重型汽车专用非调质钢前轴工业性生产工艺

针对国内卡车前轴使用调质钢制造带来的产品力学性能下降或成本过高等缺点,自行设计一种非调质钢制造卡车前轴,使用Mn、Si等廉价合金元素代替调质钢中Cr、Ni、Mo等较贵重合金元素,所设计的空冷贝氏体钢成分定为Mn-Si-V-B系,钢号为18Mn2SiVB.通过冶炼操作研究,实验确定前轴热处理工艺,进行工业实验.经过相组织分析和疲劳强度实验对产品进行检验.结果表明,冶炼和连铸连轧条件基本满足18Mn2SiVB钢的生产设计要求.采用设计用钢18Mn2SiVB代替45号或40CrMo和40CrNiMo制造卡车前轴,从其力学性能测试结果分析,能够满足使用要求;在制造工艺上采用锻后空冷代替原有锻后调质的方法是可行的.

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D0L:10.13374h.issn1001-053x.2007.s1.029 第29卷增刊1 北京科技大学学报 Vol.29 Suppl.1 2007年6月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jun 2007 重型汽车专用非调质钢前轴工业性生产工艺王俊华)朴峰云2)于咏春) 王晓春2) 1)莱芜钢铁股份有限公司特殊钢厂，莱芜2711052)通钢股份技术中心，吉林134003 摘要针对国内卡车前轴使用调质钢制造带来的产品力学性能下降或成本过高等缺点，自行设计一种非调质钢制造卡车前轴，使用Mn、Si等廉价合金元素代替调质钢中Cr、Ni、Mo等较贵重合金元素，所设计的空冷贝氏体钢成分定为Mn-Si-V-B系，钢号为18M2SiVB.通过治炼操作研究，实验确定前轴热处理工艺，进行工业实验.经过相组织分析和疲劳强度实验对产品进行检验.结果表明，治炼和连铸连轧条件基本满足18M2SiVB钢的生产设计要求.采用设计用钢18Mn2SiVB代替45号或40CrMo和40 CrNiMo制造卡车前轴，从其力学性能测试结果分析，能够满足使用要求：在制造工艺上采用锻后空冷代替原有锻后调质的方法是可行的. 关键词非调质钢：冶炼：热处理分类号TF03*3 采用先进制造技术，先进材料制造汽车零部件， (1)加热（奥氏体化）后空冷，在零件截面最大和是提高汽车性能、降低生产成本的重要环节.其中最小尺寸处，都能够获得贝氏体+少量马氏体+残余采用非调质钢代替调质钢制造汽车零部件近年来在奥氏体组织：国外工业技术发达国家已广泛采用.针对国内卡车 (2)满足卡车前轴使用的力学性能要求（强度，前轴使用调质钢制造带来的力学性能下降或成本过塑性、韧性，疲劳强度等)：高等缺点，自行设计一种非调质钢制造卡车前轴解 (3)满足卡车前轴制造过中的工艺性能要求（切决上述不足.其主要特点是：采用锻后空冷或控制削加工性能，塑性成型性能等)：冷却方法代替原锻后调质处理工艺，省掉调质（淬火 (4)所用合金元素尽量为常规元素，且为少量 +高温回火)处理，节省能源，提高了生产效率：设多元，从而降低制造成本. 计用钢主要采用Mn-Si系合金元素代替原调质钢中根据金属材料学中合金元素对组织的影响规 Mo-Cr或Mo-Cr-Ni系合金元素，在满足前轴力学律，先共析铁素体析出孕育期增大较多、贝氏体转性能前提下，降低了钢的成本变孕育期较小的元素，还应是降低贝氏体转变开始温度(Bs)较多，降低马氏体转变开始温度(Ms)较小 1非调质钢的成分设计的元素.这样便能够满足零件截面最大和最小处在空冷时同时获得以贝氏体为主的组织，并且保证该由长春工业大学材料学院、通化钢铁股份公司处所形成的贝氏体性能十分接近.根据研究-)，钢技术中心运用钢的化学成分与过冷奥氏体相变和力中常用元素对铁素体析出最小孕育期()影响与对学性能之间的关系2)，设计了一种能满足最大截面贝氏体转变最小孕育期()影响的比值和对Bs影响为40mm×40mm,锻（轧）后空冷后蠕变强度，≥750 与对Ms影响的比值见表1，其中t/tB和BsMs值 MPa,具有一定韧性和延性，成本较低的低碳低合大有利.此外，考虑成本因素，需要加入合金元素金贝氏体钢。其特点是，在满足卡车前轴力学性能的价格比（相同重量）和有效价格（相同重量对空冷和制造工艺的前提下，使用Mn、Si等廉价合金元贝氏体相变的贡献)见表2，比值小有利.考虑上述素代替调质钢中Cr、Ni、Mo等较贵重合金元素，因素，选择B、Mo、Mn或Cr较为合适，且合金元素含量尽可能达到最少，达到降低设计用钢中的含碳量力求较低，以满足工件韧性和工钢制造成本的目的. 艺性能的要求，还能够使贝氏体形成温度范围缩小，所设计的贝氏体钢应用时满足下列要求：部分形成马氏体发生自回火，保证钢种良好的工艺收精日期：2007-02-11 修回日期：2007-04-16 作者简介：朴峰云(1963一)，男，高级工程师

第 29 卷增刊 1 北京科技大学学报 Vol.29 Suppl.1 2007 年 6 月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jun 2007 收稿日期：2007−02−11 修回日期：2007−04−16 作者简介：朴峰云（1963—），男，高级工程师重型汽车专用非调质钢前轴工业性生产工艺王俊华 1) 朴峰云 2) 于咏春 1) 王晓春 2) 1) 莱芜钢铁股份有限公司特殊钢厂，莱芜 271105 2) 通钢股份技术中心，吉林 134003 摘要针对国内卡车前轴使用调质钢制造带来的产品力学性能下降或成本过高等缺点，自行设计一种非调质钢制造卡车前轴，使用 Mn、Si 等廉价合金元素代替调质钢中 Cr、Ni、Mo 等较贵重合金元素，所设计的空冷贝氏体钢成分定为 Mn-Si-V-B 系，钢号为 18Mn2SiVB．通过冶炼操作研究，实验确定前轴热处理工艺，进行工业实验．经过相组织分析和疲劳强度实验对产品进行检验．结果表明，冶炼和连铸连轧条件基本满足 18Mn2SiVB 钢的生产设计要求．采用设计用钢 18Mn2SiVB 代替 45 号或 40CrMo 和 40CrNiMo 制造卡车前轴，从其力学性能测试结果分析，能够满足使用要求；在制造工艺上采用锻后空冷代替原有锻后调质的方法是可行的．关键词非调质钢；冶炼；热处理分类号 TF03+ 3 采用先进制造技术，先进材料制造汽车零部件，是提高汽车性能、降低生产成本的重要环节．其中采用非调质钢代替调质钢制造汽车零部件近年来在国外工业技术发达国家已广泛采用．针对国内卡车前轴使用调质钢制造带来的力学性能下降或成本过高等缺点，自行设计一种非调质钢制造卡车前轴解决上述不足．其主要特点是：采用锻后空冷或控制冷却方法代替原锻后调质处理工艺，省掉调质(淬火 +高温回火)处理，节省能源，提高了生产效率；设计用钢主要采用 Mn-Si 系合金元素代替原调质钢中 Mo-Cr 或 Mo-Cr-Ni 系合金元素，在满足前轴力学性能前提下，降低了钢的成本． 1 非调质钢的成分设计由长春工业大学材料学院、通化钢铁股份公司技术中心运用钢的化学成分与过冷奥氏体相变和力学性能之间的关系[1-2]，设计了一种能满足最大截面为 40 mm×40 mm，锻(轧)后空冷后蠕变强度 σy ≥ 750 MPa，具有一定韧性和延性，成本较低的低碳低合金贝氏体钢．其特点是，在满足卡车前轴力学性能和制造工艺的前提下，使用 Mn、Si 等廉价合金元素代替调质钢中 Cr、Ni、Mo 等较贵重合金元素，且合金元素含量尽可能达到最少，达到降低设计用钢制造成本的目的．所设计的贝氏体钢应用时满足下列要求： (1) 加热(奥氏体化)后空冷，在零件截面最大和最小尺寸处，都能够获得贝氏体+少量马氏体+残余奥氏体组织； (2) 满足卡车前轴使用的力学性能要求(强度，塑性、韧性，疲劳强度等)； (3) 满足卡车前轴制造过中的工艺性能要求(切削加工性能，塑性成型性能等)； (4) 所用合金元素尽量为常规元素，且为少量多元，从而降低制造成本．根据金属材料学中合金元素对组织的影响规律，先共析铁素体析出孕育期增大较多、贝氏体转变孕育期较小的元素，还应是降低贝氏体转变开始温度(Bs)较多，降低马氏体转变开始温度(Ms)较小的元素．这样便能够满足零件截面最大和最小处在空冷时同时获得以贝氏体为主的组织，并且保证该处所形成的贝氏体性能十分接近．根据研究[1-3]，钢中常用元素对铁素体析出最小孕育期(tF)影响与对贝氏体转变最小孕育期(tB)影响的比值和对 Bs 影响与对 Ms 影响的比值见表 1，其中 tF/tB 和 Bs/Ms 值大有利．此外，考虑成本因素，需要加入合金元素的价格比(相同重量)和有效价格(相同重量对空冷贝氏体相变的贡献)见表 2，比值小有利．考虑上述因素，选择 B、Mo、Mn 或 Cr 较为合适．钢中的含碳量力求较低，以满足工件韧性和工艺性能的要求，还能够使贝氏体形成温度范围缩小，部分形成马氏体发生自回火，保证钢种良好的工艺 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2007.s1.029

·106* 北京科技大学学报 2007年增刊1 性能和力学性能，覆盖剂+浸入式水口+结晶器保护渣全程保护浇注工艺. 表1钢中元素对/IB和Bs/Ms的影响炉外精炼提高了钢水的纯净度，电磁搅拌连铸元素C Mo Cr Mn W Ni Si Cu B 连轧等技术的应用，对保证钢材治金质量，也起到 lg1.03.32.01.33.31.21.31.17.5 BsMs0.5121.01.01.51.07.01.1- 了非常重要的作用. 注：B质量分数在0.001%0.005%之间，下同。 3前轴钢热处理工艺的确定表2合金元素与铁的价格比和有效价格开发研制的前轴空冷贝氏体钢主要目的之一是元素Fe Mn Cr Ni Mo N Cu B 价格比1.04.07.542.032.026.08.05.0 代替原卡车前轴生产制造过程中的调质热处理工有效价格1.04.55.628.03.66.5100.5 艺，采用锻后空冷或控制冷却的方法，使前轴的金相组织为贝氏体，满足其使用性能要求.针对设计为使制件锻轧(1200~1250℃始锻，950-1050℃ 用钢的成分特点，制定了不同的锻后冷却工艺，通终锻)后保持较小的奥氏体晶粒，需要加入微量抑制过对其组织、性能的分析、检测，找出最佳工艺范晶粒长大元素V,Nb或Ti:根据制件对疲劳载荷围.主要参考的工艺参数是奥氏体化温度和冷却速的要求，要充分注意钢中夹杂及夹杂物对疲劳强度度.根据生产实际及钢材的成份特点特别选取以下的影响，即要求钢中严格控制氮、氢、氧的含量，工艺：夹杂物形貌应为少、小、圆和均匀分布 (1)1250℃奥氏体化（始锻温度），不同冷却速度综上所述，所设计的空冷贝氏体钢成分定为冷却.将钢坯加热到1250℃奥氏体化，充分保温后 Mn-Si-V-B系.钢号为18Mn2SiVB.钢的化学成分开始锻造成型，采用强风、弱风、缓冷、空冷4种设定见表3. 不同冷却速度冷却，检测其力学性能表3设定化学成分（质量分数） % (2)1150℃奥氏体化（始锻温度），不同冷却速度 Ni, 冷却.改变奥氏体化温度为1150℃时，不同冷却速 Mn Si S V B Mo Al 度检测前轴的力学性能， 0.162.00-0.60-≤0.050-0.10-0.001-≤≤≤ (3)1100℃奥氏体化（始锻温度），采用不同速度 0.192.201.000.0300.0800.150.0050.200.100.006 冷却.当始锻温度定为1100℃时，不同冷却条件下检测前轴的力学性能. 2冶炼操作重点控制根据实验结果，确定18Mn2SiVB钢在1250℃ (1)严格控制入炉的废钢、铁水的质量，合理奥氏体化后开锻成型制造前轴，然后采用空冷或强配碳，铁水兑入量占总装入量的20%~30%. 风冷却工艺，可得到强韧性配合较好的力学性能， (2)电炉治炼控制好钢水的脱碳量和过程温 4 相组织分析度，要求钢水脱碳量≥0.30%. (3)由于硼易被氧化，硫磺活性大，回收率较 4.1奥氏体化温度与钢的组织、力学性能之间的关低，本次试生产对硼铁和硫磺的加入方式和加入时系间进行了重点控制，也是关键控制点，要求在精炼采用金相显微镜和扫描电镜(SEM)对上述不同末期、还原气氛良好的白渣下，将用铝板包好的硼工艺条件下制得的前轴样品做金相分析，如图1所铁插入钢包中，按0.4kgt1控制.硫磺采用铝板包示.可以看出，由于奥氏体化温度不同，尽管冷却好插入钢中或喂硫线的方式加入. 方式相同（空冷），得到的组织还是有较大差别的. (4)为强化钢的脱氧操作，电炉出钢时加铝强图1(a)和1(b)表明，奥氏体化温度高，合金元化脱氧.精炼终点喂硅钙线进行钙处理，以进一步素的充分溶入，提高了奥氏体的稳定性，在随后冷强脱氧及改善钢中夹杂形态，提高钢的质量. 却过程中，能够保证基体组织基本上由贝氏体组成： (⑤)精炼采用全程底吹氩、喂线工艺，并对钢相反，当奥氏体化温度不足够高时，如图1(c)和(d), 进行成分和温度的调整，确保供连铸钢水的质量，在同样速度冷却时，有过多量铁素体析出，不能保 (6)连铸采用钢包保护套管（氩封）+中间包添加证均一的贝氏体组织，从而使其力学性能也得到降

• 106 • 北京科技大学学报 2007 年增刊 1 性能和力学性能．表 1 钢中元素对 tF/tB 和 Bs/Ms 的影响元素 C Mo Cr Mn W Ni Si Cu B tF/tB 1.0 3.3 2.0 1.3 3.3 1.2 1.3 1.1 7.5 Bs/Ms 0.5 1.2 1.0 1.0 1.5 1.0 7.0 1.1 — 注：B 质量分数在 0.001%~0.005%之间，下同。表 2 合金元素与铁的价格比和有效价格元素 Fe Mn Cr Ni Mo N Cu B 价格比 1.0 4.0 7.5 42.0 32.0 26.0 8.0 5.0 有效价格 1.0 4.5 5.6 28.0 3.6 6.5 10 0.5 为使制件锻轧(1200~1250℃始锻，950~1050℃ 终锻)后保持较小的奥氏体晶粒，需要加入微量抑制晶粒长大元素 V，Nb 或 Ti；根据制件对疲劳载荷的要求，要充分注意钢中夹杂及夹杂物对疲劳强度的影响，即要求钢中严格控制氮、氢、氧的含量，夹杂物形貌应为少、小、圆和均匀分布．综上所述，所设计的空冷贝氏体钢成分定为 Mn-Si-V-B 系．钢号为 18Mn2SiVB．钢的化学成分设定见表 3．表 3 设定化学成分(质量分数) ％ C Mn Si P S V B Ni、 Cr Mo Al 0.16~ 0.19 2.00~ 2.20 0.60~ 1.00 ≤ 0.030 0.050~ 0.080 0.10~ 0.15 0.001~ 0.005 ≤ 0.20 ≤ 0.10 ≤ 0.006 2 冶炼操作重点控制 (1) 严格控制入炉的废钢、铁水的质量，合理配碳，铁水兑入量占总装入量的 20%～30％． (2) 电炉冶炼控制好钢水的脱碳量和过程温度，要求钢水脱碳量≥ 0.30％． (3) 由于硼易被氧化，硫磺活性大，回收率较低，本次试生产对硼铁和硫磺的加入方式和加入时间进行了重点控制，也是关键控制点，要求在精炼末期、还原气氛良好的白渣下，将用铝板包好的硼铁插入钢包中，按 0.4 kg⋅t −1 控制．硫磺采用铝板包好插入钢中或喂硫线的方式加入． (4) 为强化钢的脱氧操作，电炉出钢时加铝强化脱氧．精炼终点喂硅钙线进行钙处理，以进一步强脱氧及改善钢中夹杂形态，提高钢的质量． (5) 精炼采用全程底吹氩、喂线工艺，并对钢进行成分和温度的调整，确保供连铸钢水的质量． (6) 连铸采用钢包保护套管(氩封)+中间包添加覆盖剂+浸入式水口+结晶器保护渣全程保护浇注工艺．炉外精炼提高了钢水的纯净度，电磁搅拌连铸连轧等技术的应用，对保证钢材冶金质量，也起到了非常重要的作用． 3 前轴钢热处理工艺的确定开发研制的前轴空冷贝氏体钢主要目的之一是代替原卡车前轴生产制造过程中的调质热处理工艺，采用锻后空冷或控制冷却的方法，使前轴的金相组织为贝氏体，满足其使用性能要求．针对设计用钢的成分特点，制定了不同的锻后冷却工艺，通过对其组织、性能的分析、检测，找出最佳工艺范围．主要参考的工艺参数是奥氏体化温度和冷却速度．根据生产实际及钢材的成份特点特别选取以下工艺： (1) 1250℃奥氏体化(始锻温度)，不同冷却速度冷却．将钢坯加热到 1250℃奥氏体化，充分保温后开始锻造成型，采用强风、弱风、缓冷、空冷 4 种不同冷却速度冷却，检测其力学性能． (2) 1150℃奥氏体化(始锻温度)，不同冷却速度冷却．改变奥氏体化温度为 1150℃时，不同冷却速度检测前轴的力学性能． (3) 1100℃奥氏体化(始锻温度)，采用不同速度冷却．当始锻温度定为 1100℃时，不同冷却条件下检测前轴的力学性能．根据实验结果，确定 18Mn2SiVB 钢在 1250℃ 奥氏体化后开锻成型制造前轴，然后采用空冷或强风冷却工艺，可得到强韧性配合较好的力学性能． 4 相组织分析 4.1 奥氏体化温度与钢的组织、力学性能之间的关系采用金相显微镜和扫描电镜(SEM)对上述不同工艺条件下制得的前轴样品做金相分析，如图 1 所示．可以看出，由于奥氏体化温度不同，尽管冷却方式相同(空冷)，得到的组织还是有较大差别的．图 1(a)和 1(b)表明，奥氏体化温度高，合金元素的充分溶入，提高了奥氏体的稳定性，在随后冷却过程中，能够保证基体组织基本上由贝氏体组成；相反，当奥氏体化温度不足够高时，如图 1(c)和(d)，在同样速度冷却时，有过多量铁素体析出，不能保证均一的贝氏体组织，从而使其力学性能也得到降

Vol.29 Suppl.1 王俊华等：重型汽车专用非调质钢前轴工业性生产工艺 107· 低.奥氏体化温度的提高作用，主要是通过成分设温度也起着很大作用，只有当加入的Mn、Si元素计中合金元素的加入来实现的.为能够使钢加热奥高温下充分溶入奥氏体中，且有适当的冷却速度时，氏体化后，空冷可以得到贝氏体组织，成分设计中上述作用才能体现出来，必须有足够的合金元素M,以使钢的上下C曲线表420Mn2SiVB钢锻后冷却残余奥氏体量结果分离，与合金元素B配合，使高温转变孕育期明显长于中温转变，有利于贝氏体转变：S在一定程度处理方法 1250℃ 1250℃1150℃1100℃1100℃ 空冷缓冷空冷空冷缓冷上抑制碳化物在冷却过程中的析出，提高了残余奥残余奥氏体量/%9.42517.89859.22158.99356.9887 氏体的稳定性-2刘 9500a (a) 7600 5700 3800 1900 40 60 80 100 120 20/ 20000 (b) 16000 12000 数8000 4000 0 40 60 80 100 120 20/ 8500m (c) 名6800 志5100 un 3400 1700 40 60 80 100 120 20/ 8500 (d) -10μma ≤6800 图118Mn2SiVB钢显微组织SEM照片.(a)1250C空冷处理；(b) 色5100 1250C强风冷却处理；(c)1150℃空冷处理；(d)1100C空冷处理素4w 1700 4.2残余奥氏体量对钢的力学性能的影响 96 60 80 100 120 根据成分设计要求，前轴锻后空冷在得到大部 2010 分贝氏体组织的同时，允许一定量的残余奥氏体的图2 残余奥氏体量的谱线.(a)1150℃空冷处理；(b)1100℃缓冷存在.利用X射线衍射分析，确定其残余奥氏体的处理；(c)1250℃缓冷处理；(d)1100℃空冷处理含量，见表4.图2为X射线衍射分析残余奥氏体量的谱线.研究表明4)，在18Mn2SiVB钢中存在 5前轴疲劳强度实验的残余奥氏体能够降低或延迟裂纹的形成、长大或聚合，进而显著增强材料的强度和延性.钢中加入疲劳强度指标是卡车前轴使用过程中的重要性的Mn、Si元素，对残余奥氏体的稳定化起到了重能指标之一.在一汽技术中心对采用I8Mn2SiVB 要作用.同时根据表4数据还可以看出，奥氏体化钢制造的前轴进行了疲劳强度实验，由长春工大利

Vol.29 Suppl.1 王俊华等：重型汽车专用非调质钢前轴工业性生产工艺 • 107 • 低．奥氏体化温度的提高作用，主要是通过成分设计中合金元素的加入来实现的．为能够使钢加热奥氏体化后，空冷可以得到贝氏体组织，成分设计中必须有足够的合金元素 Mn，以使钢的上下 C 曲线分离，与合金元素 B 配合，使高温转变孕育期明显长于中温转变，有利于贝氏体转变；Si 在一定程度上抑制碳化物在冷却过程中的析出，提高了残余奥氏体的稳定性[1-2]．图 1 18Mn2SiVB 钢显微组织 SEM 照片．(a) 1250°C 空冷处理；(b) 1250°C 强风冷却处理；(c) 1150°C 空冷处理；(d) 1100°C 空冷处理 4.2 残余奥氏体量对钢的力学性能的影响根据成分设计要求，前轴锻后空冷在得到大部分贝氏体组织的同时，允许一定量的残余奥氏体的存在．利用 X 射线衍射分析，确定其残余奥氏体的含量，见表 4．图 2 为 X 射线衍射分析残余奥氏体量的谱线．研究表明[4-5]，在 18Mn2SiVB 钢中存在的残余奥氏体能够降低或延迟裂纹的形成、长大或聚合．进而显著增强材料的强度和延性．钢中加入的 Mn、Si 元素，对残余奥氏体的稳定化起到了重要作用．同时根据表 4 数据还可以看出，奥氏体化温度也起着很大作用，只有当加入的 Mn、Si 元素高温下充分溶入奥氏体中，且有适当的冷却速度时，上述作用才能体现出来．表 4 20Mn2SiVB 钢锻后冷却残余奥氏体量结果处理方法 1250℃ 空冷 1250℃ 缓冷 1150℃ 空冷 1100℃ 空冷 1100℃ 缓冷残余奥氏体量/% 9.4251 7.8985 9.2215 8.9935 6.9887 图 2 残余奥氏体量的谱线．(a) 1150℃空冷处理；(b) 1100℃缓冷处理；(c) 1250℃缓冷处理；(d) 1100℃空冷处理 5 前轴疲劳强度实验疲劳强度指标是卡车前轴使用过程中的重要性能指标之一．在一汽技术中心对采用 18Mn2SiVB 钢制造的前轴进行了疲劳强度实验，由长春工大利

·108* 北京科技大学学报 2007年增刊1 用扫描电镜和能谱仪对疲劳实验结果进行了检测分 6 结论析.疲劳实验采用4点弯曲疲劳实验机.表5为所 (1)治金质量.按照成分设计要求采用初炼加得数据结果，从数据可以看出，绝大多数结果满足精炼的方法，严格控制治炼温度和时间，扒渣条件，设计和使用要求(2150万次)，针对5号样品疲劳强并增加电磁搅拌和氩气保护等条件，对提高钢坯的度明显低的情况，对断口进行了详细分析. 纯净程度，减少夹杂物的数量和偏析程度，起到了表518Mn2SiVB钢前轴疲劳实验结果积极的作用.从治炼后经连铸连轧所得钢坯的化学编号载荷kN 断裂周期万次成分分析和拉拔后力学性能指标检测结果看，治炼 205 152.3 和连铸连轧条件基本满足18Mn2SiVB钢的生产要 205 200.0 求，能够得到满足设计要求，制造卡车前轴的空冷 3 205 179.7 贝氏体钢钢坯， 4 205 174.2 (2)18Mn2SiVB钢制造卡车前轴工艺.根据前 5 205 35.5 轴使用力学性能要求，其金相组织应为贝氏体+铁素图3为夹杂物成分分析.从图中可以看出当钢体（少量）+残余奥氏体（少量）.从实验结果看，奥氏体中存在不规则块状夹杂物时，对其疲劳强度的影响化温度和冷却速度对所得金相组织有重要影响，进是非常大的，原因是在疲劳载荷作用下，夹杂物的而影响了前轴的力学性能.奥氏体化温度低，溶入不规则边缘最易产生应力集中，进而发展为微裂合金元素量少，其稳定性下降，冷却过程中铁素体纹.随疲劳载荷次数的增加，微裂纹扩展，最终导量析出过多，导致前轴力学性能特别是强韧性均有致材料发生断裂.由此表明，在治炼过程中控制夹降低：奥氏体化温度过高，晶粒粗大，同样降低了杂物的数量、大小、形状对提高材料的疲劳极限是前轴的力学性能. 至关重要的一环.图4是高疲劳极限（心150万次）前 (3)18Mn2SiVB钢综合性能.采用设计用钢轴的断口形貌，夹杂物呈短杆、球状且分布均匀， 18Mn2SiVB代替45号或40CrMo和40 CrNiMo制产生应力集中导致微裂纹扩展的倾向大大降低，材造卡车前轴，从其力学性能测试结果分析，能够满料具有高的疲劳强度足使用要求：在制造工艺上采用锻后空冷代替原有锻后调质的方法是可行的.从而解决了原45号钢制造前轴力学性能得不到有效保障，40CMo和 40 CrNiMo钢制造前轴成本高，工艺复杂，浪费能源（需调质处理），为卡车前轴的生产提供了一新的钢种和制造工艺.对于保障汽车整车的可靠性，降低生产成本有着十分重要的意义. 参考文献山赵九根，缪勇，唐新民，等.非调质钢汽车前轴的开发研究.机图3夹杂物SEM照片截工艺师，2001,8：48 [2]刘澄.新型石油钻井钢丝绳用钢20Mn2 WNbVB的研究[学位论文】.哈尔滨：哈尔滨工业大学，1998：61 [3]Zarei Hanzaki A,Hodgson P D,Yues S.Retained austenite chatacteristics in thermomechanically Processed Si-Mn transfor- mation-induced plasticity steel.Metallurgical and Materials Transactions,1997,28A:2405 [4]Banerjee B R,Capenos J M,Hauser JJ.Application of Fracture Toughness Parameters to Seructural Metals.New york:Gordon 图4高疲劳极限(？150万次)前轴断口夹杂物形貌 and Breoch Science Publisher,1966:373

• 108 • 北京科技大学学报 2007 年增刊 1 用扫描电镜和能谱仪对疲劳实验结果进行了检测分析．疲劳实验采用 4 点弯曲疲劳实验机．表 5 为所得数据结果．从数据可以看出，绝大多数结果满足设计和使用要求(≥ 150 万次)，针对 5 号样品疲劳强度明显低的情况，对断口进行了详细分析．表 5 18Mn2SiVB 钢前轴疲劳实验结果编号载荷/kN 断裂周期/万次 1 205 152.3 2 205 200.0 3 205 179.7 4 205 174.2 5 205 35.5 图 3 为夹杂物成分分析．从图中可以看出当钢中存在不规则块状夹杂物时，对其疲劳强度的影响是非常大的，原因是在疲劳载荷作用下，夹杂物的不规则边缘最易产生应力集中，进而发展为微裂纹．随疲劳载荷次数的增加，微裂纹扩展，最终导致材料发生断裂．由此表明，在冶炼过程中控制夹杂物的数量、大小、形状对提高材料的疲劳极限是至关重要的一环．图 4 是高疲劳极限(>150 万次)前轴的断口形貌，夹杂物呈短杆、球状且分布均匀，产生应力集中导致微裂纹扩展的倾向大大降低，材料具有高的疲劳强度．图 3 夹杂物 SEM 照片图 4 高疲劳极限(>150 万次)前轴断口夹杂物形貌 6 结论 (1) 冶金质量．按照成分设计要求采用初炼加精炼的方法，严格控制冶炼温度和时间，扒渣条件，并增加电磁搅拌和氩气保护等条件，对提高钢坯的纯净程度，减少夹杂物的数量和偏析程度，起到了积极的作用．从冶炼后经连铸连轧所得钢坯的化学成分分析和拉拔后力学性能指标检测结果看，冶炼和连铸连轧条件基本满足 18Mn2SiVB 钢的生产要求，能够得到满足设计要求，制造卡车前轴的空冷贝氏体钢钢坯． (2) 18Mn2SiVB 钢制造卡车前轴工艺．根据前轴使用力学性能要求，其金相组织应为贝氏体+铁素体(少量)+残余奥氏体(少量)．从实验结果看，奥氏体化温度和冷却速度对所得金相组织有重要影响，进而影响了前轴的力学性能．奥氏体化温度低，溶入合金元素量少，其稳定性下降，冷却过程中铁素体量析出过多，导致前轴力学性能特别是强韧性均有降低；奥氏体化温度过高，晶粒粗大，同样降低了前轴的力学性能． (3) 18Mn2SiVB 钢综合性能．采用设计用钢 18Mn2SiVB 代替 45 号或 40CrMo 和 40CrNiMo 制造卡车前轴，从其力学性能测试结果分析，能够满足使用要求；在制造工艺上采用锻后空冷代替原有锻后调质的方法是可行的．从而解决了原 45 号钢制造前轴力学性能得不到有效保障， 40CrMo 和 40CrNiMo 钢制造前轴成本高，工艺复杂，浪费能源(需调质处理)，为卡车前轴的生产提供了一新的钢种和制造工艺．对于保障汽车整车的可靠性，降低生产成本有着十分重要的意义．参考文献 [1] 赵九根，缪勇，唐新民，等. 非调质钢汽车前轴的开发研究. 机械工艺师, 2001, 8: 48 [2] 刘澄. 新型石油钻井钢丝绳用钢 20Mn2WNbVB 的研究[学位论文]. 哈尔滨：哈尔滨工业大学，1998：61 [3] Zarei Hanzaki A，Hodgson P D，Yues S. Retained austenite chatacteristics in thermomechanically Processed Si-Mn transformation-induced plasticity steel. Metallurgical and Materials Transactions，1997，28A：2405 [4] Banerjee B R，Capenos J M，Hauser J J. Application of Fracture Toughness Parameters to Seructural Metals. New york：Gordon and Breoch Science Publisher，1966：373

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