JP7175182B2 - 静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた浸炭用鋼材による自動車用機械部品 - Google Patents

Description

本発明は、静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた浸炭用鋼材に関し、特に自動車のシャフト部材などの自動車用機械部品に関する。

近年、自動車のエンジンにおいて高トルク化や高出力化が進んでいる。これに伴い、エンジンからの入力トルクを出力する軸物部品であるシャフト部材の高強度化の要請がある。さらに、シャフト部材は捩り応力が負荷されることから、静捩り強度や捩り疲労強度が要求される。
シャフト部材には、従来から、肌焼鋼として例えばＳＣｒ４２０やＳＣＭ４２０が用いられており、浸炭焼入れ・焼戻し材として浸炭処理がなされる場合がある。しかし前述のような自動車の高トルク化や高出力化の背景に伴い、さらなる静捩り強度、捩り疲労強度に優れたシャフト部材の自動車用機械部品の開発が求められている。

そこで、肌焼鋼に浸炭処理を施して製造されるシャフト部材の高強度化に関する技術が提案されている。
たとえば、鋼の化学成分としてＴｅやＣａ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｙ、希土類元素のうち１種または２種以上を含有させ、ＭｎＳの形態形成や圧延組織の制御によって、捩り疲労強度を向上させる方法が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。
しかし、製鋼や圧延工程において操業条件に制約が出てしまう問題がある。

また、浸炭用鋼において炭化物生成を抑制するＣｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、また炭化物を生成するＣｒを適正量添加することで、捩り疲労特性に優れた浸炭用鋼が提案されている（例えば、特許文献２参照。）。
しかし、さらなる静捩り強度、捩り疲労強度が望まれている。

そして、部品コストの大幅な増加がなく、しかも捩り衝撃強度や捩り疲労強度に優れた浸炭用鋼が提案されている（例えば、特許文献３参照。）。
しかし、これは浸炭焼入れ時に、Ｔ（℃）＝４０×［Ｍｎ％］＋７５の式により算出される温度Ｔよりも低い温度の焼入れ油中に焼入れする必要があるなど、操業条件に制約が出てしまう。

また、鋼材鋳造時の冷却速度や熱間圧延時の操業条件の制約によって、長径が３μｍ以上の介在物粒子の平均アスペクト比を６．０以上、かつ介在物粒子の面積率を０．６％以下とすることで、捩り疲労強度に優れた浸炭用鋼材が提案されている（例えば、特許文献４参照。）。
しかし、製鋼や圧延工程において操業条件に制約が出てしまう問題がある。

さらに、Ｂ以外にＭｏを必須元素とし、浸炭焼入れ・焼戻し後の浸炭層深さを最適化することによって、部品コストの大幅な増加がなく、製造性に優れ、捩り疲労強度に優れた部材およびシャフトが提案されている（例えば、特許文献５参照。）。
しかし、さらなる静捩り強度、捩り疲労強度が望まれている。

その他、化学成分と鋼材のジョミニー一端焼入れ法による硬さのみを規定することで、低サイクルねじり疲労強度に優れたシャフト用肌焼鋼が提案されている（例えば、特許文献６参照。）。もっともさらなる静捩り強度、捩り疲労強度が望まれている。

また、化学成分を６．０％≧２Ｃ＋５Ｓｉ＋Ｃｒ－３Ｍｎ≧２．０％に規定することで、捩り疲労特性に優れた浸炭用鋼からなる鋼材とする提案がなされている（例えば特許文献７参照。）。しかし、化学成分のみでは機械部品としての特性を発揮させるには十分とはいいきれず、さらなる静捩り強度、捩り疲労強度が望まれている。

特開２００２－０６９５７３号公報 特開２００３－１８３７７２号公報 特開２００３－２３９０３９号公報 特開２００４－１０７６９４号公報 特開２００６－１５２３３０号公報 特開２００９－２９３０７０号公報 特開２０１３－０２８８６０号公報

さて、浸炭処理以外にも、高周波焼入れによる機械部品の製造がなされている。もっとも、焼入れ処理前に所望の形状に加工する必要があるところ、高周波焼入れ用鋼のＣ含有量は一般に高いことが多いので、被削性に劣るところがある。また、高周波焼入れによる機械部品は一般的に曲げ疲労強度が高いとは限らない。そこで、捩り疲労強度の向上のみから高周波焼入れと同列に対比することはできないものであり、浸炭処理における機械部品についての捩り疲労特性等の向上が望まれている。

そこで、本発明が解決しようとする課題は、鋼材の化学成分の適正化をはかり、また浸炭焼入れ・焼戻し状態における鋼部品の硬さや硬化層の深さや、鋼部品の表面のＣ濃度を規定することで、従来から使用されてきた自動車用機械部品に比べて、より静捩り強度ならびに捩り疲労強度に優れた、シャフト部材の自動車用機械部品を提供することである。

上記の課題を解決するための手段は、第１の手段では、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．３３～０．４３％、Ｓｉ：０．４５～０．６５％、Ｍｎ：０．２０～０．４０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｃｒ：１．７０～２．００％、Ａｌ：０．０１０～０．０４０％、Ｎ：０．０２００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、浸炭焼入れ・焼戻し状態における鋼部品の、表面硬さが６５０Ｈｖ以上、芯部硬さが４５０Ｈｖ以上、全硬化層の深さが１．０～２．６ｍｍ、かつ下記式で表される断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、表面の結晶粒度番号が７．０以上、表面のＣ濃度が０．６０～１．００％であることを特徴とする自動車用機械部品である。

ａ：試験片の半径、Ｈｖ（ｒ）：ビッカース硬さ、ｒ：中心からの距離

第２の手段では、第１の手段の化学成分に加えて、質量％で、Ｍｏ：０．１０～０．３０％、Ｎｂ：０．０２～０．０７％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、浸炭焼入れ・焼戻し状態における鋼部品の、表面硬さが６５０Ｈｖ以上、芯部硬さが４５０Ｈｖ以上、全硬化層の深さが１．０～２．６ｍｍ、かつ下記式で表される断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、表面の結晶粒度番号が７．０以上、表面のＣ濃度が０．６０～１．００％であることを特徴とする自動車用機械部品である。

ａ：試験片の半径、Ｈｖ（ｒ）：ビッカース硬さ、ｒ：中心からの距離

第３の手段では、第１または第２の手段の化学成分に加えて、質量％で、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、浸炭焼入れ・焼戻し状態における鋼部品の、表面硬さが６５０Ｈｖ以上、芯部硬さが４５０Ｈｖ以上、全硬化層の深さが１．０～２．６ｍｍ、かつ下記式で表される断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、表面の結晶粒度番号が７．０以上、表面のＣ濃度が０．６０～１．００％であることを特徴とする自動車用機械部品である。

ａ：試験片の半径、Ｈｖ（ｒ）：ビッカース硬さ、ｒ：中心からの距離

第４の手段では、自動車用機械部品は、浸炭焼入れ・焼戻しされた状態の自動車用機械部品にショットピーニング層を有し、このショットピーニング層の表面硬さが７００Ｈｖ以上、かつ表面の圧縮残留応力が１０００ＭＰａ以上の値を有していることを特徴とする第１～第３の手段のいずれか１の手段における自動車用機械部品である。

第５の手段では、自動車用機械部品は、シャフト部材を有していることを特徴とする第１～第４の手段のいずれか１の手段における自動車用機械部品である。

本発明によると、本発明に規定する成分組成の浸炭焼入れ用鋼に対して、自動車、その他の産業用機械において、浸炭焼入れ・焼戻し処理すると、その自動車用機械部品は、その表面硬さが６５０Ｈｖ以上、芯部硬さが４５０Ｈｖ以上、硬化層深さが１．０～２．６ｍｍ、断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、表面の結晶粒度番号が７．０以上、かつ表面Ｃ濃度が０．６０～１．００％である鋼部品とすることができるので、優れた静捩り強度および優れた捩り疲労強度を備えた自動車用機械部品が得られる。
また、上記の浸炭焼入れ・焼戻し後の鋼部品にショットピーニングをした鋼部品は、表面硬さが７００Ｈｖ以上で、かつ表面の圧縮残留応力が１０００ＭＰａ以上となることから、静捩り強度および捩り疲労強度において、より一層に優れた鋼部品となっている。
このように本発明は、自動車用機械部品のなかでも、とりわけ軸部を有するシャフト部材に好適な静捩り強度と捩り疲労特性を備えたものとなっている。

捩り試験片の形状を示す図である。 焼入れ・焼戻し条件を示す図で、（ａ）は焼入れ条件を示す図で、（ｂ）は焼戻し条件を示す図である。

本発明の実施の形態を詳述する前に、まず本発明における浸炭焼入れ用鋼の化学成分の限定理由について説明し、次いで、本発明における浸炭焼入れ用鋼材からなる自動車用機械部品の浸炭焼入れ・焼戻し状態における、表面硬さ、芯部硬さ、硬化層深さ、断面平均硬さ、表面の結晶粒度番号および表面のＣ濃度の各値の範囲の限定理由について説明する。

先ず、本発明における浸炭焼入れ用鋼の化学成分の限定理由について以下に説明する。なお、これらの限定理由における％は、全て、質量％である。

Ｃ：０．３３～０．４３％
Ｃは、浸炭焼入れ・焼戻し状態における、鋼部品の断面平均硬さ５５０Ｈｖ以上を確保するためには、Ｃは０．３３％以上が必要である。
しかし、Ｃが０．４３％を超えると、鋼材の被削性や冷間鍛造性を劣化させ、捩り試験時の鋼材の破壊が脆性破壊になり、かえって捩り強度が低下する。
そこで、Ｃは０．３３～０．４３％とする。

Ｓｉ：０．４５～０．６５％
Ｓｉは、脱酸に必要な元素であり、また鋼材の焼入性や強度向上に有効な元素であり、粒界を強化する元素であり、捩り強度向上に有効な元素である。このためには、Ｓｉは０．４５％以上が必要である。
しかし、Ｓｉが０．６５％を超えると、焼なまし後のフェライト基地の硬さを上げ、冷間鍛造時に割れが発生しやすくなり、さらに被削性が低下する。
そこで、Ｓｉは０．４５～０．６５％とする。

Ｍｎ：０．２０～０．４０％
Ｍｎは、脱酸に必要な元素で、さらに鋼の焼入性や強度向上に有効な元素である。このためには、Ｍｎは０．２０％以上が必要である。
しかし、Ｍｎが０．４０％を超えると、焼なまし後のフェライト基地の硬さを上げ、冷間鍛造時に割れを発生しやすくし、被削性が低下する。さらに、Ｐなどの脆化元素の粒界偏析を助長することで、鋼部品の捩り強度を低下させる。
そこで、Ｍｎは０．２０～０．４０％とする。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、粒界に偏析して捩り疲労強度を低下し、焼なまし後のフェライト基地の硬さを上げ、さらに冷間鍛造時に割れを発生しやすくする元素である。そこで、Ｐは０．０３０％以下とする。

Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、被削性を向上させる元素であるが、Ｍｎと結合してＭｎＳを多く生成すると、冷間鍛造性や捩り強度を低下させる元素である。そこで、Ｓは０．０３０％以下とする。

Ｎｉ：０．２５％以下
Ｎｉは、焼なまし後のフェライト基地の硬さを上げ、冷間鍛造時に割れが発生しやすくし、被削性を低下させる作用のある元素である。そこで、Ｎｉは０．２５％以下とする。

Ｃｒ：１．７０～２．００％
Ｃｒは、鋼の焼入性向上に有効な元素である。このためには、Ｃｒは１．７０％以上が必要である。
しかし、Ｃｒは、２．００％より多く含有されると、鋼部材の浸炭時に粗大炭化物や網状炭化物を生成して捩り強度を低下させる。
そこで、Ｃｒは１．７０～２．００％とする。

Ａｌ：０．０１０～０．０４０％
Ａｌは、脱酸に必要な元素である。さらに、Ａｌは固溶Ｎと結合してＡｌＮを形成することで浸炭時の結晶粒粗大化を抑制する元素である。このためには、Ａｌは０．０１０％以上含有する必要がある。
さらに、Ａｌは、鋼中にアルミナ系酸化物を増加し、鋼部品の捩り疲労強度を低下する。そこで、Ａｌは０．０４０％以下にする必要がある。
そこで、Ａｌは０．０１０～０．０４０％とする。

Ｎ：０．０２００％以下
Ｎは、鋼中でＡｌやＮｂと結合してＡｌＮやＮｂＣＮを形成することで結晶粒粗大化を抑制する元素である。しかし、Ｎは、０．０２００％より多く含有されると、鋼材の熱間加工性を劣化させてしまい、さらに、鋼材中に窒化物を形成することで、鋼部品の捩り疲労強度に対して悪影響を及ぼす。そこで、Ｎは０．０２００％以下とする。

Ｍｏ：０．１０～０．３０％
Ｍｏは、鋼の焼入性や強度向上に有効であり、粒界を強化し、脆性破面を減少させる元素であり、さらに鋼部材の捩り強度向上に有効な元素である。このためには、Ｍｏは０．１０％以上とする必要がある。
しかし、Ｍｏは、０．３０％より多いと、焼なまし後のフェライト基地の硬さを上げ、冷間鍛造時に割れを発生し、被削性を低下し、さらに、鋼のコストを高める。
そこで、Ｍｏは０．１０～０．３０％とする。

Ｎｂ：０．０２～０．０７％
Ｎｂは、ナノオーダーの炭窒化物を形成することで結晶粒粗大化を抑制する元素であるが、Ｎｂが０．０２％未満ではその効果が得られない。
しかし、Ｎｂ０．０７％より多いと、鋼材中にＮｂ炭窒化物の量が過剰となって鋼材の加工性を低下させ、さらに浸炭時にＣが表面に拡散侵入しにくくなる。
そこで、Ｎｂは０．０２～０．０７％とする。

Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％
Ｔｉは、Ｃと結合してＴｉＣを形成することで、浸炭加熱時の結晶粒の粗大化を抑制する元素で、さらに、ＴｉはＮと結合することで、ＢがＢＮになることを防ぐ働きをする。そのためには、Ｔｉは０．０１０％以上とする必要がある。
一方、Ｔｉが０．０５０％より多いと、過剰なＴｉＣやＴｉＮの形成によって被削性や冷間鍛造性を低下させる。
そこで、Ｔｉは０．０１０～０．０５０％とする。

Ｂ：０．０００３～０．００３０％
Ｂは、少量の添加によって鋼の焼入性を著しく向上させる元素で、Ｂの添加によって他の合金元素の添加量を減らすことができる。さらに、Ｂは粒界を強化し、脆性破面を減少させる元素であり、さらに、鋼材のねじり強度向上に有効な元素である。これらのためには、Ｂは０．０００３％以上とする必要がある。
しかし、Ｂが０．００３０％より多く含有されても、焼入性や強度の向上効果は飽和する。
そこで、Ｂは０．０００３～０．００３０％とする。

本発明の自動車用機械部品は、本発明に規定する化学成分の浸炭焼入れ用鋼材を冷間鍛造、熱間鍛造、切削加工等によって所定の形状のシャフト部材や自動車用機械部品の形状へと成形、適宜の熱処理等をした後、部品表面に浸炭焼入れ・焼戻しすること、さらに必要に応じてショットピーニングを付与することで得られる。そこで、本発明における浸炭焼入れ用鋼材からなる自動車用機械部品を、浸炭焼入れ・焼戻し後の、浸炭焼入れ・焼戻し状態における鋼部品の、表面硬さ、芯部硬さ、硬化層深さ、断面平均硬さ、表面の結晶粒度番号および表面のＣ濃度の各値の範囲の限定理由について説明する。

表面硬さ：６５０Ｈｖ以上
表面硬さは、断面平均硬さを増加させて鋼部材の捩り強度を向上させる。このためには、表面硬さは６５０Ｈｖ以上が必要である。

芯部硬さ（すなわち非硬化層）：４５０Ｈｖ以上
芯部硬さ（すなわち非硬化層）は、断面平均硬さを増加させて、鋼部材の捩り強度を向上させる。このためには、芯部硬さ（すなわち非硬化層）は４５０Ｈｖ以上が必要である。

硬化層深さ：１．０～２．６ｍｍ
硬化層深さは、断面平均硬さを上昇させて、鋼部材の捩り強度を向上させる。このためには、硬化層深さは１．０ｍｍ以上が必要である。
しかし、硬化層深さが２．６ｍｍより深いと、長時間の浸炭が必要になることで、粗大炭化物や網状炭化物を形成しやすくなり、鋼部材の捩り強度が低下する。
そこで、全硬化層深さは１．０～２．６ｍｍとする。

断面平均硬さ：５５０Ｈｖ以上
断面平均硬さは、鋼部材の捩り強度を向上させる。このためには、断面平均硬さは５５０Ｈｖ以上が必要である。

表面の結晶粒度番号：７．０以上
表面の結晶粒度番号は、その番号が大きい方が鋼部材の捩り強度向上に有効であり、また、粒界脆化元素であるＰ、Ｓの粒界偏析量を減少させる働きをする。このためには、表面の結晶粒度番号は７．０以上が必要である。

表面Ｃ濃度：０．６０～１．００％
表面Ｃ濃度は、鋼部材の表面硬さに影響する。したがって、表面Ｃ濃度が０．６０％より少ないと表面硬さが６５０Ｈｖ以下となる。
しかし、表面Ｃ濃度が１．００％を超えると、粗大炭化物や網状炭化物を形成することで鋼部材の捩り強度が低下し、さらに、軟質な残留オーステナイトが多く形成されることで、表面硬さの低下を招くこととなる。そこで、表面Ｃ濃度は０．６０～１．００％とする。

次いで、浸炭焼入れ・焼戻した鋼部材にショットピーニングした鋼部材の各表面硬さおよび圧縮残留応力の限定理由について以下に説明する。

表面硬さ：７００Ｈｖ以上
表面硬さは、７００Ｈｖより少ないと、鋼部材の断面平均硬さが低く、鋼部材の捩り強度を低くする。そこで、鋼部材の断面平均硬さを増加し、鋼部材の捩り強度を向上させるために、表面硬さは７００Ｈｖ以上とする

圧縮残留応力：１０００ＭＰａ以上
表面の圧縮残留応力は、鋼部材の捩り強度を向上させて、圧縮残留応力によってき裂の生成・伝播が遅延される。そのためには、表面の圧縮残留応力は１０００ＭＰａ以上とする必要がある。

ここで、本発明の浸炭焼入れ・焼戻し用鋼を用いる実施の形態について説明するため、鋼材の化学成分について、本願発明の規定範囲に相当する供試材のＮｏ．１～８と、規定する成分範囲から外れる供試材のＮｏ．９～１２を示す。なお、表１の化学成分の含有量は質量％であり、表１の記載からは、Ｆｅおよび不可避不純物は除かれている。
また、供試材Ｎｏ．１０はＪＩＳ（日本工業規格）のＳＣｒ４２０、供試材Ｎｏ．１１はＪＩＳのＳＣＭ４２０、供試材Ｎｏ．１２はＪＩＳのＳＮＣＭ４２０である。

次に、表２及び表３に、浸炭処理等された試験片による実施例、比較例の特性が記載されている。なお、表中の実施例及び比較例の「Ｎｏ．」の値は、試験片に用いた供試材の「Ｎｏ．」に対応しており、その化学成分を示すものであり、試験片の鋼材が表１の供試材Ｎｏ．１～１２のいずれであったかを示している。
さらに表２には、各供試材が（ａ）浸炭焼入れ・焼戻し処理（浸炭処理）された場合の、
表３には、各供試材に（ｂ）浸炭処理が加えられてショットピーニングを付してショットピーニング層が形成された場合の、浸炭焼入れ・焼戻し状態における表面硬さ、芯部硬さ、硬化層深さ、断面平均硬さ、表面の結晶粒度番号、表面Ｃ濃度、浸炭焼入れ鋼およびショットピーニング層の表面硬さ、浸炭焼入れ鋼およびショットピーニング層の圧縮残留応力、静捩り強度比、捩り疲労強度比を記載して示している。

表２および表３に実施例として示すものは、供試材Ｎｏ．１～Ｎｏ．３、供試材Ｎｏ．５～Ｎｏ．７を用いた実施例Ｎｏ．１（ａ）、実施例Ｎｏ．１（ｂ）、実施例Ｎｏ．２（ａ）、実施例Ｎｏ．２（ｂ）、実施例Ｎｏ．３（ａ）、実施例Ｎｏ．３（ｂ）、実施例Ｎｏ．５（ａ）、実施例Ｎｏ．５（ｂ）、実施例Ｎｏ．６（ａ）、実施例Ｎｏ．６（ｂ）、実施例７Ｎｏ．（ａ）、実施例Ｎｏ．７（ｂ）である。
また、表２及び表３には、比較例として、供試材Ｎｏ．４、供試材Ｎｏ．８～Ｎｏ．１２を用いた比較例Ｎｏ．４（ａ）、比較例Ｎｏ．４（ｂ）、比較例Ｎｏ．８（ａ）、比較例Ｎｏ．８（ｂ）、比較例Ｎｏ．９（ａ）、比較例Ｎｏ．９（ｂ）、比較例Ｎｏ．１０（ａ）、比較例Ｎｏ．１０（ｂ）、比較例Ｎｏ．１１（ａ）、比較例Ｎｏ．１１（ｂ）、比較例Ｎｏ．１２（ｂ）を示す。
なお、表２、表３における静捩り強度比と、捩り疲労強度比は、いずれも、表２の比較例Ｎｏ．１０（ａ）の浸炭焼入れ焼戻しされた場合の鋼部品の強度を１．００とした場合の、これに対する比を示したものである。

（表２、表３に関する手順について）
さて、表１に示された化学成分を有し残部がＦｅ及び不可避不純物からなる供試材を、１００ｋｇ真空溶解炉で溶製し、直径４５ｍｍに熱間鍛伸した後に放冷し、次いで、焼ならしを行ない、さらに、低温焼なましとして７２０℃に４時間保持した後、空冷して、図１に示す捩り試験片１に加工した。
そして、この捩り試験片１は、図２に示す、浸炭焼入れ・焼戻し条件で、浸炭焼入れ・焼戻し処理を行なった。すなわち、９３０℃まで加熱し０．５時間予熱として保持し、その後９３０℃で３時間浸炭し、引き続き９３０℃に２．５時間保持して拡散、その後８５０℃に０．５時間保持した後、６０℃の油に油焼入れした。その後焼戻しとして、１８０℃まで昇温して１．５時間保持後、空冷した。
また、上記の浸炭処理工程に続いてショットピーニングを施して、ショットピーニング層を付与した。
さらに、この捩り試験片１に、表２、表３に示す、静捩り強度および捩り疲労強度の試験を実施した。

図１に、捩り試験片１の形状を示す。捩り試験片１は、長さ１５０ｍｍで、３０ｍｍ角であり、軸方向に沿ってφ７ｍｍの貫通穴を、長手中央部に軸方向に垂直な縦方向にφ４ｍｍの貫通穴をそれぞれ有している。

表２、表３の静捩り強度は、油圧サーボ式捩り疲労試験機によって、負荷トルク－試験角度のデータから得た比例限度の値による。
また、捩り疲労強度は、両振り、周波数５Ｈｚの条件で、１０⁵サイクル疲労強度の値による。
なお、これらにおける比の値は、比較例Ｎｏ．１０（ａ）の浸炭焼入れ焼戻しされた場合の値を１．００としたときの、これに対する比の値である。

表２と表３に示す静捩り強度比は、比較例Ｎｏ．１０（ａ）の浸炭焼入れ焼戻しされた場合の値を１．００としたときの比であるところ、表２の静捩り強度比は実施例Ｎｏ．１（ａ）が１．６９、実施例Ｎｏ．２（ａ）では１．７９、実施例Ｎｏ．３（ａ）の静捩り強度比が１．８１で、実施例Ｎｏ．５（ａ）が１．６７、実施例Ｎｏ．６（ａ）が１．７４、実施例Ｎｏ．７（ａ）が１．８３であることから、本発明の実施例では、浸炭焼入れ焼戻しされた状態の鋼部材でも優れた特性を備えているといえる。

また、表３に示すように、実施例のうち（ｂ）のように浸炭処理後にショットピーニングを付して、ショットピーニング層を形成させたものでは、その静捩り強度比は、実施例Ｎｏ．１（ｂ）が１．９０、実施例Ｎｏ．２（ｂ）が１．９９、実施例Ｎｏ．３（ｂ）が２．０５、実施例Ｎｏ．５（ｂ）が２．１６、実施例Ｎｏ．６（ｂ）が２．０７、実施例Ｎｏ．７（ｂ）が２．３１であり、これらはショットピーニングに付されたことで（ａ）の場合よりもさらに優れる結果になった。

表２と表３に示す捩り疲労強度比は、比較例Ｎｏ．１０（ａ）の浸炭焼入れ焼戻しされた場合の値を１．００としたときの比であるところ、表２の捩り疲労強度比は、実施例Ｎｏ．１（ａ）が１．０５、実施例Ｎｏ．２（ａ）では１．０６、実施例Ｎｏ．３（ａ）の静捩り強度比が１．０７で、実施例Ｎｏ．５（ａ）が１．０５、実施例Ｎｏ．６（ａ）が１．０７、実施例Ｎｏ．７（ａ）が１．１０であり、表２の比較例よりも良好である。

また、表３に示すように、実施例のうち（ｂ）のように浸炭処理後にショットピーニングを付してショットピーニング層を形成させたものでは、その捩り疲労強度比は、実施例Ｎｏ．１（ｂ）が１．５２、実施例Ｎｏ．２（ｂ）が１．５４、実施例Ｎｏ．３（ｂ）が１．６５、実施例Ｎｏ．５（ｂ）が１．６２、実施例Ｎｏ．６（ｂ）が１．６３、実施例Ｎｏ．７（ｂ）が１．７３であり、いずれも高強度のＳＮＣＭ４２０からなる比較例Ｎｏ．１２（ｂ）の捩り疲労強度比１．４７と比しても、より高強度である。また、比較例Ｎｏ．４（ｂ）、比較例Ｎｏ．８（ｂ）、比較例Ｎｏ．９（ｂ）、比較例Ｎｏ．１０（ｂ）、比較例Ｎｏ．１１（ｂ）に比しても、捩り疲労強度比に優れている。

このように、実施例の静捩り強度、捩り疲労強度が優れている理由としては、鋼の化学成分、浸炭焼入れ・焼戻し後の熱処理品質が最適化され、破断後の表面の脆性破面率が低減されたことが、挙げられる。

さて、供試材Ｎｏ．４を用いた比較例Ｎｏ．４（ａ）および比較例Ｎｏ．４（ｂ）は、浸炭時の平衡炭素濃度を他条件に比べて２／３に低減し、表面Ｃ濃度が０．５５％（なお、本発明の手段では表面Ｃ濃度が０．６０～１．００％である。）で低かったため、表面硬さ、断面平均硬さが低くなり、ほぼ同じ化学成分である供試材Ｎｏ．３（表面Ｃ濃度は０．８５％である。）の実施例Ｎｏ．３（ａ）およびＮｏ．３（ｂ）に比して、捩り強度が低くなっている。

さて、供試材Ｎｏ．８を用いた比較例Ｎｏ．８（ａ）および比較例Ｎｏ．８（ｂ）は、浸炭時の平衡炭素濃度を他条件に比べて２／３に低減し、表面Ｃ濃度が０．５５％（なお、本発明の手段では表面Ｃ濃度が０．６０～１．００％である。）で低かったため、表面硬さ、断面平均硬さが低くなり、ほぼ同じ化学成分である供試材Ｎｏ．７（表面Ｃ濃度は０．９０％である。）の実施例Ｎｏ．３（ａ）およびＮｏ．３（ｂ）に比して、捩り強度が低くなっている。

また、供試材Ｎｏ．９を用いた比較例Ｎｏ．９（ａ）および比較例Ｎｏ．９（ｂ）は、表面の結晶粒度番号が６．８であり、本発明の７．０を下回るため、静捩り強度、捩り疲労強度が低くなった。
これは、供試材Ｎｏ．９では、Ｍｏが０．３２％（なお、本発明の手段ではＭｏは０．１０～０．３０％である。）であったことから、浸炭前組織が粒度特性に不利なベイナイト＋マルテンサイト組織になったこと、またピンニング粒子として寄与するＮｂが添加されなかったために、結晶粒度番号が本発明の規定する７．０を下回ることになったためである。

次に、断面平均硬さは、表面から芯部までの硬さ分布を求めた後、面積に対応させて重み付き積分を行ない、全断面積で割ることにより求めた値であり、Ｈｖで示している。次の段落に、この重み付き積分の式を示す。

ａ：捩り試験片１の半径、Ｈｖ（ｒ）：ビッカース硬さ、ｒ：中心からの距離

表２に示す、表面の結晶粒度番号は光学顕微鏡４００倍または１０００倍で撮影した２視野から、ＪＩＳ Ｇ ０５５１の切断法によって算出した。さらに、表面のＣ濃度はＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）で測定を実施した。

また、ショットピーニグ層の圧縮残留応力は、表面～１００μｍまでを電界研磨によって追い込み、Ｘ線回折を用いて測定した。表２では圧縮残留応力が１３００Ｐａと、高い値を示している。

１ 捩り試験片
２ φ７ｍｍの貫通穴
３ φ４ｍｍの貫通穴

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．３３～０．４３％、Ｓｉ：０．４５～０．６５％、Ｍｎ：０．２０～０．４０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｃｒ：１．７０～２．００％、Ａｌ：０．０１０～０．０４０％、Ｎ：０．０２００％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、浸炭焼入れ・焼戻し後の表面硬さ６５０Ｈｖ以上、芯部硬さ４５０Ｈｖ以上、全硬化層深さ１．０～２．６ｍｍ、かつ下記式で表される断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、表面の結晶粒度番号７．０以上、表面Ｃ濃度０．６０～１．００％であることを特徴とする自動車用機械部品。
   

   

   ａ：捩り試験片１の半径、Ｈｖ（ｒ）：ビッカース硬さ、ｒ：中心からの距離
2. 請求項１に記載の化学成分に加えて、質量％で、Ｍｏ：０．１０～０．３０％、Ｎｂ：０．０２～０．０７％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、浸炭焼入れ・焼戻し状態における鋼部品の、表面硬さが６５０Ｈｖ以上、芯部硬さが４５０Ｈｖ以上、全硬化層の深さが１．０～２．６ｍｍ、かつ下記式で表される断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、表面の結晶粒度番号が７．０以上、表面のＣ濃度が０．６０～１．００％であることを特徴とする自動車用機械部品。
   

   

   ａ：試験片の半径、Ｈｖ（ｒ）：ビッカース硬さ、ｒ：中心からの距離
3. 請求項１または請求項２の化学成分に加えて、質量％で、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、Ｂ：０．０００３～０．００３０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、浸炭焼入れ・焼戻し状態における鋼部品の、表面硬さが６５０Ｈｖ以上、芯部硬さが４５０Ｈｖ以上、全硬化層の深さが１．０～２．６ｍｍ、かつ下記式で表される断面平均硬さが５５０Ｈｖ以上、表面の結晶粒度番号が７．０以上、表面のＣ濃度が０．６０～１．００％であることを特徴とする自動車用機械部品。
   

   

   ａ：試験片の半径、Ｈｖ（ｒ）：ビッカース硬さ、ｒ：中心からの距離
4. 自動車用機械部品は、浸炭焼入れ・焼戻しされた状態の自動車用機械部品にショットピーニング層を有し、このショットピーニング層の表面硬さが７００Ｈｖ以上、かつ表面の圧縮残留応力が１０００ＭＰａ以上の値を有していることを特徴とする請求項１～３の何れか１項に記載の自動車用機械部品。
5. 自動車用機械部品は、シャフト部材であることを特徴とする請求項１～４の何れか１項に記載の自動車用機械部品。

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