【正文】 500，HSS具有不同厚度的實(shí)驗(yàn)中基本力學(xué)性質(zhì)的值如圖2所示。單位：mm圖1形狀和尺寸試樣圖2示出了樣品（）的拉伸強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度，水冷淬火后，分別達(dá)到1500 MPa和1 000兆帕。淬火前的強(qiáng)度的值的兩倍優(yōu)于那些樣本，（USIBOR1500在圖1所示）。鋼板厚度/mm淬火后的拉伸強(qiáng)度淬火后的屈服強(qiáng)度淬火前的拉伸強(qiáng)度屈服強(qiáng)度淬火前工程應(yīng)力/MPa圖2不同厚度的高強(qiáng)度鋼淬火后的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度通常，熱壓成形的樣品被操作化轉(zhuǎn)變溫度以上的馬氏體組織。本實(shí)驗(yàn)中的加熱溫度的范圍是在750?1000℃，因?yàn)樗诳諝庵械臉悠芬桓读? s左右。然后，根據(jù)分析的樣品室的拉伸強(qiáng)度，熱成形后在不同的溫度和淬火，最適溫度可以發(fā)現(xiàn)，如圖3。從圖3，這是明顯的價(jià)值達(dá)到900兆帕，抗拉強(qiáng)度Rm在750℃的最優(yōu)值在900℃，為1530兆帕，當(dāng)溫度高于900℃，該值將下降。在結(jié)構(gòu)的FeFe3C相圖分析的基礎(chǔ)上，在750℃時(shí)，樣品處于鐵素體的奧氏體組織共存的過(guò)渡區(qū)。此時(shí)，奧氏體顯微組織的樣品中出現(xiàn)，并通過(guò)水冷卻，它可以轉(zhuǎn)化為馬氏體組織。因此，機(jī)械性能，如拉伸強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度，將得到改善。也就是說(shuō)，樣品的拉伸強(qiáng)度是一個(gè)小較高她比原有的（Rm是600兆帕斯卡或左右）。奧氏體的含量變大，隨著溫度的升高，和拉伸強(qiáng)度將逐漸提高。至于22MnB5鋼而言，奧氏體化溫度為約880℃。正如圖3所示，如果樣品迅速被加熱到900℃，空氣冷卻3，奧氏體的微觀結(jié)構(gòu)得到完全。然后，樣品是熱的形成和水冷卻的淬火，馬氏體組織樣品中的餾分是95％以上，所以該曲線示出了峰值。然而，當(dāng)溫度超過(guò)900℃，因?yàn)檫^(guò)熱度太大，微米晶粒長(zhǎng)得這么大的拉伸強(qiáng)度將降低。因此，高溫奧氏體組織樣品被加熱迅速獲得晶粒細(xì)化，以確定高強(qiáng)度鋼的力學(xué)性能的主要因素。不同于在實(shí)驗(yàn)室中，在本文中，成型和水冷卻系統(tǒng)的生產(chǎn)線中產(chǎn)生的樣品的相互作用機(jī)制可以客觀地顯示字符的質(zhì)量的產(chǎn)品的制造性能和微觀結(jié)構(gòu)。溫度/℃圖3拉伸強(qiáng)度與預(yù)熱溫度曲線至于樣品而言，A是初始的和未經(jīng)處理的樣品。 B是在900℃加熱4分鐘的樣品，C是熱處理后的試樣和水冷卻的淬火。的A，B和C的變形，分別為32％，24％和6％左右。一般而言，A是由主珠光體和少量的鐵素體，這是優(yōu)于馬氏體的韌性，因此，其變形是相對(duì)較好的。B由與高溫的過(guò)渡奧氏體微觀結(jié)構(gòu)，其韌性也優(yōu)于馬氏體，和變形是大于后者。 C是組成超過(guò)95％的馬氏體和小奧氏體。由于其較高的強(qiáng)度，韌性和可塑性的馬氏體是較低的，這就是說(shuō)，變形C是最低的，在圖4中，當(dāng)把樣品加熱4分鐘，拉伸在900℃，應(yīng)力 應(yīng)變曲線和testforce位移分別獲得曲線。位移/mm（a）應(yīng)力 應(yīng)變曲線 （b）試驗(yàn)力 位移曲線圖4應(yīng)力 應(yīng)變曲線和拉伸試驗(yàn)的試驗(yàn)力位移從圖4（a）后，加熱至900℃時(shí)，樣品的微觀結(jié)構(gòu)已經(jīng)被完全變成奧氏體。曲線的彈性變形階段中的值將趨于屈服點(diǎn)，之后逐漸增大的軸向試驗(yàn)力。這就是說(shuō)，將開始明顯的塑性變形的樣品后的屈服點(diǎn)。當(dāng)它被連續(xù)地拉伸，直到曲線的峰值點(diǎn)，縮頸的樣品會(huì)發(fā)生。通過(guò)高峰，應(yīng)力 應(yīng)變關(guān)系將變得更加復(fù)雜。從圖4（b）中，相應(yīng)的峰值后，試驗(yàn)力將降低，隨著樣品直到斷裂的減少的橫截面積。適當(dāng)?shù)捻g性及塑性變形奧氏體化的樣品，在900℃的適當(dāng)?shù)年P(guān)系可以看出，將有助于HSS是熱形成為復(fù)雜的汽車零件。這是一個(gè)有效的措施，構(gòu)成高速鋼與室溫馬氏體字符的，這本文對(duì)于HSS熱成型設(shè)計(jì)過(guò)程的一個(gè)理論基礎(chǔ)。汽車熱成型零件和原來(lái)的冷成型件的實(shí)際對(duì)比。無(wú)論是在回彈缺陷和在成形性有明顯的差別，如在圖51所示。從圖51，它表明，熱成型件具有更高的精度，形狀幾乎沒(méi)有失真，無(wú)回彈缺陷。但冷成型件出現(xiàn)變形缺陷，壓接，大的回彈和扭曲溝明顯，可以摧毀收益率的產(chǎn)品嚴(yán)重的產(chǎn)品嚴(yán)重破壞的產(chǎn)量，因此，同傳統(tǒng)的冷成型不同，車高強(qiáng)度鋼所生產(chǎn)的熱成型已成為一種必然的趨勢(shì)。此外，不僅成形性和微觀結(jié)構(gòu)的貢獻(xiàn)的基礎(chǔ)上，而且在成本上。樣品的組合物如表1所示。例如，組分硼作為樣本的一個(gè)組成部分，可以減少能量的晶界上的梯度，因?yàn)樗苋菀孜皆诰Ы缰?，以填補(bǔ)較低能量的缺陷。雖然水冷系統(tǒng)，一個(gè)相鐵素體的奧氏體化溫度下降很容易在晶界上成核。但是，鐵素體和貝氏體的成核和生長(zhǎng)將變得更慢，因?yàn)樵诰Ы缟系妮^低的能量梯度的，并且是有益的，使奧氏體穩(wěn)定，如果硼或處理參數(shù)的內(nèi)容是不適合的，將沉淀成分硼超飽和在晶界上，成為新的沉淀相，這使得能量梯度放大的核，導(dǎo)致硬化樣品的能力下降。在生產(chǎn)線中，混合相的析出和生長(zhǎng)將有效地被禁止，通過(guò)控制溫度和加熱速率。樣品被加熱至900℃，保持4分鐘。淬火后的樣品的外觀，在不低于30℃/ s的冷卻速率的微觀結(jié)構(gòu)是在圖6所示。原來(lái)的冷成型零件熱成型部件圖51熱成型和冷成型汽車零部件圖片初始樣品的主要微結(jié)構(gòu)，還沒(méi)有得到熱成形和冷卻水驟冷，在圖6（a）中，組成的鐵素體，珠光體和少量的碳化物。其抗拉強(qiáng)度Rm和屈服強(qiáng)度分別只有653兆帕和500兆帕。如圖6（b）表示，大部分樣品的顯微組織的淬火后的馬氏體，是帶狀形狀的內(nèi)容，這是在95％以上，并有無(wú)裂紋和其他應(yīng)力缺陷。原因是整個(gè)過(guò)程中樣品在水中均勻地加熱和冷卻；基于“C”曲線，甚至得到緊密排板條馬氏體微結(jié)構(gòu)也是由于最佳的水的冷卻速率，因此，里面的殘留相位是非常小的，此外，完整的接近排顯微結(jié)構(gòu)表明，殘余應(yīng)力（包括熱應(yīng)力和熱相變應(yīng)力等）已被完全釋放，不存在微間隙中的微米晶粒，以便受益更高的安全性和更好的機(jī)械性能的試樣。HSS的車輛在國(guó)內(nèi)的研究大多局限于在實(shí)驗(yàn)室做的，但先進(jìn)的自動(dòng)化生產(chǎn)技術(shù)是在實(shí)驗(yàn)室中難以實(shí)現(xiàn)。在本文中，產(chǎn)生的HSS的屬性的目標(biāo)是令人滿意的，和實(shí)際生產(chǎn)線的技術(shù)工藝也符合大規(guī)模生產(chǎn)的要求。（a）原始HSS熱成型，淬火前的組織。 （b）取得HSS熱成型，淬火后的組織。圖6HSS樣品的熱成型和淬火前后顯微結(jié)構(gòu)外觀3結(jié)論1）在生產(chǎn)線中，作為高速鋼迅速加熱至900℃，保持4分鐘，拉伸強(qiáng)度可以達(dá)到1530 ，奧氏體轉(zhuǎn)變將是不完整的，與此相反，如果溫度過(guò)高，細(xì)顆粒將增長(zhǎng)過(guò)大。他們都將減少的拉伸強(qiáng)度。2）由于在高溫下，含22MnB5的鋼（HSS）適當(dāng)?shù)捻g性及塑性變形性能使奧氏體化HSS可以有利地?zé)嵝纬蔀閺?fù)雜和精確的汽車零部件。3）在淬火過(guò)程中的最佳水冷卻速率可以使HSS實(shí)現(xiàn)了理想的顯微組織中的超過(guò)95％的馬氏體和非常小的量殘余奧氏體，并有助于緩解應(yīng)力程序有效地完成。這也是保證HSS部分具有高強(qiáng)度和無(wú)缺陷，如破裂和卷邊。參考文獻(xiàn)：[ 1] Schieβl G, Pos schn T , Heller T , etal. 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