1、隨著汽車、機械、建筑、輕工等行業(yè)的發(fā)展 , 對制造各類緊固件 （如螺栓、螺 釘、螺母等 ）使用的材料提出了愈來愈高的要求 , 如汽車的高性能化和輕量化、建筑 結構的高層化以及大橋的超長化等 , 對作為聯(lián)接部件的螺栓提出了更高設計應力和 輕量化的要求 , 在這方面尤以汽車制造業(yè)的要求最強烈。螺栓的輕量化不單單是螺 栓本身的減重 , 對發(fā)動機和動力系統(tǒng)的輕量化亦起著十分重要的作用。緊固件在機械構件中起到聯(lián)接、定位和密封等作用，其中螺栓用量最大。隨 著各類機械、設備、建筑工程的不斷大型化，以及功率、轉速的不斷提高，螺栓類 零件的工作條件更加惡劣，工作應力明顯提高，因此 , 要求螺栓鋼材具有更高的強

2、度。隨著原有的汽車、摩托車用螺栓 , 尤其是發(fā)動機螺栓已難以滿足發(fā)動機高應力 化的要求 ,螺栓的高強度化能夠減小螺栓的尺寸 , 降低螺栓自身的質量 ,有利于減輕 汽車質量、降低能源消耗；作為聯(lián)接、緊固部件 , 螺栓的高強度化還有利于汽車其 他結構的小型化和緊湊化。可見 ,高強度螺栓有很大的使用價值和廣闊的應用前 景。非調質鋼是今年來被研究較多的一種螺栓材料。非調質鋼是在中碳錳鋼的基 礎上加入釩、鈦、鈮微合金化元素，使其在加熱過程中溶于奧氏體中，因奧氏體中 的釩、鈦、鈮的固溶度隨著冷卻而減小。微合金元素釩、鈦、鈮將以細小的碳化物 的氮化物形式在先析出的鐵素體和珠光體中析出。這些析出物與母相保持共

3、格關 系，使鋼強化。然而非調質螺栓鋼也存在著疲勞問題。通過冷作強化和時效處理可 以提高非調質螺栓鋼的耐疲勞性能。本課題包括七大部分，第一章為緒論部分，主要描述了非調質鋼的發(fā)展現(xiàn) 狀，金屬疲勞的相關知識和各種工藝處理對非調質鋼疲勞性能的影響；第二章描述 了試驗材料，設備，及試驗方法；第三章為形變對非調質螺栓鋼組織及性能的影 響；第四章為時效對非調質螺栓鋼組織及性能的影響；第五章為結論；第六部分為 參考文獻；第七部分為致謝。第一章 緒論微合金非調質鋼是一種高效節(jié)能鋼 , 經(jīng)熱鍛或熱軋后其力學性能即達到中碳調 質鋼的水平 , 省去了淬火、高溫回火工序 , 因而也省去了熱處理設備 , 簡化了生產(chǎn)工 藝

4、,降低了能耗,提高了材料利用率 ,改善了零件質量,降低了制造成本 （25%38%）,具 有良好的經(jīng)濟效益和社會效益。1.1 非調質鋼概述1.1.1 非調質鋼的基本性能非調質鋼是在中碳錳鋼的基礎上加入釩、鈦、鈮微合金化元素，使其在加熱 過程中溶于奧氏體中，因奧氏體中的釩、鈦、鈮的固溶度隨著冷卻而減小 1 。微 合金元素釩、鈦、鈮將以細小的碳化物的氮化物形式在先析出的鐵素體和珠光體中 析出。這些析出物與母相保持共格關系，使鋼強化。這類鋼在熱軋狀態(tài)、鍛造狀態(tài) 或正火狀態(tài)的力學性能既縮短了生產(chǎn)周期，又節(jié)省了能源。非調質鋼的力學性能取 決于基體顯微組織和析出相的強化。非調質鋼分為熱鍛用非調質鋼、直接切削

5、用非 凋質鋼、冷作強化非調質鋼和高韌性調質鋼。熱鍛用非調質鋼用于熱鍛件（如曲 軸、連桿等），直接切削用非調質鋼用熱軋件直接加工成零件，冷作強化非調質鋼 用于標準件（如螺母等），高韌性非調質鋼用于要求韌性較高的零部件。1.1.2非調質鋼的分類按用途不同非調質鋼可分為熱加工用非調質鋼、冷作硬化用非調質鋼和直接 切削用非調質鋼。熱加工用非調質鋼主要用于各種熱加工鍛件 2 ，如履帶鏈軌 節(jié)、支重輪輪體、引導輪輪體、回轉齒圈、標準件、各挖臂關節(jié)連接部、齒輪、油 缸連接頭、閥體連接塊等，可以省去調質及其后的表面清理。根據(jù)所需機械性能不 同可代替 40Cr, 45, 35CrMq40Mn2 35MnB 等鋼

6、種的調質材。冷作硬化非調質鋼是綜合應用冷作強化和微合金元素的細晶強化、沉淀強化技術而開發(fā)的，可用作各 種高強度緊固件。直接切削用非調質鋼可替代現(xiàn)有40Cr 及 45 調質鋼制作軸類零件，可以減少加工余量。根據(jù)非調質鋼基體組織的不同則可分為 : 鐵素體和珠光體型、馬氏體型、貝氏 體型。早期開發(fā)的微合金非調質鋼具有鐵素體和珠光體混合組織，主要通過基體組 織上彌散析出細微的碳化物及碳氮化物來改變材料的機械性能 3 ，利用了微量合 金元素在奧氏體、鐵素體和珠光體一鐵素體片中析出產(chǎn)生的晶粒細化和析出強化效 果，其強度和硬度可以達到相應調質鋼水平。這類鋼是在中碳鋼或中碳錳鋼的基礎 上添加微量的 V，Ti，

7、Nb 元素形成的，熱鍛或熱軋后，空冷條件下靠微合金元素的 沉淀析出與晶粒細化達到某些機械零件所要求的強度、塑性和韌性 4 。鐵素體一 珠光體型非調質鋼的最大缺點是鋼中先共析鐵素體易沿原奧氏體晶界析出，得到粗 大的鐵素體一珠光體組織，韌性較差 5 。1.1.3非調質鋼的強化原理 6-8非調質鋼的強化方式是沉淀強化、細化鐵素體晶粒強化和固溶強化。起沉淀強化作用的元素主要是釩，這是由于釩在1100C可完全溶入奧氏體，在鋼冷卻時析出細小、彌散的 VC 或 V(C, N)，提高鐵素體的強度。鈮沉淀強化的作用是次要的，其主要作用是阻礙奧氏體的再結晶，含鈮鋼在 通常的熱加工條件下不發(fā)生再結晶，在熱加工時晶粒

8、被拉長，增加奧氏體晶界面 積。另外，由于形變誘發(fā)析出 Nb(C, N)質點阻止奧氏體發(fā)生靜態(tài)再結晶。在鋼冷 卻過程中，先共析鐵素體不但可以在奧氏體晶界上形核，還能在奧氏體晶粒內的位 錯陣列上形核，因而細化了鐵素體晶粒，并使其分布均勻。鈦的主要作用是細化奧氏體晶粒，使鋼在加熱或熱加工時保持細小的奧氏體 晶粒錳的作用是固溶于鐵素體中引起固溶強化，提高鐵素體的強度；由于增加過 冷奧氏體的穩(wěn)定性而增加相變的過冷度，細化鐵素體和珠光體；促進釩在高溫下溶 解而提高釩的沉淀強化作用。應該強調指出，細化鐵素體晶粒在提高強度的同時又 改善了鋼的韌性，是非調質鋼最有效的強韌化措施。1.2 非調質螺栓鋼1.2.1非

9、調質螺栓的生產(chǎn)工藝70 年代世界性的能源危機，使制造業(yè)出現(xiàn)了一個以簡單化工序、節(jié)省能源來 降低成本，提高競爭力的新潮流。日本新日鐵公司首先研制出一種用于制造 8.8 級 高強度螺栓的強度高塑性好的低碳微合金化非調質鋼，省去熱處理工藝。其生產(chǎn)工 序為：熱軋盤棒料酸洗冷拔冷鐓切邊搓絲時效電鍍成品。我國從 80 年代中期開始非調質鋼的研制，并取得了良好的效果。1.2.2冷變形對非調質螺栓強度的影響冷變形或冷加工是金屬在再結晶溫度以下所進行的變形或加工，如鋼的冷拉 或冷沖壓等。在外力作用下，晶粒的形狀隨著工件外形的變化而變化。當工件的外 形被拉長或壓扁時，其內部晶粒的形狀也隨之被拉長或壓扁，導致晶格發(fā)

10、生畸變， 使金屬進一步滑移的阻力增大，因此金屬的強度和硬度顯著提高，塑性和韌性明顯 下降，產(chǎn)生所謂“變形強化”現(xiàn)象。同時也要理解疲勞是材料受交變 （載荷） 應力作 用經(jīng)一定的應力循環(huán)后發(fā)生的斷裂現(xiàn)象，其微觀表現(xiàn)為在交變應力作用下疲勞裂紋 的產(chǎn)生及擴展。當應力一定時，材料在斷裂前所經(jīng)歷的循環(huán)次數(shù) （ 疲勞壽命 ） 與疲 勞裂紋的擴展速率 da/dN 的大小有關，而 da/dN 在很大程度上取決于材料的強度、 塑性、彈性及其相對高低、是材料各種性能的綜合反映 9 。在金屬整個變形過程中 , 當外力超過屈服強度之后 , 塑性變形并不像屈服平臺 那樣連續(xù)流變下去 , 而需要不斷增加外力才能繼續(xù)進行。這

11、表明金屬材料有一種阻 止繼續(xù)塑性變形的能力 , 這就是形變強化性能。為提高材料的強度對原材料進行冷變形 , 冷拔后金相組織及晶粒度變化不大 , 但鐵素體內部形成大量的位錯 , 并且位錯糾纏形成了胞狀亞結構 , 胞壁處位錯密度高 于胞內。經(jīng) 300C/2h 時效處理后，鐵素體中的位錯發(fā)生了回復現(xiàn)象，生成明顯的亞 晶界。位錯的回復及亞晶界的形成將降低位錯密度 ,消除內應力,改善螺栓尺寸的穩(wěn) 定性 10 。1.2.3碳含量對非調質鋼力學性能的影響 11a) 隨著試驗鋼中碳含量的減少，基體中鐵素體含量增加，強度和加工硬化率 降低，塑性升高，因而變形抗力降低，臨界壓縮比升高。所以在保證強度的基礎 上，降

12、低碳含量有利于改善鋼的強韌性和冷加工性能。b) 冷拔減面率達到一定值之后， 由于鮑辛格效應的作用， 試驗鋼的壓縮真應 力下降。隨著碳含量的降低，壓縮真應力降低的幅度變大，且開始下降所需的減面 率降低。超過此值，由于加工硬化率增大，壓縮真應力又重新上升。因此，最佳減 面率受碳含量的影響，應該在保證強度的條件下選取鮑辛格效應較大，而加工硬化 率沒有明顯上升的階段。1.2.4時效工藝對微觀組織和力學性能的影響時效處理 12 指合金工件經(jīng)固溶處理，冷塑性變形或鑄造、鍛造后，在較高 的溫度放置或室溫保持其性能、形狀、尺寸隨時間而變化的熱處理工藝。在冷作強化的狀態(tài)下使用的非調質鋼螺栓 , 形變組織中存在著

13、高密度的可動位 錯和其他缺陷 , 使其處于不穩(wěn)定狀態(tài)。在螺栓加載時 , 這些可動位錯就會攀移 , 引起 微小屈服 , 影響其使用性能。時效處理可穩(wěn)定可動位錯 , 同時還可使非調質螺栓具有 良好的綜合性能。由于時效處理刃位錯可獲得足夠的能量產(chǎn)生攀移 , 使滑移面上不 規(guī)則的位錯重新分布 ,排列成墻,形成亞晶,所以時效后應變硬化指數(shù)有所恢復 ,而塑 性基本保持不變 , 較高的殘余應變硬化指數(shù)保證了螺栓在使用時抗偶然過載的能 力。時效前后螺栓組織經(jīng) SEM 觀察均為鐵素體+碎化珠光體,晶粒度經(jīng)超細化均達到 12 級, 放大的鐵素體晶粒中有明顯的析出物。未經(jīng)時效處理的螺栓中鐵素體內部 形成了大量的位錯

14、 , 并且位錯糾纏形成了胞狀亞結構。經(jīng)時效處理后 , 鐵素體中形成 了亞晶界,位錯形態(tài)發(fā)生了變化 13 。1.2.5表面處理對抗拉強度的影響 14-15為了發(fā)揮高強度鋼所具有的性能潛力，提高其疲勞強度，常常使用表面強化 技術來減少材料對應力集中的敏感度、防止表層中裂紋的產(chǎn)生和擴展。目前適用于 鋼的表面強化技術有磨削加工、振動強化、噴丸強化以及強化后鍍鉻等等。高強度螺栓最新表面處理方法是鋅鋁鉻涂層 , 又稱“達克羅”處理 , 其耐鹽霧 腐蝕性能高達 500h 以上,并且涂層不會引起氫脆,其成膜溫度在約 300C左右,厚度 約幾個微米。試驗結果表明 , 螺栓經(jīng)表面“達克羅”處理后 , 抗拉強度無明

15、顯變化。1.3 非調質螺栓鋼的耐疲勞性能1.3.1金屬的疲勞工程中很多機件和構件都在變動載荷下工作的，如曲軸、連桿、齒輪、彈 簧、輥子、葉片及橋梁等，其失效形式主要是疲勞斷裂。據(jù)統(tǒng)計，疲勞破壞在整個 失效件中約占 80%左右，極易造成人身事故和經(jīng)濟損失，危害性極大。因此，工程 技術界對其極其重視，從力學、設計、材料、及工藝方面開展疲勞研究，尋求有效 對策，至今已有百余年歷史，取得了很大進展，成為材料強度科學領域中的一個重 要組成部分。1.3.2疲勞裂紋的擴展機理疲勞過程包括疲勞裂紋萌生、裂紋亞穩(wěn)擴展及最后失穩(wěn)擴展三個階段，其疲 勞壽命Nf 由疲勞裂紋萌生期 Ni 和裂紋亞穩(wěn)擴展期 Np 所組成

16、疲勞裂紋一般產(chǎn)生于應力集中處，或通過腐蝕疲勞而產(chǎn)生裂紋通過對疲勞斷裂的斷口進行顯微分析知道，在疲勞裂紋的擴展中，在均勻的 循環(huán)應力作用下，只要應力值足夠大，每一次應力循環(huán)都會在斷裂面產(chǎn)生一道裂 紋。每經(jīng)過一次加載循環(huán)，裂紋尖端即經(jīng)歷一次銳化 - 鈍化- 再銳化的過程。裂紋 擴展一段沖離，斷口表面上便會產(chǎn)生一道輝紋，這樣，隨著應力循環(huán)的作用，裂紋 不斷向前擴展，當裂紋擴展到一定程度，結構即進入最后的斷裂失效階段 16 。1.3.3材料、結構及工藝對耐疲勞性能的影響實驗證明材料因素不是影響高強度螺栓疲勞性能的主要因素。其他條件相 同，由于熱處理波動導致螺栓的硬度在不大的范圍內變動時，其疲勞性能無明

17、顯變 化。對于先熱處理后滾絲的高強度螺栓，為保證其優(yōu)良的疲勞性能，在滾絲之后不 允許再次回火 （ 比如在試圖降低螺栓過高的硬度的情況下 ） ，也不允許長時間靠近溫 度較高的熱源 （ 這將類似于去應力退火 ） ，否則其疲勞性能將產(chǎn)生大幅度下降。在這 兩種情況下，螺栓疲勞性能下降的主要原因可能是較高的溫度改變了滾壓螺紋表面 有利的殘余壓應力條件。高強度螺栓表面存在脫碳現(xiàn)象時，其疲勞性能將產(chǎn)生較大 幅度下降。螺栓先滾絲后磷化比先磷化后滾絲的疲勞強度低。主要原因可能是磷化 膜在滾絲過程中起到了減磨作用，從而改善了滾絲后螺栓螺紋上的應力分布，提高 了螺紋表面光潔度。由于在滾絲時施加潤滑油也可起到減磨的作

18、用，因此，為了提 高螺栓的疲勞強度，延長滾絲輪的使用壽命，在螺紋滾絲時應采用性能良好的潤滑 油予以潤滑。螺栓頭下圓角過渡形式、粗糙度、滾絲輪螺紋牙形等結構、工藝因素 將顯著影響高強度螺栓的疲勞性能 17 。1.3.4提高抗疲勞壽命的工藝方法 181）采用加強螺紋加強螺紋的顯著特點就是小徑比普通螺紋大些，壓根圓角半徑增大，減小螺 栓的應力集中。目前航空、航天器螺栓多采用加強螺紋。2）用毛坯熱處理強化后滾壓螺紋來改善螺紋疲勞性能采用滾壓螺紋的工藝方法 ,由于冷作硬化的作用 , 表層有殘余壓應力 , 可使螺栓 內部金屬纖維線走向合理且不被切斷 , 其疲勞強度可較車制螺紋高 30% 40%。若熱 處理

19、后再滾壓螺紋 ,使零件表面得到強化并獲得殘余壓力層 , 其材料表面疲勞極限可 提高 70%100%。這種工藝還具有材料利用率高、生產(chǎn)率高和制造成本低等優(yōu)點。3）嚴格控制收尾尺寸螺栓螺紋與光桿過渡區(qū)是重要的疲勞源之一 , 嚴格按收尾尺寸控制過渡區(qū)形狀 是提高該區(qū)域疲勞壽命的重要措施。因此 , 在設計制造滾絲輪時 , 必須按標準嚴格修 磨收尾處 , 且在滾絲時嚴格控制滾絲位置。1.4 非調質螺栓鋼的應用與發(fā)展1.4.1高強度螺栓用鋼新日鋼鐵開發(fā)了從 12T 到 16T 不同等級的高強度螺栓鋼。除了用常見的措施 來提高抗延遲斷裂性能，即減少如磷，硫等雜質元素在晶界中的含量，并通過細化 晶粒來分離雜質

20、元素的含量。同時可以用納米尺寸的顆粒來誘捕氫從而使氫無害， 還可以用高的回火溫度來改變顯微組織從而獲得有效的作用 19 。1.4.2低碳微合金非調質螺栓鋼 20低碳微合金以鐵素體 -珠光體為主要組織的非調質鋼用于制造 8.8 級10.9 級 的外螺紋緊固件。尤其在制造細長桿螺栓、螺柱、U 型螺絲和螺桿時，因為不需調 質熱處理 ,避免彎曲變形更顯優(yōu)勢。在節(jié)約能源、保護環(huán)境、降低成本方面有顯著 效果。因此，在國內外推廣應用較為普遍。近年來，我國鋼鐵生產(chǎn)和超常速度的科研開發(fā) , 在這方面也取得了成果，有良 好冷加工性的非調鋼材料研制成功，并獲得了工業(yè)化批量生產(chǎn)應用。例如馬鞍山鋼 鐵股份有限公司，通過

21、技術改造不但擁有了世界上最先進的高速軋機生產(chǎn)線，而且 依靠自己的力量擁有了自主的知識產(chǎn)權 , 開發(fā)出了生產(chǎn)非調鋼 8.8 級螺栓。它擁有 世界首創(chuàng)的單線多通道柔性切換系統(tǒng)（馬鋼與 SMS 公司共有專利）真正實現(xiàn)了線材 750C低溫軋制；采用閉路控軋、控溫技術，在線按程序設定自動控制精軋機組之 前、精軋機組與減徑定徑機組之間、減徑定徑機組之后的所有水箱的溫度閉環(huán)控制 （十分有利軋鋼過程中的形變誘導鐵素體相變、配合控制冷卻，使線材的組織晶粒 度達到 12 級）。馬鋼開發(fā)的低碳微合金非調質鋼牌號為 MFT8 經(jīng)過四年多的生產(chǎn) 使用，制成的 8.8 級10.9 級的外螺紋緊固件的力學性能指標能達到國家

22、標準 （等 同采用國際標準 ISO898-1）的要求。1.4.3高強度螺栓鋼的發(fā)展動向1 ）潔凈螺栓鋼降低 S 含量可提高鋼的變形能力，降低 P 含量可降低鋼的變形抗力，同時可減 少P、S 在晶界的偏聚而減輕晶界脆化。降低 S 還可以減少鋼中的非金屬夾雜物，改 善鋼的韌塑性。因此降低鋼中的 P、S 含量不僅可以改善鋼的冷鐓性能，還可以改善 鋼的耐延遲斷裂性能。2）微合金非調質鋼用微合金非調質鋼制造螺栓可省略螺栓冷拔前的球化退火和螺栓成形后的淬 火回火處理 , 還可減輕螺紋絲扣的脫碳傾向 , 提高螺栓成品率 , 因此經(jīng)濟效果十分明 顯。1.5 本文研究目的與內容1.5.1 研究目的冷變形和相應時

23、效處理是提高非調質鋼螺栓疲勞性能的主要途徑，本課題通 過對非調質螺栓鋼 MFT8 進行不同的冷變形及時效處理，通過 0M 硬度試驗,疲勞 測試等方法研究非調質鋼螺栓在不同冷變形程度和相應時效處理后疲勞性能所受的 影響，有助于尋找最佳的形變強化工藝，對于標準件非調質鋼螺栓的生產(chǎn)具有十分 重要的現(xiàn)實意義。1.5.2 研究內容1）對非調質螺栓鋼 MFT8 進行拉拔和時效處理；2）對原材料，冷變形后，時效后的材料分別進行疲勞性能測試和顯微組織觀 測；3）根據(jù)所得實驗結果分析不同冷變形程度和相應時效處理對非調質鋼螺栓疲 勞性能的影響。第二章 試驗材料和方法本章主要介紹了非調制螺栓鋼的研究路線，以及金相試

24、樣、疲勞試樣的制 備；并對金相法、洛氏硬度測試法、疲勞性能測試法這三種測試方法進行了說明。2.1 研究路線圖 2.1 為論文研究的方案和路線設計圖。先對原材料進行拉拔變形，獲得兩種形變量的材料。對其中一種形變量的材料進行時效處理，對形變后的材料和時效 后的材料進行金相觀察分析。將以上材料加工成疲勞實驗的標準試樣，通過兩種形 變量不同的材料的疲勞實驗對比形變對耐疲勞性能的影響，通過形變后的材料和時 效后的材料對比時效對耐疲勞性能的影響。組織結構分析冷變形原材料0M 組織觀察試樣制備分析討論力學性能測試洛氏硬度圖 2.1 非調質螺栓鋼的研究路線2.2 樣品制備2.2.1 原材料化學成分試驗采用 M

25、FT8 冷作強化非調制鋼,其化學成分如表 2.1，基體組織為鐵素體+ 珠光體,用于制作 8.8 級螺栓標準件。表 2.1 MFT8 鋼的化學成分 兒糸CSiMnPSNbAl質量分數(shù)（%0.210.131.370.0150.0050.040.047原材料直徑為 9mm 經(jīng)過冷變形拉拔成直徑分別為 6.98mm 和7.55mm 的兩 種尺寸的材料。在冷拔、冷鐓、搓絲等冷加工過程中，螺栓微觀組織中存在著高密度的可動位錯和其他缺陷，其組織和使用性能均不穩(wěn)定，螺栓在服役中容易發(fā)生過量 的塑性變形，故需要對成型后的螺栓進行時效處理。時效不僅能夠消除冷加工產(chǎn)生 的殘余應力，防止螺栓鐓頭部位斷裂，而且還可以進

26、一步提高螺栓的強度。將6.98mm 和7. 55mn!勺材料按表 2.2 進行不同溫度下的時效處理。表 2.2 時效處理工藝直徑/mm時效溫度/ c 6.98250300350 7.552503003502.2.2 金相樣品制備金相實驗包括，取樣、磨制、拋光、腐蝕、照相。將經(jīng)過不同處理的材料鑲 嵌好后，依次用由粗到細的砂紙進行磨樣，同一砂紙向同一方向磨樣，看不見上一 張砂紙磨出的劃痕就換下一張細砂紙。每換砂紙磨樣方向變換90。將磨好的試樣在拋光機上進行拋光，使用氧化鋁拋光劑，直至其拋光面光亮平坦無劃痕。將拋 光好的試樣用 4%的硝酸酒精溶液進行腐蝕，腐蝕 510s，然后用酒精進行沖洗。 并用吹

27、風機將試樣吹干。最后選取晶界顯示明顯、合金相清晰、層次感強的區(qū)域進 行拍照。223 疲勞試樣制備根據(jù) GB3075-82金屬軸向疲勞試驗方法設計加工試樣尺寸如圖2.2 (a)為配合疲勞試驗機進行疲勞試驗，設計夾具尺寸如圖2.2 (b)。(BJ圖 2.2 尺寸圖：（a）試樣尺寸圖；（b）夾具尺寸圖2.3 表征與測試方法2.3.1 顯微組織觀察利用金相顯微鏡（GX51 日本奧林巴斯公司）對原材料、冷變形后及時效后 試樣進行顯微組織觀察。通過金相研究形變和時效對非調質螺栓鋼組織合金相的構 成、形態(tài)、分布及其形成機理，合金組織的均勻性，以及時效處理對材料析出相的 形態(tài)和分布的影響，比較冷變形前后組織的

28、變化，晶粒大小及形態(tài)的改變。2.3.2 硬度測試利用洛氏硬度機（HR-150A 山東掖縣材料試驗機廠）對原材料、冷變形以及 時效（250C、300C、350C）處理后的試樣進行硬度測試。將試樣兩面打磨基本 平行，在載物臺上擺放好后，對試樣表面施加150kgf 的載荷，保載 10 秒后卸載，從表盤上讀出硬度值。重復上述操作，在每個試樣上取五個點測出硬度值，取平均 值即為試樣硬度值。根據(jù)國家標準 ASTM A37非奧氏體鋼近似硬度換算表（C 標尺洛氏硬度與其 他硬度值換算），如下為摘錄的部分表格如表2.3，C 標尺洛氏硬度，負荷為150kgf 下，壓頭為金剛石壓頭。表 2.3 非奧氏體鋼近似硬度換

29、算表負何為 150kgf金剛石壓頭近似抗拉強度 ksi （MPa321030319953096529950233 疲勞性能測試利用疲勞試驗機（HFP51O0 分別測量原材料，冷變形后以及時效處理后的試 樣的疲勞性能。材料疲勞壽命是一個特殊的機械性質。疲勞壽命的主要因素是應力水平。在 不同的應力水平下材料具有不同的疲勞壽命。在測定了各級應力水平的疲勞壽命 時，可以確定一條材料的疲勞壽命曲線，即 S-N 曲線（應力-壽命曲線）。疲勞實驗是在如圖 2.3 的循環(huán)應力下通過圖 2.4 的高頻疲勞試驗機下進行 的。圖 2.3 的循環(huán)應力圖 2.4 PWM 脈沖調制型控制器原理框圖高頻疲勞試驗機是基于系統(tǒng)

30、共振原理進行工作的，其主機系統(tǒng)采用了多個自由 度的力學模型進行優(yōu)化設計。它主要由框架、電磁激振器、主振彈簧、測力傳感 器、試樣、及主振系統(tǒng)的配置質量構成機械振動系統(tǒng)，振動由電磁激振器來激勵和 保持。當激振器產(chǎn)生的激振力的頻率和相位與振動系統(tǒng)的固有頻率基本一致時，系統(tǒng)便發(fā)生了共振，這時配置質量在共振狀態(tài)下所產(chǎn)生的慣性力，往復作用在試樣上，來完成對試樣的疲勞試驗。主機諧振性能設計的好壞直接關系到系統(tǒng)是否能夠正常 的工作,是關鍵環(huán)節(jié)。測控系統(tǒng)的工作主要有兩個作用：一是準確的測量出試件所受的力值（均值和 動態(tài)峰值）；二是產(chǎn)生一個幅度可控的與主機共振頻率相一致，與振動系統(tǒng)阻尼力相 位相反的激振力來抵消阻

31、尼力，以維持系統(tǒng)振動。電氣系統(tǒng)根據(jù)不同的控制方式，結 構及組成也不相同。但具備的共性部分有：測力傳感器及其對應的放大器、峰谷 值及均值測量部分、指令設定、比例控制、功率驅動等部分組成。由于該系統(tǒng)是建立在系統(tǒng)共振原理的基礎上工作，所以高頻疲勞試驗機比其它 各種類型的疲勞試驗機效率都高，主要體現(xiàn)在工作頻率高、能量消耗低。另外，試驗 波形好,其波形失真度在動態(tài)試驗機中最小。如圖 2.4 為實驗用高頻疲勞試驗機的 PWM 脈沖調制型控制器。基本原理是利 用負荷傳感器的直接反饋信號進行鑒相和積分，使其產(chǎn)生一個相位同步并且斜率與 振幅成正比例關系的斜波，該斜波與設定的電平進行比較后產(chǎn)生一個方波信號，這個

32、方波信號的寬度與斜波斜率成正比，方波信號的輸出經(jīng)過隔離電路后，送到開關功率 放大器,驅動電磁激勵器工作。它與線性掃頻幅度控制型系統(tǒng)的區(qū)別是：作用在激勵電磁鐵上的信號是脈沖寬度隨著設定振幅變化可調的方波信號，其自動鑒相電路自動實現(xiàn)振蕩的相位同步，這樣消除了以往需操作者繁瑣的移相工作，使起振變得十分 容易。已知試樣截面直徑為 3.0mm 根據(jù)擬定的應力水平（Tmax 和應力比 R,由此 可以計算出最大載荷和最小載荷，見式（2.1 ），再根據(jù)式（2.2 ）計算平均靜載荷 和動載荷。R =cmin/cmaxFmax =cmaxXnXd2/4Fmin=cminXnXd2/4(2.1)式中cmax 應力水

33、平（MPa ;Fma最大載荷（N）；Fmin 最小載荷（N）;R 應力比。Fj =(Fmax+Fmi n)/2Fd = (Fmax -Fmi n)/2(2.2)式中Fmax-最大載荷（N）;Fmin-最小載荷（N）;Fj 平均靜載荷（N）;Fd平均動載荷（N）o例如由表 2.3 中硬度 30HRC 轉化成硬度近似為 lOOOMPa 即抗拉強度cb為lOOOMPa 第一根試樣應力水平要略高于c-1，因為尚不能預計疲勞極限c-1，取疲勞極限為 0.50cb,即 500 MPa,又第一根試樣應力水平要略高于c-1，取為 550MPao-min最小應力（MPa ；第二根試樣的應力水平根據(jù)第一根試樣試驗

34、結果。如果第一根試樣斷裂則 對第二根試樣施加的應力降低 5%反之，第二根試樣的應力則較前升高5%其余 試樣的應力值均依此辦法辦理，直至完成全部實驗。出現(xiàn)一對結果相反以前的數(shù) 據(jù)，如在以后數(shù)據(jù)的應用波動范圍內，則作為有效數(shù)據(jù)加以利用，否則就舍去。如此利用升降法算出最大載荷，最小載荷。將最大載荷、最小載荷、應力 比、試樣尺寸輸入疲勞試驗軟件，完成疲勞試驗后可得到循環(huán)周次。R=cmin/cma(Fmax =cmaxXnXd2/4Fmin=cminXnXd2/40.15=cmin/cmaxFmax =1000MPX nX(3mm)2/4Fmin=1000MPX0.15XnX(3mm)2/4Fmax=7

35、065NFmi n=1059N根據(jù)算出的最大載荷和最小載荷，根據(jù)以上描述依次求出平均靜載荷及平均 動載荷。根據(jù)選取的不同動載荷和靜載荷做疲勞試驗，最后作出疲勞曲線口第三章 形變對非調質螺栓鋼組織及性能的影響本章主要分析形變對非調質螺栓鋼 MFT8 的顯微組織，硬度，疲勞性能的影 響。通過比較 7.55mm6.98mm 不同形變量對試樣硬度及疲勞性能的影響來分 析形變強化效應。3.1 顯微組織圖 3.1 為原材料 9mm 冷變形后 7.55mm6.98mm 橫向與縱向的組織形 貌。從圖 3.1a、c、e 可以看出，晶粒和金相組織變化并不大，但鐵素體內部形成 大量的位錯，并且位錯糾纏形成了胞狀亞結

36、構。珠光體的變化比鐵素體的變化要 小。隨著形變量的增加，產(chǎn)生明顯的晶粒碎化現(xiàn)象，并且珠光體中的滲碳體要發(fā)生 明顯的扭折。如圖 3.1 中的 b,d,f 縱向組織形貌，在冷變形過程中，金屬的晶粒逐步改變 其外形，其變化的趨勢與工件宏觀流變的趨向相符合。在單向拉伸的情況下，晶粒 沿工件拉伸軸的方向逐步伸長。在晶粒形狀變化的過程中，各個晶粒形狀的變化， 并不是均勻一致的。觀察表明鐵素體-珠光體組織的碳鋼冷變形后，鐵素體和珠光 體均產(chǎn)生了嚴重的形變。隨形變量增加，原來的等軸晶粒，沿形變方向逐漸伸長， 形變量越大，晶粒伸長的程度越顯著。圖 3.1 原材料及拉拔后材料的顯微組織：a）9mm 橫向；b）9m

37、m 縱向；c）7.55mm 橫向；d）7.55mm 縱向；e）6.98mm 橫向；f）6.98mm 縱向3.2 硬度對原材料及冷變形后材料的洛氏硬度值進行了采集并觀察其值的分布情況。測量數(shù)據(jù)如表 3.1 :表 3.1 不同形變材料的硬度值試樣直徑/mm97.556.98平均硬度/HRC2226.429圖 3.2 為原材料 9mn 與拉拔后 7.55mm 和6.98mm 的材料的平均硬度 值，從圖 3.2 可以看出拉拔后 7.55mm 和6.98mm 材料的硬度原材料由高于原材 料9mm的 22HRC 提高到 26.4HRC 和 29HRC 這是因為冷拔后金相組織及晶粒度變 化不大，但鐵素體內部

38、形成大量的位錯，并且位錯糾纏形成了胞狀亞結構，胞壁處位 錯密度高于胞內。另外，冷變形使鐵素體中的位錯密度增加，碳、氮原子可以以更短 的距離擴散至位錯處形成柯式氣團，這也是硬度提高的原因之一。o A- -1-山6 q7.血血氏鈕卄小她圖 3.2 不同形變量材料的硬度分布3.3 疲勞性能分析疲勞過程包括疲勞裂紋萌生、裂紋亞穩(wěn)擴展及最后失穩(wěn)擴展三個階段，其疲 勞壽命Nf 由疲勞裂紋萌生期 Ni 和裂紋亞穩(wěn)擴展期 Np 所組成。疲勞裂紋一般產(chǎn)生 于應力集中處，或通過腐蝕疲勞而產(chǎn)生裂紋。在疲勞裂紋的擴展中，在均勻的循環(huán) 應力作用下，只要應力值足夠大，每一次應力循環(huán)都會在斷裂面產(chǎn)生一道裂紋。大量研究表明，

39、疲勞微裂紋都是由不均勻的局部滑移和顯微開裂引起的。主 要方式有表面滑移帶開裂；相界面開裂；晶界開裂。時效可以起到阻止裂紋產(chǎn)生及 擴展而提高疲勞性能。從圖 3.1 中7.55mm 和6.98mm 兩種形變量的顯微組織可以看出，未經(jīng)時 效處理的螺栓中鐵素體內部形成了大量的位錯，并且位錯糾纏形成了胞狀亞結構。在螺栓加載時，大量可動位錯會產(chǎn)生攀移，產(chǎn)生少量屈服，從而影響材料的性能。圖 3.3 為7.55mm 和6.98mm 未經(jīng)時效處理的材料疲勞曲線，從圖3.3 中可以看出，S-N 曲線由高應力段和低應力段組成，前者壽命短，后者壽命長，且隨應力水平下降斷裂循環(huán)周次增加。當循環(huán)應力水平降低到某一臨界值時

40、，低應力段 變?yōu)樗骄€段。為了便于比較，定義循環(huán)周次在2.0X106 周次不斷裂，作為測定疲勞極限的基數(shù)。-262015從圖 3.3 中可以看出，以 500000 周次為界，500000 周次前，7.55mm 和6.98mm 試樣的最大應力對循環(huán)周次下降的速率基本相同，比較7.55mm 和6.98m m 的試樣，兩者的坐標比例相同的條件下，拉拔后的試樣，6.98mm 和7.55mm 試樣在相同的應力條件下，6.98mm 試樣的疲勞循環(huán)周次更長。所以6.98mm 試樣的疲勞極限比 7.55mm 試樣的試樣的疲勞極限高。通過以上分析，6.98mm 的試樣高應力段的壽命較長，而 7.55mm 的試樣

41、 高應力段的壽命較短；7.55mm 試樣在低應力段更早達到疲勞極限。所以形變量 大的材料的耐疲勞性能更好。對7.55mm6.98mm 兩種不同形變量的材料進行疲勞性能測試，所得數(shù)據(jù) 如表3.2 所示：表 3.2 冷變形材料的疲勞壽命最大應力 cmax/MPa7.55mm 疲勞周次/次6.98m m 疲勞周次/次800293277503145270055509642196705159884236650806341243656302038383090126003284895166275707838711045641圖 3.3 不同形變材料的 S-N 曲線第四章 時效對非調質螺栓鋼組織及性能的影響本

42、章主要分析時效對非調質螺栓鋼 MFT8 的顯微組織，硬度，疲勞性能的影 響。通過比較 7.55mm 和6.98mm 不同時效處理試樣硬度及疲勞性能的影響來分 析時效強化效應。4.1 顯微組織從圖 4.1 中可以看出時效前后螺栓組織經(jīng) OM 觀察均為鐵素體+碎化珠光體,晶 粒度細化，放大的鐵素體晶粒中有明顯的析出物（碳，氮）。未經(jīng)時效處理的螺栓 中鐵素體內部形成了大量的位錯，并且位錯糾纏形成了胞狀亞結構。在螺栓加載 時，大量可動位錯會產(chǎn)生攀移，產(chǎn)生少量屈服，從而影響材料的性能。時效處理可 以穩(wěn)定可動位錯，提高材料的綜合性能，并且時效過程中，刃位錯獲得能量產(chǎn)生攀 移，使得滑移面上不規(guī)則的位錯重新排

43、布，排成位錯墻，形成亞晶。如圖4.1 中c,e,g 經(jīng)時效處理后，鐵素體中形成了亞晶界，位錯形態(tài)發(fā)生了變化。19856902683022o soonoo lononooIMCIODO?( (iw( (n noooooJOOCMMO7. 55sm4-4 & 98ui從圖 4.1 中 d,f,h 可以看出,鐵素體位錯回復，位錯密度降低，時效后材料不僅強度提高，而且塑性也增加。這是因為時效加熱降低了材料中氫的含量。此外，時效溫度下形成亞晶，亞晶還可以通過位錯的相互作用，發(fā)生反應而形成。當形成亞 晶后，材料塑性和韌性得到極大改善 。再者，固溶于奧氏體中的 Nb ,提高了過冷奧 氏體的穩(wěn)定性，降

44、低珠光體轉變溫度，形成細小、碎化的珠光體，其中碎化的滲碳體 有利于提高韌性。時效過程由于沒有改變材料超細晶粒結構，故等軸鐵素體+細小團、碎化的珠光體組織不僅具有較好的強度，同時塑性并不降低。雖然時效前材料組織為鐵素體+珠光體平衡相，但冷變形可以促進平衡相的析 出，在時效加熱時將產(chǎn)生形變時效，引起性能變化。由顯微組織可以看出，時效溫度在 300C時，組織均勻，亞晶較為均勻。對 組織性能地改善也更為明顯。而從 4.1 中 g,h 圖可見，組織中的珠光體有更大程度 的碎化，350C時材料出現(xiàn)過時效。clf)c)11)R）SB4.2 硬度測試圖 4.16.98mm 不同時效處理顯微組織：a）6.98m

45、m 橫向；b）6.98mm縱向；c）時效 250C橫向；d）時效 250C縱向；e）時效 300C橫向；f）時效 300C縱向；g）時效 350C橫向；h）時效 350C縱向比較拉拔后 6.98mm 的材料和不同時效處理后的硬度，可以看到當時效溫度為 250C和 300C時，試樣的硬度較原材料高，且隨著溫度升高硬度增加。當時效溫度為 350C時，試樣的硬度有所下降，但仍高于原材料。這是因為時效加熱降低了材料中氫的含量。此外，時效溫度下刃位錯可獲得足夠的能量產(chǎn)生攀移，使滑移面上不規(guī)則的位錯重新分布，排列成墻,形成亞晶。亞晶可以通過位錯的相互作用，發(fā)生 反應而形成。當形成亞晶后，材料塑性和韌性得到

46、極大改善。再者，固溶于奧氏體中 的 Nb,提高了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，降低珠光體轉變溫度，形成細小、碎化的珠光體 其中碎化的滲碳體有利于提高韌性。時效過程由于沒有改變材料超細晶粒結構，故 等軸鐵素體+細小團、碎化的珠光體組織不僅具有較好的強度，同時塑性并不降低。如圖 4.2，6.98mm 比7.55mm 的硬度更高。這是因為冷變形后，鐵素體內 部形成大量的位錯，并且位錯糾纏形成了胞狀亞結構。隨著形變量的增加，產(chǎn)生明 顯的晶粒碎化現(xiàn)象，產(chǎn)生細晶強化和形變強化，變形越明顯，強化程度越大。由圖 4.2 可見，當加熱溫度逐漸升高時,材料強化趨勢隨之增加，300C時，硬 度平均值達到最高， 但 300C以

47、后出現(xiàn)過時效。 正如圖 4.2， 時效溫度在 300C時， 組織均勻，亞晶較為均勻，對組織性能地改善也更為明顯。所以，最佳時效工藝大體在 250300C,時間約 2 h ,其性能滿足技術要求。表 4.16.98mm 不同時效溫度下的硬度時效溫度/c未時效250300350平均硬度/HRC2932.83533.4表 4.27.55mm 不同時效溫度下的硬度時效溫度/c未時效250300350平均硬度/HRC26.430.634.232.2圖 4.2 硬度一溫度曲線4.3 疲勞性能分析從圖 4.1 中拉拔后6.98mm 和其時效 300C而時后的顯微組織可以看出， 時效處理可以穩(wěn)定可動位錯，降低位

48、錯密度，晶粒更為均勻，提高了材料的綜合性 能。并且時效過程中，刃位錯獲得能量產(chǎn)生攀移，使得滑移面上不規(guī)則的位錯重新 排布，排成位錯墻，形成亞晶，晶界阻止疲勞裂紋的擴展，從而提高材料的疲勞性 能，時效過程由于沒有改變材料超細晶粒結構，故等軸鐵素體+細小團、碎化的珠 光體組織能抑制晶界裂紋的形成，提高疲勞強度。圖 4.3 為原材料 7.55mm 和 6.98mm 及6.98mm 時效 300C材料的疲勞曲 線。從圖 4.3 中可以看出，以 500000 周次為界，500000 周次前，7.55mm 和 6.98 mm 試樣的最大應力對循環(huán)周次下降的速率基本相同，而兩者與時效后試樣 相比，最大應力的

49、下降速率卻比時效后試樣來的大。這說明7.55mm 和6.98mm試樣在高應力階段的壽命比時效后試樣低。& a帥WD IGO 2DQ 250 3DD4001*6. yri55mn通過以上分析，時效后的試樣高應力段的壽命最長，而7.55m m 的試樣高應力段的壽命最短，且在低應力段更早達到疲勞極限。所以時效后的材料的耐疲勞性 能最好。對6.98mm 原材料及 6.98mm 300C 時效后的材料進行疲勞性能測試，所 得數(shù)據(jù)如圖 4.3 所示：表 4.36.98mm 原材料和時效后疲勞壽命最大應力（Tmax/MPa6.98mm 時效 300C疲勞周次/次6.98mm 疲勞周次/次800293

50、27750315217007233564219670139694842366505758511243656308802463090126001610537516627570342025910456415502683022圖 4.3 原材料及時效后 S-N 曲線第五章結論本文對變形和時效處理對非調質螺栓鋼 MFT8 的組織和力學性能的影響進行了研究，比較了不同形變量下的顯微組織和性能變化情況，以及不同時效溫度下的顯 微組織和性能變化情況，得出主要結論如下：1. 對9 mm 勺原材料進行冷變形，變形后尺寸分別為7.55mm 和6.98mm 材料的硬度分別由 22HRC 提高至 U 26.4HRC

51、和 29HRC 在相同應力條件下，6.98mm 試樣的疲勞壽命高于 7.55mm 的試樣。因此形變量越大，材料的硬 度和疲勞性能越好。2. 對6.98mm 的非調質螺栓鋼 MFT8 進行不同溫度的時效處理，時效溫度為300C 時，材料的硬度達到了最大值 35HRC 在相同應力條件下，時效后材料的疲 勞壽命高于拉拔后的原材料。因此 300C 為非調質螺栓鋼 MFT8 的最佳時效溫度。BOO -650-fl 500000 1000M5 1WOOOT 20WXHX) 25C0COO 3000QCW 3500000銭嘮醫(yī)次/次參考文獻1劉雷,李培耀. 高強度螺栓材料的研究現(xiàn)狀與趨勢 J. 上海工程技術大學