(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃｕ：０〜０．２０％、Ｎｉ：０〜０．２０％、Ｃｒ：０〜０．２０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ａｌ：０．０１％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．００８％以下、Ｏ（酸素）は０．００２５％以下、且つ、下記  （１）式で表されるｆｎ１の値が０以上であり、更に、長手方向縦断面における非金属介在物の長径をＬ（μｍ）、短径をＷ（μｍ）として極値統計処理によって予測される累積分布関数が９９％時の下記  （２）式で表される非金属介在物の最大等価円直径ｆｎ２が３０μｍ以下である機械構造用鋼材。
ｆｎ１＝Ｔｉ（％）−３Ｓ（％）−３．４Ｎ（％）・・・（１）
ｆｎ２＝（πＬＷ／４）０．５  ・・・（２）
【請求項２】
化学組成が質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２％以下で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．３％、Ｃｕ：０〜０．２０％、Ｎｉ：０〜０．２０％、Ｃｒ：０〜０．２０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ａｌ：０．０１％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．００８％以下、Ｏ（酸素）は０．００２５％以下、且つ、下記  （３）式で表されるｆｎ３の値が０以上であり、更に、長手方向縦断面における非金属介在物の長径をＬ（μｍ）、短径をＷ（μｍ）として極値統計処理によって予測される累積分布関数が９９％時の下記  （２）式で表される非金属介在物の最大等価円直径ｆｎ２が３０μｍ以下である機械構造用鋼材。
ｆｎ３＝Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）−３Ｓ（％）−３．４Ｎ（％）・・・（３）
ｆｎ２＝（πＬＷ／４）０．５  ・・・（２）
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、機械構造用鋼材に関する。詳しくは、自動車の等速ジョイントやシャフトを初めとした各種の高周波焼入れされる部品の素材として好適な機械構造用鋼材に関する。更に詳しくは、高周波焼入れ性、冷間加工性、被削性及び耐疲労特性に優れ、高周波焼入れされる部品の素材として好適な機械構造用鋼材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
動力機械の出力アップや燃費向上のための軽量化を目的に、動力伝達部品の高強度化が求められている。なかでも、自動車の等速ジョイントやシャフトに対する高強度化の要求が大きい。
【０００３】
自動車の等速ジョイントやシャフトなどは、鍛造後の寸法精度が高く切削量の低減が可能な冷間鍛造で成形加工された後、表面硬化処理としての高周波焼入れが施されて製造されることが多い。したがって、素材となる鋼材には良好な高周波焼入れ性が要求される。なお、近年、一層のコスト低減及び製造工程の簡便化のために、良好な高周波焼入れ性を有するとともに、より優れた被削性と冷間加工性とを有する鋼材に対する要求が大きくなっている。又、上記自動車の等速ジョイントやシャフトなどには繰り返し応力が作用するため、耐疲労特性が一層優れた鋼材に対する要求も大きくなっている。
【０００４】
高周波焼入性を確保しながら被削性と冷間加工性のいずれか一方を高める技術は従来数多く報告されているが、被削性と冷間加工性の双方を高めることに関しては必ずしも配慮されていない。
例えば、特開平９−２８７０５４号公報に「冷間鍛造―高周波焼入れ用鋼」として、又、特開平９−２８７０５５号公報に「冷間加工性の優れた高周波焼入れ用鋼」として、冷間加工性と高周波焼入れ性とを兼備できる鋼が開示されている。しかし、上記の各公報で提案された鋼の場合には被削性に関しては全く配慮されていない。
【０００５】
鋼にＰｂ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｃａなどの快削元素（被削性改善元素）を添加すれば被削性が高まることはよく知られている。しかし、特開平７−９７６５６号公報の「冷間鍛造用鋼」として開示された鋼のように、単に上記快削元素を添加しただけでは冷間加工性の低下が生ずることがある。
【０００６】
特開平７−２４２９８９号公報に「冷間鍛造性、被削性及びねじり疲労強度に優れた高周波焼入用鋼」として提案された鋼では、被削性向上のためにＢ窒化物を利用しているが、焼入れ性との両立のためにＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏなどの合金元素を多量に添加する必要があり、このため冷間加工時の変形抵抗が大きくなって、十分な冷間加工性が確保できない場合がある。
【０００７】
特開平１１−１７４３号公報には「被削性に優れた高強度高靱性調質鋼材」として、Ｔｉ硫化物のサイズと量を制御することで被削性を向上させる技術が提案されている。しかし、鋼を冷間加工する場合には硫化物だけではなく酸化物、窒化物などの非金属介在物（以下、単に介在物という）が冷間加工性の低下を引き起こすことがあるため、単にＴｉ硫化物のサイズと量を規定するだけでは、被削性と冷間加工性の両立が図れない場合がある。
一方、耐疲労特性を高める技術が、例えば、特開平８−２８３９１０号公報に提案されている。上記公報に記載の技術は、フェライトの組織分率と粒径を規制して疲労強度の向上を図ろうとするものである。
【０００８】
しかしながら、機械構造部品の表面付近に大型の介在物が存在すると、これを起点に疲労き裂が発生して破壊に到るので、フェライトの組織と粒径を規制しても必ずしも疲労強度の向上に繋がらない場合もある。
【０００９】
介在物を低減して耐疲労特性を高める技術が、例えば、特開平８−２８３９１０号公報に開示されている。上記公報で提案された技術は、Ａｌ２Ｏ３（酸化物）とＴｉＮ（窒化物）を極力少なくすることにより、疲労特性の向上を図ったものである。
【００１０】
しかし、自動車の等速ジョイントやシャフトなど実際の部品に加わる応力は、圧延方向や鍛錬軸に垂直に作用することが多いので、酸化物や窒化物に比べて圧延方向や鍛錬軸方向に展伸している粗大なＭｎＳが疲労破壊の起点となる。すなわち、自動車の等速ジョイントやシャフトなどにおいては、酸化物や窒化物よりもＭｎＳが疲労強度低下の原因となるので、疲労強度向上のためには、酸化物と窒化物だけではなく、ＭｎＳを含む全ての介在物を微細にコントロールする必要がある。
【００１１】
硫化物系の介在物、なかでもＭｎＳを微細化する技術として、既に述べた特開平１１−１７４３号公報が挙げられるが、上記公報においては全介在物についての検討がなされているわけではないので、圧延方向や鍛錬軸に垂直な応力が作用する場合の疲労強度を高めるのには必ずしも十分とはいえない。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、その目的は、高周波焼入れ性、冷間加工性及び被削性に優れ、しかも、耐疲労特性、なかでも圧延方向や鍛錬軸に垂直な応力が負荷された場合の耐疲労特性にも優れ、高周波焼入れされる部品の素材として好適な機械構造用鋼材を提供することである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）及び（２）に示す機械構造用鋼材にある。
【００１４】
（１）化学組成が質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃｕ：０〜０．２０％、Ｎｉ：０〜０．２０％、Ｃｒ：０〜０．２０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ａｌ：０．０１％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．００８％以下、Ｏ（酸素）は０．００２５％以下、且つ、下記  （１）式で表されるｆｎ１の値が０以上であり、更に、長手方向縦断面における介在物の長径をＬ（μｍ）、短径をＷ（μｍ）として極値統計処理によって予測される累積分布関数が９９％時の下記  （２）式で表される介在物の最大等価円直径ｆｎ２が３０μｍ以下である機械構造用鋼材。
ｆｎ１＝Ｔｉ（％）−３Ｓ（％）−３．４Ｎ（％）・・・（１）
ｆｎ２＝（πＬＷ／４）０．５  ・・・（２）
（２）化学組成が質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｓ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．２％以下、Ｚｒ：０．２％以下で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：０．０５〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．３％、Ｃｕ：０〜０．２０％、Ｎｉ：０〜０．２０％、Ｃｒ：０〜０．２０％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ａｌ：０．０１％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＮは０．００８％以下、Ｏ（酸素）は０．００２５％以下、且つ、下記  （３）式で表されるｆｎ３の値が０以上であり、更に、長手方向縦断面における非金属介在物の長径をＬ（μｍ）、短径をＷ（μｍ）として極値統計処理によって予測される累積分布関数が９９％時の下記  （２）式で表される非金属介在物の最大等価円直径ｆｎ２が３０μｍ以下である機械構造用鋼材。
ｆｎ３＝Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）−３Ｓ（％）−３．４Ｎ（％）・・・（３）
ｆｎ２＝（πＬＷ／４）０．５  ・・・（２）
なお、本発明でいう鋼材の「長手方向縦断面」（以下、「Ｌ断面」という）とは、鋼材の圧延方向又は鍛錬軸に平行に、その中心線を通って切断した面をいう。
又、Ｌ断面において、極値統計処理によって予測される累積分布関数が９９％時の前記  （２）式で表される介在物の最大等価円直径ｆｎ２は次のようにして求めたものを指す。
【００１５】
▲１▼鋼材から採取した試験片のＬ断面を鏡面研磨した後、その研磨面を被検面とし、光学顕微鏡の倍率を４００倍として、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５５に規定された「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」中の「５．点算法による顕微鏡試験方法」に則って５０視野測定し、個々の介在物の長径をＬ（μｍ）、短径をＷ（μｍ）として、各視野における（πＬＷ／４）０．５  の値が最大になるものを求める。
【００１６】
▲２▼上記▲１▼で求めた５０の（πＬＷ／４）０．５  の値を小さいものから順に並べ直してそれぞれ（πＬＷ／４）０．５ｊ（ここで、ｊ＝１〜５０）とし、それぞれのｊについて累積分布関数Ｆｊ  ＝１００（ｊ／５１）（％）を計算する。
【００１７】
▲３▼基準化変数ｙｊ  ＝−ｌｏｇｅ  （−ｌｏｇｅ  （ｊ／５１）  ）を縦軸に、横軸に（πＬＷ／４）０．５ｊを取ったグラフを書き、最小自乗法によって近似直線を求める。
【００１８】
▲４▼上記▲３▼で求めた直線から、累積分布関数Ｆｊ  が９９％となる時（すなわち、基準化変数ｙｊ  ≒４．６となる時）の（πＬＷ／４）０．５ｊの値を読みとり、これを最大等価円直径ｆｎ２＝（πＬＷ／４）０．５  とする。
以下、上記の（１）、（２）に記載のものをそれぞれ（１）の発明、（２）の発明という。
【００１９】
本発明者らは、前記した課題を解決するために種々検討を行い、下記の知見を得た。
【００２０】
（ａ）Ｌ断面において、全介在物の極値統計処理によって予測される累積分布関数が９９％時の前記  （２）式で表される介在物の最大等価円直径ｆｎ２が３０μｍ以下であれば、介在物起点による冷間加工性の低下が防止できるとともに、圧延方向や鍛錬軸に垂直な応力が作用する場合の疲労強度の低下を防止することができる。
そこで更に検討を続けた結果、下記の事項が明らかになった。
（ｂ）上記（ａ）における介在物の最大等価円直径ｆｎ２を３０μｍ以下とするには、第１に粗大なＭｎＳが生成することを防止すればよい。
【００２１】
（ｃ）Ａｌの含有量を質量％で０．０１％以下に抑え、Ｍｎよりも安定して硫化物を形成するＴｉやＺｒを添加し、更に、前記  （１）式で表されるｆｎ１の値や前記  （３）式で表されるｆｎ３の値を０以上とすれば、Ｔｉ硫化物やＺｒ硫化物の形成によって粗大なＭｎＳの生成が防止でき、しかも、生成するＴｉ硫化物やＺｒ硫化物は微細である。なお、本発明でいうＴｉ硫化物やＺｒ硫化物には、ＴｉやＺｒの単なる硫化物だけではなく「炭硫化物」をも含む。
【００２２】
（ｄ）Ａｌは鋼中で酸化物となって容易にクラスターを形成するが、Ａｌ含有量を質量％で０．０１％以下にするとともに適正量のＴｉやＺｒを添加することで、酸化物クラスターの形成を防止することもできる。
（ｅ）Ｎの含有量を質量％で０．００８％以下とすれば、粗大なＴｉＮやＺｒＮの形成を防止することができる。
【００２３】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００２４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）鋼材の化学組成
Ｃ：
Ｃは、高周波焼入れ性に影響を及ぼし、焼入れ硬化層の硬さと深さを確保するために必要な元素で、そのためには０．３０％以上含有させることが必要である。しかし、Ｃを０．６０％を超えて含有させると冷間加工性及び靱性が損なわれるし、被削性が低下する。更に焼割れの発生を招くこともある。したがって、Ｃの含有量を０．３０〜０．６０％とした。なお、Ｃの含有量は０．３５〜０．５５％とすることが好ましい。
【００２５】
Ｓｉ：
Ｓｉは、鋼の脱酸及び強化に有効な元素である。しかし、その含有量が０．０１％未満では添加効果に乏しい。一方、０．４０％を超えると冷間加工時の変形抵抗が大きくなって冷間加工性の低下を招いたり被削性が低下することがある。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１〜０．４０％とした。なお、Ｓｉの含有量は０．０１〜０．３０％とすることが好ましい。
【００２６】
Ｍｎ：
Ｍｎは、脱酸作用を有し、又、焼入れ性を高めて疲労強度を向上させる作用がある。しかし、その含有量が０．１０％未満では前記効果が得難い。一方、Ｍｎ含有量が０．６０％を超えると、冷間加工時の変形抵抗が大きくなって冷間加工性が低下したり被削性が低下することがある。したがって、Ｍｎの含有量を０．１０〜０．６０％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．１０〜０．４５％とすることが好ましい。
【００２７】
Ｓ：
Ｓは、Ｔｉ、ＺｒやＭｎと結合して硫化物を形成し、鋼の被削性を高める作用を有する。しかし、その含有量が０．００５％未満では前記の効果が得られない。一方、Ｓを多量に含有させると硫化物系介在物の生成量が多くなりすぎて冷間加工性が低下し、特に、Ｓ含有量が０．０５％を超えると冷間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．０５％とした。なお、Ｓの含有量は０．００５〜０．０３％とすることが好ましい。
【００２８】
Ｔｉ、Ｚｒ：
Ｔｉ、Ｚｒは本発明において粗大なＭｎＳの生成を防止するための重要な合金元素である。又、Ｔｉ、Ｚｒには鋼を脱酸、脱窒する作用や、高周波焼入れ時の結晶粒粗大化を防止する作用がある。
【００２９】
Ｔｉを単独で添加する場合、その含有量が０．０５％以上の場合に前記の効果が確実に得られる。更に、ＴｉがＳと結合したＴｉ硫化物によって被削性が向上する。なお既に述べたように、本発明でいうＴｉ硫化物には、Ｔｉの単なる硫化物だけではなく「炭硫化物」をも含む。しかし、Ｔｉを０．２％を超えて多量に含有させても、Ｔｉ硫化物の形成による粗大ＭｎＳの生成防止効果が飽和するし、鋼の脱酸、脱窒作用なども飽和するのでコストが嵩んでしまう。したがって、（１）の発明にあってはＴｉの含有量を０．０５〜０．２％とした。なお、（１）の発明の場合には、Ｔｉの含有量は０．０５〜０．１５％とすることが好ましい。
【００３０】
一方、上記の効果は、ＴｉとＺｒの含有量に関し、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値が０．０５％以上の場合にも確実に得られる。しかし、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値で０．２％を超えるＴｉとＺｒを含有させても、Ｔｉ硫化物やＺｒ硫化物の形成による粗大ＭｎＳの生成防止効果が飽和するし、鋼の脱酸、脱窒作用や、高周波焼入れ時の結晶粒粗大化防止作用が飽和するのでコストが嵩んでしまう。なお、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値で０．０５〜０．２％でありさえすればよいので、必ずしもＴｉとＺｒとを複合して含有させる必要はない。Ｚｒを添加しない場合は前記した（１）の発明になり、この場合はＴｉを０．２％を超えて含有させると疲労強度の劣化が著しくなる場合がある。Ｔｉを添加しない、つまりＺｒを単独で添加する場合に、Ｚｒを０．２％を超えて多量に含有させても、Ｚｒ硫化物の形成による粗大ＭｎＳの生成防止効果が飽和するし、鋼の脱酸、脱窒作用なども飽和するのでコストが嵩んでしまう。したがって、（２）の発明にあってはＴｉとＺｒの含有量をいずれも０．２％以下で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値を０．０５〜０．２％とした。なお、（２）の発明の場合、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）の値は０．０５〜０．１５％とすることが好ましい。なお既に述べたように、本発明でいうＺｒ硫化物には、Ｚｒの単なる硫化物だけではなく「炭硫化物」をも含む。
【００３１】
Ｂ：
Ｂは、冷間加工性を阻害することなく焼入れ性を高める作用がある。しかし、その含有量が０．０００５％未満では添加効果に乏しい。一方、０．００５％を超えて含有させても前記の効果は飽和しコストが嵩むばかりである。したがって、Ｂの含有量を０．０００５〜０．００５％とした。なお、Ｂの含有量は０．０００５〜０．００４％とすることが好ましい。
Ｎｂ：
Ｎｂは添加しなくてもよい。添加すれば、高周波焼入れ性を高める作用があり、更に、高周波焼入れ時の結晶粒粗大化を防止する作用も有する。この効果を確実に得るには、Ｎｂは０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．０５％を超えると、粗大な未固溶炭窒化物が生じて冷間加工性の劣化を招くことがある。したがって、Ｎｂの含有量を０〜０．０５％とした。
Ｖ：
Ｖは添加しなくてもよい。添加すれば、微細な炭・窒化物を形成して疲労強度を高める作用がある。この効果を確実に得るには、Ｖは０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．３％を超えると、冷間加工性の劣化を招くことがある。したがって、Ｖの含有量を０〜０．３％とした。
【００３２】
Ｃｕ：
Ｃｕは添加しなくてもよい。添加すれば焼入れ性を高める効果を有する。この効果を確実に得るには、Ｃｕは０．０２％以上の含有量とすることが好ましいが、その反面においてＣｕは、変形抵抗を高めて冷間加工性を劣化させ、特に、Ｃｕの含有量が０．２０％を超えると冷間加工性の劣化が著しくなることがある。したがって、Ｃｕの含有量を０〜０．２０％とした。
【００３３】
Ｎｉ：
Ｎｉは添加しなくてもよい。添加すれば焼入れ性を高める効果を有する。この効果を確実に得るには、Ｎｉは０．０２％以上の含有量とすることが好ましいが、その反面においてＮｉは、変形抵抗を高めて冷間加工性を劣化させ、更に、球状化焼鈍後のスケール除去を困難にし、特に、Ｎｉの含有量が０．２０％を超えると冷間加工性の劣化、スケール除去性の低下が著しくなることがある。したがって、Ｎｉの含有量を０〜０．２０％とした。
【００３４】
Ｃｒ：
Ｃｒは添加しなくてもよい。添加すれば焼入れ性を高める効果を有する。この効果を確実に得るには、Ｃｒは０．０２％以上の含有量とすることが好ましいが、その反面においてＣｒは、変形抵抗を高めて冷間加工性を劣化させ、更に、球状化焼鈍後のスケール除去を困難にし、特に、Ｃｒの含有量が０．２０％を超えると冷間加工性の劣化、スケール除去性の低下が著しくなることがある。したがって、Ｃｒの含有量を０〜０．２０％とした。
【００３５】
Ｍｏ：
Ｍｏは添加しなくてもよい。添加すれば焼入れ性を高める効果を有する。この効果を確実に得るには、Ｍｏは０．０２％以上の含有量とすることが好ましいが、その反面においてＭｏは、変形抵抗を高めて冷間加工性を劣化させ、更に、球状化焼鈍後のスケール除去を困難にし、特に、Ｍｏの含有量が０．２０％を超えると冷間加工性の劣化、スケール除去性の低下が著しくなることがある。したがって、Ｍｏの含有量を０〜０．２０％とした。
【００３６】
なお、焼入れ性を高める目的でＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏを添加する場合には、これらの元素の１種以上を添加すればよい。
【００３７】
Ａｌ：
Ａｌは添加しなくてもよい。脱酸などの目的からＡｌを添加する場合でも、本発明においては、Ａｌの含有量を０．０１％以下に抑えることが極めて重要である。すなわち、Ａｌの含有量を０．０１％以下に抑え、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓを既に述べた範囲の含有量とし、更に、前記  （１）式で表されるｆｎ１の値、前記  （３）式で表されるｆｎ３の値を０以上にすることで、Ｔｉ硫化物、Ｚｒ硫化物は微細になり、粗大なＭｎＳの生成が防止されるし、酸化物クラスターの形成も防止されるからである。Ａｌの含有量が０．０１％を超えると、ｆｎ２の値が３０μｍを超えることがあるため、たとえ他の条件が満たされても疲労強度と冷間加工性が著しく低下する場合がある。したがって、Ａｌの含有量を０．０１％以下とした。なお、Ａｌ含有量の上限は０．００８％とすることが好ましい。
【００３８】
本発明においては、不純物元素としてのＮ及びＯ（酸素）の含有量を下記のとおりに制限する。
【００３９】
Ｎ：
Ｎは、変形抵抗を高めて冷間加工性を低下させ、又、Ｔｉ、Ｚｒと結合して粗大なＴｉＮ、ＺｒＮが生成すると疲労強度が低下する。特に、Ｎの含有量が０．００８％を超えると、ｆｎ１あるいはｆｎ３の値が０以上であっても、ｆｎ２の値が３０μｍを超えることがあるため、冷間加工性と疲労強度の低下が著しくなる場合がある。したがって、不純物元素としてのＮの含有量は０．００８％以下とした。なお、不純物元素としてのＮの含有量は０．００６％以下とすることが好ましい。
【００４０】
Ｏ（酸素）：
Ｏ（酸素）は酸化物を形成して鋼中に存在し、疲労強度や冷間加工性を低下させる。特に、Ｏの含有量が０．００２５％を超えると、ｆｎ１あるいはｆｎ３の値が０以上であっても、ｆｎ２の値が３０μｍを超えることがあるため、疲労強度の低下や冷間加工性の低下が著しくなる場合がある。したがって、不純物元素としてのＯの含有量は０．００２５％以下とした。なお、不純物元素としてのＯの含有量は０．００１５％以下とすることが好ましい。
なお、Ｎ及びＯ（酸素）以外の不純物元素のうちＰの含有量は０．０３％以下とすることが好ましい。
【００４１】
ｆｎ１、ｆｎ３：
（１）の発明において、Ｔｉ、Ｓ、Ａｌを既に述べた範囲の含有量とし、更に、前記  （１）式で表されるｆｎ１の値を０以上にすることで、Ｔｉ硫化物が微細になり、粗大なＭｎＳの生成が防止され、更に、酸化物クラスターの形成も防止できるので、良好な被削性と冷間加工性とを確保することができ、又、耐疲労特性の低下を防止することができる。ｆｎ１の値が０未満の場合、粗大なＭｎＳの生成を抑制することができず、したがって、Ｌ断面において、前記  （２）式で表される介在物の最大等価円直径ｆｎ２を３０μｍ以下にすることができないので、大幅な疲労強度の低下が生じる。更に冷間加工性も低下してしまう。このため、（１）の発明におけるｆｎ１の値を０以上と規定した。なお、既に述べた範囲のＴｉ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ及びＯの含有量の下で、Ｔｉ硫化物の微細化、粗大なＭｎＳの生成防止及び酸化物クラスターの形成防止の各作用を安定して確保し、一層良好な被削性と冷間加工性を確保するとともに、耐疲労特性の低下を防止するためには、ｆｎ１の値は０．０１以上であることが好ましい。
（２）の発明において、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｓ、Ａｌを既に述べた範囲の含有量とし、更に、前記  （３）式で表されるｆｎ３の値を０以上にすることで、Ｔｉ硫化物、Ｚｒ硫化物が微細になり、粗大なＭｎＳの生成が防止され、更に、酸化物クラスターの形成も防止できるので、良好な被削性と冷間加工性とを確保することができ、又、耐疲労特性の低下を防止することができる。ｆｎ３の値が０未満の場合、粗大なＭｎＳの生成を抑制することができず、したがって、Ｌ断面において、前記  （２）式で表される介在物の最大等価円直径ｆｎ２を３０μｍ以下にすることができないので、大幅な疲労強度の低下が生じる。更に冷間加工性も低下してしまう。このため、（２）の発明におけるｆｎ３の値を０以上と規定した。なお、既に述べた範囲のＴｉ、Ｚｒ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ及びＯの含有量の下で、Ｔｉ硫化物やＺｒ硫化物の微細化、粗大なＭｎＳの生成防止及び酸化物クラスターの形成防止の各作用を安定して確保し、一層良好な被削性と冷間加工性を確保するとともに、耐疲労特性の低下を防止するためには、ｆｎ３の値は０．０１以上であることが好ましい。
（Ｂ）介在物
前記（Ａ）項に記載した化学成分に加えて、硫化物、酸化物、窒化物など全介在物のサイズを制御することではじめて、機械構造用鋼材に良好な高周波焼入れ性、冷間加工性と被削性とを具備させることができ、更に、良好な耐疲労特性、なかでも圧延方向や鍛錬軸に垂直な応力が負荷された場合における良好な耐疲労特性を付与することができる。
すなわち、Ｌ断面において、全介在物の極値統計処理によって予測される累積分布関数が９９％時の前記  （２）式で表される介在物の最大等価円直径ｆｎ２が３０μｍ以下の場合に、介在物起点による冷間加工性の低下が防止され、加えて、圧延方向や鍛錬軸に垂直な応力が作用する場合の疲労強度の低下が防止される。
【００４２】
Ｌ断面において、前記  （２）式で表される介在物の最大等価円直径ｆｎ２が３０μｍを超える場合には、介在物起点の破壊が生じて冷間加工性（特に限界据え込み率）が低下するし、疲労強度も大きく低下してしまう。
【００４３】
したがって、Ｌ断面において、全介在物の極値統計処理によって予測される累積分布関数が９９％時の前記  （２）式で表される介在物の最大等価円直径ｆｎ２を３０μｍ以下と規定した。前記  （２）式で表される介在物の最大等価円直径ｆｎ２は２０μｍ以下であることが好ましい。
【００４４】
なお、前記（Ａ）項で述べた化学成分範囲、及び  （１）式で表されるｆｎ１の値や（３）式で表されるｆｎ３の値に関する規定を満たしても、酸化物などの生成によって、前記した介在物の最大等価円直径ｆｎ２が３０μｍを超える場合があるため、例えば、転炉溶製後、Ｓｉなど脱酸作用を有する元素で充分に脱酸し、その後通常の方法で炉外精錬を行い、その処理の末期にＴｉやＺｒを添加する製鋼法を採用することが望ましい。
【００４５】
以下、実施例により本発明を説明する。
【００４６】
【実施例】
（実施例１）
表１〜３に示す化学組成を有する鋼を試験溶解炉を用いて溶製した。表１〜３では前記ｆｎ１とｆｎ３は  （３）式で計算した値をｆｎとして記載した。
【００４７】
表１〜３における鋼１〜１８及び鋼３５は成分が本発明で規定する条件を満たす鋼、表２、表３における鋼１９〜３４及び鋼３６〜３８は成分のいずれかが本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。比較例の鋼のうち鋼３６〜３８はＣの含有量がそれぞれ０．４０、０．５０、０．５８％のＪＩＳ機械構造用炭素鋼、すなわち、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１に記載のＳ４０Ｃ、Ｓ５０Ｃ、Ｓ５８Ｃに相当する鋼である。なお、鋼１〜３８におけるＰの含有量はすべて０．０３％以下であった。
【００４８】
鋼２７と鋼３５を除いた上記の鋼は、真空溶解炉を用いて溶製し、Ａｌ、Ｓｉ等で脱酸した後、Ｔｉ、Ｚｒの少なくとも１種以上を添加して製造した。一方、鋼２７と鋼３５は、大気溶解炉を用いて溶製し、Ａｌ、Ｓｉで脱酸した後、Ｔｉ、Ｚｒの少なくとも１種以上を添加して製造した。
【００４９】
【表１】
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【表２】
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【表３】
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次いで、これらの鋼を１２５０℃に加熱してから１０００℃で仕上げる熱間鍛造を行って、直径６０ｍｍの丸棒を作製した。
【００５０】
上記のようにして得た直径６０ｍｍの丸棒は８４５℃に加熱して２時間保持した後、大気中で放冷した。
【００５１】
上記の処理を施した直径６０ｍｍの丸棒からＪＩＳ  Ｇ  ０５５５の図３に則って介在物測定用の試験片を切り出し、既に述べた方法によって前記  （２）式で表される介在物の最大等価円直径ｆｎ２の値を求めた。
【００５２】
すなわち、▲１▼鋼材から採取した試験片のＬ断面を鏡面研磨した後、その研磨面を被検面とし、光学顕微鏡の倍率を４００倍として、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５５に規定された「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」中の「５．点算法による顕微鏡試験方法」に則って５０視野測定し、個々の介在物の長径をＬ（μｍ）、短径をＷ（μｍ）として、各視野における（πＬＷ／４）０．５  の値が最大になるものを求め、次に、▲２▼上記▲１▼で求めた５０の（πＬＷ／４）０．５  の値を小さいものから順に並べ直してそれぞれ（πＬＷ／４）０．５ｊ（ここで、ｊ＝１〜５０）とし、それぞれのｊについて累積分布関数Ｆｊ  ＝１００（ｊ／５１）（％）を計算した。更に、▲３▼基準化変数ｙｊ  ＝−ｌｏｇｅ  （−ｌｏｇｅ  （ｊ／５１）  ）を縦軸に、横軸に（πＬＷ／４）０．５ｊを取ったグラフを書き、最小自乗法によって近似直線を求め、最後に、▲４▼上記▲３▼で求めた直線から、累積分布関数Ｆｊ  が９９％となる時（すなわち、基準化変数ｙｊ  ≒４．６となる時）の（πＬＷ／４）０．５ｊの値を読みとり、これを最大等価円直径ｆｎ２＝（πＬＷ／４）０．５  とした。
【００５３】
最大等価円直径ｆｎ２を求めた一例として、図１に、鋼４と鋼２８の場合を示す。
【００５４】
冷間加工性の調査は次のようにして行った。すなわち、前記の熱処理を施した直径６０ｍｍの丸棒の「Ｒ／２部（Ｒは丸棒の半径、すなわち３０ｍｍ）」から直径３０ｍｍの丸棒を切り出し、通常の方法で球状化焼鈍を施した後この丸棒から直径が１５ｍｍで長さが２２．５ｍｍの冷間加工用試験片を作製した。次いで、５００ｔ高速プレス機を用いて通常の方法で冷間拘束型据え込み試験を行い、割れが発生する限界の据え込み率を測定して冷間加工性の調査を行った。
【００５５】
なお、据え込み率が７５％まで、各条件ごとに５回の据え込み試験を行い、３個以上に割れが発生する最小の据え込み率を限界据え込み率として評価した。更に、全ての鋼の限界据え込み率以下である６０％据え込み率の場合の変形抵抗を測定した。
【００５６】
旋削試験による被削性の調査も行った。すなわち、前記の熱処理を施した直径６０ｍｍの丸棒を、超硬工具ＳＴ２０を用いて、乾式、切削速度１００ｍ／分、送り速度０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み２ｍｍの条件で切削し、逃げ面磨耗量ＶＢが０．２ｍｍまでの切削時間を測定した。
【００５７】
表４に、前記の各試験結果をまとめて示す。
【００５８】
【表４】
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表４から、鋼の化学成分及び介在物の最大等価円直径ｆｎ２が本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験番号１〜１８の場合、ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１に記載の同等のＣ含有量を有する機械構造用炭素鋼に相当する鋼を素材とする場合に比べて、据え込み時の変形抵抗は１０％以上低く、変形能としての割れが発生する限界据え込み率は７５％以上であるうえに、工具寿命も長いことがわかる。
【００５９】
これに対して、比較例の試験番号１９〜３５の場合、（イ）ＪＩＳ  Ｇ  ４０５１に記載の同等のＣ含有量を有する機械構造用炭素鋼に相当する鋼に比べて、据え込み時の変形抵抗が１０％以上低下する、（ロ）限界据え込み率が７５％以上、の少なくともいずれかを満たしておらず、工具寿命も短い。
【００６０】
（実施例２）
前記実施例１で熱処理した直径６０ｍｍの丸棒のうち、鋼１〜１８、鋼２２〜２７、鋼３２、鋼３３、鋼３５〜３８を素材鋼とするものを用いて平滑小野式回転曲げ疲労試験片（平行部の直径が６ｍｍで長さが２５ｍｍ）を作製し、耐疲労特性を調査した。
【００６１】
図２に、各丸棒からのサンプル切り出し方法を示す。図２に示すように、各丸棒についてその鍛錬軸に平行な方向（以下、「Ｌ方向」という）の「Ｒ／２部」及び鍛錬軸に垂直な方向（以下、「Ｔ方向」という）の中心部からサンプルを採取した。なお、図３に示すように、Ｔ方向から採取した各サンプルはその両端を電子ビーム溶接して接合し、Ｌ方向から採取したサンプルとともに所定の平滑小野式回転曲げ疲労試験片の寸法に仕上げた。
【００６２】
上記のようにして得た平滑小野式回転曲げ疲労試験片に、高周波焼入れ深さが１．５ｍｍになる条件で高周波焼入れし、次いで、１８０℃で焼戻し処理を行った。なお、上記の高周波焼入れ深さが１．５ｍｍになる条件は、各素材鋼に対して予備試験を行って求めておき、この条件で高周波焼入れしたものである。
【００６３】
小野式回転曲げ疲労試験は室温大気中で行ない、各供試材の１０７  回の疲労強度（疲労限度）を測定した。
表５に、疲労試験結果を示す。なお、表５には前記実施例１で求めた最大等価円直径ｆｎ２の値も併せて示した。
【００６４】
【表５】
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表５から、鋼の化学成分及び介在物の最大等価円直径ｆｎ２が本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験番号３９〜５６の場合、Ｔ方向でも９００ＭＰａを超える疲労強度を有しており、しかも、Ｌ方向の疲労強度に対するＴ方向の疲労強度の低下は小さい。したがって、鍛錬軸に垂直な応力が作用する場合の疲労強度が低下しにくいことが明らかである。
【００６５】
これに対して、比較例の試験番号５７〜６８の場合、Ｌ方向の疲労強度に対するＴ方向の疲労強度の低下が著しい。試験番号６４の場合、鋼３５の化学成分は本発明で規定する条件を満たすものの、ｆｎ２の値が本発明で規定する条件から外れるため、前記本発明例の試験番号３９〜５６の場合に比べて、Ｌ方向の疲労強度に対するＴ方向の疲労強度の低下が著しい。
【００６６】
【発明の効果】
本発明の機械構造用鋼材は、高周波焼入れ性、冷間加工性、被削性に優れ、更に、疲労強度、なかでもＴ方向の疲労強度に優れ、圧延方向や鍛錬軸に垂直な応力が負荷された場合の耐疲労特性の低下が防止できるので、自動車の等速ジョイントやシャフトを初めとした各種の高周波焼入れされる部品の素材として利用することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例の鋼材における最大等価円直径ｆｎ２の一例を示す図である。
【図２】鍛錬軸に平行な方向及び鍛錬軸に垂直な方向から平滑小野式回転曲げ疲労試験片のサンプルを切り出す方法を説明する図である。
【図３】鍛錬軸に垂直な方向から切り出したサンプルの両端を電子ビーム溶接して接合し、所定の平滑小野式回転曲げ疲労試験片に仕上げたことを説明する図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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