JP4645593B2 - 機械構造用部品およびその製造方法 - Google Patents
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Description
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。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。
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。
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。
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を分散させることで、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）。
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を分散させることで、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）。
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。
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。
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応えることができなかった。
特開２０００−１５４８１９号公報（特許請求の範囲、段落〔０００８〕） 特開平８−５３７１４号公報（特許請求の範囲）
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応えることができなかった。
本発明は、高周波焼入れ後に従来よりも疲労強度を一層向上させることのできる機械構造用部品およびその製造方法を提供することを目的とする。
発明者等は、高周波焼入れにより鋼材の疲労強度を効果的に向上させるべく鋭意検討を行った。特に、疲労強度の代表例としてねじり疲労強度に着目し、詳細な検討を行ったところ、以下の知見を得るに到った。
（ｉ）高周波焼入れによる硬化層の粒内強度、すなわち硬さを上昇させることで、疲労強度は向上するが、硬さをビッカース硬さＨｖ７５０以上まで上昇させると、破壊が粒内破壊から旧オーステナイト粒界での破壊に移行するため、それ以上硬さを上昇させても疲労強度は向上しない。
（ｉ）高周波焼入れによる硬化層の粒内強度、すなわち硬さを上昇させることで、疲労強度は向上するが、硬さをビッカース硬さＨｖ７５０以上まで上昇させると、破壊が粒内破壊から旧オーステナイト粒界での破壊に移行するため、それ以上硬さを上昇させても疲労強度は向上しない。
（ｉｉ）高周波焼入れによる硬化層の旧オーステナイト粒径を微細化することにより、旧オーステナイト粒界の強度を向上でき、平均旧オーステナイト粒径を７μｍ以下とすることにより、硬さがＨｖ７５０以上であっても、硬さの上昇に応じて疲労強度の上昇も達成できる。
（ｉｉｉ）硬化層の硬さをＨｖ７５０以上とするには、素材におけるＣ、Ｓｉ、Ｐのうちの１種または２種以上の含有量を上昇させることが有効であり、また高周波焼入れによる硬化層の旧オーステナイト粒径を微細化するには、素材にＭｏ、Ｂ、Ｔｉを含有させるとともに、高周波焼入れ前組織を、冷間加工による加工歪みが導入された微細ベイナイトまたはマルテンサイトとし、さらに、高周波焼入れの際に、急速加熱とし、加熱温度を低くし、さらに、８００℃以上での滞留時間を短くすることが有効である。
（ｉｖ）また、別の高強度化の手段として高周波焼入れ後に通常は焼戻しを行うが、これを省略することにより粒内強度を上昇させることも可能である。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．少なくとも一部分に高周波焼入れによる硬化層を有し、該硬化層は、硬さがＨｖ７５０以上、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が硬化層の全厚にわたり７μｍ以下であり、
Ｃ：0.3〜1.5mass％、
Si：0.05〜3.0mass％、
Mn：0.2〜2.0mass％、
Al：0.25mass％以下、
Ti：0.005〜0.1mass％、
Mo：0.05〜0.6mass％、
Ｂ：0.0003〜0.006mass％、
Ｓ：0.1mass％以下および
Ｐ：0.10mass％以下
を含有し、かつ下記式(1)〜(3)のいずれか少なくとも一式を満足し、残部はＦｅおよび不可避的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。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．少なくとも一部分に高周波焼入れによる硬化層を有し、該硬化層は、硬さがＨｖ７５０以上、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が硬化層の全厚にわたり７μｍ以下であり、
Ｃ：0.3〜1.5mass％、
Si：0.05〜3.0mass％、
Mn：0.2〜2.0mass％、
Al：0.25mass％以下、
Ti：0.005〜0.1mass％、
Mo：0.05〜0.6mass％、
Ｂ：0.0003〜0.006mass％、
Ｓ：0.1mass％以下および
Ｐ：0.10mass％以下
を含有し、かつ下記式(1)〜(3)のいずれか少なくとも一式を満足し、残部はＦｅおよび不可避的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。
２．前記成分組成中Alの含有量が、
Al：0.005〜0.25mass％
であることを特徴とする上記１に記載の機械構造用部品。
３．前記成分組成として、さらに
Cr：2.5mass％以下、
Cu：1.0mass％以下、
Ni：3.5mass％以下、
Co：1.0mass％以下、
Nb：0.1mass％以下、
Ｖ：0.5mass％以下、
Ta：0.5mass％以下、
Hf：0.5mass％以下および
Sb：0.015mass％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上記１または２に記載の機械構造用部品。
Al：0.005〜0.25mass％
であることを特徴とする上記１に記載の機械構造用部品。
３．前記成分組成として、さらに
Cr：2.5mass％以下、
Cu：1.0mass％以下、
Ni：3.5mass％以下、
Co：1.0mass％以下、
Nb：0.1mass％以下、
Ｖ：0.5mass％以下、
Ta：0.5mass％以下、
Hf：0.5mass％以下および
Sb：0.015mass％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上記１または２に記載の機械構造用部品。
４．前記成分組成として、さらに
Ｗ：1.0mass％以下、
Ca：0.005mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Te：0.1mass％以下、
Se：0.1mass％以下、
Bi：0.5mass％以下、
Pb：0.5mass％以下、
Zr：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上記１ないし３のいずれかに記載の機械構造用部品。
Ｗ：1.0mass％以下、
Ca：0.005mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Te：0.1mass％以下、
Se：0.1mass％以下、
Bi：0.5mass％以下、
Pb：0.5mass％以下、
Zr：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上記１ないし３のいずれかに記載の機械構造用部品。
５．少なくとも一部分に高周波焼入れによる硬化層を有し、該硬化層は、硬さがＨｖ７５０以上、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が硬化層の全厚にわたり７μｍ以下であり、
Ｃ：0.3〜1.5mass％、
Si：0.05〜3.0mass％、
Mn：0.2〜2.0mass％、
Al：0.25mass％以下、
Ti：0.005〜0.1mass％、
Mo：0.05〜0.6mass％、
Ｂ：0.0003〜0.006mass％、
Ｓ：0.1mass％以下および
Ｐ：0.10mass％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、かつ前記硬化層は焼戻し処理が施されていないことを特徴とする機械構造用部品。
６．前記成分組成中Alの含有量が、
Al：0.005〜0.25mass％
であることを特徴とする上記５に記載の機械構造用部品。
Ｃ：0.3〜1.5mass％、
Si：0.05〜3.0mass％、
Mn：0.2〜2.0mass％、
Al：0.25mass％以下、
Ti：0.005〜0.1mass％、
Mo：0.05〜0.6mass％、
Ｂ：0.0003〜0.006mass％、
Ｓ：0.1mass％以下および
Ｐ：0.10mass％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、かつ前記硬化層は焼戻し処理が施されていないことを特徴とする機械構造用部品。
６．前記成分組成中Alの含有量が、
Al：0.005〜0.25mass％
であることを特徴とする上記５に記載の機械構造用部品。
７．前記成分組成として、さらに
Cr：2.5mass％以下、
Cu：1.0mass％以下、
Ni：3.5mass％以下、
Co：1.0mass％以下、
Nb：0.1mass％以下、
Ｖ：0.5mass％以下、
Ta：0.5mass％以下、
Hf：0.5mass％以下および
Sb：0.015mass％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上記５または６に記載の機械構造用部品。
Cr：2.5mass％以下、
Cu：1.0mass％以下、
Ni：3.5mass％以下、
Co：1.0mass％以下、
Nb：0.1mass％以下、
Ｖ：0.5mass％以下、
Ta：0.5mass％以下、
Hf：0.5mass％以下および
Sb：0.015mass％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上記５または６に記載の機械構造用部品。
８．前記成分組成として、さらに
Ｗ：1.0mass％以下、
Ca：0.005mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Te：0.1mass％以下、
Se：0.1mass％以下、
Bi：0.5mass％以下、
Pb：0.5mass％以下、
Zr：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上記５ないし７のいずれかに記載の機械構造用部品。
Ｗ：1.0mass％以下、
Ca：0.005mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Te：0.1mass％以下、
Se：0.1mass％以下、
Bi：0.5mass％以下、
Pb：0.5mass％以下、
Zr：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上記５ないし７のいずれかに記載の機械構造用部品。
９．１μｍ３当たり500個以上で分散したMo系析出物を有し、該Mo系析出物の平均粒径が20ｎｍ以下であることを特徴とする上記１ないし８のいずれかに記載の機械構造用部品。
１０．Ｃ：0.3〜1.5mass％、
Si：0.05〜3.0mass％、
Mn：0.2〜2.0mass％、
Al：0.25mass％以下、
Ti：0.005〜0.1mass％、
Mo：0.05〜0.6mass％、
Ｂ：0.0003〜0.006mass％、
Ｓ：0.1mass％以下および
Ｐ：0.10mass％以下
を含有し、かつ下記式(1)〜(3)のいずれか少なくとも一式を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の成分組成になる素材の少なくとも一部分に高周波焼入れを少なくとも１回は施して機械構造用部品を製造するに当り、
前記素材の高周波焼入れ前の鋼組織におけるベイナイト組織およびマルテンサイト組織のいずれか一方または両方の合計を１０体積％以上に調整し、
前記高周波焼入れの到達温度を１０００℃以下とすることを特徴とする機械構造用部品の製造方法。
記
Ｃ＞0.7mass％ …(1)
Si＞1.1mass％ …(2)
Ｐ＞0.02mass％ …(3)
１１．前記成分組成中Alの含有量を、
Al：0.005〜0.25mass％
とすることを特徴とする上記１０に記載の機械構造用部品の製造方法。
Si：0.05〜3.0mass％、
Mn：0.2〜2.0mass％、
Al：0.25mass％以下、
Ti：0.005〜0.1mass％、
Mo：0.05〜0.6mass％、
Ｂ：0.0003〜0.006mass％、
Ｓ：0.1mass％以下および
Ｐ：0.10mass％以下
を含有し、かつ下記式(1)〜(3)のいずれか少なくとも一式を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の成分組成になる素材の少なくとも一部分に高周波焼入れを少なくとも１回は施して機械構造用部品を製造するに当り、
前記素材の高周波焼入れ前の鋼組織におけるベイナイト組織およびマルテンサイト組織のいずれか一方または両方の合計を１０体積％以上に調整し、
前記高周波焼入れの到達温度を１０００℃以下とすることを特徴とする機械構造用部品の製造方法。
記
Ｃ＞0.7mass％ …(1)
Si＞1.1mass％ …(2)
Ｐ＞0.02mass％ …(3)
１１．前記成分組成中Alの含有量を、
Al：0.005〜0.25mass％
とすることを特徴とする上記１０に記載の機械構造用部品の製造方法。
１２．前記成分組成として、さらに
Cr：2.5mass％以下、
Cu：1.0mass％以下、
Ni：3.5mass％以下、
Co：1.0mass％以下、
Nb：0.1mass％以下、
Ｖ：0.5mass％以下、
Ta：0.5mass％以下、
Hf：0.5mass％以下および
Sb：0.015mass％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上記１０または１１に記載の機械構造用部品の製造方法。
Cr：2.5mass％以下、
Cu：1.0mass％以下、
Ni：3.5mass％以下、
Co：1.0mass％以下、
Nb：0.1mass％以下、
Ｖ：0.5mass％以下、
Ta：0.5mass％以下、
Hf：0.5mass％以下および
Sb：0.015mass％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上記１０または１１に記載の機械構造用部品の製造方法。
１３．前記成分組成として、さらに
Ｗ：1.0mass％以下、
Ca：0.005mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Te：0.1mass％以下、
Se：0.1mass％以下、
Bi：0.5mass％以下、
Pb：0.5mass％以下、
Zr：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上記１０ないし１２のいずれかに記載の機械構造用部品の製造方法。
Ｗ：1.0mass％以下、
Ca：0.005mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Te：0.1mass％以下、
Se：0.1mass％以下、
Bi：0.5mass％以下、
Pb：0.5mass％以下、
Zr：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上記１０ないし１２のいずれかに記載の機械構造用部品の製造方法。
本発明によれば、ねじり疲労特性および転動疲労特性を典型とする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効を奏する。
［図１］Ｍｏ添加鋼とＭｏ無添加鋼について、高周波焼入れ時の加熱温度が硬化層の旧オーステナイト粒径に及ぼす影響を示したグラフである。
［図２］γ粒を超微細化するのに有効な微細析出物（Ｍｏ系析出物）の透過型電子顕微鏡写真である。
［図３］Ｍｏ添加鋼とＭｏ無添加鋼について、平均旧オーステナイト粒径とねじり疲労強度との関係を示すグラフである。
［図４］焼戻しの有無について、平均旧オーステナイト粒径とねじり疲労強度との関係を示すグラフである。
［図５］等速ジョイントの部分断面図である。
［図６］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２］γ粒を超微細化するのに有効な微細析出物（Ｍｏ系析出物）の透過型電子顕微鏡写真である。
［図３］Ｍｏ添加鋼とＭｏ無添加鋼について、平均旧オーステナイト粒径とねじり疲労強度との関係を示すグラフである。
［図４］焼戻しの有無について、平均旧オーステナイト粒径とねじり疲労強度との関係を示すグラフである。
［図５］等速ジョイントの部分断面図である。
［図６］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。
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、この硬化層は、硬さがＨｖ７５０以上、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が硬化層の全厚にわたり７μｍ以下であることが肝要である。
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、この硬化層は、硬さがＨｖ７５０以上、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が硬化層の全厚にわたり７μｍ以下であることが肝要である。
以下に、この知見を得るに到った研究結果について説明する。
［硬化層の旧オーステナイト粒径］
高周波焼入れによる硬化層の平均旧オーステナイト粒径が７μｍを超えると、後述するように硬化層の硬さをＨｖ７５０以上に上昇させて粒内強度を向上させたとしても、疲労破壊が旧オーステナイト粒界を起点として発生してしまう。よって、硬化層の旧オーステナイト粒径は７μｍ以下に、好ましくは６μｍ以下に、より好ましくは５μｍ以下に、さらに好ましくは３μｍ以下にする必要がある。この理由は、粒界強度は粒径を微細化するにつれて顕著に強くなるためである。従来は粒内の強度を上昇させても、粒界強度は上昇せず、粒界強度律速となってそれ以上の高強度化は望めなかった。しかし、粒径を微細化することにより粒界強度は飛躍的に上昇するため、さらなる高強度化が望めるようになるのである。
［硬化層の旧オーステナイト粒径］
高周波焼入れによる硬化層の平均旧オーステナイト粒径が７μｍを超えると、後述するように硬化層の硬さをＨｖ７５０以上に上昇させて粒内強度を向上させたとしても、疲労破壊が旧オーステナイト粒界を起点として発生してしまう。よって、硬化層の旧オーステナイト粒径は７μｍ以下に、好ましくは６μｍ以下に、より好ましくは５μｍ以下に、さらに好ましくは３μｍ以下にする必要がある。この理由は、粒界強度は粒径を微細化するにつれて顕著に強くなるためである。従来は粒内の強度を上昇させても、粒界強度は上昇せず、粒界強度律速となってそれ以上の高強度化は望めなかった。しかし、粒径を微細化することにより粒界強度は飛躍的に上昇するため、さらなる高強度化が望めるようになるのである。
ここで、高周波焼入れ部の平均旧オーステナイト粒径は、次のようにして測定した。
高周波焼入れ後の硬化層の最表層は面積率で１００％のマルテンサイト組織を有する。そして、硬化層の表面から内部にいくに従い、ある厚みまでは１００％マルテンサイト組織の領域が続くが、その後は急激にマルテンサイト組織の面積率が減少する。本発明では、高周波焼入れ部の表面からマルテンサイト組織の面積率を９８％に減少するまでの領域を硬化層とし、その表面から平均の深さを硬化層厚さとした。
そして、硬化層について、表面から厚み全体の１／５の位置、１／２の位置および４／５位置における平均の旧オーステナイト粒径を測定し、いずれの位置においても平均の旧オーステナイト粒径が７μｍである場合に、旧オーステナイト粒の平均粒径が硬化層の全厚にわたり７μｍ以下であるとした。
高周波焼入れ後の硬化層の最表層は面積率で１００％のマルテンサイト組織を有する。そして、硬化層の表面から内部にいくに従い、ある厚みまでは１００％マルテンサイト組織の領域が続くが、その後は急激にマルテンサイト組織の面積率が減少する。本発明では、高周波焼入れ部の表面からマルテンサイト組織の面積率を９８％に減少するまでの領域を硬化層とし、その表面から平均の深さを硬化層厚さとした。
そして、硬化層について、表面から厚み全体の１／５の位置、１／２の位置および４／５位置における平均の旧オーステナイト粒径を測定し、いずれの位置においても平均の旧オーステナイト粒径が７μｍである場合に、旧オーステナイト粒の平均粒径が硬化層の全厚にわたり７μｍ以下であるとした。
なお、旧オーステナイト粒の平均粒径は、硬化層の断面を、水５００ｇにピクリン酸５０ｇを溶解後、ドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウム１１ｇ、塩化第一鉄１ｇ、シュウ酸１．５ｇを添加した腐食液で腐食後、光学顕微鏡により、４００倍（１視野の面積：０．２５ｍｍ×０．２２５ｍｍ）から１０００倍（１視野の面積：０．１０ｍｍ×０．０９ｍｍ）の倍率で各位置毎に５視野観察し、画像解析装置により測定した。
ちなみに、転動疲労のように極表層付近の組織のみに依存するような場合には、硬化層の厚みが１ｍｍ程度でもそれなりの効果は得られるが、ねじり疲労強度の場合には、硬化層の厚みを２ｍｍ以上にすることが好ましい。より好ましくは２．５ｍｍ以上、さらに好ましくは３ｍｍ以上である。
ちなみに、転動疲労のように極表層付近の組織のみに依存するような場合には、硬化層の厚みが１ｍｍ程度でもそれなりの効果は得られるが、ねじり疲労強度の場合には、硬化層の厚みを２ｍｍ以上にすることが好ましい。より好ましくは２．５ｍｍ以上、さらに好ましくは３ｍｍ以上である。
［硬化層のビッカース硬さ］
硬化層のビッカース硬さＨｖが７５０未満である場合には、硬化層の粒内強度が弱いため、旧オーステナイト粒を微細化したとしても、それに見合う疲労強度の向上は期待できない。すなわち、上記したようにオーステナイト粒を微細化し粒界強度を上昇させても、粒内強度を上昇させなければ粒内の破壊が律速段階となり静的強度および疲労強度の上昇は望めない。よって、本発明では、硬化層のビッカース硬さ（粒内の強度に対応）Ｈｖは７５０以上とする必要がある。なお、硬化層のビッカース硬さＨｖの上限値は特に規定しないが、９００超では添加元素量も多くなるため、母材の被削性、冷間鍛造性および耐焼き割れ性が低下するため、９００以下であることが好ましい。
硬化層のビッカース硬さＨｖが７５０未満である場合には、硬化層の粒内強度が弱いため、旧オーステナイト粒を微細化したとしても、それに見合う疲労強度の向上は期待できない。すなわち、上記したようにオーステナイト粒を微細化し粒界強度を上昇させても、粒内強度を上昇させなければ粒内の破壊が律速段階となり静的強度および疲労強度の上昇は望めない。よって、本発明では、硬化層のビッカース硬さ（粒内の強度に対応）Ｈｖは７５０以上とする必要がある。なお、硬化層のビッカース硬さＨｖの上限値は特に規定しないが、９００超では添加元素量も多くなるため、母材の被削性、冷間鍛造性および耐焼き割れ性が低下するため、９００以下であることが好ましい。
ここで、ビッカース硬さは、硬化層厚みの表面から１／５の位置に９８Ｎ（１０ｋｇｆ）で５点打点した平均とする。
［成分組成］
次に、上述の旧オーステナイト粒径およびビッカース硬さを有する硬化層の粒内強度をより上昇させるために好適な成分組成について説明する。
Ｃ：０．３〜１．５ｍａｓｓ％
Ｃは、高周波焼入れ性へ最も大きな影響を与える元素であり、硬化層の粒内強度を上昇させ、また高周波焼入れ部をより厚くして疲労強度の向上に寄与する。しかしながら、その量が０．３ｍａｓｓ％未満では必要とされるねじり疲労強度を確保するためには硬化層を飛躍的に厚くしなければならず、その結果、焼割れの発生が顕著となったり、後述するベイナイト組織を得ることが困難となる。一方、１．５ｍａｓｓ％を超えると、切削性、冷間鍛造性および耐焼割れ性の確保に対して不利となる。したがって、Ｃ量は、０．３〜１．５ｍａｓｓ％であることが好ましい。
次に、上述の旧オーステナイト粒径およびビッカース硬さを有する硬化層の粒内強度をより上昇させるために好適な成分組成について説明する。
Ｃ：０．３〜１．５ｍａｓｓ％
Ｃは、高周波焼入れ性へ最も大きな影響を与える元素であり、硬化層の粒内強度を上昇させ、また高周波焼入れ部をより厚くして疲労強度の向上に寄与する。しかしながら、その量が０．３ｍａｓｓ％未満では必要とされるねじり疲労強度を確保するためには硬化層を飛躍的に厚くしなければならず、その結果、焼割れの発生が顕著となったり、後述するベイナイト組織を得ることが困難となる。一方、１．５ｍａｓｓ％を超えると、切削性、冷間鍛造性および耐焼割れ性の確保に対して不利となる。したがって、Ｃ量は、０．３〜１．５ｍａｓｓ％であることが好ましい。
Ｓｉ：０．０５〜３．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、硬化層の粒内強度を上昇させ、疲労強度の向上に寄与する。さらに、後述するベイナイト組織を得る上でも有用な元素であり、この意味からは０．０５ｍａｓｓ％以上含有することが好ましい。しかし、３ｍａｓｓ％を超えると、フェライトを固溶硬化して切削性や冷間鍛造性を確保することが難しくなるので、３ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
Ｓｉは、硬化層の粒内強度を上昇させ、疲労強度の向上に寄与する。さらに、後述するベイナイト組織を得る上でも有用な元素であり、この意味からは０．０５ｍａｓｓ％以上含有することが好ましい。しかし、３ｍａｓｓ％を超えると、フェライトを固溶硬化して切削性や冷間鍛造性を確保することが難しくなるので、３ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
Ｍｎ：０．２〜２．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、高周波焼入れ性を向上させ、硬化層の厚みを確保する上で不可欠の元素である。しかしながら、その量が０．２ｍａｓｓ％未満ではその効果が乏しい。したがって、Ｍｎ量は、０．２ｍａｓｓ％以上、さらには、０．３ｍａｓｓ％以上とすることが好ましい。一方、２．０ｍａｓｓ％を超えると焼入れ後に残留オーステナイトが増加し、表層部の硬度が低下を招きやすくなる。よって、Ｍｎは２．０ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。なお、Ｍｎ量が多すぎると、被削性に不利となる傾向があるので、１．２ｍａｓｓ％以下にすることがより好ましく、１．０ｍａｓｓ％以下にすることがさらに好ましい。
Ｍｎは、高周波焼入れ性を向上させ、硬化層の厚みを確保する上で不可欠の元素である。しかしながら、その量が０．２ｍａｓｓ％未満ではその効果が乏しい。したがって、Ｍｎ量は、０．２ｍａｓｓ％以上、さらには、０．３ｍａｓｓ％以上とすることが好ましい。一方、２．０ｍａｓｓ％を超えると焼入れ後に残留オーステナイトが増加し、表層部の硬度が低下を招きやすくなる。よって、Ｍｎは２．０ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。なお、Ｍｎ量が多すぎると、被削性に不利となる傾向があるので、１．２ｍａｓｓ％以下にすることがより好ましく、１．０ｍａｓｓ％以下にすることがさらに好ましい。
Ａｌ：０．００５〜０．２５ｍａｓｓ％
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素である。また、高周波焼入れの加熱時におけるオーステナイトの粒成長を抑制し、高周波焼入れ部を細粒化する上でも有効な元素である。一方、０．２５ｍａｓｓ％を超えるとその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招く。したがって、Ａｌ量は、０．２５ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。なお、上記のＡｌの効果は、その量が０．００１ｍａｓｓ％未満であると発現しないため、０．００１ｍａｓｓ％以上とすることが、より好ましい。０．００５ｍａｓｓ％以上とすることが、さらに好ましい。
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素である。また、高周波焼入れの加熱時におけるオーステナイトの粒成長を抑制し、高周波焼入れ部を細粒化する上でも有効な元素である。一方、０．２５ｍａｓｓ％を超えるとその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招く。したがって、Ａｌ量は、０．２５ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。なお、上記のＡｌの効果は、その量が０．００１ｍａｓｓ％未満であると発現しないため、０．００１ｍａｓｓ％以上とすることが、より好ましい。０．００５ｍａｓｓ％以上とすることが、さらに好ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％
Ｔｉは鋼に不可避的不純物として混入するＮと結合することで、後述するＢがＢＮとなってその高周波焼入れ性を焼失するのを防止する効果を有する。そのために、その量を０．００５ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。一方、０．１ｍａｓｓ％を超えるとＴｉＮが多量に形成され、これが疲労破壊の起点となって疲労強度を低下させる傾向があるので、Ｔｉ量は０．００５〜０．１ｍａｓｓ％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０１〜０．０７ｍａｓｓ％である。さらに、固溶Ｎを確実にＴｉＮとして析出させ、Ｂの焼入れ性を効果的に発揮させるには、ＴｉとＮ量をＴｉ（ｍａｓｓ％）／Ｎ（ｍａｓｓ％）≧３．４２となるように制御することが好ましい。
Ｔｉは鋼に不可避的不純物として混入するＮと結合することで、後述するＢがＢＮとなってその高周波焼入れ性を焼失するのを防止する効果を有する。そのために、その量を０．００５ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。一方、０．１ｍａｓｓ％を超えるとＴｉＮが多量に形成され、これが疲労破壊の起点となって疲労強度を低下させる傾向があるので、Ｔｉ量は０．００５〜０．１ｍａｓｓ％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０１〜０．０７ｍａｓｓ％である。さらに、固溶Ｎを確実にＴｉＮとして析出させ、Ｂの焼入れ性を効果的に発揮させるには、ＴｉとＮ量をＴｉ（ｍａｓｓ％）／Ｎ（ｍａｓｓ％）≧３．４２となるように制御することが好ましい。
Ｍｏ：０．０５〜０．６ｍａｓｓ％
Ｍｏは、熱間加工後のベイナイト組織の生成を促進させることにより、高周波焼入れの加熱時のオーステナイトを微細化して硬化層を細粒化する作用を有する。また、高周波焼入れ加熱時におけるオーステナイトの粒成長を抑制して硬化層を細粒化する作用もある。特に、高周波焼入れの加熱温度を８００〜１０００℃、好ましくは８００〜９５０℃にすると、オーステナイトの粒成長を顕著に抑制できる。さらに、焼入れ性向上に有効な元素であるため、焼入れ性の調整にも用いられる。加えて炭化物の生成を抑制して粒界強度の低下を阻止する作用も有する。
Ｍｏは、熱間加工後のベイナイト組織の生成を促進させることにより、高周波焼入れの加熱時のオーステナイトを微細化して硬化層を細粒化する作用を有する。また、高周波焼入れ加熱時におけるオーステナイトの粒成長を抑制して硬化層を細粒化する作用もある。特に、高周波焼入れの加熱温度を８００〜１０００℃、好ましくは８００〜９５０℃にすると、オーステナイトの粒成長を顕著に抑制できる。さらに、焼入れ性向上に有効な元素であるため、焼入れ性の調整にも用いられる。加えて炭化物の生成を抑制して粒界強度の低下を阻止する作用も有する。
このように、Ｍｏは本発明の効果を得るためには、非常に有用な元素であるが、その量が０．０５ｍａｓｓ％以上だと硬化層の平均旧オーステナイト粒径を７μｍ以下とすることが容易となるので、０．０５ｍａｓｓ％以上であることが好ましい。一方、Ｍｏ量が０．６ｍａｓｓ％超であると、部品形状に成形するための熱間加工時の鋼材の硬さが著しく上昇し、加工性の低下を招く。したがって、Ｍｏ量は、０．０５〜０．６ｍａｓｓ％が好ましい。より好ましくは０．１〜０．６ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．３〜０．４ｍａｓｓ％である。
なお、発明者等の検討によれば、Ｍｏによる旧オーステナイト粒の微細化効果の可能性として、固溶原子による引き摺り効果（ソリュートドラッグ効果：Ｓｏｌｕｔｅ Ｄｒｕｇ Ｅｆｆｅｃｔ）やピンニング効果等が考えられている。両効果あるいはその他の効果がそれぞれどの程度効いているかは、現時点では必ずしも明確ではないが、少なくともピンニング効果が発現する場合があることを確認している。詳細は後述する。
Ｂ：０．０００３〜０．００６ｍａｓｓ％
Ｂは、高周波焼入れ前組織を後述するように、ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織を含有するものとし、ひいては硬化層の旧オーステナイト粒径を微細化する上で有用である。また、微量の添加によって高周波焼入れ性を向上させ、硬化層を厚くすることにより、疲労強度を向上させる効果もある。さらに、粒界に優先的に偏析して、粒界に偏析するＰの濃度を低減し、粒界強度を上昇させて疲労強度を向上させる作用もある。しかしながら、その量が０．０００３ｍａｓｓ％未満だとその効果に乏しい。一方、０．００６ｍａｓｓ％を超えるとその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招く。したがって、Ｂ量は、０．０００３〜０．００６ｍａｓｓ％が好ましい。より好ましくは０．０００５〜０．００４ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．００１５〜０．００３ｍａｓｓ％である。
Ｂは、高周波焼入れ前組織を後述するように、ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織を含有するものとし、ひいては硬化層の旧オーステナイト粒径を微細化する上で有用である。また、微量の添加によって高周波焼入れ性を向上させ、硬化層を厚くすることにより、疲労強度を向上させる効果もある。さらに、粒界に優先的に偏析して、粒界に偏析するＰの濃度を低減し、粒界強度を上昇させて疲労強度を向上させる作用もある。しかしながら、その量が０．０００３ｍａｓｓ％未満だとその効果に乏しい。一方、０．００６ｍａｓｓ％を超えるとその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招く。したがって、Ｂ量は、０．０００３〜０．００６ｍａｓｓ％が好ましい。より好ましくは０．０００５〜０．００４ｍａｓｓ％、さらに好ましくは０．００１５〜０．００３ｍａｓｓ％である。
Ｓ：０．１ｍａｓｓ％以下
Ｓは、ＭｎＳを形成し、鋼の切削性を向上させる元素であるが、０．１ｍａｓｓ％を超えると粒界に偏析して粒界強度を低下させる。したがって、Ｓ量は０．１ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０６ｍａｓｓ％以下である。
Ｓは、ＭｎＳを形成し、鋼の切削性を向上させる元素であるが、０．１ｍａｓｓ％を超えると粒界に偏析して粒界強度を低下させる。したがって、Ｓ量は０．１ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．０６ｍａｓｓ％以下である。
Ｐ：０．１０ｍａｓｓ％以下
Ｐは、硬化層の粒内強度を上昇させ、疲労強度の向上に寄与する。しかしながら、０．１０ｍａｓｓ％を超えると、粒界に偏析して粒界強度を低下させる。したがって、Ｐ量は０．１ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
Ｐは、硬化層の粒内強度を上昇させ、疲労強度の向上に寄与する。しかしながら、０．１０ｍａｓｓ％を超えると、粒界に偏析して粒界強度を低下させる。したがって、Ｐ量は０．１ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
上記元素以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物でよいが、但し、下記（１）〜（３）式のうち少なくともひとつを満足するように成分組成を調整することが、特に好適である。
記
Ｃ＞ ０．７ｍａｓｓ％ …（１）
Ｓｉ＞ １．１ｍａｓｓ％ …（２）
Ｐ＞ ０．０２ｍａｓｓ％ …（３）
上記式（１）〜（３）のいずれかを満たすことで、硬化層のビッカース硬さＨｖを７５０以上とし粒内強度を上昇させることができ、平均旧オーステナイト粒径を７μｍ以下と微細化することに伴う疲労強度向上効果が顕著に発現するようになる。
記
Ｃ＞ ０．７ｍａｓｓ％ …（１）
Ｓｉ＞ １．１ｍａｓｓ％ …（２）
Ｐ＞ ０．０２ｍａｓｓ％ …（３）
上記式（１）〜（３）のいずれかを満たすことで、硬化層のビッカース硬さＨｖを７５０以上とし粒内強度を上昇させることができ、平均旧オーステナイト粒径を７μｍ以下と微細化することに伴う疲労強度向上効果が顕著に発現するようになる。
なお、本発明においては、高周波焼入れ後に通常行われる焼戻し処理を省略することもできる。この場合は、焼戻し軟化が生じないため、上記式（１）（２）および（３）のいずれをも満たさずとも、上記成分組成範囲であればＨｖ７５０以上を満足できる。したがって、焼戻しを省略する場合には、上記（１）（２）および（３）のうちの少なくともひとつを満足する必要は必ずしもない。
以上の成分組成に加え、以下に示す元素のうちから選んだ１種または２種以上を含有させると、さらなる疲労強度の向上に効果的である。
Ｃｒ：２．５ｍａｓｓ％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ので添加してもよい。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、２．５ｍａｓｓ％までは許容できる。好ましくは１．５ｍａｓｓ％以下である。なお、焼入れ性の向上効果を発現させるためには、０．０３ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。
Ｃｒ：２．５ｍａｓｓ％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ので添加してもよい。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、２．５ｍａｓｓ％までは許容できる。好ましくは１．５ｍａｓｓ％以下である。なお、焼入れ性の向上効果を発現させるためには、０．０３ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。
Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％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。また、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１．０ｍａｓｓ％を超えると熱間加工時に割れが発生するため、１．０ｍａｓｓ％以下の添加とする。より好ましくは０．５ｍａｓｓ％以下である。なお、０．０３ｍａｓｓ％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ため、０．０３ｍａｓｓ％以上含有させることが望ましい。好ましくは０．１〜１．０ｍａｓｓ％である。
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。また、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１．０ｍａｓｓ％を超えると熱間加工時に割れが発生するため、１．０ｍａｓｓ％以下の添加とする。より好ましくは０．５ｍａｓｓ％以下である。なお、０．０３ｍａｓｓ％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ため、０．０３ｍａｓｓ％以上含有させることが望ましい。好ましくは０．１〜１．０ｍａｓｓ％である。
Ｎｉ：３．５ｍａｓｓ％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、３．５ｍａｓｓ％を超えて添加すると鋼材コストが上昇するため、３．５ｍａｓｓ％以下の添加とする。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ことから、０．０５ｍａｓｓ％以上含有させることが望ましい。好ましくは０．１〜１．０ｍａｓｓ％である。
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、３．５ｍａｓｓ％を超えて添加すると鋼材コストが上昇するため、３．５ｍａｓｓ％以下の添加とする。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ことから、０．０５ｍａｓｓ％以上含有させることが望ましい。好ましくは０．１〜１．０ｍａｓｓ％である。
Ｃｏ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｃｏは、炭化物の生成を抑制して、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元素である。しかしながら、Ｃｏは極めて高価な元素であり、１．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると鋼材コストが上昇するため、１．０ｍａｓｓ％以下の添加とする。なお、０．０１ｍａｓｓ％未満の添加では、粒界強度の低下抑制効果が小さいことから、０．０１ｍａｓｓ％以上添加することが望ましい。好ましくは０．０２〜０．５ｍａｓｓ％である。
Ｃｏは、炭化物の生成を抑制して、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元素である。しかしながら、Ｃｏは極めて高価な元素であり、１．０ｍａｓｓ％を超えて添加すると鋼材コストが上昇するため、１．０ｍａｓｓ％以下の添加とする。なお、０．０１ｍａｓｓ％未満の添加では、粒界強度の低下抑制効果が小さいことから、０．０１ｍａｓｓ％以上添加することが望ましい。好ましくは０．０２〜０．５ｍａｓｓ％である。
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、焼戻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、０．１ｍａｓｓ％を超えて含有させても効果は飽和するため、０．１ｍａｓｓ％を上限とする。なお、０．００５ｍａｓｓ％未満の添加では、析出強化作用および焼戻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。好ましくは０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％である。
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、焼戻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、０．１ｍａｓｓ％を超えて含有させても効果は飽和するため、０．１ｍａｓｓ％を上限とする。なお、０．００５ｍａｓｓ％未満の添加では、析出強化作用および焼戻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。好ましくは０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％である。
Ｖ：０．５ｍａｓｓ％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、焼戻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、０．５ｍａｓｓ％を超えて含有させてもその効果は飽和するため、０．５ｍａｓｓ％以下とする。なお、０．０１ｍａｓｓ％未満の添加では、疲労強度の向上効果が小さいため、０．０１ｍａｓｓ％以上添加することが望ましい。好ましくは０．０３〜０．３ｍａｓｓ％である。
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、焼戻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、０．５ｍａｓｓ％を超えて含有させてもその効果は飽和するため、０．５ｍａｓｓ％以下とする。なお、０．０１ｍａｓｓ％未満の添加では、疲労強度の向上効果が小さいため、０．０１ｍａｓｓ％以上添加することが望ましい。好ましくは０．０３〜０．３ｍａｓｓ％である。
Ｔａ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｔａは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、疲労強度、特に転動疲労の劣化を防止する効果があるため、添加してもよい。しかし、その含有量が０．５ｍａｓｓ％を超えて含有量を増加させても、それ以上の強度向上に寄与しないことから、０．５ｍａｓｓ％以下とする。なお、疲労強度の向上作用を発現させるためには、０．０２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましい。
Ｔａは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、疲労強度、特に転動疲労の劣化を防止する効果があるため、添加してもよい。しかし、その含有量が０．５ｍａｓｓ％を超えて含有量を増加させても、それ以上の強度向上に寄与しないことから、０．５ｍａｓｓ％以下とする。なお、疲労強度の向上作用を発現させるためには、０．０２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましい。
Ｈｆ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｈｆは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、疲労強度、特に転動疲労の劣化防止する効果があるため、添加してもよい。しかし、その含有量が０．５ｍａｓｓ％を超えて含有量を増加させても、それ以上強度向上に寄与しないことから、０．５ｍａｓｓ％以下とする。なお、疲労強度の向上作用を発現させるためには、０．０２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましい。
Ｈｆは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、疲労強度、特に転動疲労の劣化防止する効果があるため、添加してもよい。しかし、その含有量が０．５ｍａｓｓ％を超えて含有量を増加させても、それ以上強度向上に寄与しないことから、０．５ｍａｓｓ％以下とする。なお、疲労強度の向上作用を発現させるためには、０．０２ｍａｓｓ％以上とすることが好ましい。
Ｓｂ：０．０１５ｍａｓｓ％以下
Ｓｂは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、疲労強度、特に転動疲労の劣化防止する効果があるため、添加してもよい。しかし、その含有量が０．０１５ｍａｓｓ％を超えて含有量を増加させると靭性が劣化することから、０．０１５ｍａｓｓ％以下、好ましくは０．０１０ｍａｓｓ％以下とする。なお、疲労強度の向上作用を発現させるためには、０．００５ｍａｓｓ％以上とすることが好ましい。
Ｓｂは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、疲労強度、特に転動疲労の劣化防止する効果があるため、添加してもよい。しかし、その含有量が０．０１５ｍａｓｓ％を超えて含有量を増加させると靭性が劣化することから、０．０１５ｍａｓｓ％以下、好ましくは０．０１０ｍａｓｓ％以下とする。なお、疲労強度の向上作用を発現させるためには、０．００５ｍａｓｓ％以上とすることが好ましい。
さらに、鋼の被削性を向上させるために、以下に示す元素を含有させることが好ましい。
Ｗ：１．０ｍａｓｓ％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、１．０ｍａｓｓ％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。
Ｗ：１．０ｍａｓｓ％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、１．０ｍａｓｓ％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。
Ｃａ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｃａは、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ので必要に応じて添加することができる。しかしながら、０．００５ｍａｓｓ％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、０．００５ｍａｓｓ％以下とした。なお、０．０００１ｍａｓｓ％未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、０．０００１ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。
Ｃａは、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ので必要に応じて添加することができる。しかしながら、０．００５ｍａｓｓ％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、０．００５ｍａｓｓ％以下とした。なお、０．０００１ｍａｓｓ％未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、０．０００１ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。
Ｍｇ：０．００５ｍａｓｓ％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、０．００５ｍａｓｓ％以下とした。なお、０．０００１ｍａｓｓ％未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、０．０００１ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。
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、０．００５ｍａｓｓ％以下とした。なお、０．０００１ｍａｓｓ％未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、０．０００１ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。
Ｔｅ：０．１ｍａｓｓ％以下
Ｓｅ：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０．１ｍａｓｓ％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０．１ｍａｓｓ％以下で含有させるものとした。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。
Ｓｅ：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０．１ｍａｓｓ％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０．１ｍａｓｓ％以下で含有させるものとした。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。
Ｂｉ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｂｉは、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、０．５ｍａｓｓ％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、０．５ｍａｓｓ％以下とした。なお、０．０１ｍａｓｓ％未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、０．０１ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。
Ｂｉは、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、０．５ｍａｓｓ％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、０．５ｍａｓｓ％以下とした。なお、０．０１ｍａｓｓ％未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、０．０１ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。
Ｐｂ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｐｂは、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、０．５ｍａｓｓ％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、０．５ｍａｓｓ％以下とした。なお、０．０１ｍａｓｓ％未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、０．０１ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。
Ｐｂは、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、０．５ｍａｓｓ％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、０．５ｍａｓｓ％以下とした。なお、０．０１ｍａｓｓ％未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、０．０１ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。
Ｚｒ：０．０１ｍａｓｓ％以下
Ｚｒは、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、０．０１ｍａｓｓ％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、０．０１ｍａｓｓ％以下とした。なお、０．００３ｍａｓｓ％未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、０．００３ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。
Ｚｒは、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、０．０１ｍａｓｓ％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、０．０１ｍａｓｓ％以下とした。なお、０．００３ｍａｓｓ％未満では、含有されていても被削性改善効果が小さいので、０．００３ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。
ＲＥＭ：０．１ｍａｓｓ％以下
ＲＥＭは、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、ＲＥＭを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ものとした。なお、被削性の改善のためには、ＲＥＭは０．０００１ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。
ＲＥＭは、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、ＲＥＭを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ものとした。なお、被削性の改善のためには、ＲＥＭは０．０００１ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。
以上、好適成分組成範囲について説明したが、成分組成を上記の範囲に限定し、さらに、高周波焼入れ前の鋼組織を、以下に説明する組織とすることで上述した７μｍ以下の旧オーステナイト粒の平均粒径を得ることができる。
すなわち、母材の組織、すなわち焼入れ前の組織（高周波焼入れ後の硬化層以外の組織に相当）が、ベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織を有し、かつベイナイト組織およびマルテンサイト組織のいずれか一方または両方の合計が１０体積％以上とすることが好ましい。この理由は、ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織は、フェライト−パーライト組織に比べて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が微細化するため、焼入れ硬化層の粒径を微細化するのに有効に寄与するからである。そして、焼入れ硬化層の粒径の微細化により、粒界強度が上昇し、疲労強度が向上する。
ここに、ベイナイト組織およびマルテンサイト組織のいずれか一方または両方の合計を２０体積％以上とすることがより好ましい。
すなわち、母材の組織、すなわち焼入れ前の組織（高周波焼入れ後の硬化層以外の組織に相当）が、ベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織を有し、かつベイナイト組織およびマルテンサイト組織のいずれか一方または両方の合計が１０体積％以上とすることが好ましい。この理由は、ベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織は、フェライト−パーライト組織に比べて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が微細化するため、焼入れ硬化層の粒径を微細化するのに有効に寄与するからである。そして、焼入れ硬化層の粒径の微細化により、粒界強度が上昇し、疲労強度が向上する。
ここに、ベイナイト組織およびマルテンサイト組織のいずれか一方または両方の合計を２０体積％以上とすることがより好ましい。
また、ベイナイト組織およびマルテンサイト組織のいずれか一方または両方の合計の組織分率の上限は９０体積％程度とするのが好適である。というのは、これらの合計の組織分率が９０体積％を超えると焼入れによる硬化層の旧オーステナイト粒の微細化効果が飽和するだけでなく、被削性が急激に劣化するからである。
なお、焼入れ後の硬化層の粒径微細化に関しては、マルテンサイト組織もベイナイト組織と同程度の効果を有するが、工業的な観点からは、マルテンサイト組織に比べてベイナイト組織の方がより合金元素の添加量が少なくて済み、また被削性の点でも有利であり、さらに低冷却速度で生成させることが可能であるため、製造上有利である。
また、ベイナイトとマルテンサイトの体積分率の比はおおむねベイナイト：マルテンサイト＝１００：０〜４０：６０が好ましい。焼入れ前の組織は、高周波焼入れ後による硬化層のマルテンサイトの旧オーステナイト粒径微細化のためにはマルテンサイト組織が好適である。しかし、マルテンサイトは硬質であるため母相に多量に含まれると被削性が低下する。従って、ベイナイトとマルテンサイトの分率比はベイナイト：マルテンサイト＝１００：０〜４０：６０が好ましい。
次に、本発明の機械構造用部品の製造方法について説明する。
本発明の機械構造用部品は、上述した成分組成を有する鋼素材を棒鋼圧延や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とで製造できる。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。
本発明の機械構造用部品は、上述した成分組成を有する鋼素材を棒鋼圧延や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とで製造できる。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。
高周波焼入れ部の平均旧オーステナイト粒径を７μｍ以下とするには、次の方法がある。
熱間加工の際の８００〜１０００℃での総加工率を８０％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、焼入れ前の組織を均一微細なベイナイトおよび／またはマルテンサイト組織（組織分率１０体積％以上）とすることができる。すなわち、ベイナイト、マルテンサイトはフェライト−パーライト組織に比べて炭化物が微細に分散した組織であるため、高周波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／炭化物の界面の面積が増えて、生成したオーステナイトが微細化するのに有利である。このためには、ベイナイトおよびマルテンサイトの一方または両方の合計の組織分率は１０体積％以上が必要である。そして、７００〜５００℃の温度域の冷却速度が０．２℃／ｓ未満では、ベイナイトおよびマルテンサイトの一方または両方の合計の組織分率が１０体積％以上とすることができない。より好ましくは、冷却速度を０．５℃／ｓ以上とする。なお、ベイナイトとマルテンサイトの体積分率の比は上述のとおりおおむねベイナイト：マルテンサイト＝１００：０〜４０：６０が好ましい。
熱間加工の際の８００〜１０００℃での総加工率を８０％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、焼入れ前の組織を均一微細なベイナイトおよび／またはマルテンサイト組織（組織分率１０体積％以上）とすることができる。すなわち、ベイナイト、マルテンサイトはフェライト−パーライト組織に比べて炭化物が微細に分散した組織であるため、高周波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／炭化物の界面の面積が増えて、生成したオーステナイトが微細化するのに有利である。このためには、ベイナイトおよびマルテンサイトの一方または両方の合計の組織分率は１０体積％以上が必要である。そして、７００〜５００℃の温度域の冷却速度が０．２℃／ｓ未満では、ベイナイトおよびマルテンサイトの一方または両方の合計の組織分率が１０体積％以上とすることができない。より好ましくは、冷却速度を０．５℃／ｓ以上とする。なお、ベイナイトとマルテンサイトの体積分率の比は上述のとおりおおむねベイナイト：マルテンサイト＝１００：０〜４０：６０が好ましい。
さらに、高周波焼入れ前に、８００℃未満の温度域で２０％以上の加工（以下、第２加工工程という）を施すことによって、高周波焼入れ前のベイナイトおよび／またはマルテンサイト組織をさらに微細にでき、高周波焼入れ後の旧オーステナイト粒のさらなる微細化が達成できるため、第２加工工程を付け加えることが好ましい。８００℃未満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℃未満での加工は、３０％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℃未満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の平均粒径がより微細なものとなる結果、疲労強度がより向上する。
以上説明した、加工および冷却による焼入前組織の調整に合わせて、さらに以下の高周波焼入条件が伴って初めて平均粒径が７μｍ以下の旧オーステナイト粒が得られる。
まず、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３００℃／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、疲労強度の低下を招く。すなわち、最終的に得られる硬化層の旧オーステナイト粒径は、焼入れ加熱時にオーステナイト域でいかに粒成長を防止するかが重要となる。前組織を上述のように微細なベイナイトあるいはマルテンサイトを有する組織としておくことによって、オーステナイトへの逆変態の核生成サイトは多数あるので、多数生成したオーステナイト粒が成長しないうちに冷却を開始すれば、焼入れ組織の平均旧オーステナイト粒径を微細化できる。オーステナイト粒の成長は高温であればあるほど、またオーステナイト域における保持時間が長ければ長いほど進行するので、粒成長を防止して、最終的に平均粒径が７μｍ以下の旧オーステナイト粒を得るためには、加熱時の到達温度は１０００℃以下、６００〜８００℃の昇温速度は３００℃／ｓ以上とする。
まず、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３００℃／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、疲労強度の低下を招く。すなわち、最終的に得られる硬化層の旧オーステナイト粒径は、焼入れ加熱時にオーステナイト域でいかに粒成長を防止するかが重要となる。前組織を上述のように微細なベイナイトあるいはマルテンサイトを有する組織としておくことによって、オーステナイトへの逆変態の核生成サイトは多数あるので、多数生成したオーステナイト粒が成長しないうちに冷却を開始すれば、焼入れ組織の平均旧オーステナイト粒径を微細化できる。オーステナイト粒の成長は高温であればあるほど、またオーステナイト域における保持時間が長ければ長いほど進行するので、粒成長を防止して、最終的に平均粒径が７μｍ以下の旧オーステナイト粒を得るためには、加熱時の到達温度は１０００℃以下、６００〜８００℃の昇温速度は３００℃／ｓ以上とする。
なお、加熱時の到達温度は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粒成長して、最終の旧オーステナイト粒径が７μｍ超にまで大きくなる傾向にあるので、８００℃以上の滞留時間は５秒以下とすることが好ましい。より好ましい加熱時間は３秒以下である。
なお、上記の効果は、Ｍｏを本発明範囲で含有させた鋼において、より顕著に発現する。すなわち、図１に、Ｍｏ添加鋼とＭｏ無添加鋼について、高周波焼入れ時の加熱温度と硬化層の旧オーステナイト粒径との関係について調べた結果を示す。
ここで、図１に示した結果は以下のようにして得られたものである。
すなわち、次のａ鋼、ｂ鋼、ｃ鋼、ｄ鋼およびｅ鋼に示す成分組成の鋼素材を１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、１５０ｍｍ角に熱間鍛造後、ダミービレットを製造し、８５０℃で８０％の熱間加工を行った後、７００℃〜５００℃の温度範囲を０．７℃／ｓで冷却し、棒鋼圧延材を製造した。さらに、一部の棒鋼には、第２加工工程として、前記冷却の後に冷間で２０％の加工を施した。
ここで、図１に示した結果は以下のようにして得られたものである。
すなわち、次のａ鋼、ｂ鋼、ｃ鋼、ｄ鋼およびｅ鋼に示す成分組成の鋼素材を１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、１５０ｍｍ角に熱間鍛造後、ダミービレットを製造し、８５０℃で８０％の熱間加工を行った後、７００℃〜５００℃の温度範囲を０．７℃／ｓで冷却し、棒鋼圧延材を製造した。さらに、一部の棒鋼には、第２加工工程として、前記冷却の後に冷間で２０％の加工を施した。
（ａ鋼）Ｃ：０．８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．７８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２４ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１７ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００１３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４３ｍａｓｓ％、Ｏ：０．００１５ｍａｓｓ％、残部Ｆｅおよび不可避不純物。
（ｂ鋼）Ｃ：０．５３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．７４ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２４ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３９ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．３７ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１８ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００１３ｍａｓｓ％、残部Ｆｅおよび不可避不純物。
（ｃ鋼）Ｃ：０．９ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．７８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２４ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．３７ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１７ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００１３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４３ｍａｓｓ％、残部Ｆｅおよび不可避不純物。
（ｄ鋼）Ｃ：０．４２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．７８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２４ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．３７ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１７ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００１３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４３ｍａｓｓ％、残部Ｆｅおよび不可避不純物。
（ｅ鋼）Ｃ：０．４２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．７８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２４ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．３７ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１７ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００１３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４３ｍａｓｓ％、残部Ｆｅおよび不可避不純物。
（ｂ鋼）Ｃ：０．５３ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．７４ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２４ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３９ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．３７ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１８ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００１３ｍａｓｓ％、残部Ｆｅおよび不可避不純物。
（ｃ鋼）Ｃ：０．９ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．１ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．７８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２４ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．３７ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１７ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００１３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４３ｍａｓｓ％、残部Ｆｅおよび不可避不純物。
（ｄ鋼）Ｃ：０．４２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．７８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１１ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２４ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．３７ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１７ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００１３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４３ｍａｓｓ％、残部Ｆｅおよび不可避不純物。
（ｅ鋼）Ｃ：０．４２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．７８ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０１９ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．０２４ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．３７ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０１７ｍａｓｓ％、Ｂ：０．００１３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００４３ｍａｓｓ％、残部Ｆｅおよび不可避不純物。
得られた棒鋼から、ねじり疲労試験片を採取し、周波数：１０〜２００ｋＨｚ、加熱温度８７０〜１０５０℃として高周波焼入れを施し、さらに加熱炉を用いて１７０℃×３０分の条件で焼戻しを行い供試材とした。高周波焼入れ条件は、昇温速度を３００℃／ｓ以上、８００℃以上での滞留時間は１秒以下となるように調整した。
かくして得られた供試材について、ねじり疲労試験はφ１８ｍｍの段付きねじり試験片により１０５回で破断する応力を求めた。また、高周波焼入れによる硬化層の平均旧オーステナイト粒径を前述の方法により測定した。さらに、硬化層の表面から全厚の１／５の位置におけるビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さは９８Ｎ（１０ｋｇｆ）で５点打点し、その平均値を採用した。
かくして得られた供試材について、ねじり疲労試験はφ１８ｍｍの段付きねじり試験片により１０５回で破断する応力を求めた。また、高周波焼入れによる硬化層の平均旧オーステナイト粒径を前述の方法により測定した。さらに、硬化層の表面から全厚の１／５の位置におけるビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さは９８Ｎ（１０ｋｇｆ）で５点打点し、その平均値を採用した。
図１に示したとおり、Ｍｏ添加鋼およびＭｏ無添加鋼のいずれにおいても、高周波焼入れ時の加熱温度を低下させることで硬化層の旧オーステナイト粒径を小さくできるが、Ｍｏ添加鋼においては、加熱時の到達温度を１０００℃以下好ましくは９５０℃以下とすることにより、特に顕著に硬化層粒径の微細化が達成される。
この現象が生じる理由は、明確にはわかっていないが、上記したＭｏおよびＴｉを含む炭窒化物との関係で以下のように推定することができる。すなわち、Ｍｏ添加鋼では、前述のＭｏ系微細炭窒化物が析出して強力なピンニング力によりオーステナイト粒を微細化するため、Ｍｏ無添加鋼に対して微細になると考えられる。しかし、たとえ短時間の高周波焼入れであっても、加熱温度が１０００℃を大きく超えると微細な（Ｍｏ，Ｔｉ）２（Ｃ，Ｎ）は溶解してしまい、ピンニングの効果が薄れてしまうと考えられる。
なお、図１から、Ｍｏ添加鋼において、第２加工工程（冷間加工）を追加した場合のほうが、より旧オーステナイト粒径を微細化できることがわかる。
さらに発明者等は、Ｍｏを含有させた鋼において、高周波焼入れによる硬化層の平均旧オーステナイト粒をより微細化し疲労強度を向上できるのは、微細なＭｏ系析出物が高密度に分散していて、前述したピンニング効果が大きくなるのではないかと推定した。
そこで、上記ａ鋼を溶製して圧延後、８５０℃で８０％、７５０℃で２５％の鍛造を行い空冷（空冷時冷却速度０．８℃／ｓ）した。そして、高周波焼入れ前の素材から透過電子顕微鏡観察用の試料を採取し、微細析出物の状況について観察を実施した。透過電子顕微鏡観察用の試料は、素材中央部より平板試料を採取し、過塩素酸−メタノール系の電解液を用いた電解研磨により薄膜化して準備した。観察領域が薄すぎると析出粒子の脱落頻度が高まり、厚すぎると析出粒子認識が困難になるため、観察領域の厚みが５０〜１００ｎｍの範囲となるようにした。なお、試料厚みは電子エネルギー損失スペクトルから見積もった。
図２に実際に得られた透過電子顕微鏡像の一例を示す。この視野の試料厚み約０．１μｍを考慮すると、直径５〜１０ｎｍ程度の微細な析出物が１μｍ３当たり約３０００個の高密度で分散していることが判明した。
高周波焼入れ時、オーステナイトはベイナイトあるいはマルテンサイトの粒界、パケット境界、炭化物などから核生成し、粒成長する。上記した微細な析出物はオーステナイト粒界面が析出物に到達しその向こう側へ行くときに、風船（粒界面）を指（析出物）で押し込んだときのように粒界面の移動を抑制する。このような界面移動抑制をピンニングという。ピンニング力は全析出量が一定であれば析出物が小さいほど大きく、また析出物径が一定であれば析出物の量が多いほど強くなる。
高周波焼入れ時、オーステナイトはベイナイトあるいはマルテンサイトの粒界、パケット境界、炭化物などから核生成し、粒成長する。上記した微細な析出物はオーステナイト粒界面が析出物に到達しその向こう側へ行くときに、風船（粒界面）を指（析出物）で押し込んだときのように粒界面の移動を抑制する。このような界面移動抑制をピンニングという。ピンニング力は全析出量が一定であれば析出物が小さいほど大きく、また析出物径が一定であれば析出物の量が多いほど強くなる。
本発明における高周波加熱時には、図２に示すような微細析出物によってピンニングが生じ、平均旧オーステナイト粒径の微細化がより促進されていると推定される。さらに、図２に例示した微細析出物は、１０００℃以下の高周波焼入れ処理後材においても存在することを確認しており、高温短時間熱処理に対して溶解しにくいことが高周波焼入れ時のオーステナイト粒成長抑制に有効に作用しているものと考えられる。
次に、発明者らは、高周波加熱処理時の旧オーステナイト粒の平均粒径に及ぼす析出分散状態の影響を見るため、Ｍｏの析出体積率を変動させたモデル計算を実施した。すなわち、Ｍｏの他の析出相への固溶が微量であることを仮定すると、Ｍｏ系微細析出物の析出体積率：ｆと平均粒子径：ｄとが決まれば、均一分散析出の場合の１μｍ３当たりのＭｏ系微細析出物数（析出密度）が試算される。旧オーステナイト粒平均径が微細析出のピンニングによって支配されるならば、そのサイズは析出密度に反比例する。そこで、図２における析出物の粒径及びその密度が旧オーステナイト粒平均径２μｍを達成することを考慮し、ピンニング効果を発現する粒径及び析出物密度を検討した。その結果、旧オーステナイト粒平均径の制御に直接的に効果のある１μｍ３当たりの析出物数は析出物の体積率によって変動するものの、例えば、体積率が０．２〜０．４％程度の場合に、十分なピンニング効果を発現させ、旧オーステナイト粒の微細化を実現できる好適範囲は以下の通りであることがわかった。
すなわち、旧オーステナイト粒のより一層の微細化を達成するには、直径２０ｎｍ以下の微細析出粒子を５００個以上確保することが好ましい。さらには、直径１５ｎｍ以下の微細析出粒子を１０００個以上確保すること、より好適には直径１２ｎｍ以下の析出粒子を２０００個以上確保することが望ましい。
次いで、この析出物を母材から抽出して、残渣をＸ線回折法により同定したところ、主としてｈｃｐ型の（Ｍｏ，Ｔｉ）２（Ｃ，Ｎ）であると推定された。さらに、透過電子顕微鏡に付属のＥＤＸ分析の結果から、ＭｏとＴｉの原子比は約８：２であり、Ｍｏが主成分であることも判明した。なお、ここでいう析出物には完全な（Ｍｏ，Ｔｉ）２（Ｃ，Ｎ）の化学量論組成から外れたものも含まれる。何れにしてもＭｏとＴｉを含んだ複合炭窒化物と考えられる。
さて、（Ｍｏ，Ｔｉ）２（Ｃ，Ｎ）析出物はＣｕなどの析出物と異なり、比較的硬いことが知られており、粒界面通過を阻止する能力が高いと考えられる。また、成分構成比はＭｏがＴｉに対して圧倒的に多いことおよびＭｏが拡散しにくい元素であることを勘案すれば、このような（Ｍｏ，Ｔｉ）２（Ｃ，Ｎ）は（Ｍｏ，Ｔｉ）２（Ｃ，Ｎ）の析出温度である６００〜７００℃程度の温度範囲に短時間保持しても、急速に大きくなるとは考えられない。従って、（Ｍｏ，Ｔｉ）２（Ｃ，Ｎ）の析出量を増加し分布密度を高めるために、後述のベイナイトおよびマルテンサイトの組織分率を得られる範囲で、この温度範囲で短時間の等温保持することにより、既に析出している（Ｍｏ，Ｔｉ）２（Ｃ，Ｎ）の粗大化を最小限に抑制しつつ、新たな（Ｍｏ，Ｔｉ）２（Ｃ，Ｎ）の析出を期待できる。
また、図３には、硬化層の旧オーステナイト粒径とねじり疲労特性との関係を示す。同図から、Ｍｏ添加鋼では、旧オーステナイト粒径が７μｍ以下の領域においても粒径が小さくなるとともに、疲労特性が向上することがわかる。これに対し、Ｍｏ無添加鋼では、粒径が７μｍ以下になると、それ以上粒径を小さくしても疲労強度が向上していないことがわかる。これは、Ｍｏ無添加鋼では、Ｍｏ添加鋼に比較して硬化層の硬度が低いため、旧オーステナイト粒径が在る程度以上微細化してしまうと、疲労破壊が粒内破壊となり、旧オーステナイト粒径に影響されなくなるためと考えられる。
さらに、Ｍｏ添加鋼で、かつＣ、Ｓｉ、Ｐのいずれかの含有量を高めた場合（ｃ鋼、ｄ鋼、ｅ鋼）には、旧オーステナイト粒径が７μｍ以下の領域で、ねじり疲労強度の向上効果が大きいことがわかる。これは、Ｃ、ＳｉあるいはＰの量を増加させたことにより、硬化層の粒内強度が増加しているためと考えられる。そこで、硬化層のビッカース硬さを調査したところ、ａ鋼ではＨｖ７００、ｂ鋼ではＨｖ７４０、ｃ鋼ではＨｖ９０２、ｄ鋼ではＨｖ７７５、ｅ鋼ではＨｖ７６０であり硬化層の硬さがＨｖ７５０以上となると、旧オーステナイト粒の微細化による疲労強度向上効果が非常に大きくなるということが裏付けられた。
次に、発明者らは、以上の硬化層の硬さを上昇させることにより、旧オーステナイト粒径の微細化による疲労強度上昇代を大きくできるとの知見に基づき、Ｃ、Ｓｉ、Ｐのうちのいずれかの含有量を高めて粒内強度を上昇させなくとも、高周波焼入れ後の焼戻し処理を省略することによっても、粒内強度を上昇できるため、この焼戻し処理の省略によって疲労強度が上昇するのではないかと発想した。
そこで、上記のａ鋼およびｂ鋼に対して、上述のねじり疲労試験片の作製工程において、焼戻し処理を省略したものについても、同様にねじり疲労強度の調査を行った。ａ鋼およびｂ鋼の焼戻しを省略した場合のビッカース硬さは、それぞれ、Ｈｖ７４０、Ｈｖ７８０であった。
そこで、上記のａ鋼およびｂ鋼に対して、上述のねじり疲労試験片の作製工程において、焼戻し処理を省略したものについても、同様にねじり疲労強度の調査を行った。ａ鋼およびｂ鋼の焼戻しを省略した場合のビッカース硬さは、それぞれ、Ｈｖ７４０、Ｈｖ７８０であった。
図４に、焼戻し有の場合と焼戻し無の場合とを比較して、硬化層の旧オーステナイト粒径とねじり疲労特性との関係示す。図４から、焼戻しを省略することによっても疲労強度を向上できることがわかる。
このように、本発明では焼戻し処理を行わない方法も積極的に採用できる。一般の高強度鋼では、焼戻し処理を行わないと部品にわれが発生する場合がある。このため、高周波焼入れ後の焼戻し処理は通常行われる工程である。この割れは通常粒界破壊であり、粒界強度不足に起因している。ところが、本発明では旧オーステナイト粒の微細化により粒界強度が高いため、焼戻し処理を省略しても割れが発生しにくい。焼戻し処理の省略は焼戻しによる軟化抑止と焼戻し処理コストの低減に効果がある。
このように、本発明では焼戻し処理を行わない方法も積極的に採用できる。一般の高強度鋼では、焼戻し処理を行わないと部品にわれが発生する場合がある。このため、高周波焼入れ後の焼戻し処理は通常行われる工程である。この割れは通常粒界破壊であり、粒界強度不足に起因している。ところが、本発明では旧オーステナイト粒の微細化により粒界強度が高いため、焼戻し処理を省略しても割れが発生しにくい。焼戻し処理の省略は焼戻しによる軟化抑止と焼戻し処理コストの低減に効果がある。
表１に示す鋼を１００ｋｇ溶製し、これを１２００℃に加熱し表２に示す熱間加工条件および冷間加工条件により、ねじり疲労試験片に加工した。加工後のサンプルを、まず１０５０℃で高周波焼入れし、続いて表２に示す条件の高周波焼入れを行った。なお、試験Ｎｏ．１０は１０５０℃での高周波焼入れは行わなかった。また、試験Ｎｏ．２９および３０以外は、高周波焼入後に１６０℃×１ｈ．の焼戻しを行った。高周波焼入れ部の旧オーステナイト粒径および硬さは上述した方法と同様にして測定した。ねじり疲労試験は１８ｍｍφの段付きねじり試験片により１０５回で破断する応力を求めた。また、高周波焼入れ前組織を、光学顕微鏡を用いて観察し、組織の同定を行うとともに，ベイナイトおよびマルテンサイトの単独または合計の組織分率（体積％）を求めた。
以上の測定結果を、表２に併記するように、Ｎｏ．７および２５はＣ、ＳｉおよびＰのいずれもが低い比較例であり、これら比較例に対して発明例はねじり疲労強度がさらに向上していることがわかる。また、Ｎｏ．２６、２７および２８のように、Ｍｏ、ＢまたはＴｉが不足する場合には旧オーステナイト粒径が粗大化し、ねじり疲労強度が低下する。また、Ｎｏ．２６、２７および２８では、特に母材組織がフェライト−パーライトになるため旧オーステナイト粒径が粗大化し、疲労強度が低下した。また、Ｎｏ．２９および３０のように、高周波焼入れ後の焼戻し処理を行わないと、それぞれＮｏ．１鋼およびＮｏ．７鋼と比較して、さらに疲労強度が向上している。また、Ｎｏ．３１鋼は、熱間加工時の８００〜１０００℃の総加工率が小さいため、旧オーステナイト粒径が大きくなり、疲労強度が低い。
［表１］
［表２］
本発明の機械構造用部品として、図５に示す、ドライブシャフト１０から動力を車輪のハブ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。
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。
表３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１５０ｍｍ角ビレットに圧延したのち、５５ｍｍφの棒鋼に圧延した。
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、その後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、ボールの転動面を形成した。熱間鍛造後の冷却は表４に示す条件とした。ここで、熱間鍛造、冷間鍛造における総加工率は、転動面の軸方向に直交する断面の断面減少率を調整することで行った。
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、その後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、ボールの転動面を形成した。熱間鍛造後の冷却は表４に示す条件とした。ここで、熱間鍛造、冷間鍛造における総加工率は、転動面の軸方向に直交する断面の断面減少率を調整することで行った。
図６に示すように、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、１０５０℃で高周波焼入し、続いて表４に示す条件の高周波焼入を行って焼入れ組織層１６とした後、加熱炉を用いて１８０℃×２ｈの条件で焼戻しを行って焼入れた。なお、一部の等速ジョイントについては焼戻しを省略した。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５参照）。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
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
次に、この等速ジョイントを用いて、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、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。
転動疲労試験は、トルク：９００Ｎ・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ない輪が最弱部になるように設定した。
また、同じ条件で作製した等速ジョイント内輪について、硬化層の旧オーステナイト粒平均径および硬さを、前述した方法と同様の手法にて求めた。
表４には、これらの結果も併記する。
転動疲労試験は、トルク：９００Ｎ・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ない輪が最弱部になるように設定した。
また、同じ条件で作製した等速ジョイント内輪について、硬化層の旧オーステナイト粒平均径および硬さを、前述した方法と同様の手法にて求めた。
表４には、これらの結果も併記する。
［表３］
［表４］
表４より、Ｎｏ．７および２５はＣ、ＳｉおよびＰのいずれもが低い比較例であり、これら比較例に対して発明例は転動疲労寿命が向上していることがわかる。また、Ｎｏ．２６、２７および２８のようにＭｏ、ＢまたはＴｉが不足する場合には旧オーステナイト粒径が粗大化し転動疲労寿命が低下する。また、Ｎｏ．２６、２７および２８では、特に母材組織がフェライト−パーライトになるため旧オーステナイト粒径が粗大化し、疲労強度が低下した。また、Ｎｏ．２９および３０のように、高周波焼入れ後の焼戻し処理を行わないと、それぞれＮｏ．１鋼およびＮｏ．７鋼と比較して、さらに転動疲労寿命が向上している。また、Ｎｏ．３１鋼は、熱間加工時の８００〜１０００℃の総加工率が小さいため、旧オーステナイト粒径が大きくなり、転動疲労寿命が低い。
Claims (13)
- 少なくとも一部分に高周波焼入れによる硬化層を有し、該硬化層は、硬さがＨｖ７５０以上、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が硬化層の全厚にわたり７μｍ以下であり、
Ｃ：0.3〜1.5mass％、
Si：0.05〜3.0mass％、
Mn：0.2〜2.0mass％、
Al：0.25mass％以下、
Ti：0.005〜0.1mass％、
Mo：0.05〜0.6mass％、
Ｂ：0.0003〜0.006mass％、
Ｓ：0.1mass％以下および
Ｐ：0.10mass％以下
を含有し、かつ下記式(1)〜(3)のいずれか少なくとも一式を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有することを特徴とする機械構造用部品。
記
Ｃ＞0.7mass％ …(1)
Si＞1.1mass％ …(2)
Ｐ＞0.02mass％ …(3) - 前記成分組成中Alの含有量が、
Al：0.005〜0.25mass％
であることを特徴とする請求項１に記載の機械構造用部品。 - 前記成分組成として、さらに
Cr：2.5mass％以下、
Cu：1.0mass％以下、
Ni：3.5mass％以下、
Co：1.0mass％以下、
Nb：0.1mass％以下、
Ｖ：0.5mass％以下、
Ta：0.5mass％以下、
Hf：0.5mass％以下および
Sb：0.015mass％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１または２に記載の機械構造用部品。 - 前記成分組成として、さらに
Ｗ：1.0mass％以下、
Ca：0.005mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Te：0.1mass％以下、
Se：0.1mass％以下、
Bi：0.5mass％以下、
Pb：0.5mass％以下、
Zr：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１ないし３のいずれかに記載の機械構造用部品。 - 少なくとも一部分に高周波焼入れによる硬化層を有し、該硬化層は、硬さがＨｖ７５０以上、かつ旧オーステナイト粒の平均粒径が硬化層の全厚にわたり７μｍ以下であり、
Ｃ：0.3〜1.5mass％、
Si：0.05〜3.0mass％、
Mn：0.2〜2.0mass％、
Al：0.25mass％以下、
Ti：0.005〜0.1mass％、
Mo：0.05〜0.6mass％、
Ｂ：0.0003〜0.006mass％、
Ｓ：0.1mass％以下および
Ｐ：0.10mass％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の成分組成を有し、かつ前記硬化層は焼戻し処理が施されていないことを特徴とする機械構造用部品。 - 前記成分組成中Alの含有量が、
Al：0.005〜0.25mass％
であることを特徴とする請求項５に記載の機械構造用部品。 - 前記成分組成として、さらに
Cr：2.5mass％以下、
Cu：1.0mass％以下、
Ni：3.5mass％以下、
Co：1.0mass％以下、
Nb：0.1mass％以下、
Ｖ：0.5mass％以下、
Ta：0.5mass％以下、
Hf：0.5mass％以下および
Sb：0.015mass％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５または６に記載の機械構造用部品。 - 前記成分組成として、さらに
Ｗ：1.0mass％以下、
Ca：0.005mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Te：0.1mass％以下、
Se：0.1mass％以下、
Bi：0.5mass％以下、
Pb：0.5mass％以下、
Zr：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５ないし７のいずれかに記載の機械構造用部品。 - １μｍ３当たり500個以上で分散したMo系析出物を有し、該Mo系析出物の平均粒径が20ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１ないし８のいずれかに記載の機械構造用部品。
- Ｃ：0.3〜1.5mass％、
Si：0.05〜3.0mass％、
Mn：0.2〜2.0mass％、
Al：0.25mass％以下、
Ti：0.005〜0.1mass％、
Mo：0.05〜0.6mass％、
Ｂ：0.0003〜0.006mass％、
Ｓ：0.1mass％以下および
Ｐ：0.10mass％以下
を含有し、かつ下記式(1)〜(3)のいずれか少なくとも一式を満足し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の成分組成になる素材の少なくとも一部分に高周波焼入れを少なくとも１回は施して機械構造用部品を製造するに当り、
前記素材の高周波焼入れ前の鋼組織におけるベイナイト組織およびマルテンサイト組織のいずれか一方または両方の合計を１０体積％以上に調整し、
前記高周波焼入れの到達温度を１０００℃以下とすることを特徴とする機械構造用部品の製造方法。
記
Ｃ＞0.7mass％ …(1)
Si＞1.1mass％ …(2)
Ｐ＞0.02mass％ …(3) - 前記成分組成中Alの含有量を、
Al：0.005〜0.25mass％
とすることを特徴とする請求項１０に記載の機械構造用部品の製造方法。 - 前記成分組成として、さらに
Cr：2.5mass％以下、
Cu：1.0mass％以下、
Ni：3.5mass％以下、
Co：1.0mass％以下、
Nb：0.1mass％以下、
Ｖ：0.5mass％以下、
Ta：0.5mass％以下、
Hf：0.5mass％以下および
Sb：0.015mass％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１０または１１に記載の機械構造用部品の製造方法。 - 前記成分組成として、さらに
Ｗ：1.0mass％以下、
Ca：0.005mass％以下、
Mg：0.005mass％以下、
Te：0.1mass％以下、
Se：0.1mass％以下、
Bi：0.5mass％以下、
Pb：0.5mass％以下、
Zr：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１０ないし１２のいずれかに記載の機械構造用部品の製造方法。
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