(57)【要約】【課題】従来よりも疲労強度を一層向上させた機械構造用部品を提案する。【解決手段】少なくとも一部分に高周波焼入れによる硬化層を有する機械構造用部品において、該硬化層における旧オーステナイト粒の平均粒径GS（μm）と前記高周波焼入れを施した部位の応力集中係数αとの関係を式GS≦11−2×α（ただしα≧1.5）に従うものとする。【選択図】図３
2006028599.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
少なくとも一部分に高周波焼入れによる硬化層を有し、該硬化層における旧オーステナイト粒の平均粒径GS（μm）が、前記高周波焼入れを施した部位の応力集中係数αに関して下記（１）式を満足することを特徴とする機械構造用部品。
記
GS≦11−2×α、        ・・・（１）
ただしα≧1.5
【請求項２】
C：0.3〜1.5mass%、
Si：3.0mass%以下、
Mn：2.0mass%以下および
Al：0.005〜0.25mass%
を含有し、かつ下記式（２）を満足し、残部はFeおよび不可避不純物の成分組成を有することを特徴とする請求項１に記載の機械構造用部品。
記
Ｃ１／２（１＋0.7Si）（１＋3Mn）＞2.0    ・・・（２）
【請求項３】
前記成分組成として、さらに、
Cr：2.5mass%以下、
Mo：1.0mass%以下、
Cu：1.0mass%以下、
Ni：2.5mass%以下、
Co：1.0mass%以下、
Ｖ：0.5mass%以下および
Ｗ：1.0mass%以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、かつ前記式（２）に替えて下記式（３）を満足することを特徴とする請求項２に記載の機械構造用部品。
記
Ｃ１／２（１＋0.7Si）（１＋３Mn）（１＋2.1Cr）（１＋3.0Mo）（１＋0.4Cu）（１＋0.3Ni）（１＋5.0Ｖ）（１＋0.5Ｗ）＞2.0    ・・・（３）
【請求項４】
前記成分組成として、
Ti：0.1mass%以下、
Nb：0.1mass%以下、
Zr：0.1mass%以下、
Ｂ：0.01mass%以下、
Ta：0.5mass%以下、
Hf：0.5mass%以下および
Sb：0.015mass%以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、かつ前記式（２）又は（３）に替えて下記式（４）を満足することを特徴とする請求項２または３に記載の機械構造用部品。
記
Ｃ１／２（１＋0.7Si）（１＋３Mn）（１＋2.1Cr）（１＋3.0Mo）（１＋0.4Cu）（１＋0.3Ni）（１＋5.0Ｖ）（１＋1000Ｂ）（１＋0.5Ｗ）＞2.0    ・・・（４）
【請求項５】
前記成分組成として、さらに
Ｓ：0.1mass%以下、
Pb：0.1mass%以下、
Bi：0.1mass%以下、
Se：0.1mass%以下、
Te：0.1mass%以下、
Ca：0.01mass%以下、
Mg：0.01mass%以下および
REM：0.1mass%以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項２、３または４に記載の機械構造用部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、少なくとも部分的に高周波焼入れによる硬化層をそなえる、機械構造用部品に関する。ここで、機械構造用部品としては、自動車用のドライブシャフト、インプットシャフト、アウトプットシャフト、クランクシャフト、等速ジョイントの内輪および外輪、ハブ、そしてギア等を挙げることができる。
【背景技術】
【０００２】
従来、例えば自動車用ドライブシャフトや等速ジョイントなどの機械構造用部品は、熱間圧延棒鋼に、熱間鍛造、さらには切削、冷間鍛造などを施して所定の形状に加工したのち、高周波焼入れ−焼戻しを行うことにより、機械構造用部品としての重要な特性であるねじり疲労強度、曲げ疲労強度、転動疲労強度およびすべり転動疲労強度等の疲労強度を確保しているのが一般的である。
他方、近年、環境問題から自動車用部品に対する軽量化への要求が強く、この観点から自動車用部品における疲労強度の一層の向上が要求されている。
【０００３】
上述したような疲労強度を向上させる手段としては、これまでにも種々の方法が提案されている。
例えば、ねじり疲労強度を向上させるためには、高周波焼入れによる焼入れ深さを増加させることが考えられる。しかしながら、焼入れ深さを増加してもある深さで疲労強度は飽和する。
また、ねじり疲労強度の向上には、粒界強度の向上も有効であり、この観点から、TiＣを分散させることで、旧オーステナイト粒径を微細化する技術が提案されている（例えば特許文献１参照）。
【０００４】
上記の特許文献１に記載された技術では、高周波焼入れ加熱時に微細なTiＣを多量に分散させることで、旧オースステナイト粒径の微細化を図るものであるため、焼入れ前にTiＣを溶体化しておく必用があり、熱間圧延工程で1100℃以上に加熱する工程を採用している。そのため、熱延時に加熱温度を高くする必要があり、生産性に劣るという問題があった。
また、上記の特許文献１に開示された技術をもってしても、近年の疲労強度に対する要求には十分に応えられないところにも問題を残していた。
【０００５】
さらに、特許文献２には、硬化層深さＣＤと高周波焼入れ軸物部品の半径Ｒとの比（ＣＤ／Ｒ）を0.3〜0.7に制限した上で、このＣＤ／Ｒと高周波焼入れ後の表面から１mmまでのオーステナイト粒径γｆ、高周波焼入れままの（ＣＤ／Ｒ）＝0.1までの平均ビッカース硬さＨｆおよび高周波焼入れ後の軸中心部の平均ビッカース硬さＨｃで規定される値ＡをＣ量に応じて所定の範囲に制御することによってねじり疲労強度を向上させた機械構造用軸物部品が提案されている。
しかしながら、上記のＣＤ／Ｒを制御したとしても疲労特性の向上には限界があり、やはり近年のねじり疲労強度に対する要求には十分応えることができなかった。
【特許文献１】特開2000−154819号公報（特許請求の範囲、段落〔０００８〕）
【特許文献２】特開平８−53714号公報（特許請求の範囲）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、従来よりも疲労強度を一層向上させた機械構造用部品を提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
さて、発明者らは、前記したような疲労特性を効果的に向上させるべく、特に高周波焼入れ組織について鋭意検討を行った。その結果、焼入れ組織の旧オーステナイト粒の平均粒径に着目し、旧オーステナイト粒の平均粒径を微細化することにより、ねじり疲労強度、曲げ疲労強度および転動疲労強度などの疲労特性が改善することを見出すに到った。
【０００８】
さらに、機械構造用部品は、複雑な構造が採られるため、応力集中の生じる部位において疲労破壊が発生するが、旧オーステナイト粒の平均粒径を微細化した場合には、応力集中係数が大きくても、疲労強度は十分確保できるとの知見を得て、従来よりも疲労強度を確保できる、応力集中係数と平均旧オーステナイト粒径との関係を詳細に検討することにより、本発明を完成するに至った。
【０００９】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
（ｉ）少なくとも一部分に高周波焼入れによる硬化層を有し、該硬化層における旧オーステナイト粒の平均粒径GS（μm）が、前記高周波焼入れを施した部位の応力集中係数αに関して下記（１）式を満足することを特徴とする機械構造用部品。
記
GS≦11−2×α、        ・・・（１）
ただしα≧1.5
【００１０】
（ｉｉ）C：0.3〜1.5mass%、
Si：3.0mass%以下、
Mn：2.0mass%以下および
Al：0.005〜0.25mass%
を含有し、かつ下記式（２）を満足し、残部はFeおよび不可避不純物の成分組成を有することを特徴とする上記（ｉ）に記載の機械構造用部品。
記
Ｃ１／２（１＋0.7Si）（１＋3Mn）＞2.0    ・・・（２）
【００１１】
（ｉｉｉ）前記成分組成として、さらに、
Cr：2.5mass%以下、
Mo：1.0mass%以下、
Cu：1.0mass%以下、
Ni：2.5mass%以下、
Co：1.0mass%以下、
Ｖ：0.5mass%以下および
Ｗ：1.0mass%以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、かつ前記式（２）に替えて下記式（３）を満足することを特徴とする上記（ｉｉ）に記載の機械構造用部品。
記
Ｃ１／２（１＋0.7Si）（１＋３Mn）（１＋2.1Cr）（１＋3.0Mo）（１＋0.4Cu）（１＋0.3Ni）（１＋5.0Ｖ）（１＋0.5Ｗ）＞2.0    ・・・（３）
【００１２】
（ｉV）前記成分組成として、
Ti：0.1mass%以下、
Nb：0.1mass%以下、
Zr：0.1mass%以下、
Ｂ：0.01mass%以下、
Ta：0.5mass%以下、
Hf：0.5mass%以下および
Sb：0.015mass%以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、かつ前記式（２）又は（３）に替えて下記式（４）を満足することを特徴とする上記（ｉｉ）または（ｉｉｉ）に記載の機械構造用部品。
記
Ｃ１／２（１＋0.7Si）（１＋３Mn）（１＋2.1Cr）（１＋3.0Mo）（１＋0.4Cu）（１＋0.3Ni）（１＋5.0Ｖ）（１＋1000Ｂ）（１＋0.5Ｗ）＞2.0    ・・・（４）
【００１３】
（ｖ）前記成分組成として、さらに
Ｓ：0.1mass%以下、
Pb：0.1mass%以下、
Bi：0.1mass%以下、
Se：0.1mass%以下、
Te：0.1mass%以下、
Ca：0.01mass%以下、
Mg：0.01mass%以下および
REM：0.1mass%以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（ｉｉ）、（ｉｉｉ）または（ｉV）に記載の機械構造用部品。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、ねじり疲労特性や曲げ疲労特性といった疲労特性に優れた機械構造用部品を安定して得ることができ、その結果、自動車用部品の軽量化等の要求に対し偉効を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
以下、本発明を具体的に説明する。
本発明の機械構造用部品は、自動車用のドライブシャフト、インプットシャフト、アウトプットシャフト、クランクシャフト、等速ジョイントの内輪および外輪、ハブ、そしてギア等、部品毎に様々な形状並びに構造に成るが、いずれにおいても、特に疲労強度が要求される部分または全部に焼入れが施されてなり、該焼入れが施された硬化層の旧オーステナイト粒の平均粒径GS（μm）が、該高周波焼入れを施した部位の応力集中係数αに関して、（１）式を満足することが肝要である。
記
GS≦11−2×α        -----（１）
ただしα≧1.5
【００１６】
かような知見を見出すに到った実験結果について、以下に詳しく説明する。
すなわち、下記ａ鋼またはｂ鋼に示す成分組成の鋼素材を150kg真空溶解炉にて溶製し、150ｍｍ角に熱間鍛造後ダミービレットを製造し、８５０℃で８０％の熱間加工を行った後、７００℃〜５００℃の温度範囲を0.7℃／ｓで冷却し、棒鋼圧延材を製造した。さらに、一部の棒鋼には、第２加工として、前記冷却の前に７５０℃で２０％の加工あるいは、前記冷却の後に冷間で２０％の加工を施した。
［ａ鋼］C：0.48mass%、Si：0.2mass%、Mn：0.78mass%、P：0.011mass%、S：0.019mass%、Al：0.024mass%、Ti：0.017mass%、B：0.0013mass%、N：0.0043mass%、O：0.0015mass%、残部Feおよび不可避不純物。
［ｂ鋼］C：0.48mass%、Si：0.2mass%、Mn：0.79mass%、P：0.011mass%、S：0.021mass%、Al：0.024mass%、N：0.0039mass%、Mo：0.45mass%、Ti：0.021mass%、B：0.0024mass%、O：0.0015mass%、残部Feおよび不可避不純物。
【００１７】
かくして得られた棒鋼から、図１に示す形状のねじり疲労試験片を採取し、周波数：10〜200kHz、加熱温度870〜1050℃として高周波焼入れを施し、さらに加熱炉を用いて170℃×30分の条件で焼戻しを行い供試材とした。高周波焼入れ条件は、昇温速度：400℃／ｓ以上および800℃以上での滞留時間：１秒以下となるように調整した。
【００１８】
なお、ねじり疲労強度は、ねじり疲労試験において破断繰り返し数が1×10５回の時のトルク値（N・m）で評価した。ねじり疲労試験は、周波数：１〜２Hzで繰り返しねじりトルクを負荷することにより行った。また、図１に示すねじり疲労試験片において、コーナーR径を調整することにより、応力集中係数αを種々に変化させた。
【００１９】
また、高周波焼入れ後の試験片について、その硬化層の組織を光学顕微鏡を用いて観察し、旧オーステナイト粒平均径を求めた。旧オーステナイト粒径の測定は、光学顕微鏡により、４００倍（１視野の面積：0.25mm×0.225mm）から1000倍（１視野の面積：0.10mm×0.09mm）で、表面から硬化層厚の１／５位置、１／２位置および４／５位置それぞれの位置について５視野の観察を行い、各位置おける旧オーステナイト粒平均径を測定し、その最大値を旧オーステナイト粒平均径とした。なお、硬化層厚は、表面からマルテンサイト組織の面積率が98％に減少するまでの深さ領域とした。
【００２０】
ここで、旧オーステナイト粒の測定は、硬化層の厚さ方向に切断した断面について、水500ｇに対しピクリン酸：50ｇを溶解させたピクリン酸水溶液に、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム：11ｇ、塩化第１鉄：1ｇおよびシュウ酸：1.5ｇを添加したものを腐食液として作用させ、旧オーステナイト粒界を図２に示すように現出させて行った。
【００２１】
図３に、ねじり疲労強度に及ぼす、硬化層の旧オーステナイト粒の平均粒径GSおよび応力集中係数αの影響について示す。応力集中係数α：1.5の試験片において、旧オーステナイト粒の平均粒径GSが小さくなる程、疲労強度が向上していることがわかる。
そして、さらに、応力集中係数αを高めていくと（図中の一点鎖線または二点鎖線）、疲労強度が低下していくが、上記した式（１）を満たすことにより、優れた疲労強度が得られることがわかる。
以上の知見から、本発明は、上記式（１）を満たすことものとした。
【００２２】
ここで、旧オーステナイト粒の平均粒径が微細である硬化層を得るためには、高周波焼入れ前の組織に、均一かつ微細なベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織を含有させておく方法がある有利である。この方法について、次に説明する。
【００２３】
高周波焼入れ前組織に関しては、ベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織の組織分率を10vol%以上、好ましくは25vol%以上とする。焼入れ前組織にベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織が多いと、ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織は炭化物が微細に分散した組織であるため、焼入れ加熱時にオーステナイトの核生成サイトであるフェライト／炭化物界面の面積が増加し、生成したオーステナイトは微細化するため、焼入れ硬化層の旧オーステナイト粒径を微細化するのに有効に寄与する。焼入れ加熱時にオーステナイト粒径が微細化することで粒界強度が上昇し、疲労強度は向上する。
【００２４】
均一微細なベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織の組織分率を10vol%以上とするには、後述する成分組成の鋼を800〜1000℃での総加工率が80％以上となる熱間加工を施し、熱間加工後に700〜500℃の温度域を0.2℃／ｓ以上の冷却速度で冷却するとよい。800〜1000℃での総加工率が80％未満であると、十分に均一微細なベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織が得られない。また、熱間加工後に700〜500℃の温度域を0.2℃／ｓ以上の冷却速度で冷却しないと、ベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織を合計で10vol％以上とできない。
【００２５】
さらに、高周波焼入れ後の硬化層について、旧オーステナイト粒径および最大粒径を微細化するためには、高周波焼入れ前に800℃未満の温度域で20％以上の加工を施す（第２加工工程）ことが、特にMoを添加していない場合には必要である。800℃未満の温度域での加工は、熱間加工工程で、前記冷却速度の冷却前（700〜800℃未満の温度域）で行ってもよいし、冷却後に別途冷間加工を施すか、あるいはＡ１変態点以下の温度で再加熱して温間加工を施しても良い。800℃未満での加工率は、30％以上とする事がより好ましい。
なお、加工法としては、例えば冷間鍛造、冷間しごき、転造加工またはショット等が挙げられる。
【００２６】
次に、このような前組織を得るための好適な鋼成分について説明する。
C：0.3〜1.5mass%
Cは、焼入れ性への影響が最も大きい元素であり、高周波焼入れによる硬化層の硬さを高くおよび深さを深くして疲労強度を向上するのに有効に寄与する。しかしながら、含有量が0.3mass%に満たないと、必要とされる疲労強度を確保するために焼入れ硬化層深さを飛躍的に高めねばならず、その際焼割れの発生が顕著となり、またベイナイト組織も生成し難くなるため、0.3mass%以上を添加する。一方、1.5mass%を越えて含有させると、粒界強度が低下し、それに伴い疲労強度も低下し、また切削性、冷間鍛造性および耐焼割れ性も低下する。このため、Cは0.3〜1.5mass %の範囲に限定した。好ましくは0.4〜0.6mass%の範囲である。
【００２７】
Si：3.0mass%以下
Siは脱酸剤として作用するだけでなく、強度の向上にも有効に寄与するが、含有量が3.0mass%を超えると、被削性および鍛造性の低下を招くため、Si量は3.0mass%以下が好ましい。
なお、強度向上のためには0.05mass%以上とすることが好ましい。
【００２８】
Mn：2.0mass%以下
Mnは、焼入れ性を向上させ、焼入れ時の硬化層深さを確保する上で有用な成分であるため、添加できる。含有量が0.2mass%未満ではその添加効果に乏しいので、0.2mass%以上が好ましい。好ましくは0.3mass%以上である。一方、Mn量が2.0mass%を超えると焼入れ後の残留オーステナイトが増加し、かえって表面硬度が低下し、ひいては疲労強度の低下を招くので、Mnは2.0mass%以下が好ましい。なお、Mnは含有量が多いと、母材の硬質化を招き、被削性に不利となるきらいがあるので、1.2mass%以下とするのが好適である。さらに好ましくは1.0mass%以下である。
【００２９】
Al：0.005〜0.25mass%
Alは、脱酸に有効な元素である。また、焼入れ加熱時におけるオーステナイト粒成長を抑制することによって焼入れ硬化層の粒径を微細化する上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が0.005mass%に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.25mass%を超えて含有させてもその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招く不利が生じるので、Alは0.005〜0.25mass%の範囲で含有させることが好ましい。好ましくは0.05〜0.10mass%の範囲である。
【００３０】
本発明では、以上の４成分を基本成分とし、これら基本成分において、次式（２）を満足することが肝要である。
Ｃ１／２（１＋0.7Si）（１＋3Mn）＞2.0    ・・・（２）
これは、（２）式を満たすようにC、Si、Mnの含有量を調整することにより、高周波焼入前組織として、ベイナイトとマルテンサイトの合計組織分率を10vol%以上とすることが可能となり、高周波焼入れ後の硬化層を本発明の組織とすることが可能となる。また、（２）式の値が2.0以下では高周波焼入後の硬化層の硬さも小さくなり、さらに、硬化層深さを十分に確保することも困難となる。
【００３１】
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる６成分のうちの１種または２種以上を適宜含有させることができる。
Cr：2.5mass%以下
Crは、焼入れ性の向上に有効であり、硬化深さを確保する上で有用な元素である。しかし、過度に含有されると炭化物を安定化させて残留炭化物の生成を助長し、粒界強度を低下させて疲労強度を劣化させる。従って、Crの含有は極力低減することが望ましいが、2.5mass%までは許容できる。好ましくは1.5mass%以下である。
【００３２】
Mo：1.0mass%以下
Moは、オーステナイト粒の成長を抑制する上で有用な元素であり、そのためには0.05mass%以上で含有することが好ましいが、1.0mass%を超えて添加すると、被削性の劣化を招くため、Moは1.0mass%以下とすることが好ましい。
【００３３】
Cu：1.0mass%以下
Cuは、焼入れ性の向上に有効であり、またフェライト中に固溶し、この固溶強化によって、疲労強度を向上させる。さらに、炭化物の生成を抑制することにより、炭化物による粒界強度の低下を抑制し、疲労強度を向上させる。しかしながら、含有量が1.0mass%を超えると熱間加工時に割れが発生するため、1.0mass%以下の添加とすることが好ましい。より好ましくは0.5mass%以下である。なお、0.03mass%未満の添加では焼入れ性の向上効果および粒界強度の低下抑制効果が小さいので、0.05mass%以上含有させることが望ましい。
【００３４】
Ni：2.5mass%以下
Niは、焼入れ性を向上させる元素であるので、焼入れ性を調整する場合に用いる。また、炭化物の生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制して、疲労強度を向上させる元素でもある。しかしながら、Niは極めて高価な元素であり、2.5mass%を超えて添加すると鋼材のコストが上昇するので、2.5mass%以下の添加とすることが好ましい。なお、0.05mass%未満の添加では焼入れ性の向上効果および粒界強度の低下抑制効果が小さいので、0.05mass%以上含有させることが望ましい。さらに、好ましくは0.1〜1.0mass%である。
【００３５】
Co：1.0mass%以下
Coは、炭化物の生成を抑制して、炭化物による粒界強度の低下を抑制し、疲労強度を向上させる元素である。しかしながら、Coは極めて高価な元素であり、1.0mass%を超えて添加すると鋼材のコストが上昇するので、1.0mass%以下の添加とする。なお、0.01mass%未満の添加では、粒界強度の低下抑制効果が小さいので、0.01mass%以上添加することが望ましい。好ましくは0.02〜0.5mass%である。
【００３６】
V：0.5mass%以下
Vは、鋼中でC，Nと結合し析出強化元素として作用する。また、焼もどし軟化抵抗性を向上させる元素であり、これらの効果により疲労強度を向上させる。しかしながら、0.5mass%を超えて含有させてもその効果は飽和するので、0.5mass%以下とすることが好ましい。なお、0.01mass%未満の添加では、疲労強度の向上効果が小さいので、0.01mass%以上添加することが望ましい。さらに好ましくは0.03〜0.3mass%である。
【００３７】
W：1.0mass%以下
Wは、オーステナイト粒の成長を抑制する上で有用な元素であり、そのためには0.005mass%以上で含有することが好ましいが、1.0mass%を超えて添加すると、被削性の劣化を招くため、Wは1.0mass%以下とすることが好ましい。
【００３８】
上記の６成分のうちの１種または２種異常を、基本成分に添加する場合は、上記した式（２）と同様の理由から、次式（３）を満足する必要がある。
Ｃ１／２（１＋0.7Si）（１＋３Mn）（１＋2.1Cr）（１＋3.0Mo）（１＋0.4Cu）（１＋0.3Ni）（１＋5.0Ｖ）（１＋0.5Ｗ）＞2.0    ・・・（３）
【００３９】
さらに、本発明では、Ti：0.1mass%以下、Nb：0.1mass%以下、Zr：0.1mass%以下、B：0.01mass%以下、Ta：0.5mass％以下、Hf：0.5mass％以下およびSb：0.015mass％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有させることができる。
Ti：0.1mass%以下
Tiは、不可避不純物として混入するNと結合することで、BがBNとなってBの焼入れ性向上効果が焼失するのを防止し、Bの焼入れ性向上効果を十分に発揮させる作用を有する。この効果を得るためには、0.005mass%以上で含有することが好ましいが、0.1mass%を超えて含有されるとTiNが多量に形成される結果、これが疲労破壊の起点となって疲労強度の著しい低下を招くため、Tiは0.1mass%以下とすることが好ましい。好ましくは0.01〜0.07mass%の範囲である。
【００４０】
Nb：0.1mass%以下
Nbは、焼入れ性の向上効果があるだけでなく、鋼中でC，Nと結合し析出強化元素として作用する。また、焼もどし軟化抵抗性を向上させる元素でもあり、これらの効果によって疲労強度を向上させる。しかしながら、0.1mass%を超えて含有させてもその効果は飽和するので、0.1mass%以下とすることが好ましい。なお、0.005mass%未満の添加では、析出強化作用および焼もどし軟化抵抗性の向上効果が小さいため、0.005mass%以上添加することが望ましい。さらに好ましくは0.01〜0.05mass%である。
【００４１】
Zr：0.1mass%以下
Zrは、焼入れ性向上効果があるだけでなく、鋼中でC，Nと結合し析出強化元素として作用する。また、焼もどし軟化抵抗性を向上させる元素であり、これらの効果によって疲労強度を向上させる。しかしながら、0.1mass%を超えて含有させてもその項はは飽和するため、0.1mass%以下とすることが好ましい。なお、0.005mass%未満の添加では、析出強化作用および焼もどし軟化抵抗性の向上効果が小さいため、0.005mass%以上添加することが望ましい。さらに、好ましくは0.01〜0.05mass%である。
【００４２】
Ｂ：0.01mass％以下
Ｂは、粒界強化により疲労特性を改善するだけでなく、強度を向上させる有用な元素であり、好ましくは0.0003mass%以上で添加するが、0.01mass%を超えて添加しても、その効果は飽和するため、0.01mass％以下に限定した。
【００４３】
Ta：0.5mass%以下
Taは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、疲労強度、特に転動疲労の劣化防止する効果があるので、添加してもよい。しかし、その含有量が0.5mass%を超えて含有量を増加させても、それ以上強度向上に寄与しないので、0.5mass%以下とする。なお、疲労強度の向上作用を発現させるためには、0.02mass%以上とすることが好ましい。
【００４４】
Hf：0.5mass%以下
Hfは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、疲労強度、特に転動疲労の劣化防止する効果があるので、添加してもよい。しかし、その含有量が0.5mass%を超えて含有量を増加させても、それ以上強度向上に寄与しないので、0.5mass%以下とする。なお、疲労強度の向上作用を発現させるためには、0.02mass%以上とすることが好ましい。
【００４５】
Sb：0.015mass%以下
Sbは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、疲労強度、特に転動疲労の劣化防止する効果があるので、添加してもよい。しかし、その含有量が0.015mass%を超えて含有量を増加させると靭性が劣化するので、0.015mass%以下、好ましくは0.010mass%以下とする。なお、疲労強度の向上作用を発現させるためには、0.005mass%以上とすることが好ましい。
【００４６】
上記成分のうちの１種または２種異常を、基本成分に添加する場合は、上記した式（２）と同様の理由から、次式（４）を満足する必要がある。
Ｃ１／２（１＋0.7Si）（１＋３Mn）（１＋2.1Cr）（１＋3.0Mo）（１＋0.4Cu）（１＋0.3Ni）（１＋5.0Ｖ）（１＋1000Ｂ）（１＋0.5Ｗ）＞2.0    ・・・（４）
【００４７】
さらにまた、本発明では、Ｓ：0.1mass％以下、Pb：0.1mass％以下、Bi：0.1mass％以下、Se：0.1mass％以下、Te：0.1mass％以下、Ca：0.01mass％以下、Mg：0.01mass％以下およびREM：0.1mass％以下を含有させることができる。
【００４８】
Ｓ：0.1mass％以下
Ｓは、鋼中でMnＳを形成し、切削性を向上させる有用元素であるが、0.1mass％を超えて含有させると粒界に偏析して粒界強度を低下させるため、Ｓは0.1mass％以下に制限した。好ましくは0.04mass％以下である。
【００４９】
Pb：0.1mass％以下
Bi：0.1mass％以下
PbおよびBiはいずれも、切削時の溶融、潤滑および脆化作用により、被削性を向上させるので、この目的で添加することができる。しかしながら、Pb：0.1 mass％、Bi：0.1 mass％を超えて添加しても効果が飽和するばかりか、成分コストが上昇するため、それぞれ上記の範囲で含有させるものとした。なお、被削性の改善のためには、Pbは0.01mass％以上、Biは0.01mass％以上含有させることが好ましい。
【００５０】
Se：0.1mass％以下
Te：0.1mass％以下
SeおよびTeはそれぞれ、Mnと結合してMnSeおよびMnTeを形成し、これがチップブレーカーとして作用することにより被削性を改善する。しかしながら、含有量が0.1 mass％を超えると、効果が飽和する上、成分コストの上昇を招くので、いずれも0.1 mass％以下で含有させるものとした。また、被削性の改善のためには、Seの場合は 0.003mass％以上およびTeの場合は 0.003mass％以上で含有させることが好ましい。
【００５１】
Ca：0.01mass％以下
REM：0.1mass％以下
CaおよびREMはそれぞれ、MnＳと共に硫化物を形成し、これがチップブレーカーとして作用することにより被削性を改善する。しかしながら、CaおよびREMをそれぞれ、0.01mass％および0.1mass％を超えて含有させても、効果が飽和する上、成分コストの上昇を招くので、それぞれ上記の範囲で含有させるものとした。なお、被削性の改善のためには、Caは0.0001mass％以上およびREM は0.0001mass％以上含有させることが好ましい。
【００５２】
Mg：0.01mass％以下
Mgは、脱酸元素であるだけでなく、応力集中源となって被削性を改善する効果があるので、必要に応じて添加することができる。しかしながら、過剰に添加すると効果が飽和する上、成分コストが上昇するため、0.01mass％以下で含有させるものとした。なお、被削性の改善のためには、Mgは0.0001mass％以上で含有させることが好ましい。
【００５３】
以上説明した元素以外の残部はFeおよび不可避不純物であることが好ましく、不可避不純物としてはP，O，Nが挙げられ、それぞれ、P：0.10mass%、N：0.015mass%、O：0.008mass%までをそれぞれ許容できる。
【００５４】
次に、本発明の製造方法について説明する。
上記した所定の成分組成に調整した鋼材を、棒鋼圧延後に熱間鍛造などの熱間加工を施して部品形状とし、部品の少なくとも一部に加熱温度：800〜1000℃の条件下で高周波焼入れを施す。この少なくとも一部を疲労強度が要求される部位とする。
【００５５】
この一連の工程において、まず、熱間加工を800〜1000℃の温度域の総加工率を80％以下として行った後、700〜500℃の温度域を0.2℃／ｓ以上の速度で冷却し、次いで、800℃未満の温度域で20％以上の加工を施すか、あるいは、熱間加工を800〜1000℃の温度域の総加工率が80％以上として行った後、800℃未満の温度域で20％以上の加工を施した後、700〜500℃の温度域を0.2℃／ｓ以上の速度で冷却すること、さらに、以下に詳述する高周波焼入れ条件を採用することにより、旧オーステナイト粒径の平均粒径が８μｍ以下の焼入れ組織とすることが可能となる。
以下、各規制について詳しく説明する。
【００５６】
［加工条件］
熱間加工の際の800〜1000℃での総加工率を80％以上とし、その後700〜500℃の温度域を0.2℃／ｓ以上の速度で冷却する。この条件により、焼入れ前の組織を均一微細なベイナイトおよび／またはマルテンサイト組織とすることができ、その後の高周波焼入の加熱時にオーステナイト粒が微細化する。より好ましくは、冷却速度を0.5℃／ｓ以上とする。
【００５７】
さらに、高周波焼入れ前に、800℃未満の温度域で20％以上の加工を施す。Moの量が上述の下限値に満たない鋼の場合には、この工程は必須である。800℃以下の温度域での加工は、熱間加工工程で、前記冷却速度の冷却の前（700〜800℃未満の温度域）で行ってもよいし、冷却後に別途冷間加工を施すか、あるいは、A1変態点以下の温度で再加熱して温間加工を施しても良い。800℃未満での加工は、30％以上とする事が好ましい。なお、加工法としては、例えば、冷間鍛造、冷間しごき、転造加工、ショット等が挙げられる。800℃以下で加工を施すことにより、高周波焼入れ前のベイナイトあるいはマルテンサイト組織が微細化し、結果として高周波焼入れ後に得られる硬化層における旧オーステナイト粒の平均粒径が微細化し、疲労強度向上に寄与する。
なお、ここで言う、加工率とは、圧延、鍛造、伸線の場合には加工前後での断面減少率である。また断面減少率で定義できないようなショット等のような場合には、断面減少率に対応する硬さ変化によって見積もるものとする。
【００５８】
［高周波焼入条件］
加熱温度を800〜900℃（但し、Moを上述の範囲で添加している場合には、800〜1000℃）とし、600〜800℃を400℃／ｓ以上の昇温速度で昇温する。加熱温度が800℃未満の場合、オーステナイト組織の生成が不十分となり、硬化層を得ることができない。一方、加熱温度が1000℃を超える場合とオーステナイト粒の成長速度が著しく増加し、平均粒径が増加する。
また、600〜800℃の昇温速度が400℃／ｓ未満の場合にもオーステナイト粒の成長が促進されると同時に粒の大きさのばらつきが大きくなり、疲労強度の低下を招く。これは、昇温速度が遅いとより低い温度でフェライトからオーステナイトへの逆変態が開始し、場所により不均一な粒成長を生じ易いためと推定される。
【００５９】
なお、加熱温度は800〜950℃とすることが好ましく、600〜800℃の昇温速度は700℃／ｓ以上であることが好ましい。より好ましくは1000℃／ｓ以上である。
また、高周波加熱時において800℃以上の滞留時間が長くなると、オーステナイト粒が成長し易くなるので、800℃以上の滞留時間は５秒以下とすることが好ましい。
【００６０】
ここで、図４に、上述のａ鋼（Mo無添加鋼）とｂ鋼（Mo添加鋼）について、800℃未満の加工の有無と、高周波焼入れ時の昇温速度および加熱温度が硬化層の旧オーステナイト粒径に及ぼす影響を示す。なお、加工条件並びに高周波焼入れ条件等は、前述の図３のデータを得た場合と同様である。ａ鋼の場合には、高周波焼入れ前に冷間加工を施し、さらに、高周波焼入れ時の昇温速度が400℃／ｓ以上の条件では，加熱温度が９２０℃以下で旧オーステナイト粒径を８μｍ以下にできることがわかる。熱間加工時の加工率、800℃未満での加工率が大きい程、また、高周波焼入れ時の昇温速度が大きい程、高周波焼入れ後の硬化層の微細化には有利であることがわかっており、よって、この実験結果において、800〜1000℃での熱間加工率が80％、800℃未満で加工を行った場合の加工率が２０％、高周波焼入れ時昇温速度が400℃／ｓであることを踏まえると、Mo無添加鋼の場合には、熱間加工時の800〜1000℃の加工率を80％以上、20％以上の冷間加工、高周波焼入れ時の昇温速度400℃／ｓ以上、そして加熱温度920℃以下とすることによって、８μｍ以下の旧オーステナイト粒径が得られることがわかる。
【００６１】
一方、ｂ鋼の場合には、高周波焼入れ時の加熱温度を1000℃以下とすれば、800℃未満の加工の有無によらず８μｍ以下の旧オーステナイト粒平均径を達成できる。
このように、特にMoは、硬化層の旧オーステナイト粒径微細化に有効であり、Moの添加によって高周波焼入れ時の加熱温度を高めに設定しても微細な旧オーステナイト粒を有する硬化層が得られる。Mo無添加の場合には、少なくとも、ａ鋼に対して示した条件を満足すれば前述した成分組成の範囲内において８μｍ以下の旧オーステナイト粒平均径が得られる。
【００６２】
さらに、高周波焼入れ時の昇温速度が大きい程、加熱温度が高い程、また高周波焼入れ前の800〜1000℃の温度域での熱間加工率（総加工率）および800℃未満での加工率（総加工率）が大きい程、旧オーステナイト粒径は微細となるから、実際に製造する部品の高周波焼入れ部の応力集中係数αにもとづいて、硬化層の旧オーステナイト粒径が前記式（１）を満たすように、加工あるいは高周波焼入れ条件を調整すればよい。逆に、得られる旧オーステナイト粒径にもとづいて、部品形状を調整し応力集中係数を設定するようにしてもよい。
【実施例】
【００６３】
本発明の機械構造用部品として、自動車のドライブシャフト、アウトプットシャフト、インプットシャフトを模擬したシャフトを製造した。すなわち、表１に示す成分組成になる鋼素材を、転炉により溶製し、連続鋳造により鋳片とした。鋳片サイズは300×400ｍｍであった。この鋳片を、ブレークダウン工程を経て150ｍｍ角ビレットに圧延した後、仕上温度を800℃以上として、表２に示す熱間加工条件に従って棒鋼に圧延した。ここで、800〜1000℃の総加工率は、この温度範囲における断面減少率である。また、圧延後の冷却は表２に示す条件とした。
【００６４】
ついで、この棒鋼を所定の長さに切断後、表面切削加工と一部冷間での引き抜き加工を加え径を調整すると同時に、スプライン部の転造加工を施して、図5に示す寸法および形状になるスプライン部２を有するシャフト１を作製した。なお、冷間加工率は、断面減少率である。ここで、シャフト１の平行部からスプライン部２に至るコーナーR部の曲率半径を調整して、種々の応力集中係数αのシャフトを作製した。
【００６５】
このシャフトに、周波数：15ｋHzの高周波焼入れ装置を用いて、表２に示す条件下で焼入れを行った後、加熱炉を用いて170℃×30分の条件で焼もどしを行い、その後ねじり疲労強度について調査した。
【００６６】
なお、ねじり疲労強度は、シャフトのねじり疲労試験において破断繰り返し数が１×10５回の時のトルク値（Ｎ・ｍ）で評価した。ねじり疲労試験は、油圧式疲労試験機を用い、図６に示すようにスプライン部２ａ，２ｂをそれぞれ円盤状のつかみ具３ａ，３ｂに組み込み、つかみ具３ａ，３ｂとの間に周波数１〜２Hzで繰り返しねじりトルクを負荷することにより行った。
【００６７】
また、同じシャフトについて、その硬化層をピクリン酸を主成分とした腐食液（水：500ｇに対しピクリン酸：50ｇを溶解させたピクリン酸水溶液に、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム：11ｇ、塩化第１鉄：1ｇおよびシュウ酸：1.5ｇを添加したもの）にてエッチング後、その組織を光学顕微鏡を用いて観察し、旧オーステナイト粒の平均粒径を求めた。平均粒径の測定にあたっては、前述した方法と同様とした。
得られた結果を表２に併記する。
【００６８】
【表１】
2006028599.tif 000003
【００６９】
【表２−１】
2006028599.tif 000004
【００７０】
【表２−２】
2006028599.tif 000005
【００７１】
【表２−３】
2006028599.tif 000006
【００７２】
【表２−４】
2006028599.tif 000007
【００７３】
【表２−５】
2006028599.tif 000008
【００７４】
表２から明らかなように、旧オーステナイトの平均粒径GSと応力集中係数αとの関係が上述した式（１）を満足する発明例は、いずれも高いねじり疲労強度を有することがわかる。これに対し、式（１）を満たさない比較例は、ねじり疲労強度が低い。
【図面の簡単な説明】
【００７５】
【図１】ねじり疲労試験片の形状を示す図である。
【図２】焼入れ組織の光学顕微鏡観察像を示す写真である。
【図３】ねじり疲労強度に及ぼす、高周波焼入れによる硬化層の平均旧オーステナイト粒径GSと、応力集中係数αとが与える影響を示すグラフである。
【図４】平均旧オーステナイト粒径と高周波焼入れ時の加熱温度との関係を示すグラフである。
【図５】シャフトの正面図である。
【図６】シャフトの疲労試験要領を示す図である。
【符号の説明】
【００７６】
１  シャフト
２ａ、２ｂ  スプライン部
３ａ、３ｂ  つかみ具
【図１】
2006028599.tif 000009
【図３】
2006028599.tif 000010
【図４】
2006028599.tif 000011
【図５】
2006028599.tif 000012
【図６】
2006028599.tif 000013
【図２】
2006028599.tif 000014