(57)【要約】【課題】高い静ねじり強度とねじり疲労強度、および優れた耐焼割れ性を併せ持つ動力伝達シャフトを安定して提供する。【解決手段】軸の両端部に、トルク伝達用の溝を有する等速自在継手用動力伝達シャフトであって、Ｃ：0.40〜0.50mass％、Si：0.35〜0.8 mass％、Mn：0.5 〜0.8 mass％、Al：0.005 〜0.05mass％、Ti：0.005 〜0.05 mass％、Mo：0.3〜0.5 mass％、Ｂ：0.0005〜0.005 mass％、Cu：0.05 〜0.5 mass％、Ｓ：0.005 〜0.025 mass％、Ｐ：0.02mass％以下およびCr：0.2 mass％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成になり、母材組織がベイナイト組織を有し、このベイナイト組織の組織分率が50％以上であり、さらに高周波焼入れ後の硬化層表層部の旧オーステナイト平均粒径が10μm 以下、かつ有効硬化層深さの軸半径に対する比である硬化層比が、前記溝部は0.5〜0.75および該溝部以外の部分は1.0とする。【選択図】図１
2007177275.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
軸の両端部に、トルク伝達用の溝を有する等速自在継手用動力伝達シャフトであって、
Ｃ：0.40〜0.50mass％、
Si：0.35〜0.8 mass％、
Mn：0.5 〜0.8 mass％、
Al：0.005 〜0.05mass％、
Ti：0.005 〜0.05 mass％、
Mo：0.3〜0.5 mass％、
Ｂ：0.0005〜0.005 mass％、
Cu：0.05 〜0.5 mass％、
Ｓ：0.005 〜0.025 mass％、
Ｐ：0.02mass％以下および
Cr：0.2 mass％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成になり、母材組織がベイナイト組織を有し、このベイナイト組織の組織分率が50％以上であり、さらに高周波焼入れ後の硬化層表層部の旧オーステナイト平均粒径が10μm 以下、かつ有効硬化層深さの軸半径に対する比である硬化層比が、前記溝部は0.5〜0.75および該溝部以外の部分は1.0であることを特徴とする等速自在継手用動力伝達シャフト。
【請求項２】
請求項１において、前記溝部の硬化層平均硬さが、該溝部以外の部分の硬化層平均硬さより低いことを特徴とする等速自在継手用動力伝達シャフト。
【請求項３】
請求項１または２において、前記溝部は、軸端面と離隔した溝部最小径部分から拡径する切り上がり部分に、他部品との嵌合部を有することを特徴とする等速自在継手用動力伝達シャフト。
【請求項４】
請求項１ないし３のいずれかにおいて、前記溝部以外の部分の高周波熱処理後の残留応力が−700MPa以下であることを特徴とする等速自在継手用動力伝達シャフト。
【請求項５】
請求項１ないし４のいずれかにおいて、前記溝部のうち切り上がり部分の前記硬化層比が0.5〜0.75であることを特徴とする等速自在継手用動力伝達シャフト。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高周波焼入れによる硬化層をそなえる、静ねじり強度、ねじり疲労強度および耐焼割れ性に優れる等速自在継手用動力伝達シャフトに関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、機械構造用部品である等速自在継手用動力伝達シャフトは、熱間圧延棒鋼に、切削、冷間転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静ねじり強度およびねじり疲労強度を確保しているのが一般的である。
また、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のねじり疲労強度の一層の向上が要求されている。
【０００３】
さらに、動力伝達シャフトの軸端には動力伝達の作用部分となる、スプラインやセレーションと呼ばれる溝部を有するが、このような切欠き形状を有する部位に高周波焼入れを施すと、焼割れが発生する場合があり、静ねじり強度およびねじり疲労強度の低下の原因となることから、この点についての改善も望まれている。
なお、上記した焼割れを助長する元素は、主にＣやＰであるため、焼割れの抑制には、これらの元素を低減することが有効である。しかしながら、Ｃは静ねじり強度およびねじり疲労強度の向上に有効な元素であるため、Ｃの積極的な低減は静ねじり強度およびねじり疲労強度の観点からは好ましくない。
【０００４】
静ねじり強度およびねじり疲労強度を向上させるためには、例えば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、静ねじり強度は焼入深さの増加とともに向上するが、ねじり疲労強度は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を分散させることによって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１参照のこと）。
【０００５】
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要があり、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、近年のねじり疲労強度および耐焼割れ性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。
【０００６】
また、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結晶粒径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、この部品では、静ねじり強度については考慮が払われていないため、近年の静ねじり強度とねじり疲労強度とを両立させる要求には応えることができない。
また、特許文献２では、高周波焼入れ時における焼割れの発生については何ら考慮が払われていない。
【０００７】
【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】
【０００８】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、従来よりもねじり疲労強度並びに静ねじり強度に優れ、かつ高周波焼入れ時における耐焼割れ性にも優れた動力伝達シャフトを、提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
さて、発明者らは、ねじり疲労強度並びに静ねじり強度、そして耐焼割れ性を効果的に向上させるべく、鋭意検討を行った。
その結果、以下に述べるように、動力伝達シャフトの化学組成、組織、焼入れ後の硬化層表層の旧オーステナイト粒径および有効硬化深さをそれぞれ最適化することにより、優れたねじり疲労強度並びに静ねじり強度、そして耐焼割れ性を有する動力伝達シャフトが得られるとの知見を得た。
【００１０】
(1) 適正な化学組成に調整した動力伝達シャフトに、焼入れを施し、焼入れ硬化層表層の旧オーステナイト粒径を10μm 以下とすることで、ねじり疲労強度および耐焼割れ性が顕著に向上する。具体的には、化学組成に関しては、特にMoおよびSiを適正な範囲で添加することで、高周波焼入れ加熱時におけるオーステナイトの核生成サイト数が増加し、またオーステナイト粒の成長が抑制されることにより、焼入れ硬化層の粒径が効果的に微細化し、その結果ねじり疲労強度および耐焼割れ性が顕著に向上する。
【００１１】
(2) 動力伝達シャフトの母材の組織、すなわち焼入れ前の組織を、ベイナイト組織が特定の分率で含有された組織にすると、ベイナイト組織がフェライト−パーライト組織に比べて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／炭化物の界面の面積が増えて、生成したオーステナイトが微細化する。その結果、焼入れ硬化層の粒径が微細となり、これにより粒界強度が向上し、ねじり疲労強度および耐焼割れ性が向上する。
【００１２】
(3)シャフトの溝部とそれ以外の部分とに分けて有効硬化層深さを規制すること、特に溝部以外の部分の硬化深さを深くし、かつ溝部の硬化深さをやや浅くすることによって、溝部の焼割れが抑制されるとともに、溝部以外の部分については従来軸心までの硬化を行うと粒界破壊により逆に強度が低下していたが、上記（１）に示した旧オーステナイト粒径の微細化の効果により、粒界破壊が抑制される結果、静ねじり強度およびねじり疲労強度が向上する。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１３】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．軸の両端部に、トルク伝達用の溝を有する等速自在継手用動力伝達シャフトであって、
Ｃ：0.40〜0.50mass％、
Si：0.35〜0.8 mass％、
Mn：0.5 〜0.8 mass％、
Al：0.005 〜0.05mass％、
Ti：0.005 〜0.05 mass％、
Mo：0.3〜0.5 mass％、
Ｂ：0.0005〜0.005 mass％、
Cu：0.05 〜0.5 mass％、
Ｓ：0.005 〜0.025 mass％、
Ｐ：0.02mass％以下および
Cr：0.2 mass％以下
を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の成分組成になり、母材組織がベイナイト組織を有し、このベイナイト組織の組織分率が50％以上であり、さらに高周波焼入れ後の硬化層表層部の旧オーステナイト平均粒径が10μm 以下、かつ有効硬化層深さの軸半径に対する比である硬化層比が、前記溝部は0.5〜0.75および該溝部以外の部分は1.0であることを特徴とする等速自在継手用動力伝達シャフト。
【００１４】
２．上記１において、前記溝部の硬化層平均硬さが、該溝部以外の部分の硬化層平均硬さより低いことを特徴とする等速自在継手用動力伝達シャフト。
【００１５】
３．上記１または２において、前記溝部は、軸端面と離隔した溝部最小径部分から拡径する切り上がり部分に、他部品との嵌合部を有することを特徴とする等速自在継手用動力伝達シャフト。
【００１６】
４．上記１ないし３のいずれかにおいて、前記溝部以外の部分の高周波熱処理後の残留応力が−700MPa以下であることを特徴とする等速自在継手用動力伝達シャフト。
【００１７】
５．上記１ないし４のいずれかにおいて、前記溝部のうち切り上がり部分の前記硬化層比が0.5〜0.75であることを特徴とする等速自在継手用動力伝達シャフト。
【００１８】
ここで、上記硬化層表層部とは、硬化層表面から500μmの深さまでの部分を指す。
また、溝部以外の部分とは、溝部を除く軸中間部分を指すが、該軸中間部分に形成された肩部は除外する。ここで、肩部とは、溝部にて他部品と嵌合する際に、溝部と軸中間部分の間に形成された太径の部分に他部品を接触させることで、軸方向の位置関係を決定する部分を指す。以下、この溝部以外の部分を軸中間部という。
さらに、有効硬化層深さとは、ＪＩＳ  Ｇ0559にて定義された「有効硬化層深さ」である。
【発明の効果】
【００１９】
かくして、本発明によれば、耐焼割れ性に優れかつ高い静ねじり強度およびねじり疲労強度を有する動力伝達シャフトを安定して得ることができ、その結果、自動車用部材の軽量化の要求に対して偉功を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、動力伝達シャフトの成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.40〜0.50mass％
Ｃは、焼入れ性への影響が最も大きい元素であり、焼入れ硬化層の硬さおよび深さを高めてねじり強度の向上に有効に寄与する。しかしながら、含有量が0.40mass％に満たないと、必要とされるねじり強度を確保するためには焼入れ硬化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、0.40mass％以上を添加する。一方、0.50mass％を超えて含有させると粒界強度が低下し、それに伴いねじり疲労強度が低下し、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、0.40〜0.50mass％の範囲に限定した。好ましくは 0.42〜0.46mass％の範囲である。
【００２１】
Si：0.35〜0.8 mass％
Siは、ベイナイト組織の生成に有用な元素である。また、焼入れ硬化層の粒径を微細化する作用を有する。さらに、焼戻し軟化抵抗を向上する元素であり、高周波焼入硬化層の硬さを増加させる。さらにまた、炭化物生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制する。これらのことにより静ねじり強度、ねじり疲労強度および耐焼割れ性を向上させる。
【００２２】
このように、Siは、本発明において非常に重要な元素であり、0.35mass％以上の含有を必須とする。というのは、Si量が0.35mass％に満たないと、ベイナイト組織分率が低下するとともに、焼入れ硬化層表層の旧オーステナイト粒径を10μm 以下の微細粒とすることができず、また、硬化層硬さが低下し、静ねじり強度およびねじり疲労強度が低下するからである。しかしながら、Si量が 0.8mass％を超えると、フェライトの固溶硬化により硬さが上昇し、切削性、冷間鍛造性および耐焼割れ性の低下を招く。従って、Siは、0.35〜0.8 mass％の範囲に限定した。好ましくは0.40〜0.8mass％の範囲である。
【００２３】
Mn：0.5 〜0.8 mass％
Mnは、焼入れ性を向上させ、焼入れ時の硬化深さを確保する上で不可欠の成分であるため、積極的に添加するが、含有量が 0.5mass％未満ではその添加効果に乏しいので、0.5 mass％以上とした。一方、Mn量が 0.8mass％を超えると、圧延材の硬さが上昇し、転造性および切削性が低下するとともに耐焼入れ性も向上するので、Mnは 0.8mass％以下とした。さらに、0.7mass％以下とするのが好適である。
【００２４】
Al：0.005 〜0.05mass％
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0.05mass％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 0.005〜0.05mass％の範囲に限定した。好ましくは0.02〜0.04mass％の範囲である。
【００２５】
Ti：0.005 〜0.05 mass％
Tiは、不可避的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消失するのを防止し、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、少なくとも0.005mass％の含有を必要とするが、0.05 mass％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ねじり疲労強度の著しい低下を招くので、Tiは 0.005〜0.05mass％の範囲に限定した。好ましくは
0.015〜0.03mass％の範囲である。
さらに、Ｎを確実に固定して、Ｂによる焼入れ性向上により、ベイナイトとマルテンサイト組織を得る観点からは、Ti（mass％）／Ｎ（mass％）≧3.42を満足させることが好適である。
【００２６】
Mo：0.3〜0.5 mass％
Moは、ベイナイト組織の生成を促進することにより、焼入れ加熱時のオーステナイト粒径を微細化し、焼入れ硬化層の粒径を細粒化する作用がある。また、焼入れ加熱時におけるオーステナイトの粒成長を抑制することにより、焼入れ硬化層の粒径を微細化する作用がある。さらに、焼入れ性の向上に有用な元素であるため、焼入れ性を調整するために用いられる。
このように、Moは、本発明において非常に重要な元素であり、含有量が0.3mass％に満たないと、製造条件や焼入れ条件をいかように調整しても硬化層表層の旧オーステナイト粒径を10μm 以下の微細粒とすることができない。しかしながら、 0.5mass％を超えて含有させると、圧延材の硬さが著しく上昇し、加工性の低下を招く。また、Moが 0.5mass％を超えると耐焼割れ性も低下する。従って、Moは0.3〜0.5 mass％の範囲に限定した。好ましくは0.35〜0.45 mass％の範囲である。
【００２７】
Ｂ：0.0005〜0.005 mass％
Ｂは、ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織の生成を促進する効果を有する。またＢは、微量の添加によって焼入れ性を向上させ、焼入れ時の焼入れ深さを高めることによりねじり強度を向上させる効果もある。さらにＢは、粒界に優先的に偏析して、粒界に偏析するＰの濃度を低減し、粒界強度を向上させ、もってねじり疲労強度を向上させる作用もある。また、粒界強化により耐焼割れ性も向上させる。
このため、本発明では、Ｂを積極的に添加するが、含有量が0.0005mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.005mass％を超えて含有させるとその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招くため、Ｂは0.0005〜0.005 mass％の範囲に限定した。好ましくは0.0010〜0.0030 mass％の範囲である。
【００２８】
Cu：0.05 〜0.5 mass％、
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、ねじり疲労強度を向上させる。また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、ねじり疲労強度を向上させる。そのためには、0.05mass％以上で添加する。しかしながら、含有量が 0.5mass％を超えると熱間加工時に割れが発生したり、また耐焼割れ性も低下するため、0.5 mass％以下の添加とする。なお好ましくは0.3mass％以下である。
【００２９】
Ｓ：0.005 〜0.025 mass％、
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り、0.005 mass％以上で含有させるが、0.025mass％を超えて含有させると、MnS量が増加し、ねじり強度が低下するため、Ｓは0.025mass％以下に制限した。
【００３０】
Ｐ：0.02mass％以下
Ｐは、オーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより、ねじり疲労強度を低下させる。また、焼割れを助長する弊害もある。従って、Ｐの含有は極力低減することが望ましいが、0.02mass％までは許容される。
【００３１】
Cr：0.2 mass％以下
Crは、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ねじり疲労強度を劣化させる。さらにCrは焼割れを助長する。従って、Crの含有は極力低減することが望ましいが、0.2 mass％までは許容できる。好ましくは0.05mass％以下である。
【００３２】
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、鋼組織の調整も重要である。
すなわち、本発明においては、動力伝達シャフトの母材組織、すなわち焼入れ前の組織がベイナイト組織を有し、このベイナイト組織の組織分率が50％以上とする必要がある。この理由は、ベイナイト組織は、フェライト−パーライト組織に比べて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が微細化するため、焼入れ硬化層の粒径を微細化するのに有効に寄与するからである。そして、焼入れ硬化層の粒径の微細化により、粒界強度が上昇し、ねじり疲労強度および耐焼割れ性が向上する。
ここに、ベイナイト組織の組織分率は60vol％以上とすることがより好ましい。
【００３３】
なお、ベイナイト組織以外の残部組織は、マルテンサイト組織、フェライト、パーライト等いずれでもよく、特に規定しない。
また、焼入れ後の硬化層の粒径の微細化に関しては、マルテンサイト組織もベイナイト組織と同程度の効果を有するが、工業的な観点からは、マルテンサイト組織に比べてベイナイト組織の方がより合金元素の添加量が少なくて済み、また低冷却速度で生成させることが可能であるため、製造上有利となる。また、母材組織でマルテンサイトの組織分率が大きくなると、スプラインの転造性が悪化する。すなわち、転造ダイスの欠損等の問題が生じるため、この意味から母材組織は、ベイナイト50％以上、好ましくはベイナイト60％以上とし、残部はフェライトおよび／またはパーライト組織とすることが好ましい。
【００３４】
また、本発明の動力伝達シャフトでは、高周波焼入れ後の硬化層の旧オーステナイト粒径の調整も重要である。すなわち、高周波焼入れ後の硬化層に関し、上記した範囲の表層において旧オーステナイト粒径を10μm 以下とする必要がある。というのは、焼入れ硬化層表層の旧オーステナイト粒径が10μm を超えると、十分な粒界強度が得られず、満足いくほどのねじり疲労強度の向上が望めないからである。なお、好ましくは８μm 以下である。
【００３５】
ここに、焼入れ硬化層表層の旧オーステナイト粒径の測定は、次のようにして行う。
光学顕微鏡により、400 倍（１視野の面積：0.25mm×0.225 mm）から1000倍（１視野の面積：0.10mm×0.09mm）で、表層から500μmまでの位置において視野観察し、画像解析装置により平均粒径を測定することにより行う。
【００３６】
さらに、高周波焼入れ後の硬化層において、有効硬化層深さの軸半径に対する比（以下、硬化層比と示す。）が、溝部は0.5〜0.75および軸中間部は1.0であることが肝要である。すなわち、硬化を軸心まで行う全硬化が実現できれば著しい強度の上昇が得られるが、従来は粒界破壊により逆に強度は低下していた。ここで、本発明では、上記したように焼入れ硬化層表層の旧オーステナイト粒径が10μmと微細化したことによって、粒界強度が向上するために、上記粒界破壊は抑制される結果、静ねじり強度が向上する。
【００３７】
しかしながら、溝部を全硬化した場合には焼割れが発生し、やはり強度の低下をもたらすため、溝部は0.5〜0.75の範囲の硬化層比とする。すなわち、硬化層比が0.５未満では、所望の静ねじりおよびねじり疲労強度が得られず、一方、硬化層比が0.75を超えると、焼割れの発生が顕著となり、静ねじり疲労強度およびねじり疲労強度が低下する。なお、硬化層比の下限は好ましくは0.6とする。
【００３８】
さらに、ねじり疲労において破壊の起点となることが多い前記溝部のうち、切り上がり部分の硬化層比を0.5〜0.75と規定することで、ねじり疲労強度についてより品質の安定したものが得られる。
【００３９】
次に、本発明の動力伝達シャフトを製造する条件について説明する。
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後、所定の長さに切断し、ついで切削加工を施したのち、図１に示すように、溝部（スプライン部）２について転造加工を施し、ついで動力伝達シャフト１全体に高周波焼入れ−焼戻し処理を施して、製品とする。
【００４０】
本発明では、動力伝達シャフトの母材組織を、上述したベイナイト組織を有し、かつベイナイト組織の組織分率が50 vol％以上の組織とするために、圧延・鍛造等の熱間加工後は、0.2 ℃/s以上の速度で冷却する必要がある。というのは、冷却速度が0.2 ℃/s未満の場合には、ベイナイトあるいはマルテンサイト組織が得られ難くなり、組織分率が50 vol％に達しない場合が生じるからである。熱間加工後の冷却速度の好適範囲は 0.3〜30℃/sである。
なお、熱間加工は 900℃超〜1150℃の温度範囲で行うことが好ましい。900 ℃以下では、必要なベイナイト組織が得られず、一方1150℃超では加熱コストが大きくなるため、経済的に不利となるからである。
【００４１】
また、本発明において、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。
【００４２】
次に、本発明では、スプライン部の転造加工後、上述した硬化層を得るために高周波焼入れを施すが、この高周波焼入れ時の加熱温度範囲は 800〜1000℃とする必要がある。というのは、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、上述した硬化層組織の生成が不十分となる結果、十分なねじり疲労強度および耐焼割れ性を確保することができず、一方、加熱温度が1000℃超えの場合、オーステナイト粒の成長が促進されて粗大となり、硬化層の粒径が粗大となるため、やはりねじり疲労強度および耐焼割れ性の低下を招くからである。より好ましい加熱温度範囲は 800〜950 ℃である。
【００４３】
特に、硬化層比を上記の範囲に調整するには、加熱温度を1000℃以下の低温域にするとともに、高周波誘導電流浸透範囲を深めることによって、旧オーステナイト粒径の微細化と硬化層深さの確保とを両立する。
【００４４】
さらに、溝部の硬化層平均硬さが、該溝部以外の部分の硬化層平均硬さより低いことが好ましい。具体的には、溝部の硬化層平均硬さを50〜120Ｈｖ程度低くすることが推奨される。すなわち、溝部以外の部分の硬さを低下することなく溝部（切欠き加工部）における切欠き感受性が低下する結果、静ねじり強度の安定向上が実現する。
この硬さ調整は、例えば溝部のみに高周波誘導加熱による焼戻し処理を施すことで可能になる。
【００４５】
また、図２に示すように、前記溝部は、軸端面と離隔した溝部最小径部分から拡径する切り上がり部分に、他部品との嵌合部を有することが有利である。すなわち、溝部において最弱となる部分は、他部分との嵌合部分の中の端部であり、溝部のみで他部品との嵌合を行った場合には、溝底において径が最小となる溝底部分が最弱となる。これに対して切上り部に他部品との嵌合部を有することで、最弱部は切上り部となり、溝底よりも径が増した部分となり、溝部のみで他部品との嵌合を行う場合よりも有利となる。
【００４６】
さらにまた、軸中間部の高周波熱処理後の残留応力が−700MPa以下とする。なぜなら、ねじり疲労試験時、特に中から高サイクル疲労（104回以上）の疲労試験時に軸中間部の最小径部から破壊が起こった場合、疲労強度が低値となるが、軸中間部の残留応力を−700MPa以下とすることにより、軸中間部最小径部からの破壊が抑制され、高いねじり疲労強度が得られるようになるためである。
この残留応力の調整は、例えば高周波焼入れ時の冷却速度を軸中間部に対してシャフト表面部で300℃／ｓ以上とすることで可能になる。
【実施例】
【００４７】
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150 mm角ビレットに圧延したのち、23mmφの棒鋼に圧延した。圧延の仕上温度はベイナイト組織生成の観点から好適な温度として900 ℃超とした。圧延後の冷却は表２に示す条件とした。
ついで、この棒鋼を所定の長さに切断後、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・形状になる溝部（スプライン部）２を有する動力伝達シャフト１を作製した。この動力伝達シャフトに、周波数：３ kHz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、同じく高周波焼入装置を用いて、最高加熱温度を240℃および加熱時間12秒にて、加熱後に放冷または放冷後水冷とする、焼もどしを行い、その後静ねじり強度およびねじり疲労強度について調査した。
【００４８】
なお、静ねじり強度は、電動式ねじり試験機を用い、図３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との間にねじりトルクを付加し、シャフトが破断した時点のトルク値を測定し、これを軸中間部の最小部（直径19mmφ）での応力値（Gpa）に変換して評価した。
【００４９】
また、ねじり疲労強度は、動力伝達シャフトのねじり疲労試験において破断繰り返し数が５×104 回の時のトルク値を軸中間部の最小部（直径19mmφ）で応力値（Gpa）に変換して評価した。
ねじり疲労試験は、油圧式疲労試験機を用い、図３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：１〜３Hzで繰り返しトルクを負荷することにより行った。
【００５０】
また、同じ動力伝達シャフトについて、鋼材の母材組織、硬化層粒径（旧オーステナイト粒径）を、光学顕微鏡を用いて測定した。
【００５１】
また、同じ動力伝達シャフトについて、溝部の切り上がり部分および軸中間部における軸方向に平行な断面において、ビッカース硬度計により表面から中心まで0.2mmピッチで硬さ測定を行い、硬化層比および硬化層平均硬さを調査した。なお、硬化層平均硬さは硬化層表面からの深さの軸半径に対する比が0.2となる位置までの硬さの平均値を硬化層平均硬さとして用いた。
【００５２】
さらに、同じ動力伝達シャフトについて、耐焼割れ性についても調査した。
この耐焼割れ性は、高周波焼入れ後のスプライン部について磁粉探傷試験を行い、焼割れが発生した場合を×、焼割れが発生しなかった場合を○として評価した。
また、それぞれの動力伝達シャフトにスプラインの転造加工を施したのち、転造ダイスの欠損の有無を目視で観察し、欠損有りの場合を転造性不良（×）、欠損なしの場合を転造性良好（○）として評価した。
得られた結果を表２に併記する。
【００５３】
【表１】
2007177275.tif 000003
【００５４】
【表２】
2007177275.tif 000004
【図面の簡単な説明】
【００５５】
【図１】代表的な動力伝達シャフトの正面図である。
【図２】溝部の形状を示す図である。
【図３】動力伝達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】
【００５６】
１  動力伝達シャフト
２  溝部
３  つかみ具
【図１】
2007177275.tif 000005
【図２】
2007177275.tif 000006
【図３】
2007177275.tif 000007