JP4219023B2 - 高強度ドライブシャフトとその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度ドライブシャフトとその製造方法に関するものである。本発明で言う強度特性とは、主として捩り強度、捩り疲労強度である。
【０００２】
【従来の技術】
自動車部品の一つであるのドライブシャフトは、近年の自動車エンジンの高出力化あるいは環境規制対応にともない、高強度化の指向が強い。ドライブシャフトの必要な強度特性は、捩り強度、捩り疲労強度である。
これに対して、特公昭６３−６２５７１号公報には、Ｃ：０．３０〜０．３８％、Ｍｎ：０．６〜１．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４、Ａｌ：０．０１〜０．０４％からなる鋼をドライブシャフトに成形し、高周波焼入れによる高周波焼入れ深さと鋼材部半径の比を０．４以上とし、高周波焼入れ後の焼戻し処理を省略するドライブシャフトの製造方法が示されている。該公報には、本願発明で強度特性として特に注目している捩り疲労強度については、言及されていない。
【０００３】
また、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：０．０１％以下、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。該公報にも、捩り強度は記載されているが、捩り疲労強度は記載されていない。また、Ｍｎ量、Ｎ量またはＳｉ量が高いために、冷間加工性が良くないと考えられる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
上記のような開示された鋼材では、ドライブシャフト用鋼として、優れた強度特性、とりわけ優れた捩り疲労強度特性を得ることができない。本発明はこのような問題を解決して、高強度ドライブシャフトとその製造方法を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、以下の手段を用いて上記の課題を解決した。すなわち、本発明の請求項１、２の発明は、質量％で、Ｃ：０．４８〜０．５８％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．３５〜０．７５％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ｍｏ：０．１〜０．３５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０３９〜０．０８％を含有し、Ｎ：０．００５％以下（０％を含む）、Ｃｒ：０．１％以下（０％を含む）、Ｐ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｏ：０．００２％以下（０％を含む）に各々制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を素材とし、インボリュートセレーション部の端部における、表面硬度がＨＶ７３０以上であり、有効硬化層深さが、有効硬化層深さｔと半径ｒの比ｔ／ｒで０．３〜０．７であり、またはさらに、インボリュートセレーション部の端部における旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で８以上であることを特徴とする高強度ドライブシャフトである。
【０００６】
本発明の請求項３、４の発明は、上記に記載の成分で、硬さがＨＲＢ８５〜９５である鋼を切削加工、転造加工により所定の形状に成形加工し、引き続いて、高周波焼入れ、１２０−２００℃での焼戻しを行い、これによって、インボリュートセレーション部の端部における、表面硬度がＨＶ７３０以上であり、有効硬化層深さが、有効硬化層深さｔと半径ｒの比ｔ／ｒで０．３〜０．７となる様にし、またはさらに、インボリュートセレーション部の端部における旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で８以上となる様にすることを特徴とする高強度ドライブシャフトの製造方法である。本発明の高強度ドライブシャフトとその製造方法を用いることにより、優れた捩り強度、捩り疲労強度特性を有するドライブシャフト製品を得ることができる。
【０００７】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、高強度ドライブシャフトとその製造方法を実現するために、鋭意調査し、次の点を明らかにした。
（１）軸部の捩り破壊、捩り疲労破壊はともに、インボリュートセレーション部の端部の切欠き部で起きる。軸部の疲労強度は、硬化層深さが深いほど向上するが、過度に深くすると焼き割れが懸念されるので、硬化層深さの上限を規定する必要がある。
（２）硬化層の硬さを確保するためには、高Ｃ化とＣｒ量低減が重要である。低Ｃｒ化の効果は、低Ｃｒ化により、セメンタイトが短時間加熱でも溶体化しやすくなり、炭化物の溶け込み不良が防止できるためである。
【０００８】
（３）捩り強度、捩り疲労強度に対して、粒界強度も強く影響する。硬化層硬さの増加を狙いとして高Ｃ化を図ると、通常は、粒界強度が低下する。これに対して、Ｂ添加、Ｍｏ添加、Ｓｉ添加、低Ｐ化により、粒界強度の増加を図る。さらに高Ｔｉ−低Ｎとすることにより、ＴｉＣが多量微細分散し、旧オーステナイト粒度は微細化し、粒界強度はさらに向上する。以上による粒界強度の増加により、軸部の捩り強度、捩り疲労強度は向上する。
（４）高強度特性・高周波焼入れ性を確保して切削性・転造性を劣化させないために、低ＳｉでＢ添加鋼とする。Ｂは焼入れ性増とともに、上記のように粒界強化の効果もある。また、Ｂ添加鋼ではＴｉ添加が必須のために、通常は、粗大なＴｉＮによる冷間加工性の劣化をもたらすが、本発明では、窒素を極力低減し粗大なＴｉＮの生成を防止しているため、このような弊害を抑制している。
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る。
【０００９】
以下、本発明について詳細に説明する。
Ｃは鋼に必要な強度を与えるのに有効な元素であるが、０．４８％未満では捩り強度等の必要な強さを確保することができず、０．５８％を越えると硬くなって冷間加工性、特に切削性が劣化するので、０．４８〜０．５８％の範囲内にする必要がある。
Ｓｉは鋼の脱酸に有効な元素であるが、０．０１％未満ではその効果は不十分である。一方、０．１５％を越えると、硬さの上昇を招き冷間加工性、特に切削性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０１〜０．１５％の範囲内にする必要がある。
【００１０】
Ｍｎは、高周波焼入れ性の向上に有効な元素である。十分な焼入れ性を確保するためには、０．３５％未満ではその効果は不十分である。一方、０．７５％を越えると、硬さの顕著な上昇を招き冷間加工性、切削性が劣化するので、０．３５％〜０．７５％の範囲内にする必要がある。
Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、これによる被削性の向上を目的として添加するが、０．００５％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０．００５〜０．１５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．００５〜０．０４％である。
【００１１】
Ｍｏは鋼に強度、焼入れ性を与えるとともに、高周波焼入れ後の粒界強度を向上させて強度特性を増加させるのに有効な元素であるが、０．１％未満ではその効果は不十分であり、０．３５％を越えて添加すると硬さの上昇を招き冷間加工性、切削性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．１〜０．３５％の範囲内にする必要がある。
Ｂは次の３点を狙いとして添加する。▲１▼棒鋼・線材圧延において、圧延後の冷却過程でボロン鉄炭化物を生成することにより、フェライトの成長速度を増加させ、圧延ままでの軟質化を促進し、素材の冷間加工性、切削性を向上させる。▲２▼高周波焼入れに際して、鋼に焼入れ性を付与する。▲３▼高周波焼入れ材の粒界強度を向上させることにより、機械部品としての疲労強度・衝撃強度を向上させる。０．０００５％未満の添加では、上記の効果は不十分であり、０．００５％を超えるとその効果は飽和するので、その含有量を０．０００５〜０．００５％の範囲内にする必要がある。
【００１２】
Ａｌは脱酸剤として添加する。０．０１５％未満ではその効果は不十分である。一方、０．０５％を越えると、その効果は飽和し、逆に硬さの増加を招き、冷間加工性、切削性を劣化させる。以上の理由から、その含有量を０．０１５〜０．０５％の範囲内にする必要がある。
Ｔｉは鋼中でＴｉＮおよびＴｉＣを生成する。Ｔｉの添加は、▲１▼ＴｉＮ生成によって、固溶Ｎの固定によるＢＮの析出を防止、つまり固溶Ｂの確保、および▲２▼ＴｉＣの微細分散による旧オーステナイト結晶粒の細粒化を目的として添加する。しかしながら、０．０２％未満ではその効果は不十分である。一方、Ｔｉを０．０８％を超えて添加すると、ＴｉＣによる析出硬化が顕著になり、冷間加工性、切削性が顕著に劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０２〜０．０８％の範囲内にする必要がある。
【００１３】
Ｎは以下の２点の理由から極力制限することが望ましい。▲１▼Ｂは上記のように焼入れ性向上、粒界強化等を目的として添加するが、これらのＢの効果は鋼中で固溶Ｂの状態で初めて効果を発揮するため、Ｎ量を低減してＢＮの生成を抑制することが必須である。▲２▼また、Ｎは鋼中のＴｉと結びつくと粗大なＴｉＮを生成し、硬さを増加させるとともに、ＴｉＮが冷鍛割れの原因となるため、冷間加工性が顕著に劣化する。上記の悪影響はＮ量が０．００５％を超えた場合に特に顕著である。以上の理由から、その含有量を０．００５％以下にする必要がある。Ｃｒはセメンタイト中に固溶してセメンタイトを安定化する。そのために、高周波焼入れの短時間加熱時にセメンタイトの溶け込み不良を起こしやすくなり、硬さムラの原因となる。この挙動は、特に０．１％を超えると顕著になる。以上の理由から、その含有量を０．１％以下に制限する必要がある。
【００１４】
Ｐは冷間鍛造時の変形抵抗を高め、靱性を劣化させる元素であるため、冷間加工性が劣化する。また、高周波焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させることによって、最終製品の捩り強度、捩り疲労強度を劣化させるのでできるだけ低減することが望ましい。従ってその含有量を０．０２％以下に制限する必要がある。
また、Ｏは鋼中でＡｌ2 Ｏ3 のような酸化物系介在物を形成する。酸化物系介在物が鋼中に多量に存在すると、冷間加工性、切削性が劣化する。Ｏ含有量が０．００２％を超えると特にその傾向が顕著になる。以上の理由から、その含有量を０．００２％以下に制限する必要がある。
【００１５】
次に、本願発明では、上記の鋼を素材とし、インボリュートセレーション部の端部の有効硬化層深さが、有効硬化層深さｔと半径ｒの比ｔ／ｒで０．３〜０．７とする。本願発明で言う有効硬化層深さは、ＪＩＳＧ０５５９で規定する高周波焼入れ硬化層深さ測定方法に基づく有効硬化層深さである。本発明において、有効硬化層深さをこのように限定した理由を以下に述べる。
【００１６】
軸部の捩り破壊、捩り疲労破壊はインボリュートセレーション部の端部の切欠き部で起きる。軸部の捩り強度、捩り疲労強度は、インボリュートセレーション部の端部の有効硬化層深さが深いほど向上する。有効硬化層深さが有効硬化層深さｔと半径ｒの比ｔ／ｒで０．３未満では、その効果は不十分である。
一方、有効硬化層深さがｔ／ｒで０．７を越えると、その効果は飽和し、逆に、表面の圧縮残留応力が減少して、焼き割れが懸念される。以上の理由から、インボリュートセレーション部の端部の有効硬化層深さが、有効硬化層深さｔと半径ｒの比ｔ／ｒで０．３〜０．７とする。
【００１７】
次に、本願発明の請求項２は、軸部の強度特性の一層の向上を狙いとして、インボリュートセレーション部の端部における旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で８以上とする。これは次の理由による。軸部の捩り強度、捩り疲労硬度は旧オーステナイトの粒界強度の影響を受ける。結晶粒が微細なほど、粒界への不純物の偏析量が低減し、粒界強度が向上する。この効果は、特に旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で８以上のときに顕著である。
以上の理由から、インボリュートセレーション部の端部における旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で８以上とした。旧オーステナイト結晶粒度を８番以上に微細にする方法としては、素材である棒鋼を熱間圧延工程で製造する際に、加熱温度を１１００℃以上とし、できる限り多量のＴｉＣを一旦溶体化することにより、高周波焼入れ加熱時に微細なＴｉＣを多量分散させる方法が有効である。
【００１８】
次に、本願発明の請求項３，４は、高強度ドライブシャフトの製造方法に関する発明である。本願発明では、素材の硬さをＨＲＢ８５〜９５とする。硬さがＨＲＢ８５未満では切削時にむしれが生じ、面粗さが不良となる。一方、硬さがＨＲＢ９５を越えると、切削工具の摩耗量が顕著になる。以上の理由から、素材の硬さをＨＲＢ８５〜９５とする。
なお、素材の硬さを熱間圧延のままでこの範囲にする方法としては、素材である棒鋼を熱間圧延工程で製造する際に、熱間圧延の仕上げ温度を７００〜８６０゜Cの範囲とし、さらに、熱間圧延に引き続いて７５０〜５００゜Cの温度範囲を１゜C／秒以下の冷却速度で徐冷する方法が挙げられる。冷却速度を小さくする方法としては、圧延ラインの後方に保温カバーまたは熱源付き保温カバーを設置し、これにより、徐冷を行う方法が挙げられる。
【００１９】
次に、本願発明の請求項３，４では、上記の鋼を切削加工、転造加工により所定の形状に成形加工し、引き続いて、高周波焼入れ、１２０−２００℃での焼戻しを行う。本願発明では、切削加工の前に必要により軟化焼鈍を入れることができる。高周波焼入れ後、１２０−２００℃の温度範囲で焼戻しを行うのは、高周波焼入れ後の鋼材の靱性を回復させ、捩り強度、捩り疲労強度を向上させるためであり、１２０℃未満の焼戻し温度ではその効果は小さく、２００℃を越えると逆に強度が低下するためである。請求項３，４におけるその他の限定理由は請求項１，２の説明の欄で述べた通りである。
【００２０】
【実施例】
鋼の組成を表１に示した。発明鋼Ｎｏ．１−３はそれぞれＪＩＳのＳ５０Ｃ、Ｓ５３Ｃ、Ｓ５５Ｃ相当の鋼に対しＳｉ、Ｍｎ、Ｐを低減し、Ｍｏ、Ｂを添加し、さらにＴｉを０．０３９−０．０６０を添加した鋼である。それに対して、比較鋼Ｎｏ．４，５はそれぞれＳ４０Ｃ、Ｓ５３Ｃ相当の鋼にＢ添加とＴｉを０．０２９−０．０３１％添加した鋼である。
【００２１】
【表１】
【００２２】
表１に示す化学成分組成の供試材をそれぞれ１５０kg真空溶解炉にて溶製し、熱間鍛造により１６２ｍｍの角材に成形した後、熱間圧延により直径２５ｍｍの棒鋼を製造した。発明鋼の圧延仕上げ温度は７００−８６０℃であり、圧延後、徐冷カバー装置を用いて７５０℃−５００℃の温度範囲を０．８℃／秒以下の冷却速度で徐冷却した。これらの棒鋼素材の硬さはロックウェル硬度計を用いて測定した。これらの棒鋼を切削加工および転造加工により、図１に示す形状のシャフトに加工し、高周波焼入れを行った。焼戻し条件は１８０℃×１時間である。シャフトの両端のセレーション部を固定し、捩り強度試験および捩り疲労試験を実施した。強度試験片は、インボリュートセレーション部の端部の硬化層比率がｔ／ｒ＝０．５０を狙いとして高周波焼入れ焼戻しを行った。また、結晶粒度測定は、ＪＩＳＧ０５５１に記載の方法で行い、硬化層深さの測定は、ＪＩＳＧ０５５９で規定する高周波焼入れ硬化層深さ測定方法に基づいて測定し、硬化層比率を求めた。
【００２３】
高周波焼入れ焼戻し後の、インボリュートセレーション部の端部における硬化層比率の実績は０．４４−０．５５である。このときの高周波焼入れ材の破壊形態と捩り強度、高周波焼入れ後のインボリュートセレーション部の端部における表面硬さ、旧オーステナイト結晶粒度番号および素材硬さを図２に示す。本発明鋼は、素材硬さが本願発明の範囲を満足しているので、シャフト製造時の切削性、転造加工性に優れている。一方、比較鋼５の素材硬さは本願発明の範囲を上回っており、切削性、転造加工性は良くない。比較鋼５は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎが本願発明の範囲を上回っている。また、本発明鋼は、比較鋼に対して、高周波焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト結晶粒が微細である。比較鋼４，５で細粒化が不十分なのは、Ｎが本願発明の範囲を上回っており、ＴｉＮが多量に生成し、微細なＴｉＣの生成量が不十分となるためである。
【００２４】
さらに、本発明鋼は、破壊形態が延性破壊となっており、比較鋼に対して捩り強度も高い。比較鋼４で強度が不足するのは、Ｃ、Ｍｏが本願発明の範囲を下回っており、Ｃｒ、Ｎが本願発明の範囲を上回っているためである。また、比較鋼５で強度が不足するのは、Ｍｏが本願発明の範囲を下回っており、Ｃｒ、Ｎが本願発明の範囲を上回っているためである。
発明鋼２と比較鋼４について、高周波焼入れ焼戻しをした前記のシャフトについて、捩り疲労試験を実施し、捩り応力と破断までの応力繰り返し数をまとめた結果を図３に示した。この結果、発明鋼の疲労強度は全寿命域で比較鋼よりも高い。
【００２５】
次に、Ｎｏ．３の材料について、上記と同様にシャフトを製造した。高周波焼入れ条件を調整して、インボリュートセレーション部の端部の硬化層比率を表２の範囲で変化させた。この時の捩り強度をインボリュートセレーション部の端部における旧オーステナイト粒度とあわせて表２に示す。
【００２６】
【表２】
【００２７】
本発明例では優れた捩り強度を有する。本発明例１と２を比較すると、本発明例１は旧オーステナイト粒が微細なために、硬化層深さが浅い割には、良好な強度特性を示すことがわかる。これに対して、比較例４は有効硬化層深さが本発明の範囲を下回っており、また比較例５は有効硬化層深さが本発明の範囲を上回っており、捩り強度が劣る。
【００２８】
【発明の効果】
本願発明の高強度ドライブシャフトとその製造方法を用いれば、ドライブシャフトとして優れた捩り強度、優れた捩り疲労強度特性を得ることができる。さらに、素材硬さを適正な範囲にしており、旋削加工性や転造性も良好である。以上のように、本発明による産業上の効果は極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【図１】捩り強度試験および捩り疲労試験に用いたドライブシャフト形状を示した図。
【図２】高周波焼入れ材の材質と捩り強度特性を示した図。
【図３】高周波焼入れ材の捩り疲労強度特性を示した図。
【発明の属する技術分野】
本発明は、高強度ドライブシャフトとその製造方法に関するものである。本発明で言う強度特性とは、主として捩り強度、捩り疲労強度である。
【０００２】
【従来の技術】
自動車部品の一つであるのドライブシャフトは、近年の自動車エンジンの高出力化あるいは環境規制対応にともない、高強度化の指向が強い。ドライブシャフトの必要な強度特性は、捩り強度、捩り疲労強度である。
これに対して、特公昭６３−６２５７１号公報には、Ｃ：０．３０〜０．３８％、Ｍｎ：０．６〜１．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０４、Ａｌ：０．０１〜０．０４％からなる鋼をドライブシャフトに成形し、高周波焼入れによる高周波焼入れ深さと鋼材部半径の比を０．４以上とし、高周波焼入れ後の焼戻し処理を省略するドライブシャフトの製造方法が示されている。該公報には、本願発明で強度特性として特に注目している捩り疲労強度については、言及されていない。
【０００３】
また、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：０．０１％以下、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。該公報にも、捩り強度は記載されているが、捩り疲労強度は記載されていない。また、Ｍｎ量、Ｎ量またはＳｉ量が高いために、冷間加工性が良くないと考えられる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
上記のような開示された鋼材では、ドライブシャフト用鋼として、優れた強度特性、とりわけ優れた捩り疲労強度特性を得ることができない。本発明はこのような問題を解決して、高強度ドライブシャフトとその製造方法を提供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、以下の手段を用いて上記の課題を解決した。すなわち、本発明の請求項１、２の発明は、質量％で、Ｃ：０．４８〜０．５８％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．３５〜０．７５％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ｍｏ：０．１〜０．３５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０３９〜０．０８％を含有し、Ｎ：０．００５％以下（０％を含む）、Ｃｒ：０．１％以下（０％を含む）、Ｐ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｏ：０．００２％以下（０％を含む）に各々制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を素材とし、インボリュートセレーション部の端部における、表面硬度がＨＶ７３０以上であり、有効硬化層深さが、有効硬化層深さｔと半径ｒの比ｔ／ｒで０．３〜０．７であり、またはさらに、インボリュートセレーション部の端部における旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で８以上であることを特徴とする高強度ドライブシャフトである。
【０００６】
本発明の請求項３、４の発明は、上記に記載の成分で、硬さがＨＲＢ８５〜９５である鋼を切削加工、転造加工により所定の形状に成形加工し、引き続いて、高周波焼入れ、１２０−２００℃での焼戻しを行い、これによって、インボリュートセレーション部の端部における、表面硬度がＨＶ７３０以上であり、有効硬化層深さが、有効硬化層深さｔと半径ｒの比ｔ／ｒで０．３〜０．７となる様にし、またはさらに、インボリュートセレーション部の端部における旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で８以上となる様にすることを特徴とする高強度ドライブシャフトの製造方法である。本発明の高強度ドライブシャフトとその製造方法を用いることにより、優れた捩り強度、捩り疲労強度特性を有するドライブシャフト製品を得ることができる。
【０００７】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、高強度ドライブシャフトとその製造方法を実現するために、鋭意調査し、次の点を明らかにした。
（１）軸部の捩り破壊、捩り疲労破壊はともに、インボリュートセレーション部の端部の切欠き部で起きる。軸部の疲労強度は、硬化層深さが深いほど向上するが、過度に深くすると焼き割れが懸念されるので、硬化層深さの上限を規定する必要がある。
（２）硬化層の硬さを確保するためには、高Ｃ化とＣｒ量低減が重要である。低Ｃｒ化の効果は、低Ｃｒ化により、セメンタイトが短時間加熱でも溶体化しやすくなり、炭化物の溶け込み不良が防止できるためである。
【０００８】
（３）捩り強度、捩り疲労強度に対して、粒界強度も強く影響する。硬化層硬さの増加を狙いとして高Ｃ化を図ると、通常は、粒界強度が低下する。これに対して、Ｂ添加、Ｍｏ添加、Ｓｉ添加、低Ｐ化により、粒界強度の増加を図る。さらに高Ｔｉ−低Ｎとすることにより、ＴｉＣが多量微細分散し、旧オーステナイト粒度は微細化し、粒界強度はさらに向上する。以上による粒界強度の増加により、軸部の捩り強度、捩り疲労強度は向上する。
（４）高強度特性・高周波焼入れ性を確保して切削性・転造性を劣化させないために、低ＳｉでＢ添加鋼とする。Ｂは焼入れ性増とともに、上記のように粒界強化の効果もある。また、Ｂ添加鋼ではＴｉ添加が必須のために、通常は、粗大なＴｉＮによる冷間加工性の劣化をもたらすが、本発明では、窒素を極力低減し粗大なＴｉＮの生成を防止しているため、このような弊害を抑制している。
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る。
【０００９】
以下、本発明について詳細に説明する。
Ｃは鋼に必要な強度を与えるのに有効な元素であるが、０．４８％未満では捩り強度等の必要な強さを確保することができず、０．５８％を越えると硬くなって冷間加工性、特に切削性が劣化するので、０．４８〜０．５８％の範囲内にする必要がある。
Ｓｉは鋼の脱酸に有効な元素であるが、０．０１％未満ではその効果は不十分である。一方、０．１５％を越えると、硬さの上昇を招き冷間加工性、特に切削性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０１〜０．１５％の範囲内にする必要がある。
【００１０】
Ｍｎは、高周波焼入れ性の向上に有効な元素である。十分な焼入れ性を確保するためには、０．３５％未満ではその効果は不十分である。一方、０．７５％を越えると、硬さの顕著な上昇を招き冷間加工性、切削性が劣化するので、０．３５％〜０．７５％の範囲内にする必要がある。
Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、これによる被削性の向上を目的として添加するが、０．００５％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０．００５〜０．１５％の範囲内にする必要がある。好適範囲は０．００５〜０．０４％である。
【００１１】
Ｍｏは鋼に強度、焼入れ性を与えるとともに、高周波焼入れ後の粒界強度を向上させて強度特性を増加させるのに有効な元素であるが、０．１％未満ではその効果は不十分であり、０．３５％を越えて添加すると硬さの上昇を招き冷間加工性、切削性が劣化する。以上の理由から、その含有量を０．１〜０．３５％の範囲内にする必要がある。
Ｂは次の３点を狙いとして添加する。▲１▼棒鋼・線材圧延において、圧延後の冷却過程でボロン鉄炭化物を生成することにより、フェライトの成長速度を増加させ、圧延ままでの軟質化を促進し、素材の冷間加工性、切削性を向上させる。▲２▼高周波焼入れに際して、鋼に焼入れ性を付与する。▲３▼高周波焼入れ材の粒界強度を向上させることにより、機械部品としての疲労強度・衝撃強度を向上させる。０．０００５％未満の添加では、上記の効果は不十分であり、０．００５％を超えるとその効果は飽和するので、その含有量を０．０００５〜０．００５％の範囲内にする必要がある。
【００１２】
Ａｌは脱酸剤として添加する。０．０１５％未満ではその効果は不十分である。一方、０．０５％を越えると、その効果は飽和し、逆に硬さの増加を招き、冷間加工性、切削性を劣化させる。以上の理由から、その含有量を０．０１５〜０．０５％の範囲内にする必要がある。
Ｔｉは鋼中でＴｉＮおよびＴｉＣを生成する。Ｔｉの添加は、▲１▼ＴｉＮ生成によって、固溶Ｎの固定によるＢＮの析出を防止、つまり固溶Ｂの確保、および▲２▼ＴｉＣの微細分散による旧オーステナイト結晶粒の細粒化を目的として添加する。しかしながら、０．０２％未満ではその効果は不十分である。一方、Ｔｉを０．０８％を超えて添加すると、ＴｉＣによる析出硬化が顕著になり、冷間加工性、切削性が顕著に劣化する。以上の理由から、その含有量を０．０２〜０．０８％の範囲内にする必要がある。
【００１３】
Ｎは以下の２点の理由から極力制限することが望ましい。▲１▼Ｂは上記のように焼入れ性向上、粒界強化等を目的として添加するが、これらのＢの効果は鋼中で固溶Ｂの状態で初めて効果を発揮するため、Ｎ量を低減してＢＮの生成を抑制することが必須である。▲２▼また、Ｎは鋼中のＴｉと結びつくと粗大なＴｉＮを生成し、硬さを増加させるとともに、ＴｉＮが冷鍛割れの原因となるため、冷間加工性が顕著に劣化する。上記の悪影響はＮ量が０．００５％を超えた場合に特に顕著である。以上の理由から、その含有量を０．００５％以下にする必要がある。Ｃｒはセメンタイト中に固溶してセメンタイトを安定化する。そのために、高周波焼入れの短時間加熱時にセメンタイトの溶け込み不良を起こしやすくなり、硬さムラの原因となる。この挙動は、特に０．１％を超えると顕著になる。以上の理由から、その含有量を０．１％以下に制限する必要がある。
【００１４】
Ｐは冷間鍛造時の変形抵抗を高め、靱性を劣化させる元素であるため、冷間加工性が劣化する。また、高周波焼入れ、焼戻し後の部品の結晶粒界を脆化させることによって、最終製品の捩り強度、捩り疲労強度を劣化させるのでできるだけ低減することが望ましい。従ってその含有量を０．０２％以下に制限する必要がある。
また、Ｏは鋼中でＡｌ2 Ｏ3 のような酸化物系介在物を形成する。酸化物系介在物が鋼中に多量に存在すると、冷間加工性、切削性が劣化する。Ｏ含有量が０．００２％を超えると特にその傾向が顕著になる。以上の理由から、その含有量を０．００２％以下に制限する必要がある。
【００１５】
次に、本願発明では、上記の鋼を素材とし、インボリュートセレーション部の端部の有効硬化層深さが、有効硬化層深さｔと半径ｒの比ｔ／ｒで０．３〜０．７とする。本願発明で言う有効硬化層深さは、ＪＩＳＧ０５５９で規定する高周波焼入れ硬化層深さ測定方法に基づく有効硬化層深さである。本発明において、有効硬化層深さをこのように限定した理由を以下に述べる。
【００１６】
軸部の捩り破壊、捩り疲労破壊はインボリュートセレーション部の端部の切欠き部で起きる。軸部の捩り強度、捩り疲労強度は、インボリュートセレーション部の端部の有効硬化層深さが深いほど向上する。有効硬化層深さが有効硬化層深さｔと半径ｒの比ｔ／ｒで０．３未満では、その効果は不十分である。
一方、有効硬化層深さがｔ／ｒで０．７を越えると、その効果は飽和し、逆に、表面の圧縮残留応力が減少して、焼き割れが懸念される。以上の理由から、インボリュートセレーション部の端部の有効硬化層深さが、有効硬化層深さｔと半径ｒの比ｔ／ｒで０．３〜０．７とする。
【００１７】
次に、本願発明の請求項２は、軸部の強度特性の一層の向上を狙いとして、インボリュートセレーション部の端部における旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で８以上とする。これは次の理由による。軸部の捩り強度、捩り疲労硬度は旧オーステナイトの粒界強度の影響を受ける。結晶粒が微細なほど、粒界への不純物の偏析量が低減し、粒界強度が向上する。この効果は、特に旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で８以上のときに顕著である。
以上の理由から、インボリュートセレーション部の端部における旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で８以上とした。旧オーステナイト結晶粒度を８番以上に微細にする方法としては、素材である棒鋼を熱間圧延工程で製造する際に、加熱温度を１１００℃以上とし、できる限り多量のＴｉＣを一旦溶体化することにより、高周波焼入れ加熱時に微細なＴｉＣを多量分散させる方法が有効である。
【００１８】
次に、本願発明の請求項３，４は、高強度ドライブシャフトの製造方法に関する発明である。本願発明では、素材の硬さをＨＲＢ８５〜９５とする。硬さがＨＲＢ８５未満では切削時にむしれが生じ、面粗さが不良となる。一方、硬さがＨＲＢ９５を越えると、切削工具の摩耗量が顕著になる。以上の理由から、素材の硬さをＨＲＢ８５〜９５とする。
なお、素材の硬さを熱間圧延のままでこの範囲にする方法としては、素材である棒鋼を熱間圧延工程で製造する際に、熱間圧延の仕上げ温度を７００〜８６０゜Cの範囲とし、さらに、熱間圧延に引き続いて７５０〜５００゜Cの温度範囲を１゜C／秒以下の冷却速度で徐冷する方法が挙げられる。冷却速度を小さくする方法としては、圧延ラインの後方に保温カバーまたは熱源付き保温カバーを設置し、これにより、徐冷を行う方法が挙げられる。
【００１９】
次に、本願発明の請求項３，４では、上記の鋼を切削加工、転造加工により所定の形状に成形加工し、引き続いて、高周波焼入れ、１２０−２００℃での焼戻しを行う。本願発明では、切削加工の前に必要により軟化焼鈍を入れることができる。高周波焼入れ後、１２０−２００℃の温度範囲で焼戻しを行うのは、高周波焼入れ後の鋼材の靱性を回復させ、捩り強度、捩り疲労強度を向上させるためであり、１２０℃未満の焼戻し温度ではその効果は小さく、２００℃を越えると逆に強度が低下するためである。請求項３，４におけるその他の限定理由は請求項１，２の説明の欄で述べた通りである。
【００２０】
【実施例】
鋼の組成を表１に示した。発明鋼Ｎｏ．１−３はそれぞれＪＩＳのＳ５０Ｃ、Ｓ５３Ｃ、Ｓ５５Ｃ相当の鋼に対しＳｉ、Ｍｎ、Ｐを低減し、Ｍｏ、Ｂを添加し、さらにＴｉを０．０３９−０．０６０を添加した鋼である。それに対して、比較鋼Ｎｏ．４，５はそれぞれＳ４０Ｃ、Ｓ５３Ｃ相当の鋼にＢ添加とＴｉを０．０２９−０．０３１％添加した鋼である。
【００２１】
【表１】
表１に示す化学成分組成の供試材をそれぞれ１５０kg真空溶解炉にて溶製し、熱間鍛造により１６２ｍｍの角材に成形した後、熱間圧延により直径２５ｍｍの棒鋼を製造した。発明鋼の圧延仕上げ温度は７００−８６０℃であり、圧延後、徐冷カバー装置を用いて７５０℃−５００℃の温度範囲を０．８℃／秒以下の冷却速度で徐冷却した。これらの棒鋼素材の硬さはロックウェル硬度計を用いて測定した。これらの棒鋼を切削加工および転造加工により、図１に示す形状のシャフトに加工し、高周波焼入れを行った。焼戻し条件は１８０℃×１時間である。シャフトの両端のセレーション部を固定し、捩り強度試験および捩り疲労試験を実施した。強度試験片は、インボリュートセレーション部の端部の硬化層比率がｔ／ｒ＝０．５０を狙いとして高周波焼入れ焼戻しを行った。また、結晶粒度測定は、ＪＩＳＧ０５５１に記載の方法で行い、硬化層深さの測定は、ＪＩＳＧ０５５９で規定する高周波焼入れ硬化層深さ測定方法に基づいて測定し、硬化層比率を求めた。
【００２３】
高周波焼入れ焼戻し後の、インボリュートセレーション部の端部における硬化層比率の実績は０．４４−０．５５である。このときの高周波焼入れ材の破壊形態と捩り強度、高周波焼入れ後のインボリュートセレーション部の端部における表面硬さ、旧オーステナイト結晶粒度番号および素材硬さを図２に示す。本発明鋼は、素材硬さが本願発明の範囲を満足しているので、シャフト製造時の切削性、転造加工性に優れている。一方、比較鋼５の素材硬さは本願発明の範囲を上回っており、切削性、転造加工性は良くない。比較鋼５は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎが本願発明の範囲を上回っている。また、本発明鋼は、比較鋼に対して、高周波焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト結晶粒が微細である。比較鋼４，５で細粒化が不十分なのは、Ｎが本願発明の範囲を上回っており、ＴｉＮが多量に生成し、微細なＴｉＣの生成量が不十分となるためである。
【００２４】
さらに、本発明鋼は、破壊形態が延性破壊となっており、比較鋼に対して捩り強度も高い。比較鋼４で強度が不足するのは、Ｃ、Ｍｏが本願発明の範囲を下回っており、Ｃｒ、Ｎが本願発明の範囲を上回っているためである。また、比較鋼５で強度が不足するのは、Ｍｏが本願発明の範囲を下回っており、Ｃｒ、Ｎが本願発明の範囲を上回っているためである。
発明鋼２と比較鋼４について、高周波焼入れ焼戻しをした前記のシャフトについて、捩り疲労試験を実施し、捩り応力と破断までの応力繰り返し数をまとめた結果を図３に示した。この結果、発明鋼の疲労強度は全寿命域で比較鋼よりも高い。
【００２５】
次に、Ｎｏ．３の材料について、上記と同様にシャフトを製造した。高周波焼入れ条件を調整して、インボリュートセレーション部の端部の硬化層比率を表２の範囲で変化させた。この時の捩り強度をインボリュートセレーション部の端部における旧オーステナイト粒度とあわせて表２に示す。
【００２６】
【表２】
本発明例では優れた捩り強度を有する。本発明例１と２を比較すると、本発明例１は旧オーステナイト粒が微細なために、硬化層深さが浅い割には、良好な強度特性を示すことがわかる。これに対して、比較例４は有効硬化層深さが本発明の範囲を下回っており、また比較例５は有効硬化層深さが本発明の範囲を上回っており、捩り強度が劣る。
【００２８】
【発明の効果】
本願発明の高強度ドライブシャフトとその製造方法を用いれば、ドライブシャフトとして優れた捩り強度、優れた捩り疲労強度特性を得ることができる。さらに、素材硬さを適正な範囲にしており、旋削加工性や転造性も良好である。以上のように、本発明による産業上の効果は極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【図１】捩り強度試験および捩り疲労試験に用いたドライブシャフト形状を示した図。
【図２】高周波焼入れ材の材質と捩り強度特性を示した図。
【図３】高周波焼入れ材の捩り疲労強度特性を示した図。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．４８〜０．５８％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｎ：０．３５〜０．７５％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、
Ｍｏ：０．１〜０．３５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０３９〜０．０８％を含有し、
Ｎ：０．００５％以下（０％を含む）
Ｃｒ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｐ：０．０２％以下（０％を含む）、
Ｏ：０．００２％以下（０％を含む）に各々制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を素材とし、インボリュートセレーション部の端部における、表面硬度がＨＶ７３０以上であり、有効硬化層深さが、有効硬化層深さｔと半径ｒの比ｔ／ｒで０．３〜０．７であることを特徴とする高強度ドライブシャフト。 - インボリュートセレーション部の端部における旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で８以上であることを特徴とする請求項１に記載の高強度ドライブシャフト。
- 質量％で、
Ｃ：０．４８〜０．５８％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｎ：０．３５〜０．７５％、
Ｓ：０．００５〜０．１５％、
Ｍｏ：０．１〜０．３５％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．０３９〜０．０８％を含有し、
Ｎ：０．００５％以下（０％を含む）
Ｃｒ：０．１％以下（０％を含む）、
Ｐ：０．０２％以下（０％を含む）、
Ｏ：０．００２％以下（０％を含む）に各々制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、硬さがＨＲＢ８５〜９５である鋼を切削加工、転造加工により所定の形状に成形加工し、引き続いて、高周波焼入れ、１２０−２００℃での焼戻しを行い、これによって、インボリュートセレーション部の端部における、表面硬度がＨＶ７３０以上であり、有効硬化層深さが、有効硬化層深さｔと半径ｒの比ｔ／ｒで０．３〜０．７となる様にすることを特徴とする高強度ドライブシャフトの製造方法。 - インボリュートセレーション部の端部における旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ粒度番号で８以上となる様にすることを特徴とする請求項３記載の高強度ドライブシャフトの製造方法。
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