JP5630978B2

JP5630978B2 - 靭性に優れた機械構造用鋼

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Publication number: JP5630978B2
Application number: JP2009185330A
Authority: JP
Inventors: 武宮崎; 常陰　典正; 典正常陰; 和弥橋本
Original assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Current assignee: Sanyo Special Steel Co Ltd
Priority date: 2008-08-29
Filing date: 2009-08-08
Publication date: 2014-11-26
Anticipated expiration: 2029-08-08
Also published as: JP2010222697A

Description

本発明は、機械構造用鋼を浸炭処理あるいは浸炭窒化処理して使用される各種機械構造用部品に用いる鋼であって、特に耐衝撃性および靭性に優れた機械構造用部品に関するものである。

従来、耐衝撃性が求められる用途には、例えばＪＩＳ規格のＳＮＣＭ４２０（質量％でＣ：０．２０％、Ｎｉ：１．６％、Ｍｏ：０．１５％を含有）やＳＮＣＭ８１５（質量％で、Ｃ：０．１５％、Ｎｉ：４．０％、Ｍｏ：０．１５％を含有）など、Ｎｉ量を１．６〜４．０％、Ｍｏを０．１５％程度添加した鋼が用いられてきた。しかし、これらの元素は原料コストが高く、かつ希少であり近年では省資源化が要求されている。ところで、靭性が要求される大形の歯車や転動部品等の機械構造用部品には、Ｎｉ量を１．６〜４．０％、Ｍｏを０．１５〜０．３０％程度添加したＳＮＣＭ系のＮｉ−Ｍｏ鋼が用いられてきた。さらなる靭性向上が要求される場合には、その対策としてＰやＳなどの不純物元素を極力低減すると共にＮｉ、ＭｏやＶ等の合金元素を添加することによって靭性を高めている（例えば、特許文献１、特許文献２参照）。

しかしながら、上記のようにさらに高い靱性必要となる場合には、不純物元素の低減やＮｉやＭｏやＶ等の合金元素を増量することや、Ｐ、Ｓ、Ｃｕなどの不可避的不純物を低減することが必要となる。ＮｉやＭｏやＶ等の合金元素を添加するだけでは、最近の大形部品に要求される、さらなる靭性の向上を達成することができず、また、さらなる合金元素の添加によって靭性の確保を図る場合には、素材コストが高くなる問題も発生する。

一般に、耐衝撃特性が求められる部品には、浸炭処理又は浸炭窒化処理された鋼材が用いられている。ところで、大型歯車などの多くの大形部品は、浸炭処理や浸炭窒化時の焼入れ段階でマルテンサイト組織を得るための充分な冷却速度が得られ難くなり、部分的にベイナイト組織を含む不完全焼入れ相を生成し、その結果芯部の靱性が低下することがある。浸炭焼入れ処理または浸炭窒化焼入れ処理を施すことによって表面強度や硬度を高めている。これら大形部品は質量が大きいため浸炭焼入れ処理または浸炭窒化焼入れ処理後の非硬化層である芯部組織には焼入れ性の不足のためマルテンサイト組織中に不完全焼入れ組織であるベイナイト組織を含む場合がある。この場合には、衝撃的な負荷を受ける環境において芯部にベイナイト組織が存在すると、き裂の進展を容易にしてしまうため充分な靭性を確保できず、大形部品のさらなる靭性向上の要求に対応できない。そのため、焼入性の良好な鋼を大形の構造用材料とし、浸炭処理又は窒化処理を施し、焼鈍処理をした後、焼入れ焼戻しによりＨＲＣ６０以上の表面硬度と、ＨＲＣ３０〜４８の芯部強度を得るものとした発明が提案されている（例えば、特許文献３参照）。

また、大形の部品では衝撃的な付加により、表面に生成した欠陥から芯部にき裂が伝ぱして破壊に至る場合があり芯部靱性を高めることが必要となっている。その際には、衝撃的な破壊の抑制や、焼入性を確保する目的でＮｉやＭｏを添加しているが、素材コストが高くなる問題がある。また、上記したようにＰやＣｕなどの不可避的不純物を低減する方法では、原料や製鋼操業の制約を受け、同様に素材コストや製造コストが高くなる。また、実際の浸炭処理または浸炭窒化処理では多くの大形部品を焼入れ処理するため、浸炭または浸炭焼入れ時の芯部の冷却速度が変化してしまうので、どの焼入れ処理を行っても芯部の組織や硬さが同じである大形部品を提供することが難しい。例えば、通常の焼入れ処理を行った際に、冷却速度が遅くなってベイナイト組織が多く存在する場合には、芯部靭性が低下してしまい、一定の靭性を有する大形部品を提供することができない問題がある。

特開平１−２４７５６１号公報特開平９−５３１４８号公報特開２００７−３０８７４０号公報

本発明が解決しようとする課題は、焼入れ性を高めた鋼成分にすることで浸炭あるいは浸炭窒化処理して使用される部品用の機械構造用鋼の靭性を従来使用されているＮｉやＭｏを添加した鋼と同等以上の靭性を有しかつＮｉやＭｏを添加することなく素材コストを低減した鋼を提供することにある。

本願の発明者らは、高い焼入れ性を有する鋼成分とすることで、浸炭焼入れ時または浸炭窒化焼入れ時の中周部の冷却速度が２℃／ｓ以下となっても、不完全焼入れ組織であるべイナイト組織を抑制し、鋼材芯部をそのマルテンサイト面積率ならびに硬さを適正にすることで、従来鋼であるＳＮＣＭ４２０やＳＮＣＭ８１５と同等以上の靭性を確保できることを見出した。しかも、靱性を向上するためにＰ、Ｃｕなどの不可避的不純物を低減する必要もないために、原料や製造操業の制約を受けることなく、かつ、ＮｉやＭｏを添加しないため、素材コストの低減が可能となることを見出した。なお、ここでいう中周部とは、鋼材直径をＤとしたときに鋼材中心の芯部からＤ／４の位置のことである。

そこで、課題を解決するための本発明の手段は、請求項１の発明では、浸炭用あるいは浸炭窒化用鋼として、質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３３％、Ｓｉ：０．１〜０．８０％、Ｍｎ：１．３０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．８〜３．５％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる合金組成の浸炭用あるいは浸炭窒化用鋼からなり、鋼成分であるＣ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量が（０．０４＋０．３５Ｃ）×（１．００＋０．７０Ｓｉ）×（０．７０＋３．９６Ｍｎ）×（１．０＋２．１６Ｃｒ）≧３．０である３．０である鋼で、該鋼からなる鋼材の直径をＤとしたとき、該鋼材の中心からＤ／４の位置における部分を２℃／ｓ以下の冷却速度として該鋼に浸炭焼入れ処理または浸炭窒化焼入れ処理した際に、該鋼材の芯部のマルテンサイト面積率が５５％以上、該鋼材の芯部の硬さが３３〜５０ＨＲＣ、かつ、該鋼材の芯部の結晶粒度番号が７番以上、靱性値が６９〜１１３ＭＰａ・ｍ^1/2となる鋼であることを特徴とする浸炭用あるいは浸炭窒化用鋼である。

請求項２の発明では、請求項１に記載の鋼成分に加えて、質量％で、Ｎ：０．０２５０％以下を含有し、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量が（０．０４＋０．３５Ｃ）×（１．００＋０．７０Ｓｉ）×（０．７０＋３．９６Ｍｎ）×（１．０＋２．１６Ｃｒ）≧３．０である３．０である鋼で、該鋼からなる鋼材の直径をＤとしたとき、該鋼材の中心からＤ／４の位置における部分を２℃／ｓ以下の冷却速度として該鋼に浸炭焼入れ処理または浸炭窒化焼入れ処理した際に、該鋼材の芯部のマルテンサイト面積率が５５％以上、該鋼材の芯部の硬さが３３〜５０ＨＲＣ、かつ、該鋼材の芯部の結晶粒度番号が７番以上、靱性値が６７〜１２３ＭＰａ・ｍ ^1/2 となる鋼であることを特徴とする浸炭用あるいは浸炭窒化用鋼である。

上記の発明の手段における浸炭処理あるいは浸炭窒化処理して用いられる大形部品の機械構造用鋼の成分限定理由について説明する。なお、以下の各成分の％は質量％で示す。

Ｃ：０．１３〜０．３３％
Ｃが０．１３％未満では浸炭処理または浸炭窒化処理に多大な時間を要する。また０．３３％を超えると必要以上の内部硬度となり、靭性が低下するほか被削性や冷間加工性が低下する。そこでＣは０．１３〜０．３３％とする。

Ｓｉ：０．１〜０．８０％
Ｓｉは鋼溶製時の脱酸元素として必要である。そのためＳｉは０．１％以上とする必要がある。しかし、１％を超えると靭性が低下し、さらに素材硬度が上昇して加工性が劣化し、かつ、浸炭性の阻害や粒界酸化を助長する原因となる。ところで、Ｓｉの上限を表１および表２に基づき０．８０％とするので、Ｓｉは０．１〜０．８０％とする。

Ｍｎ：１．３０〜２．０％
Ｍｎは鋼溶製時の脱酸元素として必要である。さらに、焼入れ性を高めるため１．２％以上添加する必要がある。しかし、２．０％より多く添加すると焼入れ性が過大となるため靭性が低下し、さらに被削性や冷間加工性を劣化する。ところで、Ｍｎの下限を表１および表２に基づき１．３０％とするので、Ｍｎは１．３０〜２．０％とする。

Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下
ＰおよびＳは靭性を低下させる元素であるため、それぞれ０．０３０％以下とする。

Ｃｒ：１．８〜３．５％
Ｃｒは焼入れ性の向上および靭性を向上させる元素であるため、１．８％以上添加する必要がある。しかし、３．５％より多く添加すると被削性や加工性を劣化させ、また浸炭性を阻害させる。そこでＣｒは１．８〜３．５％とする。

Ａｌ：０．０５０％以下
Ａｌは鋼溶製時の脱酸元素として必要である。多く添加しすぎると鋼の清浄度が低下し、疲労強度が低下する。そこでＡｌは０．０５０％以下とする。

Ｏ：２０ｐｐｍ以下
Ｏは耐衝撃性に対して有害な酸化系介在物を形成するために、その上限を２０ｐｐｍとする。

Ｎ：２５０ｐｐｍ以下
Ｎは鋼中でＡｌと結合して窒化物を形成し、結晶粒粗大化の抑制に有効である。しかし、その効果は２５０ｐｐｍで飽和し、それ以上に含有させると窒化物が介在物となり疲労強度に対して悪影響を及ぼすようになるため、その上限を２５０ｐｐｍとし、好ましくは結晶粒の粗大化抑制に効果を有するようになる１００ｐｐｍ以上として１００〜２５０ｐｐｍとする。

本発明では、本発明の鋼からなる鋼材の大形部品を浸炭処理または浸炭窒化処理をした後に残存する不完全焼入れ組織を低減し、マルテンサイト面積率を上昇させることで優れた靱性を得ることを狙いとしており、高い焼入性を付与することが重要となる。この焼入れ性を相対的に表す指標として、請求項１、２では（０．０４＋０．３５Ｃ）×（１．００＋０．７０Ｓｉ）×（０．７０＋３．９６Ｍｎ）×（１．０＋２．１６Ｃｒ）の計算式とし、この計算式をそれぞれ当てることで焼入れ指数とした。この焼入れ指数の値が３．０以上と高いほど鋼材の焼入れ性が高く、芯部のマルテンサイト面積率が上昇する。もし、焼入れ指数の値が３．０未満と低いと鋼材の焼入れ性が低く、芯部のマルテンサイト面積率が減少する。また、これらの各計算式の焼入れ指数の値が３．０以上である場合には、特に優れた靭性が得られることが明らかになったため、これらの各計算式からなる焼入れ指数を本発明の構成要件とした。さらにこれらの手段では、鋼材の中周部の冷却速度を２℃／ｓ以下として浸炭焼入れ処理または浸炭窒化焼入れ処理した場合でも、鋼材の芯部のマルテンサイト面積率が５５％以上で、かつ、芯部の硬さが３３〜５０ＨＲＣで、さらに芯部の結晶粒度番号が７番以上と細粒化され、優れた靭性を得ることができ、高い焼入れ性が得られている。

この焼入れ指数の計算式の導出方法は、ＡＳＴＭ（ＡｍｅｒｉｃａＳｏｃｉｅｔｙｏｆＴｅｓｔＭａｔｅｒｉａｌ）規格２５５−０２に記載の値から各元素のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒの値を近似して求めている。

請求項１の手段では、鋼組成にＮｉやＭｏを添加しなくても、この鋼を浸炭処理又は浸炭窒化処理を施し冷却した後の芯部組織は、ベイナイト組織を抑制したマルテンサイトが主な組織となり、例えば大形部品の芯部を模擬したφ９０ｍｍの丸棒を油焼入れした材料の中周部では５５％以上のマルテンサイト面積率を有し、高い靭性を確保することができ、

請求項２の手段では、請求項１の手段の鋼成分にＮ量を２５０ｐｐｍ以下と規定して添加することで、浸炭処理又は浸炭窒化処理を施し、優れた靭性を確保することができ、

これらの請求項１および請求項２の鋼成分の鋼からなる大形部品の浸炭処理又は浸炭窒化処理した時の中周部の冷却速度をその芯部の冷却速度に相当する２℃／ｓ以下とした場合でも、この大形部品の芯部の組織はマルテンサイト面積率が５５％以上で、芯部の硬さが３３〜５０ＨＲＣで、かつ、芯部の結晶粒度番号が７番以上である部品となり、優れた靭性を確保することができる。

本発明の手段からなる大形部品用の機械構造用鋼である浸炭処理あるいは浸炭窒化処理して使用される鋼は、大形部品の中周部の冷却速度が芯部の冷却速度に相当する２℃／ｓ以下となる場合であっても、焼入れ性を高めることができて芯部のマルテンサイト面積率を５５％以上、芯部の硬さを３３〜５０ＨＲＣとすることができる。さらに、鋼成分としてＮｉやＭｏを添加しなくても優れた靭性を有し、現用の含Ｎｉ−Ｍｏ鋼と同等以上の靭性を有する機械構造用鋼を得ることが可能となり、かつ、素材コストの低減された大形部品用の機械構造用鋼が得られる。

実験で採用した浸炭焼入れ・焼戻し条件の処理工程を示す図である。

１００ｋｇ真空溶解炉で溶製して、表１に示す実施例１、２、４、５、７〜１１および比較例１〜５の鋼成分、表２に示す実施例１３〜１６、１９〜２４および比較例６〜１０の鋼成分を含有し、かつ残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を製造した。なお、表１は、請求項１の実施例および比較例を示し、さらに表２は請求項２の実施例および比較例を示している。これらの表１〜２に共に本発明の実施例と比較例の焼入れ指数の計算値は、（０．０４＋０．３５Ｃ）×（１．００＋０．７０Ｓｉ）×（０．７０＋３．９６Ｍｎ）×（１．０＋２．１６Ｃｒ）の焼入れ指数の値である。この焼入れ指数の値は、表１、表２ともに実施例では４．３〜１０.４であり、これらはいずれも３．０以上である。しかし、表１の比較例では焼入れ指数の値は０．６〜４．５であり、表２の比較例では、焼入れ指数の値は１.５〜３．９であり、比較例５および比較例１０以外はいずれも３．０未満である。なお、表１および表２において網掛けを入れた値は請求項から外れていることを示す。

上記のように、表１は請求項１の実施例および比較例を示し、さらに表２は請求項２の実施例および比較例を示しているが、それらの上記で溶製して得た実施例および比較例の鋼を、熱間鍛伸によりφ９０ｍｍの棒鋼とした。さらに、これらを焼ならし処理した後、図１に示す浸炭焼入れ焼戻し処理を行った。この場合、焼入れは油焼入れ処理を行った。この浸炭焼入れ焼戻し処理した棒鋼から、これら棒鋼の中周部のシャルピー衝撃試験、破壊靭性試験、芯部のマルテンサイト面積率、芯部の硬さならびに結晶粒度を評価するために、これらの棒鋼から試験片を切出した。

上述のφ９０ｍｍの棒鋼を油焼入れ処理した理由としては、大形の実部品の冷却速度である２℃／ｓと、φ９０ｍｍ油焼入れ材の中周部の冷却速度がほぼ等しく、したがって芯部のミクロ組織および芯部の硬さが大形の実部品でもほぼ同等となるためである。これにより大形部品用の浸炭用鋼あるいは浸炭窒化用鋼の芯部靭性を簡易的にラボにて評価することが可能となる。

表３に、請求項１の実施例および比較例として、φ９０ｍｍの棒鋼を油焼入れ後に中周部から切出した時のマルテンサイト面積率を示す。各組織の面積率の測定はＳＥＭ観察した写真を画像測定することで算出した。請求項１および請求項２の実施例では焼入性を高めた成分としており、いずれも５５％以上のマルテンサイト面積率を有している。一方、比較例ではＮｉやＭｏを添加しているにもかかわらずＳｉ、ＭｎやＣｒの添加量が少ないため、焼入れ性が低く、比較例５を除いて実施例に比べてマルテンサイト面積率が５５％より低い値となっている。

さらに、表３にシャルピー衝撃試験の結果を示す。試験片は１０×１０×５５ｍｍであり、ＪＩＳ規格の２ｍｍＶノッチを有する試験片である。実施例の衝撃値は、５７〜８７（Ｊ／ｃｍ²）であり、硬さの上昇と共に衝撃値は低下している。一方、比較例１および比較例４では実施例と同等以上の結果となった。なお、表３における網掛けは室温での衝撃値および破壊靱性値が実施例の範囲にあることを示す。

さらに、表３に破壊靱性試験の結果を示す。試験片形状は厚さ２５．４ｍｍの１インチサイズ試験片である。破壊靱性試験では、最初に予めき裂を導入し試験することで、き裂に対する材料の伝播抵抗が判る。実施例の靱性値は６９〜１１３（ＭＰａ・ｍ^1/2）であり、シャルピー衝撃試験の結果と同様に硬さの上昇と共に衝撃値は低下している。一方、比較例１および比較例４ではシャルピー衝撃試験結果と同じく実施例と同等以上の結果となった。ただし、この比較例はＮｉを１．９０〜３．２８％、Ｍｏを０．３１〜０．５２％と比較的多く添加しており、素材コストが多くかかってしまう。したがって、これらの比較例は靱性が高くても、本願の請求項１の発明とは異なるものである。

次いで、表４に、請求項２の実施例および比較例として、φ９０ｍｍの棒鋼を油焼入れ後に中周部から切り出した時のマルテンサイト面積率を示す。各組織の面積率の測定はＳＥＭ観察した写真を画像測定することで算出した。請求項２の実施例でも焼入性を高めた成分としており、いずれも５５％以上のマルテンサイト面積率を有している。一方、比較例ではＮｉやＭｏを添加しているにもかかわらずＳｉ、ＭｎやＣｒの添加量が少ないため、焼入性が低く、比較例１０を除いてマルテンサイト面積率は５５％より低い値となっている。

さらに、表４に芯部硬さ測定結果を示す。Ｎｏ．１３〜１６、１９〜２４の実施例では、焼入性を高めた適切な鋼成分とすることで、芯部硬さが３３〜５０ＨＲＣの硬さとなっている。一方、比較例６〜９では、焼入れ性が低く、マルテンサイト面積率が５７％未満であったため、芯部硬さが３０ＨＲＣ以下となった。一方、比較例１０はマルテンサイト面積率が５２％であったが、Ｃ量が０．４０％と高かったため芯部硬さは４９ＨＲＣとなった。

さらに、表４に結晶粒度の測定結果を示す。Ｎｏ．１３〜１６、１９〜２４の実施例では、いずれも結晶粒度番号７．０番以上となっている。一方、Ｎｏ．６とＮｏ．８〜９の比較例では、いずれも結晶粒度番号７．０番未満となっており、結晶粒粗大化の抑制に有効であるＡｌＮを形成するためのＡｌ量とＮ量の質量比が適性でなかったためと考えられる。ただし、比較例７、１０の結晶粒度番号は７．０番以上となった。

さらに、表４にシャルピー衝撃試験の結果を示す。試験片は１０×１０×５５ｍｍであり、ＪＩＳ規定の２ｍｍＶノッチを有する試験片である。Ｎｏ．１３〜１６、１９〜２４の実施例の衝撃値は５６〜９８（Ｊ／ｃｍ²）であり、硬さの上昇と共に衝撃値は低下している。一方、比較例６および比較例９では実施例と同等以上の結果となった。それ以外の比較例では何れも実施例よりも上回る衝撃値とはならなかった。衝撃値が実施例よりも劣る理由としては、靭性向上に寄与するマルテンサイト面積率が低いこと、ならびに結晶粒度が実施例よりも低いことが挙げられる。

さらに、表４に破壊靭性試験の結果を示す。試験片の形状は厚さ２５．４ｍｍの１インチサイズ試験片である。破壊靭性試験では、最初に予め試験片にき裂を導入して試験することで、き裂に対する材料の伝播抵抗が判る。Ｎｏ．１３〜１６、１９〜２４の実施例の靭性値は６７〜１２３（ＭＰa・ｍ^1/2）である。一方、比較例６および比較例９では実施例と同等以上の結果となった。それ以外の比較例では何れも実施例よりも上回る破壊靭性値とはならなかった。破壊靭性値が実施例よりも劣る理由としては、シャルピー衝撃試験の結果と同じく靭性向上に寄与するマルテンサイト面積率が低いこと、ならびに結晶粒度が実施例よりも低いことが挙げられる。なお、比較例６および比較例９はＮｉを２．１０％、Ｍｏを０．５０％と多く添加しており、素材コストが多くかかってしまう。したがって、これらの比較例は靱性が高くても、本願の請求項１の発明とは異なるものである。

以上の説明から明らかなように、本発明による浸炭処理用又は浸炭窒化処理用鋼に浸炭処理または浸炭窒化処理を行った機械構造用鋼から製造の機械構造用部品では、焼入れ性を高め、マルテンサイト面積率を高めることで芯部靱性を確保することができる。さらに、本発明の機械構造用部品に用いる鋼は、焼入れ性を高め芯部のマルテンサイト面積率を５５％以上とし、芯部の硬さを３３〜５０ＨＲＣ結晶粒度番号を７．０以上とすることで、浸炭処理あるいは浸炭窒化処理して使用される大形部品用の機械構造用鋼の芯部靭性を、従来使用されているＮｉやＭｏを添加した鋼と同等以上とし、かつ、ＮｉやＭｏ添加を必要とせず素材コストを低減した鋼とすることができる。したがって、素材コストを低減した機械構造用鋼とすることができる。

Claims

質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３３％、Ｓｉ：０．１〜０．８０％、Ｍｎ：１．３０〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．８〜３．５％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００２０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量が（０．０４＋０．３５Ｃ）×（１．００＋０．７０Ｓｉ）×（０．７０＋３．９６Ｍｎ）×（１．０＋２．１６Ｃｒ）≧３．０である鋼で、該鋼からなる鋼材の直径をＤとしたとき、該鋼材の芯部からＤ／４の位置における部分を２℃／ｓ以下の冷却速度として該鋼に浸炭焼入れ処理または浸炭窒化焼入れ処理した際に、該鋼材の芯部のマルテンサイト面積率が５５％以上、該鋼材の芯部の硬さが３３〜５０ＨＲＣ、かつ、該鋼材の芯部の結晶粒度番号が７番以上、靱性値が６９〜１１３ＭＰａ・ｍ^1/2となる鋼であることを特徴とする浸炭用あるいは浸炭窒化用鋼。
請求項１に記載の鋼成分に加えて、質量％で、Ｎ：０．０２５０％以下を含有し、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量が（０．０４＋０．３５Ｃ）×（１．００＋０．７０Ｓｉ）×（０．７０＋３．９６Ｍｎ）×（１．０＋２．１６Ｃｒ）≧３．０である鋼で、該鋼からなる鋼材の直径をＤとしたとき、該鋼材の芯部からＤ／４の位置における部分を２℃／ｓ以下の冷却速度として該鋼に浸炭焼入れ処理または浸炭窒化焼入れ処理した際に、該鋼材の芯部のマルテンサイト面積率が５５％以上、該鋼材の芯部の硬さが３３〜５０ＨＲＣ、かつ、該鋼材の芯部の結晶粒度番号が７番以上、靱性値が６７〜１２３ＭＰａ・ｍ ^1/2 となる鋼であることを特徴とする浸炭用あるいは浸炭窒化用鋼。