專利名稱：機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及以汽車為首的運(yùn)輸機(jī)器及產(chǎn)業(yè)機(jī)械等的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件及其制造方法，特別是涉及在不降低切削性的情況下具有高疲勞強(qiáng)度和高韌性的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件及其制造方法。本申請(qǐng)基于2011年5月26日提出的日本專利申請(qǐng)第2011-118350號(hào)公報(bào)并主張其優(yōu)先權(quán)，這里引用其內(nèi)容。
背景技術(shù)：
從前，對(duì)于汽車及產(chǎn)業(yè)機(jī)械等的機(jī)械結(jié)構(gòu)部件的大部分，在從原材料棒鋼等鋼材經(jīng)熱鍛成部件形狀后，通過(guò)再加熱、實(shí)施淬火回火的調(diào)質(zhì)處理而賦予高強(qiáng)度及高韌性。近年來(lái)，從降低制造成本的觀點(diǎn)出發(fā)，將淬火回火的調(diào)質(zhì)處理工序省略，例如，如專利文獻(xiàn)I等中所示，提出了即使直接通過(guò)熱鍛、也能夠賦予高強(qiáng)度及高韌性的非調(diào)質(zhì)鋼。但是，在將這些高強(qiáng)度高韌性的非調(diào)質(zhì)鋼用于機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件時(shí)，實(shí)際上成為障礙的是高疲勞強(qiáng)度化和切削性的兼顧。一般來(lái)說(shuō)，疲勞強(qiáng)度依賴于抗拉強(qiáng)度，如果提高抗拉強(qiáng)度則疲勞強(qiáng)度提高。另一方面，抗拉強(qiáng)度的上升使切削性下降。大多數(shù)機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件在熱鍛后需要進(jìn)行切削加工，其切削成本占部件制造成本的一大半?？估瓘?qiáng)度的上升導(dǎo)致的切削性的下降關(guān)系到部件制造成本的大幅度增加。一般如果抗拉強(qiáng)度超過(guò)1200MPa，則切削性顯著下降，制造成本大幅度增加，因此超過(guò)此強(qiáng)度的高強(qiáng)度化在實(shí)用上是困難的。所以，在這些機(jī)械結(jié)構(gòu)用部件中，切削性下降導(dǎo)致的切削成本的增加是高疲勞強(qiáng)度化的瓶頸，一直在尋求使高疲勞強(qiáng)度化和切削性兼顧的技術(shù)。作為雖然高強(qiáng)度但可確保切削性的以往的見識(shí)，例如，在專利文獻(xiàn)2中提出，在鋼中添加大量的V，使通過(guò)時(shí)效處理析出的V碳氮化物在機(jī)械加工時(shí)附著在工具表面上進(jìn)行保護(hù)，對(duì)于防止工具磨損具有效果。但是，為了確保切削性，需要大量的V，因是高合金而使熱軋性非常低。在采用如此的鋼時(shí)，出現(xiàn)在鑄造時(shí)發(fā)生裂紋或缺陷、在其后的熱加工即原材料棒鋼的熱軋或部件的熱鍛時(shí)發(fā)生缺陷的問(wèn)題。作為兼顧高疲勞強(qiáng)度化和切削性的手段，提高疲勞強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度的比即耐久比(疲勞強(qiáng)度/抗拉強(qiáng)度)是有效的。例如，在專利文獻(xiàn)3中提出，形成以貝氏體為主體的金屬組織、減低組織中的高碳島狀馬氏體及殘留奧氏體是有效的。但是，耐久比再高充其量為
0.56以下，要在不使切削性下降的情況下提高強(qiáng)度具有界限，疲勞強(qiáng)度都低。此外，例如，在專利文獻(xiàn)4中提出，在通過(guò)800 1050°C的溫度區(qū)的亞熱鍛成形后，形成微細(xì)鐵素體-貝氏體組織，通過(guò)其后的時(shí)效處理析出V碳氮化物是有效的。一般，有如果謀求高耐久比化則韌性下降的傾向，但通過(guò)利用亞熱鍛使鐵素體-貝氏體組織微細(xì)化可改善韌性。但是，在要求韌性的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件中，其韌性的改善小。此外在800 1050°C的溫度區(qū)的亞熱鍛中，鍛造負(fù)荷大，使鍛模的壽命顯著下降，因此在工業(yè)上生產(chǎn)是困難的。此外，例如在專利文獻(xiàn)5、6中， 提出了通過(guò)使Ti碳化物或V碳化物在鋼中析出來(lái)提高強(qiáng)度的方法?？墒?，如果含有Ti，對(duì)Ti來(lái)說(shuō)，與碳化物相比，在高溫下優(yōu)先成為氮化物，因而生成粗大的Ti氮化物，不僅不有助于析出強(qiáng)化，而且沖擊值也顯著下降?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1:日本特開平1-198450號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)2:日本特開2004-169055號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)3:日本特開平4-176842號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)4:日本專利3300511號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)5:日本特開2011-241441號(hào)公報(bào)專利文獻(xiàn)6:日本特開2009-84648號(hào)公報(bào)
發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明要解決的問(wèn)題本發(fā)明的目的在于，提供一種即使是通常的熱鍛，通過(guò)利用其后的冷卻及熱處理來(lái)控制部件內(nèi)的組織，也在不使切削性下降的情況下提高了疲勞強(qiáng)度、韌性的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件及其制造方法。用于解決課題的手段本發(fā)明發(fā)現(xiàn)，通過(guò)在熱鍛后，以比較快的冷卻速度進(jìn)行冷卻，在將主體組織形成微細(xì)的貝氏體后，通過(guò)時(shí)效處理使V碳化物在貝氏體組織中析出，通過(guò)控制其尺寸及分散狀態(tài)，可得到具有高夏比沖擊吸收能及高耐久比、在不使切削性下降的情況下提高了疲勞強(qiáng)度、韌性的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件，由此完成了本發(fā)明。本發(fā)明的要旨如下。(I) 一種機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件，其由以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.05 0.20%、S1:0.10
1.00%、Mn:0.75 3.00%、P:0.001 0.050%、S:0.001 0.200%、V:0.05 0.20%、Cr:0.01 1.00%、A1:0.001 0.500%,N:0.0080 0.0200%，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)的
鋼構(gòu)成；鋼組織以面積率計(jì)含有95%以上的貝氏體組織；貝氏體板條的寬度為5 μ m以下；平均粒徑為4nm以上且7nm以下的V碳化物分散地存在于貝氏體組織中；貝氏體組織中的V碳化物的面積率為0.18%以上。(2)根據(jù)上述(I)所述的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件，其中，進(jìn)一步以質(zhì)量％計(jì)含有以下元素中的I種或2種以上:Ca:0.0003 0.0100%、Mg:0.0003 0.0100%、Zr:0.0005 0.1000%。(3)根據(jù)上述(1)或(2)所述的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件，其中，進(jìn)一步以質(zhì)量％計(jì)含有以下元素中的I種或2種:Mo:0.01 1.00%、Nb:0.001 0.200%。
(4)根據(jù)上述(I)所述的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件，其中，20°C時(shí)的夏比沖擊吸收能為80J/cm2以上，耐久比為0.60以上。(5) 一種機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件的制造方法，其中，將以質(zhì)量％ 計(jì)含有 C:0.05 0.20%、Si:0.10 1.00%、Mn:0.75 3.00%、P:0.001 0.050%、S:0.001 0.200%、V:0.05 0.20%、Cr:0.01 1.00%、Al:0.001 0.500%、N:0.0080 0.0200%，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)的鋼材加熱至1100°C以上且1300°C以下，進(jìn)行熱鍛；在該熱鍛后，以到300°C為止時(shí)的平均冷卻速度為3°C /秒以上且120°C /秒以下的冷卻速度進(jìn)行冷卻；在該冷卻后，在550°C以上且700°C以下的溫度范圍內(nèi)實(shí)施時(shí)效處理。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，通過(guò)選擇鋼成分范圍、組織形態(tài)及熱處理?xiàng)l件，可在不增加切削成本的情況下提供一種高疲勞強(qiáng)度及高韌性的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件，其在產(chǎn)業(yè)上的效果是非常顯著的。·
具體實(shí)施例方式本發(fā)明者們針對(duì)上述目的，對(duì)鋼成分范圍、組織形態(tài)及熱處理?xiàng)l件進(jìn)行了深入研究，其結(jié)果是，得知以下的(a) (d)。(a)在以面積率計(jì)為95%以上的貝氏體組織中，在形成貝氏體板條的寬度為5 μ m以下的微細(xì)組織后，通過(guò)時(shí)效處理使微細(xì)的V碳化物分散在貝氏體組織中，由此可得到比以往的非調(diào)質(zhì)鋼更高的耐久比。通過(guò)利用時(shí)效處理使微細(xì)的V碳化物析出，抗拉強(qiáng)度及疲勞強(qiáng)度都上升?？墒牵绻麜r(shí)效處理的溫度提高到一定以上，則V碳化物粗大化，抗拉強(qiáng)度不提高，另一方面，疲勞強(qiáng)度更加上升。其結(jié)果是，如果時(shí)效處理的溫度提高到一定以上，則耐久比提聞。(b)在以面積率計(jì)為95%以上的貝氏體組織中，只要是貝氏體板條的寬度為5μπι以下的微細(xì)組織，就可得到20°C時(shí)的U型缺口夏比沖擊吸收能為80J/cm2以上、耐久比為0.60以上的高韌性、高耐久比。在以往的非調(diào)質(zhì)鋼(耐久比為0.48左右)中，將耐久比提高至0.60以上，例如意味著在抗拉強(qiáng)度為IlOOMPa時(shí)，在不提高抗拉強(qiáng)度的情況下使疲勞強(qiáng)度大約提高130MPa以上。切削性對(duì)抗拉強(qiáng)度的依賴性很強(qiáng)。如果能夠在不提高抗拉強(qiáng)度的情況下只提高疲勞強(qiáng)度，則能夠在不降低切削性的情況下提高疲勞強(qiáng)度，使切削性和高疲勞強(qiáng)度化兼顧。(C)在將低C、高N及添加了 V的鋼材熱鍛成形后，通過(guò)將直到300°C為止的平均冷卻速度設(shè)定在3°C /秒以上且120°C /秒以下的速度范圍，即使通過(guò)通常的熱鍛也可得到所希望的微細(xì)的貝氏體組織。(d)如果在鋼中含有Ti，則因Ti在高溫下與碳化物相比優(yōu)先成為氮化物，因而生成粗大的Ti氮化物，不僅不有助于析出強(qiáng)化，而且沖擊值也顯著下降。與此相對(duì)應(yīng)，V在奧氏體化時(shí)的熔化量大，即使其一部分成為氮化物，氮化物的量也小，大部分熔化的V通過(guò)時(shí)效處理成為V碳化物并析出，可得到大的析出強(qiáng)化量。本發(fā)明是基于上述見識(shí)，再通過(guò)反復(fù)研究而初次完成的。
以下，對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。首先，對(duì)上述的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件的鋼成分范圍的限定理由進(jìn)行說(shuō)明。這里，關(guān)于成分的“％”表示質(zhì)量％。C:0.05 0.20%C是決定鋼的強(qiáng)度的重要的元素。為了作為部件充分地得到強(qiáng)度，將下限規(guī)定為0.05%。與其它合金兀素相比合金成本低，如果能夠大量添加C則能夠降低鋼材的合金成本。但是，如果添加大量的C，則在貝氏體相變時(shí)在板條的邊界處產(chǎn)生C濃縮的殘留奧氏體或島狀馬氏體，使韌性或耐久比下降，因此將上限規(guī)定為0.20%。Si:0.10 1.00%Si作為提高鋼的強(qiáng)度的元素、此外作為脫氧元素是有效的元素。為了得到這些效果，將下限規(guī)定為0.10%。此外，Si是促進(jìn)鐵素體相變的元素，在超過(guò)1.00%時(shí)，在原奧氏體的晶界處生成鐵素體，使疲勞強(qiáng)度、耐久比顯著下降，因此將上限規(guī)定為1.00。Mn:0.75 3.00%Mn是促進(jìn)貝氏體相變的元素，對(duì)于在熱鍛后的冷卻過(guò)程中使組織形成貝氏體是重要的元素。另外與S結(jié)合形成硫化物，具有提高切削性的效果，此外還具有抑制奧氏體晶粒的生長(zhǎng)、維持高韌性的效果。為了發(fā)揮這些效果，將下限規(guī)定為0.75%。另一方面，如果添加超過(guò)3.00%的Mn量，則因基體的硬度增大而變脆，反而使韌性或切削性顯著下降。所以將上限規(guī)定為3.00%。P:0.001 0.050%P在鋼中作為不可避免的雜質(zhì)通常含有0.001%以上，因此將下限規(guī)定為0.001%。而且，含有的P在原奧氏體的晶界等處偏析，使韌性顯著下降，因此將上限限制在0.050%。優(yōu)選為0.030%以下，更優(yōu)選為0.010%以下。S:0.001 0.200%S與Mn形成硫化物，具有提高切削性的效果，此外還具有抑制奧氏體晶粒的生長(zhǎng)、維持高韌性的效果。為了發(fā)揮這些效果，將下限規(guī)定為0.001%?？墒?，雖依賴于Mn量，但如果大量添加則在韌性等機(jī)械性能方面使各向異性增大，因此將上限規(guī)定為0.200%。V:0.05 0.20%V形成碳化物，對(duì)于析出強(qiáng)化貝氏體組織、提高強(qiáng)度、耐久比是有效的元素。為了充分得到此效果，0.05%以上的含量是必要的。另一方面，如果超過(guò)0.50%，則效果飽和，不僅使合金成本上升，而且熱軋性顯著下降，因此出現(xiàn)在原材料棒鋼的熱軋或部件的熱鍛時(shí)發(fā)生缺陷的問(wèn)題。在本申請(qǐng)發(fā)明中，特別是重視熱軋性及經(jīng)濟(jì)性，將V的范圍規(guī)定為0.05
0.20%OCr:0.01 1.00%Cr對(duì)于促進(jìn)貝氏體相變是有效的元素。為得到其效果而添加0.01%以上，但是即使添加超過(guò)1.00%，其效果也飽和，只使合金成本上升。所以，將Cr的含量規(guī)定為0.01
1.00%οAl:0.001 0.500%Al對(duì)于脫氧或抑制奧氏體晶粒的生長(zhǎng)、維持高韌性是有效的。另外，Al在機(jī)械加工時(shí)與氧結(jié)合附著在工具表 面上，對(duì)于防止工具磨損具有效果。為了發(fā)揮這些效果，將下限規(guī)定為0.001%。另一方面，在超過(guò)0.500%時(shí)形成大量的硬質(zhì)夾雜物，韌性、耐久比及切削性都下降。所以，將上限規(guī)定為0.500%。N:0.0080 0.0200%N與V、A1等各種合金元素形成氮化物，對(duì)于通過(guò)抑制奧氏體晶粒的生長(zhǎng)及貝氏體組織的微細(xì)化即使提高了強(qiáng)度也能維持高韌性、進(jìn)而得到高耐久比是重要的元素。為了得到此效果，而將下限規(guī)定為0.0080%。另一方面，如果超過(guò)0.0200%，則其效果飽和。而且熱軋性顯著下降，出現(xiàn)在原材料棒鋼的熱軋或部件的熱鍛時(shí)發(fā)生缺陷的問(wèn)題，所以將上限規(guī)定為 0.0200%。Ca:0.0003 0.0100%、Mg:0.0003 0.0100%、Zr:0.0005 0.1000%在本發(fā)明中，Ca、Mg、Zr不是必需的。也可以含有這些Ca:0.0003 0.0100%、Mg:0.0003 0.0100%、Zr:0.0005 0.1000% 中的 I 種或 2 種以上。Ca、Mg、Zr都具有形成氧化物、成為Mn硫化物的結(jié)晶核而使Mn硫化物均勻微細(xì)分散的效果。此外，所有元素都具有在Mn硫化物中固溶、使其變形能力下降、對(duì)軋制或熱鍛后的Mn硫化物形狀的延伸進(jìn)行抑制、減小韌性等機(jī)械性能的各向異性的效果。為發(fā)揮這些效果，將Ca、Mg的下限規(guī)定為0.0003%，將Zr的下限規(guī)定為0.0005%。另一方面，如果Ca、Mg超過(guò)0.0100%, Zr超過(guò)0.1000%,反而大量生成它們的氧化物或硫化物等硬質(zhì)夾雜物，使韌性、耐久比及切削性下降。所以，將Ca、Mg的上限規(guī)定為0.0100%,將Zr的上限規(guī)定為0.1000%。Mo:0.01 1.00%、Nb:0.001 0.200%在本發(fā)明中，Mo、Nb不是必需的。也可以含有這些Mo:0.01 1.00%、Nb:0.001
0.200%中的I種或2種。Mo、Nb 與V同樣，形成碳化物，對(duì)于使貝氏體組織析出強(qiáng)化、提高強(qiáng)度、耐久比是有效的元素。為了得到此效果，將Mo的下限規(guī)定為0.01%，將Nb的下限規(guī)定為0.001%。即使所有都添加所需以上，其效果也飽和，只使合金成本的上升。所以，將Mo的上限規(guī)定為
1.00%，將Nb的上限規(guī)定為0.200%ο接著，對(duì)本發(fā)明的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件的鋼組織的限定理由進(jìn)行說(shuō)明。以面積率計(jì)為95%以上的貝氏體組織之所以將組織規(guī)定為以面積率計(jì)為95%以上的貝氏體組織，是因?yàn)楸M管只要主體組織為貝氏體組織就具有高韌性、高耐久比，但是在其剩余部分組織即鐵素體、殘留奧氏體或島狀馬氏體以面積率計(jì)存在5%以上時(shí)，韌性、耐久比顯著下降。這些剩余部分組織越少，韌性、耐久比越高，因此優(yōu)選貝氏體組織以面積率計(jì)為97%以上。貝氏體板條寬度為5 μ m以下另外,之所以將貝氏體板條的寬度規(guī)定為5μηι以下,是因?yàn)樵谄鋵挾瘸^(guò)5 μ m時(shí)，為在比較高溫下相變的貝氏體組織，在板條邊界處析出粗大的滲碳體，韌性、耐久比低。板條寬度越窄，越為低溫下相變的貝氏體組織，滲碳體的尺寸越小，更具有高韌性、高耐久t匕。所以，優(yōu)選將貝氏體板條的寬度規(guī)定為3μπι以下。平均粒徑為4nm以上且7nm以下的V碳化物分散地存在于貝氏體組織中之所以將貝氏體組織中的V碳化物的平均粒徑規(guī)定為4nm以上，是因?yàn)樵谄淦骄降陀?nm時(shí)，雖具有高的疲勞強(qiáng)度，但同時(shí)抗拉強(qiáng)度也高，作為耐久比的值減小，不能實(shí)現(xiàn)高疲勞強(qiáng)度化和切削性的兼顧。此外，之所以將V碳化物的平均粒徑的上限值規(guī)定為7nm,是因?yàn)樵谄淦骄匠^(guò)7nm時(shí)，不僅抗拉強(qiáng)度顯著下降而且疲勞強(qiáng)度也顯著下降，不能達(dá)成高疲勞強(qiáng)度化。 貝氏體組織中的V碳化物的面積率為0.18%以上另外，之所以將貝氏體組織中的V碳化物的面積率規(guī)定為0.18%以上，是因?yàn)樵诘陀?.18%時(shí)，析出強(qiáng)化量小，耐久比低。再有，在含有Mo、Nb時(shí)，除了 V碳化物以外，平均粒徑為4nm以上且7nm以下的Mo碳化物、Nb碳化物也分散地存在于貝氏體組織中。在此種情況下,在貝氏體組織中，這些V碳化物、Mo碳化物、Nb碳化物的合計(jì)的面積率為0.18%以上。接著，對(duì)本發(fā)明的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。
首先，將具有上述成分組成、余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)的鋼材(棒鋼、鋼板等)力口熱至1100°C以上且1300°c以下并進(jìn)行熱鍛。之所以規(guī)定將由上述成分組成構(gòu)成的鋼材加熱至1100°C以上且1300°C以下，是因?yàn)橥ㄟ^(guò)熱鍛前的加熱可使V、Mo、Nb在鋼中充分固溶化(dissolved)。這里固溶化了的V、Mo、Nb在后面的時(shí)效處理中，成為V、Mo、Nb的碳化物，在貝氏體組織中分散析出。在加熱溫度低于1100°C時(shí)，不能使V、Mo、Nb在鋼中充分固溶化，其后的時(shí)效處理中的析出強(qiáng)化量小，疲勞強(qiáng)度、耐久比下降。另一方面，超過(guò)1300°C地將加熱溫度提高到所需以上，會(huì)促進(jìn)奧氏體晶粒的生長(zhǎng)，在其后的冷卻過(guò)程中相變的組織變得粗大，韌性、耐久比下降。所以，將鋼材的加熱溫度規(guī)定為1100°C以上且1300°C以下。在熱鍛后，接著，以直到300°C為止的平均冷卻速度為3°C /秒以上且120°C /秒以下的冷卻速度進(jìn)行冷卻。之所以將直到300°C為止的平均冷卻速度規(guī)定為3°C /秒以上且120°C /秒以下，是為了形成以面積率計(jì)為95%以上的貝氏體組織，使貝氏體板條的寬度在5μπι以下。在低于300°C的溫度區(qū)，本發(fā)明規(guī)定的貝氏體率、貝氏體板條寬度不根據(jù)冷卻速度而變化，所以規(guī)定對(duì)從熱鍛后到300°C為止的冷卻速度進(jìn)行限制。在平均冷卻速度低于3°C /秒時(shí)，沿著原奧氏體晶界生成以面積率計(jì)為5%以上的鐵素體，此外貝氏體板條的寬度超過(guò)5 μ m，使韌性、疲勞強(qiáng)度及耐久比顯著下降。另一方面，如果平均冷卻速度超過(guò)120°C /秒，則在貝氏體板條邊界處以面積率計(jì)生成5%以上的殘留奧氏體或島狀馬氏體，使韌性、耐久比(疲勞強(qiáng)度/抗拉強(qiáng)度)顯著下降。該冷卻后，在550°C以上且700°C以下的溫度范圍內(nèi)實(shí)施時(shí)效處理。之所以規(guī)定為在550°C以上且700°C以下實(shí)施時(shí)效處理，是因?yàn)橥ㄟ^(guò)該時(shí)效處理可使微細(xì)的V碳化物或Mo碳化物、Nb碳化物在貝氏體組織中析出，通過(guò)使貝氏體組織析出強(qiáng)化可得到高疲勞強(qiáng)度、高耐久比。在時(shí)效處理溫度低于550°C時(shí)，V碳化物或Mo碳化物、Nb碳化物的析出量小，不能得到充分的析出強(qiáng)化量，疲勞強(qiáng)度、耐久比都低，或者雖V碳化物或Mo碳化物、Nb碳化物充分析出，具有高的疲勞強(qiáng)度，但同時(shí)抗拉強(qiáng)度也高，所以耐久比低。將熱處理溫度的下限規(guī)定為550°C。另一方面，如果處理溫度超過(guò)700°C，則V碳化物或Mo碳化物、Nb碳化物粗大化，得不到充分的析出強(qiáng)化量，抗拉強(qiáng)度、疲勞強(qiáng)度都低，不能達(dá)成高疲勞強(qiáng)度化。因此，將上限規(guī)定為700°C。在上述的規(guī)定的溫度范圍內(nèi)，時(shí)效處理的溫度越高，耐久比越提高，因此優(yōu)選為600°C以上，更優(yōu)選為650°C以上。再有，根據(jù)本發(fā)明可得到具有高疲勞強(qiáng)度、高韌性的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件，但為了充分確保切削性，希望使抗拉強(qiáng)度在1200MPa以下。實(shí)施例以下通過(guò)實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行說(shuō)明。再有，這些實(shí)施例是為說(shuō)明本發(fā)明的技術(shù)的意義及效果的例子，并非限定本發(fā)明的范圍。用真空熔煉爐熔煉IOOkg具有表I所示的化學(xué)組成的鋼。在將其軋制成直徑55mm的棒鋼后，切下鍛造用試驗(yàn)片，加熱到表I所示的加熱溫度，進(jìn)行熱鍛。熱鍛后直到300°C為止的冷卻方法為油冷、水冷或空冷，控制冷卻速度，然后，在低于300°C時(shí)進(jìn)行空冷。平均冷卻速度是通過(guò)用從熱鍛后的試驗(yàn)片的溫度中減去300°C所得的值除以熱鍛后冷卻到300°C為止所需的時(shí)間而求出的。然后，在表I所示的時(shí)效溫度下實(shí)施時(shí)效處理。再有，表I的下劃線部為本發(fā)明的范圍外的條件。由這些鍛造材的中央部采取JIS Z2201的14號(hào)拉伸試驗(yàn)片、JIS Z2274的I號(hào)旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)片及Jis Z2202的2mmU型缺口沖擊試驗(yàn)片，求出抗拉強(qiáng)度、20°C夏比沖擊吸收能及疲勞強(qiáng)度。這里，將疲勞強(qiáng)度定義為在旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)中經(jīng)IO7旋轉(zhuǎn)而不斷裂的耐久的應(yīng)力振幅。此外，將求出的疲勞強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度的比作為耐久比(疲勞強(qiáng)度/抗拉強(qiáng)度)而求出。從鍛造材的L方向的1/4厚度部采取組織觀察用試驗(yàn)片。關(guān)于貝氏體的面積率，在將試驗(yàn)片研磨成鏡面后，進(jìn)行Repera腐蝕，確認(rèn)貝氏體以外的剩余部分即鐵素體、島狀馬氏體等組織，在各10個(gè)視野拍攝了 500倍的光學(xué)顯微鏡照片后，通過(guò)圖像分析來(lái)算出。此夕卜，關(guān)于貝氏體板條的寬度，再次將試驗(yàn)片研磨成鏡面后，進(jìn)行硝酸乙醇腐蝕，在各10個(gè)視野拍攝5000倍的掃描式電子顯微鏡照片，在各視野測(cè)定10處的板條寬度，求出其平均值。關(guān)于碳化物的平均粒徑，在利用電解研磨法將試驗(yàn)片精加工成薄膜后，用透射式電子顯微鏡在各10個(gè)視野拍攝15000倍的透射式電子顯微鏡照片，通過(guò)圖像分析求出其中觀察到的V、Mo、Nb的合金碳化物一個(gè)一個(gè)的面積，算出當(dāng)量圓直徑，求出其平均值。此外，關(guān)于析出物的面積率，從在觀察面積中合金碳化物所占的總面積算出。再有，關(guān)于碳化物的鑒定，采用透射式電子顯微鏡，通過(guò)限制視野電子衍射圖形的分析或利用能量分散形X射線分光法的元素分析來(lái)進(jìn)行。N0.1 23的 本發(fā)明例都是以面積率計(jì)為95%以上的貝氏體組織，且其板條寬度為5 μ m以下的微細(xì)組織，由于時(shí)效處理溫度為550°C以上，因此平均粒徑為4.4nm以上且6.9nm以下的碳化物充分析出，具有20°C時(shí)的夏比沖擊吸收能為97J/cm2以上、耐久比為0.60以上的高韌性、高耐久比。雖然為了確保切削性而抗拉強(qiáng)度為1200MPa以下，但通過(guò)與同程度的抗拉強(qiáng)度相比較而弄清楚的是，比以往例N0.36的鐵素體-珠光體非調(diào)質(zhì)鋼實(shí)現(xiàn)了高疲勞強(qiáng)度。與此相對(duì)照，比較例N0.24,25的C或Si的含量高，此外N0.34,35雖然在規(guī)定的鋼組成范圍內(nèi)，但平均冷卻速度在規(guī)定外，在貝氏體板條邊界處鐵素體或殘留奧氏體等剩余部分的量大，此外在N0.35中，貝氏體板條的寬度大，夏比沖擊吸收能、耐久比低。N0.26、28的鋼組成、熱處理?xiàng)l件在規(guī)定外，沒(méi)有得到充分的析出強(qiáng)化，耐久比低。N0.26、27、31添加了所需以上的合金元素，反而夏比沖擊吸收能低。N0.29、30含有Ti，夏比沖擊吸收能低，而且N0.30沒(méi)有得到充分的析出強(qiáng)化，耐久比低。N0.32大量地析出微細(xì)的碳化物，具有高的疲勞強(qiáng)度，但另一方面抗拉強(qiáng)度也高，因此耐久比、夏比沖擊吸收能都低。N0.33高于規(guī)定的時(shí)效處理溫度，碳化物的平均粒徑粗大，超過(guò)7nm，因此強(qiáng)度及耐久比低。由此闡明了，全部滿足本發(fā)明中規(guī)定的條件的本發(fā)明例與比較例、以往例相比，韌性及疲勞特性優(yōu)良。
權(quán)利要求
1.一種機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件，其由以質(zhì)量％計(jì)含有C:0.05 0.20%、Si:0.10 1.00%、Mn:0.75 3.00%、P:0.001 0.050%、S:0.001 0.200%、V:0.05 0.20%、Cr:0.01 1.00%、A1:0.001 0.500%,N:0.0080 0.0200%、余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)的鋼構(gòu)成； 鋼組織以面積率計(jì)含有95%以上的貝氏體組織； 貝氏體板條的寬度為5 μ m以下； 平均粒徑為4nm以上且7nm以下的V碳化物分散地存在于貝氏體組織中； 貝氏體組織中的V碳化物的面積率為0.18%以上。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件，其中，進(jìn)一步以質(zhì)量％計(jì)含有以下元素中的I種或2種以上:Ca:0.0003 0.0100%、Mg:0.0003 0.0100%、Zr:0.0005 0.1000%ο
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件，其中，進(jìn)一步以質(zhì)量％計(jì)含有以下元素中的I種或2種:Mo:0.01 1.00%、Nb:0.001 0.200%ο
4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的機(jī)械 結(jié)構(gòu)用鋼部件，其中，20°C時(shí)的夏比沖擊吸收能為80J/cm2以上，耐久比為0.60以上。
5.一種機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件的制造方法，其中，將以質(zhì)量 ％ 計(jì)含有 C:0.05 0.20%,Si:0.10 1.00%、Μη:0.75 3.00%,P:0.001 0.050%、S:0.0010.200%、V:0.05 0.20%、Cr:0.01 1.00%、Al:0.001 0.500%、N:0.0080 0.0200%、余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)的鋼材加熱至1100°C以上且1300°C以下并進(jìn)行熱鍛； 在該熱鍛后，以到300°C為止時(shí)的平均冷卻速度為3°C /秒以上且120°C /秒以下的冷卻速度進(jìn)行冷卻； 在該冷卻后，在550°C以上且700°C以下的溫度范圍內(nèi)實(shí)施時(shí)效處理。
全文摘要
本發(fā)明提供一種在不使切削性下降的情況下提高了疲勞強(qiáng)度、韌性的機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件及其制造方法。所述機(jī)械結(jié)構(gòu)用鋼部件由以質(zhì)量%計(jì)含有C0.05～0.20%、Si0.10～1.00%、Mn0.75～3.00%、P0.001～0.050%、S0.001～0.200%、V0.05～0.20%、Cr0.01～1.00%、Al0.001～0.500%、N0.0080～0.0200%、余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)的鋼構(gòu)成，鋼組織以面積率計(jì)為95%以上為貝氏體組織，貝氏體板條的寬度為5μm以下，平均粒徑為4nm以上且7nm以下的V碳化物分散地存在于貝氏體組織中，貝氏體組織中的V碳化物的面積率為0.18%以上。
文檔編號(hào)C21D8/00GK103201400SQ201280003607
公開日2013年7月10日 申請(qǐng)日期2012年5月25日 優(yōu)先權(quán)日2011年5月26日
發(fā)明者寺本真也, 高田啟督, 久保田學(xué) 申請(qǐng)人:新日鐵住金株式會(huì)社