JP2004225102A - 高強度ピニオンシャフト用鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】ホブ加工時にむしれの発生が少なく、高周波焼入れ後の表面硬さ、衝撃値およびねじり強度が高く、高周波焼入れ時における熱処理歪みが小さい非調質で、高周波焼入れをして使用する高強度ピニオンシャフト用鋼およびその製造方法を提供すること。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．４５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．１５〜０．２５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％およびＮ：０．０１５％以下を含有し、かつ０．８０≦Ｃｅｑ≦０．９５およびｆ値≦１．０を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする高強度ピニオンシャフト用鋼。
【選択図】 なし
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．４５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．１５〜０．２５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％およびＮ：０．０１５％以下を含有し、かつ０．８０≦Ｃｅｑ≦０．９５およびｆ値≦１．０を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする高強度ピニオンシャフト用鋼。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車操舵装置（ステアリングシステム）に使用するピニオンシャフトを製造するための高強度ピニオンシャフト用鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来のステアリングシステムは、油圧を利用したラッグ＆ピニオン式が主流であり、このシステムにはピニオンシャフトが用いられている。このピニオンシャフトの役割は、ステアリングホイールをドライバーが操作した際の回転トルクを伝達し、ラックバーの歯部と噛み合うことにより回転運動を直線運動に変換するための部品であり、ステアリングシステムの中では重要な部品の一つである。
【０００３】
このピニオンシャフトは、肌焼鋼（ＪＩＳ ＳＭｎＣ４２０ 、ＳＣＭ４２０など）を用い、浸炭焼入れ焼戻しを行うもの、炭素鋼（ＪＩＳ Ｓ４５Ｃなど）や強靱鋼（ＪＩＳ ＳＣＭ４４０，ＳＣＭ４４５ など）を用い、高周波焼入れ焼戻しを行うものなどのように、鋼種と表面硬化熱処理の組み合わせで製造されている。
しかし、肌焼鋼に浸炭焼入れ焼戻しを行う場合には、熱処理コストが高くなるとともに、熱処理歪みや熱処理異常層が発生するという問題がある。
他方、炭素鋼や強靱鋼を高周波焼入れ焼戻しを行う場合には、肌焼鋼に浸炭焼入れ焼戻しを行うものより低コスト、低歪みであるが、ピニオンシャフトの内部硬さと高周波焼入れの容易性を確保するために調質処理を施した材料を用いると、調質によるコストアップの問題があり、また、調質処理を施した材料の代わりに非調質鋼を用いると、衝撃強度が低いためにピニオンシャフトの性能が低下するという問題がある。
【０００４】
ピニオンシャフトなどのシャフト用非調質鋼のとしては、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜０．７０％、Ｍｎ：０．６０を超え１．００％まで、Ｓ：０．０１〜０．０７％、Ｖ：０．０２〜０．５０％、Ｎ：０．００２〜０．０３％、Ｐ：０〜０．０５０％、Ｃｕ：０〜０．３０％、Ｎｉ：０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｍｏ：０〜０．３０、Ａｌ：０〜０．０５０％、Ｐｂ：０〜０．３０％、Ｃａ：０〜０．０１００％：Ｔｅ：０〜０．１０％、Ｂｉ：０〜０．１００％を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、かつｆｎ１≧０及びｆｎ２≦０であることを特徴とする非調質鋼が特許文献１に開示されている。ｆｎ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／６）＋５Ｎ＋１．６５Ｖ＋（Ｃｒ／３）−０．６ ｆｎ２＝〔Ｃ／（ｆｎ１＋０．６）〕−０．６
【０００５】
また、ピニオンシャフトは製造工程において歯切り加工を行うが、この歯切り加工を行う際に用いる材料によっては硬さと組織の影響で（特に調質、焼鈍などの前熱処理をしないもの）歯切り面の粗さが大きくなり、歯形精度が低下する場合がある。このように歯形精度が低下すると、ラックとピニオンの歯部の噛み合い面状態が悪くなるため、耐摩耗性や耐ピッチング性が低下する場合がある。また歯形精度の低下レベルによっては、噛み合い面での摩擦状態の変化が大きくなり、操舵フィーリングが低下するという問題がある。
【０００６】
更に最近の地球環境問題からくる省エネルギー対応のため、油圧式のパワーステアリングに替わってモータを利用した電動式のパワーステアリング（ＥＰＳ）が開発され、増加する傾向にある。
このＥＰＳでは、従来のステアリングシステムと異なるアシスト機構を持つ場合もあり、特にピニオンシャフトの回転トルクをアシストするタイプでは、ラックとピニオンの歯部の噛み合い部に従来に比べて大きな力が作用するため、従来にも増して使用条件が厳しくなる傾向にある。
【０００７】
上記のように調質処理を省略する鋼、すなわち非調質鋼をそのままホブなどで歯切り加工をすると、歯切り面粗さが大きくなり歯形精度が低下し、耐摩耗性や耐ピッチング性が低下するという問題があるが、さらに一般の非調質鋼に高周波焼入れを施した場合、フェライトが多いために通常の高周波加熱条件では、高周波焼入れ層にフェライトが残留し、所定の表面硬さが得られないことにより、耐摩耗性や耐ピッチング性が低下するという問題がある。フェライトを残留させないために高周波加熱条件を高温または長時間加熱すると硬化層深さが深くなり、大きな熱処理歪みが発生したり、結晶粒が粗大化して強度が低下するという問題が発生する。また、従来の非調質鋼に高周波焼入れ処理を施した場合、所望のねじり、曲げ、衝撃ねじり、衝撃曲げ強度が得られないという問題があった。
【０００８】
【特許文献１】
特開平９−１９５０００号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記問題点を解決するもので、ホブ加工時にむしれの発生が少なく、高周波焼入れ後の表面硬さ、衝撃値およびねじり強度が高く、高周波焼入れ時における熱処理歪みが小さい非調質で、高周波焼入れをして使用する高強度ピニオンシャフト用鋼およびその製造方法を提供することを課題としている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するため、本発明者らは、ホブ加工時にむしれの発生が少なく、高周波焼入れ時における熱処理歪みが小さく、かつ表面硬さ、衝撃値およびねじり強度が高いピニオンシャフト用鋼について鋭意研究したところ、ホブ加工時のむしれの発生防止には、主として成分組成の適正化とミクロ組織の微細化をすればよいこと、高周波焼入れ時における熱処理歪みの発生の抑制には、主として成分組成の適正化と高周波焼入れ前の組織を調整すればよいこと、ピニオンシャフトの耐ピッチング性および耐摩耗性の向上には、高周波焼入れ層の硬さと硬さに大きく影響を及ぼすＣ含有量を適正にすれはよいことなどの知見を得た。
【００１１】
また、ねじり、曲げ、衝撃ねじり、衝撃曲げ強度の向上には、主として成分、特にＭｏとＢを複合添加することおよび高周波焼入れ前の組織の調整によって達成できること、上記成分組成は、特許請求の範囲に記載した成分組成にすればよいこと、組織をフェライト＋パーライト＋ベイナイトの３相組織で、かつフェライト面積率が４０％以下および最大パーライトブロックサイズが円相当径で１００μｍ以下にするには、上記成分組成の鋼を８５０℃以下の温度で減面率１０％以上の圧下率で加工すればよいことなどの知見を得た。
本発明は、これらの知見に基づいて発明をされたものである。
【００１２】
すなわち、本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼においては、Ｃ：０．４５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．１５〜０．２５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％およびＮ：０．０１５％以下を含有し、更に必要に応じてＣｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＣｒ：０．５０％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、また必要に応じてＮｂ：０．２０％以下、Ｔａ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下およびＡｌ：０．１０％以下のうちの１種または２種以上を含有し、かつ下記式１および式２を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるものとすることである。
式１・・・０．８０≦Ｃｅｑ≦０．９５
ただし、Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．０７×Ｓｉ＋０．１６×Ｍｎ＋０．２０×Ｃｒ＋０．７２×Ｍｏ
式２・・・ｆ値≦１．０
ただし、ｆ値＝２．７８−３．２ ×Ｃ＋０．０５×Ｓｉ−０．６０×Ｍｎ−０．５５×Ｃｕ−０．８０×Ｎｉ−０．７５×Ｃｒ
【００１３】
さらに、本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼においては、Ｃ：０．４５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．１５〜０．２５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％およびＮ：０．０１５％以下を含有し、更に必要に応じてＣｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＣｒ：０．５０％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、また必要に応じてＮｂ：０．２０％以下、Ｔａ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下およびＡｌ：０．１０％以下のうちの１種または２種以上を含有し、かつ下記式１および式２を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、熱間圧延後の組織がフェライト＋パーライト＋ベイナイトの３相組織で、かつフェライト面積率が４０％以下および最大パーライトブロックサイズが円相当径で１００μｍ以下であり、更に熱間圧延後の硬さが２４〜３０ＨＲＣであり、高周波焼入れ後の表面硬さが６５０ＨＶ以上になるとともに、焼入れ層の旧オーステナイト結晶粒度が粒度番号８以上になるものとすることである。
式１・・・０．８０≦Ｃｅｑ≦０．９５
ただし、Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．０７×Ｓｉ＋０．１６×Ｍｎ＋０．２０×Ｃｒ＋０．７２×Ｍｏ
式２・・・ｆ値≦１．０
ただし、ｆ値＝２．７８−３．２ ×Ｃ＋０．０５×Ｓｉ−０．６０×Ｍｎ−０．５５×Ｃｕ−０．８０×Ｎｉ−０．７５×Ｃｒ
【００１４】
また、本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼の製造方法においては、Ｃ：０．４５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．１５〜０．２５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％およびＮ：０．０１５％以下を含有し、更に必要に応じてＣｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＣｒ：０．５０％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、また必要に応じてＮｂ：０．２０％以下、Ｔａ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下およびＡｌ：０．１０％以下のうちの１種または２種以上を含有し、かつ下記式１及び式２を満たし、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を８５０℃以下の温度で減面率１０％以上の圧下率で加工することである。
式１・・・０．８０≦Ｃｅｑ≦０．９５
ただし、Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．０７×Ｓｉ＋０．１６×Ｍｎ＋０．２０×Ｃｒ＋０．７２×Ｍｏ
式２・・・ｆ値≦１．０
ただし、ｆ値＝２．７８−３．２ ×Ｃ＋０．０５×Ｓｉ−０．６０×Ｍｎ−０．５５×Ｃｕ−０．８０×Ｎｉ−０．７５×Ｃｒ
【００１５】
【作用】
本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼は、上記構成にすることにより、ホブ加工時にむしれの発生が少なく、高周波焼入れ後の表面硬さ、衝撃値およびねじり強度が高く、高周波焼入れ時における熱処理歪みが小さいものとなる。この高強度ピニオンシャフト用鋼は、高周波焼入れ後の表面硬さ、衝撃値およびねじり強度が高いため、ステアリングシステムの中でも使用条件が過酷な電動式のパワーステアリングにも使用することができ、さらにステアリングシステムの小型化に対応する軽量化をすることもできる。
【００１６】
また、本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼の製造方法は、上記構成にすることにより、熱間圧延後の組織がフェライト＋パーライト＋ベイナイトの３相組織で、かつフェライト面積率が４０％以下および最大パーライトブロックサイズが円相当径で１００μｍ以下であり、更に熱間圧延後の硬さが２４〜３０ＨＲＣであり、高周波焼入れ後の表面硬さが６５０ＨＶ以上になるとともに、焼入れ層の旧オーステナイト結晶粒度が粒度番号８以上になり、上記特性を有する高強度ピニオンシャフト用鋼を製造することができる。
【００１７】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼の成分組成、Ｃｅｑおよびｆ値を上記のように特定している理由を説明する。
Ｃ：０．４５〜０．５５％
Ｃは、高周波焼入れ層の硬さを高め、耐ピッチング性や耐摩耗性を向上させるので、そのために含有させる元素である。それらの作用効果を得るためには０．４５％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると製造した高強度ピニオンシャフトのねじり、曲げ、衝撃ねじり、衝撃曲げ等の強度が低下するので、上限を０．５５％とする。
【００１８】
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％
Ｓｉは、鋼溶製時において脱酸作用を有しているので、そのために含有させる元素である。その作用効果を得るためには０．１０％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると鋼の靱性を低下するので、上限を０．５０％とする。
【００１９】
Ｍｎ：０．５０〜１．２０％
Ｍｎは、鋼溶製時において脱酸作用を有しているとともに、鋼の焼入性を向上させるので、それらのために含有させる元素である。それらの作用効果を得るためには０．５０％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると硬さが高くなり過ぎるので、上限を１．２％とする。
【００２０】
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、不可避な不純物であり、粒界に偏析して靱性を低下させるとともに、高周波焼入れ時の焼割れの発生を助長する元素であるので、低いほうが好ましいが、低くしても効果が飽和し、またコストも高くなるので、上限を０．０２５％とする。
【００２１】
Ｓ：０．０２５％以下
Ｓは、不可避な不純物であり、硫化物系介在物を形成して疲労破壊の起点となるので、疲労強度を低下し、焼割れの原因となるので、低いほうが好ましいが、著しく低くなると被削性を低下するので、上限を０．０２５％とする。
【００２２】
Ｍｏ：０．１５〜０．２５％
Ｍｏは、焼入性を高めるとともに、高周波焼入れによって得られる硬化層の衝撃応力の作用に対する抵抗を向上させることにより耐衝撃き裂生成エネルギーを大きくするので、それらのために含有させる元素である。それらの作用効果を得るには０．１５％以上含有させる必要があるが、多量に含有させると圧延状態でマルテンサイトが発生して硬くなり、被削性を低下させるので、上限を０．２５％とする。また、Ｂと複合添加すると高周波焼入れ層の靱性改善効果がさらに助長される。
【００２３】
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂは、焼入性を向上させるとともに、Ｐの粒界偏析を抑制して高周波焼入れ層の靱性を向上させるので、それらのために含有させる元素である。それらの作用効果を得るためには０．０００５％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると結晶粒を粗大化させて靱性を低下させるので、上限を０．００５％とする。
また、Ｍｏと複合添加すると高周波焼入れ層の靱性改善効果がさらに助長される。
【００２４】
Ｔｉ：０．００５〜０．１０％
Ｔｉは、ＴｉＮを生成して鋼中のＮを固定し、ＢＮの生成を妨げて有効なＢ量を多くするので、そのために含有させる元素である。Ｎを固定して上記Ｂの効果を発揮させるためには０．００５％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると靱性を低下させるので、上限を０．１０％とする。
【００２５】
Ｎ：０．０１５％以下
Ｎは、不可避な不純物であり、鋼中で窒化物系非金属介在物を形成して製造するピニオンシャフトの疲労強度を低下させるので、上限を０．０１５％とする。
【００２６】
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、ｆ値をコントロールするために含有させてもよいが、多量に含有させると鋼の熱間加工性を低下するので、上限を０．５０％以下とする。
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、ｆ値をコントロールするために含有させてもよいが、多量に含有させると鋼の被削性を低下させるので、上限を０．５０％以下とする。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、ｆ値をコントロールするために含有させてもよいが、多量に含有させると鋼の焼入性が増加して圧延状態でマルテンサイトが発生し、硬さが高くなって被削性を低下させるので、上限を０．５０％とする。
【００２７】
Ｎｂ：０．２０％以下、Ｔａ：０．２０％以下
ＮｂおよびＴａは、高周波焼入れ層の組織を微細化して靱性を改善させるので、そのために含有させる元素であるが、多く含有すると効果が飽和するので、上限を０．２０％とする。
Ｚｒ：０．１０％以下、
Ｚｒは、高周波焼入れ層の組織を微細化して靱性を改善させるとともに、酸化物を形成して硫化物の核となり、かつＭｎＳの延伸性を改善して粒状硫化物となるため、ねじり疲労強度を向上させるので、それらのために含有させる元素であるが、多く含有すると効果が飽和するので、上限を０．１０％とする。
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、鋼溶製時において強い脱酸作用を有しているとともに、結晶粒を微細化して靱性を改善するので、それらのために含有させる元素であるが、多くなり過ぎるとＡｌ２ Ｏ３ 系介在物が増加して疲労強度を低下させるので、上限を０．１０％とする。
【００２８】
０．８０≦Ｃｅｑ≦０．９５
ただし、Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．０７×Ｓｉ＋０．１６×Ｍｎ＋０．２０×Ｃｒ＋０．７２×Ｍｏ
熱間圧延のままでの硬さは、主として鋼の化学組成、圧延材の寸法、圧延条件および冷却条件によって決まるものである。ピニオンシャフト用鋼の場合、その鋼材の寸法が直径２０〜３０ｍｍであり、熱間圧延条件が８５０℃以下の温度で減面率１０％以上の圧下率であり、また冷却方法が著しいコスト増加を招かない衝風冷却、大気放冷またはポット冷却であるので、その硬さは、ほとんどＣｅｑの大小によって決まるものである。この硬さをピニオンシャフト用鋼に必要な２４〜３０ＨＲＣ（下記で詳細に説明する。）にするには、Ｃｅｑを０．８０〜０．９５にすることが必要である。Ｃｅｑが０．８０未満では熱間圧延後の硬さが２４ＨＲＣ以上にならないからであり、０．９５より大きいと硬さが３０ＨＲＣより高くなって硬くなり過ぎて被削性が低下するからである。
【００２９】
ｆ値≦１．０
ただし、ｆ値＝２．７８−３．２ ×Ｃ＋０．０５×Ｓｉ−０．６０×Ｍｎ−０．５５×Ｃｕ−０．８０×Ｎｉ−０．７５×Ｃｒ
フェライト量は、主として鋼の化学組成、圧延材の寸法、圧延条件および冷却条件によって決まるものである。ピニオンシャフト用鋼の場合、その鋼材の寸法が直径２０〜３０ｍｍであり、熱間圧延条件が８５０℃以下の温度で減面率１０％以上の圧下率であり、また冷却方法が著しいコスト増加を招かない衝風冷却、大気放冷またはポット冷却であるので、フェライト量は、ほとんどｆ値の大小によって決まるものである。このフェライト量をピニオンシャフト用鋼に必要な４０％以下（下記で詳細に説明する。）にするには、ｆ値を１．０以下にすることが必要である。ｆ値が１．０より大きいとフェライト量がピニオンシャフト用鋼に必要な４０％以下にならないからである。
【００３０】
次に、熱間圧延後の組織、フェライト面積率、最大パーライトブロックサイズ、熱間圧延後の硬さ、高周波焼入れ後の表面硬さおよび焼入れ層の旧オーステナイト結晶粒度を上記のように特定した理由を説明する。
熱間圧延後の組織：フェライト＋パーライト＋ベイナイトの３相組織
マルテンサイトが存在すると硬さが著しく高くなるとともに、衝撃値が低下するので、フェライト＋パーライト＋ベイナイトの３相組織とする。
【００３１】
フェライト面積率：４０％以下
高周波焼入れ前の組織に多量のフェライトが存在すると、高周波焼入れのような短時間の加熱処理においては、フェライト中へＣの拡散が不十分となり、高周波焼入れ後の組織にフェライトが残留することになる。この残留フェライトは、曲げおよびねじり強度を低下する原因になる。また均一な硬さが得にくくなり、耐摩耗性も低下することになる。残留フェライトを少なくするために高周波焼入れにおいて長時間加熱または高温加熱することが考えられるが、長時間加熱をした場合には硬化層深さが深くなり、製造するピニオンシャフトの歪みが大きくなるとともに、表面近傍の残留応力の低下により疲労強度が低下する原因となる。
他方、高温加熱をした場合には高周波焼入れ層の結晶粒が粗大化して靱性の低下を招くことになる。したがって、高周波焼入れ前のフェライト量を４０％以下にするのが望ましい。なお、パーライトおよびベイナイトは、フェライトに比べて有害でないので、この量は規制しない。
【００３２】
最大パーライトブロックサイズ：円相当径で１００μｍ以下
ホブ加工時のむしれの発生を抑制するためには、組織の微細化を図るのが有効である。特にパーライトブロックが粗大であると、ホブ加工時に剥離してむしれを発生するからである。実用のピニオンシャフトの表面仕上げ精度を考慮すると、パーライトブロックの円相当径を１００μｍ以下にする必要があるので、この値を１００μｍ以下とするのが望ましい。
【００３３】
熱間圧延後の硬さ：２４〜３０ＨＲＣ
ピニオンシャフトの機械加工における工具寿命およびピニオンシャフトの強度を確保するためには、２４〜３０ＨＲＣにするのが望ましい。２４ＨＲＣ以下であるとピニオンシャフトに必要な強度が得られず、また３０ＨＲＣ以上であると工具寿命が低下してコストを増加し、加工に長時間を必要とするようになるからである。
【００３４】
高周波焼入れ後の表面硬さが６５０ＨＶ以上
ピニオンシャフトの強度および耐摩耗性の確保、特に耐摩耗性を確保するためには、高周波焼入れ後の表面硬さを６５０ＨＶ以上にするのが好ましい。
高周波焼入れ後の焼入れ層の旧オーステナイト結晶粒度：粒度番号８以上
旧オーステナイト結晶粒が大きいと高周波焼入れ、焼戻し後の靱性が低下するので、旧オーステナイト結晶粒度を粒度番号８以上にするのが望ましい。
【００３５】
次に、本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼の製造方法における熱間圧延条件について説明する。
圧延温度が低く、また圧下率を大きくすると組織が微細化するが、圧延温度が低く過ぎたり、圧下率が小さするぎると圧延後未再結晶組織を呈し、組織が粗くなる。圧延後の鋼材のミクロ組織を微細で、かつパーライトブロックサイズを１００μｍ以下にするためには、８５０℃以下、好ましくは７００℃以上の温度で、１０％以上の圧下率を施す必要がある。
【００３６】
本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼は、上記理由により上記成分組成の範囲内であり、かつ上記２つの式を満たし、残部をＦｅ及び不可避不純物とするものであるか、または、さらに上記のようにこれらに熱間圧延後の組織、フェライト面積率、最大パーライトブロックサイズ、熱間圧延後の硬さ、高周波焼入れ後の表面硬さおよび焼入れ層の旧オーステナイト結晶粒度を上記のように特定したものである。
また、本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼の製造方法は、上記理由により上記成分組成の範囲内であり、かつ上記２つの式を満たし、残部をＦｅ及び不可避不純物からなるものを８５０℃以下の温度で減面率１０％以上の圧下率で加工することである。
【００３７】
【実施例】
次に、本発明の実施例を説明する。
実施例１
下記表１に示す成分組成の本発明例および比較例の鋼を溶製したのちビレットにし、８００℃以下の温度で圧下率１５％の熱間圧延をしてφ２３ｍｍの丸棒にした後空冷した。この丸棒からミクロ組織、フェライト面積率および最大パーライトブロックサイズ測定用試験片、圧延材硬さ測定用試験片、ホブ加工用試験片、高周波焼入れ表面硬さ測定用試験片、高周波焼入れによる歪み測定用試験片およびねじり強度測定用試験片を作製した。これらの試験を用いて下記の試験方法によってそれぞれの測定を行った。その結果を下記表２に示す。
【００３８】
ミクロ組織、フェライト面積率および最大パーライトブロックサイズの測定
上記試験片を用い、その横断面を研磨し、エッチングした後、光学顕微鏡により測定した。
圧延材硬さ（圧延後の硬さ）測定
上記試験片の硬さをロックウエル硬度計を用いてＣスケールで測定した。
ホブ加工におけるむしれ測定
上記ホブ加工用試験片（軸部分φ１５ｍｍ、歯切り部分φ２２ｍｍ、長さ１３０ｍｍ）を用い、ハイスのホブを使用し、回転速度４２５ｒｐｍ、送り速度０．７３ｍｍ／分で歯切りを行い、切削面の粗さを粗さ測定器で測定した。
【００３９】
高周波焼入れ表面硬さ測定
上記φ２３ｍｍの丸棒よりφ２０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの試験片を作製し、高周波加熱装置により表面加熱温度約９００〜１０００℃、加熱時間２〜５秒で加熱した後水冷し、１７０℃に加熱して焼戻しをした。この供試材を用いてビッカース硬度計により測定した。
【００４０】
高周波焼入れによる歯形の歪み測定
上記φ２３ｍｍの丸棒より軸部分φ１５ｍｍ、歯切り部分φ２２ｍｍ、長さ１３０ｍｍのピニオンシャフトを作製し、高周波加熱装置により表面加熱温度約９００〜１０００℃、加熱時間２〜５秒で加熱した後水冷し、１７０℃に加熱して焼戻しをした後歯形精度を測定した。
ねじり強度の測定
上記φ２３ｍｍの丸棒より試験部直径１２ｍｍの試験片を作製し、この試験片を高周波焼入れ焼戻しをし、油圧式ねじり試験機によってねじり強度を測定した。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
表２の結果よると、本発明例は、何れもミクロ組織がフェライト＋パーライト＋ベイナイトの３相組織であり、かつフェライト面積率が２０％以下、最大パーライトブロックサイズが円相当径で３５〜５５μｍ、圧延材硬さ（圧延後の硬さ）が２４．４〜２９．７ＨＲＣと３６．９ＨＲＣ（請求項１の実施例）、高周波焼入れ後の表面硬さが６５０〜７６０ＨＶであり、ホブ加工におけるむしれは小さく、さらに歯形の歪みは小さく、またねじり強度は１６７０〜１８００ＭＰａであった。
【００４４】
これに対して、Ｃ含有量およびＣｅｑが本発明より低く、またｆ値が本発明より高い比較例１は、フェライト面積率が本発明例より高く、圧延材硬さ（圧延後の硬さ）が本発明例よりかなり低く、ホブ加工におけるむしれおよび高周波焼入れによる歯形の歪みが本発明例より大きかった。
さらに、Ｓｉ含有量が本発明より多く、Ｃｅｑが本発明より高い比較例２は、最大パーライトブロックサイズが本発明例より大きく、ホブ加工におけるむしれおよび高周波焼入れによる歯形の歪みが本発明例より大きかった。
【００４５】
また、Ｃｅｑが本発明よりやや低い比較例３は、フェライト面積率が本発明例よりやや高く、高周波焼入れ後の表面硬さが本発明例よりやや低く、ホブ加工におけるむしれおよび高周波焼入れによる歯形の歪みが本発明例より大きかった。
また、Ｃ含有量が本発明よりやや少なく、Ｓｉ含有量が本発明よりかなり多く、またｆ値が本発明より高い比較例４は、フェライト面積率が本発明例より高く、圧延材硬さが本発明例よりやや低く、高周波焼入れ後の表面硬さが本発明例よりかなり低く、またホブ加工におけるむしれおよび高周波焼入れによる歯形の歪みが本発明例より大きかった。
【００４６】
また、Ｃ含有量が本発明よりやや少なく、またＣｅｑが本発明より低い比較例５は、フェライト面積率が本発明例よりやや高く、圧延材硬さおよび高周波焼入れ後の表面硬さが本発明例よりかなり低く、さらにホブ加工におけるむしれおよび高周波焼入れによる歯形の歪みが本発明例より大きく、またねじり強度が本発明例よりやや低かった。
また、Ｃ含有量が本発明より多い比較例６は、最大パーライトブロックサイズが本発明例よりやや大きく、さらにホブ加工におけるむしれが本発明例より大きく、またねじり強度が本発明例よりかなり低かった。
【００４７】
また、Ｍｏ含有量が本発明よりやや少なく、またＣｅｑが本発明よりやや低い比較例７は、圧延材硬さが本発明例よりやや低く、さらにホブ加工におけるむしれが本発明例より大きく、またねじり強度が本発明例よりやや低かった。
また、Ｍｏ含有量が本発明より多い比較例８は、組織にマルテンサイトが存在しており、ホブ加工におけるむしれが本発明例より大きかった。
また、Ｓｉ含有量が本発明より多く、Ｂ含有量が本発明より少ない比較例９は、ねじり強度が本発明例よりかなり低かった。
また、Ｔｉ含有量およびＮ含有量が本発明よりやや多い比較例１０は、ねじり強度が本発明例よりかなり低かった。
【００４８】
実施例２
上記実施例１で作成したビレットのうちの表１の本発明例４および比較例２の成分組成を有するビレットを用い、熱間圧延の際の加熱温度を１１００〜１２５０℃、圧延温度を７５０〜９５０℃、冷却条件を衝風冷却、大気冷却またはポット冷却の範囲でそれぞれ調節して旧オーステナイト結晶粒度が下記表３に記載した結晶粒度番号になる試験材を作製した。この試験材より下記き裂生成エネルギー測定用試験片を作製し、下記き裂生成エネルギー試験を行った。その結果を下記表３に示す。なお、旧オーステナイト結晶粒度は、試験片のノッチ底断面を研磨し、エッチングした後、光学顕微鏡により測定した。
【００４９】
き裂生成エネルギー試験
ＪＩＳ２ｍｍＵノッチ試験片を高周波加熱装置により表面加熱温度９００〜１１００℃、加熱時間２〜５秒で加熱した後水冷し、１７０℃で焼戻しした。この試験片を用いて計装化シャルピー試験にてき裂生成エネルギーを求めた。この結果を下記表３に示す。
【００５０】
【表３】
【００５１】
表３の結果によると、旧オーステナイト結晶粒度が８．６と１０．５の本発明例１１と１２は、き裂生成エネルギーが１５Ｊと２０Ｊであった。
これに対して、旧オーステナイト結晶粒度が５．５と８．５（供試材の比較例２は、Ｓｉ含有量が本発明より多く、Ｃｅｑが本発明より高い。）の比較例１１と１２は、き裂生成エネルギーが本発明例の半分以下の６Ｊと９Ｊであった。
【００５２】
実施例３
上記実施例１で作成したビレットのうちの表１の本発明例１、３、４、６および７並びに比較例１，４および６の成分組成を有するビレットからφ５３ｍｍ、厚さ５ｍｍの試験片を作製した。この試験片を高周波焼入れ焼戻した後、表面硬さを測定するとともに、下記方法で摩耗量を測定した。その結果を下記表４に示す。
摩耗減量測定用試験
上記試験片を用い、ピンオンディスク式の摩耗試験機によって、荷重：２ＭＰａ、周速：１ｍ／分、潤滑：ドライおよび相手ピン：ＳＵＪ２の焼入れ焼戻し材（６２ＨＲＣ）の条件で２時間摩耗試験を実施した後供試材の摩耗減量を測定した。
【００５３】
【表４】
【００５４】
表４の結果によると、本発明例は、高周波焼入れ材表面硬さが６５０〜７２４ＨＶであり、また摩耗減量が０．００２〜０．００４ｇであった。
これに対して、比較例は、５４０〜５８０ＨＶであり、摩耗減量が本発明例の１０倍以上の０．０４３〜０．０６０ｇであった。
【００５５】
【効果】
本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼は、上記構成にしたことにより、ホブ加工時にむしれの発生が少なく、高周波焼入れ後の表面硬さ、衝撃値およびねじり強度が高く、高周波焼入れ時における熱処理歪みが小さいという優れた効果を奏する。
また、本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼の製造方法は、上記構成にしたことにより、ホブ加工時にむしれの発生が少なく、高周波焼入れ後の表面硬さ、衝撃値およびねじり強度が高く、高周波焼入れ時における熱処理歪みが小さい高強度ピニオンシャフト用鋼を製造することができるという優れた効果を奏する。
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車操舵装置（ステアリングシステム）に使用するピニオンシャフトを製造するための高強度ピニオンシャフト用鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来のステアリングシステムは、油圧を利用したラッグ＆ピニオン式が主流であり、このシステムにはピニオンシャフトが用いられている。このピニオンシャフトの役割は、ステアリングホイールをドライバーが操作した際の回転トルクを伝達し、ラックバーの歯部と噛み合うことにより回転運動を直線運動に変換するための部品であり、ステアリングシステムの中では重要な部品の一つである。
【０００３】
このピニオンシャフトは、肌焼鋼（ＪＩＳ ＳＭｎＣ４２０ 、ＳＣＭ４２０など）を用い、浸炭焼入れ焼戻しを行うもの、炭素鋼（ＪＩＳ Ｓ４５Ｃなど）や強靱鋼（ＪＩＳ ＳＣＭ４４０，ＳＣＭ４４５ など）を用い、高周波焼入れ焼戻しを行うものなどのように、鋼種と表面硬化熱処理の組み合わせで製造されている。
しかし、肌焼鋼に浸炭焼入れ焼戻しを行う場合には、熱処理コストが高くなるとともに、熱処理歪みや熱処理異常層が発生するという問題がある。
他方、炭素鋼や強靱鋼を高周波焼入れ焼戻しを行う場合には、肌焼鋼に浸炭焼入れ焼戻しを行うものより低コスト、低歪みであるが、ピニオンシャフトの内部硬さと高周波焼入れの容易性を確保するために調質処理を施した材料を用いると、調質によるコストアップの問題があり、また、調質処理を施した材料の代わりに非調質鋼を用いると、衝撃強度が低いためにピニオンシャフトの性能が低下するという問題がある。
【０００４】
ピニオンシャフトなどのシャフト用非調質鋼のとしては、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜０．７０％、Ｍｎ：０．６０を超え１．００％まで、Ｓ：０．０１〜０．０７％、Ｖ：０．０２〜０．５０％、Ｎ：０．００２〜０．０３％、Ｐ：０〜０．０５０％、Ｃｕ：０〜０．３０％、Ｎｉ：０〜０．３０％、Ｃｒ：０〜１．００％、Ｍｏ：０〜０．３０、Ａｌ：０〜０．０５０％、Ｐｂ：０〜０．３０％、Ｃａ：０〜０．０１００％：Ｔｅ：０〜０．１０％、Ｂｉ：０〜０．１００％を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、かつｆｎ１≧０及びｆｎ２≦０であることを特徴とする非調質鋼が特許文献１に開示されている。ｆｎ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／６）＋５Ｎ＋１．６５Ｖ＋（Ｃｒ／３）−０．６ ｆｎ２＝〔Ｃ／（ｆｎ１＋０．６）〕−０．６
【０００５】
また、ピニオンシャフトは製造工程において歯切り加工を行うが、この歯切り加工を行う際に用いる材料によっては硬さと組織の影響で（特に調質、焼鈍などの前熱処理をしないもの）歯切り面の粗さが大きくなり、歯形精度が低下する場合がある。このように歯形精度が低下すると、ラックとピニオンの歯部の噛み合い面状態が悪くなるため、耐摩耗性や耐ピッチング性が低下する場合がある。また歯形精度の低下レベルによっては、噛み合い面での摩擦状態の変化が大きくなり、操舵フィーリングが低下するという問題がある。
【０００６】
更に最近の地球環境問題からくる省エネルギー対応のため、油圧式のパワーステアリングに替わってモータを利用した電動式のパワーステアリング（ＥＰＳ）が開発され、増加する傾向にある。
このＥＰＳでは、従来のステアリングシステムと異なるアシスト機構を持つ場合もあり、特にピニオンシャフトの回転トルクをアシストするタイプでは、ラックとピニオンの歯部の噛み合い部に従来に比べて大きな力が作用するため、従来にも増して使用条件が厳しくなる傾向にある。
【０００７】
上記のように調質処理を省略する鋼、すなわち非調質鋼をそのままホブなどで歯切り加工をすると、歯切り面粗さが大きくなり歯形精度が低下し、耐摩耗性や耐ピッチング性が低下するという問題があるが、さらに一般の非調質鋼に高周波焼入れを施した場合、フェライトが多いために通常の高周波加熱条件では、高周波焼入れ層にフェライトが残留し、所定の表面硬さが得られないことにより、耐摩耗性や耐ピッチング性が低下するという問題がある。フェライトを残留させないために高周波加熱条件を高温または長時間加熱すると硬化層深さが深くなり、大きな熱処理歪みが発生したり、結晶粒が粗大化して強度が低下するという問題が発生する。また、従来の非調質鋼に高周波焼入れ処理を施した場合、所望のねじり、曲げ、衝撃ねじり、衝撃曲げ強度が得られないという問題があった。
【０００８】
【特許文献１】
特開平９−１９５０００号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記問題点を解決するもので、ホブ加工時にむしれの発生が少なく、高周波焼入れ後の表面硬さ、衝撃値およびねじり強度が高く、高周波焼入れ時における熱処理歪みが小さい非調質で、高周波焼入れをして使用する高強度ピニオンシャフト用鋼およびその製造方法を提供することを課題としている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するため、本発明者らは、ホブ加工時にむしれの発生が少なく、高周波焼入れ時における熱処理歪みが小さく、かつ表面硬さ、衝撃値およびねじり強度が高いピニオンシャフト用鋼について鋭意研究したところ、ホブ加工時のむしれの発生防止には、主として成分組成の適正化とミクロ組織の微細化をすればよいこと、高周波焼入れ時における熱処理歪みの発生の抑制には、主として成分組成の適正化と高周波焼入れ前の組織を調整すればよいこと、ピニオンシャフトの耐ピッチング性および耐摩耗性の向上には、高周波焼入れ層の硬さと硬さに大きく影響を及ぼすＣ含有量を適正にすれはよいことなどの知見を得た。
【００１１】
また、ねじり、曲げ、衝撃ねじり、衝撃曲げ強度の向上には、主として成分、特にＭｏとＢを複合添加することおよび高周波焼入れ前の組織の調整によって達成できること、上記成分組成は、特許請求の範囲に記載した成分組成にすればよいこと、組織をフェライト＋パーライト＋ベイナイトの３相組織で、かつフェライト面積率が４０％以下および最大パーライトブロックサイズが円相当径で１００μｍ以下にするには、上記成分組成の鋼を８５０℃以下の温度で減面率１０％以上の圧下率で加工すればよいことなどの知見を得た。
本発明は、これらの知見に基づいて発明をされたものである。
【００１２】
すなわち、本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼においては、Ｃ：０．４５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．１５〜０．２５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％およびＮ：０．０１５％以下を含有し、更に必要に応じてＣｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＣｒ：０．５０％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、また必要に応じてＮｂ：０．２０％以下、Ｔａ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下およびＡｌ：０．１０％以下のうちの１種または２種以上を含有し、かつ下記式１および式２を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるものとすることである。
式１・・・０．８０≦Ｃｅｑ≦０．９５
ただし、Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．０７×Ｓｉ＋０．１６×Ｍｎ＋０．２０×Ｃｒ＋０．７２×Ｍｏ
式２・・・ｆ値≦１．０
ただし、ｆ値＝２．７８−３．２ ×Ｃ＋０．０５×Ｓｉ−０．６０×Ｍｎ−０．５５×Ｃｕ−０．８０×Ｎｉ−０．７５×Ｃｒ
【００１３】
さらに、本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼においては、Ｃ：０．４５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．１５〜０．２５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％およびＮ：０．０１５％以下を含有し、更に必要に応じてＣｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＣｒ：０．５０％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、また必要に応じてＮｂ：０．２０％以下、Ｔａ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下およびＡｌ：０．１０％以下のうちの１種または２種以上を含有し、かつ下記式１および式２を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、熱間圧延後の組織がフェライト＋パーライト＋ベイナイトの３相組織で、かつフェライト面積率が４０％以下および最大パーライトブロックサイズが円相当径で１００μｍ以下であり、更に熱間圧延後の硬さが２４〜３０ＨＲＣであり、高周波焼入れ後の表面硬さが６５０ＨＶ以上になるとともに、焼入れ層の旧オーステナイト結晶粒度が粒度番号８以上になるものとすることである。
式１・・・０．８０≦Ｃｅｑ≦０．９５
ただし、Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．０７×Ｓｉ＋０．１６×Ｍｎ＋０．２０×Ｃｒ＋０．７２×Ｍｏ
式２・・・ｆ値≦１．０
ただし、ｆ値＝２．７８−３．２ ×Ｃ＋０．０５×Ｓｉ−０．６０×Ｍｎ−０．５５×Ｃｕ−０．８０×Ｎｉ−０．７５×Ｃｒ
【００１４】
また、本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼の製造方法においては、Ｃ：０．４５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．１５〜０．２５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％およびＮ：０．０１５％以下を含有し、更に必要に応じてＣｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＣｒ：０．５０％以下のうちの１種又は２種以上を含有し、また必要に応じてＮｂ：０．２０％以下、Ｔａ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下およびＡｌ：０．１０％以下のうちの１種または２種以上を含有し、かつ下記式１及び式２を満たし、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を８５０℃以下の温度で減面率１０％以上の圧下率で加工することである。
式１・・・０．８０≦Ｃｅｑ≦０．９５
ただし、Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．０７×Ｓｉ＋０．１６×Ｍｎ＋０．２０×Ｃｒ＋０．７２×Ｍｏ
式２・・・ｆ値≦１．０
ただし、ｆ値＝２．７８−３．２ ×Ｃ＋０．０５×Ｓｉ−０．６０×Ｍｎ−０．５５×Ｃｕ−０．８０×Ｎｉ−０．７５×Ｃｒ
【００１５】
【作用】
本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼は、上記構成にすることにより、ホブ加工時にむしれの発生が少なく、高周波焼入れ後の表面硬さ、衝撃値およびねじり強度が高く、高周波焼入れ時における熱処理歪みが小さいものとなる。この高強度ピニオンシャフト用鋼は、高周波焼入れ後の表面硬さ、衝撃値およびねじり強度が高いため、ステアリングシステムの中でも使用条件が過酷な電動式のパワーステアリングにも使用することができ、さらにステアリングシステムの小型化に対応する軽量化をすることもできる。
【００１６】
また、本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼の製造方法は、上記構成にすることにより、熱間圧延後の組織がフェライト＋パーライト＋ベイナイトの３相組織で、かつフェライト面積率が４０％以下および最大パーライトブロックサイズが円相当径で１００μｍ以下であり、更に熱間圧延後の硬さが２４〜３０ＨＲＣであり、高周波焼入れ後の表面硬さが６５０ＨＶ以上になるとともに、焼入れ層の旧オーステナイト結晶粒度が粒度番号８以上になり、上記特性を有する高強度ピニオンシャフト用鋼を製造することができる。
【００１７】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼の成分組成、Ｃｅｑおよびｆ値を上記のように特定している理由を説明する。
Ｃ：０．４５〜０．５５％
Ｃは、高周波焼入れ層の硬さを高め、耐ピッチング性や耐摩耗性を向上させるので、そのために含有させる元素である。それらの作用効果を得るためには０．４５％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると製造した高強度ピニオンシャフトのねじり、曲げ、衝撃ねじり、衝撃曲げ等の強度が低下するので、上限を０．５５％とする。
【００１８】
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％
Ｓｉは、鋼溶製時において脱酸作用を有しているので、そのために含有させる元素である。その作用効果を得るためには０．１０％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると鋼の靱性を低下するので、上限を０．５０％とする。
【００１９】
Ｍｎ：０．５０〜１．２０％
Ｍｎは、鋼溶製時において脱酸作用を有しているとともに、鋼の焼入性を向上させるので、それらのために含有させる元素である。それらの作用効果を得るためには０．５０％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると硬さが高くなり過ぎるので、上限を１．２％とする。
【００２０】
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、不可避な不純物であり、粒界に偏析して靱性を低下させるとともに、高周波焼入れ時の焼割れの発生を助長する元素であるので、低いほうが好ましいが、低くしても効果が飽和し、またコストも高くなるので、上限を０．０２５％とする。
【００２１】
Ｓ：０．０２５％以下
Ｓは、不可避な不純物であり、硫化物系介在物を形成して疲労破壊の起点となるので、疲労強度を低下し、焼割れの原因となるので、低いほうが好ましいが、著しく低くなると被削性を低下するので、上限を０．０２５％とする。
【００２２】
Ｍｏ：０．１５〜０．２５％
Ｍｏは、焼入性を高めるとともに、高周波焼入れによって得られる硬化層の衝撃応力の作用に対する抵抗を向上させることにより耐衝撃き裂生成エネルギーを大きくするので、それらのために含有させる元素である。それらの作用効果を得るには０．１５％以上含有させる必要があるが、多量に含有させると圧延状態でマルテンサイトが発生して硬くなり、被削性を低下させるので、上限を０．２５％とする。また、Ｂと複合添加すると高周波焼入れ層の靱性改善効果がさらに助長される。
【００２３】
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂは、焼入性を向上させるとともに、Ｐの粒界偏析を抑制して高周波焼入れ層の靱性を向上させるので、それらのために含有させる元素である。それらの作用効果を得るためには０．０００５％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると結晶粒を粗大化させて靱性を低下させるので、上限を０．００５％とする。
また、Ｍｏと複合添加すると高周波焼入れ層の靱性改善効果がさらに助長される。
【００２４】
Ｔｉ：０．００５〜０．１０％
Ｔｉは、ＴｉＮを生成して鋼中のＮを固定し、ＢＮの生成を妨げて有効なＢ量を多くするので、そのために含有させる元素である。Ｎを固定して上記Ｂの効果を発揮させるためには０．００５％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると靱性を低下させるので、上限を０．１０％とする。
【００２５】
Ｎ：０．０１５％以下
Ｎは、不可避な不純物であり、鋼中で窒化物系非金属介在物を形成して製造するピニオンシャフトの疲労強度を低下させるので、上限を０．０１５％とする。
【００２６】
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、ｆ値をコントロールするために含有させてもよいが、多量に含有させると鋼の熱間加工性を低下するので、上限を０．５０％以下とする。
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、ｆ値をコントロールするために含有させてもよいが、多量に含有させると鋼の被削性を低下させるので、上限を０．５０％以下とする。
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、ｆ値をコントロールするために含有させてもよいが、多量に含有させると鋼の焼入性が増加して圧延状態でマルテンサイトが発生し、硬さが高くなって被削性を低下させるので、上限を０．５０％とする。
【００２７】
Ｎｂ：０．２０％以下、Ｔａ：０．２０％以下
ＮｂおよびＴａは、高周波焼入れ層の組織を微細化して靱性を改善させるので、そのために含有させる元素であるが、多く含有すると効果が飽和するので、上限を０．２０％とする。
Ｚｒ：０．１０％以下、
Ｚｒは、高周波焼入れ層の組織を微細化して靱性を改善させるとともに、酸化物を形成して硫化物の核となり、かつＭｎＳの延伸性を改善して粒状硫化物となるため、ねじり疲労強度を向上させるので、それらのために含有させる元素であるが、多く含有すると効果が飽和するので、上限を０．１０％とする。
Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、鋼溶製時において強い脱酸作用を有しているとともに、結晶粒を微細化して靱性を改善するので、それらのために含有させる元素であるが、多くなり過ぎるとＡｌ２ Ｏ３ 系介在物が増加して疲労強度を低下させるので、上限を０．１０％とする。
【００２８】
０．８０≦Ｃｅｑ≦０．９５
ただし、Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．０７×Ｓｉ＋０．１６×Ｍｎ＋０．２０×Ｃｒ＋０．７２×Ｍｏ
熱間圧延のままでの硬さは、主として鋼の化学組成、圧延材の寸法、圧延条件および冷却条件によって決まるものである。ピニオンシャフト用鋼の場合、その鋼材の寸法が直径２０〜３０ｍｍであり、熱間圧延条件が８５０℃以下の温度で減面率１０％以上の圧下率であり、また冷却方法が著しいコスト増加を招かない衝風冷却、大気放冷またはポット冷却であるので、その硬さは、ほとんどＣｅｑの大小によって決まるものである。この硬さをピニオンシャフト用鋼に必要な２４〜３０ＨＲＣ（下記で詳細に説明する。）にするには、Ｃｅｑを０．８０〜０．９５にすることが必要である。Ｃｅｑが０．８０未満では熱間圧延後の硬さが２４ＨＲＣ以上にならないからであり、０．９５より大きいと硬さが３０ＨＲＣより高くなって硬くなり過ぎて被削性が低下するからである。
【００２９】
ｆ値≦１．０
ただし、ｆ値＝２．７８−３．２ ×Ｃ＋０．０５×Ｓｉ−０．６０×Ｍｎ−０．５５×Ｃｕ−０．８０×Ｎｉ−０．７５×Ｃｒ
フェライト量は、主として鋼の化学組成、圧延材の寸法、圧延条件および冷却条件によって決まるものである。ピニオンシャフト用鋼の場合、その鋼材の寸法が直径２０〜３０ｍｍであり、熱間圧延条件が８５０℃以下の温度で減面率１０％以上の圧下率であり、また冷却方法が著しいコスト増加を招かない衝風冷却、大気放冷またはポット冷却であるので、フェライト量は、ほとんどｆ値の大小によって決まるものである。このフェライト量をピニオンシャフト用鋼に必要な４０％以下（下記で詳細に説明する。）にするには、ｆ値を１．０以下にすることが必要である。ｆ値が１．０より大きいとフェライト量がピニオンシャフト用鋼に必要な４０％以下にならないからである。
【００３０】
次に、熱間圧延後の組織、フェライト面積率、最大パーライトブロックサイズ、熱間圧延後の硬さ、高周波焼入れ後の表面硬さおよび焼入れ層の旧オーステナイト結晶粒度を上記のように特定した理由を説明する。
熱間圧延後の組織：フェライト＋パーライト＋ベイナイトの３相組織
マルテンサイトが存在すると硬さが著しく高くなるとともに、衝撃値が低下するので、フェライト＋パーライト＋ベイナイトの３相組織とする。
【００３１】
フェライト面積率：４０％以下
高周波焼入れ前の組織に多量のフェライトが存在すると、高周波焼入れのような短時間の加熱処理においては、フェライト中へＣの拡散が不十分となり、高周波焼入れ後の組織にフェライトが残留することになる。この残留フェライトは、曲げおよびねじり強度を低下する原因になる。また均一な硬さが得にくくなり、耐摩耗性も低下することになる。残留フェライトを少なくするために高周波焼入れにおいて長時間加熱または高温加熱することが考えられるが、長時間加熱をした場合には硬化層深さが深くなり、製造するピニオンシャフトの歪みが大きくなるとともに、表面近傍の残留応力の低下により疲労強度が低下する原因となる。
他方、高温加熱をした場合には高周波焼入れ層の結晶粒が粗大化して靱性の低下を招くことになる。したがって、高周波焼入れ前のフェライト量を４０％以下にするのが望ましい。なお、パーライトおよびベイナイトは、フェライトに比べて有害でないので、この量は規制しない。
【００３２】
最大パーライトブロックサイズ：円相当径で１００μｍ以下
ホブ加工時のむしれの発生を抑制するためには、組織の微細化を図るのが有効である。特にパーライトブロックが粗大であると、ホブ加工時に剥離してむしれを発生するからである。実用のピニオンシャフトの表面仕上げ精度を考慮すると、パーライトブロックの円相当径を１００μｍ以下にする必要があるので、この値を１００μｍ以下とするのが望ましい。
【００３３】
熱間圧延後の硬さ：２４〜３０ＨＲＣ
ピニオンシャフトの機械加工における工具寿命およびピニオンシャフトの強度を確保するためには、２４〜３０ＨＲＣにするのが望ましい。２４ＨＲＣ以下であるとピニオンシャフトに必要な強度が得られず、また３０ＨＲＣ以上であると工具寿命が低下してコストを増加し、加工に長時間を必要とするようになるからである。
【００３４】
高周波焼入れ後の表面硬さが６５０ＨＶ以上
ピニオンシャフトの強度および耐摩耗性の確保、特に耐摩耗性を確保するためには、高周波焼入れ後の表面硬さを６５０ＨＶ以上にするのが好ましい。
高周波焼入れ後の焼入れ層の旧オーステナイト結晶粒度：粒度番号８以上
旧オーステナイト結晶粒が大きいと高周波焼入れ、焼戻し後の靱性が低下するので、旧オーステナイト結晶粒度を粒度番号８以上にするのが望ましい。
【００３５】
次に、本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼の製造方法における熱間圧延条件について説明する。
圧延温度が低く、また圧下率を大きくすると組織が微細化するが、圧延温度が低く過ぎたり、圧下率が小さするぎると圧延後未再結晶組織を呈し、組織が粗くなる。圧延後の鋼材のミクロ組織を微細で、かつパーライトブロックサイズを１００μｍ以下にするためには、８５０℃以下、好ましくは７００℃以上の温度で、１０％以上の圧下率を施す必要がある。
【００３６】
本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼は、上記理由により上記成分組成の範囲内であり、かつ上記２つの式を満たし、残部をＦｅ及び不可避不純物とするものであるか、または、さらに上記のようにこれらに熱間圧延後の組織、フェライト面積率、最大パーライトブロックサイズ、熱間圧延後の硬さ、高周波焼入れ後の表面硬さおよび焼入れ層の旧オーステナイト結晶粒度を上記のように特定したものである。
また、本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼の製造方法は、上記理由により上記成分組成の範囲内であり、かつ上記２つの式を満たし、残部をＦｅ及び不可避不純物からなるものを８５０℃以下の温度で減面率１０％以上の圧下率で加工することである。
【００３７】
【実施例】
次に、本発明の実施例を説明する。
実施例１
下記表１に示す成分組成の本発明例および比較例の鋼を溶製したのちビレットにし、８００℃以下の温度で圧下率１５％の熱間圧延をしてφ２３ｍｍの丸棒にした後空冷した。この丸棒からミクロ組織、フェライト面積率および最大パーライトブロックサイズ測定用試験片、圧延材硬さ測定用試験片、ホブ加工用試験片、高周波焼入れ表面硬さ測定用試験片、高周波焼入れによる歪み測定用試験片およびねじり強度測定用試験片を作製した。これらの試験を用いて下記の試験方法によってそれぞれの測定を行った。その結果を下記表２に示す。
【００３８】
ミクロ組織、フェライト面積率および最大パーライトブロックサイズの測定
上記試験片を用い、その横断面を研磨し、エッチングした後、光学顕微鏡により測定した。
圧延材硬さ（圧延後の硬さ）測定
上記試験片の硬さをロックウエル硬度計を用いてＣスケールで測定した。
ホブ加工におけるむしれ測定
上記ホブ加工用試験片（軸部分φ１５ｍｍ、歯切り部分φ２２ｍｍ、長さ１３０ｍｍ）を用い、ハイスのホブを使用し、回転速度４２５ｒｐｍ、送り速度０．７３ｍｍ／分で歯切りを行い、切削面の粗さを粗さ測定器で測定した。
【００３９】
高周波焼入れ表面硬さ測定
上記φ２３ｍｍの丸棒よりφ２０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの試験片を作製し、高周波加熱装置により表面加熱温度約９００〜１０００℃、加熱時間２〜５秒で加熱した後水冷し、１７０℃に加熱して焼戻しをした。この供試材を用いてビッカース硬度計により測定した。
【００４０】
高周波焼入れによる歯形の歪み測定
上記φ２３ｍｍの丸棒より軸部分φ１５ｍｍ、歯切り部分φ２２ｍｍ、長さ１３０ｍｍのピニオンシャフトを作製し、高周波加熱装置により表面加熱温度約９００〜１０００℃、加熱時間２〜５秒で加熱した後水冷し、１７０℃に加熱して焼戻しをした後歯形精度を測定した。
ねじり強度の測定
上記φ２３ｍｍの丸棒より試験部直径１２ｍｍの試験片を作製し、この試験片を高周波焼入れ焼戻しをし、油圧式ねじり試験機によってねじり強度を測定した。
【００４１】
【表１】
【表２】
表２の結果よると、本発明例は、何れもミクロ組織がフェライト＋パーライト＋ベイナイトの３相組織であり、かつフェライト面積率が２０％以下、最大パーライトブロックサイズが円相当径で３５〜５５μｍ、圧延材硬さ（圧延後の硬さ）が２４．４〜２９．７ＨＲＣと３６．９ＨＲＣ（請求項１の実施例）、高周波焼入れ後の表面硬さが６５０〜７６０ＨＶであり、ホブ加工におけるむしれは小さく、さらに歯形の歪みは小さく、またねじり強度は１６７０〜１８００ＭＰａであった。
【００４４】
これに対して、Ｃ含有量およびＣｅｑが本発明より低く、またｆ値が本発明より高い比較例１は、フェライト面積率が本発明例より高く、圧延材硬さ（圧延後の硬さ）が本発明例よりかなり低く、ホブ加工におけるむしれおよび高周波焼入れによる歯形の歪みが本発明例より大きかった。
さらに、Ｓｉ含有量が本発明より多く、Ｃｅｑが本発明より高い比較例２は、最大パーライトブロックサイズが本発明例より大きく、ホブ加工におけるむしれおよび高周波焼入れによる歯形の歪みが本発明例より大きかった。
【００４５】
また、Ｃｅｑが本発明よりやや低い比較例３は、フェライト面積率が本発明例よりやや高く、高周波焼入れ後の表面硬さが本発明例よりやや低く、ホブ加工におけるむしれおよび高周波焼入れによる歯形の歪みが本発明例より大きかった。
また、Ｃ含有量が本発明よりやや少なく、Ｓｉ含有量が本発明よりかなり多く、またｆ値が本発明より高い比較例４は、フェライト面積率が本発明例より高く、圧延材硬さが本発明例よりやや低く、高周波焼入れ後の表面硬さが本発明例よりかなり低く、またホブ加工におけるむしれおよび高周波焼入れによる歯形の歪みが本発明例より大きかった。
【００４６】
また、Ｃ含有量が本発明よりやや少なく、またＣｅｑが本発明より低い比較例５は、フェライト面積率が本発明例よりやや高く、圧延材硬さおよび高周波焼入れ後の表面硬さが本発明例よりかなり低く、さらにホブ加工におけるむしれおよび高周波焼入れによる歯形の歪みが本発明例より大きく、またねじり強度が本発明例よりやや低かった。
また、Ｃ含有量が本発明より多い比較例６は、最大パーライトブロックサイズが本発明例よりやや大きく、さらにホブ加工におけるむしれが本発明例より大きく、またねじり強度が本発明例よりかなり低かった。
【００４７】
また、Ｍｏ含有量が本発明よりやや少なく、またＣｅｑが本発明よりやや低い比較例７は、圧延材硬さが本発明例よりやや低く、さらにホブ加工におけるむしれが本発明例より大きく、またねじり強度が本発明例よりやや低かった。
また、Ｍｏ含有量が本発明より多い比較例８は、組織にマルテンサイトが存在しており、ホブ加工におけるむしれが本発明例より大きかった。
また、Ｓｉ含有量が本発明より多く、Ｂ含有量が本発明より少ない比較例９は、ねじり強度が本発明例よりかなり低かった。
また、Ｔｉ含有量およびＮ含有量が本発明よりやや多い比較例１０は、ねじり強度が本発明例よりかなり低かった。
【００４８】
実施例２
上記実施例１で作成したビレットのうちの表１の本発明例４および比較例２の成分組成を有するビレットを用い、熱間圧延の際の加熱温度を１１００〜１２５０℃、圧延温度を７５０〜９５０℃、冷却条件を衝風冷却、大気冷却またはポット冷却の範囲でそれぞれ調節して旧オーステナイト結晶粒度が下記表３に記載した結晶粒度番号になる試験材を作製した。この試験材より下記き裂生成エネルギー測定用試験片を作製し、下記き裂生成エネルギー試験を行った。その結果を下記表３に示す。なお、旧オーステナイト結晶粒度は、試験片のノッチ底断面を研磨し、エッチングした後、光学顕微鏡により測定した。
【００４９】
き裂生成エネルギー試験
ＪＩＳ２ｍｍＵノッチ試験片を高周波加熱装置により表面加熱温度９００〜１１００℃、加熱時間２〜５秒で加熱した後水冷し、１７０℃で焼戻しした。この試験片を用いて計装化シャルピー試験にてき裂生成エネルギーを求めた。この結果を下記表３に示す。
【００５０】
【表３】
表３の結果によると、旧オーステナイト結晶粒度が８．６と１０．５の本発明例１１と１２は、き裂生成エネルギーが１５Ｊと２０Ｊであった。
これに対して、旧オーステナイト結晶粒度が５．５と８．５（供試材の比較例２は、Ｓｉ含有量が本発明より多く、Ｃｅｑが本発明より高い。）の比較例１１と１２は、き裂生成エネルギーが本発明例の半分以下の６Ｊと９Ｊであった。
【００５２】
実施例３
上記実施例１で作成したビレットのうちの表１の本発明例１、３、４、６および７並びに比較例１，４および６の成分組成を有するビレットからφ５３ｍｍ、厚さ５ｍｍの試験片を作製した。この試験片を高周波焼入れ焼戻した後、表面硬さを測定するとともに、下記方法で摩耗量を測定した。その結果を下記表４に示す。
摩耗減量測定用試験
上記試験片を用い、ピンオンディスク式の摩耗試験機によって、荷重：２ＭＰａ、周速：１ｍ／分、潤滑：ドライおよび相手ピン：ＳＵＪ２の焼入れ焼戻し材（６２ＨＲＣ）の条件で２時間摩耗試験を実施した後供試材の摩耗減量を測定した。
【００５３】
【表４】
表４の結果によると、本発明例は、高周波焼入れ材表面硬さが６５０〜７２４ＨＶであり、また摩耗減量が０．００２〜０．００４ｇであった。
これに対して、比較例は、５４０〜５８０ＨＶであり、摩耗減量が本発明例の１０倍以上の０．０４３〜０．０６０ｇであった。
【００５５】
【効果】
本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼は、上記構成にしたことにより、ホブ加工時にむしれの発生が少なく、高周波焼入れ後の表面硬さ、衝撃値およびねじり強度が高く、高周波焼入れ時における熱処理歪みが小さいという優れた効果を奏する。
また、本発明の高強度ピニオンシャフト用鋼の製造方法は、上記構成にしたことにより、ホブ加工時にむしれの発生が少なく、高周波焼入れ後の表面硬さ、衝撃値およびねじり強度が高く、高周波焼入れ時における熱処理歪みが小さい高強度ピニオンシャフト用鋼を製造することができるという優れた効果を奏する。
Claims (7)
- 質量％で（以下同じ）、Ｃ：０．４５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．１５〜０．２５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％およびＮ：０．０１５％以下を含有し、かつ下記式１および式２を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする高強度ピニオンシャフト用鋼。
式１・・・０．８０≦Ｃｅｑ≦０．９５
ただし、Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．０７×Ｓｉ＋０．１６×Ｍｎ＋０．２０×Ｃｒ＋０．７２×Ｍｏ
式２・・・ｆ値≦１．０
ただし、ｆ値＝２．７８−３．２ ×Ｃ＋０．０５×Ｓｉ−０．６０×Ｍｎ−０．５５×Ｃｕ−０．８０×Ｎｉ−０．７５×Ｃｒ - Ｃ：０．４５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．１５〜０．２５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％およびＮ：０．０１５％以下を含有し、かつ下記式１および式２を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、熱間圧延後の組織がフェライト＋パーライト＋ベイナイトの３相組織で、かつフェライト面積率が４０％以下および最大パーライトブロックサイズが円相当径で１００μｍ以下であり、更に熱間圧延後の硬さが２４〜３０ＨＲＣであり、高周波焼入れ後の表面硬さが６５０ＨＶ以上になるとともに、焼入れ層の旧オーステナイト結晶粒度が粒度番号８以上になることを特徴とする高強度ピニオンシャフト用鋼。
式１・・・０．８０≦Ｃｅｑ≦０．９５
ただし、Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．０７×Ｓｉ＋０．１６×Ｍｎ＋０．２０×Ｃｒ＋０．７２×Ｍｏ
式２・・・ｆ値≦１．０
ただし、ｆ値＝２．７８−３．２ ×Ｃ＋０．０５×Ｓｉ−０．６０×Ｍｎ−０．５５×Ｃｕ−０．８０×Ｎｉ−０．７５×Ｃｒ - 上記残部のＦｅの一部に代えてＣｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＣｒ：０．５０％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２記載の高強度ピニオンシャフト用鋼。
- 上記残部のＦｅの一部に代えてＮｂ：０．２０％以下、Ｔａ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下およびＡｌ：０．１０％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし請求項３のうちのいずれか１項記載の高強度ピニオンシャフト用鋼。
- Ｃ：０．４５〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｍｏ：０．１５〜０．２５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％およびＮ：０．０１５％以下を含有し、かつ下記式１および式２を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を８５０℃以下の温度で減面率１０％以上の圧下率で加工することを特徴とする高強度ピニオンシャフト用鋼の製造方法。
式１・・・０．８０≦Ｃｅｑ≦０．９５
ただし、Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．０７×Ｓｉ＋０．１６×Ｍｎ＋０．２０×Ｃｒ＋０．７２×Ｍｏ
式２・・・ｆ値≦１．０
ただし、ＴＴｒ＝２．７８−３．２ ×Ｃ＋０．０５×Ｓｉ−０．６０×Ｍｎ−０．５５×Ｃｕ−０．８０×Ｎｉ−０．７５×Ｃｒ - 上記残部のＦｅの一部に代えてＣｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下およびＣｒ：０．５０％以下のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項５記載の高強度ピニオンシャフト用鋼の製造方法。
- 上記残部のＦｅの一部に代えてＮｂ：０．２０％以下、Ｔａ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．１０％以下およびＡｌ：０．１０％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項５または請求項６記載の高強度ピニオンシャフト用鋼の製造方法。
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Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007332440A (ja) * | 2006-06-16 | 2007-12-27 | Nippon Steel Corp | 低サイクル疲労特性に優れた高周波焼入れ鋼材及び高周波焼入れ部品 |
| JP2012219335A (ja) * | 2011-04-08 | 2012-11-12 | Kobe Steel Ltd | 被削性と高温強度に優れた高周波焼入れ用鋼、及びその製造方法 |
| KR101781647B1 (ko) | 2011-08-09 | 2017-09-25 | 엘지이노텍 주식회사 | 트랙션 모터 및 트랙션 모터의 프레임축의 열처리 방법 |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5682161B2 (ja) * | 2009-08-10 | 2015-03-11 | 株式会社ジェイテクト | 転がり摺動部材の製造方法 |
| JP5521885B2 (ja) | 2010-08-17 | 2014-06-18 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度かつ耐水素脆化特性に優れた機械部品用鋼線、および機械部品とその製造方法 |
| DE102010048134A1 (de) | 2010-10-11 | 2012-04-12 | Schaeffler Technologies Gmbh & Co. Kg | Vergütungsstahl |
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| CN102505098B (zh) * | 2011-11-29 | 2013-06-26 | 宁波市博祥新材料科技有限公司 | 一种低合金耐热高强钢构件 |
| CN102433513B (zh) * | 2011-11-29 | 2013-05-08 | 宁波兴柯汽车新材料科技有限公司 | 一种低合金耐热高强钢构件的制备及热处理方法 |
| KR101417260B1 (ko) * | 2012-04-10 | 2014-07-08 | 주식회사 포스코 | 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법 |
| DE102018212009A1 (de) | 2018-07-18 | 2020-01-23 | Volkswagen Aktiengesellschaft | Hochfestes Lenkritzel |
Family Cites Families (33)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01156420A (ja) * | 1987-12-11 | 1989-06-20 | Kawasaki Steel Corp | Ｃｕ析出型高張力綱の製造方法 |
| JPH02179841A (ja) | 1988-12-29 | 1990-07-12 | Aichi Steel Works Ltd | 高周波焼入用非調質鋼およびその製造方法 |
| US5279688A (en) * | 1989-12-06 | 1994-01-18 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Steel shaft material which is capable of being directly cut and induction hardened and a method for manufacturing the same |
| JP2725747B2 (ja) * | 1990-11-16 | 1998-03-11 | 大同特殊鋼株式会社 | 高周波焼入れ用鋼材 |
| JPH05125438A (ja) * | 1991-11-06 | 1993-05-21 | Nippon Steel Corp | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| EP0643148B1 (en) * | 1993-03-12 | 2002-06-19 | Nippon Steel Corporation | Steel material for induction-hardened shaft part and shaft part made therefrom |
| JP3304550B2 (ja) * | 1993-09-17 | 2002-07-22 | 新日本製鐵株式会社 | 切欠き付き高周波焼入れ部品の製造方法 |
| JPH0853714A (ja) | 1994-08-09 | 1996-02-27 | Kobe Steel Ltd | ねじり疲労強度に優れた機械構造用軸物部品 |
| JP3432944B2 (ja) | 1995-03-16 | 2003-08-04 | 新日本製鐵株式会社 | 捩り疲労強度の優れた高周波焼入れ軸部品用鋼材 |
| JP3432950B2 (ja) | 1995-04-17 | 2003-08-04 | 新日本製鐵株式会社 | 冷間加工性と捩り疲労強度特性を兼備した高周波焼入れ軸部品用鋼材 |
| JPH09195000A (ja) | 1996-01-22 | 1997-07-29 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 非調質鋼 |
| FR2744733B1 (fr) * | 1996-02-08 | 1998-04-24 | Ascometal Sa | Acier pour la fabrication de piece forgee et procede de fabrication d'une piece forgee |
| JPH108189A (ja) * | 1996-06-14 | 1998-01-13 | Daido Steel Co Ltd | 曲げ特性に優れる高周波焼入れ用鋼ならびにその 鋼材を用いた曲げ特性に優れる高周波焼入れ部品 |
| US5922145A (en) * | 1996-11-25 | 1999-07-13 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Steel products excellent in machinability and machined steel parts |
| JPH10195589A (ja) | 1996-12-26 | 1998-07-28 | Nippon Steel Corp | 高捩り疲労強度高周波焼入れ鋼材 |
| JPH1129836A (ja) * | 1997-05-13 | 1999-02-02 | Kawasaki Steel Corp | 高周波焼入れ用機械構造用鋼 |
| JP3606024B2 (ja) * | 1997-10-28 | 2005-01-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高周波焼入部品およびその製造方法 |
| JP3809004B2 (ja) * | 1998-02-24 | 2006-08-16 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度特性と低熱処理歪み特性に優れた高周波焼入れ用鋼材とその製造方法 |
| JP3593255B2 (ja) * | 1998-04-17 | 2004-11-24 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 高強度シャフトの製造方法 |
| DE19928775C2 (de) * | 1998-06-29 | 2001-10-31 | Nsk Ltd | Induktionsgehärtete Wälzlagervorrichtung |
| US6395108B2 (en) * | 1998-07-08 | 2002-05-28 | Recherche Et Developpement Du Groupe Cockerill Sambre | Flat product, such as sheet, made of steel having a high yield strength and exhibiting good ductility and process for manufacturing this product |
| EP1016801B1 (en) * | 1998-07-22 | 2003-09-10 | Ntn Corporation | Power transmission mechanism |
| JP4219023B2 (ja) * | 1998-11-19 | 2009-02-04 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度ドライブシャフトとその製造方法 |
| EP1069198A4 (en) * | 1999-01-28 | 2002-02-06 | Sumitomo Metal Ind | STEEL PRODUCT FOR STRUCTURAL PARTS OF MACHINERY |
| US6319337B1 (en) * | 1999-02-10 | 2001-11-20 | Ntn Corporation | Power transmission shaft |
| JP3966493B2 (ja) * | 1999-05-26 | 2007-08-29 | 新日本製鐵株式会社 | 冷間鍛造用線材及びその製造方法 |
| JP4435954B2 (ja) * | 1999-12-24 | 2010-03-24 | 新日本製鐵株式会社 | 冷間鍛造用棒線材とその製造方法 |
| JP4328924B2 (ja) | 2000-01-13 | 2009-09-09 | 住友金属工業株式会社 | 高強度軸部品の製造方法 |
| JP4405026B2 (ja) | 2000-02-22 | 2010-01-27 | 新日本製鐵株式会社 | 結晶粒の微細な高靱性高張力鋼の製造方法 |
| EP1462536B1 (en) * | 2000-06-07 | 2007-02-14 | Nippon Steel Corporation | Steel pipe excellent in formability and method of producing the same |
| JP2002060901A (ja) | 2000-08-24 | 2002-02-28 | Nisshin Steel Co Ltd | 草刈刃用鋼板 |
| JP3565428B2 (ja) * | 2000-10-02 | 2004-09-15 | 株式会社住友金属小倉 | 機械構造用鋼材 |
| JP4556334B2 (ja) * | 2001-02-01 | 2010-10-06 | 大同特殊鋼株式会社 | 軟窒化用非調質鋼熱間鍛造部品 |
-
2003
- 2003-01-23 JP JP2003014208A patent/JP4375971B2/ja not_active Expired - Fee Related
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2004
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Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007332440A (ja) * | 2006-06-16 | 2007-12-27 | Nippon Steel Corp | 低サイクル疲労特性に優れた高周波焼入れ鋼材及び高周波焼入れ部品 |
| JP2012219335A (ja) * | 2011-04-08 | 2012-11-12 | Kobe Steel Ltd | 被削性と高温強度に優れた高周波焼入れ用鋼、及びその製造方法 |
| KR101781647B1 (ko) | 2011-08-09 | 2017-09-25 | 엘지이노텍 주식회사 | 트랙션 모터 및 트랙션 모터의 프레임축의 열처리 방법 |
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