(57)【要約】【課題】  従来よりも疲労強度を一層向上させた機械構造用部品を提案する。【解決手段】  少なくとも一部分に焼入れを施した機械構造用部品において、該焼入れ組織を、旧オーステナイト粒の平均粒径が12μｍ以下で、さらに旧オーステナイト粒界あるいはパケット粒界で隣接するマルテンサイト相の結晶方位差が15度以上である粒界長さの割合が90％以上であるものとする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
少なくとも一部分に焼入れを施した鋼材を用いた機械構造用部品であって、該焼入れ組織は、旧オーステナイト粒の平均粒径が12μｍ以下で、さらに旧オーステナイト粒界あるいはパケット粒界で隣接するマルテンサイト相の結晶方位差が15度以上である粒界長さの割合が90％以上であることを特徴とする機械構造用部品。
【請求項２】
Ｃ：0.3〜1.2mass％、
Si：1.1mass％以下、
Mn：2.0mass％以下および
Al：0.005〜0.25mass％
を含有し、かつ下記式（１）を満足し、残部はFeおよび不可避不純物の成分組成を有することを特徴とする請求項１に記載の機械構造用部品。
記
Ｃ1/2（１＋0.7Si）（１＋３Mn）＞2.0----（１）
【請求項３】
前記成分組成として、さらに
Cr：2.5 mass％以下
Mo：1.0mass％以下、
Cu：1.0 mass％以下、
Ni：2.5 mass％以下、
Ｖ：0.5 mass％以下および
Ｗ：1.0 mass％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、かつ前記式（１）に替えて下記式（２）を満足することを特徴とする請求項２に記載の機械構造用部品。
記
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）
【請求項４】
前記成分組成として、
Ti：0.1mass％以下、
Nb：0.1mass％以下、
Zr：0.1mass％以下および
Ｂ：0.01mass％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、かつ前記式（１）又は（２）に替えて下記式（３）を満足することを特徴とする請求項２または３に記載の機械構造用部品。
記
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）
【請求項５】
前記成分組成として、さらに
Ｓ：0.1mass％以下、
Pb：0.1mass％以下、
Bi：0.1mass％以下、
Se：0.1mass％以下、
Te：0.1mass％以下、
Ca：0.01mass％以下、
Mg：0.01mass％以下および
REM：0.1mass％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項２、３または４に記載の機械構造用部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、少なくとも部分的に高周波焼入れによる硬化層をそなえる、機械構造用部品に関するものである。ここで、機械構造用部品としては、自動車用のドライブシャフト、インプットシャフト、アウトプットシャフト、クランクシャフト、等速ジョイントの内輪および外輪、ハブ、そしてギア等を挙げることができる。
【背景技術】
【０００２】
従来、例えば自動車用ドライブシャフトや等速ジョイントなどの機械構造用部品は、熱間圧延棒鋼に、熱間鍛造、さらには切削、冷間鍛造などを施して所定の形状に加工したのち、高周波焼入れ−焼戻しを行うことにより、機械構造用部品としての重要な特性であるねじり疲労強度、曲げ疲労強度、転動疲労強度およびすべり転動疲労強度等の疲労強度を確保しているのが一般的である。
他方、近年、環境問題から自動車用部品に対する軽量化への要求が強く、この観点から自動車用部品における疲労強度の一層の向上が要求されている。
【０００３】
上述したような疲労強度を向上させる手段としては、これまでにも種々の方法が提案されている。
例えば、ねじり疲労強度を向上させるためには、高周波焼入れによる焼入れ深さを増加させることが考えられる。しかしながら、焼入れ深さを増加してもある深さで疲労強度は飽和する。
また、ねじり疲労強度の向上には、粒界強度の向上も有効であり、この観点から、TiＣを分散させることによって旧オーステナイト粒径を微細化する技術が提案されている（例えば特許文献１参照）。
【０００４】
上記の特許文献１に記載された技術では、高周波焼入れ加熱時に微細なTiＣを多量に分散させることで、旧オーステナイト粒径の微細化を図るものであるため、焼入れ前にTiＣを溶体化しておく必要があり、熱間圧延工程で1100℃以上に加熱する工程を採用している。そのため、熱延時に加熱温度を高くする必要があり、生産性に劣るという問題があった。
また、上記の特許文献１に開示された技術をもってしても、近年の疲労強度に対する要求には十分に応えられないところにも問題を残していた。
【０００５】
さらに、特許文献２には、硬化層深さＣＤと高周波焼入れ軸物部品の半径Ｒとの比（ＣＤ／Ｒ）を 0.3〜0.7 に制限した上で、このＣＤ／Ｒと高周波焼入れ後の表面から１mmまでのオーステナイト結晶粒径γｆ、高周波焼入れままの（ＣＤ／Ｒ）＝0.1 までの平均ビッカース硬さＨｆおよび高周波焼入れ後の軸中心部の平均ビッカース硬さＨｃで規定される値Ａを、Ｃ量に応じて所定の範囲に制御することによってねじり疲労強度を向上させた機械構造用軸物部品が提案されている。
しかしながら、上記のＣＤ／Ｒを制御したとしても疲労特性の向上には限界があり、やはり近年のねじり疲労強度に対する要求には十分に応えることができなかった。
【０００６】
【特許文献１】特開2000−154819号公報（特許請求の範囲、段落〔０００８〕）
【特許文献２】特開平８−53714 号公報（特許請求の範囲）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、従来よりも疲労強度を一層向上させた機械構造用部品を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
さて、発明者らは、前記したような疲労特性と耐遅れ破壊特性とを効果的に向上させるべく、特に高周波焼入れ組織について鋭意検討を行った。
その結果、高周波焼入れの組織であるマルテンサイト相の粒界性格に着目し、マルテンサイト相の結晶粒界である旧オーステナイト粒界とパケット粒界で隣接する相の方位差が大きい、所謂大傾角粒界の割合が増加すると、高疲労強度が得られることを見出すに到った。ここでの大傾角粒界とは、結晶方位差が15度以上の粒界を指す。また、上記の大傾角粒界の割合の増加による高疲労強度を得るためには、旧オーステナイト粒界を微細化することも必要との知見を得た。
【０００９】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
（ｉ）少なくとも一部分に焼入れを施した鋼材を用いた機械構造用部品であって、該焼入れ組織は、旧オーステナイト粒の平均粒径が12μｍ以下で、さらに旧オーステナイト粒界あるいはパケット粒界で隣接するマルテンサイト相の結晶方位差が15度以上である粒界長さの割合が90％以上であることを特徴とする機械構造用部品。
【００１０】
（ii）Ｃ：0.3〜1.2mass％、Si：1.1mass％以下、Mn：2.0mass％以下およびAl：0.005〜0.25mass％を含有し、かつ下記式（１）を満足し、残部はFeおよび不可避不純物の成分組成を有することを特徴とする請求項１に記載の機械構造用部品。
記
Ｃ1/2（１＋0.7Si）（１＋３Mn）＞2.0----（１）
【００１１】
（iii）前記成分組成として、さらにCr：2.5 mass％以下、Mo：1.0mass％以下、Cu：1.0 mass％以下、Ni：2.5 mass％以下、Ｖ：0.5 mass％以下およびＷ：1.0 mass％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、かつ前記式（１）に替えて下記式（２）を満足することを特徴とする上記（ii）に記載の機械構造用部品。
記
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）
【００１２】
（iv）前記成分組成として、さらにTi：0.1mass％以下、Nb：0.1mass％以下、Zr：0.1mass％以下およびＢ：0.01mass％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、かつ、前記式（１）又は（２）に替えて下記式（３）を満足することを特徴とする上記（ii）または（iii）に記載の機械構造用部品。
記
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）
【００１３】
（ｖ）前記成分組成として、さらにＳ：0.1mass％以下、Pb：0.1mass％以下、Bi：0.1mass％以下、Se：0.1mass％以下、Te：0.1mass％以下、Ca：0.01mass％以下、Mg：0.01mass％以下およびREM：0.1mass％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする（ii）、（iii）または（iv）に記載の機械構造用部品。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、ねじり疲労特性をはじめとして、曲げ疲労特性、転動疲労特性およびすべり転動疲労特性等の全ての疲労特性に優れた機械構造用部品を安定して得ることができ、その結果、自動車用部品の軽量化等の要求に対し偉功を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
以下、本発明を具体的に説明する。
本発明の機械構造用部品は、自動車用のドライブシャフト、インプットシャフト、アウトプットシャフト、クランクシャフト、等速ジョイントの内輪および外輪、ハブ、そしてギア等、部品毎に様々な形状並びに構造に成るが、いずれにおいても、特に疲労強度が要求される部分または全部に焼入れを施した硬化層を有し、この硬化層の旧オーステナイト粒の平均粒径が12μｍ以下で、さらに、その旧オーステナイト粒界とパケット粒界で隣接するマルテンサイト相の結晶方位差が15度以上である、粒界長さの割合が全粒界長さの90％以上とすることが肝要である。
【００１６】
ここで、パケットとは、ほば並行に並んだラスの集団からなる領域のことを言い、旧オーステナイト粒中には、通常、複数個のパケットが存在する。そして、旧オーステナイト粒径の平均粒径が12μm以下、さらにその旧オーステナイト粒界とパケット粒界で隣接するマルテンサイト相の結晶方位差が15度以上である粒界長さの割合が全粒界長さの90％以上であると、疲労特性が飛躍的に向上するのである。
特に、旧オーステナイト粒の平均粒径は５μｍ以下であると、より広範囲の部品形状で大きな疲労強度の向上が期待できて好ましい。さらに、より好ましくは３μｍ以下とする。
【００１７】
なお、結晶粒界の方位差が15度以上の粒界の割合は、以下の方法により求める。すなわち、ＥＢＳＰ（Electoron Back Scattering Pattern）を用いて、旧オーステナイト粒が500粒以上含まれる領域の粒界の結晶方位差を測定し、測定結果を統計処理し、方位差が５度以上の粒界を旧オーステナイト粒界またはパケット粒界として、これら粒界の全長さに対する方位差15度以上の粒界長さの割合を求める。
【００１８】
ここで、旧オーステナイト粒の平均粒径が12μｍ以下、さらに、その旧オーステナイト粒界とパケット粒界で隣接するマルテンサイト相の結晶方位差が15度以上である粒界長さの割合が全粒界長さの90％以上とするためには、高周波焼入れ前の熱間加工工程において、１パスで大圧下を加えて歪を蓄積しておき、さらに、加工後の冷却により微細なベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織を現出させておく方法がある。
次に、この方法について説明する。
【００１９】
高周波焼入れ前組織に関しては、べイナイト組織および／またはマルテンサイト組織の組織分率を10vol％以上、好ましくは25vol％以上とする。焼入れ前組織にベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織が多いと、ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織は炭化物が微細に分散した組織であるため、焼入れ加熱時にオーステナイトの核生成サイトであるフェライト／炭化物界面の面積が増加し、生成したオーステナイトは微細化するため、焼入れ硬化層の旧オーステナイト粒径を微細化するのに有効に寄与する。焼入れ加熱時にオーステナイト粒径が微細化することで粒界強度が上昇し、疲労強度は向上する。
【００２０】
ベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織の組織分率を10vol％以上とするには、後述する成分組成の鋼を800〜1000℃で熱間加工を施し、熱間加工後に700〜500℃の温度域を0.2℃／s以上の冷却速度で冷却するとよい。800〜900℃での総加工率が10％未満であると、十分に微細なベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織が得られない。また、熱間加工後に700〜500℃の温度域を0.2℃／s以上の冷却速度で冷却しないと、ベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織を合計で10vol％以上とできない。
【００２１】
さらに、ベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織を十分に微細としておき、続いて行われる高周波焼入れ後に上記の結晶方位差が15度以上である粒界長さの割合が90％以上である硬化層を得るには、上記の熱間加工条件の中で、１パスで15％以上の大圧下を１回以上加えることが、特に重要である。
【００２２】
また、硬化層をさらに微細化するためには、高周波焼入れ前に800℃以下の温度域で10％以上の加工を施すことが好ましい。800℃以下の温度域での加工は、熱間加工工程で、前記冷却速度の冷却の前（700〜800℃の温度域）で行ってもよいし、冷却後に別途冷間加工を施すか、あるいは、A1変態点以下の温度で再加熱して温間加工を施しても良い。800℃以下での加工率は、20％以上とする事がより好ましい。
なお、加工法としては、例えば、冷間鍛造、冷間しごき、転造加工、ショット等が挙げられる。
【００２３】
次に、このような前組織を得るための好適な鋼成分について説明する。
Ｃ：0.3〜1.2 mass％
Ｃは、焼入れ性への影響が最も大きい元素であり、焼入れ硬化層の硬さおよび深さを高めて疲労強度の向上に有効に寄与する。しかしながら、含有量が0.3mass％に満たないと、必要とされる疲労強度を確保するために焼入れ硬化深さを飛躍的に高めねばならず、その際焼割れの発生が顕著となり、またベイナイト組織も生成し難くなるため、0.3mass％以上を添加する。一方、1.2 mass％を超えて含有させると、粒界強度が低下し、それに伴い疲労強度も低下し、また切削性、冷間鍛造性および耐焼き割れ性も低下する。このためＣは、0.3〜1.2 mass％の範囲に限定した。好ましくは 0.4〜0.6 mass％の範囲である。
【００２４】
Si：1.1mass％以下
Siは、脱酸剤として作用するだけでなく、強度の向上にも有効に寄与するが、含有量が1.1mass％を超えると、被削性および鍛造性の低下を招くため、Si量は1.1mass％以下が好ましい。
なお、強度向上のためには0.05mass％以上とすることが好ましい。
【００２５】
Mn：2.0mass％以下
Mnは、焼入れ性を向上させ、焼入れ時の硬化深さを確保する上で有用な成分であるため、添加できる。含有量が 0.2mass％未満ではその添加効果に乏しいので、0.2mass％以上が好ましい。好ましくは 0.3mass％以上である。一方、Mn量が 2.0mass％を超えると焼入れ後の残留オーステナイトが増加し、かえって表面硬度が低下し、ひいては疲労強度の低下を招くので、Mnは 2.0mass％以下が好ましい。なお、Mnは含有量が多いと、母材の硬質化を招き、被削性に不利となるきらいがあるので、1.2 mass％以下とするのが好適である。さらに好ましくは 1.0mass％以下である。
【００２６】
Al：0.005〜0.25mass％
Alは、脱酸に有効な元素である。また、焼入れ加熱時におけるオーステナイト粒成長を抑制することによって焼入れ硬化層の粒径を微細化する上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が 0.005mass％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.25mass％を超えて含有させてもその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招く不利が生じるので、Alは 0.005〜0.25mass％の範囲で含有させることが好ましい。好ましくは0.05〜0.10mass％の範囲である。
【００２７】
本発明では、以上の４成分を基本成分とし、これら基本成分において、次式（１）を満足することが肝要である。
Ｃ1/2（１＋0.7Si）（１＋３Mn）＞2.0----（１）
これは、（１）式を満たすようにＣ、Si、Mnの含有量を調整することにより、高周波焼入前組織として、ベイナイトとマルテンサイトの合計の組織分率を10vol％以上とすることが可能となり、高周波焼入れ後の硬化層を本発明の組織とすることが可能となる。また、（１）式の値が2.0以下では高周波焼入後の硬化層の硬さも小さくなり、さらに、硬化層深さを十分に確保することも困難となる。
【００２８】
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる６成分のうちの１種または２種以上を適宜含有させることができる。
Cr：2.5 mass％以下
Crは、焼入れ性の向上に有効であり、硬化深さを確保する上で有用な元素である。しかし、過度に含有されると炭化物を安定化させて残留炭化物の生成を助長し、粒界強度を低下させて疲労強度を劣化させる。従って、Crの含有は極力低減することが望ましいが、2.5 mass％までは許容できる。好ましくは1.5mass％以下である。
【００２９】
Mo：1.0mass％以下
Moは、フェライト粒の成長を抑制する上で有用な元素であり、そのためには0.05mass%以上で含有することが好ましいが、1.0mass％を超えて添加すると、被削性の劣化を招くため、Moは1.0mass％以下とすることが好ましい。
【００３０】
Cu：1.0 mass％以下
Cuは、焼入れ性の向上に有効であり、またフェライト中に固溶し、この固溶強化によって、疲労強度を向上させる。さらに、炭化物の生成を抑制することにより、炭化物による粒界強度の低下を抑制し、疲労強度を向上させる。しかしながら、含有量が1.0 mass％を超えると熱間加工時に割れが発生するため、1.0 mass％以下の添加とすることが好ましい。なお、より好ましくは0.5 mass％以下である。
【００３１】
Ni：2.5 mass％以下
Niは、焼入れ性を向上させる元素であるので、焼入れ性を調整する場合に用いる。また、炭化物の生成を抑制し、炭化物による粒界強度の低下を抑制して、疲労強度を向上させる元素でもある。しかしながら、Niは極めて高価な元素であり、2.5 mass％を超えて添加すると鋼材のコストが上昇するので、2.5 mass％以下の添加とすることが好ましい。なお、0.05mass％未満の添加では焼入れ性の向上効果および粒界強度の低下抑制効果が小さいので、0.05mass％以上含有させることが望ましい。さらに、好ましくは 0.1〜1.0 mass％である。
【００３２】
Ｖ：0.5 mass％以下
Ｖは、鋼中でＣ, Ｎと結合し析出強化元素として作用する。また、焼もどし軟化抵抗性を向上させる元素でもあり、これらの効果により疲労強度を向上させる。しかしながら、0.5 mass％を超えて含有させてもその効果は飽和するので、0.5 mass％以下とすることが好ましい。なお、0.01mass％未満の添加では、疲労強度の向上効果が小さいので、0.01mass％以上添加することが望ましい。さらに好ましくは0.03〜0.3 mass％である。
【００３３】
Ｗ：1.0 mass％以下
Ｗは、脆化作用により被削性を向上させる元素である。しかしながら、1.0mass％を超えて添加しても、効果が飽和する上、コストが上昇し、経済的に不利となるため、1.0 mass％以下で含有させることが好ましい。なお、被削性の改善のためには、Ｗは 0.005mass％以上含有させることが好ましい。
【００３４】
上記の６成分のうちの１種または２種以上を、基本成分に添加する場合は、上記した式（１）と同様の理由から、次式（２）を満足する必要がある。
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）
【００３５】
さらに、本発明では、Ti：0.1mass％以下、Nb：0.1mass％以下、Zr：0.1mass％以下およびＢ：0.01mass％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含有させることができる。
Ti：0.1mass％以下
Tiは、不可避的不純物として混入するＮと結合することで、ＢがＢＮとなってＢの焼入れ性向上効果が消失するのを防止し、Ｂの焼入れ性向上効果を十分に発揮させる作用を有する。この効果を得るためには、0.005mass％以上で含有することが好ましいが、0.1 mass％を超えて含有されるとTiＮが多量に形成される結果、これが疲労破壊の起点となって疲労強度の著しい低下を招くため、Tiは0.1 mass％以下とすることが好ましい。好ましくは0.01〜0.07mass％の範囲である。
【００３６】
Nb：0.1mass％以下
Nbは、焼入れ性の向上効果があるだけでなく、鋼中でＣ, Ｎと結合し析出強化元素として作用する。また、焼もどし軟化抵抗性を向上させる元素でもあり、これらの効果によって疲労強度を向上させる。しかしながら、0.1 mass％を超えて含有させてもその効果は飽和するので、0.1 mass％以下とすることが好ましい。なお、0.005 ％未満の添加では、析出強化作用および焼もどし軟化抵抗性の向上効果が小さいため、0.005 mass％以上添加することが望ましい。さらに好ましくは0.01〜0.05mass％である。
【００３７】
Zr：0.1mass％以下
Zrは、焼入れ性の向上効果があるだけでなく、鋼中でＣ, Ｎと結合し析出強化元素として作用する。また、焼もどし軟化抵抗性を向上させる元素であり、これらの効果によって疲労強度を向上させる。しかしながら、0.1mass％を超えて含有させてもその効果は飽和するため、0.1mass％以下とすることが好ましい。なお、0.005％未満の添加では、析出強化作用および焼もどし軟化抵抗性の向上効果が小さいため、0.005mass％以上添加することが望ましい。さらに、好ましくは0.01〜0.05mass％である。
【００３８】
Ｂ：0.01mass％以下
Ｂは、粒界強化により疲労特性を改善するだけでなく、強度を向上させる有用な元素であり、好ましくは0.0003mass%以上で添加するが、0.01mass%を超えて添加しても、その効果は飽和するため、0.01mass％以下に限定した。
上記の４成分のうちの１種または２種以上を、基本成分に添加する場合は、上記した式（１）と同様の理由から、次式（３）を満足する必要がある。
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）（１＋1000Ｂ）＞2.0----（３）
【００３９】
さらにまた、本発明では、Ｓ：0.1mass％以下、Pb：0.1mass％以下、Bi：0.1mass％以下、Se：0.1mass％以下、Te：0.1mass％以下、Ca：0.01mass％以下、Mg：0.01mass％以下およびREM：0.1mass％以下を含有させることができる。
Ｓ：0.1mass％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るが、0.1mass％を超えて含有させると粒界に偏析して粒界強度を低下させるため、Ｓは0.1mass％以下が好ましい。さらに好ましくは0.04mass％以下である。
【００４０】
Pb：0.1mass％以下
Bi：0.1mass％以下
PbおよびBiはいずれも、切削時の溶融、潤滑および脆化作用により、被削性を向上させるので、この目的で添加することができる。しかしながら、Pb：0.1 mass％、Bi：0.1 mass％を超えて添加しても効果が飽和するばかりか、成分コストが上昇するため、それぞれ上記の範囲で含有させることが好ましい。なお、被削性の改善のためには、Pbは0.01mass％以上、Biは0.01mass％以上含有させることが好ましい。
【００４１】
Se：0.1mass％以下
Te：0.1mass％以下
SeおよびTeはそれぞれ、Mnと結合してMnSeおよびMnTeを形成し、これがチップブレーカーとして作用することにより被削性を改善する。しかしながら、含有量が0.1 mass％を超えると、効果が飽和する上、成分コストの上昇を招くので、いずれも0.1 mass％以下とすることが好ましい。また、被削性の改善のためには、Seの場合は 0.003mass％以上およびTeの場合は 0.003mass％以上で含有させることが好ましい。
【００４２】
Ca：0.01mass％以下
REM：0.1mass％以下
CaおよびREMはそれぞれ、MnＳと共に硫化物を形成し、これがチップブレーカーとして作用することにより被削性を改善する。しかしながら、CaおよびREMをそれぞれ、0.01mass％および0.1mass％を超えて含有させても、効果が飽和する上、成分コストの上昇を招くので、それぞれ上記の範囲で含有させることが好ましい。なお、被削性の改善のためには、Caは0.0001mass％以上およびREM は0.0001mass％以上含有させることが好ましい。
【００４３】
Mg：0.01mass％以下
Mgは、脱酸元素であるだけでなく、応力集中源となって被削性を改善する効果があるので、必要に応じて添加することができる。しかしながら、過剰に添加すると効果が飽和する上、成分コストが上昇するため、0.01mass％以下とすることが好ましい。なお、被削性の改善のためには、Mgは0.0001mass％以上で含有させることが好ましい。
【００４４】
以上説明した元素以外の残部はFeおよび不可避的不純物であることが好ましく、不可避的不純物としてはＰ，Ｏ，Ｎが挙げられ、それぞれ、Ｐ：0.02mass％、Ｎ：0.01mass％、Ｏ：0.008mass％までをそれぞれ許容できる。
【００４５】
次に、本発明の製造方法について説明する。
上記した所定の成分組成に調整した鋼材を、棒鋼圧延後に熱間鍛造などの熱間加工を施して部品形状とし、部品の少なくとも一部に加熱温度：800〜1000℃の条件下で高周波焼入れを施す。この少なくとも一部を疲労強度が要求される部位とする。
【００４６】
この一連の工程において、まず、熱間加工を800〜1000℃の温度域の１パスの最大加工率を15％以上として熱間加工後、700〜500℃の温度域を0.2 ℃/s以上の速度で冷却すること、さらに、以下に詳述する高周波焼入れ条件を採用することにより、旧オーステナイト粒の平均粒径が12μｍ以下、さらに、その旧オーステナイト粒界あるいはパケット粒界で隣接するマルテンサイト相の結晶方位差が15度以上である粒界長さの割合が全粒界長さの90％以上とすることが可能となる。
以下、各規制について詳しく説明する。
【００４７】
［熱間加工条件］
熱間加工の際の800〜1000℃での１パスの最大加工率を15％以上とし、その後700〜500℃の温度域を0.2℃／ｓ以上の速度で冷却する。この条件により、焼入れ前の組織を微細なベイナイトおよび／またはマルテンサイト組織とすることができ、その後の高周波焼入の加熱時にオーステナイト粒が微細化し、さらに、結果として得られる硬化層は、平均旧オーステナイト粒径が12μm以下で、マルテンサイト相の結晶方位差が15度以上である粒界長さの割合が90％以上となる。より好ましくは、800〜900℃での総加工率を20％以上かつ冷却速度を0.5℃／ｓ以上とする。
【００４８】
［高周波焼入条件］
加熱温度を800〜1000℃とし、600〜800℃を400℃/ｓ以上の昇温速度で昇温する。加熱温度が800℃未満の場合、オーステナイト組織の生成が不充分となり、硬化層を得ることができない。一方、加熱温度が1000℃を超える場合と600〜800℃の昇温速度が400℃／ｓ未満の場合にはオーステナイト粒の成長が促進されると同時に粒の大きさのばらつきが大きくなり、平均旧オーステナイト粒径が大きくなったり、方位差15°以上の粒界割合が減少したりして、疲労強度の低下を招く。
【００４９】
なお、加熱温度は800〜950℃とすることが好ましく、600〜800℃の昇温速度は700℃／ｓ以上であることが好ましい。より好ましくは1000℃／ｓ以上である。
また、高周波加熱時において800℃以上の滞留時間が長くなると、オーステナイト粒が成長して、粗大な旧オーステナイト粒が現出して、疲労強度が低下する傾向にあるので、800℃以上の滞留時間は５秒以下とすることが好ましい。
【００５０】
さらに、高周波焼入れ前に、800℃以下の温度域で10％以上の加工を施すことが好ましい。800℃以下の温度域での加工は、熱間加工工程で、前記冷却速度の冷却の前（700〜800℃の温度域）で行ってもよいし、冷却後に別途冷間加工を施すか、あるいは、A1変態点以下の温度で再加熱して温間加工を施しても良い。800℃以下での加工は、好ましくは20％以上とする事が好ましい。なお、加工法としては、例えば、冷間鍛造、冷間しごき、転造加工、ショット等が挙げられる。800℃以下で加工を施すことにより、高周波焼入れ前のベイナイトあるいはマルテンサイト組織が微細化し、結果として高周波焼入れ後に得られる硬化層における旧オーステナイト粒径が小さいものとなる。これにより、疲労強度がより向上する。
【実施例１】
【００５１】
本発明の機械構造用部品として、自動車のドライブシャフト、アウトプットシャフト、インプットシャフトを模擬したシャフトを製造した。すなわち、表１に示す成分組成になる鋼素材を、転炉により溶製し、連続鋳造により鋳片とした。鋳片サイズは 300×400mm であった。この鋳片を、ブレークダウン工程を経て150 mm角ビレットに圧延した後、表２に示す熱間加工条件に従って棒鋼に圧延した。圧延後の冷却は表２に示す条件とした。
【００５２】
ついで、この棒鋼を所定の長さに切断後、表面切削加工と一部冷間での引き抜き加工を加え径を調整すると同時に、スプライン部の転造加工を施して、図１に示す寸法・形状になるスプライン部２を有するシャフト１を作製した。このシャフトに、周波数：15 kHzの高周波焼入れ装置を用いて、表２に示す条件下で焼入れを行った後、加熱炉を用いて 170℃×30分の条件で焼もどしを行い、その後ねじり疲労強度について調査した。
【００５３】
なお、ねじり疲労強度は、シャフトのねじり疲労試験において破断繰り返し数が１×105 回の時のトルク値（Ｎ・ｍ）で評価した。ねじり疲労試験は、油圧式疲労試験機を用い、図２に示すように、スプライン部２ａ，２ｂをそれぞれ円盤状のつかみ具３ａ，３ｂに組み込み、つかみ具３ａ，３ｂとの間に周波数：１〜２Hzで繰り返しねじりトルクを負荷することにより行った。
【００５４】
また、同じシャフトについて、その硬化層を、ピクリン酸を主成分とした腐食液（水：500ｇに対しピクリン酸：50ｇを溶解させたピクリン酸水溶液に、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム：11ｇ、塩化第１鉄：１ｇおよびシュウ酸：1.5ｇを添加したもの）にてエッチング後、その組織を光学顕微鏡を用いて400〜1000倍で、各試料５視野観察し、画像処理装置により平均旧オーステナイト粒径を測定した。さらに、EBSPを用いて、上述のように旧オーステナイト粒界およびパケット粒界でのマルテンサイトの方位差を測定し、方位差15°以上の粒界長さの割合を求めた。
【００５５】
さらに、同じシャフトについて、耐焼割れ性についても調査した。
この耐焼割れ性は、高周波焼入れ後のスプライン部のＣ断面５ヶ所を切断・研磨し、光学顕微鏡（倍率：100 〜200 倍）で観察した時の焼割れ発生個数で評価した。
得られた結果を表２に併記する。
【００５６】
【表１】
2005314756.tif 000002
【００５７】
【表２−１】
2005314756.tif 000003
【表２−２】
2005314756.tif 000004
【００５８】
表２から明らかなように、旧オーステナイト粒の平均粒径が12μm以下で、さらに、マルテンサイト相の方位差が15°以上である旧オーステナイト粒界とパケット粒界の合計長さが、全旧オーステナイト粒界と全パケット粒界（但し、方位差５°以上のもの）の合計長さに対して、90％以上である、焼入れ組織を有するシャフトはいずれも、高いねじり疲労強度および焼割れ個数：０という優れた耐焼割れ性を得ることができた。
【００５９】
これに対し、平均旧オーステナイト粒径：12μm超あるいは15°以上の粒界長さの割合：90％未満である焼入れ組織を有するシャフトはいずれも疲労強度が低い。
【実施例２】
【００６０】
本発明の機械構造用部品として、図３に示すクランクシャフトを製造した。すなわち、このクランクシャフト４は、シリンダーへのジャーナル部５、ピストン用コネクティングロッドの軸受け部であるクランクピン部６、クランクウェブ部７およびカウンタウェイト部８をそなえていて、特にジャーナル部５およびクランクピン部６には高周波焼入れを施して、その疲労強度の向上を図っている。
【００６１】
表１に示す成分組成になる鋼素材を、転炉により溶製し、連続鋳造により鋳片とした。鋳片サイズは 300×400mm であった。この鋳片を、熱間圧延により90mmφの棒鋼に圧延した。ついで、この棒鋼を所定の長さに切断後、700〜1100℃の温度範囲で曲げから仕上げまでの各熱間鍛造を行い、さらにバリ取りを行ってクランクシャフト形状に成形後、表３に示す速度で冷却した。
ついで、図４に示すクランクシャフトの断面図のように、クランクシャフトのクランクピン部およびジャーナル部の表面に、それぞれ表３に示す条件で高周波焼入れを行って焼入れ組織層９を形成させたのち、加熱炉を用いて 170℃、30分の焼戻しを行い、さらに仕上げ加工を施して、製品とした。
【００６２】
かくして得られたクランクシャフトの曲げ疲労寿命について調べた結果を、表３に示す。
ここに、クランクシャフトの曲げ疲労寿命は、次のようにして評価した。
図５に示すように、クランクシャフトのクランクピン部にコネクティングロッドを取り付け、クランクシャフトの端部は固定した状態で、各コネクティングロッドに一定の繰り返し荷重（5000Ｎ）を負荷する耐久試験を行い、その時のピン部またはジャーナル部が破損するまでの繰り返し数によって、曲げ疲労寿命を評価した。
【００６３】
また、同じクランクシャフトについて、硬化層の平均旧オーステナイト粒径、および方位差15°以上の粒界長さの割合を、実施例１と同様の手法にて求めた。
これらの結果も表３に併記する。
【００６４】
【表３−１】
2005314756.tif 000005
【表３−２】
2005314756.tif 000006
【００６５】
表３から明らかなように、旧オーステナイト粒の平均粒径が12μm以下で、さらに、マルテンサイト相の方位差が15°以上である旧オーステナイト粒界とパケット粒界の合計長さが、全旧オーステナイト粒界と全パケット粒界（但し、方位差５°以上のもの）の合計長さに対して、90％以上である、焼入れ組織を有するクランクシャフトはいずれも、破損までの繰り返し数が８×106 回以上という優れた曲げ疲労寿命を得ることができた。
【００６６】
これに対し、平均旧オーステナイト粒径：12μm超あるいは15°以上の粒界長さの割合：90％未満である比較例では、曲げ疲労強度が劣っている。
【実施例３】
【００６７】
本発明の機械構造用部品として、図６に示す、ドライブシャフト１０からの動力を車輪のハブ１１に伝えるために介在させる、等速ジョイント１２を製造した。
この等速ジョイント１２は、外輪１３および内輪１４の組み合わせになる。すなわち、外輪１３のマウス部１３ａの内面に形成したボール軌道溝に嵌めるボール１５を介して、マウス部１３ａの内側に内輪１４を揺動可能に固定してなり、この内輪１４にドライブシャフト１０を連結する一方、外輪１３のステム部１３ｂをハブ１１に例えばスプライン結合させることによって、ドライブシャフト１０からの動力を車輪のハブ１１に伝えるものである。
【００６８】
表１に示す成分組成になる鋼素材を、転炉により溶製し、連続鋳造により鋳片とした。鋳片サイズは 300×400mm であった。この鋳片を、ブレークダウン工程を経て150 mm角ビレットに圧延したのち、50mmφの棒鋼に圧延した。
【００６９】
ついで、この棒鋼を所定長さに切断後、700℃以上の温度で表４または表５に示す条件にて熱間鍛造を行い、等速ジョイント外輪のマウス部（外径：60mm）およびステム部（直径：20mm）を一体に成形し、次いで切削または冷間鍛造によって等速ジョイント外輪のマウス部内面のボールの軌条溝などの成形を行うとともに、切削加工または転造加工によって等速ジョイント外輪のステム部にスプライン軸とする成形を行った。熱間鋳造後の冷却は表４または表５に示す条件とした。
【００７０】
そして、図７または図８に示すように、この等速ジョイント外輪１３のマウス部１３ａの内周面またはステム部１３ｂの外周面に、周波数：15ｋHzの高周波焼入れ装置を用いて、焼入れを行い焼入れ組織層１６を形成した後、加熱炉を用いて 180℃×２ｈの条件で焼もどしを行って製品とした。ここで、焼き入れ条件は表４または表５に示す条件とした。かくして得られた等速ジョイント外輪は、そのマウス部にボール（鋼球）を介して、ドライブシャフトを連結した内輪を装着するとともに、ステム部をハブに嵌合させることによって、等速ジョイントユニットとした (図６参照)。なお、ボール、内輪およびハブの仕様は下記の通りである。
記
ボール：高炭素クロム軸受鋼SUJ 2 の焼入れ焼戻し鋼
内輪：クロムSCr の浸炭焼入れ焼もどし鋼
ハブ：機械構造用炭素鋼
【００７１】
次に、この等速ジョイントユニットを用いて、ドライブシャフトの回転運動を等速ジョイントの内輪そして外輪を経てハブに伝える動力伝達系において、マウス部の内周面に高周波焼入れを施したものについては転動疲労強度に関する耐久試験を、ステム部の外周面に高周波焼入れを施したものについては、ねじり疲労強度に関する耐久試験を行った。
【００７２】
転動疲労試験は、トルク：900 N ・m 、作動角（外輪の軸線とドライブシャフト軸線とがなす角度）：20°および回転数：300rpmの条件下で動力伝達を行い、マウス部の内周部分が転動疲労破壊するまでの時間を転動疲労強度として評価した。
さらに、この動力伝達系において、ねじり疲労強度に関する耐久試験を実施した。ここでのねじり疲労試験は、等速ジョイントユニットの作動角（外輪の軸線とドライブシャフト軸線とのなす角度）：０°とし、最大トルク：4900N・mのねじり疲労試験横を用いて、ハブとドライブシャフトとの間にねじり力を負荷するようにし、ステム部の最大トルクを変化させることで両振りで応力条件を変えて行い、１×105回の寿命となる応力をねじり疲労強度として評価した。
なお、ねじり疲労試験にあたっては、等速ジョイント外輪のねじり疲労を評価するため、ハブ、ドライブシャフトの強度が十分大きくなるように、ハブ、ドライブシャフト形状、寸法を調整した。
同様に、転動疲労試験に当たっても、等速ジョイト内輪および鋼球等の寸法、形状を、耐久試験時に等速ジョント外輪内周面が最弱部になるように設定した。
【００７３】
また、同じ条件で作製した等速ジョイント外輪について、硬化層の平均旧オーステナイト粒径、および方位差15°以上の粒界長さの割合を、実施例１と同様の手法にて求めた。
表４および表５には、これらの結果も併記する。
【００７４】
【表４−１】
2005314756.tif 000007
【表４−２】
2005314756.tif 000008
【００７５】
【表５−１】
2005314756.tif 000009
【表５−２】
2005314756.tif 000010
【００７６】
表４および表５から明らかなように、旧オーステナイト粒の平均粒径が12μm以下で、さらに、マルテンサイト相の方位差が15°以上である旧オーステナイト粒界とパケット粒界の合計長さが、全旧オーステナイト粒界と全パケット粒界（但し、方位差５°以上のもの）の合計長さに対して、90％以上である、焼入れ組織を有する等速ジョイント外輪はいずれも、優れた転動疲労特性およびねじり疲労強度を得ることができた。
【００７７】
これに対し、平均旧オーステナイト粒径：12μm超あるいは15°以上の粒界長さの割合：90％未満である場合、転動疲労特性、ねじり疲労特性ともに悪い。
【実施例４】
【００７８】
本発明の機械構造用部品として、図９に示す、ドライブシャフト１０からの動力を車輪のハブ１１に伝えるために介在させる、等速ジョイント１２を製造した。
この等速ジョイント１２は、外輪１３および内輪１４の組み合わせになる。すなわち、外輪１３のマウス部１３ａの内面に形成したボール軌道溝に嵌めるボール１５を介して、マウス部１３ａの内側に内輪１４を揺動可能に固定してなり、この内輪１４にドライブシャフト１０を連結する一方、外輪１３のステム部１３ｂをハブ１１に例えばスプライン結合させることによって、ドライブシャフト１０からの動力を車輪のハブ１１に伝えるものである。
【００７９】
表１に示す成分組成になる鋼素材を、転炉により溶製し、連続鋳造により鋳片とした。鋳片サイズは 300×400mm であった。この鋳片を、ブレークダウン工程を経て150 mm角ビレットに圧延したのち、40mmφの棒鋼に圧延した。
【００８０】
ついで、この棒鋼を所定長さに切断後、熱間鍛造によって等速ジョイント内輪（外径：45mmおよび内径：20mm）を成形し、次いで切削加工または転造加工によって嵌合面にスプライン結合のための条溝を形成した。また、切削加工または冷間鍛造によって、ホールの転動面を形成した。熱間鍛造後の冷却は表６または表７に示す条件とした。
【００８１】
図１０または図１１に示すように、この等速ジョイント内輪のドライブシャフトとの嵌合面１４ｂまたは等速ジョイント外輪との間に介在するボールの転動面１４ａに、周波数：15Hzの高周波焼入れ装置を用いて、表６または表７に示す条件下で焼入れを行って焼入れ組織層１６とした後、加熱炉を用いて 180℃×２ｈの条件で焼もどしを行って製品とした。かくして得られた等速ジョイント内輪は、その嵌合面にドライブシャフトを嵌合するとともに、等速ジョイント外輪のマウス部にボール（鋼球）を介して装着し、一方等速ジョイント外輪のステム部にハブを嵌合することによって、等速ジョイントユニットとした（図９参照）。なお、ボール、外輪、ドライブシャフトおよびハブの仕様は下記の通りである。
記
ボール：高炭素クロム軸受鋼SUJ2の焼入れ焼戻し鋼
外輪：機械構造用炭素鋼の高周波焼入れ焼戻し鋼
ハブ：機械構造用炭素鋼の高周波焼入れ焼戻し鋼
ドライブシャフト：機械構造用炭素鋼の高周波焼入れ焼戻し鋼
【００８２】
次に、この等速ジョイントユニットを用いて、ドライブシャフトの回転運動を等速ジョイントの内輪そして内輪を経てハブに伝える動力伝達系において、ドライブシャフトとの嵌合面に高周波焼入れを施したものについては、ドライブシャフトの嵌合部のすべり転動疲労強度に関する耐久試験を、ボールの転動面に高周波焼入れを施したものについては、ボールの転動面の転動疲労強度に関する耐久試験を行った。
【００８３】
ここで、すべり転動疲労試験は、最大トルク：4900 N・m のねじり疲労試験機を用いて、等速ジョイントユニットのハブとドライブシャフトとの間に、最大トルク700N・m の条件下で周波数2Hz の両振りで繰り返しねじり力を負荷し、等速ジョイント内輪のスプライン部（ドライブシャフトとの嵌合面）にすべり転動による破損が起こるまでの時間を、すべり転動疲労強度として評価した。
【００８４】
転動疲労試験は、トルク：900 N ・m 、作動角（内輪の軸線とドライブシャフト軸線とがなす角度）：20°および回転数：300rpmの条件下で動力伝達を行い、等速ジョイント内輪の転動面にはく離が生じるまでの時間を転動疲労強度として評価した。なお、ここでドライブシャフト、等速ジョイント外輪等の寸法、形状は、耐久試験時に等速ジョイント内輪が最弱部となるように設定した。
【００８５】
また、同じ条件で作製した等速ジョイント内輪について、硬化層の平均旧オーステナイト粒径、および方位差15°以上の粒界長さの割合を、実施例１と同様の手法にて求めた。
表６および表７には、これらの結果も併記する。
【００８６】
【表６−１】
2005314756.tif 000011
【表６−２】
2005314756.tif 000012
【００８７】
【表７−１】
2005314756.tif 000013
【表７−２】
2005314756.tif 000014
【００８８】
表６および表７から明らかなように、旧オーステナイト粒の平均粒径が12μm以下で、さらに、マルテンサイト相の方位差が15°以上である旧オーステナイト粒界とパケット粒界の合計長さが、全旧オーステナイト粒界と全パケット粒界（但し、方位差５°以上のもの）の合計長さに対して、90％以上である、焼入れ組織を有する等速ジョイント内輪はいずれも、優れた疲労特性を得ることができた。
【００８９】
これに対し、平均旧オーステナイト粒径：12μm超あるいは15°以上の粒界長さの割合：90％未満である場合、疲労特性は悪い。
【実施例５】
【００９０】
本発明の機械構造用部品として、図１２に示す、自動車の車輪のハブを製造した。
この自動車の車輪のハブ１７は、軸受けの内輪を兼ねる軸部１８を有し、その外周面において外輪２０との間に挿入したボール２１を介して軸受けを構成している。なお、図１２中の符号１９はハブの軸部１８と外輪２０との間にボール２１を保持するためのスペーサである。この図１２に示したところにおいて、ハブの軸受けをなすボールが転動する外周面（転動面）２２では転動疲労寿命の向上が要求される。
【００９１】
表１に示す成分組成になる鋼素材を、転炉により溶製し、連続鋳造により鋳片とした。鋳片サイズは 300×400mm であった。この鋳片を、ブレークダウン工程を経て150 mm角ビレットに圧延したのち、24mmφの棒鋼に圧延した。ついで、この棒鋼を所定の長さに切断後、熱間鍛造によってハブ形状に成形後、表８に示す速度で冷却した。ついで、切削あるいは冷間鋳造によりハブ軸部の軸受けボールが転動する外周面を仕上げ加工した。
ついで、ハブ軸部の軸受けボールが転動する外周面について、表８に示す条件で高周波焼入れを行って焼入れ組織層を形成したのち、加熱炉を用いて 170℃、30分の焼戻しを行い、さらに仕上げ加工を施して、製品とした。
【００９２】
かくして得られたハブの転動疲労寿命について調べた結果を表８に示す。
ハブの転動疲労寿命は、次のようにして評価した。
ハブの軸部の外周面に軸受けボールを配置すると共に、外輪を装着し、ハブを固定した状態で、図１２に示すように、ハブ外輪２０に一定の荷重（900 Ｎ）を付加した状態でハブ外輪２０を一定の回転速度（300 rpm）で回転させる耐久試験を行って、高周波焼入れ組織層２２が転動疲労破壊するまでの時間を転動疲労寿命として評価した。
そして、この転動疲労寿命は、表８中No.24 の従来例（本発明外の熱間加工、高周波焼入れ条件を適用したもの）の転動疲労寿命を１とした時の相対比で表わした。
なお、ここで、他の外輪、鋼球等の寸法・形状は、耐久試験時にハブの軸部転動面が最弱部になるように設定した。
【００９３】
また、同じハブについて、その焼入れ組織を硬化層の平均旧オーステナイト粒径、および方位差15°以上の粒界長さの割合を、実施例１と同様の手法にて求めた。
これらの結果も表８に併記する。
【００９４】
【表８−１】
2005314756.tif 000015
【表８−２】
2005314756.tif 000016
【００９５】
表８から明らかなように、旧オーステナイト粒の平均粒径が12μm以下で、さらに、マルテンサイト相の方位差が15°以上である旧オーステナイト粒界とパケット粒界の合計長さが、全旧オーステナイト粒界と全パケット粒界（但し、方位差５°以上のもの）の合計長さに対して、90％以上である焼入れ組織を有するハブはいずれも、従来例に比べて８倍以上の優れた転動疲労寿命を得ることができた。
【００９６】
これに対し、平均旧オーステナイト粒径：12μm超あるいは15°以上の粒界長さの割合：90％未満である比較例は転動疲労寿命が短い。
【実施例６】
【００９７】
本発明の機械構造用部品として、実施例５と同様に、図１３に示すハブを製造した。すなわち、表１に示す成分組成になる鋼素材を、転炉により溶製し、連続鋳造により鋳片とした。鋳片サイズは 300×400mm であった。この鋳片を、ブレークダウン工程を経て150 mm角ビレットに圧延したのち、24mmφの棒鋼に圧延した。ついで、この棒鋼を所定の長さに切断後、熱間鍛造によってハブ形状に成形後、表９に示す速度で冷却した。ついで、ハブ軸部に、等速ジョイントの軸部と嵌合するためのスプライン加工を、切削加工あるいは転造加工により設けた。
ついで、ハブ軸部の、等速ジョイントの軸部と嵌合する周面（図１３中の嵌合部２３）について、表９に示す条件で高周波焼入れを行って焼入れ組織層を形成したのち、加熱炉を用いて 170℃、30分の焼戻しを行い、さらに仕上げ加工を施して、製品とした。
【００９８】
かくして得られたハブの等速ジョイントの軸部と嵌合する周面のすべり転動疲労寿命について調べた結果を、表９に示す。
ハブのすべり転動疲労寿命は、次のようにして評価した。
すべり転動疲労寿命
図１４に示すように、ハブの軸部の内周面に等速ジョイントの軸部２４を嵌合し、ハブを固定した状態で等速ジョイントの軸部を両振りで繰り返しねじり力を負荷した（最大トルク：700 Ｎ、２サイクル／秒）時のハブスプライン部ですべり転動疲労による破損が起こるまでの繰り返し数で疲労寿命を評価した。
そして、このすべり転動疲労寿命は、表９中No.24 の従来例（本発明外の熱間加工、高周波焼入れ条件を適用したもの）のすべり転動疲労寿命を１とした時の相対比で表わした。
【００９９】
また、同じハブについて、硬化層の平均旧オーステナイト粒径、および方位差15°以上の粒界長さの割合を、実施例１と同様の手法にて求めた。
これらの結果も表９に併記する。
【０１００】
【表９−１】
2005314756.tif 000017
【表９−２】
2005314756.tif 000018
【０１０１】
表９から明らかなように、旧オーステナイト粒の平均粒径が12μm以下で、さらに、マルテンサイト相の方位差が15°以上である旧オーステナイト粒界とパケット粒界の合計長さが、全旧オーステナイト粒界と全パケット粒界（但し、方位差５°以上のもの）の合計長さに対して、90％以上である、焼入れ組織を有するハブはいずれも、従来例に比べて５〜13倍という優れたすべり転動疲労寿命を得ることができた。
【０１０２】
これに対し、平均旧オーステナイト粒径：12μm超あるいは15°以上の粒界長さの割合：90％未満である比較例はすべり転動疲労寿命が短い。
【実施例７】
【０１０３】
本発明の機械構造用部品として、図１５に示す、ギア１を製造した。
すなわち、図１４に示す代表的なギア２５は、その周面に多数の歯２６を刻んで成る。そして、本発明に従うギアでは、図１６に示すように、多数の歯２６とこれら歯２６相互間の歯底２７との表層部分に、高周波焼入れによる焼入れ組織層２８を有するものである。なお、図示例では、歯２６および歯底２７の表層部分に焼入れ組織層２８を形成したが、その他の部分、例えば各種駆動軸が差し込まれる軸穴２９の内周面に焼入れ組織層を設けることも可能である。
【０１０４】
表１に示す成分組成になる鋼素材を、転炉により溶製し、連続鋳造により鋳片とした。鋳片サイズは 300×400mm であった。この鋳片を、ブレークダウン工程を経て150 mm角ビレットに圧延したのち、表１０に示す条件の熱間加工条件として90mmφの棒鋼に圧延した。圧延後の冷却は表１０に示す条件とした。
【０１０５】
ついで、この棒鋼から、下記のギアを切削加工により作製した。
記
小径ギア：外径75mm、モジュール2.5 、歯数28、基準ピッチ円直径70mm
大径ギア：外径85mm、モジュール2.5 、歯数32、基準ピッチ円直径80mm
【０１０６】
このギアに、周波数：200kHzの高周波焼入れ装置を用いて、表１０に示す条件下で焼入れを行った後、加熱炉を用いて 180℃×２ｈの条件で焼もどしを行い、その後ギア実体疲労試験を行った。
ギア実体疲労試験は、小径および大径のギアを噛み合わせて、回転速度3000rpm および負荷トルク245  N・m の条件で回転させ、いずれかのギアが破損するまでのトルク負荷回数で評価した。
得られた結果を表１０に併記する。
【０１０７】
また、同じ条件で作製したギアについて、硬化層の平均旧オーステナイト粒径、および方位差15°以上の粒界長さの割合を、実施例１と同様の手法にて求めた。
表１０には、これらの結果も併記する。
【０１０８】
【表１０−１】
2005314756.tif 000019
【表１０−２】
2005314756.tif 000020
【０１０９】
表１０から明らかなように、旧オーステナイト粒の平均粒径が12μm以下で、さらに、マルテンサイト相の方位差が15°以上である旧オーステナイト粒界とパケット粒界の合計長さが、全旧オーステナイト粒界と全パケット粒界（但し、方位差５°以上のもの）の合計長さに対して、90％以上である、焼入れ組織を有するギアはいずれも、優れた疲労特性を得ることができた。
【０１１０】
これに対し、平均旧オーステナイト粒径：12μm超あるいは15°以上の粒界長さの割合：90％未満である焼入れ組織を有するギアは疲労特性が悪い。
【図面の簡単な説明】
【０１１１】
【図１】代表的なシャフトの正面図である。
【図２】シャフトのねじり疲労試験における試験要領を示す図である。
【図３】クランクシャフトの模式図である。
【図４】クランクシャフトの高周波焼入れ位置を示した図である。
【図５】耐久試験の概要を示した図である。
【図６】等速ジョイントの部分断面図である。
【図７】等速ジョイント外輪における焼入れ組織層を示す断面図である。
【図８】等速ジョイント外輪における焼入れ組織層を示す断面図である。
【図９】等速ジョイントの部分断面図である。
【図１０】等速ジョイント内輪における焼入れ組織層を示す断面図である。
【図１１】等速ジョイント内輪における焼入れ組織層を示す断面図である。
【図１２】ハブおよびハブ軸受けユニットを示した図である。
【図１３】ハブおよびハブ軸受けユニットを示した図である。
【図１４】すべり転動疲労試験の概略を示した図である。
【図１５】ギアの斜視図である。
【図１６】ギアの歯および歯底における表面硬化層を示す断面図である。
【符号の説明】
【０１１２】
１  シャフト
２  スプライン部
３  つかみ具
４  クランクシャフト
５  ジャーナル部
６  クランクピン
７  クランクウェブ部
８  カウンタウェイト部
９  焼入れ組織層
１０  ドライブシャフト
１１  ハブ
１２  等速ジョイント
１３  外輪
１３ａ  マウス部
１３ｂ  ステム部
１４  内輪
１５  ボール
１６  焼入れ組織層
１７  ハブ
１８  ハブの軸部
１９  スペーサ
２０  ハブの外輪
２１  ボール
２２  転動面
２３  嵌合部
２４  等速ジョイントの軸部
２５  ギア
２６  歯
２７  歯底
２８  表面硬化層
２９  軸穴
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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【図１３】
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【図１４】
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【図１５】
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【図１６】
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