本发明涉及汽车、各种工业机械等的部件所使用的机械结构用钢中的高硬度且韧性优异的钢。
背景技术：
汽车、各种工业机械等部件所使用的钢、特别是需要耐磨损性、优异的疲劳特性等的部件所使用的钢通常通过淬火进行高硬度化来使用。另外，通过淬火而以马氏体组织作为主体的钢材的硬度取决于c含量，可以通过提高c含量来使钢材的硬度增加。但是，作为钢材高硬度化的反面，会使韧性降低，因此，在施加了冲击的情况下会在钢材中产生裂纹。因此，所述钢材要求硬度与韧性的平衡。
作为应对这些问题的现有技术，提出了以钢成分中含有si、nb、cr、mo、v为特征、通过特定的轧制方法、处理，从而在使用中形成以v为核的cr、mo、v的复合析出物的、兼具优异的耐磨损性和韧性的钢(例如，参照日本特开平10-102185号公报(专利文献1))。
另外，在淬火后的回火过程中，钢成分中含有mn、ni、cr等合金成分时，mn、ni、cr等的碳化物在旧奥氏体晶界析出，成为晶界破裂的原因。因此，针对该晶界破裂的原因，提出了如下耐冲击性耐磨损性优异的高碳钢，对于所述高碳钢而言，由于在c为0.50～1.00％的高碳钢的成分中添加mo时，mo的碳化物以位于旧奥氏体(原奥氏体)粒内的位错为核而析出，因此，析出物在旧奥氏体粒内微细地分散析出，不会成为晶界破裂的原因(例如，参照日本特公平05-37202号公报(专利文献2))。
另外，提出了以下的高强度、高韧性且耐磨损性良好的高强度高韧性耐磨损用钢，对于该高强度高韧性耐磨损用钢而言，通过低p、低s化带来的晶界偏析的减少、低mn化带来的晶界强化、mo的增加和nb的添加带来的细粒化，实现了韧性的提高，进而，由于nb、cr、mo的复合添加显著提高了钢的回火软化阻力，因此实现了采用高回火温度所带来的韧性提高(例如，参照日本特开平05-078781号公报(专利文献3))。
此外，还提出了如下的高硬度高韧性钢，其中，钢材的芯部为铁素体和球状化碳化物的两相组织且是过共析钢，而且通过使碳化物适当地分散，铁素体起到韧性的作用，通过仅对表面进行高频淬火等使其硬化，从而获得目标硬度(例如，参照日本特开2005-139534号公报(专利文献4)参照)。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平10-102185号公报
专利文献2：日本特公平05-37202号公报
专利文献3：日本特开平05-078781号公报
专利文献4：日本特开2005-139534号公报
技术实现要素：
发明要解决的课题
但是，在上述的现有技术文献中，为了形成专利文献1的cr、mo、v的复合析出物，需要在回火温度200～550℃下进行，因此有可能无法获得给定的硬度。另外，向专利文献3的合金钢中添加mo所带来的韧性提高是在500℃的高温回火条件下进行的，在为了确保硬度而进行低温回火的情况下，其效果并不明确。此外，在利用专利文献4的过共析钢时，进行油淬等通常的淬火，在形成马氏体组织至芯部的条件下获得韧性，这是现有技术无法实现的。
因此，本发明要解决的课题在于提供一种在为了保持高硬度而淬火后实施低温回火的条件下、兼具高硬度和高韧性的钢材。
解决课题的方法
作为用于解决上述课题的本发明的方法，第1方式为一种高硬度且韧性优异的钢，其以质量％计，含有c：0.55～1.10％、si：0.10～2.00％、mn：0.10～2.00％、p：0.030％以下、s：0.030％以下、cr：1.10～2.50％、al：0.010～0.10％，余量由fe及不可避免的杂质构成，所述钢的淬火后的组织为马氏体组织和球状化碳化物的两相组织，长径比为1.5以下的球状化渗碳体占全部渗碳体的90％以上，关于旧奥氏体晶界上的渗碳体，旧奥氏体晶界上的球状化渗碳体个数所占的比例为全部渗碳体数的20％以下。
第2方式为第1方式的高硬度且韧性优异的钢，除了第1方式的化学成分以外，其以质量％计，还含有选自ni：0.10～1.50％、mo：0.05～2.50％、v：0.01～0.50％中的1种或2种以上，余量由fe及不可避免的杂质构成，所述钢的淬火后的组织为马氏体组织和球状化碳化物的两相组织，长径比为1.5以下的球状化渗碳体占全部渗碳体的90％以上，关于旧奥氏体晶界上的渗碳体，旧奥氏体晶界上的球状化渗碳体个数所占的比例为全部渗碳体数的20％以下。
第3方式为第1或第2方式的高硬度且韧性优异的钢，其中，旧奥氏体晶界上的球状化渗碳体的90％以上粒径的大小为粒径1μm以下。
第4方式为第1或第2方式的高硬度且韧性优异的钢，其中，旧奥氏体的粒径大小为1～5μm。
发明的效果
本发明的钢是淬火后的组织为马氏体组织和球状化碳化物的两相组织的过共析钢，长径比为1.5以下的球状化渗碳体个数所占的比例为全部渗碳体数的90％以上。因此，变形时会在渗碳体的端部引起应力集中而易于成为裂纹的产生源的接近于板状或柱状的形状的渗碳体少，接近于不容易引起应力集中的球状的渗碳体均匀分散，形成了渗碳体成为裂纹产生部位的危险性低的组织，另外，旧奥氏体晶界上的球状化渗碳体个数所占的比例低至全部渗碳体数的20％以下，且优选旧奥氏体晶界上的球状化渗碳体的90％以上的粒径为1μm以下，可以抑制使韧性变差的晶界破裂，因此，本发明尽管是过共析钢，但渗碳体成为破裂起点的危害性低，夏比冲击值为40j/cm2以上，且hrc硬度为58hrc以上，是硬度和韧性优异的钢。通过使用该钢材，可以制作需要高硬度及高韧性的汽车、各种工业机械等的部件。
附图说明
图1是由长径比大的渗碳体产生裂纹的示意图，图中的圆和椭圆是示出渗碳体的图。需要说明的是，变形负荷并不限定于压缩。
图2是示出珠光体化处理模式的图。
图3是示出球状化退火模式的图。
图4是示出淬火回火模式的图。
图5是示出10rc切口夏比冲击试验片形状的图。
图6是示出实施例钢no.3的淬火后的组织的扫描电子显微镜(sem)的照片。其是加速电压15kv、5000倍的二次电子图像，下方显示的比例尺的长度为5μm。
具体实施方式
在记载本发明的实施方式之前，首先将对于作为本申请的权利要求1的发明方案的要件的、钢的化学成分、及长径比为1.5以下的球状化渗碳体个数所占比例、旧奥氏体晶界上的球状化渗碳体个数所占比例、旧奥氏体晶界上的球状化渗碳体的粒径大小、旧奥氏体粒径的大小的各自限定原因记载于以下。需要说明的是，化学成分中的％是质量％。
c：0.55～1.10％
c(碳)是使淬火回火后的硬度、耐磨损性及疲劳寿命提高的元素。但是，在c低于0.55％时无法获得足够的硬度。c优选设为0.60％以上。另一方面，c多于1.10％时，钢原材料的硬度增加，妨害切削性及锻造性等加工性，而且，组织中的碳化物量不必要地增加，基质中的合金浓度降低，基质的硬度及淬火性降低。因此，c需要设为1.10％以下，优选设为1.05％以下。因此，c设为0.55～1.10％，优选设为0.60～1.05％。
si：0.10～2.00％
si(硅)是对钢的脱氧有效的元素，对钢赋予需要的淬火性，起到提高强度的作用。另外，si固溶在渗碳体中，使渗碳体的硬度增加，从而提高耐磨损性。为了获得这些效果，si需要设为0.10％以上，优选设为0.20％以上。另一方面，大量含有si时，原材料硬度增加，妨害切削性及锻造性等加工性。因此，si需要设为2.00％以下，优选设为1.55％以下。因此，si设为0.10～2.00％，优选设为0.20～1.55％。
mn：0.10～2.00％
mn(锰)是对钢的脱氧有效的元素，而且对钢赋予需要的淬火性，是用于提高强度所需要的元素。因此，mn需要添加0.10％以上，优选设为0.15％以上。另一方面，大量添加mn时，韧性降低，因此，需要设为2.00％以下，优选设为1.00％以下。因此，mn设为0.10～2.00％，优选设为0.15～1.00％。
p：0.030％以下
p(磷)是钢中不可避免含有的杂质元素，在晶界偏析，使韧性变差。因此，p设为0.030％以下，优选设为0.015％以下。
s：0.030％以下
s(硫)是钢中不可避免含有的杂质元素，与mn结合而形成mns，使韧性变差。因此，s设为0.030％以下，优选设为0.010％以下。
cr：1.10～2.50％
cr(铬)是使淬火性提高的元素，而且是使球状化退火产生的碳化物的球状化变得容易的元素。为了获得上述的效果，cr需要设为1.10％以上，优选设为1.20％以上。另一方面，过量添加cr时，渗碳体变脆，韧性变差。因此，cr需要设为2.50％以下，优选设为2.15％以下。因此，cr设为1.10～2.50％，优选设为1.20～2.10％。
al：0.010～0.10％
al(铝)是对钢的脱氧有效的元素，而且与n结合，生成aln，因此是对抑制晶粒粗大化有效的元素。为了获得晶粒的抑制效果，al需要设为0.010％以上。另一方面，大量添加al时，生成非金属夹杂物，成为破裂的起点。因此，al设为0.10％以下，优选设为0.050％以下。
ni、mo、v(钒)是选择性含有任意1种或2种以上的元素，在该条件下，限定原因如下。
ni：0.10～1.50％
ni(镍)是在上述选择性含有的条件下含有的元素。另外，ni需要溶解0.10％以上，此外，虽然是对提高淬火性和韧性有效的元素，但ni是昂贵的元素，因此会使成本增加。因此，ni设为0.10～1.50％，优选设为0.15～1.00％。
mo：0.05～2.50％
mo(钼)是在上述的选择性含有的条件下含有的元素。另外，mo需要溶解0.05％以上，此外，虽然是对提高淬火性和韧性有效的元素，但mo是昂贵的元素，因此会使成本增加。因此，mo设为0.05～2.50％，优选设为0.05～2.00％。
v：0.01～0.50％
v(钒)是在上述的选择性含有的条件下含有的元素。另外，v需要溶解0.01％以上，此外，虽然形成碳化物，是使晶粒微细化有效的元素，但含有v多于0.50％时，晶粒微细化的效果饱和，使成本增加，而且因v大量形成碳氮化物，是使加工特性变差的元素。因此，v设为0.01～0.50％，优选设为0.01～0.35％。
长径比为1.5以下的球状化渗碳体占全部渗碳体的90％以上
作为球状化的指标的以球状化碳化物的(长径/短径)比定义的长径比大的渗碳体，例如接近于板状或柱状的形状的渗碳体，在变形时会在渗碳体的端部引起应力集中，容易成为产生裂纹的部位。另一方面，如果是接近于球状的渗碳体，则没有应力集中的部位，成为产生裂纹的部位的危险性降低。图1是示出长径比大的渗碳体成为裂纹产生部位的示意图。因此，与大量分散有长径比大的渗碳体的组织相比，大量分散有长径比接近于1、即接近于球状的渗碳体的组织在施加负荷时由渗碳体产生裂纹的危险性减小，韧性提高。长径比为1.5以下时，可以降低成为裂纹产生起点的危害性，该渗碳体的个数相对于全部渗碳体个数所占的个数比例越大越好。因此，长径比为1.5以下的球状化渗碳体占全部渗碳体数的90％以上，优选为95％以上(包括100％)。需要说明的是，图1中箭头所示的变形负荷并不限定于压缩。
旧奥氏体晶界上的球状化渗碳体的个数所占的比例为全部渗碳体数的20％以下
从化学成分c的含量考虑，本申请的权利要求1的钢为过共析钢的范围，在过共析钢中，使耐冲击特性变差的脆性破裂的形式主要是沿着旧奥氏体晶界的晶界破裂。其原因是旧奥氏体晶界上的渗碳体(特别是沿着晶界的网状的碳化物)，该析出于晶界而存在的渗碳体比晶粒内的渗碳体更容易成为破裂的起点，且危害性更高。因此，在晶界上存在这样的渗碳体是不优选的。因此，旧奥氏体晶界上的球状化渗碳体的个数所占的比例为全部渗碳体数的20％以下，优选为10％以下，更优选为5％以下(包括0％)。
旧奥氏体晶界上的球状化渗碳体的90％以上的粒径大小为粒径1μm以下
如上述的段落所示，在旧奥氏体晶界上存在渗碳体是不优选的。特别是沿着晶界的网状的碳化物、与其类似的粗大碳化物会增加成为晶界破裂的起点的危险。因此，球状化渗碳体的90％以上的粒径大小为危害性低的粒径1μm以下，优选95％以上(包括100％)为危害性低的粒径1μm以下。
其中，这里的％是将能够用扫描电子显微镜5000倍左右观察到的碳化物的全部个数设为100％时的比例。以上述倍率无法观察到的非常微细的碳化物对韧性的影响很小，因此不考虑。
旧奥氏体粒径的大小为1～5μm
通过使旧奥氏体粒径微细化，可以减小晶界破裂或裂断的破裂单元，能够增大破裂所需要的能量，因此可以提高韧性。另外，通过使旧奥氏体粒径变细，可以减少p、s这样的偏析于晶界而使韧性变差的杂质元素的偏析。因此，结晶粒径的微细化作为不降低硬度而提高韧性的方法是非常有效的。另外，旧奥氏体粒径的大小设为1～5μm的原因在于，工业上难以稳定地制造旧奥氏体粒径大小低于1μm的产品，成为成本增加的原因，因此将旧奥氏体粒径的大小的下限值设为1μm。另一方面，通过将旧奥氏体粒径的大小的上限值设为5μm，上述效果变得明显，可以得到取得硬度与韧性的平衡的钢材。因此，旧奥氏体粒径的大小设为1～5μm。
接下来，参照实施例及表对本申请发明的实施方式进行说明。
实施例
用真空熔炼炉熔炼具有表1所示的实施例钢no.1～7和比较例钢no.8～11的化学组成的钢100kg，将得到的这些钢在1150℃下通过热锻制成直径26mm的圆棒，然后切断为250mm，将其作为供试材料。接着，如图2所示，作为珠光体化处理，将这些圆棒钢在1000℃下保持15分钟后，气冷至600℃，在600℃下保持3小时，然后进行实施风冷的热处理。然后，如图3所示进行了球状化退火，所述球状化退火重复进行2次从780℃炉冷至650℃的热处理。然后，分别加工成10rc切口的夏比冲击试验片的粗品，如图4所示，在780～840℃的温度范围保持30分钟，进行了2次以上的油淬。然后，为了防止自发开裂，进行了在150℃下保持40分钟实施风冷的临时回火处理。然后，进行了在180～220℃的温度范围保持90分钟实施风冷的回火处理。接下来，对这些粗品进行精加工，制成了图5所示的10rc切口的夏比冲击试验片。
需要说明的是，在表1中，ni的0.06～0.08％的＊、mo的0.04％的＊所表示的值、以及v的“-”所表示的值均是不可避免的杂质的值。因此，实施例钢no.1及no.2是符合权利要求1所述方案的钢，实施例钢no.3～7是符合权利要求2所述方案的钢。
[表1](单位为质量％)
1)网格背景表示本申请权利要求以外的值。
2)*表示不可避免的杂质的值。
使用这些10rc切口的夏比冲击试验片在室温下进行了夏比冲击试验。另外，使用这些试验片进行了硬度测定及扫描电子显微镜观察，由此求出了旧奥氏体粒径。
作为以上的夏比冲击试验、硬度测定、及扫描电子显微镜观察的结果，将旧奥氏体粒径(μm)、hrc硬度、及夏比冲击值(j/cm2)记载于表2。另外，将作为淬火后的组织形态的、长径比为1.5以下的球状化渗碳体个数所占比例、旧奥氏体晶界上的球状化渗碳体的个数所占比例、及旧奥氏体晶界上的球状化渗碳体的粒径大小也记载于表2。
[表2]
1)比较例钢的网格背景表示本申请权利要求以外的值。
在表2中，比较例钢的no.8～11中添加了网格背景的部分是本申请的权利要求范围以外的值。对于这些权利要求范围以外的比较例钢而言，夏比冲击值均不满足40j/cm2，这些钢种无法兼具硬度及韧性。另一方面可知，全部满足权利要求的要件的实施例钢的硬度为58hrc以上，且夏比冲击值为40j/cm2以上，兼具硬度及韧性。作为组织的一例，图6示出了实施例钢no.3在淬火后的组织。组织是马氏体组织和渗碳体的两相组织。对于组织中的渗碳体而言，长径比为1.5以上的渗碳体少，另外，旧奥氏体晶界上的渗碳体少，在旧奥氏体晶界上的渗碳体内大于1μm的渗碳体少，且旧奥氏体粒径为3μm，可知得到了本申请权利要求的组织。
应当理解，本申请公开的实施方式及实施例的所有方面均为示例，并没有从任何方面进行限制。本发明的范围并不是上述的说明，而由权利要求书所限定，包括与权利要求相等的含义及范围内的所有变更。