鈮微合金化和淬火速率對(duì)熱成形鋼組織與力學(xué)性能的影響

陳 華，丁燦燦，胡 斌，羅海文（北京科技大學(xué) 冶金與生態(tài)工程學(xué)院，北京 100083）

目前汽車行業(yè)面臨的主要挑戰(zhàn)包括提高燃油效率，減少溫室氣體排放和增強(qiáng)汽車碰撞安全性［1-3］。汽車制造過程中大量使用高強(qiáng)度鋼，實(shí)現(xiàn)汽車的輕量化是同時(shí)解決以上問題的有效途徑。如鋼板厚度每減少0.5 mm，車身減重6%［4］。熱成形鋼因高強(qiáng)度和易成形的優(yōu)點(diǎn)在汽車上廣泛應(yīng)用，其中22MnB5 鋼是應(yīng)用最廣泛的熱成形鋼鋼種之一［5］。隨著汽車行業(yè)對(duì)安全性和輕量化要求的進(jìn)一步提高，迫切需要開發(fā)出強(qiáng)度和塑性更高的熱成形鋼進(jìn)行升級(jí)換代。近年來，通過添加微合金化元素改善熱成形鋼力學(xué)性能的技術(shù)日趨受到關(guān)注［6-9］。但目前的研究大多關(guān)注在同一淬火工藝下微合金化元素對(duì)熱成形鋼顯微組織、強(qiáng)度和氫脆的影響［8-11］，鮮有關(guān)于不同淬火工藝下微合金化元素對(duì)熱成形鋼力學(xué)性能和顯微組織影響的研究報(bào)道。然而現(xiàn)有研究表明，淬火速率會(huì)顯著影響馬氏體鋼中第二相的析出和力學(xué)性能［12-14］?；诖耍慊鹚俾蕦?duì)微合金化熱成形鋼的影響機(jī)制還需要進(jìn)一步的探究。

本工作將傳統(tǒng)22MnB5 熱成形鋼成分優(yōu)化后進(jìn)行Nb 微合金化，研究水淬和油淬兩種淬火工藝下Nb 微合金化熱成形鋼的組織與力學(xué)性能，并與22MnB5 鋼進(jìn)行對(duì)比，進(jìn)一步探討Nb 微合金化對(duì)熱成形鋼力學(xué)性能的影響機(jī)制。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

本實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)的Nb 微合金化熱成形鋼（記為HNb）與22MnB5 鋼的成分如表1 所示，實(shí)驗(yàn)鋼在22MnB5 鋼的基礎(chǔ)上進(jìn)行Nb 微合金化細(xì)化熱成形鋼的組織進(jìn)而改善熱成形鋼的力學(xué)性能，同時(shí)考慮Nb 可與碳結(jié)合形成碳化物降低淬透性，因此增加了Cr 和Ni 含量以增強(qiáng)淬透性、改善強(qiáng)度和塑性。實(shí)驗(yàn)鋼采用真空冶煉并澆鑄成鑄坯，鑄坯在1200 ℃均勻化退火1 h 后，熱鍛成截面積為60 mm×100 mm 的鍛坯，終鍛溫度為900 ℃，然后空冷至室溫。鍛坯加熱至1200 ℃均勻化退火1 h，經(jīng)8 道次熱軋至3 mm 厚度，終軋溫度為850 ℃，熱軋后空冷至室溫。熱軋板經(jīng)酸洗去除氧化鐵皮后，冷軋至1.6 mm 厚度。冷軋板在馬弗爐中加熱至900 ℃，保溫3 min，然后分別在水與淬火油中淬火模擬熱成形工藝?yán)鋮s過程，此外，部分水淬樣品在170 ℃保溫20 min（水淬+回火），模擬烘烤硬化過程。冷軋板經(jīng)過熱處理后被制成25 mm 標(biāo)距的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，在WDW-200C 型拉伸機(jī)上進(jìn)行拉伸測(cè)試，拉伸速率為1 mm/min，每種工藝下的力學(xué)性能測(cè)試3 次，實(shí)驗(yàn)結(jié)果取平均值。

表1 HNb 鋼與22MnB5 鋼的實(shí)驗(yàn)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical compositions of the HNb and 22MnB5 steels （mass fraction/%）

樣品經(jīng)過標(biāo)準(zhǔn)磨拋后在體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液中浸泡12~14 s，采用JSM-6701F 型冷場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）觀察樣品的顯微組織。樣品在體積分?jǐn)?shù)為15%的高氯酸酒精溶液中電解拋光，電壓為20 V，拋光時(shí)間為15 s，采用背散射電子衍射（EBSD）表征大角度晶界和相分布，使用配套的OIM軟件進(jìn)行數(shù)據(jù)分析。采用X 射線衍射儀（XRD）對(duì)制備好的樣品進(jìn)行分析，計(jì)算樣品的位錯(cuò)密度、半高寬和晶格間距，根據(jù)（200）γ，（220）γ，（311）γ，（200）α和（211）α衍射峰的積分強(qiáng)度計(jì)算了殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)。使用線切割機(jī)在淬火后的樣品上切出0.3 mm 的薄片，減薄至40 μm 以下，然后沖出直徑為3 mm 的小圓片，利用電解雙噴制取透射樣品，在JEM-2200FS 型場(chǎng)發(fā)射透射電子顯微鏡（TEM）上觀察析出相。通過DIL805A/D 熱膨脹儀測(cè)量?jī)煞N鋼的相變溫度，樣品尺寸為10 mm×4 mm×1.6 mm，樣品以5 ℃/s 加熱速率加熱至900 ℃，然后保溫3 min 后立即以40 ℃/s 冷卻速率冷卻至室溫，加熱和冷卻過程如圖1 所示，測(cè)得22MnB5 鋼和HNb 鋼的Ac3點(diǎn)溫度分別為840 ℃與824 ℃，Ms點(diǎn)溫度分別為386 ℃與375 ℃。

圖1 HNb 鋼和22MnB5 鋼加熱與冷卻時(shí)的膨脹曲線Fig.1 Dilatation curves of HNb and 22MnB5 steels during heating and cooling

2 結(jié)果與分析

2.1 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

圖2 （a）和表2 分別為水淬（W）、油淬（O）與水淬+回火（WT）三種熱處理工藝下HNb 鋼和22MnB5鋼的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線與力學(xué)性能數(shù)據(jù)?？梢钥闯?，在相同的淬火方式下，HNb 鋼的抗拉強(qiáng)度（ultimate tensile strength，UTS）和總伸長(zhǎng)率（total elongation，TE）都高于22MnB5 鋼。在油淬方式下，HNb 鋼的屈服強(qiáng)度（yield strength，YS）比22MnB5 鋼高133 MPa，而在水淬方式下，兩種鋼屈服強(qiáng)度相當(dāng)，在水淬+回火處理后，HNb 鋼的屈服強(qiáng)度又高于22MnB5 鋼。同一種鋼的水淬樣品屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都大于油淬樣品?？傮w比較，HNb 鋼在油淬條件下的屈服強(qiáng)度為1200 MPa，抗拉強(qiáng)度為1680 MPa，總伸長(zhǎng)率為9.6%，均優(yōu)于傳統(tǒng)22MnB5 熱成形鋼。圖2（b）為HNb 鋼水淬和水淬+回火工藝下的真應(yīng)力-應(yīng)變拉伸曲線。對(duì)比可知，HNb 鋼淬火態(tài)拉伸曲線表現(xiàn)出逐漸屈服過程和更早偏離彈性階段的現(xiàn)象，而淬火+回火態(tài)拉伸曲線則表現(xiàn)出“整體屈服”和較遲偏離彈性階段的現(xiàn)象。

圖2 HNb 鋼與22MnB5 鋼在不同工藝下的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線（a）以及HNb 鋼淬火和回火態(tài)應(yīng)力-應(yīng)變曲線流動(dòng)行為對(duì)比（b）Fig.2 Engineering stress-strain curves of the HNb and 22MnB5 steels with different processes（a） and comparison of true stress-strain curve flow behavior between quenched and tempered HNb steel（b）

表2 HNb 鋼和22MnB5 鋼在不同工藝下的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of HNb and 22MnB5 steels with different processes

圖3 給出了HNb 鋼和22MnB5 鋼水淬與油淬樣品的微觀組織SEM 圖，由圖3 可知，所有樣品的組織為全馬氏體組織。在水淬條件下，HNb 鋼的馬氏體組織光滑平整，且板條形貌不明顯，如圖3（a）所示。而在油淬條件下，HNb 鋼的馬氏體組織變得粗糙不平，而且板條形貌變得更加明顯，如圖3（b）所示。這可能是因?yàn)橛痛憷鋮s速率比水淬低，馬氏體自回火程度增加的緣故［14-16］。圖3（c），（d）分別為22MnB5 鋼的水淬和油淬樣品，其組織形貌變化與HNb 鋼基本一致。圖4（a），（b）分別為HNb 鋼水淬和油淬樣品的TEM 圖片，對(duì)比可知，兩種淬火方式下鋼中都有過渡性碳化物的析出，這一結(jié)果已經(jīng)得到證實(shí)［14］。不同的是，HNb 鋼油淬樣品組織中析出的過渡性碳化物的數(shù)量更多且尺寸更為粗大，圖中箭頭代表自回火過程中析出的過渡性碳化物，這說明相比于水淬樣品，油淬下的馬氏體自回火程度更高。

圖3 不同淬火工藝下的HNb 鋼和22MnB5 鋼微觀組織SEM 圖（a）HNb-W；（b）HNb-O；（c）22MnB5-W；（d）22MnB5-OFig.3 SEM images of microstructure in HNb and 22MnB5 steels with different quenching processes（a）HNb-W；（b）HNb-O；（c）22MnB5-W；（d）22MnB5-O

圖4 不同淬火工藝下的HNb 鋼微觀組織TEM 圖（a）HNb-W；（b）HNb-OFig.4 TEM images of microstructure in HNb steel with different quenching processes（a）HNb-W；（b）HNb-O

圖5 （a-1），（b-1）分別為采用EBSD 技術(shù)得到的22MnB5 鋼和HNb 鋼油淬樣品大角度晶界（highangle grain boundaries，HAGBs）分布圖，對(duì)比可知，HNb 鋼的大角度晶界密度更高。圖中定義取向差>15°的晶界為大角度晶界（黑線），所謂大角度晶界（包括原奧氏體晶界、馬氏體束界和馬氏體塊界）是指對(duì)位錯(cuò)滑移運(yùn)動(dòng)起阻礙作用并能造成位錯(cuò)塞積的晶界，因此大角度晶界通常被作為有效晶粒尺寸［17-18］。圖5（a-2），（b-2）為采用線性截距法測(cè)得有效晶粒尺寸統(tǒng)計(jì)分布圖，測(cè)量獲得22MnB5鋼和HNb鋼的有效晶粒尺寸平均值分別為（1.4±0.6） μm 和（1.1±0.5） μm，顯然，HNb 鋼的有效晶粒尺寸顯著小于22MnB5 鋼。

圖5 22MnB5 鋼與HNb 鋼油淬條件下大角度晶界圖（1）及其尺寸統(tǒng)計(jì)分布圖（2）（a）22MnB5 鋼；（b）HNb 鋼Fig.5 HAGBs images（1） and HAGBs size statistical distribution images（2） of 22MnB5 and HNb steels under oil quenching condition（a）22MnB5 steel；（b）HNb steel

圖6 （a）為HNb 鋼和22MnB5 鋼水淬與油淬樣品的X 射線衍射譜圖，可以看出，所有試樣都表現(xiàn)出明顯馬氏體衍射峰。此外，HNb 鋼油淬樣品除了出現(xiàn)馬氏體衍射峰外，還出現(xiàn)了微弱奧氏體衍射峰，經(jīng)計(jì)算殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)為1.6%。同時(shí)通過EBSD 技術(shù)檢測(cè)HNb 鋼油淬樣品組織中還含有體積分?jǐn)?shù)為1.8%的殘余奧氏體，如圖6（b）所示，這與XRD 檢測(cè)結(jié)果幾乎一致，進(jìn)一步證實(shí)了殘余奧氏體的存在。圖7（a）為HNb 鋼和22MnB5 鋼水淬與油淬樣品（211）α晶面的衍射峰，由圖可知，同一種鋼水淬樣品的衍射峰半高寬（full width at half maximum，F(xiàn)WHM）大于油淬。圖7（b）為HNb 鋼和22MnB5 鋼在兩種淬火方式下不同晶面的衍射峰半高寬大小，由圖可知，對(duì)于同一種鋼，隨著淬火速率的提高半高寬增加，根據(jù)文獻(xiàn)報(bào)道［19-20］，位錯(cuò)密度和殘余應(yīng)力的增加都會(huì)使半高寬增大。但可以確定的是水淬樣品的殘余應(yīng)力大于油淬樣品，這是因?yàn)樗銟悠返淖曰鼗鸪潭鹊停?9］，導(dǎo)致淬火應(yīng)力增加進(jìn)而使半高寬增大。在同一種淬火方式下，HNb 鋼的半高寬大于22MnB5 鋼，這可能是因?yàn)镠Nb 鋼具有更高的位錯(cuò)密度，Kennett 等［21］研究表明淬火態(tài)馬氏體鋼的位錯(cuò)密度隨晶粒尺寸減小而增加（成分與實(shí)驗(yàn)鋼相近），而HNb 鋼具有更小的晶粒尺寸。圖8（a）為HNb鋼和22MnB5 鋼水淬與油淬樣品不同晶面的晶格間距，可以看出，同一種鋼水淬樣品的晶格間距大于油淬樣品，則水淬樣品的晶格應(yīng)變（（dhkl-d0）/d0，其中dhkl是鋼的（hkl）晶面的晶格間距，d0是無(wú)應(yīng)力狀態(tài)的晶格間距）大于油淬樣品。根據(jù)胡克定律可知，兩種鋼水淬樣品殘余應(yīng)力大于相應(yīng)油淬樣品［22］。采用Williamson-Hall 模型［23］計(jì)算兩種鋼水淬和油淬樣品的位錯(cuò)密度，結(jié)果如圖8（b）所示，可知在同種淬火方式下，HNb 鋼的位錯(cuò)密度高于22MnB5 鋼，而且兩種鋼水淬樣品的位錯(cuò)密度略高于相對(duì)應(yīng)的油淬樣品。

圖6 HNb 鋼和22MnB5 鋼的XRD 譜圖（a）以及采用EBSD 技術(shù)獲得油淬下HNb 鋼的相分布圖（b）Fig.6 XRD patterns of HNb and 22MnB5 steels（a） and the phase distribution image of HNb steel after oil quenching（b）

圖7 不同淬火條件下HNb 鋼與22MnB5 鋼（211）α晶面衍射峰（a）以及不同晶面衍射峰的半高寬大?。╞）Fig.7 （211）α diffraction peak（a） and FWHM of diffraction peaks on different crystal planes（b） of HNb and 22MnB5 steels under different quenching conditions

圖8 不同淬火條件下HNb 鋼與22MnB5 鋼不同晶面的晶格間距（a）與位錯(cuò)密度（b）Fig.8 Lattice spacing of different crystal planes（a） and dislocation density（b） of HNb and 22MnB5 steels under different quenching conditions

圖9 （a）為HNb 鋼析出相的TEM 圖及能譜圖。從TEM 圖中可觀察到平均尺寸約為20 nm 的球形析出相，黑色箭頭表示析出物相，通過能譜分析可知析出相應(yīng)是（Nb，Ti）C，這與含Nb 熱成形鋼析出相的形貌及尺寸很相似［8，10，24］。利用Thermo-Calc 9.0 熱力學(xué)平衡軟件分別計(jì)算了不同溫度下22MnB5 鋼中TiC 和HNb 鋼中（Nb，Ti）C 析出體積分?jǐn)?shù)，如圖9（b）所示。由于水淬和油淬冷卻速率高，在淬火過程中TiC 和（Nb，Ti）C 來不及析出，因此900 ℃未溶解的（Nb，Ti）C 體積分?jǐn)?shù)代表淬火后的析出量。計(jì)算得出900 ℃時(shí)HNb 鋼和22MnB5 鋼中分別析出體積分?jǐn)?shù)為0.156%的（Nb，Ti）C 與0.112%的TiC，HNb 鋼中的（Nb，Ti）C 體積分?jǐn)?shù)比22MnB5 鋼中的TiC 高出0.044%。

圖9 HNb 鋼析出相的TEM 圖與能譜圖（a）以及通過Thermo-Calc 計(jì)算的HNb 鋼和22MnB5 鋼中析出相的體積分?jǐn)?shù)（b）Fig.9 TEM image and energy spectrum of precipitation in HNb steel（a） and volume fraction of precipitation in HNb and 22MnB5 steels calculated by Thermo-Calc（b）

2.2 分析討論

不同淬火方式下，兩種鋼的屈服強(qiáng)度差發(fā)生了變化，在油淬方式下，HNb 鋼與22MnB5 鋼的屈服強(qiáng)度相差133 MPa，而在水淬方式下，這兩種鋼的屈服強(qiáng)度相當(dāng)，導(dǎo)致這一現(xiàn)象的原因可能是影響屈服強(qiáng)度的主要因素發(fā)生了變化。以下分別對(duì)油淬和水淬方式下屈服強(qiáng)度差變化的原因進(jìn)行討論。

一般來說，鋼的屈服強(qiáng)度主要由固溶強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化決定［10，25］。HNb 鋼與22MnB5 鋼的成分基本一致，在同種淬火方式下，固溶強(qiáng)化不會(huì)是導(dǎo)致屈服強(qiáng)度差異的因素。因此這里只計(jì)算細(xì)晶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化。

細(xì)晶強(qiáng)化增量σg可以用Hall-Patch 公式來計(jì)算［10］：

式中：ky為Hall-Patch 系數(shù)；d為實(shí)驗(yàn)鋼的有效晶粒尺寸（圖5）。根據(jù)文獻(xiàn)報(bào)道［18］可知，采用大角度晶界作為有效晶粒尺寸時(shí)，ky值為210 MPa·μm1/2，HNb 鋼和22MnB5 鋼細(xì)晶強(qiáng)化增量分別為200 MPa 和177 MPa，前者比后者高23 MPa。

鋼中的析出強(qiáng)化增量σp一般認(rèn)為由位錯(cuò)繞過第二相顆粒而繼續(xù)滑移所需額外應(yīng)力，也就是Ashby-Orowan 機(jī)制［10，25-26］，其計(jì)算公式為：

式中：G為剪切模量，取值為83 GPa［26］；b為Burgers 矢量，取值為0.248 nm［10］；Vf為析出相的體積分?jǐn)?shù)；X為析出相的尺寸。Nb 微合金化使得HNb 鋼析出更多的（Nb，Ti）C析出相，HNb鋼析出相的體積分?jǐn)?shù)比22MnB5鋼高0.044%（圖9（b）），由此可得，HNb 鋼比22MnB5鋼產(chǎn)生的析出強(qiáng)化增量高出43 MPa。

位錯(cuò)強(qiáng)化增量σd可以用式（3）表示［10，27］：

式中：M為Taylor 因子，取值為3；α為常數(shù)，取值為0.24［10，28］；ρ為位錯(cuò)密度（圖8（b））。通過計(jì)算得出油淬下的HNb 鋼和22MnB5 鋼位錯(cuò)強(qiáng)化增量分別為832 MPa 和752 MPa，前者比后者高80 MPa。

對(duì)HNb 鋼與22MnB5 鋼這三部分強(qiáng)化增量直接線性疊加，計(jì)算得出油淬后HNb鋼的屈服強(qiáng)度比22MnB5鋼高146 MPa，這與兩種鋼油淬后實(shí)驗(yàn)屈服強(qiáng)度的差距（133 MPa）非常接近。這說明HNb 鋼和22MnB5 鋼油淬后的屈服強(qiáng)度的區(qū)別主要是細(xì)晶強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化的共同作用。

而水淬條件下，HNb 鋼和22MnB5 鋼的屈服強(qiáng)度差按照式（1）~（3）計(jì)算也應(yīng)當(dāng)在133 MPa 左右，但是實(shí)際兩種鋼屈服強(qiáng)度相當(dāng)（表2）。這表明兩種鋼水淬后影響屈服強(qiáng)度的主要因素發(fā)生變化。眾所周知，馬氏體相變會(huì)產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力（對(duì)于薄板，內(nèi)應(yīng)力主要由奧氏體向馬氏體相變過程中產(chǎn)生的，即相變殘余應(yīng)力［19］）。Hutchinson 等［29］研究表明淬火態(tài)馬氏體鋼中殘余應(yīng)力分量與外加載荷對(duì)齊的區(qū)域，在加載時(shí)有利于先屈服，而非對(duì)齊區(qū)域則后屈服，這解釋了淬火態(tài)馬氏體鋼拉伸曲線逐漸屈服的過程。Hutchinson 等［19］還研究表明水淬過程中奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體后會(huì)產(chǎn)生相變殘余應(yīng)力，這種殘余應(yīng)力對(duì)施加載荷過程中的馬氏體鋼的屈服行為起主導(dǎo)作用，其板條大小與碳分布的影響則很小。由此推測(cè)，導(dǎo)致兩種鋼水淬條件下屈服強(qiáng)度相當(dāng)?shù)脑蚝芸赡苁窍嘧儦堄鄳?yīng)力增加的緣故。HNb 鋼與22MnB5 鋼水淬后的半高寬明顯高于油淬（圖7（b）），這很可能是組織中殘余應(yīng)力增加的緣故［19-20］，因?yàn)樗憷渌俅笥谟痛悖曰鼗鸪潭鹊?，?dǎo)致相變殘余應(yīng)力增加，進(jìn)而使半高寬增大。這可從兩種鋼水淬樣品的晶格間距大于油淬樣品中得到證實(shí)（圖8（a）），因?yàn)榫Ц耖g距越大晶格應(yīng)變就越大進(jìn)而殘余應(yīng)力越大［22］。基于此，相比于油淬，水淬樣品的殘余應(yīng)力更高，對(duì)屈服行為的影響更加顯著。本實(shí)驗(yàn)相變殘余應(yīng)力主要受Ms點(diǎn)和冷卻速率的影響［30］，HNb鋼與22MnB5 鋼的成分相近，Ms點(diǎn)僅相差11 ℃，在冷速較高的水淬條件下，因Ms造成自回火程度差別不會(huì)顯著，即水淬條件下兩種鋼的殘余應(yīng)力相差不大。因此，水淬后兩種鋼屈服強(qiáng)度相當(dāng)?shù)脑蚋嗟氖窍嘧儦堄鄳?yīng)力影響，而非細(xì)晶、沉淀和位錯(cuò)的共同作用。為了進(jìn)一步證實(shí)水淬條件下相變殘余應(yīng)力對(duì)屈服強(qiáng)度的影響，對(duì)HNb 鋼和22MnB5 鋼水淬試樣進(jìn)行170 ℃回火去殘余應(yīng)力，然后進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，結(jié)果表明，去應(yīng)力回火后HNb 鋼的屈服強(qiáng)度比22MnB5 鋼高出60 MPa，與油淬方式下出現(xiàn)相同的現(xiàn)象，而且拉伸曲線由逐漸屈服過程轉(zhuǎn)變成“整體屈服”（圖2（b）），這些現(xiàn)象進(jìn)一步證實(shí)了實(shí)驗(yàn)鋼中存在相變殘余應(yīng)力并顯著影響鋼的屈服行為［19，30］。

兩種淬火方式下，HNb 鋼的總伸長(zhǎng)率都優(yōu)于22MnB5 鋼（圖2（a）和表2）。對(duì)于水淬下，主要是因?yàn)镠Nb 鋼晶粒細(xì)化改善了塑性［31-32］。而對(duì)于油淬下，HNb 鋼塑性改善主要有以下兩方面原因：（1）晶粒細(xì)化；（2）HNb 鋼油淬后產(chǎn)生較多殘余奧氏體（圖6）。這是因?yàn)镠Nb 鋼中更多的Ni 和Cr 元素，有利于殘余奧氏體的形成，同時(shí)Vercruysse 等［33］的研究結(jié)果表明，Nb 的加入細(xì)化了晶粒，提高了奧氏體的穩(wěn)定性，增加了殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)。

3 結(jié)論

（1）Nb 微合金化熱成形鋼（HNb 鋼）在油淬條件下具有良好的力學(xué)性能，屈服強(qiáng)度為1200 MPa，抗拉強(qiáng)度為1680 MPa，總伸長(zhǎng)率為9.6%，均優(yōu)于傳統(tǒng)22MnB5 熱成形鋼。

（2）淬火速率高產(chǎn)生的相變殘余應(yīng)力影響Nb 微合金化熱成形鋼的屈服強(qiáng)度。在油淬方式下，相比于22MnB5 鋼， HNb 鋼的屈服強(qiáng)度增加了133 MPa，這是細(xì)晶、位錯(cuò)和析出強(qiáng)化共同作用的結(jié)果。而在水淬方式下，冷卻速率高造成自回火程度低，馬氏體相變殘余應(yīng)力增大，成為影響屈服強(qiáng)度的主導(dǎo)因素，導(dǎo)致水淬后HNb 鋼的屈服強(qiáng)度與22MnB5 鋼相當(dāng)。去應(yīng)力回火后由于殘余應(yīng)力釋放，HNb 鋼的屈服強(qiáng)度比22MnB5 鋼高出60 MPa。

（3）與22MnB5 鋼相比，HNb 鋼油淬樣品馬氏體組織的亞結(jié)構(gòu)更細(xì)小，且組織中存在少量的殘余奧氏體，兩者使得HNb 鋼塑性略有改善。