JP6468366B2 - 鋼、浸炭鋼部品、及び浸炭鋼部品の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法に関する。
本願は、２０１５年１１月２７日に、日本に出願された特願２０１５−２３２１１８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

機械構造用部品に使用される鋼には、一般に、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｎｉ等が組み合わせて添加される。このような化学成分を有し、鋳造、鍛造、及び圧延等の工程を経て製造された浸炭用鋼に、鍛造、及び切削等の機械加工を施し、そして、浸炭等の熱処理を施すことにより、表層部の硬化層である浸炭層と、浸炭処理の影響が及んでいない母材である鋼部とを備える浸炭鋼部品が得られる。

この浸炭鋼部品を製造するコストのうち、切削加工に関わるコストが非常に大きい。切削の工具が高価であるだけでなく、切りくずを多量に生成するので、切削加工は歩留の観点からも不利である。このため、切削加工を鍛造に置き換えることが試みられている。

鍛造は、熱間鍛造、温間鍛造、及び冷間鍛造に大別できる。温間鍛造は、スケールの発生が少なく、熱間鍛造よりも高い寸法精度で部品の製造が行えるという特徴がある。また冷間鍛造は、スケールの発生がなく、寸法精度がさらに高く切削加工に近い水準であるという特徴がある。従って、熱間鍛造で大まかな加工を行った後に冷間鍛造で仕上げ加工を行う部品製造方法、温間鍛造を行った後に仕上げとして軽度の切削を行う部品製造方法、または、冷間鍛造のみで成型を行う部品製造方法等が検討されてきた。

しかしながら、切削加工を温間鍛造又は冷間鍛造に置き換えるにあたって、浸炭用鋼の変形抵抗が大きいと、金型にかかる面圧が増加し、金型寿命が低下する。この場合、金型に起因するコストが増大するので、切削に対するコストメリットが小さくなる。あるいは、鋼を複雑な形状に成型する場合、大きな加工が加わる部位に割れが生じる等の問題が発生する。このため、浸炭用鋼の軟質化、及び限界圧縮率の向上のために種々の技術が検討されてきた。

例えば、特許文献１には、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎ含有量を低減することによって浸炭用鋼の軟質化を図ることにより冷間鍛造性を向上させ、さらに熱間圧延後の組織中に微細なＡｌＮを多量に分散させることにより結晶粒粗大化防止効果を高めた浸炭用鋼が記載されている。

一方で、冷間鍛造は、寸法精度が切削に近いという特徴があるが、冷間鍛造される部品によっては、少なからず切削工程が含まれる。すなわち、冷間鍛造される鋼は、冷間鍛造性だけでなく被削性向上も求められている。

特許文献１では、冷間鍛造後の被削性について言及しておらず、被削性向上効果は不明確である。

工具摩耗量抑制および切りくず処理性を高めるには、Ｓ含有量を多くする必要がある。しかしながら、Ｓ含有量を高めると、粗大な硫化物が多量に生成し、冷間鍛造性が低下する。すなわち、被削性を高めるために、Ｓ含有量を増量してしまうと、浸炭用鋼の軟質化による限界圧縮率の改善効果を打ち消してしまう。

日本国特許第５１３５５６２号公報

「Ｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｓ ｏｆ Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ」、Ｗ．Ｋｕｒｚ ａｎｄ Ｄ．Ｊ．Ｆｉｓｈｅｒ著、Ｔｒａｎｓ Ｔｅｃｈ Ｐｕｂｌｉｃａｔｉｏｎｓ Ｌｔｄ．，（Ｓｗｉｔｚｅｒｌａｎｄ）、１９９８年、ｐ．２５６

上述のように、高強度機械構造用部品の製造コストに占める切削加工のコストは大きい。切削加工のコストを低減するために、高強度機械構造用部品の材料である鋼の切削加工性及び冷間鍛造性の両方を向上させることが望まれている。鋼の切削加工性の向上により、切削加工工程が効率化される。鋼の冷間鍛造性の向上により、切削加工工程の一部を、比較的低コストで実施可能な冷間鍛造に置き換えることができる。しかしながら、従来技術によれば切削加工性の向上のためには快削剤として働く硫化物を鋼に添加する必要があり、この硫化物は、鋼の変形抵抗を高め、かつ鋼の限界圧縮率を低下させることによって、鋼の冷間鍛造性を損なう。鋼の化学成分においてＣ、Ｓｉ及びＭｎ等の合金元素の量を低下させた場合、鋼の被削性を維持しながら鋼の冷間鍛造性を向上させることができるが、鋼の焼入れ性が低下するので機械構造用部品に必要な強度を確保できない。

本発明は上記の実情に鑑み、浸炭処理又は浸炭窒化処理の前の段階で、従来鋼よりも変形抵抗が小さく且つ限界圧縮率が大きいので冷間鍛造性に優れ、変形抵抗を損なうことなく被削性を向上させ、浸炭処理時又は浸炭窒化処理時に粗大粒が発生せず、浸炭処理又は浸炭窒化処理によって高強度を付与可能である鋼と、この鋼を用いて得られる高強度浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法とを提供することを課題とする。

本発明の要旨は、次の通りである。
（１）本発明の一態様に係る鋼は、化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１３％、Ｓｉ：０．０００１〜０．５０％、Ｍｎ：０．０００１〜０．８０％、Ｓ：０．００５０〜０．０８００％、Ｃｒ：１．３０％超５．００％以下、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、Ａｌ：０．０７０〜０．２００％、Ｎ：０．００３０〜０．０１００％、Ｂｉ：０．０００１％超０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎｂ：０〜０．１０００％、Ｖ：０〜０．２０％、Ｍｏ：０〜０．５００％、Ｎｉ：０〜１．０００％、Ｃｕ：０〜０．５００％、Ｃａ：０〜０．００３０％、Ｍｇ：０〜０．００３０％、Ｔｅ：０〜０．００３０％、Ｚｒ：０〜０．００５０％、ＲａｒｅＥａｒｔｈＭｅｔａｌ：０〜０．００５０％、及びＳｂ：０〜０．０５００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、前記化学成分中の各元素の単位質量％で示した含有量を式１に代入して得られる焼入れ性指標Ｃｅｑが７．５超４４．０未満であり、前記化学成分中の前記各元素の単位質量％で示した前記含有量を式２に代入して得られるＡｌＮ析出指標Ｉ_ＡｌＮが０．０００３０超０．００１１０未満であり、金属組織が、８５〜１００面積％のフェライトを含み、鋼の圧延方向と平行な断面で観察される円相当径が１μｍ以上２μｍ未満の硫化物間の平均距離が３０．０μｍ未満であり、前記鋼の前記圧延方向と平行な前記断面で観察される円相当径が１μｍ以上２μｍ未満の前記硫化物の存在密度が３００個／ｍｍ^２以上である。
Ｃｅｑ＝（０．７×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（０．３６３３×Ｎｉ＋１）・・・（式１）
Ｉ_ＡｌＮ＝Ａｌ×（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））・・・（式２）
（２）上記（１）に記載の鋼は、前記化学成分が、単位質量％で、Ｎｂ：０．００２０〜０．１０００％、Ｖ：０．００２〜０．２０％、Ｍｏ：０．００５〜０．５００％、Ｎｉ：０．００５〜１．０００％、Ｃｕ：０．００５〜０．５００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｔｅ：０．０００２〜０．００３０％、Ｚｒ：０．０００２〜０．００５０％、ＲａｒｅＥａｒｔｈＭｅｔａｌ：０．０００２〜０．００５０％、及びＳｂ：０．００２０〜０．０５００％のうちの少なくとも１種または２種以上の元素を含有してもよい。
（３）本発明の別の態様に係る浸炭鋼部品は、鋼部と、前記鋼部の外面にある、ビッカース硬さがＨＶ５５０以上の領域である浸炭層と、を有し、前記浸炭層の厚さが０．４０ｍｍ超２．００ｍｍ未満であり、前記浸炭鋼部品の表面から深さ５０μｍの位置での平均ビッカース硬さがＨＶ６５０以上ＨＶ１０００以下であり、前記浸炭鋼部品の前記表面から深さ２．０ｍｍの位置での平均ビッカース硬さがＨＶ２５０以上ＨＶ５００以下であり、前記鋼部の化学成分は、単位質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１３％、Ｓｉ：０．０００１〜０．５０％、Ｍｎ：０．０００１〜０．８０％、Ｓ：０．００５０〜０．０８００％、Ｃｒ：１．３０％超５．００％以下、Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、Ａｌ：０．０７０〜０．２００％、Ｎ：０．００３０〜０．０１００％、Ｂｉ：０．０００１％超０．０１００％以下、Ｔｉ：０．０２０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎｂ：０〜０．１０００％、Ｖ：０〜０．２０％、Ｍｏ：０〜０．５００％、Ｎｉ：０〜１．０００％、Ｃｕ：０〜０．５００％、Ｃａ：０〜０．００３０％、Ｍｇ：０〜０．００３０％、Ｔｅ：０〜０．００３０％、Ｚｒ：０〜０．００５０％、ＲａｒｅＥａｒｔｈＭｅｔａｌ：０〜０．００５０％、及びＳｂ：０〜０．０５００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、前記鋼部の前記化学成分中の各元素の単位質量％で示した含有量を式３に代入して得られる焼入れ性指標Ｃｅｑが７．５超４４．０未満であり、前記化学成分中の前記各元素の単位質量％で示した前記含有量を式４に代入して得られるＡｌＮ析出指標Ｉ_ＡｌＮが０．０００３０超０．００１１０未満であり、前記浸炭鋼部品の圧延方向と平行な断面で観察される、前記鋼部中の円相当径が１μｍ以上２μｍ未満の硫化物間の平均距離が３０．０μｍ未満であり、前記浸炭鋼部品の前記圧延方向と平行な前記断面で観察される、前記鋼部中の円相当径が１μｍ以上２μｍ未満の前記硫化物の存在密度が３００個／ｍｍ^２以上である。
Ｃｅｑ＝（０．７×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（０．３６３３×Ｎｉ＋１）・・・（式３）
Ｉ_ＡｌＮ＝Ａｌ×（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））・・・（式４）
（４）上記（３）に記載の浸炭鋼部品は、前記鋼部の化学成分が、単位質量％で、Ｎｂ：０．００２０〜０．１０００％、Ｖ：０．００２〜０．２０％、Ｍｏ：０．００５〜０．５００％、Ｎｉ：０．００５〜１．０００％、Ｃｕ：０．００５〜０．５００％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、Ｔｅ：０．０００２〜０．００３０％、Ｚｒ：０．０００２〜０．００５０％、ＲａｒｅＥａｒｔｈＭｅｔａｌ：０．０００２〜０．００５０％、及びＳｂ：０．００２０〜０．０５００％のうちの少なくとも１種または２種以上の元素を含有してもよい。
（５）本発明の別の態様に係る浸炭鋼部品の製造方法は、上記（３）または（４）に記載の浸炭鋼部品の製造方法であって、上記（１）または（２）に記載の鋼を冷間塑性加工する工程と、前記冷間塑性加工後の前記鋼を切削する工程と、前記切削後の前記鋼に浸炭処理または浸炭窒化処理を施す工程と、を有する。
（６）上記（５）に記載の浸炭鋼部品の製造方法は、前記浸炭処理又は前記浸炭窒化処理の後に、焼入れ処理または焼入れ・焼戻し処理を施す工程をさらに有してもよい。

本発明に係る鋼は、浸炭処理又は浸炭窒化処理の前の段階で、従来鋼よりも冷間鍛造時の変形抵抗が小さく且つ限界圧縮率が大きいので冷間鍛造性に優れ、浸炭時に粗大粒が発生せず、さらに被削性に優れる。また、本発明によれば、安価に製造でき、且つ高強度を有する浸炭鋼部品、及びその製造方法を提供できる。

本発明の一態様に係る浸炭鋼部品の断面図である。 本発明の一態様に係る浸炭鋼部品の製造方法のフローチャートである。

以下、本発明を詳細に説明する。先ず、本発明の一実施形態に係る鋼（浸炭用鋼）について説明する。

本発明者らは、浸炭処理又は浸炭窒化処理の前の段階で、変形抵抗が小さく、限界圧縮率が大きく、被削性が高く、且つ浸炭処理又は浸炭窒化処理によって従来鋼と同等の強度を発揮する硬化層及び鋼部を生成可能な浸炭用鋼について鋭意検討した。その結果、以下の知見を得た。

従来技術によれば、工具摩耗量抑制および切りくず処理性の向上のために、Ｓを浸炭用鋼に多量に添加する必要がある。Ｓは浸炭用鋼中で硫化物となり、この硫化物が快削剤として働く。しかしながら、多量のＳは、粗大な硫化物を浸炭用鋼に多量に生成させ、これにより浸炭用鋼の冷間鍛造性を低下させる。本発明者らは、微量のＳによって高い被削性を達成する方法について検討した。その結果、微量のＢｉを用いて硫化物のサイズを小さくし、且つ硫化物の密度を高めることが、冷間鍛造性及び被削性向上のために有効である旨を知見した。

本発明者らは、硫化物の円相当径及び密度と、工具摩耗量および切りくず処理性との関係について種々の実験を行った。その結果、本発明者らは、浸炭用鋼の圧延方向と平行な断面で観察される円相当径が１μｍ以上２μｍ未満の硫化物の存在密度が３００個／ｍｍ^２以上である場合に、工具の摩耗が抑制されることを知見した。硫化物は、切削工具と鋼との間で潤滑剤として働くので、切削工具の摩耗を抑制する効果を有する。しかし、硫化物の量が少なく且つ硫化物の径が粗大である場合、硫化物の分布が一様ではなくなり、切削工具表面において潤滑効果が不足する領域が生じると推定される。一方、圧延方向と平行な断面で観察される円相当径が１μｍ以上２μｍ未満の硫化物の存在密度が３００個／ｍｍ^２以上である場合、円相当径が２μｍ超の粗大硫化物の生成が抑制され、鋼中の硫化物が切削加工時に切削工具表面の全体にわたって均一に分配されるので、硫化物の量が少なくとも高い潤滑効果が得られると推定される。

さらに本発明者らは、浸炭用鋼の圧延方向と平行な断面で観察される円相当径が１μｍ以上の硫化物間の平均距離が３０．０μｍ未満である場合に、切りくず処理性が向上することを知見した。硫化物は、切削時に生じる切りくずの破断起点として働くので、切りくずの長さを短くして、切りくず処理性を向上させる効果を有する。しかし、硫化物の量が少なく且つ分布が均一ではない場合、硫化物の分布が粗である領域で長い切りくずが生じやすくなると推定される。一方、圧延方向と平行な断面で観察される円相当径が１μｍ以上の硫化物間の平均距離が３０．０μｍ未満である場合、従来鋼と比較して少ない量の硫化物で、長い切りくずの生成を抑制できると推定される。

一方、硫化物を上述のように微細分散させた場合、浸炭用鋼の冷間鍛造性も向上する。硫化物は、粗大である場合、浸炭用鋼の冷間鍛造時に割れの起点として働いて、割れを発生させる。しかしながら、硫化物を上述の如く微細化すれば、硫化物は割れの起点として働かなくなる。

さらに本発明者らは、鋼に微量のＢｉを含有させた場合、鋼中の硫化物を上述のように微細分散させることができ、冷間鍛造時の変形抵抗を小さくしたままで、冷間鍛造後の鋼の被削性を向上させることを見出した。微量のＢｉによって硫化物が微細分散される理由は、以下の通りであると考えられる。

硫化物は、溶鋼の凝固前、または溶鋼の凝固時に晶出することが多く、硫化物の大きさは、溶鋼の凝固時の冷却速度に大きく影響を受ける。また、連続鋳造鋳片の凝固組織は、通常はデンドライト形態を呈しており、このデンドライトは、凝固過程における溶質元素の拡散に起因して形成され、溶質元素は、デンドライトの樹間部において濃化する。Ｍｎが樹間部に濃化する傾向にあるので、硫化物は主にデンドライトの樹間部に晶出する。

硫化物を微細に分散させるには、デンドライトの樹間の間隔を短くする必要がある。デンドライトの１次アーム間隔に関する研究は従来から行われており（例えば非特許文献１）、下記式Ａで表すことができる。
λ∝（Ｄ×σ×ΔＴ）^０．２５ …（式Ａ）
ここで、λ：デンドライトの１次アーム間隔（μｍ）、Ｄ：拡散係数（ｍ^２／ｓ）、σ：固液界面エネルギー（Ｊ／ｍ^２）、ΔＴ：凝固温度範囲（℃）である。

この式Ａから、デンドライトの１次アーム間隔λは、固液界面エネルギーσに依存し、このσを低減させることができればλが減少することがわかる。λを減少させることができれば、デンドライト樹間に晶出する硫化物サイズを低減させることができる。本発明者らは、Ｂｉが固液界面エネルギーσを低減させ、これによりデンドライト１次アーム間隔の減少及び硫化物の微細化を実現したと推定している。

ここで、Ｂｉによる上述の硫化物微細化効果は、Ｂｉ含有量が０．０００１質量％超０．０１００質量％以下である場合に得られる。このような微量のＢｉと、硫化物の分散の度合いとの関係について検討された例は無い。なお、約０．１質量％以上のＢｉを快削剤として用いる場合があるが、０．１質量％未満のＢｉは被削性向上効果を十分に有さず、しかも鋼の熱間加工性を損なうので、通常は忌避される。一方、本実施形態に係る浸炭用鋼において、快削剤として働くのは硫化物であり、Ｂｉは硫化物の被削性向上効果を強化するために用いられる。従って、本実施形態に係る浸炭用鋼では、微量のＢｉと硫化物との相乗効果により、冷間鍛造性と被削性との両方が高められている。

以上の本発明者らの知見に基づいて得られた、本実施形態の浸炭用鋼の構成について、以下に具体的に説明する。

［浸炭用鋼の化学成分］
まず、本実施形態の浸炭用鋼の化学成分を構成する各成分元素の含有量について説明する。各成分元素の含有量の単位「％」は「質量％」を意味する。なお、本実施形態の浸炭用鋼は、本発明の別の実施形態に係る浸炭鋼部品の鋼部（浸炭の影響を受けない部分）と共通した構成を有するので、鋼部についてもあわせて説明する場合がある。

Ｃ：０．０７〜０．１３％
炭素（Ｃ）は、浸炭層と鋼部とを備える浸炭鋼部品の、鋼部の硬さを確保するために含有される。上記したように、従来の浸炭用鋼のＣ含有量は０．２％程度であるが、本実施形態に係る浸炭用鋼、及び浸炭鋼部品における鋼部では、Ｃ含有量をこの量よりも少ない０．１３％以下に制限している。この理由は、Ｃ含有量が０．１３％超では、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが顕著に増加するとともに限界圧縮率も低下するので、浸炭用鋼の冷間鍛造性が損なわれるからである。しかしながら、Ｃ含有量が０．０７％未満では、焼入れ性を高める後述の合金元素を多量に含有させて、できる限り焼入れ性の増加を図ったとしても、浸炭鋼部品の鋼部の硬さを従来の浸炭用鋼のレベルにすることが不可能である。従って、Ｃ含有量を０．０７〜０．１３％の範囲に制御する必要がある。Ｃ含有量の下限値は、好ましくは０．０８％である。Ｃ含有量の好ましい上限値は、０．１２％、０．１１％、又は０．１０％である。

Ｓｉ：０．０００１〜０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、浸炭鋼部品のような低温焼戻しマルテンサイト鋼の焼戻し軟化抵抗を顕著に増加させることで、疲労強度を向上させる元素である。この効果を得るためには、Ｓｉ含有量が０．０００１％以上である必要がある。しかし、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界圧縮率が低下するので、浸炭用鋼の冷間鍛造性が損なわれる。従って、Ｓｉ含有量を０．０００１〜０．５０％の範囲に制御する必要がある。浸炭鋼部品の歯面疲労強度を重視する場合には、この範囲内でＳｉ含有量を増大させる。浸炭用鋼の冷間鍛造性の確保、即ち変形抵抗の低減や限界加工性の向上を重視する場合には、この範囲内でＳｉ含有量を減少させる。浸炭鋼部品の歯面疲労強度を重視する場合には、Ｓｉ含有量を好ましくは０．１０％以上とする。浸炭用鋼の冷間鍛造性の確保を重視する場合、Ｓｉ含有量を好ましくは０．２０％以下とする。Ｓｉ含有量の下限値を０．０１％、０．０５％、又は０．１５％としてもよい。Ｓｉ含有量の上限値を０．４５％、０．３５％、又は０．３０％としてもよい。

Ｍｎ：０．０００１〜０．８０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高める元素である。この効果によって浸炭熱処理後の浸炭鋼部品の強度を高めるためには、Ｍｎ含有量が０．０００１％以上である必要がある。しかし、Ｍｎ含有量が０．８０％を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界圧縮率が低下するので、浸炭用鋼の冷間鍛造性が損なわれる。従って、Ｍｎ含有量を０．０００１〜０．８０％の範囲に制御する必要がある。Ｍｎ含有量の下限値を０．０４％、０．０５％、０．１０％、又は０．２５％としてもよい。Ｍｎ含有量の上限値を０．７８％、０．６０％、０．５０％、又は０．４５％としてもよい。

Ｓ：０．００５０〜０．０８００％
硫黄（Ｓ）は、鋼中のＭｎ等と結合して、ＭｎＳ等の硫化物を形成し、鋼の被削性を向上させる元素である。この効果を得るために、Ｓ含有量を０．００５０％以上とする必要がある。しかしながら、Ｓ含有量が０．０８００％を超えると、鍛造時に硫化物が起点となって割れを生じさせるので、鋼の限界圧縮率を低下させることがある。従って、Ｓ含有量を０．００５０〜０．０８００％の範囲に制御する必要がある。Ｓ含有量の好ましい下限値は０．００８０％、０．００９０％、又は０．０１００％である。Ｓ含有量の好ましい上限値は０．０７５０％、０．０５００％、又は０．０２００％である。

Ｃｒ：１．３０％超５．００％以下
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高める元素である。この効果によって浸炭熱処理後の浸炭鋼部品の強度を高めるためには、Ｃｒ含有量が１．３０％超である必要がある。しかし、Ｃｒ含有量が５．００％を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界圧縮率が低下するので、浸炭用鋼の冷間鍛造性が損なわれる。従って、Ｃｒ含有量を１．３０％超５．００％以下の範囲に制御する必要がある。また、Ｃｒは、焼入れ性向上効果を有するＭｎ、Ｍｏ、及びＮｉ等の他の元素と比べて、浸炭用鋼（浸炭熱処理前の鋼）の硬さを上昇させる程度が少なく、かつ焼入れ性（浸炭熱処理の焼入れによって上昇する硬さ）を向上させる効果が比較的大きい。よって、本実施形態に係る浸炭用鋼、及び、浸炭鋼部品における鋼部では、従来の浸炭用鋼よりも、Ｃｒ含有量を多くする。Ｃｒ含有量の好ましい下限値は１．３５％、１．５０％、又は１．８０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限値は４．５０％、３．５０％、２．５０％、又は２．２０％である。

Ｂ：０．０００５〜０．０１００％
ホウ素（Ｂ）は、オーステナイト中に固溶する場合、微量でも鋼の焼入れ性を大きく高める元素である。この効果によって浸炭熱処理後の浸炭鋼部品の強度を高めることができる。また、Ｂは上記効果を得るために多量に添加する必要がないので、鍛造前の浸炭用鋼の硬さをほとんど上昇させないという特徴がある。従って、本実施形態に係る浸炭用鋼、及び、浸炭鋼部品における鋼部では、Ｂを積極的に利用する。Ｂ含有量が０．０００５％未満では、上記の焼入れ性向上効果が得られない。一方、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、上記効果が飽和する。従って、Ｂ含有量を０．０００５〜０．０１００％の範囲に制御する必要がある。Ｂ含有量の下限値は、好ましくは０．００１０％、０．００１５％、又は０．００２０％である。Ｂ含有量の上限値は、好ましくは０．００９５％、又は０．００８０％である。なお、鋼中に一定量以上のＮが存在している場合、ＢがＮと結合してＢＮを形成し、固溶Ｂ量が減少する。その結果、焼入れ性を高める効果が得られない場合がある。よって、本実施形態の浸炭用鋼では、Ｎを固定するＴｉの含有量を所定値以上とすることが必要である。

Ａｌ：０．０７０〜０．２００％
Ａｌは脱酸作用を有すると同時に、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。Ａｌを添加することで、ＢＮの形成が防止され、焼入れ性に寄与する固溶Ｂが確保される。しかし、Ａｌの含有量が０．０７０％未満では、Ｂによる焼入れ性向上効果が得られない。一方、Ａｌの含有量が０．２００％を超えると、ＡｌＮの析出量が多くなりすぎ、浸炭用鋼及び浸炭鋼部品の塑性加工性が低下する。さらに、Ａｌの含有量が０．２００％を超えると、ＡｌＮ析出物が微細分散せずに、個々のサイズが大きくなる。そのため、ＡｌＮ析出物を介して浸炭中の結晶粒粗大化を防止する効果が得られなくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０７０〜０．２００％とした。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０７５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．１５０％である。

Ｎ：０．００３０〜０．０１００％
窒素（Ｎ）は、ＡｌＮ析出物を形成し、これを介して浸炭中の結晶粒粗大化を防止する効果を有する。Ｎ含有量が０．００３０％未満では、ＡｌＮの析出量が減少し、浸炭時の結晶粒粗大化を防止する効果が得られない。一方、ＮはＢＮを形成して、固溶Ｂ量を低減させる元素である。Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、焼入れ性に寄与する固溶Ｂを確保することができなくなる。また、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、粗大なＴｉＮが形成されて、これが塑性加工時に破壊の起点となるので、浸炭用鋼の冷間鍛造性が損なわれる。従って、Ｎ含有量を０．００３０〜０．０１００％の範囲に制御する必要がある。Ｎ含有量の下限値は、好ましくは０．００４０％である。Ｎ含有量の上限値は、好ましくは０．００９０％または０．００８５％である。

Ｂｉ：０．０００１％超０．０１００％以下
Ｂｉは、本実施形態に係る浸炭用鋼において重要な元素である。微量のＢｉによって、溶鋼の凝固時にデンドライト組織が微細化されるので、硫化物が微細分散する。硫化物微細化効果を得るためには、Ｂｉの含有量を０．０００１％超とする必要がある。しかし、Ｂｉの含有量が０．０１００％を超えると、鋼の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、本実施形態に係る浸炭用鋼では、Ｂｉ含有量を０．０００１％超０．０１００％以下とする。被削性向上および硫化物微細分散化効果を確実に得るためには、Ｂｉ含有量を０．００１０％以上又は０．００１５％以上とすることが好ましい。一方、Ｂｉ含有量の好ましい上限値は０．００９５％、０．００９０％、又は０．００５０％である。

上記した基本成分の他に、本実施形態に係る浸炭用鋼、及び、浸炭鋼部品における鋼部は不純物を含有する。ここで不純物とは、スクラップ等の副原料や、製造工程から混入する、Ｔｉ、Ｐ、及びＯ等の元素を意味する。Ｔｉ、Ｐ及びＯは、本実施形態の浸炭用鋼の効果を十分に発揮させるために、以下のように制限する必要がある。上述の不純物は本実施形態の浸炭用鋼の課題解決のために必要とされないので、上述の不純物の含有量の下限値は０％である。

Ｔｉ：０．０２０％以下
チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮをＴｉＮとして固定する効果を有する元素である。Ｔｉが含有される場合、鋼中のＮは、ほぼ全てがＴｉＮとして固定される。しかし、Ｔｉは高価な元素であるため、Ｔｉを含有させる場合、製造コストが高くなる。また、Ｔｉが０．０２０％超である場合、多量のＴｉ炭硫化物が生成することにより、粗大粒の発生が抑制できなくなるおそれがある。上述の観点から、Ｔｉ含有量を０．０２０％以下に制限する必要がある。Ｔｉ含有量の好適範囲は０．０２０％未満であり、更なる好適範囲は０．０１８％以下又は０．０１５％以下である。

Ｐ：０．０５０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の疲労強度や熱間加工性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましく、その含有量の下限値は０％である。しかし、製造コストを考慮して、Ｐ含有量の下限値を０．００５％、０．０１０％、又は０．０１５％としてもよい。一方、Ｐ含有量は０．０５０％以下であれば許容される。好ましいＰ含有量は０．０４５％以下、又は０．０３５％以下であり、さらに好ましくは、０．０２０％以下または０．０１５％以下である。

Ｏ：０．００３０％以下
酸素（Ｏ）は不純物であり、酸化物系介在物を形成する元素である。Ｏ含有量が０．００３０％超では、疲労破壊の起点となる大きな介在物が増加し、疲労特性の低下の原因となる。従って、Ｏ含有量を０．００３０％以下に制限する必要がある。好ましくは、Ｏ含有量は０．００１５％以下である。Ｏ含有量は少ないほど望ましいので、Ｏ含有量の下限値は０％である。しかし、製造コストを考慮して、Ｏ含有量の下限値を０．０００７％又は０．００１０％としてもよい。一方、Ｏ含有量の上限値を０．００２５％、０．００２０％、又は０．００１５％としてもよい。なお、通常の操業条件では、Ｏが０．００２０％程度含有される。

上記した基本成分及び不純物元素の他に、本実施形態に係る浸炭用鋼及び浸炭鋼部品における鋼部は、更に、選択元素として、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅ、Ｚｒ、ＲＥＭ、及びＳｂのうちの少なくとも１種または２種以上を、化学成分の残部のＦｅに代えて含有してもよい。ただし、これら選択元素は本実施形態の浸炭用鋼の課題解決のために必須ではないので、これら選択元素の含有量の下限値は０％である。本出願の明細書において選択元素の含有量の下限値として記載される値は、全て、好ましい値として挙げられるものである。以下に、選択元素の数値限定範囲とその限定理由とを説明する。

上記した選択元素のうち、ＮｂとＶとは、組織の粗大化を防止する効果を有する。

Ｎｂ：０．００２０〜０．１０００％
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中でＮ及びＣと結合して、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）を形成する元素である。このＮｂ（Ｃ、Ｎ）は、オーステナイト結晶粒界をピン止めすることによって、粒成長を抑制し、そして、組織の粗大化を防止する。Ｎｂ含有量を０．００２０％以上とすると、上記の効果が得られるので好ましい。Ｎｂ含有量が０．１０００％を超えると、上記の効果が飽和する。従って、Ｎｂ含有量を０．００２０〜０．１０００％とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｎｂ含有量の下限値は０．０１００％である。また、さらに好ましくは、Ｎｂ含有量の上限値は０．０５００％、０．０１００％、０．００５０％、又は０．００４０％である。

Ｖ：０．００２〜０．２０％
バナジウム（Ｖ）は、鋼中でＮ及びＣと結合して、Ｖ（Ｃ、Ｎ）を形成する元素である。このＶ（Ｃ、Ｎ）は、オーステナイト結晶粒界をピン止めすることによって、粒成長を抑制し、そして、組織の粗大化を防止する。Ｖ含有量を０．００２％以上とすると、上記の効果が得られるので好ましい。Ｖ含有量が０．２０％を超えると、上記の効果が飽和する。従って、Ｖ含有量を０．００２〜０．２０％とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｖ含有量の下限値は０．０５％である。さらに好ましくは、Ｖ含有量の上限値は０．１０％である。

上記した選択元素のうち、Ｍｏ、Ｎｉ、及びＣｕは、鋼の焼入れ性を高め、これにより浸炭熱処理後の浸炭鋼部品の強度を高める効果を有する。

Ｍｏ：０．００５〜０．５００％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高める元素である。Ｍｏ含有量を０．００５％以上とすると、この効果によって浸炭熱処理後の浸炭鋼部品の強度を高められるので好ましい。また、Ｍｏは、ガス浸炭の雰囲気で、酸化物を形成せず、窒化物を形成しにくい元素である。浸炭用鋼にＭｏが含有される場合、浸炭層表面の酸化物層及び窒化物層、又は、それらに起因する浸炭異常層が形成されにくくなる。しかしながら、Ｍｏは高価である。さらに、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界圧縮率が低下するので、浸炭用鋼の冷間鍛造性が損なわれる。従って、Ｍｏ含有量を０．００５〜０．５００％とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｍｏ含有量の下限値を０．０５０％としてもよい。また、Ｍｏ含有量の上限値を０．２００％、０．１００％、０．０１０％、又は０．００６％としてもよい。

Ｎｉ：０．００５〜１．０００％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入れ性を高める元素である。Ｎｉ含有量を０．００５％以上とすると、この効果によって浸炭熱処理後の浸炭鋼部品の強度を高められるので好ましい。また、Ｎｉは、ガス浸炭の雰囲気ガス雰囲気で、酸化物や窒化物を形成しない元素である。浸炭用鋼にＮｉが含有される場合、浸炭層表面の酸化物層及び窒化物層、又はそれらに起因する浸炭異常層が形成されにくくなる。しかしながら、Ｎｉは高価である。さらに、Ｎｉ含有量が１．０００％を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界圧縮率が低下するので、浸炭用鋼の冷間鍛造性が損なわれる。従って、Ｎｉ含有量を０．００５〜１．０００％とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｎｉ含有量の下限値を０．０５０％としてもよい。また、Ｎｉ含有量の上限値を０．７００％又は０．５００％としてもよい。

Ｃｕ：０．００５〜０．５００％
銅（Ｃｕ）は、鋼の焼入れ性を高める元素である。Ｃｕ含有量を０．００５％以上とすると、この効果によって浸炭熱処理後の浸炭鋼部品の強度を高められるので好ましい。また、Ｃｕは、ガス浸炭の雰囲気ガス雰囲気で、酸化物や窒化物を形成しない元素である。浸炭用鋼にＣｕが含有される場合、浸炭層表面の酸化物層及び窒化物層、又は、それらに起因する浸炭異常層が形成されにくくなる。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．５００％を超えると、１０００℃以上の高温域における鋼の延性が低下し、連続鋳造及び圧延時の歩留まりが低下する。また、Ｃｕ含有量が０．５００％を超えると、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界圧縮率が低下するので、浸炭用鋼の冷間鍛造性が損なわれる。従って、Ｃｕ含有量を０．００５〜０．５００％とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｃｕ含有量の下限値を０．０５０％としてもよい。一方、Ｃｕ含有量の上限値を０．３００％、０．０１０％、又は０．００６％としてもよい。なお、Ｃｕを含有させる場合、上記した高温域の延性を改善するために、単位質量％で、Ｎｉ含有量をＣｕ含有量の１／２以上とすることが望ましい。

上記した選択元素のうち、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｅ、Ｚｒ、ＲＥＭ、及びＳｂは、被削性を改善する効果を有する。

Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％
カルシウム（Ｃａ）は、硫化物の形状を、伸長させずに球状にするという硫化物形態制御の効果を有する元素である。Ｃａが含有される場合、硫化物形状の異方性が改善され、硫化物に起因する機械的性質の低下が、一層抑制される。また、Ｃａは、切削時に切削工具表面に保護被膜を形成して、被削性を向上させる元素である。Ｃａ含有量を０．０００２％以上とすると、これらの効果が得られるので好ましい。一方、Ｃａ含有量が０．００３０％を超えると、粗大な酸化物及び硫化物等が形成されて、浸炭鋼部品の疲労強度に悪影響を与える場合がある。従って、Ｃａ含有量を０．０００２〜０．００３０％とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｃａ含有量の下限値を０．０００８％としてもよい。Ｃａ含有量の上限値を０．００２０％又は０．０００５％としてもよい。

Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％
マグネシウム（Ｍｇ）は、Ｃａと同様に硫化物の形態を制御し、さらに切削時に切削工具表面へ保護被膜を形成して被削性を向上させる元素である。Ｍｇ含有量を０．０００２％以上とすると、これらの効果が得られるので好ましい。一方、Ｍｇ含有量が０．００３０％を超えると、粗大な酸化物が形成されて、浸炭鋼部品の疲労強度に悪影響を与える場合がある。従って、Ｍｇ含有量を０．０００２〜０．００３０％とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｍｇ含有量の下限値を０．０００８％としてもよい。Ｍｇ含有量の上限値を０．００２０％、又は０．００１２％としてもよい。

Ｔｅ：０．０００２〜０．００３０％
テルル（Ｔｅ）は、硫化物の形態を制御する元素である。Ｔｅ含有量を０．０００２％以上とすると、この効果が得られるので好ましい。一方、Ｔｅ含有量が０．００３０％を超えると、鋼の熱間における脆化が著しくなる。従って、Ｔｅ含有量を０．０００２〜０．００３０％とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｔｅ含有量の下限値を０．０００８％としてもよい。Ｔｅ含有量の上限値を０．００２０％、又は０．００１５％としてもよい。

Ｚｒ：０．０００２〜０．００５０％
ジルコニウム（Ｚｒ）は、硫化物の形態を制御する元素である。Ｚｒ含有量を０．０００２％以上とすると、この効果が得られるので好ましい。一方、Ｚｒ含有量が０．００５０％を超えると、粗大な酸化物が形成されて、浸炭鋼部品の疲労強度に悪影響を与える場合がある。従って、Ｚｒ含有量を０．０００２〜０．００５０％とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｚｒ含有量の下限値を０．０００８％としてもよい。Ｚｒ含有量の上限値を０．００３０％、又は０．００１１％としてもよい。

ＲＥＭ：０．０００２〜０．００５０％
ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ）は、硫化物の形態を制御する元素である。ＲＥＭ含有量を０．０００２％以上とすると、この効果が得られるので好ましい。ＲＥＭ含有量が０．００５０％を超えると、粗大な酸化物が形成されて、浸炭鋼部品の疲労強度に悪影響を与える場合がある。従って、ＲＥＭ含有量を０．０００２〜０．００５０％とすることが好ましい。さらに好ましくは、ＲＥＭ含有量の下限値を０．０００８％としてもよい。ＲＥＭ含有量の上限値を０．００４０％、０．００３０％又は０．００１０％としてもよい。
なお、ＲＥＭとは原子番号が５７のランタンから７１のルテシウムまでの１５元素に、原子番号が２１のスカンジウムと原子番号が３９のイットリウムとを加えた合計１７元素の総称である。通常は、これらの元素の混合物であるミッシュメタルの形で供給され、鋼中に添加される。本実施形態において、ＲＥＭの含有量とは、これら元素の含有量の合計値である。

Ｓｂ：０．００２０〜０．０５００％
アンチモン（Ｓｂ）は、浸炭用鋼の製造工程（熱間圧延、熱間鍛造、焼鈍等）における脱炭や浸炭現象を防止する元素である。Ｓｂ含有量を０．００２０％以上とすると、これらの効果が得られるので好ましい。Ｓｂ含有量が０．０５００％を超えると、浸炭処理時に浸炭性を損ない、必要な浸炭層が得られない場合がある。従って、Ｓｂ含有量を０．００２０〜０．０５００％とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｓｂ含有量の下限値を０．００５０％としてもよい。Ｓｂ含有量の上限値を０．０３００％又は０．００３０％としてもよい。

以上のように、本実施形態の浸炭用鋼は、上述の基本元素を含み、残部が鉄（Ｆｅ）及び不純物を含む化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも１種とを含み、残部がＦｅ及び不純物を含む化学組成を有する。

［デンドライト組織］
本実施形態の浸炭用鋼の製造に用いる連続鋳造鋳片の凝固組織は、通常はデンドライト形態を呈している。浸炭用鋼中の硫化物は、凝固前（溶鋼中）、または凝固時に晶出することが多く、デンドライト１次アーム間隔に大きく影響を受ける。すなわち、デンドライト１次アーム間隔が小さければ、樹間に晶出する硫化物は小さくなる。本実施形態の浸炭用鋼は、鋳片の段階におけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満であることが望ましい。なお、本実施形態に係る浸炭用鋼において、硫化物は例えばＭｎＳ等である。ただし、鋳片を熱間加工するとデンドライトの形状が変化したり、デンドライトの形状が判別できなくなったりする場合がある。従って、鋳片を熱間加工して得られる本実施形態の浸炭用鋼のデンドライト形状は、上述の範囲に限定されない。

硫化物を安定的にかつ効果的に微細分散させるには、微量のＢｉを添加し、溶鋼中の固液界面エネルギーを低減させる。固液界面エネルギーが低減したことにより、デンドライト組織が微細となる。デンドライト組織が微細化することで、デンドライト１次アームから晶出する硫化物が微細化される。

［硫化物］
浸炭用鋼に含まれる硫化物（例えばＭｎＳ等）は、浸炭用鋼の被削性の向上に有用であるため、適切なサイズの硫化物の存在密度を可能な限り増大させることが必要である。一方、Ｓ含有量を増加させると被削性は向上するが、粗大な硫化物が増加する。熱間圧延等によって延伸した粗大な硫化物は、冷間鍛造性を損なう。従って、Ｓ含有量を従来の水準よりも低減させて、硫化物サイズ及び形状を制御することが必要である。さらに、被削時の切りくず処理性を向上させるためには、硫化物を微細に分散することが必要である。すなわち、硫化物同士の間隔を小さくすることが重要である。

鋼（浸炭用鋼）の圧延方向と平行な断面で観察される円相当径が１μｍ以上２μｍ未満の硫化物の存在密度：３００個／ｍｍ^２以上
本発明者らが知見したところでは、浸炭用鋼の圧延方向と平行な断面（Ｌ断面）において観察される円相当径が１μｍ以上２μｍ未満の硫化物（以下「微細硫化物」と略す場合がある）が３００個／ｍｍ^２以上の存在密度で鋼中に存在すると、工具の摩耗が抑制される。微細硫化物の存在密度の下限値を３２５個／ｍｍ^２、３５０個／ｍｍ^２、又は４００個／ｍｍ^２としてもよい。微細硫化物の存在密度の上限値を規定する必要は無いが、化学成分の規定範囲及び実験結果に鑑みて、６００個／ｍｍ^２が実質的な上限値になると推定される。微細硫化物の存在密度の上限値を５００個／ｍｍ^２としてもよい。

なお、Ｌ断面において観察される円相当径が１μｍ未満の硫化物（以下「超微細硫化物」と略す場合がある）、及びＬ断面において観察される円相当径が２μｍ以上の硫化物（以下「粗大硫化物」と略す場合がある）は、被削性向上に寄与せず、さらに冷間鍛造性を損なう恐れがあるので、その存在密度は小さい方が良い。しかしながら、合金成分（特にＳ含有量）を上述の範囲内とし、且つ微細硫化物の存在密度を上述の範囲内とした場合、粗大硫化物及び超微細硫化物の存在密度は十分低減されるので、これらの存在密度を限定する必要はない。

鋼の圧延方向と平行な断面で観察される円相当径が１μｍ以上２μｍ未満の硫化物（微細硫化物）間の平均距離：３０．０μｍ未満
また、微細硫化物同士の間の距離の平均値（微細硫化物間の平均距離）と、切りくず処理性との関係について本発明者らが種々実験を行った結果、これら微細硫化物間の平均距離が３０．０μｍ未満であれば、良好な切りくず処理性が得られることを確認した。従って、微細硫化物間の平均距離は３０．０μｍ未満と規定される。微細硫化物間の平均距離の上限値を２７．０μｍ、２６．０μｍ、又は２５．０μｍとしてもよい。微細硫化物間の平均距離の下限値は特に限定されないが、化学成分の規定範囲及び実験結果に鑑みて、１２．０μｍが実質的な下限値であると推定される。微細硫化物間の平均距離の下限値を１３．０μｍ、又は１４．０μｍとしてもよい。

粗大硫化物及び超微細硫化物は、平均距離を測定する際には考慮されない。粗大硫化物は、本実施形態に係る浸炭用鋼においては個数が少ないので、測定対象とする必要が無い。超微細硫化物は、切りくず処理性の向上に貢献しないので、測定対象とされない。

微細硫化物の存在密度は、浸炭用鋼を圧延方向と平行に切断し、硫化物が観察可能となるように常法で切断面を調製し、切断面の電子顕微鏡写真を複数の測定箇所で撮影し、各電子顕微鏡写真に含まれる硫化物それぞれの円相当径を算出することにより微細硫化物を特定し、各電子顕微鏡写真に含まれる微細硫化物の個数を各電子顕微鏡写真の視野の面積で割ることにより各測定箇所における微細硫化物の存在密度を求め、これら存在密度を平均することにより求められる。

微細硫化物間の平均距離は、上述の各電子顕微鏡写真に含まれる任意の２の微細硫化物の重心をその両端とし且つこれら任意の２の微細硫化物以外の微細硫化物を通らない線分を各電子顕微鏡写真に描画し、各電子顕微鏡写真のこれら線分の長さの平均値を求めることにより各測定箇所における微細硫化物間の平均距離を求め、これら各測定箇所における平均距離をさらに平均することにより求められる。

鋼中には硫化物ではない介在物が含まれる場合もあるが、介在物が硫化物であることは、走査型電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線解析装置によって確認すればよい。また、硫化物の円相当径は硫化物の面積と等しい面積を有する円の直径であり、画像解析によって求めることができる。同様に、各測定箇所における硫化物の存在密度及び硫化物間の平均距離は、上述の各方法を実行する画像解析によって求められる。十分な測定精度を確保するために、測定箇所の数及び測定視野の総面積（電子顕微鏡写真の総面積）を大きくすることが好ましい。本発明者らは、本発明を得るための実験では、測定箇所の数を２５とし、電子顕微鏡写真の倍率を５００倍とし、測定視野の総面積を約１．１ｍｍ^２とした。測定を行う箇所は特に限定されないが、浸炭用鋼の表面と中心との中間の領域（浸炭用鋼が丸棒の場合、Ｄ／４位置）とすることが好ましい。浸炭用鋼の表面と中心との中間の領域は、浸炭用鋼における平均的な構成を有するからである。本発明者らは、丸棒のＤ／４位置を丸棒の軸方向に対して平行に切断して得られる切断面において硫化物を観察した。

なお、通常の浸炭処理によって浸炭用鋼の内部（浸炭鋼部品の鋼部となる領域）の硫化物の状態が変化することは無いので、浸炭鋼部品の鋼部の硫化物の状態は、浸炭用鋼の硫化物の状態と略同一の状態となる。浸炭鋼部品の鋼部の硫化物の状態は、浸炭用鋼と同様の方法で特定できる。

［焼入れ性指標］
焼入れ性指標Ｃｅｑ：７．５超４４．０未満
本実施形態の浸炭用鋼の、化学成分中の各元素の単位質量％で示した含有量を下記の式Ｂに代入して得られる焼入れ性指標Ｃｅｑが、７．５超４４．０未満となる必要がある。式Ｂに含まれる元素記号は、その元素記号に係る元素の単位質量％での含有量を示す。選択元素であるＭｏ及びＮｉが含まれない場合には、その含有量を０質量％とみなして焼入れ性指標Ｃｅｑを算出すればよい。
Ｃｅｑ＝（０．７×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（０．３６３３×Ｎｉ＋１）・・・（式Ｂ）

本発明者らは、化学成分が上述の範囲内であり、焼入れ性指標Ｃｅｑが異なる種々の浸炭用鋼に、同一の浸炭熱処理条件で浸炭焼入れを行い、これにより得られた種々の浸炭された鋼の浸炭層の硬さ及び有効硬化層深さ（ビッカース硬さがＨＶ５５０以上である領域の深さ）を測定した。そして本発明者らは、上記した従来の浸炭用鋼（Ｃ含有量が０．２％程度）と比較して、同等以上の浸炭層の硬さ及び有効硬化層深さ（ビッカース硬さがＨＶ５５０以上となる深さ）を得ることができる焼入れ性指標Ｃｅｑのしきい値を得た。すなわち、本発明者らの知見によれば、焼入れ性指標Ｃｅｑが７．５以下では、上記した従来鋼（Ｃ含有量が０．２％程度）と同等の特性を得ることができない。従って、焼入れ性指標Ｃｅｑは７．５超とされる必要がある。また、本発明者らの知見によれば、焼入れ性指標Ｃｅｑが４４．０以上では、鍛造前の浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界圧縮率が低下するので、浸炭用鋼の冷間鍛造性が損なわれる。従って、焼入れ性指標Ｃｅｑが７．５超４４．０未満である必要がある。この焼入れ性指標Ｃｅｑは、上述の範囲内で可能な限り大きくすることが望ましい。好ましくは、焼入れ性指標Ｃｅｑの下限値を８．５、１２．１、又は２０．１としてもよい。また、焼入れ性指標Ｃｅｑの上限値を４３．０、４２．０、又は３６．０としても良い。

［ＡｌＮ析出指標Ｉ_ＡｌＮ］
ＡｌＮ析出指標Ｉ_ＡｌＮ：０．０００３０超０．００１１０未満
本実施形態の浸炭用鋼の、Ａｌ、Ｎ、及び、Ｔｉの質量％で示した含有量を下記の式Ｃに代入することで得られるＡｌＮ析出指標Ｉ_ＡｌＮが、０．０００３０超０．００１１０未満である必要がある。式Ｃに含まれる元素記号は、その元素記号に係る元素の単位質量％での含有量を示す。
Ｉ_ＡｌＮ＝Ａｌ×（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））・・・（式Ｃ）
鋼に含まれるＮは、まずＴｉと結びついてＴｉＮを形成する。つまり、上記の式Ｃ中の「（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））」は、鋼中においてＴｉＮ以外の形態になっているＮの量、すなわち、ＡｌＮとなる可能性のあるＮの量を表している。上記の式Ｃ中の「１４」はＮの原子量であり、「４８」はＴｉの原子量である。
ＡｌＮ析出指標Ｉ_ＡｌＮが０．０００３０以下である場合、ＡｌＮの析出量が不足するため、浸炭時の結晶粒の粗大化を防止することができない。また、ＡｌＮ析出指標Ｉ_ＡｌＮが０．００１１０以上である場合、ＡｌＮの析出量が多くなりすぎて、浸炭用鋼及び浸炭鋼部品の塑性加工性を低下させる。また、ＡｌＮ析出指標Ｉ_ＡｌＮが０．００１１０以上である場合、ＡｌＮ析出物が微細分散せずに、個々のサイズが大きくなる。そのため、ＡｌＮ析出物を介して浸炭中の結晶粒粗大化を防止する効果が得られなくなる。従って、ＡｌＮ析出指標Ｉ_ＡｌＮは０．０００３０超０．００１１０未満である必要がある。ＡｌＮ析出指標Ｉ_ＡｌＮの下限値は、好ましくは、０．０００５０である。ＡｌＮ析出指標Ｉ_ＡｌＮの上限値は、好ましくは０．００１００未満又は０．０００８０である。

［金属組織］
フェライト：８５〜１００面積％
本実施形態の浸炭用鋼の金属組織は、８５面積％以上のフェライトを含む。その金属組織が、軟質な相であるフェライトを主体とするものであるので、本実施形態の浸炭用鋼は十分に軟質であり、優れた冷間鍛造性を有する。なお、フェライトは多ければ多いほど好ましいので、フェライト量の上限値は１００面積％である。フェライト量が上述の範囲内である限り、本実施形態の浸炭用鋼はフェライト以外の任意の組織を含んでも良い。本実施形態の浸炭用鋼に含まれ得る組織として、ベイナイト及びマルテンサイトが例示される。

フェライト量の測定方法は特に限定されず、常法に従えばよい。例えば、浸炭用鋼を圧延方向に垂直に切断し、これにより得られる断面を研磨及びエッチングして組織を現出させ、少なくとも５ヶ所の組織写真を撮影し、各組織写真におけるフェライトが占める割合を画像解析で求め、各組織写真のフェライト面積率を平均することで、浸炭用鋼のフェライト面積率を精度良く求められる。組織写真の撮影箇所は、浸炭用鋼の表面と中心との中間の領域（浸炭用鋼が丸棒の場合、Ｄ／４部）とすることが好ましい。浸炭用鋼の表面と中心との中間の領域は、浸炭用鋼における平均的な構成を有するからである。

本実施形態の浸炭用鋼の硬さは、特に限定されない。しかしながら、本実施形態の浸炭用鋼のビッカース硬さが１２５ＨＶ以下であることが好ましく、１１０ＨＶ以下であることが一層好ましい。この場合、本実施形態の浸炭用鋼の限界圧縮率が６８％以上となり、一層優れた冷間鍛造性を示すものとなる。本実施形態の浸炭用鋼のビッカース硬さは、熱処理を行うことにより制御可能であり、低い方が好ましい。化学成分及び実験結果等を考慮すると、本実施形態の浸炭用鋼のビッカース硬さの下限値は７５ＨＶ程度になると考えられる。本実施形態の浸炭用鋼のビッカース硬さの下限値を８０ＨＶ、又は９５ＨＶとしてもよい。

［浸炭鋼部品］
次に、本発明の別の実施形態に係る浸炭鋼部品について説明する。
本実施形態の浸炭鋼部品２は、図２に示されるように、上述の本実施形態に係る浸炭用鋼１に対して、冷間塑性加工Ｓ１、切削加工Ｓ２、及び浸炭処理又は浸炭窒化処理Ｓ３が施されることで製造される。浸炭処理又は浸炭窒化処理Ｓ３の後に、必要に応じて仕上熱処理として焼入れ処理又は焼入れ・焼戻し処理Ｓ４を行ってもよい。浸炭処理又は浸炭窒化処理Ｓ３によって、浸炭鋼部品２の鋼部２０の外面に浸炭層２１が形成される。本実施形態に係る浸炭鋼部品２の浸炭層２１は、ビッカース硬さがＨＶ５５０以上である領域と定義される。浸炭層２の厚さは、ＪＩＳ Ｇ ０５５７に規定される有効硬化層深さと等しい。なお、鋼部２０と浸炭層２１との間に、何れにも該当しない領域、即ち鋼部２０よりもＣ含有量が高いが硬さがＨＶ５５０未満である遷移領域があってもよい。なお「浸炭層」との用語は、通常の技術常識によれば、浸炭層及び浸炭窒化層の両方を含む概念と解される。浸炭鋼部品２の製造方法については後述する。

浸炭層の厚さ：０．４０ｍｍ超２．００ｍｍ未満
本実施形態の浸炭鋼部品２は、より詳細には、図１に示されるように鋼部２０と、鋼部２０の外面に生成した厚さ０．４０ｍｍ超２．００ｍｍ未満の浸炭層２１とを備える。浸炭層の厚さが０．４０ｍｍ以下である場合、浸炭鋼部品の強度、特に疲労強度などが不足する。一方、浸炭層の厚さが２．００ｍｍ以上である場合、浸炭鋼部品の表面の靱性が損なわれる。浸炭層の厚さの下限値を０．４５ｍｍ、又は０．５０ｍｍとしてもよい。また、浸炭層の厚さの上限値を１．７０ｍｍ、１．５０ｍｍ、１．００ｍｍ、０．９０ｍｍ、０．７０ｍｍ、又は０．６５ｍｍとしてもよい。

浸炭鋼部品の表面から深さ５０μｍの位置での平均ビッカース硬さ：ＨＶ６５０以上ＨＶ１０００以下
加えて、本実施形態に係る浸炭鋼部品２の表面から深さ５０μｍの位置（図１において、記号Ａが付された破線）での平均ビッカース硬さは、ＨＶ６５０以上ＨＶ１０００以下であることが好ましい。この場合、浸炭層の硬さが適切に制御されている。浸炭鋼部品２の表面から深さ５０μｍの位置での平均ビッカース硬さがＨＶ６５０未満である場合、浸炭鋼部品の強度、特に疲労強度などが不足する。浸炭鋼部品２の表面から深さ５０μｍの位置での平均ビッカース硬さがＨＶ１０００超である場合、浸炭鋼部品の表面の靱性が損なわれる。浸炭鋼部品２の表面から深さ５０μｍの位置での平均ビッカース硬さの下限値をＨＶ７５０、ＨＶ７７０、またはＨＶ８００としてもよい。浸炭鋼部品２の表面から深さ５０μｍの位置での平均ビッカース硬さの上限値をＨＶ９００、ＨＶ８７０、またはＨＶ８５０としてもよい。

浸炭鋼部品の表面から深さ２．０ｍｍの位置での平均ビッカース硬さ：ＨＶ２５０以上ＨＶ５００以下
さらに、本実施形態に係る浸炭鋼部品２の表面から深さ２．０ｍｍの位置（図１において、記号Ｂが付された破線）での平均ビッカース硬さはＨＶ２５０以上ＨＶ５００以下であることが好ましい。この場合、鋼部２０（又は遷移部）の硬さが適切に制御されている。浸炭鋼部品２の表面から深さ２．０ｍｍの位置での平均ビッカース硬さがＨＶ２５０未満である場合、浸炭鋼部品の強度が不足する。浸炭鋼部品２の表面から深さ２．０ｍｍの位置での平均ビッカース硬さがＨＶ５００超である場合、浸炭鋼部品の靱性が損なわれ、割れ等の破損が生じやすくなる。浸炭鋼部品２の表面から深さ２．０ｍｍの位置での平均ビッカース硬さの下限値をＨＶ２７０、ＨＶ２８０、またはＨＶ３００としてもよい。浸炭鋼部品２の表面から深さ２．０ｍｍの位置での平均ビッカース硬さの上限値をＨＶ４００、ＨＶ３８０、またはＨＶ３２０としてもよい。

浸炭層２１のビッカース硬さは、浸炭処理又は浸炭窒化処理Ｓ３によって、素材である浸炭用鋼１よりも硬くなる。また、浸炭処理又は浸炭窒化処理Ｓ３の後の鋼部２０のビッカース硬さが不足する場合は、仕上熱処理として焼入れ処理または焼入れ・焼戻し処理Ｓ４を行い、鋼部２０のビッカース硬さをＨＶ２５０以上にすればよい。

浸炭鋼部品２の浸炭層２１の厚さは、浸炭層２１の表面からの垂直距離と硬さとの関係を表す硬さ推移曲線を得ることにより求められる。硬さ推移曲線は、浸炭鋼部品２をその表面と垂直に切断し、切断面を研磨し、例えばＪＩＳ Ｇ ０５５７「鋼の浸炭硬化層深さ測定試験」に準じた硬さ測定を行うことにより得られる。浸炭層２１の厚さ、即ちビッカース硬さがＨＶ５５０以上である領域の厚さを、硬さ推移曲線から読み取ることができる。２箇所以上で浸炭層２１の厚さの測定を行い、測定値の平均値を浸炭鋼部品２の浸炭層２１の厚さと見なしても良い。

浸炭鋼部品２の表面から深さ５０μｍの位置、及び浸炭鋼部品２の表面から深さ２．０ｍｍの位置での平均ビッカース硬さは、浸炭鋼部品２をその表面と垂直に切断し、切断面を研磨し、深さ５０μｍの位置及び２．０ｍｍの位置でビッカース硬さ測定試験を複数回（好ましくは５回以上）行い、その結果の平均値を算出することで得られる。

浸炭鋼部品２の鋼部２０の化学成分、焼入れ性指標Ｃｅｑ、ＡｌＮ析出指標Ｉ_ＡｌＮ、微細硫化物間の平均距離、及び微細硫化物の存在密度は、浸炭処理又は浸炭窒化処理によって実質的に変化しないので、浸炭鋼部品２の素材である浸炭用鋼１とほぼ同じである。浸炭鋼部品２の圧延方向は、浸炭鋼部品２の硫化物の延伸方向と一致するので、浸炭鋼部品２の硫化物の形状を観察することで特定できる。一方、鋼部２０の硬さは、浸炭処理又は浸炭窒化処理Ｓ３の際に焼入れ・焼戻しが生じるので、浸炭鋼部品２の素材である浸炭用鋼１の硬さよりも大きい。

本実施形態に係る浸炭鋼部品２は、ＡｌＮ析出指標Ｉ_ＡｌＮが規定範囲内である浸炭用鋼に浸炭処理又は浸炭窒化処理して得られるものであるので、粗大粒の生成が抑制されている。本実施形態に係る浸炭鋼部品２の粗大粒の存在密度などは特に規定されない。しかし例えば、ＪＩＳ Ｇ ０５５１「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に基づいて求められる結晶粒度が４以上の旧オーステナイトを粗大粒と定義した場合に、本実施形態に係る浸炭鋼部品２の圧延方向に垂直な断面において測定される、浸炭鋼部品２の表面から２．０ｍｍの深さにおける粗大粒の個数密度が０．１個／ｍｍ^２未満となることが好ましい。本実施形態に係る浸炭用鋼を浸炭処理又は浸炭窒化処理した場合、粗大粒の個数密度は上述の範囲内となることが通常である。上述の粗大粒の個数密度は、例えば、結晶粒を現出させた浸炭鋼部品２の圧延方向に垂直な断面における、浸炭鋼部品２の表面から２．０ｍｍの深さの任意の１０箇所以上において、１ｍｍ四方の視野の顕微鏡写真を撮影し、これら写真に含まれる結晶粒度４以上の旧オーステナイトの合計個数を測定し、この個数を視野の総面積で割ることにより求められる。
上述したように浸炭層厚さ及び硬さが制御されている限り、本実施形態に係る浸炭鋼部品２は高強度部品として用いることができる。従って、本実施形態に係る浸炭鋼部品２の組織は特に限定されないが、例えば、浸炭鋼部品２の表面から０．４ｍｍの深さにおける組織を、０〜１０面積％のフェライトと、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、及びセメンタイトからなる群から選択される１種以上を含む残部とから構成されるものとしてもよい。成分、並びに浸炭鋼部品２の表面から２．０ｍｍの深さの位置及び５０μｍの深さの位置における硬さが上述された範囲内となるように浸炭鋼部品２の製造を行った場合、浸炭鋼部品２の表面から０．４ｍｍの深さにおける組織は上述の範囲内となることが通常である。

［製造方法］
次に、本実施形態の浸炭用鋼の製造方法と、本発明の別の実施形態に係る浸炭鋼部品の製造方法とを説明する。浸炭鋼部品の製造方法においては、一例として浸炭用鋼からなる冷間鍛造品を製造する工程を説明する。冷間鍛造品はたとえば、自動車及び建設機械等に利用される機械部品であり、たとえば、歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品である。

本実施形態の浸炭用鋼の製造方法は、本実施形態の浸炭用鋼と同じ化学成分を有し、かつ表面から１５ｍｍの範囲内におけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満である鋳片を連続鋳造し、この鋳片を熱間加工し、更に焼鈍することによって製造される。熱間加工は、熱間圧延を含んでもよい。

［連続鋳造工程］
本実施形態の浸炭用鋼と同じ化学成分を有する鋳片を、連続鋳造法により製造する。造塊法により、鋳片をインゴット（鋼塊）にしてもよい。鋳造は例えば、２２０×２２０ｍｍ角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを１０〜５０℃とし、鋳込み速度を１．０〜１．５ｍ／分とする条件で行われる。

さらに、鋳片の表面から１５ｍｍの範囲内におけるデンドライト１次アーム間隔を６００μｍ未満にするために、溶鋼を鋳造する際に、鋳片表面から１５ｍｍの深さにおける液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度（以下、単に「平均冷却速度」と称する場合がある）を１００℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下とすることが必要である。平均冷却速度が１００℃／ｍｉｎ未満では、鋳片表面から１５ｍｍの深さ位置におけるデンドライト１次アーム間隔を６００μｍ未満とすることが困難となり、硫化物を微細分散できないおそれがある。一方、平均冷却速度が５００℃／ｍｉｎ超では、デンドライト樹間から晶出する硫化物が微細になり過ぎて、円相当径１μｍ以上２μｍ未満の硫化物の存在密度及び当該硫化物間の平均距離が上述の範囲外となり、浸炭用鋼の被削性が低下してしまう恐れがある。

液相線温度から固相線温度までの温度域とは、溶鋼の凝固開始温度から凝固終了温度までの温度域のことである。したがって、この温度域での平均冷却速度とは、鋳片の平均凝固速度（即ち、凝固の際の平均冷却速度）を意味する。上記の平均冷却速度は、例えば、鋳型断面の大きさ及び鋳込み速度等を適正な値に制御すること、または鋳込み直後において水冷に用いる冷却水量を増大させることなどの手段により達成できる。これら手段は、連続鋳造法および造塊法共に適用可能である。

鋳片表面から１５ｍｍの深さにおける液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度は、鋳片のデンドライト２次アーム間隔を観察することにより推定可能である。例えば、鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から１５ｍｍの深さの位置で鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔λ_２（μｍ）を１００点測定し、下記式Ｄに基づいて、その値からスラブの液相線温度から固相線温度までの温度域内の冷却速度Ａ(℃／秒)を算出し、この冷却速度Ａを算術平均した値は、鋳片表面から１５ｍｍの深さにおける液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度とほぼ一致すると考えられる。ただし、鋳片を熱間加工するとデンドライトの形状が変化したり、デンドライトの形状が判別できなくなったりする場合がある。従って、鋳片を熱間加工して得られる本実施形態の浸炭用鋼のデンドライト形状に基づいて、平均冷却速度を精度よく推定することは難しい。

λ_２＝７１０×Ａ^{−０．３９}……（式Ｄ）

例えば、鋳造条件を変更した複数の鋳片を製造し、各鋳片における平均冷却速度を上記式Ｄにより求め、得られた冷却速度から最適な鋳造条件を決定すればよい。

鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレット（鋼片）を製造し、更に、ビレットを熱間加工して、棒鋼及び線材等とする。

熱間加工工程として、鋳造工程後の鋳片を、熱間圧延、熱間鍛造などを施して、熱間加工鋼材を得る。この熱間加工工程での、加工温度、加工率、ひずみ速度などの塑性加工条件は、特に、限定されるものではなく、適宜、好適な条件を選択すればよい。

徐冷工程として、この熱間加工工程の直後の（即ち、実質的に冷却されていない）上記熱間加工鋼材に、この熱間加工鋼材の表面温度が８００℃〜５００℃となる温度範囲における冷却速度が０℃／秒超１℃／秒以下となるように徐冷を施すことで、本実施形態の浸炭用鋼を得る。

オーステナイトがフェライト及びパーライトへと変態する温度域である８００℃〜５００℃での冷却速度が１℃／秒を超えると、浸炭用鋼のベイナイト及びマルテンサイトの組織分率が大きくなり、浸炭用鋼のフェライト量が不足する。その結果、浸炭用鋼の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界圧縮率が低下する。従って、上記温度範囲での冷却速度を、０℃／秒超１℃／秒以下に制限することが好ましい。さらに好ましくは、上記温度範囲での冷却速度を０℃／秒超０．７℃／秒以下とする。なお、徐冷工程として、熱間加工工程後の熱間加工鋼材の冷却速度を小さくするには、圧延ラインや熱間鍛造ライン後に、保温カバー、熱源付き保温カバー、又は、保定炉などを設置すればよい。

また、徐冷の後に更に球状化焼鈍を行って本実施形態の浸炭用鋼としてもよい。球状化焼鈍処理を行うことで、浸炭用鋼の硬さが一層低下し、変形抵抗が一層低下し、そして、限界圧縮率が一層向上する。球状化焼鈍条件は、特に、限定されるものではなく、適宜、好適な条件を選択すればよい。

次に、本実施形態に係る浸炭鋼部品の製造方法について説明する。

化学成分が上記した基本元素、選択元素、並びにＦｅ及び不純物を含む残部からなり、かつ、上述の製造工程を経て製造された浸炭用鋼に冷間塑性加工Ｓ１を施して形状を付与する。この冷間塑性加工での、加工率、ひずみ速度などの塑性加工条件は、特に、限定されるものではなく、適宜、好適な条件を選択すればよい。

次に、冷間塑性加工後の浸炭用鋼に切削加工Ｓ２を施して、機械構造用部品の形状を付与する。切削加工によって、冷間塑性加工だけでは形成が困難である精密な形状を、浸炭用鋼に付与することができる。本実施形態の浸炭用鋼は被削性に優れるので、この切削加工工程において従来鋼に比べて切りくず処理性が高く、さらに工具寿命を損なわない。なお、切削加工は冷間塑性加工の前に実施されても後に実施されても良い。しかし、浸炭鋼部品の寸法精度を向上させるためには、切削加工を冷間塑性加工の後に実施することが好ましい。

次に、冷間塑性加工及び切削加工によって形状を付与された浸炭用鋼に、浸炭処理又は浸炭窒化処理Ｓ３を施すことによって、本実施形態に係る浸炭鋼部品が得られる。浸炭処理又は浸炭窒化処理の条件は特に限定されず、浸炭鋼部品に所望される強度に応じて適宜選択すればよい。上記した浸炭層と鋼部とを備え、硬さが上記された範囲内である浸炭鋼部品を得るためには、本実施形態に係る浸炭用鋼を、浸炭温度が８３０〜１１００℃、カーボンポテンシャルが０．５〜１．２％、浸炭時間が１時間以上との条件で浸炭処理又は浸炭窒化処理することが好ましい。

浸炭処理又は浸炭窒化処理の後、必要に応じて、焼入れ処理又は焼入れ・焼戻し処理Ｓ４を施しても良い。特に、焼入れ処理又は焼入れ・焼戻し処理は、浸炭処理又は浸炭窒化処理後の浸炭鋼部品の鋼部のビッカース硬さが不足する場合に行うとよい。焼入れ・焼戻し処理の条件は特に限定されず、浸炭鋼部品に所望される強度に応じて適宜選択すればよい。上記した浸炭層と鋼部とを備え、硬さが上記された範囲内である浸炭鋼部品を得るために、焼入れ媒体の温度が室温〜２５０℃の範囲である条件で焼入れ処理または焼入れ・焼戻し処理を実施することが好ましい。また、必要に応じて焼入れ後に浸炭鋼部品にサブゼロ処理を行っても良い。

また、必要に応じて、焼入れ処理又は焼入れ・焼戻し処理の後の浸炭鋼部品に、更に、研削加工、又はショットピーニング処理を行っても良い。研削加工を行うことで、冷間塑性加工だけで形成することが困難な精密形状を、浸炭用鋼に付与することができる。ショットピーニング処理を行うことで、浸炭鋼部品表層部に圧縮残留応力が導入される。圧縮残留応力は疲労亀裂の発生及び進展を抑制するので、浸炭鋼部品の疲労強度（特に、浸炭鋼部品が歯車である場合は、歯元及び歯面の疲労強度）を更に向上させることができる。ショットピーニング処理の条件は特に限定されないが、直径が０．７ｍｍ以下のショット粒を用い、アークハイトが０．４ｍｍ以上の条件でショットピーニング処理を行うことが望ましい。

本実施形態に係る浸炭鋼部品の製造方法によれば、冷間鍛造性及び被削性に優れた浸炭用鋼を提供できる。本実施形態に係る浸炭用鋼は、所定の化学成分を有する鋳片を、所定の条件下で鋳造することで得られるものであり、硫化物の晶出核となるデンドライト組織が微細化され、鋼中の硫化物が微細分散されている。これにより、本実施形態に係る浸炭用鋼は、冷間鍛造後の被削性（即ち浸炭前の被削性）が高いので、歯車、シャフト、及びプーリーなどの鋼製部品の素材として好適である。また、本実施形態に係る浸炭用鋼は、浸炭時に粗大粒が発生することなく、熱処理時の歪みの発生を抑制でき、浸炭鋼部品の変形を抑制できる。

以上のように、本実施形態の浸炭用鋼は、焼鈍後の冷間鍛造によって得られる粗成形品に切削加工を施す際の被削性に優れている。このため、本実施形態の浸炭用鋼は、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品の製造費用に占める切削加工コストの割合を低減でき、また部品の品質を向上することができる。

本実施形態の浸炭用鋼は、炭素量が比較的少なく、微量のＢｉを含み、且つ焼入れ性指標Ｃｅｑ及びＡｌＮ析出指標Ｉ_ＡｌＮが好ましい範囲に制御された成分組成を有し、且つ、硫化物が微細分散されているので、冷間鍛造時の変形抵抗が小さく、冷間鍛造後の被削性が高く、且つ浸炭処理後の強度が高い。特に、本実施形態の浸炭用鋼は、ビッカース硬さを例えばＨＶ１２５以下とし得るので、冷間鍛造時の変形抵抗が小さく、また、限界圧縮率も６８％以上にすることができ、冷間鍛造性が良好である。そして、本実施形態の浸炭用鋼に、本実施形態にかかる浸炭鋼部品の製造工程を適用することで、鋼部のビッカース硬さがＨＶ２５０以上であり、更に浸炭層のビッカース硬さがＨＶ６５０以上である浸炭鋼部品を得られるので、浸炭鋼部品の素材として好適である。

また、本実施形態の浸炭鋼部品によれば、鋼部と、鋼部の外面に生成した浸炭層とを備え、浸炭鋼部品の表面から深さ５０μｍの位置での浸炭層のビッカース硬さがＨＶ６５０以上ＨＶ１０００以下であり、浸炭鋼部品の表面から深さ２．０ｍｍの位置での鋼部のビッカース硬さがＨＶ２５０以上ＨＶ５００以下であるので、歯車、シャフト、プーリー等の機械部品として好適に用いることができる。

以上のように、本実施形態によれば、冷間鍛造性及び被削性に優れた浸炭用鋼、強度及び生産性に優れた浸炭鋼部品、並びに浸炭鋼部品の製造方法を提供できる。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、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。よって、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形して実施することが可能である。

（実施例１）
表１Ａ及び表１Ｂに示す化学組成を有する鋼ａ〜ａａを２７０ｔｏｎ転炉で溶製し、連続鋳造機を用いて連続鋳造を実施して、２２０×２２０ｍｍ角の鋳片を製造した。ここで、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを３０℃とし、鋳込み速度を１．０ｍ／分とした。

鋳片の連続鋳造において、鋳片の表面から１５ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度は、鋳型の冷却水量を変更することによって制御した。このようにして、表１Ａ及び表１Ｂに示す化学成分を有する鋳片ａ〜ａａを連続鋳造した。鋳片ｏ、鋳片ｐ、及び鋳片ｑ、については、表層から１５ｍｍの範囲内におけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ以上になった。その他の鋳片の、表層から１５ｍｍの範囲内におけるデンドライト１次アーム間隔は６００μｍ未満であった。

表１Ａ及び表１Ｂに示す鋼ａ〜ｎは、本発明で規定する化学組成を有する鋼である。鋼ｏ〜ａａは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。表１Ａ及び表１Ｂ中の下線が付された数値は、本発明で規定する範囲外であることを示す。また、表１Ａ及び表１Ｂにおいて、含まれない、又はその含有量が不純物と見なされる水準以下である元素の含有量は、空白とされている。

デンドライト組織観察用の試験片を採取するために、熱間鍛造前に鋳片を一旦室温まで冷却して試験片を採取した。その後、各鋳片を１２５０℃で２時間加熱し、加熱後の鋳片を熱間鍛造して、直径３０ｍｍの複数の丸棒を製造した。熱間鍛造後、丸棒を大気中で放冷した。放冷は、８００℃〜５００℃の温度範囲での冷却速度が１℃／秒以下になるように、丸棒に保温カバーを被せて放置することにより行った。さらに、放冷後の丸棒の一部を球状化焼鈍（ＳＡ：Ｓｐｈｅｒｏｄｉｚｉｎｇ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）に供した。このようにして、試験番号１〜２７の浸炭用鋼からなる鋼材を製造した。

［凝固組織観察方法］
鋳片の凝固組織のデンドライト１次アーム間隔およびデンドライト２次アーム間隔は、上記の鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から１５ｍｍの深さの位置において鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライト１次アーム間隔および２次アーム間隔を１００点測定し、各測定点におけるデンドライト１次アーム間隔および２次アーム間隔の平均値を算出し、さらにこれらを平均することにより求めた。実施例の鋳片のデンドライト２次アーム間隔に基づいて推定される、実施例の鋳片の平均冷却速度は１００℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下であった。

［ミクロ組織試験]
各鋼番号の丸棒（浸炭用鋼）のミクロ組織を観察した。丸棒のＤ／４位置を軸方向に対して平行に切断し、ミクロ組織観察用の試験片を採取した。試験片の切断面を研磨し、光学顕微鏡によって鋼の金属組織を観察し、組織中のコントラストから析出物の種類を判別した。なお、走査型電子顕微鏡とエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＳ）とを用いて析出物を同定した。後述の試験片の長手方向を含む断面から、縦１０ｍｍ×横１０ｍｍの研磨試験片を１０個作製し、切断面の電子顕微鏡写真を複数の測定箇所で撮影し、各電子顕微鏡写真に含まれる硫化物それぞれの円相当径を算出することにより円相当径が１μｍ以上２μｍ未満の硫化物（微細硫化物）を特定し、各電子顕微鏡写真に含まれる微細硫化物の個数を各電子顕微鏡写真の視野の面積で割ることにより各測定箇所における微細硫化物の存在密度を求め、これら存在密度を平均することにより、鋼の圧延方向と平行な断面で観察される円相当径が１μｍ以上２μｍ未満の硫化物の存在密度（微細硫化物存在密度）を求めた。また、上述の各電子顕微鏡写真に含まれる任意の２の微細硫化物の重心をその両端とし且つこれら任意の２の微細硫化物以外の微細硫化物を通らない線分を各電子顕微鏡写真に描画し、各電子顕微鏡写真のこれら線分の長さの平均値を求めることにより各測定箇所における微細硫化物間の平均距離を求め、これら各測定箇所における平均距離をさらに平均することにより、鋼の圧延方向と平行な断面で観察される円相当径が１μｍ以上２μｍ未満の硫化物間の平均距離（硫化物間距離）を求めた。なお、測定箇所の数を２５とし、電子顕微鏡写真の倍率を５００倍とし、測定視野の総面積を約１．１ｍｍ^２とした。

また、浸炭用鋼を圧延方向に垂直に切断し、これにより得られる断面を研磨及びエッチングして組織を現出させ、５ヶ所の組織写真を撮影し、各組織写真におけるフェライトが占める割合を画像解析で求め、各組織写真のフェライト面積率を平均することで、浸炭用鋼のフェライト面積率を求めた。組織写真の撮影箇所はＤ／４部とした。この結果、すべての実施例のフェライト面積率が本発明の規定範囲内であることが確認された。Ｃ含有量が比較的多い実施例鋼ｋは、フェライト以外の組織であるマルテンサイト及びベイナイトを含んでいたが、そのフェライト面積率が８５％であったので本発明の規定を満たしていた。

［硬さ測定試験］
丸棒（浸炭用鋼）の硬さは、ビッカース硬度計を用いて、丸棒の圧延方向に垂直な断面の１０点の測定点で硬さ測定を行い、各測定点における硬さの平均値を算出することにより求めた。測定点の位置は、丸棒のＤ／４位置（丸棒の直径Ｄの１／４の深さの位置）とした。徐冷工程後かつ球状化焼鈍前（ＳＡ工程前）の浸炭用鋼の硬さがＨＶ１２５以下の場合、または、球状化焼鈍後（ＳＡ工程後）の浸炭用鋼の硬さがＨＶ１１０以下の場合を、軟質化が十分であり合格と判定した。

［冷間鍛造性試験］
直径３０ｍｍの丸棒のＲ／２位置（丸棒の半径Ｒの１／２の深さの位置）から、丸棒試験片を作製した。丸棒試験片は、直径３０ｍｍの丸棒のＲ／２位置を中心とした直径１０ｍｍ、長さ１５ｍｍの試験片であり、丸棒試験片の長手方向は、直径３０ｍｍの丸棒の鍛伸軸と平行であった。また、丸棒試験片の端面の中心には切り欠きを設けた。切り欠きの深さは０．８ｍｍとし、切り欠き角度は３０度とし、切り欠きの底部は半径Ｒ＝０．１５ｍｍとなるように丸めた。この切り欠き形状は、「冷間据込み試験方法」冷間鍛造分科会材料研究班、塑性と加工、ｖｏｌ．２２、ｎｏ．２４１、ｐ１３９に記載の２号試験片の切り欠きに準じたものである。

各鋼について、１０個の丸棒試験片を作製した。冷間圧縮試験には、５００ｔｏｎ油圧プレスを使用した。拘束ダイスを使用して１０ｍｍ／分のスピードで冷間圧縮を行い、切り欠き近傍に０．５ｍｍ以上の微小割れが生じたときに圧縮を停止し、その時の圧縮率を算出した。この測定を合計１０回行い、累積破損確率が５０％となる圧縮率を求めて、その圧縮率を限界圧縮率とした。従来の球状化焼鈍後の浸炭用鋼の限界圧縮率がおよそ６５％であるので、この値よりも明らかに高い値と見なせる６８％以上の限界圧縮率を徐冷工程後かつ球状化焼鈍前（ＳＡ工程前）又は球状化焼鈍後（ＳＡ工程後）に有する試験片を、限界圧縮率が優れる試験片と判断した。

［被削性試験］
各鋼について、冷間圧縮試験に供した試験片に、冷間での引抜きにより歪を与え、これにより通常の冷間鍛造と同様の影響を各試験片に与えた。その引抜き後の試験片の被削性を評価することにより、各鋼の冷間鍛造後の被削性を評価した。

具体的には、冷間圧縮試験に供した直径３０ｍｍの丸棒を、減面率３０．６％で冷間引抜きして、直径２５ｍｍの棒鋼にした。この冷間引抜きした棒鋼を長さ５００ｍｍに切断して、旋削加工用の試験材を得た。

このようにして得た直径２５ｍｍで長さ５００ｍｍの試験材の外周部を、ＮＣ旋盤を用いて、下記の条件で旋削加工し、被削性を調査した。旋削加工を開始してから１０分経過後、超硬工具の逃げ面の摩耗量（ｍｍ）を測定した。測定した逃げ面の摩耗量が０．２ｍｍ以下であれば、工具寿命に優れると判定した。

＜使用チップ＞
母材材質：超硬Ｐ２０種グレード。
コーティング：なし。
＜旋削加工条件＞
周速：１５０ｍ／分。
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ。
切り込み：０．４ｍｍ。
潤滑：水溶性切削油を使用。

切りくず処理性は、以下の方法で評価した。被削性試験中の１０秒間で排出された切りくずを回収した。回収された切りくずの長さを調べ、長いものから順に１０個の切りくずを選択した。選択された１０個の切りくずの総重量を「切りくず重量」と定義した。切りくずが長くつながった結果、切りくずの総数が１０個未満である場合、回収された切りくずの平均重量を測定し、これを１０倍した値を「切りくず重量」と定義した。例えば、切りくずの総数が７個であって、その総重量が１２ｇである場合、切りくず重量は、（１２ｇ／７個）×１０個、と計算した。切りくず重量が１５ｇ以下の試料は、切りくず処理性が高いと判断された。

［浸炭特性評価試験］
上記方法で製造した浸炭用鋼の、周面から上記切断面の直径１／４深さの位置から、試験片の長手方向が浸炭用鋼の長手方向と一致するように、浸炭用の試験片（２０ｍｍφ×３０ｍｍ）を採取した。浸炭工程として、変成炉ガス方式によるガス浸炭を行った。このガス浸炭は、カーボンポテンシャルを０．８％として、９５０℃で５時間の保持を行い、続いて、８５０℃で０．５時間の保持を行った。浸炭工程後に、仕上熱処理工程として、１３０℃へと浸炭処理後の鋼を冷却する油焼入れを行い、そして、１５０℃で９０分の焼戻しを行って、浸炭鋼部品を得た。

上記の条件で製造した浸炭鋼部品の、浸炭層及び鋼部について、特性を評価した。表２Ａ及び表２Ｂに、その測定結果を示す。

上記浸炭鋼部品の浸炭層について、表面から深さ５０μｍの位置での硬さと、表面から深さ２．０ｍｍの位置での硬さとを、ビッカース硬度計を用いて、合計１０回の測定を行い、平均値を算出した。表面から深さ５０μｍの位置での硬さがの平均値がＨＶ６５０以上ＨＶ１０００以下、且つ表面から深さ２．０ｍｍの位置での硬さの平均値がＨＶ２５０以上ＨＶ５００以下である試料を、硬さが十分に確保された試料と判定した。

さらに、上記浸炭鋼部品の浸炭層の厚さを測定するために、浸炭鋼部品の表面から浸炭鋼部品の深さ５ｍｍ位置までの硬さ分布を、ビッカース硬度計を用いて３箇所で測定し、各箇所における、硬さがＨＶ５５０以上である領域の深さを測定した。次いで、この深さの平均値を算出し、これを浸炭鋼部品の浸炭層の厚さと見なした。浸炭層の厚さが０．４ｍｍ超、２．０ｍｍ未満である試料を、浸炭層厚さについて合格と判定した。

上記浸炭鋼部品の表面から深さ２．０ｍｍ位置での、旧オーステナイト結晶粒の観察を行った。旧オーステナイト（旧γ）の粗大粒の発生有無は、観察面に直径１００μｍの結晶粒が一つでも存在している場合は「あり」と判定し、それ以外の場合は「なし」と判定した。または、ＪＩＳの結晶粒度番号でＮｏ．４以下の結晶粒が一つでも存在している場合に「粗大粒発生あり」と判定してもよい。

鋼ａ〜ｎ（試験番号１〜１４）の鋼の化学組成は、本実施の形態による浸炭用鋼の化学組成の範囲内であり、焼入れ性指標、硫化物の個数分率、硫化物間の平均距離のいずれもが目標を満足した。その結果、浸炭用鋼及び浸炭鋼部品として必要とされる性能を満足した。

試験番号１５は、汎用鋼種として一般的な、ＪＩＳ規格ＳＣｒ４２０Ｈの規格を満たす鋼と同一成分である。このため、化学成分のＣ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｂ、Ｂｉ、Ｎの含有量、硫化物の個数分率および硫化物間の平均距離が、本発明の範囲を満たしていないため、試験番号１５の浸炭用鋼の硬さ、限界圧縮率、被削性および結晶粒粗大化抑制特性は好ましく制御されなかった。

試験番号１６および１７は、Ｂｉを含有しなかった。そのため、試験番号１６および１７の浸炭用鋼において、硫化物の個数分率および硫化物間の平均距離が、本発明の範囲を満たさなかった。その結果、試験番号１６および１７の浸炭用鋼の逃げ面摩耗量は０．２０ｍｍを超え、切りくず重量は１５ｇを超えた。

試験番号１８は、Ｂを含有しなかった。そのため、試験番号１８の浸炭鋼部品の鋼部の硬さが不十分となった。また、試験番号１８の浸炭鋼部品では、脱炭層の厚みも不足した。

試験番号１９は、化学成分のＮ含有量およびＡｌＮ析出指標の値が、本発明の範囲を満たしていないため、浸炭鋼部品の鋼部の硬さが不十分となり、さらに浸炭時の結晶粒が粗大となり、浸炭層も薄くなった例である。浸炭鋼部品の鋼部の硬さが不十分になったのは、ＢＮが析出しＢ添加による焼入れ性向上効果を得ることができなかったことに起因する。結晶粒が粗大となったのは、粗大なＡｌＮが析出したため、浸炭時の粗大粒発生を抑制出来なかったことに起因する。

試験番号２０は、化学成分のＳ含有量が本発明の範囲を満たしていないため、浸炭用鋼の限界圧縮率が不十分となった例である。試験番号２０の浸炭用鋼の限界圧縮率が不十分になったのは、Ｓ含有量が多いため、粗大なＭｎＳが生成し、これが冷間加工時の破壊の起点となったためである。

試験番号２１は、化学成分のＳ及びＢｉの含有量が本発明の範囲を満たしていないため、浸炭用鋼の被削性が不十分となった例である。試験番号２１では、Ｓが不足していたため硫化物の量が不足し、これにより硫化物存在密度及び硫化物間距離を所定範囲内とすることができなかった。

試験番号２２は、Ｃｒ及びＡｌ含有量が本発明の範囲を満たさず、また、ＡｌＮ析出指標の値が本発明の範囲下限を下回ったため、浸炭時に粗大粒が発生した例である。具体的には、ＡｌＮの析出量が不足したため、試験番号２２の鋼は浸炭時の粗大粒発生を抑制出来なかった。

試験番号２３は、化学成分のＣ含有量が、本発明の範囲を満たしていないため、浸炭鋼部品の鋼部の硬さが不十分となった。

試験番号２４は、化学成分のＣ含有量が本発明の範囲を満たしていないため、浸炭用鋼の硬さが大きくなり、限界圧縮率が不十分となった例である。

試験番号２５は、焼入れ性指標が本発明の範囲を満たしていないため、浸炭鋼部品の鋼部の硬さが不十分となった。

試験番号２６は、化学成分のＴｉ含有量が本発明の範囲を超過していたため、浸炭時の粗大粒発生を抑制出来なかった。

試験番号２７は、ＡｌＮ析出指標の値が本発明の範囲上限を上回ったため、浸炭時に粗大粒が発生した例である。具体的には、試験番号２７の浸炭時に粗大なＡｌＮが析出したため、試験番号２７では浸炭時の粗大粒発生を抑制出来なかった。

（実施例２）
鋳片の表面から１５ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度（以下「平均冷却速度」と称する）を除き鋼ａ及び鋼ｇと同じ製造条件で、鋼ａ及び鋼ｇと同じ化学成分を有する浸炭用鋼を製造し、これら浸炭用鋼に、鋼ａ及び鋼ｇと同じ方法で種々の評価を行った。平均冷却速度は、表３に示される値とした。

表３に示されるように、平均冷却速度が１００〜５００℃の範囲内であった試験番号１及び７は、硫化物が適切に微細分散されたので、浸炭前の硬さ、限界圧縮率、逃げ面摩耗量、及び切りくず重量が合格範囲内となり、且つ浸炭後の浸炭層厚さ、浸炭層硬さ（深さ５０μｍの位置の硬さ）、及び鋼部硬さ（深さ２ｍｍの位置の硬さ）も合格範囲内となった。

一方、平均冷却速度が１００℃未満であった試験番号１−３及び７−３は、硫化物が微細分散されなかったので、粗大な硫化物によって限界圧縮率が損なわれ、さらに被削性も損なわれた。また、平均冷却速度が５００℃超であった試験番号１−２及び７−２は、硫化物が過剰に微細化されたので、円相当径が１μｍ以上２μｍ未満の硫化物の個数が不足し、被削性が損なわれた。

本発明に係る鋼は、浸炭処理又は浸炭窒化処理の前に、変形抵抗が小さく且つ限界圧縮率が大きいので冷間鍛造性に優れ、さらに被削性に優れる。従って本発明に係る鋼は、歯車、シャフト、及びプーリーなどの高強度機械構造用部品の製造コストに占める切削加工のコストを大幅に削減できる。一方、本発明に係る鋼は、高い焼入れ性を有し、且つ浸炭時の粗大粒の生成を抑制できるので、浸炭処理又は浸炭窒化処理によって、十分な硬さ及び厚さの浸炭層と十分な硬さの鋼部とを有し且つ実質的に粗大粒を含まない浸炭鋼部品を形成できる。従って、本発明に係る鋼は、高強度機械構造用部品の材料として利用可能である。本発明に係る浸炭鋼部品は、安価に製造でき、高強度有し、且つ実質的に粗大粒を含まない。本発明に係る浸炭鋼部品の製造方法は、安価に実施でき、且つ高強度及び高精度を有する浸炭鋼部品を提供できる。従って、本発明に係る鋼、浸炭鋼部品、及び浸炭鋼部品の製造方法は、産業上の利用可能性を有する。

１ 鋼（浸炭用鋼）
２ 浸炭鋼部品
２０ 鋼部
２１ 浸炭層
Ｓ１ 冷間塑性加工
Ｓ２ 切削加工
Ｓ３ 浸炭処理又は浸炭窒化処理
Ｓ４ 焼入れ処理又は焼入れ・焼戻し処理

Claims (6)

1. 化学成分が、単位質量％で、
   Ｃ：０．０７〜０．１３％、
   Ｓｉ：０．０００１〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．０００１〜０．８０％、
   Ｓ：０．００５０〜０．０８００％、
   Ｃｒ：１．３０％超５．００％以下、
   Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、
   Ａｌ：０．０７０〜０．２００％、
   Ｎ：０．００３０〜０．０１００％、
   Ｂｉ：０．０００１％超０．０１００％以下、
   Ｔｉ：０．０２０％以下、
   Ｐ：０．０５０％以下、
   Ｏ：０．００３０％以下、
   Ｎｂ：０〜０．１０００％、
   Ｖ：０〜０．２０％、
   Ｍｏ：０〜０．５００％、
   Ｎｉ：０〜１．０００％、
   Ｃｕ：０〜０．５００％、
   Ｃａ：０〜０．００３０％、
   Ｍｇ：０〜０．００３０％、
   Ｔｅ：０〜０．００３０％、
   Ｚｒ：０〜０．００５０％、
   Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０〜０．００５０％、及び
   Ｓｂ：０〜０．０５００％
   を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
   前記化学成分中の各元素の単位質量％で示した含有量を式１に代入して得られる焼入れ性指標Ｃｅｑが７．５超４４．０未満であり、
   前記化学成分中の前記各元素の単位質量％で示した前記含有量を式２に代入して得られるＡｌＮ析出指標Ｉ_ＡｌＮが０．０００３０超０．００１１０未満であり、
   金属組織が、８５〜１００面積％のフェライトを含み、
   鋼の圧延方向と平行な断面で観察される円相当径が１μｍ以上２μｍ未満の硫化物間の平均距離が３０．０μｍ未満であり、
   前記鋼の前記圧延方向と平行な前記断面で観察される円相当径が１μｍ以上２μｍ未満の前記硫化物の存在密度が３００個／ｍｍ^２以上である
   ことを特徴とする鋼。
   Ｃｅｑ＝（０．７×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（０．３６３３×Ｎｉ＋１）・・・（式１）
   Ｉ_ＡｌＮ＝Ａｌ×（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））・・・（式２）
2. 前記化学成分が、単位質量％で、
   Ｎｂ：０．００２０〜０．１０００％、
   Ｖ：０．００２〜０．２０％、
   Ｍｏ：０．００５〜０．５００％、
   Ｎｉ：０．００５〜１．０００％、
   Ｃｕ：０．００５〜０．５００％、
   Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、
   Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、
   Ｔｅ：０．０００２〜０．００３０％、
   Ｚｒ：０．０００２〜０．００５０％、
   Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００２〜０．００５０％、及び
   Ｓｂ：０．００２０〜０．０５００％
   のうちの少なくとも１種または２種以上の元素を含有する
   ことを特徴とする請求項１に記載の鋼。
3. 鋼部と、
   前記鋼部の外面にある、ビッカース硬さがＨＶ５５０以上の領域である浸炭層と、
   を備える浸炭鋼部品であって、
   前記浸炭層の厚さが０．４０ｍｍ超２．００ｍｍ未満であり、
   前記浸炭鋼部品の表面から深さ５０μｍの位置での平均ビッカース硬さがＨＶ６５０以上ＨＶ１０００以下であり、
   前記浸炭鋼部品の前記表面から深さ２．０ｍｍの位置での平均ビッカース硬さがＨＶ２５０以上ＨＶ５００以下であり、
   前記鋼部の化学成分は、単位質量％で、
   Ｃ：０．０７〜０．１３％、
   Ｓｉ：０．０００１〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．０００１〜０．８０％、
   Ｓ：０．００５０〜０．０８００％、
   Ｃｒ：１．３０％超５．００％以下、
   Ｂ：０．０００５〜０．０１００％、
   Ａｌ：０．０７０〜０．２００％、
   Ｎ：０．００３０〜０．０１００％、
   Ｂｉ：０．０００１％超０．０１００％以下、
   Ｔｉ：０．０２０％以下、
   Ｐ：０．０５０％以下、
   Ｏ：０．００３０％以下、
   Ｎｂ：０〜０．１０００％、
   Ｖ：０〜０．２０％、
   Ｍｏ：０〜０．５００％、
   Ｎｉ：０〜１．０００％、
   Ｃｕ：０〜０．５００％、
   Ｃａ：０〜０．００３０％、
   Ｍｇ：０〜０．００３０％、
   Ｔｅ：０〜０．００３０％、
   Ｚｒ：０〜０．００５０％、
   Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０〜０．００５０％、及び
   Ｓｂ：０〜０．０５００％
   を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
   前記鋼部の前記化学成分中の各元素の単位質量％で示した含有量を式３に代入して得られる焼入れ性指標Ｃｅｑが７．５超４４．０未満であり、
   前記化学成分中の前記各元素の単位質量％で示した前記含有量を式４に代入して得られるＡｌＮ析出指標Ｉ_ＡｌＮが０．０００３０超０．００１１０未満であり、
   前記浸炭鋼部品の圧延方向と平行な断面で観察される、前記鋼部中の円相当径が１μｍ以上２μｍ未満の硫化物間の平均距離が３０．０μｍ未満であり、
   前記浸炭鋼部品の前記圧延方向と平行な前記断面で観察される、前記鋼部中の円相当径が１μｍ以上２μｍ未満の前記硫化物の存在密度が３００個／ｍｍ^２以上である
   ことを特徴とする浸炭鋼部品。
   Ｃｅｑ＝（０．７×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）×（３×Ｍｏ＋１）×（０．３６３３×Ｎｉ＋１）・・・（式３）
   Ｉ_ＡｌＮ＝Ａｌ×（Ｎ−Ｔｉ×（１４／４８））・・・（式４）
4. 前記鋼部の化学成分が、単位質量％で、
   Ｎｂ：０．００２０〜０．１０００％、
   Ｖ：０．００２〜０．２０％、
   Ｍｏ：０．００５〜０．５００％、
   Ｎｉ：０．００５〜１．０００％、
   Ｃｕ：０．００５〜０．５００％、
   Ｃａ：０．０００２〜０．００３０％、
   Ｍｇ：０．０００２〜０．００３０％、
   Ｔｅ：０．０００２〜０．００３０％、
   Ｚｒ：０．０００２〜０．００５０％、
   Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：０．０００２〜０．００５０％、及び
   Ｓｂ：０．００２０〜０．０５００％
   のうちの少なくとも１種または２種以上の元素を含有する
   ことを特徴とする請求項３に記載の浸炭鋼部品。
5. 請求項１または２に記載の鋼を冷間塑性加工する工程と、
   前記冷間塑性加工後の前記鋼を切削加工する工程と、
   前記切削加工後の前記鋼に浸炭処理又は浸炭窒化処理を施す工程と、
   を有することを特徴とする請求項３または４に記載の浸炭鋼部品の製造方法。
6. 前記浸炭処理又は前記浸炭窒化処理の後に、焼入れ処理又は焼入れ・焼戻し処理を施す工程
   をさらに有することを特徴とする請求項５に記載の浸炭鋼部品の製造方法。

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