JP2020100861A - 静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた高周波焼入れ用鋼材による自動車用機械部品 - Google Patents
静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた高周波焼入れ用鋼材による自動車用機械部品 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2020100861A JP2020100861A JP2018238903A JP2018238903A JP2020100861A JP 2020100861 A JP2020100861 A JP 2020100861A JP 2018238903 A JP2018238903 A JP 2018238903A JP 2018238903 A JP2018238903 A JP 2018238903A JP 2020100861 A JP2020100861 A JP 2020100861A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hardness
- automobiles
- induction hardening
- strength
- induction
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Images
Abstract
【課題】 高周波焼入れ用鋼材からなる、静捩り強度ならびに捩り疲労強度などに優れた自動車用機械部品を提供する。【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．４２〜０．４８％、Ｓｉ：０．２０〜１．１０％、Ｍｎ：０．７０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．９０〜１．２０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％、Ｎ：０．０２００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる高周波焼入れ用鋼からなる自動車用機械部品であって、高周波焼入れ・焼戻しされた状態における、表面硬さが６００Ｈｖ以上、芯部硬さが３５０Ｈｖ以上、（硬化層深さ／部品半径）の比が０．５〜１．０、下記数式で表される断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、かつ、最表面の結晶粒度番号が７．０以上の値を有していることを特徴とする自動車用機械部品【選択図】 図１
Description
本発明は静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた高周波焼入れ用鋼材に関し、特に自動車のシャフト部材などの自動車用の機械部品に関する。
近年、自動車のエンジンにおいて高トルク化や高出力化が進んでいる。これに伴い、エンジンからの入力トルクを出力する軸物部品であるシャフト部材の高強度化が要請されている。さらに、シャフト部材には捩り応力が負荷されることから、静捩り強度や捩り疲労強度が要求される。
そこで、従来のシャフト部材には、中炭素合金鋼であるＳＣｒ４４０やＳＣＭ４４０等が用いられてきた。しかし、前述のような自動車の高トルク化や高出力化の背景に伴い、さらなる静捩り強度や捩り疲労強度に優れたシャフト部材などの自動車用機械部品の開発が求められている。
そこで、従来のシャフト部材には、中炭素合金鋼であるＳＣｒ４４０やＳＣＭ４４０等が用いられてきた。しかし、前述のような自動車の高トルク化や高出力化の背景に伴い、さらなる静捩り強度や捩り疲労強度に優れたシャフト部材などの自動車用機械部品の開発が求められている。
そこで、含有炭素量に対する高周波焼入れ前のフェライトの組織面積率や、フェライト結晶粒径、フェライトバンドの幅、ＭｎＳのアスペクト比などを規定することによって、捩り疲労特性に優れた鋼と部品に関する出願が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。しかし、上記のような観点から規定すると、製鋼や圧延工程における操業条件に制約が出てしまう問題がある。
そこで、高周波焼入れ前のミクロ組織、高周波焼入れ後の有効硬化層対半径の比、結晶粒度、断面平均硬さなどを規定することにより、捩り強度に優れた鋼材とその部品に関する出願が提案されている（例えば、特許文献２参照。）。
しかし、高周波焼入れ前のミクロ組織は初析フェライト体積率が１５％未満のパーライト主体の鋼で、この鋼の高周波焼入れ焼戻し後の芯部は軟質であり、有効硬化層／半径の比が０．４〜０．６であることから、ねじり強度向上に有効な断面平均硬さの大幅な上昇は見込めないものである。
しかし、高周波焼入れ前のミクロ組織は初析フェライト体積率が１５％未満のパーライト主体の鋼で、この鋼の高周波焼入れ焼戻し後の芯部は軟質であり、有効硬化層／半径の比が０．４〜０．６であることから、ねじり強度向上に有効な断面平均硬さの大幅な上昇は見込めないものである。
そこで、本発明が解決しようとする課題は、高周波焼入れ・焼戻しされた、静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた、シャフト部材などの高周波焼入れ用鋼からなる自動車用機械部品を提供することである。
また、高周波焼入れ用鋼材からなる自動車用機械部品に高周波焼入れ・焼戻しを行った後、さらにショットピーニング層を付与した、静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた、シャフト部材などの、自動車用機械部品を提供することである。
また、高周波焼入れ用鋼材からなる自動車用機械部品に高周波焼入れ・焼戻しを行った後、さらにショットピーニング層を付与した、静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた、シャフト部材などの、自動車用機械部品を提供することである。
上記の課題を解決するための手段は、第１の手段では、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．４２〜０．４８％、Ｓｉ：０．２０〜１．１０％、Ｍｎ：０．７０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．９０〜１．２０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％、Ｎ：０．０２００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる高周波焼入れ用鋼からなる自動車用機械部品であって、
高周波焼入れ・焼戻しされた状態における、表面硬さが６００Ｈｖ以上、芯部硬さが３５０Ｈｖ以上、（硬化層深さ／部品半径）の比が０．５〜１．０、下記数式で表される断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、かつ、最表面の結晶粒度番号が７．０以上の値を有していることを特徴とする自動車用機械部品である。
なお、ａ：捩り試験片の半径、Ｈｖ（ｒ）：ビッカース硬さ、ｒ：中心からの距離である。
高周波焼入れ・焼戻しされた状態における、表面硬さが６００Ｈｖ以上、芯部硬さが３５０Ｈｖ以上、（硬化層深さ／部品半径）の比が０．５〜１．０、下記数式で表される断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、かつ、最表面の結晶粒度番号が７．０以上の値を有していることを特徴とする自動車用機械部品である。
第２の手段では、第１の手段に記載の化学成分に加えて、質量％で、Ｍｏ：０．１０〜０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる高周波焼入れ用鋼からなる自動車用機械部品であって、
高周波焼入れ・焼戻しされた状態における、表面硬さが６００Ｈｖ以上、芯部硬さが３５０Ｈｖ以上、（硬化層深さ／部品半径）の比が０．５〜１．０、下記数式で表される断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、かつ、最表面の結晶粒度番号が７．０以上の値を有していることを特徴とする自動車用機械部品である。
なお、ａ：捩り試験片の半径、Ｈｖ（ｒ）：ビッカース硬さ、ｒ：中心からの距離である。
高周波焼入れ・焼戻しされた状態における、表面硬さが６００Ｈｖ以上、芯部硬さが３５０Ｈｖ以上、（硬化層深さ／部品半径）の比が０．５〜１．０、下記数式で表される断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、かつ、最表面の結晶粒度番号が７．０以上の値を有していることを特徴とする自動車用機械部品である。
第３の手段では、第１又は第２の手段に記載の化学成分に加えて、質量％で、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる高周波焼入れ用鋼からなる自動車用機械部品であって、
高周波焼入れ・焼戻しされた状態における、表面硬さが６００Ｈｖ以上、芯部硬さが３５０Ｈｖ以上、（硬化層深さ／部品半径）の比が０．５〜１．０、下記数式で表される断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、かつ、最表面の結晶粒度番号が７．０以上の値を有していることを特徴とする自動車用機械部品である。
なお、ａ：捩り試験片の半径、Ｈｖ（ｒ）：ビッカース硬さ、ｒ：中心からの距離である。
高周波焼入れ・焼戻しされた状態における、表面硬さが６００Ｈｖ以上、芯部硬さが３５０Ｈｖ以上、（硬化層深さ／部品半径）の比が０．５〜１．０、下記数式で表される断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、かつ、最表面の結晶粒度番号が７．０以上の値を有していることを特徴とする自動車用機械部品である。
第４の手段では、自動車用機械部品は、高周波焼入れ・焼戻しされた状態の自動車用機械部品にショットピーニング層を有し、このショットピーニング層の表面硬さが７００Ｈｖ以上、かつ表面の圧縮残留応力が１０００ＭＰａ以上の値を有していることを特徴とする第１〜第３の手段のいずれか１つの手段における自動車用機械部品である。
第５の手段では、自動車用機械部品は、シャフト部材であることを特徴とする第１〜第４の手段のいずれか１つの手段における自動車用機械部品である。
本発明によると、本発明に規定する成分組成の高周波焼入れ用鋼に対して、自動車、その他の産業用機械において従来から使用されている２〜３０ＫＨｚの高周波による焼入れ・焼戻し処理すると、その自動車用機械部品は、その表面硬さが６００Ｈｖ以上、芯部硬さが３５０Ｈｖ以上、硬化層深さ／半径の比が０．５〜１．０、断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、かつ最表面の結晶粒度番号が７．０以上の鋼部品とすることができるので、優れた静捩り強度を備え、また捩り疲労強度に優れた自動車用機械部品が得られる。
また、上記の焼入れ・焼戻し後の鋼部品にショットピーニングした鋼部品は、表面硬さが７００Ｈｖ以上で、かつ表面の圧縮残留応力が１０００ＭＰａ以上となることから、静捩り強度および捩り疲労強度において、より一層に優れた鋼部品となっている。
このように本発明は、自動車用機械部品のなかでも、とりわけ軸部を有するシャフト部材に好適な静捩り強度と捩じり疲労特性と捻りを備えたものとなっている。
また、上記の焼入れ・焼戻し後の鋼部品にショットピーニングした鋼部品は、表面硬さが７００Ｈｖ以上で、かつ表面の圧縮残留応力が１０００ＭＰａ以上となることから、静捩り強度および捩り疲労強度において、より一層に優れた鋼部品となっている。
このように本発明は、自動車用機械部品のなかでも、とりわけ軸部を有するシャフト部材に好適な静捩り強度と捩じり疲労特性と捻りを備えたものとなっている。
本発明の実施の形態を詳述する前に、まず本発明における高周波焼入れ用鋼の化学成分の限定理由について説明し、次いで、本発明における高周波焼入れ用鋼材からなる自動車用機械部品の高周波焼入れ・焼戻し状態における、表面硬さ、芯部硬さ、（硬化層深さ／部品半径）の比、断面平均硬さ、および最表面の結晶粒度番号の各値の範囲の限定理由について説明する。
先ず、本発明の高周波焼入れ用鋼の化学成分の限定理由について、以下に説明する。なお、これらの限定理由における％は、全て、質量％である。
Ｃ：０．４２〜０．４８％
Ｃは、高周波焼入れ・焼戻し状態における、鋼部品の表面硬さを６００Ｈｖ以上確保するためには、また、鋼部品の断面平均硬さを５５０Ｈｖ以上確保するためには、Ｃは０．４２％以上が必要である。
しかし、Ｃが０．４８％を超えると、鋼材の被削性や冷間鍛造性に劣ってくる。また、捩り試験時の鋼材の破壊が脆性破壊になり、かえって捩り強度が低下することとなる。また、高周波焼入れ時に、焼き割れが発生しやすくなる。 そこで、Ｃは０．４２〜０．４８％とする。
Ｃは、高周波焼入れ・焼戻し状態における、鋼部品の表面硬さを６００Ｈｖ以上確保するためには、また、鋼部品の断面平均硬さを５５０Ｈｖ以上確保するためには、Ｃは０．４２％以上が必要である。
しかし、Ｃが０．４８％を超えると、鋼材の被削性や冷間鍛造性に劣ってくる。また、捩り試験時の鋼材の破壊が脆性破壊になり、かえって捩り強度が低下することとなる。また、高周波焼入れ時に、焼き割れが発生しやすくなる。 そこで、Ｃは０．４２〜０．４８％とする。
Ｓｉ：０．２０〜１．１０％
Ｓｉは、脱酸に必要な元素であり、また鋼材の焼入性や強度向上に有効な元素であり、粒界を強化する元素であり、捩り強度向上に有効な元素である。このためには、Ｓｉは０．２０％以上が必要である。
しかし、Ｓｉが１．１０％を超えると、被削性が低下し、焼ならし、焼なまし後にフェライト基地の硬さを上げ、冷鍛時に割れが発生しやすくなる。
そこで、Ｓｉは０．２０〜１．１０％とする
Ｓｉは、脱酸に必要な元素であり、また鋼材の焼入性や強度向上に有効な元素であり、粒界を強化する元素であり、捩り強度向上に有効な元素である。このためには、Ｓｉは０．２０％以上が必要である。
しかし、Ｓｉが１．１０％を超えると、被削性が低下し、焼ならし、焼なまし後にフェライト基地の硬さを上げ、冷鍛時に割れが発生しやすくなる。
そこで、Ｓｉは０．２０〜１．１０％とする
Ｍｎ：０．７０〜０．９０％
Ｍｎは、脱酸に必要な元素であり、鋼材の焼入性や強度向上に有効な元素である。このためには、Ｍｎは０．７０％以上が必要である。
しかし、Ｍｎが０．９０％を超えると、鋼部品の焼なまし後のフェライト基地の硬さを上げて、冷間鍛造時に割れが発生しやすくなり、さらに被削性が低下する。さらにＰとなどの脆化元素の粒界偏析を助長することで、静捩り強度を低下させる。
そこで、Ｍｎは０．７０〜０．９０％とする。
Ｍｎは、脱酸に必要な元素であり、鋼材の焼入性や強度向上に有効な元素である。このためには、Ｍｎは０．７０％以上が必要である。
しかし、Ｍｎが０．９０％を超えると、鋼部品の焼なまし後のフェライト基地の硬さを上げて、冷間鍛造時に割れが発生しやすくなり、さらに被削性が低下する。さらにＰとなどの脆化元素の粒界偏析を助長することで、静捩り強度を低下させる。
そこで、Ｍｎは０．７０〜０．９０％とする。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、粒界に偏析して捩り疲労強度を低下させ、焼なまし後のフェライト基地の硬さを上げる元素であり、冷間鍛造時に割れ発生を助長する元素である。そこで、Ｐは０．０３０％以下とする。
Ｐは、粒界に偏析して捩り疲労強度を低下させ、焼なまし後のフェライト基地の硬さを上げる元素であり、冷間鍛造時に割れ発生を助長する元素である。そこで、Ｐは０．０３０％以下とする。
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは被削性を向上させる元素であるが、ＭｎＳを多く生成すると冷間鍛造性や捩り強度を低下させる。そこで、Ｓは０．０３０％以下とする。
Ｓは被削性を向上させる元素であるが、ＭｎＳを多く生成すると冷間鍛造性や捩り強度を低下させる。そこで、Ｓは０．０３０％以下とする。
Ｃｒ：０．９０〜１．２０％
Ｃｒは、鋼の焼入性や強度向上に有効な元素である。このためには、Ｃｒは０．９０％以上が必要である。
しかし、Ｃｒが１．２０％以上に含有されると、鋼材の被削性や冷間鍛造性を低下させる。
そこで、Ｃｒは０．９０〜１．２０％とする。
Ｃｒは、鋼の焼入性や強度向上に有効な元素である。このためには、Ｃｒは０．９０％以上が必要である。
しかし、Ｃｒが１．２０％以上に含有されると、鋼材の被削性や冷間鍛造性を低下させる。
そこで、Ｃｒは０．９０〜１．２０％とする。
Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％
Ａｌは脱酸に必要な元素であり、また、固溶Ｎと結合してＡｌＮを形成することで高周波焼入れ加熱時の結晶粒の粗大化を抑制する働きがある。このためには、Ａｌは０．０１０％が必要である。
しかし、Ａｌは０．０４０％より多く含有されると、鋼中にアルミナ系酸化物が増加し、鋼材の捩り疲労強度を低下させる。
そこで、Ａｌは０．０１０〜０．０４０％とする。
Ａｌは脱酸に必要な元素であり、また、固溶Ｎと結合してＡｌＮを形成することで高周波焼入れ加熱時の結晶粒の粗大化を抑制する働きがある。このためには、Ａｌは０．０１０％が必要である。
しかし、Ａｌは０．０４０％より多く含有されると、鋼中にアルミナ系酸化物が増加し、鋼材の捩り疲労強度を低下させる。
そこで、Ａｌは０．０１０〜０．０４０％とする。
Ｎ：０．０２００％以下
Ｎは鋼中でＡｌやＮｂと結合してＡｌＮやＮｂＣＮを形成することで、鋼材の結晶粒粗大化の抑制に寄与する元素であるが、Ｎが０．０２００％より多いと、鋼材の熱間加工性を劣化させ、かつ、窒化物が介在物となって捩り疲労強度に対して悪影響を及ぼす。そこで、Ｎは０．０２００％以下とする。
Ｎは鋼中でＡｌやＮｂと結合してＡｌＮやＮｂＣＮを形成することで、鋼材の結晶粒粗大化の抑制に寄与する元素であるが、Ｎが０．０２００％より多いと、鋼材の熱間加工性を劣化させ、かつ、窒化物が介在物となって捩り疲労強度に対して悪影響を及ぼす。そこで、Ｎは０．０２００％以下とする。
Ｍｏ：０．１０〜０．３０％
Ｍｏは、鋼の焼入性や強度向上に有効な元素であり、粒界を強化し、脆性破面を減少させる元素であり、かつ捩り強度の向上に有効な元素である。そこで、Ｍｏは０．１０％以上とする。
しかし、Ｍｏは焼なまし後のフェライト基地の硬さを上げ、冷間鍛造時に割れを発生し易くする元素であり、Ｍｏは０．３０％より多いと、被削性が低下し、鋼材コストが増加する。
そこで、Ｍｏは０．１０〜０．３０％とする。
Ｍｏは、鋼の焼入性や強度向上に有効な元素であり、粒界を強化し、脆性破面を減少させる元素であり、かつ捩り強度の向上に有効な元素である。そこで、Ｍｏは０．１０％以上とする。
しかし、Ｍｏは焼なまし後のフェライト基地の硬さを上げ、冷間鍛造時に割れを発生し易くする元素であり、Ｍｏは０．３０％より多いと、被削性が低下し、鋼材コストが増加する。
そこで、Ｍｏは０．１０〜０．３０％とする。
Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％
ＴｉはＣと結合してＴｉＣを形成することで、浸炭加熱時の粗大化を抑制する元素であり、さらにＴｉはＮと結合することで、ＢがＢＮになることを防ぐ元素である。このためには、Ｔｉは０．０１０％以上とする。
一方、Ｔｉは０．０５０％より多いと、過剰なＴｉＣやＴｉＮの形成によって、鋼材の被削性や冷間鍛造性を低下させる元素である。
そこで、Ｔｉは０．０１０〜０．０５０％とする。
ＴｉはＣと結合してＴｉＣを形成することで、浸炭加熱時の粗大化を抑制する元素であり、さらにＴｉはＮと結合することで、ＢがＢＮになることを防ぐ元素である。このためには、Ｔｉは０．０１０％以上とする。
一方、Ｔｉは０．０５０％より多いと、過剰なＴｉＣやＴｉＮの形成によって、鋼材の被削性や冷間鍛造性を低下させる元素である。
そこで、Ｔｉは０．０１０〜０．０５０％とする。
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
Ｂは少量の添加によって鋼の焼入性を著しく向上させる元素であり、Ｂの添加によって他の合金元素の添加量を減らすことができる。さらに、Ｂは粒界を強化し、脆性破面を減少させる元素でもあり、捩り強度の向上に有効な元素である。このために、Ｂは０．０００３％以上とする。
しかし、Ｂは０．００３０％より多く含有させても、鋼材の焼入性および強度向上の効果は飽和する。
そこで、Ｂは０．０００３〜０．００３０％とする。
Ｂは少量の添加によって鋼の焼入性を著しく向上させる元素であり、Ｂの添加によって他の合金元素の添加量を減らすことができる。さらに、Ｂは粒界を強化し、脆性破面を減少させる元素でもあり、捩り強度の向上に有効な元素である。このために、Ｂは０．０００３％以上とする。
しかし、Ｂは０．００３０％より多く含有させても、鋼材の焼入性および強度向上の効果は飽和する。
そこで、Ｂは０．０００３〜０．００３０％とする。
本発明の自動車用機械部品は、本発明に規定する化学成分の浸炭焼入れ用鋼材を冷間鍛造、熱間鍛造、切削加工等によって所定の形状のシャフト部材や自動車用機械部品の形状へと成形、適宜の熱処理等をした後、部品表面に高周波焼入れ・焼戻しすること、さらに必要に応じてショットピーニングを付与することで得られる。そこで、本発明の高周波焼入れ用鋼材からなる自動車用機械部品の、高周波焼入れ・焼戻し状態における、表面硬さ、芯部硬さ、（硬化層深さ／部品半径）の比、断面平均硬さ、および最表面の結晶粒度番号の各範囲の限定理由について、以下に説明する。
表面硬さ：６００Ｈｖ以上
表面硬さが６００Ｈｖ以上であると、自動車用機械部品の断面平均硬さが増加し、さらに該自動車用機械部品の捩り強度が向上する。そこで、表面硬さは６００Ｈｖ以上とする。
表面硬さが６００Ｈｖ以上であると、自動車用機械部品の断面平均硬さが増加し、さらに該自動車用機械部品の捩り強度が向上する。そこで、表面硬さは６００Ｈｖ以上とする。
芯部硬さ（非硬化層である）：３５０Ｈｖ以上
芯部硬さが３５０Ｈｖ以上であると、自動車用機械部品の断面平均硬さが増加し、さらに自動車用機械部品の捩り強度が向上する。そこで、非硬化層である芯部硬さは３５０Ｈｖ以上とする。
芯部硬さが３５０Ｈｖ以上であると、自動車用機械部品の断面平均硬さが増加し、さらに自動車用機械部品の捩り強度が向上する。そこで、非硬化層である芯部硬さは３５０Ｈｖ以上とする。
（硬化層深さ／部品半径）の比：０．５〜１．０
（硬化層深さ／部品半径）の比が０．５以上であると、自動車用機械部品の断面平均硬さが増加し、さらに自動車用機械部品の捩り強度が向上する。
しかし、（硬化層深さ／部品半径）の比は１．０を超えても、自動車機械部品の断面平均硬さが増加することはない。
そこで、（硬化層深さ／部品半径）の比は０．５〜１．０とする。
（硬化層深さ／部品半径）の比が０．５以上であると、自動車用機械部品の断面平均硬さが増加し、さらに自動車用機械部品の捩り強度が向上する。
しかし、（硬化層深さ／部品半径）の比は１．０を超えても、自動車機械部品の断面平均硬さが増加することはない。
そこで、（硬化層深さ／部品半径）の比は０．５〜１．０とする。
断面平均硬さ：５５０Ｈｖ以上
断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上であると、自動車機械部品の捩り強度が向上する。そこで、断面平均硬さは５５０Ｈｖ以上とする。
断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上であると、自動車機械部品の捩り強度が向上する。そこで、断面平均硬さは５５０Ｈｖ以上とする。
最表面の結晶粒度番号：７．０以上
表面の結晶粒度番号は、その番号が大きい方が鋼部材の捩り強度向上に有効であり、結晶粒度番号が７．０以上であると、ＰやＳの粒界脆化元素の偏析量を軽減でき、この結果、自動車機械部品の捩り疲労強度が向上できる。そこで、表面の結晶粒度番号を７．０以上とする。
表面の結晶粒度番号は、その番号が大きい方が鋼部材の捩り強度向上に有効であり、結晶粒度番号が７．０以上であると、ＰやＳの粒界脆化元素の偏析量を軽減でき、この結果、自動車機械部品の捩り疲労強度が向上できる。そこで、表面の結晶粒度番号を７．０以上とする。
ショットピーニング層の表面硬さが７００Ｈｖ以上、かつ表面の圧縮残留応力が１０００ＭＰａ以上の値を有していること
本発明の化学成分の鋼材に高周波焼入れ焼戻し処理をし、さらにショットピーニングを付与することによって表面硬さを７００Ｈｖ以上にすると、ショットピーニングを施さないものに比して、自動車用機械部品の断面平均硬さがさらに増加し、該自動車用機械部品の捩り強度がより向上したものとなる。
また、ショットピーニングによって表面に圧縮残留応力領域が形成されると、き裂進展が抑制されるなど破壊を生じにくくなるので、捩り疲労強度がより向上する。
そこで、ショットピーニング層の表面硬さを７００Ｈｖ以上、かつ表面の残留圧縮応力を１０００ＭＰａ以上の値を有していることとする。
本発明の化学成分の鋼材に高周波焼入れ焼戻し処理をし、さらにショットピーニングを付与することによって表面硬さを７００Ｈｖ以上にすると、ショットピーニングを施さないものに比して、自動車用機械部品の断面平均硬さがさらに増加し、該自動車用機械部品の捩り強度がより向上したものとなる。
また、ショットピーニングによって表面に圧縮残留応力領域が形成されると、き裂進展が抑制されるなど破壊を生じにくくなるので、捩り疲労強度がより向上する。
そこで、ショットピーニング層の表面硬さを７００Ｈｖ以上、かつ表面の残留圧縮応力を１０００ＭＰａ以上の値を有していることとする。
ここで、本願発明の実施の形態における高周波焼入れ・焼戻し用鋼の化学成分について示す。表１に、供試材のＮｏ．１〜８として、本願発明の高周波焼入れ用鋼の化学成分に相当する鋼材を、供試材Ｎｏ．９〜１１として、規定する成分範囲から網かけで示した成分が外れている鋼材を示す。なお、表１の化学成分の含有量は質量％であり、表１の記載からは、Ｆｅおよび不可避不純物は除かれている。
次に、表２及び表３に、熱処理等された試験片による実施例、比較例の特性が記載されている。なお、表中の実施例及び比較例の「Ｎｏ．」の値は、試験片に用いた供試材の「Ｎｏ．」に対応しており、その化学成分を示すものであり、試験片の鋼材が表１の供試材Ｎｏ．１〜１１のいずれであったかを示している。
そして、表２には各供試材を（ａ）高周波焼入れ焼戻し処理した高周波焼き入れ鋼部品の場合の、表３には各供試材を（ｂ）高周波焼入れ焼戻し処理をしたものにさらにショットピーニングを付してショットピーニング層を形成させた鋼部品の場合の、それぞれの表面硬さ、芯部硬さ、（硬化層深さ／部品半径）の比、断面平均硬さ、表面の結晶粒度番号、ショットピーニング後の表面硬さ、ショットピーニング後の圧縮残留応力、静捩り強度比、捩り疲労強度比を記載している。
そして、表２には各供試材を（ａ）高周波焼入れ焼戻し処理した高周波焼き入れ鋼部品の場合の、表３には各供試材を（ｂ）高周波焼入れ焼戻し処理をしたものにさらにショットピーニングを付してショットピーニング層を形成させた鋼部品の場合の、それぞれの表面硬さ、芯部硬さ、（硬化層深さ／部品半径）の比、断面平均硬さ、表面の結晶粒度番号、ショットピーニング後の表面硬さ、ショットピーニング後の圧縮残留応力、静捩り強度比、捩り疲労強度比を記載している。
表２および表３に実施例として示すものは、供試材Ｎｏ．１、供試材Ｎｏ．３〜Ｎｏ．７を用いた実施例Ｎｏ．１（ａ）、実施例Ｎｏ．１（ｂ）、実施例Ｎｏ．３（ａ）、実施例Ｎｏ．３（ｂ）、実施例Ｎｏ．４（ａ）、実施例Ｎｏ．４（ｂ）、実施例Ｎｏ．５（ａ）、実施例Ｎｏ．５（ｂ）、実施例Ｎｏ．６（ａ）、実施例Ｎｏ．６（ｂ）、実施例７Ｎｏ．（ａ）、実施例Ｎｏ．７（ｂ）である。
また、表２及び表３には、比較例として、供試材Ｎｏ．２、供試材Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１１を用いた比較例Ｎｏ．２（ａ）、比較例Ｎｏ．２（ｂ）、比較例Ｎｏ．８（ａ）、比較例Ｎｏ．８（ｂ）、比較例Ｎｏ．９（ａ）、比較例Ｎｏ．９（ｂ）、比較例Ｎｏ．１０（ａ）、比較例Ｎｏ．１０（ｂ）、比較例Ｎｏ．１１（ａ）、比較例Ｎｏ．１１（ｂ）を示す。
なお、表２、表３における静捩り強度比と、捩り疲労強度比は、いずれも、表２の比較例Ｎｏ．１１（ａ）の高周波焼入れ焼戻し処理された鋼部品の強度を１．０とした場合の、これに対する比を示したものである。
また、表２及び表３には、比較例として、供試材Ｎｏ．２、供試材Ｎｏ．８〜Ｎｏ．１１を用いた比較例Ｎｏ．２（ａ）、比較例Ｎｏ．２（ｂ）、比較例Ｎｏ．８（ａ）、比較例Ｎｏ．８（ｂ）、比較例Ｎｏ．９（ａ）、比較例Ｎｏ．９（ｂ）、比較例Ｎｏ．１０（ａ）、比較例Ｎｏ．１０（ｂ）、比較例Ｎｏ．１１（ａ）、比較例Ｎｏ．１１（ｂ）を示す。
なお、表２、表３における静捩り強度比と、捩り疲労強度比は、いずれも、表２の比較例Ｎｏ．１１（ａ）の高周波焼入れ焼戻し処理された鋼部品の強度を１．０とした場合の、これに対する比を示したものである。
（表２、表３に関する手順について）
まず、供試材Ｎｏ．１〜１１の表１に示された化学成分を有し残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼材を、それぞれ１００ｋｇ真空溶解炉で溶製し、直径４５ｍｍに熱間鍛伸した後に放冷し、次いで、焼ならしとして８７０℃で１時間保持した後空冷して標準的な状態とし、さらに、低温焼なましとして７２０℃に４時間保持した後に空冷により徐冷して、得られた鋼材を、図１に示す捩り試験片１に加工した。
さらに、この捩り試験片１に、ずぶ焼入れとして、８６０℃で０．５時間保持した後、油冷し、その後高温焼戻し温度５８０℃で１．５時間保持した後に空冷し、さらに、高周波焼入れ・焼戻しを行なって、捩り試験片１を表２（ａ）に示す高周波焼入れ・焼戻し状態とした。
また、高周波焼入れ・焼戻しした状態でさらにショットピーニング処理を施し、表面にショットピーニング層を形成した状態の試験片を表３（ｂ）の捩じり試験片とした。
得られた（ａ）および（ｂ）の各捩り試験片１に対して、それぞれ、静捩り・捩り疲労試験を実施した。
まず、供試材Ｎｏ．１〜１１の表１に示された化学成分を有し残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼材を、それぞれ１００ｋｇ真空溶解炉で溶製し、直径４５ｍｍに熱間鍛伸した後に放冷し、次いで、焼ならしとして８７０℃で１時間保持した後空冷して標準的な状態とし、さらに、低温焼なましとして７２０℃に４時間保持した後に空冷により徐冷して、得られた鋼材を、図１に示す捩り試験片１に加工した。
さらに、この捩り試験片１に、ずぶ焼入れとして、８６０℃で０．５時間保持した後、油冷し、その後高温焼戻し温度５８０℃で１．５時間保持した後に空冷し、さらに、高周波焼入れ・焼戻しを行なって、捩り試験片１を表２（ａ）に示す高周波焼入れ・焼戻し状態とした。
また、高周波焼入れ・焼戻しした状態でさらにショットピーニング処理を施し、表面にショットピーニング層を形成した状態の試験片を表３（ｂ）の捩じり試験片とした。
得られた（ａ）および（ｂ）の各捩り試験片１に対して、それぞれ、静捩り・捩り疲労試験を実施した。
図１に捩り試験片１の形状を示す。捩り試験片１は長さ１５０ｍｍ、最大で３０ｍｍ角であり、軸方向に沿ってφ７ｍｍの貫通穴を、長手中央部に軸方向に垂直な縦方向にφ４ｍｍの貫通穴をそれぞれ有している。
静捩り強度は、油圧サーボ式捩り疲労試験機によって計測し、負荷トルク−試験角度のデータから比例限度の値を静捩り強度とした。
また、捩り疲労強度比は、両振り、周波数５Ｈｚの条件で１０5サイクル疲労強度の値とした。
また、捩り疲労強度比は、両振り、周波数５Ｈｚの条件で１０5サイクル疲労強度の値とした。
（ｂ）の高周波焼入れ処理にさらにショットピーニングが付与されたに捩り試験片１のショットピーニング層部分の表面硬さは、部品表面から０．０５ｍｍの位置を荷重２．９４Ｎで測定して得た値である。そして、表３に示すように、ショットピーニング層の硬さは７００Ｈｖ以上の値である。さらに、ショットピーニングして得たショットピーニング層の圧縮残留応力は、同じく表３に示すように、１０００ＭＰａ以上の値である。
断面平均硬さは、表面から芯部までの硬さ分布を求めた後、面積に対応させて重み付き積分を行ない、全断面積で割ることにより求めた値であり、Ｈｖで示している。次の段落に、この重み付き積分の式を示す。
表面の結晶粒度番号は、光学顕微鏡４００倍または１０００倍で撮影した２視野から、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の切断法によって算出した。
ショットピーニング層の圧縮残留応力は、表面から１００μｍまでを電界研磨によって追い込み、Ｘ線回折を用いて測定した。表２には、測定により示された最も高い値の圧縮残留応力を記載している。
（芯部硬さについて）
表２、表３に示すとおり、芯部硬さは、実施例Ｎｏ．１については（ａ）の高周波焼入れの場合及び（ｂ）のショットピーニング層の場合も、共に６２９Ｈｖであり、実施例Ｎｏ．３については（ａ）の高周波焼入れの場合及び（ｂ）のショットピーニング層の場合も、共に６３８Ｈｖであり、実施例Ｎｏ．４については（ａ）の高周波焼入れの場合及び（ｂ）のショットピーニング層の場合も、共に４５１Ｈｖであり、実施例Ｎｏ．５については（ａ）の高周波焼入れの場合及び（ｂ）のショットピーニング層の場合も、共に６３２Ｈｖであり、実施例Ｎｏ．６については（ａ）の高周波焼入れの場合及び（ｂ）のショットピーニング層の場合も、共に６４２Ｈｖであり、実施例Ｎｏ．７については（ａ）の高周波焼入れの場合及び（ｂ）のショットピーニング層の場合も（ａ）の高周波焼入れの場合及び（ｂ）のショットピーニング層の場合も、共に４４７Ｈｖである。そこで、いずれも本発明が規定するとおり芯部硬さは３５０Ｈｖ以上である。
他方、比較例Ｎｏ．１０については（a)の高周波焼入れの場合も（ｂ）のショットピーニング層の場合も共に３４７Ｈｖであり、いずれも本発明で規定する３５０Ｈｖよりも芯部硬さは低い値である。
表２、表３に示すとおり、芯部硬さは、実施例Ｎｏ．１については（ａ）の高周波焼入れの場合及び（ｂ）のショットピーニング層の場合も、共に６２９Ｈｖであり、実施例Ｎｏ．３については（ａ）の高周波焼入れの場合及び（ｂ）のショットピーニング層の場合も、共に６３８Ｈｖであり、実施例Ｎｏ．４については（ａ）の高周波焼入れの場合及び（ｂ）のショットピーニング層の場合も、共に４５１Ｈｖであり、実施例Ｎｏ．５については（ａ）の高周波焼入れの場合及び（ｂ）のショットピーニング層の場合も、共に６３２Ｈｖであり、実施例Ｎｏ．６については（ａ）の高周波焼入れの場合及び（ｂ）のショットピーニング層の場合も、共に６４２Ｈｖであり、実施例Ｎｏ．７については（ａ）の高周波焼入れの場合及び（ｂ）のショットピーニング層の場合も（ａ）の高周波焼入れの場合及び（ｂ）のショットピーニング層の場合も、共に４４７Ｈｖである。そこで、いずれも本発明が規定するとおり芯部硬さは３５０Ｈｖ以上である。
他方、比較例Ｎｏ．１０については（a)の高周波焼入れの場合も（ｂ）のショットピーニング層の場合も共に３４７Ｈｖであり、いずれも本発明で規定する３５０Ｈｖよりも芯部硬さは低い値である。
（硬化層深さ／部品半径）の比について
（硬化層深さ／部品半径）の比は、実施例Ｎｏ．１（ａ）高周波焼入れの場合およびＮｏ．１（ｂ）のショットピーニング層の場合のいずれも１．０であり、実施例Ｎｏ．３（ａ）および実施例Ｎｏ．３（ｂ）のいずれの場合も１．０であり、実施例Ｎｏ．４（ａ）および実施例Ｎｏ．４（ｂ）のいずれの場合も０．８であり、実施例Ｎｏ．５（ａ）および実施例Ｎｏ．５（ｂ）のいずれの場合も１．０であり、実施例Ｎｏ．６（ａ）および実施例Ｎｏ．６（ｂ）のいずれの場合も１．０であり、実施例Ｎｏ．７（ａ）および実施例Ｎｏ．７（ｂ）のいずれの場合も０．５である。そこで、いずれも本発明が規定する０．５〜１．０の比を満足している。
他方、比較例のＮｏ．１１では、（ａ）の高周波焼入れの場合及び（ｂ）のショットピーニング層の場合のいずれも、０．４であり、本発明の規定する０．５〜１．０よりも低い値となった。
（硬化層深さ／部品半径）の比は、実施例Ｎｏ．１（ａ）高周波焼入れの場合およびＮｏ．１（ｂ）のショットピーニング層の場合のいずれも１．０であり、実施例Ｎｏ．３（ａ）および実施例Ｎｏ．３（ｂ）のいずれの場合も１．０であり、実施例Ｎｏ．４（ａ）および実施例Ｎｏ．４（ｂ）のいずれの場合も０．８であり、実施例Ｎｏ．５（ａ）および実施例Ｎｏ．５（ｂ）のいずれの場合も１．０であり、実施例Ｎｏ．６（ａ）および実施例Ｎｏ．６（ｂ）のいずれの場合も１．０であり、実施例Ｎｏ．７（ａ）および実施例Ｎｏ．７（ｂ）のいずれの場合も０．５である。そこで、いずれも本発明が規定する０．５〜１．０の比を満足している。
他方、比較例のＮｏ．１１では、（ａ）の高周波焼入れの場合及び（ｂ）のショットピーニング層の場合のいずれも、０．４であり、本発明の規定する０．５〜１．０よりも低い値となった。
（表面の結晶粒度番号について）
供試材Ｎｏ．２を用いた比較例Ｎｏ．２（ａ）及び比較例Ｎｏ．２（ｂ）は、表面の結晶粒度番号が６．８であり、本願の規定する７．０よりも下回っている。そこで、供試材１を用いた実施例Ｎｏ．１（ａ）及び実施例Ｎｏ．１（ｂ）と比べて、捩り強度が低いものとなった。このように比較例のＮｏ．２（ａ）及びＮｏ．２（ｂ）の結晶粒度番号が小さくなっているのは、高周波時のオーステナイト化保持時間を他条件と比べて２倍長く設定したためである。
また、供試材Ｎｏ．８を用いた比較例Ｎｏ．８（ａ）及び比較例Ｎｏ．８（ｂ）は、表面の結晶粒度番号が６．９であり、本願の規定する７．０よりも下回っている。そこで、供試材７を用いた実施例Ｎｏ．７（ａ）及び実施例Ｎｏ．７（ｂ）と比べて、捩り強度が低いものとなった。このように比較例のＮｏ．８（ａ）及びＮｏ．８（ｂ）の結晶粒度番号が小さくなっているのは、高周波時のオーステナイト化保持時間を他条件と比べて２倍長く設定したためである。
結晶粒度の番号が大きい方が鋼部材の捩り強度向上に有効であり、結晶粒度番号が７．０以上であると、ＰやＳの粒界脆化元素の偏析量を軽減でき、捩り疲労強度が向上できる。比較例Ｎｏ．２（ａ）及びＮｏ．２（ｂ）、比較例Ｎｏ．８（ａ）及び８（ｂ）では、結晶粒度が７．０を下回っているので、静捩り強度、捩り疲労強度の双方が向上するといったことはなかった。そこで、実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．３〜Ｎｏ．７の場合と比して、（ａ）（ｂ）いずれの場合も静捩り強度、捩り疲労強度が劣る結果となった。
供試材Ｎｏ．２を用いた比較例Ｎｏ．２（ａ）及び比較例Ｎｏ．２（ｂ）は、表面の結晶粒度番号が６．８であり、本願の規定する７．０よりも下回っている。そこで、供試材１を用いた実施例Ｎｏ．１（ａ）及び実施例Ｎｏ．１（ｂ）と比べて、捩り強度が低いものとなった。このように比較例のＮｏ．２（ａ）及びＮｏ．２（ｂ）の結晶粒度番号が小さくなっているのは、高周波時のオーステナイト化保持時間を他条件と比べて２倍長く設定したためである。
また、供試材Ｎｏ．８を用いた比較例Ｎｏ．８（ａ）及び比較例Ｎｏ．８（ｂ）は、表面の結晶粒度番号が６．９であり、本願の規定する７．０よりも下回っている。そこで、供試材７を用いた実施例Ｎｏ．７（ａ）及び実施例Ｎｏ．７（ｂ）と比べて、捩り強度が低いものとなった。このように比較例のＮｏ．８（ａ）及びＮｏ．８（ｂ）の結晶粒度番号が小さくなっているのは、高周波時のオーステナイト化保持時間を他条件と比べて２倍長く設定したためである。
結晶粒度の番号が大きい方が鋼部材の捩り強度向上に有効であり、結晶粒度番号が７．０以上であると、ＰやＳの粒界脆化元素の偏析量を軽減でき、捩り疲労強度が向上できる。比較例Ｎｏ．２（ａ）及びＮｏ．２（ｂ）、比較例Ｎｏ．８（ａ）及び８（ｂ）では、結晶粒度が７．０を下回っているので、静捩り強度、捩り疲労強度の双方が向上するといったことはなかった。そこで、実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．３〜Ｎｏ．７の場合と比して、（ａ）（ｂ）いずれの場合も静捩り強度、捩り疲労強度が劣る結果となった。
（比較例Ｎｏ．９について）
供試材Ｎｏ．９を用いた比較例Ｎｏ．９（ａ）、比較例Ｎｏ．９（ｂ）は、供試材Ｎｏ．５のＣ量が０．５０％と本発明よりも多いことから、脆性破壊が起こりやすくなっている。そこで、比較例Ｎｏ．９（ａ）、比較例Ｎｏ．９（ｂ）のいずれの場合も、実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．３〜Ｎｏ．７の（ａ）（ｂ）のいずれもの場合と比して、静捩り強度、捩り疲労強度が劣る結果となっている。
供試材Ｎｏ．９を用いた比較例Ｎｏ．９（ａ）、比較例Ｎｏ．９（ｂ）は、供試材Ｎｏ．５のＣ量が０．５０％と本発明よりも多いことから、脆性破壊が起こりやすくなっている。そこで、比較例Ｎｏ．９（ａ）、比較例Ｎｏ．９（ｂ）のいずれの場合も、実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．３〜Ｎｏ．７の（ａ）（ｂ）のいずれもの場合と比して、静捩り強度、捩り疲労強度が劣る結果となっている。
（比較例Ｎｏ．１０について）
供試材Ｎｏ．１０を用いた比較例Ｎｏ．１０（ａ）、比較例Ｎｏ．１０（ｂ）は、供試材Ｎｏ．１０のＣ量が０．３５％と本発明より少ないことから、表面硬さが低くなっており、また芯部硬さも低くなっている。そして、断面平均硬さも５２３Ｈｖと５５０Ｈｖを下回っており、捩り強度が向上していない。そこで、比較例Ｎｏ．１０（ａ）、比較例Ｎｏ．１０（ｂ）のいずれの場合も、実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．３〜Ｎｏ．７の（ａ）（ｂ）のいずれもの場合と比して、静捩り強度、捩り疲労強度が劣る結果となっている。
供試材Ｎｏ．１０を用いた比較例Ｎｏ．１０（ａ）、比較例Ｎｏ．１０（ｂ）は、供試材Ｎｏ．１０のＣ量が０．３５％と本発明より少ないことから、表面硬さが低くなっており、また芯部硬さも低くなっている。そして、断面平均硬さも５２３Ｈｖと５５０Ｈｖを下回っており、捩り強度が向上していない。そこで、比較例Ｎｏ．１０（ａ）、比較例Ｎｏ．１０（ｂ）のいずれの場合も、実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．３〜Ｎｏ．７の（ａ）（ｂ）のいずれもの場合と比して、静捩り強度、捩り疲労強度が劣る結果となっている。
（比較例Ｎｏ．１１について）
供試材Ｎｏ．１１を用いた比較例Ｎｏ．１１（ａ）、比較例Ｎｏ．１１（ｂ）は、供試材Ｎｏ．１１のＣ量が０．４０％と本発明より少ないことから、表面硬さが低くなっている。そして、断面平均硬さも５３２Ｈｖと５５０Ｈｖを下回っており、捩り強度が向上していない。そこで、比較例Ｎｏ．１１（ａ）、比較例Ｎｏ．１１（ｂ）のいずれの場合も、実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．３〜Ｎｏ．７の（ａ）（ｂ）のいずれもの場合と比して、静捩り強度、捩り疲労強度が劣る結果となっている。
供試材Ｎｏ．１１を用いた比較例Ｎｏ．１１（ａ）、比較例Ｎｏ．１１（ｂ）は、供試材Ｎｏ．１１のＣ量が０．４０％と本発明より少ないことから、表面硬さが低くなっている。そして、断面平均硬さも５３２Ｈｖと５５０Ｈｖを下回っており、捩り強度が向上していない。そこで、比較例Ｎｏ．１１（ａ）、比較例Ｎｏ．１１（ｂ）のいずれの場合も、実施例Ｎｏ．１、実施例Ｎｏ．３〜Ｎｏ．７の（ａ）（ｂ）のいずれもの場合と比して、静捩り強度、捩り疲労強度が劣る結果となっている。
１ 捩り試験片
２ φ７ｍｍの貫通穴
３ φ４ｍｍの貫通穴
２ φ７ｍｍの貫通穴
３ φ４ｍｍの貫通穴
Claims (5)
- 化学成分として、質量％で、Ｃ：０．４２〜０．４８％、Ｓｉ：０．２０〜１．１０％、Ｍｎ：０．７０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．９０〜１．２０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％、Ｎ：０．０２００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる高周波焼入れ用鋼からなる自動車用機械部品であって、
高周波焼入れ・焼戻しされた状態における、表面硬さが６００Ｈｖ以上、芯部硬さが３５０Ｈｖ以上、（硬化層深さ／部品半径）の比が０．５〜１．０、下記数式で表される断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、かつ、最表面の結晶粒度番号が７．０以上の値を有していることを特徴とする自動車用機械部品。
- 請求項１に記載の化学成分に加えて、質量％で、Ｍｏ：０．１０〜０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる高周波焼入れ用鋼からなる自動車用機械部品であって、
高周波焼入れ・焼戻しされた状態における、表面硬さが６００Ｈｖ以上、芯部硬さが３５０Ｈｖ以上、（硬化層深さ／部品半径）の比が０．５〜１．０、下記数式で表される断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、かつ、最表面の結晶粒度番号が７．０以上の値を有していることを特徴とする自動車用機械部品。
- 請求項１または請求項２に記載の化学成分に加えて、質量％で、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる高周波焼入れ用鋼からなる自動車用機械部品であって、
高周波焼入れ・焼戻しされた状態における、表面硬さが６００Ｈｖ以上、芯部硬さが３５０Ｈｖ以上、（硬化層深さ／部品半径）の比が０．５〜１．０、下記数式で表される断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、かつ、最表面の結晶粒度番号が７．０以上の値を有していることを特徴とする自動車用機械部品。
- 自動車用機械部品は、高周波焼入れ・焼戻しされた状態の自動車用機械部品にショットピーニング層を有し、このショットピーニング層の表面硬さが７００Ｈｖ以上、かつ表面の圧縮残留応力が１０００ＭＰａ以上の値を有していることを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の自動車用機械部品。
- 自動車用機械部品は、シャフト部材を有していることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の自動車用機械部品。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2018238903A JP7149179B2 (ja) | 2018-12-20 | 2018-12-20 | 静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた高周波焼入れ用鋼材による自動車用機械部品 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2018238903A JP7149179B2 (ja) | 2018-12-20 | 2018-12-20 | 静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた高周波焼入れ用鋼材による自動車用機械部品 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2020100861A true JP2020100861A (ja) | 2020-07-02 |
| JP7149179B2 JP7149179B2 (ja) | 2022-10-06 |
Family
ID=71139036
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2018238903A Active JP7149179B2 (ja) | 2018-12-20 | 2018-12-20 | 静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた高周波焼入れ用鋼材による自動車用機械部品 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7149179B2 (ja) |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0790379A (ja) * | 1993-09-24 | 1995-04-04 | Kobe Steel Ltd | ねじり疲労特性を向上した高周波焼入れ軸物部品の製造方法 |
| JP2003160810A (ja) * | 2001-11-22 | 2003-06-06 | Kobe Steel Ltd | 疲労強度に優れた浸炭鋼部品の製法 |
| JP2007332439A (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輪郭焼入れ鋼材及び高周波輪郭焼入れ部品 |
| JP2010285689A (ja) * | 2009-05-13 | 2010-12-24 | Nippon Steel Corp | 低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品 |
| JP2011094217A (ja) * | 2009-11-02 | 2011-05-12 | Nippon Steel Corp | 静的ねじり強度に優れたドライブシャフト用電縫鋼管およびその製造方法 |
| WO2018180342A1 (ja) * | 2017-03-30 | 2018-10-04 | 愛知製鋼株式会社 | シャフト部材 |
-
2018
- 2018-12-20 JP JP2018238903A patent/JP7149179B2/ja active Active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0790379A (ja) * | 1993-09-24 | 1995-04-04 | Kobe Steel Ltd | ねじり疲労特性を向上した高周波焼入れ軸物部品の製造方法 |
| JP2003160810A (ja) * | 2001-11-22 | 2003-06-06 | Kobe Steel Ltd | 疲労強度に優れた浸炭鋼部品の製法 |
| JP2007332439A (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輪郭焼入れ鋼材及び高周波輪郭焼入れ部品 |
| JP2010285689A (ja) * | 2009-05-13 | 2010-12-24 | Nippon Steel Corp | 低サイクル曲げ疲労強度に優れた浸炭鋼部品 |
| JP2011094217A (ja) * | 2009-11-02 | 2011-05-12 | Nippon Steel Corp | 静的ねじり強度に優れたドライブシャフト用電縫鋼管およびその製造方法 |
| WO2018180342A1 (ja) * | 2017-03-30 | 2018-10-04 | 愛知製鋼株式会社 | シャフト部材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP7149179B2 (ja) | 2022-10-06 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5635316B2 (ja) | 疲労強度に優れた歯車およびその製造方法 | |
| JP5669339B2 (ja) | 高強度浸炭部品の製造方法 | |
| US9890446B2 (en) | Steel for induction hardening roughly shaped material for induction hardening | |
| JP4632931B2 (ja) | 冷間加工性に優れる高周波焼入れ用鋼及びその製造方法 | |
| JP2013112827A (ja) | 耐ピッチング性に優れた歯車およびその製造方法 | |
| WO2019244503A1 (ja) | 機械部品 | |
| JP2009299148A (ja) | 高強度浸炭部品の製造方法 | |
| WO2017115842A1 (ja) | 肌焼鋼、浸炭部品および肌焼鋼の製造方法 | |
| JPH0421757A (ja) | 高面圧歯車 | |
| JP6057626B2 (ja) | 熱処理変形の小さい機械構造用鋼材 | |
| JP2004238702A (ja) | 耐低サイクル衝撃疲労特性に優れた浸炭部品 | |
| JP5941439B2 (ja) | コイルばね、およびその製造方法 | |
| WO2015146703A1 (ja) | 真空浸炭用鋼材及びその製造方法 | |
| JP4488228B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼材 | |
| WO2018180342A1 (ja) | シャフト部材 | |
| JP2012237052A (ja) | 冷間鍛造性および結晶粒粗大化抑制能に優れた肌焼鋼とその製造方法 | |
| JP2010189702A (ja) | 高周波焼入れ用鋼および静捩り破壊強度および捩り疲労強度に優れた高周波焼入れ部品 | |
| JP2009299165A (ja) | 高強度浸炭部品の高周波焼入れによる製造方法 | |
| JP2009299147A (ja) | 高強度浸炭部品の製造方法 | |
| JP2002121645A (ja) | 歯元曲げ疲労特性および面圧疲労特性に優れた歯車用鋼ならびに歯車 | |
| JP7149179B2 (ja) | 静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた高周波焼入れ用鋼材による自動車用機械部品 | |
| JP7175182B2 (ja) | 静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた浸炭用鋼材による自動車用機械部品 | |
| JP2020002447A (ja) | 浸炭部材 | |
| JP3409275B2 (ja) | 熱処理歪の少ない肌焼鋼 | |
| JP2015127435A (ja) | 浸炭後の曲げ疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法並びに浸炭部品 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A711 | Notification of change in applicant |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A712 Effective date: 20210423 |
|
| A711 | Notification of change in applicant |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A711 Effective date: 20210621 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20210622 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20210621 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20211220 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20220531 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20220629 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20220829 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20220913 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20220926 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7149179 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |