高頻淬火用鋼和高頻淬火鋼部件以及它們的製造方法

2023-05-19 07:25:46 4

高頻淬火用鋼和高頻淬火鋼部件以及它們的製造方法
【專利摘要】一種高頻淬火用鋼，是在高頻淬火時即使在鋼部件的突起部產生的超過1100℃的高溫下也能夠防止奧氏體晶粒的粗大化的發生的高頻淬火用鋼，其特徵在於，將下述成分組成的鋼熱軋，製成為線材或棒鋼後的貝氏體的組織分率為包含0%在內的30%以下，JIS?G?0551中規定的鐵素體晶粒度號為8～11號，該成分組成為，以質量%計含有C：0.35～0.6%、Si：0.01～1%、Mn：0.2～1.8%、S：0.001～0.15%、Al：0.001～1%、Ti：0.05～0.2%、Nb：0.001～0.04%，並限制為：N：0.0060%以下、P：0.025%以下、O：0.0025%以下，並且滿足Nb/Ti≥0.015，其餘量包含鐵和不可避免的雜質。
【專利說明】高頻淬火用鋼和高頻淬火鋼部件以及它們的製造方法
[0001]本申請是申請號為201080047454.4、發明名稱為「高頻淬火用鋼和高頻淬火鋼部件以及它們的製造方法」、申請日為2010年10月7日、進入中國國家階段日期為2012年4月20日的發明專利申請的分案申請。
【技術領域】
[0002]本發明涉及在採用高頻的高溫加熱下也可抑制奧氏體晶粒的粗大化的高頻淬火用鋼和鋼部件以及它們的製造方法。
【背景技術】
[0003]主動軸、等速萬向節外輪、等速萬向節內輪等的構成汽車的動力傳遞系統的軸部件，通常將中碳鋼通過切削、滾壓成形、鍛造等成形加工為規定的部件形狀，並實施高頻淬火、回火從而製造。
[0004]所謂高頻淬火，是在與高頻電源連接的加熱線圈之中放置被加熱部件，流通高頻電流以產生交變磁通，使部件中產生渦流損耗和磁滯損耗從而使其發熱，進行淬火的方法。通常，以將表面硬化為目的來進行。
[0005]採用高頻的加熱，在原理上，部件的帶臺階部和溝槽部與其他部位相比容易升溫不足，突起部與其他部位相比容易過熱。因此，在部件整體上溫度未變得均勻。
[0006]因此，為了進行高頻淬火，需要以不使進行高頻淬火處理的部位的整體變得升溫不足的方式來進行加熱。
[0007]但是，如果以不使進行高頻淬火處理的部位的整體變得升溫不足的方式來進行加熱，則突起部變為最大1100~1200°C左右的過熱狀態。因此，奧氏體晶粒發生粗大化，由此部件產生變形。在此，所謂粗大化，具體地講，`是指晶粒度變得低於6號。
[0008]作為其對策，現狀是對每一部件使用專用的加熱線圈，嚴密地調整與部件的距離，或者實施用於減輕溫度差的預熱從而極力抑制突起部變為過熱狀態。但是，這些對策未必是萬全之策。
[0009]在專利文獻I中，曾公開了一種防止粗大晶粒的高頻淬火鋼，其特徵在於，除了規定量的C、Si等以外，以質量％計還含有:Ti:0.05~0.20%、N:低於0.01%,並使Ti碳化物和Ti碳氮化物微細分散於鋼中。
[0010]在專利文獻2中，曾公開了一種高頻淬火用部件，其除了規定量的C、Si等以外，以質量％計還含有Mo:0.05~2.0%，並規定坯料的加工條件，由此使Mo析出物微細化，將晶粒微細化。
[0011]但是，即使採用在專利文獻I和專利文獻2中公開了的鋼和加工條件，在如將具有突起部的部件進行高頻淬火時那樣局部地變為超過1100°c的過熱狀態的情況下，也不能防止在該部位的奧氏體晶粒的粗大化的發生。
[0012]現有技術文獻
[0013]專利文獻1:日本特開平11-71630號公報[0014]專利文獻2:日本特開2007-204796號公報
【發明內容】

[0015]本發明提供用於解決上述的問題的、可以防止由高頻淬火引起的奧氏體晶粒的粗大化並降低高頻淬火鋼部件的變形的高頻淬火用鋼和高頻淬火用鋼部件、以及它們的製造方法。
[0016]本
【發明者】們為了實現上述的目的，對於高頻淬火時的奧氏體晶粒的粗大化的支配因素進行專心調查，弄清了以下幾點。
[0017](I)為了在高頻淬火時防止奧氏體晶粒的粗大化，需要通過限制鋼中的N的含量使其較低，來抑制TiN的生成，進而使以TiC、TiCS作為主體的Ti系析出物在高頻淬火時微細析出，並且使以NbC作為主體的Nb的碳氮化物在高頻淬火時微細析出。因此，作為鋼成分，需要同時添加適量的T1、Nb。
[0018](2)作為使上述的Ti系析出物和Nb的碳氮化物在高頻淬火時微細析出的方法，有利用Ti系析出物和NbC的析出物的釘扎效果的方法。為了穩定地發揮該效果，需要在熱軋後的基體中，使Ti系析出物和NbC的析出物微細析出。因此，在熱軋時的冷卻過程中，需要在從奧氏體開始的擴散轉變時，相界面析出Ti系析出物和NbC的析出物。
[0019]如果在熱軋態的組織中生成貝氏體，則Ti系析出物和NbC的析出物的相界面析出變得困難，因此需要形成為極力不含有貝氏體的組織。
[0020](3)為了在熱軋後的線材或棒鋼中預先微細析出Ti系析出物和NbC的析出物，只要將熱軋時的加熱溫度和熱軋後的冷卻條件最佳化即可。
[0021]即，通過將熱軋時的加熱溫度設為高溫，使Ti系析出物和NbC的析出物暫且固溶於基體中。然後，在熱軋後，通過在Ti系析出物和NbC的析出物的析出溫度區域緩冷，可以使這些碳氮化物大量、微細地分 散。
[0022]Ti系析出物是硬質、並且有稜角的，因此粗大的Ti系析出物成為疲勞破壞的起點。因此，以往立志於極力地限制Ti含量。
[0023]但是，通過如上述那樣地使Ti系析出物微細化，變得可以有效地利用Ti。
[0024](4)如果熱軋後的鋼材的鐵素體晶粒過度地微細，則高頻淬火時容易產生粗大晶粒。因此，使軋制加工溫度適當也是重要的。
[0025](5)對熱軋後的鋼材實施冷加工，其後，不進行正火而實施短時間的高頻淬火，由此不僅可以防止奧氏體晶粒的粗大晶粒，還可謀求晶粒細化，疲勞特性能夠提高到以往以上。
[0026]本發明是基於以上的新見解完成的發明，本發明的要旨如下。
[0027](I) 一種高頻淬火用鋼，其特徵在於，以質量％計，含有:
[0028]C:0.35 ~0.6%、
[0029]Si:0.01 ~1%、
[0030]Mn:0.2 ~1.8%、
[0031]S:0.001 ~0.15%、
[0032]Al:0.001 ~1%、
[0033]Ti:0.05 ~0.2%、[0034]Nb:0.001 ~0.04%,[0035]並限制為:
[0036]N:0.0060% 以下、
[0037]P:0.025% 以下、
[0038]O:0.0025% 以下，並且，
[0039]滿足:Nb/Ti≥0.015，其餘量包含鐵和不可避免的雜質。
[0040](2)根據上述(I)所述的高頻淬火用鋼，其特徵在於，以質量％計，還含有:
[0041]Cr:0.05 ~0.2%、
[0042]Mo:0.02 ~1.5%、
[0043]N1:0.1 ~3.5%、
[0044]V:0.02 ~0.5%、
[0045]B:0.0002~0.005%的一種或兩種以上。
[0046](3)—種高頻淬火用鋼，其特徵在於，將具有上述(I)或(2)中的成分組成的鋼熱車L，製成為線材或棒鋼後的貝氏體的組織分率為30%以下(包含0%)，JIS G 0551中規定的鐵素體晶粒度號為8~11號。
[0047](4) 一種高頻淬火鋼部件，其特徵在於，是對上述(3)所述的高頻淬火用鋼的一部分或全部實施了冷加工後，實施了高頻淬火的鋼部件，該鋼部件的一部分或全部的Jis G0551中規定的奧氏體晶粒度號為11號以上。
[0048](5) 一種高頻淬火用鋼的製造方法，其特徵在於，將鋼在加熱溫度:1150~1300°C、保溫時間:10~180分、加工溫度:840~1000°C下熱軋而製成為線材或棒鋼，其後，將800~500°C的溫度範圍限制為1°C /秒以下的冷卻速度進行緩冷，所述鋼以質量％計，含有:
[0049]C:0.35 ~0.6%、
[0050]Si:0.01 ~1%、
[0051]Mn:0.2 ~1.8%、
[0052]S:0.001 ~0.15%、
[0053]Al:0.001 ~1%、
[0054]Ti:0.05 ~0.2%、
[0055]Nb:0.001 ~0.04%,
[0056]並限制為:
[0057]N:0.0060% 以下、
[0058]P:0.025% 以下、
[0059]O:0.0025% 以下，並且，
[0060]滿足:Nb/Ti≥0.015，其餘量包含鐵和不可避免的雜質。
[0061](6)根據上述(6)所述的高頻淬火用鋼的製造方法，其特徵在於，上述鋼以質量％計，還含有:
[0062]Cr:0.05 ~0.2%、
[0063]Mo:0.02 ~1.5%、
[0064]Ni:0.1 ~3.5%、[0065]V:0.02 ~0.5%、
[0066]B:0.0002~0.005%的一種或兩種以上。
[0067]一種高頻淬火鋼部件的製造方法，其特徵在於，對採用上述(5)或(6)的方法製造的鋼的一部分或全部，實施加工率為50~90%的冷加工，其後，將加熱時間設為3秒以下來實施高頻淬火。
[0068]如果使用本發明的高頻淬火用鋼，則在製造成為主動軸、等速萬向節外輪、等速萬向節內輪等的具有突起部的構成汽車的動力傳遞系統的軸部件時，在高頻淬火時可以防止在突起部的粗大晶粒的生成。其結果，可以製造減輕了變形的高頻淬火鋼部件，因此起因於變形的噪聲可以減輕。此外，可以製造疲勞特性提高到以往以上的高頻淬火鋼部件。
【專利附圖】

【附圖說明】
[0069]圖1是表示由Ti+Nb複合添加帶來的粗大晶粒防止能力的改善效果的圖。
【具體實施方式】
[0070]以下，作為用於實施本發明的方式，對於高頻淬火用鋼和高頻淬火鋼部件、以及其製造方法進行詳細地說明。
[0071]首先，對於本發明的鋼的成分組成的限定理由進行說明。以下，「％」意指「質量％」。
[0072]C:0.35 ~0.6%
[0073]C是對給予鋼必要的強度有效的元素。C的含量低於0.35%時，鋼得不到必要的強度，如果C的含量超過0.6%，則鋼變硬，冷加工性劣化，進而高頻淬火後的韌性劣化。因此，C的含量需要設在0.35~0.6%的範圍內。更優選的C的含量為0.4~0.56%。
[0074]Si:0.01 ~1%``
[0075]Si是對鋼的脫氧有效的元素，而且，是對給予鋼必要的強度、淬硬性，提高回火軟化抗力有效的元素。Si的含量低於0.01%時，其效果不能充分地得到。如果Si的含量超過1%，則鋼的硬度上升，冷加工性劣化。因此，Si的含量需要設在0.01~1%的範圍內。由於Si提高冷態下的變形抗力，因此在冷鍛部件用途的鋼材的情況下，更優選的Si含量為0.01 ~0.15%。
[0076]Mn:0.2 ~1.8%
[0077]Mn是對鋼的脫氧有效的元素，而且，是對給予鋼必要的強度、淬硬性有效的元素。Mn的含量低於0.2%時，其效果不能充分地得到。如果Mn的含量超過1.8%，則其效果飽和，而且鋼的硬度上升，冷加工性劣化。因此，Mn的含量需要設在0.2~1.8%的範圍內。更優選的Mn的含量為0.5~1.2%。在重視冷加工性的情況下，Mn的含量進一步優選設為0.5~0.75%的範圍。
[0078]S:0.001 ~0.15%
[0079]S在鋼中形成MnS，由此提高可切削性。S的含量低於0.001%時，不能夠充分地得到其效果。如果S的含量超過0.15%，則其效果飽和，而且引起晶界偏析，招致晶界脆化。因此，S的含量需要設在0.001~0.15%的範圍內。在重視鋼的可切削性的情況下，優選S的含量設為0.005~0.15%的範圍。在重視晶界強度的情況下，優選S的含量設為0.001~0.030%的範圍。在重視可切削性和晶界強度兩方面的情況下，優選S的含量設為0.005~0.070%的範圍。
[0080]Al:0.001 ~1%
[0081]Al是對鋼的脫氧和可切削性的提高有效的元素。Al的含量低於0.001%時，脫氧的效果不能充分地得到。鋼中的Al，一部分與N結合以AlN形式析出，另外，一部分與O結合以氧化鋁形式存在，其餘量以固溶Al形式存在。固溶Al對可切削性的提高有效地發揮作用。因而，在重視可切削性的情況下，需要將Al的含量設為超過0.05%。如果Al的含量超過1%，則對鋼的相變特性給予大的影響，因此上限設為1%。在重視鋼的可切削性的情況下，優選Al的含量設為0.05~1%的範圍。在不那麼重視可切削性的情況下，優選Al的含量設為0.02~0.05%的範圍。
[0082]Ti:0.05 ~0.2%
[0083]Ti在鋼中生成微細的TiC、TiCS，由此在高頻淬火時奧氏體晶粒微細化。Ti的含量低於0.05%時，其效果不能充分地得到。如果Ti的含量超過0.1%，則可顯著地謀求奧氏體晶粒的微細化。如果Ti的含量超過0.2%，則因由TiC引起的析出硬化，冷加工性顯著地劣化，而且，因TiN主體的析出物，轉動疲勞特性劣化。因此，Ti的含量的上限設為0.2%。更優選的Ti的含量為大於0.1%且為0.2%以下。
[0084]Nb:0.001 ~0.04%, Nb/Ti ≥ 0.015
[0085]Nb在高頻淬火時與鋼中的C、N結合形成Nb (CN)，抑制奧氏體晶粒的粗大化。
[0086]圖1表示改變了 T1、Nb的添加量時的高頻淬火溫度和奧氏體晶粒度號的關係。Ti和Nb的各自的添加量是:Ti單獨添加時為T1:0.13%，Ti和Nb複合添加時為T1:0.13%、Nb:0.005%。其他的成分組成是 C:0.53 ~0.54%、Si:0.01 ~0.02%、Mn:0.61 ~0.63%、S:0.009 ~0.010%、Al:0.025 ~0.026%、N:0.0048 ~0.0050%、P:0.013 ~0.014%、O:0.0008~0.0009%，其餘量為鐵和不可避免的雜質。
[0087]由圖1可知，通過Ti和Nb的複合添加，由Ti系析出物帶來的防止粗大晶粒的效果變得更有效。這是由於Nb在Ti系析出物中固溶，抑制Ti系析出物的粗大化的緣故。為了得到該效果，需要滿足Nb/Ti ≥ 0.015。
[0088]本發明的特徵是添加Ti和Nb兩者。由添加Ti和Nb兩者帶來的防止粗大晶粒的效果的提高，即使低於1100°c也可看到。本發明的重要的點在於下述方面:在更高的溫度下，具體地講，在作為高頻淬火時的突起部的溫度的1100~1200°C下，防止粗大晶粒的效
果更進一步提聞。
[0089]但是，如果添加Nb，則鋼的可切削性和冷加工性劣化。特別是如果Nb的添加量變為0.04%以上，則鋼的硬度變硬，可切削性、冷加工性劣化，而且熱軋的加熱時的固溶化變得困難。因此，Nb的含量需要設為0.04%以下。在重視可切削性、冷加工性等的可加工性的情況下，優選Nb的含量設為低於0.03%。如果Nb的含量低於0.001%，則不能夠穩定地滿足Nb/Ti≥0.015，因此Nb的含量的下限設為0.001%。
[0090]N:限制為0.0060%以下
[0091]N在鋼中不可避免地含有，如果與鋼中的Ti結合，則生成幾乎無助於晶粒的控制的粗大的TiN。這變為TiC、TiCS主體的Ti系析出物以及NbC、NbC主體的Nb (CN)的析出位點，損害這些Ti析出物、Nb的碳氮化物的微細析出，促進粗大晶粒的生成。如果N的含量超過0.0060%，則該影響特別顯著地體現。因此，N的含量限制為0.0060%以下，更優選限制為低於0.0050%。
[0092]P:限制為0.025%以下
[0093]P在鋼中不可避免地含有，是提高冷加工時的變形抗力，使韌性劣化的元素，因此，其結果，鋼的冷加工性劣化。另外，由於使淬火、回火後的部件的晶界脆化，從而使疲勞強度劣化，因此希望P的含量儘可能降低。因此，將P的含量限制為0.025%以下，更優選限制為0.015% 以下。
[0094]O:限制為0.0025%以下
[0095]O在鋼中不可避免地含有。在如本發明那樣的高Ti鋼中，O在鋼中形成Ti系的氧化物系夾雜物。如果氧化物系夾雜物在鋼中大量地存在，則變為TiC的析出位點，在熱軋時TiC粗大地析出，其結果，在高頻淬火時不能夠抑制奧氏體晶粒的粗大化。因此，希望O的含量儘可能降低。因而，O的含量限制為0.0025%以下。更優選的範圍是0.0020%以下。在軸承部件、轉動部件中，氧化物系夾雜物成為轉動疲勞破壞的起點，因此O的含量越低，轉動壽命就越提高。因此，在軸承部件、轉動部件中，將O的含量限制為0.0012%以下是進一步優選的。
[0096]本發明的鋼，以強度、淬硬性的提高作為目的，還可以含有Cr、Mo、N1、V、B的一種或兩種以上來作為選擇成分。
[0097]Cr:0.05 ~0.2%
[0098]Cr是通過添加，對鋼給予強度、淬硬性有效的元素。Cr的含量低於0.05%時，不能充分地得到其效果。Cr在滲碳體中固溶，將滲碳體穩定化，因此在高頻淬火的短時間加熱時容易引起滲碳體的溶入不良，成為硬度不均的原因。因此，Cr的含量的上限設為0.2%。更優選的Cr的含量為0.07~0.15%。
[0099]Mo:0.02 ~1.5%
[0100]Mo通過添加，有對鋼給予強度、淬硬性的效果。Mo的含量低於0.02%時，不能充分地得到其效果。如果Mo的含量超過1.5%，則鋼的硬度上升，可切削性、冷加工性劣化。因此，Mo的含量為1.5%以下，更優選為0.5%以下。
[0101]N1:0.1 ~3.5%
[0102]Ni通過添加，有對鋼給予強度、淬硬性的效果。Ni的含量低於0.1%時，不能充分地得到其效果。如果Ni的含量超過3.5%，則鋼的硬度上升，可切削性、冷加工性劣化。因此，Ni的含量為3.5%以下，更優選為2.0%以下。
[0103]V:0.02 ~0.5%
[0104]V通過添加，有對鋼給予強度、淬硬性的效果。V的含量低於0.02%時，不能充分地得到其效果。如果V的含量超過0.5%，則鋼的硬度上升，可切削性、冷加工性劣化。因此，V的含量為0.5%以下，更優選為0.2%以下。
[0105]B:0.0002 ~0.005%
[0106]B是通過添加，對給予鋼以強度、淬硬性有效的元素。此外，B還具有以下的效果。
[0107](I)在通過熱軋得到線材或棒鋼時，在軋制後的冷卻過程中生成硼鐵碳化物，由此使鐵素體的生長速度增加，在軋制態下促進軟質化的效果。
[0108](2)通過使高頻淬火材料的晶界強度提高從而使作為高頻淬火鋼部件的疲勞強度和衝擊強度提高的效果。[0109]B的含量低於0.0002%時，得不到以上的效果。如果B的含量超過0.005%，則其效果飽和，而且擔心衝擊強度劣化等的不良影響。因此，將B的含量設為0.005%以下，更優選設為0.003%以下。
[0110]本發明的鋼，為了改善可切削性，除了上述的各成分以外，在不損害本發明的效果的範圍，還可以含有Ca、Zr、Mg、Sb、Sn、Zn、Te、B1、Pb的一種或兩種以上。
[0111]接著，對於本發明的鋼的組織進行說明。
[0112]本發明的高頻淬火用鋼，將熱軋後的貝氏體的組織分率限制為30%以下(包含0%)。這是由於如果熱軋後的鋼材中混有貝氏體組織，則成為高頻淬火時的粗大晶粒產生的原因的緣故。另外，從冷加工性改善的觀點來看也希望抑制貝氏體的混入。
[0113]這些不良影響在貝氏體的組織分率超過30%時變得特別顯著，從而優選較少。從以上的理由來看，需要將熱軋後的貝氏體的組織分率限制為30%以下(包含0%)。
[0114]另外，在本發明的高頻淬火用鋼中，將熱軋後的鐵素體晶粒度號設為JIS G 0551(2005年版)中規定的8~11號。
[0115]如果熱軋後的鐵素體晶粒過度地微細，則在高頻淬火時奧氏體晶粒過度地微細化，如果奧氏體晶粒變得過度地微細，則容易生成粗大晶粒。特別是如果鐵素體晶粒度號超過JIS G 0551中規定的11號，則其傾向變得顯著。另外，如果奧氏體晶粒變得過度地微細，則產生由淬硬性的劣化引起的強度不足等的弊端。
[0116]另一方面，如果成為熱軋後的鐵素體晶粒編號低於8號的粗晶粒，則熱軋材料的延展性劣化，冷加工性劣化。
[0117]因此，需要將熱軋後的鐵素體晶粒度號設在JIS G 0551所規定的8~11號的範圍內。
[0118]此外，根據本發明，可以`對上述的高頻淬火用鋼的一部分或全部實施冷加工後，實施高頻淬火，製造一部分或全部是JIS G 0551中規定的奧氏體晶粒度號為11號以上的高頻淬火鋼部件。
[0119]以下，對於本發明的高頻淬火用鋼和高頻淬火鋼部件的製造方法進行說明。
[0120]包含上述的成分組成的鋼，可以使用轉爐、電爐等並採用通常的方法，進行成分調整來熔煉，從而得到。其後，經過鑄造工序、根據需要的開坯軋制工序，形成為用於熱軋成線材或棒鋼的軋制坯料。
[0121]接著，將軋制坯料加熱到1150°C~1300°C的溫度，保溫10分~180分的時間。在加熱溫度低於1150°C或者保溫時間低於10分的情況下，不能夠使Ti系析出物、Nb的析出物暫且固溶於基體中，因此在熱軋後的鋼材中，不能夠預先使必要的量的Ti系析出物和Nb的析出物微細析出。其結果，在熱軋後，產生粗大的Ti系析出物、Nb的析出物，在高頻淬火時，不能夠抑制粗大晶粒的產生。
[0122]因此，在熱軋中，需要加熱到1150°C以上的溫度，並保溫10分以上。更優選的條件是加熱溫度為1180°C以上，保溫時間為10分以上。
[0123]在加熱溫度超過1300°C、或者保溫時間超過180分的情況下，鋼材發生脫碳，生成氧化皮，材料利用率顯著地降低。因此，加熱溫度設為1300°C以下，保溫時間設為180分以下。
[0124]熱軋的加工溫度設為840°C~1000°C。加工溫度低於840°C時，鐵素體晶粒度變得過度地微細，在高頻淬火時，容易產生粗大晶粒。如果加工溫度超過1000°c，則軋制材料的硬度變硬，冷加工性劣化。
[0125]接著，對於熱軋後的線材或棒鋼，將800~500°C的溫度範圍限制為1°C /秒以下的冷卻速度來進行緩冷。如果冷卻速度超過rc /秒，則只能短時間地通過Ti系析出物的析出溫度區域，因此微細的TiC系析出物、NbC的析出量變得不充分，而且貝氏體的組織分率變大。其結果，在高頻淬火時，不能夠抑制奧氏體晶粒的粗大化。
[0126]另外，如果冷卻速度大則軋制材料的硬度上升，冷加工性劣化，因此希望冷卻速度儘可能小。更優選的冷卻速度為0.7V /秒以下。
[0127]作為減小冷卻速度的方法，可舉出在軋制生產線的後方設置保溫罩或者附帶熱源的保溫罩，由此進行緩冷的方法。只要冷卻速度限制為l°c/秒以下即可，下限考慮設備條件和操作條件設定即可。
[0128]對於鑄片(鑄坯)的尺寸、凝固時的冷卻速度、開坯軋制條件沒有特別限定，只要滿足本發明的要件則任何條件均可。
[0129]本發明的高頻淬火鋼部件，可以通過對採用上述的方法製造了的高頻淬火用鋼，根據需要實施加工率為50~90%的冷加工後，對其一部分或全部實施將加熱時間限制為3秒以下的高頻淬火來得到。
[0130]將加工率設為50~90%是由於，如果對在再結晶溫度(約500°C)以下的冷態下加工率為50~90%的鋼材實施高頻淬火，則通過冷加工導入的位錯變為奧氏體晶粒的生成核，從各處形成奧氏體晶粒的緣故。
[0131]在加工率低於50%的情況下，變為奧氏體晶粒的生成核的位錯的導入變得不充分。在加工率為90%以上的情況 下，在高頻淬火時奧氏體晶粒過度地微細化，其結果，變得容易引起異常晶粒生長。
[0132]由此，通過進一步將高頻淬火時間限制為3秒以下，即使在如突起部那樣過熱到最大1100~1200°C左右的部位，也能夠穩定地得到奧氏體晶粒度號為11號以上的高頻淬火鋼部件。
[0133]只要高頻淬火時間為3秒以下的時間內，並適當地設定可得到為了淬火所需的溫度的加熱時間即可。
[0134]採用以上的方法，可以解決以往在高頻淬火鋼部件中，在突起部奧氏體晶粒粗大化，晶粒度低於6號，由此產生變形的問題，可以得到包含突起部在內的奧氏體晶粒度號為11號以上的高頻淬火鋼部件。由此，可以防止變形的產生，而且，可以得到與以往的高頻淬火鋼部件相比，轉動疲勞、扭轉疲勞強度等的疲勞強度優異的高頻淬火鋼部件。
[0135]奧氏體晶粒度號沒有特別限定，但為了促進由淬火引起的馬氏體相變，優選設為14號以下。
[0136]另外，如果在冷加工後、高頻淬火前實施正火，則通過冷加工導入的位錯消失，變得得不到晶粒細化效果，因此在冷加工後、高頻淬火前不實施正火。
[0137]實施例
[0138]以下，利用實施例進一步具體地表示本發明的效果。
[0139]將具有表1~2所示的成分組成的轉爐熔煉鋼進行連鑄，根據需要經過開坯軋制工序，形成為162mm見方的軋制還料。接著,通過熱軋,製造了直徑為24~30mm的棒鋼。[0140]在此，所謂表1~2中的固溶Al，意指扣除在Al的分析過程中產生的濾紙上的不溶解殘渣而測定出的Al。Al的分析方法在Al低於0.1%的情況下，是採用JIS G 1258的分析方法，在Al 為0.1%以上的情況下，是採用JIS G 1224的分析方法。
【權利要求】
1.一種高頻淬火用鋼，其特徵在於，將具有下述成分組成的鋼熱軋，製成為線材或棒鋼後的貝氏體的組織分率為包含0%在內的30%以下，JISG0551中規定的鐵素體晶粒度號為8~11號， 所述成分組成為，以質量％計，含有:
C:0.35 ~0.6%、
S1:0.01 ~1%、
Mn:0.2 ~1.8%、
S:0.001 ~0.15%、
Al:0.001 ~1%、
T1:0.05 ~0.2%、
Nb:0.001 ~0.04%, 並限制為:
N:0.0060% 以下、
P:0.025% 以下、 O:0.0025%以下，並且， 滿足:Nb/Ti ^ 0.015，其餘量包含鐵和不可避免的雜質。
2.根據權利要求1所述的高頻淬火用鋼，其特徵在於，所述鋼以質量％計還含有:
Cr:0.05 ~0.2%、
Mo:0.02 ~1.5%、
N1:0.1 ~3.5%、
V:0.02 ~0.5%、 B:0.0002~0.005%的一種或兩種以上。
3.一種高頻淬火鋼部件，其特徵在於，是對權利要求1或2所述的高頻淬火用鋼的一部分或全部實施了冷加工後，實施了高頻淬火的鋼部件，該鋼部件的一部分或全部的Jis G0551中規定的奧氏體晶粒度號為11號以上。
4.一種高頻淬火用鋼的製造方法，其特徵在於，將鋼在加熱溫度:1150~1300°C、保溫時間:10~180分、加工溫度:840~1000°C的條件下熱軋而製成為線材或棒鋼，其後，將800~500°C的溫度範圍限制為IV /秒以下的冷卻速度進行緩冷，所述鋼以質量％計含有:
C:0.35 ~0.6%、
S1:0.01 ~1%、
Mn:0.2 ~1.8%、
S:0.001 ~0.15%、
Al:0.001 ~1%、
T1:0.05 ~0.2%、
Nb:0.001 ~0.04%, 並限制為:
N:0.0060% 以下、
P:0.025% 以下、 O:0.0025%以下，並且，滿足:Nb/Ti ^ 0.015，其餘量包含鐵和不可避免的雜質。
5.根據權利要求4所述的高頻淬火用鋼的製造方法，其特徵在於，所述鋼以質量％計還含有:
Cr:0.05 ~0.2%、
Mo:0.02 ~1.5%、
N1:0.1 ~3.5%、
V:0.02 ~0.5%、 B:0.0002~0.005%的一種或兩種以上。
6.一種高頻淬火鋼部件的製造方法，其特徵在於，對採用權利要求4或5所述的方法製造的鋼的一部分或全 部實施加工率為50~90%的冷加工，其後，將加熱時間設為3秒以下來實施高頻淬火。
【文檔編號】C22C38/50GK103510007SQ201310451284
【公開日】2014年1月15日 申請日期:2010年10月7日 優先權日:2009年10月22日
【發明者】小澤修司, 久保田學 申請人:新日鐵住金株式會社