马氏体型热锻造用非调质钢以及热锻造非调质钢部件的制作方法

专利名称：：马氏体型热锻造用非调质钢以及热锻造非调质钢部件的制作方法
技术领域：
：本发明涉及在加工成汽车或工业机械等机械部件的钢中的特别是马氏体型热锻造用非调质钢、以及由该钢形成的热锻造非调质钢部件，该马氏体型热锻造用非调质钢通过热锻造成型后的控制冷却，主体组织形成马氏体，在热锻造后即使不实施淬火回火的调质处理，也能提高强度、韧性以及切削性。
背景技术：
：迄今为止，大多汽车或工业机械等机械部件通常将由中碳钢或低碳钢形成的原料钢棒热锻造成部件形状后，进行再加热，实施淬火回火的调质处理，由此来赋予高强度和高韧性。但是，由于该调质处理需要大量热能，同时处理工序增加，半成品增加等，从而导致调质成本在部件制造成本中所占的比例增加。因此，在制造上述结构部件上，为了简化制造工序、降低调质成本，开发了省略淬火回火的调质处理的热锻造用非调质钢。使用非调质钢得到的热锻造部件一次性加热到120(TC以上，在1000120(TC左右的高温下锻造。但是，在120(TC以上加热导致奥氏体晶粒粗大化，通过在1000120(TC的高温下锻造，加工后促进再结晶，在冷却过程中所得的铁素体-珠光体组织变粗，因此与实施了调质处理的钢部件相比，使用非调质钢得到的热锻造非调质部件通常耐力比、冲击值小。为了解决上述问题，可以利用以下方法，即在日本特开昭55-82749号公报中记载了提高机械结构用钢的Mn量并添加少量V的方法，另外在日本特开昭55-82750号公报中记载了在机械结构用钢中添加少量V的方法，还有在日本特幵昭56-169723号公报中记载了除控制成分体系之外，在锻造后的冷却过程中，在1000550。C之间的温度范围以0.7°C/sec以下的速度进行冷却的方法，通过上述方法，使得以MnS为核的晶内铁素体大量分散，结果形成细粒化后的组织，则韧性和疲劳特性提高。但是，现状是由上述方法得到的铁素体-珠光体组织仍然粗大，组织微细化导致冲击值和强度的增加量小。最近，为了保护地球环境，越来越要求汽车的低燃料消耗率化，作为用于实现汽车的低燃料消耗率化的有效方法之一是车辆的轻质化，从而指向了通过提高部件强度来进行部件的小型化。但是，现有的铁素体-珠光体型非调质钢的强度的极限为1000MPa左右，无法对应最近的高强度、高韧性的要求。另一方面，为了兼顾1000MPa以上的强度和高韧性，必须制成碳化物微细分散的马氏体组织或贝氏体组织。关于直接以热锻造制成马氏体或贝氏体组织的非调质钢，迄今为止已经提出了大量技术。例如，日本特开平1-129953号公报中记载了下述内容通过将碳量设定为较低的0.040.20%来提高Ms点以获得自回火的效果，并且添加Ti、B等元素来增加淬火性，且通过锻造后骤冷的方法制成马氏体或贝氏体组织、或者马氏体和贝氏体的混合组织，由此能得到高强度，同时也能得到良好的韧性。另夕卜，在日本特开昭63-130749号公报中记载了在不添加Ti、B的情况下提高N、并从Ai"3点以上开始骤冷的内容。但是，上述特开平1-129953号公报、特开昭63-130749号公报中公开的高强度材料中，即使添加Ca、Te或Bi等提高切削性的元素，提高切削性的效果也小。进而，在日本特开2000-129393号公报中公开了下述认识，即通过复合添加适量的Mn和Cu，能得到高屈服强度和良好的韧性，通过添加适量的Ti和Zr，将Ti碳硫化物或Zr碳硫化物微细分散，由此使得MnS的生成量减少，甚至钢材的切削性提高。但是，由于Ti碳硫化物和Zr碳硫化物是硬质的，因此有时在切削时导致工具损伤，促进工具磨损。因此不易获得在任意情况下均为高强度、高韧性、且切削性优异的钢和机械部件。
发明内容近年，由于要求通过车辆轻质化来提高燃料消耗率，因此要求汽车用热锻造非调质钢部件进一步高强度化。伴随上述非调质钢部件的高强度化4的问题在于如上所述韧性和切削性的降低，但用上述现有技术不容易在提高强度、韧性等机械性质之外还同时提高切削性。为此，本发明的目的在于解决上述问题，提供下述的热锻造用非调质钢、以及由该钢形成的热锻造非调质钢部件，所述热锻造用非调质钢通过热锻造成型后的控制冷却，即使随后不进行再加热来淬火回火的调质处理，钢的主体组织也形成马氏体，除强度、韧性等机械性质之外，还同时使得切削性也提高。为了在不进行目前的淬火回火的调质处理的情况下，通过热锻造成型后的控制冷却，使主体组织成为马氏体，实现马氏体型非调质钢的高韧性化以及良好的切削性，本发明人等对最佳的钢成分和组织反复进行了多种研究，结果特别是通过在钢成分中添加比通常的热锻造用钢的Al量多的Al，并添加比通常的热锻造用钢的N量少的N，而得到了下述认识，发现在马氏体型非调质钢中，在冷却速度宽广的范围中，除能提高强度、韧性等机械性质之外，还同时提高切削性。1)通过增加固溶Al量，在成为高强度的同时，能得到高切削性。2)通过增加固溶A1量，可以抑制作为损坏单元的有效晶粒的粗大化，确保高韧性，即使在冷却速度较缓的情况下，也能在冷却中均匀地微细析出A1氮化物，抑制有效晶粒的粗大化，从而在成为高强度的同时，能确保高韧性。本发明是基于上述认识得到的，是一种高强度、高韧性且提高了切削性的马氏体型热锻造用非调质钢、以及由该钢形成的热锻造非调质钢部件，其主旨如以下所述。(1)一种马氏体型热锻造用非调质钢，其特征在于，以质量％计含有0.100.20%的C、0.100.50%的Si、1.03.0X的Mn、0.0010.1%的P、0.0050.8%的S、0,101.50%的Cr、大于0.1%且为0.20%以下的Al、0.00200.0080X的N，余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成。(2)如(1)所述的马氏体型热锻造用非调质钢，其特征在于，以质量％计，还含有0.00050.0050X的B、0.0050.030%的Ti。(3)如(1)或(2)所述的马氏体型热锻造用非调质钢，其特征在于，以质量％计，还含有0.050.30X的Nb、0.050,30%的V、0.051.0%的Mo中的l种或2种以上。(4)一种热锻造非调质钢部件，其特征在于，其是由(1)(3)中任一项所述的马氏体型热锻造用非调质钢形成的热锻造非调质钢部件，该部件的一部分或全部的所有截面的钢组织实质上是有效晶体粒径为15pm以下的马氏体组织。(5)如(4)所述的热锻造非调质钢部件，其特征在于，下述部位的钢中的固溶Al为0.050.18质量％，所述部位为该热锻造非调质钢部件的一部分或全部中的所有截面的钢组织实质上是有效晶体粒径为15pm以下的马氏体组织的部位。图1是表示表3的本发明例No.l16和比较例No.1923的拉伸强度和切削性的关系的图。具体实施例方式本发明期待通过热锻造后的控制冷却来形成马氏体组织，其技术特点尤其在于，作为钢成分，添加比通常的非调质钢多的大于0.1%且为0.20%以下的A1，由此抑制作为破损单元的有效晶粒的粗大化，从而确保高韧性,并且通过含有比通常的非调质钢低的0.00200.0080X的N，由此增加固溶Al量，从而提高切削性。进而，本发明在制成上述钢成分之后，通过热锻造后的控制冷却，得到实质上具有15^m以下的有效晶体粒径的马氏体组织，并且在不进行淬火回火的调质处理的情况下，得到高强度、高韧性、且提高了切削性的热锻造用非调质钢部件。首先，以下说明在技术方案13中限定的钢的合金成分的限定理由。适用本发明的技术方案1所记载的马氏体型热锻造用非调质钢适合于比较小型或壁厚较薄、充分淬火的部件或内部硬度无需达到表面部的程度的部件，特别适用于例如用于汽车引擎等的曲轴或连杆、或用于汽车的底盘等的转向节等结构部件。另外，技术方案2中限定的马氏体型热锻造用非调质钢能适用于比较大型或需要充分的淬火性的部件。技术方案3中限定的马氏体型热锻造用非调质钢能适用于需要比技术方案1、2中制造的钢更高的强度和韧性的部件。〔技术方案1中限定的成分)C:0.100.20%c是决定钢的淬火性和马氏体钢以及部件的强度的最基本的元素。作为钢和部件，为了得到充分的强度而将下限设定为0.10%，优选将下限设定为0.14%。另一方面，为了提高Ms点以在锻造淬火过程中获得自回火，将上限设定为0.20%。另外，在超过0.20%时韧性降低这点也是将C的上限设定为0.20%的理由。Si:0,100.50%Si是为了确保由固溶强化得到的材料强度并且作为脱氧元素有效的元素，但小于0.10%时，不呈现该效果，并且无法进行充分的预脱氧。因此，将Si的下限设定为0.10X。另一方面，超过0.50%时，也出现产生硬质氧化物而降低韧性及切削性等的弊端。因此，将Si的上限设定为0.50X。Mn:1.03.0%Mn是为了通过固溶强化而对钢进行强化的同时提高淬火性的元素，并且，是在促进生成马氏体方面有效的元素。该Mn小于1.0X时，无法得到所希望的马氏体组织，所以将下限设定为1.0%。另外，该Mn是防止因S导致的热脆性的有用元素，是为了使钢中的S以硫化物的形式固定、分散而必需的，但如果Mn量增大，则质地的硬度增大，从而降低了韧性和切削性，所以将上限设定为3.0%。P:0.0010.1%p是具有通过增加钢材料的硬度来使其脆化而提高切削性的效果的元素，但小于0.001%时，无法充分得到上述效果，并且，超过0.1%时，钢质地的硬度变得过大，反而使韧性劣化，所以将上限设定为0.1%。S:0.0050.8%S是形成MnS、提高切削性的元素，但小于0.005%时，得不到充分的效果。另一方面，虽然也依赖于Mn量，但超过0.8%时，MnS趋于粗大化，随之在锻造时MnS产生各向异性，所以机械性质的各向异性增大，有时成7为破裂的起点而使加工性变差。因此，将S的含量设定为0.0050.8X。Cr:0.101.50%Cr是提高淬火性、并且提高强度以及韧性的元素，小于0.10%时，得不到该效果。另外，超过1.5%时，不仅该效果饱和，而且产生Cr碳化物，反而韧性降低，同时切削性也降低。因此，将Cr的含量设定为0.101.50%。Al:大于0.1%且为0.20%以下Al是对于脱氧有效的元素，并且以固溶或氮化物的形式存在于高温时的奥氏体中或马氏体中，抑制作为破损单元的有效晶粒的粗大化，维持高韧性。并且，钢中的固溶A1具有提高切削性的效果。为了充分发挥上述效果，必须添加超过0.1%的Al。但是，过量添加时，形成硬质氧化物，反而导致韧性及切削性降低。因此，将Al的含量设定为大于0.1%且为0.20%以下。N:0.00200.0080%N与各种元素形成氮化物，具有抑制有效晶粒的粗大化并维持高韧性的效果。为了获得该充分的效果，将下限设定为0.0020%。但是，过量添加该N吋，A1N大量析出，A1N趋于粗大化，同时，固溶A1减少。因此，将上限设定为0.0080%。优选为0.0060%以下，更优选为0.0050%以下。〔技术方案2中限定的成分)B:0.00050.0050%B如果以固溶B的形式存在于钢中，则有提高淬火性的效果，并且也有提高韧性的效果。为了发挥上述效果，B的含量必须为0.0005%以上，但超过0.0050%时，该效果也饱和，并导致韧性降低。因此，将B的含量设定为0.00050.0050%。Ti:0.0050扁％Ti通过与作为不可避免的杂质混入的N键合而形成Ti氮化物，由此抑制BN的析出并使固溶B增多，防止B形成BN所导致的B的提高淬火性的效果消失，从而能提高由B获得的提高淬火性的效果。另外，形成Ti氮化物，有抑制有效晶粒的粗大化而维持高韧性的效果。为了发挥上述效果，Ti的含量必须为0.005%以上。但是，超过0.030%时，形成粗大的Ti氮化物，反而降低韧性，并且切削性也降低。因此，将Ti的含量设定为0.0050.030%。〔技术方案3中限定的成分)Nb:0.050.30%Nb形成Nb碳氮化物，抑制有效晶粒的粗大化，具有维持高韧性、高强度的效果。另外，在高温中固溶于钢中，增大淬火性。为了得到上述效果，Nb的含量必须为0.05%以上。但是，超过0.30%时，形成粗大的Nb碳氮化物，反而降低韧性。因此，将Nb的含量设定为0.050.30X。V:0.050.30%V与Nb相同地形成V碳氮化物，具有抑制有效晶粒的粗大化、维持高韧性的效果。另外，在高温下固溶于钢中，使淬火性增大。为了得到上述效果，V的含量必须为0.05^以上。但是，超过0.30%时，形成粗大的V碳氮化物，反而降低韧性。因此，将V的含量设定为0.050.30X。Mo:0.051.0%Mo是有利于提高淬火性、同时有效阻止由碳化物导致的晶界强度降低的元素。小于0.05%时，无法确认该效果，即使添加了超过1.0%的Mo,该效果也饱和。因此，将Mo的含量设定为0.051.0X。另外，除本发明规定的上述钢成分之外，可以在不破坏本发明的效果的范围内含有Sn、Zn、Pb、Sb、REM等。〔技术方案4的限定理由)下面，在技术方案4中记载的热锻造非调质钢部件的特征中，根据部件的不同，有在部件内需要高强度、韧性的部位和不需要高强度、韧性的部位的部件、或部件整体需要高强度、韧性的部件。本发明使部件的一部分或全部需要高强度、高韧性的部位中的所有截面的钢组织成为实质上有效晶体粒径为15pm以下的马氏体组织。以下对部件的一部分或全部需要高强度、韧性的部位中的上述限定理由进行说明。使用技术方案13所记载的马氏体型热锻造用非调质钢，在热锻造后进行冷却时，根据锻造部件的壁厚和合金元素的添加量，用水冷却、油冷却、空气冷却或通过具有与这些冷却相当的冷却能力的冷却介质来进行冷却，钢组织实质上形成有效晶体粒径为15pm以下的由自回火得到的马氏体9组织。该钢组织不是马氏体组织时，韧性显著降低。此处，所谓实质上为马氏体组织，是指以面积率计95%以上为马氏体组织的情况，余量可以是贝氏体、珠光体、残留奥氏体等，没有特别限定。此处，所谓有效晶体粒径是观察夏比试验后的脆性断面，由准解理或解理形成的一个平滑的脆性断面的平均长度。使钢组织成为有效晶体粒径为15pm以下的马氏体组织是为了兼顾1100MPa以上的强度和高韧性。使钢组织成为实质上有效晶体粒径为15pm以下的马氏体组织时，如上所述，根据钢成分或锻造部件的壁厚，通过适当选择水冷却、油冷却、空气冷却的方式来控制热锻造后的冷却时的冷却速度。例如，在钢成分满足提高淬火性的元素少的技术方案1的马氏体型热锻造用非调质钢、并且锻造部件的壁厚为40mm以上的较厚的情况下，选择水冷却；在钢成分同时满足提高淬火性的元素多的技术方案2和3的马氏体型热锻造用非调质钢、并且锻造部件的壁厚为20mm以下的较薄的情况下，可以选择水冷却、油冷却、空气冷却中的任一种，也可以预先通过实验求出适当条件。[技术方案5的限定理由]对记载于技术方案5中的热锻造非调质钢部件的特征的限定理由进行说明。本发明的热锻造非调质钢部件中，通过含有以质量％计为0.050.18X的固溶A1，使钢质地脆化，能提高切削性。但是，固溶A1量小于0.05%时，无法充分得到上述效果。另一方面，固溶Al量由钢中的Al量、N量和加热温度等来决定，但无法固溶超过0.18%的Al量。为了使固溶Al量为0.05%以上，必须将热锻造前的加热温度设定为115(TC以上，优选为1200。C以上，更优选为125(TC以上。另外，如上所述设定固溶A1量的部位是在部件内至少进行热锻造、冷却、而使得钢组织实质上为有效晶体粒径为15pm以下的马氏体组织的部位，但是，其它部位也可以为上述固溶A1量。以下通过实施例来详细说明本发明。实施例1将150kg具有表1所示的化学成分的钢在真空熔化炉中熔炼后，通过热轧制成直径为50mm的钢棒后，为了确保钢中的固溶A1量，将加热温度设定为125(TC进行热锻造，锻造拉伸成直径为20mm的圆柱状，除本发明例No.13、No.14、比较例No.22、No.23之夕卜，对于剩余的例子，立即使用25。C的水进行冷却，对本发明例No.13、No.14、比较例No.22、No.23，立即使用100。C的油(JIS1种1号)进行冷却。艮卩，对该No.l3、No.l4、No.22、No.23，降低冷却速度。然后，对该本发明例及比较例的钢材进行拉伸试验、冲击试验、切削性试验，评价其特性。另外，表1的下划线部分是本发明中限定的成分的范围以外的条件。另夕卜，No.17、18中的C含量、No.19、20、22、23中的Al含量、No.21中的N含量、No.24中的Si含量、No.25、26中的Mn含量、No.27中的Cr含量、No.28中的Ti、B含量、No.29中的P含量分别超出本发明中限定的范围。<table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>※下划线部分是本发明范围外的条件。拉伸试验是从直径为20mm的圆棒中冲裁出JIS3号试验片，评价拉伸强度。另外，在锻造拉伸方向冲裁出JIS3号试验片作为冲击试验片，用JISZ2242中规定的方法在室温中实施夏比冲击试验。此时，采用每单位面积的吸收能量作为评价指标。有效晶体粒径是用显微镜观察夏比冲击试验后的脆性断面的长度方向截面，测定20点通过准解理或解理形成的直线的脆性断面的长度，并进行平均而得到的值。作为切削性评价的指标，采用在钻头穿孔试验中能切削至累积孔深为1000mm为止的最大切削速度VL1000(m/min)。此处所说的VL1000是指能进行长度为1000mm的开孔的钻头的切削速度，数值越大，表示切削性越良好。钻头穿孔试验条件如表2所示。通过光学显微镜或扫描型显微镜观察钢组织。M表示主体组织为马氏体组织。B表示主体组织为贝氏体组织。马氏体面积率是马氏体在所有组织中的面积率，用显微镜观察直径为20mm的圆棒的径向截面，将拍摄到的组织照片进行图像处理来进行判定。钢中固溶Al是从钢中总Al量减去以Al氮化物的形式存在的Al量而得到的量。以Al氮化物的形式存在的Al量是将通过利用非水溶剂电解液进行的定电位电解腐蚀法的SPEED法和0.1pm的过滤器进行电解提取而得到的残渣用ICP发光分析装置进行测定而得到的。另外，上述拉伸试验、冲击试验、切削性评价结果示于表3。表3的评价结果内的横线表示在钻头穿孔试验中无法以切削速度lm/min切削至累积孔深为1000mm。图1是针对表3的本发明例No.116和比较例No.1923以拉伸强度为横軸、以VL1000的结果为纵轴进行描绘而得到的图。13表2<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>上述表3所示的No.l16是本发明例，No.1729为比较例。如表3所示，本发明例No.l16的钢材中，作为评价指标的拉伸强度、吸收能量及VL1000均显示良好的值，可知与比较例相比，以相同水平的强度观察时的切削性、和以相同水平的切削性观察时的强度均优异，除提高强度、韧性等机械性质之外，还可以同时提高切削性。另一方面，在比较例No.1729的钢材中，作为3个评价指标中的至少一个以上的特性比本发明例的钢材差。具体而言，比较例No.17由于不含有必要量的作为本发明中的必需元素的C，所以强度比本发明材料差。另夕卜，比较例No.18由于过量添加作为本发明的必需元素的C，所以强度比本发明材料高，韧性和切削性均非常差。由于比较例No.19、22、23不含有必要量的作为本发明的必需元素的Al，并且由于比较例No.21过量添加N,所以固溶Al量均小于0.05质量％，另外，由于比较例No.20过量添加作为本发明的必需元素的Al，所以硬质氧化物增加，如图1所示，以相同水平的拉伸强度观察时，与本发明的钢材相比，VL1000均非常差。其中，No.22、23中的组织均是面积率95%以上的马氏体组织，但冷却速度慢，得不到由Al氮化物带来的抑制有效晶粒的粗大化的效果，有效晶体粒径均超过15,，超出限定，韧性比本发明的材料差。另一方面，与该No.22、No.23在基本相同的条件下控制Ti、B的含量的本发明例No.13、14虽然冷却速度缓慢，但能得到由Al氮化物带来的抑制有效晶粒的粗大化的效果，有效晶体粒径为15pm以下，从而确保高韧性。比较例No.24由于过量添加本发明的必需元素Si，所以强度高于本发明的材料，韧性和切削性极差。比较例No.25由于不含有必要量的本发明的必需元素Mn，所以淬火性降低，主体组织形成贝氏体，与本发明的材料相比韧性极差。比较例No.2629由于过量添加作为本发明的必需元素的Mn、Cr、Ti、B、P，所以韧性或切削性极差。在适用本发明的马氏体型热锻造用非调质钢以及热锻造非调质钢部件中，作为钢成分，添加比通常的非调质钢多的大于0.1%且为0.20%以下的Al，含有比通常的非调质钢低的0.00200.0080X的N，因此除了能提高强度、韧性等机械性质之外，还能提高切削性，所以可发挥如下效果即能用作加工成需要高强度和高韧性的汽车、工业机械等机械部件的钢、及由该钢形成的机械部件。特别是在本发明中，通过热锻造成型后的控制冷却，即使随后不进行再加热来淬火回火的调质处理，也能使钢的主体组织马氏体化，所以可以降低调质成本。权利要求1、一种马氏体型热锻造用非调质钢，其特征在于，以质量％计含有0.10～0.20％的C、0.10～0.50％的Si、1.0～3.0％的Mn、0.001～0.1％的P、0.005～0.8％的S、0.10～1.50％的Cr、大于0.1％且为0.20％以下的Al、0.0020～0.0080％的N，余量实质上由Fe及不可避免的杂质构成。2、根据权利要求l所述的马氏体型热锻造用非调质钢，其特征在于，以质量％计，还含有0.00050.0050X的B、0.0050.030%的Ti。3、根据权利要求1或2所述的马氏体型热锻造用非调质钢，其特征在于，以质量％计，还含有0.050.30X的Nb、0.050.30%的V、0.051.0X的Mo中的l种或2种以上。4、一种热锻造非调质钢部件，其特征在于，其是由权利要求13中任一项所述的马氏体型热锻造用非调质钢形成的，该部件的一部分或全部中的所有截面的钢组织实质上是有效晶体粒径为15pm以下的马氏体组织。5、根据权利要求4所述的热锻造非调质钢部件，其特征在于，下述部位的钢中的固溶Al为0.050.18质量％，所述部位为该热锻造非调质钢部件的一部分或全部中的所有截面的钢组织实质上是有效晶体粒径为15pm以下的马氏体组织的部位。全文摘要本发明提供了热锻造用非调质钢以及由该钢形成的热锻造非调质钢部件，该热锻造用非调质钢通过热锻造成型后的控制冷却，即使随后不进行再加热来淬火回火的调质处理，钢的主体组织也形成马氏体，能得到高强度、高韧性、且切削性优异的钢部件。该马氏体型热锻造用非调质钢的特征在于，以质量％计含有0.10～0.20％的C、0.10～0.50％的Si、1.0～3.0％的Mn、0.001～0.1％的P、0.005～0.80％的S、0.10～1.50％的Cr、大于0.1％且为0.20％以下的Al、0.0020～0.0080％的N，余量实质上由Fe及不可避免的杂质构成。该热锻造非调质钢部件的特征在于，由上述钢形成，该部件的一部分或全部中的所有截面的钢组织实质上是有效晶体粒径为15μm以下的马氏体组织。文档编号C21D8/00GK101568661SQ20088000104公开日2009年10月28日申请日期2008年10月27日优先权日2007年10月29日发明者宫西庆,寺本真也,桥村雅之申请人:新日本制铁株式会社