JP3432950B2 - 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 - Google Patents
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Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高周波焼入れ軸部品用鋼
材にかかわり、さらに詳しくは、図１の（ａ）〜（ｂ）
に示したスプライン部を有するシャフト、フランジ付き
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、冷間加工性と捩り疲労強
度特性を兼備した鋼材に関するものである。
材にかかわり、さらに詳しくは、図１の（ａ）〜（ｂ）
に示したスプライン部を有するシャフト、フランジ付き
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、冷間加工性と捩り疲労強
度特性を兼備した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、通常中炭素鋼を切削、転造等の冷間加工により所定
の部品形状に成形加工し、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ともない、高捩り疲労強度化の指
向が強い。一方、高強度化に伴って、高周波焼入れ前の
段階での冷間加工性が劣化し、生産性が劣化するため
に、冷間加工性と高周波焼入れ後の高捩り疲労強度化の
両立が求められている。
は、通常中炭素鋼を切削、転造等の冷間加工により所定
の部品形状に成形加工し、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ともない、高捩り疲労強度化の指
向が強い。一方、高強度化に伴って、高周波焼入れ前の
段階での冷間加工性が劣化し、生産性が劣化するため
に、冷間加工性と高周波焼入れ後の高捩り疲労強度化の
両立が求められている。
【０００３】これに対して、特開平５−１７９４００公
報にはＣ：０．３８〜０．４５％、Ｓｉ：０．３５％以
下、Ｍｎ：１．０超〜１．５％、Ｂ：０．０００５〜
０．００３５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ａｌ：
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。静的な荷重に対す
る材料抵抗力である静的捩り強度と、繰り返し荷重に対
する材料抵抗力である捩り疲労強度は支配因子が異な
り、別の特性である。そのため、本材料は捩り疲労強度
特性を必要とする部品には必ずしも適用されていないの
が現状である。
報にはＣ：０．３８〜０．４５％、Ｓｉ：０．３５％以
下、Ｍｎ：１．０超〜１．５％、Ｂ：０．０００５〜
０．００３５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ａｌ：
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。静的な荷重に対す
る材料抵抗力である静的捩り強度と、繰り返し荷重に対
する材料抵抗力である捩り疲労強度は支配因子が異な
り、別の特性である。そのため、本材料は捩り疲労強度
特性を必要とする部品には必ずしも適用されていないの
が現状である。
【０００４】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およぼす合金元素の
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
れておらず、また冷間加工性についても言及していな
い。
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およぼす合金元素の
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
れておらず、また冷間加工性についても言及していな
い。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、高周
波焼入れ前には冷間加工性に優れ、高周波焼入れ後は捩
り疲労強度の優れた高周波焼入れ軸部品用として好適な
鋼材を提供しようとするものである。
波焼入れ前には冷間加工性に優れ、高周波焼入れ後は捩
り疲労強度の優れた高周波焼入れ軸部品用として好適な
鋼材を提供しようとするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、素材の段
階で優れた冷間加工性と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き裂が発生する。 Ｂ．軸方向に平行な面または垂直な面でき裂が初期伝播
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、早期に疲労き
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、早期に疲労き裂
が発生しやすい。
階で優れた冷間加工性と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き裂が発生する。 Ｂ．軸方向に平行な面または垂直な面でき裂が初期伝播
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、早期に疲労き
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、早期に疲労き裂
が発生しやすい。
【０００７】（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、疲労き裂の発生
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。 （４）上記捩り疲労破壊過程「Ｃ．」の欄で述べた、軸
方向に４５度の面で粒界割れを伴う脆性破壊を抑制する
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。
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、疲労き裂の発生
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。 （４）上記捩り疲労破壊過程「Ｃ．」の欄で述べた、軸
方向に４５度の面で粒界割れを伴う脆性破壊を抑制する
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。
【０００８】（５）捩り疲労破壊のき裂が表面で発生す
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、芯部の硬さの増加が有効であるが、そのためには、
Ｎｂ，Ｖ添加により析出強化を図ることが有効である。 （６）次に、上記の高捩り強度化と素材の段階での冷間
加工性を両立するには、次の方法が有効である。 固溶体硬化元素であるＳｉ，Ｐを低減する。 セメンタイトとは独立に炭化物を形成するＭｏ，Ｂを
用いて焼入れ性を確保する。 ミクロ組織をベイナイトのような硬質組織を含まない
フェライトとラメラパーライト組織とする。
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、芯部の硬さの増加が有効であるが、そのためには、
Ｎｂ，Ｖ添加により析出強化を図ることが有効である。 （６）次に、上記の高捩り強度化と素材の段階での冷間
加工性を両立するには、次の方法が有効である。 固溶体硬化元素であるＳｉ，Ｐを低減する。 セメンタイトとは独立に炭化物を形成するＭｏ，Ｂを
用いて焼入れ性を確保する。 ミクロ組織をベイナイトのような硬質組織を含まない
フェライトとラメラパーライト組織とする。
【０００９】本発明は以上の新規なる知見にもとづいて
なされたものであり、本発明の要旨は以下の通りであ
る。重量比として、Ｃ：０．３５〜０．６０％、Ｓｉ：
０．０１〜０．１５０％、Ｍｎ：１．００〜１．８０
％、Ｍｏ：０．０５〜０．８０％、Ｓ：０．０１０〜
０．１５０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜
０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００％を
含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０．０５％以
下、Ｏ：０．００２０％以下にそれぞれ制限し、
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：０．３５〜０．６０％、Ｓｉ：
０．０１〜０．１５０％、Ｍｎ：１．００〜１．８０
％、Ｍｏ：０．０５〜０．８０％、Ｓ：０．０１０〜
０．１５０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．０００５〜
０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜０．０１００％を
含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０．０５％以
下、Ｏ：０．００２０％以下にそれぞれ制限し、
【００１０】またはさらに、Ｎｂ：０．０１０〜０．２
５０％、Ｖ：０．０３〜０．５０％の１種または２種を
含有し、
５０％、Ｖ：０．０３〜０．５０％の１種または２種を
含有し、
【００１１】またはさらに、Ｃｒ：０．０５〜０．５０
％、Ｎｉ：０．１０〜３．５０％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、かつミ
クロ組織がフェライトとラメラパーライトからなり、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
である。
％、Ｎｉ：０．１０〜３．５０％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、かつミ
クロ組織がフェライトとラメラパーライトからなり、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
である。
【００１２】
【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ごと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０．６０％を超えると高周波焼入れ前
の硬さが硬くなりすぎて冷間加工性が劣化するととも
に、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るため、含有量を０．３５〜０．６
０％に定めた。次に、Ｓｉは脱酸元素として添加する。
しかしながら、０．０１％未満ではその効果は不十分で
ある。一方、Ｓｉは固溶体硬化により素材硬さを高くす
るため、０．１５％を超える添加は、高周波焼入れ前の
段階で切削性等の冷間加工性を劣化させる。以上の理由
でその含有量を０．０１〜０．１５％とした。
分含有範囲を上記のごと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０．６０％を超えると高周波焼入れ前
の硬さが硬くなりすぎて冷間加工性が劣化するととも
に、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るため、含有量を０．３５〜０．６
０％に定めた。次に、Ｓｉは脱酸元素として添加する。
しかしながら、０．０１％未満ではその効果は不十分で
ある。一方、Ｓｉは固溶体硬化により素材硬さを高くす
るため、０．１５％を超える添加は、高周波焼入れ前の
段階で切削性等の冷間加工性を劣化させる。以上の理由
でその含有量を０．０１〜０．１５％とした。
【００１３】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安
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、０．８０％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０．０５〜０．８０％とし
た。
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安
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、０．８０％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０．０５〜０．８０％とし
た。
【００１４】また、Ｓは鋼中でＭｎＳを形成、これによ
る高温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、０．０１０％
以下でその効果は不十分である。一方、０．１５０％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超〜０．１５０％とした。Ａｌは、Ｎと結合してＡ
ｌＮ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を目的として、および脱酸元素と
して添加するが、０．０１５％未満ではその効果は不十
分であり、一方、０．０５０％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．
０１５〜０．０５０％とした。
る高温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、０．０１０％
以下でその効果は不十分である。一方、０．１５０％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超〜０．１５０％とした。Ａｌは、Ｎと結合してＡ
ｌＮ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を目的として、および脱酸元素と
して添加するが、０．０１５％未満ではその効果は不十
分であり、一方、０．０５０％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．
０１５〜０．０５０％とした。
【００１５】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、０．０５０％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
０５〜０．０５０％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、０．００５０％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０．０００５〜０．００５０％とした。
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、０．０５０％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
０５〜０．０５０％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、０．００５０％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０．０００５〜０．００５０％とした。
【００１６】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、０．００２０％未満ではその効果は不十
分であり、一方、０．０１００％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０．００２０〜０．０１００％とし
た。一方、Ｐは固溶体硬化により素材硬さを高くし、高
周波焼入れ前の段階で切削性等の冷間加工性を劣化させ
る。さらに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や
すくし、そのため強度を低下させる。特にＰが０．０２
０％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、より粒界強度を図る場合には、
０．０１５％以下が望ましい。
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、０．００２０％未満ではその効果は不十
分であり、一方、０．０１００％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０．００２０〜０．０１００％とし
た。一方、Ｐは固溶体硬化により素材硬さを高くし、高
周波焼入れ前の段階で切削性等の冷間加工性を劣化させ
る。さらに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や
すくし、そのため強度を低下させる。特にＰが０．０２
０％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、より粒界強度を図る場合には、
０．０１５％以下が望ましい。
【００１７】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やすく
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。
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やすく
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。
【００１８】次に、本発明では、「ミクロ組織がフェラ
イトとラメラパーライトからなり、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」ことを特徴とするが、以下にその理由を述べ
る。
イトとラメラパーライトからなり、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」ことを特徴とするが、以下にその理由を述べ
る。
【００１９】まず、ミクロ組織を「フェライトとラメラ
パーライトからなる組織」としたのは、ミクロ組織にベ
イナイトやマルテンサイトのような硬質組織が混入する
と、高周波焼入れ前に行われる切削等の冷間加工が困難
になるためである。また、パーライトを「ラメラパーラ
イト」と限定したのは、球状パーライトは冷間加工性は
優れているが、高周波焼入れ性が顕著に劣るためであ
る。
パーライトからなる組織」としたのは、ミクロ組織にベ
イナイトやマルテンサイトのような硬質組織が混入する
と、高周波焼入れ前に行われる切削等の冷間加工が困難
になるためである。また、パーライトを「ラメラパーラ
イト」と限定したのは、球状パーライトは冷間加工性は
優れているが、高周波焼入れ性が顕著に劣るためであ
る。
【００２０】次に、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、この位置が疲労き裂の発生起点と
なりやすい。以上の現象は、フェライトの組織分率が３
５％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２０μ
ｍ以下とした。なお、より高捩り疲労強度化を図るため
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。
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、この位置が疲労き裂の発生起点と
なりやすい。以上の現象は、フェライトの組織分率が３
５％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２０μ
ｍ以下とした。なお、より高捩り疲労強度化を図るため
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。
【００２１】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
り疲労き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硬化を有する。しかしなが
ら、Ｎｂ含有量が０．０１％未満、Ｖ含有量が０．０３
％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Ｎｂ：
０．０１〜０．２５％、Ｖ：０．０３〜０．５０％とし
た。
を析出硬化により増加させ、硬化層と芯部の境界での捩
り疲労き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硬化を有する。しかしなが
ら、Ｎｂ含有量が０．０１％未満、Ｖ含有量が０．０３
％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Ｎｂ：
０．０１〜０．２５％、Ｖ：０．０３〜０．５０％とし
た。
【００２２】第３の発明は、Ｃｒ，Ｎｉ添加により、
捩り疲労過程での硬さの低下の抑制、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このましくない。以上の理由か
ら、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．１〜３．
５％とした。
捩り疲労過程での硬さの低下の抑制、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このましくない。以上の理由か
ら、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．１〜３．
５％とした。
【００２３】ここで、本発明の高周波焼入れ軸部品用鋼
材では、本発明の化学成分組成において「ミクロ組織が
フェライトとラメラパーライトからなり、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２０μ
ｍ以下」とするには、熱間圧延時の加熱温度および仕上
げ温度を低温側に制御し、かつ仕上げ圧延後の冷却速度
を徐冷カバーを使用するなどして徐冷却を行なうことに
より達成される。具体的製造条件は、実際の鋼材成分組
成と鋼材寸法に応じて適宜選択されるが、例えば、鋼材
素材の熱間圧延による製造を、加熱温度９５０〜１１５
０℃、仕上げ温度７５０〜９００℃、仕上げ圧延後７０
０〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度０．０５〜１．
０℃／秒とするのが好ましい。
材では、本発明の化学成分組成において「ミクロ組織が
フェライトとラメラパーライトからなり、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２０μ
ｍ以下」とするには、熱間圧延時の加熱温度および仕上
げ温度を低温側に制御し、かつ仕上げ圧延後の冷却速度
を徐冷カバーを使用するなどして徐冷却を行なうことに
より達成される。具体的製造条件は、実際の鋼材成分組
成と鋼材寸法に応じて適宜選択されるが、例えば、鋼材
素材の熱間圧延による製造を、加熱温度９５０〜１１５
０℃、仕上げ温度７５０〜９００℃、仕上げ圧延後７０
０〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度０．０５〜１．
０℃／秒とするのが好ましい。
【００２４】
【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の組成を有する鋼材を３４ｍｍφ
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、４
００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にフェライト分率、フェライト結晶粒
径を示した。また、表２に表１と同様に比較鋼材につい
て示した。
に具体的に示す。表１の組成を有する鋼材を３４ｍｍφ
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、４
００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にフェライト分率、フェライト結晶粒
径を示した。また、表２に表１と同様に比較鋼材につい
て示した。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】比較鋼１８〜２０の材料については圧延後
８５０℃×１時間加熱し、８００〜５００℃の温度範囲
を０．３℃／秒の冷却速度で冷却し、本材料に新規に１
８Ａ，１９Ａ，２０Ａと記号を付した。また２１〜２３
の材料については圧延後９００℃×１時間加熱し、８０
０〜５００℃の温度範囲を０．９５℃／秒の冷却速度で
冷却し、本材料に新規に２１Ｎ，２２Ｎ，２３Ｎと記号
を付した。これらの材料の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。
８５０℃×１時間加熱し、８００〜５００℃の温度範囲
を０．３℃／秒の冷却速度で冷却し、本材料に新規に１
８Ａ，１９Ａ，２０Ａと記号を付した。また２１〜２３
の材料については圧延後９００℃×１時間加熱し、８０
０〜５００℃の温度範囲を０．９５℃／秒の冷却速度で
冷却し、本材料に新規に２１Ｎ，２２Ｎ，２３Ｎと記号
を付した。これらの材料の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。
【００２８】
【表３】
【００２９】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。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１７０℃×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。また被削性はハイスドリルによる寿命速度を
用いて評価した。用いたドリルはＪＩＳ−ＳＫＨ５１で
直径３ｍｍのハイスドリルであり、穴あけ条件は送り
０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、穴深さ９ｍｍ、切削油はスピン
ドル油を用い、２リットル／分である。評価試験は、切
削速度を種々変化させて各切削速度における切削不能に
なるまでのドリル寿命から切削速度−ドリル寿命曲線を
求め、この曲線から寿命穴あけ総深さが１０００ｍｍで
ドリル寿命となる最大切削速度を求め、これを寿命速度
とした。
静的捩り試験片、捩り疲労試験片を採取した。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１７０℃×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。また被削性はハイスドリルによる寿命速度を
用いて評価した。用いたドリルはＪＩＳ−ＳＫＨ５１で
直径３ｍｍのハイスドリルであり、穴あけ条件は送り
０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、穴深さ９ｍｍ、切削油はスピン
ドル油を用い、２リットル／分である。評価試験は、切
削速度を種々変化させて各切削速度における切削不能に
なるまでのドリル寿命から切削速度−ドリル寿命曲線を
求め、この曲線から寿命穴あけ総深さが１０００ｍｍで
ドリル寿命となる最大切削速度を求め、これを寿命速度
とした。
【００３０】表４に各供試品の硬さ、ハイスドリル寿
命、静的捩り強度、捩り疲労強度を示す。ハイスドリル
寿命は、比較鋼２９のドリル寿命を１００とした時の相
対値で示した。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７００ＭＰａ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線回折ピークの半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のＮｏ．１〜２３Ｎは本発明
の成分組成を満足した鋼材であるが、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お
り、かつドリル寿命は比較鋼材２９の７０％以上と高強
度化の割には被削性の劣化が小さい。特に捩り疲労強度
は、０．４％Ｃ鋼で既ね６００ＭＰａ以上、０．５％Ｃ
鋼で既ね６８０ＭＰａ以上と優れた特性が得られてい
る。
命、静的捩り強度、捩り疲労強度を示す。ハイスドリル
寿命は、比較鋼２９のドリル寿命を１００とした時の相
対値で示した。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７００ＭＰａ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線回折ピークの半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のＮｏ．１〜２３Ｎは本発明
の成分組成を満足した鋼材であるが、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お
り、かつドリル寿命は比較鋼材２９の７０％以上と高強
度化の割には被削性の劣化が小さい。特に捩り疲労強度
は、０．４％Ｃ鋼で既ね６００ＭＰａ以上、０．５％Ｃ
鋼で既ね６８０ＭＰａ以上と優れた特性が得られてい
る。
【００３１】
【表４】
【００３２】一方、表５に表４と同様に比較鋼材につい
て示した。比較鋼材１８〜２０はミクロ組織にベイナイ
トが混入した場合であり、比較鋼材２４はＳｉの含有量
が本発明の範囲を上回った場合であり、いずれも被削性
が顕著に劣化している。また、比較鋼材２１，２２，２
３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２５，２６は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２７，２８はＰ，Ｃｒ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
２９はＳｉの含有量が本発明の範囲を上回り、Ｍｎ，Ｍ
ｏ，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６８０ＭＰａ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材に比較して、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。
て示した。比較鋼材１８〜２０はミクロ組織にベイナイ
トが混入した場合であり、比較鋼材２４はＳｉの含有量
が本発明の範囲を上回った場合であり、いずれも被削性
が顕著に劣化している。また、比較鋼材２１，２２，２
３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２５，２６は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２７，２８はＰ，Ｃｒ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
２９はＳｉの含有量が本発明の範囲を上回り、Ｍｎ，Ｍ
ｏ，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６８０ＭＰａ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材に比較して、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。
【００３３】
【表５】
【００３４】
【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、高周波焼入れ前には優れた
冷間加工性を有し、かつ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の製造が可能となり、産業上の
効果は極めて顕著なものがある。
れ軸部品用鋼材を用いれば、高周波焼入れ前には優れた
冷間加工性を有し、かつ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の製造が可能となり、産業上の
効果は極めて顕著なものがある。
【図１】（ａ）はセレーション部を示すシャフト、
（ｂ）はフランジ付きシャフト、（ｃ）は外筒付シャフ
トを示した図
（ｂ）はフランジ付きシャフト、（ｃ）は外筒付シャフ
トを示した図
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 (3)
- 【請求項１】 重量比として、 Ｃ ：０．３５〜０．６０％ Ｓｉ：０．０１〜０．１５％ Ｍｎ：１．００〜１．８０％ Ｍｏ：０．０５〜０．８０％ Ｓ ：０．０１０〜０．１５０％ Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％ Ｂ ：０．０００５〜０．００５０％ Ｎ ：０．００２０〜０．０１００％を含有し、 Ｐ ：０．０２０％以下 Ｃｕ：０．０５％以下 Ｏ ：０．００２０％以下にそれぞれ制限し、残部が鉄
および不可避的不純物からなり、かつミクロ組織がフェ
ライトとラメラパーライトからなり、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。 - 【請求項２】 請求項１に記載の成分に加えて、 Ｎｂ：０．０１０〜０．２５０％ Ｖ ：０．０３〜０．５０％の１種または２種を含有
し、かつミクロ組織がフェライトとラメラパーライトか
らなり、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。 - 【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：０．０５〜０．５０％ Ｎｉ：０．１０〜３．５０％の１種または２種を含有
し、かつミクロ組織がフェライトとラメラパーライトか
らなり、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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11407895A JP3432950B2 (ja) | 1995-04-17 | 1995-04-17 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11407895A JP3432950B2 (ja) | 1995-04-17 | 1995-04-17 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08283910A JPH08283910A (ja) | 1996-10-29 |
| JP3432950B2 true JP3432950B2 (ja) | 2003-08-04 |
Family
ID=14628512
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11407895A Expired - Fee Related JP3432950B2 (ja) | 1995-04-17 | 1995-04-17 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
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| US7081174B2 (en) | 2002-04-30 | 2006-07-25 | Sanyo Special Steel Co., Ltd. | Process for producing steel products having improved grain size properties and machinability |
| JP2004143550A (ja) * | 2002-10-25 | 2004-05-20 | Sanyo Special Steel Co Ltd | Ｔｉ添加高強度鋼 |
| WO2004065647A1 (ja) * | 2003-01-17 | 2004-08-05 | Jfe Steel Corporation | 疲労強度に優れた高強度鋼材およびその製造方法 |
| JP4507494B2 (ja) * | 2003-01-17 | 2010-07-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 疲労強度に優れた高強度鋼材の製造方法 |
| JP4375971B2 (ja) | 2003-01-23 | 2009-12-02 | 大同特殊鋼株式会社 | 高強度ピニオンシャフト用鋼 |
| US20070000582A1 (en) * | 2003-09-29 | 2007-01-04 | Akihiro Matsuzaki | Steel product for induction hardening, induction-hardened member using the same, and methods for production them |
| SE527221C2 (sv) * | 2005-04-12 | 2006-01-24 | Scania Cv Abp | Borstålsort för induktionshärdning jämte axel |
| JP4975343B2 (ja) * | 2006-03-14 | 2012-07-11 | 新日本製鐵株式会社 | 冷間鍛造加工性に優れた鋼管およびその製造方法 |
| JP4728884B2 (ja) * | 2006-06-16 | 2011-07-20 | 新日本製鐵株式会社 | 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 |
| WO2011049006A1 (ja) | 2009-10-22 | 2011-04-28 | 新日本製鐵株式会社 | 高周波焼入れ用鋼及び高周波焼入れ鋼部品、並びに、それらの製造方法 |
| JP5505264B2 (ja) * | 2010-11-05 | 2014-05-28 | 新日鐵住金株式会社 | 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 |
| CN109423580B (zh) * | 2017-08-30 | 2021-05-14 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种汽车空心稳定杆用钢管及其制造方法 |
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1995
- 1995-04-17 JP JP11407895A patent/JP3432950B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH08283910A (ja) | 1996-10-29 |
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