CN113260717A - 钢材 - Google Patents

Abstract

提供一种冷锻时的极限加工率大、在制成渗碳钢部件时具有高疲劳强度和优异的耐氢脆化特性的钢材。本实施方式的钢材的化学组成以质量％计含有C：0.07～0.13％、Si：0.15～0.35％、Mn：0.60～0.80％、S：0.005～0.050％、Cr：1.90～2.50％、B：0.0005～0.0100％、Ti：0.010％以上且小于0.050％、Al：0.010～0.100％、Ca：0.0002％～0.0030％、N：0.0080％以下、P：0.050％以下、以及O：0.0030％以下，余量为Fe和杂质，且所述化学组成满足说明书中记载的式(1)～式(5)。

Description

钢材

技术领域

本发明涉及钢材，更详细而言，涉及作为渗碳钢部件的坯料的钢材。

背景技术

作为机械结构用部件的坯料的钢材通常含有Mn、Cr、Mo和Ni等。具有含上述元素的化学成分并经过铸造、锻造、轧制等工序而制造的钢材通过锻造、切削等机械加工而成型，进一步实施渗碳处理，从而成为具备表层部的渗碳层以及比渗碳层更内部的芯部的渗碳钢部件。在本说明书中，只要没有特别说明，渗碳处理还包括碳氮共渗处理。

在制造该渗碳钢部件的成本之中，与切削加工有关的成本非常大。切削加工中，切削工具较为昂贵。并且，由于大量生成切屑，因此从成品率的观点来看也是不利的。因此，尝试了将切削加工替换成锻造。锻造方法可以大致分为热锻、温锻、冷锻。温锻具有氧化皮的产生少、与热锻相比尺寸精度得到改善的特点。冷锻具有无氧化皮的产生、尺寸精度接近以往切削后状态的特点。因此，对利用热锻实施粗略的加工后利用冷锻实施精加工的方法、实施温锻后实施轻度的切削作为精加工的方法、或者实施冷锻后实施轻度的切削作为精加工的方法等进行了研究。然而，将热锻替换成温锻或冷锻的情况下，如果渗碳钢部件用钢材的变形阻力大，则对锻造机的模具施加的面压增加，模具寿命降低。在这一情况下，即使切削量减少，成本优势也不会太大。另外，在成型为复杂形状的情况下，有时在施加较大加工的部位会产生裂纹。因此，在通过温锻或冷锻制造渗碳钢部件的情况下，要求渗碳钢部件用钢材的极限加工率的提高。

国际公开第2012/108460号(专利文献1)和日本特开2012-207244号公报(专利文献2)提出了一种以提高冷锻性(极限加工率)为目的的、作为渗碳钢部件的坯料的钢材。

在专利文献1所记载的渗碳用钢中，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：大于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，余量为Fe和不可避免的杂质，化学成分中各元素的以质量％所示的含量满足式(1)～式(3)。其中，式(1)～式(3)为如下所述。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中记载了：该渗碳用钢通过具有上述化学组成，从而能够提高冷锻时的极限加工率，进而在渗碳处理后得到与现有钢同等的硬化层和芯部硬度。

专利文献2所记载的表面硬化钢的特征在于：以质量％计含有C：0.05～0.20％、Si：0.01～0.1％、Mn：0.3～0.6％、P：0.03％以下(不含0％)、S：0.001～0.02％、Cr：1.2～2.0％、Al：0.01～0.1％、Ti：0.010～0.10％、N：0.010％以下(不含0％)、B：0.0005～0.005％，余量为铁和不可避免的杂质，当量圆直径小于20nm的Ti系析出物的密度为10～100个/μm²，且当量圆直径为20nm以上的Ti系析出物的密度为1.5～10个/μm²，维氏硬度为130HV以下。专利文献2中记载了：该表面硬化钢通过上述结构，从而冷锻性优异。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：国际公开第2012/108460号

专利文献2：日本特开2012-207244号公报

发明内容

发明要解决的问题

但是，在机械结构用部件之中，应用于汽车的部件中利用了多个大型的渗碳钢部件。应用于汽车的大型渗碳钢部件例如为无级变速器(CVT)的可变皮带轮等。在大型的渗碳钢部件为重要安全部件的情况下，尤其要求高的疲劳强度。在使用上述专利文献1和2中公开的钢材来制造大型的渗碳钢部件的情况下，无法充分提高渗碳钢部件的芯部的硬度，有时无法得到高的疲劳强度。

另外，在将渗碳钢部件应用于汽车或工业机械的变速器用曲轴等的情况下，渗碳钢部件以与润滑油接触(被涂布)的状态使用。在这一情况下，由于源自润滑油的氢，渗碳钢部件容易产生延迟断裂。因此，对于渗碳钢部件而言，在要求高的芯部硬度的同时，还要求优异的耐氢脆化特性。

本申请的目的在于，提供一种冷锻时的极限加工率大、在制成渗碳钢部件时具有高疲劳强度和优异的耐氢脆化特性的钢材。

用于解决问题的方案

本申请的钢材中，

其化学组成以质量％计含有

C：0.07～0.13％、

Si：0.15～0.35％、

Mn：0.60～0.80％、

S：0.005～0.050％、

Cr：1.90～2.50％、

B：0.0005～0.0100％、

Ti：0.010％以上且小于0.050％、

Al：0.010～0.100％、

Ca：0.0002～0.0030％、

N：0.0080％以下、

P：0.050％以下、以及

O：0.0030％以下，

余量为Fe和杂质，且所述化学组成满足式(1)～式(5)。

0.140＜C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al＜0.235 (1)

1.35＜(1.33×C-0.1)+(0.23×Si+0.01)+(0.42×Mn+0.22)+(0.27×Cr+0.22)+(0.77×Mo+0.03)+(0.12×Ni+0.01)＜1.55 (2)

0.004＜Ti-N×(48/14)＜0.030 (3)

0.03≤Ca/S≤0.15 (4)

Mn/(Si+Cr+Mo+Ni)＜0.30 (5)

其中，式(1)～(5)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)，不含对应元素时代入“0”。

发明的效果

本申请的钢材在冷锻时的极限加工率大，在制成渗碳钢部件时具有高的疲劳强度和优异的耐氢脆化特性。

附图说明

图1为示出在各元素的含量为本实施方式的范围内的钢材中极限扩散性氢量比HR与F5＝Mn/(Si+Cr+Mo+Ni)的关系的图。

图2为实施例的渗碳钢部件在评价试验中的渗碳处理的加热模式图。

图3为实施例的辊点蚀试验中使用的小辊试验片的侧视图。

图4为对小辊试验片实施的渗碳处理的加热模式图。

图5为实施例的辊点蚀试验中使用的大辊试验片的主视图。

图6为面疲劳试验中使用的环状V切口试验片的侧视图。

具体实施方式

本发明人等为了改善作为渗碳钢部件的坯料的钢材的极限加工率、并对该钢材实施冷锻和渗碳处理以提高制成渗碳钢部件时的疲劳强度和耐氢脆化特性而进行了研究。其结果，本发明人等得到了以下的见解(A)～(G)。

(A)C含量越低，则越能够提高冷锻前的钢材的极限加工率。然而，若C含量过低，则难以使渗碳处理后的渗碳钢部件的疲劳强度达到与C含量为0.20％左右的现有钢材(例如JIS G 4052(2008)中规定的SCR420)同等的水平。若将钢材的化学组成设为以质量％计为C：0.07～0.13％、Si：0.15～0.35％、Mn：0.60～0.80％、S：0.005～0.050％、Cr：1.90～2.50％、B：0.0005～0.0100％、Ti：0.010％以上且小于0.050％、Al：0.010～0.100％、Ca：0.0002％～0.0030％、N：0.0080％以下、P：0.050％以下、O：0.0030％以下、Nb：0～0.100％、V：0～0.300％、Mo：0～0.500％、Ni：0～0.500％、Cu：0～0.500％、Mg：0～0.0035％、稀土元素(REM)：0～0.005％、以及余量：Fe和杂质的化学组成，即便C含量低于现有钢材，也能获得大型渗碳钢部件所需要的芯部硬度，存在能够获得充分疲劳强度的可能性。

(B)在具有上述化学组成的钢材中，为了得到高的芯部硬度并得到充分的疲劳强度，优选在渗碳钢部件的芯部的显微组织中提高马氏体分率。为了提高渗碳钢部件的芯部的显微组织中的马氏体分率，以满足式(2)的方式含有C、Si、Mn、Cr、Mo、Ni等改善钢的淬透性的合金元素(淬透改善元素)的含量是有效的。

1.35＜(1.33×C-0.1)+(0.23×Si+0.01)+(0.42×Mn+0.22)+(0.27×Cr+0.22)+(0.77×Mo+0.03)+(0.12×Ni+0.01)＜1.55 (2)

其中，式(2)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

(C)然而，若上述淬透性改善元素的含量增加，则淬透性改善元素会使铁素体固溶强化。因此，钢材的硬度提高。若钢材的硬度提高，则冷锻性降低，极限加工率降低。

B是一种可提高钢材的淬透性但不会使铁素体固溶强化的元素。因此，如上所述，在钢材的上述化学组成中含有0.0005～0.0100％的B。进而，使上述淬透性改善元素的含量满足式(1)。由此，在抑制钢材的极限加工率降低的同时，在对该钢材进行渗碳处理而得到的渗碳钢部件中，能够得到充分的芯部硬度和疲劳强度。

0.140＜C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al＜0.235 (1)

其中，式(1)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

(D)为了稳定地得到B的淬透性改善效果，在渗碳处理时，需要在钢材中确保充分的固溶B。因此，如上所述，在钢材含有Ti。在这一情况下，渗碳处理时，钢材中所含的大部分N以TiN的形式被固定。因此，能够抑制B与N键合，能够在钢材中确保充分的固溶B。为了得到上述效果，使钢材中的Ti含量满足式(3)。

0.004＜Ti-N×(48/14)＜0.030 (3)

其中，式(3)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

在钢材的化学组成中的Ti含量和N含量满足式(3)的情况下，N与Ti键合而形成TiN。因此，能够抑制因N与固溶B键合而导致固溶B降低，能够确保钢材中充分的固溶B。此外，未与N键合的Ti以TiC的形式在钢材中微细分散并析出。由此，抑制渗碳处理时的奥氏体晶粒的异常晶粒生长。因此，在渗碳钢部件的芯部，能够抑制原奥氏体粗粒的产生，能够获得充分的硬度。

(E)B有效地提高渗碳钢部件的芯部的淬透性。然而，在进行转化炉气体方式的气体渗碳的情况下，在作为渗碳钢部件的表层部的渗碳层中，含B所带来的淬透性改善效果较低。这是因为，在渗碳处理时氮从钢部件的表面侵入，与固溶B键合并以BN的形式析出，降低固溶B量。因此，为了在作为渗碳钢部件表层部的渗碳层中确保淬透性，如上所述，使钢材的化学组成满足式(2)。

(F)在使用钢材制造渗碳钢部件的情况下，有时对冷锻后的钢材实施切削加工。在本实施方式中，如上述化学组成所示，使S含量为0.005～0.050％。由此，形成MnS，钢材的切削性提高。但是，若MnS延伸，则冷锻性降低。因此，在使Ca含量为0.0002～0.0030％的基础上，使其满足式(4)。在这一情况下，钢材中的硫化物微细化和球状化。因此，钢材的冷锻性提高，极限加工率提高。

0.03≤Ca/S≤0.15 (4)

其中，式(4)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

(G)在C含量为0.13％以下、Cr含量为1.90％以上、且B含量为0.0005～0.0100％的钢材中，若相对于Si、Cr、Mo和Ni的总含量减少Mn含量，则能够抑制氢自外部侵入，耐氢脆化特性提高。具体而言，以各元素量在本实施方式的化学组成的范围内且满足式(1)～式(4)为前提，使其进一步满足式(5)。在这一情况下，使用具有上述化学组成的钢材制造的渗碳钢部件具有优异的耐氢脆化特性。

Mn/(Si+Cr+Mo+Ni)＜0.30 (5)

其中，式(5)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

基于以上见解完成的本实施方式的钢材具有以下构成。

[1]

一种钢材，

其化学组成以质量％计含有

C：0.07～0.13％、

Si：0.15～0.35％、

Mn：0.60～0.80％、

S：0.005～0.050％、

Cr：1.90～2.50％、

B：0.0005～0.0100％、

Ti：0.010％以上且小于0.050％、

Al：0.010～0.100％、

Ca：0.0002～0.0030％、

N：0.0080％以下、

P：0.050％以下、以及

O：0.0030％以下，

余量为Fe和杂质，且所述化学组成满足式(1)～式(5)。

0.140＜C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al＜0.235 (1)

1.35＜(1.33×C-0.1)+(0.23×Si+0.01)+(0.42×Mn+0.22)+(0.27×Cr+0.22)+(0.77×Mo+0.03)+(0.12×Ni+0.01)＜1.55 (2)

0.004＜Ti-N×(48/14)＜0.030 (3)

0.03≤Ca/S≤0.15 (4)

Mn/(Si+Cr+Mo+Ni)＜0.30 (5)

其中，式(1)～(5)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)，不含对应元素时代入“0”。

[2]

根据上述[1]所述的钢材，其中，

前述化学组成含有选自由

Nb：0.100％以下、

V：0.300％以下、

Mo：0.500％以下、

Ni：0.500％以下、

Cu：0.500％以下、

Mg：0.0035％以下、以及

稀土元素(REM)：0.005％以下

组成的组中的1种元素或2种以上元素来代替前述Fe的一部分。

[3]

根据上述[1]所述的钢材，其中，

前述化学组成含有选自由

Nb：0.002～0.100％以下、

V：0.001～0.300％以下、

Mo：0.005～0.500％以下、

Ni：0.005～0.500％以下、

Cu：0.005～0.500％以下、

Mg：0.0001～0.0035％、以及

稀土元素(REM)：0.001～0.005％以下

组成的组中的1种元素或2种以上元素来代替前述Fe的一部分。

以下，对本实施方式的钢材的详细情况进行说明。在本说明书中，只要没有特别说明，关于元素的“％”指的是质量％。

[钢材的化学组成]

本实施方式的钢材为渗碳钢部件的坯料。本实施方式的钢材在冷锻后进行渗碳处理，从而成为渗碳钢部件。本实施方式的钢材的化学组成含有以下元素。

C：0.07～0.13％

碳(C)提高渗碳钢部件的芯部的硬度，提高疲劳强度。若C含量小于0.07％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，渗碳钢部件的芯部的硬度也会降低，疲劳强度也会降低。另一方面，渗碳钢部件中使用的现有钢材的C含量为0.20％左右，而在本实施方式的钢材中，为了提高极限加工率，使C含量为0.13％以下。因此，C含量为0.07～0.13％。C含量的优选下限为0.08％、进一步优选为0.09％。C含量的优选上限为0.12％、进一步优选为0.11％。

Si：0.15～0.35％

硅(Si)提高渗碳钢部件的回火软化阻力，提高渗碳钢部件的疲劳强度。若Si含量小于0.15％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分地获得该效果。另一方面，若Si含量超过0.35％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，冷锻前的钢材的硬度也会过度增高，极限加工率降低。因此，Si含量为0.15～0.35％。从进一步提高疲劳强度的观点出发，Si含量的优选下限为0.16％、进一步优选为0.17％、进一步优选为0.18％、进一步优选为0.20％。从进一步提高极限加工率的观点出发，Si含量的优选上限为0.30％、进一步优选为0.28％、进一步优选为0.25％。

Mn：0.60～0.80％

锰(Mn)提高钢的淬透性，提高渗碳钢部件的芯部硬度，提高疲劳强度。若Mn含量小于0.60％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，也无法得到充分的淬透性。另一方面，若Mn含量过高，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，冷锻前的钢材的硬度也会过度增高，极限加工率下降。因此，Mn含量为0.60～0.80％。Mn含量的优选下限为0.61％、进一步优选为0.62％、进一步优选为0.65％。Mn含量的优选上限为0.77％、进一步优选为0.75％。

S：0.005～0.050％

硫(S)与钢中的Mn键合而形成MnS，提高钢材的切削性。若S含量小于0.005％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分地获得上述效果。另一方面，若S含量超过0.050％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，在冷锻时MnS也会成为裂纹的起点，钢材的极限加工率降低。因此，S含量为0.005～0.050％。S含量的优选下限为0.006％、进一步优选为0.008％、进一步优选为0.010％。S含量的优选上限为0.040％、进一步优选为0.030％、进一步优选为0.025％、进一步优选为0.020％。

Cr：1.90～2.50％

铬(Cr)提高钢的淬透性，提高渗碳钢部件的芯部硬度，提高疲劳强度。Cr与提高淬透性的Mn、Mo、Ni相比，能够在抑制钢材硬度上升的同时提高淬透性。若Cr含量小于1.90％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，也无法得到充分的淬透性。另一方面，若Cr含量超过2.50％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，冷锻前的钢材的硬度也会过度增高，极限加工率降低。因此，Cr含量为1.90～2.50％。Cr含量的优选下限为1.92％、进一步优选为1.94％、进一步优选为1.96％、进一步优选为2.00％。Cr含量的优选上限为2.45％、进一步优选为2.40％、进一步优选为2.35％、进一步优选为2.30％。

B：0.0005～0.0100％

硼(B)固溶于奥氏体时，即使是微量，也会大幅提高钢的淬透性。因此，提高渗碳钢部件的芯部硬度，提高疲劳强度。并且，由于微量含有B而发挥上述效果，因此钢材中的铁素体的硬度难以上升。即，可以在较高地维持钢材的极限加工率的同时提高淬透性。若B含量小于0.0005％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分地得到上述效果。另一方面，若B含量超过0.0100％，则上述效果饱和。因此，B含量为0.0005～0.0100％。B含量的优选下限为0.0007％、进一步优选为0.0010％、进一步优选为0.0012％、进一步优选为0.0014％。B含量的优选上限为0.0080％、进一步优选为0.0060％、进一步优选为0.0050％、进一步优选为0.0040％、进一步优选为0.0030％。

Ti：0.010％以上且小于0.050％。

钛(Ti)将钢中的N以TiN的形式固定。由此，BN的形成得到抑制，能够确保固溶B。Ti还会与C键合而形成TiC，通过钉扎效应，抑制在渗碳处理的加热时奥氏体晶粒粗大化。若Ti含量小于0.010％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分地获得这些效果。另一方面，若Ti含量为0.050％以上，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，TiC也会过量生成。在这一情况下，冷锻前的钢材的硬度过度增高，极限加工率下降。因此，Ti含量为0.010％以上且小于0.050％。Ti含量的优选下限为0.015％、进一步优选为0.018％、进一步优选为0.020％、进一步优选为0.022％、进一步优选为0.024％、进一步优选为0.025％。Ti含量的优选上限为0.048％、进一步优选为0.045％。

Al：0.010～0.100％

铝(Al)会使钢脱氧。Al还会与N键合而形成AlN，通过钉扎效应，抑制在渗碳处理的加热时奥氏体晶粒粗大化。由此，渗碳钢部件的疲劳强度提高。若Al含量小于0.010％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分地获得这些效果。另一方面，若Al含量超过0.100％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，钢中也会形成粗大的氧化物，渗碳钢部件的疲劳强度也会降低。因此，Al含量为0.010～0.100％。Al含量的优选下限为0.014％、进一步优选为0.018％、进一步优选为0.020％。Al含量的优选上限为0.090％、进一步优选为0.070％、进一步优选为0.060％、进一步优选为0.050％、进一步优选为0.040％。

Ca：0.0002～0.0030％

钙(Ca)固溶于钢中的硫化物，使硫化物微细且球状化。由此，钢材的冷锻性提高，极限加工率提高。若Ca含量小于0.0002％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分地获得该效果。另一方面，若Ca含量超过0.0030％，则即使其他元素含量在本实施方式的范围内，钢中也生成粗大的氧化物。在这一情况下，钢材的极限加工率反而下降。因此，Ca含量为0.0002～0.0030％。Ca含量的优选下限为0.0005％、进一步优选为0.0007％。Ca含量的优选上限为0.0025％、进一步优选为0.0022％、进一步优选为0.0020％。

N：0.0080％以下

氮(N)为不可避免地含有的杂质。即，N含量超过0％。N与B键合而形成BN，减少固溶B量。若N含量超过0.0080％，则即使钢材中的Ti含量在本实施方式的范围内，Ti也无法充分固定N，BN过度生成。其结果，钢材的淬透性降低。若N含量超过0.0080％，则还会生成粗大的TiN，冷锻时粗大TiN成为裂纹的起点。因此，钢材的极限加工率降低。因此，N含量为0.0080％以下。N含量的优选上限为0.0075％、进一步优选为0.0070％、进一步优选为0.0065％。N含量优选尽可能低。但是，N含量的过剩降低会增加制造成本。因此，在考虑通常的工业生产的情况下，N含量的优选下限为0.0001％、进一步优选为0.0005％、进一步优选为0.0010％、进一步优选为0.0030％。

P：0.050％以下

磷(P)为不可避免地含有的杂质。即，P含量超过0％。P会使钢材的热加工性降低。P还会使渗碳钢部件的疲劳强度降低。因此，P含量为0.050％以下。P含量的优选上限为0.035％、进一步优选为0.028％、进一步优选为0.020％。P含量优选尽可能低。但是，P含量的过剩降低会增加制造成本。因此，在考虑通常的工业生产的情况下，P含量的优选下限为0.001％、进一步优选为0.005％。

O：0.0030％以下

氧(O)为不可避免地含有的杂质。即，O含量超过0％。O形成氧化物，降低钢材的极限加工率，降低渗碳钢部件的疲劳强度。因此，O含量为0.0030％以下。O含量的优选上限为0.0028％、进一步优选为0.0026％、进一步优选为0.0023％。O含量优选尽可能低。但是，O含量的过度降低会增加制造成本。因此，在考虑通常的工业生产的情况下，O含量的优选下限为0.0001％、进一步优选为0.0005％、进一步优选为0.0007％。

本实施方式的钢材的化学组成的余量为Fe和杂质。其中，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，在不会给本实施方式的钢材带来不良影响的范围内是允许的。

[关于任意元素(optional elements)]

本实施方式的渗碳钢部件用钢材的化学组成还可以含有选自由Nb、V、Mo、Ni、Cu、Mg和稀土元素(REM)组成的组中的1种元素或2种以上元素来代替Fe的一部分。这些元素之中，Nb、V、Mo、Ni、Cu和Mg均会提高以钢材作为坯料的渗碳钢部件的疲劳强度。具体而言，Nb和V形成碳化物和/或碳氮化物，提高渗碳钢部件的芯部的强度，提高渗碳钢部件的疲劳强度。Mo、Ni和Cu提高钢材的淬透性，提高渗碳钢部件的强度。Mg通过使氧化物微细化，抑制因粗大氧化物导致的裂纹的产生，从而提高渗碳钢部件的疲劳强度。上述元素之中，REM控制硫化物的形态，提高钢材的极限加工率。

Nb：0.100％以下

铌(Nb)为任意元素，也可以不含有。即，Nb含量可以为0％。在含有的情况下，Nb与C和N键合而形成碳化物和/或碳氮化物，通过钉扎效应来抑制渗碳处理的加热时的奥氏体晶粒的粗大化。只要少量含有Nb，则可在一定程度上获得上述效果。但是，若Nb含量超过0.100％，则粗大的碳化物和/或碳氮化物生成，钢材的极限加工率降低。因此，Nb含量为0.100％以下。即，Nb含量为0～0.100％。Nb含量的优选下限为0.001％、进一步优选为0.002％、进一步优选为0.004％、进一步优选为0.010％。Nb含量的优选上限为0.080％、进一步优选为0.060％、进一步优选为0.050％。

V：0.300％以下

钒(V)为任意元素，也可以不含有。即，V含量可以为0％。在含有的情况下，V在钢材中形成碳化物，在铁素体中析出，提高渗碳钢部件的芯部的强度。只要少量含有V，则可在一定程度上获得上述效果。但是，若V含量超过0.300％，则钢材的冷锻性降低，极限加工率降低。因此，V含量为0.300％以下。即，V含量为0～0.300％。V含量的优选下限为0.001％、进一步优选为0.003％、进一步优选为0.004％、进一步优选为0.005％。V含量的优选上限为0.280％、进一步优选为0.250％、进一步优选为0.230％、进一步优选为0.200％、进一步优选为0.180％、进一步优选为0.150％、进一步优选为0.130％、进一步优选为0.100％。

Mo：0.500％以下

钼(Mo)为任意元素，也可以不含有。即，Mo含量可以为0％。在含有的情况下，Mo提高钢的淬透性，提高渗碳钢部件的马氏体分率。并且在实施利用气体渗碳的渗碳处理的情况下，Mo在渗碳处理时不会生成氧化物和氮化物。因此，Mo抑制在渗碳层中生成氧化物层、氮化物层和渗碳异常层。只要少量含有Mo，则可在一定程度上获得这些效果。但是，若Mo含量超过0.500％，则钢材的硬度过度增高，极限加工率下降。因此，Mo含量为0.500％以下。即，Mo含量为0～0.500％。Mo含量的优选下限为0.001％、进一步优选为0.005％、进一步优选为0.010％、进一步优选为0.020％、进一步优选为0.050％。Mo含量的优选上限为0.400％、进一步优选为0.300％、进一步优选为0.200％。

Ni：0.500％以下

镍(Ni)为任意元素，也可以不含有。即，Ni含量可以为0％。在含有的情况下，Ni提高钢的淬透性，提高渗碳钢部件的马氏体分率。并且在实施利用气体渗碳的渗碳处理的情况下，Ni在渗碳处理时不会生成氧化物和氮化物。因此，Ni抑制在渗碳层中生成氧化物层、氮化物层和渗碳异常层。只要少量含有Ni，则可在一定程度上获得上述效果。但是，若Ni含量超过0.500％，则钢材的硬度过度增高，极限加工率降低。因此，Ni含量为0.500％以下。即，Ni含量为0～0.500％。Ni含量的优选下限为0.001％、进一步优选为0.005％、进一步优选为0.010％、进一步优选为0.020％、进一步优选为0.050％。Ni含量的优选上限为0.400％、进一步优选为0.300％、进一步优选为0.200％。

Cu：0.500％以下

铜(Cu)为任意元素，也可以不含有。即，Cu含量可以为0％。在含有的情况下，Cu提高钢的淬透性，提高渗碳钢部件的马氏体分率。并且在实施利用气体渗碳的渗碳处理的情况下，Cu在渗碳处理时不会生成氧化物和氮化物。因此，Cu抑制渗碳层表面的氧化物层、氮化物层、渗碳异常层的形成。只要少量含有Cu，则可在一定程度上获得上述效果。但是，若Cu含量超过0.500％，则钢材的硬度过度增高，极限加工率降低。因此，Cu含量为0.500％以下。即，Cu含量为0～0.500％。Cu含量的优选下限为0.001％、进一步优选为0.005％、进一步优选为0.010％、进一步优选为0.020％、进一步优选为0.050％。Cu含量的优选上限为0.400％、进一步优选为0.300％。在含有Cu的情况下，若使Ni含量为Cu含量的1/2以上，则钢材的热加工性进一步提高。

Mg：0.0035％以下

镁(Mg)为任意元素，也可以不含有。即，Mg含量可以为0％。在含有的情况下，Mg与Al同样地使钢脱氧，使钢材中的氧化物微细化。若钢材中的氧化物微细化，则不易生成粗大氧化物。粗大氧化物可成为破坏的起点。因此，Mg使氧化物微细化时，成为破坏起点的粗大氧化物的生成得到抑制。其结果，渗碳钢部件的疲劳强度提高。只要少量含有Mg，则可以获得上述效果。但是，若Mg含量超过0.0035％，则钢材中生成粗大的氧化物。在这一情况下，钢材的极限加工率反而下降。因此，Mg含量为0.0035％以下。即，Mg含量为0～0.0035％。Mg含量的优选下限为0.0001％、进一步优选为0.0003％、进一步优选为0.0005％。Mg含量的优选上限为0.0032％、进一步优选为0.0030％、进一步优选为0.0028％、进一步优选为0.0025％。

本实施方式的钢材的化学组成还可以含有稀土元素(REM)来代替Fe的一部分。

稀土元素(REM)：0.005％以下

稀土元素(REM)为任意元素，也可以不含有。即，REM含量可以为0％。在含有的情况下，REM固溶于钢中的硫化物，控制硫化物的形态。其结果，REM提高钢材的极限加工率。只要少量含有REM，则可以获得上述效果。但是，若REM含量超过0.005％，则生成粗大的氧化物，渗碳钢部件的疲劳强度降低。因此，REM含量为0.005％以下。即，REM含量为0～0.005％。REM含量的优选下限为0.001％、进一步优选为0.002％。REM含量的优选上限为0.004％。

需要说明的是，本说明书中的REM是指，选自由原子序数21号的钪(Sc)、原子序数39号的钇(Y)、以及作为镧系元素的原子序数57号的镧(La)～原子序数71号的镥(Lu)组成的组中的1种以上的元素。另外，本说明书中的REM含量是指这些元素的总含量。

[关于式(1)～式(5)]

本实施方式的钢材的化学组成还满足式(1)～式(5)。

0.140＜C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al＜0.235 (1)

1.35＜(1.33×C-0.1)+(0.23×Si+0.01)+(0.42×Mn+0.22)+(0.27×Cr+0.22)+(0.77×Mo+0.03)+(0.12×Ni+0.01)＜1.55 (2)

0.004＜Ti-N×(48/14)＜0.030 (3)

0.03≤Ca/S≤0.15 (4)

Mn/(Si+Cr+Mo+Ni)＜0.30 (5)

其中，式(1)～式(5)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。对应元素为任意元素，不含时在该元素符号处代入“0”。以下，对各式进行说明。

[关于式(1)]

定义为F1＝C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al。F1是钢材以及使用该钢材制造的渗碳钢部件的硬度的指标。

在C含量低的情况下，冷锻前的钢材的组织中铁素体分率与上述现有钢材(C含量为0.20％左右)相比大幅增加。在这一情况下，钢材的硬度不仅受C含量(珠光体分率)的影响，还大大受到铁素体硬度的影响。F1表示各合金元素对钢材中的铁素体的固溶强化的贡献。

若F1为0.235以上，则冷锻前的钢材的硬度过高。在这一情况下，钢材的极限加工率降低。另一方面，若F1为0.140以下，则作为渗碳钢部件的芯部硬度不足。因此，F1超过0.140且小于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的优选上限为小于0.230、进一步优选为0.225、进一步优选为0.220、进一步优选为0.215、进一步优选为0.210。需要说明的是，F1值是将算出的值的小数点后第4位进行四舍五入而得到的值。

[关于式(2)]

定义为F2＝(1.33×C-0.1)+(0.23×Si+0.01)+(0.42×Mn+0.22)+(0.27×Cr+0.22)+(0.77×Mo+0.03)+(0.12×Ni+0.01)。F2是与钢材的淬透性相关的指标。

如上所述，B在提高渗碳钢部件的芯部的淬透性方面是有效的。另一方面，在进行气体渗碳(转化炉气体方式)的情况下，在作为渗碳钢部件的表层部的渗碳层中，含B所带来的淬透性改善效果较低。这是因为，在渗碳处理时炉内气氛气体中的N侵入渗碳钢部件的表层部，固溶B以BN的形式析出，导致有助于改善淬透性的固溶B量不足。因此，在实施气体渗碳处理的情况下，B虽然能够提高渗碳钢部件的芯部的硬度，但难以有助于渗碳钢部件的渗碳层的硬度的提高。因此，为了在作为渗碳钢部件的表层部的渗碳层中确保淬透性，需要活用除B以外的淬透性改善元素。

F2由除B以外的特别有助于提高淬透性的元素构成。在F2为1.35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，无法充分获得同等以上的渗碳层的深度(维氏硬度达到HV550以上的深度)。另一方面，若F2为1.55以上，则冷锻前的钢材的硬度上升，极限加工率下降。因此，F2超过1.35且小于1.55。F2优选在满足硬度指标F1的范围内尽可能大。F2的优选下限为1.36、进一步优选为1.37、进一步优选为1.38、进一步优选为1.40。需要说明的是，F2值是将算出的值的小数点后第3位进行四舍五入而得到的值。

[关于式(3)]

定义为F3＝Ti-N×(48/14)。F3是与TiC析出量相关的指标。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。即，F3表示除为了形成TiN而消耗的Ti量以外的过剩Ti量。F3中的“14”表示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键合而形成TiC。该TiC具有在渗碳处理时抑制奥氏体晶粒粗大化的钉扎效应。若F3为0.004以下，则TiC的析出量不足。在这一情况下，无法抑制渗碳处理时的晶粒粗大化。在晶粒成为粗粒的情况下，有时弯曲疲劳强度降低、或者淬透性变得过高而导致渗碳淬火后的变形量增大。另一方面，若F3为0.030以上，则TiC的析出量过多，冷锻前的钢材的硬度上升，极限加工率下降。因此，F3超过0.004且小于0.030。F3的优选下限为0.006、进一步优选为0.008。F3的优选上限为0.028、进一步优选为0.0025。需要说明的是，F3值是将算出的值的小数点后第4位进行四舍五入而得到的值。

[关于式(4)]

定义为F4＝Ca/S。F4是与硫化物的微细化和球状化相关的指标。如上所述，Ca固溶于硫化物而使硫化物微细化，进而使硫化物球状化。但是，即使钢材的化学组成中包括Ca在内的各元素的含量在上述范围内，但若Ca含量相对于S含量过高，则Ca的一部分不会固溶于硫化物，最终形成氧化物。Ca氧化物会使钢材的极限加工率降低。若能够将F4(＝Ca/S)设定在适当范围内，则能够促进硫化物的微细化和球状化，同时抑制氧化物的生成。其结果，能够提高钢材的冷锻性和极限加工率。

若F4小于0.03，即使化学组成中的各元素含量在上述范围内且F1～F3满足式(1)～式(3)、F5满足式(5)，但钢中的Ca含量相对于S含量仍会过低。在这一情况下，硫化物的微细化和球状化不充分。其结果，钢材的极限加工率变低。另一方面，若F4高于0.15，即使化学组成中的各元素含量在上述范围内且F1～F3满足式(1)～式(3)、F5满足式(5)，但钢中的Ca含量相对于S含量仍会过高。在这一情况下，氧化物过量生成。其结果，钢材的极限加工率变低。若化学组成中的各元素含量在本实施方式的范围内且F1～F3满足式(1)～式(3)、F5满足式(5)，并且F4为0.03～0.15，则能够使硫化物充分地微细化和球状化，还能够抑制氧化物的过量生成。因此，在钢材中，冷锻时的极限加工率比现有钢材大。F4的优选下限为0.04、进一步优选为0.05、进一步优选为0.06。F4的优选上限为0.14、进一步优选为0.13、进一步优选为0.12。需要说明的是，F4值是将算出的值的小数点后第3位进行四舍五入而得到的值。

[关于式(5)]

除了限制Mn量之外，通过进一步满足式(5)，本实施方式的钢材即使是高强度，也能够得到优异的耐氢脆化特性。

Mn/(Si+Cr+Mo+Ni)＜0.30 (5)

其中，式(5)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

定义为F5＝Mn/(Si+Cr+Mo+Ni)。F5与耐氢脆化特性具有相关性。以下进行详细说明。

图1为示出极限扩散性氢量比HR与F5的关系的图。图1中的纵轴表示极限扩散性氢量比HR。对于极限扩散性氢量比HR，以具有相当于JIS G 4053(2016)的SCR420的化学组成的钢材的极限扩散性氢量Href为基准，并通过下式(A)来定义。

极限扩散性氢量比HR＝Hc/Href(A)

Hc为极限扩散性氢量。极限扩散性氢量Hc意味着，对导入有各种浓度的氢的试验片实施恒定载荷试验时的未断裂试验片的最大氢量。

参照图1，若Mn含量相对于Si、Cr、Mo和Ni的总含量之比即F5为0.30以上，则即使F5减少，极限扩散性氢量比HR也不会太大。另一方面，当F5小于0.30时，随着F5的降低，极限扩散性氢量比明显增大，极限扩散性氢量比HR达到1.10以上。即，极限扩散性氢量比HR与F5的关系在F5＝0.30附近具有拐点。因此，若F5小于0.30，则得到优异的耐氢脆化特性。F5的优选上限为0.29、进一步优选为0.28、进一步优选为0.27、进一步优选为0.26。需要说明的是，对F5的下限没有特别限定，只要为上述化学组成，则F5的下限为0.16。F5的优选下限为0.18、进一步优选为0.20、进一步优选为0.21。

[钢材的显微组织]

将作为渗碳钢部件的坯料的钢材的显微组织中除夹杂物和析出物以外的部分定义为母相(基体)。优选钢材的基体主要由铁素体和珠光体构成。其中，“主要由铁素体和珠光体构成”是指，显微组织中的铁素体和珠光体的总面积率为85.0～100.0％。在基体中，铁素体和珠光体以外的相(Phase)例如为贝氏体、马氏体和渗碳体等。即，在本实施方式的钢材的显微组织中，贝氏体、马氏体和渗碳体的总面积率为0～15.0％。需要说明的是，在本实施方式的钢材的显微组织中铁素体和珠光体的总面积率小于100.0％的情况下，其余为选自由贝氏体、马氏体和渗碳体组成的组中的1种或2种以上。需要说明的是，计算显微组织的面积率时包括铁素体、珠光体、马氏体、贝氏体、渗碳体。另一方面，计算上述面积率时不包括除渗碳体以外的析出物、夹杂物以及残留奥氏体。

[铁素体和珠光体面积率的测定方法]

本实施方式的钢材的显微组织中的铁素体和珠光体的总面积率(％)通过下述方法测定。在钢材为棒钢或线材的情况下，从钢材的与长度方向(轴向)垂直的截面(以下称为横截面)中连接表面与中心轴的半径R的中央位置(R/2位置)采集样本。将采集到的样本的表面中相当于上述横截面的表面作为观察面。对观察面进行镜面研磨后，使用2％硝酸醇(硝酸乙醇腐蚀液)对观察面进行蚀刻。使用500倍的光学显微镜对经蚀刻的观察面进行观察，生成任意20个视野的照片图像。各视野的尺寸为100μm×100μm。

在各视野中，对于铁素体、珠光体等各个相，每一个相的对比度都不同。因此，基于对比度来确定各个相。对于所确定的相，求出各视野中铁素体的总面积(μm²)和珠光体的总面积(μm²)。将全部视野中铁素体的总面积与珠光体的总面积的合计面积相对于全部视野的总面积的比例定义为铁素体和珠光体的总面积率(％)。需要说明的是，计算显微组织的面积率时包括铁素体、珠光体、马氏体(也包括回火马氏体)、贝氏体(也包括回火贝氏体)、渗碳体(也包括球状化渗碳体)。另一方面，计算上述面积率时不包含除渗碳体以外的析出物、夹杂物以及残留奥氏体。需要说明的是，在用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀观察面的情况下，在光学显微镜观察中，可以确定具有层状结构的相为珠光体。可以确定亮度比珠光体高的区域(白色的区域)为铁素体。可以确定亮度比铁素体和珠光体低的区域(较深区域)为马氏体和贝氏体。

具有以上构成的本实施方式的钢材具有高的极限加工率。而且，本实施方式的钢材在实施冷锻、切削加工和渗碳处理而制成渗碳钢部件时，具有高疲劳强度和优异的耐氢脆化特性。

[关于渗碳钢部件]

本实施方式的渗碳钢部件是使用上述本实施方式的钢材而制造的。具体而言，是对冷锻后的钢材实施渗碳处理而制造的。渗碳钢部件的制造方法将在后面叙述。

渗碳钢部件具备渗碳层和芯部。渗碳层形成于渗碳钢部件的表层。渗碳层距渗碳钢部件表面的深度为0.4mm以上且小于2.0mm。在本实施方式的渗碳钢部件中，渗碳层的深度为至少0.4mm以上即可。本实施方式中，渗碳层是指，在渗碳钢部件的表层中依据JIS Z2244(2009)的维氏硬度达到550HV以上的区域。芯部相当于渗碳钢部件中比渗碳层更内部的区域。芯部的化学组成与上述渗碳钢部件的化学组成相同。即，芯部的化学组成中的各元素在上述的数值范围内，并满足式(1)～式(5)。

在渗碳钢部件中，自渗碳钢部件表面起深度50μm的位置相当于渗碳层。自渗碳钢部件表面起深度50μm位置处的依据JIS Z 2244(2009)的维氏硬度为650～1000HV。即，上述位置处的渗碳层的维氏硬度为650～1000HV。

在具有上述构成的渗碳钢部件中，自渗碳钢部件表面起深度10.0mm的位置相当于芯部。自渗碳钢部件表面起深度10.0mm位置处的依据JIS Z 2244(2009)的维氏硬度为250～500HV。即，上述位置处的芯部的维氏硬度为250～500HV。

渗碳层通过渗碳处理而形成，渗碳层的维氏硬度高于作为坯料的钢材的维氏硬度。

渗碳钢部件的维氏硬度通过以下方法测定。将渗碳钢部件的与任意表面垂直的截面作为测定面。在测定面中，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自表面起深度50μm位置的维氏硬度、以及自表面起深度0.4mm位置的维氏硬度。试验力为0.49N。在深度50μm位置测定10处的维氏硬度HV。将10个测定结果的算术平均值定义为50μm深度位置处的维氏硬度HV。然后，在测定面中，在自表面起深度0.4mm的位置测定10处的维氏硬度HV。将10个测定结果的算术平均值定义为0.4mm深度位置处的维氏硬度HV。若0.4mm深度位置处的维氏硬度为550HV以上，则判断渗碳层深度至少为0.4mm以上。

另外，在测定面中，使用维氏硬度计，通过依据JIS Z 2244(2009)的维氏硬度试验求出自表面起深度10.0mm位置的维氏硬度。试验力为0.49N。在深度10.0mm位置测定10处的维氏硬度HV。将10个测定结果的算术平均值定义为10.0mm深度位置处的维氏硬度HV。

渗碳钢部件例如用作矿山机械、建筑机械、汽车等中使用的机械结构用部件。机械结构用部件例如为齿轮、曲轴、皮带轮等。

[钢材的制造方法]

对本实施方式的钢材的制造方法的一例进行说明。需要说明的是，若本实施方式的钢材具有上述构成，则其制造方法不限于以下的制造方法。不过，以下所说明的制造方法是制造本实施方式的钢材的优选的一例。

本实施方式的钢材的制造方法的一例包括：坯料准备工序和热加工工序。以下，对各工序进行说明。

[坯料准备工序]

在坯料准备工序中，准备具有满足上述式(1)～式(5)的化学组成的坯料。坯料例如通过以下的方法来制造。制造满足上述式(1)～式(5)的化学组成的钢水。使用上述钢水，通过铸造法制造坯料(铸坯或铸锭)。例如，使用上述钢水通过公知的连续铸造法制造铸坯(方坯)。或者，使用上述钢水通过公知的铸锭法制造铸锭。

[热加工工序]

在热加工工序中，对坯料准备工序中准备好的坯料(方坯或铸锭)实施热加工，制造钢材。钢材的形状没有特别限定，例如为棒钢或线材。在以下的说明中，作为一例，对钢材为棒钢的情况进行说明。但是，即使钢材为棒钢以外的其他形状，也能够以同样的热加工工序进行制造。

热加工工序包括粗轧工序和精轧工序。在粗轧工序中，对坯料进行热加工而制造条形坯。粗轧工序例如使用初轧机。利用初轧机对坯料实施初轧，制造条形坯。在初轧机的下游设置有连轧机的情况下，也可以对初轧后的条形坯进一步使用连轧机实施热轧，制造尺寸更小的条形坯。在连轧机中，具有一对水平辊的水平轧机和具有一对垂直辊的垂直轧机交替地排列成一列。通过以上工序，粗轧工序中将坯料制造成条形坯。粗轧工序中的加热炉中的加热温度没有特别限定，例如为1100～1300℃。

精轧工序中，首先使用加热炉对条形坯进行加热。使用连轧机对加热后的条形坯实施热轧，制造作为钢材的棒钢。精轧工序中的加热炉中的加热温度没有特别限定，例如为1000～1250℃。另外，在精轧中，将在进行最终压下的轧机的出口侧的钢材温度定义为最终温度。此时，最终温度例如为800～1000℃。最终温度通过设置在进行最终压下的轧机的出口侧的测温计来测定。

对精轧后的钢材以自然冷却以下的冷却速度进行冷却，制造本实施方式的钢材。优选将精轧后的钢材在钢材温度达到800℃～500℃的温度范围内的平均冷却速度CR设为超过0且为1.3℃/秒以下。钢材温度在800～500℃时，发生从奥氏体变为铁素体或珠光体的相变。若钢材温度达到800℃～500℃的温度范围内的平均冷却速度CR超过0且为1.3℃/秒以下，则能够抑制显微组织中过量生成贝氏体或马氏体，显微组织中的铁素体和珠光体的总面积率达到85.0～100.0％。

需要说明的是，平均冷却速度CR通过以下方法测定。精轧后的钢材通过输送线向下游输送。输送线中，沿输送线配置有多个测温计，能够测定输送线的各位置处的钢材温度。基于沿输送线配置的多个测温计，求出钢材温度达到800℃～500℃时的时间，并求出平均冷却速度CR(℃/秒)。例如，通过将多个缓冷罩隔开间隔地配置于输送线，从而能够调整平均冷却速度CR。

通过以上制造工序，能够制造具有上述构成的本实施方式的钢材。

[渗碳钢部件的制造方法]

接着，对将本实施方式的钢材用作坯料的渗碳钢部件的制造方法的一例进行说明。本制造方法包括：对本实施方式的钢材实施冷锻而制造中间构件的冷锻工序、对中间构件进行切削的切削加工工序、对中间构件实施渗碳处理的渗碳处理工序、以及回火工序。需要说明的是，如上所述，在本实施方式中，渗碳处理还包括碳氮共渗处理。

[冷锻工序]

在冷锻工序中，对通过上述制造方法制造的钢材进行冷加工，实施冷锻而赋予形状，制造中间构件。冷锻工序中的加工率、应变速度等塑性加工条件没有特别限定，只要适当选择适合的条件即可。

[切削加工工序]

切削加工工序可根据需要实施。即，也可以不实施切削加工工序。在实施的情况下，在切削加工工序中，对冷锻工序后且后述的渗碳处理工序前的中间构件实施切削加工。通过实施切削加工，能够对渗碳钢部件赋予仅借助冷锻工序难以实现的精密形状。

[渗碳处理工序]

在渗碳处理工序中，对切削加工工序后的中间构件实施渗碳处理。其中，在本实施方式中，渗碳处理还包括碳氮共渗处理。在渗碳处理工序中，实施公知的渗碳处理。渗碳处理工序包括渗碳工序、扩散工序和淬火工序。

渗碳工序和扩散工序中的渗碳处理条件只要适当调整即可。渗碳工序和扩散工序中的渗碳温度例如为830～1100℃。渗碳工序和扩散工序中的碳势例如为0.5～1.2％。渗碳工序中的保持时间例如为60分钟以上，扩散工序中的保持时间为30分钟以上。优选扩散工序中的碳势比渗碳工序中的碳势低。不过，渗碳工序和扩散工序中的条件不限于上述条件。

在扩散工序后，实施公知的淬火工序。在淬火工序中，以Ar3相变点以上的淬火温度保持扩散工序后的中间构件。淬火温度下的保持时间没有特别限定，例如为30～60分钟。淬火温度优选低于渗碳温度。优选使淬火介质的温度为室温～200℃。淬火介质例如为水、油。另外，也可根据需要在淬火后实施深冷处理。

[回火工序]

对渗碳处理工序后的中间构件实施公知的回火工序。回火温度例如为100～200℃。回火温度下的保持时间例如为90～150分钟。

[其它工序]

也可根据需要，对回火工序后的渗碳钢部件进一步实施磨削加工、或实施喷丸处理。通过实施磨削加工，能够对渗碳钢部件赋予精密形状。另外，通过实施喷丸处理，在渗碳钢部件的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和发展。因此，提高渗碳钢部件的疲劳强度。例如，在渗碳钢部件为齿轮的情况下，能够提高渗碳钢部件的齿根和齿面的疲劳强度。喷丸处理通过公知的方法实施即可。喷丸处理例如优选使用直径为0.7mm以下的丸粒并在弧高为0.4mm以上的条件下实施。

实施例

通过实施例对本发明的一方式的效果进行进一步具体说明。以下实施例中的条件是用于确认本实施方式的渗碳钢部件用钢材的可实施性和效果而采用的一个条件例。因此，本发明并不限定于这一条件例。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。

[表1]

表1中的空白部分意味着对应元素的含量低于检测极限。即，空白部分意味着对应元素含量的最小数位小于检测极限。例如，对于表1中的Ti含量的情况，最小数位为小数点后第3位。因此，试验编号29的Ti含量是指，未检测出直至小数点后第3位为止的位数(含量直至有效数字为小数点后第3位仍为0％)。

使用上述钢水通过连铸法制造铸坯。加热该铸坯，然后实施作为粗轧工序的初轧以及之后利用连轧机进行的轧制，制造与长度方向垂直的截面为162mm×162mm的条形坯。初轧中的加热温度为1200～1250℃。

使用制造的条形坯实施精轧工序，制造直径80mm的棒钢(作为渗碳钢部件的坯料的钢材)。精轧工序中的各试验编号在加热炉中的加热温度T1如表2所示。需要说明的是，加热炉中的保持时间在任一试验编号均为1.5～3.0小时。另外，各试验编号的最终温度T2、钢材温度在800～500℃的范围的平均冷却速度CR如表2所示。通过以上制造工序来制造各试验编号的钢材(棒钢)。

[表2]

表2

[评价试验]

[显微组织观察试验]

从各试验编号的棒钢的R/2位置采集显微组织观察用的样本。将样本的表面中相当于棒钢的与长度方向垂直的截面的表面作为观察面。对观察面进行镜面研磨后，使用2％硝酸醇(硝酸乙醇腐蚀液)对观察面进行蚀刻。使用500倍的光学显微镜对经蚀刻的观察面进行观察，生成任意的20个视野的照片图像。各视野的尺寸为100μm×100μm。对于铁素体、珠光体等各个相，每一个相的对比度都不同。因此，基于对比度来确定各个相。对于所确定的相，求出各视野中铁素体的总面积(μm²)和珠光体的总面积(μm²)。将全部视野中铁素体的总面积与珠光体的总面积的合计面积相对于全部视野的总面积的比例定义为铁素体和珠光体的总面积率(％)。测定的结果，各试验编号的铁素体和珠光体的总面积率均为85.0％以上。

[极限压缩试验]

作为钢材的冷锻性(极限加工率)的评价试验，实施极限压缩试验。具体而言，从各试验编号的钢材(棒钢)采集多个极限压缩率测定试验片。极限压缩试验片的直径为6mm、长度为9mm。极限压缩率测定试验片的长度方向与各试验编号的棒钢的长度方向平行。另外，极限压缩试验片的中心轴相当于各试验编号的棒钢的R/2位置。在试验片的长度方向的中央位置，在圆周方向上形成有切口。切口角度为30度、切口深度为0.8mm、切口前端的曲率半径为0.15mm。

极限压缩试验中使用了500吨液压机。对于所制作的极限压缩率测定试验片，通过如下方法实施极限压缩试验。使用约束模具对各试验片以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(％)。进行共10次该测定，求出累积破损概率达到50％时的压缩率(％)。将求出的压缩率定义为极限压缩率(％)。将各试验编号的极限压缩率(％)示于表2。作为渗碳钢部件的坯料的现有钢材的极限压缩率约为65％。因此，在极限压缩率达到可视为比该值明显高的值的68％以上的情况下，判断为极限加工率优异。需要说明的是，对于极限压缩率小于68％的试验编号，未实施以钢材作为坯料的渗碳钢部件的评价试验以及疲劳试验。

[渗碳钢部件的评价试验]

通过下述方法由各试验编号的钢材(棒钢)制造渗碳钢部件。从各试验编号的棒钢采集直径26mm、长度150mm的试验片。试验片的中心与各试验编号的棒钢的中心大致一致。对采集到的试验片实施基于转化炉气体方式的渗碳处理(气体渗碳处理)。如图2所示，在气体渗碳处理中，将碳势设为0.8％，在950℃下保持5小时(950℃下渗碳工序240分钟、950℃下扩散工序60分钟)。接着，在850℃的淬火温度下保持30分钟。在以上工序之后，将试验片浸渍于130℃的油槽并实施油淬火。对淬火后的试验片在150℃下进行90分钟的回火，制造渗碳钢部件。

对各试验编号的渗碳钢部件的渗碳层和芯部实施了以下测定。具体而言，在各试验编号的渗碳钢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 Z2244(2009)的维氏硬度试验求出自表面起深度50μm位置的维氏硬度、以及自表面起深度0.4mm位置的维氏硬度。试验力为0.49N。测定10处深度50μm位置的维氏硬度HV，将其算术平均值设为50μm深度位置处的维氏硬度HV。另外，测定10处深度0.4mm位置的维氏硬度HV，将其算术平均值设为0.4mm深度位置处的维氏硬度HV。

若自表面起深度0.4mm位置处的硬度为550HV以上，则判断为渗碳层自表面起至少存在至0.4mm。另外，在自表面起深度50μm位置处的维氏硬度为650～1000HV时，判断为渗碳钢部件的渗碳层的硬度充分。将测定结果示于表2。

通过下述方法测定上述渗碳钢部件的芯部的维氏硬度和化学组成。在渗碳钢部件的与长度方向垂直的截面上，使用维氏硬度计，通过依据JIS Z 2244(2009)的维氏硬度试验求出自表面起深度10.0mm位置的维氏硬度。试验力为0.49N。在深度10.0mm位置处进行10次测定，将其平均值设为自表面起深度10.0mm位置处的维氏硬度(HV)。将所得到的维氏硬度示于表2。在10.0mm深度位置处的维氏硬度为250～500HV时，判定为芯部硬度足够高。

另外，对于自表面起深度10.0mm位置处的化学组成，使用EPMA(电子束显微分析仪、Electron Probe MicroAnalyser)，对原子序数5号以上的元素进行定量分析。此外，在为与钢材的化学成分相同的化学组成时，判断为渗碳钢部件的芯部的化学组成同等。将判定结果示于表2。

[渗碳钢部件的粗粒的有无]

对上述渗碳钢部件的钢部，在自表面起深度10.0mm位置处进行原奥氏体晶粒的观察。具体而言，将渗碳钢部件的与长度方向垂直的截面作为观察面。对观察面进行镜面研磨后，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自表面起深度10.0mm位置的视野(300μm×300μm)，确定原奥氏体晶粒。对于所确定的原奥氏体晶粒，依据JIS G 0551(2013)，以当量圆直径(μm)求出各原奥氏体晶粒的晶粒直径。在原奥氏体晶粒中，哪怕有一个当量圆直径超过相当于上述JIS规定的晶粒度编号4号的当量圆直径(88.4μm)的晶粒时，即判定为“有粗大晶粒产生”。

[面疲劳强度(Roller-pitting fatigue strength)试验]

对各试验编号的直径80mm的棒钢进行机械加工，制作图3所示的辊点蚀小辊试验片(图中的尺寸的单位为mm。以下简称为小辊试验片)。图2中的“φ”指的是直径(单位为mm)。图3所示的小辊试验片在中央具备试验部(直径26mm、宽度28mm的圆柱部)。

对于所制成的各试验片，使用气体渗碳炉，在图4所示的条件下实施渗碳处理和淬火处理(渗碳淬火处理)。淬火处理后，在150℃下实施90分钟的回火，制作作为渗碳钢部件的小辊试验片。

辊点蚀试验中，将图3所示形状的小辊试验片与图5所示形状的大辊(图中的尺寸的单位为mm)组合。图5所示的大辊具有满足JIS G4053(2016)的SCM420的标准的化学组成，具体而言，具有表1中的试验编号33所示的化学组成。大辊如下方式制造：在热加工工序中以与试验编号1～32相同的条件实施，其后，加工成图5所示的形状，然后实施图5所示的渗碳处理以及150℃下90分钟的回火。

在表3所示的条件下进行使用小辊试验片和大辊的辊点蚀试验。

[表3]

表3

如表3所示，将小辊试验片的转速设为1000rpm、滑移率设为-40％、试验中的大辊与小辊试验片的接触面压设为4000Mpa、重复数设为2.0×10⁷次。在将大辊的旋转速度设为V1(m/秒)、小辊试验片的旋转速度设为V2(m/秒)时，滑移率(％)通过下式求出。

滑移率＝(V2-V1)/V2×100

试验中，将润滑剂(市售的自动变速器用油)在油温90℃的条件下，由与旋转方向相反的方向喷吹到大辊与小辊试验片的接触部分(试验部的表面)。在以上条件下实施辊点蚀试验，评价面疲劳强度。

关于各钢编号，辊点蚀试验中的试验数为6。试验后，制作纵轴为面压、横轴为直至产生点蚀为止的重复数的S-N线图。在直至重复数2.0×10⁷次为止未产生点蚀的钢之中，将最高面压定义为该钢编号的面疲劳强度。需要说明的是，将小辊试验片的表面损伤的部位中最大部位的面积达到1mm²以上的情况定义为产生点蚀。

表2中示出通过试验得到的面疲劳强度。对于表2中的面疲劳强度，将作为通用钢种的满足JIS G4053(2016)的SCR420标准的化学组成的通常钢材进行渗碳处理而得到的渗碳钢部件(试验编号29)的面疲劳强度作为基准值(100％)。而且，将各试验编号的面疲劳强度以相对于基准值的比(％)来表示。若面疲劳强度为120％以上，则判断为能够获得优异的面疲劳强度。

[耐氢脆化特性评价试验]

对各试验编号的钢材(直径80mm的棒钢)进行机械加工，制作图6所示的环状V切口试验片。图6中未示出单位的数值表示试验片的对应部位的尺寸(单位为mm)。图中的“φ数值”表示所指定的部位的直径(mm)。“60°”表示V切口角度为60°。“0.175R”表示V切口底半径为0.175mm。环状V切口试验片的长度方向与棒钢的长度方向平行。另外，环状V切口试验片的中心轴与棒钢的R/2位置大致一致。

对于所制作的环状V切口试验片，使用气体渗碳炉，在图4所示的条件下实施渗碳处理条件。对于淬火后的试验片，在150℃下进行90分钟的回火，制作相当于渗碳钢部件的试验片。

使用电解充电法，按各试验编号对试验片导入各种浓度的氢。电解充电法如下实施。将试验片浸渍在硫氰酸铵水溶液中。在浸渍试验片的状态下，试验片的表面产生阳极电位，将氢引入试验片内。

试验片内导入氢后，在试验片表面形成镀锌覆膜，防止试验片中的氢耗散。接着，对试验片的V切口截面实施恒定载荷试验，负载一定载重以负载标称应力1080MPa(拉伸强度的90％)的拉伸应力。对试验中断裂的试验片以及未断裂的试验片实施使用气相色谱装置的升温分析法，测定试验片中的氢量。测定后，将各试验编号中未断裂的试验片中的最大氢量定义为极限扩散性氢量Hc。

进而，将对满足JIS G4053(2016)的SCR420标准的化学组成的钢材进行渗碳处理得到的钢材(试验编号29)中的极限扩散性氢量作为极限扩散性氢量比HR的基准(Href)。以极限扩散性氢量Href为基准，使用式(A)求出极限扩散性氢量比HR。

HR＝Hc/Href(A)

若极限扩散性氢量比HR为1.10以上，则判断为耐氢脆化特性优异。

[试验结果]

参照表1和表2，试验编号1～11、28和30～32的钢材的化学组成在本实施方式的化学组成的范围内，满足式(1)～式(5)。其结果，极限压缩率为68％以上，显示出充分的极限加工率。此外，渗碳处理后的钢材(渗碳钢部件)的疲劳强度比为120％以上，具有优异的疲劳强度。另外，渗碳处理后的钢材(渗碳钢部件)的极限扩散性氢量比HR为1.10以上，显示出优异的耐氢脆化特性。需要说明的是，在渗碳钢部件用钢材中，渗碳层至少具有0.4mm以上的深度。另外，50μm深度位置处的渗碳层的维氏硬度为650～1000HV，10.0mm深度位置处的芯部的维氏硬度为250～500HV，渗碳层和芯部都具有充分的硬度。

另一方面，在试验编号12中，F1超过式(1)的上限。因此，渗碳钢部件用钢材的极限加工率低。

在试验编号13中，C含量过低。因此，渗碳钢部件中，10mm深度位置处的硬度过低。

在试验编号14中，C含量过高，F1超过式(1)的上限。因此，渗碳钢部件用钢材的极限加工率低。

在试验编号15中，F2小于式(2)的下限。因此，渗碳钢部件中，10mm深度位置处的硬度过低。

在试验编号16中，F2超过式(2)的上限。因此，锻造前的渗碳钢部件用钢材的极限加工率过低。

在试验编号17中，F3小于式(3)的下限。因此，在渗碳部件的芯部，原奥氏体晶粒的一部分成为粗粒。

在试验编号18中，F3超过式(3)的上限。因此，渗碳钢部件用钢材的极限加工率低。

在试验编号19中，F4小于式(4)的下限。因此，渗碳钢部件用钢材的极限加工率低。

在试验编号20中，F4超过式(4)的上限。因此，渗碳钢部件用钢材的极限加工率低。

在试验序号21中，Ti含量过高。因此，渗碳钢部件用钢材的极限加工率低。

在试验编号22中，Ca含量过高。因此，渗碳钢部件用钢材的极限加工率低。

在试验序号23中，Ca含量过低。因此，渗碳钢部件用钢材的极限加工率低。

在试验编号24中，Si含量过低。其结果，渗碳钢部件的疲劳强度低。

在试验编号25中，S含量低且Ca含量过低。因此，渗碳钢部件用钢材的极限加工率低。

在试验编号26中，F5不满足式(5)。其结果，极限扩散性氢量比HR不足1.10，耐氢脆化特性低。

在试验编号27中，Mn含量过低。因此，渗碳钢部件中，10mm深度位置处的硬度过低，疲劳强度低。

在试验编号34中，F2超过式(2)的上限。因此，锻造前的渗碳钢部件用钢材的极限加工率过低。

在试验编号35中，F3小于式(3)的下限。因此，在渗碳部件的芯部，原奥氏体晶粒的一部分成为粗粒。

在试验编号36中，F3超过式(3)的上限。因此，渗碳钢部件用钢材的极限加工率低。

在试验编号37中，F4小于式(4)的下限。因此，渗碳钢部件用钢材的极限加工率低。

在试验编号38和39中，F5不满足式(5)。其结果，极限扩散性氢量比HR不足1.10，耐氢脆化特性低。

以上说明了本发明的实施方式，但上述实施方式只不过是用于实施本发明的例示。因此，本发明并不限定于上述实施方式，不脱离其宗旨的范围内可对上述实施方式进行适当变形而实施。

Claims (3)

1.一种钢材，

其化学组成以质量％计含有

C：0.07～0.13％、

Si：0.15～0.35％、

Mn：0.60～0.80％、

S：0.005～0.050％、

Cr：1.90～2.50％、

B：0.0005～0.0100％、

Ti：0.010％以上且小于0.050％、

Al：0.010～0.100％、

Ca：0.0002～0.0030％、

N：0.0080％以下、

P：0.050％以下、以及

O：0.0030％以下，

余量为Fe和杂质，且所述化学组成满足式(1)～式(5)，

0.140＜C+0.194×Si+0.065×Mn+0.012×Cr+0.033×Mo+0.067×Ni+0.097×Cu+0.078×Al＜0.235 (1)

1.35＜(1.33×C-0.1)+(0.23×Si+0.01)+(0.42×Mn+0.22)+(0.27×Cr+0.22)+(0.77×Mo+0.03)+(0.12×Ni+0.01)＜1.55 (2)

0.004＜Ti-N×(48/14)＜0.030 (3)

0.03≤Ca/S≤0.15 (4)

Mn/(Si+Cr+Mo+Ni)＜0.30 (5)

其中，式(1)～(5)的各元素符号处代入对应元素的以质量％计的含量，不含对应元素时代入“0”。

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

Nb：0.100％以下、

V：0.300％以下、

Mo：0.500％以下、

Ni：0.500％以下、

Cu：0.500％以下、

Mg：0.0035％以下、以及

稀土元素(REM)：0.005％以下

组成的组中的1种元素或2种以上元素来代替所述Fe的一部分。

3.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

Nb：0.002～0.100％以下、

V：0.001～0.300％以下、

Mo：0.005～0.500％以下、

Ni：0.005～0.500％以下、

Cu：0.005～0.500％以下、

Mg：0.0001～0.0035％、以及

稀土元素(REM)：0.001～0.005％以下

组成的组中的1种元素或2种以上元素来代替所述Fe的一部分。

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