CN111936655A - 感应淬火曲轴和感应淬火曲轴用坯料的制造方法 - Google Patents

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Abstract

提供疲劳强度、切削性和耐淬火裂纹性的平衡优异的感应淬火曲轴。感应淬火曲轴的化学组成以质量％计为C：0.30～0.60％、Si：0.01～1.50％、Mn：0.4～2.0％、Cr：0.01～0.50％、Al：0.001～0.06％、N：0.001～0.02％、P：0.03％以下、S：0.005～0.20％、Nb：0.005～0.060％、余量：Fe和杂质，非感应淬火部的组织由以铁素体/珠光体为主体的组织形成，且铁素体分数Fα满足下述式(1)，感应淬火部的组织由以马氏体或回火马氏体为主体的组织形成，并且，原奥氏体粒径为30μm以下。Fα≥‑150×[C％]+84 (1)。[C％]中以质量％的形式代入感应淬火曲轴的C含量。

Description

感应淬火曲轴和感应淬火曲轴用坯料的制造方法
技术领域
本发明涉及感应淬火曲轴和感应淬火曲轴用坯料(roughly shaped material)的制造方法。
背景技术
曲轴如下制造：通过热锻将钢材制成坯料后，施加切削、磨削、开孔等机械加工，进而根据需要施加感应淬火等表面硬化处理，从而制造。
以下，将进行了基于感应淬火的表面硬化处理的曲轴称为“感应淬火曲轴”，将感应淬火曲轴所使用的曲轴的坯料称为“感应淬火曲轴用坯料”。
为了提高感应淬火曲轴的疲劳强度，不仅需要提高经感应淬火的部分(以下称为“感应淬火部”)的硬度，还需要提高未经感应淬火的部分(以下称为“非感应淬火部”)的硬度。为了提高感应淬火部和非感应淬火部这两者的硬度，提高钢材的C含量是有效的。但是，若提高C含量，则存在切削性降低、变得容易产生淬火裂纹之类的问题。
作为不依靠C含量的增加地提高硬度的方法，已知在钢材中添加V并利用基于VC的析出强化的方法。但是，V是较贵的元素，价格波动的风险也大，因此从商业的观点出发优选不使用V。
日本特许第4699341号公报和日本特许第4699342号公报中记载了：通过使Nb、Ti和V的超微细析出物(粒径15nm以下)析出，从而能够提高钢部件的拉伸强度和疲劳极限比。
作为生成该超微细析出物的方法，前述日本特许第4699341号公报中记载了：热锻后在直至650℃为止的范围以60℃/分钟以上的平均冷却速度进行冷却，在自650℃至500℃为止的范围以10℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却。同样地，前述日本特许第4699342号公报中记载了：热轧后至650℃为止的范围以120℃/分钟以上的平均冷却速度进行冷却，自650℃至500℃为止的范围以60℃/分钟以下的平均冷却速度进行冷却。
发明内容
日本特许第4699341号公报和日本特许第4699342号公报涉及非调质钢部件，没有考虑耐淬火裂纹性。
本发明的目的是提供疲劳强度、切削性和耐淬火裂纹性的平衡优异的感应淬火曲轴。本发明的另一目的是提供疲劳强度、切削性和经感应淬火时的耐淬火裂纹性的平衡优异的感应淬火曲轴用坯料的制造方法。
本发明的一个实施方式的感应淬火曲轴为具有非感应淬火部和感应淬火部的感应淬火曲轴，其中，化学组成以质量％计为C：0.30～0.60％、Si：0.01～1.50％、Mn：0.4～2.0％、Cr：0.01～0.50％、Al：0.001～0.06％、N：0.001～0.02％、P：0.03％以下、S：0.005～0.20％、Nb：0.005～0.060％、余量：Fe和杂质，前述非感应淬火部的组织由以铁素体/珠光体为主体的组织形成，并且铁素体分数Fα满足下述式(1)，前述感应淬火部的组织由以马氏体或回火马氏体为主体的组织形成，并且原奥氏体粒径为30μm以下。
Fα≥-150×[C％]+84 (1)
[C％]中以质量％的形式代入感应淬火曲轴的C含量。
本发明的一个实施方式的感应淬火曲轴用坯料的制造方法包括如下工序：准备化学组成以质量％计为C：0.30～0.60％、Si：0.01～1.50％、Mn：0.4～2.0％、Cr：0.01～0.50％、Al：0.001～0.06％、N：0.001～0.02％、P：0.03％以下、S：0.005～0.20％、Nb：0.005～0.060％、余量：Fe和杂质的钢材的工序；以即将精锻前的温度超过800℃且低于1100℃的方式对前述钢材进行热锻的工序；以及，在前述热锻后，以800～650℃的温度范围的平均冷却速度成为0.07℃/秒以下的方式对前述钢材进行冷却的工序。
根据本发明，可得到疲劳强度、切削性和耐淬火裂纹性优异的感应淬火曲轴。
附图说明
图1为本发明的一个实施方式的感应淬火曲轴用坯料的制造方法的流程图。
图2为基于加工相变仪(processing formastor)的热锻模拟实验的加热模式。
图3为基于加工相变仪的热锻模拟实验的另一加热模式。
图4A为组织观察试验的试验片的微观组织。
图4B为组织观察试验的试验片的微观组织。
图4C为组织观察试验的试验片的微观组织。
图5A为组织观察试验的试验片的微观组织。
图5B为组织观察试验的试验片的微观组织。
图5C为组织观察试验的试验片的微观组织。
图6A为示出钢种C的精锻温度与铁素体分数的关系的曲线图。
图6B为示出钢种D的精锻温度与铁素体分数的关系的曲线图。
图6C为示出钢种E的精锻温度与铁素体分数的关系的曲线图。
图7A为示出钢种C的精锻温度与维氏硬度的关系的曲线图。
图7B为示出钢种D的精锻温度与维氏硬度的关系的曲线图。
图7C为示出钢种E的精锻温度与维氏硬度的关系的曲线图。
图8为示出维氏硬度与耐久比的关系的曲线图。
图9A为将钢种C在1100℃下热锻而得的试验片的感应淬火模拟热处理后的微观组织。
图9B为将钢种C在1000℃下热锻而得的试验片的感应淬火模拟热处理后的微观组织。
图9C为将钢种C在900℃下热锻而得的试验片的感应淬火模拟热处理后的微观组织。
图9D为将钢种C在800℃下热锻而得的试验片的感应淬火模拟热处理后的微观组织。
图10A为将钢种D在1100℃下热锻而得的试验片的感应淬火模拟热处理后的微观组织。
图10B为将钢种D在1000℃下热锻而得的试验片的感应淬火模拟热处理后的微观组织。
图10C为将钢种D在900℃下热锻而得的试验片的感应淬火模拟热处理后的微观组织。
图10D为将钢种D在800℃下热锻而得的试验片的感应淬火模拟热处理后的微观组织。
图11A为将钢种E在1100℃下热锻而得的试验片的感应淬火模拟热处理后的微观组织。
图11B为将钢种E在1000℃下热锻而得的试验片的感应淬火模拟热处理后的微观组织。
图11C为将钢种E在900℃下热锻而得的试验片的感应淬火模拟热处理后的微观组织。
图11D为将钢种E在800℃下热锻而得的试验片的感应淬火模拟热处理后的微观组织。
具体实施方式
本发明人等研究了改善感应淬火曲轴的疲劳强度、切削性和耐淬火裂纹性的手段，得到以下的见解。
感应淬火曲轴具有感应淬火部和非感应淬火部(母材)。感应淬火部由以马氏体或回火马氏体为主体的组织形成，非感应淬火部由以铁素体/珠光体为主体的组织形成。
因高C化而导致切削性降低的原因不仅在于因高C化而导致硬度提高，还在于铁素体/珠光体中的铁素体分数降低。另一方面，有如下报道：在C含量相同的钢材间进行对比的情况下，即使提高铁素体分数，疲劳强度也是等同的或反而得到改善(中名悟等，“切削性优异的高强度感应淬火用钢”、Sanyo Technical Report Vol.11(2004)No.1,pp57-60)。可认为这是因为，通过提高铁素体分数而实质上使晶粒微细化。
因此，与C含量同等的情况下的通常的铁素体/珠光体相比提高铁素体分数时，能够提高切削性和疲劳强度这两者。具体而言，铁素体分数Fα满足下述式(1)时，可得到疲劳强度和切削性的平衡优异的钢材。
Fα≥-150×[C％]+84 (1)
[C％]中以质量％的形式代入感应淬火曲轴的C含量。
报告了通过使热锻工序的精锻温度低温化，从而能够提高铁素体分数(藤原正尚等，“使用了加工热处理的材质控制锻造技术”、大同特殊钢技报、第82卷第2号(2011)、pp.157-163)。但是，若使锻造温度低温化，则模具的寿命会明显降低。从生产率的观点出发，优选能够在不使锻造温度过度低温化的情况下提高铁素体分数。
本发明人等发现，通过使钢材中含有适量的Nb，即使不使锻造温度过度低温化，也能够提高铁素体分数。可认为其基于以下的机理。
通过热锻而受到加工的奥氏体晶粒(以下称为“γ晶粒”)会由于释放因加工而导入的变形而发生重结晶。此时，由于在γ晶粒内析出的Nb(C，N)，重结晶后的γ晶粒的晶粒生长受到抑制。由此，能够使γ晶粒微细化。通过γ晶粒发生微细化，成为铁素体的成核位点的每单位面积的晶界增加，铁素体分数增加。
Nb也有助于感应淬火后的组织的微细化。即，通过含有适量的Nb，感应淬火部的组织也能够微细化。由此，感应淬火部的疲劳强度和耐淬火裂纹性也能够得到改善。
本发明人等还发现，通过在热锻后将800～650℃的温度范围的平均冷却速度设为0.07℃/秒以下，能够进一步提高铁素体分数。
本发明是基于以上的见解而完成的。以下，对本发明的一个实施方式的感应淬火曲轴和感应淬火曲轴用坯料的制造方法进行详细说明。
[感应淬火曲轴]
[化学组成]
本实施方式的感应淬火曲轴具有以下说明的化学组成。以下的说明中，元素的含量的“％”是指质量％。
C：0.30～0.60％
碳(C)会提高感应淬火部和非感应淬火部的硬度，有助于疲劳强度的改善。另一方面，C含量过高时，耐淬火裂纹性和切削性降低。因此，C含量为0.30～0.60％。C含量的下限优选为0.35％、进一步优选为0.37％。C含量的上限优选为0.55％、进一步优选为0.51％。
Si：0.01～1.50％
硅(Si)具有脱氧作用和强化铁素体的作用。另一方面，Si含量过高时，切削性降低。因此，Si含量为0.01～1.50％。Si含量的下限优选为0.05％、进一步优选为0.40％。Si含量的上限优选为1.00％、进一步优选为0.60％。
Mn：0.4～2.0％
锰(Mn)提高钢的淬火性，有助于感应淬火部的硬度的改善。另一方面，Mn含量过高时，在热锻后的冷却过程中会生成贝氏体，切削性降低。因此，Mn含量为0.4～2.0％。Mn含量的下限优选为1.0％、进一步优选为1.2％。Mn含量的上限优选为1.8％、进一步优选为1.6％。
Cr：0.01～0.50％
铬(Cr)提高钢的淬火性，有助于感应淬火部的硬度的改善。另一方面，Cr含量过高时，在热锻后的冷却过程中会生成贝氏体，切削性降低。因此，Cr含量为0.01～0.50％。Cr含量的下限优选为0.05％、进一步优选为0.10％。Cr含量的上限优选为0.30％、进一步优选为0.20％。
Al：0.001～0.06％
铝(Al)具有脱氧作用。另一方面，Al含量过高时，氧化铝系夹杂物的生成量变得过大，切削性降低。因此，Al含量为0.001～0.06％。Al含量的下限优选为0.002％。Al含量的上限优选为0.05％、进一步优选为0.04％。
N：0.001～0.02％
氮(N)形成氮化物、碳氮化物，有助于晶粒的微细化。另一方面，N含量过高时，钢的热延性降低。因此，N含量为0.001～0.02％。N含量的下限优选为0.002％。N含量的上限优选为0.015％、进一步优选为0.01％。
P：0.03％以下
磷(P)为杂质。P使钢的耐淬火裂纹性降低。因此，P含量为0.03％以下。P含量优选为0.025％以下、进一步优选为0.02％以下。
S：0.005～0.20％
硫(S)形成MnS，提高钢的切削性。另一方面，S含量过高时，钢的热加工性降低。因此，S含量为0.005～0.20％。S含量的下限优选为0.010％、进一步优选为0.030％。S含量的上限优选为0.15％、进一步优选为0.10％。
Nb：0.005～0.060％
铌(Nb)形成Nb(C，N)，使γ晶粒微细化。由此，成为铁素体的成核位点的每单位面积的晶界增加，铁素体分数增加。其结果，非感应淬火部的疲劳强度和切削性提高。Nb还有助于感应淬火后的组织、即感应淬火部的组织的微细化。由此，感应淬火部的疲劳强度和耐淬火裂纹性提高。另一方面，即使过量地提高Nb含量，由于在热锻的加热时无法在基体中固溶的Nb会形成粗大的未固溶NbC，因此也无助于细晶粒化。另外，Nb的过量添加会成为铸入阶段的裂纹的原因。因此，Nb含量为0.005～0.060％。Nb含量的下限优选为0.008％、进一步优选为0.010％。Nb含量的上限优选为0.050％、进一步优选为0.030％。
本实施方式的感应淬火曲轴的化学组成的余量为Fe和杂质。此处所说的杂质是指从作为钢的原料使用的矿石、废料中混入的元素或者从制造过程的环境等中混入的元素。
[组织]
本实施方式的感应淬火曲轴具有感应淬火部和非感应淬火部。
曲轴的感应淬火通常仅施加于曲轴的表层部。即，曲轴的芯部通常保持非淬火组织不变。另外，用于感应淬火的加热处理有时仅施加于特别要求疲劳强度、耐摩耗性的位置(轴颈部等)，未经加热处理的位置即便是表层部也保持非淬火组织不变。本实施方式中的“非感应淬火部”是指这两者。
非感应淬火部由以铁素体/珠光体为主体的组织形成。非感应淬火部中的铁素体/珠光体的面积率优选为90％以上、进一步优选为95％以上。
本实施方式的感应淬火曲轴中，铁素体/珠光体中的铁素体分数Fα满足下述式(1)。
Fα≥-150×[C％]+84 (1)
[C％]中以质量％的形式代入感应淬火曲轴的C含量。
铁素体分数如下测定。从非感应淬火部以包含与曲轴的表面垂直的方向的截面成为观察面的方式采取试样。将观察面研磨，用乙醇与硝酸的混合溶液(硝酸浸蚀液)蚀刻。使用光学显微镜(观察倍率为100～200倍)，使用图像分析来测定蚀刻后的面上的铁素体的面积率。将测得的铁素体的面积率(％)定义为铁素体分数。
感应淬火部由以马氏体或回火马氏体为主体的组织形成。感应淬火部中的马氏体或回火马氏体的面积率优选为90％以上、进一步优选为95％以上。
本实施方式的感应淬火曲轴中，马氏体或回火马氏体的原奥氏体粒径(以下称为“原γ粒径”)为30μm以下。原γ粒径为30μm以下时，可得到优异的疲劳强度和耐淬火裂纹性。原γ粒径优选为25μm以下、进一步优选为20μm以下。
原γ粒径如下测定。从感应淬火部以包含与曲轴的表面垂直的方向的截面成为观察面的方式采取试样。将观察面研磨，用苦味酸饱和水溶液蚀刻，使原奥氏体晶界露出。通过截距法算出平均粒径。具体而言，画出全长L的直线，求出越过该直线的晶粒的个数nL，求出截距长度(L/nL)。对5条以上的直线求出截距长度(L/nL)，将其算术平均值作为平均粒径。
[感应淬火曲轴的制造方法]
本实施方式的感应淬火曲轴不限定于此，通过对后述曲轴的坯料施加切削、磨削、开孔等机械加工后，实施感应淬火，从而能够制造。在感应淬火后，可以根据需要施加回火。
[感应淬火曲轴用坯料的制造方法]
以下，说明对于本实施方式的感应淬火曲轴而言适合的感应淬火曲轴用坯料的制造方法。
图1为本实施方式的感应淬火曲轴用坯料的制造方法的流程图。该制造方法包括准备钢材的工序(步骤S1)、热锻钢材的工序(步骤S2)、以及将热锻的钢材冷却的工序(步骤S3)。
首先，准备上述化学组成的钢材(步骤S1)。例如，将具有上述化学组成的钢熔炼，实施连铸或初轧而制成钢片。钢片在连铸或初轧的基础上还可以施加热加工、冷加工、热处理等。
接着，将钢材热锻而加工成曲轴的大致形状(步骤S2)。
热锻的加热条件不限定于此，加热温度例如为1000～1300℃，保持时间例如为1秒～20分钟。加热温度优选为1220～1280℃、进一步优选为1240～1260℃。
本实施方式中，使即将精锻前的温度(更详细而言，即将精锻前的钢材的表面温度)超过800℃且低于1100℃。热锻可以分为多次来实施。此时，使即将进行最终的精热锻前的温度超过800℃且低于1100℃即可。
即将精锻前的温度(以下简称为“精锻温度”)达到1100℃以上时，γ晶粒粗化，在冷却后无法得到铁素体分数高的组织。另一方面，精锻温度达到800℃以下时，变形抗力显著增大，因此模具的寿命明显降低，工业生产尽管并非不可能但会变得困难。精锻温度的下限优选为850℃、进一步优选为900℃。精锻温度的上限优选为1075℃、进一步优选为1025℃。
将热锻后的钢材冷却(步骤S3)。此时，使800～650℃的温度范围的平均冷却速度为0.07℃/秒以下。由此，在奥氏体晶界析出铁素体，能够提高冷却后的铁素体分数。
该冷却只要800～650℃的温度范围的平均冷却速度为0.07℃/秒以下即可，可以在800～650℃的温度范围缓慢冷却，也可以进行在800～650℃的任意温度下以规定时间保持钢材的保留(retention)处理。另外，比650℃低的温度范围内的冷却速度是任意的。
利用以上的工序，制造感应淬火曲轴用坯料。通过本实施方式制造的感应淬火曲轴用坯料由以铁素体/珠光体为主体的组织形成，并且具有高的铁素体分数。
以上，说明了本发明的一个实施方式的感应淬火曲轴和感应淬火曲轴用坯料的制造方法。根据本实施方式，可得到疲劳强度、切削性和耐淬火裂纹性的平衡优异的感应淬火曲轴。
实施例
以下，用实施例更具体地说明本发明。本发明不限定于这些实施例。
[组织观察试验]
首先，调查了钢材的化学组成和锻造条件与钢材的组织的关系。
用150kg真空感应熔炼炉(VIM)将具有表1所示的化学组成的钢熔炼，制作铸锭。将该铸锭通过热锻而加工成外径35mm的圆棒。对该圆棒施加在950℃下保持30分钟后进行空冷的正火处理，制成试验用的坯料。
[表1]
表1
Figure BDA0002711707660000111
从该坯料采取外径8mm、高度12mm的试验片，进行了基于加工相变仪的热锻模拟实验。图2和图3中示出基于加工相变仪的热锻模拟实验的加热模式。
图2的加热模式模拟了通常的锻造条件。该加热模式下，将试验片在1250℃下保持10秒后，在1100℃下进行模拟锻造的热压缩加工，加工至高度6mm，空冷至室温。
图3的加热模式使精锻温度低温化，且施加了700℃或650℃下的保留处理。该加热模式下，将试验片在1250℃保持10秒后，在1100℃下进行模拟粗锻的第一阶段的热压缩加工，加工至高度9mm，进而在1000℃、900℃或800℃下进行模拟精锻的第二阶段的热压缩加工，加工至高度6mm。然后，在700℃或650℃下保持30分钟后，空冷至室温。
冷却后的试验片均具有以铁素体/珠光体为主体的组织。具体而言，铁素体/珠光体的面积率为95％以上。
从冷却后的试验片采取观察用试验片，测定试验片的中心部附近的铁素体分数和维氏硬度。将试验结果示于表2和表3。需要说明的是，表2和表3的“感应淬火后的原γ粒径”一栏的数值为根据同种钢材的试验结果(后述)的估算值。
[表2]
表2
Figure BDA0002711707660000121
F1＝-150×[C％]+84
※：估算值
[表3]
表3
Figure BDA0002711707660000131
F1＝-150×[C％]+84
※:估算值
如表2所示，No.1～12的试验片的铁素体分数均满足式(1)。
No.13、23、29、30和35为应用了图2的加热模式的试验片。这些试验片的铁素体分数均低，不满足式(1)。
No.15、17、27、31、33和37的试验片的铁素体分数均低，不满足式(1)。可认为这是因为精锻温度过高。
No.20、21、22、32、34、36、38和39的试验片的铁素体分数均满足式(1)。但是，由于精锻温度低，因此，认为虽然并非不可能应用于实际生产中，但存在困难。
No.13～18和23～28的试验片由于Nb含量过低，因此预想感应淬火后的原γ粒径变得大于30μm。
图4A为No.23的试验片的微观组织。图4B为利用与图4A相同的钢材，将精锻温度设为800℃，且在700℃下保留了30分钟的试验片的微观组织。图4C为No.9的试验片的微观组织。图中，观察为白色的部分是铁素体。
将图4A与图4B进行比较，可知通过降低精锻温度，能够增加铁素体分数。另外可知，如图4C所示，通过使钢材含有Nb，即使将精锻温度升高至1000℃，也得到与精锻温度为800℃的图4B的试验片同等的铁素体分数。
图5A为No.13的试验片的微观组织。图5B为利用与图5A相同的钢材，将精锻温度设为800℃，且在700℃下保留了30分钟的试验片的微观组织。图5C为No.1的试验片的微观组织。与图4A～图4C的情况同样，观察为白色的部分是铁素体。此时也可知，通过使钢材含有Nb，即使将精锻温度升高至1000℃，也得到与精锻温度为800℃时的试验片同等的铁素体分数。
图6A～图6C分别为示出钢种C～钢种E的精锻温度与铁素体分数的关系的曲线图。由图6A～图6C可知，通过增加Nb含量，能够获得大的铁素体分数的精锻温度逐渐向高温侧移动。
需要说明的是，钢种D、E中，使精锻温度为800℃时，与精锻温度为900℃时相比，铁素体分数降低。可认为这是因为，未重结晶奥氏体增加。重结晶后的奥氏体晶粒比精锻前的奥氏体晶粒更微细化。另一方面，未重结晶奥氏体沿袭原本的粗大的奥氏体晶粒的组织单元，因此成为铁素体的主要成核位点的每单位面积的晶界不会增加，因此铁素体分数降低。
图7A～图7C分别为示出钢种C～钢种E的精锻温度与维氏硬度的关系的曲线图。由图7A～图7C可知，维氏硬度受到保留温度的大幅影响。可认为由700℃保留造成的软化是铁素体分数增加导致的。可认为由650℃保留带来的软化不仅源于铁素体分数的增加，还源于珠光体的层间间隔的增加。
由图6A～图6C和图7A～图7C可知，铁素体分数与维氏硬度可以通过选择化学组成、精锻温度和保留温度的组合而在一定程度上独立地控制。
由以上的结果确认到，通过含有Nb，即使不将精锻温度过度低温化，也能够得到铁素体分数高的组织。
[疲劳试验]
接着，调查了钢材的组织与疲劳特性的关系。
用150kg真空感应熔炼炉(VIM)将具有表4所示的化学组成的钢熔炼，制作铸锭。
[表4]
表4
Figure BDA0002711707660000151
将该铸锭通过热锻而加工成厚度40mm的板状的轧制用坯料。将该轧制用坯料在表5所示的条件下热轧。
[表5]
表5
Figure BDA0002711707660000152
具体而言，条件1中，加热至1250℃后，从1100℃开始粗轧，以5个道次加工至厚度20mm后，空冷至室温。条件2中，加热至1250℃后，从1100℃开始粗轧，以3个道次加工至厚度30mm后，从1000℃开始精轧，以4个道次加工至厚度20mm。然后，进行在700℃下保持30分钟的保留处理后，空冷至室温。条件3除了将精轧开始温度设为850℃之外与条件2相同。
从轧制后的钢板采取观察用试验片，测定铁素体分数和维氏硬度。
从轧制后的钢板采取JIS Z 2241中规定的14A号试验片(外径8mm、标记距离40mm)，实施拉伸试验。
从轧制后的钢板采取小野式旋转弯曲疲劳试验片(长度106mm、平行部外径8mm、握持部外径15mm)，实施旋转弯曲疲劳试验。
将结果示于表6。表6的“0.2％PS”表示0.2％屈服强度，“TS”表示拉伸强度。表6的“-”表示相应的钢板未实施疲劳试验。
[表6]
表6
Figure BDA0002711707660000161
F1＝-150×[C％]+84
图8为示出维氏硬度与耐久比(疲劳强度/拉伸强度)的关系的曲线图。由图8可知，珠光体分数满足式(1)的No.3、6和8的钢板与不满足式(1)的No.1、4和7的钢板相比，具有高的耐久比。
由以上的结果确认到，通过使珠光体分数满足式(1)，可得到疲劳强度和切削性的平衡优异的钢材。
[感应淬火模拟试验]
最后，调查了钢材的化学组成与感应淬火后的组织的关系。
用150kg真空感应熔炼炉(VIM)将具有与表1的钢种C～E相同化学组成的钢熔炼，制作铸锭。将该铸锭通过热锻而加工成外径35mm的圆棒。对该圆棒施加在950℃下保持30分钟后进行空冷的正火处理，制成钢材。
从该钢材采取外径8mm、高度12mm的试验片，进行基于加工相变仪的热锻模拟实验。具体而言，将试验片在1250℃下保持10分钟后，在1100℃、1000℃、900℃或800℃下进行模拟锻造的热压缩加工，加工至高度6mm，空冷至室温。需要说明的是，该试验中，在热压缩加工后不进行保留或缓慢冷却。这是因为认为对感应淬火后的组织的影响小。
然后，模拟感应淬火，施加以40℃/秒的升温速度加热至1000℃、在1000℃下保持40秒后以约40℃/秒的冷却速度冷却至室温的热处理。
图9A～图9D、图10A～图10D和图11A～图11D为感应淬火模拟热处理后的试验片的微观组织。
由图9A～图9D可知，使锻造温度为800℃的试验片与其它试验片相比，原γ粒径为30μm左右，稍微微细化。另一方面可知，使锻造温度为1100℃、1000℃和900℃的试验片之间未见大的差异，原γ粒径均粗化至30μm以上。
由图10A～图10D可知，通过含有Nb，原γ粒径成为30μm以下，大幅微细化。另外可知，含有Nb的试验片中，存在锻造温度越低，则组织越微细化的倾向。
由图11A～图11D可知，通过增加Nb含量，与图10A～图10D相比组织更加微细化。另外可知，与图10A～图10D的情况同样，存在锻造温度越低，则组织越微细化的倾向。可知特别是在锻造温度为1000℃以下的情况下，原γ粒径微细化至20μm以下。
由以上的结果确认到，通过含有Nb，能够使感应淬火部的原奥氏体粒径微细化。
以上说明了本发明的一个实施方式，但上述实施方式只不过是用于实施本发明的例示。因此，本发明不限定于上述实施方式，可以在不超出其主旨的范围内将上述实施方式适当变形来实施。

Claims (2)

1.一种感应淬火曲轴，其为具有非感应淬火部和感应淬火部的感应淬火曲轴，其中，
化学组成以质量％计为
C：0.30～0.60％、
Si：0.01～1.50％、
Mn：0.4～2.0％、
Cr：0.01～0.50％、
Al：0.001～0.06％、
N：0.001～0.02％、
P：0.03％以下、
S：0.005～0.20％、
Nb：0.005～0.060％、
余量：Fe和杂质，
所述非感应淬火部的组织由以铁素体/珠光体为主体的组织形成，且铁素体分数Fα满足下述式(1)，
所述感应淬火部的组织由以马氏体或回火马氏体为主体的组织形成，且原奥氏体粒径为30μm以下，
Fα≥-150×[C％]+84 (1)
[C％]中以质量％的形式代入感应淬火曲轴的C含量。
2.一种感应淬火曲轴用坯料的制造方法，其包括如下工序：
准备化学组成以质量％计为C：0.30～0.60％、Si：0.01～1.50％、Mn：0.4～2.0％、Cr：0.01～0.50％、Al：0.001～0.06％、N：0.001～0.02％、P：0.03％以下、S：0.005～0.20％、Nb：0.005～0.060％、余量：Fe和杂质的钢材的工序；
以即将精锻前的温度超过800℃且低于1100℃的方式对所述钢材进行热锻的工序；以及
在所述热锻后，以800～650℃的温度范围的平均冷却速度成为0.07℃/秒以下的方式对所述钢材进行冷却的工序。
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