Al对热挤压模具钢SDAH13连续冷却转变规律的影响

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 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. 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 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·

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 calculat￾ed 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·