CN105164297A - 时效硬化性钢 - Google Patents

Abstract

具有C：0.05～0.20％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.5～2.5％、S：0.005～0.08％、Cr：0.03～0.50％、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％和N＜0.0080％、〔C+0.3Mn+0.25Cr+0.6Mo≥0.68〕、〔C+0.1Si+0.2Mn+0.15Cr+0.35V+0.2Mo≤0.85〕和〔-4.5C+Mn+Cr-3.5V-0.8Mo≥0.00〕的化学组成的时效硬化性钢由于时效处理前的硬度为290HV以下、时效处理产生的硬化量为25HV以上而且疲劳强度为350MPa以上且由使用了带缺口深度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℃下的吸收能量达到16J以上，所以极适合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。更具体而言，本发明涉及通过热锻和切削加工而被加工为规定形状后施以时效硬化处理(以下简称为“时效处理”)并因该时效处理而确保期望的强度和韧性且可极适合作为用于制造汽车、工业机械、建筑机械等的机械部件的原材料使用的钢。

背景技术

从发动机的高输出化、以提升油耗率为目标的轻量化等的观点来看，要求汽车、工业机械、建筑机械等的机械部件有高的疲劳强度。若仅是使钢具备高的疲劳强度，则可通过利用合金元素和/或热处理来提高钢的硬度而容易地实现。然而，通常上述机械部件通过热锻而成形，此后通过切削加工而精加工成规定的制品形状。因此，作为上述机械部件的原材料的钢必须同时具备高的疲劳强度和充分的切削性。一般而言，原材料的硬度越高而疲劳强度越优异。另一方面，切削性之中，有原材料的硬度越高而切削阻力和工具寿命越差的倾向。

因此，为了兼顾疲劳强度和切削性，公开了可在要求良好的切削性的成形阶段降低硬度、而可于此后实施时效处理在要求强度的最终制品阶段提高硬度的各种技术。

例如，专利文献1中公开了如下的时效硬化钢。

即，公开了特征如下的“时效硬化钢”，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％和Cr：0.1～3.0％，根据需要含有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％以下和Bi：0.3％以下中的1种以上，余量由Fe和不可避免的杂质组成，各成分间满足如下的关系：

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，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％以上且硬度为40HRC以下，通过时效处理，硬度较时效处理前的硬度提高7HRC以上。

专利文献2中公开了如下的贝氏体钢。

即，公开了特征如下的“贝氏体钢”，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％和V：0.05～0.45％，根据需要含有选自Ti：0.001～0.100％和Ca：0.0003～0.0100％中的1种以上，余量由Fe和不可避免的杂质组成，并满足下式：

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。

另外，专利文献3和专利文献4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5和专利文献6中作为得到机械结构用钢部件的方法公开了将钢材热锻后以规定的速度冷却、此后以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：国际公开第2010/090238号

专利文献4：国际公开第2011/145612号

专利文献5：国际公开第2012/161321号

专利文献6：国际公开第2012/161323号

发明内容

发明要解决的问题

然而，欲通过时效处理使钢中析出微细的二次相来得到高强度时，钢的韧性劣化。

韧性劣化的钢的缺口感受性提高。缺口感受性提高时，钢的疲劳强度变得易受微细的表面伤痕的影响。

另外，韧性低的钢一旦产生疲劳裂纹时，裂纹迅速加剧，且破坏的规模扩大。

此外，欲进行冷加工来矫正因热锻产生的变形时，若钢的韧性过度降低，则也存在即便进行冷加工也难以矫正的情况。

专利文献1所公开的钢允许时效处理前的硬度达到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，因此切削成本会升高。作为具体例所公开的钢虽然也包括时效处理前的硬度低于40HRC的钢，但它们不仅含有1.4％以上的Mo，而且完全未考虑韧性。

专利文献2所公开的钢通过调整合金元素的含量以满足特定的参数式，从而不仅Mo的含量比较少，而且时效处理前(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并未充分下功夫。

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＞与切削阻力和工具寿命有关系的热锻后的硬度足够低。需要说明的是，以下的说明中，将热锻后的硬度称为“时效处理前的硬度”。

＜2＞通过时效处理而硬化，可使机械部件具备期望的疲劳强度。

＜3＞时效处理后的韧性高。

具体而言，本发明的目的在于，采用钢中的Mo含量为1.0质量％以下的化学组成而提供如下的时效硬化性钢：时效处理前的硬度为290HV以下，通过时效处理使硬度以HV计硬化25以上，且后述的疲劳强度为350MPa以上，此外由使用JISZ2242记载的带缺口深度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16J以上。

用于解决问题的方案

本发明人等为了解决前述问题，首先使用对化学组成进行了各种调整的钢来实施调查。其结果，得到下述(a)～(c)的见解。

(a)V的自高温起放冷时的碳化物的析出峰为750～700℃左右。例如，对于含有0.3质量％的V和0.1质量％的C的钢，若V先固溶在基体中，则截至850℃附近也不析出，所以较容易抑制热锻中的析出。

(b)V的碳化物在奥氏体相变为铁素体时容易在相界面析出。因此，在热锻后的冷却中大量生成先共析铁素体时，V的碳化物在相界面析出、固溶V的量减少，因而变得无法确保在时效处理中析出而硬化所需量的固溶V。

(c)因此，为了在时效处理前的阶段确保固溶V，热锻后的组织需要以贝氏体为主相。

进而，本发明人等针对含有0.25质量％以上的V的钢，使钢的化学组成发生各种变化，调查了稳定提高组织的贝氏体的面积率所需的条件。此外，调查了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和Mo的含量有密切的关系。即，若控制上述元素的含量使体现后述淬透性的指标的式(1)所示的值为特定的范围，则妨碍确保固溶V的先共析铁素体的大量析出被抑制。因此，容易形成以贝氏体为主相的组织、即形成以面积率计70％以上为贝氏体的组织，可以确保足量的固溶V。

(e)C、Mn、Cr和Mo的含量仅满足使上述(d)所述的式(1)为特定的范围这一条件时，通过固溶强化等的作用，时效处理前的硬度提高，所以会有切削时的切削阻力上升、工具寿命降低的情况。

(f)另一方面，若控制C、Si、Mn、Cr、V和Mo的含量使后述式(2)所示的值为特定的范围，则可以保证上述时效处理前的硬度低。

进而，本发明人等在将含有0.25质量％以上的V且C、Si、Mn、Cr、Mo和V的含量同时满足上述(d)和(f)所述条件的钢热锻之后实施时效处理，调查了使由使用了带缺口深度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16J以上的条件。其结果，得到下述(g)～(i)的见解。

(g)使时效处理后的韧性劣化的元素是C、V、Mo和Ti。其中，Ti与N和/或C键合而形成TiN和/或TiC。TiN和/或TiC析出时，虽然疲劳强度也提高，却使韧性大幅降低。Ti使韧性劣化的作用的强度远大于同为析出强化元素的V和Mo。因此，必须极力限制Ti。C在钢中形成渗碳体，会成为解理断裂的起点。即便对含有相对C量来说过量的V、Mo的钢进行时效处理的情况下，也会有部分渗碳体残留。V和Mo也因时效处理而在基体的同一晶面析出碳化物，从而助长解理断裂的加剧而使韧性劣化。因此，为了提高韧性，需要减少C、V和Mo的含量。

(h)另外，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，降低由奥氏体相变成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和Cr的含量即可。

(i)根据以上的情况，为了对具有高强度的时效硬化性钢赋予足够的韧性，需要控制C、Mn、Cr、V和Mo的含量使体现后述时效处理后的韧性的指标的式(3)所示的值为特定值以上，此外，需要使Ti的含量为特定值以下以便钢中不含有妨碍韧性的夹杂物和析出物。

本发明是基于上述见解而做出的，因而其要旨在于下述所示的时效硬化性钢。

(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：0.03～0.50％、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％，

余量由Fe和杂质组成，

杂质中的P、Ti和N为P：0.03％以下、Ti：小于0.005％和N：小于0.0080％，

进而，下述的式(1)所示的F1为0.68以上、式(2)所示的F2为0.85以下且式(3)所示的F3为0.00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)

上述式(1)～(3)中的元素符号意指该元素的以质量％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(blocksize)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290HV以下。

发明的效果

本发明的时效硬化性钢的时效处理前的硬度为290HV以下。并且，若采用本发明的时效硬化性钢，则可以通过切削加工后所实施的时效处理使硬度以HV计硬化25以上，并且可以确保350MPa以上的疲劳强度以及由使用了带缺口深度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16J以上这样优异的韧性。因此，本发明的时效硬化性钢可极适合作为汽车、工业机械、建筑机械等的机械部件的原材料使用。

附图说明

图1所示为实施例中使用的单轴拉伸压缩型的疲劳试验片的形状图。图中的数值表示尺寸(单位：mm)。

具体实施方式

以下，对于本发明的各要件进行详细的说明。需要说明的是，各元素的含量的“％”意指“质量％”。

C：0.05～0.20％

C是本发明中重要的元素。C与V键合形成碳化物而强化钢。然而，C的含量小于0.05％时，V的碳化物难以析出，因此得不到期望的强化效果。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)的量增加，因而会使韧性劣化。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，更优选设为0.10％以上。另外，C的含量优选设为0.18％以下，更优选设为0.16％以下。

Si：0.01～0.50％

Si在制钢时作为脱氧元素是有用的，同时具有固溶在基体中使钢的强度提升的作用。为了充分得到这些效果，需要使Si的含量为0.01％以上。然而，Si的含量过剩时，使钢的热加工性降低，或者时效处理前的硬度提高。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。另外，Si的含量优选设为0.45％以下，更优选小于0.35％。

Mn：1.5～2.5％

Mn具有使淬透性提升、使组织的主相为贝氏体的效果。此外，由于使贝氏体相变温度降低，所以还具有使贝氏体组织微细化而提高基体的韧性的效果。另外，Mn在钢中形成MnS而具有使切削时的切屑处理性提升的作用。为了充分得到这些效果，需要使Mn的含量为至少1.5％。然而，Mn是在钢的凝固时容易偏析的元素，所以含量过多时，热锻后的部件内的硬度的偏差增大是避免不了的。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，更优选设为1.7％以上。另外，Mn的含量优选设为2.3％以下、更优选设为2.1％以下。

S：0.005～0.08％

S在钢中与Mn键合形成MnS、使切削时的切屑处理性提升，所以需要含有0.005％以上。然而，S的含量增大时，粗大的MnS增加而使韧性和疲劳强度劣化。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。另外，S的含量优选设为0.05％以下、更优选设为0.03％以下。

Cr：0.03～0.50％

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。此外，由于使贝氏体相变温度降低，所以还具有使贝氏体组织微细化而提高基体的韧性的效果。然而，Cr的含量超过0.50％时，淬透性变大，根据部件的大小、部位，时效处理前的硬度有超过290HV的情况。因此，将Cr的含量设为0.03～0.50％。Cr的含量优选设为0.05％以上，更优选设为0.15％以上。

Al：0.005～0.05％

Al是具有脱氧作用的元素，为了得到该效果而需要使含量为0.005％以上。但是，过多含有Al时，会有粗大的氧化物生成，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是本发明的钢中最重要的元素。V通过在时效处理时与C键合形成微细的碳化物而具有提高疲劳强度的作用。另外，钢中含有Mo的情况下，V还具有通过时效处理而与Mo复合析出、进一步提高时效硬化能力的效果。为了充分得到这些效果，需要使V的含量为0.25％以上。然而，V的含量过剩时，热锻时的加热中也易留有未固溶的碳氮化物，从而导致韧性的降低。并且，V的含量过剩时，会有时效处理前的硬度提高的情况。因此，将V的含量设为0.25～0.50％。V的含量优选小于0.45％，更优选设为0.40％以下。另外，V的含量优选设为0.27％以上。

Mo：0～1.0％

Mo与V同样地是碳化物的析出温度较低、易有效用于时效硬化的元素。Mo具有提高淬透性、使热锻后的组织的主相为贝氏体且增大其面积率的作用。Mo与V复合形成碳化物从而还具有增大时效硬化能力的作用。因此，根据需要而可以含有Mo。然而，Mo是非常昂贵的元素，所以含量增加时钢的制造成本增大、此外韧性也降低。因此，含有Mo时，将其量设为1.0％以下。Mo的含量优选设为0.50％以下，更优选设为0.40％以下，进一步优选小于0.30％。

另一方面，为了稳定地得到上述Mo的效果，期望将其含量设为0.05％以上、更期望设为0.10％以上。

Cu和Ni均具有提高疲劳强度的作用。因此，想得到更大的疲劳强度时，可以按以下所述的范围含有这些元素。

Cu：0～0.3％

Cu具有使疲劳强度提升的作用。因此，根据需要而可以含有Cu。然而，Cu的含量增大时，热加工性降低。因此，含有Cu时，将其量设为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，期望将其含量设为0.1％以上。

Ni：0～0.3％

Ni具有使疲劳强度提升的作用。此外，Ni还具有抑制Cu导致的热加工性降低的作用。因此，根据需要而可以含有Ni。然而，Ni的含量增大时，不仅成本升高，而且上述效果也饱和。因此，含有Ni时，将其量设为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Ni的效果，期望将其含量设为0.1％以上。

关于上述Cu和Ni，可以只含有其中的任意1种、或者复合含有2种。含有时的上述元素的总含量可以为Cu和Ni的含量是各自的上限值时的0.6％。

Ca和Bi均具有使切削时的工具寿命延长的作用。因此，想使工具寿命进一步延长时，可以按以下所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，根据需要而可以含有Ca。然而，Ca的含量增大时，形成粗大的氧化物、使韧性劣化。因此，含有Ca时，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具有使切削阻力降低而使工具寿命延长的作用。因此，根据需要而可以含有Bi。然而，Bi的含量增大时，导致热加工性的降低。因此，含有Bi时，将其量设为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。

关于上述Ca和Bi，可以只含有其中的任意1种、或者复合含有2种。含有时的这些元素的总含量为Ca和Bi的含量是各自的上限值时的0.405％也无妨，但优选设为0.3％以下。

本发明的时效硬化性钢是具有如下的化学组成的钢：上述的元素，且余量由Fe和杂质组成，杂质中的P、Ti和N为P：0.03％以下、Ti：小于0.005％和N：小于0.0080％，进而，前述的式(1)所示的F1为0.68以上、式(2)所示的F2为0.85以下且式(3)所示的F3为0.00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、废料或者制造环境等中混入的物质。

P：0.03％以下

P作为杂质被含有、是本发明中不优选的元素。即，P因在粒界偏析而使韧性降低。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：小于0.005％

Ti作为杂质被含有、是本发明中特别不优选的元素。即，Ti因与N和/或C键合形成TiN和/或TiC而导致韧性的降低，尤其是其含量达到0.005％以上时，使韧性大幅劣化。因此，将Ti的含量设为小于0.005％。为了确保良好的韧性，Ti的含量优选设为0.0035％以下。

N：小于0.0080％

N作为杂质被含有，在本发明中会将V以氮化物形式固定、是不优选的元素。即，以氮化物形式析出的V对于时效硬化没有帮助，所以为了抑制氮化物的析出，必须降低N的含量。因此，需要使N的含量小于0.0080％。N的含量优选设为0.0070％以下，更优选设为小于0.0060％。

F1：0.68以上

本发明的时效硬化性钢的下式所示的F1必须为0.68以上。

F1＝C+0.3Mn+0.25Cr+0.6Mo·····(1)

如已述那样，上述式(1)中的元素符号意指该元素的以质量％计的含量。

F1是针对淬透性的指标。若钢所含的各合金元素的量在上述范围内、F1满足上述条件，则使热锻后的组织以贝氏体为主相。

F1小于0.68时，先共析铁素体混入热锻后的组织中、V的碳化物在相界面析出，所以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，更优选为0.72以上。另外，F1优选为1.0以下，更优选为0.98以下。

F2：0.85以下

本发明的时效硬化性钢的下式所示的F2必须为0.85以下。

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

如已述那样，上述式(2)中的元素符号意指该元素的以质量％计的含量。

F2是体现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F1的条件时，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、工具寿命也缩短的情况。

即，F2超过0.85时，时效处理前的硬度变得过高。为了使时效处理前的硬度为290HV以下，需要使上述各合金元素的含量在规定的范围内、且在满足F1的条件的基础上满足F2的条件。

F2优选为0.82以下，更优选为0.80以下。另外，F2优选为0.55以上，更优选为0.60以上。

F3：0.00以上

本发明的时效硬化性钢的下式所示的F3必须为0.00以上。

F3＝-4.5C+Mn+Cr-3.5V-0.8Mo·····(3)

如已述那样，上述式(3)中的元素符号意指该元素的以质量％计的含量。

F3是体现时效处理后的韧性的指标。即，仅满足F1和F2的条件时，存在时效处理后的韧性降低、无法确保目标韧性的情况。

即，F3小于0.00时，时效处理后的韧性降低。为了确保目标韧性，需要使上述各合金元素的含量在规定的范围内、且在满足F1的条件和F2的条件的基础上满足F3的条件。

F3优选为0.01以上。

需要说明的是，若F1为0.68以上且F2为0.85以下，则没有必要对F3的上限特别设置限定。

本发明的时效硬化性钢优选贝氏体的平均块尺寸为15～60μm。本发明中贝氏体的“块”是指：通过EBSD(电子背散射衍射，ElectronBackScatterDiffraction)法实施组织的取向分析时，被取向差为15°以上的边界包围的区域。贝氏体的平均块尺寸越大、时效前的硬度越低，所以可得到良好的切削性。另一方面，平均块尺寸过大时，韧性降低。平均块尺寸更优选为20μm以上。另外，平均块尺寸更优选为45μm以下、进一步优选为30μm以下。

对于本发明的时效硬化性钢的制造方法没有特别限定，采用通常的方法进行熔炼来调整化学组成即可。

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

首先，由已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”)。

作为上述热锻用原材料，可以为将钢锭初轧而成的钢坯、将连铸材初轧而成的钢坯、或者将这些钢坯热轧或热锻而成的棒钢等。

接着，将上述热锻用原材料热锻，进一步进行切削加工而精加工成规定的部件形状。

需要说明的是，上述热锻如下：例如，将热锻用原材料于1100～1350℃加热0.1～300分钟之后，以精加工锻造后的表面温度为900℃以上的方式进行锻造，此后以800～400℃的温度区域的平均冷却速度为10～90℃/分钟(0.2～1.5℃/秒)冷却至室温。如此冷却之后，进一步进行切削加工，精加工成规定的部件形状。

800～400℃的温度区域的平均冷却速度越快，则贝氏体的平均块尺寸越小。该平均冷却速度的下限优选为20℃/分钟、上限优选为80℃/分钟。

最后实施时效处理，得到具备期望特性的汽车、工业机械、建筑机械等的机械部件。

需要说明的是，上述时效处理例如在540～700℃的温度域、优选在560～680℃的温度域进行。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)进行适当调整。

以下，通过实施例更详细地说明本发明。

实施例1

用50kg真空熔化炉熔炼表1和表2所示化学组成的钢A～AG。

表1和表2中的钢A～W是化学组成在本发明所规定的范围内的钢。另一方面，表2中的钢X～AG是化学组成偏离本发明所规定的条件的钢。

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

[表1]

[表2]

将各钢的钢锭于1250℃加热之后，热锻成直径60mm的棒钢。进行了热锻的各棒钢先在大气中放冷而冷却至室温。然后，进而30分钟加热至1250℃，设想成锻造为部件形状，以精加工时的锻造材的表面温度为950～1100℃，热锻成直径35mm的棒钢。热锻后均在大气中放冷而冷却至室温。在大气中放冷时的冷却速度如下测定：将热电偶埋入到按上述条件进行了热锻的棒钢的R/2附近(“R”表示棒钢的半径)，升温至再次热锻的精加工温度附近的温度之后，在大气中放冷来测定。如此测定的锻造后的800～400℃的温度区域的平均冷却速度为约40℃/分钟(0.7℃/秒)。

关于各试验编号，对于在通过热锻而精加工为上述直径35mm之后冷却至室温的棒钢中的一部分，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之后，由余下的中央部切取试验片，进行时效处理前的硬度和组织的贝氏体的面积率的调查。

另一方面，关于各试验编号，对于其余的进行了热锻的棒钢，实施于610～630℃保持60～180分钟的时效处理，将棒钢的两端部各切掉100mm之后，由余下的中央部切取试验片，进行时效处理后的硬度的调查。另外，关于各试验编号，由棒钢切取试验片，进行时效处理后的夏比冲击试验的吸收能量和疲劳强度的调查。

硬度测定如下那样实施。首先，将棒钢横向切断，以切断面为检测面地包埋树脂并进行镜面研磨从而准备试验片。接着，依据JISZ2244(2009)中的“维氏硬度试验-试验方法”，对于检测面的R/2部(“R”表示半径)附近10个点，将试验力设为9.8N而实施硬度测定。将上述10个点的值进行算术平均而作为维氏硬度。时效处理前的硬度为290HV以下时，判断为足够低，并以此为目标。另外，时效处理后的硬度与时效处理前的以HV计的硬度之差(以下，称为“ΔHV”)达到25以上时，判断为硬化量足够高，并以此为目标。

组织的贝氏体的面积率的测定如下那样实施。将硬度测定所用的包埋树脂并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。根据拍摄的照片进行图像分析，由此测定贝氏体的面积率。贝氏体的面积率为70％以上时，判断为组织充分地贝氏体化，并以此为目标。

关于韧性，由使用了带缺口深度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16J以上时，判断为足够高，并以此为目标。

疲劳强度通过采集单轴拉伸压缩型的疲劳试验片而进行调查。即，由棒钢的R/2部平行于锻造方向(棒钢的长度方向)地采集图1所示的形状为平行部的直径和长度分别是3.4mm和12.7mm的平滑疲劳试验片，以室温、大气中、应力比0.05、试验速度10Hz的条件进行疲劳试验。在上述条件下，将反复施加应力数10⁷次下不断裂的最大应力作为疲劳强度。疲劳强度为350MPa以上时，判断为疲劳强度足够高，并以此为目标。

表3示出上述的各调查结果。需要说明的是，贝氏体的面积率为70％以上而实现目标、以及贝氏体的面积率小于70％而未实现目标在“贝氏体化”栏中分别以“○”和“×”表示。另外，表3中将“夏比冲击试验的吸收能量”表述为“夏比吸收能量”。

[表3]

表3

由表3可知，具有本发明所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290HV以下，通过时效处理使硬度以HV计硬化25以上，且疲劳强度为350MPa以上，此外夏比冲击试验的吸收能量也达到16J以上，实现了目标，兼顾了时效处理后的强度和韧性。此外可知，由于时效处理前的硬度低，可期待切削阻力的降低和工具寿命的延长。

与此相对，偏离本发明的规定的试验编号B1～B10的“比较例”的情况下，未得到目标性能。

试验编号B1由于所用的钢X的F1小、偏离本发明的规定，所以淬透性小，生成以面积率计超过30％的先共析铁素体、贝氏体的面积率小于70％。因此，难以时效硬化，时效处理后的疲劳强度低。

试验编号B2由于所用的钢Y的F2大、偏离本发明的规定，所以时效处理前的硬度达到311HV、硬。

试验编号B3由于所用的钢Z的F3小、偏离本发明的规定，所以时效处理后的夏比冲击试验的吸收能量小、韧性差。

试验编号B4所用的钢AA的F3虽然满足本发明的规定，但由于C量过多、偏离本发明的规定，所以韧性显著劣化。因此，时效处理后的夏比冲击试验的吸收能量小、韧性差。

试验编号B5由于所用的钢AB的Mn量低、偏离本发明的规定，所以先共析铁素体析出、组织的贝氏体部也不够微细化。因此，难以时效硬化，时效处理后的疲劳强度低。另外，夏比冲击试验的吸收能量小、韧性差。

试验编号B6由于所用的钢AC的S量过多、偏离本发明的规定，所以粗大的MnS增加，韧性显著劣化。因此，时效处理后的夏比冲击试验的吸收能量小、韧性差。另外，疲劳强度也低。

试验编号B7由于所用的钢AD的V量过低、偏离本发明的规定，所以通过时效处理而析出的V碳化物量少。因此，难以时效硬化，时效处理后的疲劳强度也低。

试验编号B8由于所用的钢AE的Ti量高、偏离本发明的规定，所以粗大的TiN增加，韧性显著劣化。因此，时效处理后的夏比冲击试验的吸收能量小、韧性差。

试验编号B9由于所用的钢AF的N量高、偏离本发明的规定，所以在热锻中V的氮化物会析出。因此，难以时效硬化，时效处理后的疲劳强度也低。

试验编号B10由于所用的钢AG的N量高、偏离本发明的规定，所以在热锻中V的氮化物会析出。因此，时效处理后的疲劳强度低。但是，由于N量少于钢AF，所以在热锻中析出的V的氮化物少，与钢AF相比进行了时效硬化。

实施例2

切取实施例1中通过热锻、冷却至室温而制作的钢P和钢Y的直径60mm的棒钢的一部分。所切取的棒钢进一步30分钟加热至1250℃，设想锻造为部件形状，以精加工时的锻造材的表面温度为950～1100℃，热锻成直径35mm的棒钢。热锻后通过在大气中放冷、或者使用鼓风机和液体喷雾器(mist)以各种冷却速度冷却至400℃以下的温度。

关于各试验编号，使用如下的棒钢中的一部分，测定时效处理前的硬度，所述棒钢在通过热锻而精加工成上述直径35mm之后，使用鼓风机和液体喷雾器而冷却至400℃以下的温度，进而冷却室温。

另一方面，关于各试验编号，对于其余的进行了热锻的棒钢，实施于630℃保持60分钟的时效处理。使用由实施了时效处理的棒钢采集的试验片，进行时效处理后的硬度、夏比冲击试验的吸收能量、疲劳强度以及贝氏体组织的块尺寸的调查。

时效处理前的硬度以及时效处理后的硬度、夏比冲击试验的吸收能量和疲劳强度的调查按照与实施例1同样的条件实施。另外，它们的目标值与实施例1同样。

贝氏体组织的块尺寸的测定如下那样实施。对于硬度测定所用的经过树脂包埋的试验片，使用胶体二氧化硅再次进行研磨。对于经过研磨的试验片，通过EBSD法实施组织的取向分析。将被取向差为15°以上的边界包围的区域定义为“块”，通过图像分析而求出各块的面积。

块之间的界面是有凹凸的复杂形状。因此，切取块的凹凸端部附近来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。此情况下，块的面积的测定精度降低。为了消除这种影响，在截面图像上，将某些块被完全内包于其它的块中的情况视为单一的块，忽略被内包的较小的块，仅求出较大的块的面积。

对于如此测定了面积的各块，将具有相同面积的圆的直径定义为该块的尺寸。根据通过EBSD法分析的30000μm²的区域中的各块的尺寸，算出平均块尺寸。

算出平均块尺寸时，对于各块的尺寸，利用该块的面积进行加权。即，对于分析区域中的n个块1～n，将各个尺寸表示为D1、D2、…、Dn(μm)且将各个面积表示为S1、S2、…、Sn(μm²)时，平均块尺寸表示为(D1×S1+D2×S2+…+Dn×Sn)/30000。平均块尺寸以15～60μm为目标。

表4示出上述的各调查结果。试验编号C1是表3的试验编号A16。表4所示的冷却速度是对直径35mm的棒钢进行热锻之后的冷却时的800～400℃的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

由表4可知，具有本发明所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在15～60μm的目标范围内，时效处理前的硬度为290HV以下。因此，可期待良好的切削性。通过时效处理使硬度以HV计硬化25以上，且疲劳强度为350MPa以上，此外夏比冲击试验的吸收能量也达到16J以上，实现了目标，兼顾了时效处理后的强度和韧性。另外，对于试验编号C1～C6，时效处理前的贝氏体的面积率为70％以上、实现了目标。

本发明例之中，试验编号C1～C4的平均冷却速度满足上述的作为本发明的时效硬化性钢的制造方法的一个例子示出的平均冷却速度(10～90℃/分钟、即0.2～1.5℃/秒)。试验编号C5和C6的平均冷却速度比该平均冷却速度的一个例子快。将试验编号C1～C6比较时，可知平均冷却速度越慢、贝氏体的平均块尺寸越大。另外可知，贝氏体的平均块尺寸越大、时效处理前的硬度越低，可期待良好的切削性。

与此相对，偏离本发明的规定的试验编号D1的“比较例”的情况下，未得到目标性能。即，试验编号D1所用的钢Y的F2大、偏离本发明的规定。因此，贝氏体的平均块尺寸小至9.9μm，时效处理前的硬度达到320HV、硬。因此，认为切削性差。另外，夏比冲击试验的吸收能量小至12J、韧性差。

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290HV以下，可期待切削阻力的降低和工具寿命的延长。并且，若采用本发明的时效硬化性钢，则可以通过切削加工后所实施的时效处理使硬度以HV计硬化25以上，并且可以确保350MPa以上的疲劳强度以及由使用了带缺口深度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16J以上这样优异的韧性。因此，本发明的时效硬化性钢可极适合作为汽车、工业机械、建筑机械等的机械部件的原材料使用。

Claims (4)

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：0.03～0.50％、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％，

余量由Fe和杂质组成，

杂质中的P、Ti和N为P：0.03％以下、Ti：小于0.005％和N：小于0.0080％，

进而，下述的式(1)所示的F1为0.68以上、式(2)所示的F2为0.85以下且式(3)所示的F3为0.00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)

上述式(1)～(3)中的元素符号意指该元素的以质量％计的含量。

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290HV以下。