文|柳八原

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编辑|柳八原

随着现代工业对高强度和轻量化材料需求的不断增加，超高强度钢成为了材料研究和应用领域的热点之一。为了满足对高强度和耐久性的要求，研究人员一直在探索各种改善超高强度钢性能的方法。

在超高强度钢的开发中，热机械处理和微合金化被广泛应用，并显示出对材料淬透性能产生重要影响的潜力。热机械处理通过控制加热、变形和冷却等过程，能够显著改变超高强度钢的晶粒结构和相变行为，从而调节其力学性能和淬透性。

另一方面，微合金化技术，尤其是添加微量的Nb元素，对于超高强度钢的性能改善也具有重要作用。Nb作为一种强化元素，能够细化晶粒并改善材料的冷变形和热处理响应，从而增强钢材的强度和韧性，并提高其淬透性能。

那么让我们一起研究热机械处理和Nb微合金化对超高强度钢淬透性有什么影响吧！

调查材料

在研究中，我们对TM加工对淬透性的影响在三种不同的钢上进行了实验。这些钢的熔体是根据表I中列出的成分在感应炉中生产的，这些钢代表碳含量为0.17pct的硬化钢。钢1和钢2通过合金化Mn、Si和B延缓了γ-α转变，以确保在相应的冷却条件下具有马氏体微观组织。钢之间唯一的差异在于Nb的含量，以便检查Nb对TMP后的淬透性的影响。

钢3中，Mn的含量降低，但仍使用微合金元素（MAE）V进行合金化，以优化TM加工路线。此外，钢3中省略了B，但通过使用高含量的Cr、Ni、Mo和Cu进行改性，以弥补回火过程中的软化效果。

这些研究旨在了解TM加工对淬透性的影响以及不同合金元素在此过程中的作用。通过调整合金化元素的含量和类型，可以控制钢的相变行为和组织形成，从而影响其淬透性能。

对于钢1和钢2，引入的合金化元素有助于延缓γ-α转变，使得在冷却过程中形成更多的马氏体相。而在钢3中，通过降低Mn含量并使用MAEV进行合金化，优化了TM加工路线，以进一步改善淬透性能。

此外，在钢3中省略了B，而采用高含量的Cr、Ni、Mo和Cu进行改性。这些元素的加入旨在提高钢的回火稳定性，以避免过度软化。通过这些优化的合金设计和处理路径，我们希望能够实现对钢的淬透性能的精确控制。

实验程序和样品制备

为了准备用于调查的材料，我们对原材料进行了预轧，并通过金属丝蚀提取了尺寸为10毫米长、直径为5毫米的膨胀计样品。为了减少样品与变形印章之间的热传导，我们使用了钨片，并在样品上安装了"S型"热电偶，以确定变形过程中的样品温度。

为了重现TM滚动方案，我们使用了变形膨胀仪Bähr805A/D，并执行了表II中列出的变形序列。我们研究了两种不同的变形温度范围（FRT），变形程序包含了总压缩率为1.0的变形。在进行了5°C的固溶退火1250分钟后，随后的变形分为5次进行，起始温度为1000°C，终止温度为875°C（滚动情景FRT1），或起始温度为1075°C，目标温度为950°C（滚动情景FRT2）。

在变形过程中，样品被冷却并进行了淬火，额外保持了3秒钟，以模拟工业TM轧制过程中的实际情况，因为淬火通常在经过精轧后的几秒钟内进行。我们执行了五种不同的冷却速率：λ=1、3、10、30和100K/s。

为了比较钢样品与重新奥氏体化（Q+T路线）后淬透性的差异，我们对预轧样品进行了930°C的奥氏体化处理，持续时间为5分钟。随后，以与变形样品相同的冷却速率对样品进行淬火处理。通过膨胀数据，我们使用相变处发生的长度膨胀ΔL/L来分析相变的温度，其中我们采用了三切法来确定相变的开始和结束，分别为5%和95%。

在进行硬度测试之前，我们对样品进行了热嵌入处理，并使用320至4000粒度的SiC纸进行了至少30秒的研磨。随后，使用3μm的金刚石浆料进行了至少3分钟的抛光，然后使用1μm的浆料进行了30秒的抛光。对每个样品进行了五次HV10硬度测量，并确保硬度测量点位于样品的中心位置。

为了研究显微组织中的残余奥氏体晶粒（PAG），我们使用苦味酸蚀刻剂对样品进行了蚀刻。PAG的组成和程序在参考文献34中有详细描述。通过使用图像分析软件MIPAR™，我们确定了PAG的等效晶粒直径和纵横比。对于转变后的显微组织的微观结构分析，我们使用了硅酸盐抛光（StruersOPS）对样品进行了10分钟的抛光，然后使用5V的电解消融进行了35秒的处理。

随后，我们将样品浸入尼塔尔蚀刻剂中，通过光学显微镜和FIBVersaFEI3D双光束扫描电子显微镜（SEM），我们记录了显微组织的图像。通过使用EDAXOctanePlus检测器和TEAM4.3软件包进行EDS分析，评估了新形成的NbC沉淀物的特性。

图展示了工艺路线对淬透性的影响。对于钢1，FRT对硬化行为没有明显影响，硬度级数与冷却速率保持一致。然而，相对于FRT为448°C时的硬度（10HV950），较低的FRT（433HV10）和在最高冷却速率435K/s下淬火但不进行变形的样品（10HV100）表现出显著增加的硬度。

钢3也呈现出类似的趋势。在较低的FRT下（3°C），在高冷却速率（>875K/s）下的硬度显著增加，其中冷却速率为472K/s的样品硬度为10HV100，而FRT为460°C的变形样品硬度为10HV950，未变形的普通淬火样品硬度为451HV10。

然而，在较慢的冷却速率1K/s下，未变形的淬火样品和FRT升高的压缩样品都具有更高的硬度值，分别为413HV10和417HV10，而FRT为372°C的变形样品硬度为10HV875。

这些结果表明，通过调整FRT和冷却速率，可以显著影响钢样品的淬透性和硬度。高冷却速率和较低的FRT倾向于提高硬度，而较慢的冷却速率可能导致相对较低的硬度。这些发现为进一步优化工艺路线以达到所需的材料性能提供了重要参考。

研究对比了钢1和钢2在硬化行为上的差异，并揭示了钢中Nb元素对淬火行为的影响。结果显示，钢1在不同冷却速率下具有相似的硬度级数，而添加Nb合金的钢（钢3）在较低冷却速率下只能达到较低的硬度水平。然而，在高冷却速率下，Nb钢的硬度甚至超过了不含Nb的钢样品。此外，在较高的FRT下添加更高含量的Nb可以进一步提高硬度。

图中展示了钢1和钢2的相变开始和结束温度，并说明了与工艺路线和冷却速率相关的微观结构。钢1在不同冷却速率下表现出平衡的相变行为，随着冷却速率的增加，马氏体的形成更加完全。然而，在较低冷却速率下，微观结构包含不同比例的贝氏体和马氏体链段。

钢2的行为略有不同，所有工艺路线下的马氏体转变温度都略有降低。在高冷却速率下，可以获得完全的马氏体微观结构，而在较低冷却速率下，γα转变发生在较高温度。金相分析显示，钢2在重新奥氏体化后形成铁素体元件，在经过TMP后，转变为完全的马氏体。

钢3在不同工艺路线下的相变行为、相应的硬度值和微观结构。在中等冷却速率下，所有三种工艺路线下的相变温度都在模拟温度下发生。在冷却速率为400K/s时，相变温度（MS）约为370°C，在30K/s时下降至约为MS~370°C。

然而，在低冷却速率下，相变温度向高温方向移动，如FRT为875°C时的MS约为484°C，在冷却速率为1K/s时为MS~417°C，而FRT为950°C时的MS约为486°C，在冷却速率为100K/s时为MS~403°C。然而，与钢2相比，在较低冷却速率下实现完全的马氏体微观结构需要更低的冷却速率（约为10K/s）。

结果表明，将冷却速率提高到10K/s以上并不一定会增加相应工艺路线下的硬度。在冷却速率低于10K/s时，部分贝氏体相甚至铁素体相可能出现。

在1K/s冷却速率下钢3的选定PAG（a至c）和变形微观结构（d至f）。通过FRT为875°C加工的钢1仍显示出粗糙的球状PAG结构，并且其相应的转变微观结构比钢2的粗糙得多。

而钢2和钢3经过重新奥氏体化后，PAG非常细小。根据表III中列出的PAG尺寸数据，通过在875°C下进行精加工处理可以获得最细小的晶粒，而钢2和钢3显示出在930°C再奥氏体化条件下形成最细小晶粒的趋势。

通过比较三种钢材的硬化行为，我们强调了微合金化和热机械处理（TMP）结合在实现高强度方面的重要性。尽管通过在钢2中添加0.04%的Nb微量合金获得的强度增益与传统硬化方法（重新奥氏体化+3%）相比仅略有提高，但与不含Nb的钢材相比，在接下来的等温淬火（DQ）过程中，使用100K/s的TMP可实现9%（FRT 875°C）和10%（FRT 950°C）的硬度提升。

此外，在较低冷却速率（<30 K/s）下，钢1和钢2的淬透性明显不同。钢1在冷却速率为1K/s时仍然具有马氏体组织，而钢2主要由冷却速率为30K/s的铁素体和贝氏体组成。

通过比较三种钢材的硬化行为，我们强调了微合金化和热机械处理（TMP）结合在实现高强度方面的重要性。

尽管通过在钢2中添加0.04%的Nb微量合金获得的强度增益与传统硬化方法（重新奥氏体化+3%）相比仅略有提高，但与不含Nb的钢材相比，在接下来的等温淬火（DQ）过程中，使用100K/s的TMP可实现9%（FRT 875°C）和10%（FRT 950°C）的硬度提升。

此外，在较低冷却速率（<30 K/s）下，钢1和钢2的淬透性明显不同。钢1在冷却速率为1K/s时仍然具有马氏体组织，而钢2主要由冷却速率为30K/s的铁素体和贝氏体组成。

经过875°C的FRT加工后，钢材的硬度下降可能是由于Nb完全沉淀的假设所导致的，而在其他处理路线中，Nb可能仍然存在于溶液中，因此根据硬度值的表现，铁素体的形成在溶解状态下受到延迟。

然而，在875°C的FRT下观察到的NbC沉淀物尺寸过大，不足以实现足够的沉淀硬化效果。

相比之下，当FRT为950°C和930°C时，重新奥氏体化后的钢材中的NbC颗粒尺寸较小，具有在1K/s的低冷却速率下实现高硬度的能力。

微合金化与TMP结合在实现超高强度方面具有重要性。通过添加微量的Nb元素（钢2），可以获得一定程度的强度增益。与重新奥氏体化后的传统硬化相比，添加Nb的钢材在TMP处理后以较高的冷却速率（100 K/s）提供了显著的硬度增益。

在低冷却速率下（<30 K/s），钢1和钢2的淬透性表现出明显差异。钢1在较低冷却速率下仍具有马氏体成分，而钢2主要由铁素体和贝氏体组成，这表明Nb微合金化和变形促进了贝氏体的形成。

钢3通过添加γ稳定剂（如Cr、Ni、Mo和V）实现了更高的强度，且不同于钢2的行为。在高温条件下，钢3的淬透性相对较好，并且不出现铁素体成分。然而，需要通过进一步的研究来澄清Nb是否消除了γ向α转变的影响。

NbC沉淀物的尺寸对于材料的硬度起着重要作用。较小的NbC颗粒（在950°C和930°C重新奥氏体化后）有助于在低冷却速率下实现更高的硬度。相比之下，较大的NbC颗粒（在875°C的FRT下）无法实现足够的沉淀硬化效果。

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