JP2002069573A - 捩り疲労特性に優れた肌焼用鋼ならびに肌焼部品 - Google Patents
捩り疲労特性に優れた肌焼用鋼ならびに肌焼部品Info
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- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
- C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
- C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
- C23C8/20—Carburising
- C23C8/22—Carburising of ferrous surfaces
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 自動車の変速機のシャフト等の部品用の鋼と
して好適な、捩り疲労特性に優れた肌焼用鋼ならびに肌
焼部品を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓ
ｉ：０．０１〜１．２％、Ｍｎ：０．２〜０．６５％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ｃｒ：０．５〜１．６
％、Ｂ：０．０００５〜０．００６％、Ａｌ：０．０１
５〜０．１％を含有し、さらにＴｅ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍ
ｇ、Ｙ、希土類元素のうち１種以上を特定量含有し、ま
たはさらに、Ｔｉ、Ｎｂ他を特定量含有し、かつベイナ
イトの組織分率を１５％以下に制限し、フェライト結晶
粒度が８番以上であることを特徴とする捩り疲労特性に
優れた肌焼用鋼である。
して好適な、捩り疲労特性に優れた肌焼用鋼ならびに肌
焼部品を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓ
ｉ：０．０１〜１．２％、Ｍｎ：０．２〜０．６５％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ｃｒ：０．５〜１．６
％、Ｂ：０．０００５〜０．００６％、Ａｌ：０．０１
５〜０．１％を含有し、さらにＴｅ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍ
ｇ、Ｙ、希土類元素のうち１種以上を特定量含有し、ま
たはさらに、Ｔｉ、Ｎｂ他を特定量含有し、かつベイナ
イトの組織分率を１５％以下に制限し、フェライト結晶
粒度が８番以上であることを特徴とする捩り疲労特性に
優れた肌焼用鋼である。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、肌焼用鋼に関わ
り、さらに詳しくは、自動車の変速機のシャフト部品等
の素材として好適な捩り疲労特性に優れた肌焼用鋼に関
するものである。
り、さらに詳しくは、自動車の変速機のシャフト部品等
の素材として好適な捩り疲労特性に優れた肌焼用鋼に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車の変速機のシャフト部品やＣＶＪ
部品は、通常、例えばＪＩＳ Ｇ ４０５２、ＪＩＳ
Ｇ ４１０４、ＪＩＳ Ｇ ４１０５、ＪＩＳ Ｇ ４
１０６などに規定されている中炭素の機械構造用合金鋼
を使用し、冷間鍛造（転造も含む）−切削により所定の
形状に加工された後、浸炭焼入れを行う工程で製造され
ている。これらの各種シャフト類は、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。
部品は、通常、例えばＪＩＳ Ｇ ４０５２、ＪＩＳ
Ｇ ４１０４、ＪＩＳ Ｇ ４１０５、ＪＩＳ Ｇ ４
１０６などに規定されている中炭素の機械構造用合金鋼
を使用し、冷間鍛造（転造も含む）−切削により所定の
形状に加工された後、浸炭焼入れを行う工程で製造され
ている。これらの各種シャフト類は、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。
【０００３】浸炭材の高強度化に関する先行技術として
は、曲げ疲労強度の向上を図った技術が多数認められ
る。例えば、特開平９−１７６７８４号公報には、Ｓ：
０．００３〜０．０７０％ほか特定組成の鋼材からな
り、線状または棒状圧延材の軸心を通る縦断面におい
て、該軸心と平行で且つ該軸心から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
あり、且つ上記と同一の被検面積中に存在する直径３μ
ｍ以上１０μｍ未満の硫化物系介在物が５０個以上であ
ることを特徴とする疲労特性および被削性に優れた肌焼
用鋼が示されている。該発明は縦目と横目の曲げ疲労強
度を向上させるために、酸化物系と硫化物系の複合介在
物の数を規定した点が特徴である。該発明では、選択元
素として、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｃａ：
０．０００５〜０．０１％、Ｔｅ：０．１％以下、Ｚ
ｒ：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
疲労特性として曲げ疲労特性にのみ着目しており、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。以上から、特開平９−１７６７８４号公報における
曲げ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。
は、曲げ疲労強度の向上を図った技術が多数認められ
る。例えば、特開平９−１７６７８４号公報には、Ｓ：
０．００３〜０．０７０％ほか特定組成の鋼材からな
り、線状または棒状圧延材の軸心を通る縦断面におい
て、該軸心と平行で且つ該軸心から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
あり、且つ上記と同一の被検面積中に存在する直径３μ
ｍ以上１０μｍ未満の硫化物系介在物が５０個以上であ
ることを特徴とする疲労特性および被削性に優れた肌焼
用鋼が示されている。該発明は縦目と横目の曲げ疲労強
度を向上させるために、酸化物系と硫化物系の複合介在
物の数を規定した点が特徴である。該発明では、選択元
素として、Ｂ：０．０００３〜０．００５％、Ｃａ：
０．０００５〜０．０１％、Ｔｅ：０．１％以下、Ｚ
ｒ：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
疲労特性として曲げ疲労特性にのみ着目しており、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。以上から、特開平９−１７６７８４号公報における
曲げ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。
【０００４】次に、本発明では、ボロン添加を特徴とし
ているが、ボロン鋼は浸炭加熱時に一部のオーステナイ
ト結晶粒が粗大化する現象を起こしやすい。そのため、
肌焼ボロン鋼の浸炭加熱時の粗大粒の発生を防止するた
めの技術についてはいくつか提案されている。例えば、
特開昭６１−２１７５５３号公報には、ＴｉとＮの量を
０．０２＜Ｔｉ−３．４２ＮとすることによってＴｉＣ
を生成し、結晶粒界をピン止めすることを目的としてい
る。しかしながら、該鋼の粗大粒抑制の能力は不安定で
あり、鋼材の製造工程によっては、浸炭時の粗大粒の発
生を抑制できないのが現実である。また、該鋼はＮ量に
対して多量のＴｉを添加するために、多量のＴｉＣが生
成し、そのために鋼材の製造時に割れやキズが発生しや
すく、また素材の状態で硬くて冷間加工性が良くない等
の欠点を有している。
ているが、ボロン鋼は浸炭加熱時に一部のオーステナイ
ト結晶粒が粗大化する現象を起こしやすい。そのため、
肌焼ボロン鋼の浸炭加熱時の粗大粒の発生を防止するた
めの技術についてはいくつか提案されている。例えば、
特開昭６１−２１７５５３号公報には、ＴｉとＮの量を
０．０２＜Ｔｉ−３．４２ＮとすることによってＴｉＣ
を生成し、結晶粒界をピン止めすることを目的としてい
る。しかしながら、該鋼の粗大粒抑制の能力は不安定で
あり、鋼材の製造工程によっては、浸炭時の粗大粒の発
生を抑制できないのが現実である。また、該鋼はＮ量に
対して多量のＴｉを添加するために、多量のＴｉＣが生
成し、そのために鋼材の製造時に割れやキズが発生しや
すく、また素材の状態で硬くて冷間加工性が良くない等
の欠点を有している。
【０００５】また、特開昭６３−１０３０５２号公報に
は、Ｓｉ、Ｍｎ量を低減し、Ｎ量：０．００８％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．２０を含んだ冷間鍛造用肌焼用鋼
が示されている。しかしながら、該鋼もやはり、粗大粒
抑制の能力は不安定であり、鋼材の製造工程によって
は、粗大粒の発生を抑制できる場合もあればできない場
合もあり、浸炭時の粗大粒の発生を確実には抑制できな
いのが現実である。また、該鋼はその実施例から明らか
な通り、１鋼種を除いて、そのＮ量は０．００５〜０．
００８の範囲であり、このレベルのＮ量でも後ほど述べ
るように結晶粒粗大化特性には悪影響を及ぼす。また、
該発明の実施例の１鋼種はＮ量が０．００２％と低Ｎで
あるが、Ｎｂが０．０５％と多量添加されており、多量
のＮｂＣが生成し、そのために素材の状態で硬くて冷間
加工性が良くないものと考えられる。
は、Ｓｉ、Ｍｎ量を低減し、Ｎ量：０．００８％以下、
Ｎｂ：０．０１〜０．２０を含んだ冷間鍛造用肌焼用鋼
が示されている。しかしながら、該鋼もやはり、粗大粒
抑制の能力は不安定であり、鋼材の製造工程によって
は、粗大粒の発生を抑制できる場合もあればできない場
合もあり、浸炭時の粗大粒の発生を確実には抑制できな
いのが現実である。また、該鋼はその実施例から明らか
な通り、１鋼種を除いて、そのＮ量は０．００５〜０．
００８の範囲であり、このレベルのＮ量でも後ほど述べ
るように結晶粒粗大化特性には悪影響を及ぼす。また、
該発明の実施例の１鋼種はＮ量が０．００２％と低Ｎで
あるが、Ｎｂが０．０５％と多量添加されており、多量
のＮｂＣが生成し、そのために素材の状態で硬くて冷間
加工性が良くないものと考えられる。
【０００６】以上のように肌焼ボロン鋼に関しては、粗
大粒防止に関して、問題はあるものの、いくつかの先行
技術は提示されている。しかしながら、これらの先行技
術では、捩り疲労特性に関して全く言及されていない。
つまり、浸炭シャフト部品に関して、捩り疲労特性の向
上の視点から検討した先行技術は認められない。
大粒防止に関して、問題はあるものの、いくつかの先行
技術は提示されている。しかしながら、これらの先行技
術では、捩り疲労特性に関して全く言及されていない。
つまり、浸炭シャフト部品に関して、捩り疲労特性の向
上の視点から検討した先行技術は認められない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】シャフト等の肌焼部品
に関して、捩り疲労特性の向上技術はこれまでに検討す
らされていないのが現状であるが、本発明は肌焼部品の
捩り疲労特性の向上技術を明確にし、捩り疲労特性に優
れた肌焼用鋼を提供するものである。
に関して、捩り疲労特性の向上技術はこれまでに検討す
らされていないのが現状であるが、本発明は肌焼部品の
捩り疲労特性の向上技術を明確にし、捩り疲労特性に優
れた肌焼用鋼を提供するものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者は、以下の手段
を用いて上記の課題を解決した。
を用いて上記の課題を解決した。
【０００９】すなわち、質量％で、Ｃ：０．１〜０．４
％、Ｓｉ：０．０１〜１．２％、Ｍｎ：０．２〜０．６
５％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ｃｒ：０．５〜
１．６％、Ｂ：０．０００５〜０．００６％、Ａｌ：
０．０１５〜０．１％を含有し、さらに、Ｔｅ：０．０
００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２
％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、Ｍｇ：０．００
１〜０．０３５％、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：０．０５％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：１％以下、Ｎｉ：２．５％以下のうち１種ま
たは２種を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｎ：０．０
０７％以下、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、且つ、ベイナイ
トの組織分率を１５％以下に制限し、フェライト結晶粒
度が８番以上であり、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肌焼用鋼であ
る。
％、Ｓｉ：０．０１〜１．２％、Ｍｎ：０．２〜０．６
５％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ｃｒ：０．５〜
１．６％、Ｂ：０．０００５〜０．００６％、Ａｌ：
０．０１５〜０．１％を含有し、さらに、Ｔｅ：０．０
００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２
％、Ｚｒ：０．０００３〜０．０１％、Ｍｇ：０．００
１〜０．０３５％、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：０．０５％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：１％以下、Ｎｉ：２．５％以下のうち１種ま
たは２種を含有し、Ｐ：０．０２５％以下、Ｎ：０．０
０７％以下、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、且つ、ベイナイ
トの組織分率を１５％以下に制限し、フェライト結晶粒
度が８番以上であり、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肌焼用鋼であ
る。
【００１０】請求項６の発明は、請求項１〜４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肌焼部品である。
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肌焼部品である。
【００１１】本発明の鋼を用いることにより、浸炭後に
優れた捩り疲労特性を得ることができる。
優れた捩り疲労特性を得ることができる。
【００１２】
【発明の実施の形態】本発明者らは、浸炭シャフト部品
の製造において、浸炭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。
の製造において、浸炭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。
【００１３】（１）浸炭焼入れ部材の捩り疲労破壊は次
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
割れをともな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。
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
割れをともな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。
【００１４】（２）捩り疲労き裂の発生、初期伝播は軸
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、き裂の発生と初期伝播は促進される。
そのため、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９−１７６７８４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９−１７６７８
４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。
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、き裂の発生と初期伝播は促進される。
そのため、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９−１７６７８４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９−１７６７８
４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。
【００１５】（３）次に、素材の段階で、ベイナイト組
織が混入すると、浸炭焼入れ後、元々ベイナイト組織の
部分で粗大粒が発生するか混粒となりその近傍で硬さム
ラが生じる。この領域は軸方向に平行にバンド状に存在
する。そのため、ベイナイト組織に起因するこの硬さム
ラの領域において、モードＩＩＩの捩り疲労き裂の発
生、初期伝播が促進される。以上の理由から、浸炭後の
捩り疲労特性を改善するためには、素材の段階でベイナ
イト分率を規制する必要がある。
織が混入すると、浸炭焼入れ後、元々ベイナイト組織の
部分で粗大粒が発生するか混粒となりその近傍で硬さム
ラが生じる。この領域は軸方向に平行にバンド状に存在
する。そのため、ベイナイト組織に起因するこの硬さム
ラの領域において、モードＩＩＩの捩り疲労き裂の発
生、初期伝播が促進される。以上の理由から、浸炭後の
捩り疲労特性を改善するためには、素材の段階でベイナ
イト分率を規制する必要がある。
【００１６】（４）素材のフェライト粒度を微細化する
と浸炭後も組織が均一に微細化し、硬さムラも少なくな
り、モードＩＩＩの捩り疲労き裂の発生、初期伝播が抑
制される。また、素材のフェライトバンド組織を抑制す
ると、硬さムラの低減効果がさらに大きくなる。
と浸炭後も組織が均一に微細化し、硬さムラも少なくな
り、モードＩＩＩの捩り疲労き裂の発生、初期伝播が抑
制される。また、素材のフェライトバンド組織を抑制す
ると、硬さムラの低減効果がさらに大きくなる。
【００１７】（５）次に、上記捩り疲労破壊過程
「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。 素材のベイナイト組織分率規制による浸炭時の粗大粒
の抑制、および素材のフェライト組織の微細化による浸
炭時のオーステナイト粒組織の微細化。 冷鍛−浸炭工程のような粗大粒が発生しやすい場合
に、粗大粒の発生を防止するには、Ｔｉ、Ｎｂを添加
し、Ｔｉ（ＣＮ）、Ｎｂ（ＣＮ）を微細分散させること
が有効である。 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。
「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。 素材のベイナイト組織分率規制による浸炭時の粗大粒
の抑制、および素材のフェライト組織の微細化による浸
炭時のオーステナイト粒組織の微細化。 冷鍛−浸炭工程のような粗大粒が発生しやすい場合
に、粗大粒の発生を防止するには、Ｔｉ、Ｎｂを添加
し、Ｔｉ（ＣＮ）、Ｎｂ（ＣＮ）を微細分散させること
が有効である。 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。
【００１８】（６）なお、本発明で対象としている部品
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、焼入れ性を向上させるため
には、必須元素としてＢを添加することが有効である。
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％以下に低減す
る。
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、焼入れ性を向上させるため
には、必須元素としてＢを添加することが有効である。
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％以下に低減す
る。
【００１９】本発明は以上の新規なる知見にもとづいて
なされたものである。
なされたものである。
【００２０】以下、本発明について詳細に説明する。
【００２１】まず、成分の限定理由について説明する。
【００２２】Ｃは鋼に必要な強度を与えるのに有効な元
素であるが、０．１０％未満では必要な引張強さを確保
することができず、０．４％を超えると硬くなって冷間
加工性が劣化するとともに、浸炭後の芯部靭性が劣化す
るので、０．１〜０．４％の範囲内にする必要がある。
素であるが、０．１０％未満では必要な引張強さを確保
することができず、０．４％を超えると硬くなって冷間
加工性が劣化するとともに、浸炭後の芯部靭性が劣化す
るので、０．１〜０．４％の範囲内にする必要がある。
【００２３】Ｓｉは鋼の脱酸に有効な元素であるととも
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、１．２％を超える
と、硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。以上の理
由から、その含有量を０．０１〜１．２％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〜１．２％であり、特に高強度化を指向する場合は、
０．５〜１．２％の範囲の添加が望ましい。
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、１．２％を超える
と、硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。以上の理
由から、その含有量を０．０１〜１．２％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〜１．２％であり、特に高強度化を指向する場合は、
０．５〜１．２％の範囲の添加が望ましい。
【００２４】Ｍｎは鋼に必要な焼入れ性と強度を与える
のに有効な元素であるが、０．２％未満では効果は不十
分であり、０．６５％を超えるとその効果は飽和するの
みならず、硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化するの
で、０．２％〜０．６５％の範囲内にする必要がある。
好適範囲は０．３〜０．６５％である。
のに有効な元素であるが、０．２％未満では効果は不十
分であり、０．６５％を超えるとその効果は飽和するの
みならず、硬さの上昇を招き冷間鍛造性が劣化するの
で、０．２％〜０．６５％の範囲内にする必要がある。
好適範囲は０．３〜０．６５％である。
【００２５】Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、これによる被
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、むしろ粒界偏析を起こし粒界脆
化を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を０．００５〜
０．１５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．
００５〜０．０４％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、むしろ粒界偏析を起こし粒界脆
化を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を０．００５〜
０．１５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．
００５〜０．０４％である。
【００２６】Ｃｒは鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有
効な元素であるが、０．５％未満ではその効果は不十分
であり、１．６％を超えて添加すると硬さの上昇を招き
冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、その含有量を
０．５〜１．６％の範囲内にする必要がある。好適範囲
は０．７〜１．５％であり、特に高い焼入れ性を指向す
る場合は、１．０〜１．５％の範囲の添加が望ましい。
効な元素であるが、０．５％未満ではその効果は不十分
であり、１．６％を超えて添加すると硬さの上昇を招き
冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、その含有量を
０．５〜１．６％の範囲内にする必要がある。好適範囲
は０．７〜１．５％であり、特に高い焼入れ性を指向す
る場合は、１．０〜１．５％の範囲の添加が望ましい。
【００２７】Ｂは次の３点を狙いとして添加する。棒
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。浸炭焼入れ
に際して、鋼に焼入れ性を付与する。浸炭材の粒界強
度を向上させることにより、浸炭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、０．００６％を超える
とその効果は飽和するので、その含有量を０．０００５
〜０．００６％の範囲内にする必要がある。好適範囲は
０．００２〜０．００４％である。
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。浸炭焼入れ
に際して、鋼に焼入れ性を付与する。浸炭材の粒界強
度を向上させることにより、浸炭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、０．００６％を超える
とその効果は飽和するので、その含有量を０．０００５
〜０．００６％の範囲内にする必要がある。好適範囲は
０．００２〜０．００４％である。
【００２８】Ａｌは脱酸剤として有用であるとともに、
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０．００１５〜０．１％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、Ａ
ｌは０．０４〜０．１％とすることが好ましい。
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０．００１５〜０．１％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、Ａ
ｌは０．０４〜０．１％とすることが好ましい。
【００２９】次に、本発明では、Ｔｅ、Ｃａ、Ｚｒ、
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。
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。
【００３０】Ｐは冷間鍛造時の変形抵抗を高め、靭性を
劣化させる元素であるため、冷間鍛造性が劣化する。ま
た、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、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０．０２
５％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０１５
％以下である。
劣化させる元素であるため、冷間鍛造性が劣化する。ま
た、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、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０．０２
５％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．０１５
％以下である。
【００３１】Ｎは以下次の理由から極力制限することが
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、Ｔｉ
添加鋼やＮｂ添加鋼において、Ｎは鋼中のＴｉと結びつ
くと粒制御にほとんど寄与しない粗大なＴｉＮを生成
し、これがＮｂＣ、ＮｂＣ主体のＮｂ（ＣＮ）とＴｉ
Ｃ、ＴｉＣ主体のＴｉ（ＣＮ）の析出サイトとなり、こ
れらのＴｉの炭窒化物、Ｎｂの炭窒化物の微細析出を阻
害し粗大粒の生成を促進する。上記の悪影響はＮ量が
０．００７％超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％以下にする必要がある。
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、Ｔｉ
添加鋼やＮｂ添加鋼において、Ｎは鋼中のＴｉと結びつ
くと粒制御にほとんど寄与しない粗大なＴｉＮを生成
し、これがＮｂＣ、ＮｂＣ主体のＮｂ（ＣＮ）とＴｉ
Ｃ、ＴｉＣ主体のＴｉ（ＣＮ）の析出サイトとなり、こ
れらのＴｉの炭窒化物、Ｎｂの炭窒化物の微細析出を阻
害し粗大粒の生成を促進する。上記の悪影響はＮ量が
０．００７％超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％以下にする必要がある。
【００３２】また、Ｏは鋼中でＡｌ2Ｏ3のような酸化物
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、 Ｔｉ添加鋼やＮｂ添加鋼においては、Ｎｂ
の析出物、Ｔｉの析出物の析出サイトとなり、熱間加工
時にＮｂの析出物、Ｔｉの析出物が粗大に析出し、浸炭
時に結晶粒の粗大化を抑制できなくなる。Ｏ含有量が
０．００２５％を超えるとこのような悪影響が顕著にな
るため、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。
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、 Ｔｉ添加鋼やＮｂ添加鋼においては、Ｎｂ
の析出物、Ｔｉの析出物の析出サイトとなり、熱間加工
時にＮｂの析出物、Ｔｉの析出物が粗大に析出し、浸炭
時に結晶粒の粗大化を抑制できなくなる。Ｏ含有量が
０．００２５％を超えるとこのような悪影響が顕著にな
るため、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。
【００３３】以上が本発明が対象とする鋼の基本成分で
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０．１％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．
１％以下含有させることとした。冷間加工性を重視する
場合の好適範囲は０．０５％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０．１％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．
１％以下含有させることとした。冷間加工性を重視する
場合の好適範囲は０．０５％以下である。
【００３４】次に、本発明第３請求項では、Ｎｂ、Ｖの
１種または２種を含有する。
１種または２種を含有する。
【００３５】Ｎｂは浸炭加熱の際に鋼中のＣ、Ｎと結び
ついてＮｂ（ＣＮ）を形成し、結晶粒の粗大化抑制に有
効な元素である。但し、０．０５％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０．０５％以下にする必要がある。好
適範囲は、０．０３％以下である。
ついてＮｂ（ＣＮ）を形成し、結晶粒の粗大化抑制に有
効な元素である。但し、０．０５％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０．０５％以下にする必要がある。好
適範囲は、０．０３％以下である。
【００３６】ＶもＮｂと同様の効果を狙いとして添加す
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。
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。
【００３７】次に、本発明第４請求項では、Ｍｏ、Ｎｉ
の１種または２種を含有する。
の１種または２種を含有する。
【００３８】Ｍｏは鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有
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％以下の範囲内にする必要がある。
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％以下の範囲内にする必要がある。
【００３９】Ｎｉも鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有
効な元素であるが、２．５％を超えて添加すると硬さの
上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、そ
の含有量を２．５％以下の範囲内にする必要がある。
効な元素であるが、２．５％を超えて添加すると硬さの
上昇を招き冷間鍛造性が劣化する。以上の理由から、そ
の含有量を２．５％以下の範囲内にする必要がある。
【００４０】次に、本発明では、熱間加工後のベイナイ
トの組織分率を１５％以下に制限するが、このように限
定した理由を以下に述べる。
トの組織分率を１５％以下に制限するが、このように限
定した理由を以下に述べる。
【００４１】熱間加工後の鋼材にベイナイト組織が混入
すると、浸炭加熱時の粗大粒発生の原因になる。ベイナ
イトの組織分率が１５％を超えると粗大粒の発生が特に
顕著になる。また、ベイナイトの混入の抑制は冷間加工
性改善の視点からも望ましい。以上の理由から、熱間加
工後のベイナイトの組織分率を１５％以下に制限する必
要がある。好適範囲は１０％以下である。
すると、浸炭加熱時の粗大粒発生の原因になる。ベイナ
イトの組織分率が１５％を超えると粗大粒の発生が特に
顕著になる。また、ベイナイトの混入の抑制は冷間加工
性改善の視点からも望ましい。以上の理由から、熱間加
工後のベイナイトの組織分率を１５％以下に制限する必
要がある。好適範囲は１０％以下である。
【００４２】次に、本発明では、フェライト結晶粒度番
号を８番以上とするが、このように限定した理由を以下
に述べる。熱間加工後のフェライト粒が８番未満の粗粒
にすると、熱間加工材の延性が劣化し、冷間加工性・冷
間鍛造性が劣化する。また、浸炭後の粒も粗大になり、
硬さムラを生じ、モードＩＩＩき裂が発生しやすくなる
とともに、粒界強度が低下し、モードＩ破壊も起こしや
すくなり、捩り疲労特性が劣化する。以上の理由から、
フェライト結晶粒度番号を８番以上にする必要がある。
号を８番以上とするが、このように限定した理由を以下
に述べる。熱間加工後のフェライト粒が８番未満の粗粒
にすると、熱間加工材の延性が劣化し、冷間加工性・冷
間鍛造性が劣化する。また、浸炭後の粒も粗大になり、
硬さムラを生じ、モードＩＩＩき裂が発生しやすくなる
とともに、粒界強度が低下し、モードＩ破壊も起こしや
すくなり、捩り疲労特性が劣化する。以上の理由から、
フェライト結晶粒度番号を８番以上にする必要がある。
【００４３】次に、本発明請求項５では、熱間圧延後の
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とする。フェライトバンドの評点は、図１に示
した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、このようにフェライ
トバンドの評点を限定した理由を以下に述べる。
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とする。フェライトバンドの評点は、図１に示
した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、このようにフェライ
トバンドの評点を限定した理由を以下に述べる。
【００４４】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。粗大粒の発生特性は、熱間圧延後の鋼材の
圧延方向に平行な断面で認められるフェライトバンドの
程度に依存する。フェライトバンドが顕著であると、パ
ーライト組織が連続的につながるために、浸炭加熱時に
フェライト・パーライト組織からオーステナイト組織に
逆変態した際に混粒を生じ、粗大粒発生の原因となる。
フェライトバンドに起因する粗大粒発生領域は軸方向に
沿っているため、捩り疲労試験時に、この領域からモー
ドＩＩＩき裂が発生しやすくなる。このような現象はフ
ェライトバンドの評点が５を超えれば特に顕著になる。
以上の理由から、熱間圧延後の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とする必要があ
る。
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。粗大粒の発生特性は、熱間圧延後の鋼材の
圧延方向に平行な断面で認められるフェライトバンドの
程度に依存する。フェライトバンドが顕著であると、パ
ーライト組織が連続的につながるために、浸炭加熱時に
フェライト・パーライト組織からオーステナイト組織に
逆変態した際に混粒を生じ、粗大粒発生の原因となる。
フェライトバンドに起因する粗大粒発生領域は軸方向に
沿っているため、捩り疲労試験時に、この領域からモー
ドＩＩＩき裂が発生しやすくなる。このような現象はフ
ェライトバンドの評点が５を超えれば特に顕著になる。
以上の理由から、熱間圧延後の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とする必要があ
る。
【００４５】次に、請求項６の発明は、捩り疲労特性に
優れた肌焼部品についての発明である。請求項１〜４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２に肌焼軸部品について、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。
優れた肌焼部品についての発明である。請求項１〜４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２に肌焼軸部品について、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。
【００４６】本発明では、鋳片のサイズ、凝固時の冷却
速度、分塊圧延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。
また、本発明鋼は、圧延ままの棒鋼を冷間鍛造で部品に
成形する工程だけでなく、冷間鍛造の前に焼鈍工程や温
・熱間鍛造を経由する場合、温・熱間鍛造工程で部品に
成形される場合、切削工程で部品に成形される場合にも
適用できる。
速度、分塊圧延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。
また、本発明鋼は、圧延ままの棒鋼を冷間鍛造で部品に
成形する工程だけでなく、冷間鍛造の前に焼鈍工程や温
・熱間鍛造を経由する場合、温・熱間鍛造工程で部品に
成形される場合、切削工程で部品に成形される場合にも
適用できる。
【００４７】
【実施例】以下に、本発明の効果を実施例により、さら
に具体的に示す。
に具体的に示す。
【００４８】（実施例１）表１に示す組成を有する鋼を
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。
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。
【００４９】１６２ｍｍ角の圧延素材としたのち、熱間
圧延により、直径３４〜４２ｍｍ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。
圧延により、直径３４〜４２ｍｍ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。
【００５０】圧延後の棒鋼の組織観察を行い、ベイナイ
トの組織分率、フェライト結晶粒度を求めた。
トの組織分率、フェライト結晶粒度を求めた。
【００５１】また、圧延後の棒鋼のビッカース硬さを測
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。
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。
【００５２】さらに、圧延材から平行部直径２０ｍｍの
静的捩り試験片、捩り疲労試験片を採取した。本試験片
を９３０℃×５時間の条件で浸炭焼入れを行い、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。これらの調査結果
を表２、３に示す。
静的捩り試験片、捩り疲労試験片を採取した。本試験片
を９３０℃×５時間の条件で浸炭焼入れを行い、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。これらの調査結果
を表２、３に示す。
【００５３】比較例２５はＪＩＳのＳＣｒ４２０相当鋼
の特性、比較例２６はＪＩＳのＳＣＭ４２０相当鋼の特
性である。また、比較例２７、２８はボロン鋼の特性で
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、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。
の特性、比較例２６はＪＩＳのＳＣＭ４２０相当鋼の特
性である。また、比較例２７、２８はボロン鋼の特性で
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、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。
【００５４】次に、比較例２９は圧延後、引き続いて６
５０℃の炉において焼鈍を行った場合であり、フェライ
ト結晶粒度が本発明規定の範囲を下回った場合である。
また、比較例３０、３１は圧延後、引き続いて水冷によ
る加速冷却を行った場合であり、ベイナイト組織分率が
本発明規定の範囲を上回った場合である。比較例２９〜
３１は、いずれも捩り疲労特性が本発明例に比べて劣っ
ている。
５０℃の炉において焼鈍を行った場合であり、フェライ
ト結晶粒度が本発明規定の範囲を下回った場合である。
また、比較例３０、３１は圧延後、引き続いて水冷によ
る加速冷却を行った場合であり、ベイナイト組織分率が
本発明規定の範囲を上回った場合である。比較例２９〜
３１は、いずれも捩り疲労特性が本発明例に比べて劣っ
ている。
【００５５】
【表１】
【００５６】
【表２】
【００５７】
【表３】
【００５８】（実施例２）次に、表１に示す鋼水準Ａ、
Ｂ、Ｊ、Ｋ、Ｕ、Ｖ、Ｘについて、圧延仕上げ温度８４
０〜９８０℃および７００〜８３０℃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。
Ｂ、Ｊ、Ｋ、Ｕ、Ｖ、Ｘについて、圧延仕上げ温度８４
０〜９８０℃および７００〜８３０℃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。
【００５９】調査結果を表４に示す。比較例４８〜５４
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。
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。
【００６０】
【表４】
【００６１】
【発明の効果】本発明の捩り疲労特性に優れた肌焼用鋼
ならびに肌焼き部品を用いれば、各種シャフト部品とし
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、各種
シャフト類の捩り疲労強度の向上が可能になり、自動車
の高出力化や軽量化が可能になる。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。
ならびに肌焼き部品を用いれば、各種シャフト部品とし
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、各種
シャフト類の捩り疲労強度の向上が可能になり、自動車
の高出力化や軽量化が可能になる。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。
【図１】縞状組織の程度を数量的に表示する金属組織の
写真（倍率：２８倍）である。
写真（倍率：２８倍）である。
【図２】捩り疲労試験における時間強度とＭｎＳのアス
ペクト比の関係を示す図である。
ペクト比の関係を示す図である。
Claims (6)
- 【請求項１】質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：
０．０１〜１．２％、Ｍｎ：０．２〜０．６５％、Ｓ：
０．００５〜０．１５％、Ｃｒ：０．５〜１．６％、
Ｂ：０．０００５〜０．００６％、Ａｌ：０．０１５〜
０．１％、を含有し、さらに、Ｔｅ：０．０００５〜
０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：
０．０００３〜０．０１％、Ｍｇ：０．００１〜０．０
３５％、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、Ｎ：０．００７％以下、
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、且つ、ベイナイトの組織分率
を１５％以下に制限し、フェライト結晶粒度が８番以上
であることを特徴とする捩り疲労特性に優れた肌焼用
鋼。 - 【請求項２】 さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１％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
性に優れた肌焼用鋼。 - 【請求項３】 さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０５％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または請求項２記載の捩り疲労
特性に優れた肌焼用鋼。 - 【請求項４】 さらに、質量％で、Ｍｏ：１％以下、Ｎ
ｉ：２．５％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
疲労特性に優れた肌焼用鋼。 - 【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肌焼部品。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000261692A JP4213855B2 (ja) | 2000-08-30 | 2000-08-30 | 捩り疲労特性に優れた肌焼用鋼ならびに肌焼部品 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000261692A JP4213855B2 (ja) | 2000-08-30 | 2000-08-30 | 捩り疲労特性に優れた肌焼用鋼ならびに肌焼部品 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002069573A true JP2002069573A (ja) | 2002-03-08 |
| JP4213855B2 JP4213855B2 (ja) | 2009-01-21 |
Family
ID=18749491
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000261692A Expired - Fee Related JP4213855B2 (ja) | 2000-08-30 | 2000-08-30 | 捩り疲労特性に優れた肌焼用鋼ならびに肌焼部品 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4213855B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008001940A (ja) * | 2006-06-21 | 2008-01-10 | Kobe Steel Ltd | クロムモリブデン鋼の代替鋼の成分設計方法 |
| US8034199B2 (en) * | 2007-09-27 | 2011-10-11 | Nippon Steel Corporation | Case-hardening steel excellent in cold forgeability and low carburization distortion property |
| EP2692888A1 (en) * | 2011-03-29 | 2014-02-05 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Case hardening steel, method for producing same, and mechanical structural part using case hardening steel |
| US8980022B2 (en) | 2009-01-16 | 2015-03-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Case hardening steel, carburized component, and manufacturing method of case hardening steel |
| JP2017039971A (ja) * | 2015-08-19 | 2017-02-23 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度冷間鍛造用肌焼鋼 |
| EP2418296A4 (en) * | 2009-04-06 | 2017-05-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for case hardening which has excellent cold workability and machinability and which exhibits excellent fatigue characteristics after carburizing and quenching, and process for production of same |
-
2000
- 2000-08-30 JP JP2000261692A patent/JP4213855B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (8)
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|---|---|---|---|---|
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| EP2418296A4 (en) * | 2009-04-06 | 2017-05-17 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for case hardening which has excellent cold workability and machinability and which exhibits excellent fatigue characteristics after carburizing and quenching, and process for production of same |
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| EP2692888A4 (en) * | 2011-03-29 | 2014-12-24 | Kobe Steel Ltd | CEMENTED STEEL, METHOD FOR PRODUCING THE SAME, AND STRUCTURAL MECHANICAL PART USING CEMENTED STEEL |
| US9297051B2 (en) | 2011-03-29 | 2016-03-29 | Kobe Steel, Ltd. | Case hardening steel, method for producing same, and mechanical structural part using case hardening steel |
| JP2017039971A (ja) * | 2015-08-19 | 2017-02-23 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度冷間鍛造用肌焼鋼 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4213855B2 (ja) | 2009-01-21 |
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