JP2021161462A - 鋼材 - Google Patents

Abstract

【課題】被削性に優れ、浸炭処理後の機械構造用部品において、耐摩耗性、水素発生環境下での組織変化に伴う剥離寿命、及び、歯元曲げ疲労強度に優れる鋼材を提供する。【解決手段】本実施形態による鋼材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜０．７０％、Ｃｒ：０．８０〜１．５０％、Ｍｏ：０．１７〜０．３０％、Ｖ：０．２４〜０．４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下、及び、Ｏ：０．００１５％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、かつ、実施形態に記載の式（１）〜式（５）を満たす。【選択図】なし

Description

本開示は、鋼材に関し、さらに詳しくは、浸炭処理された機械構造用部品の素材となる、鋼材に関する。

自動車、建設車両の歯車等に利用される機械構造用部品には、たとえば、疲労強度及び耐摩耗性等の向上のために表面硬化処理が施される場合がある。

種々の表面硬化処理のうち、これらの用途に用いられる機械構造用部品には、浸炭処理が施されることが多い。浸炭処理された部品の表面には硬化層が形成される。この硬化層により、耐摩耗性及び高い疲労強度が得られる。

国際公開第２０１９／０３９６１０号（特許文献１）、特開２０１５−１２９３３５号公報（特許文献２）及び特開２００５−２４０１２０号公報（特許文献３）には、浸炭処理された部品の疲労強度等を高める技術が提案されている。

特許文献１に開示された浸炭軸受部品用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．４５％、Ｓｉ：０．１５〜０．４５％、Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．６０〜２．００％、Ｍｏ：０．１０〜０．３５％、Ｖ：０．２０〜０．４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００１０％、Ｎ：０．０３００％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｎｂ：０〜０．１００％、及び、Ｔｉ：０〜０．１０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、式（１）〜式（３）を満たす。ここで、式（１）は、１．２０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．７５であり、式（２）は、Ａ１／Ａ２＞０．５０であり、式（３）は、２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＞２．５５である。式（２）中のＡ１は、圧延方向と平行な断面上の４ｍｍ^２以上の総面積の観察領域における、１ｍｏｌ％以上のＣａを含有し、かつ、１μｍ以上の円相当径を有する硫化物の総面積（μｍ^２）である。Ａ２は、観察領域における、１μｍ以上の円相当径を有する硫化物の総面積（μｍ^２）である。これにより、特許文献１の浸炭軸受部品用鋼材は、浸炭処理後の浸炭軸受部品が耐摩耗性に優れ、さらに、使用中の浸炭軸受内に異物が混入した場合であっても表面起点剥離寿命に優れる、と特許文献１には記載されている。

特許文献２に開示された浸炭軸受用鋼は、質量％で、Ｃ：０．１％以上０．４％未満、Ｓｉ：０．０２〜１．３％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％未満、Ｃｒ：０．５０〜２．００％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％、Ｏ：０．００３０％以下及びＮ：０．００２〜０．０３０％と、残部：Ｆｅ及び不純物とからなり、式（１）及び式（２）を満足する。ここで、式（１）は、０．７≦Ｃａ／Ｏ≦２．０であり、式（２）は、Ｃａ／Ｏ≧１２５０Ｓ−５．８である。これにより、特許文献２の浸炭軸受用鋼を素材とする転動部材は、近年の過酷な使用環境下においても、転動疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、安定して長い転動疲労寿命を有する、と特許文献２には記載されている。

特許文献３に開示された機械構造用鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｓ：０．０２〜０．２５％、Ａｌ：０．００２〜０．０３０％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｏ：０．０００５〜０．００８％、Ｎ：０．０２％以下、質量％比でＣａ／Ａｌ：０．１〜１．０、及び、Ｃａ／Ｏ：０．２超からなり、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる。これにより、特許文献３の機械構造用鋼は、回転曲げ疲労強度と強度異方性を改善し、安定した被削性を発揮する、と特許文献３には記載されている。

国際公開第２０１９／０３９６１０号 特開２０１５−１２９３３５号公報 特開２００５−２４０１２０号公報

ところで、機械構造用部品は、建設車両の歯車等に利用され、エンジンオイル等の潤滑油が循環する環境にて使用される場合が多い。

最近では、燃費向上を目的として、潤滑油の粘度の低下により摩擦抵抗及び伝達抵抗を低減したり、循環させる潤滑油の使用量を低減したりしている。潤滑油の粘度低下及び潤滑油の使用量低減により、機械構造用部品の接触面と、その他の機械構造用部品の接触面との間の潤滑油の膜厚さが減少する。そのため、機械構造用部品への負荷は高くなる。この場合、機械構造用部品には、優れた歯元曲げ疲労強度が求められる。

潤滑油の粘度低下及び潤滑油の使用量低減によりさらに、機械構造用部品において、使用中の潤滑油が分解して水素が発生しやすくなっている。機械構造用部品の使用環境において水素が発生すると、外部から機械構造用部品内に水素が侵入する。侵入した水素は機械構造用部品のミクロ組織の一部において組織変化をもたらす。機械構造用部品の使用中での組織変化は、機械構造用部品の剥離寿命を低下させる。以下、本明細書において、組織変化の要因となる水素が発生する環境を「水素発生環境」という。

上述の特許文献１〜３では、鋼材の被削性の向上、及び、浸炭処理後の機械構造用部品における耐摩耗性及び疲労強度の向上については検討されている。しかしながら、特許文献１〜３では、水素発生環境下における機械構造用部品の剥離寿命について検討されていない。そこで、鋼材の被削性、及び、浸炭処理後の機械構造用部品において、耐摩耗性及び疲労強度に優れるだけでなく、浸炭処理をして機械構造用部品とした場合に、水素発生環境下でも、優れた剥離寿命を有する鋼材が求められている。

本開示の目的は、被削性に優れ、浸炭処理後の機械構造用部品において、耐摩耗性、水素発生環境下での組織変化に伴う剥離寿命、及び、歯元曲げ疲労強度に優れる鋼材を提供することである。

本開示による鋼材は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、
Ｍｎ：０．２０〜０．７０％、
Ｃｒ：０．８０〜１．５０％、
Ｍｏ：０．１７〜０．３０％、
Ｖ：０．２４〜０．４０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０３０％以下、及び、
Ｏ：０．００１５％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、かつ、式（１）〜式（５）を満たす。
１．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５ （１）
２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜２．８０ （２）
Ｍｏ／Ｖ≧０．５８ （３）
（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．４０ （４）
０．８０＜Ｃａ／Ｏ＜１．８０ （５）
ここで、式（１）〜式（５）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。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。

本開示による鋼材は、被削性に優れ、浸炭処理後の機械構造用部品において、耐摩耗性、水素発生環境下での組織変化に伴う剥離寿命、及び、歯元曲げ疲労強度に優れる。

図１は、実施例のローラーピッチング試験で使用する小ローラー試験片の中間品の側面図である。 図２は、実施例のローラーピッチング試験で使用する、小ローラー試験片の側面図である。 図３は、実施例のローラーピッチング試験で使用する大ローラーの正面図である。 図４は、実施例で作製した小野式回転曲げ疲労試験片の側面図である。

本発明者らは、鋼材の被削性と、鋼材に対して浸炭処理を実施して機械構造用部品とした場合の機械構造用部品の耐摩耗性、水素発生環境下での組織変化に伴う剥離寿命、及び、歯元曲げ疲労強度とについて、調査及び検討を行った。

初めに、本発明者らは、上述の特性を得るために、鋼材の化学組成について検討を行った。その結果、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４５％、Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜０．７０％、Ｃｒ：０．８０〜１．５０％、Ｍｏ：０．１７〜０．３０％、Ｖ：０．２４〜０．４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ｃｕ：０〜０．２０％、Ｎｉ：０〜０．２０％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｎｂ：０〜０．１００％、及び、Ｔｉ：０〜０．１００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼材であれば、優れた被削性が得られる可能性があり、さらに、上記化学組成の鋼材に対して浸炭処理を実施して機械構造用部品とした場合に、機械構造用部品の耐摩耗性、水素発生環境下での組織変化に伴う剥離寿命、及び、歯元曲げ疲労強度を向上できる可能性があると考えた。

しかしながら、単に各元素が上述の範囲内となる鋼材であっても、必ずしも上記特性（被削性、機械構造用部品とした場合の耐摩耗性、水素発生環境下での剥離寿命、及び、歯元曲げ疲労強度）が向上しないことが判明した。そこで、本発明者らはさらに検討を行った。その結果、上述の化学組成がさらに、次の式（１）〜式（５）を満たすことにより、上述の特性を高めることができることを見出した。
１．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５ （１）
２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜２．８０ （２）
Ｍｏ／Ｖ≧０．５８ （３）
（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．４０ （４）
０．８０＜Ｃａ／Ｏ＜１．８０ （５）
ここで、式（１）〜式（５）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。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。

［式（１）について］
水素発生環境下での機械構造用部品の剥離寿命を高めるためには、機械構造用部品内において、円相当径が１５０ｎｍ以下のＶ炭化物、円相当径が１５０ｎｍ以下のＶ炭窒化物、円相当径が１５０ｎｍ以下のＶ複合炭化物、及び、円相当径が１５０ｎｍ以下のＶ複合炭窒化物のいずれか１種以上を多数生成させることが有効である。ここで、Ｖ複合炭化物とは、Ｖ及びＭｏを含有する炭化物を意味する。Ｖ複合炭窒化物とは、Ｖ及びＭｏを含有する炭窒化物を意味する。以降の説明では、Ｖ炭化物及びＶ炭窒化物を「Ｖ炭化物等」とも称し、Ｖ複合炭化物及びＶ複合炭窒化物を「Ｖ複合炭化物等」と称する。また、円相当径が１５０ｎｍ以下のＶ炭化物等を「小型Ｖ炭化物等」と称し、円相当径が１５０ｎｍ以下のＶ複合炭化物等を「小型Ｖ複合炭化物等」と称する。

Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等が円相当径で１５０ｎｍ以下の小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等であれば、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等は、水素をトラップする。さらに、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等は、小型であるために、割れの起点になりにくい。そのため、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等を鋼材中に十分に分散させれば、水素発生環境下において組織変化が発生しにくく、その結果、水素発生環境下における機械構造用部品の剥離寿命を高めることができる。

Ｆ１＝０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖと定義する。Ｆ１は、水素をトラップして水素発生環境下での機械構造用部品の剥離寿命を高める小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等の生成量に関する指標である。小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等の生成は、Ｖだけでなく、Ｃｒ及びＭｏを含有することにより、促進される。ＣｒはＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等が生成する温度域よりも低い温度域において、セメンタイト等のＦｅ系炭化物又はＣｒ炭化物を生成する。Ｍｏは、Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等が生成する温度域よりも低い温度域において、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ_２Ｃ）を生成する。温度の上昇に伴い、Ｆｅ系炭化物、Ｃｒ炭化物、及び、Ｍｏ炭化物が固溶してＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等の析出核生成サイトとなる。

Ｆ１が１．５０以下であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）〜式（５）を満たしても、Ｃｒ及びＭｏが不足しており、Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等の析出核生成サイトが不足する。又は、Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等の生成に必要なＶ含有量自体が、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量に対して不足する。その結果、Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等が十分に生成しない。一方、Ｆ１が２．４５以上であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）〜式（５）を満たしても、円相当径が１５０ｎｍ超のＶ炭化物等及び円相当径が１５０ｎｍ超のＶ複合炭化物等が生成する。以降の説明では、円相当径が１５０ｎｍ超のＶ炭化物等を「粗大Ｖ炭化物等」とも称し、円相当径が１５０ｎｍ超のＶ複合炭化物等を「粗大Ｖ複合炭化物等」とも称する。粗大Ｖ炭化物等及び粗大Ｖ複合炭化物等は、水素をトラップする能力が低いため、組織変化を引き起こしやすい。そのため、水素発生環境下での組織変化に起因して、水素発生環境下での機械構造用部品の剥離寿命が低下する。

Ｆ１が１．５０よりも高く、２．４５未満であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）〜式（５）を満たすことを前提として、機械構造用部品中において、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等が十分に多く生成し、鋼材中においても、Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等は十分に固溶する。そのため、水素発生環境下において組織変化が発生しにくく、水素発生環境下において、機械構造用部品の剥離寿命が高まる。また、Ｆ１が２．４５未満であれば、粗大Ｖ炭化物等及び粗大Ｖ複合炭化物等の生成が抑制され、かつ、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等が表層にも多数生成している。そのため、機械構造用部品の耐摩耗性も向上する。

［式（２）について］
機械構造用部品の水素発生環境下での剥離寿命を高めるためにはさらに、機械構造用部品の芯部の強度を高めることが有効である。機械構造用部品の芯部の強度を高めるためには、鋼材の焼入れ性を高めることが有効である。しかしながら、鋼材の焼入れ性を過剰に高めれば、鋼材の被削性が低下してしまう。

Ｆ２＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖと定義する。Ｆ２内の各元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶ）は、上述の化学組成中の元素のうち、鋼の焼入れ性を高める主たる元素である。したがって、Ｆ２は、機械構造用部品の芯部の強度、及び、鋼材の被削性の指標である。

Ｆ２が２．２０以下であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（３）〜式（５）を満たしても、鋼材の焼入れ性が十分ではない。そのため、機械構造用部品の芯部の強度が十分ではなく、水素発生環境下での機械構造用部品の剥離寿命が十分に得られない。一方、Ｆ２が２．８０以上であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（３）〜式（５）を満たしても、鋼材の強度が高すぎる。この場合、鋼材の被削性が十分に得られない。

Ｆ２が２．２０よりも高く、２．８０よりも低ければ、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（３）〜式（５）を満たすことを前提として、鋼材において十分な被削性が得られ、さらに、機械構造用部品の芯部の強度が十分に高まり、水素発生環境下での機械構造用部品の剥離寿命が十分に高まる。

［式（３）について］
Ｍｏは小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等の析出を促進する元素である。具体的には、上述のとおり、Ｆ１が式（１）を満たすことにより、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等の生成に必要なＶ含有量、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量の総含有量が得られる。しかしながら、本発明者らの検討の結果、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等を十分に生成するためにはさらに、Ｍｏ含有量に対するＶ含有量の割合を調整しなければならないことが判明した。具体的には、Ｍｏ含有量のＶ含有量に対する割合が低すぎれば、Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等が生成する前に、析出核生成サイトとなるＭｏ炭化物が十分に析出しない。この場合、Ｖ含有量、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量が本実施形態の各元素含有量の範囲内であり、かつ、式（１）を満たしていても、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等が十分に生成しない。

Ｆ３＝Ｍｏ／Ｖと定義する。Ｆ３が０．５８未満であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（２）、式（４）及び式（５）を満たしても、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等が十分に生成しない。その結果、水素発生環境下において、機械構造用部品の剥離寿命が十分に得られない。Ｆ３が０．５８以上であり、つまり、式（３）を満たせば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（２）、式（４）及び式（５）を満たすことを前提として、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等が十分に生成する。その結果、水素発生環境下において、機械構造用部品の剥離寿命が十分に高くなる。

［式（４）について］
上述の小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等は、水素をトラップするだけでなく、析出強化により結晶粒内を強化する。一方で、水素発生環境下において鋼材中の粒界も強化でき、さらに、そもそも水素の侵入を抑えることができれば、（ａ）結晶粒内強化、（ｂ）結晶粒界強化、（ｃ）水素侵入抑制、の３つの相乗効果により、水素発生環境下での剥離寿命がさらに高まる。（ａ）の結晶粒内強化については、上述のとおり、Ｍｏ含有量、Ｖ含有量、Ｃｒ含有量の総含有量に依存する。一方、（ｂ）の結晶粒界強化については、上述の化学組成のうち、特に結晶粒界に偏析しやすいＰの含有量を低減することが有効である。さらに、（ｃ）の水素侵入抑制については、鋼材中のＭｎ含有量を低減することが極めて有効であることが本発明者らの調査により判明している。

Ｆ４＝（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）と定義する。Ｆ４中の分子（＝Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）は、結晶粒内強化の指標（上記（ａ）に相当）である。Ｆ４中の分母（＝Ｍｎ＋２０Ｐ）は、結晶粒界強化及び水素侵入抑制の指標（上記（ｂ）及び（ｃ）に相当）である。Ｆ４の分母が大きいほど、結晶粒界の強度が低いことを意味し、又は、水素が機械構造用部品に侵入しやすいことを意味する。したがって、たとえ、結晶粒内強化指標（Ｆ４の分子）が大きくても、結晶粒界強化及び水素侵入抑制指標（Ｆ４の分母）が大きければ、結晶粒内強化機構、結晶粒界強化機構及び水素侵入抑制機構の相乗効果が得られず、水素発生環境下での剥離寿命の十分な向上が得られない。

Ｆ４が２．４０以上であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）〜式（３）及び式（５）を満たすことを前提として、結晶粒内強化機構、結晶粒界強化機構及び水素侵入抑制機構の相乗効果が得られ、水素発生環境下での機械構造用部品の剥離寿命が十分に向上する。

［式（５）について］
歯車等の機械構造用部品では、高い歯元曲げ疲労強度が求められる。本発明の実施の形態による鋼材は、Ｃａを含有する。機械構造用部品の素材である鋼材がＣａを含有すれば、高い歯元曲げ疲労強度を有する機械構造用部品を得ることができる。具体的には、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度は、鋼材中に生成するＭｎＳにより低下する。ＭｎＳは、鍛造及び圧延時に延伸されやすい。延伸されたＭｎＳは、歯元曲げ疲労強度の異方性を助長する。つまり、ＭｎＳが形成されると、歯元曲げ疲労強度は低下する。鋼材中にＣａが含有される場合、鋼材中のＣａはＳと結合し、ＣａＳを形成する。ＣａＳが形成される場合、鋼材中のＳがＣａＳの形成に使用されるため、ＭｎＳの形成に使用されるＳが減少する。そのため、ＭｎＳの形成が抑制される。つまり、鋼材中にＣａが含有される場合、ＭｎＳの形成が抑制される。そのため、鍛造及び圧延時のＭｎＳの延伸が抑制される。その結果、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度が向上する。

しかしながら、鋼材中のＣａ含有量が多すぎれば、鋼材中に粗大なＣａＯが形成されやすくなる。鋼材中の粗大なＣａＯは、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度を低下させる。具体的には、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）〜式（４）を満たしても、粗大なＣａＯが鋼材中に残存している場合がある。この場合、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度が低下する。

鋼材中に含有されるＣａを、ＣａＯの形成ではなく、ＣａＳの形成に用いることにより、ＣａＯを主体とする高融点の粗大酸化物、又は、点列状のＣａＯを主体とする酸化物が抑制される。その結果、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度を向上させることができる。

Ｆ５＝Ｃａ／Ｏと定義する。Ｆ５は、ＣａＳ形成の指標である。Ｆ５が０．８０以下である場合、鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）〜式（４）を満たしていても、ＣａＳを十分に形成することができない。そのため、ＭｎＳの形成を十分に抑制することができない。その結果、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度が低下する。ＣａＳの形成が不十分である場合さらに、鋼材中には、粗大なＣａＯが形成される。その結果、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度が低下する。一方、Ｆ５が１．８０以上の場合、鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）〜式（４）を満たしていても、ＣａＯを主体とする高融点の粗大な酸化物、又は、点列状のＣａＯを主体とする酸化物が形成されやすくなる。この場合も、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度が低下する。

Ｆ５が０．８０よりも高く、１．８０未満であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）〜式（４）を満たすことを前提として、鋼材中にＣａＳを十分形成することができる。そのため、ＭｎＳの形成が抑制される。ＣａＳの形成が十分である場合さらに、ＣａＯを主体とする高融点の粗大酸化物、又は、点列状のＣａＯを主体とする酸化物が抑制される。そのため、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度を向上させることができる。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による鋼材は、次の構成を有する。

［１］
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１５〜０．４５％、
Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、
Ｍｎ：０．２０〜０．７０％、
Ｃｒ：０．８０〜１．５０％、
Ｍｏ：０．１７〜０．３０％、
Ｖ：０．２４〜０．４０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０３０％以下、及び、
Ｏ：０．００１５％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、かつ、式（１）〜式（５）を満たす、
鋼材。
１．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５ （１）
２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜２．８０ （２）
Ｍｏ／Ｖ≧０．５８ （３）
（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．４０ （４）
０．８０＜Ｃａ／Ｏ＜１．８０ （５）
ここで、式（１）〜式（５）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。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。

［２］
［１］に記載の鋼材であって、
前記化学組成はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、及び、
Ｔｉ：０．１００％以下からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有する、
鋼材。

以下、本実施形態の鋼材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

［鋼材の化学組成］
鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．１５〜０．４５％
炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高める。そのため、機械構造用部品の芯部の強度を高める。Ｃはさらに、浸炭処理により微細な炭化物及び炭窒化物を形成して、機械構造用部品の耐摩耗性を高める。Ｃはさらに、主として浸炭処理時において、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等を形成する。小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等は、水素発生環境下での使用において鋼材中の水素をトラップする。そのため、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等は、機械構造用部品の水素発生環境下における剥離寿命を高める。Ｃ含有量が０．１５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．４５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の製造工程において、Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等が固溶しきらずに残存する。残存したＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等は、機械構造用部品の製造工程においても十分に固溶しない。そのため、鋼材中に残存したＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等が機械構造用部品の製造工程中で成長する。その結果、残存したＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等は、機械構造用部品中において、粗大Ｖ炭化物等及び粗大Ｖ複合炭化物等として残存する。粗大Ｖ炭化物等及び粗大Ｖ複合炭化物等は水素をトラップする能力が低い。そのため、水素発生環境下で機械構造用部品を使用中に、粗大Ｖ炭化物等及び粗大Ｖ複合炭化物等は、機械構造用部品内の組織変化を引き起こしやすい。粗大Ｖ炭化物等及び粗大Ｖ複合炭化物等はさらに、割れの起点ともなりやすい。その結果、機械構造用部品の剥離寿命が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１５〜０．４５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１６％であり、さらに好ましくは０．１７％であり、さらに好ましくは０．１８％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４４％であり、さらに好ましくは０．４３％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。

Ｓｉ：０．１０〜０．８０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼材の焼入れ性を高め、特に、鋼材を機械構造用部品としたときの浸炭層の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｓｉはさらに、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度を高める。Ｓｉはさらに、鋼材のフェライトに固溶してフェライトを強化する。Ｓｉ含有量が０．１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．８０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の被削性が顕著に低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０〜０．８０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１１％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１８％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．７５％であり、さらに好ましくは０．７２％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６５％である。

Ｍｎ：０．２０〜０．７０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼材の焼入れ性を高める。これにより、機械構造用部品の芯部の強度が高まり、水素発生環境下での剥離寿命が高まる。Ｍｎ含有量が０．２０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．７０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の硬さが高くなりすぎ、鋼材の被削性が低下する。Ｍｎ含有量が０．７０％を超えればさらに、水素発生環境下での機械構造用部品の使用中において、機械構造用部品に水素が侵入しやすくなり、機械構造用部品の水素発生環境下での剥離寿命が低下する。Ｍｎ含有量が０．７０％を超えればさらに、ＭｎＳが生成しやすい。ＭｎＳは鍛造及び圧延時に延伸されやすい。延伸されたＭｎＳは、歯元曲げ疲労強度の異方性を助長する。そのため、歯元曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０〜０．７０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２１％であり、さらに好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２４％であり、さらに好ましくは０．３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．６６％であり、さらに好ましくは０．６０％である。

Ｃｒ：０．８０〜１．５０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高める。これにより、機械構造用部品の芯部の強度が高まる。Ｃｒはさらに、Ｖ及びＭｏと複合して含有されることにより、浸炭処理時において小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等の生成を促進して、機械構造用部品の耐摩耗性だけでなく、機械構造用部品の水素発生環境下での剥離寿命を高める。Ｃｒ含有量が０．８０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、浸炭処理時の浸炭性が低下して、機械構造用部品の耐摩耗性が十分に得られなくなる。したがって、Ｃｒ含有量は０．８０〜１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．８２％であり、さらに好ましくは０．８５％であり、さらに好ましくは０．８８％であり、さらに好ましくは０．９０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．４５％であり、さらに好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．３５％であり、さらに好ましくは１．３０％である。

Ｍｏ：０．１７〜０．３０％
モリブデン（Ｍｏ）は、Ｃｒと同様に、鋼材の焼入れ性を高める。これにより、機械構造用部品の芯部の強度が高まる。Ｍｏはさらに、Ｖ及びＣｒと複合して含有されることにより、浸炭処理時において小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等の生成を促進して、機械構造用部品の耐摩耗性だけでなく、機械構造用部品の水素発生環境下での剥離寿命を高める。Ｍｏ含有量が０．１７％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の被削性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１７〜０．３０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．１８％であり、さらに好ましくは０．１９％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．２９％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％である。

Ｖ：０．２４〜０．４０％
バナジウム（Ｖ）は、鋼材を用いた機械構造用部品の製造工程において、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等を生成する。小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等は、水素発生環境下で機械構造用部品の使用中において、機械構造用部品に侵入した水素をトラップする。機械構造用部品中の小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等の円相当径は１５０ｎｍ以下と小さいため、水素をトラップしても組織変化の起点とはなりにくい。そのため、水素発生環境下における剥離寿命を高めることができる。Ｖはさらに、機械構造用部品の製造工程において、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等を生成して、耐摩耗性を高める。Ｖ含有量が０．２４％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が０．４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の製造工程において、Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等が固溶しきらずに残存する。残存したＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等は、機械構造用部品の製造工程においても十分に固溶しない。そのため、鋼材中に残存したＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等が機械構造用部品の製造工程中で成長する。その結果、残存したＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等は、機械構造用部品中において、粗大Ｖ炭化物等及び粗大Ｖ複合炭化物等として残存する。粗大Ｖ炭化物等及び粗大Ｖ複合炭化物等は水素をトラップする能力が低い。そのため、水素発生環境下で機械構造用部品を使用中に、粗大Ｖ炭化物等及び粗大Ｖ複合炭化物等は、機械構造用部品内の組織変化を引き起こしやすい。粗大Ｖ炭化物等及び粗大Ｖ複合炭化物等はさらに、割れの起点ともなりやすい。その結果、水素発生環境下における機械構造用部品の剥離寿命が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．２４〜０．４０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２６％であり、さらに好ましくは０．２７％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．３９％であり、さらに好ましくは０．３８％であり、さらに好ましくは０．３６％である。

Ａｌ：０．００５〜０．１００％
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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物系介在物が生成する。粗大な酸化物系介在物は、水素発生環境下での疲労破壊の起点となるため、水素発生環境下において、機械構造用部品の剥離寿命を低下させる。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１３％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。本明細書にいうＡｌ含有量は、全Ａｌ（Ｔｏｔａｌ Ａｌ）の含有量を意味する。

Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％
Ｃａは、鋼材中のＳと反応し、ＣａＳを生成し、ＭｎＳの生成を抑制する。ＭｎＳは鍛造及び圧延時に延伸されやすい。延伸されたＭｎＳは、歯元曲げ疲労強度の異方性を助長する。そのため、歯元曲げ疲労強度が低下する。ＣａＳを生成し、ＭｎＳの生成を抑制することにより、歯元曲げ疲労強度は向上する。Ｃａ含有量が０．０００２％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。しかしながら、Ｃａ含有量が０．００２０％を超えれば、鋼材中に粗大な酸化物系介在物が生成する。粗大な酸化物系介在物が水素をトラップすると、組織変化が発生しやすくなる。組織変化の発生により、機械構造用部品の剥離寿命が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００２〜０．００２０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は、０．００１９％であり、さらに好ましくは０．００１８％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００４％である。

Ｐ：０．０１５％以下
リン（Ｐ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは粒界に偏析する。その結果、粒界強度が低下する。Ｐ含有量が０．０１５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｐが粒界に過剰に偏析して粒界強度を低下させる。その結果、機械構造用部品の水素発生環境下での剥離寿命が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０１５％以下である。好ましいＰ含有量の上限は０．０１３％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００４％である。

Ｓ：０．０３０％以下
硫黄（Ｓ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは、硫化物系介在物を生成する。粗大な硫化物系介在物は、水素発生環境下で機械構造用部品の使用中において、割れの起点となりやすい。Ｓ含有量が０．０３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、硫化物系介在物が粗大となり、機械構造用部品の水素発生環境下での剥離寿命が低下する。さらに、Ｓ含有量が０．０３０％を超えれば、ＭｎＳが生成されやすくなる。ＭｎＳが生成されれば、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度の異方性が助長される。そのため、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０３０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。

Ｎ：０．０３０％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｎ含有量は０％超である。Ｎは鋼材中に固溶する。その結果、鋼材の熱間加工性が低下する。Ｎ含有量が０．０３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が顕著に低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０３０％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｎ含有量の過剰な低減は、製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。

Ｏ（酸素）：０．００１５％以下
酸素（Ｏ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは鋼中の他の元素と結合して粗大な酸化物系介在物を生成する。粗大な酸化物系介在物は、水素発生環境下での疲労破壊の起点となる。そのため、水素発生環境下において、機械構造用部品の剥離寿命が低下する。Ｏ含有量が０．００１５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、水素発生環境下での機械構造用部品の剥離寿命が顕著に低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００１５％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１３％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｏ含有量の過剰な低減は、製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。

本実施形態による鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

［任意元素（ｏｐｔｉｏｎａｌ ｅｌｅｍｅｎｔｓ）について］
本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｎｂ：０．１００％以下、及び、
Ｔｉ：０．１００％以下からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、機械構造用部品の強度を高める。

Ｃｕ：０．２０％以下
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高める。これにより、鋼材の強度が高まり、機械構造用部品の芯部の強度が高まる。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が過剰に高まり、鋼材の被削性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．２０％であり、含有される場合、０．２０％以下、つまり、０超〜０．２０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ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。

Ｎｉ：０．２０％以下
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高める。これにより、鋼材の強度が高まり、機械構造用部品の芯部の強度が高まる。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が過剰に高まり、鋼材の被削性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．２０％であり、含有される場合、０．２０％以下、つまり、０超〜０．２０％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％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｎｉ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。

Ｂ：０．００５０％以下
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｂは鋼材の焼入れ性を高める。これにより、鋼材の強度が高まり、機械構造用部品の芯部の強度が高まる。Ｂはさらに、結晶粒界にＰが偏析するのを抑制する。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が０．００５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｂ窒化物（ＢＮ）が生成して機械構造用部品の芯部の靱性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．００５０％であり、含有される場合、０．００５０％以下、つまり、０超〜０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００８％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。

Ｎｂ：０．１００％以下
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｂは鋼中のＣ及びＮと結合して炭化物、窒化物、及び、炭窒化物を生成する。これらの析出物は析出強化により機械構造用部品の強度を高める。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。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、機械構造用部品の芯部の靱性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．１００％であり、含有される場合、０．１００％以下、つまり、０超〜０．１００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。

Ｔｉ：０．１００％以下
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＴｉはＮｂと同様に、炭化物、窒化物、及び、炭窒化物を生成して、機械構造用部品の強度を高める。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、機械構造用部品の芯部の靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．１００％であり、含有される場合、０．１００％以下、つまり、０超〜０．１００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。

［式（１）〜式（５）について］
本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、次の式（１）〜式（５）を満たす。
１．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５ （１）
２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜２．８０ （２）
Ｍｏ／Ｖ≧０．５８ （３）
（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．４０ （４）
０．８０＜Ｃａ／Ｏ＜１．８０ （５）
ここで、式（１）〜式（５）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。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。

［式（１）について］
本実施形態の鋼材の化学組成は、式（１）を満たす。
１．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５ （１）
ここで、式（１）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。

Ｆ１＝０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖと定義する。Ｆ１は、水素をトラップして水素発生環境下での機械構造用部品の剥離寿命を高める小型Ｖ炭化物等（小型Ｖ炭化物及び小型Ｖ炭窒化物）及び小型Ｖ複合炭化物等（小型Ｖ複合炭化物及び小型Ｖ複合炭窒化物）の生成に関する指標である。上述のとおり、円相当径が１５０ｎｍ以下の小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等の生成は、Ｖだけでなく、Ｃｒ及びＭｏを含有することにより、促進される。ＣｒはＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等が生成する温度域よりも低い温度域において、セメンタイト等のＦｅ系炭化物又はＣｒ炭化物を生成する。Ｍｏは、Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等が生成する温度域よりも低い温度域において、Ｍｏ炭化物（Ｍｏ_２Ｃ）を生成する。温度の上昇に伴い、Ｆｅ系炭化物、Ｃｒ炭化物、及び、Ｍｏ炭化物が固溶してＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等の析出核生成サイトとなる。

Ｆ１が１．５０以下であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）〜式（５）を満たしても、Ｃｒ及びＭｏが不足しており、Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等の析出核生成サイトが不足する。又は、Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等を生成するＶ含有量自体が、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量に対して不足する。その結果、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等が十分に生成しない。一方、Ｆ１が２．４５以上であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）〜式（５）を満たしても、析出核生成サイトは十分に多いものの、粗大Ｖ炭化物等及び粗大Ｖ複合炭化物等が生成する。この場合、鋼材の製造工程において、Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等が十分に固溶せずに残存する。そのため、機械構造用部品の製造工程時において、鋼材中に残存していたＶ炭化物等及びＶ複合炭化物等が成長して、粗大Ｖ炭化物等及び粗大Ｖ複合炭化物等になる。粗大Ｖ炭化物等及び粗大Ｖ複合炭化物等は、水素をトラップする能力が低いため組織変化を引き起こしやすく、さらに、割れの起点にもなる。そのため、水素発生環境下での機械構造用部品の剥離寿命が低下する。

Ｆ１が１．５０よりも高く、２．４５未満であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（２）〜式（５）を満たすことを前提として、機械構造用部品中において、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等が十分に多く生成し、鋼材中においても、Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等が十分に固溶する。そのため、水素発生環境下において水素割れに起因した組織変化が発生しにくく、水素発生環境下において、機械構造用部品の剥離寿命が高まる。また、Ｆ１が２．４５未満であれば、粗大Ｖ炭化物等及び粗大Ｖ複合炭化物等の生成が抑制され、かつ、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等が表層にも多数生成している。そのため、機械構造用部品の耐摩耗性も向上する。

Ｆ１の好ましい下限は１．５２であり、さらに好ましくは１．５４である。Ｆ１の好ましい上限は２．４４であり、さらに好ましくは２．４３であり、さらに好ましくは２．３５である。Ｆ１の数値は、小数第３位を四捨五入して得られた値とする。

［式（２）について］
本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜２．８０ （２）
ここで、式（２）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。

Ｆ２＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖと定義する。Ｆ２内の各元素は、鋼材の焼入れ性を高める。したがって、Ｆ２は、機械構造用部品の芯部の強度の指標である。

Ｆ２が２．２０以下であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（３）〜式（５）を満たしても、鋼材の焼入れ性が十分ではない。そのため、機械構造用部品の芯部の強度が十分ではなく、水素発生環境下での機械構造用部品の剥離寿命が十分に得られない。一方、Ｆ２が２．８０以上であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（３）〜式（５）を満たしても、焼入れ性が高くなりすぎ、鋼材の強度が過剰に高くなりやすい。そのため、鋼材の被削性が十分に得られない。

Ｆ２が２．２０よりも高く、２．８０よりも低ければ、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（３）〜式（５）を満たすことを前提として、鋼材において十分な被削性が得られ、さらに、機械構造用部品の芯部の強度が十分に高まり、水素発生環境下での機械構造用部品の剥離寿命が十分に高まる。Ｆ２の好ましい下限は２．２５であり、さらに好ましくは２．３０であり、さらに好ましくは２．３５である。Ｆ２の好ましい上限は２．７５であり、さらに好ましくは２．７０である。Ｆ２の数値は、小数第３位を四捨五入して得られた値とする。

［式（３）について］
本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、式（３）を満たす。
Ｍｏ／Ｖ≧０．５８ （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＝Ｍｏ／Ｖと定義する。本実施形態の鋼材では、上述のとおり、Ｆ１が式（１）を満たすことにより、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等の生成に必要なＶ含有量、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量の総含有量が得られる。しかしながら、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等を十分に生成するためにはさらに、Ｍｏ含有量に対するＶ含有量を調整しなければならない。具体的には、Ｍｏ含有量のＶ含有量に対する割合が低すぎれば、Ｖ炭化物等及びＶ複合炭化物等が生成する前に、析出核生成サイトとなるＭｏ炭化物が十分に析出しない。この場合、Ｖ含有量、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量が本実施形態の各元素含有量の範囲内であり、かつ、式（１）を満たしていても、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等が十分に生成しない。具体的には、Ｆ３が０．５８未満であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（２）、式（４）及び式（５）を満たしても、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等が十分に生成しない。その結果、水素発生環境下において、機械構造用部品の剥離寿命が十分に得られない。

Ｆ３が０．５８以上であり、式（３）を満たせば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）、式（２）、式（４）及び式（５）を満たすことを前提として、小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等が十分に生成する。その結果、水素発生環境下において、機械構造用部品の剥離寿命が十分に高くなる。Ｆ３の好ましい下限は０．６０であり、さらに好ましくは０．７０であり、さらに好ましくは０．７６である。Ｆ３の上限は特に限定されないが、好ましくは１．２５であり、さらに好ましくは１．１５であり、さらに好ましくは１．１０である。Ｆ３の数値は、小数第３位を四捨五入して得られた値とする。

［式（４）について］
本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、式（４）を満たす。
（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．４０ （４）
ここで、式（４）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。

Ｆ４＝（Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）と定義する。小型Ｖ炭化物等及び小型Ｖ複合炭化物等は水素をトラップするだけでなく、析出強化により結晶粒内を強化する。一方で、水素発生環境下において鋼材中の粒界も強化でき、さらに、そもそも水素の侵入を抑えることができれば、（ａ）結晶粒内強化、（ｂ）結晶粒界強化、（ｃ）水素侵入抑制、の３つの相乗効果により、水素発生環境下での剥離寿命がさらに高まる。（ａ）の結晶粒内強化については、上述のとおり、Ｍｏ含有量、Ｖ含有量、Ｃｒ含有量の総含有量に依存する。一方、（ｂ）の結晶粒界強化については、上述の化学組成のうち、特に結晶粒界に偏析しやすいＰの含有量を低減することが有効である。さらに、（ｃ）の水素侵入抑制については、鋼材中のＭｎ含有量を低減することが極めて有効である。

Ｆ４中の分子（＝Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）は、結晶粒内強化の指標（上記（ａ）に相当）である。Ｆ４中の分母（＝Ｍｎ＋２０Ｐ）は、結晶粒界強化及び水素侵入抑制の指標（上記（ｂ）及び（ｃ）に相当）である。Ｆ４の分母が大きいほど、結晶粒界の強度が低いことを意味し、又は、水素が機械構造用部品に侵入しやすいことを意味する。したがって、たとえ、結晶粒内強化指標（Ｆ４の分子）が大きくても、結晶粒界強化及び水素侵入抑制指標（Ｆ４の分母）が大きければ、結晶粒内強化機構、結晶粒界強化機構及び水素侵入抑制機構の相乗効果が得られず、水素発生環境下での剥離寿命の十分な向上が得られない。

Ｆ４が２．４０以上であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）〜式（３）及び式（５）を満たすことを前提として、水素発生環境下での機械構造用部品の剥離寿命が十分に得られる。Ｆ４の好ましい下限は、２．４２であり、さらに好ましくは２．４５であり、さらに好ましくは２．５０である。Ｆ４の上限は特に限定されないが、好ましくは４．００であり、さらに好ましくは３．５０である。Ｆ４の数値は、小数第３位を四捨五入して得られた値とする。

［式（５）について］
本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、式（５）を満たす。
０．８０＜Ｃａ／Ｏ＜１．８０ （５）
ここで、式（５）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。

歯車等の機械構造用部品とした場合に、高い歯元曲げ疲労強度を得るために、本発明の実施の形態による鋼材は、Ｃａを含有する。機械構造用部品の素材である鋼材がＣａを含有すれば、高い歯元曲げ疲労強度を有する機械構造用部品を得ることができる。具体的には、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度は、鋼材中に生成するＭｎＳにより低下する。ＭｎＳは、鍛造及び圧延時に延伸されやすい。延伸されたＭｎＳは、歯元曲げ疲労強度の異方性を助長する。つまり、ＭｎＳが形成されると、歯元曲げ疲労強度は低下する。鋼材中にＣａが含有される場合、鋼材中のＣａはＳと結合し、ＣａＳを形成する。ＣａＳが形成される場合、鋼材中のＳがＣａＳの形成に使用されるため、ＭｎＳの形成に使用されるＳが減少する。そのため、ＭｎＳの形成が抑制される。つまり、鋼材中にＣａが含有される場合、ＭｎＳの形成が抑制される。そのため、鍛造及び圧延時のＭｎＳの延伸が抑制される。その結果、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度が向上する。

しかしながら、鋼材中のＣａ含有量が多すぎれば、鋼材中に粗大なＣａＯが形成されやすくなる。鋼材中の粗大なＣａＯは、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度を低下させる。具体的には、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）〜式（４）を満たしても、粗大なＣａＯが鋼材中に残存している場合がある。この場合、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度が低下する。

鋼材中に含有されるＣａを、ＣａＯの形成ではなく、ＣａＳの形成に用いることにより、ＣａＯを主体とする高融点の粗大酸化物、又は、点列状のＣａＯを主体とする酸化物が抑制される。その結果、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度を向上させることができる。

Ｆ５＝Ｃａ／Ｏと定義する。Ｆ５は、ＣａＳ形成の指標である。Ｆ５が０．８０以下である場合、鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）〜式（４）を満たしていても、ＣａＳを十分に形成することができない。そのため、ＭｎＳの形成を十分に抑制することができない。そのため、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度が低下する。ＣａＳの形成が不十分である場合さらに、鋼材中には、粗大なＣａＯが形成される。その結果、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度が低下する。一方、Ｆ５が１．８０以上の場合、鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）〜式（４）を満たしていても、ＣａＯを主体とする高融点の粗大酸化物、又は、点列状のＣａＯを主体とする酸化物が形成されやすくなる。この場合も、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度が低下する。

Ｆ５が０．８０よりも高く、１．８０未満であれば、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）〜式（４）を満たすことを前提として、鋼材中にＣａＳが十分に形成される。そのため、ＭｎＳの形成が抑制される。そのため、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度を向上させることができる。ＣａＳの形成が十分である場合さらに、ＣａＯを主体とする高融点の粗大酸化物、又は、点列状のＣａＯを主体とする酸化物が抑制される。その結果、機械構造用部品の歯元曲げ疲労強度を向上させることができる。Ｆ５の好ましい下限は０．９０であり、さらに好ましくは１．００である。Ｆ５の好ましい上限は、１．７０であり、さらに好ましくは１．６０である。Ｆ５の数値は、小数第３位を四捨五入して得られた値とする。

以上の構成を有する本実施形態の鋼材は、各元素含有量が上述の本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆ１〜Ｆ５が式（１）〜式（５）を満たす。そのため、本実施形態の鋼材は、被削性に優れる。さらに、本実施形態の鋼材に対して熱間鍛造処理を実施した後、浸炭処理して得られる機械構造用部品において、耐摩耗性、水素発生環境下での組織変化に伴う剥離寿命、及び、歯元曲げ疲労強度に優れる。

［鋼材の製造方法］
本実施形態の鋼材の製造方法の一例を説明する。以降に説明する鋼材の製造方法は、本実施形態の鋼材を製造するための一例である。したがって、上述の構成を有する鋼材は、以降に説明する製造方法以外の他の製造方法により製造されてもよい。しかしながら、以降に説明する製造方法は、本実施形態の鋼材の製造方法の好ましい一例である。

本実施形態の鋼材の製造方法の一例は、溶鋼を精錬し、鋳造して素材（鋳片）を製造する製鋼工程と、素材を熱間加工して鋼材を製造する熱間加工工程とを備える。以下、各工程について説明する。

［製鋼工程］
製鋼工程では、初めに、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆ１〜Ｆ５が式（１）〜式（５）を満たす上記化学組成を有する溶鋼を製造する。精錬方法は特に限定されず、周知の方法を用いればよい。たとえば、周知の方法で製造された溶銑に対して転炉での精錬（一次精錬）を実施する。転炉から出鋼した溶鋼に対して、周知の二次精錬を実施する。二次精錬において、成分調整の合金元素の添加を実施して、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆ１〜Ｆ５が式（１）〜式（５）を満たす化学組成を有する溶鋼を製造する。

上述の精錬方法により製造された溶鋼を用いて、周知の鋳造法により素材を製造する。たとえば、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。また、溶鋼を用いて連続鋳造法によりブルーム又はビレットを製造してもよい。以上の方法により、素材（インゴット、ブルーム又はビレット）を製造する。

［熱間加工工程］
熱間加工工程では、製鋼工程にて準備された素材（インゴット、ブルーム又はビレット）に対して、熱間加工を実施して、鋼材を製造する。鋼材は、棒鋼又は線材である。熱間加工工程は、分塊圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。以下、各工程について説明する。

［分塊圧延工程］
分塊圧延工程では、素材を熱間圧延してビレットを製造する。具体的には、分塊圧延工程では、分塊圧延機により素材に対して熱間圧延（分塊圧延）を実施して、ビレットを製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が配置されている場合、分塊圧延後のビレットに対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さいビレットを製造してもよい。連続圧延機では、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。以上のとおり、分塊圧延工程では、分塊圧延機を用いて、又は、分塊圧延機と連続圧延機とを用いて、素材をビレットに製造する。

分塊圧延工程での加熱炉での加熱温度は特に限定されない。加熱温度はたとえば、１１５０〜１３００℃で加熱する。加熱炉の炉温が１１５０〜１３００℃での保持時間は限定されない。たとえば、加熱炉の炉温が１１５０〜１３００℃での保持時間は、１５〜３０時間であってもよい。

［仕上げ圧延工程］
仕上げ圧延工程では、初めに、加熱炉を用いてビレットを加熱する。加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、鋼材である棒鋼又は線材を製造する。

仕上げ圧延工程での加熱炉での加熱温度は特に限定されない。加熱温度はたとえば、１１５０〜１３００℃で加熱する。加熱炉での炉温が１１５０〜１３００℃での保持時間は限定されない。たとえば、加熱炉での炉温が１１５０〜１３００℃での保持時間は、１．５〜１０時間であってもよい。

仕上げ圧延後の鋼材に対して、放冷以下の冷却速度で冷却を行い、本実施形態の鋼材を製造する。

以上の製造工程により、上述の構成を有する本実施形態の鋼材を製造できる。

［機械構造用部品について］
本実施形態の鋼材は、浸炭処理され、機械構造用部品に用いられる。本明細書において、浸炭処理とは、浸炭焼入れ及び焼戻しを実施する処理を意味する。機械構造用部品とは、歯車等の機械部品を意味する。

機械構造用部品は、浸炭処理により形成される浸炭層と、浸炭層よりも内部の芯部とを備える。浸炭層の深さは特に限定されないが、浸炭層の表面からの深さはたとえば、０．２〜５．０ｍｍである。芯部の化学組成は、本実施形態の鋼材の化学組成と同じである。

［機械構造用部品の製造方法］
上述の構成を有する機械構造用部品の製造方法の一例は次のとおりである。初めに、鋼材を所定の形状に加工して中間品を製造する。加工方法はたとえば、熱間鍛造や機械加工である。機械加工はたとえば、切削加工である。熱間鍛造は、周知の条件で実施すれば足りる。熱間鍛造での加熱温度はたとえば、１０００〜１３００℃である。熱間鍛造後の中間品を放冷する。なお、熱間鍛造後に機械加工を実施してもよい。機械加工を実施する前の鋼材又は中間品に対して、周知の球状化焼鈍処理を実施してもよい。

製造された中間品に対して、浸炭処理を実施して、機械構造用部品を製造する。浸炭処理は、上述のとおり、浸炭焼入れと、焼戻しとを含む。浸炭焼入れは、周知の方法で実施する。具体的には、浸炭焼入れでは、周知の浸炭変成ガスを含有する雰囲気中において、中間品をＡ_ｃ３点以上に加熱及び保持した後、急冷する。焼戻しは周知の方法で実施する。具体的には、焼戻し処理では、浸炭焼入れされた中間品を１５０〜２００℃の温度範囲内で処置時間保持する。ここで、浸炭変成ガスとは、周知の吸熱型ガス（ＲＸガス）を意味する。ＲＸガスは、ブタン、プロパン等の炭化水素ガスを空気と混合させ、加熱されたＮｉ触媒を通過させて反応させたガスであり、ＣＯ、Ｈ_２、Ｎ_２等を含む混合ガスである。

機械構造用部品の表面Ｃ濃度及び表面硬さは、浸炭焼入れ及び焼戻しの条件を制御することにより調整可能である。具体的には、表面Ｃ濃度は、浸炭焼入れ時の雰囲気中のカーボンポテンシャル等を制御することにより調整できる。

具体的には、機械構造用部品の表面Ｃ濃度は、主に、浸炭焼入れのカーボンポテンシャル、浸炭温度、及び、浸炭温度での保持時間で調整される。カーボンポテンシャルが高く、浸炭温度が高く、浸炭温度での保持時間が長いほど、表面Ｃ濃度が高くなる。一方、カーボンポテンシャルが低く、浸炭温度が低く、保持時間が短いほど、表面Ｃ濃度が低くなる。

表面硬さは、表面Ｃ濃度と関連する。具体的には、表面Ｃ濃度が高くなれば、表面硬さも高くなる。一方、表面Ｃ濃度が低くなれば、表面硬さも低下する。

浸炭焼入れによって上昇した表面硬さは、焼戻しにより低下させることができる。焼戻し温度を高く、焼戻し温度での保持時間を長くすれば、表面硬さは低下する。焼戻し温度を低く、焼戻し温度での保持時間を短くすれば、表面硬さは高く維持できる。

浸炭焼入れは、上述のとおり、周知の方法で実施する。浸炭焼入れの好ましい条件はたとえば、次のとおりである。

浸炭焼入れにおいて、雰囲気中のカーボンポテンシャルＣＰはたとえば、０．７０〜１．４０である。浸炭時の保持温度（浸炭温度）はたとえば、８３０〜９３０℃である。浸炭温度での保持時間は、鋼材の表面に十分なＣ濃度を確保できれば、特に限定されない。浸炭温度での保持時間はたとえば、３０〜１００分である。

焼入れは、周知の方法で実施する。なお、浸炭温度が、焼入れ温度を兼用していてもよい。

焼戻しは、上述のとおり、周知の方法で実施する。焼戻しの好ましい条件はたとえば、次のとおりである。焼戻し温度はたとえば、１５０〜２００℃である。焼戻し温度での保持時間は特に限定されない。焼戻し温度での保持時間はたとえば、３０〜２４０分である。

［機械構造用部品の表面におけるＣ濃度及びロックウェルＣ硬さ］
以上の製造工程で製造される機械構造用部品の表面のＣ濃度及びロックウェルＣ硬さＨＲＣはたとえば、次のとおりである。

上述の条件で浸炭焼入れ及び焼戻しして製造された機械構造用部品の表面のＣ濃度はたとえば、０．７０〜１．２０％である。表面のＣ濃度が０．７０〜１．２０％であれば、耐摩耗性、水素発生環境下での剥離寿命、及び、歯元曲げ疲労強度に優れる。表面のＣ濃度の好ましい下限は０．７５％であり、さらに好ましくは０．８０％である。表面のＣ濃度の好ましい上限は１．１０％であり、さらに好ましくは１．０５％であり、さらに好ましくは１．００％である。

表面のＣ濃度は次の方法で測定される。電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、機械構造用部品の任意の表面位置において、表面から１００μｍ深さまで、１．０μｍピッチでＣ濃度（質量％）を測定する。測定されたＣ濃度の算術平均値を表面Ｃ濃度（質量％）と定義する。

機械構造用部品の表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣはたとえば、５８．０〜６５．０である。表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣは５８．０〜６５．０であれば、優れた耐摩耗性、水素発生環境下での優れた剥離寿命、及び、優れた歯元曲げ疲労強度が得られる。表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣの好ましい下限は５８．５であり、さらに好ましくは５９．０である。表面のロックウェルＣ硬さの好ましい上限は６４．５であり、さらに好ましくは６４．３である。

機械構造用部品のロックウェルＣ硬さＨＲＣは次の方法で測定される。機械構造用部品の表面のうち、任意の４つの測定位置を特定する。特定された４つの測定位置において、ＪＩＳ Ｚ ２２４５（２０１１）に準拠して、Ｃスケールを用いたロックウェル硬さ試験を実施する。得られた４つのロックウェルＣ硬さＨＲＣの算術平均値を、表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣと定義する。

以上の製造工程により、本実施形態の鋼材及び機械構造用部品が製造される。以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。

表１に示す種々の化学組成を有する溶鋼を、転炉を用いて製造した。

表１中の空白は、対応する元素の含有量が検出限界未満であったことを意味する。また、鋼種Ｙは従来鋼材であるＪＩＳ Ｇ ４０５３（２０１６）に規定されたＳＣＭ４２０に相当する化学組成を有した。本実施例では、鋼種Ｙを比較基準鋼材と称する。表１の各溶鋼を連続鋳造してブルームを製造した。ブルーム対して粗圧延工程を実施した。具体的には、ブルームを１２５０℃の加熱温度で加熱した。

加熱後のブルームを分塊圧延して、１６０ｍｍ×１６０ｍｍの矩形横断面を有するビレットを製造した。さらに、ビレットに対して仕上げ圧延工程を実施した。仕上げ圧延工程では、ビレットを１２００℃の加熱温度で加熱した。加熱されたビレットを熱間圧延して、直径６０ｍｍの鋼材（棒鋼）を製造した。なお、比較基準鋼材についても同様の製造条件により、直径６０ｍｍの棒鋼を製造した。

［評価試験］
鋼材に対して、被削性評価試験、耐摩耗性評価試験、及び、水素発生環境下での剥離寿命評価試験、歯元曲げ疲労強度試験を実施した。試験結果を表２に示す。

［被削性評価試験］
各試験番号の鋼材である直径６０ｍｍの棒鋼に対して、外周旋削加工を実施して、工具寿命を評価した。具体的には、各試験番号の棒鋼に対して、次の条件で外周旋削加工を実施した。使用した切削工具は、ＪＩＳ Ｂ ４０５３（２０１３）に規定のＰ１０に相当する超硬合金とした。切削速度を１５０ｍ／分とし、送り速度を０．１５ｍｍ／ｒｅｖとし、切込み量を１．０ｍｍとした。なお、旋削時には潤滑剤を使用しなかった。

上述の切削条件にて外周旋削加工を実施して、切削工具の逃げ面摩耗量が０．２ｍｍになるまでの時間を工具寿命（Ｈｒ）と定義した。比較基準鋼材の工具寿命を基準とし、各試験番号の工具寿命比を次の式で求めた。
工具寿命比＝各試験番号の工具寿命（Ｈｒ）／鋼種Ｙの工具寿命（Ｈｒ）

得られた工具寿命比を表２の被削性の「工具寿命比」欄に示す。得られた工具寿命比が０．８０以上であれば、被削性に優れると判断した（表２中の被削性の「評価」欄で「○」で表記）。一方、工具寿命比が０．８０未満であれば、被削性が低いと判断した（表２中の被削性の「評価」欄で「×」で表記）。

［耐摩耗性評価試験］
耐摩耗性評価試験を次の方法で実施した。直径６０ｍｍの棒鋼から機械加工により図１に示す中間品を作製した。図１は、中間品の側面図である。図１中の数値は、中間品の各部位の寸法（ｍｍ）を示す。図１中の「φ」の横の数値は、直径（ｍｍ）を示す。

中間品に対して浸炭処理（浸炭焼入れ及び焼戻し）を実施して、機械構造用部品を模擬した図２に示す小ローラー試験片を作製した。このとき、小ローラー試験片の表面Ｃ濃度が０．８０％、表面硬さがロックウェルＣ硬さＨＲＣで６０となるように、浸炭焼入れ及び焼戻しの条件を調整した。具体的には、浸炭焼入れ処理は、表３に示すカーボンポテンシャルＣＰ、加熱温度（本実施例では加熱温度＝浸炭温度＝焼入れ温度）及び保持時間（＝浸炭温度での保持時間＋焼入れ温度での保持時間）で実施し、冷却方法は油冷とした。焼戻し処理は、表３に示す焼戻し温度（℃）及び保持時間（分）で実施し、保持時間経過後は空冷した。浸炭焼入れ及び焼戻し後の中間品に対して、仕上げ加工（切削加工）を実施して、図２に示す形状の小ローラー試験片とした。図２は小ローラー試験片の側面図である。図２中の数値は、試験片の各部位の寸法（ｍｍ）を示す。図２中の「φ」の横の数値は、直径（ｍｍ）を示す。

耐摩耗性評価試験として、各試験番号の小ローラー試験片に対し、ローラーピッチング試験（２円筒転がり疲労試験）を実施した。具体的には、図３に示すとおり、直径を１３０ｍｍ、クラウニング半径を１５０ｍｍとする大ローラーを準備した。大ローラーの素材は、表１の鋼種Ｙの化学組成を有した。

各試験番号の小ローラー試験片、及び、比較基準鋼材（鋼種Ｙ）の小ローラー試験片を用いて、次のローラーピッチング試験を実施した。具体的には、小ローラー試験片の中心軸と大ローラーの中心軸とが平行になるように、小ローラー試験片と大ローラーとを配置した。そして、ローラーピッチング試験を、次に示す条件で実施した。小ローラー試験片の中央部（直径２６ｍｍの部分）に対して、大ローラーの表面を押し当てた。小ローラー試験片の回転数を１５００ｒｐｍとし、接触部での小ローラー試験片と大ローラーとの回転方向を同一方向とし、すべり率を４０％とした。大ローラーの回転速度をＶ１（ｍ／ｓｅｃ）、小ローラー試験片の回転速度をＶ２（ｍ／ｓｅｃ）としたとき、すべり率（％）は、以下の式により求めた。
すべり率（％）＝（Ｖ２−Ｖ１）／Ｖ２×１００

試験中の小ローラー試験片と大ローラーとの接触応力を３．０ＧＰａとした。試験中、潤滑剤（市販のオートマチックトランスミッション用オイル：ＡＴＦ）を油温８０℃の条件で、大ローラーと小ローラー試験片との接触部分（試験部の表面）に回転方向と反対の方向から２Ｌ／ｍｉｎで吹き付けた。繰り返し数を２×１０^７回までとし、繰り返し数２×１０^７回後に試験を終了した。

耐摩耗性評価試験後の小ローラー試験片を用いて、平均摩耗深さ（μｍ）、表面硬さ（ＨＲＣ）、及び、表面Ｃ濃度（質量％）を次の方法で求めた。

［平均摩耗深さ］
試験後の試験片の摺動部分の粗さを測定した。具体的には、小ローラー試験片の周面において、円周方向に９０°ピッチで４箇所の位置で、粗さプロファイルを測定した。上記４箇所での粗さプロファイルの最大深さを摩耗深さと定義し、これら４箇所の摩耗深さの平均を、平均摩耗深さ（μｍ）と定義した。得られた平均摩耗深さを表２中の耐摩耗性の「平均摩耗深さ（μｍ）」欄に示す。平均摩耗深さが１０μｍ以下であれば、耐摩耗性に優れると判断した（表２中の耐摩耗性の「評価」欄において「○」で表記）。一方、平均摩耗深さが１０μｍを超えた場合、耐摩耗性が低いと判断した（表２中の耐摩耗性の「評価」欄において「×」で表記）。

［表面硬さ］
試験後の小ローラー試験片の試験部の表面のうち、摺動部分以外の領域（以下、未摺動部分という）において、円周方向に対して９０°ピッチで４箇所の測定位置を特定した。特定された４箇所の測定位置において、ＪＩＳ Ｚ ２２４５（２０１１）に準拠して、Ｃスケールを用いたロックウェル硬さ試験を実施した。各測定箇所のロックウェルＣ硬さＨＲＣの平均を、表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣと定義した。得られたロックウェルＣ硬さを、表２中の耐摩耗性の「ＨＲＣ」欄に示す。

［表面Ｃ濃度］
小ローラー試験片の試験部の未摺動部分を軸方向に対して垂直に切断した。未摺動部を含む切断面を含む試験片を採取し、切断面に対して埋め込み研磨仕上げを行った。その後、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、未摺動部分の表面から１０μｍ深さまで、０．１μｍピッチでＣ濃度を測定した。測定された値の平均値を、表面Ｃ濃度（質量％）と定義した。得られた表面のＣ濃度を、表２中の耐摩耗性の「Ｃ濃度（％）」欄に示す。

［水素発生環境下での剥離寿命試験］
各試験番号の鋼材（直径６０ｍｍの棒鋼）から、機械加工により、直径６０ｍｍ、厚さ５．５ｍｍの円板状の中間品を作成した。中間品の厚さ（５．５ｍｍ）は、棒鋼の長手方向に相当した。中間品に対して、浸炭処理（浸炭焼入れ及び焼戻し）を実施して、機械構造用部品を製造した。このとき、各機械構造用部品の表面Ｃ濃度が０．８０％、及び、表面ロックウェルＣ硬さＨＲＣが６０となるように、浸炭焼入れ及び焼戻しを実施した。具体的には、浸炭焼入れ処理は、表３に示すカーボンポテンシャルＣＰ、加熱温度（本実施例では加熱温度＝浸炭温度＝焼入れ温度）及び保持時間（＝浸炭温度での保持時間＋焼入れ温度での保持時間）で実施し、冷却方法は油冷とした。焼戻し処理は、表３に示す焼戻し温度及び保持時間で実施し、保持時間経過後は空冷した。得られた試験片の表面をラッピング加工して、転動疲労試験片とした。

各試験番号の転動疲労試験片、及び、比較基準鋼材（鋼種Ｙ）の転動疲労試験片を用いて、次の剥離寿命試験を実施した。具体的には、水素発生環境を模擬するため、２０％チオシアン酸アンモニウム（ＮＨ_４ＳＣＮ）水溶液中に転動疲労試験片を浸漬させて水素チャージ処理を実施した。具体的には、水溶液温度５０℃、浸漬時間２４時間で水素チャージ処理を実施した。

水素チャージ処理した転動疲労試験片に対して、スラスト型の転動疲労試験機を用いて、転動疲労試験を実施した。試験時における最大接触面圧を３．０ＧＰａとし、繰り返し速度を１８００ｃｐｍ（ｃｙｃｌｅ ｐｅｒ ｍｉｎｕｔｅ）とした。試験時に使用した潤滑油はタービン油とし、試験時に用いた鋼球は、ＪＩＳ Ｇ ４８０５（２０１９）に規定されたＳＵＪ２の調質材とした。

転動疲労試験結果をワイブル確率紙上にプロットし、１０％破損確率を示すＬ１０寿命を「剥離寿命」と定義した。各試験番号の剥離寿命Ｌ１０の、鋼種Ｙの剥離寿命Ｌ１０に対する比を剥離寿命比と定義した。つまり、次式により、剥離寿命比を求めた。
剥離寿命比＝各試験番号の剥離寿命／鋼種Ｙの剥離寿命

得られた剥離寿命比を表２の剥離寿命の「剥離寿命比」欄に示す。得られた剥離寿命比が２．００以上であれば、水素発生環境下での剥離寿命に優れると判断した（表２中の剥離寿命の「評価」欄で「○」で表記）。一方、剥離寿命比が２．００未満であれば、水素発生環境下での剥離寿命が低いと判断した（表２中の剥離寿命の「評価」欄で「×」で表記）。

［表面硬さ］
転動疲労試験片のロックウェルＣ硬さＨＲＣを次の方法で測定した。転動疲労試験片の表面のうち、任意の４つの測定位置を特定した。特定した４つの測定位置において、ＪＩＳ Ｚ ２２４５（２０１１）に準拠して、Ｃスケールを用いたロックウェル硬さ試験を実施した。得られた４つのロックウェルＣ硬さＨＲＣの算術平均値を、表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣと定義した。得られた表面のロックウェルＣ硬さを、表２の剥離寿命の「ＨＲＣ」欄に示す。

［表面Ｃ濃度］
各試験番号の転動疲労試験片の１つを用いて、表面のＣ濃度測定を実施した。具体的には、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、転動疲労試験片の任意の表面位置において、表面から１００μｍ深さまで、１．０μｍピッチでＣ濃度（質量％）を測定した。測定されたＣ濃度の算術平均値を表面Ｃ濃度（質量％）と定義した。得られた表面のＣ濃度を、表２中の剥離寿命の「Ｃ濃度（％）」欄に示す。

［歯元曲げ疲労強度試験］
各試験番号の鋼材（直径６０ｍｍの棒鋼）から、図４に示す歯元曲げ疲労強度評価のための小野式回転曲げ試験片の中間品を加工した。中間品は、切り欠き底での中間品の横断面の直径は９ｍｍであった。中間品に対して、浸炭処理（浸炭焼入れ及び焼戻し）を実施して、小野式回転曲げ試験片を作製した。このとき、各小野式回転曲げ試験片の表面Ｃ濃度が０．８０％、及び、表面ロックウェルＣ硬さＨＲＣが６０となるように、浸炭焼入れ及び焼戻しを実施した。具体的には、浸炭焼入れ処理は、表３に示すカーボンポテンシャルＣＰ、加熱温度（本実施例では加熱温度＝浸炭温度＝焼入れ温度）及び保持時間（＝浸炭温度での保持時間＋焼入れ温度での保持時間）で実施し、冷却方法は油冷とした。焼戻し処理は、表３に示す焼戻し温度及び保持時間で実施し、保持時間経過後は空冷した。以上の方法で小野式回転曲げ試験片を作製した。

浸炭処理後の小野式回転曲げ試験片を用いて、小野式回転曲げ疲労試験を行った。複数の試験片に対して加える応力を変えて疲労試験を実施し、１０００万回（１０^７回）繰り返しの後、破断しなかった最も高い応力を歯元曲げ疲労強度（ＭＰａ）とした。

各試験番号の歯元曲げ疲労強度の、鋼種Ｙの歯元曲げ疲労強度に対する比を歯元曲げ疲労強度比と定義した。つまり、次式により、歯元曲げ疲労強度比を求めた。
歯元曲げ疲労強度比＝各試験番号の歯元曲げ疲労強度（ＭＰａ）／鋼種Ｙの歯元曲げ疲労強度（ＭＰａ）

得られた歯元曲げ疲労強度比を表２の歯元曲げ疲労強度の「歯元曲げ疲労強度比」欄に示す。得られた歯元曲げ疲労強度比が１．２０以上であれば、十分な歯元曲げ疲労強度が得られると判断した（表２中の歯元曲げ疲労強度の「評価」欄で「〇」で表記）。一方、歯元曲げ疲労強度比が１．２０未満であれば、歯元曲げ疲労強度が低いと判断した（表２中の歯元曲げ疲労強度の「評価」欄で「×」で表記）。

［表面硬さ］
小野式回転曲げ試験片のロックウェルＣ硬さＨＲＣを次の方法で測定した。小野式回転曲げ試験片の表面のうち、任意の４つの測定位置を特定した。特定した４つの測定位置において、ＪＩＳ Ｚ ２２４５（２０１１）に準拠して、Ｃスケールを用いたロックウェル硬さ試験を実施した。得られた４つのロックウェルＣ硬さＨＲＣの算術平均値を、表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣと定義した。得られた表面のロックウェルＣ硬さを表２の歯元曲げ疲労強度の「ＨＲＣ」欄に示す。

［表面Ｃ濃度］
各試験番号の小野式回転曲げ試験片の１つを用いて、表面のＣ濃度測定を実施した。具体的には、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、小野式回転曲げ試験片の任意の表面位置において、表面から１００μｍ深さまで、１．０μｍピッチでＣ濃度（質量％）を測定した。測定されたＣ濃度の算術平均値を表面Ｃ濃度（質量％）と定義した。得られた表面のＣ濃度を、表２中の歯元曲げ疲労強度の「Ｃ濃度（％）」欄に示す。

［試験結果］
表２に試験結果を示す。表２を参照して、試験番号１〜８の化学組成において、各元素含有量は適切であり、Ｆ１〜Ｆ５が式（１）〜式（５）を満たした。その結果、鋼材の工具寿命比は０．８０以上であり、優れた被削性が得られた。さらに、耐摩耗性評価試験において、浸炭処理後の試験片の表面Ｃ濃度は０．７０〜１．２０％であり、表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣは５８．０〜６５．０であった。さらに、耐摩耗性評価試験において、平均摩耗深さは１０μｍ以下であり、耐摩耗性に優れた。さらに、水素発生環境下での剥離寿命試験において、浸炭処理後の試験片の表面Ｃ濃度は０．７０〜１．２０％であり、表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣは５８．０〜６５．０であった。さらに、剥離寿命比は２．００以上であり、水素発生環境下での剥離寿命に優れた。歯元曲げ疲労強度試験において、浸炭処理後の試験片の表面Ｃ濃度は０．７０〜１．２０％であり、表面のロックウェルＣ硬さＨＲＣは５８．０〜６５．０であった。歯元曲げ疲労強度比は１．２０以上であり、歯元曲げ疲労強度が高かった。

一方、試験番号９は、Ｆ１が低すぎた。そのため、剥離寿命比は２．００未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が短かった。

試験番号１０は、Ｆ１が高すぎた。そのため、剥離寿命比は２．００未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が短かった。さらに、耐摩耗性評価試験において、平均摩耗深さは１０μｍ超であり、耐摩耗性が低かった。

試験番号１１は、Ｆ２が低すぎた。そのため、剥離寿命比２．００未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が短かった。

試験番号１２は、Ｆ２が高すぎた。そのため、鋼材の工具寿命比は０．８０未満であり、被削性が低かった。

試験番号１３及び１４は、Ｆ３が低すぎた。そのため、剥離寿命比２．００未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が短かった。

試験番号１５及び１６は、Ｆ４が低すぎた。そのため、剥離寿命比２．００未満であり、水素発生環境下での剥離寿命が短かった。

試験番号１７は、Ｆ５が低すぎた。そのため、歯元曲げ疲労強度比が１．２０未満であり、歯元曲げ疲労強度が低かった。

試験番号１８は、Ｆ５が高すぎた。そのため、歯元曲げ疲労強度比が１．２０未満であり、歯元曲げ疲労強度が低かった。

以上、本開示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開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示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。

Claims (2)

1. 化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．１５〜０．４５％、
   Ｓｉ：０．１０〜０．８０％、
   Ｍｎ：０．２０〜０．７０％、
   Ｃｒ：０．８０〜１．５０％、
   Ｍｏ：０．１７〜０．３０％、
   Ｖ：０．２４〜０．４０％、
   Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
   Ｃａ：０．０００２〜０．００２０％、
   Ｐ：０．０１５％以下、
   Ｓ：０．０３０％以下、
   Ｎ：０．０３０％以下、及び、
   Ｏ：０．００１５％以下を含有し、
   残部がＦｅ及び不純物からなり、かつ、式（１）〜式（５）を満たす、
   鋼材。
   １．５０＜０．４Ｃｒ＋０．４Ｍｏ＋４．５Ｖ＜２．４５ （１）
   ２．２０＜２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．８Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ＜２．８０ （２）
   Ｍｏ／Ｖ≧０．５８ （３）
   （Ｍｏ＋Ｖ＋Ｃｒ）／（Ｍｎ＋２０Ｐ）≧２．４０ （４）
   ０．８０＜Ｃａ／Ｏ＜１．８０ （５）
   ここで、式（１）〜式（５）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。対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
2. 請求項１に記載の鋼材であって、
   前記化学組成はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、
   Ｃｕ：０．２０％以下、
   Ｎｉ：０．２０％以下、
   Ｂ：０．００５０％以下、
   Ｎｂ：０．１００％以下、及び、
   Ｔｉ：０．１００％以下からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有する、
   鋼材。
   

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