低温韧性优良的环链及其热处理方法 【技术领域】
本发明涉及单独或将多个连锁而成的低温韧性优良的环链、及用于得到该环链的热处理方法。
背景技术
目前，对于钢制的链节或环链而言，为确保必要的强度和韧性，而用电炉等将其加热到约900℃并保持，之后，通过油冷进行急冷，进行淬火处理，之后，在约450℃下进行约1小时的回火处理，由此，其具有无铁素体组织、晶体粒度为6.5左右的较粗的、具有100％回火的马氏体组织、且硬度：54HRC、断裂应力930N/mm2、-40℃下的韧性值为0.034J/mm3的特性。但是，环链虽然要求满足强度和韧性这两者，但在现有材料方面，还不能确保强度和韧性的平衡。
另一方面，最近环链的使用环境的严酷化、例如-40℃以下这样的低温环境下的使用需要提高，环链多暴露于低温或极低温下，伴随这样的使用环境的变化，要求拉伸强度1000N/mm2、作为-40℃下的低温韧性为45J以上这样的严格的性能。
也尝试了对应于这种要求的开发，例如特开2003-221621号公报中提出如下技术，即，使环链的热处理后的组织成为60～90％的回火马氏体组织、和10～40％的回火铁素体组织的混合组织，而且作成晶体粒度为12.5的细微组织。为得到该专利所提出的混合组织，而需要利用高频感应加热等装置将环链急速加热到奥氏体+铁素体的共存区域：约830℃，之后进行急冷，在淬火处理后，在400℃以下进行回火处理。但是，在这样的方法中，虽能得到兼具强度和韧性这两者的环链，为了长期稳定地得到上述的60～90％的回火马氏体组织和10～40％的回火铁素体组织的混合组织，需要严格的温度管理，因此，很难说是实用的方法。
【发明内容】
本发明提供一种环链及其热处理方法，环链在热处理后具有细微的奥氏体晶体粒度，并且通过对环链中包含的析出物进行严格的管理，使强度和韧性优良，且即使在-40℃下的低温环境下也能够确保高的冲击值，其要点如下。
(1)一种低温韧性优良的环链，其由低碳钢制成，其特征在于，该环链具有马氏体单相的组织，且奥氏体晶体粒度为9～12，-40℃下的摆锤式冲击值为45J以上。
(2)一种低温韧性优良的环链，其由低碳钢制成，其特征在于，通过进行二级高频淬火-回火处理，该环链具有马氏体单相组织，且奥氏体晶体粒度为9～12，另外，在该组织中含有包含90％以上的40nm以下的TiC、10％以下的80nm以下的Ti(C、N)的析出物，且含有0.003％以下的AlN，-40℃下的摆锤式冲击试验值为45J以上。
(3)如(1)或(2)所述的低温韧性优良的环链，其特征在于，所述环链以质量％计，包括C：0.18～0.28％、Si：0.10～0.30％、Mn：1.00～1.70％、Cu：0.10％以下、Ni：0.40％以下、Al：0.02～0.10％、Ti：0.015～0.10％、B：0.0003～0.0050％，剩余部分为Fe及不可避免的杂质。
(4)一种低温韧性优良的环链的热处理法，其特征在于，将由低碳钢制成的环链加热到Ac3～Ac3+150℃以下的温度后急冷，实施淬火处理，接着，将其加热到Ac3～Ac3+50℃以下的温度后急冷，实施淬火处理，进而以Ac1以下的温度实施回火处理。
【附图说明】
图1(a)是表示TiC的析出尺寸的分布状态的图，图1(b)是表示Ti(C、N)的析出尺寸的分布状态的图；
图2是表示TiC和Ti(C、N)的析出比例的图。
【具体实施方式】
本发明提供环链及其热处理方法，通过对由低碳钢(MnB钢)线材制造的环链进行二级淬火-回火处理，使环链组织成为马氏体单相，而且通过将奥氏体晶体粒度细微化至9～12，使其具有-40℃下的摆锤式冲击试验值为45J以上的优良的低温韧性。
首先，作为本发明使用的环链用的线料，优选低碳钢(MnB钢)线材，其成分组成以质量％计由C：0.18～0.28％、Si：0.10～0.30％、Mn：1.00～1.70％、Cu：0.10％以下、Ni：0.40％以下、Al：0.02～0.10％、Ti：0.015～0.10％、B：0.0003～0.0050％、剩余部分为Fe及不可避免的杂质构成的线材为初始材料。即，对于该MnB钢而言，为提高强度而提高C、Si、Mn，为提高淬火性而含有B。另外，为防止晶粒的粗大化而含有Al，而且为确保B的有效性而含有Ti。另外，为确保韧性而降低P、S、Cu，进而考虑经济指标而极力地降低Ni，实质上优选使用不足0.4质量％的几乎不含有的量的MnB。下面对上述成分组成量的限定理由进行叙述。
C是用于提高环链坯料的线材强度的必要的元素，在不足0.18％时不能得到足够的强度，当超过0.28％时在晶粒边界有渗碳体析出，从而使韧性显著降低。
Si是作为取代型元素固溶在钢中且对提高线材的强度、耐热性有效的元素，在不足0.10％时其效果不充分，当超过0.30％时不能固溶于钢中，从而使加工性显著恶化。
Mn使淬火性提高且将S固定，阻止S固有的弊端，在不足1.00％时其效果几乎没有，另外，当超过1.70％时其韧性降低。
Cu由于会使热加工性劣化，因此优选尽可能少，设定为0.10％以下。Ni优选实质上不含有，但作为杂质含有的上限设为0.40％以下，优选设为0.1质量％以下。
Al形成AlN且将晶粒细微化，但在不足0.02％时其没有效果，另外当超过0.10％时与N结合而形成氮化物，导致AlN大量产生，而且防碍增加固溶N量的效果，因此设定为0.10％以下。
Ti是形成碳化物(TiC)、碳氮化物(Ti(C、N))且对晶粒的细微化有效的元素，而且提高B的有效性，但在不足0.015％时其效果小，另外当超过0.10％时生成硬质的高溶点夹杂物的TiO，致使加工性劣化，因此以0.10％为上限。
B是用于提高淬火性的必要的元素，在为0.003％以上时发挥其效果，但当添加超过0.0050％时会大量形成BN，致使加工性劣化。
再有，P、S由于会使延伸性降低，故优选使其含量极少，设其上限为0.02％。
通过将该线料进行焊接来制造钢制链节、或将链节链接多个而成的环链。本发明中，将这样形成的钢制链节或将链节链接多个而成的环链进行淬火-回火处理，优选进行二级淬火-回火处理，即，将环链加热到Ac3～Ac3+150℃以下的温度后急冷，实施淬火处理，接着，将其加热到Ac3～Ac3+50℃以下的温度后急冷，实施淬火处理，进而以Ac1以下的温度实施回火处理。
作为第一级热处理，通过使用高频感应加热、通电加热或激光加热等装置将环链急速加热到Ac3～Ac3+150℃以下、具体而言为930℃以下的奥氏体单相域后使其急冷，进行淬火处理。在该急速加热中设定为上述温度域的理由是为了在该温度域作成C均匀分散的固溶状态的奥氏体单相。这是由于在该温度以上奥氏体粒开始粗大化而难以确保后工序中的淬火后的奥氏体晶体粒径9～12。另外，是由于在上述温度以下的加热中，不会成为奥氏体单相域而成为奥氏体+铁素体的共存域。再有，加热时间虽然没有特别限定，但考虑到通过感应加热线圈内的时间，约为10～40秒。这样进行了急速加热的环链被从上述奥氏体单相域淬火处理到常温。用于该淬火的冷却介质有油、水、雾等。另外，在本发明中，为缓解该第一级淬火时的内部应力，还为了防止自然开裂，也可以实施回火处理。
其次，在上述第一级热处理之后，作为第二级热处理，用与第一级中使用的加热装置相同的装置急速加热到Ac3～Ac3+50℃以下的温度、具体而言为830℃以下。将第二级的急速加热的温度设定为Ac3～Ac3+50℃以下的理由是为了不使晶粒粗大化而成为均匀的奥氏体单相组织，而且将奥氏体晶体粒度确保在9～12。
对于进行了上述那样的二级淬火后的环链而言，之后为了稳定钢组织，另外为了使韧性恢复且得到所希望的强度、硬度，而以Ac1以下、优选200℃的温度进行约1小时的回火处理，使环链成为马氏体组织。
这样处理后的环链在环链组织中稳定地生成包含80％以上的40nm以下的TiC、20％以下的80nm以下的Ti(C、N)的析出物。当TiC的尺寸超过40nm、及Ti(C、N)的尺寸超过80nm时，粗大的TiC、Ti(C、N)析出，而不能稳定地得到本发明中规定的奥氏体晶体粒度：9～12。
实施例
将由具有表1所示的成分组成的线径16.0mm的低碳钢(MnB钢)线材制造的环链分别进行作为比较例的现有的一级淬火-回火处理、和本发明的二级淬火-回火处理，将得到的特性进行比较。
首先，作为比较例的一级淬火-回火处理，使用高频感应加热处理装置，将环链急速加热到930℃的奥氏体域之后，进行从奥氏体单相急冷的淬火处理，接着，在200℃下进行1小时的回火处理。另一方面，作为本发明例，1)通过高频感应加热将环链急速加热到930℃的奥氏体域后，进行从奥氏体单相急冷的淬火处理，2)其次，通过高频感应加热进一步将环链急速加热到830℃后，进行从奥氏体单相急冷的第二次的淬火处理，3)进而，在200℃下进行1小时的回火处理。进行上述的二级淬火-回火处理，使环链组织成为马氏体组织。从这样得到的进行了热处理的环链的平行部切取试样，同时从上述环链的平行部切取摆锤式冲击试验片(JIS V形缺口(Vノツチ)试验片)，实施金属组织的调查和冲击试验。图1(a)、(b)、图2表示该金属组织的调查结果。
图1(a)表示由透射电子显微镜(TEM)分析的TiC的析出尺寸的分布状态的结果，另外，图1(b)表示由TEM分析的Ti(C、N)的析出尺寸的分布状态的结果。由图1(a)、(b)可知，在本发明中，几乎不析出超过40nm的TiC，同样，几乎不析出超过80nm尺寸的Ti(C、N)。另外，如图2所示，TiC和Ti(C、N)的析出分布比例为TiC：92％、Ti(C、N)：8％，TiC占压倒性地多，认为奥氏体晶体粒度明确地依赖于TiC的析出分布状态和其比例。
其次，表2、表3示出了上述摆锤式冲击试验片进行冲击试验的结果。自表2、表3可知，-40℃下的摆锤式冲击试验值(J)表示出高达72.7J的值，与之相对，通过现有的一级热处理得到的摆锤式冲击试验值(J)表示出19.0J这样非常低的值，本发明的二级热处理与现有的热处理相比，显示2～3倍的优良的低温韧性。
表2
链接性能
断裂应力 (N/mm2) 断裂总伸长(％) 硬度(Hv) 奥氏体 晶体粒度 比较例 1039 25.5 481 8～9 本发明例 1025 25.3 478 10～11
表3
摆锤式冲击试验结果(J)
-80℃ -60℃ -40℃ -20℃ 0℃ +20℃ +40℃ +60℃ 比较例 12.3 17.7 19.0 32.3 45.3 60.0 75.3 79.3 本发明例 44.7 62.7 72.7 82.3 107.7 117.0 130.3 129.0
工业上的可利用性
根据本发明，通过使环链的晶粒成为细微化的马氏体组织，可以以低成本提供即使在-40℃的低温条件下的使用环境中也具有高的冲击值的环链。