JP2019218585A - 浸炭用鋼及び部品 - Google Patents

Abstract

【課題】高い曲げ疲労強度及び冷間加工性を有し、水素侵入環境下における優れた耐水素脆化特性を有する浸炭用鋼及びその鋼部品を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、Ｍｎ：０．２０〜０．４０％未満、Ｃｒ：１．６０〜２．００％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎ：０．００１５〜０．００８０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、及びＳ：０．０１０〜０．０２０％を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｏ：０．００２０％以下に制限され、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有し、フェライトの面積率が６０％以上であることを特徴とする浸炭用鋼。０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９≦０．５８・・・ （１）；０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５・・・（２）；Ｍｎ／Ｃｒ≦０．２０・・・（３）【選択図】図１

Description

本発明は、浸炭用鋼及び部品に関し、さらに詳しくは、冷間鍛造等の冷間加工に用いられる浸炭用鋼と、当該浸炭用鋼から得られる部品に関する。

自動車及び建築構造物の部品の製造には、近年、冷間鍛造等の冷間加工が広く行われている。これは冷間加工が、寸法精度、歩留まり、及び製造コストの観点で優れているからである。自動車及び建築構造物の部品は、例えばシャフトやボルト、ボールジョイント、インナー／アウターレース、スパイダー、ピニオンギヤ等である。これらの部品は、冷間加工ままで使われる場合もあるが、多くの場合、冷間加工により所定の形状に成形された後、焼入れ及び焼戻しを実施して最終的な強度を調整される。

近年、部品の小型軽量化が進み、部品のさらなる高強度化が求められている。従来、焼入れ焼戻しを実施して強度を高めた、上記用途の部品には、たとえば、ＪＩＳ Ｇ ４０５３の機械構造用合金鋼が用いられている。この機械構造用合金鋼はたとえば、クロム鋼、クロムモリブデン鋼、及びニッケルクロムモリブデン鋼等である。

これらの鋼材は、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高めるために、モリブデン（Ｍｏ）及びニッケル（Ｎｉ）等の合金元素を含有する。これらの鋼材を用いて熱間圧延により棒鋼及び線材を製造する場合、製造された棒鋼及び線材の硬さが高い。そのため、冷間加工が困難となる。そこで、冷間加工性を確保するため、棒鋼及び線材に対して、軟化熱処理として長時間の球状化焼鈍を複数回実施した後、冷間鍛造等で所望の形状に成形する。その後、焼入れ及び焼戻し処理により所望の強度及び硬さに調整する。

更に、鋼製部品は高い曲げ疲労強度が求められる。また、トランスミッション用シャフト等、自動車及び産業機械に利用される鋼部品は、潤滑油が塗布された状態で使用される場合が多いために、潤滑油由来の水素進入により遅れ破壊が生じやすい。このような遅れ破壊を防止するために耐遅れ破壊特性も求められる。

特許文献１には、Ｓｉ含有量を０．０１〜０．１０％に低減し、且つＣｒ含有量及び／又はＭｏ含有量を多くすることによって、高い曲げ疲労強度が得られることが開示されている。しかし、特許文献１には、Ｍｎによる耐水素脆化特性への影響が考慮されていない。

特許文献２には、Ｓｉ含有量を０．２０％以下に制限することによって鋼の冷間加工性が向上することが開示されており、また、Ｍｎ含有量とＣｒ含有量との比Ｍｎ／Ｃｒが０．５５以下であれば、高強度であっても優れた耐水素脆化特性が得られることが開示されている。

特開２０１３−１０８１４４号公報 特開２０１７−１２２２７０号公報

特許文献２は、焼き入れ性を確保するために、Ｍｎを鋼中に０．４％以上含有させている。Ｍｎは焼入れ性を高めて鋼の強度を高める効果を有するが、耐水素脆化特性を低下させる欠点も有する。特許文献２に開示された鋼中のＭｎ含有量の下限は、特許文献１に開示された鋼中のＭｎ含有量と同じであるため、特許文献２も、Ｍｎに起因する耐水素脆化特性の低下の防止に限界がある。

本発明の目的は、鋼中のＭｎ含有量をＭｎ：０．４０％未満に低減することによって水素侵入環境下における優れた耐水素脆化特性を有し、鋼中のＳｉ含有量を低減することによって高い冷間加工性を備えるとともに、前述のようにＭｎ含有量が低減されていても焼入れ後の高い曲げ疲労強度を有する浸炭用鋼を提供することである。

本発明者らは、浸炭用鋼の冷間加工性、及び耐水素脆化特性に影響を及ぼす成分及び組織について調査検討を行った。本発明者らは、１３００ＭＰａ級の低合金ボロン鋼の耐水素脆化特性に及ぼすＭｎの影響を調査した結果、Ｍｎを低減することによって限界拡散性水素量を向上できることを見出した。

上記知見に加え、本発明者らは、下記のように、鋼中のＭｎ含有量を増加する代わりにＣ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶ含有量を調整することによって、曲げ疲労強度、焼入れされた部分の耐摩耗性を高めることを見出した。また、本発明者らは、鋼中のＣａ、Ｓ含有量を調整することによって、Ｓｉ含有量を低減できることを見出した。更に、本発明者らは、限界拡散水素量比ＨＲと、Ｃｒ含有量に対するＭｎ含有量の割合との関係を見出し、Ｍｎ：０．４０％未満であっても、優れた耐水素脆化特性が得られることを見出した。

［浸炭用鋼の焼入れ性及び冷間加工性について］
（ａ）Ｓｉ含有量を少なくすれば、曲げ疲労強度が高まるものの、焼戻し軟化抵抗が低くなり、面疲労強度が不十分になる。一方、Ｓｉ含有量を少なくし、かつ、Ｃｒ含有量及び／又はＭｎ含有量を多くすることによって、曲げ疲労強度が向上する。

（ｂ）しかし、Ｍｎ含有量が多すぎれば、浸炭用鋼に対して焼準処理を実施した後、前記鋼中にベイナイト組織が生成しやすくなる。ベイナイト組織が生成すれば、前記鋼の硬度が高まるので、前記鋼の切削性が低下する。Ｍｎが含有されなくても、Ｃｒ含有量が多すぎれば、同様にベイナイト組織が生成しやすくなる。

（ｃ）したがって、焼入れ性を向上しつつ、曲げ疲労強度を高め、しかも冷間加工性を高められるようにＣｒ含有量及びＭｎ含有量を調整しなければならない。具体的には、以下の式で定義されるＦ１が０．４８〜０．５８の範囲になるよう、Ｃ、Ｓｉ及びＣｒ含有量を調整する。
Ｆ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９
ここで、Ｆ１の前記式中の元素記号は、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、対応する元素が不純物レベルの場合、Ｆ１の前記式の対応する元素記号には０が代入される。

また、Ｍｏ及びＶも焼入れ性を向上しつつ、曲げ疲労強度、焼入れされた部分の耐摩耗性を高める効果を有する。これらの元素を含有する場合、以下の式で定義されるＦ１が０．４８〜０．５８の範囲になるよう、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶ含有量を調整する。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２×Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８・・・（１’）
ここで、Ｆ１の前記式中の元素記号は、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、対応する元素が不純物レベルの場合、Ｆ１の前記式の対応する元素記号には０が代入される。

［浸炭用鋼の硫化物制御について］
浸炭用鋼の冷間加工性はさらに、ＭｎＳに代表される硫化物系介在物（以下、硫化物という）の影響を受ける。具体的には、浸炭用鋼の表面近傍に含まれる硫化物が微細であり、かつ、球状に近い形状であれば、鍛造割れの起点となる粗大な硫化物個数を低減できるので冷間鍛造等の冷間加工性が高まる。

Ｃａは硫化物に固溶して硫化物の球状化を促進する。しかしながら、Ｓに対してＣａ含有量が高すぎれば、硫化物に固溶しなかったＣａが粗大な酸化物を形成して鋼の耐水素脆化特性を低下する。鋼中のＳ含有量に対するＣａ含有量の比を適切な範囲に設定すれば、硫化物の形態を制御して冷間加工性を高めることができ、かつ、耐水素脆化特性を維持できる。具体的には、浸炭用鋼の化学組成が式（２）を満たす場合、耐水素脆化特性が維持されつつ、優れた冷間加工性が得られ、より複雑な部品の成形が可能となる。
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５・・・（２）
ここで、式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

Ｆ２＝Ｃａ／Ｓと定義する。Ｆ２は冷間加工性及び耐水素脆化特性の指標である。Ｃａは、硫化物に固溶して、硫化物を微細分散させ、硫化物の形状を球状化する。Ｆ２が低すぎれば、つまりＳ含有量に対するＣａ含有量が低すぎれば、Ｃａが硫化物に固溶しにくく、硫化物が球状化されにくい。そのため、冷間加工性が低下する。一方、Ｆ２が大きすぎれば、Ｓ含有量に対するＣａ含有量が高すぎる。この場合、硫化物に固溶しなかったＣａが粗大な酸化物を形成し、冷間鍛造部品等の冷間加工部品の耐水素脆化特性が低下する。Ｆ２が式（２）を満たせば、優れた冷間加工性及び耐水素脆化特性が得られる。

［浸炭用鋼の耐水素脆化特性について］
Ｍｎ量の制限に加えて、前述した式（２）を前提に式（３）を満たすことによって、高強度であっても優れた耐水素脆化特性が得られる。
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．２０・・・（３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。Ｆ３＝Ｍｎ／Ｃｒと定義する。

図１は、限界拡散水素量比ＨＲと、Ｆ３（＝Ｍｎ／Ｃｒ）との関係を示す図である。図１は後述の実施例により得られた。

図１中の縦軸は、限界拡散性水素量比ＨＲを示す。限界拡散性水素量比ＨＲは、ＪＩＳ Ｇ４０５３（２０１６）のＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有する鋼Ｍの限界拡散性水素量Ｈｒｅｆを基準として、次の式（Ａ）で定義される。限界拡散性水素量比ＨＲは耐水素脆化特性の指標である。
ＨＲ＝Ｈｃ／Ｈｒｅｆ・・・（Ａ）
Ｈｃは、後述の実施例において、各試験番号の限界拡散水素量である。限界拡散水素量Ｈｃは、各試験番号において、種々の濃度の水素を導入した試験片に対して定荷重試験を実施した場合の、破断しなかった試験片の最大水素量を意味する。

図１を参照して、Ｆ３が減少するほど、つまり、Ｍｎ含有量のＣｒ含有量に対する比が小さくなるほど、限界拡散性水素量比ＨＲは顕著に高まる。そして、Ｆ３が０．２０より低くなれば、ＨＲが１．００よりも高くなり、優れた耐水素脆化特性が得られる。

［浸炭用鋼の金属組織について］
冷間加工性は、上記事項に加えて、鋼の金属組織にも依存する。金属組織中が主としてフェライトであり、かつ、初析フェライトの面積率が高ければ、冷間加工性に優れる。具体的には、浸炭用鋼の金属組織中において、フェライトの面積率が６０％以上であり、残部がパーライト及びベイナイトであれば、冷間加工性が高まる。この場合、球状化焼鈍処理を省略又は短時間化しても部品の成形が可能である。

本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．２５％、Ｓｉ：０．２０未満、Ｍｎ：０．２０〜０．４０％未満、Ｃｒ：１．６０〜２．００％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎ：０．００１５〜０．００８０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、及びＳ：０．０１０〜０．０２０％を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、Ｏ：０．００２０％以下に制限され、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
下記式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有し、
フェライトの面積率が６０％以上であることを特徴とする浸炭用鋼。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９≦０．５８・・・ （１）
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５・・・（２）
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．２０・・・（３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、Ｓｉが不純物レベルの場合、式（１）のＳｉには０が代入される。
（２）更に、質量％で、
Ｓｂ：０．１００％以下、Ｓｎ：０．１００％以下、及びＢｉ：０．１００％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の浸炭用鋼。
（３）更に、質量％で、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｖ：０．０５０％以下、及び Ｎｂ：０．０５０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、
下記式（１’）を満たすことを特徴とする（１）又は（２）に記載の浸炭用鋼。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２×Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８・・・ （１’）
ここで、式（１’）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、対応する元素が不純物レベルの場合、式（１’）の対応する元素記号には０が代入される。
（４）（１）〜（３）のうちいずれかに記載の成分組成を有する芯部と、前記芯部よりも炭素含有量が高い表層部とを有することを特徴とする部品。

本発明による浸炭用鋼は、優れた曲げ疲労強度及び優れた冷間加工性を有し、水素侵入環境下における優れた耐水素脆化特性を有する。

限界拡散性水素量比と、浸炭用鋼中のＭｎ／Ｃｒとの関係を示す図である。 図２は、実施例で作製したローラピッチング小ローラ試験片の側面図である。 図３は、実施例で作製した切り欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片の側面図である。 図４は、実施例における浸炭焼入れ条件を示す図である。 環状Ｖノッチ付きの試験片の側面図である。

以下、本実施形態による浸炭用鋼について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

［化学組成］
本実施形態の浸炭用鋼の化学組成は、次の元素を含有する。

［Ｃ：０．１５〜０．２５％］
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。具体的には、Ｃは、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れを実施した鋼製部品の芯部の強度を高める。しかしながら、Ｃが過剰に含有されれば、パーライトの面積率が増大してフェライトの面積率が減少して鋼の硬度が増大するため、冷間加工性が悪化する。したがって、Ｃ含有量は、０．１５〜０．２５％である。好ましいＣ含有量の上限は、０．２３％である。好ましいＣ含有量の下限は、０．１３％である。

［Ｓｉ：０．２０％未満］
シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化によりフェライトを強化する。鋼の引張強度を下げたい場合、Ｓｉ含有量はなるべく低いほうが好ましい。ただし、冷間加工部品の焼戻し硬さを高める場合、含有されてもよい。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の強度が高くなり過ぎ、鋼の冷間加工性が低下する。この場合、長時間の軟化熱処理が必要となり、コストが高くなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．２０％未満である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは、０．１６％である。

［Ｍｎ：０．２０〜０．４０％未満］
マンガン（Ｍｎ）は、焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、仕上げ圧延後の冷却時にフェライト変態の開始温度が低下してフェライトの面積率が低下する。また、Ｍｎは、Ｓｉと結合して介在物（ＭｎＯ−ＳｉＯ_２）を形成する。この介在物は軟質であり、冷間圧延中に延伸及び分断されて微細化されるため、ＭｎＯ−ＳｉＯ_２の密度が低減し、耐水素脆化性が高まる。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、粒界に偏析して粒界破壊を助長して、耐水素脆化性がかえって低くなる。したがって、Ｍｎ含有量は、０．２０〜０．４０％未満である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２２％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．３８％であり、さらに好ましくは０．３５％である。

［Ｃｒ：１．６０〜２．００％］
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性及び耐焼戻し軟化性を高め、鋼の曲げ疲労強度及び面疲労強度を高める。しかしながら、Ｃｒが過剰に含有されれば、焼準処理後において、鋼中にベイナイト組織が生成しやくなる。ベイナイト組織が生成すれば、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、１．６０〜２．００％である。好ましいＣｒ含有量の上限は、１．９０％である。好ましいＣｒ含有量の下限は、１．８０％である。

［Ａｌ：０．００５〜０．０６０％］
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、この効果が得られない。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、浸炭加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。オーステナイト粒の粗大化が抑制されれば、鋼の曲げ疲労強度が高まる。一方、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えれば、粗大な酸化物系介在物が生成して鋼の曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０６０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５５％である。

［Ｎ：０．００１５〜０．００８０％］
窒素（Ｎ）は、鋼中のＴｉと結合して窒化物を生成し、熱間圧延時のオーステナイト粒を微細化する。Ｎ含有量が０．００１５％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が０．００８０％を超えれば、その効果が飽和する。さらに、ＮがＢと結合して窒化物を生成し、固溶Ｂ量を低下する。この場合、鋼の焼入れ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１５〜０．００８０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７０％である。

［Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％］
カルシウム（Ｃａ）は、硫化物に固溶して、硫化物を微細かつ球状化する。これにより、Ｃａは鋼の冷間加工性を高める。Ｃａ含有量が低すぎると、この効果が得られない。一方、Ｃａ含有量が高すぎると、粗大な酸化物が形成される。粗大な酸化物は、鋼の冷間鍛造性を低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００３〜０．００５０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。

［Ｓ：０．０１０〜０．０２０％］
硫黄（Ｓ）は、不純物であるが、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｓが過剰に含有されれば、粗大なＭｎＳが生成しやすくなり、鋼の疲労強度（曲げ疲労強度及び面疲労強度）が低下する。硫黄（Ｓ）は硫化物を形成して鋼の冷間加工性を低下し、さらに、耐水素脆化特性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以上０．０２０％以下である。

［Ｐ：０．０２０％以下］
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、結晶粒界に偏析して粒界を脆化し、さらに、耐水素脆化特性を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は０．０２５％以下である。好ましいＰ含有量は、０．０２０％以下である。

［Ｏ：０．００２０％以下］
酸素（Ｏ）は、不純物である。Ｏは、Ａｌと結合して、硬質な酸化物系介在物を形成し、鋼の曲げ疲労強度を低下する。Ｏ含有量が０．００２０％を超えれば、酸化物が多量に生成するとともに、ＭｎＳが粗大化する。したがって、Ｏ含有量は０．００２０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１８％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。

［０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９≦０．５８］
本実施形態の浸炭用鋼の化学組成は、前述したように、曲げ疲労強度及び冷間加工性を確保するために、さらに、式（１）を満たす。尚、下記式（１）において定義されるＦ１式の値は、０．５１以上０．５５以下であることが好ましい。
０．４８≦Ｆ１（＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９）≦０．５８・・・（１）

また、本実施形態の浸炭用鋼の化学組成は、任意添加元素としてＭｏ及びＶのうち少なくとも１種を含有できるが、この場合、式（１）に加えて式（１’）を満たす。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２×Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８・・・（１’）

［０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５］
本実施形態の浸炭用鋼の化学組成は、前述したように、耐水素脆化特性を維持しつつ、優れた冷間加工性を得るために、さらに、式（２）を満たす。
０．０３≦Ｆ２（＝Ｃａ／Ｓ）≦０．１５・・・（２）

Ｆ２は耐水素脆化特性の指標となる。Ｃａは、硫化物に固溶して、硫化物を微細分散させ、硫化物の形状を球状化する。Ｆ２が低すぎれば、つまりＳ含有量に対するＣａ含有量が低すぎれば、Ｃａが硫化物に固溶しにくく、硫化物が球状化されにくい。そのため、冷間加工性が低下する。一方、Ｆ２が大きすぎれば、Ｓ含有量に対するＣａ含有量が高すぎる。この場合、硫化物に固溶しなかったＣａが粗大な酸化物を形成し、耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｆ２は、０．０３〜０．１５である。Ｆ２の好ましい下限は０．０４である。Ｆ２の好ましい上限は０．１２であり、さらに好ましくは０．１０である。

［Ｍｎ／Ｃｒ≦０．２０］
上述の浸炭用鋼の化学組成はさらに、式（３）を満たす。
Ｆ３（＝Ｍｎ／Ｃｒ）≦０．２０・・・（３）
Ｍｎ及びＣｒは、焼入れ性を高める。さらに、上述のとおり、ＭｎのＣｒに対する比率が適切であれば、優れた耐水素脆化特性が得られる。そして、Ｆ３が０．２０以下であれば、図１に示すように限界拡散性水素量比ＨＲが１．０よりも高くなり、優れた耐水素脆化特性が得られる。

［任意選択元素］
本実施の形態による浸炭用鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、以下の元素のうち少なくとも一種を任意選択的に含有してもよい。

［Ｓｂ：０．１００％以下；Ｓｎ：０．１００％以下；Ｂｉ：０．１００％以下］
本発明は上記の必須成分に加えて、アンチモン（Ｓｂ）、錫（Ｓｎ）、ビスマス（Ｂｉ）のうちの１種または２種以上をそれぞれ０．１００％以下の範囲内で添加しても良い。これらの元素は、０．００１％以上添加することにより水素侵入を抑制する効果を発揮する．水素侵入を抑制する効果を発揮するための下限をそれぞれ０．００１％以上としたが、効果を十分に発揮させるための好ましい下限としてはそれぞれ０．００５％以上とする。さらに、好ましくはそれぞれ０．０１０％以上である。また、上限についてはそれぞれ０．１００％を超えると、鋼の冷間加工性が劣化し、連続鋳造が困難となる。また、好ましくは、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｂｉの濃度の合計が０．０３０〜０．１００％であればよい。

［Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％］
チタン（Ｔｉ）は鋼中のＮと結合して窒化物（ＴｉＮ）を形成する。ＴｉＮの生成により、ＢＮの生成が抑制され、固溶Ｂ量が増える。その結果、鋼材の焼入れ性が高まる。Ｔｉはさらに、Ｃと結合して炭化物（ＴｉＣ）を形成して結晶粒を微細化する。これにより、鋼の耐水素脆化特性が高まる。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えれば、粗大なＴｉＮが多量に生成する。この場合、鋼の疲労強度及び耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１０〜０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４５％である。

［Ｂ：０．０００３〜０．００４０％］
ボロン（Ｂ）は鋼の焼入れ性を高める。Ｂはさらに、Ｐの粒界偏析を抑制して、鋼の耐水素脆化特性を高める。Ｂ含有量が０．０００３％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｂ含有量が０．００４０％を超えれば、焼入れ性向上の効果が飽和する。さらに、粗大なＢＮが生成して冷間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００４０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２５％である。

［Ｃｕ：０．５０％以下］
銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の曲げ疲労強度を高める。しかしながら、Ｃｕが過剰に含有されると、焼入れ性が高くなりすぎて仕上げ圧延後にベイナイトが生成し、鋼の冷間加工性の低下が顕著になる。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。

［Ｎｉ：０．３０％以下］
ニッケル（Ｎｉ）は鋼の焼入れ性を高め、曲げ疲労強度を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、仕上げ圧延後にベイナイト組織が生成しやすくなる。さらに、焼入れ性の向上による曲げ疲労強度を高める効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．３０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。

Ｍｏ：０．０５％以下
モリブデン（Ｍｏ）は、選択元素である。つまり、Ｍｏは含有されなくてもよい。Ｍｏは、鋼の焼入れ性及び耐焼戻し軟化性を高め、鋼の曲げ疲労強度及び面疲労強度を高める。しかしながら、Ｍｏが過剰に含有されれば、焼準処理後において、鋼中にベイナイト組織が生成しやくなり、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、０．０５％以下である。好ましいＭｏ含有量の下限は、０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。

Ｖ：０．０５０％以下
バナジウム（Ｖ）は鋼の焼入れ性を高める。Ｖはさらに、Ｃ及びＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成して結晶粒を微細化する。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、炭化物及び炭窒化物が鋼の強度を高め、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．０５０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００４％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。

Ｎｂ：０．０５０％以下
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｃ及びＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物（炭窒化物等という）を形成する。Ｎｂ炭窒化物等は、ピンニング効果により熱間圧延時にオーステナイト粒を微細化し、仕上げ圧延後の冷却過程でのベイナイト生成を抑制し、初析フェライトの面積率を高める。Ｎｂ炭窒化物等はさらに、浸炭加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制する。しかしながら、Ｎｂが過剰に含有されれば、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、Ｎｂ炭窒化物が粗大化し、オーステナイト粒の粗大化を抑制できなくなる。したがって、Ｎｂ含有量は、０．０５０％以下である。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。好ましいＮｂ含有量の下限は、０．０１０％である。上記効果をより有効に得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。

［金属組織について］
本実施形態の浸炭用鋼の金属組織は、主としてフェライトからなる。より具体的には、浸炭用鋼の金属組織では、フェライトの面積率が６０％以上であり、残部がパーライト及びベイナイトである。なお、前記「フェライトの面積率」のフェライトは初析フェライトであって、パーライトのラメラセメンタイト間のフェライトは含まれない。

初析フェライト及びパーライトは、ベイナイトよりも軟質であり、冷間加工性に優れる。さらに、初析フェライトはパーライトよりも冷間加工性に優れる。初析フェライトの面積率が６０％以上１００％未満であれば、優れた冷間加工性が得られる。

金属組織は次の方法で測定される。浸炭用鋼内部（棒鋼又は線材の場合はＤ／４部、板材又は鋼管の場合はｔ／４部）からサンプルを採取する。採取されたサンプルの表面のうち、浸炭用鋼の圧延方向に垂直な面を観察面とする。観察面を研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタル腐食液）にて５〜１５秒エッチングする。エッチングされた観察面を５００倍の光学顕微鏡にて観察して、任意の５視野の写真画像を生成する。

各視野において、初析フェライト、パーライト、ベイナイト等の各相は、相ごとにコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、各相を特定する。特定された相のうち、全ての視野での初析フェライトの面積の総和の、全ての視野の総面積に対する比を、初析フェライト面積率（％）と定義する。

［製造方法］
本発明の浸炭用鋼の製造方法の一例として、棒鋼又は線材（棒線）の製造方法について説明する。本実施形態の浸炭用鋼の製造方法は、ビレットを製造する工程（分塊圧延工程）と、製造されたビレットを棒線に圧延する工程（仕上圧延工程）とを含む。以下、各工程について詳述する。

［分塊圧延工程］
初めに、上記化学組成を有する素材を準備する。たとえば、素材は次の方法で製造される。上述の化学組成を有する溶鋼を、転炉または電気炉等を用いて製造し、連続鋳造法または造塊法により鋳片またはインゴットを製造する。

準備された素材（鋳片、インゴット）を加熱後、分塊圧延し、必要に応じて、分塊圧延後に連続圧延機でさらに圧延して、ビレットを製造する。

［仕上げ圧延工程］
分塊圧延工程により製造されたビレットに対してさらに熱間圧延を実施して、棒線等の浸炭用鋼を製造する。ここでの圧延はたとえば、水平ロールスタンド、垂直ロールスタンドが交互に一列に配列された連続圧延機を用いた、連続圧延である。

初めに、ビレットを加熱炉に装入して、加熱する。好ましい加熱温度は１０００〜１１００℃以下である。製品圧延時の加熱温度が高すぎれば、分塊圧延工程後に析出した微細な炭化物及び炭窒化物が再び固溶する。この場合、製品圧延後の冷却時のフェライト変態時に、炭化物及び炭窒化物が整合析出する。析出した炭窒化物及び炭化物は製品圧延後の鋼の強度を高め、冷間加工性を低下させる。なお、Ｔｉ炭化物及びＴｉ炭窒化物は、ビレットの加熱によって固溶しにくい。したがって、製品圧延後の強度に影響しにくく、冷間加工性を維持できる。

加熱されたビレットを用いて、鍛錬比５．５以上になるように仕上げ圧延機列で熱間鍛造して所定の径の棒線にする。仕上げ圧延機列は、一列に配列された複数のスタンドを含む。各スタンドは、パスライン周りに配置された複数のロールを含む。

仕上げ圧延機列を利用した仕上げ圧延での製造条件は次のとおりである。
仕上げ温度：７５０〜８５０℃
仕上げ温度は、仕上げ圧延機列の複数のスタンドのうち、最後にビレットを圧下するスタンド（以下、仕上げスタンドという）の出側でのビレット温度（℃）を意味する。仕上げ温度は、仕上げスタンドの出側に配置された赤外線放射温度計を用いて測定される。

仕上げ温度が７５０℃未満である場合、未再結晶のオーステナイト粒からフェライト変態が始まり、冷却後のマトリクス組織が微細になりすぎる。この場合、鋼の強度が高くなり、冷間加工性が低下する。一方、仕上げ温度が８５０℃を超える場合、再結晶後のオーステナイト粒が粗大化し、フェライト変態の開始温度が低くなる。そのため、冷却後の初析フェライトの面積率が小さくなり、冷間加工性が低下する。

仕上げ温度が７５０〜８５０℃であれば、後述の冷却条件を満たすことを条件として、金属組織における初析フェライトの面積率が６０％以上となる。

冷却速度：５．０℃／秒未満
仕上げ圧延後の鋼の冷却速度は、マトリクス組織に影響する。冷却速度が５．０℃／秒以上となれば、鋼中に硬質のベイナイト等が生成しやすくなり、初析フェライトの面積率が４０％未満となる。冷却速度が５．０℃／秒未満であれば、冷却後の鋼材の金属組織における初析フェライトの面積率が４０％以上となる。

冷却速度の下限は特に限定されない。しかしながら、実際の生産操業を考慮すれば、冷却速度の下限はたとえば０．２℃／秒である。

以上の製造工程により、本実施形態の浸炭用鋼（本例は棒線）が製造される。つまり、本実施形態の浸炭用鋼は、いわゆる圧延まま材（アズロール材）である。この場合、式（１）〜式（３）を満たす化学組成は、浸炭用鋼の曲げ疲労強度を向上する。さらに、上記仕上げ圧延での製造条件（加熱温度、仕上げ温度及び冷却速度）を満たすことにより、鋼材の金属組織における初析フェライトの面積率が６０％以上となる。そのため、優れた疲労強度、冷間加工性及び耐水素脆化特性が得られる。

上述の製造方法では、棒線を製造する。しかしながら、棒線と同様に、分塊圧延工程及び仕上げ圧延工程を実施して、浸炭用鋼の板材、鋼管も製造することができる。

［本実施形態の浸炭用鋼を用いた加工部品の製造］
以上の製造工程により製造される棒鋼及び線材を冷間加工することによって、鋼製部品が製造される。従前の冷間加工部品の製造方法では、強度が高すぎる鋼材の軟化を目的として、伸線加工前及び冷間加工前に、軟化熱処理を複数回実施している。しかしながら、本実施形態の冷間加工部品用鋼は冷間加工性に優れるため、このような軟化熱処理を省略又は簡素化できる。これにより、軟化熱処理の実施による製造コストの上昇を抑えることができる。

前記鋼製部品は、浸炭焼入れ工程又は浸炭窒化焼入れ工程によって金属組織及び炭素含有量が前記工程の前後で変化しない芯部と、前記工程後に炭素含有量が増加する表層部とを備える。前記芯部は、部品の表面から板厚又は肉厚の１／４深さ位置と表面から板厚又は肉厚の中心との間の領域であり、表層は、部品の表面から０．５〜１．０ｍｍの深さ領域である。また、前記表層の金属組織は、マルテンサイトからなる。

表１−１及び表１−２の化学組成を有する鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｓの溶鋼を製造した。鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｓのそれぞれの溶鋼を用いて連続鋳造及び分塊圧延により横断面が１６２ｍｍ×１６２ｍｍのビレットを製造した（分塊圧延工程）。このとき、鋳片の断面積を鋼片の断面積で除した値である分塊圧延工程の圧延比は５．５であった。このようにして得られた化学組成Ｎｏ．Ａ〜Ｓのビレットを、一旦室温まで冷却し、鋳片の表面割れの有無を目視にて判定した。その結果を表２−１及び表２−２に示す。

次に、化学組成Ｎｏ．Ａ〜Ｓのビレットに対して仕上げ圧延（熱間圧延）を実施して、直径１４ｍｍの浸炭用棒線材を製造した（仕上げ熱間圧延工程）。ビレットの加熱温度（℃）、仕上げ圧延での仕上げ温度（℃）及び仕上げ圧延後の冷却速度（℃／秒）はそれぞれ、表２−１及び表２−２に示すとおりであった。なお、いずれの試験番号においても、加工速度は５〜１５／秒であった。

［ミクロ組織観察試験］
浸炭用鋼線材を圧延方向と垂直な方向に切断し、１０ｍｍのサンプルを採取した。サンプルの切断面が被検面になるように樹脂埋めし、鏡面研磨を行った。その後、上述の方法でミクロ組織観察を実施して、初析フェライトの面積率（％）とを求めた。表２−１及び表２−２の「ミクロ組織」の欄の「フェライト面積率（％）」は初析フェライトの面積率（％）を示す。

［線材中の硫化物の球状化率測定試験］
浸炭用鋼線材を圧延方向と垂直な方向に切断し、１０ｍｍのサンプルを採取した。サンプルを縦断し、線材の圧延方向を含む面（サンプルの縦断面）が被検面になるようにサンプルを樹脂埋めし、鏡面研磨を行った。

ＳＥＭ−ＥＤＳを用いて、被検面のうち、線材表面からＤ／８深さ（Ｄは線材の直径）位置で、視野総面積が５ｍｍ²となるように複数視野観察を実施し、５ｍｍ²の視野における硫化物の平均面積及び平均アスペクト比を求めた。ここで、アスペクト比は硫化物の長さ（長径）と幅（短径）の比（長径／短径）である。具体的には、５００倍の倍率で被検面内の任意の観察領域を１００箇所選択した。観察領域の総面積は上記のとおり５ｍｍ²であった。各観察領域で反射電子像を作成し、反射電子像によって判別されるコントラストに基づいて、視野内のすべての硫化物を特定した。

特定した各硫化物のうち、視野内に全体が観察できる硫化物について、面積及びアスペクト比を測定し、面積から円相当径（面積を円に換算したときの直径）を求めた。１００箇所の観察領域において、硫化物と特定され、かつ、円相当径が１μｍ以上となる硫化物の総面積をＡ_all（μｍ²）と定義した。さらに、円相当径が１μｍ以上となる硫化物のうち、アスペクト比が３以下である硫化物（以下、球状硫化物という）の総面積をＡ（μｍ²）と定義した。得られたＡ_all及びＡを用いて、式（６）に基づいて球状化率ＳＰＨ（％）を求めた。
ＳＰＨ＝Ａ／Ａ_all （６）

得られたＳＰＨを表２−１及び表２−２に示す。ＳＰＨが０．４０以上であれば、硫化物が十分に球状化されていると判断した。

［冷間加工性評価試験］
各試験番号の線材の中心部から、機械加工により１０個の円柱試験片を作製した。各円柱試験片の直径は１０ｍｍ、長さは１５ｍｍであり、試験片の長手方向は線材の圧延方向であった。

５００ｔｏｎ油圧プレスによる冷間圧縮試験を実施した。このとき、１０個の試験片を使用して圧縮率を段階的に引き上げて、冷間圧縮を実施した。具体的には、初めに、初期圧下率で１０個の試験片を冷間圧縮した。冷間圧縮後、各試験片に割れが発生したか否かを目視により確認した。割れが確認された試験片を排除した後、残った試験片（つまり、割れが観察されなかった円柱試験片）に対して、圧縮率を引き上げて冷間圧縮を再度実施した。実施後、割れの有無を確認した。割れが確認された試験片を排除した後、残った試験片に対して、圧縮率を引き上げて冷間圧縮を再度実施した。１０個の試験片のうち、割れが確認された試験片が５個になるまで、上述の工程を繰り返した。１０個の試験片のうち、５個の円柱試験片に割れが確認されたときの圧縮率を「限界圧縮率」（％）と定義した。なお、８０％の圧縮率で冷間圧縮を実施した後、割れが確認された丸棒試験片が５個以下である場合、その鋼の限界圧縮率は「８０％」とした。限界圧縮率が７０％以上の場合、冷間加工性に優れると判断した。

［曲げ疲労強度試験片］
各試験番号の棒鋼を、１２００℃で３０分加熱した。次に、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間鍛造し、直径３５ｍｍの丸棒を製造した。直径３５ｍｍの丸棒を機械加工して、図２に示すローラピッチング小ローラ試験片と、図３に示す切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片（図２及び図３ともに、図中の寸法の単位はｍｍ）を作製した。

作成された各試験片を、ガス浸炭炉を用いて、図４に示す条件で浸炭焼入れを実施した。焼入れ後、１７０℃で１．５時間の焼戻しを実施した。ローラピッチング試験用小ローラ試験片、及び、小野式回転曲げ疲労試験片に対して、熱処理ひずみを除く目的で、つかみ部の仕上げ加工を実施した。

［曲げ疲労強度試験］
曲げ疲労強度は、小野式回転曲げ疲労試験により求めた。小野式回転曲げ疲労試験での試験数は試験番号ごとに８個とした。試験時の回転数は３０００ｒｐｍとし、その他は通常の方法により試験を行った。繰り返し数１．０×１０^４回まで破断しなかったもののうち、最も高い応力をそれぞれ中サイクル回転曲げ疲労強度とした。

表２−１及び表２−２に、中サイクルの曲げ疲労強度を示す。中サイクルの曲げ疲労強度では、試験番号１９の中サイクルの曲げ疲労強度を基準値（１．００％）とした。そして、各試験番号の中サイクルの曲げ疲労強度を、基準値に対する比で示した。中サイクルの曲げ疲労強度が１．１０以上であれば、優れた曲げ疲労強度が得られたと判断した。

［耐水素脆化特性評価試験］
各試験番号の線材に対して焼入れ及び焼戻しを実施して、線材の引張強度を約１２００ＭＰａに調整した。

ただし引張強度を約１２００ＭＰａ得るための焼戻し処理温度が４３５℃未満になる場合については、強度不足と判断し、耐水素脆化特性評価は実施せず、本発明の対象外と判断した。

引張強度が調整された線材に対して機械加工を実施して、図５に示す環状Ｖノッチ試験片を、各試験番号の線材につき複数作製した。図５中の単位が示されていない数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。図中の「φ数値」は、指定されている部位の直径（ｍｍ）を示す。「６０°」は、Ｖノッチ角度が６０°であることを示す。「０．１７５Ｒ」は、Ｖノッチ底半径が０．１７５ｍｍであることを示す。

電解チャージ法を用いて、各鋼に、試験片に対して種々の濃度の水素を導入した。電解チャージ法は次のとおり実施した。チオシアン酸アンモニウム水溶液中に試験片を浸漬した。試験片を浸漬した状態で、試験片の表面にアノード電位を発生させて水素を試験片内に取り込んだ。

試験片内に水素を導入した後、試験片表面に亜鉛めっき被膜を形成し、試験片中の水素の散逸を防止した。続いて、試験片のＶノッチ断面に対して公称応力１０８０ＭＰａ（引張強度の９０％）の引張応力が負荷されるように一定加重を負荷する定荷重試験を実施した。試験中に破断した試験片、及び破断しなかった試験片に対して、ガスクロマトグラフ装置を用いた昇温分析法を実施して、試験片中の水素量を測定した。測定後、各試験番号において、破断しなかった試験片のうちの最大水素量を限界拡散性水素量Ｈｃと定義した。

さらに、ＪＩＳ Ｇ４０５３（２０１６）のＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有する鋼Ｍの限界拡散水素量を、限界拡散性水素量比ＨＲの基準（Ｈｒｅｆ）とした。限界拡散性水素量Ｈｒｅｆを基準として、式（Ａ）を用いて限界拡散性水素量比ＨＲを求めた。
ＨＲ＝Ｈｃ／Ｈｒｅｆ （Ａ）
比ＨＲが１．００よりも高ければ、耐水素脆化特性に優れると判断した。

［試験結果］
表２−１及び表２−２に試験結果を示す。

試験番号１〜１３の浸炭用鋼の化学組成は適切であり、式（１）〜式（３）を満たした。さらに、線材内部の金属組織中における初析フェライト及びパーライトの総面積率は９５％以上であり、フェライトの面積率は６０％以上であった。また、これらの試験番号の中サイクル疲労強度比は１．１０以上であり、限界圧縮率はいずれも７５％以上であり、優れた冷間加工性を示した。さらに、比ＨＲは１．０５以上であり、優れた耐水素脆化特性を示した。

一方、試験番号１４〜１６は、Ｓｂ、Ｓｎ及びＢｉのいずれかが０．１０％を超える量を含有しており、圧延時に割れがあった。試験番号１４〜１６は使用できない状態であるため、冷間加工性評価試験、球状化率ＳＰＨ（％）の測定、中サイクル疲労強度比の測定が行われていない。

試験番号１７、１８は、式（１）の条件を満たさなかった例である。試験番号１４は中サイクル疲労強度比に劣り、試験番号１５は冷間加工性に劣る。

試験番号１９、２０は、式（２）の条件を満たさなかった例である。試験番号１６は中サイクル疲労強度比に劣り、試験番号１７は耐水素脆化特性に劣る。

試験番号２１は、式（３）の条件を満たさなかった例であり、耐水素脆化特性に劣る。

試験番号２２の線材はＣａを含有していない。そのため、耐水素脆化特性に劣る。

試験番号２３〜２６は、式（１）〜式（３）を満たしているにもかかわらずフェライトの面積率が６０％未満の例である。いずれも、冷間加工性に劣る。

図１は、Ｆ２値が０．０３以上０．１５０以下の本発明例及び比較例について、Ｆ３（Ｍｎ／Ｃｒ）値及び限界拡散性水素量比ＨＲとの関係をまとめたグラフである。このグラフに示されるように、Ｆ２値が０．０３以上０．１５０以下であることを前提に、Ｆ３が０．２０より低くなれば、ＨＲが１．００よりも高くなり、優れた耐水素脆化特性が得られることが分かる。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

本発明の浸炭用鋼は、高い曲げ疲労強度及び冷間加工性を有し、水素侵入環境下における優れた耐水素脆化特性を有するので、自動車、産業機械、建築等に用いられる部材、特に、歯車や、プーリ、トランスミッション用シャフト等の鋼製部品への利用に好適である。

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．１５〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．２０未満、
   Ｍｎ：０．２０〜０．４０％未満、
   Ｃｒ：１．６０〜２．００％、
   Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、
   Ｎ：０．００１５〜０．００８０％、
   Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、及び
   Ｓ：０．０１０〜０．０２０％を含有し、
   Ｐ：０．０２０％以下、
   Ｏ：０．００２０％以下に制限され、
   残部はＦｅ及び不純物からなり、
   下記式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有し、フェライトの面積率が６０％以上であることを特徴とする浸炭用鋼。
   ０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９≦０．５８・・・ （１）
   ０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５・・・（２）
   Ｍｎ／Ｃｒ≦０．２０・・・（３）
   ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、Ｓｉが不純物レベルの場合、式（１）のＳｉには０が代入される。
2. 更に、質量％で、
   Ｓｂ：０．１００％以下、
   Ｓｎ：０．１００％以下、及び
   Ｂｉ：０．１００％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の浸炭用鋼。
3. 更に、質量％で、
   Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、
   Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、
   Ｃｕ：０．５０％以下、
   Ｎｉ：０．３０％以下、
   Ｍｏ：０．０５％以下、
   Ｖ：０．０５０％以下、及び
   Ｎｂ：０．０５０％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、
   下記式（１’）を満たすことを特徴とする請求項１又は２に記載の浸炭用鋼。
   ０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２×Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８・・・ （１’）
   ここで、式（１’）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入され、対応する元素が不純物レベルの場合、式（１’）の対応する元素記号には０が代入される。
4. 請求項１〜３のうちいずれか１項に記載の成分組成を有する芯部と、前記芯部よりも炭素含有量が高い表層部とを有することを特徴とする部品。

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