CN105296891A - 用于具有高特性的表面处理的机械部件的钢材、和用此钢材的机械部件及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种钢材，所述钢材的组成按重量百分比为：-0.35％≤C≤0.50％；-0.30％≤Mn≤1.50％；-痕量≤Cr≤1.50％；-0.05％≤Mo≤0.50％；-0.15≤Si≤1.20％；-痕量≤Ni≤1.0％；-痕量≤Cu≤1.0％；-痕量≤V≤0.35％；-痕量≤Al≤0.10％；-痕量≤B≤0.005％；-痕量≤Ti≤0.10％；-痕量≤Nb≤0.10％；-痕量≤S≤0.15％；-痕量≤Ca≤0.010％；-痕量≤Te≤0.030％；-痕量≤Se≤0.050％；-痕量≤Bi≤0.050％；-痕量≤Pb≤0.100％；-痕量≤N≤0.020％；剩余物是铁和由精加工产生的杂质，并且C、Mn和Cr含量是使得830-270C％–90Mn％–70Cr％)≤620。一种用于制造用此钢材制成的机械部件的方法，以及由此获得的机械部件。

Description

用于具有高特性的表面处理的机械部件的钢材、和用此钢材的机械部件及其制造方法

本发明涉及用于具有高特性的机械部件的钢材，所述钢材通过热成型(hotshaping)(特别地锻造或轧制)获得，并且在其制造范围中经受用于表面硬化的热处理，目的是得到在受控的深度上具有高硬度的微结构。

作为非限制性实例，用这些钢材制成的部件可以是由棒材机械加工的齿条，所述棒材被轧制并且然后制成汽车车辆的坯条(slug)或曲轴。

为了制造具有高机械特性的部件，目前，使用所谓的“微合金化”的钢材级别(steelgrade)的钢材是已知的，所述钢材在锻造或热轧之后在不需要任何另外的热处理的情况下给出得到优于常用的铁素体-珠光体级别(ferrito-perliticgrade)的那些的机械特性的可能性。

因此，38MnSiV5级别(其含有以重量％的约0.38％的C、1.25％的Mn、0.6％的Si、0.12％的V)被广泛用于制造汽车曲轴，因为考虑到部件的典型的尺寸，其允许得到至多约900MPa的拉伸强度Rm。此外，在通过感应执行局部加热表面处理、随后淬火之后，0.38％的碳含量保证在产品的表面区域中得到大于或等于620-650HV的硬度。

然而，还熟知的是，铁素体-珠光体微结构不是最好地适合于快速局部硬化处理例如通过感应的表面淬火。实际上，先共析体铁素体区域形成强力地碳耗尽区域，所述先共析体铁素体区域的大小通常以数十μm测量。因此，为了在淬火之后重新得到均质奥氏体，需要碳的扩散遍及相应的长度。如果这对于常规的奥氏体化方法不是问题，用于通过感应淬火(或作为可选择的解决方案的激光表面硬化)的非常短的时间确保旧的铁素体晶粒可以在淬火后保持碳耗尽。然后，产生的微结构是异质的。

如果所谓的《淬火-退火》马氏体级别例如42CrMo4级别(其含有约0.42％的C、1％的Cr、0.2％的Mo)的38MnSiV5(或其他的微合金化铁素体-珠光体级别)的主体的机械特性被评估为不足以用于预期的应用。在锻造、轧制或任何其他热成型方法之后，具有这些级别的制造的部件需要奥氏体化和淬火热处理，为此不再需要在一直增加的能源成本的环境中证实财务缺点。然而，一个优点是马氏体的微结构比铁素体-珠光体的结构远远更容易奥氏体化，除非它们被强力地退火。

现今，存在在锻造部件或粗轧制棒材上给出得到高机械特性的可能性的钢材级别而不使用任何受控的冷却或随后的热处理。在表1中提到的文献中描述的这些级别基于得到在成形后大多数是贝氏体的微结构。如表1所示，它们非常宽泛地基于小于或等于0.35％的碳含量。这些含量是与将在本文中给出的所有含量相似的重量含量。

文献	要求保护的C含量(％)	实施例中的C含量(％)
			EP-B-2 245 296	0.18-0.25	0.19-0.22
EP-A-2 103 704	0.20-0.25	0.22
			EP-A-2 453 027	0.15-0.30	0.04-0.11
EP-A-1 905 857	0.15-0.30	0.22
			EP-B-1 565 587	0.02-0.10	0.08
EP-A-1780 293	0.08-0.25	0.21
			EP-A-0 717 116	0.05-0.12	0.08
EP-A-0 775 756	0.05-0.12	0.08
			EP-A-0 845 544	0.06-0.11	0.06
WO-A-2009/138586	0.10-0.35	0.15-0.25
			EP-B-0 787 812	0.10-0.40	0.25-0.28
EP-A-1 426 453	0.06-0.35	0.06-0.24

表1：从涉及大多数具有贝氏体微结构的钢材级别的文献取得的碳含量。

先前的实例中的两个与其他不同。第一个，EP-A-0717116，实际上不涉及最初得到贝氏体微结构，但响应于将已经具有这种微结构的部件的随后的部分加热，第二个，EP-B-0787812实际上涉及导致贝氏体微结构的级别，但它们具有随后将被讨论的其他限制。

此处简短地重现的是，本发明涉及的表面硬化处理是由以下组成的那些：在第一阶段中局部加热(且因此常常快速地)靠近部件的表面的区域；以及然后在第二阶段中使所述区域淬火以便在表面的附近、在预先加热的区域中得到大多数被形成有新鲜的马氏体的层。然后，在此区域中得到的硬度基本上通过使用的钢材级别的碳含量来调整。对于0.1％的C含量，通常获得约400至500的Hv硬度，并且对于0.6％的C含量，通常获得约900至1,000的Hv硬度，在这两个范围之间具有大体上线性的硬度/C含量关系。

对于按重量计小于0.35-0.37％的碳含量，难以得到约650-700Hv的可靠硬度。现在，这些是特别的组成范围，目前不存在用于所述组成范围的所谓的《贝氏体》解决方案。

因为先前可以看到这种情况，具有此类碳含量的贝氏体级别将允许提供与微合金化铁素体-珠光体级别相比的改进的机械芯特性，或允许得到与被淬火-退火而不需要任何热处理的级别相同的性能。此外，贝氏体微结构使其自身良好地适用于快速奥氏体化并且因此提供与铁素体-珠光体微结构相比的另外的优点，如随后将证实这种情况。

然而，这些《贝氏体解决方案》难以得到高的碳含量。

当然，本领域技术人员熟知的是，如果在选择热处理上具有完全的自由，可以在大部分特种钢材上得到钢材中的全部可能的微结构。例如，碳钢C50在400℃下的等温转变可以被预期用于得到贝氏体微结构。为此，在第一阶段中，必须使组件奥氏体化并且然后淬火至寻求的转变温度，其被保持在所述转变温度下直至完全转变，之后使其冷却至室温。然而，为了避免铁素体-珠光体的形成，这需要在奥氏体化温度和转变温度之间以约100℃/s的高速率冷却部件。因此，甚至在使用盐浴用于淬火的情况下，这种约束将在部件的整体中得到贝氏体结构的可能性限制为非常小尺寸的部件(几毫米的厚度)。

因此，通过此实例可以看出的是，如果得到贝氏体微结构在原则上一直是可能的，应用方法和部件尺寸的固有的连接限制是在获得结构中将非常频繁地产生困难并且将需要适应钢材级别的限制。因此，为了防止先前的实例中的铁素体-珠光体的形成，必须增加合金元素例如Mn、Cr、Mo的含量。然后，风险是贝氏体转变变得如此慢以致其在连续冷却期间不再是可能的。然后，碳含量的减少被施加，因为这是对奥氏体至贝氏体的转变率具有最显著的影响的元素。这是因为表1中示出的解决方案的总体优先涉及小于0.25％的碳含量，如在它们的示例性应用上看到这种情况。

因此，本发明的目的是提出新颖的钢材级别，所述新颖的钢材级别具有与通过感应、随后淬火的表面处理的使用相容的碳含量(因此≥0.35％)，并且在热成型之后给出得到优越的机械特性的可能性。为此并且更特别地，钢材级别应给出通过在热轧或热锻之后自然冷却得到对于具有厚度为20mm至100mm的典型尺寸的部件的大多数是贝氏体的微结构的可能性、以及由此获得920MPa的最小值的拉伸强度Rm(对于80mm的直径)或比用同样使用的最好的铁素体-珠光体微合金化解决方案获得的拉伸强度Rm优越至少10％的拉伸强度Rm的可能性。

指定的是，《大多数为贝氏体的微结构》在本发明的范围内意指存在至多20％的马氏体和/或铁素体-珠光体，但残余的奥氏体被认为是贝氏体微结构的主要的部分。

此外，指定的是，有时被称作《针状铁素体》或《晶粒内贝氏体》的贝氏体的形态学不被认为与本发明的钢材的贝氏体微结构不同，并且术语《贝氏体》通常应当被理解为因此排除铁素体-珠光体、魏氏体铁素体或马氏体。

为了这个目的，本发明的目的是用于具有高特性的表面处理的机械部件的钢材，其特征在于，所述钢材的组成按重量百分比为：

-0.35％≤C≤0.50％；

-0.30％≤Mn≤1.50％；

-痕量≤Cr≤1.50％；

-0.05％≤Mo≤0.50％；

-0.15≤Si≤1.20％；

-痕量≤Ni≤1.0％；

-痕量≤Cu≤1.0％；

-痕量≤V≤0.35％；

-痕量≤Al≤0.10％；

-痕量≤B≤0.005％；

-痕量≤Ti≤0.10％；

-痕量≤Nb≤0.10％；

-痕量≤S≤0.15％；

-痕量≤Ca≤0.010％；

-痕量≤Te≤0.030％；

-痕量≤Se≤0.050％；

-痕量≤Bi≤0.050％；

-痕量≤Pb≤0.100％；

-痕量≤N≤0.020％；

剩余物是铁和由精加工产生的杂质，

并且C、Mn和Cr含量是使得830-270C％–90Mn％–70Cr％)≤620。

所述钢材可以含有痕量≤Ni≤0.5％。

所述钢材可以含有0.15％≤Mo≤0.30％。

所述钢材可以含有0.005％≤Al≤0.10％。

所述钢材可以含有0.0005％≤B≤0.005％。

所述钢材可以含有0.005％≤Ti≤0.03％。

如果所述钢材含有0.0005％至0.005％的B，所述钢材可以含有痕量≤N≤0.0080％，且Ti≥3.5N。

所述钢材可以含有0.005％≤S≤0.15％。

本发明的目的还是用于制造机械钢材部件的方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：

-其组成与已描述的组成相符合的钢材被铸制并且被凝固；

-所述凝固的钢材的热成形在奥氏体域中特别地通过锻造或热轧进行，以便得到热成形的半成品；

-热成形的半成品以给予它含有总计至多20％的马氏体和/或珠光体和/或铁素体的贝氏体结构的速率冷却；

-热成形的半成品任选地被继续进行一个或若干个机器操作用于给予部件它的被意图的尺寸；

-为了局部获得弱或非退火的马氏体微结构的目的，热成形的半成品被继续进行局部热处理；

-热成形的半成品任选地被继续进行精整用于给予部件它的最终尺寸。

局部热处理可以是表面处理。

所述表面处理可以是通过感应、随后局部淬火的表面处理。

可以在热成形的半成品的冷却之后的是在200-400℃下退火持续30分钟至8小时。

可以在局部热处理之后的是在150℃和350℃之间退火。

在机械加工之前或之后，所述方法可以被继续进行在200-400℃下退火1-2小时。

在半成品的热成形之后的冷却可以在无风空气中发生。

在半成品的热成形之后的冷却可以在脉冲空气中发生。

本发明的目的还是机械钢材部件，其特征在于，机械钢材部件通过前述方法获得。

所述机械部件可以是从棒材机械加工的齿条，所述棒材已被轧制，然后被切割成坯条。

所述机械部件可以是锻造的曲轴，所述锻造的曲轴的凹槽和/或曲柄销和/或轴承已借助于所述局部热处理加固。

如这将被理解的是，本发明基于定义明确的钢材组成并且基于其与极大多数是以较早定义的意义的贝氏体的金相结构的关联，所述贝氏体可以通过简单手段例如在无风空气或脉冲空气中冷却获得。

在参照以下附图阅读随后的描述后将更好地理解本发明；

-图1示出用于处理区域中的两个不同位置即轴承和一般楞条(generalfillet)的从朝向由38MnSiV5型的参考钢材制成的通过由感应淬火进行表面处理的曲轴的凹槽的芯的表面测量的Hv硬度0.5；

-图2示出与对根据本发明的钢材进行的图1的那些可比较的硬度测量结果。

结合前面提到的方法条件，本发明的级别给出在一方面得到至少大于或等于920MPa并且可以达到1,150MPa的拉伸强度Rm以及在通过如更早描述的处理(例如通过感应的表面淬火)硬化的区域中的约650Hv的硬度的可能性。

然而，这些钢材级别在它们锻造和自然冷却之后或在自然冷却之后的粗热轧状态中在主体中的机械性质方面提供相对低的在0.55和0.70之间变化的Re/Rm比率，这表示弹性极限Re显著小于在相同机械强度的经淬火-退火的钢材级别上得到的弹性极限。如果对于部件的预期的应用是必要的，这可以通过在被包括在200℃和400℃之间的温度下使用退火、或在当已按至少0.1％的量进行添加钒时的情况下在被包括在550℃和680℃之间的温度下退火来改进。

现在将证明根据本发明的级别的多种元素的组成范围的选择。如所陈述，所有含量都按重量百分比给出。

C含量被包括在0.35％和0.50％之间。直到现在一直被视作被隐含地认为不是非常适合用于在自然冷却期间得到贝氏体微结构的此间隔通过在通过较早讨论的局部处理(感应、激光等等)涉及的区域中得到约600Hv的最小硬度的要求来施加。超过0.50％，得到均质贝氏体微结构在没有对部件的整体的冷却路径的非常准确的控制的情况下变得困难或甚至是不可能的，所述非常准确的控制通常不能在用于制造由本发明主要涉及的部件的工业设施上进行。

Mn含量被包括在0.30％和1.50％之间。锰与铬一起使用，用于降低在连续冷却期间开始形成贝氏体的温度Bs。然而，Mn明显有助于偏析带(segregatedband)的形成，这在需要的碳含量范围内将是特别有害的。实际上，取决于冷却路径，它们可能导致形成非常高硬度的马氏体带。由于此原因，最大Mn含量被限于1.5％。

Cr含量被包括在痕量和1.5％之间。在本发明中，Cr以与Mn相同的方式使用，用于降低开始贝氏体转变的温度Bs。

C、Mn和Cr含量还应当使得830-270C％–90Mn％–70Cr％≤620。将注意的是，此值(随后记录为Bs')不严格地反映将得到的Bs的值，但与Bs的值相关联，因为Mo的影响特别地故意地从其排除。实际上，已知的是，Mo以比贝氏体转变远远更明显的方式影响铁素体-珠光体转变，Mo对所述铁素体-珠光体转变具有非常显著的阻滞效应，Mo对所述贝氏体转变具有相对小的影响。因此，不仅Mo对开始形成寻求的贝氏体的温度具有小的影响，而且Mo对铁素体-珠光体转变起作用。稍后将看出Bs’不应当超过620的原因。

Si被包括在0.15％和1.20％之间。如这是熟知的，硅可以被用于避免在贝氏体转变期间形成碳化物。然而，用于获得此效果的科学文献中引用的最小值位于1.2％或1.5％。如这随后将被证实，本发明特别地使用通过发明人的发现，这种限制对于相关的组成实际上可能是明显较低的，并且显著地为约0.5-0.6％，或甚至更少。此外，将看到的是，Si的水平可以被用于调节机械强度值用于使其保持在预期的范围内。添加超过1.20％的Si是不合意的，因为它们在锻造或热处理后使偏析和脱碳问题恶化，所述偏析和脱碳问题在当C含量相对高时并且当偏析带可以因此被再次发现具有非常硬的马氏体结构时的本发明的情况下应当被特别地避免。

Ni被包括在痕量和1.0％之间、优选地在痕量和0.50％之间。Ni可以仅仅由于其通过原材料的引入作为残余元素存在，或可以以少量被添加以便有助于减少温度Bs。但Ni的含量被限于1％、较好地0.5％，这是由于成本的原因，这种元素是昂贵的并且易于使其价格在市场上强力波动。

Mo被包括在0.050％和0.50％之间、优选地在0.15％和0.30％之间。钼对可淬火性的作用是得到确认的：其给出避免形成铁素体和珠光体的可能性，但然而，其不减慢或仅非常少地减慢形成贝氏体。因此，钼可以取决于部件的直径以可变的量来添加。钼的第二益处是在退火后限制对可逆的脆性的敏感性(参见Bhadeshia,Mater.Sci.Forum,HighPerformanceBainiticSteels，第500-501卷，2005)。在目前的情况下，由于限制偏析的要求，使用高Mn含量的难点使得Mo的使用是最特别必要的。上限主要由于经济原因确定。

V被包括在痕量和0.35％之间。在一方面，通过添加钒，可以以与用Mo得到的那种相似的方式增加可淬火性，即大体上减慢铁素体-珠光体的形成并且大体上较低地减慢贝氏体转变。迄今为止，V在贝氏体转变期间不沉淀，其给出在如较早描述的部件的随后的退火期间得到二级硬度、以及弹性极限Re的高度明显地增加的可能性。由于经济原因，V的添加被限于0.35％。

Cu被包括在痕量和1.0％之间，其可以任选地被用于有助于硬化但在含量大于1％的应用中引起困难，特别地通过在高温下形成液体金属的脆化，这可能导致轧机工人已知的在龟裂或《橘皮皱(orangepeel)》的方面的问题。

Al被包括在痕量和0.10％之间、优选地在0.005％和0.10％之间。任选地添加Al用于确保钢材的脱氧并且防止当被保持在高温(例如渗碳处理)下时在应用根据本发明的方法之后将在部件上进行的奥氏体晶粒的过度生长。

B被包括在痕量和0.005％之间、优选地在0.0005％和0.005％之间。这种任选的元素可以被用于具有大直径的部件，以便通过限制铁素体的存在来保证结构的均质性。在这种情况下，可以优选地使B的添加与捕获氮以便形成氮化物的Ti的添加结合，并且因此避免氮化硼的形成。因此，全部的硼被保持在溶液中并且因此对于发挥其使结构均质化的作用是可用的。

Ti被包括在痕量和0.03％之间、优选地在0.005％和0.03％之间。如这已被陈述，此任选的元素应当主要用于具有硼的级别。在用硼精加工的情况下，当B具有至少5ppm时，N将被限于至多80ppm并且人们应当确保Ti的添加证实关系Ti≥3.5N。

Nb被包括在痕量和0.10％之间。此任选的元素可以用于在锻造或热轧之后精炼奥氏体结构，伴随着减小贝氏体包(bainitepacket)的大小并且加速贝氏体转变的结果。

S被包括在痕量和0.15％之间。如这是熟知的，若有必要，这种元素可以以相对高的水平被留在本发明涉及的钢材类型中，或甚至自愿地被添加，以便改进钢材的机械加工性。然后，对S给出0.005％至0.15％的含量。优选地，S的这种明显存在伴随着多达0.010％的Ca的添加、和/或多达0.030％的Te的添加、和/或多达0.050％的Se的添加、和/或多达0.050％的Bi的添加和/或多达0.100％的Pb的添加。即使S含量是低的，在本发明的钢材中找到这些元素不是特别麻烦的。

被包含于根据本发明的钢材中的其他元素是铁和由精加工产生的以用于相关钢材类型的惯常含量存在的杂质。

对多种元素提到的优先范围彼此是独立的。因此，钢材将被认为是本发明的一部分，所述钢材的组成将处于这些优先范围中的仅一个或某些中且不在其他范围中。

工业上，部件可以通过用于热成形例如热锻或热轧具有较早描述的组成的坯条、棒材或坯件(bloom)的方法来生产。用于制造部件的方法还可以包括机械加工即可使用的棒材(或其他半成品)，使得棒材的制造根据描述的方法的第一步骤进行。

在通过任何方法(铸锭或连续铸制)铸制并凝固具有需要的组成的钢材之后，工业方法首先包括用于在奥氏体相中(通常但不排他地在1,100-1,300℃的范围内)进行的热成形、随后自然冷却的步骤。本发明的重点之一是得到高机械特性而不使用将在锻造或轧制之后进行的热处理并且没有在热成型后高度限制冷却速率的任何特别的控制的可能性，其可以在无风空气中自然地进行。然而，如果设备允许这样，可以在某些情况下使用冷却的调节，这是由于部件的直径(在大尺寸的部件的情况下，太缓慢的冷却可能导致太大量的铁素体和/或珠光体的发生)或因为获得比将通过自然冷却得到的机械特性优越的机械特性。用脉冲空气的冷却可以足以用于达到此目标。然而，人们应当注意，冷却不应太迅速以致达到引起马氏体的大量发生的程度。本领域技术人员可以通过系统模型和测试来确定用于具有给定尺寸的部件的这种冷却的最佳条件。

此外，在冷却之后，在低温(200℃至400℃持续从30分钟至8小时的时期)下退火热处理给出在根据本发明的级别上得到在弹性极限上的高度显著的增加而不增加硬度并且不减小弹性的可能性。

取决于相关部件的性质并且取决于来自制造商的要求，一个或若干个机器操作可以在锻造或热轧后和/或在任选的退火之后发生，以便得到最终部件需要的尺寸和比表面特性。

因为需要的机械特性常常通过自然冷却取得，如这被陈述，因此它们在某些情况下能够通过从即可使用的经锻造或热轧的半成品(例如棒材)开始来获得，如果后者已经具有稍后将描述的寻求的金相结构(基本上是贝氏体)。本发明的钢材的组成是使得如果半成品的尺寸导致关于其体积的全部的充足的冷却速率，那么在惯常条件下在空气中简单冷却经锻造或热轧的半成品之后自然地得到目标结构的可能性是不可忽略的。

并且，然后，为了局部地得到弱或非退火的马氏体微结构的目的，半成品被继续进行局部热处理、特别地半成品的表面处理，这种处理的实例为通过感应、随后局部淬火和任选地在150℃和350℃之间退火的表面处理。

这种局部处理以用于局部加固用于汽车和卡车的某些转向齿条或凹槽、曲柄销和/或曲轴轴承的已知方式来实践。

最终，半成品任选地被继续进行精整以便给予部件它的最终尺寸和它的比表面条件。

在每种情况下，根据本发明所需的碳含量保证在局部硬化的区域中得到充足的硬度(通过感应，但还通过激光或通过由局部加热和冷却导致表面硬化的任何其他功能上等效的方法)。

应理解的是，进行的处理的清单不一定是详尽无遗的并且例如其他热处理或热机处理或成形处理可以被添加于此。基本要点是在具有特定的组成的钢材上进行的热成型操作和随后的冷却导致根据需要的至少80％的贝氏体微结构，并且在此微结构上进行局部热处理，结果是在由此处理涉及的区域中形成弱或非退火的马氏体微结构。

现在，将讨论用五种具有根据本发明的组成的钢材和用属于常规的38MnSiV5型的参考钢材得到的结果。这些结果在被锻造成40mm的圆的实验室铸件上或在被锻造或热轧成不同直径的棒材的工业铸件上得到。表2中呈现出这些样品的组成、以及如较早定义的参数Bs'的值，所述参数Bs'的值与开始贝氏体转变的温度Bs相关，但总是高于Bs。表2中未指定的其他元素仅以痕量存在，在金相学上无任何影响。

参考和发明1的样品源于在工业条件下进行，通过热轧成80mm的棒材精整的精加工。其他样品是被锻造成40mm的棒材的实验室样品。

	C(％)	Mn(％)	Cr(％)	Si(％)	Ni(％)	Mo(％)	V(％)	其他	Bs’
										参考	0.36	1.34	0.12	0.51	0.08	0.035	0.126	痕量	603
发明1	0.37	1.31	0.71	0.23	0.22	0.078	0.122	B、Nb、Ti	563
										发明2	0.39	0.90	0.76	0.31	0.25	0.261	痕量	B、Ti	591
发明3	0.38	0.91	0.75	0.59	0.26	0.251	痕量	B、Ti	593
										发明4	0.41	0.89	0.77	0.89	0.25	0.215	痕量	B、Ti	586
发明5	0.39	0.84	0.71	0.88	0.39	0.353	痕量	B、Ti	599

表2：测试样品的组成和Bs’；当这些元素Ti、Nb和B分别存在时，Ti、Nb和B含量分别为0.030％、0.025％和0.003％。

为了在所有这些样品上得到锻造部件的条件的代表性微结构，特别地5至7ASTM的晶粒大小，并且因此确保一个样品与其他样品的比较的有效性，其被系统地继续进行棒材的奥氏体化并且然后它们在自由且无风的空气中自然冷却，而因此不试图特别地控制它们的冷却速率。应清楚的是，此奥氏体化自身不是本发明的方法的步骤，即使在工业上将不排除用其继续进行。然而，其给出得到在表3中提到的微结构的可能性，所述微结构对应于如较早描述的将在热成型结束和随后的冷却结束时在工业上得到的那些。因此，这些测试最重要地代表通过将局部淬火应用到具有在钢材上进行此局部热处理的时候本发明需要的组成和总体微结构的钢材来提供的那些。

接下来，在每种情况下，在热成形之后根据本发明的处理被应用至棒材。表3示出在由此得到的产品上测量的机械特性(弹性极限Re、拉伸强度Rm、Re/Rm比和弹性KCU)。

此处，应强调的是，得到的以绝对值的结果应当仅在它们涉及的特定的环境下分析。然而，经检查的级别之间的层级对于所有具有相同尺寸的样品将保持相同，这将不同于此处提到的实施例的那些。

表3：在奥氏体化并且在自由且无风的空气中冷却之后的样品的机械特性。

如这被看出，使用仅0.2-0.3％的硅含量的对应于本发明的钢材具有与参考相比的在机械特性方面的小的优点(发明2的情况)、或然而在对微结构均质性(发明1，其中马氏体的存在在无风空气中冷却的具有40mm的直径的棒材上注意到)和弹性的损害上的更明显的优点。然而，随后，我们将返回至这些级别然而在通过感应的表面淬火处理(或等效处理)的范围内具有的优点。

关于本发明的最高的Si含量，表2清楚地证实得到碳化物的压制和残余的奥氏体的形成，用于保持大体上小于在如允许获得这种效果的文献中提到的1.2％或1.5％的硅含量的可能性。实际上，仅Si的较强存在区分构成实施例发明2和发明3(分别地，Si＝0.31％和0.59％)的钢材。如这被看出，通过Si的这种添加引起的微结构的修改与机械强度Rm的高度明显的增加相关，所述机械强度Rm在两种情况下具有比参考的机械强度Rm相当地更大的值(多达+30％)。并且其他测量的性质Re和KCU实际上未受影响。如实施例发明4和发明5中的Si的甚至较高的添加给出进一步升高Rm水平的可能性。

为了比较对通过感应的表面淬火处理的响应，测试样本在被设计用于通过使曲轴凹槽感应淬火的工业设备件上被处理。对应于参考和发明1的钢材在相同条件下即在60kW的功率下以每秒一循环的九次加热循环处理，并且然后测量经检查的微结构和硬化深度。图1和图2清楚地示出如与铁素体-珠光体参考(图1)相比的由初始贝氏体微结构(发明1，图2)带来的益处。实际上，虽然硬度最大值是大约相同的，但参考铁素体-珠光体级别在被奥氏体化上具有较大的困难，这通过减少的硬化深度并且通过更显著的异质性表示。

此外，用扫描电子显微术进行的金相检查在参考钢材的样品上证实，非马氏体成分代替旧的铁素体晶粒存在，并且这甚至在离表面小于0.5mm处。在样品发明1上没有鉴定出这种类型的成分。

Claims (21)

1.一种用于制造机械钢材部件的方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：

-用于具有高特性的表面处理的机械部件的钢材被铸制并且被凝固，所述钢材的组成按重量百分比为：

-0.35％≤C≤0.50％；

-0.30％≤Mn≤1.50％；

-痕量≤Cr≤1.50％；

-0.05％≤Mo≤0.50％；

-0.15≤Si≤1.20％；

-痕量≤Ni≤1.0％；

-痕量≤Cu≤1.0％；

-痕量≤V≤0.35％；

-痕量≤Al≤0.10％；

-痕量≤B≤0.005％；

-痕量≤Ti≤0.10％；

-痕量≤Nb≤0.10％；

-痕量≤S≤0.15％；

-痕量≤Ca≤0.010％；

-痕量≤Te≤0.030％；

-痕量≤Se≤0.050％；

-痕量≤Bi≤0.050％；

-痕量≤Pb≤0.100％；

-痕量≤N≤0.020％；

剩余物是铁和由精加工产生的杂质，

并且C、Mn和Cr含量是使得830-270C％–90Mn％–70Cr％)≤620；

-所述凝固的钢材的热成形在奥氏体域中进行以便得到热成形的半成品；

-所述热成形的半成品以给予它含有总计至多20％的马氏体和/或珠光体和/或铁素体的贝氏体结构的速率冷却；

-为了局部地获得弱或非退火的马氏体微结构的目的，所述热成形的半成品被继续进行局部热处理。

2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述钢材含有痕量≤Ni≤0.5％。

3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述钢材含有0.15％≤Mo≤0.30％。

4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述钢材含有0.005％≤Al≤0.10％。

5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述钢材含有0.0005％≤B≤0.005％。

6.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述钢材含有0.005％≤Ti≤0.03％。

7.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，所述钢材含有0.0005％≤B≤0.005％、痕量≤N≤0.0080％，并且其特征在于Ti≥3.5N。

8.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，0.005％≤S≤0.15％。

9.根据权利要求1至8中的一项所述的方法，其特征在于，所述局部热处理是表面处理。

10.根据权利要求1至8中的一项所述的方法，其特征在于，所述局部热处理是通过感应、随后局部淬火的表面处理。

11.根据权利要求1至8中的一项所述的方法，其特征在于，在所述热成形的半成品的所述冷却之后的是在200-400℃下退火持续30分钟至8小时。

12.根据权利要求1至8中的一项所述的方法，其特征在于，在所述局部热处理之后的是在150℃和350℃之间退火。

13.根据权利要求1至8中的一项所述的方法，其特征在于，在所述半成品的所述热成形之后的所述冷却在无风空气中发生。

14.根据权利要求1至8中的一项所述的方法，其特征在于，在所述半成品的所述热成形之后的所述冷却在脉冲空气中发生。

15.根据权利要求1至8中的一项所述的方法，其特征在于，所述奥氏体域中的所述凝固的钢材的热成形通过热锻或热轧所述凝固的钢材来进行。

16.根据权利要求1至8中的一项所述的方法，其特征在于，所述方法被继续进行一个或若干个机器操作以便给予所述部件它的被意图的尺寸。

17.根据权利要求16所述的方法，其特征在于，在所述机器操作之前或之后，所述方法被继续进行在200-400℃下退火1-2小时。

18.根据权利要求1至8中的一项所述的方法，其特征在于，所述方法被继续进行精整以便给予所述部件它的最终尺寸。

19.一种机械钢材部件，其特征在于，所述机械钢材部件用根据权利要求1至18中的一项所述的方法获得。

20.根据权利要求19所述的机械部件，其特征在于，所述机械部件是从棒材机械加工的齿条，所述棒材已被轧制，然后被切割成坯条。

21.根据权利要求19所述的机械部件，其特征在于，所述机械部件是锻造的曲轴，所述锻造的曲轴的凹槽和/或曲柄销和/或轴承已借助于所述局部热处理加固。