CN102046826A - 热处理用钢 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种热处理用钢，即使在后面的工序中以例行的条件进行淬火和回火等热处理，仍具有高强度和高韧性。本发明的热处理用钢，其特征在于，含有C：0.10～0.70质量％、Mn：0.1～3.0质量％、Al：0.005～2.0质量％、P：0.050质量％以下、S：0.50质量％以下、O：0.0030质量％以下和N：0.0200质量％以下，含有从Ti：0.30质量％以下和Nb：0.30质量％以下构成的群中选出的一种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，根据TH＝({Ti}/48+{Nb}/93)×104计算的值TH为1.0以上，晶粒直径为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(质量％)，表示由各自的萃取残渣测量的量。

Description

热处理用钢
技术领域
本发明涉及用于制造在实施了淬火和回火等热处理后被用于汽车等运输机械和工业机械等的结构材料的热处理用钢，特别是涉及在实施了所述热处理后仍具有高强度且高韧性的热处理钢。
背景技术
历来，汽车等的运输机械和工业机械等所使用的结构材料的强度韧性，都是通过对于从炼钢厂获取的热处理用钢进行挤压成形而成形为既定的形状后，再进行淬火和回火等热处理，由此加以确保。特别是要求高强度、高韧性时，提出要将旧奥氏体(γ)粒径控制在5μm以下。
例如在专利文献1中记述有一种高强度钢构件，其含有C：0.25～0.35质量％、Si：0.5质量％以下、Mn：0.2～1.0质量％、P：0.01质量％以下、S：0.01质量％以下、Al：0.01～0.1质量％、N：0.002～0.01质量％、Ni：7～12质量％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，或者含有C：0.25～0.35质量％、Si：0.5质量％以下、Mn：0.2～1.0质量％、P：0.01质量％以下、S：0.01质量％以下、Al：0.01～0.1质量％、N：0.002～0.01质量％、Ni：7～12质量％，还含有Cr：0.1～1.0质量％、Mo：0.01～1质量％、Ti：0.01～0.05质量％、Nb：0.01～0.05质量％、B：0.0003～0.005质量％之中的一种或两种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。该高强度钢构件具有5μm以下的旧奥氏体粒径的微细粒，抗拉强度在1400MPa以上，耐延迟断裂性能优异。
而且在专利文献1中还记述有如下工序：将钢从850℃加热至1000℃而进行热加工，在700℃以下、Ms点以上的温度域进行减面率20～50质量％的精加工，并立即进行冷却的工序；通过之后的热处理急速加热到Ac3点以上、900℃以下，并立即进行冷却的工序。
另外，例如在专利文献2中记述有一种耐延迟断裂性优异的高强度钢，其有特定的成分组成，并以特定条件进行淬火和回火，奥氏体粒度以ASTM No.计为8.5以上。
而且在专利文献2中还记述有如下要旨：加热至Ac3点以上后进行淬火，其后以580℃且Ac1点以下的温度，以满足PLN≥16.8×103的条件进行回火。
而且例如在专利文献3中记述有一种弹簧用钢线，其主要具有利用特定的成分组成进行淬火回火而得到的回火马氏体组织，该马氏体晶内的碳化物形状以平均长宽比计为3.0以上。
而且在专利文献3中记述的要旨是，以50～2000℃/s的升温速度进行淬火时和回火时的加热，以0.5～30s的保持时间进行。
先行技术文献
专利文献
专利文献1：日本公开专利公报：11-80903
专利文献2：日本公开专利公报：61-223168
专利文献3：日本公开专利公报：2002-194496
然而专利文献1所述的技术，因为热处理用钢需要增加合金元素的添加量，所以具有成本高、制造工艺复杂这样的问题。
专利文献2所述的技术，因为必须以特定条件进行拉丝、冷轧、冷锻等加工以及淬火和回火，所以具有制造工艺复杂这样的问题。
专利文献3所述的技术，因为需要加快升温速度，缩短保持时间，所以具有制造工艺复杂这样的问题。
而且专利文献1～3所述的技术均需要在结束热轧后再进行特定条件的淬火和回火。即，需要缴纳给顾客后，在顾客的工厂进行这种特定条件的淬火和因火，因此存在制造具有高强度且高韧性的热处理用钢困难这样的问题。
发明内容
本发明鉴于前述问题而做，本发明的目的在于，提供一种热处理用钢，即使以简单的制造工艺，不用增加合金元素的添加量，在后面的工序中以例行的条件进行淬火和回火等热处理，旧奥氏体粒径也在5μm以下，具有高强度且具有高韧性。
本发明者们发现，通过使淬火前组织微细化，增加奥氏体(γ)的逆相变核生成，并且预先使微细稳定的析出物析出，从而可以抑制γ相变后的晶粒的生长，完成了本发明。
(1)解决了前述课题的本发明的热处理用钢，其特征在于，含有C：0.10～0.70质量％、Mn：0.1～3.0质量％、Al：0.005～2.0质量％、P：0.050质量％以下、S：0.50质量％以下、O：0.0030质量％以下和N：0.0200质量％以下，含有从Ti：0.30质量％以下和Nb：0.30质量％以下构成的群中选出的一种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，根据下式1计算的值TH为1.0以上，晶粒直径为10μm以下。
TH＝({Ti}/48+{Nb}/93)×104    …(式1)
(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(质量％)，表示由各自的萃取残渣测量的量。)
本发明的热处理用钢，如此具有特定的合金组成和特定尺寸以下的晶粒直径，并且满足特定的关系式，预先使微细稳定的析出物析出，由此能够使淬火前的组织微细化。由此，能够增多奥氏体(γ)的逆相变核生成，并且预先使微细稳定的析出物析出，可以抑制γ相变后的γ晶粒的生长。即，因为可以使γ晶粒保持微细的状态，所以能够使其难以成为破坏的起点。
其结果是，即使在以后工序中以例行的条件进行热处理，也可以得到具有高强度且具有高韧性的热处理用钢。还有，在本发明中，所谓高强度是抗拉强度在1.2Gpa以上，所谓高韧性是延性脆性转变温度(vTrs)为-80℃以下。
(2)本发明的热处理用钢，优选含有从Ni：3.0质量％以下和Cu：3.0质量％以下所构成的群中选出的至少一种。这些元素能够进一步提高强度和韧性，另外还能够提高耐腐蚀性。
(3)本发明的热处理用钢，优选含有从Ca：0.0050质量％以下、Mg：0.0050质量％以下和REM：0.020质量％以下所构成的群中选出的至少一种。这些元素与S结合而形成硫化物，能够防止MnS的伸长，因此能够进一步提高韧性。
(4)本发明的热处理用钢，优选含有从V：1.0质量％以下、Zr：0.10质量％以下、Ta：0.10质量％以下和Hf：0.10质量％以下所构成的群中选出的至少一种。这些元素与C或N结合而形成碳化物、氮化物和/或碳氮化物，能够减小γ粒径，可以使最终的组织微细化，因此能够进一步提高韧性。
(5)本发明的热处理用钢，优选含有Si：3.0质量％以下。该元素使回火时析出的渗碳体微细化，能够进一步提高韧性。
(6)本发明的热处理用钢，优选含有从Mo：2.0质量％以下和B：0.0150质量％以下所构成的群中选出的至少一种。这些元素能够提高淬火性，提高强度。
(7)本发明的热处理用钢，优选硬度为Hv450以下。如果如此，则热处理用钢不会太硬，因此，即使在进行淬火和回火等热处理前进行拉丝、冷轧、冷锻等时，也可以防止金属模具的短寿命化。
根据本发明的热处理用钢，通过满足特定的合金组成、晶粒直径和关系式，可以抑制γ相变后的晶粒的生长。因此，即使在后面的工序中以例行的条件进行热处理，也能够得到抗拉强度在1.2Gpa以上，且延性脆性转变温度(vTrs)为-80℃以下的高韧性且高强度的热处理用钢。
附图说明
图1是表示在晶粒直径为10μm以下的热处理用钢(◇)，和晶粒直径超过10μm的热处理用钢(■)中，根据式1计算的值TH与旧γ粒径(μm)的关系的曲线图。
图2是表示制造本发明的热处理用钢的制造方法的一例的流程图。
具体实施方式
以下，对于本发明的热处理用钢及其制造方法进行详细地说明。
本发明的热处理用钢，含有C：0.10～0.70质量％、Mn：0.1～3.0质量％、Al：0.005～2.0质量％、P：0.050质量％以下、S：0.50质量％以下、O：0.0030质量％以下和N：0.0200质量％以下，含有从Ti：0.30质量％以下和Nb：0.30质量％以下所构成的群中选出的一种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，根据下式1计算的值TH为1.0以上，晶粒直径为10μm以下。
TH＝({Ti}/48+{Nb}/93)×104    …(式1)
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(质量％)，表示由各自的萃取残渣测量的量。
(C：0.10～0.70质量％)
C是用于确保淬火后的强度所必须的元素。为了确保淬火后的强度在1.2Gpa，需要C的含量为0.10质量％以上。另一方面，若C的含量超过0.70质量％，则马氏体的韧性劣化，因此使上限为0.70质量％。还有，优选C的含量的下限为0.15质量％，更优选为0.25质量％。另外，优选C的含量的上限为0.60质量％，更优选为0.45质量％。
(Mn：0.1～3.0质量％)
Mn是用于确保淬火性，使马氏体的强度提高所需要的元素。若Mn含量低于0.1质量％，则不能取得前述的效果。另一方面，若Mn的含量超过3.0质量％，则招致韧性、热加工性的劣化。还有，优选Mn的含量为2.5质量％以下，更优选为2.0质量％以下。优选Mn的含量为0.2质量％以上，更优选为0.5质量％以上。
(Al：0.005～2.0质量％)
Al是作为脱氧剂使用的元素，但是Al的含量低于0.005质量％时没有效果，若超过2.0质量％，则夹杂物大量发生，使疲劳特性、韧性劣化。因此，Al的含量为2.0质量％以下。还有，优选Al的含量为0.10质量％以下，更优选为0.050质量％以下。优选Al的含量为0.010质量％以上，更优选为0.015质量％以上。
(P：0.050质量％以下)
P是使韧性劣化的元素，因此希望极力降低。然而，P大多作为钢中的杂质被含有0.001质量％以上，若使之降低至此以下，则需要特别的精炼，因此原材成本上升。因此，作为不会使韧性显著劣化的范围，P的含量为0.050质量％以下。若从抑制上述的原材成本的上升的观点出发，则P含量的下限值为0.001质量％。还有，优选P的含量为0.020质量％以下，更优选为0.015质量％以下。
(S：0.50质量％以下)
S使韧性劣化。但是S大多作为钢中的杂质而含有0.001质量％以上，若使之降低至此以下，则需要特别的精炼，因此原材成本上升。另一方面，通过含有S而形成MnS，具有改善切削性这样的效果。因此，与要求特性相应在需要切削性时，则希望含有S。但是，若S的含量超过0.50质量％，则韧性显著降低。因此，S的含量为0.50质量％以下。在不需要切削性时，若从抑制上述的原材成本的上升的观点出发，则S含量的下限值为0.001质量％。另外，在需要切削性时，优选S含量为0.01质量％以上。还有，优选S的含量为0.20质量％以下，更优选为0.10质量％以下。
(O：0.0030质量％以下)
O是使韧性劣化的元素，因此希望极力降低。然而，O大多作为钢中的杂质被含有0.0001质量％以上，若使之降低至此以下，则需要特别的精炼，因此原材成本上升。因此，作为不会使韧性显著劣化的范围，O的含量为0.0030质量％以下。若从抑制上述的原材成本的上升的观点出发，则O含量的下限值为0.0001质量％。还有，优选O的含量为0.0020质量％以下，更优选为0.0015质量％以下。
(N：0.0200质量％以下)
N作为钢中的杂质通常混入0.0005质量％以上。在钢中含有Ti、Zr、Ta、Hf时，其与N形成氮化物而成为粗大夹杂物，使疲劳特性劣化，因此优选尽可能不含有N。因此，优选N的含量为0.0200质量％以下。还有，优选N的含量低于0.0100质量％，更优选在0.0070质量％以下，进一步优选为0.0035质量％以下。
(Ti：0.30质量％以下，Nb：0.30质量％以下)
Ti和Nb是本发明中最重要的元素，至少需要含有其中至少一种。Ti和Nb与C和/或N结合，在奥氏体中形成稳定的碳化物、氮化物、碳氮化物等的微细的析出物，抑制奥氏体晶粒的生长。但是，若这些元素的含量过多，则加热时未固溶的量变多，不仅形成微细的析出物这样的效果变少，而且粗大碳化物还会成为破坏的起点，使韧性劣化。因此，Ti和Nb的含量分别为0.30质量％以下。还有，Ti和Nb的含量优选为0.10质量％以下，更优选为0.08质量％以下。另外，优选Ti和Nb的含量为0.02质量％以上，更优选为0.04质量％以上。
(余量为Fe和不可避免的杂质)
余量为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可列举Sn、Sb等。
(TH＝({Ti}/48+{Nb}/93)×104：1.0以上)
由下式1计算的值TH意思是在5～100nm的析出物中的Ti和Nb的摩尔量的和，在本发明中是最重要的参数。
TH＝({Ti}/48+{Nb}/93)×104    …(式1)
含有Ti、Nb的析出物(碳氮化物)在奥氏体中稳定，抑制γ晶粒的生长。其程度一般来说与体积分率/析出物粒径成正比。体积分率与Ti和Nb的摩尔量的和成正比。因此前式1成立。
还有，在前式1中，{Ti}和{Nb}表示在5～100nm的析出物中所含的Ti和Nb的含量(质量％)。这一大小的析出物中所含的Ti和Nb的含量给韧性和耐延迟断裂特性带来的影响非常大。若含有Ti、Nb的析出物的大小低于5nm，则非常微细，因此其一部分在γ相变时发生再固溶，并且还会成为晶粒发生异常粗大化的异常晶粒生长等的原因。另外，若含有Ti、Nb的析出物的大小超过100nm，则过于粗大，因此晶粒的数量变少，并且成为破坏的起点，还会成为使韧性、耐延迟断裂特性劣化的原因。
{Ti}和{Nb}表示由各自的萃取残渣测量的量，不表示添加到合金中的Ti和Nb的量。萃取残渣中的Ti和Nb的含量例如能够通过对电解萃取的残渣进行化学分析而加以测量。
电解萃取例如使用10％乙酰丙酮-1％氯化四甲铵-甲醇溶液作为电解液，以200A/m2以下的电流进行。然后，通过使用0.1μm和2.0μm的聚碳酸酯制的滤纸，能够测量萃取残渣中的Ti和Nb的含量。即，从0.1μm的滤纸所得到的量中减去2.0μm的滤纸所得到的量，由此能够求得5～100nm的析出物中所含的Ti和Nb的量({Ti}、{Nb})。
通过将如此求得的{Ti}、{Nb}代入前式1，计算值TH。若计算出的值TH低于1.0，则奥氏体的微细化效果小，因此在后面工序中以例行的条件进行热处理时，不能使强度和韧性提高。还有，优选值TH为2.0以上，更优选为3.0以上。
(晶粒直径：10μm以下)
晶粒直径对热处理后的旧γ粒径造成很大的影响。晶粒直径越小，越可以减小热处理后的旧γ粒径。因此，晶粒直径为10μm以下。若晶粒直径超过10μm，则不能使热处理后的旧γ粒径达到5μm以下。还有，优选晶粒直径为3μm以下，更优选为2μm以下。
在本发明中，晶粒直径以如下方式测量。
准备热处理用钢的钢坯，在该钢坯的板厚中央部(在板厚方向板厚的1/2的位置)，对于与热轧方向平行的截面，进行借助EBSP(电子背散射衍射花样)的晶体取向分析。而且，以倾角15度以上的边界作为结晶晶界，决定晶粒直径。测量区域为200μm角，测量进程0.1μm间隔。表示测量方位的可靠性置信指数(Confidence Index)为0.1以下的测量点从分析对象中除外。另外，关于晶粒直径为0.4μm以下的晶粒直径判定为测量噪音，从平均晶粒直径计算的对象中除外。晶粒直径能够如此测量。
在此，对于值TH与晶粒直径的关系进行说明。图1是表示晶粒直径为10μm以下的热处理用钢(◇)，和晶粒直径超过10μm的热处理用钢(■)中，根据式1计算的值TH与旧γ粒径(μm)的关系的曲线图。还有，热处理以淬火条件(加热温度：850℃，保持时间：60秒)、回火条件(加热温度：450℃，保持时间：1800秒)进行。
如图1所示可知，即使值TH在1.0以上，而晶粒直径超过10μm的热处理用钢(■)，热处理后的旧γ粒径仍超过5μm。另外还可知，即使晶粒直径在10μm以下的热处理用钢(◇)，而值TH低于1.0时，热处理后的旧γ粒径仍超过5μm。可知任意一种情况下，热处理后的旧γ粒径都超过5μm，因此不能获得高强度和高韧性。
如图1所示可知，为了使热处理后的钢板具有高强度和高韧性，即为了使热处理后的旧γ粒径在5μm以下，需要值TH在1.0以上，并且热轧后的晶粒直径在10μm以下。
(Ni、Cu、Cr：3.0质量％以下)
本发明的热处理用钢，优选含有从Ni：3.0质量％以下和Cu：3.0质量％以下所构成的群中选出的至少一种。
Ni、Cu和Cr是具有改善强度和韧性，并且改善耐腐蚀性的效果的元素，能够根据所要求的特性而添加。但是，若Ni、Cu和Cr的含量超过一定程度偿还，则其效果显著减小，因此Ni、Cu和Cr各自的含量为3.0质量％以下。还有，优选Ni、Cu和Cr各自的含量为1.5质量％以下，更优选为1.2质量％以下。另外，优选Ni、Cu和Cr各自的含量为0.20质量％以上，更优选为0.50质量％以上。
(Ca、Mg：0.0050质量％以下，REM：0.020质量％以下)
另外，本发明的热处理用钢，优选含有Ca：0.0050质量％以下、Mg：0.0050质量％以下和REM：0.020质量％以下所构成的群中选出的至少一种。
Ca、Mg和REM(稀土元素)分别形成硫化物，能够防止MnS的伸长，从而具有改善韧性的效果，能够根据要求特性而添加。若Ca、Mg和REM分别添加超过一种程度以上，则反而使韧性劣化。因此，Ca的含量为0.0050质量％以下，Mg的含量为0.0050质量％以下，REM的含量为0.020质量％以下。另外，优选Ca的含量为0.0030质量％以下，Mg的含量为0.0030质量％以下，REM的含量为0.010质量％以下。另外，优选Ca和Mg各自的含量分别为0.0005质量％以上，REM的含量为0.0010质量％以上。
还有，作为REM，例如可列举Ce、La等，也能够投入含有多种稀土元素的合金，即以混合稀土金属的状态投入。
(V：1.0质量％以下，Zr、Hf、Ta：0.10质量％以下)
此外，本发明的热处理用钢，优选含有从V：1.0质量％以下、Zr：0.10质量％以下、Ta：0.10质量％以下和Hf：0.10质量％以下所构成的群中选出的至少一种。
V与C和/或N结合而形成碳化物和碳氮化物，是使析出物强化的元素。另外，V在奥氏体中也析出，也有减小γ粒径的效果。但是，若V的含量超过1.0质量％，则在加热时未固溶的V变多，不仅前述的效果变小，而且粗大碳化物成为破坏的起点而使韧性降低。因此，V的含量为1.0质量％以下。还有，优选V的含量为0.60质量％以下，更优选为0.3质量％以下。另外，优选V的含量为0.05质量％以上，更优选为0.10质量％以上。
另一方面，Zr、Hf和Ta与N结合而形成氮化物，稳定抑制加热时的γ粒径的成长而使最终的金属组织微细化，具有改善韧性的效果。但是，若Zr、Hf和Ta的含量超过0.10质量％，则氮化物粗大化，使疲劳特性劣化，因此不为优选。由此，Zr、Hf和Ta的含量为0.10质量％以下。还有，优选Zr、Hf和Ta的含量为0.050质量％以下，更优选为0.025质量％以下。另外，优选Zr、Hf和Ta各自的含量为0.005质量％以上。
(Si：3.0质量％以下)
本发明的热处理用钢，优选含有Si：3.0质量％以下。
Si是脱氧剂，此外还使回火时析出的渗碳体微细化而使韧性提高。在添加Al、Mn等其他脱氧剂时，也可以不添加Si。若Si的含量超过3.0质量％，则招致韧性的劣化和热加工性的劣化，因此Si的含量的上限为3.0质量％。还有，优选Si的含量为2.5质量％以下，更优选为2.0质量％以下。另外，Si的含量低于0.1质量％时将难以发挥脱氧效果，因此Si的含量优选为0.10质量％以上，更优选为0.5质量％以上。
(Mo：2.0质量％以下，B：0.0150质量％以下)
本发明的热处理用钢，优选含有从Mo：2.0质量％以下和B：0.0150质量％以下所构成的群中选出的至少一种。
Mo是确保淬火性，使马氏体的强度提高的元素。但是，若Mo的含量过多，则招致韧性、热加工性的劣化。因此，Mo的含量为2.0质量％以下。还有，优选Mo的含量为1.0质量％以下，更优选为0.5质量％以下。优选Mo的含量为0.1质量％以上，更优选为0.2质量％以上。
B通过微量的添加而大大改善淬火性，在用于获得马氏体组织上是效果非常大的元素。若B的含量超过0.0150质量％，则热加工性劣化。因此，B的含量为0.0150质量％以下。还有，优选B的含量为0.0050质量％，更优选为0.0035质量％以下。另外，优选B的含量为0.0005质量％以上。
(硬度：Hv450以下)
本发明的热处理用钢，优选硬度为Hv(维氏硬度)450以下。
所谓硬度是指对外力的反作用力的大小。若硬度超过Hv450而过高，则在进行淬火和回火等热处理前进行拉丝、冷轧、冷锻等情况下，有可能招致金属模具的短寿命化。因此，硬度为Hv450以下。还有，优选硬度为Hv400以下，更优选Hv350以下。
硬度根据JIS Z 2244规定的维氏硬度试验方法进行测量。优选测量3点硬度，求得平均值。
即，根据本发明的热处理用钢，通过使淬火前的组织微细化，能够增加γ的逆相变核生成，并且预先使微细稳定的析出物析出，从而抑制γ相变后的晶粒的生长。其结果是，即使在后面的工序中以例行的条件进行淬火和回火等热处理，也能够提供具有高强度且高韧性的热处理用钢。
淬火前组织的微细化能够通过如下方式进行：使热轧时的γ粒径微细化，并且从加工γ使之相变。另外，淬火前组织的微细化能够通过如下方式进行：预先使凝固时或均热处理的加热时微细稳定的析出物，例如Ti、Nb等的碳氮化物微细地析出，降低热轧时的加热温度，在热轧时也抑制加工放热。由此，能够使热轧时的加工初期的γ晶粒微细化，并且抑制热轧时γ晶粒的再结晶，另外，因为也得到积蓄有应变的加工γ，所以能够得到前述的效果。
以上说明的本发明的热处理用钢，例如如图2所示，能够根据包括如下工序的制造方法适当地制造：铸造工序S1；均热开坯工序S2；热轧工序S3。还有，图2是表示制造本发明的热处理用钢的制造方法的一例的流程图。
铸造工序S1是铸造铸锭(钢锭)的工序，该铸锭含有C：0.10～0.70质量％、Mn：0.1～3.0质量％、Al：0.005～2.0质量％、P：0.050质量％以下、S：0.50质量％以下、O：0.0030质量％以下和N：0.0200质量％以下，含有从Ti：0.30质量％以下和Nb：0.30质量％以下所构成的群中选出的一种以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
在铸造工序S1中，根据所要求的特性，能够含有从Ni：3.0质量％以下、Cu：3.0质量％以下和Cr：3.0质量％以下所构成的群中选出的至少一种，另外还能够含有从Ca：0.0050质量％以下、Mg：0.0050质量％以下和REM：0.020质量％以下所构成的群中选出的至少一种。另外还能够含有从V：1.0质量％以下、Zr：0.10质量％以下、Ta：0.10质量％以下和Hf：0.10质量％以下所构成的群中选出的至少一种。此外还能够含有Si：3.0质量％以下，还能够含有从Mo：2.0质量％以下和B：0.0150质量％以下所构成的群中选出的至少一种。
还有，因为关于这些合金成分或合金组成等的说明已经进行了详述，所以省略其说明。
接着，均热开坯工序S2是以1250～1350℃对铸造的铸锭进行1小时以上的热处理处理，切分成既定的大小而开坯。
通过以这样的条件对铸锭进行均热处理，Nb和Ti的固溶在开坯中得到促进，因此可以其后的冷却中使微细的碳化物、氮化物、碳氮化物析出。
均热处理的温度低于1250℃时，Nb、Ti固溶不充分，另一方面，若均热处理的温度超过1350℃，则氧化皮大量发生，成为瑕疵发生的原因。
还有，均热开坯工序S2优选在1300℃以上进行2小时以上。
热轧工序S3是以850～1000℃对经过均热处理的开坯进行1小时以下的再加热，热轧后以3℃/秒以上的冷却速度冷却至700℃，之后以700℃～450℃保持90秒以上的工序。通过该工序，能够制造本发明的热处理用钢。
如此，通过以比较低的温度进行热轧，在均热处理的加热时微细析出的析出物也不会生长，可以使之保持微细的状态。
若低于850℃而对开坯进行再加热，则热轧时的变形阻抗变大，热轧效率差。另一方面，若以超过1000℃的温度对开坯进行再加热，则在热轧时合金成分固溶，经再析出而变得微细的碳化物、氮化物、碳氮化物粗大化。
还有，开坯的热轧及其之后的保持，优选在900℃以下在30分钟以内进行。
而且，通过以3℃/秒以上的冷却速度强制冷却至700℃，能够防止铁素体的粗大化而得到微细的金属组织。若冷却至700℃的冷却速度低于3℃/秒，则不能取得前述的效果。
还有，优选冷却速度为6℃/秒以上。
另外，通过以700℃～450℃保持90秒以上，能够促进微细的铁素体、贝氏体或珠光体、渗碳体的生成，能够防止硬质组织的生成。若在700℃～450℃下的保持时间低于90秒，则不能促进上述这些组织生成。还有，在500℃以下使之相变时，马氏体等硬质组织生成，因此需要冷加工等的情况下不为优选。
优选在700℃～450℃下的保持时间为180秒以上。
根据前述的热处理用钢制造方法，通过特定的合金组成和制造条件，能够抑制γ相变后的晶粒的生长，能够制造如下热处理用钢，其即使在以后工序中以例行的条件进行热处理，也可以得到具有1.2Gpa以上的高强度，且延性脆性转变温度(vTrs)为-80℃以下的高韧性。
实施例
接下来，就满足本发明的要件的实施例，使其与不满足本发明的要件的比较例进行对比，从而说明本发明的效果。
首先，以小型熔炼炉熔化表1所示的合金组成，进行铸造，以表2所示的条件进行均热坯、热轧，得到实施例1～22和比较例1～6的板厚16的钢坯。使用这些钢坯，以表2所示的条件进行淬火、回火(热处理)。
[表1]
Figure BPA00001265865500131
[表2]
Figure BPA00001265865500141
对于以表1和表2所示的条件制作的实施例1～22和比较例1～6的钢坯，评价热轧后的值TH(在5～100nm的析出物中所含的Ti、Nb量)、晶粒直径(μm)和硬度Hv。别外，评价进行例行的条件的淬火、回火(热处理)后的各钢坯的钢材特性，即抗拉强度(GPa)、韧性(延性脆性转变温度(vTrs(℃))和旧γ粒径(μm)。这些结果显示在表2中。
还有，以如下方式评价实施例1～22和比较例1～6的钢坯的热轧后的值TH、晶粒直径、硬度Hv、进行热处理后的抗拉强度、韧性、旧γ粒径。
(1)值TH(在5～100nm的析出物中所含的Ti、Nb量)
从热轧后的钢板的1/2的位置提取试样，对电解萃取的残渣进行化学分析。电解萃取其进行是使用10％乙酰丙酮-1％氯化四甲铵-甲醇溶液作为电解液，在200A/m2以下的电流下进行萃取，使用アドバンテツク(ADVANTEC)公司制的聚碳酸酯材质的0.1μm和2.0μm滤纸进行过滤。从由0.1μm滤纸所得到的量减去由2.0μm滤纸所得到的量，由此求得5～100nm的析出物中所含的Ti和Nb的量({Ti}、{Nb})。
值TH由下式1计算。
TH＝({Ti}/48+{Nb}/93)×104    …(式1)
值TH为1.0以上为合格。
(2)热轧后的晶粒直径
热轧后的晶粒直径是通过在钢坯的板厚中央部(板厚方向板厚的1/2的位置)，对于平行于热轧方向的截面进行借助EBSP(电子背散射衍射花样)的晶体取向分析而进行评价。还有，以倾角15度以上的边界作为结晶晶界，决定晶粒直径。测量区域为200μm角，测量进程0.1μm间隔。表示测量方位的可靠性置信指数(Confidence Index)为0.1以下的测量点从分析对象中除外。另外，关于晶粒直径为0.4μm以下的晶粒直径判定为测量噪音，从平均晶粒直径计算的对象中除外。热轧后的晶粒直径为10μm以下的为合格。
(3)热轧后的硬度
与(2)同样，在钢坯的板厚中央部进行3点维氏硬度的测量，求得平均值评价硬度。从加工的容易性的观点出发，更优选硬度(维氏硬度)为Hv450以下。还有，硬度依据JIS Z 2244所规定的维氏硬度试验-试验方法进行测量。
(4)抗拉强度
抗拉强度依据JIS Z 2241规定的拉伸试验进行。抗拉强度为1.2GPa以上的为合格。
(5)韧性
韧性使用形成有2mm的V切口的JIS3号试验片，进行摆锤冲击试验，求得延性脆性转变温度(vTrs(℃))，由此评价韧性。vTrs为-80℃以下的评价为韧性合格。
(6)旧γ粒径
从热轧后的钢板的1/2的位置提取试样，使用山本科学工具研究所制的AGS液进行3～5分钟腐蚀后，以断面法进行评价。旧γ粒径5μm以下的为合格。还有，旧γ粒径依据JIS G 0551规定的钢-结晶粒度的显微镜试验方法测量。
如表2所示，实施例1～22因为满足本发明的要件，所以热轧后的值TH、晶粒直径、硬度Hv、进行热处理后的抗拉强度、韧性、旧γ粒径优异(综合评价：◎或○)。还有，实施例5因为热轧后的硬度高，虽然加工性稍差，但热处理后的强度高，韧性也高，所以综合来说合格。
另一方面，比较例1～6因为不满足本发明的要件，特别是均热开坯的条件、热轧的条件和冷却条件的某一项，所以热轧后的值TH低于1.0。因此，比较例1～6在热轧后的晶粒直径、进行热处理后的抗拉强度、韧性、旧γ粒径的任意一项中都得不到良好的结果(综合评价：×)。
具体来说，比较例1、2、4均热开坯时的加热温度低，热轧后的值TH低。另外比较例3热轧时的加热温度高，热轧后的值TH低。比较例5热轧时的加热时间长，热轧后的值TH低。而且比较例6热轧后的冷却速度慢，热轧后的粒径大。
以上，是通过用于实施发明的最佳方式和实施例详细地对于本发明的热处理用钢进行了说明，但是本发明的宗旨并不限定于此，而当然是必须基于专利权利要求的范围所述广义地解释。本案基于2008年6月19日申请的日本专利申请(专利申请2008-160987)，其内容作为参照在此援引。
符号说明
S1    铸造工序
S2    均热开坯工序
S3    热轧工序

Claims (4)

1.一种热处理用钢，其特征在于，含有C：0.10～0.70质量％、Mn：0.1～3.0质量％、Al：0.005～2.0质量％、P：0.050质量％以下、S：0.50质量％以下、O：0.0030质量％以下和N：0.0200质量％以下，
并含有从Ti：0.30质量％以下和Nb：0.30质量％以下中选出的一种以上的元素，
余量为Fe和不可避免的杂质，
根据下式1计算的值TH为1.0以上，
晶粒直径为10μm以下，
TH＝({Ti}/48+{Nb}/93)×104    …(式1)
其中，在所述式1中，{Ti}和{Nb}表示在5～100nm的析出物中所含的Ti和Nb的质量百分比含量，表示由各自的萃取残渣测量的量。
2.根据权利要求1所述的热处理用钢，其特征在于，还含有以下的(a)～(e)群中的至少一群：
(a)从Ni：3.0质量％以下、Cu：3.0质量％以下和Cr：3.0质量％以下中选出的一种以上的元素；
(b)从Ca：0.0050质量％以下、Mg：0.0050质量％以下和REM：0.020质量％以下中选出的一种以上；
(c)从V：1.0质量％以下、Zr：0.10质量％以下、Ta：0.10质量％以下和Hf：0.10质量％以下中选出的一种以上；
(d)Si：3.0质量％以下；
(e)从Mo：2.0质量％以下和B：0.0150质量％以下中选出的一种以上。
3.根据权利要求1所述的热处理用钢，其特征在于，硬度为Hv450以下。
4.根据权利要求2所述的热处理用钢，其特征在于，硬度为Hv450以下。
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