WO2005088147A1 - 機械要素およびその製造方法 - Google Patents

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WO2005088147A1
WO2005088147A1 PCT/JP2005/003576 JP2005003576W WO2005088147A1 WO 2005088147 A1 WO2005088147 A1 WO 2005088147A1 JP 2005003576 W JP2005003576 W JP 2005003576W WO 2005088147 A1 WO2005088147 A1 WO 2005088147A1
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ferrite
steel
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mechanical element
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PCT/JP2005/003576
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Isao Hirai
Takayasu Takubo
Kazuhiko Yoshida
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Ntn Corporation
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Definitions

  • the present invention relates to a machine element and a method for manufacturing the same.
  • a wheel bearing device is a mechanical element that rotatably supports a tire (wheel) with respect to a vehicle body.
  • a constant velocity joint (CVJ) is a torque transmission device that transmits engine-powered rotation to wheels.
  • hot forging is widely used because cold forging and warm forging are difficult.
  • the forging since the forging is performed at a high temperature of 1000 ° C or higher, the microstructure after forging becomes coarse, and the material becomes highly hardened by high-temperature air cooling.
  • heat treatment softening heat treatment
  • normalizing or annealing is performed according to the workability to improve the workability.
  • Patent Document 2 JP-A-2002-332535
  • FIG. 21 is a diagram showing a wheel bearing device 110 for a driven wheel.
  • a ball 101 is arranged between the hub wheel 104 and the inner wheel 102 and the outer wheel 103.
  • the hub wheel 104 and a tire are connected by a hub bolt 111 disposed at the end of the hub flange or arm.
  • the repetitive displacement transmitted by the tire force generates a large repetitive stress at the flange 104rm, which is the connection portion with the tire, or at the base 104 ⁇ of the arm. For this reason, in the coarse microstructure as it is hot forged, the durability may decrease, cracks may occur, and the fracture may occur. In order to cope with such inconveniences, it is necessary to refine the microstructure as it is while hot forging and suppress the formation of network ferrite.
  • the high Si content in the above method (S2) promotes decarburization during hot forging, and tends to form a deep decarburized layer in the surface layer. For this reason, the strength of the non-cut portion as hot forged is reduced.
  • the components that make up the HUB, constant velocity universal joints, etc. are particularly susceptible to a drop in strength, especially in the finished product, because there are many uncut parts that remain hot forged.
  • Higher Si contents significantly increase the hardness of the steel, impairing machinability and plastic workability.
  • the present invention relates to a mechanical element capable of obtaining a fine structure excellent in strength, toughness and ductility of a product while maintaining hot workability without impairing machinability and plastic workability, and a method of manufacturing the same.
  • the purpose is to provide.
  • the mechanical element of the present invention is a mechanical element having an outer member, an inner member, and rolling elements arranged in rolling grooves provided in the outer member and the inner member, respectively.
  • At least one component force C constituting the machine elements: 0.45- 0.70 wt 0/0, and (V, Nb, Ti) is formed from at least one of the total 0.3 wt% or less including the steel of the surface hardening treatment
  • ferrite has an area ratio of 15-30% and contains granular ferrite.
  • the area ratio of the fly is large and therefore softened, so that the post-process cutting and plastic working can be easily performed.
  • the above-mentioned rolling groove depends on the device. The name changes, and it may be called a rolling surface.
  • C is less than 0.45% by mass, sufficient strength cannot be secured, and C must be 0.45% by mass or more.
  • the hardness of the cured surface layer cannot be sufficiently increased.
  • it exceeds 0.70% by mass it becomes difficult to secure toughness and ductility in portions other than the hardened surface layer.
  • V, Nb, Ti 0.3% by mass or less including at least one type
  • V, Nb, Ti contains fine carbonitrides in an undissolved state even at the pre-forging heating temperature, so that the pinning effect prevents the austenite grain size from becoming coarse.
  • the carbon nitride newly precipitates during forging and cooling.
  • carbonitrides precipitated during recrystallization after forging are preferable because they are uniformly finely dispersed. By allowing the steel to cool after hot forging, these carbonitrides act as ferrite nucleation sites and promote the formation of granular ferrite.
  • V, Nb and Ti all produce carbides, nitrides, and composite carbonitrides in which carbides and nitrides are combined in steel, but it is not necessary to strictly distinguish between them.
  • the granular ferrite unlike the network ferrite generated along the austenite grain boundaries, has an effect of dividing pearlite and substantially refines the structure. For this reason, even when hot forging is omitted in which normalization is omitted, its microstructure is fine and it is softened by an increase in the ferrite ratio. However, in some cases, the microstructure is refined and strengthened due to the dispersion of the carbonitride, and is not so softened. However, cracking is improved by the microstructure. When the ferrite area ratio is 15% or more, it is possible to obtain parts of rolling machinery with excellent strength, toughness and ductility. However, when the ferrite area ratio exceeds 30%, the static strength and the durability are reduced, and the ferrite cannot be used for the above components.
  • the part that has not been subjected to surface hardening treatment is treated with surface hardening treatment by induction hardening or the like. It refers to the part that is not covered, for example, the inside inside the surface layer. In this case, if plastic working such as crimping is performed, the flow of the structure occurs and the structure is deformed. Therefore, it is necessary to remove the plastically deformed portion before measurement.
  • the total of at least one element of V, Nb, and Ti exceeds 0.3% by mass, the required toughness and ductility are secured.
  • the above total is less than 0.01% by mass, a ferrite nucleation site cannot be formed with a sufficient dispersion density, so that the content can be 0.01% by mass or more.
  • the content may be 0.02% by mass or more.
  • the above-mentioned steels are made of Si, Mn equivalent to the representative steel types shown in structural steel materials (H steel: JISG4052) whose hardenability is guaranteed, in addition to the above carbon, V, Nb, and Ti.
  • Ni 0.25% by mass or less
  • Cr 1.25% by mass or less
  • Mo 0.45% by mass or less.
  • Especially Cr: 0.10-0.40 mass% can be contained. Cr is effective for improving hardenability, tempering softening resistance, etc., but 0.1% by mass or more is required to clarify the effect. However, if the content exceeds 0.40% by mass, hot forgeability is reduced, and hot forging becomes expensive. Therefore, the content is preferably set to 0.40 weight or less.
  • the above mechanical elements include a hub bearing and a constant velocity joint.
  • a method of manufacturing a mechanical element according to the present invention is directed to a mechanical element having an outer member, an inner member, and rolling elements disposed in rolling grooves provided in the outer member and the inner member, respectively. It is a method of manufacturing.
  • This manufacturing method is in the production of at least one part products to form the mechanical elements, C: contains 0.45- 0.70 mass 0/0, and (V, Nb, Ti) total 0.3 wt% of at least one of the following It comprises a step of forming steel by hot forging and allowing it to cool, a step of cutting the steel as hot forged, and a step of subjecting a predetermined portion of the cut part to high-frequency heating and quenching.
  • machinability ⁇ plastic workability is impaired. It is possible to provide a mechanical element capable of obtaining a fine structure excellent in strength, toughness and ductility of a product while maintaining hot forging, and a method for producing the same.
  • FIG. 1 is a partial sectional perspective view of a wheel bearing device according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a view illustrating a method of manufacturing a component of a machine element according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a schematic view showing a microstructure of steel obtained by hot forging and allowing the steel to cool according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 4 is a schematic diagram of a microstructure obtained by hot forging and cooling of carbon steel S53C for machine structural use.
  • FIG. 5 is a view showing another wheel bearing device according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 6 is a view showing still another wheel bearing device according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 7 is a view showing a constant velocity universal joint according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 8 is an exploded perspective view of FIG. 7.
  • FIG. 9 is a diagram showing a wheel bearing device formed by replacing the inner ring with a constant velocity universal joint in the embodiment of the present invention.
  • FIG. 10 is a view showing a microstructure of Example 1 of the present invention in Example 1 of the present invention.
  • FIG. 11 is a view showing a microstructure of Example 2 of the present invention in Example 1 of the present invention.
  • FIG. 12 is a view showing a microstructure of Example 3 of the present invention in Example 1 of the present invention.
  • FIG. 13 is a view showing a microstructure of Example 4 of the present invention in Example 1 of the present invention.
  • FIG. 14 is a view showing a microstructure of Comparative Example 1 in Example 1 of the present invention.
  • FIG. 15 is a view showing a microstructure of Comparative Example 2 in Example 1 of the present invention.
  • FIG. 16 is a view showing a microstructure of Comparative Example 3 in Example 1 of the present invention.
  • FIG. 17 is a view showing the vicinity of the surface of S53C equivalent (low Si) steel in Example 2 of the present invention.
  • FIG. 18 is a view showing the vicinity of the surface of a steel equivalent to S53C (SiO.5% higher) in Example 2 of the present invention.
  • FIG. 19 is a diagram showing a drawing of a tensile test in Example 3 of the present invention.
  • FIG. 20 is a view showing a result of a rotating bending fatigue test in Example 3 of the present invention.
  • FIG. 21 is a view showing one of problems in a conventional wheel bearing device. Explanation of reference numerals
  • the wheel bearing device 10 is for a drive wheel, and has a shaft groove 13 into which a drive shaft is fitted. , 2a.
  • An outer ring 3 is arranged outside of them, and the outer ring 3 has a double row of rolling surfaces 3a opposed to the rolling surfaces 4a, 2a, and a rolling element is provided between the inner and outer rolling surfaces 4a, 2a, 3a.
  • a ball 1 is placed.
  • a hub bolt 11 is arranged on a wheel mounting flange, and transmits a driving force (load) to a tire (not shown).
  • the outer ring 3 is provided with a female screw 12a on the flange for connection with a knuckle as shown in FIG.
  • the outer force is reduced by a nut or the like that is screwed into a screw provided on the hub wheel, and the inner wheel 2 is stepped. It is pressed against the wall and fixed.
  • this inner ring is fixed by caulking in which the hub wheel is caulked to the inner ring.
  • the hub wheel 4 and the outer ring 3 are formed of the above-mentioned granular ferrite-forming steel material (for example, C, Si, Mn, etc. are equivalent to S53C).
  • the inner ring is formed by, for example, ⁇ ISSUJ2.
  • the hole of the hub bolt 11 is provided in the flange.
  • a structure may be adopted in which the flange is an arm for each hub bolt.
  • the above-described crack is easily generated, and the portion is expressed as "the base of the flange or the arm”.
  • cutting can be performed while leaving a non-cut portion.
  • the part to be cut by this method is limited to a part necessary for finishing accuracy, and the other part can be a non-cut part. As a result, the cost of the cutting process can be reduced.
  • the shape power of the granular ferrite can also be determined.
  • the ferrite located in the grains is granular ferrite.
  • Granular ferrite may be formed at the grain boundary.
  • Reticulated ferrite is formed along the grain boundaries and is formed in a band rather than a granular form.
  • the area ratio of ferrite can be measured using a commercially available automatic area ratio measuring device or the like because of the ease of distinguishing ferrite from pearlite in the microstructure. Also, the ratio can be determined by calculating the ratio of the portion within the ferrite of an arbitrary straight line in the optical microscope field and taking the average.
  • FIG. 4 shows a schematic diagram of the microstructure of the carbon steel after hot forging and cooling, not containing the above (V, Nb, Ti).
  • V, Nb, Ti the above
  • FIG. 5 shows a wheel bearing device 10 for a driven wheel according to another embodiment of the present invention, in which the inner ring is fixed by caulking of a hub wheel, and non-cutting is performed on a knob wheel.
  • the outer ring 3 has a bolt 12 screwed into the female screw portion 12a and connected to a knuckle 15.
  • the two rows of balls 1 are arranged between the double row rolling surface 3a of the outer ring 3, the rolling surface 2a of the inner ring 2, and the rolling surface 4a of the wheel 4. Since a high load is applied to the rolling surface from the ball 1, a hardened surface layer is formed by induction hardening or the like.
  • V ⁇ forms a surface hardened layer
  • the surface 4c of the hub wheel 4 near the hole of the hub bolt 11 and the surface 4c outside the central portion are non-cut surfaces.
  • surface texture and dimensional accuracy are not so important, so non-cutting finish reduces production costs!
  • the inner race 2 is swaged by the swaged portion 4b of the hub wheel, and is pressed against and fixed to the stepped wall 4s of the hub wheel.
  • the swing caulking method is used for caulking.
  • the coarse microstructure shown in FIG. 3 is apt to crack.
  • the grain size number of the fly grains in the microstructure of the part that has not been induction hardened is as fine as 7 or more.
  • a hub wheel 4 and an outer ring 2 are formed using the above-mentioned granular ferrite-forming steel material.
  • the hub ring 4 and the outer ring 2 are rich in ductility and toughness without normalizing.
  • caulking can be performed without generating a crack or the like.
  • cracks do not occur at the root 4n of the flange or arm due to repeated load during use.
  • the hub wheel 4 has no rolling surface, and the outer ring 3 and the inner ring 2 have rolling surfaces 2a, 3a.
  • the outer ring 3 and the hub ring 4 are manufactured from the above-mentioned granular ferrite-forming steel material, and the inner ring 2 and the roller 21 are manufactured using JISSUJ2.
  • a surface hardened layer 4h is formed by induction hardening on the surface which comes into contact with the inner ring in order to cope with a load applied through the inner ring.
  • the two inner races 2 are pressed and fixed to the stepped walls 4s of the hub wheel 4 by a swaged portion 4b obtained by swaging the hub wheel 4.
  • a constant velocity universal joint 50 as a mechanical element includes a torque transmitting ball 31 as a rolling element, and transmits a rotational torque load.
  • the ball 31 is disposed between the inner race 32 and the outer race 33 while being held by the cage 34.
  • Rolling grooves 32a and 33a are formed in the inner ring 32 and the outer ring 33, respectively, and a surface hardened layer is formed on the surface including the rolling grooves by induction hardening or the like.
  • the outer ring 33 is manufactured from the granular ferrite-producing steel material.
  • the main function of the constant velocity universal joint 50 is to transmit rotational torque while having a predetermined degree of freedom.
  • the constant velocity universal joints are roughly classified into a fixed type that allows only angular displacement between two axes, and a sliding type that allows angular displacement and axial displacement.
  • the embodiment of FIGS. 7 and 8 is an example of a sliding type.
  • the shaft 35 has a degree of freedom of sliding and bending.
  • a crack occurred at the center of the flange or arm on the center side from the hub bolt of the hub wheel, but similarly, the spline 33e of the rolled shaft of the above constant velocity universal joint caused the torsion load. May break.
  • FIG. 9 shows still another embodiment of the present invention, in which a constant velocity universal joint 50 is combined, and the constant velocity universal joint 50 also serves as the inner ring 2 of the wheel bearing device 10. Show.
  • This structure is the so-called fourth-generation wheel bearing.
  • the rotating force is transmitted from the constant velocity universal joint 50 to the hub wheel 4 and further transmitted to the tire connected by the hub wheel 4 force hub bolt 11.
  • the end of the shaft portion 33e of the outer ring 33 of the constant velocity universal joint 50 is fixed to the hub wheel by swaging.
  • the outer ring 33 of the constant velocity universal joint 50 also serving as the hub wheel 4, the outer ring 3, and the inner ring 2 of the wheel bearing device 10, is such that the outer ring 33 is made of the granular ferrite-producing steel material.
  • Table 1 shows the composition of the steel used in Example 1 of the present invention.
  • Each of the steels of the present invention is improved based on S53C.
  • the compositional characteristics are as follows. Examples 3 and 4 of the present invention are characterized in that they contain V and the like after having a low Mn.
  • FIGS. 1 The microstructures of the present invention and comparative examples are shown in FIGS.
  • the structure is coarse (note the shrinkage scale), reflecting the fact that it is still hot forged, and almost all of the ferrite is formed along the austenite grain boundaries. Torn net It may be called eye-shaped ferrite.
  • the microstructure of Comparative Example 2 in which the normalization was performed as shown in FIG. 15, not only string-like ferrite along the grain boundaries but also granular (lump) ferrite was observed.
  • Comparative Example 3 shown in FIG. 16 where the forging was performed by heating at 950 ° C. a microstructure equivalent to that of Comparative Example 2 in which normalization was performed despite the hot forging was obtained.
  • Example 1 to 4 of the present invention shown in FIGS. 10 to 13 the microstructure was extremely fine despite being hot forged, and the number of granular ferrites was large, so that the granular ferrites were large. High dispersion density. Further, the area ratio of ferrite is increasing. In particular, the microstructure of Inventive Example 4 shown in FIG. 13 is refined.
  • Table 2 shows the test results of the above test pieces.
  • the tensile test was performed using a tensile test piece cut from a HUB product.
  • the ferrite area ratio also satisfies 15% or more.
  • the ⁇ grain size '' shown in Table 2 is the grain size of austenite, which is roughly outlined with ferrite. This indicates that the microstructure is refined.
  • the austenitic grain size number is measured, for example, by assuming that austenite grain boundaries are present in the microstructure of the network-like ferrite, a microstructure photograph in which such austenite grain boundaries are entered ⁇ ⁇ a standard diagram of grain sizes specified in JIS In comparison, you can ask.
  • the network ferrite when the network ferrite is formed along the austenite grain boundary with a very small V and width, it can be measured by regarding the network ferrite as an austenite grain boundary. If the width of the ferrite along the austenite grain boundaries of the network-like ferrite is relatively large, the austenite grain boundaries are assumed to be within the width along the ferrite, or are actually entered in the microphotograph and measured. can do. Austenitic grain boundaries can be easily written with a line along the reticulated ferrite in the microphotograph and within its width.
  • the rate of change in hardness is an index indicating whether hardening (+) or softening (1) is based on Comparative Example 1.
  • the rate of change in hardness was positive even though the area ratio of ferrite was increased as compared with the standard, because the microstructure was substantially very fine. Or it is conceivable that the T-Zellate is dispersed and strengthened.
  • the reason why softening occurs despite the inclusion of V, Z or Ti is that Mn is reduced.
  • Comparative Example 3 is large. Reflecting this, the increase in the aperture of Comparative Example 3 is remarkable.
  • the same drawing characteristics as those of the comparative example 2 in which normalizing was added can be obtained.
  • the drawing obtained by the tensile test has a correlation with the deformability and cracking property in the caulking process, and it is desirable that the drawing be large.
  • the tensile strength and drawing correspond to the bending strength characteristics of the product.
  • Examples 1 to 4 of the present invention show that at least despite being hot forged, It was confirmed that the same strength, workability, and bending strength as Comparative Example 2 with normalization could be obtained. Further, it was found that the steel had higher strength and workability than those subjected to normalization as in Comparative Examples 3 and 4.
  • a durability test was performed using steel used for manufacturing a hub wheel and an outer ring of the wheel bearing device. This test can be considered as a test to verify the life of a flange or arm at the base of the hub ring hole at a position closer to the center from the hub bolt hole against repeated stress.
  • Steels used as examples of the present invention C: 0.6 wt%, Si: 0.57 wt%, Mn: 0.8 mass 0/0, P: 0.015 mass 0/0, S: 0.017 mass 0/0, Cr: 0.25 mass 0 / 0 , V: Steel containing 0.15% by mass.
  • a commercially available carbon steel S53C for machine structural use specified in JISG4051 was used as a comparative example.
  • FIG. 19 shows the result of drawing in the tensile test
  • FIG. 20 shows the result of the rotary bending fatigue test. While the aperture of the comparative example is 39%, the aperture of the present invention is greatly improved to 44%. There is a strong correlation between drawing and crimping workability. Thus, crimping workability is greatly improved.
  • the particle size can be set to 6 or more.
  • the above particle size has the same meaning as the "particle size” shown in Table 2, and is the particle size number of austenite particles roughly outlined by ferrite. By setting the above particle size to No. 6 or more, excellent mechanical properties can be obtained.
  • the above steel is, Si: 0.15- 0.7 wt%, Mn: 0.1- 0.5 Weight 0/0 and V: 0.04- may include 0.15 mass 0/0.
  • the content of Si is less than 0.15% by mass, the hardenability is low and the strength cannot be sufficiently secured. Also
  • the content of Si can be set to 0.5 mass% or less, and in order to avoid the decarburized layer, the content of Si is preferably set to 0.4 mass% or less.
  • Mn is less than 0.1% by mass, sulfur (S) in steel cannot be fixed as MnS! / Therefore, cracks etc. are likely to occur during hot forging, so it should be 0.1% by mass or more.
  • Mn improves hardenability In addition, it forms a solid solution in the steel to strengthen the steel and increases residual austenite, which is beneficial for the rolling life.
  • Mn has the effect of increasing the hardness of carbides by forming a solid solution in carbides, and is effective in increasing the hardness of steel. Therefore, when emphasis is placed on toughness, it is better to contain 0.25% by mass or more.
  • the content should be 0.5% by mass or less. it can.
  • V 0.04- 0.15 mass 0/0
  • V carbide, V nitride or V carbonitride hardly dissolves in austenite by heating before hot forging Precipitates during cooling after hot forging and functions as a site for generating nuclei of flint.
  • These V precipitates precipitate on inclusions and the like in the austenite grains, and the V precipitates generate nuclei. That is, it promotes the formation of granular frit, thereby increasing the area ratio of ferrite.
  • the above effect can be obtained with V0.04% by mass or more. In order to obtain the above effect more reliably, it is desirable to contain 0.06% by mass. If V exceeds 0.15% by mass, the above effect is saturated, so the content is set to 0.15% by mass or less.
  • the impurity element is preferably set to P: 0.030% by mass or less and S: 0.035% by mass or less. Since P and S, which are impurity elements, deteriorate the mechanical properties of steel, the lower it is, the better for bearing steel. However, to significantly reduce P and S requires sophisticated purification equipment and sufficient purification time, which increases the cost of power and the cost of raw materials for the purification reaction due to the operation of the purification equipment. It becomes. Therefore, the upper limit of P and S can be set to a level that satisfies the cleanliness regulation CFISG4051) that allows the deterioration of the mechanical properties as a bearing material.
  • the grain size number of the austenite grains of the surface hardened layer on at least one of the rolling surfaces (rolling grooves) of the outer member and the inner member constituting the mechanical element is 7-1. Can be number one.
  • At least one part constituting the above-described mechanical element is a non-cut non-cut part. It can have a machined part.
  • the inner member includes a first inner member and a second inner member, one of which has a microstructure including the ferrite, and Is crimped and the other part is crimped.
  • the rolling element is mounted inside before the completion of the mechanical element, and then the above-described part including ferrite is crimped, and a predetermined part is crimped to form a unit.
  • Machine elements can be assembled.

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Abstract

　車輪用軸受装置（１０）を構成するハブ輪（４）および／または外輪（３）が、Ｃ：０.４５～０.７０質量％、および（Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ）のうち少なくとも１種を合計０.３質量％以下含む鋼から形成され、表面硬化処理されていない部分のミクロ組織において、フェライトが、面積率１５～３０％であり、粒状フェライトを含む。

Description

明 細 書
機械要素およびその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は機械要素およびその製造方法に関するものである。
背景技術
[0002] 車輪用軸受装置 (HUB)は、車体に対してタイヤ（車輪)を回転自在に支持する機 械要素である。また、等速自在継手（CVJ: Constant Velocity Joint)は、エンジン 力もの回転を車輪に伝達するトルク伝達装置である。これらの HUBおよび等速自在 継手は、製造において次の問題を有する。
(1)段付形状となっており加工率が高い。
(2)転動面を有するため高周波焼入れ後に高い硬度を必要とする部分がある。この ため炭素含有率が高い鋼、たとえば S53C、 SAE1050を用いるので、加工における 変形抵抗が高くなる。
[0003] 上記の事情より、冷間鍛造および温間鍛造が困難なので熱間鍛造が広く用いられ る。熱間鍛造の場合、 1000°C以上の高温で鍛造されるため鍛造後のミクロ組織が粗 大化し、高温力もの空冷により高硬度を有するようになる。このため、後の工程の機械 加工性や冷間塑性加工性を考慮して、その加工に応じて焼準や焼鈍などの熱処理（ 軟化熱処理)を実施し加工能を改善する。
[0004] しかし力卩ェ能を改善するための上記熱処理は時間、エネルギーを多く要し、工程の インラインィ匕の妨げとなり、製造能率の低下をきたす。このため、（S1)鋼の合金設計 により熱間鍛造後における硬さ増加を軽減することにより、鍛造後の軟化熱処理を廃 止する方法が開示されている (特開平 06-057324号公報 (特許文献 1) )。また、 (S 2)同様に組成の調整、とくに Si含有率を高めることにより、加工性の向上と強度向上 を得るための鋼の提案がなされている（特開 2002— 332535号公報 (特許文献 2) )。 特許文献 1：特開平 06-057324号公報
特許文献 2：特開 2002-332535号公報
発明の開示 発明が解決しょうとする課題
[0005] 上記（S1)の方法によれば軟化熱処理を省略することはできるものの、熱間鍛造ま まのためミクロ組織が粗大化し、網目状のフェライトが生成する。このため耐久強度が 低下し、延性も低下する。図 21は、従動輪用の車輪用軸受装置 110を示す図である 。ハブ輪 104および内輪 102と、外輪 103との間にボール 101が配置されている。ハ ブ輪のフランジまたはアームの先に配置したハブボルト 111によりハブ輪 104と、図 示していないタイヤとを連結する。タイヤ力 伝達される繰り返し変位は、タイヤとの接 続部分であるフランジまたはアームの根元部 104ηに大きな繰り返し応力を発生させ る。このため、熱間鍛造ままの粗大化したミクロ組織では耐久性が低下して亀裂を発 生し破断にいたる場合がある。このような不具合に対処するためには、熱間鍛造まま でミクロ組織を微細化し、網目状フェライトの生成を抑制する必要がある。
[0006] また上記（S2)の手法における高い Si含有率は、熱間鍛造時の脱炭を促進し、表 層部に深い脱炭層を生じやすい。このため熱間鍛造ままの非切削部の強度を低下さ せる。 HUB,等速自在継手等を構成する部品は、完成品において熱間鍛造ままの 非切削部分が多いためとくに強度の低下を生じやすい。さらに高い Si含有率は鋼の 硬さを著しく増加させるため、機械加工性、塑性加工性を阻害する。
課題を解決するための手段
[0007] 本発明は、機械加工性ゃ塑性加工性を害することなぐ熱間鍛造ままで製品の強 度、靭性および延性に優れた微細な組織を得ることができる機械要素およびその製 造方法を提供することを目的とする。
[0008] 本発明の機械要素は、外方部材と、内方部材と、外方部材および内方部材にそれ ぞれ設けられた転動溝に配置された転動体とを有する機械要素である。この機械要 素を構成する少なくとも 1つの部品力 C : 0.45— 0.70質量0 /0、および (V、 Nb、 Ti) のうち少なくとも 1種を合計 0.3質量％以下含む鋼から形成され、表面硬化処理され ていない部分のミクロ組織において、フェライトが、面積率 15— 30%であり、粒状フエ ライトを含む。
[0009] 上記の機械要素では、フ ライトの面積率が大きいために軟化されており、後工程 の切削加工ゃ塑性加工を容易に行なうことができる。なお、上記転動溝は、装置によ つて名称が変わり、転走面という場合もある。
[0010] C : 0.45— 0.70質量0 /0
Cは 0.45質量％未満では十分な強度を確保できず、 0.45質量％以上必要である。 とくに硬化表面層の部分における硬度を十分高くできない。しかし、 0.70質量％を超 えると、硬化表面層以外の部分における靭性ゃ延性の確保が困難になる。
[0011] (V、 Nb、 Ti)：少なくとも 1種を含む合計 0.3質量％以下
(V、 Nb、 Ti)は、微細な炭窒化物が鍛造前加熱温度でも未固溶で存在するため、ピ ン止め効果によりオーステナイト粒径の粗大化が抑制される。上記炭素窒化物は鍛 造中にも、放冷中にも新たに析出する。とくに鍛造後再結晶する間に析出する炭窒 化物は均一微細分散するので好ましい。そして熱間鍛造後に放冷することによりこれ ら炭窒化物がフェライト核発生サイトとして作用するため粒状フェライトの生成を促進 する。なお、 V、 Nbおよび Tiは、鋼中でいずれも炭化物、窒化物、および炭化物と窒 化物とが複合した複合炭窒化物を生成するが、これらを厳密に区別する必要はなぐ いずれの析出形態でも本発明における作用に、程度の差はあるが、寄与するので、 これら形態を総称して炭窒化物とする。本発明が対象とする炭素が高い鋼では炭化 物が形成される場合が多いが、そのような炭化物を実体とする (V、 Nb、 Ti)析出物 であっても炭窒化物という呼び方をする。（V、 Nb、 Ti)のうち 1種のみが 0.3質量％ 以下含まれてもよい。
[0012] 粒状フェライトは、オーステナイト粒界に沿って生成する網目状フェライトと異なり、 パーライトを分断する効果を有し、実質的に組織を微細化する。このため、焼準を省 略した熱間鍛造ままであっても、そのミクロ組織は微細であり、またフェライト率の増大 により軟ィ匕される。ただし、ミクロ組織が微細化されること、および上記炭窒化物の分 散により強化され、それほど軟化せず、強化される場合もある。しかし、亀裂の発生な どは微細化された組織により改善される。フェライト面積率が 15%以上において、強 度、靭性および延性に優れた転動機械装置の部品を得ることができる。しかしフェラ イト面積率が 30%を超えると静的強度および耐久強度が低下して上記部品に用いる ことができなくなる。
[0013] 表面硬化処理されていない部分とは、高周波焼入れなどによって表面硬化処理さ れていない部分をさし、たとえば表層よりも内側の内部をさす。この場合、加締め加 ェなどの塑性加工がなされていると、組織の流動が生じ変形するので、塑性変形さ れた部分は除 、て測定する必要がある。
[0014] V、 Nb、 Tiの少なくとも 1種力 なる元素の合計は、 0.3質量％を超えると必要な靭 性、延性を確保しに《なるので 0.3質量％以下とする。しかし、上記合計が 0.01質 量％未満では、十分な分散密度でフェライト核生成サイトを形成することができな ヽ ので 0.01質量％以上とすることができる。より確実な効果を得るためには 0.02質量 %以上としてもよい。
[0015] なお、上記の鋼は、上記の炭素、 V、 Nb、 Ti以外に焼入性を保証した構造用鋼鋼 材（H鋼: JISG4052)に示される代表鋼種と同等の Si、 Mnを含み、さらに Ni: 0.25 質量％以下、 Cr: 1.25質量％以下、 Mo : 0.45質量％以下を含んでもよい。とくに Cr : 0.10— 0.40質量％含むことができる。 Crは焼入性向上、焼戻軟化抵抗向上などに 有効であるが、その効果を明確にするためには 0.1質量％以上必要である。しかし、 0.40質量％を超えると熱間鍛造性が低下し、熱間鍛造にお!、て高コストとなるので 0 .40重量以下とするのがよ 、。
[0016] また、上記の機械要素には、ハブ軸受ゃ等速ジョイントなどが含まれる。
[0017] 本発明の機械要素を製造する方法は、外方部材と、内方部材と、外方部材および 内方部材にそれぞれ設けられた転動溝に配置された転動体とを有する機械要素を 製造する方法である。この製造方法は、その機械要素を形成する少なくとも 1つの部 品の製造において、 C : 0.45— 0.70質量0 /0、および (V、 Nb、 Ti)のうち少なくとも 1 種を合計 0.3質量％以下含む鋼を熱間鍛造により成型し、放冷する工程と、熱間鍛 造ままの鋼に切削加工を加える工程と、切削加工された部分の所定部に高周波加 熱焼入れを施す工程とを備える。
[0018] 上記の製造方法により、焼準を行なうことなく微細なミクロ組織を得て、十分な強度 、靭性および延性を得ることができる。この結果、安価な製造方法で製造した上で良 好な機械的性能を得ることができる。
発明の効果
[0019] 本発明の機械要素および製造方法によれば、機械加工性ゃ塑性加工性を害する ことなぐ熱間鍛造ままで製品の強度、靭性および延性に優れた微細な組織を得るこ とができる機械要素およびその製造方法を提供することができる。
図面の簡単な説明
[図 1]本発明の実施の形態における車輪用軸受装置の部分断面斜視図である。
[図 2]本発明の実施の形態における機械要素の部品の製造方法を示す図である。
[図 3]本発明の実施の形態における鋼を熱間鍛造し、放冷して得られる鋼のミクロ組 織を示す模式図である。
[図 4]機械構造用炭素鋼 S53Cを熱間鍛造し、放冷して得られるミクロ組織の模式図 である。
[図 5]本発明の実施の形態における別の車輪用軸受装置を示す図である。
[図 6]本発明の実施の形態におけるさらに別の車輪用軸受装置を示す図である。
[図 7]本発明の実施の形態における等速自在継手を示す図である。
[図 8]図 7の分解斜視図である。
[図 9]本発明の実施の形態において内輪を等速自在継手に置き換えて形成した車輪 用軸受装置を示す図である。
[図 10]本発明の実施例 1における本発明例 1のミクロ組織を示す図である。
[図 11]本発明の実施例 1における本発明例 2のミクロ組織を示す図である。
[図 12]本発明の実施例 1における本発明例 3のミクロ組織を示す図である。
[図 13]本発明の実施例 1における本発明例 4のミクロ組織を示す図である。
[図 14]本発明の実施例 1における比較例 1のミクロ組織を示す図である。
[図 15]本発明の実施例 1における比較例 2のミクロ組織を示す図である。
[図 16]本発明の実施例 1における比較例 3のミクロ組織を示す図である。
[図 17]本発明の実施例 2における S53C相当（Si低目）鋼の表面付近を示す図であ る。
[図 18]本発明の実施例 2における S53C相当（SiO.5%高め）鋼の表面付近を示す図 である。
[図 19]本発明の実施例 3における引張試験の絞りを示す図である。
[図 20]本発明の実施例 3における回転曲げ疲れ試験の結果を示す図である。 [図 21]従来の車輪用軸受装置における問題点の 1つを示す図である。 符号の説明
[0021] 1 ボール (転動体）、 2 内輪、 2a 転走面、 3 外輪、 3a 転走面、 4 ハブ輪、 4a 転走面、 4b 加締め部、 4c 非切削部、 4h 表面硬化層、 4n フランジまたはァー ムの根元部、 4s ハブ輪段差壁、 10車輪用軸受装置、 11 ハブボルト、 12 ボルト、 12a 雌ねじ、 13 シャフト溝、 15 ナックル、 21 ローラ (転動体）、 31 等速自在継 手のボール、 32 等速自在継手の内輪、 32a 等速自在継手の転動溝、 33 等速 自在継手の外輪、 33a 等速自在継手の転動溝、 33e 等速自在継手の軸部 (スプ ライン部）、 34 等速自在継手のケージ、 35 シャフト、 50 等速自在継手。
発明を実施するための最良の形態
[0022] 次に図面を用いて本発明の実施の形態について説明する。図 1において、この車 輪用軸受装置 10は駆動輪用のものであり、ドライブシャフトが嵌められるシャフト溝 1 3が形成されたノ、ブ輪 4と、内輪 2とが、それぞれ転走面 4a, 2aを有している。それら の外側には外輪 3が配置され、外輪 3は前記転走面 4a, 2aに対向した複列の転走 面 3aを有し、内外の転走面 4a, 2a, 3a間に転動体であるボール 1を配置している。 ハブ輪 4には、車輪取付けフランジにハブボルト 11が配置され、図示していないタイ ャに駆動力（荷重)を伝達する。また、外輪 3には、車体荷重を負担させるために図 示して 、な 、ナックルと連結するためにフランジに雌ねじ 12aが設けられて!/、る。図 1 に示す車輪用軸受装置では、内輪 2は、ボール 1を装着した後、ハブ輪に設けられた ねじに螺合されるナットなどによって外側向きの力をカ卩えられノヽブ輪の段差壁に押し 付けられて固定される。この内輪の固定を、ハブ輪を内輪に加締める加締め加工に よって行なうタイプもある。上記の車輪用軸受装置の部品のうち、ハブ輪 4および外 輪 3力 上記粒状フェライト生成鋼材 (たとえば C、 Si、 Mnなどは S53C相当）によつ て形成される。内輪は、たとえ〖 ISSUJ2によって形成される。
[0023] 図 1に示す構造では、ハブボルト 11の孔はフランジに設けられる。軽量化のため、 フランジを、各ハブボルトごとのアームとする構造を採用する場合もある。断面図にお V、てフランジとアームとの区別がつきにく 、場合、上述の亀裂が発生しやす 、個所を 「フランジまたはアームの根元部」と!、う表現する。 [0024] 次に図 2を参照して、本発明の実施の形態の機械要素の部品を製造する方法を説 明する。 C : 0.45— 0.70質量0 /0、（V、 Nb、 Ti)のうちの少なくとも 1種を合計で 0.3質 量％以下含む鋼素材 (以下、「粒状フェライト生成鋼材」と記す)を熱間鍛造のための 加熱温度、たとえば 1080°C程度に加熱して熱間鍛造し、放冷する。この段階で、上 記部品のおよその形状は形成される。この後、切削加工により、寸法精度や仕上がり 表面精度 (粗度など)を要する部分を精密に仕上げる。この後、上記切削加工された 表面の所定部に高周波焼入れを行ない表面硬化させる。
[0025] 上記の切削加工する工程では、非切削加工部分を残して切削加工することができ る。この方法により切削加工する部分を、仕上げ精度上必要な部分に限定して、他 の部分は非切削加工部分とすることができる。この結果、切削工程のコストを低減す ることがでさる。
[0026] また、高周波焼入れ工程の後、転動体を機械要素内に装着し、その転動体が転動 するスペースが形成されるように所定の部材をその機械要素に固定する工程とを備 えることができる。また、所定の部材をその機械要素に固定する工程では、鋼の所定 部分を加締め加工などの塑性カ卩ェを施して固定することができる。
[0027] 次に図 3を参照して、上記鋼を熱間鍛造し、放冷したときに得られるミクロ組織を説 明する。（V、 Nb、 Ti)の少なくとも 1種を含む鋼では、熱間鍛造前の加熱において 1 000°C以上で未固溶の炭窒化物があり、これらがオーステナイト粒界の移動に対して ピン止め作用を及ぼし、オーステナイト粒の粗大化に歯止めをかける。また、温度降 下しながら熱間加工組織が再結晶する際にも微細な炭窒化物が析出し、オーステナ イト粒の成長の抵抗となる。そして、熱間鍛造後、放冷中、オーステナイトから、温度 低下につれまずフェライト変態が生じ、次いでパーライト変態が生じる。このとき上記 粒状フェライト生成鋼材に特有なことは、フェライト変態が促進され、フェライトの面積 率が増大するとともに、粒状フェライトが高い比率で生成することである。このため、パ 一ライト粒は実質的にフェライトに分断され、微細化される。上記のように粒状フェライ トが促進されるのは、熱間鍛造の再結晶中、またはその後の放冷の際、（V、 Nb、 Ti) の炭窒化物が生成し、その炭窒化物などを核サイトとしてフェライト変態が生じるから である。これら炭窒化物等はオーステナイト粒界にもオーステナイト粒内にも析出する ので、粒状フェライトは粒内にも粒界にも生じる。図 3において、オーステナイト粒界 において上記炭窒化物等を核とすることなく粒界に沿って生成するフ ライトもある。
[0028] 粒状フェライトは、その形状力も判断できる。粒内に位置するフェライトは粒状フェラ イトである。粒界に粒状フェライトが生成してもよい。網目状フェライトは粒界に沿って 生成し、粒状というよりバンド状に生成する。フェライトの面積率は、ミクロ組織におけ るフェライトとパーライトとの識別の容易さから市販の面積率自動測定装置などを用い て測定できる。また、光学顕微鏡視野内の任意直線のフェライト内にある部分の比率 を求めて平均をとつても測定することができる。
[0029] 上記 (V、 Nb、 Ti)を含まな 、炭素鋼の熱間鍛造-放冷後のミクロ組織の模式図を 図 4に示す。図 4によれば、放冷中、フェライトはまずオーステナイト粒界に網目状に 生成し、その後、オーステナイトがパーライトに変態する。このためパーライトは、図 3 のパーライトに比べて粗大な大きさとなる。また、フ ライト変態が促進されないために フェライト面積率は図 3のミクロ組織より小さくなる。
[0030] 図 5は、本発明の他の実施の形態である従動輪用の車輪用軸受装置 10であり、内 輪の固定はハブ輪の加締め加工によってなされ、またノヽブ輪に非切削部を有する点 で、図 1に示す車輪用軸受装置と異なる。図 5において、外輪 3はボルト 12を雌ねじ 部 12aに螺合され、ナックル 15と連結される。 2列のボール 1は、外輪 3の複列の転走 面 3a、内輪 2の転走面 2aおよびノ、ブ輪 4の転走面 4aの間に配置される。転走面に はボール 1から高荷重が印加されるので高周波焼入れ等によって表面硬化層を形成 する。図 5において、ハブ輪 4の転走面を含む表層に高周波焼入して形成した表面 硬化層 4hのみを表示するが、ハブ輪 4だけでなく外輪 3や内輪 2にも、図示していな Vヽが表面硬化層は形成される。
[0031] 図 5において、ハブ輪 4は、ハブボルト 11の孔付近の表面 4cおよび中央部外側の 面 4cは、非切削加工の面である。これらの面では表面性状や寸法精度はそれほど 重要ではな 、ので、非切削仕上げにより製造コストを低減して!/、る。
[0032] 上述のように、内輪 2はハブ輪の加締め部 4bにより加締められ、ハブ輪の段差壁 4s に押し付けられ固定される。加締め加工には揺動加締め法が用いられる。この揺動 加締めにお 、て、図 3に示す粗大なミクロ組織ではクラックを発生しやす 、のに対し て、図 2示す粒状フェライトを含むフェライトパーライト組織ではクラックの発生を抑制 することができる。上述したように、高周波焼入れされていない部分のミクロ組織にお けるフ ライト粒の粒度番号は 7番以上と微細にされている。
[0033] 図 5にお 、て、ハブ輪 4および外輪 2が、上記粒状フェライト生成鋼材を用いて形成 される。この結果、ハブ輪 4および外輪 2は、焼準を施さなくても延性および靭性に富 む。この結果、加締め加工ではクラックなどを生じることなく加締めることができる。ま た、フランジまたはアームの根元部 4nにおいて、使用中に繰り返し荷重で亀裂を発 生することはない。
[0034] 次に図 6を参照して、本発明の他の実施の形態である車輪用軸受装置 10を説明 する。転動体にローラ 21を用いた駆動輪用の車輪用軸受装置 10では、ハブ輪 4に は転走面は設けられず、外輪 3と内輪 2とに転走面 2a, 3aが設けられる。外輪 3およ びハブ輪 4は、上記粒状フェライト生成鋼材により製造され、内輪 2およびローラ 21は JISSUJ2を用いて製造される。
[0035] ハブ輪 4に転走面は設けられないが、内輪を介在して力かる荷重に対応するため に内輪と当接する表面には高周波焼入れにより表面硬化層 4hが形成される。
[0036] 2つの内輪 2は、ハブ輪 4を加締め加工することによって得られる加締め加工部 4b によってハブ輪 4の段差壁 4sに押し付けられ固定される。
[0037] 次に図 7および図 8を参照して、本発明の他の実施の形態である等速自在継手 (C VJ)を説明する。図 7において、機械要素である等速自在継手 50は、転動体であるト ルク伝達ボール 31を含み、回転トルク荷重を伝達する。ボール 31は内輪 32と外輪 3 3との間にケージ 34に保持されて配置される。内輪 32および外輪 33には、それぞれ 転動溝 32a, 33aが形成され、転動溝を含む表面に高周波焼入れ等により表面硬化 層が形成される。上記等速自在継手 50では、外輪 33が上記粒状フェライト生成鋼材 により製造される。
[0038] 等速自在継手 50の主機能は、所定の自由度を有しながら、回転トルクを伝達する ことにある。等速自在継手には、大別して 2軸間の角度変位のみを許容する固定型と 、角度変位および軸方向変位を許容する摺動型とがある。図 7および図 8の実施例 は摺動型の例である。シャフト 35は、摺動および屈曲の自由度を有する。上述のよう に、ハブ輪のハブボルトから中心側の、フランジまたはアームの根元部にクラックが生 じたが、同様に、上記等速自在継手の転造カ卩ェされるシャフトのスプライン部 33eが 捩り負荷により破断する場合がある。
[0039] 図 9は、本発明のさらに他の実施の形態を示すものであり、等速自在継手 50が組 み合わされ、等速自在継手 50が車輪用軸受装置 10の内輪 2を兼ねる構造を示す。 この構造は、いわゆる第 4世代の車輪用軸受とされている。等速自在継手 50から回 転力がハブ輪 4に伝達され、さらにハブ輪 4力 ハブボルト 11によって連結されるタイ ャに伝達される。等速自在継手 50の外輪 33の軸部 33eの端部が拡径加締めにより ハブ輪に固定される。この組み合わせにおいて、ハブ輪 4、外輪 3および車輪用軸受 装置 10の内輪 2を兼ねる等速自在継手 50の外輪 33は、上記外輪 33が上記粒状フ エライト生成鋼材により製造される。
[0040] (実施例 1)
次に実際に熱間鍛造後の機械的性質およびミクロ組織を調査した結果について説 明する。表 1に本発明の実施例 1に用いた鋼材の組成を示す。本発明例の各鋼は、 S53Cをベースにして改良をカ卩えている、組成上の特徴は次の通りである。本発明例 3、 4では低 Mnとした上で、 Vなどを含有させる点に特徴がある。
(本発明例 1) S53C相当 +V: 0.08質量％
(本発明例 2) S53C相当 +Ti: 0.07質量％
(本発明例 3) 低 Mn(0.25質量％) +V: 0.09質量％
(本発明例 4) 低 Mn(0.24質量％) +V: 0.04質量％+Ti: 0.06質量％
(比較例 1一 3) S53C
[0041] [表 1]
Figure imgf000013_0001
上記本発明例および比較例のミクロ組織を、図 10—図 16に示す。まず、図 14に示 す比較例 1のミクロ組織では、熱間鍛造ままであることを反映して、組織は粗大であり (縮尺度に注意）、フェライトはほとんど全てがオーステナイト粒界沿って生成した網 目状フェライトといってよい。これに比して図 15に示す焼準をカ卩えた比較例 2のミクロ 組織では、組織は粒界に沿うひも状フェライトだけでなく粒状 (塊状)のフェライトが認 められる。また、図 16に示す 950°C加熱鍛造した比較例 3では、熱間鍛造ままである にも拘わらず焼準を行なった比較例 2と同等のミクロ組織が得られている。
[0043] 一方、図 10—図 13に示す本発明例 1一 4では、熱間鍛造ままであるにも拘わらずミ クロ組織は非常に微細であり、粒状フェライトの数が多ぐしたがって粒状フェライトの 分散密度が高い。また、フェライトの面積率が増大している。とくに図 13に示す本発 明例 4のミクロ組織が微細化されて 、る。
[0044] 上記の試験体の試験結果を表 2に示す。引張試験は、 HUBの製品から切り出した 引張試験片を用い、試験を行った。
[0045] [表 2]
0046 面積率 粒径 硬さの 紋リ向上率 引張強さ
仕様 図 フェライ卜 00 (粒度番号） 変化率 ） (%) 向上分 (MPa) 本発明例 1 V添加鍛造まま 21 7.0 +1 14 11 図 10 本発明例 2 Ti添加鍛造まま 17 6.8 +2 12.5 13 図 11 本発明例 3 (開発鋼 1)鍛造まま 24 7.7 -7 20 15 図 12 本発明例 4 (開発鋼 2)鍛造まま 28 8 0 -6 15 16 図 13 比較例 1 熱間鍛造まま (現行 1) 12 3.0 基準 基準 基準 図 14 比較例 2 焼準追加 (現行 2) 20 7.0 -7 15 10 図 15 比較例 3 950°C鍛造まま 22 6.5 -4 11 9 図 16
Figure imgf000015_0001
4では同じ熱間鍛造ままであるにも拘わらず 15%以上を満たしている。焼準を加えた 比較例 2および 950°C熱間鍛造ままの比較例 3では、やはりフェライト面積率 15%以 上を満たす。表 2に示す「粒径」は、フェライトでおよその輪郭が描かれるオーステナ イトの粒径である力 比較例が粒度番号 3.0であるのに比して本発明例 1一 4では 6.5 以上が得られ、ミクロ組織が微細化されることを示している。オーステナイト粒度番号 の測定は、たとえば、ミクロ組織の網目状フェライトの中にオーステナイト粒界があつ たとして、そのようなオーステナイト粒界を記入したミクロ組織写真 ^JISに規定する粒 径の標準図とを比べて、求めることができる。すなわち、網目状フェライトが非常に細 V、幅でオーステナイト粒界に沿って生成する場合、その網目状フェライトをオーステ ナイト粒界とみなして測定することができる。また、網目状フェライトのオーステナイト 粒界に沿うフェライトの幅が比較的広い場合には、オーステナイト粒界をそのフェライ トに沿ってその幅内に想定して、またはミクロ写真に実際に記入して測定することが できる。ミクロ写真中の網目状フェライトに沿ってその幅内にオーステナイト粒界を線 で書き込むことは容易である。
[0047] 硬さの変化率は、比較例 1を基準に硬化するか（+ )または軟化するか (一)を示す 指標である。本発明例 1、 2において、基準に比してフェライト面積率が増えるにも拘 わらず硬さの変化率がプラスになるのは、ミクロ組織が実質的に非常に微細化される こと、 Vまたは T浙出物が分散し分散強化されることなどが考えられる。本発明例 3、 4では、これら Vおよび Zまたは Tiが含まれるにも拘わらず軟ィ匕するのは Mnが低くさ れるためである。とくに比較例 3の軟ィ匕が大きい。これを反映して比較例 3の絞りの上 昇は顕著である。他の比較例 1、 2、 4についても焼準を追加した比較例 2と同等の絞 り特性が得られる。
[0048] 引張強さの向上分は、本発明例はいずれも焼準を行なった比較例 2と同等以上の 向上が得られる力 とくに本発明例 3、 4の向上が目立つ。
[0049] 引張試験により得られる絞りは、加締め加工における変形能および割れ性と相関が あり、絞りが大きいほうが望ましい。また、引張強さおよび絞りは、製品の曲げ強度特 性と対応する。
[0050] 上記実施例 1より、本発明例 1一 4は、熱間鍛造ままであるにも拘わらず、最低限、 焼準を加えた比較例 2と同等の強度、加工性、曲げ強度を得ることができることが確 認された。さらに比較例 3、 4のように焼準を加えたものよりも優れた強度、加工性を備 えることが判明した。
[0051] (実施例 2)
鋼の表面脱炭に及ぼす Si濃度の影響を調査した。 Siを 0.22質量％含む S53C相 当鋼と、 Siのみ 0.50質量％と高くし、他の組成は S53C相当鋼と同等とした鋼とを熱 間鍛造した。熱間鍛造後にミクロ組織を調査し、表面脱炭を調べた。
[0052] 図 17および図 18に示すように、 SiO.5質量％の鋼において表面脱炭が促進される ことが分かる。本発明の最も広い範囲では Siが 0.5質量％の鋼も含まれるが、表面脱 炭を抑制する上力も Siは 0.5質量％より低くしてもよい。
[0053] (実施例 3)
次に上記車輪用軸受装置のハブ輪や外輪の製造に用 、られる鋼を用 、て耐久性 試験を行なった。本試験は、ハブ輪のハブボルト孔から中心に寄った位置の、フラン ジまたはアームの根元部における繰り返し応力に対する寿命を検証する試験というこ とができる。本発明例として用いた鋼は、 C : 0.6質量％、 Si: 0.57質量％、 Mn: 0.8 質量0 /0、 P : 0.015質量0 /0、 S : 0.017質量0 /0、 Cr: 0.25質量0 /0、 V: 0.15質量％を含 む鋼である。比較例として用いた鋼は、市販の JISG4051に規定する機械構造用炭 素鋼 S53Cを用いた。
[0054] 上記本発明例の鋼材および比較例の鋼材を、図 1に示すように熱間鍛造し、放冷 した後試験片を作製した。焼準はどちらも行なわな力つた。
[0055] 試験は、 JISZ2241に規定する引張試験における絞りにより加締めの加工性を評 価し、ま^ JISZ2274に規定する回転曲げ疲れ試験に拠り、ハブ輪に力かる繰り返し 応力に対する耐久性を評価した。引張試験における試験片は、平行部長さ 15mm X直径 5mmの丸棒試験片を用い、回転曲げ疲れ試験における試験片は 1号試験 片 (JISZ2274)を用いた。
[0056] 引張試験における絞りの結果を図 19に、また回転曲げ疲れ試験の結果を図 20に 示す。比較例の絞りが 39%であるのに対して、本発明例の絞りは 44%に大きく向上 している。絞りと加締め加工性とは強い相関があり、図 19に示す程度の絞りの向上に より、加締め加工性は大幅に向上する。
[0057] また、図 20に示す回転曲げ疲れ試験結果によれば、本発明例の回転曲げ疲れ強 さが比較例に比べて 3割程度向上することが検証された。
[0058] 上記の結果によれば、焼準を行なうことなく熱間鍛造ままの鋼を用いて機械要素の 部品を製造することにより、耐久性に優れた部品を製造し、それらを組み上げて優れ た性能の機械要素を安価に製造することが可能である。また、とくにハブ輪などをカロ 締め加工を行なう場合には、クラックなどを生じることなく加締め加工を行なうことが可 能である。
[0059] 次に上に述べた記実施の形態および実施例も含めて、本発明の実施の形態例を 羅列的に以下に説明する。
[0060] 上記のミクロ組織にぉ 、て粒径を 6番以上とすることができる。
[0061] 上記の粒径は表 2に示す「粒径」と同じ意味であり、フェライトでおよその輪郭が描 かれるオーステナイト粒の粒度番号である。上記粒径を 6番以上とすることにより、優 れた機械的性質を得ることができる。
[0062] 上記の鋼（粒状フェライト生成鋼材）は、 Si: 0.15— 0.7質量％、 Mn: 0.1— 0.5質 量0 /0および V： 0.04— 0.15質量0 /0を含むことができる。
[0063] この構成によれば、熱間鍛造において脱炭深さを抑制し、 V炭窒化物による作用に よりフェライトの生成を促進されて粒状フェライトを含む組織を得ることができる。この ためミクロ組織を実質的に微細化できる。
[0064] Si : 0.15— 0.7質量0 /0
Siが 0.15質量％未満では焼入性が低ぐ強度を十分確保することができない。また
、 Siが 0.7質量％を超えると熱間鍛造の際に脱炭を促進して深い脱炭層を形成する ため、 Siは 0.7質量％以下とする。脱炭層をより一層抑制するためには、 Siは 0.5質 量％以下とすることができ、さらに脱炭層を避けるためには 0.4質量％以下とするの がよい。
[0065] Mn: 0.1—0.5質量％
Mnが 0.1質量％未満では鋼中の硫黄（S)を MnSとして固定できな!/、ために熱間 鍛造の際にひび割れ等を生じやすいの 0.1質量％以上とする。 Mnは焼入性を向上 させ、鋼中に固溶して鋼を強靭化するとともに、転動寿命に有益な残留オーステナイ トを増やす。しかし、 Mnは炭化物中にも固溶して炭化物の硬度を高める作用があり 鋼の硬度上昇に有効である。したがって、強靭化を重視する場合、 0.25質量％以上 含むのがよい。しかし、 0.5質量％を超えると、熱間鍛造後の放冷時にフェライト生成 を抑制し硬化組織となりやすく、切削加工や加締め加工性などに支障をきたすので 0 .5質量％以下とすることができる。
[0066] V : 0.04— 0.15質量0 /0
V炭化物、 V窒化物または V炭窒化物は、熱間鍛造前の加熱によりオーステナイト 中にほとんど固溶する力 熱間鍛造後放冷中に析出し、フ ライト核発生サイトとして 機能する。これら V析出物はオーステナイト粒内の介在物等の上に析出し、さらにこ の V析出物を核にフ ライトが生成する。すなわち粒状フ ライトの生成を促進し、そ の結果、フェライト面積率を増加させる。上記作用は V0.04質量％以上により得るこ とができる。さらに確実の上記作用を得るためには 0.06質量％含むことが望ましい。 また、 Vが 0.15質量％を超えると上記の効果が飽和するので、 0.15質量％以下とす る。
[0067] なお、不純物元素は、 P : 0.030質量％以下、 S : 0.035質量％以下とするのがよい 。不純物元素である Pおよび Sは、鋼の機械的性質を劣化させるので、軸受用鋼とし ては低いほどよい。しかし、 Pおよび Sを非常に低下させるには高度の精鍊設備と十 分な精鍊時間が必要であり、その精鍊設備の操業に伴う電力費や精鍊反応用原料 費が増大し、大きなコストアップ要因となる。したがって、 Pおよび Sの上限値は軸受 材料としての機械的性質の劣化を許容しうる清浄度規制 CFISG4051)を満たす水準 とすることができる。
[0068] 上記の機械要素を構成する外方部材、内方部材の上記転走面 (転動溝)のうちの 少なくとも一方の転走面における表面硬化層のオーステナイト粒の粒度番号が 7— 1 1番であるようにできる。
[0069] 上記の構成により、耐久性に優れた表面硬化層を得ることができ、転動疲労寿命を 伸長させることができる。
[0070] 上記の機械要素を構成する少なくとも 1つの部品が、切削加工されていない非切削 加工部分を有することができる。
[0071] 切削加工が精度上不要な個所は切削加工を省略し、製造費用を抑制することがで きる。この場合、黒皮部分では脱炭層が抑制されていることが重要であり、疲労亀裂 の発生等を抑制することができる。このためには Si含有率を低目にするのがよい。
[0072] また、上記の機械要素において、上記の内方部材が第 1内方部材と第 2内方部材 とからなり、そのうちの一方の部材が上記フェライトを含むミクロ組織を有し、当該部品 が加締め加工され他方の部品を加締めるようにできる。
[0073] この構成により、機械要素の完成前に転動体を内部に装着し、次いで、上記のフエ ライトを含む部品を加締め加工して、所定の部品を加締めることにより一体ィ匕して機 械要素を組み立てることができる。
[0074] 今回開示された実施の形態はすべての点で例示であって制限的なものではないと 考えられるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなくて請求の範囲によって 示され、請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが 意図される。
産業上の利用可能性
[0075] 本発明の機械要素およびその製造方法を用いることにより、優れた耐久性および 加工性を有する部品を安価に製造し、それらを組み上げるので高信頼性の機械要 素を安価に提供することができる。このため、自動車を含め輸送機械装置の機械要 素などに用途が拡大することが期待される。

Claims

請求の範囲
[1] 外方部材（3、 33)と、内方部材（2、 4、 32)と、前記外方部材（3、 33)および内方 部材（2、 4、 32)にそれぞれ設けられた転動溝（2a、 3a、 4a、 32a、 33a)に配置され た転動体（1、 21、 31)とを有する機械要素（10、 50)であって、
前記機械要素（10、 50)を構成する少なくとも 1つの部品力 C : 0.45— 0.70質量 %、および (V、 Nb、 Ti)のうち少なくとも 1種を合計 0.3質量％以下含む鋼力も形成さ れ、表面硬化処理されていない部分のミクロ組織において、フェライトが、面積率 15 一 30%であり、粒状フェライトを含む、機械要素。
[2] 前記表面硬化されて 、な 、部分のミクロ組織にぉ 、て粒径が 6番以上である、請求 項 1に記載の機械要素。
[3] 前記鋼が、 Si: 0.15— 0.7質量0 /0、 Mn : 0.1— 0.5質量％および V: 0.04— 0.15質 量％を含む、請求項 1に記載の機械要素。
[4] 前記機械要素（10)を構成する外方部材 (3)および内方部材 (2、 4)の前記転動溝
(2a、 3a、 4a)のうちの少なくとも一方の転動溝（2a、 3a、 4a)における表面硬化層（4 h)のオーステナイト粒の粒度番号が 7— 11番である、請求項 1に記載の機械要素。
[5] 前記機械要素（10、 50)を構成する少なくとも 1つの部品が、熱間鍛造後に切削加 ェされて 、な ヽ非切削加工部分を有する、請求項 1に記載の機械要素。
[6] 前記機械要素（10)にお 、て内方部材 (2、 4)が第 1内方部材 (4)と第 2内方部材（ 2)とからなり、そのうちの一方の部材が前記フェライトを含むミクロ組織を有し、当該 部品（4)が加締め加工されて他方の部品（2)を加締めている、請求項 1に記載の機 械要素。
[7] 外方部材（3、 33)と、内方部材（2、 4、 32)と、前記外方部材（3、 33)および内方 部材（2、 4、 32)にそれぞれ設けられた転動溝（2a、 3a、 4a、 32a、 33a)に配置され た転動体（1、 21、 31)とを有する機械要素（10、 50)を製造する方法であって、 前記機械要素（10、 50)を形成する少なくとも 1つの部品の製造において、 C : 0.45— 0.70質量％、および (V、 Nb、 Ti)のうち少なくとも 1種を合計 0.3質量％ 以下含む鋼を熱間鍛造により成型し、放冷する工程と、
前記熱間鍛造ままの鋼に切削加工を加える工程と、 前記切削加工された部分の所定部に高周波加熱焼入れを施す工程とを備える、機 械要素（10、 50)の製造方法。
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