WO2006008960A1 - 機械構造用部品およびその製造方法と高周波焼入れ用素材 - Google Patents

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WO2006008960A1
WO2006008960A1 PCT/JP2005/012397 JP2005012397W WO2006008960A1 WO 2006008960 A1 WO2006008960 A1 WO 2006008960A1 JP 2005012397 W JP2005012397 W JP 2005012397W WO 2006008960 A1 WO2006008960 A1 WO 2006008960A1
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WO
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mass
less
induction hardening
machine structural
hardened layer
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PCT/JP2005/012397
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Toru Hayashi
Yasuhiro Ohmori
Nobutaka Kurosawa
Akihiro Matsuzaki
Takaaki Toyooka
Katsumi Yamada
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Jfe Steel Corporation
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
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    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to a machine structural component having a hardened layer formed by induction hardening at least partially.
  • the mechanical structural component include a drive shaft, an input shaft, an output shaft, a crankshaft, an inner ring and an outer ring of a constant velocity joint, a hub, and a gear for an automobile.
  • Patent Document 2 discloses that the ratio between the hardened layer depth CD and the radius R of the induction-hardened shaft component (CD / R) is limited to 0.3 to 0.7, and this CDZR and the surface after induction hardening.
  • CDZR average Vickers hardness Hf from induction hardening
  • Hf average Vickers hardness He at the center of the shaft after induction hardening
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 2000-154819 (Claims, paragraph [0008])
  • Patent Document 2 JP-A-8-53714 (Claims)
  • An object of the present invention is to provide a mechanical structural component and a method for manufacturing the same that can further improve fatigue strength after induction hardening, and a material for induction hardening.
  • Fatigue strength is improved by increasing the intragranular strength, i.e., hardness, of the hardened layer by induction hardening, but if the hardness is increased to a Vickers hardness of Hv750 or higher, the fracture is changed from intragranular fracture to old austenite. Fatigue strength does not improve even if the hardness is increased further, because it shifts to fracture at grain boundaries.
  • the material contains Mo, B, and Ti, and the microstructure before induction quenching is refined into a fine bainite or martensite with work strain introduced by cold working. It is effective to use rapid heating, lower the heating temperature, and shorten the residence time at 800 ° C or higher during the site, further tempering and induction hardening.
  • tempering is usually performed after induction quenching, but it is possible to increase the intragranular strength by omitting this.
  • the present invention is based on the above findings.
  • the gist configuration of the present invention is as follows.
  • At least partially has a hardened layer by induction hardening, and the hardened layer has a hardness of Hv750 or more and the average grain size of the prior austenite grains is 7 ⁇ m or less over the entire thickness of the hardened layer.
  • the Al content is
  • V 0.5 mass% or less
  • REM 0.1 mass% or less 5.
  • V 0.5 mass% or less
  • Bainitic structure and martensite in steel structure before induction hardening of the material A method for manufacturing a machine structural component, wherein the total of either one or both of the textures is adjusted to 10% by volume or more, and the ultimate temperature of the induction hardening is 1000 ° C or less.
  • V 0.5 mass% or less
  • a material for induction hardening for making steel for machine structural use having a hardened layer having an average prior austenite grain size of 7 m or less by induction hardening at least on a part of the surface,
  • the balance has a component composition of Fe and unavoidable impurities, and any one of a bainitic structure and a martensitic structure A material for induction hardening characterized by having a steel structure in which the total of one or both is 10% by volume or more.
  • Al 0.005-0.25mass% 15. The material for induction hardening as described in 15 above, wherein the material is for induction hardening.
  • V 0.5 mass% or less
  • FIG. 1 is a graph showing the effect of heating temperature during induction hardening on the prior austenite grain size of the hardened layer for Mo-added steel and Mo-free steel.
  • FIG. 2 Transmission electron micrograph of fine precipitates (Mo-based precipitates) effective for ultra-fine ⁇ grains.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between average prior austenite grain size and torsional fatigue strength for Mo-added steel and Mo-free steel.
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between average prior austenite grain size and torsional fatigue strength with and without tempering.
  • FIG. 5 is a partial sectional view of a constant velocity joint.
  • FIG. 6 is a cross-sectional view showing a quenched structure layer in an inner ring of a constant velocity joint.
  • the mechanical structural parts of the present invention have various shapes and structures depending on the parts, such as drive shafts for automobiles, input shafts, output shafts, crankshafts, constant velocity joint inner and outer rings, hubs, and gears.
  • it has a hardened layer that has been hardened in a part or all that particularly requires fatigue strength, and this hardened layer has a hardness of H v750 or more and the average grain size of prior austenite grains is a hardened layer. It is B essential to be 7 ⁇ m or less over the entire thickness.
  • the average prior austenite grain size of the hardened layer by induction hardening exceeds 7 m, even if the hardness of the hardened layer is increased to Hv 750 or higher and the intragranular strength is improved as described later, fatigue fracture will not occur. It will occur starting from the boundary. Therefore, the old layer of the hardened layer
  • the particle size of the austenite should be 7 ⁇ m or less, preferably 6 ⁇ m or less, more preferably 5 ⁇ m or less, and even more preferably 3 m or less. This is because the grain boundary strength becomes remarkably stronger as the grain size is refined. Conventionally, even if the intragranular strength is increased, the grain boundary strength does not increase, and the grain boundary strength is rate-determined. However, since the grain boundary strength dramatically increases as the grain size is refined, further enhancement of strength can be expected.
  • the average prior austenite grain size of the induction-quenched portion was measured as follows.
  • the outermost layer of the hardened layer after induction hardening has a martensite structure of 100% in area ratio. And as it goes from the surface of the hardened layer to the inside, the area of 100% martensite structure continues up to a certain thickness, but after that, the area ratio of martensite structure decreases rapidly.
  • the surface force of the induction-quenched portion is also defined as the hardened layer in the region until the area ratio of the martensite structure is reduced to 98%, and the average depth from the surface is the hardened layer thickness.
  • the average prior austenite grain size is 7 m at any position.
  • the average grain size of the prior austenite grains is assumed to be 7 m or less over the entire thickness of the hardened layer.
  • the average particle size of the prior austenite grains is obtained by dissolving 50 g of picric acid in 500 g of water and then dissolving sodium dodecylbenzenesulfonate l lg, salt ⁇ ferrous lg, oxalic acid 1.5 g After corroding with the corrosive solution added, add 5 for each position at a magnification of 400 times (area of 1 field of view: 0.25 mm X 0.2 25 mm) to 1000 times (area of 1 field of view: 0.10 mm X 0.09 mm). The field of view was observed and measured with an image analyzer.
  • the thickness is preferably 2 mm or more. More preferably, it is 2.5 mm or more, more preferably 3 mm or more.
  • the Vickers hardness Hv of the hardened layer When the Vickers hardness Hv of the hardened layer is less than 750, the intragranular strength of the hardened layer is weak, so even if the prior austenite grains are refined, the corresponding improvement in fatigue strength is expected. I can't wait. That is, as described above, even if the austenite grains are refined and the grain boundary strength is increased, if the intragranular strength is not increased, the intragranular fracture becomes the rate-determining step, and an increase in static strength and fatigue strength cannot be expected. Therefore, in the present invention, the Vickers hardness (corresponding to the strength in the grains) Hv of the hardened layer needs to be 750 or more.
  • the upper limit value of the Vickers hardness Hv of the hardened layer is not specified, but if it exceeds 900, the amount of added elements increases, so the machinability, cold forgeability, and fire cracking resistance of the base material decrease. Preferred to be below 900 ,.
  • the Vickers hardness is the average of 5 points at 98 mm (lOkgf) at a position of 1Z5 from the surface of the hardened layer thickness.
  • the C is an element that has the greatest influence on induction hardenability, increases the intragranular strength of the hardened layer, and contributes to improving fatigue strength by making the induction hardened part thicker.
  • the amount is less than 0.3 mass%, the hardened layer must be drastically increased in order to ensure the required torsional fatigue strength. As a result, the occurrence of burning cracks becomes significant. It becomes difficult to obtain a bainite structure to be described later.
  • the C content is preferably 0.3 to 1.5 mass%.
  • Si increases the intragranular strength of the hardened layer and contributes to the improvement of fatigue strength. Furthermore, it is also an element useful for obtaining a bainitic structure, which will be described later. In this sense, it is preferably contained in an amount of 0.05 mass% or more. However, if it exceeds 3 mass%, it becomes difficult to secure solid formability and cold forgeability by solidifying the ferrite, so it is preferable to make it 3ma SS % or less.
  • Mn is an indispensable element for improving induction hardenability and ensuring the thickness of the hardened layer. However, if the amount is less than 0.2 mass%, the effect is poor. Therefore, the amount of Mn is preferably 0.2 mass% or more, and more preferably 0.3 mass% or more. Meanwhile, 2.0 If it exceeds mass%, retained austenite increases after quenching, and the hardness of the surface layer tends to decrease. Therefore, Mn is preferably set to 2.0 mass% or less. If the amount of Mn is too large, it tends to be disadvantageous for machinability, so it is more preferable to make it less than 1.2 mass%, and even more preferred to make it less than 1. mass%! /.
  • Al is an element effective for deoxidation of steel. In addition, it is an element effective in suppressing the austenite grain growth during induction hardening and reducing the induction hardening portion. On the other hand, when it exceeds 0.25 mass%, the effect is saturated, and rather the cost of ingredients is increased. Therefore, the A1 amount is preferably 0.25 mass% or less. In addition, since the effect of the above A1 is not expressed when the amount is less than 0.001 mass%, it is more preferable to set it to 0.001 mass% or more. The power of 0.005 mass% or more is more preferable.
  • Ti combines with N, which is mixed as an inevitable impurity in steel, and has the effect of preventing B from becoming a BN and losing its induction hardenability. Therefore, it is preferable to contain the amount 0.005 mass% or more. On the other hand, if it exceeds 0.1 mass%, a large amount of TiN is formed, which tends to decrease the fatigue strength as a starting point for fatigue fracture, so the Ti content is preferably 0.005 to 0.1 mass%. More preferably, it is 0.01-0.07 mass%. Furthermore, to ensure that solid solution N precipitates as soot and exhibits the hardenability of B effectively, the amount of Ti and N should be controlled so that Ti (mass%) ZN (mass%) ⁇ 3.42. Is preferred.
  • Mo promotes the formation of a bainite structure after hot working, thereby miniaturizing austenite at the time of induction hardening and finely hardening the hardened layer. It also has the effect of suppressing the austenite grain growth during high-frequency quenching heating and making the hardened layer fine.
  • the heating temperature of induction hardening is 800 to 1000 ° C, preferably 800 to 950 ° C, austenite grain growth can be remarkably suppressed.
  • it is an element effective in improving hardenability, so it can be used to adjust hardenability.
  • it has the effect of suppressing the formation of carbides and preventing the decrease in grain boundary strength.
  • Mo is a very useful element. If the amount is 0.05 mass% or more, the average prior austenite grain size of the hardened layer is 7 ⁇ m or less. Since it becomes easy to do, it is preferable that it is 0.05 mass% or more. On the other hand, if the amount of Mo exceeds 0.6 mass%, the hardness of the steel during hot working for forming into a part shape increases significantly, resulting in a decrease in workability. Therefore, the Mo amount is preferably 0.05 to 0.6 mass%. More preferably, it is 0.1 to 0.6 mass%, and still more preferably 0.3 to 0.4 mass%.
  • the possibility of the refinement effect of the prior austenite grains by Mo includes the drag effect due to solid solution atoms (Solut Drug Effect), the pinning effect, etc. Is considered.
  • Solut Drug Effect Solid Solution atoms
  • pinning effect etc.
  • the extent to which both or other effects are effective is not necessarily clear at this time, but at least it is confirmed that a pin-ung effect may be manifested. Details will be described later.
  • B contains a bainite structure or a martensite structure, and is useful for refining the prior austenite grain size of the hardened layer. Further, there is an effect of improving the fatigue strength by improving the induction hardenability with a small amount of additive and increasing the thickness of the hardened layer. In addition, it preferentially prays to the grain boundaries, reduces the concentration of P segregating at the grain boundaries, increases the grain boundary strength, and improves fatigue strength. However, if the amount is less than 0.0003 mass%, the effect is poor. On the other hand, if it exceeds 0.006 mass%, the effect is saturated, and rather the cost of ingredients is increased. Therefore, the amount of B is preferably 0.0003 to 0.006 mass%. More preferably, it is 0.0005-0.004 mass%, More preferably, it is 0.0015-0.003 mass%.
  • the S content is preferably 0.1 mass% or less. More preferably, it is 0.06 mass% or less.
  • the P increases the intragranular strength of the hardened layer and contributes to the improvement of fatigue strength. However, if the amount exceeds 0.10 mass%, the grain boundary strength is reduced by praying to the grain boundaries. Therefore, the P amount is 0.1 It is preferable to use less than mass%.
  • the balance other than the above elements may be Fe and inevitable impurities, but it is particularly preferable to adjust the component composition so as to satisfy at least one of the following formulas (1) to (3).
  • the Vickers hardness ⁇ of the hardened layer can be increased to 750 or more and the intragranular strength can be increased, and the average prior austenite particle size is set to 7 m or less. The effect of improving fatigue strength due to miniaturization is remarkably exhibited.
  • the tempering process normally performed after induction hardening can be omitted.
  • Hv750 or more can be satisfied within the above component composition range without satisfying any of the above formulas (1), (2) and (3). Therefore, when tempering is omitted, it is not always necessary to satisfy at least one of (1), (2) and (3) above.
  • inclusion of one or more selected elements among the following elements is effective in further improving fatigue strength.
  • Cr is effective for improving the hardenability and is an element useful for ensuring the hardening depth, so it may be added. However, if contained excessively, it stabilizes the carbide and promotes the formation of residual carbides, lowers the grain boundary strength, and deteriorates the fatigue strength. Therefore, it is desirable to reduce the Cr content as much as possible, but up to 2.5 mass% is acceptable. Preferably it is 1.5 mass% or less. In order to exhibit the effect of improving hardenability, it is preferable to contain 0.03 mass% or more.
  • Cu is effective in improving the hardenability, and also dissolves in ferrite, and this solid solution strengthening improves the fatigue strength. Moreover, by suppressing the formation of carbides, Reduces grain boundary strength and improves fatigue strength. However, if the content exceeds l.Omass%, cracking occurs during hot working, so 1.0 mass% or less is added. More preferably, it is 0.5 mass% or less. In addition, it is desirable to add 0.03 mass% or more because the added strength of less than 0.03 mass% is less effective in improving the hardenability and suppressing the decrease in grain boundary strength. Preferably it is 0.1-1.0 mass%.
  • Ni 3.5 mass% or less
  • Ni is an element that improves hardenability
  • Ni is used when adjusting hardenability. It is also an element that suppresses the formation of carbides, suppresses the decrease in grain boundary strength due to carbides, and improves fatigue strength.
  • Ni is an extremely expensive element, and adding more than 3.5 mass% increases the steel material cost. If the addition is less than 0.05 mass%, the effect of improving the hardenability and suppressing the decrease in grain boundary strength is desirable. Preferably it is 0.1-1.0mass%.
  • Co is an element that suppresses the formation of carbides, suppresses the decrease in grain boundary strength due to carbides, and improves the fatigue strength.
  • Co is an extremely expensive element, and if added over l.Omass%, the cost of the steel material increases, so 1.0 mass% or less should be added.
  • O. Olmass% it is desirable to add O. Olmass% or more. Preferably, it is 0.02 to 0.5 mass%.
  • Nb 0.1 mass% or less
  • Nb not only has an effect of improving hardenability, but also combines with C and N in steel and acts as a precipitation strengthening element. It is also an element that improves resistance to temper softening, and these effects improve fatigue strength. However, even if it exceeds 0.1 ma SS %, the effect is saturated, so 0.1 mass% is the upper limit. In addition, it is desirable to add 0.005 mass% or more because the additive strength of less than 0.005 mass% has a small effect of improving the precipitation strengthening action and the temper softening resistance. Preferably it is 0.01-0.05 mass%.
  • V 0.5 mass% or less
  • V combines with C and N in steel and acts as a precipitation strengthening element. Also temper softening resistance These elements also improve fatigue strength. However, even if the content exceeds 0.5 mass%, the effect is saturated, so the content should be 0.5 mass% or less. In addition, it is desirable to add O. Olmass% or more because the additive strength of less than 0.01 mass% has a small effect of improving fatigue strength. Preferably, it is 0.03 to 0.3 mass%.
  • Ta 0.5 mass% or less
  • Ta is effective in delaying the microstructure change and may be added because it has an effect of preventing deterioration of fatigue strength, particularly rolling fatigue.
  • the content exceeds 0.5 mass% and the content is increased, it does not contribute to further strength improvement.
  • it is preferably 0.02 mass S % or more.
  • Hf 0.5 mass% or less
  • Hf is effective for delaying the microstructure change and may be added because it has an effect of preventing deterioration of fatigue strength, particularly rolling fatigue.
  • the content is made 0.5 mass% or less. In order to exhibit the effect of improving fatigue strength, it is preferably 0.02 mass% or more.
  • Sb is effective for delaying the microstructure change and may be added because it has an effect of preventing deterioration of fatigue strength, particularly rolling fatigue.
  • the content exceeds 0.015 mass% and the content is increased, the toughness deteriorates, so 0.015 mass% or less, preferably 0.01 Omass% or less.
  • it is preferable to set it to 0.005 mass% or more.
  • W is an element that improves machinability by the brittle action. However, even if added in excess of 1.0 mass%, the effect is saturated and the cost is increased, which is economically disadvantageous. 1. Therefore, it is preferably contained at Omass% or less. To improve machinability, W is 0.0 It is preferable to contain more than 05mass% U.
  • Ca forms a sulfide together with MnS, which improves the machinability by acting as a chip breaker and can be added as required.
  • the content exceeds 0.005 mass%, the effect is saturated and the component cost is increased, so the content was set to 0.005 mass% or less.
  • the machinability improving effect power S is small, so it is preferable to contain 0.0001 mass% or more! /.
  • Mg 0.005 mass% or less
  • Mg is a de-oxidizing element and becomes a stress concentration source and has the effect of improving machinability, so it can be added as necessary. However, when added excessively, the effect is saturated and the component cost increases, so it was set to 0.005 mass% or less. If it is less than O.OOOlma ss%, the effect of improving the machinability is small even if it is contained, so it is preferable to contain 0.0001 mass% or more.
  • Te 0.1 mass% or less
  • Se and Te combine with Mn to form MnSe and MnTe, respectively, which improves the machinability by acting as a chip breaker.
  • the content exceeds 0.1 mass%, the effect is saturated and the component cost is increased, so that the content is 0.1 mass% or less.
  • Bi improves machinability due to melting, lubrication and embrittlement during cutting, and can be added for this purpose. However, if the effect is saturated even if added over 0.5 mass%, the component cost increases, so it was set to 0.5 mass% or less. In the less than O.Olmass%, so be contained small machinability improving effect, it is preferable to contain more than 0.01 mA SS%.
  • Pb improves machinability due to melting, lubrication and embrittlement during cutting. It can be added for the purpose. However, if the effect is saturated even if added over 0.5 mass%, the component cost increases, so it was set to 0.5 mass% or less. In the less than O.Olmass%, so be contained small machinability improving effect, it is preferable to contain more than 0.01 mA SS%.
  • Zr forms sulfide with MnS, which improves the machinability by acting as a chip breaker.
  • the content exceeds 0.01 mass%, the effect is saturated and the cost of the upper component is increased, so the content was set to 0.01 mass% or less. If it is less than 0.003 mass%, the effect of improving machinability is small even if it is contained. Therefore, it is preferable to contain 0.003 ma SS % or more.
  • REM forms a sulfide together with MnS, which improves the machinability by acting as a chip breaker. However, even if REM is added in an amount exceeding 0.1 mass%, the effect is saturated and the cost of the component is increased. In order to improve machinability, REM is preferably contained in an amount of 0.0001 mass% or more.
  • the force component composition described above in the preferred component composition range is limited to the above range, and the steel structure before induction hardening is set to the structure described below, so that the above-mentioned 7 m or less The average grain size of the prior austenite grains can be obtained.
  • the structure of the base material that is, the structure before quenching (corresponding to the structure other than the hardened layer after induction hardening) has a bainite structure and Z or martensite structure, and is either a bainite structure or a martensite structure.
  • the total of one or both is preferably 10% by volume or more. This is because the bainite structure or martensite structure is a structure in which carbides are finely dispersed compared to the ferrite-pearlite structure.
  • the area of the ferrite Z carbide interface which is the nucleation site of austenite during quenching heating, increases, and the austenite that is produced becomes finer, it contributes to effectively reducing the grain size of the quenched hardened layer. It is. And by making the hardened hardened layer finer, the grain boundary strength increases and the fatigue strength improves.
  • the total of one or both of the bainite structure and the martensite structure is more preferably 20% by volume or more.
  • the upper limit of the total structural fraction of one or both of the bainite structure and the martensite structure is preferably about 90% by volume. This is because if the total structural fraction exceeds 90% by volume, the machinability of the austenite grains in the hardened layer due to quenching is saturated and the machinability deteriorates rapidly.
  • the martensite structure has the same effect as the bainitic structure.
  • the bainitic structure is advantageous in terms of manufacturing because it requires a smaller amount of alloying elements, is advantageous in terms of machinability, and can be produced at a lower cooling rate.
  • the structure before quenching is preferably a martensite structure in order to refine the prior austenite grain size of the martensite in the hardened layer after induction hardening.
  • the machine structural component of the present invention is obtained by subjecting a steel material having the above-described component composition to hot working such as steel bar rolling or hot forging to form a part shape, and at least a part of the part is heated at a temperature of 80 to 1000 ° Manufactured by induction hardening under C conditions. At least a part of this is a part that requires fatigue strength.
  • the following method can be used to reduce the average prior austenite grain size of the induction-hardened portion to 7 ⁇ m or less.
  • the total processing rate at 800-1000 ° C during hot processing is 80% or more, and then the temperature range of 700-500 ° C is cooled at a rate of 0.2 ° CZs or more.
  • the structure before quenching can be made into a uniform fine bainite and Z or martensite structure (structure fraction of 10% by volume or more).
  • bainite and martensite have a ferrite-perlite structure.
  • the area of the ferrite Z carbide interface which is the nucleation site of austenite, is increased during induction hardening, which is advantageous for making the austenite finer. .
  • the total structural fraction of one or both of bainite and martensite must be 10% by volume or more.
  • the cooling rate in the temperature range of 700 to 500 ° C is less than 0.2 ° CZs, the total structural fraction of one or both of bainite and martensite cannot be 10% by volume or more. More preferably, the cooling rate is 0.5 ° CZs or more.
  • bainite and Z or martensite yarns prior to induction hardening are subjected to processing of 20% or more in the temperature range below 800 ° C (hereinafter referred to as second calorie process).
  • second calorie process since the weaving can be further refined and further refinement of the prior austenite grains after induction hardening can be achieved, it is preferable to add a second caking step. Machining in a temperature range of less than 800 ° C may be performed in the hot working process before cooling at the cooling rate (temperature range of 700 to 800 ° C), or cold working may be performed separately after cooling. Or it may be warmed by reheating at a temperature below the A transformation point. Processing at less than 800 ° C is preferably 30% or more.
  • Examples of the processing method include cold forging, cold ironing, rolling, and shot.
  • the bainite or martensite structure before induction hardening is refined, and as a result, the average grain size of prior austenite grains in the hardened layer obtained after induction hardening becomes finer. As a result, fatigue strength is further improved.
  • prior austenite grains having an average grain size of 7 ⁇ m or less can be obtained only with the following induction hardening conditions.
  • the heating temperature is less than 800 ° C
  • the formation of austenite yarn and weave becomes insufficient, and a cured layer cannot be obtained.
  • the heating temperature exceeds 1000 ° C and when the heating rate at 600 to 800 ° C is less than 300 ° CZs, the growth of austenite grains is promoted at the same time.
  • the variation in the size of the grains increases, leading to a decrease in fatigue strength. That is, the prior austenite grain size of the finally obtained hardened layer is important to prevent grain growth in the austenite region during quenching heating.
  • the pre-structure By setting the pre-structure to be fine bainite or a structure having martensite as described above, there are many nucleation sites for reverse transformation to austenite, so cooling must be carried out before many formed austenite grains grow. If started, the average prior austenite grain size of the quenched structure can be refined. Austenite grains grow at higher temperatures and the longer the holding time in the austenite region, the more the austenite grains grow. In order to obtain, the ultimate temperature during heating is below 1000 ° C, 600
  • the rate of temperature rise up to 800 ° C should be 300 ° CZs or higher.
  • the temperature reached during heating is 800 to 950 ° C.
  • the temperature rising rate at 600 to 800 ° C is preferably 700 ° CZs or more. More preferably, it is 1000 ° CZs or more.
  • the residence time of 800 ° C or higher is prolonged during high-frequency heating, austenite grains grow and the final prior austenite grain size tends to increase to over 7 m, so 800 ° C or higher
  • the residence time is preferably 5 seconds or less.
  • a more preferable heating time is 3 seconds or less.
  • Fig. 1 shows the results of examining the relationship between the heating temperature during induction hardening and the prior austenite grain size of the hardened layer for Mo-added steel and Mo-free steel.
  • steel materials with the composition shown in the following a steel, b steel, c steel, d steel and e steel are melted in a 150 kg vacuum melting furnace, hot forged to 150 mm square, and then a dummy billet is manufactured. After 80% hot working at 850 ° C, the temperature range from 700 ° C to 500 ° C was cooled at 0.7 ° CZs to produce rolled steel bars. Further, some steel bars were subjected to 20% cold processing after the cooling as the second processing step.
  • Step a C: 0.8 mass%, Si: 0.1 mass%, Mn: 0.78 mass%, P: 0.011 mass%, S: 0.019 mass%, Al: 0.024 mass%, Ti: 0.017 mass%, B: 0.0013 mass%, N: 0.0043 mass%, 0: 0.0015 mass%, balance Fe and inevitable impurities.
  • Step b C: 0.53 mass%, Si: 0.1 mass%, Mn: 0.74 mass%, P: 0.011 mass%, S: 0.019 mass%, Al: 0.024 mass%, N: 0.0039 mass%, Mo: 0.37 mass%, Ti: 0.018mass%, B: 0.0013mass%, balance Fe and inevitable impurities.
  • a torsional fatigue test piece was sampled, subjected to induction hardening at a frequency of 10 to 200 kHz and a heating temperature of 87 to 1050 ° C, and further using a heating furnace at 170 ° C for 30 minutes. Tempering was performed to obtain a test material. The induction hardening conditions were adjusted so that the temperature rise rate was 300 ° CZs or more and the residence time at 800 ° C or more was 1 second or less.
  • the stress at which fracture occurred 10 5 times with a stepped torsion test piece of 18 mm in diameter was obtained.
  • the average prior austenite particle size of the hardened layer by induction hardening was measured by the above-mentioned method.
  • the Vickers hardness at a position of 1/5 of the total surface force of the hardened layer was measured.
  • the Vickers hardness was 98 N (lOkgf), and 5 points were hit, and the average value was used.
  • the strength of the Mo-added steel can reduce the prior austenite grain size of the hardened layer by lowering the heating temperature during induction hardening.
  • the ultimate temperature during heating is 1000 ° C. or lower, preferably 950 ° C. or lower, the particle size of the hardened layer is remarkably reduced.
  • the inventors of the present invention can refine the average prior austenite grains of the hardened layer by induction hardening and improve the fatigue strength in the steel containing Mo, because the fine Mo-based precipitates are dense. It is distributed and it is estimated that the above-mentioned pinning effect will increase.
  • FIG. 2 shows an example of a transmission electron microscope image actually obtained.
  • the sample thickness in this field of view is approximately 0.
  • austenite grows by grain nucleation such as bainite or martensite grain boundaries, packet boundaries, and carbides.
  • the fine precipitate described above suppresses the movement of the grain interface as if the balloon (grain interface) was pushed in with a finger (precipitate) when the austenite grain interface reached the precipitate and went beyond it. .
  • This kind of interfacial movement suppression is called pin jung. If the total precipitation amount is constant, the pinning force increases as the precipitate is small. If the precipitate diameter is constant, the pinung force increases as the amount of precipitate increases.
  • the inventors performed a model calculation in which the precipitation volume fraction of Mo was varied in order to observe the influence of the precipitation dispersion state on the average particle size of the prior austenite grains during the high-frequency heat treatment. That is, assuming that the amount of solid solution of Mo in the precipitation phase is very small, if the precipitation volume fraction of the Mo-based fine precipitate: f and the average particle size: d are determined, The number of Mo-based fine precipitates (precipitation density) per 1 ⁇ m 3 is estimated. If the prior austenite grain size is governed by fine precipitation pinning, its size is inversely proportional to the precipitation density. Therefore, considering the fact that the grain size and density of the precipitates in Fig.
  • the grain size and the density of the precipitates that exhibit the pinung effect were investigated.
  • the number of precipitates per 1 m 3 which is directly effective in controlling the prior austenite grain average diameter, varies depending on the volume ratio of the precipitates.For example, when the volume ratio force is about 0.2 to 0.4%. It was found that the preferred range in which a sufficient pin-ung effect can be achieved and the refinement of prior austenite grains can be realized is as follows.
  • this precipitate was subjected to base metal force extraction, and the residue was identified by X-ray diffraction. As a result, it was presumed to be mainly hep-type ( ⁇ , ⁇ ) (C, N). In addition, it comes with a transmission electron microscope
  • FIG. 3 shows the relationship between the prior austenite grain size of the hardened layer and the torsional fatigue characteristics.
  • the prior austenite grain size is 7 m or less. It can be seen that the effect of improving torsional fatigue strength is great. This is thought to be because the intragranular strength of the hardened layer is increased by increasing the amount of C, Si or P. Therefore, when the Vickers hardness of the hardened layer was investigated, Hv700 for steel a, Hv740 for steel b, Hv902 for steel c, Hv775 for steel d, Hv760 for steel e, and the hardness of the hardened layer is Hv750 or higher. It was confirmed that the effect of improving fatigue strength due to the refinement of prior austenite grains becomes very large.
  • FIG. 4 shows the relationship between the prior austenite grain size of the hardened layer and the torsional fatigue characteristics by comparing the case with tempering and the case without tempering.
  • Figure 4 shows that fatigue strength can also be improved by omitting tempering.
  • a method that does not perform the tempering process can also be positively adopted.
  • parts may crack if tempering is not performed.
  • tempering after induction hardening is a commonly performed process.
  • This crack is usually a grain boundary fracture and is caused by insufficient grain boundary strength.
  • the grain boundary strength is high due to the refinement of the prior austenite grains, cracks are not likely to occur even if the tempering treatment is omitted. Omitting the tempering process is effective in preventing softening by tempering and reducing the tempering process cost.
  • the measurement results described above are comparative examples in which all of Nos. 7 and 25 are low in C, Si, and P.
  • the inventive example shows the torsional fatigue strength. It can be seen that is further improved.
  • the prior austenite grain size becomes coarse and the torsional fatigue strength decreases.
  • the old austenite grain size was coarsened and the fatigue strength was reduced, especially because the base metal structure was ferrite pearlite.
  • fatigue strength is further improved compared to No. 1 and No. 7 steels, respectively, when no tempering after induction hardening is performed.
  • No. 31 steel has a total machining temperature of 800 to 1000 ° C during hot working. Since the rate is small, the prior austenite grain size becomes large and the fatigue strength is low.
  • a constant velocity joint 12 shown in Fig. 5 was interposed to transmit power from the drive shaft 10 to the wheel hub 11.
  • This constant velocity joint 12 is a combination of an outer ring 13 and an inner ring 14. That is, the inner ring 14 is slidably fixed to the inner side of the mouse part 13a via a ball 15 fitted in a ball raceway groove formed on the inner surface of the mouse part 13a of the outer ring 13, and the drive shaft 10 is attached to the inner ring 14
  • the stem portion 13b of the outer ring 13 is connected to the hub 11 by, for example, a spline to transmit power from the drive shaft 10 to the hub 11 of the wheel.
  • a constant velocity joint inner ring (outer diameter: 45 mm and inner diameter: 20 mm) is formed by hot forging, and then splined to the mating surface by cutting or rolling cage A groove was formed for.
  • the rolling surface of the ball was formed by cutting or cold forging. Cooling after hot forging was carried out under the conditions shown in Table 4.
  • the total processing rate in hot forging and cold forging was performed by adjusting the cross-sectional reduction rate of the cross section perpendicular to the axial direction of the rolling surface.
  • the rolling contact surface 14a of the ball interposed between the constant velocity joint outer ring is induction hardened at 1050 ° C using an induction hardening device with a frequency of 15 Hz, and then After induction hardening under the conditions shown in Table 4 to obtain a hardened yarn and woven layer 16, tempering was performed in a heating furnace at 180 ° C. for 2 hours. Tempering was omitted for some constant velocity joints.
  • the constant velocity joint inner ring obtained by force is fitted with the drive shaft on the mating surface and attached to the mouse part of the constant velocity joint outer ring via a ball (steel ball), while the constant velocity joint outer ring is A constant velocity joint boot was obtained by fitting a hub to the stem (see Fig. 5).
  • the specifications of the ball, outer ring, drive shaft and knob are as follows.
  • Outer ring induction hardened and tempered steel for machine structural carbon steel
  • Hub induction hardened and tempered steel for machine structural carbon steel
  • the average austenite grain diameter and hardness of the hardened layer were determined by the same method as described above.
  • the invention example has an improved rolling fatigue life.
  • Mo, B or Ti is insufficient as in Nos. 26, 27 and 28, the prior austenite grain size becomes coarse and the rolling fatigue life decreases.
  • the prior austenite grain size became coarse and the fatigue strength decreased.
  • rolling fatigue life is further improved compared to No. 1 steel and No. 7 steel, respectively, when tempering after induction hardening is not performed.
  • No. 31 steel has a small total working rate of 800-1000 ° C during hot working, so the prior austenite grain size increases and the rolling fatigue life is low.

Abstract

　少なくとも一部分に高周波焼入れによる硬化層を有する機械構造用部品において、該硬化層を、硬さがHv750以上、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が硬化層の全厚にわたり７μｍ以下であるものとすることによって、従来よりも疲労強度を一層向上させた機械構造用部品を提供する。

Description

明 細 書
機械構造用部品およびその製造方法と高周波焼入れ用素材
技術分野
[0001] 本発明は、少なくとも部分的に高周波焼入れによる硬化層をそなえる、機械構造用 部品に関する。ここで、機械構造用部品としては、自動車用のドライブシャフト、イン プットシャフト、アウトプットシャフト、クランクシャフト、等速ジョイントの内輪および外輪 、ハブ、そしてギア等を挙げることができる。
背景技術
[0002] 従来、例えば自動車用ドライブシャフトや等速ジョイントなどの機械構造用部品は、 熱間圧延棒鋼に、熱間鍛造、さらには切削、冷間鍛造などを施して所定の形状に加 ェしたのち、高周波焼入れ 焼戻しを行うことにより、機械構造用部品としての重要 な特性であるねじり疲労強度、曲げ疲労強度、転動疲労強度およびすベり転動疲労 強度等の疲労強度を確保して!/、るのが一般的である。
他方、近年、環境問題から自動車用部品に対する軽量ィ匕への要求が強ぐこの観 点から自動車用部品における疲労強度の一層の向上が要求されている。
[0003] 上述したような疲労強度を向上させる手段としては、これまでにも種々の方法が提 案されている。
例えば、ねじり疲労強度を向上させるためには、高周波焼入れによる焼入れ深さを 増加させることが考えられる。しかしながら、焼入れ深さを増加してもある深さで疲労 強度は飽和する。
また、ねじり疲労強度の向上には、粒界強度の向上も有効であり、この観点から、 Ti Cを分散させることで、旧オーステナイト粒径を微細化する技術が提案されて ヽる (例 えば特許文献 1参照)。
[0004] 上記の特許文献 1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°C以上に加熱するェ 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。
また、上記の特許文献 1に開示された技術をもってしても、近年の疲労強度に対す る要求には十分に応えられないところにも問題を残していた。
[0005] さらに、特許文献 2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 CDZRと高周波焼入れ後の表面から lmm までのオーステナイト粒径 γ ί、高周波焼入れままの（CDZR) =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 He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。
し力しながら、上記の CDZRを制御したとしても疲労特性の向上には限界があり、 やはり近年のねじり疲労強度に対する要求には十分応えることができな力つた。
特許文献 1：特開 2000— 154819号公報 (特許請求の範囲、段落〔0008〕 )
特許文献 2 :特開平 8— 53714号公報 (特許請求の範囲）
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0006] 本発明は、高周波焼入れ後に従来よりも疲労強度を一層向上させることのできる機 械構造用部品およびその製造方法、さらには高周波焼入れ用素材を提供することを 目的とする。
課題を解決するための手段
[0007] 発明者等は、高周波焼入れにより鋼材の疲労強度を効果的に向上させるベく鋭意 検討を行った。特に、疲労強度の代表例としてねじり疲労強度に着目し、詳細な検討 を行ったところ、以下の知見を得るに到った。
(i)高周波焼入れによる硬化層の粒内強度、すなわち硬さを上昇させることで、疲労 強度は向上するが、硬さをビッカース硬さ Hv750以上まで上昇させると、破壊が粒内 破壊から旧オーステナイト粒界での破壊に移行するため、それ以上硬さを上昇させ ても疲労強度は向上しない。
[0008] (ii)高周波焼入れによる硬化層の旧オーステナイト粒径を微細化することにより、旧 オーステナイト粒界の強度を向上でき、平均旧オーステナイト粒径を 7 m以下とす ることにより、硬さが Hv750以上であっても、硬さの上昇に応じて疲労強度の上昇も達 成できる。
[0009] (iii)硬化層の硬さを Hv750以上とするには、素材における C、 Si、 Pのうちの 1種また は 2種以上の含有量を上昇させることが有効であり、また高周波焼入れによる硬化層 の旧オーステナイト粒径を微細化するには、素材に Mo、 B、 Tiを含有させるとともに、 高周波焼入れ前組織を、冷間加工による加工歪みが導入された微細べイナイトまた はマルテンサイトとし、さら〖こ、高周波焼入れの際に、急速加熱とし、加熱温度を低く し、さらに、 800°C以上での滞留時間を短くすることが有効である。
[0010] (iv)また、別の高強度化の手段として高周波焼入れ後に通常は焼戻しを行うが、これ を省略することにより粒内強度を上昇させることも可能である。
[0011] 本発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
1.少なくとも一部分に高周波焼入れによる硬化層を有し、該硬化層は、硬さが Hv75 0以上、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が硬化層の全厚にわたり 7 μ m以下であ ることを特徴とする機械構造用部品。
[0012] 2. C : 0.3〜1.5mass%、
Si : 0.05〜3.0mass%、
Mn : 0.2〜2.0mass%、
Al : 0.25mass%以下、
Ti : 0.005〜0.1mass%、
Mo : 0.05〜0.6mass%、
B： 0.0003〜0.006mass%
S : 0.1mass%以下および
P : 0.10mass%以下
を含有し、かつ下記式（1)〜（3)のいずれか少なくとも一式を満足し、残部は Feおよ び不可避的不純物の成分組成を有することを特徴とする上記 1に記載の機械構造用 C> 0.7 mass% …ひ）
Si> 1.1 mass% ---(2)
P> 0.02 mass% ·'·(3)
[0013] 3.前記成分組成中 Alの含有量が、
Al:0.005〜0.25mass%
であることを特徴とする上記 2に記載の機械構造用部品。
4.前記成分組成として、さらに
Cr:2.5mass%以下、
Cu:1.0mass%以下、
Ni:3.5mass%以下、
Co:1.0mass%以下、
Nb:0.1mass%以下、
V:0.5mass%以下、
Ta： 0.5mass%w下、
Hf: 0.5mass%以下および
Sb:0.015mass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有することを特徴とする上記 2または 3に記 載の機械構造用部品。
[0014] 5.前記成分組成として、さらに
W:1.0mass%以下、
Ca:0.005mass%以下、
Mg:0.005mass%以下、
Te:0.1mass%以下、
Se:0.1mass%以下、
Bi:0.5mass%以下、
Pb:0.5mass%以下、
Zr:0.01mass%以下および
REM:0.1mass%以下 のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有することを特徴とする上記 2ないし 4のい ずれかに記載の機械構造用部品。
[0015] 6. C:0.3〜1.5mass%、
Si:0.05〜3.0mass%、
Mn:0.2〜2.0mass%、
Al:0.25mass%以下
Ti:0.005〜0.1mass%、
Mo:0.05〜0.6mass%、
B： 0.0003〜0.006mass%
S:0.1mass%以下および
P:0.10mass%以下
を含有し、残部は Feおよび不可避的不純物の成分組成とし、かつ前記硬化層は焼 戻し処理が施されていないことを特徴とする上記 1に記載の機械構造用部品。 7.前記成分組成中 A1の含有量が、
Al:0.005〜0.25mass%
であることを特徴とする上記 6に記載の機械構造用部品。
[0016] 8.前記成分組成として、さらに
Cr:2.5mass%以下、
Cu:1.0mass%以下、
Ni:3.5mass%以下、
Co:1.0mass%以下、
Nb:0.1mass%以下、
V:0.5mass%以下、
Ta： 0.5mass%w下、
Hf: 0.5mass%以下および
Sb:0.015mass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有することを特徴とする上記 6または 7に記 載の機械構造用部品。 [0017] 9.前記成分組成として、さらに
W:1.0mass%以下、
Ca:0.005mass%以下、
Mg:0.005mass%以下、
Te:0.1mass%以下、
Se:0.1mass%以下、
Bi:0.5mass%以下、
Pb:0.5mass%以下、
Zr:0.01mass%以下および
REM:0.1mass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有することを特徴とする上記 6ないし 8のい ずれに記載の機械構造用部品。
[0018] 10. 1 μ m3当たり 500個以上で分散した Mo系析出物を有し、該 Mo系析出物の平均 粒径が 20 以下であることを特徴とする上記 2な 、し 9の 、ずれかに記載の機械構 造用部品。
[0019] 11. C:0.3 1.5mass%
Si:0.05 3.0mass%
Mn:0.2 2.0mass%
Al:0.25mass%以下、
Ti:0.005 0.1mass%
Mo:0.05 0.6mass%
B 0.0003 0.006mass%
S:0.1mass%以下および
P:0.10mass%以下
を含有し、かつ下記式（1)〜(3)のいずれか少なくとも一式を満足し、残部は Feおよ び不可避的不純物の成分組成になる素材の少なくとも一部分に高周波焼入れを少 なくとも 1回は施して機械構造用部品を製造するに当り、
前記素材の高周波焼入れ前の鋼組織におけるべイナイト組織およびマルテンサイ ト組織のいずれか一方または両方の合計を 10体積％以上に調整し、 前記高周波焼入れの到達温度を 1000°C以下とすることを特徴とする機械構造用部 品の製造方法。
記
O 0.7 mass% …ひ）
Si> 1.1 mass% ·'·(2)
Ρ> 0.02 mass% ·'·(3)
12.前記成分組成中 Α1の含有量を、
Al:0.005〜0.25mass%
とすることを特徴とする上記 11に記載の機械構造用部品の製造方法。
[0020] 13.前記成分組成として、さらに
Cr:2.5mass%以下、
Cu:1.0mass%以下、
Ni:3.5mass%以下、
Co:1.0mass%以下、
Nb:0.1mass%以下、
V:0.5mass%以下、
Ta:0.5mass%J¾ f、
Hf: 0.5mass%以下および
Sb:0.015mass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有することを特徴とする上記 11または 12に 記載の機械構造用部品の製造方法。
[0021] 14.前記成分組成として、さらに
W:1.0mass%以下、
Ca:0.005mass%以下、
Mg:0.005mass%以下、
Te:0.1mass%以下、
Se:0.1mass%以下、 Bi:0.5mass%以下、
Pb:0.5mass%以下、
Zr:0.01mass%以下および
REM:0.1mass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有することを特徴とする上記 11ないし 13の いずれかに記載の機械構造用部品の製造方法。
15.少なくとも一部表面に、高周波焼入れによる平均旧オーステナイト粒径が 7 m 以下である硬化層を有する機械構造用鋼材とするための高周波焼入れ用素材であ つて、
C:0.3〜1.5mass%、
Si:0.05〜3.0mass%、
Mn:0.2〜2.0mass%、
Al:0.25mass%以下
Ti:0.005〜0.1mass%、
Mo:0.05〜0.6mass%、
B： 0.0003〜0.006mass%
S:0.1mass%以下および
P:0.10mass%以下
を含有し、かつ下記式（1)〜(3)のいずれか少なくとも一式を満足し、残部は Feおよ び不可避的不純物の成分組成を有し、さらにべイナイト組織およびマルテンサイト組 織のいずれか一方または両方の合計が 10体積％以上である鋼組織を有することを 特徴とする高周波焼入れ用素材。
記
O 0.7 mass% …ひ）
Si> 1.1 mass% ·'·(2)
Ρ> 0.02 mass% ·'·(3)
16.前記成分組成中 Α1の含有量が、
Al:0.005〜0.25mass% であることを特徴とする上記 15に記載の高周波焼入れ用素材。
[0023] 17.前記成分組成として、さらに
Cr:2.5mass%以下、
Cu:1.0mass%以下、
Ni:3.5mass%以下、
Co:1.0mass%以下、
Nb:0.1mass%以下、
V:0.5mass%以下、
Ta:0.5mass%J¾ f、
Hf: 0.5mass%以下および
Sb:0.015mass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有することを特徴とする上記 15または 16に 記載の高周波焼入れ用素材。
[0024] 18.前記成分組成として、さらに
W:1.0mass%以下、
Ca:0.005mass%以下、
Mg:0.005mass%以下、
Te:0.1mass%以下、
Se:0.1mass%以下、
Bi:0.5mass%以下、
Pb:0.5mass%以下、
Zr:0.01mass%以下および
REM:0.1mass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有することを特徴とする上記 15ないし 17の いずれかに記載の高周波焼入れ用素材。
[0025] 19. 1 μ m3当たり 500個以上で分散した Mo系析出物を有し、該 Mo系析出物の平均 粒径が 20nm以下であることを特徴とする上記 15ないし 18のいずれかに記載の高周波 焼入れ用素材。 発明の効果
[0026] 本発明によれば、ねじり疲労特性および転動疲労特性を典型とする疲労特性に優 れた機械構造用部品を安定して得ることができ、その結果、自動車用部品の軽量ィ匕 等の要求に対し偉効を奏する。
図面の簡単な説明
[0027] [図 l]Mo添加鋼と Mo無添加鋼について、高周波焼入れ時の加熱温度が硬化層の旧 オーステナイト粒径に及ぼす影響を示したグラフである。
[図 2] γ粒を超微細化するのに有効な微細析出物 (Mo系析出物)の透過型電子顕微 鏡写真である。
[図 3]Mo添加鋼と Mo無添加鋼について、平均旧オーステナイト粒径とねじり疲労強 度との関係を示すグラフである。
[図 4]焼戻しの有無について、平均旧オーステナイト粒径とねじり疲労強度との関係 を示すグラフである。
[図 5]等速ジョイントの部分断面図である。
[図 6]等速ジョイント内輪における焼入れ組織層を示す断面図である。
発明を実施するための最良の形態
[0028] 以下、本発明を具体的に説明する。
本発明の機械構造用部品は、自動車用のドライブシャフト、インプットシャフト、ァゥ トプットシャフト、クランクシャフト、等速ジョイントの内輪および外輪、ハブ、そしてギア 等、部品毎に様々な形状並びに構造に成るが、いずれにおいても、特に疲労強度が 要求される部分または全部に焼入れを施した硬化層を有し、この硬化層は、硬さが H v750以上、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が硬化層の全厚にわたり 7 μ m以下 であることが B干要である。
[0029] 以下に、この知見を得るに到った研究結果について説明する。
[硬化層の旧オーステナイト粒径]
高周波焼入れによる硬化層の平均旧オーステナイト粒径が 7 mを超えると、後述 するように硬化層の硬さを Hv750以上に上昇させて粒内強度を向上させたとしても、 疲労破壊が旧オーステナイト粒界を起点として発生してしまう。よって、硬化層の旧ォ ーステナイト粒径は 7 μ m以下に、好ましくは 6 μ m以下に、より好ましくは 5 μ m以下 に、さらに好ましくは 3 m以下にする必要がある。この理由は、粒界強度は粒径を 微細化するにつれて顕著に強くなるためである。従来は粒内の強度を上昇させても、 粒界強度は上昇せず、粒界強度律速となってそれ以上の高強度化は望めな力つた 。しかし、粒径を微細化することにより粒界強度は飛躍的に上昇するため、さらなる高 強度化が望めるようになるのである。
[0030] ここで、高周波焼入れ部の平均旧オーステナイト粒径は、次のようにして測定した。
高周波焼入れ後の硬化層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、硬化層の表面から内部にいくに従い、ある厚みまでは 100%マルテンサイ ト組織の領域が続くが、その後は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、高周波焼入れ部の表面力もマルテンサイト組織の面積率を 98%に減少 するまでの領域を硬化層とし、その表面から平均の深さを硬化層厚さとした。
そして、硬化層について、表面から厚み全体の 1Z5の位置、 1Z2の位置および 4 Z5位置における平均の旧オーステナイト粒径を測定し、いずれの位置においても 平均の旧オーステナイト粒径が 7 mである場合に、旧オーステナイト粒の平均粒径 が硬化層の全厚にわたり 7 m以下であるとした。
[0031] なお、旧オーステナイト粒の平均粒径は、硬化層の断面を、水 500gにピクリン酸 50g を溶解後、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム l lg、塩ィ匕第一鉄 lg、シユウ酸 1.5g を添加した腐食液で腐食後、光学顕微鏡により、 400倍（1視野の面積: 0.25mm X 0.2 25mm)から 1000倍（1視野の面積： 0.10mm X 0.09mm)の倍率で各位置毎に 5視野観 察し、画像解析装置により測定した。
ちなみに、転動疲労のように極表層付近の組織のみに依存するような場合には、硬 化層の厚みが lmm程度でもそれなりの効果は得られる力 ねじり疲労強度の場合に は、硬化層の厚みを 2mm以上にすることが好ましい。より好ましくは 2.5mm以上、さら に好ましくは 3mm以上である。
[0032] [硬化層のビッカース硬さ]
硬化層のビッカース硬さ Hvが 750未満である場合には、硬化層の粒内強度が弱い ため、旧オーステナイト粒を微細化したとしても、それに見合う疲労強度の向上は期 待できない。すなわち、上記したようにオーステナイト粒を微細化し粒界強度を上昇さ せても、粒内強度を上昇させなければ粒内の破壊が律速段階となり静的強度および 疲労強度の上昇は望めない。よって、本発明では、硬化層のビッカース硬さ (粒内の 強度に対応) Hvは 750以上とする必要がある。なお、硬化層のビッカース硬さ Hvの上 限値は特に規定しないが、 900超では添加元素量も多くなるため、母材の被削性、冷 間鍛造性および耐焼き割れ性が低下するため、 900以下であることが好ま 、。
[0033] ここで、ビッカース硬さは、硬化層厚みの表面から 1Z5の位置に 98Ν (lOkgf)で 5点 打点した平均とする。
[0034] [成分組成]
次に、上述の旧オーステナイト粒径およびビッカース硬さを有する硬化層の粒内強 度をより上昇させるために好適な成分組成にっ 、て説明する。
C : 0.3〜1.5mass%
Cは、高周波焼入れ性へ最も大きな影響を与える元素であり、硬化層の粒内強度 を上昇させ、また高周波焼入れ部をより厚くして疲労強度の向上に寄与する。しかし ながら、その量が 0.3mass%未満では必要とされるねじり疲労強度を確保するために は硬化層を飛躍的に厚くしなければならず、その結果、焼割れの発生が顕著となつ たり、後述するべイナイト組織を得ることが困難となる。一方、 1.5mass%を超えると、 切削性、冷間鍛造性および耐焼割れ性の確保に対して不利となる。したがって、 C量 は、 0.3〜1.5mass%であることが好ましい。
[0035] Si : 0.05〜3.0mass%
Siは、硬化層の粒内強度を上昇させ、疲労強度の向上に寄与する。さらに、後述す るべイナイト組織を得る上でも有用な元素であり、この意味からは 0.05mass%以上含 有することが好ましい。しかし、 3mass%を超えると、フェライトを固溶硬化して切削性 や冷間鍛造性を確保することが難しくなるので、 3maSS%以下とすることが好ま 、。
[0036] Mn : 0.2〜2.0mass%
Mnは、高周波焼入れ性を向上させ、硬化層の厚みを確保する上で不可欠の元素 である。しかしながら、その量が 0.2mass%未満ではその効果が乏しい。したがって、 Mn量は、 0.2mass%以上、さらには、 0.3mass%以上とすることが好ましい。一方、 2.0 mass%を超えると焼入れ後に残留オーステナイトが増加し、表層部の硬度が低下を 招きやすくなる。よって、 Mnは 2.0mass%以下とすることが好ましい。なお、 Mn量が多 すぎると、被削性に不利となる傾向があるので、 1.2mass%以下にすることがより好ま しく、 1.Omass %以下にすることがさらに好まし!/、。
[0037] Al : 0.005〜0.25mass%
Alは、鋼の脱酸に有効な元素である。また、高周波焼入れの加熱時におけるォー ステナイトの粒成長を抑制し、高周波焼入れ部を細粒化する上でも有効な元素であ る。一方、 0.25mass%を超えるとその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招く。 したがって、 A1量は、 0.25mass%以下とすることが好ましい。なお、上記の A1の効果は 、その量が 0.001mass%未満であると発現しないため、 0.001mass%以上とすることが 、より好ましい。 0.005mass%以上とすること力 さらに好ましい。
[0038] Ti : 0.005〜0.1mass%
Tiは鋼に不可避的不純物として混入する Nと結合することで、後述する Bが BNとな つてその高周波焼入れ性を焼失するのを防止する効果を有する。そのために、その 量を 0.005mass%以上含有させることが好ましい。一方、 0.1mass%を超えると TiNが 多量に形成され、これが疲労破壊の起点となって疲労強度を低下させる傾向がある ので、 Ti量は 0.005〜0.1mass%とすることが好ましい。さらに好ましくは、 0.01〜0.07m ass%である。さらに、固溶 Nを確実に ΉΝとして析出させ、 Bの焼入れ性を効果的に 発揮させるには、 Tiと N量を Ti (mass%) ZN (mass%)≥ 3.42となるように制御すること が好ましい。
[0039] Mo : 0.05〜0.6mass%
Moは、熱間加工後のベイナイト組織の生成を促進させることにより、高周波焼入れ の加熱時のオーステナイトを微細化して硬化層を細粒ィ匕する作用を有する。また、高 周波焼入れ加熱時におけるオーステナイトの粒成長を抑制して硬化層を細粒ィヒする 作用もある。特に、高周波焼入れの加熱温度を 800〜1000°C、好ましくは 800〜950°C にすると、オーステナイトの粒成長を顕著に抑制できる。さらに、焼入れ性向上に有 効な元素であるため、焼入れ性の調整にも用いられる。加えて炭化物の生成を抑制 して粒界強度の低下を阻止する作用も有する。 [0040] このように、 Moは本発明の効果を得るためには、非常に有用な元素である力 その 量が 0.05mass%以上だと硬化層の平均旧オーステナイト粒径を 7 μ m以下とすること が容易となるので、 0.05mass%以上であることが好ましい。一方、 Mo量が 0.6mass% 超であると、部品形状に成形するための熱間加工時の鋼材の硬さが著しく上昇し、 加工性の低下を招く。したがって、 Mo量は、 0.05〜0.6mass%が好ましい。より好まし くは 0.1〜0.6mass%、さらに好ましくは 0.3〜0.4mass%である。
[0041] なお、発明者等の検討によれば、 Moによる旧オーステナイト粒の微細化効果の可 能性として、固溶原子による引き摺り効果 (ソリュートドラッグ効果: Solute Drug Effect) やピン-ング効果等が考えられて 、る。両効果あるいはその他の効果がそれぞれど の程度効いているかは、現時点では必ずしも明確ではないが、少なくともピンユング 効果が発現する場合があることを確認して 、る。詳細は後述する。
[0042] B : 0.0003〜0.006mass%
Bは、高周波焼入れ前組織を後述するように、ベイナイト組織あるいはマルテンサイ ト組織を含有するものとし、ひ 、ては硬化層の旧オーステナイト粒径を微細化する上 で有用である。また、微量の添カ卩によって高周波焼入れ性を向上させ、硬化層を厚く することにより、疲労強度を向上させる効果もある。さらに、粒界に優先的に偏祈して 、粒界に偏析する Pの濃度を低減し、粒界強度を上昇させて疲労強度を向上させる 作用もある。し力しながら、その量が 0.0003mass%未満だとその効果に乏しい。一方 、 0.006mass%を超えるとその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招く。したがつ て、 B量は、 0.0003〜0.006mass%が好ましい。より好ましくは 0.0005〜0.004mass%、 さらに好ましくは 0.0015〜0.003mass%である。
[0043] S : 0.1mass%以下
Sは、 MnSを形成し、鋼の切削性を向上させる元素である力 0.1mass%を超えると 粒界に偏祈して粒界強度を低下させる。したがって、 S量は 0.1mass%以下とすること が好ましい。さらに好ましくは、 0.06mass%以下である。
[0044] P : 0.10mass%以下
Pは、硬化層の粒内強度を上昇させ、疲労強度の向上に寄与する。し力しながら、 0 .10mass%を超えると、粒界に偏祈して粒界強度を低下させる。したがって、 P量は 0.1 mass%以下とすることが好まし 、。
[0045] 上記元素以外の残部は Feおよび不可避的不純物でよいが、但し、下記（1)〜（3) 式のうち少なくともひとつを満足するように成分組成を調整することが、特に好適であ る。
記
O 0.7 mass% …ひ）
Si> 1.1 mass% · ' · (2)
Ρ > 0.02 mass% · ' · (3)
上記式（1)〜（3)の 、ずれかを満たすことで、硬化層のビッカース硬さ Ηνを 750以 上とし粒内強度を上昇させることができ、平均旧オーステナイト粒径を 7 m以下と微 細化することに伴う疲労強度向上効果が顕著に発現するようになる。
[0046] なお、本発明においては、高周波焼入れ後に通常行われる焼戻し処理を省略する こともできる。この場合は、焼戻し軟ィ匕が生じないため、上記式（1) (2)および（3)の いずれをも満たさずとも、上記成分組成範囲であれば Hv750以上を満足できる。した がって、焼戻しを省略する場合には、上記（1) (2)および（3)のうちの少なくともひと つを満足する必要は必ずしもな 、。
[0047] 以上の成分組成に加え、以下に示す元素のうち力 選んだ 1種または 2種以上を含 有させると、さらなる疲労強度の向上に効果的である。
Cr : 2.5mass%以下
Crは、焼入れ性の向上に有効であり、硬化深さを確保する上で有用な元素である ので添加してもよい。しかし、過度に含有されると炭化物を安定ィ匕させて残留炭化物 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、 2.5mass%までは許容できる。好ましくは 1.5mass %以下である。なお、焼入れ性の向上効果を発現させるためには、 0.03mass%以上 含有させることが好ましい。
[0048] Cu : 1.0mass%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 つて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、疲労強度を向上させる。し力しながら、含有量が l.Omass %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。より 好ましくは 0.5mass%以下である。なお、 0.03mass%未満の添カ卩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ため、 0.03mass%以上含有させること が望ましい。好ましくは 0.1〜1.0mass%である。
[0049] Ni : 3.5mass%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、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、 3.5mass% を超えて添加すると鋼材コストが上昇するため、 3.5mass%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 力 、さいことから、 0.05mass%以上含有させることが望ましい。好ましくは 0.1〜1.0mas s%である。
[0050] Co : 1.0mass%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、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、 l.Omass % を超えて添加すると鋼材コストが上昇するため、 1.0mass%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ことから、 O.Olmass %以上添加することが望まし 、。好ましくは 0.02〜0.5mass%である。
[0051] Nb : 0.1mass%以下
Nbは、焼入れ性の向上効果があるだけでなぐ鋼中で C, Nと結合し析出強化元素 として作用する。また、焼戻し軟ィ匕抵抗性を向上させる元素でもあり、これらの効果に よって疲労強度を向上させる。し力しながら、 0.1maSS%を超えて含有させても効果は 飽和するため、 0.1mass%を上限とする。なお、 0.005mass%未満の添カ卩では、析出 強化作用および焼戻し軟ィ匕抵抗性の向上効果が小さいため、 0.005mass%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。
[0052] V : 0.5mass%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、焼戻し軟化抵抗性 を向上させる元素でもあり、これらの効果によって疲労強度を向上させる。しかしなが ら、 0.5mass%を超えて含有させてもその効果は飽和するため、 0.5mass%以下とする 。なお、 0.01mass%未満の添カ卩では、疲労強度の向上効果が小さいため、 O.Olmass %以上添加することが望まし 、。好ましくは 0.03〜0.3mass%である。
[0053] Ta: 0.5mass%以下
Taは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、疲労強度、特に転動疲労の劣化 を防止する効果があるため、添加してもよい。しかし、その含有量が 0.5mass%を超え て含有量を増加させても、それ以上の強度向上に寄与しないことから、 0.5mass%以 下とする。なお、疲労強度の向上作用を発現させるためには、 0.02masS%以上とする ことが好ましい。
[0054] Hf: 0.5mass%以下
Hfは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、疲労強度、特に転動疲労の劣化 防止する効果があるため、添加してもよい。し力し、その含有量が 0.5mass%を超えて 含有量を増加させても、それ以上強度向上に寄与しないことから、 0.5mass%以下と する。なお、疲労強度の向上作用を発現させるためには、 0.02mass%以上とすること が好ましい。
[0055] Sb : 0.015mass%以下
Sbは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、疲労強度、特に転動疲労の劣化 防止する効果があるため、添加してもよい。し力し、その含有量が 0.015mass%を超え て含有量を増加させると靭性が劣化することから、 0.015mass%以下、好ましくは 0.01 Omass%以下とする。なお、疲労強度の向上作用を発現させるためには、 0.005mass %以上とすることが好まし 、。
[0056] さらに、鋼の被削性を向上させるために、以下に示す元素を含有させることが好ま しい。
W: 1.0mass%以下
Wは、脆ィ匕作用により被削性を向上させる元素である。し力しながら、 1.0mass%を 超えて添加しても、効果が飽和する上、コストが上昇し、経済的に不利となるため、 1. Omass%以下で含有させることが好ましい。なお、被削性の改善のためには、 Wは 0.0 05mass%以上含有させることが好ま U、。
[0057] Ca : 0.005mass%以下
Caは、 MnSと共に硫化物を形成し、これがチップブレーカ一として作用することによ り被削性を改善するので必要に応じて添加することができる。しかしながら、 0.005mas s%を超えて含有させても、効果が飽和する上、成分コストの上昇を招くので、 0.005m ass%以下とした。なお、 0.0001mass%未満では、含有されていても被削性改善効果 力 S小さ 、ので、 0.0001mass%以上含有させることが好まし!/、。
[0058] Mg : 0.005mass%以下
Mgは、脱酸元素であるだけでなぐ応力集中源となって被削性を改善する効果が あるので、必要に応じて添加することができる。し力しながら、過剰に添加すると効果 が飽和する上、成分コストが上昇するため、 0.005mass%以下とした。なお、 O.OOOlma ss%未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、 0.0001mass%以上 含有させることが好ましい。
[0059] Te : 0.1mass%以下
Se : 0.1mass%以下
Seおよび Teはそれぞれ、 Mnと結合して MnSeおよび MnTeを形成し、これがチップブ レーカーとして作用することにより被削性を改善する。し力しながら、含有量が 0.1 mas s%を超えると、効果が飽和する上、成分コストの上昇を招くので、いずれも 0.1 mass %以下で含有させるものとした。また、被削性の改善のためには、 Seの場合は 0.003 mass%以上および Teの場合は 0.003mass%以上で含有させることが好まし!/、。
[0060] Bi : 0.5mass%以下
Biは、切削時の溶融、潤滑および脆化作用により、被削性を向上させるので、この 目的で添加することができる。しカゝしながら、 0.5mass%を超えて添加しても効果が飽 和するば力り力 成分コストが上昇するため、 0.5mass%以下とした。なお、 O.Olmass %未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、 0.01maSS%以上含有 させることが好ましい。
[0061] Pb : 0.5mass%以下
Pbは、切削時の溶融、潤滑および脆化作用により、被削性を向上させるので、この 目的で添加することができる。しカゝしながら、 0.5mass%を超えて添加しても効果が飽 和するば力り力 成分コストが上昇するため、 0.5mass%以下とした。なお、 O.Olmass %未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、 0.01maSS%以上含有 させることが好ましい。
[0062] Zr: 0.01mass%以下
Zrは、 MnSと共に硫化物を形成し、これがチップブレーカ一として作用することによ り被削性を改善する。し力しながら、 0.01mass%を超えて含有させても、効果が飽和 する上成分コストの上昇を招くので、 0.01mass%以下とした。なお、 0.003mass%未満 では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、 0.003maSS%以上含有させる ことが好ましい。
[0063] REM : 0.1mass%以下
REMは、 MnSと共に硫ィ匕物を形成し、これがチップブレーカ一として作用することに より被削性を改善する。し力しながら、 REMを 0.1mass%を超えて含有させても、効果 が飽和する上、成分コストの上昇を招くので、それぞれ上記の範囲で含有させるもの とした。なお、被削性の改善のためには、 REMは 0.0001mass%以上含有させること が好ましい。
[0064] 以上、好適成分組成範囲にっ 、て説明した力 成分組成を上記の範囲に限定し、 さらに、高周波焼入れ前の鋼組織を、以下に説明する組織とすることで上述した 7 m以下の旧オーステナイト粒の平均粒径を得ることができる。
すなわち、母材の組織、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 Zまたはマルテンサイト組織を有し、かつべ イナイト組織およびマルテンサイト組織のいずれか一方または両方の合計が 10体積 %以上とすることが好ましい。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、フェライトー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 Z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、疲労強度が向上する。 ここに、ベイナイト組織およびマルテンサイト組織の 、ずれか一方または両方の合 計を 20体積％以上とすることがより好ましい。
[0065] また、ベイナイト組織およびマルテンサイト組織のいずれか一方または両方の合計 の組織分率の上限は 90体積％程度とするのが好適である。というのは、これらの合計 の組織分率が 90体積％を超えると焼入れによる硬化層の旧オーステナイト粒の微細 化効果が飽和するだけでなぐ被削性が急激に劣化するからである。
[0066] なお、焼入れ後の硬化層の粒径微細化に関しては、マルテンサイト組織もべイナィ ト組織と同程度の効果を有するが、工業的な観点カゝらは、マルテンサイト組織に比べ てべ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、また被削性の点でも 有利であり、さらに低冷却速度で生成させることが可能であるため、製造上有利であ る。
[0067] また、ベイナイトとマルテンサイトの体積分率の比はおおむねべイナイト：マルテン サイト = 100 : O〜40 : 60が好ましい。焼入れ前の組織は、高周波焼入れ後による硬化 層のマルテンサイトの旧オーステナイト粒径微細化のためにはマルテンサイト組織が 好適である。しかし、マルテンサイトは硬質であるため母相に多量に含まれると被削 性が低下する。従って、ベイナイトとマルテンサイトの分率比はべイナイト:マルテンサ イト =100： O〜40： 60が好まし!/ヽ。
[0068] 次に、本発明の機械構造用部品の製造方法について説明する。
本発明の機械構造用部品は、上述した成分組成を有する鋼素材を棒鋼圧延や熱 間鍛造などの熱間加工を施して部品形状とし、部品の少なくとも一部に加熱温度: 80 0〜1000°Cの条件下で高周波焼入れを施すことで製造できる。この少なくとも一部を 疲労強度が要求される部位とする。
[0069] 高周波焼入れ部の平均旧オーステナイト粒径を 7 μ m以下とするには、次の方法が ある。
熱間加工の際の 800〜1000°Cでの総加工率を 80%以上とし、その後 700〜500°Cの 温度域を 0.2°CZs以上の速度で冷却する。この条件により、焼入れ前の組織を均一 微細なベイナイトおよび Zまたはマルテンサイト組織 (組織分率 10体積％以上）とす ることができる。すなわち、ベイナイト、マルテンサイトはフェライトーパーライト組織に 比べて炭化物が微細に分散した組織であるため、高周波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 Z炭化物の界面の面積が増えて、生成したォー ステナイトが微細化するのに有利である。このためには、ベイナイトおよびマルテンサ イトの一方または両方の合計の組織分率は 10体積％以上が必要である。そして、 700 〜500°Cの温度域の冷却速度が 0.2°CZs未満では、ベイナイトおよびマルテンサイト の一方または両方の合計の組織分率が 10体積％以上とすることができな 、。より好ま しくは、冷却速度を 0.5°CZs以上とする。なお、ベイナイトとマルテンサイトの体積分 率の比は上述のとおりおおむねべイナイト：マルテンサイト = 100： O〜40： 60が好まし い。
[0070] さらに、高周波焼入れ前に、 800°C未満の温度域で 20%以上の加工 (以下、第 2カロ ェ工程という）を施すことによって、高周波焼入れ前のベイナイトおよび Zまたはマル テンサイト糸且織をさらに微細にでき、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒のさらなる 微細化が達成できるため、第 2カ卩ェ工程を付けカ卩えることが好ましい。 800°C未満の 温度域での加工は、熱間加工工程で、前記冷却速度の冷却の前（700〜800°Cの温 度域)で行ってもよいし、冷却後に別途冷間加工を施すか、あるいは A変態点以下 の温度で再加熱して温間加工を施しても良い。 800°C未満での加工は、 30%以上と する事が好ましい。
[0071] なお、加工法としては、例えば、冷間鍛造、冷間しごき、転造加工、ショット等が挙 げられる。 800°C未満で加工を施すことにより、高周波焼入れ前のベイナイトあるいは マルテンサイト組織が微細化し、結果として高周波焼入れ後に得られる硬化層にお ける旧オーステナイト粒の平均粒径がより微細なものとなる結果、疲労強度がより向 上する。
[0072] 以上説明した、加工および冷却による焼入前組織の調整に合わせて、さらに以下 の高周波焼入条件が伴って初めて平均粒径が 7 μ m以下の旧オーステナイト粒が得 られる。
まず、加熱温度が 800°C未満の場合、オーステナイト糸且織の生成が不充分となり、 硬化層を得ることができない。一方、加熱温度が 1000°Cを超える場合と 600〜800°C の昇温速度が 300°CZs未満の場合にはオーステナイト粒の成長が促進されると同時 に粒の大きさのばらつきが大きくなり、疲労強度の低下を招く。すなわち、最終的に 得られる硬化層の旧オーステナイト粒径は、焼入れ加熱時にオーステナイト域で 、か に粒成長を防止するかが重要となる。前組織を上述のように微細なベイナイトある 、 はマルテンサイトを有する組織としておくことによって、オーステナイトへの逆変態の 核生成サイトは多数あるので、多数生成したオーステナイト粒が成長しないうちに冷 却を開始すれば、焼入れ組織の平均旧オーステナイト粒径を微細化できる。オース テナイト粒の成長は高温であればあるほど、またオーステナイト域における保持時間 が長ければ長いほど進行するので、粒成長を防止して、最終的に平均粒径が 7 m 以下の旧オーステナイト粒を得るためには、加熱時の到達温度は 1000°C以下、 600
〜800°Cの昇温速度は 300°CZs以上とする。
[0073] なお、加熱時の到達温度は 800〜950°Cとすることが好ましぐ 600〜800°Cの昇温速 度は 700°CZs以上であることが好ましい。より好ましくは 1000°CZs以上である。
[0074] また、高周波加熱時において 800°C以上の滞留時間が長くなるとオーステナイト粒 が粒成長して、最終の旧オーステナイト粒径が 7 m超にまで大きくなる傾向にある ので、 800°C以上の滞留時間は 5秒以下とすることが好ましい。より好ましい加熱時間 は 3秒以下である。
[0075] なお、上記の効果は、 Moを本発明範囲で含有させた鋼において、より顕著に発現 する。すなわち、図 1に、 Mo添加鋼と Mo無添加鋼について、高周波焼入れ時の加熱 温度と硬化層の旧オーステナイト粒径との関係につ 、て調べた結果を示す。
ここで、図 1に示した結果は以下のようにして得られたものである。
すなわち、次の a鋼、 b鋼、 c鋼、 d鋼および e鋼に示す成分組成の鋼素材を 150kg真 空溶解炉にて溶製し、 150mm角に熱間鍛造後、ダミービレットを製造し、 850°Cで 80 %の熱間加工を行った後、 700°C〜500°Cの温度範囲を 0.7°CZsで冷却し、棒鋼圧 延材を製造した。さらに、一部の棒鋼には、第 2加工工程として、前記冷却の後に冷 間で 20%の加工を施した。
[0076] (a鋼） C : 0.8mass%、 Si : 0.1mass%、 Mn : 0.78mass%、 P : 0.011mass%、 S : 0.019ma ss%、 Al : 0.024mass%、 Ti : 0.017mass%、 B : 0.0013mass%、 N : 0.0043mass%、 0 : 0. 0015mass%、残部 Feおよび不可避不純物。 (b鋼) C:0.53mass%、 Si:0.1mass%、 Mn:0.74mass%、 P:0.011mass%、 S :0.019m ass%、 Al:0.024mass%、 N:0.0039mass%、 Mo:0.37mass%、 Ti:0.018mass%、 B:0. 0013mass%、残部 Feおよび不可避不純物。
(c鋼） C:0.9mass%、 Si:0.1mass%、 Mn:0.78mass%、 P:0.011mass%、 S:0.019ma ss%、 Al:0.024mass%、 Mo:0.37mass%、 Ti:0.017mass%、 B:0.0013mass%、 N:0.0 043mass%、残部 Feおよび不可避不純物。
(d鋼) C:0.42mass%、 Si:1.5mass%、 Mn:0.78mass%、 P:0.011mass%、 S :0.019m ass%、 Al:0.024mass%、 Mo:0.37mass%、 Ti:0.017mass%、 B:0.0013mass%、 N:0. 0043mass%、残部 Feおよび不可避不純物。
(e鋼) C:0.42mass%、 Si:0.2mass%、 Mn:0.78mass%、 P:0.05mass%、 S:0.019ma ss%、 Al:0.024mass%、 Mo:0.37mass%、 Ti:0.017mass%、 B:0.0013mass%、 N:0.0 043mass%、残部 Feおよび不可避不純物。
[0077] 得られた棒鋼から、ねじり疲労試験片を採取し、周波数： 10〜200kHz、加熱温度 87 0〜1050°Cとして高周波焼入れを施し、さらに加熱炉を用いて 170°CX30分の条件で 焼戻しを行い供試材とした。高周波焼入れ条件は、昇温速度を 300°CZs以上、 800 °C以上での滞留時間は 1秒以下となるように調整した。
力べして得られた供試材について、ねじり疲労試験は φ 18mmの段付きねじり試験 片により 105回で破断する応力を求めた。また、高周波焼入れによる硬化層の平均旧 オーステナイト粒径を前述の方法により測定した。さらに、硬化層の表面力 全厚の 1 /5の位置におけるビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さは 98N (lOkgf)で 5点 打点し、その平均値を採用した。
[0078] 図 1に示したとおり、 Mo添加鋼および Mo無添加鋼のいずれにおいても、高周波焼 入れ時の加熱温度を低下させることで硬化層の旧オーステナイト粒径を小さくできる 力 Mo添加鋼においては、加熱時の到達温度を 1000°C以下好ましくは 950°C以下と することにより、特に顕著に硬化層粒径の微細化が達成される。
[0079] この現象が生じる理由は、明確にはわかっていないが、上記した Moおよび Ήを含 む炭窒化物との関係で以下のように推定することができる。すなわち、 Mo添加鋼では 、前述の Mo系微細炭窒化物が析出して強力なピンユング力によりオーステナイト粒 を微細化するため、 Mo無添加鋼に対して微細になると考えられる。しかし、たとえ短 時間の高周波焼入れであっても、加熱温度が 1000°Cを大きく超えると微細な (Μο,Ή)
2
(C,N)は溶解してしまい、ピンユングの効果が薄れてしまうと考えられる。
[0080] なお、図 1から、 Mo添加鋼において、第 2カ卩ェ工程 (冷間加工）を追カ卩した場合の ほうが、より旧オーステナイト粒径を微細化できることがわかる。
[0081] さらに発明者等は、 Moを含有させた鋼において、高周波焼入れによる硬化層の平 均旧オーステナイト粒をより微細化し疲労強度を向上できるのは、微細な Mo系析出 物が高密度に分散していて、前述したピンユング効果が大きくなるのではないかと推 し 7こ。
[0082] そこで、上記 a鋼を溶製して圧延後、 850°Cで 80%、 750°Cで 25%の鍛造を行い空 冷 (空冷時冷却速度 0.8°CZs)した。そして、高周波焼入れ前の素材から透過電子顕 微鏡観察用の試料を採取し、微細析出物の状況について観察を実施した。透過電 子顕微鏡観察用の試料は、素材中央部より平板試料を採取し、過塩素酸一メタノー ル系の電解液を用いた電解研磨により薄膜ィ匕して準備した。観察領域が薄すぎると 析出粒子の脱落頻度が高まり、厚すぎると析出粒子認識が困難になるため、観察領 域の厚みが 50〜100nmの範囲となるようにした。なお、試料厚みは電子エネルギー損 失スペクトルから見積もった。
[0083] 図 2に実際に得られた透過電子顕微鏡像の一例を示す。この視野の試料厚み約 0.
1 μ mを考慮すると、直径 5〜10nm程度の微細な析出物が 1 μ m3当たり約 3000個の 高密度で分散していることが判明した。
高周波焼入れ時、オーステナイトはべイナイトあるいはマルテンサイトの粒界、パケ ット境界、炭化物など力 核生成し、粒成長する。上記した微細な析出物はオーステ ナイト粒界面が析出物に到達しその向こう側へ行くときに、風船 (粒界面)を指 (析出物 )で押し込んだときのように粒界面の移動を抑制する。このような界面移動抑制をピン ユングという。ピンユング力は全析出量が一定であれば析出物が小さいほど大きぐ また析出物径が一定であれば析出物の量が多いほど強くなる。
[0084] 本発明における高周波加熱時には、図 2に示すような微細析出物によってピンニン グが生じ、平均旧オーステナイト粒径の微細化がより促進されていると推定される。さ らに、図 2に例示した微細析出物は、 1000°C以下の高周波焼入れ処理後材におい ても存在することを確認しており、高温短時間熱処理に対して溶解しにくいことが高 周波焼入れ時のオーステナイト粒成長抑制に有効に作用しているものと考えられる。
[0085] 次に、発明者らは、高周波加熱処理時の旧オーステナイト粒の平均粒径に及ぼす 析出分散状態の影響を見るため、 Moの析出体積率を変動させたモデル計算を実施 した。すなわち、 Moの他の析出相への固溶が微量であることを仮定すると、 Mo系微 細析出物の析出体積率: fと平均粒子径: dとが決まれば、均一分散析出の場合の 1 μ m3当たりの Mo系微細析出物数 (析出密度）が試算される。旧オーステナイト粒平 均径が微細析出のピン-ングによって支配されるならば、そのサイズは析出密度に 反比例する。そこで、図 2における析出物の粒径及びその密度が旧オーステナイト粒 平均径 2 mを達成することを考慮し、ピンユング効果を発現する粒径及び析出物密 度を検討した。その結果、旧オーステナイト粒平均径の制御に直接的に効果のある 1 m3当たりの析出物数は析出物の体積率によって変動するものの、例えば、体積率 力 .2〜0.4%程度の場合に、十分なピンユング効果を発現させ、旧オーステナイト粒 の微細化を実現できる好適範囲は以下の通りであることがわ力つた。
[0086] すなわち、旧オーステナイト粒のより一層の微細化を達成するには、直径 20nm以下 の微細析出粒子を 500個以上確保することが好ましい。さらには、直径 15nm以下の 微細析出粒子を 1000個以上確保すること、より好適には直径 12應以下の析出粒子 を 2000個以上確保することが望まし 、。
[0087] 次いで、この析出物を母材力 抽出して、残渣を X線回折法により同定したところ、 主として hep型の (Μο,Ή) (C,N)であると推定された。さらに、透過電子顕微鏡に付属
2
の EDX分析の結果から、 Moと Tiの原子比は約 8 : 2であり、 Moが主成分であることも判 明した。なお、ここでいう析出物には完全な (Μο,Ή) (C,N)の化学量論組成から外れ
2
たものも含まれる。何れにしても Moと Tiを含んだ複合炭窒化物と考えられる。
[0088] さて、（Μο,Ή) (C,N)析出物は Cuなどの析出物と異なり、比較的硬いことが知られて
2
おり、粒界面通過を阻止する能力が高いと考えられる。また、成分構成比は Moが Ti に対して圧倒的に多いことおよび Moが拡散しにくい元素であることを勘案すれば、こ のような (Μο,Ή) (C,N)は (Μο,Ή) (C,N)の析出温度である 600〜700°C程度の温度範 囲に短時間保持しても、急速に大きくなるとは考えられない。従って、（Μο,Ή) (C,N)
2 の析出量を増加し分布密度を高めるために、後述のベイナイトおよびマルテンサイト の組織分率を得られる範囲で、この温度範囲で短時間の等温保持することにより、既 に析出している (Μο,Ή) (C,N)の粗大化を最小限に抑制しつつ、新たな (Μο,Ή) (C,N
2 2
)の析出を期待できる。
[0089] また、図 3には、硬化層の旧オーステナイト粒径とねじり疲労特性との関係を示す。
同図から、 Mo添加鋼では、旧オーステナイト粒径が 7 m以下の領域においても粒 径が小さくなるとともに、疲労特性が向上することがわかる。これに対し、 Mo無添加鋼 では、粒径が 7 m以下になると、それ以上粒径を小さくしても疲労強度が向上して いないことがわかる。これは、 Mo無添加鋼では、 Mo添加鋼に比較して硬化層の硬度 が低いため、旧オーステナイト粒径が在る程度以上微細化してしまうと、疲労破壊が 粒内破壊となり、旧オーステナイト粒径に影響されなくなるためと考えられる。
[0090] さらに、 Mo添加鋼で、かつじ、 Si、 Pのいずれかの含有量を高めた場合（c鋼、 d鋼、 e鋼）には、旧オーステナイト粒径が 7 m以下の領域で、ねじり疲労強度の向上効 果が大きいことがわかる。これは、 C、 Siあるいは Pの量を増加させたことにより、硬化 層の粒内強度が増加しているためと考えられる。そこで、硬化層のビッカース硬さを 調査したところ、 a鋼では Hv700、 b鋼では Hv740、 c鋼では Hv902、 d鋼では Hv775、 e 鋼では Hv760であり硬化層の硬さが Hv750以上となると、旧オーステナイト粒の微細 化による疲労強度向上効果が非常に大きくなるということが裏付けられた。
[0091] 次に、発明者らは、以上の硬化層の硬さを上昇させることにより、旧オーステナイト 粒径の微細化による疲労強度上昇代を大きくできるとの知見に基づき、 C、 Si、 Pのう ちのいずれかの含有量を高めて粒内強度を上昇させなくとも、高周波焼入れ後の焼 戻し処理を省略することによつても、粒内強度を上昇できるため、この焼戻し処理の 省略によって疲労強度が上昇するのではないかと発想した。
そこで、上記の a鋼および b鋼に対して、上述のねじり疲労試験片の作製工程にお いて、焼戻し処理を省略したものについても、同様にねじり疲労強度の調査を行った 。 a鋼および b鋼の焼戻しを省略した場合のビッカース硬さは、それぞれ、 Hv740、 Hv 780であった。 [0092] 図 4に、焼戻し有の場合と焼戻し無の場合とを比較して、硬化層の旧オーステナイト 粒径とねじり疲労特性との関係示す。図 4から、焼戻しを省略することによつても疲労 強度を向上できることがわかる。
このように、本発明では焼戻し処理を行わない方法も積極的に採用できる。一般の 高強度鋼では、焼戻し処理を行わないと部品にわれが発生する場合がある。このた め、高周波焼入れ後の焼戻し処理は通常行われる工程である。この割れは通常粒界 破壊であり、粒界強度不足に起因している。ところが、本発明では旧オーステナイト 粒の微細化により粒界強度が高いため、焼戻し処理を省略しても割れが発生しにく V、。焼戻し処理の省略は焼戻しによる軟化抑止と焼戻し処理コストの低減に効果が ある。
実施例 1
[0093] 表 1に示す鋼を 100kg溶製し、これを 1200°Cに加熱し表 2に示す熱間加工条件およ び冷間加工条件により、ねじり疲労試験片に加工した。加工後のサンプルを、まず 10 50°Cで高周波焼入れし、続いて表 2に示す条件の高周波焼入れを行った。なお、試 験 No.10は 1050°Cでの高周波焼入れは行わなかった。また、試験 No.29および 30以 外は、高周波焼入後に 160°C X lh.の焼戻しを行った。高周波焼入れ部の旧オース テナイト粒径および硬さは上述した方法と同様にして測定した。ねじり疲労試験は 18 mm φの段付きねじり試験片により 105回で破断する応力を求めた。また、高周波焼入 れ前組織を、光学顕微鏡を用いて観察し、組織の同定を行うとともに，ベイナイトおよ びマルテンサイトの単独または合計の組織分率 (体積％)を求めた。
[0094] 以上の測定結果を、表 2に併記するように、 No.7および 25は C、 Siおよび Pのいずれ もが低い比較例であり、これら比較例に対して発明例はねじり疲労強度がさらに向上 していることがわかる。また、 No.26、 27および 28のように、 Mo、 Bまたは Tiが不足する 場合には旧オーステナイト粒径が粗大化し、ねじり疲労強度が低下する。また、 No. 2 6、 27および 28では、特に母材組織がフェライトーパーライトになるため旧オーステナ イト粒径が粗大化し、疲労強度が低下した。また、 No.29および 30のように、高周波焼 入れ後の焼戻し処理を行わないと、それぞれ No.1鋼および No.7鋼と比較して、さら に疲労強度が向上している。また、 No.31鋼は、熱間加工時の 800〜1000°Cの総加工 率が小さいため、旧オーステナイト粒径が大きくなり、疲労強度が低い。
[表 1]
O/iiAV 096800/:/i2Tl£ /-6o
Figure imgf000031_0001
¾9600
Figure imgf000032_0001
[0097] 本発明の機械構造用部品として、図 5に示す、ドライブシャフト 10から動力を車輪の ハブ 11に伝えるために介在させる、等速ジョイント 12を製造した。
この等速ジョイント 12は外輪 13および内輪 14の組み合わせになる。すなわち、外輪 13のマウス部 13aの内面に形成したボール軌道溝に嵌めるボール 15を介して、マウス 部 13aの内側に内輪 14を揺動可能に固定してなり、この内輪 14にドライブシャフト 10を 連結する一方、外輪 13のステム部 13bをノ、ブ 11に例えばスプライン結合させることに よって、ドライブシャフト 10からの動力を車輪のハブ 11に伝えるものである。
[0098] 表 3に示す成分組成になる鋼素材を、転炉により溶製し、連続铸造により铸片とし た。铸片サイズは 300 X 400mmであった。この铸片を、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、 55mm φの棒鋼に圧延した。
ついで、この棒鋼を所定長さに切断後、熱間鍛造によって等速ジョイント内輪 (外径 :45mmおよび内径: 20mm)を成形し、その後切削加工または転造カ卩ェによって嵌合 面にスプライン結合のための条溝を形成した。また、切削加工または冷間鍛造によつ て、ボールの転動面を形成した。熱間鍛造後の冷却は表 4に示す条件とした。ここで 、熱間鍛造、冷間鍛造における総加工率は、転動面の軸方向に直交する断面の断 面減少率を調整することで行った。
[0099] 図 6に示すように、等速ジョイント外輪との間に介在するボールの転動面 14aに、周 波数： 15Hzの高周波焼入れ装置を用いて、 1050°Cで高周波焼入し、続いて表 4に示 す条件の高周波焼入を行って焼入れ糸且織層 16とした後、加熱炉を用いて 180°C X 2 hの条件で焼戻しを行って焼入れた。なお、一部の等速ジョイントについては焼戻し を省略した。力べして得られた等速ジョイント内輪は、その嵌合面にドライブシャフトを 嵌合するとともに、等速ジョイント外輪のマウス部にボール (鋼球)を介して装着し、一 方等速ジョイント外輪のステム部にハブを嵌合することによって、等速ジョイントュ-ッ トとした（図 5参照)。なお、ボール、外輪、ドライブシャフトおよびノヽブの仕様は下記の 通りである。
記
ボール：高炭素クロム軸受鋼 SUJ2の焼入れ焼戻し鋼
外輪:機械構造用炭素鋼の高周波焼入れ焼戻し鋼 ハブ:機械構造用炭素鋼の高周波焼入れ焼戻し鋼
ドライブシャフト:機械構造用炭素鋼の高周波焼入れ焼戻し鋼
[0100] 次に、この等速ジョイントを用いて、ドライブシャフトの回転運動を等速ジョイントの内 輪そして内輪を経てハブに伝える動力伝達系において、ボールの転動面の転動疲 労強度に関する耐久試験を行った。
転動疲労試験は、トルク: 900N'm、作動角（内輪の軸線とドライブシャフト軸線とが なす角度）：20° および回転数: 300rpmの条件下で動力伝達を行い、等速ジョイント 内輪の転動面にはく離が生じるまでの時間を転動疲労強度として評価した。なお、こ こでドライブシャフト、等速ジョイント外輪等の寸法、形状は、耐久試験時に等速ジョイ ントな 、輪が最弱部になるように設定した。
また、同じ条件で作製した等速ジョイント内輪について、硬化層の旧オーステナイト 粒平均径および硬さを、前述した方法と同様の手法にて求めた。
表 4には、これらの結果も併記する。
[0101] [表 3]
化学成分 （mass%)
鋼記号
C Si Mn P s Al Mo Ti B N その他
A 0.75 0.49 0.75 0.01 0.023 0.023 0.45 0.022 0.0021 0.0041
B 1.23 0.50 0.78 0.01 0.023 0.023 0.44 0.023 0.0022 0.0042
C 1.44 0.50 0.78 0.01 0.023 0.024 0.46 0.021 0.0021 0.0044
D 0.41 1.10 0.78 0.01 0.023 0.024 0.45 0.023 0.0022 0.0044
E 0.42 1.30 0.77 0.01 0.022 0.023 0.45 0.022 0.0023 0.0044
F 0.42 1.50 0.78 0.01 0.023 0.024 0.46 0.022 0.0021 0.0042
G 0.48 0.49 0.78 0.02 0.023 0.023 0.44 0.023 0.0023 0.0044
H 0.41 0.50 0.78 0.06 0.022 0.024 0.46 0.023 0.0022 0.0040
I 0.42 0.50 0.77 0.10 0.022 0.023 0.45 0.023 0.0022 0.0044
.1 0.75 0.51 0.77 0.06 0.023 0.024 0.45 0.023 0.0021 0.0040
K 0.41 1.27 0.77 0.06 0.022 0.024 0.45 0.023 0.0023 0.0044
し 0.70 1.10 0.78 0.02 0.023 0.023 0.44 0.021 0.0021 0.0042
0.70 0.50 0.77 0.01 0.023 0.023 0.44 0.023 0.0021 0.0040 Cu : 0.31、 Ni : 0.46
N 0.70 0.50 0.78 0.01 0.023 0.023 0.44 0.021 0.0021 0.0042 Co : 0.20、 Nb : 0.043、 V: 0.18
O 0.70 0.50 0.77 0.01 0.023 0.023 0.44 0.023 0.0022 0.0042 Cr : 0.8
P 0.70 0.50 0.78 0.01 0.023 0.024 0.44 0.023 0.0021 0.0042 V : 0.3
Q 0.70 0.50 0.78 0.01 0.023 0.023 0.44 0.023 0.0021 0.0042 Zr : 0.05
R 0.70 0.50 0.79 0.01 0.023 0.023 0.44 0.023 0.0021 0.0042 Pb : 0.02
S 0.70 0.50 0.78 0.01 0.023 0.023 0.44 0.023 0.0022 0.0042 Bi : 0.07
T 0.70 0.50 0.77 0.01 0.023 0.024 0.44 0.023 0.0021 0.0042 Se : 0.01 u 0.70 0.50 0.78 0.01 0.023 0.023 0.44 0.023 0.0021 0.0040 Te : 0.01
V 0.70 0.50 0.78 0.01 0.023 0.023 0.44 0.023 0.0021 0.0042 Ca : 0.003 w 0.70 0.50 0.79 0.01 0.023 0.024 0.44 0.023 0.0021 0.0042 REM : 0.002
X 0.70 0.50 0.78 0.01 0.023 0.023 0.44 0.023 0.0021 0.0042 Cu : 0.3、 Ni : 0.44、 Te : 0.01
Y 0.48 0.51 0.79 0.01 0.022 0.024 0.45 0.021 0.0024 0.0041
z 0.70 0.50 0.78 0.01 0.023 0.023 0.02 0.022 0.0021 0.0042
AA 0.70 0.50 0.78 0.01 0.023 0.025 0.44 0.023 0.0002 0.0042
AB 0.70 0.50 0.78 0.01 0.023 0.023 0.44 0.002 0.0021 0.0042
AC 0.46 1.12 0.78 0.01 0.023 0.002 0.41 0.050 0.0022 0.0044 Ca : 0.003
AD 1.21 0.60 0.78 0.01 0.050 0.002 0.41 0.050 0.0022 0.0044 Ca : 0.003
AE 1.21 0.60 0.78 0.01 0.035 く 0.001 0.41 0.050 0.0022 0.0044 Ca : 0.003
0 ty?tL¾〔〕 N0.0103
【表 4
熱間加工条件 冷問加工条件 高周波焼入条件 非焼入れ部組織 焼入れ部組織 疲労特性
800で以 500 800°C以上 'イナイト +
試験 No. 鋼記号 最高加熱 力一 平均旧 γ 転動疲労
総加 700 冷 加工率 昇温速度 滞留時 サイ 焼戻しの 備考
温度 組織構成 硬さ 粒径
工率 寿命
却速度 (°C/s) 間 ト分率 有無
(Ην) ί ΐί m) (hr)
(°C/s) (s)
1 A 80 1.0 40 500 890 1 一ライト + 'イナイト 90 823 3.4 有 163 発明例
2 B 80 1.0 40 500 880 1 初析炭化物 + 'イナ '—ライト 90 901 2.4 有 177 発明例
3 C 80 1.0 30 500 880 1 初析炭化物 + 'イナイト +ハ'-ライト 90 917 3.5 有 173 発明例
4 D 80 1.0 20 500 885 1 へ'イナイト +フェライト 一ライ卜 80 751 1.8 有 151 発明例
5 E 80 1.0 5 500 890 1 へ'イナ +フ +ハ° 80 767 1.8 有 148 発明例
6 F 80 1.0 5 500 875 1 'イナイト + イト +ハ°—ライト 80 772 2.6 有 155 発明例
7 G 80 1.0 15 500 875 1 へ'イナイト +フ +ハ 80 695 2.2 有 141 比較例
8 H 80 1.0 15 500 890 1 'イナイト + イト +ハ '一ライト 80 750 2.1 有 152 発明例
9 1 80 1.0 25 500 875 1 -ィナイ卜+ 卜 + ーラ ト 80 763 2.7 有 152 発明例
10 J 80 1.0 5 500 865 1 ハ。一ライト 'イナイト 90 833 3.4 有 167 発明例
11 K 80 1,0 5 500 875 1 へ'イナイト +フェライト +ハ°一ライト 80 783 2.8 有 150 発明例
12 し 80 1.0 25 500 880 1 ハ。—ライト 'イナイト 90 764 2.7 有 181 発明例
13 M 80 1.0 5 500 875 1 ハ。一ライト +へ'イナイト 90 768 2.7 有 165 発明例
14 N 80 1.0 10 500 875 ハ。一ライト +へ 'イナイト 90 764 3.2 有 164 発明例
15 〇 80 1.0 0 500 880 1 'イナイト 90 764 1.8 有 166 発明例
Figure imgf000036_0001
16 P 80 1.0 40 500 865 1 ハ。一ライト +へ'イナイト 90 767 3.2 有 172 発明例
17 Q 80 1,0 25 500 865 1 ハ "一ライト + 'イナィ卜 90 761 1.6 有 168 発明例
18 R 80 1.0 25 500 870 1 ハ。一ライト +へ'イナイト 90 759 3.1 有 161 発明例
19 S 80 1.0 15 500 880 1 ライト + 'イナイト 90 754 1.7 有 159 発明例
20 T 80 1.0 35 500 890 一ライト + 'イナイト 90 754 3.8 有 160 発明例
21 u 80 1,0 40 500 885 1 ハ。一ライト +へ'イナイト 90 756 3.1 有 163 発明例
22 V 80 1.0 20 500 865 1 ハ。一ライト +へ 'イナイト 90 752 2.7 有 164 発明例
23 w B0 1.0 15 500 875 1 ハ。—ライ卜+へ'イナイト 90 750 2.3 有 162 発明例
24 X 80 1.0 0 500 865 1 90 770 1.9 有 160 発明例
25 V 80 1.0 35 500 890 1 ハ。一ライ へ'イナイト 80 694 2.0 有 141 比較例
26 80 1.0 20 500 880 1 +ハ。—ライ卜 0 690 9.7 有 120 比較例
27 AA 80 1.0 35 500 890 1 卜 + 。一 0 673 8.7 有 131 比較例
28 AB 80 1.0 20 500 880 1 0 694 8.5 有 137 比較例
29 A 80 1.0 20 500 880 1 ハ。—ライト +へ 'イナイト 90 820 3.4 無 180 発明例
30 G 80 1.0 15 500 875 1 'イナイト + : πライト + 。一ライ卜 80 752 2.2 150 発明例
31 A 50 1.0 10 500 890 1 ハ。一ライト +へ'イナイト 90 823 8.1 有 140 比較例
32 AC 70 0.7 0 300 950 1 *イナイト +フェライ卜 + 一ライト 80 760 5.0 有 162 発明例
33 AD 70 0.7 0 300 950 1 初析炭化物 + 'イナ仆 + '-ライト 80 900 5.2 有 179 発明例
34 AE 70 0,7 0 300 950 1 初析炭化物 + 'イナ仆 + ° ライト 80 906 5.2 有 173 発明例
〔〕0102 較例に対して発明例は転動疲労寿命が向上していることがわかる。また、 No.26、 27 および 28のように Mo、 Bまたは Tiが不足する場合には旧オーステナイト粒径が粗大化 し転動疲労寿命が低下する。また、 No. 26、 27および 28では、特に母材組織がフェラ イト—パーライトになるため旧オーステナイト粒径が粗大化し、疲労強度が低下した。 また、 No.29および 30のように、高周波焼入れ後の焼戻し処理を行わないと、それぞ れ No.l鋼および No.7鋼と比較して、さらに転動疲労寿命が向上している。また、 No.3 1鋼は、熱間加工時の 800〜1000°Cの総加工率が小さいため、旧オーステナイト粒径 が大きくなり、転動疲労寿命が低い。

Claims

請求の範囲
[1] 少なくとも一部分に高周波焼入れによる硬化層を有し、該硬化層は、硬さが Hv750 以上、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が硬化層の全厚にわたり 7 μ m以下であ ることを特徴とする機械構造用部品。
[2] C:0.3〜1.5mass%、
Si:0.05〜3.0mass%、
Mn:0.2〜2.0mass%、
Al:0.25mass%以下、
Ti:0.005〜0.1mass%、
Mo:0.05〜0.6mass%、
B： 0.0003〜0.006mass%
S:0.1mass%以下および
P:0.10mass%以下
を含有し、かつ下記式（1)〜(3)のいずれか少なくとも一式を満足し、残部は Feおよ び不可避的不純物の成分組成を有することを特徴とする請求項 1に記載の機械構造 用部品。
記
O 0.7 mass% …ひ）
Si> 1.1 mass% ·'·(2)
Ρ> 0.02 mass% ·'·(3)
[3] 前記成分組成中 A1の含有量が、
Al:0.005〜0.25mass%
であることを特徴とする請求項 2に記載の機械構造用部品。
[4] 前記成分組成として、さらに
Cr:2.5mass%以下、
Cu:1.0mass%以下、
Ni:3.5mass%以下、
Co:1.0mass%以下、 Nb:0.1mass%以下、
V:0.5mass%以下、
Ta:0.5mass%以下、
Hf: 0.5mass%以下および
Sb:0.015mass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 2または 3に 記載の機械構造用部品。
前記成分組成として、さらに
W:1.0mass%以下、
Ca:0.005mass%以下、
Mg:0.005mass%以下、
Te:0.1mass%以下、
Se:0.1mass%以下、
Bi:0.5mass%以下、
Pb:0.5mass%以下、
Zr:0.01mass%以下および
REM:0.1mass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 2ないし 4の V、ずれ力 ^に記載の機械構造用部品。
C:0.3〜1.5mass%、
Si:0.05〜3.0mass%、
Mn:0.2〜2.0mass%、
Al:0.25mass%以下
Ti:0.005〜0.1mass%、
Mo:0.05〜0.6mass%、
B： 0.0003〜0.006mass%
S:0.1mass%以下および
P:0.10mass%以下 を含有し、残部は Feおよび不可避的不純物の成分組成をし、かつ前記硬化層は焼 戻し処理が施されていないことを特徴とする請求項 1に記載の機械構造用部品。
[7] 前記成分組成中 A1の含有量が、
Al:0.005〜0.25mass%
であることを特徴とする請求項 6に記載の機械構造用部品。
[8] 前記成分組成として、さらに
Cr:2.5mass%以下、
Cu:1.0mass%以下、
Ni:3.5mass%以下、
Co:1.0mass%以下、
Nb:0.1mass%以下、
V:0.5mass%以下、
Ta:0.5mass%J¾ f、
Hf: 0.5mass%以下および
Sb:0.015mass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 6または 7に 記載の機械構造用部品。
[9] 前記成分組成として、さらに
W:1.0mass%以下、
Ca:0.005mass%以下、
Mg:0.005mass%以下、
Te:0.1mass%以下、
Se:0.1mass%以下、
Bi:0.5mass%以下、
Pb:0.5mass%以下、
Zr:0.01mass%以下および
REM:0.1mass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 6ないし 8の V、ずれかに記載の機械構造用部品。
[10] 1 μ m3当たり 500個以上で分散した Mo系析出物を有し、該 Mo系析出物の平均粒 径が 20 以下であることを特徴とする請求項 2な 、し 9の 、ずれかに記載の機械構 造用部品。
[11] C:0.3 1.5mass%
Si:0.05 3.0mass%
Mn:0.2 2.0mass%
Al:0.25mass%以下、
Ti:0.005 0.1mass%
Mo:0.05 0.6mass%
B 0.0003 0.006mass%
S:0.1mass%以下および
P:0.10mass%以下
を含有し、かつ下記式（1)〜（3)のいずれか少なくとも一式を満足し、残部は Feおよ び不可避的不純物の成分組成になる素材の少なくとも一部分に高周波焼入れを少 なくとも 1回は施して機械構造用部品を製造するに当り、
前記素材の高周波焼入れ前の鋼組織におけるべイナイト組織およびマルテンサイ ト組織のいずれか一方または両方の合計を 10体積％以上に調整し、
前記高周波焼入れの到達温度を 1000°C以下とすることを特徴とする機械構造用部 品の製造方法。
記
O 0.7 mass% …ひ）
Si> 1.1 mass% ·'·(2)
Ρ> 0.02 mass% ·'·(3)
[12] 前記成分糸且成中 Α1の含有量を、
Al:0.005 0.25mass%
とすることを特徴とする請求項 11に記載の機械構造用部品の製造方法。
[13] 前記成分組成として、さらに Cr:2.5mass%以下、
Cu:1.0mass%以下、
Ni:3.5mass%以下、
Co:1.0mass%以下、
Nb:0.1mass%以下、
V:0.5mass%以下、
Ta:0.5mass%以下、
Hf: 0.5mass%以下および
Sb:0.015mass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 11または 12 に記載の機械構造用部品の製造方法。
[14] 前記成分組成として、さらに
W:1.0mass%以下、
Ca:0.005mass%以下、
Mg:0.005mass%以下、
Te:0.1mass%以下、
Se:0.1mass%以下、
Bi:0.5mass%以下、
Pb:0.5mass%以下、
Zr:0.01mass%以下および
REM:0.1mass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 11ないし 13 のいずれかに記載の機械構造用部品の製造方法。
[15] 少なくとも一部表面に、高周波焼入れによる平均旧オーステナイト粒径が 7 m以 下である硬化層を有する機械構造用鋼材とするための高周波焼入れ用素材であつ て、
C:0.3〜1.5mass%、
Si:0.05〜3.0mass%、 Mn:0.2〜2.0mass%、
Al:0.25mass%以下
Ti:0.005〜0.1mass%、
Mo:0.05〜0.6mass%、
B： 0.0003〜0.006mass%
S:0.1mass%以下および
P:0.10mass%以下
を含有し、かつ下記式（1)〜（3)のいずれか少なくとも一式を満足し、残部は Feおよ び不可避的不純物の成分組成を有し、さらにべイナイト組織およびマルテンサイト組 織のいずれか一方または両方の合計が 10体積％以上である鋼組織を有することを 特徴とする高周波焼入れ用素材。
記
O 0.7 mass% …ひ）
Si> 1.1 mass% ·'·(2)
Ρ> 0.02 mass% ·'·(3)
[16] 前記成分糸且成中 Α1の含有量が、
Al:0.005〜0.25mass%
であることを特徴とする請求項 15に記載の高周波焼入れ用素材。
[17] 前記成分組成として、さらに
Cr:2.5mass%以下、
Cu:1.0mass%以下、
Ni:3.5mass%以下、
Co:1.0mass%以下、
Nb:0.1mass%以下、
V:0.5mass%以下、
Ta:0.5mass%J¾ f、
Hf: 0.5mass%以下および
Sb:0.015mass%以下 のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 15または 16 に記載の高周波焼入れ用素材。
[18] 前記成分組成として、さらに
W:1.0mass%以下、
Ca:0.005mass%以下、
Mg:0.005mass%以下、
Te:0.1mass%以下、
Se:0.1mass%以下、
Bi:0.5mass%以下、
Pb:0.5mass%以下、
Zr:0.01mass%以下および
REM:0.1mass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求 15ないし 17の いずれかに記載の高周波焼入れ用素材。
[19] 1 μ m3当たり 500個以上で分散した Mo系析出物を有し、該 Mo系析出物の平均粒 径が 20nm以下であることを特徴とする請求項 15ないし 18のいずれかに記載の高周波 焼入れ用素材。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012225203A (ja) * 2011-04-18 2012-11-15 Nippon Parkerizing Co Ltd 高耐久性エンジンバルブ
CN104593558A (zh) * 2015-01-10 2015-05-06 安徽东星汽车部件有限公司 一种高频淬火剂及其制备方法
WO2017002532A1 (ja) * 2015-06-29 2017-01-05 Ntn株式会社 機械部品
JP2020158801A (ja) * 2019-03-25 2020-10-01 株式会社神戸製鋼所 鋼材

Families Citing this family (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007154305A (ja) * 2005-07-05 2007-06-21 Jfe Steel Kk 強度、延性及び靱性に優れた機械構造用鋼およびその製造方法
GB0719456D0 (en) * 2007-10-04 2007-11-14 Skf Ab Rolling element or ring formed from a bearing steel
JP5385554B2 (ja) * 2008-06-19 2014-01-08 株式会社神戸製鋼所 熱処理用鋼
JP4853575B2 (ja) * 2009-02-06 2012-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法
JP5368885B2 (ja) 2009-06-05 2013-12-18 株式会社神戸製鋼所 熱間加工性及び被削性に優れた機械構造用鋼
WO2011065593A1 (ja) * 2009-11-30 2011-06-03 Ｊｆｅスチール株式会社 軸受用造塊材および軸受用鋼の製造方法
CN103534372B (zh) * 2011-06-30 2016-02-10 现代制铁株式会社 耐撞性优良的热硬化钢及使用其制造热硬化部件的方法
JP5958652B2 (ja) * 2013-05-30 2016-08-02 新日鐵住金株式会社 面疲労強度に優れる軟窒化高周波焼入れ鋼部品
CN106661688B (zh) * 2014-07-03 2018-05-08 新日铁住金株式会社 机械结构用轧制棒钢及其制造方法
JP6249100B2 (ja) * 2014-07-03 2017-12-20 新日鐵住金株式会社 機械構造用圧延棒鋼及びその製造方法
KR101449511B1 (ko) * 2014-07-29 2014-10-13 한국기계연구원 가공 경화형 항복비 제어강 및 그 제조방법
CN104294172A (zh) * 2014-09-30 2015-01-21 合肥恒泰钢结构有限公司 一种高碳热轧硅钢合金
CN105483523A (zh) * 2015-12-28 2016-04-13 合肥中澜新材料科技有限公司 一种抗变形汽车合金踏板
CN108603267B (zh) 2016-02-03 2021-02-23 杰富意钢铁株式会社 大线能量焊接用钢材
CN106048173A (zh) * 2016-07-20 2016-10-26 柳州科尔特锻造机械有限公司 一种合金钢的热处理方法
CN106282725A (zh) * 2016-08-15 2017-01-04 合肥万向钱潮汽车零部件有限公司 一种汽车轮毂材料配方
AU2018211466A1 (en) * 2017-01-26 2019-08-15 Ssab Technology Ab Quench hardened steel
EP3354764B1 (en) * 2017-01-26 2020-03-11 SSAB Technology AB Quench hardened steel
KR102319579B1 (ko) * 2017-04-07 2021-10-29 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강 부재, 상기 강 부재용의 열연 강판 및 이것들의 제조 방법
CN107326305A (zh) * 2017-05-27 2017-11-07 江苏金基特钢有限公司 一种耐腐蚀钢板及其制造方法
CN107523761A (zh) * 2017-08-30 2017-12-29 宁波正凯机械有限公司 采用精锻塑性成型工艺制作球笼式万向节的方法
US20190161838A1 (en) * 2017-11-28 2019-05-30 GM Global Technology Operations LLC High-strength bainitic steel
KR102031460B1 (ko) * 2017-12-26 2019-10-11 주식회사 포스코 내충격성이 우수한 열연강판, 강관, 부재 및 그 제조 방법
KR102239184B1 (ko) * 2019-09-04 2021-04-12 주식회사 포스코 강도 및 저온 충격인성이 우수한 강재 및 이의 제조방법
CN112981237B (zh) * 2021-01-28 2022-10-11 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种球笼式万向节保持架用钢及其生产方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10195589A (ja) * 1996-12-26 1998-07-28 Nippon Steel Corp 高捩り疲労強度高周波焼入れ鋼材
JPH10219392A (ja) * 1997-01-31 1998-08-18 Kawasaki Steel Corp 高周波焼入用部品およびその製造方法
US5803993A (en) 1995-10-17 1998-09-08 Ntn Corporation Outer ring for high strength constant velocity joint and production process for same
JPH1129836A (ja) * 1997-05-13 1999-02-02 Kawasaki Steel Corp 高周波焼入れ用機械構造用鋼
US6270596B1 (en) 1998-04-17 2001-08-07 Sanyo Special Steel., Ltd. Process for producing high strength shaft
JP2002069577A (ja) * 2000-08-30 2002-03-08 Nippon Steel Corp 鍛造性と製品靭性に優れた冷・温間鍛造用鋼とその製造方法
JP2004183065A (ja) * 2002-12-04 2004-07-02 Nippon Steel Corp 高強度高周波焼き入れ用鋼材及びその製造方法
JP2004263200A (ja) * 2003-01-17 2004-09-24 Jfe Steel Kk 疲労強度に優れた高強度鋼材およびその製造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3208960B2 (ja) * 1993-10-20 2001-09-17 株式会社神戸製鋼所 高面疲労強度機械構造用部品及びその製法
TWI238197B (en) * 2003-09-29 2005-08-21 Jfe Steel Corp Component for machine and structural purposes, material therefor, and manufacturing method therefor
CN1950531B (zh) * 2004-04-28 2010-05-05 杰富意钢铁株式会社 机械构造用部件及其制造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5803993A (en) 1995-10-17 1998-09-08 Ntn Corporation Outer ring for high strength constant velocity joint and production process for same
JPH10195589A (ja) * 1996-12-26 1998-07-28 Nippon Steel Corp 高捩り疲労強度高周波焼入れ鋼材
JPH10219392A (ja) * 1997-01-31 1998-08-18 Kawasaki Steel Corp 高周波焼入用部品およびその製造方法
JPH1129836A (ja) * 1997-05-13 1999-02-02 Kawasaki Steel Corp 高周波焼入れ用機械構造用鋼
US6270596B1 (en) 1998-04-17 2001-08-07 Sanyo Special Steel., Ltd. Process for producing high strength shaft
JP2002069577A (ja) * 2000-08-30 2002-03-08 Nippon Steel Corp 鍛造性と製品靭性に優れた冷・温間鍛造用鋼とその製造方法
JP2004183065A (ja) * 2002-12-04 2004-07-02 Nippon Steel Corp 高強度高周波焼き入れ用鋼材及びその製造方法
JP2004263200A (ja) * 2003-01-17 2004-09-24 Jfe Steel Kk 疲労強度に優れた高強度鋼材およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1770181A4

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2012225203A (ja) * 2011-04-18 2012-11-15 Nippon Parkerizing Co Ltd 高耐久性エンジンバルブ
CN104593558A (zh) * 2015-01-10 2015-05-06 安徽东星汽车部件有限公司 一种高频淬火剂及其制备方法
WO2017002532A1 (ja) * 2015-06-29 2017-01-05 Ntn株式会社 機械部品
JP2017014550A (ja) * 2015-06-29 2017-01-19 Ntn株式会社 機械部品
EP3315625A4 (en) * 2015-06-29 2018-12-26 NTN Corporation Machine part
JP2020158801A (ja) * 2019-03-25 2020-10-01 株式会社神戸製鋼所 鋼材
JP7185574B2 (ja) 2019-03-25 2022-12-07 株式会社神戸製鋼所 鋼材

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