CN108138292B - 制造渗碳锻造钢材的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种制造渗碳锻造材料的方法，其包括：在1300℃以上加热钢材，使Nb形成为固溶态，然后轧制钢材，于950至1050℃的范围内加热经轧制的钢材，在950至1040℃的范围内热锻经加热的钢材，通过在其中花费在950至970℃的范围内的时间为1分钟以上的条件下冷却钢材或使钢材保温从而在钢材中析出Nb碳氮化物，通过在其中花费在730至870℃的范围内的时间为10分钟以上的条件下冷却钢材或使钢材保温从而在钢材中析出铁素体相，以及将钢材冷却至室温。

Description

制造渗碳锻造钢材的方法
技术领域
本发明涉及一种制造渗碳锻造材料的方法。
背景技术
由于用于汽车、施工车辆、施工机械等的齿轮或轴的由钢材制成的动力传送构件既需要耐磨性又需要高韧性，因此钢材被热锻成为锻造材料并随后经受渗碳处理。另一方面，渗碳处理在一些情况下需要很长时间的处理。因此，考虑到处理成本的降低，已研究了其中将渗碳温度设定得高的处理。然而，当处理温度设定得高时，由于晶粒很可能发生异常晶粒生长，因此提出了各种防止异常晶粒生长的制造方法。
作为制造此类渗碳锻造材料的方法，例如，日本专利申请公开号2005-256142(JP2005-256142 A)中提出了一种制造渗碳锻造材料的方法，其中使用含有C：0.1质量％至0.35质量％，Si：0.05质量％至0.5质量％，Mn：0.2质量％至2.0质量％，及Ti和Nb中之一或二者：0.1质量％至0.3质量％，余量包括Fe和不可避免的杂质的钢材作为材料，将热锻过程中的加热温度设定为1200℃以上，在热锻后在780℃以上的温度下确保5分钟以上的冷却时间，然后以2℃/秒或更低的冷却速率从780℃的温度降至500℃。
根据通过该制造方法获得的渗碳锻造材料，即便当在约1050℃的高温下进行渗碳处理时，也将呈现出由Nb碳氮化物引起的晶粒生长中的钉扎效应。因此，可以抑制晶粒的异常晶粒生长。相应地，可以抑制所得锻造材料(渗碳材料)强度的下降并抑制热处理变形的变化。
除了尝试提高处理温度之外，正在研究与通过减压下向炉中引入烃气体来来在减压下应用渗碳方法相结合以缩短处理时间的尝试。
发明内容
然而，同在JP 2005-256142A中公开的制造方法中一样，考虑到变形阻力和加工的容易性，最常见的热锻方法通常是在约1200℃的温度下进行。另外，在JP 2005-256142 A中，由于热锻前的加热在1200℃以上的条件下进行，因此在热锻过程中钢材的奥氏体晶粒变得粗大。当奥氏体晶粒的尺寸变得更大时，在奥氏体晶粒的晶界处的铁素体相中发生析出的析出部位数于是减少，珠光体相中的进展区域(progress area)变得更大。相应地，钢材中珠光体相的比率增大，并且钢材中的贝氏体相可能析出。作为此的结果，渗碳锻造材料的硬度增大。因此，即便在渗碳处理之前将渗碳锻造材料加工至期望的尺寸，其可加工性如机械加工性也往往降低。
本发明提供了一种制造渗碳锻造材料的方法，通过该方法，即便当在高温条件下进行减压下的渗碳处理时，也可以抑制渗碳处理之前渗碳锻造材料的异常晶粒生长并提高可加工性。
本发明的第一方面涉及一种由钢材制造渗碳锻造材料的方法，所述钢材包含C：0.20质量％至0.30质量％、Si：0.03质量％至1.50质量％、Mn：0.30质量％至1.00质量％、Cr：0.30质量％至2.50质量％、Al：0.025质量％至0.100质量％、N：0.0120质量％至0.0180质量％、Nb：0.05质量％至0.10质量％和Mo：0至0.80质量并且余量为Fe和不可避免的杂质，所述方法包括：在1300℃以上加热钢材，使Nb在钢材中形成为固溶态，然后轧制钢材；在轧制钢材后，在处于950至1050℃的范围内的加热条件下加热钢材；在处于950至1040℃的范围内的加热条件下热锻在处于950至1050℃的范围内的加热条件下加热过的钢材；在钢材被热锻后，通过在其中花费在950至970℃的温度范围内的时间为1分钟以上的条件下冷却钢材或使钢材保温从而在钢材中析出Nb碳氮化物；在Nb碳氮化物于所述钢材中析出后，通过在冷却过程中花费在730至870℃的温度范围内的时间为10分钟以上的条件下冷却钢材或使钢材保温从而在钢材中析出铁素体相；以及在铁素体相于钢材中析出后冷却钢材至室温。
在本发明中，首先，当在轧制前进行加热时，在1300℃以上加热钢材，并由此使Nb在钢材中充分形成为固溶态。因此，当Nb然后在钢材中析出时，大量细的Nb碳氮化物能够分散并析出在奥氏体晶粒中及其晶界处。作为此的结果，即便在约1100℃的高温下对所得渗碳锻造材料进行减压下的渗碳处理，也可以通过根据Nb碳氮化物的钉扎效应抑制奥氏体晶粒的异常晶粒生长(粗化)。相应地，可以抑制所得锻造材料(渗碳材料)强度的下降并抑制热处理变形的变化。
使Nb充分形成为固溶态所需的在1300℃以上加热的时间随钢材的尺寸及加热炉的规格和容量而稍异。因此，预先进行针对条件的加热试验并在Nb可充分形成为固溶态的范围中设定较短的时间，考虑到生产率，这是有利的。例如，加热时间可为40分钟以上。
另外，在本发明中，温度设定为低于其中通常在约1200℃下进行热锻的情形的温度，结果尝试了锻造钢材的奥氏体晶粒的细化。因此，在铁素体析出工序中，在奥氏体晶粒的晶界处的铁素体相中发生析出的析出部位数增多并可以限制珠光体相中的进展区域。相应地，冷却后得到的呈铁素体相的钢材比率增大，与其中锻造温度高的情形相比，可以抑制钢材中珠光体相的增多，并且可以降低所得渗碳锻造材料的硬度。结果，可以提高渗碳处理之前渗碳锻造材料的可加工性如机械加工性。
在本发明的第一方面，当使钢材至冷却室温时，钢材可在620至700℃的温度范围内保持预定的时间。这是为了在钢材冷却时促进使用铁素体相作为起点的珠光体转变。
在本发明的第一方面，钢材中包含的P的含量比率可为0.03质量％以下。这是为了可以抑制晶界处强度的降低和疲劳特性的劣化。
在本发明的第一方面，钢材中包含的S的含量比率可为0.025质量％以下。这是为了可以抑制疲劳破坏的发生和抗俯仰性(pitching resistance)的降低。
根据本发明，可以提高渗碳处理之前渗碳锻造材料的可加工性并且即便在例如约1050至1100℃的高温条件下进行减压下的渗碳处理也可以抑制晶粒的异常晶粒生长。结果，可以显著缩短渗碳处理时间，这可有助于降低成本。
附图说明
本发明的示例性实施方案的特征、优点以及技术和工业重要性将在下文结合附图描述，在附图中，相同的附图标记表示相同的要素，且其中：
图1为描述根据本实施方案的制造渗碳锻造材料的方法的工序的图；
图2A为示意铁素体相中的析出的图；以及
图2B为描述使用铁素体相作为起点的珠光体相中的进展的图。
具体实施方式
下文将描述根据本发明的实施方案的钢材制造方法。
作为根据本实施方案的制造方法中使用的钢材，准备包含C：0.20质量％至0.30质量％、Si：0.03质量％至1.50质量％、Mn:0.30质量％至1.00质量％、Cr：0.30质量％至2.50质量％、Al：0.025质量％至0.100质量％、N：0.0120质量％至0.0180质量％、Nb：0.05质量％至0.10质量％和Mo：0至0.80质量以及其余量包括Fe和不可避免的杂质的钢材。这里将详细描述所述元素及其含量比率。
现在将描述其含量比率为0.20质量％至0.30质量％的碳(C)。C是确保不能通过渗碳处理增强的内部强度(内部硬度)的元素，为了取得这样的效果，使C的含量为0.20质量％以上。然而，当含有大量的碳时，内部韧性降低。此外，即便在应用本发明时，硬度也会变得大于200Hv并且难以确保足够的机械加工性。因此，C的含量比率的上限值设定为0.30质量％。
现在将描述其含量比率为0.03质量％至1.50质量％的硅(Si)。Si是制造钢时用于脱氧的元素，为了取得这样的效果，使Si的含量为0.03质量％以上。然而，当过量地含有Si时，由于韧性降低、可加工性降低和渗碳性降低，导致渗碳处理后表面中C浓度的降低。因此，Si的含量比率的上限值设定为1.50质量％。
现在将描述其含量比率为0.30质量％至1.00质量％的锰(Mn)。Mn是增加淬透性并确保部件内部的强度的元素。为了取得这样的效果，使Mn的含量为0.30质量％以上。然而，当含有大量的锰时，渗碳和淬火后的残余奥氏体增加，渗碳处理后的硬度降低，内部韧性降低，并引起机械加工性降低。因此，Mn的含量比率的上限值设定为1.00质量％。
现在将描述其含量比率为0.30质量％至2.50质量％的铬(Cr)。Cr是增加淬透性并确保内部强度所必需的元素。为了取得这样的效果，使Cr的含量为0.30质量％以上。然而，当含有大量的铬时，韧性降低，并引起机械加工性的降低。另外，在渗碳处理过程中生成碳化物并导致强度的降低。因此，Cr的含量比率的上限值设定为2.50质量％。
现在将描述其含量比率为0.025质量％至0.100质量％的铝(Al)。与Si类似，Al是脱氧所必需的元素。此外，Al是以AlN包含在钢材中的元素，因钉扎效应而抑制晶粒的异常生长，并抑制渗碳处理后晶粒的粗化。为了确保脱氧所必需的AlN的量并获得钉扎效应，使Al的含量为0.025质量％以上。一方面，当Al的含量比率高到一定程度时，钉扎效应得以最大化并且防止异常晶粒生长的效果不再增加。另一方面，钢材中生成的Al氧化物夹杂物增多并且强度和机械加工性受损。因此，Al的含量比率的上限值设定为0.100质量％。
现在将描述其含量比率为0.0120质量％至0.0180质量％的氮(N)。如上所述，N是与Al或Nb化合形成钢材中包含的AlN或Nb碳氮化物并抑制进行渗碳处理时发生的异常晶粒生长的元素。为了取得这样的效果，使N的含量为0.0120质量％以上。然而，需要以适宜的量包含AlN或Nb碳氮化物的析出量。当过量包含N时，防止异常晶粒生长的效果达到最大化。此外，非金属夹杂物如Al2O3增多，并且不利地，存在疲劳强度降低的风险。因此，N的含量比率的上限值设定为0.0180质量％。
现在将描述其含量比率为0.05质量％至0.10质量％的铌(Nb)。Nb是形成Nb碳氮化物的元素，包含在Nb析出后的钢材中，并抑制高温下的渗碳处理中晶粒的异常生长。当Nb的含量比率低时，特别是在1050℃以上的渗碳处理中，渗碳处理前析出的一部分碳氮化物呈固溶态，因而有助于钉扎效应的Nb碳氮化物的量不足，并且未充分获得防止异常晶粒生长的效果。因此，Nb的含量比率的下限值为0.05质量％。另一方面，当含有大量Nb时，难以通过在1300℃以上加热来形成固溶态。因此，Nb的含量比率的上限值设定为0.10质量％。
现在将描述其含量比率为0至0.80质量％的钼(Mo)。Mo是可选元素，不一定被包含。另一方面，由于Mo对提高淬透性有效，因而可根据锻造部件的尺寸包含其以确保必要的淬透性。然而，由于与其他元素相比Mo是较为昂贵的元素并且需要添加的铁合金的价格高，因而在能够确保必要的淬透性的条件下可减少添加的量。另外，当Mo的含量比率过高时，韧性和机械加工性有可能降低。因此，Mo的含量比率的上限值设定为0.80质量％。
另外，作为不可避免的杂质，可以含有以下元素，但不优选含有大量的此类元素。下文将描述细节。
P是制造过程中不可避免地混入的杂质。当过量地含有P时，晶界处的强度降低并导致疲劳特性劣化。相应地，例如，P的含量比率的上限值可设定为0.03质量％。
与P类似，S是制造过程中不可避免地少量混入的杂质，并且以例如硫化物夹杂物如MnS包含。然而，这样的夹杂物充当这样的元素，其起到疲劳破坏的起点的作用，降低抗俯仰性或增加钢材的各向异性。相应地，例如，S的含量比率的上限值可设定为0.025质量％。
将结合图1描述使用上述钢材作为材料来制造渗碳锻造材料的方法。
首先，当在轧制工序前进行加热时，将铸造为含有上述组分的钢材在1300℃以上加热，然后对钢材进行热轧。在1300℃以上加热以使Nb形成为固溶态的时间随钢材的尺寸及加热炉的规格和容量而稍异。因此，如上所述，可预先进行试验并可因此确定最佳条件。例如，在1300℃以上加热的时间可为40分钟以上。通过该加热，相转变为奥氏体相，并且Nb可在转变的奥氏体相中在铁基中充分形成为固溶态。
相应地，在随后的Nb析出工序中，大量细的Nb碳氮化物可被析出在奥氏体晶粒中及其晶界处。结果，在渗碳处理过程中，当在1050℃以上的高温下加热钢材时，由于析出的Nb碳氮化物，钉扎效应得以充分展现，并且可以抑制钢材晶粒的异常晶粒生长。
这里，当轧制工序中的加热温度低于1300℃或当加热时间不够时，Nb不会在钢材的奥氏体相中充分地形成为固溶态，而是残留一部分Nb碳氮化物。通常，即便在析出工序后，残留的Nb碳氮化物也保持粗大状态，并且这种粗大的Nb碳氮化物不会有助于钉扎效应。结果，未充分取得专门添加的Nb的效果，当钢材最后在1050℃以上的高温下经受渗碳处理时，晶粒的异常晶粒生长不能被抑制。
接下来，在轧制工序后，将冷却到室温一次的钢材在加热温度为950至1050℃的范围内的加热条件下再次加热。
这里，当加热工序中加热温度低于950℃时，由于高的变形阻力，因而工序后的锻造困难。另一方面，当加热工序中加热温度高于1050℃时，奥氏体晶粒变得更大，上述锻造和冷却后获得的锻造材料的可加工性降低。
接下来，使加热工序后处于热态的钢材在加热温度为950至1040℃的范围内的加热条件下连续地经受热锻。相应地，除了从进行加热工序以来继续的奥氏体相中的再结晶(晶粒细化)外，还引入了锻造工序中的加工变形并因此促进奥氏体晶粒的细化。
根据从加热工序到锻造工序的一系列工序，奥氏体晶粒与其中在相关技术的约1200℃下进行热锻的情形相比处于细态并且保持细晶粒态而不管随后的冷却工序之前的转变如何。相应地，如图2A和图2B中所示，在下文将描述的铁素体析出工序中，在奥氏体晶粒的晶界处的铁素体相中发生析出的析出部位数增多并且可以限制其后使用铁素体相作为起点的珠光体相中的进展区域。
作为此的结果，在下文将描述的冷却工序后获得的呈铁素体相的钢材比率增大，并且可以抑制珠光体相中析出量的增大。另外，由于珠光体转变的进展速率增大，因而几乎不会析出贝氏体相。
这里，当锻造工序中加热温度低于950℃时，钢材的变形阻力增大，并且锻造困难。另一方面，当锻造工序中加热温度高于1040℃时，由于热锻没有得到充分促进，因而存在奥氏体晶粒细化的风险。
接下来，当钢材在锻造工序后被连续冷却时，如果在950至970℃的温度范围内确保1分钟以上的时间，则Nb碳氮化物析出在钢材的奥氏体晶粒中及其晶界处。相应地，大量细的Nb碳氮化物析出在细化的奥氏体晶粒中及其晶界处并且可以抑制渗碳处理过程中奥氏体晶粒的异常晶粒生长。
这里，在Nb析出工序中，当花费在950至970℃的温度范围内的时间短于1分钟时，确保不了析出所需的时间，因此Nb碳氮化物未充分析出。另外，当在另一温度范围内、特别是在低于950℃的范围内调节冷却速率时，与当在950至970℃的温度范围内调节冷却速率时相比，未有效地进行Nb的析出。当不调节冷却速率时，通常，此温度范围可能在锻造后数秒内即经过。
当不是在950至970℃的温度范围内调节冷却速率并且使该温度范围在数秒内即经过时，Nb以固溶态保持在奥氏体相中。因此，当在铁素体析出工序后进行冷却时，使用铁素体相作为起点的珠光体转变的进展变慢，并且该相容易变成贝氏体相。相应地，所得钢材(渗碳锻造材料)的硬度增加，并且存在渗碳锻造材料的机械加工性降低的可能性。此外，在进行渗碳锻造材料的渗碳处理时，由于Nb碳氮化物未充分析出，因而未充分展现Nb碳氮化物的钉扎效应并且渗碳锻造材料的晶粒很可能变为其中混合了粗晶粒与细晶粒的混合晶粒。
另外，当在高于970℃的温度下调节冷却速率以析出Nb时，Nb可能被析出，但由于高温，因而析出的Nb碳氮化物迅速生长并容易变粗大而不是变细。结果，在进行所得渗碳锻造材料的渗碳处理时，未析出大量细的Nb碳氮化物，并且未有效展现根据Nb碳氮化物的钉扎效应。这里，在调节Nb析出工序中的冷却速率时，可在950至970℃的温度范围内进行缓慢冷却，并且花费在此范围内的时间可为1分钟以上，或者可使温度暂时保持在该温度范围内的特定温度下，结果花费在该范围内的时间可为1分钟以上。这样可以确保在任何方法中用于Nb析出的充足时间。
接下来，将Nb析出工序后的钢材连续冷却，在730至870℃的温度范围内确保10分钟以上的时间，由此在钢材中的铁素体相中(先共析铁素体相中)发生析出。这里，“10分钟以上”指钢材可保持在730至870℃的范围内的特定温度下并且该温度可在10分钟以上的过程中缓慢降低以便冷却。结果，如图2A中所示，在奥氏体晶粒的晶界处的铁素体相中发生析出。
由于奥氏体晶粒如上所述保持为细晶粒，因而在铁素体析出工序中在铁素体相中发生析出的部位数大于通常在约1200℃的温度下加热并锻造的钢材的部位数。结果，当在铁素体析出工序后进行冷却工序时，如图2B中所示，即便珠光体转变以铁素体相作为起点进展时，也可以抑制钢材组织中珠光体相中的大量析出并且可以抑制贝氏体相中的析出。结果，所得钢材(渗碳钢材)的硬度比以往降低得更多并且可以获得在渗碳处理之前具有高的机械加工性的渗碳锻造材料。
这里，730至870℃的温度范围是在铁素体相中发生析出的温度范围。当花费在此范围内的时间短于10分钟时，铁素体相中的析出时间缩短，钢材中铁素体相的比率趋于更小。结果，在铁素体析出工序后，存在冷却到室温后获得的处于珠光体相的钢材比率增大的可能性，以铁素体相作为起点的珠光体转变也缓慢进展，并出现贝氏体相。相应地，所得钢材(渗碳锻造材料)的硬度增加，并且存在渗碳锻造材料的机械加工性降低的可能性。
接下来，将铁素体析出工序后的加热过的钢材冷却至室温。相应地，如图2B中所示，以铁素体相作为起点的珠光体转变进展并可以获得在铁素体相和珠光体相中包括细晶粒的渗碳锻造材料。这里，冷却工序中的冷却条件没有单独指定。这是因为在条件如缓慢冷却、空气冷却、辐射冷却或加速空气冷却(风扇冷却)下获得相同的效果。如图1中所示，钢材在620至700℃的温度范围内保持一定的时间，可促进向珠光体相的转变。
根据由冷却工序后的渗碳锻造材料制造的部件的形状进行机械工序如切削工序。在本实施方案中，由于钢材的机械加工性比以往更优异，因而可以容易地进行该工序而不需要单独进行热处理如退火。然后，对机械工序后的钢材进行渗碳处理。
在渗碳工序中，在高温条件下通过减压下的渗碳方法进行钢材的渗碳处理。具体而言，在1050℃以上(特别是约1100℃)的高温下加热钢材(渗碳热锻部件)，在减压下向炉中引入烃气如乙炔气，并如此对钢材渗碳。在此情况下，可进行脉冲渗碳方法，其中向炉中引入渗碳气体、将压力增至预定的渗碳气体压力并保持该渗碳气体压力的工序(渗碳期)和其中从炉的内部排出渗碳气体并使碳从渗碳钢材的表面扩散到内部的工序(扩散期)交替重复用于渗碳处理。
在本实施方案中，在钢材的晶粒被细化的同时，大量细的Nb碳氮化物析出。由于所产生的钉扎效应，即便渗碳处理在1050℃以上的高温条件下进行，也可以抑制钢材的奥氏体晶粒的粗化并保持细晶粒。相应地，可以获得具有优异的机械强度的锻造部件。
下文将参照实施例详细地描述本发明。
[实施例1]
将描述用于减压下的高温渗碳处理的锻造部件的一个实例及其制造方法。在本实施例中，首先，为了了解组分变化时的影响，如表1中所示，制备化学组成不同的十种钢材(样品编号1至10)。制备高度为其直径的1.5倍(直径：高度＝1：1.5)的圆柱形试件。在下文将描述的条件下进行镦锻工序。评估该工序后试件的硬度并评估晶粒是否根据其后进行的减压下的高温渗碳处理而变粗。在所有试件高度方向上的中心处的侧表面上的相同位置测量硬度。
[表1]
Figure BDA0001634263340000101
试件如下制备。首先，将具有表1中所示化学组成的钢材在电炉中熔化并通过铸造制备。将在1300℃下加热过的钢材延伸并锻造，制得用于试件的基材。然后，通过机械工序制备圆柱形试件。在延伸和锻造过程中的加热中，为了使Nb充分形成为固溶态，于1300℃下进行加热并保持60分钟。这里，延伸和锻造对应于实际生产中的轧制工序。
接下来，作为根据实验评估热锻的方法，选择镦锻工序。具体而言，将试件加热至1000℃，然后在1000℃下经受镦锻工序(压缩率60％)而不改变。然后，在镦锻工序后的冷却过程中使试件在950℃下保持1分钟，在随后的冷却过程中于730℃下保持10分钟，然后在680℃下保持30分钟，并随后冷却至室温。对针对每一化学组成制备的镦锻试件进行这些工序两次。一次用于硬度测量，而另一次用于减压下的渗碳处理。在1100℃的渗碳温度下进行减压下的渗碳处理。然后，观察渗碳处理后的金属组织并评估其品质。
在减压下的渗碳处理中，进行约5分钟的处理，这5分钟为在减压气氛下的渗碳期与扩散期之和，其中在渗碳期中炉中的内部压力为150Pa。使用乙炔气作为气氛气体并通过脉冲渗碳方法进行渗碳处理。另外，在渗碳处理后，使用氮气通过气体冷却法进行淬火处理。沿着包括试件中心的表面切割镦锻工序后截至目前处理的试件并在显微镜下观察切割面的金属组织。
评估结果示于表2中。如表2中所示，在具有适宜的化学组成的样品(样品编号1至6)中，获得了200Hv以下的硬度(这通常指示有利的机械加工性)，并且晶粒也细。另一方面，在其中C在上限值外的样品(样品编号7)中，硬度高于200Hv，并且机械加工性的降低成为问题。另外，其中Si、Mn或Cr在本发明的范围外的试件的结果未在本实施例中描述。然而，如上所述，在其中Si在上限值(1.50质量％)外的样品中，渗碳性下降，表面中的碳浓度比相关技术的渗碳部件降低得多，并且确认了渗碳后表面硬度下降的趋势。另外，在其中Mn在上限值(1.00质量％)外的样品中，渗碳处理后残余奥氏体的量增加并且确认了渗碳后表面硬度下降的趋势。另外，在其中Cr在上限值(2.50质量％)外的样品中，观察到渗碳部分中碳化物的增加。碳化物的存在可能对强度具有不利影响，因此，作为渗碳锻造材料，确定这样的样品是不优选的。在其中Al、N和Nb中的至少一种组分低于上述下限值的样品(样品编号8至10)中，在渗碳处理后的试件中，在一部分观察表面处观察到异常生长的晶粒和粗大的晶粒。
[表2]
Figure BDA0001634263340000111
*在晶粒尺寸数量上，与未粗化的部分的晶粒相比，粗化至3号以上的晶粒的存在。
[实施例2]
在实施例2中，在表1中示出的钢材中，使用样品编号1的钢材。制备多个与实施例1中具有相同形状的圆柱形试件。在表3中示出的制造条件下进行实验。与实施例1相似，评估硬度并评估异常晶粒生长是否根据其后进行的减压下的高温渗碳处理而发生。
[表3]
Figure BDA0001634263340000121
*970℃和950℃表示不受控的冷却(约数秒)
虽然表3中并未示出，但在铁素体析出工序后，与实施例1相似，使试件在680℃下保持30分钟，并随后冷却至室温。与实施例1相似，在1100℃的渗碳温度下进行减压下的渗碳处理。
评估结果示于表4中。表4中所示粗大晶粒的定义与表2中相同。这里，样品编号5为其中在加热工序过程中试件被加热至950℃、然后于950℃下经受镦锻而不降低温度并在该温度下经受Nb析出工序的实施例。如从表4可以理解，在其中于适宜条件下进行评估的试验编号1至6中，满足了200Hv以下的硬度(这通常指示有利的机械加工性)，晶粒细，并且未观察到粗大晶粒。
[表4]
Figure BDA0001634263340000131
另一方面，在试验编号7的镦锻工序后获得的试件中，虽然硬度为200Hv以下，但在减压下的渗碳后的晶粒中观察到了粗大晶粒。这被认为是由如下事实所致：由于延伸和锻造过程中的加热温度低于1300℃，因而固溶态的Nb不充分，一部分Nb碳氮化物保持为非固溶态的状态，因而即便在Nb析出工序后Nb也以粗大的Nb碳氮化物被包含，外加的Nb未能充分有助于钉扎效应，结果抗晶粒粗化特性降低。
在试验编号8至10中，认为由于加热工序过程中的温度或镦锻工序过程中的温度过高，因而奥氏体晶粒不会变细，结果铁素体相中发生析出的部位数没有增加，因此硬度高于200Hv。
在试验编号11和12中，镦锻工序后试件的硬度高于200Hv，结果在减压下的渗碳后的晶粒中观察到了粗大晶粒，并据推测，之所以这两者中硬度高是因为，由于不适当的Nb析出工序，大量细的Nb碳氮化物未充分析出，并且在奥氏体相中以固溶态冷却，因此，结果是珠光体转变的进展缓慢，同时在晶粒中，未析出大量细的Nb碳氮化物，结果是发生了晶粒的异常晶粒生长。
另外，试验编号13为其中铁素体析出工序的冷却速率过快并且花费在730至870℃的温度范围内的时间短于10分钟的实施例。然而，由于花费在铁素体析出工序中的时间短，因而铁素体相中的析出率降低并且硬度增大。
上文已详细描述本发明的实施方案。然而，本发明不限于所述实施方案，并且在不偏离附随的权利要求中描述的本发明的范围和精神的情况下，可以在该范围内作各种设计改变。

Claims (5)

1.一种从钢材制造渗碳锻造材料的方法，所述钢材包含C：0.20质量％至0.30质量％、Si：0.03质量％至1.50质量％、Mn：0.30质量％至1.00质量％、Cr：0.30质量％至2.50质量％、Al：0.025质量％至0.100质量％、N：0.0120质量％至0.0180质量％、Nb：0.05质量％至0.10质量％和Mo：0至0.80质量％，并且余量为Fe和不可避免的杂质，所述方法的特征在于包括：
在1300℃以上加热所述钢材，使Nb在所述钢材中形成为固溶态，然后在1300℃以上轧制所述钢材；
在所述钢材被轧制后，在处于950至1050℃的范围内的加热条件下加热所述钢材；
在处于950至1040℃的范围内的加热条件下热锻在处于950至1050℃的范围内的加热条件下加热过的所述钢材；
在所述钢材被热锻后，通过在其中花费在950至970℃的温度范围内的时间为1分钟以上的条件下冷却所述钢材或使所述钢材保温从而在所述钢材中析出Nb碳氮化物；
在所述Nb碳氮化物在所述钢材中析出后，通过在冷却过程中花费在730至870℃的温度范围内的时间为10分钟以上的条件下冷却所述钢材或使所述钢材保温从而在所述钢材中析出铁素体相；以及
在所述铁素体相于所述钢材中析出后冷却所述钢材至室温。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在轧制所述钢材时，将所述钢材在1300℃以上加热40分钟以上。
3.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，在使所述钢材冷却至室温时，使所述钢材在620至700℃的温度范围内保持预定的时间。
4.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述钢材中包含的P的含量比率为0.03质量％以下。
5.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述钢材中包含的S的含量比率为0.025质量％以下。
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