JPH10195589A - 高捩り疲労強度高周波焼入れ鋼材 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 軸部品として優れた捩り疲労強度を有し、且
つその製造時には冷間加工性のような製造性に優れてい
る高周波焼入れ鋼材を提供する。 【解決手段】 重量比で、Ｃ：０．３５〜０．６％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２％〜１．６
％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ａｌ：０．０１〜
０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｂ：０．
０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１５〜０．００
８％を含有し、さらに必要に応じて特定量のＣｒ、Ｍ
ｏ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖの１種または２種以上を含有した組
成からなり、硬化層深さと部品半径の比が０．３〜０．
６で且つ投影芯部硬さがＨＶ４００以上であるか、或い
は硬化層深さと部品半径の比が０．４〜０．７５で且つ
投影芯部硬さと硬化層硬さの比が０．５６以上である
か、さらに又は断面内平均硬さがＨＶ５６０以上である
ことを特徴とする高捩り疲労強度高周波焼入れ鋼材。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は高捩り疲労強度高周
波焼入れ鋼材の発明にかかわり、さらに詳しくは、図１
の（Ａ）〜（Ｃ）に示したスプライン部を有するシャフ
ト、フランジ付シャフト、外筒付シャフト等の自動車の
動力伝達系を構成する軸部品として、優れた捩り疲労強
度を有し、且つその製造時には冷間加工性のような製造
性に優れた高周波焼入れ鋼材の発明に関するものであ
る。

【０００２】

【従来の技術】自動車の動力伝達系を構成する軸部品
は、通常中炭素鋼を所定の部品に成形加工し、高周波焼
入れー焼戻しを施して製造されているが、近年の自動車
エンジンの高出力化及び環境規制対応にともない、捩り
疲労強度向上の指向が強い。一方、自動車部品製造に際
して、製造コスト削減を図るために、冷間加工性等の製
造性向上の指向も強い。

【０００３】これに対して、特公昭６３ー６２５７１公
報にはＣ：０．３０〜０．３８％、Ｍｎ：０．６〜１．
５％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｔｉ：０．
０１〜０．０４％、Ａｌ：０．０１〜０．０４％からな
る鋼をドライブシャフトに成形し、高周波焼入れにより
高周波焼入れ深さと鋼部材半径の比を０．４以上とする
ドライブシャフトの製造方法が示されている。該発明材
では静的な捩り強度については言及されているものの、
捩り疲労強度については、全く言及されていない。

【０００４】静的な荷重に対する材料抵抗力である静的
捩り強度と、繰り返し荷重に対する材料抵抗力である捩
り疲労強度は支配因子が異なり、別の特性である。ま
た、この発明では、冷間加工性に関しては全く配慮され
ていない。そのため、その材料は冷間加工性と捩り疲労
特性を必要とする部品には必ずしも適用されていないの
が現状である。

【０００５】また、特公平１ー３８８４７号公報には
Ｃ：０．３５超〜０．６５％、Ｓｉ：０．１５％以下、
Ｍｎ：０．６０％以下、Ｂ：０．０００５〜０．００５
０％、Ｔｉ：０．０５％以下、Ａｌ：０．０１５〜０．
０５０％よりなる鋼を素材として、冷間鍛造を行ったの
ち高周波焼入れして機械構造用部品を製造することを特
徴とする機械構造用部品の製造方法が示されている。同
公報の第３〜４頁の第１表から、Ｔｉ、Ｎの添加量は最
大でＴｉ：０．０４％、Ｎ：０．０１４％である。この
鋼の冷間加工性は必ずしも十分ではない。また、該発明
では、同公報第４頁右欄第１６行および第３表から明ら
かなように、直径２５ｍｍの材料で硬化層深さの最大値
は３ｍｍであり、つまり硬化層深さｔと半径の比ｔ／ｒ
は最大でも０．２４であり、極めて浅い。また、同公報
では、捩り強度、捩り疲労強度に関する記述がなく、強
度の達成レべルは不明である。つまり、該発明では、捩
り疲労強度の優れた高周波焼入れ鋼材に関する技術につ
いて、全く何も開示されていない。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明の課題は、軸部
品として優れた捩り疲労強度を有し、且つその製造時に
は冷間加工性のような製造性に優れた高周波焼入れ鋼材
を提供しようとするものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、その製造
時には冷間加工性に優れ、且つ部品として優れた捩り疲
労強度を有する高周波焼入れ鋼材を実現するために、鋭
意検討を行ない次の知見を得た。

【０００８】（１）冷間加工性を確保するには、次の方
法が有効である。 １）固溶体硬化元素であるＳｉ、Ｐを低減する。 ２）焼入れ性は主としてＢ添加により確保する。

【０００９】（２）さらに、冷間加工性を確保するに
は、Ｎ量の適正化が必須である。上記のＢの焼入れ性向
上効果を引き出すためには、固溶Ｎを低減する必要があ
る。特公平１−３８８４７号公報の第３〜４頁の第１表
に開示されているような、Ｎの添加量が最大で０．０１
４％であるような多量添加は、上記に加えて次のような
弊害を引き起こす。 １）冷間加工の前の棒鋼圧延の冷却過程、あるいは軟化
焼鈍の冷却過程においてＴｉＮが析出し、Ｎの多量添加
鋼では、これによる析出硬化により、却って硬さの増加
を引き起こす。 ２）ＴｉＮの多量析出は、被削性を著しく劣化させると
ともに、転造等の冷間加工時の割れの原因になるため、
高Ｎ鋼では、冷間加工性が著しく悪化する。

【００１０】特公平１ー３８８４７号公報の技術の冷間
加工性が必ずしも十分ではないのは、このような冷間加
工性に対するＮの多量添加の弊害によると考えられる。
冷間加工性に対するＴｉＮの弊害を抑制して、なお且つ
Ｂの焼入れ性向上効果を引き出すためには、Ｎ：０．０
０１５〜０．００８％の範囲で制御することが必要であ
る。

【００１１】（３）次に、高周波焼入れ鋼材の捩り疲労
破壊は、次の過程で起きる。 Ａ．表面または硬化層と芯部の境界でき裂が発生する。 Ｂ．軸方向に平行な面又は垂直な面でき裂が初期伝播す
る。これを以下モードＩＩＩ破壊と呼ぶ。 Ｃ．モードＩＩＩ破壊の後、軸方向に４５度の面で粒界
割れを伴って脆性破壊を起こし、最終破壊を起こす。こ
れを以下モードＩ破壊と呼ぶ。

【００１２】（４）上記捩り疲労破壊過程「Ｂ．」の欄
で述べたモードＩＩＩ破壊はディンプルパターンをとも
なう延性破壊であり、ＴｉＮのような析出物が多数存在
すると、これが延性破壊の核となりモードＩＩＩ破壊が
起きやすくなる。

【００１３】特公平１−３８８４７公報に記載のような
Ｔｉ、Ｎの添加量が最大でＴｉ：０．０４％、Ｎ：０．
０１４％を含有するボロン鋼では、ＴｉＮを核とする延
性破壊を起こしやすい。特公平１ー３８８４７公報の技
術が普及していない原因の一つは、これが原因と考えら
れる。そのため、モードＩＩＩ破壊強度向上の視点から
も、Ｎ量を０．００１５〜０．００８％未満の範囲に規
制することが必要である。

【００１４】（５）上記涙り疲労破壊過程「Ｃ．」の欄
で述べた、軸方向に４５度の面で粒界割れを伴う脆性破
壊モードＩを抑制するためには、次の方法による粒界強
化が有効である。 １）Ｂの添加。Ｂは粒界偏析Ｐを粒界から追い出す効果
による。 ２）粒界偏析元素であるＰ、Ｃｕ、Ｏ量の低減。 ３）Ｔｉ、Ｎ量の適正化によるＴｉＮの粒界析出量の低
減。

【００１５】（６）上記の粒界割れを伴う脆性破壊モー
ドＩを抑制するためには、上記に加えてさらに次の手法
を付加することによりさらに大きくなる。 １）Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖの添加による粒界強
化。 ２）旧オーステナイト粒径の細粒化。

【００１６】（７）冷間加工性を重視して素材硬さを小
さくすると、通常は素材硬さが芯部硬さになるため、芯
部硬さが低くなる。芯部硬さが低い場合、および硬化層
深さが浅い場合には、内部起点になる。内部起点の場
合、硬化層深さが深い程、また芯部硬さが高いほど捩り
疲労強度は向上する。

【００１７】図２は涙り疲労強度に及ばす硬化層深さと
芯部硬さの関係を示した模式図である。図２において、
芯部硬さを（ａ）から（ｂ）へ増加すると、起点はＡか
らＢへ移り強度は向上するが、この高強度化の効果は、
硬化層深さを（ａ）から（ｃ）へ深くして起点がＡから
Ｃへ移った場合と等価である。そこで、芯部硬さＨｃｏ
ｒｅと硬化層深さｔ／ｒ（有効硬化層深さｔ、部品半径
ｒ）の両者の効果を同時に記述できる新しい指標とし
て、投影芯部硬さを次式で定義した。図３は、内部起点
材の１×１０⁵回の捩り疲労強度を投影芯部硬さＨｐ−
ｃｏｒｅで整理したものであるが、両者には良い相関が
ある。１×１０⁵回の捩り疲労強度を６００ＭＰａ以上
とするには、投影芯部硬さＨｐ−ｃｏｒｅが４００以上
で達成できる。

【００１８】投影芯部硬さの定義：有効硬化層深さｔ、
部品半径ｒ、芯部硬さＨｃｏｒｅとした時、 投影芯部硬さ Ｈｐ−ｃｏｒｅ＝Ｈｃｏｒｅ／（１−ｔ
／ｒ） （８）さらに優れた捩り疲労強度を実現するためには、
破壊起点を内部から表面へ移すことがポイントである。
図２からは、Ｈｐ‐ｃｏｒｅ／Ｈｃａｓｅが１以上で表
面起点となると考えられるが、実際には異なる。図４は
破壊起点とＨｐ−ｃｏｒｅ／Ｈｃａｓｅ、繰り返し数Ｎ
の関係を示したものである。Ｈｐ−ｃｏｒｅ／Ｈｃａｓ
ｅが概ね０．５６以上で表面起点になる。

【００１９】（９）表面起点の場合には、疲労過程で表
面では加工軟化し、―方もともと軟質な芯部は加工硬化
している。つまり、疲労過程でミクロな塑性変形が表面
から内部へ進行しており、表面起点材の涙り疲労強度は
断面内の硬さ分布の全体が影響する。断面内の硬さの平
均として、断面内平均硬さＨａｖを下式で定義した。

【００２０】図５は、表面起点材の１×１０⁵回の捩り
疲労強度を投影芯部硬さＨａｖで整理したものである
が、両者には良い相関がある。１×１０⁵回の捩り疲労
強度を６５０ＭＰａ以上とするには、断面内平均硬さＨ
ａｖが５６０以上で達成できる。

【００２１】断面内平均硬さの定義：半径ａの断面を半
径方向に同心円状にＮ個のリングに分割し、ｎ番目のリ
ング状部分の硬さをＨ_n、半径をｒ_n、間隔を△ｒ_nとし
た時、

【００２２】

【数１】 本発明は以上の新規なる知見にもとずいてなされたもの
であり、本発明の要旨は以下の通りである。

【００２３】（１）本発明の請求項１および請求項４の
発明は重量比として、Ｃ：０．３５〜０．６０％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜１．６０
％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ａｌ：０．０１０〜
０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％Ｂ：０．
０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１５〜０．００
８％、を含有しさらに必要に応じて、Ｃｒ：０．１超〜
１．２％、Ｍｏ：０．０２〜０．８％、Ｎｉ：０．１〜
３．５％Ｎｂ：０．０１〜０．３％Ｖ：０．０３〜０．
６％の１種または２種以上を含有し、そして、Ｐ：０．
０２０％以下、Ｃｕ：０．０５％以下、Ｏ：０．００２
５％以下にそれぞれ制限し、残部が鉄および不可避的不
純物からなり、有効硬化層深さｔと部品半径ｒの比ｔ／
ｒが０．３〜０．６であり、かつ下記で定義される投影
芯部硬さＨｐ−ｃｏｒｅがＨＶ４００以上であることを
特徴とする高捩り疲労強度高周波焼入れ鋼材。

【００２４】投影芯部硬さの定義：有効硬化層深さｔ、
部品半径ｒ、芯部硬さＨｃｏｒｅとした時、 投影芯部硬さ Ｈｐ−ｃｏｒｅ＝Ｈｃｏｒｅ／（１−ｔ
／ｒ） （２）本発明の請求項２および請求項５の発明は重量比
として、Ｃ：０．３５〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１〜
０．１５％、Ｍｎ：０．２〜１．６０％、Ｓ：０．００
５〜０．１５％、Ａｌ：０．０１０〜０．０６％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０５０％Ｂ：０．０００５〜０．
００５％、Ｎ：０．００１５〜０．００８％、を含有
し、さらに必要に応じて、Ｃｒ：０．１超〜ｌ．２％、
Ｍｏ：０．０２〜０．８％、Ｎｉ：０．１〜３．５％Ｎ
ｂ：０．０１〜０．３％Ｖ：０．０３〜０．６％の１種
または２種以上を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｃ
ｕ：０．０５％以下、Ｏ：０．００２５％以下にそれぞ
れ制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、有
効硬化層深さｔと部品半径の比ｔ／ｒが０．４〜０．７
５であり、かつ下記で定義される投影芯部硬さＨｐ−ｃ
ｏｒｅと硬化層硬さＨｃａｓｅの比Ｈｐ−ｃｏｒｅ／Ｈ
ｃａｓｅが０．５６以上であることを特徴とする高振り
疲労強度高周波焼入れ鋼材。

【００２５】投影芯部硬さの定義：有効硬化層深さｔ、
部品半径ｒ、芯部硬さＨｃｏｒｅとした時、 投影芯部硬さ Ｈｐ−ｃｏｒｅ＝Ｈｃｏｒｅ／（１ーｔ
／ｒ） （３）本発明の請求項３および請求項６の発明は、重量
比として、Ｃ：０．３５〜０．６０％、Ｓｉ：０．０１
〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜１．６０％、Ｓ：０．０
０５〜０．１５％、Ａｌ：０．０１０〜０．０６％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０５０％Ｂ：０．０００５〜０．
００５％、Ｎ：０．００１５〜０．００８％、を含有
し、さらに必要に応じて、Ｃｒ：０．１超〜ｌ．２％、
Ｍｏ：０．０２〜０．８％、Ｎｉ：０．１〜３．５％Ｎ
ｂ：０．０１〜０．３％Ｖ：０．０３〜０．６％の１種
または２種以上を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｃ
ｕ：０．０５％以下、Ｏ：０．００２５％以下にそれぞ
れ制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、有
効硬化層深さｔと部品半径の比ｔ／ｒが０．４〜０．７
５であり、かつ下記で定義される投影芯部硬さＨｐ−ｃ
ｏｒｅと硬化層硬さＨｃａｓｅの比Ｈｐ−ｃｏｒｅ／Ｈ
ｃａｓｅが０．５６以上であり、さらに下記で定義され
る断面内平均硬さＨａｖがＨＶ５６０以上であることを
特徴とする高捩り疲労強度高周波焼入れ鋼材。

【００２６】投影芯部硬さの定義：有効硬化層深さｔ、
部品半径ｒ、芯部硬さＨｃｏｒｅとした時、 投影芯部硬さ Ｈｐ−ｃｏｒｅ＝Ｈｃｏｒｅ／（１−ｔ
／ｒ） 断面内平均硬さの定義：半径ａの断面を半径方向に同心
円状にＮ個のリングに分割し、ｎ番目のリング状部分の
硬さをＨ_n、半径をｒ_n、間隔を△ｒ_nとした時、

【００２７】

【数１】 （４）本発明の請求項７、請求項８の発明は、高周波焼
入れ層の旧オーステナイト結晶粒度が９番以上である請
求項１〜３のいずれかに記載の高捩り疲労強度高周波焼
入れ鋼材および請求項４〜６のいずれかに記載の高捩り
疲労強度高周波焼入れ鋼材である。

【００２８】

【発明の実施の形態】以下に、本発明の実施の形態を説
明する。

【００２９】まず、本発明の成分含有範囲を上記の如く
限定した理由について説明する。

【００３０】Ｃ：０．３５〜０．６０％、 Ｃは高周波焼入れ硬化層の硬さを増加させるのに有効な
元素であるが、０．３５％未満では硬さが不十分であ
り、また０．６０％を超えると高周波焼入れ前の硬さが
硬くなりすぎて冷間加工性が劣化するとともに、オース
テナイト粒界への炭化物析出が顕著になって粒界強度を
劣化させるため、含有量を０．３５〜０．６０％に定め
た。

【００３１】Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉは脱酸元素として、および粒界強化を狙いとして添
加する。しかしながら、０．０１％未満ではその効果は
不十分である。―方、Ｓｉは固溶体硬化により素材硬さ
を高くするため、０．１５％を超える添加は、高周波焼
入れ前の段階で切削性等の冷間加工性を劣化させる。以
上の理由でその含有量を０．０１〜０．１５％とした。

【００３２】Ｍｎ：０．２０〜１．６０％、 Ｍｎは（１）焼入れ性の向上、および鋼中でＭｎＳを形
成することによる（２）高周波焼入れ加熱時のオーステ
ナイト粒の微細化と（３）被削性の向上を目的として添
加する。しかしながら、０．２０％未満ではこの効果は
不十分である。一方、Ｍｎを過剰添加すると、高周波焼
入れ前の素材のパーライト分率を増加させて素材強度を
増加させ、冷間加工性を劣化させる。特にこの傾向は
１．６０％超の添加で顕著になる。以上の理由から、Ｍ
ｎの含有量を０．２０〜１．６０％とした。なお、冷間
加工性をより重視した鋼材では、望ましくはＭｎ：０．
２０〜１．００％の範囲に制限することが望ましい。

【００３３】Ｓ：０．００５〜０．１５％、 Ｓは鋼中でＭｎＳを形成、これによる高周波焼入れ加熱
時のオ―ステナイト粒の微細化および被削性の向上を目
的として添加するが、０．００５％未満ではその効果は
不十分である。一方、０．１５％を超えるとその効果は
飽和し、むしろ粒界偏析を起こし粒界脆化を招く。以上
の理由から、Ｓの含有量を０．００５〜０．１５％とし
た。

【００３４】Ａｌ：０．０１０〜０．０６％、 Ａｌは脱酸元素および結晶粒微細化元素として添加する
が、０．０１０％未満ではその効果は不十分であり、一
方、０．０６％を超えるとその効果は飽和し、むしろ最
終部品でのモードＩＩＩ破壊強度を劣化させるので、そ
の含有量を０．０１０〜０．０６％とした。

【００３５】Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、 Ｔｉは鋼中でＮと結合してＴｉＮとなるが、これによる
固溶Ｎの完全固定によるＢＮ析出防止、つまり固溶Ｂの
確保を目的として添加する。さらに、Ｔｉ添加は表面硬
化層の細粒化にも寄与する。しかしながら、０．００５
％未満ではその効果は不十分であり、一方、０．０５％
を超えると多量のＴｉＮ、ＴｉＣによる冷間加工時の割
れおよび最終部品でのモードＩＩＩ破壊強度の劣化を引
き起こすので、その含有量を０．００５〜０．０５０％
とした。なお、冷間加工性及び高捩り疲労強度特性をよ
り一層改善するためには、望ましくは、Ｔｉ：０．００
５〜０．０３０％の範囲に限定することが望ましい。

【００３６】Ｂ：０．０００５〜０．００５％、 Ｂは固溶状態でオーステナイト粒界に粒界偏析し、焼入
れ性を増加させることを狙いとして添加する。同時に、
Ｐ、Ｃｕ等の粒界不純物を粒界から追い出すことにより
粒界強度を増加させる作用も存在する。粒界強化により
捩り強度、捩り疲労強度が増加する。しかしながら、
０．０００５％未満ではその効果は不十分であり、一
方、０．００５％を超える過剰添加は、むしろ粒界脆化
を招くので、その含有量を０．０００５〜０．００５％
とした。

【００３７】Ｎ：０．００１５〜０．００８％ ＮはＡｌＮ等の炭窒化物析出による高周波加熱時のオー
ステナイト粒の微細化を目的として添加するが、０．０
０１５％未満ではその効果は不十分である、ー方、０．
００８％を超えると、ＢＮを析出して固溶Ｂの低減を引
き起こすとともに、多量のＴｉＮ析出による冷間加工割
れおよび最終部品でのモードＩＩＩ破壊強度の劣化を引
き起こすので、その含有量を０．００１５〜０．００８
％とした。なお、冷間加工性及び高捩り疲労強度特性を
より―層改善するためには、望ましくは、Ｎ：０．００
１５〜０．００５％の範囲に限定することが望ましい。

【００３８】Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）、 Ｐは固溶体硬化により素材硬さを高くし、高周波焼入れ
前の段階で冷間鍛造性を劣化させる。さらにオーステナ
イト粒界に粒界偏析を起こし、粒界強度を低下させて捩
り応力下での脆性破壊を起こし安くし、そのため強度を
低下させる。特にＰが０．０２０％を超えると強度低下
が顕著となるため、０．０２０％を上限とした。なお、
より粒界強化を図る場合には、０．０１５％以下が望ま
しい。

【００３９】Ｃｕ：０．０５％以下（０％を含む）、 ＣｕもＰと同様オーステナイト粒界に粒界偏析を起こ
し、強度低下の原因となる。特にＣｕが０．０５％を超
えると強度低下が顕著となるため、０．０５％を上限と
した。

【００４０】Ｏ：０．００２５％以下（０％を含む）、 Ｏは粒界偏析を起こし粒界脆化を起こすとともに、鋼中
で硬い酸化物系介在物を形成し、捩り応力下での脆性破
壊を起こし安くし、強度低下の原因となる。特にＯが
０．００２５％を超えると強度低下が顕著となるため、
０．００２５％を上限とした。

【００４１】次に、請求項４、５、６、８の発明鋼は、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ添加により、粒界強度の
増加、および焼入れ性の向上を図た鋼である。Ｃｒ：
０．１超〜１．２％、Ｍｏ：０．０２〜０．８０％、Ｎ
ｉ：０．１〜３．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．３％、
Ｖ：０．０３〜０．６％、これらの元素はいずれもオ
ーステナイト粒界に析出している粒界炭化物を微細化さ
せることによる粒界強度の増加および焼入れ性の向上
を狙いとして添加する。またＮｉには粒界近傍の靭性を
改善し、脆性破壊を抑制する効果も有する。また、Ｎ
ｂ、Ｖは鋼中で炭窒化物を形成し、高周波加熱時のオー
ステナイト粒を微細化させる効果も有する。これらの効
果は、Ｃｒ：０１％以下、Ｍｏ：０．０２％未満、Ｎ
ｉ：０．１％未満、Ｎｂ：０．０１％未満、Ｖ：０．０
３％未満では不十分である。一方、Ｃｒ：１．２％超、
Ｍｏ：０．８０％超、Ｎｉ：３．５０％超、Ｎｂ：０．
３％超、Ｖ：０．６％超では、これらの効果は飽和し、
むしろこれらの元素の過剰添加は冷間加工性の劣化を招
く。以上の理由から、その含有量を上記の範囲にそれぞ
れ限定した。

【００４２】次に、請求項１、４では、高周波焼入れ鋼
材が上記の成分からなり、有効硬化層深さｔと部品半径
ｒの比ｔ／ｒを０．３〜０．６とし、かつ上記で定義さ
れる投影芯部硬さＨｐ‐ｃｏｒｅがＨＶ４００以上とす
るが、こように限定した理由を以下に述べる。

【００４３】本願発明で言う有効硬化層深さｔは、ＪＩ
Ｓ Ｇ ０５５９で規定する高周波焼入れ硬化層深さ測
定方法に基づく有効硬化層深さである。請求項１、４
は、内部起点の場合の捩り強度の向上を図った発明であ
る。有効硬化層深さｔ／ｒが、０．６を越えると起点が
表面起点となり、涙り疲労強度支配要因が異なる。一
方、ｔ／ｒが０．３未満では、捩り疲労強度向上効果が
小さい。以上の理由で、有効硬化層深さｔ／ｒを０．３
〜０．６の範囲に限定した。次に、内部起点材の涙り疲
労強度は、上記および図３に示したように投影芯部硬さ
Ｈｐ−ｃｏｒｅに比例して向上する。１×１０⁵回での
時間強度を６００以上とするためには、投影芯部硬さを
ＨＶ４００以上とすることが必要であり、それ未満では
捩り疲労強度が不足する。以上の理由から、投影芯部硬
さＨｐ‐ｃｏｒｅがＨＶ４００以上とした。なお、内部
起点においてより高い強度レべルである１×１０⁵回で
の時間強度を６５０以上とするためには、投影芯部硬さ
をＨＶ４４０以上とすることが望ましい。

【００４４】次に、請求項２、５では、高周波焼入れ鋼
材が上記の成分からなり、有効硬化層深さｔと部品半径
ｒの比ｔ／ｒが０．４〜０．７５であり、かつ上記で定
義される投影芯部硬さＨｐ‐ｃｏｒｅと硬化層硬さＨｃ
ａｓｅの比Ｈｐ−ｃｏｒｅ／Ｈｃａｓｅが０．５６以上
とするが、こように限定した理由を以下に述べる。

【００４５】請求項２、５は、請求項１、４よりもさら
に高い捩り疲労強度レべルを狙いとした鋼材である。有
効硬化層深さｔと部品半径ｒの比ｔ／ｒを０．４〜０．
７５としたのは、高周波焼入れ材の涙り疲労強度は、高
周波焼入れ深さを深くするほど向上するが、有効硬化層
深さがｔ／ｒで０．４未満では、捩り疲労強度向上効果
が小さく、また０．７５を越えると表層の圧縮残留応力
が低下するため、軸部品製造工程で焼き割れ発生の危険
性が増すためである。次に、図２から明らかなように、
疲労破壊起点が内部よりも表面の方が捩り疲労強度は向
上する。表面起点になるか、内部起点になるかは、投影
芯部硬さＨｐ−ｃｏｒｅと硬化層硬さＨｃａｓｅの比Ｈ
ｐ−ｃｏｒｅ／Ｈｃａｓｅに依存する。図４に示したよ
うに、Ｈｐ‐ｃｏｒｅ／Ｈｃａｓｅが０．５６以上で表
面起点になる。本願発明で投影芯部硬さＨｐ−ｃｏｒｅ
と硬化層硬さＨｃａｓｅの比Ｈｐ‐ｃｏｒｅ／Ｈｃａｓ
ｅを０．５６以上の範囲に限定したのは以上の理由によ
る。

【００４６】次に、請求項３、６では、高周波焼入れ鋼
材が上記の成分からなり、有効硬化層深さｔと部品半径
ｒの比ｔ／ｒが０．４〜０．７５であり、かつ上記で定
義される投影芯部硬さＨｐ−ｃｏｒｅと硬化層硬さＨｃ
ａｓｅの比Ｈｐ−ｃｏｒｅ／Ｈｃａｓｅが０．５６以上
であり、さらに上記で定義される断面内平均硬さＨａｖ
がＨＶ５６０以上とするが、こように限定した理由を以
下に述べる。

【００４７】請求項３、６は、表面起点の場合の涙り強
度の向上を図った発明であり、請求項２、５よりもさら
に高い捩り疲労強度レべルを狙いとした鋼材である。有
効硬化層深さｔと部品半径ｒの比ｔ／ｒを０．４〜０．
７５の範囲に、またＨｐ‐ｃｏｒｅ／Ｈｃａｓｅを０．
５６以上の範囲に限定したのは、上記の請求項２、５と
同じ理由である。

【００４８】次に、表面起点材の捩り疲労強度は、上記
および図５に示したように投影芯部硬さＨｐ−ｃｏｒｅ
に比例して向上する。１×１０⁵回での時間強度を６５
０以上とするためには、断面内平均硬さＨａｖをＨＶ５
６０以上とすることが必要であり、それ未満では捩り疲
労強度が不足する。

【００４９】以上の理由から、断面内平均硬さＨａＶが
ＨＶ５６０以上とした。なお、表面起点においてより高
い強度レベルである１×１０⁵回での時間強度を７００
以上とするためには、断面内平均硬さＨａｖをＨＶ５６
０以上とすることが望ましい。

【００５０】次に、請求項７、８は高周波加熱時のオー
ステナイト粒を−層微細化し、粒界破壊防止による高強
度化を図った高周波焼入れ鋼材である。本発明において
高周波焼入れ鋼材の高周波焼入れ層の旧オーステナイト
結晶粒度が９番以上としたのは、高周波焼入れ層の旧オ
ーステナイト粒界の細粒化により粒界破壊による脆性破
壊が抑制されるが、結晶粒度が９番未満ではこの効果は
小さいためである。

【００５１】次に、本発明鋼材の製造方法について述べ
る。

【００５２】本発明の高周波焼入れ鋼材では、製造のた
めの高周波焼入れ条件および焼戻し条件は特に限定せ
ず、本発明の要件を満足すればいずれの条件でも良い。
例えば、本発明の要件を満足すれば焼戻し処理を行わな
くても良い。また、本発明では、本発明の要件を満足す
れば、高周波焼入れの前に焼準、焼鈍、球状化焼鈍、焼
入れ−焼戻し等の熱処理を必要に応じて行うことができ
る。なお、高周波焼入れの前に焼準、焼鈍、球状化焼鈍
を行わない場合には、鋼材素材の熱間圧延による製造を
仕上げ温度：７００〜９００℃、仕上げ圧延後７００〜
５００℃の温度範囲の平均冷却速度：０．１〜１．７℃
／秒の条件で行うのが望ましい。但し、本発明では特に
限定するものではない。

【００５３】本発明鋼材では、被削性向上を目的として
Ｃａ、Ｐｂの１種または２種を必要に応じて含有させる
ことが出来る。なお、Ｃａは被削性向上だけでなく、鋼
中でＰと結合して燐化物を生成し、Ｐの粒界偏析量を低
減し粒界強度を増加させる効果も有している。Ｃａ、Ｐ
ｂの適正添加範囲は次の通りである。Ｃａ：０．０００
５〜０．０１０％、Ｐｂ：０．０５〜０．５％ 本発明においては、高周波焼入れ軸部品の表面に大きな
圧縮残留応力を付与し、これにより脆性破壊を抑制して
一層の高強度化を図ることもできる。高周波焼入れ鋼材
の哀面の残留応力を−８０ｋｇｆ／ｍｍ²以下とするこ
とにより、脆性破壊が抑制されて捩り疲労強度は顕著に
向上する。高周波焼入れ鋼材への圧縮残留応力の付与
は、高周波焼入れ−焼戻し後、アークハイトｌ．０ｍｍ
Ａ以上の強さでのハードショットピーニング処理が有効
である。ここで、アークハイトとは例えば「自動車技
術、Ｖｏｌ．４１、Ｎｏ．７、１９８７、７２６〜７２
７頁」に記載されているようにショットピーニングの強
さの指標である。但し、本発明では、圧縮残留応力の付
与の条件は特に限定せず、本発明の要件を満足すればい
ずれの条件でも良い。

【００５４】捩り疲労過程でのき裂の発生の原因の一つ
は、硬化層の硬さムラである。本願発明の対象部品は、
熱間圧延ままで冷間加工−高周波焼入れされる場合以外
に、熱間圧延後Ａ₃変態点以下の温度での簡易焼鈍等の
熱処理を経た後、冷間加工ー高周波焼入れされる場合が
ある。但し、熱間圧延後、簡易焼鈍等の熱処理を経た組
織は、圧延材の組織に大きく影響される。そのため、こ
のような熱間圧延後熱処理を受ける場合でも、高周波焼
入れ時の硬化層の硬さムラ抑制のためには圧延材組織の
適正化が重要である。圧延材の組織のフェライト分率が
３５％を超え、フェライト結晶粒径が３０μｍを超える
と硬化層で顕著な硬さのムラを生じ、捩り疲労破壊を起
こしやすくなる。そのため、圧延材の組織のフェライト
の組織分率が３５％以下で、フェライト結晶粒径が３０
μｍ以下とするのが望ましい。但し、本発明では、本組
織因子を特に限定するものではない。

【００５５】

【実施例】以下に、本発明の効果を実施例により、さら
に具体的に示す。 （実施例ー１）本願の第１発明および第７発明の実施例
を表１および表２に示す。

【００５６】

【表１】 表１の組成を有する鋼材を４０ｍｍφの棒鋼に圧延し
た。この棒鋼から被削性評価用ドリル穴開け試験片、捩
り試験片および焼き割れ感受性評価試験片を採取した。

【００５７】ここで、本発明の特徴の―つとして、高周
波焼入れ前の段階での冷間加工性が優れている点が挙げ
られる。冷間加工性とは、被削性（切削性）、転造性、
冷間鍛造性等であるが、―般的にはこれらの間には相関
があり、被削性が優れていれば、転造性、冷間鍛造性も
優れている。そこで、本願では、ドリルによる被削性の
評価により、冷間加工性の評価を代表させた。ドリルに
よる被削性の評価は、送り速度０．３３ｍｍ／ｓで、ド
リル（材質：ＳＫＨ５１ーφ１０ｍｍ）の周速を種々変
化させ、各速度においてドリルが切削不能になる総穴深
さを求め、周速ードリル寿命曲線を作成し、ドリル寿命
がｌ０００ｍｍとなる最大速度をＶ_L1000と規定し、被
削性の評価基準とした。表１にＶ_L1000の評価結果を併
せて示す。本発明鋼材は、同じ炭素量の比較鋼材に比較
して被削性は相対的に優れている。

【００５８】―方、比較鋼材１１は、Ｓの含有量が本願
発明の範囲を下回った場合であり、比較鋼材７、８、１
０、１３、１５は、それぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔ
ｉの含有量が本願発明の範囲を上回っ場合であり、これ
らの鋼材はいずれも、同じ炭素量の他の鋼材に比較して
被削性は相対的に劣ている。

【００５９】次に、表１の鋼材から、平行部が２０ｍｍ
φの捩り試験片を作成した。周波数１０ＫＨｚ固定焼入
れの条件で高周波焼入れを行い、その後１７０℃×１時
間の条件で焼戻しを行た。これらの試料について捩り試
験、捩り疲労試験を行た。捩り疲労は１×１０⁶回時間
強度で評価した。また、平行部中央部にて硬さ分布の測
定を行た。表２に各鋼材の捩り強度、捩り疲労強度評価
結果を、硬さ他の評価結果とあわせて示す。捩り疲労破
壊の起点はいずれも内部起点である。なお、有効硬化層
深さは、ＪＩＳ Ｇ ０５５９で規定する高周波焼入れ
硬化層深さ測定方法に基づく有効硬化層深さである。

【００６０】

【表２】 表２から明らかなように、本発明例ではいずれも静的捩
り強度１５８０ＭＰａ以上、捩り疲労強度は６００ＭＰ
ａ以上の優れた特性を有する。第７発明例である、γ粒
度が９番以上である発明例２は、特に、優れた強度特性
を示す。

【００６１】一方、比較例６、９、１４、１６は、それ
ぞれＣ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｂの含有量が本願発明の範囲を下
回った場合であり、いずれも、同じ炭素量の他の鋼材に
比較して静的捩り強度、捩り疲労強度は相対的に劣って
いる。比較例１２、１７は、それぞれＳ、Ｂの含有量が
本願発明の範囲を上回った場合であり、いずれも、同じ
炭素量の他の鋼材に比較して静的捩り強度、捩り疲労強
度は相対的に劣っている。比較例１８は成分は本願発明
の範囲にあるが、硬化層深さが本願発明の範囲を下回た
場合であり、同じ炭素量の他の鋼材に比較して静的捩り
強度、捩り疲労強度は相対的に劣ている。また、比較例
１９は成分は本願発明の範囲にあるが、投影芯部硬さが
本願発明の範囲を下回った場合であり、同じ炭素量の他
の鋼材に比較して静的捩り強度、捩り疲労強度は相対的
に劣っている。 （実施例ー２）本願の第２発明および第７発明の実施例
を表３および表４に示す。

【００６２】

【表３】 表３の組成を有する鋼材を実施例ー１と同一手順で準備
し、同―条件で静的涙り強度、捩り疲労強度を評価し
た。なお、冷間加工性の指標としてドリルによる被削性
を評価した。評価結果を表３に示したが、本発明鋼材
は、同じ炭素量の比較鋼材に比較して被削性は相対的に
優れている。

【００６３】次に、強度特性の評価結果を表４に示す。
捩り疲労破壊の起点は、比較例７で内部起点であり、そ
の他はいずれも表面起点である。

【００６４】

【表４】 表４から明らかなように、本発明例ではいずれも静的涙
り強度１６５０ＭＰａ以上、捩り疲労強度は６８０ＭＰ
ａ以上の優れた特性を有する。第７発明例である、γ粒
度が９番以上で高炭素鋼である発明例３は、特に優れた
強度特性を示す。

【００６５】一方、比較例６は成分は本願発明の範囲に
あるが、硬化層深さが本願発明の範囲を下回った場合で
あり、同じ炭素量の他の鋼材に比較して静的捩り強度、
捩り疲労強度は相対的に劣っている。また比較例７は成
分は本願発明の範囲にあるが、投影芯部硬さと表面硬さ
の比が本願発明の範囲を下回った場合であり、捩り疲労
破壊の起点が内部であり、同じ炭素量の他の鋼材に比較
して、捩り疲労強度が相対的に劣っている。 （実施例３）本願の第３発明および第７発明の実施例を
表５および表６に示す。

【００６６】

【表５】 表５の組成を有する鋼材を実施例ー１と同一手順で準備
し、同一条件で静的捩り強度、捩り疲労強度を評価し
た。なお、冷間加工性の指標としてドリルによる被削性
を評価した。評価結果を表５に示したが、本発明鋼材
は、同じ炭素量の比較鋼材に比較して被削性は相対的に
優れている。

【００６７】次に、強度特性の評価結果を表６に示す。
捩り疲労破壊の起点は、比較例７で内部起点であり、そ
の他はいずれも表面起点である。

【００６８】

【表６】 表６から明らかなように、本発明例ではいずれも静的捩
り強度１６５０ＭＰａ以上、捩り疲労強度は７１０ＭＰ
ａ以上の優れた特性を有する。第７発明例である、γ粒
度が９番以上で高炭素鋼である発明例３他は、特に優れ
た強度特性を示す。

【００６９】一方、比較例６は成分は本願発明の範囲に
あるが、硬化層深さが本願発明の範囲を下回った場合で
あり、同じ炭素量の他の鋼材に比較して静的捩り強度、
捩り疲労強度は相対的に劣っている。また、比較例７も
成分は本願発明の範囲にあるが、投影芯部硬さと表面硬
さの比が本願発明の範囲を下回った場合であり、捩り疲
労破壊の起点が内部であり、同じ炭素量の他の鋼材に比
較して、捩り疲労強度が相対的に劣っている。比較例８
も成分は本願発明の範囲にあるが、断面内平均硬さが本
願発明の範囲を下回った場合であり、同じ炭素量の他の
鋼材に比較して静的捩り強度、捩り疲労強度は相対的に
劣っている。 （実施例ー４）本願の第４発明および第８発明の実施例
を表７および表８に示す。

【００７０】

【表７】 表７の組成を有する鋼材を実施例ー１と同一手順で準備
し、同一条件で静的捩り強度、捩り疲労強度を評価し
た。なお、冷間加工性の指標としてドリルによる被削性
を評価した。評価結果を表７に示したが、本発明鋼材
は、同じ炭素量の比較鋼材に比較して被削性は相対的に
優れている。

【００７１】次に、強度特性の評価結果を表８に示す。

【００７２】

【表８】 捩り疲労破壊の起点は、いずれも内部起点である。

【００７３】表８から明らかなように、本発明例ではい
ずれも静的捩り強度１６００ＭＰａ以上、捩り疲労強度
は６００ＭＰａ以上の優れた特性を有する。第８発明例
である、γ粒度が９番以上で高炭素鋼である発明例３他
は、特に優れた強度特性を示す。 （実施例ー５）本願の第５発明および第８発明の実施例
を表９および表１０に示す。

【００７４】

【表９】 表９の組成を有する鋼材を実施例ー１と同一手順で準備
し、同一条件で静的捩り強度、捩り疲労強度を評価し
た。なお、冷間加工性の指標としてドリルによる被削性
を評価した。評価結果を表９に示したが、本発明鋼材
は、同じ炭素量の比較鋼材に比較して被削性は相対的に
優れている。

【００７５】次に、強度特性の評価結果を表１０に示
す。

【００７６】

【表１０】 捩り疲労破壊の起点は、いずれも表面起点である。

【００７７】表１０から明らかなように、本発明例では
いずれも静的捩り強度１６００ＭＰａ以上、捩り疲労強
度は６８０ＭＰａ以上の優れた特性を有する。第８発明
例である、γ粒度が９番以上で高炭素鋼である発明例９
他は、特に優れた強度特性を示す。 （実施例ー６）本願の第６発明および第８発明の実施例
を表１１および表１２に示す。

【００７８】

【表１１】 表１１の組成を有する鋼材を実施例ー１と同一手順で準
備し、同一条件で静的捩り強度、捩り疲労強度を評価し
た。なお、冷間加工性の指標としてドリルによる被削性
を評価した。評価結果を表１１に示したが、本発明鋼材
は、同じ炭素量の比較鋼材に比較して被削性は相対的に
優れている。

【００７９】次に、強度特性の評価結果を表１２に示
す。

【００８０】

【表１２】 捩り疲労破壊の起点は、いずれも表面起点である。

【００８１】表１２から明らかなように、本発明ではい
ずれも静的捩り強度１６９０ＭＰａ以上、捩り強度比は
６９０ＭＰａ以上の優れた特性を有する。

【００８２】第８発明例である、γ粒度が９番以上で高
炭素鋼である発明例１０他は、特に優れた強度特性を示
す。

【００８３】

【発明の効果】以上述べたごとく本発明の高周波焼入れ
鋼材は軸部品として優れた捩り疲労強度を有し、且つそ
の製造時には冷間加工性、つまり製造性に優れており、
本発明による産業上の効果は極めて顕著なるものがあ
る。

【図面の簡単な説明】

【図１】 （Ａ）はセレーシン部を有するシャフト、
（Ｂ）はフランジ付シャフト、（Ｃ）は外筒付シャフト
を示した図である。

【図２】 捩り疲労強度に及ぼす硬化層深さと芯部硬さ
の関係を模式的に示した図である。

【図３】 内部起点材の１×１０⁵回の捩り疲労強度と
投影芯部硬さＨｐ−ｃｏｒｅとの関係を示す図である。

【図４】 破壊起点とＨｐ−ｃｏｒｅ／Ｈｃａｓｅ、繰
り返し数Ｎの関係を示した図である。

【図５】 表面起点材の１×１０⁵回の捩り疲労強度と
投影芯部硬さＨａｖとの関係を示す図である。

【符号の説明】

１０ シャフト、 １１、１２ セレーション、 ２０、２１ シャフト、 ２２ フランジ ３０、３１、３２ シャフト、 ３３ 外筒部

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量比として、Ｃ：０．３５〜０．６０
   ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜１．
   ６０％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ａｌ：０．０１
   ０〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％Ｂ：
   ０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１５〜０．
   ００８％、を含有しＰ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０．
   ０５％以下、Ｏ：０．００２５％以下にそれぞれ制限
   し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、有効硬化
   層深さｔと部品半径ｒの比ｔ／ｒが０．３〜０．６であ
   り、かつ下記で定義される投影芯部硬さＨｐ−ｃｏｒｅ
   がＨＶ４００以上であることを特徴とする高捩り疲労強
   度高周波焼入れ鋼材。 投影芯部硬さの定義：有効硬化層深さｔ、部品半径ｒ、
   芯部硬さＨｃｏｒｅとした時、 投影芯部硬さ Ｈｐ−ｃｏｒｅ＝Ｈｃｏｒｅ／（１−ｔ
   ／ｒ）
2. 【請求項２】 重量比として、Ｃ：０．３５〜０．６０
   ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜１．
   ６０％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ａｌ：０．０１
   ０〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％Ｂ：
   ０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１５〜０．
   ００８％、を含有しＰ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０．
   ０５％以下、Ｏ：０．００２５％以下にそれぞれ制限
   し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、有効硬化
   層深さｔと部品半径ｒの比ｔ／ｒが０．４〜０．７５で
   あり、かつ下記で定義される投影芯部硬さＨｐ−ｃｏｒ
   ｅと硬化層硬さＨｃａｓｅの比Ｈｐ−ｃｏｒｅ／Ｈｃａ
   ｓｅが０．５６以上であることを特徴とする高捩り疲労
   強度高周波焼入れ鋼材。 投影芯部硬さの定義：有効硬化層深さｔ、部品半径ｒ、
   芯部硬さＨｃｏｒｅとした時、 投影芯部硬さ Ｈｐ−ｃｏｒｅ＝Ｈｃｏｒｅ／（１−ｔ
   ／ｒ）
3. 【請求項３】 重量比として、Ｃ：０．３５〜０．６０
   ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜１．
   ６０％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ａｌ：０．０１
   ０〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％Ｂ：
   ０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１５〜０．
   ００８％、を含有しＰ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０．
   ０５％以下、Ｏ：０．００２５％以下にそれぞれ制限
   し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、有効硬化
   層深さｔと部品半径ｒの比ｔ／ｒが０．４〜０．７５で
   あり、かつ下記で定義される投影芯部硬さＨｐ−ｃｏｒ
   ｅと硬化層硬さＨｃａｓｅの比Ｈｐ−ｃｏｒｅ／Ｈｃａ
   ｓｅが０．５６以上であり、さらに下記で定義される断
   面内平均硬さＨａｖがＨＶ５６０以上であることを特徴
   とする高捩り疲労強度高周波焼入れ鋼材。 投影芯部硬さの定義：有効硬化層深さｔ、部品半径ｒ、
   芯部硬さＨｃｏｒｅとした時、 投影芯部硬さ Ｈｐ−ｃｏｒｅ＝Ｈｃｏｒｅ／（１−ｔ
   ／ｒ） 断面内平均硬さの定義：半径ａの断面を半径方向に同心
   円状にＮ個のリングに分割し、ｎ番目のリング状部分の
   硬さをＨ_n、半径をｒ_n、間隔をΔｒ_nとした時、 【数１】
4. 【請求項４】 重量比として、Ｃ：０．３５〜０．６０
   ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜１．
   ６０％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ａｌ：０．０１
   ０〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％Ｂ：
   ０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１５〜０．
   ００８％、さらに、Ｃｒ：０．１超〜１．２％、Ｍｏ：
   ０．０２〜０．８％、Ｎｉ：０．１〜３．５％Ｎｂ：
   ０．０１〜０．３％Ｖ：０．０３〜０．６％の１種また
   は２種以上を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｃｕ：
   ０．０５％以下、Ｏ：０．００２５％以下にそれぞれ制
   限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、有効硬
   化層深さｔと部品半径ｒの比ｔ／ｒが０．３〜０．６で
   あり、かつ下記で定義される投影芯部硬さＨｐ−ｃｏｒ
   ｅがＨＶ４００以上であることを特徴とする高捩り疲労
   強度高周波焼入れ鋼材。 投影芯部硬さの定義：有効硬化層深さｔ、部品半径ｒ、
   芯部硬さＨｃｏｒｅとした時、 投影芯部硬さ Ｈｐ−ｃｏｒｅ＝Ｈｃｏｒｅ／（１−ｔ
   ／ｒ）
5. 【請求項５】 重量比として、Ｃ：０．３５〜０．６０
   ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜１．
   ６０％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ａｌ：０．０１
   ０〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％Ｂ：
   ０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１５〜０．
   ００８％、を含有しさらに、Ｃｒ：０．１超〜ｌ．２
   ％、Ｍｏ：０．０２〜０．８％、Ｎｉ：０．１〜３．５
   ％Ｎｂ：０．０１〜０．３％Ｖ：０．０３〜０．６％の
   １種または２種以上を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、
   Ｃｕ：０．０５％以下、Ｏ：０．００２５％以下にそれ
   ぞれ制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
   有効硬化層深さｔと部品半径の比ｔ／ｒが０．４〜０．
   ７５であり、かつ下記で定義される投影芯部硬さＨｐ−
   ｃｏｒｅと硬化層硬さＨｃａｓｅの比Ｈｐ−ｃｏｒｅ／
   Ｈｃａｓｅが０．５６以上であることを特徴とする高振
   り疲労強度高周波焼入れ鋼材。 投影芯部硬さの定義：有効硬化層深さｔ、部品半径ｒ、
   芯部硬さＨｃｏｒｅとした時、 投影芯部硬さ Ｈｐ−ｃｏｒｅ＝Ｈｃｏｒｅ／（１ーｔ
   ／ｒ）
6. 【請求項６】 重量比として、Ｃ：０．３５〜０．６０
   ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：０．２〜１．
   ６０％、Ｓ：０．００５〜０．１５％、Ａｌ：０．０１
   ０〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％Ｂ：
   ０．０００５〜０．００５％、Ｎ：０．００１５〜０．
   ００８％、を含有しさらに、Ｃｒ：０．１超〜ｌ．２
   ％、Ｍｏ：０．０２〜０．８％、Ｎｉ：０．１〜３．５
   ％Ｎｂ：０．０１〜０．３％Ｖ：０．０３〜０．６％の
   １種または２種以上を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、
   Ｃｕ：０．０５％以下、Ｏ：０．００２５％以下にそれ
   ぞれ制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
   有効硬化層深さｔと部品半径の比ｔ／ｒが０．４〜０．
   ７５であり、かつ下記で定義される投影芯部硬さＨｐ−
   ｃｏｒｅと硬化層硬さＨｃａｓｅの比Ｈｐ−ｃｏｒｅ／
   Ｈｃａｓｅが０．５６以上であり、さらに下記で定義さ
   れる断面内平均硬さＨａｖがＨＶ５６０以上であること
   を特徴とする高捩り疲労強度高周波焼入れ鋼材。 投影芯部硬さの定義：有効硬化層深さｔ、部品半径ｒ、
   芯部硬さＨｃｏｒｅとした時、 投影芯部硬さ Ｈｐ−ｃｏｒｅ＝Ｈｃｏｒｅ／（１−ｔ
   ／ｒ） 断面内平均硬さの定義：半径ａの断面を半径方向に同心
   円状にＮ個のリングに分割し、ｎ番目のリング状部分の
   硬さをＨ_n、半径をｒ_n、間隔を△ｒ_nとした時、 【数１】
7. 【請求項７】 高周波焼入れ層の旧オーステナイト結晶
   粒度が９番以上である請求項１〜３のいずれかに記載の
   高捩り疲労強度高周波焼入れ鋼材。
8. 【請求項８】 高周波焼入れ層の旧オーステナイト結晶
   粒度が９番以上である請求項４〜６のいずれか記載の高
   捩り疲労強度高周波焼入れ鋼材。