第36卷第10期 北京科技大学学报 Vol.36 No.10 2014年10月 Journal of University of Science and Technology Beijing 0ct.2014 30 SiMnCrB5热成形钢的微观组织和力学性能 程俊业”，陈银莉四，赵爱民”，丁然”，王泽汉”，邝 霜”，姜英花 1)北京科技大学治金工程研究院，北京1000832)首钢总公司首钢技术研究院，北京100041 ☒通信作者，E-mail:yinli chen@usth.edu.cn 摘要为了提高热成形钢的综合性能，设计了一种CSi-Mn-Cr-B系热成形钢，采用热膨胀仪测定并研究了30 SiMnCrB5热 成形钢的连续冷却转变曲线和相变规律.分析了经轧制、退火及热成形模拟后钢板的微观组织形貌和力学性能，结合等密度 线极图的方法，判定了热成形模拟后钢板中马氏体变体与母相的取向关系.30 SiMnCrB5热成形钢具有较好的淬透性，临界冷 速为5℃·s',有效抑制了珠光体和贝氏体的形成，完全马氏体组织的硬度可达600HV以上.热成形模拟后的微观组织由板 条马氏体和残余奥氏体构成，残余奥氏体主要以薄膜状分布在马氏体板条间，质量分数为6%~8%，抗拉强度为1800MP阳左 右，总伸长率可达10%以上，强度和塑性的匹配较好.热成形模拟后30 SiMnCrB5热成形钢板中马氏体变体与母相的取向关系 更接近N-W关系，12种变体没有都出现在原始奥氏体内. 关键词合金钢：热成形钢：微观组织：力学性能：取向 分类号TG142.33:TG156.3 Microstructure and mechanical properties of 30SiMnCrB5 hot stamping steel CHENG Jun-ye,CHEN Yin-i,ZHAO Ai-min",DING Ran",WANG Ze-han,KUANG Shuang?,JIANG Ying-hua 1)Metallurgical and Ecological Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Shougang Research Institute of Technology,Shougang Group Corporation,Beijing 100041,China Corresponding author,E-mail:yinli_chen@ustb.edu.cn ABSTRACT A C-Si-Mn-Cr-B hot stamping steel was designed to improve its comprehensive properties.The continuous cooling transformation (CCT)curves and phase transformation rules of 30SiMnCrB5 hot stamping steel were measured and studied by thermal dilatometry.The microstructure morphology and mechanical properties of 30SiMnCrB5 steel sheet after rolling,annealing and hot stam- ping simulated were analyzed by scanning electron microscopy,transmission electron microscopy and tensile testing.The orientation relationship between martensite variants and parent phases in the hot-stamped steel sheet was determined by pole figure contouring.It is found that the critical cooling rate of 30SiMnCrB5 hot stamping steel is 5Cswith good hardenability which inhibits the formation of pearlite and bainite effectively.The hardness of full martensite is more than 600 HV.The microstructure of the hot-stamped steel sheet is composed of lath martensite and retained austenite,which accounts for 6%to 8%and distributes between martensite laths by film. The strength and ductility of the hot-stamped steel sheet are matched well with a tensile strength of about 1800 MPa and a total elonga- tion up to 10%.The orientation relationship between martensite variants and parent phases in the hot-stamped steel sheet is closer to the N-W orientation relationship,which the 12 variants do not appear wholly in prior austenite. KEY WORDS alloy steel:hot stamping:microstructure:mechanical properties:orientation 热成形钢是一种适用热成形工艺生产的高强度总伸长率20%~30%，表现为硬度低、塑性好、易 特殊合金钢，主要为锰硼钢.热成形前的显微组织 于切削加工或冷加工成形等；热成形后的显微组 为铁素体+珠光体组织，抗拉强度400~600MPa, 织为完全马氏体组织，屈服强度≥1000MPa,抗拉 收稿日期：2013-07-16 基金项目：高等学校博士学科点专项科研基金资助项目(20110006110007)：现代交通先进金属材料与加工技术北京实验室资助课题 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2014.10.004:http://journals.ustb.edu.cn
第 36 卷 第 10 期 2014 年 10 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 36 No． 10 Oct． 2014 30SiMnCrB5 热成形钢的微观组织和力学性能 程俊业1) ，陈银莉1) ，赵爱民1) ，丁 然1) ，王泽汉1) ，邝 霜2) ，姜英花2) 1) 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083 2) 首钢总公司首钢技术研究院，北京 100041 通信作者，E-mail: yinli_chen@ ustb． edu． cn 摘 要 为了提高热成形钢的综合性能，设计了一种 C--Si--Mn--Cr--B 系热成形钢，采用热膨胀仪测定并研究了 30SiMnCrB5 热 成形钢的连续冷却转变曲线和相变规律． 分析了经轧制、退火及热成形模拟后钢板的微观组织形貌和力学性能，结合等密度 线极图的方法，判定了热成形模拟后钢板中马氏体变体与母相的取向关系． 30SiMnCrB5 热成形钢具有较好的淬透性，临界冷 速为 5 ℃·s － 1，有效抑制了珠光体和贝氏体的形成，完全马氏体组织的硬度可达 600 HV 以上． 热成形模拟后的微观组织由板 条马氏体和残余奥氏体构成，残余奥氏体主要以薄膜状分布在马氏体板条间，质量分数为 6% ～ 8% ，抗拉强度为 1800 MPa 左 右，总伸长率可达 10% 以上，强度和塑性的匹配较好． 热成形模拟后 30SiMnCrB5 热成形钢板中马氏体变体与母相的取向关系 更接近 N--W 关系，12 种变体没有都出现在原始奥氏体内． 关键词 合金钢; 热成形钢; 微观组织; 力学性能; 取向 分类号 TG 142. 33; TG 156. 3 Microstructure and mechanical properties of 30SiMnCrB5 hot stamping steel CHENG Jun-ye1) ，CHEN Yin-li1) ，ZHAO Ai-min1) ，DING Ｒan1) ，WANG Ze-han1) ，KUANG Shuang2) ，JIANG Ying-hua2) 1) Metallurgical and Ecological Engineering Ｒesearch Institute，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Shougang Ｒesearch Institute of Technology，Shougang Group Corporation，Beijing 100041，China Corresponding author，E-mail: yinli_chen@ ustb． edu． cn ABSTＲACT A C-Si-Mn-Cr-B hot stamping steel was designed to improve its comprehensive properties． The continuous cooling transformation ( CCT) curves and phase transformation rules of 30SiMnCrB5 hot stamping steel were measured and studied by thermal dilatometry． The microstructure morphology and mechanical properties of 30SiMnCrB5 steel sheet after rolling，annealing and hot stamping simulated were analyzed by scanning electron microscopy，transmission electron microscopy and tensile testing． The orientation relationship between martensite variants and parent phases in the hot-stamped steel sheet was determined by pole figure contouring． It is found that the critical cooling rate of 30SiMnCrB5 hot stamping steel is 5 ℃·s － 1 with good hardenability which inhibits the formation of pearlite and bainite effectively． The hardness of full martensite is more than 600 HV． The microstructure of the hot-stamped steel sheet is composed of lath martensite and retained austenite，which accounts for 6% to 8% and distributes between martensite laths by film． The strength and ductility of the hot-stamped steel sheet are matched well with a tensile strength of about 1800 MPa and a total elongation up to 10% ． The orientation relationship between martensite variants and parent phases in the hot-stamped steel sheet is closer to the N-W orientation relationship，which the 12 variants do not appear wholly in prior austenite． KEY WOＲDS alloy steel; hot stamping; microstructure; mechanical properties; orientation 收稿日期: 2013--07--16 基金项目: 高等学校博士学科点专项科研基金资助项目( 20110006110007) ; 现代交通先进金属材料与加工技术北京实验室资助课题 DOI: 10． 13374 /j． issn1001--053x． 2014． 10． 004; http: / /journals． ustb． edu． cn 热成形钢是一种适用热成形工艺生产的高强度 特殊合金钢，主要为锰硼钢． 热成形前的显微组织 为铁素体 + 珠光体组织，抗拉强度 400 ～ 600 MPa， 总伸长率 20% ～ 30% ，表现为硬度低、塑性好、易 于切削加工或冷加工成形等; 热成形后的显微组 织为完全马氏体组织，屈服强度≥1000 MPa，抗拉
·1300 北京科技大学学报 第36卷 强度≥1500MPa,总伸长率≥5%，强硬度和耐磨性 厚度为6mm的热轧板坯，终轧温度为870℃，水冷 高，无开裂，无回弹，尺寸精度高，能够进行复杂零 至660℃，在保温炉中保温1h模拟卷取后随炉冷至 部件加工，从一定程度上弥补了超高强钢板冷成 室温：热轧板经酸洗后，冷轧压下率为75%，得到厚 形的不足n-习 度为1.5mm的冷轧板：冷轧板的退火工艺采用再结 近些年来，国内外相关学者对热成形技术方面 晶退火，在箱式马弗炉进行，退火温度为760℃，保 做了大量研究，主要包括材料高温力学行为、摩擦与 温1h后，随炉冷却至室温；对于一些简单零件在热 润滑、热成形设备创新、模具冷却系统的设计与制 成形过程中只发生局部变形，大部分位置并没有发 造、数值模拟、表面涂镀层技术等方面-.Naderi 生变形，其微观组织主要与温度的变化有关.因此， 等6-研究了等温变形和不等温变形对贝氏体相变 本研究中的热成形工艺不考虑热变形的影响，在 和马氏体相变的影响.S0等回重点研究了热成形 ULVAC CCT一AY-Ⅱ型钢板热处理模拟试验机上进 后的切边和冲孔工艺，提出了经济可行的加工方法， 行温度的模拟，加热温度为950℃，保温10min,采 并提高了模具使用寿命和产品质量.Jang等o研 用多段冷却速度的方法模拟热成形工艺的冷却过 究了A!镀层的锰硼钢在不同温度变形过程中的流 程，如图1所示.850~950℃区间模拟空冷，1= 变行为和对A!镀层的影响.国内同济大学、大连理 2℃·s-1:700~850℃区间模拟接触冷却第一阶段， 工大学、机械科学研究总院等院校和科研机构亦做 2=20℃·s-1;600~700℃区间模拟接触冷却第二 了相关热成形工艺装备方面的研究，北京科技大学 阶段，=10℃·s-1;350~600℃区间模拟接触冷却 研究了22MB5钢的退火工艺，并利用电子背散射 衍射研究了不同回火温度对30MnB5钢晶体结构的 第三阶段，4=5℃·s-1:200~350℃区间模拟接触 影响1口.但是，针对热成形钢材料的研究较少， 冷却第四阶段，=2℃·s1;最后空冷至室温 目前仍以22MnB5热成形钢作为主要研究对象 利用德国DL805A热膨胀仪进行静态连续冷 传统22B5钢经热成形加工成零件后，基体 却转变(CCT)实验，加热速度为5℃·s·,并且根据 组织为完全马氏体组织，其板条内存在大量位错，虽 标准YB/T5128一1993，选择奥氏体化温度为 然强度较高，但塑韧性较差.本研究设计了一种C一 900℃，保温时间为10min,以保证充分奥氏体化和 Si-MnCr-B系热成形钢，系统模拟了热轧、冷轧、 碳化物完全溶解，并以不同的冷却速度冷却至室温， 退火及热成形工艺，获得了具有马氏体+残余奥氏 冷却速度为0.1、0.5、1、2、3、4、5、7.5、10、20和 体的复相组织，在提高热成形钢强度的同时，改善了 30℃·s1.记录冷却过程中膨胀量随时间和温度的 塑韧性.利用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、X 变化，并输出时间/温度一膨胀量曲线 射线衍射(XRD)、电子背散射衍射(EBSD)等先进 在热轧、冷轧退火及热成形模拟后的钢板上沿 技术手段分析了该成分体系热成形钢的微观组织形 轧向取50mm标距的拉伸试样，以2 mm'min-的拉 貌、力学性能及晶体学结构，判定了马氏体变体与母 伸速度在室温下进行拉伸试验，对每种状态的拉伸 相的取向关系 试样进行两次拉伸测试，力学性能指标取其平均值 经连续冷却转变、轧制、退火及热成形模拟后钢板的 实验材料及方法 金相样经抛光、4%硝酸乙醇溶液浸蚀后，在ZEISS 实验用30 SiMnCrB5热成形钢采用50kg真空感 AX10光学显微镜(OM)和ZEISS ULTRA55型场发 应炉治炼成铸锭并锻造成方坯，主要化学成分为 射扫描电镜下观察其显微组织，利用维氏硬度计测 (质量分数/%)：C0.30,Si1.50,Mn1.00,Cr1.00, 试不同冷却速度下试样的显微硬度，每个试样测量 B0.002,其余为Fe和不可避免的杂质.其中C、Mn 三次，取其平均值.根据热膨胀曲线、显微组织及维 等元素为典型的稳定奥氏体元素：Si能够抑制碳化 氏硬度对30 SiMnCrB:5热成形钢进行连续冷却转变 物的形成，增加C的活性，使得残余奥氏体中的固 曲线的绘制. 然C增多，从而稳定奥氏体：Cr元素等能够提高钢 在热成形模拟后的钢板上切割6mm×5mm的 板的淬透性，推迟珠光体贝氏体相变，并且C能够 电子背散射衍射试样，试样经砂纸研磨和电解抛光 降低马氏体转变开始点Ms和马氏体转变结束点Mf 后，在带有HKL系统的ZEISS ULTRA55型场发射 点，这对于得到一定含量的残余奥氏体是十分关 扫描电镜上进行取向成像分析，加速电压为20kV, 键的 步长为0.2m.将制备好的试样放在倾角为70°的 锻坯经1200℃保温1h后，经5道次轧制，得到 样品台上，采用HKL CHANNEL5软件进行数据采
北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 强度≥1500 MPa，总伸长率≥5% ，强硬度和耐磨性 高，无开裂，无回弹，尺寸精度高，能够进行复杂零 部件加工，从一定程度上弥补了超高强钢板冷成 形的不足［1 － 3］． 近些年来，国内外相关学者对热成形技术方面 做了大量研究，主要包括材料高温力学行为、摩擦与 润滑、热成形设备创新、模具冷却系统的设计与制 造、数值模拟、表面涂镀层技术等方面［4 － 5］． Naderi 等［6 － 8］研究了等温变形和不等温变形对贝氏体相变 和马氏体相变的影响． So 等［9］重点研究了热成形 后的切边和冲孔工艺，提出了经济可行的加工方法， 并提高了模具使用寿命和产品质量． Jang 等［10］研 究了 Al 镀层的锰硼钢在不同温度变形过程中的流 变行为和对 Al 镀层的影响． 国内同济大学、大连理 工大学、机械科学研究总院等院校和科研机构亦做 了相关热成形工艺装备方面的研究，北京科技大学 研究了 22MnB5 钢的退火工艺，并利用电子背散射 衍射研究了不同回火温度对 30MnB5 钢晶体结构的 影响［11 － 12］． 但是，针对热成形钢材料的研究较少， 目前仍以 22MnB5 热成形钢作为主要研究对象． 传统 22MnB5 钢经热成形加工成零件后，基体 组织为完全马氏体组织，其板条内存在大量位错，虽 然强度较高，但塑韧性较差． 本研究设计了一种 C-- Si--Mn--Cr--B 系热成形钢，系统模拟了热轧、冷轧、 退火及热成形工艺，获得了具有马氏体 + 残余奥氏 体的复相组织，在提高热成形钢强度的同时，改善了 塑韧性． 利用扫描电镜( SEM) 、透射电镜( TEM) 、X 射线衍射( XＲD) 、电子背散射衍射( EBSD) 等先进 技术手段分析了该成分体系热成形钢的微观组织形 貌、力学性能及晶体学结构，判定了马氏体变体与母 相的取向关系． 1 实验材料及方法 实验用 30SiMnCrB5 热成形钢采用 50 kg 真空感 应炉冶炼成铸锭并锻造成方坯，主要化学成分为 ( 质量分数/% ) : C 0. 30，Si 1. 50，Mn 1. 00，Cr 1. 00， B 0. 002，其余为 Fe 和不可避免的杂质． 其中 C、Mn 等元素为典型的稳定奥氏体元素; Si 能够抑制碳化 物的形成，增加 C 的活性，使得残余奥氏体中的固 然 C 增多，从而稳定奥氏体; Cr 元素等能够提高钢 板的淬透性，推迟珠光体贝氏体相变，并且 Cr 能够 降低马氏体转变开始点 Ms 和马氏体转变结束点 Mf 点，这对于得到一定含量的残余奥氏体是十分关 键的． 锻坯经 1200 ℃保温 1 h 后，经 5 道次轧制，得到 厚度为 6 mm 的热轧板坯，终轧温度为 870 ℃，水冷 至 660 ℃，在保温炉中保温 1 h 模拟卷取后随炉冷至 室温; 热轧板经酸洗后，冷轧压下率为 75% ，得到厚 度为 1. 5 mm 的冷轧板; 冷轧板的退火工艺采用再结 晶退火，在箱式马弗炉进行，退火温度为 760 ℃，保 温 1 h 后，随炉冷却至室温; 对于一些简单零件在热 成形过程中只发生局部变形，大部分位置并没有发 生变形，其微观组织主要与温度的变化有关． 因此， 本研究中的热成形工艺不考虑热变形的影响，在 ULVAC CCT--AY--Ⅱ型钢板热处理模拟试验机上进 行温度的模拟，加热温度为 950 ℃，保温 10 min，采 用多段冷却速度的方法模拟热成形工艺的冷却过 程，如图 1 所示． 850 ～ 950 ℃ 区间模拟空冷，v1 = 2 ℃·s － 1 ; 700 ～ 850 ℃区间模拟接触冷却第一阶段， v2 = 20 ℃·s － 1 ; 600 ～ 700 ℃ 区间模拟接触冷却第二 阶段，v3 = 10 ℃·s － 1 ; 350 ～ 600 ℃区间模拟接触冷却 第三阶段，v4 = 5 ℃·s － 1 ; 200 ～ 350 ℃ 区间模拟接触 冷却第四阶段，v5 = 2 ℃·s － 1 ; 最后空冷至室温． 利用德国 DIL 805A 热膨胀仪进行静态连续冷 却转变( CCT) 实验，加热速度为 5 ℃·s － 1，并且根据 标准 YB /T 5128—1993，选择奥氏体化温度为 900 ℃，保温时间为 10 min，以保证充分奥氏体化和 碳化物完全溶解，并以不同的冷却速度冷却至室温， 冷却 速 度 为 0. 1、0. 5、1、2、3、4、5、7. 5、10、20 和 30 ℃·s － 1 ． 记录冷却过程中膨胀量随时间和温度的 变化，并输出时间/温度--膨胀量曲线． 在热轧、冷轧退火及热成形模拟后的钢板上沿 轧向取 50 mm 标距的拉伸试样，以 2 mm·min － 1的拉 伸速度在室温下进行拉伸试验，对每种状态的拉伸 试样进行两次拉伸测试，力学性能指标取其平均值． 经连续冷却转变、轧制、退火及热成形模拟后钢板的 金相样经抛光、4% 硝酸乙醇溶液浸蚀后，在 ZEISS AX10 光学显微镜( OM) 和 ZEISS ULTＲA 55 型场发 射扫描电镜下观察其显微组织，利用维氏硬度计测 试不同冷却速度下试样的显微硬度，每个试样测量 三次，取其平均值． 根据热膨胀曲线、显微组织及维 氏硬度对 30SiMnCrB5 热成形钢进行连续冷却转变 曲线的绘制． 在热成形模拟后的钢板上切割 6 mm × 5 mm 的 电子背散射衍射试样，试样经砂纸研磨和电解抛光 后，在带有 HKL 系统的 ZEISS ULTＲA 55 型场发射 扫描电镜上进行取向成像分析，加速电压为 20 kV， 步长为 0. 2 μm． 将制备好的试样放在倾角为 70°的 样品台上，采用 HKL CHANNEL 5 软件进行数据采 · 0031 ·
第10期 程俊业等：30 SiMnCrB:5热成形钢的微观组织和力学性能 ·1301· 1200℃.1h 1200 为铁素体、珠光体和贝氏体；当冷却速度≥1℃·s1 时，贝氏体消失，出现马氏体组织；当冷却速度≥ 1000 三猫次轧制 950℃.10min 2℃·s时，珠光体消失，主要为铁素体和马氏体组 T=870 800 760℃.1h WG保温1h 织；随着冷却速度的增加，铁素体减少，马氏体逐渐 600 CT=660℃ 增多，当冷却速度≥5℃·s时，铁素体消失，为完全 马氏体组织.因此，该成分体系30 SiMnCrB5热成形 400 FC 10℃·s 钢的临界冷却速度为5℃·s1. 200 CR 从图2中可以看出：由于Si和Cr的作用，Ac1 RTW RT 0 和Ac3点被提高，有利于再结晶退火温度的提高，促 时间 进铁素体的回复再结晶和碳化物的均匀分布：Cr是 图130 SiMnCrB5热成形钢的工艺路线图(FT一终轧温度，WC一 推迟贝氏体转变最有效的元素，导致贝氏体转变区 水冷，CT一卷取温度，C一随炉冷，RT一室温，CR一冷轧：1= 间的显著右移；C、Mn、Cr和B的综合作用，导致 2℃s1(850-950℃)，2=20℃·s1(700~850℃)，3= 30 SiMnCrB5热成形钢具有非常好的淬透性，在 10℃s1(600~700℃)，4=5℃·s1(350~600℃)：5= 5℃·s的冷速下，即得到完全马氏体组织，同时使 2℃s-1(200~350℃)) Ms和Mf点降低，分别为345℃和201℃，有利于得 Fig.1 Process schematic diagram of 30SiMnCrB5 hot stamping steel 到一定含量的残余奥氏体组织，但Ms和Mf点不能 (FT-finishing temperature,WC-water cooling,CT-coiling tem- perature,FC-furnace cooling,RT-room temperature,and CR- 过低，过低则导致残余奥氏体含量的增加，不仅降低 cold olling:1=2℃s1in950-850℃，2=20℃·slin850- 了钢板的硬度，而且降低残余奥氏体的稳定性，在钢 700℃，=10℃s1in700-600℃，4=5℃s1in600-350℃， 板的使用过程中发生马氏体转变，容易导致零部件 andt5=2℃·s-1in350-200℃) 的低温断裂等. 图4为不同冷却速度下试样的硬度变化曲线 集和分析.采用双喷减薄制备透射电镜试样，双喷 随着冷却速度的增加，硬度显著升高，最高可达 电解液为5%高氯酸-乙醇溶液，双喷电压为20~ 614HV,对应的冷却速度为5℃·s1.当冷却速度进 30V,温度为-20℃.Tecnai G2F30S-TWIN型透 一步提高时，硬度呈小幅度降低的趋势，但仍维持在 射电镜用于观察马氏体的精细亚结构和残余奥氏体 550HV以上，这可能是由于随着冷却速度的增加， 的分布. 部分奥氏体来不及转变成马氏体，使组织中存在一 利用D/MAX-RB型X射线衍射仪对实验钢中 定含量的残余奥氏体组织，从而导致硬度的降低 的残余奥氏体进行了测定，实验参数为铜靶，电压 1000 40kV,电流150mA,步宽为0.02°，速度1°·min-1. 冷却速度（℃·s少 900 Ac,=868℃ 05 选择y相(200)，、(220)，和(311)，三条衍射线和α 800 Ac,-798℃ 700 相(200).和(211).两条衍射线，共五条衍射线进行 20 5℃·s 600 步进扫描，精确测定对应的衍射角20和积分强度1. 500 利用直接比较法计算残余奥氏体的体积分数，在 400 Ms=345℃ 300 根据式(1)计算残余奥氏体中的碳含量 Mf=201℃ 200 a=0.3555+0.0044wc- (1) 100 I 式中：a为奥氏体的平均点阵常数，nm;wc为残余奥 0 56759560 455264208 200 9160350 氏体中碳的质量分数 10 10 10 102 10 10 tls 2实验结果及分析 图230 SiMnCrB5热成形钢的连续冷却转变曲线 Fig.2 CCT curves of 30SiMnCrB5 hot stamping steel 2.1连续冷却转变曲线及相变规律研究 图2为30 SiMnCrB:5热成形钢的连续冷却转变 2.2微观组织演变规律及力学性能分析 曲线.在5℃·s1的加热速度下，30 SiMnCrB5热成 经热轧、冷轧退火及热成形模拟后钢板的显微 形钢的奥氏体转变开始点Ac,和奥氏体转变结束点 组织如图5和图6所示.热轧板主要由多边形铁素 Ac较高，分别为798℃和868℃.结合图3显微组 体和片层状珠光体组成，珠光体占65%左右，片层 织可以看出：当冷却速度为0.1~0.5℃·s1时，主要 间距为400~500nm;经过再结晶退火后，钢板的微
第 10 期 程俊业等: 30SiMnCrB5 热成形钢的微观组织和力学性能 图 1 30SiMnCrB5 热成形钢的工艺路线图( FT—终轧温度，WC— 水冷，CT—卷取 温 度，FC—随 炉 冷，ＲT—室 温，CＲ—冷 轧; v1 = 2 ℃·s － 1 ( 850 ～ 950 ℃ ) ，v2 = 20 ℃·s － 1 ( 700 ～ 850 ℃ ) ，v3 = 10 ℃·s － 1 ( 600 ～ 700 ℃ ) ，v4 = 5 ℃·s － 1 ( 350 ～ 600 ℃ ) ; v5 = 2 ℃·s － 1 ( 200 ～ 350 ℃ ) ) Fig． 1 Process schematic diagram of 30SiMnCrB5 hot stamping steel ( FT—finishing temperature，WC—water cooling，CT—coiling temperature，FC—furnace cooling，ＲT － room temperature，and CＲ— cold rolling; v1 = 2 ℃·s － 1 in 950 － 850 ℃，v2 = 20 ℃·s － 1 in 850 － 700 ℃，v3 = 10 ℃·s － 1 in 700 － 600 ℃，v4 = 5 ℃·s － 1 in 600 － 350 ℃， and v5 = 2 ℃·s － 1 in 350 － 200 ℃ ) 集和分析． 采用双喷减薄制备透射电镜试样，双喷 电解液为 5% 高氯酸--乙醇溶液，双喷电压为 20 ～ 30 V，温度为 － 20 ℃ ． Tecnai G2 F30 S--TWIN 型透 射电镜用于观察马氏体的精细亚结构和残余奥氏体 的分布． 利用 D /MAX--ＲB 型 X 射线衍射仪对实验钢中 的残余奥氏体进行了测定，实验参数为铜靶，电压 40 kV，电流 150 mA，步宽为 0. 02°，速度 1°·min － 1 ． 选择 γ 相( 200) γ、( 220) γ和( 311) γ三条衍射线和 α 相( 200) α和( 211) α两条衍射线，共五条衍射线进行 步进扫描，精确测定对应的衍射角 2θ 和积分强度 I． 利用直接比较法［13］计算残余奥氏体的体积分数，在 根据式( 1) 计算残余奥氏体中的碳含量． a = 0. 3555 + 0. 0044ωC ． ( 1) 式中: a 为奥氏体的平均点阵常数，nm; ωC为残余奥 氏体中碳的质量分数． 2 实验结果及分析 2. 1 连续冷却转变曲线及相变规律研究 图 2 为 30SiMnCrB5 热成形钢的连续冷却转变 曲线． 在 5 ℃·s － 1的加热速度下，30SiMnCrB5 热成 形钢的奥氏体转变开始点 Ac1和奥氏体转变结束点 Ac3较高，分别为 798 ℃ 和 868 ℃ ． 结合图 3 显微组 织可以看出: 当冷却速度为 0. 1 ～ 0. 5 ℃·s － 1时，主要 为铁素体、珠光体和贝氏体; 当冷却速度≥1 ℃·s － 1 时，贝氏体消失，出现马氏体组织; 当冷却速度≥ 2 ℃·s － 1时，珠光体消失，主要为铁素体和马氏体组 织; 随着冷却速度的增加，铁素体减少，马氏体逐渐 增多，当冷却速度≥5 ℃·s － 1时，铁素体消失，为完全 马氏体组织． 因此，该成分体系 30SiMnCrB5 热成形 钢的临界冷却速度为 5 ℃·s － 1 ． 从图 2 中可以看出: 由于 Si 和 Cr 的作用，Ac1 和 Ac3点被提高，有利于再结晶退火温度的提高，促 进铁素体的回复再结晶和碳化物的均匀分布; Cr 是 推迟贝氏体转变最有效的元素，导致贝氏体转变区 间的显著右移; C、Mn、Cr 和 B 的综合作用，导致 30SiMnCrB5 热成形钢具有非常好的淬透性，在 5 ℃·s － 1的冷速下，即得到完全马氏体组织，同时使 Ms 和 Mf 点降低，分别为 345 ℃ 和 201 ℃，有利于得 到一定含量的残余奥氏体组织，但 Ms 和 Mf 点不能 过低，过低则导致残余奥氏体含量的增加，不仅降低 了钢板的硬度，而且降低残余奥氏体的稳定性，在钢 板的使用过程中发生马氏体转变，容易导致零部件 的低温断裂等． 图 4 为不同冷却速度下试样的硬度变化曲线． 随着冷却速度的增加，硬 度 显 著 升 高，最 高 可 达 614 HV，对应的冷却速度为 5 ℃·s － 1 ． 当冷却速度进 一步提高时，硬度呈小幅度降低的趋势，但仍维持在 550 HV 以上，这可能是由于随着冷却速度的增加， 部分奥氏体来不及转变成马氏体，使组织中存在一 定含量的残余奥氏体组织，从而导致硬度的降低． 图 2 30SiMnCrB5 热成形钢的连续冷却转变曲线 Fig． 2 CCT curves of 30SiMnCrB5 hot stamping steel 2. 2 微观组织演变规律及力学性能分析 经热轧、冷轧退火及热成形模拟后钢板的显微 组织如图 5 和图 6 所示． 热轧板主要由多边形铁素 体和片层状珠光体组成，珠光体占 65% 左右，片层 间距为 400 ～ 500 nm; 经过再结晶退火后，钢板的微 · 1031 ·
·1302 北京科技大学学报 第36卷 40 um 401m 40m 40,m 404m 40 图3不同冷却速度下试样的光学显微组织.(a)0.1℃sl:(b)0.5℃s1:(c)1℃s:(d)2℃s1:(e)5℃s1:(010℃s1 Fig.30 M microstructures of samples after different cooling rates:(a)0.1℃·s-l:(b)0.5℃·s-i:(c)1℃·s-l:(d)2℃·s-l:(e) 5℃s1;(010℃s1 650 片层状珠光体发生严重变形，片层状渗碳体被折断 600 成短棒状，经再结晶退火后，铁素体发生回复和再结 550 500 晶，短棒状渗碳体先部分溶解，并向低界面能的球形 450 碳化物转变，当达到动态平衡后，部分C固溶于铁 400 350 素体中，部分C则以颗粒状碳化物存在.在随炉冷 300 的过程中，固溶于铁素体中的C直接析出，形成较 250 小的球状碳化物，而碳化物附近的C元素则通过短 200 150 程扩散至碳化物周围，导致该部分碳化物的长大，最 00 0.10.512253457.5102030 终形成如图6(b)所示的显微组织形貌.经热成形 冷却速度/℃· 工艺模拟后，得到细小的完全马氏体组织，如 图5(c)和图6(c)所示 图4不同冷却速度下试样的硬度曲线 Fig.4 Hardness curve of samples after different cooling rates 30 SiMnCrB5热成形钢不同状态下钢板的力学 性能及应力一应变曲线如图7和图8所示.热轧板 观组织发生变化，其显微特征是铁素体基体上弥散 的屈服强度和抗拉强度分别为477MPa和734MPa, 分布着颗粒状的碳化物，如图5(b)和图6(b)所示. 总伸长率为26%：经冷轧和再结晶退火后，抗拉强 这是由于热轧板经大变形冷轧后，多边形铁素体和 度下降至669MPa,均匀伸长率有所提高，但总伸长 40m 40 um 40 jm 图530 SiMnCrB:5热成形钢不同状态下的光学显微组织.(a)热轧态：(b)冷轧退火态：(c)热成形模拟后 Fig.5 OM microstructures of 30SiMnCrB5 hot stamping steel in different states:(a)hot-rolled (b)annealed (e)hot-stamped
北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 图 3 不同冷却速度下试样的光学显微组织． ( a) 0. 1 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 5 ℃·s － 1 ; ( c) 1 ℃·s － 1 ; ( d) 2 ℃·s － 1 ; ( e) 5 ℃·s － 1 ; ( f) 10 ℃·s － 1 Fig． 3 OM microstructures of samples after different cooling rates: ( a) 0. 1 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 5 ℃·s － 1 ; ( c) 1 ℃·s － 1 ; ( d) 2 ℃·s － 1 ; ( e) 5 ℃·s － 1 ; ( f) 10 ℃·s － 1 图 4 不同冷却速度下试样的硬度曲线 Fig． 4 Hardness curve of samples after different cooling rates 观组织发生变化，其显微特征是铁素体基体上弥散 图 5 30SiMnCrB5 热成形钢不同状态下的光学显微组织． ( a) 热轧态; ( b) 冷轧退火态; ( c) 热成形模拟后 Fig． 5 OM microstructures of 30SiMnCrB5 hot stamping steel in different states: ( a) hot-rolled ( b) annealed ( c) hot-stamped 分布着颗粒状的碳化物，如图 5( b) 和图 6( b) 所示． 这是由于热轧板经大变形冷轧后，多边形铁素体和 片层状珠光体发生严重变形，片层状渗碳体被折断 成短棒状，经再结晶退火后，铁素体发生回复和再结 晶，短棒状渗碳体先部分溶解，并向低界面能的球形 碳化物转变，当达到动态平衡后，部分 C 固溶于铁 素体中，部分 C 则以颗粒状碳化物存在． 在随炉冷 的过程中，固溶于铁素体中的 C 直接析出，形成较 小的球状碳化物，而碳化物附近的 C 元素则通过短 程扩散至碳化物周围，导致该部分碳化物的长大，最 终形成如图 6( b) 所示的显微组织形貌． 经热成形 工艺 模 拟 后，得到细小的完全马氏体组织，如 图 5( c) 和图 6( c) 所示． 30SiMnCrB5 热成形钢不同状态下钢板的力学 性能及应力--应变曲线如图 7 和图 8 所示． 热轧板 的屈服强度和抗拉强度分别为 477 MPa 和 734 MPa， 总伸长率为 26% ; 经冷轧和再结晶退火后，抗拉强 度下降至 669 MPa，均匀伸长率有所提高，但总伸长 · 2031 ·
第10期 程俊业等：30 SiMnCrB5热成形钢的微观组织和力学性能 ·1303· 2m 2 上2um 图630 SiMnCrB:5热成形钢不同状态下的扫描电镜像.(a)热轧态：(b)冷轧退火态：(c)热成形模拟后 Fig.6 SEM images of 30SiMnCrB5 hot stamping steel in different states:(a)hot-rolled (b)annealed (c)hot-stamped 率不变，仍为26%；经热成形模拟后，钢板的抗拉强 含量，如表1所示.拉伸前，钢板中残余奥氏体的体 度显著上升至1796MPa,是退火板的2.5倍以上，伸 积分数为6.9%，且碳的质量分数为1.18%；经拉伸 长率显著下降，但仍在10%以上，为韧性断裂，表现 试验后，残余奥氏体的体积分数显著减少，仅为 出较好的塑韧性. 1.8%,但碳的质量分数略微增加至1.39%.从图9 28 的X射线衍射图谱中也可以看出，拉伸后钢板中残 1800 26 1600 余奥氏体相的衍射峰明显减弱，表明在拉伸变形过 24 1400 一抗拉强度 122 程中，部分残余奥氏体转变为马氏体组织，发生了 。一用序3吊世 120 ·总伸长 20 TP效应，使得局部抵抗变形的能力增加，从而提 100 18 高了钢板的塑韧性的.这也是热成形模拟后钢板 800 16 抗拉强度在1800MPa左右而总伸长率还在10%以 600 14 40 12 上的主要原因 200 10 表1热成形模拟后钢板拉伸前后残余奥氏体的体积分数及其碳的 冷乳轧退火态 热成形模拟后 质量分数 热轧态 Table 1 Volume fraction and carbon mass fraction of retained austenite 图730 SiMnCrB5热成形钢不同状态下钢板的力学性能 in the hot-stamped steel before and after tensile test Fig.7 Mechanical properties of 30SiMnCrB5 hot stamping steel in different states 状态 体积分数/% 含碳质量分数/% 拉伸前 6.9 1.18 1800 拉伸后 1.8 1.39 1600 热成形模拟后 1400 3000 bcc(211) 1200 2500 二 1000 800 热轧态 2000 bec(200) 600 冷轧退火态 1500 400 200 1000 0 0.030.060.090.120.150.180.210.24 500 fec(200 fec(220) c(311 工程应变 图830 SiMnCrB5热成形钢不同状态下钢板的应力-应变曲线 45 50556065707580859095 Fig.8 Stress-strain curves of 30SiMnCrB5 hot stamping steel in dif- 20/9 ferent states 图9热成形模拟后钢板拉伸前后的X射线衍射图谐 2.3残余奥氏体的含量及其稳定性 Fig.9 XRD patterns of the hot-stamped steel before and after tensile test 影响残余奥氏体稳定性的因素主要包括残余奥 氏体中碳含量、残余奥氏体含量、尺寸分布、应力状 残余奥氏体的稳定性决定了变形过程中TRIP 态等.利用X射线衍射技术并结合式(1)计算了 效应的效果，过于稳定则在整个变形过程中很少转 热成形模拟后钢板拉伸前后残余奥氏体含量及其碳 变为马氏体组织，不利于塑性阶段TP效应的产
第 10 期 程俊业等: 30SiMnCrB5 热成形钢的微观组织和力学性能 图 6 30SiMnCrB5 热成形钢不同状态下的扫描电镜像． ( a) 热轧态; ( b) 冷轧退火态; ( c) 热成形模拟后 Fig． 6 SEM images of 30SiMnCrB5 hot stamping steel in different states: ( a) hot-rolled ( b) annealed ( c) hot-stamped 率不变，仍为 26% ; 经热成形模拟后，钢板的抗拉强 度显著上升至 1796 MPa，是退火板的 2. 5 倍以上，伸 长率显著下降，但仍在 10% 以上，为韧性断裂，表现 出较好的塑韧性． 图 7 30SiMnCrB5 热成形钢不同状态下钢板的力学性能 Fig． 7 Mechanical properties of 30SiMnCrB5 hot stamping steel in different states 图 8 30SiMnCrB5 热成形钢不同状态下钢板的应力--应变曲线 Fig． 8 Stress-strain curves of 30SiMnCrB5 hot stamping steel in different states 2. 3 残余奥氏体的含量及其稳定性 影响残余奥氏体稳定性的因素主要包括残余奥 氏体中碳含量、残余奥氏体含量、尺寸分布、应力状 态等［14］． 利用 X 射线衍射技术并结合式( 1) 计算了 热成形模拟后钢板拉伸前后残余奥氏体含量及其碳 含量，如表 1 所示． 拉伸前，钢板中残余奥氏体的体 积分数为 6. 9% ，且碳的质量分数为 1. 18% ; 经拉伸 试验 后，残余奥氏体的体积分数显著减少，仅 为 1. 8% ，但碳的质量分数略微增加至 1. 39% ． 从图 9 的 X 射线衍射图谱中也可以看出，拉伸后钢板中残 余奥氏体相的衍射峰明显减弱，表明在拉伸变形过 程中，部分残余奥氏体转变为马氏体组织，发生了 TＲIP 效应，使得局部抵抗变形的能力增加，从而提 高了钢板的塑韧性［15］． 这也是热成形模拟后钢板 抗拉强度在 1800 MPa 左右而总伸长率还在 10% 以 上的主要原因． 表 1 热成形模拟后钢板拉伸前后残余奥氏体的体积分数及其碳的 质量分数 Table 1 Volume fraction and carbon mass fraction of retained austenite in the hot-stamped steel before and after tensile test 状态 体积分数/% 含碳质量分数/% 拉伸前 6. 9 1. 18 拉伸后 1. 8 1. 39 图 9 热成形模拟后钢板拉伸前后的 X 射线衍射图谱 Fig． 9 XＲD patterns of the hot-stamped steel before and after tensile test 残余奥氏体的稳定性决定了变形过程中 TＲIP 效应的效果，过于稳定则在整个变形过程中很少转 变为马氏体组织，不利于塑性阶段 TＲIP 效应的产 · 3031 ·
·1304 北京科技大学学报 第36卷 生，对塑性的贡献不大.从表1可以看出，有5.1% 余奥氏体主要以薄膜状分布于马氏体的板条间，厚度 的残余奥氏体在变形过程中发生了马氏体相变，转 方向上的尺寸大小不一，0.01~0.1m.在变形过程 变率为74%，表现出较好的TP效应.利用透射电 中，尺寸较大的残余奥氏体晶粒将部分或全部转变成 镜观察了残余奥氏体的分布情况，如图10所示.残 马氏体组织，而较细小的残余奥氏体则被保留下来 202 022 [2201 5售 14m 图10热成形模拟后钢板中残余奥氏体的透射电镜像.(：)组织形貌：(b)残余奥氏体的衍射斑 Fig.10 TEM morphology of retained austenite in the hot-stamped steel:(a)microstructure morphology:(b)diffraction pattern and index of retained austenite 3讨论 后30 SiMnCrB:5热成形钢板中的马氏体变体与原始 奥氏体母相的取向关系，如图11所示.将反极图 利用电子背散射衍射进一步分析了热成形模拟 (PF)和取向差大于15°的晶界分别添加至bcc结 a (b11001 RD 原始奥氏体品界 RD RD 10° 5 23 9 a 13 218 3191712 29 61989 10 90 41 C.p 04 ◆12 -7o10 20 96 TD TD 11 70 。1 88%2a8 3880 1,3319 14d9622 1 8/ 3 /a 9 20。 18 图11热成形模拟后30 SiMnCrB5热成形钢中单个原始奥氏体品粒内马氏体变体取向的{10O}极图.(a)反极图取向成像图：(b)等密度线 极图：(c)满足N-W关系的理论极图：(d)满足KS关系的理论极图 Fig.11 (100}pole figures of martensite variants inside a single prior austenite grain in hot-stamped 30SiMnCrB5 hot stamping steel (a)inverse pole figure (IPF)map:(b)pole figure contouring:(c)theoretical pole figure of the N-W orientation relationship:(d)theoretical pole figure of the K- S orientation relationship
北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 生，对塑性的贡献不大． 从表 1 可以看出，有 5. 1% 的残余奥氏体在变形过程中发生了马氏体相变，转 变率为 74% ，表现出较好的 TＲIP 效应． 利用透射电 镜观察了残余奥氏体的分布情况，如图 10 所示． 残 余奥氏体主要以薄膜状分布于马氏体的板条间，厚度 方向上的尺寸大小不一，0. 01 ～ 0. 1 μm． 在变形过程 中，尺寸较大的残余奥氏体晶粒将部分或全部转变成 马氏体组织，而较细小的残余奥氏体则被保留下来． 图 10 热成形模拟后钢板中残余奥氏体的透射电镜像． ( a) 组织形貌; ( b) 残余奥氏体的衍射斑 Fig． 10 TEM morphology of retained austenite in the hot-stamped steel: ( a) microstructure morphology; ( b) diffraction pattern and index of retained austenite 图 11 热成形模拟后 30SiMnCrB5 热成形钢中单个原始奥氏体晶粒内马氏体变体取向的{ 100} 极图． ( a) 反极图取向成像图; ( b) 等密度线 极图; ( c) 满足 N--W 关系的理论极图; ( d) 满足 K--S 关系的理论极图 Fig． 11 { 100} pole figures of martensite variants inside a single prior austenite grain in hot-stamped 30SiMnCrB5 hot stamping steel ( a) inverse pole figure ( IPF) map; ( b) pole figure contouring; ( c) theoretical pole figure of the N-W orientation relationship; ( d) theoretical pole figure of the KS orientation relationship 3 讨论 利用电子背散射衍射进一步分析了热成形模拟 后 30SiMnCrB5 热成形钢板中的马氏体变体与原始 奥氏体母相的取向关系，如图 11 所示． 将反极图 ( IPF) 和取向差大于 15°的晶界分别添加至 bcc 结 · 4031 ·
第10期 程俊业等：30 SiMnCrB5热成形钢的微观组织和力学性能 ·1305· 构的马氏体相中，得到如图11(a)所示的反极图取 变体与母相的取向关系更接近N一W关系，12种变 向成像图.图中不同颜色代表不同的晶体学取向， 体并没有都出现在原始奥氏体内；对比N一W理论 白色虚线区域为选定的单个原始奥氏体晶粒.经过 极图可以得出，没有得到V4和V6变体. 马氏体相变后，该原始奥氏体晶粒内马氏体变体取 向的{100}等密度线实验极图如图11(b)所示.图 参考文献 11(c)和(d)分别为y向a转变时，满足N-W关系 [1]Karbasianm H,Tekkaya A E.A review on hot stamping.J Mater 和K-S关系的{100}理论极图6-1刀 Process Technol,2010,210(15):2103 2]Dong W F,Kim H S,De Cooman B C.A review of the physical 从图11(b)中可以看出，y向a转变后，并没有 metallurgy related to the hot press forming of advanced high 得到所有的变体，在实验极图中方形区域A和直线 strength steel.Steel Res Int,2009,80(3):241 形区域B处均出现了3个强度极值点，并且根据极 B]Li H P,Zhao G Q,Zhang L,et al.The development status of hot 图的对称关系，方形区域A处理论上应为4个强度 stamping and quenching of ultra high-strength steel.Shandong 极值点.图11(b)中白色箭头所指处为极点分布密 Unie Eng Sci,2010,40(3):69 (李辉平，赵国群，张雷，等。超高强度钢板热冲压及模内淬 度值最大的变体，该变体取向的某一极点正好分布 火工艺的发展现状.山东大学学报：工学版，2010,40(3)： 在极图的对称轴上.对比图11(c)和(d)的理论极 69) 图可以发现：满足N一W关系的方形区域和直线形 4] Li H P,Zhao G Q,He L F,et al.Research on the constitutive 区域分别包括4个和3个极点，并且部分变体的极 relationship of hot stamping boron steel B1500HS at high tempera- ture.J Mech Eng,2012,48(8):21 点正好分布在极图的对称轴上；而满足K-S关系的 (李辉平，赵国群，贺连芳，等.热冲压硼钢B1500HS高温本 方形区域和直线形区域均包括8个极点，且无变体 构方程的研究.机械工程学报，2012,48(8)：21) 的极点分布在极图的对称轴上.因此，通过将马氏 5] Ma N,Zhang Z H,Hu P,et al.Microstructure and mechanical 体变体取向的{100}等密度线实验极图与理论极图 behavior of new type multi-ayer metallic composite material in hot 对比后可以定性地判定出图，热成形模拟后的 forming.J Mater Eng,2011(5):88 (马宁，张宗华，胡平，等.热成形金属复合材料的微观结构 30 SiMnCrB5热成形钢板中的马氏体变体与母相的 及力学行为研究.材料工程，2011(5)：88) 取向关系更接近N-W关系，12种变体并没有都出 6] Naderi M,Saeed-Akbari A,Bleck W.The effects of non-isother- 现在原始奥氏体内；对比N一W理论极图可以得出， mal deformation on martensitic transformation in 22MnB5 steel. 没有得到V4和V6变体 Mater Sci Eng A,2008,487 (12):445 ① Naderi M,Ketabchi M,Abbasi M,et al.Analysis of microstruc- 4结论 ture and mechanical properties of different high strength carbon steels after hot stamping.Mater Process Technol,2011,211 (1)设计了一种CSi-MnCr一B系热成形钢， (6):1117 绘制了其连续冷却转变曲线.经研究发现， ] Nikravesh M,Naderi M,Akbari G H.Influence of hot plastic de- 30 SiMnCrB5热成形钢具有较好的淬透性，临界冷速 formation and cooling rate on martensite and bainite start tempera- tures in 22MnB5 steel.Mater Sci Eng A,2012,540:24 为5℃·s,有效抑制了珠光体和贝氏体的形成，完 So H,FaBmann D.Hoffmann H,et al.An investigation of the 全马氏体组织的硬度可达600HV以上. blanking process of the quenchable boron alloyed steel 22MnB5 (2)30 SiMnCrB5热成形钢不同阶段的微观组 before and after hot stamping process.Mater Process Technol, 织不同：热轧态主要由多边形铁素体和片层状珠光 2012.212(2):437 体组成：冷轧退火态主要为多边形铁素体和弥散分 [10]Jang J H,Lee J,Joo B,et al.Flow characteristics of aluminum 布的碳化物；热成形模拟后的组织由板条马氏体和 coated boron steel in hot press forming.Trans Nonferrous Met Soc China,2009,19(4):913 残余奥氏体构成，残余奥氏体主要以薄膜状分布在 01] Cheng J Y,Zhao A M,Chen Y L,et al.Effect of low-empera- 马氏体板条间，其体积分数为6%~8%，经拉伸变 ture intercritical annealing time on microstructure and properties 形后降低至1%~2%，发挥了一定的TRP效应，有 of 22MnB5 steel.Mater Sci Technol,2012.20(4):38 利于塑性的提高.抗拉强度为1800MPa左右，总伸 (程俊业，赵爱民，陈银莉，等.低温临界区退火时间对 长率可达10%以上，强度和塑性的匹配较好 22MnB5钢组织和性能的影响.材料科学与工艺，2012,20 (4):38) (3)通过将马氏体变体取向的{100}等密度线 [12]Cheng J Y,Zhao A M,Chen Y L,et al.EBSD studies of 实验极图与理论极图对比后可以定性地判定出，热 30MnB5 hot stamping steel tempered at different temperature. 成形模拟后的30 SiMnCrB5热成形钢板中的马氏体 Acta Metall Sin,2013,49(2)137
第 10 期 程俊业等: 30SiMnCrB5 热成形钢的微观组织和力学性能 构的马氏体相中，得到如图 11( a) 所示的反极图取 向成像图． 图中不同颜色代表不同的晶体学取向， 白色虚线区域为选定的单个原始奥氏体晶粒． 经过 马氏体相变后，该原始奥氏体晶粒内马氏体变体取 向的{ 100} 等密度线实验极图如图 11( b) 所示． 图 11( c) 和( d) 分别为 γ 向 α'转变时，满足 N--W 关系 和 K--S 关系的{ 100} 理论极图［16 － 17］． 从图 11( b) 中可以看出，γ 向 α'转变后，并没有 得到所有的变体，在实验极图中方形区域 A 和直线 形区域 B 处均出现了 3 个强度极值点，并且根据极 图的对称关系，方形区域 A 处理论上应为 4 个强度 极值点． 图 11( b) 中白色箭头所指处为极点分布密 度值最大的变体，该变体取向的某一极点正好分布 在极图的对称轴上． 对比图 11( c) 和( d) 的理论极 图可以发现: 满足 N--W 关系的方形区域和直线形 区域分别包括 4 个和 3 个极点，并且部分变体的极 点正好分布在极图的对称轴上; 而满足 K--S 关系的 方形区域和直线形区域均包括 8 个极点，且无变体 的极点分布在极图的对称轴上． 因此，通过将马氏 体变体取向的{ 100} 等密度线实验极图与理论极图 对比后 可 以 定 性 地 判 定 出［18］，热成形模拟后的 30SiMnCrB5 热成形钢板中的马氏体变体与母相的 取向关系更接近 N--W 关系，12 种变体并没有都出 现在原始奥氏体内; 对比 N--W 理论极图可以得出， 没有得到 V4 和 V6 变体． 4 结论 ( 1) 设计了一种 C--Si--Mn--Cr--B 系热成形钢， 绘制 了 其 连 续 冷 却 转 变 曲 线． 经 研 究 发 现， 30SiMnCrB5 热成形钢具有较好的淬透性，临界冷速 为 5 ℃·s － 1，有效抑制了珠光体和贝氏体的形成，完 全马氏体组织的硬度可达 600 HV 以上． ( 2) 30SiMnCrB5 热成形钢不同阶段的微观组 织不同: 热轧态主要由多边形铁素体和片层状珠光 体组成; 冷轧退火态主要为多边形铁素体和弥散分 布的碳化物; 热成形模拟后的组织由板条马氏体和 残余奥氏体构成，残余奥氏体主要以薄膜状分布在 马氏体板条间，其体积分数为 6% ～ 8% ，经拉伸变 形后降低至 1% ～ 2% ，发挥了一定的 TＲIP 效应，有 利于塑性的提高． 抗拉强度为 1800 MPa 左右，总伸 长率可达 10% 以上，强度和塑性的匹配较好． ( 3) 通过将马氏体变体取向的{ 100} 等密度线 实验极图与理论极图对比后可以定性地判定出，热 成形模拟后的 30SiMnCrB5 热成形钢板中的马氏体 变体与母相的取向关系更接近 N--W 关系，12 种变 体并没有都出现在原始奥氏体内; 对比 N--W 理论 极图可以得出，没有得到 V4 和 V6 变体． 参 考 文 献 ［1］ Karbasianm H，Tekkaya A E． A review on hot stamping． J Mater Process Technol，2010，210( 15) : 2103 ［2］ Dong W F，Kim H S，De Cooman B C． A review of the physical metallurgy related to the hot press forming of advanced high strength steel． Steel Ｒes Int，2009，80( 3) : 241 ［3］ Li H P，Zhao G Q，Zhang L，et al． The development status of hot stamping and quenching of ultra high-strength steel． J Shandong Univ Eng Sci，2010，40( 3) : 69 ( 李辉平，赵国群，张雷，等． 超高强度钢板热冲压及模内淬 火工艺的发展现状． 山东大学学报: 工学版，2010，40 ( 3) : 69) ［4］ Li H P，Zhao G Q，He L F，et al． Ｒesearch on the constitutive relationship of hot stamping boron steel B1500HS at high temperature． J Mech Eng，2012，48( 8) : 21 ( 李辉平，赵国群，贺连芳，等． 热冲压硼钢 B1500HS 高温本 构方程的研究． 机械工程学报，2012，48( 8) : 21) ［5］ Ma N，Zhang Z H，Hu P，et al． Microstructure and mechanical behavior of new type multi-layer metallic composite material in hot forming． J Mater Eng，2011( 5) : 88 ( 马宁，张宗华，胡平，等． 热成形金属复合材料的微观结构 及力学行为研究． 材料工程，2011( 5) : 88) ［6］ Naderi M，Saeed-Akbari A，Bleck W． The effects of non-isothermal deformation on martensitic transformation in 22MnB5 steel． Mater Sci Eng A，2008，487( 1-2) : 445 ［7］ Naderi M，Ketabchi M，Abbasi M，et al． Analysis of microstructure and mechanical properties of different high strength carbon steels after hot stamping． J Mater Process Technol，2011，211 ( 6) : 1117 ［8］ Nikravesh M，Naderi M，Akbari G H． Influence of hot plastic deformation and cooling rate on martensite and bainite start temperatures in 22MnB5 steel． Mater Sci Eng A，2012，540: 24 ［9］ So H，Faβmann D，Hoffmann H，et al． An investigation of the blanking process of the quenchable boron alloyed steel 22MnB5 before and after hot stamping process． J Mater Process Technol， 2012，212( 2) : 437 ［10］ Jang J H，Lee J，Joo B，et al． Flow characteristics of aluminum coated boron steel in hot press forming． Trans Nonferrous Met Soc China，2009，19( 4) : 913 ［11］ Cheng J Y，Zhao A M，Chen Y L，et al． Effect of low-temperature intercritical annealing time on microstructure and properties of 22MnB5 steel． Mater Sci Technol，2012，20( 4) : 38 ( 程俊业，赵 爱 民，陈 银 莉，等． 低温临界区退火时间对 22MnB5 钢组织和性能的影响． 材料科学与工艺，2012，20 ( 4) : 38) ［12］ Cheng J Y，Zhao A M，Chen Y L，et al． EBSD studies of 30MnB5 hot stamping steel tempered at different temperature． Acta Metall Sin，2013，49( 2) : 137 · 5031 ·
·1306 北京科技大学学报 第36卷 (程俊业，赵爱民，陈银莉，等.不同温度回火后30MB5热 um-manganese TRIP steels.J Univ Sci Technol Beijing,2012, 成形钢的EBSD研究.金属学报，2013,49(2)：137) 34(2):132 [13]Li H R.Analysis Methods in Materials Science by X-ray Diffrac- (李振，赵爱民，唐获，等.低碳中锰热轧TRP钢退火工艺 tion.Beijing:Metallurgical Industry Press,1994 及组织演变.北京科技大学学报，2012,34(2)：132) (李华瑞.材料X射线衍射分析实用方法.北京：治金工业 [16]Kitahara H,Ueji R,Ueda M,et al.Crystallographic analysis of 出版社，1994) plate martensite in Fe-28.5 at.Ni by FE-SEM/EBSD.Mater [14]Wang LJ,Cai Q W,Yu W,et al.Microstructure and mechani- Charact,2005,54(4):378 cal properties of 1500 MPa grade ultra-high strength low alloy 7]Kitahara H,Ueji R,Tsuji N,et al.Crystallographic features of steel.Acta Metall Sin,2010,46(6):687 lath martensite in lowearbon steel.Acta Mater,2006,54 (5): (王立军，蔡庆伍，余伟，等.1500MPa级低合金超高强钢的 1279 微观组织与力学性能.金属学报，2010,46(6)：687) [18]Suikkanen P P,Cayron C,Deardo A J,et al.Crystallographic [15]Li Z,Zhao A M,Tang D,et al.Annealing processing parame- analysis of martensite in 0.2C-2.0Mn-1.5i-0.6Cr steel using ters and microstructure evolution of hot-rolled low-carbon medi- EBSD.J Mater Sci Technol,2011,27(10):920
北 京 科 技 大 学 学 报 第 36 卷 ( 程俊业，赵爱民，陈银莉，等． 不同温度回火后 30MnB5 热 成形钢的 EBSD 研究． 金属学报，2013，49( 2) : 137) ［13］ Li H Ｒ． Analysis Methods in Materials Science by X-ray Diffraction． Beijing: Metallurgical Industry Press，1994 ( 李华瑞． 材料 X 射线衍射分析实用方法． 北京: 冶金工业 出版社，1994) ［14］ Wang L J，Cai Q W，Yu W，et al． Microstructure and mechanical properties of 1500 MPa grade ultra-high strength low alloy steel． Acta Metall Sin，2010，46( 6) : 687 ( 王立军，蔡庆伍，余伟，等． 1500 MPa 级低合金超高强钢的 微观组织与力学性能． 金属学报，2010，46( 6) : 687) ［15］ Li Z，Zhao A M，Tang D，et al． Annealing processing parameters and microstructure evolution of hot-rolled low-carbon medium-manganese TＲIP steels． J Univ Sci Technol Beijing，2012， 34( 2) : 132 ( 李振，赵爱民，唐荻，等． 低碳中锰热轧 TＲIP 钢退火工艺 及组织演变． 北京科技大学学报，2012，34( 2) : 132) ［16］ Kitahara H，Ueji Ｒ，Ueda M，et al． Crystallographic analysis of plate martensite in Fe--28. 5 at． % Ni by FE-SEM /EBSD． Mater Charact，2005，54( 4) : 378 ［17］ Kitahara H，Ueji Ｒ，Tsuji N，et al． Crystallographic features of lath martensite in low-carbon steel． Acta Mater，2006，54( 5) : 1279 ［18］ Suikkanen P P，Cayron C，Deardo A J，et al． Crystallographic analysis of martensite in 0. 2C--2. 0Mn--1. 5Si--0. 6Cr steel using EBSD． J Mater Sci Technol，2011，27( 10) : 920 · 6031 ·
