WO2018212196A1 - 鋼及び部品 - Google Patents

Abstract

焼入れ性、靭性、表面起点剥離寿命、及び曲げ疲労強度の全てを改善した鋼、及びこのような鋼を用いて製造された部品を提供すること。　所定の成分を有し、　下記式（１）で定義するＦn1が０．２０～０．６５であり、下記式（２）で定義するＦn2が０．５０～１．００である。　Ｆn1＝４．２×［Ｃｒ］／（７．０×［Ｓｉ］＋１６．０×［Ｍｎ］）・・・（１）　 ［元素］：元素の質量％　Ｆn2＝Ａ1／Ａ2　・・・（２）　Ａ1：４．０ｍｍ2の総面積の観察領域における、各硫化物中の総モル数に対し１．０モル％以上のＣａを含有し、かつ、円相当径が１．０μｍ以上の硫化物系介在物の総面積（μｍ2）　Ａ2：４．０ｍｍ2の総面積の観察領域における、円相当径が１．０μｍ以上の硫化物系介在物の総面積（μｍ2）

Description

鋼及び部品

　本発明は、焼入れ性、靭性、表面起点剥離寿命、及び曲げ疲労強度を改善した鋼、及びこのような鋼を用いて製造された部品に関する。

　ベアリング等の機械構造用部品や、等速ジョイント、ハブユニット等の自動車用部品には、高い面圧が繰り返し作用するので、優れた転動疲労特性が求められるが、近年、上記部品には、例えば、自動車の燃費向上やエンジンの高出力化が求められるのに伴い、軽量化、小型化、及び、高応力負荷化の要望が極めて大きくなっており、上記部品の使用環境が過酷なものとなっている。

　上記要求に対し、軸受部品の素材については、一般に、転動部品の剥離の原因のＡｌ₂Ｏ₃に代表される非金属介在物（以下、単に「介在物」ということがある。）の量を極力低減して、転動疲労寿命の向上を図ることが行われてきた。

　しかし、近年の製鋼技術の進歩により酸化物が小径化した結果、相対的に硫化物のサイズが大きくなり、酸化物のみを指標とする対策では、転動疲労寿命のばらつきが大きくなる場合がある。それ故、最近では、介在物の組成と形態を制御して転動疲労寿命を向上させる試みがなされている。

　例えば、特許文献１には、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１％以上０．４％未満、Ｓｉ：０．０２～１．３％、Ｍｎ：０．２～２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％未満、Ｃｒ：０．５０～２．００％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｃａ：０．０００３～０．００３０％、Ｏ：０．００３０％以下及びＮ：０．００２～０．０３０％と、残部：Ｆｅ及び不純物とからなり、０．７≦Ｃａ／Ｏ≦２．０及びＣａ／Ｏ≧１２５０Ｓ－５．８であることを特徴とする浸炭軸受用鋼が開示されている。

　一方、軸受には、繰り返し曲げ応力が負荷されるので、曲げ疲労強度も求められる。最近では、軸受の曲げ疲労強度を高めるため、粒界酸化層の生成を抑制する試みがなされている。

　例えば、特許文献２には、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１～０．３％、Ｓｉ：０．０１～０．２５％、Ｍｎ：０．２～１．５％、Ｓ：０．００３～０．０５％、Ｃｒ：０．５～２．０％、Ｍｏ：０．１～０．８％、Ａｌ：０．０１～０．０５％、及び、Ｎ：０．００８～０．０２５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＴｉは０．００５％以下、Ｏ（酸素）は０．００２％以下、ＰとＳｎは合計で０．０３０％以下であり、かつ、鋼材断面において、Ａ＝（１＋０．６８１Ｓｉ）（１＋３．０６６Ｍｎ＋０．３２９Ｍｎ²）（１＋２．０７Ｃｒ）（１＋３．１４Ｍｏ）の最小値が１３以上であるとともに、断面積１５００ｍｍ²中での硫化物を除く介在物群の最大長さが３０μｍ以下であることを特徴とする浸炭部品又は浸炭窒化部品用の鋼材が開示されている。

　また、特許文献３には、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．０２～１．０％、Ｍｎ：０．３０～１．０％、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：１．８０～３．０％、Ａｌ：０．０１０～０．０５０％及びＮ：０．０１００～０．０２５０％を含有するとともに、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＳの含有量が、式（１）Ｍｎ／Ｓ及び式（２）Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）で表されるｆn1及びｆn2の値で、それぞれ、３０≦ｆn1≦１５０及び０．７≦ｆn2≦１．１を満たし、残部Ｆｅ及び不純物からなり、不純物中のＰ、Ｔｉ、及び、Ｏ（酸素）が、それぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％未満、及び、Ｏ：０．００１５％以下であることを特徴とする肌焼鋼が開示されている。

　さらに、特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．０５～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．１０～２．０％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．４～２．０％、Ａｌ：０．０１０～０．０５０％、Ｎ：０．０１０～０．０２５％およびＯ：０．００１５％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物の化学組成からなる浸炭軸受鋼鋼材の溶製方法であって、工程１：フラックス吹込み処理、工程２：スラグ精錬処理、工程３：溶鋼還流処理の順に取鍋精錬処理を行うことにより、硫化物系介在物を構成するＳ含有化合物の平均組成が、ＣａＳ：１．０％以上、ＭｇＳ：０～２０％、かつ、ＣａＳ、ＭｇＳおよびＭｎＳの３成分の合計が９５％以上になるように硫化物系介在物を制御する溶製方法が開示されている。

　加えて、特許文献５には、特定量のC、Si、Mn、P、S、Al、Cr、N及びOを含み、残部がFeと不純物からなり、長手方向縦断面100mm²中の最大酸化物径と最大硫化物径の測定を30箇所について行い、極値統計処理を用いて算出される30000mm²中の酸化物と硫化物の予測√AREA_maxが50μm以下と60μm以下、該30箇所で測定した最大酸化物及び最大硫化物の平均アスペクト比が5.0以下、該30箇所の最大酸化物の平均組成における含有量が、CaO：2.0～20％、MgO：0～20％及びSiO₂：0～10％、かつ残部がAl₂O₃で、特定の2～4元系の酸化物のうちの何れかからなり、該30箇所の最大硫化物の平均組成における含有量が、CaS：100％の1元系硫化物、又はCaS≧1.0％、MgS：0～20％、かつ残部がMnSで、特定の2元系又は3元系の硫化物からなる浸炭軸受鋼鋼材が開示されている。

特開２０１５－１２９３３５号公報 特許第４２４３８５２号公報 特許第５１６３２４２号公報 特開２０１４－５５２０号公報 特開２０１３－１４７６８９号公報

　特許文献１に開示の浸炭軸受用鋼は、粒界酸化層が厚く形成された場合、曲げ疲労強度が低下する可能性がある。特許文献２に開示の浸炭部品又は浸炭窒化部品用の鋼材、及び特許文献３に開示の肌焼鋼は、延伸した粗大な硫化物が存在する場合、優れた転動疲労寿命が得られない可能性がある。従って、特許文献１～３に開示された技術では、焼入れ性、靭性、表面起点剥離離寿命、及び曲げ疲労強度の全ての特性を安定的に実現できない可能性がある。

　また、特許文献４、５に開示された技術では、焼入れ性、靭性、表面起点剥離離寿命、及び曲げ疲労強度の全ての特性を安定的に実現できない可能性がある。

　本発明は、従来技術の上記現状に鑑みてなされたものであり、その目的は、焼入れ性、靭性、表面起点剥離離寿命、及び曲げ疲労強度の全てを改善した鋼、及びこのような鋼を用いて製造された部品を提供することにある。

　一般に、転動疲労は、鋼材中に存在する介在物に、繰返し荷重が加わり、応力集中によって亀裂が生じ、その後、繰り返し荷重によって亀裂が徐々に進展し、最終的に剥離に至る現象である。

　本発明者らは、上記課題を解決するため、種々検討を行った。その結果、下記（ａ）及び（ｂ）の知見を得るに至った。

　（ａ）硫化物の組成を制御することによって、具体的には、例えば、溶鋼中にＣａを添加して、硫化物中に（Ｍｎ、Ｃａ）Ｓを含有するように組成を制御することによって、転動疲労の応力集中源となる粗大な硫化物を分散、小径化することができる。

　（ｂ）酸化性元素、なかでも、Ｃｒ、Ｓｉ、及び、Ｍｎの量バランスを適正化することによって、浸炭異常層である粒界酸化層及び不完全焼入れ層の層厚を薄くすることができ、その結果、高い曲げ疲労強度を確保することができる。

　本発明は、上記知見（ａ）及び（ｂ）に基づいてなされたもので、その要旨は次のとおりである。

　［１］成分組成が、質量％で、
　Ｃ　：０．１０～０．３０％、
　Ｓｉ：０．０１～０．２５％、
　Ｍｎ：０．２０～１．５０％、
　Ｐ　：０．００１～０．０１５％、
　Ｓ　：０．００１～０．０１０％、
　Ｃｒ：０．５０～２．００％、
　Ｍｏ：０．１０～０．５０％、
　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
　Ｃａ：０．０００２～０．００１０％、
　Ｎ　：０．００５～０．０２５％、
　Ｏ　：０．００１５％以下、
　Ｃｕ：０～０．２０％、
　Ｎｉ：０～０．２０％
　Ｂ　：０～０．００５％
　Ｎｂ：０～０．０５％
　Ｔｉ：０～０．１０％
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
　下記式（１）で定義するＦn1が０．２０～０．６５であり、
　下記式（２）で定義するＦn2が０．５０～１．００である
ことを特徴とする鋼。
　　Ｆn1＝４．２×［Ｃｒ］／（７．０×［Ｓｉ］＋１６．０×［Ｍｎ］）・・・（１）
　　　［元素］：元素の質量％
　　Ｆn2＝Ａ1／Ａ2　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　・・・（２）
　　　Ａ1：４．０ｍｍ²の総面積の観察領域における、各硫化物中の総モル数に対し１．０モル％以上のＣａを含有し、かつ、円相当径が１．０μｍ以上の硫化物系介在物の総面積（μｍ²）
　　　Ａ2：４．０ｍｍ²の総面積の観察領域における、円相当径が１．０μｍ以上の硫化物系介在物の総面積（μｍ²）

　［２］上記成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、及びＢ：０．００５％以下の少なくとも１種を含む、[１]に記載の鋼。

　［３］上記成分組成が、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下、及びＴｉ：０．１０％以下の少なくとも１種を含む、[１]又は[２]に記載の鋼。

　［４］棒鋼である、[１]～[３]のいずれか１つに記載の鋼。

　［５］表面から５００μｍ以上の深さ領域において、
　　成分組成が、質量％で、
　　　Ｃ　：０．１０～０．３０％、
　　　Ｓｉ：０．０１～０．２５％、
　　　Ｍｎ：０．２０～１．５０％、
　　　Ｐ　：０．００１～０．０１５％、
　　　Ｓ　：０．００１～０．０１０％、
　　　Ｃｒ：０．５０～２．００％、
　　　Ｍｏ：０．１０～０．５０％、
　　　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
　　　Ｃａ：０．０００２～０．００１０％、
　　　Ｎ　：０．００５～０．０２５％、
　　　Ｏ　：０．００１５％、
　　　Ｃｕ：０～０．２０％、
　　　Ｎｉ：０～０．２０％
　　　Ｂ　：０～０．００５％
　　　Ｎｂ：０～０．０５％
　　　Ｔｉ：０～０．１０％
　　残部：Ｆｅ及び不純物であり、
　　下記式（１）で定義するＦn1が０．２０～０．６５であり、
　　下記式（２）で定義するＦn2が０．５０～１．００であり、
　表面起点剥離寿命及び曲げ疲労強度に優れた、ことを特徴とする部品。
　　Ｆn1＝４．２×［Ｃｒ］／（７．０×［Ｓｉ］＋１６．０×［Ｍｎ］）・・・（１）
　　　［元素］：元素の質量％
　　Ｆn2＝Ａ1／Ａ2　        　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　・・・（２）
　　　Ａ1：４．０ｍｍ²の総面積の観察領域における、各硫化物中の総モル数に対し１．０モル％以上のＣａを含有し、かつ、円相当径が１．０μｍ以上の硫化物系介在物の総面積（μｍ²）
　　　Ａ2：４．０ｍｍ²の総面積の観察領域における、円相当径が１．０μｍ以上の硫化物系介在物の総面積（μｍ²）

　［６］上記成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、及びＢ：０．００５％以下の少なくとも１種を含む、[５]に記載の部品。

　［７］上記成分組成が、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下、及びＴｉ：０．１０％以下の少なくとも１種を含む、[５]又は[６]に記載の部品。

　［８］中央部において、吸収エネルギーvE20が43J/cm²以上である、[５]～[７]のいずれか１つに記載の部品。

　本発明に係る鋼では、所定の成分組成を有するとともに、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｎのバランスを適正化するとともに、円相当径が所定の値である硫化物系介在物のうち、さらに硫化物中のＣａモル数の割合が所定の値である硫化物系介在物の割合を適正化している。このため、本発明に係る鋼では、焼入れ性、靭性、表面起点剥離寿命、及び曲げ疲労強度の全てを改善することができる。

観察領域内のＳＥＭ像の明度分布の一例を模式的に示す図である。 観察領域内のＳＥＭ像の一例を模式的に示す図である。 調質熱処理の温度と時間との関係を示す図である。

　以下、本発明に至る発明者らの知見、並びに、本発明に係る鋼、その製造方法、及び部品の製造方法に関する実施形態（本実施形態）について詳述する。なお、以下では、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

＜本発明者らの知見＞
　本発明者らは、焼入れ性、靭性、表面起点剥離寿命、及び曲げ疲労強度の全てを改善した鋼、及びこのような鋼を用いて製造された部品を提供するため、鋭意、検討した。即ち、本発明者らは、鋼の成分組成の影響、特に、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、及び、Ｃａが、浸炭処理後の浸炭部品の表面起点剥離寿命及び曲げ疲労強度に及ぼす影響について調査・検討した。その結果、本発明者らは、曲げ疲労強度、表面起点剥離寿命、焼入れ性及び靭性、について、次の知見を得るに至った。

　（ａ）曲げ疲労強度について
　浸炭軸受用鋼において、高い曲げ疲労強度を確保するためには、浸炭異常層である粒界酸化層及び不完全焼入れ層の層厚を薄くする必要があるが、酸化性元素のなかで、特に、Ｓｉ、Ｍｎ、及び、Ｃｒにおいて、量バランスを適正化することで、浸炭異常層である粒界酸化層及び不完全焼入れ層の層厚を薄くすることができる。

　具体的には、下記式（１）で定義するＦn1が０．２０～０．６５であれば、粒界酸化層及び不完全焼入れ層の層厚を薄くすることができる。
　　Ｆn1＝４．２×［Ｃｒ］／（７．０×［Ｓｉ］＋１６．０×［Ｍｎ］）・・・（１）
　　　［元素］：元素の質量％

　Ｆn1：０．２０～０．６５
　Ｆn1が０．２０未満であると、浸炭異常層の層厚が厚くなり、高い曲げ疲労強度を確保することが困難になるので、Ｆn1は０．２０以上とする。好ましくは０．２５、さらに好ましくは０．３０以上である。一方、Ｆn1が０．６５を超えると、同様に、浸炭異常層の層厚が厚くなり、高い曲げ疲労強度を確保することが困難になるので、Ｆn1は０．６５以下とする。好ましくは０．６０、さらに好ましくは０．５５以下である。

　（ｂ）表面起点剥離寿命について
　硫化物系介在物は、通常、高温で変形し易いので、熱間加工時に容易に変形して延伸する。延伸した硫化物系介在物は、浸炭軸受部品の使用環境下において疲労起点となり、表面起点剥離寿命が短くなる。それ故、表面起点剥離寿命を延ばすには、高温における硫化物系介在物の変形抵抗を高めることが有効である。

　即ち、高温における硫化物系介在物の変形抵抗を高めると、熱間加工時に硫化物系介在物が延伸し難くなり、球状を維持するので、硫化物系介在物が疲労起点となり難い。

　Ｃａを含まない硫化物よりもＣａを含む硫化物の方が、変形抵抗が大きい。このため、硫化物系介在物にＣａを固溶させれば、即ちＭｎＳのＭｎをＣａに置換すれば、結果として高温での変形抵抗が高くなる。ＭｎＳのＭｎがＣａに置換された硫化物を（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓとする。具体的には、酸素濃度を極力低下させた状態で二次精錬を行い、硫化物介在物を、（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓが主となるようにすることで、各硫化物中の総モル数に対し１．０モル％以上のＣａを含有することができる。

　このようにＣａを固溶させた硫化物系介在物は、熱間加工後でも球状を維持することができるので、アスペクト比（硫化物系介在物の長径／短径）が小さい。具体的には、Ｃａを各硫化物中の総モル数に対し１．０モル％以上含む硫化物系介在物は、Ｃａを各硫化物中の総モル数に対し１．０モル％未満しか含まない硫化物系介在物よりも熱間加工後のアスペクト比が小さく、その９割についてはアスペクト比が３以下である。なお、実験の結果、Ｃａの各硫化物中の総モル数に対する上限値は50モル％であることが判明している。

　本発明者らは、上記知見に基づき、浸炭軸受用鋼中の硫化物系介在物が、下記式（２）で定義するＦn2が０．５０～１．００であれば、硫化物系介在物の熱間加工時の変形抵抗が高くなり、浸炭軸受部品の表面起点剥離寿命が延びることを見いだした。

　　Ｆn2＝Ａ1／Ａ2　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　・・・（２）
　　　Ａ1：４．０ｍｍ²の総面積の観察領域における各硫化物中の総モル数に対し１．０モル％以上のＣａを含有し、かつ、円相当径が１．０μｍ以上の硫化物系介在物の総面積（μｍ²）
　　　Ａ2：４．０ｍｍ²の総面積の観察領域における、円相当径が１．０μｍ以上の
　　　　　　硫化物系介在物の総面積（μｍ²）

　Ｆn2（＝Ａ1／Ａ2）：０．５０～１．００
　Ｆn2は、熱間加工後の浸炭軸受用鋼中の硫化物系介在物のアスペクト比に係る指標である。Ｆn2が０．５０以下であれば、熱間加工時、硫化物系介在物が延伸し、熱間加工後の硫化物系介在物のアスペクト比が大きくなる。

　熱間加工後の硫化物系介在物のアスペクト比が大きくなると、浸炭処理後の浸炭軸受部品の使用環境下で、硫化物系介在物が疲労起点となり、表面起点剥離寿命が短くなるので、Ｆn2は０．５０以上とする。好ましくは０．５５以上、より好ましくは０．６０以上である。Ｆn2の上限は、定義から１．００である。
　（Ｃ）焼入れ性及び靱性について
　従来、浸炭軸受用の鋼について、曲げ疲労強度又は表面起点剥離寿命を改善しながら、焼入れ性又は靱性を保つことは困難であった。曲げ疲労強度又は表面起点剥離寿命を改善すると、焼入れ性又は靱性が低下する問題点があった。
　本発明者らは、所定の成分組成、（１）式及び（２）式を満たす本実施形態に係る鋼が、浸炭処理後の部品において、曲げ疲労強度又は表面起点剥離寿命を改善しながら、焼入れ性及び靱性にも優れていることを見出した。
　焼入れ性に優れるとは、焼入れ後、部品の表面から500μｍ以下においてHRCの硬さが２２以上となることをいう。
　靱性に優れるとは、中央部において、吸収エネルギーｖE20が４３J/cm2以上であることをいう。

＜鋼＞
［成分組成］
（必須元素）
　Ｃ：０．１０～０．３０％
　Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ後の鋼材の芯部の強度及び靭性を高める元素である。また、Ｃは、浸炭処理後の浸炭軸受部品の表面起点剥離寿命を伸ばす作用をなす元素である。

　Ｃが０．１０％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｃは０．１０％以上とする。好ましくは０．１３％以上、より好ましくは０．１５％以上である。一方、Ｃが０．３０％を超えると、靭性が低下するので、Ｃは０．３０％以下とする。好ましくは０．２９％以下、より好ましくは０．２８％以下、さらに好ましくは０．２５％以下である。

　Ｓｉ：０．０１～０．２５％
　Ｓｉは、脱酸剤として機能する他、焼入れ性の向上に寄与する元素である。また、Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を高め、高温下での鋼の軟化を抑制する作用をなす元素である。しかし、Ｓｉは酸化性元素であり、量が増大すると、浸炭ガス中の微量のＨ₂Ｏ及び／又はＣＯ₂によって選択酸化されて、浸炭異常層である粒界酸化層及び不完全焼入層の層厚が厚くなり、曲げ疲労強度が低下する。

　Ｓｉが０．０１％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｓｉは０．０１％以上とする。好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０６％以上である。一方、Ｓｉが０．２５％を超えると、浸炭異常層である粒界酸化層及び不完全焼入層の層厚が厚くなり、曲げ疲労強度が低下するので、Ｓｉは０．２５％以下とする。好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１５％以下である。

　Ｍｎ：０．２０～１．５０％
　Ｍｎは、脱酸剤として機能する他、焼入れ性の向上に寄与する元素である。しかし、Ｍｎは、Ｓｉと同様に酸化性元素であり、量が増大すると、浸炭ガス中の微量のＨ₂Ｏ及び／又はＣＯ₂によって選択酸化されて、浸炭異常層である粒界酸化層及び不完全焼入層の層厚が厚くなり、曲げ疲労強度が低下する。

　Ｍｎが０．２０％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｍｎは０．２０％以上とする。好ましくは０．３０％以上、より好ましくは０．４０％以上である。一方、Ｍｎが１．５０％を超えると、硬さが上昇して、被削性が著しく低下するとともに、浸炭異常層の層厚が厚くなり、曲げ疲労強度が著しく低下するので、Ｍｎは１．５０％以下とする。好ましくは１．４８％以下、より好ましくは１．３０％以下、さらに好ましくは１．１０％以下である。

　Ｐ：０．００１～０．０１５％
　Ｐは、不純物元素であり、結晶粒界に偏析し、鋼の靭性及び浸炭軸受部品の表面起点剥離寿命を阻害する元素である。

　Ｐが０．０１５％を超えると、鋼の靭性及び浸炭軸受部品の表面起点剥離寿命が著しく低下するので、Ｐは０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１３％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｐは、少ないほうが好ましいが、０．００１％未満に低減すると製造コストが上昇するので、Ｐは０．００１％以上とする。好ましくは０．００３％以上である。

　Ｓ：０．００１～０．０１０％
　Ｓは、不純物元素であり、硫化物を形成し、鋼の靭性と冷間鍛造性を阻害するとともに、浸炭軸受部品の表面起点剥離寿命を阻害する元素である。

　Ｓが０．０１０％を超えると、鋼の靭性と冷間鍛造性が著しく低下するとともに、浸炭軸受部品の表面起点剥離寿命が著しく低下するので、Ｓは０．０１０％以下とする。好ましくは０．００８％以下、より好ましくは０．００５％以下である。Ｓは、少ないほうが好ましいが、０．００１％未満に低減すると、製造コストが上昇するので、Ｓは０．００１％以上とする。好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３以上、さらに好ましくは０．００５％以上である。

　Ｃｒ：０．５０～２．００％
　Ｃｒは、焼入れ性を高める他、焼戻し軟化抵抗を高め、高温下での鋼の軟化を抑制する作用をなす元素である。しかし、Ｃｒは、Ｓｉ及びＭｎと同様に酸化性元素であり、量が増大すると、浸炭ガス中の微量のＨ₂Ｏ及び／又はＣＯ₂によって選択酸化されて、浸炭異常層である粒界酸化層及び不完全焼入層の層厚が厚くなり、曲げ疲労強度が低下する。

　Ｃｒが０．５０％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｃｒは０．５０％以上とする。好ましくは０．７０％以上、より好ましくは０．９０％以上である。一方、Ｃｒが２．００％を超えると、硬さが上昇し、被削性が著しく低下するとともに、浸炭異常層の層厚が厚くなり、曲げ疲労強度が著しく低下するので、Ｃｒは２．００％以下とする。好ましくは１．９８％以下、より好ましくは１．８０％以下、さらに好ましくは１．６０％以下である。

　Ｍｏ：０．１０～０．５０％
　Ｍｏは、焼入れ性を高め、浸炭焼入れ後の表面硬さ、硬化層深さ、及び、芯部硬さの向上と、浸炭部品の強度の確保に寄与する元素である。また、Ｍｏは、非酸化性元素であるので、浸炭時に粒界酸化層の層厚を厚くせずに、鋼表面を強靭化し、曲げ疲労強度を高める作用をなす元素である。

　Ｍｏが０．１０％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｍｏは０．１０％以上とする。好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｍｏが０．５０％を超えると、硬さが上昇し、被削性が著しく低下する。さらに、浸炭軸受部品の表面起点剥離寿命が低下する。また、製造コストも上昇するので、Ｍｏは０．５０％以下とする。好ましく０．４８％以下、より好ましくは０．４５％以下である。

　Ａｌ：０．００５～０．１００％
　Ａｌは、鋼を脱酸する作用をなす元素である。Ａｌが０．００５％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ａｌは０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０１５％以上である。一方、Ａｌが０．１００％を超えると、粗大な酸化物が生成し、浸炭軸受部品の表面起点剥離寿命が短くなるので、Ａｌは０．１００％以下とする。好ましく０．０７０％以下、より好ましくは０．０５０％以下である。

　Ｃａ：０．０００２～０．００１０％
　Ｃａは、硫化物系介在物中に固溶して、硫化物系介在物を球状化する作用をなす元素である。また、Ｃａは、高温における硫化物系介在物の変形抵抗を高め、熱間加工時における硫化物系介在物の延伸を抑制して球状を維持し、浸炭軸受部品の表面起点剥離寿命を延ばす作用をなす元素である。

　Ｃａが０．０００２％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｃａは０．０００２％以上とする。好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００４％以上である。一方、Ｃａが０．００１０％を超えると、粗大な酸化物が生成し、浸炭軸受部品の表面起点剥離寿命が短くなるので、Ｃａは０．００１０％以下とする。好ましくは０．０００９％以下、より好ましくは０．０００８％以下である。

　Ｎ：０．００５～０．０２５％
　Ｎは、Ａｌ、Ｎｂ、及び／又は、Ｔｉと結合して、結晶粒の微細化に有効なＡｌＮ、ＮｂＮ、及び／又は、ＴｉＮを形成し、曲げ疲労強度の向上に寄与する元素である。

　Ｎが０．００５％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｎは０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上、より好ましくは０．０１２％以上である。一方、Ｎが０．０２５％を超えると、粗大な窒化物が生成して、靭性及び曲げ疲労強度が低下するので、Ｎは０．０２５％以下とする。好ましくは０．０２２％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。

　Ｏ（酸素）：０．００１５％以下
　Ｏ（酸素）は、酸化物を形成し、強度を阻害するとともに、浸炭軸受部品の曲げ疲労強度及び表面起点剥離寿命を阻害する元素である。

　Ｏ（酸素）が０．００１５％を超えると、強度、浸炭軸受部品の曲げ疲労強度及び表面起点剥離寿命が低下するので、Ｏ（酸素）は０．００１５％以下とする。好ましく０．００１３％以下、より好ましくは０．００１０％以下である。Ｏ（酸素）は、少ないほうが好ましいが、Ｏ（酸素）を０．０００１％以下に低減すると、製造コストが大幅に上昇するので、実用鋼上、０．０００１％が実質的な下限である。

（選択元素）
　本実施形態において、鋼の成分組成は、上記元素の他、鋼の特性の向上のため、さらに、質量％で、(a)Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、及び、Ｂ：０．００５％以下の元素群のうちの少なくとも１種、及び、(b)Ｎｂ：０．０５％以下、及び、Ｔｉ：０．１０％の元素群のうちの少なくとも１種を含んでもよい。

　(a)群元素
　Ｃｕ：０．２０％以下
　Ｃｕは、焼入れ性を高める作用をなす元素である。Ｃｕが０．２０％を超えると、熱間加工性が低下するとともに、鋼コストが上昇するので、Ｃｕは０．２０％以下が好ましい。より好ましくは０．１６％以下である。Ｃｕの添加効果を確実に得る点で、Ｃｕは０．０５％以上が好ましい。より好ましくは０．１０％以上である。

　Ｎｉ：０．２０％以下
　Ｎｉは、焼入れ性の向上の他、靭性の向上に寄与する元素である。また、Ｎｉは、非酸化性の元素であり、浸炭時に粒界酸化層の層厚を増大せずに、鋼表面を強靭化する作用をなす元素である。

　Ｎｉが０．２０％を超えると、添加効果が飽和し、また、鋼コストが上昇するので、Ｎｉは０．２０％以下が好ましい。より好ましくは０．１６％以下である。Ｎｉの添加効果を確実に得る点で、Ｎｉは０．０５％以上が好ましい。より好ましくは０．１０％以上である。

　Ｂ：０．００５％以下
　Ｂは、焼入れ性を高める作用をなす他、焼入れ時、オーステナイト粒界へのＰやＳの偏析を抑制する作用をなす元素である。Ｂが０．００５％を超えると、ＢＮが生成して、鋼の靭性が低下するので、Ｂは０．００５％以下が好ましい。より好ましくは０．００３％以下である。Ｂの添加効果を確実に得る点で、Ｂは０．０００３％以上が好ましい。より好ましくは０．０００５％以上である。

　(b)群元素
　Ｎｂ：０．０５％以下
　Ｎｂは、Ｎｂは、Ｃ及び／又はＮと結合し、微細な炭化物、窒化物、及び／又は、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度の向上に寄与する元素である。

　Ｎｂが０．０５％を超えると、熱間延性が著しく低下して、熱間圧延や熱間鍛造時、鋼表面に疵が発生し易くなるとともに、鋼の靭性が低下するので、Ｎｂは０．０５％以下が好ましい。より好ましくは０．０２％以下である。Ｎｂの添加上効果を確実に得る点で、Ｎｂは０．００５％以上が好ましい。より好ましくは０．００８％以上である。

　Ｔｉ：０．１０％以下
　Ｔｉは、微細な炭化物等を形成して結晶粒を微細化し、鋼の強度の向上に寄与する元素である。Ｔｉが０．１０％を超えると、鋼の靭性及び曲げ疲労強度が低下するので、Ｔｉは０．１０％以下が好ましい。より好ましくは０．０８％以下である。Ｔｉの添加効果を確実に得る点で、Ｔｉは０．００５％以上が好ましい。より好ましくは０．０１０％以上である。

　（残部）
　本実施形態に係る鋼の成分組成について、残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここで、不純物とは、鋼原料（鉱石、スクラップ等）から及び／又は製鋼過程で不可避的に混入する元素で、本実施形態に係る鋼の特性を阻害しない範囲で許容される元素である。具体的には、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｂｉ、及びＨがあげられる。なお、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｂｉ、及びＨは、それぞれ、本願の効果を実現する上で、０．０１０％、０．１０％、０．５０％、０．５０％、０．００５％、０．００５％、０．１０％、０．１０％、及び０．００１０％まで含むことを許容できる。

　次に、本実施形態に係る鋼の、成分組成に関して、下記式（１）で定義するＦn1、及び、本実施形態に係る鋼の、硫化物系介在物に関して、下記式（２）で定義するＦn2について詳細に説明する。
　なお、本明細書において、硫化物系介在物は、MnS、（Mn,Ca）S、CaS、FeSであると考えられる。FeSの存在量は微量である。計算上FeSを考慮する。

　Ｆn1：０．２０～０．６５
　本実施形態に係る鋼の成分組成においては、下記式（１）で定義するＦn1を０．２０～０．６５とする。
　　Ｆn1＝４．２×［Ｃｒ］／（７．０×［Ｓｉ］＋１６．０×［Ｍｎ］）・・・（１）
　　なお、式（１）中のかっこ内には元素の質量％が導入される。

　Ｆn1は、浸炭異常層の層厚に係る指標である。Ｆn1が０．２０未満である（Ｓｉ量が過度に多い）と粒界酸化層等が厚くなる。また、Ｆn1が０．６５を超える（Ｃｒ量が過度に多い）と浸炭ガス中の微量のＨ₂Ｏ及び／又はＣＯ₂によってＣｒが選択酸化される。このため、これらの場合には、いずれも、浸炭異常層の層厚が増大して、曲げ疲労強度が低下するので、Ｆn1は０．２０以上であり、Ｆn1は０．６５以下である。Ｆn1は好ましくは０．２５以上、より好ましくは０．３以上である。Ｆn1は好ましくは０．６０以下、より好ましくは０．５５以下である。

　Ｆn2：０．５０～１．００
　本発明鋼の硫化物系介在物については、下記式（２）で定義するＦn2を０．５０～１．００とする。
　　Ｆn2＝Ａ1／Ａ2　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　・・・（２）
　　Ａ1：４．０ｍｍ²の総面積の観察領域における、各硫化物中の総モル数に対し１．０モル％以上のＣａを含有し、かつ、円相当径が１．０μｍ以上の硫化物系介在物の総面積（μｍ²）
　　Ａ2：４．０ｍｍ²の総面積の観察領域における、円相当径が１．０μｍ以上の
　　　　　硫化物系介在物の総面積（μｍ²）

　Ｆn2（＝Ａ1／Ａ2）は、熱間加工後の硫化物系介在物のアスペクト比に係る指標である。Ｆn2が０．５０未満であると、アスペクト比の大きい硫化物系介在物の割合が大きくなる。

　アスペクト比の大きい硫化物系介在物は、浸炭処理後の浸炭軸受部品の使用環境下で疲労起点となり、表面起点剥離寿命を阻害するので、アスペクト比の大きい硫化物系介在物の割合を低減するため、Ｆn2は０．５以上である。Ｆn2は好ましくは０．５５以上、より好ましくは０．６０以上である。Ｆn2は、その定義から１．００以下である。

　Ｆn2は、次の方法で求める。棒状又は線状の鋼の直径を含む圧延方向に平行な断面の表面から1/10ｄ-7/16ｄの領域を観察対象領域とする。ここでは鋼の直径をｄと示す。

　圧延方向に平行な断面である観察対象領域をダイヤモンドで鏡面研磨し被検面とする。被検面の硫化物系介在物を、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で特定する。具体的には、５００倍の倍率で被検面内の任意の観察領域を１００箇所選択する。すなわち観察領域は、観察対象領域を鏡面研磨した被検面の任意の領域を５００倍の倍率で観察する領域のことをいう。観察領域の総面積は少なくとも４．０ｍｍ²とする。観察領域の総面積は４．０ｍｍ²超であっても良い。なお、被検面は、観察領域の総面積が少なくとも４．０ｍｍ^２を満たす様に作成されていれば足り、被検面自体の大きさは特に特定しない。

　各観察領域において、ＳＥＭで観察される反射電子像のコントラストに基づいて、硫化物系介在物を特定する。反射電子像では、観察領域がグレースケール画像で表示される。反射電子像内におけるＦｅ母材、硫化物系介在物、酸化物系介在物のコントラストはそれぞれ異なる。

　硫化物系介在物を示す明度（複数階調）の数値範囲を、ＳＥＭ及びＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線マイクロアナライザー）によって予め決定しておく。以下、予め硫化物系介在物を示す明度と決定された数値範囲を基準範囲という。観察領域において、明度が基準範囲内の領域を決定する。以下、明度が基準範囲内の領域を硫化物領域という。

　図１に、観察領域内のＳＥＭ像の明度分布の一例を模式的に示す。図１において、縦軸は観察領域中の面積割合（％）であり、横軸は明度である。図１中、領域Ｒ1は、酸化物系介在物の領域を示し、領域Ｒ2は硫化物系介在物の領域を示し、領域Ｒ3はＦｅ母材の領域を示す。

　図１中のＢ1～Ｂ2を明度の基準範囲とし、基準範囲Ｂ1～Ｂ2の領域を、観察領域から選択する。図２に、観察領域内のＳＥＭ像の一例を模式的に示す。図２中、硫化物領域Ｘ1～Ｘ4は、基準範囲Ｂ1～Ｂ2の明度を有する領域であり、該領域は、硫化物系介在物の領域に相当する。

　図２において、介在物Ｙ1～Ｙ3中の領域Ｚ1～Ｚ3は、酸化物系介在物の領域に相当する。つまり、介在物Ｙ1～Ｙ3は、硫化物系介在物及び酸化物系介在物からなる複合介在物である。

　次に、特定された硫化物領域Ｘ1～Ｘ4の円相当径を算出する。円相当径とは、硫化物領域の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合における円の直径である。硫化物領域Ｘ1～Ｘ4の円相当径を算出する際、それぞれの硫化物領域内に存在する酸化物系介在物（図２におけるＺ1～Ｚ3の領域）の面積を除いて算出する。１００箇所の観察領域（総面積４．０ｍｍ²）において、算出した円相当径が１．０μｍ以上となる硫化物領域の総面積（μｍ²）をＡ2と定義する。

　次に、各硫化物中の総モル数に対し１．０モル％以上のＣａを含有し、かつ、円相当径が１．０μｍ以上の硫化物系介在物の総面積Ａ1を次の方法で求める。上記１００箇所の観察領域（総面積４．０ｍｍ²）において、円相当径が１．０μｍ以上の硫化物領域を、ＥＤＳにより定量分析する。定量分析した硫化物領域のうち、各硫化物中の総モル数に対し１．０モル％以上のＣａを含有する硫化物系介在物の領域を特定する。

　硫化物系介在物中のＣａをＥＤＳで定量分析する際、半定量的な分析方法を用いる。観察領域中には、単独の硫化物系介在物が存在するだけではなく、前述のとおり、硫化物系介在物と酸化物系介在物を含む複合介在物も存在する。

　ＳＥＭ像により特定された硫化物領域が複合介在物の硫化物系介在物である場合を想定する。この場合、硫化物系介在物を狙って、ＥＤＳ装置から電子を入射しても、硫化物系介在物だけでなく、硫化物系介在物に隣接する酸化物系介在物にも入射電子が当る場合がある。

　このような場合、分析結果には、硫化物系介在物だけではなく、酸化物系介在物の分析値も含まれる。酸化物系介在物は、Ｃａ酸化物である可能性がある。この問題を避けるため、半定量的な測定方法を採用する。半定量的な測定方法は次のとおりである。以下に示す含有量はモル％である。

　ＥＤＳ定量分析で測定した硫化物系介在物中のＳ含有量とＭｎ含有量を比較する。ＥＤＳ定量分析では、介在物毎に介在物の全体が入る領域で測定を行い、５ｋＶの電圧で２０ｎｍのビーム直径を用い１００ｎｍピッチで行った。
　（ｉ）Ｓ含有量がＭｎ含有量以下の場合
　ＳはＣａと比べてＭｎとの結合力が強いため、分析した硫化物領域のＳは、ＭｎＳとして形成されており、Ｃａは含まれていない。つまり（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓは存在せず、分析した硫化物領域の面積は（２）式のＡ１に含まれない。
　Ｍｎ含有量からＳ含有量を差し引いた差分値のＭｎ（下記［Ｍｎ］＊）は、酸化物系介在物に含まれていると算出される。
　［Ｍｎ］＊＝Ｍｎ含有量―Ｓ含有量　・・・（Ａ）式

　（ii）Ｓ含有量がＭｎ含有量を超える場合
　Ｃａ含有量が、下記（Ｂ）式の［Ｓ］＊量より多い場合、［Ｓ］＊に相当するＣａが、（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓとして硫化物領域に含まれていると算出される。下記（Ｃ）式の［Ｃａ］＊量はＣａＯとして酸化物を形成している。よって、［Ｃａ］＊は分析した硫化物領域のモル数から除外される。
　Ｃａ含有量が、下記（Ｂ）式の［Ｓ］＊量より少ない場合、［Ｓ］＊量のＳがＦｅと結合してＦｅＳが形成されている。この場合、Ｃａ含有量は、（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓとして硫化物領域に含まれている。
　［Ｓ］＊＝Ｓ含有量―Ｍｎ含有量　・・・（Ｂ）式
　［Ｃａ］＊＝Ｃａ含有量―［Ｓ］＊　・・・（Ｃ）式

　以上の半定量的な測定方法により、円相当径が１．０μｍ以上の硫化物領域中のＣａ含有量を特定する。そして、各硫化物中の総モル数に対し１．０モル％以上のＣａを含有し、かつ、円相当径が１．０μｍ以上の硫化物領域の総面積（μｍ²）を求め、求めた総面積をＡ1と定義する。Ａ1を算出する場合も、硫化物領域内に存在する酸化物系介在物（図２におけるＺ1～Ｚ3の領域）の面積は除いて算出する。

　以上の方法により算出した総面積Ａ1及び総面積Ａ2を用いて、Ｆn2を求める。
　本発明の鋼とは、浸炭軸受用の鋼である。通常、棒鋼や線材が浸炭軸受用の鋼として用いられている。一般に流通される棒鋼の直径は１６ｍｍから２００ｍｍであり、線材の直径は４ｍｍから２０ｍｍである。本発明の実施形態に係る鋼を、直径が１６ｍｍから２００ｍｍの棒鋼、又は直径が４ｍｍから２０ｍｍ線材と規定しても良い。

＜鋼の製造方法＞
　次に、本発明鋼を製造する製造方法の一例について説明する。

　上記成分組成を有し、かつ、上記式（１）を満たす溶鋼を連続鋳造して鋳片にする。Ｃａは、Ａｌ添加の後にタンディッシュへ挿入前の溶鋼へワイヤー添加する。Ａｌ添加後にＣａ添加することで、粗大なＣａ酸化物が生成し難くなり、タンディッシュへ挿入前の溶鋼へワイヤー添加することで、溶鋼中で晶出する粗大な（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓ量を低減でき、過飽和に固溶したＣａが存在することで、凝固時に微細な（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓを晶出しやすくなり、上記式（２）を満たすことが可能となる。なお、微細なＣａＯ、ＣａＳは微細な（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓに先立ててできても良い。溶鋼を、造塊法でインゴット（鋼塊）にしてもよい。

　鋳片又はインゴットを熱間加工して鋼片を製造する。例えば、分塊圧延により、鋳片又はインゴットを鋼片にする。鋼片を熱間加工して、棒鋼又は線材等の浸炭軸受用鋼材を製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造（熱間鍛伸等）でもよい。製造した浸炭軸受用鋼材に対し、必要に応じ、焼準処理や球状化焼鈍処理を施してもよい。以上の工程により、浸炭軸受用鋼を製造する。

＜部品の製造方法＞
　本実施形態に係る鋼を用いて部品（例えば、浸炭軸受）を製造する方法の一例は、次のとおりである。即ち、まず、本実施形態に係る鋼を所定の形状に加工して中間品を製造する。加工方法は、例えば、切削加工に代表される機械加工である。

　次に、中間品に対し、浸炭処理を実施する。浸炭処理は、周知の条件で実施すればよい。浸炭処理における焼入れ条件、焼戻し条件を、周知の方法で適宜調整して、部品の表面硬さ、表面Ｃ濃度等を適宜調整する。

　以上の工程により、（浸炭軸受）部品を製造することができる。本実施形態に係る鋼を用いて周知の浸炭処理により製造した部品は、焼入れ性、靱性、表面起点剥離寿命及び曲げ疲労強度に優れるものである。

　本実施形態に係る部品の製造方法により得られた部品については、その浸炭層の厚みが表面から０．５～２．０ｍｍとなっている。浸炭層の厚みが０．５ｍｍ以上となっていることで、表面起点剥離寿命が向上することができる。一方、２．０ｍｍ以上とするためには、浸炭時間が長くなってしまいコストが高くなる。浸炭層の厚みは０．５～２．０ｍｍとなっていることが好ましい。

　このようにして得られた部品は、その中央部における吸収エネルギーvE20が43J/cm²以上であり、優れた靭性を有するものである。
　部品の形状は、部品の種類により異なるため、一様に部品の形状から中央部を定義することは困難である。そこで、中央部を、部品への形状加工前の浸炭処理後の素材に対して定義する。中央部とは、部品への形状加工前の浸炭処理後の素材において、圧延方向と平行な断面において、表面から２/５Ｔから３/５Ｔの範囲を意味する。ここで、Ｔは素材の厚みを意味する。なお、部品を解析した場合、上記中央部を認定することは可能である。

　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、本発明は種々の条件を採用し得るものである。

　＜実施例１＞
　[棒鋼の作製]
　表１に示す各成分組成を有する溶鋼を、３００ｋｇ真空溶解炉で製造し、インゴットに鋳造した。インゴットを１１５０℃で３０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように熱間鍛造して、直径６０ｍｍの棒鋼を作製した。

　直径６０ｍｍの棒鋼の一部を切断し、切断した棒鋼に熱間鍛造を施して、直径３０ｍｍの棒鋼を製造した。これらの棒鋼を１２５０℃で１２時間保持してから室温まで放冷し、さらに、９２５℃×１時間の加熱保持を行い、次いで、室温まで放冷した。

　[棒鋼を用いた各種評価]
　焼準後の棒鋼（直径６０ｍｍ及び直径３０ｍｍ）を用いて、以下に示すように、介在物評価試験、焼入れ性評価試験、靭性評価試験、表面起点剥離寿命評価試験、及び回転曲げ疲労強度評価試験を行った。

　（介在物評価試験）
　介在物評価試験は、次の方法で実施した。直径３０ｍｍの棒鋼から、棒鋼の圧延方向と平行な面の表面から３．００～１３．１２ｍｍの位置を観察した。圧延方向と平行な観察面をダイヤモンドで鏡面研磨した。鏡面研磨後の観察面の硫化物系介在物を上述の方法で特定し、各試験番号でのＦn2（＝Ａ1／Ａ2）を求めた。このＦn2に関する結果を、Ｆn1の計算結果とともに、表２に示す。

　（焼入れ性評価試験）
　焼入れ性評価試験は、次の方法で実施した。直径３０ｍｍの棒鋼から、フランジ付きの直径２５ｍｍ、長さ１００ｍｍのジョミニー試験片を、機械加工により作製した。各試験番号の試験片に対し、ＪＩＳ　Ｇ　０５６１（２０１１）に準拠したジョミニー試験を実施した。なお、焼入れ温度は９５０℃とし、棒鋼１～３２については６時間かけて処理した。

　試験後、水冷端から１１ｍｍ位置での硬さＪ₁₁を測定し、測定した硬さＪ₁₁で焼入れ性を評価した。硬さ試験は、先端半径0.2 mmかつ先端角120度のダイヤモンド円錐の圧子を使い150 kgfの条件で測定した。硬さＪ₁₁がロックウェル硬さＨＲＣで２２以上の場合、焼入れ性が高いと判断した（表２中「合格」）。硬さＪ₁₁がロックウェル硬さＨＲＣで２２未満の場合、焼入れ性が低いと判断した（表２中「不合格」）。この結果を表２に併記する。

　（靭性評価試験）
　靭性評価試験を次の方法で実施した。直径３０ｍｍの棒鋼に、図３に示すヒートパターンの調質熱処理を施した。具体的には、直径３０ｍｍの棒鋼を９００℃で４時間保持し、次いで、油焼入れを実施した（図３中「ＯＱ」）。油焼入れ後の棒鋼に、さらに、１８０℃で２時間保持する焼戻し処理を施し、次いで、空冷した（図３中「ＡＣ」）。

　上記調質熱処理を施した棒鋼から、Ｖノッチを有するシャルピー試験片をＶノッチ側の表面の幅方向中心が１／８Ｄ′の位置になるように作製した。各試験番号のシャルピー試験片について、ＪＩＳ　Ｚ　２２４２（２００９）に準拠したシャルピー衝撃試験を室温で実施した。ここでＤ′は上記調質熱処理を施した棒鋼の直径を示す。

　試験で得た吸収エネルギーを、切欠き部の原断面積（試験前の試験片の切欠き部の断面積）で除して、衝撃値ｖＥ₂₀（Ｊ／ｃｍ²）を求めた。衝撃値ｖＥ₂₀が４３Ｊ／ｃｍ²以上の場合、靭性が高いと判断した（表２中「合格」）。衝撃値ｖＥ₂₀が４３Ｊ／ｃｍ²未満の場合、靭性が低いと判断した（表２中「不合格」）。この結果を表２に併記する。

　（表面起点剥離寿命評価試験）
　表面起点剥離寿命評価試験を次の方法で実施した。直径６０ｍｍの棒鋼から、直径６０ｍｍ、厚さ５．５ｍｍの円板状の粗試験片を作製した。粗試験片の厚さ（５．５ｍｍ）は、棒鋼の長手方向に相当する。

　各試験番号の粗試験片に対し、炭素当量が０．８mass％のガス雰囲気中９５０℃で６時間の浸炭処理後（浸炭条件Ａ）または炭素当量が０．８mass％のガス雰囲気中９５０℃で３時間の浸炭処理（浸炭条件Ｂ）、６０℃の油中で焼入れを行い、直ちに１５０℃で１．５時間焼き戻し後放冷させて、浸炭軸受部品を模擬した試験片を作製した。次いで、作製した試験片の表面を、遊離砥粒（研磨剤）を含んだ状態で摺動運動させ、転がり接触面を微少切削しながら研磨するラッピング加工を実施して転動疲労試験片とした。

　スラスト型の転動疲労試験機を用いて、転動疲労試験を実施した。試験時における最大接触面圧を５．０ＧＰaとし、繰返し速度を１８００ｃｐｍ（cycle per minute）とした。試験時に使用した潤滑油には、異物として、ガスアトマイズ粉を混入した。ガスアトマイズ粉は、ビッカース硬さ７５０Ｈｖの高速度鋼を用いてガスアトマイズにより微細粉末にし、１００～１８０μｍの粒度に分級し作成した。ガスアトマイズ粉の混入量は潤滑油に対して０．０２％とした。ビッカース硬さは、測定荷重10kgfで任意の5点平均値を用いた。試験時に使用する鋼球として、ＪＩＳ　Ｇ　４８０５（２００８）に規定されたＳＵＪ２の調質材を用いた。

　転動疲労試験結果をワイブル確率紙上にプロットし、１０％破損確率を示すＬ10寿命を「表面起点剥離寿命」と定義した。異物混入という過酷な使用環境下（本試験）において、Ｌ10寿命が７．０×１０⁵以上であれば、表面起点剥離寿命に優れると判断した（表２「合格」）。Ｌ10寿命が７．０×１０⁵未満であれば、表面起点剥離寿命が短いと判断した（表２中「不合格」）。この結果を表２に併記する。

　（回転曲げ疲労強度評価試験）
　回転曲げ疲労強度評価試験を次の方法で実施した。直径３０ｍｍの棒鋼から、平行部の直径と長さが、それぞれ、８ｍｍと２５ｍｍで、肩部の半径が１２ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片を作製した。小野式回転曲げ疲労試験片の長手方向は、棒鋼の長手方向に相当する。

　各試験番号の小野式回転曲げ疲労試験片に浸炭処理すなわち、炭素当量が０．８mass％のガス雰囲気中９５０℃で６時間の浸炭処理後（浸炭条件Ａ）または炭素当量が０．８mass％のガス雰囲気中９５０℃で３時間の浸炭処理（浸炭条件Ｂ）、６０℃の油中で焼入れを行い、直ちに１５０℃で１．５時間焼き戻し後放冷させて、浸炭軸受部品を模擬した試験片を作製した。

　小野式回転曲げ疲労試験における試験本数は各７本とし、通常の方法によって、常温大気中で試験を行い、繰返し数１．０×１０⁷まで破断しなかったうちで最も高い応力を「回転曲げ疲労強度」とした。回転曲げ疲労強度が８００ＭＰａ以上であれば、曲げ疲労強度に優れると判断した（表２中「合格」）。回転曲げ疲労強度が８００ＭＰａ未満であれば、曲げ疲労強度が劣ると判断した（表２中「不合格」）。この結果を表２に併記する。

　そして、以上の試験結果（焼入れ性評価試験、靭性評価試験、表面起点剥離寿命評価試験、及び回転曲げ疲労強度評価試験）の全ての試験が合格の棒鋼１～１７について総合評価として「合格」とする一方、これらの試験結果のうちの少なくとも１つが不合格の棒鋼１８～３２については総合評価として「不合格」とした。この結果を表２に併記する。

　表１、２から明らかなように、本願所定の成分を有し、Ｆn1が０．２０～０．６５であり、かつ、Ｆn2が０．５０～１．００である、棒鋼１～１７について、焼入れ性評価試験、靭性評価試験、表面起点剥離寿命評価試験、及び回転曲げ疲労強度評価試験のいずれについても、優れた結果が得られていることが判る。

　これに対し、本願所定の成分、並びに本願所定のＦn1（０．２０～０．６５）及びＦn2（０．５０～１．００）の少なくとも１つを満たさない棒鋼１８～３１について、焼入れ性評価試験、靭性評価試験、表面起点剥離寿命評価試験、及び回転曲げ疲労強度評価試験のいずれかについて、優れた結果が得られていないことが判る。以下に、各比較例についての結果を個別具体的に併記する。

　棒鋼１８については、Ｃ濃度が低く、焼入れ性（Ｊ₁₁）が小さいために、曲げ疲労強度が低くなっている。

　棒鋼１９については、Ｃ濃度が高いために、靭性が低くなっている。

　棒鋼２０については、Ｓｉ濃度が高いために、曲げ疲労強度が低くなっている。

　棒鋼２１については、Ｍｎ濃度が低く、焼入れ性（Ｊ₁₁）が小さいために、曲げ疲労強度が低くなっている。

　棒鋼２２については、Ｍｎ濃度が高いために、曲げ疲労強度が低くなっている。

　棒鋼２３については、Ｃｒ濃度が低いために、表面起点剥離寿命と曲げ疲労強度がいずれも低くなっている。

　棒鋼２４については、Ｃｒ濃度が高いために、曲げ疲労強度が低くなっている。

　棒鋼２５については、Ｍｏ濃度が低いために、表面起点剥離寿命と曲げ疲労強度がいずれも低くなっている。

　棒鋼２６については、Ｍｏ濃度が高いために、表面起点剥離寿命が低くなっている。

　棒鋼２７については、Ｎｂ濃度が高いために、靭性が低くなっている。

　棒鋼２８、２９については、Ｃａ濃度が低くＦn2が低いために、表面起点剥離寿命が低くなっている。

　棒鋼３０については、Ｆn1が低いために、曲げ疲労強度が低くなっている。

　棒鋼３１については、Ｆn1が高いために、曲げ疲労強度が低くなっている。

　棒鋼３２については、本願所定の成分を有し、Ｆn1が０．２０～０．６５であり、かつ、Ｆn2が０．５０～１．００であるが浸炭不足であったため、表面起点剥離寿命及び曲げ疲労強度が得られていないことが判る。

Claims (8)

1. 　成分組成が、質量％で、
   　Ｃ　：０．１０～０．３０％、
   　Ｓｉ：０．０１～０．２５％、
   　Ｍｎ：０．２０～１．５０％、
   　Ｐ　：０．００１～０．０１５％、
   　Ｓ　：０．００１～０．０１０％、
   　Ｃｒ：０．５０～２．００％、
   　Ｍｏ：０．１０～０．５０％、
   　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
   　Ｃａ：０．０００２～０．００１０％、
   　Ｎ　：０．００５～０．０２５％、
   　Ｏ　：０．００１５％以下、
   　Ｃｕ：０～０．２０％、
   　Ｎｉ：０～０．２０％
   　Ｂ　：０～０．００５％
   　Ｎｂ：０～０．０５％
   　Ｔｉ：０～０．１０％
   残部：Ｆｅ及び不純物であり、
   　下記式（１）で定義するＦn1が０．２０～０．６５であり、
   　下記式（２）で定義するＦn2が０．５０～１．００である
   ことを特徴とする鋼。
   　　Ｆn1＝４．２×［Ｃｒ］／（７．０×［Ｓｉ］＋１６．０×［Ｍｎ］）・・・（１）
   　　　［元素］：元素の質量％
   　　Ｆn2＝Ａ1／Ａ2　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　・・・（２）
   　　　Ａ1：４．０ｍｍ²の総面積の観察領域における、各硫化物中の総モル数に対し１．０モル％以上のＣａを含有し、かつ、円相当径が１．０μｍ以上の硫化物系介在物の総面積（μｍ²）
   　　　Ａ2：４．０ｍｍ²の総面積の観察領域における、円相当径が１．０μｍ以上の硫化物系介在物の総面積（μｍ²）
2. 　前記成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、及びＢ：０．００５％以下の少なくとも１種を含む、請求項１に記載の鋼。
3. 　前記成分組成が、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下、及びＴｉ：０．１０％以下の少なくとも１種を含む、請求項１又は２に記載の鋼。
4. 　棒鋼である、請求項１～３のいずれか１項に記載の鋼。
5. 　表面から５００μｍ以上の深さ領域において、
   　　成分組成が、質量％で、
   　　　Ｃ　：０．１０～０．３０％、
   　　　Ｓｉ：０．０１～０．２５％、
   　　　Ｍｎ：０．２０～１．５０％、
   　　　Ｐ　：０．００１～０．０１５％、
   　　　Ｓ　：０．００１～０．０１０％、
   　　　Ｃｒ：０．５０～２．００％、
   　　　Ｍｏ：０．１０～０．５０％、
   　　　Ａｌ：０．００５～０．１００％、
   　　　Ｃａ：０．０００２～０．００１０％、
   　　　Ｎ　：０．００５～０．０２５％、
   　　　Ｏ　：０．００１５％、
   　　　Ｃｕ：０～０．２０％、
   　　　Ｎｉ：０～０．２０％
   　　　Ｂ　：０～０．００５％
   　　　Ｎｂ：０～０．０５％
   　　　Ｔｉ：０～０．１０％
   　　残部：Ｆｅ及び不純物であり、
   　　下記式（１）で定義するＦn1が０．２０～０．６５であり、
   　　下記式（２）で定義するＦn2が０．５０～１．００であり、
   　表面起点剥離寿命及び曲げ疲労強度に優れた、ことを特徴とする部品。
   　　Ｆn1＝４．２×［Ｃｒ］／（７．０×［Ｓｉ］＋１６．０×［Ｍｎ］）・・・（１）
   　　　［元素］：元素の質量％
   　　Ｆn2＝Ａ1／Ａ2　        　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　・・・（２）
   　　　Ａ1：４．０ｍｍ²の総面積の観察領域における、各硫化物中の総モル数に対し１．０モル％以上のＣａを含有し、かつ、円相当径が１．０μｍ以上の硫化物系介在物の総面積（μｍ²）
   　　　Ａ2：４．０ｍｍ²の総面積の観察領域における、円相当径が１．０μｍ以上の硫化物系介在物の総面積（μｍ²）
6. 　前記成分組成が、質量％で、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、及びＢ：０．００５％以下の少なくとも１種を含む、請求項５に記載の部品。
7. 　前記成分組成が、質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下、及びＴｉ：０．１０％以下の少なくとも１種を含む、請求項５又は６に記載の部品。
8. 　中央部において、吸収エネルギーvE20が43J/cm²以上である、請求項５～７のいずれか１項に記載の部品。

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