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

浸炭処理が行われる部品用の鋼材 Download PDF

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WO2019198415A1
WO2019198415A1 PCT/JP2019/010661 JP2019010661W WO2019198415A1 WO 2019198415 A1 WO2019198415 A1 WO 2019198415A1 JP 2019010661 W JP2019010661 W JP 2019010661W WO 2019198415 A1 WO2019198415 A1 WO 2019198415A1
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WO
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steel material
carburized
steel
content
less
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2019/010661
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English (en)
French (fr)
Inventor
根石　豊
貴文 天田
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Priority to JP2019534433A priority patent/JP6628014B1/ja
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    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
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    • 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
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor

Definitions

  • the present invention relates to a steel material, and more particularly, to a steel material used for parts subjected to carburizing treatment.
  • Steel materials used for machine structural parts generally contain a combination of Mn, Cr, Mo, Ni and the like.
  • Mechanical structural parts include parts that are carburized.
  • Steel materials used for parts subjected to carburizing treatment have the above-described chemical composition and are manufactured by casting, forging, rolling, or the like.
  • a part to be carburized is referred to as a “carburized part”.
  • Carburized parts are manufactured, for example, by the following method.
  • An intermediate product is manufactured by machining such as forging and cutting of steel.
  • Carburizing treatment is performed on the intermediate product to produce a carburized component including a carburized layer that is a hardened layer of the surface layer portion and a core portion that is a base material that is not affected by the carburizing treatment.
  • Forging methods can be roughly divided into hot forging, warm forging, and cold forging. Warm forging is characterized by less scale generation and improved dimensional accuracy than hot forging. Further, cold forging is characterized in that no scale is generated and dimensional accuracy is close to that of cutting. Therefore, after rough processing by hot forging, finish processing by cold forging, after light warm forging, by light cutting as finishing, or by molding only by cold forging Etc. have been studied.
  • Patent Document 1 discloses a carburizing steel that has a lower deformation resistance during cold forging than a conventional steel, a large limit working rate, and, after carburizing treatment, has a hardened layer and a core hardness equivalent to those of a conventional steel. Disclose.
  • the carburizing steel described in Patent Document 1 has a chemical composition of mass%, 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
  • the content expressed by mass% of each element in the chemical component is inevitable impurities, the following formula 1 as a hardness index, the following formula 2 as a hardenability index, and the following formula as a TiC precipitation amount index 3 is satisfied.
  • the carburizing steel of Patent Document 1 has the above-described chemical composition, thereby increasing the limit working rate during cold forging and obtaining a hardened layer and steel part hardness equivalent to those of conventional steel after carburizing treatment.
  • a plurality of carburized parts are used for machine structural parts used in automobiles.
  • carburized parts are also used for a variable diameter pulley of a continuously variable transmission (CVT).
  • CVT continuously variable transmission
  • large-sized carburized parts represented by variable diameter pulleys are manufactured by cutting after forging.
  • an excessive load is applied to the cold forging machine. Therefore, when forming large carburized parts by cold forging, multiple members are formed by cold forging, then these members are joined by welding such as friction joining or laser joining, and the joined steel members are carburized.
  • Methods for producing large carburized parts by processing have been studied.
  • the fatigue strength (joint fatigue strength) of the carburized part as a joining material is required.
  • the purpose of the present disclosure is that at the stage of steel, the limit working rate during cold forging is larger than that of conventional steel, and even when welding is performed, excellent fatigue strength is obtained after carburizing treatment. It is to provide a steel material for parts to be carburized.
  • Steel materials for parts to be carburized according to the present disclosure are: % By mass C: 0.09 to 0.16%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 0.40 to 0.60%, P: 0.030% or less, S: 0.025% or less, Cr: 0.90 to 2.00%, Mo: 0.10 to 0.40%, Al: 0.005 to 0.030%, Ti: 0.010 to less than 0.050%, Nb: 0.010 to 0.030%, N: 0.0080% or less, O: 0.0030% or less, B: 0.0003 to 0.0030%, Ca: 0.0005 to 0.0050%, Cu: 0 to 0.50%, Ni: 0 to 0.30%, and Balance: Fe and impurities, And has a chemical composition satisfying the formulas (1) to (3), In a cross section parallel to the axial direction of the steel material, Mn is contained at 10.0 mass% or more, S is contained at 10.0 mass% or more, and the equivalent circle diameter is 70.0 pieces / mm 2 or less with an equivalent circle diameter
  • the steel material according to the present disclosure has a higher limit working rate at the time of cold forging than the conventional steel material at the steel material stage, and is excellent at the stage of carburized parts (carburized parts) even when welding is performed. Fatigue strength is obtained.
  • FIG. 1 is a schematic diagram for explaining sample collection positions when measuring Mn sulfide and oxide in the present embodiment.
  • the present inventors regarding steel materials for parts to be carburized, reduce the deformation resistance of steel before cold forging (reduction in hardness), improve the limit working rate, and carburized parts after carburizing.
  • excellent properties for example, effective hardened layer depth and core hardness
  • detailed studies were conducted, and the following findings (a) to (g) were obtained.
  • alloy elements that improve the hardenability of steel such as Si, Mn, Cr, Mo, Ni, etc. It is necessary to contain the content so as to satisfy the formula (2) of the hardenability index described later.
  • (G) In order to further soften the steel material for parts to be carburized, it is preferable to perform slow cooling under the conditions described later after hot rolling or hot forging when manufacturing the steel material. . Thereby, the metal structure of steel materials can be controlled, and steel materials can be made softer. Thereby, the metal structure of the surface layer portion of the steel material is improved, the ductility is improved, and a steel material having a high limit working rate can be obtained.
  • the inventor further examined the fatigue strength (bonding fatigue strength) at the stage of carburized parts manufactured by carburizing after welding in the steel material of the present embodiment.
  • the fatigue strength at the stage of carburized parts manufactured by carburizing after welding if the following regulations are satisfied for inclusions in the cross section parallel to the axial direction of the steel material (that is, the longitudinal direction of the steel material) It has been found that (joining fatigue strength) is increased.
  • Mn is contained in an amount of 10.0% by mass or more
  • S is contained in an amount of 10.0% by mass or more
  • Mn sulfide having an equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m or more is 70.0 pieces / mm 2 or less.
  • Oxygen is contained in an amount of 10% by mass or more, and an oxide having an equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m or more is made 25.0 pieces / mm 2 or less.
  • Mn sulfide and oxide are present in the steel.
  • Mn sulfide and an oxide are defined as follows.
  • inclusions contain 10.0% by mass or more of S, 10.0% or more of Mn, and 10% by mass or more of oxygen.
  • inclusions having an equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m or more are included in “oxide” instead of “Mn sulfide”.
  • a HAZ region exists in the carburized part.
  • the HAZ region may have a lower strength than other regions. Therefore, inclusions are reduced as much as possible in order to ensure the strength of the HAZ region.
  • the number of Mn sulfides and oxides occupying most of the inclusions in the steel is reduced as much as possible. In this case, the strength of the HAZ region can be secured, and as a result, the fatigue strength of the carburized component can be increased.
  • the gist of the steel material for parts to be carburized according to the present embodiment completed based on the above knowledge is as follows.
  • the steel material of [2] is the steel material of [1],
  • the chemical composition is Cu: 0.005% to 0.50%, and Ni: 0.005% to 0.30%, 1 or more types selected from the group consisting of.
  • the steel material according to [1] or [2], The metal structure contains 85% to 100% of ferrite and pearlite in total in area%.
  • the steel material according to [1] or [2] contains 85% to 100% of ferrite and spheroidized cementite in total in area%.
  • the steel material according to any one of [1] to [4], The steel material is a steel bar.
  • Carbon (C) increases the hardenability of the steel material and increases the hardness of the core portion in the carburized component including the carburized layer and the core portion. If the C content is less than 0.09%, the hardness of the core portion of the carburized component is insufficient. On the other hand, if the C content exceeds 0.16%, the cementite fraction and the pearlite fraction of the metal structure of the steel material increase, the hardness of the steel material before forging increases significantly, and the critical processing rate also decreases. To do. Therefore, the C content is 0.09 to 0.16%. In addition, the C content of the conventional steel materials for parts subjected to the carburizing process is about 0.20%.
  • the C content is lower than that of conventional steel materials.
  • the minimum with preferable C content is 0.10%, More preferably, it is 0.11%.
  • the upper limit with preferable C content is 0.15%, More preferably, it is 0.14%.
  • Si 0.01 to 0.50%
  • Silicon (Si) increases the temper softening resistance of the carburized part and increases the fatigue strength of the carburized part. If the Si content is less than 0.01%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content exceeds 0.50%, the hardness of the steel material before forging increases and the critical processing rate decreases. Therefore, the Si content is 0.01 to 0.50%.
  • the preferable lower limit of the Si content is 0.015%, and more preferably 0.02%.
  • the preferable upper limit of the Si content is 0.48%, more preferably 0.46%.
  • Mn 0.40 to 0.60%
  • Manganese (Mn) increases the hardenability of the steel and increases the strength of the core of the carburized part. If the Mn content is less than 0.40%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content exceeds 0.60%, the hardness of the steel material before forging increases and the critical processing rate decreases. Therefore, the Mn content is 0.40 to 0.60%.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.42%, More preferably, it is 0.44%.
  • the upper limit with preferable Mn content is 0.58%, More preferably, it is 0.56%.
  • Phosphorus (P) is an unavoidable impurity. That is, the P content is more than 0%. P segregates at the austenite grain boundaries, embrittles the prior austenite grain boundaries, and causes grain boundary cracking. Therefore, the P content is 0.030% or less.
  • the upper limit with preferable P content is 0.026%, More preferably, it is 0.024%.
  • the P content is preferably as low as possible. However, if the P content is reduced to the utmost limit, productivity is lowered and manufacturing costs are increased. Therefore, in a normal operation, the preferable lower limit of the P content is 0.0001%.
  • S 0.025% or less Sulfur (S) is unavoidably contained. That is, the S content is more than 0%. S combines with Mn to form MnS and enhances the machinability of the steel material. This effect is obtained if the S content exceeds 0%. On the other hand, if the S content exceeds 0.025%, coarse MnS is generated, cracking is likely to occur during forging, and the critical compression ratio decreases. Accordingly, the S content is 0.025% or less. The upper limit with preferable S content is 0.022%, More preferably, it is 0.020%. When raising machinability more effectively, the minimum with preferable S content is 0.0001%, More preferably, it is 0.003%.
  • Chromium (Cr) increases the hardenability of the steel material and increases the strength of the core of the carburized part. If the Cr content is less than 0.90%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 2.00%, the hardness of the steel material before forging increases and the critical working rate decreases. Therefore, the Cr content is 0.90 to 2.00%.
  • the minimum with preferable Cr content is 0.95%, More preferably, it is 1.00%.
  • the upper limit with preferable Cr content is 1.95%, More preferably, it is 1.92%.
  • Mo 0.10 to 0.40% Molybdenum (Mo) increases the hardenability of the steel material and increases the strength of the core of the carburized component. If the Mo content is less than 0.10%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.40%, the hardness of the steel material before forging increases and the critical working rate decreases. Therefore, the Mo content is 0.10 to 0.40%.
  • the minimum with preferable Mo content is 0.11%, More preferably, it is 0.12%.
  • the upper limit with preferable Mo content is 0.38%, More preferably, it is 0.36%.
  • Al 0.005 to 0.030%
  • Aluminum (Al) is an element that forms AlN when solid solution N is present in the steel.
  • N in the steel is fixed as TiN by addition of Ti, there is almost no solid solution N in the steel.
  • Al does not form AlN and exists as solid solution Al in the steel.
  • Al existing in a solid solution state has an effect of improving the machinability of steel.
  • the Al content is preferably 0.005% or more.
  • the Al content exceeds 0.030%, the hardness of the steel material before forging increases, the deformation resistance increases, and the critical processing rate decreases. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.030%.
  • a preferable lower limit of Al is 0.010%.
  • a preferable upper limit of Al is 0.020%.
  • Titanium (Ti) fixes N in the steel as TiN and suppresses the formation of BN. Thereby, Ti secures the amount of solute B and improves the hardenability of the steel material. Ti further forms Ti carbide to suppress the coarsening of crystal grains during the carburizing process. If the Ti content is less than 0.010%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Ti content is 0.050% or more, the precipitation amount of Ti carbide is excessively increased, and the critical processing rate of the steel material before forging is lowered. Therefore, the Ti content is 0.010 to less than 0.050%. The minimum with preferable Ti content is 0.012%, More preferably, it is 0.014%. The upper limit with preferable Ti content is 0.048%, More preferably, it is 0.046%.
  • Nb 0.010 to 0.030%
  • Nb niobium
  • Nb carbonitride suppresses the coarsening of crystal grains due to the pinning effect. If the Nb content is less than 0.010%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.030%, the effect is saturated. Therefore, the Nb content is 0.010 to 0.030%.
  • the minimum with preferable Nb content is 0.011%, More preferably, it is 0.012%.
  • the upper limit with preferable Nb content is 0.029%, More preferably, it is 0.028%, More preferably, it is 0.027%.
  • N 0.0080% or less Nitrogen (N) is an unavoidable impurity. That is, the N content in the steel material is more than 0%. N combines with B to form BN, reducing the amount of solid solution B. In this case, the hardenability of the steel material decreases. If the N content exceeds 0.0080%, even if Ti is contained, N in the steel cannot be fixed as TiN, and it becomes difficult to secure solid solution B that contributes to hardenability. . Furthermore, coarse TiN is formed. Coarse TiN becomes a starting point of cracking during forging, and lowers the critical processing rate of the steel material before forging. Therefore, the N content is 0.0080% or less.
  • the upper limit with preferable N content is 0.0078%, More preferably, it is 0.0076%.
  • a lower N content is preferred. However, if the N content is reduced to the utmost limit, productivity is lowered and manufacturing costs are increased. Therefore, in a normal operation, the preferable lower limit of the N content is 0.0020%.
  • Oxygen (O) is an unavoidable impurity. That is, the O content in the steel material is more than 0%. O forms an oxide and lowers the bondability when an intermediate product before carburizing is manufactured by welding. In this case, the fatigue strength decreases. Therefore, the O content is 0.0030% or less.
  • the upper limit with preferable O content is 0.0029%, More preferably, it is 0.0028%. A lower O content is preferred. However, if the O content is reduced to the utmost limit, productivity is lowered and manufacturing costs are increased. Therefore, in a normal operation, the preferable lower limit of the O content is 0.0010%.
  • B 0.0003 to 0.0030% Boron (B) increases the hardenability of the steel material and increases the strength of the carburized component. This effect is obtained if the B content is 0.0003% or more. On the other hand, if the B content exceeds 0.0030%, the above effect is saturated. Therefore, the B content is 0.0003 to 0.0030%.
  • the minimum with preferable B content is 0.0004%, More preferably, it is 0.0005%.
  • the upper limit with preferable B content is 0.0028%, More preferably, it is 0.0026%.
  • Ca 0.0005 to 0.0050% Calcium (Ca) is contained in Mn sulfide and oxide and spheroidizes these inclusions. Furthermore, these inclusions are refined
  • the minimum with preferable Ca content is 0.0006%, More preferably, it is 0.0007%.
  • the upper limit with preferable Ca content is 0.0048%, More preferably, it is 0.0046%.
  • Fe and impurities The remainder of the chemical composition of the steel material for parts subjected to the carburizing process of the present embodiment is composed of Fe and impurities.
  • the impurities are those that are mixed from ore, scrap, or production environment as raw materials when industrially producing steel materials, and are not intentionally contained in steel. means.
  • impurities examples include all elements other than the above-mentioned impurities. Only one type of impurity may be used, or two or more types of impurities may be used. Impurities other than those described above are, for example, Sb, Sn, W, Co, As, Pb, Bi, H, and the like. These elements may have the following contents as impurities, for example. Sb: 0.0005% or less, Sn: 0.0005% or less, W: 0.0005% or less, Co: 0.0005% or less, As: 0.0005% or less, Pb: 0.0005% or less, Bi: 0.0005% or less, H: 0.0005% or less.
  • the chemical composition of the steel material for parts subjected to the carburizing process of the present embodiment may include one or more selected from the group consisting of Cu and Ni instead of part of Fe.
  • Cu 0 to 0.50% Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. That is, the Cu content may be 0%. When the Cu content exceeds 0%, Cu increases the hardenability of the steel material and increases the strength of the carburized component. Cu is an element that does not form oxides or nitrides in a gas carburizing gas atmosphere. Therefore, when Cu is contained, it becomes difficult to form an oxide layer or a nitride layer on the surface of the carburized layer or a carburized abnormal layer due to them. However, if the Cu content is too high, the ductility at a high temperature range of 1000 ° C. or higher is lowered, which causes a decrease in yield during continuous casting and rolling.
  • the Cu content is 0 to 0.50%.
  • the minimum with preferable Cu content is 0.005%, More preferably, it is 0.05%.
  • the upper limit with preferable Cu content is 0.45%, More preferably, it is 0.40%.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. That is, the Ni content may be 0%. When the Ni content exceeds 0%, Ni increases the hardenability of the steel material and increases the strength of the carburized component. However, if the Ni content is too high, the hardness of the steel material before forging increases and the limit working rate decreases. Therefore, the Ni content is 0 to 0.30%.
  • the minimum with preferable Ni content is 0.005%, More preferably, it is 0.05%.
  • the upper limit with preferable Ni content is 0.28%, More preferably, it is 0.25%.
  • 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 the hardness of the steel material.
  • the ferrite fraction is significantly increased in the structure of the steel material before forging as compared with the conventional steel material for parts subjected to carburizing treatment (C content is about 0.20%).
  • the hardness of the steel material is greatly influenced not only by the C content (perlite fraction) but also by the hardness of the ferrite.
  • the inventors have studied the contribution of each alloy element to the solid solution strengthening amount of ferrite and defined F1.
  • F1 is 0.235 or more, the hardness of the steel material before forging increases and the critical working rate decreases. On the other hand, if F1 is 0.140 or less, the hardness as a carburized component 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 upper limit with preferable F1 is less than 0.230, More preferably, it is 0.220, More preferably, it is 0.210.
  • the F1 value is a value obtained by rounding off the 4th decimal place of the calculated value.
  • B is effective in enhancing the hardenability of the core part of the carburized part.
  • the effect of improving the hardenability by containing B is low in the carburized layer which is the surface layer portion of the carburized component. This is because nitrogen enters the surface layer portion of the carburized part from the atmosphere during carburizing treatment, so that solid solution B is precipitated as BN, and the amount of solid solution B that contributes to improving hardenability is insufficient. Therefore, in order to ensure hardenability in the carburized layer which is the surface layer part of the carburized component, it is necessary to utilize an element that enhances the hardenability of the steel other than B.
  • F2 is composed of hardenability improving elements.
  • F2 is 13.0 or less, the hardness of the carburized layer and the effective hardened layer depth are equal to or higher than those of the conventional steel (the C content is about 0.20%) under the same carburizing conditions. (Depth at which the Vickers hardness becomes HV550 or more) cannot be obtained.
  • F2 is 45.0 or more, the hardness of the steel material before forging increases, and the limit working rate decreases. Therefore, F2 is more than 13.0 and less than 45.0.
  • F2 is preferably as large as possible within a range that satisfies the hardness index F1.
  • the minimum with preferable F2 is 13.2, More preferably, it is 15.0.
  • the F2 value is a value obtained by rounding off the second decimal place of the calculated value.
  • F3 Ti ⁇ N ⁇ (48/14).
  • F3 is an index related to the TiC precipitation amount.
  • all N is fixed in the form of TiN. That is, F3 means an excessive amount of Ti other than that consumed to form TiN.
  • “14” in F3 represents the atomic weight of N
  • “48” represents the atomic weight of Ti.
  • F3 Most of the amount of Ti defined by F3 is combined with C during the carburizing process to become TiC. This TiC has a pinning effect that prevents coarsening of crystal grains during carburization. If F3 is 0.004 or less, the amount of TiC deposited is insufficient. In this case, the coarsening of crystal grains during the carburizing process cannot be suppressed. On the other hand, if F3 is 0.030 or more, the precipitation amount of TiC is excessively increased, the hardness of the steel material before forging is increased, and the critical processing rate is decreased. Therefore, F3 is more than 0.004 and less than 0.030. A preferred lower limit of F3 is 0.008. A preferable upper limit of F3 is 0.028. The F3 value is a value obtained by rounding off the fourth decimal place of the calculated value.
  • the steel material When the chemical composition satisfies the hardness index F1, the hardenability index F2, and the TiC precipitation amount index F3 at the same time, the steel material has a lower deformation resistance during cold forging than the conventional steel, and the limit processing rate is low. growing. And after the carburizing process of this steel material, the carburized component which has the hardened layer and core part hardness equivalent to conventional steel can be obtained.
  • the metal structure of the steel material having the above-described chemical composition preferably contains 85% to 100% of ferrite and pearlite in total in area%.
  • the total area ratio of ferrite and pearlite in the metal structure is 85 to 100%, the hardness of the steel material is further lowered, the deformation resistance is lowered, and the limit working rate is improved. More preferably, the total area ratio of ferrite and pearlite is 95 to 100%.
  • the balance other than ferrite and pearlite includes bainite, martensite, cementite, and the like, which are harder than ferrite and pearlite. In order to obtain the above-mentioned effect by ferrite and pearlite, it is preferable that the remaining fractions of bainite, martensite, cementite, etc. are made 15% or less in area%.
  • the temperature range in which the surface temperature of the hot-worked steel after the hot-working process during the production of the steel is 800 ° C. to 500 ° C. is over 0 ° C./s and over 1 ° C./s It is preferable to perform a slow cooling step of slow cooling at the following cooling rate. Details of the manufacturing method will be described later.
  • the steel material composed of the above-described chemical components may contain 85 to 100% in total of ferrite and spheroidized cementite in area%.
  • the spheroidized cementite is a spheroidized cementite when the area of the cementite is 54% or more with respect to a circle whose diameter is the maximum length of cementite on the metal structure observation surface.
  • the total area ratio of ferrite and spheroidized cementite is 85 to 100%, the hardness of the steel material is further reduced, the deformation resistance is lowered, and the limit working rate is improved. More preferably, the total area ratio of ferrite and spheroidized cementite is 90 to 100%.
  • the balance of ferrite and spheroidized cementite includes pearlite, martensite, bainite, tempered martensite, tempered bainite, cementite, and the like.
  • the fraction of pearlite, martensite, bainite, tempered martensite, tempered bainite, cementite, etc., which is the balance, should be 15% or less in area%. Is preferred.
  • the Mn sulfide and oxide in the steel satisfy the following conditions in a cross section parallel to the axial direction of the steel material (that is, the longitudinal direction of the steel material).
  • Mn is contained in an amount of 10.0% by mass or more
  • S is contained in an amount of 10.0% by mass or more
  • Mn sulfide having an equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m or more is 70.0 pieces / mm 2 or less.
  • Oxygen is contained in an amount of 10% by mass or more, and an oxide having an equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m or more is made 25.0 pieces / mm 2 or less.
  • Mn sulfide and an oxide are defined as follows.
  • Mn sulfide Inclusions containing 10.0% by mass or more of Mn, 10.0% by mass or more of S, and equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m or more
  • Oxide containing 10% by mass or more of oxygen
  • inclusions having an equivalent diameter of 0.5 ⁇ m or more contain 10.0% by mass or more of S, 10.0% or more of Mn, and 10% by mass or more of oxygen.
  • inclusions having an equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m or more are included in “oxide” instead of “Mn sulfide”.
  • HAZ is included in the carburized parts.
  • An area exists.
  • the HAZ region may have a lower strength than other regions. In order to secure the strength of the HAZ region, inclusions are reduced as much as possible. If Mn sulfide and oxide satisfy the above (A) and (B), the strength of the HAZ region can be ensured, and as a result, the fatigue strength of the carburized parts integrated by bonding can be increased.
  • the number of Mn sulfides and the number of oxides in steel can be measured by the following method.
  • a sample is taken from the steel for the part to be carburized.
  • the steel material is a steel bar, as shown in FIG. 1, a sample is taken from the R / 2 position (R is the radius of the steel bar) in the radial direction from the central axis C1 of the steel bar.
  • the size of the observation surface of the sample is L1 ⁇ L2, where L1 is 10 mm and L2 is 5 mm.
  • the sample thickness L3, which is the direction perpendicular to the observation surface is set to 5 mm.
  • the normal line N of the observation surface is perpendicular to the central axis C1 (that is, the observation surface is parallel to the axial direction of the steel material), and the R / 2 position corresponds to the center position of the observation surface.
  • the observation surface of the collected sample is mirror-polished, and 20 visual fields (evaluation area per visual field: 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m) are randomly observed at a magnification of 1000 times using a scanning electron microscope (SEM).
  • SEM scanning electron microscope
  • Mn sulfide and oxide are identified using energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX).
  • EDX energy dispersive X-ray spectroscopy
  • the inclusion is Mn sulfide.
  • Ti and Ca may also be detected as elements other than Mn and S. In this case as well, all the above conditions are defined as Mn sulfide.
  • the inclusion is defined as an oxide.
  • inclusions defined as oxides Al, Si, Mg, Ca, Ti, and the like may be detected. Also in this case, if the above conditions are satisfied, it is identified as an oxide. Of the inclusions, inclusions containing 10.0 mass% or more of S, 10.0 mass% or more of Mn, and 10 mass% or more of O are not "Mn sulfide" Identified as "oxide”.
  • inclusions to be identified are inclusions having a circle equivalent diameter of 0.5 ⁇ m or more.
  • the equivalent circle diameter means the diameter of a circle when the area of each inclusion is converted into a circle having the same area.
  • the inclusion equivalent to the equivalent circle diameter is more than twice the beam diameter of EDX, the accuracy of elemental analysis will increase.
  • the beam diameter of EDX used for specifying the inclusion is 0.2 ⁇ m.
  • inclusions having an equivalent circle diameter of less than 0.5 ⁇ m cannot improve the accuracy of elemental analysis by EDX.
  • Inclusions having a circle-equivalent diameter of less than 0.5 ⁇ m have a very small effect on strength. Therefore, in this embodiment, Mn sulfides and oxides having an equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m or more are measured.
  • the upper limit of the equivalent circle diameter of the inclusion is not particularly limited, but is, for example, 100 ⁇ m.
  • the number of Mn sulfides per unit area (pieces / mm 2 ) is obtained. Further, the number of oxides per unit area (pieces / mm 2 ) is obtained based on the total number of oxides specified in each field of view and the total area of 20 fields of view.
  • the carburized component according to the present embodiment includes a carburized layer and a core part inside the carburized layer.
  • the carburized layer has an effective hardened layer depth of more than 0.4 mm and less than 2.0 mm.
  • the carburized layer means a depth from the surface where the Vickers hardness is HV550 or more.
  • the metal structure at a depth of 50 ⁇ m from the surface is preferably area%, contains 90 to 100% martensite, and has a Vickers hardness of HV650 to HV1000.
  • it is preferable that the metal structure at a depth of 0.4 mm from the surface is area%, contains martensite 90 to 100%, and has a Vickers hardness of HV550 to HV900. .
  • the wear resistance and fatigue strength are further increased. More preferably, the metal structure in the carburized layer at a depth of 50 ⁇ m from the surface contains 95 to 100% martensite, and the Vickers hardness is HV700 to HV1000.
  • the metal structure in the carburized layer at a depth of 0.4 mm from the surface contains 90 to 100% martensite and the Vickers hardness is HV550 to HV900, the surface fatigue strength and the fatigue strength are further increased. Rise. More preferably, the metal structure in the carburized layer at a depth of 0.4 mm from the surface contains 92 to 100% martensite, and the Vickers hardness is HV560 to HV900.
  • the Vickers hardness at a position of a depth of 2.0 mm from the surface is HV250 to HV500.
  • the chemical component at this position needs to be composed of the above-described chemical component. More preferably, the Vickers hardness is HV270 to HV450. It is preferable that the metal structure at the core portion at a depth of 2.0 mm from the surface contains at least one of martensite and bainite because the above effect can be further obtained.
  • the above-described metal structure can be observed with an optical microscope after performing nital corrosion or picral corrosion.
  • the sample subjected to the spheroidizing heat treatment is preferably subjected to picral corrosion.
  • the fraction of ferrite, pearlite, bainite, martensite, tempered martensite, tempered bainite, cementite, etc. can be determined by image analysis. Further, the number of spheroidized cementite, the number of cementite, and the maximum length of cementite can be obtained by mirror-polishing the observation surface, performing EBSD mapping without performing corrosion treatment, identifying cementite, and analyzing the image.
  • the observation surface is not particularly limited, but a cut surface perpendicular to the longitudinal direction may be used as the observation surface.
  • ferrite, pearlite, martensite, bainite, tempered martensite, tempered bainite, spheroidized cementite, and cementite are considered.
  • the calculation of the area fraction does not include nitrides and carbides such as BN, TiC, TiN, and AlN, other fine precipitates, inclusions, and retained austenite.
  • the above-mentioned measurement of the Vickers hardness is preferably carried out by measuring a total of 10 times for one sample using a micro Vickers measuring machine with a load of 0.49 N, and calculating the arithmetic mean value.
  • the measurement surface is not particularly limited, but a cut surface orthogonal to the axial direction (longitudinal direction) may be used as the measurement surface.
  • the steel making process includes a refining process, a heating and holding process, a final component adjusting process, and a casting process.
  • refining process In the refining process, first, refining in the converter (primary refining) is performed on the hot metal produced by a known method. Secondary refining is performed on the molten steel produced from the converter. In secondary refining, an alloy element is added to molten steel to produce molten steel that satisfies the above chemical composition.
  • deoxidation treatment is performed by adding Al to the molten steel discharged from the converter.
  • the removal treatment is performed.
  • secondary refining is performed.
  • composite refining is performed.
  • LF Laddle Furnace
  • VAD Vauum Arc Degassing
  • RH Rasterstahl-Hausen vacuum degassing
  • final adjustment of other alloy components excluding Si and Ca is performed.
  • the next treatment (heating and holding step and final component adjusting step) is performed on the molten steel.
  • V g gas flow rate (Nm 3 / min)
  • M l molten steel mass (ton) in the ladle
  • T l molten steel temperature (K)
  • h 0 gas blowing depth (m)
  • P 0 Molten steel surface pressure (Pa)
  • ⁇ stirring power value (W / ton)
  • ⁇ uniform mixing time (s).
  • the holding time ts is less than 2.0 times the uniform mixing time ⁇
  • the oxide present in the molten steel in the ladle cannot be sufficiently aggregated and coalesced. Therefore, the oxide cannot be levitated and removed, and the number of oxides increases.
  • Mg or the like mixed from the slag is combined with S in the molten steel to form MgS or the like, and MgS is dispersed in the molten steel. .
  • the dispersed MgS becomes a MnS precipitation site. As a result, the number of Mn sulfides increases.
  • the holding time ts is 2.0 times or more of the uniform mixing time ⁇ , the number of oxides in the steel can be suppressed. Furthermore, since MgS once formed becomes MgO by reoxidation, the number of MnS precipitation sites is reduced, and as a result, the number of Mn sulfides in the steel can be suppressed. As a result, after the final component adjustment step of the next step, Mn sulfide is 70.0 pieces / mm 2 or less and oxide is 25.0 pieces / mm 2 or less.
  • Si and Ca are added to the molten steel after the heating and holding step to produce a molten steel that satisfies the above chemical composition and formulas (1) to (3).
  • Si and Ca may be added to the molten steel as independent raw materials.
  • a Si—Ca alloy may be used as a raw material and added to the molten steel.
  • the oxide is modified from Al 2 O 3 to composite inclusions containing SiO 2 and CaO, and Mn sulfide is also Ca. It is reformed to sulfide containing. Therefore, on the precondition that the holding time ts is twice or more the uniform mixing time ⁇ , the Mn sulfide is 70.0 pieces / mm 2 or less and the oxide is 25.0 pieces / mm 2 or less. become.
  • Si is added before adding Al to the molten steel, deoxidation is not sufficiently performed, and as a result, the number of oxides exceeds 25.0 / mm 2 .
  • the Mn sulfide becomes 70.0 pieces / mm 2 or less and the oxide becomes 25.0 pieces / mm 2 or less. Therefore, in this embodiment, Al is added to molten steel, and then Si and Ca are added.
  • the order of addition of Si and Ca is not particularly limited. Si and Ca may be added simultaneously. Either Si or Ca may be added first.
  • a raw material (slab or ingot) is manufactured using the molten steel manufactured by the refining process. Specifically, a slab is manufactured by continuous casting using molten steel. Or it is good also as an ingot by an ingot-making method using molten steel. Moreover, you may implement lump rolling etc. with respect to the slab or ingot after a casting process as needed.
  • the steel material of this embodiment which has an above-described metal structure can be manufactured by selecting the following manufacturing method using this slab or ingot.
  • the following manufacturing method is preferably performed.
  • Hot working process As the hot working process, the slab after the casting process is subjected to hot rolling, hot forging, etc. to obtain a hot worked steel material.
  • Hot rolling is, for example, partial rolling, finish rolling using a continuous rolling mill having a plurality of rolling stands arranged in a row, or the like. Split rolling may be performed as necessary.
  • Plastic processing conditions such as processing temperature, processing rate, and strain rate in the hot processing step are not particularly limited, and appropriate conditions may be selected as appropriate.
  • the heating temperature in the hot working process is a known heating temperature, for example, 1100 to 1300 ° C.
  • the cooling rate at 800 ° C. to 500 ° C. which is the temperature for transformation from austenite to ferrite and pearlite
  • the structural fraction of bainite and martensite increases.
  • the hardness of the steel material increases, the deformation resistance increases, and the critical processing rate decreases. Therefore, it is preferable to limit the cooling rate in the above temperature range to more than 0 to 1.00 ° C./second. More preferably, it is more than 0 to 0.70 ° C./second.
  • a heat insulating cover, a heat insulating cover with a heat source, or a holding furnace is installed after the rolling line or hot forging line. do it.
  • the following production method is preferably performed.
  • a spheroidizing heat treatment step may be further performed on the hot-worked steel material subjected to the slow cooling.
  • the steel material of this embodiment can be manufactured by performing spheroidizing heat treatment.
  • the following heat treatment may be performed.
  • the hot-worked steel material subjected to the above slow cooling is heated to a temperature just below or just above Ac 1 point (temperature at which austenite begins to be generated during heating), and then slowly cooled.
  • the annealed hot-worked steel material is heated to a temperature just above the Ac 1 point, and cooled to a temperature just below the Ar 1 point (the temperature at which austenite completes transformation to ferrite, ferrite, or cementite during cooling). Repeat the process several times.
  • the hot-worked steel material subjected to the above slow cooling is quenched once and then tempered at a temperature range of 600 to 700 ° C. for 3 to 100 hours.
  • the method of spheroidization heat processing should just apply the conventionally well-known annealing or spheroidization heat processing method as mentioned above, and is not specifically limited.
  • the steel material that has been subjected to the spheroidizing heat treatment step can increase the critical working rate even if the hardness is high.
  • the steel material of this embodiment can be manufactured by the above manufacturing process.
  • the steel material of this embodiment is a steel bar, for example.
  • the present manufacturing method includes a cold working process for producing a plurality of intermediate members by performing cold working on the steel material of the above-described embodiment, and welding the plurality of produced intermediate members to an integrated product.
  • Cold working process As a cold working process, the steel material produced by the above-described production method is subjected to cold plastic working to give a shape to produce a plurality of intermediate members.
  • the plastic working conditions such as the processing rate and strain rate in the cold working process are not particularly limited, and suitable conditions may be selected as appropriate.
  • the cold working is, for example, cold forging.
  • the plurality of intermediate members are welded and integrated in the next welding process.
  • the above-described plurality of intermediate members are welded to form an integral product by friction bonding or laser bonding.
  • the welding method is not particularly limited.
  • the joining surface of the intermediate member may be formed flat by machining.
  • Mn sulfide is 70.0 pieces / mm 2 or less and oxide is 25.0 pieces / mm 2 or less. Therefore, it is excellent in bondability and is excellent in the joint fatigue strength of carburized parts.
  • Carburization process A carburizing process or a carbonitriding process is performed as a carburizing process with respect to the intermediate member integrally joined by the welding process.
  • the conditions of carburizing or carbonitriding are as follows: temperature is 830 to 1100 ° C., carbon potential is 0.5 to 1.2%, and carburizing time is 1 hour. The above is preferable.
  • a carburized part is obtained by performing a quenching process or a quenching / tempering process.
  • the temperature of the quenching medium is room temperature to 250 ° C. as a condition for quenching treatment or quenching / tempering treatment.
  • an annealing step may be further performed on the steel material before the cold working step.
  • the annealing conditions are not particularly limited, and known annealing conditions may be selected as appropriate.
  • a cutting step may be further performed on the steel material after the cold working step and before the carburizing step.
  • a cutting process is performed in the cutting process to give a shape to the steel material. By performing the cutting process, it is possible to impart a precise shape to the steel material, which is difficult only by cold plastic working.
  • a shot peening process may be further performed on the carburized parts after the finish heat treatment process.
  • compressive residual stress is introduced into the carburized component surface layer. Since the compressive residual stress suppresses the occurrence and progress of fatigue cracks, the tooth base and tooth surface fatigue strength of the carburized component can be further improved.
  • the shot peening treatment is desirably performed 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 embodiment of the present invention will be described more specifically with reference to examples.
  • the conditions in the examples are one example of conditions used to confirm the feasibility and effects of the present invention.
  • the present invention is not limited to this one condition example.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • a molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was prepared. At this time, refining was performed under the conditions shown in Table 2. The molten steel after refining was cast by continuous casting to obtain a slab.
  • Step making conditions (2) indicates the order of addition of Al, Si, and Ca.
  • “1” means that after adding and deoxidizing Al, Si and Ca were added.
  • “2” means that after adding Si, Al and Ca were added.
  • the manufactured slab was heated, it was subjected to ingot rolling to obtain a steel material having a cross section perpendicular to the longitudinal direction of 162 mm ⁇ 162 mm.
  • hot rolling was performed by a continuous rolling mill to obtain a round bar-like hot-worked steel material having a circular cut surface perpendicular to the longitudinal direction and a diameter of the cut surface of 35 mm.
  • This hot-worked steel was slowly cooled using a heat retaining cover or a heat retaining cover with a heat source as needed after the rolling line as a slow cooling step.
  • Table 2 shows the average cooling rate (° C./second) at 800 ° C. to 500 ° C. during slow cooling. For each test number, a plurality of hot-worked steel materials after slow cooling were prepared.
  • spheroidizing heat treatment was performed as a spheroidizing heat treatment step (SA step: Spheroidizing Annealing) on some of the hot-worked steel materials prepared.
  • SA step Spheroidizing Annealing
  • the hot-worked steel material was heated to 740 ° C. Thereafter, the steel material was gradually cooled at a cooling rate of 8 ° C./hr until the steel material temperature reached 650 ° C. The steel material was air cooled from 650 ° C. to room temperature.
  • the steel material was manufactured with the above manufacturing method.
  • a metal structure observation test piece was collected from a position of a diameter 1/4 of the cut surface from the peripheral surface of the rod-shaped steel material. Further, a critical compression ratio measurement specimen (6 mm ⁇ ⁇ 9 mm, notch shape: 30 degrees, depth 0.8 mm, radius of curvature of the tip portion 0.15 mm) was collected so that the longitudinal direction of the steel material was the compression direction. .
  • a specimen for metallographic observation was collected from a steel material that had been subjected to the slow cooling process and not subjected to the SA process, and was further collected from the steel material that had undergone the SA process.
  • the critical compression ratio measurement specimen was collected from a steel material that had been subjected to the slow cooling process and that had not been subjected to the SA process (as it was cooled), and was further collected from the steel material after the SA process (SA material).
  • SA material steel material after the SA process
  • Metal structure observation test A metal structure observation test was performed using the above-described metal structure observation test piece (slowly cooled test piece, post-SA test piece). Specifically, the test piece and the post-SA test piece were mirror-polished with slow cooling. The surface (observation surface) of the test piece that had been mirror-polished was cooled for 5 to 10 seconds with a nital corrosive solution (2% nitric acid alcohol). Further, the surface (observation surface) of the mirror-polished post-SA test piece was etched with a Picral corrosive solution (5% picric acid alcohol) for 10 to 20 seconds. Picric acid is 2,4,6-trinitrophenol.
  • the observation surface after etching was observed with an optical microscope to generate a photographic image.
  • a photographic image 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m per field of view, 20 fields of view observed
  • Table 2 shows the total area ratio (%) of the ferrite and pearlite obtained with the test piece while gradually cooling, and the total area ratio (%) of the ferrite and spheroidized cementite obtained with the post-SA test piece.
  • the remainder of the structure other than the above was pearlite, martensite, bainite, tempered martensite, tempered bainite, cementite, or the like.
  • the observation surface of the collected sample was mirror-polished and 20 fields of view (evaluation area per field of view 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m) were randomly observed at a magnification of 1000 times using a scanning electron microscope (SEM) 20 fields of view, 20 fields of view with SA material).
  • SEM scanning electron microscope
  • Mn sulfide and oxide were identified using energy dispersive X-ray spectroscopy (EDX). Specifically, in the elemental analysis result of the specified inclusion, when the Mn content is 10.0% or more and the S content is 10.0% or more, the inclusion is recognized as Mn sulfide. did. Moreover, in the elemental analysis result of the specified inclusion, when the O content was 10% or more, the inclusion was recognized as an oxide. Inclusions to be specified were inclusions having an equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m or more. The beam diameter of EDX used for specifying the inclusions was 0.2 ⁇ m.
  • Mn sulfides and oxides having an equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m or more in each of the slowly cooled material and SA material were measured. Based on the total number of Mn sulfides identified in each field of view and the total area of 20 fields of view, the number of Mn sulfides per unit area (pieces / mm 2 ) was determined. The number of oxides per unit area (pieces / mm 2 ) was determined based on the total number of oxides identified in each field of view and the total area of 20 fields of view.
  • Table 2 shows the number of Mn sulfides (pieces / mm 2 ) in the material with slow cooling and the number of oxides (pieces / mm 2 ) in the material with slow cooling.
  • the number of Mn sulfides in the SA material was the same as the number of Mn sulfides in the material as it was slowly cooled
  • the number of oxides in the SA material was the same as the number of oxides in the material as it was slowly cooled. It was.
  • Test specimens for carburization (20 mm ⁇ ⁇ 30 mm) from the position of the diameter 1/4 depth of the cut surface from the peripheral surface of the steel material of the as-cooled material of each test number so that the longitudinal direction becomes the compression direction. Collected.
  • This carburized test piece was subjected to upset compression with a compression ratio of 50% in the cold as a cold working step.
  • the conditions for upsetting compression were room temperature, use of constraining dies, and strain rate of 1 / second.
  • the carburizing test piece after upset compression was subjected to gas carburizing by a shift furnace gas method as a carburizing process. This gas carburization was carried out at 950 ° C.
  • the Vickers hardness HV at 10 positions of 0.4 ⁇ m depth was measured, and the arithmetic average value thereof was defined as the Vickers hardness HV at the 0.4 ⁇ m depth position. If the hardness at a position 50 ⁇ m deep from the surface is HV650 to HV1000, or if the hardness at a position 0.4 mm deep from the surface is HV550 to HV900, the hardness is sufficient and judged as acceptable. did. Table 3 shows the measurement results.
  • the martensite fraction (area ratio (%)) in the observation field was calculated by image analysis.
  • the remainder other than the above was ferrite, pearlite, bainite, tempered martensite, tempered bainite, spheroidized cementite, or cementite.
  • the Vickers hardness and chemical composition of the core part of the above carburized parts were measured by the following methods.
  • the Vickers hardness at a depth of 2 mm from the surface was determined by a Vickers hardness test in accordance with JIS Z 2244 (2009) using a Vickers hardness meter.
  • the load during the test was 49N.
  • the measurement was performed 10 times at a 2 mm depth position, and the arithmetic average value was defined as the Vickers hardness (HV) at a 2 mm depth position from the surface.
  • the obtained Vickers hardness is shown in Table 2. When the Vickers hardness was HV250 to HV500, the hardness was sufficient and it was determined to be acceptable. Table 3 shows the measurement results.
  • a round bar having a diameter of 20 mm and a length of 150 mm was produced by machining a round bar having a diameter of 35 mm, which was a steel material of each test number (slowly cooled material, SA material). Using this round bar, a basic fatigue test piece and a joint fatigue test piece were prepared.
  • the basic fatigue test piece was prepared by the following method.
  • An Ono type rotating bending fatigue test piece having an evaluation part diameter of 8 mm and a parallel part length of 15.0 mm was prepared from the center of the cross section of a round bar having a diameter of 20 mm and a length of 150 mm. This test piece was used as a basic fatigue test piece.
  • the joint fatigue test piece was produced by the following method. A round bar having a diameter of 20 mm and a length of 150 mm between the same specimen numbers was abutted, and a joined round bar was created under the following friction welding conditions.
  • Friction welding conditions Friction pressure: 100 MPa, friction time: 5 sec, Upset pressure (pressure applied from both ends of the round bar to the joint): 200 MPa, Upset time (pressurization time to the joint): 5 sec, Rotational speed: 2000rpm, Throw away: 5-12mm
  • An Ono-type rotary bending fatigue test piece having an evaluation part diameter of 8 mm and a parallel part length of 15.0 mm was prepared from the center of the cross section of the bonded round bar, and used as a pressure contact fatigue test piece.
  • the central portion in the longitudinal direction of the parallel portion was used as the joint surface.
  • the basic carburization test piece and the joint fatigue test piece were subjected to the following carburizing and quenching treatment to obtain carburized parts (carburized parts using slowly cooled materials, carburized parts using SA materials).
  • carburizing and quenching treatment gas carburizing was carried out by the shift furnace gas method. Specifically, the carbon potential was set to 0.8% and held at 950 ° C. for 5 hours. Thereafter, the same carbon potential was maintained at 850 ° C. for 0.5 hour. Then, it immersed in 130 degreeC oil and implemented oil quenching. After oil quenching, tempering was performed at 150 ° C. for 90 minutes.
  • An Ono-type rotating bending fatigue test was performed on the fabricated basic fatigue test pieces and joint fatigue test pieces. Specifically, using the above Ono type rotating bending fatigue test pieces (basic fatigue test piece, joint fatigue test piece), the Ono type rotation in accordance with JIS Z 2274 (1978) at room temperature and in the atmosphere. A bending fatigue test was performed. The rotation speed was 3000 rpm, the stress ratio R was ⁇ 1, and the maximum stress that did not break after 1 ⁇ 10 7 cycles of stress loading was defined as fatigue strength (MPa).
  • the obtained fatigue strength ratio is shown in Table 3. If the fatigue strength ratio was 85% or more, it was judged that excellent fatigue strength was obtained even after joining.
  • Test results The test results are shown in Tables 2 and 3. Referring to Tables 2 and 3, the chemical compositions of Test No. 1 to Test No. 11 were appropriate, and the formulas (1) to (3) were satisfied. Furthermore, the steelmaking conditions were also appropriate. Further, the cooling rate in the slow cooling process was also appropriate. Furthermore, a spheronization treatment was also appropriate. Therefore, the number of Mn sulfides in the material and SA material with slow cooling was 70.0 pieces / mm 2 or less, and the number of oxides was 25.0 pieces / mm 2 or less.
  • the total area ratio of ferrite and pearlite was 85 to 100% in the material while gradually cooled, and the total area ratio of ferrite and spheroidized cementite was 85 to 100% in the SA material.
  • the critical compression ratio was 68% or more for both the as-cooled material and the SA material, indicating an excellent critical compression ratio.
  • the Vickers hardness of the carburized layer of the carburized part of the material and the carburized part of the SA material were appropriate, and the martensite fraction at the 0.4 depth position was 90% or more. Furthermore, the core hardness and chemical composition were also appropriate, and the prior austenite grain size was not coarsened. Furthermore, in the joint fatigue test piece, the fatigue strength ratio was as high as 85% or more, and even when joined, excellent fatigue strength was exhibited.
  • test number 12 the C content was too high. Therefore, the total area ratio of ferrite and pearlite was less than 85% in the material with slow cooling. Furthermore, both the material and SA material with slow cooling had a limit compression rate of less than 68%, and a sufficient limit compression rate could not be obtained.
  • test number 13 the C content was too low. Therefore, sufficient hardness could not be obtained in the core portion of the carburized component made of the material and the core portion of the carburized component made of the SA material while being gradually cooled.
  • test number 14 the oxygen content was too high. Therefore, the number of oxides was too much for both the slowly cooled material and the SA material. As a result, in the joint fatigue test piece that simulated the carburized part of the material and the carburized part of the SA material while being gradually cooled, the fatigue strength ratio was as low as less than 85%.
  • test number 15 the N content was too high. Therefore, the solid solution B could not be ensured, and the core hardness was too low. Furthermore, since coarse TiN was produced, the critical processing rate of the steel materials (materials and SA materials as they were gradually cooled) was low.
  • F1 was less than the lower limit of formula (1). For this reason, the core hardness of the carburized part of the material while being gradually cooled and the core hardness of the carburized part of the SA material were too low.
  • test number 17 F1 exceeded the upper limit of formula (1). Therefore, the total area ratio of ferrite and pearlite was less than 85% in the material with slow cooling. Therefore, the critical processing rate of the steel material and the SA steel material as they were gradually cooled was low.
  • F2 was less than the lower limit of formula (2). Therefore, in the carburized part of the material while gradually cooling and the carburized part of the SA material, the hardness at the depth position of 0.4 mm was too low.
  • the holding time ts at a temperature of 1500 to 1600 ° C. was less than 2.0 times the uniform mixing time ⁇ with respect to the molten steel in the ladle after secondary refining. Therefore, the number of MnS exceeded 70.0 pieces / mm 2 and the number of oxides exceeded 25.0 pieces / mm 2 in the material and SA material with slow cooling. As a result, in the joint fatigue test piece that simulated the carburized part of the material and the carburized part of the SA material while being gradually cooled, the fatigue strength ratio was as low as less than 85%.
  • the average cooling rate at 800 ° C. to 500 ° C. in the slow cooling process after hot rolling was too fast. Therefore, in the structure of the steel material as it was gradually cooled, the total area ratio of ferrite and pearlite was less than 85%, and the critical compression ratio was less than 68%. On the other hand, in the structure of the SA steel material, the total area ratio of ferrite and spherical cementite was 85% or more, and the critical compression ratio of the SA material exceeded 68%. And the Vickers hardness of the carburized layer of the carburized part of SA material was appropriate, and the martensite fraction at the 0.4 mm depth position was 90% or more. Furthermore, the core hardness and chemical composition were also appropriate, and the prior austenite grain size was not coarsened. Furthermore, in the joint fatigue test piece, the fatigue strength ratio was as high as 85% or more, and excellent fatigue strength was exhibited even when joined.

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Abstract

浸炭処理前に溶接して部品を製造した場合でも、優れた疲労強度が得られる浸炭処理が行われる部品用の鋼材を提供する。本開示の鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０９～０．１６％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：０．４０～０．６０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ｃｒ：０．９０～２．００％、Ｍｏ：０．１０～０．４０％、Ａｌ：０．００５～０．０３０％、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％未満、Ｎｂ：０．０１０～０．０３０％、Ｎ：０．００８０％以下、Ｏ：０．００３０％以下、Ｂ：０．０００３～０．００３０％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、明細書に記載の式（１）～式（３）を満たす化学組成を有する。鋼材の軸方向に平行な断面において、Ｍｎ硫化物が７０．０個／ｍｍ2以下であり、酸化物が２５．０個／ｍｍ2以下である。

Description

浸炭処理が行われる部品用の鋼材
　本発明は、鋼材に関し、さらに詳しくは、浸炭処理が行われる部品に用いられる鋼材に関する。
　機械構造用部品に使用される鋼材は、一般に、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｎｉ等を組み合わせて含有する。機械構造用部品には、浸炭処理が行われる部品がある。浸炭処理が行われる部品に用いられる鋼材は、上述の化学組成を有し、鋳造、鍛造、圧延等によって製造される。以下、本明細書では、浸炭処理が行われる部品を「浸炭部品」と称する。
　浸炭部品はたとえば、次の方法で製造される。鋼材に対して、鍛造、及び、切削等の機械加工により中間品を製造する。中間品に対して、浸炭処理を実施して、表層部の硬化層である浸炭層と、浸炭処理の影響が及んでいない母材である芯部とを備える浸炭部品を製造する。
　浸炭部品を製造するコストのうち、切削加工に関わるコストが非常に大きい。切削加工は切削の工具が高価であるだけでなく、切りくずを多量に生成する。そのため、歩留まりの観点からも不利である。このため、切削加工を鍛造に置き換えることが試みられている。鍛造方法は熱間鍛造、温間鍛造、冷間鍛造に大別できる。温間鍛造はスケールの発生が少なく、熱間鍛造よりも寸法精度が改善されるという特徴がある。また、冷間鍛造はスケールの発生がなく、寸法精度が切削に近いという特徴がある。したがって、熱間鍛造で大まかな加工を行った後に冷間鍛造で仕上げ加工を行うこと、温間鍛造を行った後に仕上げとして軽度の切削を行うこと、又は、冷間鍛造のみで成型を行うこと等が検討されてきた。しかしながら、切削加工を温間鍛造又は冷間鍛造に置き換える場合、鋼材の変形抵抗が大きければ、金型にかかる面圧が増加し、金型寿命が低下する。そのため、切削に対するコストメリットが小さくなる。また、鋼材を複雑な形状に成型する場合、大きな加工が加わる部位に割れが生じる等の問題が発生する。このため、鋼材の軟質化や限界加工率の向上を目的として、種々の技術が検討されてきた。
　特許文献１は、従来鋼よりも冷間鍛造時の変形抵抗が小さく、限界加工率が大きく、さらに、浸炭処理後に、従来鋼と同等の硬化層及び芯部硬さを有する、浸炭用鋼を開示する。特許文献１に記載の浸炭用鋼は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０７％～０．１３％、Ｓｉ：０．０００１％～０．５０％、Ｍｎ：０．０００１％～０．８０％、Ｓ：０．０００１％～０．１００％、Ｃｒ：１．３０％超～５．００％、Ｂ：０．０００５％～０．０１００％、Ａｌ：０．０００１％～１．０％、Ｔｉ：０．０１０％～０．１０％を含有し、Ｎ：０．００８０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、化学成分中の各元素の質量％で示した含有量が、硬さ指標として下記の式１、焼入れ性指標として下記の式２、及び、ＴｉＣ析出量指標として下記の式３、を満たすことを特徴とする。０．１０＜Ｃ＋０．１９４×Ｓｉ＋０．０６５×Ｍｎ＋０．０１２×Ｃｒ＋０．０７８×Ａｌ＜０．２３５・・・（式１）、７．５＜（０．７×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．１６×Ｃｒ＋１）＜４４・・・（式２）、０．００４＜Ｔｉ－Ｎ×（４８／１４）＜０．０３０・・・（式３）。特許文献１の浸炭用鋼は、上述の化学組成を有することにより、冷間鍛造時の限界加工率を高め、浸炭処理後に、従来鋼と同等の硬化層及び鋼部硬さが得られる。
国際公開第２０１２／１０８４６０号公報
　ところで、自動車に用いられる機械構造用部品には、浸炭部品が複数利用されている。たとえば、無段階変速機（ＣＶＴ）の可変径プーリにも浸炭部品が利用されている。可変径プーリに代表される大型の浸炭部品は、上述のとおり、鍛造後に切削加工することにより製造されている。しかしながら、大型の鋼材を冷間鍛造により成型しようとすれば、冷間鍛造機に過剰な負荷がかかる。そのため、大型の浸炭部品を冷間鍛造により成型する場合、複数の部材を冷間鍛造により成型し、その後、これらの部材を摩擦接合やレーザー接合といった溶接により接合し、接合された鋼部材を浸炭処理することにより、大型の浸炭部品を製造する方法が検討されている。
　このように溶接により浸炭部品を製造する場合、接合材である浸炭部品の疲労強度（接合疲労強度）が求められる。
　本開示の目的は、鋼材の段階で、従来鋼材よりも冷間鍛造時の限界加工率が大きく、さらに、溶接を行った場合であっても、浸炭処理後において優れた疲労強度が得られる、浸炭処理が行われる部品用の鋼材を提供することである。
　以下、特に断らない限り、単に「鍛造」とは「冷間鍛造」を意味する。
　本開示による浸炭処理が行われる部品用の鋼材は、
　質量％で、
　Ｃ：０．０９～０．１６％、
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
　Ｍｎ：０．４０～０．６０％、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．０２５％以下、
　Ｃｒ：０．９０～２．００％、
　Ｍｏ：０．１０～０．４０％、
　Ａｌ：０．００５～０．０３０％、
　Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％未満、
　Ｎｂ：０．０１０～０．０３０％、
　Ｎ：０．００８０％以下、
　Ｏ：０．００３０％以下、
　Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
　Ｃｕ：０～０．５０％、
　Ｎｉ：０～０．３０％、及び、
　残部：Ｆｅ及び不純物、
　からなり、式（１）～式（３）を満たす化学組成を有し、
　前記鋼材の軸方向に平行な断面において、
　Ｍｎを１０．０質量％以上含有し、Ｓを１０．０質量％以上含有し、円相当径が０．５μｍ以上のＭｎ硫化物が７０．０個／ｍｍ2以下であり、
　酸素を１０質量％以上含有し、円相当径が０．５μｍ以上の酸化物が２５．０個／ｍｍ2以下である。
　０．１４０＜Ｃ＋０．１９４×Ｓｉ＋０．０６５×Ｍｎ＋０．０１２×Ｃｒ＋０．０３３×Ｍｏ＋０．０６７×Ｎｉ＋０．０９７×Ｃｕ＋０．０７８×Ａｌ＜０．２３５　式（１）
　１３．０＜（０．７０×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．２×Ｃｒ＋１）×（３．０×Ｍｏ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）＜４５．０　式（２）
　０．００４＜Ｔｉ－Ｎ×（４８／１４）＜０．０３０　式（３）
　ここで、式（１）～式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　本開示による鋼材は、鋼材の段階で、従来鋼材よりも冷間鍛造時の限界加工率が大きく、溶接を行った場合であっても、浸炭処理後の部品（浸炭部品）の段階で、優れた疲労強度が得られる。
図１は、本実施形態における、Ｍｎ硫化物及び酸化物を測定するときのサンプルの採取位置を説明するための模式図である。
　以下、本実施形態による浸炭処理が行われる部品用の鋼材について説明する。
　本発明者らは、浸炭処理が行われる部品用の鋼材に関して、冷間鍛造前の鋼材の変形抵抗の低減（硬さの低減）、及び、限界加工率の改善と、浸炭処理後の浸炭部品の優れた特性（例えば、有効硬化層深さ、芯部硬さ）とを両立するために詳細な検討を行い、以下の（ａ）～（ｇ）の知見を得た。
　（ａ）Ｃ含有量が低いほど、冷間鍛造前の鋼材の軟質化を図ることができる。しかしながら、Ｃ含有量が低すぎれば、浸炭処理後の浸炭部品の特性（例えば、有効硬化層深さ、芯部硬さ）を、Ｃ含有量が０．２０％程度である従来の鋼材（例えば、ＪＩＳ－ＳＣＲ４２０）と同等レベルにすることが、困難となる。浸炭部品として必要な芯部の硬さを得るためには、Ｃ含有量の下限値が存在する。
　（ｂ）なるべく低いＣ含有量で、できるだけ大きな有効硬化層深さと芯部硬さとを得るためには、浸炭部品の芯部の金属組織において、マルテンサイト分率を高めるのが好ましい。
　（ｃ）浸炭部品の芯部で、金属組織のマルテンサイト分率を高めるためには、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ等の鋼の焼入れ性を向上する合金元素（焼入れ性向上元素）の含有量を、後述する焼入れ性指標の式（２）を満たすように含有することが必要である。
　（ｄ）しかしながら、上記の焼入れ性向上元素の含有量が増加すると、焼入れ性向上元素によるフェライトの固溶強化等の効果によって、鋼材の硬さが増加してしまう。そのため、フェライトの硬さ上昇を抑制しつつ鋼材の焼入れ性を高めることができるＢを含有するとともに、Ｃ及び焼入れ性向上元素の含有量が、後述の硬さ指標の式（１）を満たすようにする。
　（ｅ）Ｂの焼入れ性向上効果を安定して得るためには、浸炭処理時に鋼中に含まれる大部分のＮをＴｉＮの形で固定する。これにより、固溶ＢをＢＮとして析出させず、そして、鋼中に固溶Ｂ量を確保できる。この効果を有効に得るには、ＴｉをＮ含有量に対して化学量論的に過剰となるように含有するのが好ましい。さらに、浸炭処理時のオーステナイト結晶粒の異常粒成長を防止するために、ＴｉＣを金属組織中に微細分散析出させる。このように、固溶Ｂ量を確保し、かつＴｉＣを微細分散析出させるためには、Ｔｉ及びＮの含有量が、発明者が導出した後述のＴｉＣ析出量指標の式（３）を満たすようにする。
　（ｆ）前述の通り、Ｂは、浸炭部品の芯部の焼入れ性を有効に高める。しかしながら、変成炉ガス方式のガス浸炭を行う場合、浸炭部品の表層部である浸炭層では、Ｂ含有による焼入れ性向上効果が低い。これは、浸炭処理時において、鋼材の表面から窒素が侵入して、固溶Ｂと結合してＢＮとして析出し、固溶Ｂ量が低減するためである。したがって、浸炭部品の表層部である浸炭層で焼入れ性を確保するには、上記（ｃ）で述べた焼入れ性指標の式（２）を満たすことが必要である。
　（ｇ）浸炭処理が行われる部品用の鋼材をさらに軟質化するためには、鋼材を製造する際の熱間圧延、又は、熱間鍛造の後に、後述する条件の徐冷を行うことが好ましい。これにより、鋼材の金属組織を制御して、鋼材をより軟質化することができる。これにより、鋼材の表層部の金属組織が改善されて延性が向上し、限界加工率の高い鋼材を得ることができる。
　本発明者はさらに、本実施形態の鋼材において、溶接後、浸炭処理して製造される浸炭部品段階での疲労強度（接合疲労強度）について検討を行った。その結果、鋼材の軸方向（すなわち、鋼材の長手方向）に平行な断面中の介在物について、次の規定を満たせば、溶接後、浸炭処理して製造される浸炭部品段階での疲労強度（接合疲労強度）が高まることを見出した。
　（Ａ）Ｍｎを１０．０質量％以上含有し、Ｓを１０．０質量％以上含有し、円相当径が０．５μｍ以上のＭｎ硫化物を７０．０個／ｍｍ2以下にする。
　（Ｂ）酸素を１０質量％以上含有し、円相当径が０．５μｍ以上の酸化物を２５．０個／ｍｍ2以下にする。
　以下、この点について詳述する。
　本実施形態の化学組成を有する鋼材では、鋼中にＭｎ硫化物及び酸化物が存在する。ここで、本明細書において、Ｍｎ硫化物及び酸化物は次のとおり定義される。
　Ｍｎ硫化物：Ｍｎを１０．０質量％以上含有し、Ｓを１０．０質量％以上含有し、円相当径が０．５μｍ以上の介在物
　酸化物：酸素を１０質量％以上含有し、円相当径が０．５μｍ以上の介在物
　なお、本明細書において、介在物のうち、１０．０質量％以上のＳと、１０．０％以上のＭｎと、１０質量％以上の酸素とを含有し、円相当径が０．５μｍ以上の介在物は、「Ｍｎ硫化物」ではなく、「酸化物」に含まれることとする。
　本実施形態では、鋼材に対して、摩擦接合、レーザー接合等に代表される溶接を実施した後、浸炭処理を実施して浸炭部品を形成する場合、浸炭部品内にはＨＡＺ領域が存在する。ＨＡＺ領域は他の領域と比較して強度が低くなる場合がある。そこで、ＨＡＺ領域の強度を確保するために、介在物をなるべく低減する。本実施形態では、上記（Ａ）及び（Ｂ）に記載のとおり、鋼中の介在物のほとんどを占めるＭｎ硫化物及び酸化物の個数をなるべく低減する。この場合、ＨＡＺ領域の強度を確保することができ、その結果、浸炭部品の疲労強度を高めることができる。
　以上の知見に基づいて完成した本実施形態による浸炭処理が行われる部品用の鋼材の要旨は次のとおりである。
　［１］の浸炭処理が行われる部品用の鋼材は、
　質量％で、
　Ｃ：０．０９～０．１６％、
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
　Ｍｎ：０．４０～０．６０％、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．０２５％以下、
　Ｃｒ：０．９０～２．００％、
　Ｍｏ：０．１０～０．４０％、
　Ａｌ：０．００５～０．０３０％、
　Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％未満、
　Ｎｂ：０．０１０～０．０３０％、
　Ｎ：０．００８０％以下、
　Ｏ：０．００３０％以下、
　Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
　Ｃｕ：０～０．５０％、
　Ｎｉ：０～０．３０％、及び、
　残部：Ｆｅ及び不純物、
　からなり、式（１）～式（３）を満たす化学組成を有し、
　前記鋼材の軸方向に平行な断面において、
　Ｍｎを１０．０質量％以上含有し、Ｓを１０．０質量％以上含有し、円相当径が０．５μｍ以上のＭｎ硫化物が７０．０個／ｍｍ2以下であり、
　酸素を１０質量％以上含有し、円相当径が０．５μｍ以上の酸化物が２５．０個／ｍｍ2以下である。
　０．１４０＜Ｃ＋０．１９４×Ｓｉ＋０．０６５×Ｍｎ＋０．０１２×Ｃｒ＋０．０３３×Ｍｏ＋０．０６７×Ｎｉ＋０．０９７×Ｃｕ＋０．０７８×Ａｌ＜０．２３５　式（１）
　１３．０＜（０．７０×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．２×Ｃｒ＋１）×（３．０×Ｍｏ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）＜４５．０　式（２）
　０．００４＜Ｔｉ－Ｎ×（４８／１４）＜０．０３０　式（３）
　ここで、式（１）～式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　［２］の鋼材は、［１］に記載の鋼材であって、
　前記化学組成は、
　Ｃｕ：０．００５％～０．５０％、及び、
　Ｎｉ：０．００５％～０．３０％、
　からなる群から選択される１種以上を含有する。
　［３］の鋼材は、［１］又は［２］に記載の鋼材であって、
　金属組織が、面積％で、フェライトとパーライトとを、合計で、８５～１００％含む。
　［４］の鋼材は、［１］又は［２］に記載の鋼材であって、
　金属組織が、面積％で、フェライトと球状化セメンタイトとを、合計で、８５～１００％含む。
　［５］の鋼材は、［１］～［４］のいずれか１項に記載の鋼材であって、
　前記鋼材は、棒鋼である。
　以下、本実施形態による浸炭処理が行われる部品用の鋼材について説明する。化学組成に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［化学組成］
　本実施形態による浸炭処理が行われる部品用の鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．０９～０．１６％
　炭素（Ｃ）は、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭層と芯部とを備える浸炭部品における芯部の硬さを高める。Ｃ含有量が０．０９％未満であれば、浸炭部品の芯部の硬さが不足する。一方、Ｃ含有量が０．１６％を超えれば、鋼材の金属組織のセメンタイト分率とパーライト分率とが増加し、鍛造前の鋼材の硬さが顕著に増加するとともに、限界加工率も低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０９～０．１６％である。なお、浸炭処理が行われる部品用の従来の鋼材のＣ含有量は０．２０％程度である。そのため、本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材において、Ｃ含有量は、従来の鋼材よりも低い。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．１１％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１４％である。
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％
　シリコン（Ｓｉ）は、浸炭部品の焼戻し軟化抵抗を高め、浸炭部品の疲労強度を高める。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であれば、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇し、限界加工率が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．５０％である。浸炭部品の面疲労強度を重視する場合、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２％である。浸炭部品の限界加工性の向上を重視する場合、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４８％であり、さらに好ましくは０．４６％である。
　Ｍｎ：０．４０～０．６０％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭部品の芯部の強度を高める。Ｍｎ含有量が０．４０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．６０％を超えれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．４０～０．６０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４２％であり、さらに好ましくは０．４４％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．５８％であり、さらに好ましくは０．５６％である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　燐（Ｐ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐは、オーステナイト粒界に偏析して旧オーステナイト粒界を脆化させ、粒界割れを引き起こす。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２６％であり、さらに好ましくは０．０２４％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量を極限まで低減すれば、生産性が低下し、製造コストが高くなる。したがって、通常の操業において、Ｐ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。
　Ｓ：０．０２５％以下
　硫黄（Ｓ）は、不可避に含有される。つまり、Ｓ含有量は０％超である。ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼材の被削性を高める。Ｓ含有量が０％超であれば、この効果が得られる。一方、Ｓ含有量が０．０２５％を超えれば、粗大なＭｎＳが生成して、鍛造時に割れが生じやすくなり、限界圧縮率が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２５％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２２％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。被削性をより有効に高める場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
　Ｃｒ：０．９０～２．００％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入性を高め、浸炭部品の芯部の強度を高める。Ｃｒ含有量が０．９０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が２．００％を超えれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．９０～２．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．９５％であり、さらに好ましくは１．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．９５％であり、さらに好ましくは１．９２％である。
　Ｍｏ：０．１０～０．４０％
　モリブデン（Ｍｏ）は、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭部品の芯部の強度を高める。Ｍｏ含有量が０．１０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．４０％を超えれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０～０．４０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．１１％であり、さらに好ましくは０．１２％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．３８％であり、さらに好ましくは０．３６％である。
　Ａｌ：０．００５～０．０３０％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼中に固溶Ｎが存在する場合、ＡｌＮを形成する元素である。しかし、本実施形態の鋼材、及び、浸炭部品における芯部では、鋼中のＮがＴｉの添加によってＴｉＮとして固定されているので、鋼中に固溶Ｎがほとんど存在しない。このため、ＡｌはＡｌＮを形成せず、鋼中に固溶Ａｌとして存在している。固溶状態で存在するＡｌは、鋼の被削性を向上する効果がある。浸炭部品の製造時に仕上げの切削等を施す場合は、Ａｌ含有量を０．００５％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０３０％を超えると、鍛造前の鋼材の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．０３０％である。Ａｌの好ましい下限は０．０１０％である。Ａｌの好ましい上限は０．０２０％である。
　Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％未満
　チタン（Ｔｉ）は、鋼材中のＮをＴｉＮとして固定し、ＢＮの形成を抑制する。これにより、Ｔｉは固溶Ｂ量を確保して鋼材の焼入れ性を高める。Ｔｉはさらに、Ｔｉ炭化物を形成して、浸炭処理時における結晶粒の粗大化を抑制する。Ｔｉ含有量が０．０１０％未満であれば、この効果は得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％以上であれば、Ｔｉ炭化物の析出量が過剰に多くなり、鍛造前の鋼材の限界加工率が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１０～０．０５０％未満である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１４％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４８％であり、さらに好ましくは０．０４６％である。
　Ｎｂ：０．０１０～０．０３０％
　Ｎｂ（ニオブ）は、鋼中でＮ及びＣと結合して、Ｎｂ炭窒化物を形成する。Ｎｂ炭窒化物は、ピンニング効果により、結晶粒の粗大化を抑制する。Ｎｂ含有量が０．０１０％未満であれば、この効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が０．０３０％を超えれば、その効果が飽和する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１０～０．０３０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１１％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０２９％であり、さらに好ましくは０．０２８％であり、さらに好ましくは０．０２７％である。
　Ｎ：０．００８０％以下
　窒素（Ｎ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、鋼材中のＮ含有量は０％超である。ＮはＢと結合してＢＮを形成し、固溶Ｂ量を低減する。この場合、鋼材の焼入れ性が低下する。Ｎ含有量が０．００８０％を超えれば、Ｔｉを含有していても、鋼中のＮをＴｉＮとして固定することができなくなり、焼入れ性に寄与する固溶Ｂを確保することが困難となる。さらに、粗大なＴｉＮが形成される。粗大なＴｉＮは鍛造時に割れの起点になり、鍛造前の鋼材の限界加工率を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００８０％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７８％であり、さらに好ましくは０．００７６％である。Ｎ含有量は低い方が好ましい。しかしながら、Ｎ含有量を極限まで低減すれば、生産性が低下し、製造コストが高くなる。したがって、通常の操業において、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２０％である。
　Ｏ：０．００３０％以下
　酸素（Ｏ）は、不可避的に含有される不純物である。つまり、鋼材中のＯ含有量は０％超である。Ｏは、酸化物を形成し、浸炭処理前の中間品を溶接により製造するときに、接合性を低下する。この場合、疲労強度が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００３０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２９％であり、さらに好ましくは０．００２８％である。Ｏ含有量は低い方が好ましい。しかしながら、Ｏ含有量を極限まで低減すれば、生産性が低下し、製造コストが高くなる。したがって、通常の操業において、Ｏ含有量の好ましい下限は０．００１０％である。
　Ｂ：０．０００３～０．００３０％
　ホウ素（Ｂ）は、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭部品の強度を高める。Ｂ含有量が０．０００３％以上であれば、この効果が得られる。一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．０００３～０．００３０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００４％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２８％であり、さらに好ましくは０．００２６％である。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
　カルシウム（Ｃａ）は、Ｍｎ硫化物及び酸化物に含有され、これらの介在物を球状化する。さらに、Ｍｎ硫化物及び酸化物に含有されることにより、これらの介在物を微細化する。Ｃａ含有量が０．０００５％未満であれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えれば、粗大なＭｎ硫化物及び粗大な酸化物を形成して、浸炭部品の疲労強度を低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００５～０．００５０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００６％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００４８％であり、さらに好ましくは０．００４６％である。
　残部：Ｆｅ及び不純物
　本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、意図的に鋼に含有させたものではない成分を意味する。
　不純物としては、上述の不純物以外のあらゆる元素が挙げられる。不純物は１種だけであってもよいし、２種以上であってもよい。上述した不純物以外の他の不純物は、たとえば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｈ等である。これらの元素は、不純物として、たとえば、次の含有量となる場合があり得る。
　Ｓｂ：０．０００５％以下、Ｓｎ：０．０００５％以下、Ｗ：０．０００５％以下、Ｃｏ：０．０００５％以下、Ａｓ：０．０００５％以下、Ｐｂ：０．０００５％以下、Ｂｉ：０．０００５％以下、Ｈ：０．０００５％以下。
　［任意元素について］
　本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、及び、Ｎｉからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
　Ｃｕ：０～０．５０％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。Ｃｕ含有量が０％超の場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高め、浸炭部品の強度を高める。また、Ｃｕは、ガス浸炭のガス雰囲気で、酸化物や窒化物を形成しない元素である。そのため、Ｃｕを含有した場合、浸炭層表面の酸化物層や窒化物層、又は、それらに起因する浸炭異常層が形成されにくくなる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、１０００℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。さらに、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
　Ｎｉ：０～０．３０％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。Ｎｉ含有量が０％超の場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高め、浸炭部品の強度を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．３０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
　［式（１）～式（３）について］
　本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材の化学組成は、さらに、次の式（１）～式（３）を満たす。
　０．１４０＜Ｃ＋０．１９４×Ｓｉ＋０．０６５×Ｍｎ＋０．０１２×Ｃｒ＋０．０３３×Ｍｏ＋０．０６７×Ｎｉ＋０．０９７×Ｃｕ＋０．０７８×Ａｌ＜０．２３５　式（１）
　１３．０＜（０．７０×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．２×Ｃｒ＋１）×（３．０×Ｍｏ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）＜４５．０　式（２）
　０．００４＜Ｔｉ－Ｎ×（４８／１４）＜０．０３０　式（３）
　ここで、式（１）～式（３）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が任意元素であり、含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　以下、各式について説明する。
　［式（１）：硬さ指標］
　Ｆ１＝Ｃ＋０．１９４×Ｓｉ＋０．０６５×Ｍｎ＋０．０１２×Ｃｒ＋０．０３３×Ｍｏ＋０．０６７×Ｎｉ＋０．０９７×Ｃｕ＋０．０７８×Ａｌと定義する。Ｆ１は鋼材の硬さの指標である。
　Ｃ含有量が低い場合、鍛造前の鋼材の組織は、浸炭処理が行われる部品用の従来の鋼材（Ｃ含有量が０．２０％程度）よりも、フェライト分率が大幅に増加する。この場合、鋼材の硬さは、Ｃ含有量（パーライト分率）のみならず、フェライトの硬さにも大きく影響を受ける。そこで発明者らは、フェライトの固溶強化量に及ぼす各合金元素の寄与について検討して、Ｆ１を定義した。
　Ｆ１が０．２３５以上であれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇して、限界加工率が低下する。一方、Ｆ１が０．１４０以下であれば、浸炭部品としての硬さが不足する。したがって、Ｆ１は、０．１４０超～０．２３５未満である。Ｆ１は、後述する焼入れ性指標（Ｆ２）を満たす範囲でなるべく低い方が好ましい。Ｆ１の好ましい上限は０．２３０未満であり、さらに好ましくは０．２２０であり、さらに好ましくは０．２１０である。なおＦ１値は、算出された値の小数点第４位を四捨五入して得られた値である。
　［式（２）：焼入れ性指標］
　Ｆ２＝（０．７０×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．２×Ｃｒ＋１）×（３．０×Ｍｏ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）と定義する。Ｆ２は部材の焼入れ性に関する指標である。
　上述の通り、Ｂは、浸炭部品の芯部の焼入れ性を高めるのに有効である。変成炉ガス方式のガス浸炭を行う場合、浸炭部品の表層部である浸炭層では、Ｂ含有による焼入れ性向上効果が低い。これは、浸炭処理時に浸炭部品の表層部へ雰囲気から窒素が侵入して、固溶ＢがＢＮとして析出し、焼入れ性向上に寄与する固溶Ｂ量が不足するためである。したがって、浸炭部品の表層部である浸炭層で焼入れ性を確保するには、Ｂ以外の鋼の焼入性を高める元素を活用する必要がある。
　Ｆ２は焼入れ性向上元素で構成される。Ｆ２が１３．０以下の場合、同一の浸炭処理条件で、上記した従来の鋼材（Ｃ含有量が０．２０％程度）と比較して、同等以上の浸炭層の硬さ及び有効硬化層深さ（ビッカース硬さがＨＶ５５０以上となる深さ）を得ることができない。一方、Ｆ２が４５．０以上であれば、鍛造前の鋼材の硬さが上昇し、限界加工率が低下する。したがって、Ｆ２は、１３．０超～４５．０未満である。Ｆ２は、硬さ指標Ｆ１を満たす範囲内でできるだけ大きい方が好ましい。Ｆ２の好ましい下限は１３．２であり、さらに好ましくは１５．０である。なおＦ２値は、算出された値の小数点第２位を四捨五入して得られた値である。
　［式（３）：ＴｉＣ析出量指標］
　Ｆ３＝Ｔｉ－Ｎ×（４８／１４）と定義する。Ｆ３は、ＴｉＣ析出量に関する指標である。ＴｉがＮに対して化学量論的に過剰に含有された場合、Ｎは全てＴｉＮの形で固定される。つまり、Ｆ３は、ＴｉＮを形成するために消費された以外の過剰なＴｉ量を意味する。Ｆ３中の「１４」はＮの原子量であり、「４８」はＴｉの原子量を示す。
　Ｆ３で定義される過剰なＴｉ量は、浸炭処理時にそのほとんどがＣと結合してＴｉＣとなる。このＴｉＣは、浸炭処理時の結晶粒の粗大化を防止するピンニング効果を有する。Ｆ３が０．００４以下であれば、ＴｉＣの析出量が不足する。この場合、浸炭処理時の結晶粒粗大化を抑制できない。一方、Ｆ３が０．０３０以上であれば、ＴｉＣの析出量が多くなりすぎ、鍛造前の鋼材の硬さが上昇し、限界加工率が低下する。したがって、Ｆ３は０．００４超～０．０３０未満である。Ｆ３の好ましい下限は０．００８である。Ｆ３の好ましい上限は０．０２８である。なおＦ３値は、算出された値の小数点第４位を四捨五入して得られた値である。
　化学組成が、硬さ指標Ｆ１と、焼入れ性指標Ｆ２と、ＴｉＣ析出量指標Ｆ３とを同時に満たすことにより、鋼材において、従来鋼よりも冷間鍛造時の変形抵抗が小さくて、限界加工率が大きくなる。そして、この鋼材の浸炭処理後に、従来鋼と同等の硬化層及び芯部硬さを有する浸炭部品を得ることができる。
　［浸炭処理が行われる部品用の鋼材の金属組織］
　本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材の金属組織について説明する。
　［第１の金属組織形態］
　上記した化学組成からなる鋼材の金属組織は、好ましくは、面積％で、フェライトとパーライトとを、合計で、８５～１００％含有する。
　金属組織中のフェライト及びパーライトの総面積率が８５～１００％であれば、さらに、鋼材の硬さが低下し、変形抵抗が低下し、そして、限界加工率が向上する。さらに好ましくは、フェライト及びパーライトの総面積率が９５～１００％である。金属組織において、フェライト及びパーライト以外の残部には、フェライト及びパーライトと比べて硬い組織である、ベイナイト、マルテンサイト、及び、セメンタイト等が含まれる。フェライト及びパーライトによる上記効果を得るためには、残部であるベイナイト、マルテンサイト、及び、セメンタイト等の分率を、面積％で、１５％以下にすることが好ましい。
　このような金属組織にするためには、鋼材の製造時における熱間加工工程後の熱間加工鋼材の表面温度が、８００℃～５００℃となる温度範囲を０℃／秒超１℃／秒以下の冷却速度で徐冷する徐冷工程を施すことが好ましい。なお、製造方法については、詳細を後述する。
　［第２の金属組織形態］
　上記した金属組織に代わって、上記した化学成分からなる鋼材は、面積％で、フェライト及び球状化セメンタイトを、合計で、８５～１００％含んでもよい。ここで、球状化セメンタイトとは、金属組織観察面で、セメンタイトの最大長さを直径とする円に対して、そのセメンタイトの面積が５４％以上である場合を球状化セメンタイトとする。
　フェライト及び球状化セメンタイトの総面積率が８５～１００％であれば、さらに、鋼材の硬さが低下し、変形抵抗が低下し、そして、限界加工率が向上する。さらに好ましくは、フェライト及び球状化セメンタイトの総面積率が９０～１００％である。フェライト及び球状化セメンタイトの残部には、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、及び、セメンタイト等が含まれる。フェライト及び球状化セメンタイトの上記効果を得るためには、残部であるパーライト、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、及び、セメンタイト等の分率を、面積％で、１５％以下にすることが好ましい。
　このような金属組織にするためには、熱間加工鋼材に対して、球状化熱処理を施すことが好ましい。なお、第２の金属組織形態とする場合、熱間加工鋼材に対して徐冷を行っても行わなくてもよいが、ベイナイト及びマルテンサイトが生成せずにフェライトが生成する冷却速度で冷却する。製造方法については、詳細を後述する。
　［浸炭処理が行われる部品用の鋼材中の介在物について］
　本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材ではさらに、鋼材の軸方向（すなわち、鋼材の長手方向）に平行な断面において、鋼中のＭｎ硫化物及び酸化物が次の条件を満たす。
　（Ａ）Ｍｎを１０．０質量％以上含有し、Ｓを１０．０質量％以上含有し、円相当径が０．５μｍ以上のＭｎ硫化物を７０．０個／ｍｍ2以下にする。
　（Ｂ）酸素を１０質量％以上含有し、円相当径が０．５μｍ以上の酸化物を２５．０個／ｍｍ2以下にする。
　ここで、本明細書において、Ｍｎ硫化物及び酸化物は次のとおり定義される。
　Ｍｎ硫化物：Ｍｎを１０．０質量％以上含有し、Ｓを１０．０質量％以上含有し、円相当径が０．５μｍ以上の介在物
　酸化物：酸素を１０質量％以上含有し、円相当径が０．５μｍ以上の介在物
　なお、本明細書において、介在物のうち、１０．０質量％以上のＳと、１０．０％以上のＭｎと、１０質量％以上の酸素とを含有し、円相当径が０．５μｍ以上の介在物は、「Ｍｎ硫化物」ではなく、「酸化物」に含まれることとする。
　上述のとおり、浸炭部品の製造工程において、複数の鋼部材を摩擦接合、レーザー接合等の溶接により接合することにより一体化して、浸炭処理前の中間部材を製造する場合、浸炭部品内にはＨＡＺ領域が存在する。ＨＡＺ領域は他の領域と比較して強度が低くなる場合がある。ＨＡＺ領域の強度を確保するために、介在物をなるべく低減する。Ｍｎ硫化物及び酸化物が上記（Ａ）及び（Ｂ）を満たせば、ＨＡＺ領域の強度を確保することができ、その結果、接合により一体化された浸炭部品の疲労強度を高めることができる。
　［Ｍｎ硫化物及び酸化物の測定方法］
　鋼中のＭｎ硫化物の個数、及び、酸化物の個数については、次の方法で測定できる。浸炭処理が行われる部品用の鋼材から、サンプルを採取する。鋼材が棒鋼の場合、図１に示すとおり、棒鋼の中心軸線Ｃ１から径方向にＲ／２位置（Ｒは棒鋼の半径）から、サンプルを採取する。サンプルの観察面のサイズはＬ１×Ｌ２であってＬ１を１０ｍｍとし、Ｌ２を５ｍｍとする。さらに、観察面と垂直の方向であるサンプル厚さＬ３を５ｍｍとする。観察面の法線Ｎは、中心軸線Ｃ１に垂直（つまり、観察面は、鋼材の軸方向と平行）とし、Ｒ／２位置は、観察面の中央位置に相当する。
　採取されたサンプルの観察面を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率でランダムに２０視野（１視野あたりの評価面積１００μｍ×１００μｍ）を観察する。
　各視野中の介在物を特定する。特定した各介在物に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）を用いて、Ｍｎ硫化物及び酸化物を識別する。具体的には、特定された介在物の元素分析結果において、Ｍｎ含有量が１０．０質量％以上であり、Ｓ含有量が１０．０質量％以上である場合、その介在物をＭｎ硫化物と定義する。なお、介在物の元素分析においてＭｎ、Ｓ以外の元素としてＴｉ、Ｃａも検出される場合もある。この場合も上記条件を満たせばすべてＭｎ硫化物と定義する。また、識別された介在物の元素分析結果において、Ｏ含有量が１０質量％以上である場合、その介在物を酸化物と定義する。酸化物と定義された介在物には、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｔｉなどが検出される場合がある。この場合も上記条件を満たせば、酸化物と識別する。なお、介在物のうち、１０．０質量％以上のＳと、１０．０質量％以上のＭｎと、１０質量％以上のＯとを含有する介在物は、「Ｍｎ硫化物」ではなく、「酸化物」と識別する。
　上記識別の対象とする介在物は、円相当径が０．５μｍ以上の介在物とする。ここで、円相当径とは、各介在物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。
　円相当径がＥＤＸのビーム径の２倍以上の介在物であれば、元素分析の精度が高まる。本実施形態において、介在物の特定に使用するＥＤＸのビーム径は０．２μｍとする。この場合、円相当径が０．５μｍ未満の介在物は、ＥＤＸでの元素分析の精度を高めることができない。円相当径０．５μｍ未満の介在物はさらに、強度への影響が極めて小さい。したがって、本実施形態において、円相当径が０．５μｍ以上のＭｎ硫化物及び酸化物を、測定対象とする。なお、介在物の円相当径の上限は特に限定されないが、たとえば、１００μｍである。
　各視野で特定されたＭｎ硫化物の総個数と、２０視野の総面積とに基づいて、Ｍｎ硫化物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）を求める。また、各視野で特定された酸化物の総個数と、２０視野の総面積とに基づいて、酸化物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）を求める。
　［浸炭部品の金属組織］
　次に、本実施形態による浸炭部品の金属組織について説明する。
　本実施形態による浸炭部品は、浸炭層と、浸炭層よりも内部の芯部とを備える。浸炭層は、厚さ０．４ｍｍ超２．０ｍｍ未満の有効硬化層深さを有する。ここで、浸炭層とは、ビッカース硬さがＨＶ５５０以上となる表面からの深さを意味する。この浸炭層において、表面から深さ５０μｍの位置での金属組織は、面積％で、マルテンサイトを９０～１００％含み、そして、ビッカース硬さがＨＶ６５０～ＨＶ１０００であることが好ましい。加えて、この浸炭層において、表面から深さ０．４ｍｍの位置での金属組織が、面積％で、マルテンサイトを９０～１００％含み、そして、ビッカース硬さがＨＶ５５０～ＨＶ９００であることが好ましい。
　表面から深さ５０μｍの位置の浸炭層での金属組織がマルテンサイトを９０～１００％含み、そして、ビッカース硬さがＨＶ６５０～ＨＶ１０００である場合に、耐摩耗性、及び、疲労強度がさらに高まる。より好ましくは、表面から深さ５０μｍの位置の浸炭層での金属組織がマルテンサイトを９５～１００％含み、そして、ビッカース硬さがＨＶ７００～ＨＶ１０００である。
　表面から深さ０．４ｍｍの位置の浸炭層での金属組織がマルテンサイトを９０～１００％含み、そして、ビッカース硬さがＨＶ５５０～ＨＶ９００である場合に、面疲労強度、及び、疲労強度がさらに高まる。より好ましくは、表面から深さ０．４ｍｍの位置の浸炭層での金属組織がマルテンサイトを９２～１００％含み、そして、ビッカース硬さがＨＶ５６０～ＨＶ９００である。
　また、上記芯部において、表面から深さ２．０ｍｍの位置でのビッカース硬さがＨＶ２５０～ＨＶ５００であることが好ましい。加えて、上記芯部において、この位置での化学成分が、上記した化学成分からなる必要がある。より好ましくは、ビッカース硬さがＨＶ２７０～ＨＶ４５０である。表面から深さ２．０ｍｍの位置の芯部での金属組織が、マルテンサイト及びベイナイトのうちの少なくとも１つを含んでいると上記効果がさらに得られるので好ましい。
　上記した金属組織の観察は、ナイタール腐食、又は、ピクラール腐食を施して、光学顕微鏡で観察することができる。この際、球状化熱処理を施した試料には、ピクラール腐食を施すことが好ましい。
　フェライト、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、及び、セメンタイトなどの分率は、画像解析により求めることができる。また、球状化セメンタイト、セメンタイトの個数、及び、セメンタイトの最大長さは観察面を鏡面研磨した後、腐食処理は行わずＥＢＳＤマッピングを行い、セメンタイトを同定し、画像解析により求めることができる。観察面は、特に限定されることはないが、長手方向と直交する切断面を観察面とすればよい。
　なお、金属組織の面積分率の算出には、フェライト、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、球状化セメンタイト、及び、セメンタイトを考慮する。上記の面積分率の算出には、ＢＮ、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＡｌＮなどの窒化物や炭化物、その他の微細析出物、介在物、残留オーステナイト等を含めない。
　上記したビッカース硬さの測定は、荷重０．４９Ｎのマイクロビッカース測定機を用いて、一つの試料について、合計１０回の測定を行い、相加平均値を算出することが好ましい。測定面は、特に限定されることはないが、軸方向（長手方向）と直交する切断面を測定面とすればよい。
　［浸炭処理が行われる部品用の鋼材及び浸炭部品の製造方法］
　本実施形態の浸炭処理が行われる部品用の鋼材、及び、浸炭部品の製造方法について説明する。
　［浸炭処理が行われる部品用の鋼材の製造方法］
　初めに、本実施形態による鋼材の製造方法の一例について説明する。浸炭処理が行われる部品用の鋼材の製造方法の一例は、製鋼工程と、熱間加工工程と、徐冷工程とを含む。以下、各工程について説明する。
　［製鋼工程］
　製鋼工程は、精錬工程と、加熱保持工程と、最終成分調整工程と、鋳造工程とを含む。
　［精錬工程］
　精錬工程では初めに、周知の方法で製造された溶銑に対して転炉での精錬（一次精錬）を実施する。転炉から出鋼した溶鋼に対して、二次精錬を実施する。二次精錬において、溶鋼に合金元素を添加して、上記化学組成を満たす溶鋼を製造する。
　具体的には、転炉から出鋼した溶鋼に対してＡｌを添加して脱酸処理を実施する。脱酸処理後、除滓処理を実施する。除滓処理後、二次精錬を実施する。二次精錬はたとえば、複合精錬を実施する。たとえば、初めに、ＬＦ（Ｌａｄｌｅ　Ｆｕｒｎａｃｅ）又はＶＡＤ（Ｖａｃｕｕｍ　Ａｒｃ　Ｄｅｇａｓｓｉｎｇ）を用いた精錬処理を実施する。さらに、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ－Ｈａｕｓｅｎ）真空脱ガス処理を実施する。その後、Ｓｉ及びＣａを除く他の合金成分の最終調整を行う。
　二次精錬を実施して、Ｓｉ及びＣａ以外の溶鋼の成分調整を実施した後、溶鋼に対して次の処理（加熱保持工程及び最終成分調整工程）を実施する。
　［加熱保持工程］
　二次精錬（最終成分調整）後の取鍋内の溶鋼に対して、１５００～１６００℃の温度で下記式によって算定される均一混合時間τ（ｓ）の２倍以上の保持時間ｔｓで加熱する。
　τ＝８００×ε-0.4
　ε＝（（６．１８×Ｖg×Ｔl）／Ｍl）ｌｎ（１＋（ｈ0／（１．４６×１０-5×Ｐ0）））
　ここで、Ｖg：ガス流量（Ｎｍ3／ｍｉｎ）、Ｍl：取鍋内溶鋼質量（ｔｏｎ）、Ｔl：溶鋼温度（Ｋ）、ｈ0：ガス吹き込み深さ（ｍ）、Ｐ0：溶鋼表面圧力（Ｐａ）、ε：攪拌動力値（Ｗ／ｔｏｎ）、τ：均一混合時間（ｓ）である。
　保持時間ｔｓが均一混合時間τの２．０倍未満であれば、取鍋内の溶鋼中に存在する酸化物が十分に凝集及び合体することができない。そのため、酸化物の浮上除去ができず、酸化物の個数が増加することになる。また保持時間ｔｓが均一混合時間τの２．０倍未満の場合、スラグ中から混入するＭｇなどが溶鋼中においてＳと結合してＭｇＳ等を形成し、ＭｇＳが溶鋼中に分散した状態となる。この分散したＭｇＳは、ＭｎＳの析出サイトとなる。その結果、Ｍｎ硫化物の個数が増加してしまう。
　保持時間ｔｓが均一混合時間τの２．０倍以上であれば、鋼中の酸化物個数を抑えることができる。さらに、いったん形成されたＭｇＳが再酸化によってＭｇＯになるため、ＭｎＳの析出サイトは減少し、その結果、鋼中のＭｎ硫化物個数も抑えることができる。その結果、次工程の最終成分調整工程後において、Ｍｎ硫化物が７０．０個／ｍｍ2以下になり、かつ、酸化物が２５．０個／ｍｍ2以下になる。
　［最終成分調整工程］
　加熱保持工程後の溶鋼にＳｉ及びＣａを添加して、上述の化学組成及び式（１）～式（３）を満たす溶鋼を製造する。Ｓｉ及びＣａはそれぞれ単独の原料として溶鋼に添加してもよい。Ｓｉ－Ｃａ合金を原料として、溶鋼に添加してもよい。
　加熱保持工程で十分に均一に加熱された溶鋼にＳｉ及びＣａを添加すれば、酸化物がＡｌ2Ｏ3からＳｉＯ2やＣａＯを含む複合介在物に改質され、さらに、Ｍｎ硫化物もＣａを含有した硫化物に改質される。そのため、保持時間ｔｓが均一混合時間τの２倍以上であることを前提条件として、Ｍｎ硫化物が７０．０個／ｍｍ2以下になり、かつ、酸化物が２５．０個／ｍｍ2以下になる。
　仮に、溶鋼にＡｌを添加する前に、Ｓｉを添加すれば、脱酸が十分行われず、その結果、酸化物が２５．０個／ｍｍ2を超えてしまう。Ａｌ添加後の溶鋼にＳｉ及びＣａを添加することにより、Ｍｎ硫化物が７０．０個／ｍｍ2以下になり、かつ、酸化物が２５．０個／ｍｍ2以下になる。したがって、本実施形態では、溶鋼にＡｌを添加し、その後、Ｓｉ及びＣａを添加する。Ｓｉ及びＣａの添加順は特に限定されない。Ｓｉ及びＣａを同時に添加してもよい。Ｓｉ及びＣａのいずれかを先に添加してもよい。
　［鋳造工程］
　上記精錬工程により製造された溶鋼を用いて、素材（鋳片又はインゴット）を製造する。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットとしてもよい。また、必要に応じて、鋳造工程後の鋳片又はインゴットに対して、分塊圧延等を実施してもよい。この鋳片又はインゴットを用いて、下記の製造方法を選択することで、上記した金属組織を有する本実施形態の鋼材を製造することができる。
　上記した、面積％で、フェライトとパーライトとを、合計で、８５～１００％含む金属組織を有する鋼材とするには、以下の製造方法を行うことが好ましい。
　［熱間加工工程］
　熱間加工工程として、鋳造工程後の鋳片を、熱間圧延、熱間鍛造などを施して、熱間加工鋼材を得る。熱間圧延はたとえば、分塊圧延や、一列に配列された複数の圧延スタンドを有する連続圧延機を用いた仕上げ圧延等である。分塊圧延は必要に応じて実施すればよい。この熱間加工工程での、加工温度、加工率、ひずみ速度などの塑性加工条件は、特に、限定されるものではなく、適宜、好適な条件を選択すればよい。熱間加工工程での加熱温度は周知の加熱温度であり、たとえば、１１００～１３００℃である。
　［徐冷工程］
　この熱間加工工程の直後で、まだ、冷却されていない上記熱間加工鋼材に、徐冷工程として、この熱間加工鋼材の表面温度が８００℃～５００℃となる温度範囲を、０超～１．００℃／秒の冷却速度で徐冷を施して、本実施形態の鋼材を得る。
　オーステナイトからフェライト及びパーライトへ変態する温度である８００℃～５００℃での冷却速度が、１．００℃／秒を超えると、ベイナイト及びマルテンサイトの組織分率が大きくなる。その結果、鋼材の硬さが上昇し、変形抵抗が上昇し、そして、限界加工率が低下する。したがって、上記温度範囲での冷却速度を、０超～１．００℃／秒に制限することが好ましい。さらに好ましくは、０超～０．７０℃／秒とする。なお、徐冷工程として、熱間加工工程後の熱間加工鋼材の冷却速度を小さくするには、圧延ラインや熱間鍛造ライン後に、保温カバー、熱源付き保温カバー、又は、保定炉などを設置すればよい。
　上記した、面積％で、フェライトと球状化セメンタイトとを、合計で、８５～１００％含む金属組織を有する鋼材とするには、以下の製造方法を行うことが好ましい。
　［球状化処理工程］
　上記徐冷を施した熱間加工鋼材に、さらに、球状化熱処理工程を実施してもよい。この場合、球状化熱処理を施して、本実施形態の鋼材が製造できる。
　この球状化熱処理としては、例えば、以下の熱処理を行えばよい。上記徐冷を施した熱間加工鋼材を、Ａｃ1点（加熱時、オーステナイトが生成し始める温度）直下、又は、直上の温度に加熱した後ゆっくり冷やす。上記徐冷を施した熱間加工鋼材を、Ａｃ1点直上の温度まで加熱し、Ａｒ1点（冷却時、オーステナイトがフェライト又はフェライト、セメンタイトへの変態を完了する温度）直下の温度まで冷却する処理を数回繰返し行う。あるいは、上記徐冷を施した熱間加工鋼材に、一度、焼入れを行い、その後、６００～７００℃の温度範囲で、３～１００時間の焼戻しを行う。なお、球状化熱処理の方法は、上記のような、従来公知の焼鈍又は球状化熱処理方法を適用すればよく、特に限定されるものではない。
　上記球状化熱処理工程を施した鋼材は、硬さが高くても限界加工率を高めることができる。
　以上の製造工程により、本実施形態の鋼材が製造できる。本実施形態の鋼材はたとえば、棒鋼である。
　［浸炭部品の製造方法］
　次に、本実施形態による浸炭部品の製造方法の一例について説明する。本製造方法は、上述の本実施形態の鋼材に対して冷間加工を実施して、複数の中間部材を製造する冷間加工工程と、製造された複数の中間部材を溶接して一体品とする溶接工程と、溶接後の中間部材に対して浸炭処理又は浸炭窒化処理を実施する浸炭工程と、浸炭工程後の中間部材に対して焼入れ処理、又は焼入れ・焼戻し処理を実施する仕上げ熱処理工程とを含む。
　［冷間加工工程］
　上述の製造方法で製造された鋼材に、冷間加工工程として、冷間塑性加工を施して形状を付与し、複数の中間部材を製造する。この冷間加工工程での、加工率、ひずみ速度などの塑性加工条件は、特に、限定されるものではなく、適宜、好適な条件を選択すればよい。冷間加工はたとえば、冷間鍛造である。複数の中間部材は次工程の溶接工程で溶接され、一体化される。
　［溶接工程］
　溶接工程では、摩擦接合、又はレーザー接合により、上述の複数の中間部材を溶接して、一体品とする。溶接方法は特に限定されない。中間部材の接合面を機械加工により平坦に形成してもよい。上述の鋼材では、Ｍｎ硫化物が７０．０個／ｍｍ2以下であり、かつ、酸化物が２５．０個／ｍｍ2以下である。そのため、接合性に優れ、浸炭部品の接合疲労強度に優れる。
　［浸炭工程］
　溶接工程により一体に接合された中間部材に対して、浸炭工程として、浸炭処理、又は浸炭窒化処理を施す。上記した金属組織と硬さとを有する浸炭部品を得るために、浸炭処理又は浸炭窒化処理の条件を、温度が８３０～１１００℃、カーボンポテンシャルが０．５～１．２％、浸炭時間が１時間以上とすることが好ましい。
　［仕上げ熱処理工程］
　浸炭工程後、仕上げ熱処理工程として、焼入れ処理、又は焼入れ・焼戻し処理を施して浸炭部品を得る。上記した金属組織と硬さとを有する浸炭部品を得るために、焼入れ処理、又は焼入れ・焼戻し処理の条件として、焼入れ媒体の温度を室温～２５０℃とすることが好ましい。また、必要に応じて焼入れ後にサブゼロ処理を行っても良い。
　［その他の工程］
　必要に応じて、上記冷間加工工程前の鋼材にさらに、焼鈍工程を実施してもよい。焼鈍工程にて焼鈍処理を行うことで、鋼材の硬さが低下し、変形抵抗が低下し、そして、限界加工率が向上する。焼鈍条件は、特に、限定されるものではなく、適宜、周知の焼鈍条件を選択すればよい。
　必要に応じて、上記冷間加工工程後で、上記浸炭工程前の鋼材にさらに、切削工程を実施してもよい。この場合、切削工程において切削加工を施して鋼材に形状を付与する。切削加工を行うことで、冷間塑性加工だけでは困難な、精密形状を鋼材に付与することができる。
　必要に応じて、上記仕上げ熱処理工程後の浸炭部品にさらに、ショットピーニング工程を実施してもよい。ショットピーニング工程にてショットピーニング処理を行うことで、浸炭部品表層部に圧縮残留応力が導入される。圧縮残留応力は疲労亀裂の発生、進展を抑制するため、浸炭部品の歯元、及び歯面疲労強度をさらに向上させることができる。ショットピーニング処理は、直径が０．７ｍｍ以下のショット粒を用い、アークハイトが０．４ｍｍ以上の条件で行うことが望ましい。
　実施例により本発明の一態様の効果をさらに具体的に説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。本発明は、この一条件例に限定されない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限り、種々の条件を採用し得る。
　表１に示す化学組成の溶鋼を準備した。このとき、表２に示す条件で、精錬を実施した。精錬後の溶鋼を、連続鋳造により鋳造して鋳片を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２中の「製鋼条件（１）」は、二次精錬後の１５００～１６００℃での保持時間ｔｓの均一混合時間τに対する比（＝ｔｓ／τ）を示す。表２中の「製鋼条件（２）」は、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａの添加順を示す。「製鋼条件（２）」欄において「１」は、Ａｌを添加して脱酸した後、Ｓｉ及びＣａを添加したことを意味する。「２」は、Ｓｉを添加した後、Ａｌ及びＣａを添加したことを意味する。
　製造された鋳片を加熱した後、分塊圧延を施して、長手方向に対して垂直な断面が１６２ｍｍ×１６２ｍｍである鋼材とした。この鋼材を用いて、連続圧延機による熱間圧延を施し、長手方向と直交する切断面が円形で、その切断面の直径が３５ｍｍとなる丸棒状の熱間加工鋼材を得た。この熱間加工鋼材に、徐冷工程として、圧延ライン後に設置した保温カバー又は熱源付き保温カバーを必要に応じて用いて徐冷を行った。徐冷時における８００℃～５００℃での平均冷却速度（℃／秒）は、表２に示すとおりであった。各試験番号ごとに、徐冷後の熱間加工鋼材を複数本準備した。
　各試験番号において、準備された複数の熱間加工鋼材のうち、いくつかの熱間加工鋼材に対して、球状化熱処理工程（ＳＡ工程：Ｓｐｈｅｒｏｉｄｉｚｉｎｇ　Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）として、球状化熱処理を行った。球状化処理では、上記の熱間加工鋼材を７４０℃に加熱した。その後、鋼材温度が６５０℃になるまで冷却速度８℃／ｈｒで徐冷した。鋼材温度が６５０℃～常温までは、空冷した。
　以上の製造方法により、鋼材を製造した。
　［評価試験］
　製造された鋼材について、次の特性を評価した。
　［金属組織観察試験片、及び、限界圧縮率測定試験片の作製］
　棒状である鋼材の、周面から上記切断面の直径１／４深さの位置から、金属組織観察試験片を採取した。また、鋼材の長手方向が圧縮方向となるように、限界圧縮率測定試験片（６ｍｍφ×９ｍｍ、切り欠き形状：３０度、深さ０．８ｍｍ、先端部の曲率半径０．１５ｍｍ）を採取した。金属組織観察用試験片を、徐冷工程後であってＳＡ工程を実施していない鋼材から採取し、さらに、ＳＡ工程後の鋼材から採取した。同様に、限界圧縮率測定試験片を、徐冷工程後であってＳＡ工程を実施していない鋼材（徐冷まま材）から採取し、さらに、ＳＡ工程後の鋼材（ＳＡ材）から採取した。以下、各試験片において、徐冷工程後であってＳＡ工程を実施していない鋼材（徐冷まま材）から採取したものを「徐冷まま試験片」、ＳＡ工程後の鋼材（ＳＡ材）から採取したものを「ＳＡ後試験片」という。
　［金属組織観察試験］
　上述の金属組織観察試験片（徐冷まま試験片、ＳＡ後試験片）を用いて、金属組織観察試験を実施した。具体的には、徐冷まま試験片、ＳＡ後試験片を鏡面研磨した。鏡面研磨された徐冷まま試験片の表面（観察面）を、ナイタール腐食液（２％硝酸アルコール）にて５～１０秒間エッチングした。また、鏡面研磨されたＳＡ後試験片の表面（観察面）を、ピクラール腐食液（５％ピクリン酸アルコール）で１０～２０秒エッチングした。なお、ピクリン酸とは、２，４，６－トリニトロフェノールである。
　エッチング後の観察面に対して、光学顕微鏡で観察を行い、写真画像を生成した。写真画像（１視野あたり１００μｍ×１００μｍ、２０視野を観察）を用いて、フェライトとパーライトとの合計分率、及び、フェライトと球状化セメンタイトとの合計分率を、画像解析により求めた。徐冷まま試験片により得られたフェライト及びパーライトの総面積率（％）、及び、ＳＡ後試験片により得られたフェライト及び球状化セメンタイトの総面積率（％）を表２に示す。なお、金属組織中で、上記以外の組織の残部は、パーライト、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、又は、セメンタイト等であった。
　［限界圧縮率測定試験］
　上述の限界圧縮率測定試験片（徐冷まま試験片、ＳＡ後試験片）に対して、次の方法により限界圧縮試験を実施した。各試験片に対して、拘束ダイスを使用して１０ｍｍ／分のスピードで冷間圧縮を行った。切り欠き近傍に０．５ｍｍ以上の微小割れが生じたときに圧縮を停止し、その時の圧縮率（％）を算出した。この測定を合計１０回行い、累積破損確率が５０％となる圧縮率（％）を求めて、その圧縮率を限界圧縮率（％）とした。各試験番号の限界圧縮率（％）を表２に示す。浸炭処理が行われる部品用の従来の鋼材の限界圧縮率が、およそ６５％であるので、この値よりも明らかに高い値と見なせる６８％以上となる場合を、限界加工率が優れると判断した。なお、限界圧縮率が６８％未満の試験番号に対しては、浸炭部品の評価試験を実施しなかった。
　［Ｍｎ硫化物個数及び酸化物個数測定試験］
　上述の各試験番号において、徐冷工程後であってＳＡ工程を実施していない鋼材（徐冷まま材）、及び、ＳＡ工程後の鋼材（ＳＡ材）の各々からサンプルを採取した。具体的には、図１に示すとおり、徐冷まま材、ＳＡ材の中心軸線Ｃ１から径方向にＲ／２位置から、サンプルを採取した。サンプルの観察面のサイズはＬ１×Ｌ２であってＬ１を１０ｍｍとし、Ｌ２を５ｍｍとした。さらに、観察面と垂直の方向であるサンプル厚さＬ３を５ｍｍとした。観察面の法線Ｎは、中心軸線Ｃ１に垂直とし、Ｒ／２位置は、観察面の中央位置に相当した。
　採取されたサンプルの観察面を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率でランダムに２０視野（１視野あたりの評価面積１００μｍ×１００μｍ）を観察した（徐冷まま材で２０視野、ＳＡ材で２０視野）。
　各視野中の介在物を特定した。特定した各介在物に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）を用いて、Ｍｎ硫化物及び酸化物を識別した。具体的には、特定された介在物の元素分析結果において、Ｍｎ含有量が１０．０％以上であり、Ｓ含有量が１０．０％以上である場合、その介在物をＭｎ硫化物と認定した。また、特定された介在物の元素分析結果において、Ｏ含有量が１０％以上である場合、その介在物を酸化物と認定した。特定対象とする介在物は、円相当径が０．５μｍ以上の介在物とした。また、介在物の特定に使用するＥＤＸのビーム径は０．２μｍとした。
　徐冷まま材及びＳＡ材のそれぞれにおいて、円相当径が０．５μｍ以上のＭｎ硫化物及び酸化物を、測定対象とした。各視野で特定されたＭｎ硫化物の総個数と、２０視野の総面積とに基づいて、Ｍｎ硫化物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）を求めた。また、各視野で特定された酸化物の総個数と、２０視野の総面積とに基づいて、酸化物の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2）を求めた。
　表２に、徐冷まま材でのＭｎ硫化物個数（個／ｍｍ2）、徐冷まま材での酸化物個数（個／ｍｍ2）を示す。なお、各試験番号において、ＳＡ材のＭｎ硫化物個数は、徐冷まま材のＭｎ硫化物個数と同じであり、ＳＡ材の酸化物個数は、徐冷まま材の酸化物個数と同じであった。
　［浸炭部品の製造］
　各試験番号の徐冷まま材の鋼材の、周面から上記切断面の直径１／４深さの位置から、長手方向が圧縮方向となるように、浸炭用の試験片（２０ｍｍφ×３０ｍｍ）を採取した。この浸炭用の試験片に、冷間加工工程として、冷間で圧縮率５０％の据え込み圧縮を行った。据え込み圧縮の条件は、室温、拘束ダイス使用、歪速度１／秒であった。据え込み圧縮後の浸炭用の試験片に、浸炭工程として、変成炉ガス方式によるガス浸炭を行った。このガス浸炭は、カーボンポテンシャルを０．８％として、９５０℃で５時間の保持を行い、続いて、８５０℃で０．５時間の保持を行った。浸炭工程後に、仕上げ熱処理工程として、１３０℃への油焼入れを行い、そして、１５０℃で９０分の焼戻しを行って、浸炭部品（徐冷まま材使用）を得た。
　各試験番号のＳＡ材に対しても、上述の徐冷まま材と同じ製造条件で、浸炭部品（ＳＡ材使用）を製造した。
　［浸炭部品の評価試験］
　上記製造した浸炭部品（徐冷まま材を使用した浸炭部品、ＳＡ材を使用した浸炭部品）の、浸炭層及び芯部について、特性を評価した。表３に、その評価結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　［浸炭層のビッカース硬さ試験］
　各試験番号の浸炭部品（徐冷まま材を使用した浸炭部品、ＳＡ材を使用した浸炭部品）の長手方向に垂直な切断面において、表面から５０μｍ深さ位置のビッカース硬さと、表面から０．４μｍ深さ位置のビッカース硬さを、マイクロビッカース硬度計を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験により求めた。試験時の荷重は０．４９Ｎとした。５０μｍ深さ位置１０箇所のビッカース硬さＨＶを測定して、その相加平均値を、５０μｍ深さ位置でのビッカース硬さＨＶとした。また、０．４μｍ深さ位置１０箇所のビッカース硬さＨＶを測定して、その相加平均値を、０．４μｍ深さ位置でのビッカース硬さＨＶとした。表面から深さ５０μｍの位置での硬さがＨＶ６５０～ＨＶ１０００の場合、また、表面から深さ０．４ｍｍの位置での硬さがＨＶ５５０～ＨＶ９００の場合を、硬さが十分であり合格と判定した。測定結果を表３に示す。
　［浸炭層の金属組織観察試験］
　上記浸炭部品の浸炭層（徐冷まま材を使用した浸炭部品、ＳＡ材を使用した浸炭部品）について、表面から深さ０．４ｍｍの位置での金属組織を評価した。金属組織は、ナイタール腐食を施して、光学顕微鏡で観察を行った。光学顕微鏡の倍率は２００倍とし、観察視野は５００μｍ×５００μｍとした。
　観察視野におけるマルテンサイトの分率（面積率（％））は、画像解析により算出した。なお、金属組織中で、上記以外の残部は、フェライト、パーライト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、球状化セメンタイト、又は、セメンタイト等であった。
　［芯部の化学組成及びビッカース硬さ］
　上記浸炭部品（徐冷まま材を使用した浸炭部品、ＳＡ材を使用した浸炭部品）の芯部のビッカース硬さ及び化学組成を次の方法で測定した。浸炭部品の長手方向に垂直な切断面において、表面から２ｍｍ深さ位置のビッカース硬さを、ビッカース硬度計を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験により求めた。試験時の荷重は４９Ｎとした。２ｍｍ深さ位置にて１０回の測定を行い、その相加平均値を表面から２ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さ（ＨＶ）とした。得られたビッカース硬さを表２に示す。ビッカース硬さが、ＨＶ２５０～ＨＶ５００の場合を、硬さが十分であり合格と判定した。測定結果を表３に示す。
　また、表面から２ｍｍ深さ位置での化学組成は、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ）を用いて、原子番号５番以上の元素に関して定量分析を行った。そして、出発材料である鋳片での化学成分と、ほぼ同じ組成である場合を、同等と判断した。判定結果を表３に示す。
　［浸炭部品の粗粒の有無］
　上記浸炭部品（徐冷まま材を使用した浸炭部品、ＳＡ材を使用した浸炭部品）の芯部について、表面から深さ２ｍｍの位置での、旧オーステナイト結晶粒の観察を行った。具体的には、浸炭部品の長手方向に垂直な切断面を観察面とした。観察面を鏡面研磨した後、ピクリン酸飽和水溶液にてエッチングを行った。エッチングされた観察面の、表面から２ｍｍ深さ位置を含む視野（３００μｍ×３００μｍ）を光学顕微鏡（４００倍）で観察して、旧オーステナイト結晶粒を特定した。特定された旧オーステナイト結晶粒に対して、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２０１３）に準拠して、各旧オーステナイト粒の結晶粒度番号を求めた。結晶粒度番号でＮｏ．４以下の結晶粒が一つでも存在している場合に「粗大粒発生あり」と判定した。判定結果を表３に示す。
　［接合後浸炭部品の疲労強度評価試験］
　各試験番号の鋼材（徐冷まま材、ＳＡ材）であって、直径３５ｍｍの丸棒を機械加工して、直径２０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの丸棒を作製した。この丸棒を用いて、基本疲労試験片、及び、接合疲労試験片を作製した。
　基本疲労試験片は、次の方法で作製した。直径２０ｍｍ、長さ１５０ｍｍ丸棒の断面中央部から評価部直径８ｍｍ、平行部長さ１５．０ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片を作成した。この試験片を、基本疲労試験片とした。
　接合疲労試験片は、次の方法で作製した。同じ試験片番号同士の直径２０ｍｍ、長さ１５０ｍｍ丸棒を突き合わせて、次の摩擦圧接条件で接合丸棒を作成した。
　摩擦圧接条件：
　摩擦圧力：１００ＭＰａ、摩擦時間：５ｓｅｃ、
　アップセット圧力（接合部への丸棒両端部からの加圧力）：２００ＭＰａ、
　アップセット時間（接合部への加圧時間）：５ｓｅｃ、
　回転数：２０００ｒｐｍ、
　寄りしろ：５～１２ｍｍ
　接合丸棒の断面中央部から評価部直径８ｍｍ、平行部長さ１５．０ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片を作成し、圧接疲労試験片とした。圧接疲労試験片では、平行部の長手方向中央部を接合面とした。
　基本疲労試験片及び接合疲労試験片に対して、次の浸炭焼入れ処理を実施して、浸炭部品（徐冷まま材を使用した浸炭部品、ＳＡ材を使用した浸炭部品）とした。浸炭焼入れ処理では、変成炉ガス方式によるガス浸炭を実施した。具体的には、カーボンポテンシャルを０．８％とし、９５０℃で５時間保持した。その後、同じカーボンポテンシャルにおいて８５０℃で０．５時間保持した。その後、１３０℃の油に浸漬して、油焼入れを実施した。油焼入れ後、１５０℃で９０分保持する焼戻しを実施した。以上の方法により、浸炭部品を模擬した小野式回転曲げ疲労試験片（基本疲労試験片、接合疲労試験片）を作製した。
　作製された基本疲労試験片、接合疲労試験片に対して、小野式回転曲げ疲労試験を実施した。具体的には、上述の各小野式回転曲げ疲労試験片（基本疲労試験片、接合疲労試験片）を用いて、室温、大気雰囲気中にて、ＪＩＳ　Ｚ　２２７４（１９７８）に準拠した小野式回転曲げ疲労試験を実施した。回転数を３０００ｒｐｍとし、応力比Ｒを－１とし、応力負荷繰返し回数が１×１０７サイクル後において破断しなかった最大応力を疲労強度（ＭＰａ）とした。
　基本疲労試験片の疲労強度（ＭＰａ）に対する、接合疲労試験片の疲労強度（ＭＰａ）の比（％）を疲労強度比と定義した。つまり、疲労強度比は次の式で定義された。
　疲労強度比（％）＝接合疲労試験片の疲労強度／基本疲労試験片の疲労強度×１００
　得られた疲労強度比を表３に示す。疲労強度比が８５％以上であれば、接合後においても、優れた疲労強度が得られたと判断した。
　［試験結果］
　試験結果を表２及び表３に示す。表２及び表３を参照して、試験番号１～試験番号１１の化学組成は適切であり、式（１）～式（３）を満たした。さらに、製鋼条件も適切であった。また、徐冷工程での冷却速度も適切であった。さらに、球状化処理も適切であった。そのため、徐冷まま材及びＳＡ材でのＭｎ硫化物個数はいずれも７０．０個／ｍｍ2以下であり、かつ、酸化物個数はいずれも２５．０個／ｍｍ2以下であった。さらに、徐冷まま材において、フェライト及びパーライトの総面積率は８５～１００％であり、ＳＡ材において、フェライト及び球状化セメンタイトの総面積率は８５～１００％であった。その結果、徐冷まま材、ＳＡ材ともに、限界圧縮率は６８％以上であり、優れた限界圧縮率を示した。
　さらに、徐冷まま材の浸炭部品及びＳＡ材の浸炭部品の浸炭層のビッカース硬さはいずれも適切であり、０．４深さ位置でのマルテンサイト分率も９０％以上であった。さらに、芯部硬さ及び化学組成も適切であり、旧オーステナイト粒径も粗大化していなかった。さらに、接合疲労試験片において、疲労強度比はいずれも８５％以上と高く、接合された場合であっても、優れた疲労強度を示した。
　一方、試験番号１２では、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、徐冷まま材において、フェライト及びパーライトの総面積率が８５％未満となった。さらに、徐冷まま材及びＳＡ材ともに、限界圧縮率が６８％未満となり、十分な限界圧縮率が得られなかった。
　試験番号１３では、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、徐冷まま材の浸炭部品の芯部、及び、ＳＡ材の浸炭部品の芯部において、十分な硬さが得られなかった。
　試験番号１４では、酸素含有量が高すぎた。そのため、徐冷まま材、ＳＡ材ともに、酸化物個数が多すぎた。その結果、徐冷まま材の浸炭部品及びＳＡ材の浸炭部品を模擬した接合疲労試験片において、疲労強度比が８５％未満と低かった。
　試験番号１５では、Ｎ含有量が高すぎた。そのため、固溶Ｂを確保することができず、芯部硬さが低すぎた。さらに、粗大なＴｉＮが生成したため、鋼材（徐冷まま材及びＳＡ材）の限界加工率が低かった。
　試験番号１６では、Ｆ１が式（１）の下限未満であった。そのため、徐冷まま材の浸炭部品の芯部硬さ、及び、ＳＡ材の浸炭部品の芯部硬さが低すぎた。
　試験番号１７では、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、徐冷まま材において、フェライト及びパーライトの総面積率が８５％未満となった。そのため、徐冷まま材及びＳＡ材の鋼材の限界加工率が低かった。
　試験番号１８では、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。そのため、徐冷まま材の浸炭部品、及び、ＳＡ材の浸炭部品において、０．４ｍｍ深さ位置での硬さが低すぎた。
　試験番号１９では、Ｆ２が式（２）の上限を超えた。そのため、鍛造前の鋼材（徐冷まま材及びＳＡ材）の限界加工率が低すぎた。
　試験番号２０では、Ｆ３が式（３）の下限未満であった。そのため、徐冷まま材の浸炭部品の芯部、及び、ＳＡ材の浸炭部品の芯部において、旧オーステナイト粒の一部が粗粒となった。
　試験番号２１では、Ｆ３が式（３）の上限を超えた。そのため、鋼材（徐冷まま材及びＳＡ材）の限界加工率が低かった。
　試験番号２２及び２３では、二次精錬後の取鍋内の溶鋼に対して、１５００～１６００℃での温度での保持時間ｔｓが均一混合時間τの２．０倍未満であった。そのため、徐冷まま材及びＳＡ材において、ＭｎＳ個数が７０．０個／ｍｍ2を超え、酸化物個数が２５．０個／ｍｍ2を超えた。その結果、徐冷まま材の浸炭部品及びＳＡ材の浸炭部品を模擬した接合疲労試験片において、疲労強度比が８５％未満と低かった。
　試験番号２４及び２５では、精錬工程において、Ａｌ添加前にＳｉを添加した。そのため、徐冷まま材及びＳＡ材において、酸化物個数が２５．０個／ｍｍ2を超えた。その結果、徐冷まま材の浸炭部品及びＳＡ材の浸炭部品を模擬した接合疲労試験片において、疲労強度比が８５％未満と低かった。
　試験番号２６及び２７では、熱間圧延後の徐冷工程での８００℃～５００℃での平均冷却速度が速すぎた。そのため、徐冷まま材の鋼材の組織において、フェライト及びパーライトの総面積率が８５％未満となり、限界圧縮率が６８％未満であった。一方、ＳＡ材の鋼材の組織では、フェライト及び球状セメンタイトの総面積率が８５％以上となり、ＳＡ材の限界圧縮率は６８％を超えた。そして、ＳＡ材の浸炭部品の浸炭層のビッカース硬さは適切であり、０．４ｍｍ深さ位置でのマルテンサイト分率も９０％以上であった。さらに、芯部硬さ及び化学組成も適切であり、旧オーステナイト粒径も粗大化していなかった。さらに、接合疲労試験片において、疲労強度比は８５％以上と高く、接合された場合であっても、優れた疲労強度を示した。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
 

Claims (5)

  1. 　浸炭処理が行われる部品用の鋼材であって、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．０９～０．１６％、
    　Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．４０～０．６０％、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．０２５％以下、
    　Ｃｒ：０．９０～２．００％、
    　Ｍｏ：０．１０～０．４０％、
    　Ａｌ：０．００５～０．０３０％、
    　Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％未満、
    　Ｎｂ：０．０１０～０．０３０％、
    　Ｎ：０．００８０％以下、
    　Ｏ：０．００３０％以下、
    　Ｂ：０．０００３～０．００３０％、
    　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
    　Ｃｕ：０～０．５０％、
    　Ｎｉ：０～０．３０％、及び、
    　残部：Ｆｅ及び不純物、
    　からなり、式（１）～式（３）を満たす化学組成を有し、
    　前記鋼材の軸方向に平行な断面において、
    　Ｍｎを１０．０質量％以上含有し、Ｓを１０．０質量％以上含有し、円相当径が０．５μｍ以上のＭｎ硫化物が７０．０個／ｍｍ2以下であり、
    　酸素を１０質量％以上含有し、円相当径が０．５μｍ以上の酸化物が２５．０個／ｍｍ2以下である、
    　鋼材。
    　０．１４０＜Ｃ＋０．１９４×Ｓｉ＋０．０６５×Ｍｎ＋０．０１２×Ｃｒ＋０．０３３×Ｍｏ＋０．０６７×Ｎｉ＋０．０９７×Ｃｕ＋０．０７８×Ａｌ＜０．２３５　式（１）
    　１３．０＜（０．７０×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．２×Ｃｒ＋１）×（３．０×Ｍｏ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）＜４５．０　式（２）
    　０．００４＜Ｔｉ－Ｎ×（４８／１４）＜０．０３０　式（３）
    　ここで、式（１）～式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 　請求項１に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃｕ：０．００５％～０．５０％、及び、
    　Ｎｉ：０．００５％～０．３０％、
    　からなる群から選択される１種以上を含有する、
    　鋼材。
  3. 　請求項１又は２に記載の鋼材であって、
    　金属組織が、面積％で、フェライトとパーライトとを、合計で、８５～１００％含む、
    　鋼材。
  4. 　請求項１又は請求項２に記載の鋼材であって、
    　金属組織が、面積％で、フェライトと球状化セメンタイトとを、合計で、８５～１００％含む、
    　鋼材。
  5. 　請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の鋼材であって、
    　前記鋼材は、棒鋼である、
    　鋼材。
     
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