閔永安，趙潔璠，林建平，閔峻英（.上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海0007；.同濟大學(xué)機械與能源工程學(xué)院，上海0804）

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22MnB5鋼熱變形誘發(fā)相變及其對組織性能的影響

閔永安1，趙潔璠1，林建平2，閔峻英2
（1.上海大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海200072；2.同濟大學(xué)機械與能源工程學(xué)院，上海201804）

利用Gleeble 3500熱力試驗機對22MnB5鋼板在溫度900～600℃、應(yīng)變速率0.01～0.40s－1條件下進行熱拉伸，研究變形過程中的應(yīng)力應(yīng)變行為，并結(jié)合光鏡、掃描電鏡、X射線衍射儀和硬度測試儀分析試樣的微觀組織，探究熱變形對相變的影響.結(jié)果表明：當(dāng)溫度為800℃，應(yīng)變速率達到0.10s－1后，變形將誘發(fā)鐵素體相變；在700℃下熱變形促進鐵素體相變；在600℃下熱變形將誘發(fā)貝氏體相變.在800～600℃熱變形過程中，由于形變應(yīng)變誘發(fā)或促進了奧氏體轉(zhuǎn)變，22MnB5鋼的變形抗力降低、延性提高，從而改善了成型性能；相應(yīng)沖壓件的強度在900～1 000MPa.

硼鋼；熱變形；相變；變形溫度；應(yīng)變速率

汽車輕量化是實現(xiàn)節(jié)能減排的有效途徑，高強度鋼板因其兼顧輕量化與安全性，在汽車行業(yè)得到日益廣泛的應(yīng)用［1－2］.按成形溫度和工藝特點，高強度汽車鋼板可分為冷成形鋼與熱成形鋼.其中冷成形高強鋼包括雙相鋼、相變誘發(fā)塑性（TRIP）鋼、馬氏體鋼等，這類鋼在成形過程中變形抗力大，對設(shè)備要求高，且零件從模具中取出后，回彈現(xiàn)象嚴重，容易出現(xiàn)較大的扭曲、翹曲［3］.而熱成形鋼板由于是在高溫下成形，具有易成形、尺寸穩(wěn)定等優(yōu)點［4－5］.

熱成形工藝主要流程是將退火態(tài)的硼鋼板加熱至900℃附近，保溫適當(dāng)時間完全奧氏體化后，移入帶有冷卻系統(tǒng)的模具中進行沖壓成型，并快速冷卻使鋼板發(fā)生馬氏體相變，同時實現(xiàn)控形和控性目的，最終可獲得抗拉強度達到1 500 MPa的沖壓件［6］.熱沖壓制成的零件強度高、尺寸精度高、碰撞性能好［7－8］.

在奧氏體區(qū)變形并快速冷卻獲得馬氏體組織的熱成型工藝技術(shù)已得到廣泛研究［9－10］.近年來，力學(xué)性能梯度沖壓件成為熱成形技術(shù)領(lǐng)域的研究熱點［11－12］.例如，轎車B柱中部需要足夠的強度使得汽車在承受沖擊時能保證車體完整性，而兩端則需要較好的延展性以吸收能量，降低碰撞對乘員造成的危害.為實現(xiàn)力學(xué)性能的梯度化，在熱成形過程中，這類沖壓件不同部位需采用不同的工藝參數(shù)以達到組織性能的有效控制.本文通過試驗研究硼鋼板在奧氏體-鐵素體兩相區(qū)的熱變形行為，探究工藝過程中的相變和組織特征，深入分析變形對相變的影響，為力學(xué)性能梯度沖壓件的工藝制定提供技術(shù)依據(jù).

1 試驗方法

試驗用22MnB5鋼板的化學(xué)成分如表1所示，將1.6 mm厚的鋼板加工成如圖1所示的拉伸試樣.

表1 試驗用22MnB5鋼的化學(xué)成分Tab.1_Chemical composition of 22MnB5steel %

圖1 硼鋼板拉伸試樣尺寸（單位：mm）Fig.1 Dimensions of tensile specimen（unit：mm）

根據(jù)Fan等的研究［13］，900、800℃下22MnB5鋼處于單相奧氏體狀態(tài)，700、600℃則處于奧氏體-鐵素體兩相區(qū).據(jù)此設(shè)計試驗方案如下：

在Gleeble 3500熱力試驗機上進行高溫拉伸試驗，模擬22MnB5鋼熱成形過程.試驗過程中，記錄試樣溫度、應(yīng)力以及位移等參數(shù)的變化，以研究其應(yīng)力應(yīng)變行為和相變過程特點.

試樣共分4組，每組3根試樣.1組試樣以15 ℃·s－1的速率加熱到900℃、保溫5min完全奧氏體化后，分別以0.01、0.10、0.40s－1的應(yīng)變速率拉伸至斷裂，斷裂后噴氮氣快速冷卻至200℃以下.

其余3組試樣以15℃·s－1的速率加熱到900℃保溫5min，隨后分別以35℃·s－1的速率快冷至800、700、600℃，每組試樣再以上述0.01、0.10、0.40s－13種速率拉伸至斷裂，然后噴氮氣快速冷至200℃以下.

拉伸結(jié)束后，在試樣斷口附近取樣制成金相試樣，在金相顯微鏡下比較不同試樣的縱向組織形態(tài)，用ZEISS SUPRA 40掃描顯微鏡（SEM）觀察精細結(jié)構(gòu)；在HXD-1000TC顯微硬度測試儀上測試硬度，每個試樣測8次取均值；用X-350A型X射線應(yīng)力儀測定試樣的殘余奧氏體含量，并對比α’相（220）晶面衍射峰.

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 高溫應(yīng)力應(yīng)變行為

22MnB5試樣在900℃、不同應(yīng)變速率下拉伸的應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖2a所示.圖中可見，應(yīng)變增加，應(yīng)力也增大，直至試樣發(fā)生頸縮斷裂.0.01、0.10和0.40s－13種應(yīng)變速率對應(yīng)的最大應(yīng)力分別是125、190和200MPa，對應(yīng)的最大應(yīng)變分別是0.50、0.62 和0.76.可見，最大應(yīng)力和最大應(yīng)變均隨應(yīng)變速率增加而增大.最大應(yīng)力代表試樣在變形過程中的加工硬化程度，越高則硬化率越高.最大應(yīng)變即延伸率，其越高說明拉伸過程中試樣表現(xiàn)出的塑性越好.

在600℃拉伸變形過程中，最大應(yīng)力和最大應(yīng)變也隨拉伸速率增加而增大，如圖2d所示.而在800℃和700℃則有所不同，800℃、0.10s－1變形過程中的最大應(yīng)力最低，700℃、0.10s－1變形過程中的最大應(yīng)變最高，如圖2b和c所示.拉伸速率相同的情況下，800℃和700℃的最大應(yīng)變普遍大于600℃和900℃，而800℃變形的最大應(yīng)變完全高于900℃，如圖3b所示.

圖2 不同工藝下的應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.2 Stress－strain curves of different processes

2.2 組織

各工藝獲得的組織中900℃變形所得的均為板條馬氏體（M），與800℃、0.01s－1變形后的組織相同，如圖4a所示.當(dāng)變形溫度為800℃，應(yīng)變速率為0.10s－1時，組織中除馬氏體外還有少量鐵素體（F），如圖4b所示.800℃、0.40s－1的速率變形后得到鐵素體、貝氏體（B）和殘余奧氏體（RA）構(gòu)成的混合組織.800℃時，隨著應(yīng)變速率增大，組織越為細小.變形溫度為700℃和600℃時，均獲得鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體的混合組織，這些組織都有不同程度的變形跡象，其中貝氏體和殘余奧氏體沿著拉伸方向延長，分布在鐵素體基體上，如圖4d～i所示.

圖3 變形溫度和拉伸速率對變形過程中最大應(yīng)力和最大應(yīng)變的影響Fig.3 Effect of deformation temperature and strain rate on maximum stress and maximum strain

圖4 不同試樣的光鏡組織Fig.4 Microstructures of specimens under different conditions

X射線測得800、700和600℃變形試樣的殘余奧氏體體積分數(shù)如表2所示.溫度為800℃，0.01、 0.10s－1變形后未檢測到殘余奧氏體，而0.40s－1變形試樣中殘余奧氏體最多，為21.6%；700℃和600℃的試樣中殘余奧氏體均隨應(yīng)變速率增加而增多，體積分數(shù)在9%～20%之間.

表2 不同試樣的殘余奧氏體體積分數(shù)Tab.2 Retained austenite volume percent of specimens under different conditions

2.3 硬度

上述800℃、0.01s－1變形后的試樣硬度為490 HV；0.10s－1對應(yīng)的硬度稍降，為473HV；而0.40 s－1變形后試樣硬度降至307HV.可見在800℃溫度下變形，應(yīng)變速率不同，硬度相差很大.700℃和600℃變形后試樣的硬度都在（270±20）HV范圍內(nèi)，溫度和變形速率對硬度影響不明顯.在700℃變形，0.01、0.10和0.40s－1應(yīng)變速率對應(yīng)試樣的硬度分別為284、265和274HV，硬度隨拉伸速率先降后升.600℃3種速率對應(yīng)試樣的硬度分別為254、282、286HV，硬度隨拉伸速率增加而增大，如圖5所示.900℃變形的試樣均為全馬氏體組織，硬度約為510 HV，不作比較.

圖5 800～600℃變形后試樣的硬度Fig.5 Hardness of specimens deformation at 800～600℃

3 討論

3.1 組織特征

22MnB5鋼在800～600℃變形后的X射線衍射峰如圖6所示，圖中α’（鐵素體-貝氏體-馬氏體）的（220）晶面和奧氏體（311）晶面對應(yīng)的衍射峰分別在156°和128°附近.900℃下變形速率對組織影響不大，X射線衍射峰均與800℃、0.01s－1相似，故僅就800～600℃的變形溫度展開討論.

圖6 800～600℃不同工藝試樣的衍射峰Fig.6 Diffraction peaks of specimens processing at 800～600℃

800 ℃變形，應(yīng)變速率0.01s－1和0.10s－1相比于0.40s－1的試樣，α’（220）衍射峰寬化，半高寬（FWHM）約為4°，γ（311）峰不明顯，如圖6a所示.由于馬氏體是碳在α-Fe中的過飽和固溶體，間隙碳原子使點陣產(chǎn)生非對稱畸變，這種非對稱畸變中心（碳原子）的非均勻應(yīng)力場會與位錯產(chǎn)生強烈的交互作用，因而強烈阻礙位錯運動，使得位錯密度增加，導(dǎo)致X射線衍射強度降低、衍射譜線寬化［14］.而貝氏體和鐵素體的碳原子飽和程度較低，故FWHM較小.0.40s－1對應(yīng)的衍射峰明顯細高，結(jié)合其硬度，表明試樣組織主要為非馬氏體相.

700 ℃和600℃變形各試樣的貝氏體-鐵素體峰和奧氏體峰都十分明顯，且奧氏體峰隨著應(yīng)變速率增大而增高.圖6b中，相比于800、600℃，700℃、0.10s－1拉伸試樣對應(yīng)的鐵素體峰最高，半高寬最小，表明鐵素體含量最多，故其硬度最低；而另2個冷速的FWHM稍大，說明產(chǎn)生了較多貝氏體.600℃試樣的衍射峰如圖6c所示，相比于800、700℃，600℃、0.01s－1試樣的鐵素體峰最高，F(xiàn)WHM最低，鐵素體含量最多；0.10s－1與0.40s－1對應(yīng)的衍射峰較寬，貝氏體含量也相近.總體來看，在700℃和600℃變形的試樣組織相近，所以硬度接近.

掃描電鏡下觀察上述試樣的精細組織，800℃、0.10s－1試樣的組織主要為板條馬氏體，馬氏體塊邊界處有少量鐵素體，由于易腐蝕所以下凹，如圖7a所示.其他鐵素體-貝氏體-殘余奧氏體試樣的精細組織相似：短棒狀、顆粒狀殘余奧氏體不均勻分布在下凹的鐵素體基體上，基體上凸起的大塊組織為貝氏體，700℃、0.10s－1，700℃、0.40s－1變形試樣分別如7b和c所示，可見0.40s－1對應(yīng)組織中貝氏體更多.高倍下，鐵素體邊界清晰可見.由于變形促進鐵素體／貝氏體相變，碳原子向相鄰的奧氏體擴散，使奧氏體穩(wěn)定化，冷卻時不發(fā)生相變，最后呈粒狀在晶界殘留下來［15］.

3.2 相變與應(yīng)力應(yīng)變行為

金屬高溫變形時，應(yīng)變速率越大，動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶等軟化過程的時間越短、程度越低，加工硬化率越高，最大應(yīng)力越大.同時，應(yīng)變速率越大，單位時間內(nèi)的變形儲存能也增加，驅(qū)動力增大，再結(jié)晶晶粒越細小，塑性越好，最大應(yīng)變也增大［16］.此外，溫度降低，最大應(yīng)力增加而最大應(yīng)變降低.但試驗結(jié)果卻顯示22MnB5鋼熱變形應(yīng)力應(yīng)變行為并不完全符合上述規(guī)律.

圖7 熱變形試樣的典型SEM組織Fig.7 Microstructures of specimens processing underdifferent conditions by SEM

700 ℃處于奧氏體-鐵素體兩相區(qū)，應(yīng)變累積促進奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體［17］.應(yīng)變速率為0.01s－1時，變形時間長（約60s），有足夠的時間回復(fù)，位錯密度降低，導(dǎo)致形變畸變能降低，所以驅(qū)動力較小，鐵素體析出并不多.以高速0.40s－1變形，時間短（約1.75s），碳原子擴散范圍有限，鐵素體相變不能充分進行，析出也不多.相比之下，0.10s－1速率變形既積累了一定的畸變能，相變時間（約8s）也較充裕，因此獲得鐵素體最多，故試樣在熱變形時表現(xiàn)出的塑性最好，延伸率最大.

溫度為600℃時仍處于鋼的兩相區(qū)，而實際上硬度是隨應(yīng)變速率增高而增大的.因為600℃接近貝氏體轉(zhuǎn)變溫度，變形不僅促進鐵素體轉(zhuǎn)變，應(yīng)變還轉(zhuǎn)而開始誘發(fā)貝氏體相變［18－19］，但由于誘發(fā)程度較低，對應(yīng)力應(yīng)變行為影響不明顯.

總的來說，在800～600℃變形將誘發(fā)或促進

在800℃變形條件下，0.10s－1對應(yīng)試樣的加工硬化率最低.這是因為應(yīng)變積累到一定程度，誘發(fā)了鐵素體相變，相變的膨脹效應(yīng)造成了應(yīng)力松弛.而應(yīng)變速率為0.40s－1時，鐵素體相變的驅(qū)動力更大，故鐵素體更多，由于此時應(yīng)變引起的加工硬化占主導(dǎo)作用，最大應(yīng)力仍然最高.但是800℃變形的試樣延伸率均高于900℃，因此誘發(fā)的相變改善了試樣的延性.22MnB5鋼的鐵素體和貝氏體相變，這些相變轉(zhuǎn)而改變了組織的應(yīng)力狀態(tài)以及塑性行為.

3.3 工藝性能

前文已述及，熱變形行為對22MnB5鋼的相變影響很大，變形過程中鋼的塑性得到不同程度的改善.在800℃下成形，以0.01～0.10s－1變形得到傳統(tǒng)的馬氏體組織，0.40s－1變形后獲得鐵素體＋貝氏體＋殘余奧氏體組織，硬度約為307HV.該溫度下延伸率最高，成形性最好，

在700℃變形促進鐵素體相變，成形性能良好，其中以0.10s－1為甚.組織由鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體組成，硬度在260～300HV范圍內(nèi)，根據(jù)文獻［20］研究推測其抗拉強度約為900～1 000MPa.變形溫度為600℃時，最終組織與700℃相似，但是變形抗力高且延伸率較低.

故在800～700℃熱成形的22MnB5零件將具有較高的強度和優(yōu)良的韌性，并且成形性能好.含殘余奧氏體的22MnB5鋼在服役承載時可產(chǎn)生TRIP效應(yīng)，提高鋼的吸震性能［21］.

4 結(jié)論

（1）22MnB5鋼在800℃熱變形、應(yīng)變速率達到0.10s－1時將誘發(fā)鐵素體相變；700℃熱變形促進鐵素體相變；600℃熱變形促進鐵素體相變并可能誘發(fā)貝氏體相變.由于誘發(fā)／促進鐵素體相變，22MnB5鋼顯示了良好的熱變形性能.

（2）22MnB5鋼在800℃變形，以應(yīng)變速率0.01s－1變形得到馬氏體組織，0.10s－1變形將誘發(fā)鐵素體析出，應(yīng)變速率為0.40s－1時得到鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體混合組織.700℃與600℃變形得到的組織相似，由鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體組成，硬度約為（270±20）HV.殘余奧氏體以棒狀、顆粒狀形態(tài)分布在鐵素體基體上.

（3）變形溫度為800℃，應(yīng)變速率為0.10s－1時，變形抗力最低；變形溫度為700℃，應(yīng)變速率為0.10s－1時，鐵素體的相變驅(qū)動力和時間最有利，鐵素體最多，最大應(yīng)變最大.

［1］馬寧，申國哲，張宗華，等.高強度鋼板熱沖壓材料性能研究及在車身設(shè)計中的應(yīng)用［J］.機械工程學(xué)報，2011，47（8）：60.MA Ning，SHEN Guozhe，ZHANG Zonghua，et al.Materialperformance on hot－forming high strength steel and its application in vehicle body［J］.Chinese Journal of Mechanical Engineering，2011，47（8）：60.

［2］康永林.汽車輕量化先進高強鋼與節(jié)能減排［J］.鋼鐵，2008，43（6）：1.KANG Yonglin.Lightweight vehicle，advanced high strength steel and energy－saving and emission reduction［J］.Chinese Journal of Iron and Steel，2008，43（6）：1.

［3］Peng C，Muammer K.Simulation of springback variation in forming of advanced high strength steels［J］.Journal of Materials Processing Technology，2007，190（1／3）：189.

［4］Naderi M，Ketabchi M，Abbasi M，et al.Semi－h(huán)ot stamping as an improved process of hot stamping［J］.Journal Material Science Technology，2011，27：369.

［5］Karbasian H，Tekkaya A E.A review on hot stamping［J］.Journal of Materials Process Technology，2010，210：2103.

［6］Hein P，Wilsius J.Status and innovation trends in hot stamping of USIBOR1500P［J］.Steel Research International，2008，79：85.

［7］邢忠文，包軍，楊玉英，等.可淬火硼鋼板熱沖壓成形試驗研究［J］.材料科學(xué)與工藝，2008，16（2）：172.XING Zhongwen，BAO Jun，YANG Yuying，et al.Hot stamping processing experiments of quenchable boron steel ［J］.Chinese Journal of Materials Science and Technology，2008，16（2）：172.

［8］Babbit M.Some highlights on new steel products for automotive use［J］.Steel Research International，2006，77 （9／10）：620.

［9］Abbasi M，Saeed－ASkbari A，Naderi M.The effect of strain rate and deformation temperature on the characteristics of isothermally hot compressed boron－alloyed steel［J］.Materials Science and Engineering：A，2012，538：356.

［10］Ying L，Lu J D，Chang Y，et al.Optimization evaluation test of strength and toughness parameters for hot stamped high strength steels［J］.Journal of Iron and Steel Research：International，2013，20（11）：51.

［11］盈亮，賈治域，常穎，等.高強度熱沖壓鋼板強韌性工藝優(yōu)化研究［J］.材料科學(xué)與工藝，2013，21（6）：72.YING Liang，JIA Zhiyu，CHANG Ying，et al.Optimization of strength and toughness parameters in hot stamping process for ultra high strength steel［J］.Chinese Journal of Material Science and Technology，2013，21（6）：72.

［12］桂中祥，張宜生，王子健.考慮側(cè)碰的汽車B柱加強板材料性能梯度優(yōu)化［J］.吉林大學(xué)學(xué)報：工學(xué)版，2011，41（5）：1210.GUI Zhongxiang，ZHANG Yisheng，WANG Zijian.Optimization of yield stress distribution in B pillar reinforcement panel regarding side crashworthiness［J］.Chinese Journal of Jilin University：Engineering and Technology Edition，2011，41 （5）：1210.

［13］Fan D W，Park R B，Cho Y R，et al.Influence of isothermal deformation conditions on the mechanical properties of 22MnB5 HPF steel［J］.Steel Research International，2010，81（4）：292.

［14］張占平，齊育紅，王曉俊，等.55NiCrMoV7鋼回火組織特征與回火溫度和時間的關(guān)系［J］.材料熱處理學(xué)報，2007，28 （2）：73.ZHANG Zhanping，QI Yuhong，WANG Xiaojun，et al.Relationship between microstructure and tempering time and temperature in 55NiCrMoV7 steel［J］.Transactions of Materials and Heat Treatment，2007，28（2）：73.

［15］DU Linxiu，YI Hailong，DING Hua，et al.Effects of deformation on bainite transformation during continuous cooling of low carbon steels［J］.Journal of Iron and Steel Research：International，2006，13（2）：37.

［16］曹金榮，劉正東，程世長，等.應(yīng)變速率和變形溫度對T122耐熱鋼流變應(yīng)力和臨界動態(tài)再結(jié)晶行為的影響［J］.金屬學(xué)報，2007，43（1）：35.CAO Jinrong，LIU Zhengdong，CHENG Shichang，et al.Influence of strain rate and deformation temperature on flow stress and critical dynamic recrystallization of heat resistant steel T122［J］.Acta Metallurgica Sinica，2007，43（1）：35.

［17］趙河山，李殿中，劉朝霞，等.低碳鋼形變誘導(dǎo)鐵素體相中C原子擴散行為與穩(wěn)定性研究［J］.金屬學(xué)報，2007，43（3）：286.ZHAO Heshan，LI Dianzhong，LIU Chaoxia，et al.Investigation on diffusion of carbon atoms and stability of deformation induced ferrite in a low carbon steel［J］.Acta Metallurgica Sinica，2007，43（3）：286.

［18］Jin X J，Min N，Zheng K Y，et al.The effect of austenite deformation on bainite formation in an alloyed eutectoid steel ［J］.Materials Science and Engineering：A，2006，438／440：170.

［19］Min J Y，Lin J P，Min Y A，et al.On the ferrite and bainite transformation in isothermally deformed 22MnB5 steels［J］.Material Science and Engineering：A，2012，550：375.

［20］Min J Y，Lin J P，Min Y A.Effect of thermo－mechanical process on the microstructure and secondary－deformation behavior of 22MnB5 steels［J］.Journal of Materials Processing Technology，2013，213：818.

［21］許云波，侯曉英，王業(yè)勤，等.高強貝氏體基體釩微合金化TRIP鋼的性能［J］.材料研究學(xué)報，2012，26（2）：175.XU Yunbo，HOU Xiaoying，WANG Yeqin，et al.Mechanical properties of high－strength V－microalloyed TRIP－aided sheet steel with bainite ferrite matrix［J］.Chinese Journal of Materials Research，2012，26（2）：175.

Hot Deformation Induced Phase Transformation of 22MnB5 Steel and Its Influence on Microstructure and Property

MIN Yongan1，ZHAO Jiefan1，LIN Jianping2，MIN Junying2
（1.Materials Science and Engineering，Shanghai University，Shanghai 200072，China；2.School of Mechanical Engineering，Tongji University，Shanghai 2001804，China）

Thermal tensile tests of 22MnB5 steel sheet were conducted with Gleeble 3500 thermo－mechanical simulator at temperatures of 900℃to 600℃and strain rates of 0.01 s－1to 0.40 s－1，then stress－strain behaviors during deformation were analyzed.The microstructure was investigated by optical microscopy，scanning electron microscopy and X－ray diffraction analyzer.The results show that，when the specimen is deformed at 800℃，the deformation induces ferrite transformation as the strain rate reaches 0.10 s－1；transformation to ferrite is promoted by the deformation at 700℃；and bainite，instead of ferrite，is induced accounting for deformation at 600℃.During the hot deformation process at the temperature range of 800～600℃，the decrease of deformation resistance and the increase of ductility lead to the improvement of formability for 22MnB5 steel，since the strain induces or promotes austenite transformation to other phases.Meanwhile，tensile strengthes are about 900～1 000 MPa.

boron steel；hot deforming；phase transformation；deformation temperature；strain rate

TG142.1

A

0253－374X（2016）01－0113－06

10.11908／j.issn.0253－374x.2016.01.017

2014-12-01

國家自然科學(xué)基金（51075307，51375346）

閔永安（1971—），男，副教授，工學(xué)博士，主要研究方向為模具鋼及工程用鋼等.E－mail：mya＠staff.shu.edu.cn