專利名稱：機(jī)械構(gòu)造用部件及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種機(jī)械構(gòu)造用部件，具有在至少一部分中經(jīng)高頻淬火形成的硬化層。作為在此所述的機(jī)械構(gòu)造用部件，可以列舉汽車用的傳動軸、輸入軸、輸出軸、曲軸、等速萬向節(jié)的內(nèi)環(huán)及外環(huán)、輪轂、還有齒輪等。
背景技術(shù)：
目前，機(jī)械構(gòu)造用部件、例如汽車用傳動軸及等速萬向節(jié)等的制造方法如下所述。亦即，在熱軋棒鋼上進(jìn)行熱鍛、以及切削、冷鍛等加工成規(guī)定的形狀之后，進(jìn)行高頻淬火、回火。一般地，通過該方法確保作為機(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、滾動疲勞強(qiáng)度及滑滾疲勞強(qiáng)度等疲勞強(qiáng)度。
另一方面，近年來，從環(huán)境問題考慮，強(qiáng)烈要求汽車用部件的輕質(zhì)化，從該觀點(diǎn)考慮，通常要求進(jìn)一步提高汽車用部件的疲勞強(qiáng)度。
作為提高如上述的疲勞強(qiáng)度的手段，至今為止已提出各種方法。
例如，為了提高扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度，通常認(rèn)為通過高頻淬火使淬火深度增加。但是，即使增加淬火深度，至某種深度疲勞強(qiáng)度也飽和。
另外，為了提高扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度，提高晶界強(qiáng)度也是有效的。從這種觀點(diǎn)考慮，提出通過使TiC分散、將舊奧氏體粒徑進(jìn)行微細(xì)化的技術(shù)。例如專利文獻(xiàn)1所述的技術(shù)，通過在高頻淬火加熱時使微細(xì)的TiC大量分散，謀求舊奧氏體粒徑的微細(xì)化。但是，在該技術(shù)中，需要在淬火前將TiC固溶化，在熱軋工序中采用加熱至1100℃以上的工序。因此，在熱軋時需要提高加熱溫度，而存在生產(chǎn)性劣化的問題。
另外，上述專利文獻(xiàn)1公開的技術(shù)還殘留不能充分適應(yīng)近年來對于疲勞強(qiáng)度的要求的問題。
專利文獻(xiàn)2提出的機(jī)械構(gòu)造用軸部件是，將硬化層深度CD與高頻淬火后的軸部件的半徑R的比值(CD/R)限制在0.3～0.7，在此基礎(chǔ)上，根據(jù)C量將該CD/R和A控制在規(guī)定的范圍內(nèi)，由此使扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度提高，其中，A是由高頻淬火后的表面至1mm的奧氏體結(jié)晶粒徑γf、至高頻淬火后直接的(CD/R)＝0.1時的平均維氏硬度Hf、及以高頻淬火后的軸中心部的平均維氏硬度Hc所規(guī)定的值。
但是，即使控制了上述的CD/R，其疲勞特性的提高也是有界限的，仍然不能充分適應(yīng)近年來對于扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度的要求。
專利文獻(xiàn)1特開2000-154819號公報(專利權(quán)利要求書)專利文獻(xiàn)2特開平8-53714號公報(專利權(quán)利要求書)發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明是鑒于上述現(xiàn)狀而開發(fā)的，其目的在于，提供一種機(jī)械構(gòu)造用部件，同時提供一種其有利的制造方法，所述機(jī)械構(gòu)造用部件與現(xiàn)有的相比，進(jìn)一步提高了疲勞強(qiáng)度。
于是，本發(fā)明者為了有效地提高如上所述的疲勞特性，特別對高頻淬火組織進(jìn)行了專心致志地研究。
其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，著眼于高頻淬火組織的舊奧氏體晶粒的粒徑分布，通過將舊奧氏體晶粒的平均粒徑及最大粒徑進(jìn)行微細(xì)化，改善扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度、彎曲疲勞強(qiáng)度及滾動疲勞強(qiáng)度等疲勞特性。
亦即，本發(fā)明的要點(diǎn)構(gòu)成如下。
1.一種機(jī)械構(gòu)造用部件，使用在至少一部分中實(shí)施了淬火的鋼材，其特征在于，該淬火組織，舊奧氏體晶粒的平均粒徑為12μm以下、并且最大粒徑為平均粒徑的4倍以下。
2.如上述1所述的機(jī)械構(gòu)造用部件，其特征在于，具有如下成分組成以質(zhì)量％計，含有C0.3％以上、1.5％以下，Si0.05％以上、3.0％以下，Mn0.2％以上、2.0％以下，并且滿足下述式(1)，剩余部分為Fe及不可避免的雜質(zhì)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)＞2.0…(1)。
3.如上述2所述的機(jī)械構(gòu)造用部件，其特征在于，作為所述的成分組成，以質(zhì)量％計，還含有Al0.25％以下。
4.如上述2或3所述的機(jī)械構(gòu)造用部件，其特征在于，作為所述的成分組成，以質(zhì)量％計，還含有選自Cr0.03％以上、2.5％以下，Mo0.05％以上、1.0％以下，Cu0.03％以上、1.0％以下，Ni0.05％以上、2.5％以下，Co0.01％以上、1.0％以下，V0.01％以上、0.5％以下，W0.005％以上、1.0％以下中的1種或2種以上，并且取代所述式(1)，而滿足下述式(2)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+0.5W)＞2.0 …(2)。
5.如上述2、3或4所述的機(jī)械構(gòu)造用部件，其特征在于，作為所述的成分組成，以質(zhì)量％計，含有選自Ti0.005％以上、0.1％以下，Nb0.005％以上、0.1％以下，Zr0.005％以上、0.1％以下，B0.0003％以上、0.01％以下，Ta0.02％以上、0.5％以下，Hf0.02％以上、0.5％以下，Sb0.005％以上、0.015％以下中的1種或2種以上，并且取代所述式(1)或(2)，而滿足下述式(3)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+1000B)(1+0.5W)＞2.0 …(3)。
6.如上述2、3、4或5所述的機(jī)械構(gòu)造用部件，其特征在于，作為所述的成分組成，以質(zhì)量％計，還含有選自S0.1％以下，Pb0.01％以上、0.1％以下，Bi0.01％以上、0.1％以下，Se0.003％以上、0.1％以下，Te0.003％以上、0.1％以下，Ca0.0001％以上、0.01％以下，Mg0.0001％以上、0.01％以下及REM0.0001％以上、0.1％以下中的1種或2種以上。
7.一種機(jī)械構(gòu)造用部件的制造方法，其特征在于，將含有微細(xì)的貝氏體組織及微細(xì)的馬氏體組織中的任意一種或兩種，合計為10體積％以上的鋼材作為原材料，對該原材料的至少一部分，實(shí)施升溫速度為400℃/s以上、并且到達(dá)溫度為1000℃以下的高頻加熱1次以上。
8.如上述7所述的機(jī)械構(gòu)造用部件的制造方法，其特征在于，所述的原材料通過實(shí)施下述工序而制造的在800～1000℃下進(jìn)行的總加工率為80％以上的熱加工工序；和在該熱加工工序后，以0.2℃/s以上的冷卻速度冷卻到700～500℃的溫度范圍的冷卻工序；還實(shí)施第2加工工序，即在該冷卻工序之前，在700～低于800℃的溫度范圍實(shí)施20％以上的加工，或者在該冷卻工序之后，在A1相變點(diǎn)以下的溫度范圍實(shí)施20％以上的加工。
9.如上述7或8所述的機(jī)械構(gòu)造用部件的制造方法，其特征在于，將1次高頻加熱中的800℃以上的滯留時間設(shè)定為5秒以下。
10.如上述7～9中任一項所述的機(jī)械構(gòu)造用部件的制造方法，其特征在于，所述鋼材具有如下組成以質(zhì)量％計，含有C0.3％以上、1.5％以下，Si0.05％以上、3.0％以下，Mn0.2％以上、2.0％以下，并且滿足下述式(1)，剩余部分為Fe及不可避免的雜質(zhì)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)＞2.0 …(1)。
11.如上述10所述的機(jī)械構(gòu)造用部件的制造方法，其特征在于，所述鋼材以質(zhì)量％計還含有Al0.25％以下。
12.如上述10或11所述的機(jī)械構(gòu)造用部件的制造方法，其特征在于，所述鋼材以質(zhì)量％計還含有選自
Cr0.03％以上、2.5％以下，Mo0.05％以上、1.0％以下，Cu0.03％以上、1.0％以下，Ni0.05％以上、2.5％以下，Co0.01％以上、1.0％以下，V0.01％以上、0.5％以下，W0.005％以上、1.0％以下中的1種或2種以上，并且取代上述式(1)，而滿足下述式(2)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+0.5W)＞2.0 …(2)。
13.如上述10、11或12所述的機(jī)械構(gòu)造用部件的制造方法，其特征在于，所述鋼材以質(zhì)量％計還含有選自Ti0.005％以上、0.1％以下，Nb0.005％以上、0.1％以下，Zr0.005％以上、0.1％以下，B0.0003％以上、0.01％以下，Ta0.02％以上、0.5％以下，Hf0.02％以上、0.5％以下，Sb0.005％以上、0.015％以下中的1種或2種以上，并且取代上述式(1)或(2)，而滿足下述式(3)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+1000B)(1+0.5W)＞2.0…(3)。
14.如上述10、11、12或13所述的機(jī)械構(gòu)造用部件的制造方法，其特征在于，所述鋼材以質(zhì)量％計還含有選自S0.1％以下，
Pb0.01％以上、0.1％以下，Bi0.01％以上、0.1％以下，Se0.003％以上、0.1％以下，Te0.003％以上、0.1％以下，Ca0.0001％以上、0.01％以下，Mg0.0001％以上、0.01％以下，REM0.0001％以上、0.1％以下中的1種或2種以上。


圖1是代表的軸的正面圖。
圖2是表示疲勞試驗(yàn)的要領(lǐng)的圖，圖2(a)表示軸的扭轉(zhuǎn)疲勞試驗(yàn)的要領(lǐng)，圖2(b)表示滾動疲勞試驗(yàn)的要領(lǐng)。
圖3是表示淬火組織的光學(xué)顯微鏡觀察像的照片。
圖4(a)、圖4(b)是表示平均舊奧氏體粒徑和扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度的關(guān)系的圖。
圖5(a)、圖5(b)是表示硬化層的舊奧氏體粒徑和最大舊奧氏體粒徑/平均舊奧氏體粒徑對扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度的影響的圖。
圖6(a)、圖6(b)是表示低于800℃的加工率及高頻淬火條件對扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度的影響的圖。
圖7(a)、圖7(b)是表示硬化層的舊奧氏體粒徑和最大舊奧氏體粒徑/平均舊奧氏體粒徑對滾動疲勞壽命的影響的圖。
圖8是曲軸的模式圖。
圖9是表示曲軸的高頻淬火位置的圖。
圖10是表示耐久試驗(yàn)的概要的圖。
圖11是等速萬向節(jié)的部分剖面圖。
圖12是表示等速萬向節(jié)外環(huán)中的淬火組織層的剖面圖。
圖13是表示等速萬向節(jié)外環(huán)中的淬火組織層的剖面圖。
圖14是等速萬向節(jié)的部分剖面圖。
圖15是表示等速萬向節(jié)內(nèi)環(huán)中的淬火組織層的剖面圖。
圖16是表示等速萬向節(jié)內(nèi)環(huán)中的淬火組織層的剖面圖。
圖17是表示輪轂及輪轂軸承單元的圖。
圖18是表示輪轂及輪轂軸承單元的圖。
圖19是表示滑滾疲勞試驗(yàn)的概略的圖。
圖20是齒輪的透視圖。
圖21是表示齒輪的齒及齒底中的表面硬化層的剖面圖。
圖1～圖21的圖中的編號的說明如下。
1軸2花鍵部3夾持器4曲軸5軸頸部6曲柄銷7曲臂部8配重部9淬火組織層10傳動軸11輪轂12等速萬向節(jié)13外環(huán)13a口部13b軸桿部14內(nèi)環(huán)15滾珠16淬火組織層17輪轂18輪轂的軸部19襯墊20輪轂的外環(huán)
21滾珠22滾動面23嵌合部24等速萬向節(jié)的軸部25齒輪26齒27齒底28淬火組織層29軸孔具體實(shí)施方式
下面，具體地說明本發(fā)明。
本發(fā)明的機(jī)械構(gòu)造用部件，在汽車用的傳動軸、輸入軸、輸出軸、曲軸、等速萬向節(jié)的內(nèi)環(huán)及外環(huán)、輪轂、還有齒輪等每個部件中形成各種各樣的形狀及構(gòu)造，不管在哪一個部件中，特別是要求疲勞強(qiáng)度的部分或全部都具有實(shí)施了淬火的硬化層，重要的是該硬化層的淬火組織的舊奧氏體晶粒的平均粒徑為12μm以下、而且最大粒徑是平均粒徑的4倍以下。
下面，對已得到上述見解的研究結(jié)果進(jìn)行說明。
將下述a鋼或b鋼表示的成分組成的鋼原材料150kg在真空熔煉爐中熔煉，熱鍛成150mm見方后，制造粗坯(dummy billet)，根據(jù)各種熱加工條件制造棒鋼軋制材料。
C0.48質(zhì)量％、Si0.55質(zhì)量％、Mn0.78質(zhì)量％、P0.011質(zhì)量％、S0.019質(zhì)量％、Al0.024質(zhì)量％、N0.0043質(zhì)量％、剩余部分為Fe及不可避免的雜質(zhì)。
C0.48質(zhì)量％、Si0.51質(zhì)量％、Mn0.79質(zhì)量％、P0.011質(zhì)量％、S0.021質(zhì)量％、Al0.024質(zhì)量％、N0.0039質(zhì)量％、Mo0.45質(zhì)量％、Ti0.021質(zhì)量％、B0.0024質(zhì)量％、剩余部分為Fe及不可避免的雜質(zhì)。
然后，將該棒鋼切斷成規(guī)定的長度后，施加表面切削加工和增加在局部低溫下的拉拔加工調(diào)整直徑，同時實(shí)施花鍵部的滾壓成形加工，制作成具有圖1所示的尺寸及形狀的花鍵部2的軸1。
使用頻率為10～200KHz的高頻淬火裝置，在各種條件下對該軸進(jìn)行加熱、淬火后，使用加熱爐在170℃×30分鐘的條件下進(jìn)行回火，然后對扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度進(jìn)行評價。
需要說明的是，扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度是在軸的扭轉(zhuǎn)疲勞試驗(yàn)中用斷裂重復(fù)數(shù)為1×105次時的扭矩值(N·m)進(jìn)行評價的。扭轉(zhuǎn)疲勞試驗(yàn)使用油壓式疲勞試驗(yàn)機(jī)，如圖2(a)所示，將花鍵部2a、2b分別組裝于圓盤狀的夾持器3a、3b，通過在夾持器3a、3b之間以頻率為1～2Hz負(fù)荷重復(fù)扭矩來進(jìn)行。
另外，對相同軸，使用光學(xué)顯微鏡觀察其硬化層的組織，求出舊奧氏體平均粒徑及最大舊奧氏體粒徑。
舊奧氏體平均粒徑的測定，利用光學(xué)顯微鏡，在400倍(1視野的面積0.25mm×0.225mm)～1000倍(1視野的面積0.10mm×0.09mm)下，分別對自表面至硬化層厚度的1/5位置、1/2位置及4/5位置進(jìn)行5視野的觀察，測定各位置中的平均舊奧氏體粒徑，將其最大值設(shè)定為平均舊奧氏體粒徑。需要說明的是，硬化層厚度設(shè)定為自表面至馬氏體組織的面積率減少至98％的深度區(qū)域。
另一方面，最大舊奧氏體粒徑是在400倍(1視野的面積0.25mm×0.225mm)下在硬化層厚度方向的上述各位置對相當(dāng)5視野、總計相當(dāng)15視野的面積進(jìn)行測定，將從全視野內(nèi)的粒度分布用下述式求出的值設(shè)定為最大粒徑。
最大粒徑＝平均粒徑+3б(б標(biāo)準(zhǔn)偏差)需要說明的是，舊奧氏體粒徑的測定是如下進(jìn)行的，對在硬化層的厚度方向切斷的截面，在水500g中溶解了苦味酸得到的50g的苦味酸水溶液中添加十二烷基苯磺酸鈉11g、氯化亞鐵1g及草酸1.5g后而成的溶液作為腐蝕液發(fā)揮作用，使舊奧氏體晶界如圖3所示顯現(xiàn)出來。
首先，圖4表示平均舊奧氏體粒徑和扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度的關(guān)系。如圖4(a)所示看出，平均粒徑越小，疲勞強(qiáng)度越增加。但是，發(fā)現(xiàn)當(dāng)舊奧氏體粒徑為12μm以下時，有時即使粒徑是同等程度時疲勞強(qiáng)度也產(chǎn)生差異，其原因依賴于粒徑分布、特別是最大的粒徑。對這一點(diǎn)進(jìn)一步反復(fù)進(jìn)行了專心致志的研究，結(jié)果可知當(dāng)最大粒徑為平均粒徑的4倍以下時，由平均粒徑微細(xì)化引起疲勞強(qiáng)度提高的效果變得顯著。將如圖4(a)所示的、各小塊的最大粒徑/平均粒徑為4以下時作為□或◇、最大粒徑/平均粒徑超過4時作為■或◆重新繪制后，表示在圖4(b)中。
如上所述，平均粒徑及最大粒徑影響疲勞強(qiáng)度的主要原因推測如下。
成為疲勞斷裂的原因的雜質(zhì)元素在舊奧氏體晶界上容易偏析。因此，舊奧氏體晶界的粒徑越微細(xì)，偏析的面積越增加，各個偏析場所中的雜質(zhì)的濃度減少，斷裂強(qiáng)度增加。另外，由缺口等引起的對舊奧氏體晶界的應(yīng)力集中也在粒徑微細(xì)時被分散，對各個晶界發(fā)揮作用的應(yīng)力減少，結(jié)果疲勞強(qiáng)度增加。推測這種效果不僅受平均粒徑的影響，而且受最大粒徑的影響。亦即，在大的晶粒附近，由于晶界的面積少，故也容易進(jìn)行雜質(zhì)的濃化。而且，通常認(rèn)為也難以產(chǎn)生應(yīng)力的分散。
據(jù)推測，當(dāng)超過平均粒徑的4倍這樣大的晶粒存在時，通過如上所述的作用使疲勞強(qiáng)度降低的可能性增加。
特別是當(dāng)舊奧氏體晶粒的最大粒徑為20μm以下時，可以期待在寬廣范圍的部件形狀中穩(wěn)定提高大的疲勞強(qiáng)度。更優(yōu)選將平均粒徑設(shè)定為5μm以下。進(jìn)一步優(yōu)選將平均粒徑設(shè)定為4μm以下。
其次，圖5(a)、圖5(b)是表示硬化層的平均舊奧氏體粒徑和最大舊奧氏體粒徑/平均舊奧氏體粒徑對扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度的影響的圖。由此可知，當(dāng)平均舊奧氏體粒徑為12μm以下時，通過將最大舊奧氏體粒徑/平均舊奧氏體粒徑設(shè)定為4以下，可以顯著地提高疲勞強(qiáng)度。另外可知通過將平均奧氏體粒徑設(shè)定為5μm以下、進(jìn)一步為3μm以下，和最大舊奧氏體粒徑/平均舊奧氏體粒徑為4以下，可使疲勞強(qiáng)度提高的效果更顯著。
圖6(a)、圖6(b)表示低于800℃的加工率及高頻加熱時的最高到達(dá)溫度(加熱溫度)及升溫速度對扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度的影響。由圖6(a)、圖6(b)可知，在低于800℃的溫度范圍的加工率為25％以上、高頻淬火時的最高到達(dá)溫度為1000℃以下及升溫速度為400℃/s以上的條件下，可以得到優(yōu)良的疲勞特性。
而且，考察了平均舊奧氏體粒徑和最大舊奧氏體粒徑/平均舊奧氏體粒徑對滾動疲勞特性的影響。將上述a鋼或b鋼所示的成分組成的鋼原材料150kg在真空熔煉爐中熔煉，熱鍛成150mm見方后，制造粗坯(dummy billet)，在各種條件下進(jìn)行熱加工、冷拉拔加工后，實(shí)施切削作成12mmΦ的棒鋼。對該棒鋼的表面在各種條件下實(shí)施高頻淬火，切斷成規(guī)定的長度作為滾動疲勞試驗(yàn)片，實(shí)施圖2(b)所示的徑向型滾動疲勞試驗(yàn)。
圖7(a)、圖7(b)表示該試驗(yàn)結(jié)果。與上述的扭轉(zhuǎn)疲勞的情況相同，可知在平均舊奧氏體粒徑為12μm以下時，通過將最大舊奧氏體粒徑/平均舊奧氏體粒徑設(shè)定為4以下，可以顯著提高疲勞強(qiáng)度。另外，可知通過將平均奧氏體粒徑設(shè)定為5μm以下、進(jìn)一步為3μm以下，以及最大舊奧氏體粒徑/平均舊奧氏體粒徑為4以下，可使疲勞強(qiáng)度提高效果更顯著。
需要說明的是，將為得到上述的圖4(a)、圖4(b)～圖6(a)、圖6(b)所使用的試驗(yàn)結(jié)果表示于表1-1、表1-2，將為得到圖7(a)、圖7(b)所使用的結(jié)果表示于表2-1、表2-2。需要說明的是，滾動疲勞特性表示為以直至破損的時間相對于與目前品相當(dāng)?shù)谋?-1中的試驗(yàn)No.1直至破損的時間的比。
表1-1

表1-2

表2-1

表2-2

在此，為了將舊奧氏體晶粒的平均粒徑設(shè)定為12μm以下、以及將最大粒徑設(shè)定為平均粒徑的4倍以下，適合使用使高頻淬火前的組織含有均勻微細(xì)的貝氏體組織及/或馬氏體組織的方法。下面，對該方法進(jìn)行說明。
亦即，關(guān)于高頻淬火前組織，將貝氏體組織及/或馬氏體組織的組織百分率設(shè)定為10體積％以上、優(yōu)選25體積％以上。當(dāng)淬火前組織中貝氏體組織或馬氏體組織多時，由于貝氏體組織或馬氏體組織是碳化物微細(xì)地分散的組織，故在淬火加熱時作為奧氏體的核生成部位的鐵素體/碳化物界面的面積增加，生成的奧氏體微細(xì)化，因此，對將淬火硬化層的舊奧氏體粒徑進(jìn)行微細(xì)化是有效的。通過在淬火加熱時奧氏體粒徑微細(xì)化，晶界強(qiáng)度上升，疲勞強(qiáng)度提高。
為了將均勻微細(xì)的貝氏體組織及/或馬氏體組織的組織百分率設(shè)定為10體積％以上，將后述的成分組成的鋼實(shí)施在800～1000℃的總加工率為80％以上的熱加工，在該熱加工后以0.2℃/s以上的冷卻速度冷卻到700～500℃的溫度范圍即可。這是因?yàn)楫?dāng)在800～1000℃的總加工率低于80％時，不能充分得到均勻微細(xì)的貝氏體組織或馬氏體組織的緣故。另外，在熱加工后，以0.2℃/s以上的冷卻速度未冷卻到700～500℃的溫度范圍時，就不能將貝氏體組織及/或馬氏體組織以合計設(shè)定為10體積％以上。
而且，對高頻淬火后的硬化層而言，為了將舊奧氏體的平均粒徑及最大粒徑進(jìn)行微細(xì)化，需要在高頻淬火前，在低于800℃的溫度范圍實(shí)施20％以上的加工(第2加工工序)。在熱加工工序中，低于800℃的溫度范圍的加工，可以在以前述冷卻速度的冷卻前(700～低于800℃的溫度范圍)進(jìn)行，也可以在冷卻后實(shí)施另外的冷加工或者在A1相變點(diǎn)以下的溫度再加熱而實(shí)施溫加工。低于800℃的加工率，更優(yōu)選設(shè)定為30％以上。
需要說明的是，加工法可列舉，例如冷鍛、冷剪切、滾壓成形加工、注料等。
下面，對于為了得到這樣的前組織適合的鋼成分進(jìn)行說明。
C0.3～1.5質(zhì)量％C是對淬火性影響最大的元素，提高淬火硬化層的硬度及深度，有助于有效提高疲勞強(qiáng)度。但是，當(dāng)含量低于0.3質(zhì)量％時，為了確保必要的疲勞強(qiáng)度，必須迅速地提高淬火硬化層的深度，此時淬裂的發(fā)生顯著，而且由于貝氏體組織也變得難以生成，故添加0.3質(zhì)量％以上。另一方面，當(dāng)使其含量超過1.5質(zhì)量％時，晶界強(qiáng)度降低，隨之疲勞強(qiáng)度也降低，而且切削性、冷鍛性及耐淬裂性也降低。因此，C限定在0.3～1.5質(zhì)量％的范圍。優(yōu)選為0.4～0.6質(zhì)量％的范圍。
Si3.0質(zhì)量％以下Si不僅作為脫氧劑起作用，而且也有助于有效地提高強(qiáng)度，但由于當(dāng)含量超過3.0質(zhì)量％時，導(dǎo)致可切削性及鍛造性的降低，因此優(yōu)選Si量為3.0質(zhì)量％以下。
需要說明的是，為了提高強(qiáng)度，優(yōu)選設(shè)定為0.05質(zhì)量％以上。
Mn2.0質(zhì)量％以下Mn由于在提高淬火性、確保淬火時的硬化層深度方面是有用的成分，故添加Mn。由于當(dāng)含量低于0.2質(zhì)量％時，其添加效果欠缺，故優(yōu)選為0.2質(zhì)量％以上。更優(yōu)選為0.3質(zhì)量％以上。另一方面，由于當(dāng)Mn量超過2.0質(zhì)量％時，淬火后的殘留奧氏體增加，表面硬度反而降低，進(jìn)而導(dǎo)致疲勞強(qiáng)度降低，故Mn優(yōu)選為2.0質(zhì)量％以下。需要說明的是，由于當(dāng)Mn含量多時，導(dǎo)致母材硬質(zhì)化，可能對可切削性不利，故適合設(shè)定為1.2質(zhì)量％以下。進(jìn)一步優(yōu)選為1.0質(zhì)量％以下。
Al0.25質(zhì)量％以下Al是對脫氧有效的元素。另外，通過抑制淬火加熱時的奧氏體晶粒長大，在淬火硬化層的粒徑進(jìn)行微細(xì)化方面也是有用的元素。但是，含量超過0.25質(zhì)量％，其效果達(dá)到飽和，反而產(chǎn)生導(dǎo)致成分成本上升的缺點(diǎn)，故Al的含量優(yōu)選為0.25質(zhì)量％以下的范圍。優(yōu)選為0.001～0.10質(zhì)量％的范圍。
在本發(fā)明中，以上面的4成分作為基本成分，這些基本成分，滿足下式(1)是重要的。
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)＞2.0 …(1)這樣，通過調(diào)整C、Si、Mn的含量以使其滿足(1)式，作為高頻淬火前組織，可以將貝氏體和馬氏體的合計組織百分率設(shè)定為10體積％以上，可以將高頻淬火后的硬化層作為本發(fā)明的組織。另外，如果(1)式的值為2.0以下，則高頻淬火后的硬化層的硬度也變小，而且，也難以充分確保硬化層深度。
如上所述對基本成分進(jìn)行了說明，但除此之外，本發(fā)明還可以適當(dāng)含有如下所述的6成分中的1種或2種以上。
Cr2.5質(zhì)量％以下Cr在有效提高淬火性、在確保硬化深度方面是有用的元素。但是，如果過度地含有，則使碳化物穩(wěn)定化助長殘留碳化物的生成，使晶界強(qiáng)度降低，使疲勞強(qiáng)度劣化。因此，希望極力降低Cr的含量，但可以允許至2.5質(zhì)量％。優(yōu)選為1.5質(zhì)量％以下。需要說明的是，為了提高淬火性，優(yōu)選為0.03質(zhì)量％以上。
Mo1.0質(zhì)量％以下Mo在抑制奧氏體晶粒的長大方面是有用的元素，因此優(yōu)選其含量為0.05質(zhì)量％以上，但由于添加超過1.0質(zhì)量％時，導(dǎo)致可切削性的劣化，故優(yōu)選Mo設(shè)定為1.0質(zhì)量％以下。
Cu1.0質(zhì)量％以下Cu在提高淬火性方面是有效的，并在鐵素體中固溶，通過該固溶強(qiáng)化，使疲勞強(qiáng)度提高。而且，通過抑制碳化物的生成，抑制由碳化物引起的晶界強(qiáng)度的降低，使疲勞強(qiáng)度提高。但是，由于當(dāng)含量超過1.0質(zhì)量％時，在熱加工時產(chǎn)生斷裂，故優(yōu)選添加1.0質(zhì)量％以下。需要說明的是，更優(yōu)選為0.5質(zhì)量％以下。需要說明的是，添加低于0.03質(zhì)量％時，則由于提高淬火性的效果及抑制晶界強(qiáng)度降低的效果小，故優(yōu)選含有0.03質(zhì)量％以上。
Ni2.5質(zhì)量％以下由于Ni是使淬火性提高的元素，故用于調(diào)整淬火性的情況。另外，也是抑制碳化物的生成、抑制由碳化物引起的晶界強(qiáng)度的降低、使疲勞強(qiáng)度提高的元素。但是，由于Ni是非常高價的元素，當(dāng)添加超過2.5質(zhì)量％時鋼材的成本上升，故優(yōu)選添加2.5質(zhì)量％以下。需要說明的是，由于當(dāng)添加低于0.05質(zhì)量％時，提高淬火性的效果及抑制晶界強(qiáng)度降低的效果小，故希望其含量為0.05質(zhì)量％以上。而且，優(yōu)選0.1～1.0質(zhì)量％。
Co1.0質(zhì)量％以下Co是抑制碳化物的生成、抑制由碳化物引起的晶界強(qiáng)度的降低、提高疲勞強(qiáng)度的元素。但是，由于Co是非常高價的元素，當(dāng)添加超過1.0質(zhì)量％時鋼材的成本上升，故優(yōu)選添加1.0質(zhì)量％以下。需要說明的是，由于當(dāng)添加低于0.01質(zhì)量％時抑制晶界強(qiáng)度降低的效果小，故希望添加0.01質(zhì)量％以上。更優(yōu)選為0.02～0.5質(zhì)量％。
V0.5質(zhì)量％以下V在鋼中與C、N鍵合作為析出強(qiáng)化元素而發(fā)揮作用。另外是回火使軟化抵抗性提高的元素，利用這些效果使疲勞強(qiáng)度提高。但是，由于含量超過0.5質(zhì)量％時，其效果也飽和，故優(yōu)選設(shè)定為0.5質(zhì)量％以下。需要說明的是，由于添加低于0.01質(zhì)量％時，疲勞強(qiáng)度的提高效果小，故希望以0.01質(zhì)量％以上添加。進(jìn)一步優(yōu)選為0.03～0.3質(zhì)量％的范圍。
W1.0質(zhì)量％以下W在抑制奧氏體晶粒的長大方面是有用的元素，因此優(yōu)選其含量為0.005質(zhì)量％以上，但由于添加超過1.0質(zhì)量％時，導(dǎo)致可切削性的劣化，故優(yōu)選W設(shè)定為1.0質(zhì)量％以下。
將上述6成分中的1種或2種以上添加到基本成分中時，由于與上述的式(1)同樣的理由，故需要滿足下式(2)。
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+0.5W)＞2.0 …(2)而且，在本發(fā)明中，可以使其含有選自Ti0.1質(zhì)量％以下、Nb0.1質(zhì)量％以下、Zr0.1質(zhì)量％以下、B0.01質(zhì)量％以下、Ta0.5質(zhì)量％以下、Hf0.5質(zhì)量％以下及Sb0.015質(zhì)量％以下中的1種或2種以上。
Ti0.1質(zhì)量％以下Ti具有如下作用通過與作為不可避免的雜質(zhì)混入的N鍵合，防止B形成BN而燒毀B的提高淬火性的效果，使B充分發(fā)揮提高淬火性的效果。為了得到上述效果，優(yōu)選其含量為0.005質(zhì)量％以上，但由于當(dāng)其含量超過0.1質(zhì)量％時，大量形成TiN，結(jié)果其成為疲勞斷裂的起點(diǎn)，導(dǎo)致疲勞強(qiáng)度顯著降低，故Ti優(yōu)選設(shè)定為0.1質(zhì)量％以下。優(yōu)選為0.01～0.07質(zhì)量％的范圍。
Nb0.1質(zhì)量％以下Nb不僅有提高淬火性的效果，而且在鋼中與C、N鍵合發(fā)揮作為析出強(qiáng)化元素的作用。另外它還是提高回火軟化抵抗性的元素，利用這些效果使疲勞強(qiáng)度提高。但是，由于含量超過0.1質(zhì)量％時，其效果也飽和，故優(yōu)選設(shè)定為0.1質(zhì)量％以下。需要說明的是，由于添加低于0.005質(zhì)量％時，析出強(qiáng)化作用及提高回火軟化抵抗性的效果小，故希望添加0.005質(zhì)量％以上。進(jìn)一步優(yōu)選為0.01～0.05質(zhì)量％。
Zr0.1質(zhì)量％以下Zr不僅有提高淬火性的效果，而且在鋼中與C、N鍵合發(fā)揮作為析出強(qiáng)化元素的作用。另外，是提高回火軟化抵抗性的元素，利用這些效果使疲勞強(qiáng)度提高。但是，由于其含量超過0.1質(zhì)量％時，其效果也飽和，故優(yōu)選設(shè)定為0.1質(zhì)量％以下。需要說明的是，由于添加低于0.005質(zhì)量％時，析出強(qiáng)化作用及提高回火軟化抵抗性的效果小，故希望添加0.005質(zhì)量％以上。而且優(yōu)選為0.01～0.05質(zhì)量％。
B0.01質(zhì)量％以下B不僅通過晶界強(qiáng)化而改善疲勞特性，而且是提高強(qiáng)度的有用的元素，優(yōu)選以0.0003質(zhì)量％以上添加，但由于添加超過0.01質(zhì)量％，其效果也飽和，故限定為0.01質(zhì)量％以下。
Ta0.5質(zhì)量％以下Ta由于相對顯微組織變化的滯后有效果，有防止疲勞強(qiáng)度、特別是滾動疲勞的劣化的效果，故可以添加。但是，由于當(dāng)其含量超過0.5質(zhì)量％時即使含量增加，也無助于進(jìn)一步提高強(qiáng)度，故設(shè)定為0.5質(zhì)量％以下。需要說明的是，為了使其顯現(xiàn)提高疲勞強(qiáng)度的作用，優(yōu)選設(shè)定為0.02質(zhì)量％以上。
Hf0.5質(zhì)量％以下Hf由于對顯微組織變化的滯后有效果，有防止疲勞強(qiáng)度、特別是滾動疲勞的劣化的效果，故可以添加。但是，由于當(dāng)其含量超過0.5質(zhì)量％時即使含量增加，也無助于進(jìn)一步提高強(qiáng)度，故設(shè)定為0.5質(zhì)量％以下。需要說明的是，為了使其顯現(xiàn)提高疲勞強(qiáng)度的作用，優(yōu)選設(shè)定為0.02質(zhì)量％以上。
Sb0.015質(zhì)量％以下Sb由于對顯微組織變化的滯后有效果，有防止疲勞強(qiáng)度、特別是滾動疲勞的劣化的效果，故可以添加。但是，由于當(dāng)增加其含量超過0.015質(zhì)量％時，韌性劣化，故設(shè)定為0.015質(zhì)量％以下、優(yōu)選0.010質(zhì)量％以下。需要說明的是，為了使其顯現(xiàn)提高疲勞強(qiáng)度的作用，優(yōu)選設(shè)定為0.005質(zhì)量％以上。
將上述7成分中的1種或2種以上添加到基本成分中時，由于與上述的式(1)同樣的理由，故需要滿足下式(3)。
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+1000B)(1+0.5W)＞2.0 …(3)而且，另外在本發(fā)明中，可以使其含有S0.1質(zhì)量％以下、Pb0.1質(zhì)量％以下、Bi0.1質(zhì)量％以下、Se0.1質(zhì)量％以下、Te0.1質(zhì)量％以下、Ca0.01質(zhì)量％以下、Mg0.01質(zhì)量％以下及REM0.1質(zhì)量％以下。
S0.1質(zhì)量％以下S是在鋼中形成MnS、使切削性提高的有用元素，但由于當(dāng)其超過0.1質(zhì)量％含有時，在晶界上偏析，使晶界強(qiáng)度降低，故S限制為0.1質(zhì)量％以下。優(yōu)選為0.04質(zhì)量％以下。
Pb0.1質(zhì)量％以下Bi0.1質(zhì)量％以下Pb及Bi由于都利用切削時的熔融、潤滑及脆化作用使可切削性提高，故可以因該目的而添加。但是，由于即使添加超過Pb0.1質(zhì)量％、Bi0.1質(zhì)量％時，不僅效果飽和，而且成分成本上升，故其含量分別設(shè)定為上述的范圍。需要說明的是，為了改善可切削性，優(yōu)選其含量為Pb0.01質(zhì)量％以上、Bi0.01質(zhì)量％以上。
Se0.1質(zhì)量％以下Te0.1質(zhì)量％以下由于Se及Te與Mn鍵合分別形成MnSe及MnTe，由此發(fā)揮作為斷屑器的作用改善可切削性。但是，由于含量超過0.1質(zhì)量％時，不僅效果飽和，而且成分成本上升，故含量都設(shè)定為0.1質(zhì)量％以下。另外，為了改善可切削性，優(yōu)選Se的含量為0.003質(zhì)量％以上及Te的含量為0.003質(zhì)量％以上。
Ca0.01質(zhì)量％以下REM0.1質(zhì)量％以下Ca及REM分別與MnS一起形成硫化物，由此發(fā)揮作為斷屑器的作用改善可切削性。但是，由于即使Ca及REM的含量分別超過0.01質(zhì)量％及0.1質(zhì)量％，效果也飽和，而且，導(dǎo)致成分成本上升，故其含量分別設(shè)定為上述的范圍。需要說明的是，為了改善可切削性，優(yōu)選有Ca含量為0.0001質(zhì)量％以上及REM為0.0001質(zhì)量％以上。
Mg0.01質(zhì)量％以下由于Mg不僅是脫氧元素，而且成為應(yīng)力集中源有改善可切削性的效果，因此，可以根據(jù)需要進(jìn)行添加。但是，由于當(dāng)其過量添加時，其效果飽和，而且成分成本上升，故其含量設(shè)定為0.01質(zhì)量％以下。需要說明的是，為了改善可切削性，優(yōu)選Mg含量為0.0001質(zhì)量％以上。
以上說明過的元素以外的剩余部分優(yōu)選為Fe及不可避免的雜質(zhì)，作為不可避免的雜質(zhì)列舉P、O、N，分別可以允許至P0.10質(zhì)量％、N0.01質(zhì)量％、O0.008質(zhì)量％。
下面，對本發(fā)明的制造方法進(jìn)行說明。
將調(diào)整為上述規(guī)定的成分組成的鋼材，在棒鋼軋制后實(shí)施熱鍛等熱加工，做成部件形狀，對部件的至少一部分在加熱溫度800～1000℃的條件下實(shí)施高頻淬火，將該至少一部分設(shè)定為要求疲勞強(qiáng)度的部位。
在這一系列的工序中，首先，在800～1000℃的溫度范圍進(jìn)行總加工率為80％以上的熱加工后，以0.2℃/s以上的速度冷卻到700～500℃的溫度范圍，然后，在低于800℃的溫度范圍實(shí)施20％以上的加工，或者在800～1000℃的溫度范圍進(jìn)行總加工率80％以上的熱加工后，在低于800℃的溫度范圍實(shí)施20％以上的加工后，以0.2℃/s以上的速度冷卻到700～500℃的溫度范圍，而且，通過采用下面詳細(xì)敘述的高頻淬火條件，可以做成舊奧氏體晶粒的平均粒徑為12μm以下、并且最大粒徑為平均粒徑的4倍以下的淬火組織。
下面，對各條件控制進(jìn)行詳細(xì)說明。
將熱加工時的800～1000℃的總加工率設(shè)定為80％以上，然后以0.2℃/s以上的速度冷卻到700～500℃的溫度范圍。利用該條件可以將淬火前的組織做成均勻微細(xì)的貝氏體及/或馬氏體組織，在之后的高頻淬火加熱時奧氏體晶粒進(jìn)行微細(xì)化。更優(yōu)選將冷卻速度設(shè)定為0.5℃/s以上。
而且，在高頻淬火前，在低于800℃的溫度范圍實(shí)施20％以上的加工。在熱加工工序中，在800℃以下的溫度范圍的加工，可以在以前述冷卻速度的冷卻之前(700～低于800℃的溫度范圍)進(jìn)行，也可以在冷卻后實(shí)施另外的冷加工或者在A1相變點(diǎn)以下的溫度再加熱實(shí)施溫加工。低于800℃的加工，優(yōu)選設(shè)定為30％以上。需要說明的是，加工法例如有冷鍛、冷剪切、滾壓成形加工、噴丸等。通過在800℃以下實(shí)施加工，高頻淬火前的貝氏體或馬氏體組織微細(xì)化，結(jié)果在高頻淬火后得到的硬化層中的舊奧氏體晶粒的平均粒徑為12μm以下、并且最大粒徑為平均粒徑的4倍以下，由此，疲勞強(qiáng)度提高。
需要說明的是，在此所謂的加工率，是指在軋制、鍛造、拉絲時加工前后的截面減少率。另外，在不能用截面減少率定義那樣的噴丸等類的情況下，將其設(shè)定為根據(jù)對應(yīng)于截面減少率的硬度變化估計的值。
將加熱溫度設(shè)定為800～1000℃，以400℃/s以上的升溫速度將600～800℃的溫度升溫。在加熱溫度低于800℃時，奧氏體組織的生成不充分，不能得到硬化層。另一方面，當(dāng)加熱溫度超過1000℃時，由于奧氏體晶粒的成長速度顯著增加、平均粒徑增加的同時，在迅速成長的溫度范圍每個晶粒成長速度都容易產(chǎn)生顯著的差異，故最大粒徑超過平均粒徑的4倍，導(dǎo)致疲勞強(qiáng)度降低。
另外，600～800℃的升溫速度低于400℃/s時，在促進(jìn)奧氏體晶粒的長大的同時，晶粒大小的差別變大，最大粒徑超過平均粒徑的4倍，導(dǎo)致疲勞強(qiáng)度降低。推測，這是由于當(dāng)升溫速度慢時，在較低的溫度下開始自鐵素體向奧氏體的逆相變，根據(jù)場所不同容易產(chǎn)生不均勻的晶粒長大的緣故。
需要說明的是，加熱溫度優(yōu)選設(shè)定為800～950℃，600～800℃的升溫速度優(yōu)選為700℃/s以上，更優(yōu)選為1000℃/s。
另外，在高頻加熱中，當(dāng)800℃以上的滯留時間延長時，由于奧氏體晶粒長大，結(jié)果最大粒徑容易超過平均粒徑的4倍，因此，800℃以上的滯留時間優(yōu)選為5秒以下。
實(shí)施例實(shí)施例1制造了模擬有汽車的傳動軸、輸出軸、輸入軸的軸作為本發(fā)明的機(jī)械構(gòu)造用部件。亦即，將成為表3所示的成分組成的鋼原材料通過轉(zhuǎn)爐進(jìn)行熔煉，通過連續(xù)澆鑄做成鑄片。鑄片尺寸為300×400mm。將該鑄片經(jīng)過初軋工序軋制成150mm見方鋼坯后，以終軋溫度為800℃以上，根據(jù)表4-1、表4-2所示的熱加工條件軋制成棒鋼。在此，800～1000℃的總加工率是在該溫度范圍下的截面減少率。另外，軋制后的冷卻設(shè)定為表4-1、表4-2所示的條件。
然后，將該棒鋼切斷成規(guī)定的長度后，施加表面切削加工和在局部低溫下的拉拔加工調(diào)整直徑，同時實(shí)施花鍵部的滾壓成形加工，制作成具有圖1所示的尺寸·形狀的花鍵部2的軸1。需要說明的是，冷加工率是截面減少率。
使用頻率為15kHz的高頻淬火裝置，在表4-1、表4-2所示的條件下對該軸進(jìn)行淬火后，使用加熱爐在170℃×30分鐘的條件下進(jìn)行回火，然后對扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度進(jìn)行調(diào)查。在此，對一部分的軸省略回火，進(jìn)行扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度的調(diào)查。
需要說明的是，扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度是在軸的扭轉(zhuǎn)疲勞試驗(yàn)中用斷裂重復(fù)數(shù)為1×105次時的扭矩值(N·m)進(jìn)行評價的。扭轉(zhuǎn)疲勞試驗(yàn)使用油壓式疲勞試驗(yàn)機(jī)，如圖2所示，通過將花鍵部2a、2b分別組裝于圓盤狀的夾持器3a、3b，在夾持器3a、3b之間以頻率1～2Hz負(fù)荷重復(fù)扭矩來進(jìn)行。
另外，對相同軸而言，將其硬化層用以苦味酸為主要成分的腐蝕液(在水500g中溶解了苦味酸50g得到的苦味酸水溶液中，添加了十二烷基苯磺酸鈉11g、氯化亞鐵1g及草酸1.5g的溶液)蝕刻后，使用光學(xué)顯微鏡觀察其組織，求出舊奧氏體晶粒的平均粒徑及最大粒徑。對于平均粒徑及最大粒徑的測定與前述的方法相同。
而且，對相同軸而言，對耐淬裂性也進(jìn)行了調(diào)查。
將高頻淬火后的花鍵部的C截面5處進(jìn)行切斷·研磨，通過用光學(xué)顯微鏡(放大倍數(shù)100～200倍)觀察時的淬裂產(chǎn)生個數(shù)評價其耐淬裂性。
將得到的結(jié)果一并記于表4-1、表4-2。
表3

表4-1

表4-2

由表4-1、表4-2表明，具有舊奧氏體晶粒的平均粒徑為12μm以下、并且最大粒徑為平均粒徑的4倍以下的淬火組織的軸，都可以得到高的扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度及淬裂個數(shù)為0的優(yōu)良的耐淬裂性。
與此相對，具有舊奧氏體晶粒平均粒徑達(dá)不到12μm以下、并且最大粒徑達(dá)不到平均粒徑的4倍以下的淬火組織的軸，疲勞強(qiáng)度都低。
實(shí)施例2制造了圖8所示的曲軸作為本發(fā)明的機(jī)械構(gòu)造用部件。亦即，該曲軸4具有朝向缸體的軸頸部5、作為活塞用連接桿的軸承部的曲柄銷部6、曲臂部7及配重部8，特別是在軸頸部5及曲柄銷部6中實(shí)施高頻淬火，謀求其疲勞強(qiáng)度的提高。
將成為表3所示的成分組成的鋼原材料通過轉(zhuǎn)爐進(jìn)行熔煉，通過連續(xù)澆鑄做成鑄片。鑄片尺寸為300×400mm。將該鑄片通過熱軋軋制成90mmΦ的棒鋼。然后，將該棒鋼切斷成規(guī)定的長度后，在700～1100℃的溫度范圍進(jìn)行由彎曲至終軋的各熱鍛，再進(jìn)行去毛邊成形為曲軸形狀后，以表5-1、表5-2所示的速度冷卻。對于熱鍛是將鍛造工序分割為多個工序，最后階段的鍛造工序在700～低于800℃下進(jìn)行，除此之外的鍛造工序在800～1000℃下進(jìn)行。此時，通過調(diào)整每一個鍛造工序中的曲柄銷部6的直徑，調(diào)整800～1000℃的總加工率及700～低于800℃的總加工率。
然后，在如圖9所示的曲軸剖面圖那樣的曲軸的曲柄銷部及軸頸部的表面，分別在表5-1、表5-2所示的條件下進(jìn)行高頻淬火，形成淬火組織層9后，使用加熱爐進(jìn)行170℃、30分鐘的回火，再實(shí)施終軋加工，做成制品。在此，對一部分的曲軸省略了回火。
對如此得到的曲軸的彎曲疲勞壽命進(jìn)行研究的結(jié)果表示于表5-1、表5-2。
在此，對曲軸的彎曲疲勞壽命，作如下所述評價。
如圖10所示，在固定了曲軸的端部的狀態(tài)下，在各連接管上負(fù)載一定的重復(fù)荷重(5000N)進(jìn)行耐久實(shí)驗(yàn)，通過至當(dāng)時的銷部或軸頸部破損為止的重復(fù)數(shù)評價彎曲疲勞壽命。
另外，對相同曲軸，用與前述方法同樣的方法求出硬化層的舊奧氏體平均粒徑及舊奧氏體最大粒徑。
這些結(jié)果也一并記于表5-1、表5-2。
表5-1

表5-2

由表5-1、表5-2表明，如曲軸具有硬化層的舊奧氏體晶粒的平均粒徑為12μm以下、并且最大粒徑為平均粒徑的4倍以下的淬火組織，則都可以得到至破損為止的重復(fù)數(shù)為9×106次以上的優(yōu)良的彎曲疲勞壽命。
與此相對，在舊奧氏體晶粒平均粒徑為不在12μm以下、并且最大粒徑不是平均粒徑的4倍以下的比較例中，彎曲疲勞強(qiáng)度劣化。
實(shí)施例3如圖11所示，為了將來自傳動軸10的動力傳給車輪的輪轂11，制造了介于中間的等速萬向節(jié)12作為本發(fā)明的機(jī)械構(gòu)造用部件。
該等速萬向節(jié)12組合于外環(huán)13及內(nèi)環(huán)14。亦即，通過在外環(huán)13的口部13a的內(nèi)面形成的滾珠軌道溝中嵌入的滾珠15，將內(nèi)環(huán)14可以搖動地固定在口部13a的內(nèi)側(cè)，在該內(nèi)環(huán)14上連結(jié)傳動軸10，另一方面使外環(huán)13的軸桿部13b接合在輪轂11上，例如花鍵，由此將來自傳動軸10的動力傳給車輪的輪轂11。
將成為表3所示的成分組成的鋼原材料通過轉(zhuǎn)爐進(jìn)行熔煉，通過連續(xù)澆鑄做成鑄片。鑄片尺寸為300×400mm。將該鑄片經(jīng)過初軋工序軋制成150mm見方鋼坯后，軋制成50mmΦ的棒鋼。
然后，將該棒鋼切斷成規(guī)定長度后，在800℃以上的溫度下，在表6-1、表6-2或表7-1、表7-2所示的條件下進(jìn)行熱鍛，將等速萬向節(jié)外環(huán)的口部(外徑60mm)及軸桿部(直徑20mm)成形為一體，然后通過切削或冷鍛進(jìn)行等速萬向節(jié)外環(huán)的口部內(nèi)面的滾珠的軌跡溝等的成形，同時，通過切削加工或滾壓成形加工在等速萬向節(jié)外環(huán)的軸桿部進(jìn)行成形為花鍵軸。熱鍛后的冷卻設(shè)定為表6-1、表6-2或表7-1、表7-2所示的條件。熱鍛、滾壓成形加工中的總加工率，通過調(diào)整與實(shí)施高頻淬火的部位的軸方向正交的截面的面積變化率來進(jìn)行。
而且，如圖12或圖13所示，在該等速萬向節(jié)外環(huán)13的口部13a的內(nèi)周面或軸桿部13b的外周面，使用頻率15kHz的高頻淬火裝置進(jìn)行淬火，形成淬火組織層16后，使用加熱爐在180℃×2小時的條件下進(jìn)行回火，做成制品。在此，淬火條件設(shè)定為表6-1、表6-2或表7-1、表7-2所示的條件。另外，對一部分的等速萬向節(jié)外環(huán)省略了回火。這樣得到的等速萬向節(jié)外環(huán)，在其口部通過滾珠(鋼球)，裝載連結(jié)傳動軸的內(nèi)環(huán)，同時通過使軸桿部嵌合在輪轂上做成等速萬向節(jié)單元(參照圖11)。需要說明的是，滾珠、內(nèi)環(huán)及輪轂的標(biāo)準(zhǔn)如下。
滾珠高碳鉻軸承鋼SUJ2的淬火回火鋼內(nèi)環(huán)鉻SCr的浸碳淬火回火鋼輪轂機(jī)械構(gòu)造用碳鋼其次，使用該等速萬向節(jié)單元，在將傳動軸的旋轉(zhuǎn)運(yùn)動經(jīng)由等速萬向節(jié)的內(nèi)環(huán)及外環(huán)傳給輪轂的動力傳動系統(tǒng)中，對在口部的內(nèi)周面實(shí)施了高頻淬火的部位，進(jìn)行關(guān)于滾動疲勞強(qiáng)度的耐久實(shí)驗(yàn)，對在軸桿部的外周面實(shí)施了高頻淬火的部位進(jìn)行關(guān)于扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度的耐久實(shí)驗(yàn)。
滾動疲勞強(qiáng)度試驗(yàn)是在扭矩900N·m、工作角(外環(huán)的軸線和傳動軸軸線形成的角度)20°及轉(zhuǎn)數(shù)300rpm的條件下進(jìn)行動力傳動，以口部的內(nèi)周部分至滾動疲勞斷裂為止的時間作為滾動疲勞強(qiáng)度進(jìn)行評價。
而且，在該動力傳動系統(tǒng)中，實(shí)施關(guān)于扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度的耐久實(shí)驗(yàn)。這里的扭轉(zhuǎn)疲勞試驗(yàn)，將等速萬向節(jié)單元的工作角(外環(huán)的軸線和傳動軸軸線形成的角度)設(shè)定為0°、使用最大扭矩為4900N·m的扭轉(zhuǎn)疲勞試驗(yàn)機(jī)，使其在輪轂和傳動軸之間負(fù)載扭曲力，通過使軸桿部的最大轉(zhuǎn)矩產(chǎn)生變化，在交變應(yīng)力條件下進(jìn)行，將1×105次的壽命的應(yīng)力作為扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度進(jìn)行評價。
需要說明的是，當(dāng)進(jìn)行扭轉(zhuǎn)疲勞試驗(yàn)時，為了評價等速萬向節(jié)外環(huán)的扭轉(zhuǎn)疲勞，調(diào)整輪轂、傳動軸形狀、尺寸，以使輪轂、傳動軸的強(qiáng)度充分地變大。
同樣地，在進(jìn)行滾動疲勞試驗(yàn)時，設(shè)定等速萬向節(jié)內(nèi)環(huán)及鋼球等的尺寸、形狀，以使耐久試驗(yàn)時等速萬向節(jié)外環(huán)內(nèi)周面成為最弱部。
另外，對在同樣條件下制作好的等速萬向節(jié)外環(huán)，用與前述方法同樣的方法求出硬化層的平均舊奧氏體粒徑及最大舊奧氏體粒徑。
這些結(jié)果也一并記于表6-1、表6-2或表7-1、表7-2。
表6-1

※1表中的數(shù)值為0的情況是通過口內(nèi)周面的切削加工而成形，除此之外是通過口內(nèi)周面的冷煅而成形，表中數(shù)值為此時的加工率。
表6-2

※1表中的數(shù)值為0的情況是通過口內(nèi)周面的切削加工而成形，除此之外是通過口內(nèi)周面的冷煅而成形，表中數(shù)值為此時的加工率。
表7-1

※2表中的數(shù)值為0的情況是通過花鍵的切削加工而成形，除此之外是經(jīng)過花鍵滾壓加工而成形，表中數(shù)值為此時的加工率。
表7-2

※2表中的數(shù)值為0的情況是通過花鍵的切削加工而成形，除此之外是經(jīng)過花鍵滾壓加工而成形，表中數(shù)值為此時的加工率。
由表6-1、表6-2或表7-1、表7-2表明，如等速萬向節(jié)外環(huán)具有硬化層的舊奧氏體晶粒的平均粒徑為12μm以下、并且最大粒徑為平均粒徑的4倍以下的淬火組織，則都可以得到優(yōu)良的滾動疲勞特性及扭轉(zhuǎn)疲勞強(qiáng)度。
與此相對，舊奧氏體晶粒平均粒徑不在12μm以下、并且最大粒徑不是平均粒徑的4倍以下時，滾動疲勞特性、扭轉(zhuǎn)疲勞特性都差。
實(shí)施例4如圖14所示，為了將來自傳動軸10的動力傳給車輪的輪轂11，制造了介于中間的等速萬向節(jié)12作為本發(fā)明的機(jī)械構(gòu)造用部件。
該等速萬向節(jié)12組合于外環(huán)13及內(nèi)環(huán)14。亦即，通過在外環(huán)13的口部13a的內(nèi)面形成的滾珠軌道溝中嵌入的滾珠15，內(nèi)環(huán)14可以搖動地固定在口部13a的內(nèi)側(cè)，在該內(nèi)環(huán)14上連結(jié)傳動軸10，另一方面使外環(huán)13的軸桿部13b接合在輪轂11上，例如花鍵，由此將來自傳動軸10的動力傳給車輪的輪轂11。
將成為表3所示的成分組成的鋼原材料通過轉(zhuǎn)爐進(jìn)行熔煉，通過連續(xù)澆鑄做成鑄片。鑄片尺寸為300×400mm。將該鑄片經(jīng)過初軋工序軋制成150mm見方鋼坯后，軋制成55mmΦ的棒鋼。
然后，將該棒鋼切斷成規(guī)定長度后，通過熱鍛將等速萬向節(jié)內(nèi)環(huán)(外徑45mm及內(nèi)徑20mm)成形，然后通過切削加工或滾壓成形加工在嵌合面形成用于花鍵結(jié)合的條溝。另外，通過切削加工或冷鍛形成滾珠的滾動面。熱鍛后的冷卻設(shè)定為表8-1、表8-2或表9-1、表9-2所示的條件。在此，熱鍛、冷鍛中的總加工率是通過調(diào)整與滾動面的軸方向正交的截面的截面減少率來進(jìn)行的。
如圖15或圖16所示，在介于該等速萬向節(jié)內(nèi)環(huán)的傳動軸的嵌合面14b或等速萬向節(jié)外環(huán)之間的滾珠的滾動面14a上，使用頻率為15kHz的高頻淬火裝置，在表8-1、表8-2或表9-1、表9-2所示的條件下進(jìn)行淬火，做成淬火組織層16后，使用加熱爐在180℃×2小時的條件下進(jìn)行回火淬火。需要說明的是，對一部分的等速萬向節(jié)省略了回火。這樣得到的等速萬向節(jié)內(nèi)環(huán)，在其嵌合面上嵌合傳動軸的同時，在等速萬向節(jié)外環(huán)的口部通過裝有滾珠(鋼球)，另一方面通過在等速萬向節(jié)外環(huán)的軸桿部嵌合輪轂，做成等速萬向節(jié)單元(參照圖11)。需要說明的是，滾珠、外環(huán)、傳動軸及輪轂的標(biāo)準(zhǔn)如下。
滾珠高碳鉻軸承鋼SUJ2的淬火回火鋼外環(huán)機(jī)械構(gòu)造用碳鋼的高頻淬火回火鋼輪轂機(jī)械構(gòu)造用碳鋼的高頻淬火回火鋼傳動軸機(jī)械構(gòu)造用碳鋼的高頻淬火回火鋼其次，使用該等速萬向節(jié)，將傳動軸的旋轉(zhuǎn)運(yùn)動經(jīng)等速萬向節(jié)的內(nèi)環(huán)、進(jìn)而經(jīng)由外環(huán)傳給輪轂的動力傳動系統(tǒng)中，對在與傳動軸的嵌合面上實(shí)施了高頻淬火的部位進(jìn)行關(guān)于滑滾疲勞強(qiáng)度的耐久實(shí)驗(yàn)，對在滾珠的滾動面實(shí)施了高頻淬火的部位進(jìn)行關(guān)于滾珠的滾動面的滾動疲勞強(qiáng)度的耐久實(shí)驗(yàn)。
滾動疲勞試驗(yàn)在扭距為900N·m、工作角(內(nèi)環(huán)的軸線和傳動軸軸線形成的角度)20°及轉(zhuǎn)數(shù)為300rpm的條件下進(jìn)行動力傳動，以在等速萬向節(jié)內(nèi)環(huán)的滾動面上產(chǎn)生剝離之前的時間作為滾動疲勞強(qiáng)度進(jìn)行評價。需要說明的是，在此，設(shè)定傳動軸、等速萬向節(jié)外環(huán)等的尺寸、形狀，以使耐久試驗(yàn)時沒有等速萬向節(jié)的輪為最弱部。
另外，對在同樣條件下制作好的等速萬向節(jié)內(nèi)環(huán)，用與前述方法同樣的方法求出硬化層的平均舊奧氏體粒徑及最大舊奧氏體粒徑。
這些結(jié)果都一并記于表8-1，表8-2或表9-1、表9-2。

表8-1※3表中的數(shù)值為0的情況是通過花鍵的切削加工而成形，除此之外是經(jīng)過花鍵滾壓加工而成形，表中數(shù)值為此時的加工率。

表8-2※3表中的數(shù)值為0的情況是通過花鍵的切削加工而成形，除此之外是經(jīng)過花鍵滾壓加工而成形，表中數(shù)值為此時的加工率。

表9-1※4表中的數(shù)值為0的情況是通過滾珠滾動面的切削加工而成形，除此之外是通過滾珠滾動面的冷鍛成形，表中數(shù)值為此時的加工率。

表9-2※4表中的數(shù)值為0的情況是通過滾珠滾動面的切削加工而成形，除此之外是通過滾珠滾動面的冷鍛成形，表中數(shù)值為此時的加工率。
由表8-1、表8-2或表9-1、表9-2表明，如等速萬向節(jié)內(nèi)環(huán)具有硬化層的舊奧氏體晶粒的平均粒徑為12μm以下、并且最大粒徑為平均粒徑的4倍以下的淬火組織，則都可以得到優(yōu)良的疲勞特性。
與此相對，在舊奧氏體晶粒平均粒徑為12μm以上、并且最大粒徑為平均粒徑的4倍以上時，疲勞特性差。
實(shí)施例5制造了圖17所示的汽車車輪的輪轂作為本發(fā)明的機(jī)械構(gòu)造用部件。
該汽車車輪的輪轂17具有兼有軸承的內(nèi)環(huán)的軸部18，通過在其外周面中在與外環(huán)20之間插入的滾珠21構(gòu)成軸承。需要說明的是，圖17中的符號19是在輪轂的軸部18和外環(huán)20之間用于保持滾珠21的襯墊。在該圖17表示的部位中，形成輪轂的軸承的滾珠轉(zhuǎn)動的外周面(滾動面)22要求提高滾動疲勞壽命。
將成為表3所示的成分組成的鋼原材料通過轉(zhuǎn)爐熔煉，通過連續(xù)澆鑄做成鑄片。鑄片尺寸為300×400mm。將該鑄片經(jīng)過初軋工序軋制成150mm見方鋼坯后，軋制成24mmΦ的棒鋼。然后，將該棒鋼切斷成規(guī)定長度后，通過熱鍛成形為輪轂形狀后，以表10-1、表10-2所示的冷卻速度冷卻。然后，通過對輪轂軸部的軸承滾珠轉(zhuǎn)動的外周面切削或冷鍛，在表10-1、表10-2所示的條件下進(jìn)行高頻淬火形成淬火組織層后，使用加熱爐進(jìn)行170℃、30分鐘的回火，再實(shí)施終軋加工，做成制品。在此，對一部分的輪轂省略了回火。需要說明的是，熱鍛、冷鍛中的總加工率，通過調(diào)整與滾動面的軸方向正交的截面的面積變化率進(jìn)行調(diào)整。
對這樣得到的輪轂的滾動疲勞壽命進(jìn)行了調(diào)查，將結(jié)果表示于表10-1，表10-2。
輪轂的滾動疲勞壽命如下評價。
在輪轂的軸部的外周面配制軸承滾珠，同時裝載外環(huán)，在固定輪轂的狀態(tài)下，如圖17所示，在輪轂外環(huán)20上在負(fù)載有一定的荷重(900N)的狀態(tài)下，以一定的旋轉(zhuǎn)速度(300rpm)使輪轂外環(huán)20旋轉(zhuǎn)，進(jìn)行耐久試驗(yàn)，將高頻淬火組織層22至滾動疲勞斷裂為止的時間作為滾動疲勞壽命進(jìn)行評價。
而且，該滾動疲勞壽命用將表10-1、表10-2中No.22的現(xiàn)有例(應(yīng)用本發(fā)明以外的熱加工、高頻淬火條件的例子)的滾動疲勞壽命設(shè)定為1時的相對比值來表示。
需要說明的是，在此，設(shè)定其它外環(huán)、鋼球等的尺寸·形狀，以使耐久試驗(yàn)時輪轂的軸部滾動面為最弱部。
另外，對同樣的輪轂，將其淬火組織用與前述方法同樣的方法求出硬化層的平均舊奧氏體粒徑及最大舊奧氏體粒徑。
這些結(jié)果都一并記于表10-1，表10-2。
表10-1

※5表中的數(shù)值為0的情況是通過滾珠滾動面的切削加工而成形，除此之外是通過滾珠滾動面的冷鍛成形，表中數(shù)值為此時的加工率。
表10-2

※5表中的數(shù)值為0的情況是通過滾珠滾動面的切削加工而成形，除此之外是通過滾珠滾動面的冷鍛成形，表中數(shù)值為此時的加工率。
由表10-1、表10-2表明，如輪轂具有硬化層的舊奧氏體晶粒的平均粒徑為12μm以下、并且最大粒徑為平均粒徑的4倍以下的淬火組織，則都可以得到與現(xiàn)有例相比10倍以上的優(yōu)良的滾動疲勞壽命。
與此相對，舊奧氏體晶粒平均粒徑為12μm以上、并且最大粒徑為平均粒徑的4倍以上的比較例，滾動疲勞壽命短。
實(shí)施例6與實(shí)施例5同樣制造了圖18所示的輪轂作為本發(fā)明的機(jī)械構(gòu)造用部件。亦即，將成為表3所示的成分組成的鋼原材料通過轉(zhuǎn)爐熔煉，通過連續(xù)澆鑄做成鑄片。鑄片尺寸為300×400mm。將該鑄片經(jīng)過初軋工序軋制成150mm見方鋼坯后，軋制成24mmф的棒鋼。然后，將該棒鋼切斷成規(guī)定長度后，通過熱鍛成形為輪轂形狀后，以表11-1、表11-2所示的速度進(jìn)行冷卻。然后，在該輪轂軸部通過切削加工或滾壓成形加工設(shè)有用于與等速萬向節(jié)的軸部嵌合的花鍵加工。
然后，對輪轂軸部的、與等速萬向節(jié)的軸部嵌合的周面(圖18中的嵌合部23)，在表10-1，表10-2所示的條件下進(jìn)行高頻淬火形成淬火組織層后，使用加熱爐進(jìn)行170℃、30分鐘的回火，再實(shí)施終軋加工，做成制品。需要說明的是，對部分輪轂省略了回火。需要說明的是，熱鍛、滾壓成形加工中的總加工率，對于與輪轂軸部的等速萬向節(jié)有嵌合部的部分，通過調(diào)整其軸方向截面的變化率進(jìn)行。
對這樣得到的與輪轂的等速萬向節(jié)軸部嵌合的周面的滑滾疲勞壽命進(jìn)行了調(diào)查，將結(jié)果表示于表11-1，表11-2。
輪轂的滑滾疲勞壽命如下評價。
滑動疲勞壽命如圖19所示，在輪轂的軸部的內(nèi)周面嵌合等速萬向節(jié)的軸部24，在固定有輪轂的狀態(tài)下、對將等速萬向節(jié)的軸部以交變負(fù)載了重復(fù)扭曲力(最大扭距700N、2周期/秒)時的輪轂花鍵部用滑滾疲勞引起的至破損為止的重復(fù)數(shù)，來評價疲勞壽命。
而且，該滑滾疲勞壽命用與將表11-1、表11-2中No.22的現(xiàn)有例(應(yīng)用本發(fā)明外的熱加工、高頻淬火條件的例子)的滑動疲勞壽命設(shè)定為1時的相對比值表示。
另外，對同樣輪轂用與前述方法同樣的方法求出硬化層的平均舊奧氏體粒徑及最大舊奧氏體粒徑。
這些結(jié)果都一并記于表11-1，表11-2。
表11-1

※6表中的數(shù)值為0的情況是通過花鍵的切削加工而成形，除此之外是經(jīng)過花鍵滾壓加工而成形，表中數(shù)值為此時的加工率。
表11-2

※6表中的數(shù)值為0的情況是通過花鍵的切削加工而成形，除此之外是經(jīng)過花鍵滾壓加工而成形，表中數(shù)值為此時的加工率。
由表11-1、表11-2表明，硬化層具有舊奧氏體晶粒的平均粒徑為12μm以下、并且最大粒徑為平均粒徑的4倍以下的淬火組織的輪轂，都可以得到與現(xiàn)有例相比優(yōu)良10倍以上的滑滾疲勞壽命。
與此相對，舊奧氏體晶粒平均粒徑為12μm以上、并且最大粒徑為平均粒徑的4倍以上的比較例，滑滾疲勞壽命短。
實(shí)施例7制造了圖20所示的齒輪25作為本發(fā)明的機(jī)械構(gòu)造用部件。
亦即，圖20所示的代表的齒輪25，是在其周面雕刻多個齒26形成的。而且，在依據(jù)本發(fā)明的齒輪中，如圖21所示，在多個齒26和這些齒26相互間的齒底27的表層部分，具有經(jīng)高頻淬火形成的淬火組織層28。需要說明的是，在圖示例中，在齒26及齒低27的表層部分形成淬火組織層28，其它部分，例如在可以插入各種驅(qū)動軸的軸穴29的內(nèi)周面也可以設(shè)有淬火組織層。
將成為表3所示的成分組成的鋼原材料通過轉(zhuǎn)爐熔煉，通過連續(xù)澆鑄做成鑄片。鑄片尺寸為300×400mm。將該鑄片經(jīng)過初軋工序軋制成150mm見方鋼坯后，將表12-1、表12-2所示的條件作為熱加工條件軋制成90mmф的棒鋼。軋制后的冷卻設(shè)定為表12-1、表12-2所示的條件。在此，加工率表示各自的溫度范圍中的截面減少率。
然后，通過切削加工由該棒鋼制作了下述的齒輪。
記作小徑齒輪外徑75mm、模數(shù)2.5、齒數(shù)28、標(biāo)準(zhǔn)節(jié)圓直徑70mm大徑齒輪外徑85mm、模數(shù)2.5、齒數(shù)32、標(biāo)準(zhǔn)節(jié)圓直徑80mm使用頻率為200kHz的高頻淬火裝置，在表12-1、表12-2所示的條件下對該齒輪進(jìn)行淬火后，使用加熱爐在180℃×2小時的條件下進(jìn)行回火，然后進(jìn)行齒輪實(shí)體疲勞試驗(yàn)。需要說明的是，對一部分的齒輪省略了回火。
齒輪實(shí)體疲勞試驗(yàn)如下，嚙合小徑及大徑的齒輪，在旋轉(zhuǎn)速度3000rpm及負(fù)荷扭矩245N·m的條件下旋轉(zhuǎn)，用至任一個齒輪破損為止的扭矩負(fù)荷次數(shù)進(jìn)行評價。
將得到的結(jié)果一并記于表12-1、表12-2。
另外，對在相同條件下制作的齒輪，用與前述方法同樣的方法求出硬化層的平均舊奧氏體粒徑及最大奧氏體粒徑。
這些結(jié)果都一并記于表12-1、表12-2。
表12-1

表12-2

由表12-1、表12-2表明，硬化層是舊奧氏體晶粒的平均粒徑為12μm以下、并且最大粒徑為平均粒徑的4倍以下，可以得到扭矩負(fù)荷次數(shù)約1000×104次以上的優(yōu)良的疲勞特性。
與此相對，如齒輪具有舊奧氏體晶粒平均粒徑不在12μm以下、并且最大粒徑不是平均粒徑的4倍以下的淬火組織，則疲勞特性差。
工業(yè)上利用的可能性依據(jù)本發(fā)明，可以穩(wěn)定地得到以扭轉(zhuǎn)疲勞特性、彎曲疲勞特性、滾動疲勞特性及滑滾疲勞特性等全部疲勞特性優(yōu)良的機(jī)械構(gòu)造用部件，其結(jié)果，對于汽車用部件的輕質(zhì)化等的要求具有顯著效果。
權(quán)利要求
1.一種機(jī)械構(gòu)造用部件，使用在至少一部分中實(shí)施了淬火的鋼材，其特征在于，該淬火組織，舊奧氏體晶粒的平均粒徑為12μm以下、并且最大粒徑為平均粒徑的4倍以下。
2.如權(quán)利要求1所述的機(jī)械構(gòu)造用部件，其特征在于，具有如下成分組成以質(zhì)量％計，含有C0.3％以上、1.5％以下，Si0.05％以上、3.0％以下，Mn0.2％以上、2.0％以下，并且滿足下述式(1)，剩余部分為Fe及不可避免的雜質(zhì)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)＞2.0 …(1)。
3.如權(quán)利要求2所述的機(jī)械構(gòu)造用部件，其特征在于，作為所述的成分組成，以質(zhì)量％計，還含有Al0.25％以下。
4.如權(quán)利要求2或3所述的機(jī)械構(gòu)造用部件，其特征在于，作為所述的成分組成，以質(zhì)量％計，還含有選自Cr0.03％以上、2.5％以下，Mo0.05％以上、1.0％以下，Cu0.03％以上、1.0％以下，Ni0.05％以上、2.5％以下，Co0.01％以上、1.0％以下，V0.01％以上、0.5％以下，W0.005％以上、1.0％以下中的1種或2種以上，并且取代所述式(1)，而滿足下述式(2)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+0.5W)＞2.0 …(2)。
5.如權(quán)利要求2、3或4所述的機(jī)械構(gòu)造用部件，其特征在于，作為所述的成分組成，以質(zhì)量％計，含有選自Ti0.005％以上、0.1％以下，Nb0.005％以上、0.1％以下，Zr0.005％以上、0.1％以下，B0.0003％以上、0.01％以下，Ta0.02％以上、0.5％以下，Hf0.02％以上、0.5％以下，Sb0.005％以上、0.015％以下中的1種或2種以上，并且取代所述式(1)或(2)，而滿足下述式(3)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+1000B)(1+0.5W)＞2.0 …(3)。
6.如權(quán)利要求2、3、4或5所述的機(jī)械構(gòu)造用部件，其特征在于，作為所述的成分組成，以質(zhì)量％計，還含有選自S0.1％以下，Pb0.01％以上、0.1％以下，Bi0.01％以上、0.1％以下，Se0.003％以上、0.1％以下，Te0.003％以上、0.1％以下，Ca0.0001％以上、0.01％以下，Mg0.0001％以上、0.01％以下及REM0.0001％以上、0.1％以下中的1種或2種以上。
7.一種機(jī)械構(gòu)造用部件的制造方法，其特征在于，將含有微細(xì)的貝氏體組織及微細(xì)的馬氏體組織中的任意一種或兩種，合計為10體積％以上的鋼材作為原材料，對該原材料的至少一部分，實(shí)施升溫速度為400℃/s以上、并且到達(dá)溫度為1000℃以下的高頻加熱1次以上。
8.如權(quán)利要求7所述的機(jī)械構(gòu)造用部件的制造方法，其特征在于，所述的原材料通過實(shí)施下述工序而制造的在800～1000℃下進(jìn)行的總加工率為80％以上的熱加工工序；和在該熱加工工序后，以0.2℃/s以上的冷卻速度冷卻到700～500℃的溫度范圍的冷卻工序；還實(shí)施第2加工工序，即在該冷卻工序之前，在700～低于800℃的溫度范圍實(shí)施20％以上的加工，或者在該冷卻工序之后，在A1相變點(diǎn)以下的溫度范圍實(shí)施20％以上的加工。
9.如權(quán)利要求7或8所述的機(jī)械構(gòu)造用部件的制造方法，其特征在于，將1次高頻加熱中的800℃以上的滯留時間設(shè)定為5秒以下。
10.如權(quán)利要求7～9中任一項所述的機(jī)械構(gòu)造用部件的制造方法，其特征在于，所述鋼材具有如下組成以質(zhì)量％計，含有C0.3％以上、1.5％以下，Si0.05％以上、3.0％以下，Mn0.2％以上、2.0％以下，并且滿足下述式(1)，剩余部分為Fe及不可避免的雜質(zhì)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)＞2.0…(1)。
11.如權(quán)利要求10所述的機(jī)械構(gòu)造用部件的制造方法，其特征在于，所述鋼材以質(zhì)量％計還含有Al0.25％以下。
12.如權(quán)利要求10或11所述的機(jī)械構(gòu)造用部件的制造方法，其特征在于，所述鋼材以質(zhì)量％計還含有選自Cr0.03％以上、2.5％以下，Mo0.05％以上、1.0％以下，Cu0.03％以上、1.0％以下，Ni0.05％以上、2.5％以下，Co0.01％以上、1.0％以下，V0.01％以上、0.5％以下，W0.005％以上、1.0％以下中的1種或2種以上，并且取代上述式(1)，而滿足下述式(2)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+0.5W)＞2.0…(2)。
13.如權(quán)利要求10、11或12所述的機(jī)械構(gòu)造用部件的制造方法，其特征在于，所述鋼材以質(zhì)量％計還含有選自Ti0.005％以上、0.1％以下，Nb0.005％以上、0.1％以下，Zr0.005％以上、0.1％以下，B0.0003％以上、0.01％以下，Ta0.02％以上、0.5％以下，Hf0.02％以上、0.5％以下，Sb0.005％以上、0.015％以下中的1種或2種以上，并且取代上述式(1)或(2)，而滿足下述式(3)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+1000B)(1+0.5W)＞2.0 …(3)。
14.如權(quán)利要求10、11、12或13所述的機(jī)械構(gòu)造用部件的制造方法，其特征在于，所述鋼材以質(zhì)量％計還含有選自S0.1％以下，Pb0.01％以上、0.1％以下，Bi0.01％以上、0.1％以下，Se0.003％以上、0.1％以下，Te0.003％以上、0.1％以下，Ca0.0001％以上、0.01％以下，Mg0.0001％以上、0.01％以下，REM0.0001％以上、0.1％以下中的1種或2種以上。
全文摘要
提供一種機(jī)械構(gòu)造用部件，其與現(xiàn)有的相比，進(jìn)一步提高了疲勞強(qiáng)度。具體解決辦法如下在對至少一部分實(shí)施了淬火的機(jī)械構(gòu)造用部件中，將該淬火組織設(shè)定為舊奧氏體晶粒的平均粒徑為12μm以下、并且最大粒徑為平均粒徑的4倍以下。
文檔編號F16D3/223GK1950531SQ20058001392
公開日2007年4月18日 申請日期2005年2月1日 優(yōu)先權(quán)日2004年4月28日
發(fā)明者黑澤伸隆, 大森靖浩, 林透, 松崎明博, 豐岡高明 申請人:杰富意鋼鐵株式會社