30MnVS非調質控制臂的組織和性能研究①

張吳忌， 劉 磊， 劉凱旋， 劉 哲，沈佳杰， 汪 灣

(1.南京工程學院材料工程學院， 江蘇 南京 211167；2. 江蘇省先進結構材料與應用技術重點實驗室， 江蘇 南京 211167)

引 言

汽車前懸架下控制臂，即三角臂(Arm triangle)，是用來傳遞橫向和縱向的載荷，將作用在車輪上的各種力傳遞給車身，控制車輪與車身的相對運動，受拉伸應力、彎曲應力和扭轉應力等，因此，控制臂應有足夠的強度、韌性和使用壽命。傳統的三角臂使用以下3種材料制造：①沖壓鋼板；②鋁鍛件；③鋼鍛件。沖壓鋼板和鋼鍛件雖然能滿足性能要求，但其加工工序繁瑣，性能控制不穩定，且強度較低，只能滿足普通轎車的使用；鋁鍛件較輕，可以實現汽車輕量化，但其價格較貴，成本高，且抗拉強度在450 MPa[1]以下，只適合用在高端轎車上。非調質鋼控制臂，不僅簡化了加工工序，而且其性能較高，抗拉強度達到850 MPa以上，同時具有足夠的韌性。近年來，控制臂已逐漸廣泛采用非調質鋼，例如江鈴汽車公司的控制臂采用38MnVS鐵素體—珠光體型非調質鋼[2]，不僅強度和力學性能有很大提高，其制造成本也降低了5%～10%。

非調質鋼鍛件的強韌化主要手段是采用控鍛控冷技術(TMCP)[3]控制組織與性能。為了獲得更好的性能，學者們做了很多研究。何沂桂等[4]利用熱模擬試驗機，將鈮-釩非調質鋼在1000 ℃變形20%，隨后冷卻至850 ℃變形15%以上，結果顯示這種鍛造方法能夠細化顯微組織，晶粒尺寸明顯減小，同時組織中的鐵素體含量也略有增加。蘇鋼集團程勇[5]等和鋼鐵研究總院姚春發等[6]研究終鍛溫度對Nb-V-Ti復合非調質鋼組織及性能的影響，均發現采用再結晶區鍛造和未再結晶區鍛造兩種方式組合，不僅可以細化鐵素體晶粒，而且還會使珠光體片碎化及部分球化，從而提高Nb-V-Ti非調質鋼的沖擊韌性。華小珍等[7]研究不同終鍛溫度對A800F非調質鋼組織與性能的影響，發現將終鍛溫度控制在950～1050 ℃范圍內，強度和韌性達到最佳配合狀態。通過控冷也可改善控制臂組織和性能，根據控制原理的不同，可將控制冷卻分為3個階段：相變前奧氏體區控冷、相變過程中控冷和相變后控冷。針對第一、二階段的控冷，學者們做了許多研究工作。Zhao等[8]研究38MnVS非調質鋼連桿，采用鍛后快速冷卻(3.5 ℃/s)至550 ℃隨后保溫緩冷的方式，獲得較多細小條塊狀先共析晶內鐵素體，沖擊韌性提高近4倍。陳思聯等[9]利用熱模擬試驗機研究鍛后控冷對脹斷連桿用非調質鋼37MnSiVS微觀組織及硬度的影響，發現鍛后快冷至600 ℃左右等溫處理10 min，大量細小彌散的V(C，N)粒子析出沉淀，可使試驗鋼的硬度達到395HV，相當于強度水平1300 MPa。

1 試驗材料與方法

試驗所用材料為Ф48 mm 的30MnVS熱軋圓鋼，其主要化學成分為(%)：0.31C，0.60Si，1.52Mn，0.08S，0.21Cr，0.11V，0.05Cu。

采用400T輥鍛機和630T平鍛機對控制臂進行輥鍛和局部鍛造，將圓棒料感應加熱至1200±20 ℃，保溫160 s后開始鍛造，輥鍛制坯溫度為1150～1200 ℃，彎形溫度為1100～1150 ℃，預鍛成形溫度為1050～1100 ℃，終鍛成形溫度為900～1000 ℃，開始冷卻溫度為850～950 ℃，冷卻分別采用空冷和風冷方式，冷卻速度約為：0.9 ℃/s和1.2 ℃/s，如圖1所示。

圖1 30MnVS控制臂生產工藝及控鍛控冷示意圖

圖2 控制臂取樣位置示意圖

將鍛造后的試樣按照如圖2所示標注截取，位置1處的變形量為26%，位置2處的變形量為8%，位置3處取拉伸試樣，位置4處取沖擊試樣。制備金相試樣，經過研磨、拋光后，用4%硝酸酒精溶液腐蝕試樣，試樣清洗吹干后，在ZEISS金相顯微鏡下觀察組織形貌；在數顯顯微硬度計上測取位置1和2處試樣的維氏硬度(HV10)。力學性能試驗，采用CS400電子萬能試驗機進行拉伸試驗，用JBW-300H儀器化沖擊試驗機進行沖擊試驗，記錄試驗數據。

2 試驗結果

2.1 顯微組織

兩種鍛造工藝生產控制臂的顯微組織如圖3所示。圖3(a), (b)分別為空冷控制臂位置1和2處的顯微組織，圖3(c), (d)分別為風冷控制臂位置1和2處的顯微組織。可見，空冷和風冷的控制臂組織均為鐵素體+珠光體組織。

圖3 兩種鍛造工藝控制臂的顯微組織

2.2 控制臂力學性能

硬度是評價材料性能的重要指標，控制臂位置1與2處的維氏硬度如表1所示。在位置3和4處分別取拉伸和沖擊試樣，其力學性能指標如表2所示，如圖4所示是空冷與風冷控制臂的力學性能對比圖。

表1 兩種鍛造工藝控制臂的硬度值

表2 控制臂力學性能

圖4 空冷與風冷控制臂的力學性能對比

3 分析與討論

3.1 變形量對顯微組織的影響

圖2中位置1處的變形量為26%，位置2處的變形量為8%。對比圖3(a)和(b)，(c)和(d)可知，變形量增大，顯微組織明顯細化，單位體積內鐵素體的百分含量增多，珠光體百分含量減少。這是因為，在控制鍛造階段，8%的變形量較小，造成晶內畸變也較少，不能為相轉變過程中鐵素體形核提供更多位置，鐵素體只能沿畸變能較高的奧氏體晶界析出，因此，鐵素體含量較少；另外，8%的變形量沒有達到形變奧氏體發生再結晶的臨界應變量，沒有足夠的驅動力促使相變前的奧氏體發生動態再結晶，因此晶粒得不到細化。變形量為26%時，變形造成的畸變明顯增多，發生了動態再結晶，晶粒細化，單位體積內晶界數量增加，為鐵素體形核提供大量的位置，形成細小的鐵素體。同時，變形量增大，形變奧氏體內產生大量的變形帶與位錯等高畸變能區，為誘導鐵素體析出提供更多位置，形成晶內鐵素體，從而細化晶粒。

3.2 冷卻速度對顯微組織的影響

對比位置1處空冷和風冷的顯微組織，風冷的晶粒更加細小，鐵素體平均尺寸減小，鐵素體百分含量也增多，鐵素體更加細小分布，晶內鐵素體將珠光體分割成更加細小的單元。這是由于冷卻速度增大，在過冷奧氏體中的先共析鐵素體的析出被抑制，極少量沿晶網狀鐵素體析出，當溫度繼續降低，未相變的過冷奧氏體處于更低的轉變溫度，此時碳活度降低，不利于珠光體的形核和生長，而過冷奧氏體具有更大的過冷度，能產生足夠大的驅動力促使鐵素體在奧氏體晶內形核，形核率更高，同時低溫限制晶界運動能力，鐵素體晶粒長大速率降低，從而形成較多細小的晶內鐵素體顆粒，極大改善了鍛件的韌性。觀察位置2處空冷和風冷的顯微組織，可見風冷的晶粒略細小，鐵素體尺寸減小，鐵素體百分含量減少，鐵素體網較明顯，鐵素體細薄，但晶內有更多塊狀晶內鐵素體將珠光體分割。這主要是因為冷卻速度增大，沿晶界析出的先共析鐵素體沒有足夠時間形核與長大，因此鐵素體含量下降且尺寸較小。

3.3 力學性能分析

冷卻速度與變形量對硬度的影響如表1所示。由表1可知，同一變形量，風冷的控制臂硬度比空冷大；相同冷卻方式，變形量越大，硬度越高。分析顯微組織可知，26%變形量處，風冷的鐵素體含量雖有增多，但晶粒得到細化，珠光體片層間距減小，再加上V(C，N)等粒子的沉淀強化，導致硬度增大；8%變形量處風冷的硬度的增加還來自于珠光體含量的增加。相同冷卻方式變形量大的地方硬度高的原因主要是變形量的增加，使得細晶強化效果顯著提升，從而提高硬度。

在位置3和位置4處分別取拉伸和沖擊試樣，力學性能參數如表2所示。可見，風冷的所有力學性能指標均優于空冷。空冷的控制臂抗拉強度為865 MPa，風冷的抗拉強度達到890 MPa。兩種冷卻方式的斷面收縮率相差較大，風冷高于空冷，而沖擊吸收功相差不大，風冷略高于空冷，說明鍛后控冷方式能在提高強度的同時，保持良好的塑性、韌性。風冷對材料強度提高的機理與硬度相同，對塑性、韌性的提高則是因為：風冷使得細晶強化明顯，晶內鐵素體含量增多，并且珠光體片層間距也減小，鐵素體可以阻止斷裂時裂紋的擴展，使裂紋擴展消耗更高的能量，從而提高塑韌性。

4 結束語

增大冷卻速度可提高30MnVS非調質控制臂的強度與硬度，同時保持良好的塑韌性，主要得益于晶內鐵素體的析出，顯微組織細化，使裂紋擴展需要消耗較多的能量。

(1)在相同冷卻速度下，變形量增加，鐵素體含量增加，鐵素體組織更加細小，有利于提高塑韌性。

(2)通過控鍛控冷工藝試鍛出30MnVS非調質鋼控制臂，該控制臂的顯微組織為鐵素體+珠光體，沒有貝氏體組織出現；其關鍵受力部位的組織、硬度與力學性能均能滿足使用要求。