30SiMnCrB5热成形钢的微观组织和力学性能

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 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 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 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 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 tem￾perature，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 dif￾ferent 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 ·