JP3432944B2

JP3432944B2 - 捩り疲労強度の優れた高周波焼入れ軸部品用鋼材

Info

Publication number: JP3432944B2
Application number: JP08344795A
Authority: JP
Inventors: 達朗越智; 秀雄蟹澤
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1995-03-16
Filing date: 1995-03-16
Publication date: 2003-08-04
Anticipated expiration: 2018-08-04
Also published as: JPH08253842A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は高周波焼入れ軸部品用鋼
材に係り、さらに詳しくは、図１の（ａ）〜（ｃ）に示
したスプライン部を有するシャフト、フランジ付シャフ
ト、外筒付シャフト等の自動車の動力伝達系を構成する
軸部品用として好適な、優れた捩り疲労強度を有する鋼
材に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】自動車の動力伝達系を構成する軸部品
は、通常中炭素鋼を所定の部品に成形加工し、高周波焼
入れ−焼戻しを施して製造されているが、近年の自動車
エンジンの高出力化および環境規制対応に伴い高捩り強
度化の指向が強い。これに対して、特開平５−１７９４
００号公報にはＣ：０．３８〜０．４５％、Ｓｉ：０．
３５％以下、Ｍｎ：１．０超〜１．５％、Ｂ：０．００
０５〜０．０３５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．０１０％以下でフ
ェライト結晶粒度番号６以上の細粒組織を有する直接切
削−高周波焼入れ用鋼材が示されている。該発明材では
静的捩り強度については言及されているものの、捩り疲
労強度については全く配慮されていない。

【０００３】また、日本鉄鋼協会講演論文集「材料とプ
ロセス」第７巻第３号第７７１頁、第１図には、Ｓ５３
Ｃ鋼（代表的な成分系０．５３Ｃ−０．２５Ｓｉ−０．
８Ｍｎ）をベースに捩り疲労強度に及ぼす合金元素の影
響を検討し、Ｂ、Ｓｉ、Ｍｏが有効であることが示され
ている。しかしながら、高周波焼入れ用軸部品用鋼とし
ていかなる鋼材が適しているかについては全く開示され
ていない。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、捩り
疲労強度の優れた高周波焼入れ軸部品用鋼材を提供しよ
うとするものである。

【０００５】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、高周波焼
入れにより優れた捩り疲労強度を有する軸部品を実現す
るために、鋭意検討を行い次の知見を得た。（１）高周波焼入れ材の捩り疲労破壊は、次の過程で起
きる。Ａ）表面または硬化層と芯部の境界で亀裂が発生する。Ｂ）軸方向に平行な面または垂直な面で亀裂が初期伝播
する。Ｃ）軸方向に４５度の面で粒界割れを伴って脆性破壊を
起こし、最終破壊を起こす。（２）表面硬化層で硬さのムラがあれば、早期に疲労亀
裂が発生する。高周波焼入れ前の組織のフェライト分率
が３５％を超え、フェライト結晶粒径が２０μｍを超え
ると硬化層で顕著な硬さのムラを生じ、早期に疲労亀裂
が発生しやすい。

【０００６】（３）次に、硬化層は捩り疲労過程で材質
劣化を起こす。つまり、捩り疲労過程では、表面圧縮残
留応力の減衰、硬さの低下が起きる。疲労過程でこのよ
うな材質劣化を起こしやすい材料ほど疲労亀裂の発生が
早期に起きる。捩り疲労過程でのこうした材質劣化を抑
制するには、下記の方法が有効である。高Ｍｎにより焼入れ性を確保する。Ｃｒを多量添加
しない。Ｍｏを添加する。Ｓｉを増量する。（４）上記捩り疲労破壊過程はＣ）の欄で述べた、軸方
向に４５度の面で粒界割れを伴う脆性破壊を抑制するた
めには、次の方法による粒界強化が有効である。Ｔｉ−Ｂ添加。Ｐ，Ｃｕ，Ｏ量の低減。（５）捩り疲労は破壊の亀裂が表面で発生する場合に比
べて、硬化層と芯部の境界で発生する場合には、捩り疲
労強度は低下する。これを抑制するためには、Ｎｂ，Ｖ
添加により析出強化を図ることが有効である。

【０００７】本発明は以上の新規なる知見に基づいてな
されたものであり、本発明の要旨は以下の通りである。
重量比として、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．
３５〜２．５％、Ｍｎ：１．０〜１．８％、Ｍｏ：０．
０５〜０．８％、Ｓ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：
０．０１５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５
％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００２
〜０．０１％、を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｃ
ｕ：０．０５％以下、Ｏ：０．００２０％以下に制限
し、またはさらに、Ｎｂ：０．０１〜０．２５％、Ｖ：
０．０３〜０．５％の１種または２種を含有し、または
さらに、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：０．１〜
３．５％の１種または２種を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつフェライトの組織分率が３
５％以下で、フェライト結晶粒径が２０μｍ以下である
ことを特徴とする捩り疲労強度の優れた高周波焼入れ軸
部品用鋼材である。

【０００８】

【作用】以下に、本発明を詳細に説明する。本発明の成
分含有範囲を上記の如く限定した理由について説明す
る。まず、Ｃは高周波焼入れ硬化層の硬さを増加させる
のに有効な元素であるが、０．３５％未満では硬さが不
十分であり、また０．６５％を超えるとオーステナイト
粒界への炭化物析出が顕著になって粒界強度を劣化さ
せ、脆性破壊強度の低下を招くとともに、焼き割れが発
生しやすくなるため、含有量を０．３５〜０．６５％に
定めた。次に、Ｓｉは捩り疲労過程での材質劣化の抑
制、オーステナイト粒界への炭化物析出抑制による粒
界強化を目的とし、および脱酸元素として添加する。
しかしながら、０．３５％未満ではその効果は不十分で
あり、一方、２．５％を超える過剰添加は、むしろ粒界
脆性を招くので、その含有量を０．３５〜２．５％とし
た。

【０００９】Ｍｎは捩り疲労過程での材質劣化の抑
制、焼入れ性の向上、および鋼中でＭｎＳを形成する
ことによる高周波焼入れ加熱時のオーステナイト粒の
微細化と被削性の向上を目的として添加する。しかし
ながら、１．０％未満ではこの効果は不十分である。一
方、Ｍｎはオーステナイト粒界に粒界偏析を起こし、粒
界強度を低下させて捩り応力下での脆性破壊を起こし易
くし、そのため強度を低下させる。特にこの傾向は１．
８％を超えると顕著になる。以上の理由から、Ｍｎの含
有量を１．０〜１．８％とした。Ｍｏは捩り疲労過程
での材質劣化の抑制、オーステナイト粒界に粒界偏析
を起こすことによる粒界強度増加、および焼入れ性の
向上を狙いとして添加する。しかしながら、０．０５％
未満ではこの効果は不十分であり、一方、０．８％を超
える過剰添加は、効果が飽和し経済性の観点から望まし
くないので、その含有量を０．０５〜０．８％とした。

【００１０】また、Ｓは鋼中でＭｎＳを形成、これによ
る高周波焼入れ加熱時のオーステナイト粒の微細化およ
び被削性の向上を目的として添加するが、０．０１％未
満ではその効果は不十分である。一方、０．１５％を超
えるとその効果は飽和し、むしろ粒界偏析を起こし粒界
脆化を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を０．０１〜
０．１５％とした。Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形
成することによる高周波焼入れ加熱時のオーテスナイト
粒の微細化を目的とし、および脱酸元素として添加す
るが、０．１５％未満ではその効果は不十分であり、一
方、０．０５％を超えるとその効果は飽和し、むしろ靱
性を劣化させるので、その含有量を０．０１５〜０．０
５％とした。

【００１１】Ｔｉもやはり鋼中でＮと結合してＴｉＮと
なるが、これによる高周波焼入れ加熱時のオーステナ
イト粒の微細化、および固溶Ｎの完全固定によるＢＮ
析出防止、つまり固溶Ｂの確保を目的として添加する。
しかしながら、、０．００５％未満ではその効果は不十
分であり、一方、０．０５％を超えるとその効果は飽和
し、むしろ靱性を劣化させるので、その含有量を０．０
０５〜０．０５％とした。Ｂは固溶状態でオーステナイ
ト粒界に粒界偏析し、Ｐ，Ｃｕ等の粒界不純物を粒界か
ら追い出すことにより粒界強度を増加させることを狙い
として添加する。しかしながら、、０．０００５％未満
ではその効果は不十分であり、一方０．００５％を超え
る過剰添加は、むしろ粒界脆化を招くので、その含有量
を０．０００５〜０．００５％とした。

【００１２】さらに、ＮはＡｌＮ等の炭窒化物析出によ
る高周波加熱時のオーステナイト粒の微細化を目的とし
て添加するが、０．００２％未満ではその効果は不十分
であり、一方０．０１％超では、その効果は飽和し、む
しろＢＮを析出して固溶Ｂの低減を引き起こすので、そ
の含有量を０．００２〜０．０１％とした。一方、Ｐは
オーステナイト粒界に粒界偏析を起こし、粒界強度を低
下させて捩り応力下での脆性破壊を起こし易くし、その
ため強度を低下させる。特にＰが０．０２０％を超える
と強度低下が顕著となるため、０．０２０％を上限とし
た。なお、より粒界強化を図る場合には、０．０１５％
以下が望ましい。また、ＣｕもＰと同様オーステナイト
粒界に粒界偏析を起こし、強度低下の原因となる。特に
Ｃｕが０．０５％を超えると強度低下が顕著となるた
め、０．０５％を上限とした。さらに、Ｏは粒界偏析を
起こし粒界脆化を起こすとともに、鋼中で硬い酸化物系
介在物を形成し、捩り応力下での脆性破壊を起こし易く
し、強度低下の原因となる。特にＯが０．００２０％を
超えると強度低下が顕著となるため、０．００２０％を
上限とした。

【００１３】次に、本発明では、「フェライトの組織分
率が３５％以下で、フェライト結晶粒径が２０μｍ以
下」とする。高周波焼入れは急速加熱であるため、高周
波焼入れ前の組織のフェライト分率が大きくまたそれが
粗大であると、フェライトの部分はオーステナイト化
後、炭素の拡散が不十分で炭素濃度が添加炭素濃度より
も低くなり、焼入れ後、その位置での硬さが小さくな
る。そのため、この位置が疲労亀裂の発生起点となり易
い。以上の現象は、フェライトの組織分率が３５％を超
えるか、またはフェライト結晶粒径が２０μｍを超える
と特に顕著になる。以上の理由でフェライトの組織分率
を３５％以下で、フェライト結晶粒径を２０μｍ以下と
した。なお、より高捩り疲労強度を図るためには、フェ
ライトの組織分率を２５％以下とするか、またはさらに
フェライト結晶粒径を１５μｍ以下とするのが望まし
い。また、本発明の高周波焼入れ軸部品用鋼材では、フ
ェライト以外の残りの組織を特に限定するものではな
く、その種類がパーライト、上部ベイナイト、下部ベイ
ナイト、中間段階組織、マルテンサイト、あるいはこれ
らの混合組織のいずれでもよい。

【００１４】第２の発明は、高周波焼入れ後の芯部硬さ
を析出硬化により増加させ、硬化層と芯部の境界での捩
り疲労亀裂の発生を抑制するとともに、高周波加熱時の
オーステナイト粒を一層微細化し、粒界破壊防止による
高強度化を図った軸部品用鋼材である。Ｎｂ，Ｖは鋼中
で炭窒化物を形成し、析出硬化により高周波焼入れ後の
芯部硬さを増加させるとともに、高周波加熱時のオース
テナイト粒を微細化させる効果を有する。しかしなが
ら、、Ｎｂ含有量が０．０１％未満、Ｖ含有量が０．０
３％未満ではその効果は不十分であり、一方、Ｎｂ：
０．２５％超、Ｖ：０．５０％超ではその効果は飽和
し、むしろ靱性を劣化させるので、これらの含有量をＮ
ｂ：０．０１〜０．２５％、Ｖ：０．０３〜０．５％と
した。

【００１５】第３の発明は、Ｃｒ、Ｎｉ添加により、
捩り疲労過程での硬さの以下の抑制、および焼入れ性
の向上を図った軸部品用鋼材である。なお、Ｎｉには、
粒界近傍の靱性を改善し、脆性破壊を抑制する効果も有
する。ただし、Ｃｒ：０．０５％未満、Ｎｉ：０．１％
未満ではこの効果は不十分である。一方、Ｃｒ：０．５
％超では高周波焼入れ前の組織中のセメンタイトが安定
化し、高周波焼入れ加熱時にセメンタイトの溶解が困難
になり、高周波焼入れ後の効果層の硬さが不十分とな
る。また、３．５％を超えるＮｉの多量添加は、効果が
飽和し経済性の観点から好ましくない。以上の理由か
ら、Ｃｒ：０．０５％〜０．５％、Ｎｉ：０．１〜３．
５％とした。

【００１６】ここで、本発明の高周波焼入れ軸部品用鋼
材では、製造条件は特に限定せず、本発明の要件を満足
すればいずれの条件でもよい。例えば、鋼材素材の熱間
圧延による製造を仕上げ温度；７５０〜９００℃、仕上
げ圧延後７００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度；
０．１〜１．７℃／秒の条件で行う方法が挙げられる
が、本発明では特に限定するものではない。また、本発
明では、本発明の要件を満足すれば熱間圧延後、高周波
焼入れの前に焼準、焼鈍、熱間鍛造等の加工熱処理を必
要に応じて行うことができる。

【００１７】

【実施例】以下に、本発明の効果を実施例により、さら
に具体的に示す。表１，２の組成を有する鋼材を３４ｍ
ｍφの棒鋼に圧延した。この棒鋼から、光学顕微鏡観察
試験片を採取し、５％ナイタール液で腐食して２００
倍、４００倍で観察しフェライト分率およびフェライト
結晶粒径を求めた。表１，２にフェライト分率、フェラ
イト結晶粒径を示す。また、比較鋼材２３，２４，２５
の材料については圧延後８５０度×１時間加熱し、８５
０〜５００℃の温度範囲を１．２℃／秒の冷却速度で冷
却した。本材料に新規に２３Ｍ，２４Ｍ，２５Ｍと記号
を付し、フェライト分率およびフェライト結晶粒径を測
定した。その結果を表３に示す。これらの材料から、平
行部直径２０ｍｍの静的捩り試験片、捩り疲労試験片を
採取した。

【００１８】

【表１】

【００１９】

【表２】

【００２０】

【表３】

【００２１】静的捩り試験片、捩り疲労試験片について
周波数８．５ｋＨｚで高周波焼入れを行い、その後１７
０℃×１時間の条件で焼戻しを行った。いずれも有効硬
化層深さは約５ｍｍである。その後、静的捩り試験、捩
り疲労試験を行った。捩り疲労特性は５×１０⁵ サイク
ルでの時間強度で評価した。表４，５に各供試材の静的
捩り強度、捩り疲労強度を示す。また、捩り疲労過程で
の材質劣化挙動を評価するために、応力振幅７００ＭＰ
ａで１×１０⁴ サイクル疲労試験を行った試験片につい
て、表面での圧縮残留応力の減衰量およびフェライ
ト（２１１）面のＸ線回折ピークの単価幅の減衰量を評
価した。Ｘ線回折ピークの半価幅の減衰量は、疲労過程
での正味の硬さの低下量を評価するために用いた。Ｘ線
発生源としては、Ｃｒ管球を使用した。表４，５のＮ
ｏ．１〜２５Ｍは本発明鋼材であるが、本発明鋼材で
は、いずれも優れた静的捩り強度、捩り疲労強度を有し
ている。特に捩り疲労強度は、０．４％Ｃ鋼で概ね６０
０ＭＰａ以上、０．５％Ｃ鋼で概ね７００ＭＰａ以上と
優れた特性が得られている。

【００２２】

【表４】

【００２３】

【表５】

【００２４】一方、比較鋼材２３，２４，２５はフェラ
イト分率またはフェライト結晶粒径のいずれか、または
両者が本発明の範囲を上回った場合であり、比較鋼材２
６，２７，２８はＳｉ，Ｍｏ，Ｂの含有量が本発明の範
囲を下回った場合であり、比較鋼材２９，３０はＰ，Ｃ
ｒの含有量が本発明の範囲を上回った場合であり、比較
鋼材３１はＳｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｂの含有量が本発
明の範囲を下回り、フェライト分率、フェライト結晶粒
径が本発明の範囲を上回った場合であり、いずれも同一
炭素量の本発明鋼材に比較して、静的捩り強度、捩り疲
労強度が劣っている。特に捩り疲労強度は、０．４％Ｃ
鋼で、いずれも６００ＭＰａ未満、０．５％Ｃ鋼で７０
０ＭＰａ未満であり、本発明鋼材に比較して顕著に劣っ
ている。比較鋼材の「疲労過程での残留応力減衰量」
「疲労過程での半価幅の減少量」は、同一炭素量の本発
明鋼に比較して相対的に大きい。つまり、本発明鋼材で
は、捩り疲労過程での材質劣化が抑制されたことによ
り、優れた捩り疲労強度が得られていることが明らかで
ある。

【００２５】

【発明の効果】以上述べたごとく、本発明の高周波焼入
れ軸部品用鋼材を用いれば、捩り疲労強度の優れた高周
波焼入れ軸部品の製造が可能となり、産業上の効果は極
めて顕著なるものがある。

【図面の簡単な説明】

【図１】（ａ）はセレーション部を有するシャフ、
（ｂ）はフランジ付シャフト、（ｃ）は外筒付シャフト
を示した図

【符号の説明】

１０シャフト１１，１２セレーション２０，２１シャフト２２フランジ３０，３１，３２シャフト３３外筒部

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量比として、Ｃ：０．３５〜０．６５％Ｓｉ：０．３５〜２．５％Ｍｎ：１．０〜１．８％Ｍｏ：０．０５〜０．８％Ｓ：０．０１〜０．１５％Ａｌ：０．０１５〜０．０５％Ｔｉ：０．００５〜０．０５％Ｂ：０．０００５〜０．００５％Ｎ：０．００２〜０．０１％を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｏ：０．００２０％以下に制限し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつフェライトの組織分率が３
５％以下で、フェライト結晶粒径が２０μｍ以下である
ことを特徴とする捩り疲労強度の優れた高周波焼入れ軸
部品用鋼材。
【請求項２】請求項１に記載の成分に加えて、Ｎｂ：０．０１〜０．２５％Ｖ：０．０３〜０．５％の１種または２種を含有し、かつフェライトの組織分率
が３５％以下で、フェライト結晶粒径が２０μｍ以下で
あることを特徴とする捩り疲労強度の優れた高周波焼入
れ軸部品用鋼材。
【請求項３】請求項１または請求項２記載の成分に加
えて、Ｃｒ：０．０５〜０．５％Ｎｉ：０．１〜３．５％の１種または２種を含有し、かつフェライトの組織分率
が３５％以下で、フェライト結晶粒径が２０μｍ以下で
あることを特徴とする捩り疲労強度の優れた高周波焼入
れ軸部品用鋼材。