·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 transforma￾tion，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·