本發(fā)明涉及時(shí)效硬化性鋼，特別是涉及通過(guò)切削加工等加工成規(guī)定的形狀之后，實(shí)施時(shí)效硬化處理(以下簡(jiǎn)稱為“時(shí)效處理”)的時(shí)效硬化性鋼。另外，本發(fā)明涉及使用了這樣的時(shí)效硬化性鋼的部件的制造方法。
背景技術(shù)：
從發(fā)動(dòng)機(jī)的高輸出化、以提高燃油經(jīng)濟(jì)性為目標(biāo)的輕量化等觀點(diǎn)出發(fā)，對(duì)汽車、產(chǎn)業(yè)機(jī)械、建筑機(jī)械等的機(jī)械部件要求高的疲勞強(qiáng)度。關(guān)于使鋼具備高的疲勞強(qiáng)度這一課題，通過(guò)合金元素的添加、熱處理等提高鋼的硬度，由此能夠容易地實(shí)現(xiàn)。但是，在采用首先通過(guò)熱鍛來(lái)成形、然后通過(guò)切削加工來(lái)精加工成規(guī)定的產(chǎn)品形狀的方法制造機(jī)械部件的情況下，也要求充分的切削性。即，在機(jī)械部件的成形階段，對(duì)鋼要求切削性，在最終產(chǎn)品的階段，對(duì)鋼要求疲勞強(qiáng)度。
對(duì)于這樣的要求，曾提出了一種時(shí)效硬化性鋼，其中，在成形階段能夠?qū)⒂捕纫种茷檩^低，然后實(shí)施時(shí)效處理，在最終的產(chǎn)品階段能夠提高硬度(例如參照國(guó)際公開第2010/090238號(hào)(專利文獻(xiàn)1)，日本特開2012-246527號(hào)公報(bào)(專利文獻(xiàn)2)，日本特開2011-241441號(hào)公報(bào)(專利文獻(xiàn)3)，日本特開2012-193416號(hào)公報(bào)(專利文獻(xiàn)4)、和日本專利第5343923號(hào)公報(bào)(專利文獻(xiàn)5))。
專利文獻(xiàn)1和2公開了一種制造方法，其中，通過(guò)控制熱鍛成形后的冷卻速度，抑制貝氏體以外的組織的生成，抑制冷卻中的vc的析出量，確保固溶v量，由此能夠得到充分的時(shí)效硬化能力。但是，專利文獻(xiàn)1和2記載的制造方法，在熱鍛后的冷卻工序時(shí)需要對(duì)每個(gè)特定的溫度區(qū)域控制冷卻速度，存在設(shè)備、裝置等的制約，此外也有時(shí)在實(shí)際的生產(chǎn)線上不能夠進(jìn)行急冷，因此難以穩(wěn)定地制造時(shí)效硬化鋼。
于是，在專利文獻(xiàn)3～5中，曾提出了在熱鍛后的冷卻工序中不需要設(shè)定為嚴(yán)格的條件，能夠進(jìn)行由空冷以及送風(fēng)實(shí)現(xiàn)的冷卻來(lái)制造的機(jī)械部件的材料用的時(shí)效硬化性鋼。
技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
如上所述，對(duì)于作為機(jī)械部件的材料使用的鋼，要求在機(jī)械部件的制造階段其切削性優(yōu)異，并且在機(jī)械部件完成后其疲勞強(qiáng)度優(yōu)異。在采用包括時(shí)效處理的制造方法制造機(jī)械部件的情況下，上述要求能夠通過(guò)使用具備在時(shí)效處理前硬度低、在時(shí)效處理后硬度提高的特性的鋼來(lái)達(dá)到。為了得到生產(chǎn)率和疲勞強(qiáng)度都優(yōu)異的機(jī)械部件，優(yōu)選時(shí)效處理前的硬度與時(shí)效處理后的硬度之差大(即，時(shí)效硬化能力高)。
但是，現(xiàn)有技術(shù)中的用于得到時(shí)效硬化性鋼的制造方法，需要包括對(duì)鋼進(jìn)行急冷的工序。該急冷工序會(huì)使時(shí)效硬化性鋼的制造成本增大。
另外，已知通過(guò)時(shí)效處理使鋼中分散微細(xì)的析出物從而提高了強(qiáng)度的鋼的韌性大大劣化。在鋼的韌性劣化了的情況下，鋼的缺口敏感性提高，因此在由于一些原因鋼產(chǎn)生了表面缺陷時(shí)，鋼的低循環(huán)疲勞強(qiáng)度降低。低循環(huán)疲勞強(qiáng)度是對(duì)設(shè)想會(huì)負(fù)載超過(guò)彈性區(qū)域的應(yīng)力的鋼要求的特性。專利文獻(xiàn)3～5所公開的時(shí)效硬化性鋼的制造方法，不需要增大熱鍛后的冷卻速度，具有抑制制造成本增大的效果，但難以得到在時(shí)效處理后韌性足夠的鋼。
本發(fā)明是鑒于這樣的實(shí)際情況而完成的，其課題是提供對(duì)于制造條件不特別限定，時(shí)效處理前的切削性優(yōu)異，通過(guò)時(shí)效處理硬化能夠使疲勞強(qiáng)度穩(wěn)定地提高，并且能夠抑制由時(shí)效處理導(dǎo)致的韌性降低的時(shí)效硬化性鋼。
為了確保時(shí)效處理后的充分的硬度、疲勞強(qiáng)度和低循環(huán)疲勞強(qiáng)度，需要根據(jù)析出物的種類適當(dāng)控制通過(guò)時(shí)效處理而析出的碳化物和碳氮化物等化合物的生成量。
在此，本發(fā)明人著眼于以下說(shuō)明的事項(xiàng)。v在以一般的溫度進(jìn)行的熱鍛中固溶存在于鋼中。原因是由于v碳化物或v碳氮化物的生成開始溫度(析出溫度)低。另一方面，v的在時(shí)效處理中的析出物(v碳化物或v碳氮化物)的生成能力強(qiáng)，因此是對(duì)時(shí)效處理硬化有效的元素。但是，如果n含量多，則在熱鍛后且時(shí)效處理前的冷卻時(shí)會(huì)生成v氮化物，從而在時(shí)效處理前硬度提升，損害切削性。本發(fā)明人基于這些見解，嘗試了時(shí)效處理后的v碳化物或v碳氮化物的生成的促進(jìn)、和時(shí)效處理前的v氮化物的生成的抑制。
另外，ti與n、c結(jié)合，形成粗大的ti碳氮化物，即使含量為0.005％程度的微量，也會(huì)使韌性大大劣化。于是，本發(fā)明人基于這些見解，嘗試了減少鋼的ti含量。
另外，nb在熱鍛時(shí)的加熱、加工過(guò)程中作為碳化物或碳氮化物而在鋼中析出，具有通過(guò)釘扎效應(yīng)使奧氏體晶體粒徑微細(xì)化、在其后的貝氏體相變中使貝氏體組織微細(xì)化的效果。而且，鋼中的一部分nb在熱鍛時(shí)不作為碳化物或碳氮化物析出，而是作為固溶nb存在。該固溶nb通過(guò)在熱鍛后的時(shí)效處理時(shí)作為nb碳化物或nb碳氮化物析出，不會(huì)招致韌性降低而提高硬度，由此具有實(shí)現(xiàn)低循環(huán)疲勞強(qiáng)度以及疲勞強(qiáng)度的提高的效果。本發(fā)明人基于這些見解，嘗試了利用nb來(lái)抑制由時(shí)效處理導(dǎo)致的韌性降低。
而且，為了使疲勞強(qiáng)度穩(wěn)定地提高，并且使時(shí)效處理后的韌性也穩(wěn)定而不降低，不僅需要適當(dāng)控制通過(guò)時(shí)效處理而析出的碳化物和碳氮化物等析出物的種類和生成量，還需要適當(dāng)控制存在于鋼中的夾雜物的形態(tài)。
于是，本發(fā)明人著眼于以下說(shuō)明的事項(xiàng)。rem是具有通過(guò)形成硫化物系夾雜物或氧化物系夾雜物，使夾雜物微細(xì)分散并且使夾雜物形態(tài)成為球狀的效果的元素。但是，如果rem含量過(guò)多，則會(huì)使熱軋或熱鍛時(shí)的鋼材的熱延展性降低。本發(fā)明人基于該見解，謀求rem含量的合適化，探索并確定了通過(guò)時(shí)效處理硬化能夠使疲勞強(qiáng)度穩(wěn)定地提高，并且在時(shí)效處理后使韌性穩(wěn)定而不降低的條件。
本發(fā)明是基于這樣的見解而完成的，其要旨如下。
[1]一種時(shí)效硬化性鋼，其特征在于，化學(xué)組成為：以質(zhì)量％計(jì)，含有c：0.05～0.20％、si：0.01～0.50％、mn：1.50～2.50％、s：0.005～0.080％、cr：0.03～1.60％、al：0.005～0.050％、v：0.25～0.50％、nb：0.010～0.100％、ca：0.0005～0.0050％、rem：0.001～0.05％，并且，p被限制為0.030％以下，ti被限制為小于0.005％，n被限制為小于0.0080％，余量包含fe和雜質(zhì)，貝氏體組織的面積率為70％以上，而且，下述的由式(1)表示的f1為0.68以上，由式(2)表示的f2為0.85以下，由式(3)表示的f3為0.00以上，并且，由式(4)表示的f4為0.012～0.08，
f1＝c+0.3×mn+0.25×cr···(1)
f2＝c+0.1×si+0.2×mn+0.15×cr+0.35×v···(2)
f3＝-4.5×c+mn+cr-3.5×v···(3)
f4＝10×ca+rem···(4)
上述的式(1)～(4)中的元素符號(hào)意指該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。
[2]一種時(shí)效硬化性鋼，其特征在于，化學(xué)組成為：以質(zhì)量％計(jì)，含有c：0.05～0.20％、si：0.01～0.50％、mn：1.50～2.50％、s：0.005～0.080％、cr：0.03～1.60％、al：0.005～0.050％、v：0.25～0.50％、nb：0.010～0.100％、ca：0.0005～0.0050％、rem：0.001～0.05％，而且，滿足下述的〈a〉～〈c〉所示的組成條件中的任一個(gè)以上，
〈a〉mo：0.01～1.0％，
〈b〉cu：0.01～0.30％和ni：0.01％～0.30％中的一方或兩方，
〈c〉bi：0.01～0.400％，
并且，p被限制為0.030％以下，ti被限制為小于0.005％，n被限制為小于0.0080％，余量包含fe和雜質(zhì)，貝氏體組織的面積率為70％以上，下述的由式(1’)表示的f1’為0.68以上，由式(2’)表示的f2’為0.85以下，由式(3’)表示的f3’為0.00以上，并且，由式(4)表示的f4為0.012～0.08，
f1’＝c+0.3×mn+0.25×cr+0.6×mo···(1’)
f2’＝c+0.1×si+0.2×mn+0.15×cr+0.35×v+0.2×mo···(2’)
f3’＝-4.5×c+mn+cr-3.5×v-0.8×mo···(3’)
f4＝10×ca+rem···(4)
上述的式(1’)～(3’)和(4)中的元素符號(hào)意指該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。
[3]一種使用了時(shí)效硬化性鋼的部件的制造方法，其特征在于，包括：鍛造工序，將上述[1]或[2]所述的時(shí)效硬化性鋼在1200～1250℃下加熱5～60分鐘，然后以使精鍛后的表面溫度為1100℃以上的方式進(jìn)行鍛造，然后，將800～400℃的溫度區(qū)域的平均冷卻速度設(shè)為15～60℃/分鐘來(lái)冷卻到室溫；切削加工工序，對(duì)鍛造后的鋼進(jìn)行切削加工；和時(shí)效處理工序，將切削加工后的鋼在540～700℃的溫度區(qū)域保持30～1000分鐘。
根據(jù)本發(fā)明，能夠提供一種時(shí)效硬化性鋼，其中，對(duì)于制造條件不特別限定，時(shí)效處理前的切削性優(yōu)異，通過(guò)時(shí)效處理硬化能夠使疲勞強(qiáng)度穩(wěn)定地提高，并且，能夠抑制由時(shí)效處理導(dǎo)致的韌性降低。另外，通過(guò)使用本發(fā)明的時(shí)效硬化性鋼作為材料，能夠提供生產(chǎn)率優(yōu)異、疲勞強(qiáng)度優(yōu)異、且韌性足夠的機(jī)械部件。
再者，本發(fā)明的時(shí)效硬化性鋼的、作為切削阻力的指標(biāo)的時(shí)效處理前的維氏硬度為290hv以下。將本發(fā)明的時(shí)效硬化性鋼制成直徑為35mm的大致圓柱形狀，并將該鋼的溫度在620℃保持120分鐘來(lái)進(jìn)行時(shí)效處理，由該時(shí)效處理引起的維氏硬度的上升量(時(shí)效硬化能力，δhv))為30hv以上。時(shí)效處理后的本發(fā)明的時(shí)效硬化性鋼的疲勞強(qiáng)度為425mpa以上。
另外，時(shí)效處理后的本發(fā)明的時(shí)效硬化性鋼，在使用帶有切口深度為2mm且切口底部半徑為1mm的u型切口的標(biāo)準(zhǔn)試樣實(shí)施的夏比沖擊試驗(yàn)中在20℃下的吸收能為50j以上，低循環(huán)疲勞強(qiáng)度為520mpa以上。
這樣，本發(fā)明的時(shí)效硬化性鋼能夠非常合適地用作為汽車、產(chǎn)業(yè)機(jī)械、建筑機(jī)械等的機(jī)械部件的材料，產(chǎn)業(yè)上的貢獻(xiàn)非常顯著。
附圖說(shuō)明
圖1是表示在實(shí)施例中使用的單軸拉伸壓縮型的疲勞試樣的形狀的圖。圖中的數(shù)值表示尺寸(單位：mm)。
具體實(shí)施方式
＜以至于導(dǎo)出本申請(qǐng)發(fā)明的見解＞
以下，從時(shí)效硬化的觀點(diǎn)出發(fā)，對(duì)本實(shí)施方式涉及的時(shí)效硬化性鋼的化學(xué)組成中的重要的元素進(jìn)行說(shuō)明。
再者，本實(shí)施方式涉及的時(shí)效硬化性鋼(以下有時(shí)簡(jiǎn)稱為“本實(shí)施方式涉及的鋼”)的主要用途，是作為采用包括熱鍛、切削和時(shí)效處理等的制造方法制造的機(jī)械部件的材料。因此，為了說(shuō)明本實(shí)施方式涉及的鋼的特征，有時(shí)會(huì)參照實(shí)施了熱鍛、切削和時(shí)效處理之后的鋼的特性。但是，本實(shí)施方式涉及的鋼不一定必須進(jìn)行這樣的處理。即，本實(shí)施方式涉及的鋼的用途不限定于熱鍛和切削等。
首先，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)：在本實(shí)施方式涉及的鋼中，需要使v含量為0.25質(zhì)量％以上。通過(guò)使v含量為0.25質(zhì)量％以上，能夠增加通過(guò)時(shí)效處理而生成的v的碳化物或v的碳氮化物等的量，提高時(shí)效處理后的硬度，確保疲勞強(qiáng)度。
v一旦固溶于鋼中，在將鋼冷卻至850℃附近之前不會(huì)析出，在時(shí)效硬化處理溫度下的碳化物或碳氮化物的生成能力強(qiáng)。而且，本實(shí)施方式涉及的鋼，也可以添加與v同樣地碳化物的析出溫度較低、容易有效地用于時(shí)效硬化的mo。如果使含有0.25質(zhì)量％以上的v的鋼還含有mo，則通過(guò)時(shí)效處理會(huì)形成v與mo的復(fù)合碳化物或v與mo的復(fù)合碳氮化物，因此時(shí)效處理后的硬度進(jìn)一步提高。
如上所述，v具有一旦固溶于鋼中，在將鋼冷卻至850℃附近之前不會(huì)析出的性質(zhì)，因此是能夠使其在鋼中以固溶狀態(tài)穩(wěn)定地存在的元素。但是，v碳化物在奧氏體向鐵素體相變時(shí)容易在相界面析出。如果v碳化物的析出量增大，則固溶v量減少。也就是說(shuō)，如果在熱鍛后的冷卻中大量地生成初析鐵素體，則v碳化物會(huì)在相界面析出，因此不能夠確保通過(guò)其后的時(shí)效處理實(shí)現(xiàn)的析出硬化所需的量的固溶v。因此，為了在時(shí)效處理前的時(shí)效硬化性鋼內(nèi)確保充分量的固溶v，需要使熱鍛后且時(shí)效處理前的組織中，面積率為70％以上的相(以下稱為“主相”)成為貝氏體。并且，為了防止機(jī)械部件的制造成本高漲，需要這樣的組織控制不是通過(guò)熱鍛條件的控制來(lái)進(jìn)行，而是通過(guò)鋼的成分組成的控制來(lái)進(jìn)行。
熱鍛后的組織，與提高淬硬性的c、mn和cr、以及mo的含量密切相關(guān)。本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)：如果以由下述式(1)或式(1’)表示的淬硬性的指標(biāo)f1和f1’的值成為特定的數(shù)值以上的方式控制這些式中的元素的含量，則在通常的熱鍛后的冷卻過(guò)程(冷卻速度為15℃/分鐘～60℃/分鐘)中，對(duì)固溶v的確保有害的初析鐵素體的大量析出得到抑制。也就是說(shuō)，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)：通過(guò)控制f1和f1’，鋼組織容易地成為以貝氏體為主相的組織，即包含以面積率計(jì)為70％以上的貝氏體的組織，因此能夠確保充分量的固溶v。
f1＝c+0.3×mn+0.25×cr···(1)
f1’＝c+0.3×mn+0.25×cr+0.6×mo···(1’)
但是，即使通過(guò)使鋼組織成為以貝氏體為主相(按面積率計(jì)為70％以上)的組織確保了充分量的固溶v，有時(shí)時(shí)效處理前的硬度(以貝氏體為主相的組織的硬度)也變高。在該情況下，有時(shí)招致熱鍛后的鋼的切削阻力上升，切削性降低。本發(fā)明人研究了解決該問(wèn)題的方法。其結(jié)果，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)：關(guān)于c、si、mn、cr、v和mo的含量，如果以由下述的式(2)或式(2’)表示的時(shí)效處理前的硬度的指標(biāo)f2和f2’的值成為特定的數(shù)值以下的方式控制本實(shí)施方式涉及的鋼的化學(xué)成分，則能夠確保時(shí)效處理前的硬度較低，能夠抑制切削阻力的上升。
f2＝c+0.1×si+0.2×mn+0.15×cr+0.35×v···(2)
f2’＝c+0.1×si+0.2×mn+0.15×cr+0.35×v+0.2×mo···(2’)
另外，本發(fā)明人制造了下述鋼，所述鋼含有0.25質(zhì)量％以上的v，并且關(guān)于c、si、mn、cr、mo和v的含量，進(jìn)行了成分調(diào)整以使得由上述的式(1)和式(2)、或者式(1’)和式(2’)求出的f1和f2、或f1’和f2’滿足特定的數(shù)值范圍，將該鋼熱鍛后實(shí)施時(shí)效處理，然后制成試樣，對(duì)該試樣的韌性進(jìn)行了調(diào)查。具體而言，對(duì)上述鋼進(jìn)行熱鍛和時(shí)效處理之后，制成帶有切口深度為2mm且切口底部半徑為1mm的u型切口的標(biāo)準(zhǔn)試樣，對(duì)該試樣實(shí)施夏比沖擊，調(diào)查了成分對(duì)時(shí)效處理后的韌性給予的影響。
進(jìn)行上述調(diào)查的結(jié)果可知，為了得到能夠抑制由時(shí)效處理導(dǎo)致的韌性的降低的鋼，需要控制鋼的c、mn、cr、v和mo的含量以使得由下述的式(3)或式(3’)表示的時(shí)效處理后的韌性的指標(biāo)f3和f3’的值成為特定的值以上。
f3＝-4.5×c+mn+cr-3.5×v···(3)
f3’＝-4.5×c+mn+cr-3.5×v-0.8×mo···(3’)
在f3和f3’大的情況下，時(shí)效處理后的鋼的韌性不會(huì)發(fā)生不足。另外，c、v和mo的含量的增加會(huì)使f3和f3’減少。因此，式(3)或式(3’)意味著為了抑制由時(shí)效處理導(dǎo)致的韌性降低，需要減少為提高時(shí)效處理后的硬度和疲勞強(qiáng)度所需的c、v和mo的含量。
進(jìn)而，為了兼具強(qiáng)度和韌性，需要有效利用除了c、v、mo以外的元素，提高時(shí)效處理后的硬度，謀求強(qiáng)度提高。
為了抑制時(shí)效處理后的韌性降低，組織的微細(xì)化是有效的。為了將作為主相的貝氏體組織微細(xì)化，貝氏體相變前的奧氏體粒徑的微細(xì)化是有效的。為了奧氏體粒徑的微細(xì)化，通常使鋼含有ti是有效的，但在本實(shí)施方式涉及的鋼不能采用該手段。本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)：ti會(huì)形成使本實(shí)施方式涉及的鋼的韌性劣化的粗大的ti碳氮化物，因此即使ti含量為0.005％程度的微量，ti也會(huì)使時(shí)效處理后的鋼的韌性大大劣化。因此，本實(shí)施方式涉及的鋼中的ti的含量需要盡可能限制為零或特定的值以下。
另外，如果在鋼中存在對(duì)韌性造成有害的影響的夾雜物，則不能夠得到充分的韌性。為了抑制鋼中存在對(duì)韌性有害的夾雜物，需要使s的含量成為特定的值以下。另外，s也是通過(guò)與mn結(jié)合，形成粗大的mns，使韌性劣化的元素，因此必須避免s的過(guò)量添加。另一方面，mns是為了確保充分的切削性所必需的夾雜物。因此，并不優(yōu)選使s的含量完全為零。為了提高時(shí)效處理前的鋼的切削性，并且抑制由時(shí)效處理導(dǎo)致的鋼的韌性降低，需要適當(dāng)控制s的含量，以避免mns的量過(guò)多。
本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)：作為充分提高時(shí)效處理前的切削性和時(shí)效處理后的低循環(huán)疲勞強(qiáng)度、并且抑制由時(shí)效處理導(dǎo)致的韌性降低的手段，含有nb是有效的。nb與ti同樣地具有將貝氏體相變前的奧氏體粒徑微細(xì)化的效果。
nb是具有將奧氏體粒徑微細(xì)化的效果，并且還具有在時(shí)效處理溫度下的化合物(2次相)的生成能力的元素。原因是nb與v和mo相比析出溫度高。也就是說(shuō)，由于nb的析出溫度較高，因此所含有的nb的一部分在熱鍛時(shí)作為碳化物或碳氮化物等析出，該碳化物等的nb析出物有助于奧氏體粒徑的微細(xì)化。
在滿足上述式(1)或式(1’)成為特定的范圍的條件的鋼中，存在固溶nb。這是由于如上所述滿足式(1)或式(1’)的鋼的主相為貝氏體組織，nb容易固溶于貝氏體組織中的緣故。因此，對(duì)于式(1)或式(1’)成為特定的范圍的鋼，通過(guò)時(shí)效處理能夠使nb碳化物或nb碳氮化物析出。另外，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)了下述特征：即使析出這些nb系析出物也不會(huì)導(dǎo)致韌性降低，能夠提高時(shí)效處理后的鋼的硬度。而且，本發(fā)明人還發(fā)現(xiàn)：通過(guò)含有nb，能夠?qū)崿F(xiàn)可通過(guò)貝氏體組織的微細(xì)化和析出強(qiáng)化而得到優(yōu)異的低循環(huán)疲勞強(qiáng)度的鋼。
如上所述，本發(fā)明人得到了關(guān)于不特別限定鋼材料的制造條件、時(shí)效處理前的切削性優(yōu)異、能夠通過(guò)時(shí)效處理硬化來(lái)提高疲勞強(qiáng)度、抑制時(shí)效處理后的韌性的降低的時(shí)效硬化性鋼的見解。但是，僅憑上述見解，時(shí)效處理后的強(qiáng)度、韌性雖然在所期望的值的范圍內(nèi)，但是有時(shí)稍低。
因此，本發(fā)明人認(rèn)真研究了時(shí)效處理后的疲勞強(qiáng)度、韌性變低的機(jī)理，結(jié)果發(fā)現(xiàn)是由于鋼中存在的粗大的夾雜物。即，明確了：通過(guò)抑制該粗大夾雜物的生成，能夠穩(wěn)定地提高時(shí)效處理后的疲勞強(qiáng)度，并且能夠抑制時(shí)效處理后的韌性的降低。
為了抑制粗大夾雜物，本發(fā)明人著眼于rem。rem具有形成硫化物系夾雜物或氧化物系夾雜物，使硫化物系夾雜物、氧化物系夾雜物都微細(xì)分散的效果。但是，如果rem含量過(guò)多，則會(huì)使熱軋或熱鍛時(shí)的鋼材的熱延展性降低。
但是，當(dāng)僅調(diào)整rem含量時(shí)，不能夠使硫化物系夾雜物、氧化物系夾雜物都穩(wěn)定地微細(xì)分散。本發(fā)明人了解到：關(guān)于rem和ca，需要控制ca、rem的含量以使得由下述的式(4)表示的夾雜物形態(tài)的控制指標(biāo)f4的值成為特定的范圍。本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)：通過(guò)這樣做，硫化物系夾雜物以球狀微細(xì)分散，并且氧化物系夾雜物也微細(xì)分散。
f4＝10×ca+rem···(4)
f4為0.012以上時(shí)，硫化物系夾雜物、氧化物系夾雜物都穩(wěn)定地微細(xì)分散。另外，如果f4超過(guò)0.08則其效果飽和，有可能使鋼的熱延展性降低，因此需要謀求ca、rem含量的合適化。
本發(fā)明涉及基于以上說(shuō)明的本發(fā)明人的研究結(jié)果以及所得到的見解而實(shí)現(xiàn)的時(shí)效硬化性鋼。
以下，對(duì)本發(fā)明的一實(shí)施方式的時(shí)效硬化性鋼的各必要條件進(jìn)行詳細(xì)說(shuō)明。
＜成分組成＞
首先，對(duì)本實(shí)施方式涉及的時(shí)效硬化性鋼的成分進(jìn)行說(shuō)明。再者，各元素的含量的“％”意指“質(zhì)量％”。
(必需元素)
c：0.05～0.20％
c是在本實(shí)施方式中重要的元素。c通過(guò)時(shí)效處理與v結(jié)合形成碳化物，將鋼強(qiáng)化。但是，如果c的含量小于0.05％，則v碳化物的析出驅(qū)動(dòng)力變小，難以析出v碳化物，因此得不到期望的強(qiáng)化效果。另一方面，如果c的含量超過(guò)0.20％，則沒(méi)有與v結(jié)合的c會(huì)與fe結(jié)合形成碳化物(滲碳體)，會(huì)使鋼的韌性顯著劣化。另外，在c的含量超過(guò)0.20％的情況下，在從奧氏體向貝氏體相變的途中，濃化于奧氏體中的c濃度也變高，會(huì)使貝氏體相變后的組織中部分地混入馬氏體。這樣，在鋼中包含滲碳體和/或馬氏體的情況下，切削阻力上升，切削性降低。因此，將c的含量設(shè)為0.05～0.20％。c的含量?jī)?yōu)選為0.08％以上，更優(yōu)選為0.10％以上。另外，c的含量?jī)?yōu)選為0.18％以下，更優(yōu)選為0.16％以下。
si：0.01～0.50％
si作為制鋼時(shí)的脫氧元素是有用的，同時(shí)，具有固溶于基體中而使鋼的強(qiáng)度提高的作用。為了充分得到這些效果，si需要設(shè)為0.01％以上的含量。但是，如果si的含量過(guò)量，則會(huì)發(fā)生鋼的熱加工性的降低和切削阻力的上升，導(dǎo)致切削性降低。特別是如果si含量超過(guò)0.50％，則鋼的熱加工性的降低和切削阻力的上升變得顯著。而且，si有可能促進(jìn)初析鐵素體的生成從而使貝氏體量減少，因此為了穩(wěn)定地得到貝氏體，不優(yōu)選過(guò)量地含有si。再者，在鋼的制造階段產(chǎn)生了初析鐵素體的情況下，如上所述，v碳化物在初析鐵素體與奧氏體的相界面析出，難以確保由時(shí)效處理產(chǎn)生的析出硬化所需的固溶v，其結(jié)果有可能使鋼的時(shí)效硬化能力降低。因此，將si的含量設(shè)為0.01～0.50％。si的含量?jī)?yōu)選為0.06％以上。另外，si的含量?jī)?yōu)選為0.45％以下，更優(yōu)選為小于0.35％。
mn：1.50～2.50％
mn具有提高淬硬性，使組織的主相成為貝氏體的效果。而且，mn具有使貝氏體相變溫度降低的作用，由此，也具有使組織微細(xì)化，提高基體的韌性的效果。再者，將占據(jù)鋼體積的大部分的組織稱為基體，本實(shí)施方式涉及的鋼的基體為貝氏體。另外，mn具有在鋼中形成mns而使切削阻力降低，由此使切削性提高的作用。另外，在mn量小于1.50％的情況下，有可能促進(jìn)初析鐵素體的生成，從而如上述那樣引起貝氏體量的減少和時(shí)效硬化能力的降低。為了充分得到這些效果，mn需要設(shè)為至少1.50％的含量。但是，mn是在鋼凝固時(shí)容易偏析的元素，因此如果含量變多、特別是超過(guò)2.50％的話，則不能夠避免熱鍛后的部件內(nèi)的硬度的波動(dòng)(不均)。因此，將mn的含量設(shè)為1.50～2.50％。mn的含量?jī)?yōu)選為1.60％以上，更優(yōu)選為1.70％以上。另外，mn的含量?jī)?yōu)選為2.30％以下，更優(yōu)選為2.10％以下。
s：0.005～0.080％
s在鋼中與mn結(jié)合形成mns，使切削阻力降低，使切削性提高。為了得到充分的切削性，需要含有0.005％以上的s。但是，如果s的含量過(guò)度高，則粗大的mns增加，有可能使韌性和疲勞強(qiáng)度劣化。特別是如果s的含量超過(guò)0.080％，則韌性和疲勞強(qiáng)度的降低變得顯著。因此，將s的含量設(shè)為0.005～0.080％。s的含量?jī)?yōu)選為0.010％以上。另外，s的含量?jī)?yōu)選為0.050％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.030％以下。
cr：0.03～1.60％
cr具有提高淬硬性，使組織的主相成為貝氏體的效果。而且，cr具有使貝氏體相變溫度降低的作用，由此，也具有使組織細(xì)微化、提高基體的韌性的效果。但是，如果cr的含量超過(guò)1.60％，則淬硬性過(guò)大，根據(jù)部件的大小、部位，時(shí)效處理前的硬度以維氏硬度計(jì)有可能超過(guò)290hv，因此有時(shí)切削阻力上升、切削性降低。因此，將cr的含量設(shè)為0.03～1.60％。cr的含量的下限優(yōu)選為0.05％以上，更優(yōu)選為0.10％以上。cr的含量的上限優(yōu)選為1.00％以下，更優(yōu)選為0.50％以下。
al：0.005～0.050％
al是具有脫氧作用的元素，為了發(fā)揮該作用需要0.005％以上的含量。但是，如果al的含量超過(guò)0.050％，則會(huì)生成粗大的氧化物，鋼的韌性和疲勞強(qiáng)度降低。因此，將al的含量設(shè)為0.005～0.050％。al的含量?jī)?yōu)選為0.040％以下。
v：0.25～0.50％
v是本實(shí)施方式涉及的鋼中的最重要的元素。v具有以下作用：通過(guò)在時(shí)效處理時(shí)與c結(jié)合形成微細(xì)的v碳化物，或者，通過(guò)與c和n結(jié)合形成微細(xì)的v碳氮化物，來(lái)提高時(shí)效處理后的鋼的強(qiáng)度。另外，v也具有通過(guò)時(shí)效處理與mo復(fù)合地析出，進(jìn)一步提高鋼的時(shí)效硬化能力的效果。為充分得到這些效果，v含量需要為0.25％以上。但是，如果v的含量過(guò)量，則即使在熱鍛時(shí)的加熱中也容易殘留未固溶的碳氮化物，導(dǎo)致韌性的降低，特別是如果其含量超過(guò)0.50％，則韌性的降低變得顯著。而且，如果v的含量超過(guò)0.50％，則有時(shí)隨著未固溶碳化物的殘留，切削阻力上升，鋼的切削性也顯著降低。因此，將v的含量設(shè)為0.25～0.50％。v的含量?jī)?yōu)選為小于0.45％，更優(yōu)選為0.40％以下。另外，v的含量?jī)?yōu)選為0.27％以上。
nb：0.010～0.100％
nb是本實(shí)施方式涉及的鋼中的重要的元素之一。鋼中所含的nb的一部分在熱鍛時(shí)的加熱、加工過(guò)程中作為nb碳化物或nb碳氮化物在鋼中析出，通過(guò)釘扎效應(yīng)使奧氏體晶粒微細(xì)化的熱加工時(shí)的奧氏體晶粒的微細(xì)化，在熱加工結(jié)束后的貝氏體相變中具有使貝氏體組織微細(xì)化的效果。而且，熱鍛時(shí)的鋼中的nb的一部分作為固溶nb存在，該固溶nb在熱鍛后的時(shí)效處理時(shí)作為nb碳化物或nb碳氮化物析出，由此具有不會(huì)導(dǎo)致韌性降低，提高硬度，實(shí)現(xiàn)低循環(huán)疲勞強(qiáng)度的提高和疲勞強(qiáng)度的提高的效果。為充分得到這些效果，nb含量需要為0.010％以上。但是，如果nb的含量過(guò)量，則即使在熱鍛時(shí)的加熱中也容易殘留未固溶的碳氮化物，提高時(shí)效處理后的硬度的效果和/或提高時(shí)效處理后的疲勞強(qiáng)度的效果飽和。而且，如果nb的含量超過(guò)0.100％，則有時(shí)隨著未固溶的碳化物或碳氮化物的殘留，切削阻力上升，鋼的切削性顯著降低。因此，將nb的含量設(shè)為0.010～0.100％。nb的含量?jī)?yōu)選為小于0.080％，更優(yōu)選為0.050％以下。另外，nb的含量?jī)?yōu)選為0.020％以上。
ca：0.0005～0.0050％
ca是本實(shí)施方式涉及的鋼中的重要的元素之一。鋼中所含的ca，通過(guò)作為硫化物系夾雜物或氧化物系夾雜物在鋼中微細(xì)地分散析出，具有提高時(shí)效處理后的疲勞強(qiáng)度、抑制時(shí)效處理后的韌性降低的效果。為充分得到該效果，ca含量需要為0.0005％以上。但是，如果ca的含量超過(guò)0.0050％，則反而會(huì)形成粗大的氧化物系夾雜物，使熱延展性、時(shí)效處理后的疲勞強(qiáng)度降低，得不到抑制時(shí)效處理后的韌性降低的效果。因此，將ca的含量設(shè)為0.0005～0.0050％。再者，ca的含量?jī)?yōu)選為0.0010％以上，更優(yōu)選為0.0015％以上。
rem：0.001～0.05％
rem是本實(shí)施方式涉及的鋼中的重要元素之一。鋼中所含的rem，通過(guò)作為硫化物系夾雜物或氧化物系夾雜物在鋼中微細(xì)地分散析出，具有提高時(shí)效處理后的疲勞強(qiáng)度，并抑制時(shí)效處理后的韌性降低的效果。為充分得到該效果，rem含量需要為0.001％以上。但是，如果rem的含量超過(guò)0.05％，則導(dǎo)致熱延展性的降低。因此，將rem的含量設(shè)為0.001～0.05％。rem的含量?jī)?yōu)選為0.003％以上，更優(yōu)選為0.005％以上。
本實(shí)施方式的時(shí)效硬化性鋼，其化學(xué)組成如下：包含上述的c、si、mn、s、cr、al、v、nb、ca、rem，余量包含fe和雜質(zhì)，后述的雜質(zhì)中的p、ti和n被限制為p：0.030％以下、ti：小于0.005％、n：小于0.0080％，進(jìn)而，由上述的式(1)表示的f1為0.68以上，由式(2)表示的f2為0.85以下，由式(3)表示的f3為0.00以上，并且，由式(4)表示的f4為0.012以上且0.08以下。
再者，所謂雜質(zhì)是指在工業(yè)上制造鋼鐵材料時(shí)，從作為原料的礦石、廢料或從制造環(huán)境等混入的物質(zhì)。
p：0.030％以下
p作為雜質(zhì)而含有，在本實(shí)施方式涉及的鋼中是不優(yōu)選的元素。即，p在晶界偏析從而使韌性降低，特別是如果其含量超過(guò)0.030％，則韌性的降低變得非常顯著。因此，將p的含量限制為0.030％以下。優(yōu)選將p的含量限制為0.025％以下。
再者，并不特別規(guī)定p的含量下限就可發(fā)揮本實(shí)施方式涉及的鋼的效果。p含量的下限值也可以設(shè)為0％。但是，如果過(guò)度減少p則會(huì)導(dǎo)致脫p成本的極端上升，在經(jīng)濟(jì)方面不利，因此優(yōu)選將p量的下限設(shè)為0.005％。
ti：小于0.005％
ti作為雜質(zhì)而含有，在本實(shí)施方式涉及的鋼中是不優(yōu)選的元素。即，ti與n、c結(jié)合形成粗大的ti碳氮化物，導(dǎo)致韌性的降低，特別是如果其含量為0.005％以上，則會(huì)使韌性大大劣化。因此，將ti的含量限制為小于0.005％。為了抑制由時(shí)效處理導(dǎo)致的韌性降低，ti的含量?jī)?yōu)選限制為0.0035％以下，進(jìn)一步優(yōu)選限制為0.0015％以下。ti含量的下限值也可以設(shè)為0％。
n：小于0.0080％
n作為雜質(zhì)而含有，在本實(shí)施方式涉及的鋼中，是會(huì)將v以vn的形式固定的不優(yōu)選的元素。即，作為vn析出的v無(wú)助于時(shí)效硬化，因此為了抑制vn的析出，必須減少n的含量。為了抑制vn的析出，在時(shí)效處理前的階段確保充分量的固溶v，需要將n的含量限制為小于0.0080％。n含量的上限值優(yōu)選為0.0070％、0.0060％、或0.0050％。n含量的下限值為0％。
本實(shí)施方式涉及的時(shí)效硬化性鋼的另一實(shí)施方式，化學(xué)組成如下：包含上述的從c到rem的元素，組成滿足上述的〈a〉～〈c〉的任一個(gè)以上，余量包含fe和雜質(zhì)，雜質(zhì)中的p、ti和n被限制為p：0.03％以下、ti：小于0.005％、n：0.020％以下，而且，上述的由式(1’)表示的f1’為0.68以上，由式(2’)表示的f2’為0.85以下，由式(3’)表示的f3’為0.00以上，并且，由式(4)表示的f4為0.012以上且0.08以下。
(任意選擇的元素)
以下，對(duì)在本實(shí)施方式涉及的時(shí)效硬化性鋼的另一實(shí)施方式中選擇性地添加的〈a〉～〈c〉中所示的任意元素的作用效果及其含量的限定理由進(jìn)行說(shuō)明。
〈a〉mo：0.01～1.0％
由于并不必須含有mo，因此mo含量的下限值為0％。另一方面，mo具有提高淬硬性、使熱鍛后的鋼的組織的主相成為貝氏體、并且增大貝氏體的面積率的作用。mo在含有0.25％以上的v的鋼中，也具有與v形成碳化物，增大鋼的時(shí)效硬化能力的作用。因此，也可以根據(jù)需要來(lái)含有mo。但是，mo是價(jià)格非常高的元素，因此如果含量變多則鋼的制造成本增大，而且韌性也降低。因此，在含有的情況下，將mo的量設(shè)為1.0％以下。在含有的情況下，mo的量?jī)?yōu)選為0.50％以下，更優(yōu)選為0.40％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為小于0.30％。
另一方面，為了穩(wěn)定地得到上述的mo的效果，在含有的情況下，mo的量?jī)?yōu)選為0.01％以上，更優(yōu)選為0.05％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.10％以上。
〈b〉cu：0.01～0.30％和ni：0.01～0.30％中的一方或兩方
cu和ni都具有提高時(shí)效處理后的鋼的疲勞強(qiáng)度的作用。因此，在想得到更大的疲勞強(qiáng)度的情況下，可以在下述的范圍內(nèi)含有這些元素。
cu：0.01～0.30％
由于并不必須含有cu，因此cu含量的下限值為0％。另一方面，cu具有提高時(shí)效處理后的鋼的疲勞強(qiáng)度的作用。因此，可以根據(jù)需要含有cu。但是，如果cu的含量超過(guò)0.30％，則熱加工性降低。因此，在含有的情況下，將cu的量設(shè)為0.30％以下。在含有的情況下，cu的量?jī)?yōu)選為0.25％以下。
另一方面，為了穩(wěn)定地得到上述的cu的提高疲勞強(qiáng)度的效果，在含有的情況下，cu的量?jī)?yōu)選為0.01％以上，更優(yōu)選為0.05％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.10％以上。
ni：0.01～0.3％
由于并不必須含有ni，因此ni含量的下限值為0％。另一方面，ni具有提高時(shí)效處理后的鋼的疲勞強(qiáng)度的作用。而且，ni也具有抑制由cu導(dǎo)致的熱加工性的降低的作用。因此，可以根據(jù)需要含有ni。但是，如果ni的含量超過(guò)0.30％，則除了成本增大以外，上述效果也飽和。因此，在含有的情況下，將ni的量設(shè)為0.30％以下。在含有的情況下，ni的量?jī)?yōu)選為0.25％以下。
另一方面，為了穩(wěn)定地得到上述的ni的效果，在含有的情況下，ni的量?jī)?yōu)選為0.01％以上，更優(yōu)選為0.05％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.10％以上。
再者，關(guān)于上述的cu和ni，可以僅含有其中的任一種，或者，也可以復(fù)合含有這兩種元素。在含有的情況下，上述元素的合計(jì)含量也可以是cu和ni的含量為各自的上限值的情況下的0.6％。
〈c〉bi：0.01～0.400％
bi具有降低時(shí)效處理前的鋼的切削阻力、提高切削性的作用。因此，在想要得到更良好的切削性的情況下，可以在下述范圍內(nèi)含有bi。
由于并不必須含有bi，因此bi含量的下限值為0％。另一方面，bi具有降低時(shí)效處理前的鋼的切削阻力的作用、和提高切屑處理性的作用。因此，可以根據(jù)需要來(lái)含有bi。但是，如果bi的含量超過(guò)0.400％，則會(huì)帶來(lái)熱加工性的降低。因此，在含有的情況下，將bi的量設(shè)為0.400％以下。在含有的情況下，bi的量?jī)?yōu)選為0.300％以下。
另一方面，為了穩(wěn)定地得到上述的bi的降低切削阻力的效果和提高切屑處理性的效果，在含有的情況下，bi的量?jī)?yōu)選為0.010％以上，更優(yōu)選為0.030％以上。
在上述的本實(shí)施方式和另一實(shí)施方式中，上述元素以外的其余量實(shí)質(zhì)上為fe和不可避免的雜質(zhì)，但可以在不損害本發(fā)明的作用效果的范圍內(nèi)微量地添加其他的元素。
＜式(1)～式(4)和式(1’)～式(3’)＞
接著，對(duì)于上述的由式(1)～式(4)表示的f1～f4、以及由式(1’)～式(3’)表示的f1’～f3’進(jìn)行說(shuō)明。
(f1或f1’：0.68以上)
本實(shí)施方式涉及的時(shí)效硬化性鋼，在不含所述mo的情況下，由
f1＝c+0.3×mn+0.25×cr···(1)
表示的f1必須為0.68以上。
另一方面，本實(shí)施方式涉及的時(shí)效硬化性鋼，在含有所述mo的情況下，由
f1’＝c+0.3×mn+0.25×cr+0.6×mo···(1’)
表示的f1’必須為0.68以上。
如已敘述的那樣，上述的式(1)和式(1’)中的元素符號(hào)意指該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。
f1和f1’是針對(duì)淬硬性的指標(biāo)。如果鋼中所含的各合金元素的量滿足上述的范圍、且f1和f1’滿足上述的條件，則即使在熱鍛后沒(méi)有進(jìn)行水冷等的加速冷卻，熱鍛后的組織也會(huì)成為以貝氏體為主相的組織。
在f1或f1’小于0.68的情況下，熱鍛后的組織中混入初析鐵素體，v碳化物在相界面析出，因此時(shí)效處理前的硬度上升，時(shí)效硬化能力變小。
f1和f1’優(yōu)選為0.70以上，更優(yōu)選為0.72以上。另一方面，由于淬硬性的過(guò)度增大有可能導(dǎo)致鋼的韌性降低，因此f1和f1’優(yōu)選為1.00以下，更優(yōu)選為0.98以下。
(f2或f2’：0.85以下)
本實(shí)施方式涉及的時(shí)效硬化性鋼，在不含所述mo的情況下，由
f2＝c+0.1×si+0.2×mn+0.15×cr+0.35×v···(2)
表示的f2必須為0.85以下。
另一方面，本實(shí)施方式涉及的時(shí)效硬化性鋼，在含有所述mo的情況下，由
f2’＝c+0.1×si+0.2×mn+0.15×cr+0.35×v+0.2×mo···(2’)
表示的f2’必須為0.85以下。
如已敘述的那樣，上述的式(2)和式(2’)中的元素符號(hào)意指該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。
f2和f2’是表示時(shí)效處理前的硬度的指標(biāo)。即使鋼滿足了上述f1或f1’的條件，如果f2或f2’不在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，則有時(shí)時(shí)效處理前的硬度過(guò)高，切削阻力上升，不能夠確保良好的切削性。
即，如果f2或f2’超過(guò)0.85，則貝氏體組織的硬度過(guò)高。因此，有時(shí)切削阻力的上升不可避免，不能夠確保良好的切削性。
f2和f2’優(yōu)選為0.82以下，更優(yōu)選為0.80以下。另一方面，在f2和f2’過(guò)低的情況下，時(shí)效硬化后的硬度有可能不足，因此f2和f2’優(yōu)選為0.55以上，更優(yōu)選為0.60以上。
(f3或f3’：0.00以上)
本實(shí)施方式涉及的時(shí)效硬化性鋼，在不含所述mo的情況下，由
f3＝-4.5×c+mn+cr-3.5×v···(3)
表示的f3必須為0.00以上。
另一方面，本實(shí)施方式涉及的時(shí)效硬化性鋼，在含有所述mo的情況下，由
f3’＝-4.5×c+mn+cr-3.5×v-0.8×mo···(3’)
表示的f3’必須為0.00以上。
如已敘述的那樣，上述的式(3)和式(3’)中的元素符號(hào)意指該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。
f3和f3’是表示時(shí)效處理后的韌性的指標(biāo)。即，即使?jié)M足f1或f1’、以及f2或f2’的條件，如果f3或f3’不在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，則有時(shí)時(shí)效處理后的鋼的韌性降低，不能夠確保目標(biāo)韌性。
即，在f3或f3’小于0.00(為負(fù)數(shù))的情況下，時(shí)效處理后的韌性降低。
f3和f3’優(yōu)選為0.01以上。
再者，如果f1為0.68以上、且f2為0.85以下，則不需要對(duì)f3的上限進(jìn)行特別限定。
同樣地，如果f1’為0.68以上、且f2’為0.85以下，則不需要對(duì)f3’的上限進(jìn)行特別限定。
(f4：0.012～0.08)
本實(shí)施方式涉及的時(shí)效硬化性鋼，由
f4＝10×ca+rem···(4)
表示的f4必須為0.012以上且0.08以下。
如已敘述的那樣，上述的式(4)中的元素符號(hào)意指該元素的以質(zhì)量％計(jì)的含量。
f4是表示夾雜物形態(tài)的控制指標(biāo)的指標(biāo)。即，即使鋼滿足f1或f1’、和f2或f2’、以及f3或f3’的條件，如果f4不在適當(dāng)?shù)姆秶鷥?nèi)，則有時(shí)時(shí)效處理后的鋼的疲勞強(qiáng)度沒(méi)有穩(wěn)定地提高，并且不能夠穩(wěn)定地抑制時(shí)效處理后的韌性的降低。即，在f4小于0.012的情況下，有時(shí)不能夠使硫化物系夾雜物、氧化物系夾雜物微細(xì)分散，時(shí)效處理后的鋼的疲勞強(qiáng)度沒(méi)有穩(wěn)定地提高，不能夠穩(wěn)定地抑制時(shí)效處理后的韌性的降低。因此，f4設(shè)為0.012以上。為了充分得到夾雜物微細(xì)化效果，f4優(yōu)選為0.014以上。另外，f4更優(yōu)選為0.016以上。
另外，f4越增加，就越能發(fā)揮夾雜物微細(xì)化效果，但如果f4超過(guò)0.08，則反而有時(shí)會(huì)導(dǎo)致氧化物系夾雜物的粗大化，導(dǎo)致熱延展性的降低，因此f4的上限為0.08以下。f4優(yōu)選為0.07以下，更優(yōu)選為0.06以下。
＜鋼組織(顯微組織)＞
下面，對(duì)本實(shí)施方式涉及的時(shí)效硬化性鋼的鋼組織(顯微組織)進(jìn)行說(shuō)明。
如上所述，在時(shí)效處理前，并不優(yōu)選生成大量的初析鐵素體。而且，從切削性的觀點(diǎn)出發(fā)，也不優(yōu)選生成大量的馬氏體。因此，使本實(shí)施方式涉及的時(shí)效硬化性鋼的時(shí)效處理前的主相為貝氏體是很重要的。
即，為確保充分的切削性和固溶v，在時(shí)效處理前的組織中，需要使貝氏體的面積率為70％以上。再者，貝氏體的面積率優(yōu)選為80％以上，最優(yōu)選是貝氏體單相，也就是說(shuō)，最優(yōu)選貝氏體的面積率為100％。在貝氏體的面積率小于100％的情況下，除了作為主相的貝氏體以外的相是鐵素體相、珠光體組織和馬氏體組織等，這些相、組織越少越好。
＜鋼的時(shí)效硬化能力與切削性和疲勞強(qiáng)度的關(guān)系＞
將鋼制成直徑為35mm的大致圓柱形狀，在將該鋼的溫度在620℃保持了120分鐘的情況下的鋼的維氏硬度的上升量定義為鋼的時(shí)效硬化能力(age-hardenability)時(shí)，本實(shí)施方式涉及的鋼的時(shí)效硬化能力的下限值優(yōu)選為30hv，更優(yōu)選為33hv、35hv、或40hv。再者，將鋼的溫度在620℃保持120分鐘的處理，是對(duì)本實(shí)施方式涉及的鋼進(jìn)行時(shí)效硬化處理來(lái)制造機(jī)械部件時(shí)的通常的時(shí)效處理?xiàng)l件。在時(shí)效硬化能力為30hv以上的情況下，本實(shí)施方式涉及的鋼在時(shí)效處理前具有良好的切削性，在時(shí)效處理后具有良好的疲勞強(qiáng)度。
＜時(shí)效硬化性鋼的制造方法和使用了時(shí)效硬化性鋼的(機(jī)械)部件的制造方法＞
本實(shí)施方式的時(shí)效硬化性鋼的制造方法并不特別限定，采用一般的方法熔煉并調(diào)整化學(xué)組成即可。
以下，示出將如上述那樣制造的本實(shí)施方式涉及的時(shí)效硬化性鋼作為材料，來(lái)制造汽車、產(chǎn)業(yè)機(jī)械、建筑機(jī)械等的機(jī)械部件的方法的一例。
首先，由化學(xué)組成被調(diào)整為上述的范圍的鋼制作供部件成形的時(shí)效硬化性鋼(以下稱為“中間材料”)。
作為上述的中間材料，可以是將錠開坯軋制而得到的鋼坯、將連鑄材料開坯軋制而得到的鋼坯、或?qū)⑦@些鋼坯熱軋或熱鍛而得到的鋼棒等任何的材料。但是，在中間材料的制作時(shí)，在容易析出v碳化物的溫度區(qū)域保持了一定時(shí)間的情況下，有可能失去時(shí)效硬化能力。例如，在開坯軋制后、或者熱軋或熱鍛后，將中間材料的溫度在540～700℃的范圍內(nèi)維持了30分鐘以上的情況下，有可能失去時(shí)效硬化能力。但是，如果按照一般的方法，在開坯軋制后、或者熱軋或熱鍛后，將中間材料放置在室溫環(huán)境下，則不會(huì)發(fā)生這樣的狀況。
接著，對(duì)上述的中間材料進(jìn)行熱鍛，進(jìn)而進(jìn)行切削加工來(lái)加工成為規(guī)定的部件形狀。
關(guān)于上述的熱鍛，例如，將中間材料在1200～1250℃加熱5～60分鐘之后，以使精鍛后的表面溫度為1100℃以上的方式進(jìn)行鍛造，然后，將800～400℃的溫度區(qū)域的平均冷卻速度設(shè)為15～60℃/分鐘來(lái)冷卻到室溫。這樣的平均冷卻速度，可通過(guò)將鍛造后的鋼放置于室溫環(huán)境下來(lái)容易地得到。但是，在冷卻速度小于15℃/分鐘的情況下，有可能在冷卻中析出v碳化物，從而時(shí)效硬化能力變?yōu)?0hv以下。
這樣冷卻之后，進(jìn)而進(jìn)行切削加工，加工成為規(guī)定的部件形狀。
最后，對(duì)成形為規(guī)定的部件形狀的粗型材實(shí)施時(shí)效處理，得到具備所期望的特性的汽車、產(chǎn)業(yè)機(jī)械、建筑機(jī)械等的機(jī)械部件。
上述的時(shí)效處理，例如，在540～700℃的溫度區(qū)域、優(yōu)選在560～680℃的溫度區(qū)域、進(jìn)一步優(yōu)選在580～660℃的溫度區(qū)域進(jìn)行。該時(shí)效處理的保持時(shí)間，例如為30～1000分鐘等，根據(jù)機(jī)械部件的尺寸(質(zhì)量)來(lái)適當(dāng)調(diào)整。
在時(shí)效處理溫度小于540℃的情況下，不能夠充分形成v碳化物或v碳氮化物，得不到所期望的時(shí)效硬化能力30hv。另一方面，在時(shí)效處理溫度超過(guò)700℃的情況下，所形成的v碳化物或v碳氮化物粗大化，因此無(wú)助于硬化，得不到所期望的時(shí)效硬化能力30hv。同樣地，在保持時(shí)間小于30分鐘的情況下，不能夠充分形成v碳化物或v碳氮化物，因此得不到所期望的時(shí)效硬化能力30hv。另一方面，在保持時(shí)間超過(guò)1000分鐘的情況下，所形成的v碳化物或v碳氮化物粗大化，因此無(wú)助于硬化，得不到所期望的時(shí)效硬化能力30hv。
如以上那樣進(jìn)行，能夠制造出本實(shí)施方式涉及的時(shí)效硬化性鋼、和以其為材料的機(jī)械部件。
實(shí)施例
以下，通過(guò)實(shí)施例1、2對(duì)本發(fā)明進(jìn)行更詳細(xì)的說(shuō)明。
以下所示的實(shí)施例1、2中的條件，是為確認(rèn)本發(fā)明的可實(shí)施性和效果而采用的一個(gè)條件例，本發(fā)明并不被這一個(gè)條件例限定。另外，只要不脫離本發(fā)明的要旨、并能達(dá)到本發(fā)明的目的，本發(fā)明就可以采用各種的條件。
(實(shí)施例1)
采用50kg真空熔化爐煉制了表1所示的化學(xué)組成的鋼1～26。
表1中的鋼1～13是化學(xué)組成在本發(fā)明所規(guī)定的范圍內(nèi)的鋼。另一方面，表1中的鋼14～26是化學(xué)組成不滿足本發(fā)明所規(guī)定的條件的鋼。
再者，ti欄中的“＜0.001”表示作為雜質(zhì)的ti的含量低于作為發(fā)射光譜分析的檢測(cè)下限值的0.001％。
各鋼的錠在1250℃下加熱之后，熱鍛成直徑60mm的棒鋼。熱鍛出的各棒鋼暫時(shí)在大氣中自然冷卻來(lái)冷卻到室溫。然后，進(jìn)而將被冷卻到室溫的棒鋼作為中間材料加熱到1250℃，將加工溫度設(shè)為950℃以上來(lái)再次熱鍛成直徑35mm的棒鋼。這第2次熱鍛是為了模擬鍛造成部件形狀而進(jìn)行的。第2次熱鍛后的棒鋼在大氣中自然冷卻，冷卻到室溫。第2次熱鍛時(shí)的冷卻速度使用輻射溫度計(jì)測(cè)定。熱鍛后的800～400℃的溫度區(qū)域的平均冷卻速度(在表2中記為“冷卻速度”)都為50℃/分鐘。
對(duì)于所得到的鋼1～26，熱鍛出的直徑35mm的棒鋼之中的一部分，在沒(méi)有實(shí)施時(shí)效處理的狀態(tài)(即冷卻態(tài)的狀態(tài))下，將棒鋼的兩端部各切掉100mm之后，從剩余的中央部分切取試樣，進(jìn)行了時(shí)效處理前的維氏硬度和組織中的貝氏體的面積率的調(diào)查。
另一方面，熱鍛出的直徑35mm的棒鋼的剩余部分，實(shí)施了在620℃下保持120分鐘的時(shí)效處理，接著，將棒鋼的兩端部各切掉100mm之后，從剩余的中央部分切取試樣，進(jìn)行了時(shí)效處理后的維氏硬度的調(diào)查。
另外，對(duì)于所得到的鋼1～26，從時(shí)效處理后的棒鋼切取試樣，進(jìn)行了時(shí)效處理后的夏比沖擊試驗(yàn)中的吸收能以及低循環(huán)疲勞強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度的調(diào)查。
維氏硬度測(cè)定如以下那樣實(shí)施。
首先，將進(jìn)行了橫切以使切割面成為檢測(cè)面的棒鋼用樹脂填埋，將檢測(cè)面進(jìn)行鏡面研磨來(lái)準(zhǔn)備了試樣。接著，根據(jù)jisz2244(2009)中的“維氏硬度試驗(yàn)-試驗(yàn)方法”，對(duì)于檢測(cè)面的r/2部(“r”表示半徑)附近10個(gè)點(diǎn)，將載荷設(shè)為9.8n來(lái)實(shí)施了硬度測(cè)定。對(duì)上述10個(gè)點(diǎn)的硬度測(cè)定值進(jìn)行算術(shù)平均，將所得到的值作為該棒鋼的維氏硬度。再者，在時(shí)效處理前的維氏硬度為290hv以下的情況下，判斷為充分低，將其作為目標(biāo)。另外，在時(shí)效處理后的維氏硬度與時(shí)效處理前的維氏硬度之差(以下稱為硬化量δhv)為30hv以上的情況下，判斷為時(shí)效硬化能力充分高，將其作為目標(biāo)。
組織中的貝氏體的面積率的測(cè)定如以下那樣實(shí)施。
首先，將用于硬度測(cè)定的進(jìn)行了樹脂填埋和鏡面研磨的試樣用硝酸乙醇腐蝕液腐蝕。對(duì)腐蝕后的試樣使用光學(xué)顯微鏡以200倍的倍率拍攝了組織。由拍攝的照片通過(guò)圖像解析來(lái)測(cè)定了貝氏體的面積率。在貝氏體的面積率為70％以上的情況下，判斷為組織充分地貝氏體化了，將其作為目標(biāo)。
關(guān)于韌性，使用帶有切口深度為2mm且切口底部半徑為1mm的u型切口的標(biāo)準(zhǔn)試樣實(shí)施。在其夏比沖擊試驗(yàn)中進(jìn)行評(píng)價(jià)的時(shí)效處理后的在20℃下的吸收能為50j以上的情況下，判斷為充分高，將其作為目標(biāo)。
關(guān)于疲勞強(qiáng)度，制取單軸拉伸壓縮型的疲勞試樣來(lái)進(jìn)行了調(diào)查。即，從棒鋼的r/2部與鍛造方向平行(棒鋼的長(zhǎng)度方向)地制取圖1所示的平行部的直徑為3.4mm、平行部的長(zhǎng)度為12.7mm的形狀的平滑疲勞試樣，在室溫、大氣中、應(yīng)力比為0.05、試驗(yàn)速度為10hz的條件下進(jìn)行了疲勞試驗(yàn)。在上述的條件下，將在應(yīng)力反復(fù)施加次數(shù)107次下沒(méi)有斷裂的最大的應(yīng)力作為疲勞強(qiáng)度。在疲勞強(qiáng)度為425mpa以上的情況下，判斷為疲勞強(qiáng)度充分高，將其作為目標(biāo)。
采用以下的方法求出低循環(huán)疲勞強(qiáng)度。
首先，以制取部位為棒鋼的r/2部的方式，與鍛造方向平行(棒鋼的長(zhǎng)度方向)地從棒鋼制取對(duì)長(zhǎng)度方向橫截的面的縱橫的長(zhǎng)度分別為13mm、長(zhǎng)度為100mm的長(zhǎng)方體。然后，進(jìn)而在上述長(zhǎng)方體的一個(gè)面(即，具有疲勞評(píng)價(jià)部位的面)的長(zhǎng)度方向中央的部位設(shè)置了半徑2mm的半圓切口，從而得到四點(diǎn)彎曲試樣。低循環(huán)疲勞試驗(yàn)在室溫、大氣中進(jìn)行，通過(guò)下述方式來(lái)進(jìn)行：在應(yīng)力比0.1、支點(diǎn)間距45mm、試驗(yàn)頻率5hz的條件下進(jìn)行四點(diǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)。在上述的條件下，反復(fù)施加應(yīng)力負(fù)載，將5×103次下的強(qiáng)度定義為低循環(huán)疲勞強(qiáng)度，進(jìn)行強(qiáng)度評(píng)價(jià)，在低循環(huán)疲勞強(qiáng)度為520mpa以上的情況下，判斷為低循環(huán)疲勞強(qiáng)度充分高，將其作為目標(biāo)。
表2示出上述的各調(diào)查結(jié)果。再者，在“貝氏體化”欄中，將貝氏體的面積率為70％以上、達(dá)到了目標(biāo)的情形表示為“good”，將低于70％、未達(dá)到目標(biāo)的情形表示為“bad”。另外，在表2中，將“夏比沖擊試驗(yàn)中的吸收能”表述為“夏比沖擊吸收能”。
由表2可知，具有本發(fā)明所規(guī)定的化學(xué)組成的試驗(yàn)號(hào)碼a1～a13的“本發(fā)明例”，時(shí)效處理前的維氏硬度hv為290以下，通過(guò)時(shí)效處理，維氏硬度硬化了30hv以上，夏比沖擊試驗(yàn)中的吸收能也為50j以上，并且，疲勞強(qiáng)度為425mpa以上，低循環(huán)疲勞強(qiáng)度為520mpa以上，達(dá)到了目標(biāo)，時(shí)效處理后的疲勞強(qiáng)度和韌性與時(shí)效處理前的切削性能夠兼?zhèn)洹?/p>
與此相對(duì)，不滿足本發(fā)明的規(guī)定的試驗(yàn)號(hào)碼b1～b13的“比較例”，都沒(méi)有得到目標(biāo)性能中的至少某一項(xiàng)性能。
(實(shí)施例2)
采用50kg真空熔化爐煉制了相對(duì)于表1所示的化學(xué)組成的鋼1改變了ca含量、rem含量和f4值中的至少一項(xiàng)的鋼27～39。
表3中的鋼1和鋼27、30、33、36～39，是化學(xué)組成在本發(fā)明所規(guī)定的范圍內(nèi)的鋼。另一方面，表3中的鋼28、29、31、32、34、45，是化學(xué)組成不滿足本發(fā)明所規(guī)定的條件的鋼。
再者，ti欄中的“＜0.001”，表示作為雜質(zhì)的ti的含量低于作為發(fā)射光譜分析的檢測(cè)下限值的0.001％。
各鋼的錠在1250℃加熱之后，熱鍛成直徑60mm的棒鋼。熱鍛出的各棒鋼，暫時(shí)在大氣中自然冷卻，冷卻到室溫。然后，進(jìn)而將被冷卻到室溫的棒鋼作為中間材料加熱到1250℃，將加工溫度設(shè)為950℃以上來(lái)再次熱鍛成直徑35mm的棒鋼。這第2次熱鍛是為了模擬鍛造成部件形狀而進(jìn)行的。第2次熱鍛后的棒鋼，在大氣中自然冷卻，冷卻到室溫。第2次熱鍛時(shí)的冷卻速度使用輻射溫度計(jì)測(cè)定。熱鍛后的800～400℃的溫度區(qū)域的平均冷卻速度(表4中表述為“冷卻速度”)都為50℃/分鐘。
對(duì)于所得到的鋼1和鋼27～39，與在實(shí)施例1中實(shí)施的方法同樣地進(jìn)行了時(shí)效處理前的維氏硬度、組織中的貝氏體的面積率、夏比沖擊試驗(yàn)中的吸收能、低循環(huán)疲勞強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度的調(diào)查。表4示出上述的各調(diào)查結(jié)果。再者，表4中的各表述與表2中的表述同樣。
由表4可知，將ca含量、rem含量和f4值中的至少一個(gè)設(shè)為比試驗(yàn)號(hào)碼a1更合適的值的試驗(yàn)號(hào)碼a27、30、33、36～39，與試驗(yàn)號(hào)碼a1相比，疲勞強(qiáng)度高。這是由于與試驗(yàn)號(hào)碼a1相比，硫化物系夾雜物或氧化物系夾雜物更微細(xì)地分散了的緣故。
與此相對(duì)，將ca含量、rem含量和f4值中的某個(gè)設(shè)在本申請(qǐng)發(fā)明的范圍以外的試驗(yàn)號(hào)碼b28、b29、b31、b32、b34、b35的“比較例”，與試驗(yàn)號(hào)碼a1相比，疲勞強(qiáng)度或韌性低。這是由于，與試驗(yàn)號(hào)碼a1相比，硫化物系夾雜物或氧化物系夾雜物更粗大，因此導(dǎo)致疲勞強(qiáng)度的降低或韌性的降低的緣故。
產(chǎn)業(yè)上的可利用性
根據(jù)本發(fā)明的時(shí)效硬化性鋼，時(shí)效處理前的硬度為290hv以下，能夠期待良好的切削性。而且，如果使用本發(fā)明的時(shí)效硬化性鋼，則通過(guò)在切削加工之后實(shí)施的時(shí)效處理，維氏硬度硬化了30hv以上，因此能得到425mpa以上的疲勞強(qiáng)度。而且，如果使用本發(fā)明的時(shí)效硬化性鋼，則時(shí)效處理后的在20℃下的吸收能為50j以上，由時(shí)效處理導(dǎo)致的韌性降低得到了充分抑制。而且，如果使用本發(fā)明的時(shí)效硬化性鋼，則能夠使低循環(huán)疲勞強(qiáng)度達(dá)到520mpa以上。因此，本發(fā)明的時(shí)效硬化性鋼能夠很適合地用作為汽車、產(chǎn)業(yè)機(jī)械、建筑機(jī)械等的機(jī)械部件的材料。