分享：38MnVS非调质钢汽车半轴的研制
摘 要:开发了３８MnVS非调质钢汽车半轴,研究了热锻后冷却速率对３８MnVS非调质钢半轴显微组织、力学性能的影响,并与４２CrMo调质钢半轴进行了对比,讨论了半轴疲劳寿命的主要影响因素.结果表明:通过热锻后风冷可减�。常窶nVS非调质钢中铁素体尺寸和珠光体片层间距, 冲击韧性由空冷后的 １６．８４J提高到风冷后的 ４３．７４J;３８MnVS 非调质钢具有良好的淬透性; ３８MnVS非调质钢半轴的疲劳寿命可达到４２CrMo调质钢半轴的水平,并且通过减小花键模数、增 大花键齿根过渡圆角半径以及适当地增加硬化层深度可将３８MnVS非调质钢半轴的疲劳寿命提 高到３０万次以上,可以代替４２CrMo调质钢半轴.
关键词:半轴;非调质钢;淬透性;疲劳寿命;显微组织
中图分类号:U４６５．１ 文献标志码:A 文章编号:１０００Ｇ３７３８(２０１７)１１Ｇ００５３Ｇ０６
０ 引 言
非调质钢是在碳钢的基础上添加微量的钒、钛、 铌等合金元素,通过控锻控冷技术使碳氮化物弥散 析出而产生沉淀强化和细晶强化的一种钢[１Ｇ２].由 于简化了生产工艺,该钢具有节能、环�！⒊杀镜偷� 优点,并且加工出的零件具有精度高、尺寸效应小等 特点,同时可以避免长轴类零件的淬火变形、开裂等 问题,有利于提高产品的质量.因此,国内外汽车行 业的研究者正致力于把非调质钢应用于汽车锻件 中[３Ｇ４].半轴作为一种长轴类零件,是汽车的重要部 件,起到传递扭矩的作用,需要具有较高的强韧性和 良好的疲劳性能.传统汽车半轴材料通常采用中碳 钢或中碳合金钢,并通过调质处理来保证其性能[５Ｇ６].非调质钢汽车半轴的开发难度较大,特别是有关乘用 车非调质钢半轴的研制并不多见,这是由于半轴花键 及过渡区的锻造比较小,容易产生晶粒粗大的现象, 从而能造成该处的强韧性降低,因此有必要对非调质 钢汽车半轴的生产工艺及性能进行研究.
为此,作者开发一种３８MnVS非调质钢全浮式 汽 车 半 轴 来 代 替 原 ４２CrMo 调 质 钢 半 轴,对 ３８MnVS非调质钢半轴的显微组织和力学性能进 行了研究,并与４２CrMo调质钢进行了对比,同时讨 论了影响汽车半轴疲劳寿命的因素.
１ 试样制备与试验方法
１．１ 试样制备
试验用原材料为某钢厂生 产 的 ４２CrMo商 业 用钢和南钢生产的?３２．５ mm 的３８MnVS非调质 钢,其化学成分见表１.３８MnVS非调质钢的生产 流程为:高炉 冶 炼 → 铁 液 预 处 理 → 电 炉 冶 炼 → 二 次精炼→连铸(铸坯规格３２０mm×４８０mm)→开 坯(规格为１５０ mm×１５０ mm)→轧钢(控 轧 钢 棒 ?３２．５mm )→成品(控冷).
试制半轴的形状及尺寸如图１所示,主要包括 法兰盘、杆部、花键３个部分,其中法兰盘和花键经 热锻成型.非调质钢半轴的生产工艺流程为:下料 →热锻＋控冷(风冷、空冷)→机械加工→中频感应 淬火＋回火→成品.热锻的加热温度为１２００ ℃, 终锻温度约１０７０ ℃,采用 ThermoＧCalc热力学软 件 TCFE３数据库测得试验钢中钒的完全固溶温度 为１１１６ ℃,因此所设加热温度可以保证钒的固溶 量以及析出强化效果,同时控制高温段的停留时间, 以防组织粗化和力学性能下降.锻后冷却分为单件 风冷(冷却速率２．４~３ ℃·s－１)至６００ ℃后空冷和 单件空冷(冷却速率１．６~１．８ ℃·s－１)两种工艺,比 较不同 冷 却 速 率 对 其 组 织 和 性 能 的 影 响. 采 用 BHVＧ１０００．１×２．２ＧZ．SG 型立式中频感应淬火机床 进行连续感应加热淬火,机床功率为９０~１０２kW, 电流频率为８．８~９．６kHz,淬火加热温度为９００℃, 感应线圈的移动速度为３００~４６０mm·min－１,冷却 液为１０~４０℃的体积分数１０％AQ２５１淬火液,通过 调节感应淬火的参数来控制硬化层深度.感应淬火 后在４h内进行２００℃×２h回火.
１．２ 试验方法
在半轴花键及杆部截取金相试样,经体积分数 ４％硝酸酒精溶液腐蚀后,在 XJPＧ３A 型光学显微镜 下观察其显微组织.采用苦味酸水溶液腐蚀花键试 样后,测其硬化层中奥氏体晶粒的大小.
采用 MF７００型显微硬度仪测花键与杆部的维氏 硬度,载荷为４．９N,保载时间为１５s.依据 GB/T ２２５－２００６«钢淬透性的末端淬火试验方法»进行端淬试验,试样用于试验部分的尺寸为?２５mm×９７mm, 端部 凸 台 尺 寸 为 ?３２ mm×３ mm,加 热 温 度 为 ８６０ ℃,保温时间为３０min,冷却水温为２０ ℃.在 花键与杆部的过渡区 １/４ 直径处取拉伸与冲击试 样.拉伸试样的标距为４０mm,直径为８mm,按照 GB/T ２２８ － ２００２ «室 温 拉 伸 试 验 方 法 »,在 CMT５１０５型微机控制电子万能试验机上进行室温拉 伸试验,拉伸速度２mm·min－１.冲击试样为夏比 U 型缺口 冲 击 试 样,试 样 尺 寸 为 １０ mm×１０ mm× ５５mm,按照 GB/T２２９－２００７«金属夏比 U 型缺口冲击试验方法»,在JBWＧ３００H 型屏显冲击试验机 上进行室温冲击试验.
采用JBＧ６C型粗糙度轮廓仪测花键齿根过渡 圆角半径.采用 LXRD 型 Proto残余应力 分 析 仪 测半轴 杆 部 经 过 表 面 感 应 淬 火 后 的 表 面 残 余 应 力.按照 QC/T２９３－１９９９«汽车半轴台架试验方 法»和 QC/T２９４－１９９９«汽车半轴技术条件要求» 进行静扭和扭转疲劳试验.在 PNWＧ１０型电液伺 服扭转疲劳 试 验 机 上 进 行 扭 转 疲 劳 试 验,采 用 单 向交变非 对 称 循 环 载 荷,为 频 率 ３ Hz的 正 弦 波, 试样为锻 后 风 冷 并 经 感 应 淬 火、回 火 的 ３８MnVS 非调质钢半轴和４２CrMo调质钢半轴;在 NDWＧ１０ 型微机控制汽车传动轴扭转试验机上进行静扭试 验,以６ (°)·min－１ 的 速 率 加 载 至 半 轴 破 坏,试 样 为锻后风 冷 并 经 感 应 淬 火、回火的３８MnVS非 调 质钢半轴.
２ 试验结果与讨论
２．１ 淬透性
由图２可知:３８MnVS钢和４２CrMo钢获得半 马氏 体 的 临 界 淬 透 直 径 分 别 为 ４３,７５ mm. ３８MnVS钢中的锰、硅等元素可以提高其淬透性; ４２CrMo钢的含碳量更高,且含有铬、钼等可强烈提 高其淬透性的元素,因此其淬透性和淬硬性更好. 两种钢经淬火后,心部均可 获 得 ５０％ 以 上 的 马 氏 体,因此满足可以调节有效硬化层深度的要求.
２．２ 显微组织
由表２和图３可知:半轴杆部是未经加热及锻 造的原材料状态,组织为块状铁素体＋珠光体,原材 料采用穿水冷却,且变形量大、终轧温度低,晶粒较 细;花键处为热锻态成型,３８MnVS钢含钒元素,控 锻控冷后可析出细小弥散的 V(C,N)粒子,起到细 晶强化和铁素体析出强化的作用,花键锻后经风冷 和空冷的组织皆为断续网状先共析铁素体＋珠光体,花键处的锻造温度较高,变形量较小,晶粒较粗 大,铁素体含量减少,珠光体含量较多,与锻后空冷 相比,锻后风冷至６００℃后空冷的工艺缩短了终锻 至相变的时间,奥氏体晶粒不易长大,同时过冷奥氏 体中先共析铁素体的析出被抑制,沿晶界析出的铁 素体更加细薄,在６００ ℃后空冷可以防止贝氏体的 产生,未相变的过冷奥氏体有充分的时间进行珠光 体转变,最终得到的珠光体尺寸和珠光体片层间距 更小[７Ｇ９];４２CrMo钢调质态半轴心部组织中出现较 多的贝氏体组织.
由图４可知:经表面感应淬火＋回火处理后, ３８MnVS钢半轴表面组织为细小的回火马氏体,晶 粒度约为４级,回火马氏体使表层具有更高的强度、 硬度和耐磨性,同时由于马氏体的比容较大,表面感 应淬火后在硬化层上形成较大的残余压应力,可提高 半轴的疲劳寿命;当采用相同感应淬火工艺时,由于 ３８MnVS钢中含有的 V(C,N)粒子对硬化层奥氏体 晶粒的 细 化 作 用 明 显,因 此 晶 粒 尺 寸 大 多 为 ８~ １３μm,而４２CrMo钢的晶粒尺寸大多大于１８μm. 晶粒越细小,晶界面积越大,裂纹在组织内的扩展需 不断地改变方向,阻力更大,因此可以提高半轴的疲 劳寿命[１０].
２．３ 力学性能
由表３ 可 知:３８MnVS钢 半 轴 的 硬 度 为 ２６０~ ２８２HV,满足 QC/T２９４－１９９９中的要求;与杆部相 比,经热锻后３８MnVS钢半轴的抗拉强度和屈服强强度均增大,而伸长率和断面收缩率均减小,这是 由于热锻后 钢 中 的 珠 光 体 含 量 增 多,析 出 强 化 效 果增强;风冷后半轴的硬度比空冷后半轴的高,两 者的强度和 塑 性 相 当,而 风 冷 后 半 轴 的 冲 击 韧 性 有较明显的 提 高,这 是 由 于 风 冷 后 半 轴 的 晶 粒 和 珠光体片层间距均更小,沿晶铁素体更加细薄、碎 小,薄片的渗碳体具有较好的韧性和塑性,同时细 小的铁素体 可 以 细 化 组 织,因 此 改 善 了 铁 素 体 ＋ 珠光体型非调质钢的韧性[１１].
另外,硫与锰形成的 MnS夹杂不仅能作为铁素 体形核核心,促进晶内铁素体的析出,细化晶粒,而 且能起到断屑的作用,从而改善其加工性能[１２Ｇ１３].
２．４ 静扭强度及扭转疲劳强度
２．４．１ 静扭强度
QC/T２９４－１９９９«汽车半轴技术条件»中要求 静扭强度失效后备系数 K 大于１．８,静扭强度失效 后备系数的计算公式为
式中:M 为 试 验 扭 矩;Mj 为 半 轴 的 计 算 扭 矩,为 ３７６６．７７N·m.
由表４可以看出:所有半轴的静扭强度失效后备系数均大于标准要求的１．８,半轴的静扭强度均 合格;具有较小花键模数半轴的静扭强度更高,断裂 位置转移至杆部.
２．４．２ 扭转疲劳强度
经测试,３８MnVS钢半轴表面经感应淬火、回 火后,其表面硬度大幅度升高,可达６４０HV,马氏 体 转 变 所 形 成 的 环 向 和 轴 向 残 余 应 力 约 为 －５２０ MPa,可抵消部分工作 应 力,抑 制 裂 纹 的 萌 发和扩展,可大幅度提高半轴的疲劳寿命.
表５为３８MnVS非调质钢半轴及４２CrMo调 质钢半轴疲劳寿命结果,表中序号 A 为３８MnVS非 调质钢半轴,序号B为４２CrMo调质钢半轴.由表可 知:花键模数为１．７８mm 半轴的断裂位置均在花键部 位;A１,A２,B１半轴的硬化层深度均为０．５５ mm 左 右;当采用大扭矩４７２~５１９２N·m 进行试验时, 两种钢半轴的疲劳寿命均较低,花键齿根过渡圆角 半径为０．３mm 的３８MnVS非调质半轴的疲劳寿命 只有２．６万次,花键齿根过渡圆角半径增大到０．５~ ０．６０mm后,其疲劳寿命可提高到１６万次,高于相同条件下４２CrMo半轴的５．５５万次;当扭矩降低至 ３７７~４１４３N·m时,A３,A４,A５,A８ 半 轴 的 硬 化 层深度基本相同,花键齿根过渡圆角半径增大后,半 轴的疲劳寿命均有不同程度的提高;硬化层深度对 半轴的疲劳寿命也有显著的影响,A７,A８,A５,A６ 半轴的硬化层深度依次为３．３,４．４,４．７,５．５mm,对 应的疲劳寿命分别为８．９４,１５．５３,２３．５,２３．０１万次, 整体呈升高的趋势;虽然 A５,A６半轴的花键齿根过 渡圆角半径小于 A７,A８半轴的,但其疲劳寿命依达 到较高的水平;A９半轴具有较大的花键齿根过渡圆 角半径和硬化层深度,其疲劳寿命可达２９．６万次, 而相同状态下４２CrMo钢半轴的只有７万次;当花 键模数为１．２５mm 时,半轴的疲劳断裂位置出现在 杆部和花键处,这表明花键处的应力集中减小,同时 ３８MnVS非调质钢半轴的疲劳寿命均大于３０万次, 当扭矩增加到４８７~５３５８N·m 时,其疲劳寿命最 低也达到３５万次,满足 QC/T２９４－１９９９«汽车半 轴技术条件要求»中不小于３０万次的要求.
影响半轴疲劳寿命的因素包括材料特性、零件 状态、工作条件等.零件状态包括花键模数、齿根过渡圆角半径、硬化层深度等,均对试验结果产生较大 的影响.当施加扭转载荷时,杆部圆棒所受的切应 力自表面至心部呈线性分布,当加工成花键形状时, 花键齿根部位容易产生应力集中,是半轴的薄弱点, 因此增加齿根过渡圆角半径可减小应力集中,提高 半轴的疲劳寿命,但齿根过渡圆角半径大于０．６mm 后将会影响花键与伞形齿的传动配合.减小花键模 数也可提高半轴的疲劳寿命,这是由于花键模数与 半轴齿数成反比关系,花键模数越小,半轴齿数越 多,每个齿所承受的弯曲应力越小,裂纹越不易萌 发,因此疲劳寿命越高;花键模数为１．２５mm 的非 调质半轴采用常规工艺即可获得较高的疲劳寿命, 可靠性较高.有效淬硬层深度是扭转强度的保证, 有效淬硬层的宽化相当于将交界处薄弱的拉应力区 从表面高应力区移向中心方向的低应力区,使得任 一点的扭转应力均小于扭转屈服应力,但是硬化层 过深反而会引起表面压应力降低,由试验结果可以 得出,半轴的最佳硬化层深度为５~７．５mm.
３ 结 论
(１)３８MnVS非调质钢热锻后半轴花键组织为 断续网状铁素体＋珠光体,晶粒度为５．５~７．５级, 通过热锻后风冷可减小铁素体尺寸和珠光体片层间距,冲击韧性可由空冷后的１６．８４J提高到风冷后的 ４３．７４J.
(２)３８MnVS非调质钢具有良好的淬透性,其半 轴感应淬火层晶粒比４２CrMo调质钢半轴的更细.
(３)３８MnVS 非调质 钢 半 轴 疲 劳 寿 命 可 达 到 ４２CrMo调质钢半轴的水平;减小花键模数、增大花 键齿根过渡圆角半径以及适当的增加硬化层深度均 可提高半轴的疲劳寿命,其中最佳的硬化层深度为 ５~７．５mm;花键模数为１．２５mm 的３８MnVS非调 质钢半轴的疲劳寿命大于３０万次,可靠性较高,因 此完全可以代替４２CrMo调质钢半轴.
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