CN113272451B - 钢材 - Google Patents

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Abstract

提供一种即使在渗碳处理前进行焊接并制造渗碳钢部件的情况下也能够得到优异的疲劳强度的钢材。钢材具有如下化学组成：以质量％计为C：0.09～0.16％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.40～0.60％、P：0.030％以下、S：0.025％以下、Cr：0.90～2.00％、Mo：0.10～0.40％、Al：0.005～0.030％、Ti：0.010％以上且小于0.050％、Nb：0.010～0.030％、N：0.0080％以下、O：0.0030％以下、B：0.0003～0.0030％、Ca：0.0005～0.0050％、以及余量：Fe和杂质，满足说明书中记载的式(1)～式(3)。在钢材的与轴向平行的截面中，Mn硫化物为70.0个/mm2以下，氧化物为25.0个/mm2以下。

Description

钢材
技术领域
本发明涉及钢材，更详细而言，涉及作为渗碳钢部件的坯料的钢材。
背景技术
作为将进行渗碳的机械结构用部件(渗碳钢部件)的坯料的钢材通常含有Mn、Cr、Mo和Ni等。作为渗碳钢部件的坯料的钢材通过铸造、锻造、轧制等来制造。并且，渗碳钢部件例如通过如下方法制造。对上述钢材进行锻造。对锻造后的钢材实施切削加工，制造中间构件。对中间构件实施渗碳处理。通过以上制造工序，制造渗碳钢部件，该部件具备：渗碳层，其是表层部的硬化层；以及芯部，其是不受渗碳处理的影响的母材。
在制造该渗碳钢部件的成本之中，切削加工的成本非常大。切削加工中还会大量生成切屑，因此成品率降低。因此，正在研究将切削加工替换为锻造的技术。锻造方法可以大致分为热锻、温锻、冷锻。温锻是在低于热锻的温度区域实施锻造。因此，温锻与热锻相比，氧化皮的产生少、与热锻相比尺寸精度得到改善。而冷锻则不会产生氧化皮，尺寸精度与切削加工等同。因此，研究了通过热锻进行粗加工后通过冷锻进行精加工的技术、进行温锻后进行轻度的切削作为精加工的技术、以及仅通过冷锻进行成型的技术等。但是，在将切削加工替换为温锻或冷锻时，如果钢材的变形阻力大，则对模具施加的面压增加，模具寿命降低。因此，将切削加工替换为锻造所带来的成本优势变小。另外，在成型为复杂的形状的情况下，会发生在施加较大加工的部位产生裂纹等问题。因此，在将切削加工替换为锻造的情况下，要求钢材的软质化或者钢材的极限加工率的提高。在作为渗碳钢部件的坯料的钢材为轧态材的情况下，通过实施球状化热处理，能够提高钢材的极限加工率。
专利文献1提出了一种渗碳用钢，其在渗碳处理前的渗碳用钢的阶段中，冷锻时的变形阻力比现有钢小，且极限加工率大，并且在渗碳处理后具有与现有钢同等的硬化层和芯部硬度。专利文献1中记载的渗碳用钢的特征在于：化学成分以质量％计含有C：0.07％～0.13％、Si：0.0001％～0.50％、Mn：0.0001％～0.80％、S：0.0001％～0.100％、Cr：大于1.30％且为5.00％以下、B：0.0005％～0.0100％、Al：0.0001％～1.0％、Ti：0.010％～0.10％，并限制N：0.0080％以下、P：0.050％以下、O：0.0030％以下，余量为Fe和不可避免的杂质，化学成分中的各元素的以质量％所示的含量同时满足作为硬度指标的下述式1、作为淬透性指标的下述式2、以及作为TiC析出量指标的下述式3。0.10＜C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.078×Al＜0.235···(式1)；7.5＜(0.7×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.16×Cr+1)＜44···(式2)；0.004＜Ti-N×(48/14)＜0.030···(式3)。专利文献1中记载了：该渗碳用钢具有上述化学组成，从而能够提高冷锻时的极限加工率，在渗碳处理后得到与现有钢同等的硬化层和钢部硬度。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2012/108460号公报
发明内容
发明要解决的问题
但是，在汽车中使用的机械结构用部件中利用了多个渗碳钢部件。例如，无级变速器(CVT)的可变皮带轮中也利用了渗碳钢部件。对于以可变皮带轮为代表的大型的渗碳钢部件，如上所述，通过在热锻后进行切削加工来制造。因此，也研究了对于大型的渗碳钢部件而言由切削加工替换为锻造的技术。但是，如果想要通过冷锻来成型大型钢材，则会对冷锻机施加过剩的负载。因此，研究了如下技术：在利用冷锻成型大型渗碳钢部件的情况下，利用冷锻成型多个部件，然后将这些多个部件利用摩擦接合、激光接合之类的焊接进行接合，并对接合的钢构件进行渗碳处理，从而制造大型的渗碳钢部件。
在像这样利用焊接制造渗碳钢部件的情况下，要求作为接合材料的渗碳钢部件的疲劳强度(接合疲劳强度)。
本申请的目的在于，提供一种即使在进行了焊接的情况下也能够在渗碳处理后得到优异的疲劳强度的钢材。
用于解决问题的方案
本申请的钢材以质量％计含有，
C：0.09～0.16％、
Si：0.01～0.50％、
Mn：0.40～0.60％、
P：0.030％以下、
S：0.025％以下、
Cr：0.90～2.00％、
Mo：0.10～0.40％、
Al：0.005～0.030％、
Ti：0.010％以上且小于0.050％、
Nb：0.010～0.030％、
N：0.0080％以下、
O：0.0030％以下、
B：0.0003～0.0030％、
Ca：0.0005～0.0050％，
余量为Fe和杂质，且满足式(1)～式(3)，
在前述钢材的与轴向平行的截面中，以质量％计Mn含量为10.0％以上、S含量为10.0％以上、O含量小于10.0％的Mn硫化物为70.0个/mm2以下，以质量％计O含量为10.0％以上的氧化物为25.0个/mm2以下。
0.140＜C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al＜0.235 式(1)
13.0＜(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)＜45.0 式(2)
0.004＜Ti-N×(48/14)＜0.030 式(3)
其中，式(1)～式(3)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。不含对应元素时在该元素符号处代入“0”。
发明的效果
本申请的钢材即使在进行了焊接的情况下，渗碳处理后的渗碳钢部件中也能够得到优异的疲劳强度。
附图说明
图1为本实施方式的钢材的与长度方向垂直的截面图。
图2为用于说明本实施方式的钢材的显微组织观察中的样品采集位置的示意图。
图3为用于说明本实施方式中测定Mn硫化物和氧化物时的样品的采集位置的示意图。
具体实施方式
以下，对作为渗碳钢部件的坯料的本实施方式的钢材进行说明。
本发明人等对于作为渗碳钢部件的坯料的钢材而言，为了得到渗碳处理后的渗碳钢部件的优异特性(有效硬化层深度和芯部硬度的提高)而进行了研究。其结果，本发明人等得到了以下的见解(a)～(f)。
(a)C含量越低，则越能够实现冷锻前的钢材的软质化。然而，C含量过低时，则难以使渗碳处理后的渗碳钢部件的疲劳强度达到与C含量为0.20％左右的现有钢材(例如JIS G4052(2008)中规定的SCR420)同等的水平。为了得到作为渗碳钢部件所需要的芯部硬度，C含量存在适当的下限值。
(b)在渗碳钢部件中，为了以低C含量得到尽可能大的有效硬化层深度和芯部硬度，优选在渗碳钢部件的芯部的显微组织中提高马氏体分数。
(c)为了在渗碳钢部件的芯部提高显微组织的马氏体分数，有效的是以Mn、Cr、Mo、Ni等改善钢的淬透性的合金元素(淬透性改善元素)的含量满足上述淬透性指标的式(2)的方式来含有它们。
13.0＜(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)＜45.0 (2)
(d)然而，若上述淬透性改善元素的含量增加，则淬透性改善元素会使铁素体固溶强化。在这一情况下，钢材的硬度增加。因此，含有能够抑制铁素体的硬度上升并提高钢材的淬透性的B，并使C和淬透性改善元素的含量满足上述硬度指标的式(1)。
0.140＜C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al＜0.235 (1)
(e)为了稳定地得到B的淬透性改善效果，渗碳处理时，需要在钢材中确保充分的固溶B。因此，使钢材中含有Ti。在这一情况下，渗碳处理时，将钢材中的大部分N以TiN的形式固定。由此，能够抑制B与N键合而以BN的形式析出，能够在钢材中确保充分的固溶B量。为了有效地获得该效果，优选以化学计量上相对于N含量而言过量的方式含有Ti。并且，为了防止渗碳处理时的奥氏体晶粒的异常晶粒生长，使TiC在显微组织中微细分散析出。为了充分确保固溶B量并使TiC微细分散析出，使Ti和N的含量满足上述TiC析出量指标的式(3)。
0.004＜Ti-N×(48/14)＜0.030 (3)
(f)B有效地提高渗碳钢部件的芯部的淬透性。然而，在进行转化炉气体方式的气体渗碳的情况下，在作为渗碳钢部件的表层部的渗碳层中，含B所带来的淬透性改善效果较低。这是因为，在渗碳处理时氮从钢部件的表面侵入，与固溶B键合并以BN的形式析出，降低固溶B量。因此，为了在作为渗碳钢部件的表层部的渗碳层中确保淬透性，满足上述(c)所述的淬透性指标的式(2)是有效的。
本发明人等进一步对本实施方式的钢材在焊接后进行渗碳处理而制造的渗碳钢部件中的疲劳强度(接合疲劳强度)进行了研究。结果发现，对于钢材的与长度方向(即钢材的轴向)平行的截面中的夹杂物，若满足下述规定，则焊接后进行渗碳处理而制造的渗碳钢部件的疲劳强度(接合疲劳强度)提高。
(I)使以质量％计Mn含量为10.0％以上、S含量为10.0％以上、O含量小于10.0％的Mn硫化物为70.0个/mm2以下。
(II)使以质量％计O含量为10.0％以上的氧化物为25.0个/mm2以下。
以下，对这一点进行详细说明。
对于具有本实施方式的化学组成的钢材，钢材中存在Mn硫化物和氧化物。其中，在本说明书中，Mn硫化物和氧化物如下定义。
Mn硫化物：将夹杂物的质量％设为100％时，以质量％计Mn含量为10.0％以上、S含量为10.0％以上、O含量小于10.0％的夹杂物
氧化物：将夹杂物的质量％设为100％时，以质量％计氧含量为10.0％以上的夹杂物
需要说明的是，在本说明书中，夹杂物之中，以质量％计含有10.0％以上的S、10.0％以上的Mn和10.0％以上的O的夹杂物包括在“氧化物”中，而不是包括在“Mn硫化物”中。
在对钢材实施以摩擦接合、激光接合等为代表的焊接后，实施渗碳处理以制造渗碳钢部件的情况下，渗碳钢部件内存在HAZ区域。有时HAZ区域的强度比其他区域的强度低。因此，在本实施方式中，为了确保HAZ区域的强度，尽可能减少夹杂物。在本实施方式中，如上述(I)和(II)所记载的，减少占据钢中夹杂物的绝大部分的Mn硫化物和氧化物的个数。在这一情况下，能够确保HAZ区域的强度，其结果，能够提高渗碳钢部件的疲劳强度。
基于以上见解完成的本实施方式的钢材具有以下构成。
[1]
一种钢材，
以质量％计含有
C：0.09～0.16％、
Si：0.01～0.50％、
Mn：0.40～0.60％、
P：0.030％以下、
S：0.025％以下、
Cr：0.90～2.00％、
Mo：0.10～0.40％、
Al：0.005～0.030％、
Ti：0.010％以上且小于0.050％、
Nb：0.010～0.030％、
N：0.0080％以下、
O：0.0030％以下、
B：0.0003～0.0030％、
Ca：0.0005～0.0050％，
余量为Fe和杂质，且满足式(1)～式(3)，
在前述钢材的与轴向平行的截面中，以质量％计Mn含量为10.0％以上、S含量为10.0％以上、O含量小于10.0％的Mn硫化物为70.0个/mm2以下，以质量％计O含量为10.0％以上的氧化物为25.0个/mm2以下。
0.140＜C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al＜0.235 (1)
13.0＜(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)＜45.0 (2)
0.004＜Ti-N×(48/14)＜0.030 (3)
其中，式(1)～式(3)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。不含对应元素时在该元素符号处代入“0”。
[2]
根据[1]所述的钢材，其中，
将前述钢材的与轴向垂直的截面的半径定义为R(mm)时，在前述钢材的与轴向垂直的截面的显微组织中，至少自表面至0.1R深度为止的表层区域中的贝氏体的面积率为95.0％以上。
[3]
根据[1]所述的钢材，其中，
将前述钢材的与轴向垂直的截面的半径定义为R(mm)时，在前述钢材的与轴向垂直的截面的显微组织中，至少自表面至0.1R深度为止的表层区域由铁素体和渗碳体构成，前述表层区域中的前述渗碳体的球状化率为90.0％以上。
[4]
根据[1]～[3]中任一项所述的钢材，
其以质量％计含有选自由
Cu：0.50％以下、
Ni：0.30％以下、以及
V：0.10％以下
组成的组中的1种以上元素来代替前述Fe的一部分。
以下，对本实施方式的钢材进行说明。只要没有特别说明，关于化学组成的“％”指的是质量％。
[化学组成]
本实施方式的钢材为渗碳钢部件的坯料。本实施方式的钢材在冷锻后进行渗碳处理而成为渗碳钢部件。本实施方式的钢材的化学组成含有以下的元素。
C：0.09～0.16％
碳(C)提高钢材的淬透性，提高具备渗碳层和芯部的渗碳钢部件中的芯部的硬度。若C含量小于0.09％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，渗碳钢部件的芯部的硬度也会降低。另一方面，若C含量超过0.16％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，冷锻前的钢材的硬度也会显著增加，极限加工率降低。因此，C含量为0.09～0.16％。需要说明的是，现有的作为渗碳钢部件的坯料的钢材的C含量为0.20％左右。因此，本实施方式的钢材的C含量比现有钢材低。C含量的优选下限为0.10％、进一步优选为0.11％。C含量的优选上限为0.15％、进一步优选为0.14％。
Si：0.01～0.50％
硅(Si)提高渗碳钢部件的回火软化阻力，提高渗碳钢部件的面疲劳强度。若Si含量小于0.01％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，也无法得到上述效果。另一方面，若Si含量超过0.50％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，冷锻前的钢材的硬度也会上升，极限加工率也会降低。因此，Si含量为0.01～0.50％。在重视渗碳钢部件的面疲劳强度的情况下，Si含量的优选下限为0.02％。在重视渗碳钢部件的极限加工率的提高的情况下，Si含量的优选上限为0.48％、进一步优选为0.46％。
Mn：0.40～0.60％
锰(Mn)提高钢材的淬透性，提高渗碳钢部件的芯部的强度。若Mn含量小于0.40％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分地获得该效果。另一方面，若Mn含量超过0.60％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，锻造前的钢材的硬度也会上升，极限加工率也会降低。因此，Mn含量为0.40～0.60％。Mn含量的优选下限为0.42％、进一步优选为0.44％。Mn含量的优选上限为0.58％、进一步优选为0.56％。
P：0.030％以下
磷(P)为不可避免地含有的杂质。即，P含量超过0％。P在奥氏体晶界偏析，使原奥氏体晶界脆化，引起晶界裂纹。因此，P含量为0.030％以下。P含量的优选上限为0.026％、进一步优选为0.024％。优选P含量尽可能低。但是，若将P含量减少至极限，则生产率降低，制造成本变高。因此，在通常的操作中，P含量的优选下限为0.001％。
S：0.025％以下
硫(S)不可避免地含有。即，S含量超过0％。S与Mn键合而形成MnS，提高钢材的切削性。若S含量超过0％，则可在一定程度上获得这一效果。另一方面，若S含量超过0.025％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，也会生成粗大的MnS，锻造时容易产生裂纹，钢材的极限加工率降低。因此，S含量为0.025％以下。S含量的优选上限为0.022％、进一步优选为0.020％。更有效地提高切削性时，S含量的优选下限为0.001％、进一步优选为0.002％、进一步优选为0.003％。
Cr：0.90～2.00％
铬(Cr)提高钢材的淬透性，提高渗碳钢部件的芯部的强度。若Cr含量小于0.90％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分地获得该效果。另一方面，若Cr含量超过2.00％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，锻造前的钢材的硬度也会上升，极限加工率也会降低。因此，Cr含量为0.90～2.00％。Cr含量的优选下限为0.95％、进一步优选为1.00％、进一步优选为1.10％。Cr含量的优选上限为1.95％、进一步优选为1.92％。
Mo：0.10～0.40％
钼(Mo)提高钢材的淬透性，提高渗碳钢部件的芯部的强度。若Mo含量小于0.10％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分地获得该效果。另一方面，若Mo含量超过0.40％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，锻造前的钢材的硬度也会上升，极限加工率也会降低。因此，Mo含量为0.10～0.40％。Mo含量的优选下限为0.11％、进一步优选为0.12％、进一步优选为0.13％。Mo含量的优选上限为0.38％、进一步优选为0.36％、进一步优选为0.34％。
Al：0.005～0.030％
铝(Al)在炼钢工序中使钢脱氧。在钢中存在固溶N的情况下，Al进一步形成AlN。但是，在本实施方式的钢材中，钢中的N由于Ti的添加而以TiN的形式被固定。因此，钢材中几乎不存在固溶N。其结果，Al不会形成AlN，而是在钢材中以固溶Al的形式存在。以固溶状态存在的Al提高钢材的切削性。若Al含量小于0.005％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分地得到上述效果。另一方面，若Al含量超过0.030％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，锻造前的钢材的硬度也会上升，极限加工率也会降低。因此，Al含量为0.005～0.030％。Al的优选下限为0.010％、进一步优选为0.011％、进一步优选为0.012％。Al的优选上限为0.025％、进一步优选为0.022％、进一步优选为0.020％。
Ti：0.010％以上且小于0.050％。
钛(Ti)将钢材中的N以TiN的形式固定，抑制BN的形成。由此，Ti确保固溶B量，提高钢材的淬透性。Ti进一步形成TiC，抑制渗碳处理时的晶粒的粗大化。若Ti含量小于0.010％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分地获得上述效果。另一方面，若Ti含量为0.050％以上，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，TiC的析出量也会变得过多。在这一情况下，冷锻前的钢材的极限加工率降低。因此，Ti含量为0.010％以上且小于0.050％。Ti含量的优选下限为0.012％、进一步优选为0.014％、进一步优选为0.016％、进一步优选为0.018％。Ti含量的优选上限为0.048％、进一步优选为0.046％、进一步优选为0.044％、进一步优选为0.042％、进一步优选为0.040％。
Nb：0.010～0.030％。
Nb(铌)在钢材中与N和C键合，形成Nb碳氮化物。Nb碳氮化物通过钉扎效应来抑制晶粒的粗大化。若Nb含量小于0.010％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分地获得上述效果。另一方面，若Nb含量超过0.030％，则该效果饱和。因此，Nb含量为0.010～0.030％。Nb含量的优选下限为0.011％、进一步优选为0.012％、进一步优选为0.013％、进一步优选为0.014％。Nb含量的优选上限为0.029％、进一步优选为0.028％、进一步优选为0.027％、进一步优选为0.026％、进一步优选为0.025％。
N：0.0080％以下
氮(N)为不可避免地含有的杂质。即，钢材中的N含量超过0％。N与B键合而形成BN，减少固溶B量。在这一情况下，钢材的淬透性降低。若N含量超过0.0080％，则即使含有0.010％以上且小于0.050％的Ti，也无法使钢中的N以TiN的形式固定，难以确保有助于淬透性的固溶B。进而，会形成粗大的TiN。粗大的TiN在锻造时成为裂纹的起点，使锻造前的钢材的极限加工率降低。因此，N含量为0.0080％以下。N含量的优选上限为0.0078％、进一步优选为0.0076％、进一步优选为0.0074％、进一步优选为0.0072％。N含量优选尽可能低。但是，若N含量减少至极限，则生产率降低，制造成本升高。因此，在通常的操作中，N含量的优选下限为0.0001％、进一步优选为0.0010％、进一步优选为0.0020％。
O：0.0030％以下
氧(O)为不可避免地含有的杂质。即，钢材中的O含量超过0％。O形成氧化物，对渗碳处理前的钢材进行焊接时会降低接合性。在这一情况下，渗碳钢部件的疲劳强度降低。因此，O含量为0.0030％以下。O含量的优选上限为0.0029％、进一步优选为0.0028％、进一步优选为0.0026％、进一步优选为0.0024％、进一步优选为0.0022％。O含量优选较低。但是，若将O含量减少至极限，则生产率下降，制造成本变高。因此，在通常的操作中，O含量的优选下限为0.0001％、进一步优选为0.0005％、进一步优选为0.0010％。
B：0.0003～0.0030％
硼(B)提高钢材的淬透性，提高渗碳钢部件的强度。若B含量小于0.0003％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分得到上述效果。另一方面，若B含量超过0.0030％，则上述效果饱和。因此，B含量为0.0003～0.0030％。B含量的优选下限为0.0004％、进一步优选为0.0005％、进一步优选为0.0006％、进一步优选为0.0007％。B含量的优选上限为0.0028％、进一步优选为0.0026％、进一步优选为0.0024％。
Ca：0.0005～0.0050％
钙(Ca)包含在氧化物中而使氧化物球状化。球状化的氧化物难以形成簇。Ca还会抑制Mn硫化物的伸长。若Ca含量小于0.0005％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分地获得上述效果。另一方面，若Ca含量超过0.0050％，则形成粗大的硫化物和粗大的氧化物，使渗碳钢部件的疲劳强度降低。因此，Ca含量为0.0005～0.0050％。Ca含量的优选下限为0.0006％、进一步优选为0.0007％、进一步优选为0.0008％、进一步优选为0.0009％、进一步优选为0.0010％。Ca含量的优选上限为0.0048％、进一步优选为0.0046％、进一步优选为0.0040％、进一步优选为0.0035％。
余量：Fe和杂质
本实施方式的钢材的化学组成的余量为Fe和杂质。在此，杂质是指，在工业制造钢材时从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的物质，且并非特意在钢材中含有的成分。
[关于任意元素]
本实施方式的钢材的化学组成可以含有选自由Cu、Ni和V组成的组中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。这些元素均提高渗碳钢部件的强度。
Cu：0.50％以下
铜(Cu)为任意元素，也可以不含有。即，Cu含量可以为0％。在含有Cu的情况下、即在Cu含量超过0％的情况下，Cu提高钢材的淬透性，提高渗碳钢部件的强度。另外，Cu为在气体渗碳的气体氛围中不形成氧化物、氮化物的元素。因此，在含有Cu的情况下，难以形成渗碳层表面的氧化物层、氮化物层、或者源自它们的渗碳异常层。只要少量含有Cu，则可在一定程度上获得上述效果。但是，若Cu含量超过0.50％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，1000℃以上的高温区域中的钢材的延性也会下降。在这一情况下，连续铸造、轧制时的成品率降低。并且，锻造前的钢材的硬度上升，极限加工率降低。因此，Cu含量为0.50％以下。即，Cu含量为0～0.50％。Cu含量的优选下限超过0％、进一步优选为0.01％、进一步优选为0.02％、进一步优选为0.05％。Cu含量的优选上限为0.45％、进一步优选为0.40％、进一步优选为0.35％。
Ni：0.30％以下
镍(Ni)为任意元素，也可以不含有。即，Ni含量可以为0％。在含有Ni的情况下、即在Ni含量超过0％的情况下，Ni提高钢材的淬透性，提高渗碳钢部件的强度。只要少量含有Ni，则可在一定程度上获得上述效果。但是，若Ni含量超过0.30％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，锻造前的钢材的硬度也会上升，极限加工率也会降低。因此，Ni含量为0.30％以下。即，Ni含量为0～0.30％。Ni含量的优选下限为0.01％、进一步优选为0.02％、进一步优选为0.05％。Ni含量的优选上限为0.29％、进一步优选为0.28％、进一步优选为0.25％。
V：0.10％以下
钒(V)为任意元素，也可以不含有。即，V含量可以为0％。在含有V的情况下、即在V含量超过0％的情况下，V形成碳化物，提高渗碳钢部件的芯部的强度。只要少量含有V，则可在一定程度上获得上述效果。但是，若V含量超过0.10％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的冷锻性也会下降，极限加工率下降。因此，V含量为0.10％以下。即，V含量为0～0.10％。V含量的优选下限为0.01％、进一步优选为0.02％、进一步优选为0.03％。V含量的优选上限为0.09％、进一步优选为0.08％。
[关于式(1)～式(3)]
本实施方式的钢材的化学组成进一步满足下式(1)～式(3)。
0.140＜C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al＜0.235 式(1)
13.0＜(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)＜45.0 式(2)
0.004＜Ti-N×(48/14)＜0.030 式(3)
其中，式(1)～式(3)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。对应元素为任意元素，不含时在该元素符号处代入“0”。以下，对各式进行说明。
[式(1)：硬度指标]
定义为F1＝C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al。F1是以钢材作为坯料制造的渗碳钢部件的硬度的指标。
在本实施方式的钢材中，C含量低至0.16％以下。因此，锻造前的钢材的组织与C含量为0.20％左右的现有钢材相比，铁素体分数大幅增加。在这一情况下，钢材的硬度不仅受到C含量(珠光体分数)的影响，还大大受到铁素体硬度的影响。F1表示各合金元素对铁素体的固溶强化的贡献。
若F1为0.235以上，则冷锻前的钢材的硬度过高。在这一情况下，钢材的极限加工率降低。另一方面，若F1为0.140以下，则作为渗碳钢部件的芯部硬度不足。因此，F1超过0.140且小于0.235。F1优选为在满足后述淬透性指标(F2)的范围内尽可能低。F1的优选上限为小于0.230、进一步优选为0.225、进一步优选为0.220、进一步优选0.215、进一步优选0.210。需要说明的是，F1值为将算出的值的小数点后第4位四舍五入得到的值。
[式(2)：淬透性指标]
定义为F2＝(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)。F2为与钢材的淬透性相关的指标。
如上所述，B在提高钢材的淬透性、提高渗碳钢部件的芯部的硬度方面是有效的。另一方面，在实施气体渗碳(转化炉气体方式)作为渗碳处理的情况下，在作为渗碳钢部件的表层部的渗碳层中，含B所带来的淬透性改善效果较低。这是因为，在渗碳处理时炉内气氛气体中的N侵入渗碳钢部件的表层部，固溶B以BN的形式析出，导致有助于改善淬透性的固溶B量不足。因此，在实施气体渗碳处理的情况下，B虽然能够提高渗碳钢部件的芯部的硬度，但难以有助于渗碳钢部件的渗碳层的硬度的提高。因此，为了在作为渗碳钢部件的表层部的渗碳层中确保淬透性，需要活用除B以外的淬透性改善元素。
F2由除B以外的有助于提高淬火的元素构成。F2为13.0以下时，在同一渗碳处理条件下，与上述现有钢材(C含量为0.20％左右)相比，无法充分获得同等以上的渗碳层深度(维氏硬度达到HV550以上的深度)。另一方面，若F2为45.0以上，则冷锻前的钢材的硬度上升，极限加工率下降。因此，F2超过13.0且小于45.0。F2优选在满足硬度指标F1的范围内尽可能大。F2的优选下限为13.2、进一步优选为13.5、进一步优选为14.0、进一步优选为14.5、进一步优选为15.0。需要说明的是，F2值是将算出的值的小数点后第2位进行四舍五入得到的值。
[式(3)：TiC析出量指标]
定义为F3＝Ti-N×(48/14)。F3为与TiC析出量相关的指标。相对于N在化学计量上过量含有Ti的情况下，N全部以TiN的形式被固定。即，F3表示除形成TiN所需消耗的Ti量以外的过剩Ti量。F3中的“14”为N的原子量，“48”表示Ti的原子量。
由F3定义的过剩Ti量在渗碳处理时其绝大部分与C键合而成为TiC。该TiC具有防止在渗碳处理时晶粒粗大化的钉扎效应。若钢材的化学组成中的各元素的含量满足上述本实施方式的数值范围且F3为0.004以下，则TiC的析出量不足。在这一情况下，无法抑制渗碳处理时的晶粒粗大化。其结果，渗碳钢部件的韧性降低，或者渗碳处理后的钢材的变形量变大。另一方面，若钢材的化学组成中的各元素的含量满足上述的本实施方式的数值范围且F3为0.030以上，则TiC的析出量过多，冷锻前的钢材的硬度上升，极限加工率下降。因此，F3超过0.004且小于0.030。F3的优选下限为0.006、进一步优选为0.008。F3的优选上限为0.028、进一步优选为0.025。需要说明的是，F3值是将算出的值的小数点后第4位进行四舍五入得到的值。
对于化学组成同时满足硬度指标F1、淬透性指标F2和TiC析出量指标F3的钢材，通过实施球状化热处理，从而冷锻时的极限加工率变得比现有钢大。而且，在该钢材的渗碳处理后，能够得到具有与现有钢同等的硬化层和芯部硬度的渗碳钢部件。
[关于钢材中的夹杂物]
本实施方式的钢材进一步在钢材的与轴向(即钢材的长度方向)平行的截面中，钢中的Mn硫化物和氧化物满足以下条件。
(I)以质量％计Mn含量为10.0％以上、S含量为10.0％以上、O含量小于10.0％的Mn硫化物为70.0个/mm2以下。
(II)以质量％计氧含量为10.0％以上的氧化物为25.0个/mm2以下。
其中，在本说明书中，Mn硫化物和氧化物如下定义。
Mn硫化物：将夹杂物的质量％设为100％时，以质量％计Mn含量为10.0％以上、S含量为10.0％以上、O含量小于10.0％的夹杂物
氧化物：将夹杂物的质量％设为100％时，以质量％计O含量为10.0％以上的夹杂物
如上所述，在渗碳钢部件的制造工序中，在利用摩擦接合或激光接合等焊接将多个钢构件接合从而一体化制造渗碳处理前的中间构件的情况下，在对中间构件进行渗碳处理而得到的渗碳钢部件内存在HAZ区域。有时HAZ区域与其他区域相比，接合疲劳强度变低。为了确保HAZ区域的接合疲劳强度，尽可能减少钢材中的夹杂物。若Mn硫化物和氧化物满足上述(I)和(II)，则能够确保HAZ区域的接合疲劳强度。其结果，能够提高通过接合而一体化的渗碳钢部件的接合疲劳强度。
[Mn硫化物和氧化物的测定方法]
对于钢中的Mn硫化物的个数和氧化物的个数，可以通过如下方法测定。从钢材中采集样品。具体而言，如图3所示，从沿径向距离钢材1的中心轴线C1为R/2的位置(R为棒钢的半径)采集样品。样品的观察面的尺寸为L1×L2，并将L1设为10mm、L2设为5mm。并且，将与观察面垂直的方向即样品厚度L3设为5mm。使观察面的法线N与中心轴线C1垂直(即，观察面与钢材的轴向平行)，使R/2位置为观察面的大致中央位置。
对采集到的样品的观察面进行镜面研磨，使用扫描电子显微镜(SEM)以1000倍的倍率随机观察20个视野(每1个视野的评价面积100μm×100μm)。
确定各视野中的夹杂物。对于所确定的各夹杂物，使用能量色散X射线光谱法(EDX)识别Mn硫化物和氧化物。具体而言，使用EDX，各夹杂物中在至少2个测定点实施元素分析。并且，在各夹杂物中，将各测定点得到的元素含量的算术平均值定义为该夹杂物中各元素的含量(质量％)。例如，1个夹杂物在2个测定点进行元素分析的情况下，将2个测定点得到的Mn含量的算术平均值、S含量的算术平均值以及O含量的算术平均值定义为该夹杂物中的Mn含量(质量％)、S含量(质量％)以及O含量(质量％)。
在所确定的夹杂物的元素分析结果中，将以质量％计Mn含量为10.0％以上、S含量为10.0％以上、O含量小于10.0％的夹杂物定义为Mn硫化物。需要说明的是，在夹杂物的元素分析中，作为除Mn、S以外的元素，有时还会检测出Ti、Ca。此时也是只要满足上述条件就全部定义为Mn硫化物。另外，在识别到的夹杂物的元素分析结果中，将O含量为10.0％以上的夹杂物定义为氧化物。在被定义为氧化物的夹杂物中有时会检测出Al、Si、Mg、Ca、Ti等。此时也是只要满足上述条件就识别为氧化物。需要说明的是，在夹杂物之中，将以质量％计含有10.0％以上的S、10.0％以上的Mn和10.0％以上的O的夹杂物识别为氧化物。
作为上述识别对象的夹杂物采用当量圆直径为0.5μm以上的夹杂物。其中，当量圆直径表示的是，将各夹杂物的面积换算为具有相同面积的圆时的圆的直径。
若其为当量圆直径为EDX的光束直径的2倍以上的夹杂物，则元素分析的精度提高。在本实施方式中，确定夹杂物所使用的EDX的光束直径为0.2μm。在这一情况下，当量圆直径小于0.5μm的夹杂物不会提高EDX的元素分析的精度。并且，当量圆直径小于0.5μm的夹杂物对疲劳强度的影响极小。因此，在本实施方式中，将当量圆直径为0.5μm以上的Mn硫化物和氧化物作为测定对象。需要说明的是，Mn硫化物和氧化物的当量圆直径的上限没有特别限定，例如为100μm。
基于各视野中确定的Mn硫化物的总个数和20个视野的总面积，求出Mn硫化物的每单位面积的个数(个/mm2)。另外，基于各视野中确定的氧化物的总个数和20个视野的总面积，求出氧化物的每单位面积的个数(个/mm2)。
对于本实施方式的钢材，化学组成中的各元素含量在上述范围内，且硬度指标F1满足式(1)、淬透性指标F2满足式(2)、TiC析出量指标F3满足式(3)。并且，在钢材的与轴向平行的截面中，以质量％计Mn含量为10.0％以上、S含量为10.0％以上、O含量小于10.0％的Mn硫化物为70.0个/mm2以下，以质量％计O含量为10.0％以上的氧化物为25.0个/mm2以下。因此，即使在渗碳处理前实施了焊接的情况下，渗碳处理后的渗碳钢部件也具有优异的疲劳强度。
[钢材的显微组织]
本实施方式的钢材的显微组织没有特别限定。本实施方式的钢材既可以为轧态材(即，As-rolled材料)，也可以进行了球状化处理。
将本实施方式的钢材的与轴向(长度方向)垂直的截面的半径定义为R(mm)。钢材的与轴向垂直的截面中的显微组织为以下(A)和(B)中的任一者。
(A)在显微组织中，至少自表面至0.1R深度为止的表层区域中的贝氏体的面积率为95.0％以上。
(B)在显微组织中，至少自表面至0.1R深度为止的表层区域由铁素体和渗碳体构成，表层区域中的渗碳体的球状化率为90.0％以上。
上述(A)的显微组织是本实施方式的钢材为轧态材时的显微组织。上述(B)的显微组织是本实施方式的钢材进行了球状化处理时的显微组织。
图1为本实施方式的钢材的与长度方向(轴向)垂直的截面图。图1中，将钢材1的半径定义为R(mm)。此时，将钢材1的自表面至0.1R深度D为止的区域定义为“表层区域”。即，深度D(mm)是指半径R的10％。
在本实施方式的钢材为轧态材的情况下，如(A)所记载的，在钢材的与轴向垂直的截面中，至少表层区域为贝氏体组织。其中，本说明书中，“为贝氏体组织”指的是贝氏体面积率为95.0％以上。即，在本实施方式的钢材1的与轴向垂直的截面中，至少表层区域D的贝氏体面积率为95.0％以上。另外，“至少表层区域为贝氏体组织”指的是，贝氏体区域不仅可以形成于表层区域，也可以形成至比表层区域更深的区域。具体而言，图1中，自表面起的贝氏体组织的深度至少为0.1R，贝氏体组织的深度也可以比0.1R深。例如，贝氏体组织的深度可以为0.2R，也可以为0.3R，还可以为1.0R。即，钢材1的与轴向垂直的截面可以全部为贝氏体组织。在对表层区域为贝氏体组织的钢材进行球状化处理的情况下，渗碳体容易球状化。因此，表层区域中的渗碳体的球状化率达到90.0％以上。
本实施方式的钢材的显微组织也可以为(B)以代替(A)。如本实施方式的钢材进行了球状化处理的情况(B)中所记载的，在本实施方式的钢材的与轴向垂直的截面中，至少表层区域为球状化渗碳体组织。其中，“球状化渗碳体组织”指的是显微组织由铁素体和渗碳体构成，显微组织中的渗碳体的球状化率为90.0％以上。另外，“至少表层区域为球状化渗碳体组织”指的是，球状化渗碳体组织不仅可以形成在表层区域，也可以形成至比表层区域更深的区域。具体而言，图1中，自表面起的球状化渗碳体组织的深度至少为0.1R，球状化渗碳体组织的深度也可以比0.1R深。例如，球状化渗碳体组织的深度可以为0.2R，也可以为0.3R，还可以为1.0R。即，钢材1的与轴向垂直的截面可以全部为球状化渗碳体。
在本实施方式的钢材的显微组织为(A)的情况下，即，在钢材为轧态材的情况下，钢材在冷锻前被实施球状化热处理。由此，钢材的显微组织成为(B)。
在本实施方式的钢材的显微组织为(B)的情况下，显微组织与由铁素体和珠光体构成的组织相比，能够提高冷锻性(极限加工率)。
钢材的与长度方向垂直的截面中的显微组织通过如下方法进行观察。参照图2，将钢材1的与长度方向垂直的截面中自表面起的径向深度设为d(mm)时，从d＝0.05R位置的4个部位(图2中为90°间距)采集样品。进一步，从d＝0.1R位置的4个部位(图2中为90°间距)采集样品。将采集的各样品的表面作为观察面。将各样品的观察面研磨成镜面后，在硝酸乙醇腐蚀液中浸渍10秒左右，利用蚀刻进行组织显现。使用扫描电子显微镜(SEM：ScanningElectron Microscope)，通过二次电子像观察经蚀刻的观察面的3个视野。各视野的面积设为400μm2(倍率5000倍)。在各视野中，贝氏体、铁素体、珠光体、渗碳体等的各相能够按如下进行区别。在利用硝酸乙醇腐蚀液对观察面进行腐蚀的情况下，SEM观察中，可以确定具有层状结构的相为珠光体。可以确定晶粒内无下部组织的相为铁素体。可以确定板条状组织从原γ晶界发展的相为贝氏体。可以确定呈粒状且亮度高的相为渗碳体。需要说明的是，珠光体中的层状渗碳体的亮度与上述粒状渗碳体的亮度为相同程度。
生成各部位(8处)的3个视野的照片图像。照片图像数为8处×3个视野＝24。通过上述方法确定各照片图像内的各相。基于对比度进行的相的确定可以通过公知的图像处理方法来实现。
当各视野的照片图像中显微组织为以贝氏体为主体的组织时，判断钢材的显微组织有可能为(A)，通过下述方法求出贝氏体面积率(％)。
贝氏体面积率(％)＝24个视野中的贝氏体的总面积/24个视野的总面积×100
若所求出的贝氏体面积率为95.0％以上，则认定至少0.1R的表层区域为贝氏体组织(即，显微组织为(A))。需要说明的是，计算上述面积率时不包括BN、TiC、TiN、AlN等渗碳体以外的析出物、夹杂物、残留奥氏体。
当各视野的照片图像中显微组织由铁素体和渗碳体构成时，判断钢材的显微组织有可能为(B)，通过下述方法求出球状化渗碳体率(％)。
在各视野(共24个视野)中，求出各渗碳体的长径(μm)和短径(μm)。将渗碳体与母相(铁素体)的界面上的任意2点连接的直线之中最大的直线长度定义为该渗碳体的长径(μm)。将渗碳体与母相的界面上的任意2点连接的直线之中，与长径垂直交叉的直线的长度定义为该渗碳体的短径(μm)。将求出的长径为0.1μm以上的渗碳体作为测定对象(计数对象)。接着，求出作为测定对象的各渗碳体的纵横比(长径/短径)。纵横比可以通过公知的图像处理来求出。将纵横比为3.0以下的渗碳体定义为“球状化渗碳体”。将24个视野中的球状化渗碳体的总个数相对于24个视野中的渗碳体的总个数的比例(％)定义为球状化渗碳体率(％)。当所求出的球状化渗碳体率为90.0％以上时，认定至少0.1R的表层区域为球状化渗碳体组织。
[渗碳钢部件]
接着，对以本实施方式的钢材作为坯料而制造的渗碳钢部件进行说明。
本实施方式的渗碳钢部件具备：形成于表层的渗碳层、以及比渗碳层更内部的芯部。渗碳层具有厚度0.4mm以上且小于2.0mm的有效硬化层深度。其中，有效硬化层深度指的是维氏硬度达到HV550以上的自表面起的深度。该渗碳层中，自表面起深度50μm的位置处的维氏硬度优选为650～1000HV。并且，在渗碳层中，自表面起深度0.4mm的位置处的显微组织优选以面积％计含有90～100％的马氏体、并且维氏硬度为600～900HV。
自表面起深度50μm的位置的渗碳层的维氏硬度为650～1000HV时，耐磨耗性和疲劳强度进一步提高。更优选的是，自表面起深度50μm的位置的维氏硬度为700～1000HV。
自表面起深度0.4mm的位置的渗碳层中的显微组织含有90～100％的马氏体，并且，自表面起深度0.4mm的位置的渗碳层中的维氏硬度为600～900HV时，面疲劳强度和疲劳强度进一步提高。更优选的是，自表面起深度0.4mm的位置的维氏硬度为620～900HV。
另外，在自表面起深度2.0mm的位置处的芯部中，维氏硬度优选为250～500HV。进而，自表面起深度2.0mm的位置处的化学组成会成为上述化学组成。更优选自表面起深度2.0mm的位置处的维氏硬度为270～450HV。自表面起深度2.0mm的位置处的显微组织含有马氏体和贝氏体中的至少1种时，能够进一步得到上述效果，因此优选。
渗碳钢部件自表面起深度0.4mm位置处的显微组织通过如下方法求出。采取表面包含自渗碳钢部件的表面起深度0.4mm位置在内的样品。利用苦味醇液对样品表面实施蚀刻。对于蚀刻后的表面中的任意3个视野使用SEM通过二次电子像进行任意3个视野观察。各视野的面积设为400μm2(倍率5000倍)。在SEM观察中，马氏体和贝氏体(包含回火马氏体和回火贝氏体)、铁素体、珠光体、渗碳体可以如下判别。具体而言，可以确定具有层状结构的相为珠光体。可以确定晶粒内无下部组织的相为铁素体。可以确定包含板条状组织的相为马氏体和贝氏体。需要说明的是，回火马氏体和回火贝氏体包含板条状组织，并且板条内包含碳化物。可以确定呈粒状且亮度高的相为渗碳体。珠光体中的层状渗碳体的亮度与上述粒状渗碳体的亮度为相同程度。需要说明的是，如上所述，马氏体和贝氏体均包含板条状组织，本说明书中，渗碳钢部件的显微组织中不区分马氏体和贝氏体。
求出深度0.4mm位置样品的3个视野中的马氏体的总面积。将所求出的马氏体的总面积相对于3个视野的总面积的比例定义为深度0.5μm位置处的马氏体的面积率(％)。在计算马氏体的面积率时考虑铁素体、珠光体、马氏体和贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、球状化渗碳体以及渗碳体。在计算上述面积率时不包括BN、TiC、TiN、AlN等渗碳体以外的析出物、夹杂物、残留奥氏体等。
渗碳钢部件的维氏硬度通过如下方法测定。将渗碳钢部件的与任意表面垂直的截面作为测定面。在测定面中，使用显微维氏硬度计，通过依据JIS Z 2244(2009)的维氏硬度试验求出自表面起深度50μm位置的维氏硬度、以及自表面起深度0.4mm位置的维氏硬度。试验力为0.49N。在深度50μm位置测定10处的维氏硬度HV，将其平均值作为深度50μm位置处的维氏硬度HV。另外，在深度0.4mm位置测定10处的维氏硬度HV，将其平均值作为深度0.4mm位置处的维氏硬度HV。若深度0.4mm位置处的维氏硬度为550HV以上，则判断渗碳层深度至少为0.4mm以上。另外，在测定面，使用显微维氏硬度计，通过依据JIS Z 2244(2009)的维氏硬度试验求出自表面起深度2.0mm位置的维氏硬度。试验时的载荷为0.49N。在深度2.0mm位置测定10处的维氏硬度HV，将其平均值作为深度2.0mm位置处的维氏硬度HV。维氏硬度的测定面没有特别限定，只要是渗碳钢部件的与轴向(长度方向)垂直的截面即可。
[钢材和渗碳钢部件的制造方法]
对本实施方式的钢材和渗碳钢部件的制造方法进行说明。
[钢材的制造方法]
首先，对本实施方式的钢材的制造方法的一例进行说明。钢材的制造方法的一例包括：炼钢工序、铸造工序、热加工工序和冷却工序。以下，对各工序进行说明。
[炼钢工序]
炼钢工序包括精炼工序和铸造工序。
[精炼工序]
精炼工序中，首先对通过公知方法制造的铁水实施利用转炉的精炼(一次精炼)。对从转炉出钢的钢水实施二次精炼。二次精炼中，在钢水中添加合金元素，制造满足上述化学组成的钢水。
具体而言，对从转炉出钢的钢水添加Al，实施脱氧处理。脱氧处理后实施除渣处理。除渣处理后实施二次精炼。二次精炼例如实施复合精炼。例如，首先实施使用LF(钢包炉；Ladle Furnace)或VAD(真空电弧脱气；Vacuum Arc Degassing)的精炼处理。进而，实施RH(Ruhrstahl-Hausen)真空脱气处理。然后，进行除Si和Ca以外的其它合金成分的最终调整。
实施二次精炼，实施除Si和Ca以外的钢水的成分调整后，对钢水实施如下处理(加热保持工序和最终成分调整工序)。
[加热保持工序]
对于二次精炼(最终成分调整)后的钢包内的钢水，在1500～1600℃的温度下，以由下述式算出的均匀混合时间τ(s)的2倍以上的保持时间ts进行加热。
τ＝800×ε-0.4
ε＝((6.18×Vg×Tl)/Ml)ln(1+(h0/(1.46×10-5×P0)))
此处，Vg：气体流量(Nm3/分钟)、Ml：钢包内钢水质量(吨)、Tl：钢水温度(K)、h0：气体吹入深度(m)、P0：钢水表面压力(Pa)、ε：搅拌功率值(W/吨)、τ：均匀混合时间(s)。
若保持时间ts小于均匀混合时间τ的2倍，钢包内的钢水中存在的氧化物无法充分聚集而合为一体。因此，无法进行氧化物的上浮去除，氧化物的个数增加。另外，保持时间ts小于均匀混合时间τ的2倍时，从熔渣中混入的Mg等会在钢水中与S键合而形成MgS等，成为MgS分散在钢水中的状态。该分散的MgS会成为MnS的析出位点。其结果，导致Mn硫化物的个数增加。
若保持时间ts为均匀混合时间τ的2倍以上时，则能够抑制钢中的氧化物个数。进而，暂时形成的MgS因再氧化而成为MgO，因此MnS的析出位点减少，其结果，也能够抑制钢中的Mn硫化物个数。其结果，在后续工序的最终成分调整工序后，Mn硫化物达到70.0个/mm2以下，且氧化物达到25.0个/mm2以下。
[最终成分调整工序]
在加热保持工序后的钢水中添加Si和Ca，制造满足上述化学组成和式(1)～式(3)的钢水。Si和Ca可以分别以单独的原料的形式添加到钢水中。也可以将Si-Ca合金作为原料添加到钢水中。
若在被加热保持工序充分均匀加热的钢水中添加Si和Ca，则氧化物由Al2O3改性为包含SiO2、CaO的复合夹杂物，并且Mn硫化物也改性为含Ca的硫化物。因此，以保持时间ts为均匀混合时间τ的2倍以上作为前提条件，Mn硫化物达到70.0个/mm2以下，且氧化物达到25.0个/mm2以下。
假如在对钢水添加Al之前添加Si，则脱氧无法充分进行，其结果，导致氧化物超过25.0个/mm2。通过在添加Al后的钢水中添加Si和Ca，Mn硫化物达到70.0个/mm2以下，且氧化物达到25.0个/mm2以下。因此，本实施方式中，在钢水中添加Al，然后添加Si和Ca。Si和Ca的添加顺序没有特别限定。可以同时添加Si和Ca。也可以先添加Si和Ca中的任一者。
[铸造工序]
使用通过上述精炼工序制造的钢水来制造坯料(铸坯或铸锭)。具体而言，使用钢水通过连铸法制造铸坯。或者，也可以使用钢水通过铸锭法制成铸锭。使用该铸坯或铸锭，实施后续工序的热加工工序。以下，将铸坯或铸锭称为“坯料”。
[热加工工序]
在热加工工序中，对铸造工序中准备的坯料(方坯或铸锭)实施热加工，制造钢材。钢材的形状没有特别限定，例如为棒钢或线材。在以下的说明中，作为一例，对钢材为棒钢的情况进行说明。但是，即使钢材为棒钢以外的其他形状，也能够以同样的热加工工序进行制造。
热加工工序包括粗轧工序和精轧工序。粗轧工序中，对坯料进行热加工而制造条形坯。粗轧工序例如使用初轧机。利用初轧机对坯料实施初轧，制造条形坯。在初轧机的下游设置有连轧机的情况下，也可以对初轧后的条形坯进一步使用连轧机实施热轧，制造尺寸更小的条形坯。在连轧机中，具有一对水平辊的水平轧机和具有一对垂直辊的垂直轧机交替地排列成一列。通过以上工序，在粗轧工序中将坯料制造成条形坯。粗轧工序中的加热温度没有特别限定，例如为1100～1300℃。
精轧工序中，使用加热炉或均热炉对条形坯进行加热。使用连轧机对加热后的条形坯实施热轧，制造钢材(棒钢)。精轧温度下的加热温度没有特别限定，例如为1000～1250℃。
[冷却工序]
冷却工序中，对刚刚完成热加工工序后的钢材进行冷却。具体而言，钢材的表面温度为800℃～500℃的温度范围以超过1.0℃/秒且为30.0℃/秒以下的冷却速度进行冷却。
由以上的制造工序制造的钢材在与轴向垂直的截面中的显微组织中，至少自表面起深度0.1R为止的表层区域中的贝氏体的面积率达到95.0％以上。即，通过以上制造工序，制造出显微组织为(A)的钢材(轧态材)。
[球状化热处理工序]
对于上述冷却工序后的钢材，可以进一步实施球状化热处理工序，从而将本实施方式的钢材制成显微组织为(B)的钢材。即，在这一情况下，实施球状化热处理，制造显微组织为(B)的钢材。
球状化热处理可以利用公知的方法。球状化热处理例如通过如下方法实施。将上述冷却工序后的钢材加热至略低于或略高于Ac1点(加热时奥氏体开始生成的温度)的温度(例如Ac1点+50℃以内)并保持规定时间后，进行缓冷。或者，也可以将如下处理反复进行数次：将上述冷却工序后的钢材加热至略高于Ac1点的温度，冷却至略低于Ar1点的温度(冷却时奥氏体完成向铁素体或铁素体、渗碳体的转变的温度)。或者，也可以对上述冷却工序后的钢材实施一次淬火，然后在600～700℃的温度范围进行3～100小时的回火。需要说明的是，球状化热处理的方法利用上述那样的公知的退火或球状化热处理方法即可，没有特别限定。
实施球状化热处理而制造的钢材在与轴向垂直的截面中的显微组织中，至少自表面起至深度0.1R为止的表层区域由铁素体和渗碳体构成，前述渗碳体的球状化率达到90.0％以上。即，通过以上制造工序，制造显微组织为(B)的钢材。
通过以上制造工序，能够制造本实施方式的钢材。
[渗碳钢部件的制造方法]
接着，对以本实施方式的钢材作为坯料的渗碳钢部件的制造方法的一例进行说明。本制造方法包括：对上述钢材实施冷锻，制造多个中间构件的冷锻工序；根据需要将所制造的多个中间构件焊接，制成一体产品的焊接工序；根据需要对中间构件实施切削加工的切削加工工序；对中间构件实施渗碳处理的渗碳处理工序；以及对渗碳处理工序后的中间钢材实施回火的回火工序。需要说明的是，本说明书中，渗碳处理还包括碳氮共渗处理。
需要说明的是，在本实施方式的钢材的显微组织为(A)的情况下、即在本实施方式的钢材为轧态材的情况下，对钢材实施上述球状化热处理工序之后，实施冷锻工序。在对显微组织为(A)的钢材实施球状化热处理工序之前，根据需要实施拉丝加工工序等冷拔工序。
[冷锻工序]
冷锻工序中，对利用上述制造方法制造的钢材实施冷锻而赋予形状，制造多个中间构件。该冷锻工序中的加工率、应变速度等冷锻条件没有特别限定。冷锻条件只要适当选择合适的条件即可。多个中间构件在后续工序的焊接工序中被焊接而一体化。
[焊接工序]
焊接工序为任选工序，也可以不实施。在实施的情况下，焊接工序中，通过摩擦接合或激光接合将上述多个中间构件焊接而一体化。焊接方法没有特别限定。焊接后，可以通过机械加工，平坦地形成中间构件的接合面。本实施方式的钢材中，Mn硫化物为70.0个/mm2以下，并且氧化物为25.0个/mm2以下。因此，本实施方式的钢材的接合性优异，即使在将中间构件焊接而制成渗碳钢部件的情况下，渗碳钢部件的接合疲劳强度也优异。
[切削加工工序]
切削加工工序为任选工序，也可以不实施。在实施的情况下，切削加工工序中，对冷锻工序后且后述渗碳处理工序前的中间构件实施切削加工，赋予形状。通过实施切削加工，能够对渗碳钢部件赋予仅借助冷锻工序难以实现的精密形状。
[渗碳处理工序]
渗碳处理工序中，对中间构件(在实施焊接工序的情况下为接合成一体的中间构件)实施渗碳处理。渗碳处理工序中，实施公知的渗碳处理。渗碳处理工序包含渗碳工序、扩散工序和淬火工序。
渗碳工序和扩散工序中的渗碳处理条件只要适当调整即可。渗碳工序和扩散工序中的渗碳温度例如为830～1100℃。渗碳工序和扩散工序中的碳势例如为0.5～1.2％。渗碳工序中的保持时间例如为60分钟以上，扩散工序中的保持时间为30分钟以上。优选扩散工序中的碳势比渗碳工序中的碳势低。不过，渗碳工序和扩散工序中的条件不限于上述条件。
扩散工序后，实施公知的淬火工序。淬火工序中，以Ar3相变点以上的淬火温度保持扩散工序后的中间构件。淬火温度下的保持时间没有特别限定，例如为30～60分钟。淬火温度优选低于渗碳温度。优选使淬火介质的温度为室温～250℃。淬火介质例如为水、油。另外，也可根据需要在淬火后实施深冷处理。
[回火工序]
对渗碳处理工序后的中间构件实施公知的回火工序。回火温度例如为100～250℃。回火温度下的保持时间例如为60～150分钟。
[其它工序]
也可根据需要对回火工序后的渗碳钢部件进一步实施磨削加工、或实施喷丸处理。通过实施磨削加工，能够对渗碳钢部件赋予精密形状。另外，通过实施喷丸处理，可在渗碳钢部件的表层部导入压缩残余应力。压缩残余应力会抑制疲劳裂纹的产生和发展。因此，提高渗碳钢部件的疲劳强度。例如，在渗碳钢部件为齿轮的情况下，能够提高渗碳钢部件的齿根和齿面的疲劳强度。喷丸处理通过公知的方法实施即可。喷丸处理例如优选使用直径为0.7mm以下的丸粒并在弧高为0.4mm以上的条件下实施。
如上所述，本实施方式的钢材可以作为将多个中间构件焊接而一体化的渗碳钢部件的坯料使用。本实施方式的钢材当然也可以不进行焊接并作为渗碳钢部件的坯料使用。
实施例
通过实施例对本申请的钢材的一方式的效果进行进一步具体说明。实施例中的条件是用于确认本申请的钢材的可实施性和效果而采用的一个条件例。本申请的钢材并不限定于这一个条件例。本申请的钢材只要不脱离本发明的要旨，且能够实现本申请的目的，则可以采用各种条件。
准备表1所示的化学组成的钢水。此时，以表2所示的条件实施精炼。通过连铸将精炼后的钢水进行铸造，得到铸坯。表1中的空白部分意味着对应元素的含量低于检测极限。即，空白部分意味着对应元素含量的最小数位小于检测极限。例如，对于表1中的Cu含量的情况，最小数位为小数点后第2位。因此，试验编号1的Cu含量是指，未检测出直至小数点后第2位为止的位数(含量直至有效数字为小数点后第2位仍为0％)。
[表1]
[表2]
表2
1：Al添加→Si和Ca添加
2：Si添加→Al和Ca添加
表2中的“炼钢条件(1)”表示二次精炼后的1500～1600℃下的保持时间ts相对于均匀混合时间τ的比(＝ts/τ)。表2中的“炼钢条件(2)”表示Al、Si、Ca的添加顺序。“炼钢条件(2)”栏中，“1”是指：添加Al进行脱氧后，添加Si和Ca。“2”是指：添加Si后，添加Al和Ca。需要说明的是，对于试验编号22、24，以钢编号B1的化学组成作为目标，实施炼钢工序。对于试验编号23、25，以钢编号C1的化学组成作为目标，实施炼钢工序。
将制造出的铸坯以1100～1300℃加热后，实施粗轧工序，制成与长度方向垂直的截面为162mm×162mm的条形坯。使用该条形坯实施精轧工序。精轧工序中，使用加热至1000～1250℃的条形坯，利用连轧机实施热轧，制造与长度方向正交的切割面为圆形且该切割面的直径为30mm的棒钢。对刚刚结束精轧工序后的棒钢实施冷却工序。冷却工序中的800～500℃下的平均冷却速度(℃/秒)如表2所示。各个试验编号准备多根冷却工序后的棒钢(以下称为“轧态材”)。
各试验编号中，对准备好的多根棒钢中的几根棒钢实施球状化热处理工序(SA工序：Spherodizing Annealing)。球状化热处理中，将上述棒钢加热至740℃。然后，以冷却速度8℃/小时缓冷直至棒钢的温度达到650℃。钢材温度为650℃～常温时进行空气冷却，制造实施了球状化热处理工序的棒钢(以下称为“SA材”)。通过以上的制造方法，制造各试验编号的钢材(轧态材、SA材)。
[评价试验]
对各试验编号的钢材实施以下试验。
[显微组织观察试验]
通过下述方法实施显微组织观察试验。具体而言，在将各试验编号的钢材的与长度方向垂直的截面中自表面起的径向深度设为d(mm)时，从d＝0.05R位置的4个部位(图2中为90°间距)采集样品。进一步，从d＝0.1R位置的4个部位(图2中为90°间距)采集样品。将采集的各样品的表面S作为观察面。将各样品的观察面研磨成镜面后，在硝酸乙醇腐蚀液中浸渍10秒左右，利用蚀刻进行组织显现。使用SEM，通过二次电子像观察蚀刻后的观察面的3个视野。视野面积设为400μm2(倍率5000倍)。在各视野中，贝氏体和其他相(铁素体、珠光体、渗碳体等)可以如上所述来区分。
对于轧态材，采用下述方法求出贝氏体面积率(％)。
贝氏体面积率(％)＝24个视野中的贝氏体的总面积/24个视野的总面积×100
若所求出的贝氏体面积率为95.0％以上，则认定至少自表面起深度0.1R的表层区域为贝氏体组织(表2中的“轧态材的显微组织”中为“Y”)。另一方面，在所求出的贝氏体面积率小于95.0％的情况下，认定自表面起深度0.1R的表层区域不是贝氏体组织(表2中的“轧态材的显微组织”中为“N”)。
对于SA材，通过下述方法求出球状化渗碳体率(％)。首先，在各视野(24个视野)中，求出各渗碳体的长径(μm)和短径(μm)。将渗碳体与母相(铁素体)的界面上的任意2点连接的直线之中最大的直线长度定义为该渗碳体的长径(μm)。将渗碳体与母相的界面上的任意2点连接的直线之中，与长径垂直交叉的直线的长度定义为该渗碳体的短径(μm)。将求出的长径为0.1μm以上的渗碳体作为测定对象(计数对象)。接着，求出作为测定对象的各渗碳体的纵横比(长径/短径)。将纵横比为3.0以下的渗碳体定义为“球状化渗碳体”。将24个视野中的球状化渗碳体的总个数相对于24个视野中的渗碳体的总个数的比例(％)定义为球状化渗碳体率(％)。当所求出的球状化渗碳体率为90.0％以上时，则认定至少0.1R的表层区域为球状化渗碳体组织(表2中的“SA材的显微组织”中为“Y”)。另一方面，所求出的球状化渗碳体的面积率小于90.0％时，则认定自表面起深度0.1R的表层区域不是球状化渗碳体组织(表2中的“SA材的显微组织”中为“N”)。需要说明的是，各试验编号的SA材的24个视野的显微组织均为由铁素体和渗碳体构成的组织。即，各试验编号的SA材中，表层区域的显微组织均为由铁素体和渗碳体构成的组织。
[极限压缩率测定试验]
由直径为30mm的各试验编号的钢材，以钢材的长度方向为压缩方向的方式制作压缩试验片。压缩试验片的直径为29.5mm，长度为44mm。压缩试验片的中心轴与钢材的中心轴大致一致。在压缩试验片的长度方向的中央位置的周向上形成切口。切口角度为30℃、切口深度为0.8mm、切口前端的曲率半径为0.15mm。压缩试验片分别从轧态材、SA材采集。以下，各试验片中，将从轧态材采集的试验片称为“轧态试验片”、从SA材采集的试验片称为“SA试验片”。
对上述压缩试验片(轧态试验片、SA试验片)，通过如下方法实施极限压缩试验。极限压缩试验中使用500吨液压机。使用约束模具对各试验片以10mm/分钟的速度进行冷压缩。在切口附近产生0.5mm以上的微小裂纹时停止压缩，算出此时的压缩率(％)。进行该测定共10次，求出累积破损概率达到50％时的压缩率(％)，将该压缩率定义为极限压缩率(％)。将各试验编号的极限压缩率(％)示于表2。
关于轧态材，如上所述，有时在球状化热处理工序前实施拉丝加工等冷拔加工。在这一情况下，轧态材需要具有不会在冷拔加工中产生由内部裂纹(人字形裂纹)引起的断裂的加工性。因此，对于轧态试验片，在极限压缩率达到50％以上的情况下，判断为极限加工率优异。需要说明的是，对于轧态试验片的极限压缩率低于50％的试验编号，未实施之后的渗碳钢部件的评价试验。
关于SA试验片，由于作为渗碳钢部件的坯料的现有钢材的极限压缩率为大约65％，因此，将达到可视为比该值明显高的值的75％以上的情况判断为极限加工率优异。需要说明的是，对于极限压缩率低于75％的试验编号，未实施渗碳钢部件的评价试验。
[Mn硫化物个数和氧化物个数测定试验]
从上述各试验编号的轧态材和SA材分别采集样品。具体而言，如图3所示，从沿径向距离轧态材、SA材的中心轴线C1为R/2位置采集样品。样品的观察面的尺寸为L1×L2，并将L1设为10mm、L2设为5mm。并且，将与观察面垂直的方向即样品厚度L3设为5mm。使观察面的法线N与中心轴线C1垂直，使R/2位置相当于观察面的中央位置。
对采集的样品的观察面进行镜面研磨，使用扫描电子显微镜(SEM)以1000倍的倍率随机观察20个视野(每1个视野的评价面积100μm×100μm)(轧态材为20个视野，SA材为20个视野)。
确定各视野中的夹杂物。对于所确定的各夹杂物，使用能量色散X射线光谱法(EDX)识别Mn硫化物和氧化物。具体而言，使用EDX，在各夹杂物中至少2个测定点实施元素分析。而且，在各夹杂物中，将在各测定点得到的元素含量的算术平均值定义为该夹杂物中各元素的含量(质量％)。1个夹杂物在2个测定点进行元素分析的情况下，将2个测定点得到的Mn含量的算术平均值、S含量的算术平均值以及O含量的算术平均值定义为该夹杂物中的Mn含量(质量％)、S含量(质量％)以及O含量(质量％)。在所确定的夹杂物的元素分析结果中Mn含量为10.0％以上、S含量为10.0％以上、O含量小于10.0％时，将该夹杂物认定为Mn硫化物。另外，在所确定的夹杂物的元素分析结果中O含量为10.0％以上时，将该夹杂物认定为氧化物。作为确定对象的夹杂物采用当量圆直径为0.5μm以上的夹杂物。另外，确定夹杂物所使用的EDX的光束直径为0.2μm。
轧态材和SA材中，分别以当量圆直径为0.5μm以上的Mn硫化物和氧化物作为测定对象。基于各视野中确定的Mn硫化物的总个数和20个视野的总面积，求出Mn硫化物的每单位面积的个数(个/mm2)。另外，基于各视野中确定的氧化物的总个数和20个视野的总面积，求出氧化物的每单位面积的个数(个/mm2)。
表2中示出轧态材中的Mn硫化物个数(个/mm2)、轧态材中的氧化物个数(个/mm2)。需要说明的是，各试验编号中，SA材的Mn硫化物个数与轧态材的Mn硫化物个数相同，SA材的氧化物个数与轧态材的氧化物个数相同。
[渗碳钢部件的制造]
对各试验编号的轧态材实施球状化退火。具体而言，将轧态材加热至740℃。然后，以冷却速度8℃/小时缓冷直至轧态材的温度达到650℃。钢材温度为650℃～常温时进行空气冷却，制造经球状化退火的轧态材。
从经球状化退火的轧态材采集试验片。试验片为圆棒，直径为29.5mm、长度为44mm。使试验片的长度方向与轧态材的长度方向相同。
对该试验片模拟冷锻，在冷条件下进行压缩率50％的镦锻压缩。镦锻压缩在常温下实施，使用约束模具。将镦锻压缩时的应变速度设为1/秒。对镦锻压缩后的试验片进行基于转化炉气体方式的气体渗碳。在该气体渗碳中，将碳势设为0.8％，在950℃下进行5小时的保持，接着，在850℃下进行0.5小时的保持。气体渗碳后，作为最终热处理工序，实施达到130℃的油淬火。淬火后，以150℃实施90分钟的回火。通过以上工序，由轧态材制作模拟渗碳钢部件的试验片。
对各试验编号的SA材，也利用与上述轧态材相同的方法制作模拟渗碳钢部件的试验片。具体而言，从各试验编号的SA材采集试验片。试验片为圆棒，直径为29.5mm、长度为44mm。使试验片的长度方向与SA材的长度方向相同。对该试验片模拟冷锻，在冷条件下进行压缩率50％的镦锻压缩。镦锻压缩在常温下实施，使用约束模具。将镦锻压缩时的应变速度设为1/秒。对镦锻压缩后的试验片进行基于转化炉气体方式的气体渗碳。在该气体渗碳中，将碳势设为0.8％，在950℃下进行5小时的保持，接着，在850℃下进行0.5小时的保持。气体渗碳后，作为最终热处理工序，实施达到130℃的油淬火。淬火后，以150℃实施90分钟的回火。通过以上工序，由SA材制作模拟渗碳钢部件的试验片。
[渗碳钢部件的评价试验]
对上述制造的渗碳钢部件模拟试验片(轧态材、SA材)的渗碳层和芯部实施以下试验。
[渗碳层的维氏硬度试验]
在各试验编号的模拟渗碳钢部件的上述试验片(轧态材、SA材)的与长度方向垂直的切割面中，使用显微维氏硬度计，通过依据JIS Z 2244(2009)的维氏硬度试验求出自表面起深度50μm位置的维氏硬度、以及自表面起深度0.4mm位置的维氏硬度。试验力为0.49N。在深度50μm位置测定10处的维氏硬度HV，将其平均值作为深度50μm位置处的维氏硬度HV。另外，在深度0.4mm位置测定10处的维氏硬度HV，将其平均值作为深度0.4mm位置处的维氏硬度HV。
若自表面起深度0.4mm位置处的硬度为600HV以上，则判断渗碳层从表面起至少存在至0.4mm为止。另外，在自表面起深度50μm位置处的维氏硬度为650～1000HV时，判断渗碳钢部件的渗碳层的硬度充分。将测定结果示于表3。
[表3]
[渗碳层的显微组织观察试验]
通过下述方法求出自模拟渗碳钢部件的上述试验片(轧态材、SA材)的自表面起深度0.4mm位置处的显微组织。采集表面包含自试验片的表面起深度0.4mm位置在内的样品。利用苦味醇液对样品表面实施蚀刻。使用SEM通过二次电子像观察蚀刻后的表面中的任意3个视野。各视野的面积设为400μm2(倍率5000倍)。马氏体和贝氏体(包括回火马氏体和回火贝氏体)、铁素体、珠光体、渗碳体能够基于对比度来判别。求出深度0.4mm位置样品的3个视野中的马氏体的总面积。将所求出的马氏体的总面积相对于3个视野的总面积的比例定义为深度0.5μm位置处的马氏体的面积率(％)。
[芯部的维氏硬度试验和化学组成确定]
通过下述方法对模拟渗碳钢部件的上述试验片的芯部的维氏硬度和化学组成进行测定。在渗碳钢部件的与长度方向垂直的截面中，使用显微维氏硬度计，通过依据JIS Z2244(2009)的维氏硬度试验求出自表面起深度2.0mm位置的维氏硬度。试验力为0.49N。在深度2.0mm位置进行10次测定，将其平均值作为自表面起深度2.0mm位置处的维氏硬度(HV)。将得到的维氏硬度示于表3。深度0.2mm位置处的维氏硬度为250～500HV时，芯部硬度充分，判定为合格。需要说明的是，深度0.4mm位置处的维氏硬度为600HV以上、且2.0mm位置处的维氏硬度小于600HV时，判断渗碳层具有0.4mm以上且小于2.0mm的有效硬化层。即，在这一情况下，将自表面起深度2.0mm位置认定为芯部。
[渗碳钢部件的粗粒的有无]
对模拟上述渗碳钢部件的上述试验片(轧态材和SA材)的芯部，在自表面起深度2mm的位置处进行原奥氏体晶粒的观察。具体而言，将渗碳钢部件的与长度方向垂直的切割面作为观察面。对观察面进行镜面研磨后，用苦味酸饱和水溶液进行蚀刻。用光学显微镜(400倍)观察经蚀刻的观察面的包含自表面起深度2mm位置的视野(300μm×300μm)，确定原奥氏体晶粒。对于所确定的原奥氏体晶粒，依据JIS G 0551(2013)，以当量圆直径(μm)求出各原奥氏体晶粒的晶粒直径。在原奥氏体晶粒中，哪怕有一个当量圆直径超过相当于上述JIS规定的晶粒度编号4号的当量圆直径(88.4μm)的晶粒时，即判定为“有粗大晶粒产生”。将判定结果示于表3。
[接合后渗碳钢部件的疲劳强度评价试验]
对各试验编号的轧态材和SA材进行机械加工，制作直径20mm、长度150mm的圆棒。使用该圆棒(轧态材、SA材)，制作基本疲劳试验片和接合疲劳试验片。需要说明的是，在制作下述基本疲劳试验片和接合疲劳试验片之前，对轧态材实施与上述相同条件的球状化退火，然后通过机械加工制作直径20mm、长度150mm的圆棒。
基本疲劳试验片通过如下方法制作。从直径20mm、长度150mm的圆棒的截面中央部制作评价部直径8mm、平行部长度15mm的小野式旋转弯曲疲劳试验片。将该试验片作为基本疲劳试验片。基本疲劳试验片的长度方向与圆棒的长度方向相同。
接合疲劳试验片通过如下方法制作。将相同试验片编号的直径20mm、长度150mm的圆棒彼此对接，以如下摩擦焊接条件制作接合圆棒。
摩擦焊接条件：
摩擦压力：100MPa、
摩擦时间：5秒、
对接压力(从圆棒两端部对接合部的加压力)：200MPa、
对接时间(对接合部的加压时间)：5秒、
转速：2000rpm、
总留量：5～12mm。
由接合圆棒的截面中央部制作评价部直径8mm、平行部长度15.0mm的小野式旋转弯曲疲劳试验片，作为压接疲劳试验片。压接疲劳试验片中，将平行部的长度方向中央部作为接合面。接合疲劳试验片的长度方向与圆棒的长度方向相同。
对基本疲劳试验片和接合疲劳试验片实施如下渗碳淬火处理，制成渗碳钢部件(使用球状化热处理后的轧态材的试验片、使用SA材的试验片)。在渗碳淬火处理中，实施基于转化炉气体方式的气体渗碳。具体而言，将碳势设为0.8％，在950℃下保持5小时。然后，在相同碳势下，在850℃保持0.5小时。然后，浸渍在130℃的油中，实施油淬火。油淬火后，实施在150℃下保持90分钟的回火。通过以上方法，制作模拟渗碳钢部件的小野式旋转弯曲疲劳试验片(基本疲劳试验片、接合疲劳试验片)。
对制作的基本疲劳试验片、接合疲劳试验片，实施小野式旋转弯曲疲劳试验。具体而言，使用上述各小野式旋转弯曲疲劳试验片(基本疲劳试验片、接合疲劳试验片)，在室温、大气气氛中实施依据JIS Z 2274(1978)的小野式旋转弯曲疲劳试验。将转速设为3000rpm，将应力比R设为-1，将应力负荷重复次数为1×107个循环后未断裂的最大应力作为疲劳强度(MPa)。
将接合疲劳试验片的疲劳强度(MPa)相对于基本疲劳试验片的疲劳强度(MPa)之比(％)定义为疲劳强度比。即，疲劳强度比以下式定义。
疲劳强度比(％)＝接合疲劳试验片的疲劳强度/基本疲劳试验片的疲劳强度×100
将所得到的疲劳强度比示于表3。若疲劳强度比为85％以上，则判断为接合后也得到了优异的疲劳强度。
[试验结果]
将试验结果示于表2和表3。参照表2和表3，试验编号1～11和28的化学组成适当，满足式(1)～式(3)。而且，炼钢条件也适当。另外，冷却工序中的冷却速度也适当。因此，轧态材和SA材中的MnS个数为70.0个/mm2以下，且氧化物个数为25.0个/mm2以下。进而，在轧态材中，至少自表面至深度0.1R为止的表层区域中的贝氏体面积率为95.0％以上(表2中的“轧态材的显微组织”栏中为“Y”)，在SA材中，至少自表面至深度0.1R为止的表层区域的显微组织由铁素体和渗碳体构成，表层区域中的渗碳体的球状化率为90.0％以上(表2中的“SA材的显微组织”栏中为“Y”)。其结果，轧态材的极限压缩率为50％以上，SA材的极限压缩率为75％以上，显示出优异的极限压缩率。
而且，参照表3，在使用轧态材制作的模拟渗碳钢部件的试验片中，深度50μm位置处的维氏硬度为650～1000HV，深度0.4mm位置处的马氏体面积率为90.0％以上，深度0.4mm位置处的维氏硬度为600～900HV以上。此外，自表面起深度2.0mm位置处的维氏硬度为250～500HV，渗碳层的有效硬化层深度为0.4mm以上且小于2.0mm。此外，芯部中，原奥氏体晶界未粗大化。此外，基于接合疲劳试验片和基本疲劳试验片的疲劳强度比均高达85％以上，即使在进行了接合的情况下，焊接后也显示出优异的疲劳强度。
另一方面，试验编号12中，C含量过高。因此，轧态材的极限压缩率低于50％。并且，SA材的极限压缩率低于75％，无法得到充分的极限压缩率。
试验编号13中，C含量过低。因此，在模拟渗碳钢部件的试验片的芯部中，无法得到充分的硬度。
试验编号14中，氧含量过高。因此，氧化物个数过多。其结果，基于轧态材和SA材的接合疲劳试验片和基本疲劳试验片的疲劳强度比低至小于85％，焊接后的疲劳强度低。
试验编号15中，N含量过高。因此，无法确保固溶B，芯部硬度过低。
试验编号16和29中，F1超过式(1)的上限。因此，轧态材和SA材的极限加工率低。
试验编号17中，F1小于式(1)的下限。因此，轧态材的渗碳部件的芯部硬度和SA材的渗碳钢部件的芯部硬度过低。
试验编号18和30中，F2超过式(2)的上限。因此，轧态材和SA材的极限加工率低。
试验编号19中，F2小于式(2)的下限。因此，在轧态材的渗碳部件和SA材的渗碳钢部件中，深度0.4mm位置处的硬度过低。
试验编号20中，F3超过式(3)的上限。因此，钢材(轧态材和SA材)的极限加工率低。
试验序号21中，F3小于式(3)的下限。因此，在轧态材的渗碳部件的芯部和SA材的渗碳钢部件的芯部中，原奥氏体晶粒的一部分成为粗粒。
试验编号22和23中，相对于二次精炼后的钢包内的钢水，1500～1600℃的温度下的保持时间ts小于均匀混合时间τ的2.0倍。因此，在轧态材和SA材中，MnS个数超过70.0个/mm2，氧化物个数超过25.0个/mm2。其结果，在模拟轧态材的渗碳部件和SA材的渗碳钢部件的接合疲劳试验片中，疲劳强度比低至小于85％。
试验编号24和25中，精炼工序中，在添加Al之前添加Si。因此，在轧态材和SA材中，氧化物个数超过25.0个/mm2。其结果，在模拟轧态材的渗碳部件和SA材的渗碳钢部件的接合疲劳试验片中，疲劳强度比低至小于85％。
试验编号26和27中，热轧后的缓冷工序中的800～500下的平均冷却速度过快。因此，轧态材的钢材的显微组织成为以马氏体为主体的显微组织。其结果，轧态材的极限压缩率低于50％。然而，在SA材的显微组织中，至少自表面至0.1R深度为止的表层区域的显微组织由铁素体和渗碳体构成，表层区域中的渗碳体的球状化率为90.0％以上。因此，SA材的极限压缩率为75％以上。而且，SA材的渗碳钢部件的渗碳层的维氏硬度适当，深度0.4mm位置处的马氏体分数也为90.0％以上。另外，芯部硬度和化学组成也适当，原奥氏体粒径未粗大化。进而，在接合疲劳试验片中，疲劳强度比高至85％以上，即使在进行了接合的情况下也显示出优异的疲劳强度。
以上说明了本发明的实施方式。但是，上述实施方式只不过是用于实施本发明的例示。因此，本发明并不限定于上述实施方式，不脱离其宗旨的范围内可对上述实施方式进行适当变形而实施。

Claims (4)

1.一种钢材，
其以质量％计为
C：0.09～0.16％、
Si：0.01～0.50％、
Mn：0.40～0.60％、
P：0.030％以下、
S：0.025％以下、
Cr：0.90～2.00％、
Mo：0.10～0.40％、
Al：0.005～0.030％、
Ti：0.010％以上且小于0.050％、
Nb：0.010～0.030％、
N：0.0080％以下、
O：0.0030％以下、
B：0.0003～0.0030％、
Ca：0.0005～0.0050％、
Cu：0～0.50％、
Ni：0～0.30％、
V：0～0.10％、以及
余量：Fe和杂质，且满足式(1)～式(3)，
在所述钢材的与轴向平行的截面中，以质量％计Mn含量为10.0％以上、S含量为10.0％以上、O含量小于10.0％的Mn硫化物为70.0个/mm2以下，以质量％计O含量为10.0％以上的氧化物为25.0个/mm2以下，
0.140＜C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al＜0.235 (1)
13.0＜(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)＜45.0 (2)
0.004＜Ti-N×(48/14)＜0.030 (3)
其中，式(1)～式(3)的各元素符号处代入对应元素的以质量％计的含量，不含对应元素时在该元素符号处代入“0”。
2.根据权利要求1所述的钢材，其中，
将所述钢材的与轴向垂直的截面中的半径定义为R(mm)时，在所述钢材的与轴向垂直的截面的显微组织中，至少自表面至0.1R深度为止的表层区域中的贝氏体的面积率为95.0％以上。
3.根据权利要求1所述的钢材，其中，
将所述钢材的与轴向垂直的截面中的半径定义为R(mm)时，在所述钢材的与轴向垂直的截面的显微组织中，至少自表面至0.1R深度为止的表层区域由铁素体和渗碳体构成，所述表层区域中的所述渗碳体的球状化率为90.0％以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的钢材，
其以质量％计含有选自由
Cu：0.01～0.50％、
Ni：0.01～0.30％、以及
V：0.01～0.10％
组成的组中的1种以上元素。
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