本発明者らは、平行部に切欠きを有する� ��験片を製作し、これを回転曲げ疲労試験と� ��り疲労試験にそれぞれ供して、応力集中係� ��と疲労強度との関係を求めた。

 試験片としては、図9に示す化学成分の同 一ロットの中炭素鋼を用い、図10aおよび図11a に示す形状および寸法(単位mm)の試験片を製� �した。図10aは回転曲げ疲労試験の試験片で� �り、図11aは捩り疲労試験の試験片である。� �転曲げ疲労試験の試験片では、切欠き先端� �曲率半径を0.10、0.15、0.25、0.50、1.40の5水準� �し、それぞれの応力集中係数αを3.5、3.0、2.5 、2.0、1.5に設定した(図10c参照)。捩り疲労試� ��の試験片では、切欠き先端の曲率半径を0.15 、0.25、0.50、1.40の4水準とし、それぞれの応� �集中係数αを3.0、2.5、2.0、1.5に設定した(図11 c参照)。これら全ての試験片に対し、切欠き� ��含む平行部に高周波焼入れを施した後に低� ��焼戻しを施した。何れの試験片も熱処理後� ��表面硬度は約HV650であった。

 先ず、回転曲げ疲労試験は、小野式回転� ��げ疲労試験機により、常温大気中で負荷周� ��数50Hzにて行った。

 回転曲げ疲労試験の結果、切欠きの水準に� ��らず、切欠き底に沿ってき裂が発生して破� ��に至った。この場合のき裂発生モードは引� ��応力支配となる。破断に至るまでの負荷回� ��が10 ⁵ を越える辺りまでは、応力振幅の減少に伴っ て疲労曲線が降下し、応力振幅が一定値を下 回ると破断しなくなる明瞭な疲労限現象を示 した。なお、ここでの応力振幅は、切欠きの 水準によらない公称応力振幅のことで、切欠 き底直径(φ6.5mm)を有する平滑丸棒に疲労試験 と同じ大きさの曲げモーメントを与えた時に 表面に作用する最大引張応力振幅を意味する 。

 図12に、上記回転曲げ疲労試験で得られた� �力集中係数α _σ と疲労限強度との関係を示す。図示のように 、α _σ の減少に伴って疲労強度は向上したが、図中 に破線で示すように、α _σ ≦2.7では疲労曲線の勾配が大きく、α _σ を減少させた時の疲労強度の向上がより顕著 に現れることが判明した。

 次に、捩り疲労試験は、電気式油圧サー� ��疲労試験機により、トルク制御にて、常温� ��気中で負荷周波数2Hz、完全両振り(応力比R=- 1)の条件で行った。

 捩り疲労試験の結果、切欠きの水準によら� ��、切欠き底に沿ってき裂が発生して破断に� ��った。この場合のき裂発生モードはせん断� ��力支配となる。両振り捩り疲労試験は負荷� ��数が最大で10 ⁶ 回近くになるまで行ったが、その範囲では応 力振幅の減少に伴って、疲労曲線が降下した 。なお、ここでの応力振幅は、切欠きの水準 によらない公称応力振幅のことで、切欠き底 直径(φ17mm)を有する平滑丸棒に疲労試験と同� ��大きさの捩りトルクを与えた時に表面に作� ��する最大せん断応力振幅を意味する。

 図13に、上記両振り捩り疲労試験で得られ� �応力集中係数α _τ と10 ⁵ 回における疲労強度との関係を示す。図示の ように、α _τ の減少に伴って疲労強度は向上したが、図中 に破線で示すように、α _τ ≦2.1では疲労曲線の勾配が大きく、α _τ を減少させた時の疲労強度の向上がより顕著 に現れることが判明した。

 以上から、き裂発生が引張応力、せん断応� ��のどちらに支配される場合であっても応力� ��中緩和によって疲労強度が向上し、特に引� ��応力に対してはα _σ ≦2.7で、また、せん断応力に対してはα _τ ≦2.1でより応力集中の緩和効果が高まること が判明した。従って、双方の破損モードで疲 労破壊する雄スプライン部の拡径部において は、そこに集中する第1主応力の最大値σ _1max を基準応力τ ₀ の2.7倍以下(σ _1max ≦2.7τ _o )、軸方向のせん断応力の最大値τ _θzmax を基準応力τ ₀ の2.1倍以下(τ _θzmax ≦2.1τ ₀ )となるよう形状をチューニングすることが� �ましい。ここで、基準応力τ ₀ は、トルクTと、図6に示す雄スプライン部の� ��部底の直径d _o と、雄スプライン部の内径d _i (雄スプライン部が中空の場合。中実の時はd _i =0となる)とに対し、以下で与えられる値であ る。

 τ ₀ =16Td _o /[π(d _o ⁴ -d _i ⁴ )]
 本発明者らが拡径部の形状を種々チューニ� ��グした結果、雄スプライン部の拡径部の円� ��方向両側にアール部を設け、アール部の曲� ��半径を反軸端側に向けて徐々に大きくすれ� ��、σ _1max ≦2.7τ _o 、およびτ _θzmax ≦2.1τ ₀ を満足できることが判明した。

 次に、図10(a)および図11(a)の切欠き疲労試 験片と同じ成分(図9参照)の素材を用いて、両 軸端に雄スプライン部を有するシャフト形状 試験片を製作し(図17a参照)、この試験片を用� ��て両振り捩り疲労試験および片振り捩り疲� ��試験を行った。試験片は、図17bに示すイン� ��リュートスプライン諸元に準じ、拡径部の� ��状を本発明品相当と従来品相当とした2種類 を製作した。これら試験片には、その全体に 大気中の同一条件で高周波焼入れおよび焼戻 しが施されている。両振り捩り疲労試験は850 ~1300Nmの範囲の4水準で行い、片振り捩り疲労� ��験は1250~2000Nmの範囲の4水準の最大捩りトル� ��を付与している。図18に両振り捩り疲労試� �で得られたT/N線図、図19に片振り疲労試験で 得られたT/N線図を示す。両図からも明らかな ように、本発明品では、従来品に対して両振 り捩り疲労および片振り捩り疲労の双方で大 幅な疲労強度の向上を達成することができる 。

 次に、図28(a)に示す成分のA鋼(本発明品用鋼 )及びB鋼(従来品用鋼)を用いて図28(b)に示すシ ャフト形状試験片を製作し、これに異なる処 理(28(c)参照)を施して得られた試験片A-1、A-2� �A-3、及びB-1を用いて両振り捩り疲労試験を� �った。この試験片の両軸端には、図17bに示� �インボリュートスプライン諸元に準じ、拡� �部の形状が本発明品相当の雄スプライン部� �有する。試験片の軸方向中間部には、直径D _o =19mmで外周面が平滑な小径部を有する。A鋼か らなる試験片A-1~A-3には、旧オーステナイト� �径を微細にするため、比較的低温の約900℃� �高周波加熱して焼入を行った。一方、B鋼か� ��なる試験片B-1には、従来条件、すなわち比� ��的高温の約1000℃で高周波加熱して焼入を行 った。硬化層比は、A鋼品、B鋼品ともに約0.6� ��なるように、高周波加熱温度以外の条件を� ��整した。その後の焼戻しについては、A鋼品 は170℃×1時間(A-1)、150℃×1時間(A-2)、及び焼� �しなし(A-3)の3水準とし、B鋼品は170℃×1時間� ��1水準(B-1)とした。この両振り捩り疲労試験� ��850~1300Nmの範囲の4水準で行い、得られたT/N� �図を図29(a)~(d)に示す。図29中の実線は、従来 品の疲労強度レベルを示す基準回帰線である 。この実線で示す従来品より強度を15%向上さ せることを目標とし、目標値を図29に点線で� ��す。

 図29(a)~(c)に示す試験結果から、A鋼を用い たA-1~A-3のうち、焼戻し温度が低くその分表� �硬度が高いA-1及びA-2は、全負荷域で目標値� �超える高強度を示した(図29(a)、(b)参照)。ま� ��、焼戻し温度が高くその分表層硬度が低いA -3は、平均的に概ね目標値に沿う結果を示し� ��(図29(c)参照)。これに対し、図29(d)に示す試� ��結果から、B-1は雄スプライン部の拡径部が� ��発明の形状であるため、従来品(実線)より� �優れた疲労強度を示すものの、目標値(点線) には到底届かないものであることが明らかと なった。以上より、本発明に規定した成分を 有するA鋼を用いると、疲労強度向上の目標� �を達成することができる。尚、A-3の結果か� �、全負荷域で目標値以上の強度を発揮する� �は、図28(c)に示す表層硬度のバラつきを考慮 して、HV690以上の表層硬度が必要であるとい� ��る。

 以上から、本発明は、以下の事項によっ� ��特徴付けられるものである。

 (I)外周に雄スプライン部が設けられ、雄� ��プライン部の谷部の軸方向一端側にその外� ��寸法を徐々に拡径させた拡径部を有する動� ��伝達シャフトにおいて、前記雄スプライン� ��の拡径部の円周方向両側にアール部を設け� ��アール部の曲率半径を軸方向一端側に向け� ��徐々に大きくする。

 (II)トルクTが負荷されたときに、雄スプラ� �ン部の拡径部に作用する第1主応力、および� ��方向のせん断応力の最大値をそれぞれσ _1max 、τ _θzmax とし、トルクT、雄スプライン部の谷部の直� �d _o 、雄スプライン部の内径d _i に対し、1)式で与えられる基準応力τ ₀ とするとき、下記2)式と3)式を同時に満たす� �うにする。

  τ ₀ =16Td _o /[π(d _o ⁴ -d _i ⁴ )] …1)
  σ _1max ≦2.7τ _o             …2)
  τ _θzmax ≦2.1τ ₀            …3)
 本発明者が検証したところ、以上の構成に� ��いては、アール部の曲率半径の増加率をdR/d L、拡径部の軸方向断面の内径端と外径端を� �ぶ直線の角度をθとするとき、それぞれの値 を0.05≦dR/dL≦0.60、および5°≦θ≦20°の範囲� �設定するのが望ましいことが判明した。

 また、上記の試験結果より、本発明の動� ��伝達シャフトは、C:0.4mass%以上、0.5mass%以下� ��Si:0.35mass%以上、0.8mass%以下、Mn:0.5mass%以上、 0.8mass%以下、Al:0.005mass%以上、0.05mass%以下、Ti: 0.005mass%以上0.05mass%以下、Mo:0.3mass%以上、0.5mas s%以下、B:0.0005mass%以上、0.005mass%以下、Cu:0.05m ass%以上、0.5mass%以下、S:0.005mass%以上、0.025mass %以下、P:0.02mass%以下、Cr:0.2mass%以下を含有し� ��残部はFeおよび不可避的不純物から成る鋼� �形成し、この鋼の高周波焼入・焼戻後の硬� �層表層における旧オーステナイト平均粒径� �10μm以下であることが好ましい。

 また、上記試験結果より、動力伝達シャ� ��トを形成する鋼の母材組織は、組織分率で5 0%以上のベイナイト組織を有することが好ま� ��い。さらに、この鋼の高周波焼入・焼戻後� ��硬化層深さの軸半径に対する比である硬化� ��比は0.55以上であることが好ましい。

 動力伝達シャフトを形成する鋼の各成分� ��限定した理由は以下の通りである。

 (1)C:0.4mass%以上、0.5mass%以下
 Cは焼入性への影響が最も大きい元素であり 、高周波焼入・焼戻後の硬化層の硬さおよび 深さを高めて強度向上に有効に寄与する。し かしながら、含有量が0.4mass%に満たないと、� ��要とされる強度を確保するためには硬化層� ��をかなり大きくしなければならず、その際� ��焼割れの発生が顕著となり、またベイナイ� ��組織も生成しにくくなる。一方、0.5mass%を� �えて含有させると粒界強度が低下し、また� �削性、冷間鍛造性、および耐焼割れ性も低� �する。以上より、Cの含有量は0.4mass%以上、0. 5mass%以下の範囲、好ましくは 0.42mass%以上、0 .46mass%以下の範囲であることが望ましい。

 (2)Si:0.35mass%以上、0.8mass%以下
 Siはベイナイト組織の生成に有用な元素で� �る。また、焼入硬化層の粒径を微細化する� �用を有する。さらに、焼戻軟化抵抗を向上� �せる元素であり、高周波焼入後の硬化層の� �さを増加させる。さらに、炭化物生成を抑� �し、粒界への炭化物析出による粒界強度の� �下を抑制する。これらの作用により、強度� �よび耐焼割れ性が向上する。Siの含有量が0.3 5mass%に満たないと、ベイナイト組織分率が低 下するとともに、硬化層表層の旧オーステナ イト粒径を10μm 以下にすることができず、� �た、硬化層硬さが低下して強度低下する。� �方、Siの含有量が0.8mass%を超えると、フェラ� ��トの固溶硬化により素材硬さが上昇し、切� ��性、冷間鍛造性、および耐焼割れ性の低下� ��招く。以上より、Siの含有量は0.35mass%以上� �0.8mass%以下の範囲、好ましくは0.4mass%以上、0 .8mass%以下の範囲であることが望ましい。

 (3)Mn:0.5mass%以上、0.8mass%以下
 Mnは焼入性を向上させる元素であり、高周� �焼入後の硬化層深さを確保するのに不可欠� �ある。Mnの含有量が0.5mass%未満では、その添� ��効果は小さく、Mnの含有量が0.8mass%を超える と素材硬さが上昇し、転造性、切削性が低下 するとともに耐焼割れ性も低下する。以上よ り、Mnの含有量は0.5mass%以上、0.8mass%以下の範 囲、好ましくは0.5mass%以上、0.7mass%以下の範� �であることが望ましい。

 (4)Al:0.005mass%以上、0.05mass%以下
 Alは脱酸に有効な元素である。また、高周� �焼入加熱時においてオーステナイト粒成長� �抑制する効果がある。しかし、Alの含有量が 0.005mass%に満たないとその効果は小さく、一� �、0.05mass%を超えて含有させてもその効果は� �和し、むしろ成分コストの上昇を招く不利� �生じる。以上より、Alの含有量は0.005mass%以� �、0.05mass%以下の範囲、好ましくは0.02mass%以� �、0.04mass%以下の範囲であることが望ましい� �

 (5)Ti:0.005mass%以上0.05mass%以下
 Tiが不可避的不純物として混入するNと結合� ��ることにより、BがBNとなってBの焼入性向上 効果が消失するのを防止することができる。 この効果を得るためには、少なくとも0.005mass %以上の含有を必要とする。しかし、0.05mass%� �超えて含有するとTiNが多量に形成される結� �、これが疲労破壊の起点となって強度低下� �招く。以上より、Tiの含有量は0.005mass%以上0. 05mass%以下の範囲、好ましくは0.015mass%以上、0 .03mass%以下の範囲であることが望ましい。さ� ��には、Nを確実に固定して、Bによる焼入性� �上効果を十分に発揮させる観点からは、Ti(ma ss%)/N(mass%)≧3.42を満足させることが好適であ� ��。

 (6)Mo:0.3mass%以上、0.5mass%以下
 Moはベイナイト組織の生成を促進する作用� �ある。また、高周波焼入加熱時におけるオ� �ステナイト粒成長を抑制することにより、� �入硬化層の旧オーステナイト粒径を微細化� �る作用がある。さらに、焼入性の向上に有� �な元素であるため、焼入性を調整するため� �用いられる。Moの含有量が0.3mass%に満たない� ��、製造条件や焼入条件をいかように調整し� ��も硬化層表層の旧オーステナイト粒径を10μ m以下にすることができない。一方、Moを0.5mas s%を超えて含有させると、素材硬さが著しく� ��昇して加工性の低下を招くと共に、耐焼割� ��性も低下する。以上より、Moの含有量は0.30m ass%以上、0.5mass%以下の範囲、好ましくは0.35ma ss%以上、0.45mass%以下の範囲であることが望ま しい。

 (7)B:0.0005mass%以上、0.005mass%以下
 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は微量添加によって焼入性を向上させ、焼� �深さを増して強度向上させる効果がある。� �らに、Bは粒界に優先的に偏析して粒界に偏� ��するPの濃度を低減し、粒界強度を向上させ 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。Bの含有量が0.0005mass%に満 たないとその添加効果に小さく、一方、0.005m ass%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。以上より� �Bの含有量は0.0005mass%以上、0.005mass%以下の範� ��、好ましくは0.001mass%以上、0.003mass%以下の� �囲であることが望ましい。

 (8)Cu:0.05mass%以上、0.5mass%以下
 Cuは焼入性の向上に有効であり、またフェ� �イト中に固溶し、その固溶強化によって強� �向上させる効果がある。また、炭化物の生� �を抑制することにより、炭化物による粒界� �度の低下を抑制して強度向上させる。その� �めには、0.05mass%以上添加する必要がある。� �かし、Cuの含有量が0.5mass%を超えると、熱間� ��工時に割れが発生したり、耐焼割れ性が低� ��する。以上より、Cuの含有量は0.05mass%以上� �0.5mass%以下の範囲、好ましくは0.05mass%以上、 0.3mass%以下の範囲であることが望ましい。

 (9)S:0.005mass%以上、0.025mass%以下
 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%以上含有させるが 、0.025mass%を超えて含有させると、MnS量が増� �して強度が低下する。従って、Sの含有量は0 .005mass%以上、0.025mass%以下の範囲であること� �望ましい。

 (10)P:0.02mass%以下
 Pは旧オーステナイト粒界に偏析して粒界強 度を低下させる。また、焼割れを助長する弊 害もある。したがって、Pの含有は極力低減� �ることが望ましいが、0.02mass%までは許容さ� �る。

 (11)Cr:0.2mass%以下
 Crは炭化物を安定化させて残留炭化物の生� �を助長し、粒界強度を低下させる。さらに� �Crは焼割れを助長する。したがって、Crの含� ��は極力低減することが望ましいが、0.2 mass% までは許容され、好ましくは0.05mass%以下とす るのが望ましい。

 また、動力伝達シャフトを形成する鋼の� ��材組織、すなわち焼入前組織がベイナイト� ��織を有し、その組織分率が50%以上とする理� ��は次の通りである。ベイナイト組織はフェ� ��イト・パーライト組織に比べて炭化物が微� ��に分散した組織であり、焼入加熱時にオー� ��テナイトの核生成サイトとなるフェライト� ��炭化物の延べ界面面積が大きくなる。その� ��めオーステナイトが微細になるため、高周� ��焼入後の硬化層の旧オーステナイト粒径を� ��細にすることができる。旧オーステナイト� ��径の微細化により粒界強度が上昇し、強度� ��よび耐焼割れ性を向上させることができる� ��このような効果はベイナイト組織の組織分� ��が50%以上であれば得られるが、好ましくは� ��イナイト組織の組織分率を60%以上とするこ� ��が望ましい。

 また、動力伝達シャフトを形成する鋼の� ��周波焼入後の硬化層表層の旧オーステナイ� ��粒径が10μmを超えると十分な粒界強度が得� �れないため、この旧オーステナイト粒径は10 μm以下、好ましくは8μm以下とすることが望� �しい。なお、硬化層表層とは表面から500μm� �深さまでの部分を指すものとする。

 また、動力伝達シャフトを形成する鋼の� ��小平滑部の高周波焼入・焼戻し後の硬化層� ��おいて、硬化層深さの軸半径に対する比で� ��る硬化層比を0.55以上に限定した理由は、静 捩り強度と捩り疲労強度を安定して高く保つ ためである。硬化層比が0.55未満では、捩り� �荷を与えた際に内部が塑性変形するため、� �果として表面における応力の増大を招き、� �度低下につながることとなる。なお、ここ� �の硬化層深さとはHV450以上(JIS準拠)の硬度を� ��する深さのことを言うものとする。

 また、上記の試験結果より、動力伝達シ� ��フトを形成する鋼の疲労強度向上の目標値� ��達成するため、すなわち従来品より15%強度� ��向上させるために、鋼の高周波焼入れ・焼� ��し後の硬化層表層の硬さは、HV690以上であ� �ことが望ましい。