JP7417171B2 - 鋼材 - Google Patents

Description

本開示は、鋼材に関し、さらに詳しくは、真空浸炭処理を実施して製造される機械構造用部品の素材に適した、鋼材に関する。

本明細書において、真空浸炭処理は、真空浸炭窒化処理も含む。また、本明細書において、真空浸炭処理とは、真空浸炭工程（真空浸炭窒化工程含む）と、真空浸炭工程後の焼入れ工程とを含む。

機械構造用部品は、例えば、自動車及び建設車両等の歯車及びシャフト等に代表される。機械構造用部品として、ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２０１６）に規定されたＳＣｒ４２０、ＳＣＭ４２０、ＳＮＣＭ４２０に代表される機械構造用合金鋼鋼材が利用される。

これらの鋼材は、例えば、次の製造工程により機械構造用部品に製造される。鋼材に対して鍛造（熱間鍛造、又は、冷間鍛造）及び／又は切削加工等を実施して、所望の形状の中間品を製造する。中間品に対して、熱処理（焼入れ及び焼戻し、浸炭処理、又は、浸炭窒化処理等）を実施して、中間品の硬さ及びミクロ組織を調整する。以上の製造工程により、機械構造用部品が製造される。

上述のとおり、機械構造用部品の製造工程中において、鋼材に対して切削加工が実施される場合がある。したがって、機械構造用部品の素材となる鋼材には、高い被削性が求められる。

近年、自動車及び建設車両等の燃費向上を目的として、機械構造用部品の軽量化及び小型化が進んでいる。そのため、機械構造用部品には、優れた曲げ疲労強度及び面疲労強度が求められる。

機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度を高める方法として、真空浸炭処理が知られている。真空浸炭処理では、機械構造用部品の表層に硬化層（浸炭層又は浸炭窒化層）が形成される。この硬化層により、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度が向上する。

ところで、真空浸炭処理（真空浸炭処理及び真空浸炭窒化処理）を実施した場合、機械構造用部品が変形しやすい。本明細書では、真空浸炭処理時の機械構造用部品の変形を、熱処理変形という。熱処理変形により、機械構造用部品の形状が歪む。機械構造用部品の形状の歪みは、自動車及び建設車両等の運転時の騒音及び振動を引き起こす。したがって、真空浸炭処理を実施した場合に、熱処理変形を抑制できる鋼材が求められる。

熱処理変形の抑制に関する技術が、特開２０１６－１９１１５１号公報（特許文献１）、特開２０１８－０２８１３０号公報（特許文献２）、特開２００７－２９１４８６号公報（特許文献３）及び特開２０１０－１５０５６６号公報（特許文献４）に開示されている。

特許文献１に開示された浸炭部品は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：０．１６～１．４０％、Ｍｎ：１．４０～３．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０６０％以下、Ｃｒ：０．０１～０．２９％、Ａｌ：０．０１０～０．３００％、及び、Ｎ：０．００３～０．０３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。この浸炭部品は、表面が平坦部とエッジ部とを有する。平坦部の表面から深さ０．０５ｍｍの位置までの平坦部表層領域の炭素濃度が０．７０～０．８９％であり、エッジ部の表面から深さ０．０５ｍｍの位置までのエッジ部表層領域の炭素濃度が１．２０％以下である。さらに、粒界酸化層深さが１μｍ以下であり、芯部のビッカース硬さが２６０以上である。これにより、特許文献１の浸炭部品は、エッジ部を含む形状を有する浸炭部品であっても、曲げ疲労強度に優れる、と特許文献１には記載されている。

特許文献２に開示された浸炭部品は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：０．１６～１．４０％、Ｍｎ：１．４０～３．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０６０％以下、Ｃｒ：０．０１～０．２９％、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、及び、Ｎ：０．００３～０．０３０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。この浸炭部品は、表面が平坦部とエッジ部とを有する。平坦部の表面から深さ０．０５ｍｍの位置までの平坦部表層領域の炭素濃度が０．７０～０．８９％であり、エッジ部の表面から深さ０．０５ｍｍの位置までのエッジ部表層領域の炭素濃度が１．２０％以下である。さらに、平坦部の表面から深さ０．３ｍｍの位置のビッカース硬さが６５０以上であり、粒界酸化層深さが１μｍ以下であり、芯部のビッカース硬さが２６０以上である。これにより、特許文献２の浸炭部品は、エッジ部を含む形状を有する浸炭部品であっても、曲げ疲労強度に優れる、と特許文献２には記載されている。

特許文献３に開示された浸炭部品は、質量％で、Ｃ：０．１～０．３％、Ｓｉ：０．５～３．０％、Ｍｎ：０．３～３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｕ：０．０１～１．００％、Ｎｉ：０．０１～３．００％、Ｃｒ：０．３～１．０％、Ａｌ：０．２０％以下及びＮ：０．０５％以下を含有し、残部が不可避な不純物及びＦｅからなり、［Ｓｉ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｃｕ％］－［Ｃｒ％］＞０．５の条件を満たす合金組成を有する。さらに、この浸炭部品は、真空浸炭により浸炭処理を実施することにより得られる。これにより、特許文献３の浸炭部品は、エッジ部の靭性が低くならない上に、表面炭素濃度が最も低い部分で０．６％以上あるから、浸炭不足により強度が低い部分も生じない、と特許文献３には記載されている。

特許文献４に開示された真空浸炭又は真空浸炭窒化用の鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．２５％、Ｓｉ：０．３５～１．５％、Ｍｎ：０．４～１．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１５～０．０５％、Ｃｒ：０．５０～２．０％、Ａｌ：０．０１０～０．０５０％及びＮ：０．０１２～０．０２５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＯ（酸素）：０．００１２％以下及びＴｉ：０．００３％以下、かつ、式（１）～（３）を満たす化学組成を有する。ここで、式（１）は、９１０－２０３×Ｃ^０．５＋４４．７×Ｓｉ≦８６０であり、式（２）は、２．０≦（０．３１×Ｃ^０．５）×（０．７×Ｓｉ＋１．００）×（３．３３×Ｍｎ＋１．００）×（２．１６×Ｃｒ＋１．００）≦３．５であり、式（３）は、０．２×（Ｓ／Ｍｎ）＋Ｐ≦０．０３０である。さらに、長手方向に平行な断面において、介在物の長径をＬ（μｍ）、短径をＷ（μｍ）とし、所定の条件のとき、（πＬＷ／４）^０．５で表される酸化物等の介在物の最大等価円直径が３５μｍ以下である。特許文献４の鋼材は、Ｃ及びＳｉ含有量を調整することにより、焼入れの際の熱処理ひずみのばらつきを低減し、面疲労強度及び曲げ疲労強度を高める、と特許文献４には記載されている。

特開２０１６－１９１１５１号公報 特開２０１８－０２８１３０号公報 特開２００７－２９１４８６号公報 特開２０１０－１５０５６６号公報

特許文献１～４は、疲労強度を向上させる技術について開示した文献であり、熱処理変形の抑制に関する技術は何ら開示されていない。

本開示の目的は、優れた被削性を有し、真空浸炭処理を実施した後において、優れた曲げ疲労強度及び面疲労強度を有し、かつ、真空浸炭処理後の熱処理変形を抑制できる鋼材を提供することである。

本実施形態の鋼材は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１８～０．２５％、
Ｓｉ：０．７０～２．００％、
Ｍｎ：０．７０～１．５０％、
Ｓ：０．００５～０．０５０％、
Ｎ：０．００５０～０．０２００％、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｏ：０．００５０％以下、及び、
Ｐ：０．０３０％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、
前記鋼材の長手方向に垂直な断面であって半径Ｒの円形状である横断面において、
前記横断面の中心位置、及び、前記横断面の中心から径方向にＲ／２の位置であって前記横断面の中心周りに４５°ピッチで配置される８箇所の前記Ｒ／２位置を、９箇所の横断面観察位置と定義したとき、
前記各横断面観察位置でのミクロ組織は、フェライトを含有し、残部はパーライト及び／又はベイナイトからなり、
前記９箇所の横断面観察位置でのフェライトの面積分率の算術平均値は５０～７０％であり、かつ、前記フェライトの面積分率の標準偏差は４．０％以下であり、
前記９箇所の横断面観察位置でのフェライトの平均粒径のうち、最小の平均粒径に対する最大の平均粒径の比が２．００以下であり、
前記鋼材の長手方向に平行な断面であって前記鋼材の中心軸を含む縦断面において、
前記中心軸上にＲ／２ピッチで配置される３箇所の中心軸位置、及び、前記各中心軸位置から前記径方向にＲ／２の位置に配置される６箇所の前記Ｒ／２位置を、９箇所の縦断面観察位置と定義したとき、
前記各縦断面観察位置でのミクロ組織は、フェライトを含有し、残部はパーライト及び／又はベイナイトからなり、
前記９箇所の縦断面観察位置でのフェライトの面積分率の算術平均値は５０～７０％であり、かつ、前記フェライトの面積分率の標準偏差は４．０％以下であり、
前記９箇所の縦断面観察位置でのフェライトの平均粒径のうち、最小の平均粒径に対する最大の平均粒径の比が２．００以下である。
Ｓｉ／Ｍｎ≧１．００ （１）
１－（０．５Ｃ＋０．０３Ｓｉ＋０．０６Ｍｎ＋０．０１Ｃｒ＋０．０５Ｍｏ）＜０．８００ （２）
ここで、式（１）及び式（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。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、優れた被削性を有し、真空浸炭処理を実施した後において、優れた曲げ疲労強度及び面疲労強度を有し、かつ、真空浸炭処理後の熱処理変形を抑制できる。

図１は、Ｆ２（＝１－（０．５Ｃ＋０．０３Ｓｉ＋０．０６Ｍｎ＋０．０１Ｃｒ＋０．０５Ｍｏ））値と最大変形量比（％）との関係を示す図である。 図２は、本実施形態の鋼材の長手方向に垂直な横断面において、ミクロ組織観察が実施される横断面観察位置を説明するための模式図である。 図３は、本実施形態の鋼材の長手方向に平行であって、中心軸を含む縦断面において、ミクロ組織観察が実施される縦断面観察位置を説明するための模式図である。 図４はバンド組織の模式図である。 図５は、真空浸炭工程及び焼入れ工程のヒートパターンの一例を示す図である。 図６は、実施例で作製した小野式回転曲げ試験片の平面図である。 図７は、ガス浸炭工程及び焼入れ工程のヒートパターンの一例を示す図である。 図８は、実施例で作製したローラーピッチング疲労試験用試験片の平面図である。 図９は、ローラーピッチング疲労試験を説明するための模式図である。 図１０は、実施例で作製した大ローラー試験片の正面図である。 図１１Ａは、実施例で作製した歯車模擬試験片の斜視図である。 図１１Ｂは、図１１Ａ中の貫通孔の斜視図である。

本発明者らは、優れた被削性を有し、真空浸炭処理を実施して機械構造用部品とした場合に、優れた曲げ疲労強度及び面疲労強度を有し、かつ、真空浸炭処理後の熱処理変形を抑制できる鋼材について、調査及び検討を行った。

本発明者らは、優れた被削性を有し、さらに、真空浸炭処理後に優れた曲げ疲労強度及び面疲労強度を有する鋼材について、化学組成の観点から検討を行った。

検討の結果、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１８～０．２５％、Ｓｉ：０．７０～２．００％、Ｍｎ：０．７０～１．５０％、Ｓ：０．００５～０．０５０％、Ｎ：０．００５０～０．０２００％、Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｏ：０．００５０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｃｒ：０～０．６０％、Ｔｉ：０～０．０２０％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｉ：０～０．８０％、Ｖ：０～０．３０％、Ｍｇ：０～０．００３５％、Ｃａ：０～０．００３０％、及び、希土類元素：０～０．００５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼材であれば、優れた被削性を有し、さらに、真空浸炭処理後に優れた曲げ疲労強度及び面疲労強度を有する可能性があると考えた。

本発明者らはさらに、化学組成中の各元素含有量が上記範囲内であることを前提として、さらに、次の式（１）を満たせば、真空浸炭処理後に、優れた曲げ疲労強度を有する可能性があると考えた。
Ｓｉ／Ｍｎ≧１．００ （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。

本実施形態の鋼材では、Ｓｉ含有量のＭｎ含有量に対する比を１．００以上とすれば、つまり、式（１）を満たせば、介在物が軟質なＭｎＯ－ＳｉＯ_２となる。この介在物は、熱間加工（熱間圧延）中にガラス化して延伸及び分断され、微細化される。そのため、曲げ疲労強度を低下させる粗大な介在物が減らすことができ、曲げ疲労強度が高まる。

本発明者らはさらに、真空浸炭処理での熱処理変形を抑制する手段について、検討を行った。本発明者らは、鋼材のミクロ組織に注目した。鋼材中の各部位でのミクロ組織がなるべく均一であれば、具体的には、鋼材中の各部位でのミクロ組織の相構成のばらつき、及び、結晶粒のばらつきが抑えられていれば、真空浸炭焼入れ時のマルテンサイト変態の発生タイミングのばらつきが抑えられる。その結果、熱処理変形を抑えることができる。そこで、本発明者らは、鋼材の各部位での相構成及び結晶粒径について検討を行った。

本発明者らは初めに、鋼材の長手方向に垂直な断面である横断面でのミクロ組織のばらつきに注目した。横断面でのミクロ組織のばらつきを定量化するために、横断面におけるミクロ組織の観察位置である横断面観察位置を、次のとおり定義した。

鋼材の横断面の半径をＲとした場合、横断面の中心位置、及び、横断面の中心から径方向にＲ／２の位置であって横断面の中心周りに４５°ピッチで配置される８箇所のＲ／２位置を、９箇所の横断面観察位置と定義する。

本発明者らは、各横断面観察位置でのミクロ組織を調査及び検討した。検討の結果、横断面観察位置でのミクロ組織が、次の要件を満たせば、浸炭処理後の熱処理変形が抑制されることが判明した。
（１）各横断面観察位置でのミクロ組織が、フェライトを含有し、残部がパーライト及び／又はベイナイトからなる。
（２）９箇所の横断面観察位置でのフェライトの面積分率の算術平均値が５０～７０％であり、かつ、フェライトの面積分率の標準偏差が４．０％以下である。
（３）９箇所の横断面観察位置でのフェライトの平均粒径のうち、最小の平均粒径に対する最大の平均粒径の比が２．００以下である。

しかしながら、上述の化学組成を有し、かつ、上述のミクロ組織を満足する鋼材であっても、依然として、熱処理変形を十分に抑制されず、特に、自動車及び建設車両等の運転時の騒音及び振動が十分に抑制できない場合があることが判明した。そこで、本発明者らは、さらに検討を行った。

その結果、次の事項が判明した。運転時の騒音及び振動を抑制するためには、３次元的に鋼材の熱処理変形を抑制することが有効である。上述のとおり、鋼材の横断面のミクロ組織の相構成及び結晶粒のばらつきを抑制すれば、鋼材の長手方向に垂直な方向の熱処理変形を抑制することはできる。

しかしながら、鋼材の横断面のミクロ組織のばらつきを抑制するだけでは、２次元的な熱処理変形の抑制に留まる。つまり、鋼材の横断面のミクロ組織のばらつきを抑制していても、鋼材の長手方向に平行であって鋼材の中心軸を含む断面である縦断面のミクロ組織がばらつく場合がある。この場合、熱処理変形にばらつきが生じる。その結果、運転時の騒音及び振動を十分に抑制できない。

そこで、本発明者らは、鋼材の横断面のミクロ組織のばらつきだけでなく、鋼材の縦断面のミクロ組織のばらつきにも注目した。そして、縦断面でのミクロ組織のばらつきを定量化するために、縦断面におけるミクロ組織の観察位置である縦断面観察位置を、次のとおり定義した。

鋼材の中心軸上にＲ／２ピッチで配置される３箇所の中心軸位置、及び、各中心軸位置から径方向にＲ／２の位置に配置される６箇所のＲ／２位置を、９箇所の縦断面観察位置と定義する。

本発明者らは、各縦断面観察位置でのミクロ組織を調査及び検討した。検討の結果、横断面観察位置でのミクロ組織が上記要件を満たし、さらに、縦断面観察位置でのミクロ組織が次の要件を満たせば、ガス浸炭処理後の熱処理変形が十分に抑制されることが判明した。
（４）各縦断面観察位置でのミクロ組織がフェライトを含有し、残部がパーライト及び／又はベイナイトからなる。
（５）９箇所の縦断面観察位置でのフェライトの面積分率の算術平均値が５０～７０％であり、かつ、フェライトの面積分率の標準偏差が４．０％以下である。
（６）９箇所の縦断面観察位置でのフェライトの平均粒径のうち、最小の平均粒径に対する最大の平均粒径の比が２．００以下である。

しかしながら、上述の化学組成を有し、かつ、横断面観察位置及び縦断面観察位置でのミクロ組織が上記要件（１）～（６）を満たす鋼材であっても、依然として、熱処理変形を十分に抑制できない場合があった。そこで、本発明者らはさらに検討を行った。

ここで、本発明者らは、真空浸炭処理後のマルテンサイト変態に着目した。そして、本発明者らは、真空浸炭焼入れ時のマルテンサイト変態の発生メカニズムについて、詳細に検討を行った。

本発明者らは初めに、上述の化学組成を有する鋼材を用いて、機械構造用部品の各部位でのマルテンサイト変態時期をなるべく同じにすることにより、熱処理変形を抑制することを試みた。具体的には、鋼材の各部位（横断面観察位置、縦断面観察位置）でのミクロ組織のばらつきを抑え、かつ、各部位のＭｓ点のばらつきもなるべく抑えることにより、熱処理変形を抑えることを試みた。

しかしながら、本発明者らの調査の結果、上述の化学組成の鋼材の各部位でのミクロ組織のばらつきを抑えても、鋼材の各部位でマルテンサイト変態時期がどうしても微小にずれてしまい、各部位で同一時期にマルテンサイト変態させることは極めて困難であることが判明した。具体的には、真空浸炭処理での急冷時の時間を微小時間に区切った場合、たとえ、鋼材の横断面観察位置及び縦断面観察位置でのミクロ組織のばらつきを極限まで抑えても、鋼材内において、マルテンサイト変態をしている部分（以下、「マルテンサイト変態部分」ともいう）と、マルテンサイト変態していない部分（以下、「マルテンサイト未変態部分」ともいう）とが混在する微小時間帯がどうしても発生してしまうことが判明した。

真空浸炭処理時における鋼材のミクロ組織変化は次のとおりに発生すると考えられる。
焼入れ時間（急冷時間）を微小時間に区切った場合、初めに、鋼材内部の一部でマルテンサイト変態が開始する。その後、時間の進行と共に、中心部分から表層部分方向へ、マルテンサイト変態が進行する。つまり、マルテンサイト変態は、鋼材の表層からではなく、鋼材の内部から発生する。

真空浸炭処理により、鋼材表層の炭素濃度は鋼材内部の炭素濃度よりも高くなっている。そのため、鋼材表層のＭｓ点は、鋼材内部のＭｓ点よりも低い。さらに、仮に、鋼材内部の各部位でＭｓ点を均一にすることが可能であっても、鋼材の形状に起因して、各部位の冷却速度は完全に同一にはならない。そのため、焼入れ時間を微小時間に区切った場合、鋼材の各部位のうち、鋼材内部の冷却速度が速い部位からマルテンサイト変態が開始する。そのため、ガス浸炭処理の焼入れ時において、マルテンサイト変態部分とマルテンサイト未変態部分とが混在する微小時間帯が必ず発生する。

以上の知見に基づいて、本発明者らは、マルテンサイト変態時期をなるべく同じにして熱処理変形を抑制するのではなく、真空浸炭処理時において、マルテンサイト変態部分とマルテンサイト未変態部分とが混在する微小時間帯が必ず存在することを前提として、熱処理変形の抑制手段を検討した。

焼入れ時において、マルテンサイト未変態部分はマルテンサイト変態部分よりも軟質である。さらに、体心立方格子構造を有するマルテンサイト変態部分は、面心立方格子構造を有するマルテンサイト未変態部分に比べて体積が大きい。そのため、焼入れ時において、鋼材の一部がマルテンサイト変態することにより、マルテンサイト変態部分とマルテンサイト未変態部分が混在する場合、マルテンサイト未変態部分に歪みが生じる。この歪みが、熱処理変形を引き起こすと考えられる。

そこで、本発明者らは、真空浸炭処理時において、マルテンサイト変態部分とマルテンサイト未変態部分とが混在する微小時間帯が存在することを前提とした場合、マルテンサイト変態部分が生成した時点でのマルテンサイト未変態部分の強度を高く保つことができれば、マルテンサイト未変態部分の歪みの発生を抑制でき、その結果、熱処理変形を抑制できると考えた。

そこで、本発明者らは、真空浸炭処理の焼入れ時にマルテンサイト変態部分が生成したときのマルテンサイト未変態部分の強度を高く保持する手段について、さらに検討を行った。上述の化学組成を有する鋼材において、マルテンサイト変態部分が生成する温度域でのマルテンサイト未変態部分の強度を高めるためには、マルテンサイト変態部分が生成する温度域でマルテンサイト未変態部分を強化する元素を適切に含有することが有効である。

上述の化学組成において、マルテンサイト変態部分が生成する温度域でのマルテンサイト未変態部分の強度を高める元素として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏが有効であると本発明者らは考えた。そこで、これらの元素と、ガス浸炭処理の焼入れ時での熱処理変形量との関係について、さらに検討を行った。その結果、上述の化学組成の鋼材においてさらに、次の式（２）を満たすことにより、熱処理変形が顕著に抑制されることが判明した。
１－（０．５Ｃ＋０．０３Ｓｉ＋０．０６Ｍｎ＋０．０１Ｃｒ＋０．０５Ｍｏ）＜０．８００ （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。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。

Ｆ２＝１－（０．５Ｃ＋０．０３Ｓｉ＋０．０６Ｍｎ＋０．０１Ｃｒ＋０．０５Ｍｏ）と定義する。図１は、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、かつ、横断面観察位置及び縦断面観察位置でのミクロ組織のばらつきが上述の要件を満たす鋼材における、Ｆ２値と最大変形量比（％）との関係を示す図である。最大変形量比は熱処理変形の指標である。最大変形量比が大きいほど、鋼材の熱処理変形が大きいことを示す。最大変形量比は、後述する方法により求めた。

図１を参照して、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であり、かつ、横断面観察位置及び縦断面観察位置でのミクロ組織が上述の条件（１）～（６）を満たす鋼材では、Ｆ２の低下に伴い、最大変形量比が低下する。そして、Ｆ２が０．８００未満となった場合、最大変形量比が顕著に低下する。つまり、Ｆ２に対する最大変形量比は、Ｆ２＝０．８００付近で変曲点を有する。したがって、Ｆ２が０．８００未満であれば、浸炭焼入れ時の鋼材の熱処理変形を十分に抑制することができる。

以上のとおり、本発明者らは、上述の化学組成を有する鋼材において、横断面観察位置及び縦断面観察位置のミクロ組織のばらつきを抑えて焼入れ時のマルテンサイト変態の発生タイミングのばらつきをある程度抑えつつ、焼入れ時においてマルテンサイト変態部分とマルテンサイト未変態部分とが混在する微小時間帯がどうしても発生することを前提として、Ｆ２を０．８００未満とすることにより、優れた被削性を有し、真空浸炭処理後に優れた曲げ疲労強度及び優れた面疲労強度を有し、かつ、真空浸炭処理後の熱処理変形を十分に抑制できることを見出した。

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］
鋼材であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１８～０．２５％、
Ｓｉ：０．７０～２．００％、
Ｍｎ：０．７０～１．５０％、
Ｓ：０．００５～０．０５０％、
Ｎ：０．００５０～０．０２００％、
Ａｌ：０．００１～０．１００％、
Ｏ：０．００５０％以下、及び、
Ｐ：０．０３０％以下を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、
前記鋼材の長手方向に垂直な断面であって半径Ｒの円形状である横断面において、
前記横断面の中心位置、及び、前記横断面の中心から径方向にＲ／２の位置であって前記横断面の中心周りに４５°ピッチで配置される８箇所の前記Ｒ／２位置を、９箇所の横断面観察位置と定義したとき、
前記各横断面観察位置でのミクロ組織は、フェライトを含有し、残部はパーライト及び／又はベイナイトからなり、
前記９箇所の横断面観察位置でのフェライトの面積分率の算術平均値は５０～７０％であり、かつ、前記フェライトの面積分率の標準偏差は４．０％以下であり、
前記９箇所の横断面観察位置でのフェライトの平均粒径のうち、最小の平均粒径に対する最大の平均粒径の比が２．００以下であり、
前記鋼材の長手方向に平行な断面であって前記鋼材の中心軸を含む縦断面において、
前記中心軸上にＲ／２ピッチで配置される３箇所の中心軸位置、及び、前記各中心軸位置から前記径方向にＲ／２の位置に配置される６箇所の前記Ｒ／２位置を、９箇所の縦断面観察位置と定義したとき、
前記各縦断面観察位置でのミクロ組織は、フェライトを含有し、残部はパーライト及び／又はベイナイトからなり、
前記９箇所の縦断面観察位置でのフェライトの面積分率の算術平均値は５０～７０％であり、かつ、前記フェライトの面積分率の標準偏差は４．０％以下であり、
前記９箇所の縦断面観察位置でのフェライトの平均粒径のうち、最小の平均粒径に対する最大の平均粒径の比が２．００以下である、
鋼材。
Ｓｉ／Ｍｎ≧１．００ （１）
１－（０．５Ｃ＋０．０３Ｓｉ＋０．０６Ｍｎ＋０．０１Ｃｒ＋０．０５Ｍｏ）＜０．８００ （２）
ここで、式（１）及び式（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。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、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｃｒ：０．６０％以下
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．８０％以下、
Ｖ：０．３０％以下、
Ｍｇ：０．００３５％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、及び、
希土類元素：０．００５０％以下からなる群から選択される１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：０．１８～０．２５％
炭素（Ｃ）は、鋼材の強度を高める。Ｃ含有量が０．１８％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０．２５％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、焼入れ性が過剰に高くなる。この場合、真空浸炭処理後の機械構造用部品の硬さが過剰に高くなる。その結果、機械構造用部品の被削性が顕著に低下する。
したがって、Ｃ含有量は０．１８～０．２５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１９％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２１％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２４％であり、さらに好ましくは０．２３％であり、さらに好ましくは０．２２％である。

Ｓｉ：０．７０～２．００％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材の強度を高める。Ｓｉはさらに、鋼材を機械構造用部品としたときの硬化層の焼戻し軟化抵抗を高める。そのため、機械構造用部品の面疲労強度が高まる。Ｓｉ含有量が０．７０％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２．００％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、焼入れ性が高まりすぎる。そのため、真空浸炭処理後の鋼材の硬さが高くなる。そのため、鋼材の被削性が顕著に低下する。
したがって、Ｓｉ含有量は０．７０～２．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．７１％であり、さらに好ましくは０．７２％であり、さらに好ましくは０．７５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．９０％であり、さらに好ましくは１．７０％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．４７％であり、さらに好ましくは１．４５％である。

Ｍｎ：０．７０～１．５０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼材の焼入れ性を高め、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度を高める。Ｍｎ含有量が０．７０％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、鋼材が硬くなりすぎる。この場合、鋼材の被削性が低下する。
したがって、Ｍｎ含有量は０．７０～１．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．７０％超であり、さらに好ましくは０．７５％であり、さらに好ましくは０．８０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．５０％未満であり、さらに好ましくは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％である。

Ｓ：０．００５～０．０５０％
硫黄（Ｓ）は、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは、鋼材の被削性を高める。Ｓ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、Ｓ含有量が０．０５０％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、ＭｎＳが過剰に形成される。この場合、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度が低下する。
したがって、Ｓ含有量は０．００５～０．０５０％である。Ｓ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％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０５０％未満であり、さらに好ましくは０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。

Ｎ：０．００５０～０．０２００％
窒素（Ｎ）は、Ａｌ及びＮｂと結合して、ＡｌＮ及びＮｂＮを形成する。ＡｌＮ及びＮｂＮは、ピンニング効果により、真空浸炭処理の加熱時における結晶粒の粗大化を抑制する。Ｎ含有量が０．００５０％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、Ｎ含有量が０．０２００％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、製鋼工程において、製造した鋳片又はインゴットの表面に疵が発生しやすくなる。
したがって、Ｎ含有量は０．００５０～０．０２００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．０１００％であり、さらに好ましくは０．０１２０％であり、さらに好ましくは０．０１３０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２００％未満であり、さらに好ましくは０．０１９０％であり、さらに好ましくは０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％である。

Ａｌ：０．００１～０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは、ピンニング効果により、真空浸炭処理の加熱時における結晶粒の粗大化を抑制する。Ａｌ含有量が０．００１％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Ａｌ酸化物の形成が促進される。粗大なＡｌ酸化物は、機械構造用部品の曲げ疲労強度を低下させる。
したがって、Ａｌ含有量は０．００１～０．１００％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０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２７％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０９０％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０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。

Ｏ（酸素）：０．００５０％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは鋼材中の他の元素と結合して粗大な酸化物系介在物を形成する。粗大な酸化物系介在物は、機械構造用部品の曲げ疲労強度を低下する。Ｏ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、機械構造用部品の曲げ疲労強度が顕著に低下する。
したがって、Ｏ含有量は０．００５０％以下である。Ｏ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％であり、さらに好ましくは０．００１５％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％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。

Ｐ：０．０３０％以下
リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは粒界に偏析して粒界強度を低下する。Ｐ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、Ｐが粒界に過剰に偏析して粒界強度を低下させ、その結果、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度が低下する。
したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ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％であり、さらに好ましくは０．０１５％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％超であり、さらに好ましくは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。

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。ここでいう不純物は、Ｂ、Ｐｂ、Ｗ、Ｓｂ、Ｂｉ、Ｃｏ、Ｔａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｚｒ、Ｔｅ、Ｓｅ、及びＺｎ等である。Ｏ及びＰ以外の不純物の合計含有量は０．０１％以下である。なお、上記不純物のうち、Ｂ含有量は０．０００３％以下である。

［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、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｃｒ：０．６０％以下、
Ｔｉ：０．０２０％以下、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．８０％以下、
Ｖ：０．３０％以下、
Ｍｇ：０．００３５％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、及び、
希土類元素：０．００５０％以下からなる群から選択される１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、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度を高める。

Ｍｏ：０．５０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼材の焼入れ性を高め、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度を高める。Ｍｏ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、Ｍｏ含有量が０．５０％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、鋼材が硬くなりすぎる。この場合、鋼材の被削性が低下する。
したがって、Ｍｏ含有量は０～０．５０％であり、含有される場合、０．５０％以下（つまり、０超～０．５０％）である。
Ｍｏ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０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．５０％未満であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。

Ｎｂ：０．０５０％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Ｃ及び／又はＮと結合してＮｂ析出物（ＮｂＣ、ＮｂＮ、Ｎｂ（ＣＮ）等）を形成する。Ｎｂ析出物は、ＡｌＮと同様に、ピンニング効果により、ガス浸炭処理での結晶粒の粗大化を抑制する。そのため、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度が高まる。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０．０５０％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、Ｎｂ析出物が粗大化する。この場合、ガス浸炭処理での結晶粒の粗大化を十分に抑制できない。そのため、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度が低下する。
したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０５０％であり、含有される場合、０．０５０％以下（つまり、０超～０．０５０％）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０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０５０％未満であり、さらに好ましくは０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％である。

Ｃｒ：０．６０％以下
クロム（Ｃｒ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｒは、鋼材の焼入れ性を高め、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度を高める。Ｃｒ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、Ｃｒ含有量が０．６０％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、真空浸炭処理時に機械構造用部品の表層において、過剰浸炭が起こりやすくなる。この場合、粗大なセメンタイトが粒界に生成する。そのため、機械構造用部品の曲げ疲労強度が低下する。
したがって、Ｃｒ含有量は０～０．６０％であり、含有される場合、０．６０％以下（つまり、０超～０．６０％）である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．６０％未満であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。

Ｔｉ：０．０２０％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、Ｔｉ析出物（ＴｉＣ、ＴｉＮ、Ｔｉ（ＣＮ）等）を形成する。Ｔｉ析出物は、ピンニング効果により、ガス浸炭処理での結晶粒の粗大化を抑制する。そのため、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度が高まる。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０．０２０％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、Ｔｉ析出物が粗大化する。この場合、ガス浸炭処理での結晶粒の粗大化を十分に抑制できない。そのため、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度が低下する。
したがって、Ｔｉ含有量は０～０．０２０％であり、含有される場合、０．０２０％以下（つまり、０超～０．０２０％）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０．０１９％であり、さらに好ましくは０．０１７％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。

Ｃｕ：０．５０％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、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度を高める。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０．５０％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、鋼材が硬くなりすぎる。この場合、鋼材の被削性が低下する。
したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％であり、含有される場合、０．５０％以下（つまり、０超～０．５０％）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０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。

Ｎｉ：０．８０％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、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度を高める。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０．８０％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、鋼材が硬くなりすぎる。この場合、鋼材の被削性が低下する。
したがって、Ｎｉ含有量は０～０．８０％であり、含有される場合、０．８０％以下（つまり、０超～０．８０％）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０．０５％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０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。

Ｖ：０．３０％以下
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＶはＮｂと同様に、Ｖ析出物（ＶＣ、ＶＮ、Ｖ（ＣＮ）等）を形成する。Ｖ析出物は、ピンニング効果により、ガス浸炭処理での結晶粒の粗大化を抑制する。そのため、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度が高まる。Ｖ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、Ｖ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、鋼材が硬くなりすぎる。この場合、鋼材の被削性が低下する。
したがって、Ｖ含有量は０～０．３０％であり、含有される場合、０．３０％以下（つまり、０超～０．３０％）である。
Ｖ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０．０４％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。

Ｍｇ：０．００３５％以下
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＭｇはＡｌと同様に、鋼を脱酸する。この場合、粗大な酸化物の生成が抑制される。そのため、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度が高まる。Ｍｇ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、Ｍｇ含有量が０．００３５％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、鋼材中に粗大なＭｇ酸化物の形成が促進される。この場合、熱間加工時の限界加工率が低下する。
したがって、Ｍｇ含有量は０～０．００３５％であり、含有される場合、０．００３５％以下（つまり、０超～０．００３５％）である。
Ｍｇ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％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２８％であり、さらに好ましくは０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。

Ｃａ：０．００３０％以下
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは鋼材中の硫化物を微細化する。Ｃａはさらに、鋼材中の硫化物の球状化を促進する。そのため、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度が高まる。Ｃａ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、Ｃａ含有量が０．００３０％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、鋼材中に粗大なＣａ酸化物が生成する。この場合、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度が低下する。
したがって、Ｃａ含有量は０～０．００３０％であり、含有される場合、０．００３０％以下（つまり、０超～０．００３０％）である。
Ｃａ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％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００７％であり、さらに好ましくは０．００１０％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０．００２２％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。

希土類元素（ＲＥＭ）：０．００５０％以下
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは、鋼材中の硫化物に固溶して、ＭｎＳが延伸するのを抑制する。その結果、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度が高まる。ＲＥＭ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、ＲＥＭ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、粗大な酸化物が生成する。この場合、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度が低下する。
したがって、ＲＥＭ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。
ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。

本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１元素以上の元素である。本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これらの元素の合計含有量である。

［式（１）について］
本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、各元素含有量が本実施形態の範囲内であることを前提として、式（１）を満たす。
Ｓｉ／Ｍｎ≧１．００ （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％）が代入される。

Ｆ１＝Ｓｉ／Ｍｎと定義する。Ｓｉ及びＭｎは、脱酸の過程でＭｎＯ－ＳｉＯ_２を生成する。ＭｎＯ－ＳｉＯ_２は、融点が１２５０℃程度である。そのため、凝固前の溶湯中では液体であるが、凝固後の鋼片中では固体となり、ガラス化した軟質の介在物となる。

この介在物は、熱間加工（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、機械構造用部品の曲げ疲労強度が向上する。微細なＭｎＯ－ＳｉＯ_２を得るためには、ＳｉのＭｎに対する比率を適正に制御する必要がある。この指標がＦ１である。

Ｆ１が増加するほど、本実施形態の鋼材を素材として製造される機械構造用部品の曲げ疲労強度が高まる。そして、Ｆ１が１．００以上の場合、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２０１６）に規定されているＳＣＭ４２０Ｈよりも曲げ疲労強度が高まる。したがって、Ｆ１が式（１）を満たす場合、つまり、Ｆ１が１．００以上の場合、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、Ｆ２が式（２）を満たすことを前提として、本実施形態の鋼材を用いて製造された機械構造用部品の曲げ疲労強度が十分に高まる。

Ｆ１の好ましい下限は１．０５であり、さらに好ましくは１．０７であり、さらに好ましくは１．１０である。Ｆ１の上限は特に制限されない。しかしながら、本実施形態の化学組成の各元素含有量を考慮すれば、Ｆ１の好ましい上限は２．１０であり、さらに好ましくは２．００であり、さらに好ましくは１．７０である。

［鋼材のミクロ組織について］
本実施形態の鋼材のミクロ組織はフェライトを含有し、残部はパーライト及び／又はベイナイトであり、フェライトの面積分率は５０～７０％である。

フェライトの面積分率が５０％未満であれば、鋼材中において、パーライト及び／又はベイナイトの面積分率が高すぎる。この場合、鋼材の硬さが過剰に高まる。その結果、鋼材の被削性が低下する。
一方、フェライトの面積分率が７０％を超えれば、ガス浸炭処理時に結晶粒径がばらつきやすくなる。そのため、ガス浸炭処理時に熱処理変形が過剰に発生する。

フェライトの面積分率が５０～７０％であり、ミクロ組織中のフェライト以外の残部がパーライト及び／又はベイナイトである場合、鋼材の被削性が十分に高まる。さらに、ガス浸炭処理時の熱処理変形を抑えることができる。

本実施形態の鋼材では、各横断面観察位置、及び、各縦断面観察位置におけるミクロ組織が、面積分率で５０～７０％のフェライトを含有し、残部がパーライト及び／又はベイナイトからなる。

各観察位置におけるフェライトの面積分率の好ましい下限は５２％であり、さらに好ましくは５５％であり、さらに好ましくは５７％である。各観察位置におけるフェライトの面積分率の好ましい上限は６８％であり、さらに好ましくは６５％であり、さらに好ましくは６３％である。

［鋼材の横断面でのミクロ組織のばらつきについて］
本実施形態の鋼材ではさらに、鋼材の長手方向に垂直な断面である横断面において、ミクロ組織のばらつきが十分に抑制されている。以下、この点について説明する。

図２は、本実施形態の鋼材の長手方向に垂直な断面である横断面の模式図である。図２を参照して、鋼材の横断面ＣＳは半径Ｒの円形状である。この横断面ＣＳにおいて、横断面ＣＳの中心位置Ｃ１、及び、横断面ＣＳの中心位置Ｃ１から径方向にＲ／２の位置であって横断面ＣＳの中心周りに４５°ピッチで配置される８箇所のＲ／２位置Ｃ２～Ｃ９を、９箇所の「横断面観察位置」Ｃ１～Ｃ９と定義する。

横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９でのミクロ組織は、以下の（Ａ）及び（Ｂ）を満足する。
（Ａ）横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９でのフェライトの面積分率の算術平均値は５０～７０％であり、かつ、フェライトの面積分率の標準偏差は４．０％以下である。
（Ｂ）横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９でのフェライトの平均粒径のうち、最小の平均粒径に対する最大の平均粒径の比は２．００以下である。
以下、（Ａ）及び（Ｂ）について詳述する。

［（Ａ）について］
上記（Ａ）のとおり、本実施形態の鋼材では、横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９でのフェライトの面積分率の算術平均値が５０～７０％であり、かつ、フェライトの面積分率の標準偏差が４．０％以下である。

フェライト面積分率の標準偏差が４．０％以下であるため、各横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９でのミクロ組織の相分率のばらつきは十分に抑制されている。そのため、ガス浸炭処理時において、各横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９でのマルテンサイト変態の発生タイミングのばらつきを抑制することができる。

横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９におけるフェライトの面積分率の標準偏差が４．０％を超えれば、各横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９での相分率のばらつきが大きい。この場合、ガス浸炭処理時の熱処理変形を十分に抑制できない。
したがって、横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９でのフェライトの面積分率の標準偏差は４．０％以下である。
フェライトの面積分率の標準偏差の好ましい上限は３．８％であり、さらに好ましくは３．５％であり、さらに好ましくは３．０％である。フェライトの面積分率の標準偏差の下限は特に限定されない。フェライトの面積分率の標準偏差の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは１．５％である。

［（Ｂ）について］
横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９でのフェライトの平均粒径のうち、最小の平均粒径に対する最大の平均粒径の比を「フェライト平均粒径比」と称する。横断面におけるフェライト平均粒径比は次の式で定義される。
フェライト平均粒径比＝（Ｃ１～Ｃ９でのフェライト平均粒径の最大値）／（Ｃ１～Ｃ９でのフェライト平均粒径の最小値）

本実施形態の鋼材では、横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９でのフェライト平均粒径比は２．００以下である。この場合、各横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９でのフェライトの平均粒径のばらつきが十分に抑制されている。つまり、各位置でのフェライト粒が揃っている。そのため、浸炭処理時におけるマルテンサイト変態の発生のばらつきを十分に抑制できる。そのため、浸炭処理時の鋼材の熱処理変形を抑制することができる。

フェライト平均粒径比が２．００を超える場合、各横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９でのフェライト粒がばらついている。この場合、ガス浸炭処理時の鋼材の熱処理変形を十分に抑制できない。したがって、フェライト平均粒径比は２．００以下である。

フェライト平均粒径比の好ましい上限は１．９５であり、さらに好ましくは１．９０であり、さらに好ましくは１．８０である。フェライト平均粒径比の下限は特に限定されない。フェライト平均粒径比の好ましい下限は１．１０であり、さらに好ましくは１．２０であり、さらに好ましくは１．３０であり、さらに好ましくは１．４０である。

［鋼材中の縦断面でのミクロ組織のばらつきについて］
本実施形態の鋼材ではさらに、上述の横断面だけでなく、鋼材の長手方向と平行であって鋼材の中心軸を含む断面である縦断面においても、ミクロ組織のばらつきが十分に抑制されている。本実施形態の鋼材では、横断面だけでなく縦断面のミクロ組織のばらつきも十分に抑制されているため、３次元的に発生する熱処理変形を十分に抑制することができる。以下、縦断面でのミクロ組織のばらつき抑制について説明する。

図３は、本実施形態の鋼材の長手方向に平行であって、中心軸を含む断面である縦断面の模式図である。図３を参照して、鋼材の縦断面ＬＳにおいて、鋼材の中心軸ＣＬ１上にＲ／２ピッチで配置される３箇所の中心軸位置Ｌ１～Ｌ３、及び、各中心軸位置から径方向にＲ／２の位置に配置される６箇所のＲ／２位置Ｌ４～Ｌ９を、９箇所の「縦断面観察位置」Ｌ１～Ｌ９と定義する。

上述の合計９箇所の縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのミクロ組織では、以下の（Ｃ）及び（Ｄ）を満足する。
（Ｃ）縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライトの面積分率の算術平均値は５０～７０％であり、かつ、フェライトの面積分率の標準偏差は４．０％以下である。
（Ｄ）縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライトの平均粒径のうち、最小の平均粒径に対する最大の平均粒径の比（フェライト平均粒径比）は２．００以下である。
以下、（Ｃ）及び（Ｄ）について詳述する。

［（Ｃ）について］
上記（Ｃ）のとおり、本実施形態の鋼材では、縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライトの面積分率の算術平均値が５０～７０％であり、かつ、フェライトの面積分率の標準偏差が４．０％以下である。

フェライトの面積分率の標準偏差が４．０％以下であるため、各縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのミクロ組織の相分率のばらつきが十分に抑制されている。そのため、ガス浸炭処理時において、各縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのマルテンサイト変態の発生タイミングのばらつきを抑制することができる。

縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９におけるフェライトの面積分率の標準偏差が４．０％を超えれば、各縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９での相分率のばらつきが大きい。この場合、ガス浸炭処理時の熱処理変形を十分に抑制できない。
したがって、縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライトの面積分率の標準偏差は４．０％以下である。
フェライトの面積分率の標準偏差の好ましい上限は３．８％であり、さらに好ましくは３．５％であり、さらに好ましくは３．０％である。フェライトの面積分率の標準偏差の下限は特に限定されない。フェライトの面積分率の標準偏差の好ましい下限は０．１％であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは１．５％である。

［（Ｄ）について］
縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライトの平均粒径のうち、最小の平均粒径に対する最大の平均粒径の比を「フェライト平均粒径比」と称する。縦断面におけるフェライト平均粒径比は次の式で定義される。
フェライト平均粒径比＝（Ｌ１～Ｌ９でのフェライト平均粒径の最大値）／（Ｌ１～Ｌ９でのフェライト平均粒径の最小値）

本実施形態の鋼材では、縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライト平均粒径比は２．００以下である。この場合、各縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライトの平均粒径のばらつきが十分に抑制されている。つまり、各位置のフェライト粒が揃っている。そのため、浸炭処理時におけるマルテンサイト変態の発生のばらつきを十分に抑制できる。そのため、浸炭処理時の鋼材の熱処理変形を抑制することができる。

フェライト平均粒径比が２．００を超える場合、各縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライト粒がばらついている。この場合、ガス浸炭処理時の鋼材の熱処理変形を十分に抑制できない。したがって、９箇所の縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライト平均粒径比は２．００以下である。

フェライト平均粒径比の好ましい上限は１．９５であり、さらに好ましくは１．９０であり、さらに好ましくは１．８０である。フェライト平均粒径比の下限は特に限定されない。フェライト平均粒径比の好ましい下限は１．１０であり、さらに好ましくは１．２０であり、さらに好ましくは１．３０であり、さらに好ましくは１．４０である。

［各観察位置でのミクロ組織の観察方法、フェライトの面積分率及びフェライト平均粒径比の測定方法］
本実施形態の鋼材の横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９、及び、縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのミクロ組織の観察方法、フェライトの面積分率及びフェライト平均粒径比の測定方法は以下のとおりである。

［横断面ＣＳのミクロ組織の観察方法］
横断面ＣＳのミクロ組織の観察方法は以下のとおりである。鋼材から、各横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９を含むサンプルを採取する。サンプルの表面のうち、横断面ＣＳに相当する表面を観察面とする。観察面において、横断面観察位置を含む観察視野を０．５ｍｍ×１．０ｍｍとする。

サンプルの観察面を研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）を用いて観察面をエッチングする。エッチングされた観察面の観察視野（０．５ｍｍ×１．０ｍｍ）を、１００倍の光学顕微鏡にて観察する。

観察視野において、フェライト、パーライト及びベイナイト等の各相は、相ごとにコントラストが異なる。具体的には、観察視野において、フェライトは白く、ベイナイト及びパーライトはフェライトよりも黒く観察される。したがって、フェライトは、他の相（パーライト及びベイナイト）と容易に区別できる。コントラストに基づいて、フェライトを特定する。

［（Ａ）について］
各観察視野（各横断面観察位置）でのフェライトの面積（μｍ^２）を求める。フェライトの面積と、観察視野の面積とを用いて、各観察視野（各横断面観察位置）でのフェライトの面積分率（％）を求める。

［フェライト面積分率の算術平均値の求め方］
９個の観察視野（横断面観察位置）でのフェライト面積分率（％）の算術平均値を、９箇所の横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９でのフェライト面積分率の算術平均値（％）と定義する。

［フェライトの面積分率の標準偏差の求め方］
９個の観察視野（横断面観察位置）でのフェライト面積分率（％）から、９箇所の横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９でのフェライト面積分率の標準偏差（％）を算出する。ここでいう標準偏差は、標本標準偏差である。

［（Ｂ）について］
上述の各観察視野（各横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９）で観察された各フェライト粒の面積（μｍ^２）を測定する。各フェライト粒の面積の算術平均値を求める。得られた面積の算術平均値の円相当径を、各横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９でのフェライトの平均粒径（μｍ）と定義する。ここで、円相当径とは、フェライト粒の面積の算術平均値と同一の面積の円における直径（μｍ）を意味する。

９箇所の横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９のフェライトの平均粒径を求める。そして、これらのフェライトの平均粒径のうち、フェライトの最大の平均粒径（μｍ）及び最小の平均粒径（μｍ）を特定する。特定された最小の平均粒径に対する最大の平均粒径の比（フェライト平均粒径比）を求める。

［縦断面ＬＳのミクロ組織の観察方法］
縦断面ＬＳのミクロ組織の観察方法は以下のとおりである。鋼材から、各縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９を含むサンプルを採取する。サンプルの表面のうち、縦断面ＬＳに相当する表面を観察面とする。観察面において、縦断面観察位置を含む観察視野を０．５ｍｍ×１．０ｍｍとする。より具体的には、観察視野の０．５ｍｍ長さを鋼材の径方向とし、１．０ｍｍを鋼材の長手方向とする。

サンプルの観察面を研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）を用いて観察面をエッチングする。エッチングされた観察面の観察視野（０．５ｍｍ×１．０ｍｍ）を、１００倍の光学顕微鏡にて観察する。横断面ＣＳのミクロ組織観察と同じ方法で、観察視野中の各相を特定する。

［（Ｃ）について］
上述の方法で特定された相のうち、各観察視野（各縦断面観察位置）でのフェライトの面積（μｍ^２）を求める。フェライトの面積と、観察視野の面積とを用いて、各観察視野（各縦断面観察位置）でのフェライトの面積分率（％）を求める。

［フェライトの面積分率の算術平均値の求め方］
９個の観察視野（縦断面観察位置）でのフェライト面積分率（％）の算術平均値を、９箇所の縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライト面積分率の算術平均値（％）と定義する。

［フェライトの面積分率の標準偏差の求め方］
９個の観察視野（縦断面観察位置）でのフェライト面積分率（％）から、９箇所の縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライト面積分率の標準偏差（％）を算出する。

［（Ｄ）について］
上述の各観察視野（各縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９）で観察された各フェライト粒の面積（μｍ^２）を測定する。各フェライト粒の面積の算術平均値を求める。得られた面積の算術平均値の円相当径を、各縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライトの平均粒径（μｍ）と定義する。

９箇所の縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９のフェライトの平均粒径を求める。そして、これらのフェライトの平均粒径のうち、フェライトの最大の平均粒径（μｍ）及び最小の平均粒径（μｍ）を特定する。特定された最小の平均粒径に対する最大の平均粒径の比（フェライト平均粒径比）を求める。

［式（２）について］
本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、次の式（２）を満たす。
１－（０．５Ｃ＋０．０３Ｓｉ＋０．０６Ｍｎ＋０．０１Ｃｒ＋０．０５Ｍｏ）＜０．８００ （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。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。

本実施形態の鋼材では、横断面ＣＳだけでなく、縦断面ＬＳのミクロ組織も均一にする。しかしながら、横断面ＣＳでの横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９のミクロ組織が（Ａ）及び（Ｂ）を満たし、かつ、縦断面ＬＳでの縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９のミクロ組織が（Ｃ）及び（Ｄ）を満たすことにより、ミクロ組織を均一にしても、上述のとおり、真空浸炭処理の焼入れ時において、マルテンサイト変態部分とマルテンサイト未変態部分とが混在する微小時間帯が必ず発生する。この微小時間帯でマルテンサイト未変態部分での熱処理歪み量が多ければ、熱処理変形が発生してしまう。そこで、本実施形態の鋼材ではさらに、式（２）を満たす。

Ｆ２＝１－（０．５Ｃ＋０．０３Ｓｉ＋０．０６Ｍｎ＋０．０１Ｃｒ＋０．０５Ｍｏ）と定義する。Ｆ２は、鋼材に対してガス浸炭処理での鋼材の熱処理変形量に関する指標である。上述の化学組成中の元素のうち、Ｆ２に含まれるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏは特に、焼入れ時のマルテンサイト変態部分とマルテンサイト未変態部分とが混在する微小時間帯において、マルテンサイト未変態部分の強度を高める。

図１を参照して、Ｆ２の低下に伴い、最大変形量比が低下し、熱処理変形量が低下する。そして、Ｆ２が０．８００未満となった場合、最大変形量比が顕著に低下する。つまり、Ｆ２に対する最大変形量比は、Ｆ２＝０．８００付近で変曲点を有する。

したがって、各元素含有量が本実施形態の範囲内であることを前提として、さらに、Ｆ２が式（２）を満たす場合、つまり、Ｆ２が０．８００未満の場合、ガス浸炭処理時での鋼材の熱処理変形を十分に抑制することができる。

Ｆ２の好ましい上限は０．７９９であり、さらに好ましくは０．７９７であり、さらに好ましくは０．７９５である。Ｆ２の下限は特に制限されない。しかしながら、本実施形態の化学組成の各元素含有量の上限を考慮すれば、Ｆ２の好ましい下限は０．７６５であり、さらに好ましくは０．７７０であり、さらに好ましくは０．７７５である。Ｆ２の数値は、小数第４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、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、Ｆ１及びＦ２が式（１）及び式（２）を満たし、横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９及び縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのミクロ組織が、本実施形態の範囲内である。そのため、本実施形態の鋼材に対して熱間加工を実施した後の被削性が優れる。さらに、本実施形態の鋼材に対して真空浸炭処理を実施した場合、機械構造用部品は、優れた曲げ疲労強度及び面疲労強度を有し、熱処理変形を十分に抑制することができる。

［鋼材のミクロ組織について］
本実施形態の鋼材は、いわゆる圧延まま材（アズロール材）である。したがって、本実施形態の鋼材では、縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９の上記観察視野において、いわゆるバンド組織が観察される。ここで、バンド組織とは、周知のミクロ組織であり、図４に示すとおり、鋼材の長手方向に延びるフェライト（フェライトバンド）Ｆと、鋼材の長手方向に延びる非フェライト（非フェライトバンド）ＮＦとが、径方向に交互に積層された組織をいう。非フェライトは、パーライト及び／又はベイナイトである。

［鋼材の用途］
本実施形態の鋼材は、上述のとおり、機械構造用部品の素材に適する。本実施形態の鋼材は特に、自動車用途、建設機械、産業機械等の歯車又はシャフト等の用途に適する。

［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、次の工程を含む。
（工程１）素材を準備する工程（素材準備工程）
（工程２）素材を熱間加工して鋼材を製造する工程（熱間加工工程）
以下、各工程について説明する。

［（工程１）素材準備工程］
素材準備工程では、本実施形態の鋼材の素材を準備する。具体的には、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、Ｆ１が式（１）を満たし、Ｆ２が式（２）を満たす溶鋼を製造する。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、溶鋼中の合金元素の含有量を調整して、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆ１が式（１）を満たし、Ｆ２が式（２）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してもよい。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。連続鋳造法を用いる場合、凝固途中の鋳片に対して圧下を加えてもよい。

［（工程２）熱間加工工程］
熱間加工工程では、素材準備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、本実施形態の鋼材を製造する。鋼材の形状は特に限定されないが、たとえば、棒鋼又は線材である。以下の説明では、一例として鋼材が棒鋼である場合について説明する。しかしながら、鋼材が棒鋼以外の他の形状であっても同様の熱間加工工程で製造可能である。

熱間加工工程は、次の工程を含む。
（工程２１）分塊圧延工程
加熱温度 ：１２５０～１３００℃
保持時間 ：１０時間以上
（工程２２）仕上げ圧延工程
加熱温度 ：１１５０～１２００℃
保持時間 ：１．５～３．０時間
仕上げ温度 ：９５０～１０００℃
（工程２３）温度保持工程
９００～８００℃での平均冷却速度：０．０５℃／秒以下
（工程２４）冷却工程
８００～３００℃での平均冷却速度：０．１０～１．００℃／秒
以下、各工程について説明する。

［（工程２１）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。

分塊圧延工程での条件は次のとおりである。
加熱温度：１２５０～１３００℃
保持時間：１０時間以上
分塊圧延工程での加熱炉での加熱温度は、１２５０～１３００℃である。加熱温度（１２５０～１３００℃）での保持時間は、１０時間以上である。分塊圧延工程での加熱炉での加熱温度が１２５０～１３００℃であり、さらに、加熱温度（１２５０～１３００℃）での保持時間が１０時間以上であれば、他の製造条件を満たすことを前提として、素材準備工程中に生じた素材中の凝固偏析を十分に緩和することができる。そのため、各横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９及び各縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライトの面積分率の標準偏差が４．０％以下となる。加熱温度での保持時間の上限は特に限定されない。しかしながら、製造コストを考慮すれば、加熱温度での保持時間の好ましい上限は３０時間である。

なお、分塊圧延工程により製造されたビレットは、仕上げ圧延工程前に、常温まで放冷（空冷）される。

なお、分塊圧延工程における減面率は３０％以上である。ここで、減面率（％）は以下の式で定義される。
減面率（％）＝（１－分塊圧延後の鋼材の横断面（長手方向に垂直な断面）の面積／分塊圧延前の素材の横断面（長手方向に垂直な断面）の面積）×１００

分塊圧延工程での減面率が３０％以上であれば、他の製造条件を満たすことを前提として、各横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９及び各縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライトの面積分率の標準偏差が４．０％以下となる。

［（工程２２）仕上げ圧延工程］
仕上げ圧延工程では、初めに、常温まで冷却されたビレットを、加熱炉を用いて加熱する。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、鋼材である棒鋼を製造する。

仕上げ圧延工程での条件は次のとおりである。
加熱温度 ：１１５０～１２００℃
保持時間 ：１．５～３．０時間
仕上げ温度：９５０～１０００℃

［加熱温度及び保持時間］
仕上げ圧延工程での加熱炉での加熱温度は、１１５０～１２００℃である。加熱温度（１１５０～１２００℃）での保持時間は、１．５～３．０時間である。仕上げ圧延工程での加熱炉の加熱温度が１１５０～１２００℃であり、加熱温度（１１５０～１２００℃）での保持時間が１．５～３．０時間であれば、他の製造条件を満たすことを前提として、鋼材（棒鋼）内の温度のばらつきを十分に抑制できる。そのため、横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９及び縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライト平均粒径比が２．００以下となる。

［仕上げ温度］
仕上げ圧延工程では、一列に配列された複数の圧延スタンドを備える連続圧延機により熱間圧延（仕上げ圧延）を実施する。連続圧延機を用いた熱間圧延において、最後に鋼材を圧下したスタンドの出側での鋼材温度を、仕上げ温度（℃）と定義する。なお、鋼材温度とは、鋼材の表面温度を意味する。

仕上げ温度は９５０～１０００℃である。仕上げ温度が９５０～１０００℃であれば、他の製造条件を満たすことを前提として、鋼材（棒鋼）におけるオーステナイト粒径のばらつきが十分に抑制される。そのため、後述する温度保持工程及び冷却工程でオーステナイトからフェライトに変態する時に、フェライトの平均粒径のばらつきが十分に抑制される。そのため、横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９及び縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライト平均粒径比が２．００以下となる。

［（工程２３）温度保持工程］
温度保持工程では、仕上げ圧延工程後であって、冷却工程の前に、鋼材の温度を保持する。温度保持工程での条件は次のとおりである。
鋼材温度が９００～８００℃での平均冷却速度：０．０５℃／秒以下
仕上げ圧延工程後、鋼材温度が９００～８００℃での平均冷却速度を０．０５℃／秒以下に抑制する。例えば、仕上げ圧延工程後であって、鋼材温度が９００～８００℃である鋼材に対して、徐冷カバー、保温カバー、又は、温度保持炉を用いて、平均冷却速度を０．０５℃／秒以下に抑える。

鋼材温度が９００～８００℃での平均冷却速度が０．０５℃／秒以下であれば、他の製造条件を満たすことを前提として、鋼材の軸方向（長手方向）の温度ばらつきを抑制できる。そのため、鋼材の軸方向のフェライト変態タイミングのばらつきを抑制できる。そのため、特に、鋼材の軸方向（縦断面）でのフェライト粒の成長ばらつきを抑えることができる。具体的には、次のメカニズムが作用する。

仕上げ圧延工程後の鋼材では、鋼材温度の低下に伴って、オーステナイトは徐々にフェライトに変態する。鋼材温度が９００～８００℃の範囲において、鋼材の軸方向で温度ばらつきがあれば、仕上げ圧延工程後、比較的早い段階で生成したフェライトと、比較的遅い段階で生成したフェライトとが混在してしまう。この場合、早い段階で生成したフェライト粒は、遅い段階で変態したフェライト粒よりも粗大になりやすい。その結果、特に、鋼材の軸方向（縦断面）でフェライト粒のばらつき大きくなる。

鋼材温度が９００～８００℃での平均冷却速度が速ければ、鋼材の軸方向（縦断面）での温度ばらつきが大きくなる。そのため、縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライト平均粒径比が大きくなってしまう。

そこで、本実施形態では、鋼材温度が９００～８００℃での平均冷却速度を０．０５℃／秒以下に抑える。この場合、鋼材の軸方向（縦断面）での温度ばらつきを抑制することができる。そのため、鋼材の縦断面でのフェライトの生成（変態）タイミングのずれが抑制される。その結果、他の製造条件を満たすことを条件として、縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライト平均粒径比を２．００以下にすることができる。

［（工程２４）冷却工程］
冷却工程では、温度保持工程後の鋼材温度を冷却する。冷却工程での条件は次のとおりである。
鋼材温度が８００～３００℃での平均冷却速度：０．１０～１．００℃／秒
鋼材温度が８００～３００℃の鋼材に対して、０．１０～１．００℃／秒の平均冷却速度で冷却する。鋼材温度が８００～３００℃での平均冷却速度を０．１０～１．００℃／秒とすれば、他の製造条件を満たすことを前提として、横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９及び縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライトの面積分率の算術平均値が５０～７０％となる。

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。なお、上述のとおり、本実施形態の鋼材は圧延まま材である。

本実施形態の鋼材は、真空浸炭処理を実施して製造される機械構造用部品の素材に適する。ただし、本実施形態の鋼材は、真空浸炭処理以外の他の表面硬化熱処理を実施して、機械構造用部品に製造されてもよい。他の表面硬化熱処理とはたとえば、焼入れ及び焼戻し、高周波焼入れ焼戻し、浸窒処理（浸窒焼入れ及び焼戻し）等である。

［機械構造用部品について］
機械構造用部品はたとえば、自動車及び建設車両等に用いられる。機械構造用部品はたとえば、ステアリング機構に用いられる歯車や、シャフト等である。

本実施形態の鋼材を素材とする機械構造用部品は、周知の製造方法で製造される。たとえば、次の方法により、機械構造用部品が製造される。

機械構造用部品の製造方法の一例は、次の工程を含む。
・熱間加工工程
・切削加工工程
・熱処理工程
以下、各工程を説明する。

［熱間加工工程］
熱間加工工程では、本実施形態の鋼材に対して熱間加工を実施する。熱間加工はたとえば、周知の熱間鍛造である。熱間加工工程での加熱温度はたとえば、１０００～１３００℃である。熱間加工後の鋼材は放冷（空冷）される。放冷後の鋼材に対して、必要に応じて、焼鈍処理を実施してもよい。

［切削加工工程］
熱間加工工程後の鋼材に対して、切削加工工程を実施して、所定形状の中間品を製造する。この切削加工工程時において、鋼材の高い被削性が求められる。切削加工工程では、周知の切削加工を実施する。切削加工により、熱間加工工程だけでは困難な、精密形状の機械構造用部品を製造できる。

［熱処理工程］
切削加工後の中間品に対して、熱処理を実施する。ここで、「熱処理」とは、周知の真空浸炭処理と、周知の焼戻し工程とを含む。なお、上述のとおり、真空浸炭処理は、真空浸炭窒化処理も含む。

真空浸炭処理工程は、真空浸炭工程及び焼入れ工程を含む。真空浸炭処理において、周知の条件を適宜調整して、機械構造用部品の表面硬さ、芯部硬さ、表面炭素濃度を適宜調整できることは、当業者に周知の技術事項である。
以下、熱処理工程の一例として、周知の真空浸炭処理を説明する。なお、周知の真空浸炭窒化処理も、真空浸炭処理と同様の工程で実施されることは当業者に周知である。

［真空浸炭焼入れ処理］
真空浸炭焼入れ処理は、真空浸炭工程と、焼入れ工程とを含む。以下、真空浸炭工程、焼入れ工程について説明する。

［真空浸炭工程］
図５は、真空浸炭工程Ｓ１０及び焼入れ工程Ｓ２０でのヒートパターンの一例を示す図である。図５の縦軸は真空浸炭処理時における処理温度（℃）であり、横軸は時間（分）である。図５を参照して、真空浸炭工程Ｓ１０は、加熱工程Ｓ０と、均熱工程Ｓ１と、浸炭工程Ｓ２と、拡散工程Ｓ３とを含む。

加熱工程Ｓ０では、炉内に装入された中間品を浸炭温度Ｔｃまで加熱する。この時、炉内の圧力を１０Ｐａ以下とする。加熱工程Ｓ０での浸炭温度Ｔｃは、たとえば９００～１１００℃である。

均熱工程Ｓ１では、浸炭温度Ｔｃで中間品を所定時間（保持時間ｔ１）保持して、均熱処理を実施する。均熱工程Ｓ１における浸炭温度Ｔｃでの保持時間ｔ１は、たとえば５～１２０分である。均熱工程Ｓ１における炉内の圧力は１０Ｐａ以下であってもよく、又は、窒素ガスの導入と真空ポンプによる真空排気を同時に行い、１０００Ｐａ以下の窒素ガス雰囲気としてもよい。

浸炭工程Ｓ２では、浸炭温度Ｔｃで中間品を所定時間（保持時間ｔ２）保持する。浸炭工程Ｓ２における浸炭温度Ｔｃでの保持時間ｔ２は、適宜調整すればよい。浸炭温度Ｔｃでの保持時間ｔ２はたとえば２０～６０分である。

浸炭工程Ｓ２における浸炭ガスは、周知の浸炭ガスを用いる。浸炭ガスはたとえば、アセチレン、プロパン又はエチレン等の炭化水素ガスである。

浸炭工程Ｓ２における浸炭ガス圧は、浸炭ガスの種類に応じて所定のガス圧とする。浸炭ガスとしてアセチレンを用いた場合、浸炭ガス圧はたとえば、１０～１０００Ｐａとする。浸炭ガスがプロパンである場合、浸炭ガス圧はたとえば、２００～３０００Ｐａとする。

拡散工程Ｓ３では、上記浸炭温度Ｔｃで中間品を所定時間（保持時間ｔ３）保持する。ここで、拡散工程Ｓ３における浸炭温度Ｔｃでの保持時間ｔ３は、適宜調整する。浸炭温度Ｔｃでの保持時間ｔ３はたとえば４０～９０分である。

拡散工程Ｓ３での炉内の圧力は、浸炭工程における残留ガスを除去するため、１００Ｐａ以下であってもよい。又は、窒素ガスの導入と真空ポンプによる真空排気を同時に行って、１０００Ｐａ以下の窒素ガス雰囲気としてもよい。

［焼入れ工程］
真空浸炭工程Ｓ１０後の中間品に対して焼入れ工程Ｓ２０を実施する。真空浸炭工程Ｓ１０後、焼入れ工程Ｓ２０における焼入れ温度Ｔｓまでの冷却方法は、周知の冷却方法を用いればよい。上記冷却方法はたとえば、真空下での空冷であってもよく、ガス冷却であってもよく、又は、その他の方法であってもよい。真空化での冷却を実施する場合、たとえば、１００Ｐａ以下の圧力で放冷する。ガス冷却を実施する場合、冷却ガスとして窒素ガス及び／又はヘリウムガス等の不活化ガスを使用してもよい。

焼入れ工程Ｓ２０は、均熱工程Ｓ４を含む。均熱工程Ｓ４は、真空浸炭工程Ｓ１０後の中間品を焼入れ温度で保持する。焼入れ工程Ｓ２０では、均熱工程Ｓ４の後、中間品を急冷して焼入れする。焼入れ温度Ｔｓは特に限定されないが、たとえば８００～８８０℃である。焼入れ温度Ｔｓでの保持時間ｔ４は特に限定されないが、たとえば、１０～８０分である。焼入れ温度Ｔｓでの保持中の雰囲気は特に限定されないが、たとえば窒素ガス雰囲気である。炉内の圧力は大気圧以下であってもよく、たとえば、４００ｈＰａ以下であってもよい。焼入れ処理における冷却方法は、油冷又は水冷である。具体的には、冷却媒体である油又は水を入れた冷却浴に、焼入れ温度に保持された中間品を浸漬して急冷する。冷却媒体である油又は水の温度は、たとえば、６０～２００℃である。また、必要に応じて、サブゼロ処理を実施してもよい。

［焼戻し工程］
焼入れ工程後の中間品に対して、周知の焼戻し工程を実施する。焼戻し温度はたとえば、１００～２００℃である。焼戻し温度での保持時間はたとえば、９０～１５０分である。

［その他の工程］
必要に応じて、上記焼戻し工程後の中間品に対してさらに、研削加工を実施したり、ショットピーニング処理を実施したりしてもよい。研削加工を実施する場合、切削加工を施して鋼材に形状を付与する。切削加工を行うことにより、さらに精密な形状を鋼材に付与することができる。また、ショットピーニング処理を実施する場合、真空浸炭処理後の中間品の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。そのため、機械構造用部品の曲げ疲労強度及び面疲労強度が高まる。ショットピーニング処理は、周知の方法で実施すればよい。ショットピーニング処理はたとえば、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以上の条件で行うことが望ましい。

表１に示す化学組成を有する鋼材を準備した。なお、鋼種番号ＡはＪＩＳ Ｇ ４０５２（２０１６）に規定されているＳＣＭ４２０Ｈに相当した。

表１中の「－」は、対応する元素含有量が、実施形態に規定の有効数字（最小桁までの数値）において、０％であることを意味する。換言すれば、対応する元素含有量において、上述の実施形態で規定の有効数字（最小桁までの数値）での端数を四捨五入した場合に０％であることを意味する。
例えば、本実施形態で規定されたＭｏ含有量は小数第二位までの数値で規定されている。したがって、表１中の鋼種番号Ｃでは、測定されたＭｏ含有量を小数第三位で四捨五入した場合に、０％であったことを意味する。
また、本実施形態で規定されたＮｂ含有量は小数第三位までの数値で規定されている。したがって、表１中の鋼種番号Ａでは、測定されたＮｂ含有量を小数第四位で四捨五入した場合に、０％であったことを意味する。
なお、四捨五入とは、規定された最小桁の下の桁（端数）が５未満であれば切り捨て、５以上であれば切り上げることを意味する。

次の方法により、鋼材を製造した。溶鋼を連続鋳造して、素材となる鋳片（ブルーム）を製造した。素材であるブルームに対して、表２に示す条件で熱間加工工程を実施した。

「分塊圧延工程」及び「仕上げ圧延工程」欄の「加熱温度（℃）」欄に記載の温度は、加熱温度（℃）である。「分塊圧延工程」及び「仕上げ圧延工程」欄の「保持時間（時間）」欄に記載の時間は、加熱温度での保持時間（時間）である。「仕上げ圧延工程」欄の「仕上げ温度（℃）」欄の温度は、仕上げ圧延工程での連続圧延機において、最後に圧下したスタンドの出側での鋼材温度（鋼材の表面温度）（℃）である。「温度保持工程」欄の「冷却速度（℃／秒）」欄に記載の速度は、鋼材温度が９００～８００℃での平均冷却速度（℃／秒）である。「冷却工程」欄の「冷却速度（℃／秒）」欄に記載の速度は、鋼材温度が８００～３００℃での平均冷却速度（℃／秒）である。

熱間加工工程の分塊圧延工程では、製造されたブルームを表２に示す加熱温度及び保持時間で加熱した。その後、分塊圧延機を用いてブルームを分塊圧延して、ビレットを製造した。製造されたビレットを常温（２５℃）まで水冷した。ビレットの長手方向に垂直な断面は１６２ｍｍ×１６２ｍｍの矩形であった。分塊圧延工程での加熱温度及び保持時間は表２に示すとおりであった。なお、分塊圧延工程での減面率はいずれの製造条件においても、３０％以上であった。

分塊圧延工程後のビレットに対して、表２に示す条件で仕上げ圧延工程を実施して、直径５０ｍｍの鋼材（棒鋼）を製造した。具体的には、表２の仕上げ圧延工程欄に示す加熱温度（℃）及び保持時間（時間）でビレットを加熱した。加熱後のビレットに対して、仕上げ圧延を実施して、棒鋼を製造した。このとき仕上げ温度（℃）は表２に示すとおりであった。

仕上げ圧延工程後の鋼材（棒鋼）に対して、温度保持工程を実施した。製造条件ａ～ｉは、鋼材温度９００～８００℃の鋼材に対して、徐冷カバーを用いることにより、平均冷却速度が０．０５℃／秒以下となるように調整した。一方、製造条件ｊは、鋼材温度が９００～８００℃の鋼材に対して、徐冷カバーを用いずに放冷した。そのため、鋼材温度が９００～８００℃での平均冷却速度が０．０５℃／秒超となった。

温度保持工程後、冷却工程を実施した。具体的には、各製造条件において、鋼材温度が８００～３００℃での平均冷却速度（℃／秒）が、表２の冷却工程欄に示すとおりであった。

鋼材温度が３００℃以下の鋼材に対しては、常温まで放冷（空冷）した。以上の製造工程により、表３に示す試験番号１～２２の鋼材（棒鋼）を製造した。なお、試験番号１は、基準鋼であるＳＣＭ４２０Ｈを用いた実施例であり、ＳＣＭ４２０Ｈの化学組成を有する鋼材に一般的に使用されている製造方法の一つである製造条件ａを用いた。

［評価試験］
以上の製造工程で製造された各試験番号の鋼材（棒鋼）に対して、次の事項を求めた。
（Ａ１）横断面のミクロ組織観察
（Ａ１１）横断面のフェライトの面積分率の算術平均値
（Ａ１２）横断面のフェライトの面積分率の標準偏差
（Ａ１３）横断面のフェライト平均粒径比
（Ｂ１）縦断面のミクロ組織観察
（Ｂ１１）縦断面のフェライトの面積分率の算術平均値
（Ｂ１２）縦断面のフェライトの面積分率の標準偏差
（Ｂ１３）縦断面のフェライト平均粒径比
さらに、各試験番号の鋼材に対して、次の評価試験を実施した。
（Ｃ１）被削性評価試験
（Ｃ２）曲げ疲労強度評価試験
（Ｃ３）面疲労強度評価試験
（Ｃ４）熱処理変形量評価試験
以下、詳細を説明する。

［（Ａ１）横断面のミクロ組織観察］
各試験番号の鋼材から、各横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９を含む９つのサンプルを採取した。各サンプルの表面のうち、横断面ＣＳに相当する表面を観察面とした。観察面において、横断面観察位置を含む観察視野を０．５ｍｍ×１．０ｍｍとした。

サンプルの観察面を研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）を用いて観察面をエッチングした。エッチングされた観察面の観察視野（０．５ｍｍ×１．０ｍｍ）を、１００倍の光学顕微鏡にて観察した。観察視野において、コントラストにより相を特定した。

観察された相を表３の「横断面」欄の「相」欄に示す。表３の「横断面」欄の「相」欄において、全ての横断面観察位置でのミクロ組織が、フェライトを含有し、残部がパーライト及び／又はベイナイトからなる場合、「○」を示す。いずれの試験番号においても、横断面のミクロ組織は、フェライトを含有し、残部はパーライト及び／又はベイナイトであった。

［（Ａ１１）横断面のフェライトの面積分率の算術平均値］
各観察視野（各横断面観察位置）でのフェライトの面積（μｍ^２）を求めた。フェライトの面積と、観察視野の面積とを用いて、各観察視野（各横断面観察位置）でのフェライトの面積分率（％）を求めた。

９個の観察視野（横断面観察位置）でのフェライト面積分率（％）の算術平均値を、９箇所の横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９でのフェライト面積分率の算術平均値（％）と定義した。得られたフェライト面積分率の算術平均値を、表３の「横断面」欄の「フェライト面積分率（％）」欄に示す。

［（Ａ１２）横断面のフェライトの面積分率の標準偏差］
９個の観察視野（横断面観察位置）でのフェライト面積分率（％）から、９箇所の横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９でのフェライト面積分率の標準偏差（％）を算出した。得られた標準偏差を、表３の「横断面」欄の「フェライト面積分率の標準偏差（％）」欄に示す。

［（Ａ１３）横断面のフェライト平均粒径比］
さらに、上述の各観察視野（各横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９）で観察された各フェライト粒の面積（μｍ^２）を測定した。各横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９で、各フェライト粒の面積の算術平均値を求めた。得られた面積の算術平均値の円相当径を、各横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９でのフェライトの平均粒径（μｍ）と定義した。

９箇所の横断面観察位置Ｃ１～Ｃ９のフェライトの平均粒径を求めた。そして、これらのフェライトの平均粒径のうち、フェライトの最大の平均粒径（μｍ）及び最小の平均粒径（μｍ）を特定した。特定された最小の平均粒径に対する最大の平均粒径の比（フェライト平均粒径比）を求めた。得られたフェライト平均粒径比を、表３の「横断面」欄の「フェライト粒径比」欄に示す。

［（Ｂ１）縦断面のミクロ組織の観察］
各試験番号の鋼材から、各縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９を含む９つのサンプルを採取した。各サンプルの表面のうち、縦断面ＬＳに相当する表面を観察面とした。観察面において、縦断面観察位置を含む観察視野を０．５ｍｍ×１．０ｍｍとした。

サンプルの観察面を研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタール腐食液）を用いて観察面をエッチングした。エッチングされた観察面の観察視野（０．５ｍｍ×１．０ｍｍ）を、１００倍の光学顕微鏡にて観察した。観察視野において、コントラストにより相を特定した。

観察された相を表３の「縦断面」欄の「相」欄に示す。表３の「縦断面」欄の「相」欄において、全ての縦断面観察位置でのミクロ組織が、フェライトを含有し、残部がパーライト及び／又はベイナイトからなる場合、「○」を示す。いずれの試験番号においても、縦断面のミクロ組織は、フェライトを含有し、残部はパーライト及び／又はベイナイトであった。

［（Ｂ１１）縦断面のフェライトの面積分率の算術平均値］
各観察視野（各縦断面観察位置）でのフェライトの面積（μｍ^２）を求めた。フェライトの面積と、観察視野の面積とを用いて、各観察視野（各縦断面観察位置）でのフェライトの面積分率（％）を求めた。

９個の観察視野（縦断面観察位置）でのフェライト面積分率（％）の算術平均値を、９箇所の縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライト面積分率の算術平均値（％）と定義した。得られたフェライト面積分率の算術平均値を、表３の「縦断面」欄の「フェライト面積分率（％）」欄に示す。

［（Ｂ１２）縦断面のフェライトの面積分率の標準偏差］
９個の観察視野（縦断面観察位置）でのフェライト面積分率（％）から、９箇所の縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライト面積分率の標準偏差（％）を算出した。得られた標準偏差を、表３の「縦断面」欄の「フェライト面積分率の標準偏差（％）」欄に示す。

［（Ｂ１３）縦断面のフェライト平均粒径比］
さらに、上述の各観察視野（各縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９）で観察された各フェライト粒の面積（μｍ^２）を測定した。各縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９で、各フェライト粒の面積の算術平均値を求めた。得られた面積の算術平均値の円相当径を、各縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９でのフェライトの平均粒径（μｍ）と定義した。

９箇所の縦断面観察位置Ｌ１～Ｌ９のフェライトの平均粒径を求めた。そして、これらのフェライトの平均粒径のうち、フェライトの最大の平均粒径（μｍ）及び最小の平均粒径（μｍ）を特定した。特定された最小の平均粒径に対する最大の平均粒径の比（フェライト平均粒径比）を求めた。得られたフェライト平均粒径比を、表３の「縦断面」欄の「フェライト粒径比」欄に示す。

［評価試験］
［（Ｃ１）被削性評価試験］
被削性評価試験を次の方法で実施した。直径５０ｍｍの棒鋼に対して、熱間鍛造を模擬した熱処理、及び、恒温焼鈍処理を実施した。具体的には、棒鋼を１２００℃で加熱し、１２００℃で３０分保持した。その後、棒鋼を室温まで放冷した。さらに、９５０℃で加熱し、９５０℃で１時間保持した。さらに、６５０℃で２時間保持した後、室温まで放冷した。放冷後の棒鋼に対して、機械加工（切削加工）を実施し、直径４５ｍｍ、長さ４００ｍｍの被削性評価用の試験片を作製した。

各試験番号の試験片に対して、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、各試験番号の試験片に対して、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Ｐ２０に相当する無コーティングの超硬合金とした。切削速度を２５０ｍ／分、送り速度を０．３５ｍｍ／ｒｅｖとし、切込み量を１．０ｍｍとした。旋削時には、水溶性切削油を使用した。

上述の切削条件にて２０分間、外周旋削加工を実施した。その後、切削工具の逃げ面摩耗量（ｍｍ）を測定した。

得られた逃げ面摩耗量（ｍｍ）を表３の「摩耗量（ｍｍ）」欄に示す。逃げ面摩耗量（ｍｍ）が０．２５ｍｍ未満である場合、鋼材の被削性が高いと判断した。得られた逃げ面摩耗量（ｍｍ）が０．２５ｍｍ以上である場合、鋼材の被削性は低いと判断した。

［（Ｃ２）曲げ疲労強度評価試験］
各試験番号の鋼材（直径５０ｍｍの棒鋼）から、図６に示す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。図６中の数値は、寸法（単位はｍｍ）を示す。図６中の「φ」は直径を意味する。「Ｒ１」は、切欠き底の曲率半径が１ｍｍであることを意味する。

具体的には、各試験番号の鋼材（直径５０ｍｍの棒鋼）を、加熱温度１２００℃、保持時間３０分の条件で加熱した。その後、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間加工（熱間鍛造）し、直径３５ｍｍの棒鋼を製造した。直径３５ｍｍの棒鋼を機械加工（切削加工）して、小野式回転曲げ試験片の中間品を加工した。切り欠き底での中間品の横断面の直径は８ｍｍであった。中間品に対して、浸炭処理（ガス浸炭焼入れ及び焼戻し又は真空浸炭焼入れ及び焼戻し）を実施して、図６に示す小野式回転曲げ試験片を作製した。

試験番号１の試験片に対して、ＳＣＭ４２０Ｈの化学組成を有する鋼に一般的に使用される浸炭処理方法の一つであるガス浸炭処理及び焼戻しを実施した。
一方、試験番号２～２２の試験片に対して、真空浸炭焼入れ及び焼戻しを実施した。実施したガス浸炭処理及び真空浸炭処理の条件は、以下のとおりであった。

［ガス浸炭処理及び焼戻し：試験番号１］
図７は、ガス浸炭処理（ガス浸炭工程及び焼入れ工程）のヒートパターンの一例を示す図である。試験番号１の試験片に対し、図７に示す条件でガス浸炭処理及び焼戻しを実施した。ガス浸炭処理では、ガス浸炭工程Ｓ３０と、焼入れ工程Ｓ２０とを実施した。

具体的には、ガス浸炭工程Ｓ３０では、試験片に対し、加熱工程Ｓ０と、浸炭工程Ｓ２と、拡散工程Ｓ３とを実施した。加熱工程Ｓ０では、試験番号１の丸棒を、浸炭温度Ｔｃ：９５０℃に加熱した。浸炭工程Ｓ２では、カーボンポテンシャルＣｐ２が０．８０％の雰囲気中で、浸炭温度Ｔｃ：９５０℃、保持時間ｔ２：２４０分とした。

拡散工程Ｓ３では、カーボンポテンシャルＣｐ３が０．８０％の雰囲気中で、浸炭温度Ｔｃ：９５０℃、保持時間ｔ３：６０分とした。

拡散工程Ｓ３後、焼入れ工程Ｓ２０を実施した。焼入れ工程Ｓ２０では、均熱工程Ｓ４を実施した。８５０℃まで炉冷した後、均熱工程Ｓ４では、焼入れ温度Ｔｓ：８５０℃、保持時間ｔ４：３０分とした。その後、１３０℃の油で焼入れを実施した。

焼入れ後、試験片に対して焼戻しを実施した。焼戻し温度は１８０℃であり、焼戻し温度での保持時間は１２０分であった。保持時間経過後は空冷した。

以上のガス浸炭方法により、鋼材（丸棒）の表面のＣ濃度を０．８０質量％に調整した。

［真空浸炭焼入れ及び焼戻し］
試験番号２～２２の試験片に対しては、図５に示す真空浸炭処理及び焼戻しを実施した。具体的には、炉内の圧力を１０Ｐａ以下に保持した。加熱工程Ｓ０では、各試験番号の丸棒を、浸炭温度Ｔｃ：９５０℃に加熱した。加熱工程Ｓ０後、均熱工程Ｓ１を実施した。均熱工程Ｓ１では、浸炭温度Ｔｃ：９５０℃で鋼材（丸棒）を保持時間ｔ１：６０分保持した。

均熱工程Ｓ１後、浸炭工程Ｓ２を実施した。浸炭工程Ｓ２では、真空浸炭炉内に、浸炭ガスとしてアセチレンを供給した。浸炭工程Ｓ２での浸炭ガス圧は、１ｋＰａ以下に保持した。浸炭工程Ｓ２では、浸炭温度Ｔｃ：９５０℃での保持時間ｔ２が４０分であった。拡散工程Ｓ３での浸炭ガス圧は５ｈＰａ以下に保持した。拡散工程Ｓ３では、浸炭温度Ｔｃ：９５０℃での保持時間ｔ３は７０分であった。

拡散工程Ｓ３後の均熱工程Ｓ４では、鋼材温度を８５０℃まで炉冷した後、試験片を焼入れ温度Ｔｓ：８５０℃で保持時間ｔ４：３０分均熱した。その後、１３０℃の油で焼入れを実施した。

焼入れ後、試験片に対して焼戻しを実施した。焼戻し温度は１８０℃であり、焼戻し温度での保持時間は１２０分であった。保持時間経過後は空冷した。

以上の真空浸炭方法により、鋼材（丸棒）の表面のＣ濃度を０．８０質量％に調整した。

浸炭処理（ガス浸炭焼入れ及び焼戻し又は真空浸炭焼入れ及び焼戻し）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。各試験番号ごとに複数の試験片を準備した。各試験片ごとに加える応力を変えて疲労試験を実施し、１０００万回（１０^７回）繰り返した後、破断しなかった最も高い応力を曲げ疲労強度（ＭＰａ）とした。小野式回転曲げ疲労試験では、回転速度を３０００ｒｐｍとし、応力比を両振りとした。

試験番号１の鋼材を用いた試験片を基準鋼とした。各試験番号の曲げ疲労強度の、基準鋼の曲げ疲労強度に対する比を曲げ疲労強度比と定義した。つまり、次式により、曲げ疲労強度比（％）を求めた。
曲げ疲労強度比（％）＝（各試験番号の曲げ疲労強度（ＭＰａ）／基準鋼の曲げ疲労強度（ＭＰａ））×１００

得られた曲げ疲労強度比（％）を表３の「曲げ疲労強度比（％）」欄に示す。得られた曲げ疲労強度比が１２０％以上であれば、十分な曲げ疲労強度が得られると判断した。一方、曲げ疲労強度比が１２０％未満であれば、曲げ疲労強度が低いと判断した。

［（Ｃ３）面疲労強度評価試験］
各試験番号の鋼材（直径５０ｍｍの棒鋼）から、図８に示す面疲労強度評価試験のためのローラーピッチング疲労試験用試験片の中間品を加工した。図８中の数値は、寸法（単位はｍｍ）を示す。図中の「φ」は直径を意味する。

具体的には、各試験番号の鋼材（直径５０ｍｍの棒鋼）を、加熱温度１２００℃、保持時間３０分の条件で加熱した。その後、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間加工（熱間鍛造）し、直径３５ｍｍの棒鋼を製造した。直径３５ｍｍの棒鋼を機械加工（切削加工）して、ローラーピッチング疲労試験用試験片の中間品を加工した。試験番号１の中間品に対して、上述の条件のガス浸炭処理及び焼戻しを実施した。試験番号２～２２の中間品に対して、上述の条件の真空浸炭処理及び焼戻しを実施した。以上の工程により、図８に示すローラーピッチング疲労試験用試験片（小ローラー試験片）を作製した。

図９は、ローラーピッチング疲労試験の模式図である。図９に示すとおり、小ローラー試験片２００に大ローラー試験片１００を後述する面圧で押し当てながら小ローラー試験片２００を回転させた。小ローラー試験片２００は上記試験片の方法で作製したローラーピッチング疲労試験用試験片であった。大ローラー試験片は図１０に示す形状を有した。図１０中の数値は、寸法（単位はｍｍ）を示す。図中の「Ｒ７００」は外周面の曲率半径が７００ｍｍであったことを示す。

大ローラー試験片１００はＪＩＳ Ｇ ４０５３（２０１６）に規定のＳＣＭ４２０Ｈに相当する化学組成を有する鋼を用いて、基準鋼である試験番号１の小ローラー試験片２００と同じ条件のガス浸炭処理後に表面研磨したものを使用した。大ローラー試験片１００の直径は１３０ｍｍであった。

ローラーピッチング疲労試験では、小ローラー試験片２００に種々のヘルツ応力の面圧で大ローラー試験片１００を押し付けた。接触部での両ローラー試験片の周速方向を同一方向とし、滑り率を－４０％（小ローラー試験片２００よりも大ローラー試験片１００の方が接触部の周速が４０％大きい）として回転させて試験を行った。上記接触部に潤滑油として供給するＡＴＦ（ＡＴ用潤滑油）の油温は９０℃であり、大ローラー試験片１００と小ローラー試験片２００との接触応力の最大面圧は４０００ＭＰａであった。試験打ち切り回数を２０００万回（２．０×１０^７回）とした。各試験番号当たり、複数の試験片に対して、２．０×１０^７回繰り返した後、ピッチングが発生しなかった最も高い応力を面疲労強度（ＭＰａ）とした。

試験番号１の鋼材を用いた試験片を基準鋼とした。各試験番号の面疲労強度の、基準鋼の面疲労強度に対する比を面疲労強度比と定義した。つまり、次式により、面疲労強度比（％）を求めた。
面疲労強度比（％）＝（各試験番号の面疲労強度（ＭＰａ）／基準鋼の面疲労強度（ＭＰａ））×１００

得られた面疲労強度比（％）を表３の「面疲労強度比（％）」欄に示す。得られた面疲労強度比が１２５％以上であれば、十分な面疲労強度が得られると判断した。一方、面疲労強度比が１２５％未満であれば、面疲労強度が低いと判断した。

［（Ｃ４）熱処理変形量評価試験］
各試験番号の鋼材（直径５０ｍｍの棒鋼）から、図１１Ａに示す歯車模擬試験片を作製した。具体的には、各試験番号の鋼材（直径５０ｍｍの棒鋼）を、加熱温度１２００℃、保持時間３０分の条件で加熱した。その後、仕上げ温度を９５０℃以上として熱間加工（熱間鍛造）し、直径３５ｍｍの棒鋼を製造した。直径３５ｍｍの棒鋼を機械加工（切削加工）して、浸炭処理（ガス浸炭処理、真空浸炭処理）前の歯車模擬試験片を作製した。

図１１Ａ中で「ｍｍ」が付随した数値は、寸法（単位はｍｍ）を示す。図中の「φ」は直径を意味する。歯車模擬試験片は、円錐台形状を有した。歯車模擬試験片は、直径２２ｍｍの円形状の上面と、直径３４ｍｍの円形状の下面とを備えた。歯車模擬試験片は、中心軸ＣＬ２を含む円柱状の貫通孔ＴＨを有した。貫通孔ＴＨの直径（内径）は１５ｍｍであり、貫通孔ＴＨの中心軸は、歯車模擬試験片の中心軸と一致した。

作製した浸炭処理前の歯車模擬試験片の貫通孔ＴＨの長手方向の各位置での内径（直径）を、３次元測定機で測定した。３次元測定機として、株式会社ミツトヨ製のＣＮＣ三次元測定機（商品名：Ｃｒｙｓｔａ－Ａｐｅｘ）を用いた。

具体的には、図１１Ｂに示すとおり、貫通孔ＴＨの長手方向の上端から下端に向かって、上端から１．０～１６．０ｍｍの範囲では、１．０ｍｍピッチ位置で合計１６個の内径を測定した。さらに、貫通孔ＴＨの長手方向の上端から下端に向かって、上端から０．５ｍｍ位置、及び、上端から１６．５ｍｍ位置での内径を測定した。つまり、貫通孔ＴＨの長手方向の１８測定位置で、貫通孔ＴＨの内径を測定した。さらに、各測定位置では、中心軸ＣＬ２周りに１０°ピッチで合計１８箇所（図１１Ｂ中の点Ｐ１～Ｐ１８）の内径を測定した。したがって、貫通孔ＴＨにおいて、１８測定位置×１８箇所＝３２４点の内径を測定した。

上記内径測定後の歯車模擬試験片に対して、上述の浸炭処理条件で浸炭処理（ガス浸炭焼入れ及び焼戻し、又は、真空浸炭焼入れ及び焼戻し）を実施して、浸炭処理後の歯車模擬試験片を作製した。具体的には、試験番号１の歯車模擬試験片に対して、上述の条件のガス浸炭処理及び焼戻しを実施した。試験番号２～２２の歯車模擬試験片に対して、上述の条件の真空浸炭処理及び焼戻しを実施した。浸炭処理後の各試験番号の歯車模擬試験片に対して、浸炭処理前の歯車模擬試験片の貫通孔ＴＨの内径測定方法と同じ方法で、貫通孔ＴＨの内径を測定した。

［熱処理の最大変形量比］
貫通孔ＴＨの各測定位置の各点Ｐ１～Ｐ１８において、浸炭処理前の内径（μｍ）から浸炭処理後の内径（μｍ）を減じた値を、各測定位置の各点Ｐ１～Ｐ１８での熱処理変形量とした。各試験番号において、合計３２４点の測定結果における最大の熱処理変形量を求めた。

各試験番号の最大の熱処理変形量の、基準鋼（試験番号１）の最大の熱処理変形量に対する比を「最大変形量比」と定義した。つまり、次式により、最大変形量比（％）を求めた。
最大変形量比（％）＝（各試験番号の最大の熱処理変形量（ｍｍ）／基準鋼の最大の熱処理変形量（ｍｍ））×１００

得られた最大変形量比（％）を表３の「最大変形量比（％）」欄に示す。得られた最大変形量比が９０％以下であれば、最大変形量比が小さいと判断した。一方、最大変形量比が９０％を超える場合、最大変形量比が大きいと判断した。

［熱処理の変形量差比］
各試験番号において、合計３２４点の測定結果における最大の熱処理変形量及び最小の熱処理変形量を求めた。得られた最大の熱処理変形量から最小の熱処理変形量を減じた値を変形量差（μｍ）と定義した。

各試験番号の変形量差の、基準鋼（試験番号１）の変形量差に対する比を変形量差比と定義した。つまり、次式により、変形量差比を求めた。
変形量差比（％）＝（各試験番号の変形量差（μｍ）／基準鋼の変形量差（μｍ））×１００

得られた変形量差比（％）を表３の「変形量差比（％）」欄に示す。得られた変形量差比が９０％以下であれば、変形量差比が小さいと判断した。一方、変形量差比が９０％を超える場合、変形量差比が大きいと判断した。

最大変形量比及び変形量差比がいずれも９０％以下であれば、熱処理変形が三次元的に十分に抑制できていると判断した。最大変形量比及び／又は変形量差比が９０％を超える場合、熱処理変形が十分に抑制できていないと判断した。

［試験結果］
表３に試験結果を示す。表３を参照して、試験番号４～６の鋼材では、化学組成中の各元素含有量は適切であり、Ｆ１及びＦ２が式（１）及び式（２）を満たした。さらに、試験番号４～６の鋼材は、製造条件も適切であった。そのため、鋼材のミクロ組織が適切であった。具体的には、試験番号４～６の横断面のミクロ組織は、フェライトを含有し、残部がパーライト及び／又はベイナイトからなる組織であった。さらに、フェライトの面積分率の算術平均値は５０～７０％であり、フェライトの面積分率の標準偏差は４．０％以下であり、フェライト平均粒径比は２．００以下であった。さらに、試験番号４～６の縦断面のミクロ組織は、フェライトを含有し、残部がパーライト及び／又はベイナイトからなる組織であった。さらに、フェライトの面積分率の算術平均値は５０～７０％であり、フェライトの面積分率の標準偏差は４．０％以下であり、フェライト平均粒径比は２．００以下であった。

そのため、被削性評価試験において、逃げ面摩耗量が０．２５ｍｍ未満であり、被削性が高かった。さらに、曲げ疲労強度比が１２０％以上であり、面疲労強度比が１２５％以上であり、曲げ疲労強度及び面疲労強度が共に優れていた。さらに、熱処理における最大変形量比及び変形量差比が９０％以下であり、熱処理変形が三次元的に十分に抑制されていた。

一方、試験番号２及び３では、分塊圧延工程の保持時間が１０時間未満であった。そのため、横断面及び縦断面の鋼材のフェライトの面積分率の標準偏差が４．０％を超えた。その結果、熱処理における変形量差比が９０％を超え、熱処理変形が十分に抑制されなかった。

試験番号７及び８では、分塊圧延工程の加熱温度が低すぎた。そのため、横断面及び縦断面のフェライトの面積分率の標準偏差が４．０％を超えた。その結果、熱処理における変形量差比が９０％を超え、熱処理変形が十分に抑制されなかった。

試験番号９及び１０では、仕上げ圧延工程の加熱温度が低すぎた。そのため、横断面及び縦断面のフェライト平均粒径比が２．００を超えた。その結果、熱処理における変形量差比が９０％を超え、熱処理変形が十分に抑制されなかった。

試験番号１１及び１２では、仕上げ圧延工程の保持時間が短すぎた。そのため、横断面及び縦断面のフェライト平均粒径比が２．００を超えた。その結果、熱処理における変形量差比が９０％を超え、熱処理変形が十分に抑制されなかった。

試験番号１３及び１４では、仕上げ圧延工程の仕上げ温度が高すぎた。そのため、横断面及び縦断面のフェライト平均粒径比が２．００を超えた。その結果、熱処理における変形量差比が９０％を超え、熱処理変形が十分に抑制されなかった。

試験番号１５及び１６では、仕上げ圧延工程の仕上げ温度が低すぎた。そのため、横断面及び縦断面のフェライト平均粒径比が２．００を超えた。その結果、熱処理における変形量差比が９０％を超え、熱処理変形が十分に抑制されなかった。

試験番号１７及び１８では、冷却工程の冷却速度が遅すぎた。そのため、横断面及び縦断面のフェライトの面積分率の算術平均値が７０％を超えた。そのため、熱処理における変形量差比が９０％を超え、熱処理変形が十分に抑制されなかった。

試験番号１９及び２０では、冷却工程の冷却速度が速すぎた。そのため、横断面及び縦断面のフェライトの面積分率の算術平均値が５０％未満であった。そのため、逃げ面摩耗量が０．２５ｍｍ以上であった。その結果、鋼材の被削性が低かった。

試験番号２１及び２２では、温度保持工程の冷却速度が速すぎた。そのため、縦断面のミクロ組織において、フェライト平均粒径比が２．００を超えた。そのため、熱処理における変形量差比が９０％を超え、熱処理変形が十分に抑制されなかった。

実施例１と同様に、表４に示す化学組成を有する鋼材を準備した。

次の方法により、鋼材を製造した。溶鋼に対して、表２の製造条件ｂを用いて、実施例１と同様に、表５に示す試験番号１～３５の鋼材（棒鋼）を製造した。

［評価試験］
以上の製造工程で製造された鋼材（棒鋼）に対して、実施例１と同じ方法で、実施例１と同じ測定及び評価試験を実施した。なお、（Ｃ２）曲げ疲労強度評価試験、（Ｃ３）面疲労強度評価試験、及び、（Ｃ４）熱処理変形量評価試験では、基準鋼として、表１の試験番号１の鋼材を用いた。

［試験結果］
表５に試験結果を示す。表５を参照して、試験番号１～１８の鋼材の化学組成において、各元素含有量は適切であり、Ｆ１が式（１）を満たし、Ｆ２が式（２）を満たした。さらに、試験番号１～１８の鋼材は、製造条件も適切であった。そのため、鋼材のミクロ組織が適切であった。具体的には、試験番号１～１８の横断面のミクロ組織は、フェライト、パーライト及び／又はベイナイトからなり、フェライトの面積分率の算術平均値は５０～７０％であり、フェライトの面積分率の標準偏差は４．０％以下であり、フェライト平均粒径比は２．００以下であった。試験番号１～１８の縦断面のミクロ組織は、フェライト、パーライト及び／又はベイナイトからなり、フェライトの面積分率の算術平均値は５０～７０％であり、フェライトの面積分率の標準偏差は４．０％以下であり、フェライト平均粒径比は２．００以下であった。そのため、逃げ面摩耗量が０．２５ｍｍ未満であり、被削性が高かった。さらに、曲げ疲労強度比が１２０％以上であり、面疲労強度比が１２５％以上であり、曲げ疲労強度及び面疲労強度が共に優れていた。さらに、熱処理における最大変形量比及び変形量差比が９０％以下であり、熱処理変形が十分に抑制されていた。

一方、試験番号１９～２３では、Ｆ２が高すぎた。そのため、熱処理における最大変形量比が９０％を超え、熱処理変形が十分に抑制されなかった。

試験番号２４及び２５では、Ｆ１が低すぎた。そのため、曲げ疲労強度比が１２０％未満であり、曲げ疲労強度が低かった。

試験番号２６は、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、逃げ面摩耗量が０．２５ｍｍ以上であり、被削性が低かった。

試験番号２７は、Ｓｉ含有量が低すぎた。そのため、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。そのため、曲げ疲労強度比が１２０％未満であり、面疲労強度比が１２５％未満であった。その結果、曲げ疲労強度及び面疲労強度が低かった。

試験番号２８は、Ｓｉ及びＭｎ含有量が低すぎた。そのため、曲げ疲労強度比が１２０％未満であり、面疲労強度比が１２５％未満であった。その結果、曲げ疲労強度及び面疲労強度が共に不十分であった。

試験番号２９は、Ｓｉ含有量が高すぎた。そのため、逃げ面摩耗量が０．２５ｍｍ以上であり、被削性が低かった。

試験番号３０は、Ｍｎ含有量が低すぎた。そのため、曲げ疲労強度比が１２０％未満であり、面疲労強度比が１２５％未満であった。その結果、曲げ疲労強度及び面疲労強度が低かった。

試験番号３１は、Ｍｎ含有量が高すぎた。そのため、逃げ面摩耗量が０．２５ｍｍ以上であり、被削性が低かった。さらに、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。そのため、曲げ疲労強度比が１２０％未満であり、曲げ疲労強度が不十分であった。

試験番号３２は、Ｍｎ含有量が高すぎた。そのため、逃げ面摩耗量が０．２５ｍｍ以上であり、被削性が低かった。

試験番号３３は、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、曲げ疲労強度比が１２０％未満であり、曲げ疲労強度が低かった。

試験番号３４は、Ｍｏ含有量が高すぎた。そのため、逃げ面摩耗量が０．２５ｍｍ以上であり、被削性が低かった。

試験番号３５は、Ｎｂ含有量が高すぎた。そのため、曲げ疲労強度比が１２０％未満であり、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. 鋼材であって、
   化学組成が、質量％で、
   Ｃ：０．１８～０．２５％、
   Ｓｉ：０．７０～２．００％、
   Ｍｎ：０．７０～１．５０％、
   Ｓ：０．００５～０．０５０％、
   Ｎ：０．００５０～０．０２００％、
   Ａｌ：０．００１～０．１００％、
   Ｏ：０．００５０％以下、及び、
   Ｐ：０．０３０％以下を含有し、
   残部がＦｅ及び不純物からなり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、
   前記鋼材の長手方向に垂直な断面であって半径Ｒの円形状である横断面において、
   前記横断面の中心位置、及び、前記横断面の中心から径方向にＲ／２の位置であって前記横断面の中心周りに４５°ピッチで配置される８箇所の前記Ｒ／２位置を、９箇所の横断面観察位置と定義したとき、
   前記各横断面観察位置でのミクロ組織は、フェライトを含有し、残部はパーライト及び／又はベイナイトからなり、
   前記９箇所の横断面観察位置でのフェライトの面積分率の算術平均値は５０～７０％であり、かつ、前記フェライトの面積分率の標準偏差は４．０％以下であり、
   前記９箇所の横断面観察位置でのフェライトの平均粒径のうち、最小の平均粒径に対する最大の平均粒径の比が２．００以下であり、
   前記鋼材の長手方向に平行な断面であって前記鋼材の中心軸を含む縦断面において、
   前記中心軸上にＲ／２ピッチで配置される３箇所の中心軸位置、及び、前記各中心軸位置から前記径方向にＲ／２の位置に配置される６箇所の前記Ｒ／２位置を、９箇所の縦断面観察位置と定義したとき、
   前記各縦断面観察位置でのミクロ組織は、フェライトを含有し、残部はパーライト及び／又はベイナイトからなり、
   前記９箇所の縦断面観察位置でのフェライトの面積分率の算術平均値は５０～７０％であり、かつ、前記フェライトの面積分率の標準偏差は４．０％以下であり、
   前記９箇所の縦断面観察位置でのフェライトの平均粒径のうち、最小の平均粒径に対する最大の平均粒径の比が２．００以下である、
   鋼材。
   Ｓｉ／Ｍｎ≧１．００ （１）
   １－（０．５Ｃ＋０．０３Ｓｉ＋０．０６Ｍｎ＋０．０１Ｃｒ＋０．０５Ｍｏ）＜０．８００ （２）
   ここで、式（１）及び式（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。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、
   Ｍｏ：０．５０％以下、
   Ｎｂ：０．０５０％以下、
   Ｃｒ：０．６０％以下、
   Ｔｉ：０．０２０％以下、
   Ｃｕ：０．５０％以下、
   Ｎｉ：０．８０％以下、
   Ｖ：０．３０％以下、
   Ｍｇ：０．００３５％以下、
   Ｃａ：０．００３０％以下、及び、
   希土類元素：０．００５０％以下からなる群から選択される１元素以上を含有する、
   鋼材。

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