專利名稱：熱處理用鋼的制作方法
技術領域：
本發明涉及用于制造在實施了淬火和回火等熱處理后被用于汽車等運輸機械和 工業機械等的結構材料的熱處理用鋼，特別是涉及在實施了所述熱處理后仍具有高強度且 高韌性的熱處理鋼。
背景技術：
歷來，汽車等的運輸機械和工業機械等所使用的結構材料的強度韌性，都是通過 對于從煉鋼廠獲取的熱處理用鋼進行擠壓成形而成形為既定的形狀后，再進行淬火和回火 等熱處理，由此加以確保。特別是要求高強度、高韌性時，提出要將舊奧氏體(Y)粒徑控制 在5μ 以下。例如在專利文獻1中記述有一種高強度鋼構件，其含有C 0. 25 0. 35質量％、 Si :0. 5質量％以下、Mn 0. 2 1. 0質量％、P :0. 01質量％以下、S :0.01質量％以下、Al 0. 01 0. 1質量％、N :0. 002 0. 01質量％、Ni 7 12質量％，余量由Fe和不可避免的 雜質構成，或者含有C 0. 25 0. 35質量％、Si :0. 5質量％以下、Mn :0. 2 1. 0質量％、P 0. 01質量％以下、S 0. 01質量％以下、Al 0. 01 0. 1質量％、N :0. 002 0. 01質量％、 Ni 7 12 質量％，還含有 Cr :0. 1 1. 0 質量％、Mo :0. 01 1 質量％、Ti :0. 01 0. 05 質量％、Nb 0. 01 0. 05質量％、B 0. 0003 0. 005質量％之中的一種或兩種以上，余量 由!^e和不可避免的雜質構成。該高強度鋼構件具有5μπι以下的舊奧氏體粒徑的微細粒， 抗拉強度在HOOMPa以上，耐延遲斷裂性能優異。而且在專利文獻1中還記述有如下工序將鋼從850°C加熱至1000°C而進行熱加 工，在700°C以下、Ms點以上的溫度域進行減面率20 50質量％的精加工，并立即進行冷 卻的工序；通過之后的熱處理急速加熱到Ac3點以上、900°C以下，并立即進行冷卻的工序。另外，例如在專利文獻2中記述有一種耐延遲斷裂性優異的高強度鋼，其有特定 的成分組成，并以特定條件進行淬火和回火，奧氏體粒度以ASTM No.計為8. 5以上。而且在專利文獻2中還記述有如下要旨加熱至Ac3點以上后進行淬火，其后以 580°C且Acl點以下的溫度，以滿足Pm彡16. 8 X IO3的條件進行回火。而且例如在專利文獻3中記述有一種彈簧用鋼線，其主要具有利用特定的成分組 成進行淬火回火而得到的回火馬氏體組織，該馬氏體晶內的碳化物形狀以平均長寬比計為 3. 0以上。而且在專利文獻3中記述的要旨是，以50 2000°C /s的升溫速度進行淬火時和 回火時的加熱，以0. 5 30s的保持時間進行。先行技術文獻專利文獻專利文獻1 日本公開專利公報11-80903專利文獻2 日本公開專利公報61-223168專利文獻3 日本公開專利公報2002-194496
然而專利文獻1所述的技術，因為熱處理用鋼需要增加合金元素的添加量，所以 具有成本高、制造工藝復雜這樣的問題。專利文獻2所述的技術，因為必須以特定條件進行拉絲、冷軋、冷鍛等加工以及淬 火和回火，所以具有制造工藝復雜這樣的問題。專利文獻3所述的技術，因為需要加快升溫速度，縮短保持時間，所以具有制造工 藝復雜這樣的問題。而且專利文獻1 3所述的技術均需要在結束熱軋后再進行特定條件的淬火和回 火。即，需要繳納給顧客后，在顧客的工廠進行這種特定條件的淬火和因火，因此存在制造 具有高強度且高韌性的熱處理用鋼困難這樣的問題。

發明內容
本發明鑒于前述問題而做，本發明的目的在于，提供一種熱處理用鋼，即使以簡單 的制造工藝，不用增加合金元素的添加量，在后面的工序中以例行的條件進行淬火和回火 等熱處理，舊奧氏體粒徑也在5 μ m以下，具有高強度且具有高韌性。本發明者們發現，通過使淬火前組織微細化，增加奧氏體(Y)的逆相變核生成， 并且預先使微細穩定的析出物析出，從而可以抑制Y相變后的晶粒的生長，完成了本發 明。(1)解決了前述課題的本發明的熱處理用鋼，其特征在于，含有C :0. 10 0.70質 fi%,Mn :0. 1 3. 0 質量％、A1 :0. 005 2. 0 質量％、P :0. 050 質量％ 以下、S :0. 50 質量％ 以下、0 0. 0030質量％以下和N 0. 0200質量％以下，含有從Ti :0. 30質量％以下和Nb 0. 30質量％以下構成的群中選出的一種以上，余量由！^和不可避免的雜質構成，根據下式 1計算的值TH為1. 0以上，晶粒直徑為10 μ m以下。TH= ({Ti}/48+{Nb}/93) XlO4 ...(式 1)(其中，在上式1中，{Ti}和{Nb}表示在5 IOOnm的析出物中所含的Ti和Nb 的含量(質量％)，表示由各自的萃取殘渣測量的量。)本發明的熱處理用鋼，如此具有特定的合金組成和特定尺寸以下的晶粒直徑，并 且滿足特定的關系式，預先使微細穩定的析出物析出，由此能夠使淬火前的組織微細化。由 此，能夠增多奧氏體(Y)的逆相變核生成，并且預先使微細穩定的析出物析出，可以抑制 Y相變后的Y晶粒的生長。即，因為可以使Y晶粒保持微細的狀態，所以能夠使其難以成 為破壞的起點。其結果是，即使在以后工序中以例行的條件進行熱處理，也可以得到具有高強度 且具有高韌性的熱處理用鋼。還有，在本發明中，所謂高強度是抗拉強度在1. 2Gpa以上，所 謂高韌性是延性脆性轉變溫度(vTrs)為_80°C以下。(2)本發明的熱處理用鋼，優選含有從Ni :3.0質量％以下和Cu :3.0質量％以下 所構成的群中選出的至少一種。這些元素能夠進一步提高強度和韌性，另外還能夠提高耐 腐蝕性。(3)本發明的熱處理用鋼，優選含有從Ca :0. 0050質量％以下、Mg :0. 0050質量％ 以下和REM :0. 020質量％以下所構成的群中選出的至少一種。這些元素與S結合而形成硫 化物，能夠防止MnS的伸長，因此能夠進一步提高韌性。
(4)本發明的熱處理用鋼，優選含有從V :1.0質量％以下、Zr :0. 10質量％以下、 Ta 0. 10質量％以下和Hf :0. 10質量％以下所構成的群中選出的至少一種。這些元素與C 或N結合而形成碳化物、氮化物和/或碳氮化物，能夠減小γ粒徑，可以使最終的組織微細 化，因此能夠進一步提高韌性。(5)本發明的熱處理用鋼，優選含有Si :3.0質量％以下。該元素使回火時析出的 滲碳體微細化，能夠進一步提高韌性。(6)本發明的熱處理用鋼，優選含有從Mo :2.0質量％以下和B :0. 0150質量％以 下所構成的群中選出的至少一種。這些元素能夠提高淬火性，提高強度。(7)本發明的熱處理用鋼，優選硬度為Hv450以下。如果如此，則熱處理用鋼不會 太硬，因此，即使在進行淬火和回火等熱處理前進行拉絲、冷軋、冷鍛等時，也可以防止金屬 模具的短壽命化。根據本發明的熱處理用鋼，通過滿足特定的合金組成、晶粒直徑和關系式，可以抑 制Y相變后的晶粒的生長。因此，即使在后面的工序中以例行的條件進行熱處理，也能夠 得到抗拉強度在1. 2Gpa以上，且延性脆性轉變溫度(VTrs)為_80°C以下的高韌性且高強度 的熱處理用鋼。


圖1是表示在晶粒直徑為10 μ m以下的熱處理用鋼( )，和晶粒直徑超過10 μ m 的熱處理用鋼(■)中，根據式1計算的值TH與舊、粒徑(μπι)的關系的曲線圖。圖2是表示制造本發明的熱處理用鋼的制造方法的一例的流程圖。
具體實施例方式以下，對于本發明的熱處理用鋼及其制造方法進行詳細地說明。本發明的熱處理用鋼，含有C 0. 10 0. 70質量％、Mn :0. 1 3. 0質量％、Al 0. 005 2. 0質量％、P 0. 050質量％以下、S :0. 50質量％以下、0 :0. 0030質量％以下和 N 0. 0200質量％以下，含有從Ti 0. 30質量％以下和Nb :0. 30質量％以下所構成的群中選 出的一種以上，余量由狗和不可避免的雜質構成，根據下式1計算的值TH為1. 0以上，晶 粒直徑為IOym以下。TH= ({Ti}/48+{Nb}/93) XlO4 ...(式 1)其中，在上式1中，{Ti}和{Nb}表示在5 IOOnm的析出物中所含的Ti和Nb的 含量(質量％)，表示由各自的萃取殘渣測量的量。(C :0. 10 0. 70 質量％ )C是用于確保淬火后的強度所必須的元素。為了確保淬火后的強度在1. 2Gpa,需 要C的含量為0. 10質量％以上。另一方面，若C的含量超過0. 70質量％，則馬氏體的韌 性劣化，因此使上限為0. 70質量％。還有，優選C的含量的下限為0. 15質量％，更優選為 0. 25質量％。另外，優選C的含量的上限為0. 60質量％，更優選為0. 45質量％。(Mn :0. 1 3. 0 質量 ％ )Mn是用于確保淬火性，使馬氏體的強度提高所需要的元素。若Mn含量低于0. 1質 量％，則不能取得前述的效果。另一方面，若Mn的含量超過3.0質量％，則招致韌性、熱加5工性的劣化。還有，優選Mn的含量為2.5質量％以下，更優選為2.0質量％以下。優選Mn 的含量為0. 2質量％以上，更優選為0. 5質量％以上。(Al :0· 005 2. 0 質量％ )Al是作為脫氧劑使用的元素，但是Al的含量低于0. 005質量％時沒有效果，若超 過2. 0質量％，則夾雜物大量發生，使疲勞特性、韌性劣化。因此，Al的含量為2. 0質量％ 以下。還有，優選Al的含量為0. 10質量％以下，更優選為0.050質量％以下。優選Al的 含量為0. 010質量％以上，更優選為0. 015質量％以上。(P :0.050 質量％ 以下)P是使韌性劣化的元素，因此希望極力降低。然而，P大多作為鋼中的雜質被含有 0.001質量％以上，若使之降低至此以下，則需要特別的精煉，因此原材成本上升。因此，作 為不會使韌性顯著劣化的范圍，P的含量為0. 050質量％以下。若從抑制上述的原材成本的 上升的觀點出發，則P含量的下限值為0. 001質量％。還有，優選P的含量為0. 020質量％ 以下，更優選為0. 015質量％以下。(S :0.50 質量％ 以下)S使韌性劣化。但是S大多作為鋼中的雜質而含有0. 001質量％以上，若使之降 低至此以下，則需要特別的精煉，因此原材成本上升。另一方面，通過含有S而形成MnS，具 有改善切削性這樣的效果。因此，與要求特性相應在需要切削性時，則希望含有S。但是， 若S的含量超過0.50質量％，則韌性顯著降低。因此，S的含量為0.50質量％以下。在不 需要切削性時，若從抑制上述的原材成本的上升的觀點出發，則S含量的下限值為0. 001質 量％。另外，在需要切削性時，優選S含量為0.01質量％以上。還有，優選S的含量為0.20 質量％以下，更優選為0. 10質量％以下。(0 :0· 0030 質量％ 以下)0是使韌性劣化的元素，因此希望極力降低。然而，0大多作為鋼中的雜質被含有 0. 0001質量％以上，若使之降低至此以下，則需要特別的精煉，因此原材成本上升。因此，作 為不會使韌性顯著劣化的范圍，0的含量為0. 0030質量％以下。若從抑制上述的原材成本 的上升的觀點出發，則O含量的下限值為0. 0001質量％。還有，優選0的含量為0. 0020質 量％以下，更優選為0. 0015質量％以下。(N :0· 0200 質量％ 以下)N作為鋼中的雜質通?；烊?.0005質量％以上。在鋼中含有Ti、&、Ta、Hf時，其 與N形成氮化物而成為粗大夾雜物，使疲勞特性劣化，因此優選盡可能不含有N。因此，優選 N的含量為0. 0200質量％以下。還有，優選N的含量低于0. 0100質量％，更優選在0. 0070 質量％以下，進一步優選為0. 0035質量％以下。(Ti 0. 30 質量％ 以下，Nb 0. 30 質量％ 以下)Ti和Nb是本發明中最重要的元素，至少需要含有其中至少一種。Ti和Nb與C和 /或N結合，在奧氏體中形成穩定的碳化物、氮化物、碳氮化物等的微細的析出物，抑制奧氏 體晶粒的生長。但是，若這些元素的含量過多，則加熱時未固溶的量變多，不僅形成微細的 析出物這樣的效果變少，而且粗大碳化物還會成為破壞的起點，使韌性劣化。因此，Ti和Nb 的含量分別為0. 30質量％以下。還有，Ti和Nb的含量優選為0. 10質量％以下，更優選為 0. 08質量％以下。另外，優選Ti和Nb的含量為0. 02質量％以上，更優選為0. 04質量％以6
(余量為Fe和不可避免的雜質)余量為！^和不可避免的雜質。作為不可避免的雜質，例如可列舉Sn、Sb等。(TH = ({Ti} /48+ {Nb} /93) X IO4 1. 0 以上)由下式1計算的值TH意思是在5 IOOnm的析出物中的Ti和Nb的摩爾量的和，在本發明中是最重要的參數。TH= ({Ti}/48+{Nb}/93) XlO4 ...(式 1)含有Ti、Nb的析出物(碳氮化物)在奧氏體中穩定，抑制Y晶粒的生長。其程度 一般來說與體積分率/析出物粒徑成正比。體積分率與Ti和Nb的摩爾量的和成正比。因 此前式1成立。還有，在前式1中，{Ti}和{Nb}表示在5 IOOnm的析出物中所含的Ti和Nb的 含量(質量％ )。這一大小的析出物中所含的Ti和Nb的含量給韌性和耐延遲斷裂特性帶 來的影響非常大。若含有Ti、Nb的析出物的大小低于5nm，則非常微細，因此其一部分在、 相變時發生再固溶，并且還會成為晶粒發生異常粗大化的異常晶粒生長等的原因。另外，若 含有Ti、Nb的析出物的大小超過lOOnm，則過于粗大，因此晶粒的數量變少，并且成為破壞 的起點，還會成為使韌性、耐延遲斷裂特性劣化的原因。{Ti}和{Nb}表示由各自的萃取殘渣測量的量，不表示添加到合金中的Ti和Nb的 量。萃取殘渣中的Ti和Nb的含量例如能夠通過對電解萃取的殘渣進行化學分析而加以測量。電解萃取例如使用10%乙酰丙酮-1%氯化四甲銨-甲醇溶液作為電解液，以 200A/m2以下的電流進行。然后，通過使用0. 1 μ m和2. O μ m的聚碳酸酯制的濾紙，能夠測 量萃取殘渣中的Ti和Nb的含量。S卩，從0. 1 μ m的濾紙所得到的量中減去2. O μ m的濾紙 所得到的量，由此能夠求得5 IOOnm的析出物中所含的Ti和Nb的量({Ti}、{Nb})。通過將如此求得的{Ti}、{Nb}代入前式1，計算值TH。若計算出的值TH低于1.0， 則奧氏體的微細化效果小，因此在后面工序中以例行的條件進行熱處理時，不能使強度和 韌性提高。還有，優選值TH為2. O以上，更優選為3. O以上。(晶粒直徑IOym以下)晶粒直徑對熱處理后的舊Y粒徑造成很大的影響。晶粒直徑越小，越可以減小熱 處理后的舊Y粒徑。因此，晶粒直徑為 ομπι以下。若晶粒直徑超過10 μ m，則不能使熱處 理后的舊Y粒徑達到5μπι以下。還有，優選晶粒直徑為3μπι以下，更優選為2μπι以下。在本發明中，晶粒直徑以如下方式測量。準備熱處理用鋼的鋼坯，在該鋼坯的板厚中央部(在板厚方向板厚的1/2的位 置)，對于與熱軋方向平行的截面，進行借助EBSP (電子背散射衍射花樣)的晶體取向分析。 而且，以傾角15度以上的邊界作為結晶晶界，決定晶粒直徑。測量區域為200μπι角，測量 進程0. Ιμπι間隔。表示測量方位的可靠性置信指數(Confidence Index)為0. 1以下的測 量點從分析對象中除外。另外，關于晶粒直徑為0.4μπι以下的晶粒直徑判定為測量噪音， 從平均晶粒直徑計算的對象中除外。晶粒直徑能夠如此測量。在此，對于值TH與晶粒直徑的關系進行說明。圖1是表示晶粒直徑為10 μ m以下 的熱處理用鋼( )，和晶粒直徑超過ΙΟμπι的熱處理用鋼(■)中，根據式1計算的值TH7與舊Y粒徑(Pm)的關系的曲線圖。還有，熱處理以淬火條件(加熱溫度850°C，保持時 間60秒)、回火條件(加熱溫度450°C，保持時間1800秒)進行。如圖1所示可知，即使值TH在1.0以上，而晶粒直徑超過10 μ m的熱處理用鋼 (■)，熱處理后的舊Y粒徑仍超過5μπ 。另外還可知，即使晶粒直徑在10 μ m以下的熱處 理用鋼( )，而值TH低于1.0時，熱處理后的舊γ粒徑仍超過5 μ m?？芍我庖环N情況 下，熱處理后的舊Y粒徑都超過5 μ m，因此不能獲得高強度和高韌性。如圖1所示可知，為了使熱處理后的鋼板具有高強度和高韌性，即為了使熱處理 后的舊Y粒徑在5 μ m以下，需要值TH在1. 0以上，并且熱軋后的晶粒直徑在10 μ m以下。(Ni、Cu、Cr :3. 0 質量％ 以下)本發明的熱處理用鋼，優選含有從Ni 3.0質量％以下和Cu :3.0質量％以下所構 成的群中選出的至少一種。Ni、Cu和Cr是具有改善強度和韌性，并且改善耐腐蝕性的效果的元素，能夠根據 所要求的特性而添加。但是，若M、Cu和Cr的含量超過一定程度償還，則其效果顯著減小， 因此Ni、Cu和Cr各自的含量為3. 0質量％以下。還有，優選Ni、Cu和Cr各自的含量為1. 5 質量％以下，更優選為1. 2質量％以下。另外，優選Ni、Cu和Cr各自的含量為0. 20質量％ 以上，更優選為0. 50質量％以上。(Ca、Mg 0. 0050 質量％ 以下，REM :0. 020 質量％ 以下)另外，本發明的熱處理用鋼，優選含有Ca 0. 0050質量％以下、Mg :0. 0050質量％ 以下和REM :0. 020質量％以下所構成的群中選出的至少一種。Ca、Mg和REM(稀土元素)分別形成硫化物，能夠防止MnS的伸長，從而具有改善 韌性的效果，能夠根據要求特性而添加。若Ca、Mg和REM分別添加超過一種程度以上，則反 而使韌性劣化。因此，Ca的含量為0. 0050質量％以下，Mg的含量為0. 0050質量％以下， REM的含量為0. 020質量％以下。另外，優選Ca的含量為0. 0030質量％以下，Mg的含量為 0. 0030質量％以下，REM的含量為0. 010質量％以下。另外，優選Ca和Mg各自的含量分別 為0. 0005質量％以上，REM的含量為0. 0010質量％以上。還有，作為REM，例如可列舉Ce、La等，也能夠投入含有多種稀土元素的合金，即以 混合稀土金屬的狀態投入。(V :1.0 質量％ 以下，Zr、Hf、Ta :0. 10 質量％ 以下)此外，本發明的熱處理用鋼，優選含有從V :1.0質量％以下、Zr :0. 10質量％以下、 Ta 0. 10質量％以下和Hf 0. 10質量％以下所構成的群中選出的至少一種。V與C和/或N結合而形成碳化物和碳氮化物，是使析出物強化的元素。另外，V 在奧氏體中也析出，也有減小Y粒徑的效果。但是，若V的含量超過1.0質量％，則在加熱 時未固溶的V變多，不僅前述的效果變小，而且粗大碳化物成為破壞的起點而使韌性降低。 因此，V的含量為1.0質量％以下。還有，優選V的含量為0.60質量％以下，更優選為0.3 質量％以下。另外，優選V的含量為0.05質量％以上，更優選為0. 10質量％以上。另一方面，Zr、Hf和Ta與N結合而形成氮化物，穩定抑制加熱時的、粒徑的成長 而使最終的金屬組織微細化，具有改善韌性的效果。但是，若&、Hf和Ta的含量超過0. 10 質量％，則氮化物粗大化，使疲勞特性劣化，因此不為優選。由此，Zr、Hf和Ta的含量為0. 10 質量％以下。還有，優選Zr、Hf和I1a的含量為0. 050質量％以下，更優選為0. 025質量％以下。另外，優選Zr、Hf和Ta各自的含量為0. 005質量％以上。(Si :3.0 質量％ 以下)本發明的熱處理用鋼，優選含有Si :3.0質量％以下。Si是脫氧劑，此外還使回火時析出的滲碳體微細化而使韌性提高。在添加Al、Mn 等其他脫氧劑時，也可以不添加Si。若Si的含量超過3.0質量％，則招致韌性的劣化和熱 加工性的劣化，因此Si的含量的上限為3. 0質量％。還有，優選Si的含量為2. 5質量％以 下，更優選為2. 0質量％以下。另外，Si的含量低于0. 1質量％時將難以發揮脫氧效果，因 此Si的含量優選為0. 10質量％以上，更優選為0. 5質量％以上。(Mo 2. 0 質量％ 以下，B 0. 0150 質量％ 以下)本發明的熱處理用鋼，優選含有從Mo 2.0質量％以下和B :0. 0150質量％以下所 構成的群中選出的至少一種。Mo是確保淬火性，使馬氏體的強度提高的元素。但是，若Mo的含量過多，則招致韌 性、熱加工性的劣化。因此，Mo的含量為2.0質量％以下。還有，優選Mo的含量為1.0質 量％以下，更優選為0. 5質量％以下。優選Mo的含量為0. 1質量％以上，更優選為0. 2質量％以上。B通過微量的添加而大大改善淬火性，在用于獲得馬氏體組織上是效果非常大的 元素。若B的含量超過0.0150質量％，則熱加工性劣化。因此，B的含量為0.0150質量％ 以下。還有，優選B的含量為0.0050質量％，更優選為0.0035質量％以下。另外，優選B 的含量為0. 0005質量％以上。(硬度Hv450以下)本發明的熱處理用鋼，優選硬度為Hv(維氏硬度)450以下。所謂硬度是指對外力的反作用力的大小。若硬度超過Hv450而過高，則在進行淬 火和回火等熱處理前進行拉絲、冷軋、冷鍛等情況下，有可能招致金屬模具的短壽命化。因 此，硬度為Hv450以下。還有，優選硬度為Hv400以下，更優選Hv350以下。硬度根據JIS Z 2244規定的維氏硬度試驗方法進行測量。優選測量3點硬度，求 得平均值。S卩，根據本發明的熱處理用鋼，通過使淬火前的組織微細化，能夠增加Y的逆相 變核生成，并且預先使微細穩定的析出物析出，從而抑制Y相變后的晶粒的生長。其結果 是，即使在后面的工序中以例行的條件進行淬火和回火等熱處理，也能夠提供具有高強度 且高韌性的熱處理用鋼。淬火前組織的微細化能夠通過如下方式進行使熱軋時的Y粒徑微細化，并且從 加工Y使之相變。另外，淬火前組織的微細化能夠通過如下方式進行預先使凝固時或均 熱處理的加熱時微細穩定的析出物，例如Ti、Nb等的碳氮化物微細地析出，降低熱軋時的 加熱溫度，在熱軋時也抑制加工放熱。由此，能夠使熱軋時的加工初期的Y晶粒微細化，并 且抑制熱軋時Y晶粒的再結晶，另外，因為也得到積蓄有應變的加工Y，所以能夠得到前 述的效果。以上說明的本發明的熱處理用鋼，例如如圖2所示，能夠根據包括如下工序的制 造方法適當地制造鑄造工序Sl ；均熱開坯工序S2 ；熱軋工序S3。還有，圖2是表示制造本 發明的熱處理用鋼的制造方法的一例的流程圖。
鑄造工序Sl是鑄造鑄錠(鋼錠)的工序，該鑄錠含有C :0. 10 0.70質量％、Mn: 0. 1 3. 0質量％、Al 0. 005 2. 0質量％、P :0. 050質量％以下、S :0. 50質量％以下、 0 0. 0030質量％以下和N 0. 0200質量％以下，含有從Ti :0. 30質量％以下和Nb :0. 30質 量％以下所構成的群中選出的一種以上，余量由i^e和不可避免的雜質構成。在鑄造工序Sl中，根據所要求的特性，能夠含有從Ni :3.0質量％以下、Cu :3.0 質量％以下和Cr 3. 0質量％以下所構成的群中選出的至少一種，另外還能夠含有從Ca 0. 0050質量％以下、Mg 0. 0050質量％以下和REM :0. 020質量％以下所構成的群中選出的 至少一種。另外還能夠含有從V :1.0質量％以下、Zr 0. 10質量％以下、Ta :0. 10質量％以 下和Hf :0. 10質量％以下所構成的群中選出的至少一種。此外還能夠含有Si :3.0質量％ 以下，還能夠含有從Mo 2. 0質量％以下和B 0. 0150質量％以下所構成的群中選出的至少 一種。還有，因為關于這些合金成分或合金組成等的說明已經進行了詳述，所以省略其 說明。接著，均熱開坯工序S2是以1250 1350°C對鑄造的鑄錠進行1小時以上的熱處 理處理，切分成既定的大小而開坯。通過以這樣的條件對鑄錠進行均熱處理，Nb和Ti的固溶在開坯中得到促進，因此 可以其后的冷卻中使微細的碳化物、氮化物、碳氮化物析出。均熱處理的溫度低于1250°C時，Nb、Ti固溶不充分，另一方面，若均熱處理的溫度 超過1350°C，則氧化皮大量發生，成為瑕疵發生的原因。還有，均熱開坯工序S2優選在1300°C以上進行2小時以上。熱軋工序S3是以850 1000°C對經過均熱處理的開坯進行1小時以下的再加熱， 熱軋后以3°C /秒以上的冷卻速度冷卻至700°C，之后以700°C 450°C保持90秒以上的工 序。通過該工序，能夠制造本發明的熱處理用鋼。如此，通過以比較低的溫度進行熱軋，在均熱處理的加熱時微細析出的析出物也 不會生長，可以使之保持微細的狀態。若低于850°C而對開坯進行再加熱，則熱軋時的變形阻抗變大，熱軋效率差。另一 方面，若以超過1000°c的溫度對開坯進行再加熱，則在熱軋時合金成分固溶，經再析出而變 得微細的碳化物、氮化物、碳氮化物粗大化。還有，開坯的熱軋及其之后的保持，優選在900°C以下在30分鐘以內進行。而且，通過以3°C /秒以上的冷卻速度強制冷卻至700°C，能夠防止鐵素體的粗大 化而得到微細的金屬組織。若冷卻至700°C的冷卻速度低于；TC /秒，則不能取得前述的效果。還有，優選冷卻速度為6°C /秒以上。另外，通過以700°C 450°C保持90秒以上，能夠促進微細的鐵素體、貝氏體或珠 光體、滲碳體的生成，能夠防止硬質組織的生成。若在700°C 450°C下的保持時間低于90 秒，則不能促進上述這些組織生成。還有，在500°C以下使之相變時，馬氏體等硬質組織生 成，因此需要冷加工等的情況下不為優選。優選在700°C 450°C下的保持時間為180秒以上。根據前述的熱處理用鋼制造方法，通過特定的合金組成和制造條件，能夠抑制Y相變后的晶粒的生長，能夠制造如下熱處理用鋼，其即使在以后工序中以例行的條件進行 熱處理，也可以得到具有1. 2Gpa以上的高強度，且延性脆性轉變溫度(vTrs)為_80°C以下 的高韌性。實施例接下來，就滿足本發明的要件的實施例，使其與不滿足本發明的要件的比較例進 行對比，從而說明本發明的效果。首先，以小型熔煉爐熔化表1所示的合金組成，進行鑄造，以表2所示的條件進行 均熱坯、熱軋，得到實施例1 22和比較例1 6的板厚16的鋼還。使用這些鋼坯，以表 2所示的條件進行淬火、回火(熱處理)。[表1]
權利要求
1.一種熱處理用鋼，其特征在于，含有C :0. 10 0. 70質量％、Mn :0. 1 3.0質量％、 Al 0. 005 2. 0質量％、P :0. 050質量％以下、S :0. 50質量％以下、0 :0. 0030質量％以下 和N :0. 0200質量％以下，并含有從Ti 0. 30質量％以下和Nb 0. 30質量％以下中選出的一種以上的元素，余量為!^e和不可避免的雜質，根據下式1計算的值TH為1. 0以上，晶粒直徑為10 μ m以下，TH = ({Ti} /48+ {Nb} /93) X IO4 ...(式 1)其中，在所述式1中，{Ti}和{Nb}表示在5 IOOnm的析出物中所含的Ti和Nb的質 量百分比含量，表示由各自的萃取殘渣測量的量。
2.根據權利要求1所述的熱處理用鋼，其特征在于，還含有以下的(a) (e)群中的至 少一群(a)從Ni:3.0質量％以下、Cu :3.0質量％以下和Cr :3. 0質量％以下中選出的一種以 上的元素；(b)從Ca0. 0050質量％以下、Mg :0. 0050質量％以下和REM :0. 020質量％以下中選 出的一種以上；(c)從V:1. 0質量％以下、Zr 0. 10質量％以下、Ta :0. 10質量％以下和Hf :0. 10質 量％以下中選出的一種以上；(d)Si:3.0質量％以下；(e)從Mo:2. 0質量％以下和B :0. 0150質量％以下中選出的一種以上。
3.根據權利要求1所述的熱處理用鋼，其特征在于，硬度為Hv450以下。
4.根據權利要求2所述的熱處理用鋼，其特征在于，硬度為Hv450以下。
全文摘要
本發明提供一種熱處理用鋼，即使在后面的工序中以例行的條件進行淬火和回火等熱處理，仍具有高強度和高韌性。本發明的熱處理用鋼，其特征在于，含有C0.10～0.70質量％、Mn0.1～3.0質量％、Al0.005～2.0質量％、P0.050質量％以下、S0.50質量％以下、O0.0030質量％以下和N0.0200質量％以下，含有從Ti0.30質量％以下和Nb0.30質量％以下構成的群中選出的一種以上，余量由Fe和不可避免的雜質構成，根據TH＝({Ti}/48+{Nb}/93)×104計算的值TH為1.0以上，晶粒直徑為10μm以下。其中，在上式1中，{Ti}和{Nb}表示在5～100nm的析出物中所含的Ti和Nb的含量(質量％)，表示由各自的萃取殘渣測量的量。
文檔編號C22C38/60GK102046826SQ20098012051
公開日2011年5月4日 申請日期2009年6月17日 優先權日2008年6月19日
發明者畑野等, 高知琢哉 申請人:株式會社神戶制鋼所