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·