JPH11302727A - 高強度シャフトの製造方法 - Google Patents
高強度シャフトの製造方法Info
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- JPH11302727A JPH11302727A JP10107287A JP10728798A JPH11302727A JP H11302727 A JPH11302727 A JP H11302727A JP 10107287 A JP10107287 A JP 10107287A JP 10728798 A JP10728798 A JP 10728798A JP H11302727 A JPH11302727 A JP H11302727A
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- C21D9/28—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for plain shafts
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- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 切削加工性及び冷間加工性を損なうことな
く、高強度化を図ったシャフトの製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．４７〜０．５５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．２０〜０．５
０％、Ｍｏ：０．０８〜０．３０％、Ｓ：０．００５〜
０．０３５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔ
ｉ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５％、Ｍｎ＋Ｍｏ：０．４５〜
０．７０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からな
り、かつ加熱温度をＡｃ3〜１０５０℃とした後、減面
率３０％以上で圧延または鍛造し、圧延または鍛造後の
硬さを８５〜９７ＨＲＢとした鋼材を用い、高周波焼入
れ後に硬化層比率（表面から５００ＨＶとなる点までの
距離／部品半径）を０．２５以上、ＪＩＳＧ０５５１に
規定するオーステナイト結晶粒度番号を７以上とするこ
とからなる図１に示す高強度シャフトの製造方法であ
る。
く、高強度化を図ったシャフトの製造方法を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．４７〜０．５５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．２０〜０．５
０％、Ｍｏ：０．０８〜０．３０％、Ｓ：０．００５〜
０．０３５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔ
ｉ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５％、Ｍｎ＋Ｍｏ：０．４５〜
０．７０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からな
り、かつ加熱温度をＡｃ3〜１０５０℃とした後、減面
率３０％以上で圧延または鍛造し、圧延または鍛造後の
硬さを８５〜９７ＨＲＢとした鋼材を用い、高周波焼入
れ後に硬化層比率（表面から５００ＨＶとなる点までの
距離／部品半径）を０．２５以上、ＪＩＳＧ０５５１に
規定するオーステナイト結晶粒度番号を７以上とするこ
とからなる図１に示す高強度シャフトの製造方法であ
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、切削加工性、冷間
加工性、高周波焼入性及びねじり強度に優れたボロンを
含有するシャフトの製造方法に関するものであり、特に
自動車のドライブシャフト等のシャフトの製造方法に関
するものである。
加工性、高周波焼入性及びねじり強度に優れたボロンを
含有するシャフトの製造方法に関するものであり、特に
自動車のドライブシャフト等のシャフトの製造方法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来から自動車のシャフト用鋼として使
用されているＳ４０Ｃ（ＪＩＳ規格）相当の鋼種に対
し、生産コストの低減や燃費向上を実現するために、部
品の軽量化が望まれている。そのためには、Ｓ４０Ｃに
対し、更なる高強度化が必要である。
用されているＳ４０Ｃ（ＪＩＳ規格）相当の鋼種に対
し、生産コストの低減や燃費向上を実現するために、部
品の軽量化が望まれている。そのためには、Ｓ４０Ｃに
対し、更なる高強度化が必要である。
【０００３】例えば、特公平８−３２９４６では、Ｓ４
０Ｃに対し、Ｓｉ、Ｍｎを低減し、Ｂで焼入性を補うこ
とによって切削加工性及び冷間加工性を向上させたボロ
ン鋼が開示されているが、この鋼はＣ量が０．４５重量
％以下であり、Ｓ４０Ｃと同レベルのＣ量である。その
ため、Ｓ４０Ｃに対し積極的に高強度化を図ったもので
はない。
０Ｃに対し、Ｓｉ、Ｍｎを低減し、Ｂで焼入性を補うこ
とによって切削加工性及び冷間加工性を向上させたボロ
ン鋼が開示されているが、この鋼はＣ量が０．４５重量
％以下であり、Ｓ４０Ｃと同レベルのＣ量である。その
ため、Ｓ４０Ｃに対し積極的に高強度化を図ったもので
はない。
【０００４】高強度化を実現するためには、Ｃ量を更に
ＵＰする必要があるが、本発明者等が検討した結果によ
ると、Ｃ量を０．４７重量％以上含有させると、ねじり
強度試験において、破壊形態が延性破壊から脆性（粒
界）に移行し、ねじり強度が向上しないことが分かって
いる。
ＵＰする必要があるが、本発明者等が検討した結果によ
ると、Ｃ量を０．４７重量％以上含有させると、ねじり
強度試験において、破壊形態が延性破壊から脆性（粒
界）に移行し、ねじり強度が向上しないことが分かって
いる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】ねじり強度を向上させ
るためには、Ｃ量を増加する必要がある。しかし、Ｃ量
を増加した場合、破壊形態が延性破壊から脆性破壊に移
行し、ねじり強度が向上しない。そのため、ねじり強度
を向上させるため、脆性破壊を抑制する必要がある。そ
こで、本発明は、切削加工性及び冷間加工性を加味した
上で、脆性破壊を抑制するための最適な添加元素及び添
加量を見いだし、Ｓ４０Ｃに対し、切削加工性及び冷間
加工性を損なうことなく、高強度化を図ったシャフトの
製造方法を提供することを目的とする。
るためには、Ｃ量を増加する必要がある。しかし、Ｃ量
を増加した場合、破壊形態が延性破壊から脆性破壊に移
行し、ねじり強度が向上しない。そのため、ねじり強度
を向上させるため、脆性破壊を抑制する必要がある。そ
こで、本発明は、切削加工性及び冷間加工性を加味した
上で、脆性破壊を抑制するための最適な添加元素及び添
加量を見いだし、Ｓ４０Ｃに対し、切削加工性及び冷間
加工性を損なうことなく、高強度化を図ったシャフトの
製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記の課題を解決するた
めのこの発明の手段は、重量％で、Ｃ：０．４７〜０．
５５％、Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．２０
〜０．５０％、Ｍｏ：０．０８〜０．３０％、Ｓ：０．
００５〜０．０３５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５
％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．０１％以
下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｍｎ＋Ｍｏ：０．
４５〜０．７０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物
からなり、かつ加熱温度をＡｃ3〜１０５０℃とした
後、減面率３０％以上で圧延または鍛造し、圧延または
鍛造後の硬さを８５〜９７ＨＲＢとすることを特徴とす
る。脆性破壊の抑制方法としては、Ｂ：０．０００５〜
０．００５％、Ｍｏ：０．０８〜０．３０％添加するこ
とにより粒界強度の向上を図った。
めのこの発明の手段は、重量％で、Ｃ：０．４７〜０．
５５％、Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．２０
〜０．５０％、Ｍｏ：０．０８〜０．３０％、Ｓ：０．
００５〜０．０３５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５
％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．０１％以
下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｍｎ＋Ｍｏ：０．
４５〜０．７０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物
からなり、かつ加熱温度をＡｃ3〜１０５０℃とした
後、減面率３０％以上で圧延または鍛造し、圧延または
鍛造後の硬さを８５〜９７ＨＲＢとすることを特徴とす
る。脆性破壊の抑制方法としては、Ｂ：０．０００５〜
０．００５％、Ｍｏ：０．０８〜０．３０％添加するこ
とにより粒界強度の向上を図った。
【０００７】そして、更にＴｉ：０．０５〜０．２０％
添加することにより鋼中にＴｉ炭化物或いはＴｉ炭窒化
物を微細に析出させ、圧延後のフェライト粒度を微細に
し、かつ高周波焼入焼戻し等の焼入焼戻し処理時のオー
ステナイト結晶粒の成長を抑制し、ＪＩＳに規定するオ
ーステナイト結晶粒度番号を７以上とした。そのことに
よって、オーステナイト結晶粒の微細化を図り、粒界強
度を向上させた。そして、これらの添加元素を複合添加
することにより、Ｃ：０．４７〜０．５５％の範囲で、
脆性破壊を抑制することが可能となった。また、切削加
工性及び冷間加工性を改善するために、フェライト強化
元素であるＳｉ、Ｍｎを低減した。そして、更に圧延ま
たは鍛造時の加熱温度を規定し、Ｔｉ炭化物またはＴｉ
炭窒化物を微細に析出させることにより、圧延または鍛
造時のオーステナイト粒を微細にし、フェライト面積率
を増加させた。そして、これらの複合効果により、圧延
または鍛造後の硬さを８５〜９７ＨＲＢにし、切削加工
性及び冷間加工性の改善を図った。
添加することにより鋼中にＴｉ炭化物或いはＴｉ炭窒化
物を微細に析出させ、圧延後のフェライト粒度を微細に
し、かつ高周波焼入焼戻し等の焼入焼戻し処理時のオー
ステナイト結晶粒の成長を抑制し、ＪＩＳに規定するオ
ーステナイト結晶粒度番号を７以上とした。そのことに
よって、オーステナイト結晶粒の微細化を図り、粒界強
度を向上させた。そして、これらの添加元素を複合添加
することにより、Ｃ：０．４７〜０．５５％の範囲で、
脆性破壊を抑制することが可能となった。また、切削加
工性及び冷間加工性を改善するために、フェライト強化
元素であるＳｉ、Ｍｎを低減した。そして、更に圧延ま
たは鍛造時の加熱温度を規定し、Ｔｉ炭化物またはＴｉ
炭窒化物を微細に析出させることにより、圧延または鍛
造時のオーステナイト粒を微細にし、フェライト面積率
を増加させた。そして、これらの複合効果により、圧延
または鍛造後の硬さを８５〜９７ＨＲＢにし、切削加工
性及び冷間加工性の改善を図った。
【０００８】本発明は、上記成分系の鋼材を用いる製造
方法により、切削加工性及び冷間加工性を損なうことな
く、高強度化を図ったシャフトを提供するものである。
方法により、切削加工性及び冷間加工性を損なうことな
く、高強度化を図ったシャフトを提供するものである。
【０００９】（本発明の限定理由）本発明の限定理由を
以下に示す。以下、％は重量％を示す。 Ｃ：Ｃは機械構造用部品として焼入焼戻し後の強度を確
保するために必要な元素であり、０．４７％未満では、
強度が不十分であり、０．５５％を超えると破壊形態が
延性破壊から脆性破壊に移行し、逆に強度が低下する。
そのため、含有量を０．４７〜０．５５％とした。
以下に示す。以下、％は重量％を示す。 Ｃ：Ｃは機械構造用部品として焼入焼戻し後の強度を確
保するために必要な元素であり、０．４７％未満では、
強度が不十分であり、０．５５％を超えると破壊形態が
延性破壊から脆性破壊に移行し、逆に強度が低下する。
そのため、含有量を０．４７〜０．５５％とした。
【００１０】Ｓｉ：Ｓｉは脱酸のため必要元素であり、
０．０３％未満ではその効果が十分に得られず、０．１
５％を超えて含有させると加工性を低下させる。そのた
め、含有量を０．０３〜０．１５% とした。
０．０３％未満ではその効果が十分に得られず、０．１
５％を超えて含有させると加工性を低下させる。そのた
め、含有量を０．０３〜０．１５% とした。
【００１１】Ｍｎ：Ｍｎは焼入性を確保するのに必要な
元素であり、０．２０％未満ではその効果が充分に得ら
れず、０．５０％を超えて含有させると圧延或いは鍛造
後の硬さを上げ、加工性を低下させる。そのため、含有
量を０．２０〜０．５０％とした。
元素であり、０．２０％未満ではその効果が充分に得ら
れず、０．５０％を超えて含有させると圧延或いは鍛造
後の硬さを上げ、加工性を低下させる。そのため、含有
量を０．２０〜０．５０％とした。
【００１２】Ｍｏ：Ｍｏは、焼入性を向上させる元素で
あり、かつ粒界強度を増し、脆性破壊を抑制し延性破壊
に移行させるために必要な元素であり、０．０８％未満
では脆性破壊抑制効果が十分ではなく、０．３０％を超
えて含有させると圧延あるいは鍛造後の硬さを上げ、加
工性を著しく低下させる。そのため、含有量を０．０８
〜０．３０％とした。
あり、かつ粒界強度を増し、脆性破壊を抑制し延性破壊
に移行させるために必要な元素であり、０．０８％未満
では脆性破壊抑制効果が十分ではなく、０．３０％を超
えて含有させると圧延あるいは鍛造後の硬さを上げ、加
工性を著しく低下させる。そのため、含有量を０．０８
〜０．３０％とした。
【００１３】Ｓ：Ｓは、ＭｎＳ、ＴｉＳとなり、被削性
を改善する元素であるが０．００５％未満ではその効果
が十分に得られず、０．０３５％を超えると冷間加工性
を低下させる。そのため含有量を０．００５〜０．０３
５％とした。
を改善する元素であるが０．００５％未満ではその効果
が十分に得られず、０．０３５％を超えると冷間加工性
を低下させる。そのため含有量を０．００５〜０．０３
５％とした。
【００１４】Ｂ：Ｂは、粒界強度を向上させ、かつ焼入
性を向上させる元素であり、０．０００５％未満ではそ
の効果は十分ではなく、０．００５％を超えて含有させ
ると逆に焼入性を低下させる。そのため、含有量を０．
０００５〜０．００５％とした。
性を向上させる元素であり、０．０００５％未満ではそ
の効果は十分ではなく、０．００５％を超えて含有させ
ると逆に焼入性を低下させる。そのため、含有量を０．
０００５〜０．００５％とした。
【００１５】Ｔｉ：Ｔｉは鋼中のｆｒｅｅ−Ｎを固定し
てＢの焼入性への効果を向上させると共にＴｉ炭化物、
Ｔｉ炭窒化物を形成し、圧延または鍛造時のオーステナ
イト結晶粒を微細にし、かつ高周波焼入焼戻等の焼入焼
戻処理時のオーステナイト結晶粒の成長を抑制するもの
であり、加工性改善、粒界強度向上に必要な元素であ
る。０．０５％未満ではその効果は十分でなく、０．２
０％を超えると析出物の量が過剰となり加工性を低下さ
せる。そのため、含有量を０．０５％〜０．２０％とし
た。
てＢの焼入性への効果を向上させると共にＴｉ炭化物、
Ｔｉ炭窒化物を形成し、圧延または鍛造時のオーステナ
イト結晶粒を微細にし、かつ高周波焼入焼戻等の焼入焼
戻処理時のオーステナイト結晶粒の成長を抑制するもの
であり、加工性改善、粒界強度向上に必要な元素であ
る。０．０５％未満ではその効果は十分でなく、０．２
０％を超えると析出物の量が過剰となり加工性を低下さ
せる。そのため、含有量を０．０５％〜０．２０％とし
た。
【００１６】Ｎ：Ｎは０．０１％を超えて含有するとＴ
ｉＮが増加し、疲労特性に悪影響を及ぼす。そのため、
含有量を０．０１５％以下とした。
ｉＮが増加し、疲労特性に悪影響を及ぼす。そのため、
含有量を０．０１５％以下とした。
【００１７】Ａｌ：Ａｌは、脱酸材として必要な元素で
あり、０．００５％未満ではその効果は十分ではなく、
０．０５％を超えて含有させるとアルミナ系酸化物が増
加し、疲労特性、加工性を低下させる。そのため含有量
は、０．００５〜０．０５％とした。
あり、０．００５％未満ではその効果は十分ではなく、
０．０５％を超えて含有させるとアルミナ系酸化物が増
加し、疲労特性、加工性を低下させる。そのため含有量
は、０．００５〜０．０５％とした。
【００１８】Ｍｎ＋Ｍｏ：Ｍｎ、Ｍｏ共に高周波焼入性
に寄与すると共に鋼材の硬さを上げる元素であり、その
和が０．４５未満では、ねじり疲労強度を満足するため
の適正な硬化層深さが得られず、０．７０以上では、９
７ＨＲＢ以下の硬さを満足しなくなる。そのため、Ｍｎ
＋Ｍｏ量を０．４５〜０．７０とした。
に寄与すると共に鋼材の硬さを上げる元素であり、その
和が０．４５未満では、ねじり疲労強度を満足するため
の適正な硬化層深さが得られず、０．７０以上では、９
７ＨＲＢ以下の硬さを満足しなくなる。そのため、Ｍｎ
＋Ｍｏ量を０．４５〜０．７０とした。
【００１９】硬さ：圧延または鍛造後の硬さが、８５Ｈ
ＲＢより低い場合、芯部強度（高周波焼入れ後の非硬化
部）が不足し、９７ＨＲＢより高い場合は、被削性を劣
化させる。そのため、圧延または鍛造後の硬さを８５〜
９７ＨＲＢとした。
ＲＢより低い場合、芯部強度（高周波焼入れ後の非硬化
部）が不足し、９７ＨＲＢより高い場合は、被削性を劣
化させる。そのため、圧延または鍛造後の硬さを８５〜
９７ＨＲＢとした。
【００２０】圧延・鍛造条件：Ａｃ3以上に加熱する理
由は、炭化物やフェライトを残さず均質にオーステナイ
ト化するためであり、フェライトが残留した場合、圧延
または鍛造後の組織において均質なフェライト粒度の組
織が得られず、焼入焼戻処理後に熱処理歪みが大きくな
る。また１０５０℃以上の加熱温度になると、微細析出
物の成長が起こり析出物が比較的大きくなるため、圧延
または鍛造時のオーステナイト結晶粒が大きくなり、圧
延または鍛造後のフェライト量を減少させ、加工性を劣
化させると共に、焼入焼戻処理後の結晶粒が大きくな
り、粒界強度が低下する。そのため、圧延または鍛造時
の加熱温度をＡｃ3〜１０５０℃とした。減面率につい
ては、３０％以下ではフェライトの生成量が減少し加工
性が低下する。
由は、炭化物やフェライトを残さず均質にオーステナイ
ト化するためであり、フェライトが残留した場合、圧延
または鍛造後の組織において均質なフェライト粒度の組
織が得られず、焼入焼戻処理後に熱処理歪みが大きくな
る。また１０５０℃以上の加熱温度になると、微細析出
物の成長が起こり析出物が比較的大きくなるため、圧延
または鍛造時のオーステナイト結晶粒が大きくなり、圧
延または鍛造後のフェライト量を減少させ、加工性を劣
化させると共に、焼入焼戻処理後の結晶粒が大きくな
り、粒界強度が低下する。そのため、圧延または鍛造時
の加熱温度をＡｃ3〜１０５０℃とした。減面率につい
ては、３０％以下ではフェライトの生成量が減少し加工
性が低下する。
【００２１】硬化層深さ：硬化層比率（表面から５００
ＨＶとなる点までの距離／部品半径）が０．２５未満の
場合、ねじり疲労試験にて破壊起点が内部起点となり、
ねじり疲労強度が低下する。そのため、硬化層比率を
０．２５以上とした。
ＨＶとなる点までの距離／部品半径）が０．２５未満の
場合、ねじり疲労試験にて破壊起点が内部起点となり、
ねじり疲労強度が低下する。そのため、硬化層比率を
０．２５以上とした。
【００２２】オーステナイト結晶粒度：高周波焼入後の
オーステナイト結晶粒度番号が７未満であると破壊形態
が延性破壊から脆性破壊に移行し、強度が低下する。そ
のため、オーステナイト結晶粒度番号を７以上とした。
オーステナイト結晶粒度番号が７未満であると破壊形態
が延性破壊から脆性破壊に移行し、強度が低下する。そ
のため、オーステナイト結晶粒度番号を７以上とした。
【００２３】
【発明の実施の形態】本発明の実施の形態を以下に、実
施例及び比較例を通じて示す。実施例及び比較例におけ
る鋼組成をを表１のＮｏ．１〜８に示す。発明鋼Ｎｏ．
１〜３は、それぞれＳ４８Ｃ、Ｓ５３Ｃ、Ｓ５５Ｃ相当
の鋼に対しＳｉ、Ｍｎを低減し、Ｍｏ、Ｂを添加し、さ
らにＴｉを０．０８〜０．１４２％と多量に添加した鋼
である。それに対し、比較鋼Ｎｏ．４、５はそれぞれＳ
４０Ｃ、Ｓ４８Ｃの鋼である。比較鋼Ｎｏ．６はＳ４８
Ｃ相当の鋼にＢとＴｉを０．０３５％添加した鋼であ
る。比較鋼Ｎｏ．７はＳ５５Ｃ相当の鋼にＭｏ、Ｂ、Ｔ
ｉ（０．０３８％）を添加した鋼である。Ｎｏ．８はＳ
５３Ｃ相当の鋼にＭｏ、Ｂ、Ｔｉ（０．１３２％）を添
加した鋼であるが、Ｍｎ＋Ｍｏが０．７５％となり、
０．４０％≦Ｍｎ＋Ｍｏ≦０．７０％を満足していない
鋼である。
施例及び比較例を通じて示す。実施例及び比較例におけ
る鋼組成をを表１のＮｏ．１〜８に示す。発明鋼Ｎｏ．
１〜３は、それぞれＳ４８Ｃ、Ｓ５３Ｃ、Ｓ５５Ｃ相当
の鋼に対しＳｉ、Ｍｎを低減し、Ｍｏ、Ｂを添加し、さ
らにＴｉを０．０８〜０．１４２％と多量に添加した鋼
である。それに対し、比較鋼Ｎｏ．４、５はそれぞれＳ
４０Ｃ、Ｓ４８Ｃの鋼である。比較鋼Ｎｏ．６はＳ４８
Ｃ相当の鋼にＢとＴｉを０．０３５％添加した鋼であ
る。比較鋼Ｎｏ．７はＳ５５Ｃ相当の鋼にＭｏ、Ｂ、Ｔ
ｉ（０．０３８％）を添加した鋼である。Ｎｏ．８はＳ
５３Ｃ相当の鋼にＭｏ、Ｂ、Ｔｉ（０．１３２％）を添
加した鋼であるが、Ｍｎ＋Ｍｏが０．７５％となり、
０．４０％≦Ｍｎ＋Ｍｏ≦０．７０％を満足していない
鋼である。
【００２４】
【表１】
【００２５】表１に示す化学成分組成の供試鋼（発明鋼
１〜３、比較鋼４〜７）をそれぞれ１００ｋｇ真空溶解
炉にて溶製し、９５０℃に加熱後、熱間鍛造でφ２７に
鍛造した。そして、切削加工及び転造加工を加え、図１
に示す形状のシャフトに加工し、高周波焼入焼戻し（焼
戻条件：１８０℃で１時間）を行い、ついで、硬化層比
率が約０．５０となるように高周波焼入焼戻しを行っ
た。
１〜３、比較鋼４〜７）をそれぞれ１００ｋｇ真空溶解
炉にて溶製し、９５０℃に加熱後、熱間鍛造でφ２７に
鍛造した。そして、切削加工及び転造加工を加え、図１
に示す形状のシャフトに加工し、高周波焼入焼戻し（焼
戻条件：１８０℃で１時間）を行い、ついで、硬化層比
率が約０．５０となるように高周波焼入焼戻しを行っ
た。
【００２６】
【実施例】以下に、実施の形態に記載の製品について以
下の試験を行ない、その結果を示す。シャフトの両端の
セレーション部１を固定し、ねじり強度試験及びねじり
疲労試験を実施した。ただし、ねじり強度試験片は、上
記のとおり硬化層比率が約０．５０となるように高周波
焼入焼戻しを行ったものである。また、結晶粒度測定
は、ＪＩＳＧ０５５１に記載の方法で行い、硬化層深さ
の測定はビッカース硬度計で５００ＨＶとなる位置を測
定し硬化層比率を求めた。また、素材の硬さは、ロック
ウェル硬度計を用いて測定した。
下の試験を行ない、その結果を示す。シャフトの両端の
セレーション部１を固定し、ねじり強度試験及びねじり
疲労試験を実施した。ただし、ねじり強度試験片は、上
記のとおり硬化層比率が約０．５０となるように高周波
焼入焼戻しを行ったものである。また、結晶粒度測定
は、ＪＩＳＧ０５５１に記載の方法で行い、硬化層深さ
の測定はビッカース硬度計で５００ＨＶとなる位置を測
定し硬化層比率を求めた。また、素材の硬さは、ロック
ウェル硬度計を用いて測定した。
【００２７】（素材硬さ及びねじり強度試験結果につい
て）高周波焼入焼戻し後の硬化層比率を約０．５０にし
たときの破壊形態とねじり強度、高周波焼入焼戻し後の
表面硬さ、オーステナイト結晶粒度番号そして素材硬さ
を表２に示す。本発明鋼は、Ｃ量がそれぞれ同レベルの
比較鋼に対し、表面硬さはほぼ同じである。しかし、同
Ｃ量レベルで比較し、素材硬さが低く加工性に優れてお
り、また高周波焼入焼戻し後のオーステナイト結晶粒が
小さく、破壊形態が延性破壊となっており、高い強度を
示している。また、比較鋼８においては、Ｍｏ、Ｔｉの
効果により強度も高い値を示しているが、素材硬さが１
０１ＨＲＢであり、加工性が良好ではない。
て）高周波焼入焼戻し後の硬化層比率を約０．５０にし
たときの破壊形態とねじり強度、高周波焼入焼戻し後の
表面硬さ、オーステナイト結晶粒度番号そして素材硬さ
を表２に示す。本発明鋼は、Ｃ量がそれぞれ同レベルの
比較鋼に対し、表面硬さはほぼ同じである。しかし、同
Ｃ量レベルで比較し、素材硬さが低く加工性に優れてお
り、また高周波焼入焼戻し後のオーステナイト結晶粒が
小さく、破壊形態が延性破壊となっており、高い強度を
示している。また、比較鋼８においては、Ｍｏ、Ｔｉの
効果により強度も高い値を示しているが、素材硬さが１
０１ＨＲＢであり、加工性が良好ではない。
【００２８】
【表２】
【００２９】（硬化層比率とねじり疲労強度の関係につ
いて）次に、発明鋼２を用い、高周波焼入焼戻し後の硬
化層比率を変化させ、負荷トルクを１３０Ｋｇ・ｍとし
ねじり疲労試験を実施し、破断までの応力繰り返し数で
評価した。その結果を表３に示す。その結果、硬化層比
率が０．１１、０．２１のものについては、内部起点で
あり疲労強度が表面起点のものに対し、低い値を示して
いる。また、表面起点のものについては硬化層比率が
０．２６から０．５１の範囲では、高くなるに連れ疲労
強度があがる傾向にある。
いて）次に、発明鋼２を用い、高周波焼入焼戻し後の硬
化層比率を変化させ、負荷トルクを１３０Ｋｇ・ｍとし
ねじり疲労試験を実施し、破断までの応力繰り返し数で
評価した。その結果を表３に示す。その結果、硬化層比
率が０．１１、０．２１のものについては、内部起点で
あり疲労強度が表面起点のものに対し、低い値を示して
いる。また、表面起点のものについては硬化層比率が
０．２６から０．５１の範囲では、高くなるに連れ疲労
強度があがる傾向にある。
【００３０】
【表３】
【００３１】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の高強度シ
ャフトの製造方法による効果を以下に示す。 １）鋼組成において、Ｂ：０．０００５〜０．００５
％、Ｍｏ：０．０８〜０．３０％、Ｔｉ：０．０５〜
０．２０％を複合添加することにより、脆性破壊を抑制
し、優れた強度を有するシャフトの製造が可能となっ
た。
ャフトの製造方法による効果を以下に示す。 １）鋼組成において、Ｂ：０．０００５〜０．００５
％、Ｍｏ：０．０８〜０．３０％、Ｔｉ：０．０５〜
０．２０％を複合添加することにより、脆性破壊を抑制
し、優れた強度を有するシャフトの製造が可能となっ
た。
【００３２】２）さらに、鋼組成において、Ｍｏ、Ｍｎ
の添加量及び圧延または鍛造条件を限定し、かつＴｉを
０．０５〜０．２０％添加することにより、優れた加工
性を有するシャフトの製造が可能となった。
の添加量及び圧延または鍛造条件を限定し、かつＴｉを
０．０５〜０．２０％添加することにより、優れた加工
性を有するシャフトの製造が可能となった。
【００３３】３）高周波焼入れ時の硬化層比率を限定す
ることにより、疲労強度特性に優れたシャフトを製造す
ることが可能となった。
ることにより、疲労強度特性に優れたシャフトを製造す
ることが可能となった。
【００３４】以上本発明により、切削加工性及び冷間加
工性を損なうことなく、強度特性、疲労強度特性に優れ
たシャフトの製造が可能となり、自動車部品等の軽量化
を図ることができる。
工性を損なうことなく、強度特性、疲労強度特性に優れ
たシャフトの製造が可能となり、自動車部品等の軽量化
を図ることができる。
【図１】ねじり強度試験及びねじり疲労試験に用いたシ
ャフト形状を示す図である。
ャフト形状を示す図である。
１ セレーション部
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 嵯峨 正芳 栃木県真岡市松山町19番地 本田技研工業 株式会社栃木製作所内
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．４７〜０．５５％、
Ｓｉ：０．０３〜０．１５％、Ｍｎ：０．２０〜０．５
０％、Ｍｏ：０．０８〜０．３０％、Ｓ：０．００５〜
０．０３５％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔ
ｉ：０．０５〜０．２０％、Ｎ：０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５％、Ｍｎ＋Ｍｏ：０．４５〜
０．７０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からな
り、かつ加熱温度をＡｃ3〜１０５０℃とした後、減面
率３０％以上で圧延または鍛造し、圧延または鍛造後の
硬さを８５〜９７ＨＲＢとした鋼材を用い、高周波焼入
れ後に硬化層比率（表面から５００ＨＶとなる点までの
距離／部品半径）を０．２５以上、ＪＩＳＧ０５５１に
規定するオーステナイト結晶粒度番号を７以上とするこ
とを特徴とした高強度シャフトの製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10728798A JP3593255B2 (ja) | 1998-04-17 | 1998-04-17 | 高強度シャフトの製造方法 |
| GB9924054A GB2355272B (en) | 1998-04-17 | 1999-10-11 | Process for producing high strength shaft |
| US09/418,829 US6270596B1 (en) | 1998-04-17 | 1999-10-15 | Process for producing high strength shaft |
| DE19950263A DE19950263A1 (de) | 1998-04-17 | 1999-10-18 | Verfahren zur Herstellung einer hochfesten Welle |
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10728798A JP3593255B2 (ja) | 1998-04-17 | 1998-04-17 | 高強度シャフトの製造方法 |
| GB9924054A GB2355272B (en) | 1998-04-17 | 1999-10-11 | Process for producing high strength shaft |
| US09/418,829 US6270596B1 (en) | 1998-04-17 | 1999-10-15 | Process for producing high strength shaft |
| DE19950263A DE19950263A1 (de) | 1998-04-17 | 1999-10-18 | Verfahren zur Herstellung einer hochfesten Welle |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11302727A true JPH11302727A (ja) | 1999-11-02 |
| JP3593255B2 JP3593255B2 (ja) | 2004-11-24 |
Family
ID=27438990
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10728798A Expired - Fee Related JP3593255B2 (ja) | 1998-04-17 | 1998-04-17 | 高強度シャフトの製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US6270596B1 (ja) |
| JP (1) | JP3593255B2 (ja) |
| DE (1) | DE19950263A1 (ja) |
| GB (1) | GB2355272B (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007332440A (ja) * | 2006-06-16 | 2007-12-27 | Nippon Steel Corp | 低サイクル疲労特性に優れた高周波焼入れ鋼材及び高周波焼入れ部品 |
| JP2007332439A (ja) * | 2006-06-16 | 2007-12-27 | Nippon Steel Corp | 低サイクル疲労特性に優れた高周波輪郭焼入れ鋼材及び高周波輪郭焼入れ部品 |
| JP2011038185A (ja) * | 2010-11-05 | 2011-02-24 | Nippon Steel Corp | 低サイクル疲労特性に優れた高周波輪郭焼入れ鋼材及び高周波輪郭焼入れ部品 |
| JP2019085615A (ja) * | 2017-11-07 | 2019-06-06 | 日産自動車株式会社 | アクスルシャフト |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7081174B2 (en) * | 2002-04-30 | 2006-07-25 | Sanyo Special Steel Co., Ltd. | Process for producing steel products having improved grain size properties and machinability |
| US6903316B2 (en) * | 2002-06-28 | 2005-06-07 | Forward Technology | Method and apparatus for induction hardening |
| EP1961831A1 (en) * | 2003-01-17 | 2008-08-27 | JFE Steel Corporation | High-strength steel product excelling in fatigue strength and process for producing the same |
| JP4375971B2 (ja) * | 2003-01-23 | 2009-12-02 | 大同特殊鋼株式会社 | 高強度ピニオンシャフト用鋼 |
| JP2005299854A (ja) * | 2004-04-14 | 2005-10-27 | Koyo Seiko Co Ltd | ピニオンシャフト |
| JP4645593B2 (ja) * | 2004-07-16 | 2011-03-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 機械構造用部品およびその製造方法 |
| RU2537414C2 (ru) * | 2011-06-09 | 2015-01-10 | Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Воронежский государственный технический университет" | Способ упрочнения материалов |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62112727A (ja) * | 1985-11-09 | 1987-05-23 | Daido Steel Co Ltd | 高強度高面圧用部品の製造方法 |
| JP3374667B2 (ja) * | 1995-10-17 | 2003-02-10 | Ｎｔｎ株式会社 | 高強度等速ジョイント用外輪およびその製造法 |
| 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 |
| JP4219023B2 (ja) * | 1998-11-19 | 2009-02-04 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度ドライブシャフトとその製造方法 |
-
1998
- 1998-04-17 JP JP10728798A patent/JP3593255B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1999
- 1999-10-11 GB GB9924054A patent/GB2355272B/en not_active Expired - Fee Related
- 1999-10-15 US US09/418,829 patent/US6270596B1/en not_active Expired - Fee Related
- 1999-10-18 DE DE19950263A patent/DE19950263A1/de not_active Withdrawn
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007332440A (ja) * | 2006-06-16 | 2007-12-27 | Nippon Steel Corp | 低サイクル疲労特性に優れた高周波焼入れ鋼材及び高周波焼入れ部品 |
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| JP4728884B2 (ja) * | 2006-06-16 | 2011-07-20 | 新日本製鐵株式会社 | 低サイクル疲労特性に優れた高周波輪郭焼入れ鋼材及び高周波輪郭焼入れ部品 |
| JP2011038185A (ja) * | 2010-11-05 | 2011-02-24 | Nippon Steel Corp | 低サイクル疲労特性に優れた高周波輪郭焼入れ鋼材及び高周波輪郭焼入れ部品 |
| JP2019085615A (ja) * | 2017-11-07 | 2019-06-06 | 日産自動車株式会社 | アクスルシャフト |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| GB2355272B (en) | 2003-12-17 |
| GB2355272A (en) | 2001-04-18 |
| US6270596B1 (en) | 2001-08-07 |
| DE19950263A1 (de) | 2001-04-19 |
| JP3593255B2 (ja) | 2004-11-24 |
| GB9924054D0 (en) | 1999-12-15 |
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