JPH0953150A - 肌焼鋼及びそれを用いた鋼管の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 高い耐衝撃破壊荷重を示す高強度高靱性肌焼
鋼を提供すると共に、これを使用した高性能肌焼鋼鋼管
の製造方法を確立する。 【構成】 高強度高靱性肌焼鋼を、Ｃ:0.1〜0.25％，S
i:0.2〜 0.4％，Mn:0.3〜0.9％，Ｐ：0.02％以下，Ｓ:
0.001〜0.15％，Cr:0.5〜0.9%，Mo：0.15〜１％，Al：
0.01〜 0.1％，Ｂ：0.0005〜 0.009％，Ｎ： 0.006％未
満を含むか、あるいは更にNi:0.3〜 4.0％，Ti：0.01〜
0.3％，Nb：0.01〜 0.3％，Ｖ：0.01〜 0.3％，Zr：0.
01〜 0.3％の１種以上をも含み: 残部が実質的にFeから
成る成分組成に構成する。また、上記鋼を熱間製管して
管材とした後、断面積減少率が５０％以下の冷間加工と
６５０〜９５０℃での焼鈍とを施すことによって肌焼用
鋼管を製造する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、浸炭・焼入後の破壊
荷重の高い高強度高靱性肌焼鋼、並びにそれを用いた高
強度高靱性肌焼用鋼管の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来技術とその課題】例えば、自動車の駆動車軸から
被駆動車軸に動力を伝達する継手としては、図１に示す
ように、駆動軸１に固設されたアウタ−レ−ス（外輪）
２と被駆動軸３に固設されたインナ−レ−ス（内輪）４
との間に複数個（例えば６個）のボ−ル５を介挿し、こ
れらのボ−ルをボ−ルケ−ジ６にて保持した構造のもの
（バ−フィ−ルド型継手）が一般に多用されている。そ
して、このボ−ルケ−ジ６とインナ−レ−ス４は機構上
非常に大きな非定常回転力を伝達しようとするものであ
るため、衝撃的な引張力の負荷に対する高い強度と靱性
が必要である上、ボ−ル５との接触面においては優れた
耐摩耗性，耐転動疲労性が要求される。従って、これら
部品には浸炭・焼入によって高い表面硬度と転動疲労性
が付与される“肌焼鋼”が適用されており、従来はＪＩ
ＳのＳCr４１５，ＳＣＭ４１５，ＳＮＣ４１５，ＳＮＣ
Ｍ４１５といったCr系，Cr−Mo系，Ni−Cr系，Ni−Cr−
Mo系の機械構造用合金鋼が肌焼鋼として用いられてい
た。

【０００３】しかし、近年、上述の如き“浸炭・焼入処
理を施して用いられる鋼部品”の使用条件は益々苛酷と
なり、その素材となる肌焼鋼に対しても、これまで要求
されていた浸炭・焼入後の高い表面硬度及び曲げ疲労強
度に加えて、より優れた耐摩耗性や転動疲労特性、更に
は衝撃的な荷重負荷に対する一段と高い耐破壊強度及び
靱性を具備していることが望まれるようになっている。
特に、浸炭・焼入処理を施して用いられる鋼部品には切
欠き形状を有したものが多く、そのため“破壊強度特
性”の中でも浸炭・焼入後における切欠引張強度の重要
性がより強く認識されるようになってきた。

【０００４】これに対して、ＪＩＳで規格されている前
記の各鋼には、浸炭・焼入を施すと結晶粒界の脆弱化を
招き、このため浸炭・焼入の手法に工夫を凝らしても必
要な諸強度の改善効果に結びつきにくいと言う問題があ
った。

【０００５】そこで、本発明者等は、浸炭・焼入による
結晶粒界の脆弱化を防止し得る肌焼鋼として、微量のＢ
添加を行うと共に、Cr，Mo，Niといった合金成分に工夫
を加えた高強度鋼を提案した（特開平2-170944号公報，
特開平5-117806号公報）。しかしながら、その後も続け
られた仔細な検討により、これら提案になる肌焼鋼も、
衝撃的な荷重負荷に対する破壊強度・靱性が今一つ十分
とは言えず、またややもすると“浸炭層での焼入不足”
という問題が生じがちであるため、表面硬度，耐摩耗
性，転動疲労特性等の点でも更なる改善が望まれるもの
であると考えられた。

【０００６】一方、例えば前記図１に示した駆動車軸継
手のボ−ルケ−ジ等は、肌焼鋼鋼管（この素材鋼管は一
般的には肌焼鋼を熱間製管してから所定の寸法精度を得
るための冷間抽伸加工と加工性を改善するための焼鈍を
施して製造される）を素材として製造されているが、こ
のような鋼管には、上記のような材質特性面での問題に
加えて、各種部品に加工する際の切断工具や打抜き工具
の寿命，打抜き加工を施した際の切断面の粗さと寸法精
度，研磨での砥石の目詰まり等といった種々の機械加工
性に優れることが要求される。しかし、これら特性は鋼
管の化学組成や製造条件によって複雑に変化するため、
鋼管にこれら要求特性を安定して付与することは非常に
難しいとされていた。とりわけ、鋼管を部品に加工して
から実施される浸炭・焼入処理の際に起きがちな“結晶
粒の異常成長による粗大化”や、これに起因した“衝撃
破壊強度の低下”と“寸法精度の劣化”は、肌焼鋼鋼管
において大きな問題となっていた。

【０００７】このようなことから、本発明が目的とした
のは、比較的ゆるやかな浸炭・焼入条件によっても浸炭
部に高い強度及び耐摩耗性が確保されることは勿論、浸
炭部表面に切欠が存在する場合にも十分に高い耐衝撃破
壊荷重を示す高強度高靱性肌焼鋼を実現し、更にはそれ
を用いて“加工性に優れると共に浸炭・焼入後に優れた
耐衝撃破壊強度を示す高強度高靱性肌焼鋼鋼管”を精度
良く安定して製造し得る手段を確立することである。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記目的
を達成すべく、また a) 一般に浸炭部品は浸炭後の焼戻温度が１８０〜２０
０℃程度であり、このため焼入れ性が過度であると芯部
の靱性が損なわれ、焼入性が不足すると強度が損なわれ
ることから、規定成分範囲内で適当な焼入性を持つよう
に成分設計をする必要がある， b) 更に、浸炭に伴って粒界の脆化を引き起こす元素は
出来るだけ低減すると共に粒界強度を向上せる元素の積
極添加を指向することで、衝撃荷重強度の低下を引き起
こす粒界破壊の発生を極力抑制するように図ることが必
要である， との基本思想の下に数多くの実験を繰り返しながら鋭意
研究を行った結果、次に示すような知見を得ることがで
きた。

【０００９】近年、浸炭・焼入時における被処理部品の
変形歪を極力小さくすべく、冷却媒体の油の種類を変え
たり油の温度を高くする等の方法によって焼入時の冷却
速度を緩やかにする傾向が強まっている。このため、浸
炭層や部品芯部の焼入性が高くないと不完全焼入組織が
生成しやすい。このような背景の下で、従来の肌焼鋼に
指摘されていた「十分な衝撃荷重強度，耐摩耗性，転動
疲労性等を確保することができない」といった品質問題
は「浸炭時に起きる粒界酸化によって浸炭異常層が発生
し、 そのため粒界近傍で鋼の焼入性低下が生じることと
なって、 これが不完全焼入組織の生成につながるために
起きるものである」とされてきた。

【００１０】しかし、本発明者等は、上記“浸炭時の粒
界酸化”による悪影響よりも“浸炭材を焼入する時に生
成するオ−ステナイト粒界上での炭化物析出”が一層大
きな悪影響を及ぼしており、この現象が浸炭・焼入処理
において部品の表層部に不完全焼入組織を生成する原因
となっていることを突き止めた。また、この“浸炭材の
焼入処理時に起きる粒界への炭化物析出”は所定量のＢ
の添加で防止できることをも見出した。

【００１１】なお、従来提案されたＢ添加肌焼鋼には、
浸炭時の粒界酸化を防止する目的で合金元素を減少させ
ると共に、この合金元素の減少に伴う焼入性の低下をＢ
添加で補う成分設計思想を採っているものもあるが、Ｂ
の焼入性向上作用は鋼中のＣ含有量が高くなると低下傾
向を見せる。そのため、Ｂによって焼入性を補うという
思想を基にして成るこのようなＢ添加肌焼鋼は、浸炭に
よって表層部のＣ量を高くするとその表層部ではＢの焼
入性向上作用が消失してしまい、従って浸炭した表層部
に不完全焼入組織が生成しやすくなって、やはり衝撃荷
重強度，耐摩耗性，転動疲労性の点で十分な満足を得る
ことはできなかった。しかも、前述した「浸炭・焼入歪
低減のための処置」によりこの傾向は次第に顕著化する
と考えられた。

【００１２】これに対して、“浸炭材の焼入処理時に起
きる粒界への炭化物の析出”を防止し、これによって浸
炭・焼入した表層部に不完全焼入組織が生成するのを抑
えようとの考えの下にＢを添加した肌焼鋼では、特に
「浸炭によりＣ量を高くした部位における“Ｂの焼入性
向上作用”の消失」という問題を懸念する必要がなく、
浸炭部のＣ量にそれほど左右されることなく安定して衝
撃荷重強度，耐摩耗性，転動疲労性の向上効果を確保す
ることが可能である。

【００１３】しかしながら、Ｂ添加による“浸炭材の焼
入処理時に起きる粒界への炭化物析出を防止する効果”
の確保には、鋼中のＮ含有量を特定の領域にまで低減す
ることが必須である。即ち、本発明者等は、鋼中に 0.0
07重量％程度（通常鋼の下限値程度）のＮが含有されて
いる場合でもＢ添加による“浸炭材の焼入処理時に起き
る粒界への炭化物析出を防止する効果”を安定して確保
することは難しいが、鋼中のＮ含有量が特に 0.006重量
％未満の領域にまで低減されるとＢ添加による前記効果
が顕著化し、衝撃荷重強度特性等の諸強度や靱性が十分
に改善されるようになることをも明らかにすることがで
きた。

【００１４】また、鋼中のＮ含有量が 0.006重量％未満
になると転動疲労特性が著しく向上することも判明し
た。即ち、転動疲労特性については、従来、Ｂ添加鋼で
は必ずTiが同時に添加されているため鋼中に生成するTi
Ｎが転動疲労特性を劣化させていると考えられていた
が、Ti無添加の鋼においても鋼中のＮが転動疲労特性に
悪影響を及ぼすことが確認され、しかも、この悪影響は
Ｎ含有量を 0.006重量％未満の範囲に抑えることによっ
て実質的に無くし得ることが明らかとなったのである。

【００１５】ただ、上述の如くに肌焼鋼としての諸特性
の改善を図った鋼では、これを用いて「熱間製管→冷間
抽伸→焼鈍」という通常工程で管材を製造しようとする
と、従来肌焼鋼に指摘されていたところの“機械加工性
面での不満足”や、鋼管を部品に加工してから実施され
る浸炭・焼入処理時の“結晶粒の異常成長による粗大
化”、並びにこれに起因した“衝撃破壊強度の低下”と
“寸法精度の劣化”がより顕著に現れがちであるという
問題が生じた。とりわけ、図１に示した駆動車軸継手の
ボ−ルケ−ジを製造するための中間素材である鋼管で
は、プレス打抜きで穴あけした面がボ−ルの転動面にな
ることから穴あけ面の凹凸は製品寿命に大きな影響を与
える重要因子となるが、機械加工性の不良はこれに大き
な悪影響を与えるものであった。

【００１６】しかしながら、これら機械加工性その他の
材質特性面での不都合は、鋼管のミクロ組織（特にフェ
ライト粒径と炭化物粒径）が微細になりすぎると発生し
やすくなることや、これら鋼管のミクロ組織には冷間抽
伸加工度と焼鈍条件が大きな影響を持っていることが明
らかとなり、研究の結果、鋼管の熱間製管後の冷間加工
と焼鈍の条件を改善することによってこの不都合をほぼ
解決できることが判明した。

【００１７】本発明は、上記数々の知見事項等に基づい
て完成されたものであり、「高強度高靱性肌焼鋼を、
Ｃ： 0.1〜0.25％（以降、 成分割合を表す％は重量％と
する),Si： 0.2〜 0.4％， Mn： 0.3〜 0.9％，
Ｐ：0.02％以下，Ｓ： 0.001〜0.15％， Cr： 0.5〜
0.9％， Mo：0.15〜１％，Al：0.01〜 0.1％，
Ｂ：0.0005〜 0.009％， Ｎ： 0.006％未満を含むか、
あるいは更にNi： 0.3〜 4.0％， Ti：0.01〜 0.3
％， Nb：0.01〜 0.3％，Ｖ：0.01〜 0.3％， Z
r：0.01〜 0.3％の１種又は２種以上をも含み、 残部が
実質的にFeから成る成分組成に構成することによって、
比較的ゆるやかな条件の浸炭・焼入処理によって高い破
壊荷重，高い表面硬度並びに優れた耐摩耗性や転動疲労
特性等を確保できるようにした点」に特徴を有し、更に
は「上記鋼を熱間製管して管材とした後、 断面積減少率
が５０％以下の冷間加工と６５０〜９５０℃での焼鈍と
を施すことによって、 良好な機械加工性を有すると共
に、 浸炭・焼入処理を施しても格別な衝撃破壊強度の低
下や寸法精度劣化を生じることのない高強度高靱性肌焼
用鋼管を安定製造できるようにした点」をも大きな特徴
とするものである。

【００１８】

【作用】以下、本発明において肌焼鋼の化学成分組成や
肌焼用鋼管の製造条件を前記の如くに限定した理由を、
その作用と共に説明する。 (A) 化学成分組成 a) Ｃ Ｃは鋼の硬度・強度を確保する基本的成分である。そし
て、浸炭・焼入部品としての使用中に変形しないだけの
強度を鋼に確保するにはＨｖ２５０以上の硬度を必要と
するが、この必要硬度の確保にはＣ含有量を 0.1％以上
とする必要がある。一方、0.25％を超えてＣを含有させ
ると鋼の芯部靱性が劣化する。従って、Ｃ含有量は 0.1
〜0.25％と定めた。

【００１９】b) Si 従来、肌焼鋼においては、Siは浸炭時の粒界酸化による
粒界脆化に寄与する元素であるとして添加量を抑制する
ことが多かった。しかし、本発明鋼では、浸炭層の焼入
性を確保して高い耐衝撃破壊強度を達成するためにSiの
焼入性向上作用を積極的に利用する。そして、Si含有量
が 0.2％未満であると所望する浸炭層の焼入性を確保で
きず、一方、 0.4％を超えてSiを含有させると“浸炭時
の粒界近傍でのSiの酸化による脆弱化”が顕著化するこ
とから、Si含有量は 0.2〜 0.4％と定めた。

【００２０】c) Mn Mnも、Siと同様、浸炭時の粒界酸化による粒界脆化を抑
制するために添加量を抑制する場合が多いが、Mnを低減
すると浸炭層の焼入性低下作用が大きくなって本発明が
狙いとする高い耐衝撃破壊強度の確保が困難となること
が判明した。即ち、本発明鋼ではMn含有量が 0.3％未満
では所望する浸炭層の焼入性を確保することができな
い。なお、“浸炭時の粒界近傍でのMnの酸化による脆弱
化”はMn含有量が 0.9％を超えても実用上問題のないこ
とが判明したが、 0.9％を超えてMnを含有させると打抜
き加工性と砥石研削性の劣化が顕著化する。従って、Mn
含有量は 0.3〜 0.9％と定めた。

【００２１】d) Ｐ Ｐは“浸炭・焼入時にオ−ステナイト粒界上にセメンタ
イトが析出することによる粒界の脆弱化”を著しく促進
するので肌焼鋼においては極めて有害な不純物元素であ
り、従ってＰ量は極力低減することが好ましい。ただ、
Ｐの低減には原料や精錬工程でのコスト増大を招くの
で、目標性能とコストとのバランスから許容値が設計さ
れる。本発明では、後述するＢの効果を勘案して許容で
きる上限値を0.02％とした。

【００２２】d) Ｓ Ｓは、鋼の靱性劣化を招く一方で、機械加工性（被削
性，打抜き性）を改善するという点では積極添加が望ま
れる成分でもある。そして、Ｓ含有量が 0.001％未満で
あると機械加工性改善効果が顕著化せず、一方、0.15％
を超えてＳを含有させると鋼の靱性劣化が著しくなるの
で、本発明ではＳ含有量を 0.001〜0.15％と定めた。た
だ、機械加工性をあまり要求されなくて済むような使わ
れ方の場合にはＳ含有量は低めに抑えることが得策であ
る。

【００２３】e) Cr Crは、鋼基地の焼入性確保や、浸炭層の炭素濃度を短時
間で確保するために欠かせない成分であるが、そのため
には 0.5％以上の含有量が必要である。しかしながら、
Crは同時に“浸炭・焼入時にオ−ステナイト粒界上にセ
メンタイトが析出することによる粒界の脆弱化”を著し
く促進するので、多くてもその含有量を0.9 ％以下に制
限する必要がある。ただ、Cr含有量を 0.9％以下に制限
すると鋼の焼入性、とりわけＣ量の高い浸炭部分の焼入
性が不十分となるので、本発明では粒界の脆弱化を招く
ことのないＢ，Mo，Niの添加でこれを補うこととした。
このようなことからCr含有量は 0.5〜 0.9％と定めた
が、好ましくは 0.5〜0.65％に調整するのが良い。

【００２４】f) Mo Moは、鋼基地及び浸炭部の強度・靱性の向上、並びに浸
炭層の炭素濃度を短時間で確保するために必須の成分で
ある。特に、Moの焼入性向上効果は鋼基地のＣ量に殆ど
影響を受けないため、高炭素になった浸炭部においても
焼入性向上効果は安定して発揮される。なお、浸炭に伴
う粒界の脆弱化を抑制すべくCr含有量を低減しＢで焼入
性の補充を図った鋼では、高炭素になっても焼入性が著
しく低下するので、Moによる浸炭部の焼入性補償は非常
に重要である。この場合、Mo含有量が0.15％未満では十
分な焼入性補償ができないだけでなく、短時間の浸炭処
理で浸入するＣの量も低下する。そして、上記効果を付
与する観点からはMo含有量は多い方が好ましいが、１％
までの添加で十分な効果が得られるのでこれを超える添
加は経済的でないと判断される。従って、Mo含有量は0.
15〜１％と定めた。

【００２５】g) Al Alは、鋼の脱酸及び結晶粒微細化に有効な成分である
が、その含有量が0.01％未満ではその効果が十分でな
く、一方、 0.1％を超えて含有させると靱性に有害な介
在物が増加することから、Al含有量は0.01〜 0.1％と定
めた。

【００２６】h) Ｂ Ｂは、“浸炭材を焼入する時に生成するオ−ステナイト
粒界上での炭化物（Cr炭化物等）の析出”を抑え、これ
により浸炭部の不完全焼入組織，粒界脆化を防止して浸
炭・焼入材に十分な衝撃荷重強度，耐摩耗性，転動疲労
特性等を確保するために欠かせない成分である。また、
本発明では“浸炭・焼入時に粒界上に炭化物が析出する
ことにより粒界の脆弱化を著しく促進するというCrの弊
害”を防止するためにCr含有量を制限しているが、Ｂ
は、このようにCr含有量を低減した結果起きる“鋼基地
の焼入性低下”を補って鋼芯部の焼入性を確保する作用
も分担する。しかし、Ｂ含有量が0.0005％未満であると
上記作用による所望の効果が得られず、一方、 0.009％
を超えてＢを含有させると逆にＢによる粒界脆化が起き
るようになるので、Ｂ含有量は0.0005〜 0.009％と定め
た。なお、“浸炭・焼入時の粒界への炭化物析出”を抑
えるためにＢを添加した鋼であっても、鋼中のＮ含有量
が通常の 0.007％程度のものではＢによる上記効果を十
分に確保できないことは既述の通りである。

【００２７】i) Ｎ 上述のように、鋼中のＮ量はＢの作用を有効ならしめる
ために非常に重要である。即ち、鋼中のＮ量が 0.006％
未満の領域にまで低減された場合に初めてＢ添加による
“浸炭材の焼入処理時に起きる粒界への炭化物析出を防
止する効果”が顕著化し、十分な衝撃荷重強度が確保さ
れるばかりか、転動疲労特性も著しく改善される。な
お、鋼中のＮ含有量は少ないほど望ましいが、大気中で
の工業的生産においては現在の製鋼技術でＮ量を 0.001
％未満にすることは極めて困難である。

【００２８】j) Ni 本発明鋼では、一般に使用される自動車の駆動車軸用継
手のインナ−レ−スやボ−ルケ−ジ等に供する場合には
Niや次に説明するTi，Nb，Ｖ又はZrの添加を行わなくて
も強度，靱性等の特性は十分であるが、更に苛酷な使用
が予想される場合にはこれら元素の１種又は２種以上を
含有させるのが有効である。なお、Niは鋼基地の強度と
靱性の向上に有効な成分であり、またMoと協働して浸炭
部の強度・靱性の向上にも大いに寄与する。しかし、Ni
含有量が 0.3％未満では前記効果が不十分であり、一
方、 4.0％を超えて含有させてもその効果が飽和するこ
とから、Niを添加する場合にはその含有量を 0.3〜 4.0
％と定めた。

【００２９】k) Ti，Nb，Ｖ及びZr これらの元素には鋼の結晶粒を微細化して靱性を向上さ
せる効果があるので、苛酷な使用が予想される場合に１
種又は２種以上を含有させるのが好ましい。しかしなが
ら、これら各成分の含有量がそれぞれ0.01％未満では上
記効果が不十分であり、一方、各々 0.3％を超えて含有
させると逆に鋼の靱性や転動疲労特性の劣化を招くこと
から、Ti，Nb，Ｖ又はZrの含有量はそれぞれ0.01〜 0.3
％と定めた。

【００３０】(B) 本発明鋼を使用した肌焼用鋼管の製造
条件 a) 熱間製管後の冷間加工度 本発明鋼を使用して肌焼用鋼管を製造するに際し、通常
の熱間製管を終えた後に所定の寸法，寸法精度を確保す
るために加える冷間加工の断面積減少率を５０％以下に
制限した理由は、該断面積減少率が５０％を超えると鋼
基地の歪の蓄積が増大してその後の浸炭熱処理でオ−ス
テナイト結晶粒の異常成長を起こし、焼入組織の粗大・
混粒化を引き起こす。また、上記冷間加工度が５０％を
超えると加工硬化による鋼管の硬度上昇が著しく、従っ
てその後に行われる焼鈍での軟化が難しくなって鋼管の
加工性が劣化し、例えば窓あけの打抜き加工等における
寸法精度が劣化するばかりか、加工工具の寿命も低下す
る。このようなことから、熱間製管後に行われる冷間加
工の加工度を５０％以下に制限した。

【００３１】b) 焼鈍の加熱温度 上記冷間加工後に施される焼鈍の加熱温度を６５０〜９
５０℃としたのは次の理由による。即ち、この焼鈍温度
が６５０℃未満であると上述した冷間加工による鋼基地
の歪の蓄積が十分に開放されず、このため硬度が高くて
打抜き加工性が劣化するだけでなく、その後の浸炭熱処
理でオ−ステナイト結晶粒の異常成長を起こしやすくな
り衝撃荷重特性や転動疲労特性等の劣化を招く。一方、
焼鈍温度が９５０℃を超えると焼鈍中にオ−ステナイト
結晶粒の異常成長を起こし、この混粒状態がその後の浸
炭熱処理で一段と拡大されるので、やはり衝撃荷重特性
や転動疲労特性等の劣化を招く。

【００３２】続いて、本発明を実施例によって説明す
る。

【実施例】

〔実施例１〕まず、真空溶製鋳込みによって表１及び表
２に示す化学成分組成の１５０kg鋼塊を得た後、これに
熱間鍛造と焼準しの処理を施し、更に各鋼から機械加工
によって“平行部直径:8.0mmφの平滑丸棒引張試験片”
と図２に示す“切欠付き引張試験片試験片”を作成し
た。

【００３３】

【表１】

【００３４】

【表２】

【００３５】次に、上記各試験片を図３の条件で浸炭・
焼入・焼戻処理したものについて引張試験を行い、平滑
引張強度と切欠引張強度を測定して破壊荷重を評価し
た。この結果を表１及び表２に併せて示す。なお、比較
のため、表１及び表２には機械加工により作成した前記
各試験片に図４で示す従来の条件で浸炭・焼入・焼戻処
理を行った場合の引張試験結果も併記した。

【００３６】上記表１及び表２に示される結果からも、
本発明に係る鋼は何れも比較的ゆるやかな条件の浸炭・
焼入・焼戻処理後に１２０kgf/mm² 以上の平滑引張強度
を示し、かつ切欠引張強度も１３０kgf/mm² 以上である
など、優れた破壊強度を有していることが分かる。

【００３７】〔実施例２〕前記表１及び表２に示す化学
成分組成の各鋼から直径が60.0mmで厚さが5.0mmの円盤
状の試験片を作成し、これらを前記図３の条件で浸炭・
焼入・焼戻処理した後、平均表面粗さ（Ｒａ）が0.05μ
ｍの鏡面研磨仕上げ加工を施したものについて、＃６０
スピンドル油潤滑で室温でのスラスト式転動疲労試験を
実施した。なお、転動疲労特性の評価は、面圧を変えて
試験を行い剥離寿命までの応力負荷繰り返し数を求め、
Ｓ−Ｎ線図から転動疲労限の面圧を求めて比較する方法
を採った。前記表１及び表２にこれらの結果もまとめて
併記した。

【００３８】表１及び表２に示される転動疲労試験結果
からも確認できるように、本発明に係る鋼は何れも３０
０kgf/mm² 以上の高い転動疲労限を示し、従来鋼の２５
０〜２９０kgf/mm² よりも明らかに優れた転動疲労特性
を有していることが分かる。

【００３９】〔実施例３〕真空溶製鋳込みによって表３
に示す化学成分組成の１トン鋼塊を得た後、これを丸鋼
片に熱間鍛造し、更に「マンドレルミル製管→冷間抽伸
→応力除去焼鈍」の製造工程を経て外径６０mm，内径５
０mmのシ−ムレス鋼管を得た。

【００４０】

【表３】

【００４１】次に、これらの鋼管を５０mm長さの短管に
切断後、機械加工によって図５に示す駆動車軸継手のボ
−ルケ−ジ模擬試験体を作成し、更に下記条件にてガス
浸炭・焼入・焼戻の処理を施した。 0.9〜1.0 のカ−ボンポテンシャルにて９３０℃に４時
間加熱→８４０℃炉中冷却→油焼入→１８０℃焼戻→研
磨。

【００４２】次いで、上記処理を施した各ボ−ルケ−ジ
模擬試験体について、図６に示す電気油圧式引張試験機
（容量１０トン）で衝撃引張試験を行った。なお、衝撃
引張試験は、図６に示すように各ボ−ルケ−ジ模擬試験
体に丸棒を挿入し、上方のクロスヘッドを固定とすると
共に、下方のアクチュエ−タを引張速度：１２０mm/sで
引下げながら破壊荷重を測定する方法によった。なお、
試験は各々３体のボ−ルケ−ジ模擬試験体について実施
したが、その結果（３体の破壊強度の平均値）を表３に
併記した。

【００４３】また、これらとは別に、加工性を評価する
ために前記各シ−ムレス鋼管から長さ５０mmの短管を切
断した後、これを５０mm×１８８mmの平板に展開して各
々３枚ずつの穴あけ試験片を作成した。そして、上記３
枚組の穴あけ試験片のそれぞれを砥石で両面研磨し、こ
れを油圧プレス打抜きして穴あけを行う方法により加工
性を評価したが（評価は３枚の試験片での結果を基に行
った）、穴あけ試験条件は次の通りとした。 ポンチ材質 ：高速度鋼， ポンチ径 ：15.7mm， 穴あけ速度 ：2.5mm/s 。 この穴あけ試験による加工性の評価結果も表３に併せて
示した。なお、加工性の良，不良の判定は“穴あけ面の
凹凸”により判定した。

【００４４】表３に示される結果からも、本発明に係る
鋼は良好な加工性を有すると共に、駆動車軸継手のボ−
ルケ−ジに適用した場合には、浸炭・焼入後に高い衝撃
引張強度を示すことを確認することができる。

【００４５】〔実施例４〕真空溶製鋳込みによって前記
表３に示す本発明鋼に該当する各化学成分組成の１トン
鋼塊を得た後、これらを丸鋼片に熱間鍛造し、更にマン
ドレルミル製管法で熱間製管した後、表４に示す条件で
「一次焼鈍→冷間抽伸→二次焼鈍」を施してシ−ムレス
鋼管を得た。

【００４６】

【表４】

【００４７】次に、得られた各シ−ムレス鋼管から長さ
５０mmの短管を切断した後、これを５０mm×１８８mmの
平板に展開して穴あけ試験片を作成した。そして、実施
例３におけるのと同様に、上記穴あけ試験片を砥石で両
面研磨してから、これを油圧プレス打抜きして穴あけを
行う方法により加工性の評価を行った。なお、穴あけ試
験条件は次の通り実施例３の場合と同様とした。 ポンチ材質 ：高速度鋼， ポンチ径 ：15.7mm， 穴あけ速度 ：2.5mm/s 。

【００４８】この穴あけ試験による加工性の評価結果を
表５〜７に示す。表５〜７に示される結果からも、本発
明に係る方法に従って製造された鋼管は良好な加工性を
示すことが確認される。

【００４９】

【表５】

【００５０】

【表６】

【００５１】

【表７】

【００５２】〔実施例５〕真空溶製鋳込みによって前記
表３に示す本発明鋼49と従来鋼55に該当する各化学成分
組成の１トン鋼塊を得た後、これらを丸鋼片に熱間鍛造
し、更にマンドレルミル製管法で熱間製管した後、表８
及び９に示す条件で「一次焼鈍→冷間抽伸→二次焼鈍」
を施してシ−ムレス鋼管を得た。

【００５３】

【表８】

【００５４】

【表９】

【００５５】次に、得られた各シ−ムレス鋼管から長さ
５０mmの短管を切断した後、これを５０mm×１８８mmの
平板に展開して穴あけ試験片を作成した。そして、実施
例３や実施例４におけるのと同様に、上記穴あけ試験片
を砥石で両面研磨してから、これを油圧プレス打抜きし
て穴あけを行う方法により加工性の評価を行った。な
お、穴あけ試験条件は実施例３や実施例４の場合と同様
とした。

【００５６】また、これとは別に、平板に展開した前記
各シ−ムレス鋼管から図７に示すような 6.0mm× 5.0mm
平行部断面を持つ四角柱引張試験片（ボ−ルケ−ジの窓
枠の柱の部分をシュミレ−トしたもの）を作成した。そ
して、これに図３で示す条件の浸炭・焼入・焼鈍の処理
を施し、この熱処理後の試験片の組織観察を行って粗大
粒混粒の有無を調査すると共に、引張強度の測定も行っ
た。

【００５７】これらの調査結果を表８及び９に併記し
た。表８及び９に示される結果からも、本発明に係る方
法に従って製造された鋼管は良好な加工性を示すことは
勿論、その浸炭・焼入処理後の特性にも優れていること
が確認される。

【００５８】

【効果の総括】以上の通り、この発明によれば、浸炭部
に高い強度及び耐摩耗性が確保されることは勿論、浸炭
部表面に切欠が存在する場合にも十分に高い耐衝撃破壊
荷重を示す高強度高靱性肌焼鋼を提供することができ、
またこの鋼を用いて“加工性に優れると共に浸炭・焼入
後に優れた耐衝撃破壊強度を示す高強度高靱性肌焼鋼鋼
管”を精度良く安定して製造することが可能となるな
ど、産業上有用な効果がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

【図１】ボ−ルケ−ジとインナ−レ−スを有するバ−フ
ィ−ルド型継手例の説明図である。

【図２】切欠付き引張試験片の説明図である。

【図３】実施例で採用した浸炭・焼入・焼戻処理の条件
を示したグラフである。

【図４】比較のために実施例で試みた従来の浸炭・焼入
・焼戻処理条件を示したグラフである。

【図５】破壊試験に供したボ−ルケ−ジ模擬試験体の説
明図である。

【図６】実施例で適用したボ−ルケ−ジ破壊試験（衝撃
引張試験）の説明図である。

【図７】実施例で作成した四角柱引張試験片の説明図で
ある。

【符号の説明】

１ 駆動軸 ２ 被駆動軸 ３ アウタ−レ−ス ４ インナ−レ−ス ５ ボ−ル ６ ボ−ルケ−ジ

フロントページの続き (72)発明者 吉田 和彦 静岡県袋井市広岡1905−37 (72)発明者 後藤 竜宏 静岡県磐田市千手堂1031番地 (72)発明者 脇田 明 静岡県磐田市上岡田1039−１

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量割合にてＣ： 0.1〜0.25％， S
   i： 0.2〜 0.4％， Mn： 0.3〜 0.9％，Ｐ：0.02％
   以下， Ｓ： 0.001〜0.15％， Cr： 0.5〜 0.9
   ％，Mo：0.15〜１％， Al：0.01〜 0.1％，
   Ｂ：0.0005〜 0.009％，Ｎ： 0.006％未満を含み、残部
   が実質的にFeから成ることを特徴とする高強度高靱性肌
   焼鋼。
2. 【請求項２】 重量割合にて、更にNi： 0.3〜 4.0％を
   も含んで成ることを特徴とする、請求項１に記載の高強
   度高靱性肌焼鋼。
3. 【請求項３】 重量割合にて、更にTi：0.01〜 0.3％，
   Nb：0.01〜 0.3％， Ｖ：0.01〜 0.3％，Zr：0.
   01〜 0.3％の１種又は２種以上をも含んで成ることを特
   徴とする、請求項１又は２に記載の高強度高靱性肌焼
   鋼。
4. 【請求項４】 請求項１乃至３の何れかに記載の鋼を熱
   間製管して管材とした後、断面積減少率が５０％以下の
   冷間加工と６５０〜９５０℃での焼鈍とを施すことを特
   徴とする、高強度高靱性肌焼用鋼管の製造方法。