JP2005060718A

JP2005060718A - Drive shaft having excellent quenching crack resistance and fatigue characteristic and its manufacturing method

Info

Publication number: JP2005060718A
Application number: JP2003206788A
Authority: JP
Inventors: Yasuhiro Omori; 靖浩大森; Akihiro Matsuzaki; 明博松崎; Toru Hayashi; 透林; Takaaki Toyooka; 高明豊岡
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2003-08-08
Filing date: 2003-08-08
Publication date: 2005-03-10
Anticipated expiration: 2023-08-08
Also published as: JP4281440B2

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To stably provide a drive shaft having excellent quenching crack resistance and high torsional fatigue strength. <P>SOLUTION: The drive shaft contains, by mass: 0.35 to 0.7% C; 0.30 to 1.1% Si; 0.2 to 2.0% Mn; 0.005 to 0.25% Al; 0.005 to 0.1% Ti; 0.05 to 0.6% Mo; 0.0003 to 0.006% B; ≤0.06% S; ≤0.02% P; ≤0.2% Cr; and the balance Fe with inevitable impurities. The base material of the drive shaft has a bainite structure and/or a martensite structure, with ≥10% structure fraction of the total of the above bainite and martensite structures. The prior-austenite grain size in a hardened layer after induction hardening is ≤12 μm throughout the thickness of the hardened layer. <P>COPYRIGHT: (C)2005,JPO&NCIPI

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、表面に高周波焼入れによる硬化層をそなえる、耐焼割れ性および疲労特性に優れるドライブシャフトおよびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来，機械構造用部材である自動車用ドライブシャフトは、熱間圧延棒鋼に、熱間鍛造、さらには切削、冷間鍛造などを施して所定の形状に加工したのち、高周波焼入れ−焼戻しを行うことにより、機械構造用部材としての重要な特性であるねじり疲労強度を確保しているのが一般的である。
また、近年、環境問題から自動車用部材に対する軽量化への要求が強く、この観点から自動車用部材のねじり疲労強度の一層の向上が要求されている。
【０００３】
さらに、ドライブシャフトのスプライン部のような切欠き形状を有する部位に高周波焼入れを施すと、焼割れが発生する場合があり、ねじり疲労強度の低下の原因となるので、この点についての改善も望まれている。
なお、上記した焼割れを助長する元素は、主にＣやＰであるため、焼割れの抑制には、これらの元素を低減することが有効である。しかしながら、Ｃはねじり疲労強度の向上に有効な元素であるため、Ｃの積極的な低減はねじり疲労強度の観点からは好ましくない。
【０００４】
ねじり疲労強度を向上させるためには、例えば高周波焼入れによる焼入れ深さを増加させることが考えられる。しかしながら、焼入れ深さを増加してもある深さで疲労強度は飽和する。
また、ねじり疲労強度の向上には、粒界強度の向上も有効であり、この観点から、ＴｉＣを分散させることによって旧オーステナイト粒径を微細化する技術が提案されている（例えば特許文献１参照のこと）。
【０００５】
上記の特許文献１に記載された技術では、高周波焼入れ加熱時に微細なＴｉＣを多量に分散させることで、旧オーステナイト粒径の微細化を図るものであるため、焼入れ前にＴｉＣを溶体化しておく必要があり、熱間圧延工程で１１００℃以上に加熱する工程を採用している。そのため、熱延時に加熱温度を高くする必要があり、生産性に劣るという問題があった。
また、上記の特許文献１に開示された技術をもってしても、近年のねじり疲労強度および耐焼割れ性に対する要求には十分に応えられないところにも問題を残していた。
【０００６】
また、特許文献２には、硬化層深さＣＤと高周波焼入れ軸物部品の半径Ｒとの比（ＣＤ／Ｒ）を０．３〜０．７に制限した上で、このＣＤ／Ｒと高周波焼入れ後の表面から１ｍｍまでのオーステナイト結晶粒径γｆ、高周波焼入れままの（ＣＤ／Ｒ）＝０．１までの平均ビッカース硬さＨｆおよび高周波焼入れ後の軸中心部の平均ビッカース硬さＨｃで規定される値Ａを、Ｃ量に応じて所定の範囲に制御することによってねじり疲労強度を向上させた機械構造用軸物部品が提案されている。
しかしながら、この部品では、焼入れ硬化層の全厚にわたる旧オーステナイト粒径に考慮が払われていないため、やはり近年のねじり疲労強度に対する要求には十分に応えることができない。
また、特許文献２では、高周波焼入れ時における焼割れの発生については何ら考慮が払われていない。
【０００７】
【特許文献１】
特開２０００−１５４８１９号公報（特許請求の範囲、段落〔０００８〕）
【特許文献２】
特開平８−５３７１４号公報（特許請求の範囲）
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、従来よりもねじり疲労強度に優れ、かつ高周波焼入れ時における耐焼割れ性にも優れたドライブシャフトを、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、ねじり疲労強度および耐焼割れ性を効果的に向上させるべく、鋭意検討を行った。
その結果、以下に述べるように、ドライブシャフトの化学組成、組織、焼入れ条件および焼入れ後の硬化層全厚にわたる旧オーステナイト粒径を最適化することにより、優れたねじり疲労強度および耐焼割れ性を有するドライブシャフトが得られるとの知見を得た。
【００１０】
（１）適正な化学組成に調整したドライブシャフトに、焼入れを施し、焼入れ硬化層全厚にわたる旧オーステナイト粒径を１２μｍ以下とすることで、ねじり疲労強度および耐焼割れ性が顕著に向上する。具体的には、化学組成に関しては、特にＳｉおよびＭｏを適正な範囲で添加することで、高周波焼入れ加熱時におけるオーステナイトの核生成サイト数が増加し、またオーステナイト粒の成長が抑制されることにより、焼入れ硬化層の粒径が効果的に微細化し、その結果ねじり疲労強度および耐焼割れ性が顕著に向上する。特にＳｉを０．３０ｍａｓｓ％以上添加することにより、高周波焼入れ後に、硬化層全厚にわたり粒径：１２μｍ以下の硬化層が得られる。
【００１１】
（２）ドライブシャフトの母材の組織、すなわち焼入れ前の組織を、ベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織が特定の分率で含有された組織にすると、ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織がフェライト−パーライト組織に比べて炭化物が微細に分散した組織であるため、焼入れ加熱時にオーステナイトの核生成サイトであるフェライト／炭化物の界面の面積が増えて、生成したオーステナイトが微細化する。その結果、焼入れ硬化層の粒径が微細となり、これにより粒界強度が向上し、ねじり疲労強度および耐焼割れ性が向上する。
【００１２】
（３）上記したように、化学組成および組織を調整したドライブシャフトに対し、高周波焼入れ条件（加熱温度、時間、焼入れ回数）を適正に制御することで、硬化層粒径が顕著に微細化し、粒界強度が向上する。具体的には、加熱温度：８００〜１０００℃、加熱時間：５秒以下とすることにより、硬化層全厚にわたり粒径：１２μｍ以下の微細粒を安定して得ることができる。さらに、上記条件での焼入れ処理を２回以上繰り返すことにより、１回の焼入れに比べてさらに微細な硬化層粒径が得られる。その結果、さらにねじり疲労強度および耐焼割れ性が向上する。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１３】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：０．３５〜０．７ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．３０〜１．１ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：０．２〜２．０ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．００５〜０．２５ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、
Ｍｏ：０．０５〜０．６ｍａｓｓ％、
Ｂ：０．０００３〜０．００６ｍａｓｓ％、
Ｓ：０．０６ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０２ｍａｓｓ％以下および
Ｃｒ：０．２ｍａｓｓ％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、母材組織が、ベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織を有し、かつこれらベイナイト組織とマルテンサイト組織の合計の組織分率が１０％以上であり、さらに高周波焼入れ後の硬化層の旧オーステナイト粒径が硬化層全厚にわたり１２μｍ以下であることを特徴とする、耐焼割れ性および疲労特性に優れるドライブシャフト。
【００１４】
２．上記１において、鋼材の成分組成が、さらに
Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、
Ｎｉ：３．５ｍａｓｓ％以下、
Ｃｏ：１．０ｍａｓｓ％以下、
Ｎｂ：０．１ｍａｓｓ％以下および
Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする、耐焼割れ性および疲労特性に優れるドライブシャフト。
【００１５】
３．上記１または２において、高周波焼入れ後の硬化層厚みが２ｍｍ以上であることを特徴とする、耐焼割れ性および疲労特性に優れるドライブシャフト。
【００１６】
４．Ｃ：０．３５〜０．７ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．３０〜１．１ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：０．２〜２．０ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．００５〜０．２５ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、
Ｍｏ：０．０５〜０．６ｍａｓｓ％、
Ｂ：０．０００３〜０．００６ｍａｓｓ％、
Ｓ：０．０６ｍａｓｓ％以下、
Ｐ：０．０２ｍａｓｓ％以下および
Ｃｒ：０．２ｍａｓｓ％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、熱間加工後、０．２ ℃／ｓ以上の速度で冷却したのち、所定の長さに切断し、ついで切削加工後、スプライン部の転造加工を施したのち、焼入れ時の加熱温度：８００〜１０００℃の条件下で高周波焼入れを行うことを特徴とする、耐焼割れ性および疲労特性に優れるドライブシャフトの製造方法。
【００１７】
５．上記４において、前記鋼素材が、さらに
Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、
Ｎｉ：３．５ｍａｓｓ％以下、
Ｃｏ：１．０ｍａｓｓ％以下、
Ｎｂ：０．１ｍａｓｓ％以下および
Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする、耐焼割れ性および疲労特性に優れるドライブシャフトの製造方法。
【００１８】
６．上記４または５において、高周波焼入れを複数回繰り返すものとし、その際、最終の高周波焼入れ時の加熱温度を８００〜１０００℃とすることを特徴とする、耐焼割れ性および疲労特性に優れるドライブシャフトの製造方法。
【００１９】
７．上記６において、前記複数回の高周波焼入れの全てについて、高周波焼入れ時の加熱温度を８００〜１０００℃とすることを特徴とする、耐焼割れ性および疲労特性に優れるドライブシャフトの製造方法。
【００２０】
８．上記４〜７のいずれかにおいて、前記加熱温度範囲での加熱時間を、１回の高周波焼入れ当たり５秒以下とすることを特徴とする、耐焼割れ性および疲労特性に優れるドライブシャフトの製造方法。
【００２１】
９．上記４〜８のいずれかにおいて、高周波焼入れによる鋼材表面の硬化層厚みが２ｍｍ以上であることを特徴とする、耐焼割れ性および疲労特性に優れるドライブシャフトの製造方法。
【００２２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、ドライブシャフトの成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：０．３５〜０．７ｍａｓｓ％
Ｃは、焼入れ性への影響が最も大きい元素であり、焼入れ硬化層の硬さおよび深さを高めてねじり強度の向上に有効に寄与する。しかしながら、含有量が０．３５ｍａｓｓ％に満たないと必要とされるねじり強度を確保するためには焼入れ硬化深さを飛躍的に高めねばならず、その際焼割れの発生が顕著となり、またベイナイト組織も生成し難くなるため、０．３５ｍａｓｓ％以上を添加する。一方、０．７ｍａｓｓ％を超えて含有させると粒界強度が低下し、それに伴いねじり疲労強度が低下し、また切削性、冷間鍛造性および耐焼割れ性も低下する。このためＣは、０．３５〜０．７ｍａｓｓ％の範囲に限定した。好ましくは０．４〜０．６ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２３】
Ｓｉ：０．３０〜１．１ｍａｓｓ％
Ｓｉは、焼入れ加熱時にオーステナイトの核生成サイト数を増加させると共に、オーステナイトの粒成長を抑制し、焼入れ硬化層の粒径を微細化する作用を有する。また、炭化物生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制する。さらに、ベイナイト組織の生成にも有用な元素であり、これらのことによりねじり疲労強度および耐焼割れ性を向上させる。
このように、Ｓｉは、本発明において非常に重要な元素であり、０．３０ｍａｓｓ％以上の含有を必須とする。というのは、Ｓｉ量が０．３０ｍａｓｓ％に満たないと、製造条件および焼入れ条件をいかように調整しても硬化層全厚にわたって粒径が１２μｍ以下の微細粒とすることができないからである。しかしながら、Ｓｉ量が１．１ｍａｓｓ％を超えると、フェライトの固溶硬化により硬さが上昇し、切削性、冷間鍛造性および耐焼割れ性の低下を招く。従って、Ｓｉは、０．３０〜１．１ｍａｓｓ％の範囲に限定した。好ましくは０．４０〜１．０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２４】
Ｍｎ：０．２〜２．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、焼入れ時の硬化深さを確保する上で不可欠の成分であるため、積極的に添加するが、含有量が０．２ｍａｓｓ％未満ではその添加効果に乏しいので、０．２ｍａｓｓ％以上とした。好ましくは０．３ｍａｓｓ％以上である。一方、Ｍｎ量が２．０ｍａｓｓ％を超えると焼入れ後の残留オーステナイトが増加し、かえって表面硬度が低下し、ひいてはねじり疲労強度の低下を招き、また耐焼割れ性も低下するので、Ｍｎは２．０ｍａｓｓ％以下とした。なお、Ｍｎは含有量が多いと、母材の硬質化を招き、被削性に不利となるきらいがあるので、１．２ｍａｓｓ％以下とするのが好適である。さらに好ましくは１．０ｍａｓｓ％以下である。
【００２５】
Ａｌ：０．００５〜０．２５ｍａｓｓ％
Ａｌは、脱酸に有効な元素である。また、焼入れ加熱時におけるオーステナイト粒成長を抑制することによって焼入れ硬化層の粒径を微細化する上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が０．００５ｍａｓｓ％に満たないとその添加効果に乏しく、一方０．２５ｍａｓｓ％を超えて含有させてもその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招く不利が生じるので、Ａｌは０．００５〜０．２５ｍａｓｓ％の範囲に限定した。好ましくは０．０５〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２６】
Ｔｉ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％
Ｔｉは、不可避的不純物として混入するＮと結合することで、ＢがＢＮとなってＢの焼入れ性向上効果が消失するのを防止し、Ｂの焼入れ性向上効果を十分に発揮させる作用を有する。この効果を得るためには、少なくとも０．００５ｍａｓｓ％の含有を必要とするが、０．１ｍａｓｓ％を超えて含有されるとＴｉＮが多量に形成される結果、これが疲労破壊の起点となってねじり疲労強度の著しい低下を招くので、Ｔｉは０．００５〜０．１ｍａｓｓ％の範囲に限定した。好ましくは０．０１〜０．０７ｍａｓｓ％の範囲である。さらに、Ｎを確実に固定して、Ｂによる焼入れ性向上により、ベイナイトとマルテンサイト組織を得る観点からは、Ｔｉ（ｍａｓｓ％）／Ｎ（ｍａｓｓ％）≧３．４２を満足させることが好適である。
【００２７】
Ｍｏ：０．０５〜０．６ｍａｓｓ％
Ｍｏは、ベイナイト組織の生成を促進することにより、焼入れ加熱時のオーステナイト粒径を微細化し、焼入れ硬化層の粒径を細粒化する作用がある。また、焼入れ加熱時におけるオーステナイトの粒成長を抑制することにより、焼入れ硬化層の粒径を微細化する作用がある。さらに、焼入れ性の向上に有用な元素であるため、焼入れ性を調整するために用いられる。加えて、Ｍｏは、炭化物の生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を有効に阻止する元素でもある。
このように、Ｍｏは、本発明において非常に重要な元素であり、含有量が０．０５ｍａｓｓ％に満たないと、製造条件や焼入れ条件をいかように調整しても硬化層全厚にわたって粒径が１２μｍ以下の微細粒とすることができない。しかしながら、０．６ｍａｓｓ％を超えて含有させると、圧延材の硬さが著しく上昇し、加工性の低下を招く。また、Ｍｏが０．６ｍａｓｓ％を超えると耐焼割れ性も低下する。従って、Ｍｏは０．０５〜０．６ｍａｓｓ％の範囲に限定した。好ましくは０．１〜０．６ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２８】
Ｂ：０．０００３〜０．００６ｍａｓｓ％
Ｂは、ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織の生成を促進する効果を有する。またＢは、微量の添加によって焼入れ性を向上させ、焼入れ時の焼入れ深さを高めることによりねじり強度を向上させる効果もある。さらにＢは、粒界に優先的に偏析して、粒界に偏析するＰの濃度を低減し、粒界強度を向上させ、もってねじり疲労強度を向上させる作用もある。また、粒界強化により耐焼割れ性も向上させる。
このため、本発明では、Ｂを積極的に添加するが、含有量が０．０００３ｍａｓｓ％に満たないとその添加効果に乏しく、一方０．００６ｍａｓｓ％を超えて含有させるとその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招くため、Ｂは０．０００３〜０．００６ｍａｓｓ％の範囲に限定した。好ましくは０．０００５〜０．００４ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２９】
Ｓ：０．０６ｍａｓｓ％以下
Ｓは、鋼中でＭｎＳを形成し、切削性を向上させる有用元素であるが、０．０６ｍａｓｓ％を超えて含有させると粒界に偏析して粒界強度を低下させるため、Ｓは０．０６ｍａｓｓ％以下に制限した。好ましくは０．０４ｍａｓｓ％以下である。
【００３０】
Ｐ：０．０２ｍａｓｓ％以下
Ｐは、オーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより、ねじり疲労強度を低下させる。また、焼割れを助長する弊害もある。従って、Ｐの含有は極力低減することが望ましいが、０．０２ｍａｓｓ％までは許容される。
【００３１】
Ｃｒ：０．２ｍａｓｓ％以下
Ｃｒは、炭化物を安定化させて残留炭化物の生成を助長し、粒界強度を低下させてねじり疲労強度を劣化させる。さらにＣｒは焼割れを助長する。従って、Ｃｒの含有は極力低減することが望ましいが、０．２ｍａｓｓ％までは許容できる。好ましくは０．０５ｍａｓｓ％以下である。
【００３２】
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｃｕは、焼入れ性の向上に有効であり、またフェライト中に固溶し、この固溶強化によって、ねじり疲労強度を向上させる。また炭化物の生成を抑制することにより、炭化物による粒界強度の低下を抑制し、ねじり疲労強度を向上させる。しかしながら、含有量が１．０ｍａｓｓ％を超えると熱間加工時に割れが発生したり、また耐焼割れ性も低下するため、１．０ｍａｓｓ％以下の添加とする。なお好ましくは０．５ｍａｓｓ％以下である。
【００３３】
Ｎｉ：３．５ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、焼入れ性を向上させる元素であるので、焼入れ性を調整する場合に用いる。また、炭化物の生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制して、ねじり疲労強度を向上させる元素でもある。しかしながら、Ｎｉは極めて高価な元素であり、３．５ｍａｓｓ％を超えて添加すると鋼材のコストが上昇するので、３．５ｍａｓｓ％以下の添加とする。なお、０．０５ｍａｓｓ％未満の添加では焼入れ性の向上効果および粒界強度の低下抑制効果が小さいので、０．０５ｍａｓｓ％以上含有させることが望ましい。好ましくは０．１〜１．０ｍａｓｓ％である。
【００３４】
Ｃｏ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｃｏは、炭化物の生成を抑制して、炭化物による粒界強度の低下を抑制し、ねじり強度およびねじり疲労強度を向上させる元素である。しかしながら、Ｃｏは極めて高価な元素であり、１．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると鋼材のコストが上昇するので、１．０ｍａｓｓ％以下の添加とする。なお、０．０１ｍａｓｓ％未満の添加では、粒界強度の低下抑制効果が小さいので、０．０１ｍａｓｓ％以上添加することが望ましい。好ましくは０．０２〜０．５ｍａｓｓ％である。
【００３５】
Ｎｂ：０．１ｍａｓｓ％以下
Ｎｂは、焼入れ性の向上効果があるだけでなく、鋼中でＣ，Ｎと結合し析出強化元素として作用する。また、焼もどし軟化抵抗性を向上させる元素でもあり、これらの効果によってねじり疲労強度を向上させる。しかしながら、０．１ｍａｓｓ％を超えて含有させてもその効果は飽和するので、０．１ｍａｓｓ％を上限とする。なお、０．００５％未満の添加では、析出強化作用および焼もどし軟化抵抗性の向上効果が小さいため、０．００５ｍａｓｓ％以上添加することが望ましい。好ましくは０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％である。
【００３６】
Ｖ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｖは、鋼中でＣ，Ｎと結合し析出強化元素として作用する。また、焼もどし軟化抵抗性を向上させる元素でもあり、これらの効果によりねじり疲労強度を向上させる。しかしながら、０．５ｍａｓｓ％を超えて含有させてもその効果は飽和するので、０．５ｍａｓｓ％以下とする。なお、０．０１ｍａｓｓ％未満の添加では、ねじり疲労強度の向上効果が小さいので、０．０１ｍａｓｓ％以上添加することが望ましい。好ましくは０．０３〜０．３ｍａｓｓ％である。
【００３７】
以上、好適成分組成範囲について説明したが、本発明では、成分組成を上記の範囲に限定するだけでは不十分で、鋼組織の調整も重要である。
すなわち、本発明においては、ドライブシャフトの母材組織、すなわち焼入れ前の組織（高周波焼入れ後の硬化層以外の組織に相当）が、ベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織を有し、かつこれらベイナイト組織とマルテンサイト組織の合計の組織分率を体積分率（ｖｏｌ％）で１０％以上とする必要がある。この理由は、ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織は、フェライト−パーライト組織に比べて炭化物が微細に分散した組織であるため、焼入れ加熱時にオーステナイトの核生成サイトである、フェライト／炭化物界面の面積が増加し、生成したオーステナイトが微細化するため、焼入れ硬化層の粒径を微細化するのに有効に寄与するからである。そして、焼入れ硬化層の粒径の微細化により、粒界強度が上昇し、ねじり疲労強度および耐焼割れ性が向上する。
ここに、ベイナイト組織とマルテンサイト組織の合計の組織分率は２０ｖｏｌ％以上とすることがより好ましい。
【００３８】
なお、ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織以外の残部組織は、フェライト、パーライト等いずれでもよく、特に規定しない。
また、焼入れ後の硬化層の粒径の微細化に関しては、マルテンサイト組織もベイナイト組織と同程度の効果を有するが、工業的な観点からは、マルテンサイト組織に比べてベイナイト組織の方がより合金元素の添加量が少なくて済み、また低冷却速度で生成させることが可能であるため、製造上有利となる。また、母材組織でマルテンサイトの組織分率が大きくなると、スプラインの転造性が悪化する。すなわち、転造ダイスの欠損等の問題が生じるため、この意味から母材組織は、ベイナイト１０％以上、好ましくはベイナイト２０％以上とし、残部はフェライトおよび／またはパーライト組織とすることが好ましい。
【００３９】
また、本発明のドライブシャフトでは、高周波焼入れ後の硬化層の旧オーステナイト粒径の調整も重要である。すなわち、高周波焼入れ後の硬化層に関し、その全厚にわたって旧オーステナイト粒径を１２μｍ以下とする必要がある。というのは、焼入れ硬化層の全厚にわたる粒径が１２μｍを超えると、十分な粒界強度が得られず、満足いくほどのねじり疲労強度の向上が望めないからである。なお、好ましくは１０μｍ以下、さらに好ましくは５μｍ以下である。
【００４０】
ここに、焼入れ硬化層の全厚にわたる旧オーステナイト粒径の測定は、次のようにして行う。
高周波焼入れ後の本発明のドライブシャフトでは、高周波焼入れした部分の最表層は面積率で１００％のマルテンサイト組織を有する。そして、表面から内部にいくに従い、ある深さまでは１００％マルテンサイト組織の領域が続くが、ある深さから急激にマルテンサイト組織の面積率が減少する。
本発明では、高周波焼入れした部分について、鋼材表面から、マルテンサイト組織の面積率が９８％に減少するまでの深さ領域を硬化層と定義する。
そして、この硬化層について、表面から硬化層厚の１／５位置、１／２位置および４／５位置それぞれの位置における平均旧オーステナイト粒径を測定し、いずれの平均旧オーステナイト粒径も１２μｍ以下である場合に、焼入れ硬化層の全厚にわたる旧オーステナイト粒径が１２μｍ以下であるとする。
なお、平均旧オーステナイト粒径の測定は、光学顕微鏡により、４００倍（１視野の面積：０．２５ｍｍ×０．２２５ｍｍ）から１０００倍（１視野の面積：０．１０ｍｍ×０．０９ｍｍ）で、各位置毎に５視野観察し、画像解析装置により平均粒径を測定することにより行う。
【００４１】
さらに、本発明において、高周波焼入れによる硬化層厚みは２ｍｍ以上とすることが好適である。というのは、所望特性が転動疲労寿命のような極表層付近の組織のみに依存するような場合には、硬化層厚みが１ｍｍ程度でもそれなりの効果は得られるが、本発明のようにねじり疲労強度を問題とする場合には、硬化層厚みは厚いほど好ましいからである。従って、より好ましい硬化層厚みは２．５ｍｍ以上、さらに好ましくは３ｍｍ以上である。
【００４２】
次に、本発明の製造条件について説明する。
所定の成分組成に調整した鋼材を、棒鋼圧延または熱間鍛造後、所定の長さに切断し、ついで表面切削加工を施したのち、図１に示すように、スプライン部２について転造加工を施し、ついでドライブシャフト１全体に高周波焼入れ−焼戻し処理を施して、製品とする。
【００４３】
本発明では、ドライブシャフトの母材組織を、上述したベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織を有し、かつこれらベイナイト組織とマルテンサイト組織の合計の組織分率が１０ｖｏｌ％以上の組織とするために、圧延・鍛造等の熱間加工後は、０．２ ℃／ｓ以上の速度で冷却する必要がある。というのは、冷却速度が０．２ ℃／ｓ未満の場合には、ベイナイトあるいはマルテンサイト組織が得られ難くなり、これら組織の合計の組織分率が１０ｖｏｌ％に達しない場合が生じるからである。熱間加工後の冷却速度の好適範囲は０．３〜３０℃／ｓである。
なお、熱間加工は９００℃超〜１１５０℃の温度範囲で行うことが好ましい。９００ ℃以下では、必要なベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織が得られず、一方１１５０℃超では加熱コストが大きくなるため、経済的に不利となるからである。
【００４４】
また、本発明において、表面切削加工およびスプライン部の転造加工は、特に制限されるものではなく、従来公知の方法を用いれば良い。
【００４５】
次に、本発明では、スプライン部の転造加工後、上述した硬化層を得るために高周波焼入れを施すが、この高周波焼入れ時の加熱温度範囲は８００〜１０００℃とする必要がある。というのは、加熱温度が８００℃未満の場合、オーステナイト組織の生成が不十分となり、上述した硬化層組織の生成が不十分となる結果、十分なねじり疲労強度および耐焼割れ性を確保することができず、一方、加熱温度が１０００℃超えの場合、オーステナイト粒の成長が促進されて粗大となり、硬化層の粒径が粗大となるため、やはりねじり疲労強度および耐焼割れ性の低下を招くからである。より好ましい加熱温度範囲は８００〜９５０ ℃である。
【００４６】
上記した高周波焼入れを複数回繰り返す場合には、少なくとも最終の高周波焼入れを、加熱温度：８００〜１０００℃として行えばよい。ここに、高周波焼入れを複数回繰り返す場合には、全ての高周波焼入れについて、加熱温度：８００〜１０００℃とすることが最も望ましい。そして、２回以上の繰り返し焼入れを行うことで、１回焼入れに比べてさらに微細な硬化層粒径を得ることができる。
なお、高周波焼入れを複数回繰り返す場合、少なくとも最終の高周波焼入れによる焼入れ深さは、それ以前の高周波焼入れによる焼入れ深さと同等またはそれ以上とすることが好ましい。というのは、硬化層の結晶粒径は、最後の高周波焼入れに一番強く影響されるので、最後の高周波焼入れによる焼入れ深さが、それ以前の高周波焼入れによる焼入れ深さよりも小さいと、硬化層全厚にわたる平均結晶粒径がむしろ大きくなり、かえってねじり疲労強度および耐焼割れ性が低下する傾向にあるからである。
【００４７】
また、本発明においては、高周波焼入れは、上記加熱温度範囲における加熱時間を５秒以下とすることが好ましい。というのは、加熱時間を５秒以下とした場合には、５秒を超える場合に比べて、オーステナイトの粒成長をさらに抑制することができ、非常に微細な硬化層粒径を得ることができる。より好ましい加熱時間は３秒以下である。
【００４８】
【実施例】
表１に示す成分組成になる鋼素材を、転炉により溶製し、連続鋳造により鋳片とした。鋳片サイズは３００×４００ｍｍであった。この鋳片を、ブレークダウン工程を経て１５０ｍｍ角ビレットに圧延したのち、２４ｍｍφの棒鋼に圧延した。圧延の仕上温度はベイナイトあるいはマルテンサイト組織生成の観点から好適な温度として９００ ℃超とした。圧延後の冷却は表２に示す条件とした。
ついで、この棒鋼を所定の長さに切断後、表面切削加工およびスプライン部の転造加工を施して、図１に示す寸法・形状になるスプライン部２を有するドライブシャフト１を作製した。このドライブシャフトに、周波数：１５ｋＨｚの高周波焼入れ装置を用いて、表２に示す条件下で焼入れを行った後、加熱炉を用いて１７０℃×３０分の条件で焼もどしを行い、その後ねじり疲労強度について調査した。
なお、ねじり疲労強度は、ドライブシャフトのねじり疲労試験において破断繰り返し数が１×１０^５回の時のトルク値（Ｎ・ｍ）で評価した。ねじり疲労試験は、油圧式疲労試験機を用い、図２に示すように、スプライン部２ａ，２ｂをそれぞれ円盤状のつかみ具３ａ，３ｂに組み込み、つかみ具３ａ，３ｂとの間に周波数：１〜２Ｈｚで繰り返しねじりトルクを負荷することにより行った。
【００４９】
また、同じドライブシャフトについて、鋼材の母材組織、焼入れ後の硬化層厚み、硬化層の全厚にわたって得られる平均硬化層粒径（旧オーステナイト粒径）を、光学顕微鏡を用いて測定した。
ここで、硬化層厚みについては、前述したように、鋼材表面からマルテンサイト組織の面積率が９８％に減少する深さまでとした。また、高周波焼入れを複数回実施したものについては、それぞれの焼入れ後の硬化層厚みを測定した。さらに、硬化層粒径については、表面から硬化層厚の１／５位置、１／２位置および４／５位置それぞれの位置における平均旧オーステナイト粒径を測定し、それらの最大値を示した。なお、高周波焼入れを複数回実施したものについては、最終焼入れ後の平均旧オーステナイト粒径を測定した。
【００５０】
さらに、同じドライブシャフトについて、耐焼割れ性についても調査した。
この耐焼割れ性は、高周波焼入れ後のスプライン部のＣ断面５ヶ所を切断・研磨し、光学顕微鏡（倍率：１００〜２００倍）で観察した時の焼割れ発生個数で評価した。
また、それぞれのドライブシャフトにスプラインの転造加工を施したのち、転造ダイスの欠損の有無を目視で観察し、欠損有りの場合を転造性不良（×）、欠損なしの場合を転造性良好（○）として評価した。
得られた結果を表２に併記する。
【００５１】
【表１】

【００５２】
【表２】

【００５３】
表２から明らかなように、本発明で規定した成分組成範囲を満足し、かつ本発明の高周波焼入れ条件を満たす条件で製造したドライブシャフトはいずれも、硬化層の旧オーステナイト粒径が全厚にわたって１２μｍ以下を満たしており、その結果９９５Ｎ・ｍ以上という高いねじり疲労強度および焼割れ個数：０という優れた耐焼割れ性を得ることができた。
また、表２中のＮｏ．１と２あるいはＮｏ．４と５を比較すると、焼入れ回数を１回から２回に増やすことで、硬化層の粒径が微細化し、ねじり疲労強度がさらに上昇することが分かる。
こらに、Ｎｏ．８，Ｎｏ．３７，Ｎｏ．３８を比較すると、焼入れ回数を１回から２回に増やした場合において、２回目の焼入れ深さの方が浅い場合（Ｎｏ．３７）には、１回しか施さなかった場合よりもねじり疲労強度はむしろ低下するのに対し、２回目の焼入れ深さを深くした場合（Ｎｏ．３８）には、１回しか施さなかった場合に比べてねじり疲労強度は大幅に向上した。Ｎｏ．３８では、硬化層厚方向で、表面から硬化層厚の４／５位置で最も旧オーステナイト粒径が大きく、３．５ μｍであったが、表層近傍（表面から硬化層厚の１／５位置）では旧オーステナイト粒径は２．６μｍであり、表層の粒径が微細化していることが、疲労強度の向上に寄与したものと考えられる。
なお、Ｎｏ．７は、得られたドライブシャフトは焼割れもなく、ねじり疲労強度も高いものであったが、母材組織がマルテンサイト主体であったことから、スプラインの転造加工中に転造ダイスに欠損が生じた。
【００５４】
これに対し、Ｎｏ．１１は、加工後の冷却速度が小さいため、ベイナイトとマルテンサイトの合計組織分率が１０％未満となっており、その結果、硬化層粒径が粗大となり、ねじり疲労強度が低い。また、焼割れ個数が５個と耐焼割れ性にも劣っている。
Ｎｏ．２４は、硬化層粒径は微細であるものの、Ｃ含有量が本発明の範囲より高いため、粒界強度の低下を招き、そのためねじり疲労強度が劣っている。
Ｎｏ，２５，２６，２７は、それぞれＣ，Ｓｉ，Ｍｏの含有量が本発明の適正範囲よりも低いため、硬化層粒径が粗大となり、ねじり疲労強度および耐焼割れ性が共に劣っている。
Ｎｏ．２８はＢ含有量が低く、またＮｏ．２９はＭｎ含有量が、Ｎｏ．３０はＳおよびＰ含有量が、Ｎｏ．３１はＣｒ含有量が、それぞれ本発明の適正範囲を超えているため、いずれも粒界強度の低下を招き、ねじり疲労強度が劣っている。特にＮｏ．２８，Ｎｏ．２９は耐焼割れ性にも劣っている。
Ｎｏ．３２は、Ｔｉ含有量が本発明の適正範囲を超えているため、ねじり疲労強度が劣っており、逆にＮｏ．３５はＴｉ含有量が低いため、硬化層粒径が粗大となり、ねじり疲労強度および耐焼割れ性に劣っている。
Ｎｏ．３３は、高周波焼入れ時の加熱温度が高すぎるために硬化層の粒径が粗大となり、ねじり疲労強度および耐焼割れ性に劣っており、一方Ｎｏ．３４は、高周波焼入れ時の加熱温度が低すぎるため硬化層が形成されず、ねじり疲労強度に劣っている。
Ｎｏ．３６は、Ｓｉ量が本発明の下限に満たない０．２８ｍａｓｓ％の場合であるが、この例のように、Ｓｉ量が本発明の下限をわずかでも下回る場合には、硬化層全厚にわたって１２μｍ以下の粒径を得ることができず、その結果、ねじり疲労強度および耐焼割れ性に劣っている。
【００５５】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、耐焼割れ性に優れかつ高いねじり疲労強度を有するドライブシャフトを安定して得ることができ、その結果、自動車用部材の軽量化の要求に対して偉功を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】代表的なドライブシャフトの正面図である。
【図２】ドライブシャフトのねじり疲労試験における試験要領を示す図である。
【符号の説明】
１ドライブシャフト
２スプライン部
３つかみ具[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a drive shaft having a hardened layer formed by induction hardening on the surface and excellent in cracking resistance and fatigue characteristics, and a method for manufacturing the drive shaft.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, drive shafts for automobiles, which are members for machine structures, are subjected to induction hardening and tempering after hot forging, further cutting, cold forging, etc. are performed on hot rolled steel bars into a predetermined shape. Therefore, it is common to ensure torsional fatigue strength, which is an important characteristic as a machine structural member.
In recent years, there has been a strong demand for weight reduction of automobile members due to environmental problems, and further improvement in torsional fatigue strength of automobile members has been demanded from this viewpoint.
[0003]
Furthermore, if induction hardening is applied to a portion having a notch shape such as a spline portion of a drive shaft, it may cause a cracking crack, resulting in a decrease in torsional fatigue strength. It is rare.
In addition, since the elements that promote the above-described burning crack are mainly C and P, it is effective to reduce these elements in order to suppress the burning crack. However, since C is an element effective for improving torsional fatigue strength, positive reduction of C is not preferable from the viewpoint of torsional fatigue strength.
[0004]
In order to improve the torsional fatigue strength, for example, it is conceivable to increase the quenching depth by induction quenching. However, even if the quenching depth is increased, the fatigue strength is saturated at a certain depth.
Further, improvement of the grain boundary strength is also effective for improving the torsional fatigue strength. From this viewpoint, a technique for refining the prior austenite grain size by dispersing TiC has been proposed (for example, see Patent Document 1). )
[0005]
In the technique described in Patent Document 1 described above, since fine TiC is dispersed in a large amount during induction hardening heating, the prior austenite grain size is refined, so that TiC is solutionized before quenching. It is necessary to adopt a process of heating to 1100 ° C. or higher in the hot rolling process. Therefore, there is a problem that it is necessary to increase the heating temperature during hot rolling, resulting in poor productivity.
Further, even with the technique disclosed in the above-mentioned Patent Document 1, there is still a problem in that it cannot sufficiently meet the recent demands for torsional fatigue strength and fire cracking resistance.
[0006]
In Patent Document 2, the ratio (CD / R) between the hardened layer depth CD and the radius R of the induction-hardened shaft component is limited to 0.3 to 0.7, and this CD / R and induction hardening are performed. It is defined by the austenite grain size γf from the subsequent surface to 1 mm, the average Vickers hardness Hf up to (CD / R) = 0.1 as it is induction-hardened, and the average Vickers hardness Hc at the axial center after induction hardening. There has been proposed a shaft component for a mechanical structure in which the torsional fatigue strength is improved by controlling the value A within a predetermined range in accordance with the C amount.
However, in this component, since the prior austenite grain size over the entire thickness of the hardened hardened layer is not taken into consideration, it is still impossible to sufficiently meet the recent demand for torsional fatigue strength.
In Patent Document 2, no consideration is given to the occurrence of quench cracks during induction hardening.
[0007]
[Patent Document 1]
JP 2000-154819 A (Claims, paragraph [0008])
[Patent Document 2]
JP-A-8-53714 (Claims)
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been developed in view of the above-mentioned present situation, and proposes a drive shaft that is superior in torsional fatigue strength and superior in resistance to seizure cracking during induction hardening together with its advantageous manufacturing method. Objective.
[0009]
[Means for Solving the Problems]
Now, the inventors have conducted intensive studies in order to effectively improve the torsional fatigue strength and the fire cracking resistance.
As a result, it has excellent torsional fatigue strength and anti-cracking resistance by optimizing the prior austenite grain size over the entire thickness of the hardened layer after quenching, as described below, the chemical composition of the drive shaft, the structure, quenching conditions The knowledge that a drive shaft is obtained was acquired.
[0010]
(1) When the drive shaft adjusted to an appropriate chemical composition is quenched, and the prior austenite grain size over the entire thickness of the quenched and hardened layer is set to 12 μm or less, the torsional fatigue strength and the anti-cracking resistance are remarkably improved. Specifically, with regard to chemical composition, especially by adding Si and Mo within an appropriate range, the number of austenite nucleation sites during induction hardening increases, and the growth of austenite grains is suppressed. The grain size of the hardened hardened layer is effectively refined, and as a result, the torsional fatigue strength and the quench cracking resistance are remarkably improved. In particular, by adding 0.30 mass% or more of Si, a hardened layer having a particle size of 12 μm or less can be obtained over the entire thickness of the hardened layer after induction hardening.
[0011]
(2) When the structure of the base material of the drive shaft, that is, the structure before quenching is made into a structure containing a bainite structure and / or a martensite structure at a specific fraction, the bainite structure or the martensite structure is a ferrite-pearlite structure. Compared with, the carbide is finely dispersed in the structure, so that the area of the ferrite / carbide interface, which is the nucleation site of austenite, increases during quenching heating, and the generated austenite becomes finer. As a result, the grain size of the quenched and hardened layer becomes fine, thereby improving the grain boundary strength and improving torsional fatigue strength and quench cracking resistance.
[0012]
(3) As described above, by appropriately controlling the induction hardening conditions (heating temperature, time, number of times of quenching) for the drive shaft with the adjusted chemical composition and structure, the hardened layer particle size is remarkably refined, Grain boundary strength is improved. Specifically, by setting the heating temperature: 800 to 1000 ° C. and the heating time: 5 seconds or less, fine particles having a particle size of 12 μm or less can be stably obtained over the entire thickness of the cured layer. Furthermore, by repeating the quenching process under the above conditions twice or more, a finer hardened layer particle size can be obtained as compared with one quenching. As a result, torsional fatigue strength and fire cracking resistance are further improved.
The present invention is based on the above findings.
[0013]
That is, the gist configuration of the present invention is as follows.
1. C: 0.35-0.7 mass%,
Si: 0.30 to 1.1 mass%,
Mn: 0.2 to 2.0 mass%,
Al: 0.005 to 0.25 mass%,
Ti: 0.005 to 0.1 mass%,
Mo: 0.05-0.6 mass%,
B: 0.0003 to 0.006 mass%,
S: 0.06 mass% or less,
P: 0.02 mass% or less and Cr: 0.2 mass% or less, the balance is the composition of Fe and inevitable impurities, the base material structure has a bainite structure and / or martensite structure, and The total structural fraction of these bainite and martensite structures is 10% or more, and the prior austenite grain size of the hardened layer after induction hardening is 12 μm or less over the entire thickness of the hardened layer. Drive shaft with excellent durability and fatigue characteristics.
[0014]
2. In said 1, the component composition of steel materials is further Cu: 1.0 mass% or less,
Ni: 3.5 mass% or less,
Co: 1.0 mass% or less,
A drive shaft excellent in fire cracking resistance and fatigue characteristics characterized by having a composition containing one or more selected from Nb: 0.1 mass% or less and V: 0.5 mass% or less .
[0015]
3. 3. A drive shaft having excellent fire cracking resistance and fatigue characteristics, wherein the hardened layer thickness after induction hardening is 2 mm or more in 1 or 2 above.
[0016]
4). C: 0.35-0.7 mass%,
Si: 0.30 to 1.1 mass%,
Mn: 0.2 to 2.0 mass%,
Al: 0.005 to 0.25 mass%,
Ti: 0.005 to 0.1 mass%,
Mo: 0.05-0.6 mass%,
B: 0.0003 to 0.006 mass%,
S: 0.06 mass% or less,
A steel material containing P: 0.02 mass% or less and Cr: 0.2 mass% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities, at a rate of 0.2 ° C./s or more after hot working. After cooling, it is cut to a predetermined length, and after cutting, after rolling the spline part, it is characterized by performing induction hardening at a heating temperature of 800 to 1000 ° C. A drive shaft manufacturing method that excels in fire cracking resistance and fatigue properties.
[0017]
5). In said 4, the said steel raw material is further Cu: 1.0 mass% or less,
Ni: 3.5 mass% or less,
Co: 1.0 mass% or less,
A drive shaft excellent in fire cracking resistance and fatigue characteristics characterized by having a composition containing one or more selected from Nb: 0.1 mass% or less and V: 0.5 mass% or less Manufacturing method.
[0018]
6). In the above 4 or 5, induction hardening is repeated a plurality of times, and at that time, the heating temperature at the final induction hardening is set to 800 to 1000 ° C., and the drive shaft having excellent quench cracking resistance and fatigue characteristics is provided. Production method.
[0019]
7). 6. The method for producing a drive shaft having excellent quench cracking resistance and fatigue characteristics, wherein the heating temperature during induction hardening is set to 800 to 1000 ° C. for all of the plurality of induction hardenings.
[0020]
8). Any one of the above 4 to 7, wherein the heating time in the heating temperature range is 5 seconds or less per induction hardening, and the method for producing a drive shaft having excellent quench cracking resistance and fatigue characteristics.
[0021]
9. Any one of the above 4 to 8, wherein the thickness of the hardened layer on the surface of the steel material by induction hardening is 2 mm or more, and the method for producing a drive shaft having excellent quench cracking resistance and fatigue characteristics.
[0022]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present invention will be specifically described below.
First, the reason why the component composition of the drive shaft is limited to the above range in the present invention will be described.
C: 0.35-0.7 mass%
C is an element having the greatest influence on hardenability, and increases the hardness and depth of the hardened hardened layer and effectively contributes to the improvement of torsional strength. However, in order to ensure the torsional strength required when the content is less than 0.35 mass%, the quench hardening depth must be dramatically increased. Since it becomes difficult to generate a structure, 0.35 mass% or more is added. On the other hand, when the content exceeds 0.7 mass%, the grain boundary strength decreases, and accordingly, the torsional fatigue strength decreases, and the machinability, cold forgeability and fire cracking resistance also decrease. For this reason, C was limited to the range of 0.35-0.7 mass%. Preferably it is the range of 0.4-0.6 mass%.
[0023]
Si: 0.30 to 1.1 mass%
Si has the effect of increasing the number of nucleation sites of austenite during quenching heating, suppressing grain growth of austenite, and reducing the grain size of the quenched hardened layer. Moreover, carbide | carbonized_material production | generation is suppressed and the fall of the grain boundary strength by carbide | carbonized_material is suppressed. Furthermore, it is an element useful for the formation of a bainite structure, and these improve torsional fatigue strength and fire cracking resistance.
Thus, Si is a very important element in the present invention, and it is essential to contain 0.30 mass% or more. This is because if the Si amount is less than 0.30 mass%, fine particles having a particle size of 12 μm or less cannot be obtained over the entire thickness of the cured layer, regardless of how the manufacturing conditions and quenching conditions are adjusted. . However, if the amount of Si exceeds 1.1 mass%, the hardness increases due to the solid solution hardening of the ferrite, leading to a decrease in machinability, cold forgeability, and fire cracking resistance. Therefore, Si was limited to the range of 0.30 to 1.1 mass%. Preferably it is the range of 0.40-1.0 mass%.
[0024]
Mn: 0.2 to 2.0 mass%
Mn is an essential component for improving the hardenability and ensuring the hardening depth during quenching, so it is actively added. However, if the content is less than 0.2 mass%, the effect of addition is poor. It was set to 0.2 mass% or more. Preferably it is 0.3 mass% or more. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 2.0 mass%, the retained austenite after quenching increases, and on the contrary, the surface hardness decreases, leading to a decrease in torsional fatigue strength. It was set to 0 mass% or less. It should be noted that if Mn is contained in a large amount, the base material is hardened, which may be disadvantageous in machinability. Therefore, the content is preferably set to 1.2 mass% or less. More preferably, it is 1.0 mass% or less.
[0025]
Al: 0.005 to 0.25 mass%
Al is an element effective for deoxidation. Moreover, it is an element useful also in refine | miniaturizing the particle size of a hardening hardening layer by suppressing the austenite grain growth at the time of quenching heating. However, if the content is less than 0.005 mass%, the effect of addition is poor. On the other hand, if the content exceeds 0.25 mass%, the effect is saturated, and rather, a disadvantage that causes an increase in the component cost occurs. Was limited to the range of 0.005 to 0.25 mass%. Preferably it is the range of 0.05-0.10 mass%.
[0026]
Ti: 0.005 to 0.1 mass%
Ti combines with N mixed as an unavoidable impurity to prevent B from becoming BN and the effect of improving the hardenability of B to disappear, and has the effect of sufficiently exerting the effect of improving the hardenability of B. . In order to obtain this effect, it is necessary to contain at least 0.005 mass%. However, if it exceeds 0.1 mass%, a large amount of TiN is formed, which becomes the starting point of fatigue fracture. Since the torsional fatigue strength is significantly reduced, Ti is limited to the range of 0.005 to 0.1 mass%. Preferably it is the range of 0.01-0.07 mass%. Furthermore, it is preferable to satisfy Ti (mass%) / N (mass%) ≧ 3.42 from the viewpoint of securely fixing N and improving the hardenability with B to obtain a bainite and martensite structure. is there.
[0027]
Mo: 0.05-0.6 mass%
Mo promotes the formation of a bainite structure, thereby minimizing the austenite grain size during quenching and heating and reducing the grain size of the quenched hardened layer. Moreover, it has the effect | action which refines | miniaturizes the particle size of a hardening hardening layer by suppressing the grain growth of austenite at the time of quenching heating. Furthermore, since it is an element useful for improving hardenability, it is used for adjusting hardenability. In addition, Mo is an element that suppresses the formation of carbides and effectively prevents a decrease in grain boundary strength due to carbides.
Thus, Mo is a very important element in the present invention. If the content is less than 0.05 mass%, the particle size over the entire thickness of the hardened layer can be adjusted no matter how the manufacturing conditions and quenching conditions are adjusted. Cannot be made into fine grains having a size of 12 μm or less. However, if the content exceeds 0.6 mass%, the hardness of the rolled material is remarkably increased, resulting in a decrease in workability. Moreover, when Mo exceeds 0.6 mass%, the fire cracking resistance also decreases. Therefore, Mo is limited to the range of 0.05 to 0.6 mass%. Preferably it is the range of 0.1-0.6 mass%.
[0028]
B: 0.0003 to 0.006 mass%
B has an effect of promoting the formation of a bainite structure or a martensite structure. B also has the effect of improving the torsional strength by improving the hardenability by adding a small amount and increasing the quenching depth during quenching. Further, B preferentially segregates at the grain boundary, reduces the concentration of P segregating at the grain boundary, improves the grain boundary strength, and thus has an effect of improving torsional fatigue strength. Also, the crack resistance is improved by strengthening the grain boundaries.
For this reason, in the present invention, B is positively added. However, when the content is less than 0.0003 mass%, the effect of addition is poor, while when the content exceeds 0.006 mass%, the effect is saturated, Rather, in order to increase the component cost, B is limited to the range of 0.0003 to 0.006 mass%. Preferably it is the range of 0.0005-0.004 mass%.
[0029]
S: 0.06 mass% or less S is a useful element that forms MnS in steel and improves the machinability, but if it exceeds 0.06 mass%, it segregates at the grain boundary and decreases the grain boundary strength. Therefore, S is limited to 0.06 mass% or less. Preferably it is 0.04 mass% or less.
[0030]
P: 0.02 mass% or less P segregates at the grain boundary of austenite and reduces the torsional fatigue strength by lowering the grain boundary strength. In addition, there is a harmful effect that promotes burning cracks. Therefore, it is desirable to reduce the content of P as much as possible, but it is allowed up to 0.02 mass%.
[0031]
Cr: 0.2 mass% or less Cr stabilizes carbides to promote the formation of residual carbides, lowers the grain boundary strength, and deteriorates torsional fatigue strength. Further, Cr promotes burning cracks. Therefore, it is desirable to reduce the Cr content as much as possible, but it is acceptable up to 0.2 mass%. Preferably it is 0.05 mass% or less.
[0032]
The basic components have been described above. However, in the present invention, other elements described below can be appropriately contained.
Cu: 1.0 mass% or less Cu is effective in improving hardenability, and is solid-solved in ferrite, and this solid solution strengthening improves torsional fatigue strength. Further, by suppressing the formation of carbides, the decrease in grain boundary strength due to carbides is suppressed, and the torsional fatigue strength is improved. However, if the content exceeds 1.0 mass%, cracks occur during hot working, and the resistance to fire cracking also decreases, so the addition is made 1.0 mass% or less. In addition, Preferably it is 0.5 mass% or less.
[0033]
Ni: 3.5 mass% or less Ni is an element that improves hardenability, and is used when adjusting hardenability. Moreover, it is an element which suppresses the production | generation of a carbide | carbonized_material and suppresses the fall of the grain boundary strength by a carbide | carbonized_material, and improves torsional fatigue strength. However, Ni is an extremely expensive element, and if added in excess of 3.5 mass%, the cost of the steel material increases, so the addition is made 3.5 mass% or less. In addition, since the effect of improving hardenability and the effect of suppressing the decrease in grain boundary strength are small when added at less than 0.05 mass%, it is desirable to add 0.05 mass% or more. Preferably it is 0.1-1.0 mass%.
[0034]
Co: 1.0 mass% or less Co is an element that suppresses the formation of carbides, suppresses a decrease in grain boundary strength due to carbides, and improves torsional strength and torsional fatigue strength. However, Co is an extremely expensive element, and if added in excess of 1.0 mass%, the cost of the steel material increases, so the addition is made 1.0 mass% or less. In addition, since addition of less than 0.01 mass% has a small effect of suppressing the decrease in grain boundary strength, it is desirable to add 0.01 mass% or more. Preferably it is 0.02-0.5 mass%.
[0035]
Nb: 0.1 mass% or less Nb not only has an effect of improving hardenability, but also combines with C and N in steel and acts as a precipitation strengthening element. It is also an element that improves tempering softening resistance, and torsional fatigue strength is improved by these effects. However, even if the content exceeds 0.1 mass%, the effect is saturated, so 0.1 mass% is the upper limit. It should be noted that addition of 0.005 mass% or more is desirable because addition of less than 0.005% has little effect of improving precipitation strengthening action and tempering softening resistance. Preferably it is 0.01-0.05 mass%.
[0036]
V: 0.5 mass% or less V combines with C and N in steel and acts as a precipitation strengthening element. It is also an element that improves tempering and softening resistance. These effects improve torsional fatigue strength. However, since the effect is saturated even if it contains exceeding 0.5 mass%, it shall be 0.5 mass% or less. In addition, since the improvement effect of a torsional fatigue strength is small when added less than 0.01 mass%, it is desirable to add 0.01 mass% or more. Preferably it is 0.03-0.3 mass%.
[0037]
Although the preferred component composition range has been described above, in the present invention, it is not sufficient to limit the component composition to the above range, and adjustment of the steel structure is also important.
That is, in the present invention, the base material structure of the drive shaft, that is, the structure before quenching (corresponding to the structure other than the hardened layer after induction hardening) has a bainite structure and / or a martensite structure, and these bainite structures. It is necessary that the total tissue fraction of the martensite structure is 10% or more in terms of volume fraction (vol%). The reason for this is that the bainite structure or martensite structure is a structure in which carbides are finely dispersed compared to the ferrite-pearlite structure, so the area of the ferrite / carbide interface, which is an austenite nucleation site, is increased during quenching heating. This is because the generated austenite is refined, and thus contributes effectively to refine the grain size of the quenched and hardened layer. And grain boundary intensity | strength rises by refinement | miniaturizing the particle size of a hardening hardening layer, and a torsional fatigue strength and a quench cracking resistance improve.
Here, it is more preferable that the total structure fraction of the bainite structure and the martensite structure is 20 vol% or more.
[0038]
The remaining structure other than the bainite structure or martensite structure may be ferrite, pearlite, or the like, and is not particularly defined.
Also, regarding the refinement of the grain size of the hardened layer after quenching, the martensite structure has the same effect as the bainite structure, but from an industrial point of view, the bainite structure is better than the martensite structure. Since the addition amount of the alloy element is small and it can be produced at a low cooling rate, it is advantageous in production. Further, when the martensite structure fraction increases in the base material structure, the spline rollability deteriorates. That is, since problems such as rolling die defects occur, the base material structure is preferably 10% or more of bainite, preferably 20% or more of bainite, and the remainder is preferably a ferrite and / or pearlite structure.
[0039]
In the drive shaft of the present invention, it is also important to adjust the prior austenite grain size of the hardened layer after induction hardening. That is, regarding the hardened layer after induction hardening, the prior austenite grain size needs to be 12 μm or less over the entire thickness. This is because if the grain size over the entire thickness of the quenched and hardened layer exceeds 12 μm, sufficient grain boundary strength cannot be obtained, and satisfactory improvement in torsional fatigue strength cannot be expected. In addition, Preferably it is 10 micrometers or less, More preferably, it is 5 micrometers or less.
[0040]
Here, the measurement of the prior austenite grain size over the entire thickness of the hardened hardened layer is performed as follows.
In the drive shaft of the present invention after induction hardening, the outermost layer of the induction-quenched portion has a martensite structure with an area ratio of 100%. And as it goes from the surface to the inside, the area of 100% martensite structure continues at a certain depth, but the area ratio of the martensite structure decreases rapidly from a certain depth.
In the present invention, the depth region from the steel material surface until the area ratio of the martensite structure is reduced to 98% is defined as the hardened layer in the induction-quenched portion.
And about this hardened layer, the average prior austenite particle size in each position of 1/5 position, 1/2 position, and 4/5 position of hardened layer thickness is measured from the surface, and all the average prior austenite particle diameters are 12 micrometers or less. In this case, it is assumed that the prior austenite grain size over the entire thickness of the quenched and hardened layer is 12 μm or less.
The average prior austenite particle size was measured from 400 times (1 field area: 0.25 mm × 0.225 mm) to 1000 times (1 field area: 0.10 mm × 0.09 mm) using an optical microscope. 5 views are observed at each position, and the average particle diameter is measured by an image analyzer.
[0041]
Furthermore, in the present invention, the thickness of the hardened layer by induction hardening is preferably 2 mm or more. This is because when the desired properties depend only on the structure near the extreme surface layer such as the rolling fatigue life, a moderate effect can be obtained even if the thickness of the hardened layer is about 1 mm. This is because when the fatigue strength is a problem, the hardened layer thickness is preferably as thick as possible. Therefore, a more preferable hardened layer thickness is 2.5 mm or more, and more preferably 3 mm or more.
[0042]
Next, the manufacturing conditions of the present invention will be described.
A steel material adjusted to a predetermined component composition is rolled into a predetermined length after steel bar rolling or hot forging, and then subjected to surface cutting, followed by rolling processing on the spline portion 2 as shown in FIG. Then, the entire drive shaft 1 is subjected to induction quenching and tempering to obtain a product.
[0043]
In the present invention, the base material structure of the drive shaft has the above-described bainite structure and / or martensite structure, and the total structure fraction of these bainite structure and martensite structure is 10 vol% or more. In addition, after hot working such as rolling and forging, it is necessary to cool at a rate of 0.2 ° C./s or more. This is because when the cooling rate is less than 0.2 ° C./s, it becomes difficult to obtain a bainite or martensite structure, and the total structure fraction of these structures may not reach 10 vol%. is there. The preferable range of the cooling rate after hot working is 0.3 to 30 ° C./s.
In addition, it is preferable to perform a hot working in the temperature range over 900 degreeC-1150 degreeC. If the temperature is 900 ° C. or lower, the necessary bainite structure and / or martensite structure cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 1150 ° C., the heating cost increases, which is economically disadvantageous.
[0044]
In the present invention, the surface cutting process and the rolling process of the spline part are not particularly limited, and a conventionally known method may be used.
[0045]
Next, in the present invention, after the spline portion is rolled, induction hardening is performed in order to obtain the above-described hardened layer. The heating temperature range during this induction hardening needs to be 800 to 1000 ° C. This is because when the heating temperature is less than 800 ° C., the austenite structure is not sufficiently generated, and as a result of insufficient generation of the hardened layer structure described above, sufficient torsional fatigue strength and fire cracking resistance can be ensured. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1000 ° C., the growth of austenite grains is promoted to become coarse, and the hardened layer has a coarse particle size, which also causes a decrease in torsional fatigue strength and fire cracking resistance. is there. A more preferable heating temperature range is 800 to 950 ° C.
[0046]
When the above-described induction hardening is repeated a plurality of times, at least the final induction hardening may be performed at a heating temperature of 800 to 1000 ° C. Here, when induction hardening is repeated a plurality of times, it is most desirable to set the heating temperature to 800 to 1000 ° C. for all induction hardening. Further, by performing repeated quenching twice or more, a finer cured layer particle size can be obtained as compared with the single quenching.
When induction hardening is repeated a plurality of times, it is preferable that at least the final quenching depth by induction hardening be equal to or greater than the previous quenching depth by induction hardening. This is because the crystal grain size of the hardened layer is most strongly affected by the last induction hardening, so if the hardening depth by the last induction hardening is smaller than the previous hardening depth by the induction hardening, This is because the average grain size over the entire thickness is rather increased, and the torsional fatigue strength and fire cracking resistance tend to be reduced.
[0047]
Further, in the present invention, the induction hardening is preferably performed with the heating time in the above heating temperature range being 5 seconds or less. This is because when the heating time is set to 5 seconds or less, the austenite grain growth can be further suppressed as compared with the case where the heating time exceeds 5 seconds, and a very fine hardened layer particle size can be obtained. . A more preferable heating time is 3 seconds or less.
[0048]
【Example】
Steel materials having the composition shown in Table 1 were melted by a converter and cast into continuous slabs. The slab size was 300 × 400 mm. The slab was rolled into a 150 mm square billet through a breakdown process, and then rolled into a 24 mmφ steel bar. The finishing temperature of rolling was over 900 ° C. as a suitable temperature from the viewpoint of bainite or martensite structure formation. Cooling after rolling was performed under the conditions shown in Table 2.
Next, after cutting this steel bar to a predetermined length, surface cutting and rolling of the spline part were performed to produce a drive shaft 1 having a spline part 2 having the dimensions and shape shown in FIG. The drive shaft was quenched under the conditions shown in Table 2 using an induction hardening apparatus having a frequency of 15 kHz, then tempered at 170 ° C. for 30 minutes using a heating furnace, and then twisted. The fatigue strength was investigated.
The torsional fatigue strength was evaluated by a torque value (N · m) when the number of repetitions of fracture was 1 × 10 ⁵ times in the torsional fatigue test of the drive shaft. In the torsional fatigue test, a hydraulic fatigue tester is used, and as shown in FIG. 2, the spline portions 2a and 2b are incorporated in the disc-shaped

grippers

3a and 3b, respectively, and the frequency is 1 between the

grippers

3a and 3b. This was done by repeatedly applying a torsional torque at ˜2 Hz.
[0049]
Moreover, the average hardened layer particle diameter (old austenite particle diameter) obtained over the same drive shaft over the base material structure of the steel material, the hardened layer thickness after quenching, and the entire thickness of the hardened layer was measured using an optical microscope.
Here, as described above, the hardened layer thickness was from the steel surface to the depth at which the area ratio of the martensite structure was reduced to 98%. Moreover, about what performed induction hardening several times, the hardening layer thickness after each hardening was measured. Furthermore, as for the hardened layer particle size, the average prior austenite particle size at each of the 1/5 position, 1/2 position and 4/5 position of the hardened layer thickness from the surface was measured, and the maximum value thereof was shown. In addition, about what performed induction hardening several times, the average prior-austenite particle size after final hardening was measured.
[0050]
Furthermore, the same drive shaft was also investigated for fire cracking resistance.
This resistance to fire cracking was evaluated by the number of occurrences of cracking when the C line cross section of the spline part after induction hardening was cut and polished and observed with an optical microscope (magnification: 100 to 200 times).
In addition, after rolling the spline on each drive shaft, the presence or absence of defects in the rolling dies is visually observed. If there is a defect, the rollability is poor (×), and if there is no defect, the roll is rolled. Evaluation was made as good (◯).
The obtained results are also shown in Table 2.
[0051]
[Table 1]

[0052]
[Table 2]

[0053]
As is apparent from Table 2, all drive shafts manufactured under the conditions satisfying the component composition range defined in the present invention and satisfying the induction hardening conditions of the present invention have the austenite grain size of the hardened layer over the entire thickness. As a result, it was possible to obtain a high torsional fatigue strength of 995 N · m or more and an excellent fire cracking resistance of 0.
In Table 2, No. 1 and 2 or no. When 4 and 5 are compared, it can be seen that by increasing the number of times of quenching from one to two, the particle size of the hardened layer becomes finer and the torsional fatigue strength further increases.
Here, no. 8, no. 37, no. 38, when the number of times of quenching was increased from one to two, when the second quenching depth was shallower (No. 37), the torsional fatigue strength was greater than when it was performed only once. However, when the second quenching depth was increased (No. 38), the torsional fatigue strength was significantly improved as compared with the case where the quenching depth was only applied once. No. 38, the oldest austenite grain size was 3.5 μm at the 4/5 position of the cured layer thickness from the surface in the direction of the cured layer thickness, which was 3.5 μm, but in the vicinity of the surface layer (1/5 position of the cured layer thickness from the surface). ), The prior austenite grain size is 2.6 μm, and it is considered that the finer grain size of the surface layer contributed to the improvement of fatigue strength.
In addition, No. No. 7, the obtained drive shaft had no cracking and high torsional fatigue strength, but the base metal structure was mainly martensite, so it was damaged in the rolling die during the spline rolling process. Occurred.
[0054]
In contrast, no. No. 11 has a low cooling rate after processing, so that the total structural fraction of bainite and martensite is less than 10%. As a result, the hardened layer particle size becomes coarse and the torsional fatigue strength is low. In addition, the number of fire cracks is 5 and the fire crack resistance is inferior.
No. No. 24, although the hardened layer particle size is fine, the C content is higher than the range of the present invention, so that the grain boundary strength is lowered, and therefore the torsional fatigue strength is inferior.
In Nos. 25, 26, and 27, since the contents of C, Si, and Mo are lower than the appropriate ranges of the present invention, the hardened layer particle size is coarse, and the torsional fatigue strength and the fire cracking resistance are both inferior.
No. No. 28 has a low B content. No. 29 has a Mn content of No. 29. No. 30 has S and P contents. No. 31 has a Cr content exceeding the appropriate range of the present invention, so that both of them cause a decrease in grain boundary strength and inferior torsional fatigue strength. In particular, no. 28, no. No. 29 is also inferior in fire cracking resistance.
No. No. 32 is inferior in torsional fatigue strength because the Ti content exceeds the appropriate range of the present invention. Since No. 35 has a low Ti content, the hardened layer has a coarse particle size and is inferior in torsional fatigue strength and fire cracking resistance.
No. In No. 33, since the heating temperature during induction hardening is too high, the particle size of the hardened layer becomes coarse, and the torsional fatigue strength and fire cracking resistance are inferior. No. 34 is inferior in torsional fatigue strength because the heating temperature at the time of induction hardening is too low to form a hardened layer.
No. 36 is a case where the amount of Si is 0.28 mass% which is less than the lower limit of the present invention. However, as in this example, when the Si amount is slightly below the lower limit of the present invention, 12 μm over the entire thickness of the hardened layer. The following particle sizes cannot be obtained, and as a result, the torsional fatigue strength and the resistance to fire cracking are inferior.
[0055]
【The invention's effect】
Thus, according to the present invention, it is possible to stably obtain a drive shaft having excellent cracking resistance and high torsional fatigue strength. As a result, the present invention is highly effective for the demand for weight reduction of automobile members.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a front view of a typical drive shaft.
FIG. 2 is a diagram showing a test procedure in a torsional fatigue test of a drive shaft.
[Explanation of symbols]
1 Drive shaft 2 Spline part 3 Grasp

Claims

C: 0.35-0.7 mass%,
Si: 0.30 to 1.1 mass%,
Mn: 0.2 to 2.0 mass%,
Al: 0.005 to 0.25 mass%,
Ti: 0.005 to 0.1 mass%,
Mo: 0.05-0.6 mass%,
B: 0.0003 to 0.006 mass%,
S: 0.06 mass% or less,
P: 0.02 mass% or less and Cr: 0.2 mass% or less, the balance is the composition of Fe and inevitable impurities, the base material structure has a bainite structure and / or martensite structure, and The total structural fraction of these bainite and martensite structures is 10% or more, and the prior austenite grain size of the hardened layer after induction hardening is 12 μm or less over the entire thickness of the hardened layer. Drive shaft with excellent durability and fatigue characteristics.

In Claim 1, the component composition of steel materials is further Cu: 1.0 mass% or less,
Ni: 3.5 mass% or less,
Co: 1.0 mass% or less,
A drive shaft excellent in fire cracking resistance and fatigue characteristics characterized by having a composition containing one or more selected from Nb: 0.1 mass% or less and V: 0.5 mass% or less .

3. The drive shaft according to claim 1 or 2, wherein the thickness of the hardened layer after induction hardening is 2 mm or more, and is excellent in fire cracking resistance and fatigue characteristics.

C: 0.35-0.7 mass%,
Si: 0.30 to 1.1 mass%,
Mn: 0.2 to 2.0 mass%,
Al: 0.005 to 0.25 mass%,
Ti: 0.005 to 0.1 mass%,
Mo: 0.05-0.6 mass%,
B: 0.0003 to 0.006 mass%,
S: 0.06 mass% or less,
A steel material containing P: 0.02 mass% or less and Cr: 0.2 mass% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities, at a rate of 0.2 ° C./s or more after hot working. After cooling, it is cut to a predetermined length, and after cutting, after rolling the spline part, it is characterized by performing induction hardening at a heating temperature of 800 to 1000 ° C. A drive shaft manufacturing method that excels in fire cracking resistance and fatigue properties.

In Claim 4, The steel material is further Cu: 1.0 mass% or less,
Ni: 3.5 mass% or less,
Co: 1.0 mass% or less,
A drive shaft excellent in fire cracking resistance and fatigue characteristics characterized by having a composition containing one or more selected from Nb: 0.1 mass% or less and V: 0.5 mass% or less Manufacturing method.

The drive shaft according to claim 4 or 5, wherein the induction hardening is repeated a plurality of times, and the heating temperature at the final induction hardening is 800 to 1000 ° C. Manufacturing method.

7. The method of manufacturing a drive shaft having excellent quench cracking resistance and fatigue characteristics according to claim 6, wherein the heating temperature during induction hardening is set to 800 to 1000 [deg.] C. for all of the plurality of induction hardenings.

8. The method for manufacturing a drive shaft having excellent anti-cracking resistance and fatigue characteristics according to claim 4, wherein the heating time in the heating temperature range is 5 seconds or less per induction hardening. .

9. The method for producing a drive shaft having excellent quench cracking resistance and fatigue characteristics according to claim 4, wherein the thickness of the hardened layer on the surface of the steel material by induction hardening is 2 mm or more.