1):27 钢贝氏体相变的临界冷速无明显影响，均在0.30℃· [8]Shi SQ,Wang B Q,Furuhara T,et al.Rational Al amount in s左右，但使贝氏体相区变宽：而A1质量分数分别为 chemieal composition of UHCS.Ordnance Mater Sci Eng,2006, 29(6):26 0.77%和1.43%的SDH13钢的珠光体相变的临界冷 (石淑琴，王宝奇，古原忠，等.超高碳钢化学成分中铝含量 速(0.05℃·s和0.3℃·s)均高于无A1的SDAH13 的合理选择.兵器材料科学与工程，2006,29(6)：26) 钢(0.02℃·s1),且A1质量分数达到1.43%时 Zhao A M,Zhang Y G,Zhao Z Z,et al.Influence of aluminum SDAH13钢在0.02~0.08℃·s冷速内出现先共析铁 and phosphorus on solid transformation of TRIP steels.Trans 素体组织. Mater Heat Treat,2011,32(4):82 (3)在0.02~10.0℃·s冷速范围内，A1质量分 (赵爱民，张宇光，赵征志，等.A!与P对TRP钢固态相变 的影响.材料热处理学报，2011,32(4)：82) 数为0.77%和1.43%的SDAH13钢的硬度均比无A1 [10]Xu J,Du Z M,Zhang QZ,et al.Calculation of alloy steel CCT- 的SDAH13钢低，A1质量分数为1.43%的SDAH13在 diagram.J Univ Sci Technol Beijing,1992,14(6):681 0.02~0.08℃·s范围内的硬度仅为206~364HV,且 (徐骏，杜振民，张奇真，等.合金钢CCT曲线计算.北京科 两种含Al的SDAHI3钢的淬火态硬度比无Al的 技大学学报，1992,14(6)：681) SDAH13钢低30~40HV. 0] Kop TA,Sietsma J,Zwaag S V D.Dilatometric analysis of phase transformations in hypo-eutectoid steels.J Mater Sci, 2001,36(2):519 参考文献 02] Yang R C,Zhao L M,Wang B,et al.Valence electron theory [Liu JA,Liu Y,Hang PZ,et al.Development situation and mar- analysis of action mechanism of aluminum in alloy steels.Trans ket analysis of aluminum alloy modern extrusions.Light Alloy Fabr Mater Heat Treat,2009.30(4):185 Technol,2013,41(3):13 (杨瑞成，赵丽美，王彬，等.铝在合金钢中作用机理的价电 (刘静安，刘煜，韩鹏展，等.现代铝合金挤压新材料的发展 子理论分析.材料热处理学报，2009,30(4)：185) 概况及市场分析.轻合金加工技术，2013,41(3)：13) 13】 Park B J,Choi J M,Lee K J.Analysis of phase transformations Zheng SQ,Wang Y.Effect of aluminium on the red hardness of during continuous cooling by the first derivative of dilatation in high speed steel.Heat Treat,2005,20(3):3 low carbon steels.Mater Charact,2012,64:8 (郑双七，王豫.铝对高速钢(HSS)红硬性的影响.热处理， [14]Wang B Q,Song X Y,Li H J,et al.Effects of aluminium addi- 2005,20(3):3) tion on the behaviour of pro-eutectoid carbide precipitation and B3]Xu Z Y.Function of aluminum in high speed steel.Mater Mech eutectoid transformation in ultra-high carbon steels.Trans Mater Eng,1993,17(2):4 Heat Treat,2006,26(6):91 (徐祖耀.铝在高速钢中的作用.机械工程材料，1993,17 (王宝奇，宋晓艳，李红娟，等.铝对超高碳钢共析转变及先 (2):4) 共析碳化物析出行为的影响.材料热处理学报，2006,26 4]Li S,Liu Y H,Song Y L,et al.Microstructure,mechanical (6):91) properties and strengthening mechanisms of 5Cr5 MoV modified by 05] Wang S D.Yu D G.Thermodynamic study of bainitic transfor- aluminum.Mater Des,2015,83:483 mation in Fe-C alloys.Acta Metall Sin,1989,25(4):23 5]Bacalhau J B,Barbosa C A.Characteristics of the new developed (王世道，俞德刚.Fc一C合金贝氏体相变热力学研究.金属 hot work tool steel for aluminium extrusion /Proceedings of the 学报，1989,25(4)：23)
工程科学学报，第 38 卷，第 11 期 点． Al 质量分数为 0. 77% 和 1. 43% 的 SDAH13 钢的 Ac1分别比无 Al 的 SDAH13 钢提高 37 ℃ 和 77 ℃，Ac3 分别 提 高 70 ℃ 及 125 ℃，而 Ms 点 均 比 无 Al 的 SDAH13 钢高约 30 ℃ ． 在 1060 ℃ 奥氏体化温度下，淬 火态残留奥氏体的体积分数从无 Al 的 SDAH13 钢的 6. 81% 分别降低到 Al 质量分数为 0. 77% 和 1. 43% 的 SDAH13 钢的 3. 91% 和 2. 65% ． ( 2) 在 1060 ℃奥氏体温度下，Al 元素对 SDAH13 钢贝氏体相变的临界冷速无明显影响，均在 0. 30 ℃· s － 1 左右，但使贝氏体相区变宽; 而 Al 质量分数分别为 0. 77% 和 1. 43% 的 SDAH13 钢的珠光体相变的临界冷 速( 0. 05 ℃·s － 1 和 0. 3 ℃·s － 1 ) 均高于无 Al 的 SDAH13 钢 ( 0. 02 ℃·s － 1 ) ，且 Al 质 量 分 数 达 到 1. 43% 时 SDAH13 钢在 0. 02 ～ 0. 08 ℃·s － 1 冷速内出现先共析铁 素体组织． ( 3) 在 0. 02 ～ 10. 0 ℃·s － 1 冷速范围内，Al 质量分 数为 0. 77% 和 1. 43% 的 SDAH13 钢的硬度均比无 Al 的 SDAH13 钢低，Al 质量分数为 1. 43% 的 SDAH13 在 0. 02 ～ 0. 08 ℃·s － 1 范围内的硬度仅为 206 ～ 364 HV，且 两种 含 Al 的 SDAH13 钢 的 淬 火 态 硬 度 比 无 Al 的 SDAH13 钢低 30 ～ 40 HV． 参 考 文 献 ［1］ Liu J A，Liu Y，Hang P Z，et al． Development situation and market analysis of aluminum alloy modern extrusions． Light Alloy Fabr Technol，2013，41( 3) : 13 ( 刘静安，刘煜，韩鹏展，等． 现代铝合金挤压新材料的发展 概况及市场分析． 轻合金加工技术，2013，41( 3) : 13) ［2］ Zheng S Q，Wang Y． Effect of aluminium on the red hardness of high speed steel． Heat Treat，2005，20( 3) : 3 ( 郑双七，王豫． 铝对高速钢( HSS) 红硬性的影响． 热处理， 2005，20( 3) : 3) ［3］ Xu Z Y． Function of aluminum in high speed steel． Mater Mech Eng，1993，17( 2) : 4 ( 徐祖耀． 铝在高速钢中的作用． 机械工程材料，1993，17 ( 2) : 4) ［4］ Li S S，Liu Y H，Song Y L，et al． Microstructure，mechanical properties and strengthening mechanisms of 5Cr5MoV modified by aluminum． Mater Des，2015，83: 483 ［5］ Bacalhau J B，Barbosa C A． Characteristics of the new developed hot work tool steel for aluminium extrusion / / Proceedings of the 9th International Tooling Conference． Leoben，2012: 175 ［6］ Chi H X，Ma D S，Yong Q L，et al． Effect of aluminum on critical point and quenched microstructure of Cr8WMo2V2SiNb steel． Trans Mater Heat Treat，2009，30( 6) : 61 ( 迟宏宵，马党参，雍岐龙，等． 铝对 Cr8WMo2V2SiNb 钢临界 点及淬火组织的影响． 材料热处理学报，2009，30( 6) : 61) ［7］ Kasatkin O G，Vinokur B B，Pilyushenko V L． Calculation models for determining the critical points of steel． Met Sci Heat Treat， 1984，26( 1) : 27 ［8］ Shi S Q，Wang B Q，Furuhara T，et al． Ｒational Al amount in chemical composition of UHCS． Ordnance Mater Sci Eng，2006， 29( 6) : 26 ( 石淑琴，王宝奇，古原忠，等． 超高碳钢化学成分中铝含量 的合理选择． 兵器材料科学与工程，2006，29( 6) : 26) ［9］ Zhao A M，Zhang Y G，Zhao Z Z，et al． Influence of aluminum and phosphorus on solid transformation of TＲIP steels． Trans Mater Heat Treat，2011，32( 4) : 82 ( 赵爱民，张宇光，赵征志，等． Al 与 P 对 TＲIP 钢固态相变 的影响． 材料热处理学报，2011，32( 4) : 82) ［10］ Xu J，Du Z M，Zhang Q Z，et al． Calculation of alloy steel CCTdiagram． J Univ Sci Technol Beijing，1992，14( 6) : 681 ( 徐骏，杜振民，张奇真，等． 合金钢 CCT 曲线计算． 北京科 技大学学报，1992，14 ( 6) : 681) ［11］ Kop T A，Sietsma J，Zwaag S V D． Dilatometric analysis of phase transformations in hypo-eutectoid steels． J Mater Sci， 2001，36( 2) : 519 ［12］ Yang Ｒ C，Zhao L M，Wang B，et al． Valence electron theory analysis of action mechanism of aluminum in alloy steels． Trans Mater Heat Treat，2009，30( 4) : 185 ( 杨瑞成，赵丽美，王彬，等． 铝在合金钢中作用机理的价电 子理论分析． 材料热处理学报，2009，30( 4) : 185) ［13］ Park B J，Choi J M，Lee K J． Analysis of phase transformations during continuous cooling by the first derivative of dilatation in low carbon steels． Mater Charact，2012，64: 8 ［14］ Wang B Q，Song X Y，Li H J，et al． Effects of aluminium addition on the behaviour of pro-eutectoid carbide precipitation and eutectoid transformation in ultra-high carbon steels． Trans Mater Heat Treat，2006，26( 6) : 91 ( 王宝奇，宋晓艳，李红娟，等． 铝对超高碳钢共析转变及先 共析碳化物析出行为的影响． 材料热处理学报，2006，26 ( 6) : 91) ［15］ Wang S D，Yu D G． Thermodynamic study of bainitic transformation in Fe--C alloys． Acta Metall Sin，1989，25( 4) : 23 ( 王世道，俞德刚． Fe--C 合金贝氏体相变热力学研究． 金属 学报，1989，25( 4) : 23) ·1568·
