回火温度对淬火后30MnB5热成形钢组织与性能影响

D0L:10.13374/.issn1001-053x.2013.09.007 第35卷第9期 北京科技大学学报 Vol.35 No.9 2013年9月 Journal of University of Science and Technology Beijing Sep.2013 回火温度对淬火后30MnB5热成形钢组织与性能 影响 程俊业，赵爱民☒，陈银莉，汪志刚，曹佳丽 北京科技大学冶金工程研究院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:aimin.zhao@ustb.cdu.cn 摘要将3OMB5热成形钢进行淬火和回火处理，利用扫描电镜、透射电镜、能谱仪和拉伸性能检测等方法研究了 不同回火温度后的显微组织和力学性能变化.经200℃保温2i山回火后热成形钢的综合力学性能最佳，抗拉强度为 1774MPa,总伸长率为8%，强塑积达14GPa%以上，该性能满足热成形后作为汽车结构件的使用要求：并且随着回火 温度的升高，力学性能呈非单调性变化.200℃低温回火后，主要为板条马氏体和ε碳化物，位错密度略有降低，析出 的e碳化物粒子呈针状分布在马氏体板条内，长度方向大小为100m左右，并与位错发生钉扎作用.随着回火温度的 升高，板条马氏体发生回复和再结晶，板条边界逐渐模糊，并向等轴状铁素体转变，位错密度显著降低，E碳化物逐渐 向低能态的近球形渗碳体转变并粗化至200m左右，对位错的钉扎作用也随之减弱 关键词热成形钢：回火：碳化物：微观组织：力学性能 分类号TG156.5:TG142.1 Effect of tempering temperature on the microstructure and mechan- ical properties of 30MnB5 hot stamping steel after quenching CHENG Jun-ye,ZHAO Ai-min,CHEN Yin-li,WANG Zhi-gang,Cao Jia-li Metallurgical Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:aimin.zhao@ustb.edu.cn ABSTRACT 30MnB5 hot stamping steel was quenched and tempered at different temperatures.The effects of tem- pering temperature on the microstructure and mechanical properties were investigated by scanning electron microscopy, transmission electron microscopy,energy dispersive spectroscopy,and tensile testing.The best mechanical properties were obtained after the steel being tempered at 200 C for 2 min,which are the tensile strength of 1774 MPa,the total elongation of 8%,and the product of tensile strength and elongation more than 14 GPa-%.It can meet the require- ment for automotive structural parts after hot stamping.The mechanical properties non-monotonically change with tempering temperature.The microstructure of the steel tempered at 200 C is lath martensite and s-carbides,and the dislocation density decreases slightly.The E-carbide particles with the size of about 100 nm in length are needle-like distributed in martensite laths and pinned with dislocations.When the tempering temperature increases,the recovery and recrystallization of lath martensite occur,the lath boundary becomes more and more obscure,and the dislocation density decreases sharply.Furthermore,some of the lath martensite transforms into equiaxed ferrite,and the e-carbides gradually convert into low-boundary-layer-energy spheroidal cementite,which is coarsened to about 200 nm.Owing to these,the interaction between carbides and dislocations largely weakens. KEY WORDS hot stamping steel;tempering;carbides;microstructure,mechanical properties 收稿日期：2012-07-02 基金项目：高等学校博士学科点专项科研基金资助项目(20110006110007)

第 35 卷 第 9 期 北 京 科 技 大 学 学 报 Vol. 35 No. 9 2013 年 9 月 Journal of University of Science and Technology Beijing Sep. 2013 回火温度对淬火后 30MnB5 热成形钢组织与性能 影响 程俊业，赵爱民 ，陈银莉，汪志刚，曹佳丽 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083 通信作者，E-mail: aimin.zhao@ustb.edu.cn 摘 要 将 30MnB5 热成形钢进行淬火和回火处理，利用扫描电镜、透射电镜、能谱仪和拉伸性能检测等方法研究了 不同回火温度后的显微组织和力学性能变化. 经 200 ℃保温 2 min 回火后热成形钢的综合力学性能最佳，抗拉强度为 1774 MPa，总伸长率为 8%，强塑积达 14 GPa·%以上，该性能满足热成形后作为汽车结构件的使用要求；并且随着回火 温度的升高，力学性能呈非单调性变化. 200 ℃低温回火后，主要为板条马氏体和 ε 碳化物，位错密度略有降低，析出 的 ε 碳化物粒子呈针状分布在马氏体板条内，长度方向大小为 100 nm 左右，并与位错发生钉扎作用. 随着回火温度的 升高，板条马氏体发生回复和再结晶，板条边界逐渐模糊，并向等轴状铁素体转变，位错密度显著降低，ε 碳化物逐渐 向低能态的近球形渗碳体转变并粗化至 200 nm 左右，对位错的钉扎作用也随之减弱. 关键词 热成形钢；回火；碳化物；微观组织；力学性能 分类号 TG156.5；TG142.1 Effect of tempering temperature on the microstructure and mechan￾ical properties of 30MnB5 hot stamping steel after quenching CHENG Jun-ye, ZHAO Ai-min , CHEN Yin-li, WANG Zhi-gang, Cao Jia-li Metallurgical Engineering Research Institute, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China Corresponding author, E-mail: aimin.zhao@ustb.edu.cn ABSTRACT 30MnB5 hot stamping steel was quenched and tempered at different temperatures. The effects of tem￾pering temperature on the microstructure and mechanical properties were investigated by scanning electron microscopy, transmission electron microscopy, energy dispersive spectroscopy, and tensile testing. The best mechanical properties were obtained after the steel being tempered at 200 ℃ for 2 min, which are the tensile strength of 1774 MPa, the total elongation of 8%, and the product of tensile strength and elongation more than 14 GPa·%. It can meet the require￾ment for automotive structural parts after hot stamping. The mechanical properties non-monotonically change with tempering temperature. The microstructure of the steel tempered at 200 ℃ is lath martensite and ε-carbides, and the dislocation density decreases slightly. The ε-carbide particles with the size of about 100 nm in length are needle-like distributed in martensite laths and pinned with dislocations. When the tempering temperature increases, the recovery and recrystallization of lath martensite occur, the lath boundary becomes more and more obscure, and the dislocation density decreases sharply. Furthermore, some of the lath martensite transforms into equiaxed ferrite, and the ε-carbides gradually convert into low-boundary-layer-energy spheroidal cementite, which is coarsened to about 200 nm. Owing to these, the interaction between carbides and dislocations largely weakens. KEY WORDS hot stamping steel; tempering; carbides; microstructure, mechanical properties 收稿日期：2012–07–02 基金项目：高等学校博士学科点专项科研基金资助项目 (20110006110007) DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2013.09.007

第9期 程俊业等：回火温度对淬火后30MB5热成形钢组织与性能影响 ·1151· 热冲压成形钢（简称热成形钢）是一种适用热 的冷却速度模拟淬火过程，并冷却至室温，然后对 成形工艺生产的高强度钢板，主要为锰硼钢.热成 钢板分别在200、250、300、350、400和600℃回火 形前的显微组织为铁素体+珠光体组织，抗拉强 2min,最后空冷至室温，工艺路线如图1所示.该 度400600MPa,总伸长率20%~30%，表现为硬度 工艺在ULVAC CCT-AY-Ⅱ型钢板退火模拟试验机 低，塑性好，易于切削加工或冷加工等.热成形后 上进行 屈服强度≥1000MPa,抗拉强度≥1500MPa,总伸 长率≥5%，无开裂，无回弹，尺寸精度高，能够进行 表130MnB5热成形钢的化学成分（质量分数） 复杂零部件加工，从一定程度上弥补了超高强钢板 Table 1 Chemical composition of 30MnB5 hot stamping 冷成形的不足1-习.例如SSAB公司Domex系列的 steel 会 C Si Mn P S Al Cr Ti B Ni 22MnB5、30MnB5、38MnB5、27 InCrB5和33Mn- 0.310.241.310.0120.0040.0380.210.0360.00340.038 CB5,早期主要作为耐磨材料应用在铁锹、锯条以 及农业机械等领域3. 根据国标GB/T228一2002，采用线切割在实 目前在汽车车身上应用最为广泛的热成形钢 验板上沿轧向取50mm标距的拉伸试样，以 为22MB5钢，主要应用在汽车前、后保险 2 mm-min-1的拉伸速度在室温下进行拉伸试验， 杠、A/B/C柱、车顶构架、车底框架以及车门内 对每种状态的拉伸试样进行两次拉伸测试，性能指 板、车门防撞杆等对碰撞要求较高的部件，并且其 标取其平均值.回火后钢板的金相样经抛光、4%硝 使用量逐年增多，部分替代了高强TRIP钢和DP 酸乙醇浸蚀后，在ZEISS ULTRA55型场发射扫 钢的使用4-6.对于22MnB5钢，法国Arcelor Mit- 描电镜下观察其显微组织形貌.采用双喷减薄和 tal、瑞典SSAB、德国Thyssen krupp、韩国POSCO 萃取碳复型技术制备透射电镜试样，双喷电解液为 等企业已能够熟练生产并供货.国内宝钢经过5年 5%高氯酸-乙醇溶液，双喷电压为2030V,温度为 时间的研究已能够批量生产热轧和冷轧热成形钢板 -20℃.H-800型透射电镜用于观察马氏体的精细 (BR1500HS和B1500HS,对应于欧洲的22MnB5), 亚结构和碳化物的形貌及能谱分析 并已向华晨、奇瑞、长丰、五菱等汽车厂实现供货： 1000 武钢已成功研制出汽车用超高强度热成形钢并完成 900℃.5min 900 Ac温度=820℃ 了试制：首钢、鞍钢等钢铁企业也正积极投入相关 800 Ac温度-730℃ 热成形钢板的研发中可 700 冷却速度 但是，目前在汽车车身上应用的热成形钢品种 600 感 40℃s 单一，以22MnB5钢为主，而30MnB5等高级别的 500 200-600℃ 热成形钢由于其成形后低塑性和很高的氢致断裂敏 ◇ 400 Ms温度=400℃ 保温 300 2 min 感性而无法在汽车车身上得到广泛的应用8-.为 空冷 200 此，本文采用将30MnB5热成形钢进行淬火和回火 100 处理（淬火处理是为了模拟热成形过程中的冷却过 室温 室温 6 程)，研究不同回火温度对淬火后30MnB5热成形 10 12 时间/min 钢组织和力学性能的影响，重点研究了马氏体回火 后的亚结构和碳化物形态变化，旨在提高热成形后 图130MmB5热成形钢淬火和回火处理工艺路线图 30MnB5热成形钢的综合性能，使其能够应用在汽 Fig.1 Schematic of quenching and tempering processes of 车车身中 30MnB5 hot stamping steel 1 实验材料及方法 2实验结果及分析 实验钢板采用瑞典SSAB公司提供的冷轧退火 2.1回火温度对力学性能的影响 态30MnB5热成形钢，厚度为1.5mm,组织特点为 图2是淬火态和不同温度回火后试样的工程应 等轴状铁素体基体上弥散分布着细小的碳化物.该 力-应变曲线，其力学性能对比见图3.从图2和图 钢目前主要应用于耕作工具，化学成分如表1所示. 3可以看出：淬火态实验钢的力学性能较差，抗拉 将实验用钢切成220mm×70mm试样，先加热至 强度为1881MPa,均匀伸长率不足2%，且为脆性 900℃保温5min进行奥氏体化，由于该成分体系 断裂：经600C回火2min后，抗拉强度显著降低至 的临界冷速在15℃s-1左右0，因此以40℃s-1 880MPa,均匀伸长率和总伸长率分别提高至7%和

第 9 期 程俊业等：回火温度对淬火后 30MnB5 热成形钢组织与性能影响 1151 ·· 热冲压成形钢 (简称热成形钢) 是一种适用热 成形工艺生产的高强度钢板，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等. 热成形后 屈服强度 >1000 MPa，抗拉强度 >1500 MPa，总伸 长率 >5%，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[1−2] . 例如 SSAB 公司 Domex 系列的 22MnB5、30MnB5、38MnB5、27MnCrB5 和 33Mn￾CrB5，早期主要作为耐磨材料应用在铁锹、锯条以 及农业机械等领域[3] . 目前在汽车车身上应用最为广泛的热成形钢 为 22MnB5 钢， 主要应用在汽车前、 后保险 杠、A/B/C 柱、车顶构架、车底框架以及车门内 板、车门防撞杆等对碰撞要求较高的部件，并且其 使用量逐年增多，部分替代了高强 TRIP 钢和 DP 钢的使用[4−6] . 对于 22MnB5 钢，法国 Arcelor Mit￾tal、瑞典 SSAB、德国 Thyssen krupp、韩国 POSCO 等企业已能够熟练生产并供货. 国内宝钢经过 5 年 时间的研究已能够批量生产热轧和冷轧热成形钢板 (BR1500HS 和 B1500HS，对应于欧洲的 22MnB5)， 并已向华晨、奇瑞、长丰、五菱等汽车厂实现供货； 武钢已成功研制出汽车用超高强度热成形钢并完成 了试制；首钢、鞍钢等钢铁企业也正积极投入相关 热成形钢板的研发中[7] . 但是，目前在汽车车身上应用的热成形钢品种 单一，以 22MnB5 钢为主，而 30MnB5 等高级别的 热成形钢由于其成形后低塑性和很高的氢致断裂敏 感性而无法在汽车车身上得到广泛的应用[8−9] . 为 此，本文采用将 30MnB5 热成形钢进行淬火和回火 处理 (淬火处理是为了模拟热成形过程中的冷却过 程)，研究不同回火温度对淬火后 30MnB5 热成形 钢组织和力学性能的影响，重点研究了马氏体回火 后的亚结构和碳化物形态变化，旨在提高热成形后 30MnB5 热成形钢的综合性能，使其能够应用在汽 车车身中. 1 实验材料及方法 实验钢板采用瑞典 SSAB 公司提供的冷轧退火 态 30MnB5 热成形钢，厚度为 1.5 mm，组织特点为 等轴状铁素体基体上弥散分布着细小的碳化物. 该 钢目前主要应用于耕作工具，化学成分如表 1 所示. 将实验用钢切成 220 mm×70 mm 试样，先加热至 900 ℃保温 5 min 进行奥氏体化，由于该成分体系 的临界冷速在 15 ℃ ·s −1 左右[10]，因此以 40 ℃ ·s −1 的冷却速度模拟淬火过程，并冷却至室温，然后对 钢板分别在 200、250、300、350、400 和 600 ℃回火 2 min，最后空冷至室温，工艺路线如图 1 所示. 该 工艺在 ULVAC CCT-AY- Ⅱ型钢板退火模拟试验机 上进行. 表 1 30MnB5 热成形钢的化学成分 (质量分数) Table 1 Chemical composition of 30MnB5 hot stamping steel % C Si Mn P S Al Cr Ti B Ni 0.31 0.24 1.31 0.012 0.004 0.038 0.21 0.036 0.0034 0.038 根据国标 GB/T228—2002， 采用线切割在实 验板上沿轧向取 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，性能指 标取其平均值. 回火后钢板的金相样经抛光、4%硝 酸乙醇浸蚀后，在 ZEISS ULTRA 55 型场发射扫 描电镜下观察其显微组织形貌. 采用双喷减薄和 萃取碳复型技术制备透射电镜试样，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 ℃. H-800 型透射电镜用于观察马氏体的精细 亚结构和碳化物的形貌及能谱分析. 图 1 30MnB5 热成形钢淬火和回火处理工艺路线图 Fig.1 Schematic of quenching and tempering processes of 30MnB5 hot stamping steel 2 实验结果及分析 2.1 回火温度对力学性能的影响 图 2 是淬火态和不同温度回火后试样的工程应 力–应变曲线，其力学性能对比见图 3. 从图 2 和图 3 可以看出：淬火态实验钢的力学性能较差，抗拉 强度为 1881 MPa，均匀伸长率不足 2%，且为脆性 断裂；经 600 ℃回火 2 min 后，抗拉强度显著降低至 880 MPa，均匀伸长率和总伸长率分别提高至 7%和

.1152 北京科技大学学报 第35卷 11%左右.随着回火温度的升高，力学性能呈非单 部分板条合并变宽，最宽为600m左右，并伴随 调变化，200℃回火后屈服强度和抗拉强度略微下 有过渡型碳化物析出，这是经200℃回火后强度降 降，分别为1229MPa和1774MPa,但均匀伸长 低、塑性提高的主要原因 率和总伸长率显著提高，分别达到6.5%和8%，且 2000 强塑积超过14GPa%:250℃回火后的屈服强度略 1800 淬火态 1600 200℃ 微升高，而抗拉强度急速下降至1446MPa,总伸 1400 长率和强塑积也降低至5.8%和8.4GPa%:300℃ 1200 回火后的屈服强度仍保持缓慢上升趋势，抗拉强度 1000 ,600℃ 则回升至1556MPa,总伸长率和强塑积也略有回 800 600 升：当回火温度超过350℃时，各力学性能指标则 400 呈单调变化，强度指标单调下降，总伸长率显著单 200 调上升，而强塑积基本保持不变.综合比较各力学 0 1234567891011 性能指标可以发现，当回火温度为200℃时，强度 工程应变/% 降低幅度较小，而塑性显著提高，强塑积最高，达 图2 30MnB5热成形钢淬火态和不同温度回火后的工程应 14GPa%以上，综合力学性能满足热成形后作为汽 力-应变曲线 车结构件的使用要求（抗拉强度≥1500MPa,总伸 Fig.2 Engineering stress-strain curves of 30MnB5 hot 长率≥5%)11叫. stamping steel as-quenched and tempered at different tem- 2.2回火温度对显微组织的影响 peratures 图4和图5为实验用钢淬火态和不同温度回 2000 一◆一抗拉强度一▲一总伸长率 130 1800 ■一屈服强度 一一强塑积 14 火后的扫描电镜和透射电镜照片.淬火态的马氏体 27 1600 2 24 组织主要呈板条状，其亚结构为相互平行、窄而细 1400 10 长的板条，板条内存在高密度的位错，板条宽度在 200m左右，并且不同晶格取向的马氏体束相互交 1000 15 错排列，如图4(a)中矩形框所示. 800 12 600 4 经200℃低温回火后的显微组织，主要为回火 9 400 马氏体，板条形态仍被保留，位错密度有所降低，部 200 3 分板条束发生回复和多边形化，但不明显.低温回 0 100 200300400 500 600 回火温度/℃ 火过程中，马氏体内部主要发生碳的扩散、聚集和 图330MB5热成形钢不同温度回火后的力学性能 重新分布，淬火内应力得到部分消除，位错密度降 Fig.3 Mechanical properties of 30MnB5 hot stamping steel 低1☒.从图5b)中可以看出，板条边界逐渐模糊， tempered at different temperatures 8 um S um um um 图430MnB5热成形钢不同温度回火后的扫描电镜显微组织.(a)淬火态；(b)200℃；(c)250℃；()350℃：(e)400℃；(f)600℃ Fig.4 SEM microstructures of 30MnB5 hot stamping steel tempered at different temperatures:(a)as-quenched;(b)200 C;(c) 250℃：(d)350℃；(e)400℃；(f)600℃

· 1152 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 11%左右. 随着回火温度的升高，力学性能呈非单 调变化，200 ℃回火后屈服强度和抗拉强度略微下 降，分别为 1229 MPa 和 1774 MPa，但均匀伸长 率和总伸长率显著提高，分别达到 6.5%和 8%，且 强塑积超过 14 GPa·%；250 ℃回火后的屈服强度略 微升高，而抗拉强度急速下降至 1446 MPa，总伸 长率和强塑积也降低至 5.8%和 8.4 GPa·%；300 ℃ 回火后的屈服强度仍保持缓慢上升趋势，抗拉强度 则回升至 1556 MPa，总伸长率和强塑积也略有回 升；当回火温度超过 350 ℃时，各力学性能指标则 呈单调变化，强度指标单调下降，总伸长率显著单 调上升，而强塑积基本保持不变. 综合比较各力学 性能指标可以发现，当回火温度为 200 ℃时，强度 降低幅度较小，而塑性显著提高，强塑积最高，达 14 GPa·%以上，综合力学性能满足热成形后作为汽 车结构件的使用要求 (抗拉强度 >1500 MPa，总伸 长率 >5%)[11] . 2.2 回火温度对显微组织的影响 图 4 和图 5 为实验用钢淬火态和不同温度回 火后的扫描电镜和透射电镜照片. 淬火态的马氏体 组织主要呈板条状，其亚结构为相互平行、窄而细 长的板条，板条内存在高密度的位错，板条宽度在 200 nm 左右，并且不同晶格取向的马氏体束相互交 错排列，如图 4(a) 中矩形框所示. 经 200 ℃低温回火后的显微组织，主要为回火 马氏体，板条形态仍被保留，位错密度有所降低，部 分板条束发生回复和多边形化，但不明显. 低温回 火过程中，马氏体内部主要发生碳的扩散、聚集和 重新分布，淬火内应力得到部分消除，位错密度降 低[12] . 从图 5(b) 中可以看出，板条边界逐渐模糊， 部分板条合并变宽，最宽为 600 nm 左右，并伴随 有过渡型碳化物析出，这是经 200 ℃回火后强度降 低、塑性提高的主要原因. 图 2 30MnB5 热成形钢淬火态和不同温度回火后的工程应 力–应变曲线 Fig.2 Engineering stress-strain curves of 30MnB5 hot stamping steel as-quenched and tempered at different tem￾peratures 图 3 30MnB5 热成形钢不同温度回火后的力学性能 Fig.3 Mechanical properties of 30MnB5 hot stamping steel tempered at different temperatures 图 4 30MnB5 热成形钢不同温度回火后的扫描电镜显微组织. (a) 淬火态; (b) 200 ℃; (c) 250 ℃; (d) 350 ℃; (e) 400 ℃; (f) 600 ℃ Fig.4 SEM microstructures of 30MnB5 hot stamping steel tempered at different temperatures: (a) as-quenched; (b) 200 ℃; (c) 250 ℃; (d) 350 ℃; (e) 400 ℃; (f) 600 ℃

第9期 程俊业等：回火温度对淬火后30MB5热成形钢组织与性能影响 ·1153· 1 pm 1 um I jm 图530MnB5热成形钢不同温度回火后的透射电镜显微组织.(a)淬火态；(b)200℃：(c)400℃；(d)600℃ Fig.5 TEM microstructures of 30MnB5 hot stamping steel tempered at different temperatures:(a)as-quenched;(b)200 C;(c) 400℃：(d)600℃ 随着回火温度的升高，马氏体板条束回复更加 物形态发生变化，呈短棒状分布，长度方向尺寸无 充分，板条界面经过原子间相互扩散变得更加模糊 明显变化，但宽度方向明显较图7(a)中的碳化物 和粗化，部分马氏体束内的板条边界消失，形成弥 粗化：在400℃中温回火后，马氏体板条内位错密 散分布着颗粒状碳化物的等轴状铁素体，并且碳化 度显著降低，碳化物数量显著增多并粗化，基本失 物逐渐粗化和球化，如图4(c)~(e)所示.图5(c)为 去了低温回火析出时的细针状形态：在600℃回火 400℃回火后的透射电镜照片.A区域的板条边界 后，部分碳化物逐渐球化 隐约可见，而B区域的板条边界基本消失，实线为 可能的马氏体束边界，并且B区域的位错密度较 3讨论 低，说明马氏体板条回复较充分 30MnB5热成形钢经淬火和回火处理后，随着 600℃回火后大部分马氏体板条消失，等轴状 回火温度的不同，力学性能发生了较大的变化，如 铁素体含量增多，位错密度显著降低，这是经600 图3所示.这种变化是显微组织变化的必然结果， ℃回火后强度显著下降的主要原因.碳化物则进一 主要表现为板条马氏体的回复和再结晶、基体固 步球化，由于回火时间较短，基体中仍弥散分布着 溶碳和位错等缺陷的减少、残余奥氏体分解以及 细小的碳化物颗粒，尺寸在10100nm之间，球化 第二相粒子的形核、长大和粗化13-1.然而由于 较完全的碳化物粒子大小在200nm左右. 30MB5热成形钢淬火后的残余奥氏体体积分数不 2.3回火温度对碳化物析出形貌的影响 到2%16，在回火过程中残余奥氏体的分解过程并 图6为实验用钢200℃回火后的碳化物形貌. 不明显，且对力学性能影响不大，因此本研究不讨 在马氏体板条内有细针状碳化物析出，长度方向 论残余奥氏体的分解过程. 尺寸在100nm左右，但数量较少，如图6(a)所 200℃低温短时间回火时，马氏体板条回复效 示.由明场相和暗场相，并结合选区衍射斑点显 果不明显，仍然保持板条形态，如图5(b)所示，位 示，R1=R2,R1/R3=1.159,p1=51.64°，p2=64.18°， 错密度略微降低，主要发生了碳化物粒子的析出行 其中，R1、R2和R3为衍射斑点至中心斑点的距 为，这必然导致马氏体基体内固溶碳的减少.固溶 离，P1和2为各衍射斑点之间的夹角.对照标准 碳和位错密度的降低使得屈服强度降低，然而如图 花样得出，该碳化物为密排六方结构，即为￡碳化 8所示，在位错周围析出的碳化物粒子，容易和位错 物，而非正交系结构的脆性相F3C,这有利于塑性发生钉扎作用1)，使可动位错减少，从而提高屈服 的提高。 强度，这两种相互作用直接导致了屈服强度的非单 250℃回火后碳化物数量增多，如图7(a)所示， 调性变化.从图3的力学性能对比中可以发现，200 形态与图6(a)类似，仍然保持细针状，但长度方向 ℃回火后的屈服强度降低，说明低温短时间回火后， 尺寸增加至200m左右：在300℃回火后，碳化 由于碳化物粒子较小，且数量较少，对位错的钉扎

第 9 期 程俊业等：回火温度对淬火后 30MnB5 热成形钢组织与性能影响 1153 ·· 图 5 30MnB5 热成形钢不同温度回火后的透射电镜显微组织. (a) 淬火态; (b) 200 ℃; (c) 400 ℃; (d) 600 ℃ Fig.5 TEM microstructures of 30MnB5 hot stamping steel tempered at different temperatures: (a) as-quenched; (b) 200 ℃; (c) 400 ℃; (d) 600 ℃ 随着回火温度的升高，马氏体板条束回复更加 充分，板条界面经过原子间相互扩散变得更加模糊 和粗化，部分马氏体束内的板条边界消失，形成弥 散分布着颗粒状碳化物的等轴状铁素体，并且碳化 物逐渐粗化和球化，如图 4(c)∼(e) 所示. 图 5(c) 为 400 ℃回火后的透射电镜照片. A 区域的板条边界 隐约可见，而 B 区域的板条边界基本消失，实线为 可能的马氏体束边界，并且 B 区域的位错密度较 低，说明马氏体板条回复较充分. 600 ℃回火后大部分马氏体板条消失，等轴状 铁素体含量增多，位错密度显著降低，这是经 600 ℃回火后强度显著下降的主要原因. 碳化物则进一 步球化，由于回火时间较短，基体中仍弥散分布着 细小的碳化物颗粒，尺寸在 10∼100 nm 之间，球化 较完全的碳化物粒子大小在 200 nm 左右. 2.3 回火温度对碳化物析出形貌的影响 图 6 为实验用钢 200 ℃回火后的碳化物形貌. 在马氏体板条内有细针状碳化物析出，长度方向 尺寸在 100 nm 左右，但数量较少，如图 6(a) 所 示. 由明场相和暗场相，并结合选区衍射斑点显 示，R1 = R2，R1/R3=1.159，ϕ1=51.64◦，ϕ2=64.18◦， 其中，R1、R2 和 R3 为衍射斑点至中心斑点的距 离，ϕ1 和 ϕ2 为各衍射斑点之间的夹角. 对照标准 花样得出，该碳化物为密排六方结构，即为 ε 碳化 物，而非正交系结构的脆性相 Fe3C，这有利于塑性 的提高. 250 ℃回火后碳化物数量增多，如图 7(a) 所示， 形态与图 6(a) 类似，仍然保持细针状，但长度方向 尺寸增加至 200 nm 左右；在 300 ℃回火后，碳化 物形态发生变化，呈短棒状分布，长度方向尺寸无 明显变化，但宽度方向明显较图 7(a) 中的碳化物 粗化；在 400 ℃中温回火后，马氏体板条内位错密 度显著降低，碳化物数量显著增多并粗化，基本失 去了低温回火析出时的细针状形态；在 600 ℃回火 后，部分碳化物逐渐球化. 3 讨论 30MnB5 热成形钢经淬火和回火处理后，随着 回火温度的不同，力学性能发生了较大的变化，如 图 3 所示. 这种变化是显微组织变化的必然结果， 主要表现为板条马氏体的回复和再结晶、基体固 溶碳和位错等缺陷的减少、残余奥氏体分解以及 第二相粒子的形核、长大和粗化[13−15] . 然而由于 30MnB5 热成形钢淬火后的残余奥氏体体积分数不 到 2%[16]，在回火过程中残余奥氏体的分解过程并 不明显，且对力学性能影响不大，因此本研究不讨 论残余奥氏体的分解过程. 200 ℃低温短时间回火时，马氏体板条回复效 果不明显，仍然保持板条形态，如图 5(b) 所示，位 错密度略微降低，主要发生了碳化物粒子的析出行 为，这必然导致马氏体基体内固溶碳的减少. 固溶 碳和位错密度的降低使得屈服强度降低，然而如图 8 所示，在位错周围析出的碳化物粒子，容易和位错 发生钉扎作用[17]，使可动位错减少，从而提高屈服 强度，这两种相互作用直接导致了屈服强度的非单 调性变化. 从图 3 的力学性能对比中可以发现，200 ℃回火后的屈服强度降低，说明低温短时间回火后， 由于碳化物粒子较小，且数量较少，对位错的钉扎

.1154 北京科技大学学报 第35卷 作用明显弱于马氏体基体内固溶碳和位错密度降低对屈服强度的影响. (a) (c) :i010 0111 R 400nm 1101 (b) 400nm 图630MnB5热成形钢200℃回火后的碳化物形貌.(a)明场；(b)暗场；(c)选区衍射斑及标定 Fig.6 Morphologies of carbides in 30MnB5 hot stamping steel tempered at 200 C:(a)bright field;(b)dark field;(c)selected area diffraction pattern and indexes (b) 800nm 800nm (d) (c) 800nm 800nm 图730MnB5热成形钢不同温度回火后的碳化物形貌.(a)250℃；(b)300℃；(c)400℃；(d)600℃ Fig.7 Morphologies of carbides in 30MnB5 hot stamping steel tempered at different temperatures:(a)250 C;(b)300 C;(c) 400℃：(d)600℃. 当回火温度在200350℃时，屈服强度呈单调板发生塑性变形，则需要更大的应力才能开动位错 上升趋势，说明随着回火温度的升高，碳化物粒子 源，从而导致屈服强度增加18.在250℃回火时， 数量显著增多，如图7所示，对位错的钉扎作用 抗拉强度和塑性却急剧下降，这是由于针状碳化物 明显增强，造成可动位错的数量显著下降，要使钢 数量的增加，容易在其尖端形成应力集中，促进裂

· 1154 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 作用明显弱于马氏体基体内固溶碳和位错密度降低 对屈服强度的影响. 图 6 30MnB5 热成形钢 200 ℃回火后的碳化物形貌. (a) 明场; (b) 暗场; (c) 选区衍射斑及标定 Fig.6 Morphologies of carbides in 30MnB5 hot stamping steel tempered at 200 ℃: (a) bright field; (b) dark field; (c) selected area diffraction pattern and indexes 图 7 30MnB5 热成形钢不同温度回火后的碳化物形貌. (a) 250 ℃; (b) 300 ℃; (c) 400 ℃; (d) 600 ℃ Fig.7 Morphologies of carbides in 30MnB5 hot stamping steel tempered at different temperatures: (a) 250 ℃; (b) 300 ℃; (c) 400 ℃; (d) 600 ℃. 当回火温度在 200∼350 ℃时，屈服强度呈单调 上升趋势，说明随着回火温度的升高，碳化物粒子 数量显著增多，如图 7 所示，对位错的钉扎作用 明显增强，造成可动位错的数量显著下降，要使钢 板发生塑性变形，则需要更大的应力才能开动位错 源，从而导致屈服强度增加[18] . 在 250 ℃回火时， 抗拉强度和塑性却急剧下降，这是由于针状碳化物 数量的增加，容易在其尖端形成应力集中，促进裂

第9期 程俊业等：回火温度对淬火后30MB5热成形钢组织与性能影响 ·1155· 纹的萌生，且沿着位错通道扩展，最终导致钢板提 配度相等，在形核长大过程中沿三个垂直方向同时 前发生断裂：在300℃回火时，由于碳化物粗化和 均匀生长，因此在奥氏体中析出的碳氨化物表现为 位错密度降低，导致抗拉强度和塑性有所改善 近似球形. 400nm 400m 图830MnB5热成形钢200℃回火后位错周围的碳化物 图930MnB5热成形钢600℃回火后形成的近球形渗碳体 Fig.8 Carbides around the dislocations of 30MnB5 hot Fig.9 Spheroidal cementite of 30MnB5 hot stamping steel stamping steel tempered at 200 C tempered at6o0℃ 当回火温度超过350℃时，强度单调下降，塑 性单调上升，此时部分板条马氏体发生回复和再结 300000 日200℃ 270000P 晶，形成等轴状铁素体，基体内的固溶碳和位错密 。400℃ 240000 a600℃ 度显著下降，且碳化物逐渐转变为近球形渗碳体， 三210000 弹性变形阶段 一200℃拟合曲线 …400℃拟合曲线 如图9所示，大大减弱了对位错的钉扎作用.在中 4180000H …600℃拟合曲线 高温回火后，显微组织状态主要表现为较纯净的等 150000 塑性变形阶段初期 轴状铁素体、未回复再结晶完全的板条马氏体、球 120000 90000 化且粗大的渗碳体颗粒和在板条马氏体基体上分布 塑性变形阶段后期 60000F 的细小碳化物颗粒.该组织特点使位错源容易在位 30000F 错运动阻力较小的等轴状铁素体内开动，从而导致 0.000.01 屈服强度的下降.随着塑性变形的进行，由于位错 0.02 0.030.040.050.060.07 真应变 增殖和攀移的阻力较小，在变形过程中，应力增加 幅度较小，加工硬化率急剧下降，当裂纹扩展到一 图1030MnB5热成形钢不同温度回火后的加工硬化率曲线 定程度时，即发生断裂，因此抗拉强度显著降低，屈 Fig.10 Work hardening rate curves of 30MnB5 hot stamp- ing steel tempered at different temperatures 强比升高.如图10所示，在弹性变形阶段，200和 400℃回火时的加工硬化率几乎相等，而600℃回 随着回火温度的升高，在马氏体板条内有碳化 火的加工硬化率明显偏低.在塑性变形阶段初期， 物析出，而在a-Fe中，析出相与基体存在如下位向 随着回火温度的升高，加工硬化率急剧降低，当进 关系：(001)M(C,N/(001)a-Fe,[010]M(C,/110]a-Fe 入塑性变形阶段后期，即真应变e红≥0.03时，回火 在这种位向关系下，析出相晶格与α-Fe晶格在三 温度对加工硬化率的影响不大19). 个相互垂直方向上的错配度不等，因此在形核长大 如上所述，碳化物粒子的形态和分布对力学性 过程中沿三个垂直方向的生长速率不同，这就形成 能的影响显著.本研究利用碳膜复型萃取方法，在 了针状、椭圆形或其他不规则形状，如图11(b)所 透射电镜下对淬火态和回火态碳化物粒子形态进 示，经过选区衍射斑标定为立方结构，且能谱分析 行了观察和能谱分析，如图11所示.从图11(a) 为(Fe,Cr,Mn)z(C,N)y型碳氮化物，如图11(e)和 中可以看出，淬火态析出粒子大小不一，较为细11()所示.当回火温度升至600℃时，针状、短 小且近似球形，经能谱分析为T(C,N),且在奥 棒状和椭圆形碳化物消失，逐渐转变为近球形渗碳 氏体中析出，这是因为碳氮化物在奥氏体中析出 体，如图11(c)所示.其原因是针状、短棒状和椭 时，与奥氏体之间存在如下位向关系：(O01)M(C,N)/ 圆形的界面能高于球形的界面能，在回火温度较高 (001),[010M(C.N)/1010.在这种位相关系下，析 时，有自发向球形演化并逐渐粗化的趋势，由于回 出相晶格与奥氏体晶格在三个相互垂直方向上的错 火时间较短，部分碳化物球化效果不完全20

第 9 期 程俊业等：回火温度对淬火后 30MnB5 热成形钢组织与性能影响 1155 ·· 纹的萌生，且沿着位错通道扩展，最终导致钢板提 前发生断裂；在 300 ℃回火时，由于碳化物粗化和 位错密度降低，导致抗拉强度和塑性有所改善. 图 8 30MnB5 热成形钢 200 ℃回火后位错周围的碳化物 Fig.8 Carbides around the dislocations of 30MnB5 hot stamping steel tempered at 200 ℃ 当回火温度超过 350 ℃时，强度单调下降，塑 性单调上升，此时部分板条马氏体发生回复和再结 晶，形成等轴状铁素体，基体内的固溶碳和位错密 度显著下降，且碳化物逐渐转变为近球形渗碳体， 如图 9 所示，大大减弱了对位错的钉扎作用. 在中 高温回火后，显微组织状态主要表现为较纯净的等 轴状铁素体、未回复再结晶完全的板条马氏体、球 化且粗大的渗碳体颗粒和在板条马氏体基体上分布 的细小碳化物颗粒. 该组织特点使位错源容易在位 错运动阻力较小的等轴状铁素体内开动，从而导致 屈服强度的下降. 随着塑性变形的进行，由于位错 增殖和攀移的阻力较小，在变形过程中，应力增加 幅度较小，加工硬化率急剧下降，当裂纹扩展到一 定程度时，即发生断裂，因此抗拉强度显著降低，屈 强比升高. 如图 10 所示，在弹性变形阶段，200 和 400 ℃回火时的加工硬化率几乎相等，而 600 ℃回 火的加工硬化率明显偏低. 在塑性变形阶段初期， 随着回火温度的升高，加工硬化率急剧降低，当进 入塑性变形阶段后期，即真应变 εT >0.03 时，回火 温度对加工硬化率的影响不大[19] . 如上所述，碳化物粒子的形态和分布对力学性 能的影响显著. 本研究利用碳膜复型萃取方法，在 透射电镜下对淬火态和回火态碳化物粒子形态进 行了观察和能谱分析，如图 11 所示. 从图 11(a) 中可以看出，淬火态析出粒子大小不一，较为细 小且近似球形， 经能谱分析为 Ti(C,N)， 且在奥 氏体中析出，这是因为碳氮化物在奥氏体中析出 时，与奥氏体之间存在如下位向关系：(001)M(C,N)// (001)γ，[010]M(C,N)//[010]γ. 在这种位相关系下，析 出相晶格与奥氏体晶格在三个相互垂直方向上的错 配度相等，在形核长大过程中沿三个垂直方向同时 均匀生长，因此在奥氏体中析出的碳氮化物表现为 近似球形. 图 9 30MnB5 热成形钢 600 ℃回火后形成的近球形渗碳体 Fig.9 Spheroidal cementite of 30MnB5 hot stamping steel tempered at 600 ℃ 图 10 30MnB5 热成形钢不同温度回火后的加工硬化率曲线 Fig.10 Work hardening rate curves of 30MnB5 hot stamp￾ing steel tempered at different temperatures 随着回火温度的升高，在马氏体板条内有碳化 物析出，而在 α-Fe 中，析出相与基体存在如下位向 关系：(001)M(C,N)//(001)α-Fe，[010]M(C,N)//[110]α-Fe. 在这种位向关系下，析出相晶格与 α-Fe 晶格在三 个相互垂直方向上的错配度不等，因此在形核长大 过程中沿三个垂直方向的生长速率不同，这就形成 了针状、椭圆形或其他不规则形状，如图 11(b) 所 示，经过选区衍射斑标定为立方结构，且能谱分析 为 (Fe,Cr,Mn)x(C,N)y 型碳氮化物，如图 11(e) 和 11(f) 所示. 当回火温度升至 600 ℃时，针状、短 棒状和椭圆形碳化物消失，逐渐转变为近球形渗碳 体，如图 11(c) 所示. 其原因是针状、短棒状和椭 圆形的界面能高于球形的界面能，在回火温度较高 时，有自发向球形演化并逐渐粗化的趋势，由于回 火时间较短，部分碳化物球化效果不完全 [20]

·1156 北京科技大学学报 第35卷 (a) (b) (c) Ti(C.N) (Fe,Cr,Mn)C.N) 400nm 400nm 1 um (d)C/N (e)260lC/N (f) 210 6001100 220 Ti 2201 312 180 -*222 Ti CrMn Fe 123456789101112 12345678910111213 能量/keV Energy(keV) 能量/keV Energy(keV) 图1130MnB5热成形钢淬火态和不同温度回火后的碳化物形态及能谱.(a)淬火态；(b)300℃；(c)600℃：(d)图(a)中碳化物 的能谱：（©）图（⑥）中碳化物的能谱：()图(b)中碳化物的衍射斑及标定 Fig.11 Morphologies and EDS spectra of carbides in 30MnB5 hot stamping steel as-quenched and tempered at different temper- atures:(a)as-quenched;(b)300 C;(c)600 C;(d)EDS spectrum of precipitation in (a);(e)EDS spectrum of precipitation in (b); (f)selected area diffraction pattern and indexes of precipitation in (b) 4结论 参考文献 (1)30MnB5热成形钢经不同温度回火处理后 [1]Karbasianm H,Tekkaya A E.A review on hot stamping. 发现，在200℃保温2min回火后得到的综合力学 J Mater Process Technol,2010.210(15):2103 性能最佳，抗拉强度为1774MPa,总伸长率显著提 高至8%，强塑积达14GPa-%以上，该性能满足热 [2]Fan D W,Kim H S,De Cooman B C.A review of the physical metallurgy related to the hot press forming of 成形后作为汽车结构件的使用要求.随着回火温度 advanced high strength steel.Steel Res Int,2009,80(3): 的升高，力学性能呈非单调性变化，当回火温度为 241 600℃时，抗拉强度显著下降至880MPa,总伸长 [3]Yazici A.Wear behavior of carbonitride-treated 率提高至11.5%，强塑积仅为10GPa.%左右 ploughshares produced from 30MnB5 steel for soil tillage (2)经不同温度回火处理后，淬火后30MnB5 applications.Met Sci Heat Treat,2011,53(5/6):248 热成形钢的显微组织发生了显著变化，200℃低温 (4]Nikravesh M,Naderi M,Akbari G H.Influence of hot 回火后，主要为板条马氏体十e碳化物，位错密度 plastic deformation and cooling rate on martensite and 略有降低.随着回火温度的升高，板条马氏体发生 bainite start temperatures in 22MnB5 steel.Mater Sci 回复和再结晶，板条边界逐渐模糊，并向等轴状铁 EmgA,2012,540:24 素体转变，位错密度显著降低，碳化物则逐渐球化 5 Abbasi M,Saeed-Akbari A,Naderi M.The effect of strain 和粗化. rate and deformation temperature on the characteristics of isothermally hot compressed boron-alloyed steel.Mater (3)碳化物的形态、大小和分布直接影响了 Sci Eng A,2012,538:356 30MnB5热成形钢的宏观力学性能，200℃回火后 [6 Naderi M,Saeed-Akbari A,Bleck W.The effects of non- 得到的ε碳化物粒子呈针状分布在马氏体板条内， isothermal deformation on martensitic transformation in 长度方向大小为100m左右，并与位错发生钉扎 22MnB5 steel.Mater Sci Eng A,2008,487(1/2):445 作用.随着回火温度的升高，界面能自发向低能态 [7]Li H P,Zhao G Q,Zhang L,et al.The development sta- 转变，由针状、短棒状和椭圆状逐渐演变成近球形 tus of hot stamping and quenching of ultra high-strength 渗碳体，并粗化至200m左右，对位错的钉扎作 steel.J Shandong Univ Eng Sci,2010,40(3):69 用也随之减弱. (李辉平，赵国群，张雷，等.超高强度钢板热冲压及模内淬

· 1156 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 35 卷 图 11 30MnB5 热成形钢淬火态和不同温度回火后的碳化物形态及能谱. (a) 淬火态; (b) 300 ℃; (c) 600 ℃; (d) 图 (a) 中碳化物 的能谱; (e) 图 (b) 中碳化物的能谱; (f) 图 (b) 中碳化物的衍射斑及标定 Fig.11 Morphologies and EDS spectra of carbides in 30MnB5 hot stamping steel as-quenched and tempered at different temper￾atures: (a) as-quenched; (b) 300 ℃; (c) 600 ℃; (d) EDS spectrum of precipitation in (a); (e) EDS spectrum of precipitation in (b); (f) selected area diffraction pattern and indexes of precipitation in (b) 4 结论 (1) 30MnB5 热成形钢经不同温度回火处理后 发现，在 200 ℃保温 2 min 回火后得到的综合力学 性能最佳，抗拉强度为 1774 MPa，总伸长率显著提 高至 8%，强塑积达 14 GPa·%以上，该性能满足热 成形后作为汽车结构件的使用要求. 随着回火温度 的升高，力学性能呈非单调性变化，当回火温度为 600 ℃时，抗拉强度显著下降至 880 MPa，总伸长 率提高至 11.5%，强塑积仅为 10 GPa·%左右. (2) 经不同温度回火处理后，淬火后 30MnB5 热成形钢的显微组织发生了显著变化，200 ℃低温 回火后，主要为板条马氏体 +ε 碳化物，位错密度 略有降低. 随着回火温度的升高，板条马氏体发生 回复和再结晶，板条边界逐渐模糊，并向等轴状铁 素体转变，位错密度显著降低，碳化物则逐渐球化 和粗化. (3) 碳化物的形态、 大小和分布直接影响了 30MnB5 热成形钢的宏观力学性能，200 ℃回火后 得到的 ε 碳化物粒子呈针状分布在马氏体板条内， 长度方向大小为 100 nm 左右，并与位错发生钉扎 作用. 随着回火温度的升高，界面能自发向低能态 转变，由针状、短棒状和椭圆状逐渐演变成近球形 渗碳体，并粗化至 200 nm 左右，对位错的钉扎作 用也随之减弱. 参 考 文 献 [1] Karbasianm H, Tekkaya A E. A review on hot stamping. J Mater Process Technol, 2010, 210(15): 2103 [2] Fan D W, 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] Yazici A. Wear behavior of carbonitride-treated ploughshares produced from 30MnB5 steel for soil tillage applications. Met Sci Heat Treat, 2011, 53(5/6): 248 [4] 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 [5] Abbasi M, Saeed-Akbari A, Naderi M. The effect of strain rate and deformation temperature on the characteristics of isothermally hot compressed boron-alloyed steel. Mater Sci Eng A, 2012, 538: 356 [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] Li H P, Zhao G Q, Zhang L, et al. The development sta￾tus 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

第9期 程俊业等：回火温度对淬火后30MB5热成形钢组织与性能影响 ·1157· 火工艺的发展现状.山东大学学报：工学版，2010,40(3)： acterization of alloy carbides in tempering martensite:II. 69) Growth.Acta Metall Sin.2009.45(11):1288 (8]Lee S J,Ronevich J A,Krauss G,et al.Hydrogen em- (刘庆冬，彭剑超，刘文庆，等。回火马氏体中合金碳化物 brittlement of hardened low-carbon sheet steel.ISIJ Int, 的3D原子探针表征：Ⅱ.长大.金属学报，2009,45(11)： 2010,50(2):294 1288) [9]Wang M Q,Akiyama E,Tsuzaki K.Effect of hydrogen on [15]Liu Q D,Chu Y L,Peng J C,et al.3D atom probe char- the fracture behavior of high strength steel during slow acterization of alloy carbides in tempering martensite:III. strain rate test.Corros Sci,2007,49(11):4081 Coarsening.Acta Metall Sin,2009,45(11):1297 [10]Naderi M.Hot Stamping of Ultra High Strength Steels (刘庆冬，褚于良，彭剑超，等.回火马氏体中合金碳化物 [Dissertation].Nordrhein-Westfalen:RWTH Aachen Uni- 的3D原子探针表征：Ⅲ.粗化.金属学报，2009,45(11)： versity,2007 1297) [11]Jiang C,Shan Z D,Zhuang B L,et al.Microstructure and [16 Naderi M,Ketabchi M,Abbasi M,et al.Analysis of mi- properties of hot stamping 22MnB5 steel.Trans Mater crostructure and mechanical properties of different hot Heat Treat,2012,33(3):78 stamped B-bearing steels.Steel Res Int,2010,81(3):216 (姜超，单忠德，庄百亮，等.热冲压成形钢22MnB5钢板的 [17]El-Bitar T,Gamil M,Mousa I,et al.Development of 组织和性能.材料热处理学报，2012,3(3)：78) carbon-low alloy steel grades for low temperature applica- [12]Wang L J,Cai Q W,Wu H B,et al.Effects of tempering tions.Mater Sci Eng A,2011,528(18):6039 temperature on the microstructure and mechanical prop- [18]Liu Y Z.Fundamental Theory of Materials Processing. erties of 1500 MPa grade steel directly quenched.J Univ Beijing:National Defense Industry Press,2004:326 Sci Technol Beijing.2010.32(9):1150 (刘雅政.材料成形理论基础.北京：国防工业出版社， (王立军，蔡庆伍，武会宾，等.回火温度对1500MPa级 2004,326) 直接淬火钢组织和性能的影响.北京科技大学学报，2010， [19 Shi J,Sun X J,Wang M Q,et al.Enhanced work- 32(9):1150) hardening behavior and mechanical properties in ultrafine- (13]Liu Q D,Liu W Q.Wang Z M,et al.3D atom probe char- grained steels with large-fractioned metastable austenite. acterization of alloy carbides in tempering martensite:I. Scripta Mater,2010,63(8):815 Nucleation.Acta Metall Sin,2009,45(11):1281 [20 Wang L J,Cai Q W.Yu W,et al.Microstructure and me- (刘庆冬，刘文庆，王泽民，等.回火马氏体中合金碳化物 chanical properties of 1500 MPa grade ultra-high strength 的3D原子探针表征：I.形核.金属学报，2009,45(11)： low alloy steel.Acta Metall Sin,2010,46(6):687 1281) (任立军，蔡庆伍，余伟，等.1500vPa级低合金超高强钢 [14]Liu Q D,Peng J C,Liu W Q,et al.3D atom probe char- 的微观组织与力学性能.金属学报，2010,46(6)：687)

第 9 期 程俊业等：回火温度对淬火后 30MnB5 热成形钢组织与性能影响 1157 ·· 火工艺的发展现状. 山东大学学报: 工学版, 2010, 40(3): 69) [8] Lee S J, Ronevich J A, Krauss G, et al. Hydrogen em￾brittlement of hardened low-carbon sheet steel. ISIJ Int, 2010, 50(2): 294 [9] Wang M Q, Akiyama E, Tsuzaki K. Effect of hydrogen on the fracture behavior of high strength steel during slow strain rate test. Corros Sci, 2007, 49(11): 4081 [10] Naderi M. Hot Stamping of Ultra High Strength Steels [Dissertation]. Nordrhein-Westfalen: RWTH Aachen Uni￾versity, 2007 [11] Jiang C, Shan Z D, Zhuang B L, et al. Microstructure and properties of hot stamping 22MnB5 steel. Trans Mater Heat Treat, 2012, 33(3): 78 (姜超, 单忠德, 庄百亮, 等. 热冲压成形钢 22MnB5 钢板的 组织和性能. 材料热处理学报, 2012, 33(3): 78) [12] Wang L J, Cai Q W, Wu H B, et al. Effects of tempering temperature on the microstructure and mechanical prop￾erties of 1500 MPa grade steel directly quenched. J Univ Sci Technol Beijing, 2010, 32(9): 1150 (王立军, 蔡庆伍, 武会宾, 等. 回火温度对 1500 MPa 级 直接淬火钢组织和性能的影响. 北京科技大学学报, 2010, 32(9): 1150) [13] Liu Q D, Liu W Q, Wang Z M, et al. 3D atom probe char￾acterization of alloy carbides in tempering martensite: I. Nucleation. Acta Metall Sin, 2009, 45(11): 1281 (刘庆冬, 刘文庆, 王泽民, 等. 回火马氏体中合金碳化物 的 3D 原子探针表征: Ⅰ. 形核. 金属学报, 2009, 45(11): 1281) [14] Liu Q D, Peng J C, Liu W Q, et al. 3D atom probe char￾acterization of alloy carbides in tempering martensite: II. Growth. Acta Metall Sin, 2009, 45(11): 1288 (刘庆冬, 彭剑超, 刘文庆, 等. 回火马氏体中合金碳化物 的 3D 原子探针表征: Ⅱ. 长大. 金属学报, 2009, 45(11): 1288) [15] Liu Q D, Chu Y L, Peng J C, et al. 3D atom probe char￾acterization of alloy carbides in tempering martensite: III. Coarsening. Acta Metall Sin, 2009, 45(11): 1297 (刘庆冬, 褚于良, 彭剑超, 等. 回火马氏体中合金碳化物 的 3D 原子探针表征: Ⅲ. 粗化. 金属学报, 2009, 45(11): 1297) [16] Naderi M, Ketabchi M, Abbasi M, et al. Analysis of mi￾crostructure and mechanical properties of different hot stamped B-bearing steels. Steel Res Int, 2010, 81(3): 216 [17] El-Bitar T, Gamil M, Mousa I, et al. Development of carbon-low alloy steel grades for low temperature applica￾tions. Mater Sci Eng A, 2011, 528(18): 6039 [18] Liu Y Z. Fundamental Theory of Materials Processing. Beijing: National Defense Industry Press, 2004: 326 (刘雅政. 材料成形理论基础. 北京: 国防工业出版社, 2004, 326) [19] Shi J, Sun X J, Wang M Q, et al. Enhanced work￾hardening behavior and mechanical properties in ultrafine￾grained steels with large-fractioned metastable austenite. Scripta Mater, 2010, 63(8): 815 [20] Wang L J, Cai Q W, Yu W, et al. Microstructure and me￾chanical 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. 1500MPa 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)