专利名称：切削性优异的低比重锻造用钢的制作方法
技术领域：
本发明涉及用于汽车部件、机械构造部件等中的切削性优异的低比重的锻造用钢。
背景技术：
在要求保护地球环境的近年，减少成为大气污染、地球变暖的原因之一的汽车的排放气体、特别是减少每单位行驶距离的二氧化碳排出量成为当务之急。为了减少二氧化碳排出量必须减少燃料消耗率，为了减少燃料消耗率，车辆的轻量化发挥很大的效果。在汽车部件中，在发动机或行走部分中使用的钢铁原料的锻造部件或切削加工部件中，一直以来使用碳钢、合金钢及含有V的非调质钢。这些钢由于其组成的大约97%以上为Fe、Mn、Cr、V这样的比重与狗同等或大到其以上的元素，所以任一种钢的比重均为7.8 左右ο迄今为止的汽车部件的轻量化是在原料的比重一定的前提下通过由钢原料的高强度化而带来的薄壁化或部件形状的变更而实现的，但是近年来还研究了降低钢原料其自身的比重，对于以狗为主体的低比重钢也提出了若干方案。作为以!^e为主体的低比重钢的例子，例如有专利文献1、2记载的含有较多Al的汽车用钢板。专利文献1中记载了一种高强度低比重钢板，其含有C 超过0. 01且为5%以下、 Si :3. 0% 以下、Mn 0. 01 30. 0%、P :0. 以下、S :0. 01% 以下、Al :3. 0 10. 0%、N 0. 001 0. 05%，比重< 7. 20，抗拉强度=TS(MPa)与断裂伸长率El )之积的值=TSXEl 为 IOOOOMPa · % 以上。此外，专利文献2中记载了一种高强度低比重钢板，其具有与专利文献1的钢板同样的组成，将Al设定为超过10%且为32. 0%以下，进而为低比重。上述专利文献1、2的钢板如下制造将减少了作为晶界脆化助长元素的P和S的含Al钢在950 960°C以下进行精轧，通过再结晶使晶粒微细化，进一步调整卷取温度来提高钢板的加工性，进行这样的组织微细化控制，从而制造。其结果是，钢板获得充分的延性。如上所述进行热轧而制造的钢板，由于通过控制轧制过程中的轧制条件能够实现组织的微细化，所以能够制造含有较大量的Al作为原料的钢。另一方面，热锻造的一般工序仅仅是将棒钢加热至大约1200°C以上的温度后，在大约1100°C以前结束锻造成型，然后根据钢材的特性进行冷却。因此，欲将含有大量Al的钢适用于热锻造，则无法进行像钢板那样的精细的组织控制，所以锻造后的组织粗大化，强度和韧性变差。由于轧制钢板与热锻造品之间存在如上所述的差异，所以专利文献1、2中记载的钢并非全部能作为热锻造用的原料适用，进而，即使能够将该钢热锻造，关于作为构造用钢所需要的切削性也不充分。例如，就汽车用行走部件那样的锻造部件而言，很多情况下要求抗拉强度为
3SOOMPa以上的高强度，同时还要求能够大量生产的优异的切削性。就专利文献1、2中记载的钢而言，完全未考虑切削性，特别是以机械加工为前提时，S量完全不足。进而，作为其它例子，有专利文献3中记载的铁合金。专利文献3中记载了一种低比重铁合金，其包含Mn :5.0 (小于)15. 0 %、Al 0. 5 10. 0%,Si :0. 5 10. 0%、C :0. 01 1. 5%，且具备 α 相分率为 10 95%的 γ+ α 的2相。就该铁合金而言，提高Al而减少比重，进而主要提高Mn而使、相稳定化，最终形成具有10 95%的α相的γ + α的2相组织，获得较高的比强度和加工性。特别是在α 分率约为60%以下时获得优异的冷加工性。由于该铁合金的硬度和冷加工率较大地依赖于Y与α之比，所以为了在工业上使用，需要稳定地调整Y与α之比。但是，存在如下问题从热加工开始经过各种热处理后准确地获得目标Υ/α比是极难的，不适合于工业生产。进而，该合金以获得优异的硬度为目的，不含有S，完全未考虑切削性。以上对各种构造用的含Al钢进行了描述，纵观含Al钢整体，以利用耐蚀性、耐高温氧化性或减震性的用途为主。作为一个例子，可列举出专利文献4。专利文献4中公开了廉价的作为不锈钢代替钢的!^e-Mn-Al合金。现有技术文献专利文献专利文献1 日本特开2005-15909号公报专利文献2 日本特开2005-120399号公报专利文献3 日本特开2005-325388号公报专利文献4 日本特开昭57-181363号公报
发明内容
发明要解决的课题本发明的课题在于，提出一种即使在通过热锻造而成型后直接调整冷却的情况下，也显示高强度且优异的切削性、比重比通常的锻造用钢低的热锻造用钢。用于解决课题的手段以往，认为含有比较大量的Al的钢无法作为需要强度和韧性的锻造原料适用，这是由于若为了低比重化而在钢中大量添加Al，则在高温下通常发生的奥氏体相变消失，因此，无法像通常的钢那样在加热和冷却时通过相变而自己使组织微细化，从高温至常温为止形成粗大的铁素体组织。该粗大的铁素体组织的钢由于在热锻造时产生锻造裂纹或伤痕，在常温下机械性质劣化，所以无法作为锻造用使用。因此，首先，本发明者们研究了在热锻造温度区域的高温下奥氏体稳定地出现的含有Al的钢的组成。其结果是，本发明者们发现了最佳钢组成的组合，其与通常的锻造用钢相比，含有达到充分低比重的量的Al，在热锻造的加热温度区域内奥氏体相稳定地出现，并且不会使作为构造部件的机械性质劣化。接着，对作为锻造部件的重要性质即切削性进一步进行了研究，结果也表明，含有比较多的Al的钢显示非常优异的切削性、即优异的工具寿命。如上所述研究的结果得到的本发明的主旨如下所述。(1) 一种切削性优异的低比重锻造用钢，其特征在于，以质量％计含有C 0. 05 0. 50%, Si 0. 01 1. 50%, Mn :3. 0 7. 0%, P :0. 001 0. 050%, S :0. 020 0. 200%, Al 3. 0 6. 0%、Cr :0. 01 1. 00%,N :0. 0040 0. 0200%，剩余部分包含Fe及不可避免
的杂质。(2)根据(1)所述的切削性优异的低比重锻造用钢，其特征在于，以质量％计进一步含有 V 0. 05 0. 30%,Nb 0. 05 0. 30%,Ti :0. 005 0. 050%中的 1 种或 2 种以上。发明的效果根据本发明，能够提供一种作为汽车部件或其它机械构造用部件具备充分的强度和韧性、并且切削性优异的低比重的锻造用钢。
具体实施例方式本发明中，在加热至一般的锻造加热温度即1200°C的过程、及从1200°C冷却的过程中，从使得一部分钢组织变成奥氏体组织、以及能够确保钢的切削性的观点出发，对钢组成进行了研究。其结果是，发现了用于制成奥氏体组织的C、Mn、Al的最佳含量、以及用于确保切削性的S等的最佳含量。以下，对本发明的钢组成的限定条件进行说明。另外，％表示质量％。C :0.05 0.50%C是为了提高锻造品的强度、并且为了通过拓宽在锻造加热时相变成奥氏体单相的温度区域而能够进行稳定的加工所必须的元素。为了该目的，必须为0. 05%以上，但超过 0. 50%时，由于强度过度上升，延性下降，所以不优选。C的更优选的范围为0. 15 0.45%。Si :0. 01 1. 50%Si若添加0. 01%以上则作为固溶强化元素而发挥作用。大量添加时也具有减少比重的作用。但是，超过1. 50%的添加导致韧性、延性的降低。Si的更优选的范围为0. 05 0. 50%。Mn :3.0 7.0%Mn作为奥氏体形成元素是已知的，在本发明中也是为了在锻造加热时使组织相变成奥氏体而添加的。为了使组织整体或一部分相变成奥氏体，必须为3.0%以上。若Mn量增多，则相应地锻造加热时的奥氏体相变量也增加，但若Mn的含量超过7. 0%，则成为使钢过度强化而切削性降低的原因，所以将其上限设定为7. 0%。P :0. 001 0. 050%P会减少加热时的奥氏体相变量，尽管很少。在一般的制造范围即0.050%以下时，由于其效果所带来的影响较小，所以将其上限设定为0. 050%。此外，从炼钢技术上的制约出发，将下限设定为0. 001%。S :0· 020 0. 200%
5
S在本发明的钢中，其全部在钢中以化合物MnS的形式分散晶析，使切削性提高。 此外，晶析的MnS粒子还具有抑制高温加热时的组织粗大化、提高钢的强度和延性的效果。 为了提高切削性，为了确保必要的MnS粒子，必须添加0. 020%以上的S。另一方面，超过 0. 200%的添加会使MnS粒子粗大化，所以导致韧性的降低。S的更优选的范围为0. 030 0. 100%。Al :3.0 6.0%Al是使钢的比重减少并且使切削性提高的元素。若Al的添加量增加，则与其相应地钢的比重降低。但是，若过量添加，则在加热时完全不会引起奥氏体相变，从常温至液相线温度为止成为铁素体组织，热锻造后的铁素体组织非常粗大化。其结果是，在热锻造时容易产生裂纹或伤痕，此外锻造品的韧性或延性变得非常低。对于用于热锻造的含有V的非调质钢，为了确保至少4%以上的比重减少，必须添加3.0%以上的Al。此外，为了使热锻造后的组织充分微细化而获得优异的韧性、延性，在加热至一般的锻造加热温度即1200°C的过程中，至少组织的一部分必须进行奥氏体相变， 因此，Al量必须为6.0%以下。因此，将Al的含有范围设定为3.0 6.0%。进而，含有上述范围的Al的钢具有提高切削加工时的工具寿命的作用。在金属切削中，已知被切削材料在切削中附着于工具上而脱落，导致切削工具磨损，但是，在本发明的钢中，钢中所含的Al在切削中的工具上形成稳定的保护膜而发挥防止附着的作用，因此认为，工具寿命延长。Cr :0. 01 1. 00%Cr在本发明的钢组成的范围内是固溶强化元素，为了钢强化，添加0.01%以上。 但是，为了抑制成本，限定为1.0%以下。N :0· 0040 0. 0200%N具有形成A1N、防止加热时的组织粗大化并提高韧性、延性的作用。为了防止组织粗大化，至少必须为0. 0040%以上。但是为了获得没有孔隙的健全的铸造组织，将上限设定为 0. 0200% O本发明以具有如上所述的成分组成且剩余部分包含不可避免的杂质的钢为基本， 但也可以进一步选择性地含有V 0. 05 0. 30 %、Nb :0. 05 0. 30 %、Ti :0. 005 0. 050 % 中的1种或2种以上。V、Nb、Ti均形成碳氮化物，防止加热时的组织粗大化。为了获得防止组织粗大化所需量的碳氮化物，V必须添加0. 05%以上，Nb必须添加0. 05%以上，Ti必须添加0. 005% 以上。但是，若大量添加，则碳氮化物粗大化而韧性、延性降低，所以，将各元素的上限设定为 V 0. 30%, Nb 0. 30%, Ti :0. 050%。另外，在将钢加热至一般的锻造加热温度即1200°C前后的过程、以及从1200°C前后冷却的过程中，为了使奥氏体组织的面积率变得更大，优选C、Si、Mn、Al的含量在满足下述(式1)的范围内。-3. 3X % C+0. 2X % Si-0. 31X % Μη+0. 17X % A1+0. 62 ^ 0 (式 1)另外，各元素的系数和常数通过实验来确定。实施例使用真空熔解炉，将含有表1中记载的合金元素、且剩余部分由狗和不可避免的
6杂质构成的钢铸造成150kg钢锭。将这些钢锭加热至1230°C，锻造延伸成剖面尺寸为30mm见方的棒钢，作为试验的起始材。将该起始材的30mm见方的棒钢切断成200mm长度，为了再现热锻造品，在1200°C 的炉中插入20分钟进行均热后，从炉中取出，进行油冷，接着在600°C下进行1小时的回火处理，作为供试材。然后，在供试材的横截面上，测定距离表面7. 5mm深度的位置的维氏硬度，此外，与供试材的长度方向平行地采集拉伸试验片及夏氏冲击试验片(剖面IOX 10mm、 1. 0mmR-2mm深度切口)，测定抗拉强度和常温冲击值。进而，作为钻头切削用，将供试材加工成^X ^X 21mm的试验片。的面与锻造品长度方向水平，将其作为钻头穿孔面。钻头穿孔试验通过使用直径为3. Omm的钻头，以切削速度为1 lOOm/min、输送速度为0. 25mm/reV、突出量为45mm开出9mm深度的孔的方法来进行。切削油剂使用水溶性切削油。钻头工具寿命以累积孔深为IOOOmm为止能够切削的最大切削速度VLlOOO (m/ min)进行评价。将所得到的供试钢的工具寿命与对抗拉强度与供试钢相同的碳钢(S = 0. 050% )调质材进行切削时的工具寿命进行比较，以两者的比来评价。因此，例如比的值为“1. 20”是表示同样穿孔IOOOmm时，供试钢能够以比相同硬度的调质钢快20%的速度进行切削。将以上的测定的结果示于表2中。由表2可知，本发明的钢具有7. 20 7. 44的比重。该比重成为比通常的含V非调质钢的比重例如S55CV的7. 79小约5 7%的比重。此外可知，模仿锻造的处理后的机械性质显示出超过SOOMPa的抗拉强度、超过 700MI^的0.2%屈服强度，对于适用于汽车用行走部件而言具备充分的夏氏冲击值。并且， 以VLlOOO比较的切削性比相同硬度的调质钢优异以上。与此相对照，比较例的钢存在如下所述无法得到所期望的机械性质等问题。C少的钢No. 18、Mn少的钢No. 19的情况下，屈服强度、抗拉强度均降低。此外，切削性与现有钢同等。Si多的钢No. 20的情况下，冲击值变低。Mn多的钢No. 21的情况下， 实现了优异的机械性质，但Mn的合金成本高。P多的钢No. 22及S多的钢No. 23的情况下， 冲击值变低。Cr多的钢No. 24的情况下，屈服强度降低。Al多的钢No. 25的情况下，屈服强度及冲击值降低。N少的钢No. 26、N多的钢No. 27的冲击值均降低。各合金元素的添加量适当、但A值超过O的No. 28的情况下，屈服强度、冲击值降低。C多、S少的钢No. 29的情况下，屈服强度降低，未见到切削性的提高。
权利要求
1.一种切削性优异的低比重锻造用钢，其特征在于，以质量％计含有 C 0. 05 0. 50%,Si 0. 01 1. 50%,Mn 3. 0 7. 0%、P 0. 001 0. 050%,S 0. 020 0. 200%,Al 3. 0 6. 0%,Cr 0. 01 1. 00%,N 0. 0040 0. 0200%,剩余部分包含Fe及不可避免的杂质。
2.一种切削性优异的低比重锻造用钢，其特征在于，以质量％计进一步含有V :0. 05 0. 30%, Nb 0. 05 0. 30%, Ti :0. 005 0. 050%中的 1 种或 2 种以上。
全文摘要
本发明提供一种通过利用热锻造而成型后立刻进行调整冷却而显示出高强度且优异的切削性、比重比通常的锻造用钢材低的锻造用钢，钢的组成含有C0.05～0.50％、Si0.01～1.50％、Mn3.0～7.0％、P0.001～0.050％、S0.020～0.200％、Al3.0～6.0％、Cr0.01～1.00％、N0.0040～0.0200％，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质。
文档编号C22C38/60GK102341517SQ20108001026
公开日2012年2月1日 申请日期2010年4月8日 优先权日2009年4月14日
发明者吉田卓, 高田启督 申请人:新日本制铁株式会社