(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．４０〜０．６０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｎ：０．６超〜１．０％未満、
Ｓ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．７０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％未満、
Ａｌ：０．０１０〜０．０６％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ｎ：０．００１５〜０．００５０％未満
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．０２％以下、
Ｏ：０．００２０％以下に制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする冷間加工性の優れた高周波焼入れ用鋼。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：０．４０〜０．６０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｎ：０．６超〜１．０％未満、
Ｓ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．７０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％未満、
Ａｌ：０．０１０〜０．０６％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ｎ：０．００１５〜０．００５０％未満
を含有し、
さらに、
Ｎｉ：０．０５〜３．００％、
Ｃｒ：０．０３〜０．７０％
の１種または２種を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．０２％以下、
Ｏ：０．００２０％以下に制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする冷間加工性の優れた高周波焼入れ用鋼。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ：０．４０〜０．６０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｎ：０．６超〜１．０％未満、
Ｓ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．７０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％未満、
Ａｌ：０．０１０〜０．０６％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ｎ：０．００１５〜０．００５０％未満
を含有し、
さらに、
Ｖ：０．０３〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
の１種または２種を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．０２％以下、
Ｏ：０．００２０％以下に制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする冷間加工性の優れた高周波焼入れ用鋼。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：０．４０〜０．６０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｎ：０．６超〜１．０％未満、
Ｓ：０．０１〜０．１５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．７０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％未満、
Ａｌ：０．０１０〜０．０６％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
Ｎ：０．００１５〜０．００５０％未満
を含有し、
さらに、
Ｎｉ：０．０５〜３．００％、
Ｃｒ：０．０３〜０．７０％
の１種または２種を含有し、
さらに、
Ｖ：０．０３〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
の１種または２種を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．０２％以下、
Ｏ：０．００２０％以下に制限し、
残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする冷間加工性の優れた高周波焼入れ用鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は冷間加工性の優れた高周波焼入れ用鋼にかかわり、さらに詳しくは、第１図（Ａ）〜（Ｃ）に示したスプライン部１１，１２を有するシャフト１０、フランジ２２付シャフト２０，２１、外筒部３３を有するシャフト３０〜３２等の自動車の動力伝達系を構成する部品の中で、冷間加工による成形と高周波焼入れを含む工程により製造される部品用として好適な鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の動力伝達系を構成する軸部品は、通常中炭素鋼を切削、転造等の冷間加工により所定の部品形状に成形加工し、高周波焼入れ−焼戻しを施して製造されているが、近年の自動車エンジンの高出力化及び環境規制対応にともない、捩り強度、捩り疲労強度向上の指向が強い。一方、高強度化に伴って、高周波焼入れ前の段階での冷間加工性が劣化し、生産性が劣化するために、冷間加工性と高周波焼入れ後の高強度化の両立が求められている。
【０００３】
これに対して、特公平１−３８８４７号公報にはＣ：０．３５超〜０．６５％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．６％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｎ：０．０１０％以下からなる冷間鍛造用鋼を素材として、冷間鍛造後高周波焼入れをして機械構造用部品を製造することを特徴とする機械構造用部品の製造方法が示されている。この発明の特徴の一つはＭｎ含有量を０．６％以下に規制したことである。また、同公報の第３〜４頁の第１表から明らかのように、Ｔｉの添加量を０．０２〜０．０４％の範囲にしている。同公報に記載されている鋼の冷間加工性は必ずしも十分ではなく、また軸部品として十分な強度が実現できていない。
【０００４】
また、特開平５−１７９４００号公報にはＣ：０．３８〜０．４５％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：１．０超〜１．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．０１０％以下でフェライト結晶粒度番号６以上の細粒組織を有する直接切削−高周波焼入れ用鋼材が示されている。このように、この発明のＭｎの含有量は１．０超〜１．５％であり、軸部品において、高周波焼入れ後の静的捩り強度は十分な特性が得られるが、冷間加工性は極めて良くない。また、同公報では、高周波焼入れ軸部品にとって重要な特性の一つである捩り疲労強度については全く配慮されていない。静的な荷重に対する材料抵抗力である静的捩り強度と、繰り返し荷重にたいする材料抵抗力である捩り疲労強度は支配因子が異なり、別の特性である。そのため、本材料は捩り疲労強度特性を必要とする部品には必ずしも適用されていないのが現状である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、高周波焼入れ前には切削、転造等の冷間加工性に優れ、高周波焼入れ後は捩り強度、捩り疲労強度の優れた高周波焼入れ部品用として好適な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】
本発明者らは、素材の段階で優れた冷間加工性を有し、高周波焼入れにより優れた捩り強度特性、捩り疲労強度特性を有する部品を実現するために、鋭意検討を行ない次の知見を得た。
（１）素材の段階での冷間加工性を確保するには、次の方法が有効である。
【０００７】
（ｉ）固溶体硬化元素であるＳｉ，Ｐを低減する。
（ｉｉ）また、固溶体硬化元素であるＭｎを多量添加しない。その代わりに、焼入れ性はＢ添加により補う。
（ｉｉｉ）  さらに、セメンタイトとは独立に炭化物を形成するＭｏを用いて焼入れ性を補う。
（２）さらに、冷間加工性を確保するには、Ｔｉ，Ｎ量の適正化が必須である。
上記のＢの焼入れ性向上効果を引き出すためには、Ｔｉを添加し固溶Ｎを低減する必要がある。しかしながら、特公平１−３８８４７号公報の第３〜４頁の第１表に開示されているような、Ｔｉの多量添加（Ｔｉ：０．０２〜０．０４％）は次のような弊害を引き起こす。
【０００８】
（ｉ）冷間加工の前の棒鋼圧延の冷却過程、あるいは軟化焼鈍の冷却過程においてＴｉＮ又はＴｉＣが析出し、Ｔｉ多量添加鋼では、これによる析出硬化により、却って硬さの増加を引き起こす。
（ｉｉ）ＴｉＮ，ＴｉＣの多量析出は、被削性を著しく劣化させるとともに、転造等の冷間加工時の割れの原因になるため、高Ｔｉ鋼では、冷間加工性が著しく悪化する。
【０００９】
特公平１−３８８４７号公報の技術の冷間加工性が必ずしも十分ではないのは、このような冷間加工性に対するＴｉ多量添加の弊害によると考えられる。冷間加工性に対するＴｉの弊害を抑制して、なお且つＢの焼入れ性向上効果を引き出すためには、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％未満に制限することが必要であり、さらにまた、Ｎ：０．００１５〜０．００５０％未満の範囲で制御することが必要である。
（３）次に、高周波焼入れ材の捩り疲労破壊は、次の過程で起きる。
【００１０】
Ａ．表面または硬化層と芯部の境界でき裂が発生する。
Ｂ．軸方向に平行な面又は垂直な面でき裂が初期伝播する。これを以下モードＩＩＩ  破壊と呼ぶ。
Ｃ．軸方向に４５度の面で粒界割れを伴って脆性破壊を起こし、最終破壊を起こす。これを以下モードＩ破壊と呼ぶ。
（４）硬化層は捩り疲労過程で材質劣化を起こす。つまり、捩り疲労過程では、表面圧縮残留応力の減衰、硬さの低下が起きる。疲労過程でこのような材質劣化を起こしやすい材料ほど、疲労き裂の発生が早期に起きる。捩り疲労過程でのこうした材質劣化を抑制するには、次の方法が有効である。
【００１１】
（ｉ）Ｍｏ，Ｓｉを添加する。但し、Ｓｉは加工性の劣化を配慮し適量添加する。
（ｉｉ）Ｍｎ−Ｂ添加により焼入れ性を確保する。但し、Ｍｎは加工性の劣化を配慮し適量添加する。セメンタイトを安定化する元素であるＣｒを多量添加しない。
（５）上記捩り疲労破壊過程「Ｂ．」の欄で述べたモードＩＩＩ  破壊はディンプルパターンをともなう延性破壊であり、ＴｉＮのような析出物が多数存在すると、これが延性破壊の核となりモードＩＩＩ  破壊が起きやすくなる。つまり、従来のＴｉ：０．０２０％以上、Ｎ：０．００５％以上を含有するボロン鋼では、ＴｉＮを核とする延性破壊を起こしやすい。特公平１−３８８４７号公報の技術の強度特性が不十分であり、普及していない原因の一つは、これが原因と考えられる。そのため、モードＩＩＩ  破壊強度向上の視点からも、Ｔｉ，Ｎ量をＴｉ：０．００５〜０．０２０％未満、Ｎ：０．００１５〜０．００５％未満の範囲に規制することが必要である。
（６）上記捩り疲労破壊過程「Ｃ．」の欄で述べた、軸方向に４５度の面で粒界割れを伴う脆性破壊モードＩを抑制するためには、次の方法による粒界強化が有効である。
【００１２】
（ｉ）Ｂ，Ｍｏ，Ｓｉの添加。但し、Ｓｉは加工性の劣化を配慮し適量添加する。Ｂは粒界偏析Ｐを粒界から追い出す効果による。Ｍｏ，Ｓｉは粒界に析出する炭化物を微細化する効果による。
（ｉｉ）Ｐ，Ｃｕ，Ｏ量の低減。
（ｉｉｉ）  Ｔｉ，Ｎ量の適正化によるＴｉＮ析出物量の減少。
（７）次に、高周波焼入れ材の静的捩り破壊は、あるレベル以上に強度が高い場合には、粒界割れをともなう。つまり、静的捩り強度は粒界強度により決まる。そのため、静的捩り強度を向上させるためには、上記の方法による粒界強化が有効である。
【００１３】
本発明は以上の新規なる知見にもとづいてなされたものであり、本発明の要旨は以下の通りである。
重量比として、Ｃ：０．４０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．６超〜１．０％未満、Ｓ：０．０１〜０．１５％、Ｍｏ：０．０１〜０．７０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％未満、Ａｌ：０．０１０〜０．０６％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１５〜０．００５０％未満、を含有し、必要によりＮｉ：０．０５〜３．００％、Ｃｒ：０．０３〜０．７０％の１種または２種、Ｖ：０．０３〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％の１種または２種を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０．０２％以下、Ｏ：０．００２０％以下に制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする冷間加工性の優れた高周波焼入れ用鋼である。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明を詳細に説明する。
本発明の成分含有範囲を上記の如く限定した理由について説明する。
Ｃ：０．４０〜０．６０％
Ｃは高周波焼入れ硬化層の硬さを増加させるのに有効な元素であるが、０．４０％未満では硬さが不十分であり、また０．６０％を超えると高周波焼入れ前の硬さが硬くなりすぎて冷間加工性が劣化するとともに、オーステナイト粒界への炭化物析出が顕著になって粒界強度を劣化させるため、含有量を０．４０〜０．６０％に定めた。
【００１５】
Ｓｉ：０．０１〜０．１５％
Ｓｉは脱酸元素として、および粒界強化を狙いとして添加する。しかしながら、０．０１％未満ではその効果は不十分である。一方、Ｓｉは固溶体硬化により素材硬さを高くするため、０．１５％を超える添加は、高周波焼入れ前の段階で切削性等の冷間加工性を劣化させる。以上の理由でその含有量を０．０１〜０．１５％とした。
【００１６】
Ｍｎ：０．６超〜１．０％未満
Ｍｎは（ｉ）焼入れ性の向上、および鋼中でＭｎＳを形成することによる（ｉｉ）高周波焼入れ加熱時のオーステナイト粒の微細化と（ｉｉｉ）被削性の向上を目的として添加する。しかしながら、０．６％以下ではこの効果は不十分である。一方、Ｍｎを過剰添加すると、高周波焼入れ前の素材のパーライト分率を増加させて素材強度を増加させ、冷間加工性を劣化させる。特にこの傾向は１．０％以上の添加で顕著になる。以上の理由から、Ｍｎの含有量を０．６超〜１．０％未満とした。
【００１７】
Ｓ：０．０１〜０．１５％
Ｓは鋼中でＭｎＳを形成し、これによる高周波焼入れ加熱時のオーステナイト粒の微細化および被削性の向上を目的として添加するが、０．０１％以下ではその効果は不十分である。一方、０．１５％を超えるとその効果は飽和し、むしろ粒界偏析を起こし粒界脆化を招く。以上の理由から、Ｓの含有量を０．０１超〜０．１５％とした。
【００１８】
Ｍｏ：０．０１〜０．７０％
Ｍｏは（ｉ）捩り疲労過程での材質劣化の抑制、（ｉｉ）オーステナイト粒界に粒界偏析を起こすことによる粒界強度の増加、および（ｉｉｉ）焼入れ性の向上を狙いとして添加する。しかしながら、０．０１％未満ではこの効果は不十分であり、一方、０．７０％を超える過剰添加は、効果が飽和し冷間加工性の劣化を招くので、その含有量を０．０１〜０．７０％とした。
【００１９】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％未満
Ｔｉは鋼中でＮと結合してＴｉＮとなるが、これによる固溶Ｎの完全固定によるＢＮ析出防止、つまり固溶Ｂの確保を目的として添加する。しかしながら、０．００５未満ではその効果は不十分であり、一方、０．０２０％以上の過剰添加では、多量のＴｉＮ，ＴｉＣによる冷間加工時の割れおよび最終部品でのモードＩＩＩ  破壊強度の劣化を引き起こすので、その含有量を０．００５〜０．０２０％未満とした。
【００２０】
Ａｌ：０．０１０〜０．０６％
Ａｌは脱酸元素および結晶粒微細化元素として添加するが、０．０１０％未満ではその効果は不十分であり、一方、０．０６％を超えるとその効果は飽和し、むしろ最終部品でのモードＩＩＩ  破壊強度を劣化させるので、その含有量を０．０１０〜０．０６％とした。
【００２１】
Ｂ：０．０００５〜０．００５％
Ｂは固溶状態でオーステナイト粒界に粒界偏析し、焼入れ性を増加させることを狙いとして添加する。同時に、Ｐ，Ｃｕ等の粒界不純物を粒界から追い出すことにより粒界強度を増加させる作用も存在する。粒界強化により捩り強度、捩り疲労強度が増加する。しかしながら、０．０００５％未満ではその効果は不十分であり、一方、０．００５％を超える過剰添加は、むしろ粒界脆化を招くので、その含有量を０．０００５〜０．００５％とした。
【００２２】
Ｎ：０．００１５〜０．００５０％未満
ＮはＡｌＮ等の炭窒化物析出による高周波加熱時のオーステナイト粒の微細化を目的として添加するが、０．００１５％未満ではその効果は不十分である。一方、０．００５０％以上では、ＢＮを析出して固溶Ｂの低減を引き起こすとともに、多量のＴｉＮ析出による冷間加工割れおよび最終部品でのモードIII 破壊強度の劣化を引き起こすので、その含有量を０．００１５〜０．００５０％未満とした。
【００２３】
Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは固溶体硬化により素材硬さを高くし、高周波焼入れ前の段階で冷間鍛造性を劣化させる。さらにオーステナイト粒界に粒界偏析を起こし、粒界強度を低下させて捩り応力下での脆性破壊を起こし易くし、そのため強度を低下させる。特にＰが０．０２０％を超えると強度低下が顕著となるため、０．０２０％を上限とした。なお、より粒界強化を図る場合には、０．０１５％以下が望ましい。
【００２４】
Ｃｕ：０．０２％以下
ＣｕもＰと同様オーステナイト粒界に粒界偏析を起こし、強度低下の原因となる。特にＣｕが０．０２％を超えると強度低下が顕著となるため、０．０２％を上限とした。
Ｏ：０．００２０％以下
Ｏは粒界偏析を起こし粒界脆化を起こすとともに、鋼中で硬い酸化物系介在物を形成し、捩り応力下での脆性破壊を起こし易くし、強度低下の原因となる。特にＯが０．００２０％を超えると強度低下が顕著となるため、０．００２０％を上限とした。
【００２５】
次に、請求項２，４の発明鋼は、Ｃｒ，Ｎｉ添加により、（ｉ）捩り疲労過程での硬さの低下の抑制、および（ｉｉ）焼入れ性の向上を図った鋼である。
Ｎｉ：０．０５〜３．００％
Ｃｒ：０．０３〜０．７０％
これらの元素はいずれも焼入れ性を向上し、捩り疲労過程での硬さの低下を抑制する。また、Ｎｉには、粒界近傍の靱性を改善し、脆性破壊を抑制する効果も有する。この効果はＮｉ：０．０５未満、Ｃｒ：０．０３％未満では不十分であり、一方、Ｃｒ：０．７％超では高周波焼入れ前の組織中のセメンタイトが安定化し、高周波焼入れ加熱時にセメンタイトの溶解が困難になり、高周波焼入れ後の効果層の硬さが不十分となる。また、３．０％を超えるＮｉの多量添加は、効果が飽和し経済性の観点からこのましくない。さらに、これらの過剰添加は冷間加工性の劣化を招く。以上の理由から、その含有量を上記の範囲に限定した。
【００２６】
次に、請求項３，４は、高周波加熱時のオーステナイト粒を微細化し、粒界破壊防止による高強度化を図った鋼である。
Ｖ：０．０３〜０．３％
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｖ，Ｎｂは鋼中で炭窒化物を形成し、高周波加熱時のオーステナイト粒を微細化させる効果を有する。しかしながら、Ｖ含有量が０．０３％未満、Ｎｂ含有量が０．００５％未満ではその効果は不十分であり、一方、Ｖ：０．３％超、Ｎｂ：０．１％超ではその効果は飽和し、むしろ冷間加工性の劣化、最終製品での強度劣化を招くので、これらの含有量をＶ：０．０３〜０．３％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％とした。
【００２７】
ここで、捩り疲労過程でのき裂の発生の原因の一つは、硬化層の硬さムラである。本願発明鋼の対象部品は、熱間圧延ままで冷間加工−高周波焼入れされる場合以外に、熱間圧延後Ａ３  点以下の温度での簡易焼鈍等の熱処理を経た後、冷間加工−高周波焼入れされる場合がある。但し、熱間圧延後、簡易焼鈍等の熱処理を経た組織は、圧延材の組織に大きく影響される。そのため、このような熱間圧延後熱処理を受ける場合でも、高周波焼入れ時の硬化層の硬さムラ抑制のためには圧延材組織の適正化が重要である。圧延材の組織のフェライト分率が３５％を超え、フェライト結晶粒径が３０μｍを超えると硬化層で顕著な硬さのムラを生じ、捩り疲労破壊を起こし易くなる。そのため、圧延材の組織のフェライトの組織分率が３５％以下で、フェライト結晶粒径が３０μｍ以下とするのが望ましい。但し、本願発明鋼では、本組織因子を特に限定するものではない。
【００２８】
また、本願発明の高周波焼入れ用鋼では、製造条件は特に限定せず、本発明の要件を満足すればいずれの条件でも良い。例えば、冷間加工性を一層改善するためには、鋼材素材の熱間圧延による製造を仕上げ温度；７５０〜９００℃、仕上げ圧延後７００〜５００℃の温度範囲の平均冷却速度；０．１〜１．７℃／秒の条件で行う方法が上げられるが、本発明では特に限定するものではない。また、本願発明鋼を用いた部品の製造に際しては、簡易焼鈍、通常焼鈍、焼準等の熱処理を必要に応じて行うことができる。
【００２９】
以下に、本発明の効果を実施例により、さらに具体的に示す。
【００３０】
【実施例】
表１の組成を有する鋼材を直径３４ｍｍの棒鋼に圧延した。この棒鋼から、光学顕微鏡観察試験片を採取し、５％ナイタール液で腐食して２００倍、４００倍で観察し、フェライト分率およびフェライト結晶粒径を求めた。表１にフェライト分率およびフェライト結晶粒径を示す。
【００３１】
【表１】
0003549978.tif 000002
【００３２】
【表２】
0003549978.tif 000003
【００３３】
圧延棒鋼の内、一部の材料については、７００℃×３時間→空冷の条件で簡易焼鈍を行った。焼鈍を行った材料は、表２の３列目にＡの記号をつけて示す。
これらの材料から、平行部直径２０ｍｍの静的捩り試験片、捩り疲労試験片を採取した。
静的捩り試験片、捩り疲労試験片について周波数８．５ｋＨｚ  で高周波焼入れを行い、その後１７０℃×１時間の条件で焼戻しを行った。いずれも、有効硬化層深さは約５ｍｍである。その後、静的捩り試験、捩り疲労試験を行った。捩り疲労特性は１×１０４  サイクルでの時間強度で評価した。
【００３４】
また被削性はハイスドリルによる寿命速度を用いて評価した。用いたドリルはＪＩＳ−ＳＫＨ５１で直径３ｍｍのハイスドリルであり、穴あけ条件は送り０．２５ｍｍ／ｒｅｖ  、穴深さ９ｍｍ、切削油はスピンドル油を用い、２リットル／分である。評価試験は、切削速度を種々変化させて各切削速度における切削不能になるまでのドリル寿命から切削速度−ドリル寿命曲線を求め、この曲線から寿命穴あけ総深さが１０００ｍｍでドリル寿命となる最大切削速度を求め、これを寿命速度とした。
【００３５】
表２に熱処理の有無、各供試材の硬さ、ハイスドリル寿命、静的捩り強度、捩り疲労強度を示す。表２の「熱処理」の欄に記号「Ａ」を付けている水準は、圧延棒鋼を７００℃×３時間→空冷の条件で簡易焼鈍を行った後に硬さ他の評価を行ったことを示す。一方、無印の水準は圧延材を熱処理なしで、硬さ他の評価を行ったことを示す。ハイスドリル寿命は、比較鋼３１のドリル寿命速度を１００とした時の相対値で示した。
【００３６】
また、捩り疲労過程での材質劣化挙動を評価するために、応力振幅７００ＭＰａ  で１×１０４  サイクル疲労試験を行った試験片について、（ｉ）表面での圧縮残留応力の減衰量および（ｉｉ）フェライト（２１１）面のＸ線回折ピークの半価幅の減衰量を評価した。Ｘ線回折ピークの半価幅の減衰量は、疲労過程での正味の硬さの低下量を評価するために用いた。Ｘ線発生源としては、Ｃｒ管球を使用した。
【００３７】
【表３】
0003549978.tif 000004
【００３８】
【表４】
0003549978.tif 000005
【００３９】
表２のＮｏ．  １〜３０は本発明鋼である。本発明鋼材では、比較鋼３１と比較して、概ね硬さは軟らかく、ドリル寿命も優れている。また、静的捩り強度、捩り疲労強度は比較鋼３１と比較して、同一炭素量でみると、いずれも優れている。静的捩り破壊の破面はいずれも粒界割れを含む破面であり、本発明鋼が優れた捩り強度を示すのは、Ｍｏ添加他により粒界強度が増加した効果による。また、疲労過程での残留応力減衰量、疲労過程での半価幅減衰量は、比較鋼３１と比較して、同一炭素量でみると、いずれも抑制されている。これから、本発明鋼が優れた捩り強度を示すのは、Ｍｏ添加他により疲労過程での材質劣化が抑制された効果、および粒界強度が増加した効果による。
【００４０】
一方、比較鋼３３はＣの含有量が本発明の範囲を上回った場合であり、同一炭素量の本発明鋼に比較して、静的捩り強度、捩り疲労強度が劣っている。
比較鋼３４はＴｉの含有量が本発明の範囲を上回った場合であり、比較鋼材３５はＮの含有量が本発明の範囲を上回った場合であり、いずれも、同一炭素量の本発明鋼に比較して、硬さが硬く、ドリル寿命も悪く、また静的捩り強度、捩り疲労強度が劣っている。
【００４１】
比較鋼３６はＭｏの含有量が本発明の範囲を下回った場合であり、比較鋼材３８はＰの含有量が本発明の範囲を上回った場合であり、いずれも、同一炭素量の本発明鋼に比較して、静的捩り強度、捩り疲労強度が劣っている。
比較鋼３７，３９はＳｉ，Ｍｎの含有量が本発明の範囲を上回った場合であり、いずれも、同一炭素量の本発明鋼に比較して、硬さが硬く、ドリル寿命も悪い。
【００４２】
また、比較鋼３２はＭｎ，Ｍｏの含有量が本発明の範囲を下回り、ＴｉとＮの含有量が本発明の範囲を上回った場合である。比較鋼３１はＪＩＳ規格のＳ５３Ｃ鋼にＴｉ，Ｂを添加した鋼であり、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎの含有量が本願発明の範囲と異なった場合である。いずれも、同一炭素量の本発明鋼に比較して、硬さが硬く、ドリル寿命も悪く、また静的捩り強度、捩り疲労強度が劣っている。
【００４３】
【発明の効果】
以上述べたごとく、本発明の高周波焼入れ用鋼を用いることにより、素材の段階で優れた冷間加工性を有し、高周波焼入れにより優れた捩り強度特性、捩り疲労強度特性を有する部品を実現することが可能となり、産業上の効果は極めて顕著なるものがある。
【図面の簡単な説明】
【図１】自動車の動力伝達系を構成する部品を示す正面図で、（Ａ）はスプライン部を有するシャフト、（Ｂ）はフランジ付シャフト、（Ｃ）は外筒部付シャフトをそれぞれ示す。
【符号の説明】
１０…シャフト
１１，１２…スプライン部
２０，２１…シャフト
２２…フランジ
３０，３１，３２…シャフト
３３…外筒部
【図１】
0003549978.tif 000006