JP2002069566A - 捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼ならびに高周波焼入れ部品 - Google Patents
捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼ならびに高周波焼入れ部品Info
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Abstract
の鋼として好適な、捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ
用鋼ならびに高周波焼入れ部品を提供する。 【解決手段】 C:0.3〜0.58%、Si:0.0
1〜1.0%、Mn:0.85〜1.7%、S:0.0
05〜0.15%、B:0.0005〜0.005%、
Al:0.001〜0.1%、Zr:0.0003〜
0.01%を含有し、さらにTe、Ca、Zr、Mg、
Y、希土類元素を1種以上特定量含有し、ミクロ組織は
実質的にフェライト・パーライト組織で、フェライトの
組織面積率が含有C(%)に対して、1−1.05×C
以下であり、フェライト結晶粒径が25μm以下である
ことを特徴とする鋼である。
Description
に関わり、さらに詳しくは、5〜40kHzの周波数で
高周波焼入れすることにより製造されるドライブシャフ
トや外輪のような各種シャフト類の素材として好適な、
捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼に関するもので
ある。本開発鋼を用いれば、高周波焼入れ時の焼き割れ
防止にも有効である。本鋼の適用の対象となる部品の成
形加工工程は、焼鈍を行わずに直接冷間鍛造を行う工
程、冷間鍛造の前または中間に焼鈍を行う工程、これら
に切削工程を含んだ工程、または主として切削により部
品を成形加工する工程、一部焼鈍工程を含んだ切削で部
品を成形加工する工程、さらにこれらのいずれかに転造
加工を含む工程、あるいはこれらのいずれかに温間鍛造
を組み合わせた工程等である。なお、本発明で対象とし
ている部品はこのように切削や冷鍛等の冷間加工により
製造されるために、冷間加工性についても留意されてい
る。
フト類は、近年の自動車エンジンの高出力化あるいは環
境規制対応にともない、高強度化の指向が強い。これら
の部品の主たる所要特性は捩り疲労特性である。
周波焼入れする製品を対象としている。従来の主流であ
る100kHz前後の周波数で高周波焼入れされる製品
は、そもそも硬化層深さが浅く(例えば、硬化層深さは
半径の4分の1程度)、耐磨耗性等の確保が主体であ
り、最表面の硬さの確保が重要な課題であった。これに
対して、本発明で対象とする、5〜40kHzの周波数
で高周波焼入れする技術は、硬化層深さを深くすること
が可能なので、最近になって注目されている。
0.38〜0.45%、Si:0.35%以下、Mn:
0.3〜1.0%、B:0.0005〜0.0035
%、Ti:0.01〜0.05、Al:0.01〜0.
06%、N:0.01%以下、フェライト結晶粒度番
号:6以上、ミクロ組織:フェライトとパーライト、硬
さHRB80〜90、JIS0558で規定する脱炭深
さ:DM−T0.2mm以下を有する直接切削・高周波
焼入れ用鋼材が示されている。該発明では、被削性を一
層高めるためにさらにS:0.005〜0.30%、C
a:0.0002〜0.005%、Pb:0.005〜
0.30%、Te:0.005〜0.10%のような快
削性成分を必要に応じて添加することができるとしてい
る。該発明鋼材はB鋼を適用し、脱炭深さを規定した点
が特徴である。該公報には、周波数100kHzで高周
波焼入れした場合の特性は記載されているが、本発明で
対象とする、5〜40kHzの周波数で高周波焼入れし
た場合の特性は記載されていない。また、該公報には、
そもそも、本発明で着眼している捩り疲労強度特性につ
いては、全く言及されていない。実施例として提示され
ている鋼は、S:0.02前後添加されており、伸長M
nSが多量に存在すると考えられ、また高周波焼入れ部
の硬さムラの発生が問題になると考えられ、捩り疲労強
度特性は十分ではないと考えられる。
は、C:0.38〜0.45%、Si:0.35%以
下、Mn:1.0%超〜1.5%、B:0.0005〜
0.0035%、Ti:0.01〜0.05、Al:
0.01〜0.06%、N:0.01%以下、フェライ
ト結晶粒度番号:6以上の細粒組織を有する直接切削・
高周波焼入れ用鋼材が示されている。該発明の請求項4
では、Pb:0.01〜0.20%、S:0.005〜
0.30%、Bi:0.01〜0.10%、 Te:
0.0005〜0.10%、Ca:0.0003〜0.
0050%の1種または2種以上を含有する旨が示され
ている。該発明鋼材は特開平3−177537号公報に
対してMn量を増加させた鋼材である。該公報には、捩
り強度は記載されているが、捩り疲労強度は記載されて
いない。実施例として提示されている鋼は、S:0.0
2前後添加されており、伸長MnSが多量に存在するた
め、また高周波焼入れ部の硬さムラの発生が問題になる
と考えられ、捩り疲労強度等は十分ではないと考えられ
る。
線状または棒状圧延材の軸心を通る縦断面において、該
軸心と平行でかつ該軸心から1/4・D(Dは圧延材の
直径を表す)離れた仮想線を中心線として含む被検面積
100mm2中に存在する、酸化物系と硫化物系からな
る直径10μm以上の複合介在物が20個以下であるこ
とを特徴とする曲げ疲労強度および転動疲労強度に優れ
た高周波焼入れ用鋼が示されている。該発明では、選択
元素として、S:0.1%以下、B:0.01%以下、
Ca:0.0005〜0.01%、Te:0.1%以
下、Zr:0.1%以下を含有することができるとして
いる。該発明のCa、Te、Zrの添加の狙いはMnS
を球状化して異方性を改善することと、靭性や曲げ疲労
特性を劣化させずに被削性を向上させることにある。該
発明は高周波焼入れにより卓越した曲げ疲労特性と転動
疲労特性を発現し得るような高周波焼入れ用鋼を提供す
ることを目的とし、酸化物系と硫化物系からなる直径1
0μm以上の粗大な複合介在物を上記の範囲で制限した
点が特徴である。しかしながら、該発明では、捩り疲労
特性に関しては全く言及されていない。曲げ疲労は、表
面または表面近傍において、引張応力により、軸方向と
垂直な断面でき裂が発生伝播し、破壊に至る現象であ
る。これに対して、本発明で取り上げている、捩り疲労
は、表面または表面近傍において、剪断応力により、軸
方向に平行な面でき裂が発生し、その後軸方向と45度
をなす面で伝播する現象である。つまり、捩り疲労破壊
と曲げ疲労破壊とでは、破壊の原因となる作用応力、き
裂の発生する断面、破壊の形態がいずれも異なる。ま
た、転動疲労は転動体の繰り返し接触現象において、接
触部の表面または表面直下からき裂が発生・伝播する現
象であり、転動疲労と捩り疲労では、応力状態、き裂の
発生・伝播の機構が全く異なる。以上から、特開平11
−1749号公報における曲げ疲労特性と転動疲労特性
に関する記述は、本発明で取り上げた捩り疲労強度に関
して何ら示唆を与えるものではない。
た鋼では、伸長MnSの存在や、フェライト組織が不適
正なこと等が原因で捩り疲労特性が不十分であると考え
られる。本発明はこのような問題を解決して、捩り疲労
特性に優れた高周波焼入れ用鋼ならびに高周波焼入れ部
品を提供するものである。
を用いて上記の課題を解決した。
8%、Si:0.01〜1.0%、Mn:0.85〜
1.7%、S:0.005〜0.15%、B:0.00
05〜0.005%、Al:0.001〜0.1%、Z
r:0.0003〜0.01%を含有し、さらに、T
e:0.0005〜0.02%、Ca:0.0005〜
0.02%、Zr:0.0003〜0.01%、Mg:
0.001〜0.035%、Y:0.001〜0.1
%、希土類元素:0.001〜0.15%のうち1種ま
たは2種以上を含有し、またはさらに、Ti:0.05
%以下を含有し、またはさらに、Nb:0.04%以
下、V:0.4%以下のうち1種または2種を含有し、
またはさらに、Mo:0.3%以下、Ni:1%以下の
うち1種または2種を含有し、P:0.025%以下、
Cr:0.35%以下、N:0.0070%未満、O:
0.0025%以下に各々制限し、残部が鉄および不可
避的不純物からなり、かつ、ミクロ組織は実質的にフェ
ライト・パーライト組織であり、フェライトの組織面積
率が含有炭素量C(%)に対して、1−1.05×C以
下であり、フェライト結晶粒径が25μm以下であり、
またはさらに、熱間圧延方向に平行な断面の組織のフェ
ライトバンドの評点が1〜5であることを特徴とする捩
り疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼である。
を有し、MnSのアスペクト比が10以下であることを
特徴とする捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ部品であ
る。
り、高周波焼入れ後に捩り疲労特性に優れた製品を得る
ことができる。
の製造において、高周波焼入れ後に優れた捩り疲労特性
を実現するために、鋭意調査し、次の点を明らかにし
た。
次の過程で起きる。 A.表面または硬化層と芯部の境界で軸方向に平行な面
でき裂が発生する。 B.軸方向に平行な面でき裂が初期伝播する。これを以
下モードIII破壊と呼ぶ。 C.モードIII破壊の後、軸方向に45度の面で粒界
割れを伴って脆性破壊を起こし、最終破壊を起こす。こ
れを以下モードI破壊と呼ぶ。
方向に平行な面で起きるが、この際、軸方向に伸長Mn
Sが存在すると、伸長MnSに沿ってき裂の発生と初期
伝播が起きるので、き裂の発生と初期伝播は促進され
る。図1の(c)は応力負荷時の破壊挙動を示したもの
であるが、伸長MnSは通常、図中で示した低炭素マル
テンサイト部に沿って存在し、図中に示したき裂の発生
が伸長MnSの存在によって促進される。以上の理由か
ら、MnSを粒状化、微細化することによって、き裂の
発生・初期伝播は抑制され、捩り疲労強度が飛躍的に向
上する。伸長MnSの生成防止、MnSの粒状化、微細
化のためにはTe、Ca、Zr、Mg、Y、希土類元素
の添加が有効である。なおこれらの元素の多量添加は、
粗大ZrN等の窒化物、酸化物生成の原因となり、冷間
加工性を阻害するので、不適正である。これらの元素の
添加によるMnSの粒状化は高周波焼入れ時の焼き割れ
防止にも有効である。なお、先行技術のところで述べた
ように、特開平11−1749号公報には、MnSを球
状化して異方性を改善することと、被削性を向上させる
ことを狙いとして、Ca、Te、Zrを添加することが
記述されている。しかしながらCa、Te、Zr添加し
てMnSを粒状化する狙いは、該公報では異方性を改善
することと靭性や曲げ疲労特性を劣化させずに被削性を
向上させることであるが、これに対して本発明では捩り
疲労特性の向上と、両者で明らかに異なっている。ま
た、該発明には曲げ疲労には言及しているものの、捩り
疲労特性に関しては一切言及しておらず、上記のよう
に、捩り疲労破壊と曲げ疲労破壊では、破壊の原因とな
る作用応力、き裂の発生する断面、破壊の形態がいずれ
も大きく異なることから、特開平11−1749号公報
には本発明の上記の技術思想を示唆するような情報は全
く含まれていない。
ライト粒が粗大であると、高周波焼入れ後、元々フェラ
イトの部分が低炭素マルテンサイトとなり、硬さムラを
生じる。フェライトは通常軸方向に平行にバンド状に存
在するため、高周波焼入れ後、硬さの低い部分が軸方向
に平行な面で存在することになる。図1は、高周波焼入
れ前の組織にフェライトバンドが存在すると、高周波焼
入れ後にどのような影響がでるかを模式的に表した図で
ある。フェライトバンドが顕著であると、図1に示した
ように、高周波焼入れ後、元々パーライト組織の部分が
高炭素マルテンサイト、元々フェライトバンドの部分が
低炭素マルテンサイトとなり、硬い層と軟らかい層が軸
方向に沿って層状に存在することになる。このような鋼
材に、捩り応力を負荷した場合、軸方向が剪断応力最大
の方向になるため、軟らかい低炭素マルテンサイト層に
沿って、剪断き裂が発生・伝播し、低強度での破壊を招
く。以上の理由から、フェライト分率が高く、フェライ
ト粒が粗大であると、高周波焼入れ後軸方向に平行な面
での捩り疲労き裂の発生、初期伝播が促進される。その
ため、これを防止するためには、MnSの粒状化と併せ
て、フェライト分率を規制し、フェライト粒を微細化す
ることが必須である。
えて、フェライトバンド自体を抑制することも有効であ
る。フェライトバンドの程度は、図2に示すように昭和
45年社団法人日本金属学会発行「日本金属学会誌第3
4巻第9号第961頁」において1〜7の7段階に評点
化されている。すなわち、上記の日本金属学会誌第34
巻第9号の第957頁〜962頁には、標題のとおり
「フェライト縞状組織に及ぼすオーステナイト結晶粒度
と鍛造比の影響について」が記載されており、第961
頁左欄第7〜8行には「縞状組織の程度を数量的に表示
するために、Photo.4の基準写真を作成した。」
と記載されており、同頁の「Photo.4 Clas
sifications of ferrite ba
nds (×50×2/3×5/6)」には1〜7の基
準写真が掲載されている。該評点では、評点の番号が小
さいほどフェライトバンドが軽微であり、評点の番号が
大きいほどフェライトバンドが顕著であることを示して
いる。高周波焼入れ後の捩り疲労特性の向上を図るに
は、熱間圧延方向に平行な断面の組織の、上記の日本金
属学会誌第34巻第961頁で定義されたフェライトバ
ンドの評点が1〜5であることが有効である。
とに起因する硬さムラの低減には、Cr含有量の上限値
を規制することが有効である。これは、炭化物の溶け込
み不良を防止し、フェライト分率起因による硬さムラを
低減する効果による。
MnSの粒状化の効果とフェライト組織適正化の効果は
ほぼ同じ大きさである。
「C.」の欄で述べた、軸方向に45度の面で粒界割れ
を伴う脆性破壊モードIを抑制するためには、次の方法
による粒界強化が有効である。 必須元素としてBを添加。Bは粒界偏析Pを粒界から
追い出す効果による。 粒界偏析元素であるP、O量の低減。 前組織のフェライト組織の微細化によるオーステナイ
ト粒組織の微細化。 より一層捩り疲労強度の向上を図るためには、Si増
量による粒界炭化物の微細化が有効。
は切削や冷鍛等の冷間加工により製造されるものが多い
ために、冷間加工性の確保も重要な課題である。素材の
段階で硬さの向上を抑えて、高周波焼入れ性を向上させ
るためには、MnとBの添加が有効である。Bを焼入れ
性に効かせるためには、Nの低減が必要であり、本発明
では、N量を0.0070%未満に低減する。
なされたものである。
えるのに有効な元素であるが、0.3%未満では必要な
強さを確保することができず、0.58%を超えると硬
くなって冷間加工性が劣化するので、0.3〜0.58
%の範囲内にする必要がある。好適範囲は0.4〜0.
56%である。
に、鋼に必要な強度、焼入れ性を与え、焼戻し軟化抵抗
を向上するのに有効な元素であるが、0.01%未満で
はその効果は不十分である。一方、1.0%を超える
と、硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化する。以上の理
由から、その含有量を0.01〜1.0%の範囲内にす
る必要がある。冷間加工性を重視する場合の好適範囲は
0.01〜0.5%であり、特別に冷間加工性を重視す
る場合の好適範囲は0.01〜0.15%である。ま
た、捩り疲労特性を重視する場合の好適範囲は0.35
超〜1.0%であり、特に高強度化を指向する場合は、
0.5〜1.0%の範囲の添加が望ましい。
素である。捩り疲労特性を得るために十分な硬化層深さ
を得るためには、0.85%未満ではその効果は不十分
である。一方、1.7%を超えると、硬さの顕著な上昇
を招き冷間加工性が劣化するので、0.85%〜1.7
%の範囲内にする必要がある。好適範囲は0.85〜
1.4%である。
削性の向上を目的として添加するが、0.005%未満
ではその効果は不十分である。一方、0.15%を超え
るとその効果は飽和し、むしろ捩り疲労特性の劣化を招
く。以上の理由から、Sの含有量を0.005〜0.1
5%の範囲内にする必要がある。好適範囲は0.005
〜0.04%である。なお、MnSが伸長していると、
捩り疲労特性が劣化するために、MnSを粒状微細分散
させるために、Te、Ca、Zr、Mg、希土類元素の
1種または2種以上を必須元素として含有させる必要が
ある。
鋼・線材圧延において、圧延後の冷却過程でボロン鉄炭
化物を生成することにより、フェライトの成長速度を増
加させ、圧延ままでの軟質化を促進する。高周波焼入
れに際して、鋼に焼入れ性を付与する。高周波焼入れ
材の粒界強度を向上させることにより、機械部品として
の疲労強度・衝撃強度を向上させる。0.0005%未
満の添加では、上記の効果は不十分であり、0.005
%を超えるとその効果は飽和するので、その含有量を
0.0005〜0.005%の範囲内にする必要があ
る。好適範囲は0.001〜0.003%である。
鋼中に存在する固溶NをAlNとして固定し、固溶Bを
確保するのに有用である。しかしAl量が多すぎるとA
l2O3が過度に生成することとなり、内部欠陥が増大す
るとともに冷間加工性を劣化することとなる。したがっ
て、本発明では0.001〜0.1%とした。また固溶
Nを固定する作用を有するTi無添加の場合には、Al
は0.04〜0.1%とすることが好ましい。
Y、Mg、希土類元素のうち1種または2種以上を必須
元素として含有させる。これらの元素は各々酸化物を生
成し、この酸化物がMnSの生成核となるとともに、M
nSが(Mn,Ca)Sや(Mn,Mg)Sのように組
成改質される。これにより熱間圧延時にこれらの硫化物
の延伸性が改善され、粒状MnSが微細分散するため、
高周波焼入れ後の捩り疲労特性が向上する。このような
効果は、Te:0.0005%未満、Ca:0.000
5%未満、Zr:0.0003%未満、Mg:0.00
1%未満、Y:0.001%未満、希土類元素:0.0
01%未満の添加は不十分である。一方、Te:0.0
2%超、Ca:0.02%超、Zr:0.01%超、M
g:0.035%超、Y:0.1%超、希土類元素:
0.15%超を添加すると、上記のような効果は飽和
し、これらの過剰添加はむしろCaO、MgO等の粗大
酸化物やそのクラスターを生成したり、ZrN等の硬質
析出物を生成し、冷間加工性の劣化を招く。以上の理由
から、これらの含有量をTe:0.0005〜0.02
%、Ca:0.0005〜0.02%、Zr:0.00
03〜0.01%、Mg:0.001〜0.035%、
Y:0.001〜0.1%、希土類元素:0.001〜
0.15%とした。なお、本発明でいう希土類元素とは
原子番号57〜71番の元素を指す。
劣化させる元素であるため、冷間加工性が劣化する。ま
た、高周波焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化さ
せることによって、最終製品の疲労強度を劣化させるの
でできるだけ低減することが望ましい。したがってその
含有量を0.025%以下に制限する必要がある。好適
範囲は0.015%以下である。
イトを安定化する。そのために、高周波焼入れの短時間
加熱時にセメンタイトの溶け込み不良を起こし、硬さム
ラの原因となり、捩り疲労特性の劣化を引き起こす。こ
の挙動は、特に0.35%を超えると顕著になる。以上
の理由から、その含有量を0.35%以下に制限する必
要がある。好適範囲は0.15%以下である。
とが望ましい。Bは上記のように焼入れ性向上、粒界
強化等を目的として添加するが、これらのBの効果は鋼
中で固溶Bの状態で初めて効果を発現するため、N量を
低減してBNの生成を抑制することが必須である。ま
た、Nは鋼中のAl、Tiと結びつくと粗大な窒化物を
生成し、冷鍛割れの原因となるなど、冷間加工性が顕著
に劣化する。上記の悪影響はN量が0.007%以上の
場合特に顕著である。以上の理由から、その含有量を
0.007%未満にする必要がある。好適範囲は0.0
05%以下である。
系介在物を形成する。酸化物系介在物が鋼中に多量に存
在すると、冷間加工性が劣化する。O含有量が0.00
25%を超えると特にその傾向が顕著になる。以上の理
由から、その含有量を0.0025%以下に制限する必
要がある。好適範囲は0.002%以下である。
あるが、本発明の第2請求項ではさらに、Tiを添加す
ることにより、TiによりNをTiNとして固定し、N
を無害化することにした。また、Tiは脱酸作用を有す
る元素である。但し、Tiを0.05%を超えて添加す
ると、TiCによる析出硬化が顕著になり、冷間加工性
が顕著に劣化する。このため、必要に応じて、Ti:
0.05%以下含有させることとした。
1種または2種を含有する。
N)を形成し、結晶粒の微細化および析出硬化による芯
部硬さの増加に有効な元素である。但し、0.04%を
超えると、素材の硬さが硬くなって冷間加工性が劣化す
るとともに、棒鋼・線材圧延加熱時の溶体化が困難にな
る。以上の理由から、その含有量を0.04%以下にす
る必要がある。好適範囲は、0.03%以下である。
る。但し、0.4%を超えると、素材の硬さが硬くなっ
て冷間加工性が劣化するとともに、棒鋼・線材圧延加熱
時の溶体化が困難になる。以上の理由から、その含有量
を0.4%以下にする必要がある。好適範囲は、0.3
%以下である。
の1種または2種を含有する。
に、高周波焼入れ後の粒界強度を向上させて強度特性を
増加させるのに有効な元素である。但し、0.3%を超
えて添加すると硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化す
る。以上の理由から、その含有量を0.3%以下にする
必要がある。
効な元素であるが、1%を超えて添加すると硬さの上昇
を招き冷間加工性が劣化する。以上の理由から、その含
有量を1%以下にする必要がある。
大であると、上記のように高周波焼入れ後、元々フェラ
イトの部分が低炭素マルテンサイトとなり、硬さムラを
生じる。フェライトは通常軸方向に平行にバンド状に存
在するため、高周波焼入れ後、硬さの低い部分が軸方向
に平行な面で存在することになる。以上の理由から、フ
ェライト分率が高く、フェライト粒が粗大であると、高
周波焼入れ後軸方向に平行な面での捩り疲労き裂の発
生、初期伝播が促進される。そのため、これを防止する
ためには、MnSの粒状化と併せて、フェライト分率を
規制し、フェライト粒を微細化することが必須である。
フェライトの組織面積率が含有炭素量C(%)に対し
て、1−1.05×Cを超えるか、フェライト結晶粒径
が25μmを超える場合に、上記のようなフェライト組
織に起因する悪影響が顕著になる。以上の理由から、組
織をフェライトの組織面積率が含有炭素量C(%)に対
して、1−1.05×C以下であり、フェライト結晶粒
径が25μm以下であることが必要である。ここで、フ
ェライトの組織面積率は分率で表示し、つまり組織全体
の面積を1としたときのフェライトの組織面積率で表示
する。例えば、0.4%C鋼では1−1.05×C=
0.58であり、フェライトの組織面積率を0.58以
下(百分率で表示すれば58%以下)に規制する。
に平行な断面の組織のフェライトバンドの評点が1〜5
の範囲に制限する。フェライトバンドの評点は、上記の
ように日本金属学会誌第34巻第961頁で定義された
評点である。本発明において、組織因子をこのように限
定した理由を以下に述べる。
周波焼入れ前の組織のフェライトが粗大であると、フェ
ライトの部分は、オーステナイト化後、炭素の拡散が不
十分であり、炭素濃度が添加炭素濃度よりも低くなり、
焼入れ後、その位置での硬さが小さくなる。ここで、一
般的に、熱間圧延後の鋼材の圧延方向に平行な断面では
フェライトバンドと呼ばれる縞状組織が認められる。粗
大なフェライトがフェライトバンドとして列状に連続し
て存在すると、焼入れ後の硬さムラが特に顕著になり、
長手方向に元のフェライトバンドに対応して硬さの軟ら
かいバンドを形成する。そのため、最終部品に繰り返し
捩りモーメントを負荷した時に、この軟質なバンドに沿
って剪断応力によって疲労き裂が生成し、低い強度で破
壊する。以上の現象は、フェライトバンドの評点が5を
超えると特に顕著になる。以上の理由から、熱間圧延方
向に平行な断面の組織のフェライトバンドの評点が1〜
5とした。好適範囲は、熱間圧延方向に平行な断面の組
織のフェライトバンドの評点が1〜4の範囲である。
優れた高周波焼入れ部品についての発明である。請求項
1〜4のいずれか1つに記載の成分を有し、MnSのア
スペクト比が10以下に制限する。図3に高周波焼入れ
軸部品について、MnSのアスペクト比と捩り疲労にお
ける時間強度の関係を調査した結果を示す。MnSのア
スペクト比が10を超えると捩り疲労特性は顕著に劣化
する。以上の理由から、MnSのアスペクト比を10以
下に制限した。
速度、分塊圧延条件、棒鋼圧延条件・冷却条件について
は特に限定するものではなく、本発明の要件を満足すれ
ばいずれの条件でも良い。
に具体的に示す。
溶製した。ここで、鋼中のZrの分析方法であるが、J
IS G 1237−1997付属書3と同様の方法で
サンプル処理した後、鋼中Nb量の分析同様に鋼中Zr
量をICP(誘導結合プラズマ発光分光分析法)によっ
て測定した。但し本発明での実施例の測定に供したサン
プルは2gで、ICPにおける検量線も微量Zrに適す
るように設定して測定した。すなわちZr濃度が1〜2
00ppmとなるようにZr標準液を希釈して異なるZ
r濃度の溶液を作成し、そのZr量を測定することで検
量線を作成した。なおこれらのICPに関する共通的な
方法についてはJIS K 0116−1995(発光
分光分析方法通則)およびJIS Z 8002−19
91(分析、試験の許容差通則)による。
圧延により、直径36〜45mmの棒鋼を製造した。熱
間圧延後の冷却は、一部の材料は空冷、また一部の材料
は冷却床に設置した保温カバーを用いて冷却速度を空冷
よりも遅くした。
ト分率、フェライト結晶粒径を求めた。
定した。さらに、圧延ままの棒鋼から、据え込み試験片
を作成し、冷間加工性の指標として、冷間変形抵抗と限
界据え込み率を求めた。冷間変形抵抗は相当歪み1.0
における変形抵抗で代表させた。
静的捩り試験片、捩り疲労試験片を採取した。静的捩り
試験片、捩り疲労試験片について周波数8.5kHz、
最高加熱温度1000℃の条件で高周波焼入れを行い、
その後170℃×1時間の条件で焼戻しを行った。その
後、静的捩り試験、捩り疲労試験を行った。捩り疲労特
性は1×105サイクルでの時間強度で評価した。ま
た、捩り試験片の長手方向の断面において、画像解析装
置を用いて、MnSのアスペクト比を求めた。
波焼入れ材の硬化層深さは、HV450の深さtと半径
rの比で表示した。
較例23はJISのS45Cの特性、また比較例24は
JISのS53Cの特性である。また、比較例25は
0.4C、比較例26は0.45C、比較例27は0.
53Cのボロン鋼の特性である。これらの比較例では、
いずれもMnSのアスペクト比が本発明規定の範囲を上
回っている。そして、同一C量について、本発明例と比
較例を比較すると、本発明例の捩り疲労強度は比較例に
比べて顕著に優れている。
引き続いて650℃の炉において焼鈍を行った場合であ
り、比較例28、29はフェライト分率が本発明規定の
範囲を上回った場合であり、比較例30はフェライト結
晶粒径が本発明規定の範囲を上回った場合であり、とも
に捩り疲労特性が本発明例に比べて劣っている。
M、S、Xについて、圧延仕上げ温度850〜980℃
および700〜840℃の二つの条件で圧延した。前者
の条件が本発明例、後者の条件が比較例の圧延条件であ
る。これらの材料について、実施例1と同様の評価を行
った。さらに、圧延材について圧延方向に平行な断面の
フェライトバンドの評点を求めた。
では、フェライトバンドの評点が本発明規定の範囲を上
回っている。そして、本発明例の捩り疲労強度は比較例
に比べて顕著に優れている。
入れ用鋼ならびに高周波焼入れ部品を用いれば、高周波
焼入れ部品の製造に際して、優れた捩り疲労特性を有す
る製品を得ることができる。本発明鋼と本発明部品を用
いることによって、高周波焼入れすることにより製造さ
れるCVJ部品等の各種シャフト類の捩り疲労強度の向
上が可能になる。以上のように、本発明による産業上の
効果は極めて顕著なるものがある。
波焼入れ後に及ぼす影響を示す図である。
写真(倍率:28倍)である。
ペクト比の関係を示す図である。
Claims (6)
- 【請求項1】 質量%で、C:0.3〜0.58%、S
i:0.01〜1.0%、Mn:0.85〜1.7%、
S:0.005〜0.15%、B:0.0005〜0.
005%、Al:0.001〜0.1%を含有し、さら
に、Te:0.0005〜0.02%、Ca:0.00
05〜0.02%、Zr:0.0003〜0.01%、
Mg:0.001〜0.035%、Y:0.001〜
0.1%、希土類元素:0.001〜0.15%のうち
1種または2種以上を含有し、P:0.025%以下、
Cr:0.35%以下、N:0.0070%未満、O:
0.0025%以下に各々制限し、残部が鉄および不可
避的不純物からなり、かつ、ミクロ組織は実質的にフェ
ライト・パーライト組織であり、フェライトの組織面積
率が含有炭素量C(%)に対して、1−1.05×C以
下であり、フェライト結晶粒径が25μm以下であるこ
とを特徴とする捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ用
鋼。 - 【請求項2】 さらに、質量%で、Ti:0.05%以
下を含有することを特徴とする請求項1記載の捩り疲労
特性に優れた高周波焼入れ用鋼。 - 【請求項3】 さらに、質量%で、Nb:0.04%以
下、V:0.4%以下のうち1種または2種を含有する
ことを特徴とする請求項1または2記載の捩り疲労特性
に優れた高周波焼入れ用鋼。 - 【請求項4】 さらに、質量%で、Mo:0.3%以
下、Ni:1%以下のうち1種または2種を含有するこ
とを特徴とする請求項1〜3のいずれか1つに記載の捩
り疲労特性に優れた高周波焼入れ用鋼。 - 【請求項5】 さらに、熱間圧延方向に平行な断面の組
織のフェライトバンドの評点が1〜5であることを特徴
とする請求項1〜4のいずれか1つに記載の捩り疲労特
性に優れた高周波焼入れ用鋼。 - 【請求項6】 請求項1〜4のいずれか1つに記載の成
分を有し、MnSのアスペクト比が10以下であること
を特徴とする捩り疲労特性に優れた高周波焼入れ部品。
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