專利名稱：疲勞強度、屈服強度和切削性優(yōu)良的熱鍛造用鋼的制法的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明是關(guān)于以往熱鍛造的汽車用為主的機械結(jié)構(gòu)用鋼的制造方法，更詳細地說，是關(guān)于將具有特定化學成分的鋼材進行熱鍛造，形成特定的金屬組織后，通過時效處理，能夠同時具有優(yōu)良的疲勞強度、切削性和屈服強度的熱鍛造鋼的制造方法。
背景技術(shù)：
從節(jié)省工序、降低制造成本的觀點出發(fā)，對于以汽車為主的機械結(jié)構(gòu)用鋼，正在普及使用非調(diào)質(zhì)鋼。
這些非調(diào)質(zhì)鋼主要著眼于開發(fā)具有高抗拉強度(或硬度)和屈服強度及切削性的非調(diào)質(zhì)鋼。因此，例如在特開昭62-205245等中所看到的那樣，已提出使用強化析出的代表元素V的非調(diào)質(zhì)鋼。然而，真正防礙這種高強度高韌性的非調(diào)質(zhì)鋼應(yīng)用于機械部件的原因是疲勞強度和切削性。
疲勞強度一般依賴于抗拉強度，提高抗拉強度，則使疲勞強度變高。但是，由于提高抗拉強度，使切削性極端惡化，若抗拉強度超過120kgf/mm2，則以通常的生產(chǎn)能力已經(jīng)不能生產(chǎn)。因此，渴望在不惡化切削性的情況下，能夠?qū)崿F(xiàn)提高疲勞強度的非調(diào)質(zhì)鋼。
為此，有效的手段是提高疲勞強度和抗拉強度之比，即耐久比。因此，例如在特開平4-176842等中報導(dǎo)的那樣，已提出作為貝氏體主體的金屬組織，降低組織中的高碳島狀馬氏體和殘余奧氏體的方法。
然而，盡管致力于這樣的開發(fā)，但是疲勞比最大是0.55左右，切削性也僅改善到切削性極差的以往貝氏體非調(diào)質(zhì)鋼的2倍。
本發(fā)明人首先對于在鐵素體組織中混有適量貝氏體組織的金屬組織的幾種熱鍛造材料，研究其疲勞性能和切削性。從(1)使用以復(fù)合析出物作為鐵素體的析出核，(2)低C和低N化，(3)使V碳化物在鐵素體＋貝氏體雙相組織中析出這三點出發(fā)，發(fā)明了抗拉強度和疲勞強度提高而且切削性也確保在現(xiàn)行切削工序能容許水平的鐵素體－貝氏體型的熱鍛造直接使用的非調(diào)質(zhì)鋼。但是，在具有直接相變成分的貝氏體組織的鋼中，雖然抗拉強度和疲勞強度提高了，但存在屈服強度和屈服比顯著降低的問題。由于這樣的問題，使其難以適用于非正常時加以大載荷的汽車發(fā)動機部件。
本發(fā)明提供在以往的熱鍛造鋼中難以實現(xiàn)的、具有高抗拉強度和高疲勞強度及高屈服點，同時也具有更良好的切削性的熱鍛造鋼的制造方法。
發(fā)明的公開屈服強度等于開始塑性變形的應(yīng)力，例如如果是硬質(zhì)相＋軟質(zhì)相的雙相組織，則由軟質(zhì)相的屈服強度決定屈服強度。因此若是鐵素體＋貝氏體的雙相組織，則主要受軟質(zhì)相的鐵素體相的屈服強度的影響。因為這種鐵素體相在較高溫度結(jié)束相變，所以也比低溫轉(zhuǎn)變相的貝氏體固溶的C量和N量少，不可能期待通過時效處理增加屈服強度。
但是，在存在較多V的鐵素體＋貝氏體組織的材料中，在鐵素體中也能存在較多的固溶的V。已經(jīng)知道，若對已將C和N控制較低的鋼材成分的鐵素體＋貝氏體組織材料進行時效處理，則不僅在貝氏體相中，而且在鐵素體基體中析出共格的細V碳化物，通過這種共格的細V碳化物防止在相變時引入的可動位錯的變化來提高屈服強度，而且若在適當溫度范圍的時效處理，不會引起抗拉強度降低，而且提高屈服強度。
本發(fā)明人就是基于這樣的認識，通過對具有特定化學成分的鐵素體＋貝氏體組織鋼進行特定溫度范圍的時效處理，提供抗拉強度、疲勞強度和屈服強度都高，而且切削性也良好的理想的熱鍛造制造方法而完成了本發(fā)明。
即，本發(fā)明的第1發(fā)明是鐵素體＋貝氏體型熱鍛造鋼的制造方法其特征在于，對以重量比含有C0.10-0.35％、Si0.15-2.00％、Mn0.40-2.00％、S0.03-0.10％、Al0.0005-0.05％、Ti0.003-0.05％、N0.0020-0.0070％、V0.30-0.70％、其余為Fe和雜質(zhì)組成的鋼材進行熱鍛造，終鍛溫度為1050℃以上，然后冷卻，使相變終了后的金屬組織的80％以上是鐵素體＋貝氏體組織，再在200-700℃對其進行時效處理。本發(fā)明的第2發(fā)明是為了晶粒細化和調(diào)整貝氏體組織比例及切削性，在第1發(fā)明鋼的成分中進一步含有Cr0.02-1.50％、Mo0.02-1.00％、Nb0.001-0.20％、Pb0.05-0.30％和Ca0.0005-0.010％中的一種或二種以上成分。
下面說明關(guān)于在本發(fā)明的鐵素體－貝氏體型熱鍛造鋼的制造方法中的鋼材化學成分、在進行熱鍛造并冷卻而相變終了后的金屬組織和對該材料進行時效處理條件的限定理由。
C是調(diào)整貝氏體組織比例，進而增加最終制品的抗拉強度的重要元素，但是過多時，強度過分提高，而切削性顯著惡化。在不到0.10％時，抗拉強度和疲勞強度低，相反，在超過0.35％時，抗拉強度過高，而切削性顯著降低。因此C是0.10-0.35％。
Si是脫氧和調(diào)整貝氏體組織比例的元素，在不到0.15％時，其效果小，在超過2.00％時，耐久比、切削性都降低。因此Si是0.15-2.00％。
Mn是在調(diào)整貝氏體組織比例的同時，通過形成MnS而成為鐵素體析出部位的復(fù)合析出物的基底元素，在不到0.40％時，其效果小，在超過2.00％時，馬氏體大量形成，使耐久比、切削性都降低。因此Mn是0.40-2.00％。
S是通過形成MnS而成為鐵素體析出部位的復(fù)合析出物的基底且提高切削性的元素，在不到0.03％時，其效果小，在超過0.10％時，耐久比降低。因此S是0.03-0.10％。
Al是具有脫氧和晶粒細化效果的元素，在不到0.0005％時，其效果小，在超過0.05％時，形成硬質(zhì)夾雜物，而使耐久比、切削性都降低。因此Al是0.0005-0.05％。
Ti是在MnS上形成氮化物而析出，形成成鐵素體析出部位的復(fù)合析出物的元素，在不到0.003％時，其效果小，在超過0.05％時，促進形成粗大硬質(zhì)夾雜物，耐久比、切削性都降低。因此Ti是0.003-0.05％。
N是與Ti和V形成氮化物或碳氮化物的元素，在不到0.0020％時，其效果小，在超過0.0070％時，耐久比、切削性都降低。因此N是0.0020-0.0070％。
V是在與MnS和TiN形成復(fù)合析出物的同時，使貝氏體中的基體鐵素體析出強化的元素，在不到0.30％時，其效果小，在超過0.70％時，耐久比、切削性都降低。因此V是0.30-0.70％。
以上是本申請第1發(fā)明鋼的化學成分的限定理由。在本申請第2發(fā)明中，為了晶粒細化和調(diào)整貝氏體組織比例以及提高切削性，在第1發(fā)明鋼的成分中進一步含有Cr、Mo、Nb、Pb和Ca中的一種或二種以上元素。下面說明關(guān)于這些化學成分的限定理由。
Cr與Mn大致相同，是調(diào)整貝氏體組織比例的元素，在不到0.02％時，其效果小，在超過1.50％時，馬氏體大量形成，耐久比、切削性都降低。因此Cr是0.02-1.50％。
Mo是具有與Mn、Cr大致相同效果的元素，在不到0.02％時，其效果小，在超過1.00％時，馬氏體大量形成，耐久比、切削性都降低。因此Mo是0.02-1.00％。
Nb是具有與Ti和V大致相同效果的元素，在不到0.001％時，其效果小，在超過0.20％時，耐久比、切削性都降低。因此Nb是0.001-0.20％。
Pb是提高切削性的元素，在不到0.05％時，其效果小，在超過0.30％時，其效果飽和，而疲勞強度和耐久比降低。因此Pb是0.05-0.30％。
Ca是具有與Pb大致相同效果的元素。在不到0.0005％時，其效果小，在超過0.010％時，其效果飽和，而疲勞強度和耐久比降低。因此Ca是0.0005-0.010％。
接著，為了達到提高切削性和疲勞強度，在本申請的發(fā)明鋼中，在熱鍛造后冷卻，相變終了時的金屬組織的80％以上必須是鐵素體＋貝氏體的雙相組織。按組織比例，即使是不到20％的珠光體、馬氏體或殘余奧氏體也不影響該效果。
只要能夠得到這樣的鐵素體－貝氏體雙相組織，就不特別限定熱鍛造后的冷卻方式，但從設(shè)備和制造成本來看，當然希望自然冷卻。另外，用光學顯微鏡等觀察腐蝕過的試樣和用顯微維氏硬度計測定其組織的顯微硬度等方法確定金屬組織。
最后說明關(guān)于這樣的材料進行時效處理的條件的限定理由。時效處理的加熱溫度不到200℃時，碳不易擴散，所以效果不夠。另一方面，超過700℃時，析出的碳化物粗大化，不僅抗拉強度，而且疲勞強度也降低。因此時效處理的加熱溫度是200-700℃。若在此溫度范圍內(nèi)，加熱時間不必要特別限定，但是最好應(yīng)當是10分-2小時。時效處理后的冷卻方法，無論是空冷、水冷、油冷的哪種方法都能夠得本發(fā)明的性能。
下面，借助實施例更具體地說明本發(fā)明的效果。
實施發(fā)明的最佳方式實施例在下面所列的各表中，用粗框線包圍的部分是滿足本發(fā)明的實施例，除此之外是比較例。
(1)鋼材化學成分的影響用高頻爐熔煉表1中所示化學成分的鋼，制成150kg的鋼錠。而后從該鋼錠上切取鍛造用材料，一旦在進行950℃加熱、空冷的退火后，就加熱至1100-1250℃，在1050-1200℃的溫度進行熱鍛造，然后空冷，從該材料的中央部切取JIS4號拉伸試樣、JIS1號旋轉(zhuǎn)彎曲試樣，進行拉伸試驗和旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗。從同一材料上切取光學顯微鏡觀察試樣，用5％硝酸酒精腐蝕液腐蝕，在200倍下進行觀察，求出貝氏體組織比例。再從同一材料上切取切削試樣，用SKH9(高速工具鋼)制φ10mm的直柄鉆頭30mm深的盲孔，根據(jù)至鉆頭破壞壽命的總鉆孔距離評價切削性。另外，切削速度是50m/min、進給速度0.35mm/轉(zhuǎn)、切削油7L/min。
表1

表1(續(xù) )

在表2中列出各供試驗材料的貝氏體組織比例和性能評價結(jié)果。
首先，與調(diào)質(zhì)鋼No.42的耐久比0.47和切削性1.00相比，本發(fā)明實施例中的No.1-20的耐久比都是0.57以上，并且切削性也是No.42的2-3倍。
比較例No.21，因C量低，所以抗拉強度低，而且因耐久比也低，疲勞特性不好。比較例No.22，因C量過高，形成馬氏體，不能滿足本發(fā)明的鐵素體＋貝氏體組織比例的條件，雖然抗拉強度高，但與本發(fā)明實施例相比，耐久比低，切削性也差。
比較例No.23，因Si量低，脫氧程度低，耐久比較本發(fā)明實施例低。比較例No.24，因Si量高，形成馬氏體，不能滿足本發(fā)明的鐵素體＋貝氏體組織比較的條件，耐久比較本發(fā)明實施例低，切削性也不好。
比較例No.25，因Mn量低，復(fù)合析出物的析出量少，耐久比較本發(fā)明實施例低。比較例No.26，因Mn量高，形成馬氏體，不能滿足本發(fā)明的鐵素體＋貝氏體組織比例的條件，耐久比較本發(fā)明實施例低，切削性也不好。
比較例No.27，因S量低，復(fù)合夾雜物的析出少，耐久比較本發(fā)明實施例低，并且因為得不到MnS增強切削性的效果，所以切削性也不好。比較例No.28，因S量高，MnS的析出過多，耐久比較本發(fā)明實施例低。
比較例No.29，因Al量低，脫氧程度和晶粒細化效果小，耐久比比本發(fā)明實施例低。比較例No.30，因Al量高，形成硬質(zhì)夾雜物，耐久比較本發(fā)明實施例低，切削性也不好。
比較例No.31，因Ti量低，復(fù)合析出物的析出少，耐久比較本發(fā)明實施例低。比較例No.32，因Ti量高，形成硬質(zhì)夾雜物，耐久比較本發(fā)明實施例低，切削性也不好。
比較例No.33，因N量低，復(fù)合析出物的析出少，耐久比較本發(fā)明實施例低。比較例No.34，因N量高，基體硬化，耐久比較本發(fā)明實施例低，切削性也不良。
比較例No.35，因V量低，復(fù)合析出物的析出少，使基體鐵素體析出強化的效果小，所以耐久比較本發(fā)明實施例低。比較例No.36，因V量高，耐久比較本發(fā)明實施例低，切削性也不好。
比較例No.37，因Cr量高，形成馬氏體，不能滿足本發(fā)明的鐵素體十貝氏體組織比例的條件，耐久比較本發(fā)明實施例低，切削性也不好。
比較例No.38，因Mo量高，形成馬氏體，不能滿足本發(fā)明的鐵素體＋貝氏體組織比例的條件，耐久比較本發(fā)明實施例低，切削性也不好。
比較例No.39，因Nb量高，耐久比較本發(fā)明實施例低，切削性也不好。
比較例No.40，因Pb量高，切削性良好，但耐久比差。
比較例No.41，因Ca量高，切削性良好，但耐久比差。
表2

表2(續(xù))<

>>(2)熱鍛造后的冷卻方法對鐵素體＋貝氏體組織比例變化的影響。
用高頻爐熔煉表1中所示化學成分的鋼，制成150kg的鋼錠。從該鋼錠上切取鍛造用材料，一旦進行950℃加熱、空冷的退火后，就加熱到1100-1250℃，在1050-1200℃溫度下進行熱鍛造，然后以相同于表3所示的方法進行冷卻。再將這些材料裝入400℃溫度的加熱爐中進行時效處理。從該材料的中央部，用和實施例1相同的方法，求出抗拉強度、疲勞強度、切削性和鐵素體＋貝氏體組織比例。在表4中列出各供試驗材料的貝氏體組織比例和性能評價結(jié)果。
No.43、44、45和46的鐵素體＋貝氏體組織比例是0.8以上，滿足本發(fā)明的條件，都能保證耐久比在0.56以上，并且切削性也是現(xiàn)行調(diào)質(zhì)鋼No.48的大致2.5倍，是良好的。
No.47因冷卻速度高，形成以馬氏體為主的組織，抗拉強度高，但耐久比低，并且切削性也差，而使工具壽命短。
表3

表4

(3)時效處理溫度變化的影響用高頻爐熔煉和實施例2相同化學成分的鋼，制成150kg的鋼錠。從該鋼錠上切取鍛造用材料，一旦進行950℃加熱、空冷的退火后，就加熱到1100-1250℃，在1050-1200℃溫度下進行熱鍛造，然后空冷。再將該材料在表5所示溫度的加熱爐中進行1小時時效處理。用和實施例1相同的方法，對這些材料進行拉伸試驗、疲勞試驗、切削試驗和金屬組織觀察。在表6中例出各試驗材料的性能評價結(jié)果。
No.50、51和52，滿足本發(fā)明的時效溫度范圍200-700℃，都能保證耐久比在0.58以上，并且切削性也是現(xiàn)行調(diào)質(zhì)鋼No.54的大致2.5倍，是良好的。
No.49的時效溫度低于本發(fā)明的范圍，耐久比低。另外No.53的時效溫度高于本發(fā)明的范圍，耐久比也低。
表5

表6

工業(yè)應(yīng)用性如上所述，本發(fā)明通過形成鐵素體＋貝氏體雙相組織，在獲得高抗拉強度的同時，確保切削性，進而利用由MnS、Ti氮化物和V氮化物形成的復(fù)合析出物，同時進行金屬組織細化和由V碳化物(或碳氮化物)引起的貝氏體中的鐵素體基體的強化，高V和低C、N化后，再通過時效處理提供能夠獲得高屈服強度的極理想的熱鍛造鋼的制造方法，在工業(yè)上的效果是極大的。
權(quán)利要求
1.疲勞強度、屈服強度和切削性優(yōu)良的鐵素體＋貝氏體型熱鍛造用鋼的制造方法，其特征在于，對以重量比含有C0.10-0.35％、Si0.15-2.00％、Mn0.40-2.00％、S0.03-0.10％、Al0.0005-0.05％、Ti0.003-0.05％、N0.0020-0.0070％、V0.30-0.70％、其余為Fe和雜質(zhì)組成的鋼材施行熱鍛造，終鍛溫度為1050℃以上，然后冷卻，使相變終了后的金屬組織的80％以上是鐵素體＋貝氏體組織，進而使其在200-700℃溫度下進行時效處理。
2.權(quán)利要求1所述的疲勞強度、屈服強度和切削性優(yōu)良的鐵素體＋貝氏體型熱鍛造用鋼的制造方法，其特征在于，使用在其中還含有Cr0.02-1.50％、Mo0.02-1.00％、Nb0.001-0.20％、Pb0.05-0.30％和Ca0.0005-0.010％中的一種或二種以上成分的鋼材。
全文摘要
鐵素體十貝氏體型熱鍛造用鋼的制造方法，其特征在于，對以重量比其中含有C0.10-0.35％、Si0.15-2.00％、Mn0.40-2.00％、S0.03-0.10％、Al0.0005-0.05％、Ti0.003-0.05％、N0.0020-0.0070％、V0.30-0.70％，進而含有特定的Cr、Mo、Nb、Pb和Ca中的一種或二種以上的鋼材施行熱鍛造，然后冷卻，使相變終了后的金屬組織的80％以上是鐵素體十貝氏體組織，進而在200-700℃溫度下對其進行時效處理。按照本發(fā)明能夠制造具有足夠的疲勞強度、切削性和屈服強度的熱鍛造用鋼。
文檔編號C21D7/00GK1115581SQ9419078
公開日1996年1月24日 申請日期1994年10月11日 優(yōu)先權(quán)日1993年10月12日
發(fā)明者高橋稔彥, 越智達朗, 石川房男 申請人:新日本制鐵株式會社