冷锻性和低渗碳变形特性优良的表面渗碳钢的制作方法
【专利摘要】本发明提供一种在低温下具有低变形阻力和高极限压缩率、从而冷锻性优良的、而且渗碳变形较小的表面渗碳钢；其是冷锻性和低渗碳变形特性优良的表面渗碳钢，其特征在于，含有：以质量％计，C：0.07～0.3％、Si：0.01～0.15％、Mn：0.1～0.7％、P：0.03％以下、S：0.002～0.10％、Al：0.01～0.08％、Cr：0.7～1.5％、Ti：0.01～0.15％、B：0.0005～0.005％、N：0.008％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成；金属组织的65％以上是铁素体相，贝氏体相为15％以下。
【专利说明】冷锻性和低渗碳变形特性优良的表面渗碳钢
[0001] 本申请是申请日为2007年9月28日、中国申请号为200710153141. 7且发明名称 为"冷锻性和低渗碳变形特性优良的表面渗碳钢"的专利申请的分案申请。 【技术领域】
[0002] 本发明涉及冷锻性和低渗碳变形特性优良的表面渗碳钢。 【背景技术】
[0003] 在用于齿轮和轴、CVJ零配件等机械结构件的钢中，通常使用添加了 Cr和Mo的表 面渗碳钢。通过冷锻一切削加工成预定的形状后，采用进行渗碳淬火的工序进行制作。冷 锻因为产品的表皮、尺寸精度良好，而且与热锻相比制造成本较低，成品率也良好，所以将 以前采用热锻制作的零配件转为采用冷锻来制造的倾向增强，采用冷锻一渗碳工序制作的 渗碳零配件的对象近年来正在明显增加。在此，在从热锻到冷锻的转换之际，钢材冷变形阻 力的降低和极限压缩率的提高成为重要的课题。这是因为：前者将确保锻造工具的寿命，后 者将防止冷锻时钢材的开裂。
[0004] 基于这样的目的，例如特开2001 - 329339号公报公开了一种冷锻用表面渗碳钢 的发明，即通过将C量控制在0. 1?0. 4%的范围，并控制B系夹杂物的形状，从而提高了冷 锻性。特开平11 一 335777号公报和特开2001 - 303172号公报公开了另一种冷锻用表面 渗碳钢的发明，即在〇. 1?〇. 3%的C含量范围内，降低Si和Μη量，并通过添加 B来确保淬 透性，进而降低贝氏体分数，由此使冷锻性得以提高。
【发明内容】
[0005] 但是，在迄今为止的发明中，尽管可以冷锻形状较小的齿轮和平齿轮等单纯形状 的齿轮，但当冷锻大的零配件和螺旋齿轮等复杂形状的零配件时，将发生钢材的开裂，从锻 造时的极限压缩率的角度考虑，这还是不够充分的。另外，虽然最近进一步要求降低汽车的 噪音，但必须降低成为其主要原因的齿轮噪音，在迄今为止的发明中，渗碳变形的降低是不 够充分的。本发明的课题在于：提供一种钢材，即在降低冷锻钢材时的变形阻力的同时，还 要与以前的钢材相比大幅度地提高极限压缩率，由此在大的零配件和复杂形状的零配件的 冷锻中，裂纹不发生的冷锻性能优良，而且渗碳时的变形也较小。
[0006] 为提高表面渗碳钢的冷加工性，本
【发明者】首先就降低变形阻力的方法进行了各种 试验，从而获得了如下的见解：降低Si和Μη是很重要的。
[0007] 其次还获得了如下的见解：为用变形阻力不上升的方法弥补因降低这些元素而引 起的淬透性的降低，Β和Cr的添加是有效的。
[0008] 再次还获得了如下的见解：为提高极限压缩率，发现单凭降低变形阻力，有时未必 能够实现，而提高铁素体分数是很重要的。
[0009] 再者，发现通过提高铁素体分数，可以降低渗碳淬火的变形，从而使本发明得以完 成。
[0010] SP，本发明的要点如下： toon] (1) 一种冷锻性和低渗碳变形特性优良的表面渗碳钢，其特征在于：以质量％计， 含有：
[0012] C :0.07 ?0.3%
[0013] Si :0· 01 ?0· 15%
[0014] Mn :0.1 ?0.7%
[0015] P :0.03% 以下
[0016] S :0· 002 ?0· 10%
[0017] A1 :0· 01 ?0· 08%
[0018] Cr :0.7 ?1.5%
[0019] Ti :0· 01 ?0· 15%
[0020] B :0· 0005 ?0· 005%
[0021] N :0. 008%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成；金属组织的65%以上为铁素 体相，贝氏体相为15%以下。
[0022] (2)根据上述⑴所述的冷锻性和低渗碳变形特性优良的表面渗碳钢，其特征在 于：以质量％计，进一步含有Mo :0. 005?0. 3%，Ni :0. 1?4. 5%之中的1种或2种。
[0023] 根据本发明，可以提供一种渗碳钢，在冷锻复杂形状的零配件时，其变形阻力低、 不会产生裂纹，而且渗碳淬火时产生的变形较小，从而可以大幅降低零配件的制造成本，且 大幅度提1?零配件的形状精度。 【专利附图】
【附图说明】
[0024] 图1表示轧制钢材的金属组织的铁素体分数和极限压缩率之间的关系。
[0025] 图2表示精轧后冷却速度和铁素体分数之间的关系。
[0026] 图3表示轧制钢材的硬度和极限压缩率之间的关系。
[0027] 图4表示轧制钢材的硬度和变形阻力之间的关系。
[0028] 图5表示室温变形阻力测量用试验片的形状。
[0029] 图6表示极限压缩率测量用试验片的形状。
[0030] 图7表示贝氏体分数和真圆度之间的关系。
[0031] 图8表示铁素体分数和真圆度之间的关系。 【具体实施方式】
[0032] 本发明就是基于上述的见解而完成的，关于为得到冷锻性和低渗碳变形特性优良 的表面渗碳钢的成分组成，特别是为降低变形阻力，较少地添加 Si :0. 01?0. 15%，Μη : 0. 1?0.7%，进而为抑制变形阻力的上升同时提高淬透性，较多地添加 Cr :0.7?1.5%， 为提高淬透性和增加铁素体分数等，必须添加 B :0. 0005?0. 005% ;此外，关于金属组织， 为同时实现极限压缩率的提高和渗碳淬火变形的降低，通过限制继热轧后进行冷却的速 度，就可以使铁素体相：为65%以上，贝氏体相：为15%以下。
[0033] 以下就本发明进行详细的说明。
[0034] C :0.07 ?0.3%
[0035] C在提供钢所需要的强度方面是有效的元素，但不足0.07%时，不能确保所需要 的拉伸强度，超过0. 3 %时变硬，从而冷锻性劣化，所以C设定为0. 07?0. 3 %。优选为 0. 07 ?0. 25%。
[0036] Si :0· 01 ?0· 15%
[0037] Si是对钢的脱氧有效的元素，同时也是提供钢所需要的强度、淬透性，提高退火软 化阻力有效的元素，但不足0.01%时，其效果是不够充分的。另一方面，超过〇. 15%时，导 致硬度增加，从而使冷锻性劣化。因此，Si设定为0. 01?0. 15%。
[0038] Mn :0.1 ?0.7%
[0039] Μη是对钢的脱氧有效的元素，同时也是提供钢所需要的强度、淬透性有效的元素， 但不足0. 1 %时，其效果不够充分，当超过0. 7%时，则其效果不但达到饱和，而且导致硬度 的上升，以致冷锻性发生劣化。因此，Μη设定为0. 1?0. 7%。优选的Μη的范围是0. 1? 0· 6%。
[0040] P :0.03% 以下
[0041] P少量时是提高钢的变形阻力的元素，应该尽可能地降低其含量。超过0.03%的 含量导致硬度的上升，以致冷锻性发生劣化。因此，P限制在〇. 03%以下。
[0042] S :0· 002 ?0· 10%
[0043] S在钢中形成MnS，其是以由此产生的切削性的提高为目的而添加的，但不足 0.002%时，其效果是不够充分的。另一方面，添加量超过0. 10%时，就会提高冷锻时的裂纹 敏感性，从而使极限压缩率得以降低。因此，S设定为0. 002?0. 10%的范围。
[0044] A1 :0· 01 ?0· 08%
[0045] A1是作为脱氧剂而添加的。不足0.01%时，其效果是不够充分的。另一方面，当 超过0. 08%时，则铝氧化物系的夹杂物增加，成为疲劳破坏起点的机率增加，从而使冷锻性 发生劣化。因此，A1设定为0.01?0.08%的范围。
[0046] Cr :0.7 ?1.5%
[0047] Cr对冷轧时的变形阻力的提高的影响力较小，而且是可以有效地赋予钢以淬透性 的有用的元素。不足0. 7%时，赋予零配件的淬透性不够充分，另一方面，添加量超过1. 5% 时，则渗碳性能劣化。因此，Cr的范围设定为0. 7?1. 5 %。优选的添加范围是0. 9?1. 5 %。
[0048] B :0· 0005 ?0· 005%
[0049] B是以如下的3个方面为目标而添加的。①在棒材和线材轧制时，通过在轧制后的 冷却过程生成硼铁炭化物，增加铁素体的生长速度，从而增加铁素体分数。②固溶B在渗碳 淬火时，赋予钢以淬透性。而且几乎不会提高变形阻力。③固溶B通过提高渗碳材料的晶界 强化，提高作为渗碳零配件的疲劳强度和冲击强度。在添加量不足0.0005%时，上述的效果 是不充分的，当超过0.005%时，其效果达到饱和。因此，B的添加范围设定为B :0.0005? 0. 005%。
[0050] Ti :0· 01 ?0· 15%
[0051] Ti在钢中和N结合而生成TiN，以固定固溶N，由此防止BN的析出。这样，可以确 保所添加的固溶B，发挥B的淬透性。在Ti添加不足0. 01 %时，其效果是不够充分的。另一 方面，超过0. 15%的添加使析出硬化的作用增大，从而损害冷锻性。因此，Ti设定为0.01? 0· 15%。
[0052] N :0.008% 以下
[0053] 如上所述，为了不生成BN而确保固溶B，必须通过添加 Ti而使固溶N成为TiN析 出物，但是，当钢中的N含量超过0. 008 %时，则粗大的TiN增加，有可能导致冷锻时的开裂， 或者也成为疲劳破坏的起点。因此，N限制在0.008%以下。优选的范围是0.006%以下。
[0054] Mo :0· 005 ?0· 3%
[0055] Mo的添加主要带来3个效果。其一是提高钢的淬透性的效果。其二是通过提高对 于零配件使用中的温度上升的软化阻力，来提高表面疲劳强度的效果。第三个是强化渗碳 材料的晶界，从而提高冲击特性的效果。不足〇. 005%时，不能充分地得到这些效果，另一 方面，当添加量超过0.3%时，室温的变形阻力得以提高，从而使冷锻性发生劣化。因此，Mo 的添加范围设定为〇. 005?0. 3%。
[0056] Ni :0.1 ?4. 5%
[0057] 添加的Ni主要带来2个效果。其一是提高钢的淬透性的效果。其二是提高钢的韧 性的效果。不足〇. 1%时，不能充分地得到这些效果，另一方面，添加量超过4. 5%时，室温 的变形阻力得以提高，从而使冷锻性发生劣化。因此，Ni的添加范围设定为0. 1?4. 5%。
[0058] 其次，就作为本发明最重要的技术的金属组织的65%以上是铁素体相的必要性进 行说明。
[0059] 溶解并热轧在 C :0· 07 ?0· 8%、Si:0. 01 ?0· 15%、Μη:0· 1 ?0· 7%、Ρ:0· 03% 以下、S:0. 005 ?0· 10%、Α1:0· 01 ?0· 008%、Cr:0. 7 ?1. 5%、Ti :0· 01 ?0· 15%、Β : 0. 0005?0. 005%、N :0. 008%以下的范围内选择的、余量由铁和不可避免的杂质构成的 各种成分组成的钢，制作Φ 60的棒材。这时，使热精轧制后的800?500°C的温度范围以 0. 1?1°C /秒的速度进行变化。
[0060] 由这些棒材制作如图5所示的尺寸的试验片，在室温下测量变形阻力，求出在变 形为0.5时的应力。另外，制作如图6所示的试验片，在室温下测量了极限压缩率。另一 方面，研究了各水准的棒材的纵断面的金属组织，测量了铁素体分数。另外，也测量了该断 面的HV硬度。再一方面，由棒材制作了 Φ55Χ厚度15的圆片试样，进行950°C X5小时 的渗碳处理，从850°C进行淬火退火，测量了真圆度。真圆度利用市售的真圆度仪根据JIS B0621 - 1984进行测量。
[0061] 如图4所示，如果降低硬度，则变形阻力就会降低，但如图3所示，即使硬度降低， 极限压缩率也不一定降低。但是，如图1所示，如果铁素体分数变大，则极限压缩率提高，其 效果在65%以上时很明显。
[0062] 由图2可知，为使铁素体分数为65%以上，只要使热精轧后的冷却速度为0. 3°C / 秒以下便可以实现。这样的缓冷不是在轧制后置于大气中进行冷却，而是例如可以采取用 带有热源的缓冷盖遮蔽棒材等的方法进行。
[〇〇63] 此外，增加铁素体分数时极限压缩率提高的理由可以推测如下：当铁素体分数增 加时，则珠光体分数减少。一般认为珠光体中的片状渗碳体成为冷锻时开裂的起点。
[0064] 其次，铁素体分数与渗碳淬火后的真圆度之间的关系如图8所示。关于这种现象 可以做如下的推测：当铁素体分数较高时，则珠光体分数变小，但相应地珠光体中的C量增 多，片层渗碳体加厚。为此，在渗碳中进行加热时，为完全地溶解较厚的渗碳体就耗费时间， 在更高温度将转变为Y相。冷锻所积蓄的位错由于越是高温就越容易恢复和合并消失，所 以在Y相变前再结晶就会结束，重新生成晶粒。一般认为通过重新生成晶粒，晶粒的粗大 化便得以抑制。
[0065] 本
【发明者】获得了如下的新见解：当提高铁素体分数时，渗碳淬火时的变形也变小。 由图8可知，铁素体分数为65%以上时，变形降低的效果就较大。
[〇〇66] 根据以上的试验结果，将轧制后的铁素体分数设定为65%以上。
[〇〇67] 其次，说明将贝氏体分数设定为15%以下的理由。
[0068] 如果在热轧后的钢材中混入贝氏体组织，则可能导致渗碳加热时粗大晶粒的发 生。粗大晶粒的发生有可能增大渗碳淬火后的变形，为此进行了以下的试验。
[0069] SP，溶解和热轧在 C :0· 07 ?0· 8 %、Si :0· 01 ?0· 15 %、Μη :0· 1 ?0· 7 %、Ρ : 0· 03% 以下、S :0· 005 ?0· 10%、Α1 :0· 01 ?0· 08%、Cr :0· 7 ?1. 5%、Ti :0· 01 ?0· 15%、 B :0. 0005?0. 005%、N :0. 008%以下的范围内选择的、余量由铁和不可避免的杂质构成的 各种成分组成的钢，使热精轧后的800?500°C的温度范围以0. 1?3°C /秒的速度进行变 化，从而制作出Φ60的棒材。在此，研究了各水准的棒材纵断面的金属组织，测量了贝氏 体分数。另一方面，由棒材制作Φ 56 X厚度15的圆片试样，进行950°C X 5小时的渗碳处 理，从850°C进行淬火退火，测量了真圆度。真圆度采用市售的真圆度仪根据JIS B0621 - 1984进行测量。结果如图7所示。由此可知，当贝氏体分数超过15%时，真圆度显著增大 (离真圆的偏移变形较大）。因此，将贝氏体分数设定为15%以下。贝氏体分数的抑制从改 善冷锻性的角度考虑也是优选的。
[0070] 另外，由上述的试验结果可以确认：为使贝氏体分数为15%以下，通过使热精轧 制后的冷却速度为1°C /秒以下便可以实现。
[0071] 本发明钢虽然是冷锻性能非常优良的钢，但是，当然也可以进行热锻和温热锻造， 本发明钢是可以与多个这样的工序组合而制作零配件的钢。
[0072] 下面通过实施例进一步详细说明本发明，但这些实施例并不具有限定本发明的性 质，根据上述、后述的要旨进行设计变更的都包含在本发明的技术范围内。
[0073] 实施例1
[0074] 溶解如表1所示的钢并进行热轧，以制造 Φ 55的棒材。在此，以各种水准的热精 轧后800?500°C温度范围的冷却速度进行制造。以硝酸乙醇腐蚀液对热轧后的棒材的纵 断面的金属组织进行浸蚀，之后进行了基于光学显微镜的观察，从而对铁素体分数和贝氏 体分数进行了测量。制造图5所示的室温变形阻力测量用试验片，在室温下测量了变形阻 力，以求出变形〇. 5时的应力。另外，制作图6所示的极限压缩率测量用试验片，在室温下测 量了极限压缩率。另一方面，由棒材制作Φ52Χ厚度15的圆片试样，进行950°C X5小时 的渗碳处理，从850°C进行淬火退火，测量了真圆度。真圆度采用市售的真圆度仪根据JIS B0621 - 1984进行测量。
[0075] 试样编号1到9是本发明例，均具有优良的低变形阻力和优良的极限压缩率。试 样编号10到19是比较例。试样编号10是由于Si较高而超过了本发明范围、因而变形阻 力增高的实例。试样编号11是由于Μη较高而超过了本发明范围、因而变形阻力增高的实 例。试样编号12是由于C较高而超过了本发明范围、因而变形阻力增高的实例。试样编号 13是由于Ti较高而超过了本发明范围、因而变形阻力增高、极限压缩率降低的实例。试样 编号14是由于N较高而超过了本发明范围、因而生成粗大的TiN、极限压缩率降低的实例。 试样编号15是JIS SCr420,由于Si、Mn、Ti、B、N含量与本发明范围不同而变形阻力增高的 实例。试样编号16是JIS SCM420,由于Si、Mn、Ti、B、N含量与本发明范围不同而变形阻力 增高的实例。试样编号17是JISSNCM815,由于Si、Mn、Ti、B、N含量与本发明范围不同而变 形阻力增高的实例。试样编号18虽然成分在本发明的范围内，但由于铁素体分数偏离本发 明范围，因而变形阻力尽管较低，而极限压缩率和渗碳后的真圆度发生劣化的实例。试样编 号19虽然成分在本发明范围内，但由于铁素体分数和贝氏体分数偏离本发明的范围，因而 变形阻力、极限压缩率和渗碳后的真圆度发生劣化的实例。
[0076] 表1钢材的成分（mass)
[0077]
【权利要求】
1. 一种冷锻性和低渗碳变形特性优良的齿轮用表面渗碳钢，其特征在于：以质量％ 计，含有： C :0· 07 ?0· 3%、 Si :0. 01 ?0. 15%、 Μη :0· 1 ?0· 7%、 Ρ :0. 03% 以下、 S :0. 002 ?0. 10%、 Α1 :0· 01 ?0· 08%、 Cr :1· 00 ?1. 5%、 Ti :0. 01 ?0. 15%、 B :0· 0005 ?（λ 005%、 Ν :0. 008%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成；金属组织是铁素体相为65%以上、 且不含有贝氏体相的铁素体-珠光体组织。
2. -种冷锻性和低渗碳变形特性优良的齿轮用表面渗碳钢，其特征在于：以质量％ 计，含有： C :0· 07 ?0· 3%、 Si :0. 01 ?0. 15%、 Μη :0· 1 ?0· 7%、 Ρ :0. 03% 以下、 S :0. 002 ?0. 10%、 Α1 :0· 01 ?0· 08%、 Cr :1· 00 ?1. 5%、 Ti :0. 01 ?0. 15%、 B :0· 0005 ?（λ 005%、 Ν :0. 008% 以下， 且进一步含有Mo :0. 005?0. 3%、Ni :0. 1?4. 5%之中的1种或2种，余量由Fe和不 可避免的杂质构成；金属组织是铁素体相为65%以上、且不含有贝氏体相的铁素体-珠光 体组织。
【文档编号】C22C38/60GK104099535SQ201410260744
【公开日】2014年10月15日 申请日期:2007年9月28日 优先权日:2007年9月28日
【发明者】斋藤肇, 越智达朗 申请人:新日铁住金株式会社