对于基于力学性能梯度的硼钢板热冲压成形，淬火阶段的控制是非常关键的。在适当的工艺参数匹配下，热冲压零件的高强度区域主要由马氏体组成，低强度区域则由铁素体和贝氏体组成，实现局部控性的效果。当冷却速率过低时，钢中硼相会沿晶界连续析出，从而会降低硼钢板的淬透性。变形后冷却速率比较低，硼以平衡偏聚为主，偏聚量较少；当冷却速率适当提高后，则以非平衡偏聚为主，此时偏聚程度随冷却速率的加快而减少，延伸率也得到一定程度的提高[59]。冷却速率不同，硼钢板中发生的相变会有很大的差别，从大冷却速率下发生的马氏体相变，中等冷却速率下的贝氏体相变到小冷却速率下的铁素体相变，最终得到的材料力学性能也将有很大的差别。
相变的开始和结束温度对热冲压工艺参数的设计和选择有很重要的影响。冷却速率分别为50K/s、10K/s和2K/s时硼钢板的DIL曲线如图2-13所示。当试样以2K/s的冷却速率从1173K直接淬火至室温时，DIL曲线上的波动发生在993～872K之间。根据相变的温度范围[60]，该波动可以确定为奥氏体向铁素体的转变，即铁素体相变开始温度（Fs）为993K，结束温度（Ff）为892K；相应的相变膨胀量为40.2μm。当冷却速率为10K/s时发生贝氏体相变，贝氏体相变开始温度（Bs）为933K，结束温度（Bf）为739K；相应的相变膨胀量为32.8μm。当冷却速率为50K/s时发生马氏体相变，马氏体相变开始温度（Ms）为664K，结束温度（Mf）为588K；相应的相变膨胀量为58.4μm。
当试样从1173K开始降温，奥氏体处于过冷状态，其自由能高于其他相。因此当奥氏体向其他相转变时系统的自由能降低。铁素体相变是扩散型相变，相变时碳原子不断地从铁素体转移到奥氏体，因此，相变速度相对较慢[61]。由于存在碳原子扩散的需要，铁素体相变只能在较高的温度和较低的冷却速率下进行。马氏体是在富碳奥氏体中生成中，可以在很短的时间内继承原奥氏体的碳原子[62]。由于马氏体相变不依赖原子的扩散，因此可以在较低的温度和较高的冷却速率下进行。根据相变类型和原子的扩散速度，贝氏体相变的温度范围和冷却速率介于铁素体和马氏体之间。
Dommarco等人[63]测得铁素体的硬度为198HV0.2，贝氏体和马氏体的维氏硬度可以通过Åkerström和Oldenburg[64]建立的公式计算获得：
HVB=259.4-254.7C+4834.1C2 （4-56）
57HVM=181.1+2031.9C-1940.1C2 （4-57）
式中，下标B和M分别表示贝氏体及马氏体，C表示碳元素含量（质量百分比）。由于所用硼钢板22MnB5的碳元素含量（质量百分比）为0.2%，贝氏体及马氏体维氏硬度的理论值分别为402和510。(https://www.xing528.com)
根据硬度测试结果，经冷却速率2K/s、10K/s和50K/s分别淬火处理后硼钢板HV0.2的平均硬度分别为198、400和513。试验结果与理论值吻合较好，即可以确认在以上冷却速率下硼钢板发生的相变分别为铁素体、贝氏体及马氏体相变，相应的金相结果如图4-14所示。
根据冷却速率和硼钢板铁素体的相变开始温度，铁素体在淬火冷却开始90s后生成（全部热处理过程的450s后，淬火开始在全部热处理过程的第360s，即升温过程60s及保温过程300s），相变过程持续约50s；贝氏体在淬火冷却开始24s后生成，相变过程持续约15s；而马氏体在淬火冷却开始10.2s后生成，相变过程持续约1.5s。
此外，将成形过程中只发生一种相变的情况进行比较，马氏体相变结束时铁素体和贝氏体相变还没有开始，单一铁素体或贝氏体组织需要的淬火时间较长，因此单一相的组织不推荐用于低强度区域，并且单一相的组织很难满足力学性能梯度零件的多样化要求。相应的，通过控制冷却路径获得多相混合的微观组织则具有很强的实用性。
图4-14 硼钢板经不同冷却速率淬火处理后获得的微观组织
a）冷却速率2K/s b）冷却速率10K/s c）冷却速率50K/s
免责声明：以上内容源自网络，版权归原作者所有，如有侵犯您的原创版权请告知，我们将尽快删除相关内容。
