机械构造用部件及其制造方法转让专利
申请号 : CN200580013926.3
文献号 : CN1950531B
文献日 : 2010-05-05
发明人 : 黑泽伸隆 , 大森靖浩 , 林透 , 松崎明博 , 丰冈高明
申请人 : 杰富意钢铁株式会社
摘要 :
提供一种机械构造用部件，其与现有的相比，进一步提高了疲劳强度。具体解决办法如下：在对至少一部分实施了淬火的机械构造用部件中，将该淬火组织设定为旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下。
权利要求 :
1.一种机械构造用部件，使用实施热锻，之后在至少一部分中实施了高频淬火而得到硬化层的钢材，其特征在于，该硬化层的淬火组织，旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下。
2.如权利要求1所述的机械构造用部件，其特征在于，具有如下成分组成：以质量％计，含有
C：0.3％以上、1.5％以下，Si：0.05％以上、3.0％以下，Mn：0.2％以上、2.0％以下，并且满足下述式(1)，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)＞2.0 ...(1)。
3.如权利要求2所述的机械构造用部件，其特征在于，作为所述的成分组成，以质量％计，还含有Al：0.25％以下。
4.如权利要求2所述的机械构造用部件，其特征在于，作为所述的成分组成，以质量％计，还含有选自Cr：0.03％以上、2.5％以下，Mo：0.05％以上、1.0％以下，Cu：0.03％以上、1.0％以下，Ni：0.05％以上、2.5％以下，Co：0.01％以上、1.0％以下，V：0.01％以上、0.5％以下，W：0.005％以上、1.0％以下中的1种或2种以上，并且取代所述式(1)，而满足下述式(2)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+0.5W)＞2.0 ...(2)。
5.如权利要求3所述的机械构造用部件，其特征在于，作为所述的成分组成，以质量％计，还含有选自Cr：0.03％以上、2.5％以下，Mo：0.05％以上、1.0％以下，Cu：0.03％以上、1.0％以下，Ni：0.05％以上、2.5％以下，Co：0.01％以上、1.0％以下，V：0.01％以上、0.5％以下，W：0.005％以上、1.0％以下中的1种或2种以上，并且取代所述式(1)，而满足下述式(2)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+0.5W)＞2.0 ...(2)。
6.如权利要求2、3、4或5所述的机械构造用部件，其特征在于，作为所述的成分组成，以质量％计，含有选自Ti：0.005％以上、0.1％以下，Nb：0.005％以上、0.1％以下，Zr：0.005％以上、0.1％以下，B：0.0003％以上、0.01％以下，Ta：0.02％以上、0.5％以下，Hf：0.02％以上、0.5％以下，Sb：0.005％以上、0.015％以下中的1种或2种以上，并且取代所述式(1)或(2)，而满足下述式(3)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+1000B)(1+0.5W)＞2.0 ...(3)。
7.如权利要求2、3、4或5所述的机械构造用部件，其特征在于，作为所述的成分组成，以质量％计，还含有选自S：0.1％以下，
Pb：0.01％以上、0.1％以下，Bi：0.01％以上、0.1％以下，Se：0.003％以上、0.1％以下，Te：0.003％以上、0.1％以下，Ca：0.0001％以上、0.01％以下，Mg：0.0001％以上、0.01％以下及REM：0.0001％以上、0.1％以下中的1种或2种以上。
8.如权利要求6所述的机械构造用部件，其特征在于，作为所述的成分组成，以质量％计，还含有选自S：0.1％以下，
Pb：0.01％以上、0.1％以下，Bi：0.01％以上、0.1％以下，Se：0.003％以上、0.1％以下，Te：0.003％以上、0.1％以下，Ca：0.0001％以上、0.01％以下，Mg：0.0001％以上、0.01％以下及REM：0.0001％以上、0.1％以下中的1种或2种以上。
9.一种机械构造用部件的制造方法，其特征在于，将含有微细的贝氏体组织及微细的马氏体组织中的任意一种或两种，合计为10体积％以上的钢材作为原材料，对该原材料的至少一部分，实施升温速度为400℃/s以上、并且到达温度为800～1000℃的高频加热1次以上，所述的原材料通过实施下述工序而制造的：在800～1000℃下进行的总加工率为80％以上的热锻工序；和在该热锻工序后，以0.2℃/s以上的冷却速度冷却到700～500℃的温度范围的冷却工序；还实施第2加工工序，即在该冷却工序之前，在700～低于800℃的温度范围实施20％以上的加工，或者在该冷却工序之后，在A1相变点以下的温度范围实施20％以上的加工.
10.如权利要求9所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，将1次高频加热中的800℃以上的滞留时间设定为5秒以下。
11.如权利要求9所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述钢材具有如下组成：以质量％计，含有
C：0.3％以上、1.5％以下，Si：0.05％以上、3.0％以下，Mn：0.2％以上、2.0％以下，并且满足下述式(1)，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)＞2.0 ...(1)。
12.如权利要求11所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述钢材以质量％计还含有Al：0.25％以下。
13.如权利要求11所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述钢材以质量％计还含有选自Cr：0.03％以上、2.5％以下，Mo：0.05％以上、1.0％以下，Cu：0.03％以上、1.0％以下，Ni：0.05％以上、2.5％以下，Co：0.01％以上、1.0％以下，V：0.01％以上、0.5％以下，W：0.005％以上、1.0％以下中的1种或2种以上，并且取代上述式(1)，而满足下述式(2)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+0.5W)＞2.0 ...(2)。
14.如权利要求12所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述钢材以质量％计还含有选自Cr：0.03％以上、2.5％以下，Mo：0.05％以上、1.0％以下，Cu：0.03％以上、1.0％以下，Ni：0.05％以上、2.5％以下，Co：0.01％以上、1.0％以下，V：0.01％以上、0.5％以下，W：0.005％以上、1.0％以下中的1种或2种以上，并且取代上述式(1)，而满足下述式(2)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+0.5W)＞2.0 ...(2)。
15.如权利要求11、12、13或14所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述钢材以质量％计还含有选自Ti：0.005％以上、0.1％以下，Nb：0.005％以上、0.1％以下，Zr：0.005％以上、0.1％以下，B：0.0003％以上、0.01％以下，Ta：0.02％以上、0.5％以下，Hf：0.02％以上、0.5％以下，Sb：0.005％以上、0.015％以下中的1种或2种以上，并且取代上述式(1)或(2)，而满足下述式(3)，C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+1000B)(1+0.5W)＞2.0 ...(3)。
16.如权利要求11、12、13或14所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述钢材以质量％计还含有选自S：0.1％以下，
Pb：0.01％以上、0.1％以下，Bi：0.01％以上、0.1％以下，Se：0.003％以上、0.1％以下，Te：0.003％以上、0.1％以下，Ca：0.0001％以上、0.01％以下，Mg：0.0001％以上、0.01％以下，REM：0.0001％以上、0.1％以下中的1种或2种以上。
17.如权利要求15所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述钢材以质量％计还含有选自S：0.1％以下，
Pb：0.01％以上、0.1％以下，Bi：0.01％以上、0.1％以下，Se：0.003％以上、0.1％以下，Te：0.003％以上、0.1％以下，Ca：0.0001％以上、0.01％以下，Mg：0.0001％以上、0.01％以下，REM：0.0001％以上、0.1％以下中的1种或2种以上。
说明书 :
技术领域
本发明涉及一种机械构造用部件，具有在至少一部分中经高频淬火形成的硬化层。作为在此所述的机械构造用部件，可以列举汽车用的传动轴、输入轴、输出轴、曲轴、等速万向节的内环及外环、轮毂、还有齿轮等。
背景技术
目前，机械构造用部件、例如汽车用传动轴及等速万向节等的制造方法如下所述。亦即，在热轧棒钢上进行热锻、以及切削、冷锻等加工成规定的形状之后，进行高频淬火、回火。一般地，通过该方法确保作为机械构造用部件的重要特性即扭转疲劳强度、弯曲疲劳强度、滚动疲劳强度及滑滚疲劳强度等疲劳强度。
另一方面，近年来，从环境问题考虑，强烈要求汽车用部件的轻质化，从该观点考虑，通常要求进一步提高汽车用部件的疲劳强度。
作为提高如上述的疲劳强度的手段，至今为止已提出各种方法。
例如，为了提高扭转疲劳强度，通常认为通过高频淬火使淬火深度增加。但是，即使增加淬火深度，至某种深度疲劳强度也饱和。
另外，为了提高扭转疲劳强度，提高晶界强度也是有效的。从这种观点考虑，提出通过使TiC分散、将旧奥氏体粒径进行微细化的技术。例如专利文献1所述的技术，通过在高频淬火加热时使微细的TiC大量分散，谋求旧奥氏体粒径的微细化。但是，在该技术中，需要在淬火前将TiC固溶化，在热轧工序中采用加热至1100℃以上的工序。因此，在热轧时需要提高加热温度，而存在生产性劣化的问题。
另外，上述专利文献1公开的技术还残留不能充分适应近年来对于疲劳强度的要求的问题。
专利文献2提出的机械构造用轴部件是，将硬化层深度CD与高频淬火后的轴部件的半径R的比值(CD/R)限制在0.3～0.7，在此基础上，根据C量将该CD/R和A控制在规定的范围内，由此使扭转疲劳强度提高，其中，A是由高频淬火后的表面至1mm的奥氏体结晶粒径γf、至高频淬火后直接的(CD/R)＝0.1时的平均维氏硬度Hf、及以高频淬火后的轴中心部的平均维氏硬度Hc所规定的值。
但是，即使控制了上述的CD/R，其疲劳特性的提高也是有界限的，仍然不能充分适应近年来对于扭转疲劳强度的要求。
专利文献1：特开2000-154819号公报(专利权利要求书)
专利文献2：特开平8-53714号公报(专利权利要求书)
另一方面，近年来，从环境问题考虑，强烈要求汽车用部件的轻质化，从该观点考虑，通常要求进一步提高汽车用部件的疲劳强度。
作为提高如上述的疲劳强度的手段，至今为止已提出各种方法。
例如，为了提高扭转疲劳强度，通常认为通过高频淬火使淬火深度增加。但是，即使增加淬火深度，至某种深度疲劳强度也饱和。
另外，为了提高扭转疲劳强度，提高晶界强度也是有效的。从这种观点考虑，提出通过使TiC分散、将旧奥氏体粒径进行微细化的技术。例如专利文献1所述的技术，通过在高频淬火加热时使微细的TiC大量分散，谋求旧奥氏体粒径的微细化。但是，在该技术中，需要在淬火前将TiC固溶化，在热轧工序中采用加热至1100℃以上的工序。因此，在热轧时需要提高加热温度，而存在生产性劣化的问题。
另外，上述专利文献1公开的技术还残留不能充分适应近年来对于疲劳强度的要求的问题。
专利文献2提出的机械构造用轴部件是，将硬化层深度CD与高频淬火后的轴部件的半径R的比值(CD/R)限制在0.3～0.7，在此基础上，根据C量将该CD/R和A控制在规定的范围内，由此使扭转疲劳强度提高，其中，A是由高频淬火后的表面至1mm的奥氏体结晶粒径γf、至高频淬火后直接的(CD/R)＝0.1时的平均维氏硬度Hf、及以高频淬火后的轴中心部的平均维氏硬度Hc所规定的值。
但是，即使控制了上述的CD/R，其疲劳特性的提高也是有界限的，仍然不能充分适应近年来对于扭转疲劳强度的要求。
专利文献1：特开2000-154819号公报(专利权利要求书)
专利文献2：特开平8-53714号公报(专利权利要求书)
发明内容
本发明是鉴于上述现状而开发的，其目的在于，提供一种机械构造用部件，同时提供一种其有利的制造方法，所述机械构造用部件与现有的相比，进一步提高了疲劳强度。
于是，本发明者为了有效地提高如上所述的疲劳特性，特别对高频淬火组织进行了专心致志地研究.
其结果发现，着眼于高频淬火组织的旧奥氏体晶粒的粒径分布，通过将旧奥氏体晶粒的平均粒径及最大粒径进行微细化，改善扭转疲劳强度、弯曲疲劳强度及滚动疲劳强度等疲劳特性。
亦即，本发明的要点构成如下。
1.一种机械构造用部件，使用在至少一部分中实施了淬火的钢材，其特征在于，该淬火组织，旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下。
2.如上述1所述的机械构造用部件，其特征在于，具有如下成分组成：
以质量％计，含有
C：0.3％以上、1.5％以下，
Si：0.05％以上、3.0％以下，
Mn：0.2％以上、2.0％以下，
并且满足下述式(1)，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)＞2.0 ...(1)。
3.如上述2所述的机械构造用部件，其特征在于，作为所述的成分组成，以质量％计，还含有Al：0.25％以下。
4.如上述2或3所述的机械构造用部件，其特征在于，作为所述的成分组成，以质量％计，还含有选自
Cr：0.03％以上、2.5％以下，
Mo：0.05％以上、1.0％以下，
Cu：0.03％以上、1.0％以下，
Ni：0.05％以上、2.5％以下，
Co：0.01％以上、1.0％以下，
V：0.01％以上、0.5％以下，
W：0.005％以上、1.0％以下
中的1种或2种以上，并且取代所述式(1)，而满足下述式(2)，
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+0.5W)＞2.0 ...(2)。
5.如上述2、3或4所述的机械构造用部件，其特征在于，作为所述的成分组成，以质量％计，含有选自
Ti：0.005％以上、0.1％以下，
Nb：0.005％以上、0.1％以下，
Zr：0.005％以上、0.1％以下，
B：0.0003％以上、0.01％以下，
Ta：0.02％以上、0.5％以下，
Hf：0.02％以上、0.5％以下，
Sb：0.005％以上、0.015％以下
中的1种或2种以上，并且取代所述式(1)或(2)，而满足下述式(3)，
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+1000B)(1+0.5W)＞2.0 ...(3)。
6.如上述2、3、4或5所述的机械构造用部件，其特征在于，作为所述的成分组成，以质量％计，还含有选自
S：0.1％以下，
Pb：0.01％以上、0.1％以下，
Bi：0.01％以上、0.1％以下，
Se：0.003％以上、0.1％以下，
Te：0.003％以上、0.1％以下，
Ca：0.0001％以上、0.01％以下，
Mg：0.0001％以上、0.01％以下及
REM：0.0001％以上、0.1％以下
中的1种或2种以上。
7.一种机械构造用部件的制造方法，其特征在于，将含有微细的贝氏体组织及微细的马氏体组织中的任意一种或两种，合计为10体积％以上的钢材作为原材料，对该原材料的至少一部分，实施升温速度为400℃/s以上、并且到达温度为1000℃以下的高频加热1次以上。
8.如上述7所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述的原材料通过实施下述工序而制造的：在800～1000℃下进行的总加工率为80％以上的热加工工序；和在该热加工工序后，以0.2℃/s以上的冷却速度冷却到700～500℃的温度范围的冷却工序；还实施第2加工工序，即在该冷却工序之前，在700～低于800℃的温度范围实施20％以上的加工，或者在该冷却工序之后，在A1相变点以下的温度范围实施20％以上的加工。
9.如上述7或8所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，将1次高频加热中的800℃以上的滞留时间设定为5秒以下。
10.如上述7～9中任一项所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述钢材具有如下组成：
以质量％计，含有
C：0.3％以上、1.5％以下，
Si：0.05％以上、3.0％以下，
Mn：0.2％以上、2.0％以下，
并且满足下述式(1)，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)＞2.0 ...(1)。
11.如上述10所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述钢材以质量％计还含有
Al：0.25％以下。
12.如上述10或11所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述钢材以质量％计还含有选自
Cr：0.03％以上、2.5％以下，
Mo：0.05％以上、1.0％以下，
Cu：0.03％以上、1.0％以下，
Ni：0.05％以上、2.5％以下，
Co：0.01％以上、1.0％以下，
V：0.01％以上、0.5％以下，
W：0.005％以上、1.0％以下
中的1种或2种以上，并且取代上述式(1)，而满足下述式(2)，
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+0.5W)＞2.0 ...(2)。
13.如上述10、11或12所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述钢材以质量％计还含有选自
Ti：0.005％以上、0.1％以下，
Nb：0.005％以上、0.1％以下，
Zr：0.005％以上、0.1％以下，
B：0.0003％以上、0.01％以下，
Ta：0.02％以上、0.5％以下，
Hf：0.02％以上、0.5％以下，
Sb：0.005％以上、0.015％以下
中的1种或2种以上，并且取代上述式(1)或(2)，而满足下述式(3)，
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+1000B)(1+0.5W)＞2.0 ...(3)。
14.如上述10、11、12或13所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述钢材以质量％计还含有选自
S：0.1％以下，
Pb：0.01％以上、0.1％以下，
Bi：0.01％以上、0.1％以下，
Se：0.003％以上、0.1％以下，
Te：0.003％以上、0.1％以下，
Ca：0.0001％以上、0.01％以下，
Mg：0.0001％以上、0.01％以下，
REM：0.0001％以上、0.1％以下
中的1种或2种以上。
于是，本发明者为了有效地提高如上所述的疲劳特性，特别对高频淬火组织进行了专心致志地研究.
其结果发现，着眼于高频淬火组织的旧奥氏体晶粒的粒径分布，通过将旧奥氏体晶粒的平均粒径及最大粒径进行微细化，改善扭转疲劳强度、弯曲疲劳强度及滚动疲劳强度等疲劳特性。
亦即，本发明的要点构成如下。
1.一种机械构造用部件，使用在至少一部分中实施了淬火的钢材，其特征在于，该淬火组织，旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下。
2.如上述1所述的机械构造用部件，其特征在于，具有如下成分组成：
以质量％计，含有
C：0.3％以上、1.5％以下，
Si：0.05％以上、3.0％以下，
Mn：0.2％以上、2.0％以下，
并且满足下述式(1)，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)＞2.0 ...(1)。
3.如上述2所述的机械构造用部件，其特征在于，作为所述的成分组成，以质量％计，还含有Al：0.25％以下。
4.如上述2或3所述的机械构造用部件，其特征在于，作为所述的成分组成，以质量％计，还含有选自
Cr：0.03％以上、2.5％以下，
Mo：0.05％以上、1.0％以下，
Cu：0.03％以上、1.0％以下，
Ni：0.05％以上、2.5％以下，
Co：0.01％以上、1.0％以下，
V：0.01％以上、0.5％以下，
W：0.005％以上、1.0％以下
中的1种或2种以上，并且取代所述式(1)，而满足下述式(2)，
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+0.5W)＞2.0 ...(2)。
5.如上述2、3或4所述的机械构造用部件，其特征在于，作为所述的成分组成，以质量％计，含有选自
Ti：0.005％以上、0.1％以下，
Nb：0.005％以上、0.1％以下，
Zr：0.005％以上、0.1％以下，
B：0.0003％以上、0.01％以下，
Ta：0.02％以上、0.5％以下，
Hf：0.02％以上、0.5％以下，
Sb：0.005％以上、0.015％以下
中的1种或2种以上，并且取代所述式(1)或(2)，而满足下述式(3)，
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+1000B)(1+0.5W)＞2.0 ...(3)。
6.如上述2、3、4或5所述的机械构造用部件，其特征在于，作为所述的成分组成，以质量％计，还含有选自
S：0.1％以下，
Pb：0.01％以上、0.1％以下，
Bi：0.01％以上、0.1％以下，
Se：0.003％以上、0.1％以下，
Te：0.003％以上、0.1％以下，
Ca：0.0001％以上、0.01％以下，
Mg：0.0001％以上、0.01％以下及
REM：0.0001％以上、0.1％以下
中的1种或2种以上。
7.一种机械构造用部件的制造方法，其特征在于，将含有微细的贝氏体组织及微细的马氏体组织中的任意一种或两种，合计为10体积％以上的钢材作为原材料，对该原材料的至少一部分，实施升温速度为400℃/s以上、并且到达温度为1000℃以下的高频加热1次以上。
8.如上述7所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述的原材料通过实施下述工序而制造的：在800～1000℃下进行的总加工率为80％以上的热加工工序；和在该热加工工序后，以0.2℃/s以上的冷却速度冷却到700～500℃的温度范围的冷却工序；还实施第2加工工序，即在该冷却工序之前，在700～低于800℃的温度范围实施20％以上的加工，或者在该冷却工序之后，在A1相变点以下的温度范围实施20％以上的加工。
9.如上述7或8所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，将1次高频加热中的800℃以上的滞留时间设定为5秒以下。
10.如上述7～9中任一项所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述钢材具有如下组成：
以质量％计，含有
C：0.3％以上、1.5％以下，
Si：0.05％以上、3.0％以下，
Mn：0.2％以上、2.0％以下，
并且满足下述式(1)，剩余部分为Fe及不可避免的杂质，
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)＞2.0 ...(1)。
11.如上述10所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述钢材以质量％计还含有
Al：0.25％以下。
12.如上述10或11所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述钢材以质量％计还含有选自
Cr：0.03％以上、2.5％以下，
Mo：0.05％以上、1.0％以下，
Cu：0.03％以上、1.0％以下，
Ni：0.05％以上、2.5％以下，
Co：0.01％以上、1.0％以下，
V：0.01％以上、0.5％以下，
W：0.005％以上、1.0％以下
中的1种或2种以上，并且取代上述式(1)，而满足下述式(2)，
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+0.5W)＞2.0 ...(2)。
13.如上述10、11或12所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述钢材以质量％计还含有选自
Ti：0.005％以上、0.1％以下，
Nb：0.005％以上、0.1％以下，
Zr：0.005％以上、0.1％以下，
B：0.0003％以上、0.01％以下，
Ta：0.02％以上、0.5％以下，
Hf：0.02％以上、0.5％以下，
Sb：0.005％以上、0.015％以下
中的1种或2种以上，并且取代上述式(1)或(2)，而满足下述式(3)，
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+1000B)(1+0.5W)＞2.0 ...(3)。
14.如上述10、11、12或13所述的机械构造用部件的制造方法，其特征在于，所述钢材以质量％计还含有选自
S：0.1％以下，
Pb：0.01％以上、0.1％以下，
Bi：0.01％以上、0.1％以下，
Se：0.003％以上、0.1％以下，
Te：0.003％以上、0.1％以下，
Ca：0.0001％以上、0.01％以下，
Mg：0.0001％以上、0.01％以下，
REM：0.0001％以上、0.1％以下
中的1种或2种以上。
附图说明
图1是代表的轴的正面图。
图2是表示疲劳试验的要领的图，图2(a)表示轴的扭转疲劳试验的要领，图2(b)表示滚动疲劳试验的要领。
图3是表示淬火组织的光学显微镜观察像的照片。
图4(a)、图4(b)是表示平均旧奥氏体粒径和扭转疲劳强度的关系的图。
图5(a)、图5(b)是表示硬化层的旧奥氏体粒径和最大旧奥氏体粒径/平均旧奥氏体粒径对扭转疲劳强度的影响的图。
图6(a)、图6(b)是表示低于800℃的加工率及高频淬火条件对扭转疲劳强度的影响的图。
图7(a)、图7(b)是表示硬化层的旧奥氏体粒径和最大旧奥氏体粒径/平均旧奥氏体粒径对滚动疲劳寿命的影响的图。
图8是曲轴的模式图。
图9是表示曲轴的高频淬火位置的图。
图10是表示耐久试验的概要的图。
图11是等速万向节的部分剖面图。
图12是表示等速万向节外环中的淬火组织层的剖面图。
图13是表示等速万向节外环中的淬火组织层的剖面图。
图14是等速万向节的部分剖面图。
图15是表示等速万向节内环中的淬火组织层的剖面图。
图16是表示等速万向节内环中的淬火组织层的剖面图。
图17是表示轮毂及轮毂轴承单元的图。
图18是表示轮毂及轮毂轴承单元的图。
图19是表示滑滚疲劳试验的概略的图。
图20是齿轮的透视图。
图21是表示齿轮的齿及齿底中的表面硬化层的剖面图。
图1～图21的图中的编号的说明如下。
1轴
2花键部
3夹持器
4曲轴
5轴颈部
6曲柄销
7曲臂部
8配重部
9淬火组织层
10传动轴
11轮毂
12等速万向节
13外环
13a口部
13b轴杆部
14内环
15滚珠
16淬火组织层
17轮毂
18轮毂的轴部
19衬垫
20轮毂的外环
21滚珠
22滚动面
23嵌合部
24等速万向节的轴部
25齿轮
26齿
27齿底
28淬火组织层
29轴孔
图2是表示疲劳试验的要领的图，图2(a)表示轴的扭转疲劳试验的要领，图2(b)表示滚动疲劳试验的要领。
图3是表示淬火组织的光学显微镜观察像的照片。
图4(a)、图4(b)是表示平均旧奥氏体粒径和扭转疲劳强度的关系的图。
图5(a)、图5(b)是表示硬化层的旧奥氏体粒径和最大旧奥氏体粒径/平均旧奥氏体粒径对扭转疲劳强度的影响的图。
图6(a)、图6(b)是表示低于800℃的加工率及高频淬火条件对扭转疲劳强度的影响的图。
图7(a)、图7(b)是表示硬化层的旧奥氏体粒径和最大旧奥氏体粒径/平均旧奥氏体粒径对滚动疲劳寿命的影响的图。
图8是曲轴的模式图。
图9是表示曲轴的高频淬火位置的图。
图10是表示耐久试验的概要的图。
图11是等速万向节的部分剖面图。
图12是表示等速万向节外环中的淬火组织层的剖面图。
图13是表示等速万向节外环中的淬火组织层的剖面图。
图14是等速万向节的部分剖面图。
图15是表示等速万向节内环中的淬火组织层的剖面图。
图16是表示等速万向节内环中的淬火组织层的剖面图。
图17是表示轮毂及轮毂轴承单元的图。
图18是表示轮毂及轮毂轴承单元的图。
图19是表示滑滚疲劳试验的概略的图。
图20是齿轮的透视图。
图21是表示齿轮的齿及齿底中的表面硬化层的剖面图。
图1～图21的图中的编号的说明如下。
1轴
2花键部
3夹持器
4曲轴
5轴颈部
6曲柄销
7曲臂部
8配重部
9淬火组织层
10传动轴
11轮毂
12等速万向节
13外环
13a口部
13b轴杆部
14内环
15滚珠
16淬火组织层
17轮毂
18轮毂的轴部
19衬垫
20轮毂的外环
21滚珠
22滚动面
23嵌合部
24等速万向节的轴部
25齿轮
26齿
27齿底
28淬火组织层
29轴孔
具体实施方式
下面，具体地说明本发明。
本发明的机械构造用部件，在汽车用的传动轴、输入轴、输出轴、曲轴、等速万向节的内环及外环、轮毂、还有齿轮等每个部件中形成各种各样的形状及构造，不管在哪一个部件中，特别是要求疲劳强度的部分或全部都具有实施了淬火的硬化层，重要的是该硬化层的淬火组织的旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、而且最大粒径是平均粒径的4倍以下。
下面，对已得到上述见解的研究结果进行说明。
将下述a钢或b钢表示的成分组成的钢原材料150kg在真空熔炼炉中熔炼，热锻成150mm见方后，制造粗坯(dummy billet)，根据各种热加工条件制造棒钢轧制材料。
[a钢]C：0.48质量％、Si：0.55质量％、Mn：0.78质量％、P：0.011质量％、S：0.019质量％、Al：0.024质量％、N：0.0043质量％、剩余部分为Fe及不可避免的杂质。
[b钢]C：0.48质量％、Si：0.51质量％、Mn：0.79质量％、P：0.011质量％、S：0.021质量％、Al：0.024质量％、N：0.0039质量％、Mo：0.45质量％、Ti：0.021质量％、B：0.0024质量％、剩余部分为Fe及不可避免的杂质。
然后，将该棒钢切断成规定的长度后，施加表面切削加工和增加在局部低温下的拉拔加工调整直径，同时实施花键部的滚压成形加工，制作成具有图1所示的尺寸及形状的花键部2的轴1。
使用频率为10～200KHz的高频淬火装置，在各种条件下对该轴进行加热、淬火后，使用加热炉在170℃×30分钟的条件下进行回火，然后对扭转疲劳强度进行评价。
需要说明的是，扭转疲劳强度是在轴的扭转疲劳试验中用断裂重复数为1×105次时的扭矩值(N·m)进行评价的。扭转疲劳试验使用油压式疲劳试验机，如图2(a)所示，将花键部2a、2b分别组装于圆盘状的夹持器3a、3b，通过在夹持器3a、3b之间以频率为1～2Hz负荷重复扭矩来进行。
另外，对相同轴，使用光学显微镜观察其硬化层的组织，求出旧奥氏体平均粒径及最大旧奥氏体粒径。
旧奥氏体平均粒径的测定，利用光学显微镜，在400倍(1视野的面积：0.25mm×0.225mm)～1000倍(1视野的面积：0.10mm×0.09mm)下，分别对自表面至硬化层厚度的1/5位置、1/2位置及4/5位置进行5视野的观察，测定各位置中的平均旧奥氏体粒径，将其最大值设定为平均旧奥氏体粒径.需要说明的是，硬化层厚度设定为自表面至马氏体组织的面积率减少至98％的深度区域.
另一方面，最大旧奥氏体粒径是在400倍(1视野的面积：0.25mm×0.225mm)下在硬化层厚度方向的上述各位置对相当5视野、总计相当15视野的面积进行测定，将从全视野内的粒度分布用下述式求出的值设定为最大粒径。
最大粒径＝平均粒径+3б(б：标准偏差)
需要说明的是，旧奥氏体粒径的测定是如下进行的，对在硬化层的厚度方向切断的截面，在水500g中溶解了苦味酸得到的50g的苦味酸水溶液中添加十二烷基苯磺酸钠11g、氯化亚铁1g及草酸1.5g后而成的溶液作为腐蚀液发挥作用，使旧奥氏体晶界如图3所示显现出来。
首先，图4表示平均旧奥氏体粒径和扭转疲劳强度的关系。如图4(a)所示看出，平均粒径越小，疲劳强度越增加。但是，发现当旧奥氏体粒径为12μm以下时，有时即使粒径是同等程度时疲劳强度也产生差异，其原因依赖于粒径分布、特别是最大的粒径。对这一点进一步反复进行了专心致志的研究，结果可知：当最大粒径为平均粒径的4倍以下时，由平均粒径微细化引起疲劳强度提高的效果变得显著。将如图4(a)所示的、各小块的最大粒径/平均粒径为4以下时作为□或◇、最大粒径/平均粒径超过4时作为■或◆重新绘制后，表示在图4(b)中。
如上所述，平均粒径及最大粒径影响疲劳强度的主要原因推测如下。
成为疲劳断裂的原因的杂质元素在旧奥氏体晶界上容易偏析。因此，旧奥氏体晶界的粒径越微细，偏析的面积越增加，各个偏析场所中的杂质的浓度减少，断裂强度增加。另外，由缺口等引起的对旧奥氏体晶界的应力集中也在粒径微细时被分散，对各个晶界发挥作用的应力减少，结果疲劳强度增加。推测这种效果不仅受平均粒径的影响，而且受最大粒径的影响。亦即，在大的晶粒附近，由于晶界的面积少，故也容易进行杂质的浓化。而且，通常认为也难以产生应力的分散。
据推测，当超过平均粒径的4倍这样大的晶粒存在时，通过如上所述的作用使疲劳强度降低的可能性增加。
特别是当旧奥氏体晶粒的最大粒径为20μm以下时，可以期待在宽广范围的部件形状中稳定提高大的疲劳强度。更优选将平均粒径设定为5μm以下。进一步优选将平均粒径设定为4μm以下。
其次，图5(a)、图5(b)是表示硬化层的平均旧奥氏体粒径和最大旧奥氏体粒径/平均旧奥氏体粒径对扭转疲劳强度的影响的图。由此可知，当平均旧奥氏体粒径为12μm以下时，通过将最大旧奥氏体粒径/平均旧奥氏体粒径设定为4以下，可以显著地提高疲劳强度。另外可知：通过将平均奥氏体粒径设定为5μm以下、进一步为3μm以下，和最大旧奥氏体粒径/平均旧奥氏体粒径为4以下，可使疲劳强度提高的效果更显著。
图6(a)、图6(b)表示低于800℃的加工率及高频加热时的最高到达温度(加热温度)及升温速度对扭转疲劳强度的影响.由图6(a)、图6(b)可知，在低于800℃的温度范围的加工率为25％以上、高频淬火时的最高到达温度为1000℃以下及升温速度为400℃/s以上的条件下，可以得到优良的疲劳特性.
而且，考察了平均旧奥氏体粒径和最大旧奥氏体粒径/平均旧奥氏体粒径对滚动疲劳特性的影响。将上述a钢或b钢所示的成分组成的钢原材料150kg在真空熔炼炉中熔炼，热锻成150mm见方后，制造粗坯(dummy billet)，在各种条件下进行热加工、冷拉拔加工后，实施切削作成12mmΦ的棒钢。对该棒钢的表面在各种条件下实施高频淬火，切断成规定的长度作为滚动疲劳试验片，实施图2(b)所示的径向型滚动疲劳试验。
图7(a)、图7(b)表示该试验结果。与上述的扭转疲劳的情况相同，可知在平均旧奥氏体粒径为12μm以下时，通过将最大旧奥氏体粒径/平均旧奥氏体粒径设定为4以下，可以显著提高疲劳强度。另外，可知通过将平均奥氏体粒径设定为5μm以下、进一步为3μm以下，以及最大旧奥氏体粒径/平均旧奥氏体粒径为4以下，可使疲劳强度提高效果更显著。
需要说明的是，将为得到上述的图4(a)、图4(b)～图6(a)、图6(b)所使用的试验结果表示于表1-1、表1-2，将为得到图7(a)、图7(b)所使用的结果表示于表2-1、表2-2。需要说明的是，滚动疲劳特性表示为以直至破损的时间相对于与目前品相当的表2-1中的试验No.1直至破损的时间的比。
在此，为了将旧奥氏体晶粒的平均粒径设定为12μm以下、以及将最大粒径设定为平均粒径的4倍以下，适合使用使高频淬火前的组织含有均匀微细的贝氏体组织及/或马氏体组织的方法.下面，对该方法进行说明.
亦即，关于高频淬火前组织，将贝氏体组织及/或马氏体组织的组织百分率设定为10体积％以上、优选25体积％以上。当淬火前组织中贝氏体组织或马氏体组织多时，由于贝氏体组织或马氏体组织是碳化物微细地分散的组织，故在淬火加热时作为奥氏体的核生成部位的铁素体/碳化物界面的面积增加，生成的奥氏体微细化，因此，对将淬火硬化层的旧奥氏体粒径进行微细化是有效的。通过在淬火加热时奥氏体粒径微细化，晶界强度上升，疲劳强度提高。
为了将均匀微细的贝氏体组织及/或马氏体组织的组织百分率设定为10体积％以上，将后述的成分组成的钢实施在800～1000℃的总加工率为80％以上的热加工，在该热加工后以0.2℃/s以上的冷却速度冷却到700～500℃的温度范围即可。这是因为当在800～1000℃的总加工率低于80％时，不能充分得到均匀微细的贝氏体组织或马氏体组织的缘故。另外，在热加工后，以0.2℃/s以上的冷却速度未冷却到700～500℃的温度范围时，就不能将贝氏体组织及/或马氏体组织以合计设定为10体积％以上。
而且，对高频淬火后的硬化层而言，为了将旧奥氏体的平均粒径及最大粒径进行微细化，需要在高频淬火前，在低于800℃的温度范围实施20％以上的加工(第2加工工序)。在热加工工序中，低于800℃的温度范围的加工，可以在以前述冷却速度的冷却前(700～低于800℃的温度范围)进行，也可以在冷却后实施另外的冷加工或者在A1相变点以下的温度再加热而实施温加工。低于800℃的加工率，更优选设定为30％以上。
需要说明的是，加工法可列举，例如冷锻、冷剪切、滚压成形加工、注料等。
下面，对于为了得到这样的前组织适合的钢成分进行说明。
C：0.3～1.5质量％
C是对淬火性影响最大的元素，提高淬火硬化层的硬度及深度，有助于有效提高疲劳强度。但是，当含量低于0.3质量％时，为了确保必要的疲劳强度，必须迅速地提高淬火硬化层的深度，此时淬裂的发生显著，而且由于贝氏体组织也变得难以生成，故添加0.3质量％以上。另一方面，当使其含量超过1.5质量％时，晶界强度降低，随之疲劳强度也降低，而且切削性、冷锻性及耐淬裂性也降低。因此，C限定在0.3～1.5质量％的范围。优选为0.4～0.6质量％的范围。
Si：3.0质量％以下
Si不仅作为脱氧剂起作用，而且也有助于有效地提高强度，但由于当含量超过3.0质量％时，导致可切削性及锻造性的降低，因此优选Si量为3.0质量％以下。
需要说明的是，为了提高强度，优选设定为0.05质量％以上。
Mn：2.0质量％以下
Mn由于在提高淬火性、确保淬火时的硬化层深度方面是有用的成分，故添加Mn。由于当含量低于0.2质量％时，其添加效果欠缺，故优选为0.2质量％以上。更优选为0.3质量％以上。另一方面，由于当Mn量超过2.0质量％时，淬火后的残留奥氏体增加，表面硬度反而降低，进而导致疲劳强度降低，故Mn优选为2.0质量％以下。需要说明的是，由于当Mn含量多时，导致母材硬质化，可能对可切削性不利，故适合设定为1.2质量％以下。进一步优选为1.0质量％以下。
Al：0.25质量％以下
Al是对脱氧有效的元素。另外，通过抑制淬火加热时的奥氏体晶粒长大，在淬火硬化层的粒径进行微细化方面也是有用的元素。但是，含量超过0.25质量％，其效果达到饱和，反而产生导致成分成本上升的缺点，故A1的含量优选为0.25质量％以下的范围。优选为0.001～0.10质量％的范围。
在本发明中，以上面的4成分作为基本成分，这些基本成分，满足下式(1)是重要的。
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)＞2.0 ...(1)
这样，通过调整C、Si、Mn的含量以使其满足(1)式，作为高频淬火前组织，可以将贝氏体和马氏体的合计组织百分率设定为10体积％以上，可以将高频淬火后的硬化层作为本发明的组织。另外，如果(1)式的值为2.0以下，则高频淬火后的硬化层的硬度也变小，而且，也难以充分确保硬化层深度。
如上所述对基本成分进行了说明，但除此之外，本发明还可以适当含有如下所述的6成分中的1种或2种以上。
Cr：2.5质量％以下
Cr在有效提高淬火性、在确保硬化深度方面是有用的元素。但是，如果过度地含有，则使碳化物稳定化助长残留碳化物的生成，使晶界强度降低，使疲劳强度劣化。因此，希望极力降低Cr的含量，但可以允许至2.5质量％。优选为1.5质量％以下。需要说明的是，为了提高淬火性，优选为0.03质量％以上。
Mo：1.0质量％以下
Mo在抑制奥氏体晶粒的长大方面是有用的元素，因此优选其含量为0.05质量％以上，但由于添加超过1.0质量％时，导致可切削性的劣化，故优选Mo设定为1.0质量％以下。
Cu：1.0质量％以下
Cu在提高淬火性方面是有效的，并在铁素体中固溶，通过该固溶强化，使疲劳强度提高。而且，通过抑制碳化物的生成，抑制由碳化物引起的晶界强度的降低，使疲劳强度提高。但是，由于当含量超过1.0质量％时，在热加工时产生断裂，故优选添加1.0质量％以下。需要说明的是，更优选为0.5质量％以下。需要说明的是，添加低于0.03质量％时，则由于提高淬火性的效果及抑制晶界强度降低的效果小，故优选含有0.03质量％以上。
Ni：2.5质量％以下
由于Ni是使淬火性提高的元素，故用于调整淬火性的情况。另外，也是抑制碳化物的生成、抑制由碳化物引起的晶界强度的降低、使疲劳强度提高的元素。但是，由于Ni是非常高价的元素，当添加超过2.5质量％时钢材的成本上升，故优选添加2.5质量％以下。需要说明的是，由于当添加低于0.05质量％时，提高淬火性的效果及抑制晶界强度降低的效果小，故希望其含量为0.05质量％以上。而且，优选0.1～1.0质量％。
Co：1.0质量％以下
Co是抑制碳化物的生成、抑制由碳化物引起的晶界强度的降低、提高疲劳强度的元素。但是，由于Co是非常高价的元素，当添加超过1.0质量％时钢材的成本上升，故优选添加1.0质量％以下。需要说明的是，由于当添加低于0.01质量％时抑制晶界强度降低的效果小，故希望添加0.01质量％以上。更优选为0.02～0.5质量％。
V：0.5质量％以下
V在钢中与C、N键合作为析出强化元素而发挥作用。另外是回火使软化抵抗性提高的元素，利用这些效果使疲劳强度提高。但是，由于含量超过0.5质量％时，其效果也饱和，故优选设定为0.5质量％以下。需要说明的是，由于添加低于0.01质量％时，疲劳强度的提高效果小，故希望以0.01质量％以上添加。进一步优选为0.03～0.3质量％的范围。
W：1.0质量％以下
W在抑制奥氏体晶粒的长大方面是有用的元素，因此优选其含量为0.005质量％以上，但由于添加超过1.0质量％时，导致可切削性的劣化，故优选W设定为1.0质量％以下。
将上述6成分中的1种或2种以上添加到基本成分中时，由于与上述的式(1)同样的理由，故需要满足下式(2)。
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+0.5W)＞2.0 ...(2)
而且，在本发明中，可以使其含有选自Ti：0.1质量％以下、Nb：0.1质量％以下、Zr：0.1质量％以下、B：0.01质量％以下、Ta：0.5质量％以下、Hf：0.5质量％以下及Sb：0.015质量％以下中的1种或2种以上。
Ti：0.1质量％以下
Ti具有如下作用：通过与作为不可避免的杂质混入的N键合，防止B形成BN而烧毁B的提高淬火性的效果，使B充分发挥提高淬火性的效果。为了得到上述效果，优选其含量为0.005质量％以上，但由于当其含量超过0.1质量％时，大量形成TiN，结果其成为疲劳断裂的起点，导致疲劳强度显著降低，故Ti优选设定为0.1质量％以下。优选为0.01～0.07质量％的范围。
Nb：0.1质量％以下
Nb不仅有提高淬火性的效果，而且在钢中与C、N键合发挥作为析出强化元素的作用。另外它还是提高回火软化抵抗性的元素，利用这些效果使疲劳强度提高。但是，由于含量超过0.1质量％时，其效果也饱和，故优选设定为0.1质量％以下。需要说明的是，由于添加低于0.005质量％时，析出强化作用及提高回火软化抵抗性的效果小，故希望添加0.005质量％以上。进一步优选为0.01～0.05质量％。
Zr：0.1质量％以下
Zr不仅有提高淬火性的效果，而且在钢中与C、N键合发挥作为析出强化元素的作用。另外，是提高回火软化抵抗性的元素，利用这些效果使疲劳强度提高。但是，由于其含量超过0.1质量％时，其效果也饱和，故优选设定为0.1质量％以下。需要说明的是，由于添加低于0.005质量％时，析出强化作用及提高回火软化抵抗性的效果小，故希望添加0.005质量％以上。而且优选为0.01～0.05质量％。
B：0.01质量％以下
B不仅通过晶界强化而改善疲劳特性，而且是提高强度的有用的元素，优选以0.0003质量％以上添加，但由于添加超过0.01质量％，其效果也饱和，故限定为0.01质量％以下。
Ta：0.5质量％以下
Ta由于相对显微组织变化的滞后有效果，有防止疲劳强度、特别是滚动疲劳的劣化的效果，故可以添加。但是，由于当其含量超过0.5质量％时即使含量增加，也无助于进一步提高强度，故设定为0.5质量％以下。需要说明的是，为了使其显现提高疲劳强度的作用，优选设定为0.02质量％以上。
Hf：0.5质量％以下
Hf由于对显微组织变化的滞后有效果，有防止疲劳强度、特别是滚动疲劳的劣化的效果，故可以添加。但是，由于当其含量超过0.5质量％时即使含量增加，也无助于进一步提高强度，故设定为0.5质量％以下。需要说明的是，为了使其显现提高疲劳强度的作用，优选设定为0.02质量％以上。
Sb：0.015质量％以下
Sb由于对显微组织变化的滞后有效果，有防止疲劳强度、特别是滚动疲劳的劣化的效果，故可以添加。但是，由于当增加其含量超过0.015质量％时，韧性劣化，故设定为0.015质量％以下、优选0.010质量％以下。需要说明的是，为了使其显现提高疲劳强度的作用，优选设定为0.005质量％以上。
将上述7成分中的1种或2种以上添加到基本成分中时，由于与上述的式(1)同样的理由，故需要满足下式(3)。
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+1000B)(1+0.5W)＞2.0 ...(3)
而且，另外在本发明中，可以使其含有S：0.1质量％以下、Pb：0.1质量％以下、Bi：0.1质量％以下、Se：0.1质量％以下、Te：0.1质量％以下、Ca：0.01质量％以下、Mg：0.01质量％以下及REM：0.1质量％以下。
S：0.1质量％以下
S是在钢中形成MnS、使切削性提高的有用元素，但由于当其超过0.1质量％含有时，在晶界上偏析，使晶界强度降低，故S限制为0.1质量％以下。优选为0.04质量％以下。
Pb：0.1质量％以下
Bi：0.1质量％以下
Pb及Bi由于都利用切削时的熔融、润滑及脆化作用使可切削性提高，故可以因该目的而添加。但是，由于即使添加超过Pb：0.1质量％、Bi：0.1质量％时，不仅效果饱和，而且成分成本上升，故其含量分别设定为上述的范围。需要说明的是，为了改善可切削性，优选其含量为Pb：0.01质量％以上、Bi：0.01质量％以上。
Se：0.1质量％以下
Te：0.1质量％以下
由于Se及Te与Mn键合分别形成MnSe及MnTe，由此发挥作为断屑器的作用改善可切削性。但是，由于含量超过0.1质量％时，不仅效果饱和，而且成分成本上升，故含量都设定为0.1质量％以下。另外，为了改善可切削性，优选Se的含量为0.003质量％以上及Te的含量为0.003质量％以上。
Ca：0.01质量％以下
REM：0.1质量％以下
Ca及REM分别与MnS一起形成硫化物，由此发挥作为断屑器的作用改善可切削性.但是，由于即使Ca及REM的含量分别超过0.01质量％及0.1质量％，效果也饱和，而且，导致成分成本上升，故其含量分别设定为上述的范围.需要说明的是，为了改善可切削性，优选有Ca含量为0.0001质量％以上及REM为0.0001质量％以上.
Mg：0.01质量％以下
由于Mg不仅是脱氧元素，而且成为应力集中源有改善可切削性的效果，因此，可以根据需要进行添加。但是，由于当其过量添加时，其效果饱和，而且成分成本上升，故其含量设定为0.01质量％以下。需要说明的是，为了改善可切削性，优选Mg含量为0.0001质量％以上。
以上说明过的元素以外的剩余部分优选为Fe及不可避免的杂质，作为不可避免的杂质列举P、O、N，分别可以允许至P：0.10质量％、N：0.01质量％、O：0.008质量％。
下面，对本发明的制造方法进行说明。
将调整为上述规定的成分组成的钢材，在棒钢轧制后实施热锻等热加工，做成部件形状，对部件的至少一部分在加热温度800～1000℃的条件下实施高频淬火，将该至少一部分设定为要求疲劳强度的部位。
在这一系列的工序中，首先，在800～1000℃的温度范围进行总加工率为80％以上的热加工后，以0.2℃/s以上的速度冷却到700～500℃的温度范围，然后，在低于800℃的温度范围实施20％以上的加工，或者在800～1000℃的温度范围进行总加工率80％以上的热加工后，在低于800℃的温度范围实施20％以上的加工后，以0.2℃/s以上的速度冷却到700～500℃的温度范围，而且，通过采用下面详细叙述的高频淬火条件，可以做成旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下的淬火组织。
下面，对各条件控制进行详细说明。
[加工条件]
将热加工时的800～1000℃的总加工率设定为80％以上，然后以0.2℃/s以上的速度冷却到700～500℃的温度范围。利用该条件可以将淬火前的组织做成均匀微细的贝氏体及/或马氏体组织，在之后的高频淬火加热时奥氏体晶粒进行微细化。更优选将冷却速度设定为0.5℃/s以上。
而且，在高频淬火前，在低于800℃的温度范围实施20％以上的加工。在热加工工序中，在800℃以下的温度范围的加工，可以在以前述冷却速度的冷却之前(700～低于800℃的温度范围)进行，也可以在冷却后实施另外的冷加工或者在A1相变点以下的温度再加热实施温加工。低于800℃的加工，优选设定为30％以上。需要说明的是，加工法例如有：冷锻、冷剪切、滚压成形加工、喷丸等。通过在800℃以下实施加工，高频淬火前的贝氏体或马氏体组织微细化，结果在高频淬火后得到的硬化层中的旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下，由此，疲劳强度提高。
需要说明的是，在此所谓的加工率，是指在轧制、锻造、拉丝时加工前后的截面减少率。另外，在不能用截面减少率定义那样的喷丸等类的情况下，将其设定为根据对应于截面减少率的硬度变化估计的值。
[高频淬火条件]
将加热温度设定为800～1000℃，以400℃/s以上的升温速度将600～800℃的温度升温.在加热温度低于800℃时，奥氏体组织的生成不充分，不能得到硬化层.另一方面，当加热温度超过1000℃时，由于奥氏体晶粒的成长速度显著增加、平均粒径增加的同时，在迅速成长的温度范围每个晶粒成长速度都容易产生显著的差异，故最大粒径超过平均粒径的4倍，导致疲劳强度降低.
另外，600～800℃的升温速度低于400℃/s时，在促进奥氏体晶粒的长大的同时，晶粒大小的差别变大，最大粒径超过平均粒径的4倍，导致疲劳强度降低。推测，这是由于当升温速度慢时，在较低的温度下开始自铁素体向奥氏体的逆相变，根据场所不同容易产生不均匀的晶粒长大的缘故。
需要说明的是，加热温度优选设定为800～950℃，600～800℃的升温速度优选为700℃/s以上，更优选为1000℃/s。
另外，在高频加热中，当800℃以上的滞留时间延长时，由于奥氏体晶粒长大，结果最大粒径容易超过平均粒径的4倍，因此，800℃以上的滞留时间优选为5秒以下。
实施例
实施例1
制造了模拟有汽车的传动轴、输出轴、输入轴的轴作为本发明的机械构造用部件。亦即，将成为表3所示的成分组成的钢原材料通过转炉进行熔炼，通过连续浇铸做成铸片。铸片尺寸为300×400mm。将该铸片经过初轧工序轧制成150mm见方钢坯后，以终轧温度为800℃以上，根据表4-1、表4-2所示的热加工条件轧制成棒钢。在此，800～1000℃的总加工率是在该温度范围下的截面减少率。另外，轧制后的冷却设定为表4-1、表4-2所示的条件。
然后，将该棒钢切断成规定的长度后，施加表面切削加工和在局部低温下的拉拔加工调整直径，同时实施花键部的滚压成形加工，制作成具有图1所示的尺寸·形状的花键部2的轴1。需要说明的是，冷加工率是截面减少率。
使用频率为15kHz的高频淬火装置，在表4-1、表4-2所示的条件下对该轴进行淬火后，使用加热炉在170℃×30分钟的条件下进行回火，然后对扭转疲劳强度进行调查。在此，对一部分的轴省略回火，进行扭转疲劳强度的调查。
需要说明的是，扭转疲劳强度是在轴的扭转疲劳试验中用断裂重复数为1×105次时的扭矩值(N·m)进行评价的。扭转疲劳试验使用油压式疲劳试验机，如图2所示，通过将花键部2a、2b分别组装于圆盘状的夹持器3a、3b，在夹持器3a、3b之间以频率1～2Hz负荷重复扭矩来进行。
另外，对相同轴而言，将其硬化层用以苦味酸为主要成分的腐蚀液(在水500g中溶解了苦味酸50g得到的苦味酸水溶液中，添加了十二烷基苯磺酸钠11g、氯化亚铁1g及草酸1.5g的溶液)蚀刻后，使用光学显微镜观察其组织，求出旧奥氏体晶粒的平均粒径及最大粒径。对于平均粒径及最大粒径的测定与前述的方法相同。
而且，对相同轴而言，对耐淬裂性也进行了调查。
将高频淬火后的花键部的C截面5处进行切断·研磨，通过用光学显微镜(放大倍数：100～200倍)观察时的淬裂产生个数评价其耐淬裂性。
将得到的结果一并记于表4-1、表4-2。
表3
由表4-1、表4-2表明，具有旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下的淬火组织的轴，都可以得到高的扭转疲劳强度及淬裂个数为0的优良的耐淬裂性.
与此相对，具有旧奥氏体晶粒平均粒径达不到12μm以下、并且最大粒径达不到平均粒径的4倍以下的淬火组织的轴，疲劳强度都低。
实施例2
制造了图8所示的曲轴作为本发明的机械构造用部件。亦即，该曲轴4具有朝向缸体的轴颈部5、作为活塞用连接杆的轴承部的曲柄销部6、曲臂部7及配重部8，特别是在轴颈部5及曲柄销部6中实施高频淬火，谋求其疲劳强度的提高。
将成为表3所示的成分组成的钢原材料通过转炉进行熔炼，通过连续浇铸做成铸片。铸片尺寸为300×400mm。将该铸片通过热轧轧制成90mmΦ的棒钢。然后，将该棒钢切断成规定的长度后，在700～1100℃的温度范围进行由弯曲至终轧的各热锻，再进行去毛边成形为曲轴形状后，以表5-1、表5-2所示的速度冷却。对于热锻是将锻造工序分割为多个工序，最后阶段的锻造工序在700～低于800℃下进行，除此之外的锻造工序在800～1000℃下进行。此时，通过调整每一个锻造工序中的曲柄销部6的直径，调整800～1000℃的总加工率及700～低于800℃的总加工率。
然后，在如图9所示的曲轴剖面图那样的曲轴的曲柄销部及轴颈部的表面，分别在表5-1、表5-2所示的条件下进行高频淬火，形成淬火组织层9后，使用加热炉进行170℃、30分钟的回火，再实施终轧加工，做成制品。在此，对一部分的曲轴省略了回火。
对如此得到的曲轴的弯曲疲劳寿命进行研究的结果表示于表5-1、表5-2。
在此，对曲轴的弯曲疲劳寿命，作如下所述评价。
如图10所示，在固定了曲轴的端部的状态下，在各连接管上负载一定的重复荷重(5000N)进行耐久实验，通过至当时的销部或轴颈部破损为止的重复数评价弯曲疲劳寿命。
另外，对相同曲轴，用与前述方法同样的方法求出硬化层的旧奥氏体平均粒径及旧奥氏体最大粒径。
这些结果也一并记于表5-1、表5-2。
由表5-1、表5-2表明，如曲轴具有硬化层的旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下的淬火组织，则都可以得到至破损为止的重复数为9×106次以上的优良的弯曲疲劳寿命。
与此相对，在旧奥氏体晶粒平均粒径为不在12μm以下、并且最大粒径不是平均粒径的4倍以下的比较例中，弯曲疲劳强度劣化。
实施例3
如图11所示，为了将来自传动轴10的动力传给车轮的轮毂11，制造了介于中间的等速万向节12作为本发明的机械构造用部件。
该等速万向节12组合于外环13及内环14。亦即，通过在外环13的口部13a的内面形成的滚珠轨道沟中嵌入的滚珠15，将内环14可以摇动地固定在口部13a的内侧，在该内环14上连结传动轴10，另一方面使外环13的轴杆部13b接合在轮毂11上，例如花键，由此将来自传动轴10的动力传给车轮的轮毂11。
将成为表3所示的成分组成的钢原材料通过转炉进行熔炼，通过连续浇铸做成铸片。铸片尺寸为300×400mm。将该铸片经过初轧工序轧制成150mm见方钢坯后，轧制成50mmφ的棒钢。
然后，将该棒钢切断成规定长度后，在800℃以上的温度下，在表6-1、表6-2或表7-1、表7-2所示的条件下进行热锻，将等速万向节外环的口部(外径：60mm)及轴杆部(直径：20mm)成形为一体，然后通过切削或冷锻进行等速万向节外环的口部内面的滚珠的轨迹沟等的成形，同时，通过切削加工或滚压成形加工在等速万向节外环的轴杆部进行成形为花键轴。热锻后的冷却设定为表6-1、表6-2或表7-1、表7-2所示的条件。热锻、滚压成形加工中的总加工率，通过调整与实施高频淬火的部位的轴方向正交的截面的面积变化率来进行。
而且，如图12或图13所示，在该等速万向节外环13的口部13a的内周面或轴杆部13b的外周面，使用频率15kHz的高频淬火装置进行淬火，形成淬火组织层16后，使用加热炉在180℃×2小时的条件下进行回火，做成制品。在此，淬火条件设定为表6-1、表6-2或表7-1、表7-2所示的条件。另外，对一部分的等速万向节外环省略了回火。这样得到的等速万向节外环，在其口部通过滚珠(钢球)，装载连结传动轴的内环，同时通过使轴杆部嵌合在轮毂上做成等速万向节单元(参照图11)。需要说明的是，滚珠、内环及轮毂的标准如下。
滚珠：高碳铬轴承钢SUJ2的淬火回火钢
内环：铬SCr的浸碳淬火回火钢
轮毂：机械构造用碳钢
其次，使用该等速万向节单元，在将传动轴的旋转运动经由等速万向节的内环及外环传给轮毂的动力传动系统中，对在口部的内周面实施了高频淬火的部位，进行关于滚动疲劳强度的耐久实验，对在轴杆部的外周面实施了高频淬火的部位进行关于扭转疲劳强度的耐久实验。
滚动疲劳强度试验是在扭矩900N·m、工作角(外环的轴线和传动轴轴线形成的角度)20°及转数300rpm的条件下进行动力传动，以口部的内周部分至滚动疲劳断裂为止的时间作为滚动疲劳强度进行评价。
而且，在该动力传动系统中，实施关于扭转疲劳强度的耐久实验.这里的扭转疲劳试验，将等速万向节单元的工作角(外环的轴线和传动轴轴线形成的角度)设定为0°、使用最大扭矩为4900N·m的扭转疲劳试验机，使其在轮毂和传动轴之间负载扭曲力，通过使轴杆部的最大转矩产生变化，在交变应力条件下进行，将1×105次的寿命的应力作为扭转疲劳强度进行评价。
需要说明的是，当进行扭转疲劳试验时，为了评价等速万向节外环的扭转疲劳，调整轮毂、传动轴形状、尺寸，以使轮毂、传动轴的强度充分地变大。
同样地，在进行滚动疲劳试验时，设定等速万向节内环及钢球等的尺寸、形状，以使耐久试验时等速万向节外环内周面成为最弱部。
另外，对在同样条件下制作好的等速万向节外环，用与前述方法同样的方法求出硬化层的平均旧奥氏体粒径及最大旧奥氏体粒径。
这些结果也一并记于表6-1、表6-2或表7-1、表7-2。
由表6-1、表6-2或表7-1、表7-2表明，如等速万向节外环具有硬化层的旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下的淬火组织，则都可以得到优良的滚动疲劳特性及扭转疲劳强度。
与此相对，旧奥氏体晶粒平均粒径不在12μm以下、并且最大粒径不是平均粒径的4倍以下时，滚动疲劳特性、扭转疲劳特性都差。
实施例4
如图14所示，为了将来自传动轴10的动力传给车轮的轮毂11，制造了介于中间的等速万向节12作为本发明的机械构造用部件。
该等速万向节12组合于外环13及内环14。亦即，通过在外环13的口部13a的内面形成的滚珠轨道沟中嵌入的滚珠15，内环14可以摇动地固定在口部13a的内侧，在该内环14上连结传动轴10，另一方面使外环13的轴杆部13b接合在轮毂11上，例如花键，由此将来自传动轴10的动力传给车轮的轮毂11。
将成为表3所示的成分组成的钢原材料通过转炉进行熔炼，通过连续浇铸做成铸片。铸片尺寸为300×400mm。将该铸片经过初轧工序轧制成150mm见方钢坯后，轧制成55mmφ的棒钢。
然后，将该棒钢切断成规定长度后，通过热锻将等速万向节内环(外径：45mm及内径：20mm)成形，然后通过切削加工或滚压成形加工在嵌合面形成用于花键结合的条沟。另外，通过切削加工或冷锻形成滚珠的滚动面。热锻后的冷却设定为表8-1、表8-2或表9-1、表9-2所示的条件。在此，热锻、冷锻中的总加工率是通过调整与滚动面的轴方向正交的截面的截面减少率来进行的。
如图15或图16所示，在介于该等速万向节内环的传动轴的嵌合面14b或等速万向节外环之间的滚珠的滚动面14a上，使用频率为15kHz的高频淬火装置，在表8-1、表8-2或表9-1、表9-2所示的条件下进行淬火，做成淬火组织层16后，使用加热炉在180℃×2小时的条件下进行回火淬火。需要说明的是，对一部分的等速万向节省略了回火。这样得到的等速万向节内环，在其嵌合面上嵌合传动轴的同时，在等速万向节外环的口部通过装有滚珠(钢球)，另一方面通过在等速万向节外环的轴杆部嵌合轮毂，做成等速万向节单元(参照图11)。需要说明的是，滚珠、外环、传动轴及轮毂的标准如下。
滚珠：高碳铬轴承钢SUJ2的淬火回火钢
外环：机械构造用碳钢的高频淬火回火钢
轮毂：机械构造用碳钢的高频淬火回火钢
传动轴：机械构造用碳钢的高频淬火回火钢
其次，使用该等速万向节，将传动轴的旋转运动经等速万向节的内环、进而经由外环传给轮毂的动力传动系统中，对在与传动轴的嵌合面上实施了高频淬火的部位进行关于滑滚疲劳强度的耐久实验，对在滚珠的滚动面实施了高频淬火的部位进行关于滚珠的滚动面的滚动疲劳强度的耐久实验。
滚动疲劳试验在扭距为900N·m、工作角(内环的轴线和传动轴轴线形成的角度)20°及转数为300rpm的条件下进行动力传动，以在等速万向节内环的滚动面上产生剥离之前的时间作为滚动疲劳强度进行评价。需要说明的是，在此，设定传动轴、等速万向节外环等的尺寸、形状，以使耐久试验时没有等速万向节的轮为最弱部。
另外，对在同样条件下制作好的等速万向节内环，用与前述方法同样的方法求出硬化层的平均旧奥氏体粒径及最大旧奥氏体粒径。
这些结果都一并记于表8-1，表8-2或表9-1、表9-2。
由表8-1、表8-2或表9-1、表9-2表明，如等速万向节内环具有硬化层的旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下的淬火组织，则都可以得到优良的疲劳特性.
与此相对，在旧奥氏体晶粒平均粒径为12μm以上、并且最大粒径为平均粒径的4倍以上时，疲劳特性差。
实施例5
制造了图17所示的汽车车轮的轮毂作为本发明的机械构造用部件。
该汽车车轮的轮毂17具有兼有轴承的内环的轴部18，通过在其外周面中在与外环20之间插入的滚珠21构成轴承。需要说明的是，图17中的符号19是在轮毂的轴部18和外环20之间用于保持滚珠21的衬垫。在该图17表示的部位中，形成轮毂的轴承的滚珠转动的外周面(滚动面)22要求提高滚动疲劳寿命。
将成为表3所示的成分组成的钢原材料通过转炉熔炼，通过连续浇铸做成铸片。铸片尺寸为300×400mm。将该铸片经过初轧工序轧制成150mm见方钢坯后，轧制成24mmφ的棒钢。然后，将该棒钢切断成规定长度后，通过热锻成形为轮毂形状后，以表10-1、表10-2所示的冷却速度冷却。然后，通过对轮毂轴部的轴承滚珠转动的外周面切削或冷锻，在表10-1、表10-2所示的条件下进行高频淬火形成淬火组织层后，使用加热炉进行170℃、30分钟的回火，再实施终轧加工，做成制品。在此，对一部分的轮毂省略了回火。需要说明的是，热锻、冷锻中的总加工率，通过调整与滚动面的轴方向正交的截面的面积变化率进行调整。
对这样得到的轮毂的滚动疲劳寿命进行了调查，将结果表示于表10-1，表10-2。
轮毂的滚动疲劳寿命如下评价。
在轮毂的轴部的外周面配制轴承滚珠，同时装载外环，在固定轮毂的状态下，如图17所示，在轮毂外环20上在负载有一定的荷重
(900N)的状态下，以一定的旋转速度(300rpm)使轮毂外环20旋转，进行耐久试验，将高频淬火组织层22至滚动疲劳断裂为止的时间作为滚动疲劳寿命进行评价。
而且，该滚动疲劳寿命用将表10-1、表10-2中No.22的现有例(应用本发明以外的热加工、高频淬火条件的例子)的滚动疲劳寿命设定为1时的相对比值来表示。
需要说明的是，在此，设定其它外环、钢球等的尺寸·形状，以使耐久试验时轮毂的轴部滚动面为最弱部。
另外，对同样的轮毂，将其淬火组织用与前述方法同样的方法求出硬化层的平均旧奥氏体粒径及最大旧奥氏体粒径。
这些结果都一并记于表10-1，表10-2。
由表10-1、表10-2表明，如轮毂具有硬化层的旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下的淬火组织，则都可以得到与现有例相比10倍以上的优良的滚动疲劳寿命。
与此相对，旧奥氏体晶粒平均粒径为12μm以上、并且最大粒径为平均粒径的4倍以上的比较例，滚动疲劳寿命短。
实施例6
与实施例5同样制造了图18所示的轮毂作为本发明的机械构造用部件。亦即，将成为表3所示的成分组成的钢原材料通过转炉熔炼，通过连续浇铸做成铸片。铸片尺寸为300×400mm。将该铸片经过初轧工序轧制成150mm见方钢坯后，轧制成24mmφ的棒钢。然后，将该棒钢切断成规定长度后，通过热锻成形为轮毂形状后，以表11-1、表11-2所示的速度进行冷却。然后，在该轮毂轴部通过切削加工或滚压成形加工设有用于与等速万向节的轴部嵌合的花键加工。
然后，对轮毂轴部的、与等速万向节的轴部嵌合的周面(图18中的嵌合部23)，在表10-1，表10-2所示的条件下进行高频淬火形成淬火组织层后，使用加热炉进行170℃、30分钟的回火，再实施终轧加工，做成制品。需要说明的是，对部分轮毂省略了回火。需要说明的是，热锻、滚压成形加工中的总加工率，对于与轮毂轴部的等速万向节有嵌合部的部分，通过调整其轴方向截面的变化率进行。
对这样得到的与轮毂的等速万向节轴部嵌合的周面的滑滚疲劳寿命进行了调查，将结果表示于表11-1，表11-2。
轮毂的滑滚疲劳寿命如下评价。
滑动疲劳寿命
如图19所示，在轮毂的轴部的内周面嵌合等速万向节的轴部24，在固定有轮毂的状态下、对将等速万向节的轴部以交变负载了重复扭曲力(最大扭距：700N、2周期/秒)时的轮毂花键部用滑滚疲劳引起的至破损为止的重复数，来评价疲劳寿命。
而且，该滑滚疲劳寿命用与将表11-1、表11-2中No.22的现有例(应用本发明外的热加工、高频淬火条件的例子)的滑动疲劳寿命设定为1时的相对比值表示。
另外，对同样轮毂用与前述方法同样的方法求出硬化层的平均旧奥氏体粒径及最大旧奥氏体粒径。
这些结果都一并记于表11-1，表11-2。
由表11-1、表11-2表明，硬化层具有旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下的淬火组织的轮毂，都可以得到与现有例相比优良10倍以上的滑滚疲劳寿命。
与此相对，旧奥氏体晶粒平均粒径为12μm以上、并且最大粒径为平均粒径的4倍以上的比较例，滑滚疲劳寿命短。
实施例7
制造了图20所示的齿轮25作为本发明的机械构造用部件。
亦即，图20所示的代表的齿轮25，是在其周面雕刻多个齿26形成的。而且，在依据本发明的齿轮中，如图21所示，在多个齿26和这些齿26相互间的齿底27的表层部分，具有经高频淬火形成的淬火组织层28。需要说明的是，在图示例中，在齿26及齿低27的表层部分形成淬火组织层28，其它部分，例如在可以插入各种驱动轴的轴穴29的内周面也可以设有淬火组织层。
将成为表3所示的成分组成的钢原材料通过转炉熔炼，通过连续浇铸做成铸片。铸片尺寸为300×400mm。将该铸片经过初轧工序轧制成150mm见方钢坯后，将表12-1、表12-2所示的条件作为热加工条件轧制成90mmφ的棒钢。轧制后的冷却设定为表12-1、表12-2所示的条件。在此，加工率表示各自的温度范围中的截面减少率。然后，通过切削加工由该棒钢制作了下述的齿轮。
记作
小径齿轮：外径75mm、模数2.5、齿数28、标准节圆直径70mm
大径齿轮：外径85mm、模数2.5、齿数32、标准节圆直径80mm
使用频率为200kHz的高频淬火装置，在表12-1、表12-2所示的条件下对该齿轮进行淬火后，使用加热炉在180℃×2小时的条件下进行回火，然后进行齿轮实体疲劳试验。需要说明的是，对一部分的齿轮省略了回火。
齿轮实体疲劳试验如下，啮合小径及大径的齿轮，在旋转速度3000rpm及负荷扭矩245N·m的条件下旋转，用至任一个齿轮破损为止的扭矩负荷次数进行评价。
将得到的结果一并记于表12-1、表12-2。
另外，对在相同条件下制作的齿轮，用与前述方法同样的方法求出硬化层的平均旧奥氏体粒径及最大奥氏体粒径。
这些结果都一并记于表12-1、表12-2。
由表12-1、表12-2表明，硬化层是旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下，可以得到扭矩负荷次数约1000×104次以上的优良的疲劳特性。
与此相对，如齿轮具有旧奥氏体晶粒平均粒径不在12μm以下、并且最大粒径不是平均粒径的4倍以下的淬火组织，则疲劳特性差。
工业上利用的可能性
依据本发明，可以稳定地得到以扭转疲劳特性、弯曲疲劳特性、滚动疲劳特性及滑滚疲劳特性等全部疲劳特性优良的机械构造用部件，其结果，对于汽车用部件的轻质化等的要求具有显著效果。
本发明的机械构造用部件，在汽车用的传动轴、输入轴、输出轴、曲轴、等速万向节的内环及外环、轮毂、还有齿轮等每个部件中形成各种各样的形状及构造，不管在哪一个部件中，特别是要求疲劳强度的部分或全部都具有实施了淬火的硬化层，重要的是该硬化层的淬火组织的旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、而且最大粒径是平均粒径的4倍以下。
下面，对已得到上述见解的研究结果进行说明。
将下述a钢或b钢表示的成分组成的钢原材料150kg在真空熔炼炉中熔炼，热锻成150mm见方后，制造粗坯(dummy billet)，根据各种热加工条件制造棒钢轧制材料。
[a钢]C：0.48质量％、Si：0.55质量％、Mn：0.78质量％、P：0.011质量％、S：0.019质量％、Al：0.024质量％、N：0.0043质量％、剩余部分为Fe及不可避免的杂质。
[b钢]C：0.48质量％、Si：0.51质量％、Mn：0.79质量％、P：0.011质量％、S：0.021质量％、Al：0.024质量％、N：0.0039质量％、Mo：0.45质量％、Ti：0.021质量％、B：0.0024质量％、剩余部分为Fe及不可避免的杂质。
然后，将该棒钢切断成规定的长度后，施加表面切削加工和增加在局部低温下的拉拔加工调整直径，同时实施花键部的滚压成形加工，制作成具有图1所示的尺寸及形状的花键部2的轴1。
使用频率为10～200KHz的高频淬火装置，在各种条件下对该轴进行加热、淬火后，使用加热炉在170℃×30分钟的条件下进行回火，然后对扭转疲劳强度进行评价。
需要说明的是，扭转疲劳强度是在轴的扭转疲劳试验中用断裂重复数为1×105次时的扭矩值(N·m)进行评价的。扭转疲劳试验使用油压式疲劳试验机，如图2(a)所示，将花键部2a、2b分别组装于圆盘状的夹持器3a、3b，通过在夹持器3a、3b之间以频率为1～2Hz负荷重复扭矩来进行。
另外，对相同轴，使用光学显微镜观察其硬化层的组织，求出旧奥氏体平均粒径及最大旧奥氏体粒径。
旧奥氏体平均粒径的测定，利用光学显微镜，在400倍(1视野的面积：0.25mm×0.225mm)～1000倍(1视野的面积：0.10mm×0.09mm)下，分别对自表面至硬化层厚度的1/5位置、1/2位置及4/5位置进行5视野的观察，测定各位置中的平均旧奥氏体粒径，将其最大值设定为平均旧奥氏体粒径.需要说明的是，硬化层厚度设定为自表面至马氏体组织的面积率减少至98％的深度区域.
另一方面，最大旧奥氏体粒径是在400倍(1视野的面积：0.25mm×0.225mm)下在硬化层厚度方向的上述各位置对相当5视野、总计相当15视野的面积进行测定，将从全视野内的粒度分布用下述式求出的值设定为最大粒径。
最大粒径＝平均粒径+3б(б：标准偏差)
需要说明的是，旧奥氏体粒径的测定是如下进行的，对在硬化层的厚度方向切断的截面，在水500g中溶解了苦味酸得到的50g的苦味酸水溶液中添加十二烷基苯磺酸钠11g、氯化亚铁1g及草酸1.5g后而成的溶液作为腐蚀液发挥作用，使旧奥氏体晶界如图3所示显现出来。
首先，图4表示平均旧奥氏体粒径和扭转疲劳强度的关系。如图4(a)所示看出，平均粒径越小，疲劳强度越增加。但是，发现当旧奥氏体粒径为12μm以下时，有时即使粒径是同等程度时疲劳强度也产生差异，其原因依赖于粒径分布、特别是最大的粒径。对这一点进一步反复进行了专心致志的研究，结果可知：当最大粒径为平均粒径的4倍以下时，由平均粒径微细化引起疲劳强度提高的效果变得显著。将如图4(a)所示的、各小块的最大粒径/平均粒径为4以下时作为□或◇、最大粒径/平均粒径超过4时作为■或◆重新绘制后，表示在图4(b)中。
如上所述，平均粒径及最大粒径影响疲劳强度的主要原因推测如下。
成为疲劳断裂的原因的杂质元素在旧奥氏体晶界上容易偏析。因此，旧奥氏体晶界的粒径越微细，偏析的面积越增加，各个偏析场所中的杂质的浓度减少，断裂强度增加。另外，由缺口等引起的对旧奥氏体晶界的应力集中也在粒径微细时被分散，对各个晶界发挥作用的应力减少，结果疲劳强度增加。推测这种效果不仅受平均粒径的影响，而且受最大粒径的影响。亦即，在大的晶粒附近，由于晶界的面积少，故也容易进行杂质的浓化。而且，通常认为也难以产生应力的分散。
据推测，当超过平均粒径的4倍这样大的晶粒存在时，通过如上所述的作用使疲劳强度降低的可能性增加。
特别是当旧奥氏体晶粒的最大粒径为20μm以下时，可以期待在宽广范围的部件形状中稳定提高大的疲劳强度。更优选将平均粒径设定为5μm以下。进一步优选将平均粒径设定为4μm以下。
其次，图5(a)、图5(b)是表示硬化层的平均旧奥氏体粒径和最大旧奥氏体粒径/平均旧奥氏体粒径对扭转疲劳强度的影响的图。由此可知，当平均旧奥氏体粒径为12μm以下时，通过将最大旧奥氏体粒径/平均旧奥氏体粒径设定为4以下，可以显著地提高疲劳强度。另外可知：通过将平均奥氏体粒径设定为5μm以下、进一步为3μm以下，和最大旧奥氏体粒径/平均旧奥氏体粒径为4以下，可使疲劳强度提高的效果更显著。
图6(a)、图6(b)表示低于800℃的加工率及高频加热时的最高到达温度(加热温度)及升温速度对扭转疲劳强度的影响.由图6(a)、图6(b)可知，在低于800℃的温度范围的加工率为25％以上、高频淬火时的最高到达温度为1000℃以下及升温速度为400℃/s以上的条件下，可以得到优良的疲劳特性.
而且，考察了平均旧奥氏体粒径和最大旧奥氏体粒径/平均旧奥氏体粒径对滚动疲劳特性的影响。将上述a钢或b钢所示的成分组成的钢原材料150kg在真空熔炼炉中熔炼，热锻成150mm见方后，制造粗坯(dummy billet)，在各种条件下进行热加工、冷拉拔加工后，实施切削作成12mmΦ的棒钢。对该棒钢的表面在各种条件下实施高频淬火，切断成规定的长度作为滚动疲劳试验片，实施图2(b)所示的径向型滚动疲劳试验。
图7(a)、图7(b)表示该试验结果。与上述的扭转疲劳的情况相同，可知在平均旧奥氏体粒径为12μm以下时，通过将最大旧奥氏体粒径/平均旧奥氏体粒径设定为4以下，可以显著提高疲劳强度。另外，可知通过将平均奥氏体粒径设定为5μm以下、进一步为3μm以下，以及最大旧奥氏体粒径/平均旧奥氏体粒径为4以下，可使疲劳强度提高效果更显著。
需要说明的是，将为得到上述的图4(a)、图4(b)～图6(a)、图6(b)所使用的试验结果表示于表1-1、表1-2，将为得到图7(a)、图7(b)所使用的结果表示于表2-1、表2-2。需要说明的是，滚动疲劳特性表示为以直至破损的时间相对于与目前品相当的表2-1中的试验No.1直至破损的时间的比。
在此，为了将旧奥氏体晶粒的平均粒径设定为12μm以下、以及将最大粒径设定为平均粒径的4倍以下，适合使用使高频淬火前的组织含有均匀微细的贝氏体组织及/或马氏体组织的方法.下面，对该方法进行说明.
亦即，关于高频淬火前组织，将贝氏体组织及/或马氏体组织的组织百分率设定为10体积％以上、优选25体积％以上。当淬火前组织中贝氏体组织或马氏体组织多时，由于贝氏体组织或马氏体组织是碳化物微细地分散的组织，故在淬火加热时作为奥氏体的核生成部位的铁素体/碳化物界面的面积增加，生成的奥氏体微细化，因此，对将淬火硬化层的旧奥氏体粒径进行微细化是有效的。通过在淬火加热时奥氏体粒径微细化，晶界强度上升，疲劳强度提高。
为了将均匀微细的贝氏体组织及/或马氏体组织的组织百分率设定为10体积％以上，将后述的成分组成的钢实施在800～1000℃的总加工率为80％以上的热加工，在该热加工后以0.2℃/s以上的冷却速度冷却到700～500℃的温度范围即可。这是因为当在800～1000℃的总加工率低于80％时，不能充分得到均匀微细的贝氏体组织或马氏体组织的缘故。另外，在热加工后，以0.2℃/s以上的冷却速度未冷却到700～500℃的温度范围时，就不能将贝氏体组织及/或马氏体组织以合计设定为10体积％以上。
而且，对高频淬火后的硬化层而言，为了将旧奥氏体的平均粒径及最大粒径进行微细化，需要在高频淬火前，在低于800℃的温度范围实施20％以上的加工(第2加工工序)。在热加工工序中，低于800℃的温度范围的加工，可以在以前述冷却速度的冷却前(700～低于800℃的温度范围)进行，也可以在冷却后实施另外的冷加工或者在A1相变点以下的温度再加热而实施温加工。低于800℃的加工率，更优选设定为30％以上。
需要说明的是，加工法可列举，例如冷锻、冷剪切、滚压成形加工、注料等。
下面，对于为了得到这样的前组织适合的钢成分进行说明。
C：0.3～1.5质量％
C是对淬火性影响最大的元素，提高淬火硬化层的硬度及深度，有助于有效提高疲劳强度。但是，当含量低于0.3质量％时，为了确保必要的疲劳强度，必须迅速地提高淬火硬化层的深度，此时淬裂的发生显著，而且由于贝氏体组织也变得难以生成，故添加0.3质量％以上。另一方面，当使其含量超过1.5质量％时，晶界强度降低，随之疲劳强度也降低，而且切削性、冷锻性及耐淬裂性也降低。因此，C限定在0.3～1.5质量％的范围。优选为0.4～0.6质量％的范围。
Si：3.0质量％以下
Si不仅作为脱氧剂起作用，而且也有助于有效地提高强度，但由于当含量超过3.0质量％时，导致可切削性及锻造性的降低，因此优选Si量为3.0质量％以下。
需要说明的是，为了提高强度，优选设定为0.05质量％以上。
Mn：2.0质量％以下
Mn由于在提高淬火性、确保淬火时的硬化层深度方面是有用的成分，故添加Mn。由于当含量低于0.2质量％时，其添加效果欠缺，故优选为0.2质量％以上。更优选为0.3质量％以上。另一方面，由于当Mn量超过2.0质量％时，淬火后的残留奥氏体增加，表面硬度反而降低，进而导致疲劳强度降低，故Mn优选为2.0质量％以下。需要说明的是，由于当Mn含量多时，导致母材硬质化，可能对可切削性不利，故适合设定为1.2质量％以下。进一步优选为1.0质量％以下。
Al：0.25质量％以下
Al是对脱氧有效的元素。另外，通过抑制淬火加热时的奥氏体晶粒长大，在淬火硬化层的粒径进行微细化方面也是有用的元素。但是，含量超过0.25质量％，其效果达到饱和，反而产生导致成分成本上升的缺点，故A1的含量优选为0.25质量％以下的范围。优选为0.001～0.10质量％的范围。
在本发明中，以上面的4成分作为基本成分，这些基本成分，满足下式(1)是重要的。
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)＞2.0 ...(1)
这样，通过调整C、Si、Mn的含量以使其满足(1)式，作为高频淬火前组织，可以将贝氏体和马氏体的合计组织百分率设定为10体积％以上，可以将高频淬火后的硬化层作为本发明的组织。另外，如果(1)式的值为2.0以下，则高频淬火后的硬化层的硬度也变小，而且，也难以充分确保硬化层深度。
如上所述对基本成分进行了说明，但除此之外，本发明还可以适当含有如下所述的6成分中的1种或2种以上。
Cr：2.5质量％以下
Cr在有效提高淬火性、在确保硬化深度方面是有用的元素。但是，如果过度地含有，则使碳化物稳定化助长残留碳化物的生成，使晶界强度降低，使疲劳强度劣化。因此，希望极力降低Cr的含量，但可以允许至2.5质量％。优选为1.5质量％以下。需要说明的是，为了提高淬火性，优选为0.03质量％以上。
Mo：1.0质量％以下
Mo在抑制奥氏体晶粒的长大方面是有用的元素，因此优选其含量为0.05质量％以上，但由于添加超过1.0质量％时，导致可切削性的劣化，故优选Mo设定为1.0质量％以下。
Cu：1.0质量％以下
Cu在提高淬火性方面是有效的，并在铁素体中固溶，通过该固溶强化，使疲劳强度提高。而且，通过抑制碳化物的生成，抑制由碳化物引起的晶界强度的降低，使疲劳强度提高。但是，由于当含量超过1.0质量％时，在热加工时产生断裂，故优选添加1.0质量％以下。需要说明的是，更优选为0.5质量％以下。需要说明的是，添加低于0.03质量％时，则由于提高淬火性的效果及抑制晶界强度降低的效果小，故优选含有0.03质量％以上。
Ni：2.5质量％以下
由于Ni是使淬火性提高的元素，故用于调整淬火性的情况。另外，也是抑制碳化物的生成、抑制由碳化物引起的晶界强度的降低、使疲劳强度提高的元素。但是，由于Ni是非常高价的元素，当添加超过2.5质量％时钢材的成本上升，故优选添加2.5质量％以下。需要说明的是，由于当添加低于0.05质量％时，提高淬火性的效果及抑制晶界强度降低的效果小，故希望其含量为0.05质量％以上。而且，优选0.1～1.0质量％。
Co：1.0质量％以下
Co是抑制碳化物的生成、抑制由碳化物引起的晶界强度的降低、提高疲劳强度的元素。但是，由于Co是非常高价的元素，当添加超过1.0质量％时钢材的成本上升，故优选添加1.0质量％以下。需要说明的是，由于当添加低于0.01质量％时抑制晶界强度降低的效果小，故希望添加0.01质量％以上。更优选为0.02～0.5质量％。
V：0.5质量％以下
V在钢中与C、N键合作为析出强化元素而发挥作用。另外是回火使软化抵抗性提高的元素，利用这些效果使疲劳强度提高。但是，由于含量超过0.5质量％时，其效果也饱和，故优选设定为0.5质量％以下。需要说明的是，由于添加低于0.01质量％时，疲劳强度的提高效果小，故希望以0.01质量％以上添加。进一步优选为0.03～0.3质量％的范围。
W：1.0质量％以下
W在抑制奥氏体晶粒的长大方面是有用的元素，因此优选其含量为0.005质量％以上，但由于添加超过1.0质量％时，导致可切削性的劣化，故优选W设定为1.0质量％以下。
将上述6成分中的1种或2种以上添加到基本成分中时，由于与上述的式(1)同样的理由，故需要满足下式(2)。
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+0.5W)＞2.0 ...(2)
而且，在本发明中，可以使其含有选自Ti：0.1质量％以下、Nb：0.1质量％以下、Zr：0.1质量％以下、B：0.01质量％以下、Ta：0.5质量％以下、Hf：0.5质量％以下及Sb：0.015质量％以下中的1种或2种以上。
Ti：0.1质量％以下
Ti具有如下作用：通过与作为不可避免的杂质混入的N键合，防止B形成BN而烧毁B的提高淬火性的效果，使B充分发挥提高淬火性的效果。为了得到上述效果，优选其含量为0.005质量％以上，但由于当其含量超过0.1质量％时，大量形成TiN，结果其成为疲劳断裂的起点，导致疲劳强度显著降低，故Ti优选设定为0.1质量％以下。优选为0.01～0.07质量％的范围。
Nb：0.1质量％以下
Nb不仅有提高淬火性的效果，而且在钢中与C、N键合发挥作为析出强化元素的作用。另外它还是提高回火软化抵抗性的元素，利用这些效果使疲劳强度提高。但是，由于含量超过0.1质量％时，其效果也饱和，故优选设定为0.1质量％以下。需要说明的是，由于添加低于0.005质量％时，析出强化作用及提高回火软化抵抗性的效果小，故希望添加0.005质量％以上。进一步优选为0.01～0.05质量％。
Zr：0.1质量％以下
Zr不仅有提高淬火性的效果，而且在钢中与C、N键合发挥作为析出强化元素的作用。另外，是提高回火软化抵抗性的元素，利用这些效果使疲劳强度提高。但是，由于其含量超过0.1质量％时，其效果也饱和，故优选设定为0.1质量％以下。需要说明的是，由于添加低于0.005质量％时，析出强化作用及提高回火软化抵抗性的效果小，故希望添加0.005质量％以上。而且优选为0.01～0.05质量％。
B：0.01质量％以下
B不仅通过晶界强化而改善疲劳特性，而且是提高强度的有用的元素，优选以0.0003质量％以上添加，但由于添加超过0.01质量％，其效果也饱和，故限定为0.01质量％以下。
Ta：0.5质量％以下
Ta由于相对显微组织变化的滞后有效果，有防止疲劳强度、特别是滚动疲劳的劣化的效果，故可以添加。但是，由于当其含量超过0.5质量％时即使含量增加，也无助于进一步提高强度，故设定为0.5质量％以下。需要说明的是，为了使其显现提高疲劳强度的作用，优选设定为0.02质量％以上。
Hf：0.5质量％以下
Hf由于对显微组织变化的滞后有效果，有防止疲劳强度、特别是滚动疲劳的劣化的效果，故可以添加。但是，由于当其含量超过0.5质量％时即使含量增加，也无助于进一步提高强度，故设定为0.5质量％以下。需要说明的是，为了使其显现提高疲劳强度的作用，优选设定为0.02质量％以上。
Sb：0.015质量％以下
Sb由于对显微组织变化的滞后有效果，有防止疲劳强度、特别是滚动疲劳的劣化的效果，故可以添加。但是，由于当增加其含量超过0.015质量％时，韧性劣化，故设定为0.015质量％以下、优选0.010质量％以下。需要说明的是，为了使其显现提高疲劳强度的作用，优选设定为0.005质量％以上。
将上述7成分中的1种或2种以上添加到基本成分中时，由于与上述的式(1)同样的理由，故需要满足下式(3)。
C1/2(1+0.7Si)(1+3Mn)(1+2.1Cr)(1+3.0Mo)(1+0.4Cu)(1+0.3Ni)(1+5.0V)(1+1000B)(1+0.5W)＞2.0 ...(3)
而且，另外在本发明中，可以使其含有S：0.1质量％以下、Pb：0.1质量％以下、Bi：0.1质量％以下、Se：0.1质量％以下、Te：0.1质量％以下、Ca：0.01质量％以下、Mg：0.01质量％以下及REM：0.1质量％以下。
S：0.1质量％以下
S是在钢中形成MnS、使切削性提高的有用元素，但由于当其超过0.1质量％含有时，在晶界上偏析，使晶界强度降低，故S限制为0.1质量％以下。优选为0.04质量％以下。
Pb：0.1质量％以下
Bi：0.1质量％以下
Pb及Bi由于都利用切削时的熔融、润滑及脆化作用使可切削性提高，故可以因该目的而添加。但是，由于即使添加超过Pb：0.1质量％、Bi：0.1质量％时，不仅效果饱和，而且成分成本上升，故其含量分别设定为上述的范围。需要说明的是，为了改善可切削性，优选其含量为Pb：0.01质量％以上、Bi：0.01质量％以上。
Se：0.1质量％以下
Te：0.1质量％以下
由于Se及Te与Mn键合分别形成MnSe及MnTe，由此发挥作为断屑器的作用改善可切削性。但是，由于含量超过0.1质量％时，不仅效果饱和，而且成分成本上升，故含量都设定为0.1质量％以下。另外，为了改善可切削性，优选Se的含量为0.003质量％以上及Te的含量为0.003质量％以上。
Ca：0.01质量％以下
REM：0.1质量％以下
Ca及REM分别与MnS一起形成硫化物，由此发挥作为断屑器的作用改善可切削性.但是，由于即使Ca及REM的含量分别超过0.01质量％及0.1质量％，效果也饱和，而且，导致成分成本上升，故其含量分别设定为上述的范围.需要说明的是，为了改善可切削性，优选有Ca含量为0.0001质量％以上及REM为0.0001质量％以上.
Mg：0.01质量％以下
由于Mg不仅是脱氧元素，而且成为应力集中源有改善可切削性的效果，因此，可以根据需要进行添加。但是，由于当其过量添加时，其效果饱和，而且成分成本上升，故其含量设定为0.01质量％以下。需要说明的是，为了改善可切削性，优选Mg含量为0.0001质量％以上。
以上说明过的元素以外的剩余部分优选为Fe及不可避免的杂质，作为不可避免的杂质列举P、O、N，分别可以允许至P：0.10质量％、N：0.01质量％、O：0.008质量％。
下面，对本发明的制造方法进行说明。
将调整为上述规定的成分组成的钢材，在棒钢轧制后实施热锻等热加工，做成部件形状，对部件的至少一部分在加热温度800～1000℃的条件下实施高频淬火，将该至少一部分设定为要求疲劳强度的部位。
在这一系列的工序中，首先，在800～1000℃的温度范围进行总加工率为80％以上的热加工后，以0.2℃/s以上的速度冷却到700～500℃的温度范围，然后，在低于800℃的温度范围实施20％以上的加工，或者在800～1000℃的温度范围进行总加工率80％以上的热加工后，在低于800℃的温度范围实施20％以上的加工后，以0.2℃/s以上的速度冷却到700～500℃的温度范围，而且，通过采用下面详细叙述的高频淬火条件，可以做成旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下的淬火组织。
下面，对各条件控制进行详细说明。
[加工条件]
将热加工时的800～1000℃的总加工率设定为80％以上，然后以0.2℃/s以上的速度冷却到700～500℃的温度范围。利用该条件可以将淬火前的组织做成均匀微细的贝氏体及/或马氏体组织，在之后的高频淬火加热时奥氏体晶粒进行微细化。更优选将冷却速度设定为0.5℃/s以上。
而且，在高频淬火前，在低于800℃的温度范围实施20％以上的加工。在热加工工序中，在800℃以下的温度范围的加工，可以在以前述冷却速度的冷却之前(700～低于800℃的温度范围)进行，也可以在冷却后实施另外的冷加工或者在A1相变点以下的温度再加热实施温加工。低于800℃的加工，优选设定为30％以上。需要说明的是，加工法例如有：冷锻、冷剪切、滚压成形加工、喷丸等。通过在800℃以下实施加工，高频淬火前的贝氏体或马氏体组织微细化，结果在高频淬火后得到的硬化层中的旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下，由此，疲劳强度提高。
需要说明的是，在此所谓的加工率，是指在轧制、锻造、拉丝时加工前后的截面减少率。另外，在不能用截面减少率定义那样的喷丸等类的情况下，将其设定为根据对应于截面减少率的硬度变化估计的值。
[高频淬火条件]
将加热温度设定为800～1000℃，以400℃/s以上的升温速度将600～800℃的温度升温.在加热温度低于800℃时，奥氏体组织的生成不充分，不能得到硬化层.另一方面，当加热温度超过1000℃时，由于奥氏体晶粒的成长速度显著增加、平均粒径增加的同时，在迅速成长的温度范围每个晶粒成长速度都容易产生显著的差异，故最大粒径超过平均粒径的4倍，导致疲劳强度降低.
另外，600～800℃的升温速度低于400℃/s时，在促进奥氏体晶粒的长大的同时，晶粒大小的差别变大，最大粒径超过平均粒径的4倍，导致疲劳强度降低。推测，这是由于当升温速度慢时，在较低的温度下开始自铁素体向奥氏体的逆相变，根据场所不同容易产生不均匀的晶粒长大的缘故。
需要说明的是，加热温度优选设定为800～950℃，600～800℃的升温速度优选为700℃/s以上，更优选为1000℃/s。
另外，在高频加热中，当800℃以上的滞留时间延长时，由于奥氏体晶粒长大，结果最大粒径容易超过平均粒径的4倍，因此，800℃以上的滞留时间优选为5秒以下。
实施例
实施例1
制造了模拟有汽车的传动轴、输出轴、输入轴的轴作为本发明的机械构造用部件。亦即，将成为表3所示的成分组成的钢原材料通过转炉进行熔炼，通过连续浇铸做成铸片。铸片尺寸为300×400mm。将该铸片经过初轧工序轧制成150mm见方钢坯后，以终轧温度为800℃以上，根据表4-1、表4-2所示的热加工条件轧制成棒钢。在此，800～1000℃的总加工率是在该温度范围下的截面减少率。另外，轧制后的冷却设定为表4-1、表4-2所示的条件。
然后，将该棒钢切断成规定的长度后，施加表面切削加工和在局部低温下的拉拔加工调整直径，同时实施花键部的滚压成形加工，制作成具有图1所示的尺寸·形状的花键部2的轴1。需要说明的是，冷加工率是截面减少率。
使用频率为15kHz的高频淬火装置，在表4-1、表4-2所示的条件下对该轴进行淬火后，使用加热炉在170℃×30分钟的条件下进行回火，然后对扭转疲劳强度进行调查。在此，对一部分的轴省略回火，进行扭转疲劳强度的调查。
需要说明的是，扭转疲劳强度是在轴的扭转疲劳试验中用断裂重复数为1×105次时的扭矩值(N·m)进行评价的。扭转疲劳试验使用油压式疲劳试验机，如图2所示，通过将花键部2a、2b分别组装于圆盘状的夹持器3a、3b，在夹持器3a、3b之间以频率1～2Hz负荷重复扭矩来进行。
另外，对相同轴而言，将其硬化层用以苦味酸为主要成分的腐蚀液(在水500g中溶解了苦味酸50g得到的苦味酸水溶液中，添加了十二烷基苯磺酸钠11g、氯化亚铁1g及草酸1.5g的溶液)蚀刻后，使用光学显微镜观察其组织，求出旧奥氏体晶粒的平均粒径及最大粒径。对于平均粒径及最大粒径的测定与前述的方法相同。
而且，对相同轴而言，对耐淬裂性也进行了调查。
将高频淬火后的花键部的C截面5处进行切断·研磨，通过用光学显微镜(放大倍数：100～200倍)观察时的淬裂产生个数评价其耐淬裂性。
将得到的结果一并记于表4-1、表4-2。
表3
由表4-1、表4-2表明，具有旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下的淬火组织的轴，都可以得到高的扭转疲劳强度及淬裂个数为0的优良的耐淬裂性.
与此相对，具有旧奥氏体晶粒平均粒径达不到12μm以下、并且最大粒径达不到平均粒径的4倍以下的淬火组织的轴，疲劳强度都低。
实施例2
制造了图8所示的曲轴作为本发明的机械构造用部件。亦即，该曲轴4具有朝向缸体的轴颈部5、作为活塞用连接杆的轴承部的曲柄销部6、曲臂部7及配重部8，特别是在轴颈部5及曲柄销部6中实施高频淬火，谋求其疲劳强度的提高。
将成为表3所示的成分组成的钢原材料通过转炉进行熔炼，通过连续浇铸做成铸片。铸片尺寸为300×400mm。将该铸片通过热轧轧制成90mmΦ的棒钢。然后，将该棒钢切断成规定的长度后，在700～1100℃的温度范围进行由弯曲至终轧的各热锻，再进行去毛边成形为曲轴形状后，以表5-1、表5-2所示的速度冷却。对于热锻是将锻造工序分割为多个工序，最后阶段的锻造工序在700～低于800℃下进行，除此之外的锻造工序在800～1000℃下进行。此时，通过调整每一个锻造工序中的曲柄销部6的直径，调整800～1000℃的总加工率及700～低于800℃的总加工率。
然后，在如图9所示的曲轴剖面图那样的曲轴的曲柄销部及轴颈部的表面，分别在表5-1、表5-2所示的条件下进行高频淬火，形成淬火组织层9后，使用加热炉进行170℃、30分钟的回火，再实施终轧加工，做成制品。在此，对一部分的曲轴省略了回火。
对如此得到的曲轴的弯曲疲劳寿命进行研究的结果表示于表5-1、表5-2。
在此，对曲轴的弯曲疲劳寿命，作如下所述评价。
如图10所示，在固定了曲轴的端部的状态下，在各连接管上负载一定的重复荷重(5000N)进行耐久实验，通过至当时的销部或轴颈部破损为止的重复数评价弯曲疲劳寿命。
另外，对相同曲轴，用与前述方法同样的方法求出硬化层的旧奥氏体平均粒径及旧奥氏体最大粒径。
这些结果也一并记于表5-1、表5-2。
由表5-1、表5-2表明，如曲轴具有硬化层的旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下的淬火组织，则都可以得到至破损为止的重复数为9×106次以上的优良的弯曲疲劳寿命。
与此相对，在旧奥氏体晶粒平均粒径为不在12μm以下、并且最大粒径不是平均粒径的4倍以下的比较例中，弯曲疲劳强度劣化。
实施例3
如图11所示，为了将来自传动轴10的动力传给车轮的轮毂11，制造了介于中间的等速万向节12作为本发明的机械构造用部件。
该等速万向节12组合于外环13及内环14。亦即，通过在外环13的口部13a的内面形成的滚珠轨道沟中嵌入的滚珠15，将内环14可以摇动地固定在口部13a的内侧，在该内环14上连结传动轴10，另一方面使外环13的轴杆部13b接合在轮毂11上，例如花键，由此将来自传动轴10的动力传给车轮的轮毂11。
将成为表3所示的成分组成的钢原材料通过转炉进行熔炼，通过连续浇铸做成铸片。铸片尺寸为300×400mm。将该铸片经过初轧工序轧制成150mm见方钢坯后，轧制成50mmφ的棒钢。
然后，将该棒钢切断成规定长度后，在800℃以上的温度下，在表6-1、表6-2或表7-1、表7-2所示的条件下进行热锻，将等速万向节外环的口部(外径：60mm)及轴杆部(直径：20mm)成形为一体，然后通过切削或冷锻进行等速万向节外环的口部内面的滚珠的轨迹沟等的成形，同时，通过切削加工或滚压成形加工在等速万向节外环的轴杆部进行成形为花键轴。热锻后的冷却设定为表6-1、表6-2或表7-1、表7-2所示的条件。热锻、滚压成形加工中的总加工率，通过调整与实施高频淬火的部位的轴方向正交的截面的面积变化率来进行。
而且，如图12或图13所示，在该等速万向节外环13的口部13a的内周面或轴杆部13b的外周面，使用频率15kHz的高频淬火装置进行淬火，形成淬火组织层16后，使用加热炉在180℃×2小时的条件下进行回火，做成制品。在此，淬火条件设定为表6-1、表6-2或表7-1、表7-2所示的条件。另外，对一部分的等速万向节外环省略了回火。这样得到的等速万向节外环，在其口部通过滚珠(钢球)，装载连结传动轴的内环，同时通过使轴杆部嵌合在轮毂上做成等速万向节单元(参照图11)。需要说明的是，滚珠、内环及轮毂的标准如下。
滚珠：高碳铬轴承钢SUJ2的淬火回火钢
内环：铬SCr的浸碳淬火回火钢
轮毂：机械构造用碳钢
其次，使用该等速万向节单元，在将传动轴的旋转运动经由等速万向节的内环及外环传给轮毂的动力传动系统中，对在口部的内周面实施了高频淬火的部位，进行关于滚动疲劳强度的耐久实验，对在轴杆部的外周面实施了高频淬火的部位进行关于扭转疲劳强度的耐久实验。
滚动疲劳强度试验是在扭矩900N·m、工作角(外环的轴线和传动轴轴线形成的角度)20°及转数300rpm的条件下进行动力传动，以口部的内周部分至滚动疲劳断裂为止的时间作为滚动疲劳强度进行评价。
而且，在该动力传动系统中，实施关于扭转疲劳强度的耐久实验.这里的扭转疲劳试验，将等速万向节单元的工作角(外环的轴线和传动轴轴线形成的角度)设定为0°、使用最大扭矩为4900N·m的扭转疲劳试验机，使其在轮毂和传动轴之间负载扭曲力，通过使轴杆部的最大转矩产生变化，在交变应力条件下进行，将1×105次的寿命的应力作为扭转疲劳强度进行评价。
需要说明的是，当进行扭转疲劳试验时，为了评价等速万向节外环的扭转疲劳，调整轮毂、传动轴形状、尺寸，以使轮毂、传动轴的强度充分地变大。
同样地，在进行滚动疲劳试验时，设定等速万向节内环及钢球等的尺寸、形状，以使耐久试验时等速万向节外环内周面成为最弱部。
另外，对在同样条件下制作好的等速万向节外环，用与前述方法同样的方法求出硬化层的平均旧奥氏体粒径及最大旧奥氏体粒径。
这些结果也一并记于表6-1、表6-2或表7-1、表7-2。
由表6-1、表6-2或表7-1、表7-2表明，如等速万向节外环具有硬化层的旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下的淬火组织，则都可以得到优良的滚动疲劳特性及扭转疲劳强度。
与此相对，旧奥氏体晶粒平均粒径不在12μm以下、并且最大粒径不是平均粒径的4倍以下时，滚动疲劳特性、扭转疲劳特性都差。
实施例4
如图14所示，为了将来自传动轴10的动力传给车轮的轮毂11，制造了介于中间的等速万向节12作为本发明的机械构造用部件。
该等速万向节12组合于外环13及内环14。亦即，通过在外环13的口部13a的内面形成的滚珠轨道沟中嵌入的滚珠15，内环14可以摇动地固定在口部13a的内侧，在该内环14上连结传动轴10，另一方面使外环13的轴杆部13b接合在轮毂11上，例如花键，由此将来自传动轴10的动力传给车轮的轮毂11。
将成为表3所示的成分组成的钢原材料通过转炉进行熔炼，通过连续浇铸做成铸片。铸片尺寸为300×400mm。将该铸片经过初轧工序轧制成150mm见方钢坯后，轧制成55mmφ的棒钢。
然后，将该棒钢切断成规定长度后，通过热锻将等速万向节内环(外径：45mm及内径：20mm)成形，然后通过切削加工或滚压成形加工在嵌合面形成用于花键结合的条沟。另外，通过切削加工或冷锻形成滚珠的滚动面。热锻后的冷却设定为表8-1、表8-2或表9-1、表9-2所示的条件。在此，热锻、冷锻中的总加工率是通过调整与滚动面的轴方向正交的截面的截面减少率来进行的。
如图15或图16所示，在介于该等速万向节内环的传动轴的嵌合面14b或等速万向节外环之间的滚珠的滚动面14a上，使用频率为15kHz的高频淬火装置，在表8-1、表8-2或表9-1、表9-2所示的条件下进行淬火，做成淬火组织层16后，使用加热炉在180℃×2小时的条件下进行回火淬火。需要说明的是，对一部分的等速万向节省略了回火。这样得到的等速万向节内环，在其嵌合面上嵌合传动轴的同时，在等速万向节外环的口部通过装有滚珠(钢球)，另一方面通过在等速万向节外环的轴杆部嵌合轮毂，做成等速万向节单元(参照图11)。需要说明的是，滚珠、外环、传动轴及轮毂的标准如下。
滚珠：高碳铬轴承钢SUJ2的淬火回火钢
外环：机械构造用碳钢的高频淬火回火钢
轮毂：机械构造用碳钢的高频淬火回火钢
传动轴：机械构造用碳钢的高频淬火回火钢
其次，使用该等速万向节，将传动轴的旋转运动经等速万向节的内环、进而经由外环传给轮毂的动力传动系统中，对在与传动轴的嵌合面上实施了高频淬火的部位进行关于滑滚疲劳强度的耐久实验，对在滚珠的滚动面实施了高频淬火的部位进行关于滚珠的滚动面的滚动疲劳强度的耐久实验。
滚动疲劳试验在扭距为900N·m、工作角(内环的轴线和传动轴轴线形成的角度)20°及转数为300rpm的条件下进行动力传动，以在等速万向节内环的滚动面上产生剥离之前的时间作为滚动疲劳强度进行评价。需要说明的是，在此，设定传动轴、等速万向节外环等的尺寸、形状，以使耐久试验时没有等速万向节的轮为最弱部。
另外，对在同样条件下制作好的等速万向节内环，用与前述方法同样的方法求出硬化层的平均旧奥氏体粒径及最大旧奥氏体粒径。
这些结果都一并记于表8-1，表8-2或表9-1、表9-2。
由表8-1、表8-2或表9-1、表9-2表明，如等速万向节内环具有硬化层的旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下的淬火组织，则都可以得到优良的疲劳特性.
与此相对，在旧奥氏体晶粒平均粒径为12μm以上、并且最大粒径为平均粒径的4倍以上时，疲劳特性差。
实施例5
制造了图17所示的汽车车轮的轮毂作为本发明的机械构造用部件。
该汽车车轮的轮毂17具有兼有轴承的内环的轴部18，通过在其外周面中在与外环20之间插入的滚珠21构成轴承。需要说明的是，图17中的符号19是在轮毂的轴部18和外环20之间用于保持滚珠21的衬垫。在该图17表示的部位中，形成轮毂的轴承的滚珠转动的外周面(滚动面)22要求提高滚动疲劳寿命。
将成为表3所示的成分组成的钢原材料通过转炉熔炼，通过连续浇铸做成铸片。铸片尺寸为300×400mm。将该铸片经过初轧工序轧制成150mm见方钢坯后，轧制成24mmφ的棒钢。然后，将该棒钢切断成规定长度后，通过热锻成形为轮毂形状后，以表10-1、表10-2所示的冷却速度冷却。然后，通过对轮毂轴部的轴承滚珠转动的外周面切削或冷锻，在表10-1、表10-2所示的条件下进行高频淬火形成淬火组织层后，使用加热炉进行170℃、30分钟的回火，再实施终轧加工，做成制品。在此，对一部分的轮毂省略了回火。需要说明的是，热锻、冷锻中的总加工率，通过调整与滚动面的轴方向正交的截面的面积变化率进行调整。
对这样得到的轮毂的滚动疲劳寿命进行了调查，将结果表示于表10-1，表10-2。
轮毂的滚动疲劳寿命如下评价。
在轮毂的轴部的外周面配制轴承滚珠，同时装载外环，在固定轮毂的状态下，如图17所示，在轮毂外环20上在负载有一定的荷重
(900N)的状态下，以一定的旋转速度(300rpm)使轮毂外环20旋转，进行耐久试验，将高频淬火组织层22至滚动疲劳断裂为止的时间作为滚动疲劳寿命进行评价。
而且，该滚动疲劳寿命用将表10-1、表10-2中No.22的现有例(应用本发明以外的热加工、高频淬火条件的例子)的滚动疲劳寿命设定为1时的相对比值来表示。
需要说明的是，在此，设定其它外环、钢球等的尺寸·形状，以使耐久试验时轮毂的轴部滚动面为最弱部。
另外，对同样的轮毂，将其淬火组织用与前述方法同样的方法求出硬化层的平均旧奥氏体粒径及最大旧奥氏体粒径。
这些结果都一并记于表10-1，表10-2。
由表10-1、表10-2表明，如轮毂具有硬化层的旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下的淬火组织，则都可以得到与现有例相比10倍以上的优良的滚动疲劳寿命。
与此相对，旧奥氏体晶粒平均粒径为12μm以上、并且最大粒径为平均粒径的4倍以上的比较例，滚动疲劳寿命短。
实施例6
与实施例5同样制造了图18所示的轮毂作为本发明的机械构造用部件。亦即，将成为表3所示的成分组成的钢原材料通过转炉熔炼，通过连续浇铸做成铸片。铸片尺寸为300×400mm。将该铸片经过初轧工序轧制成150mm见方钢坯后，轧制成24mmφ的棒钢。然后，将该棒钢切断成规定长度后，通过热锻成形为轮毂形状后，以表11-1、表11-2所示的速度进行冷却。然后，在该轮毂轴部通过切削加工或滚压成形加工设有用于与等速万向节的轴部嵌合的花键加工。
然后，对轮毂轴部的、与等速万向节的轴部嵌合的周面(图18中的嵌合部23)，在表10-1，表10-2所示的条件下进行高频淬火形成淬火组织层后，使用加热炉进行170℃、30分钟的回火，再实施终轧加工，做成制品。需要说明的是，对部分轮毂省略了回火。需要说明的是，热锻、滚压成形加工中的总加工率，对于与轮毂轴部的等速万向节有嵌合部的部分，通过调整其轴方向截面的变化率进行。
对这样得到的与轮毂的等速万向节轴部嵌合的周面的滑滚疲劳寿命进行了调查，将结果表示于表11-1，表11-2。
轮毂的滑滚疲劳寿命如下评价。
滑动疲劳寿命
如图19所示，在轮毂的轴部的内周面嵌合等速万向节的轴部24，在固定有轮毂的状态下、对将等速万向节的轴部以交变负载了重复扭曲力(最大扭距：700N、2周期/秒)时的轮毂花键部用滑滚疲劳引起的至破损为止的重复数，来评价疲劳寿命。
而且，该滑滚疲劳寿命用与将表11-1、表11-2中No.22的现有例(应用本发明外的热加工、高频淬火条件的例子)的滑动疲劳寿命设定为1时的相对比值表示。
另外，对同样轮毂用与前述方法同样的方法求出硬化层的平均旧奥氏体粒径及最大旧奥氏体粒径。
这些结果都一并记于表11-1，表11-2。
由表11-1、表11-2表明，硬化层具有旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下的淬火组织的轮毂，都可以得到与现有例相比优良10倍以上的滑滚疲劳寿命。
与此相对，旧奥氏体晶粒平均粒径为12μm以上、并且最大粒径为平均粒径的4倍以上的比较例，滑滚疲劳寿命短。
实施例7
制造了图20所示的齿轮25作为本发明的机械构造用部件。
亦即，图20所示的代表的齿轮25，是在其周面雕刻多个齿26形成的。而且，在依据本发明的齿轮中，如图21所示，在多个齿26和这些齿26相互间的齿底27的表层部分，具有经高频淬火形成的淬火组织层28。需要说明的是，在图示例中，在齿26及齿低27的表层部分形成淬火组织层28，其它部分，例如在可以插入各种驱动轴的轴穴29的内周面也可以设有淬火组织层。
将成为表3所示的成分组成的钢原材料通过转炉熔炼，通过连续浇铸做成铸片。铸片尺寸为300×400mm。将该铸片经过初轧工序轧制成150mm见方钢坯后，将表12-1、表12-2所示的条件作为热加工条件轧制成90mmφ的棒钢。轧制后的冷却设定为表12-1、表12-2所示的条件。在此，加工率表示各自的温度范围中的截面减少率。然后，通过切削加工由该棒钢制作了下述的齿轮。
记作
小径齿轮：外径75mm、模数2.5、齿数28、标准节圆直径70mm
大径齿轮：外径85mm、模数2.5、齿数32、标准节圆直径80mm
使用频率为200kHz的高频淬火装置，在表12-1、表12-2所示的条件下对该齿轮进行淬火后，使用加热炉在180℃×2小时的条件下进行回火，然后进行齿轮实体疲劳试验。需要说明的是，对一部分的齿轮省略了回火。
齿轮实体疲劳试验如下，啮合小径及大径的齿轮，在旋转速度3000rpm及负荷扭矩245N·m的条件下旋转，用至任一个齿轮破损为止的扭矩负荷次数进行评价。
将得到的结果一并记于表12-1、表12-2。
另外，对在相同条件下制作的齿轮，用与前述方法同样的方法求出硬化层的平均旧奥氏体粒径及最大奥氏体粒径。
这些结果都一并记于表12-1、表12-2。
由表12-1、表12-2表明，硬化层是旧奥氏体晶粒的平均粒径为12μm以下、并且最大粒径为平均粒径的4倍以下，可以得到扭矩负荷次数约1000×104次以上的优良的疲劳特性。
与此相对，如齿轮具有旧奥氏体晶粒平均粒径不在12μm以下、并且最大粒径不是平均粒径的4倍以下的淬火组织，则疲劳特性差。
工业上利用的可能性
依据本发明，可以稳定地得到以扭转疲劳特性、弯曲疲劳特性、滚动疲劳特性及滑滚疲劳特性等全部疲劳特性优良的机械构造用部件，其结果，对于汽车用部件的轻质化等的要求具有显著效果。