(57)【要約】【課題】シャフト類など複雑形状部分を有する自動車の駆動系部品等に使用できる、高い被削性を有するとともに、ねじり疲労強度に優れた浸炭（若しくは浸炭浸窒）処理部品及びその部品を製造するための浸炭用鋼材を提供する。【解決手段】鋼材の化学組成を、質量割合にてＣ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３〜０．０２％を含むとともに残部を実質的にＦｅとし、鋼材鋳造時の冷却速度、熱間圧延（または熱間鍛造）時の加熱温度・仕上げ温度・圧下率等を調節することにより、鋼材の圧延方向に平行な任意の断面において長径が３μｍ以上の介在物粒子の平均アスペクト比を６．０以下、かつ前記介在物粒子の面積率を０．６％以下とする。【選択図】　　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量割合にてＣ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３〜０．０２％を含むとともに残部が実質的にＦｅであり、かつ、
圧延方向に平行な任意の断面において長径が３μｍ以上の介在物粒子の平均アスペクト比が６．０以下、かつ前記介在物粒子の面積率が０．６％以下であることを特徴とする浸炭用鋼材。
【請求項２】
化学組成が、質量割合にてＣ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３〜０．０２％を含むとともに残部が実質的にＦｅであり、かつ、
圧延方向に平行な任意の断面において長径が３μｍ以上の介在物粒子の平均アスペクト比ＡＲと前記介在物粒子の面積率Ａｆと前記介在物粒子の分布指数Ｆが下式を満たすことを特徴とする浸炭用鋼材。
式　−２１．４×ＡＲ＋４１４．２×Ｆ−８０．８×Ａｆ−３０≧０
ここに、Ａｆの単位は％であり、
Ｆ＝Ｘ１／（Ａ／ｎ）１／２、
Ａ：前記断面における任意の観察視野の面積、ｎ：前記観察視野内に存在する前記介在物粒子の数、Ｘ１：前記観察視野内に存在する前記介在物粒子すべてについて、それぞれの前記介在物粒子ごとに最も近接して存在する別の前記介在物粒子までの距離を実測し、この実測距離を算術平均して求めた値である。
【請求項３】
化学組成が、質量割合にて更にＣｒ：０．１〜３．０％、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜２．０％のうち１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の浸炭用鋼材。
【請求項４】
化学組成が、質量割合にて更にＴｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．１〜２．０％のうち１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の浸炭用鋼材。
【請求項５】
化学組成が、質量割合にて更にＣａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０５％のうち１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の浸炭用鋼材。
【請求項６】
化学組成が、質量割合にて更にＰｂ：０．０１〜０．３％、Ｂｉ：０．０１〜０．３％のうち１種又は２種を含むことを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の浸炭用鋼材。
【請求項７】
請求項１〜６の何れか１項に記載の浸炭用鋼材を常法により浸炭又は浸炭浸窒して製造された浸炭処理部品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高いねじり疲労強度が要求される自動車などの駆動系部品、特にシャフト類に用いられる浸炭処理または浸炭浸窒処理用鋼材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の駆動系に使用される部品、特にシャフト類はねじり疲労強度が問題となることが多い。ねじり疲労強度を向上するために高周波焼入れ部品がよく用いられる（例えば、特許文献１）。しかし、歯車と一体になったシャフトなど形状が非常に複雑な部品は素材を焼入れ処理する前に切削・研削等して所要の形状に加工する必要があるが、高周波焼入れ用鋼材はＣ含有量が０．４〜０．７％程度（以下、成分割合を表す％は質量％とする。）と高く被削性に劣るためこのような部品には適用が難しい。そこでより高い被削性を要求される部品に対しては、高周波焼入れ用鋼材よりＣ含有量を低くして（０．１〜０．２５％程度）被削性を向上させた浸炭用鋼材を用い、これを所要の形状に切削加工した後、浸炭（あるいは浸炭浸窒）処理して表面硬度を高めたり転動疲労性を付与するなどの方法が用いられている（例えば、特許文献２）。さらに浸炭処理部品は、高周波焼入れ部品よりも高い曲げ疲労強度等が得られることも知られており、浸炭処理部品のねじり疲労強度向上に対してもニーズが高まっている。
【０００３】
しかしながら、高周波焼入れ部品のねじり疲労強度向上に関しては数多くの提案がなされているが（例えば、特許文献１）、浸炭処理部品に関しては曲げ疲労やピッチング性向上についての知見は多いものの、ねじり疲労強度についての知見はほとんど見当たらないのが現状である。
【０００４】
【特許文献１】
特許第２７７４１１８号公報
【特許文献２】
特許第３０８１９２７号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
そこで本発明の目的は、複雑形状部分を有する自動車の駆動系部品（特に、シャフト類）などに使用できる、高い被削性を有するとともに、ねじり疲労強度に優れた浸炭（あるいは浸炭浸窒）処理部品及びその部品を製造するための浸炭用鋼材を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
前記の目的を達成するために、発明者らは浸炭鋼のねじり疲労による破壊機構を解明すべく鋭意研究を遂行し、それにより得られた知見に基づいて発明を完成させた。
【０００７】
すなわち、回転曲げ疲労における応力状態が引張―圧縮の繰り返しであるのに対し、ねじり疲労においては、せん断的な応力を受ける状態となっている。そのため引張―圧縮の繰り返しによる一般的な疲労破壊とは、き裂の発生、伝播挙動が異なるといわれている。高周波焼入れ鋼のねじり疲労についてはいくつかの知見が報告されており、モードＩとモードＩＩＩのき裂伝播が疲労寿命に影響することが報告されている。しかし浸炭鋼のねじり疲労については、そのき裂伝播挙動がほとんど調べられていないのが実状であった。今回、発明者らがこれについて検討した結果、浸炭鋼のねじり疲労は高周波焼入れ鋼のねじり疲労とは異なり、強度が高い浸炭部ではモードＩき裂が伝播するが、強度が低い芯部では鋼材の圧延方向と平行な面上を進展するモードＩＩき裂により破壊が起ることが判明した。また疲労寿命には、モードＩＩき裂伝播速度が重要な影響を及ぼすことが分かり、モードＩＩき裂伝播速度の低減がねじり疲労寿命の延長に有効であることが分かった。
【０００８】
なお、上記モードＩ〜ＩＩＩき裂は破壊力学において一般的に用いられるき裂の名称であり、モードＩき裂は開口型き裂とも呼ばれ、き裂を開口するように引張応力が働いており、またモードＩＩき裂は面内せん断型き裂、モードＩＩＩき裂は面外せん断型き裂とも呼ばれ、ともにせん断応力が作用している（図１参照；図中、１はき裂、２は応力の方向、３はき裂の伝播方向である。）。シャフト類などの軸部品にねじり応力をかけた場合、モードＩき裂は軸に対して４５°傾いた方向、モードＩＩき裂は軸と平行な方向、モードＩＩＩき裂は軸に対して垂直な方向に進展する。
【０００９】
ねじり疲労寿命を律速するモードＩＩき裂伝播速度に影響を及ぼす要因を検討した結果、鋼材中に存在する介在物の形態、量および分布が大きく影響することが分かった。すなわち、一般的に用いられる鋼材には不純物としてＳが０．００２〜０．０２％程度含まれており、鋼材中に硫化物（ＭｎＳが多いが、Ｔｉ、Ｚｒ、ＲＥＭなどの硫化物もある）が少なからず存在している。また硫化物以外にも酸化物（Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇなどの酸化物）や硫化物と酸化物との複合物も存在している。本発明では、これらを総称して介在物という。これら介在物により構成される粒子のうち、長径が３μｍ以上のものは、その大半が硫化物あるいは硫化物とその他の化合物（酸化物など）との複合物であり、そのような介在物粒子の多くはビッカース硬さが母相に比べて低いために、鋼材の圧延時に展伸したものである。そして、このような介在物粒子は母相との硬度差が大きいために疲労き裂の伝播経路となりやすい。そして、介在物粒子が偏平となるほど、また介在物粒子の量が多いほど、さらには介在物粒子が母相中に偏在して存在するほど、疲労き裂の伝播速度が大きくなることが分かった。発明者らは、鋼材の化学組成および製造条件を調整することにより、このような長径３μｍ以上の介在物粒子の形態、量および分布を制御することで、疲労き裂の伝播速度を低減し、浸炭鋼のねじり疲労強度を向上させることができることを見出した。
【００１０】
一方、長径が３μｍ未満の微細な介在物粒子は、サイズそのものが小さいことから、その形態、分布、量にかかわらず、ねじり疲労強度にほとんど影響を及ぼさないことが分かった。
【００１１】
本発明は上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
【００１２】
請求項１の発明は、化学組成が、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３〜０．０２％を含むとともに残部が実質的にＦｅであり、かつ、圧延方向に平行な任意の断面において長径が３μｍ以上の介在物粒子の平均アスペクト比が６．０以下、かつ前記介在物粒子の面積率が０．６以下であることを特徴とする浸炭用鋼材である。
【００１３】
請求項２の発明は、化学組成が、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．１％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎ：０．００３〜０．０２％を含むとともに残部が実質的にＦｅであり、かつ、圧延方向に平行な任意の断面において長径が３μｍ以上の介在物粒子の平均アスペクト比ＡＲと前記介在物粒子の面積率Ａｆ（単位：％）と前記介在物粒子の分布指数Ｆが下記の式（１）を満たすことを特徴とする浸炭用鋼材である。
−２１．４×ＡＲ＋４１４．２×Ｆ−８０．８×Ａｆ−３０≧０…式（１）
ここに、Ｆ＝Ｘ１／（Ａ／ｎ）１／２…式（２）、
Ａ：前記断面における任意の観察視野の面積、ｎ：前記観察視野内に存在する前記介在物粒子の数、Ｘ１：前記観察視野内に存在する前記介在物粒子すべてについて、それぞれの前記介在物粒子ごとに最も近接して存在する別の前記介在物粒子までの距離を実測し、この実測距離を算術平均して求めた値である。
【００１４】
なお、上記請求項１および２の発明において、「圧延方向」とは、鋼材が圧延、鍛造等により延伸される方向のことである。
【００１５】
請求項３の発明は、化学組成が、更にＣｒ：０．１〜３．０％、Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜２．０％のうち１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の浸炭用鋼材である。
【００１６】
請求項４の発明は、化学組成が、更にＴｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．１〜２．０％のうち１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の浸炭用鋼材である。
【００１７】
請求項５の発明は、化学組成が、更にＣａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０５％のうち１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の浸炭用鋼材である。
【００１８】
請求項６の発明は、化学組成が、更にＰｂ：０．０１〜０．３％、Ｂｉ：０．０１〜０．３％のうち１種又は２種を含むことを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の浸炭用鋼材である。
【００１９】
請求項７の発明は、請求項１〜６の何れか１項に記載の浸炭用鋼を常法により浸炭又は浸炭浸窒して製造された浸炭処理部品である。
【００２０】
〔作用〕
以下、本発明において鋼材の化学組成や介在物粒子の形態、量および分布を上記のごとくに限定した理由を説明する。
【００２１】
（Ａ）化学組成
ａ）Ｃ
Ｃは最終的に得られる浸炭（若しくは浸炭浸窒）処理部品の芯部強度を確保するため欠くことのできない元素であり、０．１％以上とする必要がある。一方、０．４％を超えてＣを含有させると芯部靭性が劣化するほか、被削性や冷間鍛造性が低下して加工性を損なう。よって、Ｃ含有量は０．１〜０．４％とする。なお、Ｃ含有量のより好ましい範囲は０．１４〜０．３％である。
【００２２】
ｂ）Ｓｉ
Ｓｉは強化元素あるいは脱酸性元素として有効に作用する反面、０．６％を超えてＳｉを含有させると浸炭中の粒界酸化を助長して疲労特性を劣化させるとともに冷間鍛造性にも悪影響を及ぼす。よって、Ｓｉ含有量は０．６％以下とする。特に高い疲労強度が要求されるときにはＳｉ含有量を０．１％以下とすることが望ましい。
【００２３】
ｃ）Ｍｎ
Ｍｎは鋼材の脱酸に有効な元素であり、その効果を有効に発揮させるためには０．１％以上とする必要がある。一方、２．０％を超えてＭｎを含有させると、しま状組織の生成を助長して割れが発生したり、冷間加工性や被削性を劣化させる。よって、Ｍｎ含有量は０．１〜２．０％とする。なお、Ｍｎ含有量のより好ましい範囲は０．３〜１．０％である。
【００２４】
ｄ）Ｓ
Ｓは硫化物を生成し、被削性の向上に寄与するが、０．１％を超えるとねじり疲労強度を低下させる。よって、Ｓ含有量は０．１％以下とする。なお、Ｓ含有量のより好ましい範囲は０．０３５％以下、さらに好ましい範囲は０．０２５％以下である。
【００２５】
ｅ）Ｐ
Ｐは０．０１５％を超えると結晶粒界に偏析して靭性および疲労強度を低下させる。よって、Ｐ含有量は０．０１５％以下とする。なお、Ｐ含有量のより好ましい範囲は０．０１０％以下、さらに好ましくは０．００７％以下である。
【００２６】
ｆ）Ａｌ
Ａｌは鋼材の脱酸作用を有すると同時に、窒素と結合してＡｌＮを生成し、結晶粒の粗大化を防止する作用を有しており、その効果を有効に発揮させるためには０．００５％以上含有させる必要があるが、その効果は０．０６％で飽和し、それを超えると酸素と結合して非金属介在物となり靭性、疲労強度などを低下させる。よって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０６％とする。なお、より好ましい範囲は０．０１５〜０．０４％である。
【００２７】
ｇ）Ｎ
Ｎは鋼中でＡｌ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂなどと結合して窒化物を形成し、結晶粒の粗大化を抑制する作用を有しており、その効果を有効に発揮させるためには０．００３％以上含有させる必要があるが、その効果は０．０３％で飽和し、それを超えると窒化物が介在物となって靭性、疲労強度を低下させる。よって、Ｎ含有量は０．００３〜０．０３％とする。なお、より好ましい範囲は０．００５〜０．０２％である。
【００２８】
ｈ）Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕは、それぞれ焼入れ性を高めるないしは焼入れ組織を微細化する作用を有しているので、これらの元素のうち１種又は２種以上を含有させるのが好ましい。これらの元素のうち、特にＣｒは優れた焼入れ性向上効果を有しており、その効果を有効に発揮させるためには０．１％以上含有させる必要があるが、３．０％を超えるとＣｒ炭化物を生成して粒界偏析を起し粒界強度を低下させて靭性、疲労強度を低下させる。よって、Ｃｒ含有量は０．１〜３．０％とする。Ｎｉは焼入れ後の組織を耐衝撃性の向上に寄与し、その効果を有効に発揮させるためには０．１％以上含有させる必要があるが、その効果は３．０％で飽和しそれを超えての添加は経済的に全く無駄である。よって、Ｎｉ含有量は０．１〜３．０％とする。Ｍｏは不完全焼入れ組織の低減と粒界強度の向上に有効に作用し、その効果を有効に発揮させるためには０．１％以上含有させる必要があるが、その効果は１．０％で飽和しそれを超えての添加は経済的に全く無駄である。よって、Ｍｏ含有量は０．１〜３．０％とする。Ｃｕは粒界酸化を防止する効果を有し、その効果を有効に発揮させるためには０．１％以上含有させる必要があるが、２．０％を超えると靭性、疲労強度、熱間加工性などを低下させる。よって、Ｃｕ含有量は０．１〜２．０％とする。なお、各元素のより好ましい含有量の範囲は、Ｃｒ：０．５〜１．５％、Ｎｉ：０．３〜１．５％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、Ｃｕ：０．５〜１．０％である。
【００２９】
ｉ）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、それぞれ炭素や窒素と結合して炭化物や窒化物を生成し結晶粒を微細化して靭性や疲労強度を向上させる効果を有するので、これらの元素のうち１種又は２種以上を含有させるのが好ましい。その効果を有効に発揮させるためには、それぞれＴｉで０．００５％以上、Ｎｂで０．００５％以上、Ｖで０．０１％以上含有させる必要があるが、その効果はＴｉで０．１％、Ｎｂで０．１％、Ｖで０．５％でそれぞれ飽和し、それを超えると大型の介在物が生成し、かえって靭性を低下させる。よって、各元素の含有量は、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．１〜２．０％とする。なお、各元素のより好ましい含有量の範囲は、Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、Ｎｂ：０．０２〜０．０５％、Ｖ：０．０２〜０．３％である。
【００３０】
ｊ）Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅは、それぞれ硫化物系介在物を球状化させる働きがあり、ねじり疲労強度の向上に有効であると同時に横目靭性（圧延または鍛造による部材の延伸方向と等しい方向から応力を加えたときの靭性）等の機械的特性も向上させるので、これらの元素のうち１種又は２種以上を含有させるのが好ましい。その効果を有効に発揮させるためには、それぞれの元素を０．０００５％以上含有させる必要があるが、その効果はＣａで０．０１％、Ｍｇで０．０１％、Ｚｒで０．５％、Ｔｅで０．５％でそれぞれ飽和し、それを超えると大型の介在物が生成し、かえって靭性を低下させる。よって、各元素の含有量は、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｅ：０．０００５〜０．０５％とする。
【００３１】
ｋ）Ｐｂ、Ｂｉ
Ｐｂ、Ｂｉは、それぞれ被削性を向上させるので、これらの元素のうち１種又は２種を含有させるのが好ましい。その効果を有効に発揮させるためには、それぞれの元素を０．０１％以上含有させる必要があるが、０．３％を超える添加は横目靭性、疲労強度等の機械的特性を劣化させるとともにコスト上昇を招く。よって、各元素の含有量は、Ｐｂ：０．０１〜０．３％、Ｂｉ：０．０１〜０．３％とする。
【００３２】
（Ｂ）介在物粒子の形態、量および分布
前述したように、長径が３μｍ未満の微細な介在物粒子は、ねじり疲労強度にほとんど影響を及ぼさないことから、長径が３μｍ以上の介在物粒子（以下、単に「介在物粒子」または「粒子」という。）についてのみ形態、量および分布を規定した。
【００３３】
ａ）介在物粒子の形態
粒子の平均アスペクト比ＡＲが６．０を超えると粒子の偏平度が過度となり疲労き裂伝播速度が上昇し、ねじり疲労強度が低下するので、ＡＲ≦６．０とすることが望ましい。ここに、アスペクト比とは粒子の長径／短径で定義される値であり、平均アスペクト比とは任意の観察視野内に存在する全粒子のアスペクト比を算術平均した値である。
【００３４】
ｂ）介在物粒子の量
粒子の面積率Ａｆ（単位：％）が０．６％を超えると母相中に存在する粒子数が増加して疲労き裂伝播速度が上昇し、ねじり疲労強度が低下するので、Ａｆ≦０．６とすることが望ましい。ここに、面積率とは任意の鋼材断面における任意の観察視野内に存在する全粒子の合計面積／観察視野の面積で定義される値を％で表したものである。なお、後述の実施例（表１、２参照）より、ねじり疲労強度を高く維持するためには、ＡＲ≦６．０とＡｆ≦０．６とを同時に満たすことがより望ましい。
【００３５】
ｃ）介在物粒子の分布
粒子の平均アスペクト比ＡＲが６．０を超える場合または粒子の面積率Ａｆが０．６％を超える場合であっても、粒子の分布指数Ｆの値を大きくすることによって下記に再掲した式（１）を満たすようにすることにより、粒子が母相中に偏在することなく万遍なく分散して存在するので、疲労き裂伝播速度が抑制され、ねじり疲労強度が高く維持される（表２の試験Ｎｏ．１１、１１６、１１８、１２０参照）。なお、下記に再掲した式（２）の定義より分布指数Ｆの値は０から１までのいずれかの値をとるものであり、観察視野内に存在するすべての粒子が平均距離（Ａ／ｎ）１／２に等しい間隔で等間隔に並んでいる場合には１に等しく、粒子が偏在することにより最近接粒子までの距離が短い粒子数が増加するにしたがい１より小さくなり０に近づくものである。したがって、式（１）を満たすようにＦの値を大きくして１に近づけることは、粒子を母相中に万遍なく分散して存在させるようにすることを意味する。
【００３６】
〔再掲〕
−２１．４×ＡＲ＋４１４．２×Ｆ−８０．８×Ａｆ−３０≧０…式（１）
ここに、Ｆ＝Ｘ１／（Ａ／ｎ）１／２…式（２）、
Ａ：鋼材断面における任意の観察視野の面積、ｎ：前記観察視野内に存在する粒子数、Ｘ１：前記観察視野内に存在する粒子すべてについて、それぞれの粒子ごとに最も近接して存在する別の粒子までの距離を実測し、この実測距離を算術平均して求めた値である。
【００３７】
上述のように、浸炭用鋼材の化学組成と、この鋼材中の長径が３μｍ以上の介在物粒子の平均アスペクト比（形態）、面積率（量）および分布指数（分布）とを制御することにより、この鋼材を浸炭（または浸炭浸窒）処理して製造した浸炭鋼のねじり疲労強度を向上できる。なお、以下の発明の実施の形態において、介在物粒子の形態・量・分布を制御する方法について説明する。
【００３８】
【発明の実施の形態】
本発明の浸炭処理部品は、通常以下の▲１▼〜▲４▼の工程を経て製造される。
▲１▼溶鋼製造工程：精錬炉や溶解炉で本発明の化学組成の範囲となるよう成分調整された溶鋼を製造する。
▲２▼ビレット鋳造工程：この溶鋼を鋳造してビレットを作製する。
▲３▼加工工程：このビレットを圧延・鍛造・機械加工により所要の形状の浸炭用部材に加工する。
▲４▼浸炭（浸炭浸窒）処理工程：この浸炭用部材を浸炭（浸炭浸窒）処理し、さらに焼入れ・焼戻し処理を施して浸炭処理部品を得る。
【００３９】
以下、各工程における製造条件等について詳細に説明する。
【００４０】
▲１▼溶鋼製造工程
精錬炉や溶解炉として、転炉、高周波誘導溶解炉、アーク炉等を用い、本発明の化学組成の範囲となるよう、通常行われる成分調整手段により溶鋼の成分を調整することができる。例えばＳ含有量は生石灰などの脱硫剤を適量添加して０．１％以下に調整すればよいが、脱硫剤コストが過度に上昇しない０．００５％程度以上の範囲で行うことが望ましい。また、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅは溶鋼中で酸化物を作りやすい代表的な元素である。これらの元素を溶鋼に添加すると微細な酸化物が生成し、これが硫化物の核生成サイトとなるため、主として硫化物からなる介在物粒子を鋳造後のビレット中に均一に分散させることができる。また、これらの元素は介在物中に固溶し、介在物粒子の展伸を抑制する効果もある。これらの元素を単独で添加する場合、その添加量は多いほどこれらの効果は大きくなるが過剰の添加はコストを上昇させるため、０．０２％以下とするのがより好ましく、０．００１〜０．０１％とするのがさらに好ましい。また、これらの元素を２種以上複合添加することにより、これらの効果をさらに増大させることができる。この場合の添加量は、単独で添加する場合と同様の理由で、総量で０．０２％程度以下とするのがより好ましく、０．００１〜０．０１％とするのがさらに好ましい。
【００４１】
▲２▼ビレット鋳造工程
ビレット鋳造時の冷却速度が遅い場合、液相中に晶出した介在物粒子が凝集して粗大化し、平均アスペクト比が上昇して、ねじり疲労強度が低下するおそれがある。そのため、冷却速度は１５０℃／ｈ以上とする必要があり、２００℃／ｈ以上とすることが好ましい（表１の試験Ｎｏ．１、１１、１２参照）。ここでいう冷却速度とは、（凝固開始温度―凝固終了温度）／（凝固開始から凝固終了までの時間）で定義されるものを意味する。
【００４２】
▲３▼加工工程
部品の大きさ・形状の複雑さ等に応じて熱間圧延、熱間鍛造、機械加工等の加工方法を適宜組合せて加工を行う。例えば歯車等と一体となったシャフト類の場合、ビレットを熱間圧延または熱間鍛造して概略所要形状に加工した後、少なくとも複雑な形状である歯車部はさらに切削や研削による成形が必要となる。熱間圧延または熱間鍛造を行う際のビレットの加熱温度は１１００〜１３００℃、好ましくは１１５０〜１２００℃とし（表１の試験Ｎｏ．１〜４参照）、圧延または鍛造仕上げ温度は１０００〜１１５０℃、好ましくは１０５０〜１１５０℃とする（表１の試験Ｎｏ．１〜７参照）。一般的に高温になるほど、鋼材の母相である鋼組織は介在物粒子に比べ相対的により軟化するので、ビレット加熱温度および圧延または鍛造仕上げ温度を高くするほど介在物粒子は展伸しにくくなり、圧延または鍛造後の鋼材中の介在物粒子の平均アスペクト比は小さくなるため、ねじり疲労強度は上昇する。しかし、過度に高温にすると鋼組織の粗大化により却って圧延または鍛造後の鋼材の機械的強度が低下したり、加熱炉の燃料消費量が増大するなどの問題が生じるので上記温度範囲とすることが望ましい。圧延または鍛造による圧下率は９８％以下、より好ましくは９６％以下、さらに好ましくは９２％以下とする（表１の試験Ｎｏ．１、８〜１０参照）。ここに圧下率とは、圧延（または鍛造）前の圧下方向に垂直なビレット断面積をＳ１、圧延（または鍛造）後の圧下方向に垂直な部材断面積をＳ２としたとき、（Ｓ１−Ｓ２）／Ｓ１×１００（単位：％）で定義される値である。圧下率が高くなるほど介在物粒子の展伸が顕著になるため、圧下率は上記範囲に制限することが望ましい。
【００４３】
▲４▼浸炭（浸窒）処理工程
浸炭処理は通常、ガス浸炭法を用いて、機械加工後の部材を８００〜１０００℃程度に加熱された加熱炉中で、ＣＯやＣＨ４を含有する浸炭ガス雰囲気中に１〜５時間保持して、部材表面から１ｍｍ程度の深さまでＣを拡散浸透させて行う。あるいは、ガス浸炭法にかえて、液体浸炭法や固体浸炭法を用いてもよい。また、浸炭ガス中にＮＨ３等を添加して浸炭と同時に浸窒を行う浸炭浸窒を行うこともできる。浸炭（浸炭浸窒）が終了した部材を水中または油中で焼入れし、さらに１７０〜２００℃程度の温度で焼戻しを行う。そして、必要によりさらにショットピーニングを行って浸炭処理部品表面に圧縮応力を付与させて機械的性質をより向上させてもよい。
【００４４】
以上の工程により製造された浸炭処理部品は、本発明により規定される化学組成を有し、かつ、介在物粒子の形態、量および分布が本発明により規定される所定の条件を満たすよう制御されているので、ねじり疲労強度に優れたものが得られる。
【００４５】
【実施例】
本発明の作用効果を確認するため、化学組成を種々変更して溶製したビレットを圧延または鍛造温度、圧下率等を種々変更して鋼材を作成し、この鋼材中の介在物の形態、量および分布状態の測定を行った。また、この鋼材を機械加工してねじり疲労試験片を作製し、これを通常の浸炭処理およびショットピーニング処理を行った後、ねじり疲労試験を実施してねじり疲労強度を測定した。以下、さらに詳細に説明を行う。
【００４６】
ビレットの溶製は、転炉または高周波誘導溶解炉で製造した溶鋼を鋳造して行った。転炉で溶製されたビレットは□１５５ｍｍ×約１０ｍＬの角柱形である。また、高周波誘導溶解炉で溶製されたビレットは上面がφ２４５ｍｍ、底面がφ２１０ｍｍ、高さが３５０ｍｍの円錐台形であり、重量が約１５０ｋｇである。
【００４７】
なお、前述した介在物粒子の粗大化によるねじり疲労強度の低下に及ぼす影響を調査するため、鋳造時の冷却速度を１２０〜１６００℃／ｈまで種々変化させてビレットの鋳造を行った。
【００４８】
また、熱間圧延または熱間鍛造の条件による介在物粒子の形態等およびねじり疲労強度に及ぼす影響を調査するため、上記により鋳造されたビレットを加熱温度１０５０〜１２００℃、仕上げ温度９００〜１１２０℃、圧下率８６〜９９％の範囲で種々変更させて熱間圧延または熱間鍛造を行い、直径が約５０〜８０ｍｍの丸棒を作製した。
【００４９】
この丸棒を３０ｍｍ厚さに輪切りにし、これからさらに介在物粒子が展伸された方向と平行な切断面を有する試験片を切り出し、介在物粒子の長径と短径が測定できるサンプルを作製した。なお試験片切り出し位置は、鋼材の検査通則ＪＩＳ　Ｇ　０３０３にしたがって定めた。この試験片を、介在物粒子が展伸された方向と平行な切断面が観察できるように、光学顕微鏡と画像取り込み装置・画像解析ソフトウエアが一体に組み込まれている画像解析装置（株式会社ニレコ製、形式：ＬＵＺＥＸ　Ｆ〔ＬＵＺＥＸは登録商標である〕）にセットし、介在物粒子の形態・量・分布を測定した。測定倍率は１００倍、観察領域は丸棒の直径の１／４の位置を中心として５．５ｍｍ×５．５ｍｍの範囲とし、この観察領域内に存在する長径が３μｍ以上の介在物粒子すべてについて測定を行った。画像取り込みはＲＧＢで行い、その二値化レベルをＲは１２５／１８０、Ｇは１１０／１８０、Ｂは１２０／１８０（それぞれの分母の値１８０はフルスケールを意味する）とし、さらに介在物粒子がマトリックス（母相）に対して十分区別できるよう画像の明るさ（グレーレベル）とコントラストを調整した。
【００５０】
一方、ねじり疲労試験用の試験片は、直径５２ｍｍの丸棒を適当な長さに切断した後、機械加工により全長２３０ｍｍ、平行部の外径２０ｍｍ、内径１０ｍｍの管状に成形し、さらに長手方向中央部（すなわち平行部の長手方向中央部）に直径３ｍｍの横穴を開けたものとした。なお横穴部には応力集中を避けるため、リーマー深さ０．８ｍｍで深さ方向に対して４５°のテーパー状のリーマー加工を施した。そして、この試験片を９２５℃×１５０ｍｉｎの条件で浸炭処理し、さらに８５０℃で１０ｍｉｎ保持したのち焼入れ処理を行い、その後、１８０℃程度で１２０ｍｉｎの焼戻し処理を行った。さらにこの焼戻し処理後の試験片にショットピーニング処理を施した。ショットピーニングは投射材硬さＨＲＣ６０、平均ショット粒径０．６ｍｍ、アークハイト０．８５ｍＡの条件で、横穴部を中心に試験片の平行部外表面全体に行った。ねじり疲労試験はＪＩＳ　Ｚ　２２７３に基づいて、片振り、周波数５Ｈｚでトルクを４水準（６９０、７８０、８８０、１１８０Ｎ・ｍ）変更して行い、片振りねじり疲労限を求めた。
【００５１】
試験結果を表１および２に示す。
表１は、溶鋼の化学組成を一定にして、鋳造時の冷却速度、熱間圧延または熱間鍛造時の加熱温度、仕上げ温度および圧下率を変更したときの介在物粒子の形態・量・分布（平均アスペクト、面積率、分布関数）およびねじり疲労強度（片振りねじり疲労限）に及ぼす影響を調査した結果をまとめたものである。表中、○印は本発明の規定値を満足し、×印は満足しないことを表す。溶鋼の化学組成は鋳造後も実質的に変化しないといえるので、表１の溶鋼より鋳造されたビレットの化学組成は、本発明（請求項１、２）の規定する浸炭用鋼材の化学組成の範囲を満足するものといえる。また、ＡＲ≦６、かつＡｆ≦０．６を満たす場合を○、満たさない場合を×で表しており、式（１）左辺の値が０以上のときを○、０未満のときを×で表している。そして、片振りねじり疲労限が４００Ｎ／ｍｍ２以上のときを○、４００Ｎ／ｍｍ２未満のときを×で表している。
【００５２】
この表１から明らかなように、溶鋼の化学組成が本発明の規定する範囲を満足し、さらにＡＲ≦６かつＡｆ≦０．６を満たす試験Ｎｏ．１、２、３、５、９、１０、および１２の場合（請求項１の発明に相当）、片振りねじり疲労疲労限が４００Ｎ／ｍｍ２以上という高いねじり疲労強度が得られることを確認した。
【００５３】
なお、上記試験のうち、試験Ｎｏ．１、２、９、１０、および１２の場合については、溶鋼の化学組成が本発明の規定する範囲を満足し、さらに式（１）を満たしており、請求項２の発明にも相当している。
【００５４】
次に、表２は、鋳造時の冷却速度、熱間圧延または熱間鍛造時の加熱温度および仕上げ温度を一定にして、溶鋼の化学組成と熱間圧延または熱間鍛造時の圧下率を変更したときの介在物粒子の形態・量・分布およびねじり疲労強度に及ぼす影響を調査した結果をまとめたものである。表中の○および×印の意味は表１と同じである。なお、試験Ｎｏ．１０１は表１の試験Ｎｏ．１と同じ試験である。
【００５５】
この表２からも明らかなように、溶鋼の化学組成が本発明の規定する範囲を満足し、さらにＡＲ≦６かつＡｆ≦０．６を満たす試験Ｎｏ．１０１〜１１０、１１２〜１１４の場合（請求項１の発明に相当）、片振りねじり疲労疲労限が４００Ｎ／ｍｍ２以上という高いねじり疲労強度が得られることを確認した。
【００５６】
また、上記のＡＲ≦６かつＡｆ≦０．６の条件を満たさない場合であっても、溶鋼の化学組成が本発明の規定する範囲を満足し、さらに式（１）を満たす（請求項２の発明に相当する）試験Ｎｏ．１１１、１１６、１１８，１２０の場合には、片振りねじり疲労限が４００Ｎ／ｍｍ２以上という高いねじり疲労強度が得られることを確認した。
【００５７】
一方、溶鋼の化学組成が本発明の規定する範囲から外れた試験Ｎｏ．１２２〜１２８の場合には、試験Ｎｏ．１２３を除いて、片振りねじり疲労限が４００Ｎ／ｍｍ２に達せず、十分なねじり疲労強度を得ることができなかった。なお、試験Ｎｏ．１２３の場合、溶鋼のＣ含有量が０．５０％であり本発明の規定するＣ：０．１〜０．４％を外れているにもかかわらず、片振りねじり疲労疲労限は４００Ｎ／ｍｍ２以上が得られたが、被削性が劣り、ビレットからねじり疲労試験片への機械加工が困難であった。
【００５８】
【表１】
2004107694.tif 000002
【００５９】
【表２】
2004107694.tif 000003
【００６０】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明の浸炭用鋼材および浸炭処理部品は、良好な被削性を維持しつつねじり疲労強度に優れるので、歯車と一体になったシャフト類など、複雑形状部分を有する自動車の駆動形部品等を安価に提供できるようになった。
【図面の簡単な説明】
【図１】き裂の種類を説明する図であり、（ａ）はモードＩき裂、（ｂ）はモードＩＩき裂、（ｃ）はモードＩＩＩき裂を示す。
【図１】
2004107694.tif 000004