CN104099535A - 冷锻性和低渗碳变形特性优良的表面渗碳钢 - Google Patents

Abstract

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。

Description

冷锻性和低渗碳变形特性优良的表面渗碳钢

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

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

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—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—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。

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11－335777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0.1～0.3％的C含量范围内，降低Si和Mn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

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。

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Mn是很重要的。

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，B和Cr的添加是有效的。

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。

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。

即，本发明的要点如下：

(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：

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％

A1：0.01～0.08％

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％以上为铁素体相，贝氏体相为15％以下。

(2)根据上述(1)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。

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，且大幅度提高零配件的形状精度。

附图说明

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。

图2表示精轧后冷却速度和铁素体分数之间的关系。

图3表示轧制钢材的硬度和极限压缩率之间的关系。

图4表示轧制钢材的硬度和变形阻力之间的关系。

图5表示室温变形阻力测量用试验片的形状。

图6表示极限压缩率测量用试验片的形状。

图7表示贝氏体分数和真圆度之间的关系。

图8表示铁素体分数和真圆度之间的关系。

具体实施方式

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％，Mn：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。

以下就本发明进行详细的说明。

C：0.07～0.3％

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％。

Si：0.01～0.15％

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0.15％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％。

Mn：0.1～0.7％

Mn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，Mn设定为0.1～0.7％。优选的Mn的范围是0.1～0.6％。

P：0.03％以下

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0.03％以下。

S：0.002～0.10％

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。

Al：0.01～0.08％

Al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，Al设定为0.01～0.08％的范围。

Cr：0.7～1.5％

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％。

B：0.0005～0.005％

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％。

Ti：0.01～0.15％

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％。

N：0.008％以下

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。

Mo：0.005～0.3％

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0.005％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0.005～0.3％。

Ni：0.1～4.5％

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0.1％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％。

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。

溶解并热轧在C：0.07～0.8％、Si:0.01～0.15％、Mn:0.1～0.7％、P:0.03％以下、S:0.005～0.10％、Al:0.01～0.008％、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，制作φ60的棒材。这时，使热精轧制后的800～500℃的温度范围以0.1～1℃/秒的速度进行变化。

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φ55×厚度15的圆片试样，进行950℃×5小时的渗碳处理，从850℃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。

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。

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℃/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。

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。

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γ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γ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。

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。

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。

其次，说明将贝氏体分数设定为15％以下的理由。

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。

即，溶解和热轧在C：0.07～0.8％、Si：0.01～0.15％、Mn：0.1～0.7％、P：0.03％以下、S：0.005～0.10％、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℃的温度范围以0.1～3℃/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φ56×厚度15的圆片试样，进行950℃×5小时的渗碳处理，从850℃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。

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℃/秒以下便可以实现。

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。

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。

实施例1

溶解如表1所示的钢并进行热轧，以制造φ55的棒材。在此，以各种水准的热精轧后800～500℃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0.5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φ52×厚度15的圆片试样，进行950℃×5小时的渗碳处理，从850℃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。

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Mn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。

表1 钢材的成分(mass)

表2

Claims (2)

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％、

Mn：0.1～0.7％、

P：0.03％以下、

S：0.002～0.10％、

A1：0.01～0.08％、

Cr：1.00～1.5％、

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。

2.一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％、

Mn：0.1～0.7％、

P：0.03％以下、

S：0.002～0.10％、

A1：0.01～0.08％、

Cr：1.00～1.5％、

Ti：0.01～0.15％、

B：0.0005～0.005％、

N：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。