摘 要：通过化学成分分析、金相组织观察以及硬度和力学性能测试,对14.9级高强度汽车紧固件用钢42CrMoVNb的不同调质工艺结果进行分析。研究表明,42CrMoVNb钢在580～600 ℃回火时,硬度和强度无明显下降,由于在580 ℃左右回火会产生二次硬化现象;而回火温度高于600 ℃时强度会迅速下降。42CrMoVNb钢采用奥氏体化温度较高的Q9工艺比采用奥氏体化温度低的Q3工艺得到的晶粒度要粗,且奥氏体化温度越高,其强度和硬度也越高。42CrMoVNb钢的最佳调质工艺为940 ℃×40 min,油冷+590 ℃×60 min,空冷和940 ℃×45 min,油冷+595 ℃×90 min,空冷。

 

关键词：14.9级;汽车紧固件;调质工艺;42CrMoVNb钢

 

高强度螺栓在汽车领域使用十分普遍,同时随着对汽车轻量化和发动机高功率、小型化以及整车性能要求的不断提高,对高强度螺栓的性能要求也在不断提高。当螺栓所受应力增大,且截面尺寸的增加受设计结构限制时,提高螺栓的强度级别、疲劳性能以及延迟断裂性能就尤为重要。目前国内一般使用的高强度螺栓强度水平可分为8.8、9.8、10.9和12.9四个级别,而国外已有1300 MPa级高强度螺栓的使用实例,日本、美国以及俄罗斯等国家非常重视新一代14.9级高强度汽车紧固件用钢的研究和开发[1-4]。

 

汽车紧固件用钢冷镦成型前需进行两道球化退火和两道次拉拔,而球化退火工艺对最终的冷镦成型有至关重要的影响。若球化效果不好,易造成冷镦成型开裂,甚至造成螺栓装车后失效[5-8]。因此,本文对14.9级高强度汽车紧固件用钢42CrMoVNb的球化退火工艺进行研究,以期为紧固件加工厂制定适宜的工艺参数提供理论依据和数据支撑。

 

1. 试验材料及方法

1.1 试验材料

试验材料为南京钢铁股份有限公司高线厂生产的汽车紧固件用钢42CrMoVNb热轧盘条样品,样品规格为φ8 mm,将盘条样品矫直后分段为200 mm长的试棒进行调质处理。汽车紧固件用42CrMoVNb钢的化学成分见表1。

 

表1 汽车紧固件用42CrMoVNb钢的化学成分(质量分数,%)

Table 1 Chemical composition of 42CrMoVNb steel for automotive fasteners(mass fraction, %)

 

1.2 试验方法

调质处理是将钢加热到临界温度Ac3以上,保温一定时间使之奥氏体化后,以大于临界冷却速率的冷速进行冷却,再进行高温回火的热处理工艺。42CrMoVNb钢的奥氏体化临界相变点Ac1为773 ℃,根据Ac1来制定调质工艺,见表2。

 

表2 汽车紧固件用42CrMoVNb钢的调质工艺

Table 2 Quenching and tempering process of 42CrMoVNb steel for automotive fasteners

 

根据调质工艺的特点,分为4组分别进行分析和讨论:1)比较Q1、Q2、Q3、Q5和Q7工艺,采用相同的淬火温度和保温时间,分析不同的回火温度对材料组织和性能的影响;2)比较Q3和Q4以及Q5和Q6工艺,采用相同的淬火温度、保温时间、回火温度和回火时间,分析不同的回火次数对材料组织和性能的影响;3)比较Q5、Q8和Q9工艺,采用相同的回火温度和保温时间,分析不同淬火温度下材料组织和性能的差异;4)Q10工艺延长了淬火保温时间,使组织均匀奥氏体化,并延长了回火时间。

 

2. 试验结果与分析

2.1 金相组织

图1为Q3、Q5和Q9试样的晶粒度与金相组织。由图1(a)和图1(b)可以看出,Q3试样的晶粒度比Q9试样小,依据标准GB 6394—2017进行晶粒度评级,Q3试样的晶粒度为8.5级,Q9试样的晶粒度为8级。晶粒度变化是由于调质处理过程中淬火温度升高,组织的晶粒度也随之增大,故Q9工艺得到的晶粒度比Q3粗大。

 

(a)Q3试样的晶粒度;(b)Q9试样的晶粒度;(c)Q3试样的金相组织;(d)Q5试样的金相组织

图1 试样的晶粒度与金相组织

(a)grain size of Q3 sample; (b)grain size of Q9 sample; (c)microstructure of Q3 sample;(d)microstructure of Q5 sample

Fig.1 Grain size and microstructure of samples

 

图1(c)和图1(d)分别为Q3和Q5试样的金相组织。经高温回火后,得到由铁素体和弥散分布的细粒状渗碳体组成的复合组织,称为回火索氏体。与渗碳体呈片状的珠光体相比,在强度相同时,回火索氏体的塑性和韧性有较大的提高。可以看出调质处理后Q3和Q5试样的组织差异不大,均为回火索氏体。从理论上分析,在回火过程中马氏体中的过渡碳化物逐渐析出,并逐渐被渗碳体取代,回火马氏体的碳含量也逐渐降低至铁素体的平衡含量。由于在高温下回火保温,回火过程中马氏体亚结构发生回复和多边化,随着晶粒不断长大,逐渐形成等轴铁素体晶粒。渗碳体颗粒发生粗化并失去其原棒状或片状形态而逐渐球化,这是由于在板条间的界面和原奥氏体晶界处的碳原子更容易扩散,故渗碳体会优先在此处长大并球化,最终渗碳体弥散分布在铁素体基体中,形成铁素体与渗碳体的复合组织,即回火索氏体。

 

由于42CrMoVNb钢中含有Mo、V和Nb等强碳化物形成元素,高温回火时,这些微合金元素有阻止碳化物聚集长大和铁素体晶粒等轴化的作用,故Q3和Q5试样的组织中观察不到粒状渗碳体,且组织中还保留着马氏体形态,显微组织差异不大。

 

采用扫描电子显微镜对试样的显微组织进行观察,图2为Q3和Q5试样的SEM形貌。由图2可知,试样中均能看到细小的短棒状、针状和颗粒状的碳化物;进一步对比分析可知,Q5试样调质处理后析出的细小针状碳化物以及明显颗粒化的碳化物比Q3试样的多。

 

(a,b)Q3试样;(c,d)Q5试样

图2 试样的SEM形貌

(a,b)Q3 sample;(c,d)Q5 sample

Fig.2 SEM morphology of samples

 

2.2 硬度

试样的维氏硬度测试结果见表3,图3为不同回火温度(Q1、Q2、Q3、Q5和Q7工艺)、不同回火次数(Q4和Q6工艺)下试样的硬度值对比。由图3可知,当回火温度由560 ℃升高至580 ℃时,硬度迅速下降;当回火温度继续升高至590 ℃时,硬度小幅度的增加;当回火温度高于590 ℃时,硬度的下降趋势增大,即出现钢的二次硬化现象。二次硬化是指某些含有强碳化物形成元素(如钒、钛、铌及铬等)的淬火合金钢在500～650 ℃回火,同时钢中的碳化物形成元素必须超过一定值时,在硬度-回火温度曲线上出现峰值的现象。二次硬化本质上是一种共格析出的合金碳化物(如VC、TiC或Mo2C等)的弥散强化。合金碳化物越稳定越细小,其强化效果就越大。在400～700 ℃回火时,渗碳体颗粒会迅速长大,导致弥散强化效果降低,当持续长大的渗碳体被更为细小分散的合金碳化物取代时,强化效果反而大大增加。在590 ℃和600 ℃进行二次回火时,其硬度比相同温度下只进行一次回火的略高,这种现象主要是由以下因素引起的:1)在590 ℃左右回火时,析出合金碳化物(如VC、TiC或Mo2C等)起到弥散强化作用,二次回火后合金碳化物析出量比一次回火的多;2)在500～600 ℃回火冷却时,残余奥氏体发生马氏体转变,从而使得钢的硬度上升。

 

图3 不同回火温度和回火次数下试样的硬度值变化

Fig.3 Hardness value change of samples with different tempering temperatures and times

 

表3 试样的维氏硬度(HV0.5)

Table 3 Vickers hardness of samples

 

马氏体的硬度主要来自过饱和碳的固溶强化效应,整个回火过程中均伴随着马氏体中碳质量分数的降低,这就是回火时钢硬度降低的根本原因。过渡碳化物的析出,虽然可产生一定的强化效果,但其影响小于固溶强化效应。在渗碳体已析出、基体碳质量分数降低至平衡值后,渗碳体的弥散强化起到主要强化机制的作用。因此,随着渗碳体的粗大化和球化,以及铁素体的回复和等轴化,钢的硬度进一步降低。

 

图4为Q5、Q8和Q9(奥氏体化温度分别为940、950和960 ℃,其他热处理工艺参数相同)试样的硬度变化趋势。由图4可知,奥氏体化温度高的试样,其硬度也较高。这是因为钢的奥氏体化温度越高,奥氏体化后组织晶粒越粗大,室温时得到的组织也相应粗大,试样的强度和硬度则会逐渐降低。但随着奥氏体化温度的不断提高,42CrMoVNb钢中Cr、Mo、V和Nb的碳化物不断溶解,奥氏体基体的合金化程度不断提高,淬火后马氏体中碳和合金元素的过饱和度增大,回火时析出碳化物的数量相应增加,弥散强化作用增强。也就是说,弥散强化作用大大超过了晶粒粗化对42CrMoVNb钢硬度的影响。但由于Q5、Q8和Q9试样的奥氏体化温度提高幅度不大,合金碳化物基本不溶解,硬度的提升不是特别明显。

 

图4 不同淬火温度下硬度变化

Fig.4 Hardness change at different quenching temperatures

 

2.3 力学性能

试样的光滑拉伸试验数据见表4,并将数据进行分组比较。Q1、Q2、Q3、Q5、Q7和Q10试样采用相同的淬火温度和不同的回火温度,其力学性能关系如图5所示。随着回火温度的升高,试样的抗拉强度和屈服强度逐渐降低,断面收缩率和伸长率逐渐增大。在580 ℃左右回火时抗拉强度下降较为缓慢(发生二次硬化),当回火温度高于590 ℃时抗拉强度迅速下降。这是因为在580 ℃左右回火时,试样中析出的合金碳化物弥散分布在合金基体中,起到了弥散强化作用,减轻了过饱和碳析出所造成的固溶强化效果损失,故其抗拉强度下降较为缓慢。当回火温度高于590 ℃时,试样中合金碳化物基本析出完全,即合金碳化物产生的弥散强化效果不再增强;同时结合图2可知,随着回火温度的升高,回火时析出的细小针状碳化物以及明显颗粒化碳化物增多。当回火温度高于600 ℃时,碳化物逐渐长大粗化,等轴铁素体逐渐形成,析出的合金碳化物继续长大,破坏了合金碳化物原有的共格或半共格的分布状态,弥散强化效果减弱,使得试样的抗拉强度逐渐降低,塑韧性逐渐提高。

 

图5 相同淬火温度下不同回火温度与力学性能的关系

Fig.5 The relationship between different tempering temperatures and mechanical properties at the same quenching temperature

 

表4 光滑拉伸试验数据

Table 4 Smooth tensile test data

 

Q5、Q8和Q9试样的力学性能关系如图6所示。奥氏体化温度较高的Q8和Q9试样的强度均比Q5试样的高,断面收缩率和伸长率相差不大,与硬度值的变化规律相同。

 

图6 不同淬火温度与力学性能的关系

Fig.6 The relationship between different quenching temperatures and mechanical properties

 

本课题的研究目标是要求螺栓强度达到14.9级,即抗拉强度达到1400 MPa以上。通过对比不同调质工艺下的试验结果,发现Q3试样的抗拉强度为1 510 MPa;Q10试样在延长了奥氏体化保温时间和回火保温时间后,抗拉强度为1430 MPa,且Q10试样的塑韧性比Q3试样的好。因此14.9级汽车紧固件用钢42CrMoVNb的最佳调质工艺为Q3和Q10。

 

3. 结论

1)42CrMoVNb钢在580～600 ℃回火时,硬度和强度无明显下降,这是因为580 ℃左右回火会产生二次硬化现象;而当回火温度高于600 ℃时,强度迅速下降。

 

2)42CrMoVNb钢采用奥氏体化温度较高的Q9工艺比奥氏体化温度低的Q3工艺得到的晶粒度要粗,奥氏体化温度越高,其强度和硬度也越高。

 

3)14.9级汽车紧固件用钢42CrMoVNb的最佳调质工艺为:940 ℃×40 min,油冷+590 ℃×60 min,空冷;940 ℃×45 min,油冷+595 ℃×90 min,空冷。

 

来源：作者：王磊， 郑宏伟， 陈兆勇；【作者机构】 南京钢铁股份有限公司 ；【期刊】-《热处理技术与装备》 2024年第3期 P45-49 

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关键词： 汽车紧固件