第四章__EA888发动机连杆胀断工艺改进方案

第四章 EA888发动机连杆胀断工艺改进方案
4.1 锻造前改进措施
第一、为了确定EA888连杆的锻造加热温度，与白城中一精锻股份有限公司的同志们一起做了大量的工艺实验。

因为锻造前的加热温度与锻造后的冷却速度是互相制约、互相关联的，所以，把此项放在4.2与锻造后冷却速度的控制等问题一并详细阐述。

第二、针对锻造加热温度不稳定的几个产生原因，分别采取了如下措施：1．针对人工摆料有时间断、不连续的问题，和设备制造厂家共同协商、研究，在原有设备上增加了自动上料装置。

这种上料装置只需将料倒入上料机，通过上料机的震动，实现设备自动排序、自动上料，进料速度还可以调节。

自动上料速度均匀，上料连续，避免了因上料间断、不连续导致的加热温度不稳定问题。

2．针对新旧料混在一起加热的问题，白城中一在工艺文件中明确规定，加热过的坯料与未加热过的坯料不能同时加热。

这就避免了因新旧料相混加热而导致的加热温度不稳定问题。

第三、针对辊坯质量不合格的产生原因，分别采取了如下措施：
针对辊坯大头抓伤问题，对辊锻机送料钳爪进行了改进设计，原材料由原来的改为5CrNiMo改为1Cr18Ni9Ti,同时重新设计了加工工艺，更好地保证了垂直度、对称度要求。

改进后的接料钳爪，基本上避免了辊坯抓伤的问题。

第四、针对辊锻模磨损后会出现辊坯拉伤的问题，从两方面采取了措施：1．引进了辊锻模表面离子氮化工艺，离子氮化是利用辉光放电这一物理现象对金属材料表面强化的氮化法。

在低压的氮气或氨气等气氛中，炉体和被处理工件之间加以直流电压，使产生辉光放电，在被处理表面数毫米处出现急剧的电压降，气体中的离子朝着图4-1箭头所示方向向阴极移动。

当接近工件表面时，由于电压剧降而被强烈加速，轰击工件表面，离子具有的动能转变成热能，加热了被处理工件，同时一部分离子直接注入工件表面，一部分离子引起阴极溅射，从工件表面“溅出”电子和原子，“溅出”的铁原子和由于电子作用而形成的原
子态氨结合，形成FeN。

FeN由于吸附和在表面上蒸发，因受到高温和离子轰击而很快地分解为低价氮化物而放出氮。

一部分失去氮的铁又被溅射到辉光等离子气体中与新的氮原子相结合，促进氮化。

经离子氮化处理后，可显著提高材料表面的硬度，使其具有高的耐磨性、疲劳强度，抗蚀能力及抗烧伤性等。

通过对辊锻模表面进行离子氮化处理，大大提高了辊锻模的抗磨损能力，使辊锻模的寿命提高了2倍以上，极大程度地减少了辊坯拉伤的发生。

图4-1 离子氮化的表面反应图
2．在辊锻模上增加了吹风装置。

辊锻模上增加吹风装置后，每辊一个坯料，吹风装置会自动吹去辊锻模型腔内残留的氧化皮，避免氧化皮粘结在模具型腔上，从而避免辊坯拉伤。

针对辊坯有飞刺、折叠的问题。

白城中一新购买了两个专业软件，一个是专用于辊锻模设计的德国VeraCAD软件，另一个是专用于锻造模拟的俄罗斯Q-Form 软件。

这两个软件的应用，不仅提高了辊锻模设计效率，更重要的是提高了设计精度。

在模拟过程中，可以发现设计缺陷，从而在设计阶段消除，避免了辊坯飞刺、折叠问题的产生。

4.2 锻造中改进措施
第一、针对锻件折纹返工率高的问题，采取了如下措施：
1.改进EA888终锻模具设计。

加大筋部和腹板过渡处圆角，原设计此处圆角为R3，更改后圆角为R4。

2. 改进EA888预锻模具设计，主要是改进杆部结构的设计，减小筋部厚度，加大拔模斜度，加大筋部和腹板过渡处圆角。

第二、针对锻件超重废品多的问题，对EA888模具设计进行了改进：
1．减小大头孔处的拔模斜度，由原来的6°改为3°；
2．减小冲孔连皮厚度，由原来的2.4改为1.8，以减小冲孔力及变形量；
3．更改筋部及腹板厚度尺寸，使之与大小头厚度尺寸相匹配；
4．增加大头前端平面厚度，以补偿因冲孔造成的变形量。

第三、针对锻件错差大的问题，采用德国进口防松楔铁代替了原有的固定楔铁，这种新型楔铁调整是利用楔型调整机构来实现的。

它借助于放在后肘板肘承座与机架后壁间的两个楔铁来调整，当拧动螺母，借丝杆使后楔铁沿机架后壁上升时，前楔铁则沿平行于机架侧壁上的导槽向前移动，因而推动肘板与动颚也向前移动，使模具和夹持器夹紧。

第四、针对锻件充不满、氧化坑、标记不清的问题，采取了以下措施：
1．对石墨润滑剂供应商进行了重新评定、筛选，最后选定了供货质量最稳定的一家供应商。

同时对石墨润滑装置进行了改进设计，使石墨能更好地雾化，以避免石墨形成块粘结在模具型腔中，从而避免充不满、氧化坑缺陷的产生。

2．改变了在模具上打标记的方法。

因为原有的打标记方法，不仅标记看起来参差不齐，极不美观，而且降低模具使用寿命，容易造成标记不清缺陷。

为了解决这一问题，最开始提出了一个方案，就是购置一台打标机。

为此，联系了国内的很多打标机生产厂家，并发去模具样块进行试加工。

但由于模具材料为4Cr5MoSiV1，经过淬火和三次高温回火处理，处理后模具的硬度在HRC50左右，目前，在国内尚未找到适应白城中一生产需要的打标机。

为此，与白城中一的工程师经多次研究、摸索，找到了一个比较好的解决方案。

即，将锻件上要求的标记内容用三维设计软件，设计成类似手工打标用的字
头形状，通过数控编程加工成电极，再用电腐蚀加工的方法，将标记加工到模具上。

这种方法加工出的标记，在锻打过程中不粘结氧化皮，而且字体标准、字迹清晰，美观，效果非常好。

第五、针对切边后残留飞边不均匀、有毛刺和切边拉伤问题，这些问题都是由于切边凸模和切边凹模磨损后造成的。

采取了如下具体措施：改进堆焊切边凹模刃口的工艺。

白城中一原来一直使用哈尔滨生产的普通焊条，采用电焊工艺，使用这种工艺堆焊后有两大缺点，一是在焊接过程中很容易形成气孔等缺陷，导致的结果是线切割加工刃口时常会发生因局部不导电而停机，或是出现钼丝绕行，严重影响加工质量，有时甚至造成工件报废。

二是用这种焊条堆焊的刃口耐磨性低，即凹模使用寿命低。

为此，新购置了一台氩弧焊焊机，并选用了美国进口的威特焊条，采用这种新工艺以后，焊接气孔缺陷不再出现，线切割加工后工件质量明显提高。

由于使用的焊条是热锻模具专用焊条，焊接后硬度可达HRC56以上，大大提高了切边凹模刃口的耐磨损能力，从而降低了因切边凹模磨损导致的切边毛刺、切边拉伤等缺陷的发生几率。

第六、针对大头冲孔后有毛刺的问题，在进行EA888连杆锻模设计时，对大头孔处进行了特殊的设计，如图7所示，减小大头孔处的拔模斜度，将大头孔处的拔模斜度设计为3°，冲孔连皮厚度，也由原来的2.4改为1.8，这样就大大减少了需要冲除掉的金属，减小了冲孔力，也就延缓了冲头的磨损，从而减少了冲孔毛刺的产生。

图4-2 EA888连杆模具大头孔设计示意图
第七、针对冲孔后可能出现杆部弯曲的问题，从两方面采取了措施：
1．针对冲头易磨损导致的弯曲问题，从韩国订制了表面经过特殊涂层处理的专用冲头，这种冲头耐热磨损能力强，而且表面不粘结氧化皮，冲孔质量好，冲头寿命高，冲孔变形小，也就不容易出现弯曲现象。

2．在切边冲孔后采用了热压工艺，EA888连杆热压工艺是指连杆在热状态下，切边冲孔后，利用压力机对连杆大小头平面进行精整、校正，一方面可以提高连杆的表面尺寸精度，另一方面对连杆进行校正，避免弯曲。

4.3 锻造后改进措施
锻造后，坯料的加热温度及锻后冷却速度控制，直接决定连杆的内部质量。

EA888连杆的技术要求为：锻件采用锻造余热正火处理，金相组织为珠光体+铁素体，铁素体含量不超过35%。

力学性能指标要求如下表4-1：
表4-1：
要想达到EA888连杆的技术要求，难点就在于铁素体含量的控制。

要想控制铁素体的含量，首先要知道铁素体是怎么样形成，或者说是怎么样析出的，这要根据Fe-Fe3C合金相图中组织转变过程来分析。

从Fe-Fe3C相图，对于36MnVS4我们处理为普通碳素结构钢，含碳量0.34％，即不考虑合金元素对临界温度、热处理工艺参数等的影响，依据过冷度对转变产物的影响，就是说珠光体转变伪共析区左浓度线，即根据Acm低温延长线，并根据杠杆定律计算：在Ar3稍下，铁素体量～55％；在650℃，铁素体量～51％；在550℃，铁素体量～38％；在500℃，铁素体量≤35％。

为此，我们分温度段用不同的冷却速度进行了试验：
实验条件：一台高温炉，使用温度800～1150℃；一台低温炉，使用温度≤700℃；一台速冷装置，风压达到＞1000Pa；一部美国雷泰的红外测温仪。

我们利用3件精锻连杆，对其进行重新加热，采用了4种控制冷却的方案：
1）950℃奥氏体化加热和保温30MIN结束后，缓冷到850℃吹冷，待降温冷却至550℃后，等温处理保温时间60MIN，出炉缓慢冷却；
2）1150℃奥氏体化加热和保温30MIN结束后，直接吹冷，待降温冷却至550℃后，并等温60MIN，出炉缓慢冷却；
3）1150℃奥氏体化加热和保温30MIN结束后，直接吹冷，待降温冷却至550℃后，停止吹风缓慢冷却；
4）1150℃奥氏体化加热和保温30MIN结束后，缓冷到850℃，吹风冷却，待降温冷却至550℃后，停止吹风缓慢冷却。

实验分析：对于第一种控冷方案，“950℃奥氏体化加热和保温30MIN结束后，缓冷到850℃吹冷，待降温冷却至550℃后，等温处理保温时间60MIN，出炉缓慢冷却”，得到非常细的等轴铁素体和珠光体组织，分布均匀，铁素体量45～59％，硬度为3.75～3.9。

很明显，加热并保温时钢中的VN或VCN不能分解和固溶到奥氏体中，或者较少，抑制奥氏体晶粒长大并成为随后先共析铁素体析出的一致性和依附的异质核心，提高了连续冷却时的临界冷却速度。

尽管我们设想实验采用的过冷度较大，但实际上没形成过冷，或者说提供的强制吹风冷却速度并不充分。

对于第二、三、四种控冷方案，“1150℃奥氏体化加热和保温30MIN结束后，直接吹冷，待降温冷却至550℃后，并等温60MIN，出炉缓慢冷却”，“1150℃奥氏体化加热和保温30MIN结束后，直接吹冷，待降温冷却至550℃后，停止吹风缓慢冷却”及“1150℃奥氏体化加热和保温60MIN结束后，缓冷到850℃，吹风冷却，待降温冷却至550℃后，停止吹风缓慢冷却”对比情况见表4-2示：
表4-2：
匀性
铁素体分布状况块状，在珠光体内有较
稍多分布，原奥氏体晶
界处的铁素体也较粗大
原奥氏体晶界
为主，断续，
较细小
块状，原奥氏体晶界近
乎连续，在珠光体（原
奥氏体晶粒）内的较晶
界分布的稍粗大
铁素体量＊34％32％33％硬度 3.3～3.5 3.35～3.4 3.3～3.55
对比第三和第四方案，讨论一：根据铁素体大小和分布，分析原因，VN 或VCN在＞850℃的缓冷中在奥氏体晶内和晶界都发生粗化，包括分解并固溶的VN或VCN重新在原位置再析出，以及已有的VN或VCN的合并，这样减少铁素体异质形核位置，固溶的V在晶界扩散增加析出数量；但同时，随着缓冷过程，奥氏体中的碳浓度分布均匀性的偏差也在减小，根据Fe-Fe3C相图A3和Acm线，浓度散差减小，分散度降低，相似浓度或相同偏差的区域也应在增大，这样的区域也易于析出为同一铁素体晶粒。

上述两条可以解释缓冷过程使铁素体稍显粗大以及在晶界分布较多以至块状连续分布。

对比第三和四方案，表现出有缓冷的块状，原奥氏体晶界近乎连续，在珠光体内的较晶界分布的稍粗大。

对比第二和第三方案，讨论二：根据铁素体大小和分布，分析原因，在550℃的等温处理中，继续发生铁素体的析出。

在奥氏体晶内VN或VCN继续析出，颗粒数量增加；在晶界包括原奥氏体晶界，或许也包括铁素体和奥氏体界面（相界）处析出；上述两点的等温过程中析出，看出铁素体数量多，晶粒较不等温处理的稍大；也包括在已析出的化合物颗粒上析出长大而形成粗化，包括分解并固溶的VN或VCN重新在原位置再析出，以及已有的VN或VCN的合并，与在奥氏体晶界新析出的化合物颗粒综合效应，这样在奥氏体晶界铁素体异质形核位置数量几乎不变时，有等温的铁素体奥氏体晶界处的铁素体晶粒尺寸较大。

对比第二和第三方案，表现出有等温过程的铁素体体积分数大、晶粒大、分布较均匀。

100×组织500×组织
图4-3：950℃奥氏体化加热和保温30min结束后，缓冷到850℃吹冷，待降温冷却至550℃后，等温处理保温时间60min后出炉缓冷的组织
从以上实验结果可以看出，第三种方案得到的组织是最理想的，如图4-3所示，即：
1．550℃等温处理比不等温处理有更多铁素体量析出。

2．缓冷后的吹冷比直接吹冷有更多的铁素体析出并铁素体更为粗大。

3．硬度偏差来自测量位置、测量仪器、测量人员的读数，但还是能够确认布氏硬度d10/30/30SEC在3.3～3.55mm。

根据上述实验，最终确定了EA888连杆的加热和锻后冷却工艺为：加热温度应当在1280～1310℃的范围内效果最佳；控制冷却工艺，在风冷设备中第一段冷却到550℃，第二段缓冷则趋于更合理。