CN102203310A - 高强度钢制加工品及其制造方法、以及柴油机用燃料喷射管及共轨的制造方法 - Google Patents

高强度钢制加工品及其制造方法、以及柴油机用燃料喷射管及共轨的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种强度-韧性的平衡优异，且具有残余奥氏体稳定性高的微细结构的金属组织的、淬透性优异的高强度钢制加工品，高强度钢制加工品的特征在于，由超高强度低合金TRIP钢构成，具有微细结构的金属组织，通过适量含有Cr、Mo、Ni中的2种以上，Nb、Ti、V中的1种或2种以上，且将碳当量设为适当值，母相组织主要由板条状贝氏体铁素体构成，且含有少量的颗粒状贝氏体铁素体和多角形铁素体，第二相组织由微细的残余奥氏体和马氏体构成。

Description

高强度钢制加工品及其制造方法、以及柴油机用燃料喷射管及共轨的制造方法
技术领域
本发明涉及淬透性优异的高强度钢制加工品及其制造方法、以及高强度且耐冲击特性及耐内压疲劳特性优异的柴油机用燃料喷射管及共轨的制造方法，更详细而言，主要涉及由具有高的屈服强度和抗拉强度的高淬透性的超高强度低合金TRIP钢(TBF钢)制成的高强度钢制加工品、高强度锻造品、高压燃料喷射管、安装于柴油机的蓄压式燃料喷射系统用共轨以及它们的制造方法，其中，所述具有高的屈服强度和抗拉强度的高淬透性的超高强度低合金TRIP钢由板条状贝氏体铁素体、残余奥氏体、以及马氏体构成。
另外，作为本发明的“高强度锻造品”，例如，代表性地可举出近终形锻造品等，不仅包含一次锻造品，还包含对一次锻造品进一步锻造(冷锻、温锻等)得到的二次锻造品、三次锻造品等精密锻造品、进一步将该锻造品加工成复杂形状而得到的最终制品、安装于柴油机的蓄压式燃料喷射系统用共轨等。
背景技术
汽车、电机、机械等产业用技术领域的锻造品一般在进行了加热温度不同的各种锻造(加工)之后，经过淬火·回火等调质处理(热处理)而制造，例如以汽车为例，热锻造品(加压温度1100～1300℃)及温锻造品(加压温度600～800℃)通用于曲轴、连杆、传动齿轮、安装于柴油机的蓄压式燃料喷射系统用共轨等，冷锻造品(以常温加压)通用于小齿轮、齿轮、转向轴、起阀器等。
近年来，为了确保汽车车身的轻量化和碰撞安全性，正在研究伴随残余奥氏体的相变诱发塑性可成形的超高强度低合金TRIP钢(TBF钢)的应用。
例如，在专利文献1中公开有涉及高强度锻造品的制造方法的技术，该技术大致在铁素体和奥氏体的两相区域温度进行退火和锻造两者之后，在规定温度下进行等温淬火处理，通过采用这样的独自的热处理，可制造在抗拉强度600MPa级以上的高强度区域中，拉伸及强度-挤压特性的平衡优异的高强度锻造品；另外，在专利文献2中公开有可制造高强度锻造品的技术，该技术在分别形成回火贝氏体或者马氏体之后，大致在铁素体和奥氏体的两相区域温度进行退火和锻造两者，之后，在规定温度下进行等温淬火处理，通过采用上述的方法，可制造拉伸及强度-挤压特性的平衡优异的高强度锻造品；在专利文献3中还公开有可制造高强度锻造品的技术，该技术在加热至两相区域温度范围后，在该两相区域进行锻造加工，之后，实施规定的等温淬火处理，由此，能够制造在可降低锻造加工时的温度的同时，具备优异的延伸凸缘性及加工性的高强度锻造品。
但是，在制作以这些方法得到的锻造品时，可能出现下述问题。
锻造品根据其加工率而发热，因此，有时锻造时的部件温度因部位而发生变化。例如，在高温(Ac3点附近)进行锻造时，如果加工率高，则发热量也会变大，奥氏体之间产生结合·成长，因此，热处理后生成粗大的残余奥氏体，可认为使耐冲击特性劣化(高温锻造时的问题)。另一方面，在低温侧(Ac1点付近)进行锻造时，如果加工率低，则不能确保充分的发热量，因此，生成大量不稳定的残余奥氏体，热处理后，生成成为破坏起点的硬质马氏体，可认为使耐冲击特性劣化(低温锻造时的问题)。因此，如果锻造品的温度及加工率不同，则局部容易产生粗大的残余奥氏体及不稳定的奥氏体，作为锻造品整体很难得到稳定且优异的耐冲击特性。
另一方面，在专利文献4中公开有可制造耐冲击特性优异的钢制高强度加工品、高压燃料配管(特别是高强度且耐冲击特性优异的柴油机用燃料喷射管及柴油机用共轨等)的技术，该技术在制作热轧钢材时，添加Nb、Ti、V中的1种或2种以上，以及添加适量的Al，大致在铁素体和奥氏体的两相区域温度进行退火和锻造两者之后，以规定温度进行等温淬火处理，通过采用上述的热处理，不取决于锻造温度以及锻造加工率，可制造拉伸、及强度-挤压特性的平衡优异、抗拉强度也在600MPa以上的、耐冲击特性优异的钢制高强度加工品、高压燃料配管(特别是高强度且耐冲击特性优异的柴油机用燃料喷射管及柴油机用共轨等)。
该专利文献4中公开的发明，在实现了上述专利文献1～3中公开的技术中所不能得到的特别的效果方面很优异，期待该超高强度低合金TRIP钢(TBF钢)能更大地有助于确保汽车车身的轻量化和碰撞安全性。但是，该超高强度低合金TRIP钢(TBF钢)，由于微粒状贝氏体铁素体和方形铁素体在基体中与贝氏体铁素体的板条结构共存，所以为了得到用于实现更高的屈服强度和抗拉强度的完全的TBF钢，需要高的淬透性。迄今的现状是，该具有高的淬透性的超高强度低合金TRIP钢(TBF钢)处于未开发的状态。
专利文献1：特开2004-292876号公报
专利文献2：特开2005-120397号公报
专利文献3：特开2004-285430号公报
专利文献4：特开2007-231353号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明是鉴于上述现状而开发的，其目的在于，提供淬透性优异的高强度钢制加工品、高强度且耐冲击特性及耐内压疲劳特性优异的柴油机用燃料喷射管及共轨，该淬透性优异的高强度钢制加工品、高强度且耐冲击特性及耐内压疲劳特性优异的柴油机用燃料喷射管及共轨具有微细结构的金属组织，该微细结构的金属组织不取决于锻造温度和锻造加工率等，通过控制化学组成的成分添加量，强度-韧性的平衡优异，且残余奥氏体稳定性高。
用于解决课题的手段
本发明人为了实现不取决于锻造温度和锻造加工率等，而具有强度-韧性的平衡优异、且残余奥氏体的稳定性高的微细结构的金属组织的、淬透性优异的高强度钢制加工品、高强度且耐冲击特性及耐内压疲劳特性优异的柴油机用燃料喷射管及共轨，并确立它们的制造方法，通过具体的试验对于具有贝氏体铁素体和/或马氏体的基体结构的超高强度低合金TRIP钢(TBF钢)研究了热锻造和之后的等温相变保持工艺(FIT工艺)对于该TBF钢的微细结构和机械特性的效果。
其结果发现，为提高淬透性而适量包含Cr、Mo、Ni中的2种以上，且为了提高由晶粒微细化而产生的强度(疲劳强度)而适当包含Nb、Ti、V中的1种或2种以上，且将碳当量(Ceq)设定为适当值，由此，可得到具有母相组织主要由板条状贝氏体铁素体构成、且含有少量颗粒状贝氏体铁素体和多角形铁素体，第二相组织由微细的残余奥氏体和马氏体构成的微细结构的金属组织、且强度和韧性的平衡优异、并且屈服应力和抗拉强度也高的高淬透性的超高强度低合金TRIP钢(TBF钢)。
即，本发明涉及的淬透性优异的高强度钢制加工品，其特征在于，含有C：0.1～0.7％、Si：2.5％以下(不包括0％)、Mn：0.5～3％、Al：1.5％以下、Nb、Ti、V中的1种或2种以上合计0.01～0.3％、Cr：2.0％以下(不包括0％)、Mo：0.5％以下(不包括0％)、Ni：2.0％以下、Cr、Mo、Ni中的2种以上合计0.7～3.0％，且由下式1规定的碳当量(Ceq)为0.75％以上0.90％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，金属组织的母相组织含有50％以上(相对于全部组织的体积率，关于组织以下相同)的板条状贝氏体铁素体，合计20％以下的多角形铁素体及颗粒状贝氏体铁素体，第二相组织满足：残余奥氏体5～30％、马氏体5％以下。
式1：
Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14
所述淬透性优异的高强度钢制加工品，作为其它元素还可以包含0.005％以下(0％不包括)的B。
作为所述淬透性优异的高强度钢制加工品可举出锻造品。另外，作为所述加工品可举出高压燃料配管。作为所述高压燃料配管可举出高强度且耐冲击特性及耐内压疲劳特性优异的柴油机用燃料喷射管，或高强度且耐冲击特性及耐内压疲劳特性优异的柴油机用共轨。
另外，本发明所涉及的制造所述高强度钢制加工品的方法，其特征在于包含下述工序：使用满足所述成分组成的钢材，将该钢材在Ac3点以上的温度区域保持规定时间，优选保持1秒以上，在该温度区域实施塑性加工后，以规定的平均冷却速度，优选以1℃/s以上的平均冷却速度冷却到300～450℃(优选为325～425℃)，在该温度区域保持100～2000秒(优选为1000秒)。
另外，本发明作为制造所述柴油机用燃料喷射管的方法，其特征在于，使用满足所述成分组成的钢材，经过加热保持在1200℃以上的温度的工序、实施热挤压加工的工序、以及在Ac3点以上的温度区域保持规定时间，优选保持1秒以上，且在该温度区域实施温挤压加工后，以规定的平均冷却速度，优选以1℃/s以上的平均冷却速度冷却到300～450℃(优选为325～425℃)，并在该温度区域保持100～2000秒(优选为1000秒)的工序后，冷却至常温，之后，依次进行利用枪孔钻加工法的管轴方向的穿孔加工、沿径向及/或管轴方向轧制的管伸长加工、切断加工、末端加工、以及弯曲加工。
另外，本发明作为制造所述柴油机用共轨的方法，其特征在于，使用满足所述成分组成的钢材，经过加热保持在1200℃以上的温度的工序、实施热挤压加工的工序、以及在Ac3点以上的温度区域保持规定时间，优选保持1秒以上且在该温度区域实施温挤压加工后，以规定的平均冷却速度、优选以1℃/s以上的平均冷却速度冷却到300～450℃(优选为325～425℃)，并在该温度区域保持100～2000秒(优选为1000秒)的工序后，冷却至常温，之后，依次进行利用枪孔钻加工法的管轴方向的穿孔加工、沿径向及/或管轴方向轧制的管伸长加工、切断加工、机械加工、以及组装加工。
发明效果
本发明中，使用为提高淬透性而适量包含Cr、Mo、Ni中的2种以上，为提高由晶粒微细化产生的强度(疲劳强度)而适量包含Nb、Ti、V中的1种或2种以上，且将碳当量设定为适当值的钢材，通过采用规定的热处理，可得到具有母相组织主要由板条状贝氏体铁素体构成、且含有少量的颗粒状贝氏体铁素体和多角形铁素体，第二相组织由微细的残余奥氏体和马氏体构成的微细结构的金属组织、且强度和韧性的平衡优异的高淬透性的超高强度低合金TRIP钢(TBF钢)，由此，能够不取决于加热温度及加工率(锻造加工率和轧制加工率等)等，而提供淬透性优异的高强度钢制加工品、高强度且耐冲击特性及耐内压疲劳特性优异的柴油机用燃料喷射管及共轨。
附图说明
图1是表示本发明实施例1的钢种No.1的供试钢的CCT曲线的图；
图2是表示同一实施例1中的比较例的钢种No.5的供试钢的CCT曲线的图；
图3是将同一本发明的实施例1的钢种No.1、2、3和比较例的钢种No.4、5、6的供试钢的屈服强度(YS)和夏氏冲击吸收值(CIAV)的关系进行比较表示的图；
图4是将同一本发明的实施例1的钢种No.1、2、3和比较例的钢种No.4、5、6的供试钢的抗拉强度(TS)和夏氏冲击吸收值(CIAV)的关系进行比较表示的图；
图5是表示同一本发明的实施例1的钢种No.1的供试钢的热锻造热处理后的金属组织(显微镜照片)的图。
符号说明
LBF：板条状贝氏体铁素体
PF：多角形铁素体
GBF：颗粒状贝氏体铁素体
γ：残余奥氏体
具体实施方式
本发明中，为提高淬透性而将Cr、Mo、Ni的含量规定为上述值是基于如下所述理由。
即，Cr、Mo、Ni作为钢的强化元素是有用的，同时，不仅对残余奥氏体的稳定化及确保规定量是有效的元素，而且对钢的淬透性的提高也是有效的元素，为了充分发挥淬透性的提高效果，需要使其合计含有0.7～3.0％的Cr、Mo、Ni中的2种以上，其中，Cr：2.0％以下(不包括0％)、Mo：0.5％以下(不包括0％)、Ni：2.0％以下。其理由是，由于Cr、Mo、Ni中的2种以上的合计含量不足0.7％时，不能充分发挥淬透性的提高效果，另一方面，如果超过3.0％，则贝氏体相变温度下降，贝氏体铁素体难以析出，变成马氏体相，变硬且变脆，淬透性提高过多。
另外，本发明中，为了谋求晶粒的进一步微细化，使钢材中合计含有0.01～0.3％的Nb、Ti、V中的1种或2种以上。这是为了通过采用在以奥氏体单相区域及大致铁素体和奥氏体的二相区域温度进行退火，进而进行锻造等塑性加工两者后，以规定温度进行等温淬火处理这样的热处理，容易确保下述规定的金属组织、进而所希望的特性。
·母相组织：板条状贝氏体铁素体为50％以上时，多角形铁素体及颗粒状贝氏体铁素体的合计为20％以下
为了提高淬透性优异的高强度钢制加工品的强度且提高耐冲击特性及耐内压疲劳特性、以及强度-韧性的平衡，需要使板条状贝氏体铁素体的体积率为50％以上。另外，使多角形铁素体及颗粒状贝氏体铁素体的体积率合计为20％以下是因为如果超过20％则韧性就会降低。
·第二相组织：残余奥氏体5～30％，马氏体5％以下
本发明的加工品具有如下的金属组织，作为母相组织包含上述板条状贝氏体铁素体和多角形铁素体及颗粒状贝氏体铁素体，同时，作为第二相组织包含残余奥氏体和马氏体。其中，残余奥氏体在总拉伸的提高方面有效，另外，由于塑性诱发马氏体相变产生的抗裂强度，从而在耐冲击特性的提高方面也有效，如果该残余奥氏体的体积率不足5％，则就不能充分发挥上述效果，另一方面，如果超过30％，则残余奥氏体中的C浓度就会降低，成为不稳定的残余奥氏体，因此不能充分发挥上述效果，所以，将残余奥氏体的体积率设为5～30％。另外，马氏体在和母相的界面成为破坏的起点，因此，马氏体相对于全部组织的体积率在5％以下(优选为1～3％以下)。
本发明中，为了在可靠地形成上述金属组织的同时，有效地提高抗拉特性、韧性等机械特性，需要按如下控制其它成分。
·C：0.1～0.7％
C是为了确保高强度且确保残余奥氏体而必须的元素。更详细地说，对于确保奥氏体中的C、在室温下也残存稳定的残余奥氏体、提高延性及耐冲击特性是有效的，但是如果不足0.1％，则其效果不能充分获得，另一方面，如果超过0.7％过剩添加，则残余奥氏体量增加，同时，C在残余奥氏体中很容易浓化，因此，可得到高延性以及耐冲击特性。但是，超过0.7％时，不仅其效果饱和，而且会发生中心偏析等引起的缺陷等，使耐冲击特性变差，因此将上限限定在0.7％。
·Si：2.5％以下(不包括0％)
Si是氧化物生成元素，因此，过剩含有时使耐冲击特性变差，因此将添加量设为2.5％以下。另外，本发明的钢制品，以添加发挥和Si同样的作用的Al作为前提，从Si的添加引起的固溶强化、以及残余奥氏体的生成量增加的观点来看，可以使Si含有0.5％以上。
·Mn：0.5～3％
Mn是使奥氏体稳定化，得到规定量的残余奥氏体而必要的元素。为了有效地发挥这样的作用，需要添加0.5％以上(优选为0.7％以上、更优选为1％以上)。但是，过剩添加时，会出现产生铸片破裂等的坏影响，因此设为3％以下。优选为2.5％以下，更优选为2％以下。
·Al：1.5％以下
Al与Si相同是抑制碳化物析出的元素，但是，由于Al比Si更能使铁素体稳定，所以添加Al时，相变开始比添加Si时要快，即使在极短时间的保持(锻造等)中，C也容易在奥氏体中浓化。因此，在进行Al添加时，能够使奥氏体更加稳定化，结果是不仅生成的奥氏体的C浓度分布向高浓度侧移动，而且生成的残余奥氏体量变多，显示高的耐冲击特性。但是，超过1.5％的添加会使钢的Ac3相变点上升，实际操作上不优选，因此将上限规定为1.5％。另外，优选为0.05％。
·B：0.005％以下
B与Cr、Mo等相同，是对钢的淬透性的提高有效的元素，为了不降低延迟破坏强度而提高淬透性，降低成本，优选为0.005％以下。
本发明中，进一步将由上述式规定的碳当量限定在0.75％以上0.90％以下。这在确保所述金属组织、进一步提高强度-韧性的平衡方面是重要的。即，碳当量(Ceq)不足0.75％时不能充分实现晶粒的微细化，难以将作为母相组织的板条状贝氏体铁素体确保为50％以上，另一方面，超过0.90％时，淬透性变得过大，屈服应力和抗拉强度过度变高，得不到韧性的改善效果。
其次，本发明的高强度钢制加工品的制造方法的特征为包含下述工序：使用满足上述成分组成的钢材，将该钢材在Ac3点以上的温度区域保持规定时间、优选保持1秒以上，在该温度区域实施塑性加工后，以规定的平均冷却速度，优选以1℃/s以上的平均冷却速度冷却至300～450℃(优选为325～425℃)，在该温度区域保持100～2000秒(优选为1000秒)。之所以规定该热处理条件有如以下的理由。
首先，之所以将钢材在Ac3点以上的温度区域保持1秒以上，是因为通过将加热温度设在大致两相区域～奥氏体单相区域温度，能够得到微细的板条状贝氏体铁素体及第二相组织。另外，如果加热温度低于Ac3点，则微细的板条状贝氏体铁素体及第二相组织不能充分地析出。另外，作为在上述温度区域的保持时间，在加热装置例如采用高频加热的情况下，能够瞬时保持在Ac3点以上的温度区域，因此优选为1秒以上。另外，其上限没有特别限定，如果考虑到生产性则大约为30分钟左右。
作为上述塑性加工，可举出锻造加工、挤出加工、穿孔加工、或利用辊轧成形的管伸长加工，这些加工的条件没有特别限定，按照通常实施的方法进行即可。
其次，本发明中，进行了上述塑性加工后，以规定的平均冷却速度，优选为1℃/s以上的平均冷却速度冷却到300～450℃(优选为325～425℃)，在该温度区域保持100～2000秒(等温淬火处理)，之所以将优选的平均冷却速度设为1℃/s以上，是为了抑制珠光体的生成。另外，之所以将等温淬火处理温度设为300～450℃(优选为325～425℃)，是因为不足300℃时C的扩散迟缓，得不到规定量的残余奥氏体，另一方面，超过450℃时，渗碳体析出，所以不能产生奥氏体中的C浓化，得不到规定量的残余奥氏体。另外，之所以将等温淬火处理时间设为100～2000秒，是因为不足100秒时C的浓化不充分，不能生成规定量的残余奥氏体，不稳定的残余奥氏体向马氏体相变，另一方面，超过2000秒时，生成的残余奥氏体分解。另外，优选为100～1000秒。
本发明，也规定了采用上述制造条件制造柴油机用燃料喷射管及柴油机用共轨的方法。
作为制造柴油机用燃料喷射管的方法，可采用如下方法：进行使用满足上述成分组成的钢材，加热保持在1200℃以上的温度的工序、实施热挤压加工的工序、以及在Ac3点以上的温度区域保持规定时间、优选保持1秒以上，在该温度区域实施了温挤压加工后，以规定的平均冷却速度、优选以1℃/s以上的平均冷却速度冷却到300～450℃(优选为325～425℃)，在该温度区域保持100～2000秒的工序，经过以上工序后，冷却至常温，之后，依次进行利用枪孔钻加工法的管轴方向的穿孔加工、在径向及/或管轴方向轧制的管伸长加工、切断加工、末端加工、以及弯曲加工。
另外，作为制造柴油机用共轨的方法，可采用同上述柴油机用燃料喷射管的制造方法大体相同的条件，且采用如下方法：进行使用满足规定成分组成的钢材，加热保持在1200℃以上的温度的工序、实施热挤压加工的工序、以及在Ac3点以上的温度区域保持规定时间、优选保持1秒以上，在该温度区域实施了热挤压加工后，以规定的平均冷却速度、优选以1℃/s以上的平均冷却速度冷却到300～450℃(优选为325～425℃)，在该温度区域保持100～2000秒的工序，经过以上的工序后，冷却至常温，之后，依次进行利用枪孔钻加工方法的管轴方向的穿孔加工、在径向及/或管轴方向轧制的管伸长加工、切断加工、机械加工、以及组装加工。
在制造上述柴油机用燃料喷射管及柴油机用共轨的方法中，有时在实施了热挤压加工后，冷却到Ac3点以上的温度区域，该冷却方法没有特别限定。另外，经过保持100～2000秒的工序后，至常温的冷却优选快速冷却。另外，在柴油机用共轨的制造方法中，在实施了热挤压加工后，通过枪孔钻加工法在管轴方向穿孔，该冷却方法没有特别限定。
作为用于上述制造方法的钢材，可举出钢坯及热轧圆棒等，它们只要使用按照通常方法熔炼满足目的成分的钢，制成扁钢坯后，在一直加热的状态下进行加工，或再次加热暂时冷却到室温的材料之后进行热加工得到的材料即可。
实施例
下面，基于实施例更具体地说明本发明。需要指出的是，本发明不受下述实施例的限制，在不脱离宗旨的范围内更改·实施全部包括在本发明的技术范围内。
实施例1
首先，通过连续铸造制造包含表1中记载的成分组成的钢种No.1～6的供试钢扁钢坯(表中的单位为质量％，余量为Fe及不可避的杂质)，分别再加热到1250℃区域后，进行热轧、酸洗后，进行机械加工，由直径32mm、长度80mm的钢棒制作厚度20mm、长度80mm、宽度32mm的方棒料构成的锻造用试验片。
然后，根据各供试钢种类将各锻造用试验片以表2所示的锻造温度加热1秒以上，用加热到与各试验片的加热温度相同温度的模具进行锻造加工，付与10～70％的压缩锻造形变。之后，以1℃/s的平均冷却速度冷却到如表2所示的等温淬火温度后，以表2所示的时间进行保持等温相变的等温淬火处理。
然后，对这样得到的各锻造材料，按下述要领分别测定抗拉强度(TS)、屈服强度(YS)、伸长(EI)、夏氏冲击值(CIV)、及各组织的体积率(占空系数(space factor))。另外，本实施例的各供试钢中，作为代表例的钢种No.1和钢种No.5的CCT曲线(F：铁素体，B：贝氏体，M：马氏体)分别示于图1、图2，相同各供试钢的强度·韧性平衡分别示于图3(屈服强度)、图4(抗拉强度)。另外，本实施例的钢种No.1～3中，作为代表例的钢种No.1的钢的热锻造热处理后的金属组织(显微镜照片)示于图5(绿色的相主要表示板条状的贝氏体铁素体(LBF)的基体，红色的相表示残余奥氏体(γ)。)。
·屈服强度、抗拉强度、及伸长的测定：
使用从上述锻造材料选取的JIS 14B号试验片(平行部分长度20mm、宽度6mm、厚度1.2mm)，测定屈服强度YS、抗拉强度TS、伸长EI。需要说明的是，试验条件为25℃、十字头速度为1mm/min。
·夏氏冲击试验(韧性)：
使用从上述锻造材料选取的JIS 5B号试验片(宽度2.5mm)，测定夏氏冲击吸收值CIAV。需要说明的是，试验条件为25℃、5m/s。
·组织的观察：
对各锻造材料中的组织的体积率(占空系数)而言，对锻造材料实施利用硝酸乙醇腐蚀液及LePera腐食的光学显微镜(倍率400倍或者1000倍)及扫描型电子显微镜(SEM：倍率1000倍或者4000倍)观察、利用饱和磁化法(热处理，Vol I.136，(1996)，P.322)的残余奥氏体量测定、利用X射线的奥氏体中的C浓度测定、利用透射型电子显微镜(TEM：倍率10000倍)、台阶高度100nm的FE/SEM-EBSP的组织解析，鉴定组织。将对这样得到的各种锻造钢材进行调查而得到的组织的体积率、及力学特性一并表示于表2中。
·残余奥氏体特性(γR)：
各锻造材料的残余奥氏体初期体积率(fγo)、残余奥氏体初期碳浓度(Cγo)由下述X射线衍射法测定。
<残余奥氏体初期体积率(fγo)>
5峰值法(200)γ、(220)γ、(311)γ
(200)α、(211)α
<残余奥氏体初期碳浓度(Cγo)>
由(200)γ、(220)γ、(311)γ衍射面峰值测定γ的晶格常数，
Cγ＝(aγ-3.578-0.000Siγ-0.00095Mnγ-0.0006Cr-0.0056Alγ-0.0051Nbγ-0.0220Nγ)/0.033
通过这些结果，可以如下进行考察。
首先，钢种No.1～3为均使用满足本发明范围的钢种，通过本发明规定的制法制造具备规定组织的锻造部件的例子。可知，该钢种No.1～3所示的本发明钢，例如钢种No.1的金属组织(显微镜照片)如图5所示，全部母相组织主要由板条状贝氏体铁素体(LBF)构成，且含有少量的颗粒状贝氏体铁素体(GBF)和多角形铁素体(PF)，第二相组织由微细的残余奥氏体(γ)和马氏体构成，残余奥氏体的稳定性高，且通过热锻造使组织显著微细化。另外，该钢种No.1～3所示的本发明钢的锻造部件，强度和韧性的平衡均非常高，屈服应力和抗拉强度及伸长特性优异，且耐冲击特性也优异(参照图3、图4)。该本发明钢的优异的韧性，可认为特别是取决于由Cr、Mo及Ni的添加产生的淬透性的提高、大量且稳定的残余奥氏体特性、由于锻造处理产生的组织微细化(板条状贝氏体铁素体和微细的粒状及薄膜状的残余奥氏体的混相组织)。另外，根据钢种No.1～3中作为代表例所示的钢种No.1的CCT曲线，得知钢种No.1所示的本发明钢的马氏体的开始温度约为320℃，贝氏体相变开始端移至长时间区域中。需要说明的是，虽然钢种No.2、3的CCT曲线省略了，但该钢种No.2、3的马氏体的开始温度均约为420℃，和钢种No.1相同，也得知贝氏体相变开始端移至长时间区域中。
与此相对，不能满足本发明所特定的必要条件，特别是不能满足用于提高淬透性的Cr、Mo、Ni的含量、金属组织的确保、进一步提高强度-韧性的平衡方面重要的碳当量的下述比较例分别具有以下的缺陷。
首先，No.4为基本钢(0.4％C-1.5％Si-1.5％Mn-0.5％Al-0.05Nb)，先共析铁素体析出，贝氏体相变不充分，Cr的含量少，因此淬透性低。
No.5相比No.1的本发明钢，仅Cr高0.5％，为大体满足本发明所规定的成分组成的Cr-Mo钢，但因为碳当量超过本发明范围的上限，因此，如图2所示的该钢的CCT曲线所表明，CCT曲线的铁素体和贝氏体相变的开始时间移至相当长的时间，结果是淬透性过高，屈服应力和抗拉强度过高，不能得到韧性的改善效果。
No.6为使用大体满足本发明所规定的成分组成的Cr钢的例子，但因为Mo量比本发明钢少，所以淬透性低。
表1
Figure BPA00001390058300121
表2
*1…板条状贝氏体铁素体
*2…多角形铁素体
*3…颗粒状贝氏体铁素体
*4…残余奥氏体
实施例2
将具有表1的钢种No.1所示成分的本发明钢制的钢坯加热保持在1200℃的温度，实施热挤压加工后，冷却到940℃，在该温度保持1秒以上，实施规定的温挤压加工制成圆棒，将该圆棒以4℃/s的冷却速度冷却到325℃，在该温度区域保持1800秒后，以规定的冷却速度冷却到常温，然后利用枪孔钻加工在管轴方向穿孔，制成燃料喷射管用原管，对该原管实施规定的管伸长加工，得到制品尺寸为外径8.0mm、内径3.0mm、壁厚2.5mm的燃料喷射管用钢管，将此管切断加工成希望的长度，接着插入螺母等螺旋部件后，实施对连接头部的冲压成形的末端加工，进而实施弯曲加工，得到燃料喷射管。
实施例3
将具有表1的钢种No.2所示成分的本发明钢制的钢坯加热保持在1250℃的温度，实施热挤压加工后，冷却到常温，然后通过枪孔钻加工法在管轴方向上穿孔，接着在950℃的温度保持1秒以上后实施热轧成形加工，然后，以2℃/s的冷却速度冷却到375℃，在该温度保持1000秒，实施等温淬火处理。进一步，实施冷管伸长加工，使制品尺寸为外径8.0mm、内径3.0mm、壁厚2.5mm，之后，实施切断加工，末端加工及弯曲加工，得到燃料喷射管用钢管。
实施例4
使用具有表1的钢种No.3所示成分的本发明钢制的钢棒，以温热通过满乃斯曼方式在管轴方向穿孔后，加热到1000℃，在该温度保持1秒以上后，进行热挤压成形，然后以1℃/s的冷却速度冷却到350℃，在该温度保持950秒，接着冷却到常温。然后，实施管伸长加工，使制品尺寸为外径6.35mm、内径2.35mm、壁厚2mm，之后，实施切断加工，末端加工及弯曲加工，得到燃料喷射管用钢管。
实施例5
将具有表的1钢种No.1所示成分的本发明钢制的钢坯加热保持在1200℃的温度后，冷却到常温，然后，通过枪孔钻加工法在管轴方向穿孔，接着，加热到930℃，在该温度保持1秒以上后，实施热轧成形加工，之后，以5℃/s的冷却速度冷却到325℃，在该温度保持1750秒，然后冷却到常温。接着，实施管伸长加工，使制品尺寸为外径8.0mm、内径3.0mm、壁厚2.5mm，之后，实施切断加工，末端加工及弯曲加工，得到燃料喷射管用钢管。
实施例6
将具有表1的钢种No.2所示成分的本发明钢制的钢坯加热保持在1250℃的温度，实施热挤压加工后，冷却到常温，然后，利用枪孔钻加工法在管轴方向穿孔，接着加热到950℃，在该温度保持1秒以上后，实施热轧成形加工，之后，以8℃/s的冷却速度冷却到400℃，在该温度保持210秒，实施等温淬火处理。然后，实施冷管伸长加工，使制品尺寸为外径8.0mm、内径3.0mm、壁厚2.5mm，之后，实施切断加工，末端加工及弯曲加工，得到燃料喷射管用钢管。
实施例7
对具有表1的钢种No.3所示成分的本发明钢制的钢管实施温轧成形加工后，加热保持在1250℃的温度，接着在980℃的温度保持1秒以上后，实施热挤压加工，然后，以2℃/s的冷却速度冷却到325℃，在该温度保持1700秒后，冷却到常温。然后，实施管伸长加工，使制品尺寸为外径8.0mm、内径3.0mm、壁厚2.5mm，之后，实施切断加工，末端加工及弯曲加工，得到燃料喷射管用钢管。
实施例8
使用具有表1的钢种No.1所示成分的本发明钢制的钢棒利用枪孔钻加工法在管轴方向穿孔后，加热到940℃，在该温度保持1秒后，以10℃/s的冷却速度冷却到425℃，在该温度保持220秒后，冷却到常温。然后，实施管伸长加工，使制品尺寸为外径8.0mm、内径3.0mm、壁厚2.5mm，之后，实施切断加工，末端加工及弯曲加工，得到燃料喷射管用钢管。
实施例9
将具有表1的钢种No.2所示成分的本发明钢制的钢坯加热保持在1200℃的温度后，冷却到常温，以3℃/s的冷却速度冷却到425℃，在该温度保持220秒后，冷却到常温。然后，实施管伸长加工，使制品尺寸为外径8.0mm、内径3.0mm、壁厚2.5mm，之后，实施切断加工，末端加工及弯曲加工，得到燃料喷射管用钢管。
实施例10
使用具有表1的钢种No.1所示成分的本发明钢制的钢坯实施热挤压加工后，利用冷枪孔钻加工法在管轴方向穿孔，接着，将该原管以1200℃的温度热轧成形，然后，在930℃的温度保持1秒以上，之后，以4℃/s的冷却速度冷却到450℃，在该温度保持100秒，实施等温淬火处理。然后，实施冷管伸长加工，使外径为30mm、内径为8mm、壁厚为11mm，对该管实施切断加工，对外周面实施圆锥状的薄板面(sheet face)及φ3mm的支孔的穿孔等机械加工，对支孔的周缘实施具有螺纹套筒的护圈的组装加工等，得到共轨。
实施例11
对具有表1的钢种No.2所示成分的本发明钢制的钢坯实施热挤压加工，接着利用冷枪孔钻加工法在管轴方向穿孔，然后实施冷管伸长加工，使外径为30mm、内径为8mm、壁厚为12mm，将该管切断成规定的长度，实施机械加工后，将该管加热到1200℃的温度，然后，在950℃的温度保持1秒以上，之后，以1℃/s的冷却速度冷却到300℃，在该温度保持2000秒，实施等温淬火处理。然后，实施组装加工，得到共轨。
实施例12
将具有表1的钢种No.3所示成分的本发明钢制的钢坯加热到1300℃的温度，利用满乃斯曼方式实施穿孔加工后，将该原管以1200℃的温度热轧成形，然后实施冷管伸长加工，接着在950℃的温度保持1秒以上后，以5℃/s的冷却速度冷却到350℃，在该温度保持1200秒，实施等温淬火处理。然后，实施冷管伸长加工，使外径为32mm、内径为8mm、壁厚为12mm，之后，对该管实施切断加工，对外周面实施圆锥状的薄板面及φ3mm的支孔的穿孔等的机械加工，对支孔的周缘实施具有螺纹套筒的护圈的组装加工等，得到共轨。
实施例13
对具有表1的钢种No.3所示成分的本发明钢制的钢坯实施冷轧，接着利用枪孔钻加工法在管轴方向穿孔，然后，将该原管以1200℃的温度热轧成形，接着在950℃的温度保持1秒以上，之后，以8℃/s的冷却速度冷却到400℃后，在该温度保持500秒，实施等温淬火处理。然后，实施冷管伸长加工使外径为32mm、内径为8mm、壁厚为12mm，进而依次实施切断加工、机械加工、及组装加工，得到共轨。
实施例14
将具有表1的钢种No.1所示成分的本发明钢制的钢坯料切断成希望的长度后，进行温粗锻，将其加热到1200℃的温度后，在1200℃的温度保持1秒以上，然后，热锻造成主体部的外径为32mm、具有多个φ18mm的凸台部的形状，然后，以9℃/s的冷却速度冷却到450℃，在该温度保持1200秒，实施等温淬火处理。然后，冷却到常温，利用长钻加工法在管轴方向穿孔内径9mm的管孔，对凸台部外周实施M16的外螺纹加工，对凸台部顶部实施圆锥状的薄板面的形成、φ3mm的支孔的穿孔等机械加工，得到共轨。
实施例15
将具有表1的钢种No.2所示成分的本发明钢制的钢坯料加热到1200℃的温度后，实施锻造加工，接着在950℃的温度保持1秒以上后，热锻造成主体部的外径为32mm、具有多个φ18mm的凸台部的形状，然后，以7℃/s的冷却速度冷却到425℃，在该温度保持200秒，实施等温淬火处理。然后，冷却到常温，利用长钻加工法在管轴方向穿孔内径9mm的管孔，对凸台部外周实施M16的外螺纹加工，对凸台部顶部实施圆锥状的薄板面的形成、φ3mm的支孔的穿孔等机械加工，得到共轨。
实施例16
将具有表1的钢种No.3所示成分的本发明钢制的钢坯料加热到1200℃的温度后，进行热挤压加工，然后切断成希望的长度，接着在950℃的温度保持1秒以上后，热锻造成主体部的外径为32mm，具有多个φ18mm的凸台部的形状，然后，以6℃/s的冷却速度冷却到350℃，在该温度保持950秒，实施等温淬火处理。然后，冷却到常温，利用长钻加工法在管轴方向穿孔内径8mm的管孔，对凸台部外周实施M16的外螺纹加工，对凸台部顶部实施圆锥状薄板面的形成、φ3mm的支孔的穿孔等机械加工，得到共轨。
将上述实施例2～9的各燃料喷射管和实施例10～16的各共轨分别装在内压反复疲劳试验机中调查内压疲劳极限，结果显示，燃料喷射管及共轨均为即使重复1000万次以上施加超过2500Bar的内压也不会破损，显示了更好的耐内压疲劳特性。
另外，上述实施例2～9的各燃料喷射管和实施例10～16的各共轨通过在实施最终工序后封入高压水或高压油实施内表层预应力处理，而能够进一步提高耐内压疲劳特性。
工业实用性
本发明中，使用为提高淬透性而适量包含Cr、Mo、Ni，为提高由晶粒微细化产生的强度(疲劳强度)而适当包含Nb、Ti、V中的1种或2种以上，且将碳当量(Ceq)设定为适当值的钢材，通过采用规定的热处理，得到具有母相组织主要由板条状贝氏体铁素体构成、且含有少量的颗粒状贝氏体铁素体和多角形铁素体，第二相组织由微细的残余奥氏体和马氏体构成的微细结构的金属组织，且强度和韧性的平衡优异的高淬透性的超高强度低合金TRIP钢(TBF钢)，由此，不取决于加热温度及加工率(锻造加工率和轧制加工率等)等，而能够提供淬透性优异的高强度钢制加工品、高强度且耐冲击特性及耐内压疲劳特性优异的柴油机用燃料喷射管及共轨。

Claims (11)

1.淬透性优异的高强度钢制加工品，其特征在于，含有C：0.1～0.7％、Si：2.5％以下(不包括0％)、Mn：0.5～3％、Al：1.5％以下、Nb、Ti、V中的1种或2种以上合计0.01～0.3％、Cr：2.0％以下(不包括0％)、Mo：0.5％以下(不包括0％)、Ni：2.0％以下、Cr、Mo、Ni中的2种以上合计0.7～3.0％，且由下式规定的碳当量(Ceq)为0.75％以上0.90％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，金属组织的母相组织含有50％以上(相对于全部组织的体积率，关于组织以下相同)的板条状贝氏体铁素体、以及合计20％以下的多角形铁素体和颗粒状贝氏体铁素体，第二相组织满足：残余奥氏体5～30％、马氏体5％以下，
Ceq＝C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14。
2.权利要求1所述的淬透性优异的高强度钢制加工品，其还含有0.005％以下(不包括0％)的B。
3.权利要求1或2所述的淬透性优异的高强度钢制加工品，其中，所述加工品为锻造品。
4.权利要求1或2所述的淬透性优异的高强度钢制加工品，其中，所述加工品为高压燃料配管。
5.权利要求4所述的淬透性优异的高强度钢制加工品，其中，所述高压燃料配管为高强度且耐冲击特性及耐内压疲劳特性优异的柴油机用燃料喷射管、或高强度且耐冲击特性及耐内压疲劳特性优异的柴油机用共轨。
6.权利要求1～5中任一项所述的淬透性优异的高强度钢制加工品的制造方法，其特征在于，包括下述工序：使用满足权利要求1或2所述的成分组成的钢材，将该钢材在Ac3点以上的温度区域保持规定时间，在该温度区域实施塑性加工后，以规定的平均冷却速度冷却到300～450℃(优选为325～425℃)，在该温度区域保持100～2000秒。
7.权利要求6所述的淬透性优异的高强度钢制加工品的制造方法，其特征在于，将所述在Ac3点以上的温度区域的保持时间设为1秒以上，将所述平均冷却速度设为1℃/s以上。
8.高强度且耐冲击特性及耐内压疲劳特性优异的柴油机用燃料喷射管的制造方法，其为制造权利要求5中所述的柴油机用燃料喷射管的方法，其特征在于，使用满足权利要求1或2所述的成分组成的钢材，经过加热保持在1200℃以上的温度的工序、实施热挤压加工的工序、以及在Ac3点以上的温度区域保持规定时间且在该温度区域实施热挤压加工后，以规定的平均冷却速度冷却到300～450℃(优选为325～425℃)并在该温度区域保持100～2000秒的工序后，冷却至常温，之后，依次进行利用枪孔钻加工法的管轴方向的穿孔加工、沿径向及/或管轴方向轧制的管伸长加工、切断加工、末端加工、以及弯曲加工。
9.权利要求8所述的高强度且耐冲击特性及耐内压疲劳特性优异的柴油机用燃料喷射管的制造方法，其中，将在所述Ac3点以上的温度区域的保持时间设为1秒以上，将所述平均冷却速度设为1℃/s以上。
10.高强度且耐冲击特性及耐内压疲劳特性优异的柴油机用共轨的制造方法，其为制造权利要求5中所述的柴油机用共轨的方法，其特征在于，使用满足权利要求1或2所述的成分组成的钢材，经加热保持在1200℃以上的温度的工序、实施热挤压加工的工序、以及在Ac3点以上的温度区域保持规定时间且在该温度区域实施热挤压加工后，以规定的平均冷却速度冷却到300～450℃(优选为325～425℃)并在该温度区域保持100～2000秒的工序后，冷却至常温，之后，依次进行利用枪孔钻加工法的管轴方向的穿孔加工、沿径向及/或管轴方向轧制的管伸长加工、切断加工、机械加工、以及组装加工。
11.权利要求10所述的高强度且耐冲击特性及耐内压疲劳特性优异的柴油机用共轨的制造方法，其中，将在所述Ac3点以上的温度区域的保持时间设为1秒以上，将所述平均冷却速度设为1℃/s以上。
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