WO2021260954A1 - 鋼材及び浸炭鋼部品 - Google Patents

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WO2021260954A1
WO2021260954A1 PCT/JP2020/025406 JP2020025406W WO2021260954A1 WO 2021260954 A1 WO2021260954 A1 WO 2021260954A1 JP 2020025406 W JP2020025406 W JP 2020025406W WO 2021260954 A1 WO2021260954 A1 WO 2021260954A1
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WO
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steel
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steel material
carburizing
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PCT/JP2020/025406
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English (en)
French (fr)
Inventor
雅之 堀本
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires

Definitions

  • This disclosure relates to steel materials and carburized steel parts.
  • Patent Documents 1 to 6 Accordingly, in order to meet the above-mentioned demands, for example, various techniques have been proposed in Patent Documents 1 to 6.
  • Patent Document 1 in terms of mass%, C: 0.05 to 0.3%, Si: 0.05 to 2%, Mn: 0.3 to 2%, Cr: 2 to 8%, S: 0.03% or less, Al: 0.015 to 0.06%, N: 0.005 to 0.02%, and further (a) Nb: 0.01 to 0.5% as needed. And V: 0.05 to 2%, (b) Ni: 0.5 to 4%, (c) Mo: 0.05 to 1%, and (d) W: 0.3 to 1%. Steel composed of one or more selected from the above elements and the balance of Fe and unavoidable impurity elements, with P in the unavoidable impurities controlled to 0.02% or less and O to 0.002% or less, respectively.
  • carburized steel parts in which carburized or carburized nitriding treatment and quenching / tempering treatment are performed on the parts made of the material, and carbides or carbonitridants having an average particle size of 5 ⁇ m or less are deposited on the surface layer portion. Has been done.
  • Patent Document 2 in mass%, C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.15% or less, Mn: 0.90 to 1.40%, P: 0.015% or less, Cr: 1 .25 to 1.70%, Al: 0.010 to 0.050%, Nb: 0.001 to 0.050%, O: 0.0015% or less and N: 0.0100 to 0.0200%.
  • Patent Document 3 describes a rolled wire rod containing C: 0.10 to 0.30% and Cr: 1.0 to 3.0% in mass% of the dough steel, and the scale of the wire rod surface and the base iron.
  • a rolled wire having a thickness of 3 to 10 ⁇ m in the Cr-enriched region at the interface with, a volume ratio of Fe 3 O 4 in the scale of 40% or more, and a pore area ratio in the Fe 3 O 4 of 20 to 70%. It has been disclosed.
  • Patent Document 4 in mass%, C: 0.1 to 0.3%, Si: 1.5% or less, Mn: 2% or less, Cr 2.5% or less, and Nb: 0.01 to 0.05%. And, if necessary, (a) Mo: 2.0% or less, (b) B: 0.005% or less, and (c) Cu: 0.1% or less and Ni: 3% or less.
  • the above-mentioned hardened steel contains P, S, Al and N as its unavoidable impurities, and their contents are P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, Al: 0. It may be 06% or less and N: 0.05% or less.
  • Patent Document 5 describes, in terms of mass%, C: 0.10 to 0.24%, Si: 0.16 to 0.35%, Mn: 0.40 to 0.94%, S: 0.005 to 0. .050%, Cr: 1.65 to 1.90%, Al: 0.015 to 0.060% and N: 0.0130 to 0.0250%, and the balance consists of Fe and impurities.
  • Fn1, Fn2 and Fn3 represented by the formulas 1), (2) and (3) are 15 ⁇ Fn1 ⁇ 150, 0.75 ⁇ Fn2 ⁇ 1.40 and 0.30 ⁇ Fn3 ⁇ 0, respectively.
  • Ti and O in the impurities have a chemical composition of P: 0.020% or less, Ti: 0.005% or less and O: 0.0020% or less, respectively, and remain hot-worked.
  • a skin-baked steel material is disclosed, which is characterized by having a hardness of HV300 or less.
  • Fn1 Mn / S ... (1)
  • Fn2 Cr / (Si + 2Mn) ... (2)
  • Fn3 Si ⁇ Cr ... (3).
  • the element symbol in the formulas (1), (2) and (3) represents the content of the element in mass%.
  • Patent Document 6 describes, in terms of mass%, C: 0.10 to 0.30%, Si: 0.01 to 0.25%, Mn: 0.4 to 0.9%, S: 0.003 to 0. .050%, Cr: 1.65 to 2.00%, Al: 0.01 to 0.06%, Nb: 0.01 to 0.06%, and N: 0.010 to 0.025%.
  • Fe and unavoidable impurities are contained, Fn1 represented by the following equation (1) satisfies ⁇ 35 ⁇ Fn1 ⁇ -30, and the contents of P and O as impurities are P, respectively.
  • the C content (Cs) of the surface layer is 0.65 to 1.0%, and the structure at a depth of 20 ⁇ m from the surface is.
  • the total of martensite and retained austenite is 97% or more, the maximum retained austenite volume ratio in the range of 200 ⁇ m depth from the surface is 13 to 28%, and the residual austenite volume ratio at a depth position of 20 ⁇ m from the surface.
  • the ratio to the maximum retained austenite volume ratio in the range of 200 ⁇ m from the surface is 0.8 or less, the surface has a plastic flow structure with a thickness of 1 to 15 ⁇ m, and the arithmetic average roughness Ra of the surface is 0.8 ⁇ m.
  • a carburized machine structural component characterized by the following is disclosed.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 6-25823
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-152284
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2008-7853
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2010-22634
  • Patent Document 5 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2015-42766
  • Patent Document 6 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2016-183399
  • Patent Document 1 does not mention rolling fatigue life.
  • Patent Document 2 has a technical idea of suppressing grain boundary oxidation by suppressing the Si content to a low level, it has a depth of an abnormal carburized layer that causes a decrease in low cycle bending fatigue strength and wear resistance. No consideration has been given to curbing. Therefore, it is not always possible to ensure high low cycle bending fatigue strength and wear resistance for the parts. Further, Patent Document 2 does not mention rolling fatigue life.
  • the rolled wire material disclosed in Patent Document 3 contains 1.0 to 3.0% Cr to improve the hardenability of the dough of the surface-hardened part, and is formed on the surface of the rolled wire material depending on the Cr content.
  • the thickness of the Cr-enriched region generated at the interface between the scale and the ground iron is controlled. Therefore, the descale treatment, particularly the pickling treatment, can easily remove the scale uniformly and stably in the circumferential direction and the longitudinal direction of the wire, and the wire drawing workability is excellent. It can be used as a material for surface-hardened parts.
  • Patent Document 3 does not mention wear resistance and rolling fatigue life.
  • Patent Document 4 indicates that 0.005% or less of B may be contained in order to significantly improve hardenability.
  • B the hardness of the parts after quenching can be significantly improved, but since the hardenability is high, the structure after normalizing may be mainly bainite, so that the coating is not necessarily high. It does not mean that hardenability can be ensured.
  • Patent Document 4 even if the skin-baked steel satisfying the chemical composition proposed in Patent Document 4 is simply used as the material, it may not be possible to provide the part with a sufficiently low cycle bending fatigue strength depending on the carburizing conditions. Further, Patent Document 4 does not mention rolling fatigue life.
  • Patent Document 5 describes a hardened steel material that can secure bending fatigue strength and pitching strength, has a low component cost, and has good workability during hot and cold rolling and forging. It has been disclosed. However, since the steel disclosed in Patent Document 5 is assumed to be forged by hot or cold forging, the component design emphasizes forgeability rather than machinability. It is premised on spheroidizing annealing, which requires processing costs. Patent Document 6 discloses a carburized machine structural component having excellent wear resistance, bending fatigue strength, low cycle bending fatigue strength, and excellent machinability, but does not mention rolling fatigue life.
  • the present disclosure has been made in view of the above-mentioned current situation, and the purpose thereof is excellent in machinability after normalizing treatment, and further, when it is carburized and hardened, the wear resistance of the sliding surface of the component, particularly high load. It is an object of the present invention to provide a steel material having excellent fatigue wear resistance, low cycle bending fatigue strength and rolling fatigue life due to repeated use, and carburized steel parts using the same.
  • the gist of this disclosure is in the steel materials and carburized steel parts shown below.
  • the chemical composition is mass%.
  • a steel material having Fn1 represented by the following equation (1) of -35.0 to -24.0.
  • Equation (1): Fn1 38Si-7Mn + 7 (Ni + Cu) -17Cr-10Mo
  • the element symbol in the above equation (1) represents the content (mass%) of the element, and 0 is substituted when the corresponding element is not included.
  • ⁇ 2> Instead of a part of the Fe, by mass%, Cu: 0.30% or less,
  • ⁇ 3> Instead of a part of the Fe, by mass%, B: Less than 0.0003%, Ti: 0.005% or less, Nb: less than 0.010%, The steel material according to ⁇ 1> or ⁇ 2>, which further contains at least one selected from the group consisting of V: 0.05% or less and Pb: 0.09% or less.
  • a normalizing treatment is performed in which the product is heated to 925 ° C., held for 60 minutes, and then allowed to cool to room temperature at a cooling rate of 0.5 to 1.0 ° C./s.
  • ⁇ 6> The steel material according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 5>, which is a steel bar.
  • ⁇ 7> The steel material according to ⁇ 5>, which is a rough shape material.
  • ⁇ 8> The steel material according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 7> for carburizing.
  • the steel material of the present disclosure has excellent machinability after normalizing, and also has wear resistance on the sliding surface of parts when it is carburized and hardened, especially fatigue wear resistance due to repeated high loads, and low cycle. Excellent bending fatigue strength and rolling fatigue life.
  • the steel materials and carburized steel parts disclosed in the present disclosure will be described in detail.
  • the "%" indication of the content of each element in the present disclosure means “mass%”.
  • the numerical range represented by using “-” means a range including the numerical values before and after "-" as the lower limit value and the upper limit value unless otherwise specified.
  • the upper limit or lower limit of a stepwise numerical range may be replaced with the upper limit or lower limit of another numerical range described in a stepwise manner. , May be replaced with the values shown in the examples.
  • the "steel material” is not limited to the structure, shape, before and after heat treatment, etc., for example, an ingot obtained by casting molten steel, a steel piece obtained by subjecting it to processing such as forging or rolling, or the like.
  • examples thereof include steel bars and wire rods obtained by further performing a forming process such as rolling.
  • examples thereof include steel materials that have been subjected to heat treatment such as normalizing treatment, and steel materials that have been roughened by forging, cutting, or the like (coarse shape material).
  • the present inventor conducted a wear test using a carburized and hardened product and conducted various studies in order to solve the above-mentioned problems. As a result, the following findings (a) to (g) were obtained.
  • Fatigue wear of carburized and hardened products is considered to be caused by the generation of a large number of microcracks with a depth of about 5 ⁇ m on the surface layer of the target material, which are connected and peeled off.
  • the hardness of martensite can generally be arranged by the carbon content, but usually the amount of retained austenite increases when the eutectoid concentration is exceeded, so the hardness with respect to the carbon content reaches a plateau.
  • the present inventor further enhances fatigue wear resistance even within a general range of carburizing conditions for mass production (for example, in the case of gas carburizing, the carbon potential is in the range of 0.7 to 0.9%).
  • various detailed studies were conducted on carburized and hardened products that can increase low-cycle bending fatigue strength. As a result, the following important findings (h) were obtained.
  • Mn, Ca, Cr and Mo are elements that work in the direction of increasing the amount of retained austenite
  • Cr and the like are also elements that facilitate the formation of cementite in the surface layer during carburization when the content is high.
  • Si, Cu, and Ni are also elements that work in the direction of increasing the hardenability, while conversely decreasing the amount of retained austenite as the content increases. It is considered that when Fn1 represented by the above formula according to the content of these elements is within a predetermined range, fatigue wear resistance can be enhanced while suppressing the formation of cementite.
  • the present inventor also investigated sulfide-based inclusions for obtaining a desired rolling fatigue life for carburized and hardened products. As a result, the following findings (i) to (iv) were obtained.
  • the Ca content needs to be in the range of 0.0002% to 0.0010% with a mass% content.
  • the present inventor also examined the machinability when cutting into a desired part shape. As a result, it is within the range of the predetermined chemical composition, the bainite fraction is less than 5% with respect to the structure and average hardness of the steel material, the balance is ferrite and pearlite structure, and the Vickers hardness HV is 190 or less. It was found that in the case of average hardness, extremely good machinability can be ensured.
  • C 0.10% to 0.30%
  • C is an essential element for ensuring the core strength of parts when carburized and quenched. However, if the content is less than 0.10%, it is insufficient and the low cycle bending fatigue strength is lowered. On the other hand, when the C content exceeds 0.30%, the structure of the steel material to be carburized and quenched (for example, the steel material after normalizing) becomes mainly bainite, the hardness increases, and the machinability deteriorates. Therefore, the content of C was set to 0.10% to 0.30%.
  • the content of C is preferably 0.15% or more, and more preferably 0.18% or more.
  • the C content is preferably 0.25% or less, and more preferably 0.23% or less.
  • Si 0.13% to 0.30%
  • Si has an effect of enhancing hardenability, but can be a factor of an abnormal carburizing layer by forming an oxide on the surface during carburizing treatment.
  • an abnormal carburized layer is formed to inhibit the invasion of carbon, and a soft structure such as bainite and / or pearlite called an incompletely hardened structure is formed and has a low cycle. Bending fatigue strength decreases.
  • the Si content is less than 0.13%, the effect of enhancing hardenability is small and the core strength cannot be secured, so that the low cycle bending fatigue strength is lowered. Therefore, the Si content was set to 0.13% to 0.30%.
  • the Si content is preferably 0.15% or more, and more preferably 0.17% or more.
  • the Si content is preferably 0.28% or less, more preferably 0.25% or less.
  • Mn 0.50% to 1.00%
  • Mn has a great effect of enhancing hardenability and is an essential element for ensuring the core strength of parts when carburized and quenched.
  • Mn has an effect of assisting carbon invasion.
  • the content is less than 0.50%, it is insufficient, the low cycle bending fatigue strength is lowered, and the formation of retained austenite on the surface is insufficient, so that sufficient wear resistance cannot be obtained.
  • the Mn content exceeds 1.00%, the hardenability is excessively enhanced, and the structure of the steel material (for example, the steel material after normalizing) to be subjected to carburizing and quenching becomes mainly bainite, and the hardness is increased and the machinability is improved.
  • the Mn content was set to 0.50% to 1.00%.
  • the Mn content is preferably 0.55% or more, and more preferably 0.60% or more.
  • the Mn content is preferably 0.95% or less, and more preferably 0.90% or less.
  • S 0.003% to 0.020% S combines with Mn and Ca to form sulfide-based inclusions (Mn, Ca) S and improves machinability. However, if the content is less than 0.003%, it is difficult to obtain the above effect. On the other hand, when the content of S increases, the amount of (Mn, Ca) S produced increases due to the binding with Mn and Ca, so that the amount of Mn in the steel decreases and the hardenability deteriorates. Further, in the low cycle bending fatigue test and the rolling fatigue test, fatigue fracture and / or rolling fatigue may occur starting from the coarse (Mn, Ca) S. Therefore, the content of S was set to 0.003% to 0.020%.
  • the content of S is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.007% or more.
  • the S content is preferably 0.018% or less, more preferably 0.015% or less.
  • Cr 1.65% to 2.00% Since Cr has a high affinity with carbon, it has an effect of increasing the surface carbon concentration at the time of carburizing (for example, gas carburizing) and also has an effect of lowering the Ms point of the carburized layer. As a result, retained austenite is generated on the surface layer after carburizing and quenching, which is an effective element for improving wear resistance against fatigue wear. However, if the content is less than 1.65%, the above-mentioned effect is not sufficient and the target wear resistance cannot be obtained. On the other hand, when the Cr content exceeds 2.00%, cementite is likely to be generated on the surface layer during carburizing (for example, gas carburizing), and the low cycle bending fatigue strength is lowered.
  • the Cr content was set to 1.65% to 2.00%.
  • the Cr content is preferably 1.70% or more, and more preferably 1.75% or more.
  • the Cr content is preferably 1.95% or less, and more preferably 1.90% or less.
  • Al 0.010% to 0.100%
  • Al has a deoxidizing action and easily combines with N to form AlN, and is an element effective in suppressing the coarsening of austenite grains during carburizing and heating.
  • the Al content is less than 0.010%, the effect of suppressing the coarsening of austenite grains cannot be stably obtained.
  • the Al content exceeds 0.100%, coarse oxides are likely to be formed, the rolling fatigue life is shortened, and the low cycle bending fatigue strength is lowered. Therefore, the Al content was set to 0.010% to 0.100%.
  • the Al content is preferably 0.015% or more, and more preferably 0.020% or more.
  • the Al content is preferably 0.055% or less, and more preferably 0.050% or less.
  • N 0.0050% -0.0250% N easily combines with Al to form AlN, and the above-mentioned AlN is effective in suppressing the coarsening of austenite grains during carburizing and heating.
  • the N content is less than 0.0050%, the coarsening of austenite grains cannot be stably suppressed.
  • the N content exceeds 0.0250%, it is difficult to stably manufacture in mass production in the steelmaking process.
  • the content of N was set to 0.0050% or more and 0.0250% or less.
  • the content of N is preferably 0.0080% or more, and more preferably 0.0100% or more.
  • the N content is preferably 0.0200% or less, more preferably 0.0180% or less.
  • Ca 0.0002% -0.0010% Ca is an element that replaces a part of Mn in MnS to form (Mn, Ca) S and has an action of spheroidizing sulfide-based inclusions.
  • Ca is an element that increases the deformation resistance of sulfide-based inclusions at high temperatures, suppresses the elongation of sulfide-based inclusions during hot working, maintains a spherical shape, and prolongs the rolling fatigue life. be. If Ca is less than 0.0002%, the addition effect cannot be sufficiently obtained, so Ca is set to 0.0002% or more. It is preferably 0.0003% or more, more preferably 0.0004% or more.
  • the Ca is set to 0.0010% or less. It is preferably 0.0009% or less, more preferably 0.0008% or less.
  • the content of Ca (impurities) in the steel material is about 0.0001% or less.
  • P 0.020% or less
  • P is an impurity element that easily segregates the grain boundaries and embrittles the grain boundaries.
  • the content exceeds 0.020%, the low cycle bending fatigue strength is lowered. Therefore, the P content was set to 0.020% or less. It is desirable to reduce the P content as an impurity element as much as possible, but if it is 0.020% or less, there is no big problem, so the upper limit is set to 0.020%.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.015%, more preferably 0.010%.
  • O oxygen
  • 0.0020% or less O is an impurity element, which easily combines with Al to form hard oxide-based inclusions, shortens rolling fatigue life, and provides low cycle bending fatigue strength. It will lower it. In particular, when the O content exceeds 0.0020%, the low cycle bending fatigue strength is significantly reduced. It is desirable to reduce the O content as an impurity element as much as possible, but if it is 0.0020% or less, there is no problem, so the upper limit is set to 0.0020%.
  • Fe and impurities are not intentionally contained when steel materials are manufactured industrially, but are due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ore or scrap. It means that it is mixed and is allowed as long as it does not adversely affect the steel materials of the present disclosure.
  • the steel material of the present disclosure may contain other elements instead of a part of Fe.
  • arbitrary elements that can be contained in the steel materials of the present disclosure will be described.
  • the elements described below are arbitrary elements, and the lower limit of their content may be 0% or more than 0%.
  • Cu 0.30% or less
  • Cu has an effect of enhancing hardenability and enhances low cycle bending fatigue strength and pitching resistance after carburizing treatment, and may be contained as necessary.
  • the Cu content exceeds 0.30%, the hardenability becomes excessively high, and the machinability in the steel material after normalizing deteriorates. Further, since the carburizing property is impaired, the residual austenite after carburizing and quenching is less likely to increase, and the wear resistance is lowered. Therefore, the Cu content when contained is set to 0.30% or less.
  • the Cu content is preferably 0.25% or less, and more preferably 0.20% or less.
  • the content of Cu is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • Ni 0.30% or less Ni has the effect of increasing hardenability and further has the effect of increasing toughness, and enhances low cycle bending fatigue strength and pitching resistance. Therefore, it may be contained as necessary. .. However, when the Ni content exceeds 0.30%, the hardenability becomes excessively high, and the machinability in the steel material after normalizing deteriorates. Further, since the carburizing property is impaired, the residual austenite after carburizing and quenching is less likely to increase, and the wear resistance is lowered. Therefore, the Ni content when contained is set to 0.30% or less. The Ni content is preferably 0.25% or less, and more preferably 0.20% or less.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • Fn1 38Si-7Mn + 7 (Ni + Cu) -17Cr-10Mo
  • the element symbol in the above equation (1) means the content of the element in mass%. If the corresponding element is not included, 0 (zero) is substituted.
  • Fn1 In carburized and hardened products, it is considered important to stably generate retained austenite after carburizing and quenching in order to effectively exhibit wear resistance.
  • Fn1 must be in the above range.
  • Fn1 is an index of the ease of carbon invasion in carburizing (for example, gas carburizing), and the smaller Fn1 is, the higher the carbon concentration on the surface is even under the same carburizing conditions.
  • Fn1 is smaller than -35.0, cementite is generated on the surface and the low cycle bending fatigue strength is lowered.
  • Fn1 exceeds ⁇ 24.0, the increase in carbon concentration on the surface is insufficient, the amount of residual austenite generated during carburizing and quenching is insufficient, and effective wear resistance cannot be exhibited. Therefore, it was decided that Fn1 was -35.0 to -24.0.
  • Fn1 is preferably -33.0 or more, and preferably -25.0 or less.
  • the steel material according to the present disclosure may contain other elements as long as it does not impair the effect in the present disclosure. Examples of such elements include B, Ti, Nb, V and Pb.
  • the steel material according to the present disclosure may contain B. However, if B is excessively contained, it may cause shape distortion during carburizing and quenching, so the B content is preferably less than 0.0003%, more preferably 0.0002% or less.
  • the steel material according to the present disclosure may contain Ti. However, if Ti is excessively contained, the surface layer becomes finer in the carburizing treatment, and grain boundary oxides may be densely generated to inhibit carburizing. Therefore, the Ti content is preferably 0.005% or less. It is more preferably 0.003% or less.
  • Nb may be contained in the steel in the range of less than 0.010%. However, if Nb is excessively contained, the surface layer becomes finer in the carburizing treatment, and grain boundary oxides are densely generated, which may inhibit carburizing. The Nb content is more preferably 0.005% or less.
  • the steel material according to the present disclosure may contain V. However, if V is excessively contained, grain boundary oxides may be densely formed to inhibit carburization, so the V content is preferably 0.05% or less.
  • Pb has the effect of improving machinability by being contained in steel, it may be contained in the steel material according to the present disclosure. However, since Pb is an environmentally hazardous substance, the Pb content is preferably 0.09% or less.
  • the steel material after the normalizing treatment of the present disclosure has the above-mentioned chemical composition (A), and further, the structure has a bainite fraction of less than 5%, the balance is ferrite and pearlite, and the average hardness is. Vickers hardness HV is 190 or less.
  • the steel material after normalizing satisfies the above-mentioned structure and average hardness, and the S content is in the range of 0.003% to 0.020%, it is processed into the desired part shape by cutting. At the same time, extremely good machinability can be ensured.
  • a scanning electron microscope (SEM) was used for structure observation, and photographs were taken at an observation magnification of 1000 times. The obtained photographs were binarized after coloring the baynite structure on image processing software. Calculate the percentage of bay night in the photo. Details of the measurement of bainite fraction will be described later.
  • the hardness of the steel material after normalizing is preferably 188 or less in Vickers hardness HV, and is preferably 140 or more in Vickers hardness HV.
  • the Vickers hardness is measured with a test force of 9.8 N in accordance with JIS Z 2244 (2009). The details of the measurement method will be described later.
  • the method for producing steel material according to the present disclosure is not particularly limited, and any production method may be applied as long as the steel material having the above-mentioned (A) chemical composition can be produced. Further, the steel material according to the present disclosure has the above-mentioned chemical composition (A), has a bainite fraction of less than 5%, the balance is ferrite and pearlite, and the average hardness is Vickers hardness HV.
  • the method for producing a steel material having a temperature of 190 or less is not particularly limited. As an example, it can be obtained as follows.
  • the molten steel is melted using an electric furnace, a vacuum induction heating furnace, or the like, and the composition is adjusted to the above-mentioned (A) chemical composition.
  • the molten metal whose chemical composition has been adjusted may then be cast into an ingot and then processed into so-called "steel pieces” such as slabs, blooms, and billets by hot working such as forging, or continuously cast. It may be directly made into so-called “steel pieces” such as slabs, blooms and billets.
  • the finish rolling temperature, etc. is further hot-worked under normal industrial conditions.
  • the steel material of the present disclosure having the above-mentioned structure and average hardness can be obtained by further holding the material in a heating furnace under normal industrial conditions such as heating temperature and holding time, and then allowing it to cool and normalizing. ..
  • the conditions of the normalizing treatment may be set so as to obtain the characteristics required for the final product to be manufactured. For example, after heating to 900 to 950 ° C. and holding for 30 to 120 minutes, 0.3. Allowing to cool to room temperature at a cooling rate of ⁇ 2.0 ° C./s can be mentioned.
  • the steel material of the present disclosure may be produced without performing the normalizing. Further, it may be used as a rough-shaped material that has been processed into a rough shape by normalizing, forging, cutting, or the like.
  • a sliding part such as a CVT pulley having improved wear resistance can be obtained as the carburized steel part.
  • the method of carburizing the steel material according to the present disclosure is not particularly limited, and examples thereof include various methods such as solid carburizing, liquid carburizing, drop carburizing, gas carburizing, vacuum carburizing, and plasma carburizing. Of these, gas carburizing is preferable.
  • quenching and tempering are performed by a known method to obtain a carburized and hardened product.
  • the steels 1 to 13, 40 to 46 in Tables 1 and 2 are the steels of the examples of the present disclosure whose chemical composition is within the range specified in the present disclosure, while the steels 14 to 25 and 27 to 27.
  • Reference numeral 38 is a comparative steel whose chemical composition deviates from the conditions specified in the present disclosure. In Tables 1 and 2, underlines mean outside the scope specified in this disclosure. Further, in Tables 1 and 2, the balance is Fe and impurities.
  • the steel 26 is a reference example showing that the chemical composition is in the condition specified in the present disclosure, but the machinability is lowered when the spheroidizing treatment is performed after normalizing.
  • one steel bar having a diameter of 35 mm and a length of 1000 mm is formed into a steel bar having a diameter of 25 mm and a length of 1000 mm.
  • Three steel bars with a diameter of 60 mm and a length of 500 mm were prepared and allowed to cool to room temperature.
  • normalizing treatment was performed in which the mixture was allowed to cool to room temperature.
  • the cooling rate at the time of baking was 0.5 to 1.0 ° C./s.
  • test force 9 It was measured as 8.8N with a Vickers hardness tester, and the values were arithmetically averaged to evaluate HV.
  • the tissue observation position is the same as the HV measurement position, 6 mm from the center of the test piece.
  • a scanning electron microscope (SEM) was used for tissue observation, and photographs were taken at any four points (visual field area at each point: 100 ⁇ m ⁇ 80 ⁇ m) at the above-mentioned site at an observation magnification of 1000 times.
  • the bainite structure was binarized to calculate the bainite fraction in the photograph, and the values were arithmetically averaged to obtain the bainite fraction.
  • the bainite fraction is less than 5%
  • the balance is ferrite and pearlite
  • the bainite fraction is 5% or more
  • the balance is ferrite and pearlite
  • the total fraction of ferrite and pearlite Those having a value of 5% or more were classified as "ferrite-pearlite-bainite", and those having a total fraction of ferrite and pearlite of less than 5% and the balance being bainite were classified as "bainite”.
  • cementite in the pearlite structure was spheroidized, it was classified as a "spheroidized structure” different from any of the above.
  • cementite is spheroidized means that the lamellar cementite existing in the pearlite structure is divided by heat treatment, and the average aspect ratio of each cementite is 3.0 or less.
  • the average hardness after normalizing was targeted at 190 or less in HV, and the structure after normalizing was targeted at the above-mentioned "ferrite-pearlite".
  • the material cut out to produce the stepped round bar test piece, the rotary bending fatigue test piece with a notch, and the rolling fatigue test piece all have the heat pattern shown in FIG. Dedicated to.
  • Cp means carbon potential
  • 60 ° C. oil cooling means that the oil was cooled by putting it in oil at an oil temperature of 60 ° C.
  • AC means air cooling. That is, for each sample, after heating to 930 ° C., under the condition of carbon potential of 0.8% in the atmosphere, the sample was heated at 930 ° C. for 180 minutes, then at a temperature of 850 ° C. for 30 minutes, and then at 60 ° C. Cooled in oil.
  • the mixture was held for 120 minutes and air-cooled to room temperature.
  • the carbon concentration in the surface layer was adjusted to 0.85% or more, and the amount of retained austenite in the surface layer was controlled to 15% or more.
  • the material cut out for producing the stepped round bar test piece was polished and removed by 50 ⁇ m on the surface layer to finish the stepped round bar test piece having the shape shown in FIG.
  • the unit of dimension in FIG. 2 is "mm", and the two types of inverted triangle symbols are "finishing symbols” indicating the surface roughness described in the explanatory table 1 of JIS B 0601 (1982). .. Further, “G” attached to the finish symbol means that it is an abbreviation for a processing method indicating "grinding” specified in JIS B 0122 (1978). Further, “... (wave dash)” is a “corrugated symbol”, meaning that it is a dough, that is, it remains on the surface that has been subjected to the "carburizing and quenching-tempering" treatment.
  • the unit of dimensions in FIG. 3 is "mm".
  • a site with a diameter of 26 mm is further turned to a depth of 50 ⁇ m to collect chips, and chemical analysis is performed to investigate the carbon concentration. did.
  • the remaining three stepped round bar test pieces were subjected to a wear test after measuring the amount of retained austenite on the surface by X-ray diffraction.
  • a test piece having the shape shown in FIG. 5 was used as the mating material for the wear test.
  • the wear test was carried out by a two-cylinder rolling fatigue test.
  • the diameter of the stepped round bar test piece shown in FIG. 1 was 26 mm
  • the diameter of the test piece having the shape shown in FIG. 5 (hereinafter referred to as “SUJ2 roller”) produced by using SUJ2 was 130 mm. It is a method of rolling each other while making contact with the parts of.
  • the surface pressure at the time of contact was set to a Hertz surface pressure of 2.4 GPa, and the stepped round bar test piece was taken out at a rolling repetition rate of 5 ⁇ 10 6 times, and the wear depth of the contact portion with the SUJ2 roller was measured.
  • a stylus type surface roughness meter was used to measure the wear depth.
  • the measurement length was 26 mm, and a cross-sectional curve was obtained by scanning the stylus in the axial direction of the test piece. This cross-sectional curve was measured four times in 90 ° increments in the circumferential direction per test piece. From the obtained cross-sectional curve, the difference in height between the non-wearing part not in contact with the SUJ2 roller and the worn part in contact with the SUJ2 roller was measured, and the average value of the height difference data obtained from the four cross-sectional curves was calculated. The wear depth of the test piece was used.
  • the average value of the measured values of the above three test pieces was defined as "residual austenite amount” and "wear depth”.
  • the target wear depth was set to 20 ⁇ m or less, and if this was achieved, the wear resistance would be excellent.
  • the rolling fatigue life was evaluated using the rolling fatigue test piece.
  • the test is a method in which a portion having a diameter of 12 mm of a rolling fatigue test piece and a commercially available bearing steel ball having a diameter of 19.05 mm are brought into contact with each other and rolled. Surface pressure at the time of contact is set to 4.5GPa in Hertzian stress, it was calculated L 10 life (i.e. the total number of revolutions of 90% of the total number of specimens (10) can rotate without causing peeling destruction). If L 10 life it reaches the rolling repeated several 1 ⁇ 10 8 times, indicated by "Y" in Table 3 as a superior rolling fatigue life, if not reached 1 ⁇ 10 8 times "N" It was written as.
  • Table 3 summarizes the results of each of the above tests.
  • the bainite fraction is less than 5%
  • the balance is ferrite and pearlite
  • "ferrite-pearlite” the bainite fraction is 5% or more
  • the balance is ferrite and pearlite
  • "ferrite-pearlite-bainite” when the total fraction of pearlite was 5% or more
  • "bainite” when the total fraction of ferrite and pearlite was less than 5% and the balance was bainite. Divided. Even if the bainite fraction was 5% or less, when the average aspect ratio of cementite in the pearlite structure was 3.0 or less, it was classified as a "spheroidized structure" different from any of the above.
  • "ferrite-pearlite” is described as "F + P”
  • "ferrite-pearlite-bainite” is described as "F + P + B”
  • "bainite” is described as "B", respectively.
  • the target is It is clear that the various characteristics, that is, the average hardness after normalizing, the structure, and the machinability, and the wear resistance after carburizing and quenching-tempering and the low cycle bending fatigue strength are obtained.
  • test number 14 since the C content of the steel 14 is below the range specified in the present disclosure, the core hardness of the rotary bending fatigue test piece is low, and the rotary bending fatigue strength of 1 ⁇ 10 4 times is 680 MPa. It falls below the target value and is inferior in low cycle bending fatigue strength.
  • test number 15 since the C content of the steel 15 exceeds the range specified in the present disclosure, the structure after normalizing is "ferrite-pearlite-bainite", and the average hardness after normalizing is also HV. It exceeds the target with 260. Therefore, it is not possible to secure extremely good machinability when cutting and processing into a part shape.
  • the abnormal carburizing layer of the rotary bending fatigue test piece becomes deep, and the rotary bending fatigue strength of 1 ⁇ 10 4 times is 680 MPa. It is below the target value and inferior in low cycle bending fatigue strength. Further, the surface carbon concentration of the stepped round bar test piece after carburizing and quenching is low, and the amount of retained austenite is also small. As a result, the wear depth is 26 ⁇ m, which exceeds the target depth and is inferior in wear resistance.
  • the core hardness of the rotary bending fatigue test piece is low, and the rotary bending fatigue strength of 1 ⁇ 10 4 times is 680 MPa. It falls below the target value and is inferior in low cycle bending fatigue strength. Further, the surface carbon concentration of the stepped round bar test piece after carburizing and quenching is low, and the amount of retained austenite is also small. As a result, the wear depth exceeds the target depth of 25 ⁇ m, and the wear resistance is also inferior.
  • test number 19 since the Mn content of the steel 19 exceeds the range specified in the present disclosure, the structure after normalizing is "ferrite-pearlite-bainite", and the average hardness after normalizing is also HV. It exceeds the target with 260. Therefore, it is not possible to secure extremely good machinability when cutting and processing into a part shape.
  • the rotational bending fatigue strength of 1 ⁇ 10 4 times reached the target, the above strength is 700 MPa, which is the lower limit, because a carburized abnormal layer is formed during gas carburizing and quenching, and the low cycle bending fatigue strength is the present. It is inferior to the cases of test numbers 1 to 13 which are the disclosed examples.
  • test number 20 since the S content of the steel 20 exceeds the range specified in the present disclosure, the amount of MnS produced increases, the amount of Mn dissolved in the steel decreases, and the hardenability decreases. , The core hardness of the rotary bending fatigue test piece is low. Further, coarse MnS is generated, and fatigue fracture starting from the coarse MnS causes the rotational bending fatigue strength of 1 ⁇ 10 4 times to be 680 MPa, which is lower than the target value, resulting in low cycle bending fatigue strength. Inferior. Further, occurs peeling STARTING FROM coarse MnS in the rolling fatigue test, the number reached repetition does not reach to 1 ⁇ 10 8 times, poor rolling contact fatigue life.
  • the structure after normalizing is "ferrite-pearlite-bainite", and the average hardness after normalizing is also HV. It exceeds the target with 250. Therefore, it is not possible to secure extremely good machinability when cutting and processing into a part shape. Further, cementite is generated on the surface layer of the rotary bending fatigue test piece, and the rotary bending fatigue strength of 1 ⁇ 10 4 times is 680 MPa, which is lower than the target value, and is inferior to the low cycle bending fatigue strength.
  • test number 25 since the P content of the steel 25 exceeds the range specified in the present disclosure, the grain boundary strength is lowered and the grain boundary is easily broken, so that the rotation bending is performed 1 ⁇ 10 4 times.
  • the fatigue strength is 660 MPa, which is lower than the target value, and is inferior to the low cycle bending fatigue strength.
  • test number 27 Although the content of each element of the steel 27 is within the range specified in this disclosure, Fn1 exceeds the range specified in this disclosure, so that the stepped round bar test piece after carburizing and quenching The surface carbon concentration is low and the amount of retained austenite is also small. As a result, the wear depth is 24 ⁇ m, which exceeds the target depth and is inferior in wear resistance.
  • test number 28 Although the content of each element of the steel 28 is within the range specified in this disclosure, since Fn1 is below the range specified in this disclosure, cementite is generated on the surface layer of the rotary bending fatigue test piece. Then, the rotational bending fatigue strength of 1 ⁇ 10 4 times is 680 MPa, which is lower than the target value, and is inferior to the low cycle bending fatigue strength.
  • the Ca content of the steel 30 exceeds the range specified in the present disclosure, so that a coarse Ca-based oxide is produced.
  • the fatigue fracture starting from the Ca-based oxide causes the rotational bending fatigue strength of 1 ⁇ 10 4 times to be 680 MPa, which is lower than the target value, and is inferior to the low cycle bending fatigue strength.
  • peeling STARTING FROM Ca-based oxide in the rolling fatigue test the number reached repetition does not reach to 1 ⁇ 10 8 times, poor rolling contact fatigue life.
  • test number 32 since the Cu content of the steel 32 exceeds the range specified in the present disclosure, the surface carbon concentration of the stepped round bar test piece after carburizing and quenching is low, and the amount of retained austenite is also low. As a result, the wear depth is 27 ⁇ m, which exceeds the target depth and is inferior in wear resistance. In addition, the average hardness after normalizing is 195 for HV, which exceeds the target. Therefore, it is not possible to secure extremely good machinability when cutting and processing into a part shape.
  • the austenite grain size during normalizing is coarse, and the structure after normalizing is "ferrite-pearlite-bainite". ".
  • the average hardness after normalizing is 230 in HV, which exceeds the target. Therefore, it is not possible to secure extremely good machinability when cutting and processing into a part shape.
  • the austenite particle size is coarse, the rotational bending fatigue strength of 1 ⁇ 10 4 times is 650 MPa, which is lower than the target value, and is inferior to the low cycle bending fatigue strength.
  • test number 36 since the N content of the steel 36 exceeds the range specified in the present disclosure, flaws are likely to occur on the surface of the ingot and fine cracks are likely to occur inside. As a result, the rolling fatigue flaking is cracked starting, the number of arrival repetition does not reach to 1 ⁇ 10 8 times, poor rolling contact fatigue life. In addition, the average hardness after normalizing is 195 for HV, which exceeds the target. Therefore, it is not possible to secure extremely good machinability when cutting and processing into a part shape.
  • the Nb content of the steel 38 is too high, the surface layer becomes finer in the gas carburizing step after processing the test piece, and grain boundary oxides are densely generated, deteriorating the state of the carburized layer.
  • the rotational bending fatigue strength of 4 times is 650 MPa, which is lower than the target value, and is inferior to the low cycle bending fatigue strength. Further, in the rolling fatigue test, the number reached repetition does not reach to 1 ⁇ 10 8 times, poor rolling contact fatigue life.
  • test numbers 100 and 101 spheroidizing annealing was performed after normalizing.
  • the hardness after spheroidizing annealing was low (HV165), the ferrite fraction was large, chips were easily connected during turning, and the amount of tool wear in the machinability test was large.
  • the steel materials of the present disclosure are particularly suitable for carburizing applications, have good wear resistance to carburized parts, especially good fatigue wear resistance due to repeated high loads, and high low cycle bending fatigue. It can be provided with strength and a long rolling fatigue life. Further, the steel material of the present disclosure after normalizing treatment has extremely good machinability. For this reason, power transmission parts such as gears and shafts of automobiles and industrial machines, especially the wear resistance of sliding surfaces, especially fatigue wear resistance due to repeated high loads, high low cycle bending fatigue strength and long rolling. It is suitable for use as a material for parts that require dynamic fatigue life.

Landscapes

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Abstract

化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：０．１３～０．３０％、Ｍｎ：０．５０～１．００％、Ｓ：０．００３～０．０２０％、Ｃｒ：１．６５～２．００％、Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．００５０～０．０２５０％、Ｃａ：０．０００２～０．００１０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｏ：０．００２０％以下、残部：Ｆｅ及び不純物であり、－３５．０≦３８Ｓｉ－７Ｍｎ＋７（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１７Ｃｒ－１０Ｍｏ≦－２４．０である鋼材、及びそれを用いた浸炭鋼部品。

Description

鋼材及び浸炭鋼部品
　本開示は、鋼材及び浸炭鋼部品に関する。
　自動車及び産業機械の歯車、シャフトなどの鋼製動力伝達部品は、燃費向上への対応のため小型化、軽量化が進み、部品にかかる負荷が増加する傾向にある。この結果、従来にも増して摺動面の耐摩耗性、特に高負荷が繰り返されることによる耐疲労摩耗、転動疲労寿命、及び高負荷が繰り返されることによる繰り返し数が１０４回オーダでの曲げ疲労強度（以下、「低サイクル曲げ疲労強度」という。）に優れた部品に対する要望が大きくなっている。
　そこで、前記した要望に応えるべく、例えば、特許文献１～６に種々の技術が提案されている。
　具体的には、特許文献１に、質量％で、Ｃ：０．０５～０．３％、Ｓｉ：０．０５～２％、Ｍｎ：０．３～２％、Ｃｒ：２～８％、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０１５～０．０６％、Ｎ：０．００５～０．０２％と、必要に応じてさらに、（ａ）Ｎｂ：０．０１～０．５％及びＶ：０．０５～２％、（ｂ）Ｎｉ：０．５～４％、（ｃ）Ｍｏ：０．０５～１％、ならびに、（ｄ）Ｗ：０．３～１％、に示される元素から選択される１種以上と、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素とからなり、該不可避不純物中のＰを０．０２％以下、Ｏを０．００２％以下にそれぞれ制御してなる鋼を素材とし、該素材によって作製された部品に、浸炭もしくは浸炭窒化処理及び焼入れ・焼戻し処理を施し、表層部に平均粒径が５μｍ以下の炭化物または炭窒化物を析出させた浸炭鋼部品が開示されている。
　特許文献２に、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：０．９０～１．４０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｃｒ：１．２５～１．７０％、Ａｌ：０．０１０～０．０５０％、Ｎｂ：０．００１～０．０５０％、Ｏ：０．００１５％以下及びＮ：０．０１００～０．０２００％と、必要に応じてさらに、（ａ）Ｎｉ：０．１５％以下及びＭｏ：０．１０％以下、（ｂ）Ｔｉ：０．００５～０．０１５％、ならびに、（ｃ）Ｓ：０．００５～０．０３５％、Ｐｂ：０．０１～０．０９％、Ｂｉ：０．０４～０．２０％、Ｔｅ：０．００２～０．０５０％、Ｚｒ：０．０１～０．２０％及びＣａ：０．０００１～０．０１００％、に示される元素から選択される１種以上と、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素とからなる鋼を１２００℃以上に加熱し、仕上温度８００℃以上で熱間圧延等の熱間成形を終了後、３０℃／分以上の平均冷却速度で６００℃以下まで冷却して得たことを特徴とする浸炭及び浸炭窒化処理用クロム鋼が開示されている。
　特許文献３に、生地の鋼が質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％及びＣｒ：１．０～３．０％を含有する圧延線材であって、線材表面のスケールと地鉄との界面のＣｒ濃化領域の厚さが３～１０μｍ、スケール中に占めるＦｅ３Ｏ４の体積率が４０％以上及び該Ｆｅ３Ｏ４中の空孔面積率が２０～７０％である圧延線材が開示されている。
　特許文献４に、質量％で、Ｃ：０．１～０．３％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｃｒ２．５％以下及びＮｂ：０．０１～０．０５％と、必要に応じてさらに、（ａ）Ｍｏ：２．０％以下、（ｂ）Ｂ：０．００５％以下、ならびに、（ｃ）Ｃｕ：０．１％以下及びＮｉ：３％以下、に示される元素から選択される１種以上と、残部がＦｅ及び不可避的不純物元素とからなり、面積２０μｍ２以上のＮｂ系介在物の面積率（％）をＡとして、Ａ／Ｎｂ≦０．７を満足する、最大結晶粒の縮小化特性に優れた肌焼鋼が開示されている。なお、上記の肌焼鋼は、その不可避不純物に、Ｐ、Ｓ、Ａｌ及びＮが含まれ、それらの含有量がＰ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．０６％以下及びＮ：０．０５％以下であるものでもよい。
　特許文献５には、質量％で、Ｃ：０．１０～０．２４％、Ｓｉ：０．１６～０．３５％、Ｍｎ：０．４０～０．９４％、Ｓ：０．００５～０．０５０％、Ｃｒ：１．６５～１．９０％、Ａｌ：０．０１５～０．０６０％およびＮ：０．０１３０～０．０２５０％と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、下記の（１）式、（２）式および（３）式で表されるＦｎ１、Ｆｎ２およびＦｎ３が、それぞれ、１５≦Ｆｎ１≦１５０、０．７５≦Ｆｎ２≦１．４０および０．３０≦Ｆｎ３≦０．６５であり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、Ｔｉ：０．００５％以下およびＯ：０．００２０％以下である化学組成を有し、熱間加工ままの硬さがＨＶ３００以下であることを特徴とする、肌焼鋼鋼材が開示されている。
Ｆｎ１＝Ｍｎ／Ｓ・・・（１）、
Ｆｎ２＝Ｃｒ／（Ｓｉ＋２Ｍｎ）・・・（２）、
Ｆｎ３＝Ｓｉ×Ｃｒ・・・（３）。
ただし、（１）式、（２）式および（３）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
　特許文献６には、質量％で、Ｃ：０．１０～０．３０％、Ｓｉ：０．０１～０．２５％、Ｍｎ：０．４～０．９％、Ｓ：０．００３～０．０５０％、Ｃｒ：１．６５～２．００％、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｎｂ：０．０１～０．０６％、及びＮ：０．０１０～０．０２５％を含有するとともに、残部：Ｆｅ及び不可避的不純物を含み、下記の（１）式で表されるＦｎ１が、－３５≦Ｆｎ１≦－３０を満たし、不純物としてのＰ及びＯの含有量が、それぞれ、Ｐ：０．０２０％以下、及びＯ：０．００２％以下であり、表層部のＣ含有量（Ｃｓ）が、０．６５～１．０％であり、表面から２０μｍの深さの組織が、マルテンサイト及び残留オーステナイトの合計で９７％以上であり、表面から２００μｍ深さの範囲での最大残留オーステナイト体積率が１３～２８％であり、表面から２０μｍの深さ位置での残留オーステナイト体積率と、表面から２００μｍの範囲で最大残留オーステナイト体積率との、比が０．８以下であり、表面に厚さ１～１５μｍの塑性流動組織を有し、表面の算術平均粗さＲａが０．８μｍ以下である、ことを特徴とする浸炭機械構造部品が開示されている。
　　特許文献１：特開平６－２５８２３号公報
　　特許文献２：特開２００１－１５２２８４号公報
　　特許文献３：特開２００８－７８５３号公報
　　特許文献４：特開２０１０－２２２６３４号公報
　　特許文献５：特開２０１５－４２７６６号公報
　　特許文献６：特開２０１６－１８３３９９号公報
　前述の特許文献１で開示された浸炭鋼部品の場合、表層の炭素濃度が高くなることにより、直径で数μｍ程度の粗大な炭化物が多数析出するため、耐摩耗性は向上する。しかし、特に部品の角部など炭素濃度が高くなる箇所では、粒界に沿って生じた炭化物が再加熱時に溶解できず網目状に残存するために粒界強度が低下し、低サイクル曲げ疲労強度の低下が生じるという問題がある。また、上述の炭化物には、オーステナイト域での保持中に周囲の合金元素が溶け込むので、炭化物周囲の焼入れ性が低下し、浸炭焼入れ後に炭化物の周囲にベイナイト及び／又はパーライトなどの軟質組織が形成されることになって、低サイクル曲げ疲労強度の低下が生じる。また、特許文献１には転動疲労寿命に関しては言及がない。
　特許文献２で開示された技術は、Ｓｉの含有量を低く抑えて粒界酸化を低減する技術的思想を有するものの、低サイクル曲げ疲労強度及び耐摩耗性の低下を招く浸炭異常層の深さを抑制することについての配慮がなされていない。このため、必ずしも、部品に高い低サイクル曲げ疲労強度と耐摩耗性とを確保させることができるというものではない。また、特許文献２には転動疲労寿命に関しては言及がない。
　特許文献３で開示された圧延線材は、１．０～３．０％のＣｒを含有させて表面硬化部品の生地の焼入れ性を向上させ、しかも、Ｃｒ含有量により圧延後の線材表面に生成するスケールと地鉄との界面に生じるＣｒ濃化領域の厚さを制御している。このため、デスケール処理、特に、酸洗処理によって容易に、線材の円周方向及び長手方向において均一且つ安定してスケールを除去することができて伸線加工性に優れるので、シャフト及びギヤ等の表面硬化部品の素材用に用いることができる。一方、特許文献３には耐摩耗性及び転動疲労寿命に関しては言及がない。
　特許文献４で開示された技術では、焼入れ性を大幅に向上させるために、０．００５％以下のＢを含有させてもよいことが示されている。確かに、Ｂを含有させることにより、焼入れ後の部品硬さを大幅に向上させることができるが、焼入れ性が高いため、焼準後の組織がベイナイト主体となる場合があるので、必ずしも高い被削性を確保することができるというものではない。しかも、単に特許文献４で提案された化学組成を満たす肌焼鋼を素材に用いても、浸炭条件によっては、部品に十分な低サイクル曲げ疲労強度を具備させることができないことがある。また、特許文献４には転動疲労寿命に関しては言及がない。
　特許文献５には、曲げ疲労強度とピッチング強度を確保させることができるとともに、成分コストが低く、熱間および冷間での圧延や鍛造の際の良好な加工性も具備する肌焼鋼鋼材が開示されている。ただし、特許文献５が開示する鋼は、熱間または冷間での鍛造により部品加工することを想定しているため、切削性よりも鍛造性に重点を置いた成分設計となっており、また処理コストを要する球状化焼鈍が前提とされている。
　特許文献６には、耐摩耗性、曲げ疲労強度及び低サイクル曲げ疲労強度に優れ、被削性にも優れた浸炭機械構造部品が開示されているが、転動疲労寿命に関して言及がない。
　本開示は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、焼準処理した後の被削性に優れ、さらに浸炭焼入れ品とした際に部品摺動面の耐摩耗性、特に高負荷が繰り返されることによる耐疲労摩耗性、低サイクル曲げ疲労強度及び転動疲労寿命に優れた鋼材及びそれを用いた浸炭鋼部品を提供することである。
　本開示の要旨は、下記に示す鋼材及び浸炭鋼部品にある。
＜１＞　化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．１０％～０．３０％、
Ｓｉ：０．１３％～０．３０％、
Ｍｎ：０．５０％～１．００％、
Ｓ：０．００３％～０．０２０％、
Ｃｒ：１．６５％～２．００％、
Ａｌ：０．０１０％～０．１００％、
Ｎ：０．００５０％～０．０２５０％、
Ｃａ：０．０００２％～０．００１０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｏ：０．００２０％以下、並びに
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
　下記の（１）式で表されるＦｎ１が－３５．０～－２４．０である、鋼材。
（１）式：Ｆｎ１＝３８Ｓｉ－７Ｍｎ＋７（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１７Ｃｒ－１０Ｍｏ
　ただし、前記（１）式中の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表し、該当する元素が含まれない場合は０を代入する。
＜２＞　前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：０．３０％以下、
Ｎｉ：０．３０％以下、及び
Ｍｏ：０．５０％以下
からなる群より選択される１種以上をさらに含有する＜１＞に記載の鋼材。
＜３＞　前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｂ：０．０００３％未満、
Ｔｉ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．０１０％未満、
Ｖ：０．０５％以下、及び
Ｐｂ：０．０９％以下
からなる群より選択される１種以上をさらに含有する＜１＞又は＜２＞に記載の鋼材。
＜４＞　９２５℃まで加熱して６０分間保持した後、０．５～１．０℃／ｓの冷却速度で室温まで放冷する焼準処理を施した場合に、
　組織が、
ベイナイト分率：５％未満、並びに
残部：フェライト及びパーライト
であり、
　平均硬さが、
ビッカース硬さ：１９０以下
になり得る、＜１＞～＜３＞のいずれか１つに記載の鋼材。
＜５＞　組織が、
ベイナイト分率：５％未満、並びに
残部：フェライト及びパーライト
であり、
　平均硬さが、
ビッカース硬さ：１９０以下
である、＜１＞～＜３＞のいずれか１つに記載の鋼材。
＜６＞　棒鋼である＜１＞～＜５＞のいずれか１つに記載の鋼材。
＜７＞　粗形材である＜５＞に記載の鋼材。
＜８＞　浸炭用である＜１＞～＜７＞のいずれか１つに記載の鋼材。
＜９＞　＜８＞に記載の鋼材に浸炭処理を加えることにより得られる浸炭鋼部品。
　本開示の鋼材は、焼準処理した後の被削性に優れ、さらに浸炭焼入れ品とした際に部品摺動面の耐摩耗性、特に高負荷が繰り返されることによる耐疲労摩耗性、低サイクル曲げ疲労強度及び転動疲労寿命に優れる。
実施例において摩耗試験（二円筒転がり疲労試験）に供した「段付き丸棒試験片」の形状を示す側面図である。 実施例において回転曲げ疲労試験に供した「切欠き付き回転曲げ疲労試験片」の形状を示す側面図である。 実施例において転動疲労試験に供した「転動疲労試験片」の形状を示す側面図である。 実施例において図１の「段付き丸棒試験片」を作製するために切り出した素材、図２の「切欠き付き回転曲げ疲労試験片」、及び図３の「転動疲労試験片」に施した「浸炭焼入れ－焼戻し」のヒートパターンを示す図である。 実施例の摩耗試験（二円筒転がり疲労試験）において、図１の「段付き丸棒試験片」の相手材として用いた試験片の形状を示す側面図である。
　以下、本開示の鋼材及び浸炭鋼部品について詳しく説明する。
　なお、本開示における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
　また、本開示において、「～」を用いて表される数値範囲は、特に断りの無い限り、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。
　本開示に段階的に記載されている数値範囲において、ある段階的な数値範囲の上限値又は下限値は、他の段階的な記載の数値範囲の上限値又は下限値に置き換えてもよく、また、実施例に示されている値に置き換えてもよい。
　本開示において、「鋼材」とは、組織、形状、熱処理の前後などは限定されず、例えば溶鋼を鋳造して得られるインゴット、これに鍛造、圧延などの加工を施して得られる鋼片、これにさらに圧延などの成形加工を施して得られる棒鋼、線材等が挙げられる。さらに焼準処理などの熱処理を施した鋼材、鍛造、切削などによって粗形状にした鋼材（粗形材）等が挙げられる。
　本発明者は、前記した課題を解決するために、浸炭焼入れ品を用いた摩耗試験を行い、種々の検討を実施した。その結果、下記（ａ）～（ｇ）の知見を得た。
　（ａ）浸炭焼入れ品の疲労摩耗は、対象材の表層に深さ５μｍ程度の微小き裂が多数発生し、それらが連結してはく離することによって生ずるものと考えられる。
　（ｂ）き裂発生部の硬さは摩耗試験前に比較して著しく増大し、マルテンサイト組織は塑性変形を受けている。一方、き裂発生部の残留オーステナイト量は、試験前に比較して低減している。
　（ｃ）上記のことから、浸炭焼入れ品の表層では塑性変形による加工硬化と、残留オーステナイトの加工誘起マルテンサイト変態の両方が生じるものと考えられる。
　（ｄ）一方、マルテンサイトの硬さは一般的に含有炭素量で整理できるが、通常は共析濃度以上になると残留オーステナイトの量が増大するため、炭素含有量に対する硬さは頭打ちになる。
　（ｅ）しかし、浸炭焼入れ品の表層５μｍ以内では炭素濃度が共析濃度以上でも、摩耗試験中に残留オーステナイトが加工誘起マルテンサイト変態した場合には、摩耗試験前に比べて硬さが増大する。
　（ｆ）そのため、浸炭条件を変更し、表層の浸入炭素量を高くして焼入れすれば、浸炭焼入れ品の表層の残留オーステナイト量が増加し、摩耗試験時に微小き裂の発生を抑制することができるので、耐疲労摩耗性が高められると考えられる。
　（ｇ）しかしながら、表層の浸入炭素量を過度に高くすると、浸炭焼入れ品の表層にセメンタイトが生成するため、低サイクル曲げ疲労強度が低下すると考えられる。さらに、最も一般的なガス浸炭による量産の場合は、炭素ポテンシャルを高くすることは、煤生成の観点から必ずしも適当ではない。
　そこで本発明者はさらに、量産での浸炭条件として一般的な範囲（例えば、ガス浸炭であれば、炭素ポテンシャルが０．７～０．９％の範囲）であっても耐疲労摩耗性を高め且つ低サイクル曲げ疲労強度を高められる浸炭焼入れ品について、種々の詳細な検討を実施した。その結果、下記（ｈ）の重要な知見を得た。
　（ｈ）浸炭焼入れ後の残留オーステナイト量を制御するとともに、表層におけるセメンタイトの生成を抑止して、耐疲労摩耗性を高め且つ低サイクル曲げ疲労強度を高めるためには、鋼に含まれる個々の元素の含有量を適正化することに加えて、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｃａ、Ｎｉ及びＭｏの含有量を調整する必要がある。より具体的には、式中の元素記号をその元素の質量％での含有量として、［Ｆｎ１＝３８Ｓｉ－７Ｍｎ＋７（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１７Ｃｒ－１０Ｍｏ］の式で表わされるＦｎ１を、－３５．０～－２４．０の範囲内にする必要がある。Ｍｎ、Ｃａ、Ｃｒ及びＭｏは、残留オーステナイト量を増加させる方向に働く元素であるが、一方でＣｒなどは含有量が多くなると浸炭中の表層にセメンタイトを生成しやすくする元素でもある。また、Ｓｉ、Ｃｕ、及びＮｉは、焼入れ性を高める一方で、含有量が多くなると逆に残留オーステナイト量を低下させる方向に働く元素でもある。これらの元素の含有量による上記式で表わされるＦｎ１が所定の範囲であることで、セメンタイトの生成を抑止しつつ、耐疲労摩耗性を高められるものと考えられる。
　本発明者はさらに、浸炭焼入れ品について所望の転動疲労寿命を得る際の硫化物系介在物についても検討を行った。その結果、下記の知見（ｉ）～（iv）が得られた。
　（ｉ）硫化物系介在物は、通常、高温で変形し易いので、熱間加工時に容易に変形して延伸する。延伸した硫化物系介在物は、高負荷が繰り返される使用環境下（例えば浸炭焼入れ品を軸受部品として使用する環境下等）において疲労起点となり、表面を起点とする剥離が起きやすくなるため、転動疲労寿命が短くなる。それ故、転動疲労寿命を延ばすには、高温における硫化物系介在物の変形抵抗を高めることが有効である。
　（ii）即ち、高温における硫化物系介在物の変形抵抗を高めると、熱間加工時に硫化物系介在物が延伸し難くなり、球状を維持するので、硫化物系介在物が疲労起点となり難いものと考えられる。
　（iii）なお、硫化物系介在物にＣａが固溶すれば、高温での変形抵抗が高くなる。それ故、Ｃａが固溶した硫化物系介在物は、熱間加工後でも球状を維持して、アスペクト比（硫化物系介在物の長径／短径比）が小さくなる。具体的には、Ｃａを１ｍｏｌ％以上含む硫化物系介在物の熱間加工後のアスペクト比は、Ｃａが１ｍｏｌ％未満の硫化物系介在物の熱間加工後のアスペクト比よりも小さい。
　（iv）以上の効果を得るためにはＣａの含有量を適切に調整することが必要である。より具体的には、質量％の含有量で、Ｃａの範囲を０．０００２％～０．００１０％の範囲内にする必要がある。
　本発明者はさらに、所望の部品形状に切削加工する際の被削性についても検討を行った。その結果、所定の化学組成の範囲内であり、鋼材の組織及び平均硬さに関してそれぞれ、ベイナイト分率が５％未満、且つ残部がフェライトとパーライトの組織、及び、ビッカース硬さＨＶで１９０以下の平均硬さ、である場合には、極めて良好な被削性が確保できるとの知見が得られた。
　本開示に係る鋼材は、上記知見に基づいて完成されたものである。以下、本開示に係る鋼材について詳細に説明する。
　（Ａ）化学組成：
　Ｃ：０．１０％～０．３０％
　Ｃは、浸炭焼入れしたときの部品の芯部強度を確保するために必須の元素である。しかし、その含有量が０．１０％未満では不十分であり、低サイクル曲げ疲労強度が低下する。一方、Ｃの含有量が０．３０％を超えると、浸炭焼入れに供する鋼材（例えば焼準後の鋼材）の組織がベイナイト主体となり硬さが増加し被削性が悪化する。したがって、Ｃの含有量を０．１０％～０．３０％とした。Ｃの含有量は、０．１５％以上とすることが好ましく、０．１８％以上とすることが一層好ましい。また、Ｃの含有量は０．２５％以下とすることが好ましく、０．２３％以下とすることが一層好ましい。
　Ｓｉ：０．１３％～０．３０％
　Ｓｉは、焼入れ性を高める作用を有するが、浸炭処理の際、表面に酸化物を形成することにより、浸炭異常層の要因となりうる。特に、その含有量が０．３０％を超えると、浸炭異常層を形成して炭素の侵入を阻害し、不完全焼入れ組織とよばれるベイナイト及び／又はパーライトなどの軟質組織が生成して低サイクル曲げ疲労強度が低下する。しかし、Ｓｉの含有量を０．１３％未満にすると、焼入れ性を高める作用が少なく、芯部強度が確保できないため、低サイクル曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｓｉの含有量を０．１３％～０．３０％とした。Ｓｉの含有量は０．１５％以上とすることが好ましく、０．１７％以上とすることが一層好ましい。また、Ｓｉの含有量は０．２８％以下とすることが好ましく、０．２５％以下とすることが一層好ましい。
　Ｍｎ：０．５０％～１．００％
　Ｍｎは、焼入れ性を高める効果が大きく、浸炭焼入れしたときの部品の芯部強度を確保するために必須の元素である。また、Ｍｎには炭素侵入を助ける効果がある。しかし、その含有量が０．５０％未満では不十分であり、低サイクル曲げ疲労強度が低下するとともに、表面の残留オーステナイトの形成が不十分となり、十分な耐摩耗性が得られない。一方、Ｍｎの含有量が１．００％を超えると、過度に焼入れ性を高め、浸炭焼入れに供する鋼材（例えば焼準後の鋼材）の組織がベイナイト主体となり硬さが増加し被削性が悪化するだけでなく、浸炭（例えばガス浸炭）焼入れ時に浸炭異常層が形成され、低サイクル曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．５０％～１．００％とした。Ｍｎの含有量は、０．５５％以上とすることが好ましく、０．６０％以上とすることが一層好ましい。また、Ｍｎの含有量は０．９５％以下とすることが好ましく、０．９０％以下とすることが一層好ましい。
　Ｓ：０．００３％～０．０２０％
　Ｓは、Ｍｎ及びＣａと結合して硫化物系介在物（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓを形成し、被削性を向上させる。しかし、その含有量が０．００３％未満では、前記の効果が得難い。一方、Ｓの含有量が多くなると、Ｍｎ及びＣａとの結合で（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓの生成量が増加するため、鋼中のＭｎ量が低下し焼入れ性を劣化させる。また、低サイクル曲げ疲労試験及び転動疲労試験において、粗大な（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓを起点として疲労破壊及び／又は転動疲労が生じることがある。したがって、Ｓの含有量を０．００３％～０．０２０％とした。Ｓの含有量は、０．００５％以上とすることが好ましく、０．００７％以上とすることが一層好ましい。また、Ｓの含有量は０．０１８％以下とすることが好ましく、０．０１５％以下とすることが一層好ましい。
　Ｃｒ：１．６５％～２．００％
　Ｃｒは、炭素との親和性が高いため、浸炭（例えばガス浸炭）時に表面炭素濃度を増大させる効果があり、また、浸炭層のＭｓ点を低下させる効果がある。その結果、浸炭焼入れ後の表層に残留オーステナイトが生成するため、疲労摩耗に対する耐摩耗性向上に有効な元素である。しかし、その含有量が１．６５％未満では、前記の効果が十分でなく、目標とする耐摩耗性が得られない。一方、Ｃｒの含有量が２．００％を超えると、浸炭（例えばガス浸炭）中の表層にセメンタイトが生成しやすくなり、低サイクル曲げ疲労強度が低下する。また、浸炭焼入れに供する鋼材（例えば焼準後の鋼材）の組織がベイナイト主体となり硬さが増加し被削性が悪化する。したがって、Ｃｒの含有量を１．６５％～２．００％とした。Ｃｒの含有量は、１．７０％以上とすることが好ましく、１．７５％以上とすることが一層好ましい。また、Ｃｒの含有量は１．９５％以下とすることが好ましく、１．９０％以下とすることが一層好ましい。
　Ａｌ：０．０１０％～０．１００％
　Ａｌは、脱酸作用を有すると共に、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒の粗大化抑制に有効な元素である。しかし、Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、安定してオーステナイト粒の粗大化抑制効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、粗大な酸化物を形成しやすくなり、転動疲労寿命が短くなり、且つ低サイクル曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．０１０％～０．１００％とした。Ａｌの含有量は、０．０１５％以上とすることが好ましく、０．０２０％以上とすることが一層好ましい。また、Ａｌの含有量は０．０５５％以下とすることが好ましく、０．０５０％以下とすることが一層好ましい。
　Ｎ：０．００５０％～０．０２５０％
　Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成しやすく、上記のＡｌＮは、浸炭加熱時のオーステナイト粒の粗大化抑制に有効である。しかしＮ含有量が０．００５０％未満では、安定してオーステナイト粒の粗大化を抑制できない。一方、Ｎ含有量が０．０２５０％を超えると、製鋼工程において量産で安定して製造することが難しい。また、Ｎの含有量が多いと鋼の硬さを高め、被削性を損なうことがある。したがって、Ｎの含有量を、０．００５０％以上０．０２５０％以下とした。Ｎの含有量は、０．００８０％以上とすることが好ましく、０．０１００％以上とすることが一層好ましい。また、Ｎの含有量は０．０２００％以下とすることが好ましく、０．０１８０％以下とすることが一層好ましい。
　Ｃａ：０．０００２％～０．００１０％
　Ｃａは、ＭｎＳ中のＭｎの一部を置換し、（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓを形成し、硫化物系介在物を球状化する作用をなす元素である。また、Ｃａは、高温における硫化物系介在物の変形抵抗を高め、熱間加工時における硫化物系介在物の延伸を抑制して球状を維持し、転動疲労寿命を延ばす作用をなす元素である。
　Ｃａが０．０００２％未満であると、添加効果が十分に得られないので、Ｃａは０．０００２％以上とする。好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００４％以上である。一方、Ｃａが０．００１０％を超えると、粗大な酸化物が生成し、転動疲労寿命が短くなり、且つ低サイクル曲げ疲労強度が低下するので、Ｃａは０．００１０％以下とする。好ましくは０．０００９％以下、より好ましくは０．０００８％以下である。
　なお、Ｃａを意図的に添加しない場合は、鋼材におけるＣａ（不純物）の含有量は０．０００１％程度又はそれ以下になる。
　Ｐ：０．０２０％以下
　Ｐは、粒界偏析して粒界を脆化させやすい不純物元素であり、その含有量が０．０２０％を超えると、低サイクル曲げ疲労強度を低下させる。したがって、Ｐ含有量を０．０２０％以下とした。なお、不純物元素としてのＰ含有量はできる限り少なくすることが望ましいが、０．０２０％以下であれば大きな問題がないので、その上限を０．０２０％とする。ただし、より安定した低サイクル曲げ疲労強度を確保したい場合には、Ｐの含有量の上限は０．０１５％とすることが好ましく、０．０１０％とすることが一層好ましい。
　Ｏ（酸素）：０．００２０％以下
　Ｏは、不純物元素であり、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、転動疲労寿命が短くなり、且つ低サイクル曲げ疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｏ含有量が０．００２０％を超えると、低サイクル曲げ疲労強度の低下が著しくなる。なお、不純物元素としてのＯ含有量はできる限り少なくすることが望ましいが、０．００２０％以下であれば問題がないので、その上限を０．００２０％とする。
　残部：Ｆｅ及び不純物
　「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、意図的に含有させるものではなく、鉱石またはスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入するものであり、本開示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。
　本開示の鋼材は、Ｆｅの一部に代えて、他の元素を含んでもよい。以下、本開示の鋼材に含み得る任意元素について説明する。なお、以下に説明する元素は、任意元素であり、それらの含有量の下限値は０％でもよいし、０％超であってもよい。
　Ｃｕ：０．３０％以下
　Ｃｕは、焼入れ性を高める作用があり、浸炭処理後の低サイクル曲げ疲労強度及び耐ピッチング強度を高めるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が０．３０％を超えると、焼入れ性が過度に高くなることにより焼準後の鋼材における切削性が悪化する。また、浸炭性を阻害するために浸炭焼入れ後の残留オーステナイトが増加しにくくなり、耐摩耗性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｕ含有量は０．３０％以下とする。Ｃｕの含有量は０．２５％以下とすることが好ましく、０．２０％以下とすることが一層好ましい。
　一方、前記したＣｕの効果を安定して得るためには、Ｃｕの含有量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることが一層好ましい。
　Ｎｉ：０．３０％以下
　Ｎｉは、焼入れ性を高める作用があり、さらに、靱性を高める作用もあって、低サイクル曲げ疲労強度及び耐ピッチング強度を高めるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が０．３０％を超えると、焼入れ性が過度に高くなることにより焼準後の鋼材における切削性が悪化する。また、浸炭性を阻害するために浸炭焼入れ後の残留オーステナイトが増加しにくくなり、耐摩耗性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｉ含有量は０．３０％以下とする。Ｎｉの含有量は０．２５％以下とすることが好ましく、０．２０％以下とすることが一層好ましい。
　一方、前記したＮｉの効果を安定して得るためには、Ｎｉの含有量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることが一層好ましい。
　Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｍｏは、焼入れ性を高める効果が大きく、低サイクル曲げ疲労強度及び耐ピッチング強度を高めるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．５０％を超えると、焼入れ性が過度に高くなることにより焼準後の鋼材における切削性が悪化する。また、浸炭焼入れに供する鋼材（例えば焼準後の鋼材）の組織にベイナイトが生成しやすくなるため、被削性が低下する。したがって、含有させる場合のＭｏ含有量は０．５０％以下とする。Ｍｏの含有量は０．１５％以下とすることが好ましく、０．１３％以下とするのが一層好ましい。
　一方、前記したＭｏの効果を安定して得るためには、Ｍｏの含有量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．０７％以上とすることが一層好ましい。
　Ｆｎ１：－３５．０～－２４．０の範囲内
　本開示に係る鋼材は、下記（１）式で表されるＦｎ１が、－３５．０～－２４．０の範囲内である。
　（１）式：Ｆｎ１＝３８Ｓｉ－７Ｍｎ＋７（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１７Ｃｒ－１０Ｍｏ
　既に述べたとおり、上記の（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。なお、該当する元素が含まれない場合は、０（ゼロ）を代入する。
　浸炭焼入れ品において、有効に耐摩耗性を発現するためには浸炭焼入れ後に安定して残留オーステナイトを生成することが重要であると考えられる。このためには、Ｆｎ１が上記の範囲になければならない。Ｆｎ１は、浸炭（例えばガス浸炭）における炭素侵入のしやすさの指標であり、Ｆｎ１が小さいほど同じ浸炭条件でも、表面の炭素濃度は高くなる。しかしながら、Ｆｎ１が－３５．０より小さくなると、表面にセメンタイトが生成し低サイクル曲げ疲労強度が低下する。また、Ｆｎ１が－２４．０を超えると、表面の炭素濃度の上昇が不十分であり浸炭焼入れ時に生じる残留オーステナイト量が不十分となり、有効な耐摩耗性を発現できない。したがって、Ｆｎ１が－３５．０～－２４．０であることとした。Ｆｎ１は、－３３．０以上であることが好ましく、また、－２５．０以下であることが好ましい。
　本開示に係る鋼材は、本開示における効果を阻害しない範囲であれば、他の元素を含むことも許容される。そのような元素として、例えば、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｐｂが挙げられる。
　本開示に係る鋼材は、Ｂが含まれていてもよい。ただし、Ｂが過度に含まれると浸炭焼入れ時に形状歪みの原因となりうるため、Ｂ含有量は０．０００３％未満であることが好ましく、０．０００２％以下であることがより好ましい。
　本開示に係る鋼材は、Ｔｉが含まれていてもよい。ただし、Ｔｉが過度に含まれると、浸炭処理において表層が微細化し，粒界酸化物が密に生成して浸炭を阻害しうるため、Ｔｉ含有量は０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましい。
　Ｎｂは、０．０１０％未満の範囲で鋼に含まれていてもよい。ただし、Ｎｂが過度に含まれると、浸炭処理において表層が微細化し，粒界酸化物が密に生成して浸炭を阻害しうる。Ｎｂ含有量は０．００５％以下であることがより好ましい。
　本開示に係る鋼材は、Ｖが含まれていてもよい。ただし、Ｖが過度に含まれると粒界酸化物が密に生成して浸炭を阻害しうるため、Ｖ含有量は０．０５％以下であることが好ましい。
　Ｐｂは、鋼に含まれることにより被削性を改善する効果があるため、本開示に係る鋼材に含まれていてもよい。ただし、Ｐｂは環境負荷物質であるため、Ｐｂ含有量は０．０９％以下であることが好ましい。
　（Ｂ）焼準処理後における組織と平均硬さ：
　本開示の焼準処理後における鋼材は、前述の（Ａ）化学組成を有し、さらに、組織は、ベイナイト分率が５％未満、且つ残部がフェライトとパーライトであって、平均硬さが、ビッカース硬さＨＶで１９０以下である。
　焼準後の鋼材が、上記の組織と平均硬さの条件を満たすものでありＳの含有量が０．００３％～０．０２０％の範囲であれば、切削によって得たい部品形状に加工する際に、極めて良好な被削性が確保できる。
　上記組織のベイナイト分率は低いほどよく、０％であることが最適であるが、５％未満であれば被削性に問題はない。
　なお、組織観察には走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、観察倍率を１０００倍として写真を撮影し、得られた写真は画像処理ソフト上でベイナイト組織を色付けした後に、二値化処理して写真におけるベイナイトの分率を計算する。ベイナイト分率の測定の詳細については、後述する。
　焼準後の鋼材の硬さは、ビッカース硬さＨＶで１８８以下であることが好ましく、また、ビッカース硬さＨＶで１４０以上であることが好ましい。
　なお、ビッカース硬さはＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に準拠して、試験力を９．８Ｎとして測定される。測定方法の詳細については後述する。
　（Ｃ）鋼材の製造方法
　本開示に係る鋼材の製造方法は特に限定されず、前述した（Ａ）化学組成を有する鋼材を製造することができればいかなる製造方法を適用してもよい。
　また、本開示に係る鋼材として、前述した化学組成（Ａ）を有し、組織が、ベイナイト分率５％未満、且つ残部がフェライトとパーライトであって、平均硬さが、ビッカース硬さＨＶで１９０以下である鋼材を製造する方法も特に限定されるものではない。一例として、次のようにして得ることができる。
　まず、電気炉、真空誘導加熱炉などを用いて溶鋼を溶製し、且つ前述の（Ａ）化学組成に調整する。
　化学組成を調整した溶湯は、次に、インゴットに鋳造して、その後の鍛造など熱間加工によって、スラブ、ブルーム、ビレットなどいわゆる「鋼片」に加工してもよいし、また、連続鋳造して、直接にスラブ、ブルーム、ビレットなどいわゆる「鋼片」にしてもよい。さらに、上記の「鋼片」を素材として、加熱温度、保持時間等を通常の工業的条件とした加熱炉に保持した後に、さらに仕上圧延温度等を通常の工業的条件として熱間加工し、棒鋼など所望の形状に仕上げ、一旦常温まで冷却する。
　その後、さらに、加熱温度、保持時間等を通常の工業的条件とした加熱炉に保持した後に放冷して焼準することで、前述した組織と平均硬さを有する本開示の鋼材が得られる。焼準処理の条件は、最終的に製造する製品に要求される特性が得られるように設定すればよいが、例えば、９００～９５０℃に加熱し、３０～１２０分間保持した後、０．３～２．０℃／ｓの冷却速度で室温まで放冷することが挙げられる。
　なお、前記焼準を施さずに本開示の鋼材を作製してもよい。
　また、焼準後、鍛造、切削などによって、粗形状に加工した粗形材としてもよい。
　本開示に係る鋼材に浸炭処理を施すことにより、浸炭鋼部品として、例えば耐摩耗性を向上させたＣＶＴプーリなどの摺動部品を得ることができる。
　本開示に係る鋼材に対して行われる浸炭処理の方法としては、特に限定されるものではなく、例えば固体浸炭、液体浸炭、滴下式浸炭、ガス浸炭、真空浸炭、プラズマ浸炭等の各種方法が挙げられ、中でもガス浸炭が好ましい。なお、浸炭処理に伴って、公知の方法により焼入れ及び焼戻しが行われて、浸炭焼入れ品が得られる。
　以下、実施例により本開示をさらに詳しく説明する。
　表１、表２に示す化学組成を有する鋼１～４６を１００ｋｇ真空溶解炉で溶製後、造塊してインゴットを作製した。
　なお、表１、表２中の鋼１～１３、４０～４６は、化学組成が本開示で規定する範囲内にある本開示の実施例の鋼であり、一方、鋼１４～２５、２７～３８は、化学組成が本開示で規定する条件から外れた比較例の鋼である。表１、表２において、下線は本開示で規定する範囲外であることを意味する。また、表１、表２において、残部はＦｅ及び不純物である。
　なお、鋼２６は、化学組成が本開示で規定する条件にあるが、焼準後に球状化処理を行うと被削性が低下することを示す参考例である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 
　上記の各インゴットを１２５０℃まで加熱した後、１２０分間保持し、１０００～１２００℃の温度域で鍛伸して、直径３５ｍｍで長さ１０００ｍｍの棒鋼を１本直径２５ｍｍで長さ１０００ｍｍの棒鋼を３本，及び直径６０ｍｍで長さ５００ｍｍの棒鋼を６本作製し、室温まで放冷した。その後、９２５℃まで再加熱し６０分間保持した後、室温まで放冷する焼準処理を施した。焼準時の冷却速度は０．５～１．０℃／ｓであった。
＜硬さ測定＞
　焼準前及び焼準後の直径３５ｍｍの棒鋼の端部から５０ｍｍの位置から長さ１０ｍｍの横断サンプルをそれぞれ切り出して、樹脂に埋め込み、切断面を鏡面研磨し、ビッカース硬度計を使用してＨＶを調査した。
　具体的には、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験－試験方法」に準拠して、試験片の中心から６ｍｍの部位における任意の４点でのＨＶを、試験力を９．８Ｎとしてビッカース硬度計で測定し、その値を算術平均してＨＶを評価した。
＜組織観察＞
　ＨＶを測定した試験片は、次にその研摩面を２％ナイタール液でエッチングし、組織観察に供した。
　組織観察位置は、ＨＶ測定位置と同様の試験片の中心から６ｍｍの部位である。組織観察には走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用い、観察倍率を１０００倍として、上記部位における任意の４点（各点における視野面積：１００μｍ×８０μｍ）での写真を撮影した。得られた写真は画像処理ソフト上でベイナイト組織を色付けした後に、二値化処理して写真におけるベイナイトの分率を計算し、その値を算術平均してベイナイト分率を求めた。便宜上、ベイナイト分率が５％未満、残部がフェライト及びパーライトであったものを「フェライト－パーライト」、ベイナイト分率が５％以上、残部がフェライト及びパーライトで、かつ、フェライト及びパーライトの合計分率が５％以上であったものを「フェライト－パーライト－ベイナイト」、また、フェライト及びパーライトの合計分率が５％未満で、残部がベイナイトであったものを「ベイナイト」と区分した。また、上記ベイナイト分率にかかわらず、パーライト組織におけるセメンタイトが球状化されている場合には、上記のいずれとも異なる「球状化組織」と区分した。ここで、「セメンタイトが球状化されている」とは、パーライト組織中に存在するラメラーセメンタイトが熱処理によって分断され、各セメンタイトの平均アスペクト比が３．０以下となっていることを指す。
　なお、焼準後の平均硬さは、ＨＶで１９０以下を目標とし、また、焼準後の組織は、上述の「フェライト－パーライト」を目標とした。
＜被削性試験＞
　各鋼番号の焼鈍後（試験番号１００、１０１は、球状化処理後）の径６０ｍｍで長さ５００ｍｍの丸棒を旋削し直径５５ｍｍの試験片とし，被削性を評価した。使用したチップは超硬Ｐ２０グレード、コーティング無しで、周速２００ｍ／ｍｉｎ、送り０．３０ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み１．５ｍｍ、水溶性切削油を使用し、切削距離２０００ｍ後の主切れ刃の逃げ面の摩耗幅を評価した。後述する試験番号２番の逃げ面摩耗幅を基準として、１．２倍以上の摩耗幅を呈したものは、極めて良好な被削性を確保することができないと判断した。
＜浸炭焼入れ後の特性を評価するための試験片の作製＞
　次に、各鋼について焼準後の直径３５ｍｍの棒鋼から、図１に示す段付き丸棒試験片の素材を４個切り出した。また、直径２５ｍｍの棒鋼から、図２に示す切欠き付き回転曲げ疲労試験片を１２個切り出した。更に同じく直径２５ｍｍの棒鋼から、図３に示す転動疲労試験片を１０個切出した。段付き丸棒試験片の素材、切欠き付き回転曲げ疲労試験片、転動疲労試験片は、いずれも試験片の中心軸が、元となる棒鋼の中心軸と同方向となるように切り出した。
　上記段付き丸棒試験片を作製するために切り出した素材、切欠き付き回転曲げ疲労試験片及び転動疲労試験片は、いずれも図４に示すヒートパターンでガス浸炭による「浸炭焼入れ－焼戻し」に供した。なお、「Ｃｐ」は炭素ポテンシャルを、また、「６０℃油冷」は油温６０℃の油中に投入して冷却したことを意味する。さらに、「ＡＣ」は空冷を意味する。
　つまり、各サンプルに対し、９３０℃まで加熱した後、雰囲気の炭素ポテンシャル０．８％の条件で、９３０℃に保持したまま１８０分間、次いで８５０℃の温度で３０分間加熱した後、６０℃の油中で冷却した。さらに、１６０℃まで加熱した後、１２０分間保持し、室温まで空冷した。この浸炭処理により、表層における炭素濃度を０．８５％以上に調整し、また表層における残留オーステナイト量を１５％以上に制御することを目標とした。
　次いで、段付き丸棒試験片を作製するために切り出した素材は、表層の５０μｍを研摩除去して、図１に示す形状の段付き丸棒試験片に仕上げた。
　一方、図２に示す切欠き付き回転曲げ疲労試験片については、切欠き部も含めて研摩は行わなかった。
　更に図３に示す形状の転動疲労試験片については、表層の５０μｍを研磨除去し、鏡面仕上げとした。
　なお、図２における寸法の単位は「ｍｍ」であり、２種類の逆三角形の記号は、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「仕上記号」である。また、仕上記号に付した「Ｇ」は、ＪＩＳ　Ｂ　０１２２（１９７８）に規定の「研削」を示す加工方法の略号であることを意味する。さらに、「～（波ダッシュ）」は「波形記号」であり、生地であること、すなわち、前記の「浸炭焼入れ－焼戻し」処理した表面のままであることを意味する。
　また、図３における寸法の単位は「ｍｍ」である。
　各鋼について上記のようにして作製した段付き丸棒試験片の１個を用いて、直径２６ｍｍの部位をさらに５０μｍ深さ旋削して切粉を採取し、化学分析を行って炭素濃度を調査した。
　また、各鋼について、段付き丸棒試験片の残りの３個については、Ｘ線回折によって表面の残留オーステナイト量を測定してから摩耗試験に供した。摩耗試験の相手材には、図５に示す形状の試験片を使用した。
　なお、図５に示す形状の試験片を作製するための素材には、ＪＩＳ　Ｇ　４８０５（２００８）に規定の直径が１４０ｍｍの市販のＳＵＪ２の丸棒を長さ２２ｍｍに切断したものを使用し、８７０℃に６０分間保持後、１２０℃の油中に焼入れした後、図５の形状に研削加工した。なお、表面性状として、算術平均粗さＲａ（ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（２００１））が０．６～０．８μｍ、最大高さ粗さＲｚ（ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（２００１））が２．０～４．０μｍとなるように仕上げた。図５における寸法の単位は「ｍｍ」である。
＜摩耗試験＞
　摩耗試験は、二円筒転がり疲労試験によって実施した。該試験は、前記図１に示す段付き丸棒試験片の直径２６ｍｍの部位と、上記ＳＵＪ２を用いて作製した図５に示す形状の試験片（以下、「ＳＵＪ２ローラ」という。）の直径１３０ｍｍの部位とを接触させながら互いに転動させる方式である。接触時の面圧はヘルツ面圧２．４ＧＰａとし、転動繰り返し数５×１０６回にて段付き丸棒試験片を取り出し、ＳＵＪ２ローラとの接触部の摩耗深さを測定した。
　摩耗深さの測定には触針式の表面粗さ計を用いた。測定長さを２６ｍｍとし、試験片の軸方向に触針を走査することで断面曲線を得た。この断面曲線は１個の試験片あたり、円周方向に９０゜刻みで４回測定した。得られた断面曲線から、ＳＵＪ２ローラが接触していない非摩耗部と接触した摩耗部とにおける高さの差を測定し、４つの断面曲線から得られた高さの差のデータの平均値をその試験片の摩耗深さとした。
　各鋼について、上記３個の試験片での測定値の平均値を、「残留オーステナイト量」及び「摩耗深さ」とした。なお、摩耗深さの目標は２０μｍ以下であることとし、これを達成すれば耐摩耗性に優れるとした。
＜回転曲げ疲労試験＞
　また、切欠き付き回転曲げ疲労試験片を用いて回転曲げ疲労試験（ＪＩＳ　Ｚ　２２７４（１９７８）に規定の「金属材料の回転曲げ疲れ試験方法」）を実施した。なお、種々の荷重条件で試験片が破断するまで回転曲げ疲労試験を実施し、繰り返し数１×１０４回での疲労強度を算出した。なお、１×１０４回における回転曲げ疲労強度の目標は７００ＭＰａ以上であることとし、これを達成すれば低サイクル曲げ疲労強度に優れるとした。
＜転動疲労試験＞
　また、転動疲労試験片を用いて転動疲労寿命を評価した。試験は転動疲労試験片の直径１２ｍｍの部位と市販の直径１９．０５ｍｍの軸受鋼球とを接触させながら互いに転動させる方式である。接触時の面圧はヘルツ応力で４．５ＧＰａとし、Ｌ１０寿命（つまり試験片の総数（１０個）の９０％がはく離破壊を生じることなく回転できる総回転数）を算出した。Ｌ１０寿命が転動繰返し数１×１０８回に到達すれば、転動疲労寿命に優れるとして表３に「Ｙ」と表記し、１×１０８回に到達しなかった場合は「Ｎ」と表記した。
　表３に、上記の各試験結果をまとめて示す。なお、既に述べたように、ベイナイト分率が５％未満、残部がフェライト及びパーライトであったものを「フェライト－パーライト」、ベイナイト分率が５％以上、残部がフェライト及びパーライトで、かつ、フェライト及びパーライトの合計分率が５％以上であったものを「フェライト－パーライト－ベイナイト」、また、フェライト及びパーライトの合計分率が５％未満で、残部がベイナイトであったものを「ベイナイト」と区分した。ベイナイト分率が５％以下であっても、パーライト組織におけるセメンタイトの平均アスペクト比が３．０以下である場合には、上記のいずれとも異なる「球状化組織」と区分した。表３の「組織欄」にはそれぞれ、「フェライト－パーライト」を「Ｆ＋Ｐ」、「フェライト－パーライト－ベイナイト」を「Ｆ＋Ｐ＋Ｂ」及び「ベイナイト」を「Ｂ」と表記した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
 
　表３から明らかなように、化学組成が本開示で規定する範囲内にある本開示の実施例の鋼１～１３、４０～４６を用いた試験番号１～１３、４０～４６の場合、目標とする各種特性、すなわち、焼準後の平均硬さ、組織、及び被削性、ならびに、浸炭焼入れ－焼戻し後の耐摩耗性及び低サイクル曲げ疲労強度が得られていることが明らかである。
　これに対して、化学組成が本開示で規定する条件から外れた比較例の鋼１４～２５、２７～３８を用いた試験番号１４～２５、２７～３８の場合、目標とする特性の少なくとも１つが得られていない。
　試験番号１４の場合、鋼１４のＣの含有量が本開示で規定する範囲を下回るため、回転曲げ疲労試験片の芯部硬さが低くなり、１×１０４回の回転曲げ疲労強度が６８０ＭＰａと目標値を下回り、低サイクル曲げ疲労強度に劣る。
　試験番号１５の場合、鋼１５のＣの含有量が本開示で規定する範囲を上回るため、焼準後の組織が「フェライト－パーライト－ベイナイト」であり、また、焼準後の平均硬さもＨＶで２６０と目標を上回っている。このため、切削して部品形状に加工する際に極めて良好な被削性を確保することができない。
　試験番号１６の場合、鋼１６のＳｉの含有量が本開示で規定する範囲を下回るため、回転曲げ疲労試験片の芯部硬さが低くなり、１×１０４回の回転曲げ疲労強度が６６０ＭＰａと目標値を下回り、低サイクル曲げ疲労強度に劣る。
　試験番号１７の場合、鋼１７のＳｉの含有量が本開示で規定する範囲を上回るため、回転曲げ疲労試験片の浸炭異常層が深くなり、１×１０４回の回転曲げ疲労強度が６８０ＭＰａと目標値を下回り、低サイクル曲げ疲労強度に劣る。さらに、浸炭焼入れ後の段付き丸棒試験片の表面炭素濃度が低く、残留オーステナイト量も少ない。その結果、摩耗深さが２６μｍと目標深さを上回り、耐摩耗性にも劣る。
　試験番号１８の場合、鋼１８のＭｎの含有量が本開示で規定する範囲を下回るため、回転曲げ疲労試験片の芯部硬さが低くなり、１×１０４回の回転曲げ疲労強度が６８０ＭＰａと目標値を下回り、低サイクル曲げ疲労強度に劣る。さらに、浸炭焼入れ後の段付き丸棒試験片の表面炭素濃度が低く、残留オーステナイト量も少ない。その結果、摩耗深さが２５μｍと目標深さを上回り、耐摩耗性にも劣る。
　試験番号１９の場合、鋼１９のＭｎの含有量が本開示で規定する範囲を上回るため、焼準後の組織が「フェライト－パーライト－ベイナイト」であり、また、焼準後の平均硬さもＨＶで２６０と目標を上回っている。このため、切削して部品形状に加工する際に極めて良好な被削性を確保することができない。また、１×１０４回の回転曲げ疲労強度は目標に達したものの、ガス浸炭焼入れ時に浸炭異常層が形成されるため、上記強度は下限値の７００ＭＰａであり、低サイクル曲げ疲労強度が、本開示の実施例である試験番号１～１３の場合に比べて劣っている。
　試験番号２０の場合、鋼２０のＳの含有量が本開示で規定する範囲を上回るため、ＭｎＳの生成量が増加して鋼中に固溶するＭｎ量が低下し、焼入れ性が低下するので、回転曲げ疲労試験片の芯部硬さが低い。さらに、粗大なＭｎＳが生成しており、その粗大ＭｎＳを起点とした疲労破壊が生じたことにより、１×１０４回の回転曲げ疲労強度が６８０ＭＰａと目標値を下回り、低サイクル曲げ疲労強度に劣る。また、転動疲労試験では粗大ＭｎＳを起点としたはく離が生じ、到達繰返し数が１×１０８回に達せず、転動疲労寿命に劣る。
　試験番号２１の場合、鋼２１のＣｒの含有量が本開示で規定する範囲を下回るため、浸炭焼入れ後の段付き丸棒試験片の表面炭素濃度が低く、残留オーステナイト量も低い。その結果、摩耗深さが２２μｍと目標深さを上回り、耐摩耗性に劣る。
　試験番号２２の場合、鋼２２のＣｒの含有量が本開示で規定する範囲を上回るため、焼準後の組織が「フェライト－パーライト－ベイナイト」であり、また、焼準後の平均硬さもＨＶで２５０と目標を上回っている。このため、切削して部品形状に加工する際に極めて良好な被削性を確保することができない。さらに、回転曲げ疲労試験片の表層にセメンタイトが生成し、１×１０４回の回転曲げ疲労強度が６８０ＭＰａと目標値を下回り、低サイクル曲げ疲労強度にも劣る。
　試験番号２３の場合、鋼２３のＮｉの含有量が本開示で規定する範囲を上回るため、浸炭焼入れ後の段付き丸棒試験片の表面炭素濃度が低く、残留オーステナイト量も低い。その結果、摩耗深さが２３μｍと目標深さを上回り、耐摩耗性に劣る。
　試験番号２４の場合、鋼２４のＭｏの含有量が本開示で規定する範囲を上回るため、焼準後の組織が「ベイナイト」であり、また、焼準後の平均硬さもＨＶで３２０と目標を上回っている。このため、切削して部品形状に加工する際に極めて良好な被削性を確保することができない。
　試験番号２５の場合、鋼２５のＰの含有量が本開示で規定する範囲を上回るため、粒界強度が低下し容易に粒界破壊しやすくなったことにより、１×１０４回の回転曲げ疲労強度が６６０ＭＰａと目標値を下回り、低サイクル曲げ疲労強度に劣る。
　試験番号２７の場合、鋼２７の個々の元素の含有量は本開示で規定する範囲内であるものの、Ｆｎ１が本開示で規定する範囲を上回るため、浸炭焼入れ後の段付き丸棒試験片の表面炭素濃度が低く、残留オーステナイト量も少ない。その結果、摩耗深さが２４μｍと目標深さを上回り、耐摩耗性に劣る。
　試験番号２８の場合、鋼２８の個々の元素の含有量は本開示で規定する範囲内であるものの、Ｆｎ１が本開示で規定する範囲を下回るため、回転曲げ疲労試験片の表層にセメンタイトが生成して、１×１０４回の回転曲げ疲労強度が６８０ＭＰａと目標値を下回り、低サイクル曲げ疲労強度に劣る。
　試験番号２９の場合、鋼２９のＣａの含有量が本開示で規定する範囲を下回るために、粗大で延伸した硫化物を起点としたはく離が生じ、到達繰返し数が１×１０８回に達せず、転動疲労寿命に劣る。
　試験番号３０の場合、鋼３０のＣａの含有量が本開示で規定する範囲を上回るために、粗大なＣａ系酸化物が生成した。この結果、Ｃａ系酸化物を起点とした疲労破壊が生じたことにより、１×１０４回の回転曲げ疲労強度が６８０ＭＰａと目標値を下回り、低サイクル曲げ疲労強度に劣る。また、転動疲労試験ではＣａ系酸化物を起点としたはく離が生じ、到達繰返し数が１×１０８回に達せず、転動疲労寿命に劣る。
　試験番号３１の場合、鋼３１のＳの含有量が本開示で規定する範囲を下回っている。このため、切削して部品形状に加工する際に極めて良好な被削性を確保することができない。
　試験番号３２の場合、鋼３２のＣｕの含有量が本開示で規定する範囲を上回るため、浸炭焼入れ後の段付き丸棒試験片の表面炭素濃度が低く、残留オーステナイト量も低い。その結果、摩耗深さが２７μｍと目標深さを上回り、耐摩耗性に劣る。また、焼準後の平均硬さもＨＶで１９５と目標を上回っている。このため、切削して部品形状に加工する際に極めて良好な被削性を確保することができない。
　試験番号３３の場合、鋼３３のＭｏの含有量が本開示で規定する範囲を上回っているため、焼準後の組織が「ベイナイト」であり、また、焼準後の平均硬さもＨＶで３２０と目標を上回っている。このため、切削して部品形状に加工する際に極めて良好な被削性を確保することができない。かつＦｎ１が本開示で規定する範囲を下回るため、回転曲げ疲労試験片の表面炭素濃度が高く、表層にセメンタイトが生成して、１×１０４回の回転曲げ疲労強度が６６０ＭＰａと目標値を下回り、低サイクル曲げ疲労強度に劣る。
　試験番号３４の場合、鋼３４のＡｌの含有量が本開示で規定する範囲を下回っているため、焼準加熱時のオーステナイト粒径が粗大となり、焼準後の組織が「フェライト－パーライト－ベイナイト」である。また、焼準後の平均硬さもＨＶで２３０と目標を上回っている。このため、切削して部品形状に加工する際に極めて良好な被削性を確保することができない。さらに、オーステナイト粒径が粗大であるため、１×１０４回の回転曲げ疲労強度が６５０ＭＰａと目標値を下回り、低サイクル曲げ疲労強度にも劣る。
　試験番号３５の場合、鋼３５のＡｌの含有量が本開示で規定する範囲を上回っているため、粗大な酸化物を生成し、１×１０４回の回転曲げ疲労強度が６８０ＭＰａと目標値を下回り、低サイクル曲げ疲労強度に劣る。さらに粗大な酸化物を起点として転動疲労はく離が生じ、到達繰返し数が１×１０８回に達せず、転動疲労寿命に劣る。
　試験番号３６の場合、鋼３６のＮの含有量が本開示で規定する範囲を上回っているため、インゴットの表面に疵、内部に微細な割れが入りやすい。この結果、割れを起点として転動疲労はく離が生じ、到達繰返し数が１×１０８回に達せず、転動疲労寿命に劣る。また、焼準後の平均硬さもＨＶで１９５と目標を上回っている。このため、切削して部品形状に加工する際に極めて良好な被削性を確保することができない。
　試験番号３７の場合、鋼３７のＯの含有量が本開示で規定する範囲を上回っているため、粗大な酸化物を生成し、１×１０４回の回転曲げ疲労強度が６８０ＭＰａと目標値を下回り、低サイクル曲げ疲労強度に劣る。さらに粗大な酸化物を起点として転動疲労はく離が生じ、到達繰返し数が１×１０８回に達せず、転動疲労寿命に劣る。
　試験番号３８の場合、鋼３８のＮｂ含有量が多過ぎて、試験片加工後のガス浸炭工程で表層が微細化し、粒界酸化物が密に生成して浸炭層の状態を悪化させ、１×１０４回の回転曲げ疲労強度が６５０ＭＰａと目標値を下回り、低サイクル曲げ疲労強度に劣る。また、転動疲労試験では、到達繰返し数が１×１０８回に達せず、転動疲労寿命に劣る。
　試験番号１００、１０１の場合、焼準後に球状化焼鈍を行った。球状化焼鈍後の硬さが低く（ＨＶ１６５）、フェライト分率が大きく、旋削加工時に切粉が繋がりやすく、被削性試験における工具摩耗量も大きかった。
　本開示の鋼材は、浸炭用途に特に適しており、浸炭が施された部品に対して、良好な耐摩耗性、特に高負荷が繰り返されることによる良好な耐疲労摩耗性、高い低サイクル曲げ疲労強度及び長い転動疲労寿命を具備させることができる。さらに、焼準処理した後の本開示の鋼材は、被削性が極めて良好である。このため、自動車及び産業機械の歯車、シャフトなどの動力伝達部品、なかでも、摺動面の耐摩耗性、特に高負荷が繰り返されることによる耐疲労摩耗性、高い低サイクル曲げ疲労強度及び長い転動疲労寿命が要求される部品の素材として用いるのに好適である。

Claims (9)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．１０％～０．３０％、
    Ｓｉ：０．１３％～０．３０％、
    Ｍｎ：０．５０％～１．００％、
    Ｓ：０．００３％～０．０２０％、
    Ｃｒ：１．６５％～２．００％、
    Ａｌ：０．０１０％～０．１００％、
    Ｎ：０．００５０％～０．０２５０％、
    Ｃａ：０．０００２％～０．００１０％、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｏ：０．００２０％以下、並びに
    残部：Ｆｅ及び不純物であり、
    　下記の（１）式で表されるＦｎ１が－３５．０～－２４．０である、鋼材。
    （１）式：Ｆｎ１＝３８Ｓｉ－７Ｍｎ＋７（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１７Ｃｒ－１０Ｍｏ
    　ただし、前記（１）式中の元素記号は、その元素の含有量（質量％）を表し、該当する元素が含まれない場合は０を代入する。
  2. 　前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    Ｃｕ：０．３０％以下、
    Ｎｉ：０．３０％以下、及び
    Ｍｏ：０．５０％以下
    からなる群より選択される１種以上をさらに含有する請求項１に記載の鋼材。
  3. 　前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    Ｂ：０．０００３％未満、
    Ｔｉ：０．００５％以下、
    Ｎｂ：０．０１０％未満、
    Ｖ：０．０５％以下、及び
    Ｐｂ：０．０９％以下
    からなる群より選択される１種以上をさらに含有する請求項１又は請求項２に記載の鋼材。
  4. 　９２５℃まで加熱して６０分間保持した後、０．５～１．０℃／ｓの冷却速度で室温まで放冷する焼準処理を施した場合に、
    　組織が、
    ベイナイト分率：５％未満、並びに
    残部：フェライト及びパーライト
    であり、
    　平均硬さが、
    ビッカース硬さ：１９０以下
    になり得る、請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の鋼材。
  5. 　組織が、
    ベイナイト分率：５％未満、並びに
    残部：フェライト及びパーライト
    であり、
    　平均硬さが、
    ビッカース硬さ：１９０以下
    である、請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の鋼材。
  6. 　棒鋼である請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の鋼材。
  7. 　粗形材である請求項５に記載の鋼材。
  8. 　浸炭用である請求項１～請求項７のいずれか１項に記載の鋼材。
  9. 　請求項８に記載の鋼材に浸炭処理を加えることにより得られる浸炭鋼部品。
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