專利名稱：：冷鍛性和低滲碳變形特性優良的表面滲碳鋼的制作方法
技術領域：
：本發明涉及冷鍛性和低滲碳變形特性優良的表面滲碳鋼。技術背景在用于齒輪和軸、CVJ零配件等機械結構件的鋼中，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。基于這樣的目的，例如特開2001—329339號公報公幵了一種冷鍛用表面滲碳鋼的發明，即通過將C量控制在0.10.4。/。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—303H2號公報公開了另一種冷鍛用表面滲碳鋼的發明，即在0.10.3。/。的C含量范圍內，降低Si和Mn量，并通過添加B來確保淬透性，進而降低貝氏體分數，由此使冷鍛性得以提高。
發明內容但是，在迄今為止的發明中，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，在迄今為止的發明中，滲碳變形的降低是不夠充分的。本發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，裂紋不發生的冷鍛性能優良，而且滲碳時的變形也較小。為提高表面滲碳鋼的冷加工性，本發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Mn是很重要的。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，B和Cr的添加是有效的。再次還獲得了如下的見解為提高極限壓縮率，發現單憑降低變形阻力，有時未必能夠實現，而提高鐵素體分數是很重要的。再者，發現通過提高鐵素體分數，可以降低滲碳淬火的變形，從而使本發明得以完成。艮口，本發明的要點如下(1)一種冷鍛性和低滲碳變形特性優良的表面滲碳鋼，其特征在于以質量％計，含有C:0.070.3%Si:0.010.15%Mn:0.10.7%P:0.03%以下S:0.0020,10%Al:0.010實/0Cr:0.71.5%Ti:0.010.15%B:0扁50德％N:0.008%以下，余量由Fe和不可避免的雜質構成；金屬組織的65%以上為鐵素體相，貝氏體相為15%以下。(2)根據上述(1)所述的冷鍛性和低滲碳變形特性優良的表面滲碳鋼，其特征在于以質量％計，進一步含有Mo:0.0050.3%，Ni:0.14.5%之中的1種或2種。根據本發明，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、不會產生裂紋，而且滲碳淬火時產生的變形較小，從而可以大幅降低零配件的制造成本，且大幅度提高零配件的形狀精度。圖1表示軋制鋼材的金屬組織的鐵素體分數和極限壓縮率之間的關系。圖2表示精軋后冷卻速度和鐵素體分數之間的關系。圖3表示軋制鋼材的硬度和極限壓縮率之間的關系。圖4表示軋制鋼材的硬度和變形阻力之間的關系。圖5表示室溫變形阻力測量用試驗片的形狀。圖6表示極限壓縮率測量用試驗片的形狀。圖7表示貝氏體分數和真圓度之間的關系。圖8表示鐵素體分數和真圓度之間的關系。具體實施方式本發明就是基于上述的見解而完成的，關于為得到冷鍛性和低滲碳變形特性優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:0.010.15%，Mn:0.10.7%，迸而為抑制變形阻力的上升同時提高淬透性，較多地添加Cr:0.71.5%，為提高淬透性和增加鐵素體分數等，必須添加B:0.00050.005%;此外，關于金屬組織，為同時實現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。以下就本發明進行詳細的說明。C:0.070.3%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設定為0.070.3%。優選為0.070.25%。Si:0.010.15%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0.15%日寸，導致硬度增加，從而使冷鍛性劣化。因此，Si設定為0.010.15。/。。Mn:0.10,7%Mn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，以致冷鍛性發生劣化。因此，他設定為0.10.7%。優選的Mn的范圍是0.10.6。/c)。P:0.03%以下P少量時是提高鋼的變形阻力的元素，應該盡可能地降低其含量。超過0.03%的含量導致硬度的上升，以致冷鍛性發生劣化。因此，P限制在0.03%以下。S:0扁0.腦S在鋼中形成MnS，其是以由此產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設定為0.0020.10。/。的范圍。Al:0.010.08%Al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，從而使冷鍛性發生劣化。因此，Al設定為0.010.08%的范圍。Cr:0.71.5%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的范圍設定為0.71.5%。優選的添加范圍是0.91.5%。B:0細50.005%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。②固溶B在滲碳淬火時，賦予鋼以淬透性。而且幾乎不會提高變形阻力。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的添加范圍設定為B:0.00050.005%。Ti:0.010.15%Ti在鋼中和N結合而生成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，發揮B的淬透性。在Ti添加不足0.0"/。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，丁吸定為0.010.15%。N:0.008%以下如上所述，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。/c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0.008Q/。以下。優選的范圍是0.006%以下。Mo:0.0050.3%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0.005%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，從而使冷鍛性發生劣化。因此，Mo的添加范圍設定為0.0050.30/()。Ni:0.14.5%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0.1%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，從而使冷鍛性發生劣化。因此，Ni的添加范圍設定為0.14.5。/。。其次，就作為本發明最重要的技術的金屬組織的65。/。以上是鐵素體相的必要性進行說明。溶解并熱軋在C:0.070.8%、Si:0.010.15%、Mn:0.10.7%、P:0.03。/。以下、S:0.0050.10%、Al:0.010.008%、Cr:0.71.50/。、Ti:0.010.15%、B:0.00050.005%、N:0.008%以下的范圍內選擇的、余量由鐵和不可避免的雜質構成的各種成分組成的鋼，制作小60的棒材。這時，使熱精軋制后的80050(TC的溫度范圍以0.1rC/秒的速度進行變化。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。另外，也測量了該斷面的HV硬度。再一方面，由棒材制作了4)55X厚度15的圓片試樣，進行95(TCX5小時的滲碳處理，從85(TC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JISB0621—1984進行測量。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，如果鐵素體分數變大，則極限壓縮率提高，其效果在65%以上時很明顯。由圖2可知，為使鐵素體分數為65%以上，只要使熱精軋后的冷卻速度為0.3°0/秒以下便可以實現。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。此外，增加鐵素體分數時極限壓縮率提高的理由可以推測如下當鐵素體分數增加時，則珠光體分數減少。一般認為珠光體中的片狀滲碳體成為冷鍛時開裂的起點。其次，鐵素體分數與滲碳淬火后的真圓度之間的關系如圖8所示。關于這種現象可以做如下的推測當鐵素體分數較高時，則珠光體分數變小，但相應地珠光體中的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，在更高溫度將轉變為Y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相變前再結晶就會結束，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。本發明者獲得了如下的新見解當提高鐵素體分數時，滲碳淬火時的變形也變小。由圖8可知，鐵素體分數為65%以上時，變形降低的效果就較大。根據以上的試驗結果，將軋制后的鐵素體分數設定為65%以上。其次，說明將貝氏體分數設定為15%以下的理由。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生。粗大晶粒的發生有可能增大滲碳淬火后的變形，為此進行了以下的試驗。艮口，溶解和熱軋在C:0.070.8%、Si:0.010.15%、Mn:0.10.7%、P:0.03%以下、S:0.0050.10%、Al:0.010.08%、Cr:0.71.5%、Ti:0.010.15%、B:0.00050.005%、N:0.008%以下的范圍內選擇的、余量由鐵和不可避免的雜質構成的各種成分組成的鋼，使熱精軋后的80050(TC的溫度范圍以0.13"C/秒的速度進行變化，從而制作出小60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。另一方面，由棒材制作小56X厚度15的圓片試樣，進行950。CX5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JISB0621—1984進行測量。結果如圖7所示。由此可知，當貝氏體分數超過15%時，真圓度顯著增大(離真圓的偏移變形較大)。因此，將貝氏體分數設定為15%以下。貝氏體分數的抑制從改善冷鍛性的角度考慮也是優選的。另外，由上述的試驗結果可以確認為使貝氏體分數為15%以下，通過使熱精軋制后的冷卻速度為rc/秒以下便可以實現。本發明鋼雖然是冷鍛性能非常優良的鋼，但是，當然也可以進行熱鍛和溫熱鍛造，本發明鋼是可以與多個這樣的工序組合而制作零配件的鋼。下面通過實施例進一步詳細說明本發明，但這些實施例并不具有限定本發明的性質，根據上述、后述的要旨進行設計變更的都包含在本發明的技術范圍內。實施例i溶解如表l所示的鋼并進行熱軋，以制造小55的棒材。在此，以各種水準的熱精軋后800500。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，從而對鐵素體分數和貝氏體分數進行了測量。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0.5時的應力。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*52X厚度15的圓片試樣，進行950'CX5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JISB0621—1984進行測量。試樣編號1到9是本發明例，均具有優良的低變形阻力和優良的極限壓縮率。試樣編號10到19是比較例。試樣編號10是由于Si較高而超過了本發明范圍、因而變形阻力增高的實例。試樣編號11是由于Mn較高而超過了本發明范圍、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JISSCr420，由于Si、Mn、Ti、B、N含量與本發明范圍不同而變形阻力增高的實例。試樣編號16是JISSCM420，由于Si、Mn、Ti、B、N含量與本發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雖然成分在本發明的范圍內，但由于鐵素體分數偏離本發明范圍，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生劣化的實例。試樣編號19雖然成分在本發明范圍內，但由于鐵素體分數和貝氏體分數偏離本發明的范圍，因而變形阻力、極限壓縮率和滲碳后的真圓度發生劣化的實例。表1鋼材的成分(mass)<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>表2<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>權利要求1、一種冷鍛性和低滲碳變形特性優良的表面滲碳鋼，其特征在于以質量％計，含有C0.07～0.3％Si0.01～0.15％Mn0.1～0.7％P0.03％以下S0.002～0.10％Al0.01～0.08％Cr0.7～1.5％Ti0.01～0.15％B0.0005～0.005％N0.008％以下，余量由Fe和不可避免的雜質構成；金屬組織的65％以上為鐵素體相，貝氏體相為15％以下。2、根據權利要求1所述的冷鍛性和低滲碳變形特性優良的表面滲碳鋼，其特征在于以質量％計，進一步含有Mo:0.0050.3%，Ni:0.14.5%之中的l種或2種。全文摘要本發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良的表面滲碳鋼，其特征在于，含有以質量％計，C0.07～0.3％、Si0.01～0.15％、Mn0.1～0.7％、P0.03％以下、S0.002～0.10％、Al0.01～0.08％、Cr0.7～1.5％、Ti0.01～0.15％、B0.0005～0.005％、N0.008％以下，余量由Fe和不可避免的雜質構成；金屬組織的65％以上是鐵素體相，貝氏體相為15％以下。文檔編號C22C38/50GK101397631SQ20071015314公開日2009年4月1日申請日期2007年9月28日優先權日2007年9月28日發明者齋藤肇,越智達朗申請人:新日本制鐵株式會社