CN101151381A - 疲劳强度优良的热锻品及其制造方法和机械结构部件 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种热锻品：通过在热锻工序中适当控制组织，使因锻造品的轻量化、紧凑化导致产生应力增大而要求的疲劳强度优于由现有方法得到的锻造品例如20％以上，并且不仅是不要求疲劳强度的部分，除此以外的其他部分在热锻后施行切削加工时的切削性也良好，能够容易进行精加工。该热煅品具有由热锻后的部分冷却导入的硬化部和非硬化部，表面中的所述硬化部的维氏硬度V₁和所述非硬化部的维氏硬度V₂满足(V₁－V₂)/V₂：0.1～0.8。

Description

疲劳强度优良的热锻品及其制造方法和机械结构部件

技术领域

本发明涉及供于用作以使用钢的汽车部件、例如等速万向联轴器和轮毂等车轮部件、曲轴等发动机部件为代表的机械结构部件的、精加工前的半成品的热锻品，特别是疲劳强度优良的热锻品。

背景技术

用于汽车的车轮部件、发动机部件的钢产品，通常先进行热锻，然后通过切削加工进行精加工来制造。近年来，相对于上述用途的产品，为了实现使作为其应用对象的汽车轻量化所需的小型化、薄壁化，要求提高疲劳强度。

例如，作为提高热锻品的疲劳强度的技术，在专利文献1中公开了热锻后对整个锻造品进行淬火，并通过回火处理析出强化基体的高疲劳强度热锻品的制造方法。

专利文献1：专利第3100492号公报

但是，在专利文献1所述的方法中，由于在热锻后对整个部件直接进行冷却，因而整个部件的硬度变高，不要求疲劳强度的部位的可加工性降低。即，上述用途的机械结构部件，在通过热锻形成大体的产品形状后，通常施行对该热锻品的表层全面地进行切削的精加工而进行制造。因此，在这种机械结构部件的制造中，虽然切削加工和表面研磨不可缺少，但整个部件的硬度变高时，必然降低切削性，成为大问题。

并且，为了进行析出强化处理而需要另外进行回火处理，因而从节能的观点也不优选。

发明内容

本发明是鉴于上述问题开发的，其目的在于通过下述有利的制造方法提供一种热锻品：通过在热锻工序中适当控制组织，使因锻造品的轻量化、紧凑化导致产生应力增大所要求的疲劳强度具有优于由现有方法得到的锻造品例如20％以上，并且不仅是不要求疲劳强度的部分，除此以外的其他部分在热锻后施行切削加工时的切削性也良好，容易进行精加工。

因此，发明人等为了达成上述目的，特别关于在热锻后施行部分冷却的情况进行锐意研究的结果，得出如下所示的(I)至(III)的结论：

(I)对热锻品的特别要求疲劳强度的部分进行冷却而部分地进行淬火，该部分的硬度上升率在10％以上时，能够使作为部件的疲劳强度提高20％以上。

(II)并且，通过部分冷却而施行部分淬火的部分，因未冷却的部位的保有热量而自行回火的结果，可得到与现有的进行附加工序的回火处理相同的效果。并且，为了得到该效果，该自行回火满足特定的参数。

(III)因此，由于无需将锻造品冷却至室温后重新进行回火，因而能够非常廉价地制造高疲劳强度部件。

本发明是基于上述结论提出的。

即，本发明的主要结构如下所述：

1.一种热锻品，其特征在于，具有通过热锻后的部分冷却导入的硬化部和非硬化部，表面中的所述硬化部的维氏硬度V₁和所述非硬化部的维氏硬度V₂满足以下式(1)：

(V₁-V₂)/V₂：0.1～0.8--(1)。

2.根据上述1所述的热锻品，其中，所述硬化部由马氏体组织和/或贝氏体组织构成。

3.一种机械结构部件，其中，对上述1或2所述的热锻品施行冷作最终加工而制成。

4.一种热锻品的制造方法，其特征在于，对于施行热锻而得到的锻造品，部分地进行以20℃/s以上的速度从A_c3+100℃以上冷却至A_c1-150℃以下的冷却处理，接着通过在不超过A_c1点的温度区域内的回热对该部分施行回火。

5.根据上述4所述的热锻品的制造方法，其中，通过所述回热进行的回火，在停止所述冷却后，直到在回热后的降温过程中达到300℃的期间，根据每ΔT_n秒的平均温度T_n(K)，由以下式(2)定义的参数H满足65≤H≤85：

H＝log₁₀∑10^fn--(2)

其中，f_n＝logΔT_n-1.597×10⁴/T_n+100。

根据本发明，可在保持良好切削性的基础上，实现疲劳强度比现有的热锻品高20％以上的高疲劳强度化。

附图说明

图1是回热中的温度过程的示意图。

图2是表示参数H和(V₁-V₂)/V₂之间的关系的图。

图3是表示热锻的顺序的工序图。

图4是表示弯曲疲劳状态试验的要领的图。

其中，图3中的标号说明如下所示：

1热锻品1

1a凸缘根部

1b轴端部

具体实施方式

本发明的热锻品，重要的是，具有通过热锻后的部分冷却导入的硬化部和除硬化部以外的非硬化部，表面中的上述硬化部的维氏硬度V₁和上述非硬化部的维氏硬度V₂满足下式：

(V₁-V₂)/V₂：0.1～0.8。

即，在(V₁-V₂)/V₂的比值不足0.1时，硬化部的强度上升较小，不能得到充分的提高疲劳强度的效果。另一方面，在(V₁-V₂)/V₂的比值超过0.8时，硬度变得过高，切削性等冷加工性大幅降低。特别是，在本发明中，由于在热锻后直接进行部分淬火，此后的切削加工不可缺少，因而重要的是使(V₁-V₂)/V₂在0.8以下。最佳范围在0.2～0.6。

具有这种硬度差的上述硬化部由马氏体组织和/或贝氏体组织构成，而非硬化部以铁素体组织和/或珠光体组织为主体，有时也混入部分贝氏体组织。

以上热锻品是在热锻后直接进行部分淬火，然后经过自行回火而得到的，并经过此后的切削精加工而成为机械结构部件。

接着，对用于制造(V₁-V₂)/V₂：0.1～0.8的热锻品的制造条件进行说明。

即，仿照这种部件的一般制造方法，对钢原材加热并导入热锻机而施行热锻，重要的是，对这样得到的锻造品，部分地进行以20℃/s以上的速度从A_c3+100℃以上冷却至A_c1-150℃以下的冷却处理。即，通过使热锻后要求高疲劳强度的部位以20℃/s以上的速度从A_c3+100℃以上冷却至A_c1-150℃以下，抑制冷却过程中的铁素体生成，能够使组织成为马氏体和/或贝氏体。

在此，在从A_c3+100℃以上至A_c1-150℃以下的温度区域进行热锻后的部分冷却的原因在于，为了在冷却后得到充分的回热效果，A_c3+100℃以上的冷却不可缺少，冷却至A_c1-150℃以下则是为了抑制铁素体的生成。

并且，使上述温度区域内的冷却速度在20℃/s以上，是为了抑制冷却过程中的铁素体相变，使组织成为马氏体和/或贝氏体。

然后，重要的是，通过基于该部件所保有的热量进行的回热，连续地在不超过A_c1点的温度区域内进行回火。即，因回热而使回火温度超过A_c1点时，通过部分淬火形成的组织再次成为奥氏体，并在此后的冷却过程中成为铁素体-珠光体组织。为了防止这种情况，重要的是，在不超过A_c1点的温度区域进行回火。

并且，通过上述回热进行的回火，优选的是，在停止上述冷却后，直到在回热后的降温过程中达到300℃的期间，根据每ΔT_n秒的平均温度T_n(K)，由下式(2)定义的参数H满足65≤H≤85：

H＝log₁₀∑10^fn  --(2)

其中，f_n＝logΔT_n-1.597×10⁴/T_n+100。

在此，在图1表示部分冷却部的回热时的温度过程。如图1所示，从冷却停止后的冷却曲线的冷却停止时t₁至在回热后的降温过程中达到300℃的时刻t₂，求出各Δt_n内的平均温度T_n(K)，将其应用到上述(2)式而确定参数H。此时，由于自行回火过程中的温度T_n连续地变化，因而设Δt_n在0.5秒以下而进行求解。

在图2表示上述比值(V₁-V₂)/V₂和参数H之间的关系。如图2所示，参数H和硬度比密切相关，参数H不足65时，由于回火效果不充分，因而硬度比(V₁-V₂)/V₂超过0.8，切削性成问题。并且，参数H超过85时，由于变得过度软化，因而(V₁-V₂)/V₂不足0.1，不能得到提高疲劳强度的效果。

如上所述，可在规定条件下施行部分冷却处理而得到本发明的热锻品，虽然不依赖成分组成，但作为优选成分推荐以下的成分组成：

C：0.3～0.9质量％

C是提高钢的强度时必需的元素。由于C量不足0.3质量％时得不到必要的强度，而超过0.9质量％时导致切削性、疲劳强度以及锻造性的降低，因而将0.3～0.9质量％设为优选范围。

Si：0.01～1.2质量％

Si不仅作为脱氧剂发挥作用，而且还有助于有效地提高强度，由于含量不足0.01质量％时该效果不充分，超过1.2质量％时导致锻造性、冷加工性的降低，因而将0.01～1.2质量％设为优选范围。

Mn：0.01～2.0质量％

Mn不仅提高强度，还有助于有效地提高疲劳强度，但由于含量不足0.01质量％时该效果不充分，超过2.0质量％时使锻造性、切削性变差，因而将0.01～2.0质量％设为优选范围。

以上为优选的基本成分，在要求进一步提高疲劳强度的情况下，也可以适当含有下述元素：

Mo：0.05～0.60质量％

Mo是对抑制铁素体颗粒的成长有用的元素，为此需要至少在0.05质量％以上，但由于添加量超过0.60质量％时导致切削性变差，因而优选为0.05～0.60质量％。

Al：0.01～0.06质量％

Al作为钢的脱氧剂发挥作用。但是，由于含量不足0.01质量％时该效果不足，超过0.06质量％时导致切削性和疲劳强度的降低，因而优选为0.01～0.06质量％。

Ti：0.005～0.050质量％

Ti是通过TiN的阻塞效果对使晶粒细微化有用的元素，为了得到该效果，需要至少添加0.005质量％以上，由于添加量超过0.050质量％时导致疲劳强度的降低，因而优选为0.005～0.050质量％的范围。

Ni：1.0质量％以下

Ni是对强度上升和防止添加Cu时产生的裂纹有效的元素，虽然优选必须添加0.05质量％，但由于添加的Ni量超过1.0质量％时容易引起淬裂，因而优选的是，限制在1.0质量％以下。

Cr：1.0质量％以下

Cr对强度上升有效，虽然优选添加0.05质量％以上，但由于添加量超过1.0质量％时，使碳化物稳定而促进残余碳化物的生成，使晶界强度降低，并且还导致疲劳强度的降低，因而优选的是，限制在1.0质量％以下。

V：0.1质量％以下

V是碳化物形成元素，是发挥通过阻塞产生的组织细微化效果的元素。优选添加0.005质量％以上，但由于超过0.1质量％时效果饱和，因而优选的是，限制在0.1质量％。

Cu：1.0质量％以下

由于Cu是通过固溶强化、析出强化而使强度提高的元素，并且还对淬火性的提高有效，因而优选添加0.1质量％以上，但由于含量超过1.0质量％时发生热加工时的裂纹，因而优选的是，限制在1.0质量％以下。

Nb：0.05质量％以下

Nb作为碳化物或碳氮化物而析出，通过阻塞具有抑制晶粒成长的效果，优选添加0.005质量％以上，但由于添加量超过0.05质量％时该效果饱和，因而优选的是，限制在0.05质量％以下。

Ca：0.008质量％以下

Ca具有通过使夹杂物变成球状而改善疲劳特性的效果。优选添加0.001质量％以上，但由于添加量超过0.008质量％时具有使夹杂物粗大、使疲劳特性变差的趋势，因而优选的是，限制在0.008质量％以下。

B：0.004质量％以下

B不仅能够在晶界中析出而通过晶界强化来改善疲劳强度，还有利于提高强度。优选添加0.003质量％以上，但由于添加量超过0.004质量％时该效果饱和，因而优选的是，限制在0.008质量％以下。

另外，余量为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可列举P、S、O及N。

实施例

用真空熔解炉熔炼出表1所示化学成分组成的钢，并铸造成100kg的钢锭。接着，通过热锻将钢锭制成65mmφ的轧制棒钢。将该轧制棒钢加热至1000～1200℃后，施行图3所示的、3阶段的热锻而形成具有图3(d)所示的凸缘的热锻品1。在该热锻后，立刻仅对凸缘根部1a进行部分冷却，然后进行放冷。

其中，热锻的温度由辐射温度计测定，热锻后在凸缘根部1a安装热电偶，测定温度过程，从而计算出内能恢复参数H。在该计算中，设Δt＝0.5秒，温度T使用各Δt内的平均温度(K)。

关于这样得到的热锻品，根据以下要领实施组织观察、硬度测定、弯曲疲劳状态试验和切削试验。为了进行比较，还通过以往通常使用的热锻-空冷工艺和热锻-全体淬火回火工艺制作锻造品。全体淬火后，进行回火温度600℃×1h的回火处理。并且，在热锻-空冷材料的一部分，进一步进行高频淬火处理。

首先，观察组织时，从得到的热锻品的凸缘根部1a和轴端部1b切出用于观察组织的样品，并用光学显微镜和电子显微镜观察其硝酸乙醇腐蚀组织。

维氏硬度测定中，分别在300g的载荷下测定了从凸缘根部1a和轴端部1b向表皮下1mm处的维氏硬度。

并且，弯曲疲劳装置试验中，如图4所示，通过固定螺栓将热锻品安装到旋转轴上，以图4所示的要领施加载荷，并以800rpm的转速旋转的同时，在凸缘部施加载荷，以进行耐久试验，从而求出耐久时间在120小时的疲劳强度。

切削试验中的切削性，是通过对外周施行切削而进行评价的。即，使用超硬工具P10，以切削速度200m/min、切入0.25mm和进给0.5mm/rev并喷润滑剂而实施，通过由施行切削而对整个部件进行切削所需的时间进行评价。此时，设相对于现有的热锻-空冷工艺材料的切削所需的时间t1所需的时间为t2，以(t2-t1)/t1进行评价。

表1

钢记号	化学组成(质量％)															相变点(℃)
																			C	Si	Mn	Mo	P	S	Al	Cu	Ni	Nb	Cr	Ti	V	B	Ca	Ac3	Ac1
1	0.54	0.23	0.83	-	0.014	0.015	0.026	-	-	-	0.20	-	-	-	-	771	724
																		2	0.31	0.22	0.64	-	0.014	0.008	0.021	-	-	-		-	-	-	-	807	723
3	0.53	0.69	0.8	-	0.015	0.015	0.019	-	0.05	-	0.16	-	0.03	-	-	795	736
																		4	0.45	0.66	0.55	0.36	0.010	0.010	0.030	0.16	0.21	0.021	-	0.015	0.02	0.002	0.004	817	733
5	0.51	0.76	0.62	0.54	0.021	0.009	0.025	0.31	-	-	-	-	-	-	-	816	738

$A_{c3}=910-203\sqrt{C}-15.2\mathrm{Ni}+44.7\mathrm{Si}+104V+31.5\mathrm{Mo}$

A_c1＝723-10.7Mn-16.9Ni+29.1Si+16.9Cr

表2

No.	钢种	热锻温度(℃)	冷却开始温度(℃)	冷却速度(℃/s)	冷却停止温度(℃)	换热最高温度(℃)	参数H	硬化部		非硬化部		(V1-V2)/V2	疲劳强度(MPa)	切削时间比	备注
																组织*	V1(Hv)	组织*	V2(Hv)
								1	1	1200	1100									35	203	560	60	M	332	F+P	234	042	440	1.1	发明例
2	1200	1150	22	214	620	84	M					269	F+P	236	0.14	360	1.0	发明例
								3		1050	980								34	229	370	67	M	427	F+P	241	0.77	480	1.2	发明例
4	1150	1100	38	340	550	81	B					301	F+P	243	0.24	380	1.0	发明例
								5		1150	1100								51	270	540	79	M+B	354	F+P	239	0.48	470	1.1	发明例
6	1150	850	29	204	290	61	M					512	F+P	237	1.18	290	2.1	比较例
								7		1150	850								32	210	340	62	M	519	F+P	235	1.21	310	2.0	比较例
8	1150	1100	31	590	740	84	F+P+B					239	F+P	234	0.02	290	1.0	比较例
								9		1250	1200								30	230	700	87	M	255	F+P	236	0.08	310	1.1	比较例
10	1150	1100	16	370	540	81	P					253	F+P	234	0.08	300	1.0	比较例
								11		1150	1100								0.5	-	-	-	-	-	F+P	231	-	280	1.0	比较例：现有工艺
12	1150	1100	36	室温	-	-	M					360	-	-	-	420	4.2	比较例：现有工艺全体淬火回火
								13		1150	1100								0.5	-	-	-	M	700	F+P	231	-	430	2.4	比较例：高频淬火
14	2	1100	1030	26	367	560	83					M	296	F+P	224	0.32	380	1.1													发明例
								15	1100	4030	0.7								-	-	-	-	-	F+P	226	-	272	1.0	比较例：现有工艺
16		3	1140	1050	27	260	530					81	M	342	F+P	267	0.28	450												1.2	发明例
	17							1140	1050	0.7	-								-	-	-	-		267	-	360	1.0	比较例：现有工艺
18			4	1080	1020	23	305					520	79	M	339	B	285	0.19											450	1.1	发明例
	19	1080						1020	0.6	-	-								-	-	-		279	-	356	1.0	比较例：现有工艺
20				5	1120	1080	42					237	530	76	M	319	B	264										0.21	420	1.1	发明例
	21	1120	1080					0.4	-	-	-								-	-		263	-	331	1.0	比较例：现有工艺

^*M：马氏体，B：贝氏体，P：珠光体，F：铁素体

在表2中，No.1～5、14、16、18和20为本发明例，可在比现有工艺中的制造材料提高25％以上的疲劳强度的同时，提高切削性。

No.6和7，在冷却开始温度较低，自行回火参数H较低的情况下，硬化部的回火不充分而硬度上升较大，从而切削性差。No.8，由于冷却停止温度较高，因而组织的淬火效果不充分，从而不能提高疲劳强度。No.9，由于参数H超过85，因而不能充分使疲劳强度上升。No.10，热锻后的冷却速度不充分，不能得到充分的硬化组织，从而不能提高疲劳强度。No.11是由现有的一般的热锻工艺制造的比较例。No.12是热锻后进行全体淬火的钢，不能提高疲劳强度，切削性较差。No.13是热锻后局部进行淬火处理的钢，不能提高疲劳强度，切削性较差。No.11、15、17、19及21是由现有工艺制造的钢，用于与局部冷却材料进行疲劳强度比较。

Claims (5)

1.一种热锻品，其特征在于，具有通过热锻后的部分冷却导入的硬化部和非硬化部，表面中的所述硬化部的维氏硬度V₁和所述非硬化部的维氏硬度V₂满足以下式(1)：

(V₁-V₂)/V₂：0.1～0.8——(1)。

2.根据权利要求1所述的热锻品，其中，所述硬化部由马氏体组织和/或贝氏体组织构成。

3.一种机械结构部件，其中，对权利要求1或2所述的热锻品施行冷作最终加工而制成。

4.一种热锻品的制造方法，其特征在于，对于施行热锻而得到的锻造品，部分地进行以20℃/s以上的速度从A_c3+100℃以上冷却至A_c1-150℃以下的冷却处理，接着通过在不超过A_c1点的温度区域内的回热对该部分施行回火。

5.根据权利要求4所述的热锻品的制造方法，其中，通过所述回热进行的回火，在停止所述冷却后，直到在回热后的降温过程中达到300℃的期间，根据每ΔT_n秒的平均温度T_n(K)，由以下式(2)定义的参数H满足65≤H≤85：

H＝log₁₀∑10^fn——(2)

其中，f_n＝logΔT_n-1.597×10⁴/T_n+100。

Images