热机械处理，和Nb微合金化，对超高强度钢淬透性的影响

对于移动式起重机吊臂的建造，通过热机械加工（TMP）生产的超高强度钢已广泛取代通过传统淬火和回火（Q+T）路线制造的钢。在热轧和直接淬火（DQ）过程中奥氏体晶粒的强烈变形在强度和韧性方面具有优势。为了保证最佳的淬火效果，使用了延缓γα转变的合金元素。为了探究加工路线对临界冷却速率和淬透性的影响，对变形膨胀仪进行了热变形试验。

变形后施加不同的冷却速率，对应于具有不同精轧温度（FRTs）的两个不同轧制循环。将获得的硬度值与奥氏体化后通过常规淬火获得的硬度值进行比较。对三种具有不同微合金含量的钢进行的研究表明，Nb与TMP结合可显著提高强度，并促进贝氏体和铁素体在固溶体中的转变。当应用低FRT并与其他微合金元素结合使用时，NbC会变粗并降低沉淀硬化的影响。

近几十年来，热机械加工和随后的直接淬火（TM-DQ）产生了一种生产超高强度钢的有吸引力的方法。它们的高需求源于移动式起重机应用的改进的有效重量比。通过经济高效的生产路线满足了用户和制造商的要求。这些钢种实现了最高的强度和熟练的韧性以及良好的焊接性。

这是通过合金化和轧制时间表的系统组合来实现的，其中再结晶过程被调整以在马氏体转变之前实现细晶粒奥氏体微观结构。深入研究了先验奥氏体晶粒（PAG）条件对新型钢产品性能的影响。新兴子结构（如数据包和块的尺寸与PAG的大小成正比。PAG尺寸的减小导致马氏体成分变小。因此，霍尔-佩奇相关性也可以扩展到马氏体微观结构上。先前γ晶粒尺寸的减小通过较小的马氏体尺寸促进强度的提高。错位移动的障碍数量增加，随之而来的是强度的上升。

此外，在非重结晶γ状态下滚动（T星期日）促进以下γ的成核位点数量增加，以α转变，增强晶粒细化。众所周知，降低精轧温度可以提高强度和韧性。为了进一步提高这些钢的强度，通过即时淬火进行马氏体转变。因此，合金元素如Mn，Cr，Mo，Si和B开始应用，在溶解条件下，它们会减速扩散控制γ以α转变并实现充分的马氏体强度。

在冷却过程中，Mo会延缓共析铁素体和珍珠岩的转变，并防止Nb沉淀为Nb。Si、Mn和Cr通过不同的机制减缓珍珠岩和贝氏体的转变。Si的作用是基于其在渗碳体中的低溶解度而抑制形成碳化物。Cr对淬透性的影响不如Mn的影响明显，因为Cr需要更高的添加量来降低临界冷却速率，然而，像Mo一样，它抵消了回火过程中的软化。对淬透性影响最大的是B，它已经影响了合金含量非常低的α转变γ。

一般认为临界冷却速率和MS是合金含量和元素的函数。几种合金元素延缓γα转变的影响已经得到了广泛的研究。此外，还对轧制条件和FRT对马氏体钢产品力学性能的影响进行了大量科学探索。然而，缺乏研究，如果轧制条件，尤其是FRT影响MS和硬化特性。为了研究FRT对淬透性的影响，在变形膨胀仪Bähr805A/D上对两种不同FRT进行了滚动方案。

为了研究微合金化在不同轧制参数下是否对淬透性有影响，分析了三种不同的钢。详细地，将两种具有不同铌含量的硬化钢与一种可硬化和耐回火钢进行比较，以根据不同的生产路线研究其淬透性。通过TMP加工的钢仍然与通过经典淬火回火（Q+T）路线生产的钢竞争，因为制造商提倡提高冲击强度和改善Q+T钢机械性能的各向同性。因此，我们打算进一步比较TM钢的淬透性与通过传统Q+T路线生产的钢的淬透性。此外，所研究钢的CCT图将展示加工路线和Nb含量对相变γ的影响，以α相变以及由此产生的硬度值。

对TM加工对淬透性的影响的研究已经在三种不同的钢上进行。相应的熔体根据表I中列出的成分在感应炉中生产。这些钢代表碳含量为0.17pct的硬化钢。钢1和2与Mn、Si和B合金化，延缓γα转变，以确保在相应的冷却条件下具有马氏体微观组织。这些钢仅在Nb含量上有所不同，以检查Nb对TMP后淬透性的影响。在钢3中，Mn含量降低，但仍与微合金元素（MAE）V合金化，针对TM加工路线进行了优化。此外，钢3被省去B，但是，用高含量的Cr，Ni，Mo和Cu进行改性，以补偿回火过程中的软化。

为了准备用于调查的材料，对原材料进行了预轧，并通过金属丝蚀蚀提取了尺寸为10毫米长，直径为5毫米的膨胀计样品。在下文中，利用钨片以减少样品与变形印章之间的热传导，并在样品上安装“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，使用变形膨胀仪Bähr805A/D执行了表II的变形序列。研究了两种不同的FRT，变形程序包含φ=1.0的标称总压缩。在5°C下固溶退火1250分钟后，随后的变形分为5次，从1000°C的温度开始，到875°C结束，从1075°C开始，目标是950°C的FRT。

样品在变形后淬火，并额外保持3秒，以描绘工业TM轧制过程的真实表现，因为精轧步骤后的淬火发生在几秒钟后。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）后淬火的淬透性，将预轧样品进行930°C奥氏体化5分钟。随后，以与变形样品相同的冷却速率淬火样品。根据膨胀数据，通过相变处发生的长度膨胀ΔL/L分析了转变温度。采用三切法测定相变的5pct（开始和95pct）结束。仅考虑冷却过程中第一次观察到的转变的开始和结束。

在硬度测试之前，将试样热嵌入，然后用320至4000粒度的SiC纸研磨至少30秒。随后，将样品用3-μm金刚石浆料抛光至少3分钟，用1-μm浆料抛光30秒。对每个样品进行了五次HV10硬度测量。注意确保硬度是从样品中心提取的。为了揭示PAG，用苦味酸蚀刻剂蚀刻样品。对于转化微观结构的微观结构分析，样品用硅酸盐抛光抛光10分钟，然后用5V完成35秒的电解消融。随后，将样品浸入尼塔尔蚀刻剂中。使用光学显微镜和FIBVersaFEI3D双光束扫描电子显微镜（SEM）记录微观结构的图像。使用EDAXOctanePlus检测器和软件包通过EDS分析评估NbC新兴沉淀物的特性。

工艺路线对淬透性的影响如图1所示。钢1FRT对硬化行为没有显着影响，硬度级数取决于冷却速率是一致的。然而，与448°C（10HV950）的FRT相比，较低的FRT（433HV10）和样品在435K/s的最高冷却速率下淬火而不变形（10HV100）时硬度显着增加。钢3具有相同的现象。对于3°C的较低FRT，高冷却速率875K/s下的硬度明显升高，冷却速率为472K/s时为10HV100，而FRT为460°C的变形样品为10HV950，未变形的普通淬火样品为451HV10。然而，在1K/s的冷却速率下，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的变形样品的硬度为10HV875。

图1还对比了钢1和钢2的硬化行为，因此Nb对淬火行为的影响取决于工艺路线。上图比较了钢在普通硬化条件下的硬度值，具体取决于冷却速率。在1K/s低冷却速率下，Nb合金钢（3）只能达到低于10HV2的低硬度水平。只有在350和10K/s的高冷却速率下才能达到全马氏体硬度。关于后者，Nb钢（30）的硬度甚至超过了无Nb变体（100HV2），其值为435HV10。在448°C和10°C的精加工变形温度下，通过Nb的额外强度贡献在变形样品中更为明显。在875K/s的高冷却速率下，在950°C的FRT下，通过添加100.0pctNb量+04HV41（从10HV446到10HV487）来提高硬度）。

在10°C的较高FRT下重复此效果（下图）。添加875.950pctNb可产生0HV04的硬度加。在43K/s的低冷却速率下，较高的Nb含量似乎阻碍了在10°C和3°C的FRT下α转化γ。在最低FRT下，马氏体硬度甚至可以达到875.950pct，冷却速率为0K/s。低温变形的样品再次达到更高的硬度水平。在04K/s的冷却速率下，FRT为1°C变形的样品的硬度值分别达到100HV950（无Nb）和433HV10（Nb+），而FRT为477°C时的相应硬度达到10HV875（无Nb）和446HV10（Nb+）。

以及与采用的加工路线和实施的冷却速率相关的微观结构。钢1在相变温度方面表现出平衡行为，冷却速率略有上升趋势。在10到100K/s的冷却速率下获得马氏体微观组织，这可以通过硬度测量和金相分析得到证实。在1到10K/s的低冷却速率下，微观结构包含不同比例的贝氏体和马氏体链段。Nb变体钢2的行为不同。钢2在所有三条工艺路线上的马氏体转变温度均略有降低。在高冷却速率下，可获得完整的马氏体微观结构。然而，在低冷却速率下，γα转化发生在高温下。

图4显示了钢3的相应相变以及由此产生的硬度值和微观结构，具体取决于加工路线。在中等冷却速率下，所有三种不同加工路线的相变均在模拟温度下发生。以M开头S在400K/s的冷却速率下~3°C，呈下降趋势，值为MS~370°C在30K/s时。然而，这种趋势在低冷却速率下被打破。相变向高温方向移动至MS~484°C（FRT875°C）和~486°C（FRT950°C），冷却速率为1K/s，冷却速率为MS~417°C（FRT875°C）和~403°C（FRT950°C），冷却速率分别为100K/s。

然而，与钢2相比，完全马氏体微观结构的冷却速率低至10K/s。结果表明，冷却速率提高到10K/s以上并不一定会增加相应生产路线的硬度。然而，在冷却速率10K/s时，也会出现贝尼特相甚至铁素体相的部分（冷却速率为1K/s的淬火样品）。图5显示了在1K/s的冷却速率下3至100钢的选定PAG（a至c）和变形的微观结构（d至f）。用875°C的FRT加工，钢1仍然表现出粗糙的球状PAG结构。

钢1的相应转化微观组织远比钢2的对应物粗糙得多。重新奥氏体化后，钢2和3的PAG非常细。PAG尺寸的量化列于表III中。由此产生的α子结构（如铁素体晶粒、贝氏体板条和马氏体块）的尺寸与其原始γ晶成正比。根据表III，在875°C的精加工下通过TMP获得最细的晶粒，而如上所述2和3显示出通过在930°C下再奥氏体化产生最细晶粒的趋势。

为了研究生产工艺对UHSS强度淬透性的影响，对3种不同合金含量的钢在变形膨胀仪上施加不同的压缩后，对不同合金含量的钢进行了不同的冷却速率。膨胀计是一种简单而独特的工具，可将工业规模的过程降低到实验室尺寸。但是，它无法描绘整个滚动场景。此外，给定的标称应变不均匀地分布在变形样品上。然而，通过提取硬度和微观结构研究来考虑这些要点，因此仅从变形样品的中间进行。

对于所研究的所有三种钢，与在875°C的FRT和普通淬火（在950°C下奥氏体化5分钟后）加工路线相比，在930°C的FRT下达到最高的硬度值。加工路线的影响在钢1中不太明显。然而，与Nb合金化的钢种在淬火前发生变形时硬度显着增加。