CN100357473C - 高频淬火用钢材、使用其的高频淬火部件及它们的制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种高频淬火用钢材，以质量%计包括C：0.3-0.7%、Si：1.1%以下、Mn：0.2-1.1%、Mo：0.05-0.6%、S：0.06%以下、P：0.025%以下、Al：0.25%以下以及Cr：0.3%以下，余量由Fe以及不可避免的杂质构成，并具有铁素体组织和珠光体组织，铁素体组织和珠光体组织的总体积率为90%以上，铁素体组织的厚度在30μm以下，并且高频淬火后的硬化层的平均原奥氏体粒径在12μm以下。由于该钢材被切削性良好，并在高频淬火后具有优良的疲劳强度，因而适用于汽车的传动轴或等速万向节等。
Description
技术领域
本发明涉及适用于通过高频淬火在表层上形成硬化层的汽车的传动轴以及等速万向节等的高频淬火用钢材、使用该钢材的高频淬火部件以及它们的制造方法。
背景技术
在以往，在汽车的传动轴、等速万向节、曲轴、输入轴、输出轴、齿轮、轮毂等的机械构造用部件中，通常对于热轧棒钢实施热锻，进一步实施切削、冷锻等加工成规定的形状后，通过进行高频淬火-回火而施与作为机械构造用部件的重要特性，即扭转疲劳强度、弯曲疲劳强度、滚动疲劳特性以及滑滚疲劳强度等疲劳强度。
近年来，由环境问题，相对汽车用部件的轻量化的要求越来越高，随之要求进一步提高这种机械构造用部件的疲劳强度。
为了提高疲劳强度，例如可增加高频淬火的淬火深度。但是在某些淬火深度下疲劳强度饱和而不能再提高。
对于提高疲劳强度，提高晶界强度也是有效的，例如特开2000-154819号公报提出了在高频淬火的加热时大量析出微细的TiC而使奥氏体晶粒微细化的技术。但是，在该技术中虽然能够在一定程度上提高晶界强度，但是不能充分地满足近年对疲劳强度的要求。
特开平8-53714号公报中公开有如下机械构造用部件：横截面为圆形的机械构造用部件中的通过高频淬火形成的硬化层的厚度(淬火深度)CD和截面圆的半径R的比CD/R限制在0.3-0.7，在此基础上，由该CD/R、高频淬火后的表面起1mm厚度的原奥氏体粒径
高频淬火至CD/R＝0.1的平均维氏硬度Hf、以及高频淬火后的轴中心部的平均维氏硬度Hc求出的值A，对应C量被控制在规定范围内，从而提高疲劳强度。但是，该部件仍然不能充分地满足近年的对疲劳强度的要求。
并且如上所述，汽车的传动轴或等速万向节等机械构造用部件，在很多情况下，在高频淬火之前通过切削而加工成规定的形状。因而用于这种部件的钢材需要优良的被切削性。但是特开2000-154819号公报、特开平8-53714号公报中，完全没有考虑被切削性。实际上切削加工这些公报所述的钢时，切削工具的寿命变短，被切削性存在问题。
发明内容
本发明的目的在于提供被切削性良好，并通过高频淬火而得到比以往更高疲劳强度的高频淬火用钢材、使用该钢材的高频淬火部件以及它们的制造方法。
上述目的通过以质量％计，含有C：0.3.0-0.7％、Si：1.1％以下、Mn：0.2-1.1％、Mo：0.05-0.6％、S：0.06％以下、P：0.025％以下、Al：0.25％以下以及Cr：0.3％以下，余量由Fe以及不可避免的杂质构成，并具有铁素体组织和珠光体组织，铁素体组织和珠光体组织的总体积率为90％以上，铁素体组织的厚度在30μm以下，并且高频淬火后的硬化层的平均原奥氏体粒径在12μm以下的高频淬火用钢材、使用该高频淬火用钢材并且高频淬火后的硬化层的平均原奥氏体粒径在12μm以下的高频淬火部件达成。
该高频淬火用钢材可通过包括如下工序的高频淬火用钢材的制造方法来制造：将具有上述组成的钢在超过850℃、950℃以下的温度区域中以80％以上的总加工率进行热加工的工序；将热加工后的钢以不足0.6℃/s的冷却速度冷却至600℃以下的工序。
并且该高频淬火部件可通过包括如下工序的高频淬火部件的制造方法来制造：将加工成规定形状的该高频淬火用钢材在800-1000℃的温度区域，以5s以下的加热条件进行高频淬火的工序。
附图说明
图1是用于说明铁素体组织的厚度的模式图。
图2是表示高频淬火时的加热温度和硬化层的平均原奥氏体粒径之间的关系的图。
具体实施方式
本发明人等对于被切削性良好、并可通过高频淬火得到比以往高的疲劳强度的高频淬火用钢材进行研究时得到以下发现：
(1)使钢材的化学成分最适化，并且使其组织中铁素体组织和珠光体组织的总体积率为90％以上，进一步使铁素体组织的厚度在30μm以下时，能够提高被切削性。
(2)对于具有(1)的化学成分和组织的钢材进行高频淬火时，能够将形成在表层的硬化层的原奥氏体粒径微细化成12μm以下，并可得到高疲劳强度。
(3)对于具有(1)的化学成分和组织的钢材，在800-1000℃的温度区域以5s以下的加热条件进行高频淬火，能够在整个硬化层厚度上而使平均原奥氏体粒径在12μm以下，并可稳定地得到高疲劳强度。
本发明是根据上述发现而做出的，下面说明其详情：
1.高频淬火用钢材
1-1.成分
C：C对淬火性给予最大的影响，使淬火后的硬化层进一步硬化，并且使其厚度增加而提高疲劳强度。但是其量不足0.3质量％时，为了确保必要的疲劳强度需要使硬化层的厚度极度变大，其结果很容易发生淬裂。另一方面，超过0.7质量％时，由于晶界强度的降低而使疲劳强度降低，并且还使被切削性、冷锻性以及耐淬裂性降低。因而C量限定在0.3-0.7质量％，优选0.4-0.6质量％。
Si：Si在淬火加热时增加奥氏体的成核点，并且抑制奥氏体的晶粒成长而使硬化层细粒化。并且抑制碳化物生成而防止晶界强度的降低。因而Si是有助于疲劳强度的提高的元素。但是，其量超过1.1质量％时，会使铁素体固溶硬化而导致被切削性、冷锻性的降低。因而Si量限定在1.1质量％以下。另外为了提高疲劳强度，Si量优选为0.3质量％以上。但是，由于Si量的增加不利于被切削性，因而为了提高被切削性，Si量优选为不足0.3质量％。
Mn：Mn是提高淬火性、确保硬化层厚度的不可缺少的元素。但是其量不足0.2质量％时其效果很小。另一方面，超过2.0质量％时，淬火后会增加残余奥氏体，并降低表面硬度而导致疲劳强度的降低。因此，Mn量限定在0.2质量％以上，优选0.3质量％以上，进一步优选0.5质量％以上、2.0质量％以下。另外Mn量多时会导致母材的硬质化，并存在不利于被切削性的倾向，因而优选1.2质量％以下，进一步优选1.0质量％以下。
Mo：Mo在淬火加热时使奥氏体粒径微细化，并使淬火硬化层微粒化而提高疲劳强度。特别是淬火时的加热温度在800-1000℃，进一步优选800-950℃时其效果更加显著。并且由于是可提高淬火性的元素，因而用于淬火性的调整。另外Mo抑制碳化物的生成而阻止晶界强度的降低。如上所述，Mo虽然是在本发明中非常重要的元素，但是其量不足0.05质量％时，很难在整个硬化层厚度上使原奥氏体粒径在12μm以下。另一方面，超过0.6质量％时被切削性恶化。因而Mo量限定在0.05-0.6质量％，进一步优选0.2-0.4质量％。
S：S在钢中形成MnS而提高被切削性，但是其量超过0.06质量％的话，会在晶界偏析而降低晶界强度。因而S量限定在0.06质量％以下，优选0.01-0.06质量％。
P：P在奥氏体晶界偏析，降低晶界强度而降低疲劳强度的同时，助长淬裂。因而P量虽然限定在0.02质量％以下，但是优选越少越好。
Al：Al是有助于钢的脱氧的元素。并且在淬火加热时抑制奥氏体晶粒的成长而使硬化层微细化。但是，其量超过0.25质量％时其效果饱和，反而导致制造成本的上升。因而Al量限定在0.25质量％以下，优选0.01-0.05质量％。
Cr：Cr是有助于淬火性的元素，使硬化层的厚度增加而提高疲劳强度。但是，其量过剩时使碳化物稳定化而助长残余碳化物的生成，并降低晶界强度而引起疲劳强度的降低。因而Cr量限定在0.3质量％以下。并且按照提高淬火性的观点，优选为0.1质量％以上。
上述元素以外的余量是Fe和不可避免的杂质。不可避免的杂质是O、N、B等，即使分别在O：0.008质量％以下、N：0.02质量％以下、B：0.0003质量％以下的范围包含这些元素，也不会阻碍本发明的效果。特别是，B量超过0.0003质量％时，确认存在高频淬火前的钢中稳定地析出(Fe、Mo、Mn)23(C、B)6的倾向，因而在淬火后的硬化层中混有大小的原奥氏体晶粒而不能达成高疲劳强度。
除了以上基本元素以外，以质量％计，进一步包括选自Cu：1.0％以下、Ni：3.5％以下、Co：1.0％以下、Nb：0.1％以下、Ti：0.1％以下和V：0.5％以下中的至少一种元素时，由于以下理由而能够有效地提高疲劳强度。
Cu：Cu是有助于淬火性的元素。固溶到铁素体中并通过固溶强化提高疲劳强度。并且抑制碳化物的生成而防止晶界强度的降低，并提高疲劳强度。但是，其量超过1.0质量％时，在热加工时产生裂纹。因而Cu量限定在1.0质量％以下，优选0.03-0.2质量％。
Ni：由于Ni可提高淬火性，因而用于淬火性的调整。并且抑制碳化物的生成而防止晶界强度的降低，从而提高疲劳强度。但是，Ni价格非常高昂，并且其量超过3.5质量％时制造成本会上升。因而Ni量限定在3.5质量％以下。另外Ni量不足0.05质量％时提高淬火性的效果、抑制晶界强度降低的效果很小，因而优选0.05质量％以上。进一步优选0.1-1.0质量％。
Co：Co抑制碳化物的生成而防止晶界强度的降低，从而提高强度和疲劳强度。但是，Co价格非常高昂，并且其量超过1.0质量％时制造成本会上升。因而Co量限定在1.0质量％以下。另外Co量不足0.01质量％时抑制晶界强度降低的效果很小，因而优选在0.01质量％以上。进一步优选0.02-0.5质量％。
Nb：Nb提高淬火性，或者与C、N结合而使钢析出强化，或者提高抗回火软化性而提高疲劳强度。 但是，其量超过0.1质量％时其效果饱和。因而Nb量限定在0.1质量％以下。另外Nb量不足0.005质量％时析出强化、提高抗回火软化性的效果很小，因而优选0.005质量％以上。进一步优选0.01-0.05质量％。
Ti：Ti或者与C、N结合而析出强化钢，或者提高抗回火软化性而提高疲劳强度。但是，其量超过0.1质量％时会大量形成TiN，这个成为疲劳破坏的起点而导致疲劳强度的显著下降。因而Ti量限定在0.1质量％以下。另外Ti量不足0.01质量％时提高疲劳强度的效果很小，因而优选0.01质量％以上。
V：V与C、N结合而析出强化钢，或者提高抗回火软化性而提高疲劳强度。但是，其量超过0.5质量％时其效果饱和。因而V量限定在0.5质量％以下。另外V量不足0.01质量％时提高疲劳强度的效果很小，因而优选0.01质量％以上。进一步优选0.03-0.3质量％。
前述的基本成分中，或者加上上述较有助于提高疲劳强度的成分的基本成分中，以质量％计，进一步包括选自Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、Te：0.005％以下、Bi：0.5％以下、Pb：0.5％以下和Zr：0.01％以下中的至少一种元素时，由于以下理由而能够有效地提高被切削性。
Ca：由于Ca与MnS共同形成硫化物，该硫化物成为破屑机(chipbreaker)而改善被切削性，因而可根据需要添加。但是，其量超过0.005质量％时不但其效果饱和，而且导致制造成本的上升。因而限定在0.005质量％以下。另外Ca量不足0.0001质量％时，改善被切削性的效果很小，因而优选0.0001质量％以上。
Mg：Mg不仅是脱氧元素，而且成为应力集中源而改善被切削性，因而可根据需要添加。但是，其量过剩时不但其效果饱和，而且导致制造成本的上升。因而Mg量限定在0.005质量％以下。另外Mg量不足0.0001质量％时，改善被切削性的效果很小，因而优选0.0001质量％以上。
Te：Te与Mn结合而形成MnTe，该MnTe成为破屑机而改善被切削性。但是，其量超过0.005质量％时不但其效果饱和，而且导致制造成本的上升。因而Te量限定在0.005质量％以下。另外Te量不足0.003质量％时，改善被切削性的效果很小，因而优选0.003质量％以上。
Bi：Bi在切削时带来熔融、润滑以及脆化的作用，提高被切削性。但是，其量超过0.5质量％时不但其效果饱和，而且导致制造成本的上升。因而Bi量限定在0.5质量％以下。另外Bi量不足0.01质量％时，改善被切削性的效果很小，因而优选0.01质量％以上。
Pb：Pb在切削时带来熔融、润滑以及脆化的作用，提高被切削性。但是，其量超过0.5质量％时不但其效果饱和，而且导致制造成本的上升。因而Pb量限定在0.5质量％以下。另外Pb量不足0.01质量％时改善被切削性的效果很小，因而优选0.01质量％以上。
Zr：Zr与MnS共同形成硫化物，该硫化物成为破屑机而改善被切削性。但是，其量超过0.01质量％时不但其效果饱和，而且导致制造成本的上升。因而Zr量限定在0.01质量％以下。另外Zr量不足0.003质量％时改善被切削性的效果很小，因而优选0.003质量％以上。
1-2.组织
为了提高被切削性、高频淬火后的疲劳强度，除了上述成分限定外，需要使钢的组织为铁素体组织和珠光体组织，并且铁素体组织和珠光体组织的总体积率为90％以上，铁素体组织的厚度在30μm以下。
在此，铁素体组织的厚度定义如下。
如图1所示，在本发明的钢材中，具有铁素体组织以多个珠状包围珠光体组织的周围的组织。与该铁素体组织的圆周方向正交的方向的宽度称为铁素体组织的厚度。并且描绘光学显微镜的像而进行该测定。
铁素体组织和珠光体组织的总体积率不足90％，贝氏体组织、马氏体组织的体积率增加时被切削性显著降低。并且铁素体组织的厚度超过30μm时硬质相和软质相大致分散，因而切削加工时形成破屑机的硬质相减少而不能充分地确保被切削性。
铁素体组织的厚度在30μm以下时，不仅有利于被切削性，还有利于使高频淬火后的硬化层的平均原奥氏体粒径成为12μm以下。这是因为，淬火加热时的奥氏体晶粒从铁素体/珠光体界面和渗碳体界面生成核，铁素体组织的厚度越小该成核点越增加，并且所生成的奥氏体晶粒变得微细。
2.高频淬火部件
使用包括上述成分和组织的高频淬火用钢材进行高频淬火而制造高疲劳强度的高频淬火部件时，需要使通过高频淬火形成在部件表层上的硬化层的平均原奥氏体粒径在12μm以下，优选10μm以下，进一步优选5μm以下。硬化层的平均原奥氏体粒径超过12μm时，不能得到充分的晶界强度，从而不能实现疲劳强度的提高。
在此，硬化层的原奥氏体粒径如下所述地测定。
高频淬火后的部件最表面，以面积率计，具有100％的马氏体组织。从表面向内部深入而达到一定厚度前都是100％马氏体组织的区域，但是之后马氏体组织的面积率急剧减少。在本发明中，将高频淬火后的部件表面至马氏体组织面积率减少为98％的区域作为硬化层。
并且在该硬化层中，测量从表面至整个厚度1/5的位置、1/2的位置和4/5的位置的平均原奥氏体粒径，任何位置的平均原奥氏体粒径都在12μm以下时，就认为在整个硬化层厚度上的原奥氏体粒径在12μm以下。
平均原奥氏体粒径如下所述地进行测定：向在500g水中溶解50g苦味酸的苦味酸水溶液中，添加11g十二烷基苯磺酸钠、1g氯化亚铁和1.5g草酸形成腐蚀液，用该腐蚀液对硬化层的截面进行腐蚀后，用光学显微镜以400倍(1视野的面积：0.25mm×0.225mm)至1000倍(1视野的面积：0.10mm×0.09mm)的倍率，对每个位置观察5视野，通过图像分析装置进行测定。
并且如滚动疲劳一样只依存于最表层附近的组织时，即使硬化层的厚度在1mm左右也能够得到相应的效果，但是弯曲疲劳或扭转疲劳的情况下，硬化层的厚度越大越好，因而硬化层的厚度优选2mm以上。更优选2.5mm以上，进一步优选3mm以上。
3.高频淬火用钢材的制造方法
在具有上述本发明范围内的成分的钢中，在超过850℃、950℃以下的温度区域中以80％以上的总加工率通过轧制或锻造等进行热加工，并将热加工后的钢以不足0.6℃/s的冷却速度冷却至600℃以下时，能够得到具有铁素体组织和珠光体组织，并且铁素体组织和珠光体组织的总体积率为90％以上，铁素体组织的厚度在30μm以下的本发明的高频淬火用钢材。
此时，热加工的总加工率不足80％时，不能充分地进行奥氏体的再结晶，并且不能使奥氏体晶粒微细化，因而不能使由此生成的铁素体变大，并且不能使包围珠光体组织的铁素体组织的厚度在30μm以下。
另外热加工后的冷却速度为0.6℃/s以上时，生成马氏体组织或贝氏体组织而很难使铁素体组织和珠光体组织的总体积率在90％以上。
4.高频淬火部件的制造方法
通过切削等将上述本发明的高频淬火用钢材加工成规定形状后，在800-1000℃的温度区域以5s以下的加热条件进行高频淬火，能够在整个硬化层厚度上使平均原奥氏体粒径在12μm以下，并能够得到高疲劳强度的高频淬火部件。
此时，加热温度不足800℃时，奥氏体组织的生成不充分，硬化层的生成不充分，其结果，不能得到高疲劳强度，并且超过1000℃时促进奥氏体晶粒的成长而使其变得粗大，硬化层粗粒化而导致疲劳强度的降低。进一步优选的加热温度的范围在800-950℃。
这种淬火时的加热温度的影响在如本发明的含Mo钢中更加显著。
图2表示含Mo钢(Mo：0.05-0.6质量％)和无Mo钢的高频淬火时的加热温度和硬化层的平均原奥氏体粒径之间的关系。
无论是含Mo钢还是无Mo钢，降低高频淬火时的加热温度时，硬化层的原奥氏体粒径都变小。特别是对于含Mo钢，加热温度为1000℃以下、优选为950℃以下时达成硬化层的显著的细粒化。
为了抑制奥氏体的晶粒成长，并在淬火后得到粒径在12μm以下的非常微细的原奥氏体粒径，必须使高频淬火时的加热时间为5s以下，优选3s以下。
并且由于高频淬火时的加热速度大时容易抑制奥氏体的晶粒成长，因而优选200℃/s以上。进一步优选500℃/s以上。
(实施例1)
通过转炉熔炼如表1所示的成分的1-31号钢，并通过连铸形成截面尺寸为300×400mm的钢坯。经过开坯工序将该钢坯轧制成150mm见方的坯段后，根据如表2所示的热加工条件轧制成24-60mmφ的棒钢。
从该棒钢选取平行部直径8mmφ的转动弯曲疲劳试验片，对该试验片使用频率为15kHZ的高频淬火装置并以如表2-1和表2-2所示的高频淬火条件进行淬火后，进行170℃×30m的回火处理，由此制造1-43号钢材的试样。相对这些试样使用小野式转动弯曲试验机，以3000rpm的转动速度改变应力条件而进行转动弯曲疲劳试验，测定寿命为1×108次的应力并作为疲劳强度。
并且从上述棒钢选取被切削用试验片，使用SKH4.4mmφ的钻头以1500rpm的条件反复进行12mm长度的钻孔，并求出到达不能切削的总钻孔深度(mm)而评价被切削性。总钻孔深度越深被切削性越良好。
另外，通过电子显微镜或光学显微镜观察高频淬火前的钢材的组织、碳化物(Fe，Mo，Mn)23(C，B)6的有无、高频淬火后的组织。
并通过上述方法求出铁素体组织的厚度、硬化层厚度、平均原奥氏体粒径。并且硬化层的奥氏体晶粒中，具有平均粒径的3倍以上的粒径的奥氏体晶粒，以面积率计存在30％以上时，将硬化层定义为混晶。
结果如表2-1和表2-2所示。
包括本发明范围内的成分，高频淬火前的组织包括铁素体组织和珠光体组织，并且铁素体组织和珠光体组织的总体积率为90％以上，铁素体组织的厚度在30μm以下的本发明例的钢材，高频淬火后的硬化层的平均原奥氏体粒径在12μm以下，并且均表现出高弯曲疲劳强度。并且这些钢材的被切削性也优良。
特别是比较1号钢材和16号钢材、5号钢材和20号钢材、6号钢材和21号钢材、7号钢材和22号钢材、9号钢材和24号钢材、10号钢材和25号钢材、11号钢材和26号钢材可知，Si量多时，能够使硬化层的平均原奥氏体粒径进一步变小，从而能够得到更高的弯曲疲劳强度。但是Si量多时，总钻孔深度减少而不利于被切削性。
38-40号钢材是研究高频淬火时加热速度的影响的例子。可知加热速度越快弯曲疲劳强度越高。
另一方面，比较例的2号钢材和17号钢材由于高频淬火时的加热温度高，因而硬化层的平均原奥氏体粒径变得粗大，从而弯曲疲劳强度降低。
并且3号钢材和18号钢材由于高频淬火的加热时的保持时间长，因而平均原奥氏体粒径变得粗大，弯曲疲劳强度降低。
4号钢材和19号钢材由于在超过850℃、950℃以下的温度区域中的总加工率小，因而铁素体组织的厚度增加，被切削性变差。
8号钢材、12号钢材、27号钢材由于Mo量少，因而硬化层的平均原奥氏体粒径变得粗大，弯曲疲劳强度低。
13号钢材、28号钢材由于Mo量过多，因而被切削性都不好。
14号钢材、29号钢材由于C量少，因而弯曲疲劳强度变低，相反15号钢材和30号钢材由于C量过多，因而被切削性不好。
34号钢材、35号钢材是添加了B的比较例，但是由于B的添加，高频淬火前的铁素体和珠光体的总体积率变低，被切削性变差。并且与不添加B的36号钢材、37号钢材相比，尽管硬化层的原奥氏体粒径相等，但硬化层仍然变成混晶，疲劳强度降低。在含B钢中，由于在高频淬火前稳定地析出(Fe，Mo，Mn)23(C，B)6，因而推测如下：高频淬火加热时的逆相变不均匀地发生，硬化层变成混晶而使疲劳强度降低。
41号钢材、42号钢材在高频淬火时的加热温度过高，并且平均原奥氏体粒径变得粗大，弯曲疲劳强度低。
表1
| 钢No. | 成分组成(质量％) | 备注 | |||||||||||||||
| C | Si | Mn | P | S | Al | Cr | Mo | Cu | Ni | Co | Nb | Ti | V | B | 其他 | ||
| 1 | 0.52 | 0.52 | 0.75 | 0.015 | 0.020 | 0.06 | 0.14 | 0.42 | - | - | - | - | - | - | - | 发明钢 | |
| 2 | 0.38 | 0.54 | 0.75 | 0.014 | 0.021 | 0.07 | 0.13 | 0.33 | - | 0.15 | - | - | - | - | - | ″ | |
| 3 | 0.48 | 0.55 | 0.75 | 0.014 | 0.021 | 0.06 | 0.13 | 0.31 | - | - | - | 0.025 | - | 0.15 | - | ″ | |
| 4 | 0.48 | 0.53 | 0.55 | 0.013 | 0.019 | 0.06 | 0.12 | 0.42 | 0.20 | - | - | 0.031 | - | - | - | Bi：0.12，Pb：0.15，Zr：0.002 | ″ |
| 5 | 0.51 | 0.22 | 0.75 | 0.014 | 0.020 | 0.07 | 0.15 | 0.04 | - | - | - | - | - | - | - | 比较钢 | |
| 6 | 0.48 | 0.61 | 0.77 | 0.013 | 0.020 | 0.06 | 0.14 | 0.27 | - | - | 0.20 | - | 0.021 | - | - | 发明钢 | |
| 7 | 0.35 | 0.75 | 0.78 | 0.015 | 0.019 | 0.06 | 0.16 | 0.35 | - | - | - | - | - | - | - | Ca：0.002，Mg：0.0020 | ″ |
| 8 | 0.55 | 0.65 | 0.80 | 0.012 | 0.020 | 0.07 | 0.14 | 0.33 | 0.25 | - | - | - | - | - | - | Te：0.0018 | ″ |
| 9 | 0.47 | 0.54 | 0.78 | 0.014 | 0.021 | 0.07 | 0.15 | - | - | 0.20 | - | - | - | - | - | 比较钢 | |
| 10 | 0.42 | 0.53 | 0.77 | 0.013 | 0.020 | 0.07 | 0.15 | 0.80 | - | 0.02 | - | - | - | - | - | ″ | |
| 11 | 0.20 | 0.51 | 0.80 | 0.014 | 0.018 | 0.06 | 0.15 | 0.36 | - | - | - | - | - | - | - | ″ | |
| 12 | 0.95 | 0.55 | 0.75 | 0.015 | 0.019 | 0.07 | 0.16 | 0.34 | - | - | - | - | - | - | - | ″ | |
| 13 | 0.52 | 0.25 | 0.75 | 0.010 | 0.020 | 0.06 | 0.14 | 0.42 | - | - | - | - | - | - | - | 发明钢 | |
| 14 | 0.38 | 0.18 | 0.75 | 0.010 | 0.021 | 0.07 | 0.13 | 0.33 | - | 0.15 | - | - | - | - | - | ″ | |
| 15 | 0.48 | 0.15 | 0.75 | 0.010 | 0.021 | 0.06 | 0.13 | 0.31 | - | - | - | 0.025 | - | 0.15 | - | ″ | |
| 16 | 0.48 | 0.22 | 0.55 | 0.010 | 0.019 | 0.06 | 0.12 | 0.42 | 0.20 | - | - | 0.031 | - | - | - | Bi：0.12，Pb：0.15.Zr：0.002 | ″ |
| 17 | 0.51 | 0.05 | 0.75 | 0.010 | 0.020 | 0.07 | 0.15 | 0.25 | - | - | - | - | - | - | - | ″ | |
| 18 | 0.48 | 0.22 | 0.77 | 0.010 | 0.020 | 0.06 | 0.22 | 0.27 | - | - | 0.20 | - | 0.021 | - | - | ″ | |
| 19 | 0.35 | 0.24 | 0.78 | 0.010 | 0.019 | 0.06 | 0.16 | 0.35 | - | - | - | - | - | - | - | Ca：0.002，Mg：0.0020 | ″ |
| 20 | 0.55 | 0.15 | 0.80 | 0.010 | 0.020 | 0.07 | 0.14 | 0.33 | 0.25 | - | - | - | - | - | - | Te：0.0018 | ″ |
| 21 | 0.47 | 0.20 | 0.78 | 0.010 | 0.021 | 0.07 | 0.15 | - | - | 0.20 | - | - | - | - | - | 比较钢 | |
| 22 | 0.42 | 0.31 | 0.77 | 0.010 | 0.020 | 0.07 | 0.15 | 0.80 | - | - | - | 0.015 | - | - | - | ″ | |
| 23 | 0.20 | 0.15 | 0.80 | 0.010 | 0.018 | 0.06 | 0.15 | 0.36 | - | - | - | - | - | - | - | ″ | |
| 24 | 0.95 | 0.17 | 0.75 | 0.010 | 0.019 | 0.07 | 0.16 | 0.34 | - | - | - | - | - | - | - | ″ | |
| 25 | 0.51 | 0.25 | 0.78 | 0.010 | 0.019 | 0.02 | 0.13 | 0.41 | - | - | - | - | - | - | - | 发明钢 | |
| 26 | 0.53 | 0.34 | 0.77 | 0.010 | 0.018 | 0.06 | 0.14 | 0.43 | - | - | - | - | - | - | - | ″ | |
| 27 | 0.53 | 0.24 | 0.75 | 0.010 | 0.018 | 0.06 | 0.05 | 0.43 | - | - | - | - | - | - | - | ″ | |
| 28 | 0.42 | 0.51 | 0.77 | 0.010 | 0.023 | 0.02 | 0.04 | 0.45 | - | - | - | - | 0.021 | - | 0.0022 | 比较钢 | |
| 29 | 0.44 | 0.28 | 0.87 | 0.013 | 0.014 | 0.03 | 0.15 | 0.29 | - | - | - | - | 0.011 | - | 0.0018 | ″ | |
| 30 | 0.42 | 0.52 | 0.76 | 0.011 | 0.022 | 0.02 | 0.05 | 0.43 | - | - | - | - | - | - | - | 发明钢 | |
| 31 | 0.44 | 0.29 | 0.86 | 0.013 | 0.015 | 0.03 | 0.14 | 0.30 | - | - | - | - | - | - | - | ″ | |
表2-1
| 钢材No. | 钢No. | 超过850℃、950℃以下的总加工率(％) | 热加工后的冷却速度(℃/s) | 铁素体组织体积率(vol％) | 珠光体组织体积率(vol％) | 铁素体组织的厚度(μm) | 高频淬火时加热速度(℃/s) | 高频淬火加热条件 | 硬化层厚度(mm) | 硬化层平均原奥氏体粒径(μm) | 高频淬火前(Fe，Mo，Mn)23(C，B)6的有无 | 硬化层的混晶状况 | 弯曲疲劳强度〔1×108〕(MPa) | 总钻孔深度(mm) | 备注 |
| 1 | 1 | 85 | 0.4 | 64 | 36 | 15 | 600 | 890℃×2s | 3.5 | 1.9 | 无 | 小 | 734 | 6111 | 发明例 |
| 2 | 1 | 85 | 0.3 | 64 | 36 | 15 | 650 | 1110℃×2s | 4.2 | 14.2 | 无 | 小 | 495 | 6515 | 比较例 |
| 3 | 1 | 85 | 0.5 | 64 | 36 | 15 | 600 | 890℃×10s | 4.8 | 12.9 | 无 | 小 | 571 | 5737 | 比较例 |
| 4 | 1 | 50 | 0.4 | 64 | 36 | 43 | 550 | 890℃×2s | 4.2 | 14.0 | 无 | 小 | 501 | 3401 | 比较例 |
| 5 | 2 | 85 | 0.4 | 46 | 54 | 18 | 550 | 870℃×2s | 4.5 | 2.9 | 无 | 小 | 704 | 6226 | 发明例 |
| 6 | 3 | 85 | 0.4 | 59 | 41 | 17 | 550 | 880℃×2s | 3.7 | 2.7 | 无 | 小 | 744 | 6203 | 发明例 |
| 7 | 4 | 85 | 0.5 | 59 | 41 | 18 | 600 | 925℃×2s | 4.1 | 1.7 | 无 | 小 | 752 | 5982 | 发明例 |
| 8 | 5 | 85 | 0.3 | 63 | 37 | 28 | 550 | 890℃×2s | 3.2 | 13.1 | 无 | 小 | 431 | 7102 | 比较例 |
| 9 | 6 | 85 | 0.4 | 64 | 36 | 21 | 550 | 890℃×2s | 4.0 | 3.6 | 无 | 小 | 688 | 6311 | 发明例 |
| 10 | 7 | 90 | 0.4 | 42 | 58 | 26 | 550 | 910℃×2s | 4.5 | 2.2 | 无 | 小 | 705 | 6465 | 发明例 |
| 11 | 8 | 85 | 0.4 | 68 | 32 | 18 | 550 | 900℃×2s | 4.1 | 2.4 | 无 | 小 | 719 | 5958 | 发明例 |
| 12 | 9 | 85 | 0.4 | 58 | 42 | 32 | 550 | 870℃×1s | 3.8 | 17.0 | 无 | 小 | 467 | 7001 | 比较例 |
| 13 | 10 | 85 | 0.5 | 0 | 0 | - | 550 | 900℃×2s | 4.5 | 1.0 | 无 | 小 | 831 | 2557 | 比较例 |
| 14 | 11 | 85 | 0.3 | 77 | 23 | 25 | 550 | 880℃×2s | 1.0 | 3.9 | 无 | 小 | 481 | 8018 | 比较例 |
| 15 | 12 | 85 | 0.4 | 0 | 2.5 | - | 550 | 880℃×2s | 4.0 | 2.4 | 无 | 小 | 765 | 2714 | 比较例 |
| 16 | 13 | 85 | 0.4 | 64 | 36 | 18 | 550 | 890℃×2s | 3.5 | 2.3 | 无 | 小 | 702 | 6560 | 发明例 |
| 17 | 13 | 85 | 0.4 | 64 | 36 | 18 | 550 | 1110℃×2s | 4.2 | 16.0 | 无 | 小 | 482 | 6560 | 比较例 |
| 18 | 13 | 85 | 0.4 | 64 | 36 | 18 | 550 | 890℃×10s | 4.8 | 13.5 | 无 | 小 | 503 | 5217 | 比较例 |
| 19 | 13 | 50 | 0.4 | 64 | 36 | 36 | 550 | 890℃×2s | 4.8 | 12.6 | 无 | 小 | 520 | 3524 | 比较例 |
| 20 | 14 | 85 | 0.4 | 46 | 54 | 21 | 550 | 870℃×1s | 4.5 | 3.2 | 无 | 小 | 697 | 7450 | 发明例 |
| 21 | 15 | 85 | 0.3 | 59 | 41 | 16 | 550 | 880℃×2s | 3.7 | 3.1 | 无 | 小 | 730 | 6630 | 发明例 |
| 22 | 16 | 85 | 0.5 | 59 | 41 | 20 | 550 | 925℃×2s | 4.1 | 1.9 | 无 | 小 | 745 | 8350 | 发明例 |
表2-2
| 钢材No. | 钢No. | 超过850℃、950℃以下的总加工率(％) | 热加工后的冷却速度(℃/s) | 铁素体组织体积率(vol％) | 珠光体组织体积率(vol％) | 铁素体组织的厚度(μm) | 高频淬火时加热速度(℃/s) | 高频淬火加热条件 | 硬化层厚度(mm) | 硬化层平均原奥氏体粒径(μm) | 高频淬火前(Fe，Mo，Mn)23(C，B)6的有无 | 硬化层的混晶状况 | 弯曲疲劳强度〔1×108〕(MPa) | 总钻孔深度(mm) | 备注 |
| 23 | 17 | 85 | 0.4 | 63 | 37 | 18 | 550 | 890℃×2s | 3.8 | 3.6 | 无 | 小 | 685 | 8650 | 发明例 |
| 24 | 18 | 85 | 0.4 | 59 | 41 | 18 | 550 | 890℃×2s | 4.0 | 3.7 | 无 | 小 | 672 | 6620 | 发明例 |
| 25 | 19 | 85 | 0.4 | 42 | 58 | 20 | 550 | 910℃×2s | 4.5 | 2.5 | 无 | 小 | 697 | 8420 | 发明例 |
| 26 | 20 | 85 | 0.3 | 68 | 32 | 17 | 550 | 900℃×2s | 4.1 | 2.6 | 无 | 小 | 708 | 6700 | 发明例 |
| 27 | 21 | 85 | 0.4 | 58 | 42 | 26 | 550 | 870℃×1s | 3.8 | 19.0 | 无 | 小 | 456 | 6720 | 比较例 |
| 28 | 22 | 85 | 0.4 | 0 | 0 | - | 550 | 900℃×2s | 4.5 | 1.0 | 无 | 小 | 810 | 3560 | 比较例 |
| 29 | 23 | 85 | 0.4 | 77 | 23 | 27 | 550 | 880℃×2s | 1.0 | 4.2 | 无 | 小 | 470 | 9410 | 比较例 |
| 30 | 24 | 85 | 0.5 | 0 | 25 | - | 550 | 880℃×2s | 4.0 | 2.5 | 无 | 小 | 745 | 2170 | 比较例 |
| 31 | 25 | 85 | 0.4 | 63 | 37 | 20 | 550 | 890℃×2s | 3.4 | 2.8 | 无 | 小 | 695 | 6480 | 发明例 |
| 32 | 26 | 85 | 0.4 | 65 | 35 | 18 | 550 | 890℃×2s | 3.6 | 2.5 | 无 | 小 | 710 | 6720 | 发明例 |
| 33 | 27 | 85 | 0.4 | 65 | 35 | 19 | 550 | 890℃×2s | 2.5 | 2.2 | 无 | 小 | 700 | 6750 | 发明例 |
| 34 | 28 | 85 | 0.4 | 0 | 0 | - | 550 | 890℃×2s | 4.0 | 2.5 | 有 | 大 | 735 | 2620 | 比较例 |
| 35 | 29 | 85 | 0.4 | 0 | 0 | - | 550 | 890℃×2s | 4.0 | 2.3 | 有 | 大 | 751 | 2819 | 比较例 |
| 36 | 30 | 85 | 0.4 | 50 | 50 | 16 | 550 | 890℃×2s | 4.0 | 2.5 | 无 | 小 | 765 | 6430 | 发明例 |
| 37 | 31 | 85 | 0.4 | 50 | 50 | 16 | 550 | 890℃×2s | 4.0 | 2.5 | 无 | 小 | 782 | 6320 | 发明例 |
| 38 | 1 | 85 | 0.4 | 63 | 37 | 15 | 800 | 890℃×2s | 3.5 | 1.8 | 无 | 小 | 745 | 6120 | 发明例 |
| 39 | 1 | 85 | 0.4 | 62 | 38 | 14 | 350 | 890℃×2s | 3.5 | 2.0 | 无 | 小 | 731 | 0070 | 发明例 |
| 40 | 1 | 85 | 0.4 | 65 | 35 | 14 | 150 | 890℃×2s | 3.5 | 2.4 | 无 | 小 | 715 | 6140 | 发明例 |
| 41 | 1 | 85 | 0.4 | 63 | 37 | 13 | 150 | 1050℃×2s | 3.4 | 13.5 | 无 | 小 | 567 | 6130 | 比较例 |
| 42 | 1 | 85 | 0.4 | 62 | 38 | 13 | 150 | 1010℃×2s | 3.4 | 12.8 | 无 | 小 | 585 | 6120 | 比较例 |
| 43 | 1 | 85 | 0.4 | 64 | 36 | 15 | 150 | 980℃×2s | 3.5 | 11.1 | 无 | 小 | 605 | 6150 | 发明例 |
Claims (16)
1.一种高频淬火用钢材，以质量％计，包括C：0.3-0.7％、Si：1.1％以下、Mn：0.2-1.1％、Mo：0.05-0.6％、S：0.06％以下、P：0.025％以下、Al：0.25％以下以及Cr：0.3％以下，余量由Fe以及不可避免的杂质构成，并具有铁素体组织和珠光体组织，所述铁素体组织和所述珠光体组织的总体积率为90％以上，所述铁素体组织的厚度在30μm以下，并且高频淬火后的硬化层的平均原奥氏体粒径在12μm以下。
2.根据权利要求1所述的高频淬火用钢材，其中，以质量％计还包括选自Cu：1.0％以下、Ni：3.5％以下、Co：1.0％以下、Nb：0.1％以下、Ti：0.1％以下和V：0.5％以下中的至少一种元素。
3.根据权利要求1所述的高频淬火用钢材，其中，以质量％计还包括选自Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、Te：0.005％以下、Bi：0.5％以下、Pb：0.5％以下以及Zr：0.01％以下中的至少一种元素。
4.根据权利要求2所述的高频淬火用钢材，其中，以质量％计还包括选自Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、Te：0.005％以下、Bi：0.5％以下、Pb：0.5％以下以及Zr：0.01％以下中的至少一种元素。
5.一种高频淬火部件，其中，使用权利要求1的高频淬火用钢材，高频淬火后的硬化层的平均原奥氏体粒径在12μm以下。
6.一种高频淬火部件，其中，使用权利要求2的高频淬火用钢材，高频淬火后的硬化层的平均原奥氏体粒径在12μm以下。
7.一种高频淬火部件，其中，使用权利要求3的高频淬火用钢材，高频淬火后的硬化层的平均原奥氏体粒径在12μm以下。
8.一种高频淬火部件，其中，使用权利要求4的高频淬火用钢材，高频淬火后的硬化层的平均原奥氏体粒径在12μm以下。
9.一种高频淬火用钢材的制造方法，其中，包括如下工序：对以质量％计包括C：0.3-0.7％、Si：1.1％以下、Mn：0.2-1.1％、Mo：0.05-0.6％、S：0.06％以下、P：0.025％以下、Al：0.25％以下以及Cr：0.3％以下，余量由Fe以及不可避免的杂质构成的钢，在超过850℃、950℃以下的温度区域以80％以上的总加工率进行热加工的工序；和
将所述热加工后的钢以不足0.5℃/s的冷却速度冷却至600℃以下的工序。
10.根据权利要求9所述的高频淬火用钢材的制造方法，其中，使用以质量％计还包括选自Cu：1.0％以下、Ni：3.5％以下、Co：1.0％以下、Nb：0.1％以下、Ti：0.1％以下和V：0.5％以下中的至少一种元素的钢。
11.根据权利要求9所述的高频淬火用钢材的制造方法，其中，使用以质量％计还包括选自Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、Te：0.005％以下、Bi：0.5％以下、Pb：0.5％以下以及Zr：0.01％以下中的至少一种元素的钢。
12.根据权利要求10所述的高频淬火用钢材的制造方法，其中，使用以质量％计还包括选自Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、Te：0.005％以下、Bi：0.5％以下、Pb：0.5％以下以及Zr：0.01％以下中的至少一种元素的钢。
13.一种高频淬火部件的制造方法，其中，包括如下的工序：对加工成规定形状的权利要求1的高频淬火用钢材，在800-1000℃的温度区域以5s以下的加热条件进行高频淬火的工序。
14.一种高频淬火部件的制造方法，其中，包括如下的工序：对加工成规定形状的权利要求2的高频淬火用钢材，在800-1000℃的温度区域以5s以下的加热条件进行高频淬火的工序。
15.一种高频淬火部件的制造方法，其中，包括如下的工序：对加工成规定形状的权利要求3的高频淬火用钢材在800-1000℃的温度区域以5s以下的加热条件进行高频淬火的工序。
16.一种高频淬火部件的制造方法，其中，包括如下的工序：对加工成规定形状的权利要求4的高频淬火用钢材，在800-1000℃的温度区域以5s以下的加热条件进行高频淬火的工序。
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| JPH0517821A (ja) * | 1991-07-12 | 1993-01-26 | Nippon Steel Corp | 焼き割れの少ない高周波焼入れ部品の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN1802446A (zh) | 2006-07-12 |
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