JPH0559486A - 高周波焼入性及び疲労特性に優れた冷間鍛造用鋼 - Google Patents
高周波焼入性及び疲労特性に優れた冷間鍛造用鋼Info
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- JPH0559486A JPH0559486A JP24462691A JP24462691A JPH0559486A JP H0559486 A JPH0559486 A JP H0559486A JP 24462691 A JP24462691 A JP 24462691A JP 24462691 A JP24462691 A JP 24462691A JP H0559486 A JPH0559486 A JP H0559486A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 冷間鍛造性に優れ、かつ高周波焼入された製
品のねじり疲労強度と転動疲労寿命に優れた鋼材であっ
て、特に等速ジョイントのアウターレース用材料として
好適な高周波焼入性及び疲労特性に優れた冷間鍛造用鋼
が提供する。 【構成】 Ｃ：0.4 〜0.6 ％，Ｓｉ：0.1 ％以下，Ｍ
ｎ：0.2 〜0.4 ％，Ｐ：0.015 ％以下，Ｓ：0.005 〜0.
015 ％，Ｃｒ：0.20〜0.50％，Ｍｏ：0.08〜0.30％，
Ｂ：0.0005〜0.0030％，Ｔｉ：0.02〜0.05％，Ａｌ：0.
01〜0.05％，Ｎ：0.006 ％以下，Ｏ：0.002 ％以下を含
有させ、かつＣｒ＋Ｍｏ：0.30〜0.80％とし、残部をＦ
ｅおよび不可避不純物とする。
品のねじり疲労強度と転動疲労寿命に優れた鋼材であっ
て、特に等速ジョイントのアウターレース用材料として
好適な高周波焼入性及び疲労特性に優れた冷間鍛造用鋼
が提供する。 【構成】 Ｃ：0.4 〜0.6 ％，Ｓｉ：0.1 ％以下，Ｍ
ｎ：0.2 〜0.4 ％，Ｐ：0.015 ％以下，Ｓ：0.005 〜0.
015 ％，Ｃｒ：0.20〜0.50％，Ｍｏ：0.08〜0.30％，
Ｂ：0.0005〜0.0030％，Ｔｉ：0.02〜0.05％，Ａｌ：0.
01〜0.05％，Ｎ：0.006 ％以下，Ｏ：0.002 ％以下を含
有させ、かつＣｒ＋Ｍｏ：0.30〜0.80％とし、残部をＦ
ｅおよび不可避不純物とする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は冷間鍛造により塑性加工
した後、高周波焼入する機械構造用鋼に関し、詳細には
自動車の足廻り部品、例えば等速ジョイントのアウター
レース等に好適な高周波焼入性及び疲労特性に優れた冷
間鍛造用鋼に関するものである。
した後、高周波焼入する機械構造用鋼に関し、詳細には
自動車の足廻り部品、例えば等速ジョイントのアウター
レース等に好適な高周波焼入性及び疲労特性に優れた冷
間鍛造用鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】高周波焼入処理により最終品質を得るた
めの機械構造用鋼としては、Ｃ：0.40〜0.60％を含有す
る中炭素鋼が一般に用いられ、熱間鍛造によって塑性加
工されてきた。但し熱間鍛造だけでは鍛造品の寸法精度
が悪く、その後に重切削工程が必要であることから、寸
法精度が良くて切削量を軽減できる冷間鍛造が採用され
るようになってきている。一方この冷間鍛造では、圧延
鋼材の冷間鍛造性向上を目的として球状化焼鈍が施され
るものの、ＪＩＳ中炭素鋼の球状化焼鈍材では変形抵抗
が高く冷間鍛造工具寿命が問題視されており、また割れ
発生限界が低いため圧縮加工での材料割れが問題となっ
ている。
めの機械構造用鋼としては、Ｃ：0.40〜0.60％を含有す
る中炭素鋼が一般に用いられ、熱間鍛造によって塑性加
工されてきた。但し熱間鍛造だけでは鍛造品の寸法精度
が悪く、その後に重切削工程が必要であることから、寸
法精度が良くて切削量を軽減できる冷間鍛造が採用され
るようになってきている。一方この冷間鍛造では、圧延
鋼材の冷間鍛造性向上を目的として球状化焼鈍が施され
るものの、ＪＩＳ中炭素鋼の球状化焼鈍材では変形抵抗
が高く冷間鍛造工具寿命が問題視されており、また割れ
発生限界が低いため圧縮加工での材料割れが問題となっ
ている。
【０００３】この様な問題に対して、高周波焼入性を確
保した上で球状化焼鈍された中炭素鋼の冷間鍛造性を改
良する技術が種々提案されている。例えば特公平１−３
８８４７号公報には低Ｓｉ，低Ｍｎによって冷間鍛造性
を向上させると共に、Ｃ，Ｂ，Ｔｉ，Ｃｒによって高周
波焼入性を確保する技術が開示されている。また特公平
２−４７５３６号公報には低Ｓｉ，低Ｍｎ，低Ｐ，低Ｎ
を必須要件としてさらにＡｌ，Ｏ量を極力低下せしめる
と共に、Ｃａによる脱酸を行なうことによって冷間鍛造
性を向上させ、且つＴｉ，Ｂ，Ｃ，Ｃｒの添加によって
高周波焼入性を確保する技術が開示されている。
保した上で球状化焼鈍された中炭素鋼の冷間鍛造性を改
良する技術が種々提案されている。例えば特公平１−３
８８４７号公報には低Ｓｉ，低Ｍｎによって冷間鍛造性
を向上させると共に、Ｃ，Ｂ，Ｔｉ，Ｃｒによって高周
波焼入性を確保する技術が開示されている。また特公平
２−４７５３６号公報には低Ｓｉ，低Ｍｎ，低Ｐ，低Ｎ
を必須要件としてさらにＡｌ，Ｏ量を極力低下せしめる
と共に、Ｃａによる脱酸を行なうことによって冷間鍛造
性を向上させ、且つＴｉ，Ｂ，Ｃ，Ｃｒの添加によって
高周波焼入性を確保する技術が開示されている。
【０００４】しかしながら、上記の従来技術では変形抵
抗や割れ発生限界で評価される冷間鍛造性は向上するに
しても、高周波焼入された製品のねじり疲労強度及び転
動疲労寿命といった疲労特性は不十分であり、高周波焼
入性のみならず疲労特性にも優れた冷間鍛造用鋼が要望
されている。
抗や割れ発生限界で評価される冷間鍛造性は向上するに
しても、高周波焼入された製品のねじり疲労強度及び転
動疲労寿命といった疲労特性は不十分であり、高周波焼
入性のみならず疲労特性にも優れた冷間鍛造用鋼が要望
されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記事情に着
目してなされたものであって、転動面を有する軸物製
品、特に等速ジョイントのアウターレースにおいて重要
な要求特性であるねじり疲労強度及び転動疲労寿命を向
上させ、なおかつ冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼であ
る高周波焼入性及び疲労特性に優れた冷間鍛造用鋼を提
供しようとするものである。
目してなされたものであって、転動面を有する軸物製
品、特に等速ジョイントのアウターレースにおいて重要
な要求特性であるねじり疲労強度及び転動疲労寿命を向
上させ、なおかつ冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼であ
る高周波焼入性及び疲労特性に優れた冷間鍛造用鋼を提
供しようとするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成した本発
明の冷間鍛造用鋼とは、Ｃ：0.4 〜0.6 ％，Ｓｉ：0.1
％以下，Ｍｎ：0.2 〜0.4 ％，Ｐ：0.015 ％以下，Ｓ：
0.005 〜0.015 ％，Ｃｒ：0.20〜0.50％，Ｍｏ：0.08〜
0.30％，Ｂ：0.0005〜0.0030％，Ｔｉ：0.02〜0.05％，
Ａｌ：0.01〜0.05％，Ｎ：0.006 ％以下，Ｏ：0.002 ％
以下を含有し、かつＣｒ＋Ｍｏ：0.30〜0.80％であり、
残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを要旨とする
ものである。
明の冷間鍛造用鋼とは、Ｃ：0.4 〜0.6 ％，Ｓｉ：0.1
％以下，Ｍｎ：0.2 〜0.4 ％，Ｐ：0.015 ％以下，Ｓ：
0.005 〜0.015 ％，Ｃｒ：0.20〜0.50％，Ｍｏ：0.08〜
0.30％，Ｂ：0.0005〜0.0030％，Ｔｉ：0.02〜0.05％，
Ａｌ：0.01〜0.05％，Ｎ：0.006 ％以下，Ｏ：0.002 ％
以下を含有し、かつＣｒ＋Ｍｏ：0.30〜0.80％であり、
残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを要旨とする
ものである。
【０００７】
【作用】本発明者らは低Ｓｉ，低Ｍｎ，低Ｐ，低Ｓ，低
Ｏによって球状化焼鈍材の冷間鍛造性の尺度である変形
抵抗を低下させ、割れ発生限界の増大を図った。そして
Ｂを添加した成分系において、ＣｒとＭｏの複合添加が
Ｃｒ＋Ｍｏ：0.30〜0.80％の範囲内であれば、冷間鍛造
性を阻害することなく、高周波焼入製品のねじり疲労強
度及び転動疲労寿命の向上を図ることができるとの知見
を得て、高周波焼入製品の疲労寿命に優れた冷間鍛造用
鋼を開発することに成功した。以下、本発明鋼の含有成
分および含有量について説明する。
Ｏによって球状化焼鈍材の冷間鍛造性の尺度である変形
抵抗を低下させ、割れ発生限界の増大を図った。そして
Ｂを添加した成分系において、ＣｒとＭｏの複合添加が
Ｃｒ＋Ｍｏ：0.30〜0.80％の範囲内であれば、冷間鍛造
性を阻害することなく、高周波焼入製品のねじり疲労強
度及び転動疲労寿命の向上を図ることができるとの知見
を得て、高周波焼入製品の疲労寿命に優れた冷間鍛造用
鋼を開発することに成功した。以下、本発明鋼の含有成
分および含有量について説明する。
【０００８】Ｃは含有量が0.4 ％未満では必要な最小硬
さが得られず、耐摩耗性が劣化し、一方0.6 ％を超える
と冷間鍛造性が著しく低下するばかりか、切削加工性や
研削加工性を劣化させる。従ってＣ含有量は0.4 〜0.6
％とした。Ｓｉは含有量が0.1 ％を超えると、球状化焼
鈍材の変形抵抗と割れ発生限界の冷間鍛造性を劣化させ
る。従ってＳｉ含有量は0.1 ％以下とした。Ｍｎは含有
量が0.2 ％未満では脱酸が不充分であり、一方0.4 ％を
超えて含有させると球状化焼鈍材の変形抵抗が著しく増
大する。従ってＭｎ含有量は0.2 〜0.4 ％とした。Ｐは
低Ｐ化することにより、球状化焼鈍材の変形抵抗の低下
と割れ発生限界の向上効果がある。含有量が0.015 ％を
超えるとこれらの効果は期待できない。従って、Ｐ含有
量は0.015 ％以下とした。
さが得られず、耐摩耗性が劣化し、一方0.6 ％を超える
と冷間鍛造性が著しく低下するばかりか、切削加工性や
研削加工性を劣化させる。従ってＣ含有量は0.4 〜0.6
％とした。Ｓｉは含有量が0.1 ％を超えると、球状化焼
鈍材の変形抵抗と割れ発生限界の冷間鍛造性を劣化させ
る。従ってＳｉ含有量は0.1 ％以下とした。Ｍｎは含有
量が0.2 ％未満では脱酸が不充分であり、一方0.4 ％を
超えて含有させると球状化焼鈍材の変形抵抗が著しく増
大する。従ってＭｎ含有量は0.2 〜0.4 ％とした。Ｐは
低Ｐ化することにより、球状化焼鈍材の変形抵抗の低下
と割れ発生限界の向上効果がある。含有量が0.015 ％を
超えるとこれらの効果は期待できない。従って、Ｐ含有
量は0.015 ％以下とした。
【０００９】Ｓは低Ｓ化することにより、球状化焼鈍材
の割れ発生限界を著しく向上させる効果がある。但し転
動面を有する軸物製品は、一般に冷間鍛造加工後にドリ
ル加工等の切削加工が施されるので、被削性の点からＳ
含有量の下限値は0.005 ％とし、冷間鍛造加工の割れ発
生限界の点から0.015 ％を上限とした。Ｃｒは球状化焼
鈍材の変形抵抗を著しく増大させることなく高周波焼入
性を向上させ、製品の疲労特性を向上させる元素であ
る。高周波焼入性と製品の疲労特性の向上から下限値は
0.20％とし、変形抵抗の著しい増大を避けるため上限値
は0.50％とした。Ｍｏは本発明鋼において重要な役割を
もつ元素である。即ち、冷間鍛造性を著しく阻害するこ
となく高周波焼入性を向上させ、さらに製品の疲労特性
を向上させる目的で添加される。その含有量が0.08％未
満ではこの効果が発揮されず、一方0.30％を超えると疲
労特性は向上するものの、球状化焼鈍材の変形抵抗を著
しく増大させ冷間鍛造が困難となる。従ってＭｏの含有
量は0.08〜0.30％とした。
の割れ発生限界を著しく向上させる効果がある。但し転
動面を有する軸物製品は、一般に冷間鍛造加工後にドリ
ル加工等の切削加工が施されるので、被削性の点からＳ
含有量の下限値は0.005 ％とし、冷間鍛造加工の割れ発
生限界の点から0.015 ％を上限とした。Ｃｒは球状化焼
鈍材の変形抵抗を著しく増大させることなく高周波焼入
性を向上させ、製品の疲労特性を向上させる元素であ
る。高周波焼入性と製品の疲労特性の向上から下限値は
0.20％とし、変形抵抗の著しい増大を避けるため上限値
は0.50％とした。Ｍｏは本発明鋼において重要な役割を
もつ元素である。即ち、冷間鍛造性を著しく阻害するこ
となく高周波焼入性を向上させ、さらに製品の疲労特性
を向上させる目的で添加される。その含有量が0.08％未
満ではこの効果が発揮されず、一方0.30％を超えると疲
労特性は向上するものの、球状化焼鈍材の変形抵抗を著
しく増大させ冷間鍛造が困難となる。従ってＭｏの含有
量は0.08〜0.30％とした。
【００１０】尚Ｃｒ＋Ｍｏが0.30％未満の場合、冷間鍛
造性は良好であるが、高周波焼入により十分な有効硬化
層深さが得られないため製品の疲労特性が著しく劣化し
てしまう。またＣｒ＋Ｍｏが0.80％を超えると、圧延材
組織はフェライト，パーライトにベーナイトが生成した
組織となり、ベーナイトの生成は球状化焼鈍材の変形抵
抗を著しく増大させ、このことが複雑形状である等速ジ
ョイントのアウターレースの冷間鍛造を不可能にすると
いった問題が生じてくる。このことから、Ｃｒ＋Ｍｏ：
0.30〜0.80％とした。
造性は良好であるが、高周波焼入により十分な有効硬化
層深さが得られないため製品の疲労特性が著しく劣化し
てしまう。またＣｒ＋Ｍｏが0.80％を超えると、圧延材
組織はフェライト，パーライトにベーナイトが生成した
組織となり、ベーナイトの生成は球状化焼鈍材の変形抵
抗を著しく増大させ、このことが複雑形状である等速ジ
ョイントのアウターレースの冷間鍛造を不可能にすると
いった問題が生じてくる。このことから、Ｃｒ＋Ｍｏ：
0.30〜0.80％とした。
【００１１】Ｂは高周波焼入性を確保するために含有さ
せるが、含有量が0.0005％未満では十分な効果が得られ
ず、一方0.0030％を超えて含有させても効果は飽和して
しまう。従ってＢ含有量は0.0005〜0.0030％とした。Ｔ
ｉはＢを含有させるにあたってはＮを固定するために必
要な元素である。含有量が0.02％未満ではこの効果は少
なく、一方0.05％を超えて含有させても効果はそれほど
上昇せず、しかもＴｉ系非金属介在物に起因して製品の
転動疲労寿命を劣化させることになる。従ってＴｉ含有
量は0.02〜0.05％とした。
せるが、含有量が0.0005％未満では十分な効果が得られ
ず、一方0.0030％を超えて含有させても効果は飽和して
しまう。従ってＢ含有量は0.0005〜0.0030％とした。Ｔ
ｉはＢを含有させるにあたってはＮを固定するために必
要な元素である。含有量が0.02％未満ではこの効果は少
なく、一方0.05％を超えて含有させても効果はそれほど
上昇せず、しかもＴｉ系非金属介在物に起因して製品の
転動疲労寿命を劣化させることになる。従ってＴｉ含有
量は0.02〜0.05％とした。
【００１２】Ａｌは結晶粒の微細化のために含有させる
元素である。含有量が0.01％未満ではこの効果は少な
く、一方0.05％を超えて含有させても効果は飽和してし
まう。従ってＡｌ含有量は0.01〜0.05％とした。Ｎは含
有量が過多になると変形抵抗を増大させ、割れ発生限界
も低下させるので0.006 ％以下とした。Ｏは含有量が0.
002 ％以上になると割れ発生限界を著しく低下させると
共に、アルミナ系非金属介在物量を増大させ、転動疲労
寿命を低下させる。従ってＯ含有量は0.002 ％以下とし
た。
元素である。含有量が0.01％未満ではこの効果は少な
く、一方0.05％を超えて含有させても効果は飽和してし
まう。従ってＡｌ含有量は0.01〜0.05％とした。Ｎは含
有量が過多になると変形抵抗を増大させ、割れ発生限界
も低下させるので0.006 ％以下とした。Ｏは含有量が0.
002 ％以上になると割れ発生限界を著しく低下させると
共に、アルミナ系非金属介在物量を増大させ、転動疲労
寿命を低下させる。従ってＯ含有量は0.002 ％以下とし
た。
【００１３】
【００１４】表１に示す種々の成分組成材を48mmφ棒鋼
に圧延した。球状化焼鈍処理後、冷間鍛造性を調査する
ため46mmφ×69mmHの円柱試験片を作製し、端面拘束圧
縮試験から割れ発生限界と変形抵抗を求めた。変形抵抗
はひずみ1.08（圧縮率60％）での値を求めた。
に圧延した。球状化焼鈍処理後、冷間鍛造性を調査する
ため46mmφ×69mmHの円柱試験片を作製し、端面拘束圧
縮試験から割れ発生限界と変形抵抗を求めた。変形抵抗
はひずみ1.08（圧縮率60％）での値を求めた。
【００１５】また48mmφ球状化焼鈍材は、平行部25mmφ
にセレーションの付いたねじり疲労試験片と12mmφ×22
mmH の転動疲労試験片に加工し、ねじり試験片は20ＫＨ
ｚ，転動疲労試験片は200 ＫＨｚで高周波加熱を行った
のち水焼入れし、150 ℃で焼きもどし処理した。試験片
断面のＨｖ硬さ分布を測定し、Ｈｖ≧480 以上の深さを
有効硬化深さとした。
にセレーションの付いたねじり疲労試験片と12mmφ×22
mmH の転動疲労試験片に加工し、ねじり試験片は20ＫＨ
ｚ，転動疲労試験片は200 ＫＨｚで高周波加熱を行った
のち水焼入れし、150 ℃で焼きもどし処理した。試験片
断面のＨｖ硬さ分布を測定し、Ｈｖ≧480 以上の深さを
有効硬化深さとした。
【００１６】ねじり疲労試験は100cpmの正弦波トルク
（120 〜200kgf・m) を負荷し、繰り返し破断回数６×10
4 でのトルク値をねじり疲労強度とした。また転動疲労
試験は、２円筒形転動疲労試験機を用いて接触応力600k
gf/mm2, 回転数46000rpmの条件で試験し、累積破損率10
％（Ｌ10）の繰り返し回数を転動疲労強度とした。結果
は表２に示す。
（120 〜200kgf・m) を負荷し、繰り返し破断回数６×10
4 でのトルク値をねじり疲労強度とした。また転動疲労
試験は、２円筒形転動疲労試験機を用いて接触応力600k
gf/mm2, 回転数46000rpmの条件で試験し、累積破損率10
％（Ｌ10）の繰り返し回数を転動疲労強度とした。結果
は表２に示す。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】No. １〜18は本発明に係る成分組成の１つ
以上を満足しない場合の比較例であり、少なくとも冷間
鍛造性，高周波焼入性，疲労特性のいずれかに劣る。N
o. １，２，５は夫々ＪＩＳ規格Ｓ45Ｃ，Ｓ53Ｃ，Ｓ58
Ｃに相当する鋼である。No. ３はＣｒ＋Ｍｏの値が過少
の場合の比較例であり、No. ４は過多の場合の比較例で
ある。No. ３は同一Ｃ量のNo. ２と比較して冷間鍛造性
に優れるものの、転動疲労寿命に劣っている。一方No.
４は、No. ２と比較してねじり疲労強度と転動疲労寿命
に優れるものの、冷間鍛造性は著しく劣る。
以上を満足しない場合の比較例であり、少なくとも冷間
鍛造性，高周波焼入性，疲労特性のいずれかに劣る。N
o. １，２，５は夫々ＪＩＳ規格Ｓ45Ｃ，Ｓ53Ｃ，Ｓ58
Ｃに相当する鋼である。No. ３はＣｒ＋Ｍｏの値が過少
の場合の比較例であり、No. ４は過多の場合の比較例で
ある。No. ３は同一Ｃ量のNo. ２と比較して冷間鍛造性
に優れるものの、転動疲労寿命に劣っている。一方No.
４は、No. ２と比較してねじり疲労強度と転動疲労寿命
に優れるものの、冷間鍛造性は著しく劣る。
【００２０】No. ６はＣが少な過ぎる場合の比較例であ
り、実施例であるNo.20 と比較して冷間鍛造性は同等以
上であるが、高周波焼入性に劣り、ねじり疲労強度及び
転動疲労寿命の疲労特性に劣る。No. ７はＣが多過ぎる
場合の比較例であり、実施例であるNo.24 と比較して疲
労特性は同等であるが冷間鍛造性に劣る。No. ８はＳｉ
が多過ぎる場合の比較例であり、実施例であるNo.21 と
比較して疲労特性は同等であるが冷間鍛造性に劣る。N
o. ９はＭｎが少な過ぎる場合の比較例であり、実施例
であるNo.21 と比較して変形抵抗に優れるものの疲労特
性に劣る。No. １０はＭｎが多過ぎる場合の比較例であ
り、疲労特性にやや優れるものの冷間鍛造性に劣る。
り、実施例であるNo.20 と比較して冷間鍛造性は同等以
上であるが、高周波焼入性に劣り、ねじり疲労強度及び
転動疲労寿命の疲労特性に劣る。No. ７はＣが多過ぎる
場合の比較例であり、実施例であるNo.24 と比較して疲
労特性は同等であるが冷間鍛造性に劣る。No. ８はＳｉ
が多過ぎる場合の比較例であり、実施例であるNo.21 と
比較して疲労特性は同等であるが冷間鍛造性に劣る。N
o. ９はＭｎが少な過ぎる場合の比較例であり、実施例
であるNo.21 と比較して変形抵抗に優れるものの疲労特
性に劣る。No. １０はＭｎが多過ぎる場合の比較例であ
り、疲労特性にやや優れるものの冷間鍛造性に劣る。
【００２１】No.11 はＰが多過ぎる場合の比較例であ
り、実施例であるNo.21 と比較して疲労特性は同等であ
るが冷間鍛造性に劣る。No.12 はＳが多過ぎる場合の比
較例であり、実施例であるNo.21 と比較して疲労特性は
同等であるが冷間鍛造性に劣る。No.13 はＢが少な過ぎ
る場合の比較例であり、実施例であるNo.21 と比較して
冷間鍛造性は同等であるが高周波焼入性が劣り、疲労特
性が著しく劣る。No.14 はＴｉが少な過ぎる場合の比較
例であってボロン窒化物が形成されており、実施例であ
るNo.21 と比較して高周波焼入性が劣化し、疲労特性が
著しく劣る。No.15 はＴｉが多過ぎる場合の比較例であ
ってＴｉの過剰添加によってＴｉ系介在物が生成され、
実施例であるNo.21 と比較して疲労特性とりわけ転動疲
労寿命が著しく劣る。
り、実施例であるNo.21 と比較して疲労特性は同等であ
るが冷間鍛造性に劣る。No.12 はＳが多過ぎる場合の比
較例であり、実施例であるNo.21 と比較して疲労特性は
同等であるが冷間鍛造性に劣る。No.13 はＢが少な過ぎ
る場合の比較例であり、実施例であるNo.21 と比較して
冷間鍛造性は同等であるが高周波焼入性が劣り、疲労特
性が著しく劣る。No.14 はＴｉが少な過ぎる場合の比較
例であってボロン窒化物が形成されており、実施例であ
るNo.21 と比較して高周波焼入性が劣化し、疲労特性が
著しく劣る。No.15 はＴｉが多過ぎる場合の比較例であ
ってＴｉの過剰添加によってＴｉ系介在物が生成され、
実施例であるNo.21 と比較して疲労特性とりわけ転動疲
労寿命が著しく劣る。
【００２２】No.16 はＡｌが少な過ぎる場合の比較例で
あり、結晶粒度が粗いため実施例であるNo.21 と比較し
て割れ発生限界の冷間鍛造性及び疲労特性が劣る。No.1
7 はＮが多過ぎる場合の比較例であって、実施例である
No.21 と比較して疲労特性はほぼ同等であるが、冷間鍛
造性は著しく劣る。No.18 はＯが多過ぎる場合の比較例
であり、鋼中の清浄度が劣るため実施例であるNo.21 と
比較して冷間鍛造性及び疲労特性が劣る。
あり、結晶粒度が粗いため実施例であるNo.21 と比較し
て割れ発生限界の冷間鍛造性及び疲労特性が劣る。No.1
7 はＮが多過ぎる場合の比較例であって、実施例である
No.21 と比較して疲労特性はほぼ同等であるが、冷間鍛
造性は著しく劣る。No.18 はＯが多過ぎる場合の比較例
であり、鋼中の清浄度が劣るため実施例であるNo.21 と
比較して冷間鍛造性及び疲労特性が劣る。
【００２３】これに対して、No.19 〜24は本発明に係る
成分組成のすべてを満足する実施例であり、冷間鍛造
性，高周波焼入性，疲労特性のすべてに優れている。Ｃ
ｒ＋Ｍｏを適量添加したNo.19 は同一Ｃ量のNo. １と比
較して冷間鍛造性と共にねじり疲労強度及び転動疲労寿
命に優れている。No. 20，21，22はＣｒ量を一定にし
て、Ｍｏ添加量を増大させた実施例である。ねじり疲労
強度と転動疲労寿命が、Ｍｏの増大に伴って向上するこ
とを示している。またNo. 20，21，22は同一Ｃ量の No.
２と比較して冷間鍛造性、ねじり疲労強度及び転動疲労
寿命のいずれにおいても優れている。
成分組成のすべてを満足する実施例であり、冷間鍛造
性，高周波焼入性，疲労特性のすべてに優れている。Ｃ
ｒ＋Ｍｏを適量添加したNo.19 は同一Ｃ量のNo. １と比
較して冷間鍛造性と共にねじり疲労強度及び転動疲労寿
命に優れている。No. 20，21，22はＣｒ量を一定にし
て、Ｍｏ添加量を増大させた実施例である。ねじり疲労
強度と転動疲労寿命が、Ｍｏの増大に伴って向上するこ
とを示している。またNo. 20，21，22は同一Ｃ量の No.
２と比較して冷間鍛造性、ねじり疲労強度及び転動疲労
寿命のいずれにおいても優れている。
【００２４】No. 23は No.21のＣｒ添加量を高めた場合
の実施例である。No.23 と No.21の比較から適量のＣｒ
の増大は冷間鍛造性を阻害することなくねじり疲労強度
と転動疲労寿命を向上させていることがわかる。No. 24
は同一Ｃ量の No.５と比較して冷間鍛造性、ねじり疲労
強度及び転動疲労寿命のいずれにおいても優れている。
の実施例である。No.23 と No.21の比較から適量のＣｒ
の増大は冷間鍛造性を阻害することなくねじり疲労強度
と転動疲労寿命を向上させていることがわかる。No. 24
は同一Ｃ量の No.５と比較して冷間鍛造性、ねじり疲労
強度及び転動疲労寿命のいずれにおいても優れている。
【００２５】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されているの
で、冷間鍛造性に優れ、かつ高周波焼入された製品のね
じり疲労強度と転動疲労寿命に優れた鋼材を得ることが
でき、特に等速ジョイントのアウターレース用材料とし
て好適な高周波焼入性及び疲労特性に優れた冷間鍛造用
鋼が提供できることとなった。
で、冷間鍛造性に優れ、かつ高周波焼入された製品のね
じり疲労強度と転動疲労寿命に優れた鋼材を得ることが
でき、特に等速ジョイントのアウターレース用材料とし
て好適な高周波焼入性及び疲労特性に優れた冷間鍛造用
鋼が提供できることとなった。
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃ：0.4 〜0.6 ％，Ｓｉ：0.1 ％以下，
Ｍｎ：0.2 〜0.4 ％，Ｐ：0.015 ％以下，Ｓ：0.005 〜
0.015 ％，Ｃｒ：0.20〜0.50％，Ｍｏ：0.08〜0.30％，
Ｂ：0.0005〜0.0030％，Ｔｉ：0.02〜0.05％，Ａｌ：0.
01〜0.05％，Ｎ：0.006 ％以下，Ｏ：0.002 ％以下を含
有し、かつＣｒ＋Ｍｏ：0.30〜0.80％であり、残部Ｆｅ
および不可避不純物からなることを特徴とする高周波焼
入性及び疲労特性に優れた冷間鍛造用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24462691A JPH0559486A (ja) | 1991-08-28 | 1991-08-28 | 高周波焼入性及び疲労特性に優れた冷間鍛造用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24462691A JPH0559486A (ja) | 1991-08-28 | 1991-08-28 | 高周波焼入性及び疲労特性に優れた冷間鍛造用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0559486A true JPH0559486A (ja) | 1993-03-09 |
Family
ID=17121553
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24462691A Pending JPH0559486A (ja) | 1991-08-28 | 1991-08-28 | 高周波焼入性及び疲労特性に優れた冷間鍛造用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0559486A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1069201A2 (en) * | 1999-07-13 | 2001-01-17 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Steel for induction hardening |
| DE19928775C2 (de) * | 1998-06-29 | 2001-10-31 | Nsk Ltd | Induktionsgehärtete Wälzlagervorrichtung |
| WO2012048917A1 (de) * | 2010-10-11 | 2012-04-19 | Schaeffler Technologies AG & Co. KG | Vergütungsstahl, seine verwendung als stangenmaterial, gewindespindel, zahnstange, zahnstangenelemente und verfahren zu deren herstellung |
| JP2012251184A (ja) * | 2011-05-31 | 2012-12-20 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 疲労特性および靱性に優れた鋼 |
-
1991
- 1991-08-28 JP JP24462691A patent/JPH0559486A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE19928775C2 (de) * | 1998-06-29 | 2001-10-31 | Nsk Ltd | Induktionsgehärtete Wälzlagervorrichtung |
| US6332714B1 (en) | 1998-06-29 | 2001-12-25 | Nsk Ltd. | Induction-hardened rolling bearing device |
| EP1069201A2 (en) * | 1999-07-13 | 2001-01-17 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Steel for induction hardening |
| EP1069201A3 (en) * | 1999-07-13 | 2002-01-16 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Steel for induction hardening |
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| US9267195B2 (en) | 2010-10-11 | 2016-02-23 | Schaeffler Technologies AG & Co. KG | Tempered steel |
| JP2012251184A (ja) * | 2011-05-31 | 2012-12-20 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 疲労特性および靱性に優れた鋼 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20010612 |