WO2019198415A1 - 浸炭処理が行われる部品用の鋼材 - Google Patents

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Abstract

浸炭処理前に溶接して部品を製造した場合でも、優れた疲労強度が得られる浸炭処理が行われる部品用の鋼材を提供する。本開示の鋼材は、質量%で、C:0.09~0.16%、Si:0.01~0.50%、Mn:0.40~0.60%、P:0.030%以下、S:0.025%以下、Cr:0.90~2.00%、Mo:0.10~0.40%、Al:0.005~0.030%、Ti:0.010~0.050%未満、Nb:0.010~0.030%、N:0.0080%以下、O:0.0030%以下、B:0.0003~0.0030%、Ca:0.0005~0.0050%、及び、残部:Fe及び不純物からなり、明細書に記載の式(1)~式(3)を満たす化学組成を有する。鋼材の軸方向に平行な断面において、Mn硫化物が70.0個/mm2以下であり、酸化物が25.0個/mm2以下である。

Description

浸炭処理が行われる部品用の鋼材
 本発明は、鋼材に関し、さらに詳しくは、浸炭処理が行われる部品に用いられる鋼材に関する。
 機械構造用部品に使用される鋼材は、一般に、Mn、Cr、Mo、及び、Ni等を組み合わせて含有する。機械構造用部品には、浸炭処理が行われる部品がある。浸炭処理が行われる部品に用いられる鋼材は、上述の化学組成を有し、鋳造、鍛造、圧延等によって製造される。以下、本明細書では、浸炭処理が行われる部品を「浸炭部品」と称する。
 浸炭部品はたとえば、次の方法で製造される。鋼材に対して、鍛造、及び、切削等の機械加工により中間品を製造する。中間品に対して、浸炭処理を実施して、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芯部とを備える浸炭部品を製造する。
 浸炭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。切削加工は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。そのため、歩留まり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。鍛造方法は熱間鍛造、温間鍛造、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、熱間鍛造よりも寸法精度が改善され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、寸法精度が切削に近いという特徴がある。したがって、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こと、温間鍛造を行った後に仕上げとして軽度の切削を行うこと、又は、冷間鍛造のみで成型を行うこと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場合、鋼材の変形抵抗が大きければ、金型にかかる面圧が増加し、金型寿命が低下する。そのため、切削に対するコストメリットが小さくなる。また、鋼材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、鋼材の軟質化や限界加工率の向上を目的として、種々の技術が検討されてきた。
 特許文献1は、従来鋼よりも冷間鍛造時の変形抵抗が小さく、限界加工率が大きく、さらに、浸炭処理後に、従来鋼と同等の硬化層及び芯部硬さを有する、浸炭用鋼を開示する。特許文献1に記載の浸炭用鋼は、化学成分が、質量%で、C:0.07%~0.13%、Si:0.0001%~0.50%、Mn:0.0001%~0.80%、S:0.0001%~0.100%、Cr:1.30%超~5.00%、B:0.0005%~0.0100%、Al:0.0001%~1.0%、Ti:0.010%~0.10%を含有し、N:0.0080%以下、P:0.050%以下、O:0.0030%以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、化学成分中の各元素の質量%で示した含有量が、硬さ指標として下記の式1、焼入れ性指標として下記の式2、及び、TiC析出量指標として下記の式3、を満たすことを特徴とする。0.10<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.078×Al<0.235・・・(式1)、7.5<(0.7×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.16×Cr+1)<44・・・(式2)、0.004<Ti-N×(48/14)<0.030・・・(式3)。特許文献1の浸炭用鋼は、上述の化学組成を有することにより、冷間鍛造時の限界加工率を高め、浸炭処理後に、従来鋼と同等の硬化層及び鋼部硬さが得られる。
国際公開第2012/108460号公報
 ところで、自動車に用いられる機械構造用部品には、浸炭部品が複数利用されている。たとえば、無段階変速機(CVT)の可変径プーリにも浸炭部品が利用されている。可変径プーリに代表される大型の浸炭部品は、上述のとおり、鍛造後に切削加工することにより製造されている。しかしながら、大型の鋼材を冷間鍛造により成型しようとすれば、冷間鍛造機に過剰な負荷がかかる。そのため、大型の浸炭部品を冷間鍛造により成型する場合、複数の部材を冷間鍛造により成型し、その後、これらの部材を摩擦接合やレーザー接合といった溶接により接合し、接合された鋼部材を浸炭処理することにより、大型の浸炭部品を製造する方法が検討されている。
 このように溶接により浸炭部品を製造する場合、接合材である浸炭部品の疲労強度(接合疲労強度)が求められる。
 本開示の目的は、鋼材の段階で、従来鋼材よりも冷間鍛造時の限界加工率が大きく、さらに、溶接を行った場合であっても、浸炭処理後において優れた疲労強度が得られる、浸炭処理が行われる部品用の鋼材を提供することである。
 以下、特に断らない限り、単に「鍛造」とは「冷間鍛造」を意味する。
 本開示による浸炭処理が行われる部品用の鋼材は、
 質量%で、
 C:0.09~0.16%、
 Si:0.01~0.50%、
 Mn:0.40~0.60%、
 P:0.030%以下、
 S:0.025%以下、
 Cr:0.90~2.00%、
 Mo:0.10~0.40%、
 Al:0.005~0.030%、
 Ti:0.010~0.050%未満、
 Nb:0.010~0.030%、
 N:0.0080%以下、
 O:0.0030%以下、
 B:0.0003~0.0030%、
 Ca:0.0005~0.0050%、
 Cu:0~0.50%、
 Ni:0~0.30%、及び、
 残部:Fe及び不純物、
 からなり、式(1)~式(3)を満たす化学組成を有し、
 前記鋼材の軸方向に平行な断面において、
 Mnを10.0質量%以上含有し、Sを10.0質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上のMn硫化物が70.0個/mm2以下であり、
 酸素を10質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の酸化物が25.0個/mm2以下である。
 0.140<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235 式(1)
 13.0<(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)<45.0 式(2)
 0.004<Ti-N×(48/14)<0.030 式(3)
 ここで、式(1)~式(3)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。
 本開示による鋼材は、鋼材の段階で、従来鋼材よりも冷間鍛造時の限界加工率が大きく、溶接を行った場合であっても、浸炭処理後の部品(浸炭部品)の段階で、優れた疲労強度が得られる。
図1は、本実施形態における、Mn硫化物及び酸化物を測定するときのサンプルの採取位置を説明するための模式図である。
 以下、本実施形態による浸炭処理が行われる部品用の鋼材について説明する。
 本発明者らは、浸炭処理が行われる部品用の鋼材に関して、冷間鍛造前の鋼材の変形抵抗の低減(硬さの低減)、及び、限界加工率の改善と、浸炭処理後の浸炭部品の優れた特性(例えば、有効硬化層深さ、芯部硬さ)とを両立するために詳細な検討を行い、以下の(a)~(g)の知見を得た。
 (a)C含有量が低いほど、冷間鍛造前の鋼材の軟質化を図ることができる。しかしながら、C含有量が低すぎれば、浸炭処理後の浸炭部品の特性(例えば、有効硬化層深さ、芯部硬さ)を、C含有量が0.20%程度である従来の鋼材(例えば、JIS-SCR420)と同等レベルにすることが、困難となる。浸炭部品として必要な芯部の硬さを得るためには、C含有量の下限値が存在する。
 (b)なるべく低いC含有量で、できるだけ大きな有効硬化層深さと芯部硬さとを得るためには、浸炭部品の芯部の金属組織において、マルテンサイト分率を高めるのが好ましい。
 (c)浸炭部品の芯部で、金属組織のマルテンサイト分率を高めるためには、Si、Mn、Cr、Mo、Ni等の鋼の焼入れ性を向上する合金元素(焼入れ性向上元素)の含有量を、後述する焼入れ性指標の式(2)を満たすように含有することが必要である。
 (d)しかしながら、上記の焼入れ性向上元素の含有量が増加すると、焼入れ性向上元素によるフェライトの固溶強化等の効果によって、鋼材の硬さが増加してしまう。そのため、フェライトの硬さ上昇を抑制しつつ鋼材の焼入れ性を高めることができるBを含有するとともに、C及び焼入れ性向上元素の含有量が、後述の硬さ指標の式(1)を満たすようにする。
 (e)Bの焼入れ性向上効果を安定して得るためには、浸炭処理時に鋼中に含まれる大部分のNをTiNの形で固定する。これにより、固溶BをBNとして析出させず、そして、鋼中に固溶B量を確保できる。この効果を有効に得るには、TiをN含有量に対して化学量論的に過剰となるように含有するのが好ましい。さらに、浸炭処理時のオーステナイト結晶粒の異常粒成長を防止するために、TiCを金属組織中に微細分散析出させる。このように、固溶B量を確保し、かつTiCを微細分散析出させるためには、Ti及びNの含有量が、発明者が導出した後述のTiC析出量指標の式(3)を満たすようにする。
 (f)前述の通り、Bは、浸炭部品の芯部の焼入れ性を有効に高める。しかしながら、変成炉ガス方式のガス浸炭を行う場合、浸炭部品の表層部である浸炭層では、B含有による焼入れ性向上効果が低い。これは、浸炭処理時において、鋼材の表面から窒素が侵入して、固溶Bと結合してBNとして析出し、固溶B量が低減するためである。したがって、浸炭部品の表層部である浸炭層で焼入れ性を確保するには、上記(c)で述べた焼入れ性指標の式(2)を満たすことが必要である。
 (g)浸炭処理が行われる部品用の鋼材をさらに軟質化するためには、鋼材を製造する際の熱間圧延、又は、熱間鍛造の後に、後述する条件の徐冷を行うことが好ましい。これにより、鋼材の金属組織を制御して、鋼材をより軟質化することができる。これにより、鋼材の表層部の金属組織が改善されて延性が向上し、限界加工率の高い鋼材を得ることができる。
 本発明者はさらに、本実施形態の鋼材において、溶接後、浸炭処理して製造される浸炭部品段階での疲労強度(接合疲労強度)について検討を行った。その結果、鋼材の軸方向(すなわち、鋼材の長手方向)に平行な断面中の介在物について、次の規定を満たせば、溶接後、浸炭処理して製造される浸炭部品段階での疲労強度(接合疲労強度)が高まることを見出した。
 (A)Mnを10.0質量%以上含有し、Sを10.0質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上のMn硫化物を70.0個/mm2以下にする。
 (B)酸素を10質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の酸化物を25.0個/mm2以下にする。
 以下、この点について詳述する。
 本実施形態の化学組成を有する鋼材では、鋼中にMn硫化物及び酸化物が存在する。ここで、本明細書において、Mn硫化物及び酸化物は次のとおり定義される。
 Mn硫化物:Mnを10.0質量%以上含有し、Sを10.0質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の介在物
 酸化物:酸素を10質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の介在物
 なお、本明細書において、介在物のうち、10.0質量%以上のSと、10.0%以上のMnと、10質量%以上の酸素とを含有し、円相当径が0.5μm以上の介在物は、「Mn硫化物」ではなく、「酸化物」に含まれることとする。
 本実施形態では、鋼材に対して、摩擦接合、レーザー接合等に代表される溶接を実施した後、浸炭処理を実施して浸炭部品を形成する場合、浸炭部品内にはHAZ領域が存在する。HAZ領域は他の領域と比較して強度が低くなる場合がある。そこで、HAZ領域の強度を確保するために、介在物をなるべく低減する。本実施形態では、上記(A)及び(B)に記載のとおり、鋼中の介在物のほとんどを占めるMn硫化物及び酸化物の個数をなるべく低減する。この場合、HAZ領域の強度を確保することができ、その結果、浸炭部品の疲労強度を高めることができる。
 以上の知見に基づいて完成した本実施形態による浸炭処理が行われる部品用の鋼材の要旨は次のとおりである。
 [1]の浸炭処理が行われる部品用の鋼材は、
 質量%で、
 C:0.09~0.16%、
 Si:0.01~0.50%、
 Mn:0.40~0.60%、
 P:0.030%以下、
 S:0.025%以下、
 Cr:0.90~2.00%、
 Mo:0.10~0.40%、
 Al:0.005~0.030%、
 Ti:0.010~0.050%未満、
 Nb:0.010~0.030%、
 N:0.0080%以下、
 O:0.0030%以下、
 B:0.0003~0.0030%、
 Ca:0.0005~0.0050%、
 Cu:0~0.50%、
 Ni:0~0.30%、及び、
 残部:Fe及び不純物、
 からなり、式(1)~式(3)を満たす化学組成を有し、
 前記鋼材の軸方向に平行な断面において、
 Mnを10.0質量%以上含有し、Sを10.0質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上のMn硫化物が70.0個/mm2以下であり、
 酸素を10質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の酸化物が25.0個/mm2以下である。
 0.140<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235 式(1)
 13.0<(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)<45.0 式(2)
 0.004<Ti-N×(48/14)<0.030 式(3)
 ここで、式(1)~式(3)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。
 [2]の鋼材は、[1]に記載の鋼材であって、
 前記化学組成は、
 Cu:0.005%~0.50%、及び、
 Ni:0.005%~0.30%、
 からなる群から選択される1種以上を含有する。
 [3]の鋼材は、[1]又は[2]に記載の鋼材であって、
 金属組織が、面積%で、フェライトとパーライトとを、合計で、85~100%含む。
 [4]の鋼材は、[1]又は[2]に記載の鋼材であって、
 金属組織が、面積%で、フェライトと球状化セメンタイトとを、合計で、85~100%含む。
 [5]の鋼材は、[1]~[4]のいずれか1項に記載の鋼材であって、
 前記鋼材は、棒鋼である。
 以下、本実施形態による浸炭処理が行われる部品用の鋼材について説明する。化学組成に関する「%」は、特に断りがない限り、質量%を意味する。
 [化学組成]
 本実施形態による浸炭処理が行われる部品用の鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
 C:0.09~0.16%
 炭素(C)は、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭層と芯部とを備える浸炭部品における芯部の硬さを高める。C含有量が0.09%未満であれば、浸炭部品の芯部の硬さが不足する。一方、C含有量が0.16%を超えれば、鋼材の金属組織のセメンタイト分率とパーライト分率とが増加し、鍛造前の鋼材の硬さが顕著に増加するとともに、限界加工率も低下する。したがって、C含有量は0.09~0.16%である。なお、浸炭処理が行われる部品用の従来の鋼材のC含有量は0.20%程度である。そのため、本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材において、C含有量は、従来の鋼材よりも低い。C含有量の好ましい下限は0.10%であり、さらに好ましくは0.11%である。C含有量の好ましい上限は0.15%であり、さらに好ましくは0.14%である。
 Si:0.01~0.50%
 シリコン(Si)は、浸炭部品の焼戻し軟化抵抗を高め、浸炭部品の疲労強度を高める。Si含有量が0.01%未満であれば、上記効果が得られない。一方、Si含有量が0.50%を超えれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇し、限界加工率が低下する。したがって、Si含有量は0.01~0.50%である。浸炭部品の面疲労強度を重視する場合、Si含有量の好ましい下限は0.015%であり、さらに好ましくは0.02%である。浸炭部品の限界加工性の向上を重視する場合、Si含有量の好ましい上限は0.48%であり、さらに好ましくは0.46%である。
 Mn:0.40~0.60%
 マンガン(Mn)は、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭部品の芯部の強度を高める。Mn含有量が0.40%未満であれば、この効果が得られない。一方、Mn含有量が0.60%を超えれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。したがって、Mn含有量は0.40~0.60%である。Mn含有量の好ましい下限は0.42%であり、さらに好ましくは0.44%である。Mn含有量の好ましい上限は0.58%であり、さらに好ましくは0.56%である。
 P:0.030%以下
 燐(P)は、不可避に含有される不純物である。つまり、P含有量は0%超である。Pは、オーステナイト粒界に偏析して旧オーステナイト粒界を脆化させ、粒界割れを引き起こす。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0.026%であり、さらに好ましくは0.024%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含有量を極限まで低減すれば、生産性が低下し、製造コストが高くなる。したがって、通常の操業において、P含有量の好ましい下限は0.0001%である。
 S:0.025%以下
 硫黄(S)は、不可避に含有される。つまり、S含有量は0%超である。SはMnと結合してMnSを形成し、鋼材の被削性を高める。S含有量が0%超であれば、この効果が得られる。一方、S含有量が0.025%を超えれば、粗大なMnSが生成して、鍛造時に割れが生じやすくなり、限界圧縮率が低下する。したがって、S含有量は0.025%以下である。S含有量の好ましい上限は0.022%であり、さらに好ましくは0.020%である。被削性をより有効に高める場合、S含有量の好ましい下限は0.0001%であり、さらに好ましくは0.003%である。
 Cr:0.90~2.00%
 クロム(Cr)は、鋼材の焼入性を高め、浸炭部品の芯部の強度を高める。Cr含有量が0.90%未満であれば、この効果が得られない。一方、Cr含有量が2.00%を超えれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。したがって、Cr含有量は0.90~2.00%である。Cr含有量の好ましい下限は0.95%であり、さらに好ましくは1.00%である。Cr含有量の好ましい上限は1.95%であり、さらに好ましくは1.92%である。
 Mo:0.10~0.40%
 モリブデン(Mo)は、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭部品の芯部の強度を高める。Mo含有量が0.10%未満であれば、この効果が得られない。一方、Mo含有量が0.40%を超えれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。したがって、Mo含有量は0.10~0.40%である。Mo含有量の好ましい下限は0.11%であり、さらに好ましくは0.12%である。Mo含有量の好ましい上限は0.38%であり、さらに好ましくは0.36%である。
 Al:0.005~0.030%
 アルミニウム(Al)は、鋼中に固溶Nが存在する場合、AlNを形成する元素である。しかし、本実施形態の鋼材、及び、浸炭部品における芯部では、鋼中のNがTiの添加によってTiNとして固定されているので、鋼中に固溶Nがほとんど存在しない。このため、AlはAlNを形成せず、鋼中に固溶Alとして存在している。固溶状態で存在するAlは、鋼の被削性を向上する効果がある。浸炭部品の製造時に仕上げの切削等を施す場合は、Al含有量を0.005%以上とすることが望ましい。しかしながら、Al含有量が0.030%を超えると、鍛造前の鋼材の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。したがって、Al含有量は0.005~0.030%である。Alの好ましい下限は0.010%である。Alの好ましい上限は0.020%である。
 Ti:0.010~0.050%未満
 チタン(Ti)は、鋼材中のNをTiNとして固定し、BNの形成を抑制する。これにより、Tiは固溶B量を確保して鋼材の焼入れ性を高める。Tiはさらに、Ti炭化物を形成して、浸炭処理時における結晶粒の粗大化を抑制する。Ti含有量が0.010%未満であれば、この効果は得られない。一方、Ti含有量が0.050%以上であれば、Ti炭化物の析出量が過剰に多くなり、鍛造前の鋼材の限界加工率が低下する。したがって、Ti含有量は0.010~0.050%未満である。Ti含有量の好ましい下限は0.012%であり、さらに好ましくは0.014%である。Ti含有量の好ましい上限は0.048%であり、さらに好ましくは0.046%である。
 Nb:0.010~0.030%
 Nb(ニオブ)は、鋼中でN及びCと結合して、Nb炭窒化物を形成する。Nb炭窒化物は、ピンニング効果により、結晶粒の粗大化を抑制する。Nb含有量が0.010%未満であれば、この効果が得られない。一方、Nb含有量が0.030%を超えれば、その効果が飽和する。したがって、Nb含有量は0.010~0.030%である。Nb含有量の好ましい下限は0.011%であり、さらに好ましくは0.012%である。Nb含有量の好ましい上限は0.029%であり、さらに好ましくは0.028%であり、さらに好ましくは0.027%である。
 N:0.0080%以下
 窒素(N)は、不可避に含有される不純物である。つまり、鋼材中のN含有量は0%超である。NはBと結合してBNを形成し、固溶B量を低減する。この場合、鋼材の焼入れ性が低下する。N含有量が0.0080%を超えれば、Tiを含有していても、鋼中のNをTiNとして固定することができなくなり、焼入れ性に寄与する固溶Bを確保することが困難となる。さらに、粗大なTiNが形成される。粗大なTiNは鍛造時に割れの起点になり、鍛造前の鋼材の限界加工率を低下する。したがって、N含有量は0.0080%以下である。N含有量の好ましい上限は0.0078%であり、さらに好ましくは0.0076%である。N含有量は低い方が好ましい。しかしながら、N含有量を極限まで低減すれば、生産性が低下し、製造コストが高くなる。したがって、通常の操業において、N含有量の好ましい下限は0.0020%である。
 O:0.0030%以下
 酸素(O)は、不可避的に含有される不純物である。つまり、鋼材中のO含有量は0%超である。Oは、酸化物を形成し、浸炭処理前の中間品を溶接により製造するときに、接合性を低下する。この場合、疲労強度が低下する。したがって、O含有量は0.0030%以下である。O含有量の好ましい上限は0.0029%であり、さらに好ましくは0.0028%である。O含有量は低い方が好ましい。しかしながら、O含有量を極限まで低減すれば、生産性が低下し、製造コストが高くなる。したがって、通常の操業において、O含有量の好ましい下限は0.0010%である。
 B:0.0003~0.0030%
 ホウ素(B)は、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭部品の強度を高める。B含有量が0.0003%以上であれば、この効果が得られる。一方、B含有量が0.0030%を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、B含有量は0.0003~0.0030%である。B含有量の好ましい下限は0.0004%であり、さらに好ましくは0.0005%である。B含有量の好ましい上限は0.0028%であり、さらに好ましくは0.0026%である。
 Ca:0.0005~0.0050%
 カルシウム(Ca)は、Mn硫化物及び酸化物に含有され、これらの介在物を球状化する。さらに、Mn硫化物及び酸化物に含有されることにより、これらの介在物を微細化する。Ca含有量が0.0005%未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ca含有量が0.0050%を超えれば、粗大なMn硫化物及び粗大な酸化物を形成して、浸炭部品の疲労強度を低下する。したがって、Ca含有量は0.0005~0.0050%である。Ca含有量の好ましい下限は0.0006%であり、さらに好ましくは0.0007%である。Ca含有量の好ましい上限は0.0048%であり、さらに好ましくは0.0046%である。
 残部:Fe及び不純物
 本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の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、意図的に鋼に含有させたものではない成分を意味する。
 不純物としては、上述の不純物以外のあらゆる元素が挙げられる。不純物は1種だけであってもよいし、2種以上であってもよい。上述した不純物以外の他の不純物は、たとえば、Sb、Sn、W、Co、As、Pb、Bi、H等である。これらの元素は、不純物として、たとえば、次の含有量となる場合があり得る。
 Sb:0.0005%以下、Sn:0.0005%以下、W:0.0005%以下、Co:0.0005%以下、As:0.0005%以下、Pb:0.0005%以下、Bi:0.0005%以下、H:0.0005%以下。
 [任意元素について]
 本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材の化学組成は、Feの一部に代えて、Cu、及び、Niからなる群から選択される1種以上を含有してもよい。
 Cu:0~0.50%
 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。Cu含有量が0%超の場合、Cuは鋼材の焼入れ性を高め、浸炭部品の強度を高める。また、Cuは、ガス浸炭のガス雰囲気で、酸化物や窒化物を形成しない元素である。そのため、Cuを含有した場合、浸炭層表面の酸化物層や窒化物層、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含有量が高すぎれば、1000℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。さらに、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。したがって、Cu含有量は0~0.50%である。Cu含有量の好ましい下限は0.005%であり、さらに好ましくは0.05%である。Cu含有量の好ましい上限は0.45%であり、さらに好ましくは0.40%である。
 Ni:0~0.30%
 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。Ni含有量が0%超の場合、Niは鋼材の焼入れ性を高め、浸炭部品の強度を高める。しかしながら、Ni含有量が高すぎれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。したがって、Ni含有量は0~0.30%である。Ni含有量の好ましい下限は0.005%であり、さらに好ましくは0.05%である。Ni含有量の好ましい上限は0.28%であり、さらに好ましくは0.25%である。
 [式(1)~式(3)について]
 本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材の化学組成は、さらに、次の式(1)~式(3)を満たす。
 0.140<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235 式(1)
 13.0<(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)<45.0 式(2)
 0.004<Ti-N×(48/14)<0.030 式(3)
 ここで、式(1)~式(3)中の元素記号には、対応する元素の含有量(質量%)が代入される。対応する元素が任意元素であり、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。
 以下、各式について説明する。
 [式(1):硬さ指標]
 F1=C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Alと定義する。F1は鋼材の硬さの指標である。
 C含有量が低い場合、鍛造前の鋼材の組織は、浸炭処理が行われる部品用の従来の鋼材(C含有量が0.20%程度)よりも、フェライト分率が大幅に増加する。この場合、鋼材の硬さは、C含有量(パーライト分率)のみならず、フェライトの硬さにも大きく影響を受ける。そこで発明者らは、フェライトの固溶強化量に及ぼす各合金元素の寄与について検討して、F1を定義した。
 F1が0.235以上であれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。一方、F1が0.140以下であれば、浸炭部品としての硬さが不足する。したがって、F1は、0.140超~0.235未満である。F1は、後述する焼入れ性指標(F2)を満たす範囲でなるべく低い方が好ましい。F1の好ましい上限は0.230未満であり、さらに好ましくは0.220であり、さらに好ましくは0.210である。なおF1値は、算出された値の小数点第4位を四捨五入して得られた値である。
 [式(2):焼入れ性指標]
 F2=(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)と定義する。F2は部材の焼入れ性に関する指標である。
 上述の通り、Bは、浸炭部品の芯部の焼入れ性を高めるのに有効である。変成炉ガス方式のガス浸炭を行う場合、浸炭部品の表層部である浸炭層では、B含有による焼入れ性向上効果が低い。これは、浸炭処理時に浸炭部品の表層部へ雰囲気から窒素が侵入して、固溶BがBNとして析出し、焼入れ性向上に寄与する固溶B量が不足するためである。したがって、浸炭部品の表層部である浸炭層で焼入れ性を確保するには、B以外の鋼の焼入性を高める元素を活用する必要がある。
 F2は焼入れ性向上元素で構成される。F2が13.0以下の場合、同一の浸炭処理条件で、上記した従来の鋼材(C含有量が0.20%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)を得ることができない。一方、F2が45.0以上であれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇し、限界加工率が低下する。したがって、F2は、13.0超~45.0未満である。F2は、硬さ指標F1を満たす範囲内でできるだけ大きい方が好ましい。F2の好ましい下限は13.2であり、さらに好ましくは15.0である。なおF2値は、算出された値の小数点第2位を四捨五入して得られた値である。
 [式(3):TiC析出量指標]
 F3=Ti-N×(48/14)と定義する。F3は、TiC析出量に関する指標である。TiがNに対して化学量論的に過剰に含有された場合、Nは全てTiNの形で固定される。つまり、F3は、TiNを形成するために消費された以外の過剰なTi量を意味する。F3中の「14」はNの原子量であり、「48」はTiの原子量を示す。
 F3で定義される過剰なTi量は、浸炭処理時にそのほとんどがCと結合してTiCとなる。このTiCは、浸炭処理時の結晶粒の粗大化を防止するピンニング効果を有する。F3が0.004以下であれば、TiCの析出量が不足する。この場合、浸炭処理時の結晶粒粗大化を抑制できない。一方、F3が0.030以上であれば、TiCの析出量が多くなりすぎ、鍛造前の鋼材の硬さが上昇し、限界加工率が低下する。したがって、F3は0.004超~0.030未満である。F3の好ましい下限は0.008である。F3の好ましい上限は0.028である。なおF3値は、算出された値の小数点第4位を四捨五入して得られた値である。
 化学組成が、硬さ指標F1と、焼入れ性指標F2と、TiC析出量指標F3とを同時に満たすことにより、鋼材において、従来鋼よりも冷間鍛造時の変形抵抗が小さくて、限界加工率が大きくなる。そして、この鋼材の浸炭処理後に、従来鋼と同等の硬化層及び芯部硬さを有する浸炭部品を得ることができる。
 [浸炭処理が行われる部品用の鋼材の金属組織]
 本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材の金属組織について説明する。
 [第1の金属組織形態]
 上記した化学組成からなる鋼材の金属組織は、好ましくは、面積%で、フェライトとパーライトとを、合計で、85~100%含有する。
 金属組織中のフェライト及びパーライトの総面積率が85~100%であれば、さらに、鋼材の硬さが低下し、変形抵抗が低下し、そして、限界加工率が向上する。さらに好ましくは、フェライト及びパーライトの総面積率が95~100%である。金属組織において、フェライト及びパーライト以外の残部には、フェライト及びパーライトと比べて硬い組織である、ベイナイト、マルテンサイト、及び、セメンタイト等が含まれる。フェライト及びパーライトによる上記効果を得るためには、残部であるベイナイト、マルテンサイト、及び、セメンタイト等の分率を、面積%で、15%以下にすることが好ましい。
 このような金属組織にするためには、鋼材の製造時における熱間加工工程後の熱間加工鋼材の表面温度が、800℃~500℃となる温度範囲を0℃/秒超1℃/秒以下の冷却速度で徐冷する徐冷工程を施すことが好ましい。なお、製造方法については、詳細を後述する。
 [第2の金属組織形態]
 上記した金属組織に代わって、上記した化学成分からなる鋼材は、面積%で、フェライト及び球状化セメンタイトを、合計で、85~100%含んでもよい。ここで、球状化セメンタイトとは、金属組織観察面で、セメンタイトの最大長さを直径とする円に対して、そのセメンタイトの面積が54%以上である場合を球状化セメンタイトとする。
 フェライト及び球状化セメンタイトの総面積率が85~100%であれば、さらに、鋼材の硬さが低下し、変形抵抗が低下し、そして、限界加工率が向上する。さらに好ましくは、フェライト及び球状化セメンタイトの総面積率が90~100%である。フェライト及び球状化セメンタイトの残部には、パーライト、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、セメンタイト等が含まれる。フェライト及び球状化セメンタイトの上記効果を得るためには、残部であるパーライト、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、セメンタイト等の分率を、面積%で、15%以下にすることが好ましい。
 このような金属組織にするためには、熱間加工鋼材に対して、球状化熱処理を施すことが好ましい。なお、第2の金属組織形態とする場合、熱間加工鋼材に対して徐冷を行っても行わなくてもよいが、ベイナイト及びマルテンサイトが生成せずにフェライトが生成する冷却速度で冷却する。製造方法については、詳細を後述する。
 [浸炭処理が行われる部品用の鋼材中の介在物について]
 本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材ではさらに、鋼材の軸方向(すなわち、鋼材の長手方向)に平行な断面において、鋼中のMn硫化物及び酸化物が次の条件を満たす。
 (A)Mnを10.0質量%以上含有し、Sを10.0質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上のMn硫化物を70.0個/mm2以下にする。
 (B)酸素を10質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の酸化物を25.0個/mm2以下にする。
 ここで、本明細書において、Mn硫化物及び酸化物は次のとおり定義される。
 Mn硫化物:Mnを10.0質量%以上含有し、Sを10.0質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の介在物
 酸化物:酸素を10質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の介在物
 なお、本明細書において、介在物のうち、10.0質量%以上のSと、10.0%以上のMnと、10質量%以上の酸素とを含有し、円相当径が0.5μm以上の介在物は、「Mn硫化物」ではなく、「酸化物」に含まれることとする。
 上述のとおり、浸炭部品の製造工程において、複数の鋼部材を摩擦接合、レーザー接合等の溶接により接合することにより一体化して、浸炭処理前の中間部材を製造する場合、浸炭部品内にはHAZ領域が存在する。HAZ領域は他の領域と比較して強度が低くなる場合がある。HAZ領域の強度を確保するために、介在物をなるべく低減する。Mn硫化物及び酸化物が上記(A)及び(B)を満たせば、HAZ領域の強度を確保することができ、その結果、接合により一体化された浸炭部品の疲労強度を高めることができる。
 [Mn硫化物及び酸化物の測定方法]
 鋼中のMn硫化物の個数、及び、酸化物の個数については、次の方法で測定できる。浸炭処理が行われる部品用の鋼材から、サンプルを採取する。鋼材が棒鋼の場合、図1に示すとおり、棒鋼の中心軸線C1から径方向にR/2位置(Rは棒鋼の半径)から、サンプルを採取する。サンプルの観察面のサイズはL1×L2であってL1を10mmとし、L2を5mmとする。さらに、観察面と垂直の方向であるサンプル厚さL3を5mmとする。観察面の法線Nは、中心軸線C1に垂直(つまり、観察面は、鋼材の軸方向と平行)とし、R/2位置は、観察面の中央位置に相当する。
 採取されたサンプルの観察面を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて1000倍の倍率でランダムに20視野(1視野あたりの評価面積100μm×100μm)を観察する。
 各視野中の介在物を特定する。特定した各介在物に対して、エネルギー分散型X線分光法(EDX)を用いて、Mn硫化物及び酸化物を識別する。具体的には、特定された介在物の元素分析結果において、Mn含有量が10.0質量%以上であり、S含有量が10.0質量%以上である場合、その介在物をMn硫化物と定義する。なお、介在物の元素分析においてMn、S以外の元素としてTi、Caも検出される場合もある。この場合も上記条件を満たせばすべてMn硫化物と定義する。また、識別された介在物の元素分析結果において、O含有量が10質量%以上である場合、その介在物を酸化物と定義する。酸化物と定義された介在物には、Al、Si、Mg、Ca、Tiなどが検出される場合がある。この場合も上記条件を満たせば、酸化物と識別する。なお、介在物のうち、10.0質量%以上のSと、10.0質量%以上のMnと、10質量%以上のOとを含有する介在物は、「Mn硫化物」ではなく、「酸化物」と識別する。
 上記識別の対象とする介在物は、円相当径が0.5μm以上の介在物とする。ここで、円相当径とは、各介在物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。
 円相当径がEDXのビーム径の2倍以上の介在物であれば、元素分析の精度が高まる。本実施形態において、介在物の特定に使用するEDXのビーム径は0.2μmとする。この場合、円相当径が0.5μm未満の介在物は、EDXでの元素分析の精度を高めることができない。円相当径0.5μm未満の介在物はさらに、強度への影響が極めて小さい。したがって、本実施形態において、円相当径が0.5μm以上のMn硫化物及び酸化物を、測定対象とする。なお、介在物の円相当径の上限は特に限定されないが、たとえば、100μmである。
 各視野で特定されたMn硫化物の総個数と、20視野の総面積とに基づいて、Mn硫化物の単位面積当たりの個数(個/mm2)を求める。また、各視野で特定された酸化物の総個数と、20視野の総面積とに基づいて、酸化物の単位面積当たりの個数(個/mm2)を求める。
 [浸炭部品の金属組織]
 次に、本実施形態による浸炭部品の金属組織について説明する。
 本実施形態による浸炭部品は、浸炭層と、浸炭層よりも内部の芯部とを備える。浸炭層は、厚さ0.4mm超2.0mm未満の有効硬化層深さを有する。ここで、浸炭層とは、ビッカース硬さがHV550以上となる表面からの深さを意味する。この浸炭層において、表面から深さ50μmの位置での金属組織は、面積%で、マルテンサイトを90~100%含み、そして、ビッカース硬さがHV650~HV1000であることが好ましい。加えて、この浸炭層において、表面から深さ0.4mmの位置での金属組織が、面積%で、マルテンサイトを90~100%含み、そして、ビッカース硬さがHV550~HV900であることが好ましい。
 表面から深さ50μmの位置の浸炭層での金属組織がマルテンサイトを90~100%含み、そして、ビッカース硬さがHV650~HV1000である場合に、耐摩耗性、及び、疲労強度がさらに高まる。より好ましくは、表面から深さ50μmの位置の浸炭層での金属組織がマルテンサイトを95~100%含み、そして、ビッカース硬さがHV700~HV1000である。
 表面から深さ0.4mmの位置の浸炭層での金属組織がマルテンサイトを90~100%含み、そして、ビッカース硬さがHV550~HV900である場合に、面疲労強度、及び、疲労強度がさらに高まる。より好ましくは、表面から深さ0.4mmの位置の浸炭層での金属組織がマルテンサイトを92~100%含み、そして、ビッカース硬さがHV560~HV900である。
 また、上記芯部において、表面から深さ2.0mmの位置でのビッカース硬さがHV250~HV500であることが好ましい。加えて、上記芯部において、この位置での化学成分が、上記した化学成分からなる必要がある。より好ましくは、ビッカース硬さがHV270~HV450である。表面から深さ2.0mmの位置の芯部での金属組織が、マルテンサイト及びベイナイトのうちの少なくとも1つを含んでいると上記効果がさらに得られるので好ましい。
 上記した金属組織の観察は、ナイタール腐食、又は、ピクラール腐食を施して、光学顕微鏡で観察することができる。この際、球状化熱処理を施した試料には、ピクラール腐食を施すことが好ましい。
 フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、及び、セメンタイトなどの分率は、画像解析により求めることができる。また、球状化セメンタイト、セメンタイトの個数、及び、セメンタイトの最大長さは観察面を鏡面研磨した後、腐食処理は行わずEBSDマッピングを行い、セメンタイトを同定し、画像解析により求めることができる。観察面は、特に限定されることはないが、長手方向と直交する切断面を観察面とすればよい。
 なお、金属組織の面積分率の算出には、フェライト、パーライト、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、球状化セメンタイト、及び、セメンタイトを考慮する。上記の面積分率の算出には、BN、TiC、TiN、AlNなどの窒化物や炭化物、その他の微細析出物、介在物、残留オーステナイト等を含めない。
 上記したビッカース硬さの測定は、荷重0.49Nのマイクロビッカース測定機を用いて、一つの試料について、合計10回の測定を行い、相加平均値を算出することが好ましい。測定面は、特に限定されることはないが、軸方向(長手方向)と直交する切断面を測定面とすればよい。
 [浸炭処理が行われる部品用の鋼材及び浸炭部品の製造方法]
 本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材、及び、浸炭部品の製造方法について説明する。
 [浸炭処理が行われる部品用の鋼材の製造方法]
 初めに、本実施形態による鋼材の製造方法の一例について説明する。浸炭処理が行われる部品用の鋼材の製造方法の一例は、製鋼工程と、熱間加工工程と、徐冷工程とを含む。以下、各工程について説明する。
 [製鋼工程]
 製鋼工程は、精錬工程と、加熱保持工程と、最終成分調整工程と、鋳造工程とを含む。
 [精錬工程]
 精錬工程では初めに、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、二次精錬を実施する。二次精錬において、溶鋼に合金元素を添加して、上記化学組成を満たす溶鋼を製造する。
 具体的には、転炉から出鋼した溶鋼に対してAlを添加して脱酸処理を実施する。脱酸処理後、除滓処理を実施する。除滓処理後、二次精錬を実施する。二次精錬はたとえば、複合精錬を実施する。たとえば、初めに、LF(Ladle Furnace)又はVAD(Vacuum Arc Degassing)を用いた精錬処理を実施する。さらに、RH(Ruhrstahl-Hausen)真空脱ガス処理を実施する。その後、Si及びCaを除く他の合金成分の最終調整を行う。
 二次精錬を実施して、Si及びCa以外の溶鋼の成分調整を実施した後、溶鋼に対して次の処理(加熱保持工程及び最終成分調整工程)を実施する。
 [加熱保持工程]
 二次精錬(最終成分調整)後の取鍋内の溶鋼に対して、1500~1600℃の温度で下記式によって算定される均一混合時間τ(s)の2倍以上の保持時間tsで加熱する。
 τ=800×ε-0.4
 ε=((6.18×Vg×Tl)/Ml)ln(1+(h0/(1.46×10-5×P0)))
 ここで、Vg:ガス流量(Nm3/min)、Ml:取鍋内溶鋼質量(ton)、Tl:溶鋼温度(K)、h0:ガス吹き込み深さ(m)、P0:溶鋼表面圧力(Pa)、ε:攪拌動力値(W/ton)、τ:均一混合時間(s)である。
 保持時間tsが均一混合時間τの2.0倍未満であれば、取鍋内の溶鋼中に存在する酸化物が十分に凝集及び合体することができない。そのため、酸化物の浮上除去ができず、酸化物の個数が増加することになる。また保持時間tsが均一混合時間τの2.0倍未満の場合、スラグ中から混入するMgなどが溶鋼中においてSと結合してMgS等を形成し、MgSが溶鋼中に分散した状態となる。この分散したMgSは、MnSの析出サイトとなる。その結果、Mn硫化物の個数が増加してしまう。
 保持時間tsが均一混合時間τの2.0倍以上であれば、鋼中の酸化物個数を抑えることができる。さらに、いったん形成されたMgSが再酸化によってMgOになるため、MnSの析出サイトは減少し、その結果、鋼中のMn硫化物個数も抑えることができる。その結果、次工程の最終成分調整工程後において、Mn硫化物が70.0個/mm2以下になり、かつ、酸化物が25.0個/mm2以下になる。
 [最終成分調整工程]
 加熱保持工程後の溶鋼にSi及びCaを添加して、上述の化学組成及び式(1)~式(3)を満たす溶鋼を製造する。Si及びCaはそれぞれ単独の原料として溶鋼に添加してもよい。Si-Ca合金を原料として、溶鋼に添加してもよい。
 加熱保持工程で十分に均一に加熱された溶鋼にSi及びCaを添加すれば、酸化物がAl23からSiO2やCaOを含む複合介在物に改質され、さらに、Mn硫化物もCaを含有した硫化物に改質される。そのため、保持時間tsが均一混合時間τの2倍以上であることを前提条件として、Mn硫化物が70.0個/mm2以下になり、かつ、酸化物が25.0個/mm2以下になる。
 仮に、溶鋼にAlを添加する前に、Siを添加すれば、脱酸が十分行われず、その結果、酸化物が25.0個/mm2を超えてしまう。Al添加後の溶鋼にSi及びCaを添加することにより、Mn硫化物が70.0個/mm2以下になり、かつ、酸化物が25.0個/mm2以下になる。したがって、本実施形態では、溶鋼にAlを添加し、その後、Si及びCaを添加する。Si及びCaの添加順は特に限定されない。Si及びCaを同時に添加してもよい。Si及びCaのいずれかを先に添加してもよい。
 [鋳造工程]
 上記精錬工程により製造された溶鋼を用いて、素材(鋳片又はインゴット)を製造する。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットとしてもよい。また、必要に応じて、鋳造工程後の鋳片又はインゴットに対して、分塊圧延等を実施してもよい。この鋳片又はインゴットを用いて、下記の製造方法を選択することで、上記した金属組織を有する本実施形態の鋼材を製造することができる。
 上記した、面積%で、フェライトとパーライトとを、合計で、85~100%含む金属組織を有する鋼材とするには、以下の製造方法を行うことが好ましい。
 [熱間加工工程]
 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。熱間圧延はたとえば、分塊圧延や、一列に配列された複数の圧延スタンドを有する連続圧延機を用いた仕上げ圧延等である。分塊圧延は必要に応じて実施すればよい。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。熱間加工工程での加熱温度は周知の加熱温度であり、たとえば、1100~1300℃である。
 [徐冷工程]
 この熱間加工工程の直後で、まだ、冷却されていない上記熱間加工鋼材に、徐冷工程として、この熱間加工鋼材の表面温度が800℃~500℃となる温度範囲を、0超~1.00℃/秒の冷却速度で徐冷を施して、本実施形態の鋼材を得る。
 オーステナイトからフェライト及びパーライトへ変態する温度である800℃~500℃での冷却速度が、1.00℃/秒を超えると、ベイナイト及びマルテンサイトの組織分率が大きくなる。その結果、鋼材の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。したがって、上記温度範囲での冷却速度を、0超~1.00℃/秒に制限することが好ましい。さらに好ましくは、0超~0.70℃/秒とする。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。
 上記した、面積%で、フェライトと球状化セメンタイトとを、合計で、85~100%含む金属組織を有する鋼材とするには、以下の製造方法を行うことが好ましい。
 [球状化処理工程]
 上記徐冷を施した熱間加工鋼材に、さらに、球状化熱処理工程を実施してもよい。この場合、球状化熱処理を施して、本実施形態の鋼材が製造できる。
 この球状化熱処理としては、例えば、以下の熱処理を行えばよい。上記徐冷を施した熱間加工鋼材を、Ac1点(加熱時、オーステナイトが生成し始める温度)直下、又は、直上の温度に加熱した後ゆっくり冷やす。上記徐冷を施した熱間加工鋼材を、Ac1点直上の温度まで加熱し、Ar1点(冷却時、オーステナイトがフェライト又はフェライト、セメンタイトへの変態を完了する温度)直下の温度まで冷却する処理を数回繰返し行う。あるいは、上記徐冷を施した熱間加工鋼材に、一度、焼入れを行い、その後、600~700℃の温度範囲で、3~100時間の焼戻しを行う。なお、球状化熱処理の方法は、上記のような、従来公知の焼鈍又は球状化熱処理方法を適用すればよく、特に限定されるものではない。
 上記球状化熱処理工程を施した鋼材は、硬さが高くても限界加工率を高めることができる。
 以上の製造工程により、本実施形態の鋼材が製造できる。本実施形態の鋼材はたとえば、棒鋼である。
 [浸炭部品の製造方法]
 次に、本実施形態による浸炭部品の製造方法の一例について説明する。本製造方法は、上述の本実施形態の鋼材に対して冷間加工を実施して、複数の中間部材を製造する冷間加工工程と、製造された複数の中間部材を溶接して一体品とする溶接工程と、溶接後の中間部材に対して浸炭処理又は浸炭窒化処理を実施する浸炭工程と、浸炭工程後の中間部材に対して焼入れ処理、又は焼入れ・焼戻し処理を実施する仕上げ熱処理工程とを含む。
 [冷間加工工程]
 上述の製造方法で製造された鋼材に、冷間加工工程として、冷間塑性加工を施して形状を付与し、複数の中間部材を製造する。この冷間加工工程での、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。冷間加工はたとえば、冷間鍛造である。複数の中間部材は次工程の溶接工程で溶接され、一体化される。
 [溶接工程]
 溶接工程では、摩擦接合、又はレーザー接合により、上述の複数の中間部材を溶接して、一体品とする。溶接方法は特に限定されない。中間部材の接合面を機械加工により平坦に形成してもよい。上述の鋼材では、Mn硫化物が70.0個/mm2以下であり、かつ、酸化物が25.0個/mm2以下である。そのため、接合性に優れ、浸炭部品の接合疲労強度に優れる。
 [浸炭工程]
 溶接工程により一体に接合された中間部材に対して、浸炭工程として、浸炭処理、又は浸炭窒化処理を施す。上記した金属組織と硬さとを有する浸炭部品を得るために、浸炭処理又は浸炭窒化処理の条件を、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時間以上とすることが好ましい。
 [仕上げ熱処理工程]
 浸炭工程後、仕上げ熱処理工程として、焼入れ処理、又は焼入れ・焼戻し処理を施して浸炭部品を得る。上記した金属組織と硬さとを有する浸炭部品を得るために、焼入れ処理、又は焼入れ・焼戻し処理の条件として、焼入れ媒体の温度を室温~250℃とすることが好ましい。また、必要に応じて焼入れ後にサブゼロ処理を行っても良い。
 [その他の工程]
 必要に応じて、上記冷間加工工程前の鋼材にさらに、焼鈍工程を実施してもよい。焼鈍工程にて焼鈍処理を行うことで、鋼材の硬さが低下し、変形抵抗が低下し、そして、限界加工率が向上する。焼鈍条件は、特に、限定されるものではなく、適宜、周知の焼鈍条件を選択すればよい。
 必要に応じて、上記冷間加工工程後で、上記浸炭工程前の鋼材にさらに、切削工程を実施してもよい。この場合、切削工程において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で、冷間塑性加工だけでは困難な、精密形状を鋼材に付与することができる。
 必要に応じて、上記仕上げ熱処理工程後の浸炭部品にさらに、ショットピーニング工程を実施してもよい。ショットピーニング工程にてショットピーニング処理を行うことで、浸炭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、進展を抑制するため、浸炭部品の歯元、及び歯面疲労強度をさらに向上させることができる。ショットピーニング処理は、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。
 実施例により本発明の一態様の効果をさらに具体的に説明する。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る。本発明は、この一条件例に限定されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限り、種々の条件を採用し得る。
 表1に示す化学組成の溶鋼を準備した。このとき、表2に示す条件で、精錬を実施した。精錬後の溶鋼を、連続鋳造により鋳造して鋳片を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 表2中の「製鋼条件(1)」は、二次精錬後の1500~1600℃での保持時間tsの均一混合時間τに対する比(=ts/τ)を示す。表2中の「製鋼条件(2)」は、Al、Si、Caの添加順を示す。「製鋼条件(2)」欄において「1」は、Alを添加して脱酸した後、Si及びCaを添加したことを意味する。「2」は、Siを添加した後、Al及びCaを添加したことを意味する。
 製造された鋳片を加熱した後、分塊圧延を施して、長手方向に対して垂直な断面が162mm×162mmである鋼材とした。この鋼材を用いて、連続圧延機による熱間圧延を施し、長手方向と直交する切断面が円形で、その切断面の直径が35mmとなる丸棒状の熱間加工鋼材を得た。この熱間加工鋼材に、徐冷工程として、圧延ライン後に設置した保温カバー又は熱源付き保温カバーを必要に応じて用いて徐冷を行った。徐冷時における800℃~500℃での平均冷却速度(℃/秒)は、表2に示すとおりであった。各試験番号ごとに、徐冷後の熱間加工鋼材を複数本準備した。
 各試験番号において、準備された複数の熱間加工鋼材のうち、いくつかの熱間加工鋼材に対して、球状化熱処理工程(SA工程:Spheroidizing Annealing)として、球状化熱処理を行った。球状化処理では、上記の熱間加工鋼材を740℃に加熱した。その後、鋼材温度が650℃になるまで冷却速度8℃/hrで徐冷した。鋼材温度が650℃~常温までは、空冷した。
 以上の製造方法により、鋼材を製造した。
 [評価試験]
 製造された鋼材について、次の特性を評価した。
 [金属組織観察試験片、及び、限界圧縮率測定試験片の作製]
 棒状である鋼材の、周面から上記切断面の直径1/4深さの位置から、金属組織観察試験片を採取した。また、鋼材の長手方向が圧縮方向となるように、限界圧縮率測定試験片(6mmφ×9mm、切り欠き形状:30度、深さ0.8mm、先端部の曲率半径0.15mm)を採取した。金属組織観察用試験片を、徐冷工程後であってSA工程を実施していない鋼材から採取し、さらに、SA工程後の鋼材から採取した。同様に、限界圧縮率測定試験片を、徐冷工程後であってSA工程を実施していない鋼材(徐冷まま材)から採取し、さらに、SA工程後の鋼材(SA材)から採取した。以下、各試験片において、徐冷工程後であってSA工程を実施していない鋼材(徐冷まま材)から採取したものを「徐冷まま試験片」、SA工程後の鋼材(SA材)から採取したものを「SA後試験片」という。
 [金属組織観察試験]
 上述の金属組織観察試験片(徐冷まま試験片、SA後試験片)を用いて、金属組織観察試験を実施した。具体的には、徐冷まま試験片、SA後試験片を鏡面研磨した。鏡面研磨された徐冷まま試験片の表面(観察面)を、ナイタール腐食液(2%硝酸アルコール)にて5~10秒間エッチングした。また、鏡面研磨されたSA後試験片の表面(観察面)を、ピクラール腐食液(5%ピクリン酸アルコール)で10~20秒エッチングした。なお、ピクリン酸とは、2,4,6-トリニトロフェノールである。
 エッチング後の観察面に対して、光学顕微鏡で観察を行い、写真画像を生成した。写真画像(1視野あたり100μm×100μm、20視野を観察)を用いて、フェライトとパーライトとの合計分率、及び、フェライトと球状化セメンタイトとの合計分率を、画像解析により求めた。徐冷まま試験片により得られたフェライト及びパーライトの総面積率(%)、及び、SA後試験片により得られたフェライト及び球状化セメンタイトの総面積率(%)を表2に示す。なお、金属組織中で、上記以外の組織の残部は、パーライト、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、又は、セメンタイト等であった。
 [限界圧縮率測定試験]
 上述の限界圧縮率測定試験片(徐冷まま試験片、SA後試験片)に対して、次の方法により限界圧縮試験を実施した。各試験片に対して、拘束ダイスを使用して10mm/分のスピードで冷間圧縮を行った。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。各試験番号の限界圧縮率(%)を表2に示す。浸炭処理が行われる部品用の従来の鋼材の限界圧縮率が、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%以上となる場合を、限界加工率が優れると判断した。なお、限界圧縮率が68%未満の試験番号に対しては、浸炭部品の評価試験を実施しなかった。
 [Mn硫化物個数及び酸化物個数測定試験]
 上述の各試験番号において、徐冷工程後であってSA工程を実施していない鋼材(徐冷まま材)、及び、SA工程後の鋼材(SA材)の各々からサンプルを採取した。具体的には、図1に示すとおり、徐冷まま材、SA材の中心軸線C1から径方向にR/2位置から、サンプルを採取した。サンプルの観察面のサイズはL1×L2であってL1を10mmとし、L2を5mmとした。さらに、観察面と垂直の方向であるサンプル厚さL3を5mmとした。観察面の法線Nは、中心軸線C1に垂直とし、R/2位置は、観察面の中央位置に相当した。
 採取されたサンプルの観察面を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡(SEM)を用いて1000倍の倍率でランダムに20視野(1視野あたりの評価面積100μm×100μm)を観察した(徐冷まま材で20視野、SA材で20視野)。
 各視野中の介在物を特定した。特定した各介在物に対して、エネルギー分散型X線分光法(EDX)を用いて、Mn硫化物及び酸化物を識別した。具体的には、特定された介在物の元素分析結果において、Mn含有量が10.0%以上であり、S含有量が10.0%以上である場合、その介在物をMn硫化物と認定した。また、特定された介在物の元素分析結果において、O含有量が10%以上である場合、その介在物を酸化物と認定した。特定対象とする介在物は、円相当径が0.5μm以上の介在物とした。また、介在物の特定に使用するEDXのビーム径は0.2μmとした。
 徐冷まま材及びSA材のそれぞれにおいて、円相当径が0.5μm以上のMn硫化物及び酸化物を、測定対象とした。各視野で特定されたMn硫化物の総個数と、20視野の総面積とに基づいて、Mn硫化物の単位面積当たりの個数(個/mm2)を求めた。また、各視野で特定された酸化物の総個数と、20視野の総面積とに基づいて、酸化物の単位面積当たりの個数(個/mm2)を求めた。
 表2に、徐冷まま材でのMn硫化物個数(個/mm2)、徐冷まま材での酸化物個数(個/mm2)を示す。なお、各試験番号において、SA材のMn硫化物個数は、徐冷まま材のMn硫化物個数と同じであり、SA材の酸化物個数は、徐冷まま材の酸化物個数と同じであった。
 [浸炭部品の製造]
 各試験番号の徐冷まま材の鋼材の、周面から上記切断面の直径1/4深さの位置から、長手方向が圧縮方向となるように、浸炭用の試験片(20mmφ×30mm)を採取した。この浸炭用の試験片に、冷間加工工程として、冷間で圧縮率50%の据え込み圧縮を行った。据え込み圧縮の条件は、室温、拘束ダイス使用、歪速度1/秒であった。据え込み圧縮後の浸炭用の試験片に、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、仕上げ熱処理工程として、130℃への油焼入れを行い、そして、150℃で90分の焼戻しを行って、浸炭部品(徐冷まま材使用)を得た。
 各試験番号のSA材に対しても、上述の徐冷まま材と同じ製造条件で、浸炭部品(SA材使用)を製造した。
 [浸炭部品の評価試験]
 上記製造した浸炭部品(徐冷まま材を使用した浸炭部品、SA材を使用した浸炭部品)の、浸炭層及び芯部について、特性を評価した。表3に、その評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 [浸炭層のビッカース硬さ試験]
 各試験番号の浸炭部品(徐冷まま材を使用した浸炭部品、SA材を使用した浸炭部品)の長手方向に垂直な切断面において、表面から50μm深さ位置のビッカース硬さと、表面から0.4μm深さ位置のビッカース硬さを、マイクロビッカース硬度計を用いて、JIS Z 2244(2009)に準拠したビッカース硬さ試験により求めた。試験時の荷重は0.49Nとした。50μm深さ位置10箇所のビッカース硬さHVを測定して、その相加平均値を、50μm深さ位置でのビッカース硬さHVとした。また、0.4μm深さ位置10箇所のビッカース硬さHVを測定して、その相加平均値を、0.4μm深さ位置でのビッカース硬さHVとした。表面から深さ50μmの位置での硬さがHV650~HV1000の場合、また、表面から深さ0.4mmの位置での硬さがHV550~HV900の場合を、硬さが十分であり合格と判定した。測定結果を表3に示す。
 [浸炭層の金属組織観察試験]
 上記浸炭部品の浸炭層(徐冷まま材を使用した浸炭部品、SA材を使用した浸炭部品)について、表面から深さ0.4mmの位置での金属組織を評価した。金属組織は、ナイタール腐食を施して、光学顕微鏡で観察を行った。光学顕微鏡の倍率は200倍とし、観察視野は500μm×500μmとした。
 観察視野におけるマルテンサイトの分率(面積率(%))は、画像解析により算出した。なお、金属組織中で、上記以外の残部は、フェライト、パーライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、球状化セメンタイト、又は、セメンタイト等であった。
 [芯部の化学組成及びビッカース硬さ]
 上記浸炭部品(徐冷まま材を使用した浸炭部品、SA材を使用した浸炭部品)の芯部のビッカース硬さ及び化学組成を次の方法で測定した。浸炭部品の長手方向に垂直な切断面において、表面から2mm深さ位置のビッカース硬さを、ビッカース硬度計を用いて、JIS Z 2244(2009)に準拠したビッカース硬さ試験により求めた。試験時の荷重は49Nとした。2mm深さ位置にて10回の測定を行い、その相加平均値を表面から2mm深さ位置でのビッカース硬さ(HV)とした。得られたビッカース硬さを表2に示す。ビッカース硬さが、HV250~HV500の場合を、硬さが十分であり合格と判定した。測定結果を表3に示す。
 また、表面から2mm深さ位置での化学組成は、EPMA(電子線マイクロアナライザ、Electron Probe MicroAnalyser)を用いて、原子番号5番以上の元素に関して定量分析を行った。そして、出発材料である鋳片での化学成分と、ほぼ同じ組成である場合を、同等と判断した。判定結果を表3に示す。
 [浸炭部品の粗粒の有無]
 上記浸炭部品(徐冷まま材を使用した浸炭部品、SA材を使用した浸炭部品)の芯部について、表面から深さ2mmの位置での、旧オーステナイト結晶粒の観察を行った。具体的には、浸炭部品の長手方向に垂直な切断面を観察面とした。観察面を鏡面研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液にてエッチングを行った。エッチングされた観察面の、表面から2mm深さ位置を含む視野(300μm×300μm)を光学顕微鏡(400倍)で観察して、旧オーステナイト結晶粒を特定した。特定された旧オーステナイト結晶粒に対して、JIS G 0551(2013)に準拠して、各旧オーステナイト粒の結晶粒度番号を求めた。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」と判定した。判定結果を表3に示す。
 [接合後浸炭部品の疲労強度評価試験]
 各試験番号の鋼材(徐冷まま材、SA材)であって、直径35mmの丸棒を機械加工して、直径20mm、長さ150mmの丸棒を作製した。この丸棒を用いて、基本疲労試験片、及び、接合疲労試験片を作製した。
 基本疲労試験片は、次の方法で作製した。直径20mm、長さ150mm丸棒の断面中央部から評価部直径8mm、平行部長さ15.0mmの小野式回転曲げ疲労試験片を作成した。この試験片を、基本疲労試験片とした。
 接合疲労試験片は、次の方法で作製した。同じ試験片番号同士の直径20mm、長さ150mm丸棒を突き合わせて、次の摩擦圧接条件で接合丸棒を作成した。
 摩擦圧接条件:
 摩擦圧力:100MPa、摩擦時間:5sec、
 アップセット圧力(接合部への丸棒両端部からの加圧力):200MPa、
 アップセット時間(接合部への加圧時間):5sec、
 回転数:2000rpm、
 寄りしろ:5~12mm
 接合丸棒の断面中央部から評価部直径8mm、平行部長さ15.0mmの小野式回転曲げ疲労試験片を作成し、圧接疲労試験片とした。圧接疲労試験片では、平行部の長手方向中央部を接合面とした。
 基本疲労試験片及び接合疲労試験片に対して、次の浸炭焼入れ処理を実施して、浸炭部品(徐冷まま材を使用した浸炭部品、SA材を使用した浸炭部品)とした。浸炭焼入れ処理では、変成炉ガス方式によるガス浸炭を実施した。具体的には、カーボンポテンシャルを0.8%とし、950℃で5時間保持した。その後、同じカーボンポテンシャルにおいて850℃で0.5時間保持した。その後、130℃の油に浸漬して、油焼入れを実施した。油焼入れ後、150℃で90分保持する焼戻しを実施した。以上の方法により、浸炭部品を模擬した小野式回転曲げ疲労試験片(基本疲労試験片、接合疲労試験片)を作製した。
 作製された基本疲労試験片、接合疲労試験片に対して、小野式回転曲げ疲労試験を実施した。具体的には、上述の各小野式回転曲げ疲労試験片(基本疲労試験片、接合疲労試験片)を用いて、室温、大気雰囲気中にて、JIS Z 2274(1978)に準拠した小野式回転曲げ疲労試験を実施した。回転数を3000rpmとし、応力比Rを-1とし、応力負荷繰返し回数が1×10サイクル後において破断しなかった最大応力を疲労強度(MPa)とした。
 基本疲労試験片の疲労強度(MPa)に対する、接合疲労試験片の疲労強度(MPa)の比(%)を疲労強度比と定義した。つまり、疲労強度比は次の式で定義された。
 疲労強度比(%)=接合疲労試験片の疲労強度/基本疲労試験片の疲労強度×100
 得られた疲労強度比を表3に示す。疲労強度比が85%以上であれば、接合後においても、優れた疲労強度が得られたと判断した。
 [試験結果]
 試験結果を表2及び表3に示す。表2及び表3を参照して、試験番号1~試験番号11の化学組成は適切であり、式(1)~式(3)を満たした。さらに、製鋼条件も適切であった。また、徐冷工程での冷却速度も適切であった。さらに、球状化処理も適切であった。そのため、徐冷まま材及びSA材でのMn硫化物個数はいずれも70.0個/mm2以下であり、かつ、酸化物個数はいずれも25.0個/mm2以下であった。さらに、徐冷まま材において、フェライト及びパーライトの総面積率は85~100%であり、SA材において、フェライト及び球状化セメンタイトの総面積率は85~100%であった。その結果、徐冷まま材、SA材ともに、限界圧縮率は68%以上であり、優れた限界圧縮率を示した。
 さらに、徐冷まま材の浸炭部品及びSA材の浸炭部品の浸炭層のビッカース硬さはいずれも適切であり、0.4深さ位置でのマルテンサイト分率も90%以上であった。さらに、芯部硬さ及び化学組成も適切であり、旧オーステナイト粒径も粗大化していなかった。さらに、接合疲労試験片において、疲労強度比はいずれも85%以上と高く、接合された場合であっても、優れた疲労強度を示した。
 一方、試験番号12では、C含有量が高すぎた。そのため、徐冷まま材において、フェライト及びパーライトの総面積率が85%未満となった。さらに、徐冷まま材及びSA材ともに、限界圧縮率が68%未満となり、十分な限界圧縮率が得られなかった。
 試験番号13では、C含有量が低すぎた。そのため、徐冷まま材の浸炭部品の芯部、及び、SA材の浸炭部品の芯部において、十分な硬さが得られなかった。
 試験番号14では、酸素含有量が高すぎた。そのため、徐冷まま材、SA材ともに、酸化物個数が多すぎた。その結果、徐冷まま材の浸炭部品及びSA材の浸炭部品を模擬した接合疲労試験片において、疲労強度比が85%未満と低かった。
 試験番号15では、N含有量が高すぎた。そのため、固溶Bを確保することができず、芯部硬さが低すぎた。さらに、粗大なTiNが生成したため、鋼材(徐冷まま材及びSA材)の限界加工率が低かった。
 試験番号16では、F1が式(1)の下限未満であった。そのため、徐冷まま材の浸炭部品の芯部硬さ、及び、SA材の浸炭部品の芯部硬さが低すぎた。
 試験番号17では、F1が式(1)の上限を超えた。そのため、徐冷まま材において、フェライト及びパーライトの総面積率が85%未満となった。そのため、徐冷まま材及びSA材の鋼材の限界加工率が低かった。
 試験番号18では、F2が式(2)の下限未満であった。そのため、徐冷まま材の浸炭部品、及び、SA材の浸炭部品において、0.4mm深さ位置での硬さが低すぎた。
 試験番号19では、F2が式(2)の上限を超えた。そのため、鍛造前の鋼材(徐冷まま材及びSA材)の限界加工率が低すぎた。
 試験番号20では、F3が式(3)の下限未満であった。そのため、徐冷まま材の浸炭部品の芯部、及び、SA材の浸炭部品の芯部において、旧オーステナイト粒の一部が粗粒となった。
 試験番号21では、F3が式(3)の上限を超えた。そのため、鋼材(徐冷まま材及びSA材)の限界加工率が低かった。
 試験番号22及び23では、二次精錬後の取鍋内の溶鋼に対して、1500~1600℃での温度での保持時間tsが均一混合時間τの2.0倍未満であった。そのため、徐冷まま材及びSA材において、MnS個数が70.0個/mm2を超え、酸化物個数が25.0個/mm2を超えた。その結果、徐冷まま材の浸炭部品及びSA材の浸炭部品を模擬した接合疲労試験片において、疲労強度比が85%未満と低かった。
 試験番号24及び25では、精錬工程において、Al添加前にSiを添加した。そのため、徐冷まま材及びSA材において、酸化物個数が25.0個/mm2を超えた。その結果、徐冷まま材の浸炭部品及びSA材の浸炭部品を模擬した接合疲労試験片において、疲労強度比が85%未満と低かった。
 試験番号26及び27では、熱間圧延後の徐冷工程での800℃~500℃での平均冷却速度が速すぎた。そのため、徐冷まま材の鋼材の組織において、フェライト及びパーライトの総面積率が85%未満となり、限界圧縮率が68%未満であった。一方、SA材の鋼材の組織では、フェライト及び球状セメンタイトの総面積率が85%以上となり、SA材の限界圧縮率は68%を超えた。そして、SA材の浸炭部品の浸炭層のビッカース硬さは適切であり、0.4mm深さ位置でのマルテンサイト分率も90%以上であった。さらに、芯部硬さ及び化学組成も適切であり、旧オーステナイト粒径も粗大化していなかった。さらに、接合疲労試験片において、疲労強度比は85%以上と高く、接合された場合であっても、優れた疲労強度を示した。
 以上、本発明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発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、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更して実施することができる。
 

Claims (5)

  1.  浸炭処理が行われる部品用の鋼材であって、
     質量%で、
     C:0.09~0.16%、
     Si:0.01~0.50%、
     Mn:0.40~0.60%、
     P:0.030%以下、
     S:0.025%以下、
     Cr:0.90~2.00%、
     Mo:0.10~0.40%、
     Al:0.005~0.030%、
     Ti:0.010~0.050%未満、
     Nb:0.010~0.030%、
     N:0.0080%以下、
     O:0.0030%以下、
     B:0.0003~0.0030%、
     Ca:0.0005~0.0050%、
     Cu:0~0.50%、
     Ni:0~0.30%、及び、
     残部:Fe及び不純物、
     からなり、式(1)~式(3)を満たす化学組成を有し、
     前記鋼材の軸方向に平行な断面において、
     Mnを10.0質量%以上含有し、Sを10.0質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上のMn硫化物が70.0個/mm2以下であり、
     酸素を10質量%以上含有し、円相当径が0.5μm以上の酸化物が25.0個/mm2以下である、
     鋼材。
     0.140<C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al<0.235 式(1)
     13.0<(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)<45.0 式(2)
     0.004<Ti-N×(48/14)<0.030 式(3)
     ここで、式(1)~式(3)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。
  2.  請求項1に記載の鋼材であって、
     前記化学組成は、
     Cu:0.005%~0.50%、及び、
     Ni:0.005%~0.30%、
     からなる群から選択される1種以上を含有する、
     鋼材。
  3.  請求項1又は2に記載の鋼材であって、
     金属組織が、面積%で、フェライトとパーライトとを、合計で、85~100%含む、
     鋼材。
  4.  請求項1又は請求項2に記載の鋼材であって、
     金属組織が、面積%で、フェライトと球状化セメンタイトとを、合計で、85~100%含む、
     鋼材。
  5.  請求項1~請求項4のいずれか1項に記載の鋼材であって、
     前記鋼材は、棒鋼である、
     鋼材。
     
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