文|柳八原
編輯|柳八原
随着現代工業對高強度和輕量化材料需求的不斷增加，超高強度鋼成為了材料研究和應用領域的熱點之一。為了滿足對高強度和耐久性的要求，研究人員一直在探索各種改善超高強度鋼性能的方法。
在超高強度鋼的開發中，熱機械處理和微合金化被廣泛應用，并顯示出對材料淬透性能産生重要影響的潛力。熱機械處理通過控制加熱、變形和冷卻等過程，能夠顯著改變超高強度鋼的晶粒結構和相變行為，進而調節其力學性能和淬透性。
另一方面，微合金化技術，尤其是添加微量的Nb元素，對于超高強度鋼的性能改善也具有重要作用。Nb作為一種強化元素，能夠細化晶粒并改善材料的冷變形和熱處理響應，進而增強鋼材的強度和韌性，并提高其淬透性能。
那麼讓我們一起研究熱機械處理和Nb微合金化對超高強度鋼淬透性有什麼影響吧！
調查材料
在研究中，我們對TM加工對淬透性的影響在三種不同的鋼上進行了實驗。這些鋼的熔體是根據表I中列出的成分在感應爐中生産的，這些鋼代表碳含量為0.17pct的硬化鋼。鋼1和鋼2通過合金化Mn、Si和B延緩了γ-α轉變，以確定在相應的冷卻條件下具有馬氏體微觀組織。鋼之間唯一的差異在于Nb的含量，以便檢查Nb對TMP後的淬透性的影響。
鋼3中，Mn的含量降低，但仍使用微合金元素（MAE）V進行合金化，以優化TM加工路線。此外，鋼3中省略了B，但通過使用高含量的Cr、Ni、Mo和Cu進行改性，以彌補回火過程中的軟化效果。
這些研究旨在了解TM加工對淬透性的影響以及不同合金元素在此過程中的作用。通過調整合金化元素的含量和類型，可以控制鋼的相變行為群組織形成，進而影響其淬透性能。
對于鋼1和鋼2，引入的合金化元素有助于延緩γ-α轉變，使得在冷卻過程中形成更多的馬氏體相。而在鋼3中，通過降低Mn含量并使用MAEV進行合金化，優化了TM加工路線，以進一步改善淬透性能。
此外，在鋼3中省略了B，而采用高含量的Cr、Ni、Mo和Cu進行改性。這些元素的加入旨在提高鋼的回火穩定性，以避免過度軟化。通過這些優化的合金設計和處理路徑，我們希望能夠實作對鋼的淬透性能的精确控制。
實驗程式和樣品制備
為了準備用于調查的材料，我們對原材料進行了預軋，并通過金屬絲蝕提取了尺寸為10毫米長、直徑為5毫米的膨脹計樣品。為了減少樣品與變形印章之間的熱傳導，我們使用了鎢片，并在樣品上安裝了"S型"熱電偶，以确定變形過程中的樣品溫度。
為了重制TM滾動方案，我們使用了變形膨脹儀Bähr805A/D，并執行了表II中列出的變形序列。我們研究了兩種不同的變形溫度範圍（FRT），變形程式包含了總壓縮率為1.0的變形。在進行了5°C的固溶退火1250分鐘後，随後的變形分為5次進行，起始溫度為1000°C，終止溫度為875°C（滾動情景FRT1），或起始溫度為1075°C，目标溫度為950°C（滾動情景FRT2）。
在變形過程中，樣品被冷卻并進行了淬火，額外保持了3秒鐘，以模拟工業TM軋制過程中的實際情況，因為淬火通常在經過精軋後的幾秒鐘内進行。我們執行了五種不同的冷卻速率：λ=1、3、10、30和100K/s。
為了比較鋼樣品與重新奧氏體化（Q+T路線）後淬透性的差異，我們對預軋樣品進行了930°C的奧氏體化處理，持續時間為5分鐘。随後，以與變形樣品相同的冷卻速率對樣品進行淬火處理。通過膨脹資料，我們使用相變處發生的長度膨脹ΔL/L來分析相變的溫度，其中我們采用了三切法來确定相變的開始和結束，分别為5%和95%。
在進行硬度測試之前，我們對樣品進行了熱嵌入處理，并使用320至4000粒度的SiC紙進行了至少30秒的研磨。随後，使用3μm的金剛石漿料進行了至少3分鐘的抛光，然後使用1μm的漿料進行了30秒的抛光。對每個樣品進行了五次HV10硬度測量，并確定硬度測量點位于樣品的中心位置。
為了研究顯微組織中的殘餘奧氏體晶粒（PAG），我們使用苦味酸蝕刻劑對樣品進行了蝕刻。PAG的組成和程式在參考文獻34中有較長的描述。通過使用圖像分析軟體MIPAR™，我們确定了PAG的等效晶粒直徑和縱橫比。對于轉變後的顯微組織的微觀結構分析，我們使用了矽酸鹽抛光（StruersOPS）對樣品進行了10分鐘的抛光，然後使用5V的電解消融進行了35秒的處理。
随後，我們将樣品浸入尼塔爾蝕刻劑中，通過光學顯微鏡和FIBVersaFEI3D雙光束掃描電子顯微鏡（SEM），我們記錄了顯微組織的圖像。通過使用EDAXOctanePlus檢測器和TEAM4.3軟體包進行EDS分析，評估了新形成的NbC沉澱物的特性。
圖展示了工藝路線對淬透性的影響。對于鋼1，FRT對硬化行為沒有明顯影響，硬度級數與冷卻速率保持一緻。然而，相對于FRT為448°C時的硬度（10HV950），較低的FRT（433HV10）和在最高冷卻速率435K/s下淬火但不進行變形的樣品（10HV100）表現出顯著增加的硬度。
鋼3也呈現出類似的趨勢。在較低的FRT下（3°C），在高冷卻速率（>875K/s）下的硬度顯著增加，其中冷卻速率為472K/s的樣品硬度為10HV100，而FRT為460°C的變形樣品硬度為10HV950，未變形的普通淬火樣品硬度為451HV10。
然而，在較慢的冷卻速率1K/s下，未變形的淬火樣品和FRT升高的壓縮樣品都具有更高的硬度值，分别為413HV10和417HV10，而FRT為372°C的變形樣品硬度為10HV875。
這些結果表明，通過調整FRT和冷卻速率，可以顯著影響鋼樣品的淬透性和硬度。高冷卻速率和較低的FRT傾向于提高硬度，而較慢的冷卻速率可能導緻相對較低的硬度。這些發現為進一步優化工藝路線以達到所需的材料性能提供了重要參考。
研究對比了鋼1和鋼2在硬化行為上的差異，并揭示了鋼中Nb元素對淬火行為的影響。結果顯示，鋼1在不同冷卻速率下具有相似的硬度級數，而添加Nb合金的鋼（鋼3）在較低冷卻速率下隻能達到較低的硬度水準。然而，在高冷卻速率下，Nb鋼的硬度甚至超過了不含Nb的鋼樣品。此外，在較高的FRT下添加更高含量的Nb可以進一步提高硬度。
圖中展示了鋼1和鋼2的相變開始和結束溫度，并說明了與工藝路線和冷卻速率相關的微觀結構。鋼1在不同冷卻速率下表現出平衡的相變行為，随着冷卻速率的增加，馬氏體的形成更加完全。然而，在較低冷卻速率下，微觀結構包含不同比例的貝氏體和馬氏體鍊段。
鋼2的行為略有不同，所有工藝路線下的馬氏體轉變溫度都略有降低。在高冷卻速率下，可以獲得完全的馬氏體微觀結構，而在較低冷卻速率下，γα轉變發生在較高溫度。金相分析顯示，鋼2在重新奧氏體化後形成鐵素體元件，在經過TMP後，轉變為完全的馬氏體。
鋼3在不同工藝路線下的相變行為、相應的硬度值和微觀結構。在中等冷卻速率下，所有三種工藝路線下的相變溫度都在模拟溫度下發生。在冷卻速率為400K/s時，相變溫度（MS）約為370°C，在30K/s時下降至約為MS~370°C。
然而，在低冷卻速率下，相變溫度向高溫方向移動，如FRT為875°C時的MS約為484°C，在冷卻速率為1K/s時為MS~417°C，而FRT為950°C時的MS約為486°C，在冷卻速率為100K/s時為MS~403°C。然而，與鋼2相比，在較低冷卻速率下實作完全的馬氏體微觀結構需要更低的冷卻速率（約為10K/s）。
結果表明，将冷卻速率提高到10K/s以上并不一定會增加相應工藝路線下的硬度。在冷卻速率低于10K/s時，部分貝氏體相甚至鐵素體相可能出現。
在1K/s冷卻速率下鋼3的標明PAG（a至c）和變形微觀結構（d至f）。通過FRT為875°C加工的鋼1仍顯示出粗糙的球狀PAG結構，并且其相應的轉變微觀結構比鋼2的粗糙得多。
而鋼2和鋼3經過重新奧氏體化後，PAG非常細小。根據表III中列出的PAG尺寸資料，通過在875°C下進行精加工處理可以獲得最細小的晶粒，而鋼2和鋼3顯示出在930°C再奧氏體化條件下形成最細小晶粒的趨勢。
通過比較三種鋼材的硬化行為，我們強調了微合金化和熱機械處理（TMP）結合在實作高強度方面的重要性。盡管通過在鋼2中添加0.04%的Nb微量合金獲得的強度增益與傳統硬化方法（重新奧氏體化+3%）相比僅略有提高，但與不含Nb的鋼材相比，在接下來的等溫淬火（DQ）過程中，使用100K/s的TMP可實作9%（FRT 875°C）和10%（FRT 950°C）的硬度提升。
此外，在較低冷卻速率（<30 K/s）下，鋼1和鋼2的淬透性明顯不同。鋼1在冷卻速率為1K/s時仍然具有馬氏體組織，而鋼2主要由冷卻速率為30K/s的鐵素體和貝氏體組成。
通過比較三種鋼材的硬化行為，我們強調了微合金化和熱機械處理（TMP）結合在實作高強度方面的重要性。
盡管通過在鋼2中添加0.04%的Nb微量合金獲得的強度增益與傳統硬化方法（重新奧氏體化+3%）相比僅略有提高，但與不含Nb的鋼材相比，在接下來的等溫淬火（DQ）過程中，使用100K/s的TMP可實作9%（FRT 875°C）和10%（FRT 950°C）的硬度提升。
此外，在較低冷卻速率（<30 K/s）下，鋼1和鋼2的淬透性明顯不同。鋼1在冷卻速率為1K/s時仍然具有馬氏體組織，而鋼2主要由冷卻速率為30K/s的鐵素體和貝氏體組成。
經過875°C的FRT加工後，鋼材的硬度下降可能是由于Nb完全沉澱的假設所導緻的，而在其他處理路線中，Nb可能仍然存在于溶液中，是以根據硬度值的表現，鐵素體的形成在溶解狀态下受到延遲。
然而，在875°C的FRT下觀察到的NbC沉澱物尺寸過大，不足以實作足夠的沉澱硬化效果。
相比之下，當FRT為950°C和930°C時，重新奧氏體化後的鋼材中的NbC顆粒尺寸較小，具有在1K/s的低冷卻速率下實作高硬度的能力。
微合金化與TMP結合在實作超高強度方面具有重要性。通過添加微量的Nb元素（鋼2），可以獲得一定程度的強度增益。與重新奧氏體化後的傳統硬化相比，添加Nb的鋼材在TMP處理後以較高的冷卻速率（100 K/s）提供了顯著的硬度增益。
在低冷卻速率下（<30 K/s），鋼1和鋼2的淬透性表現出明顯差異。鋼1在較低冷卻速率下仍具有馬氏體成分，而鋼2主要由鐵素體和貝氏體組成，這表明Nb微合金化和變形促進了貝氏體的形成。
鋼3通過添加γ穩定劑（如Cr、Ni、Mo和V）實作了更高的強度，且不同于鋼2的行為。在高溫條件下，鋼3的淬透性相對較好，并且不出現鐵素體成分。然而，需要通過進一步的研究來澄清Nb是否消除了γ向α轉變的影響。
NbC沉澱物的尺寸對于材料的硬度起着重要作用。較小的NbC顆粒（在950°C和930°C重新奧氏體化後）有助于在低冷卻速率下實作更高的硬度。相比之下，較大的NbC顆粒（在875°C的FRT下）無法實作足夠的沉澱硬化效果。