JP4281443B2 - 転動疲労寿命に優れるハブの製造方法 - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、転動疲労寿命に優れるハブの製造方法に関し、特にハブ軸部の軸受けボールの転動面における転動疲労寿命の有利な向上を図ろうとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
図１に代表例を示すように、自動車の車輪のハブ１は、軸受けの内輪を兼ねる軸部２を有し、その外周面において外輪４との間に挿入したボール５を介して軸受けを構成している。なお、図１中３はハブの軸部２と外部４との間にボール５を保持するためのスペーサである。
【０００３】
図１に示したところにおいて、ハブの軸受けをなすボールが転動する外周面（転動面）６では転動疲労寿命の向上が要求される。
【０００４】
転動疲労寿命に優れた鋼材としては、ＪＩＳ−ＳＵＪ２鋼が一般的であり、多用途に使われている。しかしながら、ＳＵＪ２鋼は冷間加工性が悪く、また鋼材コストも高いため、ハブには使用されていない。
【０００５】
転動疲労強度の改善については、成形加工後、二段の高周波焼入れにより、表面γ粒度をJIS G 0551の粒度No. で10以上とし、かつ炭化物を微細に分散させた技術が提案されている（例えば特許文献１）。
しかしながら、この技術は、焼入れ硬化層深さが浅いこともあって、やはり近年の転動疲労強度に対する要求には十分に応えることができなかった。
【０００６】
特許文献２には、旧オーステナイト粒の微細化に関して記載されている。この特許文献２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。
【０００７】
また、特許文献３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。
【０００８】
【特許文献１】
特開平７−118791号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特開2000−154819号公報（特許請求の範囲、段落〔０００８〕）
【特許文献３】
特開平８−53714 号公報（特許請求の範囲）
【０００９】
【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、従来よりも転動疲労寿命に優れるハブの有利な製造方法を提案することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、転動疲労寿命を効果的に向上させるべく、鋭意検討を行った結果、以下に述べるように、ハブの化学組成、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、優れた転動疲労寿命を有するハブが得られるとの知見を得た。
【００１１】
(1) 適正な化学組成に調整したハブの必要部位に、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10μm 以下とすることで、転動疲労寿命が顕著に向上する。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、その結果転動疲労寿命が顕著に向上する。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：10μm 以下の硬化層が得られ、これらの効果がさらに向上する。
【００１２】
(2) ハブの母材の組織、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、転動疲労寿命が向上する。
【００１３】
(3) 上記したように、化学組成および組織を調整したハブに対し、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：10μm 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、さらに転動疲労寿命が向上する。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１７】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.35〜0.7 mass％、
Si：0.30〜1.1 mass％、
Mn：0.2 〜2.0 mass％、
Al：0.005 〜0.25mass％、
Ti：0.005 〜0.1 mass％、
Mo：0.05〜0.6 mass％、
Ｂ：0.0003〜0.006 mass％、
Ｓ：0.06mass％以下、
Ｐ：0.02mass％以下および
Cr：0.2 mass％以下
をTi（mass％）／Ｎ（mass％）≧3.42の下に含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、熱間圧延後、所定の長さに切断し、ついで熱間鍛造によりハブに成形後、0.2 ℃/s以上の速度で冷却し、その後少なくともハブの軸受けボールが転動する周面に、１回または複数回の高周波焼入れを、最終の焼入れ時の加熱温度：800 〜1000℃、加熱時間：５秒以下の条件下で行って表面硬化層を形成することを特徴とする、転動疲労寿命に優れるハブの製造方法。
【００１８】
２．上記１において、前記鋼素材が、さらに
Cu：1.0 mass％以下、
Ni：3.5 mass％以下、
Co：1.0 mass％以下、
Nb：0.1 mass％以下および
Ｖ：0.5 mass％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、転動疲労寿命に優れるハブの製造方法。
【００２０】
３．上記１または２において、前記複数回の高周波焼入れを行う場合に、その全ての高周波焼入れについて、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、転動疲労寿命に優れるハブの製造方法。
【００２１】
４．上記１〜３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、転動疲労寿命に優れるハブの製造方法。
【００２２】
５．上記１〜４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、転動疲労寿命に優れるハブの製造方法。
【００２３】
【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、ハブ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：0.35〜0.7 mass％
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転動疲労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転動疲労強度を確保することが困難となり、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、0.7 mass％を超えて含有させると粒界強度が低下し、それに伴い転動疲労強度が低下し、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、0.35〜0.7 mass％の範囲に限定した。好ましくは 0.4〜0.6 mass％の範囲である。
【００２４】
Si：0.30〜1.1 mass％
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転動疲労強度を向上させる。
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10μm 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、切削性および冷間鍛造性の低下を招く。従って、Siは、0.30〜1.1 mass％の範囲に限定した。好ましくは0.40〜1.0 mass％の範囲である。
【００２５】
Mn：0.2 〜2.0 mass％
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、0.2 mass％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、ひいては転動疲労強度の低下を招くので、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、1.2 mass％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。
【００２６】
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。
【００２７】
Ti：0.005 〜0.1 mass％
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、0.1 mass％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転動疲労強度の著しい低下を招くので、Tiは 0.005〜0.1 mass％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必要である。
【００２８】
Mo：0.05〜0.6 mass％
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10μm 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。従って、Moは0.05〜0.6 mass％の範囲に限定した。好ましくは 0.1〜0.6 mass％の範囲である。
【００２９】
Ｂ：0.0003〜0.006 mass％
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転動疲労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、もって転動疲労強度を向上させる作用もある。
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0.0003〜0.006 mass％の範囲に限定した。好ましくは0.0005〜0.004 mass％の範囲である。
【００３０】
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。
【００３１】
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、転動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、0.020 mass％までは許容される。
【００３２】
Cr：0.2 mass％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転動疲労強度を劣化させる。従って、Crの含有は極力低減することが望ましいが、0.2 mass％までは許容できる。好ましくは0.05mass％以下である。
【００３３】
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：1.0 mass％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、転動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、転動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するため、1.0mass％以下の添加とする。なお好ましくは0.5 mass％以下である。
【００３４】
Ni：3.5 mass％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、転動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、3.5 mass％を超えて添加すると鋼材のコストが上昇するので、3.5 mass％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 0.1〜1.0 mass％である。
【００３５】
Co：1.0 mass％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、転動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、1.0 mass％を超えて添加すると鋼材のコストが上昇するので、1.0 mass％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0.02〜0.5 mass％である。
【００３６】
Nb：0.1 mass％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転動疲労強度を向上させる。しかしながら、0.1 mass％を超えて含有させてもその効果は飽和するので、0.1 mass％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、0.005 mass％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。
【００３７】
Ｖ：0.5 mass％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転動疲労強度を向上させる。しかしながら、0.5 mass％を超えて含有させてもその効果は飽和するので、0.5 mass％以下とする。なお、0.01mass％未満の添加では、転動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0.03〜0.3 mass％である。
【００３８】
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、ハブの母材組織、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、転動疲労寿命が向上する。
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20 vol％以上とすることがより好ましい。
【００３９】
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。
【００４０】
また、本発明のハブでは、軸受ボールが転動する周面に高周波焼入れによる表面硬化層を有する。ここで、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10μm 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10μm を超えると、十分な粒界強度が得られず、満足いくほどの転動疲労寿命の向上が望めないからである。なお、好ましくは５μm 以下である。
【００４１】
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ハブでは、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10μm 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10μm 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×0.225 mm）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。
【００４２】
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、硬化層厚みが小さすぎる場合には、転動応力が非硬化層にも影響し、非硬化層からの破損を引き起こすからである。
【００４３】
次に、本発明の製造条件について説明する。
本発明では、所定の成分組成に調整した鋼材を、熱間圧延により丸棒としたのち、所定の長さに切断し、ついで熱間鍛造によりハブに成形後、必要に応じて焼ならしおよび転造加工を施したのち、高周波焼入れ−焼戻し処理を施し、その後必要に応じて仕上げ加工を施して、製品とする。
【００４４】
本発明では、ハブの母材組織を、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10 vol％以上の組織とするために、熱間鍛造によってハブ形状に成形した後は、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10 vol％に達しない場合が生じるからである。より好適な冷却速度範囲は 0.3〜30℃/sである。
なお、熱間鍛造は 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。
【００４５】
ついで、本発明では、上述した硬化層を得るために、少なくともハブ軸部の、軸受けボールが転動する周面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、十分な転動疲労寿命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、やはり転動疲労寿命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、かえって転動疲労寿命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秒以下とする必要がある。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からである。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150 mm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。ついで、この棒鋼を所定の長さに切断後、熱間鍛造によってハブ形状に成形後、表２に示す速度で冷却した。
ついで、ハブ軸部の軸受けボールが転動する外周面について、表３に示す条件で高周波焼入れを行ったのち、加熱炉を用いて 170℃、30分の焼戻しを行い、さらに仕上げ加工を施して、製品とした。
【００４９】
かくして得られたハブの転動疲労寿命について調べた結果を表３に示す。
ハブの転動疲労寿命は、次のようにして評価した。
ハブの軸部の外周面に軸受けボールを配置すると共に、外輪を装着し、ハブを固定した状態で、図１に示すように、ハブ外輪４に一定の荷重（900 Ｎ）を付加した状態でハブ外輪４を一定の回転速度（300 rpm）で回転させる耐久試験を行って、高周波焼入れ層が転動疲労破壊するまでの時間を転動疲労寿命として評価した。
そして、この転動疲労寿命は、表３中No.39 の従来例（従来鋼Ｓ53Ｃを用いたもの）の転動疲労寿命を１とした時の相対比で表わした。
なお、ここで、他の外輪、鋼球等の寸法・形状は、耐久試験時にハブの軸部転動面が最弱部になるように設定した。
【００５０】
また、同じハブについて、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。
これらの結果も表２，３に併記する。
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。
【００５１】
【表１】

【００５２】
【表２】

【００５３】
【表３】

【００５４】
表３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ハブはいずれも、硬化層の旧オーステナイト粒径が全厚にわたって10μm 以下を満たしており、その結果、従来例に比べて５〜13倍という優れた転動疲労寿命を得ることができた。
なお、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、転動疲労寿命がさらに上昇することが分かる。
また、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転動疲労寿命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転動疲労寿命は大幅に向上した。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、転動疲労寿命の向上に寄与したものと考えられる。
【００５５】
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、転動疲労寿命が低い。
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、そのため転動疲労寿命が劣っている。
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、転動疲労寿命が劣っている。
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、転動疲労寿命が劣っている。
No.32 は、Ti含有量が本発明の適正範囲を超えているため、転動疲労寿命が劣っており、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、転動疲労寿命が劣っている。
No.33 は、高周波焼入れ時の加熱温度が高すぎるため硬化層の粒径が粗大となり、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、いずれも転動疲労寿命に劣っている。
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、転動疲労寿命に劣っている。
No.39 は、従来鋼（Ｓ53Ｃ）を、本発明の条件で高周波焼入れしたものであるが、硬化層全厚にわたって12μm 以下の平均粒径は得られず、転動疲労寿命に劣っている。
【００５６】
なお、上記の実施例では、ハブの軸部（内輪）の軸受けボールの転動面に本発明の表面硬化層を形成した場合について主に説明したが、その他、ハブの外輪やスペーサにおける軸受けボールの転動面にも本発明を適用できることは言うまでもない。
【００５７】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、従来に比べて、格段に優れた転動疲労寿命を有するハブ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】 ハブおよびハブ軸受けユニットを示した図である。
【符号の説明】
１ ハブ
２ ハブの軸部
３ スペーサ
４ ハブの外輪
５ ボール
６ 転動面

Claims (5)

1. Ｃ：0.35〜0.7 mass％、
   Si：0.30〜1.1 mass％、
   Mn：0.2 〜2.0 mass％、
   Al：0.005 〜0.25mass％、
   Ti：0.005 〜0.1 mass％、
   Mo：0.05〜0.6 mass％、
   Ｂ：0.0003〜0.006 mass％、
   Ｓ：0.06mass％以下、
   Ｐ：0.02mass％以下および
   Cr：0.2 mass％以下
   をTi（mass％）／Ｎ（mass％）≧3.42の下に含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、熱間圧延後、所定の長さに切断し、ついで熱間鍛造によりハブに成形後、0.2 ℃/s以上の速度で冷却し、その後少なくともハブの軸受けボールが転動する周面に、１回または複数回の高周波焼入れを、最終の焼入れ時の加熱温度：800 〜1000℃、加熱時間：５秒以下の条件下で行って表面硬化層を形成することを特徴とする、転動疲労寿命に優れるハブの製造方法。
2. 請求項１において、前記鋼素材が、さらに
   Cu：1.0 mass％以下、
   Ni：3.5 mass％以下、
   Co：1.0 mass％以下、
   Nb：0.1 mass％以下および
   Ｖ：0.5 mass％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、転動疲労寿命に優れるハブの製造方法。
3. 請求項１または２において、前記複数回の高周波焼入れを行う場合に、その全ての高周波焼入れについて、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、転動疲労寿命に優れるハブの製造方法。
4. 請求項１〜３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、転動疲労寿命に優れるハブの製造方法。
5. 請求項１〜４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、転動疲労寿命に優れるハブの製造方法。

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