CN1947928A - 具有优良冷锻性能的坯料的制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种具有优良冷锻性能的坯料的制造方法，其包含以下工序：锻造加工工序，该工序是将按质量百分比含有C：0.1～0.6％的钢材，在200～820℃的温度中，以使得应变大于或等于0.3的方式进行加工锻造；以及退火工序，该工序是将该锻造加工后的钢材，在600～780℃的温度中进行退火。
Description
技术领域
本发明涉及一种具有优良冷锻性能的坯料的制造方法，其在冷锻加工时的变形阻力小，具有高变形能力。
背景技术
例如，在制造机械构造部件时，当前，是对钢材进行热锻加工后(例如，加工温度为1000～1200℃)，进行球化退火处理(SA处理)，然后，进行冷锻加工以成型为接近最终产品的形状，然后，通过机械加工进行精加工以形成产品。
在这里，球化退火处理是为了将珠光体的片层组织中的碳化物(渗碳体)变成球状，使其细微化并分散，该热处理需要很长时间。
但是，当前，通常的球化退火处理无法使碳化物充分地球化以及分散。其结果产生以下问题，即，在对球化退火处理后的钢材以高加工率进行冷锻加工的情况下等，容易产生加工裂纹。
冷锻加工时出现这种裂纹是由于：碳化物没有充分地被球化而残留珠光体的片层，应变集中在该细长的大片层上而成为裂纹的起点。
作为解决方法，通过延缓球化退火处理时的冷却时的冷却速度等方法进行对应。但是，这种情况下，球化退火处理就需要更长的时间，这成为提高制造成本的主要原因。
本发明正是为解决该问题而提出的。
另外，作为本发明的现有技术，存在下述专利文献1中公开的内容。但是，该专利文献1公开的是锻造温度大于或等于800℃等，制造条件与本发明不同。其结果，利用专利文献1中公开的制造方法，无法得到本发明这样的组织。
专利文献1：特开平6-299241号公报
发明内容
本发明以上述情况为背景，其目的在于，提供一种坯料的制造方法，其能够不简化热处理，且能够缩短退火处理中所需要的热处理时间而降低成本，且在冷锻加工时的变形能力高、冷锻性能优良。
本发明人认真研究了前述课题，发现通过以下所示的制造方法可以实现上述目的，进而完成本发明。即，本发明的目的，可以利用下述的制造方法实现。
1.一种具有优良冷锻性的坯料的制造方法，其包含以下工序：
锻造加工工序，该工序是将按质量百分比含有C：0.1～0.6％的钢材，在200～820℃的温度中，以使得应变大于或等于0.3的方式进行加工锻造；以及
退火工序，该工序是将该锻造加工后的钢材，在600～780℃的温度中进行退火。
2.如技术方案1所述的具有优良冷锻性能的制造方法，前述钢材中还按质量百分比含有：Si：0.03～0.6％、Mn：0.1～1.0％、Cr：0.1～1.5％、Mo：0.01～0.5％、Ni：0.01～3％、Al：0.01～0.5％、N：0.003～0.03％。
3.如技术方案2所述的具有优良冷锻性能的制造方法，前述钢材还按质量百分比含有以下成分，即，从由Ti：0.001～0.01％、B：0.0005～0.0020％、Nb：0.01～0.09％构成的群中选择出的至少一种。
如上所示，本发明的制造方法为，将按质量百分比含有C：0.1～0.6％的钢材，在大于或等于200℃而小于或等于820℃的温度中，以使得应变大于或等于0.3的方式进行锻造加工，然后在大于或等于600℃而小于或等于780℃的温度中进行退火处理。
在现有的热锻后进行退火处理的制造方法的情况下，因热锻加工，奥氏体晶粒暂时被压成扁平状，但之后因再结晶而被分成细小的晶粒的后晶粒成长，如图1(A)的示意图所示，成为较大的圆形的奥氏体晶粒10。
然后，晶粒10因随后的空冷而转变，成为铁素体·珠光体晶粒12。
此外，图1中，14表示铁素体，16表示珠光体。
然后，如果对铁素体·珠光体晶粒12施以球化退火处理(SA处理)，则珠光体16的形成片层的渗碳体球化而形成球状碳化物18。
但是，在现有的制造方法中，在该球化退火处理中渗碳体未充分地球化并分散。其结果，无法使冷锻用的坯料具有充分的变形能力，成为冷锻时的裂纹的原因。
与之相对，本发明中，首先将按质量百分比含有C：0.1～0.6％的钢材，在小于或等于奥氏体的再结晶温度820℃的温度中、优选小于或等于780℃的温度中进行锻造加工。例如，在使锻造加工时的温度小于或等于780℃的情况下，如图1(B)所示，通过首先达到该温度，奥氏体晶粒成为由铁素体14和奥氏体20组成的晶粒22，通过其后的锻造加工被压成扁平晶粒24。
此时，铁素体14、奥氏体20都变成扁平的球状。
与现有的制造方法不同，在本发明的制造方法中，由于通过前述方式而成为扁平状的晶粒24，之后不产生再结晶，所以一直保持该扁平的形状。
该扁平状的晶粒24中的奥氏体20因其后的空冷转变为珠光体26。
图1中，晶粒28表示由因其空冷而转变的珠光体26和铁素体14构成的扁平的珠光体转变后的晶粒。
此时，转变后的扁平晶粒28，其形状成为扁平状。其结果，如图1所示，转变后的珠光体26的片层长度，比由上述现有制造方法得到的要短。
另外，铁素体14成为扁平的形状，该铁素体14切断片层。因此，通过该铁素体14的切断，片层的长度更短。
这样，由于片层较短，所以在随后进行退火处理时，片层组织中的渗碳体良好地球化并分散。其结果，退火处理后的晶粒，成为基本不残留片层组织的软的晶粒，从而可以得到变形阻力小而变形能力高的坯料。
以上是使锻造加工在铁素体析出的小于或等于780℃的温度中进行的情况。但是，即使在比其高的温度中，因为只要是在小于或等于奥氏体的再结晶温度的820℃中的锻造加工，则因该锻造加工奥氏体晶粒可以保持扁平形状，在此状态下通过其后的冷却会发生转变，因此同样地，片层的长度变短，在退火处理时渗碳体良好地球化。其结果，可以得到变形阻力小而具有高变形能力的坯料。
根据本发明，可以在缩短退火处理的时间的情况下，使冷锻用的坯料具有高变形能力，从而能够减少制造坯料的成本。
另外，在延长退火处理的时间的情况下，可以使冷锻用的坯料具有高于以往的变形能力。
另外，在本发明中，根据需要，可以使钢材中分别以下述的含有量，含有Si、Mn、Cr、Mo、Ni、Al、N，或者还含有Ti、B、Nb的一种或一种以上。
即，优选前述钢材(按质量百分比含有C：0.1～0.6％)还按质量百分比含有：Si：0.03～0.6％、Mn：0.1～1.0％、Cr：0.1～1.5％、Mo：0.01～0.5％、Ni：0.01～3％、Al：0.01～0.5％、N：0.003～0.03％。
下面，针对本发明中的各化学成分和锻造条件的各限定理由进行说明。另外，下述中如果没有特别说明，“％”表示“质量百分比”。
C：0.1％～0.6％
为了使得冷锻用的坯料的组织成为铁素体·珠光体组织，必须使C的含有量为0.1％～0.6％。
Si：0.03～0.6％
为了确保铁素体层的强度，优选Si的含有量大于或等于0.03％。
但是，如果含有量超过0.6％，则塑性加工性会降低，所以其上限优选为0.6％。
Mn：0.1～1.0％
为了使珠光体层的片层微细化，优选Mn的含有量大于或等于0.1％。
但是，如果含有量超过1.0％，则塑性加工性会降低，所以其上限优选为1.0％。
Cr：0.1～1.5％
通过使Cr的含有量大于或等于0.1％，可以确保强度。
但是，如果含有量超过1.5％，则塑性加工性会降低，所以其上限优选为1.5％。
Mo：0.01～0.5％
通过使Mo的含有量大于或等于0.01％，可以确保强度。
但是，如果含有量超过0.5％，则塑性加工性会降低，所以其上限优选为0.5％。
Ni：0.01～3％
通过使Ni的含有量大于或等于0.01％，可以确保强度。
但是，如果含有量超过3％，则塑性加工性会降低，所以其上限优选为3％。
Al：0.01～0.5％
通过使Al的含有量大于或等于0.01％，可以由AlN产生使结晶粒微细化的作用。
但是，由于其效果在0.5％时饱和，所以其上限优选为0.5％。
N：0.003～0.03％
为了由AlN产生使结晶粒微细化的作用，优选使N的含有量大于或等于0.003％。
另一方面，由于难以实现含有大于或等于0.03％的N，所以其上限优选为0.03％。
Ti：0.001～0.01％
通过使Ti的含有量大于或等于0.001％，可以将结晶粒微细化。
但是，由于其效果在0.01％时达到饱和，所以其上限优选为0.01％。
B：0.0005～0.0020％
通过使B的含有量大于或等于0.0005％，可以将结晶粒微细化。
但是，由于其效果在大于或等于0.0020％时达到饱和，所以其上限优选为0.0020％。
Nb：0.01～0.09％
通过使Nb的含有量大于或等于0.01％，可以将结晶粒微细化。
但是，由于其效果在0.09％时达到饱和，所以其上限优选为0.09％。
锻造温度：大于或等于200℃而小于或等于820℃
为了在锻造时不使珠光体再结晶而成为细长的形态，必须在小于或等于820℃的温度中进行锻造。优选在存在切断珠光体组织的铁素体的小于或等于780℃的温度中进行锻造。
本发明通过在小于或等于820℃的温度中进行锻造，可以发挥规定的效果，但是由于其锻造加工时的温度较低的情况下，变形阻力会变高，所以在钢材难以加工的温度即大于或等于200℃的温度中进行锻造。
应变：大于或等于0.3
为了使珠光体组织的片层分散而使碳化物易于球化，必须进行使得应变大于或等于0.3的锻造加工。在这里，“应变”为真应变，是加工后的钢材的长度除以加工前的钢材的长度后所得数值的自然对数的绝对值，如下述进行定义。
应变＝|ln(加工后的长度/加工前的长度)|
退火温度：大于或等于600℃而小于或等于780℃
本发明中，由于实施退火处理的对象物，在前述锻造加工时在小于或等于820℃的温度中进行了塑性加工，所以加工应变残留而很硬。为了去除该加工应变，必须将锻造加工后的钢材加热到大于或等于600℃。
另一方面，在退火温度高于780℃的情况下，球化后的碳化物会固溶于奥氏体中。为了使组织不成为奥氏体单层，本发明中，在小于或等于780℃的温度中进行退火。
附图说明
图1是将本发明的作用与比较例进行比较来说明的示意图。
图2是表示本发明的一个实施方式中的退火处理时的温度变化的内容的图。
具体实施方式
下面，对本发明的实施方式进行具体说明，但本发明并不限于这些实施例。
使用表1所示的化学组成的钢材，利用锻造制造直径为33mm的圆棒。
然后，将得到的圆棒机械加工为24×50mm的圆棒试验片后，在断面收缩率20％(应变0.2)、30％(应变0.4)、65％(应变1.1)下，以表2所示的各种锻造温度，实施正挤压(锻造加工)。
然后，以图2所示的条件进行退火处理。将得到的坯料加工为各拉伸试验片，使用该试验片进行拉伸试验。
表1
| C | Si | Mn | Ni | Cr | Mo | Al | N | Ti | B | Nb | |
| 钢1 | 0.53 | 0.17 | 0.56 | 0.04 | 0.15 | 0.01 | 0.02 | 0.014 | - | - | - |
| 钢2 | 0.45 | 0.05 | 0.28 | 0.04 | 0.14 | 0.01 | 0.02 | 0.015 | - | - | - |
| 钢3 | 0.51 | 0.06 | 0.28 | 0.04 | 0.14 | 0.01 | 0.02 | 0.006 | 0.035 | 0.0017 | - |
| 钢4 | 0.15 | 0.07 | 0.48 | 0.05 | 1.09 | 0.01 | 0.02 | 0.008 | 0.41 | 0.0016 | 0.019 |
| 钢5 | 0.21 | 0.21 | 0.74 | 0.07 | 1.12 | 0.01 | 0.03 | 0.013 | - | - | - |
| 钢6 | 0.35 | 0.25 | 0.72 | 0.05 | 1.03 | 0.21 | 0.03 | 0.011 | - | - | - |
| 钢7 | 0.21 | 0.23 | 0.56 | 1.82 | 0.52 | 0.23 | 0.03 | 0.012 | - | - | - |
| 钢8 | 1.04 | 0.26 | 0.35 | 0.07 | 1.51 | 0.01 | 0.03 | 0.013 | - | - | - |
此外，图2(A)示意地表示，使挤压材料升温到表2所示的各退火温度后保持3小时，之后进行空冷时的温度变化。该工序在表2中由“LA”表示。
另一方面，图2(B)示意地表示，将挤压材料升温到表2所示的各退火温度后在该温度下保持5小时，之后以每1小时20℃的冷却温度降至650℃进行冷却，之后进行空冷时的温度变化。该工序在表2中由“SA”表示。
表2中，和锻造温度、退火处理的模式(前述的LA或者SA)、退火温度等一起，表示拉伸试验的结果、详细地说为抗拉强度和拉深值。
表2
| 钢种类 | 锻造温度(℃) | 加工应变 | 退火模式 | 退火温度(℃) | 抗拉强度(MPa) | 拉深(％) | |
| 发明例1 | 钢1 | 400 | 1.1 | LA | 710 | 504 | 67 |
| 发明例2 | 钢1 | 400 | 1.1 | SA | 740 | 498 | 72 |
| 发明例3 | 钢1 | 750 | 1.1 | LA | 710 | 509 | 66 |
| 发明例4 | 钢1 | 750 | 1.1 | SA | 740 | 496 | 69 |
| 发明例5 | 钢2 | 750 | 1.1 | SA | 740 | 488 | 71 |
| 发明例6 | 钢3 | 750 | 1.1 | LA | 710 | 491 | 67 |
| 发明例7 | 钢4 | 600 | 1.1 | SA | 690 | 430 | 86 |
| 发明例8 | 钢5 | 400 | 1.1 | LA | 720 | 482 | 83 |
| 发明例9 | 钢5 | 400 | 1.1 | SA | 750 | 458 | 85 |
| 发明例10 | 钢5 | 600 | 1.1 | LA | 720 | 495 | 81 |
| 发明例11 | 钢5 | 600 | 1.1 | SA | 750 | 468 | 84 |
| 发明例12 | 钢5 | 700 | 1.1 | LA | 720 | 507 | 78 |
| 发明例13 | 钢5 | 700 | 1.1 | SA | 750 | 488 | 82 |
| 发明例14 | 钢5 | 700 | 0.4 | SA | 690 | 492 | 75 |
| 发明例15 | 钢6 | 600 | 1.1 | SA | 750 | 481 | 79 |
| 发明例16 | 钢7 | 600 | 1.1 | SA | 750 | 488 | 80 |
| 比较例A | 钢1 | 1100 | 1.1 | LA | 710 | 564 | 48 |
| 比较例B | 钢5 | 1150 | 1.1 | LA | 720 | 587 | 59 |
| 比较例C | 钢5 | 1150 | 1.1 | SA | 750 | 569 | 58 |
| 比较例D | 钢5 | 700 | 0.2 | LA | 720 | 568 | 57 |
| 比较例E | 钢5 | 700 | 0.2 | SA | 750 | 551 | 59 |
| 比较例F | 钢5 | 700 | 1.1 | LA | 970 | 613 | 58 |
| 比较例G | 钢8 | 700 | 1.1 | LA | 720 | 655 | 56 |
在表2中，比较例A的锻造温度为1100℃，比本发明的上限值即820℃高。其结果，比较例A即使在锻造加工后施加图2(A)所示模式的退火处理(LA)，也在保持高抗拉强度的同时拉深值较低，不具有充分的变形能力。
另外，在比较例B中，锻造温度同样为1150℃的高温。其结果，比较例B即使在随后施加退火处理，也在保持高抗拉强度的同时拉深值较低，不具有充分的变形能力。
比较例C，使用和比较例B相同的钢5，在和比较例B相同的1150℃温度中实施锻造，之后施加图2(B)的SA的退火处理。比较例C和比较例A或B相同，抗拉强度的值高并且拉深值也是低值，变形能力不充分。
比较例D、E中，使用和比较例C相同的钢5，另外虽然使锻造温度为本发明的范围内的温度，但是此时的加工应变小于本发明的下限值0.3。其结果，比较例D、E，即使在之后施加图2(A)的LA处理、(B)的SA处理，也由于抗拉强度值高并且拉深值较低，变形能力不充分。
另一方面，比较例F使用和上述的比较例B～E相同的钢5，且以大于本发明中规定的应变0.3的应变进行锻造加工，使之后的退火温度为超过本发明上限值780℃的高温度。其结果，比较例F的抗拉强度、拉深值都较差，变形能力不充分。
另一方面，比较例G虽然满足本发明的锻造加工、退火的条件，但所使用的钢8的C含有量高于本发明的上限值0.6％。其结果，比较例G的抗拉强度、拉深值都较差，变形能力不充分。
与之相对，本发明例1～16任一个的抗拉强度、拉深值都很好，冷锻加工时的变形能力优良。
在本发明例中，从LA处理后的钢材与SA处理后的钢材的比较中可以明确，SA处理后的钢材与LA处理后的钢材相比，表现出抗拉强度为低值，并且拉深值为高值，表现出比LA处理后的钢材高的变形能力。
即，本发明中，在以低于现有的球化退火处理即SA处理的温度且缩短处理时间的情况下，仍然能够使冷锻用的坯料具有充分的变形能力，同时在取代该LA处理而施加SA处理的情况下，能够使坯料具有更优良的冷锻性能。
以上，对本发明的实施方式进行了详细叙述，但是这些仅为一个例示，本发明在不脱离其主旨范围内可以以进行了各种变更的方式实施，这对于本领域技术人员来说是显而易见的。
本申请基于2005年10月14日申请的日本专利申请(特愿2005-300097)，其内容在此作为参考。
Claims (3)
1.一种具有优良冷锻性的坯料的制造方法，其包含以下工序：
锻造加工工序，该工序是将按质量百分比含有C：0.1～0.6％的钢材，在200～820℃的温度中，以使得应变大于或等于0.3的方式进行加工锻造；以及
退火工序，该工序是将该锻造加工后的钢材，在600～780℃的温度中进行退火。
2.如权利要求1所述的具有优良冷锻性能的坯料的制造方法，
前述钢材中还按质量百分比含有：
Si：0.03～0.6％
Mn：0.1～1.0％
Cr：0.1～1.5％
Mo：0.01～0.5％
Ni：0.01～3％
Al：0.01～0.5％
N：0.003～0.03％。
3.如权利要求2所述的具有优良冷锻性能的坯料的制造方法，
前述钢材还按质量百分比含有以下成分，即，
从由Ti：0.001～0.01％、B：0.0005～0.0020％、Nb：0.01～0.09％构成的群中选择出的至少一种。
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