CN111684094B - 进行渗碳处理的部件用钢材 - Google Patents

Abstract

提供在渗碳处理前进行焊接来制造部件的情况下也可得到优异疲劳强度的进行渗碳处理的部件用钢材。本公开的钢材具有以质量％计由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％以上且小于0.050％、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％、以及余量：Fe和杂质组成、且满足说明书中记载的式(1)～式(3)的化学组成。在钢材的与轴向平行的截面中，Mn硫化物为70.0个/mm²以下、氧化物为25.0个/mm²以下。

Description

进行渗碳处理的部件用钢材

技术领域

本发明涉及钢材，更详细而言，涉及进行渗碳处理的部件中使用的钢材。

背景技术

机械结构用部件中使用的钢材通常组合含有Mn、Cr、Mo以及Ni等。机械结构用部件中，有进行渗碳处理的部件。进行渗碳处理的部件中使用的钢材具有上述化学组成，通过铸造、锻造、轧制等而制造。以下，在本说明书中，将进行渗碳处理的部件称为“渗碳部件”。

渗碳部件例如通过以下方法制造。对于钢材，通过锻造以及切削等机械加工而制造中间产品。对中间产品实施渗碳处理，制造具备表层部的硬化层即渗碳层、以及未受到渗碳处理影响的母材即芯部的渗碳部件。

制造渗碳部件的成本之中，有关切削加工的成本非常大。切削加工不仅切削的工具昂贵，而且会大量生成切屑。因此，从成品率的观点出发也不利。因此，尝试了将切削加工替换成锻造。锻造方法大致分为热锻、温锻、冷锻。温锻具有氧化皮的产生少、与热锻相比会改善尺寸精度的特征。另外，冷锻具有不存在氧化皮的产生、尺寸精度接近于切削的特征。因此，研究了在通过热锻进行粗略加工后通过冷锻进行精加工、在进行温锻后作为精加工进行轻度的切削、或仅通过冷锻进行成型等。然而，将切削加工替换成温锻或冷锻的情况下，如果钢材的变形抗力大，则对模具施加的面压会增加，模具寿命降低。因此，与切削相比的成本优势变小。另外，将钢材成型为复杂形状的情况下，会发生在施加较大加工的部位产生裂纹等问题。因此，以钢材的软质化、极限加工率的改善为目的，研究了各种技术。

专利文献1公开了一种渗碳用钢，其与以往钢相比冷锻时的变形抗力小，极限加工率大，进而在渗碳处理后具有与以往钢同等的硬化层和芯部硬度。专利文献1中记载的渗碳用钢的特征在于，化学成分以质量％计含有C：0.07％～0.13％、Si：0.0001％～0.50％、Mn：0.0001％～0.80％、S：0.0001％～0.100％、Cr：超过1.30％且为5.00％以下、B：0.0005％～0.0100％、Al：0.0001％～1.0％、Ti：0.010％～0.10％，限制为N：0.0080％以下、P：0.050％以下、O：0.0030％以下，余量由Fe和不可避免的杂质组成，化学成分中的各元素的以质量％表示的含量满足作为硬度指标的下述式1、作为淬透性指标的下述式2、以及作为TiC析出量指标的下述式3。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)。专利文献1的渗碳用钢通过具有上述化学组成，从而提高冷锻时的极限加工率，在渗碳处理后可得到与以往钢同等的硬化层和钢部硬度。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2012/108460号公报

发明内容

发明要解决的问题

另一方面，汽车中使用的机械结构用部件中利用了多个渗碳部件。例如，无级变速器(CVT)的可变径皮带轮也利用了渗碳部件。以可变径皮带轮为代表的大型的渗碳部件如上所述通过在锻造后进行切削加工来制造。然而，若想要通过冷锻对大型钢材进行成型，则会对冷锻机施加过量的负荷。因此，通过冷锻来成型大型渗碳部件的情况下，研究了如下的方法：通过冷锻成型多个构件，然后将这些构件通过摩擦接合、激光接合之类的焊接进行接合，对接合的钢构件进行渗碳处理，从而制造大型的渗碳部件。

如此通过焊接制造渗碳部件的情况下，要求作为接合材料的渗碳部件的疲劳强度(接合疲劳强度)。

本公开的目的在于，提供在钢材的阶段与现有钢材相比冷锻时的极限加工率大、进而即使在进行了焊接的情况下也可在渗碳处理后得到优异的疲劳强度的、进行渗碳处理的部件用钢材。

以下，在没有特别说明的情况下，单独的“锻造”是指“冷锻”。

用于解决问题的方案

本公开的进行渗碳处理的部件用钢材具有以质量％计由

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％以上且小于0.050％、

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％、以及

余量：Fe和杂质组成、且满足式(1)～式(3)的化学组成，

在前述钢材的与轴向平行的截面中，Mn硫化物为70.0个/mm²以下且氧化物为25.0个/mm²以下

前述Mn硫化物含有10.0质量％以上的Mn、含有10.0质量％以上的S、圆当量直径为0.5μm以上，

前述氧化物含有10质量％以上的氧、圆当量直径为0.5μm以上。

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)

其中，式(1)～式(3)的各元素符号处代入对应的元素的含量(质量％)。

发明的效果

本公开的钢材在钢材的阶段与现有钢材相比冷锻时的极限加工率大，即使在进行了焊接的情况下，在渗碳处理后的部件(渗碳部件)的阶段，也可得到优异的疲劳强度。

附图说明

图1为用于说明本实施方式中测定Mn硫化物和氧化物时的样品的采集位置的示意图。

具体实施方式

以下，对本实施方式的进行渗碳处理的部件用钢材进行说明。

本发明人等针对进行渗碳处理的部件用钢材，为了兼顾冷锻前的钢材的变形抗力的降低(硬度的降低)和极限加工率的改善、以及渗碳处理后的渗碳部件的优异特性(例如有效硬化层深度、芯部硬度)而进行了详细研究，得到以下的(a)～(g)的见解。

(a)C含量越低，则越能够实现冷锻前的钢材的软质化。然而，C含量如果过低，则难以使渗碳处理后的渗碳部件的特性(例如有效硬化层深度、芯部硬度)与C含量为0.20％左右的现有钢材(例如JIS-SCR420)为同等水平。为了得到作为渗碳部件所必需的芯部的硬度，存在C含量的下限值。

(b)为了在尽可能低的C含量下得到尽量大的有效硬化层深度和芯部硬度，在渗碳部件的芯部的金相组织中，优选提高马氏体分数。

(c)在渗碳部件的芯部中，为了提高金相组织的马氏体分数，必须以使Si、Mn、Cr、Mo、Ni等改善钢的淬透性的合金元素(淬透性改善元素)的含量满足后述的淬透性指标的式(2)的方式含有。

(d)然而，若上述淬透性改善元素的含量增加，则由于淬透性改善元素所带来的铁素体的固溶强化等效果，会导致钢材的硬度增加。因此，含有能够抑制铁素体的硬度上升并提高钢材的淬透性的B，并且使C和淬透性改善元素的含量满足后述的硬度指标的式(1)。

(e)为了稳定获得B的淬透性改善效果，在渗碳处理时将钢中所含的大部分的N以TiN的形式固定。由此，使固溶B不会以BN的形式析出，而且，能够在钢中确保固溶B量。为了有效地获得该效果，优选以相对于N含量在化学计量上过量的方式含有Ti。进而，为了防止渗碳处理时的奥氏体晶粒的异常晶粒生长，使TiC在金相组织中微细分散析出。如此，为了确保固溶B量并使TiC微细分散析出，使Ti和N的含量满足发明人导出的后述的TiC析出量指标的式(3)。

(f)如前所述，B会有效地提高渗碳部件的芯部的淬透性。然而，进行转化炉气体方式的气体渗碳的情况下，在渗碳部件的表层部即渗碳层，由含有B带来的淬透性改善效果低。这是因为，在渗碳处理时，氮从钢材的表面侵入，与固溶B结合而以BN的形式析出，固溶B量减少。因此，为了在渗碳部件的表层部即渗碳层确保淬透性，必须满足上述(c)所述的淬透性指标的式(2)。

(g)为了使进行渗碳处理的部件用钢材进一步软质化，优选在制造钢材时的热轧或热锻后，进行后述条件的缓冷。由此，能够控制钢材的金相组织，使钢材更加软质化。由此，钢材的表层部的金相组织得到改善、延性提高，能够得到极限加工率高的钢材。

本发明人进一步对于本实施方式的钢材在焊接后进行渗碳处理而制造的渗碳部件阶段的疲劳强度(接合疲劳强度)进行了研究。其结果发现，对于钢材的与轴向(即钢材的长度方向)平行的截面中的夹杂物，若满足以下的规定，则在焊接后进行渗碳处理而制造的渗碳部件阶段的疲劳强度(接合疲劳强度)提高。

(A)使含有10.0质量％以上的Mn、含有10.0质量％以上的S、圆当量直径为0.5μm以上的Mn硫化物为70.0个/mm²以下。

(B)使含有10质量％以上的氧、圆当量直径为0.5μm以上的氧化物为25.0个/mm²以下。

以下，对这一点进行详细说明。

在具有本实施方式的化学组成的钢材中，钢中存在Mn硫化物和氧化物。此处，本说明书中，如下定义Mn硫化物和氧化物。

Mn硫化物：含有10.0质量％以上的Mn、含有10.0质量％以上的S、圆当量直径为0.5μm以上的夹杂物

氧化物：含有10质量％以上的氧、圆当量直径为0.5μm以上的夹杂物

需要说明的是，本说明书中，夹杂物之中，含有10.0质量％以上的S、10.0％以上的Mn和10质量％以上的氧、圆当量直径为0.5μm以上的夹杂物并非“Mn硫化物”，而是包括在“氧化物”之内。

本实施方式中，在对于钢材实施以摩擦接合、激光接合等为代表的焊接后实施渗碳处理而形成渗碳部件的情况下，在渗碳部件内存在HAZ区域。HAZ区域有时与其它区域相比强度低。于是，为了确保HAZ区域的强度，尽可能地减少夹杂物。本实施方式中，如上述(A)和(B)中记载的那样，尽可能地减少在钢中占据夹杂物的绝大部分的Mn硫化物和氧化物的个数。此时，能够确保HAZ区域的强度，其结果，能够提高渗碳部件的疲劳强度。

基于以上的见解而完成的本实施方式的进行渗碳处理的部件用钢材的要点如以下所述。

[1]的进行渗碳处理的部件用钢材具有以质量％计由

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％以上且小于0.050％、

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％、以及

余量：Fe和杂质组成、且满足式(1)～式(3)的化学组成，

在前述钢材的与轴向平行的截面中，Mn硫化物为70.0个/mm²以下且氧化物为25.0个/mm²以下，

前述Mn硫化物含有10.0质量％以上的Mn、含有10.0质量％以上的S、圆当量直径为0.5μm以上，

前述氧化物含有10质量％以上的氧、圆当量直径为0.5μm以上。

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)

其中，式(1)～式(3)的各元素符号处代入对应的元素的含量(质量％)。

[2]的钢材为[1]所述的钢材，其中，

前述化学组成含有选自由

Cu：0.005％～0.50％、以及

Ni：0.005％～0.30％组成的组中的1种以上。

[3]的钢材为[1]或[2]所述的钢材，其中，

金相组织以面积％计包含总计为85～100％的铁素体和珠光体。

[4]的钢材为[1]或[2]所述的钢材，其中，

金相组织以面积％计包含总计为85～100％的铁素体和球状渗碳体。

[5]的钢材为[1]～[4]中任一项所述的钢材，其中，

前述钢材为棒钢。

以下，对本实施方式的进行渗碳处理的部件用钢材进行说明。关于化学组成的“％”，在没有特别说明的情况下是指质量％。

[化学组成]

本实施方式的进行渗碳处理的部件用钢材的化学组成含有如下的元素。

C：0.09～0.16％

碳(C)提高钢材的淬透性，提高具备渗碳层和芯部的渗碳部件中的芯部的硬度。C含量小于0.09％时，渗碳部件的芯部的硬度不足。另一方面，C含量超过0.16％时，钢材的金相组织的渗碳体分数和珠光体分数增加，锻造前的钢材的硬度显著增加，并且极限加工率也降低。因此，C含量为0.09～0.16％。需要说明的是，进行渗碳处理的部件用的现有钢材的C含量为0.20％左右。因此，在本实施方式的进行渗碳处理的部件用钢材中，C含量比现有钢材低。C含量的优选的下限为0.10％，进一步优选为0.11％。C含量的优选的上限为0.15％，进一步优选为0.14％。

Si：0.01～0.50％

硅(Si)提高渗碳部件的回火软化抗力，提高渗碳部件的疲劳强度。Si含量小于0.01％时，得不到上述效果。另一方面，Si含量超过0.50％时，锻造前的钢材的硬度上升，极限加工率降低。因此，Si含量为0.01～0.50％。在重视渗碳部件的面疲劳强度的情况下，Si含量的优选的下限为0.015％，进一步优选为0.02％。在重视渗碳部件的极限加工性的改善的情况下，Si含量的优选的上限为0.48％，进一步优选为0.46％。

Mn：0.40～0.60％

锰(Mn)提高钢材的淬透性，提高渗碳部件的芯部的强度。Mn含量小于0.40％时，得不到该效果。另一方面，Mn含量超过0.60％时，锻造前的钢材的硬度上升，极限加工率降低。因此，Mn含量为0.40～0.60％。Mn含量的优选的下限为0.42％，进一步优选为0.44％。Mn含量的优选的上限为0.58％，进一步优选为0.56％。

P：0.030％以下

磷(P)为不可避免地含有的杂质。换言之，P含量超过0％。P在奥氏体晶界偏析而使原奥氏体晶界脆化，引起晶界裂纹。因此，P含量为0.030％以下。P含量的优选的上限为0.026％，进一步优选为0.024％。P含量优选尽可能低。然而，若将P含量减少至极限，则生产率降低，制造成本变高。因此，通常的操作中，P含量的优选的下限为0.0001％。

S：0.025％以下

硫(S)不可避免地含有。换言之，S含量超过0％。S与Mn结合而形成MnS，提高钢材的切削性。S含量超过0％时，可获得该效果。另一方面，S含量超过0.025％时，会生成粗大的MnS，锻造时变得容易产生裂纹，临界压缩率降低。因此，S含量为0.025％以下。S含量的优选的上限为0.022％，进一步优选为0.020％。在更有效地提高切削性的情况下，S含量的优选的下限为0.0001％，进一步优选为0.003％。

Cr：0.90～2.00％

铬(Cr)提高钢材的淬透性，提高渗碳部件的芯部的强度。Cr含量小于0.90％时，得不到该效果。另一方面，Cr含量超过2.00％时，锻造前的钢材的硬度上升，极限加工率降低。因此，Cr含量为0.90～2.00％。Cr含量的优选的下限为0.95％，进一步优选为1.00％。Cr含量的优选的上限为1.95％，进一步优选为1.92％。

Mo：0.10～0.40％

钼(Mo)提高钢材的淬透性，提高渗碳部件的芯部的强度。Mo含量小于0.10％时，得不到该效果。另一方面，Mo含量超过0.40％时，锻造前的钢材的硬度上升，极限加工率降低。因此，Mo含量为0.10～0.40％。Mo含量的优选的下限为0.11％，进一步优选为0.12％。Mo含量的优选的上限为0.38％，进一步优选为0.36％。

Al：0.005～0.030％

铝(Al)是在钢中存在固溶N的情况下形成AlN的元素。但是，本实施方式的钢材以及渗碳部件中的芯部中，钢中的N由于Ti的添加而以TiN的形式被固定，因此，在钢中几乎不存在固溶N。因此，Al不会形成AlN，在钢中以固溶Al的形式存在。以固溶状态存在的Al具有提高钢的切削性的效果。在渗碳部件的制造时实施精加工的切削等的情况下，理想的是将Al含量设为0.005％以上。然而，Al含量超过0.030％时，锻造前的钢材的硬度上升，变形抗力上升，而且临界加工率降低。因此，Al含量为0.005～0.030％。Al的优选的下限为0.010％。Al的优选的上限为0.020％。

Ti：0.010％以上且小于0.050％

钛(Ti)将钢材中的N以TiN的形式固定，抑制BN的形成。由此，Ti确保固溶B量，提高钢材的淬透性。Ti进一步形成Ti碳化物，抑制渗碳处理时的晶粒的粗大化。Ti含量小于0.010％时，得不到该效果。另一方面，Ti含量为0.050％以上时，Ti碳化物的析出量变得过多，锻造前的钢材的极限加工率降低。因此，Ti含量为0.010％以上且小于0.050％。Ti含量的优选的下限为0.012％，进一步优选为0.014％。Ti含量的优选的上限为0.048％，进一步优选为0.046％。

Nb：0.010～0.030％

Nb(铌)在钢中与N和C结合而形成Nb碳氮化物。Nb碳氮化物通过钉扎效应而抑制晶粒的粗大化。Nb含量小于0.010％时，得不到该效果。另一方面，Nb含量超过0.030％时，该效果饱和。因此，Nb含量为0.010～0.030％。Nb含量的优选的下限为0.011％，进一步优选为0.012％。Nb含量的优选的上限为0.029％，进一步优选为0.028％，进一步优选为0.027％。

N：0.0080％以下

氮(N)为不可避免地含有的杂质。换言之，钢材中的N含量超过0％。N与B结合而形成BN，减少固溶B量。此时，钢材的淬透性降低。N含量超过0.0080％时，即使含有Ti，也无法将钢中的N以TiN的形式固定，难以确保有助于淬透性的固溶B。进而，会形成粗大的TiN。粗大的TiN在锻造时会成为裂纹的起点，降低锻造前的钢材的极限加工率。因此，N含量为0.0080％以下。N含量的优选的上限为0.0078％，进一步优选为0.0076％。优选N含量低。然而，若将N含量减少至极限，则生产率降低，制造成本变高。因此，通常的操作中，N含量的优选的下限为0.0020％。

O：0.0030％以下

氧(O)为不可避免地含有的杂质。换言之，钢材中的O含量超过0％。O形成氧化物，在通过焊接来制造渗碳处理前的中间产品时，降低接合性。此时，疲劳强度降低。因此，O含量为0.0030％以下。O含量的优选的上限为0.0029％，进一步优选为0.0028％。优选O含量低。然而，若将O含量减少至极限，则生产率降低，制造成本变高。因此，在通常的操作中，O含量的优选的下限为0.0010％。

B：0.0003～0.0030％

硼(B)提高钢材的淬透性，提高渗碳部件的强度。B含量为0.0003％以上时，可获得该效果。另一方面，B含量超过0.0030％时，上述效果饱和。因此，B含量为0.0003～0.0030％。B含量的优选的下限为0.0004％，进一步优选为0.0005％。B含量的优选的上限为0.0028％，进一步优选为0.0026％。

Ca：0.0005～0.0050％

钙(Ca)在Mn硫化物和氧化物中含有，使这些夹杂物球状化。进而，通过含有在Mn硫化物和氧化物中，从而使这些夹杂物微细化。Ca含量小于0.0005％时，得不到这些效果。另一方面，Ca含量超过0.0050％时，会形成粗大的Mn硫化物和粗大的氧化物，降低渗碳部件的疲劳强度。因此，Ca含量为0.0005～0.0050％。Ca含量的优选的下限为0.0006％，进一步优选为0.0007％。Ca含量的优选的上限为0.0048％，进一步优选为0.0046％。

余量：Fe和杂质

本实施方式的进行渗碳处理的部件用钢材的化学组成的余量由Fe和杂质组成。此处，杂质是指：在工业制造钢材时，从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的物质，且其为并非故意在钢中含有的成分。

作为杂质，可列举出上述杂质以外的所有元素。杂质可以仅为1种，也可以为2种以上。上述杂质以外的其它杂质例如为Sb、Sn、W、Co、As、Pb、Bi、H等。这些元素作为杂质例如有时可以为如下的含量。

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。

[关于任意元素]

本实施方式的进行渗碳处理的部件用钢材的化学组成可以含有选自由Cu和Ni组成的组中的1种以上来代替Fe的一部分。

Cu：0～0.50％

铜(Cu)为任意元素，也可以不含有。换言之，Cu含量可以为0％。Cu含量超过0％时，Cu提高钢材的淬透性，提高渗碳部件的强度。另外，Cu为在气体渗碳的气体气氛中不形成氧化物、氮化物的元素。因此，在含有Cu的情况下，会变得难以形成渗碳层表面的氧化物层、氮化物层、或源自它们的渗碳异常层。然而，Cu含量过高时，1000℃以上的高温区域内的延性降低，成为连铸、轧制时的成品率降低的原因。进而，锻造前的钢材的硬度上升，极限加工率降低。因此，Cu含量为0～0.50％。Cu含量的优选的下限为0.005％，进一步优选为0.05％。Cu含量的优选的上限为0.45％，进一步优选为0.40％。

Ni：0～0.30％

镍(Ni)为任意元素，也可以不含有。换言之，Ni含量可以为0％。Ni含量超过0％时，Ni提高钢材的淬透性，提高渗碳部件的强度。然而，Ni含量过高时，锻造前的钢材的硬度上升，极限加工率降低。因此，Ni含量为0～0.30％。Ni含量的优选的下限为0.005％，进一步优选为0.05％。Ni含量的优选的上限为0.28％，进一步优选为0.25％。

[关于式(1)～式(3)]

本实施方式的进行渗碳处理的部件用钢材的化学组成进一步满足如下的式(1)～式(3)。

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)

其中，式(1)～式(3)中的元素符号处代入对应的元素的含量(质量％)。在对应的元素为任意元素且未含有的情况下，该元素符号处代入“0”。

以下，对各式进行说明。

[式(1)：硬度指标]

定义F1＝C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al。F1为钢材的硬度的指标。

C含量低的情况下，锻造前的钢材的组织与进行渗碳处理的部件用的现有钢材(C含量为0.20％左右)相比，铁素体分数大幅增加。此时，钢材的硬度不仅受到C含量(珠光体分数)的影响，也受到铁素体的硬度的大幅影响。于是，发明人等针对各合金元素对铁素体的固溶强化量产生的贡献进行了研究，定义了F1。

F1为0.235以上时，锻造前的钢材的硬度上升，极限加工率降低。另一方面，F1为0.140以下时，作为渗碳部件的硬度不足。因此，F1超过0.140且不足0.235。F1优选在满足后述的淬透性指标(F2)的范围内尽可能低。F1的优选的上限小于0.230，进一步优选为0.220，进一步优选为0.210。需要说明的是，F1值为将算出的值的小数点后第4位四舍五入而得的值。

[式(2)：淬透性指标]

定义F2＝(0.70×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.2×Cr+1)×(3.0×Mo+1)×(0.36×Ni+1)。F2为关于构件的淬透性的指标。

如上所述，B对于提高渗碳部件的芯部的淬透性而言是有效的。进行转化炉气体方式的气体渗碳的情况下，在渗碳部件的表层部即渗碳层，由含有B带来的淬透性改善效果低。这是因为，在渗碳处理时氮从气氛向渗碳部件的表层部侵入，固溶B以BN的形式析出，有助于改善淬透性的固溶B量不足。因此，为了在渗碳部件的表层部即渗碳层确保淬透性，必须利用B以外的提高钢的淬透性的元素。

F2由淬透性改善元素构成。F2为13.0以下时，在同一渗碳处理条件下与上述现有钢材(C含量为0.20％左右)相比，无法得到同等以上的渗碳层的硬度和有效硬化层深度(维氏硬度达到HV550以上的深度)。另一方面，F2为45.0以上时，锻造前的钢材的硬度上升，极限加工率降低。因此，F2超过13.0且小于45.0。F2优选在满足硬度指标F1的范围内尽量大。F2的优选的下限为13.2，进一步优选为15.0。需要说明的是，F2值为将算出的值的小数点后第2位四舍五入而得的值。

[式(3)：TiC析出量指标]

定义F3＝Ti-N×(48/14)。F3为关于TiC析出量的指标。相对于N在化学计量上过量含有Ti的情况下，N全部以TiN的形式被固定。换言之，F3意味着为了形成TiN所消耗的量以外的过剩Ti量。F3中的“14”为N的原子量，“48”表示Ti的原子量。

由F3定义的过剩Ti量在渗碳处理时其绝大部分与C结合而成为TiC。该TiC具有防止渗碳处理时的晶粒的粗大化的钉扎效应。F3为0.004以下时，TiC的析出量不足。此时，无法抑制渗碳处理时的晶粒粗大化。另一方面，F3为0.030以上时，TiC的析出量变得过多，锻造前的钢材的硬度上升，极限加工率降低。因此，F3超过0.004且小于0.030。F3的优选的下限为0.008。F3的优选的上限为0.028。需要说明的是，F3值为将算出的值的小数点后第4位四舍五入而得的值。

通过使化学组成同时满足硬度指标F1、淬透性指标F2和TiC析出量指标F3，从而钢材与现有钢相比冷锻时的变形抗力小，极限加工率变大。此外，在该钢材的渗碳处理后，能够得到具有与现有钢同等的硬化层和芯部硬度的渗碳部件。

[进行渗碳处理的部件用钢材的金相组织]

对于本实施方式的进行渗碳处理的部件用钢材的金相组织进行说明。

[第一金相组织形态]

由上述化学组成形成的钢材的金相组织优选以面积％计含有总计为85～100％的铁素体和珠光体。

金相组织中的铁素体和珠光体的总面积率为85～100％时，进一步钢材的硬度降低，变形抗力降低，而且极限加工率提高。进一步优选铁素体和珠光体的总面积率为95～100％。金相组织中，除铁素体和珠光体以外的余量中包含属于比铁素体和珠光体硬的组织的贝氏体、马氏体和渗碳体等。为了得到由铁素体和珠光体带来的上述效果，优选使作为余量的贝氏体、马氏体及渗碳体等的分数以面积％计为15％以下。

为了形成这种金相组织，优选实施下述缓冷工序：对于钢材制造时的热加工工序后的热加工钢材的表面温度成为800℃～500℃的温度范围，以超过0℃/秒且为1℃/秒以下的冷却速度进行缓冷。需要说明的是，关于制造方法，将在后文详细说明。

[第二金相组织形态]

代替上述金相组织，由上述化学成分形成的钢材也可以以面积％计包含总计为85～100％的铁素体和球状渗碳体。此处，球状渗碳体是指将如下情况作为球状渗碳体：在金相组织观察面中，相对于以渗碳体的最大长度为直径的圆，该渗碳体的面积为54％以上的情况。

铁素体和球状渗碳体的总面积率为85～100％时，进而钢材的硬度降低，变形抗力降低，而且极限加工率改善。进一步优选铁素体和球状渗碳体的总面积率为90～100％。铁素体和球状渗碳体的余量中包含珠光体、马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、以及渗碳体等。为了得到铁素体和球状渗碳体的上述效果，优选使作为余量的珠光体、马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、以及渗碳体等的分数以面积％计为15％以下。

为了形成这种金相组织，优选对热加工钢材实施球化热处理。需要说明的是，制成第二金相组织形态的情况下，可以对热加工钢材进行缓冷也可以不进行缓冷，但以生成铁素体而不生成贝氏体和马氏体的冷却速度进行冷却。关于制造方法，将在后文详细说明。

[关于进行渗碳处理的部件用钢材中的夹杂物]

本实施方式的进行渗碳处理的部件用钢材中，进一步在钢材的与轴向(即钢材的长度方向)平行的截面中，钢中的Mn硫化物和氧化物满足如下的条件。

(A)使含有10.0质量％以上的Mn、含有10.0质量％以上的S、圆当量直径为0.5μm以上的Mn硫化物为70.0个/mm²以下。

(B)使含有10质量％以上的氧、圆当量直径为0.5μm以上的氧化物为25.0个/mm²以下。

其中，本说明书中，Mn硫化物和氧化物如下定义。

Mn硫化物：含有10.0质量％以上的Mn、含有10.0质量％以上的S、圆当量直径为0.5μm以上的夹杂物

氧化物：含有10质量％以上的氧、圆当量直径为0.5μm以上的夹杂物

需要说明的是，本说明书中，夹杂物之中，含有10.0质量％以上的S、10.0％以上的Mn和10质量％以上的氧、圆当量直径为0.5μm以上的夹杂物不是“Mn硫化物”，而是包含在“氧化物”之内。

如上所述，渗碳部件的制造工序中，在将多个钢构件通过摩擦接合、激光接合等焊接进行接合从而一体化来制造渗碳处理前的中间构件的情况下，在渗碳部件内存在HAZ区域。HAZ区域有时与其它区域相比强度低。为了确保HAZ区域的强度，尽可能减少夹杂物。Mn硫化物和氧化物满足上述(A)和(B)时，能够确保HAZ区域的强度，其结果，能够提高通过接合而一体化的渗碳部件的疲劳强度。

[Mn硫化物和氧化物的测定方法]

关于钢中的Mn硫化物的个数及氧化物的个数，可以通过如下方法进行测定。从进行渗碳处理的部件用钢材采集样品。在钢材为棒钢的情况下，如图1所示，从沿径向距离棒钢的中心轴线C1为R/2的位置(R为棒钢的半径)采集样品。样品的观察面的尺寸为L1×L2，且将L1设为10mm、L2设为5mm。进而，将与观察面垂直的方向的样品厚度L3设为5mm。观察面的法线N与中心轴线C1垂直(换言之，观察面与钢材的轴向平行)，R/2位置相当于观察面的中央位置。

将采集的样品的观察面进行镜面研磨，用扫描电子显微镜(SEM)以1000倍的倍率随机观察20个视野(每1个视野的评价面积为100μm×100μm)。

确定各视野中的夹杂物。对于确定的各夹杂物，使用能量色散X射线光谱法(EDX)识别Mn硫化物和氧化物。具体而言，在所确定的夹杂物的元素分析结果中，在Mn含量为10.0质量％以上、S含量为10.0质量％以上的情况下，将该夹杂物定义为Mn硫化物。需要说明的是，在夹杂物的元素分析中，作为除Mn、S以外的元素，有时也会检测到Ti、Ca。此时也是只要满足上述条件就全部定义为Mn硫化物。另外，在所识别的夹杂物的元素分析结果中，在O含量为10质量％以上的情况下，将该夹杂物定义为氧化物。被定义为氧化物的夹杂物中，有时会检测到Al、Si、Mg、Ca、Ti等。此时也是只要满足上述条件就识别为氧化物。需要说明的是，夹杂物之中，含有10.0质量％以上的S、10.0质量％以上的Mn和10质量％以上的O的夹杂物被识别为“氧化物”而非“Mn硫化物”。

作为上述识别的对象的夹杂物采用圆当量直径为0.5μm以上的夹杂物。此处，圆当量直径是指：将各夹杂物的面积换算成具有相同面积的圆时的圆的直径。

若是圆当量直径为EDX的光束直径的2倍以上的夹杂物，则元素分析的精度提高。本实施方式中，夹杂物的确定中使用的EDX的光束直径设为0.2μm。此时，圆当量直径小于0.5μm的夹杂物无法提高利用EDX的元素分析的精度。进而，圆当量直径小于0.5μm的夹杂物对强度造成的影响极小。因此，本实施方式中，将圆当量直径为0.5μm以上的Mn硫化物和氧化物作为测定对象。需要说明的是，夹杂物的圆当量直径的上限没有特别限定，例如为100μm。

基于在各视野中确定的Mn硫化物的总个数和20个视野的总面积，求出Mn硫化物在每单位面积中的个数(个/mm²)。另外，基于各视野中确定的氧化物的总个数和20个视野的总面积，求出氧化物在每单位面积中的个数(个/mm²)。

[渗碳部件的金相组织]

接着，对本实施方式的渗碳部件的金相组织进行说明。

本实施方式的渗碳部件具备渗碳层和比渗碳层靠内部的芯部。渗碳层具有厚度超过0.4mm且小于2.0mm的有效硬化层深度。此处，渗碳层是指维氏硬度为HV550以上的自表面起的深度。该渗碳层中，优选的是，自表面起深度50μm的位置处的金相组织以面积％计包含90～100％的马氏体，而且维氏硬度为HV650～HV1000。此外，该渗碳层中，优选的是，自表面起深度0.4mm的位置处的金相组织以面积％计包含90～100％的马氏体，而且维氏硬度为HV550～HV900。

自表面起深度50μm的位置的渗碳层中的金相组织包含90～100％的马氏体、而且维氏硬度为HV650～HV1000的情况下，耐摩耗性及疲劳强度进一步提高。更优选的是，自表面起深度50μm的位置的渗碳层中的金相组织包含95～100％的马氏体，而且维氏硬度为HV700～HV1000。

自表面起深度0.4mm的位置的渗碳层中的金相组织包含90～100％的马氏体，而且维氏硬度为HV550～HV900的情况下，面疲劳强度以及疲劳强度进一步提高。更优选的是，自表面起深度0.4mm的位置的渗碳层中的金相组织包含92～100％的马氏体，而且维氏硬度为HV560～HV900。

另外，上述芯部中，自表面起深度2.0mm的位置处的维氏硬度优选为HV250～HV500。此外，上述芯部中，该位置处的化学成分需要由上述化学成分组成。更优选的是，维氏硬度为HV270～HV450。自表面起深度2.0mm的位置的芯部中的金相组织包含马氏体和贝氏体中的至少1者时，可进一步获得上述效果，故优选。

上述金相组织的观察可以实施硝酸酒精溶液腐蚀或苦味醇液腐蚀，用光学显微镜观察。此时，实施球状化热处理的试样优选实施苦味醇液腐蚀。

铁素体、珠光体、贝氏体、马氏体、回火马氏体、回火贝氏体、以及渗碳体等的分数可以通过图像分析来求出。另外，球状渗碳体、渗碳体的个数、以及渗碳体的最大长度可以如下求出：将观察面进行镜面研磨后，在不进行腐蚀处理的情况下进行EBSD映射，鉴定渗碳体，并通过图像分析来求出。观察面没有特别限定，将与长度方向正交的截面作为观察面即可。

需要说明的是，金相组织的面积分数的计算中，会考虑铁素体、珠光体、马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、球状渗碳体、以及渗碳体。上述面积分数的计算中，不包括BN、TiC、TiN、AlN等氮化物、碳化物、其它微细析出物、夹杂物、残留奥氏体等。

上述维氏硬度的测定优选使用载荷为0.49N的显微维氏硬度测定机，针对一个试样进行总计10次的测定，算出算术平均值。测定面没有特别限定，将与轴向(长度方向)正交的截面作为测定面即可。

[进行渗碳处理的部件用钢材及渗碳部件的制造方法]

对本实施方式的进行渗碳处理的部件用钢材及渗碳部件的制造方法进行说明。

[进行渗碳处理的部件用钢材的制造方法]

首先，对本实施方式的钢材的制造方法的一例进行说明。进行渗碳处理的部件用钢材的制造方法的一例包括炼钢工序、热加工工序和缓冷工序。以下，对各工序进行说明。

[炼钢工序]

炼钢工序包括精炼工序、加热保持工序、最终成分调整工序和铸造工序。

[精炼工序]

精炼工序中，首先对通过周知的方法制造的铁水实施利用转炉的精炼(一次精炼)。对从转炉出钢的钢水实施二次精炼。二次精炼中，在钢水中添加合金元素，制造满足上述化学组成的钢水。

具体而言，对从转炉出钢的钢水添加Al，实施脱氧处理。脱氧处理后，实施除渣处理。除渣处理后，实施二次精炼。二次精炼例如实施复合精炼。例如，首先实施使用LF(钢包炉；Ladle Furnace)或VAD(真空电弧脱气；Vacuum Arc Degassing)的精炼处理。进而，实施RH(Ruhrstahl-Hausen)真空脱气体处理。然后，进行除Si和Ca以外的其它合金成分的最终调整。

实施二次精炼，实施除Si和Ca以外的钢水的成分调整后，对钢水实施如下的处理(加热保持工序和最终成分调整工序)。

[加热保持工序]

对于二次精炼(最终成分调整)后的钢包内的钢水，在1500～1600℃的温度下，以由下述式算出的均匀混合时间τ(s)的2倍以上的保持时间ts进行加热。

τ＝800×ε^-0.4

ε＝((6.18×V_g×T_l)/M_l)ln(1+(h₀/(1.46×10^-5×P₀)))

此处，V_g：气体流量(Nm³/min)、M_l：钢包内钢水质量(ton)、T_l：钢水温度(K)、h₀：气体吹入深度(m)、P₀：钢水表面压力(Pa)、ε：搅拌功率值(W/ton)、τ：均匀混合时间(s)。

保持时间ts小于均匀混合时间τ的2.0倍时，钢包内的钢水中存在的氧化物无法充分聚集而合为一体。因此，无法进行氧化物的上浮去除，氧化物的个数增加。另外，保持时间ts小于均匀混合时间τ的2.0倍的情况下，从熔渣中混入的Mg等会在钢水中与S结合而形成MgS等，成为MgS分散在钢水中的状态。该分散的MgS会成为MnS的析出位点。其结果，导致Mn硫化物的个数增加。

保持时间ts为均匀混合时间τ的2.0倍以上时，能够抑制钢中的氧化物个数。进而，暂时形成的MgS会通过再氧化而成为MgO，因此MnS的析出位点减少，其结果，也能够抑制钢中的Mn硫化物个数。其结果，在后续工序的最终成分调整工序后，Mn硫化物成为70.0个/mm²以下，且氧化物成为25.0个/mm²以下。

[最终成分调整工序]

在加热保持工序后的钢水中添加Si和Ca，制造满足上述化学组成和式(1)～式(3)的钢水。Si和Ca可以分别以单独的原料的形式添加到钢水中。也可以将Si-Ca合金作为原料，添加到钢水中。

向在加热保持工序中被充分均匀加热的钢水中添加Si和Ca时，氧化物由Al₂O₃被改性为包含SiO₂和/或CaO的复合夹杂物，进而，Mn硫化物也被改性为含Ca的硫化物。因此，以保持时间ts为均匀混合时间τ的2倍以上作为前提条件，Mn硫化物成为70.0个/mm²以下，且氧化物成为25.0个/mm²以下。

假若在向钢水中添加Al之前添加Si，则脱氧无法充分进行，其结果，导致氧化物超过25.0个/mm²。通过向添加Al后的钢水中添加Si和Ca，Mn硫化物成为70.0个/mm²以下，且氧化物成为25.0个/mm²以下。因此，本实施方式中，在钢水中添加Al，然后添加Si和Ca。Si和Ca的添加顺序没有特别限定。可以同时添加Si和Ca。也可以先添加Si和Ca中的任一者。

[铸造工序]

使用通过上述精炼工序制造的钢水，制造坯料(铸坯或铸锭)。具体而言，使用钢水通过连铸法制造铸坯。或者，也可以使用钢水通过铸锭法制成铸锭。另外，可以根据需要对铸造工序后的铸坯或铸锭实施初轧等。通过使用该铸坯或铸锭并选择下述制造方法，从而能够制造具有上述金相组织的本实施方式的钢材。

为了制成上述具有以面积％计包含总计85～100％的铁素体和珠光体的金相组织的钢材，优选进行以下的制造方法。

[热加工工序]

作为热加工工序，对铸造工序后的铸坯实施热轧、热锻等，得到热加工钢材。热轧例如为初轧、使用具有排列成一列的多个轧制机的连续轧制机的精轧等。初轧根据需要实施即可。该热加工工序中的加工温度、加工率、应变速度等塑性加工条件没有特别限定，适当选择适宜的条件即可。热加工工序中的加热温度为周知的加热温度，例如为1100～1300℃。

[缓冷工序]

紧接着该热加工工序之后，针对尚未冷却的上述热加工钢材，作为缓冷工序，对于该热加工钢材的表面温度成为800℃～500℃的温度范围，以超过0且为1.00℃/秒以下的冷却速度实施缓冷，得到本实施方式的钢材。

自奥氏体向铁素体和珠光体转变的温度即800℃～500℃的冷却速度超过1.00℃/秒时，贝氏体和马氏体的组织分数变大。其结果，钢材的硬度上升，变形抗力上升，而且极限加工率降低。因此，优选将上述温度范围内的冷却速度控制在超过0且为1.00℃/秒以下。进一步优选设为超过0且为0.70℃/秒以下。需要说明的是，作为缓冷工序，为了减小热加工工序后的热加工钢材的冷却速度，可以在轧制线和/或热锻线后设置保温套、带热源的保温套、或保持炉等。

为了制成上述具有以面积％计包含总计85～100％的铁素体和球状渗碳体的金相组织的钢材，优选进行以下的制造方法。

[球状化处理工序]

对于实施了上述缓冷的热加工钢材，可以进一步实施球状化热处理工序。此时，实施球状化热处理，能够制造本实施方式的钢材。

作为该球状化热处理，例如进行以下的热处理即可。将实施了上述缓冷的热加工钢材加热至略低于或略高于Ac₁点(加热时奥氏体开始生成的温度)的温度后缓慢冷却。将如下处理反复进行数次：将实施过上述缓冷的热加工钢材加热至略高于Ac₁点的温度，冷却至略低于Ar₁点(冷却时奥氏体完成向铁素体或铁素体、渗碳体的转变的温度)的温度的处理。或者，对于实施了上述缓冷的热加工钢材，进行一次淬火，然后在600～700℃的温度范围内进行3～100小时的回火。需要说明的是，球状化热处理的方法利用上述那样的现有公知的退火或球状化热处理方法即可，没有特别限定。

实施了上述球状化热处理工序的钢材即使硬度高也能够提高极限加工率。

通过以上的制造工序，能够制造本实施方式的钢材。本实施方式的钢材例如为棒钢。

[渗碳部件的制造方法]

接着，对本实施方式的渗碳部件的制造方法的一例进行说明。本制造方法包括：对上述本实施方式的钢材实施冷加工，制造多个中间构件的冷加工工序；将所制造的多个中间构件焊接而制成一体产品的焊接工序；对焊接后的中间构件实施渗碳处理或渗碳氮化处理的渗碳工序；以及，对渗碳工序后的中间构件实施淬火处理、或淬火/回火处理的精热处理工序。

[冷加工工序]

对于通过上述制造方法制造的钢材，作为冷加工工序，施加冷塑性加工而赋予形状，制造多个中间构件。该冷加工工序中的加工率、应变速度等塑性加工条件没有特别限定，适当选择适宜的条件即可。冷加工例如为冷锻。多个中间构件通过后续工序的焊接工序进行焊接而被一体化。

[焊接工序]

焊接工序中，通过摩擦接合或激光接合，将上述多个中间构件焊接，制成一体产品。焊接方法没有特别限定。可以将中间构件的接合面通过机械加工形成为平坦。上述钢材中，Mn硫化物为70.0个/mm²以下，且氧化物为25.0个/mm²以下。因此，接合性优异，渗碳部件的接合疲劳强度优异。

[渗碳工序]

对于通过焊接工序而接合成一体的中间构件，实施作为渗碳工序的渗碳处理、或渗碳氮化处理。为了得到具有上述金相组织和硬度的渗碳部件，优选将渗碳处理或渗碳氮化处理的条件设为：温度为830～1100℃、碳势为0.5～1.2％、渗碳时间为1小时以上。

[精热处理工序]

渗碳工序后，作为精热处理工序，实施淬火处理、或淬火/回火处理，得到渗碳部件。为了得到具有上述金相组织和硬度的渗碳部件，作为淬火处理、或淬火/回火处理的条件，优选将淬火介质的温度设为室温～250℃。另外，根据需要，也可以在淬火后进行亚零处理。

[其它工序]

根据需要，可以对上述冷加工工序前的钢材进一步实施退火工序。通过利用退火工序进行退火处理，钢材的硬度降低，变形抗力降低，而且极限加工率改善。退火条件没有特别限定，适当选择周知的退火条件即可。

根据需要，在上述冷加工工序后，也可以对上述渗碳工序前的钢材进一步实施切削工序。此时，切削工序中实施切削加工而对钢材赋予形状。通过进行切削加工，能够对钢材赋予仅靠冷塑性加工难以实现的精密形状。

根据需要，也可以对上述精热处理工序后的渗碳部件进一步实施喷丸工序。通过利用喷丸工序进行喷丸处理，在渗碳部件表层部导入压缩残余应力。压缩残余应力会抑制疲劳裂纹的产生、发展，因此能够进一步提高渗碳部件的齿根和齿面疲劳强度。喷丸处理理想的是使用直径为0.7mm以下的喷粒，在弧高为0.4mm以上的条件下进行。

实施例

用实施例进一步具体说明本发明的一个方式的效果。实施例中的条件为用于确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例。本发明不限定于这一个条件例。本发明只要不超出本发明的要旨，且能够实现本发明的目的，则可以采用各种条件。

准备表1所示的化学组成的钢水。此时，在表2所示的条件下实施精炼。将精炼后的钢水通过连铸进行铸造，得到铸坯。

[表1]

[表2]

表2中的“炼钢条件(1)”表示二次精炼后的1500～1600℃下的保持时间ts相对于均匀混合时间τ的比(＝ts/τ)。表2中的“炼钢条件(2)”表示Al、Si、Ca的添加顺序。“炼钢条件(2)”栏中，“1”是指：添加Al进行脱氧后，添加Si和Ca。“2”是指：添加Si后，添加Al和Ca。

将制造的铸坯加热后，实施初轧，制成与长度方向垂直的截面为162mm×162mm的钢材。使用该钢材，实施利用连续轧制机的热轧，得到与长度方向正交的截面为圆形、且该截面的直径为35mm的圆棒状的热加工钢材。对于该热加工钢材，作为缓冷工序，根据需要使用在轧制线后设置的保温套或带热源的保温套进行缓冷。缓冷时的800℃～500℃的平均冷却速度(℃/秒)如表2所示。对各试验编号分别准备多条缓冷后的热加工钢材。

各试验编号中，对于准备的多个热加工钢材之中的若干热加工钢材，作为球状化热处理工序(SA工序：球状化退火(Spheroidizing Annealing))，进行球状化热处理。球状化处理中，将上述热加工钢材加热至740℃。然后，以冷却速度8℃/hr缓冷直至钢材温度成为650℃。钢材温度为650℃～常温则进行空气冷却。

通过以上的制造方法制造钢材。

[评价试验]

对所制造的钢材评价如下的特性。

[金相组织观察试验片、以及临界压缩率测定试验片的制作]

从棒状钢材的距周面为上述截面的直径1/4深度的位置采集金相组织观察试验片。另外，以钢材的长度方向成为压缩方向的方式，采集临界压缩率测定试验片(6mmφ×9mm、切口形状：30度、深度0.8mm、前端部的曲率半径0.15mm)。从缓冷工序后且未实施SA工序的钢材采集金相组织观察用试验片，进而从SA工序后的钢材采集金相组织观察用试验片。同样地，从缓冷工序后且未实施SA工序的钢材(刚缓冷后材料)采集临界压缩率测定试验片，进而从SA工序后的钢材(SA材料)采集临界压缩率测定试验片。以下，各试验片中，将从缓冷工序后且未实施SA工序的钢材(刚缓冷后材料)采集的试验片称为“刚缓冷后试验片”，将从SA工序后的钢材(SA材料)采集的试验片称为“SA后试验片”。

[金相组织观察试验]

使用上述的金相组织观察试验片(刚缓冷后试验片、SA后试验片)，实施金相组织观察试验。具体而言，对刚缓冷后试验片、SA后试验片进行镜面研磨。将经镜面研磨的刚缓冷后试验片的表面(观察面)用硝酸酒精腐蚀液(2％硝酸酒精)进行5～10秒蚀刻。另外，将经镜面研磨的SA后试验片的表面(观察面)用苦味醇腐蚀液(5％苦味酸酒精)进行10～20秒蚀刻。需要说明的是，苦味酸是指2,4,6-三硝基苯酚。

对于蚀刻后的观察面，用光学显微镜进行观察，生成照片图像。使用照片图像(每1个视野100μm×100μm、观察20个视野)，通过图像分析求出铁素体和珠光体的总计分数、以及铁素体和球状渗碳体的总计分数。将由刚缓冷后试验片得到的铁素体和珠光体的总面积率(％)、以及由SA后试验片得到的铁素体和球状渗碳体的总面积率(％)示于表2。需要说明的是，金相组织中，上述以外的组织的余量为珠光体、马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、或渗碳体等。

[临界压缩率测定试验]

对于上述的临界压缩率测定试验片(刚缓冷后试验片、SA后试验片)，通过如下的方法实施临界压缩试验。对于各试验片，使用约束模具以10mm/分钟的速度进行冷压缩。在切口附近产生0.5mm以上的微小裂纹时停止压缩，算出此时的压缩率(％)。将该测定进行总计10次，求出累积破损概率成为50％的压缩率(％)，将该压缩率作为临界压缩率(％)。将各试验编号的临界压缩率(％)示于表2。进行渗碳处理的部件用的现有钢材的临界压缩率约为65％，因此，将达到可认为是显著高于该值的值的68％以上的情况判断为极限加工率优异。需要说明的是，对于临界压缩率小于68％的试验编号，不实施渗碳部件的评价试验。

[Mn硫化物个数和氧化物个数测定试验]

上述的各试验编号中，从缓冷工序后且未实施SA工序的钢材(刚缓冷后材料)、以及SA工序后的钢材(SA材料)分别采集样品。具体而言，如图1所示，从刚缓冷后材料、SA材料的沿径向距中心轴线C1的距离为R/2的位置采集样品。样品的观察面的尺寸为L1×L2，且将L1设为10mm、L2设为5mm。进而，将与观察面垂直的方向的样品厚度L3设为5mm。观察面的法线N与中心轴线C1垂直，R/2位置相当于观察面的中央位置。

针对采集的样品的观察面进行镜面研磨，使用扫描电子显微镜(SEM)以1000倍的倍率随机观察20个视野(每1个视野的评价面积为100μm×100μm)(刚缓冷后材料中20个视野、SA材料中20个视野)。

确定各视野中的夹杂物。对于确定的各夹杂物，使用能量色散X射线光谱法(EDX)识别Mn硫化物和氧化物。具体而言，在所确定的夹杂物的元素分析结果中，Mn含量为10.0％以上、S含量为10.0％以上的情况下，将该夹杂物认定为Mn硫化物。另外，在所确定的夹杂物的元素分析结果中，O含量为10％以上的情况下，将该夹杂物认定为氧化物。作为确定对象的夹杂物，采用圆当量直径为0.5μm以上的夹杂物。另外，夹杂物的确定中使用的EDX的光束直径设为0.2μm。

刚缓冷后材料和SA材料分别将圆当量直径为0.5μm以上的Mn硫化物和氧化物作为测定对象。基于各视野中确定的Mn硫化物的总个数和20个视野的总面积，求出Mn硫化物在每单位面积中的个数(个/mm²)。另外，基于各视野中确定的氧化物的总个数和20个视野的总面积，求出氧化物在每单位面积中的个数(个/mm²)。

表2中示出刚缓冷后材料中的Mn硫化物个数(个/mm²)、刚缓冷后材料中的氧化物个数(个/mm²)。需要说明的是，各试验编号中，SA材料的Mn硫化物个数与刚缓冷后材料的Mn硫化物个数相同，SA材料的氧化物个数与刚缓冷后材料的氧化物个数相同。

[渗碳部件的制造]

从各试验编号的刚缓冷后材料的距周面为上述截面的直径1/4深度的位置，以长度方向成为压缩方向的方式，采集渗碳用的试验片(20mmφ×30mm)。对该渗碳用的试验片，作为冷加工工序，在冷条件下进行压缩率50％的镦粗压缩。镦粗压缩的条件为室温、使用约束模具、应变速度1/秒。对于镦粗压缩后的渗碳用的试验片，作为渗碳工序，进行基于转化炉气体方式的气体渗碳。该气体渗碳将碳势设为0.8％，在950℃下进行5小时的保持，接着在850℃下进行0.5小时的保持。在渗碳工序后，作为精热处理工序，进行直至130℃的油淬火，然后在150℃下进行90分钟的回火，得到渗碳部件(使用刚缓冷后材料)。

对于各试验编号的SA材料，也以与上述刚缓冷后材料相同的制造条件制造渗碳部件(使用SA材料)。

[渗碳部件的评价试验]

对于上述制造的渗碳部件(使用刚缓冷后材料的渗碳部件、使用SA材料的渗碳部件)的渗碳层和芯部，评价特性。在表3中示于其评价结果。

[表3]

[渗碳层的维氏硬度试验]

在各试验编号的渗碳部件(使用刚缓冷后材料的渗碳部件、使用SA材料的渗碳部件)的与长度方向垂直的截面中，使用显微维氏硬度计通过依据JIS Z 2244(2009)的维氏硬度试验求出距表面50μm深度位置的维氏硬度和距表面0.4μm深度位置的维氏硬度。试验时的载荷设为0.49N。测定50μm深度位置10处的维氏硬度HV，将其算术平均值作为50μm深度位置处的维氏硬度HV。另外，测定0.4μm深度位置10处的维氏硬度HV，将其算术平均值作为0.4μm深度位置处的维氏硬度HV。将距表面深度50μm的位置处的硬度为HV650～HV1000的情况、以及距表面深度0.4mm的位置处的硬度为HV550～HV900的情况判定为硬度充分、合格。将测定结果示于表3。

[渗碳层的金相组织观察试验]

对于上述渗碳部件的渗碳层(使用刚缓冷后材料的渗碳部件、使用SA材料的渗碳部件)，评价距表面深度0.4mm的位置处的金相组织。对于金相组织，实施硝酸酒精溶液腐蚀，用光学显微镜进行观察。光学显微镜的倍率设为200倍，观察视野设为500μm×500μm。

观察视野中的马氏体的分数(面积率(％))通过图像分析而算出。需要说明的是，金相组织中，上述以外的余量为铁素体、珠光体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体、球状渗碳体、或渗碳体等。

[芯部的化学组成和维氏硬度]

通过如下方法测定上述渗碳部件(使用刚缓冷后材料的渗碳部件、使用SA材料的渗碳部件)的芯部的维氏硬度和化学组成。在渗碳部件的与长度方向垂直的截面中，使用维氏硬度计通过依据JIS Z 2244(2009)的维氏硬度试验求出距表面2mm深度位置的维氏硬度。试验时的载荷设为49N。在2mm深度位置进行10次测定，将其算术平均值作为距表面2mm深度位置处的维氏硬度(HV)。将所得维氏硬度示于表2。将维氏硬度为HV250～HV500的情况判定为硬度充分、合格。将测定结果示于表3。

另外，关于距表面2mm深度位置处的化学组成，使用EPMA(电子束显微分析仪、Electron Probe MicroAnalyser)，针对原子序号5号以上的元素进行定量分析。此外，将与作为起始材料的铸坯中的化学成分几乎相同的组成的情况判断为同等。将判定结果示于表3。

[渗碳部件的粗晶粒的有无]

对于上述渗碳部件(使用刚缓冷后材料的渗碳部件、使用SA材料的渗碳部件)的芯部，进行距表面深度2mm的位置处的原奥氏体晶粒的观察。具体而言，将渗碳部件的与长度方向垂直的截面作为观察面。将观察面镜面研磨后，用苦味酸饱和水溶液进行蚀刻。用光学显微镜(400倍)观察经蚀刻的观察面的包含距表面2mm深度位置的视野(300μm×300μm)，确定原奥氏体晶粒。对于确定的原奥氏体晶粒，依据JIS G 0551(2013)，求出各原奥氏体晶粒的晶粒度编号。在晶粒度编号No.4以下的晶粒哪怕存在一个的情况下，判定为“有粗晶粒产生”。将判定结果示于表3。

[接合后渗碳部件的疲劳强度评价试验]

将作为各试验编号的钢材(刚缓冷后材料、SA材料)且直径35mm的圆棒进行机械加工，制作直径20mm、长度150mm的圆棒。使用该圆棒，制作基本疲劳试验片、以及接合疲劳试验片。

基本疲劳试验片通过如下的方法制作。由直径20mm、长度150mm圆棒的截面中央部制作评价部直径8mm、平行部长度15.0mm的小野式旋转弯曲疲劳试验片。将该试验片作为基本疲劳试验片。

接合疲劳试验片通过如下方法制作。将相同试验片编号的直径20mm、长度150mm圆棒彼此对接，以如下的摩擦焊条件制作接合圆棒。

摩擦焊条件：

摩擦压力：100MPa、摩擦时间：5秒、

对接压力(从圆棒两端部对接合部的加压力)：200MPa、

对接时间(对接合部的加压时间)：5秒、

转速：2000rpm、

总留量：5～12mm

由接合圆棒的截面中央部制作评价部直径8mm、平行部长度15.0mm的小野式旋转弯曲疲劳试验片，作为压力焊疲劳试验片。压力焊疲劳试验片中，将平行部的长度方向中央部作为接合面。

对于基本疲劳试验片和接合疲劳试验片，实施如下的渗碳淬火处理，制成渗碳部件(使用刚缓冷后材料的渗碳部件、使用SA材料的渗碳部件)。渗碳淬火处理中，实施基于转化炉气体方式的气体渗碳。具体而言，将碳势设为0.8％，在950℃下保持5小时。然后，在相同碳势下以850℃保持0.5小时。然后，浸渍于130℃的油中，实施油淬。油淬后，实施在150℃下保持90分钟的回火。通过以上的方法，制作模拟渗碳部件的小野式旋转弯曲疲劳试验片(基本疲劳试验片、接合疲劳试验片)。

对于制作的基本疲劳试验片、接合疲劳试验片，实施小野式旋转弯曲疲劳试验。具体而言，使用上述各小野式旋转弯曲疲劳试验片(基本疲劳试验片、接合疲劳试验片)，在室温、大气气氛中实施依据JIS Z 2274(1978)的小野式旋转弯曲疲劳试验。将转速设为3000rpm，将应力比R设为-1，将应力负荷重复次数为1×10⁷个循环后未断裂的最大应力作为疲劳强度(MPa)。

将接合疲劳试验片的疲劳强度(MPa)相对于基本疲劳试验片的疲劳强度(MPa)之比(％)定义为疲劳强度比。换言之，疲劳强度比用下述式定义。

疲劳强度比(％)＝接合疲劳试验片的疲劳强度/基本疲劳试验片的疲劳强度×100

将所得疲劳强度比示于表3。疲劳强度比为85％以上时，判断为在接合后也得到了优异的疲劳强度。

[试验结果]

将试验结果示于表2和表3。参照表2和表3，试验编号1～试验编号11的化学组成适当，满足式(1)～式(3)。进而，炼钢条件也适当。另外，缓冷工序中的冷却速度也适当。进而，球状化处理也适当。因此，刚缓冷后材料和SA材料中的Mn硫化物个数均为70.0个/mm²以下，且氧化物个数均为25.0个/mm²以下。进而，刚缓冷后材料中，铁素体和珠光体的总面积率为85～100％，SA材料中，铁素体和球状渗碳体的总面积率为85～100％。其结果，刚缓冷后材料、SA材料的临界压缩率均为68％以上，显示出优异的临界压缩率。

进而，刚缓冷后材料的渗碳部件和SA材料的渗碳部件的渗碳层的维氏硬度均适当，0.4深度位置处的马氏体分数也为90％以上。进而，芯部硬度和化学组成也适当，原奥氏体粒径也未粗大化。进而，接合疲劳试验片中，疲劳强度比均高达85％以上，即使在已被接合的情况下也显示出优异的疲劳强度。

另一方面，试验编号12中，C含量过高。因此，刚缓冷后材料中，铁素体和珠光体的总面积率小于85％。进而，刚缓冷后材料和SA材料的临界压缩率均小于68％，未得到充分的临界压缩率。

试验编号13中，C含量过低。因此，刚缓冷后材料的渗碳部件的芯部、以及SA材料的渗碳部件的芯部中未得到充分的硬度。

试验编号14中，氧含量过高。因此，刚缓冷后材料、SA材料的氧化物个数均过多。其结果，在模拟刚缓冷后材料的渗碳部件和SA材料的渗碳部件的接合疲劳试验片中，疲劳强度比低至小于85％。

试验编号15中，N含量过高。因此，无法确保固溶B，芯部硬度过低。进而，生成了粗大的TiN，因此钢材(刚缓冷后材料和SA材料)的极限加工率低。

试验编号16中，F1低于式(1)的下限。因此，刚缓冷后材料的渗碳部件的芯部硬度、以及SA材料的渗碳部件的芯部硬度过低。

试验编号17中，F1超过式(1)的上限。因此，刚缓冷后材料中，铁素体和珠光体的总面积率小于85％。因此，刚缓冷后材料和SA材料的钢材的极限加工率低。

试验编号18中，F2低于式(2)的下限。因此，刚缓冷后材料的渗碳部件、以及SA材料的渗碳部件中，0.4mm深度位置处的硬度过低。

试验编号19中，F2超过式(2)的上限。因此，锻造前的钢材(刚缓冷后材料和SA材料)的极限加工率过低。

试验编号20中，F3低于式(3)的下限。因此，刚缓冷后材料的渗碳部件的芯部、以及SA材料的渗碳部件的芯部中，原奥氏体晶粒的一部分成为粗晶粒。

试验编号21中，F3超过式(3)的上限。因此，钢材(刚缓冷后材料和SA材料)的极限加工率低。

试验编号22和23中，对于二次精炼后的钢包内的钢水，1500～1600℃的温度下的保持时间ts小于均匀混合时间τ的2.0倍。因此，刚缓冷后材料和SA材料中，MnS个数超过70.0个/mm²，氧化物个数超过25.0个/mm²。其结果，模拟刚缓冷后材料的渗碳部件和SA材料的渗碳部件的接合疲劳试验片中，疲劳强度比低至小于85％。

试验编号24和25中，精炼工序中，在添加Al前添加了Si。因此，刚缓冷后材料和SA材料中，氧化物个数超过25.0个/mm²。其结果，模拟刚缓冷后材料的渗碳部件和SA材料的渗碳部件的接合疲劳试验片中，疲劳强度比低至小于85％。

试验编号26和27中，热轧后的缓冷工序中的800℃～500℃内的平均冷却速度过快。因此，刚缓冷后材料的钢材的组织中，铁素体和珠光体的总面积率小于85％，临界压缩率小于68％。另一方面，SA材料的钢材的组织中，铁素体和球状渗碳体的总面积率成为85％以上，SA材料的临界压缩率超过68％。此外，SA材料的渗碳部件的渗碳层的维氏硬度适当，0.4mm深度位置处的马氏体分数也为90％以上。进而，芯部硬度和化学组成也适当，原奥氏体粒径也未粗大化。进而，接合疲劳试验片中，疲劳强度比高达85％以上，即使在已被接合的情况下也显示出优异的疲劳强度。

以上，说明了本发明的实施方式。然而，上述实施方式不过是用于实施本发明的示例。因此，本发明不限定于上述实施方式，可以在不超出其主旨的范围内适当变更上述实施方式来实施。

Claims (7)

1.一种钢材，其为进行渗碳处理的部件用钢材，

其具有以质量％计由

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％以上且小于0.050％、

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％、以及

余量：Fe和杂质组成、且满足式(1)～式(3)的化学组成，

在所述钢材的与轴向平行的截面中，Mn硫化物为70.0个/mm²以下且氧化物为25.0个/mm²以下，

所述Mn硫化物含有10.0质量％以上的Mn、含有10.0质量％以上的S、圆当量直径为0.5μm以上，

所述氧化物含有10质量％以上的氧、圆当量直径为0.5μm以上，

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)

其中，式(1)～式(3)的各元素符号处代入对应元素的质量％计的含量。

2.根据权利要求1所述的钢材，其中，

所述化学组成含有选自由

Cu：0.005％～0.50％、以及

Ni：0.005％～0.30％组成的组中的1种以上。

3.根据权利要求1所述的钢材，其中，

金相组织以面积％计包含总计为85～100％的铁素体和珠光体。

4.根据权利要求2所述的钢材，其中，

金相组织以面积％计包含总计为85～100％的铁素体和珠光体。

5.根据权利要求1所述的钢材，其中，

金相组织以面积％计包含总计为85～100％的铁素体和球状渗碳体。

6.根据权利要求2所述的钢材，其中，

金相组织以面积％计包含总计为85～100％的铁素体和球状渗碳体。

7.根据权利要求1～6中任一项所述的钢材，其中，所述钢材为棒钢。

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