鋸片基體材料的非調(diào)質(zhì)生產(chǎn)工藝*

胡水平，吳國(guó)剛

(北京科技大學(xué) 高效軋制國(guó)家工程研究中心，北京 100083)

鋸片基體材料的非調(diào)質(zhì)生產(chǎn)工藝*

胡水平，吳國(guó)剛

(北京科技大學(xué) 高效軋制國(guó)家工程研究中心，北京 100083)

為了降低鋸片基體生產(chǎn)成本并提高產(chǎn)品質(zhì)量，以特定Si-Mn系試驗(yàn)鋼為研究對(duì)象，采用TMCP工藝對(duì)新型鋸片基體材料進(jìn)行了研究.利用掃描電子顯微鏡、拉伸試驗(yàn)機(jī)等試驗(yàn)設(shè)備對(duì)基體材料的組織和力學(xué)性能進(jìn)行了分析測(cè)試.結(jié)果表明，當(dāng)軋后冷速為32.3 ℃/s時(shí)，可以獲得以細(xì)小束狀貝氏體為主的顯微組織，且該冷速下基體材料的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度可以分別達(dá)到1 315與1 030 MPa，沖擊吸收功可以達(dá)到53.9 J，同時(shí)試驗(yàn)鋼的彈性模量與彈性極限分別為198.5 GPa和915.4 MPa.此外，經(jīng)過(guò)8萬(wàn)次循環(huán)載荷作用后，試驗(yàn)鋼的三點(diǎn)彎曲永久變形高度為0.21 mm，試驗(yàn)鋼表現(xiàn)出較好的綜合機(jī)械性能.采用非調(diào)質(zhì)工藝生產(chǎn)的Si-Mn系貝氏體鋼可以用作鋸片基材.

TMCP工藝；鋸片；貝氏體相變；軋后冷速；彈簧鋼；彈性模量；彈性極限；機(jī)械性能

鋸片基體材料需要具有較高的抗拉強(qiáng)度、彈性極限、屈強(qiáng)比、沖擊韌性與抗疲勞性能.傳統(tǒng)鋸片基體材料65Mn鋼是采用調(diào)質(zhì)工藝進(jìn)行生產(chǎn)的，如何保證在淬火過(guò)程中既能使基體完全淬火，又能控制變形與開(kāi)裂傾向的產(chǎn)生，從而使得加工后的基體具有良好的塑韌性、耐磨性是有待解決的問(wèn)題[1].貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼可以在生產(chǎn)中取消淬火、回火工藝，因而不僅可以簡(jiǎn)化工藝、節(jié)約能耗，而且避免了淬火引起的變形、開(kāi)裂、氧化、脫碳等熱處理缺陷[2]，同時(shí)得到的貝氏體組織具有良好的韌性，因此，貝氏體型非調(diào)質(zhì)鋼越來(lái)越受到國(guó)內(nèi)外學(xué)者的關(guān)注，應(yīng)用范圍也越來(lái)越廣泛[3].目前，非調(diào)質(zhì)鋼已經(jīng)應(yīng)用于抽油桿[4]等諸多領(lǐng)域.Caballero等[5-6]研究發(fā)現(xiàn)，無(wú)碳貝氏體鋼的抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到1 600～1 800 MPa，經(jīng)過(guò)特定處理獲得的細(xì)小板條貝氏體組織的強(qiáng)度可以達(dá)到2 300 MPa.Gao等[7]制備得到的貝氏體鋼的強(qiáng)塑積可以達(dá)到42.4 GPa%.由于熱機(jī)械控制(TMCP)工藝不需要添加過(guò)多的合金元素，也無(wú)需復(fù)雜的后續(xù)熱處理，因而該工藝是一種節(jié)約能源并有利于環(huán)保的工藝.軋后通過(guò)對(duì)冷速進(jìn)行控制，不僅可以抑制晶粒長(zhǎng)大，而且可以獲得高強(qiáng)度、高韌性的貝氏體組織[8].本文通過(guò)對(duì)特定Si-Mn系試驗(yàn)鋼在不同冷卻工藝參數(shù)下的組織和性能進(jìn)行研究，以期通過(guò)非調(diào)質(zhì)工藝生產(chǎn)出滿足鋸片基材性能要求的材料.

1 材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)用鋼由25 kg真空感應(yīng)熔煉爐冶煉得到，試驗(yàn)鋼的主要化學(xué)成分如表1所示.

表1 試驗(yàn)鋼的主要化學(xué)成分(w)Tab.1 Main chemical composition of test steel (w) %

1.2 試驗(yàn)方法

1.2.1 動(dòng)態(tài)CCT曲線測(cè)定

圖1 試驗(yàn)鋼的動(dòng)態(tài)CCT曲線Fig.1 Dynamic CCT curves of test steel

在試驗(yàn)設(shè)定的冷速下，當(dāng)試驗(yàn)鋼經(jīng)雙道次變形后的冷速低于0.25 ℃/s時(shí)，所得到的貝氏體組織中出現(xiàn)了先共析鐵素體(F)；當(dāng)冷速為0.25 ℃/s時(shí)，冷卻后得到的微觀組織以貝氏體為主，同時(shí)夾雜少量鐵素體組織；當(dāng)熱變形后的冷速大于0.25 ℃/s時(shí)，鐵素體組織消失；當(dāng)冷速繼續(xù)增大到50 ℃/s時(shí)，此時(shí)得到的微觀組織仍以貝氏體為主，同時(shí)含有少量馬氏體和殘余奧氏體組織.

1.2.2控軋控冷試驗(yàn)

利用北京科技大學(xué)軋制中心的φ350 mm熱軋機(jī)進(jìn)行控軋控冷試驗(yàn).將尺寸為60 mm×60 mm×60 mm的鋼坯加熱到1 100 ℃并保溫40 min，然后在奧氏體再結(jié)晶和非再結(jié)晶區(qū)兩個(gè)階段進(jìn)行控制軋制處理，軋制規(guī)程為60 mm→48 mm→38 mm→28 mm→21 mm→16 mm→12 mm→10 mm，其中前3道次在奧氏體再結(jié)晶區(qū)軋制，之后4道次在非再結(jié)晶區(qū)軋制，終軋溫度控制在820 ℃左右.隨后采用不同的冷卻制度將試驗(yàn)鋼冷卻至室溫，其軋制工藝如圖2所示.

圖2 試驗(yàn)鋼的軋制工藝Fig.2 Rolling process of test steel

在軋后試驗(yàn)鋼的中間位置沿軋制方向切取拉伸和沖擊試樣.依據(jù)GB/T 228.1-2010制備直徑為5 mm的圓棒狀拉伸試樣，利用CMT-4105型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn).依據(jù)GB/T 229-2007制備標(biāo)準(zhǔn)V型缺口沖擊試樣，試樣尺寸為7.5 mm×10 mm×55 mm，沖擊試驗(yàn)在JB-30B型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試驗(yàn)溫度為室溫.在軋后試驗(yàn)鋼的中間位置切取金相試樣，將金相試樣打磨拋光后，利用硝酸酒精溶液將其腐蝕，并利用ZEISS Axiovert 40 MAT與ZEISS Ultra-55型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察其組織.利用Origin軟件將拉伸試驗(yàn)得到的試驗(yàn)鋼應(yīng)力、應(yīng)變數(shù)據(jù)進(jìn)行線性擬合，得到試驗(yàn)鋼的彈性模量，并以產(chǎn)生0.01%范性形變的應(yīng)變作為彈性極限，采用三點(diǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)方法進(jìn)行疲勞試驗(yàn).依據(jù)GB/T 19844-2005鋼板彈簧中給定的最大應(yīng)力、應(yīng)力幅和壽命要求，利用CMT-4105型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行疲勞試驗(yàn).試樣長(zhǎng)度L為130 mm，跨距l(xiāng)為100 mm，厚度a為5 mm，寬度為10 mm.三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)示意圖如圖3所示.

圖3 三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)示意圖Fig.3 Schematic three-point bending test

2 結(jié)果及分析

2.1 試驗(yàn)鋼的組織和性能分析

將編號(hào)為1#～4#的試驗(yàn)鋼進(jìn)行熱軋后，將1#試驗(yàn)鋼空冷至室溫.通過(guò)控制水冷過(guò)程中的水流量控制冷卻速度，將2#～4#試驗(yàn)鋼水冷至380 ℃，然后將2#～4#試驗(yàn)鋼放入加熱爐中隨爐冷卻.試驗(yàn)鋼的實(shí)測(cè)冷速如表2所示；軋后不同冷速下的試驗(yàn)鋼顯微組織如圖4所示.

表2 試驗(yàn)鋼的實(shí)測(cè)冷速Tab.2 Measured cooling rates of test steel ℃·s-1

由圖4可見(jiàn)，軋后試驗(yàn)鋼的顯微組織是由粒狀貝氏體、板條貝氏體、部分殘余奧氏體和馬奧島組織組成的.通過(guò)對(duì)比分析可知，隨著試驗(yàn)鋼軋后冷至貝氏體相變區(qū)的冷速的增大，顯微組織中較為細(xì)小的板條貝氏體所占比例變大，試驗(yàn)鋼中馬奧島組織數(shù)量明顯增多.當(dāng)冷速為16.8 ℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼的顯微組織中可以觀察到大量粒狀貝氏體的存在，且粒狀貝氏體較為粗大，使得原有板條界面產(chǎn)生扭轉(zhuǎn)，表明試驗(yàn)鋼的顯微組織已經(jīng)發(fā)生了較大幅度的回復(fù)(見(jiàn)圖4b).當(dāng)以24.1 ℃/s的冷速進(jìn)行冷卻時(shí)，試驗(yàn)鋼的顯微組織開(kāi)始出現(xiàn)比例較少的板條狀貝氏體，且可以較為清楚地觀察到一些原始奧氏體晶界，顯微組織中馬奧島組織體積變小，同時(shí)含量最多的粒狀貝氏體組織也變得相對(duì)細(xì)小(見(jiàn)圖4c).當(dāng)冷速為32.3 ℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼的顯微組織中的一些板條貝氏體特征變得較為明顯，板條貝氏體含量增多，可以較明顯地觀察到原始奧氏體晶界上分布著塊狀馬奧島組織(見(jiàn)圖4d).

圖4 軋后不同冷速下試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.4 Microstructures of test steel at different cooling rates after rolling

另外，隨著冷速的增大，馬奧島組織的分布均勻性變差，這是由于在快冷、終冷溫度確定的情況下，未轉(zhuǎn)變奧氏體的過(guò)冷度會(huì)隨著試驗(yàn)鋼冷速的增大而增大，從而導(dǎo)致顯微組織中奧氏體的相變驅(qū)動(dòng)力增大，新相形核率提高.此外，當(dāng)冷速增大時(shí)，冷卻過(guò)程會(huì)抑制貝氏體晶核的長(zhǎng)大，在后續(xù)冷卻過(guò)程中一些有利取向的晶核迅速長(zhǎng)大，并向周?chē)M織進(jìn)行排碳，從而導(dǎo)致周?chē)M織中的奧氏體碳含量升高，使得組織穩(wěn)定性增加，因而在后續(xù)冷卻過(guò)程中不易發(fā)生轉(zhuǎn)變.冷速越大，過(guò)冷度越大，導(dǎo)致試驗(yàn)鋼的冷卻時(shí)間越短，進(jìn)而抑制碳原子在高溫下發(fā)生擴(kuò)散，提高了后續(xù)貝氏體轉(zhuǎn)變的形核點(diǎn)數(shù)量，從而使生成的組織變得細(xì)小.同時(shí)，冷速越快，奧氏體由于變形而存在的畸變能越能得到大量保存，奧氏體發(fā)生的回復(fù)程度越小.相變前奧氏體內(nèi)存在很多的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)和變形帶，較大的畸變能可以增加相轉(zhuǎn)變能量，促進(jìn)更多相變點(diǎn)的生成，從而起到細(xì)化組織的作用.

由于熱軋后試驗(yàn)鋼的冷卻速度不同，造成試驗(yàn)鋼顯微組織上的差異，進(jìn)而使得試驗(yàn)鋼在力學(xué)性能方面表現(xiàn)出不同的傾向.經(jīng)試驗(yàn)測(cè)定，試驗(yàn)鋼在不同冷速下的力學(xué)性能如表3所示.

表3 不同冷速下試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Tab.3 Mechanical properties of test steel at different cooling rates

軋后冷速對(duì)試驗(yàn)鋼力學(xué)性能的影響如圖5～7所示.由圖5～7可見(jiàn)，經(jīng)熱軋后，當(dāng)在高溫段快速水冷至貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)時(shí)，隨著冷速的增大，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度先增大后減小，而伸長(zhǎng)率、斷口收縮率和沖擊吸收功則先減小后增大，屈服強(qiáng)度隨著冷速的增加而增加.當(dāng)軋后冷速為32.3 ℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度達(dá)到1 030 MPa，比冷速為16.8 ℃/s的情況提高了210 MPa.通過(guò)對(duì)軋后冷速進(jìn)行控制，能夠有效提高試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和沖擊吸收功.

通過(guò)對(duì)比1#試驗(yàn)鋼軋后空冷組織和2#～4#試驗(yàn)鋼軋后快速水冷組織可以發(fā)現(xiàn)，空冷后的組織主要為束狀貝氏體和少量粒狀貝氏體，束狀貝氏體形態(tài)為平行板條狀，且被殘留奧氏體分割形成亞單元，而殘留奧氏體以薄膜形式存在[9].相比快速水冷工藝，空冷過(guò)程中的冷速較慢，容易造成組織粗化，但由于存在大量貝氏體板條組織，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、沖擊性能在空冷后均得到了顯著提高.束狀貝氏體相比粒狀貝氏體表現(xiàn)出較高的韌性，這主要是因?yàn)槭鵂钬愂象w中的鐵素體為平行板條狀，同時(shí)板條組織被殘留奧氏體分割為更為細(xì)小的單元，因而組織的晶粒尺寸小于粒狀貝氏體的有效晶粒尺寸，束狀貝氏體組織的基體界面增多，可以有效地阻礙裂紋擴(kuò)展，使裂紋發(fā)生分支和鈍化，從而表現(xiàn)出更高的韌性.此外，束狀貝氏體中的薄膜狀殘留奧氏體具有較高的熱穩(wěn)定性和機(jī)械穩(wěn)定性，可以在應(yīng)變誘發(fā)的相變過(guò)程中吸收更多能量，從而使得試驗(yàn)鋼的沖擊韌性顯著提高[10].

圖5 軋后冷速對(duì)試驗(yàn)鋼抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的影響Fig.5 Effect of cooling rate after rolling on ultimate tensile and yield strengths of test steel

圖6 軋后冷速對(duì)試驗(yàn)鋼伸長(zhǎng)率和斷口收縮率的影響Fig.6 Effect of cooling rate after rolling on elongation and area reduction of test steel

圖7 軋后冷速對(duì)試驗(yàn)鋼沖擊性能的影響Fig.7 Effect of cooling rate after rolling on impact property of test steel

2.2 貝氏體相變區(qū)的組織和性能分析

為了研究試驗(yàn)鋼快冷后在空冷和爐冷條件下的力學(xué)性能，對(duì)5#、6#試驗(yàn)鋼進(jìn)行熱軋后，以一定的冷速快冷至貝氏體相變區(qū)間，然后在貝氏體相變溫度內(nèi)分別通過(guò)爐冷(5#試驗(yàn)鋼)和空冷(6#試驗(yàn)鋼)手段來(lái)分析此階段冷速對(duì)試驗(yàn)鋼力學(xué)性能的影響，具體結(jié)果如表3所示.觀察表3中5#、6#試驗(yàn)鋼的各項(xiàng)力學(xué)性能可以發(fā)現(xiàn)，與快冷后爐冷相比，快冷后空冷得到的試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度提高了70 MPa，屈服強(qiáng)度提高了135 MPa，沖擊韌性也有較大幅度提高，但伸長(zhǎng)率變化不大.這是因?yàn)殡m然束狀貝氏體、粒狀貝氏體和粒狀組織中的鐵素體基體均呈現(xiàn)出碳過(guò)飽和狀態(tài)，均具有高密度位錯(cuò)，從而均具有較高強(qiáng)度，但束狀貝氏體的有效尺寸小于粒狀組織和粒狀貝氏體中的馬奧島組織尺寸，從而對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)具有更大的阻礙作用，因而束狀貝氏體相比粒狀組織和粒狀貝氏體具有更高的強(qiáng)度.

不同冷卻方式下貝氏體相變區(qū)的顯微組織如圖8所示.由圖8可見(jiàn)，快速水冷后的冷速對(duì)貝氏體的組織和性能具有較大影響，當(dāng)快冷后隨爐冷卻時(shí)，其組織主要為塊狀貝氏體，且存在一定的鐵素體、殘余奧氏體和馬氏體組織，而快冷后空冷的組織則主要為條狀貝氏體和少量殘余奧氏體.此外，對(duì)比1#和5#試驗(yàn)鋼的組織可以發(fā)現(xiàn)，雖然兩種組織的組成類(lèi)似，但條狀貝氏體的尺寸顯著減小，這是由于在高溫段快速水冷可以縮短試驗(yàn)鋼在高溫段的停留時(shí)間，使得奧氏體晶粒來(lái)不及粗化，從而起到了組織細(xì)化的作用.

圖8 不同冷卻方式下貝氏體相變區(qū)的顯微組織Fig.8 Microstructures of bainitic transformation region at different cooling rates

2.3 試驗(yàn)鋼的彈性模量和疲勞性能分析

在連續(xù)冷卻工藝下，當(dāng)冷速為32.3 ℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼的屈強(qiáng)比最高，表現(xiàn)出的綜合力學(xué)性能最佳，因此，對(duì)此工藝下試驗(yàn)鋼的彈性模量、彈性極限和疲勞性能進(jìn)行測(cè)試.經(jīng)計(jì)算可知，試驗(yàn)鋼的彈性模量為198.5 GPa，彈性極限為915.4 MPa，由于彈性模量主要由材料本身的化學(xué)成分決定，與加工過(guò)程中的冷熱加工方式、熱處理和合金化的關(guān)系不大，試驗(yàn)測(cè)得的試驗(yàn)鋼的彈性模量和65Mn鋼僅僅相差5%，可以認(rèn)為試驗(yàn)鋼滿足實(shí)際生產(chǎn)要求.在三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)中經(jīng)過(guò)8萬(wàn)次循環(huán)應(yīng)力作用后，試驗(yàn)鋼出現(xiàn)了一定幅度的永久變形，經(jīng)過(guò)測(cè)量可知變形高度為0.21 mm，滿足鋸片基材的使用要求.

3 結(jié) 論

通過(guò)以上試驗(yàn)分析可以得到如下結(jié)論：

1) 在試驗(yàn)鋼的動(dòng)態(tài)連續(xù)冷卻過(guò)程中，當(dāng)熱變形后冷速小于0.25 ℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼中出現(xiàn)了鐵素體組織，當(dāng)冷速大于0.25 ℃/s時(shí)，可以在較大的冷速范圍內(nèi)獲得貝氏體組織.

2) 在試驗(yàn)鋼軋后快速水冷至貝氏體相變區(qū)的過(guò)程中，當(dāng)冷速達(dá)到32.3 ℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼具有最大屈強(qiáng)比，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度可以分別達(dá)到1 315與1 030 MPa，沖擊吸收功可以達(dá)到53.9 J，試驗(yàn)鋼表現(xiàn)出的綜合力學(xué)性能最好，更符合實(shí)際生產(chǎn)需要.

3) 在快冷階段當(dāng)冷速為32.3 ℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼的彈性模量為198.5 GPa，彈性極限為915.4 MPa.經(jīng)8萬(wàn)次循環(huán)應(yīng)力作用后，試驗(yàn)鋼的永久變形高度為0.21 mm，達(dá)到鋸片使用要求.因此，采用非調(diào)質(zhì)工藝生產(chǎn)的Si-Mn系貝氏體鋼可以用作鋸片基材.

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Non-quenchingandtemperingmanufacturingprocessofsawbladematrixmaterial

HU Shui-ping, WU Guo-gang

(National Engineering Research Center for Advanced Rolling, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China)

In order to reduce the manufacturing cost of saw blade and improve the product quality, a new type saw blade matrix material was studied with the TMCP process though taking the special Si-Mn steel as the study object.The microstructure and mechanical properties of matrix material were analyzed and measured with such testing equipment as scanning electron microscope(SEM)and tensile testing machine.The results show that when the cooling rate after rolling is 32.3 ℃/s, the microstructure mainly composed of fine lath bainite can be obtained, the tensile strength and yield strength of matrix material respectively reach 1 315 and 1 030 MPa, and the impact absorbed energy can reach 53.9 J at this cooling rate.At the same time, the elastic modulus and elastic limit of test steel are 198.5 GPa and 915.4 MPa, respectively.In addition, after 80 000 times of cyclic loading, the three-point bending permanent deformation height of test steel is 0.21 mm, and the test steel shows better comprehensive mechanical properties.Furthermore, the Si-Mn series bainite steel produced by the non-quenching and tempering process can be used as the saw blade substrate matrix material.

TMCP process; saw blade; bainite transformation; cooling rate after rolling; spring steel; elastic modulus; elastic limit; mechanical property

2016-12-09.

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51274036).

胡水平(1967-)，男，湖北武漢人，副教授，博士，主要從事材料加工工藝及設(shè)備、材料性能優(yōu)化等方面的研究.

* 本文已于2017-10-25 21∶13在中國(guó)知網(wǎng)優(yōu)先數(shù)字出版.網(wǎng)絡(luò)出版地址：http：//kns.cnki.net/kcms/detail/21.1189.T.20171025.2113.052.html

10.7688/j.issn.1000-1646.2018.01.07

TG 142.1

A

1000-1646(2018)01-0037-06

尹淑英 英文審校：尹淑英)