JP7140274B2

JP7140274B2 - 鋼軸部品

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Publication number: JP7140274B2
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Inventors: 基成西原; 裕章多比良; 遥子末安
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Description

本発明は、鋼軸部品に関し、さらに詳しくは、クランクシャフト及びカムシャフトに代表される、１又は複数の軸部を備える鋼軸部品に関する。

クランクシャフトに代表される鋼軸部品は、１又は複数の軸部を備える。鋼軸部品がクランクシャフトの場合、クランクピン及びクランクジャーナルが軸部に相当する。このような鋼軸部品は、産業用機械、建設用機械、及び、自動車に代表される輸送用機械の機械部品として利用されている。

鋼軸部品は、以下の工程により製造される。鋼軸部品の素材である鋼材を熱間鍛造して中間品を製造する。製造された中間品に対して必要に応じて調質処理を実施する。熱間鍛造ままの非調質の中間品又は調質処理後の中間品に対して、切削や穿孔等により部品形状に機械加工する。機械加工された中間品に対して、高周波焼入れ等の表面硬化熱処理を実施する。表面硬化熱処理後、中間品に対して研削による仕上げ加工を実施し、鋼軸部品を製造する。

上述の用途に利用される鋼軸部品では、優れた疲労強度が求められる。熱間鍛造後に高周波焼入れが実施される機械部品の疲労強度を高める技術は、たとえば、特開２０１３－７０９８号公報（特許文献１）、特開２０１０－２７０３４６号公報（特許文献２）、及び、特開２００４－１３７２３７号公報（特許文献３）に提案されている。

特許文献１では、熱間鍛造後に高周波焼入れされる機械部品用途の鋼材を提案する。特許文献１に開示された熱間鍛造用鋼は、質量％で、Ｃ：０．３０超～０．６０％未満、Ｓｉ：０．１０～０．９０％、Ｍｎ：０．５０～２．０％、Ｐ：０．０８０％以下、Ｓ：０．０１０～０．１０％、Ａｌ：０．００５超～０．１０％、Ｃｒ：０．０１～１．０％、Ｔｉ：０．００１～０．０４０％未満、Ｃａ：０．０００３～０．００４０％、Ｔｅ：０．０００３～０．００４０％未満、Ｎ：０．００３０～０．０２０％、Ｏ：０．００５０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、Ｃａ／Ｔｅ＞１．００を満たし、硫化物系介在物の円相当径が２０μｍ以下である。

特許文献２では、熱間鍛造後に高周波焼入れされる機械部品用途の鋼材であって、曲げ疲労強度に優れた鋼材を提案する。特許文献２に開示された熱間鍛造用非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．２５～０．５０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．６０～１．８０％、Ｐ≦０．０３０％、Ｓ≦０．０６０％、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．０３％以下、Ｖ：０．０５０～０．２５０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｎ：０．００８～０．０１５％を含有し、（１）式を満たし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる成分組成を有し、熱間鍛造後の粗材におけるミクロ組織において、フェライト体積分率（Ｆ％）及びフェライト平均粒径（μｍ）と鋼中Ｖの含有量（％）とが（２）式を満たす。ここで、式（１）は、３．１０≦２．７×Ｍｎ＋４．６×Ｃｒ＋Ｖ≦５．６０であり、式（２）は、０．０４≦フェライト体積分率（Ｆ％）×Ｖ／フェライト平均粒径（μｍ）≦０．１８である。

特許文献３では、熱間鍛造後に高周波焼入れされる機械部品用途の鋼材であって、疲労強度に優れた鋼材を提案する。特許文献３に開示されている高強度高加工性高周波焼入用鋼は、質量％で、Ｃ：０．５～０．７％、Ｓｉ：０．５～１．０％、Ｍｎ：０．５～１．０％、Ｃｒ：０．４％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｖ：０．０１～０．１５％、Ａｌ：０．０１５超～０．０５０％未満、Ｎ：０．０１０超～０．０２５％未満を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、鍛造後に部品の一部を高周波焼入れして使用する。

特開２０１３－７０９８号公報特開２０１０－２７０３４６号公報特開２００４－１３７２３７号公報

上述の特許文献１～３のように、従前では、鋼軸部品の素材となる鋼材の化学組成及び組織を調整することにより、熱間鍛造及び高周波焼入れ後の最終製品である鋼軸部品の疲労強度の向上を図っていた。しかしながら、上述の鋼材を用いた場合であっても、最終製品である鋼軸部品において、高い疲労強度が十分に得られない場合がある。

本開示の目的は、優れた疲労強度を有する鋼軸部品を提供することである。

本開示による鋼軸部品は、
軸方向に垂直な断面が円形状であり、ビッカース硬さが６２０ＨＶ以上の硬化層を表層に有する１又は複数の軸部を備え、
前記鋼軸部品の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．４０～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：１．００～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５～０．１００％、
Ｃｒ：０．１０～０．５０％、
Ｖ：０．１０～０．３０％、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｎ：０．００５０～０．０２００％、
Ｔｉ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
前記軸部の表面のビッカース硬さＨｓが６２０ＨＶ以上であり、
前記軸部の軸方向に垂直な断面において、前記軸部の半径Ｒの中心位置に相当するＲ／２位置でのビッカース硬さＨｂが式（１）を満たし、
前記Ｒ／２位置でのミクロ組織がフェライト及びパーライトからなり、
ビッカース硬さが６２０ＨＶ以上の前記硬化層の深さＨｒ（ｍｍ）が式（２）を満たし、
前記軸部の軸方向に垂直な断面の前記硬化層内において、Ｖを含有し、かつ、円相当径が１００ｎｍを超えるＶ含有析出物が、１０個／２７６μｍ^２以下である。
Ｈｓ／２．３≦Ｈｂ≦３５０（１）
０．０５≦Ｈｒ／Ｒ≦０．４０（２）
ここで、式（２）のＲは前記軸部の半径（ｍｍ）である。

本開示の鋼軸部品は、優れた疲労強度を有する。

図１は、鋼軸部品の表面から深さ方向（径方向）での強度分布と、使用時に鋼軸部品に付与される応力分布との関係を示すイメージ図である。図２は、本実施の形態による鋼軸部品の一例であるクランクシャフトの要部を示す図である。図３は、図２中の軸部に相当するクランクピンの断面図である。図４は、実施例の回転曲げ疲労試験用供試材の側面図である。

本発明者らは、鋼軸部品の疲労強度、より具体的には、回転曲げ疲労強度について、調査及び検討を行った。従前は、特許文献１～３に記載のように、熱間鍛造及び高周波焼入れが実施される鋼軸部品に対しては、鋼軸部品の素材となる鋼材の化学組成及び組織を調整することにより、鋼軸部品の疲労強度の向上を図っていた。しかしながら、最終製品である鋼軸部品において、疲労強度が十分に得られない場合があった。そこで、本発明者らは、最終製品である鋼軸部品に注目して、鋼軸部品の疲労強度を調査した。

上述のとおり、高周波焼入れにより鋼軸部品の表層に硬化層を形成する場合、硬化層の硬さが高いほど、鋼軸部品の疲労強度が高くなると考えられていた。その理由は次のとおりである。従前では、疲労強度の低下は、鋼軸部品の表面に発生する割れが要因と考えられてきた。そこで、従前では、硬化層の硬さをなるべく高くすることにより、表面での割れの発生を抑制し、疲労強度を高めることができると考えられてきた。

しかしながら、本発明者らが調査した結果、硬化層の硬さを高めた場合、鋼軸部品の表面に割れが発生するのではなく、鋼軸部品の内部、より具体的には、鋼軸部品の硬化層近傍の芯部（母材部分）において割れが発生し、疲労強度が低下する場合があることが判明した。

そこで、本発明者らは、鋼軸部品の径方向の強度分布と、鋼軸部品の使用時において、鋼軸部品の径方向の各位置に付与される応力分布との関係について調査を行った。鋼軸部品では、鋼軸部品の長手方向（軸方向）に対して垂直な方向（鋼軸部品の径方向）に負荷が掛かったとき、鋼軸部品に曲げ疲労が付与される。そこで、本発明者らは、鋼軸部品の径方向に負荷が掛かった場合の鋼軸部品の応力集中領域において、径方向に付与される応力分布を調査した。

図１は、鋼軸部品の表面から深さ方向（径方向）での強度分布と、使用時に鋼軸部品に付与される応力分布との関係を示すイメージ図である。図１の実線Ａ１及びＡ２は、使用時に付与される応力分布である。図１の実線Ｂ１は、鋼軸部品の径方向の強度分布である。

図１を参照して、使用中の鋼軸部品に付与される応力分布（Ａ１及びＡ２）は、表面で最も高く、深さ方向（径方向）に進むにしたがって、連続的に低下している。一方で、鋼軸部品の径方向の強度分布（Ｂ１）は、硬化層領域Ｂ１１で高く、硬化層よりも内部の芯部領域Ｂ１２で低くなっており、かつ、硬化層領域Ｂ１１から芯部領域Ｂ１２に進むと、強度が非連続に急激に低下している。これは、硬化層領域ではマルテンサイト組織であるのに対して、芯部領域ではフェライト及びパーライト組織であることに起因している。

以上のとおり、使用時に鋼軸部品に付与される応力分布が連続的であるのに対して、鋼軸部品の硬さ分布は非連続となる。その結果、使用時に鋼軸部品に付与される応力分布がＡ１からＡ２に上昇した場合、図１の領域１００に示すとおり、硬化層領域Ｂ１１近傍の芯部領域Ｂ１２において、応力分布Ａ２が芯部領域Ｂ１２の強度を超えてしまい、内部に割れが発生すると考えられる。

以上の事象を考慮して、本発明者らは、硬化層の硬さを高めつつ、かつ、硬化層の硬さと芯部の硬さとの差を縮めれば、疲労強度をさらに向上できると考えた。そこで、本発明者らは、硬化層の硬さと芯部の硬さとの関係について、さらに検討を行った。その結果、鋼軸部品の化学組成を質量％で、Ｃ：０．４０～０．６０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：１．００～２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５～０．１００％、Ｃｒ：０．１０～０．５０％、Ｖ：０．１０～０．３０％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｎ：０．００５０～０．０２００％、Ｔｉ：０～０．０５０％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなる化学組成とし、軸部の表面（つまり、硬化層）のビッカース硬さＨｓを６２０ＨＶ以上とし、さらに、鋼軸部品の軸部の半径Ｒの中心位置（以下、Ｒ／２位置という）でのビッカース硬さＨｂが芯部硬さに相当すると仮定した場合、Ｒ／２位置でのビッカース硬さＨｂを式（１）を満たすように調整すれば、鋼軸部品において、優れた疲労強度が得られる可能性があることが分かった。
Ｈｓ／２．３≦Ｈｂ≦３５０（１）

式（１）を満たす場合、上記化学組成を有する鋼軸部品において、硬化層の硬さと芯部の硬さとの差が十分に小さくなる。そのため、内部割れに起因した疲労強度の低下を抑制できる。

本発明者らはさらに、硬化層の深さと疲労強度との関係についても調査を行った。その結果、硬化層が深すぎれば、かえって疲労強度が低下することが判明した。この理由として、次の事項が考えられる。硬化層が適切な深さである場合、鋼軸部品の表層では軸方向に圧縮の残留応力が掛かる。この場合、圧縮の残留応力により、鋼軸部品の表面での割れの発生が抑制されると考えられる。一方、硬化層が深くなりすぎた場合、鋼軸部品の表層では、圧縮の残留応力が低くなる、又は、引張の残留応力が掛かる。その結果、鋼軸部品の表面での割れが発生しやすくなり、疲労強度が低下すると考えられる。

そこで、本発明者らは、ビッカース硬さで６２０ＨＶ以上となる硬化層深さＨｒの、鋼軸部品の軸部の半径Ｒとの比（Ｈｒ／Ｒ）の適切な範囲を調査した。その結果、上述の化学組成を有し、かつ、式（１）を満たす鋼軸部品において、さらに、式（２）を満たせば、優れた疲労強度が得られることが分かった。
０．０５≦Ｈｒ／Ｒ≦０．４０（２）
ここで、式（２）のＲは軸部の半径（ｍｍ）である。

しかしながら、上述の化学組成の鋼軸部品であって、式（１）及び式（２）を満たしたものであっても、疲労強度が低い場合が生じた。そこで、本発明者らはさらに、疲労強度の低下の原因を調査した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。上述の化学組成を有する鋼軸部品の場合、硬化層中にはＶを含有する析出物（以下、Ｖ含有析出物ともいう）が多数存在している。ここで、Ｖ含有析出物とは、Ｖ含有量が質量％で１０％以上の析出物である。Ｖ含有析出物はたとえば、Ｖ炭化物、Ｖ窒化物、Ｖ炭窒化物等である。Ｖ含有析出物は析出強化により硬化層の硬さを高める。しかしながら、円相当径が１００ｎｍを超えるＶ含有析出物（以下、粗大Ｖ含有析出物ともいう）が硬化層中に多数存在する場合、鋼軸部品の径方向に掛かる負荷により、粗大Ｖ含有析出物を起点として割れが発生しやすくなる。そのため、疲労強度が低下してしまう。上述の化学組成の鋼軸部品であって、式（１）及び式（２）を満たし、さらに、硬化層内において、粗大Ｖ含有析出物が１０個／２７６μｍ^２以下であれば、優れた疲労強度が得られる。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による鋼軸部品は、以下の構成を有する。

［１］
鋼軸部品であって、
軸方向に垂直な断面が円形状であり、ビッカース硬さが６２０ＨＶ以上の硬化層を表層に有する１又は複数の軸部を備え、
前記鋼軸部品の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．４０～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：１．００～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５～０．１００％、
Ｃｒ：０．１０～０．５０％、
Ｖ：０．１０～０．３０％、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｎ：０．００５０～０．０２００％、
Ｔｉ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
前記軸部の表面のビッカース硬さＨｓが６２０ＨＶ以上であり、
前記軸部の軸方向に垂直な断面において、前記軸部の半径Ｒの中心位置に相当するＲ／２位置でのビッカース硬さＨｂが式（１）を満たし、
前記Ｒ／２位置でのミクロ組織がフェライト及びパーライトからなり、
ビッカース硬さが６２０ＨＶ以上の前記硬化層の深さＨｒ（ｍｍ）が式（２）を満たし、
前記軸部の軸方向に垂直な断面の前記硬化層内において、Ｖを含有し、かつ、円相当径が１００ｎｍを超えるＶ含有析出物が、１０個／２７６μｍ^２以下である、
鋼軸部品。
Ｈｓ／２．３≦Ｈｂ≦３５０（１）
０．０５≦Ｈｒ／Ｒ≦０．４０（２）
ここで、式（２）のＲは前記軸部の半径（ｍｍ）である。

［２］
［１］に記載の鋼軸部品であって、
前記化学組成は、質量％で、
Ｔｉ：０．００５～０．０５０％を含有する、
鋼軸部品。

［３］
前記鋼軸部品はクランクシャフト、又は、カムシャフトである、
［１］又は［２］に記載の鋼軸部品。

以下、本実施形態による鋼軸部品について詳述する。

［鋼軸部品の構成］
本実施形態による鋼軸部品は１又は複数の軸部を備える。軸部では、鋼軸部品の長手方向（軸方向）に垂直な断面が円形状であり、表層に硬化層を有する。本明細書において、「硬化層」とは、ビッカース硬さが６２０ＨＶ以上の領域を意味する。硬化層は後述のとおり、高周波焼入れを実施することにより鋼軸部品の表層に形成される。

図２は、本実施形態による鋼軸部品の一例であるクランクシャフト１の要部を示す図である。クランクシャフト１は、軸部に相当するクランクピン２及びクランクジャーナル３を備える。図２に示すクランクシャフト１はさらに、クランクアーム４と、カウンターウェイト６とを備える。クランクアーム４は、クランクピン２とクランクジャーナル３との間に配置され、クランクピン２とクランクジャーナル３とにつながっている。カウンターウェイト６は、クランクアーム４とつながっている。クランクピン２は、クランクアーム４との接続部分に、フィレット部５を含む。同様に、クランクジャーナル３は、クランクアーム４との接続部分に、フィレット部５を含む。なお、フィレット部５はなくてもよい。

図２では、鋼軸部品の一例としてクランクシャフトの構成を示す。しかしながら、鋼軸部品は、クランクシャフトに限定されない。鋼軸部品はたとえば、カムシャフトであってもよい。鋼軸部品は１つの軸部を備えていてもよいし、図２に示すクランクシャフト１のように、複数の軸部（クランクピン２及びクランクジャーナル３）を備えてもよい。

図３は、図２中のクランクピン２の中心軸を含む面での断面図である。図３を参照して、軸部に相当するクランクピン２の表層には、硬化層２０が形成されている。上述のとおり、硬化層２０のビッカース硬さは６２０ＨＶ以上である。つまり、硬化層２０において、ビッカース硬さの最低値が６２０ＨＶである。軸部に相当するクランクピン２のうち、硬化層２０よりも内部（つまり、ビッカース硬さが６２０ＨＶ未満の部分）を、本明細書では、芯部２１という。

［化学組成］
本実施形態の鋼軸部品の化学組成は、次の元素を含有する。なお、本明細書において、元素に関する％は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

Ｃ：０．４０～０．６０％
炭素（Ｃ）は、鋼軸部品の軸部の芯部及び硬化層の硬さを高め、鋼軸部品の疲労強度を高める。Ｃ含有量が０．４０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．６０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼軸部品の硬さが過剰に高まり、鋼軸部品の疲労強度がかえって低下する場合がある。さらに、鋼軸部品の素材となる鋼材の被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．４０～０．６０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．４３％であり、さらに好ましくは０．４４％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４６％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．５９％であり、さらに好ましくは０．５６％であり、さらに好ましくは０．５４％であり、さらに好ましくは０．５２％であり、さらに好ましくは０．５０％である。

Ｓｉ：０．０５～１．００％
ケイ素（Ｓｉ）は、フェライトに固溶してフェライトを強化する。そのため、鋼軸部品の芯部の硬さが高まる。Ｓｉ含有量が０．０５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱間鍛造時において鋼材が脱炭する。この場合、熱間鍛造後の鋼材（中間品）において、切削加工代が大きくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９０％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７５％であり、さらに好ましくは０．７０％である。

Ｍｎ：１．００～２．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼軸部品の硬さを高める。Ｍｎ含有量が１．００％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ミクロ組織にベイナイトが生成しやすくなる。この場合、鋼材の被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．００～２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．０５％であり、さらに好ましくは１．１０％であり、さらに好ましくは１．１２％であり、さらに好ましくは１．１５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．９０％であり、さらに好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは１．７０％であり、さらに好ましくは１．６０％である。

Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、粒界に偏析して、鋼軸部品の疲労強度を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１８％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。

Ｓ：０．００５～０．１００％
硫黄（Ｓ）は、ＭｎＳ等の硫化物を生成し、鋼材の被削性を高める。Ｓ含有量が０．００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓ含有量は、０．００５～０．１００％である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１４％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７５％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。

Ｃｒ：０．１０～０．５０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼軸部品の硬さを高める。Ｃｒ含有量が０．１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ミクロ組織にベイナイトが生成し、鋼材の被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０～０．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１１％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１３％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは、０．３０％であり、さらに好ましくは０．２９％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。

Ｖ：０．１０～０．３０％
バナジウム（Ｖ）は、微細な炭化物を生成して、鋼軸部品の芯部の硬さを高める。その結果、鋼軸部品の疲労強度が高まる。Ｖ含有量が０．１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＶ炭窒化物が生成して、鋼軸部品の疲労強度が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．１０～０．３０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１１％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１３％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．１５％である。

Ａｌ：０．００５～０．０５０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、窒化物を生成して結晶粒の粗大化を抑制する。そのため、鋼軸部品の硬さ及び靭性の著しい低下が抑制される。Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ａｌ_２Ｏ_３系介在物が過剰に生成される。Ａｌ_２Ｏ_３系介在物は、鋼材の被削性を低下させる。したがって、Ａｌ含有量は、０．００５～０．０５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００７％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４２％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３９％である。ここでいうＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量（質量％）を意味する。

Ｎ：０．００５０～０．０２００％
窒素（Ｎ）は窒化物や炭窒化物を生成する。窒化物や炭窒化物は結晶粒の粗大化を抑制する。これにより、鋼材の硬さの低下を抑制し、鋼軸部品の疲労強度が高まる。Ｎ含有量が０．００５０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．０２００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中にボイド等の欠陥が発生しやすくなる。したがって、Ｎ含有量は０．００５０～０．０２００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００８０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１７０％であり、さらに好ましくは０．０１６０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％である。

本実施形態の鋼軸部品の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼軸部品を構成する鋼材の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は、製造過程の環境等から混入する元素をいう。

本実施形態の鋼軸部品の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉを含有してもよい。

Ｔｉ：０～０．０５０％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｔｉ含有量が０％超である場合、Ｔｉは炭化物等を生成して、熱間鍛造時の結晶粒の粗大化を抑制する。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＴｉ窒化物が生成して、鋼軸部品の疲労強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１１％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。

［鋼軸部品のミクロ組織］
鋼軸部品において、芯部のミクロ組織はフェライト及びパーライトからなる。本実施形態において、軸部のＲ／２位置は、芯部に相当する。ここで、Ｒ／２位置とは、図３に示すとおり、軸部の軸方向に垂直な断面（横断面）における半径Ｒの中心位置であって、軸部の横断面における表面と中心Ｃとを結ぶ線分の中心位置を意味する。本実施形態において、鋼軸部品の芯部のミクロ組織は、軸部のＲ／２位置のミクロ組織で定義する。本実施形態の軸部のＲ／２位置でのミクロ組織は、フェライト及びパーライトからなる。

より具体的には、軸部のＲ／２位置でのミクロ組織（析出物及び介在物を除くマトリクス）は、フェライト及びパーライトからなり、他の相（ベイナイト、マルテンサイト）は実質存在しない。なお、「フェライト及びパーライト」のフェライトは、初析フェライトを意味する。本明細書において、ミクロ組織がフェライト及びパーライトからなる、とは、軸部のＲ／２位置でのミクロ組織において、フェライト及びパーライトの総面積率が９５．０％以上であることを意味する。

鋼軸部品のミクロ組織は、次の方法で観察する。鋼軸部品の軸部のＲ／２位置（図３参照）から、ミクロ組織観察用サンプルを採取する。サンプルの大きさは特に限定されず、観察面において、後述の視野サイズを確保できればよい。採取されたサンプルの表面のうち、軸部の軸方向に垂直な断面に相当する表面を観察面とする。観察面を鏡面研磨した後、観察面を３％硝酸アルコール（ナイタル腐食液）にてエッチングする。エッチングされた観察面のうち、任意の５視野を５００倍の光学顕微鏡にて観察して、写真画像を生成する。各視野のサイズは２００μｍ×２００μｍとする。各視野において、フェライト、パーライト、ベイナイト等の各相は、相ごとにコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、各相を特定する。各視野において、フェライト及びパーライトを特定する。全ての視野のフェライトの総面積（μｍ^２）を求め、全ての視野のパーライトの総面積（μｍ^２）を求める。全ての視野のフェライトの総面積と全ての視野のパーライトの総面積との合計と、全ての視野の総面積とに基づいて、フェライト及びパーライトの総面積率（％）を求める。フェライト及びパーライトの総面積率が９５．０％以上である場合、ミクロ組織がフェライト及びパーライトからなる、と判断する。

［軸部の条件Ａ～条件Ｄについて］
本実施形態の鋼軸部品はさらに、軸部において、条件Ａ～条件Ｄを全て満たす。
条件Ａ：軸部の表面のビッカース硬さＨｓが６２０ＨＶ以上である。
条件Ｂ：軸部の軸方向に垂直な断面において、軸部の半径Ｒの中心位置に相当するＲ／２位置でのビッカース硬さＨｂが式（１）を満たす。
Ｈｓ／２．３≦Ｈｂ≦３５０（１）
条件Ｃ：ビッカース硬さが６２０ＨＶ以上の硬化層の深さＨｒが式（２）を満たす。
０．０５≦Ｈｒ／Ｒ≦０．４０（２）
条件Ｄ：軸部の軸方向に垂直な断面の硬化層内において、粗大Ｖ含有析出物が、１０個／２７６μｍ^２以下である。ここで、粗大Ｖ含有析出物とは、Ｖ含有量が質量％で１０％以上である析出物であって、かつ、円相当径が１００ｎｍを超える析出物を意味する。
以下、条件Ａ～条件Ｄについて説明する。

［条件Ａについて］
鋼軸部品の軸部の表面（つまり、硬化層の表面）のビッカース硬さＨｓは６２０ＨＶ以上である。ここで、軸部表面のビッカース硬さＨｓは次の方法で測定する。

鋼軸部品の軸部の硬化層の表面の任意の３点に対して、ＪＩＳＺ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施する。試験力は１．９６Ｎとする。得られたビッカース硬さの算術平均値を、軸部表面のビッカース硬さＨｓ（ＨＶ）と定義する。

軸部表面のビッカース硬さＨｓが６２０ＨＶ未満であれば、鋼軸部品の使用時において、鋼軸部品に付与される応力により、軸部表面から割れが発生しやすくなる。この場合、鋼軸部品において十分な疲労強度が得られない。したがって、軸部表面のビッカース硬さＨｓは６２０ＨＶ以上である。

［条件Ｂについて］
鋼軸部品ではさらに、軸部のＲ／２位置でのビッカース硬さＨｂが式（１）を満たす。
Ｈｓ／２．３≦Ｈｂ≦３５０（１）
ここで、式（１）中の「Ｈｓ」には、軸部表面のビッカース硬さＨｓの数値が代入される。

軸部のＲ／２位置でのビッカース硬さＨｂは、芯部のビッカース硬さに相当する。芯部のビッカース硬さＨｂが、軸部表面のビッカース硬さＨｓに対して低すぎれば、芯部の硬さと硬化層の硬さとの差が過剰に大きくなる。この場合、軸部表面のビッカース硬さＨｓが十分に高くても、上述のとおり、硬化層近傍部分の芯部で割れが発生しやすくなり、鋼軸部品の疲労強度が低下する。Ｒ／２位置でのビッカース硬さＨｂがＨｓ／２．３以上であれば、芯部の硬さと硬化層の硬さとの差が十分に小さい。そのため、硬化層近傍部分の芯部での割れの発生を抑制することができ、鋼軸部品の疲労強度を高めることができる。

なお、Ｒ／２位置でのビッカース硬さＨｂの上限は３５０ＨＶとする。Ｒ／２位置でのビッカース硬さＨｂが３５０ＨＶを超える場合、鋼材の被削性が低下し、生産性が著しく低下する。さらに、Ｒ／２位置でのビッカース硬さＨｂが３５０ＨＶを超える場合、高周波焼入れが過剰に実施され、過剰に焼入れされている。そのため、鋼軸部品の表層に引張残留応力が発生しやすくなる。この場合、鋼軸部品の疲労強度が低下する。したがって、Ｒ／２位置でのビッカース硬さＨｂの上限は３５０ＨＶである。Ｒ／２位置でのビッカース硬さＨｂの好ましい下限はＨｓ／２．２３であり、さらに好ましくはＨｓ／２．２であり、さらに好ましくはＨｓ／２．１である。Ｒ／２位置でのビッカース硬さＨｂの好ましい上限は３４５ＨＶであり、さらに好ましくは３４３ＨＶであり、さらに好ましくは３４０ＨＶである。

Ｒ／２位置でのビッカース硬さＨｂは次の方法で測定する。鋼軸部品の軸部の軸方向に垂直な断面において、軸部のＲ／２位置の任意の３点に対して、ＪＩＳＺ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施する。試験力は９８Ｎとする。得られたビッカース硬さの算術平均値を、Ｒ／２位置でのビッカース硬さＨｂ（ＨＶ）と定義する。

［条件Ｃについて］
鋼軸部品ではさらに、ビッカース硬さが６２０ＨＶ以上の硬化層の深さＨｒ（ｍｍ）が式（２）を満たす。
０．０５≦Ｈｒ／Ｒ≦０．４０（２）
ここで、式（２）中のＲには、軸部の半径（ｍｍ）が代入される。

上述のとおり、本明細書において、軸部の表層のうち、ビッカース硬さが６２０ＨＶ以上の領域を、硬化層と定義する。硬化層深さＨｒは、次の方法で測定する。

軸部の軸方向に垂直な断面において、表面から深さ方向（径方向）に０．１ｍｍピッチでビッカース硬さを測定する。ビッカース硬さは、ＪＩＳＺ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施する。試験力は１．９６Ｎとする。得られたビッカース硬さから、深さ方向（径方向）のビッカース硬さ分布をプロットする。得られたビッカース硬さ分布において、ビッカース硬さが６２０ＨＶ以上となる深さを、硬化層深さと定義する。軸部の軸方向に垂直な断面において、表面の任意の３箇所から上述の深さ方向のビッカース硬さ分布を求め、各位置（３箇所）の硬化層深さの算術平均値を、硬化層深さＨｒ（ｍｍ）と定義する。得られた硬化層深さＨｒの、軸部の半径Ｒ（ｍｍ）に対する比（＝Ｈｒ／Ｒ）を求める。

Ｈｒ／Ｒが０．０５未満であれば、鋼軸部品の軸部の硬化層深さが十分ではない。この場合、鋼軸部品の疲労強度が低下する。一方、Ｈｒ／Ｒが０．４０を超えれば、硬化層が過剰に深く形成されている。この場合、鋼軸部品の表面に引張残留応力が発生しやすくなり、その結果、鋼軸部品の疲労強度が低下する。Ｈｒ／Ｒが式（２）を満たせば、条件Ａ、条件Ｂ、及び条件Ｄを満たすことを前提として、芯部硬さと硬化層硬さとのバランスが適切な関係を満たし、その結果、鋼軸部品の疲労強度が高まる。Ｈｒ／Ｒの好ましい下限は０．０８であり、さらに好ましくは０．１０であり、さらに好ましくは０．１５である。Ｈｒ／Ｒの好ましい上限は０．３８であり、さらに好ましくは０．３５であり、さらに好ましくは０．３２である。

［条件Ｄについて］
鋼軸部品ではさらに、軸部の軸方向に垂直な断面の硬化層内において、粗大Ｖ含有析出物が、１０個／２７６μｍ^２以下である。ここで、Ｖ含有析出物とは、析出物中のＶ含有量が質量％で１０％以上の析出物を意味する。また、粗大Ｖ含有析出物とは、Ｖ含有析出物のうち、かつ、円相当径が１００ｎｍを超えるＶ含有析出物を意味する。

上述の化学組成を有する鋼軸部品が条件Ａ～条件Ｃを満たしていても、硬化層内の粗大Ｖ含有析出物の個数密度が１０個／２７６μｍ^２を超えれば、硬化層内において、径方向の負荷に対して割れの起点となる粗大Ｖ含有析出物が多すぎる。この場合、鋼軸部品の疲労強度が低下する。一方、硬化層内の粗大Ｖ含有析出物の個数密度が１０個／２７６μｍ^２以下であれば、硬化層内の粗大Ｖ含有析出物が十分に少ない。そのため、鋼軸部品において、優れた疲労強度が得られる。硬化層内の粗大Ｖ含有析出物の好ましい個数密度は９個／２７６μｍ^２以下であり、さらに好ましくは８個／２７６μｍ^２以下である。

硬化層内における粗大Ｖ含有析出物の個数密度は次の方法で測定する。鋼軸部品の軸部を、鋼軸部品の長手方向（軸方向）に垂直な方向に切断する。軸部の断面のうち、上述の条件Ｃにおいて記載した硬化層深さの測定方法に基づいて、軸部断面の硬化層を特定する。特定された硬化層の表面から略１／２深さ位置（つまり、軸部断面の硬化層の深さ方向の中央位置）から、サンプルを採取する。サンプル表面のうち、鋼軸部品の長手方向（軸方向）に垂直な断面に相当する表面を観察面とする。透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて３００００倍の倍率で、観察面内の任意の１０視野（１視野あたりの面積は２７．６μｍ^２）を観察する。なお、サンプル（薄膜サンプル）の厚さは約５０ｎｍとする。

各視野（観察面という）中の析出物及び介在物に対して、各析出物及び介在物が含有する元素の含有量をエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）を用いて定量分析して、Ｖ含有析出物を特定する。具体的には、視野中の析出物及び介在物のうち、Ｖ含有量が質量％で１０％以上のものを、「Ｖ含有析出物」と特定する。

特定された各Ｖ含有析出物の円相当径を求める。ここで、円相当径とは、Ｖ含有析出物の面積を円に換算した場合の直径（ｎｍ）を意味する。全ての視野中のＶ含有析出物のうち、円相当径が１００ｎｍを超えるＶ含有析出物を、「粗大Ｖ含有析出物」と定義する。全ての視野での粗大Ｖ含有析出物の総個数を求める。求めた粗大Ｖ含有析出物の総個数に基づいて、粗大Ｖ含有析出物の個数密度（個／２７６μｍ^２）を求める。

以上のとおり、本実施形態の鋼軸部品は、上述の化学組成を有し、軸部の芯部でのミクロ組織がフェライト及びパーライトからなり、かつ、条件Ａ～条件Ｄの全てを満たすことにより、従来知られていなかった硬化層近傍の芯部領域での割れの発生も抑制でき、優れた疲労強度が得られる。

［鋼軸部品の製造方法］
上述の鋼軸部品の製造方法の一例を説明する。なお、以下に説明する製造方法は一例であって、本実施形態の鋼軸部品の製造方法はこれに限定されない。つまり、上述の構成を有する本実施形態の鋼軸部品が製造できれば、以下に説明する製造方法に限定されない。ただし、以下に説明する製造方法は、本実施形態の鋼軸部品を製造する好適な製造方法である。

本実施形態の鋼軸部品の製造方法では初めに、上記化学組成を有する鋼軸部品用鋼材を準備する。鋼軸部品用鋼材は第三者により製造されたものを用いてもよい。鋼軸部品用鋼材は鋼軸部品の製造者が製造してもよい。

鋼軸部品用鋼材はたとえば、次の方法で製造する。上述の化学組成を有する溶鋼を周知の方法で製造する。溶鋼を用いて素材（鋳片又はインゴット）を製造する。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。

製造された素材を熱間加工して、鋼軸部品用鋼材を製造する。鋼軸部品用鋼材はたとえば、棒鋼である。熱間加工工程では通常、１又は複数回の熱間加工を実施する。複数回熱間加工を実施する場合、最初の熱間加工はたとえば、分塊圧延又は熱間鍛造であり、次の熱間加工は、連続圧延機を用いた仕上げ圧延である。連続圧延機では、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列されている。仕上げ圧延後の鋼軸部品用鋼材を、室温になるまで冷却する。以上の工程により、本実施形態による鋼軸部品用鋼材を製造する。熱間加工での素材の加熱温度はたとえば、９５０～１３５０℃である。

鋼軸部品は、上述の鋼軸部品用鋼材を用いて製造する。鋼軸部品の製造方法は、熱間鍛造工程と、機械加工工程と、高周波焼入れ工程と、焼戻し工程と、切削加工工程とを含む。以下、各工程について説明する。

［熱間鍛造工程］
熱間鍛造工程では、鋼軸部品用鋼材を熱間鍛造して、鋼軸部品の粗形状を有する中間品を製造する。ここで、粗形状とは、鋼軸部品の最終形状に近い形状を意味する。熱間鍛造工程における加熱温度は例えば、９５０～１３５０℃である。ここで、加熱温度Ｔ１は、熱間鍛造前の加熱炉又は均熱炉での加熱温度（℃）を意味する。加熱温度が９５０～１３５０℃であれば、他の製造条件を満たすことを前提として、鋼軸部品用鋼材中のＶ含有析出物が十分に固溶する。そのため、高周波焼入れ工程後の鋼軸部品において、硬化層中の粗大Ｖ含有析出物の個数密度を１０個／２７６μｍ^２以下とすることができる。

熱間鍛造での仕上げ圧下後、鋼材を冷却する。このとき、鋼材温度が８００～５００℃の間の平均冷却速度ＣＲを１２℃／分以上とする。平均冷却速度ＣＲが１２℃／分未満であれば、鋼材温度が８００～５００℃の間において、相界面析出によりＶ含有析出物が生成し、成長する。この場合、熱間鍛造中に生成したＶ含有析出物がその後の高周波焼入れ工程において粗大化する。その結果、硬化層中の粗大Ｖ含有析出物の個数密度が１０個／２７６μｍ^２を超えてしまう場合がある。平均冷却速度ＣＲが１２℃／分未満であれば、さらに、芯部の硬さが低くなり、Ｒ／２位置でのビッカース硬さＨｂが式（１）の下限未満となる。したがって、鋼材温度が８００～５００℃での平均冷却速度は１２℃／分以上である。

ここで、鋼材温度が８００～５００℃での平均冷却速度は、次の方法で求める。熱間鍛造工程の仕上げ圧下後の鋼材温度を測温計で測定し、鋼材温度が８００℃から５００℃に低下するまでに掛かる時間を求める。求めた時間に基づいて、鋼材温度が８００～５００℃の間の平均冷却速度（℃／分）を求める。

平均冷却速度ＣＲの好ましい上限は２５℃／分であり、さらに好ましくは２０℃／分であり、さらに好ましくは１５℃／分である。

以上の熱間鍛造工程により、鋼軸部品の中間品を製造する。なお、本実施形態では、中間品に対して、熱間鍛造工程後に、熱処理炉を用いて中間品全体を加熱後急冷する焼入れ、及び、焼入れ後の焼戻しは実施しない。つまり、熱間鍛造工程後であって、高周波焼入れ工程前の調質処理工程は省略される。

［機械加工工程］
熱間鍛造工程後の中間品に対して、切削加工等の機械加工を実施して、中間品を鋼軸部品の最終形状に仕上げる。機械加工は周知の方法で実施すれば足りる。

［高周波焼入れ工程］
機械加工工程後の中間品に対して、高周波焼入れ処理を実施する。具体的には、少なくとも中間品の軸部に相当する部分の表面に対して、高周波焼入れを実施する。高周波焼入れでは、高周波誘導加熱装置を用いる。高周波誘導加熱装置を、中間品に対して相対的に中間品の長手方向（軸方向）に移動させながら、中間品を加熱する。高周波誘導加熱装置の出側には、水冷装置が配置されている。中間品のうち、高周波誘導加熱装置を通過した部分は、水冷装置により速やかに急冷される。

高周波焼入れにおいて、高周波誘導加熱装置の出力を２０～６０ｋＷ、周波数を１５０～３００ｋＨｚとする。また、高周波誘導加熱装置の移動速度を４．０～８．０ｍｍ／秒とする。高周波誘導加熱装置の移動速度が４．０ｍｍ／秒未満であれば、中間品の軸部が過剰に加熱される。この場合、硬化層深さＨｒが深くなりすぎ、硬化層深さＨｒが式（２）を満たさない。その結果、鋼軸部品の疲労強度が低下する。さらに、表層においてＶ含有析出物が過剰に成長し、表層での粗大Ｖ含有析出物が１０個／２７６μｍ^２を超える。一方、高周波誘導加熱装置の移動速度が８．０ｍｍ／秒を超えれば、硬化層深さＨｒが浅くなりすぎる。この場合、鋼軸部品の硬化層近傍の芯部領域において割れが発生して、鋼軸部品の疲労強度が低下する。高周波誘導加熱装置の移動速度が４．０～８．０ｍｍ／秒であれば、適切な深さの硬化層が形成され、硬化層深さＨｒが式（２）を満たす。その結果、優れた疲労強度を有する鋼軸部品が得られる。

［焼戻し工程］
高周波焼入れ工程後の中間品に対して、焼戻しを実施する。焼戻し温度は１５０～２８０℃である。焼戻し温度の好ましい下限は１６０℃であり、好ましくは１７０℃である。焼戻し温度の好ましい上限は２７０℃である。焼戻し温度時間はたとえば、１５～１５０分である。

［切削加工工程］
焼戻し工程後の中間品の表面の一部を切削加工して、最終製品である鋼軸部品を製造する。

以上の製造工程により、本実施形態の鋼軸部品が製造される。なお、鋼軸部品の製造方法は上記方法に限定されない。上述の化学組成を有し、軸部のＲ／２位置でのミクロ組織がフェライト及びパーライトからなり、条件Ａ～条件Ｄの全てを満たす鋼軸部品を製造できれば、他の製造方法により本実施形態の鋼軸部品を製造してもよい。

以下、実施例により本実施形態の鋼軸部品の一態様の効果をさらに具体的に説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。したがって、本実施形態の鋼軸部品は、この一条件例に限定されない。

表１に示す化学組成の鋼軸部品用鋼材を準備した。

表１中の各元素記号の欄には、対応する元素の含有量（質量％）が記載されている。表１中、「－」は、対応する元素が検出できなかった（つまり、不純物レベルであった）ことを示す。具体的には、試験番号５のＶ含有量は、小数第三位で四捨五入した場合に「０」％であったことを意味する。試験番号５のＴｉ含有量は、小数第四位で四捨五入した場合に「０」％であったことを意味する。各試験番号の鋼材の化学組成の残部はＦｅ及び不純物であった。試験番号５の化学組成は、鋼軸部品用鋼材として広く普及しているドイツ工業規格の３８ＭｎＳ６の化学組成に相当した。

各試験番号の鋼軸部品用鋼材に対して熱間鍛造を実施して、中間品に相当する丸棒材を製造した。熱間鍛造工程中における加熱温度はいずれも、１０００～１２００℃の範囲内であった。また、仕上げ圧下後の鋼材温度が８００～５００℃での平均冷却速度ＣＲ（℃／分）は、表２に示すとおりであった。製造した丸棒材の直径は６０ｍｍであった。

丸棒材から、機械加工により、図４に示す回転曲げ疲労試験用の供試材を作製した。供試材は丸棒状であり、直径を１２ｍｍ、長さを１２０ｍｍとした。供試材の長さ方向中央位置にノッチを形成した。ノッチ角度を６０°とし、ノッチ深さを１ｍｍとした。ノッチ底での供試材の直径を１０ｍｍ、ノッチ底半径を０．５ｍｍとした。供試材の長手方向（軸方向）は、丸棒材の長手方向（軸方向）と平行であった。

得られた供試材に対して、高周波焼入れを実施した。高周波焼入れでは、高周波誘導加熱装置を用いた。高周波誘導加熱装置の出力を４０ｋＷ、周波数を２２０ｋＨｚとし、高周波誘導加熱装置の移動速度（ｍｍ／秒）を表２に示すとおりとした。高周波誘導加熱装置の出側には水冷装置が配置されていた。供試材が高周波誘導加熱装置を通過後１秒以内に水冷装置が供試材を水冷した。高周波誘導加熱装置の移動速度を調整して、硬化層の硬さ及び硬化層深さＨｒを調整した。高周波焼入れ後の供試材に対して、焼戻しを実施した。焼戻し温度は表２に示すとおりとした。焼戻し時間は９０分とした。以上の製造工程により、鋼軸部品を模擬した供試材を製造した。

以上の工程により製造された供試材に対して、次の試験を実施した。

［ミクロ組織観察試験］
焼戻し後の供試材のＲ／２位置から、ミクロ組織観察用サンプルを採取した。採取されたサンプルの表面（観察面）を鏡面研磨した後、観察面を３％硝酸アルコール（ナイタル腐食液）にてエッチングした。エッチングされた観察面のうち、任意の５視野を５００倍の光学顕微鏡にて観察して、写真画像を生成した。各視野のサイズは２００μｍ×２００μｍとした。各視野において、フェライト、パーライト、ベイナイト等の各相は、相ごとにコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、各相を特定した。各視野においてフェライト及びパーライトを特定し、全ての視野のフェライトの総面積（μｍ^２）を求め、全ての視野のパーライトの総面積（μｍ^２）を求めた。全ての視野のフェライトの総面積と、全ての視野のパーライトの総面積との合計の、全ての視野の総面積に対する割合を、フェライト及びパーライトの総面積率（％）と定義した。フェライト及びパーライトの総面積率が９５．０％以上である場合、ミクロ組織がフェライト及びパーライトからなる、と判断した。判定結果を表２中の「ミクロ組織」欄に示す。「Ｆ＋Ｐ」は、ミクロ組織中のフェライト及びパーライトの総面積率が９５．０％以上であり、ミクロ組織がフェライト及びパーライトからなる組織であったことを示す。「Ｍ＋Ｂ」は、ミクロ組織がマルテンサイト及びベイナイトからなる組織であったことを示す。

［ビッカース硬さＨｓ測定試験］
焼戻し後の供試材の表面の任意の３点に対して、ＪＩＳＺ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力は１．９６Ｎとした。得られたビッカース硬さの算術平均値を、ビッカース硬さＨｓ（ＨＶ）と定義した。得られたビッカース硬さＨｓを表２中の「Ｈｓ」欄に示す。また、Ｈｓ／２．３を表２中の「Ｈｓ／２．３」欄に示す。

［ビッカース硬さＨｂ測定試験］
焼戻し後の供試材を、軸方向に対して垂直に切断した。切断した供試材の断面において、Ｒ／２位置の任意の３点に対して、ＪＩＳＺ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。試験力は９８Ｎとした。得られたビッカース硬さの算術平均値を、Ｒ／２位置でのビッカース硬さＨｂ（ＨＶ）と定義した。得られたビッカース硬さＨｂを表２中の「Ｈｂ」欄に示す。ビッカース硬さＨｂが式（１）の下限以上である場合、表２の「式（１）下限」欄に「Ｔ（Ｔｒｕｅ）」を表記する。ビッカース硬さＨｂが式（１）の下限未満である場合、表２の「式（１）下限」欄に「Ｆ（Ｆａｌｓｅ）」を表記する。ビッカース硬さＨｂが式（１）の上限以下である場合、表２の「式（１）上限」欄に「Ｔ（Ｔｒｕｅ）」を表記する。ビッカース硬さＨｂが式（１）の上限より高い場合、表２の「式（１）上限」欄に「Ｆ（Ｆａｌｓｅ）」を表記する。

［硬化層深さＨｒ測定試験］
供試材を、軸方向に対して垂直に切断した。切断した供試材の断面において、表面から深さ方向（径方向）に０．１ｍｍピッチでビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さは、ＪＩＳＺ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施し、試験力は１．９６Ｎとした。得られたビッカース硬さから、深さ方向（径方向）のビッカース硬さ分布を作成した。ビッカース硬さ分布において、ビッカース硬さが６２０ＨＶ以上となる深さを、硬化層深さ（ｍｍ）と定義した。軸部の軸方向に垂直な断面において、表面の任意の３箇所から上述の深さ方向のビッカース硬さ分布を求め、各位置（３箇所）の硬化層深さの算術平均値を、硬化層深さＨｒ（ｍｍ）と定義した。硬化層深さＨｒの、供試材の半径Ｒ（６ｍｍ）に対する比（＝Ｈｒ／Ｒ）を求めた。得られたＨｒ／Ｒを表２の「Ｈｒ／Ｒ」欄に示す。

［粗大Ｖ含有析出物の個数密度（個／２７６μｍ^２）測定試験］
供試材の軸方向に垂直な方向に切断した。切断面において、上述の硬化層深さＨｒ測定試験結果に基づいて、硬化層を特定した。特定された硬化層の略１／２の深さ位置から、サンプルを採取した。サンプル表面のうち、供試材の軸方向に垂直な断面に相当する表面を観察面とした。ＴＥＭを用いて３００００倍の倍率で、観察面内の任意の１０視野（１視野あたりの面積は２７．６μｍ^２）を観察した。各視野（観察面という）中の析出物及び介在物に対して、各析出物及び介在物が含有する元素の含有量をＥＤＸを用いて定量分析して、視野中の析出物及び介在物のうち、Ｖ含有量が質量％で１０％以上のものを、「Ｖ含有析出物」と特定した。サンプル（薄膜サンプル）の厚さは約５０ｎｍとした。

特定された各Ｖ含有析出物の円相当径を求めた。全ての視野中のＶ含有析出物のうち、円相当径が１００ｎｍを超えるＶ含有析出物を、「粗大Ｖ含有析出物」と定義し、全ての視野での粗大Ｖ含有析出物の総個数を求めた。求めた粗大Ｖ含有析出物の総個数に基づいて、粗大Ｖ含有析出物の個数密度（個／２７６μｍ^２）を求めた。

［回転曲げ疲労試験］
各試験番号の供試材を用いて、ＪＩＳＺ２２７４（１９７８）に準拠した回転曲げ疲労試験を実施した。具体的には、回転数を３６００ｒｐｍとし、応力負荷繰返し回数が１０^７サイクル後において破断しなかった最大応力を疲労強度（ＭＰａ）とした。試験番号５の供試材の疲労強度を基準として、試験番号５の疲労強度に対する各試験番号の疲労強度の比（以下、疲労強度比という）を次式により求めた。
疲労強度比＝各試験番号の疲労強度／試験番号５の疲労強度
疲労強度比は、得られた数値の小数第三位を四捨五入して求めた。疲労強度比が１．１０以上である場合、疲労強度に優れると判断した。

なお、回転曲げ疲労試験後の破断した供試材の割れの発生位置（疲労破壊起点位置）については、破面をＳＥＭで観察して特定した。表２中の「破壊起点」欄のうち、「表面」は供試材の表面で疲労破壊の起点が観察されたことを意味する。「内部」は、供試材のうち、硬化層よりも内部（つまり芯部）で疲労破壊の起点が観察されたことを意味する。

［試験結果］
表１及び表２を参照して、試験番号１～４の化学組成は適切であった。さらに、製造条件も適切であった。そのため、Ｒ／２位置でのミクロ組織はフェライト及びパーライトからなり、表面ビッカース硬さＨｓは６２０ＨＶ以上であった。さらに、Ｒ／２位置でのビッカース硬さＨｂは式（１）を満たし、硬化層深さＨｒの供試材の半径Ｒに対する比（Ｈｒ／Ｒ）は式（２）を満たした。さらに、粗大Ｖ含有析出物の個数密度が１０個／２７６μｍ^２以下であった。その結果、試験番号１～４の疲労強度比は、基準となる試験番号５の疲労強度の１．１０倍以上であり、優れた疲労強度が得られた。

一方、試験番号６では、Ｃ含有量及びＶ含有量が低すぎた。そのため、試験番号６では、表面ビッカース硬さＨｓは６２０ＨＶ未満となり、疲労強度比が１．１０未満であり、疲労強度が低かった。

試験番号７では、Ｖが含有されていなかった。そのため、試験番号７では、Ｒ／２位置でのビッカース硬さＨｂが式（１）を満たさなかった。その結果、疲労強度比が１．１０未満であり、疲労強度が低かった。なお、回転曲げ疲労試験後の供試材を観察した結果、供試材の硬化層近傍の芯部領域に割れが発生していた。

試験番号８では、高周波誘導加熱装置の移動速度が遅すぎた。そのため、供試材が過剰に焼入れされた。その結果、Ｈｒ／Ｒが式（２）の上限を超えた。さらに、粗大Ｖ含有析出物の個数密度が１０個／２７６μｍ^２を超えた。その結果、Ｒ／２位置でのビッカース硬さＨｂは３５０ＨＶを超えた。さらに、疲労強度比が１．１０未満であり、疲労強度が低かった。

試験番号９では、高周波誘導加熱装置の移動速度が速すぎた。そのため、Ｈｒ／Ｒが式（２）の下限未満であった。その結果、疲労強度比が１．１０未満であり、疲労強度が低かった。なお、回転曲げ疲労試験後の供試材を観察した結果、供試材の硬化層近傍の芯部領域に割れが発生していた。

試験番号１０では、焼戻し温度が高すぎた。そのため、供試材の表面のビッカース硬さＨｓが６２０ＨＶよりも低かった。その結果、疲労強度比が１．１０未満であり、疲労強度が低かった。

試験番号１１では、熱間鍛造後の鋼材温度が８００～５００℃での平均冷却速度ＣＲが遅すぎた。そのため、粗大Ｖ含有析出物の個数密度が１０個／２７６μｍ^２を超えた。さらに、Ｒ／２位置でのビッカース硬さＨｂが式（１）の下限未満となった。その結果、疲労強度比が１．１０未満であり、疲労強度が低かった。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

Claims

鋼軸部品であって、
軸方向に垂直な断面が円形状であり、ビッカース硬さが６２０ＨＶ以上の硬化層を表層に有する１又は複数の軸部を備え、
前記鋼軸部品の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．４０～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：１．００～２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００５～０．１００％、
Ｃｒ：０．１０～０．５０％、
Ｖ：０．１０～０．３０％、
Ａｌ：０．００５～０．０５０％、
Ｎ：０．００５０～０．０２００％、
Ｔｉ：０～０．０５０％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
前記軸部の表面のビッカース硬さＨｓが６２０ＨＶ以上であり、
前記軸部の軸方向に垂直な断面において、前記軸部の半径Ｒの中心位置に相当するＲ／２位置でのビッカース硬さＨｂが式（１）を満たし、
前記Ｒ／２位置でのミクロ組織がフェライト及びパーライトからなり、
ビッカース硬さが６２０ＨＶ以上の前記硬化層の深さＨｒ（ｍｍ）が式（２）を満たし、
前記軸部の軸方向に垂直な断面の前記硬化層内において、Ｖを含有し、かつ、円相当径が１００ｎｍを超えるＶ含有析出物が、１０個／２７６μｍ^２以下である、
鋼軸部品。
Ｈｓ／２．３≦Ｈｂ≦３５０（１）
０．０５≦Ｈｒ／Ｒ≦０．４０（２）
ここで、式（２）のＲは前記軸部の半径（ｍｍ）である。
請求項１に記載の鋼軸部品であって、
前記化学組成は、質量％で、
Ｔｉ：０．００５～０．０５０％を含有する、
鋼軸部品。
前記鋼軸部品はクランクシャフト、又は、カムシャフトである、
請求項１又は請求項２に記載の鋼軸部品。