CN1806061A - 机械构造用钢部件、其所用原料及其制造方法 - Google Patents

机械构造用钢部件、其所用原料及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了机械构造用部件，所述机械构造用部件包含基于质量％的0.3％至0.7％的C、0.30％或更低的Si、0.2％至2.0％的Mn、0.005％至0.25％的Al、0.005％至0.1％的Ti、0.05％至0.6％的Mo、0.0003％至0.006％的B、0.06％或更低的S、0.020％或更低的P、0.0030％或更低的O，以及余量为Fe和不可避免的杂质。另外，所述机械构造用部件在其表面的至少一部分上具有由感应淬火形成的硬化层，所述硬化层的平均原奥氏体粒径为7μm或更低，由氧化物构成的非金属夹杂物的最大直径为15μm或更低。该机械构造用部件由于具有高疲劳强度，因而适用于汽车主动轴、等速万向节等等。

Description

机械构造用钢部件、其所用原料及其制造方法
技术领域
本发明涉及机械构造用钢部件，例如汽车主动轴或等速万向节，所述钢部件在其表面具有由感应淬火形成的硬化层，并涉及用于钢部件的原料及所述钢部件的制造方法。
背景技术
迄今对于诸如汽车主动轴或等速万向节的机械构造用部件，在对热轧钢条进行热锻、切削、冷锻等等以使其具有预定形状之后，通常要通过感应淬火和回火对上述处理的机械构造用部件赋予疲劳强度，所述疲劳强度例如扭转疲劳强度、弯曲疲劳强度和滑动与滚动接触疲劳强度，其是机械构造用部件的重要性能。
近年来，伴随由于环境问题而对减少汽车部件重量的要求之增加，逐渐要求对上述机械构造用部件的疲劳强度作进一步改进。
已有提议采用各种方法作为改进上述疲劳强度的手段。例如，为了改进疲劳强度，可考虑增加感应淬火的淬火深度。但疲劳强度在某一淬火深度下即达到饱和而不能得到进一步改进。
另外，改进晶界强度对于提高疲劳强度也是有效的，例如在特开2000-154819号公报中，其所提出的方法为在感应淬火加热中通过析出大量的微细TiC，从而使奥氏体晶粒微细化。
然而，根据上述方法，为了在感应淬火的加热中析出大量微细TiC，有必要在热轧中将钢加热至诸如1100℃或更高的高温，从而使TiC处于溶液状态，其不利结果为导致生产率降低。另外，仅通过析出大量TiC而使奥氏体晶粒微细化，并不能完全满足对疲劳强度的最新要求。
在特开平8-53714号公报中，提出了具有改进的疲劳强度的机械构造用部件，其中根据C的量将如下性能控制在各自预定范围内，同时将CD/R比限定于0.3至0.7范围内，从而改进疲劳强度，所述CD是对具有圆形横截面的机械构造用部件进行感应淬火而形成的硬化层的厚度(淬火深度)，R是所述截面的半径。上面提及的性能为上述的CD/R，感应淬火后从表面至1mm深度区域中原奥氏体的粒径rf，通过感应淬火所得的高达使CD/R比为0.1的平均维氏硬度Hf，以及感应淬火之后由轴中心部的平均维氏硬度Hc所得的值A。
然而与上面所述情况相同，通过上述部件并不能完全满足对疲劳强度的最新要求。
发明内容
本发明的目的是提供比过去所得具有更高疲劳强度的机械构造用部件，用于所述机械构造用部件的原料，以及制造所述机械构造用部件的方法。
上述目的可通过含有基于质量％的0.3％至0.7％的C、0.30％或更低的Si、0.2％至2.0％的Mn、0.005％至0.25％的Al、0.005％至0.1％的Ti、0.05％至0.6％的Mo、0.0003％至0.006％的B、0.06％或更低的S、0.020％或更低的P、0.0030％或更低的O，以及余量为Fe和不可避免的杂质的机械构造用部件而实现。上述机械构造用部件在其表面的至少一部分上具有由感应淬火形成的硬化层，所述硬化层的平均原奥氏体粒径为7μm或更低，且由氧化物构成的非金属夹杂物的最大直径为15μm或更低。
上述机械构造用部件可采用原料制得，所述原料由上述组分构成并具有贝氏体微结构和马氏体微结构，其中贝氏体微结构和马氏体微结构的总体积分数为10％或更高，由氧化物构成的非金属夹杂物的最大直径为15μm或更低，并且由感应淬火形成的硬化层的平均原奥氏体粒径为7μm或更低。即，对用于机械构造用部件的该原料，通过在600℃至800℃的温度范围以300℃/秒或更高的加热速率进行感应淬火至少对其进行一次加热至800℃至1000℃的步骤。
附图说明
图1是含有Mo的析出物的电子显微照片。
图2所示为对含Mo和不含Mo的钢进行感应淬火时加热温度与硬化层的原奥氏体粒径之间的关系。
图3所示为含Mo和不含Mo的钢的弯曲疲劳强度与原奥氏体粒径之间的关系。
具体实施方式
通常，钢的疲劳强度随其强度增加而增加；但当淬火部分的硬度具有500或更高的维氏硬度Hv时，则由晶界破坏或非金属夹杂物引起的疲劳破坏占有支配性，其结果当强度增加时，疲劳强度并未增加。
因此，为了通过改进晶界强度和控制由氧化物构成的非金属夹杂物而有效改进机械构造用部件的疲劳强度，通过本发明的发明人实施的详尽研究得到了如下认识。
(1)当感应淬火之前于原料中形成含Mo的析出物，则在感应淬火的加热中奥氏体晶粒的生长被抑制，可使硬化层的原奥氏体粒径为7μm或更低。其结果改进了晶界强度，因而可得到高疲劳强度。
(2)此外，当由氧化物构成的非金属夹杂物的最大直径减至15μm或更低时，则其表面出现疲劳破坏，其结果与过去所得结果相比可得到高疲劳强度。
(3)当感应淬火前原料的微结构由贝氏体微结构和马氏体微结构构成，且二者的总体积分数设定为10％或更高时，则在感应淬火的加热中奥氏体晶粒的成核位点数量增加，其结果硬化层的原奥氏体晶粒可被微细化。
(4)在加热速率设定为300℃/秒或更高，加热温度设定为800℃至1000℃范围，800℃或更高温度下的停留时间设定为5秒或更短的感应淬火条件下，可将硬化层的原奥氏体晶粒微细化。特别地，将上述(1)含有Mo的析出物与上述(3)的原料微结构相组合，可使原奥氏体晶粒微细化至直径7μm或更低。
本发明是基于上述认识而完成的，下文中将对其作详细描述。
1.机械构造用部件
1-1.组分
C：C是对淬火性能具有最显著影响的元素，它可使硬化层硬度增强，并可使硬化层厚度加大，从而改进疲劳强度。但当C含量低于0.3质量％时，为确保所需的疲劳强度必须相当程度地增加硬化层厚度，其结果产生出显著的淬火裂纹。另一方面，当C含量高于0.7质量％时，则晶界强度减少，疲劳强度减少，其结果，原料的切削性和冷锻性能及淬火后的耐淬火裂纹性会变差。因此，C含量应设定为0.3质量％至0.7质量％。
Si：Si增加了淬火加热中奥氏体的成核位点数量，并还具有通过抑制奥氏体晶粒生长而使硬化层微粒化的功能。另外，Si具有通过抑制碳化物形成而抑制晶界强度减少的功能。因此，Si是对改进疲劳强度极有效的元素。然而，当Si元素含量高于0.3质量％时，原料的切削性会变差。因此，将Si含量设定为等于或低于0.3质量％。
Mn：对改进淬火性能和确保硬化层厚度而言，Mn是不可或缺的元素。但当Mn含量低于0.2质量％时，其作用并不明显。另一方面，当Mn含量高于2.0质量％时，淬火后残留奥氏体的量增加了，表面部分的硬度减少了，其结果使疲劳强度减少。因此，Mn含量设定为0.2质量％至2.0质量％。另外，当Mn具有高含量时，原料的硬度增加了，其切削性则不利地变差；因此，Mn含量更优选设定为等于或低于1.2质量％，更优选设定为等于或低于1.0质量％。
Al：Al元素对钢的脱氧有效。另外，由于A1元素在淬火加热中抑制了奥氏体晶粒的生长，因此其对硬化层的微粒化也有效。然而，当Al含量低于0.005质量％时，其效果并不明显。另一方面，当Al含量高于0.25质量％时，则其作用达到饱和，从而增加了制造成本。因此，将Al含量设定在0.005质量％至0.25质量％的范围内。
Ti：Ti是与N结合混入钢内的不可避免的杂质，其能有效防止B转变成BN。如后面所述，B转变成BN会使感应淬火性能消失。因此，Ti含量必须至少为0.005质量％；但当Ti含量高于0.1质量％时，则生成的大量TiN引起疲劳破坏，其结果使旋转弯曲疲劳强度受到相当程度的减少。因此，将Ti含量设定为0.005质量％至0.1质量％。
Mo：Mo具有在淬火加热中抑制奥氏体晶粒生长从而使硬化层微粒化的作用。特别地，当淬火中的加热温度设定在800℃至1000℃的范围，优选设定在800℃至950℃的范围，则奥氏体晶粒的生长被显著抑制。此外，由于Mo能有效改进淬火性能，因此将其用于淬火性能的调节。另外，Mo具有抑制碳化物生成的效果，从而可防止晶界强度的减少。
如上所述，尽管Mo元素在本发明中具有极重要作用，但当Mo含量低于0.05质量％时，则硬化层整个厚度范围的原奥氏体粒径均不能减至7μm或更低。但另一方面，当Mo含量高于0.6质量％时，原料的切削性会变差。因此，将Mo含量设定为0.05质量％至0.6质量％范围内，更优选设定为0.2质量％至0.4质量％范围内。
所述奥氏体晶粒生长被抑制及硬化层被微粒化的原因据信是由于Mo自身的溶质牵引效应或者含有Mo的析出物对晶粒生长的钉扎效应，如后将有所述，认为后者的作用更明显。
B：加入少量的B能改进淬火性能，B具有通过增加硬化层厚度从而改进旋转弯曲疲劳强度的作用。此外，B优先在晶界处偏析出来，从而减少了同样在晶界处偏析出来的P的浓度，并增加了晶界强度，其结果可改进旋转弯曲疲劳强度。然而，当B含量低于0.0003质量％时，其作用并不明显。另一方面，当B含量高于0.006质量％时，其作用达到饱和，从而不利地增加了制造成本。因此，B含量设定为0.0003质量％至0.006质量％范围内，优选设定为0.0005质量％至0.004质量％范围内。
S：S是形成MnS的元素，其改进了原料的切削性；但当S含量高于0.06质量％时，S会在晶界处偏析出来，其结果会降低晶界强度。因此，S含量设定为等于或低于0.06质量％。
P：P在晶界处偏析，从而降低了晶界强度并降低了旋转弯曲疲劳强度。另外，P还促进了淬火裂纹的产生。因此，P含量设定为等于或低于0.020质量％，更优选将其含量进一步减少。
O：O作为非金属夹杂物存在于原料中，它会引起疲劳破坏，其结果降低了旋转弯曲疲劳强度。特别地，非金属夹杂物易于在淬火后原奥氏体的粒径减少从而改进晶界强度之时产生疲劳破坏。因此，如上所述，非金属夹杂物的最大直径须设定为等于或小于15μm，为此，有必要将O含量设定为等于或低于0.0030质量％，优选为等于或低于0.0010质量％，更优选为等于或低于0.0008质量％。
另外，余量包括Fe和不可避免的杂质。
除上述基本组分之外，当含有选自2.5％或更低的Cr、1.0％或更低的Cu、3.5％或更低的Ni、1.0％或更低的Co、0.1％或更低的Nb、0.5％或更低的V、0.5％或更低的Ta、0.5％或更低的Hf及0.015％或更低的Sb组中的至少一种元素时，可更有效地改进疲劳强度，原因如下。
Cr：Cr元素能有效改进淬火性能并确保硬化层厚度。但当Cr含量高于2.5质量％时，则能使碳化物稳定，促进残留碳化物的生长，并降低晶界强度，从而降低了疲劳强度。因此，Cr的含量设定为等于或低于2.5质量％，优选为等于或低于1.5质量％；但更优选为进一步减少其含量。另外，为了改进淬火性能，Cr含量优选设定为等于或高于0.03质量％。
Cu：Cu元素能有效改进淬火性能。另外，Cu溶于铁氧体中，通过固溶强化改进了疲劳强度。此外，Cu抑制了碳化物的生成并防止了晶界强度的降低，其结果改进了疲劳强度。但当Cu含量高于1.0质量％时，则热加工中会出现裂纹。因此Cu含量设定为等于或低于1.0质量％，优选等于或低于0.5质量％。当Cu含量低于0.03质量％时，由于改进淬火性能的作用和抑制晶界强度降低的作用不明显，因此Cu含量优选设定为等于或高于0.03质量％，更优选为等于或高于0.1质量％。
Ni：Ni是改进淬火性能的元素，因此将其用于淬火性能的调节。另外，Ni抑制了碳化物的形成，防止了晶界强度的减少，并提高了疲劳强度。但是，由于Ni是极昂贵的元素，当其含量高于3.5质量％时，会显著增加制造成本。因此，Ni含量设定为等于或低于3.5质量％。另外，当Ni含量低于0.05质量％时，由于改进淬火性能的作用和抑制晶界强度降低的作用不明显，因此Ni含量优选设定为等于或高于0.05质量％，更优选设定为0.1质量％至1.0质量％的范围。
Co：Co元素能抑制碳化物的形成，防止晶界强度的降低，并改进疲劳强度。但是，由于Co是极昂贵的元素，当其含量高于1.0质量％时，会显著增加制造成本。因此，Co含量设定为等于或低于1.0质量％。另外，当Co含量低于0.01质量％时，由于抑制晶界强度降低的作用不明显，因此Co含量优选设定为等于或高于0.01质量％，更优选设定为0.02质量％至0.5质量％的范围。
Nb：Nb与C和N结合，除改进淬火性能外，它还能提供钢的沉淀强化。另外，Nb元素还能改进对回火软化的耐受性，并通过上述作用改进疲劳强度。但当Nb含量高于0.1质量％时，其作用达到饱和。因此，Nb含量设定为等于或低于0.1质量％。当Nb含量低于0.005质量％时，由于其改进沉淀强化和对回火软化的耐受作用不明显，因此，Nb含量优选设定为等于或高于0.005质量％，更优选设定为0.01质量％至0.05质量％范围。
V：V与C和N结合，从而提供了钢的沉淀强化。另外，V元素还能改进对回火软化的耐受性，并通过上述作用改进疲劳强度。但当V含量高于0.5质量％时，其作用达到饱和。因此，V含量设定为等于或低于0.5质量％。另外，当V含量低于0.01质量％时，由于其改进疲劳强度的作用不明显，因此V含量优选设定为等于或高于0.01质量％，更优选设定为0.03质量％至0.3质量％的范围。
Ta：Ta具有延迟微结构改变的作用和防止疲劳强度特别是滚动接触疲劳强度降低的作用。但当Ta含量高于0.5质量％时，其作用达到饱和。因此，Ta含量设定为等于或低于0.5质量％。另外，当Ta含量低于0.02质量％时，由于其改进疲劳强度的作用并不明显，因此其含量优选设定为等于或高于0.02质量％。
Hf：Hf具有延迟微结构改变的作用和防止疲劳强度特别是滚动接触疲劳强度降低的作用。但当Hf含量高于0.5质量％时，其作用达到饱和。因此Hf含量设定为等于或低于0.5质量％。另外，当Hf含量低于0.02质量％时，其改进疲劳强度的作用并不明显，因此Hf含量优选设定为等于或高于0.02质量％。
Sb：Sb具有延迟微结构改变的作用和防止疲劳强度特别是滚动接触疲劳强度降低的作用。但当Sb含量高于0.015质量％时，其韧性退化。因此，Sb的含量设定为等于或低于0.015质量％，优选为等于或低于0.010质量％。另外，当Sb含量低于0.005质量％时，由于其改进疲劳强度的作用并不明显，因此Sb含量优选设定为等于或高于0.005质量％。
除上述基本组分之外，或者除基本组分和对改进疲劳强度更有效的组分之外，当含有选自1.0质量％或更低的W、0.005质量％或更低的Ca、0.005质量％或更低的Mg、0.1质量％或更低的Se、0.005质量％或更低的Te、0.5质量％或更低的Bi、0.5质量％或更低的Pb、0.01质量％或更低的Zr及0.1质量％或更低的REM组中的至少一种元素时，可更有效地改进原料的切削性，原因如下。
W：W元素通过脆化作用而改进切削性。但当W含量高于1.0质量％时，不仅其作用达到饱和，而且还会增加制造成本。因此，W的含量设定为等于或低于1.0质量％。当W的含量低于0.005质量％时，由于其改进切削性的作用并不明显，因此W含量优选设定为等于或高于0.005质量％。
Ca：Ca与MnS组合形成硫化物，所述硫化物起断屑体(chip breaker)的作用，从而改进了切削性，因此可在任何必要的时候加入Ca。但当Ca含量高于0.005质量％时，不仅其作用达到饱和，而且还会增加制造成本。因此Ca含量设定为等于或低于0.005质量％。当Ca含量低于0.0001质量％时，由于其改进切削性的作用并不明显，因此Ca含量优选设定为等于或高于0.0001质量％。
Mg：Mg不仅是脱氧元素，而且是应力集中元素，从而改进了切削性，因此可在任何必要的时候加入Mg。但当Mg含量过度时，不仅其作用达到饱和，而且还增加了制造成本。因此Mg含量设定为等于或低于0.005质量％。当Mg含量低于0.0001质量％时，由于其改进切削性的作用并不明显，因此Mg含量优选设定为等于或高于0.0001质量％。
Te、Se：Te或Se与Mn结合形成起断屑体作用的MnTe或MnSe，从而改进了切削性。但当Te或Se含量高于0.1质量％时，不仅其作用达到饱和，而且还增加了制造成本。因此Te或Se含量设定为等于或低于0.1质量％。当Te或Se含量低于0.003质量％时，由于其改进切削性的作用并不明显，因此Te或Se各自含量优选设定为等于或高于0.003质量％。
Bi：在切削步骤中，Bi具有熔化、润滑和脆化作用，从而改进了切削性。但当Bi含量高于0.5质量％时，不仅其作用达到饱和，而且还增加了制造成本。因此Bi含量设定为等于或低于0.5质量％。当Bi含量低于0.01质量％时，由于其改进切削性的作用并不明显，因此Bi含量优选设定为等于或高于0.01质量％。
Pb：在切削步骤中，Pb具有熔化、润滑和脆化作用，从而改进了切削性。但当Pb含量高于0.5质量％时，不仅其作用达到饱和而且还增加了制造成本。因此Pb含量设定为等于或低于0.5质量％。当Pb含量低于0.01质量％时，由于其改进切削性的作用并不明显，因此Pb含量优选设定为等于或高于0.01质量％。
Zr：Zr与MnS组合形成起断屑体作用的硫化物，从而改进了切削性。但当Zr含量高于0.01质量％时，不仅其作用达到饱和而且还增加了制造成本。因此Zr含量设定为等于或低于0.01质量％。当Zr含量低于0.003质量％时，由于其改进切削性的作用并不明显，因此Zr含量优选设定为等于或高于0.003质量％。
REM：REM与MnS组合形成起断屑体作用的硫化物，从而改进了切削性。但当REM含量高于0.1质量％时，不仅其作用达到饱和而且还增加了制造成本。因此REM含量设定为等于或低于0.1质量％。当REM含量低于0.0001质量％时，由于其改进切削性的作用并不明显，因此REM含量优选设定为等于或高于0.0001质量％。
1-2.硬化层的平均原奥氏体粒径
除上述组分之外，为了得到更高的疲劳强度，有必要将整个硬化层厚度范围的硬化层的平均原奥氏体粒径设定为7μm或更小，或优选设定为5μm或更小，或者更优选设定为3μm或更小，所述硬化层通过感应淬火形成于部件的表面上。若平均原奥氏体粒径超过7μm，则不能得到足够的晶界强度，其结果不能实现疲劳强度的改进。
在本实施方案中，按如下所述测量整个硬化层厚度范围的平均原奥氏体粒径。
感应淬火之后，由此加工所得部件的最表层基于面积分数具有100％的马氏体微结构。从表面至内侧某一深度，存在由100％面积分数的马氏体微结构构成的区域，从该某一深度起，马氏体微结构的面积分数迅速减少。在本发明中，将从淬火的表面部分到马氏体微结构的面积分数减少至98％的深度之间的区域定义为硬化层。另外对该硬化层，在从其表面开始的硬化层厚度的1/5深度、1/2深度和4/5深度位置测量平均原奥氏体粒径，当所有上述深度位置的平均原奥氏体粒径均为7μm或更低时，则将硬化层的平均原奥氏体粒径视为7μm或更低。
平均原奥氏体粒径的测量方法为，采用蚀刻溶液对硬化层的横截面进行处理，所述蚀刻溶液为将50g苦味酸溶解入500g水中，然后加入11g月桂基苯磺酸钠、1g氯化亚铁和1.5g草酸而制得，硬化层的横截面处理之后采用光学显微镜在400(一个视野的面积为0.25mm×0.225mm)至1000(一个视野的面积为0.10mm×0.09mm)放大倍数下对各测量点的5个视野进行观察，并通过图象分析装置测量平均粒径。
另外，在仅存在于非常靠近最上表层的微结构中的滚动接触疲劳情况下，即便硬化层的厚度近似于1mm，仍可在一定程度上达到效果。但在弯曲疲劳强度和扭转疲劳强度的情况下，硬化层的厚度优选设定为2mm或更高。另外，所述厚度更优选为2.5mm或更高，更优选为3mm或更高。
1-3.由氧化物构成的非金属夹杂物的最大直径
为了实现比之前所得更高的疲劳强度，除上述组分和硬化层的原奥氏体粒径外，必须将由氧化物构成的非金属夹杂物的最大直径设定为15μm或更低，优选为12μm或更低，更优选为8μm或更低。当对由氧化物构成的非金属夹杂物进行微细化时，可减少出现疲劳破坏的点的数量，特别地，当夹杂物的最大直径低于15μm时，可将出现疲劳破坏的点限制在表面上。另外，由于所述表面是通过感应淬火而具有高晶界强度的硬化层表面，因此，旋转弯曲疲劳强度可被显著改进。
在本实施方案中，由氧化物构成的非金属夹杂物的最大直径由如下所述测得。
采用光学显微镜，以400放大倍数观察800个视野，将单个视野中由氧化物构成的夹杂物的最大直径总结于Gumble概率纸上，计算对应于50,000nm2的极值并将其定义为最大直径。
为了将由氧化物构成的非金属夹杂物的最大直径设定为15μm或更低，如上所述可将O含量设定为0.0030质量％或更低。
1-4.MO的作用
如上所述，本发明机械构造用部件具有高疲劳强度的原因据信是主要由于含MO的析出物在感应淬火的加热中通过钉扎效应抑制了奥氏体晶粒的生长，淬火后硬化层的平均原奥氏体粒径通过微细化降低至7μm或更小。
为证实上述原因，本发明人进行了如下实验，并基于实验结果作出考察。
在对后面表1中所述实施例的1号钢进行压延后，分别在850℃和750℃进行80％比率和25％比率的锻造，然后进行冷却(冷却速率0.8℃/秒)，从而得到机械构造用部件所用原料。从由此形成的原料的中心部位抽样出供透射式电子显微镜观察用的片材试样。采用高氯酸-甲醇基电解液，通过电化学抛光处理该片材试样，从而形成薄膜试样。若试样的厚度过小，则析出物以高频率脱落，试样若厚度过大则难以观察到析出物；因此，观察领域内的厚度设定在50至100nm范围。所述试样厚度是基于电子能损耗光谱估测的厚度。
图1示出了电子显微镜照片的一个实例。
考虑到该视野中试样厚度近似0.1μm，因此可以理解粒径为约5至10nm的微细析出物是以高密度析出，例如约3,000/1μm3。
在感应淬火的加热中，在贝氏体或马氏体的晶界、凹坑(pocket)边界、碳化物等处发生奥氏体晶粒的成核作用，随后晶粒生长。上述微细析出物抑制了奥氏体晶粒界面的移动。这种界面移动的抑制称为钉扎效应。当析出物总量恒定时，钉扎力(spinning force)随析出物尺寸的减小而增加，另一方面，当析出物的尺寸恒定时，钉扎力随析出物总量的增加而增加。
即便在1000℃或更低温度感应淬火之后，仍证实到了作为实例的图1中所示微细析出物的存在，并且相信通过短时间高温热处理不太可能溶解的析出物能有效抑制奥氏体晶粒的生长。
随后，为了观察感应淬火加热中析出物分布状态对奥氏体粒径的影响，通过改变含Mo析出物的体积分数进行模型计算。即，当假定溶解于其他析出相中的Mo量较小时，并且含Mo的微细析出物的体积分数f和其平均粒径d已确定，则对于析出物均匀分布的情况，通过试算可得到每1μm3含Mo微细析出物的数量(析出密度)。当奥氏体粒径通过微细析出物的钉扎而确定时，则其尺寸与析出密度成反比。因此，考虑图1中所示析出物粒径及其密度形成粒径2μm的奥氏体微结构的情况，对粒径和析出密度进行了研究，从而得到了钉扎效应。其结果，可以理解对控制奥氏体粒径具有直接作用的每1μm3析出物数量随析出物的体积分数而改变，例如，当该体积分数范围为0.2％至0.4％时，则获得充分钉扎效应且能将奥氏体晶粒微细化的优选范围如下所述。
即，为了将奥氏体晶粒进一步微细化，微细析出物的数量优选为500个/1μm3或更高，其平均粒径为20nm或更低。微细析出物的数量更优选为1000/1μm3或更高，其平均粒径为15nm或更低。更优选地，微细析出物的数量为2000/1μm3或更高，其平均粒径为12nm或更低。
在将析出物从母材中提出之后，采用X射线衍射方法鉴定残留物时，可估测残留物主要由hcp型(Mo，Ti)2(C，N)构成。此外，通过配备于透射式电子显微镜的EDX系统分析所得结果，可发现Mo对Ti的原子比约为8∶2，Mo是主组分。在上述析出物中，也包括组成不同于(Mo，Ti)2(C，N)的理想化学计量组成的析出物。但不论如何，相信所述析出物均为含有Mo和Ti的碳氮化合物。
已经知道(Mo，Ti)2(C，N)相对较硬，这一点不同于Cu等的析出物，并且还认为上述析出物具有很高的防止奥氏体晶粒界面穿过的能力。另外，考虑到Mo对Ti的组分比相当大且Mo是不大可能扩散的元素，因此即便将(Mo，Ti)2(C，N)在其析出温度即约600℃至700℃的温度范围保持短时间，也不能预期析出物就能快速生长。因此，为了增加(Mo，Ti)2(C，N)的析出量并提高分布密度，在将温度于获得后述贝氏体和马氏体微结构的体积分数的温度范围保持短时间时，则可预期新(Mo，Ti)2(C，N)的析出，同时已经析出的(Mo，Ti)2(C，N)的粗大化可尽可能地被抑制。
2.机械构造用部件的原料
作为上述机械构造用部件的原料，除上述1-1中所述组分和由氧化物构成的非金属夹杂物的最大直径之外，还必须采用具有贝氏体微结构和马氏体微结构的材料，其总体积分数为10％或更高。其原因在于，与铁氧体-珠光体微结构相比，贝氏体微结构和马氏体微结构中碳化物微细析出，铁氧体/碳化物界面的面积较大，因而可有利地使奥氏体晶粒微细化，所述界面是感应淬火的加热中奥氏体晶粒的成核位置。
贝氏体微结构和马氏体微结构中，为了使硬化层中的原奥氏体晶粒微细化，优选的是马氏体微结构；但当马氏体微结构的比率过大时，则原料的切削性变差，因此贝氏体微结构对马氏体微结构的体积分数比优选范围为100∶0至40∶60。
为了制备具有上述微结构的原料，在将具有上述组成的熔融钢于800℃至1000℃温度进行总压下率80％或更高的加工之后，须在500℃至700℃温度范围将由此加工的钢以0.2℃/秒或更高，优选为0.5℃/秒或更高的冷却速率冷却。当冷却速率低于0.2℃/秒时，则贝氏体微结构和马氏体微结构的总体积分数不能达到10％或更高。
另外，当在冷却中在700℃至低于800℃温度范围、冷却后、或者冷却后在Ar1转变点或更低温度进一步进行20％或更高的第二次加工，则可使贝氏体微结构和马氏体微结构微细化，其结果可使奥氏体晶粒在感应淬火的加热中进一步微细化。在该情况下，更优选实施30％或更高的第二次加工。
例如可采用压延、锻造、展薄拉伸(ironing)、旋转成形及细流法(shotting)作为上述加工。
如上1-4中所述，为了使奥氏体晶粒在感应淬火的加热中进一步微细化，原料中存在的含Mo微细析出物的数量优选为500个/1μm3或更高，其平均粒径优选为20nm或更低。
3.机械构造用部件的制造方法
本发明机械构造用部件的制造方法为：对上述2中所述机械构造用部件的原料进行至少一次的感应淬火，其中在600℃至800℃的温度范围，以300℃/秒或更高，优选为700℃/秒或更高，更优选为1000℃/秒或更高的加热速率进行加热至800℃至1000℃，优选为800℃至950℃。
当感应淬火中的加热温度设定为低于800℃时，则奥氏体晶粒的生长不够充分，从而不能形成硬化层。另外，当加热温度高于1000℃时，或在600℃至800℃温度范围的加热速率设定为低于300℃/秒时，则除能促进奥氏体晶粒的生长外，奥氏体的粒径会发生相当程度的变化，其结果会降低疲劳强度。
另外，当原料在800℃或更高温度范围的停留时间高于5秒时，则促进了奥氏体晶粒的生长，从而使淬火之后硬化层的原奥氏体粒径在某些情况下可超过7μm；因此在800℃或更高温度范围的停留时间优选设定在5秒或更短。所述停留时间更优选设定在3秒或更短。
在含Mo的钢中可更清晰观察到感应淬火中加热温度对硬化层的原奥氏体粒径的影响。
图2所示为在对含Mo和不含Mo的钢进行的感应淬火中，硬化层的原奥氏体粒径与加热温度之间的关系。
图2中所示结果是通过如下实验得到的。
所述含Mo的钢的组成为含有基于质量％的0.48％C，0.2％Si，0.79％Mn，0.024％Al，0.0039％N，0.021％Ti，0.45％Mo，0.0024％B，0.021％S，0.011％P和0.0015％O，另外余量包括Fe和不可避免的杂质。不含Mo的钢的组成为含有基于质量％的0.48％C，0.2％Si，0.78％Mn，0.024％Al，0.0043％N，0.017％Ti，0.0013％B，0.019％S，0.011％P和0.0015％O，另外余量包括Fe和不可避免的杂质。
将150kg上述钢于真空炉中熔化然后热锻成150mm×150mm形状，之后形成钢坯(dummy billet)并随后通过于850℃的80％热加工率进行处理，之后于500℃至700℃的温度范围以0.7℃/秒速率进行冷却，从而形成钢条。一部分钢条在冷却后或冷却前于750℃进行20％的二次加工。
从由此所得的钢条抽样出用于旋转弯曲疲劳的试样，对所述试样在频率为10至200kHz、加热速率为300℃/秒或更高、加热温度为870℃至1050℃、并且在800℃或更高温度的停留时间为1秒或更短的条件下进行感应淬火，将由此加工的试样于170℃的加热炉中回火30分钟。
随后进行旋转弯曲疲劳试验，并将在1×108次未观察到断裂的临界应力定义为疲劳强度。另外，通过上述方法测量感应淬火之后硬化层的原奥氏体粒径。
如图2所示，在含Mo和不含Mo的钢中，当感应淬火中的加热温度降低时，硬化层的原奥氏体粒径则减小。特别地，在含Mo的钢中，当加热温度设定为1000℃或更低，优选为950℃或更低时，硬化层被显著微粒化。
尽管对此的原因尚未了解清楚，但从含Mo的碳氮化合物推测出如下原因。那就是，上述含Mo的微细碳氮化合物在含Mo的钢中析出，并通过强钉扎效应而使奥氏体晶粒微细化；但是，当加热温度高于1000℃时，即便加热时间很短，(Mo，Ti)2(C，N)都会溶解，其结果使钉扎效应消失。
当进行二次加工时，含Mo和不含Mo的钢中原奥氏体粒径均减小，另外，可以理解在含Mo的钢中可得到3μm或更低的极微细原奥氏体粒径。
图3所示为含Mo和不含Mo的钢的弯曲疲劳强度与原奥氏体粒径之间的关系。
在含Mo的钢中，同样在得到7μm或更低的原奥氏体粒径的区域内，疲劳强度随粒径的减小而提高。另一方面，在不含Mo的钢中，在得到7μm或更低的原奥氏体粒径的区域内，未观察到疲劳强度的改进。相信其原因在于，与含Mo的钢相比，不含Mo的钢的硬化层硬度较低，因此当原奥氏体粒径减至某一程度以上时，由穿晶断裂而引起了疲劳破坏，从而使原奥氏体粒径的影响变小。
实施例
将具有表1中所示组成的1-18号钢各100kg进行熔化，之后在表2中所示热加工条件下进行锻造，从而形成直径160mm的1-22号棒状钢材。在此步骤中，热加工的结束温度设定为700℃或更高。
观察锻造时的钢材微结构，另外进行如下的切削性试验。
切削性试验：在非润滑条件下，采用硬质合金刀(P10)以200m/min的切削速度、0.25mm/rev.的进料速率及2.0mm的切削深度沿钢条外周进行旋转车削，测量总切削时间作为工具寿命，所述总切削时间为硬质合金刀的侧面摩擦达0.2mm时的时间。随后通过该总切削时间评价切削性。
从锻造时的钢材抽样出根据JIS Z2274用于旋转弯曲疲劳试验的1号试样(平行部分直径8mm)，然后在表2中所示条件下以200kHz频率和120kW输出功率通过感应淬火进行加工，随后于170℃回火30分钟，然后进行旋转弯曲疲劳试验。在该评价中，将在1×108次未观察到断裂的临界应力定义为疲劳强度。
另外，采用经淬火加工的试样，通过上述方法测量硬化层的平均原奥氏体粒径、硬化层厚度以及由氧化物构成的夹杂物的最大直径。
结果如表2中所示。
从1-2号和8-18号的所有钢材，可得到高疲劳强度和优良的切削性，所述1-2号和8-18号钢材各自具有本发明定义范围内的组成、硬化层的平均原奥氏体粒径和由氧化物构成的非金属夹杂物的最大直径。
表1
  钢No.                                                                                                组成(质量百分比)   备注
  C   Si   Mn   P   S   Al   Cr   Mo   Cu   Ni   Nb   Ti   V   B   O   其他
  1   0.53   0.10   0.74   0.011   0.019   0.024   -   0.37   -   -   -   0.018   -   0.0013   0.0017   本发明钢
  2   0.20   0.06   0.72   0.009   0.018   0.026   -   0.36   -   -   -   0.016   -   0.0009   0.0008   对比钢
  3   0.85   0.08   0.62   0.012   0.020   0.022   -   0.37   -   -   -   0.019   -   0.0013   0.0019   对比钢
  4   0.50   0.52   0.63   0.011   0.006   0.024   -   0.27   -   -   -   0.018   -   0.0013   0.0011   对比钢
  5   0.40   0.13   0.62   0.008   0.016   0.025   -   0.02   -   -   -   0.017   -   0.0010   0.0018   对比钢
  6   0.41   0.16   0.62   0.010   0.019   0.025   -   0.83   -   -   -   0.016   -   0.0012   0.0012   对比钢
  7   0.48   0.09   0.67   0.009   0.017   0.022   -   0.29   -   -   -   0.018   -   0.0012   0.0043   对比钢
  8   0.44   0.09   0.64   0.008   0.019   0.024   -   0.26   0.14   0.21   -   0.018   -   0.0012   0.0013   本发明钢
  9   0.56   0.17   0.67   0.009   0.020   0.024   -   0.43   -   -   -   0.022   -   0.0011   0.0012   本发明钢
  10   0.43   0.29   0.63   0.011   0.018   0.026   0.21   0.25   -   -   -   0.022   -   0.0009   0.0020   本发明钢
  11   0.45   0.16   0.65   0.012   0.020   0.024   -   0.40   -   0.12   -   0.018   -   0.0010   0.0008   本发明钢
  12   0.43   0.20   0.65   0.008   0.015   0.025   -   0.29   -   -   -   0.017   -   0.0011   0.0018   本发明钢
  13   0.56   0.06   0.69   0.011   0.016   0.022   -   0.40   0.17   -   -   0.016   -   0.0010   0.0014   Bi：0.15   本发明钢
  14   0.51   0.22   0.66   0.011   0.017   0.026   -   0.30   -   0.20   -   0.021   -   0.0010   0.0015   本发明钢
  15   0.48   0.16   0.64   0.008   0.018   0.023   -   0.44   0.18   0.06   -   0.018   -   0.0012   0.0016   Te：0.0015   本发明钢
  16   0.56   0.13   0.60   0.011   0.017   0.024   0.15   0.32   - -   -   0.020   -   0.0010   0.0010   Pb：0.15Zr：0.002   本发明钢
  17   0.42   0.11   0.73   0.011   0.020   0.024   -   0.36   -   -   0.015   0.017   0.015   0.0012   0.0017   本发明钢
  18   0.52   0.18   0.65   0.009   0.017   0.023 -   0.42   -   -   -   0.018   -   0.0012   0.0016   Ca：0.002，Mg：0.002   本发明钢
表2
  钢材No.   钢No.              热加工条件   高频感应淬火之前的微结构*1(体积％)            高频感应淬火的条件   硬化层厚度(mm)   硬化层的原奥氏体粒径(μm)   夹杂物最大直径(μm)   旋转弯曲疲劳强度(Mpa)   工具寿命(秒)   备注
  从800℃至1000℃的总压下率(％)   低于800℃的压下率   加工后的冷却速率(℃/秒)   加热速率(℃/秒)   加热温度(℃)   停留时间(秒)
  1   1   80   20   0.7   B：95％，M：5％   600   880   1   1.8   1.8   7.1   515   1909   实施例
  2   1   80   0   0.8   B：95％，M：5％   600   880   1   1.4   5.3   7.4   500   3150   实施例
  3   3   80   20   0.7   B：83％，M：15％，余量为渗碳铁   600   880   1   1.4   2.9   7.3   608   702   对比例
  4   4   80   20   1.3   B：95％，M：5％   600   880   1   1.8   4.9   7.4   536   1725   对比例
  5   5   80   20   0.8   B：20％，余量为F+P   600   880   1   0.8   9.0   5.9   450   2420   对比例
  6   6   80   20   0.8   B：100％   600   880   1   2.7   1.3   6.2   575   827   对比例
  7   7   80   20   0.8   B：95％，M：5％   600   880   1   1.5   2.2   17.0   514   731   对比例
  8   8   80   20   2.2   B：95％，M：5％   600   880   1   1.6   2.8   6.0   551   2403   实施例
  9   9   80   20   0.8   B：95％，M：5％   600   880   1   1.9   1.9   6.8   525   2001   实施例
  10   10   80   10   1.2   B：98％，M：2％   600   880   1   2.2   3.4   6.8   539   1998   实施例
  11   11   80   20   0.7   B：98％，M：2％   600   880   1   1.9   2.8   5.4   534   1966   实施例
  12   12   80   20   3.0   B：95％，M：5％   600   880   1   1.6   2.2   5.0   554   2131   实施例
  13   13   80   20   0.8   B：95％，M：5％   600   880   1   1.9   1.6   6.4   542   2358   实施例
  14   14   80   20   0.8   B：95％，M：5％   600   880   1   1.8   2.7   5.0   529   1965   实施例
  15   15   80   20   0.8   B：95％，M：5％   600   880   1   2.0   3.7   5.8   564   2392   实施例
  16   16   80   20   0.7   B：93％，M：7％   600   880   1   2.0   3.6   6.7   558   2045   实施例
  17   17   80   20   0.8   B：98％，M：2％   600   880   1   1.8   2.1   6.4   525   2471   实施例
  18   18   80   30   5.0   B：60％，M：40％   600   880   1   1.9   1.7   5.4   572   2064   实施例
  19   1   80   20   0.8   B：95％，M：5％   600   1100   1   1.9   19   5.8   473   1876   对比例
  20   1   50   10   0.7   B：95％，M：5％   600   900   1   1.9   10.0   7.1   450   3150   对比例
  21   8   80   20   0.15   F+P   600   900   1   1.9   15.0   7.1   380   2700   对比例
  22   2   80   20   0.2   B：5％，余量为F+P   600   880   1   1.0   8.0   7.4   430   3100   对比例
*1：B，M，F和P分别代表贝氏体、马氏体、铁氧体和珠光体。
下划线表示超出本发明范围之外。

Claims (22)

1.机械构造用部件，其包含基于质量％的0.3％至0.7％的C、0.30％或更低的Si、0.2％至2.0％的Mn、0.005％至0.25％的Al、0.005％至0.1％的Ti、0.05％至0.6％的Mo、0.0003％至0.006％的B、0.06％或更低的S、0.020％或更低的P、0.0030％或更低的O，以及余量为Fe和不可避免的杂质，其中所述机械构造用部件在其表面的至少一部分上具有由感应淬火形成的硬化层，所述硬化层的平均原奥氏体粒径为7μm或更低，由氧化物构成的非金属夹杂物的最大直径为15μm或更低。
2.根据权利要求1的机械构造用部件，进一步含有选自下组中的基于质量％的至少一种元素：2.5％或更低的Cr、1.0％或更低的Cu、3.5％或更低的Ni、1.0％或更低的Co、0.1％或更低的Nb、0.5％或更低的V、0.5％或更低的Ta、0.5％或更低的Hf及0.015％或更低的Sb。
3.根据权利要求1的机械构造用部件，进一步含有选自下组中的基于质量％的至少一种元素：1.0％或更低的W、0.005％或更低的Ca、0.005％或更低的Mg、0.005％或更低的Te、0.1％或更低的Se、0.5％或更低的Bi、0.5％或更低的Pb、0.01％或更低的Zr及0.1％或更低的REM。
4.根据权利要求2的机械构造用部件，进一步含有选自下组中的基于质量％的至少一种元素：1.0％或更低的W、0.005％或更低的Ca、0.005％或更低的Mg、0.005％或更低的Te、0.1％或更低的Se、0.5％或更低的Bi、0.5％或更低的Pb、0.01％或更低的Zr及0.1％或更低的REM。
5.根据权利要求1的机械构造用部件，其中含Mo的析出物的数量为500个/1μm3或更高，且其平均粒径为20nm或更低。
6.根据权利要求2的机械构造用部件，其中含Mo的析出物的数量为500个/1μm3或更高，且其平均粒径为20nm或更低。
7.根据权利要求3的机械构造用部件，其中含Mo的析出物的数量为500个/1μm3或更高，且其平均粒径为20nm或更低。
8.根据权利要求4的机械构造用部件，其中含Mo的析出物的数量为500个/1μm3或更高，且其平均粒径为20nm或更低。
9.机械构造用部件的原料，其包含基于质量％的0.3％至0.7％的C、0.30％或更低的Si、0.2％至2.0％的Mn、0.005％至0.25％的Al、0.005％至0.1％的Ti、0.05％至0.6％的Mo、0.0003％至0.006％的B、0.06％或更低的S、0.020％或更低的P、0.0030％或更低的O，以及余量为Fe和不可避免的杂质，其中所述原料具有贝氏体微结构和马氏体微结构，所述贝氏体微结构和马氏体微结构的总体积分数为10％或更高，由氧化物构成的非金属夹杂物的最大直径为15μm或更低，且由感应淬火形成的硬化层的平均原奥氏体粒径为7μm或更低。
10.根据权利要求9的机械构造用部件的原料，进一步含有选自下组中的基于质量％的至少一种元素：2.5％或更低的Cr、1.0％或更低的Cu、3.5％或更低的Ni、1.0％或更低的Co、0.1％或更低的Nb、0.5％或更低的V、0.5％或更低的Ta、0.5％或更低的Hf及0.015％或更低的Sb。
11.根据权利要求9的机械构造用部件的原料，进一步含有选自下组中的基于质量％的至少一种元素：1.0％或更低的W、0.005％或更低的Ca、0.005％或更低的Mg、0.005％或更低的Te、0.1％或更低的Se、0.5％或更低的Bi、0.5％或更低的Pb、0.01％或更低的Zr及0.1％或更低的REM。
12.根据权利要求10的机械构造用部件的原料，进一步含有选自下组中的基于质量％的至少一种元素：1.0％或更低的W、0.005％或更低的Ca、0.005％或更低的Mg、0.005％或更低的Te、0.1％或更低的Se、0.5％或更低的Bi、0.5％或更低的Pb、0.01％或更低的Zr及0.1％或更低的REM。
13.根据权利要求9的机械构造用部件的原料，其中含Mo的析出物的数量为500个/1μm3或更高，且其平均粒径为20nm或更低。
14.根据权利要求10的机械构造用部件的原料，其中含Mo的析出物的数量为500个/1μm3或更高，且其平均粒径为20nm或更低。
15.根据权利要求11的机械构造用部件的原料，其中含Mo的析出物的数量为500个/1μm3或更高，且其平均粒径为20nm或更低。
16.根据权利要求12的机械构造用部件的原料，其中含Mo的析出物的数量为500个/1μm3或更高，且其平均粒径为20nm或更低。
1 7.根据权利要求9的机械构造用部件的原料，其中所述原料通过经历在800℃至1000℃下进行的总压下率为80％或更高的加工，然后在500℃至700℃的温度范围以0.2℃/秒或更高的冷却速率冷却而得到。
18.根据权利要求17的机械构造用部件用原料，其中所述原料通过经历为冷却中在700℃至低于800℃的温度范围、冷却后或者冷却后在Ar1转变点或更低温度下进行的20％或更高的二次加工而得到。
19.制造机械构造用部件的方法，包含通过在600℃至800℃的温度范围以300℃/秒或更高的加热速率进行感应淬火对根据权利要求9-18任一项的机械构造用部件的原料进行至少一次加热至800℃至1000℃的步骤。
20.根据权利要求19的制造机械构造用部件的方法，其中所述加热以700℃/秒或更高的加热速率进行。
21.根据权利要求19的制造机械构造用部件的方法，其中所述原料在800℃或更高的温度范围的停留时间设定为5秒或更短。
22.根据权利要求20的制造机械构造用部件的方法，其中所述原料在800℃或更高的温度范围的停留时间设定为5秒或更短。
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