冷鍛性和低滲碳變形特性優(yōu)良的表面滲碳鋼的制作方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種在低溫下具有低變形阻力和高極限壓縮率、從而冷鍛性優(yōu)良的、而且滲碳變形較小的表面滲碳鋼；其是冷鍛性和低滲碳變形特性優(yōu)良的表面滲碳鋼，其特征在于，含有：以質(zhì)量％計，C：0.07～0.3％、Si：0.01～0.15％、Mn：0.1～0.7％、P：0.03％以下、S：0.002～0.10％、Al：0.01～0.08％、Cr：0.7～1.5％、Ti：0.01～0.15％、B：0.0005～0.005％、N：0.008％以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；金屬組織的65％以上是鐵素體相，貝氏體相為15％以下。
【專利說明】冷鍛性和低滲碳變形特性優(yōu)良的表面滲碳鋼
[0001] 本申請是申請日為2007年9月28日、中國申請?zhí)枮?00710153141. 7且發(fā)明名稱 為"冷鍛性和低滲碳變形特性優(yōu)良的表面滲碳鋼"的專利申請的分案申請。 【技術(shù)領(lǐng)域】
[0002] 本發(fā)明涉及冷鍛性和低滲碳變形特性優(yōu)良的表面滲碳鋼。 【背景技術(shù)】
[0003] 在用于齒輪和軸、CVJ零配件等機械結(jié)構(gòu)件的鋼中，通常使用添加了 Cr和Mo的表 面滲碳鋼。通過冷鍛一切削加工成預定的形狀后，采用進行滲碳淬火的工序進行制作。冷 鍛因為產(chǎn)品的表皮、尺寸精度良好，而且與熱鍛相比制造成本較低，成品率也良好，所以將 以前采用熱鍛制作的零配件轉(zhuǎn)為采用冷鍛來制造的傾向增強，采用冷鍛一滲碳工序制作的 滲碳零配件的對象近年來正在明顯增加。在此，在從熱鍛到冷鍛的轉(zhuǎn)換之際，鋼材冷變形阻 力的降低和極限壓縮率的提高成為重要的課題。這是因為：前者將確保鍛造工具的壽命，后 者將防止冷鍛時鋼材的開裂。
[0004] 基于這樣的目的，例如特開2001 - 329339號公報公開了一種冷鍛用表面滲碳鋼 的發(fā)明，即通過將C量控制在0. 1?0. 4%的范圍，并控制B系夾雜物的形狀，從而提高了冷 鍛性。特開平11 一 335777號公報和特開2001 - 303172號公報公開了另一種冷鍛用表面 滲碳鋼的發(fā)明，即在〇. 1?〇. 3%的C含量范圍內(nèi)，降低Si和Μη量，并通過添加 B來確保淬 透性，進而降低貝氏體分數(shù)，由此使冷鍛性得以提高。
【發(fā)明內(nèi)容】

[0005] 但是，在迄今為止的發(fā)明中，盡管可以冷鍛形狀較小的齒輪和平齒輪等單純形狀 的齒輪，但當冷鍛大的零配件和螺旋齒輪等復雜形狀的零配件時，將發(fā)生鋼材的開裂，從鍛 造時的極限壓縮率的角度考慮，這還是不夠充分的。另外，雖然最近進一步要求降低汽車的 噪音，但必須降低成為其主要原因的齒輪噪音，在迄今為止的發(fā)明中，滲碳變形的降低是不 夠充分的。本發(fā)明的課題在于：提供一種鋼材，即在降低冷鍛鋼材時的變形阻力的同時，還 要與以前的鋼材相比大幅度地提高極限壓縮率，由此在大的零配件和復雜形狀的零配件的 冷鍛中，裂紋不發(fā)生的冷鍛性能優(yōu)良，而且滲碳時的變形也較小。
[0006] 為提高表面滲碳鋼的冷加工性，本
【發(fā)明者】首先就降低變形阻力的方法進行了各種 試驗，從而獲得了如下的見解：降低Si和Μη是很重要的。
[0007] 其次還獲得了如下的見解：為用變形阻力不上升的方法彌補因降低這些元素而引 起的淬透性的降低，Β和Cr的添加是有效的。
[0008] 再次還獲得了如下的見解：為提高極限壓縮率，發(fā)現(xiàn)單憑降低變形阻力，有時未必 能夠?qū)崿F(xiàn)，而提高鐵素體分數(shù)是很重要的。
[0009] 再者，發(fā)現(xiàn)通過提高鐵素體分數(shù)，可以降低滲碳淬火的變形，從而使本發(fā)明得以完 成。
[0010] SP，本發(fā)明的要點如下： toon] (1) 一種冷鍛性和低滲碳變形特性優(yōu)良的表面滲碳鋼，其特征在于：以質(zhì)量％計， 含有：
[0012] C :0.07 ?0.3%
[0013] Si :0· 01 ?0· 15%
[0014] Mn :0.1 ?0.7%
[0015] P :0.03% 以下
[0016] S :0· 002 ?0· 10%
[0017] A1 :0· 01 ?0· 08%
[0018] Cr :0.7 ?1.5%
[0019] Ti :0· 01 ?0· 15%
[0020] B :0· 0005 ?0· 005%
[0021] N :0. 008%以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；金屬組織的65%以上為鐵素 體相，貝氏體相為15%以下。
[0022] (2)根據(jù)上述⑴所述的冷鍛性和低滲碳變形特性優(yōu)良的表面滲碳鋼，其特征在 于：以質(zhì)量％計，進一步含有Mo :0. 005?0. 3%，Ni :0. 1?4. 5%之中的1種或2種。
[0023] 根據(jù)本發(fā)明，可以提供一種滲碳鋼，在冷鍛復雜形狀的零配件時，其變形阻力低、 不會產(chǎn)生裂紋，而且滲碳淬火時產(chǎn)生的變形較小，從而可以大幅降低零配件的制造成本，且 大幅度提1?零配件的形狀精度。 【專利附圖】

【附圖說明】
[0024] 圖1表示軋制鋼材的金屬組織的鐵素體分數(shù)和極限壓縮率之間的關(guān)系。
[0025] 圖2表示精軋后冷卻速度和鐵素體分數(shù)之間的關(guān)系。
[0026] 圖3表示軋制鋼材的硬度和極限壓縮率之間的關(guān)系。
[0027] 圖4表示軋制鋼材的硬度和變形阻力之間的關(guān)系。
[0028] 圖5表示室溫變形阻力測量用試驗片的形狀。
[0029] 圖6表示極限壓縮率測量用試驗片的形狀。
[0030] 圖7表示貝氏體分數(shù)和真圓度之間的關(guān)系。
[0031] 圖8表示鐵素體分數(shù)和真圓度之間的關(guān)系。 【具體實施方式】
[0032] 本發(fā)明就是基于上述的見解而完成的，關(guān)于為得到冷鍛性和低滲碳變形特性優(yōu)良 的表面滲碳鋼的成分組成，特別是為降低變形阻力，較少地添加 Si :0. 01?0. 15%，Μη : 0. 1?0.7%，進而為抑制變形阻力的上升同時提高淬透性，較多地添加 Cr :0.7?1.5%， 為提高淬透性和增加鐵素體分數(shù)等，必須添加 B :0. 0005?0. 005% ;此外，關(guān)于金屬組織， 為同時實現(xiàn)極限壓縮率的提高和滲碳淬火變形的降低，通過限制繼熱軋后進行冷卻的速 度，就可以使鐵素體相：為65%以上，貝氏體相：為15%以下。
[0033] 以下就本發(fā)明進行詳細的說明。
[0034] C :0.07 ?0.3%
[0035] C在提供鋼所需要的強度方面是有效的元素，但不足0.07%時，不能確保所需要 的拉伸強度，超過0. 3 %時變硬，從而冷鍛性劣化，所以C設(shè)定為0. 07?0. 3 %。優(yōu)選為 0. 07 ?0. 25%。
[0036] Si :0· 01 ?0· 15%
[0037] Si是對鋼的脫氧有效的元素，同時也是提供鋼所需要的強度、淬透性，提高退火軟 化阻力有效的元素，但不足0.01%時，其效果是不夠充分的。另一方面，超過〇. 15%時，導 致硬度增加，從而使冷鍛性劣化。因此，Si設(shè)定為0. 01?0. 15%。
[0038] Mn :0.1 ?0.7%
[0039] Μη是對鋼的脫氧有效的元素，同時也是提供鋼所需要的強度、淬透性有效的元素， 但不足0. 1 %時，其效果不夠充分，當超過0. 7%時，則其效果不但達到飽和，而且導致硬度 的上升，以致冷鍛性發(fā)生劣化。因此，Μη設(shè)定為0. 1?0. 7%。優(yōu)選的Μη的范圍是0. 1? 0· 6%。
[0040] P :0.03% 以下
[0041] P少量時是提高鋼的變形阻力的元素，應(yīng)該盡可能地降低其含量。超過0.03%的 含量導致硬度的上升，以致冷鍛性發(fā)生劣化。因此，P限制在〇. 03%以下。
[0042] S :0· 002 ?0· 10%
[0043] S在鋼中形成MnS，其是以由此產(chǎn)生的切削性的提高為目的而添加的，但不足 0.002%時，其效果是不夠充分的。另一方面，添加量超過0. 10%時，就會提高冷鍛時的裂紋 敏感性，從而使極限壓縮率得以降低。因此，S設(shè)定為0. 002?0. 10%的范圍。
[0044] A1 :0· 01 ?0· 08%
[0045] A1是作為脫氧劑而添加的。不足0.01%時，其效果是不夠充分的。另一方面，當 超過0. 08%時，則鋁氧化物系的夾雜物增加，成為疲勞破壞起點的機率增加，從而使冷鍛性 發(fā)生劣化。因此，A1設(shè)定為0.01?0.08%的范圍。
[0046] Cr :0.7 ?1.5%
[0047] Cr對冷軋時的變形阻力的提高的影響力較小，而且是可以有效地賦予鋼以淬透性 的有用的元素。不足0. 7%時，賦予零配件的淬透性不夠充分，另一方面，添加量超過1. 5% 時，則滲碳性能劣化。因此，Cr的范圍設(shè)定為0. 7?1. 5 %。優(yōu)選的添加范圍是0. 9?1. 5 %。
[0048] B :0· 0005 ?0· 005%
[0049] B是以如下的3個方面為目標而添加的。①在棒材和線材軋制時，通過在軋制后的 冷卻過程生成硼鐵炭化物，增加鐵素體的生長速度，從而增加鐵素體分數(shù)。②固溶B在滲碳 淬火時，賦予鋼以淬透性。而且?guī)缀醪粫岣咦冃巫枇?。③固溶B通過提高滲碳材料的晶界 強化，提高作為滲碳零配件的疲勞強度和沖擊強度。在添加量不足0.0005%時，上述的效果 是不充分的，當超過0.005%時，其效果達到飽和。因此，B的添加范圍設(shè)定為B :0.0005? 0. 005%。
[0050] Ti :0· 01 ?0· 15%
[0051] Ti在鋼中和N結(jié)合而生成TiN，以固定固溶N，由此防止BN的析出。這樣，可以確 保所添加的固溶B，發(fā)揮B的淬透性。在Ti添加不足0. 01 %時，其效果是不夠充分的。另一 方面，超過0. 15%的添加使析出硬化的作用增大，從而損害冷鍛性。因此，Ti設(shè)定為0.01? 0· 15%。
[0052] N :0.008% 以下
[0053] 如上所述，為了不生成BN而確保固溶B，必須通過添加 Ti而使固溶N成為TiN析 出物，但是，當鋼中的N含量超過0. 008 %時，則粗大的TiN增加，有可能導致冷鍛時的開裂， 或者也成為疲勞破壞的起點。因此，N限制在0.008%以下。優(yōu)選的范圍是0.006%以下。
[0054] Mo :0· 005 ?0· 3%
[0055] Mo的添加主要帶來3個效果。其一是提高鋼的淬透性的效果。其二是通過提高對 于零配件使用中的溫度上升的軟化阻力，來提高表面疲勞強度的效果。第三個是強化滲碳 材料的晶界，從而提高沖擊特性的效果。不足〇. 005%時，不能充分地得到這些效果，另一 方面，當添加量超過0.3%時，室溫的變形阻力得以提高，從而使冷鍛性發(fā)生劣化。因此，Mo 的添加范圍設(shè)定為〇. 005?0. 3%。
[0056] Ni :0.1 ?4. 5%
[0057] 添加的Ni主要帶來2個效果。其一是提高鋼的淬透性的效果。其二是提高鋼的韌 性的效果。不足〇. 1%時，不能充分地得到這些效果，另一方面，添加量超過4. 5%時，室溫 的變形阻力得以提高，從而使冷鍛性發(fā)生劣化。因此，Ni的添加范圍設(shè)定為0. 1?4. 5%。
[0058] 其次，就作為本發(fā)明最重要的技術(shù)的金屬組織的65%以上是鐵素體相的必要性進 行說明。
[0059] 溶解并熱軋在 C :0· 07 ?0· 8%、Si:0. 01 ?0· 15%、Μη:0· 1 ?0· 7%、Ρ:0· 03% 以下、S:0. 005 ?0· 10%、Α1:0· 01 ?0· 008%、Cr:0. 7 ?1. 5%、Ti :0· 01 ?0· 15%、Β : 0. 0005?0. 005%、N :0. 008%以下的范圍內(nèi)選擇的、余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的 各種成分組成的鋼，制作Φ 60的棒材。這時，使熱精軋制后的800?500°C的溫度范圍以 0. 1?1°C /秒的速度進行變化。
[0060] 由這些棒材制作如圖5所示的尺寸的試驗片，在室溫下測量變形阻力，求出在變 形為0.5時的應(yīng)力。另外，制作如圖6所示的試驗片，在室溫下測量了極限壓縮率。另一 方面，研究了各水準的棒材的縱斷面的金屬組織，測量了鐵素體分數(shù)。另外，也測量了該斷 面的HV硬度。再一方面，由棒材制作了 Φ55Χ厚度15的圓片試樣，進行950°C X5小時 的滲碳處理，從850°C進行淬火退火，測量了真圓度。真圓度利用市售的真圓度儀根據(jù)JIS B0621 - 1984進行測量。
[0061] 如圖4所示，如果降低硬度，則變形阻力就會降低，但如圖3所示，即使硬度降低， 極限壓縮率也不一定降低。但是，如圖1所示，如果鐵素體分數(shù)變大，則極限壓縮率提高，其 效果在65%以上時很明顯。
[0062] 由圖2可知，為使鐵素體分數(shù)為65%以上，只要使熱精軋后的冷卻速度為0. 3°C / 秒以下便可以實現(xiàn)。這樣的緩冷不是在軋制后置于大氣中進行冷卻，而是例如可以采取用 帶有熱源的緩冷蓋遮蔽棒材等的方法進行。
[〇〇63] 此外，增加鐵素體分數(shù)時極限壓縮率提高的理由可以推測如下：當鐵素體分數(shù)增 加時，則珠光體分數(shù)減少。一般認為珠光體中的片狀滲碳體成為冷鍛時開裂的起點。
[0064] 其次，鐵素體分數(shù)與滲碳淬火后的真圓度之間的關(guān)系如圖8所示。關(guān)于這種現(xiàn)象 可以做如下的推測：當鐵素體分數(shù)較高時，則珠光體分數(shù)變小，但相應(yīng)地珠光體中的C量增 多，片層滲碳體加厚。為此，在滲碳中進行加熱時，為完全地溶解較厚的滲碳體就耗費時間， 在更高溫度將轉(zhuǎn)變?yōu)閅相。冷鍛所積蓄的位錯由于越是高溫就越容易恢復和合并消失，所 以在Y相變前再結(jié)晶就會結(jié)束，重新生成晶粒。一般認為通過重新生成晶粒，晶粒的粗大 化便得以抑制。
[0065] 本
【發(fā)明者】獲得了如下的新見解：當提高鐵素體分數(shù)時，滲碳淬火時的變形也變小。 由圖8可知，鐵素體分數(shù)為65%以上時，變形降低的效果就較大。
[〇〇66] 根據(jù)以上的試驗結(jié)果，將軋制后的鐵素體分數(shù)設(shè)定為65%以上。
[〇〇67] 其次，說明將貝氏體分數(shù)設(shè)定為15%以下的理由。
[0068] 如果在熱軋后的鋼材中混入貝氏體組織，則可能導致滲碳加熱時粗大晶粒的發(fā) 生。粗大晶粒的發(fā)生有可能增大滲碳淬火后的變形，為此進行了以下的試驗。
[0069] SP，溶解和熱軋在 C :0· 07 ?0· 8 %、Si :0· 01 ?0· 15 %、Μη :0· 1 ?0· 7 %、Ρ : 0· 03% 以下、S :0· 005 ?0· 10%、Α1 :0· 01 ?0· 08%、Cr :0· 7 ?1. 5%、Ti :0· 01 ?0· 15%、 B :0. 0005?0. 005%、N :0. 008%以下的范圍內(nèi)選擇的、余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的 各種成分組成的鋼，使熱精軋后的800?500°C的溫度范圍以0. 1?3°C /秒的速度進行變 化，從而制作出Φ60的棒材。在此，研究了各水準的棒材縱斷面的金屬組織，測量了貝氏 體分數(shù)。另一方面，由棒材制作Φ 56 X厚度15的圓片試樣，進行950°C X 5小時的滲碳處 理，從850°C進行淬火退火，測量了真圓度。真圓度采用市售的真圓度儀根據(jù)JIS B0621 - 1984進行測量。結(jié)果如圖7所示。由此可知，當貝氏體分數(shù)超過15%時，真圓度顯著增大 (離真圓的偏移變形較大）。因此，將貝氏體分數(shù)設(shè)定為15%以下。貝氏體分數(shù)的抑制從改 善冷鍛性的角度考慮也是優(yōu)選的。
[0070] 另外，由上述的試驗結(jié)果可以確認：為使貝氏體分數(shù)為15%以下，通過使熱精軋 制后的冷卻速度為1°C /秒以下便可以實現(xiàn)。
[0071] 本發(fā)明鋼雖然是冷鍛性能非常優(yōu)良的鋼，但是，當然也可以進行熱鍛和溫熱鍛造， 本發(fā)明鋼是可以與多個這樣的工序組合而制作零配件的鋼。
[0072] 下面通過實施例進一步詳細說明本發(fā)明，但這些實施例并不具有限定本發(fā)明的性 質(zhì)，根據(jù)上述、后述的要旨進行設(shè)計變更的都包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。
[0073] 實施例1
[0074] 溶解如表1所示的鋼并進行熱軋，以制造 Φ 55的棒材。在此，以各種水準的熱精 軋后800?500°C溫度范圍的冷卻速度進行制造。以硝酸乙醇腐蝕液對熱軋后的棒材的縱 斷面的金屬組織進行浸蝕，之后進行了基于光學顯微鏡的觀察，從而對鐵素體分數(shù)和貝氏 體分數(shù)進行了測量。制造圖5所示的室溫變形阻力測量用試驗片，在室溫下測量了變形阻 力，以求出變形〇. 5時的應(yīng)力。另外，制作圖6所示的極限壓縮率測量用試驗片，在室溫下測 量了極限壓縮率。另一方面，由棒材制作Φ52Χ厚度15的圓片試樣，進行950°C X5小時 的滲碳處理，從850°C進行淬火退火，測量了真圓度。真圓度采用市售的真圓度儀根據(jù)JIS B0621 - 1984進行測量。
[0075] 試樣編號1到9是本發(fā)明例，均具有優(yōu)良的低變形阻力和優(yōu)良的極限壓縮率。試 樣編號10到19是比較例。試樣編號10是由于Si較高而超過了本發(fā)明范圍、因而變形阻 力增高的實例。試樣編號11是由于Μη較高而超過了本發(fā)明范圍、因而變形阻力增高的實 例。試樣編號12是由于C較高而超過了本發(fā)明范圍、因而變形阻力增高的實例。試樣編號 13是由于Ti較高而超過了本發(fā)明范圍、因而變形阻力增高、極限壓縮率降低的實例。試樣 編號14是由于N較高而超過了本發(fā)明范圍、因而生成粗大的TiN、極限壓縮率降低的實例。 試樣編號15是JIS SCr420,由于Si、Mn、Ti、B、N含量與本發(fā)明范圍不同而變形阻力增高的 實例。試樣編號16是JIS SCM420,由于Si、Mn、Ti、B、N含量與本發(fā)明范圍不同而變形阻力 增高的實例。試樣編號17是JISSNCM815,由于Si、Mn、Ti、B、N含量與本發(fā)明范圍不同而變 形阻力增高的實例。試樣編號18雖然成分在本發(fā)明的范圍內(nèi)，但由于鐵素體分數(shù)偏離本發(fā) 明范圍，因而變形阻力盡管較低，而極限壓縮率和滲碳后的真圓度發(fā)生劣化的實例。試樣編 號19雖然成分在本發(fā)明范圍內(nèi)，但由于鐵素體分數(shù)和貝氏體分數(shù)偏離本發(fā)明的范圍，因而 變形阻力、極限壓縮率和滲碳后的真圓度發(fā)生劣化的實例。
[0076] 表1鋼材的成分（mass)
[0077]
【權(quán)利要求】
1. 一種冷鍛性和低滲碳變形特性優(yōu)良的齒輪用表面滲碳鋼，其特征在于：以質(zhì)量％ 計，含有： C :0· 07 ?0· 3%、 Si :0. 01 ?0. 15%、 Μη :0· 1 ?0· 7%、 Ρ :0. 03% 以下、 S :0. 002 ?0. 10%、 Α1 :0· 01 ?0· 08%、 Cr :1· 00 ?1. 5%、 Ti :0. 01 ?0. 15%、 B :0· 0005 ?（λ 005%、 Ν :0. 008%以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；金屬組織是鐵素體相為65%以上、 且不含有貝氏體相的鐵素體-珠光體組織。
2. -種冷鍛性和低滲碳變形特性優(yōu)良的齒輪用表面滲碳鋼，其特征在于：以質(zhì)量％ 計，含有： C :0· 07 ?0· 3%、 Si :0. 01 ?0. 15%、 Μη :0· 1 ?0· 7%、 Ρ :0. 03% 以下、 S :0. 002 ?0. 10%、 Α1 :0· 01 ?0· 08%、 Cr :1· 00 ?1. 5%、 Ti :0. 01 ?0. 15%、 B :0· 0005 ?（λ 005%、 Ν :0. 008% 以下， 且進一步含有Mo :0. 005?0. 3%、Ni :0. 1?4. 5%之中的1種或2種，余量由Fe和不 可避免的雜質(zhì)構(gòu)成；金屬組織是鐵素體相為65%以上、且不含有貝氏體相的鐵素體-珠光 體組織。
【文檔編號】C22C38/60GK104099535SQ201410260744
【公開日】2014年10月15日 申請日期:2007年9月28日 優(yōu)先權(quán)日:2007年9月28日
【發(fā)明者】齋藤肇, 越智達朗 申請人:新日鐵住金株式會社