專(zhuān)利名稱(chēng)：高頻淬火用鋼材、使用其的高頻淬火部件及它們的制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及適用于通過(guò)高頻淬火在表層上形成硬化層的汽車(chē)的傳動(dòng)軸以及等速萬(wàn)向節(jié)等的高頻淬火用鋼材、使用該鋼材的高頻淬火部件以及它們的制造方法。
背景技術(shù)：
在以往，在汽車(chē)的傳動(dòng)軸、等速萬(wàn)向節(jié)、曲軸、輸入軸、輸出軸、齒輪、輪轂等的機(jī)械構(gòu)造用部件中，通常對(duì)于熱軋棒鋼實(shí)施熱鍛，進(jìn)一步實(shí)施切削、冷鍛等加工成規(guī)定的形狀后，通過(guò)進(jìn)行高頻淬火-回火而施與作為機(jī)械構(gòu)造用部件的重要特性，即扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度、彎曲疲勞強(qiáng)度、滾動(dòng)疲勞特性以及滑滾疲勞強(qiáng)度等疲勞強(qiáng)度。
近年來(lái)，由環(huán)境問(wèn)題，相對(duì)汽車(chē)用部件的輕量化的要求越來(lái)越高，隨之要求進(jìn)一步提高這種機(jī)械構(gòu)造用部件的疲勞強(qiáng)度。
為了提高疲勞強(qiáng)度，例如可增加高頻淬火的淬火深度。但是在某些淬火深度下疲勞強(qiáng)度飽和而不能再提高。
對(duì)于提高疲勞強(qiáng)度，提高晶界強(qiáng)度也是有效的，例如特開(kāi)2000-154819號(hào)公報(bào)提出了在高頻淬火的加熱時(shí)大量析出微細(xì)的TiC而使奧氏體晶粒微細(xì)化的技術(shù)。但是，在該技術(shù)中雖然能夠在一定程度上提高晶界強(qiáng)度，但是不能充分地滿(mǎn)足近年對(duì)疲勞強(qiáng)度的要求。
特開(kāi)平8-53714號(hào)公報(bào)中公開(kāi)有如下機(jī)械構(gòu)造用部件橫截面為圓形的機(jī)械構(gòu)造用部件中的通過(guò)高頻淬火形成的硬化層的厚度(淬火深度)CD和截面圓的半徑R的比CD/R限制在0.3-0.7，在此基礎(chǔ)上，由該CD/R、高頻淬火后的表面起1mm厚度的原奧氏體粒徑 高頻淬火至CD/R＝0.1的平均維氏硬度Hf、以及高頻淬火后的軸中心部的平均維氏硬度Hc求出的值A(chǔ)，對(duì)應(yīng)C量被控制在規(guī)定范圍內(nèi)，從而提高疲勞強(qiáng)度。但是，該部件仍然不能充分地滿(mǎn)足近年的對(duì)疲勞強(qiáng)度的要求。
并且如上所述，汽車(chē)的傳動(dòng)軸或等速萬(wàn)向節(jié)等機(jī)械構(gòu)造用部件，在很多情況下，在高頻淬火之前通過(guò)切削而加工成規(guī)定的形狀。因而用于這種部件的鋼材需要優(yōu)良的被切削性。但是特開(kāi)2000-154819號(hào)公報(bào)、特開(kāi)平8-53714號(hào)公報(bào)中，完全沒(méi)有考慮被切削性。實(shí)際上切削加工這些公報(bào)所述的鋼時(shí)，切削工具的壽命變短，被切削性存在問(wèn)題。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供被切削性良好，并通過(guò)高頻淬火而得到比以往更高疲勞強(qiáng)度的高頻淬火用鋼材、使用該鋼材的高頻淬火部件以及它們的制造方法。
上述目的通過(guò)以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.3-0.7％、Si1.1％以下、Mn0.2-1.1％、Mo0.05-0.6％、S0.06％以下、P0.025％以下、Al0.25％以下以及Cr0.3％以下，余量由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并具有鐵素體組織和珠光體組織，鐵素體組織和珠光體組織的總體積率為90％以上，鐵素體組織的厚度在30μm以下，并且高頻淬火后的硬化層的平均原奧氏體粒徑在12μm以下的高頻淬火用鋼材、使用該高頻淬火用鋼材并且高頻淬火后的硬化層的平均原奧氏體粒徑在12μm以下的高頻淬火部件達(dá)成。
該高頻淬火用鋼材可通過(guò)包括如下工序的高頻淬火用鋼材的制造方法來(lái)制造將具有上述組成的鋼在超過(guò)850℃、950℃以下的溫度區(qū)域中以80％以上的總加工率進(jìn)行熱加工的工序；將熱加工后的鋼以不足0.6℃/s的冷卻速度冷卻至600℃以下的工序。
并且該高頻淬火部件可通過(guò)包括如下工序的高頻淬火部件的制造方法來(lái)制造將加工成規(guī)定形狀的該高頻淬火用鋼材在800-1000℃的溫度區(qū)域，以5s以下的加熱條件進(jìn)行高頻淬火的工序。


圖1是用于說(shuō)明鐵素體組織的厚度的模式圖。
圖2是表示高頻淬火時(shí)的加熱溫度和硬化層的平均原奧氏體粒徑之間的關(guān)系的圖。
具體實(shí)施例方式
本發(fā)明人等對(duì)于被切削性良好、并可通過(guò)高頻淬火得到比以往高的疲勞強(qiáng)度的高頻淬火用鋼材進(jìn)行研究時(shí)得到以下發(fā)現(xiàn)(1)使鋼材的化學(xué)成分最適化，并且使其組織中鐵素體組織和珠光體組織的總體積率為90％以上，進(jìn)一步使鐵素體組織的厚度在30μm以下時(shí)，能夠提高被切削性。
(2)對(duì)于具有(1)的化學(xué)成分和組織的鋼材進(jìn)行高頻淬火時(shí)，能夠?qū)⑿纬稍诒韺拥挠不瘜拥脑瓓W氏體粒徑微細(xì)化成12μm以下，并可得到高疲勞強(qiáng)度。
(3)對(duì)于具有(1)的化學(xué)成分和組織的鋼材，在800-1000℃的溫度區(qū)域以5s以下的加熱條件進(jìn)行高頻淬火，能夠在整個(gè)硬化層厚度上而使平均原奧氏體粒徑在12μm以下，并可穩(wěn)定地得到高疲勞強(qiáng)度。
本發(fā)明是根據(jù)上述發(fā)現(xiàn)而做出的，下面說(shuō)明其詳情1.高頻淬火用鋼材1-1.成分CC對(duì)淬火性給予最大的影響，使淬火后的硬化層進(jìn)一步硬化，并且使其厚度增加而提高疲勞強(qiáng)度。但是其量不足0.3質(zhì)量％時(shí)，為了確保必要的疲勞強(qiáng)度需要使硬化層的厚度極度變大，其結(jié)果很容易發(fā)生淬裂。另一方面，超過(guò)0.7質(zhì)量％時(shí)，由于晶界強(qiáng)度的降低而使疲勞強(qiáng)度降低，并且還使被切削性、冷鍛性以及耐淬裂性降低。因而C量限定在0.3-0.7質(zhì)量％，優(yōu)選0.4-0.6質(zhì)量％。
SiSi在淬火加熱時(shí)增加奧氏體的成核點(diǎn)，并且抑制奧氏體的晶粒成長(zhǎng)而使硬化層細(xì)?；?。并且抑制碳化物生成而防止晶界強(qiáng)度的降低。因而Si是有助于疲勞強(qiáng)度的提高的元素。但是，其量超過(guò)1.1質(zhì)量％時(shí)，會(huì)使鐵素體固溶硬化而導(dǎo)致被切削性、冷鍛性的降低。因而Si量限定在1.1質(zhì)量％以下。另外為了提高疲勞強(qiáng)度，Si量?jī)?yōu)選為0.3質(zhì)量％以上。但是，由于Si量的增加不利于被切削性，因而為了提高被切削性，Si量?jī)?yōu)選為不足0.3質(zhì)量％。
MnMn是提高淬火性、確保硬化層厚度的不可缺少的元素。但是其量不足0.2質(zhì)量％時(shí)其效果很小。另一方面，超過(guò)2.0質(zhì)量％時(shí)，淬火后會(huì)增加殘余奧氏體，并降低表面硬度而導(dǎo)致疲勞強(qiáng)度的降低。因此，Mn量限定在0.2質(zhì)量％以上，優(yōu)選0.3質(zhì)量％以上，進(jìn)一步優(yōu)選0.5質(zhì)量％以上、2.0質(zhì)量％以下。另外Mn量多時(shí)會(huì)導(dǎo)致母材的硬質(zhì)化，并存在不利于被切削性的傾向，因而優(yōu)選1.2質(zhì)量％以下，進(jìn)一步優(yōu)選1.0質(zhì)量％以下。
MoMo在淬火加熱時(shí)使奧氏體粒徑微細(xì)化，并使淬火硬化層微?；岣咂趶?qiáng)度。特別是淬火時(shí)的加熱溫度在800-1000℃，進(jìn)一步優(yōu)選800-950℃時(shí)其效果更加顯著。并且由于是可提高淬火性的元素，因而用于淬火性的調(diào)整。另外Mo抑制碳化物的生成而阻止晶界強(qiáng)度的降低。如上所述，Mo雖然是在本發(fā)明中非常重要的元素，但是其量不足0.05質(zhì)量％時(shí)，很難在整個(gè)硬化層厚度上使原奧氏體粒徑在12μm以下。另一方面，超過(guò)0.6質(zhì)量％時(shí)被切削性惡化。因而Mo量限定在0.05-0.6質(zhì)量％，進(jìn)一步優(yōu)選0.2-0.4質(zhì)量％。
SS在鋼中形成MnS而提高被切削性，但是其量超過(guò)0.06質(zhì)量％的話(huà)，會(huì)在晶界偏析而降低晶界強(qiáng)度。因而S量限定在0.06質(zhì)量％以下，優(yōu)選0.01-0.06質(zhì)量％。
PP在奧氏體晶界偏析，降低晶界強(qiáng)度而降低疲勞強(qiáng)度的同時(shí)，助長(zhǎng)淬裂。因而P量雖然限定在0.02質(zhì)量％以下，但是優(yōu)選越少越好。
AlAl是有助于鋼的脫氧的元素。并且在淬火加熱時(shí)抑制奧氏體晶粒的成長(zhǎng)而使硬化層微細(xì)化。但是，其量超過(guò)0.25質(zhì)量％時(shí)其效果飽和，反而導(dǎo)致制造成本的上升。因而Al量限定在0.25質(zhì)量％以下，優(yōu)選0.01-0.05質(zhì)量％。
CrCr是有助于淬火性的元素，使硬化層的厚度增加而提高疲勞強(qiáng)度。但是，其量過(guò)剩時(shí)使碳化物穩(wěn)定化而助長(zhǎng)殘余碳化物的生成，并降低晶界強(qiáng)度而引起疲勞強(qiáng)度的降低。因而Cr量限定在0.3質(zhì)量％以下。并且按照提高淬火性的觀點(diǎn)，優(yōu)選為0.1質(zhì)量％以上。
上述元素以外的余量是Fe和不可避免的雜質(zhì)。不可避免的雜質(zhì)是O、N、B等，即使分別在O0.008質(zhì)量％以下、N0.02質(zhì)量％以下、B0.0003質(zhì)量％以下的范圍包含這些元素，也不會(huì)阻礙本發(fā)明的效果。特別是，B量超過(guò)0.0003質(zhì)量％時(shí)，確認(rèn)存在高頻淬火前的鋼中穩(wěn)定地析出(Fe、Mo、Mn)23(C、B)6的傾向，因而在淬火后的硬化層中混有大小的原奧氏體晶粒而不能達(dá)成高疲勞強(qiáng)度。
除了以上基本元素以外，以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步包括選自Cu1.0％以下、Ni3.5％以下、Co1.0％以下、Nb0.1％以下、Ti0.1％以下和V0.5％以下中的至少一種元素時(shí)，由于以下理由而能夠有效地提高疲勞強(qiáng)度。
CuCu是有助于淬火性的元素。固溶到鐵素體中并通過(guò)固溶強(qiáng)化提高疲勞強(qiáng)度。并且抑制碳化物的生成而防止晶界強(qiáng)度的降低，并提高疲勞強(qiáng)度。但是，其量超過(guò)1.0質(zhì)量％時(shí)，在熱加工時(shí)產(chǎn)生裂紋。因而Cu量限定在1.0質(zhì)量％以下，優(yōu)選0.03-0.2質(zhì)量％。
Ni由于Ni可提高淬火性，因而用于淬火性的調(diào)整。并且抑制碳化物的生成而防止晶界強(qiáng)度的降低，從而提高疲勞強(qiáng)度。但是，Ni價(jià)格非常高昂，并且其量超過(guò)3.5質(zhì)量％時(shí)制造成本會(huì)上升。因而Ni量限定在3.5質(zhì)量％以下。另外Ni量不足0.05質(zhì)量％時(shí)提高淬火性的效果、抑制晶界強(qiáng)度降低的效果很小，因而優(yōu)選0.05質(zhì)量％以上。進(jìn)一步優(yōu)選0.1-1.0質(zhì)量％。
CoCo抑制碳化物的生成而防止晶界強(qiáng)度的降低，從而提高強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度。但是，Co價(jià)格非常高昂，并且其量超過(guò)1.0質(zhì)量％時(shí)制造成本會(huì)上升。因而Co量限定在1.0質(zhì)量％以下。另外Co量不足0.01質(zhì)量％時(shí)抑制晶界強(qiáng)度降低的效果很小，因而優(yōu)選在0.01質(zhì)量％以上。進(jìn)一步優(yōu)選0.02-0.5質(zhì)量％。
NbNb提高淬火性，或者與C、N結(jié)合而使鋼析出強(qiáng)化，或者提高抗回火軟化性而提高疲勞強(qiáng)度。但是，其量超過(guò)0.1質(zhì)量％時(shí)其效果飽和。因而Nb量限定在0.1質(zhì)量％以下。另外Nb量不足0.005質(zhì)量％時(shí)析出強(qiáng)化、提高抗回火軟化性的效果很小，因而優(yōu)選0.005質(zhì)量％以上。進(jìn)一步優(yōu)選0.01-0.05質(zhì)量％。
TiTi或者與C、N結(jié)合而析出強(qiáng)化鋼，或者提高抗回火軟化性而提高疲勞強(qiáng)度。但是，其量超過(guò)0.1質(zhì)量％時(shí)會(huì)大量形成TiN，這個(gè)成為疲勞破壞的起點(diǎn)而導(dǎo)致疲勞強(qiáng)度的顯著下降。因而Ti量限定在0.1質(zhì)量％以下。另外Ti量不足0.01質(zhì)量％時(shí)提高疲勞強(qiáng)度的效果很小，因而優(yōu)選0.01質(zhì)量％以上。
VV與C、N結(jié)合而析出強(qiáng)化鋼，或者提高抗回火軟化性而提高疲勞強(qiáng)度。但是，其量超過(guò)0.5質(zhì)量％時(shí)其效果飽和。因而V量限定在0.5質(zhì)量％以下。另外V量不足0.01質(zhì)量％時(shí)提高疲勞強(qiáng)度的效果很小，因而優(yōu)選0.01質(zhì)量％以上。進(jìn)一步優(yōu)選0.03-0.3質(zhì)量％。
前述的基本成分中，或者加上上述較有助于提高疲勞強(qiáng)度的成分的基本成分中，以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步包括選自Ca0.005％以下、Mg0.005％以下、Te0.005％以下、Bi0.5％以下、Pb0.5％以下和Zr0.01％以下中的至少一種元素時(shí)，由于以下理由而能夠有效地提高被切削性。
Ca由于Ca與MnS共同形成硫化物，該硫化物成為破屑機(jī)(chipbreaker)而改善被切削性，因而可根據(jù)需要添加。但是，其量超過(guò)0.005質(zhì)量％時(shí)不但其效果飽和，而且導(dǎo)致制造成本的上升。因而限定在0.005質(zhì)量％以下。另外Ca量不足0.0001質(zhì)量％時(shí)，改善被切削性的效果很小，因而優(yōu)選0.0001質(zhì)量％以上。
MgMg不僅是脫氧元素，而且成為應(yīng)力集中源而改善被切削性，因而可根據(jù)需要添加。但是，其量過(guò)剩時(shí)不但其效果飽和，而且導(dǎo)致制造成本的上升。因而Mg量限定在0.005質(zhì)量％以下。另外Mg量不足0.0001質(zhì)量％時(shí)，改善被切削性的效果很小，因而優(yōu)選0.0001質(zhì)量％以上。
TeTe與Mn結(jié)合而形成MnTe，該MnTe成為破屑機(jī)而改善被切削性。但是，其量超過(guò)0.005質(zhì)量％時(shí)不但其效果飽和，而且導(dǎo)致制造成本的上升。因而Te量限定在0.005質(zhì)量％以下。另外Te量不足0.003質(zhì)量％時(shí)，改善被切削性的效果很小，因而優(yōu)選0.003質(zhì)量％以上。
BiBi在切削時(shí)帶來(lái)熔融、潤(rùn)滑以及脆化的作用，提高被切削性。但是，其量超過(guò)0.5質(zhì)量％時(shí)不但其效果飽和，而且導(dǎo)致制造成本的上升。因而B(niǎo)i量限定在0.5質(zhì)量％以下。另外Bi量不足0.01質(zhì)量％時(shí)，改善被切削性的效果很小，因而優(yōu)選0.01質(zhì)量％以上。
PbPb在切削時(shí)帶來(lái)熔融、潤(rùn)滑以及脆化的作用，提高被切削性。但是，其量超過(guò)0.5質(zhì)量％時(shí)不但其效果飽和，而且導(dǎo)致制造成本的上升。因而Pb量限定在0.5質(zhì)量％以下。另外Pb量不足0.01質(zhì)量％時(shí)改善被切削性的效果很小，因而優(yōu)選0.01質(zhì)量％以上。
ZrZr與MnS共同形成硫化物，該硫化物成為破屑機(jī)而改善被切削性。但是，其量超過(guò)0.01質(zhì)量％時(shí)不但其效果飽和，而且導(dǎo)致制造成本的上升。因而Zr量限定在0.01質(zhì)量％以下。另外Zr量不足0.003質(zhì)量％時(shí)改善被切削性的效果很小，因而優(yōu)選0.003質(zhì)量％以上。
1-2.組織為了提高被切削性、高頻淬火后的疲勞強(qiáng)度，除了上述成分限定外，需要使鋼的組織為鐵素體組織和珠光體組織，并且鐵素體組織和珠光體組織的總體積率為90％以上，鐵素體組織的厚度在30μm以下。
在此，鐵素體組織的厚度定義如下。
如圖1所示，在本發(fā)明的鋼材中，具有鐵素體組織以多個(gè)珠狀包圍珠光體組織的周?chē)慕M織。與該鐵素體組織的圓周方向正交的方向的寬度稱(chēng)為鐵素體組織的厚度。并且描繪光學(xué)顯微鏡的像而進(jìn)行該測(cè)定。
鐵素體組織和珠光體組織的總體積率不足90％，貝氏體組織、馬氏體組織的體積率增加時(shí)被切削性顯著降低。并且鐵素體組織的厚度超過(guò)30μm時(shí)硬質(zhì)相和軟質(zhì)相大致分散，因而切削加工時(shí)形成破屑機(jī)的硬質(zhì)相減少而不能充分地確保被切削性。
鐵素體組織的厚度在30μm以下時(shí)，不僅有利于被切削性，還有利于使高頻淬火后的硬化層的平均原奧氏體粒徑成為12μm以下。這是因?yàn)椋慊鸺訜釙r(shí)的奧氏體晶粒從鐵素體/珠光體界面和滲碳體界面生成核，鐵素體組織的厚度越小該成核點(diǎn)越增加，并且所生成的奧氏體晶粒變得微細(xì)。
2.高頻淬火部件使用包括上述成分和組織的高頻淬火用鋼材進(jìn)行高頻淬火而制造高疲勞強(qiáng)度的高頻淬火部件時(shí)，需要使通過(guò)高頻淬火形成在部件表層上的硬化層的平均原奧氏體粒徑在12μm以下，優(yōu)選10μm以下，進(jìn)一步優(yōu)選5μm以下。硬化層的平均原奧氏體粒徑超過(guò)12μm時(shí)，不能得到充分的晶界強(qiáng)度，從而不能實(shí)現(xiàn)疲勞強(qiáng)度的提高。
在此，硬化層的原奧氏體粒徑如下所述地測(cè)定。
高頻淬火后的部件最表面，以面積率計(jì)，具有100％的馬氏體組織。從表面向內(nèi)部深入而達(dá)到一定厚度前都是100％馬氏體組織的區(qū)域，但是之后馬氏體組織的面積率急劇減少。在本發(fā)明中，將高頻淬火后的部件表面至馬氏體組織面積率減少為98％的區(qū)域作為硬化層。
并且在該硬化層中，測(cè)量從表面至整個(gè)厚度1/5的位置、1/2的位置和4/5的位置的平均原奧氏體粒徑，任何位置的平均原奧氏體粒徑都在12μm以下時(shí)，就認(rèn)為在整個(gè)硬化層厚度上的原奧氏體粒徑在12μm以下。
平均原奧氏體粒徑如下所述地進(jìn)行測(cè)定向在500g水中溶解50g苦味酸的苦味酸水溶液中，添加11g十二烷基苯磺酸鈉、1g氯化亞鐵和1.5g草酸形成腐蝕液，用該腐蝕液對(duì)硬化層的截面進(jìn)行腐蝕后，用光學(xué)顯微鏡以400倍(1視野的面積0.25mm×0.225mm)至1000倍(1視野的面積0.10mm×0.09mm)的倍率，對(duì)每個(gè)位置觀察5視野，通過(guò)圖像分析裝置進(jìn)行測(cè)定。
并且如滾動(dòng)疲勞一樣只依存于最表層附近的組織時(shí)，即使硬化層的厚度在1mm左右也能夠得到相應(yīng)的效果，但是彎曲疲勞或扭轉(zhuǎn)疲勞的情況下，硬化層的厚度越大越好，因而硬化層的厚度優(yōu)選2mm以上。更優(yōu)選2.5mm以上，進(jìn)一步優(yōu)選3mm以上。
3.高頻淬火用鋼材的制造方法在具有上述本發(fā)明范圍內(nèi)的成分的鋼中，在超過(guò)850℃、950℃以下的溫度區(qū)域中以80％以上的總加工率通過(guò)軋制或鍛造等進(jìn)行熱加工，并將熱加工后的鋼以不足0.6℃/s的冷卻速度冷卻至600℃以下時(shí)，能夠得到具有鐵素體組織和珠光體組織，并且鐵素體組織和珠光體組織的總體積率為90％以上，鐵素體組織的厚度在30μm以下的本發(fā)明的高頻淬火用鋼材。
此時(shí)，熱加工的總加工率不足80％時(shí)，不能充分地進(jìn)行奧氏體的再結(jié)晶，并且不能使奧氏體晶粒微細(xì)化，因而不能使由此生成的鐵素體變大，并且不能使包圍珠光體組織的鐵素體組織的厚度在30μm以下。
另外熱加工后的冷卻速度為0.6℃/s以上時(shí)，生成馬氏體組織或貝氏體組織而很難使鐵素體組織和珠光體組織的總體積率在90％以上。
4.高頻淬火部件的制造方法通過(guò)切削等將上述本發(fā)明的高頻淬火用鋼材加工成規(guī)定形狀后，在800-1000℃的溫度區(qū)域以5s以下的加熱條件進(jìn)行高頻淬火，能夠在整個(gè)硬化層厚度上使平均原奧氏體粒徑在12μm以下，并能夠得到高疲勞強(qiáng)度的高頻淬火部件。
此時(shí)，加熱溫度不足800℃時(shí)，奧氏體組織的生成不充分，硬化層的生成不充分，其結(jié)果，不能得到高疲勞強(qiáng)度，并且超過(guò)1000℃時(shí)促進(jìn)奧氏體晶粒的成長(zhǎng)而使其變得粗大，硬化層粗?；鴮?dǎo)致疲勞強(qiáng)度的降低。進(jìn)一步優(yōu)選的加熱溫度的范圍在800-950℃。
這種淬火時(shí)的加熱溫度的影響在如本發(fā)明的含Mo鋼中更加顯著。
圖2表示含Mo鋼(Mo0.05-0.6質(zhì)量％)和無(wú)Mo鋼的高頻淬火時(shí)的加熱溫度和硬化層的平均原奧氏體粒徑之間的關(guān)系。
無(wú)論是含Mo鋼還是無(wú)Mo鋼，降低高頻淬火時(shí)的加熱溫度時(shí)，硬化層的原奧氏體粒徑都變小。特別是對(duì)于含Mo鋼，加熱溫度為1000℃以下、優(yōu)選為950℃以下時(shí)達(dá)成硬化層的顯著的細(xì)?；?br> 為了抑制奧氏體的晶粒成長(zhǎng)，并在淬火后得到粒徑在12μm以下的非常微細(xì)的原奧氏體粒徑，必須使高頻淬火時(shí)的加熱時(shí)間為5s以下，優(yōu)選3s以下。
并且由于高頻淬火時(shí)的加熱速度大時(shí)容易抑制奧氏體的晶粒成長(zhǎng)，因而優(yōu)選200℃/s以上。進(jìn)一步優(yōu)選500℃/s以上。
(實(shí)施例1)通過(guò)轉(zhuǎn)爐熔煉如表1所示的成分的1-31號(hào)鋼，并通過(guò)連鑄形成截面尺寸為300×400mm的鋼坯。經(jīng)過(guò)開(kāi)坯工序?qū)⒃撲撆鬈堉瞥?50mm見(jiàn)方的坯段后，根據(jù)如表2所示的熱加工條件軋制成24-60mmφ的棒鋼。
從該棒鋼選取平行部直徑8mmφ的轉(zhuǎn)動(dòng)彎曲疲勞試驗(yàn)片，對(duì)該試驗(yàn)片使用頻率為15kHZ的高頻淬火裝置并以如表2-1和表2-2所示的高頻淬火條件進(jìn)行淬火后，進(jìn)行170℃×30m的回火處理，由此制造1-43號(hào)鋼材的試樣。相對(duì)這些試樣使用小野式轉(zhuǎn)動(dòng)彎曲試驗(yàn)機(jī)，以3000rpm的轉(zhuǎn)動(dòng)速度改變應(yīng)力條件而進(jìn)行轉(zhuǎn)動(dòng)彎曲疲勞試驗(yàn)，測(cè)定壽命為1×108次的應(yīng)力并作為疲勞強(qiáng)度。
并且從上述棒鋼選取被切削用試驗(yàn)片，使用SKH4.4mmφ的鉆頭以1500rpm的條件反復(fù)進(jìn)行12mm長(zhǎng)度的鉆孔，并求出到達(dá)不能切削的總鉆孔深度(mm)而評(píng)價(jià)被切削性?？傘@孔深度越深被切削性越良好。
另外，通過(guò)電子顯微鏡或光學(xué)顯微鏡觀察高頻淬火前的鋼材的組織、碳化物(Fe，Mo，Mn)23(C，B)6的有無(wú)、高頻淬火后的組織。
并通過(guò)上述方法求出鐵素體組織的厚度、硬化層厚度、平均原奧氏體粒徑。并且硬化層的奧氏體晶粒中，具有平均粒徑的3倍以上的粒徑的奧氏體晶粒，以面積率計(jì)存在30％以上時(shí)，將硬化層定義為混晶。
結(jié)果如表2-1和表2-2所示。
包括本發(fā)明范圍內(nèi)的成分，高頻淬火前的組織包括鐵素體組織和珠光體組織，并且鐵素體組織和珠光體組織的總體積率為90％以上，鐵素體組織的厚度在30μm以下的本發(fā)明例的鋼材，高頻淬火后的硬化層的平均原奧氏體粒徑在12μm以下，并且均表現(xiàn)出高彎曲疲勞強(qiáng)度。并且這些鋼材的被切削性也優(yōu)良。
特別是比較1號(hào)鋼材和16號(hào)鋼材、5號(hào)鋼材和20號(hào)鋼材、6號(hào)鋼材和21號(hào)鋼材、7號(hào)鋼材和22號(hào)鋼材、9號(hào)鋼材和24號(hào)鋼材、10號(hào)鋼材和25號(hào)鋼材、11號(hào)鋼材和26號(hào)鋼材可知，Si量多時(shí)，能夠使硬化層的平均原奧氏體粒徑進(jìn)一步變小，從而能夠得到更高的彎曲疲勞強(qiáng)度。但是Si量多時(shí)，總鉆孔深度減少而不利于被切削性。
38-40號(hào)鋼材是研究高頻淬火時(shí)加熱速度的影響的例子。可知加熱速度越快彎曲疲勞強(qiáng)度越高。
另一方面，比較例的2號(hào)鋼材和17號(hào)鋼材由于高頻淬火時(shí)的加熱溫度高，因而硬化層的平均原奧氏體粒徑變得粗大，從而彎曲疲勞強(qiáng)度降低。
并且3號(hào)鋼材和18號(hào)鋼材由于高頻淬火的加熱時(shí)的保持時(shí)間長(zhǎng)，因而平均原奧氏體粒徑變得粗大，彎曲疲勞強(qiáng)度降低。
4號(hào)鋼材和19號(hào)鋼材由于在超過(guò)850℃、950℃以下的溫度區(qū)域中的總加工率小，因而鐵素體組織的厚度增加，被切削性變差。
8號(hào)鋼材、12號(hào)鋼材、27號(hào)鋼材由于Mo量少，因而硬化層的平均原奧氏體粒徑變得粗大，彎曲疲勞強(qiáng)度低。
13號(hào)鋼材、28號(hào)鋼材由于Mo量過(guò)多，因而被切削性都不好。
14號(hào)鋼材、29號(hào)鋼材由于C量少，因而彎曲疲勞強(qiáng)度變低，相反15號(hào)鋼材和30號(hào)鋼材由于C量過(guò)多，因而被切削性不好。
34號(hào)鋼材、35號(hào)鋼材是添加了B的比較例，但是由于B的添加，高頻淬火前的鐵素體和珠光體的總體積率變低，被切削性變差。并且與不添加B的36號(hào)鋼材、37號(hào)鋼材相比，盡管硬化層的原奧氏體粒徑相等，但硬化層仍然變成混晶，疲勞強(qiáng)度降低。在含B鋼中，由于在高頻淬火前穩(wěn)定地析出(Fe，Mo，Mn)23(C，B)6，因而推測(cè)如下高頻淬火加熱時(shí)的逆相變不均勻地發(fā)生，硬化層變成混晶而使疲勞強(qiáng)度降低。
41號(hào)鋼材、42號(hào)鋼材在高頻淬火時(shí)的加熱溫度過(guò)高，并且平均原奧氏體粒徑變得粗大，彎曲疲勞強(qiáng)度低。
表1

表2-1

表2-2

權(quán)利要求
1.一種高頻淬火用鋼材，以質(zhì)量％計(jì)，包括C0.3-0.7％、Si1.1％以下、Mn0.2-1.1％、Mo0.05-0.6％、S0.06％以下、P0.025％以下、Al0.25％以下以及Cr0.3％以下，余量由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并具有鐵素體組織和珠光體組織，所述鐵素體組織和所述珠光體組織的總體積率為90％以上，所述鐵素體組織的厚度在30μm以下，并且高頻淬火后的硬化層的平均原奧氏體粒徑在12μm以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高頻淬火用鋼材，其中，以質(zhì)量％計(jì)還包括選自Cu1.0％以下、Ni3.5％以下、Co1.0％以下、Nb0.1％以下、Ti0.1％以下和V0.5％以下中的至少一種元素。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高頻淬火用鋼材，其中，以質(zhì)量％計(jì)還包括選自Ca0.005％以下、Mg0.005％以下、Te0.005％以下、Bi0.5％以下、Pb0.5％以下以及Zr0.01％以下中的至少一種元素。
4.根據(jù)權(quán)利要求2所述的高頻淬火用鋼材，其中，以質(zhì)量％計(jì)還包括選自Ca0.005％以下、Mg0.005％以下、Te0.005％以下、Bi0.5％以下、Pb0.5％以下以及Zr0.01％以下中的至少一種元素。
5.一種高頻淬火部件，其中，使用權(quán)利要求1的高頻淬火用鋼材，高頻淬火后的硬化層的平均原奧氏體粒徑在12μm以下。
6.一種高頻淬火部件，其中，使用權(quán)利要求2的高頻淬火用鋼材，高頻淬火后的硬化層的平均原奧氏體粒徑在12μm以下。
7.一種高頻淬火部件，其中，使用權(quán)利要求3的高頻淬火用鋼材，高頻淬火后的硬化層的平均原奧氏體粒徑在12μm以下。
8.一種高頻淬火部件，其中，使用權(quán)利要求4的高頻淬火用鋼材，高頻淬火后的硬化層的平均原奧氏體粒徑在12μm以下。
9.一種高頻淬火用鋼材的制造方法，其中，包括如下工序?qū)σ再|(zhì)量％計(jì)包括C0.3-0.7％、Si1.1％以下、Mn0.2-1.1％、Mo0.05-0.6％、S0.06％以下、P0.025％以下、Al0.25％以下以及Cr0.3％以下，余量由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成的鋼，在超過(guò)850℃、950℃以下的溫度區(qū)域以80％以上的總加工率進(jìn)行熱加工的工序；和將所述熱加工后的鋼以不足0.6℃/s的冷卻速度冷卻至600℃以下的工序。
10.根據(jù)權(quán)利要求9所述的高頻淬火用鋼材的制造方法，其中，使用以質(zhì)量％計(jì)還包括選自Cu1.0％以下、Ni3.5％以下、Co1.0％以下、Nb0.1％以下、Ti0.1％以下和V0.5％以下中的至少一種元素的鋼。
11.根據(jù)權(quán)利要求9所述的高頻淬火用鋼材的制造方法，其中，使用以質(zhì)量％計(jì)還包括選自Ca0.005％以下、Mg0.005％以下、Te0.005％以下、Bi0.5％以下、Pb0.5％以下以及Zr0.01％以下中的至少一種元素的鋼。
12.根據(jù)權(quán)利要求10所述的高頻淬火用鋼材的制造方法，其中，使用以質(zhì)量％計(jì)還包括選自Ca0.005％以下、Mg0.005％以下、Te0.005％以下、Bi0.5％以下、Pb0.5％以下以及Zr0.01％以下中的至少一種元素的鋼。
13.一種高頻淬火部件的制造方法，其中，包括如下的工序?qū)庸こ梢?guī)定形狀的權(quán)利要求1的高頻淬火用鋼材，在800-1000℃的溫度區(qū)域以5s以下的加熱條件進(jìn)行高頻淬火的工序。
14.一種高頻淬火部件的制造方法，其中，包括如下的工序?qū)庸こ梢?guī)定形狀的權(quán)利要求2的高頻淬火用鋼材，在800-1000℃的溫度區(qū)域以5s以下的加熱條件進(jìn)行高頻淬火的工序。
15.一種高頻淬火部件的制造方法，其中，包括如下的工序?qū)庸こ梢?guī)定形狀的權(quán)利要求3的高頻淬火用鋼材在800-1000℃的溫度區(qū)域以5s以下的加熱條件進(jìn)行高頻淬火的工序。
16.一種高頻淬火部件的制造方法，其中，包括如下的工序?qū)庸こ梢?guī)定形狀的權(quán)利要求4的高頻淬火用鋼材，在800-1000℃的溫度區(qū)域以5s以下的加熱條件進(jìn)行高頻淬火的工序。
全文摘要
本發(fā)明提供一種高頻淬火用鋼材，以質(zhì)量％計(jì)包括C0.3－0.7％、Si1.1％以下、Mn0.2－1.1％、Mo0.05－0.6％、S0.06％以下、P0.025％以下、Al0.25％以下以及Cr0.3％以下，余量由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，并具有鐵素體組織和珠光體組織，鐵素體組織和珠光體組織的總體積率為90％以上，鐵素體組織的厚度在30μm以下，并且高頻淬火后的硬化層的平均原奧氏體粒徑在12μm以下。由于該鋼材被切削性良好，并在高頻淬火后具有優(yōu)良的疲勞強(qiáng)度，因而適用于汽車(chē)的傳動(dòng)軸或等速萬(wàn)向節(jié)等。
文檔編號(hào)C21D8/00GK1802446SQ20048001583
公開(kāi)日2006年7月12日 申請(qǐng)日期2004年7月16日 優(yōu)先權(quán)日2003年9月29日
發(fā)明者松崎明博, 大森靖浩, 黑澤伸隆, 林透, 豐岡高明, 山田克美 申請(qǐng)人:杰富意鋼鐵株式會(huì)社