CN1701128A - 高频淬火用钢材、采用该高频淬火用钢材的高频淬火构件及它们的制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种钢材，以质量％计含有C：0.35～0.7％、Si：0.30～1.1％、Mn：0.2～2.0％、Al：0.005～0.25％、Ti：0.005～0.1％、Mo：0.05～0.6％、B：0.0003～0.006％、S：0.06％以下、P：0.02％以下、及Cr：0.2％以下，余量由Fe以及不可避免的杂质构成，具有贝氏体组织和/或马氏体组织，且贝氏体组织与马氏体组织总体积率在10％以上，并提供一种高频淬火构件，采用该钢材，通过高频淬火在表层上形成硬化层，且硬化层的原奥氏体粒径在整体厚度上在12μm以下。该构件因为具有高疲劳强度而适用于汽车的传动轴和等速万向节等。
Description
技术领域
本发明涉及一种利用高频淬火在表层上形成硬化层，适用于汽车的传动轴及等速万向节等的高频淬火用钢材、采用该钢材的高频淬火构件、及它们的制造方法。
背景技术
以往，汽车的传动轴及等速万向节等机械构造用构件，一般是对热轧棒钢实施热锻，进而进行切削、冷锻等，在加工成规定的形状之后，通过进行高频淬火—回火使其获得作为机械构造用构件的重要特性的扭转疲劳强度、弯曲疲劳强度、滑滚疲劳强度等疲劳强度。
近年来，随着由环境问题而对汽车用构件轻量化的要求的不断增强，对于这样的机械构造用构件的疲劳强度，要求有进一步的提高。
作为上述那样的提高疲劳强度的方法，人们提出了各种方法。例如，为了提高扭转疲劳强度，比如可以考虑增加高频淬火的淬火深度。但是，在某个淬火深度下疲劳强度就会饱和，无法达到进一步的提升。
另外，对于扭转疲劳强度的提高，晶界强度的强化也是有效的，例如在特开2000-154819号公报中，提出了通过在高频淬火的加热时，使微细的TiC大量分散来使奥氏体晶粒微细化的技术。
但是，在这种技术中，为了在高频淬火的加热时大量地分散微细的TiC，需要在热轧时把钢加热到1100℃以上的高温，预先把TiC固溶化，存在生产性差的问题。另外，仅仅通过大量地分散TiC来使奥氏体晶粒微细化，不能完全满足近年来对扭转疲劳强度的要求。
在特开平8-53714号公报中，提出了这样的方案：将横截面为圆形的机械构造用部件的通过高频淬火形成的硬化层的厚度(淬火深度)CD与截面圆半径R之比CD/R控制在0.3～0.7，然后利用此CD/R、从高频淬火后的表面至1mm的厚度间的原奥氏体粒径γf、达到高频淬火状态的CD/R＝0.1时的平均维氏硬度Hf、以及高频淬火后的轴中心部的平均维氏硬度Hc求出值A，根据C量把A控制在规定的范围内，由此得到扭转疲劳强度提高的机械构造用零件。
但是，在这样的零件中，由于没有考虑到在硬化层的整体厚度上的原奥氏体粒径，还是不能够完全满足近年来对扭转疲劳强度的要求。
发明内容
本发明的目的在于，提供一种在高频淬火后相比以往能够进一步提高疲劳强度的高频淬火用钢材、采用了该钢材的疲劳强度高的高频淬火构件、以及它们的制造方法。
上述目的通过下述的高频淬火用钢材及高频淬火构件而达成：
所述高频淬火用钢材以质量百分比计含有：C：0.35～0.7％、Si：0.30～1.1％、Mn：0.2～2.0％、Al：0.005～0.25％、Ti：0.005～0.1％、Mo：0.05～0.6％、B：0.0003～0.006％、S：0.06％以下、P：0.02％以下、以及Cr：0.2％以下，余量由Fe以及不可避免的杂质组成，具有贝氏体组织和/或马氏体组织，且贝氏体组织和马氏体组织总体积率在10％以上；所述高频淬火构件采用该高频淬火用钢材，通过高频淬火形成的钢材表层的硬化层的原奥氏体粒径在硬化层的整体厚度上为12μm以下。
该高频淬火用钢材，可以通过以下方法来制造：该方法具有对具有上述成分的钢进行热加工的工序和对热加工后的钢以0.2℃/sec以上的冷却速度进行冷却的工序。
另外，高频淬火构件可以通过下述方法来制造：该方法具有对上述的高频淬火用钢材进行至少一次高频淬火的工序，且使最后一次的高频淬火时的加热温度为800～1000℃。
附图说明
图1为表示贝氏体组织或者马氏体组织的体积率和切削性以及高强度化之间的关系的图。
图2为表示关于Mo添加钢及无Mo钢在高频淬火时的加热温度与硬化层的原奥氏体粒径之间的关系的图。
具体实施方式
本发明者等，为了通过高频淬火来有效地提高钢材的疲劳强度，进行了专心研究。特别地，着眼于作为疲劳强度的代表例的扭转疲劳强度而进行了详细研究，得出了以下的见解。
(1)如果把钢材的化学组成控制在适合的范围内，在通过高频淬火形成的硬化层的整体厚度上，使原奥氏体粒径为12μm以下，则扭转疲劳强度显著地提高。特别地，如果把Si及Mo的含量控制在适当的范围内时，则在高频淬火的加热时，奥氏体的成核点的数量增加，而且奥氏体的晶粒成长受到抑制，硬化层有效地细粒化，扭转疲劳强度进一步地提高。为了在硬化层的整体厚度上使原奥氏体粒径为12μm以下，添加0.30质量％以上的Si更为有效。
(2)如果使高频淬火前的钢材的组织为贝氏体组织和/或马氏体组织，且总体积率在10％以上，则在贝氏体或者马氏体组织中，与铁素体-珠光体组织相比，碳化物微细地分散，因而在高频淬火的加热时，作为奥氏体的成核点的铁素体/碳化物的界面的面积增大，生成的奥氏体微细化。其结果，硬化层细粒化，晶界强度上升，扭转疲劳强度增加。
(3)像上述那样，采用控制化学组成和组织的钢材，使高频淬火的加热温度为800～1000℃，优选为800～950℃，使加热温度在5秒以下，可以在硬化层的整体厚度上使原奥氏体粒径在12μm以下，从而可以稳定地完成细粒化。特别地，添加Mo的话，在该加热温度范围内可以有效地使硬化层细粒化。另外，通过反复多次进行高频淬火，相比于只进行一次高频淬火，可以得到进一步细粒化的硬化层。
本发明立足于这种见解，以下说明其详细情况。
1.高频淬火用钢材
1-1.成分
C：C是对高频淬火性影响最大的元素，使硬化层更加硬化，还可使硬化层变得更厚，从而有助于提高扭转疲劳强度。但是，C的量如果未达到0.35质量％，为了确保必要的扭转疲劳强度就必须把硬化层形成得极其厚，其结果，淬裂的发生变得显著，贝氏体组织难以生成。另一方面，超过0.7质量％时，晶界强度下降，扭转疲劳强度下降，另外，切削性、冷锻性以及耐淬裂性也变差。因此，C量要限定在0.35～0.7质量％，优选限定在0.4～0.6质量％。
Si：Si可在高频淬火的加热时，使奥氏体的成核点的数量增加，同时还具有抑制奥氏体的晶粒成长，使硬化层细粒化的作用。另外，还有抑制碳化物的生成、防止晶界强度下降的作用。并且，对贝氏体组织生成也是优选的元素。所以，Si是对扭转疲劳强度的提高非常有效的元素。但是，其量若未达到0.30质量％，无论怎样调整钢材的制造条件以及高频淬火条件也不能在硬化层的整体厚度上使原奥氏体粒径处于12μm以下。另一方面，超过1.1质量％时，会使铁素体固溶硬化而导致切削性和冷锻性下降。因此，Si量要限定在0.30～1.1质量％，优选限定为0.40～1.0质量％。
Mn：Mn在使高频淬火性提高、确保硬化层的厚度方面是不可缺少的元素。但是，其量若未达到0.2质量％则其效果不足。另一方面，超过2.0质量％时淬火后残留奥氏体增加，表层部分的硬度下降，导致扭转疲劳强度下降。因此，Mn量要限定在0.2质量％以上，优选限定在0.3质量％以上，2.0质量％以下。还有，Mn量高时会导致母材的硬质化，有不利于切削性的倾向，因而，较为优选在1.2质量％以下，更为优选在1.0质量％以下。
Al：Al是对钢的脱氧有效的元素。另外，在抑制高频淬火的加热时的奥氏体晶粒成长，使硬化层细粒化方面也是有效的元素。但是，其量若未达到0.005质量％则其效果不足。另一方面，超过0.25质量％时其效果饱和，反而会导致成分成本的上升。因此，Al量要限定在0.005～0.25质量％内，优选限定在0.05～0.10质量％。
Ti：Ti具有下述的效果：通过与作为不可避免的杂质而混入钢中的N相结合，以防止后述的B变为BN而使其的高频淬火性消失。因此，其量至少需要为0.005质量％，但若超过0.1质量％时则大量形成TiN，这就会变成疲劳破坏的起点，使扭转疲劳强度显著地下降。因此，Ti量要限定在0.005～0.1质量％，优选限定在0.01～0.07质量％。而且，要使固溶N可靠地以TiN的形式析出，有效地发挥B的高频淬火性从而得到贝氏体与马氏体组织，优选控制Ti和N量控制以满足Ti(质量％)/N(质量％)≥3.42。
Mo：Mo具有下述的作用：通过促进热轧加工后的贝氏体组织生成，使高频淬火的加热时的奥氏体微细化，使硬化层细粒化。另外，还有抑制高频淬火的加热时的奥氏体晶粒成长，使硬化层细粒化的作用。特别地，若使高频淬火的加热温度达到800～1000℃，优选为800～950℃时，可以显著地抑制奥氏体的晶粒成长。而且，由于其为对提高淬火性有效的元素，也被应用于淬火性的调整。此外，其还具有抑制碳化物的生成，阻止晶界强度下降的作用。
这样，Mo是在本发明中起着非常重要的作用的元素，但其量若未达到0.05质量％，无论怎样调整钢材的制造条件和高频淬火条件也不能在硬化层的整体厚度上使原奥氏体粒径为12μm以下。另一方面，超过0.6质量％时，轧制中钢材的硬度显著上升，导致加工性的下降。因此，Mo量要限定在0.05～0.6质量％内，优选为0.1～0.6质量％，更为优选限定在0.3～0.4质量％。
B：B具有促进贝氏体组织或者马氏体组织生成的效果。另外，通过微量添加可使高频淬火性提高，使硬化层变厚，由此还有提高扭转疲劳强度的效果。而且，还有优先在晶界偏析，降低在晶界偏析的P的浓度，提升晶界强度，提高扭转疲劳强度的作用。但是，其量未达到0.0003质量％时其效果不足。另一方面，超过0.006质量％时其效果饱和，反而会导致成分成本的上升。因此，B量要限定在0.0003～0.006质量％，优选为0.0005～0.004质量％，更为优选限定在0.0015～0.003质量％。
S：S为形成MnS，提高钢的切削性的元素，但超过0.06质量％时会在晶界偏析，使晶界强度降低。因此将S量限定在0.06质量％以下，优选限定在0.04质量％以下。
P：P在奥氏体晶界偏析，使晶界强度下降而降低扭转疲劳强度。另外会助长淬裂。因此，P量要限定在0.020质量％以下，越少越好。
Cr：Cr有使碳化物稳定的作用，助长晶界中残留碳化物的生成，使晶界强度降低，引起扭转疲劳强度的降低。因此，Cr量要限定在0.2质量％以下，优选限定在0.05质量％以下，越少越好。
在上述的成分组成外，如果以％计还含有选自：Cu：1.0％以下、Ni：3.5％以下、Co：1.0％以下、Nb：0.1％以下、以及V：0.5％以下中的至少一种的元素，则由以下的理由，对扭转疲劳强度的提高是很有效的。
Cu：Cu为对提高高频淬火性有效的元素。另外，固溶于铁素体中，通过固溶强化来提高扭转疲劳强度。并且，抑制碳化物的生成，防止晶界强度降低，提高扭转疲劳强度。但是，其量若超过1.0质量％，在热加工时会发生裂纹，因此，Cu量要限定在1.0质量％以下，优选限定在0.5质量％以下。
Ni：Ni为提高高频淬火性的元素，因而被应用于淬火性的调整。另外，可以抑制碳化物的生成、防止晶界强度的下降，提高扭转疲劳强度。但是，Ni为极其高价的元素，添加超过3.5质量％时，钢材的成本就会显著上升。因此，Ni量要限定在3.5质量％以下。还有，由于Ni量若未达到0.05质量％时，提高淬火性的效果和抑制晶界强度下降的效果会很小，优选含有0.05质量％以上，更为优选含有0.1～1.0质量％。
Co：Co为抑制碳化物的生成、防止晶界强度的下降，提高扭转疲劳强度的元素。但是，Co为极其高价的元素，添加超过1.0质量％时，钢材的成本就会显著上升。因而Co量限定在1.0质量％以下。由于Co量未达到0.01质量％时，抑制晶界强度下降的效果会很小，因而优选含有0.01质量％以上，更为优选含有0.02～0.5质量％。
Nb：Nb不仅提高高频淬火性，还可与C、N结合、使钢析出强化。另外，还是提高抗回火软化性的元素，利用这些效果来提高扭转疲劳强度。但是，其量超过0.1质量％时，其效果就会饱和。因此，Nb量要限定在0.1质量％以下。由于Nb量未达到0.005质量％时，提高析出强化能以及抗回火软化性的效果会很小，因而优选含有0.005质量％以上，更为优选使其含有0.01～0.05质量％。
V：V与C、N结合，使钢析出强化。另外，也是提高抗回火软化性的元素，利用这些效果来提高扭转疲劳强度。但是，其量超过0.5质量％时，其效果就会饱和。因此，V量要限定在0.5质量％以下。由于V量未达到0.01质量％时，提高扭转疲劳强度的效果会很小，因而优选含有0.01质量％以上，更为优选含有0.03～0.3质量％。
1-2.组织
要提高高频淬火后的扭转疲劳强度，需要达到下述的标准：在1-1中说明过的钢材的成分组成外，高频淬火前的钢材具有贝氏体组织和/或马氏体组织，且贝氏体组织与马氏体组织的总体积率(体积％)在10％以上，更优选为20％以上。其理由如下：由于在贝氏体组织或马氏体组织中，与铁素体-珠光体组织相比碳化物微细地分散，所以在高频淬火的加热时，作为奥氏体的成核点的铁素体/碳化物界面的面积会增加，生成的奥氏体微细化，使淬火后的硬化层细粒化。而且，通过硬化层的细粒化，晶界强度上升从而提高扭转疲劳强度。
还有，由于贝氏体组织和马氏体组织的总体积率超过90％时，不仅硬化层的原奥氏体的细粒化会饱和，切削性有时也会急剧恶化，所以优选使该体积率处于90％以下。
图1中，表示了贝氏体组织或马氏体组织的体积率与切削性以及高强度化的关系。
从高强度化即硬化层的细粒化的观点来看，马氏体组织和贝氏体组织有相同程度的效果，都是只要体积率在10％以上，对扭转疲劳强度来说就可以达到充分的高强度化。另一方面，从切削性也就是硬度的观点来看，贝氏体组织相比于马氏体组织更为优良。特别地，贝氏体组织的体积率在25～85％，优选在30～70％时，可以同时得到更优良的高强度化和切削性。
从工业性的观点来看，相比于马氏体组织，贝氏体组织可由较少的合金元素量来生成，而且可以以低冷却速度生成，因而较为有利。
还有，贝氏体组织或马氏体组织以外的余量，可以是铁素体、珠光体等任意组织，不受特别的限定。
2.高频淬火构件
使用具有这样的成分组成和组织的钢材进行高频淬火，制造疲劳强度高的高频淬火构件，需要达到下述标准：使通过高频淬火在构件表层形成硬化层的原奥氏体粒径在硬化层的整体厚度上处于12μm以下，优选为10μm以下，更加优选在5μm以下。硬化层的原奥氏体粒径超过12μm时，无法得到足够的晶界强度，不能期望提高扭转疲劳强度。
在这里，在硬化层的整体厚度上的原奥氏体粒径，如下面所述来测定。
高频淬火后，构件最表层以面积率计具有100％的马氏体组织。而且，随着从表面向内部延伸，100％马氏体组织的区域一直延续到某个厚度，其后马氏体组织的面积率就急剧减少。在本发明中，把从高频淬火后的构件表面到马氏体组织的面积率减少至98％的这一区域作为硬化层，把从其表面开始的平均深度作为硬化层的厚度。
然后，对该硬化层，测定从表面开始到整体厚度的1/5位置、1/2位置以及4/5位置的平均原奥氏体粒径，在每个位置时的平均原奥氏体粒径都在12μm以下时，认为在硬化层的整体厚度上的原奥氏体粒径在12μm以下。
平均原奥氏体粒径如下测定：使用在500g水中溶解苦味酸50g后，添加十二基苯磺酸钠11g、氯化亚铁1g、草酸1.5g而做成腐蚀液，对硬化层的截面进行腐蚀，之后通过光学显微镜以400倍(1个视野面积：0.25mm×0.225mm)至1000倍(一个视野面积0.10mm×0.09mm)的倍率，对每个位置观察5个视野，利用图像分析装置来测定。
还有，在像滚动疲劳那样，仅仅依存于极表层附近的组织的情况下，即使硬化层的厚度只有1mm左右也会得到相应的效果，但扭转疲劳强度优选使硬化层的厚度为2mm以上。更优选为2.5mm以上，进而优选为3mm以上。
3.高频淬火用钢材的制造方法
对具有上述本发明范围内的成分组成的钢进行轧制·锻造等热加工而加工成规定的形状后，在0.2℃/s以上的平均冷却速度下进行冷却，这时可以可靠地获得适于高频淬火的钢材，其具有贝氏体组织和/或马氏体组织，且贝氏体组织和马氏体组织的总体积率在10％以上。
此时，热加工若在900℃以下进行则不能得到需要的贝氏体组织和/或马氏体组织，另外，在超过1150℃的温度下进行时加热成本会增加，因此优选在900℃以上1150℃以下的温度范围内进行。另外，热加工后的冷却速度优选在0.3～30℃/s的范围。
4.高频淬火构件的制造方法
根据需要对调整为上述本发明范围内的成分组成和组织的高频淬火用钢材实施冷轧、冷锻或者切削加工，至少进行一次高频淬火，且使最后一次的高频淬火时的加热温度达到800～1000℃，优选为800～950℃，这样，就能够使形成于钢材表层的硬化层的原奥氏体粒径在硬化层的整体厚度上处于12μm以下，并可得到扭转疲劳强度高的高频淬火构件。
此时，若高频淬火时的加热温度未达到800℃，奥氏体的生成就变得不充分，硬化层的生成变得不充分，结果就无法获得高的扭转疲劳强度。另外，加热温度若超过1000℃，则促进晶粒成长，奥氏体晶粒变得粗大，硬化层也粗粒化，导致扭转疲劳强度的下降。
图2中，表示本发明的Mo添加钢(Mo：0.05～0.6质量％)以及比较用的无Mo钢在高频淬火时的加热温度与硬化层的原奥氏体粒径之间的关系。
若一同降低Mo添加钢及无Mo钢高频淬火时的加热温度，则硬化层的原奥氏体粒径变小。特别对于Mo添加钢，在1000℃以下，优选在950℃以下可以达到显著的硬化层的细粒化。
若多次反复进行两次以上的高频淬火，相比于只进行一次的高频淬火的情况，可以使硬化层更加细粒化。此时，优选不仅是最后一次的高频淬火，而是使所有次的高频淬火的加热温度都处于800～1000℃。
另外，在多次反复进行高频淬火的情况下，优选至少使由最后一次高频淬火形成的硬化层的厚度与由前几次高频淬火所形成的硬化层的厚度相等或在其之上。这是因为：由于硬化层的粒径受最后一次的高频淬火的影响最大，此时的硬化层的厚度如果比由前几次的高频淬火所形成的硬化层的厚度小的话，在硬化层的整体厚度上的晶粒反而会变大，就会有扭转疲劳强度降低的倾向。
高频淬火时的加热时间，由于可以抑制奥氏体的晶粒成长，达到显著的硬化层的细粒化，因而优选为5秒以下，更为优选3秒以下。
另外，如果高频淬火时的加热的加热速度及加热后的冷却速度缓慢，奥氏体的晶粒成长就会进展，硬化层的颗粒会变大而容易导致扭转疲劳强度的下降，因此，优选此加热速度及冷却速度在200℃/s以上，更为优选500℃/s以上。
实施例
把表1所示的成分组成的钢A～Y及A1、B1通过转炉熔炼，利用连续铸造做成300×400mm截面的钢坯。把该钢坯经过开坯工序轧制成150mm的方坯之后，轧制成Φ24～60mm的钢棒，以表2中所示的冷却速度冷却。使钢棒轧制的完成温度为超过适宜贝氏体或马氏体组织形成的900℃的温度。
由该轧制后的棒钢制作具有Φ20mm的平行部分，应力集中系数α＝1.5的缺口的扭转试验片。对该扭转试验片，采用频率为15kHz的高频淬火装置，以800℃/s的加热速度进行加热，在表2-1、2-2、2-3所示的温度和时间下加热后，只以表2-1、2-2、2-3所示的次数反复进行以1000℃/s的冷却速度进行冷却的淬火处理，之后采用加热炉以170℃进行30分钟的回火，制成样品1～55。然后，对这些样品按以下的条件进行扭转疲劳强度试验。
扭转疲劳强度试验，采用最大转矩为4900N·m(＝500kgf·m)的扭转疲劳试验机，交变地改变应力条件而进行，把达到1×105次的寿命时的应力作为疲劳强度而求得。
另外，对以相同条件做成的样品，采用光学显微镜测定淬火前的组织，淬火后的硬化层的厚度，在硬化层的整体厚度上的硬化层粒径(平均原奥氏体粒径)。
在这里，硬化层的厚度及硬化层粒径，用上述的方法来求得。但是，表2-1、2-2、2-3的硬化层粒径表示在硬化层厚度的1/5位置、1/2位置、4/5位置测定的平均奥氏体粒径中最大的粒径。还有，对于多次实施了高频淬火的样品，分别测定淬火后的硬化层的厚度，以及最后一次淬火后的硬化层粒径。
结果如表2-1、2-2、2-3所示。
在由具有本发明范围内的成分组成和组织的钢棒制成的扭转试验片以本发明范围内的高频淬火条件进行高频淬火而得到的样品1～10、12～23、37～52中，硬化层粒径都在12μm以下，其结果可以得到700MPa以上的高扭转疲劳强度。
比较样品1和2或者4和5可知：通过把淬火次数从一次增加到两次，硬化层粒径变得微细，扭转疲劳强度上升。
比较样品8、37、38可知：在把淬火次数从一次增加到两次的情况下，第二次的硬化层的厚度薄的样品37比只实施了一次淬火的样品8的扭转疲劳强度还低，与此相对，使第二次的硬化层的厚度变厚的样品38与样品8相比扭转疲劳强度大幅提高。在样品38中，从硬化层的表面开始，厚度的4/5位置的原奥氏体粒径为3.5μm，从表面开始，厚度的1/5位置的原奥氏体粒径为2.6μm，可以认为表层的细粒化有助于提高扭转疲劳强度。
在样品39～48中，由于Al量控制在优选的0.05～0.10质量％内，因而硬化层粒径变得微细，可以得到高扭转疲劳强度。
另一方面，在比较例的样品11中，由于轧制后的冷却速度小，贝氏体和马氏体的总体积率未达到10％，其结果硬化层粒径变得粗大，扭转疲劳强度低。
在样品24中，虽然硬化层粒径微细，但由于C量比本发明范围高，因而导致晶界强度下降，扭转疲劳强度低。
在样品25、26、27中，由于C、Si、Mo量分别比本发明范围低，因而硬化层粒径变得粗大，扭转疲劳强度低。
样品28中的B量、样品29中的Mn量、样品30中的S量及P量、样品31中的Cr量，由于分别都在本发明范围外，因而都导致晶界强度下降，扭转疲劳强度低。
在样品32中，由于Ti量比本发明范围高，因而扭转疲劳强度低。相反，在样品35中，由于Ti量比本发明范围低，因而硬化层粒径变得粗大，扭转疲劳强度低。
在样品33中，由于高频淬火时的加热温度比本发明范围高，硬化层粒径变得粗大，另外在样品34中，由于高频淬火时的加热温度比本发明范围低，因而没有形成硬化层，它们的扭转疲劳强度都低。
在样品36中，Si量为0.28质量％，比本发明范围低，因而在硬化层的整体厚度上不能得到粒径在12μm以下的原奥氏体晶粒，其结果扭转疲劳强度低。
样品53、54、55是不含有Mo的例子，分别与含有Mo的样品6、4、3比较硬化层粒径可知，淬火时的加热温度比1000℃低时，基于Mo的细粒化就会变得显著。
还有，在这里以扭转疲劳强度为例进行了说明，根据本发明，对于其它的弯曲疲劳特性、滚动疲劳特性，滑滚疲劳特性等与在原奥氏体晶界的破坏、裂纹进展相关的疲劳特性，也同样具有优良的特性。
表1
| 钢编号 | 成分组成(质量％) | 备注 | |||||||||||||||
| C | Si | Mn | P | S | Al | Cr | Mo | Ti | B | N | Cu | Ni | Co | Nb | V | ||
| A | 0.42 | 0.51 | 0.77 | 0.010 | 0.023 | 0.024 | 0.04 | 0.45 | 0.021 | 0.0022 | 0.0044 | - | - | - | - | - | 发明钢 |
| B | 0.47 | 0.77 | 0.55 | 0.010 | 0.015 | 0.022 | 0.02 | 0.30 | 0.026 | 0.0014 | 0.0042 | - | - | - | - | - | 发明钢 |
| C | 0.49 | 0.98 | 0.95 | 0.008 | 0.020 | 0.020 | 0.03 | 0.33 | 0.032 | 0.0022 | 0.0044 | - | - | - | - | - | 发明钢 |
| D | 0.55 | 0.62 | 0.96 | 0.009 | 0.038 | 0.029 | 0.03 | 0.15 | 0.017 | 0.0020 | 0.0048 | - | - | - | - | - | 发明钢 |
| E | 0.50 | 0.41 | 0.36 | 0.004 | 0.015 | 0.069 | 0.05 | 0.51 | 0.015 | 0.0018 | 0.0039 | - | - | - | - | - | 发明钢 |
| F | 0.48 | 0.90 | 0.60 | 0.012 | 0.020 | 0.025 | 0.04 | 0.39 | 0.020 | 0.0011 | 0.0058 | 0.3 | 0.44 | - | - | - | 发明钢 |
| G | 0.50 | 0.64 | 0.73 | 0.013 | 0.031 | 0.033 | 0.02 | 0.25 | 0.058 | 0.0033 | 0.0041 | - | - | 0.22 | 0.040 | 0.16 | 发明钢 |
| H | 0.48 | 0.91 | 0.60 | 0.012 | 0.020 | 0.025 | 0.18 | 0.39 | 0.020 | 0.0021 | 0.0043 | - | - | - | - | - | 发明钢 |
| I | 0.48 | 0.90 | 0.59 | 0.012 | 0.020 | 0.025 | 0.04 | 0.38 | 0.006 | 0.0022 | 0.0045 | - | - | - | - | - | 发明钢 |
| J | 0.49 | 0.91 | 0.59 | 0.013 | 0.021 | 0.025 | 0.04 | 0.39 | 0.019 | 0.0021 | 0.0044 | - | - | - | 0.05 | - | 发明钢 |
| K | 0.48 | 0.90 | 0.60 | 0.012 | 0.020 | 0.024 | 0.04 | 0.40 | 0.020 | 0.0022 | 0.0050 | - | - | - | - | 0.21 | 发明钢 |
| L | 0.48 | 0.90 | 0.60 | 0.012 | 0.021 | 0.025 | 0.04 | 0.38 | 0.020 | 0.0024 | 0.0038 | 0.4 | - | - | - | - | 发明钢 |
| M | 0.49 | 0.89 | 0.61 | 0.012 | 0.020 | 0.025 | 0.03 | 0.39 | 0.019 | 0.0020 | 0.0041 | - | 1.5 | - | - | - | 发明钢 |
| N | 0.48 | 0.90 | 0.60 | 0.013 | 0.020 | 0.026 | 0.03 | 0.39 | 0.021 | 0.0019 | 0.0040 | - | - | 0.45 | - | - | 发明钢 |
| O | 0.84 | 0.50 | 1.10 | 0.012 | 0.019 | 0.021 | 0.03 | 0.24 | 0.025 | 0.0018 | 0.0040 | - | - | - | - | - | 比较钢 |
| P | 0.26 | 0.62 | 0.90 | 0.013 | 0.022 | 0.023 | 0.03 | 0.14 | 0.022 | 0.0026 | 0.0044 | - | - | - | - | - | 比较钢 |
| Q | 0.46 | 0.06 | 0.69 | 0.012 | 0.023 | 0.031 | 0.01 | 0.32 | 0.018 | 0.0023 | 0.0032 | - | - | - | - | - | 比较钢 |
| R | 0.51 | 0.76 | 1.01 | 0.018 | 0.019 | 0.019 | 0.02 | - | 0.026 | 0.0032 | 0.0041 | - | - | - | - | - | 比较钢 |
| S | 0.49 | 0.44 | 1.04 | 0.013 | 0.014 | 0.028 | 0.04 | 0.20 | 0.023 | 0.0001 | 0.0037 | - | - | - | - | - | 比较钢 |
| T | 0.44 | 0.55 | 2.59 | 0.007 | 0.018 | 0.033 | 0.02 | 0.28 | 0.035 | 0.0001 | 0.0056 | - | - | - | - | - | 比较钢 |
| U | 0.47 | 0.34 | 0.89 | 0.039 | 0.083 | 0.024 | 0.02 | 0.36 | 0.025 | 0.0023 | 0.0049 | - | - | - | - | - | 比较钢 |
| V | 0.48 | 0.66 | 0.55 | 0.009 | 0.018 | 0.021 | 0.31 | 0.14 | 0.020 | 0.0019 | 0.0045 | - | - | - | - | - | 比较钢 |
| W | 0.53 | 0.81 | 0.93 | 0.012 | 0.018 | 0.026 | 0.03 | 0.41 | 0.150 | 0.0024 | 0.0045 | - | - | - | - | - | 比较钢 |
| X | 0.43 | 0.52 | 0.53 | 0.013 | 0.014 | 0.027 | 0.04 | 0.20 | 0.004 | 0.0023 | 0.0040 | - | - | - | - | - | 比较钢 |
| Y | 0.44 | 0.28 | 0.87 | 0.013 | 0.014 | 0.025 | 0.15 | 0.29 | 0.011 | 0.0018 | 0.0042 | - | - | - | - | - | 比较钢 |
| A1 | 0.42 | 0.50 | 0.77 | 0.011 | 0.022 | 0.072 | 0.04 | 0.45 | 0.020 | 0.0021 | 0.0045 | - | - | - | - | - | 发明钢 |
| B2 | 0.47 | 0.78 | 0.54 | 0.010 | 0.015 | 0.065 | 0.02 | 0.30 | 0.025 | 0.0015 | 0.0041 | - | - | - | - | - | 发明钢 |
*下划线表示本发明范围外
表2-1
| 样品NO. | 钢编号 | 轧制后冷却速度(℃/s) | 贝氏体体积率(体积％) | 马氏体体积率(体积％) | 母材铁索体粒径(μm) | 高频淬火条件 | 淬火次数 | 硬化层厚度(mm) | 硬化层粒径(μm) | 扭转疲劳强度[1×105](MPa) | 备注 | ||
| 一次 | 二次 | 三次 | |||||||||||
| 1 | A | 0.7 | 81 | 0 | 17.9 | 880℃×2s | 1 | 3.5 | - | - | 4.5 | 818 | 发明例 |
| 2 | A | 0.7 | 81 | 0 | 17.9 | 890℃×2s | 2 | 3.6 | 3.6 | - | 2.9 | 828 | 发明例 |
| 3 | A | 0.7 | 81 | 0 | 17.9 | 1090℃×6s | 1 | 4.4 | - | - | 11.1 | 704 | 发明例 |
| 4 | B | 0.9 | 65 | 0 | 16.6 | 850℃×1s | 1 | 3.5 | - | - | 3.8 | 822 | 发明例 |
| 5 | B | 0.9 | 65 | 0 | 16.6 | 850℃×1s | 2 | 3.5 | 3.5 | - | 2.6 | 879 | 发明例 |
| 6 | B | 0.9 | 65 | 0 | 16.6 | 970℃×1s | 1 | 4.4 | - | - | 7.8 | 795 | 发明例 |
| 7 | B | 12.5 | 9 | 91 | 未生成 | 870℃×2s | 1 | 3.9 | - | - | 4.7 | 813 | 发明例 |
| 8 | C | 0.6 | 88 | 0 | 14.9 | 830℃×3s | 1 | 3.5 | - | - | 3.2 | 850 | 发明例 |
| 9 | C | 0.6 | 88 | 0 | 14.9 | 820℃×2s | 1 | 2.7 | - | - | 3.1 | 782 | 发明例 |
| 10 | C | 0.6 | 88 | 0 | 14.9 | 820℃×1s | 1 | 2.2 | - | - | 3.0 | 766 | 发明例 |
| 11 | C | 0.08 | 6 | 0 | 14.9 | 970℃×3s | 1 | 4.0 | - | - | 19.5 | 537 | 比较例 |
| 12 | D | 0.7 | 28 | 0 | 12.5 | 900℃×3s | 1 | 3.5 | - | - | 5.2 | 835 | 发明例 |
| 13 | D | 0.7 | 28 | 0 | 12.5 | 900℃×7s | 1 | 4.3 | - | - | 10.6 | 719 | 发明例 |
| 14 | E | 0.8 | 25 | 0 | 14.2 | 890℃×1s | 3 | 3.9 | 3.9 | 3.9 | 2.6 | 870 | 发明例 |
| 15 | F | 0.8 | 70 | 0 | 15.3 | 850℃×1s | 2 | 3.8 | 3.8 | - | 1.6 | 900 | 发明例 |
| 16 | G | 0.7 | 83 | 0 | 14.1 | 940℃×2s | 2 | 3.9 | 3.9 | - | 3.8 | 826 | 发明例 |
| 17 | H | 0.7 | 63 | 0 | 16.2 | 950℃×1s | 1 | 3.7 | - | - | 7.9 | 741 | 发明例 |
| 18 | I | 0.8 | 63 | 0 | 16.9 | 970℃×1s | 1 | 4.1 | - | - | 8.0 | 787 | 发明例 |
| 19 | J | 0.7 | 61 | 0 | 15.8 | 950℃×1s | 1 | 4.2 | - | - | 7.6 | 815 | 发明例 |
| 20 | K | 0.8 | 64 | 0 | 16.0 | 950℃×1s | 1 | 3.9 | - | - | 7.8 | 826 | 发明例 |
*下划线部分表示本发明范围外
表2-2
| 样品NO. | 钢编号 | 轧制后冷却速度(℃/s) | 贝氏体体积率(体积％) | 马氏体体积率(体积％) | 母材铁素体粒径(μm) | 高频淬火条件 | 淬火次数 | 硬化层厚度(mm) | 硬化层粒径(μm) | 扭转疲劳强度[1×105](MPa) | 备注 | ||
| 一次 | 二次 | 三次 | |||||||||||
| 21 | L | 0.8 | 67 | 0 | 16.2 | 940℃×1s | 1 | 3.7 | - | - | 5.0 | 822 | 发明例 |
| 22 | M | 0.6 | 87 | 0 | 14.5 | 960℃×1s | 1 | 3.7 | - | - | 7.6 | 830 | 发明例 |
| 23 | N | 0.7 | 71 | 0 | 15.0 | 950℃×1s | 1 | 4.0 | - | - | 7.7 | 817 | 发明例 |
| 24 | O | 0.9 | 33 | 0 | 未生成 | 950℃×1s | 2 | 4.0 | 4.0 | - | 4.9 | 625 | 比较例 |
| 25 | P | 0.5 | 8 | 0 | 20.7 | 950℃×2s | 1 | 3.8 | - | - | 17.0 | 548 | 比较例 |
| 26 | Q | O.6 | 35 | 0 | 14.5 | 900℃×3s | 1 | 3.9 | - | - | 13.9 | 590 | 比较例 |
| 27 | R | 0.5 | 12 | 0 | 13.7 | 900℃×3s | 2 | 4.1 | 4.1 | - | 13.7 | 583 | 比较例 |
| 28 | S | 0.7 | 7 | 0 | 14.6 | 920℃×2s | 1 | 3.9 | - | - | 11.1 | 586 | 比较例 |
| 29 | T | 0.7 | 87 | 0 | 16.0 | 910℃×1s | 1 | 3.6 | - | - | 4.2 | 675 | 比较例 |
| 30 | U | 0.6 | 69 | 0 | 15.1 | 880℃×2s | 1 | 3.8 | - | - | 4.0 | 655 | 比较例 |
| 31 | V | 0.7 | 24 | 0 | 14.4 | 860℃×2s | 2 | 3.8 | 3.8 | - | 3.9 | 657 | 比较例 |
| 32 | W | 0.6 | 80 | 0 | 12.8 | 950℃×3s | 1 | 4.0 | - | - | 5.9 | 562 | 比较例 |
| 33 | A | 0.7 | 81 | 0 | 17.9 | 1150℃×7s | 1 | 6.5 | - | - | 13.6 | 615 | 比较例 |
| 34 | A | 0.7 | 81 | 0 | 17.9 | 700℃×2s | 1 | 0 | - | - | 为不完 全淬火 组织不 能测定 | 308 | 比较例 |
| 35 | X | 0.7 | 7 | 0 | 17.5 | 960℃×1s | 1 | 4.0 | - | - | 20.5 | 543 | 比较例 |
| 36 | Y | 0.7 | 32 | 0 | 17.6 | 950℃×2s | 1 | 4.8 | - | - | 15.5 | 575 | 比较例 |
| 37 | C | 0.6 | 88 | 0 | 14.9 | ※1 | 2 | 4.4 | 3.5 | - | 4.0 | 840 | 发明例 |
| 38 | C | 0.6 | 88 | 0 | 14.9 | ※2 | 2 | 2.2 | 4.0 | - | 3.5 | 872 | 发明例 |
*下划线部分表示本发明范围外。
※1：第一次淬火条件：1100℃×2s，第二次淬火条件：850℃×2s
※2：第一次淬火条件：820℃×1s，第二次淬火条件：850℃×2s
表2-3
| 样品NO. | 钢编号 | 轧制后冷却速度(℃/s) | 贝氏体体积率(体积％) | 马氏体体积率(体积％) | 母材铁素体粒径(μm) | 高频淬火条件 | 淬火次数 | 硬化层厚度(mm) | 硬化层粒径(μm) | 扭转疲劳强度[1×105](MPa) | 备注 | ||
| 一次 | 二次 | 三次 | |||||||||||
| 39 | A1 | 0.7 | 80 | 0 | 17.8 | 880℃×2s | 1 | 3.5 | - | - | 4.2 | 825 | 发明例 |
| 40 | A1 | 0.7 | 80 | 0 | 17.8 | 890℃×2s | 2 | 3.6 | 3.6 | - | 2.7 | 838 | 发明例 |
| 41 | A1 | 0.7 | 80 | 0 | 17.8 | 880℃×0s※3 | 1 | 3.4 | - | - | 3.9 | 788 | 发明例 |
| 42 | A1 | 0.7 | 80 | 0 | 17.8 | 1090℃×6s | 1 | 4.4 | - | - | 10.9 | 712 | 发明例 |
| 43 | B1 | 0.9 | 64 | 0 | 16.7 | 850℃×1s | 1 | 3.5 | - | - | 3.5 | 835 | 发明例 |
| 44 | B1 | 0.9 | 64 | 0 | 16.7 | 850℃×1s | 2 | 3.5 | 3.5 | - | 2.4 | 890 | 发明例 |
| 45 | B1 | 0.9 | 64 | 0 | 16.7 | 940℃×0s※3 | 1 | 3.5 | - | - | 4.6 | 817 | 发明例 |
| 46 | B1 | 0.9 | 64 | 0 | 16.7 | 940℃×1s | 1 | 3.5 | - | - | 4.8 | 815 | 发明例 |
| 47 | B1 | 0.9 | 64 | 0 | 16.7 | 970℃×1s | 1 | 4.4 | - | - | 7.6 | 800 | 发明例 |
| 48 | B1 | 12.5 | 9 | 91 | 未生成 | 870℃×2s | 1 | 3.9 | - | - | 4.5 | 818 | 发明例 |
| 49 | B | 0.9 | 65 | 0 | 16.5 | 940℃×0s※3 | 1 | 4.3 | - | - | 4.8 | 815 | 发明例 |
| 50 | B | 0.9 | 65 | 0 | 16.5 | 940℃×1s | 1 | 4.2 | - | - | 5.1 | 816 | 发明例 |
| 51 | A | 0.7 | 81 | 0 | 17.9 | 880℃×0s※3 | 1 | 3.5 | - | - | 4.2 | 821 | 发明例 |
| 52 | A | 0.4 | 60 | 0 | 18.2 | 880℃×0s※3 | 1 | 3.5 | - | - | 4.4 | 819 | 发明例 |
| 53 | R | 0.8 | 40 | 0 | 13.5 | 970℃×1s | 1 | 3.5 | - | - | 10.6 | 570 | 比较例 |
| 54 | R | 0.8 | 40 | 0 | 13.5 | 850℃×1s | 1 | 3.6 | - | - | 9.5 | 625 | 比较例 |
| 55 | R | 0.8 | 40 | 0 | 13.5 | 1090℃×1s | 1 | 3.5 | - | - | 14.1 | 514 | 比较例 |
*下划线部分表示本发明范围外。
※3：0s意味着达到加热温度后立即中止加热，进行冷却。
Claims (20)
1.一种高频淬火用钢材，以质量％计含有C：0.35～0.7％、Si：0.30～1.1％、Mn：0.2～2.0％、Al：0.005～0.25％、Ti：0.005～0.1％、Mo：0.05～0.6％、B：0.0003～0.006％、S：0.06％以下、P：0.02％以下、以及Cr：0.2％以下，余量由Fe以及不可避免的杂质构成，具有贝氏体组织和/或马氏体组织，且所述贝氏体组织和所述马氏体组织的总体积率在10％以上。
2.如权利要求1所述的高频淬火用钢材，以质量％计还含有选自Cu：1.0％以下，Ni：3.5％以下，Co：1.0％以下，Nb：0.1％以下、以及V：0.5％以下中的至少一种元素。
3.一种高频淬火构件，采用权利要求1的高频淬火用钢材，通过高频淬火在所述钢材表层形成的硬化层的原奥氏体粒径在所述硬化层的整体厚度上处于12μm以下。
4.如权利要求3所述的高频淬火构件，通过高频淬火在钢材表层形成的硬化层的厚度在2mm以上。
5.一种高频淬火构件，采用权利要求2的高频淬火用钢材，通过高频淬火在所述钢材表层形成的硬化层的原奥氏体粒径在所述硬化层的整体厚度上处于12μm以下。
6.如权利要求5所述的高频淬火构件，通过高频淬火在钢材表层形成的硬化层的厚度在2mm以上。
7.一种高频淬火用钢材的制造方法，包括对具有权利要求1的成分的钢进行热加工的工序、和对所述热加工后的钢以0.2℃/sec以上的冷却速度进行冷却的工序。
8.一种高频淬火用钢材的制造方法，包括对具有权利要求2的成分的钢进行热加工的工序、和对所述热加工后的钢以0.2℃/sec以上的冷却速度进行冷却的工序。
9.一种高频淬火构件的制造方法，具有对采用权利要求7的方法制造的高频淬火用钢材进行至少一次高频淬火的工序，并使最后一次高频淬火时的加热温度为800～1000℃。
10.一种高频淬火构件的制造方法，具有对采用权利要求8的方法制造的高频淬火用钢材进行至少一次高频淬火的工序，并使最后一次高频淬火时的加热温度为800～1000℃。
11.一种高频淬火构件的制造方法，具有对采用权利要求7的方法制造的高频淬火用钢材进行至少一次高频淬火的工序，并使所有次高频淬火时的加热温度都为800～1000℃。
12.一种高频淬火构件的制造方法，具有对采用权利要求8的方法制造的高频淬火用钢材进行至少一次高频淬火的工序，并使所有次高频淬火时的加热温度都为800～1000℃。
13.如权利要求9所述的高频淬火构件的制造方法，使最后的高频淬火时的加热时间在5秒以下。
14.如权利要求10所述的高频淬火构件的制造方法，使最后的高频淬火时的加热时间在5秒以下。
15.如权利要求11所述的高频淬火构件的制造方法，使所有的高频淬火时的加热时间都在5秒以下。
16.如权利要求12所述的高频淬火构件的制造方法，使所有的高频淬火时的加热时间都在5秒以下。
17.如权利要求9所述的高频淬火构件的制造方法，通过高频淬火在钢材表层形成的硬化层的厚度在2mm以上。
18.如权利要求10所述的高频淬火构件的制造方法，通过高频淬火在钢材表层形成的硬化层的厚度在2mm以上。
19.如权利要求11所述的高频淬火构件的制造方法，通过高频淬火在钢材表层形成的硬化层的厚度在2mm以上。
20.如权利要求12所述的高频淬火构件的制造方法，通过高频淬火在钢材表层形成的硬化层的厚度在2mm以上。
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