CN109715839A - 轴部件 - Google Patents

轴部件 Download PDF

Info

Publication number
CN109715839A
CN109715839A CN201780056261.7A CN201780056261A CN109715839A CN 109715839 A CN109715839 A CN 109715839A CN 201780056261 A CN201780056261 A CN 201780056261A CN 109715839 A CN109715839 A CN 109715839A
Authority
CN
China
Prior art keywords
shaft member
hole
retained austenite
away
volume fraction
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201780056261.7A
Other languages
English (en)
Other versions
CN109715839B (zh
Inventor
岩崎龙也
渡里宏二
末野秀和
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN109715839A publication Critical patent/CN109715839A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN109715839B publication Critical patent/CN109715839B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C21D1/09—Surface hardening by direct application of electrical or wave energy; by particle radiation
    • C21D1/10—Surface hardening by direct application of electrical or wave energy; by particle radiation by electric induction
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/28—Normalising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/28—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for plain shafts
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C3/00—Shafts; Axles; Cranks; Eccentrics
    • F16C3/02—Shafts; Axles
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2261/00—Machining or cutting being involved
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/30—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for crankshafts; for camshafts
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Ocean & Marine Engineering (AREA)
  • Shafts, Cranks, Connecting Bars, And Related Bearings (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

提供静扭转强度和扭转疲劳强度优异的轴部件。一种轴部件，具有下述化学组成：以质量％计，含有C:0.35～0.70％、Si:0.01～0.40％、Mn:0.5～2.6％、P:0.050％以下、S:0.005～0.020％、Al:0.010～0.050％、N:0.005～0.025％和O:0.003％以下的必需元素，还含有任意选择的元素，余量包含Fe和杂质，并且，满足式(1)：15.0≤25.9C+6.35Mn+2.88Cr+3.09Mo+2.73Ni≤27.2(式中的各元素符号为各元素的含量)，所述轴部件在外周表面具有至少1个孔，距外周表面2mm的深度位置的残余奥氏体体积率(R1)为4～20％，将在上述孔的轴向上距外周表面2mm的深度位置、且距上述孔的表面20μm的深度位置的残余奥氏体体积率记为R2，通过式(A):Δγ＝[(R1‑R2)/R1]×100求得的残余奥氏体减少率Δγ为40％以上。

Description

轴部件
技术领域
本发明涉及轴部件，更详细而言，涉及实施了高频淬火的轴部件。
背景技术
在汽车、产业机械所使用的轴部件(例如传动轴)中，有实施了作为表面硬化处理的一种的高频淬火或渗碳淬火的轴部件。
作为实施淬火的轴部件的制造方法，可列举例如以下的方法。即，首先，制造与最终制品接近的形状的粗构件。接着，通过钻孔加工等来开孔，制造与最终制品更接近的中间构件。而且，在最后，对中间构件实施淬火(高频淬火或渗碳淬火)从而得到轴部件。
通常，在轴部件上开有包括油孔在内的各种孔，该孔的周边成为在强度上最弱的部位。因此，为了提高具有孔的轴部件的强度，必须对孔和其周边进行重点性地强化。在专利文献1和专利文献2中都公开了提高轴部件的扭转疲劳强度的技术。
在专利文献1公开了一种通过高频淬火在油孔开口部形成了淬火硬化层的扭转疲劳强度高的曲轴。
在专利文献2中公开了一种耐疲劳特性优异的轴及其疲劳强度提高方法，所述轴的特征在于，在油孔的表层中的压缩残余应力为其钢材的抗拉强度的50％～90％。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2001-262230号公报
专利文献2：日本特开2006-111962号公报
发明内容
但是，在最近的汽车、产业机械中，为了实现好的燃油经济性，强烈要求小型化和轻量化。其中，对于轴部件，除了要求扭转疲劳强度进一步提高以外，还要求优异的静扭转强度。然而，利用专利文献1所公开的技术得到的轴部件，即使在油孔表面之中也尤其会以作为进行淬火的边界部的所谓的淬火边界为起点发生疲劳龟裂，因此难以大幅度改善疲劳强度。而且，由于钢材的成分以及表层的组织不适宜的原因，有时难以兼顾静扭转强度和扭转疲劳强度。
在专利文献2所公开的技术中，利用超声波振动端子来打击油孔内表面，使油孔内表面产生压缩残余应力，由此强化淬火边界。然而，在采用超声波振动端子进行的打击中，难以对油孔整体均匀地实施处理，存在时常不能够得到目标强度的可能性。而且，由于钢材的成分以及表层的组织不适宜的原因，有时难以兼顾静扭转强度和扭转疲劳强度。
作为强化油孔的方法，除了专利文献2所公开的利用超声波振动端子进行的打击以外，还可考虑通过喷丸硬化来进行的表面改质处理。但是，这些工序均需要与通常的工序不同的设备、装置，成本上升，因此在经济性上不利。
本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的是提供静扭转强度和扭转疲劳强度优异的轴部件。
本发明人对能够兼顾静扭转强度和扭转疲劳强度的轴部件以及轴部件的制造方法进行了深入研究。其结果，本发明人发现：不进行通常实施的高频淬火之前的开孔加工而是在高频淬火后通过基于切削的开孔加工来开孔，由此孔附近的硬度上升，且抑制龟裂的产生和发展，因此使轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度提高。另外，也判明：如果在切削时使更多的残余奥氏体发生加工诱发马氏体相变，则轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度更进一步提高。
通常，为了控制切削时的向加工诱发马氏体的相变行为，将切削条件最适化是有效的。因此，本发明人为了尽可能地增多向马氏体的相变量而尝试了切削条件的最适化。然而，仅将切削条件最适化的话，虽然轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度确实提高，但是不至于到达作为目标的值。
为此，本发明人也着眼于钢材的化学成分、热处理条件而尝试了进一步改善静扭转强度和扭转疲劳强度。其结果判明：通过采用特定的钢材成分、热处理条件，在切削加工时变得容易发生加工诱发马氏体相变，轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度格外地提高。
以往，为了控制残余奥氏体量，一般采用特定的钢材的化学成分、热处理条件。然而，为了不仅控制残余奥氏体量，而且还控制切削加工时的加工诱发马氏体相变的行为，将钢材的化学成分、热处理条件最适化是迄今为止未进行过的新的技术思想。
根据以上情况，本发明人得到了以下见解：为了强烈地改善轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度，希望并不是将钢材的化学成分、热处理条件以及切削条件分开地最适化，而是将这些条件相互关联地有机地最适化。
而且，本发明人得到了以下见解：通过钢材的化学成分、热处理条件以及切削条件的有机最适化，能适当地控制高频淬火后的组织和切削加工后的组织，进而能得到平衡性良好地改善了静扭转强度和扭转疲劳强度的轴部件。基于以上的见解，本发明人完成了静扭转强度和扭转疲劳强度优异的轴部件。其要旨如下。
[1]一种轴部件，其特征在于，具有下述的化学组成：以质量％计，
含有C：0.35～0.70％、Si：0.01～0.40％、Mn：0.5～2.6％、S：0.005～0.020％、Al：0.010～0.050％、N：0.005～0.025％，
作为杂质元素，含有P：0.050％以下、O：0.003％以下，
而且，作为任意选择的元素，含有
Pb：0.5％以下、
总含量为0.1％以下的选自V、Nb和Ti之中的1种以上、
选自Cr：3.0％以下、Mo：3.0％以下、和Ni：3.0％以下之中的1种以上、
Cu：0～0.50％、
B：0～0.020％，
余量包含Fe以及杂质，
并且，满足式(1)，
15.0≤25.9C+6.35Mn+2.88Cr+3.09Mo+2.73Ni≤27.2 (1)
其中，将单位为质量％的各元素的含量代入到式(1)中的各元素符号，
所述轴部件在外周表面具有至少1个孔，
距上述外周表面2mm的深度位置且距孔的表面2mm处的残余奥氏体体积率(R1)为4～20％，
由上述R1、和在上述孔的轴向上距上述外周表面2mm的深度位置且距上述孔的表面20μm的深度位置的残余奥氏体体积率(R2)，通过式(A)：Δγ＝[(R1-R2)/R1]×100求得的残余奥氏体减少率Δγ为40％以上。
[2]根据上述[1]所述的轴部件，其特征在于，在上述孔的表面具有厚度为0.5～15μm的塑性流动层。
在本发明的轴部件的制造方法中，以调整成为轴部件的材料的粗构件的化学组成为前提，特别是对淬火后的钢材的组织、和开孔加工后的轴部件的组织加以改良。其结果，能够得到静扭转强度和扭转疲劳强度优异的轴部件。
附图说明
图1(a)是淬火材料或最终形态的轴部件的示意图，图1(b)是表示相对于轴部件的长度方向垂直地切断的截面A-A’的图。
图2是表示在距外周表面2mm的深度且距孔的表面20μm的深度位置的残余奥氏体体积率的测定位置21的图。
图3(a)是轴部件的示意图，图3(b)是表示在沿孔的轴向距轴部件的外周2mm的深度位置、并且相对于孔的轴向垂直地切断的截面C-C’的图。
图4是在沿孔的轴向距轴部件的外周2mm的深度位置、并且相对于孔的轴向垂直地切断的截面中的、孔的表层的扫描型电子显微镜像。
图5是在扭转试验中使用的试件的侧视图。
图6是在轴部件上所开的孔的俯视图。
具体实施方式
以下，参照附图对本发明的实施方式涉及的轴部件进行详细说明。再者，在图中对相同或相当的构件标记相同的符号，并且不重复其说明。
＜轴部件＞
本发明的实施方式涉及的轴部件，具有下述化学组成：以质量％计，含有C：0.35～0.70％、Si：0.01～0.40％、Mn：0.5～2.6％、S：0.005～0.020％、Al：0.010～0.050％、N：0.005～0.025％，
作为杂质元素，含有P：0.050％以下、O：0.003％以下，
而且，作为任意选择的元素，含有
Pb：0.5％以下、
总含量为0.1％以下的选自V、Nb和Ti之中的1种以上、
选自Cr：3.0％以下、Mo：3.0％以下、和Ni：3.0％以下之中的1种以上、
Cu：0～0.50％、
B：0～0.020％，
余量包含Fe以及杂质，并且，满足式(1)：15.0≤25.9C+6.35Mn+2.88Cr+3.09Mo+2.73Ni≤27.2，
所述轴部件在外周表面具有至少1个孔，
距外周表面2mm的深度位置且距孔的表面2mm处的残余奥氏体体积率(R1)为4～20％，
由上述R1、和在上述孔的轴向上距上述外周表面2mm的深度位置、且距上述孔的表面20μm的深度位置的残余奥氏体体积率(R2)，通过式(A)：Δγ＝[(R1-R2)/R1]×100求得的残余奥氏体减少率Δγ为40％以上。
本发明的实施方式涉及的轴部件，包括在汽车、产业机械中所使用的轴部件、例如传动轴。优选的、轴部件的形状，是直径150mm以下、长度5mm以上的中空或实心的筒状或棒状部件。
[轴部件的化学组成(必需成分)]
轴部件具有以下的化学组成。再者，以下所示的各元素的比例(％)全部是指质量％。
C：0.35～0.70％
碳(C)提高轴部件的强度(尤其是芯部的强度)。C还生成用于提高轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度的残余奥氏体。如果C含量过低，则不能够得到该效果。另一方面，如果C含量过高，则加工成轴部件的钢材的强度变得过高。因此，钢材的切削性降低。而且，在高频淬火时产生的应变变大，会产生淬裂。因此，C含量为0.35％以上且0.70％以下。C含量的优选的下限为0.40％以上。C含量的优选的上限为小于0.65％。
Si：0.01～0.40％
硅(Si)具有提高可淬性的作用，但是在渗碳处理时会使渗碳异常层增加。尤其是若Si含量超过0.40％，则渗碳异常层大幅度地增加，因此会生成被称为不完全淬火组织的软质组织，轴部件的扭转疲劳强度降低。为了防止渗碳异常层的生成，优选将Si的含量设为0.30％以下，更优选设为0.20％以下。但是，在钢的量产中难以使Si的含量小于0.01％。因此，将Si的含量设为0.01～0.40％。再者，若考虑钢的量产中的制造成本，则认为对于实际所制造的本发明品而言，Si含量为0.05％以上的情况较多。
Mn：0.5～2.6％
锰(Mn)提高加工成轴部件的钢材的可淬性，并且使钢材中的残余奥氏体增加。含有Mn的奥氏体，与不含Mn的奥氏体相比，在高频淬火后的孔的切削加工时容易发生加工诱发马氏体相变。其结果，轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度提高。如果Mn含量过低，则不能够得到该效果。另一方面，如果Mn含量过高，则高频淬火后的残余奥氏体过量地多。因此，在孔的切削加工时未发生充分的加工诱发马氏体相变，切削加工后残余奥氏体变得过量，进而，在切削加工时未发生充分的加工诱发马氏体相变，切削加工后残余奥氏体也难以减少。其结果，切削加工后的轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度降低。因此，Mn含量为0.5～2.6％。Mn含量的优选的下限为0.8％，Mn含量的下限进一步优选为1.4％。Mn含量的优选的上限为2.0％。
P：0.050％以下
磷(P)为杂质。P在晶界偏析从而降低晶界强度。其结果，轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度降低。因此，P含量为0.050％以下。P含量的优选的上限为0.030％。P含量尽量低为好。P含量的优选的下限为0.0002％。
S：0.005～0.020％
硫(S)与Mn结合而形成MnS，能够提高钢材的切削性。如果S含量过低，则不能够得到该效果。另一方面，如果S含量过高，则形成粗大的MnS，钢材的热加工性、冷加工性、轴部件的扭转疲劳强度降低。因此，S含量为0.005～0.020％。S含量的优选的下限为0.008％。S含量的优选的上限为0.015％。
Al：0.010～0.050％
铝(Al)为对钢进行脱氧的元素。Al还与N结合而形成AlN，将晶粒微细化。其结果，轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度提高。如果Al含量过低，则不能够得到该效果。另一方面，如果Al含量过高，则生成硬质且粗大的Al2O3，钢材的切削性降低，而且，轴部件的扭转疲劳强度也降低。因此，Al含量为0.010～0.050％。Al含量的优选的下限为0.020％。Al含量的优选的上限为0.040％。
N：0.005～0.025％
氮(N)形成氮化物而将晶粒微细化，提高轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度。如果N含量过低，则不能够得到该效果。另一方面，如果N含量过高，则生成粗大的氮化物，钢材的韧性降低。因此，N含量为0.005～0.025％。N含量的优选的下限为0.010％。N含量的优选的上限为0.020％。
O：0.003％以下
氧(O)为杂质。O与Al结合而形成硬质的氧化物系夹杂物。氧化物系夹杂物使钢材的切削性降低，也使轴部件的扭转疲劳强度降低。因此，O含量为0.003％以下。O含量尽量低为好。O含量的优选的下限为0.0001％。
上述钢材的化学组成的余量(其余部分)为铁(Fe)以及杂质。所谓杂质是指从作为钢材的原料利用的矿石、废料混入、或者从制造工序的环境等混入的成分，且该成分并不是使钢材中有意地含有的成分。
[轴部件的化学组成(任意选择的成分)]
加工成轴部件的钢材可以还含有Pb来代替一部分Fe。
Pb：0.5％以下
铅(Pb)为任意选择的元素，也可以不含Pb。在含有Pb的情况下，能够实现切削加工时的工具磨损的降低以及切屑处理性的提高。然而，如果Pb含量过高，则钢材的强度和韧性降低，轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度也降低。因此，优选Pb含量设为0.5％以下。Pb含量的进一步优选的上限为0.4％。再者，为了得到上述的效果，优选将Pb含量设为0.03％以上。
加工成轴部件的钢材可以还含有选自V、Nb和Ti之中的1种以上来代替一部分Fe。
V、Nb和Ti：总含量为0.1％以下
钒(V)、铌(Nb)和钛(Ti)为任意选择的元素，也可以不含这些元素。这些元素与C以及N结合而形成析出物。这些元素的析出物增补由AlN带来的淬火部的晶粒微细化。这些元素的析出物提高轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度。如果这些元素的总含量超过0.1％，则析出物粗大化，扭转疲劳强度降低。因此，V、Nb和Ti的总含量，优选为0.1％以下。如果作为任意选择的元素含有V、Nb和Ti之中的任意1种以上，则能够得到上述效果。关于V、Nb和Ti的总含量，其进一步优选的上限为0.08％。为了得到由V、Nb和Ti带来的上述效果，优选含有0.01％以上。
加工成轴部件的钢材可以还含有选自Cr、Mo和Ni之中的1种以上来代替一部分Fe。这些元素均提高钢材的可淬性，并使残余奥氏体增加。
Cr：3.0％以下
铬(Cr)为任意选择的元素，也可以不含Cr。Cr提高钢材的可淬性，而且使残余奥氏体增加。然而，如果Cr含量过高，则高频淬火后的残余奥氏体过量地高。在该情况下，在切削加工时未发生充分的加工诱发马氏体相变，切削加工后残余奥氏体也难以减少。其结果，轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度降低。因此，Cr含量优选为3.0％以下。为了得到由Cr带来的上述效果，优选含有0.1％以上的Cr。Cr含量的优选的上限为2.0％。
Mo：3.0％以下
钼(Mo)为任意选择的元素，也可以不含Mo。在含有Mo的情况下，Mo提高钢材的可淬性，并使残余奥氏体增加。Mo还提高抗回火软化性，提高轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度。然而，如果Mo含量过高，则高频淬火后的残余奥氏体变得过量。在该情况下，在切削加工时未发生充分的加工诱发马氏体相变。其结果，轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度降低。因此，Mo含量优选设为3.0％以下。Mo含量的进一步优选的上限为2.0％。为了得到由Mo带来的上述效果，优选含有0.1％以上的Mo。
Ni：3.0％以下
镍(Ni)为任意选择的元素，也可以不含Ni。在含有Ni的情况下，Ni提高钢材的可淬性，并使残余奥氏体增加。Ni还提高钢材的韧性。然而，如果Ni含量过高，则高频淬火后的残余奥氏体变得过量。在该情况下，在淬火后的切削加工时未发生充分的加工诱发马氏体相变。其结果，轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度降低。因此，Ni含量优选为3.0％以下。Ni含量的进一步优选的上限为2.0％。为了得到由Ni带来的上述效果，优选含有0.1％以上的Ni。
Cu：0～0.50％
Cu固溶于马氏体而提高钢材的强度。因此，钢材的疲劳强度提高。然而，如果Cu含量过高，则在热锻时偏析于钢的晶界而诱发热裂纹。因此Cu含量为0.50％以下。再者，Cu含量优选为0.40％以下，进一步优选为0.25％以下。为了得到由Cu带来的上述效果，优选含有0.10％以上的Cu。
B：0～0.020％
B具有抑制P的晶界偏析而提高韧性的效果。然而，若添加0.020％以上的B，则在渗碳时发生异常晶粒生长，扭转疲劳强度降低。因此，B含量为0.020％以下。再者，B含量优选为0.015％，进一步优选为0.010％以下。为了得到由B带来的上述效果，优选含有0.0005％以上的B。
再者，本发明涉及的轴部件，有时在其化学组成中作为杂质包含微量的除了上述元素以外的元素。即使是该情况，也能达到本发明的目的。作为具体的例子，本发明涉及的轴部件能够分别在规定的范围内包含以下所示的各元素。
稀土元素(REM)：0.0005％以下、
钙(Ca)：0.0005％以下、
镁(Mg)：0.0005％以下、
钨(W)：0.001％以下、
锑(Sb)：0.001％以下、
铋(Bi)：0.001％以下、
钴(Co)：0.001％以下、
钽(Ta)：0.001％以下。
[各元素的含量的关系]
构成加工成轴部件的钢材的各元素的含量的关系，满足以下所示的式(1)。
15.0≤25.9C+6.35Mn+2.88Cr+3.09Mo+2.73Ni≤27.2 (1)
其中，将对应的元素的在钢材中的含量(质量％)代入到式(1)中的元素符号。
关于式(1)
对于式(1)，定义为F1＝25.9C+6.35Mn+2.88Cr+3.09Mo+2.73Ni。F1值为表示奥氏体的稳定性的参数。式(1)为由各种化学成分的淬火钢的残余γ体积率的测定值通过多重回归分析求得的经验式。如果F1值过低，则奥氏体在热力学上变得不稳定，在高频淬火后未充分地生成残余奥氏体，轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度降低。另一方面，如果F1值过高，则奥氏体的稳定性提高，高频淬火后的残余奥氏体变得过量地多。在该情况下，在切削加工时难以发生加工诱发马氏体相变。因此，轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度降低。因此，F1为15.0～27.2。F1的优选的下限为16.5，优选的上限为27.0以下。
[轴外周表面的孔]
本发明的实施方式涉及的轴部件，具有相对于轴部件的长度方向垂直或具有一定的角度、且从轴外周表面开出的贯穿孔或非贯穿孔。孔的直径为0.2mm～10mm。轴部件具有1个或多个这样的孔。
[距外周表面2mm的深度位置、且距孔的表面2mm处的残余奥氏体体积率(R1)]
通过对轴部件的高频淬火，在轴部件的表层(包括距外周表面2mm的深度位置)产生残余奥氏体。该残余奥氏体在轴部件的淬火后的开孔加工时在孔附近发生加工诱发马氏体相变。具体而言，在开孔加工时因切削工具与母材之间的摩擦力而使处于孔的表层附近的残余奥氏体的一部分相变成为加工诱发马氏体。另一方面，基于该作用的加工诱发马氏体相变的发生被限定于孔附近。若离开孔的表面2mm左右，则已经不会发生与开孔加工相伴的加工诱发马氏体相变。因此，距外周表面2mm的深度位置、且距孔的表面2mm处的残余奥氏体体积率(R1)，是不受淬火后的开孔加工的影响的部分的残余奥氏体体积率，可认为是切削前的残余奥氏体体积率。
与开孔加工相伴的加工诱发马氏体相变的结果，轴部件的强度上升，静扭转强度和扭转疲劳强度上升。为了得到这样的效果，淬火后的最大残余奥氏体体积率(R1)必须为4％以上。
另一方面，由于残余奥氏体为软质，因此，若(R1)超过20％，则反而轴部件的强度降低。
[在孔的轴向上距外周表面2mm的深度位置、且距孔的表面20μm的深度位置的残余奥氏体体积率(R2)]
在孔的轴向上距轴部件的外周表面2mm的深度位置、且距孔的表面20μm的深度位置的残余奥氏体体积率(R2)，是通过开孔加工而形成的表面附近的残余奥氏体体积率，可认为是切削后的残余奥氏体体积率。如果切削加工后的残余奥氏体的体积率过高，则不能够得到硬质的马氏体，静扭转强度和扭转疲劳强度降低。
[由R1和R2通过式(A)：Δγ＝[(R1-R2)/R1]×100求得的残余奥氏体减少率Δγ]
由R1和R2，通过上述式(A)求得的残余奥氏体减少率(Δγ)为40％以上。
残余奥氏体减少率(Δγ)，表示切削加工时的加工诱发马氏体相变的程度。若Δγ大，则意味着在切削时发生更多的加工诱发马氏体相变，轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度提高。为了得到这样的效果，Δγ必须为40％以上。再者，优选的Δγ的值为42％以上。
[孔的表面的塑性流动层的厚度：0.5～15μm]
塑性流动层为在切削孔时因由在切削工具与母材之间产生的摩擦所致的变形而形成于孔的表面的层。孔的表面的塑性流动层的厚度利用以下的方法测定。制取如下的试件：其包含在沿孔的轴向距轴部件的外周2mm的深度位置、且相对于孔的轴向垂直的截面中的孔表层部，且相对于孔的轴向垂直的面(横截面)成为观察面(参照图3(b)的符号31)。将经镜面研磨后的试件用5％硝酸乙醇腐蚀溶液进行腐蚀。用倍率5000倍的扫描型电子显微镜(SEM)对被腐蚀了的面的包含孔的表面的位置(31)进行观察。所得到的SEM像的一例如图4所示。在该图中，塑性流动层41是：相对于母材中心部42，塑性流动组织向轴部件的孔的表面的圆周方向(在图4中从纸面的左方向向右方向)弯曲了的部分。
在切削加工时，因切削工具与母材之间的摩擦而在孔的表层部产生大的变形，由此形成塑性流动层。该塑性流动层与母材相比具有耐变形性。因此，若存在厚度为0.5μm以上的塑性流动层，则轴部件的扭转强度和扭转疲劳强度提高。另一方面，由于塑性流动层脆，因此，若其厚度超过15μm，则会因变形而产生开裂，成为龟裂发生的起点。因此，过厚的塑性流动层反而使轴部件的扭转疲劳强度降低。而且，若塑性流动层的厚度超过15μm，则轴部件的切削性降低，切削加工时工具的负担变大，工具寿命显著降低。由于以上的原因，轴部件的塑性流动层的厚度限定为0.5～15μm。再者，为了进一步提高轴部件的耐磨损性和弯曲疲劳强度，轴部件的表层的塑性流动层的厚度优选设为1μm以上，进一步优选设为3μm以上。另外，优选的上限为13μm。
这样，本发明涉及的轴部件，在可能成为使静扭转强度和扭转疲劳强度降低的主要因素的孔的周边具备强度优异的部分。具体而言，如图6所示，该轴部件在孔的周边部具备加工诱发马氏体组织的比例变高的区域(也称作“加工诱发马氏体层”)。与残余奥氏体相比，加工诱发马氏体提高组织的强度，因此该轴部件的孔周边部(距孔表面20μm深度位置)的强度高于远离孔的位置(距孔表面2mm深度位置)的强度。因此，该轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度优异。
进而，该轴部件可以是在孔的表层部具备适度的厚度的塑性流动层的轴部件。该塑性流动层与母材相比也强度优异。
本发明的实施方式涉及的轴部件，采用以下的方法制造。
该方法包括以下工序：
将钢材加工成轴部件的形状从而得到轴部件粗构件的工序，其中，
所述钢材具有下述化学组成：以质量％计，
含有C：0.35～0.70％、Si：0.01～0.40％、Mn：0.5～2.6％、S：0.005～0.020％、Al：0.010～0.050％、N：0.005～0.025％，
作为杂质元素，含有P：0.050％以下、O：0.003％以下，
而且，作为任意选择的元素，含有
Pb：0.5％以下、
总含量为0.1％以下的选自V、Nb和Ti之中的1种以上、
选自Cr：3.0％以下、Mo：3.0％以下、和Ni：3.0％以下之中的1种以上、
Cu：0～0.50％、
B：0～0.020％，
余量包含Fe以及杂质，
并且，满足式(2)，
式(1)：15.0≤25.9C+6.35Mn+2.88Cr+3.09Mo+2.73Ni≤27.2
其中，将各元素的含量(质量％)代入到式(1)中的各元素符号；
对上述粗构件实施高频淬火处理从而得到淬火材料的工序，其中，
将高频加热时的频率设为10KHz以上且300KHz以下，将高频加热时的加热时间设为1秒以上且40秒以下，其后进行淬火，由此得到距淬火材料的外周表面2mm的深度位置的组织成为包含马氏体、和体积率为4～20％的残余奥氏体的组织的淬火材料；
对上述淬火材料实施基于切削的开孔加工从而得到轴部件的工序，其中，
将开孔加工时的工具进给量设为超过0.02mm/rev且为0.2mm/rev以下，将切削速度设为10m/分钟以上且50m/分钟以下，制造出残余奥氏体减少率Δγ为40％以上的轴部件，所述残余奥氏体减少率Δγ由距轴部件的外周表面2mm的深度位置、且距孔的表面2mm处的残余奥氏体体积率(R1)、和在孔的轴向上距轴部件的外周表面2mm的深度位置、且距孔的表面20μm的深度位置的残余奥氏体体积率(R2)，通过式(A)：Δγ＝[(R1-R2)/R1]×100求得。
＜轴部件的制造方法＞
本实施方式的轴部件的制造方法包括：将钢材加工成与轴部件的形状接近的形状从而得到轴部件粗构件的工序(粗构件制造工序)；对粗构件实施高频淬火处理从而得到淬火材料的工序(淬火材料制造工序)；和对淬火材料实施基于切削的开孔加工来开孔，得到轴部件的工序(开孔工序)。
[粗构件制造工序]
在本工序中，制造具有与轴部件的形状接近的所期望的形状的粗构件。首先，准备钢材。
(钢材的化学组成(必需成分))
钢材具有与上述的本发明的实施方式涉及的轴部件相同的含量的相同的化学组成。
(粗构件的制造)
将具有上述化学组成的钢材加工成与轴部件的形状接近的形状从而得到轴部件粗构件。加工方法能够采用公知的方法。作为加工方法，可列举例如热加工、冷加工、切削加工等。粗构件，孔以外的部分制成为与本发明的实施方式涉及的轴部件同样的形状，在该阶段未开孔。
[淬火材料制造工序]
对如上述那样得到的粗构件实施高频淬火处理从而得到淬火材料。由此，在淬火材料中，将距最终形态的轴部件的外周表面2mm的深度位置的组织设为马氏体和体积率为4～20％的残余奥氏体。
(高频淬火处理)
关于高频淬火处理，首先，(i)实施高频加热，其后，(ii)实施淬火。高频加热及淬火在以下的条件下进行。
(i)高频加热
高频加热时的频率：10～300KHz
如果频率过低，则加热范围扩大。因此，淬火时的应变变大。另一方面，如果频率过高，则加热范围仅集中在表层。在该情况下，表面的硬化层变薄，静扭转强度和扭转疲劳强度降低。因此，高频加热时的频率为10～300KHz。
高频加热时的加热时间：1.0～40秒
加热时间是指从以输出功率40KW开始粗构件的加热起直到开始水冷为止的时间。如果高频加热时的加热时间过长，则奥氏体晶粒粗大化，轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度降低。另一方面，如果加热时间过短，则渗碳体未充分地固溶，奥氏体的稳定性降低。因此，在高频淬火后得不到包含马氏体和体积率为4～20％的残余奥氏体的组织。因此，高频加热时的粗构件的加热时间为1.0～40秒。
控制加热频率和加热时间这两者，将从外周表面起到2mm以上深的区域加热至A3点以上的温度。
(ii)淬火
恒温保持处理后，利用众所周知的方法实施淬火。淬火例如可设为水淬火。由此，被加热至A3点以上的区域变化为包含马氏体和残余奥氏体的组织。
(回火处理)
在想要提高轴部件的韧性的情况下，可以在实施高频淬火处理后实施回火处理。
(淬火材料制造工序结束后的淬火材料的组织)
关于在上述的条件下实施高频淬火处理而得到的淬火材料，距淬火材料的外周表面(与最终形态的轴部件的外周表面相同)2mm的深度位置的组织含有马氏体和体积率为4～20％的残余奥氏体。
再者，淬火材料中的距外周表面2mm的深度位置、且距孔的表面2mm处的组织观察以及残余奥氏体体积率(R1)的测定利用以下的方法来实施。即，在淬火材料中，相对于淬火材料的长度方向垂直地切断。准备在切断面(图1(a)的A-A’、图1(b))中包含从外周向中心2mm的位置的试件(试件1)。
淬火材料中的距外周表面2mm的深度位置的组织为残余奥氏体和马氏体，不存在除它们以外的相。在采用光学显微镜进行的组织观察中，残余奥氏体包含于马氏体中。也就是说，在采用光学显微镜进行的组织观察中，不能够区分马氏体和残余奥氏体。因此，利用以下的方法测定距外周表面2mm的深度位置、且距孔的表面2mm处的残余奥氏体体积率(R1)。对上述试件1进行电解研磨。准备含有11.6％的氯化铵、35.1％的甘油和53.3％的水的电解液。使用该电解液，在电压20V下对包含基准位置的试件的表面进行电解研磨。
在经电解研磨后的试件的表面中，以距外周表面2mm的深度位置为中心照射X射线，利用X射线衍射法进行解析。在X射线衍射中使用株式会社リガク制的商品名RINT-2500HL/PC。光源使用Cr管球。管电压为40kV，管电流为40mA，准直器直径为0.5mm。利用V滤光器除去Kβ射线，使用Kα射线。数据解析使用了AutoMATE软件(株式会社リガク制)。利用Rachinger法除去Kα2成分，使用Kα1成分的分布(profile)，基于bcc结构的(211)面和fcc结构的(220)面的衍射峰的积分强度比来计算残余奥氏体体积率。
再者，照射的X射线的光点尺寸设为1mm以下。
淬火材料制造工序结束后的淬火材料的距外周表面2mm的深度位置、且距孔的表面2mm处的残余奥氏体的体积率(R1)为4～20％。该残余奥氏体在接下来的开孔工序的切削加工时发生加工诱发马氏体相变。如上所述，在本发明涉及的轴部件中，利用在孔的周边形成的加工诱发马氏体，来抑制由孔的存在所致的轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度的降低。在距外周表面2mm的深度位置的残余奥氏体的体积率低于4％的情况下，不能够得到该效果。另一方面，在残余奥氏体的体积率高于20％的情况下，在切削加工后也残余较多的软质的奥氏体。因此，对于轴部件整体而言，不能够得到优异的静扭转强度和扭转疲劳强度。
[开孔工序(切削加工)]
本发明的实施方式涉及的轴部件，具有1个或多个相对于轴部件的长度方向垂直或具有一定的角度地开设的、贯穿孔或非贯穿孔。
在实施高频淬火处理后，实施基于切削的开孔加工。通过切削加工，一边开孔，一边在孔的表层部发生加工诱发马氏体相变。由此，能抑制由孔的形成所致的轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度的降低，制成优异的静扭转强度和扭转疲劳强度的轴部件。切削加工在以下的条件下进行。再者，作为切削工具，能够使用例如对超硬合金的表面实施了碳化物、氮化物、氧化物、金刚石等的被覆的超硬钻头(JIS B 0171：2014年、1003、1004号所规定的覆层超硬钻头)。使用覆层超硬钻头在抑制工具磨损及提高加工效率的方面是有效的。
工具进给量f：超过0.02mm/rev(转)且为0.2mm/rev以下
如果进给量f过小，则切削抗力、也就是说工具按压于被切削材料的力过小。在该情况下，未发生充分的加工诱发马氏体相变。因此，轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度未提高。另一方面，如果进给量过大，则切削抗力变得过大。在该情况下，在切削时有工具发生破损的风险。因此，进给量f超过0.02mm/rev且为0.2mm/rev以下。进给量f的优选的下限为0.03mm/rev。进给量f的优选的上限为0.15mm/rev，更优选为0.1mm/rev。
切削速度v：10～50m/分钟
如果切削速度v过大，则切削温度上升，难以发生马氏体相变。因此，轴部件的静扭转强度和扭转疲劳强度未提高。另一方面，如果切削速度过小，则切削效率降低，制造效率降低。因此，切削速度v为10～50m/分钟。优选的上限为40m/分钟，更优选为30m/分钟。
(轴部件的组织)
通过以上所示的开孔加工，得到轴部件。所得到的轴部件的距外周表面2mm的深度位置、且距孔的表面2mm处的残余奥氏体体积率(R1)为4～20％，由上述R1、和在孔的轴向上距外周表面2mm的深度位置、且距孔的表面20μm的深度位置的残余奥氏体体积率(R2)，通过式(A)：Δγ＝[(R1-R2)/R1]×100求得的残余奥氏体减少率Δγ为40％以上。
在孔的轴向上距外周表面2mm的深度位置、且距孔的表面20μm的深度位置的残余奥氏体体积率(R2)的测定，利用以下的方法来实施。即，以与轴部件的长度方向垂直、且通过孔的中心将孔在纵向上一分为二的方式切断轴部件(图2的B-B’线)。在孔的表面，实施以距外周表面2mm的深度的位置为中心来开Ф1mm的孔的掩蔽，并实施电解研磨。通过使电解研磨的时间变化，来调整研磨量，开出20μm的深度的孔。对该孔的中心(图2的符号21)照射光点尺寸0.5mm的X射线，使用与前述的距外周表面2mm的深度位置且距孔的表面2mm处的残余奥氏体体积率(R1)的测定方法同样的方法来测定残余奥氏体体积率。
距外周表面2mm的深度位置、且距孔的表面2mm处的残余奥氏体体积率(R1)，是未受到淬火后的开孔加工的影响的部分的残余奥氏体体积率，可认为是切削前的残余奥氏体体积率。另一方面，在孔的轴向上距外周表面2mm的深度位置、且距孔的表面20μm的深度位置的残余奥氏体体积率(R2)，是通过开孔加工而形成的表面附近的残余奥氏体体积率，可认为是切削后的残余奥氏体体积率。
因此，切削加工前后的残余奥氏体的残余奥氏体减少率Δγ，基于求出的体积率(R1)和(R2)，通过式(A)来计算。
减少率Δγ＝[(R1-R2)/R1]×100 (A)
关于在孔的轴向上距轴部件的外周表面2mm的深度位置、且距孔的表面20μm的深度位置的残余奥氏体体积率(R2)，如果切削加工后的残余奥氏体的体积率过高，则不能够得到硬质的马氏体，静扭转强度和扭转疲劳强度降低。
切削加工前后的残余奥氏体的残余奥氏体减少率Δγ为40％以上。通过切削加工，残余奥氏体发生加工诱发马氏体相变，由此静扭转强度和扭转疲劳强度提高。如果体积减少率Δγ过低，则不能够充分地得到该效果。
实施例
以下，列举本发明的实施例来对本发明进行具体说明。再者，实施例为本发明的1个方式，本发明并不被下述的实施例限定。在以下所示的表中，对于不满足本发明的要件的项目、以及不满足本发明的所希望的制造条件的项目附加了星号(＊)。
使用真空熔化炉，得到了具有表1所示的化学组成的150kg的钢液A～P。
使用各钢种的钢液，利用铸锭法得到了锭。将各锭在1250℃加热4小时后，进行热锻，得到直径35mm的圆棒。热锻时的终锻温度为1000℃。
对各圆棒进行了正火处理。正火处理温度为925℃，正火处理时间为2小时。正火处理后，将圆棒自然冷却至室温(25℃)。
对自然冷却后的圆棒实施机械加工，制造了成为用于静扭转试验、扭转疲劳试验的试件(以下称为“扭转试件”)即图5所示的扭转试件51的原料的粗构件。在粗构件的状态下，未开设Ф3mm的孔。相当于轴部件的扭转试件51，横截面为圆形，具有圆柱状的试验部52、配置于试验部52中央的孔53、配置于两侧的圆柱状的粗径部54、和将粗径部的周围倒角了的一对抓取部55。而且，为了轻量化，试件的中心部成为中空孔56。如图5所示，扭转试件51的整体长度为200mm，试验部52的外径为20mm，试验部52的长度为30mm，孔53的直径为3mm，中空孔56的直径为6mm。
对于扭转试件51的粗构件，以输出功率40KW基于表2所示的条件来实施了高频淬火。
表2
再者，使用表1的钢种A，通过表2的条件a的高频淬火而形成的表面硬化层的厚度，根据距表面的距离(厚度)和其维氏硬度(HV)的测定值，为约2.5mm。
对于淬火了的扭转试件51的粗构件，在表3所示的条件下实施开孔加工，得到相当于轴部件的扭转试件51。
表3
在开孔加工时，作为切削工具，利用了对超硬合金的表面实施了陶瓷被覆的、直径3mm的覆层超硬钻头。另外，使用前端角90°的直径6mm的覆层超硬钻头的前端部，对孔的入口实施了C0.5mm的倒角。
然后，将实施了上述的开孔加工的试件设为扭转试件51。
再者，使用表1的钢种A，利用表2的高频淬火条件a、表3的切削条件α形成的孔表面附近的维氏硬度，在距孔表面的沿厚度方向的距离50μm的位置为840HV，100μm的位置为760HV，200μm的位置为710HV，300μm的位置为695HV。
[残余奥氏体的体积率(R1)的测定]
将扭转试件51的试验部52的距孔的表面2mm处的位置相对于试件51的长度方向垂直地切断。准备在切断面包含从外周向中心2mm的位置的试件(试件1)(图1(b))。对切断面进行了电解研磨。准备含有11.6％的氯化铵、35.1％的甘油、和53.3％的水的电解液。使用该电解液，在电压20V下对包含基准位置的表面进行了电解研磨。
利用上述的方法对进行了电解研磨的试件的表面实施X射线衍射，求出距外周表面2mm的位置、且距孔的表面2mm处的残余奥氏体的体积率(R1)。
[残余奥氏体的体积率(R2)的测定]
以相对于扭转试件51的长度方向垂直、且通过孔的中心将孔在纵向上一分为二的方式切断轴部件(图2的B-B’线)。在孔的表面，实施以距外周表面2mm的深度位置为中心开Ф1mm的孔的掩蔽，并实施了电解研磨。通过使电解研磨的时间变化来调整研磨量，开设了20μm的深度的孔。
利用上述的方法对孔表面实施X射线衍射，求出距外周表面2mm的深度、且距孔表面20μm的深度位置(图2的符号21)的残余奥氏体的体积率(R2)。
[静扭转试验(静扭转强度的测定)]
使用图5所示的扭转试件51，用Servopulser(サーボパルサー)式扭转试验机(株式会社岛津制作所制的EHF-TB2KNM)进行扭转试验，取得应力和扭转角的关系。接着，将应力和扭转角保持比例关系的最大的剪切应力τ、即所谓的比例极限作为静扭转强度。该比例极限相当于在拉伸试验中所说的屈服应力。在本试验中，静扭转强度为530MPa以上的情况，相对于现有技术具有优异的静扭转强度，从这一点来看是合格的。
[扭转疲劳试验(扭转疲劳强度的测定)]
使用图5所示的扭转试件51，使负荷最大剪切应力τ以50MPa间隔变化，在重复频率4Hz下进行了交变的扭转疲劳试验。然后，将在达到重复次数105次之前断裂的最大剪切应力的最小值(τf，min)与在比(τf，min)低的应力下最大的未断裂点的最大剪切应力(σr，max)的中间点作为疲劳极限。再者，试验机使用了上述Servopulser式扭转试验机。在本试验中，扭转疲劳强度为325MPa以上的情况，相对于现有技术具有优异的扭转疲劳强度，因此合格。
[试验结果]
关于以上说明的各试验等的结果如表4、表5所示。
再者，在表4所记载的No.1的条件下同样地测定了在上述孔的轴向上距上述外周表面2mm的深度位置、且距上述孔的表面20μm以外的深度位置(10μm以及50μm)的残余奥氏体体积率(R2)，结果在10μm深度处得到7.8％的值，在50μm深度处得到13.2％的值。另外，在表4所记载的No.4的条件下同样地进行了测定，结果在10μm深度处得到13.5％的值，在50μm深度处得到20.0％的值。
由表4明确地可知：满足关于本发明的实施方式涉及的轴部件的制造方法的各条件(即，以调整粗构件的化学组成为前提，特别地关于高频淬火后的淬火材料的组织、和开孔加工后的轴部件的组织加以改良)的实施例，关于淬火材料的组织(残余γ体积率(R1))和轴部件的组织(残余γ体积率(R2))均得到优异的结果。因此，证明了根据这些试验例的制造方法能够得到静扭转强度和扭转疲劳强度优异的轴部件。
与此相对，由表5明确地可知：不满足关于本发明的实施方式涉及的轴部件的制造方法的各条件(即，调整粗构件的化学组成，关于高频淬火后的淬火材料的组织、开孔加工后的轴部件的组织的至少任一方没有加以改良)的比较例，关于淬火材料的组织(残余γ体积率(R1))和轴部件的组织(残余γ体积率(R2))的至少任一方没有得到优异的结果。因此，不能说根据这些试验例的制造方法能得到静扭转强度和扭转疲劳强度优异的轴部件。
附图标记说明
11 组织观察以及R1测定位置
21 R2测定位置
31 扫描型电子显微镜观察位置
41 塑性流动层
42 母材
51 扭转试件
52 试验部
53 孔
54 粗径部
55 抓取部
56 中空孔
61 加工诱发马氏体层

Claims (3)

1.一种轴部件，其特征在于，
具有下述的化学组成：以质量％计，
含有C：0.35～0.70％、Si：0.01～0.40％、Mn：0.5～2.6％、S：0.005～0.020％、Al：0.010～0.050％、N：0.005～0.025％，
作为杂质元素，含有P：0.050％以下、O：0.003％以下，
而且，作为任意选择的元素，含有
Pb：0.5％以下、
总含量为0.1％以下的选自V、Nb和Ti之中的1种以上、
选自Cr：3.0％以下、Mo：3.0％以下、和Ni：3.0％以下之中的1种以上、
Cu：0～0.50％、
B：0～0.020％，
余量包含Fe以及杂质，
并且，满足式(1)，
15.0≤25.9C+6.35Mn+2.88Cr+3.09Mo+2.73Ni≤27.2 (1)
其中，将单位为质量％的各元素的含量代入到式(1)中的各元素符号，
所述轴部件在外周表面具有至少1个孔，
距所述外周表面2mm的深度位置且距孔的表面2mm处的残余奥氏体体积率R1为4～20％，
由所述R1、和在所述孔的轴向上距所述外周表面2mm的深度位置且距所述孔的表面20μm的深度位置的残余奥氏体体积率R2，通过式(A)：Δγ＝[(R1-R2)/R1]×100求得的残余奥氏体减少率Δγ为40％以上。
2.根据权利要求1所述的轴部件，其特征在于，在所述孔的表面具有塑性流动层。
3.根据权利要求2所述的轴部件，其特征在于，所述塑性流动层的厚度为0.5～15μm。
CN201780056261.7A 2016-09-20 2017-09-20 轴部件 Active CN109715839B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016183159 2016-09-20
JP2016-183159 2016-09-20
PCT/JP2017/033984 WO2018056332A1 (ja) 2016-09-20 2017-09-20 シャフト部品

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN109715839A true CN109715839A (zh) 2019-05-03
CN109715839B CN109715839B (zh) 2021-02-09

Family

ID=61689938

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201780056261.7A Active CN109715839B (zh) 2016-09-20 2017-09-20 轴部件

Country Status (6)

Country Link
US (1) US11345982B2 (zh)
EP (1) EP3517638A4 (zh)
JP (1) JP6773120B2 (zh)
KR (1) KR102142894B1 (zh)
CN (1) CN109715839B (zh)
WO (1) WO2018056332A1 (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102166595B1 (ko) * 2018-11-26 2020-10-19 현대제철 주식회사 드라이브 샤프트용 강재 및 이의 제조방법

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101767268A (zh) * 2010-01-28 2010-07-07 重庆杰信模具有限公司 锻模堆喷复合焊制备方法
CN103866191A (zh) * 2014-03-31 2014-06-18 莱芜钢铁集团有限公司 一种贝氏体基体相变诱发塑性钢无缝管及其制备方法
CN104227363A (zh) * 2014-07-30 2014-12-24 成都兴博达精密机械有限公司 有利于热处理中马氏体化的车刀生产步骤
CN104562048A (zh) * 2014-10-17 2015-04-29 芜湖扬宇机电技术开发有限公司 一种En40B型凿岩钎具钎尾的热处理工艺

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4268739B2 (ja) 2000-03-23 2009-05-27 電気興業株式会社 クランクシャフトの高周波焼入れ方法及び装置
JP3932995B2 (ja) * 2002-06-28 2007-06-20 Ｊｆｅスチール株式会社 高周波焼もどし用鋼およびその製造方法
JP4818632B2 (ja) 2004-09-17 2011-11-16 新日本製鐵株式会社 耐疲労特性に優れたシャフトおよびその疲労特性向上方法
CN101151392A (zh) * 2005-03-31 2008-03-26 杰富意钢铁株式会社 合金化热镀锌钢板及其制造方法
JP2006342904A (ja) * 2005-06-09 2006-12-21 Nsk Ltd ピニオンシャフト及びプラネタリギヤ装置
JP4581966B2 (ja) * 2005-11-08 2010-11-17 住友金属工業株式会社 高周波焼入れ用鋼材
JP2007197746A (ja) * 2006-01-25 2007-08-09 Daido Steel Co Ltd 工具鋼
JP2009197314A (ja) * 2007-05-18 2009-09-03 Jfe Steel Corp 機械構造用部品
JP5631044B2 (ja) * 2010-04-14 2014-11-26 日本発條株式会社 ばねおよびその製造方法
JP5472398B2 (ja) * 2012-08-15 2014-04-16 日本精工株式会社 遊星歯車用支持軸の製造方法
JP2015218746A (ja) * 2014-05-14 2015-12-07 日本精工株式会社 転動軸
JP2016148428A (ja) * 2015-02-13 2016-08-18 日本精工株式会社 転動軸及びその製造方法
WO2017026307A1 (ja) * 2015-08-10 2017-02-16 新日鐵住金株式会社 製品部材の製造方法及び製品部材
JP6606978B2 (ja) * 2015-10-29 2019-11-20 日本製鉄株式会社 製品部材の製造方法及び製品部材

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101767268A (zh) * 2010-01-28 2010-07-07 重庆杰信模具有限公司 锻模堆喷复合焊制备方法
CN103866191A (zh) * 2014-03-31 2014-06-18 莱芜钢铁集团有限公司 一种贝氏体基体相变诱发塑性钢无缝管及其制备方法
CN104227363A (zh) * 2014-07-30 2014-12-24 成都兴博达精密机械有限公司 有利于热处理中马氏体化的车刀生产步骤
CN104562048A (zh) * 2014-10-17 2015-04-29 芜湖扬宇机电技术开发有限公司 一种En40B型凿岩钎具钎尾的热处理工艺

Also Published As

Publication number Publication date
WO2018056332A1 (ja) 2018-03-29
JP6773120B2 (ja) 2020-10-21
CN109715839B (zh) 2021-02-09
KR102142894B1 (ko) 2020-08-10
EP3517638A4 (en) 2020-04-08
JPWO2018056332A1 (ja) 2019-06-24
KR20190029658A (ko) 2019-03-20
US20210285078A1 (en) 2021-09-16
EP3517638A1 (en) 2019-07-31
US11345982B2 (en) 2022-05-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4379804B2 (ja) 高窒素オーステナイト系ステンレス鋼
JP2008127590A (ja) オーステナイト系ステンレス鋼
JP2010163671A (ja) 軟窒化用鋼
CN109477180A (zh) 高频淬火用钢
CN109563579A (zh) 高频淬火用钢
CN109477176A (zh) 高频淬火用钢
CN109689911A (zh) 表面硬化钢及其制造方法以及齿轮部件的制造方法
JP5076535B2 (ja) 浸炭部品およびその製造方法
JP2011074427A (ja) 掘削用中空鋼ロッド
JP2011122208A (ja) 軟窒化歯車
CN109715839A (zh) 轴部件
US10533235B2 (en) Hot-working tool material, method for manufacturing hot-working tool, and hot-working tool
CN109790593A (zh) 渗碳轴部件
JP6265048B2 (ja) 肌焼鋼
CN106164312B (zh) 冷加工工具钢
JP2008088482A (ja) 転動疲労特性と圧壊強度に優れた軸受のコロまたは球、および、軸受
JP5619366B2 (ja) 時効処理部品およびその製造方法
JPH059663A (ja) 冷間加工性に優れた高強度高耐食性ステンレス鋼
JP2007231374A (ja) 冷間鍛造加工性と切削性さらに焼き入れ性に優れた鋼管およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
CB02 Change of applicant information

Address after: Tokyo, Japan, Japan

Applicant after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan, Japan

Applicant before: Nippon Steel Corporation

CB02 Change of applicant information
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant