CN109790602B

CN109790602B - 钢

Info

Publication number: CN109790602B
Application number: CN201680089493.8A
Authority: CN
Inventors: 久保田学; 志贺聪; 长谷川一
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2016-09-28
Filing date: 2016-09-28
Publication date: 2021-03-02
Anticipated expiration: 2036-09-28
Also published as: US20190256957A1; JP6798557B2; EP3521469A4; EP3521469A1; KR20190041502A; JPWO2018061101A1; CN109790602A; WO2018061101A1

Abstract

本发明的一技术方案涉及的钢，化学成分以质量％为单位含有C：0.15～0.40％、Mn：0.10～1.50％、S：0.002～0.020％、Ti：0.005～0.050％、B：0.0005～0.0050％、Bi：0.0010～0.0100％、P：0.020％以下、N：0.0100％以下、Si：0％以上且小于0.30％、Cr：0～1.50％、Al：0～0.050％、Mo：0～0.20％、Cu：0～0.20％、Ni：0～0.20％、和Nb：0～0.030％，余量包含Fe和杂质。

Description

钢

技术领域

本发明涉及钢。

背景技术

冷锻(包括滚压成形)与热锻相比，能够使制品的表皮以及尺寸精度等良好，进而成品率也良好，因此被广泛应用作为螺栓之类的比较小型的机械部件的制造方法。在通过冷锻来制造机械部件的情况下，使用例如JIS G 4051、JIS G 4052、JIS G 4104、JIS G4105、JIS G 4106等所规定的中碳的机械结构用碳钢、合金钢作为原料，经过例如如线材热轧制－退火(或者球化退火)－拉丝－冷锻－淬火和回火那样的制造工序来制成最终制品的情况较多。上述的通常的制造工序的特点是在冷锻前附加了退火或者球化退火的工序。在冷锻之前附加退火或者球化退火的原因是因为存在以下的制造上的问题：中碳的碳钢和合金钢在热轧态(即，在热轧后不进行热处理而空冷了的情况)下，轧制材料的硬度高，冷锻时的模具的损耗显著，因此制造成本高；在热轧态下，原料的延展性不足，在冷锻时容易产生裂纹，因此成品率降低；等等。

可是，由于退火花费极大的成本，因此为了降低部件的制造成本，需要开发能够省略退火工序的钢材。根据这样的要求，曾开发了在钢材中添加有微量的B的所谓的螺栓用的硼钢(例如专利文献1和专利文献3)。硼钢的特点是：通过降低钢材的碳含量以及Cr、Mo等合金元素的添加量，在降低热轧态的线材的硬度的同时提高延展性，由此不需要退火，并且利用由不增加轧制材料硬度的微量B添加带来的可淬性提高的效果来补偿由合金元素的添加量的降低引起的可淬性的降低。

为了体现出由微量B添加带来的可淬性提高的效果，需要B在奥氏体中处于固溶状态。另一方面，在钢中存在固溶状态的氮的情况下，会生成BN，固溶B(固溶于钢中的B)的量减少，由此B具有的提高可淬性的效果丧失。因此，一般进行下述工作：在硼钢中，通过添加与N具有强的亲合力的Ti来预先将钢中的N作为TiN固定，抑制BN的生成。例如，在专利文献4中记载了通过使Ti/N(质量％比)为4以上来抑制BN的析出。在原理上，如果使Ti/N为3.42以上，则能够抑制BN的析出。

可是，如上所述的通常的硼钢，与以往钢相比，在淬火加热时一部分奥氏体晶粒容易产生异常粒长大而粗大化，即，容易产生所谓的粗大晶粒。产生了粗大晶粒的部件，会产生由淬火时产生的热处理应变变大所引起的尺寸精度的劣化、以及冲击值、疲劳强度和延迟断裂特性等部件特性的降低。因此，在特别是抗拉强度为800MPa以上的高强度螺栓中，防止粗大晶粒产生是实用上的大课题。为了抑制这样的异常粒长大所致的粗大晶粒的产生，为了将奥氏体晶粒的晶界钉扎，使组织中数量较多地分散钉扎粒子(析出物等)，即，使微细的粒子大量地分散是有效的。

在硼钢中容易产生粗大晶粒的原因主要是以下两点。

(1)在将硼钢作为部件材料的情况下，由于硼钢的冷锻后的退火工序被省略，因此硼钢将从冷加工组织直接被加热至奥氏体区域。在该情况下，由于因冷加工的影响而产生奥氏体晶粒的过度的微细化、和晶体粒径的部分性的不均匀，因此成为一部分晶粒容易产生异常粒长大的状态。

(2)在上述的硼钢中，通过Ti的添加，钢中的N作为TiN被固定，因此没有生成在以往的碳钢和合金钢中作为钉扎粒子而有效地作用的AlN，并且，TiN与AlN相比较粗大，因此不能够微细地分散，难以确保为防止粗大晶粒所需要的钉扎粒子的数量。

由于退火工序省略，因此上述(1)的主要因素不可避免，因此，为了改善(2)的主要因素，在硼钢中怎样地确保钉扎粒子的数量成为防止粗大晶粒产生的要点。

从这样的状况出发，曾提出了用于防止硼钢产生粗大晶粒的技术。例如，在专利文献5以及专利文献6中记载了代替AlN、TiN而利用比TiN微细的析出物TiC和Ti(CN)作为钉扎粒子。在这些技术中，为了确保为防止粗大晶粒所需要的钉扎粒子的数量，规定了：使淬火加热前且热轧后的钢中分散总个数为20个/100μm²以上的直径为0.2μm以下的TiC和Ti(CN)。通过在淬火加热前预先使这样的微细析出物大量地分散，在淬火加热时这些析出物作为对奥氏体晶界进行钉扎的钉扎粒子发挥作用。根据该技术，能够稳定地防止在硼钢中产生粗大晶粒，应用了该技术的钢现在被广泛用作为能够省略退火工序的便宜的螺栓用钢材。

可是，上述的技术存在缺点。即，在热轧后的组织中大量分散有微细的TiC、Ti(CN)的情况下，存在下述副作用，即，由于由微细的析出物粒子产生的析出强化，导致铁素体的硬度增加，因此有由硼钢化带来的热轧材料的软质化效果减小的问题。即，在使微细的TiC、Ti(CN)的量增加了的情况下，虽能抑制粗大晶粒的产生，但轧制材料的硬度因析出强化而增加，由此冷锻用模具的寿命降低。相反地，若抑制微细的TiC、Ti(CN)的量，则虽能抑制轧制材料的硬度，但产生粗大晶粒。即，在利用微细的TiC、Ti(CN)的情况下，抑制粗大晶粒的产生、和抑制冷锻前的轧制材料的硬度存在相悖的关系。因此，只采用上述的技术的话，难以完全实现轧制材料软质化、和稳定地抑制粗大晶粒这两者。

在专利文献7中也记载了与上述的防止硼钢产生粗大晶粒的技术同样的技术思想。即，是通过使Ti、Nb、Al、N的含量的关系在某个范围内，来使这些元素的碳氮化物在钢中分散，防止晶粒粗大化的技术。在专利文献7中也记载了通过添加0.01％以上的Bi来提高切削性的效果。可是，在专利文献7中，作为Bi的效果，只公开了提高切削性的效果。关于Bi与晶粒的粗大化特性的关系完全没有记载。由于以切削性提高效果为目的来添加Bi，因此在专利文献7中只研究了添加较多量的Bi的情况。在该情况下，如专利文献7所记载的那样，担心由Bi添加引起的热加工性的降低。

在专利文献8中公开了一种表面渗碳硬化处理用钢，该表面渗碳硬化处理用钢，与以往例相比，即使在高温下进行了渗碳的情况下，也发挥优异的耐晶粒粗大化特性，并且，即使不进行软化退火也显示优异的冷加工性。可是，专利文献8也只提出了：作为确保耐晶粒粗大化特性的手段，利用微细的Ti碳化物以及含Ti复合碳化物等。在专利文献8中，为了确保冷加工性而使热轧温度极低，因此，损害了表面渗碳硬化处理用钢的生产率。

在先技术文献

专利文献

专利文献1:日本国特开平5－339676号公报

专利文献2:日本国特公平5－63524号公报

专利文献3:日本国特开昭61－253347号公报

专利文献4:日本国特开平3－47918号公报

专利文献5:日本国专利第3443285号公报

专利文献6:日本国专利第3490293号公报

专利文献7:日本国特开2000－328189号公报

专利文献8:日本国特开2006－265704号公报

发明内容

冷锻用钢的课题之一是：为了提高钢的冷锻性以及钢的生产率，并不在热轧后且冷锻前进行退火、且并不使用损害生产率的制造条件而将钢保持为软质。冷锻用钢的另一课题是：为了对机械部件赋予高强度，要在冷锻后发挥高的可淬性。而且，冷锻用钢的另一课题是：为了防止机械部件的尺寸精度、冲击值、疲劳强度以及延迟断裂特性等劣化，要抑制冷锻后的淬火时的粗大晶粒产生。如上述那样，现有技术不能够同时解决所有这些课题。作为抑制粗大晶粒产生的手段，在现有技术中提出的利用TiC和Ti(CN)的方案，由于因析出强化而使热轧后且冷锻前的钢硬质化，因此损害钢的冷锻性以及生产率。

本发明是鉴于上述的课题而完成的。即，本发明的课题是，提供不使用TiC和Ti(CN)等Ti碳化物和Ti碳氮化物却抑制淬火时的粗大晶粒的产生，由此制造性、冷锻性、和淬火后的机械特性均优异的钢。

本发明的要旨如下。

(1)本发明的一技术方案涉及的钢，化学成分以质量％为单位含有C：0.15～0.40％、Mn：0.10～1.50％、S：0.002～0.020％、Ti：0.005～0.050％、B：0.0005～0.0050％、Bi：0.0010～0.0100％、P：0.020％以下、N：0.0100％以下、Si：0％以上且小于0.30％、Cr：0～1.50％、Al：0～0.050％、Mo：0～0.20％、Cu：0～0.20％、Ni：0～0.20％、和Nb：0～0.030％，余量包含Fe和杂质。

(2)根据上述(1)所述的钢，上述化学成分以质量％为单位可以含有选自Si：0.01％以上且小于0.30％、Cr：0.01～1.50％、和Al：0.001～0.050％之中的1种或两种以上。

(3)根据上述(1)或(2)所述的钢，上述化学成分以质量％为单位可以含有选自Mo：0.02～0.20％、Cu：0.02～0.20％、Ni：0.02～0.20％、和Nb：0.002～0.030％之中的1种或两种以上。

(4)根据上述(1)～(3)的任一项所述的钢，采用以下的式1定义的N固定指数I_FN可以为0以上。

I_FN＝[Ti]－3.5×[N]…(式1)

其中，[Ti]是以质量％为单位的Ti含量，[N]是以质量％为单位的N含量。

(5)根据上述(1)～(4)的任一项所述的钢，采用以下的式2定义的Ti－Nb系析出物生成指数I_P可以为0.0100以下。

I_P＝0.3×[Ti]+0.15×[Nb]－[N]…(式2)

其中，[Ti]是以质量％为单位的Ti含量，[Nb]是以质量％为单位的Nb含量，[N]是以质量％为单位的N含量。

根据本发明，能够提供能实现冷锻前的软质化和抑制冷锻后淬火时的粗大晶粒产生的钢。另外，本发明涉及的钢，在铸造时以及轧制时等不会产生裂纹，而且能够在不对制造设备增加负担的范围内的条件下制造，因此制造性优异。通过将本发明涉及的钢应用于冷锻部件，能够抑制冷锻时的模具的损耗，提高模具的寿命。另外，通过将本发明涉及的钢应用于冷锻部件，能够降低高价格的模具成本，因此能够有助于特别是抗拉强度为800MPa以上的高强度螺栓的制造成本的降低。而且，本发明涉及的钢的切削性也优异。因此，本发明在产业上的贡献极大。

具体实施方式

对本发明的一实施方式涉及的钢进行说明。本实施方式涉及的钢具有以下的特征。

(a)本实施方式涉及的钢，化学成分以质量％为单位含有C：0.15～0.40％、Mn：0.10～1.50％、S：0.002～0.020％、Ti：0.005～0.050％、B：0.0005～0.0050％、Bi：0.0010～0.0100％、P：0.020％以下、N：0.0100％以下、Si：0％以上且小于0.30％、Cr：0～1.50％、Al：0～0.050％、Mo：0～0.20％、Cu：0～0.20％、Ni：0～0.20％、和Nb：0～0.030％，余量包含Fe和杂质。

(b)根据上述(a)所述的钢，上述化学成分以质量％为单位可以含有选自Si：0.01％以上且小于0.30％、Cr：0.01～1.50％、和Al：0.001～0.050％之中的1种或两种以上。

(c)根据上述(a)或(b)所述的钢，上述化学成分以质量％为单位可以含有选自Mo：0.02～0.20％、Cu：0.02～0.20％、Ni：0.02～0.20％、和Nb：0.002～0.030％之中的1种或两种以上。

(d)根据上述(a)～(c)的任一项所述的钢，采用以下的式1定义的N固定指数I_FN可以为0以上。

I_FN＝[Ti]－3.5×[N]…(式1)

(e)根据上述(a)～(d)的任一项所述的钢，采用以下的式2定义的Ti－Nb系析出物生成指数I_P可以为0.0100以下。

I_P＝0.3×[Ti]+0.15×[Nb]－[N]…(式2)

另外，通过对本实施方式涉及的钢采用公知的方法进行螺栓加工、淬火、回火，能够以优异的生产率得到不产生粗大晶粒的螺栓。

本发明人关于与现有技术不同的、抑制粗大晶粒产生的技术进行了研究，所述现有技术是使作为由于析出强化而导致产生显著的铁素体硬度的增加，从而产生钢硬度的增加，损害钢的冷加工性的粒子的、TiC和Ti(CN)等微细分散的技术。上述的特征是基于本发明人对于抑制钢淬火加热时的奥氏体晶粒的异常粒长大的技术进行锐意研究而得到的以下见解。

(1)利用0.0100％以下这样的极微量的Bi来抑制淬火加热时的奥氏体晶粒的异常粒长大，能够得到尺寸精度和机械特性等均优异的冷加工部件。

(2)通过上述的Bi的效果，能够不依赖于以往作为钉扎粒子来利用的析出物(TiC、Ti(CN)、NbC)(即，不损害钢的冷加工性)而抑制奥氏体晶粒的异常粒长大。由此，能够抑制热轧后的轧制材料的硬度，提高钢的冷加工性。

(3)另一方面，弄清了：当Bi含量超过0.0100％时，钢的热延展性降低，从而在钢的制造工序(铸造、轧制工序等)中容易产生裂纹、瑕疵，钢的成品率降低。而且还弄清了：当Bi含量超过0.0100％时，在淬火后的钢中产生晶界脆化，损害钢的机械特性。因此还弄清了：在本实施方式涉及的钢中，虽然必须含有Bi，但是其含量需要被抑制在极低的水准。

以下，对本实施方式涉及的钢进行详细说明。

首先，对本发明的钢的化学成分进行说明。以下，关于化学成分的单位“％”表示“质量％”。

[C：0.15～0.40％]

C是为提高具有回火马氏体组织的钢的强度而需要的元素。为了使淬火后的抗拉强度为800MPa以上，需要将C含量设为0.15％以上。优选的C含量的下限为0.17％、0.19％、或0.23％。

另一方面，若C含量超过0.40％，则热轧后的轧制材料的硬度过高，冷锻用模具的寿命显著降低。因此，将C含量的上限设为0.40％。优选的C含量的上限为0.35％、0.34％、0.33％、或0.30％。

[Mn：0.10～1.50％]

Mn是对提高钢的可淬性有效的元素。为了确保为通过淬火得到马氏体而需要的可淬性，需要将Mn含量设为0.10％以上。优选的Mn含量的下限为0.20％、0.35％、或0.40％。

另一方面，若Mn含量超过1.50％，则热轧后且冷锻前的轧制材料的硬度过高，因此冷锻用的模具的寿命显著地降低。因此，将Mn含量的上限设为1.50％。优选的Mn含量的上限为1.30％、1.00％、或0.80％。

[S：0.002～0.020％]

S具有下述效果：作为MnS、TiS、以及Ti₂C₂S在钢中存在，在淬火加热时作为钉扎粒子发挥作用，由此抑制奥氏体晶粒的异常粒长大。因此，需要将S含量设为0.002％以上。优选的S含量的下限为0.003％。

但是，在本实施方式涉及的钢中，由于使用Bi来抑制异常粒长大，因此S含量即使比现有技术少也足够了。而且，当S含量超过0.020％时，S使淬火后的钢的原始奥氏体晶界脆化，使耐延迟断裂特性(耐氢脆特性)降低。而且，由于上述的Ti₂C₂S是损害钢的切削性的粒子，因此当S含量超过0.020％时，有可能产生钢的切削性的劣化。因此，需要将S含量限制为0.020％以下。优选S含量的上限值为0.015％、0.010％、或0.005％。[Ti：0.005～0.050％]

Ti具有下述效果：与钢中的C、N、S形成化合物，作为TiN、Ti(CN)、TiC、TiS、Ti₂C₂S等Ti系夹杂物在钢中存在，在淬火加热时作为钉扎粒子发挥作用，由此抑制奥氏体晶粒的异常粒长大。另外，Ti由于与钢中的固溶N具有强的亲合力，因此是预先将钢中的固溶N作为TiN固定，对抑制BN的生成极其有效的元素。在硼钢中，为了确保对可淬性的提高有效的固溶B的含量，需要抑制BN的生成。因此，需要将Ti含量设为0.005％以上。优选的Ti含量的下限为0.010％、0.015％、或0.020％。

但是，在本实施方式涉及的钢中，由于利用Bi来抑制异常粒长大，因此Ti含量即使比现有技术少也足够了。而且，当Ti含量超过0.050％时，Ti系夹杂物粒子产生析出强化，热轧后的轧制材料的硬度过高，因此冷锻用的模具的寿命显著地降低。为了提高Ti系夹杂物粒子的含量并且抑制热轧后的轧制材料的硬度，需要使热轧温度低，但这从生产率、以及设备寿命等方面来看是不优选的。而且，在提高了Ti含量的情况下，会大量产生损害钢的切削性的粒子Ti₂C₂S，产生切削性的劣化，因此对本实施方式涉及的钢应用切削加工变得困难。因此，将Ti含量的上限设为0.050％。优选的Ti含量为0.040％以下、0.030％以下、小于0.030％、或0.025％以下。[B：0.0005～0.0050％]

B是在微量地含有的情况下有助于钢的可淬性提高的元素，能够不使热轧后且冷锻前的轧制材料的硬度增加而得到可淬性提高的效果，能够使冷锻以及淬火后的硬度增大。B是特别是螺栓用硼钢所必需的元素。另外，B具有通过在原始奥氏体晶界偏析来强化原始奥氏体晶界，从而抑制晶界破坏的效果。在要获得上述的效果的情况下，需要将B含量设为0.0005％以上。优选B含量的下限值为0.0010％、0.0012％、或0.0015％。

另一方面，当B含量超过0.0050％时，其效果饱和。因此，将B含量设为0.0050％以下。优选B含量的上限值为0.0030％、0.0025％、0.0020％、或0.0018％。

[Bi：0.0010～0.0100％]

关于约0.0010～0.0100％程度的微量的Bi在钢淬火时对组织给予的影响，迄今为止尚没有进行过详细研究的事例。本发明人发现：微量的Bi抑制淬火加热时的奥氏体晶粒的异常粒长大，由此具有防止粗大晶粒产生的效果。另外，本发明人还发现，由于为抑制异常粒长大而需要的Bi含量为微量，因此能不使热轧后的轧制材料的硬度增加而得到抑制淬火加热时的粗大晶粒的产生的上述的Bi的效果。在要获得上述的效果的情况下，需要将Bi含量设为0.0010％以上。Bi含量的下限值优选为0.0020％、0.0025％、或0.0030％。

另一方面，当Bi含量超过0.0100％时，不仅其效果饱和，而且钢的热延展性降低，因此在钢的制造工序(铸造、轧制工序等)中容易产生裂纹、瑕疵，成品率降低。而且，当Bi含量超过0.0100％时，在淬火后的钢中产生晶界脆化，损害钢的机械特性。因此，将Bi含量设为0.0100％以下。Bi含量优选为小于0.0100％、0.0080％以下、或0.0060％以下。

[P：0.020％以下]

P是杂质，是使原始γ晶界脆化、使钢的耐延迟断裂特性(耐氢脆特性)降低的元素。因此，需要将P含量限制为0.020％以下。优选P含量的上限值为0.015％、0.013％、或0.010％。

由于P并不是为解决本实施方式涉及的钢的课题所需要的，因此P含量的下限值为0％。但是，为了抑制用于降低P含量的精炼工序的成本，也可以将P含量的下限值设为0.001％。

[N：0.0100％以下]

N在与B形成化合物，作为BN在钢中存在的情况下，使固溶B量减少，损害由B带来的提高可淬性的效果。N在本实施方式涉及的钢中有害，因此N含量的下限值为0％。但是，为了抑制用于降低N含量的精炼工序的成本，也可以将N含量的下限值设为0.0001％、0.0005％、或0.0010％。

在N含量多的情况下，为将钢中的N作为TiN而固定所需要的Ti含量增加，因此希望尽可能降低N含量。因此，需要将N含量限制为0.0100％以下。优选N含量的上限值为0.0070％、0.0050％、或0.0040％。

在本实施方式涉及到的弹簧用钢中，也可以根据需要以后述的范围还含有选自Si、Cr、和Al之中的1种或两种以上。但是，由于Si、Cr和Al不是必需的，因此Si、Cr和Al各自的含量的下限为0％。

[Si：0％以上且小于0.30％]

如上述那样，在本实施方式涉及的钢中，Si含量的下限值为0％。但是，Si是对提高钢的可淬性、提高马氏体的回火软化抗力有效的元素。在要获得上述的效果的情况下，优选将Si含量设为大于0％、或0.01％以上。也可以将Si含量的下限值设为0.05％、或0.15％。

可是，当Si含量变为0.30％以上时，热轧后且冷锻前的钢(轧制材料)的硬度的上升量变大，因此冷锻用的模具的寿命降低。因此，将Si含量设为小于0.30％。优选的Si含量的上限为0.27％、0.25％、或0.20％。

[Cr：0～1.50％]

如上述那样，在本实施方式涉及的钢中，Cr含量的下限值为0％。但是，Cr是对提高钢的可淬性、提高马氏体的回火软化阻力有效的元素。在要获得上述的效果的情况下，优选将Cr含量设为大于0％、或0.01％以上。也可以将Cr含量的下限值设为0.10％、0.20％、或0.30％。

另一方面，当Cr含量超过1.50％时，热轧后且冷锻前的轧制材料的硬度过高，因此冷锻用的模具的寿命显著地降低。因此，将Cr含量的上限设为1.50％。优选的Cr含量的上限为1.20％、1.00％、或0.80％。

[Al：0～0.050％]

Al是对钢的脱氧有效的元素，但在利用其他的元素(Si、Ti等)进行脱氧的情况下，也可以不一定含有。因此，Al含量的下限值为0％。可是，为了得到由Al带来的脱氧效果，优选含有0.001％以上、0.005％以上、或0.010％以上。

另一方面，当Al含量超过0.050％时，会生成粗大的夹杂物，钢的韧性降低等的问题变得显著。因此，即使在含有Al的情况下，也将Al含量的上限设为0.050％。Al含量的上限优选为0.040％、0.030％、或0.025％。

在本实施方式涉及到的弹簧用钢中，也可以根据需要以后述的范围还含有选自Mo、Cu、Ni、和Nb之中的1种或两种以上。但是，由于Mo、Cu、Ni、以及Nb不是必需的，因此Mo、Cu、Ni、和Nb各自的含量的下限为0％。

[Mo：0～0.20％]

如上述那样，在本实施方式涉及的钢中，Mo含量的下限值为0％。但是，Mo是即使其含量为少量也有助于钢的可淬性提高的元素。在要获得上述的效果的情况下，优选将Mo含量设为0.02％以上。进一步优选Mo含量的下限值为0.03％、0.04％、或0.05％。

另一方面，由于Mo是高价格的合金元素，因此当Mo含量超过0.20％时，在制造成本上不利。因此，即使在含有Mo的情况下，也将Mo含量设为0.20％以下。优选Mo含量的上限值为0.16％、0.13％、或0.10％。

[Cu：0～0.20％]

如上述那样，在本实施方式涉及的钢中，Cu含量的下限值为0％。但是，Cu是使钢的耐蚀性提高的元素。在要获得上述的效果的情况下，优选将Cu含量设为0.02％以上。进一步优选Cu含量的下限值为0.05％。

另一方面，当Cu含量超过0.20％时，钢的热延展性降低，损害连铸时的制造性等的问题变得显著。因此，即使在含有Cu的情况下，也将Cu含量设为0.20％以下。优选Cu含量的上限值为0.15％、0.10％、或0.08％。

[Ni：0～0.20％]

如上述那样，在本实施方式涉及的钢中，Ni含量的下限值为0％。但是，Ni是使钢的耐蚀性提高的元素，另外，是对钢的韧性的提高也有效的元素。在要获得上述的效果的情况下，优选将Ni含量设为0.02％以上。进一步优选Ni含量的下限值为0.03％、0.04％、或0.05％。

另一方面，由于Ni是高价格的合金元素，因此当Ni含量超过0.20％时，在制造成本上不利。因此，即使在含有Ni的情况下，也将Ni含量设为0.20％以下。优选Ni含量的上限值为0.15％、0.12％、0.10％、或0.08％。

[Nb：0～0.030％]

如上述那样，在本实施方式涉及的钢中，Nb含量的下限值为0％。但是，Nb具有下述效果：与钢中的C形成化合物，作为NbC或TiNb(CN)等Nb系夹杂物在钢中存在，在淬火加热时作为钉扎粒子抑制奥氏体晶粒的异常粒长大。在要获得上述的效果的情况下，优选将Nb含量设为0.002％以上。进一步优选Nb含量的下限值为0.003％、0.005％、或0.006％。

另一方面，当Nb含量超过0.030％时，不仅其效果饱和，而且Nb系夹杂物产生析出强化，因此损害连铸时的制造性。或者，在该情况下，由于Nb系夹杂物产生析出强化，因此热轧后的轧制材料的硬度过高。因此，当Nb含量超过0.030％时，制造性的降低、以及冷锻用的模具的寿命的显著的降低等问题变得显著。因此，即使在含有Nb的情况下，也将Nb含量设为0.030％以下。优选Nb含量的上限值为0.015％、0.013％、或0.010％。

本实施方式涉及的钢，含有上述的合金成分，其化学成分的余量(其余部分)包含Fe以及杂质。在本实施方式中，所谓杂质是指在工业性制造钢材时通过矿石、废料等原料混入、以及由于其他的因素而混入的成分，是不损害本实施方式涉及的钢的作用效果的水准的量的成分。

[N固定指数I_FN：优选为0以上]

为了得到由上述的B的含有所带来的效果，需要通过降低在钢中固溶了的N(固溶N)来抑制BN的生成。因此，希望在降低钢中的N的含量的同时，通过使钢中含有Ti而将N以TiN的形式稳定地固定，由此，降低固溶N量。为了利用Ti固定N从而得到上述的效果，优选将采用下述式1定义的N固定指数I_FN设为0以上。也可以将N固定指数I_FN的下限值设为0.0005、0.0010、0.0014、或0.0050。但是，即使不特别限定N固定指数I_FN，只要Ti含量和N含量被控制在上述的范围内，则本实施方式涉及的钢也在冷锻前软质化，并能够抑制淬火时的粗大晶粒的产生。

I_FN＝[Ti]－3.5×[N]…(式1)

再者，上述式1中的[Ti]、以及[N]表示以质量％为单位的钢中的Ti含量、以及N含量，这些元素不含有时记为0％。

[Ti－Nb系析出物生成指数I_P：优选为0.0100以下]

如上述那样，优选：使用Ti将N作为TiN固定，来使固溶N量减少。可是，不优选含有含量超过为固定TiN而需要的量的Ti。如上述那样，Ti也与C和S等结合而形成微细析出物，这些微细析出物有可能对本实施方式涉及的钢的特性造成不良影响。另外，本发明人发现就Nb而言也具有与Ti同样的作用。

具体而言，作为在钢中存在的析出物的微细的TiC、Ti(CN)、NbC、TiNb(CN)、以及Ti₂C₂S等Ti－Nb系析出物，具有下述效果：在淬火加热时作为钉扎粒子抑制奥氏体晶粒的异常粒长大，由此抑制粗大晶粒的产生。可是，在这些Ti－Nb系析出物粒子大量地分散于热轧后的组织中的情况下，存在下述副作用：由于由微细的析出物粒子产生的析出强化，导致铁素体的硬度增加。因此，在这些Ti－Nb系析出物粒子在钢中过度地大量分散的情况下，热轧后的轧制材料的硬度过高，因此冷锻用的模具的寿命显著降低等问题变得显著。而且，如上述那样，Ti₂C₂S会导致切削性劣化的产生。因此，在本实施方式涉及的钢中，优选限制这些Ti－Nb系析出物粒子的量。

为了抑制热轧后的轧制后的硬度，希望将通过下述式2算出的Ti－Nb系析出物生成指数I_P设为0.0100以下。也可以将Ti－Nb系析出物生成指数I_P设为0.0075以下、小于0.0050、0.0045以下、0.0040以下、或0.0035以下。但是，即使不特别限定Ti－Nb系析出物生成指数I_P，只要Ti含量、Nb含量、以及N含量被控制在上述的范围内，本实施方式涉及的钢也在冷锻前软质化，并能够抑制淬火时的粗大晶粒的产生。

I_P＝0.3×[Ti]+0.15×[Nb]－[N]…(式2)

再者，上述式2中[Ti]、[N]、以及[Nb]，表示以质量％为单位的钢中的Ti含量、N含量、以及Nb含量，这些元素不含有时记为0％。

接着，对本实施方式的钢的适宜的制造方法进行说明。

为了制造本实施方式的钢，在转炉中熔炼上述的化学成分的钢，根据需要经过二次精炼工序，通过连铸来制成铸坯。通过将该铸坯再加热，并进行开坯轧制，制成截面为例如162mm见方(长162mm×宽162mm)的线材轧制用的原料(钢坯)。接着，将钢坯在1000～1280℃程度的温度下加热，接着，通过进行线材轧制，形成为直径6～20mm的线材形状。其后，在热态下，利用卷取装置卷取成卷形状后，冷却到室温。这样就得到本实施方式的钢。

再者，在本实施方式涉及的钢中，由于产生析出强化的Ti系析出粒子的量被抑制，因此在本实施方式涉及的钢的制造方法中，不需要为了抑制钢的硬度而降低热轧温度从而对热轧设备增加负担，另外，在钢中难以产生由硬度上升引起的裂纹以及瑕疵等缺陷。而且，本实施方式涉及的钢，并不在热轧后进行退火，能够抑制其硬度。因此，本实施方式涉及的钢在生产率高这一点上也是优异的。

根据本实施方式的钢，能够实现冷锻前的软质化、和抑制淬火时的粗大晶粒的产生。另外，本实施方式的钢，在铸造时、轧制时不会产生裂纹，制造性优异。

本实施方式涉及的钢的硬度，由于能够根据用途来适宜地调整，因此不作特别的限定。可是，在需要确保冷锻性的情况下，本实施方式涉及的钢的硬度设为Hv180以下为宜，设为Hv170以下、或Hv160以下更适宜。本实施方式涉及的钢的硬度的下限值，不作特别的限定，但依照其化学成分可以认为实质上为约Hv130或约Hv140。本实施方式涉及的钢，即使在热轧后不进行退火，也能够使其硬度在上述的适宜范围内。另外，本实施方式涉及的钢的切削性也优异。

另外，在对于本实施方式涉及的钢，在加热至例如840℃～1100℃的温度保持30分钟、其后水冷或者油冷的条件下进行淬火，进而进行了在150℃～450℃的温度范围加热保持的回火处理的情况下，能够使其抗拉强度达到800MPa以上。因此，本实施方式涉及的钢，适合作为要求高强度的部件的材料。但是，在将本实施方式涉及的钢作为淬火用钢使用的情况下，热处理条件不作特别限定，可根据用途来适宜选择。

本实施方式涉及的钢的用途不作特别限定，但优选应用于通过冷锻以及淬火而制造的高强度机械部件、特别是高强度螺栓。在将冷锻性高的本实施方式涉及的钢作为高强度机械部件的材料使用的情况下，能够抑制冷锻时的模具的损耗，提高模具的寿命。另外，由于能够降低高价格的模具的成本，因此能够有助于特别是抗拉强度为800MPa以上的高强度螺栓的制造成本的降低。

实施例

接着，使用实施例来说明本发明，但本发明并不被以下的例子限定。

首先，利用转炉熔炼具有表1－1以及表1－2所示的化学成分的钢，进而通过连铸来制成铸坯。再者，在表1－1以及表1－2中，关于含量在杂质水准以下的元素，其含量以空白表示，在计算N固定指数I_FN以及Ti－Nb系析出物生成指数I_P时，视为“0质量％”。另外，在表1－1和表1－2中，在本发明的规定范围以外的值附带了下划线。对由此得到的铸坯确认是否产生了铸坯表面裂纹。在确认铸坯表面裂纹时，通过切口检查(check scarf)，在除去铸坯表面的氧化皮后观察铸坯表面，调查裂纹深度。在铸坯的表面检出深度1mm以上的裂纹时，判定为“有”连铸时的铸坯表面裂纹，并对于制造性判定为“不合格”。将制造性评价结果示于表2－1和表2－2。

对该铸坯根据需要进行均热扩散处理、开坯轧制，得到截面为162mm见方(长162mm×宽162mm)的线材轧制用的原料(钢坯)。接着，将钢坯在1000～1280℃程度的温度下加热，接着，进行线材轧制，由此制成直径10mm的线材(弹簧用钢)。

从轧制后的线材切取维氏硬度测定用的试样。具体而言，在相对于轧制方向平行的方向切取具有包含线材的中心轴的截面的试样。对切取的截面进行研磨后，测定了从线材的表面起算线材直径的1/4深度部位(1/4部)的维氏硬度。试验载荷设为10kgf，将对4个点进行测定所得到的平均值作为“轧制后硬度”记载于表2－1和表2－2，将其作为预测冷锻用的模具的寿命的指标。对于轧制材料的硬度超过HV180的试样，由于没有得到冷锻用模具的寿命的充分的改善效果，因此冷锻性判定为“不合格”。将冷锻性的评价结果示于表2－1和表2－2。

另外，为了模拟将线材加工成螺栓形状时的拉丝、冷锻(冷加工)的影响，对线材进行断面收缩率为70％的冷拉拔加工后，在840℃～1100℃的温度加热30分钟，进行水冷淬火，从而将奥氏体组织作为马氏体组织的原始奥氏体晶界冻结。然后，对于进行了淬火的试样，根据需要在A1点以下的温度区域进行回火，在相对于轧制和拉拔方向平行的方向切取具有包含拉拔材料的中心的截面的试样。对切取的试样的截面进行研磨后，通过腐蚀来显现出原始奥氏体晶界，通过采用光学显微镜观察，来测定了淬火以及回火后的原始奥氏体晶粒度。原始奥氏体晶粒度的测定，依据JIS G0551标准来进行。关于测定视场，在倍率400倍下设为10个视场以上，原始奥氏体晶粒度为5号以下的大晶粒就算存在1个的试样，也判定为是产生了粗大晶粒的试样。将通过对加热至各种温度的试样进行原始奥氏体晶粒度的观察和测定从而搞清楚了的、产生粗大晶粒的临界(最低)的加热温度定义为该试样的晶粒粗大化温度，并作为耐晶粒粗大化特性的指标。晶粒粗大化温度为900℃以下的试样，耐晶粒粗大化特性差，因此判定为“不合格”。将晶粒粗大化温度测定结果示于表2－1和表2－2。

从表2－1和表2－2明确可知，作为本发明例的A1～A32，轧制后的线材的硬度低，能够期待使冷锻用模具的寿命提高，因此冷锻性优异，在冷加工后的淬火加热时，即使加热超过900℃也不产生粗大晶粒，而且，在连铸时也不产生铸坯的表面裂纹，因此铸坯的碎化率低，因此，制造性优异。再者，上述的用于测定原始奥氏体晶粒度的进行热处理后的本发明例A1～A32，全部具有800MPa以上的抗拉强度。

与此相对，在比较例的情况下，上述冷锻性、粗大晶粒防止特性、制造性中的某个项差。即，B1～B4由于Bi添加量过多，因此热延展性降低，制造性差。B5～B7由于没有添加Bi、或者添加量过少，因此粗大晶粒防止特性差。B8、B9由于Ti的添加量过多，或者，相对于Ti添加量，N含量为少量，Ti－Nb系析出物生成指数I_P超量了，因此轧制后的线材的硬度高，冷锻性差。

表2-1

表2-2

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供能实现冷锻时的软质化、和抑制冷锻后的淬火时的粗大晶粒的产生的钢。另外，本发明涉及的钢，在铸造时、轧制时不会产生裂纹，而且能够在不对制造设备增加负担的范围内的条件下制造，因此制造性优异。通过将本发明涉及的钢应用于冷锻部件，能够抑制冷锻时的模具的损耗，提高模具的寿命。另外，通过将本发明涉及的钢应用于冷锻部件，能够降低高价格的模具成本，因此能够有助于特别是抗拉强度为800MPa以上的高强度螺栓的制造成本的降低。而且，本发明涉及的钢的切削性也优异。因此，本发明在产业上的贡献极大。

Claims

1.一种钢，其特征在于，以质量％为单位，化学成分为

C：0.15～0.40％、

Mn：0.10～1.50％、

S：0.002～0.020％、

Ti：0.005～0.050％、

B：0.0005～0.0050％、

Bi：0.0010％以上且小于0.0100％、

P：0.020％以下、

N：0.0100％以下、

Si：0％以上且小于0.30％、

Cr：0～1.50％、

Al：0～0.050％、

Mo：0～0.20％、

Cu：0～0.20％、

Ni：0～0.20％、

Nb：0～0.030％、和

余量Fe及杂质，且

采用以下的式1定义的N固定指数I_FN为0以上，

采用以下的式2定义的Ti－Nb系析出物生成指数I_P为0.0100以下，I_FN＝[Ti]－3.5×[N]…式1

I_P＝0.3×[Ti]+0.15×[Nb]－[N]…式2

其中，[Ti]是以质量％为单位的Ti含量，[N]是以质量％为单位的N含量，[Nb]是以质量％为单位的Nb含量。

2.根据权利要求1所述的钢，其特征在于，所述化学成分以质量％为单位含有选自

Si：0.01％以上且小于0.30％、

Cr：0.01～1.50％、和

Al：0.001～0.050％

之中的1种或两种以上。

3.根据权利要求1所述的钢，其特征在于，所述化学成分以质量％为单位含有选自

Mo：0.02～0.20％、

Cu：0.02～0.20％、

Ni：0.02～0.20％、和

Nb：0.002～0.030％

之中的1种或两种以上。

4.根据权利要求2所述的钢，其特征在于，所述化学成分以质量％为单位含有选自

Mo：0.02～0.20％、

Cu：0.02～0.20％、

Ni：0.02～0.20％、和

Nb：0.002～0.030％

之中的1种或两种以上。