·1346 工程科学学报，第42卷，第10期 度及抗拉强度o相较于图2(b)和2(c),调质处 同时，增大转速可以使刀刃中的切屑及时排除，一 理后的组织明显更加细密，较小的晶粒有利于在 定程度上减少了积屑瘤的产生，提高了刀具和材 变形过程中减少应力集中，使得变形较为均匀，因 料间的配合，使得加工温度降低，有效减小加工硬 此有较好的延伸率 化程度，同时提高表面质量.随着转速的继续上 如表3所示，粒状贝氏体组织强度虽然较差， 升，切削温度上升，加快了位错的增殖和迁移，导 但是具有最佳的延伸率及断面收缩率，由图2(c) 致下贝氏体和粒状贝氏体试样加工硬化率有所上 和2(d)可以发现粒状贝氏体基体中大尺寸MWA 升，而马氏体试样加工硬化率持续下降，因为当合 岛形状不规则且间隔较远，块状铁素体基体导致 金钢的形变位错密度到达极致导致位错无法增殖 机械性能不稳定，但是其上的小尺寸M/A岛分布 时，形变能量会通过转化成热量释放，较高的温度 均匀，且形状近似球形，局部均匀的组织对于抑制 引起了加工软化现象，因此马氏体组织自身较 连续裂纹的形成具有较大的帮助，细小分散的 高的位错密度使得其相较于下贝氏体和粒状贝氏 M/A岛可以有效抑制应变局部化)，从而提高均 体更容易到达位错密度的临界值. 匀延伸率 当三种试样处于相同转速下时，下贝氏体及 相比之下，贝氏体组织强度和塑形都低于马 粒状贝氏体试样的加工硬化率较高，这与其较高 氏体，但是足以满足塑料模具钢的性能需求，且由 的残奥含量及较低的屈服强度有关，因为残余奥 于718钢可以在较宽的冷速范围内形成硬度均匀 氏体的应变诱发马氏体相变是导致加工硬化的主 的贝氏体组织4)，因此贝氏体组织是大尺寸预 要原因之一©下贝氏体试样的残余奥氏体含量 硬态钢最佳的使用态组织.三种试样的残余奥氏 低于粒状贝氏体试样，但是加工硬化率较高，这可能 体含量如表3所示，贝氏体组织具有较高的残余 是因为组织基体中析出物的形态与数量不同所致， 奥氏体含量，马氏体组织由于淬火时冷速较快，其 如图2(b)所示，下贝氏体板条上分布着大量碳化物， 残奥含量也较低 有相关研究表明预硬态718钢在560℃回火时的 2.2加工硬化现象 组织中碳化物种类主要为(Fe,Cr)3C和(Fe,Cr)23C6 通常使用两个参数来表征加工硬化现象，加 型，相较于图2(c)粒状贝氏体中的(Fe,Cr)C型碳 工硬化率k和加工硬化指数n,公式如下，S为加工 化物（粗箭头处），大尺寸碳化物被认为具有更好 表面硬度，S,为初始硬度.加工硬化指数表示材料 的阻得位错开动与滑移的作用g20,因此粒状贝 变形时的均匀程度 氏体试样的加工硬化率低于下贝氏体试样 k=(S-Su)/Su (1) 2.3切削力 图3为不同组织分别在切削速度为125,145 为了比较切削过程中三种试样的切削力，获 以及165mmin的加工硬化率，可以发现随着切 取稳定切削过程中力的最大值，使用如下公式计 削速度的上升，三种试样的加工硬化率均有所下 算不同转速下的总切削力，F、F、F分别为作用 降，因为转速的增加提高了加工速率，切削速度越 于刀具上的进给方向的力，切削面上垂直于进给 大，材料塑形变形速度越大，减少了第一变形区的 方向的力以及刀具垂直于平面的轴向力 材料厚度，工件表面发生了细晶强化现象，其屈服 极限得到了提高，材料塑形变形程度随之下降，同 F=F2+F2+F2 (2) 时，随着切削速度的增加，刀具后刀面与工件第三变 图4为不同试样分别在转速为125,145以及 形区接触时间缩短，进而弱化了刀具对材料的加 165mmin的总切削力，当转速由125增加至 工硬化的影响，多种因素结合下导致加工硬化率 145mmin时，下贝氏体试样和马氏体试样的切 在一定转速范围内随着主轴转速的提高而减小6 削力呈现出相同的上升趋势，随着转速的提高，材 表3三种试样的力学性能及残余奥氏体含量 Table 3 Mechanical properties and retained austenite of three samples Samples Yield strength/MPa Tensile strength/MPa Elongation /Section shrinkage/%Hardness,HRC Residual austenite content/% Low bainite 1145 1192 12.6 52.0 36 5.8 Grain bainite 986 1010 14.3 57.6 35 71 Tempered martensite 1210 1280 13.2 54.1 子 3.3度及抗拉强度[10] . 相较于图 2（b）和 2（c），调质处 理后的组织明显更加细密，较小的晶粒有利于在 变形过程中减少应力集中，使得变形较为均匀，因 此有较好的延伸率. 如表 3 所示，粒状贝氏体组织强度虽然较差， 但是具有最佳的延伸率及断面收缩率，由图 2（c） 和 2（d）可以发现粒状贝氏体基体中大尺寸 M/A 岛形状不规则且间隔较远，块状铁素体基体导致 机械性能不稳定，但是其上的小尺寸 M/A 岛分布 均匀，且形状近似球形，局部均匀的组织对于抑制 连续裂纹的形成具有较大的帮助 ，细小分散的 M/A 岛可以有效抑制应变局部化[13] ，从而提高均 匀延伸率. 相比之下，贝氏体组织强度和塑形都低于马 氏体，但是足以满足塑料模具钢的性能需求，且由 于 718 钢可以在较宽的冷速范围内形成硬度均匀 的贝氏体组织[14– 15] ，因此贝氏体组织是大尺寸预 硬态钢最佳的使用态组织. 三种试样的残余奥氏 体含量如表 3 所示，贝氏体组织具有较高的残余 奥氏体含量，马氏体组织由于淬火时冷速较快，其 残奥含量也较低. 2.2    加工硬化现象 通常使用两个参数来表征加工硬化现象，加 工硬化率 k 和加工硬化指数 n，公式如下，S 为加工 表面硬度，Su 为初始硬度. 加工硬化指数表示材料 变形时的均匀程度. k = (S −S u) /S u （1） 图 3 为不同组织分别在切削速度为 125，145 以及 165 m·min−1 的加工硬化率，可以发现随着切 削速度的上升，三种试样的加工硬化率均有所下 降，因为转速的增加提高了加工速率，切削速度越 大，材料塑形变形速度越大，减少了第一变形区的 材料厚度，工件表面发生了细晶强化现象，其屈服 极限得到了提高，材料塑形变形程度随之下降. 同 时，随着切削速度的增加，刀具后刀面与工件第三变 形区接触时间缩短，进而弱化了刀具对材料的加 工硬化的影响，多种因素结合下导致加工硬化率 在一定转速范围内随着主轴转速的提高而减小[16] . 同时，增大转速可以使刀刃中的切屑及时排除，一 定程度上减少了积屑瘤的产生，提高了刀具和材 料间的配合，使得加工温度降低，有效减小加工硬 化程度，同时提高表面质量[17] . 随着转速的继续上 升，切削温度上升，加快了位错的增殖和迁移，导 致下贝氏体和粒状贝氏体试样加工硬化率有所上 升，而马氏体试样加工硬化率持续下降，因为当合 金钢的形变位错密度到达极致导致位错无法增殖 时，形变能量会通过转化成热量释放，较高的温度 引起了加工软化现象[18] ，因此马氏体组织自身较 高的位错密度使得其相较于下贝氏体和粒状贝氏 体更容易到达位错密度的临界值. 当三种试样处于相同转速下时，下贝氏体及 粒状贝氏体试样的加工硬化率较高，这与其较高 的残奥含量及较低的屈服强度有关，因为残余奥 氏体的应变诱发马氏体相变是导致加工硬化的主 要原因之一[10] . 下贝氏体试样的残余奥氏体含量 低于粒状贝氏体试样，但是加工硬化率较高，这可能 是因为组织基体中析出物的形态与数量不同所致， 如图 2（b）所示，下贝氏体板条上分布着大量碳化物， 有相关研究表明预硬态 718 钢在 560 ℃ 回火时的 组织中碳化物种类主要为 (Fe,Cr)3C 和 (Fe,Cr)23C6 型，相较于图 2（c）粒状贝氏体中的 (Fe,Cr)3C 型碳 化物（粗箭头处），大尺寸碳化物被认为具有更好 的阻碍位错开动与滑移的作用[19– 20] ，因此粒状贝 氏体试样的加工硬化率低于下贝氏体试样. 2.3    切削力 为了比较切削过程中三种试样的切削力，获 取稳定切削过程中力的最大值，使用如下公式计 算不同转速下的总切削力，Fx、Fy、Fz 分别为作用 于刀具上的进给方向的力，切削面上垂直于进给 方向的力以及刀具垂直于平面的轴向力. F = √ Fx 2 + Fy 2 + Fz 2 （2） 图 4 为不同试样分别在转速为 125，145 以及 165  m·min−1 的总切削力 ，当转速 由 125 增加至 145 m·min−1 时，下贝氏体试样和马氏体试样的切 削力呈现出相同的上升趋势，随着转速的提高，材 表 3 三种试样的力学性能及残余奥氏体含量 Table 3 Mechanical properties and retained austenite of three samples Samples Yield strength/ MPa Tensile strength/ MPa Elongation /% Section shrinkage / % Hardness, HRC Residual austenite content / % Low bainite 1145 1192 12.6 52.0 36 5.8 Grain bainite 986 1010 14.3 57.6 35 7.1 Tempered martensite 1210 1280 13.2 54.1 35 3.3 · 1346 · 工程科学学报，第 42 卷，第 10 期