迄今为止，对例如汽车用传动轴、等速万向节等机械结构用部件， 通常要通过对热轧钢棒施加热锻、切削、冷锻等将其加工为所定的形 状，然后对其进行高频淬火和回火，由此来确保作为机械结构用部件 的重要特性的疲劳强度，例如扭转疲劳强度、弯曲疲劳强度、滚动疲 劳强度(転動疲労強度)和滑动滚动疲劳强度等。
另一方面，近年来，由于环境问题，对于汽车用部件轻量化的要 求很强。从这一点看，需要进一步提高汽车用部件中的疲劳强度。
作为提高上述疲劳强度的手段，迄今为止已经提出了多种方法。
例如，考虑通过增加高频淬火过程中的淬火深度以提高扭转疲劳 强度。但是，即使增加淬火深度，在一定的深度疲劳强度也会饱和。
另外，增加晶界强度对于提高扭转疲劳强度也是有效的。从这个 观点出发，有人提出了通过分散TiC来细化原奥氏体的粒径的技术(参 见例如专利文献1)。
根据上述的专利文献1所记载的技术，试图在高频淬火加热时通 过分散大量微细的TiC来细化原奥氏体的粒径，因此淬火前必须先将 TiC固溶，因此在热轧步骤中采用1100℃以上的加热步骤。为此，热 轧时必须提高加热温度，这样就导致制造率下降的问题。
另外，即使使用上述的专利文献1所公开的技术，还存在不能充 分满足近年来对疲劳强度的要求这一问题。
另外，专利文献2提出了一种机械结构用的轴部件，其中硬化层 深度CD和高频淬火的轴部件的半径R的比(CD/R)被限制在0.3-0.7， 另外由下列参数：该CD/R、从高频淬火后的表面到1mm的奥氏体粒 径γf、到高频淬火的CD/R＝0.1mm为止的平均维氏硬度Hv和高频淬 火后轴中心部分的维氏硬度所确定的值A被控制在预定的范围；由此 提高扭转疲劳强度。
但是，即使控制CD/R，疲劳特性的改善也是有限度的，因此无法 充分满足近来对扭转疲劳强度的要求。
发明内容
本发明要解决的问题
本发明的目的是提供机械结构用部件，其能够在高频淬火后较之 传统技术进一步提高疲劳强度，及提供其制造方法，和用于高频淬火 的材料。
解决问题的手段
本发明人进行了各种研究，以有效地通过高频淬火来提高钢材的 疲劳强度。具体地，本发明人着眼于作为疲劳强度的代表性例子的扭 转疲劳强度并对其进行了深入研究，得到了下面的发现。
(i)虽然疲劳强度可通过增加晶内强度硬化层通过高频淬火或其硬 度而提高，当硬度被提高到不低于750维氏硬度(Hv)时，断裂将从晶内 断裂向原奥氏体晶界断裂迁移，这样，即使硬度增加到超过上述值， 疲劳强度也不会增加。
(ii)原奥氏体的晶界强度的提高可以通过细化高频淬火硬化层中 的奥氏体的粒径来实现，因此通过使原奥氏体的平均粒径为7μm以下， 即使硬度Hv在750以上，也可以使疲劳强度相应于硬度的上升而提 高。
(iii)为了使硬化层的硬度Hv为750以上，提高原材料中的C、Si、 P中的一种或两种以上的含量是有效的，而为了细化高频淬火硬化层的 原奥氏体的粒径，以下手段是有效的：使原材料中含有Mo、B、Ti； 同时使高频淬火前的组织为微细贝氏体或马氏体，且其中通过冷加工 引入加工应变；进一步，在高频淬火时，进行急速加热，使用较低的 加热温度，并缩短800℃以上的滞留时间。
(iv)另外，虽然在高频淬火后通常进行回火作为另一种强度提高手 段，可以通过省略该手段来提高晶内强度。
本发明基于上述发现。
即，本发明的要点构成如下所示。
1.一种机械结构用部件，其特征在于其至少一部分包含高频淬火 硬化层，其中所述硬化层的硬度Hv不低于750，且硬化层整个厚度上 原奥氏体晶粒的平均粒径不大于7μm。
2.根据项1的机械结构用部件，其特征在于其化学组成包含
C：0.3-1.5质量％，Si：0.05-3.0质量％，Mn：0.2-2.0质量％，Al：不 高于0.25质量％，Ti：0.005-0.1质量％，Mo：0.05-0.6质量％，B： 0.0003-0.006质量％，S：不高于0.1质量％，和P：不高于0.10质量％， 其余为Fe和不可避免的杂质，还满足下式(1)-(3)中的至少一个：
C＞0.7质量％(1)
Si＞1.1质量％(2)
P＞0.02质量％(3)。
3.根据项2的机械结构用部件，其中化学组成中的Al含量为Al： 0.005-0.25质量％。
4.根据项2或3的机械结构用部件，其中所述化学组成还包含选 自下列的一种或多种：
Cr：不高于2.5质量％，Cu：不高于1.0质量％，Ni：不高于3.5质量 ％，Co：不高于1.0质量％，Nb：不高于0.1质量％，V：不高于0.5质 量％，Ta：不高于0.5质量％，Hf：不高于0.5质量％，和Sb：不高于 0.015质量％。
5.根据项2到4的任一项的机械结构用部件，其中所述化学组成 还包含选自下列的一种或多种：
W：不高于1.0质量％，Ca：不高于0.005质量％，Mg：不高于0.005 质量％，Te：不高于0.1质量％，Se：不高于0.1质量％，Bi：不高于0.5 质量％，Pb：不高于0.5质量％，Zr：不高于0.01质量％，和REM：不 高于0.1质量％。
6.根据项1的机械结构用部件，其特征在于其化学组成包含
C：0.3-1.5质量％，Si：0.05-3.0质量％，Mn：0.2-2.0质量％，Al：不 高于0.25质量％，Ti：0.005-0.1质量％，Mo：0.05-0.6质量％，B： 0.0003-0.006质量％，S：不高于0.1质量％，和P：不高于0.10质量％， 其余为Fe和不可避免的杂质，且其中所述硬化层未经受回火处理。
7.根据项6的机械结构用部件，其特征在于化学组成中的Al含 量为Al：0.005-0.25质量％。
8.根据项6或7的机械结构用部件，其特征在于所述化学组成还 包含选自下列的一种或多种：
Cr：不高于2.5质量％，Cu：不高于1.0质量％，Ni：不高于3.5质量 ％，Co：不高于1.0质量％，Nb：不高于0.1质量％，V：不高于0.5质 量％，Ta：不高于0.5质量％，Hf：不高于0.5质量％，和Sb：不高于 0.015质量％。
9.根据项6到8的任一项的机械结构用部件，其特征在于所述化 学组成还包含选自下列的一种或多种：
W：不高于1.0质量％，Ca：不高于0.005质量％，Mg：不高于0.005 质量％，Te：不高于0.1质量％，Se：不高于0.1质量％，Bi：不高于0.5 质量％，Pb：不高于0.5质量％，Zr：不高于0.01质量％，和REM：不 高于0.1质量％。
10.根据项2到9的任一项的机械结构用部件，其特征在于具有 以不低于500个/μm3分散的Mo基析出物，该Mo基析出物的平均粒 径不大于20nm。
11.一种制造机械结构用部件的方法，其通过对原材料的至少一 部分进行至少一次高频淬火，所述原材料的化学组成包括C：0.3-1.5质 量％，Si：0.05-3.0质量％，Mn：0.2-2.0质量％，Al：不高于0.25质量％， Ti：0.005-0.1质量％，Mo：0.05-0.6质量％，B：0.0003-0.006质量％，S： 不高于0.1质量％，和P：不高于0.10质量％，其余为Fe和不可避免的 杂质，还满足下式(1)-(3)中的至少一个：
C＞0.7质量％(1)
Si＞1.1质量％(2)
P＞0.02质量％(3)，
其特征在于，高频淬火之前将原材料钢组织中的贝氏体组织和马 氏体组织之一或二者调节到不低于10体积％，且高频淬火的极限温度 不高于1000℃。
12.根据项11的制造机械结构用部件的方法，其特征在于化学组 成中的Al含量为Al：0.005-0.25质量％。
13.根据项11或12的制造机械结构用部件的方法，其特征在于 所述化学组成还包含选自下列的一种或多种：
Cr：不高于2.5质量％，Cu：不高于1.0质量％，Ni：不高于3.5质量 ％，Co：不高于1.0质量％，Nb：不高于0.1质量％，V：不高于0.5质 量％，Ta：不高于0.5质量％，Hf：不高于0.5质量％，和Sb：不高于 0.015质量％。
14.根据项11到13中任一项的制造机械结构用部件的方法，其 特征在于所述化学组成还包含选自下列的一种或多种：
W：不高于1.0质量％，Ca：不高于0.005质量％，Mg：不高于0.005 质量％，Te：不高于0.1质量％，Se：不高于0.1质量％，Bi：不高于0.5 质量％，Pb：不高于0.5质量％，Zr：不高于0.01质量％，和REM：不 高于0.1质量％。
15.一种用于形成机械结构用钢材的高频淬火用材料，所述机械 结构用钢材至少在其一部分表面上具有平均原奥氏体粒径不超过7μm 的高频淬火硬化层，所述高频淬火用材料特征在于其化学组成包含C： 0.3-1.5质量％，Si：0.05-3.0质量％，Mn：0.2-2.0质量％，Al：不高于0.25 质量％，Ti：0.005-0.1质量％，Mo：0.05-0.6质量％，B：0.0003-0.006质 量％，S：不高于0.1质量％，和P：不高于0.10质量％，其余为Fe和不可 避免的杂质，还满足下式(1)-(3)中的至少一个：
C＞0.7质量％(1)
Si＞1.1质量％(2)
P＞0.02质量％(3)，
且所述材料具有钢组织，其中贝氏体组织和马氏体组织之一或两 者合计不低于10体积％。
16.根据项15的高频淬火用材料，其特征在于化学组成中的Al含量为Al：0.005-0.25质量％。
17.根据项15或16的高频淬火用材料，其特征在于所述化学组 成还包含选自下列的一种或多种：
Cr：不高于2.5质量％，Cu：不高于1.0质量％，Ni：不高于3.5质量 ％，Co：不高于1.0质量％，Nb：不高于0.1质量％，V：不高于0.5质 量％，Ta：不高于0.5质量％，Hf：不高于0.5质量％，和Sb：不高于 0.015质量％。
18.根据项15到17中任一项的高频淬火用材料，其特征在于所 述化学组成还包含选自下列的一种或多种：
W：不高于1.0质量％，Ca：不高于0.005质量％，Mg：不高于0.005 质量％，Te：不高于0.1质量％，Se：不高于0.1质量％，Bi：不高于0.5 质量％，Pb：不高于0.5质量％，Zr：不高于0.01质量％，和REM：不 高于0.1质量％。
19.根据项15到18中任一项的高频淬火用材料，其具有以不低 于500个/μm3分散的Mo基析出物，该Mo基析出物的平均粒径不大 于20nm。
本发明的效果
根据本发明，可以稳定地获得具有以扭转疲劳特性及滚动疲劳特 性为典型的优良疲劳特性的机械结构用部件，由此，获得了相当可观 的效果，如减少汽车部件的重量等。
附图简介
图1显示对于加Mo的钢和不加Mo的钢，高频淬火时加热温度对 于硬化层中原奥氏体的粒径的影响。
图2是对超微细化γ晶粒有效的微细析出物(Mo基析出物)的透射 电子显微图。
图3显示对于加Mo的钢和不加Mo的钢，平均原奥氏体粒径与扭 转疲劳强度之间的关系。
图4显示有和没有回火时，平均原奥氏体粒径与扭转疲劳强度之 间的关系。
图5是等速万向节的部分剖视图。
图6是等速万向节的内轮的淬火组织层的剖面图。
本发明的最佳实施方式
下面详细说明本发明。
根据本发明的机械结构用部件为汽车传动轴、输入轴、输出轴、 曲轴、等速万向节的内轮和外轮、轮毂和齿轮等，每种部件都有多种 形式和结构。每一种部件都特别地具有硬化层，所述硬化层在要求疲 劳强度的部分或全部地被施以淬火。关键的是，所述硬化层的硬度Hv 在750以上，且原奥氏体的平均粒径在硬化层的整个厚度上都不超过7 μm 。
下面说明达到上述发现的研究结果。
[硬化层的原奥氏体粒径]
高频淬火硬化层的原奥氏体平均粒径如果超过7μm，那么即使如 后述那样将硬化层的硬度Hv提高到750以上以提高晶内强度，疲劳断 裂也会以原奥氏体晶界为起点发生。因此，必须使硬化层的原奥氏体 粒径不超过7μm，优选不超过6μm，更优选不超过5μm，更优选不超 过3μm。这是因为晶界强度随着粒径变细而显著增强。常规而言，即 使升高晶内强度，晶界强度也不会上升，晶界强度成为限速步骤，因 此不可期望进一步提高强度。但是，通过细化粒径，晶界强度大大上 升，就可期望进一步地提高强度。
这里，高频淬火部分的平均原奥氏体粒径如下所述测定。
高频淬火后硬化层的最外层按面积比具有100％的马氏体组织。另 外，从硬化层的表面向内部直到一定的深度都保持100％马氏体组织的 区域，而在该深度以后马氏体组织的面积比急剧减少。在本发明中将 高频淬火部分从表面到马氏体组织的面积比减少到98％的深度之间的 区域作为硬化层，将所述表面起的平均深度作为硬化层厚度。
另外，对于硬化层，在距表面1/5、1/2和4/5总厚度的位置测定 平均原奥氏体粒径，在任一位置上，如果平均原奥氏体粒径为7μm， 则规定原奥氏体的平均粒径在整个厚度上都不超过7μm。
另外，原奥氏体晶粒的平均粒径是如下测定的：用腐蚀液腐蚀硬 化层的断面，其中腐蚀液为50g苦味酸溶于500g水后添加十二烷基 苯磺酸钠11g、氯化亚铁1g和草酸1.5g；然后用光学显微镜在400 倍(1个视野的面积：0.25mm×0.225mm)到1000倍(1个视野的面积： 0.25mm×0.09mm)的放大倍数下每个位置各观察5个视野，然后用图 像分析装置分析。
附带一提的是，对于如滚动疲劳那样仅依赖极表层附近组织的情 况，即便硬化层的厚度为1mm左右也多少可以获得一些效果，但对于 扭转疲劳强度而言优选使硬化层的厚度不低于2mm，更优选不低于2.5 mm，更优选不低于3mm。
[硬化层的维氏硬度]
当硬化层的维氏硬度Hv不到750时，由于硬化层的晶内强度弱， 因此即使细化原奥氏体晶粒，期待疲劳强度会相应地升高也是不可能 的。也就是说，即使如上述那样细化奥氏体晶粒来提高晶界强度，如 果晶内强度不提高，晶内的断裂会成为限速步骤，且静力强度和疲劳 强度的升高是不可期待的。因此，在本发明中，有必要使硬化层的维 氏硬度(对应于晶内的强度)Hv不低于750。另外，硬化层的维氏硬度 Hv的上限没有特别的限制，但高于900时，则添加的元素量会增多， 母材的切削性、可冷锻性和耐淬火裂纹性变低，因此优选不超过900。
这里，维氏硬度是在距离表面1/5硬化层厚度的位置用98N(10kgf) 击打5次所测得的值的平均。
[化学组成]
下面说明适用于进一步提高具有上述原奥氏体粒径及维氏硬度的 硬化层晶内强度的优选化学组成。
C：0.3-1.5质量％
C是对高频淬透性影响最大的元素，其可增加硬化层的晶内强度， 并使高频淬火部分增厚，从而对提高疲劳强度作贡献。但是，如果其 量少于0.3质量％，为了确保必要的扭转疲劳强度必须大大增加硬化层 的厚度，结果是淬火裂纹的产生变得显著，而得到后述的贝氏体组织 变得困难。另一方面，如果C的量超过1.5质量％，就不利于保证切削 性、可冷锻性和耐淬火裂纹性。因此，优选C的量为0.3-1.5质量％。
Si：0.05-3.0质量％
Si增加硬化层的晶内强度，从而对疲劳强度的升高作贡献。而且， 其也是对获得后述的贝氏体组织有用的元素。从这个意义上，含有不 低于0.05质量％的Si是优选的。但是，如果超过3质量％，就难以用 过固溶淬火来保证切削性和可冷锻性，因此优选不超过3质量％。
Mn：0.2-2.0质量％
Mn是提高高频淬透性、保证硬化层厚度的不可缺少的元素。但是， 其量在少于0.2质量％时所述效果是不足的。因此，Mn的量优选为不 低于0.2质量％，进一步优选为不低于0.3质量％。而另一方面，如果 超过2.0质量％，淬火后残留的奥氏体会增加，更容易导致表层部分硬 度的降低。因此，优选Mn不超过2.0质量％。另外，Mn量过多会有 切削性不利的倾向，因此更优选为不超过1.2质量％，进一步优选为不 超过1.0质量％。
Al：0.005-0.25质量％
Al是对钢脱氧有效的元素。而且，也是对于高频淬火加热时抑制 奥氏晶粒生长以细化高频淬火部分的粒径有效的元素。但另一方面， 如果超过0.25质量％则上述效果会饱和，反而导致成本上升。因此， Al的量优选为不超过0.25质量％。另外，由于在Al的量少于0.001质 量％时不发生上述的效果，Al的量更优选为不低于0.001质量％，更优 选不低于0.005质量％。
Ti：0.005-0.1质量％
Ti具有与混入钢中的不可避免的杂质N结合，从而使后述的B形 成BN，由此防止高频淬透性消失的作用。因此，优选使其含量不低于 0.005质量％。另一方面，如果超过0.1质量％，会形成大量的TiN，TiN会成为疲劳断裂的起点，从而有降低疲劳强度的倾向，所以Ti量优选 为0.005-0.1质量％。更优选为0.01-0.07质量％。另外，为了确保使固 溶的N析出为TiN，从而有效地发展B的淬透性，优选控制Ti和N的 量为Ti(质量％)/N(质量％)≥3.42。
Mo：0.05-0.6质量％
Mo具有通过促进热加工后贝氏体组织的生成，细化高频淬火加热 时的奥氏体从而细化硬化层的粒径的作用。另外，还有抑制高频淬火 加热时的奥氏体晶粒从而细化硬化层的粒径的作用。特别地，如果令 高频淬火的加热温度为800-1000℃，优选800-950℃，可以显著地抑制 奥氏体的晶粒生长。另外，由于Mo是对提高淬透性有效的元素，也可 以用于调整淬透性。另外，其还具有抑制碳化物的生成从而防止晶界 强度下降的作用。
据此，Mo对于得到本发明的效果是非常有用的元素，但如果其量 为0.05质量％以上，则容易使硬化层的平均原奥氏体粒径降为7μm以 下，因此优选不低于0.05质量％。另一方面，如果Mo的量超过0.6质 量％，用于部件形状成形的热加工时的钢材的硬度会显著增加，造成加 工性能降低。因此Mo的量优选为0.05-0.6质量％，更优选0.1-0.6质量 ％，进一步优选0.3-0.4质量％。
另外，根据本发明人的考察，固溶原子引起的拖曳效应(ソリユ一 トドラツグ効果)和针扎效应(ピンニング効果)被认为可能会通过Mo对原奥氏体晶粒产生细化效应。虽然目前还不一定明确两种效应或其 他效应分别在多大程度上起作用，已经确认，至少出现针扎效应的情 形是存在的。详见后述。
B：0.0003-0.006质量％
当如后文所述高频淬火前组织含有贝氏体组织和马氏体组织时，B对于细化硬化层的原奥氏体粒径是有用的。另外，添加微量的B能够 提高高频淬透性，增厚硬化层，从而也有提高提高疲劳强度的作用。 另外，其还优先偏析于晶界，降低偏析于晶界的P的浓度，增加晶界 强度从而提高疲劳强度的作用。但是如果其量少于0.0003质量％，就 达不到所述作用。另一方面，若超过0.006质量％上述作用会饱和，反 而导致成本增加。因此，B的量优选为0.0003-0.006质量％。更优选 0.0005-0.004质量％，进一步优选0.0015-0.003质量％。
S：不高于0.1质量％
S是形成MnS、提高钢的切削性的元素，但如果超过0.1质量％则 会偏析于晶界而降低晶界强度。因此，S的量优选为不高于0.1质量％。 更优选不高于0.06质量％。
P：不高于0.10质量％
P增加硬化层的晶内强度，从而对疲劳强度的增加作贡献。但是， 如果超过0.10质量％，则会偏析于晶界而降低晶界强度。因此，P的量 优选为不超过0.10质量％。
上述元素以外的残余部分可以是Fe和不可避免的杂质，但是特别 优选调整化学组成使得其满足下面式(1)-(3)中的至少一个：
C＞0.7质量％(1)
Si＞1.1质量％(2)
P＞0.02质量％(3)
通过满足上述式(1)-(3)的任一个，可以使硬化层的维氏硬度Hv超 过750而提高晶内强度，从而将原奥氏体平均粒径细化到7μm以下， 与之相伴随的疲劳强度提高作用显著地表现出来。
另外，本发明中，可以省略高频淬火后通常进行的回火处理。这 样，由于不发生回火软化，即使不满足上面(1)、(2)和(3)的任何一个， 在上述的化学组成的范围内也可满足Hv不低于750。因此，在省略回 火时，不一定要至少满足上式(1)、(2)或(3)的任一个。
除了上述化学组成外，还包含选自下面所示元素中的一种或多种， 可以有效地进一步提高疲劳强度。
Cr：不超过2.5质量％
Cr是对提高淬透性有效，对保证硬化深度有用的元素，因此可以 添加。但是，如果含有Cr过量，会稳定碳化物，助长残留碳化物的生 成，从而降低晶界强度，使疲劳强度变劣。因此，希望尽量降低Cr的 含量，最多可以允许2.5质量％。优选不超过1.5质量％。另外为了显 示淬透性提高的作用，优选含有不低于0.03质量％的Cr。
Cu：不超过1.0质量％
Cu可有效地提高淬透性，而且在铁素体中固溶，通过该固溶强化 作用疲劳强度得以提高。另外，其可抑制碳化物的生成，从而控制碳 化物导致的晶界强度降低，而提高疲劳强度。但是，如果其含量超过 1.0质量％，热加工时会发生裂纹，故以不超过1.0质量％添加。更优选 不超过0.5质量％。另外，如果添加量不足0.03质量％则提高淬透性和 抑制晶界强度降低的效果太小，因此希望含有0.03质量％以上，优选 0.1-1.0质量％。
Ni：不超过3.5质量％
Ni是提高淬透性的元素，用于调整淬透性。此外，该元素还抑制 碳化物的生成，从而抑制碳化物导致的晶界强度下降，提高疲劳强度。 但是，Ni是价格极高的元素，添加超过3.5质量％的话钢材的成本会上 升，因此添加不超过3.5质量％。另外，如果添加量不到0.05质量％， 则提高淬透性和抑制晶界强度降低的效果太小，因此希望含有0.05质 量％以上，优选0.1-1.0质量％。
Co：不超过1.0质量％
Co是抑制碳化物生成，从而抑制碳化物导致的晶界强度下降，提 高疲劳强度的元素。但是Ni是价格极高的元素，添加超过1.0质量％ 的话钢材的成本会上升，因此添加不超过1.0质量％。另外，如果添加 量不到0.01质量％，则提高淬透性和抑制晶界强度降低的效果太小， 因此希望含有0.01质量％以上，优选0.02-0.5质量％。
Nb：不超过0.1质量％
Nb不但具有提高淬透性的效果，还在钢中与C、N结合，作为强 化析出的元素起作用。另外，该元素还提高对回火软化的抗性，通过 上述作用提高疲劳强度。但是如果含有超过0.1质量％则效果会饱和， 因此以0.1质量％为上限。另外，如果添加量不到0.005质量％，则强 化析出的作用和提高回火软化抗性的效果太小，因此希望添加0.005质 量％以上。优选0.01-0.05质量％。
V：不超过0.05质量％
V在钢中与C、N结合，作为强化析出的元素起作用。该元素还 提高对回火软化的抗性，通过上述作用提高疲劳强度。但是如果含有 超过0.5质量％则效果会饱和，因此使含量以不超过0.5质量％。另外， 如果添加量不到0.01质量％，则提高疲劳强度的效果太小，因此希望 添加0.01质量％以上。优选0.03-0.3质量％。
Ta：不超过0.5质量％
Ta对显微组织变化的延迟有作用，具有防止疲劳强度特别是滚动 疲劳强度劣化的作用，因此可以添加。但是若含量超过0.5质量％，则 即使增加其含量也不能对提高强度作进一步的贡献，所以使含量不超 过0.5质量％。另外，为了显示提高疲劳强度的作用，优选含量不低于 0.02质量％。
Hf：不超过0.5质量％
Hf对显微组织变化的延迟有作用，具有防止疲劳强度特别是滚动 疲劳强度劣化的作用，因此可以添加。但是若含量超过0.5质量％，则 即使增加其含量也不能对提高强度作进一步的贡献，所以使含量不超 过0.5质量％。另外，为了显示提高疲劳强度的作用，优选含量不低于 0.02质量％。
Sb：不超过0.015质量％
Sb对显微组织变化的延迟有作用，具有防止疲劳强度特别是滚动 疲劳强度劣化的作用，因此可以添加。但含量超过0.5质量％时，增加 含量将使韧性变差，因此含量为不超过0.015质量％，优选不超过0.010 质量％。另外，为了显示提高疲劳强度的作用，优选含量不低于0.005 质量％。
另外，为了提高钢的切削性，优选含有如下所示的元素。
W：不超过1.0质量％
W是通过脆化作用提高切削性的元素。但是如果添加超过1.0质 量％则作用饱和，使得成本上升，带来经济上的不利，因此优选含有不 超过1.0质量％。另外，为了改善切削性，优选含有不低于0.05质量％ 的W。
Ca：不超过0.005质量％
Ca与MnS形成硫化物，其通过起断屑者(チヤツプブレ一カ一) 的作用来改善切削性，因此可以根据需要添加。但是如果含有超过0.005 质量％，作用会饱和，而且导致成本增加，因此含量不超过0.005质量 ％。另外，即使含有Ca，如果含量不到0.0001质量％则切削性改善的 效果过小，因此优选含有0.0001质量％以上。
Mg：不超过0.005质量％
Mg不仅是脱氧元素，而且还有充当应力集中源，改善切削性的效 果，因此可以根据需要添加。但是如果加入过多，作用会饱和，而且 导致成本增加，因此含量不超过0.005质量％。另外，即使含有Ca，如 果含量不到0.0001质量％则切削性改善的效果过小，因此优选含有 0.0001质量％以上。
Te：不超过0.1质量％
Se：不超过0.1质量％
Se和Te分别与Mn结合形成MnSe和MnTe，它们通过作为断屑 者起作用来改善切削性。但是如果含量超过0.1质量％，作用会饱和， 而且导致成本增加，因此二者任一的含量都不超过0.1质量％。另外， 为了改善切削性，使含Se为0.003质量％以上，含Te为0.003质量％ 以上。
Bi：不超过0.5质量％
Bi通过切削时的熔融、润滑及脆化作用提高切削性，因此可以添 加以实现上述目的。但是如果含有超过0.5质量％，不但作用会饱和， 而且导致成本增加，因此含量不超过0.5质量％。另外，即使含有Bi， 如果含量不到0.01质量％则切削性改善的效果过小，因此优选含有0.01 质量％以上。
Pb：不超过0.5质量％
Pb通过切削时的熔融、润滑及脆化作用提高切削性，因此可以添 加以实现上述目的。但是如果含有超过0.5质量％，不但作用会饱和， 而且导致成本增加，因此含量不超过0.5质量％。另外，即使含有Pb， 如果含量不到0.01质量％则切削性改善的效果过小，因此优选含有0.01 质量％以上。
Zr：不超过0.01质量％
Zr与MnS形成硫化物，其充当断屑者来改善切削性，但是如果含 有超过0.01质量％，作用会饱和，而且导致成本增加，因此含量不超 过0.01质量％。另外，即使含有Zr，如果含量不到0.003质量％则切削 性改善的效果过小，因此优选含有0.003质量％以上。
REM：不超过0.1质量％
REM与MnS形成硫化物，其充当断屑者来改善切削性，但是如 果含有超过0.01质量％的REM，作用会饱和，而且导致成本增加，因 此使其各自含量在上述范围内。此外为了改善切削性，优选含有0.0001 质量％以上的REM。
虽然以上说明的是优选的化学组成范围，但通过将化学组成限定 于上述的范围并使高频淬火前的钢组织成为下面说明的组织，可以获 得上述7μm以下的原奥氏体平均粒径。
也就是说，优选地，母材的组织即淬火前的组织(相当于高频淬火 后的硬化层以外的组织)具有贝氏体组织和/或马氏体组织，且贝氏体组 织与马氏体组织的任一或二者合计不低于10体积％。这是因为，贝氏 体组织或马氏体组织与铁素体-珠光体相比，是碳化物微细分散其内的 组织，故淬火加热时作为奥氏体核生成部位的铁素体/碳化物界面的面 积增加，由此生成的奥氏体被细化，从而有效地对淬火硬化层的粒径 的细化作贡献。另外，通过细化淬火后硬化层的粒径，可提高晶界强 度，增加疲劳强度。
这里，优选地，贝氏体组织和马氏体组织的任一个或二者合计为 20体积％以上。
另外，贝氏体组织和马氏体组织的任一个或二者合计的组织分率 的上限优选为90体积％左右。这是因为，如果它们合计的组织分率超 过90体积％，不但淬火硬化层的原奥氏体晶粒的微细化效果会饱和， 而且切削性会急剧恶化。
另外，关于淬火后硬化层的粒径细化，马氏体组合和贝氏体组织 具有大体相同的效果，但从产业的观点看，贝氏体组织与马氏体组织 相比，只需添加较少量的合金元素，且在切削性上也有利，而且可以 以低冷却速率生成，因此贝氏体组织在制造上是更优的。
另外，优选贝氏体和马氏体的体积分率比大体为贝氏体∶马氏体＝ 100∶0-40∶60。为了细化高频淬火后硬化层马氏体中的原奥氏体粒径，淬 火前的组织优选为马氏体组织。但是由于马氏体是硬质的，母相中大 量含有马氏体会降低切削性。因此，贝氏体和马氏体的分率比优选为 贝氏体∶马氏体＝100∶0-40∶60。
下面对本发明的机械结构用部件的制造方法进行说明。
本发明的机械结构用部件，可以通过对具有上述化学组成的钢材 料施加棒钢压延、热锻等热加工来形成部件形状，然后在加热温度 800-1000℃的条件下对部件的至少一部分施加高频淬火来制造。所述至 少一部分是要求疲劳强度的部位。
可以使用下面的方法，使高频淬火部分的平均原奥氏体粒径为7 μm以下。
使热加工时在800-1000℃下的总加工率为80％以上，然后以0.2 ℃/s以上的速率冷却700-500℃的温度区域。通过该条件，可以使淬火 前的组织成为均一、微细的贝氏体和/或马氏体组织(组织分率为10体 积％以上)。即，由于贝氏体和马氏体与铁素体-珠光体相比是碳化物微 细分散其内的组织，故淬火加热时作为奥氏体核生成部位的铁素体/碳 化物界面的面积增加，从而有利于生成的奥氏体的微细化。为此，贝 氏体和马氏体之一或两者合计的组织分率在10体积％以上是必要的。 另外，如果700-500℃的温度区域的冷却速度不到0.2℃/s，则贝氏体和 马氏体之一或两者合计的组织分率在10体积％以上是不可能的。更优 选地，冷却速度为0.5℃/s以上。另外，优选地，贝氏体与马氏体的体 积分率的比，如上所述，大体为贝氏体∶马氏体＝100∶0-40∶60。
另外，通过在高频淬火前，在低于800℃的区域中进行20％以上 的加工(以下称为第二加工步骤)，可以进一步微细化高频淬火前的贝氏 体和/或马氏体组织，由此实现高频淬火后的原奥氏体晶粒的进一步微 细化，因此优选加入第二加工步骤。800℃以下的温度区域的加工，可 以在热加工步骤中以前述冷却速率冷却之前(700-800℃的温度区域)进 行，也可以在冷却后进行单独的冷加工，或者通过在不高于A1转变点 的温度再加热进行温加工。优选地低于800℃下的加工为30％以上。
另外，加工方法包括，例如，冷锻、冷变薄拉延(冷間しごき)、滚 压成形(転造)和喷丸处理等。通过进行低于800℃的加工，使高频淬火 前的贝氏体或马氏体组织微细化，结果，高频淬火后所得硬化层中原 奥氏体晶粒的平均粒径进一步微细化，由此疲劳强度被进一步提高。
将通过上述加工和冷却所进行的淬火前组织的调节，和下面的高 频淬火条件进行结合，首先得到平均粒径7μm以下的原奥氏体晶粒。
首先，加热温度不到800℃时，奥氏体组织的生成不充分，不能 得到硬化层。另一方面，在加热温度超过1000℃和600-800℃处升温速 率不到300℃/s的情况下，奥氏体晶粒的生长被促进，同时晶粒大小不 均的程度变大，使得疲劳强度降低。也就是说，对于最终所得硬化层 中的原奥氏体粒径，淬火加热中如何在奥氏体区域防止晶粒生长是重 要的。通过预先使淬火前组织成为具有如上述的微细贝氏体或马氏体 组织，逆转变为奥氏体的核形成位点有多个，因此如果在生成的奥氏 体晶体还没有生长时开始冷却，可以使淬火组织中的平均奥氏体粒径 微细化。奥氏体晶粒随着温度的升高和奥氏体区域中的保持时间变长 而不断生长，因此为了防止晶粒生长、最终获得平均粒径在7μm以下 的原奥氏体晶粒，使加热时的极限温度在1000℃以下，并使600-800 ℃的升温速率在300℃/s以上。
另外，加热时的极限温度优选在800-950℃，600-800℃处的升温 速率优选为700℃/s以上，更优选在1000℃/s以上。
另外，在高频加热时，若800℃以上的停留时间变长，则奥氏体 晶粒会生长，原奥氏体粒径有最终变大超过7μm的倾向，因此800℃ 以上的停留时间优选为5秒以下。更优选地，加热时间为3秒以下。
另外，在含有本发明范围内的Mo的钢中，更显著地表现出上述 的效果。即，在图1中显示了对添加Mo的钢和不添加Mo的钢，考察 高频淬火时的加热温度和硬化层的原奥氏体粒径之间的关系所得的结 果。
图1所示的结果是如下得到的。
即，将150kg具有下述a钢、b钢、c钢、d钢和e钢中所示化学 组成的钢材料在真空熔化炉中熔化，热锻成150mm的方形，制成模坯 (ダミ一ビレツト)，在850℃下进行80％的热加工后，以0.7℃/s的速率 冷却经过700℃-500℃的温度范围，制造钢棒压延材料。另外对于一部 分钢棒，在前述的冷却后进行20％的冷加工作为第2加工步骤。
(a钢)C：0.8质量％、Si：0.1质量％、Mn：0.78质量％、P：0.011质量 ％、S：0.019质量％、Al：0.024质量％、Ti：0.017质量％、B：0.0013质量％、 N：0.0043质量％、O：0.0015质量％，剩余为Fe和不可避免的杂质。
(b钢)C：0.53质量％、Si：0.1质量％、Mn：0.74质量％、P：0.011质量 ％、S：0.019质量％、Al：0.024质量％、N：0.0039质量％、Mo：0.37质量％、 Ti：0.018质量％、B：0.0013质量％，剩余为Fe和不可避免的杂质。
(c钢)C：0.9质量％、Si：0.1质量％、Mn：0.78质量％、P：0.011质量 ％、S：0.019质量％、Al：0.024质量％、Mo：0.37质量％、Ti：0.017质量％、 B：0.0013质量％、N：0.0043质量％，剩余为Fe和不可避免的杂质。
(d钢)C：0.42质量％、Si：1.5质量％、Mn：0.78质量％、P：0.011质量 ％、S：0.019质量％、Al：0.024质量％、Mo：0.37质量％、Ti：0.017质量％、 B：0.0013质量％、N：0.0043质量％，剩余为Fe和不可避免的杂质。
(e钢)C：0.42质量％、Si：0.2质量％、Mn：0.78质量％、P：0.05质量 ％、S：0.019质量％、Al：0.024质量％、Mo：0.37质量％、Ti：0.017质量％、 B：0.0013质量％、N：0.0043质量％，剩余为Fe和不可避免的杂质。
从所得的钢棒抽样出供扭转疲劳试验的试样，对其用频率10-200 kHz、加热温度870-1050℃进行高频淬火，再用加热炉以170℃×30分 的条件进行回火，得到试验材料。调节高频淬火条件使升温速度为300 ℃/s以上，800℃以上的停留时间为1秒以下。
对于这样得到的试验材料进行扭转疲劳试验，求出用φ18mm的 分段扭转试验样105次断裂的应力。另外，通过前述方法测定距离硬化 层的表面为整个厚度1/5位置处的维氏硬度。维氏硬度用98N在5个 点打击，采其平均值。
如图1所示，无论是添加Mo的钢，还是不添加Mo的钢，都可以 通过降低高频淬火时的加热温度来减小硬化层的原奥氏体粒径。特别 地，在添加Mo的钢中，通过使加热时的极限温度1000℃以下，优选 950℃以下，硬化层的粒径实现了特别显著的微细化。
这种现象的原因还不是十分清楚，可以根据与上述含有Mo和Ti的碳氮化物的关系作如下的推断。即，在添加Mo的钢中，如前所述的 Mo基微细碳氮化物析出，在强大的针扎力(ピンニング力)作用下使奥 氏体晶粒微细化，相对于不添加Mo的钢更为微细。但是，即使在短时 间的高频淬火条件下，如果加热温度大大超过1000℃，微细的 (Mo，Ti)2(C，N)会溶解，从而针扎效应会减弱。
另外，从图1可知，在添加Mo的钢中，当增加第二加工步骤(冷 加工)时，原奥氏体粒径可以进一步微细化。
进一步地，本发明人推测，在含有Mo的钢中，高频淬火硬化层 的平均原奥氏体晶粒之所以可以更加微细化而提高疲劳强度，是因为 微细的Mo基析出物高度地分散，使前述的针扎效应增大。
然后，将上述的a钢熔解、压延后，进行850℃下80％、750℃下 25％的锻造，然后空冷(空冷时冷却速率为0.8℃/s)。另外，从高频淬火 前的材料获取供透射电子显微镜观察用的试样，然后观察微细析出物 的状态。透射电子显微镜观察用的试样，是通过从原料的中央部分取 出平板试样，用基于过氯酸-甲醇的电解液进行电解抛光薄膜化而制备 的。观察区域如果过薄，则析出颗粒的脱出频度高，如果太厚，则析 出颗粒的识别变得困难。另外，试样的厚度可以从电子能量损失谱来 估计。
图2显示了实际得到的透射电子显微镜图像的例子。考虑到这个 视野中的试样的厚度为约1μm，显然，直径为5-10mm左右的微细析 出物以大约3000个/μm3的高密度分散。
高频淬火时，从贝氏体或马氏体的晶界、束边界(パケツト境界)、 碳化物等生成奥氏体的核，上述微细的析出物在奥氏体晶粒界面到达 析出物并向其另一侧运动时，就像用手指(析出物)压进气球(晶粒界面) 一样抑制晶粒界面的移动。这样的界面移动抑制作用称为“针扎”。 在总析出量一定时，析出物越小则针扎力越大，而当析出物的粒径一 定时，析出物的量越多，针扎力越强。
本发明人推测，在本发明的高频加热中，如图2所示的微细析出 物导致针扎的发生，进一步促进平均原奥氏体粒径的微细化。另外， 图2所例示的微细析出物被确认1000℃以下的高频淬火处理后仍然存 在，而且其对高温短时间热处理而言是难以溶解的，这一点对抑制高 频淬火时的奥氏体晶粒生长起到了有效的作用。
然后，为了观察高频加热处理时析出物分散状态对原奥氏体晶粒 的平均粒径造成的影响，发明人通过变化Mo的析出体积比进行了模型 计算。即，假定Mo在其他析出相中的固溶是微量的，如果Mo基微细 析出物的析出体积比f和平均粒径d是确定的，则估算均一分散析出条 件下每1μm3的Mo基微细析出物数(析出密度)。如果原奥氏体晶粒的 平均粒径被微细析出的针扎效应所控制，其大小将与析出密度成反比。 因此，考虑到图2中的析出物的粒径及其密度达到了2μm的原奥氏体 平均粒径，考察了表现针扎效应的粒径及析出物密度。结果发现，尽 管对于原奥氏体的平均粒径的控制有直接效果的每1μm3的析出物数 是根据析出物的体积比而变化的，但例如体积比在0.2-0.4％左右时，表 现充分的针扎效应；可以实现原奥氏体晶粒的微细化的优选范围如下。
即，为了实现原奥氏体晶粒的进一步微细化，优选确保500个以 上的直径20nm以下的微细析出粒子。进一步地，希望确保1000个以 上的直径为15nm以下的微细析出粒子，更优选确保2000个以上的直 径为12nm以下的析出粒子。
然后，将上述析出物从母材中提取出来，残余物用X射线衍射法 鉴定，结果，推测主要是hcp型(Mo，Ti)2(C，N)。进一步地，根据透射电 子显微镜附带的EDX分析的结果，表明Mo和Ti的原子比为约8∶2， Mo为主要成分。另外，这里所说的析出物，也包含偏离完全的 (Mo，Ti)2(C，N)的化学计量组成的组成。无论对哪种情况，都认为其是含 有Mo和Ti的复合碳氮化物。
(Mo，Ti)2(C，N)与Cu等析出物不同，已知其比较硬，并认为其具有 较高的阻止晶粒界面通过的能力。另外，考虑到就成分构成比而言Mo较之Ti多得多，而且Mo是难以扩散的元素，这样的(Mo，Ti)2(C，N)尽 管在(Mo，Ti)2(C，N)析出温度600-700℃的温度范围里保持短时间，但并 不认为其会急速地变大。因此，为了增加(Mo，Ti)2(C，N)的析出量并提高 分布密度，在能够得到后述贝氏体和马氏体的组织分率的范围内，通 过在这个温度范围内保持短时间的等温，将已经析出的(Mo，Ti)2(C，N)的粗大化抑制到最低限度，可以期待新(Mo，Ti)2(C，N)的析出。
另外，在图3中显示了硬化层的原奥氏体粒径与扭转疲劳特性的 关系。从该图可知，对于添加Mo的钢，即便在原奥氏体粒径为7μm 以下的区域中粒径也减小，同时疲劳强度也上升。与之相对地，对于 没有添加Mo的钢，如果粒径低于7μm，则即使进一步减小粒径也不 能提高疲劳强度。这样的原因可能是没有添加Mo的钢较之添加Mo的 钢硬化层的硬度低，如果原奥氏体的粒径细化到一定程度以上，疲劳 断裂将变成晶内断裂，而不再受原奥氏体粒径的影响。
另外发现，在添加Mo的钢中，且在提高C、Si、P任一种的含量 (c钢、d钢、e钢)的情况下，原奥氏体粒径在7μm以下的区域中扭转 疲劳强度提高的效果较大。这可能是由于C、Si或P的量的增加，硬 化层的晶内强度增加导致的。因此，通过考察硬化层的维氏硬度发现， 当a钢Hv为700、b钢Hv为740、c钢Hv为902、d钢Hv为755、e 钢Hv为760，且硬化层硬度Hv为750以上时，原奥氏体晶粒的微细 化导致的疲劳强度的提高效果变得很大。
接下来，发明者发现，通过增加上述硬化层的硬度，原奥氏体粒 径的微细化导致的疲劳强度上升的幅度可以变大，在此基础上设想， 即使不通过增加C、Si和P中任一种的含量来提高晶内强度，而通过 省略高频淬火后的回火处理，也可以升高晶内强度，通过省略该回火 步骤，疲劳强度可能会提高。
因此，对于上述的a钢和b钢，在上述扭转疲劳试样的制备步骤 中省略回火处理，进行同样的扭转疲劳强度考察。a钢和b钢的回火被 省略时，维氏硬度Hv分别为740和780。
图4显示为在有回火和没有回火的条件下，硬化层的原奥氏体粒 径和扭转疲劳特性的关系。从图4可知，通过省略回火也可以提高疲 劳强度。
由此，本发明也可积极地采用不进行回火处理的方法。在一般的 高强度钢中，如果不进行回火处理，部件中会有裂纹出现的情况。因 此，高频淬火后的回火是通常进行的步骤。上述裂纹一般是晶界断裂， 其是由于晶界强度不足引起的。但是在本发明中，由于通过原奥氏体 晶粒的微细化晶界强度较高，即使省略回火处理也不易发生裂纹。省 略回火处理，具有抑制回火引起的软化和降低回火处理成本的效果。
实施例1
熔解100kg如表1所示的钢，将其加热到1200℃，在表2所示的 热加工条件及冷加工条件下加工成扭转疲劳试样。加工后的试样首先 在1050℃下进行高频淬火，然后在表2所示条件下进行高频淬火。另 外，试验No.10没有进行1050℃的高频淬火。除了试验No.29和30以 外，高频淬火后都进行了160℃×1h的回火。高频淬火部分的原奥氏 体粒径及硬度用与上述相同的方法测定。求出用φ18mm的分段扭转 试验样105次断裂时的应力。另外，高频淬火前的组织用光学显微镜观 察进行组织鉴定，同时求出贝氏体和马氏体之一或两者合计的组织分 率(体积％)。
上述的测定结果也记载在表2中，如表2所示，No.7和25是C、 Si和P中任一种含量低的比较例，与这些比较例相比发现，发明例的 扭转疲劳强度进一步上升。另外，如No.26、27和28，当Mo、B或 Ti不足时，原奥氏体粒径粗大化，扭转疲劳强度降低。另外，在No.26、 27和28中，特别地，母材的组织变成铁素体-珠光体，因此原奥氏体 粒径粗大化，从而疲劳强度降低。另外，如No.29和30所示，若高频 淬火后不进行回火处理，分别较之No.1钢和No.7钢，其疲劳强度进 一步提高。另外，No.31钢在热加工中，800-1000℃的总加工率较小， 因此原奥氏体的粒径变大，疲劳强度较低。
[表1]   钢记号                                                                             化学成分(质量％)   C   Si   Mn   P   S   Al   Mo   Ti   B   N   其他   A   0.75   0.51   0.77   0.01   0.023   0.024   0.45   0.021   0.0023   0.0040   B   1.21   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   C   1.45   0.50   0.78   0.01   0.023   0.024   0.46   0.022   0.0022   0.0044   D   0.42   1.11   0.78   0.01   0.023   0.023   0.45   0.023   0.0022   0.0044   E   0.41   1.25   0.77   0.01   0.022   0.023   0.45   0.023   0.0023   0.0044   F   0.42   1.49   0.78   0.01   0.023   0.024   0.46   0.022   0.0021   0.0042   G   0.48   0.50   0.78   0.02   0.023   0.023   0.44   0.021   0.0021   0.0044   H   0.42   0.50   0.78   0.06   0.022   0.024   0.46   0.023   0.0022   0.0040   I   0.41   0.50   0.77   0.10   0.022   0.023   0.45   0.023   0.0022   0.0044   J   0.75   0.51   0.77   0.06   0.023   0.024   0.45   0.021   0.0023   0.0040   K   0.41   1.25   0.77   0.06   0.022   0.023   0.45   0.023   0.0023   0.0044   L   0.70   1.13   0.78   0.02   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   M   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   Cu：0.3、Ni：0.44   N   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   Co：0.22、Nb：0.040、V：0.16   0   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   Cr：0.8   P   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   V：0.3   Q   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   Zr：0.05   R   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   Pb：0.02   S   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   Bi：0.07   T   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   Se：0.01   U   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   Te：0.01   V   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   Ca：0.003   W   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   REM：0.002   X   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   Cu：0.3、Ni：0.44、Te：0.01   Y   0.48   0.51   0.79   0.011   0.022   0.025   0.45   0.021   0.0024   0.0041   Z   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.03   0.023   0.0021   0.0042   AA   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0002   0.0042   AB   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.002   0.0021   0.0042   AC   0.46   1.12   0.78   0.01   0.023   0.002   0.41   0.050   0.0022   0.0044   Ca：0.003   AD   1.21   0.60   0.78   0.01   0.050   0.002   0.41   0.050   0.0022   0.0044   Ca：0.003   AE   1.21   0.60   0.78   0.01   0.035   ＜0.001   0.41   0.050   0.0022   0.0044   Ca：0.003
[表2]   试验No   钢记号   热加工条件   冷加工条件   高频淬火条件   非淬火部分的组织   淬火部分的组织   疲劳特性   备注   800℃以   上的总加   工率(％)   500-700   ℃的冷却   速度(℃/s)   加工率(％)   升温速度   (℃/s)   最高加热   温度(℃)  800℃以上  的滞留时  间(s)   组织构成   贝氏体+   马氏体分   率(％)   维氏   硬度   (Hv)   平均原   γ粒径   (μm)   扭转疲劳强   度(×105)   (MPa)   1   A   80   1.0   40   500   890   1   珠光体+贝氏体   90   823   3.4   941   发明例   2   B   80   1.0   40   500   880   1   先共析碳化物+贝氏体+珠光体   90   901   2.4   959   发明例   3   C   80   1.0   30   500   880   1   先共析碳化物+贝氏体+珠光体   90   917   3.5   989   发明例   4   D   80   1.0   20   500   885   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   751   1.8   890   发明例   5   E   80   1.0   5   500   890   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   767   1.8   892   发明例   6   F   80   1.0   5   500   875   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   772   2.6   900   发明例   7   G   80   1.0   15   500   875   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   695   2.2   800   比较例   8   H   80   1.0   15   500   890   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   750   2.1   840   发明例   9   I   80   1.0   25   500   875   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   763   2.7   869   发明例   10   J   80   1.0   5   500   865   1   珠光体+贝氏体   90   833   3.4   922   发明例   11   K   80   1.0   5   500   875   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   783   2.8   910   发明例   12   L   80   1.0   25   500   880   1   珠光体+贝氏体   90   764   2.7   976   发明例   13   M   80   1.0   5   500   875   1   珠光体+贝氏体   90   768   2.7   925   发明例   14   N   80   1.0   10   500   875   2   珠光体+贝氏体   90   764   3.2   933   发明例   15   O   80   1.0   0   500   880   1   珠光体+贝氏体   90   764   1.8   930   发明例   16   P   80   1.0   40   500   865   1   珠光体+贝氏体   90   767   3.2   943   发明例   17   Q   80   1.0   25   500   865   1   珠光体+贝氏体   90   761   1.6   936   发明例   18   R   80   1.0   25   500   870   1   珠光体+贝氏体   90   759   3.1   935   发明例   19   S   80   1.0   15   500   880   1   珠光体+贝氏体   90   754   1.7   936   发明例   20   T   80   1.0   35   500   890   4   珠光体+贝氏体   90   754   3.8   934   发明例   21   U   80   1.0   40   500   885   1   珠光体+贝氏体   90   756   3.1   920   发明例   22   V   80   1.0   20   500   865   1   珠光体+贝氏体   90   752   2.7   929   发明例   23   W   80   1.0   15   500   875   1   珠光体+贝氏体   90   750   2.3   930   发明例   24   X   80   1.0   0   500   865   1   珠光体+贝氏体   90   770   1.9   935   发明例   25   Y   80   1.0   35   500   890   1   珠光体+贝氏体   80   694   2.0   805   比较例   26   Z   80   1.0   20   500   880   1   铁素体+珠光体   0   690   9.7   701   比较例   27   AA   80   1.0   35   500   890   1   铁素体+珠光体   0   673   8.7   729   比较例   28   AB   80   1.0   20   500   880   1   铁素体+珠光体   0   694   8.5   741   比较例   29   A   80   1.0   20   500   880   1   珠光体+贝氏体   90   820   3.4   990   发明例   30   G   80   1.0   15   500   875   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   752   2.2   890   发明例   31   A   50   1.0   10   500   890   1   珠光体+贝氏体   90   823   8.1   780   比较例   32   AC   80   0.5   0   300   950   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   760   5.0   930   发明例   33   AD   80   0.5   0   300   950   1   先共析碳化物+贝氏体+珠光体   80   900   5.3   890   发明例   34   AE   80   0.5   0   300   950   1   先共析碳化物+贝氏体+珠光体   80   905   5.2   930   发明例
实施例2
作为本发明的机械结构用部件，制造了等速万向节12，如图5所 示置入，用于从传动轴10将动力传到车轮的轮毂11。
所述等速万向节12是外轮13和内轮14的组合。也就是说，通过 外轮13的口部13a的内面上形成的滚道槽里嵌入的滚珠，将内轮14 可摇动地固定于口部13a的内侧，同时传动轴10连接到内轮14；通过 将外轮13的杆部13b以例如花键结合到轮毂11，将来自传动轴10的 动力传给轮毂11。
将具有如表3所示化学组成的钢材料用转炉熔化，通过连续铸造 制成铸坯。铸坯的尺寸为300×400mm。将该铸坯经过分解步骤压延 成150mm的方坯后，压延成55mmφ的钢棒。
然后将钢棒切为给定的长度，通过热锻成形为等速万向节的内轮 (外径：45mm及内径：20mm)，然后通过切削加工或滚压成形加工在 嵌合面上形成用于花键结合的沟槽。另外，通过切削加工或冷锻形成 滚珠的滚动面。热锻后的冷却在表4所示的条件下进行。这里，热锻、 冷锻中的总加工率是通过调整与滚动面的轴向垂直的断面的断面减少 率来进行的。
如图6所示，在等速万向节的外轮间隙中的滚珠的滚动面14a上 进行如下的淬火：用频率为15Hz的高频淬火装置进行1050℃的高频淬 火，然后进行表4所示条件的高频淬火，形成淬火组织层16，然后用 加热炉进行180℃×2h的回火。另外，对于等速万向节的一部分省略 了回火。这样得到的等速万向节的内轮通过滚珠(钢球)装配到等速万向 节外轮的口部，且传动轴嵌合到该内轮的嵌合面，同时轮毂嵌合到等 速万向节外轮的杆部，从而形成等速万向节装置(见图5)。另外，滚珠、 外轮、传动轴和轮毂的规格如下所述。
滚珠：高碳素铬轴承钢SUJ2的淬火回火钢
外轮：机械结构用碳素钢的高频淬火回火钢
轮毂：机械结构用碳素钢的高频淬火回火钢
传动轴：机械结构用碳素钢的高频淬火回火钢
然后在动能传递系统中进行关于滚珠传动面的滚动疲劳强度的耐 久试验，所述动能传递系统中，利用上述等速万向节，将传动轴的转 动传递给等速万向节的内轮，然后通过内轮传递给轮毂。
滚动疲劳试验是这样进行的：在转矩900N·m，动作角(内轮的轴 线和传动轴的轴线所成的角)20°、和转数300rpm的条件下进行动能转 递，将等速万向节的内轮的传动面上发生剥离为止的时间作为滚动疲 劳强度评估。另外，设定传动轴、等速万向节外轮等的尺寸和形状等， 使得耐久试验时等速万向节的内轮成为最脆弱的部分。
另外，对于以同样的条件制造的等速万向节内轮，硬化层中原奥 氏体晶粒的平均粒径及硬度以与前述同样的方法求得。
表4记载了这些结果。
[表3]   钢记号   化学成分(质量％)   C   Si   Mn   P   S   Al   Mo   Ti   B   N   其他   A   0.75   0.49   0.75   0.01   0.023   0.023   0.45   0.022   0.0021   0.0041   B   1.23   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0022   0.0042   C   1.44   0.50   0.78   0.01   0.023   0.024   0.46   0.021   0.0021   0.0044   D   0.41   1.10   0.78   0.01   0.023   0.024   0.45   0.023   0.0022   0.0044   E   0.42   1.30   0.77   0.01   0.022   0.023   0.45   0.022   0.0023   0.0044   F   0.42   1.50   0.78   0.01   0.023   0.024   0.46   0.022   0.0021   0.0042   G   0.48   0.49   0.78   0.02   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0023   0.0044   H   0.41   0.50   0.78   0.06   0.022   0.024   0.46   0.023   0.0022   0.0040   I   0.42   0.50   0.77   0.10   0.022   0.023   0.45   0.023   0.0022   0.0044   J   0.75   0.51   0.77   0.06   0.023   0.024   0.45   0.023   0.0021   0.0040   K   0.41   1.27   0.77   0.06   0.022   0.024   0.45   0.023   0.0023   0.0044   L   0.70   1.10   0.78   0.02   0.023   0.023   0.44   0.021   0.0021   0.0042   M   0.70   0.50   0.77   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0040   Cu：0.31、Ni：0.46   N   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.021   0.0021   0.0042   Co：0.20、Nb：0.043、V：0.18   O   0.70   0.50   0.77   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0022   0.0042   Cr：0.8   P   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.024   0.44   0.023   0.0021   0.0042   V：0.3   Q   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   Zr：0.05   R   0.70   0.50   0.79   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   Pb：0.02   S   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0022   0.0042   Bi：0.07   T   0.70   0.50   0.77   0.01   0.023   0.024   0.44   0.023   0.0021   0.0042   Se：0.01   U   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0040   Te：0.01   V   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   Ca：0.003   W   0.70   0.50   0.79   0.01   0.023   0.024   0.44   0.023   0.0021   0.0042   REM：0.002   X   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.023   0.0021   0.0042   Cu：0.3、Ni：0.44、Te：0.01   Y   0.48   0.51   0.79   0.01   0.022   0.024   0.45   0.021   0.0024   0.0041   Z   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.02   0.022   0.0021   0.0042   AA   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.025   0.44   0.023   0.0002   0.0042   AB   0.70   0.50   0.78   0.01   0.023   0.023   0.44   0.002   0.0021   0.0042   AC   0.46   1.12   0.78   0.01   0.023   0.002   0.41   0.050   0.0022   0.0044   Ca：0.003   AD   1.21   0.60   0.78   0.01   0.050   0.002   0.41   0.050   0.0022   0.0044   Ca：0.003   AE   1.21   0.60   0.78   0.01   0.035   ＜0.001   0.41   0.050   0.0022   0.0044   Ca：0.003
[表4]   试验   No.   钢记号   热加工条件   冷加工条件   高频淬火条件   非淬火部分的组织   淬火部分的组织   疲劳特性   备注   800℃以   上的总加   工率(％)   500-700℃   的冷却速度   (℃/s)   加工率(％)   升温速   度(℃   /s)   最高加   热温度   (℃)   800℃以   上的滞留   时间(s)   组织构成   贝氏体+   马氏体   分率(％)   维氏   硬度   (Hv)   平均原   γ粒径   (μm)   有无回   火   滚动疲劳   寿命(hr)   1   A   80   1.0   40   500   890   1   珠光体+贝氏体   90   823   3.4   有   163   发明例   2   B   80   1.0   40   500   880   1   先共析碳化物+贝氏体+珠光体   90   901   2.4   有   177   发明例   3   C   80   1.0   30   500   880   1   先共析碳化物+贝氏体+珠光体   90   917   3.5   有   173   发明例   4   D   80   1.0   20   500   885   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   751   1.8   有   151   发明例   5   E   80   1.0   5   500   890   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   767   1.8   有   148   发明例   6   F   80   1.0   5   500   875   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   772   2.6   有   155   发明例   7   G   80   1.0   15   500   875   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   695   2.2   有   141   比较例   8   H   80   1.0   15   500   890   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   750   2.1   有   152   发明例   9   I   80   1.0   25   500   875   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   763   2.7   有   152   发明例   10   J   80   1.0   5   500   865   1   珠光体+贝氏体   90   833   3.4   有   167   发明例   11   K   80   1.0   5   500   875   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   783   2.8   有   150   发明例   12   L   80   1.0   25   500   880   1   珠光体+贝氏体   90   764   2.7   有   181   发明例   13   M   80   1.0   5   500   875   1   珠光体+贝氏体   90   768   2.7   有   165   发明例   14   N   80   1.0   10   500   875   2   珠光体+贝氏体   90   764   32   有   164   发明例   15   O   80   1.0   0   500   880   1   珠光体+贝氏体   90   764   1.8   有   166   发明例   16   P   80   1.0   40   500   865   1   珠光体+贝氏体   90   767   3.2   有   172   发明例   17   Q   80   1.0   25   500   865   1   珠光体+贝氏体   90   761   1.6   有   168   发明例   18   R   80   1.0   25   500   870   1   珠光体+贝氏体   90   759   3.1   有   161   发明例   19   S   80   1.0   15   500   880   1   珠光体+贝氏体   90   754   1.7   有   159   发明例   20   T   80   1.0   35   500   890   4   珠光体+贝氏体   90   754   3.8   有   160   发明例   21   U   80   1.0   40   500   885   1   珠光体+贝氏体   90   756   3.1   有   163   发明例   22   V   80   1.0   20   500   865   1   珠光体+贝氏体   90   752   2.7   有   164   发明例   23   W   80   1.0   15   500   875   1   珠光体+贝氏体   90   750   2.3   有   162   发明例   24   X   80   1.0   0   500   865   1   珠光体+贝氏体   90   770   1.9   有   160   发明例   25   Y   80   1.0   35   500   890   1   珠光体+贝氏体   80   694   2.0   有   141   比较例   26   Z   80   1.0   20   500   880   1   铁素体+珠光体   0   690   9.7   有   120   比较例   27   AA   80   1.0   35   500   890   1   铁素体+珠光体   0   673   8.7   有   131   比较例   28   AB   80   1.0   20   500   880   1   铁素体+珠光体   0   694   8.5   有   137   比较例   29   A   80   1.0   20   500   880   1   珠光体+贝氏体   90   820   3.4   无   180   发明例   30   G   80   1.0   15   500   875   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   752   2.2   无   150   发明例   31   A   50   1.0   10   500   890   1   珠光体+贝氏体   90   823   81   有   140   比较例   32   AC   70   0.7   0   300   950   1   贝氏体+铁素体+珠光体   80   760   5.0   有   162   发明例   33   AD   70   0.7   0   300   950   1   先共析碳化物+贝氏体+珠光体   80   900   5.2   有   179   发明例   34   AE   70   0.7   0   300   950   1   光共析碳化物+贝氏体+珠光体   80   906   5.2   有   173   发明例
如表4所示，No.7和25是C、Si和P的含量都低的比较例，和 这些比较例相比，可以发现发明例的滚动疲劳寿命提高。另外，如 No.26、27和28那样Mo、B或Ti不足的情况下，奥氏体粒径粗大化， 滚动疲劳寿命降低。另外，No.26、27和28中，特别地，由于母材组 织是铁素体-珠光体，使得原奥氏体粒径粗大化，滚动疲劳寿命降低。 另外，如No.29和30那样高频淬火后不进行回火处理的情况下，分别 与No.1钢和No.7钢相比，滚动疲劳寿命进一步提高。另外对于No.31 钢，由于热加工时800-1000℃的总加工率小，使得原奥氏体粒径变大， 滚动疲劳寿命低。
专利文献1：JP-A-2000-154819(权利要求，第[0008]段)；
专利文献2：JP-A-H08-53714(权利要求)