JP7168003B2 - 鋼材 - Google Patents

Description

本発明は、鋼材に関し、さらに詳しくは、浸炭鋼部品の素材となる鋼材に関する。

浸炭される機械構造用部品（浸炭鋼部品）の素材となる鋼材は、一般に、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及び、Ｎｉ等を含有する。浸炭鋼部品の素材となる鋼材は、鋳造、鍛造、圧延等により製造される。そして、浸炭鋼部品はたとえば、次の方法で製造される。上述の鋼材を鍛造する。鍛造後の鋼材に対して切削加工を実施して、中間部材を製造する。中間部材に対して、浸炭処理を実施する。以上の製造工程により、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鋼部品が製造される。

浸炭鋼部品を製造するコストのうち、切削加工のコストは非常に大きい。切削加工ではさらに、切りくずを多量に生成するため、歩留が低下する。このため、切削加工を鍛造に置き換える技術が検討されている。鍛造方法は、熱間鍛造、温間鍛造、冷間鍛造に大別できる。温間鍛造は熱間鍛造よりも低い温度域で鍛造を実施する。そのため、温間鍛造では、熱間鍛造と比較して、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。一方、冷間鍛造ではスケールの発生がなく、寸法精度が切削加工と同等である。したがって、熱間鍛造で粗加工を行った後に冷間鍛造で仕上げ加工を行う技術、温間鍛造を行った後に仕上げとして軽度の切削を行う技術、及び、冷間鍛造のみで成型を行う技術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いと、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、切削加工を鍛造に置き換えることによるコストメリットが小さくなる。また、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。したがって、切削加工を鍛造に置き換える場合、鋼材の軟質化、又は、鋼材の限界加工率の向上が求められる。浸炭鋼部品の素材となる鋼材が圧延まま材である場合、球状化熱処理を実施することにより、鋼材の限界加工率を高めることができる。

特許文献１は、浸炭処理前の浸炭用鋼の段階で、従来鋼よりも冷間鍛造時の変形抵抗が小さく、かつ、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提案する。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、を同時に満足することを特徴とする。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）。この浸炭用鋼は、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とが得られる、と特許文献１には記載されている。

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、浸炭鋼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鋼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鋼部品は、上述のとおり、熱間鍛造後に切削加工することにより製造されている。そこで、大型の浸炭鋼部品においても、切削加工から鍛造に置き換える技術が検討されている。しかしながら、大型の鋼材を冷間鍛造により成形しようとすれば、冷間鍛造機に過剰な負荷が掛かる。そこで、大型の浸炭鋼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、これらの複数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、さらに、接合された鋼部材を浸炭処理することにより、大型の浸炭鋼部品を製造する技術が検討されている。

このように溶接により浸炭鋼部品を製造する場合、接合材である浸炭鋼部品の疲労強度（接合疲労強度）が求められる。

本開示の目的は、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鋼材を提供することである。

本開示による鋼材は、
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％、を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）～式（３）を満たし、
前記鋼材の軸方向に平行な断面において、質量％でＭｎ含有量が１０．０％以上、Ｓ含有量が１０．０％以上、Ｏ含有量が１０．０％未満であるＭｎ硫化物が７０．０個／ｍｍ^２以下であり、質量％でＯ含有量が１０．０％以上である酸化物が２５．０個／ｍｍ^２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。対応する元素が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。

本開示による鋼材は、溶接を行った場合であっても、浸炭処理後の浸炭鋼部品において、優れた疲労強度が得られる。

図１は、本実施形態の鋼材の長手方向に垂直な断面図である。 図２は、本実施形態の鋼材のミクロ組織観察でのサンプル採取位置を説明するための模式図である。 図３は、本実施形態における、Ｍｎ硫化物及び酸化物の測定を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、浸炭鋼部品の素材となる、本実施形態による鋼材について説明する。

本発明者らは、浸炭鋼部品の素材となる鋼材において、浸炭処理後の浸炭鋼部品の優れた特性（有効硬化層深さ及び芯部硬さの向上）を得るために検討を行った。その結果、本発明者らは、以下の（ａ）～（ｆ）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、浸炭処理後の浸炭鋼部品の疲労強度を、Ｃ含有量が０．２０％程度である従来の鋼材（たとえば、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定されたＳＣＲ４２０）と同等レベルにすることが困難となる。浸炭鋼部品として必要な芯部の硬さを得るためには、Ｃ含有量の適切な下限値が存在する。

（ｂ）浸炭鋼部品において、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、浸炭鋼部品の芯部のミクロ組織において、マルテンサイト分率を高めるのが好ましい。

（ｃ）浸炭鋼部品の芯部で、ミクロ組織のマルテンサイト分率を高めるためには、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、上述の焼入れ性指標の式（２）を満たすように含有することが有効である。
１３．０＜（０．７０×Ｓｉ＋１）×（５．１×Ｍｎ＋１）×（２．２×Ｃｒ＋１）×（３．０×Ｍｏ＋１）×（０．３６×Ｎｉ＋１）＜４５．０ （２）

（ｄ）しかしながら、上述の焼入れ性向上元素の含有量が増加すると、焼入れ性向上元素がフェライトを固溶強化する。この場合、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、上述の硬さ指標の式（１）を満たすようにする。
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 （１）

（ｅ）Ｂの焼入れ性向上効果を安定して得るためには、浸炭処理時において、鋼材中に十分な固溶Ｂを確保する必要がある。そこで、鋼材にＴｉを含有させる。この場合、浸炭処理時において、鋼材中の大部分のＮをＴｉＮとして固定する。これにより、ＢがＮと結合してＢＮとして析出するのを抑制することができ、鋼材中に十分な固溶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をミクロ組織中に微細分散析出させる。固溶Ｂ量を十分に確保し、かつ、ＴｉＣを微細分散析出させるために、Ｔｉ及びＮの含有量が、上述のＴｉＣ析出量指標の式（３）を満たすようにする。
０．００４＜Ｔｉ－Ｎ×（４８／１４）＜０．０３０ （３）

（ｆ）Ｂは、浸炭鋼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、浸炭鋼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、鋼部品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、浸炭鋼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）を満たすことが有効である。

本発明者らはさらに、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鋼部品での疲労強度（接合疲労強度）の検討を行った。その結果、鋼材の長手方向（すなわち、鋼材の軸方向）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鋼部品での疲労強度（接合疲労強度）が高まることを見出した。
（Ｉ）質量％で、Ｍｎ含有量が１０．０％以上、Ｓ含有量が１０．０％以上、Ｏ含有量が１０．０％未満であるＭｎ硫化物を７０．０個／ｍｍ^２以下にする。
（ＩＩ）質量％で、Ｏ含有量が１０．０％以上である酸化物を２５．０個／ｍｍ^２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、鋼材中に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：介在物の質量％を１００％とした場合に、質量％でＭｎ含有量が１０．０％以上、Ｓ含有量が１０．０％以上、Ｏ含有量が１０．０％未満である介在物
酸化物：介在物の質量％を１００％とした場合に、質量％で、酸素含有量が１０．０％以上である介在物
なお、本明細書において、介在物のうち、質量％で、１０．０％以上のＳと、１０．０％以上のＭｎと、１０．０％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」に含まれる。

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鋼部品を製造する場合、浸炭鋼部品内にはＨＡＺ領域が存在する。ＨＡＺ領域の強度は他の領域の強度よりも低くなる場合がある。そこで、本実施形態では、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（Ｉ）及び（ＩＩ）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、浸炭鋼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の鋼材は、次の構成を有する。

［１］
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％、を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）～式（３）を満たし、
前記鋼材の軸方向に平行な断面において、質量％でＭｎ含有量が１０．０％以上、Ｓ含有量が１０．０％以上、Ｏ含有量が１０．０％未満であるＭｎ硫化物が７０．０個／ｍｍ^２以下であり、質量％でＯ含有量が１０．０％以上である酸化物が２５．０個／ｍｍ^２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 （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 （２）
０．００４＜Ｔｉ－Ｎ×（４８／１４）＜０．０３０ （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。対応する元素が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。

［２］
［１］に記載の鋼材であって、
前記鋼材の軸方向に垂直な断面での半径をＲ（ｍｍ）と定義したとき、前記鋼材の軸方向に垂直な断面におけるミクロ組織において、少なくとも表面から０．１Ｒ深さまでの表層領域でのベイナイトの面積率が９５．０％以上である、
鋼材。

［３］
［１］に記載の鋼材であって、
前記鋼材の軸方向に垂直な断面での半径をＲ（ｍｍ）と定義したとき、前記鋼材の軸方向に垂直な断面におけるミクロ組織において、少なくとも表面から０．１Ｒ深さまでの表層領域は、フェライトと、セメンタイトとからなり、前記表層領域での前記セメンタイトの球状化率が９０．０％以上である、
鋼材。

［４］
［１］～［３］のいずれか１項に記載の鋼材であって、
前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．３０％以下、及び、
Ｖ：０．１０％以下、
からなる群から選択される１元素以上を含有する、
鋼材。

以下、本実施形態による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］
本実施形態の鋼材は、浸炭鋼部品の素材である。本実施形態の鋼材は冷間鍛造された後、浸炭処理されて、浸炭鋼部品となる。本実施形態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鋼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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、浸炭鋼部品の芯部の硬さが低下する。一方、Ｃ含有量が０．１６％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、冷間鍛造前の鋼材の硬さが顕著に増加し、限界加工率が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０９～０．１６％である。なお、従来の浸炭鋼部品の素材となる鋼材のＣ含有量は０．２０％程度である。そのため、本実施形態の鋼材の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、浸炭鋼部品の焼戻し軟化抵抗を高め、浸炭鋼部品の面疲労強度を高める。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、冷間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。浸炭鋼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０．０２％である。浸炭鋼部品の限界加工率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、浸炭鋼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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が０．６０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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し、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０．００１％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、この効果がある程度得られる。一方、Ｓ含有量が０．０２５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＭｎＳが生成して、鍛造時に割れが生じやすくなり、鋼材の限界加工率が低下する。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０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％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、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭鋼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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が２．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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％であり、さらに好ましくは１．１０％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、浸炭鋼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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が０．４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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％であり、さらに好ましくは０．１３％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％であり、さらに好ましくは０．３４％である。

Ａｌ：０．００５～０．０３０％
アルミニウム（Ａｌ）は製鋼工程において鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、鋼中に固溶Ｎが存在する場合、ＡｌＮを形成する。しかしながら、本実施形態に係る鋼材では、鋼中のＮがＴｉの添加によってＴｉＮとして固定される。そのため、鋼材中に固溶Ｎがほとんど存在しない。その結果、ＡｌはＡｌＮを形成せず、鋼材中に固溶Ａｌとして存在している。固溶状態で存在するＡｌは、鋼材の被削性を高める。Ａｌ含有量が０．００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．０３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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、Ａｌ含有量は０．００５～０．０３０％である。Ａｌの好ましい下限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１１％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。Ａｌの好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２２％であり、さらに好ましくは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、ＴｉＣ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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％以上であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ＴｉＣの析出量が過剰に多くなる。この場合、冷間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％であり、さらに好ましくは０．０１６％であり、さらに好ましくは０．０１８％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％であり、さらに好ましくは０．０４４％であり、さらに好ましくは０．０４２％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。

Ｎｂ：０．０１０～０．０３０％
Ｎｂ（ニオブ）は、鋼材中で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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。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％であり、さらに好ましくは０．０１３％であり、さらに好ましくは０．０１４％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％であり、さらに好ましくは０．０２６％であり、さらに好ましくは０．０２５％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、０．０１０～０．０５０％未満の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％であり、さらに好ましくは０．００７４％であり、さらに好ましくは０．００７２％である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましい。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０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは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、浸炭処理前の鋼材を溶接する場合に、接合性を低下する。この場合、浸炭鋼部品の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％であり、さらに好ましくは０．００２６％であり、さらに好ましくは０．００２４％であり、さらに好ましくは０．００２２％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０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは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、浸炭鋼部品の強度を高める。Ｂ含有量が０．０００３％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得れない。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％であり、さらに好ましくは０．０００６％であり、さらに好ましくは０．０００７％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％であり、さらに好ましくは０．００２４％である。

Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
カルシウム（Ｃａ）は、酸化物に含有されて酸化物を球状化する。球状化した酸化物はクラスターを形成しにくい。Ｃａはさらに、Ｍｎ硫化物の延伸を抑制する。Ｃａ含有量が０．０００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％を超えれば、粗大な硫化物及び粗大な酸化物を形成して、浸炭鋼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％であり、さらに好ましくは０．０００８％であり、さらに好ましくは０．０００９％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、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％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％である。

残部：Ｆｅ及び不純物
本実施の形態による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、意図的に鋼材に含有させたものではない成分を意味する。

［任意元素について］
本実施形態の鋼材の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、及び、Ｖからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、浸炭鋼部品の強度を高める。

Ｃｕ：０．５０％以下
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が含有される場合、つまり、Ｃｕ含有量が０％超の場合、Ｃｕは鋼材の焼入れ性を高め、浸炭鋼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。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、１０００℃以上の高温域における鋼材の延性が低下する。この場合、連続鋳造、圧延時の歩留まりが低下する。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０．５０％以下である。つまり、Ｃｕ含有量は０～０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％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％であり、さらに好ましくは０．３５％である。

Ｎｉ：０．３０％以下
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が含有される場合、つまり、Ｎｉ含有量が０％超の場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高め、浸炭鋼部品の強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、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０．３０％以下である。つまり、Ｎｉ含有量は０～０．３０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％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０．２９％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％である。

Ｖ：０．１０％以下
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。Ｖが含有される場合、つまり、Ｖ含有量が０％超である場合、Ｖは炭化物を形成して、浸炭鋼部品の芯部の強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が０．１０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の冷間鍛造性が低下し、限界加工率が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．１０％以下である。つまり、Ｖ含有量は０～０．１０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％である。

［式（１）～式（３）について］
本実施形態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、鋼材を素材として製造される浸炭鋼部品の硬さの指標である。

本実施形態の鋼材では、Ｃ含有量が０．１６％以下と低い。そのため、鍛造前の鋼材の組織は、Ｃ含有量が０．２０％程度の従前の鋼材よりも、フェライト分率が大幅に増加している。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。Ｆ１は、フェライトの固溶強化に及ぼす各合金元素の寄与を示す。

Ｆ１が０．２３５以上であれば、冷間鍛造前の鋼材の硬さが高すぎる。この場合、鋼材の限界加工率が低下する。一方、Ｆ１が０．１４０以下であれば、浸炭鋼部品としての芯部硬さが不足する。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０．２２５であり、さらに好ましくは０．２２０であり、さらに好ましくは０．２１５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は鋼材の焼入れ性に関する指標である。

上述の通り、Ｂは、鋼材の焼入れ性を高め、浸炭鋼部品の芯部の硬さを高めるのに有効である。一方で、浸炭処理としてガス浸炭（変成炉ガス方式）を実施する場合、浸炭鋼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、浸炭処理時に炉内雰囲気ガス中のＮが浸炭鋼部品の表層部に侵入して、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、ガス浸炭処理を実施する場合、Ｂは浸炭鋼部品の芯部の硬さを高めることはできるものの、浸炭鋼部品の浸炭層の硬さの向上には寄与しにくい。したがって、浸炭鋼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以外の焼入性向上元素を活用する必要がある。

Ｆ２はＢ以外の焼入れ向上に寄与する元素で構成されている。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、同等以上の浸炭層深さ（ビッカース硬さがＨＶ５５０以上となる深さ）を十分に得ることができない。一方、Ｆ２が４５．０以上であれば、冷間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１３．５であり、さらに好ましくは１４．０であり、さらに好ましくは１４．５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として固定される。つまり、Ｆ３は、ＴｉＮを形成するために消費されたＴｉ量以外の過剰な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。鋼材の化学組成中の各元素の含有量が上述の本実施形態の数値範囲を満たし、かつ、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。その結果、浸炭鋼部品の靱性が低下したり、浸炭処理後の鋼材の変形量が大きくなったりする。一方、鋼材の化学組成中の各元素の含有量が上述の本実施形態の数値範囲を満たし、かつ、Ｆ３が０．０３０以上であれば、ＴｉＣの析出量が多くなりすぎ、冷間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０．００６であり、さらに好ましくは０．００８である。Ｆ３の好ましい上限は０．０２８であり、さらに好ましくは０．０２５である。なおＦ３値は、算出された値の小数点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とを同時に満たす鋼材は、球状化熱処理を実施することにより、従来鋼よりも冷間鍛造時の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鋼部品を得ることができる。

［鋼材中の介在物について］
本実施形態の鋼材ではさらに、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。
（Ｉ）質量％でＭｎ含有量が１０．０％以上、Ｓ含有量が１０．０％以上、Ｏ含有量が１０．０％未満であるＭｎ硫化物が７０．０個／ｍｍ^２以下である。
（ＩＩ）質量％で酸素含有量が１０．０％以上である酸化物が２５．０個／ｍｍ^２以下である。

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：介在物の質量％を１００％とした場合に、質量％でＭｎ含有量が１０．０％以上、Ｓ含有量が１０．０％以上、Ｏ含有量が１０．０％未満である介在物
酸化物：介在物の質量％を１００％とした場合に、質量％で、Ｏ含有量が１０．０％以上である介在物

上述のとおり、浸炭鋼部品の製造工程において、浸炭処理前の中間部材を、複数の鋼部材を摩擦接合又は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製造する場合、中間部材を浸炭処理して得られる浸炭鋼部品内には、ＨＡＺ領域が存在する。ＨＡＺ領域は他の領域と比較して接合疲労強度が低くなる場合がある。ＨＡＺ領域の接合疲労強度を確保するために、鋼材中の介在物をなるべく低減する。Ｍｎ硫化物及び酸化物が上記（Ｉ）及び（ＩＩ）を満たせば、ＨＡＺ領域の接合疲労強度を確保することができる。その結果、接合により一体化された浸炭鋼部品の接合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。鋼材から、サンプルを採取する。具体的には、図３に示すとおり、鋼材１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、観察面の略中央位置とする。

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、ＥＤＸを用いて、各介在物で少なくとも２点の測定点で元素分析を実施する。そして、各介在物において、各測定点で得られた元素含有量の算術平均値を、その介在物における各元素の含有量（質量％）と定義する。たとえば、１つの介在物において２つの測定点で元素分析した場合、２つの測定点で得られたＭｎ含有量の算術平均値、Ｓ含有量の算術平均値、及び、Ｏ含有量の算術平均値を、その介在物でのＭｎ含有量（質量％）、Ｓ含有量（質量％）、及び、Ｏ含有量（質量％）と定義する。

特定された介在物の元素分析結果において、質量％でＭｎ含有量が１０．０％以上、Ｓ含有量が１０．０％以上、Ｏ含有量が１０．０％未満である介在物を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１０．０％以上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、質量％で、１０．０％以上のＳと、１０．０％以上のＭｎと、１０．０％以上のＯとを含有する介在物は、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、疲労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、Ｍｎ硫化物及び酸化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／ｍｍ^２）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／ｍｍ^２）を求める。

本実施形態の鋼材は、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であって、かつ、硬さ指標Ｆ１が式（１）を満たし、焼入れ性指標Ｆ２が式（２）を満たし、ＴｉＣ析出量指標Ｆ３が式（３）を満たす。さらに、鋼材の軸方向に平行な断面において、質量％でＭｎ含有量が１０．０％以上、Ｓ含有量が１０．０％以上、Ｏ含有量が１０．０％未満であるＭｎ硫化物が７０．０個／ｍｍ^２以下であり、質量％でＯ含有量が１０．０％以上である酸化物が２５．０個／ｍｍ^２以下である。そのため、浸炭処理前に溶接を実施した場合であっても、浸炭処理後の浸炭鋼部品は優れた疲労強度を有する。

［鋼材のミクロ組織］
本実施形態の鋼材のミクロ組織は特に限定されない。本実施形態の鋼材は、圧延まま材（つまり、Ａｓ－ｒｏｌｌｅｄ材）であってもよいし、球状化処理されていてもよい。

本実施形態の鋼材の軸方向（長手方向）に垂直な断面での半径をＲ（ｍｍ）と定義する。鋼材の軸方向に垂直な断面におけるミクロ組織は、次の（Ａ）及び（Ｂ）のいずれかである。
（Ａ）ミクロ組織において、少なくとも表面から０．１Ｒ深さまでの表層領域でのベイナイトの面積率が９５．０％以上である。
（Ｂ）ミクロ組織において、少なくとも表面から０．１Ｒ深さまでの表層領域は、フェライトと、セメンタイトとからなり、表層領域でのセメンタイトの球状化率が９０．０％以上である。
上記（Ａ）のミクロ組織は、本実施形態の鋼材が圧延まま材である場合のミクロ組織である。上記（Ｂ）のミクロ組織は、本実施形態の鋼材が球状化処理されている場合のミクロ組織である。

図１は、本実施形態の鋼材の長手方向（軸方向）に垂直な断面図である。図１において、鋼材１の半径をＲ（ｍｍ）と定義する。このとき、鋼材１の表面から０．１Ｒ深さＤまでの領域を「表層領域」と定義する。つまり、深さＤ（ｍｍ）は半径Ｒの１０％を意味する。

本実施形態の鋼材が圧延まま材である場合、（Ａ）に記載のとおり、鋼材の軸方向に垂直な断面において、少なくとも表層領域はベイナイト組織である。ここで、本明細書において「ベイナイト組織である」とは、ベイナイト面積率が９５．０％以上であることを意味する。つまり、本実施形態の鋼材１の軸方向に垂直な断面において、少なくとも表層領域Ｄのベイナイト面積率は９５．０％以上である。また、「少なくとも表層領域がベイナイト組織である」とは、ベイナイト領域が表層領域だけでなく、表層領域よりも深い領域まで形成されていてもよいことを意味する。具体的には、図１において、表面からのベイナイト組織の深さが少なくとも０．１Ｒであり、ベイナイト組織の深さは０．１Ｒよりも深くてもよい。たとえば、ベイナイト組織の深さは０．２Ｒでもよいし、０．３Ｒでもよいし、１．０Ｒでもよい。つまり、鋼材１の軸方向に垂直な断面の全てがベイナイト組織であってもよい。表層領域がベイナイト組織である鋼材を球状化処理した場合、セメンタイトが球状化しやすい。そのため、表層領域でのセメンタイトの球状化率が９０．０％以上となる。

本実施形態の鋼材のミクロ組織は、（Ａ）に代えて、（Ｂ）であってもよい。本実施形態の鋼材が球状化処理されている場合（Ｂ）に記載のとおり、本実施形態の鋼材の軸方向に垂直な断面において、少なくとも表層領域は球状化セメンタイト組織である。ここで、「球状化セメンタイト組織」とは、ミクロ組織が、フェライトと、セメンタイトとからなり、ミクロ組織におけるセメンタイトの球状化率が９０．０％以上であることを意味する。また、「少なくとも表層領域が球状化セメンタイト組織である」とは、球状化セメンタイト組織が表層領域だけでなく、表層領域よりも深い領域まで形成されていてもよいことを意味する。具体的には、図１において、表面からの球状化セメンタイト組織の深さが少なくとも０．１Ｒであり、球状化セメンタイト組織の深さは０．１Ｒよりも深くてもよい。たとえば、球状化セメンタイト組織の深さは０．２Ｒでもよいし、０．３Ｒでもよいし、１．０Ｒでもよい。つまり、鋼材１の軸方向に垂直な断面の全てが球状化セメンタイトであってもよい。

本実施形態の鋼材のミクロ組織が（Ａ）である場合、つまり、鋼材が圧延まま材である場合、鋼材は、冷間鍛造前に、球状化熱処理が施される。これにより、鋼材のミクロ組織は（Ｂ）になる。

本実施形態の鋼材のミクロ組織が（Ｂ）である場合、ミクロ組織がフェライト及びパーライトからなる組織と比較して、冷間鍛造性（限界加工率）を高めることができる。

鋼材の長手方向に垂直な断面でのミクロ組織観察は次の方法で行う。図２を参照して、鋼材１の長手方向に垂直な断面のうち、表面からの径方向の深さをｄ（ｍｍ）としたとき、ｄ＝０．０５Ｒ位置の４箇所（図２では９０°ピッチ）からサンプルを採取する。さらに、ｄ＝０．１Ｒ位置の４箇所（図２では９０°ピッチ）からサンプルを採取する。採取した各サンプルの表面を観察面とする。各サンプルの観察面を鏡面に研磨した後、ナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、エッチングによる組織現出を行う。エッチングした観察面を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を用いて、二次電子像にて３視野観察する。各視野の面積は４００μｍ^２（倍率５０００倍）とする。各視野において、ベイナイト、フェライト、パーライト、セメンタイト等の各相は、以下のとおり区別可能である。ナイタール腐食液で観察面を腐食した場合、ＳＥＭ観察において、ラメラ構造を有する相をパーライトと特定できる。粒内に下部組織が無い相をフェライトと特定できる。旧γ粒界からラス状組織が発達している相をベイナイトと特定できる。粒状で輝度が高い相をセメンタイトと特定できる。なお、パーライト中の層状セメンタイトの輝度は、上述の粒状のセメンタイトの輝度と同程度である。

各箇所（８箇所）での３視野の写真画像を生成する。写真画像数は８箇所×３視野＝２４となる。各写真画像内の各相を上述の方法で特定する。コントラストによる相の特定は周知の画像処理方法により実現可能である。

各視野の写真画像において、ミクロ組織がベイナイト主体の組織である場合、鋼材のミクロ組織が（Ａ）である可能性があると判断し、ベイナイト面積率（％）を次の方法で求める。
ベイナイト面積率（％）＝２４視野でのベイナイトの総面積／２４視野の総面積×１００

求めたベイナイト面積率が９５．０％以上であれば、少なくとも０．１Ｒの表層領域がベイナイト組織である（つまり、ミクロ組織が（Ａ）である）と認定する。なお、上記の面積率の算出には、ＢＮ、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＡｌＮ等のセメンタイト以外の析出物、介在物、残留オーステナイトを含めない。

各視野の写真画像において、ミクロ組織がフェライト及びセメンタイトからなる場合、鋼材のミクロ組織が（Ｂ）である可能性があると判断し、球状化セメンタイト率（％）を次の方法で求める。

各視野（合計２４視野）において各セメンタイトの長径（μｍ）と短径（μｍ）とを求める。セメンタイトと母相（フェライト）との界面上の任意の２点を結ぶ直線のうち、最大の直線の長さを、そのセメンタイトの長径（μｍ）と定義する。セメンタイトと母相との界面上の任意の２点を結ぶ直線のうち、長径と垂直に交差する直線の長さを、そのセメンタイトの短径（μｍ）と定義する。求めた長径が０．１μｍ以上のセメンタイトを測定対象（カウント対象）とする。次に、測定対象とした各セメンタイトのアスペクト比（長径／短径）を求める。アスペクト比は周知の画像処理により求めることができる。アスペクト比が３．０以下のセメンタイトを「球状化セメンタイト」と定義する。２４視野でのセメンタイトの総個数に対する、２４視野での球状化セメンタイトの総個数の割合（％）を、球状化セメンタイト率（％）と定義する。求めた球状化セメンタイト率が９０．０％以上であった場合、少なくとも０．１Ｒの表層領域が球状化セメンタイト組織であると認定する。

［浸炭鋼部品］
次に、本実施形態の鋼材を素材として製造される、浸炭鋼部品について説明する。

本実施形態の浸炭鋼部品は、表層に形成されている浸炭層と、浸炭層よりも内部の芯部とを備える。浸炭層は、厚さ０．４～２．０ｍｍ未満の有効硬化層深さを有する。ここで、有効硬化層深さとは、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の位置でのビッカース硬さが６５０～１０００ＨＶであることが好ましい。さらに、浸炭層において、表面から深さ０．４ｍｍの位置でのミクロ組織は、面積％で、マルテンサイトを９０～１００％含有し、さらに、ビッカース硬さが６００～９００ＨＶ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ビッカース硬さが６５０～１０００ＨＶである場合、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の位置のビッカース硬さは７００～１０００ＨＶである。

表面から深さ０．４ｍｍの位置の浸炭層でのミクロ組織がマルテンサイトを９０～１００％含有し、かつ、表面から深さ０．４ｍｍの位置の浸炭層でのビッカース硬さが６００～９００ＨＶ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の位置のビッカース硬さが６２０～９００ＨＶである。

また、表面から深さ２．０ｍｍの位置での芯部において、ビッカース硬さが２５０～５００ＨＶであることが好ましい。さらに、表面から深さ２．０ｍｍの位置での化学組成が、上述の化学組成となる。より好ましくは、表面から深さ２．０ｍｍの位置でのビッカース硬さが２７０～４５０ＨＶである。表面から深さ２．０ｍｍの位置でのミクロ組織が、マルテンサイト及びベイナイトのうちの少なくとも１つを含有していると上記効果がさらに得られるので好ましい。

浸炭鋼部品の表面から深さ０．４ｍｍ位置でのミクロ組織は、次の方法で求める。浸炭鋼部品の表面から深さ０．４ｍｍ位置を表面に含むサンプルを採取する。サンプルの表面に対して、ピクラール液によるエッチングを実施する。エッチング後の表面のうち、任意の３視野をＳＥＭを用いて二次電子像にて任意の３視野観察する。各視野の面積は４００μｍ^２（倍率５０００倍）とする。ＳＥＭ観察において、マルテンサイト及びベイナイト（焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを含む）、フェライト、パーライト、セメンタイトは次のとおり判別できる。具体的には、ラメラ構造を有する相をパーライトと特定できる。粒内に下部組織が無い相をフェライトと特定できる。ラス状組織を含む相をマルテンサイト及びベイナイトと特定できる。なお、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトは、ラス状組織を含み、さらに、ラス内に炭化物を含む。粒状で輝度が高い相をセメンタイトと特定できる。パーライト中の層状セメンタイトの輝度は、上述の粒状のセメンタイトの輝度と同程度である。なお、マルテンサイト及びベイナイトは上述のとおり、いずれもラス状組織を含み、本明細書では、浸炭鋼部品のミクロ組織において、マルテンサイト及びベイナイトを区別しない。

０．４ｍｍ深さ位置サンプルの３視野におけるマルテンサイトの総面積を求める。求めたマルテンサイトの総面積の、３視野の総面積に対する割合を、深さ０．５μｍ位置でのマルテンサイトの面積率（％）と定義する。マルテンサイトの面積率の算出では、フェライト、パーライト、マルテンサイト及びベイナイト、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。上記の面積率の算出には、ＢＮ、ＴｉＣ、ＴｉＮ、ＡｌＮ等のセメンタイト以外の析出物、介在物、残留オーステナイト等を含めない。

浸炭鋼部品のビッカース硬さは、次の方法で測定する。浸炭鋼部品の任意の表面に垂直な断面を測定面とする。測定面において、表面から５０μｍ深さ位置のビッカース硬さと、表面から０．４ｍｍ深さ位置のビッカース硬さとを、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る。試験力は０．４９Ｎとする。５０μｍ深さ位置１０箇所のビッカース硬さＨＶを測定して、その平均値を、５０μｍ深さ位置でのビッカース硬さＨＶとする。また、０．４ｍｍ深さ位置１０箇所のビッカース硬さＨＶを測定して、その平均値を、０．４ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さＨＶとする。０．４ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが５５０ＨＶ以上であれば、浸炭層深さが少なくとも０．４ｍｍ以上であると判断する。また、測定面において、表面から２．０ｍｍ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る。試験時の荷重は０．４９Ｎとする。２．０ｍｍ深さ位置１０箇所のビッカース硬さＨＶを測定して、その平均値を、２．０ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さＨＶとする。ビッカース硬さの測定面は特に限定されないが、浸炭鋼部品の軸方向（長手方向）と直行する切断面とすればよい。

［鋼材及び浸炭鋼部品の製造方法］
本実施形態に係る鋼材、及び、浸炭鋼部品の製造方法について説明する。

［鋼材の製造方法］
初めに、本実施形態の鋼材の製造方法の一例について説明する。鋼材の製造方法の一例は、製鋼工程と、鋳造工程と、熱間加工工程と、冷却工程とを含む。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×Ｖ_ｇ×Ｔ_ｌ）／Ｍ_ｌ）ｌｎ（１＋（ｈ_０／（１．４６×１０^－５×Ｐ_０）））
ここで、Ｖｇ：ガス流量（Ｎｍ^３／ｍｉｎ）、Ｍ_ｌ：取鍋内溶鋼質量（ｔｏｎ）、Ｔ_ｌ：溶鋼温度（Ｋ）、ｈ_０：ガス吹き込み深さ（ｍ）、Ｐ_０：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出来ず、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倍未満の場合、スラグ中から混入するＭｇ等が溶鋼中において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／ｍｍ^２以下になり、かつ、酸化物が２５．０個／ｍｍ^２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Ａｌ_２Ｏ_３からＳｉＯ_２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／ｍｍ^２以下になり、かつ、酸化物が２５．０個／ｍｍ^２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／ｍｍ^２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／ｍｍ^２以下になり、かつ、酸化物が２５．０個／ｍｍ^２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してもよい。この鋳片又はインゴットを用いて、次工程の熱間加工工程を実施する。以下、鋳片又はインゴットを「素材」という。

［熱間加工工程］
熱間加工工程では、鋳造工程にて準備された素材（ブルーム又はインゴット）に対して、熱間加工を実施して、鋼材を製造する。鋼材の形状は特に限定されないが、たとえば、棒鋼又は線材である。以下の説明では、一例として、鋼材が棒鋼である場合について説明する。しかしながら、鋼材が棒鋼以外の他の形状であっても同様の熱間加工工程で製造可能である。

熱間加工は、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、素材を熱間加工してビレットを製造する。粗圧延工程はたとえば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機により素材に対して分塊圧延を実施して、ビレットを製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が設置されている場合、分塊圧延後のビレットに対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さいビレットを製造してもよい。連続圧延機では、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。以上の工程により、粗圧延工程では、素材をビレットに製造する。粗圧延工程での加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３００℃である。

仕上げ圧延工程では、加熱炉又は均熱炉を用いてビレットを加熱する。加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して鋼材（棒鋼）を製造する。仕上げ圧延温度での加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１０００～１２５０℃である。

［冷却工程］
冷却工程では、熱間加工工程完了直後の鋼材を冷却する。具体的には、鋼材の表面温度が８００℃～５００℃となる温度範囲を、１．０℃／秒超～３０．０℃／秒の冷却速度で冷却する。

以上の製造工程により製造された鋼材では、軸方向に垂直な断面でのミクロ組織において、少なくとも表面から０．１Ｒ深さまでの表層領域でのベイナイトの面積率が９５．０％以上となる。つまり、以上の製造工程により、ミクロ組織が（Ａ）の鋼材（圧延まま材）が製造される。

［球状化熱処理工程］
上記冷却工程後の鋼材に対して、さらに、球状化熱処理工程を実施して、本実施形態の鋼材を、ミクロ組織が（Ｂ）の鋼材としてもよい。つまり、この場合、球状化熱処理を実施してミクロ組織が（Ｂ）の鋼材を製造する。

球状化熱処理は、周知の方法でよい。球状化熱処理はたとえば、次の方法で実施する。上記冷却工程後の鋼材を、Ａ_ｃ１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（たとえば、Ａ_ｃ１点＋５０℃以内）に加熱して所定時間保持した後、徐冷する。又は、上記冷却工程後の鋼材を、Ａ_ｃ１点直上の温度まで加熱し、Ａ_ｒ１点直下の温度（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）まで冷却する処理を数回繰返し実施してもよい。又は、上記冷却工程後の鋼材に対して、一度、焼入れを実施して、その後、６００～７００℃の温度範囲で、３～１００時間の焼戻しを行ってもよい。なお、球状化熱処理の方法は、上記のような、周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。

球状化熱処理を実施して製造された鋼材では、軸方向に垂直な断面でのミクロ組織において、少なくとも表面から０．１Ｒ深さまでの表層領域は、フェライトと、セメンタイトとからなり、前記セメンタイトの球状化率が９０．０％以上となる。つまり、以上の製造工程により、ミクロ組織が（Ｂ）の鋼材が製造される。

以上の製造工程により、本実施形態の鋼材を製造できる。

［浸炭鋼部品の製造方法］
次に、本実施形態の鋼材を素材とする浸炭鋼部品の製造方法の一例について説明する。本製造方法は、上述の鋼材に対して冷間鍛造を実施して、複数の中間部材を製造する冷間鍛造工程と、必要に応じて、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、必要に応じて、中間部材に対して切削加工を実施する切削加工工程と、中間部材に対して浸炭処理を実施する浸炭処理工程と、浸炭処理工程後の中間鋼材に対して焼戻しを実施する焼戻し工程とを含む。なお、本明細書において、浸炭処理は、浸炭窒化処理も含む。

なお、本実施形態の鋼材のミクロ組織が（Ａ）である場合、つまり、本実施形態の鋼材が圧延まま材である場合、鋼材に対して上述の球状化熱処理工程を実施した後、冷間鍛造工程を実施する。ミクロ組織が（Ａ）の鋼材に対して球状化熱処理工程を実施する前に、必要に応じて伸線加工工程等の冷間抽伸工程を実施する。

［冷間鍛造工程］
冷間鍛造工程では、上述の製造方法で製造された鋼材に対して冷間鍛造を実施して形状を付与し、複数の中間部材を製造する。この冷間鍛造工程での、加工率、ひずみ速度などの冷間鍛造条件は、特に限定されない。冷間鍛造条件は、適宜、好適な条件を選択すればよい。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］
溶接工程は任意の工程であり、実施しなくてもよい。実施する場合、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、一体化する。溶接方法は特に限定されない。溶接後、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。本実施形態の鋼材では、Ｍｎ硫化物が７０．０個／ｍｍ^２以下であり、かつ、酸化物が２５．０個／ｍｍ^２以下である。そのため、本実施形態の鋼材は接合性に優れ、中間部材を溶接して浸炭鋼部品とした場合であっても、浸炭鋼部品の接合疲労強度に優れる。

［切削加工工程］
切削加工工程は任意の工程であり、実施しなくてもよい。実施する場合、切削加工工程では、冷間鍛造工程後であって後述の浸炭処理工程前の中間部材に対して、切削加工を実施して形状を付与する。切削加工を実施することにより、冷間鍛造工程だけでは困難な、精密形状を浸炭鋼部品に付与することができる。

［浸炭処理工程］
浸炭処理工程では、中間部材（溶接工程を実施した場合は、一体に接合された中間部材）に対して、浸炭処理を実施する。浸炭処理工程では、周知の浸炭処理を実施する。浸炭処理工程は、浸炭工程と、拡散工程と、焼入れ工程とを含む。

浸炭工程及び拡散工程での浸炭処理条件は適宜調整すればよい。浸炭工程及び拡散工程での浸炭温度はたとえば、８３０～１１００℃である。浸炭工程及び拡散工程でのカーボンポテンシャルはたとえば、０．５～１．２％である。浸炭工程での保持時間はたとえば、６０分以上であり、拡散工程での保持時間は３０分以上である。拡散工程でのカーボンポテンシャルは、浸炭工程でのカーボンポテンシャルよりも低くする方が好ましい。ただし、浸炭工程及び拡散工程での条件は、上述の条件に限定されない。

拡散工程後、周知の焼入れ工程を実施する。焼入れ工程では、拡散工程後の中間部材をＡ_ｒ３変態点以上の焼入れ温度で保持する。焼入れ温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば、３０～６０分である。好ましくは、焼入れ温度は、浸炭温度よりも低い。焼入れ媒体の温度を室温～２５０℃とすることが好ましい。焼入れ媒体はたとえば、水や油である。また、必要に応じて焼入れ後にサブゼロ処理を実施してもよい。

［焼戻し工程］
浸炭処理工程後の中間部材に対して、周知の焼戻し工程を実施する。焼戻し温度はたとえば、１００～２５０℃である。焼戻し温度での保持時間はたとえば、６０～１５０分である。

［その他の工程］
必要に応じて、焼戻し工程後の浸炭鋼部品に対してさらに、研削加工を実施したり、ショットピーニング処理を実施してもよい。研削加工を実施することにより、精密形状を浸炭鋼部品に付与することができる。また、ショットピーニング処理を実施することにより、浸炭鋼部品の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き裂の発生及び進展を抑制する。そのため、浸炭鋼部品の疲労強度を高める。たとえば、浸炭鋼部品が歯車である場合、浸炭鋼部品の歯元及び歯面の疲労強度を向上できる。ショットピーニング処理は、周知の方法で実施すればよい。ショットピーニング処理はたとえば、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以上の条件で実施するのが好ましい。

上述のとおり、本実施形態の鋼材は、複数の中間部材を溶接して一体化された浸炭鋼部品の素材として適用可能である。本実施形態の鋼材はさらに、溶接することなく浸炭鋼部品の素材として適用することも当然に可能である。

実施例により本開示の鋼材の一態様の効果を更に具体的に説明する。実施例での条件は、本開示の鋼材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。本開示の鋼材は、この一条件例に限定されない。本開示の鋼材は、本開示の要旨を逸脱せず、本開示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。表１中の空白部分は、対応する元素の含有量が検出限界未満であったことを意味する。つまり、空白部分は、対応する元素含有量の最小桁において、検出限界未満であったことを意味する。たとえば、表１中のＣｕ含有量の場合、最小桁は小数第２位である。したがって、試験番号１のＣｕ含有量は、小数第２位までの桁数において、検出されなかった（有効数字が小数第２位までの含有量において、０％であった）ことを意味する。

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。なお、試験番号２２、２４については、鋼番号Ｂ１の化学組成を目標として製鋼工程を実施した。試験番号２３、２５については、鋼番号Ｃ１の化学組成を目標として製鋼工程を実施した。

製造された鋳片を１１００～１３００℃で加熱した後、粗圧延工程を施して、長手方向に垂直な断面が１６２ｍｍ×１６２ｍｍとなるビレットとした。このビレットを用いて、仕上げ圧延工程を実施した。仕上げ圧延工程では、１０００～１２５０℃に加熱したビレットを用いて連続圧延機による熱間圧延を実施して、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３０ｍｍとなる棒鋼を製造した。仕上げ圧延工程直後の棒鋼に対して冷却工程を実施した。冷却工程における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、冷却工程後の棒鋼（以下、「圧延まま材」という）を複数本準備した。

各試験番号において、準備された複数の棒鋼のうち、いくつかの棒鋼に対して、球状化熱処理工程（ＳＡ工程：Ｓｐｈｅｒｏｄｉｚｉｎｇ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ）を実施した。球状化熱処理では、上記の棒鋼を７４０℃に加熱した。その後、棒鋼の温度が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、球状化熱処理工程を実施した棒鋼を製造した（以下、「ＳＡ材」という）。以上の製造方法により、各試験番号の鋼材（圧延まま材、ＳＡ材）を製造した。

［評価試験］
各試験番号の鋼材について、次の試験を実施した。

［ミクロ組織観察試験］
ミクロ組織観察試験を次の方法で実施した。具体的には、各試験番号の鋼材の長手方向に垂直な断面のうち、表面からの径方向の深さをｄ（ｍｍ）としたとき、ｄ＝０．０５Ｒ位置の４箇所（図２では９０°ピッチ）からサンプルを採取した。さらに、ｄ＝０．１Ｒ位置の４箇所（図２では９０°ピッチ）からサンプルを採取した。採取した各サンプルの表面Ｓを観察面とした。各サンプルの観察面を鏡面に研磨した後、ナイタール腐食液に１０秒程度浸漬して、エッチングによる組織現出を行った。エッチングした観察面を、ＳＥＭを用いて、二次電子像にて３視野観察した。視野面積は４００μｍ^２（倍率５０００倍）とした。各視野において、ベイナイトと、その他の相（フェライト、パーライト、セメンタイト等）とは、上述のとおり、区別できた。

圧延まま材については、ベイナイト面積率（％）を次の方法で求めた。
ベイナイト面積率（％）＝２４視野でのベイナイトの総面積／２４視野の総面積×１００

求めたベイナイト面積率が９５．０％以上であれば、少なくとも表面から０．１Ｒ深さの表層領域がベイナイト組織であると認定した（表２中の「圧延まま材のミクロ組織」において「Ｙ」）。一方、求めたベイナイト面積率が９５．０％未満である場合、表面から０．１Ｒ深さの表層領域がベイナイト組織ではないと認定した（表２中の「圧延まま材のミクロ組織」において「Ｎ」）。

ＳＡ材については、球状化セメンタイト率（％）を次の方法で求めた。初めに、各視野（２４視野）において各セメンタイトの長径（μｍ）と短径（μｍ）とを求めた。セメンタイトと母相（フェライト）との界面上の任意の２点を結ぶ直線のうち、最大の直線の長さを、そのセメンタイトの長径（μｍ）と定義した。セメンタイトと母相都の界面上の任意の２点を結ぶ直線のうち、長径と垂直に交差する直線の長さを、そのセメンタイトの短径（μｍ）と定義した。求めた長径が０．１μｍ以上のセメンタイトを測定対象（カウント対象）とした。次に、測定対象とした各セメンタイトのアスペクト比（長径／短径）を求めた。アスペクト比が３．０以下のセメンタイトを「球状化セメンタイト」と定義した。２４視野でのセメンタイトの総個数に対する、２４視野での球状化セメンタイトの総個数の割合（％）を、球状化セメンタイト率（％）と定義した。求めた球状化セメンタイト率が９０．０％以上であった場合、少なくとも０．１Ｒの表層領域が球状化セメンタイト組織であると認定した（表２中の「ＳＡ材のミクロ組織」において「Ｙ」）。一方、求めた球状化セメンタイトの面積率が９０．０％未満である場合、表面から０．１Ｒ深さの表層領域が球状化セメンタイト組織ではないと認定した（表２中の「ＳＡ材のミクロ組織」において「Ｎ」）。なお、各試験番号のＳＡ材の２４視野のミクロ組織ではいずれも、フェライトと、セメンタイトからなる組織であった。つまり、各試験番号のＳＡ材では、表層領域のミクロ組織がいずれも、フェライト及びセメンタイトからなる組織であった。

［限界圧縮率測定試験］
直径が３０ｍｍの各試験番号の鋼材から、鋼材の長手方向が圧縮方向となるように、圧縮試験片を作製した。圧縮試験片の直径は２９．５ｍｍであり、長さは４４ｍｍであった。圧縮試験片の中心軸は、鋼材の中心軸とほぼ一致した。圧縮試験片の長手方向における中央位置の周方向に切欠きを形成した。切欠き角度は３０℃であり、切欠き深さは０．８ｍｍであり、切欠き先端の曲率半径は０．１５ｍｍであった。圧縮試験片は、圧延まま材、ＳＡ材からそれぞれ採取した。以下、各試験片において、圧延まま材から採取したものを「圧延まま試験片」といい、ＳＡ材から採取したものを「ＳＡ試験片」という。

上述の圧縮試験片（圧延まま試験片、ＳＡ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。限界圧縮試験には、５００ｔｏｎ油圧プレス機を用いた。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（％）と定義した。各試験番号の限界圧縮率（％）を表２に示す。

圧延まま材については、上述のとおり、球状化熱処理工程前に伸線加工等の冷間抽伸加工が実施される場合がある。この場合、圧延まま材は、冷間抽伸加工において、内部割れ（シェブロンクラック）による破断が生じない加工性を有する必要がある。そのため、圧延まま試験片については、限界圧縮率が５０％以上となる場合、限界加工率が優れると判断した。なお、圧延まま試験片の限界圧縮率が５０％未満の試験番号に対しては、その後の浸炭鋼部品の評価試験を実施しなかった。

ＳＡ試験片については、浸炭鋼部品の素材となる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７５％以上となる場合を、限界加工率に優れると判断した。なお、限界圧縮率が７５％未満の試験番号に対しては、浸炭鋼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］
上述の各試験番号の圧延まま材及びＳＡ材の各々からサンプルを採取した。具体的には、図３に示すとおり、圧延まま材、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（圧延まま材で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、ＥＤＸを用いて、各介在物で少なくとも２点の測定点で元素分析を実施した。そして、各介在物において、各測定点で得られた元素含有量の算術平均値を、その介在物における各元素の含有量（質量％）と定義した。１つの介在物において２つの測定点で元素分析した場合、２つの測定点で得られたＭｎ含有量の算術平均値、Ｓ含有量の算術平均値、及び、Ｏ含有量の算術平均値を、その介在物でのＭｎ含有量（質量％）、Ｓ含有量（質量％）、及び、Ｏ含有量（質量％）と定義した。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％以上であり、Ｏ含有量が１０．０％未満である場合、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１０．０％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。

圧延まま材及びＳＡ材のぞれぞれにおいて、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／ｍｍ^２）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／ｍｍ^２）を求めた。

表２に、圧延まま材でのＭｎ硫化物個数（個／ｍｍ^２）、圧延まま材での酸化物個数（個／ｍｍ^２）を示す。なお、各試験番号において、ＳＡ材のＭｎ硫化物個数は、圧延まま材のＭｎ硫化物個数と同じであり、ＳＡ材の酸化物個数は、圧延まま材の酸化物個数と同じであった。

［浸炭鋼部品の製造］
各試験番号の圧延まま材に対して、球状化焼鈍を実施した。具体的には、圧延まま材を７４０℃に加熱した。その後、圧延まま材の温度が６５０℃になるまで冷却速度８℃／ｈｒで徐冷した。鋼材温度が６５０℃～常温までは空冷して、球状化焼鈍された圧延まま材を製造した。

球状化焼鈍された圧延まま材から、試験片を採取した。試験片は丸棒であり、直径が２９．５ｍｍであり、長さは４４ｍｍであった。試験片の長さ方向は、圧延まま材の長手方向と同じとした。

この試験片に、冷間鍛造を模擬して、冷間で圧縮率５０％の据え込み圧縮を行った。据え込み圧縮は常温で実施し、拘束ダイスを使用した。据え込み圧縮時の歪速度を１／秒とした。据え込み圧縮後の試験片に対して、変成炉ガス方式によるガス浸炭を行った。このガス浸炭では、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。ガス浸炭後に、仕上げ熱処理工程として、１３０℃への油焼入れを実施した。焼入れ後、１５０℃で９０分の焼戻しを実施した。以上の工程により、圧延まま材から浸炭鋼部品を模擬した試験片を作製した。

各試験番号のＳＡ材に対しても、上述の圧延まま材と同じ方法で、浸炭鋼部品を模擬した試験片を作製した。具体的には、各試験番号のＳＡ材から、試験片を採取した。試験片は丸棒であり、直径が２９．５ｍｍであり、長さは４４ｍｍであった。試験片の長さ方向は、ＳＡ材の長手方向と同じとした。この試験片に、冷間鍛造を模擬して、冷間で圧縮率５０％の据え込み圧縮を行った。据え込み圧縮は常温で実施し、拘束ダイスを使用した。据え込み圧縮時の歪速度を１／秒とした。据え込み圧縮後の試験片に対して、変成炉ガス方式によるガス浸炭を行った。このガス浸炭では、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。ガス浸炭後に、仕上げ熱処理工程として、１３０℃への油焼入れを実施した。焼入れ後、１５０℃で９０分の焼戻しを実施した。以上の工程により、ＳＡ材から浸炭鋼部品を模擬した試験片を作製した。

［浸炭鋼部品の評価試験］
上記製造した浸炭鋼部品模擬試験片（圧延まま材、ＳＡ材）の、浸炭層及び芯部に対して、次の試験を実施した。

［浸炭層のビッカース硬さ試験］
各試験番号の浸炭鋼部品を模擬した上記試験片（圧延まま材、ＳＡ材）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０．４ｍｍ深さ位置のビッカース硬さとを、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。試験力は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、０．４ｍｍ深さ位置１０箇所のビッカース硬さＨＶを測定して、その平均値を、０．４ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さＨＶとした。

表面から深さ０．４ｍｍの位置での硬さが６００ＨＶ以上であれば、浸炭層が表面から少なくとも０．４ｍｍまで存在すると判断した。また、表面から深さ５０μｍの位置でのビッカース硬さが６５０～１０００ＨＶの場合、浸炭鋼部品の浸炭層の硬さが十分であると判断した。測定結果を表３に示す。

［浸炭層のミクロ組織観察試験］
浸炭鋼部品を模擬した上記試験片（圧延まま材、ＳＡ材）の表面から深さ０．４ｍｍ位置でのミクロ組織を、次の方法で求めた。試験片の表面から深さ０．４ｍｍ位置を表面に含むサンプルを採取した。サンプルの表面に対して、ピクラール液によるエッチングを実施した。エッチング後の表面のうち、任意の３視野をＳＥＭを用いて二次電子像にて観察した。各視野の面積は４００μｍ^２（倍率５０００倍）とした。マルテンサイト及びベイナイト（焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを含む）、フェライト、パーライト、セメンタイトは、コントラストから判別可能であった。０．４ｍｍ深さ位置サンプルの３視野におけるマルテンサイトの総面積を求めた。求めたマルテンサイトの総面積の、３視野の総面積に対する割合を、深さ０．５μｍ位置でのマルテンサイトの面積率（％）と定義した。

［芯部のビッカース硬さ試験及び化学組成特定］
浸炭鋼部品を模擬した上記試験片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。浸炭鋼部品の長手方向に垂直な切断面において、表面から２．０ｍｍ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。試験力は０．４９Ｎとした。２．０ｍｍ深さ位置にて１０回の測定を行い、その平均値を表面から２．０ｍｍ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３に示す。０．２ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが、２５０～５００ＨＶである場合、芯部硬さが十分であり合格と判定した。なお、０．４ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さが６００ＨＶ以上であり、かつ、２．０ｍｍ位置でのビッカース硬さが６００ＨＶ未満である場合、浸炭層が０．４～２．０ｍｍ未満の有効硬化層を有すると判断した。つまり、この場合、表面から２．０ｍｍ深さ位置は芯部と認定した。

［浸炭鋼部品の粗粒の有無］
上記浸炭鋼部品を模擬した上記試験片（圧延まま材及びＳＡ材）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、浸炭鋼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―ステナイト結晶粒の結晶粒径を円相当径（μｍ）で求めた。旧オーステナイト結晶粒のうち、円相当径が上記ＪＩＳ規定の結晶粒度番号の４番に相当する円相当径（８８．４μｍ）を超える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。

［接合後浸炭鋼部品の疲労強度評価試験］
各試験番号の圧延まま材及びＳＡ材を機械加工して、直径２０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの丸棒を作製した。この丸棒（圧延まま材、ＳＡ材）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。なお、下記基本疲労試験片、及び、接合疲労試験片を作製する前において、圧延まま材に対して上述と同じ条件の球状化焼鈍を実施し、その後、機械加工により直径２０ｍｍ、長さ１５０ｍｍの丸棒を作製した。

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１５ｍｍ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。基本疲労試験片の長手方向は、丸棒の長手方向と同じであった。

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：５秒、
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）：５秒、
回転数：２０００ｒｐｍ、
寄り代：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。接合疲労試験片の長手方向は、丸棒の長手方向と同じであった。

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、浸炭鋼部品（球状化熱処理後の圧延まま材を使用した試験片、ＳＡ材を使用した試験片）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、浸炭鋼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１×１０^７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１～１１及び２８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、冷却工程での冷却速度も適切であった。そのため、圧延まま材及びＳＡ材でのＭｎＳ個数は７０．０個／ｍｍ^２以下であり、かつ、酸化物個数は２５．０個／ｍｍ^２以下であった。さらに、圧延まま材において、少なくとも表面から０．１Ｒ深さまでの表層領域でのベイナイト面積率は９５．０％以上（表２中の「圧延まま材のミクロ組織」欄で「Ｙ」）であり、ＳＡ材において、少なくとも表面から０．１Ｒ深さまでの表層領域のミクロ組織がフェライト及びセメンタイトとからなり、表層領域でのセメンタイトの球状化率が９０．０％以上（表２中の「ＳＡ材のミクロ組織」欄で「Ｙ」）であった。その結果、圧延まま材での限界圧縮率は５０％以上であり、ＳＡ材での限界圧縮率は７５％以上であり、優れた限界圧縮率を示した。

さらに、表３を参照して、圧延まま材を用いて作製した浸炭鋼部品を模擬した試験片において、５０μｍ深さ位置でのビッカース硬さは６５０～１０００ＨＶであり、０．４ｍｍ深さ位置でのマルテンサイト面積率は９０．０％以上であり、０．４ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さは６００～９００ＨＶ以上であった。さらに、表面から２．０ｍｍ深さ位置でのビッカース硬さは２５０～５００ＨＶであり、浸炭層の有効硬化層深さが０．４～２．０ｍｍ未満であった。さらに、芯部において、旧オーステナイト粒界が粗大化していなかった。さらに、接合疲労試験片及び基本疲労試験片に基づく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、溶接後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、圧延まま材の限界圧縮率が５０％未満となった。さらに、ＳＡ材の限界圧縮率が７５％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、浸炭鋼部品を模擬した試験片の芯部において、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、酸化物個数が多すぎた。その結果、圧延まま材及びＳＡ材の接合疲労試験片及び基本疲労試験片に基づく疲労強度比が８５％未満と低く、溶接後の疲労強度が低かった。

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。

試験番号１６及び２９では、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、圧延まま材及びＳＡ材の限界加工率が低かった。

試験番号１７では、Ｆ１が式（１）の下限未満であった。そのため、圧延まま材の浸炭部品の芯部硬さ、及び、ＳＡ材の浸炭鋼部品の芯部硬さが低すぎた。

試験番号１８及び３０では、Ｆ２が式（２）の上限を超えた。そのため、圧延まま材及びＳＡ材の限界加工率が低かった。

試験番号１９では、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。そのため、圧延まま材の浸炭部品、及び、ＳＡ材の浸炭鋼部品において、０．４ｍｍ深さ位置での硬さが低すぎた。

試験番号２０では、Ｆ３が式（３）の上限を超えた。そのため、鋼材（圧延まま材及びＳＡ材）の限界加工率が低かった。

試験番号２１では、Ｆ３が式（３）の下限未満であった。そのため、圧延まま材の浸炭部品の芯部、及び、ＳＡ材の浸炭鋼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、圧延まま材及びＳＡ材において、ＭｎＳ個数が７０．０個／ｍｍ^２を超え、酸化物個数が２５．０個／ｍｍ^２を超えた。その結果、圧延まま材の浸炭部品及びＳＡ材の浸炭鋼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、圧延まま材及びＳＡ材において、酸化物個数が２５．０個／ｍｍ^２を超えた。その結果、圧延まま材の浸炭部品及びＳＡ材の浸炭鋼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、圧延まま材の鋼材のミクロ組織がマルテンサイト主体のミクロ組織となった。その結果、圧延まま材の限界圧縮率が５０％未満であった。しかしながら、ＳＡ材のミクロ組織では、少なくとも表面から０．１Ｒ深さまでの表層領域のミクロ組織がフェライト及びセメンタイトからなり、表層領域でのセメンタイトの球状化率が９０．０％以上であった。そのため、ＳＡ材の限界圧縮率は７５％以上であった。そして、ＳＡ材の浸炭鋼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９０．０％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 (4)

1. 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％、を含有し、
   残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）～式（３）を満たし、
   前記鋼材の軸方向に平行な断面において、質量％でＭｎ含有量が１０．０％以上、Ｓ含有量が１０．０％以上、Ｏ含有量が１０．０％未満であり、円相当径０．５μｍ以上であるＭｎ硫化物が７０．０個／ｍｍ^２以下であり、質量％でＯ含有量が１０．０％以上であり、円相当径０．５μｍ以上である酸化物が２５．０個／ｍｍ^２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 （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 （２）
   ０．００４＜Ｔｉ－Ｎ×（４８／１４）＜０．０３０ （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。対応する元素が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。
2. 請求項１に記載の鋼材であって、
   前記鋼材の軸方向に垂直な断面が円形であり、前記断面の半径をＲ（ｍｍ）と定義したとき、前記鋼材の軸方向に垂直な断面におけるミクロ組織において、少なくとも表面から０．１Ｒ深さまでの表層領域でのベイナイトの面積率が９５．０％以上である、
   鋼材。
3. 請求項１に記載の鋼材であって、
   前記鋼材の軸方向に垂直な断面が円形であり、前記断面の半径をＲ（ｍｍ）と定義したとき、前記鋼材の軸方向に垂直な断面におけるミクロ組織において、少なくとも表面から０．１Ｒ深さまでの表層領域は、フェライトと、セメンタイトとからなり、前記表層領域での前記セメンタイトの球状化率が９０．０％以上である、
   鋼材。
4. 請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の鋼材であって、
   前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
   Ｃｕ：０．５０％以下、
   Ｎｉ：０．３０％以下、及び、
   Ｖ：０．１０％以下、
   からなる群から選択される１元素以上を含有する、
   鋼材。

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