胡水平，吳國剛

(北京科技大學 高效軋制國家工程研究中心，北京 100083)

鋸片基體材料的非調(diào)質(zhì)生產(chǎn)工藝*

胡水平，吳國剛

(北京科技大學 高效軋制國家工程研究中心，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系試驗鋼為研究對象，采用TMCP工藝對新型鋸片基體材料進行了研究.利用掃描電子顯微鏡、拉伸試驗機等試驗設(shè)備對基體材料的組織和力學性能進行了分析測試.結(jié)果表明，當軋后冷速為32.3 ℃/s時，可以獲得以細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度、屈服強度可以分別達到1 315與1 030 MPa，沖擊吸收功可以達到53.9 J，同時試驗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8萬次循環(huán)載荷作用后，試驗鋼的三點彎曲永久變形高度為0.21 mm，試驗鋼表現(xiàn)出較好的綜合機械性能.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；機械性能

鋸片基體材料需要具有較高的抗拉強度、彈性極限、屈強比、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)工藝進行生產(chǎn)的，如何保證在淬火過程中既能使基體完全淬火，又能控制變形與開裂傾向的產(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，因而不僅可以簡化工藝、節(jié)約能耗，而且避免了淬火引起的變形、開裂、氧化、脫碳等熱處理缺陷[2]，同時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)鋼越來越受到國內(nèi)外學者的關(guān)注，應用范圍也越來越廣泛[3].目前，非調(diào)質(zhì)鋼已經(jīng)應用于抽油桿[4]等諸多領(lǐng)域.Caballero等[5-6]研究發(fā)現(xiàn)，無碳貝氏體鋼的抗拉強度可以達到1 600～1 800 MPa，經(jīng)過特定處理獲得的細小板條貝氏體組織的強度可以達到2 300 MPa.Gao等[7]制備得到的貝氏體鋼的強塑積可以達到42.4 GPa%.由于熱機械控制(TMCP)工藝不需要添加過多的合金元素，也無需復雜的后續(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.軋后通過對冷速進行控制，不僅可以抑制晶粒長大，而且可以獲得高強度、高韌性的貝氏體組織[8].本文通過對特定Si-Mn系試驗鋼在不同冷卻工藝參數(shù)下的組織和性能進行研究，以期通過非調(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 試驗材料

試驗用鋼由25 kg真空感應熔煉爐冶煉得到，試驗鋼的主要化學成分如表1所示.

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

1.2 試驗方法

1.2.1 動態(tài)CCT曲線測定

圖1 試驗鋼的動態(tài)CCT曲線Fig.1 Dynamic CCT curves of test steel

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

1.2.2控軋控冷試驗

利用北京科技大學軋制中心的φ350 mm熱軋機進行控軋控冷試驗.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)兩個階段進行控制軋制處理，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鋼冷卻至室溫，其軋制工藝如圖2所示.

圖2 試驗鋼的軋制工藝Fig.2 Rolling process of test steel

在軋后試驗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型萬能試驗機進行拉伸試驗.依據(jù)GB/T 229-2007制備標準V型缺口沖擊試樣，試樣尺寸為7.5 mm×10 mm×55 mm，沖擊試驗在JB-30B型沖擊試驗機上進行，試驗溫度為室溫.在軋后試驗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軟件將拉伸試驗得到的試驗鋼應力、應變數(shù)據(jù)進行線性擬合，得到試驗鋼的彈性模量，并以產(chǎn)生0.01%范性形變的應變作為彈性極限，采用三點彎曲疲勞試驗方法進行疲勞試驗.依據(jù)GB/T 19844-2005鋼板彈簧中給定的最大應力、應力幅和壽命要求，利用CMT-4105型萬能試驗機進行疲勞試驗.試樣長度L為130 mm，跨距l(xiāng)為100 mm，厚度a為5 mm，寬度為10 mm.三點彎曲試驗示意圖如圖3所示.

圖3 三點彎曲試驗示意圖Fig.3 Schematic three-point bending test

2 結(jié)果及分析

2.1 試驗鋼的組織和性能分析

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

表2 試驗鋼的實測冷速Tab.2 Measured cooling rates of test steel ℃·s-1

由圖4可見，軋后試驗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.通過對比分析可知，隨著試驗鋼軋后冷至貝氏體相變區(qū)的冷速的增大，顯微組織中較為細小的板條貝氏體所占比例變大，試驗鋼中馬奧島組織數(shù)量明顯增多.當冷速為16.8 ℃/s時，試驗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)，表明試驗鋼的顯微組織已經(jīng)發(fā)生了較大幅度的回復(見圖4b).當以24.1 ℃/s的冷速進行冷卻時，試驗鋼的顯微組織開始出現(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，同時含量最多的粒狀貝氏體組織也變得相對細小(見圖4c).當冷速為32.3 ℃/s時，試驗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(見圖4d).

圖4 軋后不同冷速下試驗鋼的顯微組織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)變奧氏體的過冷度會隨著試驗鋼冷速的增大而增大，從而導致顯微組織中奧氏體的相變驅(qū)動力增大，新相形核率提高.此外，當冷速增大時，冷卻過程會抑制貝氏體晶核的長大，在后續(xù)冷卻過程中一些有利取向的晶核迅速長大，并向周圍組織進行排碳，從而導致周圍組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)冷卻過程中不易發(fā)生轉(zhuǎn)變.冷速越大，過冷度越大，導致試驗鋼的冷卻時間越短，進而抑制碳原子在高溫下發(fā)生擴散，提高了后續(xù)貝氏體轉(zhuǎn)變的形核點數(shù)量，從而使生成的組織變得細小.同時，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)生的回復程度越小.相變前奧氏體內(nèi)存在很多的位錯結(jié)構(gòu)和變形帶，較大的畸變能可以增加相轉(zhuǎn)變能量，促進更多相變點的生成，從而起到細化組織的作用.

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

表3 不同冷速下試驗鋼的力學性能Tab.3 Mechanical properties of test steel at different cooling rates

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

通過對比1#試驗鋼軋后空冷組織和2#～4#試驗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，試驗鋼的抗拉強度、屈服強度、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，這主要是因為束狀貝氏體中的鐵素體為平行板條狀，同時板條組織被殘留奧氏體分割為更為細小的單元，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)定性和機械穩(wěn)定性，可以在應變誘發(fā)的相變過程中吸收更多能量，從而使得試驗鋼的沖擊韌性顯著提高[10].

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

圖6 軋后冷速對試驗鋼伸長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 軋后冷速對試驗鋼沖擊性能的影響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

為了研究試驗鋼快冷后在空冷和爐冷條件下的力學性能，對5#、6#試驗鋼進行熱軋后，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)分別通過爐冷(5#試驗鋼)和空冷(6#試驗鋼)手段來分析此階段冷速對試驗鋼力學性能的影響，具體結(jié)果如表3所示.觀察表3中5#、6#試驗鋼的各項力學性能可以發(fā)現(xiàn)，與快冷后爐冷相比，快冷后空冷得到的試驗鋼的抗拉強度提高了70 MPa，屈服強度提高了135 MPa，沖擊韌性也有較大幅度提高，但伸長率變化不大.這是因為雖然束狀貝氏體、粒狀貝氏體和粒狀組織中的鐵素體基體均呈現(xiàn)出碳過飽和狀態(tài)，均具有高密度位錯，從而均具有較高強度，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，從而對位錯運動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，快速水冷后的冷速對貝氏體的組織和性能具有較大影響，當快冷后隨爐冷卻時，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，對比1#和5#試驗鋼的組織可以發(fā)現(xiàn)，雖然兩種組織的組成類似，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鋼在高溫段的停留時間，使得奧氏體晶粒來不及粗化，從而起到了組織細化的作用.

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 試驗鋼的彈性模量和疲勞性能分析

在連續(xù)冷卻工藝下，當冷速為32.3 ℃/s時，試驗鋼的屈強比最高，表現(xiàn)出的綜合力學性能最佳，因此，對此工藝下試驗鋼的彈性模量、彈性極限和疲勞性能進行測試.經(jīng)計算可知，試驗鋼的彈性模量為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成分決定，與加工過程中的冷熱加工方式、熱處理和合金化的關(guān)系不大，試驗測得的試驗鋼的彈性模量和65Mn鋼僅僅相差5%，可以認為試驗鋼滿足實際生產(chǎn)要求.在三點彎曲試驗中經(jīng)過8萬次循環(huán)應力作用后，試驗鋼出現(xiàn)了一定幅度的永久變形，經(jīng)過測量可知變形高度為0.21 mm，滿足鋸片基材的使用要求.

3 結(jié) 論

通過以上試驗分析可以得到如下結(jié)論：

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

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

3) 在快冷階段當冷速為32.3 ℃/s時，試驗鋼的彈性模量為198.5 GPa，彈性極限為915.4 MPa.經(jīng)8萬次循環(huán)應力作用后，試驗鋼的永久變形高度為0.21 mm，達到鋸片使用要求.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.

國家自然科學基金資助項目(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在中國知網(wǎng)優(yōu)先數(shù)字出版.網(wǎng)絡出版地址：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)