成型性与渗氮特性优良的渗氮钢及其冲压成型制品的制作方法

专利名称：：成型性与渗氮特性优良的渗氮钢及其冲压成型制品的制作方法
技术领域：
：本发明领域本发明涉及成形性与渗氮特性优良的渗氮钢及用该钢材制造的冲压成形制品，它的加工性、特别是可深冲性与耐磨损性优良，它用于要求具有耐磨损性、疲劳强度与抗咬死性的零部件如工具、机械结构的零部件及汽车零部件。本发明背景工具、机械结构的零部件及汽车零部件等要求具有耐磨损性、疲劳强度与抗咬死性。因此，一般使用一种称为渗氮的方法，通过使氮渗入钢中来生产表面硬度和内部硬度都很高的零部件(薄钢板的成形制品除外)。由于这种用于上述零部件的钢(例如，日本专利公开公报Nos.59-31850与59-50158)含有大量的促进渗氮作用的元素，所以这种钢材强度高但难以加工。结果，通过磨削使钢条等钢产品成形，然后渗氮使其具有高硬度。因此，这种钢材成形既费时成本又高。另一方面，冲压成形是一种易行且成本低廉的成形方法，通过对薄钢板如低碳钢薄板与极低碳钢薄板(即日本专利公开公报No.44-18066)应用上述方法可以生产冲压成形制品。尽管能够使具有必需形状的钢零部件成形，但无法制造出具有高表面硬度的钢零部件，表面硬度高对于耐磨损性、疲劳强度与抗咬死性各种性能而言是十分重要的。如上所述，不可能通过常规方法来生产既易于成形又具有所要求的高表面硬度的冲压成形制品。二者性能的兼容性是需要解决的一个问题。在这种常规技术中，为使钢材成形进行研磨十分费时而且成本高。即使当使用易于磨削的易切削的钢材时，将钢条磨削成所必需形状的成形程序也是十分费时而且成本极高。如果采用钢板、尤其是薄钢板经常用的成形法，例如冲压成形与弯曲加工方法时，能够极大地降低使钢零部件成形有关的成本，还能显著地提高生产效率。因此，强烈地要求通过低成本成形法如冲压加工与弯曲加工等能使其成形并具有优良渗氮特性的薄钢板，换句话说，希望通过渗氮提高硬度的钢板。本发明的意图是解决上述各种问题。本发明的一个目的是，提供一种能够使用冲压加工与弯曲加工的成形方法的成形性、特别是可深冲性优良而且渗氮特性也优良的渗氮钢。本发明的第二个目的是，提供一种经济性与生产率优良而且加工性与耐磨损性都优良的上述钢材的冲压成形制品。本发明的第三个目的是，提供一种表面硬度至少为400(HV)与极限拉延比(limitinglrawingratio)至少为1.9的冲压成形制品。发明的公开本发明是基于下述技术发现而完成的，该发现是对薄钢板进行深冲加工之类的冲压加工在钢板中形成适当数量的位错。该位错能促使氮扩散与氮化物形成，从而能短时间内在钢板表面上形成所要求深度的氮化物硬化层。在本发明中，基于在各种零部件生产期间的形状根据成形的困难程度及所需强度的情况，将要使用的钢分级成含有0.01～0.08重量％C的高C含量钢与含有0.0002～0.0100重量％C的低C含量钢。然后根据任何已分级的钢规定化学成分，对所得薄钢板进行冲压成形与渗氮处理。通过上述方法，能使该高C含量钢具有至少1.9的极限拉延比(圆盘形钢材(坯件)的直径与深冲成形期间发生断裂时的杯形底极限内直径之比(LDR))，并且表面以下30μm处具有至少400(HV)硬度。而且，通过上述方法，能使该低C含量钢具有至少2.0的极限拉延比(LDR)以及至少400(HV)的硬度。也就是，本发明的高C含量钢是一种成形性与渗氮特性优良的渗氮钢，它包含(以重量为基础)C0.01～低于0.08％、Si0.005～1.00％、Mn0.010～3.00％、P0.001～0.150％、N0.0002～0.0100％、Cr0.15以上～5.00％、Al0.060以上～2.00％、选自Ti0.01％～低于4C[％]，V0.010～1.00％中的1种或2种元素，其余是Fe和不可避免的杂质。本发明还涉及使上述钢材制得的薄钢板冲压成形的成形体的至少一面上具有硬质氮化物层的成形制品。本发明的薄钢板用于例如机械结构零部件这类要求具有高强度的零部件，和/或通过成形易于得到某种形状的零部件。此外，本发明的低C含量钢是一种成形性与渗氮特性优良的渗氮钢，它包含(以重量为基础)C0.0002～低于0.0100％、Si0.005～1.00％、Mn0.010～3.00％、P0.001～0.150％、N0.0002～0.0100％、Cr0.80以上～5.00％、作为渗氮元素群含有V0.10以上～1.00％、Al0.10以上～2.00％与Ti0.010％～1.00％中的一种或二种以上，根据需要还可含有Nb0.005～0.060％或B0.0005～0.0050％，其余是Fe和不可避免的杂质。本发明还涉及使上述钢材制得的薄钢板冲压成形的成形体的至少一面上形成硬质氮化物层的成形制品。本发明的薄钢板用于不特别要求具有高强度、和/或具有成形困难的形状的零部件。附图的简要说明图1是表示Ti浓度与为获得400(HV)表面硬度的渗氮时间比(当Ti＝0％时，时间比为1)之间相互关系的曲线。图2是表示V浓度与为获得400(HV)表面硬度的深度之间相互关系的曲线。优选实施方案的详细说明首先，通过参考高C含量钢对本发明进行详细说明。为保证钢板或薄钢板的成形性，该钢材包含以下各自范围的各种元素。C是一种影响钢成形性的元素，该成形性随着其含量增加而降低.此外，当该含量高时，添加其它元素会促使成形性恶化。因此，C含量被规定小于0.08％。而且，由于C含量小于0.01％时用于机械设备的钢强度不够，所以C含量的下限被规定为0.01％。添加Si可改进钢材的成形性，但当Si含量小于0.005％时，生产这种钢材的成本明显增加，结果是不经济的。因此，Si含量的下限被规定为0.005％。由于Si含量超过1.00％时该钢材不能获得高的成形性，所以Si含量的上限被规定为1.00％。Mn类似于Si，向钢材中添加Mn可改进它的成形性。然而，当Mn含量小于0.010％时，生产这种钢材的成本明显增加，结果是不经济的。因此，Mn含量的下限被规定为0.010％。由于Mn含量超过3.00％时该钢材不能获得高的成形性，所以Mn含量的上限被规定为3.00％。P是一种增强钢材强度而不削弱成形性的元素，按照钢材的强度级别添加P，但当P含量小于0.001％时，生产这种钢材的成本明显增加，结果是不经济的。因此，P含量的下限被规定为0.001％。由于当P含量超过0.150％时出现二次加工脆裂的问题，所以它的上限被规定为0.150％。N，为保证钢材的成形性，较低的N含量比较好。但当N含量小于0.0002％时生产这种钢的成本明显增加而且结果不经济，因此，它的下限被规定为0.0002％。当N含量超过0.0100％时钢材的成形性恶化，所以它的上限被规定为0.0100％。通过添加上述元素可以提供具有拉延比至少为1.9的深冲特性的钢材。用于提高渗氮特性的促进渗氮的元素类包括Cr、Al、Ti与V。如果添加量少则不能提高渗氮特性，所以需要规定它们的下限。如果添加量多则成形性恶化该钢材实际上不能使用，所以也需要规定它们的上限。Cr是一种对渗氮硬化非常重要的元素。当Cr含量低于0.15％时渗氮导致的钢材硬度增加量小，所以Cr含量被规定大于0.15％。当Cr含量超过5.00％时该钢材的成形性恶化，所以它的上限被规定为5.00％。Al，通常作为一种脱氧元素而添加，它能防止出现诸如气孔的缺陷。因此，要求其添加量至少为0.005％。Al对于N具有极大的亲和力，它是使氮化物层的表面层极大硬化的元素。在本发明中为增强渗氮特性，当添加的Al量小于0.060％时是不能令人满意的，因为渗氮导致的硬度增加量小。因此，本发明钢含有超过0.060％数量的Al，优选至少为0.080％。此外，当Al含量超过2.00％时该钢材的成形性恶化，所以它的上限被规定为2.00％。Ti和V与规定的Cr和Al一起添加，从而通过渗氮使钢材硬度显著提高。Ti是一种比Cr与Al更能强烈地形成氮化物的元素，即使当渗氮时间很短它也是一种强有力地促进渗氮的元素。在短时间内进行处理，该钢材也能获得表面硬化层。当Ti含量小于0.010％时渗氮导致的钢材的硬度增加量小，所以它的下限被规定为0.010％。此外，Ti是一种能强烈形成碳化物的元素，当Ti含量4倍于C含量(4C[％])时，钢中的全部C原子形成了粗淀析物，会降低晶界强度。结果该钢锭非常容易在浇铸和热轧期间产生裂纹。因此，Ti含量的上限被规定为小于4倍C含量(4C[％])。也就是，由于Ti形成碳化物的TiC，所以Ti含量被规定如下C＞(12/48)Ti。通过以下各种实验将十分清楚在短时间内添加Ti对渗氮的作用。通过熔炼制取如表1中所示化学成分的钢，按常规方法连续浇铸获得扁锭。在加热炉内将该钢锭加热到1200℃，以910℃以上的精轧温度进行热轧。该热轧钢在600℃卷取、酸洗、以80％的压下率进行冷轧以及在800℃再结晶退火60秒以获得冷轧薄钢板。使用该冷轧薄钢板，以1.9的极限拉延比制取成形制品。将该成形制品作为试件，进行试验以得到随渗氮时间的形成表面硬化层的容易程度(渗氮快速性)。在制取试件以后，在570℃于NH3与吸热型气体的混合气体氛围中进行渗氮(渗氮时间不同)并进行油冷却。使用显微维氏硬度计测量试件各面上的表面硬化层的硬度(HV)。从该测量结果确定为得到400(HV)表面硬化层所必需的渗氮时间，从渗氮时间与Ti＝0时的渗氮时间之比来评价渗氮的快速性。所得结果示于表1和图1中。从表1和图1可清楚地看出，同Ti含量为0％的钢比较，对Ti添加量至少为0.01％并且小于4倍C含量的钢进行渗氮，能够在短的处理时间内得到与Ti含量为0％的钢相同硬度的表面硬化层。因此，从该结果来看，不用说该钢材的渗氮快速性是优良的。</tables>备注S.No.＝样品号*1为了得到表面硬度为400(HV)所必需的渗氮时间(当Ti＝0％时，该时间为1)V促进N在钢中扩散，使N渗入钢内部在钢表面上形成厚氮化物层。当V含量小于0.010％时渗氮导致的硬度增加量不大，所以V含量的下限被规定为0.010％。当V含量超过1.00％时该钢材的成形性恶化，因此它的上限被规定为1.00％。此外，V是一种形成碳化物的元素，使钢中的碳原子淀析而削弱晶界强度。结果，尽管同添加Ti时的钢比较形成裂纹的程度并不严重，但该钢锭仍然倾向于产生裂纹。因此，V含量不大于5.67倍C含量(5.67C[％])，也就是，由于V形成碳化物的V4C3，优选C＞(12/51)×(3/4)×V。通过以下实验来研究上述V添加剂对渗N的作用，在该实验中测定表面硬化层具有400(HV)硬度的表面以下的深度。通过熔炼制取具有表2所列化学成分的钢，通过表1相同的方法制取冷轧薄钢板。由此制得与表1相同的成形制品，进行试验以测定渗氮表面硬化层的硬化深度。制取试件，在570℃于NH3气体与吸热型气体的混合气体氛围中渗氯4小时，随后对试件进行油冷却。使用显微维氏硬度计测量表面硬化层的硬度(HV)，确定表面以下可获得400(HV)处的深度范围。将以μm为单位的深度作为表面硬化深度的度量标准。所得结果示于表2和图2中。从表2与图2可清楚地看出，向其中添加至少0.01％V的这些钢都具有深的表面硬化层，因此，渗氮导致的硬化深度特性也是优良的。表2备注S.No.＝样品号*2表面硬化深度(μm)在本发明中Ti与V是选择性元素。然而，即使当V的添加量低于本发明的范围并且具有400(HV)硬度的表面氮化层的表面深度也小于250μm的情况下，通过添加本发明规定范围内的Ti仍然能够在短时间内对该钢材进行渗氮，因此，可以使用短渗氮炉。此外，即使当Ti的添加量低于本发明规定的范围并且渗氮速率也小(例如，使用长渗氮炉)的情况下，通过添加本发明规定范围内的V仍然能够得到距离上述表面渗氮层的表面为250μm以上的足够深的钢板。也就是可以自由地选择所希望的渗氮速率和所希望的渗氮深度。当在短时间内形成足够深的渗氮层时，必然地要添加本发明范围内的Ti与V。由以下公式表示与C有关的最佳上限值C＞(12/48)×Ti＋(12/51)×(3/4)V参考低C钢对本发明进行详细说明。为保证本发明薄钢板的成形性、特别是可深冲性，该钢材含有以下范围的各元素。C是一种影响钢材可深冲性的元素，当C含量增加时钢材的可深冲性恶化。而且如果C含量高，添加其它元素时会促使可深冲性的恶化。所以，C含量低于0.0100％。此外，当C含量低于0.0002％时，该钢材高净化处理的成本增加，结果生产成本极高因而不经济。因此，C含量的下限被规定为0.0002％。Si含量低于0.005％时生产钢材的成本极高而且不经济，所以Si含量的下限被规定为0.005％。Si含量超过1.00％时不能获得良好的可深冲性，所以Si含量的上限被规定为1.00％。Mn含量低于0.010％时生产钢材的成本很高因而不经济，所以Mn含量的下限被规定为0.010％。Mn含量超过3.00％时不能获得良好的可深冲性，所以Mn含量的上限被规定为3.00％。P是一种增强钢材强度而不削弱可深冲性的元素，它是按照钢材的强度级别来决定添加量的，但当P含量低于0.001％时生产这种钢材的成本很高而且不经济。因此，P含量的下限被规定为0.001％。当P含量超过0.15％时出现二次加工脆裂的问题，所以P含量的上限被规定为0.150％。N，为保证钢的成形性，低N含量比较好。然而，当N含量低于0.0002％时生产这种钢的成本很高而且不经济，所以它的下限被规定为0.0002％。而0.0100％时该钢材的可深冲性恶化，所以它的上限被规定为0.0100％。此外，本发明的钢材可含有至少0.005％～0.060％数量的Nb作为一种提高深冲性的元素。Nb可在钢中生成很细的碳化物、氮化物与碳氮化物，可防止由于同溶C与N的存在而引起的深冲性的恶化。因此，向钢中添加Nb。当Nb含量低于0.005％时Nb使C与N淀析和固定的作用不明显，所以Nb含量的下限被规定为0.005％。当Nb含量超过0.060％时钢材的深冲性恶化，所以它的上限被规定为0.060％。本发明的钢可含有至少0.0005％但不超过0.0050％数量的B作为一种防止二次加工脆裂的元素。添加B可增强由于C含量低而被削弱的晶界强度，还能防止二次加工脆裂。B含量低于0.0005％时B对防止二次加工脆裂的作用不明显，所以B含量的下限被规定为0.0005％。当B含量超过0.0050％时钢材的可深冲性恶化，所以它的上限被规定为0.0050％。此外，由于B与氮化物的亲和力很强，以本发明中所用钢材的成分范围含有氮化物形成元素的钢中，B不防害钢的渗氮特性，并可进一步提高钢材的渗氮特性。通过以下实验可以得到B的添加量范围。使用将在以后叙述的实施例2中制取的冷轧薄钢板的一部分，进行二次加工脆裂试验。在进行该试验中，首先以1.9的拉延比制取杯状物(一次加工)，然后推压锥形冲头以扩展该杯形物的周边(二次加工)。当具有明显脆裂倾向的钢材进行二次加工时，形成纵向袭纹。用该裂纹的发生率来评价钢材的二次加工脆裂性能。所得结果概括在表3中。从表3可清楚地看出，对于添加了B的钢材来说，二次加工脆裂而产生的纵向裂纹的发生率下降，因此，该钢材具有高抗裂纹产生(由于二次中工脆裂而引起)性。此外，表3中的各样品号相应于表8(1)～表8(6)中的各样品号。表3</tables>备注S.No.＝样品号C#以ppm为单位的c含量*○纵向裂纹的发生率0％，○0～10％，×至少10％作为增强钢材渗氮特性的各种促进渗氮的元素，同低C含量钢情况相同，它们是Cr、V与Ti。Cr是一种在渗氮硬化钢材中非常重要的元素。当Cr含量低于0.80％时渗氮导致的钢材硬度增加量小，所以必须规定该钢材的Cr含量超过0.80％。当Cr含量超过5.00％时该钢材的可深冲性恶化，因此Cr含量的上限被规定为5.00％。通过添加Al、V与Ti以及预定量的Cr而使渗氮导致的硬度增加量十分显著。通常添加Al作为一种脱氧元素以防止产生气孔一类的缺陷，要求Al添加量至少为0.005％。当Al被用作脱氧元素时，Al含量的下限为0.005％。然而，由于Al是一种与氮的亲和力极强并能极大地硬化氮化物层表层的元素，当Al含量低于0.10％时渗氮导致的该钢材硬度增加量不明显。因此，增强渗氮特性的Al含量下限被规定为大于0.10％。当Al含量超过2.00％时该钢材的可深中性将要恶化，因此它的上限被规定为2.00％。V，由于能促使N扩散使N渗入钢材内部，因而可在钢表面上形成厚氮化物层。当V含量低于0.10％时渗氮导致的钢材硬度增加量不明显，所以V含量的下限被规定大于0.10％。当V含量超过1.00％时该钢材的可深冲性将要恶化，所以V含量的上限被规定为1.00％。Ti，由于容易引起氮化物的核心生成，所以即使处理时间短Ti也是一种强有力地促进渗氮作用的元素。因此，在短时间内可以得到表面硬化层。当Ti含量低于0.010％时渗氮导致的硬度增加量不大，所以Ti含量的下限被规定为0.010％。当Ti含量超过1.00％时钢材的可深冲性将要恶化，所以Ti含量的上限被规定为1.00％。当添加Ti以提高钢材的可深冲性时，优选Ti含量至少为0.005％。由以下实验显示出Ti是一种能够缩短渗氮时间的强有力的渗氮元素。通过熔炼制取具有表4所示化学成分的钢，通过表1中同样方法制取冷轧薄钢板。以1.9的极限拉延比用该冷轧薄钢板制取冲压成形制品。将该成形制品用作试件，进行试验以测定随渗氮时间的表面硬化层形成的容易程度(渗氮快速性)。在制取试件以后，在570℃于NH3与吸热型气体的混合气体氛围中进行不同时间的渗氮，随后进行油冷却。使用显微维氏硬度计测量表面硬化层的硬度(HV)。从该结果确定为使表面硬化层得到400(HV)硬度所必需的渗氮时间，用该时间与该钢材含0％Ti的时间之比来评价渗氮快速性。该结果被概括在表4中。从表4可清楚地看出，可在短时间内对添加0.01％Ti的钢材进行渗氮都能生成具有相同硬度的表面硬化层，因此，该钢材的渗氮快速性也是优良的。从而，如果向钢中添加至少0.010％的Ti，就能够在少于0.35的时间(当Ti＝0％时，时间为1)内形成具有所希望硬度的表面硬化层。因此，可以缩短渗氮时间，从而可以获得极为显著的工业效果。如上所述可以调节钢材的化学成分。当强烈地需求可深冲性时，使C含量至少为0.0002％但小于0.0100％，为了使C与N析出和固定，希望添加的Ti量至少为{(48/12)×C[％]＋(48/14)×N[％］｝，或者0.8倍{(93/12)×C[％]＋(93/14)×N[％]}数量的Nb，或者在混合添加Ti与Nn的情况下，当添加的Ti量少于{(48/12)×C[％]＋(48/14)×N[％]}时，则希望添加至少0.8×(93/12)×C[％]×{1－Ti[％]－(48/14)×N[％]}数量的Nb。以下将说明本发明的制造方法。作为制造具有上述成分薄钢板的方法，在铸造以后可以选择任何加热与轧制条件。当进行热轧时，对热轧前的方法和热轧方法没有特别限定。然而，优选在至少500℃温度卷取该薄钢板以提高可加工性。当要求钢板的厚度精确性和加工性时，还希望在其后以至少50％的压下率对该薄钢板进行冷轧。尽管该薄钢板以至少50％的压下率进行冷轧可获得高成形性，更希望该薄钢板以至少70％的压下率进行冷轧。随后对该薄钢板进行再结晶退火。该薄钢板既可以通过闭箱退火也可以通过连续退火方式进行退火。尽管对退火条件没有特别要求，但最好在再结晶温度以上和不产生粗晶粒的900℃的温度以下对该薄钢板进行退火。其后，本发明的薄钢板可以安全地进行各种操作如调质冷轧、涂油与涂固体润滑油，以便提高该薄钢板的加工性和加工后美化外观。对已制得的热轧薄钢板或冷轧薄钢板进行深冲等之类的冲压成形，从而可在其中产生适量的位错。通过深冲等加工而产生的位错可促使N扩散与氮化物形成，并在短时间内获得氮化物硬化层。此外，所得薄钢板由于存在硬化层而几乎不会产生裂纹，该薄钢板的疲劳强度和抗咬死性也显示出提高。本发明成形性，取决于成形制品的形状，有关的操作除深冲加工外，还有能产生适量位错的弯曲加工、压薄加工、冲切加工等。当成形制品形成具有预定形状后施以渗氮处理，则可在成形制品的薄钢板表面上形成硬质氮化物层。此外，本发明中所说的硬质氮化物层是指表面层的氮化合物层，或氮化合物层和在薄钢板内部形成的硬质N扩散层。有各种各样的渗氮处理，例如气体渗氮、气体软渗氮、盐池软渗氮、离子渗氮、酸渗氮和浸硫渗氮。只要在表面层上形成硬质氮化物层就可以使用这些处理中的任何一种方法。可以适当地变化处理时间以便能够获得必需的氮化物层深度。此外，通过任何方法如磨削可以安全地缩减所得表面氮化物层(化合物层)的厚度，以便能调整该层厚或表面粗糙度。当硬质氮化物层具有至少约400(HV)维氏硬度时，该氮化物层的硬度是令人满意的。尽管硬度上限并不受到限制，但现代渗氮技术的硬度上限约为1500(HV)。此外，尽管其中氮化物浓集的硬质层(扩散层)厚度至少为10μm时是有效，但仍希望该硬质层具有至少200μm以厚度的稳定地显示出进一步的效果。以下示出上述生产方法的优选具体实施例。通过熔炼制取具有本发明化学成分的钢，通过常规连续浇铸法将该钢铸成扁锭。在加热炉内将该钢锭加热到1000～1300℃温度，以700～1000℃的精轧温度进行热轧，在室温～850℃温度进行卷取以获得热轧薄钢板。如果需要的话，对该薄钢板进行酸洗，以至少30％的压下率进行冷轧，将该薄钢板保持在600～900℃温度进行1～300秒的再结晶退火以获得冷轧薄钢板。以至少1.9的拉延比对热轧或冷轧薄钢板进行深冲。对成形制品清除油渍，在NH3与吸热型气体的混合气体氛围中于450～650℃温度进行0.1～100小时渗氮，进行冷却以获得具有至少400(HV)表面硬度的部件。以下叙述这样一种实验，在该实验中通过本发明的深冲成形法制取的成形制品同作为比较例的通过研磨制取的成形制品在表面硬度方面进行比较。通过熔炼制取具有表5所示化学成分的钢，按常规方法连续浇铸成扁锭。在加热炉中将该钢锭加热到1200℃，以至少910℃的精轧温度进行热轧。并在700℃进行卷取。对该热轧钢板进行酸洗，以80％的压下率进行冷轧，在800℃进行60秒的再结晶退火以获得具有1.2mm厚度的冷轧薄钢板。从冷轧薄钢板上切下直径为60mm的圆(坯料)，以2.0的拉延比进行冲压成形，以获得杯形深冲成形制品。另一方面，从相同钢锭上切下一块钢坯，进行研磨以获得具有相同形状的杯形部件。从而制取对比成形制品。在NH3与吸热型气体的混合气体氛围中于570℃对这些成形制品进行30分钟的渗氮，并进行油冷却。用该制品表面以下30μm处使用显微维氏硬度计测量的硬度来评价各成形制品的渗氮特性。所得结果概括在表5中，从表5可清楚地看出，本发明的冲压成形制品同对比冲压成形制品比较，前者都具有硬质表面氮化物层，因而本发明的冲压成形制品也具有优良的渗氮特性。备注S.No.＝样品号C#以ppm为单位的c含量*1在该表面硬化层内为得到硬度为400(HV)所必需的时间比(当Ti＝0％时，时间为1)表5表5(续此外，进行下述实验以调查本发明深冲冲压成形制品表面上的氮化物层对耐磨损性的影响。通过熔炼制取具有表5所示化学成分的钢，按常规方法连续浇铸将其铸成扁锭。在加热炉内将该钢锭加热到1250℃。以至少910℃的精轧温度进行热轧，并在530℃进行卷取。对该热轧薄钢板进行酸洗，以75％的压下率进行冷轧，在780℃进行40秒的再结晶退火，以获得厚度为1.8mm的冷轧薄钢板。从该冷轧薄钢板上切下直径80mm的圆片(坯料)，以2.0的拉延比进行冲压成形，以获得杯形深冲成形制品。在NH3与吸热型气体的混合气体氛围中于570℃对所得冲压成形部件进行4小时渗氮，并进行油冷却。从各试件底部切下10mm×10mm大小的试件，从而制得两面上都具有硬质氮化物层的试件。此外，在渗氮期间将一部分杯形部件的开口部分封闭，使内表面不暴露在NH3与吸热型气体的混合气体氛围中。结果，仅在杯形部件的外表面上形成了硬质氮化物层。从而制得只在一面上具有硬质氮化物层的试件。以恒定负载下向这些试件推挤旋转研磨板，对该试件施加旋转研磨直到该试件的厚度减少0.1mm为止。用研磨板旋转的总次数来评价各试件的耐磨损性。所得结果被概括在表6中。从表6中比较例与实施例之间的对比可看出，具有硬质氮化物层的本发明冲压成形制品也具有优良的耐磨损性。表6备注S.No.＝样品号#T.R.N.＝总旋转数1*在两面上都具有氮化物层的成形制品2*在一面上具有氮化物层的成形制品3*没有氮化物层的成形制品至少107倍，o103～小于107倍，×小于103倍如同以上说明的那样，本发明的深冲成形制品都具有高表面硬度和优良的耐磨损性。实施例实施例1通过参考各实施例对本发明进行具体说明。通过熔炼制取具有表7(1)所示化学成分的钢，按常规方法连续浇铸将其铸成扁锭。在加热炉内将该钢锭加热到1200℃，以至少910℃的精轧温度进行热轧，在表7(2)列出的温度下进行卷取，随后进行酸洗以获得热轧薄钢板。以表7(2)中所示压下率对该热轧薄钢板进一步进行冷轧，并在800℃进行60秒的再结晶退火以获得冷轧薄钢析。从该热轧薄钢板和冷轧薄钢板上切下直径各为60mm的圆片(坯料)，以1.9或2.0的拉延比进行冲压成形以获得杯形部件。组合使用具有各种直径的冲头和冲模对该杯形部件进一步成形，以便求出各试样的极限拉延比(LDR)。另外再制取各个试件，清除油渍，在NH3与吸热型气体的混合气体氛围中于570℃加热4小时进行渗氮，并进行油冷却。使用显微维氏硬度计测量表面以下30μm处的硬度(HV)来评价各试件的渗氮特性。所得结果示于表7(1)和表7(2)中。从表中对比钢与本发明钢之间的比较可清楚地看出，本发明钢的深冲制品具有优良的成形性，并形成硬质表面氮化物层，渗氮特性优良。此外，从具有相同渗氮层硬度的对比钢与本发明钢之间的对比可看出，本发明钢都显示出具有大的极限拉延比，因此，它们的成形性极为优良。实施例2通过熔炼制取具有表8(1)～8(3)所示化学成分的钢，并按常规方法连续浇铸将其铸成扁锭。在加热炉内将该钢锭加热到1200℃，以至少910℃的精轧温度进行热轧，在表8(4)～8(6)所示卷取温度下进行卷取，随后进行酸洗以获得热轧薄钢板。以表8(4)～8(6)所示压下率对该热轧薄钢板进一步进行冷轧，并在800℃进行60秒的再结晶退火以获得冷轧薄钢板。从该热轧薄钢板和冷轧薄钢板上切下直径各为60mm的圆片(坯料)，以2.0或2.1的拉延比进行冲压成形以获得杯形部件。组合使用具有各种直径的冲头和冲模使该杯形部件进一步进行成形，以便求出各样品的极限拉延比(LDR)。另外制取各个试件，清除油渍，然后在NH3与吸热型气体的混合气体氛围中于570℃加热4小时进行渗氮。并进行油冷却。使用显微维氏硬度计测定表面以下30μm深处的硬度来评价各试件的渗氮特性。所得结果示于表8(4)～8(6)中。从该表中对比钢与本发明钢之间的比较可清楚地看出，本发明钢之具有硬质氮化物层的冲压成形制品都具有优良的冲压成形性和耐磨损性。此外，从具有相同渗氮层硬度的对比钢与本发明钢之间的对比可看出，本发明钢都显示出具有大的极限拉延比，因此，它们也具有优良的可深冲性。表7(2)表7(2)(续)</tables>备注*本发明钢#对比例钢○可成形的薄钢板，×不可成形的薄钢板表8(1)备注S.No.＝样品号*本发明钢**以ppm为单位的c含量本实用新型是在原150mm口径水表作了较大改进，叶轮盒，减速齿轮传动比，弓形夹板，上下夹板连接等作了改进，对叶轮，叶轮盒等的尺寸改小，这样壳体也随之缩小许多，经改进了的水表，重量轻、节省材料。成本降低，将为大受用户欢迎。表8(4)</tables>表8(4)(续)备注*本发明钢○可成形的薄钢板表8(5备注*本发明钢○可成形的薄钢板表8(6)</table></tables>表8(6)(续)样品号热轧薄钢板冷轧薄钢板LDRHvLDRHv61*2.214652.2346662*2.157622.1676563*2.148102.1681164*2.129042.1390865*2.165332.1953666*2.138912.1489867*2.128622.1487668*2.119332.1394569*2.165422.1958670*2.128982.1590171*2.128712.1487572*2.119452.1395673*2.184562.2147874*2.119012.1390675*2.204582.2249076*2.119102.1391277#1.827701.8477278#1.877711.8977179#1.916551.9364980#1.848271.8781581#2.153552.1736082#1.933641.99368</table></tables>备注*本发明钢#对比例钢○可成形的薄钢板，×不可成形的薄钢板工业利用的可能性本发明能够提供一种具有高渗氮特性和优良可深冲性的薄钢板。能够在短渗氮时间内使用短渗氮炉在所希望的深度上对该钢板有效地进行渗氮。因此，该薄钢板具有极高的生产率。此外，由于能够用本发明的冲压成形制品生产具有耐磨损性、疲劳强度与抗咬死性的工具、机械结构零部件、汽车零部件等等，因此在工业中使用本发明的可能性是巨大的。权利要求书1.一种成形性和渗氮特性优良的渗氮钢，它含有以下成分(以重量为基础)C0.01～低于0.08％、Si0.005～1.00％、Mn0.010～3.00％、P0.001～0.150％、N0.0002～0.0100％、Cr0.15以上～5.00％、Al0.060以上～2.00％、Ti0.010～4C[％]以下和V0.010～1.00％，其余是Fe和不可避免的杂质。2.一种成形性和渗氮特性优良的渗氮钢，它含有以下成分(以重量为基础)C0.0002～0.0100％以下、Si0.005～1.00％、Mn0.010～3.00％、P0.001～0.150％、N0.0002～0.0100％、Cr0.80以上～5.00％、以及选自V0.10以上～1.00％、Al0.10以上～2.00％和Ti0.010～1.00％中的1种或2种以上的元素，其余是Fe和不可避免的杂质。3.根据权利要求2的渗氮钢，其中，该钢还进一步含有选自Nb0.005～0.060％与B0.0005～0.0050％中的1种或2种元素。4.至少在其一侧上具有硬质氮化物层的冲压成形制品，它含有(以重量为基础)C0.01～0.08％以下、Si0.005～1.00％、Mn0.010～3.00％、P0.001～0.150％、N0.0002～0.0100％、Cr0.15以上～5.00％、Al0.060以上～2.00％、Ti0.010～4C[％]以下和V0.010～1.00％，其余是Fe和不可避免的杂质，而且在冲压成形的钢板表面上形成硬质氮化物层。5.根据权利要求4的冲压成形制品，其中，该薄钢板是热轧或冷轧薄钢板。6.至少在其一侧上具有硬质氮化物层的冲压成形制品，它含有(以重量为基础)C0.0002～0.0100％以下、Si0.005～1.00％、Mn0.010～3.00％、P0.001～0.150％、N0.0002～0.0100％、Cr0.80以上～5.00％以及选自V0.10以上～1.00％、Al0.10以上～2.00％和Ti0.010～1.00％中的1种或2种以上的氮化元素，其余是Fe和不可避免的杂质，而且在该冲压成形的薄钢板表面上具有硬质氮化物层。7.根据权利要求6的冲压成形制品，其中，该薄钢板还含有(以重量为基础)选自Nb0.005～0.060％和B0.0005～0.0050％中的1种或2种元素。8.根据权利要求6或7的冲压成形制品，其中，该薄钢板是热轧或冷轧薄钢板。9.根据权利要求1的渗氮钢，其中，在该钢中含有的Ti和V的上限值范围如下所示C＞(12/48)·Ti＋(12/51)·(3/4)·V10.根据权利要求4的冲压成形制品，其中，在该钢中含有的Ti和V的上限值范围如下所示C＞(12/48)·Ti＋(12/51)·(3/4)·V权利要求1.一种成形性和渗氮特性优良的渗氮钢，它含有以下成分(以重量为基础)C0.01～低于0.08％、Si0.005～1.00％、Mn0.010～3.00％、P0.001～0.150％、N0.0002～0.0100％、Cr0.15以上～5.00％、Al0.060以上～2.00％以及选自Ti0.010以上～4C[％]以下和V0.010～1.00％中的1种或2种元素，其余是Fe和不可避免的杂质。2.一种成形性和渗氮特性优良的渗氮钢，它含有以下成分(以重量为基础)C0.0002～0.0100％以下、Si0.005～1.00％、Mn0.010～3.00％、P0.001～0.150％、N0.0002～0.0100％、Cr0.80以上～5.00％、以及选自V0.10以上～1.00％、Al0.10以上～2.00％和Ti0.010～1.00％中的1种或2种以上的元素，其余是Fe和不可避免的杂质。3.根据权利要求2的渗氮钢，其中，该钢还进一步含有选自Nb0.005～0.060％与B0.0005～0.0050％中的1种或2种元素。4.至少在其一侧上具有硬质氮化物层的冲压成形制品，它含有(以重量为基础)C0.01～0.08％以下、Si0.005～1.00％、Mn0.010～3.00％、P0.001～0.150％、N0.0002～0.0100％、Cr0.15以上～5.00％、Al0.060以上～2.00％以及选自Ti0.010～4C[％]以下和V0.010～1.00％中的1种或2种元素，其余是Fe和不可避免的杂质，而且在冲压成形的钢板表面上形成硬质氮化物层。5.根据权利要求4的冲压成形制品，其中，该薄钢板是热轧或冷轧薄钢板。6.至少在其一侧上具有硬质氮化物层的冲压成形制品，它含有(以重量为基础)C0.0002～0.0100％以下、Si0.005～1.00％、Mn0.010～3.00％、P0.001～0.150％、N0.0002～0.0100％、Cr0.80以上～5.00％以及选自V0.10以上～1.00％、Al0.10以上～2.00％和Ti0.010～1.00％中的1种或2种以上的氮化元素，其余是Fe和不可避免的杂质，而且在该冲压成形的薄钢板表面上具有硬质氮化物层。7.根据权利要求6的冲压成形制品，其中，该薄钢板还含有(以重量为基础)选自Nb0.005～0.060％和B0.0005～0.0050％中的1种或2种元素。8.根据权利要求6或7的冲压成形制品，其中，该薄钢板是热轧或冷轧薄钢板。全文摘要一种成型性和渗氮特性优良的渗氮钢，它含有(以重量为基础)C0.0002～0.08％以下、Si0.005～1.00％、Mn0.010～3.00％、P0.001～0.150％、N0.0002～0.0100％、Cr0.15以上～5.00％、Al0.060以上～2.00％(当C含量为0.0002-0.0100％以下时，Al成为0.10以上～2.00％范围内的选择性元素)以及选自Ti0.010～1.00％和V0.010～1.00％中的1种或2种元素，其余是Fe和不可避免的杂质，该冲压成型制品是钢制品，至少在其一侧上具有硬质氮化物层。文档编号C22C38/24GK1166185SQ96190898公开日1997年11月26日申请日期1996年7月11日优先权日1995年7月12日发明者西脇武志,山崎一正,峰功一,堀田昭雄,下田健二申请人:新日本制铁株式会社,丰田自动车株式会社