高频淬火用钢和高频淬火钢部件以及它们的制造方法
【专利摘要】一种高频淬火用钢，是在高频淬火时即使在钢部件的突起部产生的超过1100℃的高温下也能够防止奥氏体晶粒的粗大化的发生的高频淬火用钢，其特征在于，将下述成分组成的钢热轧，制成为线材或棒钢后的贝氏体的组织分率为包含0%在内的30%以下，JIS?G?0551中规定的铁素体晶粒度号为8～11号，该成分组成为，以质量%计含有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%，并限制为：N：0.0060%以下、P：0.025%以下、O：0.0025%以下，并且满足Nb/Ti≥0.015，其余量包含铁和不可避免的杂质。
【专利说明】高频淬火用钢和高频淬火钢部件以及它们的制造方法
[0001]本申请是申请号为201080047454.4、发明名称为“高频淬火用钢和高频淬火钢部件以及它们的制造方法”、申请日为2010年10月7日、进入中国国家阶段日期为2012年4月20日的发明专利申请的分案申请。
【技术领域】
[0002]本发明涉及在采用高频的高温加热下也可抑制奥氏体晶粒的粗大化的高频淬火用钢和钢部件以及它们的制造方法。
【背景技术】
[0003]主动轴、等速万向节外轮、等速万向节内轮等的构成汽车的动力传递系统的轴部件，通常将中碳钢通过切削、滚压成形、锻造等成形加工为规定的部件形状，并实施高频淬火、回火从而制造。
[0004]所谓高频淬火，是在与高频电源连接的加热线圈之中放置被加热部件，流通高频电流以产生交变磁通，使部件中产生涡流损耗和磁滞损耗从而使其发热，进行淬火的方法。通常，以将表面硬化为目的来进行。
[0005]采用高频的加热，在原理上，部件的带台阶部和沟槽部与其他部位相比容易升温不足，突起部与其他部位相比容易过热。因此，在部件整体上温度未变得均匀。
[0006]因此，为了进行高频淬火，需要以不使进行高频淬火处理的部位的整体变得升温不足的方式来进行加热。
[0007]但是，如果以不使进行高频淬火处理的部位的整体变得升温不足的方式来进行加热，则突起部变为最大1100~1200°C左右的过热状态。因此，奥氏体晶粒发生粗大化，由此部件产生变形。在此，所谓粗大化，具体地讲，`是指晶粒度变得低于6号。
[0008]作为其对策，现状是对每一部件使用专用的加热线圈，严密地调整与部件的距离，或者实施用于减轻温度差的预热从而极力抑制突起部变为过热状态。但是，这些对策未必是万全之策。
[0009]在专利文献I中，曾公开了一种防止粗大晶粒的高频淬火钢，其特征在于，除了规定量的C、Si等以外，以质量％计还含有:Ti:0.05~0.20%、N:低于0.01%,并使Ti碳化物和Ti碳氮化物微细分散于钢中。
[0010]在专利文献2中，曾公开了一种高频淬火用部件，其除了规定量的C、Si等以外，以质量％计还含有Mo:0.05~2.0%，并规定坯料的加工条件，由此使Mo析出物微细化，将晶粒微细化。
[0011]但是，即使采用在专利文献I和专利文献2中公开了的钢和加工条件，在如将具有突起部的部件进行高频淬火时那样局部地变为超过1100°c的过热状态的情况下，也不能防止在该部位的奥氏体晶粒的粗大化的发生。
[0012]现有技术文献
[0013]专利文献1:日本特开平11-71630号公报[0014]专利文献2:日本特开2007-204796号公报
【发明内容】
[0015]本发明提供用于解决上述的问题的、可以防止由高频淬火引起的奥氏体晶粒的粗大化并降低高频淬火钢部件的变形的高频淬火用钢和高频淬火用钢部件、以及它们的制造方法。
[0016]本
【发明者】们为了实现上述的目的，对于高频淬火时的奥氏体晶粒的粗大化的支配因素进行专心调查，弄清了以下几点。
[0017](I)为了在高频淬火时防止奥氏体晶粒的粗大化，需要通过限制钢中的N的含量使其较低，来抑制TiN的生成，进而使以TiC、TiCS作为主体的Ti系析出物在高频淬火时微细析出，并且使以NbC作为主体的Nb的碳氮化物在高频淬火时微细析出。因此，作为钢成分，需要同时添加适量的T1、Nb。
[0018](2)作为使上述的Ti系析出物和Nb的碳氮化物在高频淬火时微细析出的方法，有利用Ti系析出物和NbC的析出物的钉扎效果的方法。为了稳定地发挥该效果，需要在热轧后的基体中，使Ti系析出物和NbC的析出物微细析出。因此，在热轧时的冷却过程中，需要在从奥氏体开始的扩散转变时，相界面析出Ti系析出物和NbC的析出物。
[0019]如果在热轧态的组织中生成贝氏体，则Ti系析出物和NbC的析出物的相界面析出变得困难，因此需要形成为极力不含有贝氏体的组织。
[0020](3)为了在热轧后的线材或棒钢中预先微细析出Ti系析出物和NbC的析出物，只要将热轧时的加热温度和热轧后的冷却条件最佳化即可。
[0021]即，通过将热轧时的加热温度设为高温，使Ti系析出物和NbC的析出物暂且固溶于基体中。然后，在热轧后，通过在Ti系析出物和NbC的析出物的析出温度区域缓冷，可以使这些碳氮化物大量、微细地分 散。
[0022]Ti系析出物是硬质、并且有棱角的，因此粗大的Ti系析出物成为疲劳破坏的起点。因此，以往立志于极力地限制Ti含量。
[0023]但是，通过如上述那样地使Ti系析出物微细化，变得可以有效地利用Ti。
[0024](4)如果热轧后的钢材的铁素体晶粒过度地微细，则高频淬火时容易产生粗大晶粒。因此，使轧制加工温度适当也是重要的。
[0025](5)对热轧后的钢材实施冷加工，其后，不进行正火而实施短时间的高频淬火，由此不仅可以防止奥氏体晶粒的粗大晶粒，还可谋求晶粒细化，疲劳特性能够提高到以往以上。
[0026]本发明是基于以上的新见解完成的发明，本发明的要旨如下。
[0027](I) 一种高频淬火用钢，其特征在于，以质量％计，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]并限制为:
[0036]N:0.0060% 以下、
[0037]P:0.025% 以下、
[0038]O:0.0025% 以下，并且，
[0039]满足:Nb/Ti≥0.015，其余量包含铁和不可避免的杂质。
[0040](2)根据上述(I)所述的高频淬火用钢，其特征在于，以质量％计，还含有:
[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%的一种或两种以上。
[0046](3)—种高频淬火用钢，其特征在于，将具有上述(I)或(2)中的成分组成的钢热车L，制成为线材或棒钢后的贝氏体的组织分率为30%以下(包含0%)，JIS G 0551中规定的铁素体晶粒度号为8~11号。
[0047](4) 一种高频淬火钢部件，其特征在于，是对上述(3)所述的高频淬火用钢的一部分或全部实施了冷加工后，实施了高频淬火的钢部件，该钢部件的一部分或全部的Jis G0551中规定的奥氏体晶粒度号为11号以上。
[0048](5) 一种高频淬火用钢的制造方法，其特征在于，将钢在加热温度:1150~1300°C、保温时间:10~180分、加工温度:840~1000°C下热轧而制成为线材或棒钢，其后，将800~500°C的温度范围限制为1°C /秒以下的冷却速度进行缓冷，所述钢以质量％计，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]并限制为:
[0057]N:0.0060% 以下、
[0058]P:0.025% 以下、
[0059]O:0.0025% 以下，并且，
[0060]满足:Nb/Ti≥0.015，其余量包含铁和不可避免的杂质。
[0061](6)根据上述(6)所述的高频淬火用钢的制造方法，其特征在于，上述钢以质量％计，还含有:
[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%的一种或两种以上。
[0067]一种高频淬火钢部件的制造方法，其特征在于，对采用上述(5)或(6)的方法制造的钢的一部分或全部，实施加工率为50~90%的冷加工，其后，将加热时间设为3秒以下来实施高频淬火。
[0068]如果使用本发明的高频淬火用钢，则在制造成为主动轴、等速万向节外轮、等速万向节内轮等的具有突起部的构成汽车的动力传递系统的轴部件时，在高频淬火时可以防止在突起部的粗大晶粒的生成。其结果，可以制造减轻了变形的高频淬火钢部件，因此起因于变形的噪声可以减轻。此外，可以制造疲劳特性提高到以往以上的高频淬火钢部件。
【专利附图】
【附图说明】
[0069]图1是表示由Ti+Nb复合添加带来的粗大晶粒防止能力的改善效果的图。
【具体实施方式】
[0070]以下，作为用于实施本发明的方式，对于高频淬火用钢和高频淬火钢部件、以及其制造方法进行详细地说明。
[0071]首先，对于本发明的钢的成分组成的限定理由进行说明。以下，「％」意指「质量％」。
[0072]C:0.35 ~0.6%
[0073]C是对给予钢必要的强度有效的元素。C的含量低于0.35%时，钢得不到必要的强度，如果C的含量超过0.6%，则钢变硬，冷加工性劣化，进而高频淬火后的韧性劣化。因此，C的含量需要设在0.35~0.6%的范围内。更优选的C的含量为0.4~0.56%。
[0074]Si:0.01 ~1%``
[0075]Si是对钢的脱氧有效的元素，而且，是对给予钢必要的强度、淬硬性，提高回火软化抗力有效的元素。Si的含量低于0.01%时，其效果不能充分地得到。如果Si的含量超过1%，则钢的硬度上升，冷加工性劣化。因此，Si的含量需要设在0.01~1%的范围内。由于Si提高冷态下的变形抗力，因此在冷锻部件用途的钢材的情况下，更优选的Si含量为0.01 ~0.15%。
[0076]Mn:0.2 ~1.8%
[0077]Mn是对钢的脱氧有效的元素，而且，是对给予钢必要的强度、淬硬性有效的元素。Mn的含量低于0.2%时，其效果不能充分地得到。如果Mn的含量超过1.8%，则其效果饱和，而且钢的硬度上升，冷加工性劣化。因此，Mn的含量需要设在0.2~1.8%的范围内。更优选的Mn的含量为0.5~1.2%。在重视冷加工性的情况下，Mn的含量进一步优选设为0.5~0.75%的范围。
[0078]S:0.001 ~0.15%
[0079]S在钢中形成MnS，由此提高可切削性。S的含量低于0.001%时，不能够充分地得到其效果。如果S的含量超过0.15%，则其效果饱和，而且引起晶界偏析，招致晶界脆化。因此，S的含量需要设在0.001~0.15%的范围内。在重视钢的可切削性的情况下，优选S的含量设为0.005~0.15%的范围。在重视晶界强度的情况下，优选S的含量设为0.001~0.030%的范围。在重视可切削性和晶界强度两方面的情况下，优选S的含量设为0.005~0.070%的范围。
[0080]Al:0.001 ~1%
[0081]Al是对钢的脱氧和可切削性的提高有效的元素。Al的含量低于0.001%时，脱氧的效果不能充分地得到。钢中的Al，一部分与N结合以AlN形式析出，另外，一部分与O结合以氧化铝形式存在，其余量以固溶Al形式存在。固溶Al对可切削性的提高有效地发挥作用。因而，在重视可切削性的情况下，需要将Al的含量设为超过0.05%。如果Al的含量超过1%，则对钢的相变特性给予大的影响，因此上限设为1%。在重视钢的可切削性的情况下，优选Al的含量设为0.05~1%的范围。在不那么重视可切削性的情况下，优选Al的含量设为0.02~0.05%的范围。
[0082]Ti:0.05 ~0.2%
[0083]Ti在钢中生成微细的TiC、TiCS，由此在高频淬火时奥氏体晶粒微细化。Ti的含量低于0.05%时，其效果不能充分地得到。如果Ti的含量超过0.1%，则可显著地谋求奥氏体晶粒的微细化。如果Ti的含量超过0.2%，则因由TiC引起的析出硬化，冷加工性显著地劣化，而且，因TiN主体的析出物，转动疲劳特性劣化。因此，Ti的含量的上限设为0.2%。更优选的Ti的含量为大于0.1%且为0.2%以下。
[0084]Nb:0.001 ~0.04%, Nb/Ti ≥ 0.015
[0085]Nb在高频淬火时与钢中的C、N结合形成Nb (CN)，抑制奥氏体晶粒的粗大化。
[0086]图1表示改变了 T1、Nb的添加量时的高频淬火温度和奥氏体晶粒度号的关系。Ti和Nb的各自的添加量是:Ti单独添加时为T1:0.13%，Ti和Nb复合添加时为T1:0.13%、Nb:0.005%。其他的成分组成是 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%，其余量为铁和不可避免的杂质。
[0087]由图1可知，通过Ti和Nb的复合添加，由Ti系析出物带来的防止粗大晶粒的效果变得更有效。这是由于Nb在Ti系析出物中固溶，抑制Ti系析出物的粗大化的缘故。为了得到该效果，需要满足Nb/Ti ≥ 0.015。
[0088]本发明的特征是添加Ti和Nb两者。由添加Ti和Nb两者带来的防止粗大晶粒的效果的提高，即使低于1100°c也可看到。本发明的重要的点在于下述方面:在更高的温度下，具体地讲，在作为高频淬火时的突起部的温度的1100~1200°C下，防止粗大晶粒的效
果更进一步提闻。
[0089]但是，如果添加Nb，则钢的可切削性和冷加工性劣化。特别是如果Nb的添加量变为0.04%以上，则钢的硬度变硬，可切削性、冷加工性劣化，而且热轧的加热时的固溶化变得困难。因此，Nb的含量需要设为0.04%以下。在重视可切削性、冷加工性等的可加工性的情况下，优选Nb的含量设为低于0.03%。如果Nb的含量低于0.001%，则不能够稳定地满足Nb/Ti≥0.015，因此Nb的含量的下限设为0.001%。
[0090]N:限制为0.0060%以下
[0091]N在钢中不可避免地含有，如果与钢中的Ti结合，则生成几乎无助于晶粒的控制的粗大的TiN。这变为TiC、TiCS主体的Ti系析出物以及NbC、NbC主体的Nb (CN)的析出位点，损害这些Ti析出物、Nb的碳氮化物的微细析出，促进粗大晶粒的生成。如果N的含量超过0.0060%，则该影响特别显著地体现。因此，N的含量限制为0.0060%以下，更优选限制为低于0.0050%。
[0092]P:限制为0.025%以下
[0093]P在钢中不可避免地含有，是提高冷加工时的变形抗力，使韧性劣化的元素，因此，其结果，钢的冷加工性劣化。另外，由于使淬火、回火后的部件的晶界脆化，从而使疲劳强度劣化，因此希望P的含量尽可能降低。因此，将P的含量限制为0.025%以下，更优选限制为0.015% 以下。
[0094]O:限制为0.0025%以下
[0095]O在钢中不可避免地含有。在如本发明那样的高Ti钢中，O在钢中形成Ti系的氧化物系夹杂物。如果氧化物系夹杂物在钢中大量地存在，则变为TiC的析出位点，在热轧时TiC粗大地析出，其结果，在高频淬火时不能够抑制奥氏体晶粒的粗大化。因此，希望O的含量尽可能降低。因而，O的含量限制为0.0025%以下。更优选的范围是0.0020%以下。在轴承部件、转动部件中，氧化物系夹杂物成为转动疲劳破坏的起点，因此O的含量越低，转动寿命就越提高。因此，在轴承部件、转动部件中，将O的含量限制为0.0012%以下是进一步优选的。
[0096]本发明的钢，以强度、淬硬性的提高作为目的，还可以含有Cr、Mo、N1、V、B的一种或两种以上来作为选择成分。
[0097]Cr:0.05 ~0.2%
[0098]Cr是通过添加，对钢给予强度、淬硬性有效的元素。Cr的含量低于0.05%时，不能充分地得到其效果。Cr在渗碳体中固溶，将渗碳体稳定化，因此在高频淬火的短时间加热时容易引起渗碳体的溶入不良，成为硬度不均的原因。因此，Cr的含量的上限设为0.2%。更优选的Cr的含量为0.07~0.15%。
[0099]Mo:0.02 ~1.5%
[0100]Mo通过添加，有对钢给予强度、淬硬性的效果。Mo的含量低于0.02%时，不能充分地得到其效果。如果Mo的含量超过1.5%，则钢的硬度上升，可切削性、冷加工性劣化。因此，Mo的含量为1.5%以下，更优选为0.5%以下。
[0101]N1:0.1 ~3.5%
[0102]Ni通过添加，有对钢给予强度、淬硬性的效果。Ni的含量低于0.1%时，不能充分地得到其效果。如果Ni的含量超过3.5%，则钢的硬度上升，可切削性、冷加工性劣化。因此，Ni的含量为3.5%以下，更优选为2.0%以下。
[0103]V:0.02 ~0.5%
[0104]V通过添加，有对钢给予强度、淬硬性的效果。V的含量低于0.02%时，不能充分地得到其效果。如果V的含量超过0.5%，则钢的硬度上升，可切削性、冷加工性劣化。因此，V的含量为0.5%以下，更优选为0.2%以下。
[0105]B:0.0002 ~0.005%
[0106]B是通过添加，对给予钢以强度、淬硬性有效的元素。此外，B还具有以下的效果。
[0107](I)在通过热轧得到线材或棒钢时，在轧制后的冷却过程中生成硼铁碳化物，由此使铁素体的生长速度增加，在轧制态下促进软质化的效果。
[0108](2)通过使高频淬火材料的晶界强度提高从而使作为高频淬火钢部件的疲劳强度和冲击强度提高的效果。[0109]B的含量低于0.0002%时，得不到以上的效果。如果B的含量超过0.005%，则其效果饱和，而且担心冲击强度劣化等的不良影响。因此，将B的含量设为0.005%以下，更优选设为0.003%以下。
[0110]本发明的钢，为了改善可切削性，除了上述的各成分以外，在不损害本发明的效果的范围，还可以含有Ca、Zr、Mg、Sb、Sn、Zn、Te、B1、Pb的一种或两种以上。
[0111]接着，对于本发明的钢的组织进行说明。
[0112]本发明的高频淬火用钢，将热轧后的贝氏体的组织分率限制为30%以下(包含0%)。这是由于如果热轧后的钢材中混有贝氏体组织，则成为高频淬火时的粗大晶粒产生的原因的缘故。另外，从冷加工性改善的观点来看也希望抑制贝氏体的混入。
[0113]这些不良影响在贝氏体的组织分率超过30%时变得特别显著，从而优选较少。从以上的理由来看，需要将热轧后的贝氏体的组织分率限制为30%以下(包含0%)。
[0114]另外，在本发明的高频淬火用钢中，将热轧后的铁素体晶粒度号设为JIS G 0551(2005年版)中规定的8~11号。
[0115]如果热轧后的铁素体晶粒过度地微细，则在高频淬火时奥氏体晶粒过度地微细化，如果奥氏体晶粒变得过度地微细，则容易生成粗大晶粒。特别是如果铁素体晶粒度号超过JIS G 0551中规定的11号，则其倾向变得显著。另外，如果奥氏体晶粒变得过度地微细，则产生由淬硬性的劣化引起的强度不足等的弊端。
[0116]另一方面，如果成为热轧后的铁素体晶粒编号低于8号的粗晶粒，则热轧材料的延展性劣化，冷加工性劣化。
[0117]因此，需要将热轧后的铁素体晶粒度号设在JIS G 0551所规定的8~11号的范围内。
[0118]此外，根据本发明，可以`对上述的高频淬火用钢的一部分或全部实施冷加工后，实施高频淬火，制造一部分或全部是JIS G 0551中规定的奥氏体晶粒度号为11号以上的高频淬火钢部件。
[0119]以下，对于本发明的高频淬火用钢和高频淬火钢部件的制造方法进行说明。
[0120]包含上述的成分组成的钢，可以使用转炉、电炉等并采用通常的方法，进行成分调整来熔炼，从而得到。其后，经过铸造工序、根据需要的开坯轧制工序，形成为用于热轧成线材或棒钢的轧制坯料。
[0121]接着，将轧制坯料加热到1150°C~1300°C的温度，保温10分~180分的时间。在加热温度低于1150°C或者保温时间低于10分的情况下，不能够使Ti系析出物、Nb的析出物暂且固溶于基体中，因此在热轧后的钢材中，不能够预先使必要的量的Ti系析出物和Nb的析出物微细析出。其结果，在热轧后，产生粗大的Ti系析出物、Nb的析出物，在高频淬火时，不能够抑制粗大晶粒的产生。
[0122]因此，在热轧中，需要加热到1150°C以上的温度，并保温10分以上。更优选的条件是加热温度为1180°C以上，保温时间为10分以上。
[0123]在加热温度超过1300°C、或者保温时间超过180分的情况下，钢材发生脱碳，生成氧化皮，材料利用率显著地降低。因此，加热温度设为1300°C以下，保温时间设为180分以下。
[0124]热轧的加工温度设为840°C~1000°C。加工温度低于840°C时，铁素体晶粒度变得过度地微细，在高频淬火时，容易产生粗大晶粒。如果加工温度超过1000°c，则轧制材料的硬度变硬，冷加工性劣化。
[0125]接着，对于热轧后的线材或棒钢，将800~500°C的温度范围限制为1°C /秒以下的冷却速度来进行缓冷。如果冷却速度超过rc /秒，则只能短时间地通过Ti系析出物的析出温度区域，因此微细的TiC系析出物、NbC的析出量变得不充分，而且贝氏体的组织分率变大。其结果，在高频淬火时，不能够抑制奥氏体晶粒的粗大化。
[0126]另外，如果冷却速度大则轧制材料的硬度上升，冷加工性劣化，因此希望冷却速度尽可能小。更优选的冷却速度为0.7V /秒以下。
[0127]作为减小冷却速度的方法，可举出在轧制生产线的后方设置保温罩或者附带热源的保温罩，由此进行缓冷的方法。只要冷却速度限制为l°c/秒以下即可，下限考虑设备条件和操作条件设定即可。
[0128]对于铸片(铸坯)的尺寸、凝固时的冷却速度、开坯轧制条件没有特别限定，只要满足本发明的要件则任何条件均可。
[0129]本发明的高频淬火钢部件，可以通过对采用上述的方法制造了的高频淬火用钢，根据需要实施加工率为50~90%的冷加工后，对其一部分或全部实施将加热时间限制为3秒以下的高频淬火来得到。
[0130]将加工率设为50~90%是由于，如果对在再结晶温度(约500°C)以下的冷态下加工率为50~90%的钢材实施高频淬火，则通过冷加工导入的位错变为奥氏体晶粒的生成核，从各处形成奥氏体晶粒的缘故。
[0131]在加工率低于50%的情况下，变为奥氏体晶粒的生成核的位错的导入变得不充分。在加工率为90%以上的情况 下，在高频淬火时奥氏体晶粒过度地微细化，其结果，变得容易引起异常晶粒生长。
[0132]由此，通过进一步将高频淬火时间限制为3秒以下，即使在如突起部那样过热到最大1100~1200°C左右的部位，也能够稳定地得到奥氏体晶粒度号为11号以上的高频淬火钢部件。
[0133]只要高频淬火时间为3秒以下的时间内，并适当地设定可得到为了淬火所需的温度的加热时间即可。
[0134]采用以上的方法，可以解决以往在高频淬火钢部件中，在突起部奥氏体晶粒粗大化，晶粒度低于6号，由此产生变形的问题，可以得到包含突起部在内的奥氏体晶粒度号为11号以上的高频淬火钢部件。由此，可以防止变形的产生，而且，可以得到与以往的高频淬火钢部件相比，转动疲劳、扭转疲劳强度等的疲劳强度优异的高频淬火钢部件。
[0135]奥氏体晶粒度号没有特别限定，但为了促进由淬火引起的马氏体相变，优选设为14号以下。
[0136]另外，如果在冷加工后、高频淬火前实施正火，则通过冷加工导入的位错消失，变得得不到晶粒细化效果，因此在冷加工后、高频淬火前不实施正火。
[0137]实施例
[0138]以下，利用实施例进一步具体地表示本发明的效果。
[0139]将具有表1~2所示的成分组成的转炉熔炼钢进行连铸，根据需要经过开坯轧制工序，形成为162mm见方的轧制还料。接着,通过热轧,制造了直径为24~30mm的棒钢。[0140]在此，所谓表1~2中的固溶Al，意指扣除在Al的分析过程中产生的滤纸上的不溶解残渣而测定出的Al。Al的分析方法在Al低于0.1%的情况下，是采用JIS G 1258的分析方法，在Al 为0.1%以上的情况下，是采用JIS G 1224的分析方法。
【权利要求】
1.一种高频淬火用钢，其特征在于，将具有下述成分组成的钢热轧，制成为线材或棒钢后的贝氏体的组织分率为包含0%在内的30%以下，JISG0551中规定的铁素体晶粒度号为8~11号， 所述成分组成为，以质量％计，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%, 并限制为:
N:0.0060% 以下、
P:0.025% 以下、 O:0.0025%以下，并且， 满足:Nb/Ti ^ 0.015，其余量包含铁和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的高频淬火用钢，其特征在于，所述钢以质量％计还含有:
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%的一种或两种以上。
3.一种高频淬火钢部件，其特征在于，是对权利要求1或2所述的高频淬火用钢的一部分或全部实施了冷加工后，实施了高频淬火的钢部件，该钢部件的一部分或全部的Jis G0551中规定的奥氏体晶粒度号为11号以上。
4.一种高频淬火用钢的制造方法，其特征在于，将钢在加热温度:1150~1300°C、保温时间:10~180分、加工温度:840~1000°C的条件下热轧而制成为线材或棒钢，其后，将800~500°C的温度范围限制为IV /秒以下的冷却速度进行缓冷，所述钢以质量％计含有:
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%, 并限制为:
N:0.0060% 以下、
P:0.025% 以下、 O:0.0025%以下，并且，满足:Nb/Ti ^ 0.015，其余量包含铁和不可避免的杂质。
5.根据权利要求4所述的高频淬火用钢的制造方法，其特征在于，所述钢以质量％计还含有:
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%的一种或两种以上。
6.一种高频淬火钢部件的制造方法，其特征在于，对采用权利要求4或5所述的方法制造的钢的一部分或全 部实施加工率为50~90%的冷加工，其后，将加热时间设为3秒以下来实施高频淬火。
【文档编号】C22C38/50GK103510007SQ201310451284
【公开日】2014年1月15日 申请日期:2010年10月7日 优先权日:2009年10月22日
【发明者】小泽修司, 久保田学 申请人:新日铁住金株式会社