WO2006041198A1 - 高強度等速ジョイント用中間シャフト - Google Patents

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shaft
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Hiroshi Itojiri
Yousuke Shindou
Koji Nishi
Yuji Inagaki
Kazuyuki Ichikawa
Isashi Kashiwagi
Toshiyuki Saito
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Jtekt Corporation
Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
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    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to a steel intermediate shaft used for a constant velocity joint of automobile parts. More specifically, the present invention relates to a constant velocity having high toughness and a high static torsional strength of 200 OMPa level or more. Description of intermediate shaft for joints
  • Constant shaft joints used for drive transmission parts as parts for automotive mechanical structures have excellent fatigue strength and static Strength is required, but there is induction hardening as a typical means for increasing the fatigue strength and static strength of such shaft parts.
  • the induction hardening method has a relatively low processing cost, is efficient with a short processing time, and can effectively increase surface hardening and compressive residual stress. Since it has various features such as being able to finish a beautiful surface with almost no distortion, it is used as a useful strengthening method for various machine parts.
  • Japanese Patent No. 3 2 0 8 9 60 Japanese Patent No. 3 2 0 8 9 60.
  • this technology is an invention that focuses on improving the surface fatigue strength, and uses a steel material with a relatively high C content to increase the surface hardness.
  • the intermediate shaft for CVJ as intended in the present invention is used. Toughness is insufficient, and it is not possible to secure a static torsional strength of over 200,000 MPa.
  • Japanese Patent No. 3 5 3 9 9 8 1 describes a shaft for driving shaft similar to the present invention.
  • the composition of the steel material is specified, the surface hardness is set to H r C 55 or higher by induction hardening, and the hardened layer depth and shaft radius are set by quenching.
  • the torsional fatigue characteristics are enhanced by setting the ratio of 0.45 or more.
  • the present invention has been made by paying attention to the above-described circumstances, and its purpose is to exhibit the characteristics exceeding the static stress toughness of 200 MPa while utilizing the induction hardening technology effectively. It is to provide an intermediate shaft for high strength CV J that can be obtained. Disclosure of the invention
  • the intermediate shaft for high-strength C V J according to the present invention that has solved the above-mentioned object is
  • the balance is made of iron and steel with inevitable impurities, the radius of the minimum diameter of the shaft is (r), and the depth of the hardened layer by induction hardening is set.
  • FIG. 1 is an explanatory view showing the shape of an intermediate shaft used in an experiment. 1: Shaft body, 2: Circumferential groove, 3: Serration shaft, 4: Retaining ring Best mode for carrying out the invention
  • the hardened layer depth ratio (that is, the ratio of the high frequency hardened hardened layer depth to the shaft radius) cannot be excessively increased.
  • the static torsional strength level was limited to around 1 80 OMPa, and the static torsional strength could not be increased further.
  • the surface fatigue strength can be increased by hardening by induction hardening, but the relative rigidity is increased due to hardening.
  • the use of steel with a high carbon content tends to result in insufficient toughness, and the improvement effect on static torsional fatigue characteristics is not necessarily satisfactory.
  • the crystal grain size number of the induction hardening layer is 9 or more
  • the depth of the hardened layer is (t)
  • the radius of the minimum diameter portion of the shaft is (r)
  • C is an element indispensable for increasing the fatigue strength of parts after induction hardening, and if less than 0.40%, it is sufficient to ensure the static torsion strength at the level intended by the present invention. As a result, the static torsional strength cannot be guaranteed satisfactorily. However, if the C content is too high, the steel becomes more susceptible to cracking and the static torsional strength tends to decrease, so it must be kept below 0.5%. C amount more preferred The new content is around 0.4 5%.
  • S i is an important element for increasing the high-temperature hardness in steels with a small amount of carbide-generating elements, while it delays the formation of carbides in steels with a large amount of carbide-generating elements. Therefore, the preferred content varies depending on the content of the carbide-forming element, but it is better to keep it to 0.5% or less in the steels of the component system defined in the present invention.
  • Mn is an element that enhances the hardenability of the steel material, but in the present invention, Ni, Mo, B, etc. are added in combination as described in detail later and have sufficient hardenability. There is little need for Mn. Rather, if the Mn content exceeds 0.5%, the rolled material becomes too hard and the machinability and cutting properties deteriorate, or the cracking susceptibility of the hardened part increases, so it was decided to suppress it to 0.5% or less.
  • Ni and Mo are elements that are indispensable for improving hardenability by adding the following B together with B and achieving a static torsional strength of 200 OMPa or more.
  • Ni, M o is 0.1 ° / each. If it is less than 1, the effect is not fully exhibited. However, if it is too much, it will cause burning cracks, so keep Ni at 2.0% or less and Mo at 1.0% or less.
  • a more preferable Ni content is 0.5% or more and 1.1% or less, and a more preferable M 0 content is 0.4% or more and 0.7% or less.
  • T i has a high affinity with N (nitrogen) and O (oxygen), which are trace elements inevitably mixed in steel, and by combining with these, the effect of improving the hardenability of B and the grain boundary In addition to exerting an effect of strengthening strength, it also effectively works to refine crystal grains. In order to exert these effects effectively, it must be contained in an amount of 0.005% or more. However, if it is too much, the steel material becomes too hard and the workability such as cutting will be adversely affected. Is the upper limit.
  • Cr is an element that contributes to improving the hardenability of the steel material.
  • Ni, Mo, and B are added together as described above, and the hardenability is sufficient. Not a translation. However, if the amount is too large, the steel material will become hard and the cutting performance will deteriorate, and the cracking susceptibility of the hardened part will increase, so the upper limit is 0.2%. More preferably, it should be 0.15% or less.
  • a 1 is an element effective for deoxidation and crystal grain refinement, but even if it exceeds 0.1%, no further grain refinement effect is exhibited, but rather it is formed by bonding with oxygen. Since the machinability deteriorates due to an increase of 1 2 0 3, the upper limit is 0.1%. More preferably, it should be suppressed to 0.0 4% or less.
  • P causes segregation at the grain boundary, lowers the grain boundary strength and causes embrittlement, so it should be suppressed to not more than 0.015%.
  • the essential elements of the steel used in the present invention are as described above, and the balance is Fe and inevitable impurities.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • the intermediate shaft of the present invention is made by processing the steel material of the above chemical composition into a rod shape through melting, forging, rolling, etc. according to a conventional method, and after forming the intermediate shaft shape for CV J by forging, grinding, etc. Quenched.
  • the hardened layer depth is adjusted by controlling the frequency, temperature, heating time, etc.
  • the radius (r) of the minimum diameter portion of the shaft of the hardened layer depth (t) is adjusted.
  • the quenching conditions are controlled so that the ratio to the thickness, that is, the hardened layer depth ratio (t Zr) is 0.7 or more.
  • the quenching temperature at this time has a significant effect on the crystal grain size of the quenched and hardened layer, and when the temperature exceeds 100 ° C, the coarsening of the crystal grains tends to proceed, and the predetermined hardened layer depth
  • the maximum temperature is controlled so as not to exceed 100 ° C, fine crystal grains with a grain size number of 9 or more should be secured.
  • toughness deterioration is suppressed, and a static torsional strength of 2 200 MPa or more can be secured.
  • the frequency for quenching is not particularly limited, but is preferably in the range of 3 to 20 KHz in consideration of processing uniformity and processing efficiency.
  • this kind of intermediate for CVJ by setting the crystal grain size number of the hardened layer to 9 or more and the hardened layer depth ratio (t / r) to 0.7 or more, this kind of intermediate for CVJ
  • the static torsional strength that could not be obtained with the shaft can be secured at 2 0 00 MPa or more, and the shaft diameter can be made relatively smaller than the intermediate shaft of the conventional strength level. This makes it possible to reduce the weight of the vehicle body.
  • the obtained intermediate shaft was subjected to the following induction hardening treatment, and then the hardened hardening layer depth was measured by the following method, and the hardness of the surface layer portion and the crystal grain size of the hardened layer were measured.
  • the static torsional strength was measured under the following conditions. The results are collectively shown in Table 1.
  • Heating is performed under the conditions of output: 75 KW, frequency: 10 KHz, work coil moving speed: 20 mm Zsec. Then, after tempering at 180 ° C. for 10 seconds, it is used for the torsion test.
  • the condition is that high-frequency heating is performed in the same manner as in the above comparative method. During this time, the surface temperature is controlled not to exceed 100 ° C. by adjusting the voltage. Next, after quenching and tempering in the same way, use for the torsion test.
  • Table 1 shows the results of evaluation of the obtained intermediate shaft.
  • the intermediate shaft for CVJ of the present invention specifies the component composition of the steel material to be used and, as described above, makes effective use of induction hardening technology to deepen the hardened layer (t) Z shaft minimum diameter (r) By significantly increasing the ratio, it is possible to secure a high value exceeding 200 MPa in static torsional fatigue strength while preventing toughness deterioration. Therefore, if the shaft has the same level of performance, a relatively small shaft, that is, a relatively light shaft can be used, and not only can the weight be reduced as a structural component, but also the material consumption can be reduced. Cost reduction by reduction is also possible.

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Abstract

高周波焼入れ技術を有効に活かしつつ、静的ねじり強度で２０００ＭＰａレベルを超える特性を発揮し得る様な高強度等速ジョイント用中間シャフトを提供するもので、化学成分、特にＣ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｂなどの特定された鋼材からなり、シャフト最小径部の半径を（ｒ）、高周波焼入れによる焼入れ硬化層の深さを（ｔ）としたとき、（ｔ／ｒ）比が０．７以上で、且つ焼入れ硬化層の結晶粒度番号が９番以上であり、静的ねじり強度が２０００ＭＰａ以上である高強度等速ジョイント用中間シャフトを開示する。

Description

高強度等速ジョイ ント用中間シャフ ト 技術分野
本発明は、 自動車部品の等速ジョイ ン トに用いられる鋼製の中間シャ ブ トに関し、 より詳細には、 高靭性でしかも 2 0 0 O M P a レベル以上 の高い静的ねじり強度を有する等速ジョイント用の中間シャフ トに関す 明
るものである。
田
背景技術
自動車の機械構造用部品として駆動伝達部に使用される等速ジョイン 卜 （Constant Ve loc i ty universa l Jo ints , 以下、 C V J と記す） の中 間シャフ トには、 優れた疲 強度と静的強度が要求されるが、 その様な シャフ ト部品の疲労強度や静的強度を高めるための代表的な手段と して 高周波焼入れ法がある。 すなわち高周波焼入れ法は、 加工費が比較的廉 価である上に処理時間が短くて効率がよく、 しかも、 表面硬化と圧縮残 留応力を効果的に高めることができ、 環境にやさしく、 製品に殆ど歪を 与えることなく綺麗な表面に仕上げることができる、 といった様々の特 徴を有していることから、 各種機械部品の有用な強化法と して活用され ている。
例えば本発明者らも、 高周波焼入れにより機械構造用部品の面疲労強 度を高める技術を先に提案している （特許第 3 2 0 8 9 6 0号） 。
しかしこの技術は、 面疲労強度の向上に主眼を置いた発明であって、 相対的に C含量の多い鋼材を用いて表面硬度を高めているが、 本発明で 意図する様な C V J用中間シャフ トに適用した場合は靭性不足となり、 静的ねじり強度で 2 0 0 0 M P a以上を確保することはできない。
他方、 特許第 3 5 3 9 9 8 1号には、 本発明と同様の駆動軸用シャフ トが開示されており、 この発明によれば、 鋼材の成分組成を特定すると 共に、 高周波焼入れによって表面硬さを H r C 5 5以上と し、 且つ焼入 れ硬化層深さとシャフ ト半径との比を 0. 4 5以上とすることでねじり 疲労特性を高めている。 そしてこの公報によれば、 ねじりせん断応力
(静的ねじり強度） で 1. 4 7 G P a ( 1 4 7 0 MP a ) 以上が得られ ることを強調しているが、 実績値と しては 1. 8 1 G P a ( 1 8 1 0 M P a ) までが限度であり、 それ以上にねじり特性を高めることには成功 していない。
しかし、 地球温暖化を背景として世界的規模の排気ガス低減対策が求 められる中で、 車体軽量化の要望は更に高まっており、 機械構造部品で ある CV J用中間シャフ トについても、 高強度化による部品サイズの小 型化とそれに伴う軽量化の要望は益々高まっており、 1 8 0 0MP a レ ベルを凌駕する静的ねじり強度特性をもった中間ジョィント材の開発が 望まれる。
本発明は上記の様な事情に着目 してなされたものであって、 その目的 は、 高周波焼入れ技術を有効に活かしつつ、 静的ねじり強度で 2 0 0 0 MP a レベルを超える特性を発揮し得る様な高強度 CV J用中間シャフ トを提供することにある。 発明の開示
上記目的を解決することのできた本発明に係る高強度 C V J用中間シ ャフ ト とは、
C : 0. 4 0〜 0. 5 0 % (質量0 /0の意味、 以下同じ） 、
S i ： 0. 5 %以下、
M n ： 0. 5 %以下、
N i ： 0. 1〜 2. 0 %、
M o ： 0. 1〜 1. 0 %、
B : 5〜 3 0 p p m、 T i : 0. 0 0 5〜 0. 0 5 %、
C r : 0. 2 %以下、
A 1 : 0. 1 %以下、
P : 0. 0 1 5 %以下、
S ： 0. 0 3 %以下、
を満たし、 残部が鉄および不可避不純物である鋼からなり、 シャフ ト最 小径部の半径を （ r ) 、 高周波焼入れによる焼入れ硬化層の深さを
( t ) としたとき、 （ t / r ) 比が 0. 7以上で、 且つ焼入れ硬化層の 結晶粒度番号が 9番以上であり、 静的ねじり強度が 2 0 0 OMP a以上 であるところに特徴を有している。 図面の簡単な説明 図 1は、 実験で使用した中間シャフ トの形状を示す説明図である。 1 ： シャフ ト本体部、 2 ： 周溝、 3 ： セレーシヨ ン軸部、 4 ： 止め輪 発明を実施するための最良の形態
本発明者らは上述した様な課題の解決を期して、 用いる鋼材の化学成 分や高周波焼入れ条件などを主体にして鋭意研究を進めてきた。 その結 果、 所定の化学成分を満たす鋼材を選択使用すると共に、 高周波焼入れ 後のオーステナイ ト結晶粒径を微細に制御し、 高周波焼入れによる硬化 層深さを深く してやれば、 静的ねじり強度を有意に高めることができる ことを確認した。
しかし、 例えば前掲の特許第 3 5 3 9 9 8 1号に開示されている様な 高周波焼入れ用鋼では、 硬化層深さを過度に高めると靭性が低下して静 的ねじり強度は頭打ち状態となり、 その後は却って低下傾向を示す様に なる。 そのため、 焼入れ硬化層深さ比 （即ち、 シャフ ト半径に対する高 周波焼入れ硬化層深さの比） を過度に高めることはできず、 その結果と して、 静的ねじり強度レベルは 1 8 0 O M P a前後が限界となり、 それ 以上に静的ねじり強度を高めることはできなかった。
また前掲の特許第 3 2 0 8 9 6 0号に開示された高面疲労強度機械構 造用部品では、 高周波焼入れによる硬質化によって面疲労強度を高める ことはできるが、 硬質化のため相対的に炭素量の多い鋼材を使用してい ることもあって靱性不足になる傾向があり、 静的ねじり疲労特性に対す る改善効果については必ずしも満足し得るものとはいえない。
そこで、 鋼材化学成分が高周波焼入れによって与えられる硬化層深さ や結晶粒度、 粒界強度、 延いては静的ねじり疲労特性に与える影響を再 度見直すべく研究を重ねてきた。 その結果、 上記の様に化学成分の特定 された鋼材を使用すれば、 高周波焼入れ鋼材の靭性劣化を生じることな く焼入れ硬化層を深くできること、 しかも、 高周波焼入れに伴う結晶粒 の粗大化については、 高周波焼入れ処理時の最高到達温度を抑制するこ とで最小限に抑制できることを突き止めた。 そして、 高周波焼入れ硬化 層の結晶粒径を結晶粒度番号で 9番以上を確保し、 且つ該硬化層深さを ( t ) 、 当該シャフ トの最小径部の半径を （ r ) と したとき、 その比 ( t Z r ) を 0 . 7以上に高めてやれば、 静的ねじり強度を従来例では 得ることのできなかった 2 0 0 0 M P a レベル以上にまで高め得ること を知り、 上記本願発明に想到したものである。
まず、 本願発明で使用する鋼材の化学成分を定めた理由について説明 する。
C ： 0 . 4 0〜 0 . 5 0 %
Cは、 高周波焼入れ後の部品の疲労強度を高めるのに欠く ことのでき ない元素であり、 0 . 4 0 %未満では本発明で意図するレベルの静的ね じり強度を確保するのに十分な表面硬さが得られず、 結果的に満足のい く静的ねじり強度が保障できなくなる。 しかし、 C量が多過ぎると、 鋼 材の割れ感受性が高くなって静的ねじり強度が却って低下傾向を示す様 になるので、 0 . 5 0 %以下に抑えなければならない。 C量のより好ま しい含有量は 0. 4 5 %前後である。
S i ： 0. 5 %以下
S i は、 炭化物生成元素の少ない鋼においては高温硬さを高める上で 重要な元素であり、 一方、 炭化物生成元素の多い鋼では炭化物の生成を 遅らせる。 従って、 その好適含有量は炭化物生成元素の含有量によって 変わってく るが、 本発明で定める成分系の鋼では 0. 5 %以下に抑える のがよい。
M n ： 0. 5 %以下
Mnは鋼材の焼入れ性を高める元素であるが、 本発明では、 追って詳 述する如く N i 、 M o , Bなどが複合添加されて十分な焼入れ性を有し ており、 焼入れ性向上元素と しての Mnの必要性は少ない。 むしろ Mn 含量が 0. 5 %を超えると、 圧延材が硬質化し過ぎて切削性や切断性が 劣化し、 或いは焼入れ部の割れ感受性も高まるので、 0. 5 %以下に抑 えることとした。
N i ： 0. 1〜 2. 0 % , Mo ： 0. ：!〜 1. 0 %
N iおよび Moは、 下記の Bと複合添加することで焼入れ性を高め、 静的ねじり強度で 2 0 0 OMP a以上を達成する上で欠く ことのできな い元素であり、 N i 、 M oがそれぞれ 0. 1 ° /。未満ではその効果が十分 に発揮されない。 しかし、 多過ぎると焼き割れを起こす原因になるので N i は 2. 0 %以下、 Moは 1. 0 %以下に抑える。 より好ましい N i 含量は 0. 5 %以上、 1. 1 %以下、 より好ましい M 0含量は 0. 4 % 以上、 0. 7 %以下である。
B ： 5〜 3 0 p p m
Bは、 少量の添加で上記 N iおよび M o との複合効果もあって焼入れ 性を高め、 且つ粒界強度も高めて静的ねじり強度の向上に寄与する。 こ う した効果を有効に発揮させるには少なく とも 5 p p m以上含有させな ければならないが、 その効果は約 3 0 p p mで飽和するので、 それ以上 の含有は不経済である。 T i : 0. 0 0 5〜 0. 0 5 %
T i は鋼中に不可避的に混入してく る微量元素である N (窒素） や O (酸素） との親和性が高く、 これらと結合することで、 上記 Bの焼入れ 性改善効果や粒界強度増強効果を発揮させる他、 結晶粒の微細化にも有 効に作用する。 こう した効果を有効に発揮させるには 0. 0 0 5 %以上 含有させねばならないが、 多過ぎると鋼材が硬くなり過ぎて切断などの 加工性に悪影響が表れてく るので、 0. 0 5 %を上限とする。
C r ： 0. 2 %以下
C rは鋼材の焼入れ性向上に寄与する元素であるが、 本発明では上記 の様に N i， Mo， Bが複合添加されており十分な焼入れ性を有してい るので、 必須とされる訳ではない。 但し、 多過ぎると鋼材が硬質化して 切断性が劣化する他、 焼入れ部の割れ感受性も高まるので、 0. 2 %を 上限とする。 より好ましくは 0. 1 5 %以下に抑えるのがよい。
A 1 ： 0. 1 %以下
A 1 は、 脱酸と結晶粒の微細化に有効な元素であるが、 0. 1 %を超 えてもそれ以上の結晶粒微細化効果は発揮されず、 むしろ酸素との結合 によって生成する A 1 203の増大によって切削性を劣化させるので、 0. 1 %を上限とする。 より好ましくは 0. 0 4 %以下に抑えるのがよ い。
P ： 0. 0 1 5 %以下
Pは粒界偏析を起こして粒界強度を低下させ脆化の原因になるので、 0. 0 1 5 %以下に抑えるべきである。
S ： 0. 0 3 %以下
Sは鋼材の強度、 特に加工方向に対して横目の強度を著しく劣化させ るので、 0. 0 3 %以下に抑えるべきである。
本発明で用いる鋼材の必須元素は上記の通りであり、 残部は F e と不 可避不純物であるが、 場合によっては上記元素に加えて C u， V, N b， C a , P b , T eなどを適量含有させることによって所望に応じた改質 を行なうことも可能である。
本発明の中間シャフ トは、 上記化学成分の鋼材を常法に従って溶製、 铸造、 圧延などを経て棒状に加工し、 鍛造、 研削加工などにより CV J 用の中間シャフ ト形状と した後、 高周波焼入れ処理される。 この高周波 焼入れに当たっては、 周波数や温度、 加熱時間などを制御することによ つて硬化層深さを調整するが、 その際、 硬化層深さ （ t ) のシャフ ト最 小径部の半径 （ r ) に対する比、 すなわち硬化層深さ比 （ t Z r ) が 0. 7以上となる様に焼入れ条件を制御する。
このときの焼入れ温度は、 焼入れ硬化層の結晶粒度に顕著な影響を及 ぼし、 該温度が 1 0 0 0°Cを超えると結晶粒の粗大化が進行し易く、 所 定硬化層深さに達するまでに結晶粒度番号で 9番以下にまで粗大化する が、 最高到達温度が 1 0 0 0 °Cを超えない様に制御すると、 粒度番号 9 番以上の微細な結晶粒を確保することができ、 それにより靭性劣化が抑 えられて 2 0 0 0 MP a以上の静的ねじり強度を確保できる。
焼入れのための周波数は特に制限されないが、 処理の均一性や処理効 率などを総合的に考慮すると 3〜 2 0 KH zの範囲が好ましい。
なお硬化層深さ比 （ t Z r ) の上限は特に存在せず、 t Z r = l、 す なわち深部まで完全に焼入れ硬化させることも可能であり、 特にシャフ ト本体部や周溝などについては完全焼入れ硬化 （中心部まで焼入れ） と することも有効である。 しかしセレーシヨン軸部については、 硬化層を 深く し過ぎると靭性不足により静的ねじり疲労特性が低下傾向になるの で、 好ましくは t Z r値で 0. 9 5程度以下に抑えることが望ましい。 いずれにしても本発明によれば、 硬化層の結晶粒度番号を 9番以上と し、 且つ硬化層深さ比 （ t /r ) を 0. 7以上とすることで、 この種の C V J用中間シャフ トでは得ることのできなかった静的ねじり強度で 2 0 0 0 MP a以上を確保することができ、 従来の強度レベルの中間シャ フ トに比べて相対的に軸径を小さくすることが可能となり、 車体の軽量 化に寄与できる。 実施例
以下、 実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、 本発明はも とより下記実施例によって制限を受けるものではなく、 前 · 後記の趣旨 に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、 そ れらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
通常の溶製法に従って下記表 1に示す成分組成の鋼を溶製し、 铸造お よび鍛造してから焼ならしを行った後、 切削加工により図 1に示す形状 の中間シャフ トを作製した。 図中、 1はシャフ ト本体部、 2は周溝、 3 はセレーシヨ ン軸部、 4は止め輪を示す。
得られた中間シャフ トについて、 下記の高周波焼入れ処理を施した後、 下記の方法で焼入れ硬化層深さを測定すると共に、 表層部の硬さ及び硬 化層の結晶粒度を測定し、 更に下記の条件で静的ねじり強度を測定した。 結果を表 1に一括して示す。
[高周波焼入れ条件]
比較法 ：
出力 ； 7 5 K W、 周波数 ； 1 0 K H z 、 ワークコイル移動速度 ； 2 0 m m Z s e cの条件で加熱する。 この後、 1 8 0 °C X 1 0秒で焼戻しし てからねじり試験に供する。
本発明法 ：
条件は上記比較法と同様にして高周波加熱を行うが、 その間、 電圧を 調節することで表層温度が 1 0 0 0 °Cを超えないように制御する。 次い で同様にして焼入れ ·焼戻し処理してからねじり試験に供する。
[硬化層深さの測定法]
J I S G 0 5 5 9に規定される測定法に準拠し、 表面からピッカー ス硬さが H v 4 5 0までの深さを求め、 硬化層深さとする。
[表層部硬さ測定法]
J I S G 0 5 5 9に規定される測定法に準拠してビッカース硬さ H Vを求める。 [結晶粒度の測定法]
J I S G 0 5 5 1に規定される測定法に準拠して測定する。
[静的ねじり強度測定法]
静的ねじり試験機 （鷺宮製作所製の油圧サーボ捩り疲労試験機、 商品 名 「E TH— 5 0— 4 2 0— 5 0 0」 ） を使用し、 捩り角度を徐々に増 加させながら順次トルクを測定して破断するまでのトルクを求め、 供試 棒の断面寸法から計算によりせん断応力を求める。
得られた中間シャフ トの評価結果を表 1に示す。
οτ
Figure imgf000012_0001
r Z6l0/S00idf/X3d 861 0/900 OAV 産業上の利用可能性
本発明の C V J用中間シャフ トは、 用いる鋼材の成分組成を特定する と共に、 上記の様に高周波焼入れ技術をより有効に活用して焼入れ硬化 層深さ （ t ) Zシャフ ト最小径 （ r ) の比を大幅に高めることによって、 靭性劣化を防止しつつ静的ねじり疲労強度で 2 0 0 0MP aを超える高 い値を確保できる。 従って、 同レベルの性能のシャフ トであれば相対的 に小径、 即ち相対的に軽量のシャフ トを使用することができ、 構造部品 と して軽量化を増進できるばかりでなく、 素材消費量の低減によるコス トダウンも可能となる。

Claims

請求の範囲
1. 等速ジョイント用中間シャフ トにおいて、
C : 0. 4 0〜0. 5 0 % (質量％の意味、 以下同じ） 、
S i ： 0. 5 %以下、
M n ： 0. 5 %以下、
N i ： 0. 1〜 2. 0 %、
Mo ： 0. 1〜 1. 0 %、
B : 5〜 3 0 p p m、
T i ： 0. 0 0 5〜 0. 0 5 %、
C r ： 0. 2 %以下、
A 1 ： 0. 1 %以下、
P ： 0. 0 1 5 %以下、
S ： 0. 0 3 %以下、
を満たし、 残部が鉄および不可避不純物である鋼からなり、 シャフ ト最 小径部の半径を （ r ) 、 高周波焼入れによる焼入れ硬化層の深さを ( t ) と したとき、 （ t / r ) 比が 0. 7以上で、 且つ焼入れ硬化層の 結晶粒度番号が 9番以上であり、 静的ねじり強度が 2 0 0 0 MP a以上 であることを特徴とする高強度等速ジョイント用中間シャフ ト。
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JP2001192731A (ja) * 2000-01-13 2001-07-17 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度軸部品の製造方法
JP2004124190A (ja) * 2002-10-03 2004-04-22 Jfe Steel Kk ねじり特性に優れる高周波焼もどし鋼

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