陳金晟    ( 中鋼集團鄭州金屬制品研究院有限公司高級工程師)

全球變暖成為一大社會問題 , 不僅僅是工  廠 ,汽車的 CO2  排放也是一大原因 ,。因此 ,通過  汽車的輕量化來降低耗油量非常重要 ,低耗油量  車的銷售臺數(shù)也在增長 。從減少汽車的 CO2  排  放,、降低耗油量的觀點來看 ,被稱為“ 簧下重量 ” 的驅動系統(tǒng)部件重量的輕量化被認為是有效的,。 “ 簧下重量”是等速萬向節(jié)、驅動軸,、輪轂,、傳動  軸、差速齒輪等重量的總和,。這些部件要求靜扭  轉強度,、扭轉疲勞強度、旋轉彎曲疲勞強度和滾  動疲勞強度都要滿足標準要求,。

文中以汽車底盤部件的高強度化,、高疲勞強 度化為目的 ,開發(fā)了將高頻感應淬火技術應用于 微細化原奧氏體晶粒 ,在降低汽車底盤重量的前 提下 ,滿足各種強度要求 , 達到輕量化并降低 CO2  排放量的目的。

1    晶粒微細化的必要性

為了提高感應硬化部件的強度 ,增加碳或合 金成分的方法會降低伸長率,、抗拉強度和沖擊 值 ,。另外 ,高強度化與高疲勞強度化沒有聯(lián)系的 情況也很多 。硬度對碳鋼扭轉,、疲勞強度的影響 如圖 1 所示 ,。相當硬度達到 650 HV左右時 , 隨 著硬度的增加 ,扭轉疲勞強度也在增加 。但是 , 在相當硬度 700 HV以上時 ,沒有觀察到疲勞強 度的增加 ,。此時 ,破壞形態(tài)正在從晶粒內延性破 壞轉移到原奧氏體的晶界破壞 ,。可以認為 ,這種 向晶界破壞的轉移 ,是強度提高而疲勞強度也沒 有提高的主要原因 ,。當晶界的結合強度弱于晶 粒內的破壞強度時 ,發(fā)生晶界破壞,。高木等通過 晶粒細化降低晶界雜質濃度和單位面積應力集 中 ,實現(xiàn)了晶界強度的提高 。也就是說 , 晶界破 壞可以通過晶粒微細化來抑制,。

圖 1    (0 . 40%  ~0 . 53%)C鋼扭轉 疲勞強度與等效硬度的關系

在汽車底盤部件中 ,對重量******的部分進行 淬火和回火處理 , 以進行強化 ,。 因此 ,重要的不 是以往大量研究的以高強度化、高韌性化為目的 的母材鐵素體晶粒的細微化 ,而是感應淬火部位 的原奧氏體晶粒的細微化,。

2    晶粒微細化的方法

2● 1    添加化學成分研究

為了探究能使 丫晶粒變細的化學元素 ,制備  了在JIS S48C為基礎的成分范圍內添加了多種  元素鋼錠 ,并進行了感應淬火實驗 ,。添加元素會  與一定量的碳結合 , 為排除前組織的影響為 目  的 ,在第 1 段實施了 1 000℃的加熱淬火 ,接著 ,  在規(guī)定的加熱溫度下實施了第 2 段的感應淬火,。 淬火部位的原 丫晶粒用切割法測定 。另外 ,原 丫 晶粒的顯現(xiàn)都是使用筆者開發(fā)的微細 丫晶界顯  現(xiàn)專用腐蝕液( 伽馬 R液)) ,。多種元素添加后  晶粒細化效果對比如圖 2 所示 ,。 由圖 2 可以看出 ,MO在幾種元素中對原 丫粒微細化效果******。 將 MO的質量分數(shù)增加至 1 . 2% 的鋼錠 ,也制作  成感應淬火試件 ,進行第 1 道次 1 000℃ ,、第 2 道  次 900℃ 的感應淬火 , 測量淬火部位的原 丫粒  徑 ,結果如圖 3 所示,。通過添加質量分數(shù)超過 0 .   4%的 MO,晶粒直徑的微細化效果基本飽和。

圖 2   多種元素添加后晶粒細化效果對比

圖 3   MO含量變化對 丫粒徑的影響

2●2   高頻感應加熱參數(shù)的研究

使用質量分數(shù)為 0 . 4% MO鋼 ,研究了感應 淬火參數(shù)的影響,。將感應淬火時的加熱速度從 40 提高到 1 000℃/s ,最高加熱溫度從 850℃到 1 000℃ ,以及加熱后到水冷的時間從0 s 到1 . 5 s 進行了實驗,。如圖 4 所示 ,加熱速度及加熱后至 水冷的時間對原 丫粒徑的影響在本實驗范圍內 較小 ,基本由最高加熱溫度決定。

圖 4   加熱速度,、最高加熱溫度,、加熱后至

水冷的時間對 丫粒徑的影響

3    晶粒粒徑微細化的目標

將通過添加 MO和低溫高頻加熱得到的原 丫 晶粒微細組織鋼稱為開發(fā)鋼 。開發(fā)鋼的化學成  分見表 1 ,。在比較中使用了 JIS S53C相當材料  (以 下 , S53C) ,。 開 發(fā) 鋼 使 用 研 究 鋼 錠 , 在  1 200℃下保 持  1  h  后 熱 鍛 至  φ60  MM, 實 施  850℃  1 h 風冷的處理制造而成 。 比較的 S53C

表 1   試驗鋼的各成分質量分數(shù)(其中 B,N,O為 ×10 一‘ ) W/%

采用現(xiàn)場出鋼,、現(xiàn)場軋制制造的工藝材料 ,。從所  得棒材直徑的 1/4 位置( 以下稱為 D/4 位置)的  棒材軸方向(L方向)采集微拉伸試驗片 ,進行感  應淬 火 , 使 第  1  道 次 的 最 高 加 熱 溫 度 為  1 050℃ ,第2 道次的最高加熱溫度從 850℃變?yōu)?nbsp; 1 150℃ 。之后進行 170℃  30  Min 的回火處理,。 微觀組織切斷平行部 ,通過伽馬 R顯現(xiàn)出來,。

作為微觀組織的代表例 , 與碳質量分數(shù)為  0 . 53%的開發(fā)鋼進行比較的 S53C如圖 5 所示。 當?shù)诙来蔚淖罡呒訜釡囟葹?950℃時 ,開發(fā)鋼  的原 丫晶粒尺寸為 2 . 9 μM,而 S53C鋼的原 丫晶  粒尺寸為 12 . 4  μM,。另外 ,如上所述 ,感應淬火  第2 道次的最高加熱溫度越低 ,原 丫粒徑越小,。 然后 ,以原 丫粒微細化的極限為目標 ,進行了以  下實驗 。將厚 35 MM鋼板加熱至1 100℃后進行  板軋制 ,接著冷軋至板厚 16 . 5 MM,。從該材料中  采集高頻感應淬火用試驗片 , 進行第 1 道次為  1 100℃ ,、第2 道次為 870℃ 的高頻感應淬火 ,并  進行 170℃  30 Min 的回火 。切斷試驗片 ,通過伽  馬 R顯露出微觀組織 ,。通過該方法 ,獲得了如圖  6 所示的感應硬化部分的平均原 丫晶粒尺寸為

1 . 5 μM的均勻原 丫晶粒結構,。

圖 5   感應加熱部分的先前奧氏體微觀結構

4    開發(fā)鋼的力學性能

4● 1    抗拉強度

開發(fā)鋼的公稱應力、應變曲線(stress strain curve:以下簡稱 SS 曲線)以及斷面的 SEM照片

圖 6   冷軋,、感應淬火,、回火后的原 丫晶粒結構

如圖 7 所示 。SS 曲線是圓形的 , 顯示了 2 000  Mpa 以上的抗拉強度和 10% 以上的全伸長率,。 而且 ,其斷裂面為延性斷裂面 ,。開發(fā)鋼和常規(guī)淬  火/回火鋼(以下簡稱 QT鋼) 的均勻伸長率與屈  服應力的關系如圖 8 所示 。傳統(tǒng) QT鋼的均勻延  伸率在屈服應力超過 600 Mpa 時為 5%左右 ,而  開發(fā)鋼的均勻伸長率在 1 700 Mpa 以上時也接  近 5% 。

圖 7   開發(fā)鋼的應力—應變曲線和斷面組織

4●2    旋轉彎曲疲勞特性

分別使用開發(fā)鋼及 S53C進行旋轉彎曲疲勞  試驗 ,從棒材的 D/4 位置 L方向開始 ,將平行部  加工成 φ4 MM的試驗片 ,。開發(fā)鋼,、S53C鋼均進  行了 1 020℃ 、1 道次的高頻感應淬火 ,。確認了  開發(fā)鋼和 S53C鋼的試驗片芯部都完全經(jīng)過了淬  火 ,。之后 ,用油浴進行 170℃  30 Min 的回火 。對  得到的試驗片的平行部分進行機械研磨 , 供試  驗 ,。試驗使用小野式旋轉彎曲疲勞試驗機進行,。 結果如圖 9 所示 。開發(fā)鋼的旋轉彎曲疲勞強度  在高應力側( 1 . 0 × 105   次以下) 比 S53C鋼高

圖 8    屈服應力與延伸率的關系

20% 以上 ,。但是 ,疲勞極限附近的疲勞強度基本 相同 ,。試驗前試件的殘余應力見表 2 ,斷面硬度 如圖 10 所示 。開發(fā)鋼與 S53C鋼的殘余應力,、硬 度沒有差別 。兩種鋼的原 丫晶粒尺寸分別為 2. 1 μM和 15 . 4  μM,。

圖 9    開發(fā)鋼與 S53C疲勞壽命對比   表 2    扭轉彎曲實驗片的表面殘余應力

圖 10    旋轉彎曲疲勞試樣的硬度分布

在負荷應力約 800 Mpa及約 1 300 Mpa下 , 開發(fā)鋼及 S53C鋼的旋轉彎曲疲勞試驗片斷裂起 點照片如圖 11 所示 ,。在負荷應力約 800  Mpa 時 ,所有鋼斷裂起點均為夾雜物起點( 以下簡稱 fish eye) ,但在約 1 300 Mpa時 ,所有鋼斷裂起點 均為表面起點 。另外 ,S53C鋼除 fish eye 以外的 部分為晶界破壞,。

由上可知 ,開發(fā)鋼與 S53C鋼相比 ,原 丫粒徑 變得細微 ,不易發(fā)生晶界破壞 ,。 由此可以認為 , 高應力側顯示出比 S53C鋼更高的疲勞強度 , 舊 丫粒微細化有助于提高疲勞強度 。但是 ,疲勞極 限基本相同 ,?？梢酝茰y , 這是因為起點為 fish eye , 因此受到夾雜物的影響比受到晶界破壞的 影響更強 。因此 ,為了進一步提高疲勞強度 ,必 須提高鋼的潔凈度,。

圖 11    旋轉彎曲疲勞試件的斷裂起點