(57)【要約】【課題】鍛造上がりの硬さ上昇を最小限に抑え、被削性、冷間加工性を確保しながら、非硬化部の疲労強度、硬化部の耐転がり強度、耐ピッチング強度、耐摩耗性、疲労強度等を向上させた鋼材を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．５〜０．７％、Ｓｉ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｃｒ：０．４％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｖ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．０１５超〜０．０５０％未満、Ｎ：０．０１０超〜０．０２５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼で、鍛造後、部品の一部を高周波焼入れして使用することを特徴とする高強度高加工性高周波焼入用鋼で、図１に示すように、Ｃ：０．５〜０．７％の範囲で被削性に優れている。【選択図】　　　　図１
2004137537.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．５〜０．７％、Ｓｉ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｃｒ：０．４％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｖ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．０１５超〜０．０５０％未満、Ｎ：０．０１０超〜０．０２５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、鍛造後に部品の一部を高周波焼入れして使用することを特徴とする高強度高加工性高周波焼入用鋼。
【請求項２】
請求項１に記載の高強度高加工性高周波焼入用鋼において、炭素当量式を（１）式で表すとき、炭素当量：Ｃｅｑは（２）式を満足することを特徴とする高強度高加工性高周波焼入用鋼。
【数１】
2004137537.tif 000006
【数２】
2004137537.tif 000007
【請求項３】
請求項１に記載の高強度高加工性高周波焼入用鋼において、（３）式を満足することを特徴とする高強度高加工性高周波焼入用鋼。
【数３】
2004137537.tif 000008
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、等速ジョイント、ハブユニット等、鋼材を鍛造成形した後、部品の一部を高周波焼入れして用いられる鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
例えば、等速ジョイント、ハブユニット等の部品は、鋼材を冷間鍛造、温間鍛造あるいは熱間鍛造またはこれらの組み合わせにて成形し、特に強度の必要な部分には高周波焼入れしている。このような用途には、ＪＩＳ−Ｓ５３Ｃ（非特許文献１参照）、ＳＡＥ１０５５（非特許文献２参照）、ＳＡＥ１０７０（非特許文献３参照）等の鋼材が主に用いられている。
【０００３】
しかし、近年の使用環境の過酷化、あるいは軽量化を目指した小型化、薄肉化のため、従来の焼入れ硬化部は一層の耐転がり強度、耐摩耗性、疲労強度が求められるだけでなく、従来では鍛造上がりの強度で十分であった非硬化部の疲労強度向上も求められるようになっている。また、これらの部品は鍛造後に切削加工を受ける部位が多く、近年ますます強くなる加工コスト低減の要求から、被削性の向上も強く求められる。
【０００４】
このような要求に対し、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｒの増量や、Ｍｏ等の添加により、焼入れ部に求められる特性を向上させるとともに、非硬化部の硬度上昇により、非硬化部の疲労強度を上昇させる対策が考えられる。しかしながら、これらの部品は鍛造後に切削加工を受け、冷間加工を受ける場合もあることから、いたずらに非硬化部の硬度を上げることは切削加工、冷間加工で不利となるだけでなく、Ｃｒ、Ｍｏの添加は素材費の上昇にもつながる。また、非硬化部の疲労強度向上に対しては、疲労強度不足部に焼入れを行う対策が考えられるが、部品製造工程数の増加につながり、製造コストが上昇するという問題点がある。したがって、鍛造上がりの硬さの上昇をできるだけ抑えて非硬化部の被削性、冷間加工性を確保しながら、非硬化部の疲労強度上昇および硬化部の要求特性向上を同時に達成することが、これらの部品に使用される材料の課題となる。
【０００５】
【特許文献１】
特開２００２−２２６９３８
【非特許文献１】
ＪＩＳ　Ｇ　４０５１、機械構造用炭素鋼鋼材、Ｓ５３Ｃ
【非特許文献２】
ＳＡＥ　Ｎｏ．１０５５（自動車技術者協会規格、アメリカ）
【非特許文献３】
ＳＡＥ　Ｎｏ．１０７０（自動車技術者協会規格、アメリカ）
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の課題を解決するためのものであり、鍛造上がりの硬さ上昇を最小限に抑え、被削性、冷間加工性を確保しながら、非硬化部の疲労強度、硬化部の耐転がり強度、耐ピッチング強度、耐摩耗性、疲労強度等を向上させた鋼材を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の上記課題を解決するための手段は、請求項１の発明では、質量％で、Ｃ：０．５〜０．７％、Ｓｉ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜１．０％、Ｃｒ：０．４％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｖ：０．０１〜０．１５％、Ａｌ：０．０１５超〜０．０５０％未満、Ｎ：０．０１０超〜０．０２５％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、鍛造後に部品の一部を高周波焼入れして使用することを特徴とする被削性に優れた高強度高加工性高周波焼入用鋼である。
【０００８】
なお、請求項１の手段において、鋼成分のＣ量およびＳｉ量は、さらに減縮して、望ましい範囲として、Ｃ：０．５〜０．６％、Ｓｉ：０．７〜０．９％とする。
【０００９】
請求項２の発明では、請求項１の手段の高強度高加工性高周波焼入用鋼において、炭素当量式を（１）式で表すとき、炭素当量：Ｃｅｑは（２）式を満足することを特徴とする高強度高加工性高周波焼入用鋼である。
【００１０】
【数４】
Ｃｅｑ＝Ｃ％＋１／７Ｓｉ％＋１／５Ｍｎ％＋１／９Ｃｒ％−５／７Ｓ％＋Ｖ％　　　　（１）
【００１１】
【数５】
０．７５≦Ｃｅｑ≦０．９０　　　　　　　（２）
【００１２】
請求項３の発明では、請求項１の手段の高強度高加工性高周波焼入用鋼において、（３）式を満足することを特徴とする高強度高加工性高周波焼入用鋼である。
【００１３】
【数６】
０．０１３≦０．３４Ａｌ％＋０．６６Ｎ％≦０．０３０　　　（３）
【００１４】
本発明における鋼成分の限定理由を説明する。なお、％は質量％で示す。
【００１５】
Ｃ：０．５〜０．７％、望ましくは０．５〜０．６％
Ｃは、焼入性を確保するための元素で、通常の高周波焼入れ焼戻しにより硬さ６０ＨＲＣ以上を確保するために、Ｃ量の下限を０．５％とする。また、０．７％を超えると、焼入れ時に残留オーステナイトが多く発生するようになり、硬さに対するＣ増量の効果が小さくなる。さらに、組織的には非焼入れ部の初析フェライト量が消滅し、被削性が大きく低下する。そこでＣ：０．５〜０．７％とする。ところで、特に高い硬さが要求される場合を除いては、初析フェライトを十分に残し、狙いの炭素当量：Ｃｅｑに対し、他の合金元素添加の余地を残すため、０．５〜０．６％が望ましい。
【００１６】
Ｓｉ：０．５〜１．０％、望ましくは０．７〜０．９％
Ｓｉ量は本発明において最も重要な役割を果たすもので、非硬化部の硬さの上昇を最小限に抑えながら、疲労強度、被削性を向上させ、さらに硬化部の耐転がり強度、耐ピッチング強度、耐摩耗性、疲労強度の向上に寄与する。硬化部の耐転がり強度、耐ピッチング強度、耐摩耗性、疲労強度に対しては０．５％以上で効果があり、１．０％を超えると効果は飽和する。そこでＳｉ：０．５〜１．０％とする。ただし、被削性に関しては、０．７〜０．９％が最も優れるので、望ましくは０．７〜０．９％とする。
【００１７】
Ｍｎ：０．５〜１．０％、望ましくは０．６〜１．０％
Ｍｎ量を低下させると、高周波焼入れの短時間加熱によるオーステナイト化が不十分となり、十分な焼入れ硬さが得られない。本発明鋼の範囲では０．５％以上が最低限必要となる。０．６％以上が望ましい。また、Ｍｎの増量は非硬化部の疲労強度を向上させるが、初析フェライトを減少させ、被削性を著しく低下させるため、１．０％を上限とする。そこでＭｎ：０．５〜１．０％、望ましくは０．６〜１．０％とする。
【００１８】
Ｓ：０．０３５％以下
Ｓは被削性を向上させる元素で、添加量を増やすと被削性には有利であるが、非金属介在物であるＭｎＳを生成するため、耐転がり強度を低下する。したがって、耐転がり強度への影響が見られない０．０３５％を上限とする。
【００１９】
Ｃｒ：０．４％以下
Ｃｒは、焼入れ性、鍛造硬さを調整するために添加量を調整して添加すればよいが、セメンタイト中に濃縮し、焼入れ前の加熱の際、炭素のマトリックスへの固溶を阻害する。高周波焼入れの短時間加熱ではこれが問題となるため、０．４％以下とする。
【００２０】
Ｖ：０．０１〜０．１５％
ＶはＳｉと並んで、本発明において重要な役割を果たし、非硬化部の疲労強度の向上と被削性の向上に寄与する元素である。Ｖ添加により、組織中の最弱部である初析フェライトがＶＣの析出硬化により強化され、疲労強度が向上する。また、Ｖ添加より生成するＶＮを核として初析フェライトが安定して球状に析出し、被削性を大幅に向上させる。Ｃ：０．５％以下ではＶの添加にかかわらず、初析フェライトが層状であっても十分な量析出するため、Ｖ添加による被削性向上効果はほとんど無い。一方、Ｃ：０．７％以上ではＶを添加しても初析フェライトがほとんど析出しないため、被削性向上効果は無い。層状の初析フェライトがわずかに析出し、被削性に対して不十分な領域であるＣ：０．５〜０．７％の範囲においてのみ、Ｖを添加し、球状の初析フェライトを安定的に析出させることで被削性を向上させることができる。Ｖ：０．０１％未満ではその効果が飽和するので、Ｖ：０．１５％を超えてもその効果は変わらないので、Ｖ：０．０１〜０．１５％とする。
【００２１】
Ａｌ：０．０１５超〜０．０５０％未満
ＡｌはＮと化合して、ＡｌＮとして鋼中に析出する。温間あるいは熱間鍛造時において、このＡｌＮのピンニング効果により結晶粒の粗大化が防止できる。Ａｌ：０．０１５％以下ではその効果が十分には得られず、Ａｌ：０．０５０％以上では靱性を劣化させるので、Ａｌ：０．０１５超〜０．０５０％未満とする。
【００２２】
Ｎ：０．０１０超〜０．０２５％未満
ＮはＡｌと化合して、ＡｌＮとして鋼中に析出する。温間あるいは熱間鍛造時において、このＡｌＮのピンニング効果により結晶粒の粗大化が防止できる。Ｎ：０．０１０％以下ではその効果が十分には得られず、Ｎ：０．０２５％以上ではその効果が飽和するので、Ｎ：０．０１０超〜０．０２５％未満とする。
【００２３】
０．７５≦Ｃｅｑ≦０．９０とする理由
熱間鍛造、温間鍛造の硬さは、炭素当量：Ｃｅｑで予測できる。鍛造後の硬さは高いほど疲労強度には有利であるが、加工に対しては不利となる。本発明鋼の範囲付近で、炭素当量と熱間鍛造硬さの関係を実験にて確認したところ、図９に示すような関係が得られた。炭素当量を０．７５≦Ｃｅｑ≦０．９０とすることで、非焼入れ部の疲労強度と通常の加工方法による加工性が両立できる１９．５〜２６．５ＨＲＣとなる。したがって、この炭素当量：Ｃｅｑの範囲の成分とすることで、加工性と疲労強度が両立する鋼を確実に得ることができ、特に加工工程中に熱間鍛造を含む場合には、この範囲となることが多い。
【００２４】
０．０１３≦０．３４Ａｌ％＋０．６６Ｎ％≦０．０３０とする理由
温間鍛造時あるいは熱間鍛造時において、上記の式の範囲とすることでＡｌＮのピンニング効果により結晶粒の粗大化が抑制できる。この鍛造時に析出しているＡｌＮ量が多いほど、結晶粒は小さくなる。結晶粒微細化により非硬化部の疲労強度、及び加工性を向上させることが可能である。鍛造時に析出しているＡｌＮ量は０．３４Ａｌ％＋０．６６Ｎ％から求めることができる。これが０．０１３未満では結晶粒粗大化抑制効果がほとんどなく、０．０３０を超えるものではその効果が飽和するので、０．３４Ａｌ％＋０．６６Ｎ％の値を０．０１３〜０．０３０とする。
【００２５】
【発明の実施の形態】
以下に本発明の実施の形態を実施例を通じて説明する。１００ｋｇ真空誘導炉（ＶＩＭ）にて下記の表１、表２、表３に示す成分の供試鋼を溶製する。なお、表１〜表３の供試鋼の化学成分におけるＰ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｏは不純物として不可避的に含有されるものである。得られた鋼を熱間鍛造により所定の寸法に鍛伸し、旋削加工にてそれぞれ実施例の試験片に加工する。
【００２６】
【実施例】
上記の供試鋼において、表１のヒート１〜１０の１０種は図１に示すＣ量における評価に使用の供試鋼で、ヒート８、ヒート９、ヒート１０は本発明の望ましいＣ量の範囲から外れるものである。さらに表１のヒート１１〜２３の１３種は図２、図３、図４に示すＳｉ量における評価に使用の供試鋼で、ヒート１１〜１６は本発明のＳｉ量の範囲より少なく、ヒート２２および２３は本発明のＳｉ量の範囲より多く外れるものを示す。
【００２７】
【表１】
2004137537.tif 000003
【００２８】
さらに、表２のヒート２４〜３５の１２種は図５、図６、図７に示すＭｎ量における評価に使用の供試鋼で、ヒート２４〜２６は本発明のＭｎ量の範囲より少なく、ヒート３３〜３５は本発明のＭｎ量の範囲より多く外れるものである。さらに、表２のヒート３６〜４３の８種は図８のＳ量における評価に使用の供試鋼でヒート４２および４３は本発明のＳ量の範囲より多く外れるものである。
【００２９】
【表２】
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【００３０】
さらに、表３のヒート４４〜５１の８種は図９、図１０に示すＶ量における評価に使用の供試鋼である。ヒート４４は本発明のＶ量の範囲より少なく、ヒート５０および５１は本発明のＶ量の範囲より多く外れるものである。さらに、表３のヒート５２〜６２の１１種は図１１、１２における評価に使用の供試鋼で、ヒート５２〜５４はＡｌ、Ｎ量のいずれかが本発明のＡｌ、Ｎ量の範囲より少なく外れるもので、ヒート６１および６２はＡｌ、Ｎ量のいずれかが本発明のＡｌ、Ｎ量の範囲より多く外れるものである。
【００３１】
【表３】
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【００３２】
以上の各ヒートの供試鋼におけるそれぞれの試験片を作製して以下の試験を行い、それぞれの結果を各図に示す。
【００３３】
▲１▼被削性（ドリル寿命試験）
φ３０ｍｍの熱間鍛造材をフライス盤にて２４×１８×３００ｍｍの角材に加工し、ドリル穿孔試験を行い、ドリル寿命までの穿孔数で被削性を評価した。試験条件は各図に示すように、ドリル径：φ５ｍｍ、ドリル材質：ＳＫＨ５１、切削速度：２０ｍ／ｍｉｎ、送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切削油：なし（乾式）、穿孔深度：１５ｍｍ、評価方法：穿孔不能までの穴数である。
図１に見られるように、Ｃ量の上昇につれて被削性は低下し、０．６％を超えると急激に低下する。
図４に見られるように、Ｓｉ量は１％以下では被削性への影響は小さいが、０．７〜０．９％が最も優れる。１％を超えると被削性は急激に低下する。
図７に見られるように、Ｍｎ量の増加とともに被削性は低下する。１％を超えると特に低下が著しい。
図１０に見られるように、Ｖを添加することにより被削性は向上する。ただし、０．１５％を超えると被削性は低下する。
図１２に見られるように、Ａｌ、Ｎ量の増加と共に被削性は向上する。ただし、０．３４Ａｌ％＋０．６６Ｎ％＝０．０３０程度でその効果は飽和する。
【００３４】
▲２▼疲労試験（回転曲げ疲労試験）
φ２０ｍｍの熱間鍛造材を旋削にて試験部φ８ｍｍの回転曲げ疲労試験片に加工し、回転曲げ疲労試験を行い疲労強度で評価した。
図２に見られるように、Ｓｉ量の増加とともに疲労強度は向上する。
図５に見られるように、Ｍｎ量の増加とともに疲労強度は向上する。
図９に見られるように、Ｖ量の増加とともに疲労強度は向上する。
さらに図１１に見られるようにＡｌ、Ｎ量の増加とともに疲労強度は向上する。
【００３５】
▲３▼転がり寿命試験（ラジアル荷重）
φ２０ｍｍの鍛造材よりφ１２ｍｍ×２２ｍｍの試験片を旋削により加工し、高周波焼入れ焼戻し後、表面研磨して転がり寿命試験を、図３に示すように、Ｐｍａｘ：５８８０ＭＰａ、荷重：ラジアル方向、温度：室温の各条件にて行い、Ｌ１０寿命で評価した。図３に示すように、Ｓｉ量増加とともに転がり寿命は向上するが、０．５％以上で効果が大きい。
【００３６】
▲４▼転がり寿命試験（スラスト荷重）
φ６５ｍｍの鍛造材よりφ６０×７．２ｍｍの試験片を旋削により加工し、高周波焼入れ焼戻し後、表面研磨して転がり寿命試験を、図８に示すように、Ｐｍａｘ＝５２９２ＭＰａ、荷重：スラスト方向、温度：室温の条件で行い、Ｌ１０寿命で評価した。図８に示すように、Ｓ量が、０．０３５％を超えると転がり寿命は低下し始める。
【００３７】
▲５▼短時間加熱焼入れ試験
φ３０ｍｍの熱間鍛造材からφ３×１０ｍｍを切り出し、１０００℃−１ｓｅｃにて加熱後、ヘリウムガスにより急冷し、焼入れ硬さを測定した。図６に見られるように、Ｍｎ量０．４％未満では、十分にオーステナイト化せず、硬さが不十分であった。
【００３８】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明は、鋼成分においてＣ量、Ｍｎ量を加工性を悪化させない範囲にとどめ、Ｓｉ量およびＮ量を増加して高強度化させ、ＡｌＮ量を増加して結晶粒を微細化することで、鍛造上がりの硬さ上昇を最小限に抑え、被削性、冷間加工性を確保しながら、非硬化部の疲労強度を向上させ、さらに硬化部の耐転がり強度、転がり寿命、耐ピッチング強度、耐摩耗性、疲労強度等を向上させ、鍛造後に部品の一部を高周波焼入れして使用する高強度高加工性高周波焼入用鋼材で、従来にない優れた特性を有するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】ドリル穿孔試験における鋼材のＣ量と穿孔数の関係による被削性を示すグラフである。
【図２】回転曲げ疲労試験によるＳｉ量と疲労強度の関係を示すグラフである。
【図３】ラジアル方向の荷重における転がり寿命試験におけるＳｉ量とＬ１０寿命の関係を示すグラフである。
【図４】ドリル穿孔試験における鋼材のＳｉ量と穿孔数の関係による被削性を示すグラフである。
【図５】回転曲げ疲労試験によるＭｎ量と疲労強度の関係を示すグラフである。
【図６】短時間加熱焼入れ試験におけるＭｎ量と焼入れ硬さの関係を示すグラフである。
【図７】ドリル穿孔試験における鋼材のＭｎ量と穿孔数の関係による被削性を示すグラフである。
【図８】スラスト方向の荷重における転がり寿命試験におけるＳ量とＬ１０寿命の関係を示すグラフである。
【図９】回転曲げ試験によるＶ量と疲労強度の関係を示すグラフである。
【図１０】ドリル穿孔試験における鋼材のＶ量と穿孔数の関係による被削性を示すグラフである。
【図１１】回転曲げ試験によるＡｌ、Ｎ量と疲労強度の関係を示すグラフである。
【図１２】ドリル穿孔試験における鋼材のＡｌ、Ｎ量と穿孔数の関係による被削性を示すグラフである。
【図１３】炭素当量と熱間鍛造硬さの関係を示すグラフである。
【図１】
2004137537.tif 000009
【図２】
2004137537.tif 000010
【図３】
2004137537.tif 000011
【図４】
2004137537.tif 000012
【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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