切削性優(yōu)異的低比重?zé)徨懺煊冒翡摰闹谱鞣椒?br>【專利摘要】本發(fā)明提供一種通過(guò)利用熱鍛造而成型后立刻進(jìn)行調(diào)整冷卻而顯示出高強(qiáng)度且優(yōu)異的切削性、比重比通常的鍛造用鋼材低的切削性優(yōu)異的低比重?zé)徨懺煊冒翡摚摰慕M成含有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F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)。
【專利說(shuō)明】
切削性優(yōu)異的低比重?zé)徨懺煊冒翡?br>[00011 本申請(qǐng)是申請(qǐng)日為2010年4月8日、申請(qǐng)?zhí)枮?01080010265.X、發(fā)明名稱為"切削性 優(yōu)異的低比重鍛造用鋼"的發(fā)明專利申請(qǐng)的分案申請(qǐng)。
技術(shù)領(lǐng)域
[0002] 本發(fā)明涉及用于汽車部件、機(jī)械構(gòu)造部件等中的切削性優(yōu)異的低比重的鍛造用 鋼。
【背景技術(shù)】
[0003] 在要求保護(hù)地球環(huán)境的近年，減少成為大氣污染、地球變暖的原因之一的汽車的 排放氣體、特別是減少每單位行駛距離的二氧化碳排出量成為當(dāng)務(wù)之急。為了減少二氧化 碳排出量必須減少燃料消耗率，為了減少燃料消耗率，車輛的輕量化發(fā)揮很大的效果。
[0004] 在汽車部件中，在發(fā)動(dòng)機(jī)或行走部分中使用的鋼鐵原料的鍛造部件或切削加工部 件中，一直以來(lái)使用碳鋼、合金鋼及含有V的非調(diào)質(zhì)鋼。這些鋼由于其組成的大約97%以上 為?〇、]?11、(>、￥這樣的比重與？6同等或大到其以上的元素，所以任一種鋼的比重均為7.8左 右。
[0005]迄今為止的汽車部件的輕量化是在原料的比重一定的前提下通過(guò)由鋼原料的高 強(qiáng)度化而帶來(lái)的薄壁化或部件形狀的變更而實(shí)現(xiàn)的，但是近年來(lái)還研究了降低鋼原料其自 身的比重，對(duì)于以Fe為主體的低比重鋼也提出了若干方案。
[0006] 作為以Fe為主體的低比重鋼的例子，例如有專利文獻(xiàn)1、2記載的含有較多A1的汽 車用鋼板。
[0007] 專利文獻(xiàn)1中記載了一種高強(qiáng)度低比重鋼板，其含有C:超過(guò)0.01且為5%以下、Si: 3.0% 以下、Μη:0·01 ~30·0%、Ρ:0·1% 以下、S:0.01% 以下、Α1:3·0~10·0%、Ν:0·001~ 0.05%，比重〈7.20，抗拉強(qiáng)度：TS(MPa)與斷裂伸長(zhǎng)率El(%)之積的值 ：TSXEl為 lOOOOMPa · % 以上。
[0008] 此外，專利文獻(xiàn)2中記載了一種高強(qiáng)度低比重鋼板，其具有與專利文獻(xiàn)1的鋼板同 樣的組成，將A1設(shè)定為超過(guò)10%且為32.0%以下，進(jìn)而為低比重。
[0009] 上述專利文獻(xiàn)1、2的鋼板如下制造:將減少了作為晶界脆化助長(zhǎng)元素的P和S的含 A1鋼在950~960°C以下進(jìn)行精乳，通過(guò)再結(jié)晶使晶粒微細(xì)化，進(jìn)一步調(diào)整卷取溫度來(lái)提高 鋼板的加工性，進(jìn)行這樣的組織微細(xì)化控制，從而制造。其結(jié)果是，鋼板獲得充分的延性。 [0010]如上所述進(jìn)行熱乳而制造的鋼板，由于通過(guò)控制乳制過(guò)程中的乳制條件能夠?qū)崿F(xiàn) 組織的微細(xì)化，所以能夠制造含有較大量的A1作為原料的鋼。
[0011] 另一方面，熱鍛造的一般工序僅僅是將棒鋼加熱至大約1200°C以上的溫度后，在 大約1100°C以前結(jié)束鍛造成型，然后根據(jù)鋼材的特性進(jìn)行冷卻。因此，欲將含有大量A1的鋼 適用于熱鍛造，則無(wú)法進(jìn)行像鋼板那樣的精細(xì)的組織控制，所以鍛造后的組織粗大化，強(qiáng)度 和韌性變差。
[0012] 由于乳制鋼板與熱鍛造品之間存在如上所述的差異，所以專利文獻(xiàn)1、2中記載的 鋼并非全部能作為熱鍛造用的原料適用，進(jìn)而，即使能夠?qū)⒃撲摕徨懺欤P(guān)于作為構(gòu)造用鋼 所需要的切削性也不充分。
[0013] 例如，就汽車用行走部件那樣的鍛造部件而言，很多情況下要求抗拉強(qiáng)度為 800MPa以上的高強(qiáng)度，同時(shí)還要求能夠大量生產(chǎn)的優(yōu)異的切削性。就專利文獻(xiàn)1、2中記載的 鋼而目，完全未考慮切削性，特別是以機(jī)械加工為如提時(shí)，S量完全不足。
[0014] 進(jìn)而，作為其它例子，有專利文獻(xiàn)3中記載的鐵合金。
[0015] 專利文獻(xiàn)3中記載了一種低比重鐵合金，其包含Μη:5·0~（小于）15.0%、A1:0.5~ 10.0%、Si :0.5~10·0%、(：:0.01 ~1.5%，且具備α相分率為 10~95% 的 γ+α的2相。
[0016]就該鐵合金而言，提高Α1而減少比重，進(jìn)而主要提高Μη而使γ相穩(wěn)定化，最終形成 具有10~95%的α相的γ+α的2相組織，獲得較高的比強(qiáng)度和加工性。特別是在α分率約為 60%以下時(shí)獲得優(yōu)異的冷加工性。
[0017] 由于該鐵合金的硬度和冷加工率較大地依賴于丫與〇之比，所以為了在工業(yè)上使 用，需要穩(wěn)定地調(diào)整Υ與α之比。
[0018] 但是，存在如下問(wèn)題：從熱加工開始經(jīng)過(guò)各種熱處理后準(zhǔn)確地獲得目標(biāo)γ /α比是 極難的，不適合于工業(yè)生產(chǎn)。
[0019] 進(jìn)而，該合金以獲得優(yōu)異的硬度為目的，不含有S，完全未考慮切削性。
[0020] 以上對(duì)各種構(gòu)造用的含Α1鋼進(jìn)行了描述，縱觀含Α1鋼整體，以利用耐蝕性、耐高溫 氧化性或減震性的用途為主。作為一個(gè)例子，可列舉出專利文獻(xiàn)4。專利文獻(xiàn)4中公開了廉價(jià) 的作為不銹鋼代替鋼的Fe-Mn-Al合金。
[0021 ]現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn) [0022]專利文獻(xiàn)
[0023] 專利文獻(xiàn)1:日本特開2005-15909號(hào)公報(bào) [0024] 專利文獻(xiàn)2:日本特開2005-120399號(hào)公報(bào) [0025] 專利文獻(xiàn)3:日本特開2005-325388號(hào)公報(bào) [0026] 專利文獻(xiàn)4:日本特開昭57-181363號(hào)公報(bào)

【發(fā)明內(nèi)容】

[0027]發(fā)明要解決的課題
[0028]本發(fā)明的課題在于，提出一種即使在通過(guò)熱鍛造而成型后直接調(diào)整冷卻的情況 下，也顯示高強(qiáng)度且優(yōu)異的切削性、比重比通常的鍛造用鋼低的熱鍛造用鋼。
[0029]用于解決課題的手段
[0030] 以往，認(rèn)為含有比較大量的A1的鋼無(wú)法作為需要強(qiáng)度和韌性的鍛造原料適用，這 是由于若為了低比重化而在鋼中大量添加 A1，則在高溫下通常發(fā)生的奧氏體相變消失，因 此，無(wú)法像通常的鋼那樣在加熱和冷卻時(shí)通過(guò)相變而自己使組織微細(xì)化，從高溫至常溫為 止形成粗大的鐵素體組織。
[0031] 該粗大的鐵素體組織的鋼由于在熱鍛造時(shí)產(chǎn)生鍛造裂紋或傷痕，在常溫下機(jī)械性 質(zhì)劣化，所以無(wú)法作為鍛造用使用。
[0032] 因此，首先，本
【發(fā)明人】們研究了在熱鍛造溫度區(qū)域的高溫下奧氏體穩(wěn)定地出現(xiàn)的 含有A1的鋼的組成。
[0033] 其結(jié)果是，本
【發(fā)明人】們發(fā)現(xiàn)了最佳鋼組成的組合，其與通常的鍛造用鋼相比，含有 達(dá)到充分低比重的量的A1，在熱鍛造的加熱溫度區(qū)域內(nèi)奧氏體相穩(wěn)定地出現(xiàn)，并且不會(huì)使 作為構(gòu)造部件的機(jī)械性質(zhì)劣化。
[0034] 接著，對(duì)作為鍛造部件的重要性質(zhì)即切削性進(jìn)一步進(jìn)行了研究，結(jié)果也表明，含有 比較多的A1的鋼顯示非常優(yōu)異的切削性、即優(yōu)異的工具壽命。
[0035] 如上所述研究的結(jié)果得到的本發(fā)明的主旨如下所述。
[0036] (1)一種切削性優(yōu)異的低比重鍛造用鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)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F(xiàn)e及不可避免的雜質(zhì)。 [0037] (2)根據(jù)（1)所述的切削性優(yōu)異的低比重鍛造用鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)進(jìn)一 步含有ν:〇·05~0.30%、Nb:0.05~0.30%、Ti :0.005~0.050% 中的 1種或2種以上。
[0038]發(fā)明的效果
[0039] 根據(jù)本發(fā)明，能夠提供一種作為汽車部件或其它機(jī)械構(gòu)造用部件具備充分的強(qiáng)度 和韌性、并且切削性優(yōu)異的低比重的鍛造用鋼。
【具體實(shí)施方式】
[0040] 本發(fā)明中，在加熱至一般的鍛造加熱溫度即1200Γ的過(guò)程、及從1200°C冷卻的過(guò) 程中，從使得一部分鋼組織變成奧氏體組織、以及能夠確保鋼的切削性的觀點(diǎn)出發(fā)，對(duì)鋼組 成進(jìn)行了研究。
[0041] 其結(jié)果是，發(fā)現(xiàn)了用于制成奧氏體組織的C、Mn、Al的最佳含量、以及用于確保切削 性的S等的最佳含量。
[0042] 以下，對(duì)本發(fā)明的鋼組成的限定條件進(jìn)行說(shuō)明。另外，％表示質(zhì)量％。
[0043] C:0.05 ~0.50%
[0044] C是為了提高鍛造品的強(qiáng)度、并且為了通過(guò)拓寬在鍛造加熱時(shí)相變成奧氏體單相 的溫度區(qū)域而能夠進(jìn)行穩(wěn)定的加工所必須的元素。為了該目的，必須為0.05%以上，但超過(guò) 0.50%時(shí)，由于強(qiáng)度過(guò)度上升，延性下降，所以不優(yōu)選。C的更優(yōu)選的范圍為0.15~0.45%。
[0045] Si:0.01 ~1.50%
[0046] Si若添加0.01%以上則作為固溶強(qiáng)化元素而發(fā)揮作用。大量添加時(shí)也具有減少比 重的作用。但是，超過(guò)1.50 %的添加導(dǎo)致韌性、延性的降低。Si的更優(yōu)選的范圍為0.05~ 0.50%〇
[0047] Μη: 3.0~7.0%
[0048] Μη作為奧氏體形成元素是已知的，在本發(fā)明中也是為了在鍛造加熱時(shí)使組織相變 成奧氏體而添加的。為了使組織整體或一部分相變成奧氏體，必須為3.0%以上。若Μη量增 多，則相應(yīng)地鍛造加熱時(shí)的奧氏體相變量也增加，但若Μη的含量超過(guò)7.0 %，則成為使鋼過(guò) 度強(qiáng)化而切削性降低的原因，所以將其上限設(shè)定為7.0%。
[0049] Ρ:〇·〇〇1 ~0.050%
[0050] Ρ會(huì)減少加熱時(shí)的奧氏體相變量，盡管很少。在一般的制造范圍即0.050%以下時(shí)， 由于其效果所帶來(lái)的影響較小，所以將其上限設(shè)定為0.050%。此外，從煉鋼技術(shù)上的制約 出發(fā)，將下限設(shè)定為0.001%。
[0051 ] S:0.020 ~0.200%
[0052] S在本發(fā)明的鋼中，其全部在鋼中以化合物MnS的形式分散晶析，使切削性提高。此 外，晶析的MnS粒子還具有抑制高溫加熱時(shí)的組織粗大化、提高鋼的強(qiáng)度和延性的效果。為 了提高切削性，為了確保必要的MnS粒子，必須添加0.020 %以上的S。另一方面，超過(guò) 0.200 %的添加會(huì)使MnS粒子粗大化，所以導(dǎo)致韌性的降低。S的更優(yōu)選的范圍為0.030~ 0.100%〇
[0053] A1:3.0 ~6.0%
[0054] A1是使鋼的比重減少并且使切削性提高的元素。若A1的添加量增加，則與其相應(yīng) 地鋼的比重降低。但是，若過(guò)量添加，則在加熱時(shí)完全不會(huì)引起奧氏體相變，從常溫至液相 線溫度為止成為鐵素體組織，熱鍛造后的鐵素體組織非常粗大化。其結(jié)果是，在熱鍛造時(shí)容 易產(chǎn)生裂紋或傷痕，此外鍛造品的韌性或延性變得非常低。
[0055] 對(duì)于用于熱鍛造的含有V的非調(diào)質(zhì)鋼，為了確保至少4%以上的比重減少，必須添 加3.0%以上的A1。此外，為了使熱鍛造后的組織充分微細(xì)化而獲得優(yōu)異的韌性、延性，在加 熱至一般的鍛造加熱溫度即1200Γ的過(guò)程中，至少組織的一部分必須進(jìn)行奧氏體相變，因 此，A1量必須為6.0%以下。因此，將A1的含有范圍設(shè)定為3.0~6.0%。
[0056] 進(jìn)而，含有上述范圍的A1的鋼具有提高切削加工時(shí)的工具壽命的作用。在金屬切 削中，已知被切削材料在切削中附著于工具上而脫落，導(dǎo)致切削工具磨損，但是，在本發(fā)明 的鋼中，鋼中所含的A1在切削中的工具上形成穩(wěn)定的保護(hù)膜而發(fā)揮防止附著的作用，因此 認(rèn)為，工具壽命延長(zhǎng)。
[0057] Cr:0.01 ~1.00%
[0058] Cr在本發(fā)明的鋼組成的范圍內(nèi)是固溶強(qiáng)化元素，為了鋼強(qiáng)化，添加0.01 %以上。但 是，為了抑制成本，限定為1.0%以下。
[0059] Ν:0·0040 ~0.0200%
[0060] Ν具有形成Α1Ν、防止加熱時(shí)的組織粗大化并提高韌性、延性的作用。為了防止組織 粗大化，至少必須為0.0040%以上。但是為了獲得沒(méi)有孔隙的健全的鑄造組織，將上限設(shè)定 為0.0200%。
[0061] 本發(fā)明以具有如上所述的成分組成且剩余部分包含不可避免的雜質(zhì)的鋼為基本， 但也可以進(jìn)一步選擇性地含有V: 0 · 05~0 · 30 %、Nb: 0 · 05~0 · 30 %、Ti : 0 · 005~0 · 050 %中 的1種或2種以上。
[0062] V、Nb、Ti均形成碳氮化物，防止加熱時(shí)的組織粗大化。為了獲得防止組織粗大化所 需量的碳氮化物，V必須添加0.05 %以上，Nb必須添加0.05 %以上，Ti必須添加0.005 %以 上。但是，若大量添加，則碳氮化物粗大化而韌性、延性降低，所以，將各元素的上限設(shè)定為 V:0.30%、Nb:0.30%、Ti:0.050%。
[0063] 另外，在將鋼加熱至一般的鍛造加熱溫度即1200°C前后的過(guò)程、以及從1200°C前 后冷卻的過(guò)程中，為了使奧氏體組織的面積率變得更大，優(yōu)選C、Si、Μη、Α1的含量在滿足下 述(式1)的范圍內(nèi)。
[0064] -3.3X %C+0.2X %Si -0.31X %Μη+0·17Χ %Α1+0·62彡0(式 1)
[0065] 另外，各元素的系數(shù)和常數(shù)通過(guò)實(shí)驗(yàn)來(lái)確定。
[0066] 實(shí)施例
[0067]使用真空熔解爐，將含有表1中記載的合金元素、且剩余部分由Fe和不可避免的雜 質(zhì)構(gòu)成的鋼鑄造成150kg鋼錠。
[0068]將這些鋼錠加熱至1230Γ，鍛造延伸成剖面尺寸為30mm見(jiàn)方的棒鋼，作為試驗(yàn)的 起始材。將該起始材的30mm見(jiàn)方的棒鋼切斷成200mm長(zhǎng)度，為了再現(xiàn)熱鍛造品，在1200°C的 爐中插入20分鐘進(jìn)行均熱后，從爐中取出，進(jìn)行油冷，接著在600°C下進(jìn)行1小時(shí)的回火處 理，作為供試材。
[0069] 然后，在供試材的橫截面上，測(cè)定距離表面7.5mm深度的位置的維氏硬度，此外，與 供試材的長(zhǎng)度方向平行地采集拉伸試驗(yàn)片及夏氏沖擊試驗(yàn)片（剖面10 X l〇mm、l ·0πιπιΚ-2πιπι 深度切口），測(cè)定抗拉強(qiáng)度和常溫沖擊值。
[0070] 進(jìn)而，作為鉆頭切削用，將供試材加工成28 X 28 X 21mm的試驗(yàn)片。28 X 28mm的面與 鍛造品長(zhǎng)度方向水平，將其作為鉆頭穿孔面。
[0071 ] 鉆頭穿孔試驗(yàn)通過(guò)使用直徑為3.0mm的鉆頭，以切削速度為1~100m/min、輸送速 度為0 · 25mm/rev、突出量為45mm開出9mm深度的孔的方法來(lái)進(jìn)行。切削油劑使用水溶性切削 油。
[0072] 鉆頭工具壽命以累積孔深為1000mm為止能夠切削的最大切削速度VL1000(m/min) 進(jìn)行評(píng)價(jià)。將所得到的供試鋼的工具壽命與對(duì)硬度與供試鋼相同的碳鋼(s = 0.050%)調(diào)質(zhì) 材進(jìn)行切削時(shí)的工具壽命進(jìn)行比較，以兩者的比來(lái)評(píng)價(jià)。因此，例如比的值為"1.20"是表示 同樣穿孔1000mm時(shí)，供試鋼能夠以比相同硬度的調(diào)質(zhì)鋼快20%的速度進(jìn)行切削。
[0073]將以上的測(cè)定的結(jié)果示于表2中。
[0074]由表2可知，本發(fā)明的鋼具有7.20~7.44的比重。該比重成為比通常的含V非調(diào)質(zhì) 鋼的比重例如S55CV的7.79小約5~7%的比重。
[0075] 此外可知，模仿鍛造的處理后的機(jī)械性質(zhì)顯示出超過(guò)SOOMPa的抗拉強(qiáng)度、超過(guò) 700MPa的0.2%屈服強(qiáng)度，對(duì)于適用于汽車用行走部件而言具備充分的夏氏沖擊值。并且， 以VL1000比較的切削性比相同硬度的調(diào)質(zhì)鋼優(yōu)異29%以上。
[0076]與此相對(duì)照，比較例的鋼存在如下所述無(wú)法得到所期望的機(jī)械性質(zhì)等問(wèn)題。
[0077] C少的鋼No. 18、Mn少的鋼No. 19的情況下，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度均降低。此外，切削 性與現(xiàn)有鋼同等。Si多的鋼No. 20的情況下，沖擊值變低。Μη多的鋼No. 21的情況下，實(shí)現(xiàn)了 優(yōu)異的機(jī)械性質(zhì)，但Μη的合金成本高。P多的鋼No . 22及S多的鋼No . 23的情況下，沖擊值變 低。
[0078] Cr多的鋼No. 24的情況下，屈服強(qiáng)度降低。A1多的鋼No. 25的情況下，屈服強(qiáng)度及沖 擊值降低。N少的鋼No. 26、N多的鋼No. 27的沖擊值均降低。各合金元素的添加量適當(dāng)、但A值 超過(guò)0的No. 28的情況下，屈服強(qiáng)度、沖擊值降低。C多、S少的鋼No. 29的情況下，屈服強(qiáng)度降 低，未見(jiàn)到切削性的提高。
[0079]
[0080] 表 2
[0081]
[0082] 產(chǎn)業(yè)上的可利用性
[0083] 本發(fā)明的鍛造用的鋼為低比重，能夠有助于機(jī)械構(gòu)造用部件的輕量化，同時(shí)具備 充分的強(qiáng)度和韌性，并且切削性也優(yōu)異，因此具有很大的可利用性。
【主權(quán)項(xiàng)】
1. 一種切削性優(yōu)異的低比重?zé)徨懺煊冒翡?，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)由 C:0.05 ~0.50%、 Si:0.01 ~1.50%、 Μη:5·1 ~7.0%、 Ρ:0·001 ~0.050%、 S:0.020 ~0.200%、 Α1:3·0 ~6.0%、 Cr:0.01 ~1.00%、 N:0.0040 ~0.0200%、 以及剩余部分的Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 并且(：、3;[、]/[11、41的以質(zhì)量％計(jì)的含量滿足下述式1， -3.3X %C+0.2X %Si -0.31X %Μη+0·17Χ %Α1+0·62彡0 (式1)。2. -種切削性優(yōu)異的低比重?zé)徨懺煊冒翡?，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)由 C:0.05 ~0.50%、 Si:0.01 ~1.50%、 Μη:5·1 ~7.0%、 Ρ:0·001 ~0.050%、 S:0.020 ~0.200%、 Α1:3·0 ~6.0%、 Cr:0.01 ~1.00%、 N:0.0040 ~0.0200%、 進(jìn)而選自V:〇 .05~0.30%、Nb:0.05~0.30%、Ti :0.005~0.050%中的1種或2種以上、 以及剩余部分的Fe及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 并且(：、3;[、]/[11、41的以質(zhì)量％計(jì)的含量滿足下述式1， -3.3X %C+0.2X %Si -0.31X %Μη+0·17Χ %Α1+0·62彡0 (式1)。
【文檔編號(hào)】C22C38/06GK105908069SQ201610289431
【公開日】2016年8月31日
【申請(qǐng)日】2010年4月8日
【發(fā)明人】高田啟督, 吉田卓
【申請(qǐng)人】新日鐵住金株式會(huì)社