CN109906278B - 钢部件的制造方法以及钢部件 - Google Patents

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Abstract

本发明的钢部件的制造方法包括下述工序：在渗碳气氛中对钢板进行加热而在上述钢板的表面形成渗碳层，上述钢板以质量％计具有由C：0.0005～0.1％、Si：0.01～2.0％、Mn：0.05～3.0％、Al：0.9％以下、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Ti：0.0～0.2％、Nb：0.0～0.1％、Cr：0～2％、Mo：0.0～0.2％、B：0.000～0.005％以及剩余部分：Fe和杂质表示的化学组成，并且具有由铁素体的面积分率为70％以上表示的钢组织；以及使用模具对上述钢板进行成型，以收纳于上述模具的状态直接进行上述钢板的淬火而使上述渗碳层相变为马氏体，并且使上述钢板的比上述渗碳层更靠内侧成为以面积分率计由铁素体为50％以上表示的钢组织。

Description

钢部件的制造方法以及钢部件
技术领域
本发明涉及钢部件的制造方法以及钢部件。
背景技术
以变矩器等为代表的搭载于汽车的机械、工业机械通常是包含具有各 种形状的多个钢部件来构成的。而且，这样的钢部件的大多是由压制加工 成型的。
就这样的钢部件来说，当构成钢部件的钢板的C含量变低时韧性变高。 因此，对于要求高韧性的钢部件有时使用C含量低的钢板。另一方面，当 构成钢部件的钢板的C含量变低时，钢部件的疲劳强度、耐磨性降低。因 此，为了在不使韧性降低的情况下提高疲劳强度、耐磨性，使用使钢部件 的表层部硬化的方法。作为使钢部件的表层部硬化的方法，已知有渗碳淬 火。
然而，在对压制加工后的钢板进行渗碳淬火的情况下，由于在淬火时 产生的相变应变而有可能会产生变形。因此，在渗碳淬火的情况下，钢部 件的形状冻结性降低。专利文献1公开了在对压制加工后的钢板进行淬火 时一边通过模具限制一边冷却来确保良好形状的方法，但由于是使用C量 高的钢板，因此淬火后的韧性并不充分。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平10-96031号公报
发明内容
发明所要解决的问题
本发明的目的在于：提供具有高的韧性、耐磨性、疲劳强度和形状冻 结性的钢部件的制造方法以及钢部件。
用于解决问题的手段
本申请的发明人进行了深入研究，结果想到了以下所示的发明的各个 方案。
(1)一种钢部件的制造方法，其特征在于，其包括下述工序：
在渗碳气氛中对钢板进行加热而在上述钢板的表面形成渗碳层，上述 钢板以质量％计具有由C：0.0005～0.1％、Si：0.01～2.0％、Mn：0.05～3.0％、 Al：0.9％以下、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Ti：0.0～0.2％、Nb：0.0～ 0.1％、Cr：0～2％、Mo：0.0～0.2％、B：0.000～0.005％以及剩余部分：Fe 和杂质表示的化学组成，并且具有由铁素体的面积分率为70％以上表示的 钢组织；以及
使用模具对上述钢板进行成型，以收纳于上述模具的状态直接进行上 述钢板的淬火而使上述渗碳层相变为马氏体，并且使上述钢板的比上述渗 碳层更靠内侧成为以面积分率计由铁素体为50％以上表示的钢组织。
(2)根据(1)所述的钢部件的制造方法，其特征在于，在上述钢板 的表面形成渗碳层的工序中，对上述钢板以820℃以上的温度进行均热处 理。
(3)根据(1)或(2)所述的钢部件的制造方法，其特征在于，在上 述钢板的表面形成渗碳层的工序中，对上述钢板进行一小时以上的均热处 理。
(4)根据(1)～(3)中任一项所述的钢部件的制造方法，其特征在 于，在上述钢板的表面形成渗碳层的工序之前，还包括将上述钢板以低于 5％或20％以上的等效应变进行加工的工序。
(5)一种钢部件，其特征在于，其具有：
母材，该母材以质量％计具有由C：0.0005～0.1％、Si：0.01～2.0％、 Mn：0.05～3.0％、Al：0.9％以下、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Ti：0.0～ 0.2％、Nb：0.0～0.1％、Cr：0～2％、Mo：0.0～0.2％、B：0.000～0.005％ 以及剩余部分：Fe和杂质表示的化学组成，并且以面积分率计具有由铁素 体：50％以上表示的钢组织；以及
包含马氏体的渗碳层，上述包含马氏体的渗碳层存在于上述母材的表 面。
(6)根据(5)所述的钢部件，其特征在于，上述包含马氏体的渗碳 层以质量％计含有0.5～0.9％的C，
在将上述钢部件的厚度设定为t时的上述钢部件的从表面至t/4～3t/4 的范围，具有以当量圆直径计为200μm以上的粒径的铁素体粒的总面积分 率为5％以下。
(7)根据(5)或(6)所述的钢部件，其特征在于，有效硬化层深度 为0.05～0.5mm。
发明效果
通过本发明的钢部件的制造方法，能够制造具有高的韧性、耐磨性、 疲劳强度和形状冻结性的钢部件。另外，本发明的钢部件具有高的韧性、 耐磨性、疲劳强度和形状冻结性。
附图说明
图1是表示实施例中所使用的冲裁加工后的钢板的俯视图和侧视图。
图2是由实施例制得的钢部件的俯视图和侧视图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行详述。此外，以下的说明中，钢部件 以及用于其制造的钢板所包含的各元素的含量的单位“％”只要没有特别说 明就是指“质量％”。
[第一实施方式]
[钢部件的制造方法]
第一实施方式的钢部件的制造方法包括下述工序：在渗碳气氛中对钢 板进行加热而在钢板的表面形成奥氏体的渗碳层(以下记作“渗碳工序”)； 以及以存在奥氏体的状态使用模具对钢板进行成型，以收纳于模具的状态 直接进行钢板的淬火而使奥氏体相变为马氏体，并且使钢板的比渗碳层更 靠内侧成为以面积分率计由铁素体为50％以上表示的钢组织(以下记作“热 冲压工序”)。
[钢板的化学组成和钢组织]
首先，对用于本实施方式的钢部件的制造方法的钢板的化学组成进行 说明。钢板以质量％计具有由C：0.0005～0.1％、Si：0.01～2.0％、Mn：0.05～ 3.0％、Al：0.9％以下、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Ti：0.0～0.2％、Nb： 0.0～0.1％、Cr:0～2％、Mo：0.0～0.2％、B：0.000～0.005％以及剩余部分： Fe和杂质表示的化学组成。作为杂质，可举例出矿石、废铁等原材料中所 包含的杂质、制造工序中所包含的杂质。
(C：0.0005～0.1％)
C影响韧性和抗拉强度。在C含量过高的情况下，淬火时会在钢板内 部产生马氏体、硬化而使韧性降低。另一方面，在过于降低C含量的情况 下会导致成本增加。因此，钢板的C含量为0.0005～0.1％以下。
(Si：0.01～2.0％)
Si通过固溶强化而使强度上升。在Si含量超过2.0％的情况下，Ac3相 变点过于上升，使渗碳层奥氏体化变得困难，淬火时难以得到马氏体。因 此，Si含量为2.0％以下。另一方面，在过于降低Si含量的情况下会导致成 本增加。因此，Si含量为0.01～2.0％。
(Mn：0.05～3.0％)
Mn是通过固溶强化而使强度上升的元素。另外，其也是使淬火性提高 的元素，因此在Mn含量超过3.0％的情况下，就算是C含量为0.1％以下， 淬火时钢板内部也会成为马氏体，使韧性劣化。因此，Mn含量为3.0％以 下。另一方面，在降低到Mn含量低于0.05％的情况下成本会明显上升。因 此，Mn含量为0.05％以上。
(Al：0.9％以下)
Al不是必要元素，其例如以杂质的形式含有于钢板中。另外，其由于 是通过固溶强化而使强度上升的元素而可以任意添加。由于通过形成AlN 而渗碳层的奥氏体粒径变成细粒、淬火性降低，因此在不需要固溶强化的 情况下，Al含量越低越好。特别是，在Al含量超过0.9％的情况下，Ac3 相变点过于上升，使渗碳层奥氏体化变得困难。因此，Al含量设定为0.9％ 以下。但是，降低Al含量会耗费成本，成本在降低到低于0.002％的情况下 会明显上升。因此，Al含量可以设定为0.002％以上。
(P：0.05％以下)
P不是必要元素，例如以杂质的形式含有于钢板中。从淬火后的渗碳层的韧性的观点考虑，P含量越低越好。特别是，在P含量超过0.05％的情况下，韧性明显降低。因此，P含量设定为0.05％以下。但是，降低P含量会耗费成本，成本在降低到低于0.001％的情况下会明显增加。因此，P含量可以为0.001％以上。
(S：0.01％以下)
S不是必要元素，例如以杂质的形式含有于钢板中。由于形成MnS会 使淬火后的渗碳层的韧性降低，因此S含量越低越好。特别是，在S含量 超过0.01％的情况下，韧性明显降低。因此，S含量设定为0.01％以下。但 是，降低S含量会耗费成本，成本在降低到低于0.0005％的情况下会明显增 加。因此，S含量可以为0.0005％以上。
Ti、Nb、Cr、Mo、B不是必要元素，它们是在钢板中可以有限地适当 含有规定量的任选元素。
(Ti：0.0～0.2％)
Ti有助于铁素体粒的微细化，其用于得到规定的钢组织。另外，Ti通 过沉淀硬化(也称为析出强化)而使强度上升。因此，可以含有Ti。但是， 在Ti含量超过0.2％的情况下，使渗碳处理前的钢板的延展性劣化。因此， Ti含量为0.2％以下。
(Nb：0.0～0.1％)
Nb有助于铁素体粒的微细化，其用于得到规定的钢组织。另外，Nb 通过沉淀硬化而使强度上升。因此，可以含有Nb。但是，在Nb含量超过 0.1％的情况下，会使渗碳处理前的钢板的延展性劣化。因此，Nb含量为0.1％ 以下。
(Cr:0～2％)
Cr是固溶强化元素，因此可以为了强度上升而适当添加。但是，由于 是使淬火性提高的元素，因此在Cr含量超过2％的情况下，就算C含量为 0.1％以下，在淬火时钢板内部也会变成马氏体，使韧性劣化。因此，Cr含 量为2％以下。
(Mo：0.0～0.2％)
Mo是使淬火性提高的元素，因此在Mo含量超过0.2％的情况下，就算 C含量为0.1％以下，淬火时钢板内部也会变成马氏体，使韧性劣化。因此， Mo含量为0.2％以下。
(B：0.000～0.005％)
B是提高钢板的淬火性、用于控制钢组织的元素。因此，可以含有B。 但是，在B含量超过0.005％的情况下，效果会饱和。因此，B含量为0.005％ 以下。
另外，钢板优选具有由铁素体的面积分率为70％以上表示的钢组织。 这是因为，在大量存在贝氏体、马氏体、珠光体等硬质组织的情况下，钢 板的成型性会劣化。因此，铁素体的面积分率优选为70％以上。
钢板的板厚t没有特别限定。另外，钢板的抗拉强度优选为630MPa以 下，更优选为590MPa以下，进一步优选为440MPa以下。就本实施方式来 说，是通过表层部的渗碳层来确保所制造的钢部件的耐磨性和疲劳强度。 因此，通过抑制用于制造钢部件的钢板其本身的强度，能够提高所制造的 钢部件的韧性。从成型性的观点考虑，优选强度低。
另外，用于制造钢部件的钢板优选要求钢部件的高韧性的部分不以5％ 以上且低于20％的范围的等效应变进行塑性加工。这是因为，就钢板中以 5％以上且低于20％的范围的等效应变进行了加工的部分来说，在渗碳工序 中的均热处理时，晶粒会粗大化，所制造的钢部件的韧性会降低。此外， 未要求高韧性的部分可以以5％以上且低于20％的等效应变进行塑性加工。
接下来，对本实施方式的钢部件的制造方法进行说明。
[渗碳工序]
在该工序中，对具有上述的化学组成和钢组织的钢板实施渗碳，并且 使钢板的表层部的钢组织成为奥氏体。本发明中的“渗碳”也包括渗碳氮 化。因此，所形成的渗碳层也包含渗碳氮化层。渗碳例如可以应用气体渗 碳、真空渗碳。
渗碳工序中的钢板的均热温度(渗碳温度)例如为820～1100℃。渗碳 后的钢板以该状态直接通过模具在进行压制加工的同时进行淬火。因此， 在该渗碳工序中，对通过渗碳而使碳浸入和扩散后的表层部的钢组织进行 奥氏体化。例如，在均热温度为820℃以上的情况下，钢板的表层部的钢组 织会奥氏体化。此外，均热温度更优选为840℃以上。另一方面，在渗碳温 度超过1100℃的情况下，晶粒粗大化，有时韧性会降低。因此，均热温度 的优选上限为1100℃。根据渗碳气氛的碳势，对表层部的C含量进行调整， 例如成为0.5％～0.9％。
上述均热温度下的均热时间例如为1.0小时～5.0小时。在均热时间过 短的情况下，渗碳层的有效硬化层深度难以达到规定深度例如0.05mm以 上。因此，均热时间优选为1.0小时以上，更优选为1.5小时以上。另一方 面，在均热时间过长的情况下，渗碳层的有效硬化层深度变得过大，就成 为超过规定深度例如超过0.5mm的深度。因此，均热时间例如优选为5.0 小时以下。
此外，开始钢板的钢组织的奥氏体化的温度随着C含量变高而降低。 因此，该渗碳工序中的均热温度比开始钢板的钢组织的奥氏体化的温度低 的情况下，由于碳的浸入而使得C含量从钢板的表面变高，开始奥氏体化 的温度与此相伴地变低。此时，在开始奥氏体化的温度比均热温度低的部 分，开始奥氏体化。因此，在该情况下，渗碳层的厚度与时间的经过相伴 地变厚，并且奥氏体化后的部分的厚度与渗碳层的厚度的增加相伴地也从 表面变厚。与此相对，在该渗碳工序中的均热温度比开始钢板的钢组织的 奥氏体化的温度高的情况下，钢板的钢组织奥氏体化，碳浸入奥氏体化后 的部分。
[热冲压工序]
在该工序中，在渗碳工序之后，以钢板中存在奥氏体的状态例如在钢 板的温度成为800℃以下之前对钢板进行热冲压。此外，在从渗碳工序到热 冲压之间，不对钢板进行淬火。当结束渗碳工序时，钢板以820℃以上的温 度进行均热处理，钢板的表层部的钢组织成为奥氏体。此外，钢板的表层 部的C含量例如成为0.5％～0.9％。因此，在对该钢板实施热冲压的情况下， 存在于钢板表层部的奥氏体成为马氏体。另外，钢板的比渗碳层更靠内侧成为以面积分率计由铁素体为50％以上表示的钢组织。就该热冲压工序来 说，例如使用循环冷却介质的模具。而且，使用该模具一边对存在奥氏体 的状态的钢板进行压制成型一边除热进行淬火。
如上所述，就本实施方式的钢部件的制造方法来说，对C含量低的钢 板例如C含量为0.005～0.1％的钢板进行表层部奥氏体化的温度下的均热处 理，然后以存在由该均热处理产生的奥氏体的状态实施压制加工。因此， 能够将所制造的钢部件的母材的C含量设定为低C含量例如设定为0.005～ 0.1％。另外，能够将母材的钢组织以铁素体的面积分率计设定为50％以上。 因此，能够制造具有高韧性的钢部件。另外，由于是通过渗碳工序和热冲 压工序在钢部件的表层部形成包含马氏体的渗碳层，因而能够使表层部变 得比内部(即母材)硬。因此，通过存在于钢部件的表层部的包含马氏体 的渗碳层，能够确保耐磨性和疲劳强度。此外，由于是使用模具对钢板进 行成型，以将钢板收纳于该模具的状态直接进行淬火，因而能够在淬火中 抑制钢部件的变形。因此，能够制造具有优异的形状冻结性的钢部件。如 上所述，通过本实施方式的钢部件的制造方法，能够制造具有高的韧性、 耐磨性、疲劳强度和形状冻结性的钢部件。
此外，只要钢板是要求高韧性的部分没有以5％以上且低于20％的范围 的等效应变进行塑性加工，就能够抑制在该部分中铁素体粒发生异常粒生 长而粗大化(例如粒径以当量圆直径计为200μm以上)。因此，在存在于钢 板的铁素体粒未奥氏体化而残存于钢部件的情况下，在要求高韧性的部分 能够抑制由粗大化的铁素体粒造成的韧性降低。此外，在钢板的均热处理 中铁素体粒全部奥氏体化的情况下，由奥氏体生成的铁素体粒不会粗大化， 因此不会产生由铁素体粒的粗大化造成的韧性降低。
[钢部件]
通过以上的制造方法，制造本发明的实施方式的钢部件。本实施方式 的钢部件具备母材以及存在于母材表面的包含马氏体的渗碳层。
母材的C含量为0.0005～0.1％，其化学组成与钢板的化学组成相同。 母材的C含量可以在钢部件的板厚中央位置通过EPMA来分析。母材的钢 组织含有铁素体。特别是，母材的钢组织优选铁素体的面积分率为50％以 上。母材的钢组织的除了铁素体以外的部分例如为珠光体、贝氏体。
在母材中，具有当量圆直径为200μm以上的粒径的铁素体粒的总面积 分率(以下称为粗大铁素体率)优选为5％以下。这样，由本实施方式的制 造方法制得的钢部件优选由于异常粒生长而粗大化的铁素体粒(具有当量 圆直径为200μm以上的粒径的铁素体粒)少。
此外，母材的粗大铁素体率通过下述方法来测定。其中，将钢部件的 板厚定义为t(mm)。由钢部件的从表面至t/4～3t/4的范围的任意位置采集 样品。通过硝酸乙醇(nital)使样品的表面(观察面)腐蚀。通过100倍的 光学显微镜对腐蚀后的观察面中的任意五个视场(各视场面积＝2mm×2mm) 进行观察来生成照片图像。在所得到的各视场的照片图像中，确定铁素体 粒。求出确定了的各铁素体粒的当量圆直径。当量圆直径(μm)以将各铁 素体粒换算成具有相同面积的圆时的圆的直径来定义。求出各铁素体粒的 当量圆直径，然后确定当量圆直径为200μm以上的粗大铁素体粒。求出各 视场中的粗大铁素体粒的总面积，除以所测得的全视场的总面积，由此求 出粗大铁素体率(面积％)。铁素体的确定、当量圆直径的计算和求出粗大 铁素体率使用通用的图像处理应用程序来实行。
母材的维氏硬度(HV)优选为250以下。这是因为，硬度过高的韧性 会劣化。另外，母材的维氏硬度(HV)的下限优选为80，更优选为150。 这是因为，作为机械部件的强度不是由表层而且由母材的硬度决定的。母 材的维氏硬度(HV)由下述方法求出。选择钢部件的板厚中央位置的任意 三点。在所选择的位置实施基于JIS Z 2244(2009)的维氏硬度试验。此时 将试验力设定为2.942N(0.3kgf)。将所得到的硬度的平均值定义为母材的 维氏硬度(HV)。
渗碳层的C含量例如为0.5％～0.9％。渗碳层的C含量可以通过EPMA (电子束显微分析仪)来分析。渗碳层的钢组织包含马氏体。
渗碳层的维氏硬度(HV)的下限优选为500，更优选为600。这是为 了确保耐磨性、疲劳强度。渗碳层的维氏硬度(HV)由下述方法求出。在 钢部件的从表面至0.05mm深度位置的渗碳层部分，选择任意三点。对所选 择的位置实施基于JIS Z 2244(2009)的维氏硬度试验。此时将试验力设定 为2.942N(0.3kgf)。将所得到的硬度的平均值定义为渗碳层的维氏硬度 (HV)。
如上所述，本实施方式的钢部件的母材的C含量例如为0.0005～0.1％。 此外，在母材中，铁素体的面积分率为50％以上，粗大铁素体率例如为5％ 以下。因此，由于母材具有高韧性，因此具有这样的母材的钢部件具有高 的韧性。另外，在钢部件的母材的表面存在渗碳层。该渗碳层包含马氏体， 具有优异的硬度。因此，钢部件具有优异的耐磨性和疲劳强度。而且，本 实施方式的钢部件是通过使用模具对钢板进行成型并且以将钢板收纳于该模具的状态直接进行淬火来制造。因此，本实施方式的钢部件具有优异的 形状冻结性。这样，本实施方式的钢部件具有高的韧性、耐磨性、疲劳强 度和形状冻结性。
[第二实施方式]
接下来，对本发明的第二实施方式的钢部件的制造方法进行说明。第 二实施方式的钢部件的制造方法与第一实施方式相比是在渗碳工序之前的 阶段还包括对钢板导入加工应变的工序(以下称为“应变导入工序”)。此 外，其他工序(渗碳工序、热冲压工序)与第一实施方式相同。
[应变导入工序]
就应变导入工序来说，对具有上述的化学组成和钢组织的钢板之中的 在成型为钢制品的状态下要求高韧性的部分以低于5％或20％以上的等效 应变来实施加工。其中，塑性加工的方法没有限定，例如可以为压制加工， 也可以为轧制。
就以钢板的等效应变为5％以上且低于20％的方式进行了塑性加工的 部分来说，在渗碳工序中进行加热的情况下，会发生晶粒的异常粒生长。 另一方面，以低于5％或20％以上的等效应变进行了塑性加工的部分就算在 渗碳工序中进行加热，也不易发生晶粒的异常粒生长。因此，在渗碳工序 之前的阶段对钢板进行加工的情况(事前加工)下，对在成型为钢制品的 状态下要求高韧性的部分以低于5％或20％以上的等效应变进行加工。由此，存在于钢板的铁素体粒的异常粒生长得到抑制，能够抑制所制造的钢 部件的韧性降低。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发 明的可实施性和效果而采用的条件，本发明不限于这些条件例。本发明只 要不脱离其主旨并能够达到目的就可以采用各种条件。
该实施例使用了具有表1所示的化学组成的钢种。就钢种A～D来说， C含量在本发明的范围内，钢种E在本发明的范围外。抗拉强度是通过常 温、大气中的拉伸试验来测定的。任一个钢种均是铁素体分率为70％以上。
表1
Figure BDA0002033249480000111
对各钢种的板厚为3.2mm的钢板进行冲裁加工，由此制造图1所示的 圆板状的钢板10。如图1所示，钢板10是在中央具有贯通孔20的圆板。 钢板10的外径为200mm、内径为50mm。
而且，使用表2所示的试验编号1～15的制造方法，制造钢板10到钢 部件30。图2表示所制造的钢部件30。钢部件30在周缘部具有底部50， 并且在中央部具有凸部40。凸部40的外径为120mm，并且凸部40的从底 部50起的高度为3mm。
Figure BDA0002033249480000121
表2中的“工序”记载了各试验编号的制造工序。“工序”栏的“A” 表示下述制造方法：在渗碳气氛中对钢板10进行均热处理而使之渗碳，然 后在以在钢板10中存在奥氏体的状态使用模具进行压制成型的同时进行淬 火，由此制造钢部件30。“工序”栏的“B”表示下述工序：对钢板10进 行压制加工而成型为图2所示的形状，在渗碳气氛中对成型后的钢板10进 行均热处理而使之渗碳，然后进行油淬火，由此制造钢部件30。即，在工 序“A”中，钢部件30的凸部40是在渗碳气氛中的均热处理(渗碳工序) 之后在进行淬火的同时进行成型而得到的。另一方面，在工序“B”中，钢 部件30的凸部40是通过在渗碳气氛中的均热处理(渗碳工序)和其后的 淬火之前的阶段进行压制加工而成型得到的。
“事前加工工序中的等效应变率”栏表示在事前加工工序中导入钢板 的等效应变的最大值。事前加工工序是在渗碳气氛下进行均热处理之前的 阶段对钢板10导入应变的加工。在该事前加工工序中，在冲裁为圆板形状 之前，通过冷轧对钢板10导入应变，模拟压制成型加工。“均热温度”栏 表示渗碳气氛下的均热温度(渗碳温度；单位为℃)。“均热时间”栏表示 渗碳气氛下的钢板10的均热时间(小时)。
[评价试验]
[显微组织观察试验]
通过下述方法，对所制得的各试验编号的钢部件30的渗碳层和母材的 钢组织进行观察。沿半径方向切断钢部件30，对包含底部50的切断面的样 品进行树脂包埋，研磨切断面，对研磨好的切断面进行硝酸乙醇腐蚀。然 后，以100～500倍的光学显微镜对腐蚀后的切断面之中的表层部中的从表 面至0.05mm深度位置的渗碳层和板厚中央部的母材进行观察，确定钢组 织。进而，在表层部和板厚中央部，实施EPMA来确定C含量。
[维氏硬度试验]
通过上述的方法，求出各试验编号的钢部件之中的渗碳层(从表层部 至0.05mm深度)和母材(板厚中央部)的维氏硬度(HV)。此外，维氏硬 度(HV)使用底部50来求出。
[粗大铁素体率]
各试验编号的钢部件30之中，在底部50从表面至t/4～3t/4位置采集显微组织观察用样品。使用所采集的样品，通过上述的方法求出粗大铁素 体率。
[形状冻结性]
“形状冻结性”栏表示钢部件30的形状冻结性的评价结果。“〇”表 示形状冻结性高，“×”表示形状冻结性低。形状冻结性通过钢部件30的 凸部40和底部50的平面度来评价。平面度由使用三维形状测定机测得的 各试验编号的凸部40和底部50的形状求出。而且，在凸部40和底部50 的平面度均为0.2mm以下的情况下，评价为形状冻结性高(表2中以“〇” 标记表示)。另一方面，在凸部40和底部50的平面度均超过0.2mm的情况 下，评价为形状冻结性低(表2中以“×”标记表示)。
[韧性]
“韧性”栏表示钢部件30的韧性的评价结果。“◎”表示韧性高，“〇” 表示韧性略低，“×”表示韧性低。其中，“〇”的评价也包含在实施例中。 韧性根据夏氏冲击试验的结果来评价。
从所制得的钢部件30的底部50采集夏氏冲击试验片，使用所采集的 试验片并基于JIS Z 2242(2005)在-20℃和常温下实施夏氏冲击试验。试 验后，判断是否确认了裂纹在试验片中贯通。在-20℃和常温中的任一者下 裂纹均未贯通的情况下，判断为韧性高(表2中以“◎”标记表示)。另一 方面，在-20℃和常温的任一者下试验后裂纹在试验片中均贯通而试验片被 分割成两部分的情况下，判断为韧性低(表2中以“×”标记表示)。另外， 在-20℃下贯通而在常温下没有贯通的情况下，判断为韧性略低(表2中以 “〇”标记表示)。
[试验结果]
接着，对试验结果进行说明。
试验编号1～5、9～11是钢板10的C含量和制造工序均在本发明的范 围内的例子。特别是，试验编号1、2、4、5是事前加工工序中的等效应变 率、均热温度和均热时间在更优选的范围内的例子。这些试验编号1、2、4、 5的钢部件30均由包含马氏体的渗碳层和含有铁素体的母材制成，渗碳层 的C含量在0.5～0.9％的范围内，母材的C含量为0.1％以下。另外，这些 试验编号1、2、4、5的钢部件30的母材的粗大铁素体率为5％以下。此外， 母材的维氏硬度(HV)比存在于表层部的渗碳层低，并且为250以下。然 后，在夏氏冲击试验中没有观察到裂纹在试验片中贯通，显示优异的韧性。 此外，渗碳层的硬度为500以上，具有高的硬度。此外，由于在渗碳工序 之后实施热冲压工序，因此这些试验编号1、2、4、5的钢部件30具有优 异的形状冻结性。
试验编号1、2、4、5与作为均热时间低于一小时的例子的试验编号9、 作为均热温度低于820℃的例子的试验编号10、作为均热时间低于一小时 并且均热温度低于820℃的例子的试验编号11相比，表层部的碳浓度高， 有效硬化层厚，表层部硬度高。另外，就试验编号10、11来说，表面的碳 浓度低、奥氏体化充分，因此马氏体的面积率低；而就试验编号1、2、4、 5来说，在表层部得到了马氏体的面积率为100％的组织。
这些试验编号1、2、4、5的钢部件30的粗大铁素体率与作为事前加 工工序中的等效应变率不低于5％或不为20％以上的例子的试验编号3的钢 部件相比变得较低。
试验编号6～8是制造方法的工序不满足本发明的要求的例子。由于没 有进行热冲压，因此形状冻结性并不好。另外，试验编号7是不满足事前 加工工序中的等效应变率为低于5％或20％以上的条件的例子。就试验编号 7来说，在板厚中央部产生粗大铁素体，韧性劣化。
试验编号12～15是钢板10的C含量超过0.1％并且不满足本发明的要 求的例子。板厚中央部的C含量高、铁素体分率为50％以下，因此韧性差。
试验编号13是钢板10的C含量超过0.1％并且均热时间低于一小时、 钢板10的C含量和均热时间不满足本发明的要求的例子。
试验编号14是钢板10的C含量超过0.1％并且均热温度低于820℃、 钢板10的C含量和均热温度不满足本发明的要求的例子。
试验编号15是钢板10的C含量超过0.1％、均热温度低于820℃、均 热时间低于一小时、钢板10的C含量、均热温度和均热时间不满足本发明 的要求的例子。
以上，对本发明的实施方式进行了说明。然而，上述实施方式仅仅是 用于实施本发明的举例。因此，本发明并不限于上述的实施方式，可以在 不脱离其主旨的范围内适当变更上述实施方式来实施。
产业上的可利用性
本发明例如可以用于与钢部件的压制成型相关的产业。

Claims (6)

1.一种钢部件的制造方法，其特征在于，其包括下述工序：
渗碳工序，该渗碳工序在渗碳气氛中对钢板进行加热而在所述钢板的表面形成奥氏体的渗碳层，所述钢板以质量％计具有由C：0.0005～0.1％、Si：0.01～2.0％、Mn：0.05～3.0％、Al：0.9％以下、P：0.05％以下、S：0.01％以下、Ti：0.0～0.2％、Nb：0.0～0.1％、Cr：0～2％、Mo：0.0～0.2％、B：0.000～0.005％以及剩余部分：Fe和杂质表示的化学组成，并且具有由铁素体的面积分率为70％以上表示的钢组织；以及
热冲压工序，该热冲压工序以存在奥氏体的状态使用模具对所述钢板进行成型，以收纳于所述模具的状态直接进行所述钢板的淬火而使渗碳层相变为马氏体，并且使所述钢板的比所述渗碳层更靠内侧成为以面积分率计由铁素体为50％以上表示的钢组织，
其中，所述钢板的抗拉强度为630MPa以下。
2.根据权利要求1所述的钢部件的制造方法，其特征在于，在所述钢板的表面形成渗碳层的工序中，对所述钢板以820℃以上的温度进行均热处理。
3.根据权利要求1或2所述的钢部件的制造方法，其特征在于，在所述钢板的表面形成渗碳层的工序中，对所述钢板进行一小时以上的均热处理。
4.根据权利要求1或2所述的钢部件的制造方法，其特征在于，在所述钢板的表面形成渗碳层的工序之前，还包括将所述钢板以低于5％或20％以上的等效应变进行加工的工序。
5.根据权利要求3所述的钢部件的制造方法，其特征在于，在所述钢板的表面形成渗碳层的工序之前，还包括将所述钢板以低于5％或20％以上的等效应变进行加工的工序。
6.根据权利要求1或2所述的钢部件的制造方法，其特征在于，在所述渗碳工序之后并且在所述钢板的温度成为800℃以下之前，对所述钢板进行热冲压。
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