WO2019035401A1 - 高硬度かつ靱性に優れる鋼 - Google Patents

高硬度かつ靱性に優れる鋼 Download PDF

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幸司 萩原
山本　幸治
翔平 王生
悠輔 平塚
藤松　威史
隼之 杉本
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Komatsu Ltd
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Komatsu Ltd
Osaka University NUC
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Definitions

  • the present invention relates to machines such as automobiles, aircraft, ships, other transport machines, civil engineering machines, construction machines, industrial machines, etc.
  • Drive system application parts such as gears and shafts, reduction gear parts, drilling mechanism application parts or peripheral mechanism application parts
  • the present invention relates to a high hardness and toughness steel which is used particularly for parts such as bearing parts and the like and which is excellent in wear resistance and durability.
  • the hardness of a steel material having a martensitic structure as a main component by quenching is determined by the content of C (carbon), the hardness of the steel material can be increased by increasing the C content to achieve high hardness.
  • the increase in hardness of the steel material lowers the toughness on the other hand, when an impact is applied, the steel material tends to be cracked. Therefore, such a steel material is required to have a balance of hardness and toughness.
  • Patent Document 1 JP-A-2000-204444 (Patent Document) 1 See. While the proposed invention does not require V to be added as an essential element as in the present invention, it only regulates the maximum carbide diameter in the structure after tempering to 8 ⁇ m or less, so a large size near 8 ⁇ m or 8 ⁇ m Although it is characterized in that it is excellent in rolling fatigue life even if it contains carbides, there is no description as to whether or not even high toughness can be obtained in a compatible manner, and Patent Document 1 is directed to high toughness. There is no suggestion on the response of
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2017-057479 (Patent Document 2)).
  • the structure is adjusted to martensite and spheroidized cementite after being heated to a temperature range which becomes a two phase zone of austenite and cementite, and the size, shape and distribution of the carbide are controlled In particular, by removing carbides from grain boundaries, it is intended to greatly improve the toughness.
  • heating in a two-phase region and subsequent hardening are essential operations, it is necessary to strictly control the holding time and temperature in order to obtain an appropriate carbide state. The problem is that the process load on implementation is increased.
  • the problem to be solved by the invention of the present application is high-temperature quenching from the austenite region above the solid solution temperature of cementite for steel containing medium carbon or more, that is, steel called medium carbon steel or high carbon steel.
  • An object of the present invention is to provide a high hardness and high toughness steel which can adopt a simple heat treatment method.
  • the means of this invention is set as the steel which added V to the steel which contains C of medium carbon or more in a chemical component.
  • V is contained as an essential additive element
  • the V-containing fine carbides present in the austenite region where the processing temperature is high can pin the movement of austenite grain boundaries and keep the austenite grain size fine, so By this, the martensite grain size generated after quenching is kept minute, and high toughness is obtained by being mainly ductile fracture.
  • the first means is, by mass%, C: 0.40 to 1.00%, Si: 0.10 to 2.00%, Mn: 0.. 10 to 1.00%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Cr: 1.10 to 3.20%, Al: 0.010 to 0.10%, V: 0.15 Containing ⁇ 0.50%, Ni: 2.50% or less and Mo: 1.00% or less of one or two kinds, and (C + V) amount is 0.60% or more by mass% Yes, the rest is steel consisting of Fe and unavoidable impurities.
  • this steel is a high hardness and high toughness steel having a martensitic structure which has a microstructure tempered at a low temperature of 130 ° C. to 250 ° C. and has a prior austenite grain size of 20 ⁇ m or less.
  • the second means has the chemical composition and the microstructure of the first means of the present invention, and the martensitic structure tempered at a low temperature of 130 ° C. to 250 ° C.
  • Fine carbides containing V (hereinafter referred to as V-containing fine carbides) are dispersed, and the amount of precipitation of the V-containing fine carbides accounts for all martensite volumes (hereinafter referred to as "total martensite volume"). In terms of percentage, 0.10 to 0.90 vol. %, Which is a steel excellent in the high hardness and toughness of the first means.
  • the third means has the chemical composition and microstructure of the first means of the present invention, and the amount of cementite precipitation in a martensitic structure tempered at low temperatures of 130 ° C. to 250 ° C. is 0.50 vol of the total martensite volume . It is a steel excellent in the high hardness and toughness of the first means, which is not more than 10%.
  • the fourth means has the chemical composition and the microstructure of the first means of the present invention and the microstructure of the second means, and the amount of cementite precipitation in the martensitic structure tempered at a low temperature of 130 ° C. to 250 ° C. 0.50 vol. It is a steel excellent in the high hardness and toughness of the second means, which is not more than 10%.
  • high hardness which can not be obtained by high temperature tempering is obtained by tempering at a temperature of 130 ° C. to 250 ° C. to form a martensitic structure in which Fe-based ⁇ carbides are finely dispersed.
  • V as an essential additive element
  • the V-containing fine carbide existing at the heating temperature of quenching pin the movement of the austenite grain boundaries to keep the austenite grain size as fine as 20 ⁇ m or less
  • the martensite structure becomes finer due to the prior austenite grain size being 20 ⁇ m or less, whereby the form of fracture becomes a ductile fracture main body, and high toughness can be obtained.
  • V-containing fine carbides having a diameter of 0.50 ⁇ m or less are dispersed and precipitated, and the amount of precipitation is 0.10 to 0.90 vol. %,
  • the grain refining effect is obtained without causing the toughness decrease due to the brittleness of the V-containing fine carbide itself, and the coarsening of the prior austenite grain size is suppressed.
  • the high toughness is achieved despite the high hardness. To be achieved.
  • the amount of cementite precipitation in the martensitic structure tempered at a low temperature of 130 ° C. to 250 ° C. is set to 0.50 vol.
  • the toughness is reduced by limiting quantitatively the precipitation amount of cementite which tends to easily grow on grain boundaries and easily cause cracks along grain boundaries after quenching and tempering by setting the content to less than 10%. I do not let you do it.
  • each steel excluding Fe and unavoidable impurities which are the constituent features of the invention according to the means of the present invention
  • the microstructure of each invention steel Reason for setting martensite structure tempered at low temperature at 250 ° C Reason for limiting the size of V-containing carbide in martensite structure and the amount of precipitation, Precipitation amount of cementite in martensite structure occupying in whole martensite volume
  • the reason for limiting the ratio of W and the reason for limiting the grain size of the prior austenite will be sequentially described below.
  • % in a chemical component is mass%.
  • C 0.40 to 1.00% C is an element which improves hardness, wear resistance and fatigue life after quenching and tempering. However, if C is less than 0.40%, sufficient hardness can not be obtained. On the other hand, if C is more than 1.00%, not only the toughness is impaired, but also the hardness of the steel material is increased, and the machinability and forgeability etc. are inhibited. Therefore, C is set to 0.40 to 1.00%, preferably 0.50 to 1.00%, and more preferably 0.50% to 0.90%.
  • Si 0.10 to 2.00%
  • Si is an element effective for deoxidation of steel, and serves to provide the steel with the necessary hardenability and to increase the strength. In order to obtain these effects, Si needs to be 0.10% or more, desirably 0.20% or more.
  • Si when the content of Si is large, the hardness of the material is increased, and the machinability and the formability such as forgeability are impaired. Therefore, Si needs to be 2.00% or less, desirably 1.55% or less. Therefore, the Si content is preferably 0.10 to 2.00%, and more preferably 0.20 to 1.55%.
  • Mn 0.10 to 1.00%
  • Mn is an element effective for deoxidation of steel, and further, is an element necessary for imparting the necessary hardenability to steel and enhancing the strength.
  • Mn needs to be added at 0.10% or more, desirably 0.15% or more.
  • Mn is added in a large amount, it has an action to lower the toughness, and further it has the action to lower the toughness even by forming MnS by bonding with S, and promoting a crack during processing. It is necessary to be not more than .00%, preferably not more than 0.70%. Therefore, the Mn content is 0.10 to 1.00%, preferably 0.15 to 1.00%, and more preferably 0.15 to 0.70%.
  • P 0.030% or less
  • P is an impurity element which is unavoidably contained in steel, and segregates in grain boundaries to deteriorate toughness. Therefore, P should be 0.030% or less, preferably 0.015% or less.
  • S 0.030% or less S is an element that combines with Mn to form MnS and degrades toughness. Therefore, S should be 0.030% or less, preferably 0.010% or less.
  • Cr 1.10 to 3.20% Cr is an element improving the hardenability, and in order to sufficiently obtain the effect, Cr needs to be at least 1.10%, preferably at least 1.20%, more preferably at least 1.35%. is there. On the other hand, excessive addition of Cr promotes carbide precipitation in grain boundaries in the cooling process after quenching, which adversely affects toughness. In order to prevent this, Cr needs to be 3.20% or less. It is preferably 2.50% or less, more preferably 2.30% or less. Therefore, Cr should be 1.10 to 3.20%, preferably 1.20 to 2.50%, and more preferably 1.35 to 2.30%.
  • Al 0.010 to 0.10%
  • Al is an essential element for deoxidation of steel, and addition is performed. Furthermore, it combines with N to form AlN, which has the effect of suppressing coarsening of crystal grains. In order to obtain these effects, Al needs to be 0.010% or more. On the other hand, when Al is added in a large amount, it impairs the hot workability, so 0.10% or less is necessary, desirably 0.050% or less. Therefore, Al should be 0.010 to 0.10%, preferably 0.015 to 0.050%.
  • V 0.15 to 0.50% V combines with C to form fine carbides, and the carbides have the function of pinning the grain boundaries and holding the grains fine during heating for quenching, and attaining high toughness by refining the grains Is an essential element for In order to effectively pin the grain boundaries of the steel with carbides, the steel is once heated to solid solution of carbides above the solid solution temperature of the carbides, and it is finely formed at the time of heating to the quenching temperature. It is necessary to precipitate. However, when a carbide-forming element such as Nb or Ti is added with respect to the amount of C of the component of the present invention, the carbide can be sufficiently dissolved even by heating at 1250 ° C.
  • a carbide-forming element such as Nb or Ti
  • V-containing carbides have a feature of solid solution at a lower temperature, and can be effectively used for pinning of grain boundaries. In order to obtain the effect, V needs to be added at 0.15% or more, desirably 0.20% or more, and more desirably 0.25% or more.
  • V when V is contained more than 0.50%, not only the effect of grain refinement is saturated, but coarse carbides containing V are formed, and this V-containing coarse carbides have hot workability. Inhibit or reduce toughness. Therefore, V needs to be 0.5% or less, preferably 0.45% or less. Therefore, V is set to 0.15 to 0.50%, preferably 0.20 to 0.50%. More preferably, it is 0.25 to 0.45%.
  • Ni and Mo are elements in which any one or two elements are contained, and the following are the reasons for limitation.
  • Ni 2.50% or less
  • Ni includes the content as an impurity (for example, a content of 0.07%) in the present invention, but is an effective element for improving the hardenability and toughness, and may be added.
  • Ni is an expensive element and increases the cost. Therefore, Ni in the case of addition is set to 2.50% or less, preferably 1.70% or less.
  • Mo 1.00% or less Mo includes the content as an impurity (for example, a content of 0.04%) in the present invention, but is an effective element for improving hardenability and toughness, and may be added. .
  • Mo is an expensive element and increases the cost. Therefore, Mo in the case of addition is set to 1.00% or less, preferably 0.50% or less.
  • C + V 0.60% or More
  • the total amount of C and V needs to be at least 0.60% or more.
  • the microstructure is a martensitic structure in which Fe-based ⁇ carbides are finely dispersed.
  • Martensite in which Fe-based ⁇ carbides are finely dispersed is obtained by low-temperature tempering at 130 ° C. to 250 ° C.
  • high toughness can be obtained in the as-quenched state by the chemical composition and other regulations defined in the means of the present invention, and excellent toughness can be maintained in low temperature tempering at 130 ° C. to 250 ° C. Therefore, there is no need to add alloying elements more than necessary.
  • the precipitation amount of V-containing carbide is 0.10 vol. % Or more, desirably, the precipitation amount of the V-containing fine carbide is 0.15 vol. % Or more.
  • the precipitation amount of V-containing fine carbides is 0.90 vol. %, The amount of precipitation becomes too large and the grains themselves containing V-containing carbides become brittle and the toughness decreases, so 0.90 vol. % Or less, preferably 0.80 vol. % Or less. Therefore, the maximum diameter of the V-containing carbide is regulated to 0.50 ⁇ m or less, and the precipitation amount of the V-containing carbide is 0.10 to 0.90 vol. %, Preferably 0.15 to 0.80 vol. And%.
  • cementite tends to grow on austenite grain boundaries during heating, which tends to cause cracks along the grain boundaries after quenching and tempering, which causes a decrease in toughness. Therefore, the precipitation amount of cementite is at most 0.50 vol. % Or less.
  • the grain size of the prior austenite is set to 20 ⁇ m or less, preferably 15 ⁇ m or less.
  • the heating temperature conditions for this hardening are No. of Example steel.
  • the steels 1 to 9 were selected so as to satisfy the claims of the present invention.
  • the heating conditions of the example steels are used.
  • the chemical components themselves containing V, etc. are No. 1 of comparative steels within the scope of the present invention.
  • No. 11 is subjected to spheroidizing annealing at a heating temperature of 810 ° C.
  • the steel of this comparative example No. 11 were the conditions for measuring the Charpy impact value when heating was performed in a cementite-austenite dual phase region in a V-added steel. This was done to compare with the 1 to 9 example steels.
  • No. 1 of the example steels. Nos. 1 to 9 and comparative example steel No. 10, 12, 13, 14 and 15 are not particularly implemented in the above treatment, but for the purpose of improving the processability of the material, a spheroidizing annealing treatment is added after the normalizing treatment.
  • the spheroidizing annealing conditions in that case are not limited to the upper limit temperature described in the present embodiment, and may be adjusted according to the steel type.
  • Table 2 shows the hardness indicated by HRC, the maximum diameter of V-containing carbides, the V-containing carbide precipitation amount relative to the total martensite volume, and the precipitation of cementite under the embodiments of the invention steels of the example steels and the comparison steels. Amount, prior austenite grain size, and Charpy impact value are shown respectively.
  • Example. 1 to 9 are very excellent in toughness, for example, the Charpy impact value of the 10 RC notch exceeds 100 J / cm 2 while each of them is a high hardness of 57 HRC or more. This high toughness is not due to the brittle fracture of the test specimen during striking with a Charpy impact tester in the steel of the present invention as essential addition to V, but by a certain ductility deformation before the fracture. It will be achieved. Comparative steel No. No. 10, 12, 13, 14 and 15 are V-free and V-free. No. 11 is within the scope of the present invention, but as a result of heat treatment, it is out of the scope of the present invention, and in all cases, the impact value is lower than that of the example steel.

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Abstract

高硬度かつ靱性に優れる鋼は、質量％で、Ｃ：０．４０～１．００％、Ｓｉ：０．１０～２．００％、Ｍｎ：０．１０～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．１０～３．２０％、Ａｌ：０．０１０～０．１０％、Ｖ：０．１５～０．５０％を含有し、さらに、Ｎｉ：２．５０％以下、Ｍｏ：１．００％以下の１種または２種以上を含有し、（Ｃ＋Ｖ）量が質量％で０．６０％以上である、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、ミクロ組織がＦｅ系のε炭化物が微細分散したマルテンサイト組織であり、その旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下である。

Description

高硬度かつ靱性に優れる鋼
　本願発明は、自動車、航空機、船舶、その他輸送機械、土木機械、建築機械、産業機械などの機械で歯車、シャフトなどの駆動系用途部品、減速機部品、掘削機構用途部品またはその周辺機構用途部品、軸受部品、などの部品に使用される特に耐摩耗性や耐久性に優れた高硬度かつ靱性に優れる鋼に関する。
　本出願は、２０１７年８月１８日出願の日本出願第２０１７－１５８００７号に基づく優先権を主張し、当該日本出願に記載された全ての記載内容を援用するものである。
　輸送機械や各種機械などの部品に使用される鋼、特に優れた耐摩耗性や疲労特性などを必要とする部品に使用される鋼は、焼入れによって高硬度化して使用されることが一般的である。ところで、焼入れによってマルテンサイト組織を主体とされた鋼材は、Ｃ（炭素）の含有量により硬度が決まるので、Ｃ含有量を高めることで鋼材の硬度を上昇させて高硬度化することができる。しかし、鋼材の高硬度化は、その反面として靱性を低下させるので、衝撃が加えられた場合に、鋼材に割れを生じやすくなる。そのため、このような鋼材には、硬度と靱性のバランスが要求される。
　この点、従来技術としては、異物混入環境下ならびに高温環境下において優れた転動疲労寿命を有する高温用転がり軸受部品の発明が提案されている（例えば、特開２０００－２０４４４４号公報（特許文献１）参照。）。この提案の発明は、本願発明のようにＶを必須元素として添加する必要がない反面、焼戻し処理後の組織中の最大炭化物径が８μｍ以下に規制するのみであるから、８μｍまたは８μｍ近くの大きな炭化物が含まれるものであっても転動疲労寿命に優れていることを特徴としているものの、さらに両立的に高靱性までも得られるかどうかについては記載が無く、特許文献１には高靱性への対応について何らの示唆もされていない。
　他方で、輸送機械や各種機械などの部品に用いられる高硬度でかつ靱性に優れた鋼の発明が提案されている（例えば、特開２０１７－０５７４７９号公報（特許文献２）参照。）。この提案の発明では、オーステナイトとセメンタイトの二相域となる温度域に加熱したのちに焼入れして組織をマルテンサイトと球状化セメンタイトに調整しており、その炭化物の大きさや形状および分布状態をコントロールすることにより、特に粒界上から炭化物を排除することにより、靱性を大きく向上させようとしている。しかし、この発明では、二相域での加熱とそれに続く焼入れが必須の作業となるため、適切な炭化物の状態とするためには、保持時間や温度の管理を厳密に行う必要があるので、実施に際しての工程の負荷が大きくなる点が問題である。
特開２０００－２０４４４４号公報 特開２０１７－０５７４７９号公報
　本願の発明が解決しようとする課題は、中炭素以上のＣを含有する鋼、すなわち中炭素鋼や高炭素鋼と呼ばれる鋼に対して、セメンタイトの固溶温度以上のオーステナイト領域からの高温焼入れといった簡便な熱処理方法をとりうる、高硬度で高靱性の鋼を提供することである。
　一般的に化学成分として中炭素以上のＣを含有する鋼におけるオーステナイト領域からの高温焼入れでは、高温の加熱温度でセメンタイトが全固溶してしまい、結晶粒界のピン止めが効かなくなるので、オーステナイト粒は粗大化し、焼入れ後も結晶粒径すなわち旧オーステナイト粒径が粗大なままとなるため、脆性破壊である粒界破壊を引き起こしやすくなることによって靱性は低下する。
　そこで、本願発明の手段では、中炭素以上のＣを化学成分に含有する鋼にＶを添加した鋼としている。Ｖを必須の添加元素として含有させると、高温の処理温度となるオーステナイト領域で存在するＶ含有微細炭化物がオーステナイト粒界の移動をピン止めしてオーステナイト粒径を微細に保つことができるので、これによって、焼入れ後に生じるマルテンサイト粒径が微細に保たれ、延性破壊が主体となることで高い靱性が得られる。具体的には、以下に記載する本願発明の手段のものとすることで、本願発明はその効果が得られることを見出した。
　上記の課題を解決するための本願発明の手段では、第１の手段は、質量％で、Ｃ：０．４０～１．００％、Ｓｉ：０．１０～２．００％、Ｍｎ：０．１０～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．１０～３．２０％、Ａｌ：０．０１０～０．１０％、Ｖ：０．１５～０．５０％を含有し、さらに、Ｎｉ：２．５０％以下およびＭｏ：１．００％以下の１種または２種を含有し、（Ｃ＋Ｖ）量が質量％で０．６０％以上であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼である。さらに、この鋼は、ミクロ組織が１３０℃～２５０℃で低温焼戻しされたマルテンサイト組織であり、その旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下である、高硬度かつ靱性に優れる鋼である。
　第２の手段は、本願発明の第１の手段の化学組成およびミクロ組織を有し、その１３０℃～２５０℃で低温焼戻しされたマルテンサイト組織中には、析出された直径０．５０μｍ以下のＶを含有する微細炭化物（以下、Ｖ含有微細炭化物という。）が分散されており、このＶ含有微細炭化物の析出量は全てのマルテンサイトの体積（以下「全マルテンサイト体積」という。）に占める割合に換算すると０．１０～０．９０ｖｏｌ．％である、第１の手段の高硬度かつ靱性に優れる鋼である。
　第３の手段は、本願発明の第１の手段の化学組成およびミクロ組織を有し、１３０℃～２５０℃で低温焼戻しされたマルテンサイト組織中におけるセメンタイト析出量が全マルテンサイト体積の０．５０ｖｏｌ．％以下である、第１の手段の高硬度かつ靱性に優れる鋼である。
　第４の手段は、本願発明の第１の手段の化学組成およびミクロ組織と第２の手段のミクロ組織を有し、１３０℃～２５０℃で低温焼戻しされたマルテンサイト組織中におけるセメンタイト析出量が全マルテンサイト体積の０．５０ｖｏｌ．％以下である、第２の手段の高硬度かつ靱性に優れる鋼である。
　本願発明では、高温焼戻しでは得ることができない高硬度が、１３０℃～２５０℃で低温焼戻しされてＦｅ系のε炭化物が微細分散されたマルテンサイト組織としたことで得られている。そして、Ｖを必須の添加元素として含有させることで、焼入れの加熱温度で存在するＶ含有微細炭化物がオーステナイト粒界の移動をピン止めしてオーステナイト粒径が２０μｍ以下の微細な大きさに保つことができ、これによって、焼入れ後には、旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下となっていることでマルテンサイト組織が微細化し、それによって、破壊の形態が延性破壊主体となることで高い靱性が得られる。これらにより鋼製部品を高硬度で高靱性な鋼とすることで、高い靱性を必要とする輸送機械や各種機械などの部品が供給できるなど有益な効果が得られる。
　また、マルテンサイト組織中に直径０．５０μｍ以下のＶ含有微細炭化物が分散して析出しており、その析出量は全マルテンサイト体積の０．１０～０．９０ｖｏｌ．％とすると、Ｖ含有微細炭化物自体の脆さによる靱性低下を引き起こすことなく、結晶粒微細化効果が得られ、旧オーステナイト粒径の粗大化が抑制される結果、高硬度でありながら高い靱性が達成される。
　さらに１３０℃～２５０℃で低温焼戻しされたマルテンサイト組織中のセメンタイト析出量を全マルテンサイト体積の０．５０ｖｏｌ．％以下とすることによって、通常であれば粒界上で成長しやすく、焼入れ焼戻し後に粒界に沿った割れを引き起こしやすいセメンタイトの析出量を本願発明では量的に制限することによって、靱性を低下させないものとしている。
　本願発明の実施の形態の記載に先立ち、本願発明の手段に係る発明の構成要件である、Ｆｅおよび不可避不純物を除く各鋼の化学成分の限定理由、並びに各発明鋼のミクロ組織を１３０℃～２５０℃で低温焼戻しされたマルテンサイト組織とする理由、マルテンサイト組織中のＶ含有炭化物量の大きさとその析出量を限定する理由、全マルテンサイト体積中に占めるマルテンサイト組織中のセメンタイトの析出量の割合を限定する理由、および旧オーステナイト粒径を限定する理由について、以下に順次説明する。なお、化学成分における％は質量％である。
　Ｃ：０．４０～１．００％
　Ｃは、焼入れ焼戻し後における、硬度、耐摩耗性および疲労寿命を向上させる元素である。しかし、Ｃが０．４０％未満では十分な硬度は得られない。一方、Ｃが１．００％より多いと、靱性を阻害するのみならず、鋼素材の硬さが増加し、被削性および鍛造性などの加工性を阻害する。そこで、Ｃは０．４０～１．００％とし、望ましくは０．５０～１．００％とし、さらに望ましくは０．５０％～０．９０％とする。
　Ｓｉ：０．１０～２．００％
　Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、鋼に必要な焼入性を付与し強度を高める働きをする。これらの効果を得るためには、Ｓｉは、０．１０％以上必要であり、望ましくは０．２０％以上必要である。一方、Ｓｉは、多く含有されると、素材硬さを増加し、被削性および鍛造性などの加工性を阻害する。そのため、Ｓｉは２．００％以下にする必要があり、望ましくは１．５５％以下とする。そこで、Ｓｉは０．１０～２．００％、望ましくは０．２０～１．５５％とするのがよい。
　Ｍｎ：０．１０～１．００％
　Ｍｎは、鋼の脱酸に有効な元素であり、さらに、鋼に必要な焼入れ性を付与し、強度を高めるために必要な元素である。そのためには、Ｍｎは０．１０％以上添加する必要があり、望ましくは０．１５％以上必要である。一方、Ｍｎは多量に添加すると、靱性を低下させる作用があり、さらにＳと結合することでＭｎＳを形成することによっても靱性を低下させたり、加工中の割れを助長する作用があるため、１．００％以下とする必要があり、望ましくは０．７０％以下とする。よって、Ｍｎは０．１０～１．００％とし、望ましくは０．１５～１．００％とし、さらに望ましくは０．１５～０．７０％とする。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、鋼中に不可避的に含有される不純物元素であり、粒界に偏析し、靱性を劣化させる。そこで、Ｐは、０．０３０％以下、望ましくは０．０１５％以下とするのがよい。
　Ｓ：０．０３０％以下
　Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成して靱性を劣化させる元素である。そこで、Ｓは、０．０３０％以下、望ましくは０．０１０％以下とするのがよい。
　Ｃｒ：１．１０～３．２０％
　Ｃｒは、焼入れ性を向上させる元素であり、その効果を十分に得るには、Ｃｒは、１．１０％以上必要で、望ましくは１．２０％以上、さらに望ましくは１．３５％以上必要である。一方、Ｃｒは過剰に添加すると、焼入れ後の冷却過程で粒界の炭化物析出を促すため、靱性に悪影響があり、それを防ぐためにＣｒは３．２０％以下にする必要がある。望ましくは２．５０％以下、さらに望ましくは２．３０％以下とする。そこで、Ｃｒは、１．１０～３．２０％、望ましくは１．２０～２．５０％、さらに望ましくは１．３５～２．３０％とするのがよい。
　Ａｌ：０．０１０～０．１０％
　Ａｌは、鋼の脱酸に不可欠な元素であり、添加が行われる。さらにＮと結合してＡｌＮを生成して、結晶粒粗大化を抑制する効果がある。これらの効果を得るためには、Ａｌは０．０１０％以上必要である。一方、Ａｌは多量に添加されると熱間加工性を損なうので０．１０％以下にする必要があり、望ましくは０．０５０％以下とする。したがって、Ａｌは０．０１０～０．１０％とし、望ましくは０．０１５～０．０５０％とするのがよい。
　Ｖ：０．１５～０．５０％
　Ｖは、Ｃと結合して微細な炭化物を形成し、その炭化物が焼入れの加熱時に結晶粒界をピン止めして結晶粒を微細に留める作用があり、結晶粒の微細化によって高い靱性を得るために必須の元素である。鋼の結晶粒界を炭化物で効果的にピン止めするためには、炭化物の固溶温度以上にいったん鋼を加熱して炭化物を固溶させておき、焼入温度への加熱の際に微細に析出させる必要がある。ところがＮｂやＴｉのような炭化物形成元素は、本願発明成分のＣ量に対して添加した場合、実用的な鋼材の加熱温度を大きく超える１２５０℃の加熱によっても炭化物を十分に固溶させることができないため、ピン止めに対して十分効果的でなく、かつ粗大な炭化物が残りやすいことから靱性に対しても悪影響がある。これに対して、Ｖ含有炭化物は、それより低温で固溶する特長があり、結晶粒界のピン止めに効果的に活用することが可能である。その効果を得るには、Ｖは０．１５％以上の添加が必要であり、望ましくは０．２０％以上、さらに望ましくは０．２５％以上である。一方、Ｖは０．５０％より多く含有されると、結晶粒微細化の効果が飽和するのみならず、Ｖを含有する粗大な炭化物が形成し、このＶ含有粗大炭化物が熱間加工性を阻害したり、靱性を低下させる。よってＶは０．５％以下にする必要があり、望ましくは０．４５％以下である。そこで、Ｖは０．１５～０．５０％とし、望ましくは０．２０～０．５０％とする。さらに望ましくは０．２５～０．４５％である。
　ＮｉおよびＭｏは、いずれか１種または２種が含有される元素であり、以下を限定理由とする。
　Ｎｉ：２．５０％以下
　Ｎｉは、本発明では不純物としての含有（例えば、０．０７％の含有量）も含むが、焼入れ性と靱性を向上させる有効な元素であり、添加してもよい。一方、Ｎｉは高価な元素であり、コストを増加させる。そこで、添加する場合のＮｉは２．５０％以下、望ましくは１．７０％以下とする。
　Ｍｏ：１．００％以下
　Ｍｏは、本発明では不純物としての含有（例えば、０．０４％の含有量）も含むが、焼入れ性と靱性を向上させる有効な元素であり、添加してもよい。一方、Ｍｏは高価な元素であり、コストを増加させる。そこで、添加する場合のＭｏは１．００％以下、望ましくは０．５０％以下とする。
　Ｃ＋Ｖ：０．６０％以上
　Ｖ含有微細炭化物の分散による結晶粒微細化作用を得るためには、ＣとＶの合計量を少なくとも０．６０％以上とする必要がある。
　（ミクロ組織をＦｅ系のε炭化物が微細分散したマルテンサイト組織とする理由）
　本願発明の鋼に高硬度を付与するためにミクロ組織はＦｅ系のε炭化物が微細分散したマルテンサイトとする。Ｆｅ系のε炭化物が微細分散したマルテンサイトは、１３０℃～２５０℃の低温焼戻し処理により得られる。本願発明の鋼は、化学成分やその他本発明の手段に規定する規制によって、焼入れままで靱性の高い状態が得られることとなり、１３０℃～２５０℃の低温焼戻しにおいて優れた靱性が保たれることから、合金元素を必要以上に添加する必要が無い。他方、低温焼戻しに代えて、本願発明の成分範囲の鋼に対して５００℃以上の温度で行われる高温焼戻しを行ってしまうと、２次硬化に寄与する合金元素量が少ないために、硬度が低下することとなる。すると、靱性はさらに高いものが得られるものの、高硬度が得られなくなることとなるので、必要とされる高硬度と高靱性が両立できなくなってしまう。そこで、１３０℃～２５０℃で低温焼戻しされたＦｅ系のε炭化物が微細分散したマルテンサイト組織としている。
　（マルテンサイト中のＶ含有炭化物の最大直径を０．５０μｍ以下とし、Ｖ含有炭化物の析出量を全マルテンサイト体積の０．１０～０．９０ｖｏｌ．％とする理由）
　マルテンサイト中に直径０．５０μｍ以下のＶ含有微細炭化物を分散させることで、旧オーステナイト粒径の粗大化を抑制して２０μｍ以下とし、その結果、高硬度でありながら高い靱性を達成できる。これに対して分散しているＶ含有炭化物の直径が０．５０μｍ以上の場合、結晶粒微細化の効果が小さくなり、靱性が低下する。また、Ｖ含有炭化物の析出量が体積％に換算して全マルテンサイト体積の０．１０ｖｏｌ．％未満では、旧オーステナイトナイト粒径を微細にする効果が十分得られない。そこで、Ｖ含有炭化物の析出量は０．１０ｖｏｌ．％以上とし、望ましくはＶ含有微細炭化物の析出量は、０．１５ｖｏｌ．％以上とする。一方で、Ｖ含有微細炭化物の析出量が０．９０ｖｏｌ．％を超えると、析出量が多くなりすぎてＶ含有炭化物を含む結晶粒自体が脆くなり、靱性が低下するため、０．９０ｖｏｌ．％以下とし、望ましくは０．８０ｖｏｌ．％以下とする。よって、Ｖ含有炭化物の最大直径は０．５０μｍ以下に規制し、Ｖ含有炭化物の析出量は全マルテンサイト体積の０．１０～０．９０ｖｏｌ．％とし、望ましくは０．１５～０．８０ｖｏｌ．％とする。
　（セメンタイトの析出量の全マルテンサイト体積に占める割合は多くとも０．５０ｖｏｌ．％以下とする理由）
　セメンタイトは加熱時にオーステナイト粒界上で成長しやすく、これは焼入れ焼戻し後には粒界に沿った割れを引き起こしやすいため靱性を低下させる原因となる。そこで、セメンタイトの析出量は多くとも全マルテンサイト体積の０．５０ｖｏｌ．％以下とする。
　（旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下、望ましくは１５μｍ以下とする理由）
　焼入焼戻し状態における旧オーステナイト粒径を微細化することで、脆性破壊を抑制することができるため、靱性を向上させことができる。さらに、旧オーステナイト粒径を細かくすることによって体積中の粒界面積が増加し、ＰやＳといった粒界に偏析して靱性を劣化させる不純物元素が多くの粒界に分散することで個々の粒界への不純物の偏析量が軽減されることも、靱性の向上に寄与する。よって、旧オーステナイト粒径を２０μｍ以下、望ましくは１５μｍ以下とする。
　次いで、本願の発明の実施の形態を、実施例および表を参照して、以下に説明する。
　表１に示す、実施例鋼のＮｏ．１～９と比較例鋼のＮｏ．１０～１５の化学組成を有する鋼を１００ｋｇ真空溶解炉で溶製し、得られたこれらの鋼を１１５０℃で熱間鍛造して直径２６ｍｍの丸棒鋼を製造した。なお、表１に必須の化学成分および不純物のＰおよびＳを示し、それら以外の残部であるＦｅおよび不可避不純物は表１から省いている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　上記の丸棒鋼の製造に続いて、これらの丸棒鋼を１０００℃に１５分間保持した後、６００℃までガス冷却し、その後空冷する焼ならし処理を行った。この熱処理においてＶの大部分はマトリクスに固溶した状態となっており、一部はＶ含有微細炭化物として析出している。その後、１０ＲＣノッチのシャルピー衝撃試験片の粗形状にそれぞれ加工し、実施例鋼のＮｏ．１～９と比較例鋼のＮｏ．１０、１２、１３、１４、１５はセメンタイトの固溶温度以上のオーステナイト領域である９５０℃で６０分保持してから油焼入れを行った。
　上記の熱処理において、実施例鋼のＮｏ．１～９では、含有される焼入れの加熱・保持中に微細に析出したＶ含有炭化物が結晶粒をピン止めしている。なお、この焼入れのための加熱温度条件は実施例鋼のＮｏ．１～９の鋼に対しては、本願発明の請求の範囲を満たすように選定したものであり、比較例鋼のＮｏ．１０、１２、１３、１４、１５のいずれもＶ添加無しの鋼に対しては、実施例鋼の加熱条件に合わせたものである。一方、Ｖを含有するなど化学成分自体は本願発明の範囲内にある比較例鋼のＮｏ．１１は、焼ならしに引き続いて加熱温度を８１０℃とする球状化焼なましを施してから、１０ＲＣノッチのシャルピー衝撃試験片の粗形状に加工したのち、セメンタイトとオーステナイトの２相域内温度である８１０℃で３０分保持してから油焼入れする処理を２回繰り返して行った。この比較例鋼のＮｏ．１１の焼入れのための加熱条件は、Ｖ添加鋼においてセメンタイトとオーステナイトの２相域内で加熱を行った場合のシャルピー衝撃値を測定するための条件であり、この試験は本願のＮｏ．１～９の実施例鋼と比較するために行った。
　その後、上記のいずれの粗加工した試験片についても、低温焼戻しとなる１３０℃～２５０℃の温度範囲で１８０分保持して空冷する焼入れ焼戻し処理を行った。さらに、これらの粗形状を仕上げ加工して、１０ＲＣノッチのシャルピー衝撃試験片とした。
　なお、熱処理に関して、実施例鋼のＮｏ．１～９と比較例鋼のＮｏ．１０、１２、１３、１４、１５については、上記の処理では特に実施していないが、素材の加工性を良好にする目的のために、焼ならし処理後に、球状化焼なまし処理を追加してもよい。その場合の球状化焼きなまし条件は、本実施例に記載の上限温度に限定されるものではなく、鋼種に応じて調整してもよい。
　表２に、実施例鋼ならびに比較例鋼の発明の実施の形態のもとでの、ＨＲＣで示す硬さ、Ｖ含有炭化物の最大直径、全マルテンサイト体積に対するＶ含有炭化物析出量、セメンタイトの析出量、旧オーステナイト粒径、およびシャルピー衝撃値をそれぞれ示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　実施例のＮｏ．１～９は、いずれも５７ＨＲＣ以上の高硬度でありながら、１０ＲＣノッチのシャルピー衝撃値が１００Ｊ／ｃｍ２を超えているなど靱性に非常に優れる。この高い靱性は、本願発明のＶ必須添加とする鋼において、シャルピー衝撃試験機による打撃時に試験片が脆性的に破壊するのではなく、ある程度の延性的な変形をしてから破壊に至ることによって達成されるものである。比較例鋼のＮｏ．１０、１２、１３、１４、１５はＶが無添加であり、また、Ｖが添加されているＮｏ．１１は、化学成分は本願発明の範囲内であるが、熱処理の結果として本願発明範囲から外れる状態となっており、いずれも衝撃値が実施例鋼に比べて低くなっている。
　特にＮｏ．１１の結果は、化学成分はもとより、適切なミクロ組織に制御することが硬さと靱性を両立させるために有用であることを示している。またＮｏ．１４、１５の結果から周期律表上では同属に分類されるＶとＮｂであるが、Ｖでは硬さと靱性を両立させることが可能であるのに対してＮｂではＮｂ含有炭化物を結晶粒界のピン止めに有効に活用することができないので硬さと靱性の両立が図れないなど、安易に置換しうるものではないことも明らかである。このように、添加元素としてはＶを添加することが有用であることが明確となった。
　今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって、どのような面からも制限的なものではないと理解されるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなく、請求の範囲によって規定され、請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。

Claims (4)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．４０～１．００％、Ｓｉ：０．１０～２．００％、Ｍｎ：０．１０～１．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．１０～３．２０％、Ａｌ：０．０１０～０．１０％、Ｖ：０．１５～０．５０％を含有し、さらに、Ｎｉ：２．５０％以下およびＭｏ：１．００％以下の少なくとも１種を含有し、（Ｃ＋Ｖ）量が質量％で０．６０％以上であり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼であり、ミクロ組織がＦｅ系のε炭化物が微細分散したマルテンサイト組織であり、その旧オーステナイト粒径が２０μｍ以下である、高硬度かつ靱性に優れる鋼。
  2. 　請求項１の化学成分およびミクロ組織を有し、１３０℃～２５０℃で低温焼戻しされたマルテンサイト組織中に直径０．５０μｍ以下のＶ含有微細炭化物が分散して析出しており、Ｖ含有微細炭化物の析出量は全マルテンサイト体積の０．１０～０．９０ｖｏｌ．％である、請求項１に記載の高硬度かつ靱性に優れる鋼。
  3. 　請求項１の化学成分およびミクロ組織を有し、１３０℃～２５０℃で低温焼戻しされたマルテンサイト組織中におけるセメンタイト析出量が全マルテンサイト体積の０．５０ｖｏｌ．％以下であるミクロ組織を有する、請求項１に記載の高硬度かつ靱性に優れる鋼。
  4. 　請求項１の化学成分およびミクロ組織並びに請求項２のミクロ組織を有し、１３０℃～２５０℃で低温焼戻しされたマルテンサイト組織中におけるセメンタイト析出量が全マルテンサイト体積の０．５０ｖｏｌ．％以下である、請求項２に記載の高硬度かつ靱性に優れる鋼。
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