CN101346485A - 表层细晶粒钢部件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种表层细晶粒钢部件及其制造方法，该表层细晶粒钢部件具有与以前的淬火回火处理材同样、或在其之上的高屈服强度比，其以质量％计，含有C：0.45％～0.70％、Nb：0.01％～0.60％、Si：0.10％～1.50％、Mn：0.40％～2.0％、P：0.10％以下、S：0.001％～0.15％、N：0.003％～0.025％，余量为Fe及不可避免杂质；其中在一部分或者全部的表层和内部，具有以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径不同的组织。另外，所提供的该部件的制造方法是：在1000℃～800℃进行亚热锻造而成形为规定的形状时，对需要强度的部位进行加工使相当应变达到1.5以上。

Description

表层细晶粒钢部件及其制造方法

技术领域

本发明涉及机械结构用锻造部件及其制造方法，更详细地说，涉及一种通过亚热锻造和热处理而使需要强度的部位的表层细晶粒化，从而增大表层和内部的强度差，藉此兼备高强度、高屈服强度比和切削性的表层细晶粒钢部件以及该部件的制造方法。

背景技术

以前的钢热锻造部件是由钢棒热锻造成部件形状后，通过进行再加热、实施淬火回火的调质处理而赋予高强度与高韧性的。但是，由于在部件的制造成本中，调质成本所占的比率较大，所以开发了省略淬火回火的调质处理的热锻造非调质钢。

以前，使用非调质钢的热锻造部件是一次加热到1200℃以上，在1000～1200℃左右的高温下进行锻造。但是，加热到1200℃以上，由此将使奥氏体晶粒粗大化，在1000～1200℃左右的高温下进行锻造，由此在加工后将进行再结晶，从而使冷却过程中得到的组织变粗。为此，使用了非调质钢的热锻造部件与实施了调质处理的钢部件相比较，一般屈服强度比、冲击值较低，从表层到内部的强度差较小，所以在部件强度增加的同时，将使切削性降低。

为解决这些问题，在特开昭56-169723号公报中记载着：通过控制适当的成分体系和热锻造后的冷却速度，使以MnS为核的晶粒内铁素体大量分散，其结果是，实质上使组织细晶粒化，疲劳特性得以提高。但是，采用该方法得到的组织依然还是较粗，因组织微细化引起的强度的增加量较小。

特开平10-195530号公报提出了一种如下的方法，即在低于以前的锻造温度的800～1050℃下进行锻造，在冷却过程中得到微细的铁素体珠光体组织，从而通过组织微细化而制造具有高强度、高韧性的非调质钢锻造制品。但是，采用该方法得到的铁素体的结晶粒度是10～12号左右，而且因组织微细化引起的强度的增加量较小。

特开2003-147482号公报提出了一种如下的方法，即在更低温的700～800℃下进行锻造，在冷却过程中得到铁素体和珠光体的平均结晶粒径为10μm以下的铁素体—珠光体组织，从而通过组织微细化而使强度和韧性得以提高。但是，该方法是在锻造温度为700～800℃的低温下，与以前的锻造相比，变形阻抗显著增加，从而锻造机和模具寿命的负荷加大。

为解决因锻造温度的低温化引起的变形阻抗的增大，特开2003-155521号公报提出了一种高强度锻造制品的制造方法，其特征在于：在进行了1100～1300℃下锻造成粗形状的粗加工工序后，将需要高强度的部位在600～850℃下进行锻造成最终形状的精加工工序，在冷却过程中进行铁素体—珠光体相变，从而需要高强度的部位被设计为5μm以下的铁素体晶粒。但是，在拉伸强度低至600～750MPa，而且在实用的锻造温度区域即800℃以上进行锻造的情况，屈服比为0.82以下，不及淬火回火钢。

另外，特开2004-137542号公报提出了一种高强度和高屈服比的非调质钢热锻造部件，其特征在于：在锻造温度较高的1000～1200℃下进行锻造，其后以0.5～5℃/s的冷却速度冷却到室温，从而使组织成为铁素体—珠光体组织，进而实施加工度为2～10％的冷加工。但是，该方法在锻造后，增加了冷加工工序，相应地使制造成本上升。

发明内容

本发明提供一种表层细晶粒钢部件及其制造方法，即为了强化需要强度的部位、特别是其表层，将该部位设计为铁素体晶粒为4μm以下的细晶粒组织，并且增大表层和内部的强度差，由此使所述钢部件兼备与以前的淬火回火处理材同样、或在其之上的高屈服强度比和被切削性。

本发明者着眼于通过使在部件的使用中产生应力集中的部位的组织细晶粒化，提高部件实质性的强度，而且通过增大表层和内部的强度差而维持被切削性，研究了在亚热锻造的较高的温度区域，为了得到由铁素体结晶粒径在4μm以下的铁素体、珠光体和/或渗碳体构成的组织的最佳钢成分及热处理方法。结果获得了如下的见解：

(a)在C：0.45～0.70质量％的高碳钢中，通过添加比通常热锻造用钢更多的Nb量，可以得到由Nb碳化物产生的钉扎效果和由固溶Nb产生的solute drag效果(溶质拖曳效应)的复合效果，通过该复合效果，可以谋求防止锻造加热时以及逆相变再加热时奥氏体晶粒的粗大化；

(b)由逆相变产生的奥氏体晶粒的微细化是有效的；

(c)锻造后，通过立刻迅速冷却，抑制了在冷却过程中的回复和再结晶，从而可以谋求相变后的细晶粒化。

通过组合这些见解(a)～(c)，发现在亚热锻造的较高温度区域，可以得到由铁素体结晶粒径在4μm以下的铁素体、珠光体和/或渗碳体构成的组织，通过细晶粒化，使屈服强度显著上升，屈服强度比得以改善。而且还发现：内部的组织通过设计成以取向差角在15度以上的大角晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径在15μm以上的铁素体和珠光体，可以维持被切削性。

本发明提供一种基于这些见解而完成的表层细晶粒钢部件以及该部件的制造方法，其发明的要点如下：

(1)一种表层细晶粒钢部件，其特征在于：该表层细晶粒钢部件由下述钢构成，所述钢以质量％计，含有

C：0.45％～0.70％、

Nb：0.01％～0.60％、

Si：0.10％～1.50％、

Mn：040％～20％、

P：0.10％以下、

S：0.001％～0.15％、

N：0.003％～0.025％，

余量为Fe及不可避免杂质；其中

在一部分或者全部的表层和内部，具有以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径不同的组织；而且从表面到至少1.0mm深的组织，是由以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径为4μm以下的铁素体、珠光体和/或渗碳体构成的组织；从部件厚度的中心到至少1/6厚度的部位的组织，是由以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径为15μm以上的铁素体和珠光体构成的组织。

(2)(1)所述的表层细晶粒钢部件，其特征在于：钢的成分以质量％计，还含有Al：0.005～0.050％。

(3)(1)或(2)所述的表层细晶粒钢部件，其特征在于：钢的成分以质量％计，还含有V：0.01％～0.50％。

(4)一种表层细晶粒钢部件的制造方法，其特征在于：对于由(1)～(3)的任一项所述的成分构成的钢材，将其加热至1150℃～1350℃，然后以0.5℃/秒～150℃/秒的平均冷却速度将需要强度的部位冷却至400℃以下，在该冷却后，以1.0℃/秒以上的平均升温速度升温至800～1000℃，在1000℃～800℃进行亚热锻造而成形为规定的形状时，进行加工使相当应变达到1.5～5.0，在该加工后，以10℃/秒～150℃/秒的平均冷却速度冷却至550℃～650℃的温度范围，其后，对整个部件进行空冷或者实施恒温处理，将从需要强度的部位的表面到至少1.0mm深的组织设定为由以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径为4μm以下的铁素体、珠光体和/或渗碳体构成的组织，将从部件厚度的中心到至少1/6厚度的部位的组织设定为由以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径为15μm以上的铁素体和珠光体构成的组织。

(5)一种表层细晶粒钢部件的制造方法，其特征在于：对于由权利要求1～3的任一项所述的成分构成的钢材，将其加热至1150℃～1350℃，在1000℃～800℃进行亚热锻造而成形为规定的形状时，对需要强度的部位进行加工使相当应变达到1.5～5.0，在该加工后，以0.5℃/秒～150℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃以下，在该冷却后，以1.0℃/秒以上的平均升温速度升温至800～1000℃，其后，空冷整个部件，将从需要强度的部位的表面到至少1.0mm深的组织设定为由以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径为4μm以下的铁素体、珠光体和/或渗碳体构成的组织，将从部件厚度的中心到至少1/6厚度的部位的组织设定为由以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径为15μm以上的铁素体和珠光体构成的组织。

附图说明

图1是表示表2-5的本发明例和比较例的耐久强度和被切削性之间的关系的说明图。

具体实施方式

首先，关于技术方案1～3所述的钢合金成分的限定理由，在以下进行说明。

C：0.45％～0.70％

C是对于确保作为部件所需要的强度有效的元素。为抑制碳以外的合元素的添加，并获得作为部件充分的强度，将下限设定为0.45％以上。优选设定为0.50％以上。在本发明中，作为微细化的方法，可以通过实施技术方案4～5的制造方法加以解决。但是，如果过剩地添加，则珠光体组织增加，屈服强度、冲击值以及被切削性降低，所以将上限限定为0.70％。另外，C与Nb形成碳化物，对于防止锻造加热时以及逆相变时奥氏体晶粒的组大化是有效的。

Nb：001％～0.60％

Nb固溶在加热时的奥氏体中以及作为碳化物而存在。固溶Nb发挥延迟位错的回复、再结晶以及晶粒生长的solute drag效果，而且Nb碳化物起着作为阻止晶粒生长的钉扎粒子的作用。在本发明中，通过在C：0.45～0.70％的高碳钢中比以前的热锻造用钢添加更多的Nb，便可以获得上述的solute drag效果和钉扎效果的复合效果，通过该复合效果，对防止锻造加热时以及逆相变时奥氏体晶粒的粗大化是有效的。为充分地获得这种复合效果，需要添加0.01％以上。但是，如果过剩地添加，则成本升高，所以将上限限定为0.60％。

Si：0.10％～1.50％

Si作为铁素体的固溶强化元素是有效的元素，是促进铁素体相变、并抑制贝氏体析出的元素，不过，如果不足0.10％，则这些效果较小。但是，如果过剩地添加，则耐久比、冲击值以及被切削性降低，而且产生脱碳，所以将上限限定为1.50％。

Mn：0.40％～2.0％

Mn将钢中的S作为硫化物加以固定，为提高热延展性，需要0.40％以上。但是，如果过剩地添加，则淬火性提高，在刚锻造后进行的迅速冷却过程中析出贝氏体，从而韧性以及被切削性降低，所以将上限限定为2.0％。

P：0.10％以下

P由于在晶界偏析而使韧性降低，所以限制在0.10％以下。虽然其量越少越好，不过考虑到制造成本，优选将下限设定为0.001％。

S：0.001％～0.15％

S是形成MnS、提高被切削性的元素，不过，如果不足0.001％，则不能获得充分的效果。但是，机械性质的各相异性增大，所以将上限限定为0.15％。

N：0.003～0.025％

N具有与各种元素形成氮化物，抑制锻造加热时以及逆相变时奥氏体晶粒的粗大化的效果。为获得充分的效果，将下限设定为0.003％。但是，如果过剩地添加，则热延展性降低，容易产生裂纹和缺陷，因而将上限设定为0.025％。

Al：0.005～0.050％

Al是对脱氧有效的元素。为获得该效果，需要添加0.005％以上。但是，如果过剩地添加，则形成氧化物，从而耐久比、冲击值及被切削性均降低，所以将上限设定为0.050％。

V：0.01％～0.50％

V形成碳氮化物，使铁素体得以析出强化。另外，固溶V具有延迟位错的回复和再结晶现象的效果，可以防止锻造加热时以及逆相变时奥氏体晶粒的粗大化。为充分地获得这种效果，需要0.01％以上。但是，如果超过0.50％，则韧性降低，而且妨碍锻造性，所以将上限设定为0.50％。

关于技术方案1～3所述的部件的特征的限定理由，在以下进行说明。

其次，当机械结构用锻造部件在使用中被破坏时，一般是龟裂从应力集中系数较高的部位的表面开始发展而破坏的。因此，没有必要使整个部件高强度化，仅使应力集中的表面高强度化，便可以充分地提高部件的性能。为使部件的性能提高，必须从部件的应力集中部或全部的表面到至少1.0mm深的部位进行高强度化。但是，如果使部件的整个断面高强度化，则扩孔加工等的切削性降低，所以必须使从部件厚度的中心到至少1/6深度的部位的强度、即硬度比表层降低30HV以上。

本发明者对以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒和屈服强度的关系进行了整理，结果可以确认：正如Hall-Petch的经验法则所表明的那样，如果使铁素体晶粒细微化，则屈服强度上升，如果使铁素体结晶粒径微细至4μm以下，则强化量较大。由铁素体结晶粒径为4μm以下的铁素体、珠光体和/或渗碳体构成的组织具有与以前的淬火回火处理材同等或在其之上的高耐久比。再者，如果使铁素体晶粒的平均粒径微细至3μm以下，则强化量显著地变大。根据以上的理由，在部件的一部分或全部即部件中，将从需要强度的部位的表面到至少1.0mm深的组织设定为由以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径为4μm以下的铁素体、珠光体和/或渗碳体构成的组织。

另外，关于从部件厚度的中心到至少1/6厚度的部位的组织，如果该组织的铁素体晶粒的平均粒径不足15μm，则由于不能使内部的硬度比表层低30HV以上，所以将该部位的组织设定为由以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径为15μm以上的铁素体和珠光体构成的组织。

这里所说的铁素体晶粒的平均粒径是根据背散射电子衍射图谱进行结晶取向解析，由解析所得到的、以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的面积加权平均当量圆直径。面积加权平均当量圆直径D根据解析结果用下述(1)式算出。

$D=\frac{\underset{i=1}{\overset{n}{\mathrm{\Σ}}}\mathrm{Ai}\·{\mathrm{di}}^2}{\underset{i=1}{\overset{n}{\mathrm{\Σ}}}\mathrm{Ai}\·\mathrm{di}}---\left(1\right)$

在此，di将铁素体晶粒的当量圆直径的层级范围设定为0.5μm，是第1层级的中间值。Ai是第1层级的铁素体晶粒的存在频率。

其次，关于技术方案4、5所述的部件的制造方法的限定理由，在以下进行说明。

首先，在技术方案4、5中，就限定将技术方案1～3所述的钢加热至1150℃～1350℃的理由进行说明。对于技术方案1～3所述的钢，如果不足1150℃，则固溶Nb等的溶质原子的量较少，solute drag效果并不充分，因此，不能充分地获得solute drag效果与Nb碳化物产生的钉扎效果的复合效果。另一方面，如果超过1350℃，则Nb碳化物的量减少，钉扎效果并不充分，不能获得钉扎效果与固溶Nb等的溶质原子的solutedrag效果的复合效果。另外，晶粒生长的驱动力较大，锻造加热时使奥氏体晶粒粗大化。

机械结构用锻造部件不一定需要使整个部件高强度化，使用中仅使应力集中系数较高的部位的表层高强度化，部件的性能就能充分地提高。例如在曲轴中，在安装有连杆的销钉部分和连杆上，连接大端部和小端部的连接部的应力集中系数高，要求具有强度。另一方面，在转轴中，整个部件表层产生扭曲，从而整个部件表层要求强度。在本发明中，所谓要求强度的部位，是表示这些部位的表层。在这些要求强度的部位的表层，在技术方案4、5所述的锻造温度下实施加工使相当应变达到1.5～5.0，然后实施热处理方法，由此便赋予部件以高强度和高耐久比。在相当应变为不足1.5的应变时，由于不能充分地获得晶粒微细化的效果，所以将其下限设定为1.5以上。另外，在相当应变为超过5.0的应变时，则在工业上是不合适的。

在此，所谓相当应变，是指在在多轴应力状态下所给予的应变在单轴应力状态下的相当量，可根据文献“基礎からわかる塑性加工”(コロナ社，2003年2月25日发行第5次印刷)第60～63页所记载的方法而求得。

之所以将锻造温度限定在较高温度的1000℃～800℃，是因为如果在不足800℃的温度下进行锻造，则变形阻抗显著增加，在制作带有复杂的形状的实际部件时，导致锻造机和模具的负担过大。另外，如果在超过1000℃的温度下进行锻造，则不能充分地获得由加工再结晶产生的奥氏体粒微细化的效果。因此，将锻造温度的上限设定为1000℃，而将下限设定为800℃。

在技术方案4中，之所以限定加工后以10℃/秒～150℃/秒的平均冷却速度冷却至550℃～650℃的温度范围，是因为如果以不足10℃/秒冷却，则锻造时引入的应变在冷却过程中通过回复和再结晶现象而消失，而且加工再结晶的结晶晶粒粗大化，不能充分获得这些晶粒微细化的效果。超过150℃/秒进行冷却，在工业上是不适合的。

在技术方案4中，之所以限定在锻造前以0.5℃/秒～150℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃以下，其后以1.0℃/s以上的平均升温速度升温至800～1000℃以上，而且在技术方案5中，限定刚锻造后以0.5℃/s～150℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃以下，其后以1.0℃/s以上的平均升温速度升温至800～1000℃以上，是为了使奥氏体晶粒进一步细微化。即，一次从奥氏体单相区域冷却至400℃以下，使其在铁素体—珠光体的相变点以下。相变后，升温至800～1000℃，相变为微细的奥氏体。如果以不足0.5℃/s的平均冷却速度冷却至400℃以下，而且以不足1.0℃/s的平均升温速度升温至800～1000℃，则不能获得充分的奥氏体晶粒的微细化效果。从奥氏体晶粒微细化效果的角度考虑，优选的是冷却速度和升温速度较大。但是，以超过150℃/秒进行冷却，在工业上是不适合的。

在需要强度的部位的加工和热处理后，之所以在技术方案4中空冷或恒温处理整个部件，在技术方案5空冷整个部件，是为了将从一部分或全部的表面到至少1.0mm的位置的钢组织设定为铁素体、珠光体和/或渗碳体，将从部件厚度的中心到至少1/6厚度的部位的钢组织设定为铁素体和珠光体。

根据实施例在以下详细说明本发明。此外，这些实施例是用于说明本发明的效果的，并不限定本发明的范围。

实施例

(实施例1)

从具有表1-1所示的化学成分的钢中，切取直径50mm×高度60mm的锻造用试验片，应用表1-2、或表1-3所示的制造方法，通过前面挤压加工而制作出表层细晶粒强化的试验片。表1-2、和表1-3所示的相当应变按上述的方法进行计算。在从表面到至少1.0mm的位置，表1-2和表1-3所示的逆相变时的平均冷却速度是从加热温度或锻造温度至400℃的温度范围的平均冷却速度。另外，表1-2所示的逆相变时的平均升温速度是从400℃至锻造温度800～1000℃的温度范围的平均升温速度。再者，表1-3所示的逆相变时的平均升温速度是从400℃至800℃的平均升温速度。表1-2所示的锻造后，冷却至600℃后，均为自然冷却整个试验片。另外，表1-3所示的逆相变后，是自然冷却整个试验片。对于应用本发明的制造方法1、或者2进行热处理的情况，表1-1表示了表面下1.0mm的表层的铁素体结晶粒径、拉伸强度、屈服强度比及组织、从表面至直径的1/6位置的内部的铁素体结晶粒径和组织。铁素体晶粒的平均粒径采用上述的方法进行计算。

组织采用光学显微镜或扫描型显微镜进行观察。F-P表示铁素体和珠光体组织，F-P(C)表示铁素体、和珠光体及渗碳体组织，F-P-B表示铁素体、珠光体及贝氏体组织。用拉伸特性JIS3号试验片进行测量。

表1-1清楚地表明：本发明No.1-10、1-13是适用本发明的制造方法2的情况，表层均是铁素体粒径为4μm以下的铁素体和珠光体组织，内部是铁素体粒径为15μm以上的铁素体和珠光体组织，具有拉伸强度810MPa以上的高强度、0.78以上的高屈服强度比。另外，本发明No.1-1～9、1-11、1-12是适用本发明的制造方法1的情况，表层均是铁素体粒径为3.2μm以下的铁素体、和珠光体及渗碳体组织，内部是铁素体粒径为15μm以上的铁素体和珠光体组织，具有更高的0.80以上的高屈服强度比。0.10质量％以下的低Nb钢显然也是适用本发明的制造方法1的情况，可以获得具有高屈服强度比的细晶粒组织。比较例No.1-14、1-17～19都是过剩地添加本发明的必要元素的C、Si、S、Al、Nb或不含有必要量的这些元素的钢，是适用本发明的制造方法1或2的情况，具有铁素体粒径超过4μm的铁素体和珠光体组织，屈服强度比本发明材低。另外，比较例1-15、1-16及1-20都是过剩地添加或不含有必要量的Si、Mn、P的钢，是适用本发明的制造方法1或2的情况，结果贝氏体析出，与本发明材相比，屈服强度显著降低。

表1-2

表1-3

(实施例2)

实施例2表示适用本发明的制造方法、进行表层细晶粒强化的试验片与整体进行细晶粒强化的试验片的强度和被切削性的比较研究例。

本研究使用了表2-1所示的3钢种。应用表2-2所示的制造方法，采用前面挤压加工，制作了表层细晶粒强化的试验片。表2-2所示的相当应变采用上述的方法算出。在从表面到至少1.0mm的位置，表2-2所示的逆相变时的平均冷却速度是从加热温度至400℃的温度区域的平均冷却速度，逆相变时的平均升温速度是从400℃至800℃的温度区域的平均升温速度。锻造后，自然冷却整个试验片。从表面进行外周切削200μm后，用摩擦焊接合上螺纹部。通过摩擦焊切削鼓起的接合部，制作JIS1号小野式旋转弯曲疲劳试验片。应用表2-3所示的制造方法，通过镦锻制作了使整体细晶粒强化的作为比较的试验片。表2-3所示的相当应变采用上述的方法算出。锻造后自然冷却。制作了锻造材中心的JIS 1号小野式旋转弯曲疲劳试验片。用这些制作的试验片，根据小野式旋转弯曲试验，评价了各试验片的耐久强度。

铁素体晶粒的平均粒径采用上述的方法算出。拉伸特性用JIS 3号试验片进行测量。组织根据光学显微镜或扫描型显微镜进行观察。F-P表示铁素体和珠光体组织，F-P(C)表示铁素体、和珠光体及渗碳体组织。硬度用维氏硬度进行评价。在表2-4所示的切削条件下，进行钻头穿孔试验，评价了进行过表层细晶粒强化的试验片及整体细晶粒强化的试验片的被切削性。此时，作为评价指标，钻头穿孔试验采用可以切削至累积孔深度为1000mm的最大切削速度VL1000。这些结果如表2-5和图1所示。

对于制作的试验片，表2-5表示了表面下1.0mm的表层的铁素体结晶粒径、组织和硬度，在从表面至直径的1/6位置的内部的铁素体结晶粒径、屈服强度比、组织和硬度。另外，表2-5还表示了表层和内部的硬度差。

图1是对于本发明(表层细晶粒强化的试验片)和比较例(整体细晶粒强化的试验片)，以横轴表示耐久强度、纵轴表示VL1000的结果的曲线图。

表2-1

钢	C	Nb	Si	Mn	P	S	N	Al	V	类别
											A	0.45	0.48	0.28	1.53	0.025	0.072	0.0212			本发明
D	0.52	0.58	0.48	1.27	0.018	0.037	0.0092			本发明
											K	0.58	0.02	0.18	1.56	0.006	0.040	0.0105	0.035		本发明

表2-2

表2-3

表2-4

由表2-5及图1可知，通过使表层细晶粒强化，可以获得与强化整个试验片同等的强度。而且可知，耐久强度尽管是同等的，但是表层细晶粒强化的试验片的被切削性比整个试验片强化的试验片更为优良。

(实施例3)

从具有表3-1所示的化学成分的钢中，切出直径50mm×高度60mm的锻造用试验片，适用表3-2所示的制造方法，通过前面挤压加工，制作了表层晶粒强化的试验片。表3-2所示的相当应变采用上述的方法算出。表3-2所示的逆相变时的平均冷却速度是从加热温度至400℃的温度范围的平均冷却速度，逆相变时的平均升温速度是从400℃至锻造温度的温度范围的平均升温速度。另外，表3-2所示的刚锻造后的平均冷却速度是从锻造温度至600℃的温度范围的平均冷却速度。锻造后冷却至600℃，然后在600℃进行2min的恒温处理，继而使整个试验片自然冷却。本发明No.3-12、3-24不进行逆相变的热处理，锻造后进行自然冷却。

对于适用表3-2所示的本发明的制造方法进行热处理的情况，表3-2表示了表面下1.0mm的表层的铁素体结晶粒径、拉伸强度、屈服强度比和组织、从表面至直径的1/6位置的内部的铁素体结晶粒径和组织。铁素体晶粒的平均粒径采用上述的方法算出。组织是采用光学显微镜或者扫描型显微镜从锻造件的中央部进行观察。F-P表示铁素体—珠光体组织，F-P(C)表示铁素体、和珠光体及渗碳体组织，F-C表示铁素体和渗碳体组织。拉伸特性用JIS 3号试验片测量。

表3-2清楚地表明：在本发明No.3-1～6、3-13～18中，表层均是铁素体结晶粒径为3.3μm以下的铁素体、珠光体及渗碳体组织，或是铁素体和渗碳体组织，内部是铁素体结晶粒径为15μm以上的铁素体和珠光体组织，而且具有拉伸强度847MPa以上的高强度、0.79以上的高屈服强度比。在比较例No.3-7、3-19中，逆相变前的加热温度较低，固溶Nb的溶质原子量较少，由solute drag引起的奥氏体晶粒微细化效果并不充分，从而热处理后表层组织的平均粒径为4μm以上，屈服强度较低。在比较例No.3-8、3-20中，逆相变时的冷却速度和升温速度较慢，由逆相变引起的奥氏体晶粒微细化效果并不充分，热处理后的表层组织的平均晶粒径为4μm以上，屈服强度较低。在比较例No.3-9、3-21中，锻造温度较高，再结晶显著地进行，热处理后的组织较粗。在比较例No.3-10、3-22中，加工度较小，晶核生成速度较小。因此，细晶粒效果并不充分，热处理后的表层组织的平均晶粒径是4μm以上，屈服强度较低。在比较例No.3-11、3-23中，刚锻造后的冷却速度较慢，在冷却过程因回复或再结晶现象而使晶粒生长，从而热处理后的组织较粗。在比较例No.3-12、3-24中，由于没有进行逆相变的热处理，不能获得奥氏体晶粒微细化效果，热处理后的表层组织的平均晶粒径较粗，为10μm以上的铁素体和珠光体组织。

表3-1

钢	C	Nb	Si	Mn	P	S	N	Al	V	类别
											D	0.52	0.58	0.48	1.27	0.018	0.037	0.0092			本发明
K	0.58	0.02	0.18	1.56	0.006	0.040	0.0105	0.035		本发明

(实施例4)

从具有表4-1所示的化学成分的钢中，切出直径50mm×高度60mm的锻造用试验片，应用表4-2所示的制造方法，通过前面挤压加工，制作了表层细晶粒强化的试验片。表4-2所示的相当应变采用上述的方法算出。表4-2所示的逆相变时的平均冷却速度是从锻造温度至400℃的温度范围的平均冷却速度，逆相变时的平均升温速度是从400℃至800℃温度范围的平均升温速度。逆相变后自然冷却整个试验片。对于适用表4-2所示的本发明的制造方法而进行热处理的情况，表4-2表示了表面下1.0mm的表层的铁素体结晶粒径、拉伸强度、屈服强度比及组织、从表面至直径的1/6位置的内部的铁素体结晶粒径及组织。铁素体晶粒的平均粒径采用上述的方法算出。组织是采用光学显微镜或者扫描型显微镜从锻造件的中央部进行观察。F-P表示铁素体—珠光体组织。拉伸特性用JIS 3号试验片进行测量。

表4-2清楚地表明：在本发明No.4-1～5、4-10～14及4-19～23中，表层都是铁素体粒径为4μm以下的细晶粒铁素体和珠光体组织、或铁素体、珠光体及渗碳体组织，具有拉伸强度810MPa以上的高强度、0.74以上的高屈服强度比。在比较例No.4-6、4-15及4-24中，锻造前的加热温度较低，固溶Nb的溶质原子量较少，由solutedrag引起的奥氏体晶粒微细化效果并不充分，热处理后的表层组织的细晶粒效果也不够充分，组织较粗，屈服强度也低。在比较例No.4-7、4-16和4-25中，锻造温度较高，再结晶晶粒显著地生长，由逆相变引起的组织的细晶粒化效果较小，热处理后表层的组织较粗。在比较例No.4-8、4-17和4-26中，加工度较小，不能获得充分的细晶粒效果，热处理后的表层的组织较粗。在比较例No.4-9、4-18及4-27中，逆相变时的冷却速度和升温速度较慢，由逆相变引起的奥氏体晶粒微细化效果并不充分，热处理后表层的组织较粗，屈服强度较低。

表4-1

钢	C	Nb	Si	Mn	P	S	N	Al	V	类别
											C	0.57	0.12	0.21	1.23	0.034	0.027	0.0104			本发明
I	0.63	0.57	0.24	1.64	0.019	0.062	0.0075	0.028		本发明
											L	0.65	0.12	0.25	1.42	0.009	0.035	0.0122	0.038	0.46	本发明

本发明的部件是在实用的温度区域锻造应力集中、需要强度的部位的表层，通过最适合的钢和热处理而进行细晶粒强化的部件，是不用强化整个部件、或者不会显著地降低被切削性，便使实质的部件强度得以提高。该部位的强化量与以前的热锻造用钢比较明显增大，可以获得高强度和高屈服强度比的部件。

Claims (5)

1、一种表层细晶粒钢部件，其特征在于：该表层细晶粒钢部件由下述钢构成，所述钢以质量％计，含有

C：0.45％～0.70％、

Nb：0.01％～0.60％、

Si：0.10％～1.50％、

Mn：0.40％～2.0％、

P：0.10％以下、

S：0.001％～0.15％、

N：0.003％～0.025％，

余量为Fe及不可避免杂质；其中

在一部分或者全部的表层和内部，具有以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径不同的组织；而且从表面到至少1.0mm深的组织，是由以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径为4μm以下的铁素体、珠光体和/或渗碳体构成的组织；从部件厚度的中心到至少1/6厚度的部位的组织，是由以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径为15μm以上的铁素体和珠光体构成的组织。

2、根据权利要求1所述的表层细晶粒钢部件，其特征在于：钢的成分以质量％计，还含有Al：0.005～0.050％。

3、根据权利要求1或2所述的表层细晶粒钢部件，其特征在于：钢的成分以质量％计，还含有V：0.01％～0.50％。

4、一种表层细晶粒钢部件的制造方法，其特征在于：对于由权利要求1～3的任一项所述的成分构成的钢材，将其加热至1150℃～1350℃，然后以0.5℃/秒～150℃/秒的平均冷却速度将需要强度的部位冷却至400℃以下，在该冷却后，以1.0℃/秒以上的平均升温速度升温至800～1000℃，在1000℃～800℃进行亚热锻造而成形为规定的形状时，进行加工使相当应变达到1.5～5.0，在该加工后，以10℃/秒～150℃/秒的平均冷却速度冷却至550℃～650℃的温度范围，其后，对整个部件进行空冷或者实施恒温处理，将从需要强度的部位的表面到至少1.0mm深的组织设定为由以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径为4μm以下的铁素体、珠光体和/或渗碳体构成的组织，将从部件厚度的中心到至少1/6厚度的部位的组织设定为由以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径为15μm以上的铁素体和珠光体构成的组织。

5、一种表层细晶粒钢部件的制造方法，其特征在于：对于由权利要求1～3的任一项所述的成分构成的钢材，将其加热至1150℃～1350℃，在1000℃～800℃进行亚热锻造而成形为规定的形状时，对需要强度的部位进行加工使相当应变达到1.5～5.0，在该加工后，以0.5℃/秒～150℃/秒的平均冷却速度冷却至400℃以下，在该冷却后，以1.0℃/秒以上的平均升温速度升温至800～1000℃，其后，空冷整个部件，将从需要强度的部位的表面到至少1.0mm深的组织设定为由以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径为4μm以下的铁素体、珠光体和/或渗碳体构成的组织，将从部件厚度的中心到至少1/6厚度的部位的组织设定为由以取向差角在15度以上的大角度晶界所包围的铁素体晶粒的平均粒径为15μm以上的铁素体和珠光体构成的组织。

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