(57)【要約】【課題】熱間加工後に部品形状に仕上げるための切削加工における被削性が極めて良好であり、かつ優れた疲労特性を有する機械構造用棒状部品を提供する。【解決手段】鋼組織が、フェライト、セメンタイトおよび黒鉛からなり、該黒鉛は平均粒径が５μｍ以下で、しかも粒径が10μｍ以下の黒鉛粒として析出したＣ量が全Ｃ量の１mass％以上50mass％以下である、炭素鋼から構成する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼組織が、フェライト、セメンタイトおよび黒鉛からなり、該黒鉛は平均粒径が５μｍ以下で、しかも粒径が10μｍ以下の黒鉛粒として析出したＣ量が全Ｃ量の１mass％以上50mass％以下である、炭素鋼からなることを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品。
【請求項２】
フェライト、セメンタイトおよび黒鉛からなり、該黒鉛は平均粒径が５μｍ以下で、しかも粒径が10μｍ以下の黒鉛粒として析出したＣ量が全Ｃ量の１mass％以上50mass％以下である組織と、少なくとも疲労特性が要求される部位に施された表面硬化熱処理による硬化組織とを有する、炭素鋼からなることを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品。
【請求項３】
請求項１または２において、前記炭素鋼は、
Ｃ：0.2 〜 1.5mass％、
Si：0.3 〜 2.0mass％、
Mn：1.5 mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.015 mass％および
Ｎ：0.001〜0.015 mass％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の組成を有することを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品。
【請求項４】
請求項３において、前記炭素鋼は、さらに
Mo：3.0mass％以下、
Ｗ：3.0mass％以下、
Al：0.06mass％以下、
Ti：0.05mass％以下、
Ni：3.0mass％以下、
Co：3.0mass％以下、
Ｖ：0.1mass％以下、
Cu：1.5mass％以下、
Nb：0.07mass％以下および
Ta：0.20mass％以下
から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品。
【請求項５】
請求項３または４において、前記炭素鋼は、さらに
Ca：0.008mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Zr：0.10mass％以下、
Pb：0.30mass％以下、
Bi：0.30mass％以下、
Te：0.30mass％以下、
Se：0.30mass％以下および
REM：0.20mass％以下
から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品。
【請求項６】
Ｃ：0.2 〜 1.5mass％、
Si：0.3 〜 2.0mass％、
Mn：1.5 mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.015 mass％および
Ｎ：0.001〜0.015 mass％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する炭素鋼を素材とし、該素材に、950 ℃以上で加熱を施し、その後加工率が70％以上の熱間加工により機械構造用棒状部品に成形し、その後切削加工を施すことを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品の製造方法。
【請求項７】
Ｃ：0.2 〜 1.5mass％、
Si：0.3 〜 2.0mass％、
Mn：1.5 mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.015 mass％および
Ｎ：0.001〜0.015 mass％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する炭素鋼を素材とし、該素材に、950 ℃以上で加熱を施し、その後加工率が70％以上の熱間加工により機械構造用棒状部品に成形し、その後切削加工を施し、さらに少なくとも疲労特性が要求される部位に表面硬化熱処理を行うことを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品の製造方法。
【請求項８】
請求項６または７において、前記素材は、さらに
Mo：3.0mass％以下、
Ｗ：3.0mass％以下、
Al：0.06mass％以下、
Ti：0.05mass％以下、
Ni：3.0mass％以下、
Co：3.0mass％以下、
Ｖ：0.1mass％以下、
Cu：1.5mass％以下、
Nb：0.07mass％以下および
Ta：0.20mass％以下
から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品の製造方法。
【請求項９】
請求項６乃至８のいずれかにおいて、前記素材は、さらに
Ca：0.008mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Zr：0.10mass％以下、
Pb：0.30mass％以下、
Bi：0.30mass％以下、
Te：0.30mass％以下、
Se：0.30mass％以下および
REM：0.20mass％以下
から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、疲労特性に優れた機械構造用棒状部品およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、機械構造用棒状部品の典型例である、自動車用ドライブシャフトは、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、この種の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を確保しているのが一般的である。
一方、近年の環境問題から、自動車用部品に対する軽量化への要求に代表されるように、上記部品のコンパクト化、軽量化および長寿命化への要求が強く、この観点からこの種部品の疲労強度の一層の向上が要求されている。
【０００３】
一般的に、疲労強度の向上に寄与する材質の高強度化には、鋼材の合金化と冷間加工条件の規制が有効であるが、合金添加は加工性および被削性の低下を招くため、工業生産の効率化および低コスト化の観点からは問題を残すものである。また、冷間加工において大きな加工率を付与するためには、冷間加工中に焼鈍工程を適宜挟まなければならず、この場合も、生産性と製造コストに問題を残すものである。
【０００４】
上記の問題の解決策として、特許文献１には、鋼中のＣを黒鉛化することによって、冷間鍛造性を維持しつつ被削性を向上させる技術が開示されている。しかし、当技術では、Si量が1.9 〜3.0 mass％と高いために常温では変形抵抗が大きく、また形成される黒鉛も大きく変形能が低いことから、この技術を工業的に利用することは難しい。
【０００５】
また、特許文献２には、同じく鋼中のＣを黒鉛化することによって被削性を改善する技術が開示されているが、この方法では黒鉛化処理前の焼入れ処理が不可欠であることから、製造コストおよび製造能率に問題がある。
【０００６】
さらに、特許文献３には、黒鉛を析出させて冷間加工性を向上させる技術が開示されているが、やはり黒鉛化に長時間を要するため、工業的に利用するには問題が残るものである。
【０００７】
一方、特許文献４には、Ｃ、Si、Mn、Ｂ、Al、ＮおよびCrの含有量を規定した鋼材を熱間加工するに当たり、熱間加工後の冷却速度を特定することによって、黒鉛を微細析出させて被削性を向上させる技術が開示されている。
【特許文献１】特開昭51−57621 号公報
【特許文献２】特開昭49−103817号公報
【特許文献３】特開平３−140411号公報
【特許文献４】特開2002−180185号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
ここに、特許文献４に記載された技術によって、強度の劣化を招くことなしに被削性の向上をはかることが可能になったが、上述したように、近年の環境問題から疲労強度の一層の向上が求められる中、より高い疲労強度を得るためにＣの固溶を抑制した際に、一方で黒鉛の析出も抑制されて被削性が大きく変動してしまい、この被削性と疲労強度とが高次にバランスした鋼材を安定して得ることが難しいところに改善の余地を残していた。
【０００９】
以上のように、従来開発されている黒鉛析出鋼を用いて冷間鍛造により、ドライブシャフトなどの機械構造用棒状部品を成形しようとすると、生産性や製造コストおよび品質管理の面で不利となる。特に、黒鉛析出鋼をドライブシャフトなどの機械構造用棒状部品に適用する場合には、黒鉛の析出量および析出状態によって部品の疲労強度と部品製造過程での被削性との両立が難しいことが常に問題となる。
【００１０】
そこで、本発明は、熱間加工後に部品形状に仕上げるための切削加工における被削性（以下、単に被削性という）が極めて良好であり、かつ優れた疲労特性を有する機械構造用棒状部品と、その製造方法とを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
さて、発明者らの検討によれば、鋼材中の炭素を黒鉛化して析出させることが機械構造用棒状部品の被削性を高めるのに有効であるのは、炭素が黒鉛化されることによって鋼の母相の硬さ自体が低下し、しかも黒鉛が切削時に潤滑剤として作用することにより、工具の温度上昇を抑制する結果であることが判明した。また、被削性の向上には、黒鉛を微細に分散させることが不可欠である。その理由は、黒鉛の被削性向上効果が、黒鉛の潤滑効果と共に、切削時のせん断領域において材料が変形し黒鉛と母相の界面に亀裂が入り、その亀裂の連結によって切削の形成が容易になるという機構に基づくためである。即ち、黒鉛が微細に分散しかつ黒鉛と黒鉛との平均距離が短いほど、亀裂の連結は容易である。
【００１２】
一方、疲労強度を上昇させるためには、母材組織を高硬度化すること、そして鋼材中に含有される非金属介在物量を最小限とすること、が重要である。特に、硬度上昇については、高Ｃ化のもたらす効果が著しい。さらに、この硬度上昇をもたらす高Ｃ化はまた同時に、鋼のＣ過飽和度を上昇させて黒鉛を析出しやすい状態とすることに着目し、高硬度化と同時に被削性向上を達成できる条件について、検討を重ねた。
【００１３】
ところで、ドライブシャフト等の機械構造用棒状部品に求められる性能は、製造性（被削性）、高いねじり強度および高いねじり疲労強度である。これらについては、前述のように、Ｃ添加がねじり強度を向上させる効果が著しいため、Ｃ量を増加することが安価かつ簡便に材料特性を改善するのに有効である。ここで、高い割合で含有されたＣが黒鉛として析出してくる場合、黒鉛化したＣは被削性を向上させるものの、その析出量に関する被削性向上効果には飽和点があり、逆に黒鉛の析出に伴う疲労強度の低下には、Ｃ自体の強化寄与分、すなわち固溶およびパーライトとして鋼の強化に寄与する割合自体の低下と、黒鉛のよる疲労亀裂の伝播との両面が関係して、疲労強度が低下することが明らかになった。
【００１４】
ここで、添加Ｃについて、黒鉛として切削性の向上に寄与する分、固溶分およびパーライト析出を通じた強化寄与分を、後述する方法で分離して評価した結果、まず黒鉛としての析出は、添加したＣの１mass％未満ではほとんど寄与しないことが判明した。すなわち、黒鉛としてのＣ析出量が増加すれば、疲労強度の代償の下に被削性が向上するが、疲労強度と被削性との２特性を兼備させるには、添加Ｃ量の１mass％以上のＣを黒鉛として析出させる必要があることを新規に知見した。
【００１５】
さらに、検討を加えたところ、Ｃの析出量は母相の過飽和成分の量に関係することから、添加Ｃの１mass％以上のＣを黒鉛として析出させるには、熱間加工前の加熱温度を950℃以上とすることが有効であることも見出すに到った。すなわち、工業的には、鍛造等の熱間加工に先立つ加熱の温度として950 ℃以上を採用することによって、Ｃ固溶化の効果を得ることができ、その後の加工後の冷却中に所定の黒鉛量の析出を得ることができるのである。
【００１６】
一方、疲労亀裂の伝播に関する鋼材の特性として、発明者らは次の点に注目した。
すなわち、強度の上昇にもかかわらず、必ずしも疲労強度が向上しないことがある点である。この疲労強度の低下は、直接部品の寿命を左右する問題点である。発明者らは、これを黒鉛の析出部が疲労亀裂の発生そして伝播のサイトとなりやすいことが原因と推定し、鋭意検討した結果、一定の析出寸法を下回って微細に析出した黒鉛は、析出量によらず実質的に疲労強度低下の原因とはならないことを明らかにした。また、黒鉛の微細析出は熱間加工時の総加工率を70％以上とし、金属組織全体を微細組織とすることで著しい効果をもって達成可能であることも、併せて明らかにした。
【００１７】
この知見を上記した被削性の向上と併せて検討した結果、熱間加工における加工率が70％以上の場合、黒鉛の粒子径が５μｍ以下という微細なレベルに達しており、疲労強度劣化の悪影響が無いばかりかむしろ強度は向上し、しかも被削性の向上も同時に容易に達成されることを明らかにした。すなわち、被削性と疲労強度とのバランスの観点から、添加するＣの黒鉛としての析出量を制御すること、さらに被削性と疲労強度との両立の観点からは、黒鉛の析出形態を微細にすることが肝要になる。
以上の知見に基いて、本発明を導くに到った。
【００１８】
すなわち、本発明の要旨構成は、次の通りである。
（１）鋼組織が、フェライト、セメンタイトおよび黒鉛からなり、該黒鉛は平均粒径が５μｍ以下で、しかも粒径が10μｍ以下の黒鉛粒として析出したＣ量が全Ｃ量の１mass％以上50mass％以下である、炭素鋼からなることを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品。
【００１９】
（２）フェライト、セメンタイトおよび黒鉛からなり、該黒鉛は平均粒径が５μｍ以下で、しかも粒径が10μｍ以下の黒鉛粒として析出したＣ量が全Ｃ量の１mass％以上50mass％以下である組織と、少なくとも疲労特性が要求される部位に施された表面硬化熱処理による硬化組織とを有する、炭素鋼からなることを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品。
【００２０】
（３）上記（１）または（２）において、前記炭素鋼は、
Ｃ：0.2 〜 1.5mass％、
Si：0.3 〜 2.0mass％、
Mn：1.5 mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.015 mass％および
Ｎ：0.001〜0.015 mass％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物の組成を有することを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品。
【００２１】
（４）上記（３）において、前記炭素鋼は、さらに
Mo：3.0mass％以下、
Ｗ：3.0mass％以下、
Al：0.06mass％以下、
Ti：0.05mass％以下、
Ni：3.0mass％以下、
Co：3.0mass％以下、
Ｖ：0.1mass％以下、
Cu：1.5mass％以下、
Nb：0.07mass％以下および
Ta：0.20mass％以下
から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品。
【００２２】
（５）上記（３）または（４）において、前記炭素鋼は、さらに
Ca：0.008mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Zr：0.10mass％以下、
Pb：0.30mass％以下、
Bi：0.30mass％以下、
Te：0.30mass％以下、
Se：0.30mass％以下および
REM：0.20mass％以下
から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品。
【００２３】
（６）Ｃ：0.2 〜 1.5mass％、
Si：0.3 〜 2.0mass％、
Mn：1.5 mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.015 mass％および
Ｎ：0.001〜0.015 mass％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する炭素鋼を素材とし、該素材に、950 ℃以上で加熱を施し、その後加工率が70％以上の熱間加工により機械構造用棒状部品に成形し、その後切削加工を施すことを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品の製造方法。
【００２４】
（７）Ｃ：0.2 〜 1.5mass％、
Si：0.3 〜 2.0mass％、
Mn：1.5 mass％以下、
Ｂ：0.0005〜0.015 mass％および
Ｎ：0.001〜0.015 mass％
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する炭素鋼を素材とし、該素材に、950 ℃以上で加熱を施し、その後加工率が70％以上の熱間加工により機械構造用棒状部品に成形し、その後切削加工を施し、さらに少なくとも疲労特性が要求される部位に表面硬化熱処理を行うことを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品の製造方法。
【００２５】
（８）上記（６）または（７）において、前記素材は、さらに
Mo：3.0mass％以下、
Ｗ：3.0mass％以下、
Al：0.06mass％以下、
Ti：0.05mass％以下、
Ni：3.0mass％以下、
Co：3.0mass％以下、
Ｖ：0.1mass％以下、
Cu：1.5mass％以下、
Nb：0.07mass％以下および
Ta：0.20mass％以下
から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品の製造方法。
【００２６】
（９）上記（６）乃至（８）のいずれかにおいて、前記素材は、さらに
Ca：0.008mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Zr：0.10mass％以下、
Pb：0.30mass％以下、
Bi：0.30mass％以下、
Te：0.30mass％以下、
Se：0.30mass％以下および
REM：0.20mass％以下
から選ばれる１種又は２種以上を含有することを特徴とする疲労特性に優れた機械構造用棒状部品の製造方法。
【発明の効果】
【００２７】
本発明によれば、優れた疲労特性さらには被削性を兼ね備えた、自動車のドライブシャフトを典型例とする機械構造用棒状部品を安定して得ることができる。その結果、例えば自動車用部品の軽量化の要求に対し偉功を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２８】
以下、本発明を具体的に説明する。
本発明の機械構造用棒状部品は、主として軸まわりに回転する要素部品であり、まずフェライト、セメンタイト（鉄の炭化物）および黒鉛から成る鋼組織を有する炭素鋼からなることが必要である。なお、パーライトはフェライトとセメンタイトの層状組織であるため、上記に含まれるものとする。
ここで、上述したように、被削性と疲労強度とのバランスの観点から、添加するＣの黒鉛としての析出量を制御すること、さらに被削性と疲労強度との両立の観点から、黒鉛の析出形態を微細にすることが肝要になる。従って、黒鉛は平均粒径を５μｍ以下に、しかも粒径が10μｍ以下の黒鉛粒として析出したＣ量を全Ｃ量の１mass％以上とし、被削性と疲労強度との高次での両立を実現する。
【００２９】
すなわち、本発明においては、鋼組織が、フェライト、セメンタイトおよび黒鉛からなり、該黒鉛は平均粒径が５μm 以下であり、しかも粒径10μm 以下の黒鉛粒として析出したＣ量が全Ｃ量の１mass％以上である必要がある。
先ず、組繊中に黒鉛が必要である理由は、鋼材に切削加工を加える際に黒鉛が析出していないと、被削性が劣るからである。黒鉛以外の残部をフェライトおよびセメンタイトとした理由は、鋼材において後述する量およびサイズの黒鉛粒を析出させると、鋼組織はフェライトおよびセメンタイトと、両者の混合組織であるパーライトとになるからである。
【００３０】
また、黒鉛は平均粒径が５μm 以下である必要がある。すなわち、黒鉛粒の平均粒径が５μm を超えると、黒鉛粒が疲労亀裂の発生・伝播サイトとなり疲労強度が低下してしまう。特に、疲労強度は黒鉛の粒子径に敏感であるため、黒鉛の平均粒径は２μｍ以下とすることが好ましい。また、黒鉛の工具潤滑作用を十分に発現させるためには、黒鉛の平均粒径は１μｍ以上であることが好ましい。
【００３１】
さらに、黒鉛として析出したＣ量は鋼中全Ｃ量の１mass％以上である必要がある。鋼中Ｃの１mass％以上が黒鉛として析出していないと、鋼材に切削加工を施す際に、鋼材の被削性が悪いために、切削工具の寿命が短くなり、生産性の悪化や製造コストの上昇を招くこととなる。好ましくは、析出Ｃ量を鋼中全Ｃ量の５mass％以上とする。
一方、本発明においては、疲労強度を上昇するために、固溶Ｃあるいは炭化物（セメンタイト）による高強度化を図ることが好ましく、従って黒鉛として析出するＣ量は、鋼中全Ｃ量に対して50mass％以下である必要がある。
【００３２】
ここで、鋼中全Ｃ量に対する黒鉛として析出したＣ量の比率は、走査型電子顕微鏡にて観察を行い、析出黒鉛の面積率を画像解析装置により測定し、これを析出黒鉛体積率として、黒鉛の比重と析出黒鉛体積率とから、黒鉛化したＣ量率を算出することにより求めることができる。本発明においては、微細に析出した黒鉛が全Ｃ量の１mass％以上であることを必要とするから、粒径10μm 以下の黒鉛粒について上記の面積率を測定して、Ｃ量率を算出するものとする。なお、粒径10μm 以下の黒鉛粒の面積率を測定することとした理由は、10μm 超の黒鉛粒は析出していても被削性向上に寄与しないからである。この被削性をより向上させるには、粒径が５μm以下の黒鉛粒として析出したＣ量が全Ｃ量の１mass％以上50mass％未満であることが、特に好ましい。
【００３３】
次に、本発明の機械構造用棒状部品を構成する炭素鋼について、その成分組成について具体的に説明する。
Ｃ：0.2 〜1.5 mass％
Ｃは、疲労強度の向上に直接作用する。Ｃ含有量が0.2 mass％未満であると、疲労強度向上の効果が十分でなく、一方1.5 mass％を超えると、組織制御を行っても黒鉛の析出の絶対量が多くなりすぎて疲労強度が低下するため、Ｃ含有量は0.2 〜1.5 mass％とする。より好ましいＣ量は、0.3〜0.9mass％である。
【００３４】
Si：0.3 〜2.0 mass％
Siは、黒鉛の析出形態を制御する上で重要な元素である。Si含有量が0.3 mass％未満であると、黒鉛の析出速度が遅くなり、後述する条件の熱間加工を行っても黒鉛を十分に析出させることができなくなる結果、被削性が悪くなる。一方、2.0 mass％を超えて含有すると、疲労強度が低下し、また黒鉛の寸法が大きくなって変形能が低下する傾向があるため、0.3 〜2.0 mass％の範囲に限定した。より好ましいSi量は、1.3〜2.0mass%である。
【００３５】
Mn：1.5 mass％以下
Mnは、強度および疲労強度の向上に効果がある元素であり、好ましくは0.1 mass％以上、より好ましくは0.35mass％以上で含有させる。一方、1.5 mass％を超えて含有すると、強度の向上効果が飽和する上、疲労強度はかえって低下する傾向に転じるため、1.5 mass％以下の範囲に限定した。
【００３６】
Ｂ：0.0005〜0.015 mass％
Ｂは、鋼中のＮと結合してBNとして鋼中に存在することで黒鉛の析出サイトを増加させ、黒鉛の微細析出を促がす作用がある。Ｂの含有量が0.0005mass％未満では、その効果が十分でなく、微細な黒鉛粒を得ることができなくなる。一方、0.015 mass％を超えると、黒鉛が粗大化する傾向にあり、また、粒界強度が低下して疲労強度を低下させるため、Ｂの添加量は0.0005〜0.015 mass％の範囲に限定した。
【００３７】
Ｎ：0.001〜0.015 mass％
前述のBNを形成するために、Ｎは0.001mass％以上を含有させる必要がある。一方、0.015 mass％を超えて含有すると、やはり疲労強度が低下するため、0.001〜0.015 mass％の範囲に限定した。
【００３８】
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、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Mo：3.0mass％以下
Moは、強度向上を通じて疲労強度の向上に有用な元素であり、好ましくは0.1mass％以上で添加するが、3.0mass％を超えて添加すると被削性の劣化を招くため、3.0mass％以下の範囲とすることが好ましい。
【００３９】
Ｗ：3.0mass％以下
Ｗも強度の向上を通じて疲労強度の向上に有用な元素であり、好ましくは0.1mass％以上で添加するが、3.0mass％を超えて添加すると被削性の劣化を招くため、3.0mass％以下の範囲とする。
【００４０】
Al：0.06mass％以下
Alは、鋼の脱酸剤として、好ましくは0.005mass％以上で添加する。しかしながら、含有量が0.06mass％を超えると、被削性および疲労強度の低下を招くため、0.06mass％以下の範囲とすることが好ましい。
【００４１】
Ti：0.05mass％以下
Tiは、TiNのピンニング効果により、結晶粒を微細化するために有用な元素であり、好ましくは0.002mass％以上で添加するが、0.05mass％を超えて添加すると疲労強度の低下を招くため、0.05mass％以下の範囲とすることが好ましい。
【００４２】
Ni：3.0mass％以下
Niは、強度上昇およびCu添加時の割れ防止に有効であり、好ましくは0.05mass％以上で添加するが、3.0mass％を超えて添加すると焼割れを起こし易くなるため、3.0mass％以下の範囲とすることが好ましい。
【００４３】
Co：3.0mass％以下
Coも強度上昇に有効な元素であり、好ましくは0.1mass％以上で添加するが、3.0mass％を超えて添加すると焼割れを起こし易くなるため、3.0mass％以下の範囲とすることが好ましい。
【００４４】
Ｖ：0.1mass％以下
Ｖは、炭化物となり析出することでピンニングによる組織微細化効果を発する有用元素であり、好ましくは0.005mass％以上で添加するが、0.1mass％を超えて添加しても効果が飽和するばかりか、鋼材価格の上昇を招くため、0.1mass％以下の範囲とすることが好ましい。
【００４５】
Cu：1.5mass％以下
Cuは、固溶強化および析出強化によって強度を向上させる有用元素であり、また焼入性の向上にも有効に寄与することから、好ましくは0.05mass％以上で添加する。しかし、含有量が1.5mass％を超えると熱間加工時に割れが発生し易くなり、製造が困難となるため、1.5mass％以下の範囲で含有しても良い。
【００４６】
Nb：0.07mass％以下
Nbは、析出により粒成長をピンニングする効果があり、好ましくは0.005mass％以上で添加するが、0.07mass％を超えて添加してもその効果は飽和するため、0.07mass％以下の範囲とすることが好ましい。
【００４７】
Ta：0.2mass％以下
Taも析出により粒成長をピンニングする有用元素であり、好ましくは0.02mass％以上で添加するが、0.2mass％を超えて添加しても効果は飽和するばかりか、熱間加工性が低下する傾向にあるため、0.2mass％以下の範囲とする。
【００４８】
Ca：0.008mass％以下
Caは、介在物を球状化し、疲労特性を改善する有用元素であり、好ましくは0.0001mass％以上で添加するが、0.008mass％を超えて添加すると介在物が粗大化し疲労特性を劣化させる傾向にあるため、0.008mass％以下の範囲とすることが好ましい。
【００４９】
Mg：0.005mass％以下
Mgは酸化物を形成して切削性向上に寄与する元素であり、0.0001mass％以上で添加することが好ましいが、過度の添加は酸化物の粗大化につながり疲労特性を低下させるため、0.005mass％以下の添加とすることが好ましい。
【００５０】
Zr：0.1mass％以下
Zrも酸化物を形成して切削性向上に寄与する元素であり、0.005mass％以上で添加することが好ましいが、過度の添加は酸化物の粗大化につながり疲労特性を低下させるため、0.1mass％以下の添加とすることが好ましい。
【００５１】
Pb、Bi、Te、SeおよびREM
Pb、Bi、Te、SeおよびREMはいずれも被削性向上に寄与する元素であり、Pbは0.003mass％以上、Biは0.003mass％以上、Teは0.005mass％以上、Seは0.005mass％以上、REMは0.001mass％以上で添加することが好ましいが、過度の添加は疲労強度に有害であるため、Pbは0.3mass％以下、Biは0.3mass％以下、Teは0.3mass％以下、Seは0.3mass％以下、REMは0.2mass％以下の添加とすることが好ましい。
【００５２】
上記した元素以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｐ、Ｓ、ＯおよびCr等があげられる。
すなわち、Ｐは、粒界強度を低下させることにより疲労強度を低下させ、また焼割れを助長する弊害もあるが、0.05mass％までは許容できる。
Ｓは、鋼中でMnS を形成し、切削性を向上させる作用を有するが、0.02mass％を超えて含有されると粒界に偏析して粒界強度を低下させるため、0.02mass％までが許容できる。さらには、0.003mass%以下にまで低減することがより好ましい。
Ｏは、酸化物系介在物として鋼中に存在するが、Ｏ含有量が多いと疲労寿命が低下する。この点を考慮すると、許容できる上限は0.02mass％である。
Crは、黒鉛の析出を抑制するため、含有されることは好ましくない。しかし、0.1mass％以下であれば許容できる。
【００５３】
なお、被削性の向上に十分な黒鉛析出を安定して得るためには、Ｃ：0.7mass％以上、Si：1.3mass％以上とすることが特に好ましい。
以上、好適成分組成範囲について説明したが、本発明では、成分組成を上記の範囲に限定するだけでは不十分であり、機械構造用棒状部品の鋼組織を上記のように調整することが重要である。
【００５４】
次に、本発明の製造条件について、ドライブシャフトを例に説明する。
所定の成分組成に調整した鋼材を、棒鋼圧延または熱間鍛造による熱間加工後、所定の長さに切断し、ついで表面切削加工を施したのち、図１に示すように、スプライン部２について転造加工を施し、さらに必要に応じてドライブシャフト１全体に高周波焼入れ−焼戻し処理を施して、製品とする。
【００５５】
この際、熱間加工するに当っての加熱温度を950 ℃以上とし、次いで70％以上の加工率とする必要がある。熱間加工時の加熱温度を950 ℃以上とすることによって、鋼中のＣを固溶させておき、さらに熱間加工時の加工率を70％以上とすることによって、組織を微細化する。そして、加工率70％以上という強加工による組織の微細化と、適量のＢおよびＮ含有によるBN析出とにより、多量に黒鉛析出サイトを生成し、熱間加工後の冷却過程において、鋼中Ｃの１mass％以上を微細な黒鉛粒として析出させ、かつ黒鉛の平均粒径を５μm 以下の微細なものとする。
【００５６】
すなわち、熱間加工時の加熱温度が950 ℃未満であると、加工率を70％以上としたとしても、後の冷却過程でのＣの黒鉛化が不十分となるため、全Ｃ量に対する黒鉛となったＣ量の比率を１mass％以上とすることができなくなる。なお、熱間加工時の加熱温度が1200℃超であると、結晶粒径の粗大化を招くので、1200℃以下が好ましい。
【００５７】
また、加工率が70％未満であると、黒鉛粒が粗大化するため、黒鉛粒の平均粒径を５μm 以下とすることができなくなる。ここで、Ｃを上記の量、平均粒径で黒鉛化するためには、熱間加工後の600℃までの冷却速度を0.2℃／ｓ以下とすることが好ましい。また、600℃まで低下した後の冷却速度は10℃／ｓ以下とすることが好ましい。なお、本発明において、熱間加工時の加工率とは、加工前後での、加工方向と直交する断面の面積の変化率のことを言い、加工前断面積Ｓ0 、加工後断面積Ｓ3 とから（Ｓ0 −Ｓ3）／Ｓ0 ×100 で求められる値（％）である。
【００５８】
ここで、熱間加工は、1150℃以上および／または980℃以下750℃以上の温度域における総加工率を70％以上とし、かつ1150℃未満980℃超の温度域においては加工を施さない（加工率０％）か、あるいは施す場合でも加工率を10％以下とすることが、特に好ましい。
【００５９】
すなわち、980℃以下750℃以上の温度域において、加工率を70％以上とした強加工を行って組織を微細化するとともに、上記したように、適量のＢおよびＮの含有にてＢＮを析出させて多量に黒鉛析出サイトを生成させることによって、熱間加工後の冷却過程において、鋼中Ｃの１mass％以上を微細な黒鉛粒として析出させ、かつ黒鉛の平均粒径を適度に微細なものとする。また、熱間加工を行う際、1150℃未満980℃超の温度領域は、ＢＮの粗大析出が著しい温度域であるため、この温度域で加工すると、加工方向に伸長したオーステナイト粒界にＢＮが加工誘起析出するとともに整列し、連続した形態での析出もしくは加工方向に連結した長大な析出となる。該ＢＮは、さらに低温での黒鉛析出温度域において黒鉛の優先析出サイトとなり、長大な黒鉛析出を誘発する傾向が著しい。かような事態を回避するため、1150℃未満980℃超の温度域における加工率を10％以下、好ましくは０％とすると、黒鉛の平均粒径を非常に微細にでき、平均粒径で１〜２μmが達成できる。
【００６０】
なお、1150℃以上および／または980℃以下750℃以上の温度域における総加工率、1150℃未満980℃超の温度域における加工率は、それぞれ次の定義によるものとする。すなわち、初期断面積Ｓ０、1150℃以上で加工後の断面積Ｓ１、1150℃未満980℃超で加工後の断面積Ｓ２、980℃以下750℃以上で加工後の断面積Ｓ３とした時に、1150℃以上での加工率Ｒ１、1150℃未満980℃超での加工率Ｒ２、980℃以下750℃以上での加工率Ｒ３は、
Ｒ１（％）＝（Ｓ０−Ｓ１）／Ｓ０×１００
Ｒ２（％）＝（Ｓ１−Ｓ２）／Ｓ０×１００
Ｒ３（％）＝（Ｓ２−Ｓ３）／Ｓ０×１００
とする。本発明の製造方法では、Ｒ１＋Ｒ３を70％以上とし、Ｒ２を10％以下とすることが最も好ましい。
【００６１】
そして、1150℃以上および／または980℃以下750℃以上の温度域における総加工率を70％以上、1150℃未満980℃超の温度領域での加工が10％以下であれば、加工歪がBN析出形態に及ぼす影響は最小限で整列化はわずかであり、黒鉛の平均粒径を１〜２μｍ、粒径が５μm以下の黒鉛粒として析出したＣ量を全Ｃ量の１mass％以上50mass％未満とすることができ、黒鉛の工具潤滑作用を十分に発現させつつ、特に疲労強度に優れた機械構造用棒状部品を得ることができる。
【００６２】
その後、上記したように、所定の長さに切断し、ついで表面切削加工を施したのち、図１に示すように、スプライン部２について転造加工を施せば、ドライブシャフト１が得られる。なお、本発明において、表面切削加工およびスプライン部の転造加工は、特に制限されるものではなく、従来公知の方法を用いれば良い。
【００６３】
かくして得られたドライブシャフト１のスプライン部２等の疲労特性が要求される部位、あるいは、全外周面に、さらに高周波焼入れを施すことによって、極めて高い強度及び疲労強度を付与することが可能である。すなわち、析出した黒鉛が部品の外周部分で母相に再固溶し、焼き入れられることによって、硬化層を形成することができる。
【００６４】
なお、高周波焼入れを行った場合には、その表面は硬化層が形成して焼入れ組織となるため、上述のフェライト、セメンタイトおよび黒鉛からなる組織とならないが、硬化層以外の部分が、フェライト、セメンタイトおよび黒鉛からなる組織となる。高周波焼入れは、加熱温度を800℃以上として行えばよい。800℃未満では有効な硬化層が得られない。
【実施例】
【００６５】
表１に示す化学組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳造機により400 ×540mm のブルームに鋳造した後、熱間圧延により150mm 角のビレットとした。このビレットを表２に示すように、種々の加熱温度および加工率の熱間圧延にて丸棒となした後、空冷した。
この空冷後に、丸棒の断面の金属組織を観察すると共に、走査型電子顕微鏡組織において観察される、析出黒鉛の平均面積率を画像解析装置により測定し、比重と析出量率とから析出Ｃ量率を算出した。但し、一部の試料では、未固溶の大型黒鉛が組織中に残存していたが、これらと区別して、析出径10μｍ以下の黒鉛を析出した黒鉛とみなして処理した。また、得られた丸棒の被削性も評価した。これらの測定および評価結果を表２にまとめて示す。
【００６６】
なお、被削性は、 SKH４、φ４mmのドリルを用い、1500RPM の切削速度で材料に12mmの穿孔を連続して行い、切削不能になるまでの穿孔全長を計測して評価した。穿孔全長がJIS 40C（表２中の試料No.33）より大きい値を得られた時を良好、それ以外を不良とした。
【００６７】
ついで、この棒鋼を所定の長さに切断後、表面切削加工およびスプライン部の転造加工を施して、図１に示す寸法・形状になるスプライン部２を有するドライブシャフト１を作製した。
【００６８】
また、一部の試料（No.75および76）については、比較のために、上記熱間鍛造に続く空冷後に、黒鉛化処理（700℃×６ｈ）を行って、黒鉛析出量／全Ｃ量を50％超としたものも作製した。
【００６９】
かくして得られたドライブシャフト１について、剛性の大きいチャックを使用して直棒部を試験片とすることによって、ねじり強度、ねじり疲労強度を調査した。
【００７０】
ここで、ねじり強度は、直棒の軸方向に平行部がφ20mmの平滑丸棒ねじり試験片を作製し、4900Ｎ・ｍ（500kgf・ｍ）のねじり試験機を用いて最大ねじりせん断強さを求め、ねじり強度とした。
【００７１】
ねじり疲労強度は、ドライブシャフトについてのねじり疲労試験を種々の繰り返しねじりトルク条件にて行い、破断までの繰り返し数からねじり疲労曲線（応力−破断繰り返し数線図）を作成し、２×10５回の時の応力（ＭPa）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２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。
【００７２】
【表１−１】
2005273012.tif 000002
【００７３】
【表１−２】
2005273012.tif 000003
【００７４】
【表２−１】
2005273012.tif 000004
【００７５】
【表２−２】
2005273012.tif 000005
【００７６】
【表２−３】
2005273012.tif 000006
【００７７】
被削性は、組織中の黒鉛の存在と密接に関わり、表２に示したように、黒鉛が含まれている素材でいずれも良好な被削性が得られることがわかる。また、疲労特性は、適正な加熱温度による十分なＣの固溶と、黒鉛としての微細析出、十分な熱間加工率とがいずれも満足された条件ではじめて高い水準のねじり疲労強度が得られることがわかる。
【００７８】
さらに、上記のドライブシャフトの製造過程において、スプライン部の転造加工に先立ち、高周波熱処理して外周部に焼入れ（一部は焼入れ焼戻し）処理を施した後、表面旋削によって異常振動が伴わない範囲の最大速度で仕上げ加工し、その際の加工速度をやはりS40C材の同等材と比較した。その結果を、仕上加工性として表３中に示す。また、上記と同様にねじり強度、ねじり疲労強度および回転曲げ疲労強度についても評価した。その結果をまとめて表３中に示すが、いずれも自動車ドライブシャフトとして実用のS40Cの性能を上回る良好な特性が得られることがわかる。
【００７９】
【表３】
2005273012.tif 000007
【図面の簡単な説明】
【００８０】
【図１】代表的なドライブシャフトの正面図である。
【図２】ドライブシャフトのねじり疲労試験における試験要領を示す図である。
【符号の説明】
【００８１】
１  ドライブシャフト
２  スプライン部
３  つかみ具
【図１】
2005273012.tif 000008
【図２】
2005273012.tif 000009