JP2019218586A - 浸炭用鋼及び部品 - Google Patents

Abstract

【課題】高い面疲労強度及び被削性を有し、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５０％以上であることを特徴とする浸炭用鋼。１．９０≦Ｓｉ＋Ｃｒ≦２．４０・・・ （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、熱間鍛造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。

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は、自動車及び産業機械に利用される。鋼製部品はたとえば、以下の製造方法により製造される。機械構造用鋼からなる圧延棒鋼又は線材を準備する。機械構造用鋼はたとえば、ＪＩＳ規格のＳＣｒ４２０や、ＳＣＭ４２０、ＳＮＣＭ４２０等である。準備された圧延棒鋼又は線材を熱間鍛造して中間製品を粗成形する。必要に応じて中間製品に対して焼準処理を実施する。さらに、中間製品に対して切削加工を実施する。切削加工された中間製品に対して、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れを実施し、２００℃以下の焼戻しを実施する。焼入れ及び焼戻しされた中間製品に対して必要に応じてショットピーニングを実施する。以上の製造工程により、疲労強度及び耐摩耗性を有する鋼製部品が製造される。

近年、たとえば自動車の燃費を向上するため、又は、エンジンの高出力化を実現するため、鋼製部品の軽量化、小型化が進んでいる。軽量化及び小型化により、鋼製部品にかかる負荷は増大している。そのため、鋼製部品は高い曲げ疲労強度及び接触疲労強度を求められる。

ここで、「接触疲労」は、「面疲労」、「線疲労」及び「点疲労」を含む。しかしながら、実際には、鋼製部品において、線接触や点接触は発生しにくい。ほとんどの場合、面接触が発生する。したがって、鋼製部品は、接触疲労強度として、「面疲労強度」の向上を求められる。面疲労による破壊形態の代表例はピッチングである。面疲労強度が高いことは、ピッチング強度が高いことを意味する。

上述のとおり、鋼製部品は高い曲げ疲労強度及び面疲労強度を求められる。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。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。

本発明は、高い被削性と、焼入れ後の高い面疲労教護を有しながら、Ｍｎ含有量を低減することによって耐水素脆化特性への影響を抑制することを課題とし、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熱間鍛造に用いられる浸炭用鋼を提供することを目的とする。

本発明者らは、浸炭用鋼の熱間鍛造加工性、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、Ｍｎ：０．４０％未満であっても、焼入れ性を高める鋼組成について更に検討を進めた。その結果、Ｓｉ含有量を０．２０〜０．６０％およびＣｒ含有量を１．６０〜２．００％に高めることによって焼入れ性が向上するので、焼入れ後の強度が高められるとともに、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Ｍｏ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）また、Ｃｒ含有量及び／又はＭｏ含有量を多くすることによって、曲げ疲労強度だけでなく、面疲労強度も高まる。

（ｃ）しかし、Ｍｏ含有量が多すぎれば、浸炭用鋼に対して熱間鍛造を実施した後、又は、熱間鍛造された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。Ｍｏ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。

（ｄ）したがって、焼戻し軟化抵抗を向上しつつ、曲げ疲労強度、浸炭焼入れ後の表層部分の耐摩耗性、すなわち、浸炭焼入れ後の表層部分の面疲労強度を高め、しかも被削性を高められるようにＣｒ含有量及びＭｏ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１．９０〜２．４０の範囲になるよう、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量を調整する。
Ｆ１＝Ｓｉ＋Ｃｒ＋２×Ｍｏ
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］
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耐水素脆化特性を維持できる。具体的には、熱間鍛造加工部品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、耐水素脆化特性が低下する。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。Ｆ２が式（２）を満たせば、優れた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］
被削性は、鋼の金属組織に依存する。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、被削性に優れる。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５０％以上であり、残部がパーライト及びベイナイトであれば、熱間鍛造加工性が高まる。

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：０．２０〜０．６０％、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５０％以上であることを特徴とする浸炭用鋼。
１．９０≦Ｓｉ＋Ｃｒ≦２．４０・・・ （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。
１．９０≦Ｓｉ＋Ｃｒ＋２×Ｍｏ≦２．４０・・・ （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）鋼の金属組織は、フェライトの面積率が６５％〜９０％であることを特徴とする（１）〜（３）のうちいずれかに記載の浸炭用鋼。
（５）（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、面疲労強度及び被削性を有し、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。 実施例におけるローラピッチング試験で使用した、大ローラの正面図である。 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、被削性が悪化する。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：０．２０〜０．６０％］
珪素（Ｓｉ）は、焼入れ性を高める。Ｓｉはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。したがって、Ｓｉは、鋼の面疲労強度を高める。しかしながら、Ｓｉが過剰に含有されれば、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れにより、粒界酸化層が過剰に生成され、製造された部品の曲げ疲労強度が低下する。一方、シリコン（Ｓｉ）は、セメンタイトの析出を抑制して、焼戻し軟化抵抗を高める。Ｓｉはさらに、鋼を脱酸する。脱酸生成物のＭｎＯ−ＳｉＯ_２はガラス化した軟質の介在物であり、熱間圧延中に延伸及び分断されて微細化される。そのため、耐水素脆化特性が高まる。製造された部品の曲げ疲労強度と耐水素脆化特性との観点から、Ｓｉ含有量は、０．２０％以上０．６０％以下とする。Ｓｉ含有量が０．２０％未満であれば、上述の効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．６０％を超えれば、強度が高くなり過ぎる。この場合、鋼の被削性が低下する。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．３５％超であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．５０％超である。

［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し、熱間鍛造後の鋼の被削性が低下する。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、熱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、熱間鍛造後又は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、鋼の被削性が低下する。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０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００３５％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熱間鍛造性を低下し、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。

［１．９０≦Ｓｉ＋Ｃｒ≦２．４０］
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、面疲労強度及び被削性を確保するために、さらに、式（１）を満たす。
１．９０≦Ｆ１（＝Ｓｉ＋Ｃｒ）≦２．４０・・・（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を含有できるが、この場合、式（１）に加えて式（１’）を満たす。
１．９０≦Ｆ１（＝Ｓｉ＋Ｃｒ＋２×Ｍｏ）≦２．４０・・・（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、優れた熱間鍛造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、耐水素脆化特性が低下する。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はそれぞれ０．００１％以上であるが、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％以上である。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、鋼の熱間加工性が劣化し、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が生成して熱間鍛造性が低下する。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、熱間延性及び熱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、熱間鍛造後又は焼準処理後において、鋼中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、熱間鍛造後又は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、鋼の被削性が低下する。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、鋼の被削性が低下する。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０．００２％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。ここで、浸炭用鋼の金属組織では、フェライトの面積率が５０％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が５０％以上」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。

初析フェライトは、パーライト及びベイナイトよりも軟質であり、被削性に優れる。さらに、初析フェライトはパーライト及びベイナイトよりも被削性に優れる。初析フェライトの面積率が６５％以上１００％未満であれば、優れた被削性が得られる。

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、熱間鍛造性を低下させる。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、熱間鍛造性を維持できる。

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、冷却後の金属組織が微細になりすぎる。この場合、鋼の強度が高くなり、熱間鍛造性が低下する。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、熱間鍛造性が低下する。

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５０％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、金属組織に影響する。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５０％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５０％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）を満たす化学組成の浸炭用鋼の引張強度は６５０ＭＰａ以下となる。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５０％以上となる。そのため、優れた疲労強度、被削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は、以下の製造工程により、鋼製部品になる。初めに、準備された圧延棒鋼又は線材を熱間鍛造して中間製品を粗成形する。必要に応じて、中間製品に対して焼準処理を実施する。中間製品に対して切削加工を実施する。切削加工された中間製品に対して、浸炭焼入れ又は浸炭窒化焼入れを実施し、２００℃以下の焼戻しを実施する。以上の製造工程により鋼製部品が製造される。

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深さ位置から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、マルテンサイトとからなる。

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。求めた結果を表２−１及び表２−２の「フェライト面積率」の欄に示す。

［面疲労強度試験片及び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。

［面疲労強度試験］
ローラピッチング試験により、面疲労強度を求めた。ローラピッチング試験は、上記の小ローラ試験片と図５に示す形状の大ローラ（図中の寸法の単位はｍｍ）とを組合せ、表３に示す条件で行った。

図５に示す大ローラは、ＪＩＳ規格ＳＣＭ４２０Ｈの規格を満たす鋼からなり、一般的な製造工程、つまり、焼きならし、試験片加工、ガス浸炭炉による共析浸炭、低温焼戻し及び研磨、の工程によって作製された。

各試験番号について、ローラピッチング試験における試験数は６とした。試験後、縦軸に面圧、横軸にピッチング発生までの繰り返し数をとったＳ−Ｎ線図を作成した。繰り返し数２．０×１０^７回までピッチングが発生しなかったもののうち、最も高い面圧を面疲労強度とした。なお、小ローラ試験片の表面が損傷している箇所のうち、最大のものの面積が１ｍｍ^２以上になった場合をピッチング発生と定義した。

表２−１及び表２−２に、試験により得られた面疲労強度比を示す。表２−１及び表２−２中の面疲労強度比では、ＪＩＳ Ｇ４０５３（２０１６）のＳＣＭ４２０に相当する化学組成を有する試験番号１９の面疲労強度比を基準値（１．００）とした。そして、各試験番号の面疲労強度を、基準値に対する比で示した。面疲労強度比が１．１０以上であれば、優れた面疲労強度が得られたと判断した。

［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１．０×１０^７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高サイクル回転曲げ疲労強度とした。

表２−１及び表２−２に、高サイクルの曲げ疲労強度を示す。高サイクルの曲げ疲労強度では、ＪＩＳ Ｇ４０５３（２０１６）のＳＣＭ４２０に相当する化学組成を有する試験番号１９の高サイクルの曲げ疲労強度を基準値（１．００）とした。そして、各試験番号の高サイクルの曲げ疲労強度を、基準値に対する比で示した。高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。

［切削試験］
切削試験を実施し、被削性を評価した。以下の方法により切削試験片を得た。各試験番号の直径７０ｍｍの棒鋼を１２００℃の加熱温度で３０分加熱した。加熱された棒鋼を９５０℃以上の仕上げ温度で熱間鍛造し、直径５０ｍｍの丸棒を得た。この丸棒に対して焼準処理を実施した。具体的には、丸棒を９５０℃の加熱温度で１時間加熱し、その後放冷した。焼準処理された丸棒から機械加工によって、直径４６ｍｍ、長さ４００ｍｍの切削試験片を得た。切削試験片を用いて、下記の条件で切削試験を行った。

切削試験（旋削）
チップ：母材材質 超硬Ｐ２０種グレード、コーティング なし
条件：周速２００ｍ／分、送り０．３０ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み１．５ｍｍ、水溶性切削油を使用
測定項目：切削時間１０分後の逃げ面の主切刃摩耗量

表２−１及び表２−２の「逃げ面摩耗量」の欄に、得られた主切刃摩耗量を示す。表２−１及び表２−２では、試験番号２１（鋼Ｅ使用）を焼準処理した試験片の逃げ面の主切刃摩耗量を基準値（１．００）とした。そして、各試験番号の主切刃摩耗量を、基準値に対する比で示した。主切刃摩耗量が０．８５以下であれば、優れた被削性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６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６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ＳＣＭ４２０に相当する化学組成を有する鋼Ｓ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１〜１５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９０％以上であり、フェライトの面積率は５０％以上であった。また、これらの試験番号の疲労強度は１．１０以上であり、面疲労強度比は１．１０以上であった。更に、主切刃摩耗量は０．８５以下であった。さらに、比ＨＲは１．００を超え、優れた耐水素脆化特性を示した。

一方、試験番号１６〜１８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１６〜１８は使用できない状態であるため、面疲労強度試験、曲げ疲労強度試験、切削試験及び耐水素脆化特性評価試験が行われていない。

試験番号１９、２０は、式（１）を満たさなかった例である。試験番号１９は高サイクル疲労強度比及び面疲労強度に劣り、試験番号１５は、被削性に劣る。

試験番号２１、２２は、式（２）を満たさなかった例である。試験番号２１は高サイクル疲労強度比に劣り、試験番号２２は耐水素脆化特性に劣る。

試験番号２３〜２５は、式（３）を満たさなかった例であり、耐水素脆化特性に劣る。特に、試験番号２４、２５の焼き入れ後の面疲労強度試験の結果、いずれの試験番号の面疲労強度比が１．１０未満（不合格）であった。試験番号２４、２５におけるＳｉの含有量が０．２％未満であったので、それぞれの試験片の焼き戻し軟化抵抗が低くなり、焼入れされた部分の耐摩耗性が不十分になったと考えられる。

試験番号２６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２７〜３０は、式（１）〜（３）を満たしているが、フェライトの面積率が５０％未満の例である。いずれも、被削性に劣る。

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、高い面疲労強度及び被削性を有し、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 (5)

1. 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５０％以上であることを特徴とする浸炭用鋼。
   １．９０≦Ｓｉ＋Ｃｒ≦２．４０・・・ （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。
   １．９０≦Ｓｉ＋Ｃｒ＋２×Ｍｏ≦２．４０・・・ （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. 鋼の金属組織は、フェライトの面積率が６５％〜９０％であることを特徴とする請求項１〜３のうちいずれか１項に記載の浸炭用鋼。
5. 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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