JPH01156418A - 自動車用高強度駆動伝達部品の製造方法 - Google Patents
自動車用高強度駆動伝達部品の製造方法Info
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- JPH01156418A JPH01156418A JP62316697A JP31669787A JPH01156418A JP H01156418 A JPH01156418 A JP H01156418A JP 62316697 A JP62316697 A JP 62316697A JP 31669787 A JP31669787 A JP 31669787A JP H01156418 A JPH01156418 A JP H01156418A
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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-
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-
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
産朶上■且朋公団
本発明は、プレス成形、冷間鍛造、切削加工等の冷間加
工段階では、冷間加工性にすぐれる熱延鋼板を用いなが
ら、加工後には、時効処理によって、引張強さを８０ｋ
ｇｆ／ｍｍ” （硬さＨＲＣ２２相当）以上の高強度
とした撲り強度及び耐へたり性にすぐれる自動車用高強
度部品の製造方法に関する。
工段階では、冷間加工性にすぐれる熱延鋼板を用いなが
ら、加工後には、時効処理によって、引張強さを８０ｋ
ｇｆ／ｍｍ” （硬さＨＲＣ２２相当）以上の高強度
とした撲り強度及び耐へたり性にすぐれる自動車用高強
度部品の製造方法に関する。
鴛】欽刈え逝
オートマチック・トランスミッション（Ａ Ｔ）部品や
プレート・キャリヤ等を含む種々の自動車用駆動伝達部
品は、従来、熱間鍛造、鋳造、焼結等の方法によって製
造されている。しかし、近年、自動車の軽量化、素材コ
ストの低下、安全性の向上等を目的として、プレス成形
後に軟窒化処理したり、或いはプレス成形後に熱処理し
て、高強度材とする方法によって製造されるようになり
つつある。特に、上記ＡＴ部品のプレート・キャリヤ等
の強度部材は、最終的に高強度を有することが重要な要
求特性となっている。
プレート・キャリヤ等を含む種々の自動車用駆動伝達部
品は、従来、熱間鍛造、鋳造、焼結等の方法によって製
造されている。しかし、近年、自動車の軽量化、素材コ
ストの低下、安全性の向上等を目的として、プレス成形
後に軟窒化処理したり、或いはプレス成形後に熱処理し
て、高強度材とする方法によって製造されるようになり
つつある。特に、上記ＡＴ部品のプレート・キャリヤ等
の強度部材は、最終的に高強度を有することが重要な要
求特性となっている。
このような方法による高強度部品の製造においては、用
いる素材は、２〜５ ＋＋ｎ程度の比較的厚い板材を用
いる必要があり、通常、プレス用素材としては熱延鋼板
が使用される。
いる素材は、２〜５ ＋＋ｎ程度の比較的厚い板材を用
いる必要があり、通常、プレス用素材としては熱延鋼板
が使用される。
従来は、この素材熱延鋼板として、最終部品製品と同等
の強度を有する高強度熱延鋼板の使用が検討されたが、
高強度熱延鋼板は、プレス成形性に劣り、プレス工具等
の摩耗が著しいので、商業生産に用いるための素材とし
ては不適当である。
の強度を有する高強度熱延鋼板の使用が検討されたが、
高強度熱延鋼板は、プレス成形性に劣り、プレス工具等
の摩耗が著しいので、商業生産に用いるための素材とし
ては不適当である。
そこで、軟鋼を用いて部品に成形加工後、浸炭、浸窒、
軟窒化処理等を施し、表面のみに所定の強度と硬さを具
備させる方法も実用化されている。
軟窒化処理等を施し、表面のみに所定の強度と硬さを具
備させる方法も実用化されている。
しかし、このような方法によれば、得られる部品が内部
の強度において十分でないために、剛性が低いうえに、
特に、捩り強度と耐へたり性が低い。
の強度において十分でないために、剛性が低いうえに、
特に、捩り強度と耐へたり性が低い。
このような欠点を補なうためには、板厚を増大したり、
表面硬化処理の負担を大きくせざるをえなくなり、所期
の目的に反することとなる。
表面硬化処理の負担を大きくせざるをえなくなり、所期
の目的に反することとなる。
一方、これらの問題を解決するために、比較的低強度の
ＳＣ鋼を部品に成形後、熱処理（焼入焼戻し）する方法
が検討されている。しかし、この方法でも、熱処理温度
として８５０°Ｃ以上の相当の高温を必要とするので、
熱処理後の形状変形による手直しや、熱処理費用の追加
等、製造費用の高騰が不可避である。
ＳＣ鋼を部品に成形後、熱処理（焼入焼戻し）する方法
が検討されている。しかし、この方法でも、熱処理温度
として８５０°Ｃ以上の相当の高温を必要とするので、
熱処理後の形状変形による手直しや、熱処理費用の追加
等、製造費用の高騰が不可避である。
他方、加工によって、素材より強度を上昇させた鋼材の
製造法方法としては、例えば、特公昭５１−０５６１６
号公報及び特公昭５７−１７０４９号公報等に記載され
ているが、これらにおいては、加工後の引張強さが８０
ｋｇｆ／ｍｍｚ未満であって、低強度にとどまっている
。
製造法方法としては、例えば、特公昭５１−０５６１６
号公報及び特公昭５７−１７０４９号公報等に記載され
ているが、これらにおいては、加工後の引張強さが８０
ｋｇｆ／ｍｍｚ未満であって、低強度にとどまっている
。
■が解゛°シようとするシ 、つ
本発明者らは、高強度部品、特に、自動車用駆動伝達部
品の製造における上記した従来の方法における問題を解
決するために鋭意研究した結果、鋼の化学成分を適切に
選択すると共に、その製造と加工の条件を適正に選択す
ることによって、冷間加工段階では成形性を確保し、加
工後には、所定の高強度を達成し、特に、捩り強度と耐
へたり性にすぐれる部品を製造することができることを
見出して、本発明に至ったものである。
品の製造における上記した従来の方法における問題を解
決するために鋭意研究した結果、鋼の化学成分を適切に
選択すると共に、その製造と加工の条件を適正に選択す
ることによって、冷間加工段階では成形性を確保し、加
工後には、所定の高強度を達成し、特に、捩り強度と耐
へたり性にすぐれる部品を製造することができることを
見出して、本発明に至ったものである。
即ち、本発明は、引張強さ６５ｋｇｆ／ｍｍ”以下であ
って、成形性にすぐれる素材熱延鋼板を用いて、従来、
知られている金属学的な強度上昇方法とは本質的に異な
る方法によって、加工後の最終段階では８０ｋｇｆ／ｍ
ｍ”以上の引張強度を有する自動車用高強度部品の製造
方法を提供することを目的とする。
って、成形性にすぐれる素材熱延鋼板を用いて、従来、
知られている金属学的な強度上昇方法とは本質的に異な
る方法によって、加工後の最終段階では８０ｋｇｆ／ｍ
ｍ”以上の引張強度を有する自動車用高強度部品の製造
方法を提供することを目的とする。
問題内を７′するための手段
本発明による捩り強度及び耐へたり性にすぐれる自動車
用高強度部品の製造方法は、重量％にてＧ ０．０
１〜０．１５％、 Ｓｉ０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ ０．２０〜１．０％、 ／１０．０１〜０．１％、 Ｃｕ ０．３〜２．０％、 Ｎｉ０．１〜２．０％、 Ｎｂ０．ＯＩ５〜０，１ ％、 Ｃａ ０．０００５〜０．００５０％、残部鉄及び
不可避的不純物よりなる鋼を１１００〜１２５０℃の範
囲の温度に加熱し、熱延後３５０〜５００℃の温度で巻
取って得られた引張強さ６５ ｋｇｆ／ｍｍ”以下の熱
延鋼板を素材とし、これに１５％以上の加工歪が加わる
冷間成形を行ない、次いで、４００〜５５０℃の温度で
０．５〜３時間加熱することにより、引張強さ８０ ｋ
ｇｆ／ｍｍ”以上を有せしめることを特徴とする。
用高強度部品の製造方法は、重量％にてＧ ０．０
１〜０．１５％、 Ｓｉ０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ ０．２０〜１．０％、 ／１０．０１〜０．１％、 Ｃｕ ０．３〜２．０％、 Ｎｉ０．１〜２．０％、 Ｎｂ０．ＯＩ５〜０，１ ％、 Ｃａ ０．０００５〜０．００５０％、残部鉄及び
不可避的不純物よりなる鋼を１１００〜１２５０℃の範
囲の温度に加熱し、熱延後３５０〜５００℃の温度で巻
取って得られた引張強さ６５ ｋｇｆ／ｍｍ”以下の熱
延鋼板を素材とし、これに１５％以上の加工歪が加わる
冷間成形を行ない、次いで、４００〜５５０℃の温度で
０．５〜３時間加熱することにより、引張強さ８０ ｋ
ｇｆ／ｍｍ”以上を有せしめることを特徴とする。
以下に本発明を更に詳細に説明する。
Ｃは、鋼板の強度を高めるために有効な元素であり、本
発明に従って、自動車用鋼材としては、プレス成形性、
溶接性、剛性の見地から、０．０１〜０．１５％の範囲
で添加することが必要である。
発明に従って、自動車用鋼材としては、プレス成形性、
溶接性、剛性の見地から、０．０１〜０．１５％の範囲
で添加することが必要である。
添加量が０．０１％未満では、所要の強度を確保するこ
とができず、他方、０．１５％をよりも多いときは、延
性の低下を招いて、冷間加工性を損なうと共に、スポッ
ト溶接性等を阻害する。
とができず、他方、０．１５％をよりも多いときは、延
性の低下を招いて、冷間加工性を損なうと共に、スポッ
ト溶接性等を阻害する。
Ｓｉは、製鋼時の脱酸に必要な元素であると共に、同溶
化による鋼の強度向上に必要であって、０．０５〜０．
５０％の範囲の添加を必要とする。添加量が０．０５％
未満では、脱酸が不十分であるために、清浄な鋼を得る
ことができない。しがし、０．５０％を越えて添加する
ときは、冷間加工性が低下したり、或いは熱間圧延時に
所謂Ｓｉ赤スケールが発生しやすくなり、鋼板表面性状
の劣化に起因する切欠効果が大きくなるので、延性が低
下する。
化による鋼の強度向上に必要であって、０．０５〜０．
５０％の範囲の添加を必要とする。添加量が０．０５％
未満では、脱酸が不十分であるために、清浄な鋼を得る
ことができない。しがし、０．５０％を越えて添加する
ときは、冷間加工性が低下したり、或いは熱間圧延時に
所謂Ｓｉ赤スケールが発生しやすくなり、鋼板表面性状
の劣化に起因する切欠効果が大きくなるので、延性が低
下する。
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、強度を高める基本元素で
あり、同時に、熱間圧延時のＳによる熱間脆性を防止す
る元素として必要であって、添加量は０．２０〜１．０
％の範囲である。添加量が０．２０％未満のときは、高
強度鋼としての強度が不足するが、しかし、１．０％を
越えるときは、強度が高くなりすぎ、また、製造時のＭ
ｎの偏析増大に伴って、冷間加工性が低下するので好ま
しくない。
あり、同時に、熱間圧延時のＳによる熱間脆性を防止す
る元素として必要であって、添加量は０．２０〜１．０
％の範囲である。添加量が０．２０％未満のときは、高
強度鋼としての強度が不足するが、しかし、１．０％を
越えるときは、強度が高くなりすぎ、また、製造時のＭ
ｎの偏析増大に伴って、冷間加工性が低下するので好ま
しくない。
Ａｌは、脱酸元素として、少なくとも０．０１％の添加
が必要である。しかし、０．１％を越えて過多に添加す
るときは、介在物の増加をもたらすので、添加量は０．
１％以下とする。
が必要である。しかし、０．１％を越えて過多に添加す
るときは、介在物の増加をもたらすので、添加量は０．
１％以下とする。
Ｃｕは、時効硬化性を高める基本元素であり、本発明に
従って、後述する熱間加工条件と組合せて、素材熱延鋼
板段階では比較的軟かく、冷間加工及び時効処理後に高
強度を得るために必須の元素である。本発明において用
いる鋼は、Ｃｕを０゜３〜２．０％の範囲で含有する。
従って、後述する熱間加工条件と組合せて、素材熱延鋼
板段階では比較的軟かく、冷間加工及び時効処理後に高
強度を得るために必須の元素である。本発明において用
いる鋼は、Ｃｕを０゜３〜２．０％の範囲で含有する。
添加量が０．３％より少ないときは、最終製品段階にて
目的とする十分な強度を得ることができない。しかし、
添加量が２．０％を越えるときは、冷間加工性を阻害す
ることがあり、また、熱間加工時に熱間脆性を生ずる。
目的とする十分な強度を得ることができない。しかし、
添加量が２．０％を越えるときは、冷間加工性を阻害す
ることがあり、また、熱間加工時に熱間脆性を生ずる。
Ｎｉは、強度を高め、銅の熱間脆性を防止する元素とし
て有効であり、０．１〜２．０％の範囲で添加される。
て有効であり、０．１〜２．０％の範囲で添加される。
添加量が０．１％未満では熱間脆性を防止することがで
きない。しかし、２．０％を越えるときは、素材の強度
が高くなって、冷間加工性が低下する。
きない。しかし、２．０％を越えるときは、素材の強度
が高くなって、冷間加工性が低下する。
Ｎｂは、熱間圧延条件との組合わせによって、時効処理
後の強度を高めるために、銅と共に有効な元素であり、
添加量は、０．０１５〜０．１％の範囲である。添加量
が０．０１５％未満のときは、時効処理後に十分な強度
を得ることができず、他方、０．１％を越えて過多に添
加するときはは、素材段階での強度が高くなりすぎる結
果、冷間加工性が低下する。
後の強度を高めるために、銅と共に有効な元素であり、
添加量は、０．０１５〜０．１％の範囲である。添加量
が０．０１５％未満のときは、時効処理後に十分な強度
を得ることができず、他方、０．１％を越えて過多に添
加するときはは、素材段階での強度が高くなりすぎる結
果、冷間加工性が低下する。
Ｃａは、硫化物を展伸状から球状にする形態制御を通じ
て、機械的異方性を小さくし、延性及び靭性を改善する
効果ををする。かかる効果を有効に得るためには、０．
ＯＯＯ５％以上の添加が必要である。しかし、添加量が
０．０ Ｏ５０％を越えるときは、鋼中非金属介在物の
増大を招き、却って延性、靭性が低下する。
て、機械的異方性を小さくし、延性及び靭性を改善する
効果ををする。かかる効果を有効に得るためには、０．
ＯＯＯ５％以上の添加が必要である。しかし、添加量が
０．０ Ｏ５０％を越えるときは、鋼中非金属介在物の
増大を招き、却って延性、靭性が低下する。
本発明においては、上記した以外の化学成分は、鉄及び
不可避的不純物からなるが、すぐれた冷間加工性を保持
するためには、上述した以外の元素、ＰＳＳ、０、Ｎ等
は、冷間加工性に有害であるので、可及的に低いのが望
ましい。
不可避的不純物からなるが、すぐれた冷間加工性を保持
するためには、上述した以外の元素、ＰＳＳ、０、Ｎ等
は、冷間加工性に有害であるので、可及的に低いのが望
ましい。
上記した成分を有する鋼の溶製は、通常の製鋼法による
ことができ、また、スラブの製造も、造塊、分塊圧延又
は連続鍛造のいずれによってもよい。
ことができ、また、スラブの製造も、造塊、分塊圧延又
は連続鍛造のいずれによってもよい。
本発明の方法は、上記した化学成分を有する鋼を１１０
０〜１２５０℃の範囲の温度に加熱し、熱延後３５０〜
５００℃の範囲の温度で巻取って、通常、引張強さが４
５〜６５ ｋｇｆ７ｍｍ”の範囲にある熱延鋼板を得た
後、これに２次加工として、１５％以上の加工歪が加わ
る冷開成形を施し、更に、４００〜５５０℃の範囲の温
度にて０．５〜３時間加熱することによって、最終的に
引張強さ８０ｋｇｆ／ｍｍ”（ＨＲｃ硬さ２２相当）以
上を有せしめるものである。かかる本発明の方法によれ
ば、通常、最終製品段階で引張強さ８０〜１００ｋｇｆ
／ｍｍ２を得ることができる。
０〜１２５０℃の範囲の温度に加熱し、熱延後３５０〜
５００℃の範囲の温度で巻取って、通常、引張強さが４
５〜６５ ｋｇｆ７ｍｍ”の範囲にある熱延鋼板を得た
後、これに２次加工として、１５％以上の加工歪が加わ
る冷開成形を施し、更に、４００〜５５０℃の範囲の温
度にて０．５〜３時間加熱することによって、最終的に
引張強さ８０ｋｇｆ／ｍｍ”（ＨＲｃ硬さ２２相当）以
上を有せしめるものである。かかる本発明の方法によれ
ば、通常、最終製品段階で引張強さ８０〜１００ｋｇｆ
／ｍｍ２を得ることができる。
本発明の方法において、先ず、スラブ加熱温度は、通常
の圧延の場合と同様に、１１００〜１２５０°Ｃの範囲
である。本発明の方法において用いルスラフハ、Ｎｉ、
Ｎｂ等の含有量が多いので、その加熱温度が１１００℃
よりも低い場合は、通常の連続式熱間圧延機による圧延
が困難である。
の圧延の場合と同様に、１１００〜１２５０°Ｃの範囲
である。本発明の方法において用いルスラフハ、Ｎｉ、
Ｎｂ等の含有量が多いので、その加熱温度が１１００℃
よりも低い場合は、通常の連続式熱間圧延機による圧延
が困難である。
他方、加熱温度が１２５０℃を越えるときは、本発明の
方法において用いる鋼がＮｉを含有するにもかわらず、
Ｃｕ添加鋼特有の熱間脆性があられれるからである。
方法において用いる鋼がＮｉを含有するにもかわらず、
Ｃｕ添加鋼特有の熱間脆性があられれるからである。
本発明の方法においては、熱間圧延の条件は、特に、限
定されるものではないが、熱間圧延後のコイル巻取温度
は、３５０〜５００℃の範囲に限定される。
定されるものではないが、熱間圧延後のコイル巻取温度
は、３５０〜５００℃の範囲に限定される。
本発明に従う下記化学成分
（、０，０５％、
Ｓｉ０．２０％、
Ｍｎ０．４９％、
Ａｌ ０．０３８％、
Ｃｕ １．０２％、
Ｎｉ １．００％、
Ｎｂ ０．０５８％、及び
Ｃａ ０．００１８％
を有する鋼スラブの加熱温度を１２００℃としたとき、
引張特性に及ぼす巻取温度の影響を第１図に示す。引張
強さは、巻取温度３５０〜５００℃の範囲で、６５ｋｇ
ｆ／ｍｍ”以下の低い値を示す。
引張特性に及ぼす巻取温度の影響を第１図に示す。引張
強さは、巻取温度３５０〜５００℃の範囲で、６５ｋｇ
ｆ／ｍｍ”以下の低い値を示す。
次に、本発明の方法においては、上記のようにして得た
熱延鋼板に２次加工を施す。第２図及び第３図に示され
るように、４００℃で巻取った上記熱延鋼板は、これに
１５％以上の冷間加工を加え、４００〜５５０℃で０．
５〜３時間加熱することによって、引張強さ８０ ｋｇ
ｆ／ｍｍ”以上を有する。
熱延鋼板に２次加工を施す。第２図及び第３図に示され
るように、４００℃で巻取った上記熱延鋼板は、これに
１５％以上の冷間加工を加え、４００〜５５０℃で０．
５〜３時間加熱することによって、引張強さ８０ ｋｇ
ｆ／ｍｍ”以上を有する。
冷間加工率が１５％未満では、引張強さ８０ｋｇｆ／ｆ
ｆ１ｍ２以上を確保することができない。また、加熱温
度についても、第２図に示されるように、４００℃より
低いときも、５５０℃を越えるときも、いずれも引張強
さ８０ ｋｇｆ／ｍｍ”以上を得ることができない。
ｆ１ｍ２以上を確保することができない。また、加熱温
度についても、第２図に示されるように、４００℃より
低いときも、５５０℃を越えるときも、いずれも引張強
さ８０ ｋｇｆ／ｍｍ”以上を得ることができない。
次に、加熱時間、即ち、時効処理時間については、第３
図に示されるように、０．５時間未満では、引張強さ８
０ｋｇｆ／ｍｍ”以上を達成できない。他方、３時間以
上の場合は、引張強さ８０ ｋｇｆ／ｍｍ２を確保する
ことはできても、経済性が低下するので、本発明の方法
においては、加熱時間は３時間以下とする。
図に示されるように、０．５時間未満では、引張強さ８
０ｋｇｆ／ｍｍ”以上を達成できない。他方、３時間以
上の場合は、引張強さ８０ ｋｇｆ／ｍｍ２を確保する
ことはできても、経済性が低下するので、本発明の方法
においては、加熱時間は３時間以下とする。
尚、本発明の方法においては、上記時効処理のための加
熱は、軟窒化処理のための加熱等にて代替えしてもよい
。
熱は、軟窒化処理のための加熱等にて代替えしてもよい
。
又凱少四果
以上のように、本発明の方法によれば、鋼の化学成分を
適切に選択して、特に、Ｃｕ ｓ Ｎ ｉ及びＮｂを複
合添加してなる成形性にすぐれる比較的低強度の熱延鋼
板を素材とし、これに所定の冷間加工及び熱処理を施す
ことによって、所定の部品に加工した後は、引張強さ８
０ｋｇｆ／ｍｍ”以上であって、特に、捩り強度と耐へ
たり性にすぐれる部品を製造することができる。
適切に選択して、特に、Ｃｕ ｓ Ｎ ｉ及びＮｂを複
合添加してなる成形性にすぐれる比較的低強度の熱延鋼
板を素材とし、これに所定の冷間加工及び熱処理を施す
ことによって、所定の部品に加工した後は、引張強さ８
０ｋｇｆ／ｍｍ”以上であって、特に、捩り強度と耐へ
たり性にすぐれる部品を製造することができる。
大施開
以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこ
れら実施例により何ら限定されるものではない。
れら実施例により何ら限定されるものではない。
第１表に示すように、本発明に従う成分を有する本発明
鋼１〜５及び本発明に従う成分をもたない比較ｗＡ６〜
８を第２表に示す条件にて４．５酊厚に熱間圧延し、得
られた熱延鋼板に第２表に示す冷間加工歪みを与えて、
オートマチック部品の一つであるプレートキャリヤフロ
ントに成形した。
鋼１〜５及び本発明に従う成分をもたない比較ｗＡ６〜
８を第２表に示す条件にて４．５酊厚に熱間圧延し、得
られた熱延鋼板に第２表に示す冷間加工歪みを与えて、
オートマチック部品の一つであるプレートキャリヤフロ
ントに成形した。
次いで、これに第２表に示す条件にて時効処理を施した
後、引張試験及び捩り試験に供した。冷間成形性と共に
、その結果を第２表に示す。冷間成形性の評価において
、○はすぐれる、×は劣るを示す。
後、引張試験及び捩り試験に供した。冷間成形性と共に
、その結果を第２表に示す。冷間成形性の評価において
、○はすぐれる、×は劣るを示す。
捩り試験は、第４図に示すように、ボルト同定した供試
品１のスプライン穴２に捩り試験機に取付けたスプライ
ン・シャフト３を噛み合わせて、トルクを負荷した。評
価方法としては、静的捩り試験と耐久捩り試験によった
。
品１のスプライン穴２に捩り試験機に取付けたスプライ
ン・シャフト３を噛み合わせて、トルクを負荷した。評
価方法としては、静的捩り試験と耐久捩り試験によった
。
静的捩り試験
一方向に静的な捩りトルクを負荷し、破断に至るまでの
トルク−角度曲線から最大発生トルクを求め、３００ｋ
ｇ−ｍ以上であるときを合格（０）とし、３００ｋｇ−
ｍ未満であるときを不合格（×）とした。
トルク−角度曲線から最大発生トルクを求め、３００ｋ
ｇ−ｍ以上であるときを合格（０）とし、３００ｋｇ−
ｍ未満であるときを不合格（×）とした。
耐久捩り試験
５Ｈｚの振動数にて７５ｋｇ０ｍのトルクを１０万回加
え、試験の前後にスプライン溝の幅すを測定し、その変
化量Δｂが１０μｍ未満のときを合格（○）とし、１０
μｍ以上のときを不合格（×）とした。
え、試験の前後にスプライン溝の幅すを測定し、その変
化量Δｂが１０μｍ未満のときを合格（○）とし、１０
μｍ以上のときを不合格（×）とした。
結果を第２表に示す。本発明によれば、素材熱延鋼板段
階においては、冷間成形性にすぐれ、最終製品段階では
、引張強さ８０ｋｇｆ／ｍｍ”以上であって、捩り強度
及び耐へたり性にすぐれる特性を得ることができる。こ
れに対して、比較例によれば、成形性、引張強さ、捩り
強度、耐へたり性いずれもかが劣化している。
階においては、冷間成形性にすぐれ、最終製品段階では
、引張強さ８０ｋｇｆ／ｍｍ”以上であって、捩り強度
及び耐へたり性にすぐれる特性を得ることができる。こ
れに対して、比較例によれば、成形性、引張強さ、捩り
強度、耐へたり性いずれもかが劣化している。
第１図は、本発明鋼において、巻取温度と得られた熱延
綱板の引張強さとの関係を示すグラフ、第２図は、冷間
加工率と引張強さとの関係を示すグラフ、第３図は、時
効処理時間と引張強さとの関係を示すグラフ、第４図は
、捩り試験の方法を説明するための図である。 第１図 第２図 ンン韻〃ロエ孝 （γＱ） 第３図
綱板の引張強さとの関係を示すグラフ、第２図は、冷間
加工率と引張強さとの関係を示すグラフ、第３図は、時
効処理時間と引張強さとの関係を示すグラフ、第４図は
、捩り試験の方法を説明するための図である。 第１図 第２図 ンン韻〃ロエ孝 （γＱ） 第３図
Claims (1)
- （１）重量％にて Ｃ０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ０．２０〜１．０％、 Ａｌ０．０１〜０．１％、 Ｃｕ０．３〜２．０％、 Ｎｉ０．１〜２．０％、 Ｎｂ０．０１５〜０．１％、 Ｃａ０．０００５〜０．００５０％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼を１１００〜１２
５０℃の範囲の温度に加熱し、熱延後３５０〜５００℃
の温度で巻取つて得られた引張強さ６５ｋｇｆ／ｍｍ＾
２以下の熱延鋼板を素材とし、これに１５％以上の加工
歪が加わる冷間成形を行ない、次いで、４００〜５５０
℃の温度で０．５〜３時間加熱することにより、引張強
さ８０ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上を有せしめることを特徴と
する捩り強度及び耐へたり性にすぐれる自動車用高強度
部品の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62316697A JPH01156418A (ja) | 1987-12-14 | 1987-12-14 | 自動車用高強度駆動伝達部品の製造方法 |
| US07/540,127 US5098489A (en) | 1987-12-14 | 1990-06-19 | Process for manufacturing high-strength parts of an automobile transmission system |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62316697A JPH01156418A (ja) | 1987-12-14 | 1987-12-14 | 自動車用高強度駆動伝達部品の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01156418A true JPH01156418A (ja) | 1989-06-20 |
| JPH0579726B2 JPH0579726B2 (ja) | 1993-11-04 |
Family
ID=18079893
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62316697A Granted JPH01156418A (ja) | 1987-12-14 | 1987-12-14 | 自動車用高強度駆動伝達部品の製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5098489A (ja) |
| JP (1) | JPH01156418A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004183001A (ja) * | 2002-11-29 | 2004-07-02 | Toyo Kohan Co Ltd | ガスケット用材料、その製造方法およびガスケット |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CH687879A5 (de) * | 1993-12-01 | 1997-03-14 | Met Cnam Paris Max Willy Tisch | Armierungs-, Maschinen-, Apparate- und Metallbaustaehle in Feinkornguete mit stabiler Korrosionsschutzschicht. |
| FR2834722B1 (fr) * | 2002-01-14 | 2004-12-24 | Usinor | Procede de fabrication d'un produit siderurgique en acier au carbone riche en cuivre, et produit siderurgique ainsi obtenu |
| DE102015106780A1 (de) * | 2015-04-30 | 2016-11-03 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Verfahren zur Erzeugung eines Warm- oder Kaltbandes aus einem Stahl mit erhöhtem Kupfergehalt |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3947293A (en) * | 1972-01-31 | 1976-03-30 | Nippon Steel Corporation | Method for producing high-strength cold rolled steel sheet |
| JPS6026809B2 (ja) * | 1980-08-12 | 1985-06-26 | 川崎製鉄株式会社 | 低温靭性にすぐれた高張力鋼管の製造方法 |
-
1987
- 1987-12-14 JP JP62316697A patent/JPH01156418A/ja active Granted
-
1990
- 1990-06-19 US US07/540,127 patent/US5098489A/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004183001A (ja) * | 2002-11-29 | 2004-07-02 | Toyo Kohan Co Ltd | ガスケット用材料、その製造方法およびガスケット |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0579726B2 (ja) | 1993-11-04 |
| US5098489A (en) | 1992-03-24 |
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|---|---|---|---|
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