CN110651060B - 钢和部件 - Google Patents

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Abstract

本发明提供改善了淬硬性、韧性、表面起点剥离寿命和弯曲疲劳强度这些全部的特性的钢以及使用这样的钢制造的部件。一种钢，具有规定的成分，用下述式(1)定义的Fn1为0.20～0.65，用下述式(2)定义的Fn2为0.50～1.00。Fn1＝4.2×[Cr]/(7.0×[Si]+16.0×[Mn])…(1)[元素]：元素的质量％，Fn2＝A1/A2…(2)A1：在4.0mm2的总面积的观察区域中的、含有相对于各硫化物中的总摩尔数为1.0摩尔％以上的Ca且当量圆直径为1.0μm以上的硫化物系夹杂物的总面积(μm2)；A2：在4.0mm2的总面积的观察区域中的、当量圆直径为1.0μm以上的硫化物系夹杂物的总面积(μm2)。

Description

钢和部件
技术领域
本发明涉及改善了淬硬性、韧性、表面起点剥离寿命和弯曲疲劳强度的钢以及使用这样的钢制造的部件。
背景技术
对于轴承等机械结构用部件、等速万向节、轮毂单元等汽车用部件，由于高的面压力反复作用，因此要求优异的滚动疲劳特性，近年来，对于上述部件，要求例如汽车的燃油经济性提高和发动机的高输出化，随之，轻量化、小型化和高应力负荷化的迫切期望变得极大，上述部件的使用环境变得严酷。
针对上述要求，对轴承部件的原料一般进行的是：极力降低作为滚动部件剥离的原因的以Al2O3为代表的非金属夹杂物(以下有时简称为“夹杂物”。)的量来谋求滚动疲劳寿命的提高。
但是，由于近年的炼钢技术的进步而使氧化物小径化，结果硫化物的尺寸相对变大，在仅以氧化物为指标的对策中，有时使滚动疲劳寿命的偏差变大。因此，最近进行着控制夹杂物的组成和形态来使滚动疲劳寿命提高的尝试。
例如，在专利文献1中公开了一种渗碳轴承用钢，其特征在于，成分组成以质量％计由C：0.1％以上且小于0.4％、Si：0.02～1.3％、Mn：0.2～2.0％、P：0.05％以下、S：小于0.010％、Cr：0.50～2.00％、Al：0.01～0.10％、Ca：0.0003～0.0030％、O：0.0030％以下和N：0.002～0.030％以及余量的Fe和杂质构成，并且0.7≤Ca/O≤2.0以及Ca/O≥1250S-5.8。
另一方面，对于轴承，由于被负载交变弯曲应力，因此还要求弯曲疲劳强度。最近进行着为了提高轴承的弯曲疲劳强度而抑制晶界氧化层的生成的尝试。
例如，在专利文献2中公开了一种渗碳部件或碳氮共渗部件用的钢材，其特征在于，成分组成以质量％计含有C：0.1～0.3％、Si：0.01～0.25％、Mn：0.2～1.5％、S：0.003～0.05％、Cr：0.5～2.0％、Mo：0.1～0.8％、Al：0.01～0.05％和N：0.008～0.025％，余量由Fe和杂质构成，杂质中的Ti为0.005％以下，O(氧)为0.002％以下，P和Sn合计为0.030％以下，并且，在钢材截面中，A＝(1+0.681Si)(1+3.066Mn+0.329Mn2)(1+2.07Cr)(1+3.14Mo)的最小值为13以上，并且在截面积1500mm2中的除了硫化物以外的夹杂物群的最大长度为30μm以下。
另外，在专利文献3中公开了一种表面硬化钢，其特征在于，成分组成以质量％计含有C：0.15～0.30％、Si：0.02～1.0％、Mn：0.30～1.0％、S：0.030％以下、Cr：1.80～3.0％、Al：0.010～0.050％和N：0.0100～0.0250％，并且Si、Mn、Cr和S的含量以由式(1)Mn/S以及式(2)Cr/(Si+2Mn)表示的fn1以及fn2的值计分别满足30≤fn1≤150和0.7≤fn2≤1.1，余量由Fe和杂质构成，杂质中的P、Ti和O(氧)分别为P：0.020％以下、Ti：小于0.005％、和O：0.0015％以下。
而且，在专利文献4中公开了一种熔炼方法，其是化学组成以质量％计含有C：0.05～0.30％、Si：0.05～1.0％、Mn：0.10～2.0％、P：0.050％以下、S：0.008％以下、Cr：0.4～2.0％、Al：0.010～0.050％、N：0.010～0.025％和O：0.0015％以下且余量为Fe和杂质的渗碳轴承钢钢材的熔炼方法，通过以工序1：助熔剂吹入处理、工序2：渣精炼处理、工序3：钢液回流处理的顺序进行浇包精炼处理，来控制硫化物系夹杂物以使得构成硫化物系夹杂物的含S化合物的平均组成为CaS：1.0％以上、MgS：0～20％、且CaS、MgS和MnS这三种成分的合计为95％以上。
而且，在专利文献5中公开了一种渗碳轴承钢钢材，其包含特定量的C、Si、Mn、P、S、Al、Cr、N和O，余量由Fe和杂质构成，对30个部位进行长度方向纵截面100mm2中的最大氧化物直径和最大硫化物直径的测定，使用极值统计处理算出的30000mm2中的氧化物和硫化物的预测
Figure BDA0002272663930000031
AREAmax为50μm以下和60μm以下，在该30个部位测定出的最大氧化物和最大硫化物的平均纵横比为5.0以下，该30个部位的最大氧化物的平均组成的含量为CaO：2.0～20％、MgO：0～20％和SiO2：0～10％且余量为Al2O3，由特定的2～4元系氧化物之中的任意氧化物构成，该30个部位的最大硫化物的平均组成的含量为CaS：100％的1元系硫化物、或CaS≥1.0％、MgS：0～20％且余量为MnS，由特定的2元系或3元系硫化物构成。
在先技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2015-129335号公报
专利文献2：日本专利第4243852号公报
专利文献3：日本专利第5163242号公报
专利文献4：日本特开2014-5520号公报
专利文献5：日本特开2013-147689号公报
发明内容
专利文献1中公开的渗碳轴承用钢，在较厚地形成晶界氧化层的情况下有弯曲疲劳强度降低的可能性。专利文献2中公开的渗碳部件或碳氮共渗部件用的钢材和专利文献3中公开的表面硬化钢，在存在延伸了的粗大的硫化物的情况下有不能得到优异的滚动疲劳寿命的可能性。因此，在专利文献1～3所公开的技术中，有不能够稳定地实现淬硬性、韧性、表面起点剥离寿命和弯曲疲劳强度这些全部的特性的可能性。
另外，在专利文献4、5所公开的技术中，有不能够稳定地实现淬硬性、韧性、表面起点剥离寿命和弯曲疲劳强度这些全部的特性的可能性。
本发明是鉴于现有技术的上述现状而完成的，其目的在于提供改善了淬硬性、韧性、表面起点剥离寿命和弯曲疲劳强度这些全部的特性的钢以及使用这样的钢制造的部件。
一般地，滚动疲劳是交变载荷施加于在钢材中存在的夹杂物，因应力集中而产生裂纹，其后裂纹由于交变载荷而逐渐地扩展，最终以至于剥离的现象。
本发明人为了解决上述课题而进行了各种研究。其结果得到了下述(a)和(b)的见解。
(a)通过控制硫化物的组成，具体而言，例如通过向钢液中添加Ca来控制组成以使得在硫化物中含有(Mn、Ca)S，由此能够将成为滚动疲劳的应力集中源的粗大的硫化物分散、小径化。
(b)通过将氧化性元素、尤其是Cr、Si和Mn的量的平衡适当化，能够减薄作为渗碳异常层的晶界氧化层和不完全淬火层的层厚，其结果能够确保高的弯曲疲劳强度。
本发明是基于上述见解(a)和(b)而完成的发明，其主旨如下。
[1]一种钢，其特征在于，成分组成以质量％计含有
C：0.10～0.30％、
Si：0.01～0.25％、
Mn：0.20～1.50％、
P：0.001～0.015％、
S：0.001～0.010％、
Cr：0.50～2.00％、
Mo：0.10～0.50％、
Al：0.005～0.100％、
Ca：0.0002～0.0010％、
N：0.005～0.025％、
O：0.0015％以下、
Cu：0～0.20％、
Ni：0～0.20％、
B：0～0.005％、
Nb：0～0.05％、
Ti：0～0.10％，
余量为Fe和杂质，
用下述式(1)定义的Fn1为0.20～0.65，
用下述式(2)定义的Fn2为0.50～1.00。
Fn1＝4.2×[Cr]/(7.0×[Si]+16.0×[Mn])···(1)
[元素]：元素的质量％
Fn2＝A1/A2···(2)
A1：在4.0mm2的总面积的观察区域中的、含有相对于各硫化物中的总摩尔数为1.0摩尔％以上的Ca且当量圆直径(等效圆直径)为1.0μm以上的硫化物系夹杂物的总面积(μm2)
A2：在4.0mm2的总面积的观察区域中的、当量圆直径为1.0μm以上的硫化物系夹杂物的总面积(μm2)
[2]根据[1]所述的钢，上述成分组成以质量％计包含Cu：0.20％以下、Ni：0.20％以下和B：0.005％以下的至少1种。
[3]根据[1]或[2]所述的钢，上述成分组成以质量％计包含Nb：0.05％以下和Ti：0.10％以下的至少1种。
[4]根据[1]～[3]的任一项所述的钢，其为棒钢。
[5]一种部件，其特征在于，在距表面500μm以上的深度区域中，
成分组成以质量％计含有
C：0.10～0.30％、
Si：0.01～0.25％、
Mn：0.20～1.50％、
P：0.001～0.015％、
S：0.001～0.010％、
Cr：0.50～2.00％、
Mo：0.10～0.50％、
Al：0.005～0.100％、
Ca：0.0002～0.0010％、
N：0.005～0.025％、
O：0.0015％、
Cu：0～0.20％、
Ni：0～0.20％、
B：0～0.005％、
Nb：0～0.05％、
Ti：0～0.10％，
余量为Fe和杂质，
用下述式(1)定义的Fn1为0.20～0.65，
用下述式(2)定义的Fn2为0.50～1.00，
所述部件的表面起点剥离寿命和弯曲疲劳强度优异。
Fn1＝4.2×[Cr]/(7.0×[Si]+16.0×[Mn])···(1)
[元素]：元素的质量％
Fn2＝A1/A2···(2)
A1：在4.0mm2的总面积的观察区域中的、含有相对于各硫化物中的总摩尔数为1.0摩尔％以上的Ca且当量圆直径为1.0μm以上的硫化物系夹杂物的总面积(μm2)
A2：在4.0mm2的总面积的观察区域中的、当量圆直径为1.0μm以上的硫化物系夹杂物的总面积(μm2)
[6]根据[5]所述的部件，上述成分组成以质量％计包含Cu：0.20％以下、Ni：0.20％以下和B：0.005％以下的至少1种。
[7]根据[5]或[6]所述的部件，上述成分组成以质量％计包含Nb：0.05％以下和Ti：0.10％以下的至少1种。
[8]根据[5]～[7]的任一项所述的部件，在中央部吸收能vE20为43J/cm2以上。
本发明涉及的钢，具有规定的成分组成，将Cr、Si、Mn的平衡适当化，并且，将当量圆直径为规定值的硫化物系夹杂物之中的、进而硫化物中的Ca摩尔数的比例为规定值的硫化物系夹杂物的比例适当化。因此，本发明涉及的钢，能够改善淬硬性、韧性、表面起点剥离寿命和弯曲疲劳强度这些全部的特性。
附图说明
图1是示意性地表示观察区域内的SEM像的明亮度分布的一例的图。
图2是示意性地表示观察区域内的SEM像的一例的图。
图3是表示调质热处理的温度与时间的关系的图。
具体实施方式
以下，对完成本发明的发明人的见解以及与本发明涉及的钢、其制造方法和部件的制造方法相关的实施方式(本实施方式)进行详述。再者，以下，各元素的含量的“％”意指“质量％”。
＜本发明人的见解＞
本发明人为了提供改善了淬硬性、韧性、表面起点剥离寿命和弯曲疲劳强度这些全部的特性的钢、以及使用这样的钢制造的部件而进行了深入研究。即，本发明人对于钢的成分组成的影响、尤其是Si、Mn、Cr和Ca对渗碳处理后的渗碳部件的表面起点剥离寿命和弯曲疲劳强度给予的影响进行了调查和研究。其结果，本发明人针对弯曲疲劳强度、表面起点剥离寿命、淬硬性和韧性得到了以下的见解。
(a)关于弯曲疲劳强度
在渗碳轴承用钢中，为了确保高的弯曲疲劳强度，需要减薄作为渗碳异常层的晶界氧化层和不完全淬火层的层厚，通过在氧化性元素中、尤其是在Si、Mn和Cr中将量平衡适当化，能够减薄作为渗碳异常层的晶界氧化层和不完全淬火层的层厚。
具体而言，如果用下述式(1)定义的Fn1为0.20～0.65，则能够减薄晶界氧化层和不完全淬火层的层厚。
Fn1＝4.2×[Cr]/(7.0×[Si]+16.0×[Mn])···(1)
[元素]：元素的质量％
Fn1：0.20～0.65
若Fn1小于0.20，则渗碳异常层的层厚变厚，难以确保高的弯曲疲劳强度，因此Fn1设为0.20以上。优选为0.25以上、进一步优选为0.30以上。另一方面，若Fn1超过0.65，则同样地渗碳异常层的层厚变厚，难以确保高的弯曲疲劳强度，因此Fn1设为0.65以下。优选为0.60以下、进一步优选为0.55以下。
(b)关于表面起点剥离寿命
硫化物系夹杂物通常在高温下容易变形，因此在热加工时容易变形而延伸。延伸了的硫化物系夹杂物在渗碳轴承部件的使用环境下成为疲劳起点，表面起点剥离寿命变短。因此，为了延长表面起点剥离寿命，提高在高温下的硫化物系夹杂物的变形阻力是有效的。
即，若提高在高温下的硫化物系夹杂物的变形阻力，则在热加工时硫化物系夹杂物变得难以延伸而维持球状，因此硫化物系夹杂物难以成为疲劳起点。
与不含Ca的硫化物相比，包含Ca的硫化物的变形阻力大。因此，如果使Ca固溶于硫化物系夹杂物，即，如果将MnS的Mn置换成Ca，则作为结果在高温下的变形阻力变高。将MnS的Mn被置换成Ca的硫化物记为(Mn，Ca)S。具体而言，通过在极力降低了氧浓度的状态下进行二次精炼，使硫化物夹杂物成为以(Mn，Ca)S为主，能够含有相对于各硫化物中的总摩尔数为1.0摩尔％以上的Ca。
这样地固溶了Ca的硫化物系夹杂物，即使在热加工后也能维持球状，因此纵横比(硫化物系夹杂物的长径/短径)小。具体而言，包含相对于各硫化物中的总摩尔数为1.0摩尔％以上的Ca的硫化物系夹杂物，与只包含相对于各硫化物中的总摩尔数为小于1.0摩尔％的Ca的硫化物系夹杂物相比，热加工后的纵横比小，关于其九成，纵横比为3以下。再者，实验的结果判明Ca的相对于各硫化物中的总摩尔数的上限值为50摩尔％。
本发明人基于上述见解发现：如果渗碳轴承用钢中的硫化物系夹杂物用下述式(2)定义的Fn2为0.50～1.00，则硫化物系夹杂物的热加工时的变形阻力变高，渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命延长。
Fn2＝A1/A2···(2)
A1：在4.0mm2的总面积的观察区域中的、含有相对于各硫化物中的总摩尔数为1.0摩尔％以上的Ca且当量圆直径为1.0μm以上的硫化物系夹杂物的总面积(μm2)
A2：在4.0mm2的总面积的观察区域中的、当量圆直径为1.0μm以上的硫化物系夹杂物的总面积(μm2)
Fn2(＝A1/A2)：0.50～1.00
Fn2是与热加工后的渗碳轴承用钢中的硫化物系夹杂物的纵横比相关的指标。如果Fn2为0.50以下，则在热加工时硫化物系夹杂物延伸，热加工后的硫化物系夹杂物的纵横比变大。
若热加工后的硫化物系夹杂物的纵横比变大，则在渗碳处理后的渗碳轴承部件的使用环境下，硫化物系夹杂物成为疲劳起点，表面起点剥离寿命变短，因此Fn2设为0.50以上。优选为0.55以上，更优选为0.60以上。从定义来看，Fn2的上限为1.00。
(C)关于淬硬性和韧性
以往，对于渗碳轴承用的钢而言，难以改善弯曲疲劳强度或表面起点剥离寿命、且保持淬硬性或韧性。若改善弯曲疲劳强度或表面起点剥离寿命，则有淬硬性或韧性降低的问题。
本发明人发现：满足规定的成分组成、(1)式和(2)式的本实施方式涉及的钢，在渗碳处理后的部件中改善弯曲疲劳强度或表面起点剥离寿命，并且淬硬性和韧性也优异。
淬硬性优异是指在淬火后在从部件的表面起算500μm以下的范围HRC的硬度成为22以上。
韧性优异是指在中央部吸收能vE20为43J/cm2以上。
＜钢＞
[成分组成]
(必需元素)
C：0.10～0.30％
C是提高钢的淬硬性、提高淬火后的钢材的芯部的强度和韧性的元素。另外，C是起到延长渗碳处理后的渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命的作用的元素。
若C小于0.10％，则不能够充分得到添加效果，因此C设为0.10％以上。优选为0.13％以上，更优选为0.15％以上。另一方面，若C超过0.30％，则韧性降低，因此C设为0.30％以下。优选为0.29％以下，更优选为0.28％以下，进一步优选为0.25％以下。
Si：0.01～0.25％
Si是除了作为脱氧剂发挥作用以外，还有助于提高淬硬性的元素。另外，Si是提高回火软化抗力，起到抑制在高温下的钢的软化的作用的元素。但是，Si为氧化性元素，若量增大，则被渗碳气体中的微量的H2O和/或CO2选择性氧化，从而作为渗碳异常层的晶界氧化层和不完全淬火层的层厚变厚，弯曲疲劳强度降低。
若Si小于0.01％，则不能够充分得到添加效果，因此Si设为0.01％以上。优选为0.03％以上，更优选为0.06％以上。另一方面，若Si超过0.25％，则作为渗碳异常层的晶界氧化层和不完全淬火层的层厚变厚，弯曲疲劳强度降低，因此Si设为0.25％以下。优选为0.20％以下，更优选为0.15％以下。
Mn：0.20～1.50％
Mn是除了作为脱氧剂发挥作用以外，还有助于提高淬硬性的元素。但是，Mn与Si同样是氧化性元素，若量增大，则被渗碳气体中的微量的H2O和/或CO2选择性氧化，作为渗碳异常层的晶界氧化层和不完全淬火层的层厚变厚，弯曲疲劳强度降低。
若Mn小于0.20％，则不能够充分得到添加效果，因此Mn设为0.20％以上。优选为0.30％以上，更优选为0.40％以上。另一方面，若Mn超过1.50％，则硬度上升，被切削性显著降低，并且渗碳异常层的层厚变厚，弯曲疲劳强度显著降低，因此Mn设为1.50％以下。优选为1.48％以下，更优选为1.30％以下，进一步优选为1.10％以下。
P：0.001～0.015％
P是杂质元素，是在晶界偏析，损害钢的韧性和渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命的元素。
若P超过0.015％，则钢的韧性和渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命显著降低，因此P设为0.015％以下。优选为0.013％以下，更优选为0.010％以下。优选P少，但是，若降低至小于0.001％，则制造成本上升，因此P设为0.001％以上。优选为0.003％以上。
S：0.001～0.010％
S是杂质元素，是形成硫化物、损害钢的韧性和冷锻性并且损害渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命的元素。
若S超过0.010％，则钢的韧性和冷锻性显著降低，并且渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命显著降低，因此S设为0.010％以下。优选为0.008％以下，更优选为0.005％以下。优选S少，但是，若降低至小于0.001％，则制造成本上升，因此S设为0.001％以上。优选为0.002％以上，更优选为0.003以上，进一步优选为0.005％以上。
Cr：0.50～2.00％
Cr是除了提高淬硬性以外，还提高回火软化抗力，起到抑制在高温下的钢的软化的作用的元素。但是，Cr与Si和Mn同样为氧化性元素，若量增大，则被渗碳气体中的微量的H2O和/或CO2选择性氧化，作为渗碳异常层的晶界氧化层和不完全淬火层的层厚变厚，弯曲疲劳强度降低。
若Cr小于0.50％，则不能够充分得到添加效果，因此Cr设为0.50％以上。优选为0.70％以上，更优选为0.90％以上。另一方面，若Cr超过2.00％，则硬度上升，被切削性显著降低，并且渗碳异常层的层厚变厚，弯曲疲劳强度显著降低，因此Cr设为2.00％以下。优选为1.98％以下，更优选为1.80％以下，进一步优选为1.60％以下。
Mo：0.10～0.50％
Mo是提高淬硬性，有助于提高渗碳淬火后的表面硬度、硬化层深度和芯部硬度以及确保渗碳部件的强度的元素。另外，Mo是非氧化性元素，因此是在渗碳时不使晶界氧化层的层厚增厚而将钢表面强韧化，起到提高弯曲疲劳强度的作用的元素。
若Mo小于0.10％，则不能够充分得到添加效果，因此Mo设为0.10％以上。优选为0.20％以上，更优选为0.30％以上。另一方面，若Mo超过0.50％，则硬度上升，被切削性显著降低。而且，渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命降低。另外，由于制造成本也上升，因此Mo设为0.50％以下。优选为0.48％以下，更优选为0.45％以下。
Al：0.005～0.100％
Al是起到将钢脱氧的作用的元素。若Al小于0.005％，则不能够充分得到添加效果，因此Al设为0.005％以上。优选为0.010％以上，更优选为0.015％以上。另一方面，若Al超过0.100％，则生成粗大的氧化物，渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命变短，因此Al设为0.100％以下。优选为0.070％以下，更优选为0.050％以下。
Ca：0.0002～0.0010％
Ca是固溶于硫化物系夹杂物中而起到将硫化物系夹杂物球化的作用的元素。另外，Ca是起到提高在高温下的硫化物系夹杂物的变形阻力，抑制热加工时的硫化物系夹杂物的延伸从而维持球状，延长渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命的作用的元素。
若Ca小于0.0002％，则不能够充分得到添加效果，因此Ca设为0.0002％以上。优选为0.0003％以上，更优选为0.0004％以上。另一方面，若Ca超过0.0010％，则生成粗大的氧化物，渗碳轴承部件的表面起点剥离寿命变短，因此Ca设为0.0010％以下。优选为0.0009％以下，更优选为0.0008％以下。
N：0.005～0.025％
N是与Al、Nb、和/或Ti结合而形成对晶粒的微细化有效的AlN、NbN、和/或TiN，有助于提高弯曲疲劳强度的元素。
若N小于0.005％，则不能够充分得到添加效果，因此N设为0.005％以上。优选为0.010％以上，更优选为0.012％以上。另一方面，若N超过0.025％，则生成粗大的氮化物，韧性和弯曲疲劳强度降低，因此N设为0.025％以下。优选为0.022％以下，更优选为0.020％以下。
O(氧)：0.0015％以下
O(氧)是形成氧化物从而损害强度并且损害渗碳轴承部件的弯曲疲劳强度和表面起点剥离寿命的元素。
若O(氧)超过0.0015％，则强度、渗碳轴承部件的弯曲疲劳强度和表面起点剥离寿命降低，因此O(氧)设为0.0015％以下。优选为0.0013％以下，更优选为0.0010％以下。优选O(氧)少，但是，若将O(氧)降低至0.0001％以下，则制造成本大幅地上升，因此在实用钢上，0.0001％为实质的下限。
(选择元素)
在本实施方式中，钢的成分组成除了上述元素以外，为了提高钢的特性，也可以以质量％计进一步包含(a)Cu：0.20％以下、Ni：0.20％以下、和B：0.005％以下的元素群之中的至少1种、以及(b)Nb：0.05％以下和Ti：0.10％的元素群之中的至少1种。
(a)群元素
Cu：0.20％以下
Cu是起到提高淬硬性的作用的元素。若Cu超过0.20％，则热加工性降低，并且钢成本上升，因此Cu优选为0.20％以下。更优选为0.16％以下。在可靠地得到Cu的添加效果这一点上，Cu优选为0.05％以上。更优选为0.10％以上。
Ni：0.20％以下
Ni是除了提高淬硬性以外，还有助于提高韧性的元素。另外，Ni是非氧化性的元素，是起到在渗碳时不增大晶界氧化层的层厚而将钢表面强韧化的作用的元素。
若Ni超过0.20％，则添加效果饱和，另外，钢成本上升，因此Ni优选为0.20％以下。更优选为0.16％以下。在可靠地得到Ni的添加效果这一点上，Ni优选为0.05％以上。更优选为0.10％以上。
B：0.005％以下
B是除了起到提高淬硬性的作用以外，还起到在淬火时抑制P、S向奥氏体晶界偏析的作用的元素。若B超过0.005％，则生成BN，钢的韧性降低，因此B优选为0.005％以下。更优选为0.003％以下。在可靠地得到B的添加效果这一点上，B优选为0.0003％以上。更优选为0.0005％以上。
(b)群元素
Nb：0.05％以下
Nb是与C和/或N结合而形成微细的碳化物、氮化物、和/或碳氮化物，从而将晶粒微细化，有助于提高弯曲疲劳强度的元素。
若Nb超过0.05％，则热延展性显著降低，在热轧、热锻时在钢表面容易产生瑕疵，并且钢的韧性降低，因此Nb优选为0.05％以下。更优选为0.02％以下。在可靠地得到Nb的添加上效果这一点上，Nb优选为0.005％以上。更优选为0.008％以上。
Ti：0.10％以下
Ti是形成微细的碳化物等而将晶粒微细化，有助于提高钢的强度的元素。若Ti超过0.10％，则钢的韧性和弯曲疲劳强度降低，因此Ti优选为0.10％以下。更优选为0.08％以下。在可靠地得到Ti的添加效果的这一点上，Ti优选为0.005％以上。更优选为0.010％以上。
(余量)
关于本实施方式涉及的钢的成分组成，余量为Fe和杂质。在此，所谓杂质，是从钢原料(矿石、废料等)和/或在炼钢过程中不可避免地混入的元素，是在不损害本实施方式涉及的钢的特性的范围被容许的元素。具体而言，可列举Sb、Sn、W、Co、As、Mg、Pb、Bi和H。再者，Sb、Sn、W、Co、As、Mg、Pb、Bi以及H，在实现本申请的效果上能够容许分别包含至0.010％、0.10％、0.50％、0.50％、0.005％、0.005％、0.10％、0.10％以及0.0010％。
接着，详细说明关于本实施方式涉及的钢的成分组成用下述式(1)定义的Fn1、以及关于本实施方式涉及的钢的硫化物系夹杂物用下述式(2)定义的Fn2。
再者，在本说明书中，硫化物系夹杂物被认为是MnS、(Mn，Ca)S、CaS、FeS。FeS的存在量为微量。在计算上考虑FeS。
Fn1：0.20～0.65
在本实施方式涉及的钢的成分组成中，将用下述式(1)定义的Fn1设为0.20～0.65。
Fn1＝4.2×[Cr]/(7.0×[Si]+16.0×[Mn])···(1)
再者，向式(1)中的括号内导入元素的质量％。
Fn1是与渗碳异常层的层厚相关的指标。若Fn1小于0.20(Si量过度地多)，则晶界氧化层等变厚。另外，若Fn1超过0.65(Cr量过度地多)，则Cr被渗碳气体中的微量的H2O和/或CO2选择性氧化。因此，在这些情况下，渗碳异常层的层厚都增大，弯曲疲劳强度降低，因此Fn1为0.20以上，Fn1为0.65以下。Fn1优选为0.25以上，更优选为0.3以上。Fn1优选为0.60以下，更优选为0.55以下。
Fn2：0.50～1.00
关于本发明钢的硫化物系夹杂物，将用下述式(2)定义的Fn2设为0.50～1.00。
Fn2＝A1/A2···(2)
A1：在4.0mm2的总面积的观察区域中的、含有相对于各硫化物中的总摩尔数为1.0摩尔％以上的Ca且当量圆直径为1.0μm以上的硫化物系夹杂物的总面积(μm2)
A2：在4.0mm2的总面积的观察区域中的、当量圆直径为1.0μm以上的硫化物系夹杂物的总面积(μm2)
Fn2(＝A1/A2)是与热加工后的硫化物系夹杂物的纵横比相关的指标。若Fn2小于0.50，则纵横比大的硫化物系夹杂物的比例变大。
纵横比大的硫化物系夹杂物，在渗碳处理后的渗碳轴承部件的使用环境下成为疲劳起点，损害表面起点剥离寿命，因此为了降低纵横比大的硫化物系夹杂物的比例，Fn2为0.5以上。Fn2优选为0.55以上，更优选为0.60以上。从其定义来看，Fn2为1.00以下。
Fn2利用以下方法求出。将包含棒状或线状的钢的直径的与轧制方向平行的截面的距表面1/10d-7/16d的区域作为观察对象区域。在此，将钢的直径表示为d。
将作为与轧制方向平行的截面的观察对象区域用金刚石进行镜面研磨，制成被检面。用SEM(扫描型电子显微镜)来确定被检面的硫化物系夹杂物。具体而言，在500倍的倍率下选择100处的被检面内的任意的观察区域。即，观察区域是指在500倍的倍率下观察将观察对象区域进行镜面研磨而成的被检面的任意区域的区域。观察区域的总面积设为至少4.0mm2。观察区域的总面积也可以超过4.0mm2。再者，被检面只要以观察区域的总面积满足至少4.0mm2的方式制成即可，被检面自身的大小并不特别规定。
在各观察区域中，基于由SEM观察的反射电子像的对比度来确定硫化物系夹杂物。在反射电子像中，观察区域用灰色标度图像表示。反射电子像内的Fe母材、硫化物系夹杂物、氧化物系夹杂物的对比度分别不同。
利用SEM和EDS(能量分散型X射线显微分析仪)来预先确定表示硫化物系夹杂物的明亮度(多灰度级)的数值范围。以下将被预先确定为表示硫化物系夹杂物的明亮度的数值范围称为基准范围。在观察区域中，确定明亮度在基准范围内的区域。以下，将明亮度在基准范围内的区域称为硫化物区域。
在图1中示意性地示出观察区域内的SEM像的明亮度分布的一例。在图1中，纵轴为观察区域中的面积比例(％)，横轴为明亮度。在图1中，区域R1表示氧化物系夹杂物的区域，区域R2表示硫化物系夹杂物的区域，区域R3表示Fe母材的区域。
将图1中的B1～B2作为明亮度的基准范围，从观察区域选择基准范围B1～B2的区域。在图2中示意性地表示观察区域内的SEM像的一例。在图2中，硫化物区域X1～X4是具有基准范围B1～B2的明亮度的区域，该区域相当于硫化物系夹杂物的区域。
在图2中，夹杂物Y1～Y3中的区域Z1～Z3相当于氧化物系夹杂物的区域。即，夹杂物Y1～Y3是由硫化物系夹杂物和氧化物系夹杂物构成的复合夹杂物。
接着，算出所确定的硫化物区域X1～X4的当量圆直径。所谓当量圆直径是将硫化物区域的面积换算成具有相同面积的圆的情况下的圆的直径。在计算硫化物区域X1～X4的当量圆直径时，将在各个硫化物区域内存在的氧化物系夹杂物(图2中的Z1～Z3的区域)的面积除掉来算出。在100处的观察区域(总面积4.0mm2)中，将算出的当量圆直径为1.0μm以上的硫化物区域的总面积(μm2)定义为A2。
接着，利用以下方法求出含有相对于各硫化物中的总摩尔数为1.0摩尔％以上的Ca且当量圆直径为1.0μm以上的硫化物系夹杂物的总面积A1。在上述100处的观察区域(总面积4.0mm2)中，利用EDS来定量分析当量圆直径为1.0μm以上的硫化物区域。确定进行了定量分析的硫化物区域之中的、含有相对于各硫化物中的总摩尔数为1.0摩尔％以上的Ca的硫化物系夹杂物的区域。
在用EDS定量分析硫化物系夹杂物中的Ca时，使用半定量的分析方法。在观察区域中，不仅存在单独的硫化物系夹杂物，如前述那样也存在包含硫化物系夹杂物和氧化物系夹杂物的复合夹杂物。
设想利用SEM像确定的硫化物区域为复合夹杂物的硫化物系夹杂物的情况。在该情况下，即使以硫化物系夹杂物为目标，从EDS装置入射电子，有时不仅硫化物系夹杂物，入射电子也照射到与硫化物系夹杂物相邻的氧化物系夹杂物。
在这样的情况下，在分析结果中不仅包含硫化物系夹杂物的分析值，也包含氧化物系夹杂物的分析值。有氧化物系夹杂物为Ca氧化物的可能性。为了避免该问题，采用半定量的测定方法。半定量的测定方法如下。以下所示的含量为摩尔％。
将通过EDS定量分析测定出的硫化物系夹杂物中的S含量和Mn含量进行比较。在EDS定量分析中，对每个夹杂物在夹杂物整体进入的区域进行测定，在5kV的电压下使用20nm的电子束直径以100nm间距进行。
(i)S含量为Mn含量以下的情况
由于与Ca相比，S与Mn的结合力强，因此分析了的硫化物区域的S形成为MnS，不包含Ca。即，不存在(Ca，Mn)S，分析了的硫化物区域的面积不包含在(2)式的A1中。
从Mn含量减去S含量而得到的差量值的Mn(下述[Mn]*)，包含在氧化物系夹杂物中而算出。
[Mn]*＝Mn含量-S含量···(A)式
(ii)S含量超过Mn含量的情况
在Ca含量多于下述(B)式的[S]*量的情况下，相当于[S]*的Ca以(Ca，Mn)S的形式包含在硫化物区域中而算出。下述(C)式的[Ca]*量以CaO的形式形成氧化物。因此，[Ca]*从分析了的硫化物区域的摩尔数除外。
在Ca含量少于下述(B)式的[S]*量的情况下，[S]*量的S与Fe结合而形成FeS。在该情况下，Ca含量以(Ca，Mn)S的形式包含在硫化物区域中。
[S]*＝S含量-Mn含量···(B)式
[Ca]*＝Ca含量-[S]*···(C)式
利用以上的半定量的测定方法，来确定当量圆直径为1.0μm以上的硫化物区域中的Ca含量。然后，求出含有相对于各硫化物中的总摩尔数为1.0摩尔％以上的Ca且当量圆直径为1.0μm以上的硫化物区域的总面积(μm2)，将所求得的总面积定义为A1。在计算A1的情况下，也除去在硫化物区域内存在的氧化物系夹杂物(图2中的Z1～Z3的区域)的面积来算出。
使用采用以上的方法算出的总面积A1和总面积A2，来求出Fn2。
本发明的钢为渗碳轴承用的钢。通常棒钢、线材作为渗碳轴承用的钢使用。一般所流通的棒钢的直径为16mm～200mm，线材的直径为4mm～20mm。也可以将本发明的实施方式涉及的钢规定为直径为16mm～200mm的棒钢或直径为4mm～20mm的线材。
＜钢的制造方法＞
接着，对制造本发明钢的制造方法的一例进行说明。
将具有上述成分组成且满足上述式(1)的钢液进行连续铸造而制成铸坯。Ca在添加Al后向装入中间包之前的钢液中以丝的形式添加。通过在添加Al后添加Ca，难以生成粗大的Ca氧化物，通过向装入中间包之前的钢液以丝的形式添加，能够降低在钢液中结晶出的粗大的(Mn，Ca)S量，并存在过饱和地固溶的Ca，由此在凝固时容易结晶出微细的(Mn，Ca)S，能够满足上述式(2)。再者，微细的CaO、CaS也可以先于微细的(Mn，Ca)S生成。也可以将钢液采用铸锭法制成锭(钢块)。
将铸坯或锭进行热加工而制造钢坯。例如，通过开坯轧制将铸坯或锭制成钢坯。将钢坯进行热加工而制成棒钢或线材等的渗碳轴承用钢材。热加工可以为热轧，也可以为热锻(热锻拉伸等)。可以根据需要对所制造的渗碳轴承用钢材实施正火处理、球化退火处理。通过以上的工序来制造渗碳轴承用钢。
＜部件的制造方法＞
使用本实施方式涉及的钢制造部件(例如渗碳轴承)的方法的一例如下。即，首先，将本实施方式涉及的钢加工成规定的形状来制造中间品。加工方法例如为以切削加工为代表的机械加工。
接着，对中间品实施渗碳处理。渗碳处理只要在众所周知的条件下实施即可。用众所周知的方法适当调整渗碳处理中的淬火条件、回火条件，从而适当调整部件的表面硬度、表面C浓度等。
通过以上的工序，能够制造(渗碳轴承)部件。使用本实施方式涉及的钢通过众所周知的渗碳处理而制造的部件，是淬硬性、韧性、表面起点剥离寿命和弯曲疲劳强度优异的部件。
关于利用本实施方式涉及的部件的制造方法得到的部件，其渗碳层的厚度从表面起算为0.5～2.0mm。通过渗碳层的厚度为0.5mm以上，能够提高表面起点剥离寿命。另一方面，为了使其为2.0mm以上，渗碳时间会变长，成本变高。渗碳层的厚度优选为0.5～2.0mm。
这样得到的部件，其中央部的吸收能vE20为43J/cm2以上，具有优异的韧性。
部件的形状根据部件的种类不同而不同，因此难以一样地从部件的形状定义中央部。在此，针对向部件的形状加工前的渗碳处理后的原料来定义中央部。所谓中央部意指：在向部件的形状加工前的渗碳处理后的原料中，在与轧制方向平行的截面中距离表面2/5T～3/5T的范围。在此，T意指原料的厚度。再者，在解析了部件的情况下，能够认定上述中央部。
实施例
接下来，对本发明的实施例进行说明，但是，实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例，本发明并不被该一个条件例限定。只要不脱离本发明的主旨而达到本发明的目的，本发明就能够采用各种条件。
＜实施例1＞
[棒钢的制作]
在300kg真空熔化炉中制造具有表1所示的各成分组成的钢液，铸造成锭。将锭在1150℃下加热30分钟后，以加工温度成为950℃以上的方式进行热锻，制作了直径60mm的棒钢。
Figure BDA0002272663930000211
切割直径60mm的棒钢的一部分，对切割下来的棒钢实施热锻，来制造了直径30mm的棒钢。将这些棒钢在1250℃下保持12小时后自然冷却至室温，进而进行925℃×1小时的加热保持，接着，自然冷却至室温。
[使用了棒钢的各种评价]
使用正火后的棒钢(直径60mm和直径30mm)，如以下所示那样进行了夹杂物评价试验、淬硬性评价试验、韧性评价试验、表面起点剥离寿命评价试验和旋转弯曲疲劳强度评价试验。
(夹杂物评价试验)
夹杂物评价试验采用以下方法实施。从直径30mm的棒钢观察了与棒钢的轧制方向平行的面的距离表面3.00～13.12mm的位置。用金刚石对与轧制方向平行的观察面进行了镜面研磨。用上述的方法确定镜面研磨后的观察面的硫化物系夹杂物，求出在各试验号码下的Fn2(＝A1/A2)。将关于该Fn2的结果与Fn1的计算结果一起示于表2中。
(淬硬性评价试验)
淬硬性评价试验采用以下方法实施。从直径30mm的棒钢通过机械加工制作了带凸缘的直径25mm、长度100mm的顶端淬火试样。对各试验号码的试样，实施了依据JIS G 0561(2011)标准的顶端淬火试验。再者，淬火温度设为950℃，对棒钢1～32进行了6小时的处理。
试验后，测定距水冷端11mm的位置的硬度J11，用测定出的硬度J11评价了淬硬性。硬度试验使用顶端半径0.2mm且顶端角120度的金刚石圆锥的压头在150kgf的条件下进行了测定。在硬度J11以洛氏硬度HRC计为22以上的情况下，判断为淬硬性高(表2中为“合格”)。在硬度J11以洛氏硬度HRC计小于22的情况下，判断为淬硬性低(表2中为“不合格”)。将该结果一并记于表2中。
(韧性评价试验)
用以下方法实施了韧性评价试验。对直径30mm的棒钢实施了图3所示的加热模式的调质热处理。具体而言，将直径30mm的棒钢在900℃下保持4小时，接着，实施了油淬火(图3中为“OQ”)。对油淬火后的棒钢进一步实施在180℃下保持2小时的回火处理，接着，进行了空冷(图3中为“AC”)。
从实施了上述调质热处理的棒钢，以V缺口侧的表面的宽度方向中心处于1/8D′的位置的方式制作了具有V缺口的夏比冲击试样。对各试验号码的夏比冲击试样，在室温下实施了依据JIS Z 2242(2009)标准的夏比冲击试验。在此，D′表示实施了上述调质热处理的棒钢的直径。
在试验中得到的吸收能除以缺口部的原截面面积(试验前的试样的缺口部的截面面积)，从而求得冲击值vE20(J/cm2)。在冲击值vE20为43J/cm2以上的情况下，判断为韧性高(表2中为“合格”)。在冲击值vE20小于43J/cm2的情况下，判断为韧性低(表2中为“不合格”)。将该结果一并记于表2中。
(表面起点剥离寿命评价试验)
用以下方法实施了表面起点剥离寿命评价试验。从直径60mm的棒钢制作了直径60mm、厚度5.5mm的圆板状的粗试样。粗试样的厚度(5.5mm)相当于棒钢的长度方向。
对各试验号码的粗试样，在碳当量为0.8mass％的气体气氛中在950℃下进行6小时的渗碳处理后(渗碳条件A)或者在碳当量为0.8mass％的气体气氛中在950℃下进行3小时的渗碳处理(渗碳条件B)，在60℃的油中进行淬火，立即在150℃下回火1.5小时，然后使其自然冷却，制作了模拟了渗碳轴承部件的试样。接着，使制作的试样的表面在包含游离磨粒(研磨剂)的状态下进行滑动运动，实施将滚动接触面一边微少切削一边研磨的研磨(lapping)加工，来制成滚动疲劳试样。
使用推力型的滚动疲劳试验机实施了滚动疲劳试验。将试验时的最大接触面压力设为5.0GPa，将循环速度设为1800cpm(cycle per minute)。向在试验时使用的润滑油中混入作为异物的气体雾化粉。气体雾化粉是使用维氏硬度750Hv的高速钢，通过气体雾化制成微细粉末，分级成100～180μm的粒度来制成的。气体雾化粉的混入量，相对于润滑油为0.02％。维氏硬度使用了在测定载荷10kgf下任意的5点平均值。作为在试验时使用的钢球，使用了JIS G 4805(2008)中所规定的SUJ2的调质材料。
将滚动疲劳试验结果在威布尔概率纸上绘图，将表示10％破损概率的L10寿命定义为“表面起点剥离寿命”。在异物混入这一严酷的使用环境下(本试验)，如果L10寿命为7.0×105以上，则判断为表面起点剥离寿命优异(表2中为“合格”)。如果L10寿命小于7.0×105，则判断为表面起点剥离寿命短(表2中为“不合格”)。将该结果一并记于表2中。
(旋转弯曲疲劳强度评价试验)
用以下方法实施了旋转弯曲疲劳强度评价试验。从直径30mm的棒钢制作了平行部的直径和长度分别为8mm和25mm、肩部的半径为12mm的小野式旋转弯曲疲劳试样。小野式旋转弯曲疲劳试样的长度方向相当于棒钢的长度方向。
对各试验号码的小野式旋转弯曲疲劳试样进行渗碳处理，即在碳当量为0.8mass％的气体气氛中在950℃下进行6小时的渗碳处理后(渗碳条件A)或者在碳当量为0.8mass％的气体气氛中在950℃下进行3小时的渗碳处理(渗碳条件B)，在60℃的油中进行淬火，立即在150℃下回火1.5小时后，使其自然冷却，制作了模拟了渗碳轴承部件的试样。
小野式旋转弯曲疲劳试验中的试验个数设为各7个，利用通常的方法在常温大气中进行试验，将直到循环数1.0×107为止未断裂的最高的应力作为“旋转弯曲疲劳强度”。如果旋转弯曲疲劳强度是800MPa以上，则判断为弯曲疲劳强度优异(表2中为“合格”)。如果旋转弯曲疲劳强度小于800MPa，则判断为弯曲疲劳强度差(表2中为“不合格”)。将该结果一并记于表2中。
然后，对于以上的试验结果(淬硬性评价试验、韧性评价试验、表面起点剥离寿命评价试验、和旋转弯曲疲劳强度评价试验)的全部的试验为合格的棒钢1～17，作为综合评价判为“合格”，另一方面，对于这些试验结果之中的至少1个不合格的棒钢18～32，作为综合评价判为“不合格”。将该结果一并记于表2中。
表2
Figure BDA0002272663930000251
由表1、2明确可知：具有本申请规定的成分，Fn1为0.20～0.65，且Fn2为0.50～1.00的棒钢1～17，不论淬硬性评价试验、韧性评价试验、表面起点剥离寿命评价试验和旋转弯曲疲劳强度评价试验的哪一项都得到了优异的结果。
与此相对，可知：不满足本申请规定的成分、本申请规定的Fn1(0.20～0.65)和Fn2(0.50～1.00)之中的至少一项的棒钢18～31，淬硬性评价试验、韧性评价试验、表面起点剥离寿命评价试验和旋转弯曲疲劳强度评价试验中的某项不能够得到优异的结果。以下分别具体地一并记载了关于各比较例的结果。
关于棒钢18，由于C浓度低，淬硬性(J11)小，因此弯曲疲劳强度变低。
关于棒钢19，由于C浓度高，因此韧性变低。
关于棒钢20，由于Si浓度高，因此弯曲疲劳强度变低。
关于棒钢21，由于Mn浓度低，淬硬性(J11)小，因此弯曲疲劳强度变低。
关于棒钢22，由于Mn浓度高，因此弯曲疲劳强度变低。
关于棒钢23，由于Cr浓度低，因此表面起点剥离寿命和弯曲疲劳强度均变低。
关于棒钢24，由于Cr浓度高，因此弯曲疲劳强度变低。
关于棒钢25，由于Mo浓度低，因此表面起点剥离寿命和弯曲疲劳强度均变低。
关于棒钢26，由于Mo浓度高，因此表面起点剥离寿命变低。
关于棒钢27，由于Nb浓度高，因此韧性变低。
关于棒钢28、29，由于Ca浓度低，Fn2低，因此表面起点剥离寿命变低。
关于棒钢30，由于Fn1低，因此弯曲疲劳强度变低。
关于棒钢31，由于Fn1高，因此弯曲疲劳强度变低。
关于棒钢32，虽然具有本申请规定的成分，Fn1为0.20～0.65，且Fn2为0.50～1.00，但是渗碳不足，因此可知不能够得到表面起点剥离寿命和弯曲疲劳强度。

Claims (10)

1.一种钢，其特征在于，成分组成以质量％计含有
C：0.10～0.30％、
Si：0.01～0.25％、
Mn：0.20～1.50％、
P：0.001～0.015％、
S：0.001～0.010％、
Cr：0.50～2.00％、
Mo：0.10～0.50％、
Al：0.005～0.100％、
Ca：0.0002～0.0010％、
N：0.005～0.025％、
O：0.0015％以下、
Cu：0～0.20％、
Ni：0～0.20％、
B：0～0.005％、
Nb：0～0.05％、
Ti：0～0.10％，
余量为Fe和杂质，
用下述式(1)定义的Fn1为0.20～0.65，
用下述式(2)定义的Fn2为0.50～1.00，
Fn1＝4.2×[Cr]/(7.0×[Si]+16.0×[Mn]) ···(1)
[元素]：元素的质量％，
Fn2＝A1/A2 ···(2)
A1：在4.0mm2的总面积的观察区域中的、含有相对于各硫化物中的总摩尔数为1.0摩尔％以上的Ca且当量圆直径为1.0μm以上的硫化物系夹杂物的总面积，单位为μm2，
A2：在4.0mm2的总面积的观察区域中的、当量圆直径为1.0μm以上的硫化物系夹杂物的总面积，单位为μm2。
2.根据权利要求1所述的钢，
所述成分组成以质量％计包含Cu：0.20％以下、Ni：0.20％以下和B：0.005％以下的至少1种。
3.根据权利要求1所述的钢，
所述成分组成以质量％计包含Nb：0.05％以下和Ti：0.10％以下的至少1种。
4.根据权利要求2所述的钢，
所述成分组成以质量％计包含Nb：0.05％以下和Ti：0.10％以下的至少1种。
5.根据权利要求1～4的任一项所述的钢，其为棒钢。
6.一种部件，其特征在于，
在距表面500μm以上的深度区域中，
成分组成以质量％计含有
C：0.10～0.30％、
Si：0.01～0.25％、
Mn：0.20～1.50％、
P：0.001～0.015％、
S：0.001～0.010％、
Cr：0.50～2.00％、
Mo：0.10～0.50％、
Al：0.005～0.100％、
Ca：0.0002～0.0010％、
N：0.005～0.025％、
O：0.0015％、
Cu：0～0.20％、
Ni：0～0.20％、
B：0～0.005％、
Nb：0～0.05％、
Ti：0～0.10％，
余量为Fe和杂质，
用下述式(1)定义的Fn1为0.20～0.65，
用下述式(2)定义的Fn2为0.50～1.00，
所述部件的表面起点剥离寿命和弯曲疲劳强度优异，
Fn1＝4.2×[Cr]/(7.0×[Si]+16.0×[Mn]) ···(1)
[元素]：元素的质量％，
Fn2＝A1/A2 ···(2)
A1：在4.0mm2的总面积的观察区域中的、含有相对于各硫化物中的总摩尔数为1.0摩尔％以上的Ca且当量圆直径为1.0μm以上的硫化物系夹杂物的总面积，单位为μm2，
A2：在4.0mm2的总面积的观察区域中的、当量圆直径为1.0μm以上的硫化物系夹杂物的总面积，单位为μm2。
7.根据权利要求6所述的部件，
所述成分组成以质量％计包含Cu：0.20％以下、Ni：0.20％以下和B：0.005％以下的至少1种。
8.根据权利要求6或7所述的部件，
所述成分组成以质量％计包含Nb：0.05％以下和Ti：0.10％以下的至少1种。
9.根据权利要求6或7所述的部件，
在中央部吸收能vE20为43J/cm2以上。
10.根据权利要求8所述的部件，
在中央部吸收能vE20为43J/cm2以上。
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