于同仁， 沈德山， 姜 婷， 张晓瑞

（1.马鞍山钢铁股份有限公司， 安徽马鞍山 243000； 2.中国机械通用零部件协会紧固件分会， 上海 200000）

0 引言

开发非调质钢的初衷是为了省去淬火和回火等调质过程，从而达到节约能源，降低制造成本的目的。 非调质钢按照加工工艺可分为热锻用非调钢、 直接切削用非调钢和冷作强化非调钢三类[1]。冷作强化非调质钢是非调质领域中的一个重要分支，适用于制造紧固件等产品，目前其主要用来制造8.8 级～10.9 级的外螺纹紧固件，尤其适用于制造细长杆螺栓、螺柱、U 型螺栓和螺杆。 因为不需调质热处理，同时还避免了弯曲变形和淬硬尺寸效应，在使用中更显优势[2]。

随着线棒材生产技术的不断进步， 可以实现在二相区温度轧制， 冷作强化非调质钢线棒材正在由以微合金化为主转向以形变诱导超细化组织为主的方向发展，用不添加或少添加微合金元素的钢生产能用于冷镦加工高强度紧固件的线棒材，节约资源、节约能源和保护环境。因此，开发节能环保型高强度紧固件用线棒材生产技术，使其达到工业化规模应用， 是近期乃至未来线棒材生产技术的发展方向。

近年来马钢利用高速线材低温热机械轧制及组织控制技术，开发出具有原始创新性的8.8 级MFT8 冷作强化非调质钢， 为冷作强化非调质钢在紧固件行业的成熟推广奠定了技术基础。 但由于存在韧性差异，产品的面缩率仅在52%左右，只能制作六角头螺栓和牙条。

本研究仅从材料成分优化设计、冶炼、连铸、控轧控冷对8.8 级、9.8 级高韧性非调质钢线材进行制造技术研究， 获得细晶铁素体+珠光体的8.8 级、9.8 级高韧性非调钢线材；抗拉强度在（650～750）MPa，面缩率大于60%；冷变形能力达到法兰面螺栓的变形要求， 通过非调钢稳定化处理技术研究， 冷加工后的紧固件力学性能满足8.8级、9.8 级高强度螺栓的要求。

1 高韧性冷作强化非调质钢产品研究开发

1.1 冷作强化非调质钢的化学成分、性能优化设计

冷作强化非调质钢热轧线材的性能主要取决于钢的化学成分、轧制加热温度、控轧和控冷工艺。 通过合理的化学成分设计， 保证在轧制加热时既能够获得细小的原奥氏体晶粒， 同时又控制V、Ti、Nb 等析出强化元素的溶解程度； 轧制工艺决定轧后的晶粒尺寸和晶内的组织状态；控制冷却决定相变组织即析出相、析出相比例、内部结构及铁素体晶粒大小等[3]。

国内外研究开发的8.8 级、9.8 级冷作强化非调质钢的化学成分，其成分特点基本上为低C、高Mn 以及添加微合金化元素V、Ti、Nb 等。 为了弥补低C 所造成的强度损失，往往需要添加微合金化元素并进行控轧控冷，即在线材轧制前的加热时应保证微合金化元素充分固溶，随后在比较低的温度下进行线材轧制， 从而形成弥散分布的合金碳氮化物，控制奥氏体的再结晶行为，从而获得超细晶粒尺寸。而后控制轧后的冷却速度，在冷却过程中弥散碳氮化物的进一步析出实现铁素体强化作用， 从而获得良好的强度和韧性的配合。微合金元素可以单独使用，也可以二种或三种复合使用，以获得最佳性能。

对于8.8、9.8 级螺栓，要求冷作强化非调质钢热轧材的抗拉强度为（650～730）MPa，经冷拔冷镦，产生冷作强化，再经时效处理可使其抗拉强度达到（800～1000）MPa。采用冷作强化非调质钢所制螺栓的强度是由三部分叠加组成，可用下式表达[1]：

式中：Rm—为冷作强化非调质钢所制螺栓的强度；R0m—为冷作强化非调质钢热轧线材的强度；ΔRcdm—为热轧线材冷作强化所引起的强度增量；ΔRagm—为冷作强化非调质钢所制螺栓时效处理后所引起的强度增量。

用冷作强化非调质钢制螺栓要进行冷拔和冷镦，要求材料具有良好的冷变形性能。 在保证足够的冷作强化强度增量基础上，出于减小冷镦模具损耗的考虑，希望材料的加工硬化率不宜过高。

设计的高韧性冷作强化非调质钢化学成分、 力学性能、冷顶锻性能如下：

（1）化学成分：设计的高韧性冷作强化非调质钢化学成分见表1。

（2）力学性能：高韧性冷作强化非调质钢力学性能要求见表2。

表2 高韧性冷作强化非调质钢力学性能

（3）冷顶锻性能：1/3 冷顶锻合格。

1.2 热模拟实验研究

为了探索相关工艺参数（变形温度、变形量、冷却速度等） 对冷作硬化非调质钢微观组织形态及晶粒细化的影响，为生产工艺参数优化提供依据，对冷作硬化非调质钢进行了热模拟实验研究。试样规格为Φ8.0×15.0mm。热模拟实验研究结果如下：

通过对不同的变形温度和不同的变形量的试验研究，发现变形温度、变形量和冷却速度对铌、钒微合金化的冷作硬化非调质钢的组织性能都有较大影响。 变形温度越低、变形量越大，冷却速度增大[（1～10）℃/s]，其组织越细；变形温度在750℃，变形量大于50%时，冷却速度（1～5）℃/s，其组织晶粒度一般为12 级～14 级。

1.3 工艺路线

根据实验室热模拟试验结果， 制定了高韧性冷作强化非调质钢生产工艺流程：电弧炉冶炼→LF 炉精炼→RH真空脱气→圆坯连铸→150mm 方坯轧制→修磨→高线热机械轧制。

热机轧制工艺如下：钢坯加热到（950～1180）℃进行粗、中轧及预精轧；精轧采用TMCP 连续轧制工艺，即预精轧后，轧件采用水箱冷却，温度降低到（750～800）℃进行精轧，轧件累计减面率为50%以上，控制冷却后集卷。

1.4 冷作强化非调钢热轧盘条组织性能

（1）非调钢热轧盘条盘条晶粒度、金相组织。 试制的Φ9mm、Φ11mm 规格非调质冷镦钢热轧盘条， 晶粒度为12级、金相组织为铁素体+珠光体，为超细晶粒组织，见图1。

图1 非调钢盘条金相组织

（2）力学性能。 Φ9mm、Φ11mm 规格非调质钢热轧盘条进行了同圈力学性能检验， 强度波动范围小， 面缩率高，在70%左右，详见表3、表4。

表3 Φ9mm 非调质钢热轧盘条同圈力学性能

表4 Φ11mm 非调质钢热轧盘条同圈力学性能

（3）冷顶锻：1/3 冷顶锻合格。

2 冷作硬化非调钢深加工工艺研究

冷变形包括冷拔和冷镦，是采用冷作强化非调质钢制造高强度螺栓等紧固件的生产过程中不可缺少的工序。并且冷形变的工艺参数将直接影响最终产品的使用性能，即一方面要通过冷拔工序来得到所需要的线材尺寸，改善其表面状态； 另一方面要借助于冷拔工序产生加工硬化，提高钢的强度，使其达到高强度螺栓的强度要求。 由于在冷拔后还需进行螺栓的冷镦成型，因此冷拔工艺的合适与否还直接影响线材的冷镦性能和螺栓的最终性能。

在螺栓生产中的冷变形过程会在钢中产生高密度的位错，这些位错处于不稳定的状态，加载后位错攀移引起微小屈服， 会产生永久延伸， 不利于螺栓的保证载荷性能。 由于高强度螺栓在服役过程中不允许发生过量的变形，所以在冷镦后还需进行时效处理。

2.1 冷拔后的压缩变形抗力

试验钢热轧材经不同减面率γ 冷拔变形后再进行压缩实验时屈服点对应的压缩屈服真应力σCY及压下量为66%的冷镦变形的压缩真应力σCH随γ 的变化规律见图2、图3。由图2 可以看出，屈服真应力σCY在γ≤25%之前增加平缓，在γ=30%时屈服点的真应力有所下降，随后进一步增加γ，σCY则继续增加。 图3 显示了压下量为66%的冷镦变形时的压缩真应力σCH随γ 的变化规律。 显然，由于鲍辛格效应的作用，材料经冷拔后再反向受力，尽管随着γ 增大，材料的强度升高，但σCH基本不变，在γ 值约30%时，存在σCH下降的一个谷值。 且σCY及σCH出现谷值对应的γ 值均为30%左右。

图2 压缩变形时的屈服点真应力σCY 及随冷拔减面率γ 的变化

图3 压下量66%冷镦变形的真应力σCH 随冷拔减面率γ 的变化

2.2 时效处理对冷变形材性能的影响

试验钢热轧材经冷拔变形后，抗拉强度在减面率5%～35%范围内呈线性增加趋势，抗拉强度增量ΔRm与减面率γ 关系为：

如前所述， 试验钢冷拔材压缩屈服真应力σCY在减面率25%之前增加平缓，γ=30%时σCY有所下降， 随后进一步增加γ，σCY则继续增加。 上述现象是鲍辛格效应和加工硬化共同作用的结果。随着γ 的增加，材料一方面经受加工硬化，使材料的强度提高；但另一方面由于鲍辛格效应的影响，材料经冷拔后再反向受力，σCY虽有所升高，但比较平缓；当达到一定的γ 值，鲍辛格效应达到最大值，这时甚至出现σCY的下降；如果γ 进一步增大，加工硬化的作用明显显现，材料的σCY又明显增加。 由于鲍辛格效应的作用，试验钢经冷拔后再反向冷镦变形时，尽管随着γ 增大，材料的强度升高，但压下量为66%冷镦时变形的压缩真应力σCH基本不变，甚至在超过一定γ 之后σCH出现下降。 这与σCY变化的机理一致， 只是由于压下量为66%的冷镦变形量大， 压缩过程中的加工硬化掩盖了材料冷拔过程中加工硬化的作用， 所以压下量66%冷镦变形时σCH随γ 变化不大，但仍然在30%γ 附近呈现出鲍辛格效应的作用。

为了定量化的描述鲍辛格效应， 定义冷拔后材料反向流变时的屈服强度σr0除以正向应变时的流变应力σF为冷拔因子BE：

式中，σF为正向变形时的流变应力；σr0为反向变形时的屈服强度。

冷拔因子BE 越小，说明鲍辛格效应越明显。 冷拔因子BE 随γ 的关系见图4。 可见，随着γ 的增加，实验料的冷拔因子BE 减小，在γ=30%时达到最小值，这与图2、图3 的实验结果相对应。 但是在γ 大于30%时冷拔因子BE又增大，这是材料应变硬化指数n 变化的作用。

图4 冷拔因子BE 与冷拔减面率的关系

图5 为应变硬化指数n 值随γ 的变化。 可见，超过一定γ 后，n 值有所上升。 n 值上升意味着在冷镦过程中真应力的增加加快。图5 中n 值上升的点与图2 中真应力升高的点相对应， 这说明压缩屈服真应力的上升一方面是由于鲍辛格效应不可能无限制地增大， 另一方面则是由于n 的增加。因此，最佳的γ 值应该在保证强度的条件下选取鲍辛格效应较大，而n 值又没有明显增大的阶段。

图5 加工硬化率随冷拔减面率的变化

3 非调质钢MFT8、MFT9 制造8.8、9.8 级螺栓性能评估

通过上述研究开发， 目前8.8、9.8 级非调质冷镦钢实现批量生产，制造法兰面螺栓、U 型螺栓，节能降耗、效果显著。

3.1 8.8 级外六角螺栓

用户选用Φ13mm 非调钢盘条制作M10 的8.8 级法兰面螺栓性能见表5。 稳定化处理后螺栓抗拉强度较高，σb平均为921MPa，散差较小为15MPa；稳定化处理前后的延伸率和截面收缩率都合格，并且散差小；稳定化处理后保证载荷试验合格；稳定化处理后硬度合格。

表5 冷作强化非调钢制造8.8 级螺栓稳定化处理前后性能

3.2 9.8 级U 型螺栓

用户采用Φ11mm 非调钢热轧盘条制成了M10 的U 型螺栓。U 型螺栓具体数据见表6。 不但省略了热处理调质费用（电费、保护气体和淬火介质费用）降低成本，产品质量还有很大提升； 不用调质处理形变小， 不需再较直整形；因为未径850℃淬火前加热，半成品表面质量较好，镀锌后，外观非常光洁。

表6 9.8 级U 型螺栓检测数据

3.3 超长杆8.8 级六角头法兰面螺栓

某主机厂提出需要8.8 级非调钢用于生产M8×260长杆六角头法兰面螺栓，该产品变形量较大，最大法兰面处减面率达到50%以上。 根据用户要求提供非调质冷镦钢热轧盘条进行试验，以25%～35%的减面率直接进行冷拔，而后在多工位冷镦机上进行冷镦，镦制长杆六角头法兰面螺栓，未出现开裂现象。 为对比模具损耗情况，同时选用1 卷ML40Cr 进行试验，结果显示非调钢切边模约1 万件更换一次，ML40Cr 切边模约1.2 万件更换一次， 模具损耗相差不大。最后对螺栓进行稳定化处理（脱氢处理工艺）螺栓芯部硬度达到（26～29）HRC，抗拉强度达到（865～890）MPa，达到GB/T 3098.22 性能要求。

用户选用Φ9mm 非调钢盘条制作M8 的8.8 级法兰面螺栓性能见表7。

表7 8.8 级法兰面螺栓性能

3.4 冷作强化非调钢螺栓低温性能

冷作强化非调质钢螺栓-50°C 低温性能优异， 在强度增加的情况下，面缩率仍在55%以上，详见表8。

表8 非调钢制作的螺栓低温性能检测结果

3.5 冷作强化非调钢螺栓疲劳性能

采用晶粒度为12 级、 金相组织为铁素体+珠光体的冷作强化非调钢MFT8E 盘条和SWRCH35K 盘条制作8.8 级M6 法兰面螺栓，SWRCH35K 制作的螺栓进行淬火回火处理，金相组织为回火索氏体。

疲劳性能结果为冷作强化非调钢制作螺栓疲劳性能优异，优于调质钢生产的螺栓，在加大载荷情况下，非调钢的疲劳次数要高于调质钢的10 倍左右，详见表9。

表9 8.8 级M6 法兰面螺栓疲劳性能检测结果

4 结论

（1）研究开发的高韧性非调质钢产品，具有良好的冷拔和冷镦工艺性能，能够满足高强度法兰面螺栓等紧固件生产的要求。 抗拉强度：（650～750）MPa，Z≥60%，1/3 冷顶锻合格，金相组织为铁素体+珠光体，实际晶粒度大于11 级。

（2） 冷作强化非调质钢在制作紧固件拉拔减面率在30%左右时，冷镦、搓丝时抗力最低，模具损耗较小。

（3）国内汽车紧固件制造公司已批量应用冷作强化非调质钢热轧盘条，生产法兰面螺栓，产品性能、模具损耗满足要求。

（4）制作的紧固件通过稳定化处理，不仅强度有所提高，保载性能也可完全达到标准要求。

（5）冷作强化非调质钢螺栓低温性能优异，在强度增加的情况下，面缩率仍达到55%左右。

（6）冷作强化非调质钢螺栓疲劳性能优异，优于调质钢生产的螺栓，在加大载荷情况下，非调钢的疲劳次数要高于调质钢的10 倍左右。