CN105164296A

CN105164296A - 时效硬化性钢

Info

Publication number: CN105164296A
Application number: CN201480024167.XA
Authority: CN
Inventors: 东田真志; 祐谷将人; 松本齐; 长谷川达也; 根石丰; 牧野泰三
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2013-10-02
Filing date: 2014-10-01
Publication date: 2015-12-16
Also published as: KR101750643B9; US10066281B2; EP2985362B8; US20160265092A1; WO2015050152A9; EP2985362A1; KR101750643B1; JP5892297B2; JPWO2015050152A1; CN109913628A; KR20150114532A; WO2015050152A1; EP2985362B1; EP2985362A4

Abstract

本发明涉及一种时效硬化性钢，其具有如下的化学组成：C：0.05～0.20％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.5～2.5％、S：0.005～0.08％、Cr：超过0.50％～1.6％、Al：0.005～0.05％、V：0.25～0.50％、Mo：0～1.0％、Cu：0～0.3％、Ni：0～0.3％、Ca：0～0.005％和Bi：0～0.4％，且余量由Fe和杂质组成，杂质中的P≤0.03％、Ti<0.005％以及N<0.0080％，且〔C+0.3Mn+0.25Cr+0.6Mo≥0.68〕、〔C+0.1Si+0.2Mn+0.15Cr+0.35V+0.2Mo≤1.05〕以及〔-4.5C+Mn+Cr-3.5V-0.8Mo≥0.12〕，时效处理前的硬度为310HV以下，在时效处理后疲劳强度为480MPa以上、且由使用带缺口深度2mm且缺口底半径1mm的U型缺口的标准试验片而实施的夏比冲击试验评价的时效处理后20℃下的吸收能量为12J以上，因此极其适宜作为机械部件的原材料。

Description

时效硬化性钢

技术领域

本发明涉及时效硬化性钢。更详细而言，本发明涉及极其适宜用作进行了如下操作的用于制造汽车、工业机械、建筑机械等机械部件的原材料的钢：通过热锻和切削加工来加工为规定的形状之后，实施时效硬化处理(以下简称为“时效处理”)，通过该时效处理从而确保期望的强度和韧性。

背景技术

从以引擎的高输出化、提高油耗率为目的的轻量化等观点出发，在汽车、工业机械、建筑机械等的机械部件中要求高疲劳强度。若仅使钢具备高疲劳强度，则利用合金元素和/或热处理，提高钢的硬度，从而能够容易地达成。然而，通常对于上述的机械部件，通过热锻而成形，然后，通过切削加工而精制成规定的制品形状。因此，成为上述机械部件的原材料的钢必须同时具备高疲劳强度以及足够的切削性。通常，对于疲劳强度，原材料的硬度越高越优异。另一方面，切削性之中，对于切削阻力与工具寿命存在原材料的硬度越高越差的倾向。

因此，公开了如下各种技术：为了兼具疲劳强度与切削性，在要求良好的切削性的成形阶段中可以将硬度抑制为较低，另一方面，在之后实施时效处理、要求强度的最终的制品阶段中可以提高硬度。

例如，专利文献1中所公开的如下的时效硬化钢。

即、公开了一种“时效硬化钢”，其特征在于，以质量％计，含有C：0.11～0.60％、Si：0.03～3.0％、Mn：0.01～2.5％、Mo：0.3～4.0％、V：0.05～0.5％以及Cr：0.1～3.0％，根据需要包含Al：0.001～0.3％、N：0.005～0.025％、Nb：0.5％以下、Ti：0.5％以下、Zr：0.5％以下、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、S：0.01～0.20％、Ca：0.003～0.010％、Pb：0.3％以下以及Bi：0.3％以下之中的1种以上，余量由Fe和不可避免的杂质组成，在各成分间，满足如下关系：

4C+Mn+0.7Cr+0.6Mo-0.2V≥2.5、

C≥Mo/16+V/5.7、

V+0.15Mo≥0.4

在轧制、锻造或熔体化处理后，在温度800℃～300℃之间以0.05～10℃/秒的平均冷却速度冷却，在时效处理前，贝氏体组织的面积率为50％以上、并且硬度为40HRC以下，通过时效处理使硬度与时效处理前的硬度相比变高7HRC以上。

专利文献2中公开了如下的贝氏体钢。

即、公开了一种“贝氏体钢”，其特征在于，以质量％计，含有C：0.14～0.35％、Si：0.05～0.70％、Mn：1.10～2.30％、S：0.003～0.120％、Cu：0.01～0.40％、Ni：0.01～0.40％、Cr：0.01～0.50％、Mo：0.01～0.30％、以及V：0.05～0.45％，根据需要含有选自Ti：0.001～0.100％以及Ca：0.0003～0.0100％中的1种以上，余量由Fe以及不可避免的杂质组成，满足：

13[C]+8[Si]+10[Mn]+3[Cu]+3[Ni]+22[Mo]+11[V]≤30、

5[C]+[Si]+2[Mn]+3[Cr]+2[Mo]+4[V]≤7.3、

2.4≤0.3[C]+1.1[Mn]+0.2[Cu]+0.2[Ni]+1.2[Cr]+1.1[Mo]+0.2[V]≤3.1、

2.5≤[C]+[Si]+4[Mo]+9[V]、

[C]≥[Mo]/16+[V]/3。

专利文献3中公开了如下的时效硬化型高强度贝氏体钢。

即、提出了一种时效硬化型高强度贝氏体钢，其特征在于，将化学组成以质量％计含有C：0.06～0.20％、Si：0.03～1.00％、Mn：1.50～3.00％、Cr：0.50～2.00％、Mo：0.05～1.00％、Al：0.002～0.100％、V：0.51～1.00％、N：0.0080～0.0200％、根据需要含有选自Ti：0.01～0.10％、Nb：0.01～0.10％、S：0.04～0.12％、Pb：0.01～0.30％、Ca：0.0005～0.01％以及REM：0.001～0.10％中的1种以上、余量由Fe以及不可避免杂质组成的钢在1150～1300℃的加热温度下进行热轧或热锻后，将800～500℃的温度范围的平均冷却速度：CV(℃/min)设为40/(Mn％+0.8Cr％+1.2Mo％)≤CV≤500/(Mn％+0.8％Cr+1.2Mo％)冷却至200℃以下的温度，从而使硬度为400HV以下、使组织为贝氏体率70％以上并且原奥氏体晶体粒径80μm以下，然后，根据需要施加切削加工或塑性加工，进而，在之后在550～700℃的温度下实施时效处理，从而使屈服点或0.2％耐力为900MPa以上。

此外，在专利文献4以及专利文献5中公开了：具有规定的化学组成或组织的时效硬化性钢，专利文献6以及专利文献7中作为得到机械构造用钢部件的方法公开了：热锻后将钢材以规定的速度进行冷却，然后在规定的温度范围实施时效处理的方法。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开2006-37177号公报

专利文献2:日本特开2011-236452号公报

专利文献3:日本特开2000-17374号公报

专利文献4:国际公开第2010/090238号

专利文献5:国际公开第2011/145612号

专利文献6:国际公开第2012/161321号

专利文献7:国际公开第2012/161323号

发明内容

发明要解决的问题

然而，希望通过时效处理使微细的二次相在钢中析出从而得到高强度时，钢的韧性劣化。

韧性劣化的钢的缺口敏感性高。缺口敏感性升高时，钢的疲劳强度容易受到微细的表面伤的影响。

此外，对于韧性低的钢，一旦产生疲劳裂纹时，裂纹迅速加剧、并且破坏的规模也扩大。

进而，希望采用冷加工来矫正热锻中产生的变形时，钢的韧性过度降低时，还存在冷加工也难以矫正情况。

对于专利文献1中公开的钢，时效处理前的硬度允许至40HRC、硬度非常高，因此难以确保切削性，具体而言，切削阻力高、工具寿命变短，因此切削成本增大。对于作为具体的例子而公开的钢，也包含时效处理前的硬度低于40HRC的情况，但它们含有1.4％以上的Mo、并且完全未考虑韧性。

对于专利文献2中公开的钢，以满足特定的参数式的方式调整合金元素的含量，从而使Mo的含量较少、并且时效处理前(热锻后)的硬度为300HV以下、且时效处理后的硬度为300HV以上。然而，对于提高时效处理后的韧性的研究仍不充分。

对于专利文献3中公开的钢，C含量被抑制低至0.06～0.20％、V含量非常高达到0.51～1.00％，因此通过时效硬化使其显著强化，反而不是韧性优异的钢。

因此，本发明的目的在于提供满足下述的<1>～<3>的时效硬化性钢。

<1>与切削阻力以及工具寿命相关的热锻后的硬度低。需要说明的是，在以下的说明中，将上述的热锻后的硬度称为“时效处理前的硬度”。

<2>通过时效处理能够使机械部件具有期望的疲劳强度。

<3>时效处理后的韧性高。

具体而言，本发明的目的在于提供时效处理前的硬度为310HV以下、时效处理后的后述的疲劳强度为480MPa以上、进而使由JISZ2242中记载的使用带缺口深度2mm且缺口底半径1mm的U型缺口的标准试验片而实施的夏比冲击试验评价的时效处理后的20℃下的吸收能量为12J以上的时效硬化性钢。

用于解决问题的方案

本发明人等为了解决前述的课题，首先使用对化学组成进行各种调整得到的钢，实施调查。其结果得到下述(a)～(c)的见解。

(a)对于V，从高温开始的放置冷却时的碳化物的析出峰为750～700℃左右。例如，在包含0.3质量％的V和0.1质量％的C的钢中，V一旦在基体中固溶时，在至850℃附近不析出，因此比较容易地抑制热锻中的析出。

(b)V的碳化物在奥氏体向铁素体相变时容易在相界面析出。因此，在热锻后的冷却中大量产生先共析铁素体的情况下，V的碳化物在相界面析出、固溶V的量减少，因此无法确保在时效处理中析出、硬化所需量的固溶V。

(c)因此，为了在时效处理前的阶段确保固溶V，需要在热锻后的组织中将主相设为贝氏体。

因此，接着本发明人等对于包含0.25质量％以上的V的钢，使钢的化学组成发生各种变化，调查用于使组织的贝氏体的面积率稳定、变高的条件。进而，调查对这些钢实施时效处理时的时效硬化能力。其结果，得到下述(d)～(f)的见解。

(d)热锻后的组织与C、Mn、Cr以及Mo的含量具有密切的关系。即，控制上述元素的含量，以使后述的显示淬透性的指标的由式(1)表示的值在特定的范围，则抑制对确保固溶V有害的先共析铁素体的大量析出。因此，容易成为以贝氏体为主相的组织、即以面积率计70％以上为贝氏体的组织，能够确保足够量的固溶V。

(e)C、Mn、Cr以及Mo的含量仅满足上述(d)中所述的式(1)处于特定的范围的条件时，由于固溶强化等作用，导致时效处理前的硬度变高，因此存在切削加工时的切削阻力上升、工具寿命降低的情况。

(f)另一方面，若控制C、Si、Mn、Cr、V以及Mo的含量使得由后述的式(2)表示的值处于特定的范围，则可以抑制上述时效处理前的硬度过度变高的情况。

因此，进一步，本发明人等调查了：在对于包含0.25质量％以上的V且C、Si、Mn、Cr、Mo以及V的含量均满足由上述的(d)以及(f)叙述的条件的钢进行热锻之后实施时效处理，由使用带缺口深度2mm且缺口底半径1mm的U型缺口的标准试验片而实施的夏比冲击试验评价的时效处理后的20℃下的吸收能量成为12J以上的条件。其结果，得到下述的(g)～(i)的见解。

(g)使时效处理后的韧性劣化的元素为C、V、Mo以及Ti。其中，Ti通过与N和/或C键合，从而形成TiN和/或TiC。TiN和/或TiC析出时，也存在疲劳强度变高的情况，使韧性大幅地降低。Ti使韧性劣化的作用的强度远大于同样作为析出强化元素的V以及Mo。因此，必须极力限制Ti。C在钢中形成渗碳体，可以成为解理破坏的起点。即便对于相对于C量含有过量的V、Mo的钢进行时效处理的情况，也会残存一部分的渗碳体。V与Mo均由于时效处理而在基体的同一晶面析出碳化物，从而助长解理破坏的加剧、使韧性劣化。因此，为了提高韧性，需要减少C、V以及Mo的含量。

(h)此外，为了提高韧性，需要使贝氏体组织微细化。为了将贝氏体组织微细化，降低从奥氏体向贝氏体的相变温度即可。为了降低贝氏体的相变温度，增加使贝氏体相变开始温度降低的Mn以及Cr的含量即可。

(i)从以上的情况出发，为了对具备高强度的时效硬化性钢赋予足够的韧性，对于C、Mn、Cr、V以及Mo的含量，需要以后述的显示时效处理后的韧性指标的由式(3)表示的值处于特定的值以上的方式来进行控制，进而，需要以在钢中不含对韧性有害的夹杂物以及析出物的方式使Ti的含量为特定的值以下。

本发明是基于上述的见解而成的，其主旨在于下述示出的时效硬化性钢。

(1)一种时效硬化性钢，其具有如下的化学组成：

以质量％计，C：0.05～0.20％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.5～2.5％、S：0.005～0.08％、Cr：超过0.50％～1.6％、Al：0.005～0.05％、V：0.25～0.50％、Mo：0～1.0％、Cu：0～0.3％、Ni：0～0.3％、Ca：0～0.005％以及Bi：0～0.4％，

且余量由Fe以及杂质组成，

杂质中的P、Ti以及N为P：0.03％以下、Ti：不足0.005％以及N：不足0.0080％，

此外，下述的由式(1)表示的F1为0.68以上、由式(2)表示的F2为1.05以下、并且由式(3)表示的F3为0.12以上。

F1＝C+0.3Mn+0.25Cr+0.6Mo·····(1)

F2＝C+0.1Si+0.2Mn+0.15Cr+0.35V+0.2Mo···(2)

F3＝-4.5C+Mn+Cr-3.5V-0.8Mo·····(3)

上述的式(1)～(3)中的元素符号意味着该元素的以质量％计的含量。

(2)根据上述(1)记载的时效硬化性钢，其中，化学组成以质量％计含有选自由下述<1>～<3>所示的元素中的1种以上。

<1>Mo：0.05～1.0％

<2>Cu：0.1～0.3％和Ni：0.1～0.3％、以及

<3>Ca：0.0005～0.005％和Bi：0.03～0.4％

(3)根据上述(1)或(2)记载的时效硬化性钢，其中，主相为贝氏体，前述贝氏体的平均块尺寸为15～60μm。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项记载的时效硬化性钢，其中，硬度为310HV以下。

(5)根据上述(1)～(4)中任一项记载的时效硬化性钢，其中，化学组成以质量％计含有Cr：超过1.0～1.6％。

发明的效果

对于本发明的时效硬化性钢，时效处理前的硬度成为310HV以下。而且，若使用本发明的时效硬化性钢，则通过在切削加工后所实施的时效处理，可以确保480MPa以上的疲劳强度、和由使用带缺口深度2mm且缺口底半径1mm的U型缺口的标准试验片而实施的夏比冲击试验评价的时效处理后的20℃下的吸收能量为12J以上的韧性。因此，本发明的时效硬化性钢可以极其适宜地用作汽车、工业机械、建筑机械等的机械部件的原材料。

具体实施方式

以下，对于本发明的各要素进行详细地说明。需要说明的是，各元素的含量的“％”意味着“质量％”。

C：0.05～0.20％

C在本发明中为重要的元素。C与V键合形成碳化物、强化钢。然而，C的含量不足0.05％时，V的碳化物不易析出，因此不能得到期望的强化效果。另一方面，C的含量过多时，未与V、Mo键合的C与Fe形成碳化物(渗碳体)的量增多，因此使韧性劣化。因此，将C的含量设为0.05～0.20％。C的含量优选设为0.08％以上、进一步优选设为0.10％以上。此外，C的含量优选设为0.18％以下、进一步优选设为0.16％以下。

Si：0.01～0.50％

Si作为制钢时的脱氧元素是有用的，与此同时具有在基体中固溶、提高钢的强度的作用。为了充分地得到这些效果，Si需要设为0.01％以上的含量。然而，Si的含量变得过度时，使钢的热加工性降低、时效处理前的硬度变高。因此，将Si的含量设为0.01～0.50％。Si的含量优选设为0.06％以上。此外，Si的含量优选设为0.45％以下、进一步优选设为低于0.35％。

Mn：1.5～2.5％

Mn具有提高淬透性、使组织的主相为贝氏体的效果。进而，具备降低贝氏体相变温度，从而使贝氏体组织微细化、提高基体的韧性的效果。此外，Mn具有在钢中形成MnS、提高切削时的切屑处理性的作用。为了充分地得到这些效果，Mn需要设为至少1.5％的含量。然而，Mn为在钢的凝固时容易偏析的元素，因此含量过多时，不能避免热锻后的部件内的硬度偏差变大。因此，将Mn的含量设为1.5～2.5％。Mn的含量优选设为1.6％以上、进一步优选设为1.7％以上。此外，Mn的含量优选设为2.3％以下、进一步优选设为2.1％以下。

S：0.005～0.08％

S在钢中与Mn键合形成MnS，提高切削时的切屑处理性，因此需要含有0.005％以上。然而，S的含量变多时，粗大的MnS增加、使韧性与疲劳强度劣化，尤其是S的含量超过0.08％时，韧性与疲劳强度的降低变得显著。因此，将S的含量设为0.005～0.08％。S的含量优选设为0.01％以上。此外，S的含量优选设为0.05％以下、进一步优选设为0.03％以下。

Cr：超过0.50％且在1.6％以下

Cr与Mn同样地具有提高淬透性、使组织的主相为贝氏体的效果。进而，也具有降低贝氏体相变温度，从而使贝氏体组织微细化、提高母材的韧性的效果，因此需要含有超过0.50％。然而，Cr的含量超过1.60％时，淬透性变大，根据部件的大小、部位也存在时效处理前的硬度超过310HV的情况。因此，将Cr的含量设为超过0.50％且为1.6％以下。Cr的含量优选设为0.6％以上，进一步优选高于1.0％。此外，Cr的含量优选设为1.3％以下。

Al：0.005～0.05％

Al为具有脱氧作用的元素，为了得到该效果需要设为0.005％以上的含量。然而，过度地含有Al时，会生成粗大的氧化物、韧性降低。因此，将Al的含量设为0.005～0.05％。Al的含量优选设为0.04％以下。

V：0.25～0.50％

V为本发明的钢中最重要的元素。V具有在时效处理时与C键合形成微细的碳化物，从而提高疲劳强度的作用。此外，钢中含有Mo时，V也存在通过时效处理与Mo复合而析出，进一步提高时效硬化能力的效果。为了充分地得到这些效果，V需要设为0.25％以上的含量。然而，V的含量过量时，即便在热锻时的加热也容易残留未固溶的碳氮化物、导致韧性的降低。而且，V的含量过度时，存在时效处理前的硬度变高的情况。因此，将V的含量设为0.25～0.50％。V的含量优选低于0.45％、进一步优选设为0.40％以下。此外，V的含量优选设为0.27％以上。

Mo：0～1.0％

Mo与V同样地为碳化物的析出温度较低、在时效硬化中容易活用的元素。Mo具有提高淬透性、使热锻后的组织主相为贝氏体、并且使其面积率增大的作用。Mo也具有在含有0.25％以上的V的钢中、与V复合地形成碳化物、增大时效硬化能力的作用。因此，可以根据需要含有Mo。然而，Mo为非常昂贵的元素，因此含量变多时，钢的制造成本增大、进而韧性也降低。因此，含有的情况下，将其量设为1.0％以下。Mo的含量优选设为0.50％以下、进一步优选设为0.40％以下、更进一步优选低于0.30％。

另一方面，为了稳定地得到上述的Mo效果，期望将其的含量设为0.05％以上、进一步期望设为0.10％以上。

Cu以及Ni均具有提高疲劳强度的作用。因此，希望得到更大的疲劳强度的情况下，可以在以下叙述的范围含有这些元素。

Cu：0～0.3％

Cu具有提高疲劳强度的作用。因此，可以根据需要含有Cu。然而，Cu的含量过多时，热加工性降低。因此，含有Cu的情况下，将其的量设为0.3％以下。Cu的含量优选设为0.25％以下。

另一方面，为了稳定地得到上述Cu的提高疲劳强度的效果，期望将其的含量设为0.1％以上。

Ni：0～0.3％

Ni具有提高疲劳强度的作用。进而，Ni也具有抑制由于Cu导致的热加工性的降低的作用。因此，也可以根据需要含有Ni。然而，Ni的含量变多时，成本增多并且上述的效果也饱和。因此，含有Ni的情况下，将其的量设为0.3％以下。Ni的含量优选设为0.25％以下。

另一方面，为了稳定地得到上述的Ni效果，期望将其的含量设为0.1％以上。

上述的Cu以及Ni可以仅含有其中的任一种、或以2种复合的方式而含有。含有的情况下的上述元素的总含量可以为Cu以及Ni的含量为各自的上限值时的0.6％。

Ca以及Bi均具有使切削时的工具寿命延长的作用。因此，在希望进一步增长工具寿命的情况下，可以在以下叙述的范围含有这些元素。

Ca：0～0.005％

Ca具有使工具寿命延长的作用。因此，根据需要可以含有Ca。然而，Ca的含量变多时，形成粗大的氧化物、使韧性劣化。因此，含有Ca的情况下，将其量设为0.005％以下。Ca的含量优选设为0.0035％以下。

另一方面，为了稳定地得到上述的Ca的使工具寿命延长的效果，期望将Ca的含量设为0.0005％以上。

Bi：0～0.4％

Bi具有降低切削阻力、使工具寿命延长的作用。因此，根据需要可以含有Bi。然而，Bi的含量变多时，带来热加工性的降低。因此，含有Bi的情况下，将其的量设为0.4％以下。Bi的含量优选设为0.3％以下。

另一方面，为了稳定地得到上述的Bi的使工具寿命延长的效果，期望将Bi的含量设为0.03％以上。

上述的Ca以及Bi可以仅含有其中的任一种、或以2种复合的方式而含有。含有的情况下这些元素的总含量为Ca以及Bi的含量为各自的上限值时的0.405％也没有关系，优选设为0.3％以下。

本发明的时效硬化性钢为具有如下化学组成的钢：上述的元素，且余量由Fe以及杂质组成，杂质中的P、Ti以及N为P：0.03％以下、Ti：不足0.005％以及N：不足0.0080％，此外，前述的由式(1)表示的F1为0.68以上、由式(2)表示的F2为1.05以下、并且由式(3)表示的F3为0.12以上。

需要说明的是，杂质是指在工业上制造钢铁材料时从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的物质。

P：0.03％以下

P作为杂质而被含有，在本发明中为不优选的元素。即、P在晶界偏析，从而降低韧性。因此，将P的含量设为0.03％以下。P的含量优选设为0.025％以下。

Ti：不足0.005％

Ti作为杂质而被含有，在本发明中为不特别优选的元素。即、Ti通过与N和/或C键合、从而形成TiN和/或TiC导致韧性的降低，特别是其含量变为0.005％以上时，使韧性大幅劣化。因此，将Ti的含量设为不足0.005％。为了确保良好的韧性，Ti的含量优选设为0.0035％以下。

N：不足0.0080％

N作为杂质而被含有，在本发明中，是会将V以氮化物形式固定的不优选的元素。即、作为氮化物而析出的V无助于时效硬化，因此为了抑制氮化物的析出，必须降低N的含量。因此，N的含量需要不足0.0080％。N的含量优选设为0.0070％以下、进一步优选设为不足0.0060％。

F1：0.68以上

对于本发明的时效硬化性钢，

F1＝C+0.3Mn+0.25Cr+0.6Mo·····(1)

由上式表示的F1必须为0.68以上。

如上所述，上述的式(1)中的元素符号意味着该元素的以质量％计的含量。

F1为对于淬透性的指标。F1若满足上述的条件，则热锻后的组织成为以贝氏体为主相的组织。

F1不足0.68时，在热锻后的组织中混入先共析铁素体、V的碳化物在相界面析出，因此时效处理前的硬度上升、或时效硬化能力变小。

F1优选为0.70以上、进一步优选为0.72以上。此外，F1优选为1.3以下。

F2：1.05以下

对于本发明的时效硬化性钢，

F2＝C+0.1Si+0.2Mn+0.15Cr+0.35V+0.2Mo·····(2)

由上式表示的F2必须为1.05以下。

如上所述，上述的式(2)中的元素符号意味着该元素的以质量％计的含量。

F2为表示时效处理前的硬度的指标。本发明的时效硬化性钢仅满足上述的F1条件时，存在时效处理前的硬度变得过高、切削加工时的切削阻力变大、或工具寿命也缩短的情况。

即、F2超过1.05时，时效处理前的硬度变得过高。为了将时效处理前的硬度设为310HV以下，需要将上述的各合金元素的含量设为规定的范围内、并且满足F1的条件、且满足F2的条件。

F2优选为1.00以下。此外，F2优选为0.60以上、若为0.65以上则进一步优选。

F3：0.12以上

对于本发明的时效硬化性钢，

F3＝-4.5C+Mn+Cr-3.5V-0.8Mo·····(3)

由上述式表示的F3必须为0.12以上。

如上所述，上述的式(3)中的元素符号意味着该元素的以质量％计的含量。

F3为表示时效处理后的韧性的指标。即、仅满足F1以及F2的条件时，存在时效处理后的韧性降低、不能确保作为目标的韧性的情况。

即、F3不足0.12时，时效处理后的韧性降低。为了确保作为目标的韧性，需要将上述各合金元素的含量设为规定的范围内、并且满足F1的条件以及F2的条件、并且满足F3的条件。

F3优选为0.30以上、进一步优选为0.45以上。

需要说明的是，F1若为0.68以上、并且F2若为1.05以下，则对于F3的上限不需要设定特别限定。

对于本发明的时效硬化性钢，贝氏体的平均块尺寸优选为15～60μm。本发明中贝氏体的“块”是指，利用EBSD(ElectronBackScatterDiffraction)法实施组织的取向解析的情况下，由取向差为15°以上的边界围绕的区域。贝氏体的平均块尺寸越大、时效前的硬度越低，因此得到良好的切削性。另一方面，平均块尺寸过大时，韧性变低。平均块尺寸更优选为20μm以上。此外，平均块尺寸更优选为45μm以下、更进一步优选为30μm以下。

本发明的时效硬化性钢的制造方法没有特别限定，由通常的方法熔炼、调整化学组成即可。

以下示出以如上所述而制造的本发明的时效硬化性钢为原材料，制造汽车、工业机械、建筑机械等的机械部件的方法的一个例子。

首先，由将化学组成调整为前述范围的钢制作供于热锻的材料(以下，称为“热锻用原材料”)。

作为上述的热锻用原材料，可以任意为对铸锭进行初轧的钢坯、对连铸材进行初轧的钢坯、或者对这些钢坯进行热轧或热锻的棒钢等。

接着，对上述的热锻用原材料进行热锻、进而进行切削加工而精制为规定的部件形状。

需要说明的是，对于上述的热锻，例如，以将热锻用原材料在1100～1350℃下进行0.1～300分钟加热之后、精锻后的表面温度成为900℃以上的方式进行锻造，然后，将800～400℃的温度区域的平均冷却速度设为10～90℃/分钟(0.2～1.5℃/秒)冷却至室温。如此操作而进行冷却之后，进一步进行切削加工、精制为规定的部件形状。

800～400℃的温度区域的平均冷却速度越快，贝氏体的平均块尺寸越小。该平均冷却速度的下限优选为15℃/分钟、上限优选为70℃/分钟。

最后实施时效处理，得到具有期望的特性的汽车、工业机械、建筑机械等的机械部件。

需要说明的是，上述的时效处理，例如在540～700℃的温度域、优选为560～680℃的温度域下进行。对于该时效处理的保持时间，例如，设为30～1000分钟等，根据机械部件的尺寸(质量)而适宜调整。

以下，通过实施例进一步详细地说明本发明。

实施例1

利用50kg真空熔化炉熔炼表1以及表2中示出的化学组成的钢1～35。

表1以及表2中的钢1～23为化学组成处于由本发明规定的范围内的钢。另一方面，表2中的钢24～35为化学组成在本发明中规定的条件外的钢。

需要说明的是，Ti栏中的“<0.001”表示作为杂质的Ti的含量低于0.001％。

[表1]

[表2]

各钢的铸锭在1250℃下加热之后、热锻为直径60mm的棒钢。热锻的各棒钢暂时在大气中放置冷却、冷却至室温。然后，进而30分钟加热至1250℃，设想向部件形状的锻造，将精制时的锻造材料的表面温度设为950～1100℃，热锻为直径35mm的棒钢。热锻后均在大气中放置冷却、冷却至室温。对于在大气中放置冷却时的冷却速度，在上述的条件下热锻的棒钢的R/2附近(“R”表示棒钢的半径)埋入热电偶、升温至再次热锻的精制温度附近的温度，之后在大气中放置冷却、进行测定。如此操作而测定的锻制后的800～400℃的温度区域的平均冷却速度约为40℃/分钟(0.7℃/秒)。

对于各试验编号，针对在由热锻精制为上述的直径35mm之后冷却至室温的棒钢之中的一部分，采取不实施时效处理的状态(即、保持冷却的状态)，将棒钢的两端部各切掉100mm，然后从残留的中央部切取试验片，进行时效处理前的硬度与组织的贝氏体面积率的调查。

另一方面，对于各试验编号，对其余的进行热锻的棒钢实施在610～630℃下保持60～180分钟的时效处理，将棒钢的两端部各切掉100mm，然后，从残留中央部切取试验片，进行时效处理后的硬度的调查。此外，对于各试验编号，从棒钢切取试验片，进行时效处理后的夏比冲击试验中的吸收能量与疲劳强度的调查。

硬度测定如下述那样实施。首先，截断棒钢，以切截面成为被检面的方式埋设树脂进行镜面研磨、准备试验片。接着，基于JISZ2244(2009)中的“维氏硬度试验-试验方法”，对于在被检面的R/2部(“R”表示半径)附近10个点，将试验力设为9.8N来实施硬度测定。对上述10个点的值进行算术平均作为维氏硬度。时效处理前的硬度为310HV以下的情况下，判断为硬度低，将其作为目标。

组织的贝氏体的面积率的测定如下所述而实施。将硬度测定中使用的埋设树脂、进行镜面研磨的试验片用硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻。对于蚀刻后的试验片，使用光学显微镜以倍率200倍拍摄组织。从拍摄的照片利用图像解析测定贝氏体的面积率。贝氏体的面积率为70％以上的情况下，判断组织充分地贝氏体化，将其作为目标。

对于韧性，由使用带缺口深度2mm且缺口底半径1mm的U型缺口的标准试验片而实施的夏比冲击试验评价的时效处理后的20℃下的吸收能量为12J以上的情况下，判断为足够高，将其作为目标。

对于疲劳强度，制作平行部的直径为8mm、长度为106mm的小野式旋转弯曲疲劳试验片来调查。即、以疲劳试验片的中心为棒钢的R/2部的方式采取上述的试验片，将试验数设为8，在室温、大气中以应力比为-1的条件实施小野式旋转弯曲疲劳试验。将至重复次数为1.0×10⁷次为止不断裂之中的应力振幅的最大值作为疲劳强度。疲劳强度为480MPa以上的情况下，判断为疲劳强度足够高，将其作为目标。

表3中示出上述的各调查结果。需要说明的是，将贝氏体的面积率为70％以上、达成目标以及不足70％、未达成目标在“贝氏体化”栏中分别以“○”以及“×”示出。此外，表3中将“夏比冲击试验中的吸收能量”记作“夏比吸收能量”。进而，在表3中，将时效处理后的硬度与时效处理前的以HV计的硬度之差一并记作“硬化量[ΔHV]”。

[表3]

表3

如从表3明确的那样，具有本发明中规定的化学组成的试验编号A1～A23的“本发明例”的情况下，时效处理前的硬度为310HV以下、且通过时效处理使疲劳强度为480MPa以上、进而夏比冲击试验中的吸收能量也为12J以上、达成目标，兼具时效处理后的强度与韧性。进而，可知时效处理前的硬度低、因此能够期待切削阻力降低以及工具寿命的延长。

与之相对，偏离本发明的规定的试验编号B1～B12的“比较例”的情况下，不能得到作为目标的性能。

对于试验编号B1，使用的钢24的C含量多达0.25％、而且F3低至0.01，因此时效处理后的夏比冲击试验中的吸收能量低至9.6J、韧性差。

对于试验编号B2，使用的钢25的Ti含量高达0.028％，因此时效处理后的夏比冲击试验中的吸收能量低至6.4J、韧性差。

对于试验编号B3，使用的钢26的Mn含量低至1.35％，因此生成贝氏体组织以及铁素体，时效处理前的硬度高达318HV、此外疲劳强度低至450MPa、未达成目标。

对于试验编号B4，使用的钢27的C含量低至0.04％，因此时效处理后的硬度低至290HV、疲劳强度也为440MPa、未达成目标。

对于试验编号B5，使用的钢28的V含量低至0.11％，因此时效处理后的硬度低至305HV、疲劳强度也为430MPa、未达成目标。

对于试验编号B6，使用的钢29的F3低至0.04，因此时效处理后的夏比冲击试验中的吸收能量为11.2J、韧性差。

对于试验编号B7，使用的钢30的F2高达1.09，因此时效处理前的硬度高达335HV、未达成目标。

对于试验编号B8，使用的钢31的V含量高达0.63％，因此时效处理前的硬度高达313HV、时效处理后的夏比冲击试验中的吸收能量低至8J、未达成目标。

对于试验编号B9，使用的钢32的Mo含量高达1.23％，因此时效处理后的夏比冲击试验中的吸收能量低至9.6J、韧性差。

对于试验编号B10，使用的钢33的F1低至0.66，因此生成了贝氏体组织以及铁素体、时效处理前的硬度高达323HV、进而疲劳强度低至460MPa、未达成目标。

对于试验编号B11，使用的钢34的N含量为0.0181％、过高，为本发明规定之外，在热锻中V的氮化物析出。因此，ΔHV为20且不易时效硬化、时效处理后的硬度低至292HV。时效处理后的疲劳强度也低至450MPa、未达成目标。

对于试验编号B12，使用的钢35的N含量高达0.0119％，因此在热锻中V的氮化物析出。因此，ΔHV为24且不易时效硬化、时效处理后的硬度低至291HV。时效处理后的疲劳强度也低至445MPa、未达成目标。

实施例2

切取由实施例1热锻、冷却至室温而制作的钢21～23以及钢30的直径60mm的棒钢的一部分。对于切取的棒钢进一步30分钟加热至1250℃，设想向部件形状的锻造，将精制时的锻造材料的表面温度设为950～1100℃、对直径35mm的棒钢进行热锻。热锻后通过在大气中的放置冷却、或使用鼓风机以及液体喷雾器(mist)，以各种冷却速度冷却至400℃以下的温度。

对于各试验编号，采用在热锻中精制为上述直径35mm之后使用鼓风机以及液体喷雾器冷却至400℃以下的温度、进而冷却至室温的棒钢之中的一部分，测定时效处理前的硬度。

另一方面，对于各试验编号，对于余下的经过热锻的棒钢实施在630℃下保持60分钟的时效处理。使用从实施时效处理的棒钢采取的试验片，进行时效处理后的硬度、夏比冲击试验中的吸收能量、疲劳强度、以及贝氏体组织的块尺寸的调查。

时效处理前的硬度和时效处理后的硬度、夏比冲击试验中的吸收能量、以及疲劳强度的调查以与实施例1同样的条件实施。此外，这些目标值设为与实施例1同样。

贝氏体组织的块尺寸的测定如下所述来实施。使用胶体二氧化硅再次研磨硬度测定中使用的埋设树脂的试验片。对于研磨的试验片，通过EBSD法实施组织的取向解析。将由取向差为15°以上的边界围绕的区域定义为“块”，利用图像解析求出各块的面积。

块之间的界面为具有凹凸的复杂的形状。因此，以切取块的凹凸端部附近的方式制作组织的观察面的情况下，有时宛如观察到一个块中内包有其它的块。此时，块的面积的测定精度降低。为了去除这种影响，在截面图像上，某个块完全被另外的块所内包的情况下，看成单一的块，无视所内包的小的块、仅以大的块求出面积。

对于如此测定面积的各块，以具备相同的面积的圆的直径定义该块的尺寸。由通过EBSD法而解析的30000μm²的区域中的各块的尺寸算出平均块尺寸。

在算出平均块尺寸时，对于各块的尺寸，进行基于该块的面积的加权。即、对于解析区域中的n个块1～n，将各自的尺寸设为为D1、D2、…、Dn(μm)、将各自的面积设定为S1、S2、…、Sn(μm²)时，平均块尺寸设为(D1×S1+D2×S2+…+Dn×Sn)/30000。平均块尺寸以15～60μm为目标。

表4中示出上述的各调查结果。试验编号C1～C3分别为表3的试验编号A21～A23。表4中示出的冷却速度为对直径35mm的棒钢进行热锻之后的冷却时的800～400℃温度区域中的平均冷却速度。该平均冷却速度的测定方法与实施例1同样。

[表4]

表4

如表4所明确的那样，具有本发明中规定的化学组成的试验编号C1～C6的“本发明例”的情况下，贝氏体的平均块尺寸为15～60μm的目标范围内、时效处理前的硬度为310HV以下。因此，可以期待良好的切削性。通过时效处理使疲劳强度为480MPa以上、进而夏比冲击试验中的吸收能量也为12J以上、达成目标，可以兼具时效处理后的强度以及韧性。需要说明的是，试验编号C1～C6中，时效处理前的贝氏体的面积率为70％以上、达成目标。

此外，对于试验编号C1～C6，平均冷却速度满足作为上述的本发明的时效硬化性钢的制造方法的一个例子而示出的平均冷却速度(10～90℃/分钟、即0.2～1.5℃/秒)。试验编号C1～C6之中，比较使用钢22的试验编号C2以及C4～C6时，可知平均冷却速度越慢、贝氏体的平均块尺寸越大。此外，可知贝氏体的平均块尺寸越大、时效处理前的硬度越低，可以期待良好的切削性。

与之相对，偏离本发明的规定的试验编号D1的“比较例”的情况下，不能得到作为目标的性能。即，试验编号D1使用的钢30的F2大、偏离本发明的规定。因此，贝氏体的平均块尺寸小至9.6μm，时效处理前的硬度变为346HV、硬。因此，认为切削性差。

产业上的可利用性

本发明的时效硬化性钢的时效处理前的硬度为310HV以下、可以期待切削阻力的降低与工具寿命的延长。而且，若使用本发明的时效硬化性钢，则通过在切削加工后所实施的时效处理，可以确保480MPa以上的疲劳强度、和由使用带缺口深度2mm且缺口底半径1mm的U型缺口的标准试验片而实施的夏比冲击试验评价的时效处理后的20℃下的吸收能量为12J以上的韧性。因此，本发明的时效硬化性钢可以极其适宜地用作汽车、工业机械、建筑机械等的机械部件的原材料。

Claims

1.一种时效硬化性钢，其具有如下的化学组成：

以质量％计，C：0.05～0.20％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.6～2.5％、S：0.005～0.08％、Cr：超过0.50％～1.6％、Al：0.005～0.05％、V：0.25～0.50％、Mo：0～1.0％、Cu：0～0.3％、Ni：0～0.3％、Ca：0～0.005％和Bi：0～0.4％，

且余量由Fe和杂质组成，

此外，下述的由式(1)表示的F1为0.68以上、由式(2)表示的F2为1.05以下、并且由式(3)表示的F3为0.12以上，

F1＝C+0.3Mn+0.25Cr+0.6Mo·····(1)

F2＝C+0.1Si+0.2Mn+0.15Cr+0.35V+0.2Mo···(2)

F3＝-4.5C+Mn+Cr-3.5V-0.8Mo·····(3)

2.根据权利要求1所述的时效硬化性钢，其中，化学组成以质量％计含有选自由下述的<1>～<3>所示的元素中的1种以上，

<1>Mo：0.05～1.0％、

<2>Cu：0.1～0.3％和Ni：0.1～0.3％、以及

<3>Ca：0.0005～0.005％和Bi：0.03～0.4％。

3.根据权利要求1或2所述的时效硬化性钢，其中，主相为贝氏体，所述贝氏体的平均块尺寸为15～60μm。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的时效硬化性钢，其中，硬度为310HV以下。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的时效硬化性钢，其中，化学组成以质量％计含有Cr：超过1.0～1.6％。