TRIP型马氏体双相钢及使用其的超高强度钢制加工件

摘要

本发明提供一种TRIP型马氏体双相钢及使用其的超高强度钢制加工件，该TRIP型马氏体双相钢不依赖于锻造温度、锻造加工率等，通过控制热处理条件，将基体组织形成为软质板条马氏体组织和硬质板条马氏体组织的两相马氏体，强度-延伸率平衡及夏比冲击值优越。该TRIP型马氏体双相钢的特征在于：含有C：0.1～0.7%、Si：0.5～2.5%、Mn：0.5～3.0%、Cr：0.5～2.0%、Mo：小于等于0.5%（包括0%）、Al：0.04～2.5%，余下部分由Fe及不可避免的杂质组成，金属组织的基体组织由软质板条马氏体组织和硬质板条马氏体组织组成，在把钢原材料加热到γ区后，急冷至马氏体相变开始温度（Ms点）正上方的温度，然后，通过在Mf点～Mf点-100℃的温度区实施等温相变处理，获得该TRIP型马氏体双相钢。

说明书

技术领域

本发明涉及具有优越的切口疲劳强度及断裂韧性的超高强度钢及 超高强度钢制加工件和其制造方法，更详细地说，涉及基体组织由软 质板条马氏体组织和硬质板条马氏体组织构成、具有优越的强度-延伸 率平衡及夏比冲击值的TRIP型马氏体双相钢及使用了该TRIP型马 氏体双相钢的超高强度钢制加工件、超高强度锻件。

另外，作为本发明的“超高强度锻件”，例如可以有代表性地列举 出发动机用连杆锻件等，不仅包括一次锻件，而且对一次锻件进一步 进行锻造（冷锻、温锻等）获得的二次锻件、三次锻件等精密锻件、 进一步将该锻件加工成复杂的形状获得的最终产品、搭载在柴油发动 机上的蓄压式燃料喷射系统用共轨等也都包括在其中。

背景技术

机动车、电机、机械等工业用技术领域中的锻件，一般是在进行 了加热温度不同的种种锻造（加工）后，进行淬火+回火等调质处理 （热处理）来制造，例如以机动车为例，热锻件（加压温度1100～ 1300℃）、温锻件（加压温度600～800℃）被通用于曲柄、连杆、变 速齿轮、搭载在柴油发动机上的蓄压式燃料喷射系统用共轨等，冷锻 件（在常温下加压）被通用于小齿轮、齿轮、转向轴、气门挺杆等。

近年来，为了确保机动车的车身的轻量化和碰撞安全性，讨论了 能进行伴随着残余奥氏体的相变诱导塑性的成形的超高强度低合金 TRIP钢（TBF钢）的应用。

例如，在专利文献1中公开了一种涉及高强度锻件的制造方法的 技术，该技术大致在铁素体和奥氏体的两相区温度进行退火和锻造双 方后，通过采用在规定温度下进行奥氏体等温淬火处理的独自的热处 理，获得在拉伸强度600MPa级以上的高强度区中具有优越的延伸率 及强度-深冲特性的平衡的高强度锻件。另外，在专利文献2中公开了 能制造高强度锻件的技术，该技术在分开形成回火贝氏体或马氏体后， 大致在铁素体和奥氏体的两相区温度进行退火和锻造双方，其后，通 过采用在规定温度下进行奥氏体等温淬火处理的方法，获得延伸率及 强度-深冲特性的平衡优越的高强度锻件。另外，在专利文献3中公开 了能制造高强度锻件的技术，该技术在加热进入两相区的温度范围后， 在该两相区进行锻造加工，其后，通过实施规定的奥氏体等温淬火处 理，能够降低锻造加工时的温度，并且，能获得具备优越的凸缘拉伸 性和加工性的高强度锻件。

然而，在制造由这些方法获得的锻件的场合，存在发生以下记载 的问题的可能性。

锻件，因为与其加工率对应地发热，所以，有时锻造时的部件温 度随部位不同而变化。例如，当在高温（Ac3点附近）进行了锻造时， 如加工率高，则发热量也大，可能发生奥氏体彼此的合并、生长，所 以，在热处理后生成粗大的残余奥氏体，使冲击特性劣化（高温锻造 时的问题）。另一方面，当在低温侧（Ac1点附近）进行了锻造时，如 加工率低，则不能确保充分的发热量，所以，不稳定的残余奥氏体大 量地生成，热处理后可能生成成为断裂的起点的硬质的马氏体，使冲 击特性劣化（低温锻造时的问题）。因此，如锻件的温度、加工率不同， 则局部容易发生粗大的残余奥氏体、不稳定的奥氏体，作为锻件整体 难以获得稳定而且优越的耐冲击特性。

另一方面，在专利文献4中公开了这样一种技术，该技术在热轧 钢材制造时进行Nb、Ti、V中的一种或2种以上的添加及适量的Al 添加，大致在铁素体和奥氏体的两相区温度进行了退火和锻造双方后， 通过采用在规定温度下进行奥氏体等温淬火处理的热处理，能制造不 依赖于锻造温度及锻造加工率的、延伸率及强度-深冲特性的平衡优 越、拉伸强度也在600MPa以上的、耐冲击特性优越的钢制高强度加 工件、高压燃料配管（特别是高强度而且耐冲击特性优越的柴油发动 机用燃料喷射管及柴油发动机用共轨等）。

公开于专利文献4中的发明，在能取得上述专利文献1～3中公开 的技术所不能得到的格外的效果这一点上优越，可以期待其超高强度 低合金TRIP钢（TBF钢）能对机动车的车身的轻量化和碰撞安全性 的确保作出更大的贡献。然而，此超高强度低合金TRIP钢（TBF钢） 因为微粒状贝氏体铁素体和多边形铁素体在基体中与贝氏体铁素体的 板条构造一起共存，所以，为了获得用于达到更高的屈服强度和拉伸 强度的完全的TBF钢，需要高的淬火性。

专利文献5公开了一种技术，此技术是使得能制造此具有高淬火 性的超高强度低合金TRIP钢（TBF钢）的技术，为了提高淬火性而 包括适量的Cr、Mo、Ni，为了通过晶粒的细微化提高强度（疲劳强 度）而包括适量的Nb、Ti、V，而且将碳当量设定为适当值，通过采 用规定的热处理，获得具有细微构造的金属组织而且强度和韧性的平 衡优越的、高淬火性的超高强度低合金TRIP钢（TBF钢）。

然而，公开于此专利文献5的发明虽然在取得由公开于专利文献 4的技术不能获得的格外的效果这一点优越，但不得不说作为具有超 高强度及高的成形性、高的延迟断裂强度的下一代的类型的高强度材 料还不充分。

另一方面，利用了残余奥氏体的相变诱导塑性（TRIP）的低合金 TRIP钢，作为具有超高强度及高的成形性、高的延迟断裂强度的下 一代的类型的高强度材料受到期待。公开于专利文献6的技术，公开 了基体组织是马氏体的超高强度的TRIP型马氏体钢（TM钢），其复 合添加用于提高淬火性的Cr和Mo及用于制造超高强度钢的Nb，而 且将除了C量以外的碳当量设定成适当值，通过在淬火处理（Q处理） 后进行碳浓化处理（P处理），获得基体组织是马氏体的具有超高强度 及高的成形性、高的延迟断裂强度的TRIP型马氏体钢（TM钢）。

然而，虽然公开于此专利文献6的TRIP型马氏体钢（TM钢） 在具有超高强度及高的成形性、高的延迟断裂强度等、取得由公开于 上述专利文献1～5的技术不能获得的格外的效果这一点优越，但为了 作为下一代的类型的高强度材料获得更完全的TM钢，除了超高强度 及高的成形性、高的延迟断裂强度，还需要进一步提高强度-延伸率平 衡及夏比冲击值。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开2004-292876号公报

专利文献2:日本特开2005-120397号公报

专利文献3:日本特开2004-285430号公报

专利文献4:日本特开2007-231353号公报

专利文献5:日本特开2010-106353号公报

专利文献6:日本特开2010-280962号公报

发明内容

发明所要解决的课题

本发明就是鉴于上述现状而作出的，其目的在于提供一种TRIP 型马氏体双相钢和使用了该TRIP型马氏体双相钢的超高强度钢制加 工件，该TRIP型马氏体双相钢不依赖于锻造温度、锻造加工率等， 特别是通过对热处理条件进行控制，将基体组织形成为板条状软质马 氏体组织和板条状硬质马氏体组织的两相组织，具有优越的强度-延伸 率平衡及夏比冲击值。

用于解决课题的技术手段

本发明者通过具体的实验，讨论了TRIP型马氏体双相钢及使用 了该TRIP型马氏体双相钢的超高强度钢制加工件、超高强度锻件的 实现，该TRIP型马氏体双相钢不依赖于锻造温度、锻造加工率等， 除了化学组成的成分添加量的控制外，通过适当地控制热处理条件， 基体组织成为板条状软质马氏体组织和板条状硬质马氏体组织的两相 组织，具有优越的强度-延伸率平衡及夏比冲击值。本发明者为了确立 这些TRIP型马氏体双相钢及使用了该TRIP型马氏体双相钢的超高 强度钢制加工件、超高强度锻件的制造方法，还关于具有超高强度的 TRIP型马氏体钢（TM钢）通过具体的实验讨论了在γ区中的加热和 其后的等温相变处理（IT处理）及碳浓化处理（P处理）对该TM钢 的细微化构造和机械特性产生的效果。

其结果，获得以下发现，即，通过在γ区的加热后的等温相变处 理（IT处理）、其后进一步进行的碳浓化处理（P处理），基体组织由 板条状软质马氏体组织和板条状硬质马氏体组织的两相组织组成，实 现组织的细微化、稳定化，能获得具有优越的强度-延伸率平衡及夏比 冲击值的TRIP型马氏体双相钢。

即，本发明的TRIP型马氏体双相钢，含有C：0.1～0.7%、Si： 0.5～2.5%、Mn：0.5～3.0%、Cr：0.5～2.0%、Mo：小于等于0.5% （包括0%）、Al：0.04～2.5%，余下部分由Fe及不可避免的杂质组 成，金属组织的基体组织由软质板条马氏体组织和硬质板条马氏体组 织组成，通过把钢原材料加热到γ区后，急冷至马氏体相变开始温度 （Ms点）的正上方的温度，然后，在Mf点～Mf点-100℃的温度区 实施等温相变处理（IT处理），从而获得该TRIP型马氏体双相钢。

上述强度-延伸率平衡及夏比冲击值优越的TRIP型马氏体双相 钢，作为其它的元素，也可还含有Ni：小于等于2.0%（包括0%）、 Nb：小于等于0.2%（包括0%）、B：小于等于0.005%（包括0%）、 Ti：小于等于0.05%（包括0%）。

本发明的TRIP型马氏体双相钢的特征在于：通过在上述等温相 变处理后进一步实施碳浓化处理（P处理）来获得。

并且，本发明的TRIP型马氏体双相钢的特征在于：在加热到上 述γ区后，在该温度区实施塑性加工来获得。

作为使用了上述强度-延伸率平衡及夏比冲击值优越的TRIP型马 氏体双相钢的超高强度钢制加工件，可列举出锻件。另外，作为上述 加工件，可列举出发动机用连杆、等速万向节、柴油发动机用共轨等。

发明的效果

本发明为了提高强度-延伸率平衡及夏比冲击值，在作为热处理条 件加热到γ区后，通过实施等温相变处理（IT处理），获得基体组织 由软质板条马氏体组织和硬质板条马氏体组织组成的细微构造的金属 组织，另外，通过在等温相变处理（IT处理）后实施碳浓化处理（P 处理），能够提高碳浓度至与淬火处理（Q处理）-碳浓化处理（P处 理）相同程度，并且，在加热到γ区后，通过在该温度区实施塑性加 工（热加工），能够使残余奥氏体量增加，获得具有优越的强度-延伸 率平衡及夏比冲击值的TRIP型马氏体双相钢。另外，通过使用此 TRIP型马氏体双相钢，能够提供超高强度钢制加工件、超高强度锻 件，该超高强度钢制加工件、超高强度锻件不依赖于加热温度、加工 率（锻造加工率、轧制加工率等）等，没有高温锻造时、低温锻造时 的问题，强度-延伸率平衡及夏比冲击值优越。

附图说明

图1是表示本发明的TRIP型马氏体双相钢的有特点的组织的模 式图。

图2是表示本发明的TRIP型马氏体双相钢的热处理工序的说明 图。

图3是比较和表示本发明的实施例1中的表1的钢种A的样品钢 的残余γ量和现有技术的钢的残余γ量的图。

图4是比较和表示相同的本发明的实施例1中的表1的钢种A的 样品钢的碳浓度和现有技术的钢的碳浓度的图。

图5是比较和表示相同的本发明的实施例1中的表1的钢种A的 样品钢的强度-延伸率平衡和现有技术的钢的强度-延伸率平衡的图。

图6是比较和表示相同的本发明的实施例1中的表1的钢种A的 样品钢的夏比冲击值和现有技术的钢的夏比冲击值的图。

图7是比较和表示相同的本发明的实施例1中的表1的钢种A的 样品钢的硬度和现有技术的钢的硬度的图。

图8是表示相同的本发明的实施例1中的钢种A的样品钢的热处 理材料（IT处理材料）的金属组织（显微镜照片）的图。

图9是表示本发明的实施例2、3中的表1的钢种B（实施例2）、 钢种A（实施例3）的样品钢的残余γ量的图。

图10是表示相同的本发明的实施例2、3中的表1的钢种B（实 施例2）、钢种A（实施例3）的样品钢的碳浓度的图。

图11是表示相同的本发明的实施例2、3中的表1的钢种B（实 施例2）、钢种A（实施例3）的样品钢的强度-延伸率平衡的图。

图12是表示相同的本发明的实施例2、3中的表1的钢种B（实 施例2）、钢种A（实施例3）的样品钢的夏比冲击值的图。

图13是表示相同的本发明的实施例2、3中的表1的钢种B（实 施例2）、钢种A（实施例3）的样品钢的硬度的图。

具体实施方式

本发明的TRIP型马氏体双相钢如上述那样，作为金属组织，基 体组织由板条状软质马氏体组织和板条状硬质马氏体组织组成。具体 地说，其具有特征的组织（两相马氏体组织）如图1所示，基体组织 由板条宽度相对地较大的粗大的软质马氏体1和板条宽度极小的细微 的硬质马氏体2组成。在这里，板条状软质马氏体1的碳浓度低，包 括微量的碳化物（渗碳体4等）。低的碳浓度是在奥氏体化后的冷却中 或等温相变处理中因为碳在残余奥氏体相（γ相）浓化而获得的，其 碳化物量小于等于一般的低合金马氏体钢的碳化物的50%。另一方 面，板条状硬质马氏体2的碳浓度非常高，另外，在板条边界上存在 残余奥氏体3。此板条状硬质马氏体2存在于旧奥氏体粒界及粒内。

通过这样将基体组织形成为板条状软质马氏体组织和板条状硬质 马氏体组织的两相，获得实现组织的细微化、断裂单位的减少的效果， 而且，还获得实现在板条状软质马氏体产生压缩的内部应力的作用（对 龟裂的发生、扩展进行抑制的作用）、残余奥氏体的细微化、稳定化的 作用效果。

作为本发明的钢中的金属组织的体积率，虽然不特别地限定，但 构成基体组织的板条状软质马氏体体积率是30～85%，板条状硬质马 氏体体积率是10～70%。这样进行规定是基于以下记载的理由。

·基体组织：板条状软质马氏体体积率是30～85%，板条状硬质 马氏体体积率是10～70%

为了获得强度-延伸率平衡及夏比冲击值优越的TRIP型马氏体双 相钢，需要设板条状软质马氏体的体积率为30～85%，板条状硬质马 氏体的体积率为10～70%。这是因为，当板条状软质马氏体体积率不 足30%时，强度变高，但变脆，另一方面，如超过85%，则强度大幅 度地下降。另外，当板条状硬质马氏体体积率不足10%时，不能充分 取得缩小破坏单位的效果，另一方面，如超过70%，则变脆。

本发明的TRIP型马氏体双相钢，如上述那样作为基体组织具有 板条状软质马氏体和板条状硬质马氏体，但还作为第二相组织包括残 余奥氏体和铁素体作为金属组织。在此第二相组织中，残余奥氏体对 总延伸率的提高有效，另外，虽然通过成为由塑性变形诱导马氏体相 变产生的龟裂阻力，对耐冲击特性的提高也有效，但如该残余奥氏体 的体积率超过10%，则残余奥氏体中的C浓度变低，成为不稳定的残 余奥氏体，不能充分发挥上述效果，所以，最好残余奥氏体的体积率 是大于等于1%小于等于10%。另外，为了确保高的拉伸强度，铁素 体体积率最好小于等于5%（包括0%）。

另外，在本发明中，为了确实地形成上述金属组织，并且，高效 率地提高强度-延伸率平衡及夏比冲击值等机械特性，希望如下述那样 控制TRIP型马氏体双相钢的主要成分。

·C：0.1～0.7%

C是为了确保高强度而且确保残余奥氏体而必需的元素。更详细 地说，确保奥氏体中的C，使得即使在室温下也残存稳定了的残余奥 氏体，对提高延性及耐冲击特性有效，但当不足0.1%时，其效果不能 充分地获得，另一方面，如增加添加量，则残余奥氏体量增加，并且， C变得容易在残余奥氏体中浓化，能获得高的延性及耐冲击特性。然 而，如超过0.7%，则不仅其效果饱和，而且发生由中心偏析等导致的 缺陷等，使耐冲击特性劣化，所以，将上限限定为0.7%。

·Si：0.5～2.5%

Si由于是氧化物生成元素，所以，如过剩地含有，则使耐冲击特 性劣化，所以，将添加量设在了小于等于2.5%。

·Mn：0.5～3.0%

Mn，是为了使奥氏体稳定化、获得规定量的残余奥氏体而需要的 元素。为了有效地发挥这样的作用，需要添加0.5%以上（最好0.7% 以上，如在1%以上则更理想）。然而，如过剩地添加，则出现铸坯裂 纹产生等不良影响，所以，设在了小于等于3.0%。

·Cr：0.5%～小于等于2.0%

Cr作为钢的强化元素有用，并且，不仅是对残余奥氏体的稳定化、 规定量的确保有效的元素，而且是对钢的淬火性的提高也有效的元素， 但为了充分地发挥淬火性的提高效果，需要含有0.5%以上，另一方面， 如超过2.0%，则淬火性过度地变高，所以，将上限设为2.0%。

·Mo：小于等于0.5%（包括0%）

Mo也与上述Cr同样地作为钢的强化元素有用，不仅是对残余奥 氏体的稳定化、规定量的确保有效的元素，而且是对钢的淬火性的提 高也有效的元素，但为了发挥淬火性的提高效果，最好含有小于等于 0.5%。

·Nb：小于等于0.2%（包括0%）

Nb是为了实现晶粒的进一步的细微化最好含有的元素。这是因 为，在奥氏体单相区及大致铁素体和奥氏体的两相区温度下实施了退 火和接下来进一步进行的锻造等塑性加工双方后，通过在规定温度实 施碳浓化处理（回火处理），容易确保上述的金属组织，进而确保所期 望的特性。

·Al：0.04～2.5%

Al是与Si同样地对碳化物的析出进行抑制的元素，但由于Al与 Si相比铁素体稳定能力较强，所以，在Al添加的场合相变开始比Si 添加的场合变快，即使在极短时间的保持（锻造等）下C也容易在奥 氏体中浓化。因此，在进行了Al添加的场合，能够使奥氏体进一步稳 定化，结果，生成了的奥氏体的C浓度分布向高浓度侧移动，而且， 生成的残余奥氏体量变多，表现出高的冲击特性。然而，在不足0.04% 的微量下，其效果不能充分地获得，另一方面，超过2.5%的添加，使 钢的Ac3相变点上升，实际操作上不理想，所以，将上限规定为2.5%。

·Ni：小于等于2.0%（包括0%）

Ni也与上述Cr、Mo同样地作为钢的强化元素有用，并且，不仅 是对残余奥氏体的稳定化、规定量的确保有效的元素，而且是对钢的 淬火性的提高也有效的元素，但为了发挥淬火性的提高效果，最好含 有小于等于2.0%。

·B：小于等于0.005%（包括0%）

B是与Cr、Mo等同样地对钢的淬火性的提高有效的元素，有不 降低残余奥氏体的碳浓度的效果。另外，为了能在不使延迟断裂强度 下降的同时提高淬火性，把成本抑制得低，最好在小于等于0.005%。

·Ti：小于等于0.05%（包括0%）

Ti与Nb同样地是为了实现晶粒的进一步细微化而最好含有的元 素。

本发明的强度-延伸率平衡及夏比冲击值优越的TRIP型马氏体双 相钢，通过在把满足上述成分组成的钢原材料加热到γ区后，急冷至 马氏体相变开始温度（Ms点）正上方的温度后，在Mf点～Mf点-100℃ 的温度区实施等温相变处理（IT处理）来获得。下面对其热处理条件 进行说明。

用于获得本发明的强度-延伸率平衡及夏比冲击值优越的TRIP型 马氏体双相钢的热处理工序的特征在于，如图2所示那样，把满足上 述成分组成的钢原材料加热到γ区（例如A₃点＋50℃）后，以10～ 100℃/s的冷却速度急冷至马氏体相变开始温度（Ms点）正上方的温 度（例如Ms点＋10～30℃），其后以0.1～100℃/s的冷却速度冷却至 Mf点～Mf点-100℃的温度区（例如200℃），然后，在该温度下实施 等温相变处理（IT处理）。在这里，作为等温相变处理时间虽然不特 别地限定，但最好是100～10000秒程度。

即，本发明在把满足上述成分组成的钢原材料加热到γ区（例如 950℃）后，急冷处理至马氏体相变开始温度（Ms点）正上方的温度 （例如430℃），然后，在Mf点～Mf点-100℃的温度区实施等温相变 处理（IT处理）。那时，作为从γ区至Ms点正上方的温度的冷却速 度虽然不特别地限定，但为了对铁素体、珠光体的生成进行抑制，最 好以10℃/s以上的平均冷却速度进行冷却。

如在从γ区急冷处理至Ms点正上方的温度后，在Mf点～Mf点 -100℃的温度区实施等温相变处理（IT处理），则首先最初的马氏体 相变中断。而且，在此等温相变处理时，碳从最初相变了的马氏体即 软质马氏体向残留的奥氏体排出，碳浓化。此后，当冷却至室温时， 奥氏体的大部分相变成碳浓度高的马氏体即硬质马氏体，而且残留少 量的残余奥氏体。另外，当等温相变温度处于Mf下方附近的温度时， 奥氏体量多，硬质马氏体量和残余奥氏体量的两相增加。另外，如增 加作为淬火性改善元素的Cr、Mo、Ni等，则等温相变时的奥氏体量 增加，所以，硬质马氏体量和残余奥氏体量（γ量）的两相进一步增 加。

如这样根据本发明的热处理条件，则通过在急冷处理后在Mf点～ Mf点-100℃的温度区实施等温相变处理（IT处理），与现有技术的 QP处理（在淬火处理后实施碳浓化处理）相比，能够使残余γ量增 加约2倍左右。另外，通过在等温相变处理（IT处理）后实施碳浓化 处理（P处理），能够提高碳浓度至与Q处理相同的程度。此碳浓化 处理一般通过在例如200～400℃的温度下保持200～10000秒来进行。 在这里，将碳浓化处理时间规定为200～10000秒，是因为当不足200 秒时向残余奥氏体的碳浓化不能充分地产生，另一方面，如超过10000 秒，则残余奥氏体分解成了渗碳体和铁素体。

并且，本发明通过在把满足上述成分组成的钢原材料加热到γ区 （例如950℃）后，实施塑性加工（热加工），能够使残余奥氏体量进 一步增加。另外，作为塑性加工，虽然可列举出锻造加工、挤压加工、 穿孔加工、或通过辊轧成形进行的伸管加工，但这些加工中的条件不 特别限定，可以由通常采用的方法进行。另外，作为钢原材料，虽然 能列举出小方坯、热轧圆棒等，但它们可以使用按以下方法制作的钢 原材料，即，如常法那样熔制满足目的成分的钢，在形成为板坯后， 在仍是热态的状态下进行加工，获得钢原材料，或者对一时冷却到了 室温的板坯再次进行加热，然后进行热加工，获得钢原材料。

实施例

下面，根据实施例更具体地说明本发明。但是，本发明不由下述 实施例限制，在不脱离宗旨的范围进行变更实施都包括在本发明的技 术的范围内。

实施例1

通过连续铸造制造由表1所示成分组成构成的钢种A的样品钢板 坯（表中的单位是质量%，余下部分是Fe及不可避免的杂质），将该 板坯再加热至1250℃区后进行热轧，酸洗后，进行机械加工，从直径 32mm、长度80mm的棒钢制造由厚度20mm、长度80mm、宽度32mm 的方棒构成的锻造用试片，在950℃下对该试片进行加热1秒以上， 进行锻造加工，其后以20℃/s的平均冷却速度冷却至430℃，然后， 以20℃/s的平均冷却速度冷却至表2所示等温相变处理温度，在该温 度下实施等温相变处理（IT处理），冷却至室温。其后，在表2所示 条件下实施碳浓化处理（P处理：在200～400℃保持1000秒）。

关于这样获得了的本发明的钢（实施例1）的各锻造材料，按下 述要领测定残余γ量（fγ0）、碳浓度（Cγ0）、强度-延伸率平衡（TSXTEI） 及夏比冲击吸收值（CIAV），再对硬度也进行测定，与未实施等温相 变处理（IT处理）的现有技术的钢（淬火处理（Q处理）-碳浓化处 理（P处理））进行比较，分别表示在表2、图3（残余γ量（fγ0））、 图4（Cγ0）、图5（TSXTEI）、图6（CIAV）及图7（硬度）中。

·拉伸强度（TS）及延伸率（EI）的测定：

使用从上述锻造材料采取了的JIS14B号试片（平行部长度 20mm、宽度6mm、厚度1.2mm）测定拉伸强度（TS）、延伸率（EI）。 另外，试验条件是25℃、十字头（日文：クロスヘッド）速度1mm/min。

·夏比冲击试验：

使用从上述锻造材料采取了的JIS5B号试片（宽度2.5mm），测 定夏比冲击吸收值CIAV。另外，试验条件是25℃、5m/s。

·残余奥氏体γR特性：

各热处理材料的残余奥氏体初期体积率（fγ0）、残余奥氏体初期 碳浓度（Cγ0）按下述X射线衍射法进行了测定。

记

〈残余奥氏体初期体积率（fγ0）〉

5衍射峰法（200）γ、（220）γ、（311）γ

（200）α、（211）α

〈残余奥氏体初期碳浓度（Cγ0）〉

从（200）γ、（220）γ、（311）γ衍射面的衍射峰进行γ的晶格常 数测定

Cγ＝（aγ-3.578-0.000Siγ-0.00095Mnγ-0.0006Cr-0.0056Alγ-0.0051 Nbγ-0.0220Nγ）/0.033

·组织的观察：

关于各锻造材料中的组织的体积率（占积率），对试片实施由硝氧 化乙醇腐蚀液腐蚀进行的光学显微镜（倍率400倍或1000倍）及扫描 电子显微镜（SEM：倍率1000倍或4000倍）观察、由X射线衍射法 进行的残余奥氏体量测定、由X射线进行的奥氏体中的C浓度测定、 透射电子显微镜（TEM：倍率10000倍）、步间隔100nm的 FE/SEM-EBSP进行的组织解析，固定了组织。测定这样获得了的各 锻造材料得到了的组织的体积率一并表示在表2中。并且，热锻热处 理后的金属组织（显微镜照片）表示在图8（橙色：软质板条马氏体 相（αm）、黄绿色（硬质板条马氏体相（αm＊）、黑色的点：残余γ 相（γR））中。

从表2的结果得知，实施例1的本发明的钢（TRIP型马氏体双 相钢），与现有技术的钢相比能够使残余γ量增加2倍程度，碳浓度提 高至与现有技术的钢相同程度，强度-延伸率平衡及夏比冲击值都比现 有技术的钢提高。硬度是与现有技术的钢相同程度。附带说一下，调 质了的SCM420及SNCM420的夏比冲击值最大，是70～80J/cm²。

从这些结果，可以如以下那样考察。

实施例1是制造通过在本发明中规定的热处理获得的锻件的例 子。可以得知，此钢种的本发明的钢的金属组织（显微镜照片）如图 8所示那样，基体组织由软质板条马氏体组织和硬质板条马氏体组织 组成，实现残余奥氏体的细微化、稳定化。另外，本发明的钢由实验 证实了，在把钢原材料加热到γ区后，通过在相同温度下实施锻造加 工（塑性加工），能够使残余γ进一步增加，特别是在冷却速度慢的区 域此效果大。并且，本发明的钢的锻造部件的强度和延伸率的平衡非 常高，而且，冲击特性也优越（参照图5、图6）。此本发明的钢的优 越的强度和延伸率的平衡及冲击特性，可以认为是因为，通过淬火处 理后的等温相变处理（IT处理）和其后进一步实施的碳浓化处理（P 处理），基体组织由软质板条马氏体组织和硬质板条马氏体组织组成， 实现组织的细微化、稳定化。

另一方面，没有实施在本发明中确定的热处理条件的，特别是没 有实施对提高强度和延伸率的平衡及冲击特性重要的、急冷后的等温 相变处理（IT处理）、其后进一步进行的碳浓化处理（P处理）的现 有技术的钢，残余γ量低，而且缺少基体组织的细微化、稳定化，所 以，强度-延伸率平衡和冲击值下降。

实施例2

本实施例2对使等温相变处理温度（IT处理温度）变化了的场合 的诸特性进行了研究，通过连续铸造制造由表1所示成分组成构成的 钢种B的样品钢板坯（表中的单位是质量%，余下部分是Fe及不可 避免的杂质），对该板坯进行再加热至1250℃区后，进行热轧，酸洗 后进行机械加工，从直径32mm、长度80mm的棒钢制作由厚度20mm、 长度80mm、宽度32mm的方棒构成的锻造用试片，在950℃下对该 试片加热1秒以上，进行锻造加工，其后以20℃/s的平均冷却速度冷 却至430℃，然后，以20℃/s的平均冷却速度冷却至表3所示等温相 变处理温度，在该温度下实施等温相变处理（IT处理），冷却至室温 （没有碳浓化处理（P处理））。

关于这样获得了的本发明的钢（实施例2）的各锻造材料，与实 施例1同样地按下述要领测定残余γ量（fγ0）、碳浓度（Cγ0）、强度- 延伸率平衡（TSXTEI）及夏比冲击吸收值（CIAV），并且对硬度也进 行了测定，结果分别表示在表3、及图9～图13中。

从表3及图9～图13所示结果可以得知，本发明的钢（TRIP型 马氏体双相钢）通过在Mf点～Mf点-100℃即250℃～150℃的温度区 实施等温相变处理，能够使残余γ量增加（参照图9），强度-延伸率 平衡及夏比冲击值都提高（参照图11、图12），并且硬度也能够保持 得高（参照图13）。

实施例3

本实施例3，也与上述实施例2同样地对使等温相变处理温度（IT 处理温度）变化了的场合的诸特性进行了研究，通过连续铸造制造由 表1所示成分组成构成的钢种A的样品钢板坯（表中的单位是质量%， 余下部分是Fe及不可避免的杂质），对该板坯再加热至1250℃区后， 进行热轧，酸洗后进行机械加工，从直径32mm、长度80mm的棒钢 制作由厚度20mm、长度80mm、宽度32mm的方棒构成的锻造用试 片，在950℃对该试片进行加热1秒以上，进行锻造加工，其后以20℃/s 的平均冷却速度冷却至430℃，然后，以20℃/s的平均冷却速度冷却 至表4所示等温相变处理温度，在该温度实施等温相变处理（IT处理）， 冷却至室温（没有碳浓化处理（P处理））。

关于这样获得了的本发明的钢的各锻造材料，与实施例1同样地 按下述要领测定残余γ量（fγ0）、碳浓度（Cγ0）、强度-延伸率平衡 （TSXTEI）及夏比冲击吸收值（CIAV），并且对硬度也进行了测定， 结果被分别表示在表4、及图9～图13中。

从表4及图9～图13所示结果可以得知，在本实施例3中，本发 明的钢（TRIP型马氏体双相钢）也通过在Mf点～Mf点-100℃即 250℃～150℃的温度区实施等温相变处理，能够使残余γ量增加（参 照图9），强度-延伸率平衡及夏比冲击值都提高（参照图11、图12）， 并且，硬度也能够保持得高（参照图13）。

实施例4

对本发明的钢制的板坯再加热成1250℃的温度后，进行热轧，酸 洗后，在950℃对该钢材进行热轧，然后，以50℃/s的平均冷却速度 冷却至430℃，接着，以20℃/s的平均冷却速度冷却至200℃的温度， 在该温度保持1000秒，实施等温相变处理（IT处理），冷却至室温。 其后，在300℃保持1000秒，实施碳浓化处理（实施P处理，冷却至 常温后，实施切边、表面处理（由珩磨机将氧化皮除去）、切削加工及 端面加工等，获得发动机用连杆。

实施例5

将本发明的钢制的钢原材料切断成所期望的长度后，在温态下进 行粗模锻造，将其加热成1200℃的温度后，在该温度保持1秒以上， 然后，热锻成主体部的外径是32mm、具有许多的的凸台部 的形状，其后以20℃/s的平均冷却速度冷却至200℃，在该温度下保 持1000秒，实施碳浓化处理（P处理）。其后，冷却至常温，由深孔 钻加工法在管轴方向上穿设内径9mm的管孔，实施在凸台部外周的 M16的外螺纹的加工、在凸台部顶部的座面的形成、在凸台部中央的 的分支孔的穿孔等机械加工，获得共轨。

上述实施例4的发动机用连杆、实施例5的共轨都得到确认，能 够一面是超高强度，一面获得优越的强度-延伸率平衡及夏比冲击值， 能谋求部件的小型、轻量化。

产业上的利用可能性

本发明为了强度-延伸率平衡及夏比冲击值的提高，作为热处理条 件，通过在加热到γ区后，实施等温相变处理（IT处理），获得基体 组织由软质板条马氏体组织和硬质板条马氏体组织组成的细微构造的 金属组织，另外，通过在等温相变处理（IT处理）后实施碳浓化处理 （P处理），能够提高碳浓度至与淬火处理（Q处理）-碳浓化处理（P 处理）相同程度，并且，通过在加热到γ区后在该温度区实施塑性加 工（热加工），能够使残余奥氏体量增加，通过获得具有优越的强度- 延伸率平衡及夏比冲击值的TRIP型马氏体双相钢，能够提供超高强 度钢制加工件、超高强度锻件，该超高强度钢制加工件、超高强度锻 件不依赖于加热温度、加工率（锻造加工率、轧制加工率等）等，没 有高温锻造时、低温锻造时的问题，强度-延伸率平衡及夏比冲击值优 越。

附图标记说明：

1 软质马氏体

2 硬质马氏体

3 残余奥氏体

4 渗碳体