WO2020138432A1 - 鋼材 - Google Patents

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WO2020138432A1
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聡 志賀
根石　豊
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日本製鉄株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a steel material, and more specifically, to a steel material that is a raw material for carburized steel parts.
  • Mn, Cr, Mo, Ni, etc. are contained in the steel material that is the material of the machine structural parts.
  • a steel material having a chemical composition containing the above-mentioned elements and manufactured through steps such as casting, forging, and rolling is molded by mechanical processing such as forging and cutting, and further subjected to carburizing treatment to obtain a surface layer portion.
  • the carburized steel part includes the carburized layer and the core portion inside the carburized layer.
  • carburizing treatment includes carbonitriding treatment unless otherwise specified.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2012-207244
  • Patent Document 2 are materials for carburized steel parts for the purpose of improving cold forgeability (critical working ratio). Propose steel materials.
  • the steel for carburizing described in Patent Document 1 has a chemical composition in mass% of C: 0.07% to 0.13%, Si: 0.0001% to 0.50%, Mn: 0.0001% to. 0.80%, S: 0.0001% to 0.100%, Cr: more than 1.30% to 5.00%, B: 0.0005% to 0.0100%, Al: 0.0001% to 1 0.0%, Ti: 0.010% to 0.10%, N: 0.0080% or less, P: 0.050% or less, O: 0.0030% or less, the balance being Fe and It consists of inevitable impurities, and the content of each element in the chemical composition expressed in mass% satisfies the formulas (1) to (3).
  • equations (1) to (3) are as follows.
  • the case-hardening steel described in Patent Document 2 is, in mass %, C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.01 to 0.1%, Mn: 0.3 to 0.6%, P : 0.03% or less (not including 0%), S: 0.001 to 0.02%, Cr: 1.2 to 2.0%, Al: 0.01 to 0.1%, Ti: 0 0.010 to 0.10%, N: 0.010% or less (not including 0%), B: 0.0005 to 0.005%, the balance consisting of iron and unavoidable impurities, equivalent circle diameter 20 nm
  • the density of Ti-based precipitates of less than 10 to 100/ ⁇ m 2 and the density of Ti-based precipitates having a circle equivalent diameter of 20 nm or more is 1.5 to 10/ ⁇ m 2 , and the Vickers hardness is It is characterized by being 130 HV or less.
  • Patent Document 2 describes that this case-hardening steel is excellent in cold forgeability due to the above configuration.
  • large carburized steel parts are used for those applied to automobiles.
  • Large carburized steel parts applied to automobiles are, for example, variable pulleys of continuously variable transmissions (CVT).
  • CVT continuously variable transmissions
  • High fatigue strength is required especially when large carburized steel parts are important safety parts.
  • the hardness of the core of the carburized steel part cannot be sufficiently increased, and high fatigue strength cannot be obtained. There are cases.
  • the carburized steel parts are used in contact with (applied to) lubricating oil.
  • delayed fracture tends to occur in the carburized steel component due to hydrogen derived from the lubricating oil. Therefore, the carburized steel part is required to have high core hardness and excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • the object of the present disclosure is to provide a steel material having a large limit working rate during cold forging, having high fatigue strength and excellent hydrogen embrittlement resistance when it becomes a carburized steel part.
  • the steel material according to the present disclosure is The chemical composition is% by mass, C: 0.07 to 0.13%, Si: 0.15 to 0.35%, Mn: 0.60 to 0.80%, S: 0.005 to 0.050%, Cr: 1.90 to 2.50%, B: 0.0005 to 0.0100%, Ti: 0.010 to less than 0.050%, Al: 0.010-0.100%, Ca: 0.0002 to 0.0030%, N: 0.0080% or less, P: 0.050% or less, and O: 0.0030% or less is contained,
  • the balance consists of Fe and impurities and satisfies the formulas (1) to (5).
  • the steel material according to the present disclosure has a large limit working rate during cold forging, and has high fatigue strength and excellent hydrogen embrittlement resistance when it becomes a carburized steel part.
  • FIG. 2 is a heat pattern diagram of a carburizing process in an evaluation test of a carburized steel part in an example.
  • FIG. 3 is a side view of a small roller test piece used in the roller pitching test in the examples.
  • FIG. 4 is a heat pattern diagram of the carburizing treatment performed on the small roller test piece.
  • FIG. 5: is a front view of the large roller test piece used in the roller pitching test in an Example.
  • FIG. 6 is a side view of the annular V-notch test piece used for the surface fatigue test.
  • the inventors of the present invention have improved the critical working ratio of a steel material used as a material of a carburized steel part, and have a fatigue strength and a hydrogen embrittlement resistance when the steel material is subjected to cold forging and carburizing to become a carburized steel part.
  • a study was conducted to improve the chemical conversion characteristics.
  • the present inventors have obtained the following findings (A) to (G).
  • the chemical composition of the steel material in mass% is C: 0.07 to 0.13%, Si: 0.15 to 0.35%, Mn: 0.60 to 0.80%, S: 0.005 to 0.
  • B is an element that enhances the hardenability of the steel material but does not solid solution strengthen the ferrite. Therefore, as described above, 0.0005 to 0.0100% of B is added to the above chemical composition of the steel material. Further, the content of the hardenability-improving element described above satisfies the formula (1). As a result, it is possible to obtain sufficient core hardness and fatigue strength in a carburized steel part obtained by carburizing the steel material while suppressing a decrease in the critical working rate of the steel material.
  • the steel material contains Ti.
  • most of N contained in the steel material is fixed as TiN during the carburizing process. Therefore, B can be prevented from binding to N, and sufficient solid solution B can be secured in the steel material.
  • the Ti content in the steel material should satisfy the formula (3). 0.004 ⁇ Ti-N ⁇ (48/14) ⁇ 0.030 (3)
  • the content (mass %) of the corresponding element is substituted into each element symbol of the formula (3).
  • N combines with Ti to form TiN. Therefore, it is possible to suppress the decrease of the solid solution B due to the bonding of N with the solid solution B, and it is possible to secure the sufficient solid solution B in the steel material. Further, Ti that has not been combined with N is finely dispersed and precipitated as TiC in the steel material. This suppresses abnormal grain growth of austenite crystal grains during carburization. Therefore, the generation of coarse particles of old austenite can be suppressed in the core of the carburized steel part, and sufficient hardness can be obtained.
  • (E) B effectively enhances the hardenability of the core of carburized steel parts.
  • the effect of improving hardenability due to B content is low in the carburized layer which is the surface layer of the carburized steel part. This is because at the time of carburizing treatment, nitrogen invades from the surface of the steel part, combines with solid solution B and precipitates as BN, and reduces the amount of solid solution B. Therefore, in order to secure the hardenability in the carburized layer which is the surface layer of the carburized steel part, the chemical composition of the steel material is set to satisfy the formula (2) as described above.
  • the steel material after cold forging may be subjected to cutting.
  • the S content is set to 0.005 to 0.050% as shown in the above chemical composition.
  • MnS is formed and the machinability of the steel material is enhanced.
  • the Ca content is set to 0.0002 to 0.0030% and the formula (4) is satisfied.
  • the sulfide in the steel material becomes fine and spherical. Therefore, the cold forgeability of the steel material is enhanced and the marginal working rate is enhanced. 0.03 ⁇ Ca/S ⁇ 0.15 (4)
  • the content (mass %) of the corresponding element is substituted for each element symbol of the formula (4).
  • the steel material according to the present embodiment completed based on the above knowledge has the following configuration.
  • the chemical composition is% by mass, C: 0.07 to 0.13%, Si: 0.15 to 0.35%, Mn: 0.60 to 0.80%, S: 0.005 to 0.050%, Cr: 1.90 to 2.50%, B: 0.0005 to 0.0100%, Ti: 0.010 to less than 0.050%, Al: 0.010-0.100%, Ca: 0.0002 to 0.0030%, N: 0.0080% or less, P: 0.050% or less, and O: 0.0030% or less is contained, The balance consists of Fe and impurities, and satisfies formulas (1) to (5), Steel material.
  • the steel material according to [1] The steel material according to [1], The chemical composition is, instead of part of the Fe, Nb: 0.100% or less, V: 0.300% or less, Mo: 0.500% or less, Ni: 0.500% or less, Cu: 0.500% or less, Mg: 0.0035% or less, and Rare earth element (REM): 0.005% or less, Containing one element or two or more elements selected from the group consisting of Steel material.
  • REM Rare earth element
  • the steel material according to [1] The chemical composition is, instead of part of the Fe, Nb: 0.002 to 0.100% or less, V: 0.001 to 0.300% or less, Mo: 0.005 to 0.500% or less, Ni: 0.005 to 0.500% or less, Cu: 0.005 to 0.500% or less, Mg: 0.0001 to 0.0035%, and Rare earth element (REM): 0.001 to 0.005% or less, Containing one element or two or more elements selected from the group consisting of Steel material.
  • REM Rare earth element
  • the steel material of the present embodiment is a material for carburized steel parts.
  • the steel material of the present embodiment is cold forged and then carburized to be a carburized steel part.
  • the chemical composition of the steel material of this embodiment contains the following elements.
  • C 0.07 to 0.13%
  • Carbon (C) enhances the hardness of the core of the carburized steel part and enhances the fatigue strength. If the C content is less than 0.07%, the hardness of the core portion of the carburized steel component is reduced and the fatigue strength is reduced even if the content of other elements is within the range of this embodiment.
  • the C content of the conventional steel materials used for carburized steel parts is about 0.20%, but in the steel material of the present embodiment, the C content is 0.13% in order to increase the limit working rate. Below. Therefore, the C content is 0.07 to 0.13%.
  • the preferable lower limit of the C content is 0.08%, and more preferably 0.09%.
  • the preferable upper limit of the C content is 0.12%, and more preferably 0.11%.
  • Si 0.15 to 0.35%
  • Silicon (Si) increases the tempering softening resistance of carburized steel parts and increases the fatigue strength of carburized steel parts. If the Si content is less than 0.15%, this effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of this embodiment. On the other hand, if the Si content exceeds 0.35%, the hardness of the steel material before cold forging becomes excessively high even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, and the limit working rate becomes descend. Therefore, the Si content is 0.15 to 0.35%. From the viewpoint of further increasing the fatigue strength, the lower limit of the Si content is preferably 0.16%, more preferably 0.17%, further preferably 0.18%, further preferably 0.20%. is there. From the viewpoint of further increasing the critical working ratio, the upper limit of the Si content is preferably 0.30%, more preferably 0.28%, and further preferably 0.25%.
  • Mn 0.60 to 0.80%
  • Manganese (Mn) enhances hardenability of steel, enhances core hardness of carburized steel parts, and enhances fatigue strength. If the Mn content is less than 0.60%, sufficient hardenability cannot be obtained even if the content of other elements is within the range of this embodiment. On the other hand, if the Mn content is too high, the hardness of the steel material before cold forging becomes excessively high and the limit workability rate decreases, even if the content of other elements is within the range of this embodiment. Therefore, the Mn content is 0.60 to 0.80%.
  • the preferable lower limit of the Mn content is 0.61%, more preferably 0.62%, and further preferably 0.65%.
  • the preferable upper limit of the Mn content is 0.77%, and more preferably 0.75%.
  • S 0.005 to 0.050% Sulfur (S) combines with Mn in the steel to form MnS and enhances the machinability of the steel material. If the S content is less than 0.005%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the S content exceeds 0.050%, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, MnS becomes a starting point of cracking during cold forging, and the limit workability of the steel material decreases. .. Therefore, the S content is 0.005 to 0.050%.
  • the preferable lower limit of the S content is 0.006%, more preferably 0.008%, and further preferably 0.010%.
  • the preferable upper limit of the S content is 0.040%, more preferably 0.030%, further preferably 0.025%, further preferably 0.020%.
  • Chromium (Cr) enhances hardenability of steel, enhances core hardness of carburized steel parts, and enhances fatigue strength. Cr can improve the hardenability while suppressing an increase in the hardness of the steel material as compared with Mn, Mo, and Ni that enhance the hardenability. If the Cr content is less than 1.90%, sufficient hardenability cannot be obtained even if the content of other elements is within the range of this embodiment. On the other hand, if the Cr content exceeds 2.50%, the hardness of the steel material before cold forging becomes excessively high even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, and the critical working rate becomes descend. Therefore, the Cr content is 1.90 to 2.50%.
  • the preferable lower limit of the Cr content is 1.92%, more preferably 1.94%, further preferably 1.96%, further preferably 2.00%.
  • the preferable upper limit of the Cr content is 2.45%, more preferably 2.40%, further preferably 2.35%, and further preferably 2.30%.
  • B 0.0005 to 0.0100% Boron (B), when solid-dissolved in austenite, greatly enhances the hardenability of steel even in a small amount. Therefore, the hardness of the core of the carburized steel part is increased and the fatigue strength is increased. Further, B exhibits the above effect due to the inclusion of a small amount, and therefore the hardness of ferrite in the steel material is unlikely to increase. That is, the hardenability can be improved while maintaining the high limit working rate of the steel material. If the B content is less than 0.0005%, the above effects cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the B content exceeds 0.0100%, the above effect is saturated.
  • the B content is 0.0005 to 0.0100%.
  • the preferable lower limit of the B content is 0.0007%, more preferably 0.0010%, further preferably 0.0012%, further preferably 0.0014%.
  • the preferable upper limit of the B content is 0.0080%, more preferably 0.0060%, further preferably 0.0050%, further preferably 0.0040%, further preferably 0.0030. %.
  • Titanium (Ti) fixes N in steel as TiN. Thereby, the formation of BN is suppressed and the solid solution B can be secured. Ti further combines with C to form TiC, which suppresses coarsening of austenite crystal grains during heating in the carburizing process due to the pinning effect. If the Ti content is less than 0.010%, these effects cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of this embodiment. On the other hand, if the Ti content is 0.050% or more, TiC is excessively generated even if the content of other elements is within the range of this embodiment. In this case, the hardness of the steel material before cold forging becomes excessively high, and the critical working rate decreases.
  • the Ti content is 0.010 to less than 0.050%.
  • the preferable lower limit of the Ti content is 0.015%, more preferably 0.018%, further preferably 0.020%, further preferably 0.022%, further preferably 0.024. %, and more preferably 0.025%.
  • the preferable upper limit of the Ti content is 0.048%, more preferably 0.045%.
  • Al 0.010-0.100%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. Al further combines with N to form AlN, which suppresses coarsening of austenite crystal grains during heating in the carburizing process due to the pinning effect. This increases the fatigue strength of carburized steel parts. If the Al content is less than 0.010%, these effects cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of this embodiment. On the other hand, if the Al content exceeds 0.100%, a coarse oxide is formed in the steel and the fatigue strength of the carburized steel component is increased even if the content of other elements is within the range of this embodiment. descend. Therefore, the Al content is 0.010 to 0.100%.
  • the preferable lower limit of the Al content is 0.014%, more preferably 0.018%, and further preferably 0.020%.
  • the preferable upper limit of the Al content is 0.090%, more preferably 0.070%, further preferably 0.060%, further preferably 0.050%, further preferably 0.040. %.
  • Ca 0.0002 to 0.0030%
  • Calcium (Ca) forms a solid solution with the sulfide in the steel and makes the sulfide fine and spherical.
  • the critical working rate is enhanced.
  • the Ca content is less than 0.0002%, even if the content of other elements is within the range of this embodiment, this effect cannot be sufficiently obtained.
  • the Ca content exceeds 0.0030%, a coarse oxide is generated in the steel even if the content of other elements is within the range of this embodiment. In this case, the limit working rate of the steel material rather decreases. Therefore, the Ca content is 0.0002 to 0.0030%.
  • the preferable lower limit of the Ca content is 0.0005%, more preferably 0.0007%.
  • the preferable upper limit of the Ca content is 0.0025%, more preferably 0.0022%, and further preferably 0.0020%.
  • N 0.0080% or less Nitrogen (N) is an unavoidable impurity. That is, the N content is more than 0%. N combines with B to form BN and reduces the amount of solid solution B. If the N content exceeds 0.0080%, even if the Ti content in the steel material is within the range of this embodiment, Ti cannot sufficiently fix N, and BN is excessively generated. As a result, the hardenability of the steel material deteriorates. If the N content exceeds 0.0080%, coarse TiN is further generated, and the coarse TiN becomes a starting point of cracking during cold forging. Therefore, the limit working rate of the steel material decreases. Therefore, the N content is 0.0080% or less.
  • the preferable upper limit of the N content is 0.0075%, more preferably 0.0070%, and further preferably 0.0065%.
  • the N content is preferably as low as possible.
  • the preferable lower limit of the N content is 0.0001%, more preferably 0.0005%, further preferably 0.0010%, further preferably 0. It is 0030%.
  • Phosphorus (P) is an unavoidable impurity. That is, the P content is more than 0%. P reduces the hot workability of steel. P further reduces the fatigue strength of carburized steel parts. Therefore, the P content is 0.050% or less.
  • the preferable upper limit of the P content is 0.035%, more preferably 0.028%, and further preferably 0.020%. It is preferable that the P content is as low as possible. However, excessive reduction of P content increases manufacturing costs. Therefore, in consideration of ordinary industrial production, the lower limit of the P content is preferably 0.001%, and more preferably 0.005%.
  • Oxygen (O) is an unavoidable impurity. That is, the O content is more than 0%. O forms an oxide, reduces the critical working rate of steel, and reduces the fatigue strength of carburized steel parts. Therefore, the O content is 0.0030% or less.
  • the preferable upper limit of the O content is 0.0028%, more preferably 0.0026%, and further preferably 0.0023%.
  • the O content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of the O content increases the manufacturing cost. Therefore, in consideration of ordinary industrial production, the lower limit of the O content is preferably 0.0001%, more preferably 0.0005%, and further preferably 0.0007%.
  • the balance of the chemical composition of the steel material according to the present embodiment consists of Fe and impurities.
  • the impurities are those that are mixed from the ore as a raw material, scrap, or the manufacturing environment when the steel material is industrially manufactured, and are allowed within a range that does not adversely affect the steel material of the present embodiment. Means what is done.
  • the chemical composition of the steel material for carburized steel parts of the present embodiment is further selected from the group consisting of Nb, V, Mo, Ni, Cu, Mg, and a rare earth element (REM) instead of part of Fe 1.
  • Nb, V, Mo, Ni, Cu and Mg all increase the fatigue strength of carburized steel parts made of steel.
  • Nb and V form carbides and/or carbonitrides to enhance the strength of the core of the carburized steel part and enhance the fatigue strength of the carburized steel part.
  • Mo, Ni and Cu enhance the hardenability of steel materials and enhance the strength of carburized steel parts.
  • Mg increases the fatigue strength of carburized steel parts by refining oxides and suppressing the occurrence of cracks due to coarse oxides.
  • REM controls the morphology of sulfides to increase the critical working rate of steel materials.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. That is, the Nb content may be 0%. When contained, Nb forms a carbide and/or carbonitride by combining with C and N, and suppresses coarsening of austenite crystal grains during heating in the carburizing treatment due to the pinning effect. If Nb is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Nb content exceeds 0.100%, coarse carbides and/or carbonitrides are produced, and the limit workability of the steel material decreases. Therefore, the Nb content is 0.100% or less. That is, the Nb content is 0 to 0.100%.
  • the preferable lower limit of the Nb content is 0.001%, more preferably 0.002%, further preferably 0.004%, further preferably 0.010%.
  • the preferable upper limit of the Nb content is 0.080%, more preferably 0.060%, further preferably 0.050%.
  • V 0.300% or less Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. That is, the V content may be 0%. When included, V forms carbides in the steel and precipitates in the ferrite to enhance the strength of the core of carburized steel parts. If V is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the V content exceeds 0.300%, the cold forgeability of the steel material deteriorates, and the marginal workability decreases. Therefore, the V content is 0.300% or less. That is, the V content is 0 to 0.300%.
  • the preferable lower limit of the V content is 0.001%, more preferably 0.003%, further preferably 0.004%, and further preferably 0.005%.
  • the preferable upper limit of the V content is 0.280%, more preferably 0.250%, further preferably 0.230%, further preferably 0.200%, further preferably 0.180. %, more preferably 0.150%, further preferably 0.130%, further preferably 0.100%.
  • Mo 0.500% or less Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. That is, the Mo content may be 0%. When included, Mo enhances the hardenability of steel and enhances the martensite fraction of carburized steel parts. Furthermore, Mo does not produce oxides and nitrides during the carburizing process when carrying out the carburizing process by gas carburizing. Therefore, Mo suppresses the formation of an oxide layer, a nitride layer, and an abnormal carburized layer in the carburized layer. If Mo is contained even a little, these effects can be obtained to some extent. However, if the Mo content exceeds 0.500%, the hardness of the steel material excessively increases, and the critical working rate decreases.
  • the Mo content is 0.500% or less. That is, the Mo content is 0 to 0.500%.
  • the preferable lower limit of the Mo content is 0.001%, more preferably 0.005%, further preferably 0.010%, further preferably 0.020%, further preferably 0.050. %.
  • the preferable upper limit of the Mo content is 0.400%, more preferably 0.300%, and further preferably 0.200%.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. That is, the Ni content may be 0%. When contained, Ni enhances the hardenability of steel and enhances the martensite fraction of carburized steel parts. Furthermore, Ni does not produce oxides and nitrides during the carburizing process when carrying out the carburizing process by gas carburizing. Therefore, Ni suppresses the formation of an oxide layer, a nitride layer, and an abnormal carburization layer in the carburized layer. If Ni is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ni content exceeds 0.500%, the hardness of the steel material excessively increases, and the critical working rate decreases.
  • the Ni content is 0.500% or less. That is, the Ni content is 0 to 0.500%.
  • the preferable lower limit of the Ni content is 0.001%, more preferably 0.005%, further preferably 0.010%, further preferably 0.020%, further preferably 0.050. %.
  • the preferable upper limit of the Ni content is 0.400%, more preferably 0.300%, and further preferably 0.200%.
  • Cu 0.500% or less Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. That is, the Cu content may be 0%. When included, Cu enhances the hardenability of steel and enhances the martensite fraction of carburized steel parts. Further, Cu does not form oxides and nitrides during the carburizing process when performing the carburizing process by gas carburizing. Therefore, Cu suppresses the formation of the oxide layer, the nitride layer, and the abnormal carburization layer on the surface of the carburization layer. If Cu is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Cu content exceeds 0.500%, the hardness of the steel material excessively increases, and the critical working rate decreases.
  • the Cu content is 0.500% or less. That is, the Cu content is 0 to 0.500%.
  • the preferable lower limit of the Cu content is 0.001%, more preferably 0.005%, further preferably 0.010%, further preferably 0.020%, further preferably 0.050. %.
  • the preferable upper limit of the Cu content is 0.400%, more preferably 0.300%.
  • Mg 0.0035% or less
  • Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained. That is, the Mg content may be 0%.
  • Mg like Al
  • the above effects can be obtained if Mg is contained at all. However, if the Mg content exceeds 0.0035%, coarse oxides are formed in the steel material.
  • the Mg content is 0.0035% or less. That is, the Mg content is 0 to 0.0035%.
  • the preferable lower limit of the Mg content is 0.0001%, more preferably 0.0003%, and further preferably 0.0005%.
  • the preferable upper limit of the Mg content is 0.0032%, more preferably 0.0030%, further preferably 0.0028%, further preferably 0.0025%.
  • the chemical composition of the steel material of the present embodiment may further contain a rare earth element (REM) instead of part of Fe.
  • REM rare earth element
  • Rare earth element 0.005% or less
  • the rare earth element (REM) is an optional element and may not be contained. That is, the REM content may be 0%. When included, REM forms a solid solution with sulfides in steel and controls the morphology of sulfides. As a result, REM increases the critical working rate of steel. If REM is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the REM content exceeds 0.005%, coarse oxides are generated, and the fatigue strength of the carburized steel parts is reduced. Therefore, the REM content is 0.005% or less. That is, the REM content is 0 to 0.005%.
  • the preferable lower limit of the REM content is 0.001%, more preferably 0.002%.
  • the preferable upper limit of the REM content is 0.004%.
  • REM in this specification means scandium (Sc) having an atomic number of 21, an yttrium (Y) having an atomic number of 39, and a lanthanide (lanthanum (La) having an atomic number of 57 to an atomic number of 71). It is one or more elements selected from the group consisting of lutetium (Lu). Further, the REM content in this specification is the total content of these elements.
  • F1 C+0.194 ⁇ Si+0.065 ⁇ Mn+0.012 ⁇ Cr+0.033 ⁇ Mo+0.067 ⁇ Ni+0.097 ⁇ Cu+0.078 ⁇ Al.
  • F1 is an index of hardness of a steel material and a carburized steel part manufactured using this steel material.
  • the ferrite fraction of the structure of the steel material before cold forging is significantly increased as compared with the above-described conventional steel material (C content is about 0.20%).
  • the hardness of the steel material is greatly affected not only by the C content (perlite fraction) but also by the hardness of ferrite.
  • F1 indicates the contribution of each alloying element to the solid solution strengthening of ferrite in the steel material.
  • F1 is 0.235 or more, the hardness of the steel material before cold forging is too high. In this case, the limit working rate of the steel material decreases.
  • F1 is 0.140 or less, the hardness of the core portion as a carburized steel part is insufficient. Therefore, F1 is more than 0.140 and less than 0.235.
  • F1 is preferably as low as possible within a range that satisfies the hardenability index (F2) described later.
  • the preferable upper limit of F1 is less than 0.230, more preferably 0.225, further preferably 0.220, further preferably 0.215, and further preferably 0.210.
  • the F1 value is a value obtained by rounding the calculated value to the fourth decimal place.
  • F2 (1.33 ⁇ C ⁇ 0.1)+(0.23 ⁇ Si+0.01)+(0.42 ⁇ Mn+0.22)+(0.27 ⁇ Cr+0.22)+(0.77 ⁇ Mo+0 0.03)+(0.12 ⁇ Ni+0.01).
  • F2 is an index relating to the hardenability of steel materials.
  • B is effective to enhance the hardenability of the core of carburized steel parts.
  • gas carburizing metalmorphic furnace gas system
  • the effect of improving the hardenability by containing B is low. This is because N in the atmosphere gas in the furnace penetrates into the surface layer of the carburized steel part during the carburizing process, and the solid solution B is precipitated as BN, and the amount of solid solution B contributing to the improvement of the hardenability is insufficient. ..
  • B when carrying out the gas carburizing treatment, B can increase the hardness of the core portion of the carburized steel component, but it hardly contributes to the improvement of the hardness of the carburized layer of the carburized steel component. Therefore, in order to secure the hardenability in the carburized layer which is the surface layer of the carburized steel part, it is necessary to utilize a hardenability improving element other than B.
  • F2 is composed of elements other than B that particularly contribute to the improvement of hardenability.
  • F2 is 1.35 or less, under the same carburizing condition, as compared with the above-mentioned conventional steel material (C content is about 0.20%), the carburized layer depth (Vickers hardness is equal to or more than the same). It is not possible to obtain a sufficient HV550 or more).
  • F2 is 1.55 or more, the hardness of the steel material before cold forging increases and the critical working rate decreases. Therefore, F2 is more than 1.35 and less than 1.55.
  • F2 is preferably as large as possible within the range that satisfies the hardness index F1.
  • the preferable lower limit of F2 is 1.36, more preferably 1.37, further preferably 1.38, and further preferably 1.40.
  • the F2 value is a value obtained by rounding off the third decimal place of the calculated value.
  • F3 Ti ⁇ N ⁇ (48/14).
  • F3 is an index relating to the amount of TiC precipitation. When Ti is contained stoichiometrically in excess with respect to N, all of N is fixed as TiN. That is, F3 means a surplus Ti amount other than the Ti amount consumed for forming TiN. “14” in F3 represents the atomic weight of N, and “48” represents the atomic weight of Ti.
  • F3 is more than 0.004 and less than 0.030.
  • the preferable lower limit of F3 is 0.006, and more preferably 0.008.
  • the preferable upper limit of F3 is 0.028, and more preferably 0.0025.
  • the F3 value is a value obtained by rounding the calculated value to the fourth decimal place.
  • F4 is an index relating to the refinement and spheroidization of sulfide.
  • Ca forms a solid solution with sulfides to make the sulfides fine, and further spheroidizes the sulfides.
  • the content of each element including Ca in the chemical composition of the steel material is within the above range, if the Ca content relative to the S content is too high, a part of Ca does not form a solid solution with sulfide and is oxidized. Will form things. Ca oxides reduce the critical working rate of steel materials.
  • F4 is less than 0.03, the content of each element in the chemical composition is within the above range, F1 to F3 satisfy the formulas (1) to (3), and F5 is the formula (5).
  • the Ca content is too low relative to the S content in the steel. In this case, refining and spheroidizing of the sulfide become insufficient. As a result, the critical working rate of the steel material becomes low.
  • F4 is higher than 0.15
  • the content of each element in the chemical composition is within the above range, F1 to F3 satisfy the formulas (1) to (3), and F5 is the formula Even if the condition (5) is satisfied, the Ca content is too high relative to the S content in the steel. In this case, oxide is excessively formed.
  • the content of each element in the chemical composition is within the range of the present embodiment, F1 to F3 satisfy the formulas (1) to (3), F5 satisfies the formula (5), and F4 is If it is 0.03 to 0.15, the sulfide can be made sufficiently fine and spherical, and the excessive generation of oxide can be suppressed. Therefore, in steel, the limit working rate at the time of cold forging becomes larger than that of conventional steel.
  • the preferable lower limit of F4 is 0.04, more preferably 0.05, and further preferably 0.06.
  • the preferable upper limit of F4 is 0.14, more preferably 0.13, and further preferably 0.12.
  • the F4 value is a value obtained by rounding off the third decimal place of the calculated value.
  • the steel material of the present embodiment can obtain excellent hydrogen embrittlement resistance even if it has high strength.
  • the content (mass %) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (5).
  • F5 Mn/(Si+Cr+Mo+Ni).
  • F5 has a correlation with hydrogen embrittlement resistance. The details will be described below.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the critical diffusible hydrogen amount ratio HR and F5.
  • the vertical axis in FIG. 1 represents the limit diffusible hydrogen amount ratio HR.
  • the limit diffusible hydrogen amount ratio HR is defined by the following formula (A) with reference to the limit diffusible hydrogen amount Href of a steel material having a chemical composition corresponding to SCR420 of JIS G4053 (2016).
  • Critical diffusible hydrogen content ratio HR Hc/Href (A)
  • Hc is the limit diffusible hydrogen content.
  • the limit diffusible hydrogen content Hc means the maximum hydrogen content of a test piece that did not break when a constant load test was performed on test pieces in which various concentrations of hydrogen were introduced.
  • F5 which is the ratio of the Mn content to the total content of Si, Cr, Mo, and Ni
  • the critical diffusible hydrogen content ratio HR Does not grow so big.
  • F5 is less than 0.30
  • the preferable upper limit of F5 is 0.29, more preferably 0.28, further preferably 0.27, and further preferably 0.26.
  • the lower limit of F5 is not particularly limited, but the lower limit of F5 is 0.16 in the above-mentioned chemical composition.
  • the preferable lower limit of F5 is 0.18, more preferably 0.20, and further preferably 0.21.
  • the portion excluding inclusions and precipitates is defined as the matrix (matrix).
  • the steel matrix mainly consists of ferrite and pearlite.
  • “mainly composed of ferrite and pearlite” means that the total area ratio of ferrite and pearlite in the microstructure is 85.0 to 100.0%.
  • phases other than ferrite and pearlite are, for example, bainite, martensite, and cementite. That is, in the microstructure of the steel material of this embodiment, the total area ratio of bainite, martensite, and cementite is 0 to 15.0%.
  • the balance is one or more selected from the group consisting of bainite, martensite and cementite. Is. Note that ferrite, pearlite, martensite, bainite, and cementite are included in the calculation of the area ratio of the microstructure. On the other hand, the above-mentioned area ratio calculation does not include precipitates other than cementite, inclusions, and retained austenite.
  • the total area ratio (%) of ferrite and pearlite in the microstructure of the steel material of this embodiment is measured by the following method.
  • the steel material is a steel bar or a wire material
  • the horizontal cross section perpendicular to the longitudinal direction (axial direction) of the steel material.
  • the observation surface is etched using 2% nitric acid alcohol (nital etchant).
  • the etched observation surface is observed using a 500 ⁇ optical microscope, and a photographic image of arbitrary 20 fields of view is generated.
  • the size of each visual field is 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m.
  • each phase is specified based on the contrast.
  • the total area ([mu] m 2) of the ferrite in each field and determines the total area of perlite ( ⁇ m 2).
  • the ratio of the total area of the total area of ferrite and the total area of pearlite in all the visual fields to the total area of all the visual fields is defined as the total area ratio (%) of ferrite and pearlite.
  • ferrite, pearlite, martensite including tempered martensite
  • bainite including tempered bainite
  • cementite including spheroidized cementite
  • the above-mentioned area ratio calculation does not include precipitates other than cementite, inclusions, and retained austenite.
  • a phase having a lamella structure can be identified as pearlite in an optical microscope observation. Areas with higher brightness (white areas) than pearlite can be specified as ferrite. A region (dark region) having a lower brightness than ferrite and pearlite can be specified as martensite and bainite.
  • the steel material of the present embodiment having the above configuration has a high limit working rate. Further, when the steel material of the present embodiment is subjected to cold forging, cutting and carburizing to be a carburized steel part, it has high fatigue strength and excellent hydrogen embrittlement resistance.
  • the carburized steel part of the present embodiment is manufactured using the steel material of the present embodiment described above. Specifically, it is manufactured by carrying out carburizing treatment on the steel material after cold forging. The method of manufacturing the carburized steel part will be described later.
  • Carburized steel parts include a carburized layer and a core.
  • the carburized layer is formed on the surface layer of the carburized steel part.
  • the depth of the carburized layer from the surface of the carburized steel part is 0.4 mm to less than 2.0 mm.
  • the depth of the carburized layer may be at least 0.4 mm or more.
  • the carburized layer means a region where the Vickers hardness according to JIS Z 2244 (2009) is 550 HV or more in the surface layer of the carburized steel part.
  • the core portion corresponds to an area inside the carburized layer of the carburized steel part.
  • the chemical composition of the core is the same as that of the carburized steel part described above. That is, each element in the chemical composition of the core is within the above numerical range and satisfies the formulas (1) to (5).
  • the depth of 50 ⁇ m from the surface of carburized steel parts corresponds to the carburized layer.
  • the Vickers hardness according to JIS Z 2244 (2009) at a depth of 50 ⁇ m from the surface of the carburized steel part is 650 to 1000 HV. That is, the Vickers hardness of the carburized layer at the above position is 650 to 1000 HV.
  • the position at a depth of 10.0 mm from the surface of the carburized steel part corresponds to the core part.
  • the Vickers hardness according to JIS Z 2244 (2009) at a depth of 10.0 mm from the surface of the carburized steel part is 250 to 500 HV. That is, the Vickers hardness of the core at the above position is 250 to 500 HV.
  • the carburized layer is formed by carburizing, and the Vickers hardness of the carburized layer is higher than the Vickers hardness of the steel material.
  • the Vickers hardness of carburized steel parts is measured by the following method.
  • the section perpendicular to any surface of the carburized steel part shall be the measurement surface.
  • the test force is 0.49N.
  • Vickers hardness HV is measured at 10 locations at a depth of 50 ⁇ m.
  • the arithmetic mean value of the 10 measurement results is defined as the Vickers hardness HV at the 50 ⁇ m depth position.
  • the Vickers hardness HV is measured at 10 positions at a depth of 0.4 mm from the surface.
  • the arithmetic mean value of the 10 measurement results is defined as the Vickers hardness HV at the 0.4 mm depth position. If the Vickers hardness at the 0.4 mm depth position is 550 HV or more, it is determined that the carburized layer depth is at least 0.4 mm or more.
  • the Vickers hardness at a depth of 10.0 mm from the surface is determined by a Vickers hardness test according to JIS Z 2244 (2009) using a Vickers hardness meter. The test force is 0.49N.
  • Vickers hardness HV is measured at 10 locations at a depth of 10.0 mm. The arithmetic mean value of the 10 measurement results is defined as the Vickers hardness HV at the 10.0 mm depth position.
  • Carburized steel parts are applied as machine structural parts used in mining machinery, construction machinery, automobiles, etc.
  • Machine structural parts are, for example, gears, shafts, pulleys and the like.
  • the steel material of the present embodiment is not limited to the following manufacturing method as long as it has the above-mentioned configuration. However, the manufacturing method described below is a preferred example of manufacturing the steel material of the present embodiment.
  • An example of the steel material manufacturing method of the present embodiment includes a material preparation step and a hot working step. Hereinafter, each step will be described.
  • a material having a chemical composition that satisfies the above formulas (1) to (5) is prepared.
  • the material is manufactured, for example, by the following method.
  • Molten steel having a chemical composition satisfying the above formulas (1) to (5) is manufactured.
  • a material (a slab or an ingot) is manufactured by the casting method using the molten steel.
  • a slab (bloom) is manufactured by the well-known continuous casting method using the molten steel.
  • an ingot is manufactured by the well-known ingot making method using the molten steel.
  • Hot working process hot working is performed on the material (bloom or ingot) prepared in the material preparing step to manufacture a steel material.
  • the shape of the steel material is not particularly limited, but is, for example, a steel bar or a wire rod.
  • a case where the steel material is a steel bar will be described as an example. However, even if the steel material has a shape other than the steel bar, it can be manufactured by the same hot working step.
  • the hot working process includes a rough rolling process and a finish rolling process.
  • the material is hot worked to produce a billet.
  • the rough rolling process uses, for example, a slab mill.
  • the slab is rolled by a slab to produce a billet.
  • a continuous rolling mill is installed downstream of the slab, the billet after slabbing is further hot-rolled using a continuous rolling mill to produce a smaller billet. May be.
  • a horizontal stand having a pair of horizontal rolls and a vertical stand having a pair of vertical rolls are alternately arranged in a line.
  • the heating temperature in the heating furnace in the rough rolling step is not particularly limited, but is, for example, 1100 to 1300°C.
  • the billet is first heated using a heating furnace.
  • the billet after heating is subjected to hot rolling using a continuous rolling mill to manufacture a steel bar.
  • the heating temperature in the heating furnace in the finish rolling step is not particularly limited, but is, for example, 1000 to 1250°C.
  • the steel material temperature at the exit side of the rolling stand that has undergone the final reduction is defined as the finishing temperature.
  • the finishing temperature is, for example, 800 to 1000°C.
  • the finishing temperature is measured by a thermometer installed on the exit side of the rolling stand that has undergone the final reduction.
  • the steel material after finish rolling is cooled at a cooling rate equal to or lower than cooling to manufacture the steel material of this embodiment.
  • the average cooling rate CR in the temperature range where the steel material temperature is 800° C. to 500° C. is more than 0 to 1.3° C./sec.
  • a phase transformation from austenite to ferrite or pearlite occurs.
  • the average cooling rate CR in the temperature range where the steel material temperature is 800° C. to 500° C. is more than 0 to 1.3° C./sec, it is possible to suppress excessive formation of bainite or martensite in the microstructure.
  • the total area ratio of ferrite and pearlite in the microstructure is 85.0 to 100.0%.
  • the average cooling rate CR is measured by the following method.
  • the steel material after finish rolling is conveyed downstream in the conveying line.
  • a plurality of thermometers are arranged along the transfer line, and the steel material temperature at each position of the transfer line can be measured. Based on a plurality of thermometers arranged along the transfer line, the time until the temperature of the steel material reaches 800°C to 500°C is obtained, and the average cooling rate CR (°C/sec) is obtained.
  • the average cooling rate CR can be adjusted by disposing a plurality of slow cooling covers at intervals on the transfer line.
  • the steel material of this embodiment having the above-mentioned configuration can be manufactured by the above manufacturing process.
  • This manufacturing method is a cold forging process for manufacturing an intermediate member by performing cold forging on the steel material of the present embodiment, a cutting process for cutting the intermediate member, and a carburizing treatment for the intermediate member. And a tempering step.
  • the carburizing treatment also includes carbonitriding treatment.
  • Cold forging process the steel material manufactured by the above-described manufacturing method is subjected to cold forging as a cold working to give a shape to manufacture an intermediate member.
  • the plastic working conditions such as the working ratio and the strain rate in the cold forging process are not particularly limited, and suitable conditions may be appropriately selected.
  • the cutting process is performed as needed. That is, it is not necessary to perform the cutting process.
  • the cutting process is performed on the intermediate member after the cold forging process and before the carburizing process described below. By carrying out the cutting process, it is possible to give the carburized steel part a precise shape which is difficult only by the cold forging step.
  • carburizing process In the carburizing process, carburizing is performed on the intermediate member after the cutting process.
  • the carburizing treatment also includes carbonitriding treatment.
  • a known carburizing process is performed in the carburizing process.
  • the carburizing process includes a carburizing process, a diffusion process, and a quenching process.
  • the carburizing conditions in the carburizing process and diffusion process may be adjusted appropriately.
  • the carburizing temperature in the carburizing step and the diffusion step is, for example, 830 to 1100°C.
  • the carbon potential in the carburizing process and the diffusion process is, for example, 0.5 to 1.2%.
  • the holding time in the carburizing step is, for example, 60 minutes or more, and the holding time in the diffusion step is 30 minutes or more.
  • the carbon potential in the diffusion step is preferably lower than that in the carburization step.
  • the conditions in the carburizing process and the diffusion process are not limited to the above-mentioned conditions.
  • the intermediate member after the diffusion step is maintained at the quenching temperature of the Ar3 transformation point or higher.
  • the holding time at the quenching temperature is not particularly limited, but is, for example, 30 to 60 minutes.
  • the quenching temperature is below the carburizing temperature.
  • the temperature of the quenching medium is preferably room temperature to 200°C.
  • the quenching medium is, for example, water or oil. Further, if necessary, a sub-zero treatment may be performed after quenching.
  • Tempeering process A known tempering process is performed on the intermediate member after the carburizing process.
  • the tempering temperature is, for example, 100 to 200°C.
  • the holding time at the tempering temperature is, for example, 90 to 150 minutes.
  • the carburized steel part after the tempering process may be further subjected to grinding or shot peening.
  • grinding or shot peening By carrying out the grinding process, a precise shape can be imparted to the carburized steel part.
  • compressive residual stress is introduced into the surface layer portion of the carburized steel component. Compressive residual stress suppresses the initiation and propagation of fatigue cracks. Therefore, the fatigue strength of carburized steel parts is increased.
  • the carburized steel part is a gear, the fatigue strength of the root and the tooth surface of the carburized steel part can be improved.
  • the shot peening process may be performed by a known method.
  • the shot peening treatment is preferably performed, for example, by using shot grains having a diameter of 0.7 mm or less and an arc height of 0.4 mm or more.
  • the effects of one aspect of the present invention will be described more specifically with reference to Examples.
  • the conditions in the following examples are one condition example adopted for confirming the feasibility and effects of the steel material for carburized steel parts of the present embodiment. Therefore, the present invention is not limited to this one condition example.
  • the present invention can employ various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • the blank part in Table 1 means that the content of the corresponding element was less than the detection limit.
  • the blank portion means that it was below the detection limit at the lowest digit of the corresponding element content.
  • the smallest digit is the third decimal place. Therefore, the Ti content of test number 29 means that it was not detected in the number of digits up to the third decimal place (the significant figure was 0% in the content up to the third decimal place).
  • a slab was manufactured by the continuous casting method using the above molten steel. After heating this slab, slab rolling as a rough rolling step and subsequent rolling by a continuous rolling mill were carried out to manufacture a billet having a cross section perpendicular to the longitudinal direction of 162 mm ⁇ 162 mm. The heating temperature in the slabbing was 1200 to 1250°C.
  • a finishing rolling process was performed to manufacture a steel bar with a diameter of 80 mm (steel material used as a material for carburized steel parts).
  • the heating temperature T1 in the heating furnace of each test number in the finish rolling process was as shown in Table 2.
  • the holding time in the heating furnace was 1.5 to 3.0 hours in all test numbers.
  • the finishing temperature T2 and the average cooling rate CR in the range of the steel material temperature of 800 to 500° C. for each test number are as shown in Table 2.
  • the steel material (bar steel) of each test number was manufactured by the above manufacturing process.
  • the total area of the ferrite in the field of view [mu] m 2), and to determine the total area of perlite ( ⁇ m 2).
  • the ratio of the total area of the total area of ferrite and the total area of pearlite in all the visual fields to the total area of all the visual fields was defined as the total area ratio (%) of ferrite and pearlite.
  • the total area ratio of ferrite and pearlite of each test number was 85.0% or more.
  • a critical compression test was carried out as an evaluation test of the cold forgeability (critical workability) of steel materials. Specifically, a plurality of limit compressibility measurement test pieces were collected from the steel material (bar steel) of each test number. The critical compression test piece had a diameter of 6 mm and a length of 9 mm. The longitudinal direction of the limit compression rate measurement test piece was parallel to the longitudinal direction of the steel bar of each test number. The central axis of the critical compression test piece corresponded to the R/2 position of the steel bar of each test number. A notch was formed in the circumferential direction at the center of the test piece in the longitudinal direction. The notch angle was 30 degrees, the notch depth was 0.8 mm, and the radius of curvature of the notch tip was 0.15 mm.
  • a 500ton hydraulic press was used for the limit compression test.
  • a limit compression test was carried out on the produced limit compression rate measurement test piece by the following method. For each test piece, cold compression was performed using a restraining die at a speed of 10 mm/min. The compression was stopped when a minute crack of 0.5 mm or more occurred near the notch, and the compression ratio (%) at that time was calculated. This measurement was performed 10 times in total, and the compression rate (%) at which the cumulative damage probability was 50% was obtained. The obtained compression rate was defined as the limit compression rate (%).
  • Table 2 shows the limit compression ratio (%) of each test number.
  • the conventional steel material used as a material for carburized steel parts has a critical compressibility of about 65%.
  • the limit working rate was excellent when the limit compressibility was 68% or more, which can be regarded as a value obviously higher than this value.
  • the evaluation test and fatigue test of the carburized steel parts made of steel were not carried out.
  • a carburized steel part was manufactured from the steel material (bar steel) of each test number by the following method.
  • a test piece having a diameter of 26 mm and a length of 150 mm was taken from the steel bar of each test number.
  • the center of the test piece was almost the same as the center of the steel bar of each test number.
  • Carburizing treatment gas carburizing treatment
  • the carbon potential was set to 0.8% and the carbon potential was held at 950° C. for 5 hours (the carburizing step was 950° C. for 240 minutes and the diffusion step was 950° C. for 60 minutes).
  • the quenching temperature of 850 degreeC was hold
  • the test piece was immersed in an oil bath at 130° C. to carry out oil quenching.
  • the test piece after quenching was tempered at 150° C. for 90 minutes to manufacture a carburized steel part.
  • the Vickers hardness at a depth of 50 ⁇ m from the surface and the Vickers hardness at a depth of 0.4 mm from the surface are calculated as micro Vickers hardness.
  • the test force was 0.49N.
  • the Vickers hardness HV was measured at 10 locations at a depth of 50 ⁇ m, and the arithmetic average value was taken as the Vickers hardness HV at the depth of 50 ⁇ m. Further, the Vickers hardness HV was measured at 10 points at the 0.4 mm depth position, and the arithmetic mean value was taken as the Vickers hardness HV at the 0.4 mm depth position.
  • the Vickers hardness and chemical composition of the core of the above carburized steel parts were measured by the following methods.
  • the Vickers hardness at a depth of 10.0 mm from the surface of the cut surface of the carburized steel part perpendicular to the longitudinal direction was determined by a Vickers hardness test according to JIS Z 2244 (2009) using a Vickers hardness meter. ..
  • the test force was 0.49N.
  • the measurement was performed 10 times at a depth of 10.0 mm, and the average value was taken as the Vickers hardness (HV) at the depth of 10.0 mm from the surface.
  • the obtained Vickers hardness is shown in Table 2. When the Vickers hardness at the 10.0 mm depth position was 250 to 500 HV, it was determined that the core hardness was sufficiently high.
  • the former austenite crystal grains were observed at a depth of 10.0 mm from the surface.
  • the cut surface perpendicular to the longitudinal direction of the carburized steel part was used as the observation surface.
  • the observation surface was mirror-polished and then etched with a saturated aqueous solution of picric acid.
  • the visual field (300 ⁇ m ⁇ 300 ⁇ m) including the depth of 10.0 mm from the surface of the etched observation surface was observed with an optical microscope (400 times) to identify the old austenite crystal grains.
  • the grain size of each old-austenite crystal grain was determined by the equivalent circle diameter ( ⁇ m) based on JIS G 0551 (2013). If any of the former austenite crystal grains has a circle equivalent diameter exceeding the circle equivalent diameter (88.4 ⁇ m) corresponding to the grain size No. 4 of the JIS standard, the "coarse grain generation" Yes”.
  • Each of the prepared test pieces was subjected to carburizing treatment and quenching treatment (carburizing and quenching treatment) using the gas carburizing furnace under the conditions shown in FIG. After the quenching treatment, tempering was carried out at 150° C. for 90 minutes to produce a small roller test piece which is a carburized steel part.
  • a small roller test piece having the shape shown in FIG. 3 and a large roller having the shape shown in FIG. 5 were combined.
  • the large roller shown in FIG. 5 had a chemical composition satisfying the SCM420 standard of JIS G4053 (2016), and specifically had a chemical composition shown in test number 33 in Table 1.
  • the hot working step the large roller was subjected to the same conditions as test numbers 1 to 32, then processed into the shape shown in FIG. 5, then carburized as shown in FIG. 5 and tempered at 150° C. for 90 minutes. Manufactured.
  • the rotation number of the small roller test piece was 1000 rpm
  • the slip ratio was -40%
  • the contact surface pressure between the large roller and the small roller test piece under test was 4000 MPa
  • the number of repetitions was 2.0 ⁇ 10. 7 times.
  • a lubricant commercial automatic transmission oil
  • a roller pitching test was carried out under the above conditions to evaluate surface fatigue strength.
  • the number of tests in the roller pitching test was 6 for each steel number.
  • an SN diagram was prepared in which the vertical axis represents the surface pressure and the horizontal axis represents the number of repetitions until the occurrence of pitching.
  • the highest surface pressure was defined as the surface fatigue strength of the steel number among those in which the pitching did not occur up to the number of repetitions of 2.0 ⁇ 10 7 . It should be noted that among the places where the surface of the small roller test piece was damaged, the case where the maximum area was 1 mm 2 or more was defined as occurrence of pitching.
  • Table 2 shows the surface fatigue strength obtained by the test.
  • the surface fatigue strength in Table 2 is based on the surface fatigue strength of a carburized steel part (test number 29) obtained by carburizing a steel material having a chemical composition that meets the standard of SCR420 of JIS G4053 (2016), which is a general-purpose steel type. The value (100%) was used. Then, the surface fatigue strength of each test number is shown as a ratio (%) to the reference value. When the surface fatigue strength was 120% or more, it was judged that excellent surface fatigue strength was obtained.
  • the carburizing treatment conditions were carried out on the produced annular V-notch test piece using a gas carburizing furnace under the conditions shown in FIG.
  • the test piece after quenching was tempered at 150° C. for 90 minutes to prepare a test piece corresponding to a carburized steel part.
  • the electrolytic charging method was performed as follows. The test piece was immersed in an aqueous solution of ammonium thiocyanate. With the test piece immersed, hydrogen was taken into the test piece by generating an anode potential on the surface of the test piece.
  • a zinc plating film was formed on the surface of the test piece to prevent the dissipation of hydrogen in the test piece.
  • a constant load test was performed in which a constant load was applied so that a nominal stress of 1080 MPa (90% of tensile strength) was applied to the V-notch cross section of the test piece.
  • the test piece that broke during the test and the test piece that did not break were subjected to a temperature rising analysis method using a gas chromatograph to measure the amount of hydrogen in the test piece. After the measurement, in each test number, the maximum hydrogen amount of the test pieces that did not break was defined as the critical diffusible hydrogen amount Hc.
  • the chemical compositions of the steel materials of test numbers 1 to 11, 28 and 30 to 32 are within the range of the chemical composition of the present embodiment, and the formulas (1) to (5) are used. Satisfied As a result, the limit compression rate was 68% or more, which was a sufficient limit processing rate. Further, the fatigue strength ratio of the steel material (carburized steel part) after the carburizing treatment was 120% or more, which was excellent fatigue strength. Further, the limit diffusible hydrogen content ratio HR of the steel material (carburized steel part) after the carburizing treatment was 1.10 or more, which showed excellent hydrogen embrittlement resistance. In the steel material for carburized steel parts, the carburized layer had a depth of at least 0.4 mm or more.
  • the Vickers hardness of the carburized layer at a depth of 50 ⁇ m is 650 to 1000 HV, and the Vickers hardness of the core at a depth of 10.0 mm is 250 to 500 HV. Both the carburized layer and the core have sufficient hardness. It had a good hardness.
  • test number 13 the C content was too low. Therefore, in the carburized steel part, the hardness at the 10 mm depth position was too low.
  • test number 14 the C content was too high, and F1 exceeded the upper limit of formula (1). Therefore, the limit working rate of the steel material for carburized steel parts was low.
  • test number 15 F2 was less than the lower limit of formula (2). Therefore, in the carburized steel part, the hardness at the 10 mm depth position was too low.
  • test number 19 F4 was less than the lower limit of formula (4). Therefore, the limit working rate of the steel material for carburized steel parts was low.
  • test number 24 the Si content was too low. As a result, the fatigue strength of carburized steel parts was low.
  • test number 25 the S content was low and the Ca content was too low. Therefore, the limit working rate of the steel material for carburized steel parts was low.
  • test number 26 F5 did not satisfy formula (5).
  • the critical diffusible hydrogen content ratio HR was less than 1.10, and the hydrogen embrittlement resistance was low.
  • test number 27 the Mn content was too low. Therefore, in the carburized steel part, the hardness at the 10 mm depth position was too low and the fatigue strength was low.
  • test number 34 F2 exceeded the upper limit of formula (2). Therefore, the limit working rate of the steel material for carburized steel parts before forging was too low.
  • test number 35 F3 was less than the lower limit of formula (3). Therefore, a part of the old austenite grains became coarse grains in the core of the carburized part.
  • test numbers 38 and 39 F5 did not satisfy the formula (5).
  • the critical diffusible hydrogen content ratio HR was less than 1.10, and the hydrogen embrittlement resistance was low.

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Abstract

冷間鍛造時の限界加工率が大きく、浸炭鋼部品となったときに高い疲労強度及び優れた耐水素脆化特性を有する、鋼材を提供する。本実施形態の鋼材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０７～０．１３％、Ｓｉ：０．１５～０．３５％、Ｍｎ：０．６０～０．８０％、Ｓ：０．００５～０．０５０％、Ｃｒ：１．９０～２．５０％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％未満、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｃａ：０．０００２％～０．００３０％、Ｎ：０．００８０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、及び、Ｏ：０．００３０％以下、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、明細書に記載の式（１）～式（５）を満たす。

Description

鋼材
　本発明は、鋼材に関し、さらに詳しくは、浸炭鋼部品の素材となる鋼材に関する。
　機械構造用部品の素材となる鋼材には、一般に、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｎｉ等が含有される。上述の元素を含有する化学成分を有し、鋳造、鍛造、圧延等の工程を経て製造された鋼材は、鍛造、切削等の機械加工により成型され、さらに、浸炭処理を施されて、表層部の浸炭層と、浸炭層よりも内部の芯部とを備える浸炭鋼部品となる。本明細書において、浸炭処理は、特に断りがない限り、浸炭窒化処理も含む。
　この浸炭鋼部品を製造するコストのうち、切削加工に関わるコストが非常に大きい。切削加工では、切削工具が高価である。さらに、切りくずを多量に生成するため、歩留の観点からも不利である。このため、切削加工を鍛造に置き換えることが試みられている。鍛造方法は熱間鍛造、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。冷間鍛造はスケールの発生がなく、寸法精度が従前の切削後の状態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実施した後に冷間鍛造で仕上げ加工を実施する方法、温間鍛造を実施した後に仕上げとして軽度の切削を実施する方法、又は、冷間鍛造を実施した後に仕上げとして軽度の切削を実施する方法、等が検討されてきた。しかしながら、熱間鍛造を温間鍛造又は冷間鍛造に置き換えた場合、浸炭鋼部品用鋼材の変形抵抗が大きいと、鍛造機の金型にかかる面圧が増加し、金型寿命が低下する。この場合、切削量が低減しても、コストメリットがそれほど大きくならない。また、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場合がある。このため、温間鍛造又は冷間鍛造により浸炭鋼部品を製造する場合、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率の向上が求められる。
　国際公開第２０１２／１０８４６０号（特許文献１）及び特開２０１２－２０７２４４号公報（特許文献２）は、冷間鍛造性（限界加工率）の向上を目的とした、浸炭鋼部品の素材となる鋼材を提案する。
　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、式（１）～式（３）を満たす。ここで、式（１）～式（３）は次のとおりである。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）。この浸炭用鋼は、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ることができ、さらに、浸炭処理後において、従来鋼と同等の硬化層及び芯部硬さとが得られる、と特許文献１には記載されている。
　特許文献２に記載された肌焼鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～０．１％、Ｍｎ：０．３～０．６％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００１～０．０２％、Ｃｒ：１．２～２．０％、Ａｌ：０．０１～０．１％、Ｔｉ：０．０１０～０．１０％、Ｎ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．０００５～０．００５％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、円相当直径２０ｎｍ未満のＴｉ系析出物の密度が１０～１００個／μｍ２であり、且つ、円相当直径２０ｎｍ以上のＴｉ系析出物の密度が１．５～１０個／μｍ２であり、ビッカース硬さが１３０ＨＶ以下であることを特徴とする。この肌焼鋼は上記構成により、冷間鍛造性に優れる、と特許文献２には記載されている。
国際公開第２０１２／１０８４６０号 特開２０１２－２０７２４４号公報
　ところで、機械構造用部品のうち、自動車に適用されるものには、大型の浸炭鋼部品が複数利用されている。自動車に適用される大型の浸炭鋼部品はたとえば、無段階変速機（ＣＶＴ）の可変プーリー等である。大型の浸炭鋼部品が重要保安部品である場合は特に、高い疲労強度が求められる。上述の特許文献１及び２に開示された鋼材を用いて大型の浸炭鋼部品を製造する場合、浸炭鋼部品の芯部の硬さを十分に高めることができず、高い疲労強度が得られない場合がある。
　また、自動車又は産業機械のトランスミッション用シャフト等に浸炭鋼部品を適用する場合、浸炭鋼部品は、潤滑油と接触した（塗布された）状態で使用される。この場合、潤滑油に由来した水素に起因して、浸炭鋼部品に遅れ破壊が生じやすくなる。したがって、浸炭鋼部品には、高い芯部硬さとともに、優れた耐水素脆化特性も求められる。
　本開示の目的は、冷間鍛造時の限界加工率が大きく、浸炭鋼部品となったときに高い疲労強度及び優れた耐水素脆化特性を有する、鋼材を提供することである。
　本開示による鋼材は、
　化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０７～０．１３％、
　Ｓｉ：０．１５～０．３５％、
　Ｍｎ：０．６０～０．８０％、
　Ｓ：０．００５～０．０５０％、
　Ｃｒ：１．９０～２．５０％、
　Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
　Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％未満、
　Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
　Ｃａ：０．０００２～０．００３０％、
　Ｎ：０．００８０％以下、
　Ｐ：０．０５０％以下、及び、
　Ｏ：０．００３０％以下、を含有し、
　残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）～式（５）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　（１）
　１．３５＜（１．３３×Ｃ－０．１）＋（０．２３×Ｓｉ＋０．０１）＋（０．４２×Ｍｎ＋０．２２）＋（０．２７×Ｃｒ＋０．２２）＋（０．７７×Ｍｏ＋０．０３）＋（０．１２×Ｎｉ＋０．０１）＜１．５５　（２）
　０．００４＜Ｔｉ－Ｎ×（４８／１４）＜０．０３０　（３）
　０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５　（４）
　Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ）＜０．３０　（５）
　ここで、式（１）～（５）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、対応する元素が含有されていない場合、「０」が代入される。
　本開示による鋼材は、冷間鍛造時の限界加工率が大きく、浸炭鋼部品となったときに高い疲労強度及び優れた耐水素脆化特性を有する。
図１は、各元素の含有量が本実施形態の範囲内である鋼材において、限界拡散性水素量比ＨＲと、Ｆ５＝Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ）との関係を示す図である。 図２は、実施例における浸炭鋼部品の評価試験での浸炭処理のヒートパターン図である。 図３は、実施例におけるローラーピッチング試験で使用した小ローラー試験片の側面図である。 図４は、小ローラー試験片に実施した浸炭処理のヒートパターン図である。 図５は、実施例におけるローラーピッチング試験で使用した大ローラー試験片の正面図である。 図６は、面疲労試験に使用した、環状Ｖノッチ試験片の側面図である。
　本発明者らは、浸炭鋼部品の素材となる鋼材の限界加工率の改善とともに、その鋼材に対して冷間鍛造及び浸炭処理を施して浸炭鋼部品となったときの疲労強度及び耐水素脆化特性を高めるための検討を行った。その結果、本発明者らは、次の（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限界加工率を高めることができる。しかしながら、Ｃ含有量が低すぎれば、浸炭処理後の浸炭鋼部品の疲労強度を、Ｃ含有量が０．２０％程度である従来の鋼材（たとえば、ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＣＲ４２０）と同等レベルにすることが困難となる。鋼材の化学組成を、質量％で、Ｃ：０．０７～０．１３％、Ｓｉ：０．１５～０．３５％、Ｍｎ：０．６０～０．８０％、Ｓ：０．００５～０．０５０％、Ｃｒ：１．９０～２．５０％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％未満、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｃａ：０．０００２％～０．００３０％、Ｎ：０．００８０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｖ：０～０．３００％、Ｍｏ：０～０．５００％、Ｎｉ：０～０．５００％、Ｃｕ：０～０．５００％、Ｍｇ：０～０．００３５％、希土類元素（ＲＥＭ）：０～０．００５％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成とすれば、Ｃ含有量が従来の鋼材よりも低くても、大型の浸炭鋼部品として必要な芯部硬さを得ることができ、十分な疲労強度が得られる可能性がある。
　（Ｂ）上述の化学組成を有する鋼材において、高い芯部硬さを得て、十分な疲労強度を得るためには、浸炭鋼部品の芯部のミクロ組織において、マルテンサイト分率を高めるのが好ましい。浸炭鋼部品の芯部のミクロ組織でのマルテンサイト分率を高めるためには、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ等の鋼の焼入れ性を向上する合金元素（焼入れ向上元素）の含有量を、式（２）を満たすように含有することが有効である。
　１．３５＜（１．３３×Ｃ－０．１）＋（０．２３×Ｓｉ＋０．０１）＋（０．４２×Ｍｎ＋０．２２）＋（０．２７×Ｃｒ＋０．２２）＋（０．７７×Ｍｏ＋０．０３）＋（０．１２×Ｎｉ＋０．０１）＜１．５５　（２）
　ここで、式（２）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。
　（Ｃ）しかしながら、上述の焼入れ性向上元素の含有量が増加すれば、焼入れ性向上元素がフェライトを固溶強化する。そのため、鋼材の硬さが高まる。鋼材の硬さが高まれば、冷間鍛造性が低下し、限界加工率が低下する。
　Ｂは鋼材の焼入れ性を高めるものの、フェライトを固溶強化しない元素である。そこで、上述のとおり、鋼材の上述の化学組成にＢを０．０００５～０．０１００％含有させる。さらに、上述の焼入れ性向上元素の含有量が式（１）を満たすようにする。これにより、鋼材の限界加工率の低下を抑制しつつ、その鋼材を浸炭処理して得られる浸炭鋼部品において、十分な芯部硬さ及び疲労強度を得ることができる。
　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　（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。
　（Ｄ）Ｂの焼入れ性向上効果を安定して得るためには、浸炭処理時において、鋼材中に十分な固溶Ｂを確保する必要がある。そこで、上述のとおり、鋼材にＴｉを含有させる。この場合、浸炭処理時において、鋼材中に含まれる大部分のＮがＴｉＮとして固定される。そのため、ＢがＮと結合するのを抑制することができ、鋼材中に十分な固溶Ｂを確保できる。上記効果を得るために、鋼材中のＴｉ含有量が式（３）を満たすようにする。
　０．００４＜Ｔｉ－Ｎ×（４８／１４）＜０．０３０　（３）
　ここで、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。
　鋼材の化学組成中のＴｉ含有量及びＮ含有量が式（３）を満たす場合、ＮはＴｉと結合してＴｉＮを形成する。そのため、Ｎが固溶Ｂと結合することにより固溶Ｂが低減するのを抑制でき、鋼材中に十分な固溶Ｂを確保できる。さらに、Ｎと結合しなかったＴｉがＴｉＣとして鋼材中に微細に分散して析出する。これにより、浸炭処理時のオーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑制する。そのため、浸炭鋼部品の芯部において、旧オーステナイトの粗粒の発生を抑制でき、十分な硬さが得られる。
　（Ｅ）Ｂは、浸炭鋼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、浸炭鋼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、鋼部品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量を低減するためである。したがって、浸炭鋼部品の表層部である浸炭層で焼入れ性を確保するために、上述のとおり、鋼材の化学組成が、式（２）を満たすようにする。
　（Ｆ）鋼材を用いて浸炭鋼部品を製造する場合、冷間鍛造後の鋼材に対して切削加工を実施する場合がある。本実施形態では、上述の化学組成に示すとおり、Ｓ含有量を０．００５～０．０５０％とする。これにより、ＭｎＳが形成され、鋼材の被削性が高まる。しかしながら、ＭｎＳが延伸すれば、冷間鍛造性が低下する。そこで、Ｃａ含有量を０．０００２～０．００３０％とした上で、式（４）を満たすようにする。この場合、鋼材中の硫化物が微細化及び球状化する。そのため、鋼材の冷間鍛造性が高まり、限界加工率が高まる。
　０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５　（４）
　ここで、式（４）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。
　（Ｇ）Ｃ含有量が０．１３％以下であり、Ｃｒ含有量が１．９０％以上であり、かつ、Ｂ含有量が０．０００５～０．０１００％である鋼材において、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉの総含有量に対するＭｎ含有量を低減すれば、外部からの水素の侵入を抑制することが可能となり、耐水素脆化特性が高まる。具体的には、各元素量が本実施形態の化学組成の範囲内であって、かつ、式（１）～式（４）を満たすことを前提として、さらに、式（５）を満たすようにする。この場合、上述の化学組成を有する鋼材を用いて製造された浸炭鋼部品は、優れた耐水素脆化特性を有する。
　Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ）＜０．３０　（５）
　ここで、式（５）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。
　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］
　化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．０７～０．１３％、
　Ｓｉ：０．１５～０．３５％、
　Ｍｎ：０．６０～０．８０％、
　Ｓ：０．００５～０．０５０％、
　Ｃｒ：１．９０～２．５０％、
　Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
　Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％未満、
　Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
　Ｃａ：０．０００２～０．００３０％、
　Ｎ：０．００８０％以下、
　Ｐ：０．０５０％以下、及び、
　Ｏ：０．００３０％以下、を含有し、
　残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）～式（５）を満たす、
　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　（１）
　１．３５＜（１．３３×Ｃ－０．１）＋（０．２３×Ｓｉ＋０．０１）＋（０．４２×Ｍｎ＋０．２２）＋（０．２７×Ｃｒ＋０．２２）＋（０．７７×Ｍｏ＋０．０３）＋（０．１２×Ｎｉ＋０．０１）＜１．５５　（２）
　０．００４＜Ｔｉ－Ｎ×（４８／１４）＜０．０３０　（３）
　０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５　（４）
　Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ）＜０．３０　（５）
　ここで、式（１）～（５）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、対応する元素が含有されていない場合、「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、前記Ｆｅの一部に代えて、
　Ｎｂ：０．１００％以下、
　Ｖ：０．３００％以下、
　Ｍｏ：０．５００％以下、
　Ｎｉ：０．５００％以下、
　Ｃｕ：０．５００％以下、
　Ｍｇ：０．００３５％以下、及び、
　希土類元素（ＲＥＭ）：０．００５％以下、
　からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有する、
　鋼材。
　［３］
　［１］に記載の鋼材であって、
　前記化学組成は、前記Ｆｅの一部に代えて、
　Ｎｂ：０．００２～０．１００％以下、
　Ｖ：０．００１～０．３００％以下、
　Ｍｏ：０．００５～０．５００％以下、
　Ｎｉ：０．００５～０．５００％以下、
　Ｃｕ：０．００５～０．５００％以下、
　Ｍｇ：０．０００１～０．００３５％、及び、
　希土類元素（ＲＥＭ）：０．００１～０．００５％以下、
　からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有する、
　鋼材。
　以下、本実施形態の鋼材の詳細を説明する。本明細書において、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］
　本実施形態の鋼材は、浸炭鋼部品の素材である。本実施形態の鋼材は冷間鍛造された後、浸炭処理されて、浸炭鋼部品となる。本実施形態の鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．０７～０．１３％
　炭素（Ｃ）は、浸炭鋼部品の芯部の硬さを高め、疲労強度を高める。Ｃ含有量が０．０７％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、浸炭鋼部品の芯部の硬さが低下して、疲労強度が低下する。一方、浸炭鋼部品に用いられてきた従前の鋼材のＣ含有量は０．２０％程度であるが、本実施形態の鋼材では、限界加工率を高めるために、Ｃ含有量を０．１３％以下とする。したがって、Ｃ含有量は０．０７～０．１３％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０９％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１２％であり、さらに好ましくは０．１１％である。
　Ｓｉ：０．１５～０．３５％
　シリコン（Ｓｉ）は、浸炭鋼部品の焼戻し軟化抵抗を高め、浸炭鋼部品の疲労強度を高める。Ｓｉ含有量が０．１５％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、この効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．３５％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、冷間鍛造前の鋼材の硬さが過剰に高くなり、限界加工率が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１５～０．３５％である。疲労強度をさらに高める観点では、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１６％であり、さらに好ましくは０．１７％であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．２０％である。限界加工率をさらに高める観点では、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
　Ｍｎ：０．６０～０．８０％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入性を高め、浸炭鋼部品の芯部硬さを高め、疲労強度を高める。Ｍｎ含有量が０．６０％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、十分な焼入れ性が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、冷間鍛造前の鋼材の硬さが過剰に高くなり、限界加工率が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．６０～０．８０％である。Ｍｎ含有の好ましい下限は０．６１％であり、さらに好ましくは０．６２％であり、さらに好ましくは０．６５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．７７％であり、さらに好ましくは０．７５％である。
　Ｓ：０．００５～０．０５０％
　硫黄（Ｓ）は、鋼中の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０．００５％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、冷間鍛造時にＭｎＳが割れの起点となり、鋼材の限界加工率が低下する。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０．００６％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。
　Ｃｒ：１．９０～２．５０％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入性を高め、浸炭鋼部品の芯部硬さを高め、疲労強度を高める。Ｃｒは、焼入れ性を高めるＭｎ、Ｍｏ、Ｎｉと比較して、鋼材の硬さ上昇を抑えつつ、焼入れ性を高めることができる。Ｃｒ含有量が１．９０％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、十分な焼入れ性が得られない。一方、Ｃｒ含有量が２．５０％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、冷間鍛造前の鋼材の硬さが過剰に高くなり、限界加工率が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１．９０～２．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．９２％であり、さらに好ましくは１．９４％であり、さらに好ましくは１．９６％であり、さらに好ましくは２．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２．４５％であり、さらに好ましくは２．４０％であり、さらに好ましくは２．３５％であり、さらに好ましくは２．３０％である。
　Ｂ：０．０００５～０．０１００％
　ホウ素（Ｂ）は、オーステナイトに固溶した場合、微量でも鋼の焼入性を大きく高める。そのため、浸炭鋼部品の芯部硬さを高め、疲労強度を高める。Ｂはさらに、微量の含有により上記効果を発揮するため、鋼材中のフェライトの硬さが上昇しにくい。つまり、鋼材の限界加工率を高く維持しつつ、焼入れ性を高めることができる。Ｂ含有量が０．０００５％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、Ｂ含有量が０．０１００％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．０００５～０．０１００％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００７％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１２％あり、さらに好ましくは０．００１４％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
　Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％未満
　チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮをＴｉＮとして固定する。これにより、ＢＮの形成が抑制され、固溶Ｂを確保することができる。Ｔｉはさらに、Ｃと結合してＴｉＣを形成し、ピンニング効果により、浸炭処理の加熱時においてオーステナイト結晶粒が粗大化するのを抑制する。Ｔｉ含有量が０．０１０％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、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％以上であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ＴｉＣが過剰に生成する。この場合、冷間鍛造前の鋼材の硬さが過剰に高くなり、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０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２２％であり、さらに好ましくは０．０２４％であり、さらに好ましくは０．０２５％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０．０４５％である。
　Ａｌ：０．０１０～０．１００％
　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を形成し、ピンニング効果により、浸炭処理の加熱時にオーステナイト結晶粒が粗大化するのを抑制する。これにより、浸炭鋼部品の疲労強度が高まる。Ａｌ含有量が０．０１０％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、これらの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、鋼中に粗大な酸化物が形成して、浸炭鋼部品の疲労強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１４％であり、さらに好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０２０％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０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。
　Ｃａ：０．０００２～０．００３０％
　カルシウム（Ｃａ）は、鋼中の硫化物に固溶して、硫化物を微細かつ球状化する。これにより、鋼材の冷間鍛造性が高まり、限界加工率が高まる。Ｃａ含有量が０．０００２％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、この効果が十分に得られない。一方、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、鋼中に粗大な酸化物が生成する。この場合、鋼材の限界加工率がかえって低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００２～０．００３０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％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０．００２５％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。
　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、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。Ｎ含有量が０．００８０％を超えれば、鋼材中のＴｉ含有量が本実施形態の範囲内であっても、ＴｉがＮを十分に固定することができなくなり、ＢＮが過剰に生成する。その結果、鋼材の焼入れ性が低下する。Ｎ含有量が０．００８０％を超えればさらに、粗大なＴｉＮが生成して、冷間鍛造時に粗大なＴｉＮが割れの起点となる。そのため、鋼材の限界加工率が低下する。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０．００７５％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６５％である。Ｎ含有量はできるだけ低い方が好ましい。しかしながら、Ｎ含有量の過剰な低減は、製造コストを高める。したがって、通常の工業生産を考慮した場合、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
　Ｐ：０．０５０％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は鋼材の熱間加工性を低下する。Ｐはさらに、浸炭鋼部品の疲労強度を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０５０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０２８％であり、さらに好ましくは０．０２０％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、製造コストを高める。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０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｏ：０．００３０％以下
　酸素（Ｏ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは、酸化物を形成し、鋼材の限界加工率を低下し、浸炭鋼部品の疲労強度を低下する。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０．００２８％であり、さらに好ましくは０．００２６％であり、さらに好ましくは０．００２３％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高める。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０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。
　本実施の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。
　［任意元素（ｏｐｔｉｏｎａｌ　ｅｌｅｍｅｎｔｓ）について］
　本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｇ、及び、希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有してもよい。これらの元素のうち、Ｎｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＭｇはいずれも、鋼材を素材とする浸炭鋼部品の疲労強度を高める。具体的には、Ｎｂ及びＶは、炭化物及び／又は炭窒化物を形成して浸炭鋼部品の芯部の強度を高め、浸炭鋼部品の疲労強度を高める。Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕは鋼材の焼入れ性を高め、浸炭鋼部品の強度を高める。Ｍｇは、酸化物を微細化し、粗大酸化物に起因した割れの発生を抑制することにより、浸炭鋼部品の疲労強度を高める。上記元素のうち、ＲＥＭは、硫化物の形態を制御して鋼材の限界加工率を高める。
　Ｎｂ：０．１００％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Ｎと結合して炭化物及び／又は炭窒化物を形成し、ピンニング効果により浸炭処理の加熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する。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０．１００％を超えれば、粗大な炭化物及び／又は炭窒化物が生成して、鋼材の限界加工率が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．１００％以下である。つまり、Ｎｂ含有量は０～０．１００％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０．００２％であり、さらに好ましくは０．００４％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
　Ｖ：０．３００％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は鋼材中で炭化物を形成し、フェライト中に析出して、浸炭鋼部品の芯部の強度を高める。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０．３００％を超えれば、鋼材の冷間鍛造性が低下し、限界加工率が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．３００％以下である。つまり、Ｖ含有量は０～０．３００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００４％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２８０％であり、さらに好ましくは０．２５０％であり、さらに好ましくは０．２３０％であり、さらに好ましくは０．２００％であり、さらに好ましくは０．１８０％であり、さらに好ましくは０．１５０％であり、さらに好ましくは０．１３０％であり、さらに好ましくは０．１００％である。
　Ｍｏ：０．５００％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は鋼の焼入性を高め、浸炭鋼部品のマルテンサイト分率を高める。Ｍｏはさらに、ガス浸炭による浸炭処理を実施する場合、浸炭処理時において酸化物及び窒化物を生成しない。そのため、Ｍｏは、浸炭層中に酸化物層、窒化物層及び浸炭異常層が生成するのを抑制する。Ｍｏが少しでも含有されれば、これらの効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．５００％を超えれば、鋼材の硬さが過剰に高まり、限界加工率が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．５００％以下である。つまり、Ｍｏ含有量は０～０．５００％である。Ｍｏ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％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４００％であり、さらに好ましくは０．３００％であり、さらに好ましくは０．２００％である。
　Ｎｉ：０．５００％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は鋼の焼入性を高め、浸炭鋼部品のマルテンサイト分率を高める。Ｎｉはさらに、ガス浸炭による浸炭処理を実施する場合、浸炭処理時において酸化物及び窒化物を生成しない。そのため、Ｎｉは、浸炭層中に酸化物層、窒化物層及び浸炭異常層が生成するのを抑制する。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０．５００％を超えれば、鋼材の硬さが過剰に高まり、限界加工率が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０．５００％以下である。つまり、Ｎｉ含有量は０～０．５００％である。Ｎｉ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％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４００％であり、さらに好ましくは０．３００％であり、さらに好ましくは０．２００％である。
　Ｃｕ：０．５００％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は鋼の焼入性を高め、浸炭鋼部品のマルテンサイト分率を高める。Ｃｕはさらに、ガス浸炭による浸炭処理を実施する場合、浸炭処理時において酸化物及び窒化物を生成しない。そのため、Ｃｕは、浸炭層表面の酸化物層、窒化物層、浸炭異常層の形成を抑制する。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０．５００％を超えれば、鋼材の硬さが過剰に高まり、限界加工率が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．５００％以下である。つまり、Ｃｕ含有量は０～０．５００％である。Ｃｕ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％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４００％であり、さらに好ましくは０．３００％である。Ｃｕを含有する場合、Ｎｉ含有量をＣｕ含有量の１／２以上とすれば、鋼材の熱間加工性がさらに高まる。
　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、鋼を脱酸し、鋼材中の酸化物を微細化する。鋼材中の酸化物が微細化すれば、粗大酸化物が生成しにくい。粗大酸化物は破壊の起点となり得る。そのため、Ｍｇが酸化物を微細化すれば、破壊起点となる粗大酸化物の生成が抑制される。その結果、浸炭鋼部品の疲労強度が高まる。Ｍｇを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．００３５％を超えれば、鋼材中に粗大な酸化物が生成する。この場合、鋼材の限界加工率がかえって低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．００３５％以下である。つまり、Ｍｇ含有量は０～０．００３５％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０．００３２％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２８％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
　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、希土類元素（ＲＥＭ）を含有してもよい。
　希土類元素（ＲＥＭ）：０．００５％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は鋼中の硫化物に固溶して、硫化物の形態を制御する。その結果、ＲＥＭは鋼材の限界加工率を高める。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０．００５％を超えれば、粗大な酸化物が生成して、浸炭鋼部品の疲労強度が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０．００５％以下である。つまり、ＲＥＭ含有量は０～０．００５％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．００４％である。
　なお、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種以上の元素である。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これら元素の合計含有量である。
　［式（１）～式（５）について］
　本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、式（１）～式（５）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　（１）
　１．３５＜（１．３３×Ｃ－０．１）＋（０．２３×Ｓｉ＋０．０１）＋（０．４２×Ｍｎ＋０．２２）＋（０．２７×Ｃｒ＋０．２２）＋（０．７７×Ｍｏ＋０．０３）＋（０．１２×Ｎｉ＋０．０１）＜１．５５　（２）
　０．００４＜Ｔｉ－Ｎ×（４８／１４）＜０．０３０　（３）
　０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５　（４）
　Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ）＜０．３０　（５）
　ここで、式（１）～式（５）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）について］
　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、及び、この鋼材を用いて製造される浸炭鋼部品の硬さの指標である。
　Ｃ含有量が低い場合、冷間鍛造前の鋼材の組織は、上記した従来の鋼材（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している。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。Ｆ１は、鋼材中のフェライトの固溶強化に及ぼす各合金元素の寄与を示す。
　Ｆ１が０．２３５以上であれば、冷間鍛造前の鋼材の硬さが高すぎる。この場合、鋼材の限界加工率が低下する。一方、Ｆ１が０．１４０以下であれば、浸炭鋼部品としての芯部硬さが不足する。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０．２２５であり、さらに好ましくは０．２２０であり、さらに好ましくは０．２１５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第４位を四捨五入して得られた値である。
　［式（２）について］
　Ｆ２＝（１．３３×Ｃ－０．１）＋（０．２３×Ｓｉ＋０．０１）＋（０．４２×Ｍｎ＋０．２２）＋（０．２７×Ｃｒ＋０．２２）＋（０．７７×Ｍｏ＋０．０３）＋（０．１２×Ｎｉ＋０．０１）と定義する。Ｆ２は鋼材の焼入れ性に関する指標である。
　上述の通り、Ｂは、浸炭鋼部品の芯部の焼入れ性を高めるのに有効である。一方で、ガス浸炭（変成炉ガス方式）を行う場合、浸炭鋼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、浸炭処理時に炉内雰囲気ガス中のＮが浸炭鋼部品の表層部に侵入して、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、ガス浸炭処理を実施する場合、Ｂは浸炭鋼部品の芯部の硬さを高めることはできるものの、浸炭鋼部品の浸炭層の硬さの向上には寄与しにくい。したがって、浸炭鋼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以外の焼入性向上元素を活用する必要がある。
　Ｆ２はＢ以外の焼入れ性向上に特に寄与する元素で構成される。Ｆ２が１．３５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深さ（ビッカース硬さがＨＶ５５０以上となる深さ）を十分に得ることができない。一方、Ｆ２が１．５５以上であれば、冷間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、１．３５超～１．５５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１．３６であり、さらに好ましくは１．３７であり、さらに好ましくは１．３８であり、さらに好ましくは１．４０である。なおＦ２値は、算出された値の小数第３位を四捨五入して得られた値である。
　［式（３）について］
　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として固定される。つまり、Ｆ３は、ＴｉＮを形成するために消費されたＴｉ量以外の余剰なＴｉ量を意味する。Ｆ３中の「１４」はＮの原子量を示し、「４８」はＴｉの原子量を示す。
　Ｆ３で定義される余剰な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、浸炭処理時にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制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。結晶粒が粗粒になった場合、曲げ疲労強度が低下したり、焼入れ性が高くなりすぎて浸炭焼入れ後の変形量が大きくなる場合がある。一方、Ｆ３が０．０３０以上であれば、ＴｉＣの析出量が多くなりすぎ、冷間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０．００６であり、さらに好ましくは０．００８である。Ｆ３の好ましい上限は０．０２８であり、さらに好ましくは０．００２５である。なおＦ３値は、算出された値の小数第４位を四捨五入して得られた値である。
　［式（４）について］
　Ｆ４＝Ｃａ／Ｓと定義する。Ｆ４は硫化物の微細化及び球状化に関する指標である。上述のとおり、Ｃａは硫化物に固溶して硫化物を微細化し、さらに、硫化物を球状化する。しかしながら、鋼材の化学組成のＣａを含む各元素の含有量が上記範囲内であっても、Ｓ含有量に対するＣａ含有量が高すぎれば、Ｃａの一部が硫化物に固溶せず、酸化物を形成してしまう。Ｃａ酸化物は鋼材の限界加工率を低下する。Ｆ４（＝Ｃａ／Ｓ）を適切な範囲に設定できれば、硫化物の微細化及び球状化を促進しつつ、酸化物の生成を抑制することができる。その結果、鋼材の冷間鍛造性及び限界加工率を高めることができる。
　Ｆ４が０．０３未満であれば、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であって、かつ、Ｆ１～Ｆ３が式（１）～式（３）を満たし、Ｆ５が式（５）を満たしても、鋼中のＳ含有量に対するＣａ含有量が低すぎる。この場合、硫化物の微細化及び球状化が不十分となる。その結果、鋼材の限界加工率が低くなる。一方、Ｆ４が０．１５よりも高ければ、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であって、かつ、Ｆ１～Ｆ３が式（１）～式（３）を満たし、Ｆ５が式（５）を満たしても、鋼中のＳ含有量に対するＣａ含有量が高すぎる。この場合、酸化物が過剰に生成する。その結果、鋼材の限界加工率が低くなる。化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であって、かつ、Ｆ１～Ｆ３が式（１）～式（３）を満たし、Ｆ５が式（５）を満たし、かつ、Ｆ４が０．０３～０．１５であれば、硫化物を十分に微細化及び球状化することができ、酸化物の過剰な生成も抑制できる。そのため、鋼材において、従来の鋼材よりも冷間鍛造時の限界加工率が大きくなる。Ｆ４の好ましい下限は０．０４であり、さらに好ましくは０．０５であり、さらに好ましくは０．０６である。Ｆ４の好ましい上限は０．１４であり、さらに好ましくは０．１３であり、さらに好ましくは０．１２である。なおＦ４値は、算出された値の小数第３位を四捨五入して得られた値である。
　［式（５）について］
　Ｍｎ量の制限に加えてさらに、式（５）を満たすことによって、本実施形態の鋼材は、高強度であっても優れた耐水素脆化特性が得られる。
　Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ）＜０．３０　（５）
　ここで、式（５）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。
　Ｆ５＝Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ）と定義する。Ｆ５は、耐水素脆化特性と相関を有する。以下に詳細を説明する。
　図１は、限界拡散性水素量比ＨＲと、Ｆ５との関係を示す図である。図１中の縦軸は、限界拡散性水素量比ＨＲを示す。限界拡散性水素量比ＨＲは、ＪＩＳ　Ｇ４０５３（２０１６）のＳＣＲ４２０に相当する化学組成を有する鋼材の限界拡散性水素量Ｈｒｅｆを基準として、次の式（Ａ）で定義される。
　限界拡散性水素量比ＨＲ＝Ｈｃ／Ｈｒｅｆ　（Ａ）
　Ｈｃは限界拡散性水素量である。限界拡散性水素量Ｈｃは、種々の濃度の水素を導入した試験片に対して定荷重試験を実施した場合の、破断しなかった試験片の最大水素量を意味する。
　図１を参照して、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉの総含有量に対するＭｎ含有量の比であるＦ５が０．３０以上であれば、Ｆ５が減少しても、限界拡散性水素量比ＨＲはそれほど大きくならない。一方、Ｆ５が０．３０未満になると、Ｆ５の減少とともに、限界拡散性水素量比が顕著に増大し、限界拡散性水素量比ＨＲが１．１０以上となる。つまり、限界拡散性水素量比ＨＲとＦ５との関係は、Ｆ５＝０．３０付近に変曲点を有する。したがって、Ｆ５が０．３０未満であれば、優れた耐水素脆化特性が得られる。Ｆ５の好ましい上限は０．２９であり、さらに好ましくは０．２８でり、さらに好ましくは０．２７であり、さらに好ましくは０．２６である。なお、Ｆ５の下限は特に限定されないが、上述の化学組成であれば、Ｆ５の下限は０．１６である。Ｆ５の好ましい下限は０．１８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。
　［鋼材のミクロ組織］
　浸炭鋼部品の素材である鋼材のミクロ組織のうち、介在物及び析出物を除く部分を母相（マトリックス）と定義する。好ましくは、鋼材のマトリックスは、主としてフェライト及びパーライトからなる。ここで、「主としてフェライト及びパーライトからなる」とは、ミクロ組織におけるフェライト及びパーライトの総面積率が８５．０～１００．０％であることを意味する。マトリックスにおいて、フェライト及びパーライト以外の相（Ｐｈａｓｅ）はたとえば、ベイナイト、マルテンサイト、及び、セメンタイト等である。つまり、本実施形態の鋼材のミクロ組織において、ベイナイト、マルテンサイト及びセメンタイトの総面積率は０～１５．０％である。なお、本実施形態の鋼材のミクロ組織において、フェライト及びパーライトの総面積率が１００．０％未満である場合、残部はベイナイト、マルテンサイト及びセメンタイトからなる群から選択される１種又は２種以上である。なお、ミクロ組織の面積率の算出には、フェライト、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、セメンタイトを含める。一方で、上記面積率の算出には、セメンタイト以外の析出物、介在物、及び、残留オーステナイトを含めない。
　［フェライト及びパーライト面積率の測定方法］
　本実施形態の鋼材のミクロ組織中のフェライト及びパーライトの総面積率（％）は、次の方法で測定される。鋼材が棒鋼又は線材である場合、鋼材の長手方向（軸方向）に垂直な断面（以下、横断面という）のうち、表面と中心軸とを結ぶ半径Ｒの中央位置（Ｒ／２位置）からサンプルを採取する。採取したサンプルの表面のうち、上記横断面に相当する表面を観察面とする。観察面を鏡面研磨した後、２％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を、５００倍の光学顕微鏡を用いて観察し、任意の２０視野の写真画像を生成する。各視野のサイズは、１００μｍ×１００μｍとする。
　各視野において、フェライト、パーライト等の各相は、相ごとにコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、各相を特定する。特定された相のうち、各視野でのフェライトの総面積（μｍ２）、及び、パーライトの総面積（μｍ２）を求める。全ての視野の総面積に対する、全ての視野におけるフェライトの総面積とパーライトの総面積との合計面積の割合を、フェライト及びパーライトの総面積率（％）と定義する。なお、ミクロ組織の面積率の算出には、フェライト、パーライト、マルテンサイト（焼戻しマルテンサイトも含む）、ベイナイト（焼戻しベイナイトも含む）、セメンタイト（球状化セメンタイトも含む）を含める。一方で、上記面積率の算出には、セメンタイト以外の析出物、介在物、及び、残留オーステナイトを含めない。なお、ナイタール腐食液で観察面を腐食した場合、光学顕微鏡観察において、ラメラ構造を有する相をパーライトと特定できる。パーライトよりも明度が高い領域（白い領域）をフェライトと特定できる。フェライト及びパーライトよりも明度が低い領域（濃い領域）をマルテンサイト及びベイナイトと特定できる。
　以上の構成を有する本実施形態の鋼材は、高い限界加工率を有する。さらに、本実施形態の鋼材が冷間鍛造、切削加工及び浸炭処理が施されて浸炭鋼部品となったとき、高い疲労強度及び優れた耐水素脆化特性を有する。
　［浸炭鋼部品について］
　本実施形態の浸炭鋼部品は、上述の本実施形態の鋼材を用いて製造される。具体的には、冷間鍛造後の鋼材に対して浸炭処理を実施して、製造される。浸炭鋼部品の製造方法については後述する。
　浸炭鋼部品は、浸炭層と、芯部とを備える。浸炭層は浸炭鋼部品の表層に形成されている。浸炭鋼部品の表面からの浸炭層の深さは０．４ｍｍ～２．０ｍｍ未満である。本実施形態の浸炭鋼部品では、浸炭層の深さは少なくとも０．４ｍｍ以上であればよい。本実施形態において、浸炭層は、浸炭鋼部品の表層において、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さが５５０ＨＶ以上となる領域を意味する。芯部は、浸炭鋼部品のうち、浸炭層よりも内部の領域に相当する。芯部の化学組成は、上述の浸炭鋼部品の化学組成と同じである。つまり、芯部の化学組成中の各元素は上述の数値範囲内であって、式（１）～式（５）を満たす。
　浸炭鋼部品において、浸炭鋼部品の表面から５０μｍ深さ位置は浸炭層に相当する。浸炭鋼部品の表面から５０μｍ深さ位置でのＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さは６５０～１０００ＨＶである。つまり、上記位置での浸炭層のビッカース硬さは６５０～１０００ＨＶである。
　上記構成を有する浸炭鋼部品において、浸炭鋼部品の表面から１０．０ｍｍ深さ位置は芯部に相当する。浸炭鋼部品の表面から１０．０ｍｍ深さ位置でのＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さは２５０～５００ＨＶである。つまり、上記位置での芯部のビッカース硬さは２５０～５００ＨＶである。
　浸炭層は浸炭処理により形成され、浸炭層のビッカース硬さは、素材である鋼材のビッカース硬さよりも高くなる。
　浸炭鋼部品のビッカース硬さは、次の方法で測定する。浸炭鋼部品の任意の表面に垂直な断面を測定面とする。測定面において、表面から５０μｍ深さ位置のビッカース硬さと、表面から０．４ｍｍ深さ位置のビッカース硬さとを、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る。試験力は０．４９Ｎとする。５０μｍ深さ位置で１０箇所のビッカース硬さＨＶを測定する。１０個の測定結果の算術平均値を、５０μｍ深さ位置でのビッカース硬さＨＶと定義する。また、測定面において、表面から０．４ｍｍ深さ位置で１０箇所のビッカース硬さＨＶを測定する。１０個の測定結果の算術平均値を、０．４ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さＨＶと定義する。０．４ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが５５０ＨＶ以上であれば、浸炭層深さが少なくとも０．４ｍｍ以上であると判断する。
　また、測定面において、表面から１０．０ｍｍ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る。試験力は０．４９Ｎとする。１０．０ｍｍ深さ位置で１０箇所のビッカース硬さＨＶを測定する。１０個の測定結果の算術平均値を、１０．０ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さＨＶと定義する。
　浸炭鋼部品はたとえば、鉱山機械、建設機械、自動車等に利用される機械構造用部品として適用される。機械構造用部品はたとえば、歯車、シャフト、プーリー等である。
　［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。なお、本実施形態の鋼材は上記構成を有すれば、その製造方法は以下の製造方法に限定されない。ただし、以下に説明する製造方法は、本実施形態の鋼材を製造する好適な一例である。
　本実施形態の鋼材の製造方法の一例は、素材準備工程と、熱間加工工程とを含む。以下、各工程について説明する。
　［素材準備工程］
　素材準備工程では、上述の式（１）～式（５）を満たす化学組成を有する素材を準備する。素材はたとえば、次の方法により製造される。上述の式（１）～式（５）を満たす化学組成の溶鋼を製造する。上記溶鋼を用いて、鋳造法により素材（鋳片又はインゴット）を製造する。たとえば、上記溶鋼を用いて周知の連続鋳造法により鋳片（ブルーム）を製造する。又は、上記溶鋼を用いて周知の造塊法によりインゴットを製造する。
　［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（ブルーム又はインゴット）に対して、熱間加工を実施して、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、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、素材を熱間加工してビレットを製造する。粗圧延工程はたとえば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機により素材に対して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設置されている場合、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。以上の工程により、粗圧延工程では、素材をビレットに製造する。粗圧延工程での加熱炉での加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３００℃である。
　仕上げ圧延工程では、初めに、加熱炉を用いてビレットを加熱する。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加熱炉での加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１０００～１２５０℃である。また、仕上げ圧延において、最終の圧下を行った圧延スタンドの出側での鋼材温度を仕上げ温度と定義する。このとき、仕上げ温度はたとえば、８００～１０００℃である。仕上げ温度は、最終の圧下を行った圧延スタンドの出側に設置された測温計にて測定される。
　仕上げ圧延後の鋼材に対して、放冷以下の冷却速度で冷却を行い、本実施形態の鋼材を製造する。好ましくは、仕上げ圧延後の鋼材であって、鋼材温度が８００℃～５００℃となる温度範囲における平均冷却速度ＣＲを、０超～１．３℃／秒とする。鋼材温度が８００～５００℃では、オーステナイトからフェライト又はパーライトへの相変態が生じる。鋼材温度が８００℃～５００℃となる温度範囲における平均冷却速度ＣＲが０超～１．３℃／秒であれば、ミクロ組織中にベイナイト又はマルテンサイトが過剰に生成するのを抑制することができ、ミクロ組織中のフェライト及びパーライトの総面積率が８５．０～１００．０％となる。
　なお、平均冷却速度ＣＲは次の方法で測定する。仕上げ圧延後の鋼材は、搬送ラインで下流に搬送される。搬送ラインには、複数の測温計が搬送ラインに沿って配置されており、搬送ラインの各位置での鋼材温度を測定可能である。搬送ラインに沿って配置された複数の測温計に基づいて、鋼材温度が８００℃～５００℃となるまでの時間を求め、平均冷却速度ＣＲ（℃／秒）を求める。たとえば、搬送ラインに複数の徐冷カバーを間隔を開けて配置することにより、平均冷却速度ＣＲを調整できる。
　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。
　［浸炭鋼部品の製造方法］
　次に、本実施形態の鋼材を素材として用いた浸炭鋼部品の製造方法の一例について説明する。本製造方法は、本実施形態の鋼材に対して冷間鍛造を実施して中間部材を製造する冷間鍛造工程と、中間部材を切削する切削加工工程と、中間部材に対して浸炭処理を実施する浸炭処理工程と、焼戻し工程とを含む。なお、上述のとおり、本実施形態において、浸炭処理は、浸炭窒化処理も含む。
　［冷間鍛造工程］
　冷間鍛造工程では、上述の製造方法で製造された鋼材に、冷間加工として、冷間鍛造を実施して形状を付与し、中間部材を製造する。冷間鍛造工程での、加工率、ひずみ速度等の塑性加工条件は、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。
　［切削加工工程］
　切削加工工程は、必要に応じて実施する。つまり、切削加工工程を実施しなくてもよい。実施する場合、切削加工工程では、冷間鍛造工程後であって後述の浸炭処理工程前の中間部材に対して、切削加工を実施する。切削加工を実施することにより、冷間鍛造工程だけでは困難な精密形状を浸炭鋼部品に付与することができる。
　［浸炭処理工程］
　浸炭処理工程では、切削加工工程後の中間部材に対して、浸炭処理を実施する。ここで、本実施形態において、浸炭処理は、浸炭窒化処理も含む。浸炭処理工程では、周知の浸炭処理を実施する。浸炭処理工程は、浸炭工程と、拡散工程と、焼入れ工程とを含む。
　浸炭工程及び拡散工程での浸炭処理条件は適宜調整すればよい。浸炭工程及び拡散工程での浸炭温度はたとえば、８３０～１１００℃である。浸炭工程及び拡散工程でのカーボンポテンシャルはたとえば、０．５～１．２％である。浸炭工程での保持時間はたとえば、６０分以上であり、拡散工程での保持時間は３０分以上である。拡散工程でのカーボンポテンシャルは、浸炭工程でのカーボンポテンシャルよりも低くする方が好ましい。ただし、浸炭工程及び拡散工程での条件は、上述の条件に限定されない。
　拡散工程後、周知の焼入れ工程を実施する。焼入れ工程では、拡散工程後の中間部材をＡｒ３変態点以上の焼入れ温度で保持する。焼入れ温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば、３０～６０分である。好ましくは、焼入れ温度は、浸炭温度よりも低い。焼入れ媒体の温度を室温～２００℃とすることが好ましい。焼入れ媒体はたとえば、水や油である。また、必要に応じて焼入れ後にサブゼロ処理を実施してもよい。
　［焼戻し工程］
　浸炭処理工程後の中間部材に対して、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、焼戻し工程後の浸炭鋼部品に対してさらに、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てもよい。研削加工を実施することにより、精密形状を浸炭鋼部品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ことにより、浸炭鋼部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き裂の発生及び進展を抑制する。そのため、浸炭鋼部品の疲労強度を高める。たとえば、浸炭鋼部品が歯車である場合、浸炭鋼部品の歯元及び歯面の疲労強度を向上できる。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以上の条件で実施するのが好ましい。
　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。以下の実施例での条件は、本実施形態の浸炭鋼部品用鋼材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。したがって、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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１中の空白部分は、対応する元素の含有量が検出限界未満であったことを意味する。つまり、空白部分は、対応する元素含有量の最小桁において、検出限界未満であったことを意味する。たとえば、表１中のＴｉ含有量の場合、最小桁は小数第３位である。したがって、試験番号２９のＴｉ含有量は、小数第３位までの桁数において、検出されなかった（有効数字が小数第３位までの含有量において、０％であった）ことを意味する。
　上記溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造した。この鋳片を加熱した後、粗圧延工程である分塊圧延及びその後の連続圧延機による圧延を実施して、長手方向に垂直な断面が１６２ｍｍ×１６２ｍｍのビレットを製造した。分塊圧延での加熱温度は１２００～１２５０℃であった。
　製造されたビレットを用いて、仕上げ圧延工程を実施して、直径８０ｍｍの棒鋼（浸炭鋼部品の素材となる鋼材）を製造した。仕上げ圧延工程における各試験番号の加熱炉での加熱温度Ｔ１は表２に示すとおりであった。なお、加熱炉での保持時間はいずれの試験番号においても１．５～３．０時間であった。また、各試験番号の仕上げ温度Ｔ２、鋼材温度が８００～５００℃の範囲での平均冷却速度ＣＲは表２に示すとおりであった。以上の製造工程により、各試験番号の鋼材（棒鋼）を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　［評価試験］
　［ミクロ組織観察試験］
　各試験番号の棒鋼のＲ／２位置から、ミクロ組織観察用のサンプルを採取した。サンプルの表面のうち、棒鋼の長手方向に垂直な断面に相当する表面を観察面とした。観察面を鏡面研磨した後、２％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を、５００倍の光学顕微鏡を用いて観察し、任意の２０視野の写真画像を生成した。各視野のサイズは、１００μｍ×１００μｍとした。フェライト、パーライト等の各相は、相ごとにコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、各相を特定した。特定された相のうち、各視野でのフェライトの総面積（μｍ２）、及び、パーライトの総面積（μｍ２）を求めた。全ての視野の総面積に対する、全ての視野におけるフェライトの総面積とパーライトの総面積との合計面積の割合を、フェライト及びパーライトの総面積率（％）と定義した。測定の結果、各試験番号のフェライト及びパーライトの総面積率はいずれも、８５．０％以上であった。
　［限界圧縮試験］
　鋼材の冷間鍛造性（限界加工率）の評価試験として、限界圧縮試験を実施した。具体的には、各試験番号の鋼材（棒鋼）から、複数の限界圧縮率測定試験片を採取した。限界圧縮試験片の直径は６ｍｍであり、長さは９ｍｍであった。限界圧縮率測定試験片の長手方向は、各試験番号の棒鋼の長手方向と平行であった。また、限界圧縮試験片の中心軸は、各試験番号の棒鋼のＲ／２位置に相当した。試験片の長手方向の中央位置に、周方向に切欠きを形成した。切欠き角度は３０度であり、切欠き深さは０．８ｍｍであり、切欠き先端の曲率半径は０．１５ｍｍであった。
　限界圧縮試験には、５００ｔｏｎ油圧プレス機を用いた。作製された限界圧縮率測定試験片に対して、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／分の速度で冷間圧縮を行った。切欠き近傍に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（％）を求めた。求めた圧縮率を限界圧縮率（％）と定義した。各試験番号の限界圧縮率（％）を表２に示す。浸炭鋼部品の素材となる従来の鋼材の限界圧縮率は、約６５％である。そこで、限界圧縮率が、この値よりも明らかに高い値とみなせる６８％以上となる場合に、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、鋼材を素材とした浸炭鋼部品の評価試験及び疲労試験を実施しなかった。
　［浸炭鋼部品の評価試験］
　各試験番号の鋼材（棒鋼）から、次の方法で浸炭鋼部品を製造した。各試験番号の棒鋼から、直径２６ｍｍ、長さ１５０ｍｍの試験片を採取した。試験片の中心は、各試験番号の棒鋼の中心とほぼ一致した。採取した試験片に対して、変成炉ガス方式による浸炭処理（ガス浸炭処理）を実施した。図２に示すとおり、ガス浸炭処理では、カーボンポテンシャルを０．８％として、９５０℃で５時間（浸炭工程を９５０℃で２４０分、拡散工程を９５０℃で６０分）保持した。続いて、８５０℃の焼入れ温度で３０分保持した。以上の工程後、試験片を１３０℃の油槽に浸漬して油焼入れを実施した。焼入れ後の試験片に対して、１５０℃で９０分の焼戻しを行って、浸炭鋼部品を製造した。
　各試験番号の浸炭鋼部品の浸炭層及び芯部について、次の測定を実施した。具体的には、各試験番号の浸炭鋼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０．４ｍｍ深さ位置のビッカース硬さとを、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。試験力は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、その算術平均値を、５０μｍ深さ位置でのビッカース硬さＨＶとした。また、０．４ｍｍ深さ位置１０箇所のビッカース硬さＨＶを測定して、その算術平均値を、０．４ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さＨＶとした。
　表面から０．４ｍｍ深さ位置での硬さが５５０ＨＶ以上であれば、浸炭層が表面から少なくとも０．４ｍｍまで存在すると判断した。また、表面から５０μｍ深さ位置でのビッカース硬さが６５０～１０００ＨＶの場合、浸炭鋼部品の浸炭層の硬さが十分であると判断した。測定結果を表２に示す。
　上記浸炭鋼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。浸炭鋼部品の長手方向に垂直な切断面において、表面から１０．０ｍｍ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。試験力は０．４９Ｎとした。１０．０ｍｍ深さ位置にて１０回の測定を行い、その平均値を表面から１０．０ｍｍ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。１０．０ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが、２５０～５００ＨＶである場合、芯部硬さが十分に高いと判定した。
　また、表面から１０．０ｍｍ深さ位置での化学組成について、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）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、鋼材の化学成分と同じ化学組成である場合、浸炭鋼部品の芯部の化学組成が同等と判断した。判定結果を表２に示す。
　［浸炭鋼部品の粗粒の有無］
　上記浸炭鋼部品の鋼部について、表面から１０．０ｍｍ深さ位置での、旧オーステナイト結晶粒の観察を行った。具体的には、浸炭鋼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１０．０ｍｍ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―ステナイト結晶粒の結晶粒径を円相当径（μｍ）で求めた。旧オーステナイト結晶粒のうち、円相当径が上記ＪＩＳ規定の結晶粒度番号の４番に相当する円相当径（８８．４μｍ）を超える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。
　［面疲労強度（Ｒｏｌｌｅｒ－ｐｉｔｔｉｎｇ　ｆａｔｉｇｕｅ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）試験］
　各試験番号の直径８０ｍｍの棒鋼を機械加工して、図３に示すローラーピッチング小ローラー試験片（図中の寸法の単位はｍｍ。以下、単に小ローラー試験片という）を作製した。図２中の「φ」は、直径（単位はｍｍ）を意味する。図３に示す小ローラー試験片は、中央に試験部（直径２６ｍｍ、幅２８ｍｍの円柱部）を備えた。
　作成された各試験片に対して、ガス浸炭炉を用いて、図４に示す条件で浸炭処理及び焼入れ処理（浸炭焼入れ処理）を実施した。焼入れ処理後、１５０℃で９０分の焼戻しを実施して、浸炭鋼部品である小ローラー試験片を作製した。
　ローラーピッチング試験では、図３に示す形状の小ローラー試験片と、図５に示す形状の大ローラー（図中の寸法の単位はｍｍ）とを組合せた。図５に示す大ローラーは、ＪＩＳ　Ｇ４０５３（２０１６）のＳＣＭ４２０の規格を満たす化学組成を有し、具体的には、表１中の試験番号３３に示す化学組成を有した。大ローラーは、熱間加工工程では、試験番号１～３２と同じ条件で実施し、その後、図５に示す形状に加工した後、図５に示す浸炭処理及び１５０℃で９０分の焼戻しを実施して製造した。
　小ローラー試験片と大ローラーとを用いたローラーピッチング試験を表３に示す条件で行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すとおり、小ローラー試験片の回転数を１０００ｒｐｍとし、すべり率を－４０％、試験中の大ローラーと小ローラー試験片との接触面圧を４０００ＭＰａ、繰り返し数を２．０×１０７回とした。大ローラーの回転速度をＶ１（ｍ／ｓｅｃ）、小ローラー試験片の回転速度をＶ２（ｍ／ｓｅｃ）としたとき、すべり率（％）は、以下の式により求めた。
　すべり率＝（Ｖ２－Ｖ１）／Ｖ２×１００
　試験中、潤滑剤（市販のオートマチックトランスミッション用オイル）を油温９０℃の条件で、大ローラーと小ローラー試験片との接触部分（試験部の表面）に回転方向と反対の方向から吹き付けた。以上の条件でローラーピッチング試験を実施し、面疲労強度を評価した。
　各鋼番号について、ローラーピッチング試験における試験数は６とした。試験後、縦軸に面圧、横軸にピッチング発生までの繰り返し数をとったＳ－Ｎ線図を作成した。繰り返し数２．０×１０７回までピッチングが発生しなかったもののうち、最も高い面圧を、その鋼番号の面疲労強度と定義した。なお、小ローラー試験片の表面が損傷している箇所のうち、最大のものの面積が１ｍｍ２以上になった場合をピッチング発生と定義した。
　表２に、試験により得られた面疲労強度を示す。表２中の面疲労強度では、汎用鋼種として一般的な、ＪＩＳ　Ｇ４０５３（２０１６）のＳＣＲ４２０の規格を満たす化学組成の鋼材を浸炭処理した浸炭鋼部品（試験番号２９）での面疲労強度を基準値（１００％）とした。そして、各試験番号の面疲労強度を、基準値に対する比（％）で示した。面疲労強度が１２０％以上であれば、優れた面疲労強度が得られたと判断した。
　［耐水素脆化特性評価試験］
　各試験番号の鋼材（直径８０ｍｍの棒鋼）を機械加工して、図６に示す環状Ｖノッチ試験片を作製した。図６中の単位が示されていない数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。図中の「φ数値」は、指定されている部位の直径（ｍｍ）を示す。「６０°」は、Ｖノッチ角度が６０°であることを示す。「０．１７５Ｒ」は、Ｖノッチ底半径が０．１７５ｍｍであることを示す。環状Ｖノッチ試験片の長手方向は、棒鋼の長手方向と平行であった。また、環状Ｖノッチ試験片の中心軸は、棒鋼のＲ／２位置とほぼ一致した。
　作製された環状Ｖノッチ試験片に対して、ガス浸炭炉を用いて、図４に示す条件で浸炭処理条件を実施した。焼入れ後の試験片に対して、１５０℃で９０分の焼戻しを行って、浸炭鋼部品に相当する試験片を作製した。
　電解チャージ法を用いて、各試験番号ごとに、試験片に対して種々の濃度の水素を導入した。電解チャージ法は次のとおり実施した。チオシアン酸アンモニウム水溶液中に試験片を浸漬した。試験片を浸漬した状態で、試験片の表面にアノード電位を発生させて水素を試験片内に取り込んだ。
　試験片内に水素を導入した後、試験片表面に亜鉛めっき被膜を形成し、試験片中の水素の散逸を防止した。続いて、試験片のＶノッチ断面に対して公称応力１０８０ＭＰａ（引張強度の９０％）の引張応力が負荷されるように一定加重を負荷する定荷重試験を実施した。試験中に破断した試験片、及び破断しなかった試験片に対して、ガスクロマトグラフ装置を用いた昇温分析法を実施して、試験片中の水素量を測定した。測定後、各試験番号において、破断しなかった試験片のうちの最大水素量を限界拡散性水素量Ｈｃと定義した。
　さらに、ＪＩＳ　Ｇ４０５３（２０１６）のＳＣＲ４２０の規格を満たす化学組成の鋼材を浸炭処理した鋼材（試験番号２９）での限界拡散性水素量を、限界拡散性水素量比ＨＲの基準（Ｈｒｅｆ）とした。限界拡散性水素量Ｈｒｅｆを基準として、式（Ａ）を用いて限界拡散性水素量比ＨＲを求めた。
　ＨＲ＝Ｈｃ／Ｈｒｅｆ　（Ａ）
　限界拡散性水素量比ＨＲが１．１０以上であれば、耐水素脆化特性に優れると判断した。
　［試験結果］
　表１及び表２を参照して、試験番号１～１１、２８及び３０～３２の鋼材の化学組成は、本実施形態の化学組成の範囲内であり、式（１）～式（５）を満たした。その結果、限界圧縮率は６８％以上であり、十分な限界加工率を示した。さらに、浸炭処理後の鋼材（浸炭鋼部品）における疲労強度比は１２０％以上であり、優れた疲労強度を有した。さらに、浸炭処理後の鋼材（浸炭鋼部品）の限界拡散性水素量比ＨＲは１．１０以上であり、優れた耐水素脆化特性を示した。なお、浸炭鋼部品用鋼材において、浸炭層は少なくとも０．４ｍｍ以上の深さを有した。また、５０μｍ深さ位置での浸炭層のビッカース硬さは６５０～１０００ＨＶであり、１０．０ｍｍ深さ位置での芯部のビッカース硬さは２５０～５００ＨＶであり、浸炭層及び芯部ともに、十分な硬さを有した。
　一方、試験番号１２では、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。
　試験番号１３では、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、浸炭鋼部品において、１０ｍｍ深さ位置での硬さが低すぎた。
　試験番号１４では、Ｃ含有量が高すぎ、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。
　試験番号１５では、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。そのため、浸炭鋼部品において、１０ｍｍ深さ位置での硬さが低すぎた。
　試験番号１６では、Ｆ２が式（２）の上限を超えた。そのため、鍛造前の浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低すぎた。
　試験番号１７では、Ｆ３が式（３）の下限未満であった。そのため、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１８では、Ｆ３が式（３）の上限を超えた。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。
　試験番号１９では、Ｆ４が式（４）の下限未満であった。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。
　試験番号２０では、Ｆ４が式（４）の上限を超えた。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。
　試験番号２１では、Ｔｉ含有量が高すぎた。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。
　試験番号２２では、Ｃａ含有量が高すぎた。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。
　試験番号２３では、Ｃａ含有量が低すぎた。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。
　試験番号２４では、Ｓｉ含有量が低すぎた。その結果、浸炭鋼部品の疲労強度が低かった。
　試験番号２５では、Ｓ含有量が低く、かつ、Ｃａ含有量が低すぎた。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。
　試験番号２６では、Ｆ５が式（５）を満たさなかった。その結果、限界拡散性水素量比ＨＲが１．１０未満となり、耐水素脆化特性が低かった。
　試験番号２７では、Ｍｎ含有量が低すぎた。そのため、浸炭鋼部品において、１０ｍｍ深さ位置での硬さが低すぎ、疲労強度が低かった。
　試験番号３４では、Ｆ２が式（２）の上限を超えた。そのため、鍛造前の浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低すぎた。
　試験番号３５では、Ｆ３が式（３）の下限未満であった。そのため、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３６では、Ｆ３が式（３）の上限を超えた。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。
　試験番号３７では、Ｆ４が式（４）の下限未満であった。そのため、浸炭鋼部品用鋼材の限界加工率が低かった。
　試験番号３８及び３９では、Ｆ５が式（５）を満たさなかった。その結果、限界拡散性水素量比ＨＲが１．１０未満となり、耐水素脆化特性が低かった。
　以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

Claims (3)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．０７～０．１３％、
    　Ｓｉ：０．１５～０．３５％、
    　Ｍｎ：０．６０～０．８０％、
    　Ｓ：０．００５～０．０５０％、
    　Ｃｒ：１．９０～２．５０％、
    　Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
    　Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％未満、
    　Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
    　Ｃａ：０．０００２～０．００３０％、
    　Ｎ：０．００８０％以下、
    　Ｐ：０．０５０％以下、及び、
    　Ｏ：０．００３０％以下、を含有し、
    　残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）～式（５）を満たす、
    　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　（１）
    　１．３５＜（１．３３×Ｃ－０．１）＋（０．２３×Ｓｉ＋０．０１）＋（０．４２×Ｍｎ＋０．２２）＋（０．２７×Ｃｒ＋０．２２）＋（０．７７×Ｍｏ＋０．０３）＋（０．１２×Ｎｉ＋０．０１）＜１．５５　（２）
    　０．００４＜Ｔｉ－Ｎ×（４８／１４）＜０．０３０　（３）
    　０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５　（４）
    　Ｍｎ／（Ｓｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ）＜０．３０　（５）
    　ここで、式（１）～（５）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、対応する元素が含有されていない場合、「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、前記Ｆｅの一部に代えて、
    　Ｎｂ：０．１００％以下、
    　Ｖ：０．３００％以下、
    　Ｍｏ：０．５００％以下、
    　Ｎｉ：０．５００％以下、
    　Ｃｕ：０．５００％以下、
    　Ｍｇ：０．００３５％以下、及び、
    　希土類元素（ＲＥＭ）：０．００５％以下、
    　からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有する、
    　鋼材。
  3. 　請求項１に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、前記Ｆｅの一部に代えて、
    　Ｎｂ：０．００２～０．１００％以下、
    　Ｖ：０．００１～０．３００％以下、
    　Ｍｏ：０．００５～０．５００％以下、
    　Ｎｉ：０．００５～０．５００％以下、
    　Ｃｕ：０．００５～０．５００％以下、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．００３５％、及び、
    　希土類元素（ＲＥＭ）：０．００１～０．００５％以下、
    　からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有する、
    　鋼材。
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