專利名稱：具有優(yōu)良冷鍛性能的坯料的制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種具有優(yōu)良冷鍛性能的坯料的制造方法，其在冷鍛加工時的變形阻力小，具有高變形能力。
背景技術(shù)：
例如，在制造機械構(gòu)造部件時，當前，是對鋼材進行熱鍛加工后(例如，加工溫度為1000～1200℃)，進行球化退火處理(SA處理)，然后，進行冷鍛加工以成型為接近最終產(chǎn)品的形狀，然后，通過機械加工進行精加工以形成產(chǎn)品。
在這里，球化退火處理是為了將珠光體的片層組織中的碳化物(滲碳體)變成球狀，使其細微化并分散，該熱處理需要很長時間。
但是，當前，通常的球化退火處理無法使碳化物充分地球化以及分散。其結(jié)果產(chǎn)生以下問題，即，在對球化退火處理后的鋼材以高加工率進行冷鍛加工的情況下等，容易產(chǎn)生加工裂紋。
冷鍛加工時出現(xiàn)這種裂紋是由于碳化物沒有充分地被球化而殘留珠光體的片層，應變集中在該細長的大片層上而成為裂紋的起點。
作為解決方法，通過延緩球化退火處理時的冷卻時的冷卻速度等方法進行對應。但是，這種情況下，球化退火處理就需要更長的時間，這成為提高制造成本的主要原因。
本發(fā)明正是為解決該問題而提出的。
另外，作為本發(fā)明的現(xiàn)有技術(shù)，存在下述專利文獻1中公開的內(nèi)容。但是，該專利文獻1公開的是鍛造溫度大于或等于800℃等，制造條件與本發(fā)明不同。其結(jié)果，利用專利文獻1中公開的制造方法，無法得到本發(fā)明這樣的組織。
專利文獻1特開平6-299241號公報

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明以上述情況為背景，其目的在于，提供一種坯料的制造方法，其能夠不簡化熱處理，且能夠縮短退火處理中所需要的熱處理時間而降低成本，且在冷鍛加工時的變形能力高、冷鍛性能優(yōu)良。
本發(fā)明人認真研究了前述課題，發(fā)現(xiàn)通過以下所示的制造方法可以實現(xiàn)上述目的，進而完成本發(fā)明。即，本發(fā)明的目的，可以利用下述的制造方法實現(xiàn)。
1.一種具有優(yōu)良冷鍛性的坯料的制造方法，其包含以下工序鍛造加工工序，該工序是將按質(zhì)量百分比含有C0.1～0.6％的鋼材，在200～820℃的溫度中，以使得應變大于或等于0.3的方式進行加工鍛造；以及退火工序，該工序是將該鍛造加工后的鋼材，在600～780℃的溫度中進行退火。
2.如技術(shù)方案1所述的具有優(yōu)良冷鍛性能的制造方法，前述鋼材中還按質(zhì)量百分比含有Si0.03～0.6％、Mn0.1～1.0％、Cr0.1～1.5％、Mo0.01～0.5％、Ni0.01～3％、Al0.01～0.5％、N0.003～0.03％。
3.如技術(shù)方案2所述的具有優(yōu)良冷鍛性能的制造方法，前述鋼材還按質(zhì)量百分比含有以下成分，即，從由Ti0.001～0.01％、B0.0005～0.0020％、Nb0.01～0.09％構(gòu)成的群中選擇出的至少一種。
如上所示，本發(fā)明的制造方法為，將按質(zhì)量百分比含有C0.1～0.6％的鋼材，在大于或等于200℃而小于或等于820℃的溫度中，以使得應變大于或等于0.3的方式進行鍛造加工，然后在大于或等于600℃而小于或等于780℃的溫度中進行退火處理。
在現(xiàn)有的熱鍛后進行退火處理的制造方法的情況下，因熱鍛加工，奧氏體晶粒暫時被壓成扁平狀，但之后因再結(jié)晶而被分成細小的晶粒的后晶粒成長，如圖1(A)的示意圖所示，成為較大的圓形的奧氏體晶粒10。
然后，晶粒10因隨后的空冷而轉(zhuǎn)變，成為鐵素體·珠光體晶粒12。
此外，圖1中，14表示鐵素體，16表示珠光體。
然后，如果對鐵素體·珠光體晶粒12施以球化退火處理(SA處理)，則珠光體16的形成片層的滲碳體球化而形成球狀碳化物18。
但是，在現(xiàn)有的制造方法中，在該球化退火處理中滲碳體未充分地球化并分散。其結(jié)果，無法使冷鍛用的坯料具有充分的變形能力，成為冷鍛時的裂紋的原因。
與之相對，本發(fā)明中，首先將按質(zhì)量百分比含有C0.1～0.6％的鋼材，在小于或等于奧氏體的再結(jié)晶溫度820℃的溫度中、優(yōu)選小于或等于780℃的溫度中進行鍛造加工。例如，在使鍛造加工時的溫度小于或等于780℃的情況下，如圖1(B)所示，通過首先達到該溫度，奧氏體晶粒成為由鐵素體14和奧氏體20組成的晶粒22，通過其后的鍛造加工被壓成扁平晶粒24。
此時，鐵素體14、奧氏體20都變成扁平的球狀。
與現(xiàn)有的制造方法不同，在本發(fā)明的制造方法中，由于通過前述方式而成為扁平狀的晶粒24，之后不產(chǎn)生再結(jié)晶，所以一直保持該扁平的形狀。
該扁平狀的晶粒24中的奧氏體20因其后的空冷轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w26。
圖1中，晶粒28表示由因其空冷而轉(zhuǎn)變的珠光體26和鐵素體14構(gòu)成的扁平的珠光體轉(zhuǎn)變后的晶粒。
此時，轉(zhuǎn)變后的扁平晶粒28，其形狀成為扁平狀。其結(jié)果，如圖1所示，轉(zhuǎn)變后的珠光體26的片層長度，比由上述現(xiàn)有制造方法得到的要短。
另外，鐵素體14成為扁平的形狀，該鐵素體14切斷片層。因此，通過該鐵素體14的切斷，片層的長度更短。
這樣，由于片層較短，所以在隨后進行退火處理時，片層組織中的滲碳體良好地球化并分散。其結(jié)果，退火處理后的晶粒，成為基本不殘留片層組織的軟的晶粒，從而可以得到變形阻力小而變形能力高的坯料。
以上是使鍛造加工在鐵素體析出的小于或等于780℃的溫度中進行的情況。但是，即使在比其高的溫度中，因為只要是在小于或等于奧氏體的再結(jié)晶溫度的820℃中的鍛造加工，則因該鍛造加工奧氏體晶粒可以保持扁平形狀，在此狀態(tài)下通過其后的冷卻會發(fā)生轉(zhuǎn)變，因此同樣地，片層的長度變短，在退火處理時滲碳體良好地球化。其結(jié)果，可以得到變形阻力小而具有高變形能力的坯料。
根據(jù)本發(fā)明，可以在縮短退火處理的時間的情況下，使冷鍛用的坯料具有高變形能力，從而能夠減少制造坯料的成本。
另外，在延長退火處理的時間的情況下，可以使冷鍛用的坯料具有高于以往的變形能力。
另外，在本發(fā)明中，根據(jù)需要，可以使鋼材中分別以下述的含有量，含有Si、Mn、Cr、Mo、Ni、Al、N，或者還含有Ti、B、Nb的一種或一種以上。
即，優(yōu)選前述鋼材(按質(zhì)量百分比含有C0.1～0.6％)還按質(zhì)量百分比含有Si0.03～0.6％、Mn0.1～1.0％、Cr0.1～1.5％、Mo0.01～0.5％、Ni0.01～3％、Al0.01～0.5％、N0.003～0.03％。
下面，針對本發(fā)明中的各化學成分和鍛造條件的各限定理由進行說明。另外，下述中如果沒有特別說明，“％”表示“質(zhì)量百分比”。
C0.1％～0.6％為了使得冷鍛用的坯料的組織成為鐵素體·珠光體組織，必須使C的含有量為0.1％～0.6％。
Si0.03～0.6％為了確保鐵素體層的強度，優(yōu)選Si的含有量大于或等于0.03％。
但是，如果含有量超過0.6％，則塑性加工性會降低，所以其上限優(yōu)選為0.6％。
Mn0.1～1.0％為了使珠光體層的片層微細化，優(yōu)選Mn的含有量大于或等于0.1％。
但是，如果含有量超過1.0％，則塑性加工性會降低，所以其上限優(yōu)選為1.0％。
Cr0.1～1.5％通過使Cr的含有量大于或等于0.1％，可以確保強度。
但是，如果含有量超過1.5％，則塑性加工性會降低，所以其上限優(yōu)選為1.5％。
Mo0.01～0.5％通過使Mo的含有量大于或等于0.01％，可以確保強度。
但是，如果含有量超過0.5％，則塑性加工性會降低，所以其上限優(yōu)選為0.5％。
Ni0.01～3％通過使Ni的含有量大于或等于0.01％，可以確保強度。
但是，如果含有量超過3％，則塑性加工性會降低，所以其上限優(yōu)選為3％。
Al0.01～0.5％通過使Al的含有量大于或等于0.01％，可以由AlN產(chǎn)生使結(jié)晶粒微細化的作用。
但是，由于其效果在0.5％時飽和，所以其上限優(yōu)選為0.5％。
N0.003～0.03％為了由AlN產(chǎn)生使結(jié)晶粒微細化的作用，優(yōu)選使N的含有量大于或等于0.003％。
另一方面，由于難以實現(xiàn)含有大于或等于0.03％的N，所以其上限優(yōu)選為0.03％。
Ti0.001～0.01％通過使Ti的含有量大于或等于0.001％，可以將結(jié)晶粒微細化。
但是，由于其效果在0.01％時達到飽和，所以其上限優(yōu)選為0.01％。
B0.0005～0.0020％通過使B的含有量大于或等于0.0005％，可以將結(jié)晶粒微細化。
但是，由于其效果在大于或等于0.0020％時達到飽和，所以其上限優(yōu)選為0.0020％。
Nb0.01～0.09％通過使Nb的含有量大于或等于0.01％，可以將結(jié)晶粒微細化。
但是，由于其效果在0.09％時達到飽和，所以其上限優(yōu)選為0.09％。
鍛造溫度大于或等于200℃而小于或等于820℃為了在鍛造時不使珠光體再結(jié)晶而成為細長的形態(tài)，必須在小于或等于820℃的溫度中進行鍛造。優(yōu)選在存在切斷珠光體組織的鐵素體的小于或等于780℃的溫度中進行鍛造。
本發(fā)明通過在小于或等于820℃的溫度中進行鍛造，可以發(fā)揮規(guī)定的效果，但是由于其鍛造加工時的溫度較低的情況下，變形阻力會變高，所以在鋼材難以加工的溫度即大于或等于200℃的溫度中進行鍛造。
應變大于或等于0.3為了使珠光體組織的片層分散而使碳化物易于球化，必須進行使得應變大于或等于0.3的鍛造加工。在這里，“應變”為真應變，是加工后的鋼材的長度除以加工前的鋼材的長度后所得數(shù)值的自然對數(shù)的絕對值，如下述進行定義。
應變＝|ln(加工后的長度/加工前的長度)|退火溫度大于或等于600℃而小于或等于780℃本發(fā)明中，由于實施退火處理的對象物，在前述鍛造加工時在小于或等于820℃的溫度中進行了塑性加工，所以加工應變殘留而很硬。為了去除該加工應變，必須將鍛造加工后的鋼材加熱到大于或等于600℃。
另一方面，在退火溫度高于780℃的情況下，球化后的碳化物會固溶于奧氏體中。為了使組織不成為奧氏體單層，本發(fā)明中，在小于或等于780℃的溫度中進行退火。


圖1是將本發(fā)明的作用與比較例進行比較來說明的示意圖。
圖2是表示本發(fā)明的一個實施方式中的退火處理時的溫度變化的內(nèi)容的圖。
具體實施例方式
下面，對本發(fā)明的實施方式進行具體說明，但本發(fā)明并不限于這些實施例。
使用表1所示的化學組成的鋼材，利用鍛造制造直徑為33mm的圓棒。
然后，將得到的圓棒機械加工為24×50mm的圓棒試驗片后，在斷面收縮率20％(應變0.2)、30％(應變0.4)、65％(應變1.1)下，以表2所示的各種鍛造溫度，實施正擠壓(鍛造加工)。
然后，以圖2所示的條件進行退火處理。將得到的坯料加工為各拉伸試驗片，使用該試驗片進行拉伸試驗。
表1

此外，圖2(A)示意地表示，使擠壓材料升溫到表2所示的各退火溫度后保持3小時，之后進行空冷時的溫度變化。該工序在表2中由“LA”表示。
另一方面，圖2(B)示意地表示，將擠壓材料升溫到表2所示的各退火溫度后在該溫度下保持5小時，之后以每1小時20℃的冷卻溫度降至650℃進行冷卻，之后進行空冷時的溫度變化。該工序在表2中由“SA”表示。
表2中，和鍛造溫度、退火處理的模式(前述的LA或者SA)、退火溫度等一起，表示拉伸試驗的結(jié)果、詳細地說為抗拉強度和拉深值。
表2

在表2中，比較例A的鍛造溫度為1100℃，比本發(fā)明的上限值即820℃高。其結(jié)果，比較例A即使在鍛造加工后施加圖2(A)所示模式的退火處理(LA)，也在保持高抗拉強度的同時拉深值較低，不具有充分的變形能力。
另外，在比較例B中，鍛造溫度同樣為1150℃的高溫。其結(jié)果，比較例B即使在隨后施加退火處理，也在保持高抗拉強度的同時拉深值較低，不具有充分的變形能力。
比較例C，使用和比較例B相同的鋼5，在和比較例B相同的1150℃溫度中實施鍛造，之后施加圖2(B)的SA的退火處理。比較例C和比較例A或B相同，抗拉強度的值高并且拉深值也是低值，變形能力不充分。
比較例D、E中，使用和比較例C相同的鋼5，另外雖然使鍛造溫度為本發(fā)明的范圍內(nèi)的溫度，但是此時的加工應變小于本發(fā)明的下限值0.3。其結(jié)果，比較例D、E，即使在之后施加圖2(A)的LA處理、(B)的SA處理，也由于抗拉強度值高并且拉深值較低，變形能力不充分。
另一方面，比較例F使用和上述的比較例B～E相同的鋼5，且以大于本發(fā)明中規(guī)定的應變0.3的應變進行鍛造加工，使之后的退火溫度為超過本發(fā)明上限值780℃的高溫度。其結(jié)果，比較例F的抗拉強度、拉深值都較差，變形能力不充分。
另一方面，比較例G雖然滿足本發(fā)明的鍛造加工、退火的條件，但所使用的鋼8的C含有量高于本發(fā)明的上限值0.6％。其結(jié)果，比較例G的抗拉強度、拉深值都較差，變形能力不充分。
與之相對，本發(fā)明例1～16任一個的抗拉強度、拉深值都很好，冷鍛加工時的變形能力優(yōu)良。
在本發(fā)明例中，從LA處理后的鋼材與SA處理后的鋼材的比較中可以明確，SA處理后的鋼材與LA處理后的鋼材相比，表現(xiàn)出抗拉強度為低值，并且拉深值為高值，表現(xiàn)出比LA處理后的鋼材高的變形能力。
即，本發(fā)明中，在以低于現(xiàn)有的球化退火處理即SA處理的溫度且縮短處理時間的情況下，仍然能夠使冷鍛用的坯料具有充分的變形能力，同時在取代該LA處理而施加SA處理的情況下，能夠使坯料具有更優(yōu)良的冷鍛性能。
以上，對本發(fā)明的實施方式進行了詳細敘述，但是這些僅為一個例示，本發(fā)明在不脫離其主旨范圍內(nèi)可以以進行了各種變更的方式實施，這對于本領(lǐng)域技術(shù)人員來說是顯而易見的。
本申請基于2005年10月14日申請的日本專利申請(特愿2005-300097)，其內(nèi)容在此作為參考。
權(quán)利要求
1.一種具有優(yōu)良冷鍛性的坯料的制造方法，其包含以下工序鍛造加工工序，該工序是將按質(zhì)量百分比含有C0.1～0.6％的鋼材，在200～820℃的溫度中，以使得應變大于或等于0.3的方式進行加工鍛造；以及退火工序，該工序是將該鍛造加工后的鋼材，在600～780℃的溫度中進行退火。
2.如權(quán)利要求1所述的具有優(yōu)良冷鍛性能的坯料的制造方法，前述鋼材中還按質(zhì)量百分比含有Si0.03～0.6％Mn0.1～1.0％Cr0.1～1.5％Mo0.01～0.5％Ni0.01～3％Al0.01～0.5％N0.003～0.03％。
3.如權(quán)利要求2所述的具有優(yōu)良冷鍛性能的坯料的制造方法，前述鋼材還按質(zhì)量百分比含有以下成分，即，從由Ti0.001～0.01％、B0.0005～0.0020％、Nb0.01～0.09％構(gòu)成的群中選擇出的至少一種。
全文摘要
本發(fā)明提供一種具有優(yōu)良冷鍛性能的坯料的制造方法，其包含以下工序鍛造加工工序，該工序是將按質(zhì)量百分比含有C0.1～0.6％的鋼材，在200～820℃的溫度中，以使得應變大于或等于0.3的方式進行加工鍛造；以及退火工序，該工序是將該鍛造加工后的鋼材，在600～780℃的溫度中進行退火。
文檔編號B21J5/00GK1947928SQ20061014089
公開日2007年4月18日 申請日期2006年10月13日 優(yōu)先權(quán)日2005年10月14日
發(fā)明者伊藤樹一, 吉田廣明, 五十川幸宏 申請人:大同特殊鋼株式會社