用于具有高特性的表面处理的机械部件的钢材、和用此钢材的机械部件及其制造方法
【专利说明】用于具有高特性的表面处理的机械部件的钢材、和用此钢 材的机械部件及其制造方法
[0001] 本发明涉及用于具有高特性的机械部件的钢材，所述钢材通过热成型（hot shaping)(特别地锻造或乳制）获得，并且在其制造范围中经受用于表面硬化的热处理，目 的是得到在受控的深度上具有高硬度的微结构。
[0002] 作为非限制性实例，用这些钢材制成的部件可以是由棒材机械加工的齿条，所述 棒材被乳制并且然后制成汽车车辆的坯条（slug)或曲轴。
[0003] 为了制造具有高机械特性的部件，目前，使用所谓的"微合金化"的钢材级别(steelgrade)的钢材是已知的，所述钢材在锻造或热乳之后在不需要任何另外的热处理 的情况下给出得到优于常用的铁素体 -珠光体级别（ferrito-perliticgrade)的那些的 机械特性的可能性。
[0004] 因此，38MnSiV5级别（其含有以重量％的约0· 38%的C、l. 25%的Μη、0· 6%的Si、 0. 12%的V)被广泛用于制造汽车曲轴，因为考虑到部件的典型的尺寸，其允许得到至多约 900MPa的拉伸强度Rm。此外，在通过感应执行局部加热表面处理、随后淬火之后，0. 38%的 碳含量保证在产品的表面区域中得到大于或等于620-650HV的硬度。
[0005] 然而，还熟知的是，铁素体-珠光体微结构不是最好地适合于快速局部硬化处理 例如通过感应的表面淬火。实际上，先共析体铁素体区域形成强力地碳耗尽区域，所述先共 析体铁素体区域的大小通常以数十μπι测量。因此，为了在淬火之后重新得到均质奥氏体， 需要碳的扩散遍及相应的长度。如果这对于常规的奥氏体化方法不是问题，用于通过感应 淬火（或作为可选择的解决方案的激光表面硬化）的非常短的时间确保旧的铁素体晶粒可 以在淬火后保持碳耗尽。然后，产生的微结构是异质的。
[0006] 如果所谓的《淬火-退火》马氏体级别例如42CrMo4级别（其含有约0· 42%的C、 1 %的Cr、0. 2%的Mo)的38MnSiV5 (或其他的微合金化铁素体-珠光体级别）的主体的机 械特性被评估为不足以用于预期的应用。在锻造、乳制或任何其他热成型方法之后，具有这 些级别的制造的部件需要奥氏体化和淬火热处理，为此不再需要在一直增加的能源成本的 环境中证实财务缺点。然而，一个优点是马氏体的微结构比铁素体-珠光体的结构远远更 容易奥氏体化，除非它们被强力地退火。
[0007] 现今，存在在锻造部件或粗乳制棒材上给出得到高机械特性的可能性的钢材级 别而不使用任何受控的冷却或随后的热处理。在表1中提到的文献中描述的这些级别基 于得到在成形后大多数是贝氏体的微结构。如表1所示，它们非常宽泛地基于小于或等于 〇. 35%的碳含量。这些含量是与将在本文中给出的所有含量相似的重量含量。
[0008]
[0009] 表1 :从涉及大多数具有贝氏体微结构的钢材级别的文献取得的碳含量。
[0010] 先前的实例中的两个与其他不同。第一个，ΕΡ-Α-0 717 116,实际上不涉及最初 得到贝氏体微结构，但响应于将已经具有这种微结构的部件的随后的部分加热，第二个， ΕΡ-Β-0 787 812实际上涉及导致贝氏体微结构的级别，但它们具有随后将被讨论的其他限 制。
[0011] 此处简短地重现的是，本发明涉及的表面硬化处理是由以下组成的那些：在第一 阶段中局部加热（且因此常常快速地）靠近部件的表面的区域；以及然后在第二阶段中 使所述区域淬火以便在表面的附近、在预先加热的区域中得到大多数被形成有新鲜的马氏 体的层。然后，在此区域中得到的硬度基本上通过使用的钢材级别的碳含量来调整。对于 0. 1 %的C含量，通常获得约400至500的Hv硬度，并且对于0. 6 %的C含量，通常获得约 900至1，000的Ην硬度，在这两个范围之间具有大体上线性的硬度/C含量关系。
[0012] 对于按重量计小于0. 35-0. 37%的碳含量，难以得到约650-700HV的可靠硬度。现 在，这些是特别的组成范围，目前不存在用于所述组成范围的所谓的《贝氏体》解决方案。
[0013] 因为先前可以看到这种情况，具有此类碳含量的贝氏体级别将允许提供与微合金 化铁素体-珠光体级别相比的改进的机械芯特性，或允许得到与被淬火-退火而不需要任 何热处理的级别相同的性能。此外，贝氏体微结构使其自身良好地适用于快速奥氏体化并 且因此提供与铁素体-珠光体微结构相比的另外的优点，如随后将证实这种情况。
[0014] 然而，这些《贝氏体解决方案》难以得到高的碳含量。
[0015] 当然，本领域技术人员熟知的是，如果在选择热处理上具有完全的自由，可以在大 部分特种钢材上得到钢材中的全部可能的微结构。例如，碳钢C50在400°C下的等温转变 可以被预期用于得到贝氏体微结构。为此，在第一阶段中，必须使组件奥氏体化并且然后淬 火至寻求的转变温度，其被保持在所述转变温度下直至完全转变，之后使其冷却至室温。然 而，为了避免铁素体-珠光体的形成，这需要在奥氏体化温度和转变温度之间以约l〇〇°C/ S的高速率冷却部件。因此，甚至在使用盐浴用于淬火的情况下，这种约束将在部件的整体 中得到贝氏体结构的可能性限制为非常小尺寸的部件（几毫米的厚度）。
[0016] 因此，通过此实例可以看出的是，如果得到贝氏体微结构在原则上一直是可能的， 应用方法和部件尺寸的固有的连接限制是在获得结构中将非常频繁地产生困难并且将需 要适应钢材级别的限制。因此，为了防止先前的实例中的铁素体-珠光体的形成，必须增加 合金元素例如Mn、Cr、Mo的含量。然后，风险是贝氏体转变变得如此慢以致其在连续冷却期 间不再是可能的。然后，碳含量的减少被施加，因为这是对奥氏体至贝氏体的转变率具有最 显著的影响的元素。这是因为表1中示出的解决方案的总体优先涉及小于0.25%的碳含 量，如在它们的示例性应用上看到这种情况。
[0017] 因此，本发明的目的是提出新颖的钢材级别，所述新颖的钢材级别具有与通过感 应、随后淬火的表面处理的使用相容的碳含量（因此多〇. 35% )，并且在热成型之后给出得 到优越的机械特性的可能性。为此并且更特别地，钢材级别应给出通过在热乳或热锻之后 自然冷却得到对于具有厚度为20_至100mm的典型尺寸的部件的大多数是贝氏体的微结 构的可能性、以及由此获得920MPa的最小值的拉伸强度Rm(对于80_的直径）或比用同 样使用的最好的铁素体-珠光体微合金化解决方案获得的拉伸强度Rm优越至少1〇 %的拉 伸强度Rm的可能性。
[0018] 指定的是，《大多数为贝氏体的微结构》在本发明的范围内意指存在至多20%的马 氏体和/或铁素体-珠光体，但残余的奥氏体被认为是贝氏体微结构的主要的部分。
[0019] 此外，指定的是，有时被称作《针状铁素体》或《晶粒内贝氏体》的贝氏体的形态学 不被认为与本发明的钢材的贝氏体微结构不同，并且术语《贝氏体》通常应当被理解为因此 排除铁素体-珠光体、魏氏体铁素体或马氏体。
[0020] 为了这个目的，本发明的目的是用于具有高特性的表面处理的机械部件的钢材， 其特征在于，所述钢材的组成按重量百分比为：
[0021] -0. 35%^C^ 0. 50% ；
[0022] -0. 30%^Μη^ 1. 50% ；
[0023] -痕量彡Cr彡 1. 50% ;
[0024] -0. 05%^Mo^ 0. 50% ；
[0025] -0. 15 ^ Si^ 1. 20% ；
[0026] -痕量彡 Ni彡 1.0%;
[0027] -痕量彡 Cu彡 1.0%;
[0028] -痕量彡 V彡 0.35%;
[0029] -痕量彡 A1 彡 0· 10% ;
[0030] -痕量彡 B彡 0· 005% ;
[0031] -痕量彡 Ti彡 0· 10% ;
[0032] -痕量彡 Nb彡 0· 10% ;
[0033]