钢、渗碳钢部件及渗碳钢部件的制造方法

摘要

本发明的一个方案的钢具有规定范围内的化学成分，淬透性指标Ceq超过7.5且低于44.0，金属组织包含85～100面积％的铁素体，在钢的与轧制方向平行的断面中所观察到的当量圆直径为1μm以上且低于2μm的硫化物间的平均距离低于30.0μm，在上述钢的与上述轧制方向平行的上述断面中所观察到的当量圆直径为1μm以上且低于2μm的上述硫化物的存在密度为300个/mm

说明书

技术领域

本发明涉及钢、渗碳钢部件及渗碳钢部件的制造方法。

本申请基于2015年11月27日在日本申请的特愿2015-232117号而主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

在机械结构用部件所使用的钢中，一般组合添加了Mn、Cr、Mo及Ni等。通过对具有这样的化学成分且经由铸造、锻造及轧制等工序而制造的渗碳用钢实施锻造及切削等机械加工，然后实施渗碳等热处理，从而可得到具备表层部的硬化层即渗碳层和没有受到渗碳处理影响的母材即钢部的渗碳钢部件。

在制造该渗碳钢部件的成本当中，与切削加工有关的成本非常大。不仅切削的工具昂贵，而且由于大量生成切屑，因此切削加工从成品率的观点出发也是不利的。因此，正在尝试将切削加工替换成锻造。

锻造大致分为热锻、温锻(中温锻造)及冷锻。温锻具有氧化皮的产生少、能够以高于热锻的尺寸精度进行部件的制造这样的特征。此外，冷锻具有没有氧化皮的产生、尺寸精度更高且为接近切削加工的水准这样的特征。因此，研究了：以热锻进行粗略的加工后，以冷锻进行精加工的部件制造方法；进行温锻后，进行轻度的切削作为精加工的部件制造方法；或仅以冷锻进行成型的部件制造方法等。

但是，在将切削加工替换成温锻或冷锻时，如果渗碳用钢的变形阻力大，则模具所受到的表面压力便会增加，模具寿命降低。这种情况下，起因于模具的成本会增大，因此相对于切削的成本优势变小。或者，在将钢成型为复杂的形状的情况下，会产生在施加大的加工的部位会产生开裂等的问题。因此，为了渗碳用钢的软质化及极限压缩率的提高，研究了各种技术。

例如在专利文献1及专利文献2中记载了一种渗碳用钢，其通过降低C、Si及Mn含量来谋求渗碳用钢的软质化，由此使冷锻性提高。专利文献3中记载了一种冷锻性和防止晶体粗大化特性优异的渗碳用钢，其通过降低C含量来控制微细的Ti系析出物的密度，抑制原材料的硬度上升。上述文献都是通过降低C含量来提高冷锻性。此外，本说明书中，冷锻性通过冷锻时的变形阻力及极限压缩率来进行评价。

冷锻具有尺寸精度接近切削这样的特征，但根据被冷锻的部件，很多都包含切削工序。即，被冷锻的钢不仅要求冷锻性，而且还要求切削性提高。

专利文献1及专利文献3中，没有言及冷锻后的切削性，切削性提高效果不明确。专利文献2是通过大量地含有Al含量而使Al固溶于钢中，Al₂O₃成为工具的保护被膜从而工具寿命提高。但是，该技术并不是提高切屑处理性的技术。因而，在对专利文献2中记载的钢进行切削的情况下，由于切屑变长，切屑有可能会卷缠到加工品或工具上而加工装置停止。

为了抑制工具磨损量及提高切屑处理性，需要增大S含量。但是，如果提高S含量，则会大量地生成粗大的硫化物，冷锻性降低。即，如果为了提高切削性而增量S含量，则会抵消由渗碳用钢的软质化所带来的极限压缩率的改善效果。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第5135562号公报

专利文献2：日本专利第5135563号公报

专利文献3：日本专利第5458048号公报

非专利文献

非专利文献1：“Fundamentals of Solidification”、W.Kurz and D.J.Fisher著、Trans Tech Publications Ltd.，(瑞士)、1998年、p.256

发明内容

发明所要解决的课题

如上所述，切削加工在高强度机械结构用部件的制造成本中所占的成本较大。为了降低切削加工的成本，期望使作为高强度机械结构用部件的材料的钢的切削加工性及冷锻性这两者提高。通过钢的切削加工性的提高，切削加工工序被高效化。通过钢的冷锻性的提高，能够将切削加工工序的一部分替换成能够以比较低的成本实施的冷锻。但是，根据以往技术，为了提高切削加工性，需要在钢中添加作为易切削剂起作用的硫化物，该硫化物由于提高钢的变形阻力、并且使钢的极限压缩率降低，从而会损害钢的冷锻性。在使钢的化学成分中C、Si及Mn等合金元素的量降低的情况下，虽然能够维持钢的切削性且使钢的冷锻性提高，但由于钢的淬透性降低，因此无法确保机械结构用部件所需的强度。

本发明鉴于上述的实际情况，其课题是提供在渗碳处理或渗碳氮化处理(也称为碳氮共渗，carbonitriding)之前的阶段、与现有钢相比变形阻力小且极限压缩率大因此冷锻性优异、在不损害变形阻力的情况下使切削性提高、进而通过渗碳处理或渗碳氮化处理而能够赋予高强度的钢和使用该钢而获得的高强度渗碳钢部件及渗碳钢部件的制造方法。

用于解决课题的手段

本发明的主旨如下所述。

(1)根据本发明的一个方案的钢，其化学成分以单位为质量％计含有：C：0.07～0.13％、Si：0.0001～0.50％、Mn：0.0001～0.80％、S：0.0050～0.0800％、Cr：超过1.30％且为5.00％以下、B：0.0005～0.0100％、Ti：0.020％以上且低于0.100％、Al：0.010～0.100％、Bi：超过0.0001％且为0.0100％以下、N：0.0080％以下、P：0.050％以下、O：0.0030％以下、Nb：0～0.100％、V：0～0.20％、Mo：0～0.500％、Ni：0～1.000％、Cu：0～0.500％、Ca：0～0.0030％、Mg：0～0.0030％、Te：0～0.0030％、Zr：0～0.0050％、稀土金属：0～0.0050％和Sb：0～0.0500％，剩余部分包含Fe及杂质，其中，将所述化学成分中的各元素的以单位为质量％表示的含量代入式1而得到的淬透性指标Ceq超过7.5且低于44.0，金属组织包含85～100面积％的铁素体，在钢的与轧制方向平行的断面中所观察到的当量圆直径为1μm以上且低于2μm的硫化物间的平均距离低于30.0μm，在所述钢的与所述轧制方向平行的所述断面中所观察到的当量圆直径为1μm以上且低于2μm的所述硫化物的存在密度为300个/mm²以上。

Ceq＝(0.7×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.16×Cr+1)×(3×Mo+1)×(0.3633×Ni+1) (式1)

(2)根据上述(1)中所述的钢，所述化学成分也可以以单位为质量％计含有：Nb：0.002～0.100％、V：0.002～0.20％、Mo：0.005～0.500％、Ni：0.005～1.000％、Cu：0.005～0.500％、Ca：0.0002～0.0030％、Mg：0.0002～0.0030％、Te：0.0002～0.0030％、Zr：0.0002～0.0050％、稀土金属：0.0002～0.0050％和Sb：0.0020～0.0500％中的至少1种或2种以上的元素。

(3)根据本发明的另一个方案的渗碳钢部件，其具备钢部和位于所述钢部的外表面的作为维氏硬度为HV550以上的区域的渗碳层，所述渗碳层的厚度超过0.40mm且低于2.00mm，所述渗碳钢部件的距离表面为50μm深度的位置处的平均维氏硬度为HV650～HV1000，所述渗碳钢部件的距离所述表面为2.0mm深度的位置处的平均维氏硬度为HV250～HV500，所述钢部的化学成分以单位为质量％计含有：C：0.07～0.13％、Si：0.0001～0.50％、Mn：0.0001～0.80％、S：0.0050～0.0800％、Cr：超过1.30％且为5.00％以下、B：0.0005～0.0100％、Ti：0.020％以上且低于0.100％、Al：0.010～0.100％、Bi：超过0.0001％且为0.0100％以下、N：0.0080％以下、P：0.050％以下、O：0.0030％以下、Nb：0～0.100％、V：0～0.20％、Mo：0～0.500％、Ni：0～1.000％、Cu：0～0.500％、Ca：0～0.0030％、Mg：0～0.0030％、Te：0～0.0030％、Zr：0～0.0050％、稀土金属：0～0.0050％和Sb：0～0.0500％，剩余部分包含Fe及杂质，其中，将所述钢部的所述化学成分中的各元素的以单位为质量％表示的含量代入式2而得到的淬透性指标Ceq超过7.5且低于44.0，在所述渗碳钢部件的与轧制方向平行的断面中所观察到的所述钢部中的当量圆直径为1μm以上且低于2μm的硫化物间的平均距离低于30.0μm，在所述渗碳钢部件的与所述轧制方向平行的所述断面中所观察到的所述钢部中的当量圆直径为1μm以上且低于2μm的所述硫化物的存在密度为300个/mm²以上。

Ceq＝(0.7×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.16×Cr+1)×(3×Mo+1)×(0.3633×Ni+1) (式2)

(4)根据上述(3)中所述的渗碳钢部件，所述钢部的化学成分也可以以单位为质量％计含有：Nb：0.002～0.100％、V：0.002～0.20％、Mo：0.005～0.500％、Ni：0.005～1.000％、Cu：0.005～0.500％、Ca：0.0002～0.0030％、Mg：0.0002～0.0030％、Te：0.0002～0.0030％、Zr：0.0002～0.0050％、稀土金属：0.0002～0.0050％和Sb：0.0020～0.0500％中的至少1种或2种以上的元素。

(5)根据本发明的另一个方案的渗碳钢部件的制造方法，其是上述(3)或(4)中所述的渗碳钢部件的制造方法，其具有下述工序：对上述(1)或(2)中所述的钢进行冷塑性加工的工序；对所述冷塑性加工后的所述钢进行切削加工的工序；和对所述切削加工后的所述钢实施渗碳处理或渗碳氮化处理的工序。

(6)根据上述(5)中所述的渗碳钢部件的制造方法，其也可以进一步具有在所述渗碳处理或所述渗碳氮化处理之后实施淬火处理或淬火·回火处理的工序。

发明效果

本发明的钢在渗碳处理或渗碳氮化处理之前的阶段，由于与现有钢相比冷锻时的变形阻力小且极限压缩率大，因此冷锻性优异，进而切削性优异。另外，根据本发明，可提供能够廉价地制造且具有高强度的渗碳钢部件及其制造方法。

附图说明

图1是本发明的一个方案的渗碳钢部件的断面图。

图2是本发明的一个方案的渗碳钢部件的制造方法的流程图。

具体实施方式

以下，对本发明进行详细说明。首先，对本发明的一个实施方式的钢(渗碳用钢)进行说明。

本发明的发明者们对下述渗碳用钢进行了深入研究，该渗碳用钢在渗碳处理或渗碳氮化处理之前的阶段，变形阻力小，极限压缩率大，切削性高，并且通过渗碳处理或渗碳氮化处理能够生成发挥与现有钢同等强度的硬化层及钢部。其结果是，得到了以下的见解。

根据现有技术，为了抑制工具磨损量及提高切屑处理性，需要在渗碳用钢中大量地添加S。S在渗碳用钢中成为硫化物，该硫化物作为易切削剂起作用。但是，大量的S会使渗碳用钢中大量地生成粗大的硫化物，由此使渗碳用钢的冷锻性降低。本发明的发明者们对通过微量的S来达成高切削性的方法进行了研究。其结果发现了以下主旨：为了冷锻性及切削性的提高，使用微量的Bi来减小硫化物的尺寸，并且提高硫化物的密度是有效的。

本发明的发明者们对硫化物的当量圆直径及密度与工具磨损量及切屑处理性的关系进行了各种实验。其结果是，本发明的发明者们认识到：在渗碳用钢的与轧制方向平行的断面中所观察到的当量圆直径为1μm以上且低于2μm的硫化物的存在密度为300个/mm²以上的情况下，工具的磨损会得到抑制。硫化物由于在切削工具与钢之间作为润滑剂起作用，因此具有抑制切削工具的磨损的效果。但是，据推定：在硫化物的量少且硫化物的直径粗大的情况下，硫化物的分布变得不一致，在切削工具表面产生润滑效果不足的区域。另一方面，据推定：在与轧制方向平行的断面中所观察到的当量圆直径为1μm以上且低于2μm的硫化物的存在密度为300个/mm²以上的情况下，当量圆直径超过2μm的粗大硫化物的生成被抑制，钢中的硫化物在切削加工时在遍及整个切削工具的表面被均匀地分配，因此即使硫化物的量少也可获得高润滑效果。

进而，本发明的发明者们认识到：在渗碳用钢的与轧制方向平行的断面中所观察到的当量圆直径为1μm以上的硫化物间的平均距离低于30.0μm的情况下，切屑处理性会提高。硫化物由于作为切削时所产生的切屑的断裂起点而起作用，因此具有缩短切屑的长度、使切屑处理性提高的效果。但是，据推定：在硫化物的量少且分布不均匀的情况下，在硫化物的分布稀疏的区域会变得容易产生长的切屑。另一方面，据推定：在与轧制方向平行的断面中所观察到的当量圆直径为1μm以上的硫化物间的平均距离低于30.0μm的情况下，与现有钢相比能够以少量的硫化物抑制长切屑的生成。

另一方面，在使硫化物如上所述地微细分散的情况下，渗碳用钢的冷锻性也会提高。硫化物在粗大的情况下，其会在渗碳用钢的冷锻时作为开裂的起点而起作用，产生开裂。但是，如果将硫化物如上述那样地进行微细化，则硫化物变得不会作为开裂的起点而起作用。

进而，本发明的发明者们发现：在钢中含有微量的Bi的情况下，能够使钢中的硫化物如上所述地微细分散，在减小了冷锻时的变形阻力的状态下，使冷锻后的钢的切削性提高。硫化物通过微量的Bi而被微细分散的理由据认为是以下内容。

硫化物大多在钢液的凝固前或钢液的凝固时结晶，硫化物的大小较大地受到钢液的凝固时的冷却速度的影响。另外，连续铸造铸坯的凝固组织通常呈现枝晶形态，该枝晶起因于凝固过程中的溶质元素的扩散而形成，溶质元素在枝晶的树间部浓集。由于Mn具有在树间部浓集的倾向，因此硫化物主要在枝晶的树间部结晶。

为了使硫化物微细地分散，需要缩短枝晶的树间的间隔。关于枝晶的1次臂间隔的研究一直以来有在进行(例如非专利文献1)，可以用下述式A表示。

λ∝(D×σ×ΔT)^0.25>

其中，λ：枝晶的1次臂间隔(μm)、D：扩散系数(m²/s)、σ：固液界面能(J/m²)、ΔT：凝固温度范围(℃)。

由该式A可知：枝晶的1次臂间隔λ依赖于固液界面能σ，如果能够使该σ降低则λ便会减少。如果能够使λ减少，则能够降低在枝晶树间结晶的硫化物尺寸。据本发明的发明者们推定：Bi使固液界面能σ降低，由此实现了枝晶1次臂间隔的减少及硫化物的微细化。

这里，由Bi带来的上述的硫化物微细化效果在Bi含量超过0.0001质量％且为0.0100质量％以下的情况下可获得。没有这样的对于微量的Bi与硫化物的分散的程度的关系进行研究的例子。此外，有时使用约0.1质量％以上的Bi作为易切削剂，但由于低于0.1质量％的Bi没有充分具有切削性提高效果，并且会损害钢的热加工性，因此通常会规避。另一方面，在本实施方式的渗碳用钢中，作为易切削剂起作用的是硫化物，Bi是为了强化硫化物的切削性提高效果而使用的。因此，就本实施方式的渗碳用钢而言，通过微量的Bi与硫化物的协同效应，使得冷锻性和切削性这两者得以提高。

以下对于基于以上的本发明的发明者们的见解而得到的本实施方式的渗碳用钢的构成进行具体说明。

[渗碳用钢的化学成分]

首先，对构成本实施方式的渗碳用钢的化学成分的各成分元素的含量进行说明。各成分元素的含量的单位“％”是指“质量％”。此外，本实施方式的渗碳用钢由于具有与本发明的另一个实施方式的渗碳钢部件的钢部(不受渗碳的影响的部分)共同的构成，因此有时对于钢部也一并进行说明。

C：0.07～0.13％

碳(C)是为了确保具备渗碳层和钢部的渗碳钢部件的钢部的硬度而含有的。如上述那样，以往的渗碳用钢的C含量为0.2％左右，但就本实施方式的渗碳用钢及渗碳钢部件中的钢部而言，将C含量限制为比该量少的0.13％以下。其理由是因为：C含量超过0.13％时，锻造前的渗碳用钢的硬度会显著地增加，并且极限压缩率也会降低，因此渗碳用钢的冷锻性会受损。但是，C含量低于0.07％时，即使大量地含有可提高淬透性的后述的合金元素而尽可能谋求淬透性的增加，也不可能使渗碳钢部件的钢部的硬度成为以往的渗碳用钢的水平。因此，需要将C含量控制在0.07～0.13％的范围。C含量的下限值优选为0.08％。C含量的优选的上限值为0.12％、0.11％或0.10％。

Si：0.0001～0.50％

硅(Si)是通过显著地增加像渗碳钢部件那样的低温回火马氏体钢的回火软化阻力来提高疲劳强度的元素。为了得到该效果，Si含量需要为0.0001％以上。但是，如果Si含量超过0.50％，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，而且，极限压缩率降低，因此渗碳用钢的冷锻性会受损。因此，需要将Si含量控制在0.0001～0.50％的范围。在重视渗碳钢部件的齿面疲劳强度的情况下，在该范围内使Si含量增大。在重视渗碳用钢的冷锻性的确保、即变形阻力的降低、极限加工性的提高的情况下，在该范围内使Si含量减少。在重视渗碳钢部件的齿面疲劳强度的情况下，将Si含量优选设定为0.10％以上。在重视渗碳用钢的冷锻性的确保的情况下，将Si含量优选设定为0.20％以下。也可以将Si含量的下限值设定为0.01％、0.05％或0.15％。也可以将Si含量的上限值设定为0.37％、0.35％或0.30％。

Mn：0.0001～0.80％

锰(Mn)是提高钢的淬透性的元素。为了通过该效果来提高渗碳热处理后的渗碳钢部件的强度，Mn含量需要为0.0001％以上。但是，如果Mn含量超过0.80％，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，而且，极限压缩率降低，因此渗碳用钢的冷锻性会受损。因此，需要将Mn含量控制在0.0001～0.80％的范围。也可以将Mn含量的下限值设定为0.04％、0.10％或0.25％。也可以将Mn含量的上限值设定为0.60％、0.50％或0.45％。

S：0.0050～0.0800％

硫(S)是与钢中的Mn等进行结合而形成MnS等硫化物、使钢的切削性提高的元素。为了得到该效果，需要将S含量设定为0.0050％以上。但是，如果S含量超过0.0800％，则在锻造时硫化物会成为起点而产生开裂，因此有时会使钢的极限压缩率降低。因此，需要将S含量控制在0.0050～0.0800％的范围。S含量的优选的下限值为0.0080％、0.0090％或0.0100％。S含量的优选的上限值为0.0700％、0.0500％或0.0200％。

Cr：超过1.30％且为5.00％以下

铬(Cr)是提高钢的淬透性的元素。为了通过该效果来提高渗碳热处理后的渗碳钢部件的强度，Cr含量需要超过1.30％。但是，如果Cr含量超过5.00％，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，而且，极限压缩率降低，因此渗碳用钢的冷锻性会受损。因此，需要将Cr含量控制在超过1.30％且为5.00％以下的范围。另外，Cr与具有淬透性提高效果的Mn、Mo及Ni等其他的元素相比，使渗碳用钢(渗碳热处理前的钢)的硬度上升的程度少、并且使淬透性(通过渗碳热处理的淬火而上升的硬度)提高的效果比较大。因而，就本实施方式的渗碳用钢及渗碳钢部件中的钢部而言，与以往的渗碳用钢相比，将Cr含量增多。Cr含量的优选的下限值为1.35％、1.50％、1.60％或1.80％。Cr含量的优选的上限值为4.50％、3.50％、2.50％或2.20％。

B：0.0005～0.0100％

硼(B)是在固溶于奥氏体中的情况下、即使微量也会较大提高钢的淬透性的元素。通过该效果能够提高渗碳热处理后的渗碳钢部件的强度。另外，由于B为了得到上述效果而不需要大量地添加，因此具有基本不会使锻造前的渗碳用钢的硬度上升的特征。因此，就本实施方式的渗碳用钢及渗碳钢部件中的钢部而言，积极地利用B。B含量低于0.0005％时，无法得到上述的淬透性提高效果。另一方面，如果B含量超过0.0100％，则上述效果饱和。因此，需要将B含量控制在0.0005～0.0100％的范围。B含量的下限值优选为0.0010％或0.0015％。B含量的上限值优选为0.0045％、0.0025％或0.0020％。此外，在钢中存在一定量以上的N的情况下，B与N结合而形成BN，固溶B量会减少。其结果是，有时无法得到提高淬透性的效果。因而，就本实施方式的渗碳用钢而言，需要将固定N的Ti含量设定为规定值以上。

Al：0.010～0.100％

Al是在具有脱氧作用的同时容易与N结合而形成AlN、对防止渗碳加热时的奥氏体晶粒粗大化有效的元素。但是，Al的含量低于0.010％时，无法稳定地防止奥氏体晶粒的粗大化，在粗大化的情况下，渗碳钢部件的弯曲疲劳强度降低。另一方面，如果Al的含量超过0.100％，则变得容易形成粗大的氧化物，渗碳钢部件的弯曲疲劳强度降低。因此，将Al的含量设定为0.010～0.100％。Al含量的优选的下限值为0.015％、0.030％或0.035％。Al含量的优选的上限值为0.090％、0.060％或0.055％。

Ti：0.020％以上且低于0.100％

钛(Ti)是具有将钢中的N作为TiN固定的效果的元素。通过添加Ti可防止BN的形成，确保有助于淬透性的固溶B量。另外，相对于N在化学计量上过量的Ti会形成TiC。该TiC具有防止渗碳时的晶粒的粗大化的钉扎效果。Ti含量低于0.020％时，无法得到由B带来的淬透性提高效果，另外，无法防止渗碳时的晶粒的粗大化。另一方面，如果Ti含量达到0.100％以上，则TiC的析出量变得过多，锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，然后，极限压缩率降低，因此渗碳用钢的冷锻性会受损。因此，需要将Ti含量控制在0.020％以上且低于0.100％的范围。Ti含量的下限值优选为0.025％、0.030％或0.040％。Ti含量的上限值优选为0.090％、0.080％、0.070％、0.060％或0.050％。

Bi：超过0.0001％且为0.0100％以下

Bi是在本实施方式的渗碳用钢中重要的元素。通过微量的Bi，使得在钢液的凝固时枝晶组织被微细化，因此硫化物发生微细分散。为了得到硫化物微细化效果，需要将Bi的含量设定为超过0.0001％。但是，如果Bi的含量超过0.0100％，则钢的热加工性劣化，热轧变得困难。由于这些方面，在本实施方式的渗碳用钢中，将Bi含量设定为超过0.0001％且为0.0100％以下。为了可靠地得到切削性提高及硫化物微细分散化效果，优选将Bi含量设定为0.0010％以上或0.0015％以上。另一方面，Bi含量的优选的上限值为0.0095％、0.0090％或0.0050％。

除了上述的基本成分以外，本实施方式的渗碳用钢及渗碳钢部件中的钢部含有杂质。这里所谓杂质是指从废料等副原料或制造工序中混入的N、P及O等元素。为了充分地发挥本实施方式的渗碳用钢的效果，N、P及O需要如以下那样进行限制。由于上述的杂质不是用于解决本实施方式的渗碳用钢的课题而所需的，因此上述的杂质的含量的下限值为0％。

N：0.0080％以下

氮(N)是杂质，是形成BN而使固溶B量降低的元素。在N含量超过0.0080％的情况下，即使添加Ti，也会在钢中产生没有被Ti固定的N，变得无法确保有助于淬透性的固溶B。另外，在N含量超过0.0080％的情况下，形成粗大的TiN，在锻造时会成为开裂的起点，锻造前的渗碳用钢的极限压缩率降低。因此，需要将N含量限制在0.0080％以下。由于N含量越少越优选，因此N含量的下限值为0％。但是，考虑制造成本，也可以将N含量的下限值设定为0.0030％。另外，也可以将N含量的上限值设定为0.0075％、0.0060％、0.0055％或0.0050％。此外，在通常的操作条件下，N会被含有0.0060％左右。

P：0.050％以下

磷(P)是杂质。P使钢的疲劳强度、热加工性降低。因此，P含量优选较少，其含量的下限值为0％。但是，考虑制造成本，也可以将P含量的下限值设定为0.0002％或0.0005％。另一方面，如果P含量为0.050％以下则可被容许。优选的P含量为0.045％以下，进一步优选为0.035％以下、0.020％以下或0.015％以下。

O：0.0030％以下

氧(O)是杂质，是形成氧化物系夹杂物的元素。O含量超过0.0030％时，成为疲劳断裂的起点的大的夹杂物便会增加，成为疲劳特性降低的原因。因此，需要将O含量限制在0.0030％以下。优选O含量为0.0015％以下。由于O含量越少越优选，因此O含量的下限值为0％。但是，考虑制造成本，也可以将O含量的下限值设定为0.0007％或0.0010％。另一方面，也可以将O含量的上限值设定为0.0025％、0.0020％或0.0015％。此外，在通常的操作条件下，O含有0.0020％左右。

除了上述的基本成分及杂质元素以外，本实施方式的渗碳用钢及渗碳钢部件中的钢部也可以进一步含有Nb、V、Mo、Ni、Cu、Ca、Mg、Te、Zr、REM及Sb中的至少1种或2种以上作为选择元素来代替化学成分的剩余部分的Fe。但是，这些选择元素不是用于解决本实施方式的渗碳用钢的课题所必需的，因此这些选择元素的含量的下限值为0％。在本申请的说明书中，作为选择元素的含量的下限值记载的值全部是作为优选的值所列举的值。以下，对选择元素的数值限定范围和其限定理由进行说明。

在上述的选择元素当中，Nb和V具有防止组织的粗大化的效果。

Nb：0.002～0.100％

铌(Nb)是在钢中与N及C结合而形成Nb(C、N)的元素。该Nb(C、N)通过将奥氏体晶界钉扎来抑制晶粒成长，然后，防止组织的粗大化。如果将Nb含量设定为0.002％以上，则可得到上述的效果，因此优选。如果Nb含量超过0.100％，则上述的效果饱和。因此，优选将Nb含量设定为0.002～0.100％。进一步优选Nb含量的下限值为0.010％。另外，进一步优选Nb含量的上限值为0.050％、0.010％、0.005％或0.004％。

V：0.002～0.20％

钒(V)是在钢中与N及C结合而形成V(C、N)的元素。该V(C、N)通过将奥氏体晶界钉扎来抑制晶粒成长，然后，防止组织的粗大化。如果将V含量设定为0.002％以上，则可得到上述的效果，因此优选。如果V含量超过0.20％，则上述的效果饱和。因此，优选将V含量设定为0.002～0.20％。进一步优选V含量的下限值为0.05％。进一步优选V含量的上限值为0.10％。

在上述的选择元素当中，Mo、Ni及Cu具有提高钢的淬透性、由此提高渗碳热处理后的渗碳钢部件的强度的效果。

Mo：0.005～0.500％

钼(Mo)是提高钢的淬透性的元素。如果将Mo含量设定为0.005％以上，则通过该效果能够提高渗碳热处理后的渗碳钢部件的强度，因此优选。另外，Mo是在气体渗碳的气氛中不会形成氧化物、且难以形成氮化物的元素。在渗碳用钢中含有Mo的情况下，渗碳层表面的氧化物层及氮化物层或起因于它们的渗碳异常层变得难以形成。但是，Mo是昂贵的。进而，如果Mo含量超过0.500％，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，然后，极限压缩率降低，因此渗碳用钢的冷锻性受损。因此，优选将Mo含量设定为0.005～0.500％。进一步优选也可以将Mo含量的上限值设定为0.200％、0.100％、0.010％或0.006％。

Ni：0.005～1.000％

镍(Ni)是提高钢的淬透性的元素。如果将Ni含量设定为0.005％以上，则通过该效果能够提高渗碳热处理后的渗碳钢部件的强度，因此优选。另外，Ni是在气体渗碳的气氛气体气氛中不会形成氧化物或氮化物的元素。在渗碳用钢中含有Ni的情况下，渗碳层表面的氧化物层及氮化物层或起因于它们的渗碳异常层变得难以形成。但是，Ni是昂贵的。进而，如果Ni含量超过1.000％，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，然后，极限压缩率降低，因此渗碳用钢的冷锻性受损。因此，优选将Ni含量设定为0.005～1.000％。进一步优选也可以将Ni含量的下限值设定为0.050％。另外，也可以将Ni含量的上限值设定为0.700％、0.600％或0.500％。

Cu：0.005～0.500％

铜(Cu)是提高钢的淬透性的元素。如果将Cu含量设定为0.005％以上，则通过该效果能够提高渗碳热处理后的渗碳钢部件的强度，因此优选。另外，Cu是在气体渗碳的气氛气体气氛中不会形成氧化物或氮化物的元素。在渗碳用钢中含有Cu的情况下，渗碳层表面的氧化物层及氮化物层或起因于它们的渗碳异常层变得难以形成。但是，如果Cu含量超过0.500％，则1000℃以上的高温区域中的钢的延展性会降低，连续铸造及轧制时的成品率降低。另外，如果Cu含量超过0.500％，则锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，然后，极限压缩率降低，因此渗碳用钢的冷锻性受损。因此，优选将Cu含量设定为0.005～0.500％。进一步优选也可以将Cu含量的下限值设定为0.050％。另一方面，也可以将Cu含量的上限值设定为0.300％或0.006％。此外，在含有Cu的情况下，为了改善上述的高温区域的延展性，优选以单位为质量％计将Ni含量设定为Cu含量的1/2以上。

在上述的选择元素当中，Ca、Mg、Te、Zr、REM及Sb具有改善切削性的效果。

Ca：0.0002～0.0030％

钙(Ca)是具有使硫化物的形状在不伸长的情况下成为球状这样的硫化物形态控制的效果的元素。在含有Ca的情况下，硫化物形状的各向异性得到改善，起因于硫化物的机械性质的降低被进一步抑制。另外，Ca是在切削时在切削工具表面形成保护被膜而使切削性提高的元素。如果将Ca含量设定为0.0002％以上，则可得到这些效果，因此优选。另一方面，如果Ca含量超过0.0030％，则有时会形成粗大的氧化物及硫化物等而对渗碳钢部件的疲劳强度造成不良影响。因此，优选将Ca含量设定为0.0002～0.0030％。进一步优选也可以将Ca含量的下限值设定为0.0008％。也可以将Ca含量的上限值设定为0.0020％或0.0003％。

Mg：0.0002～0.0030％

镁(Mg)是与Ca同样地控制硫化物的形态、进而在切削时在切削工具表面形成保护被膜而使切削性提高的元素。如果将Mg含量设定为0.0002％以上，则可得到这些效果，因此优选。另一方面，如果Mg含量超过0.0030％，则有时会形成粗大的氧化物而对渗碳钢部件的疲劳强度造成不良影响。因此，优选将Mg含量设定为0.0002～0.0030％。进一步优选也可以将Mg含量的下限值设定为0.0008％。也可以将Mg含量的上限值设定为0.0020％或0.0012％。

Te：0.0002～0.0030％

碲(Te)是控制硫化物的形态的元素。如果将Te含量设定为0.0002％以上，则可得到该效果，因此优选。另一方面，如果Te含量超过0.0030％，则钢的热时的脆化变得显著。因此，优选将Te含量设定为0.0002～0.0030％。进一步优选也可以将Te含量的下限值设定为0.0008％。也可以将Te含量的上限值设定为0.0020％或0.0015％。

Zr：0.0002～0.0050％

锆(Zr)是控制硫化物的形态的元素。如果将Zr含量设定为0.0002％以上，则可得到该效果，因此优选。另一方面，如果Zr含量超过0.0050％，则有时会形成粗大的氧化物而对渗碳钢部件的疲劳强度造成不良影响。因此，优选将Zr含量设定为0.0002～0.0050％。进一步优选也可以将Zr含量的下限值设定为0.0008％。也可以将Zr含量的上限值设定为0.0030％或0.0011％。

REM：0.0002～0.0050％

REM(稀土金属；Rare Earth Metal)是控制硫化物的形态的元素。如果将REM含量设定为0.0002％以上，则可得到该效果，因此优选。如果REM含量超过0.0050％，则有时会形成粗大的氧化物而对渗碳钢部件的疲劳强度造成不良影响。因此，优选将REM含量设定为0.0002～0.0050％。进一步优选也可以将REM含量的下限值设定为0.0008％。也可以将REM含量的上限值设定为0.0030％或0.0010％。

此外，所谓REM是从原子序数为57的镧到71的镥为止的15种元素加上原子序数为21的钪和原子序数为39的钇的合计17种元素的总称。通常以这些元素的混合物即混合稀土合金的形式供给，并添加到钢中。在本实施方式中，所谓REM的含量是这些元素的含量的合计值。

Sb：0.0020～0.0500％

锑(Sb)是防止渗碳用钢的制造工序(热轧、热锻、退火等)中的脱炭或渗碳现象的元素。如果将Sb含量设定为0.0020％以上，则可得到这些效果，因此优选。如果Sb含量超过0.0500％，则在渗碳处理时会损害渗碳性，有时无法得到所需的渗碳层。因此，优选将Sb含量设定为0.0020～0.0500％。进一步优选也可以将Sb含量的下限值设定为0.0050％。也可以将Sb含量的上限值设定为0.0300％或0.0030％。

如以上那样，本实施方式的渗碳用钢具有下述化学组成：包含上述的基本元素且剩余部分包含铁(Fe)及杂质；或者包含上述的基本元素和选自上述的选择元素中的至少1种且剩余部分包含Fe及杂质。

[枝晶组织]

用于制造本实施方式的渗碳用钢的连续铸造铸坯的凝固组织通常呈现枝晶形态。渗碳用钢中的硫化物大多在凝固前(钢液中)或凝固时结晶，较大地受到枝晶1次臂间隔的影响。即，如果枝晶1次臂间隔小，则在树间结晶的硫化物便会变小。本实施方式的渗碳用钢优选在铸坯的阶段中的枝晶1次臂间隔低于600μm。此外，在本实施方式的渗碳用钢中，硫化物为例如MnS等。但是，如果对铸坯进行热加工，则有时枝晶的形状会发生变化或者变得无法辨别枝晶的形状。因此，对铸坯进行热加工而得到的本实施方式的渗碳用钢的枝晶形状并不限于上述的范围。

为了使硫化物稳定且有效地微细分散，添加微量的Bi，使钢液中的固液界面能降低。通过固液界面能降低，枝晶组织变得微细。通过枝晶组织发生微细化，从枝晶1次臂结晶出来的硫化物被微细化。

[硫化物]

渗碳用钢中所含的硫化物(例如MnS等)由于对于提高渗碳用钢的切削性是有用的，因此需要使适当尺寸的硫化物的存在密度尽可能增大。另一方面，如果使S含量增加则切削性会提高，但粗大的硫化物会增加。通过热轧等而发生延伸的粗大的硫化物会损害冷锻性。因此，需要使S含量与以往的水准相比更为降低来控制硫化物尺寸及形状。进而，为了提高被切削时的切屑处理性，需要使硫化物微细地分散。即，减小硫化物彼此的间隔是重要的。

在钢(渗碳用钢)的与轧制方向平行的断面中所观察到的当量圆直径为1μm以上且低于2μm的硫化物的存在密度：300个/mm²以上

本发明的发明者们认识到：如果在渗碳用钢的与轧制方向平行的断面(L断面)中所观察到的当量圆直径为1μm以上且低于2μm的硫化物(以下有时简记为“微细硫化物”)以300个/mm²以上的存在密度存在于钢中，则工具的磨损会得到抑制。也可以将微细硫化物的存在密度的下限值设定为320个/mm²、350个/mm²或400个/mm²。不需要规定微细硫化物的存在密度的上限值，但鉴于化学成分的规定范围及实验结果，据推定600个/mm²达到实质性的上限值。也可以将微细硫化物的存在密度的上限值设定为550个/mm²或500个/mm²。

此外，在L断面中所观察到的当量圆直径低于1μm的硫化物(以下有时简记为“超微细硫化物”)及在L断面中所观察到的当量圆直径为2μm以上的硫化物(以下有时简记为“粗大硫化物”)由于无助于切削性提高，进而有可能会损害冷锻性，因此其存在密度较小为宜。但是，在将合金成分(特别是S含量)设定为上述的范围内且将微细硫化物的存在密度设定为上述的范围内的情况下，粗大硫化物及超微细硫化物的存在密度会被充分降低，因此不需要限定它们的存在密度。

在钢的与轧制方向平行的断面中所观察到的当量圆直径为1μm以上且低于2μm的硫化物(微细硫化物)间的平均距离：低于30.0μm

另外，本发明的发明者们对微细硫化物彼此之间的距离的平均值(微细硫化物间的平均距离)与切屑处理性的关系进行了各种实验，其结果确认到：如果这些微细硫化物间的平均距离低于30.0μm，则可获得良好的切屑处理性。因此，微细硫化物间的平均距离被规定为低于30.0μm。也可以将微细硫化物间的平均距离的上限值设定为27.0μm、26.0μm或25.0μm。微细硫化物间的平均距离的下限值没有特别限定，但鉴于化学成分的规定范围及实验结果，据推定12.0μm为实质性的下限值。也可以将微细硫化物间的平均距离的下限值设定为13.0μm或14.0μm。

粗大硫化物及超微细硫化物在测定平均距离时不会被考虑。粗大硫化物由于在本实施方式的渗碳用钢中个数少，因此不需要作为测定对象。超微细硫化物由于不会对切屑处理性的提高有贡献，因此不被作为测定对象。

微细硫化物的存在密度通过以下方式求出：将渗碳用钢与轧制方向平行地进行切断，以常规方法制备切断面，以便能够观察硫化物，在多个测定部位拍摄切断面的电子显微镜照片，通过算出各电子显微镜照片中所含的硫化物的各自的当量圆直径来表征确定微细硫化物，通过将各电子显微镜照片中所含的微细硫化物的个数除以各电子显微镜照片的视场的面积从而求出各测定部位中的微细硫化物的存在密度，将这些存在密度进行平均。

微细硫化物间的平均距离通过以下方式求出：在各电子显微镜照片中描绘将上述的各电子显微镜照片中所含的任意的两个微细硫化物的重心作为其两端且不通过除了这些任意的两个微细硫化物以外的微细硫化物的线段，通过求出各电子显微镜照片的这些线段的长度的平均值从而求出各测定部位中的微细硫化物间的平均距离，将这些各测定部位中的平均距离进一步进行平均。

有时也会在钢中包含不为硫化物的夹杂物，但夹杂物为硫化物这一事项只要通过扫描型电子显微镜所附带的能量色散型X射线解析装置进行确认即可。另外，硫化物的当量圆直径是具有与硫化物的面积相等的面积的圆的直径，可以通过图像解析而求出。同样地，各测定部位中的硫化物的存在密度及硫化物间的平均距离可以通过执行上述的各方法而进行的图像解析来求出。为了确保充分的测定精度，优选增大测定部位的数目及测定视场的总面积(电子显微镜照片的总面积)。本发明的发明者们在用于得到本发明的实验中，将测定部位的数目设定为25，将电子显微镜照片的倍率设定为500倍，将测定视场的总面积设定为约1.1mm²。进行测定的部位没有特别限定，但优选设定为渗碳用钢的表面与中心的中间的区域(在渗碳用钢为圆棒的情况下，为D/4位置)。这是因为：渗碳用钢的表面与中心的中间的区域具有渗碳用钢中的平均的构成。本发明的发明者们在将圆棒的D/4位置相对于圆棒的轴向平行地切断而得到的切断面中观察了硫化物。

此外，由于渗碳用钢的内部(成为渗碳钢部件的钢部的区域)的硫化物的状态不会因通常的渗碳处理而发生变化，因此渗碳钢部件的钢部的硫化物的状态成为与渗碳用钢的硫化物的状态大致相同的状态。渗碳钢部件的钢部的硫化物的状态可以通过与渗碳用钢同样的方法来特定。

[淬透性指标]

淬透性指标Ceq：超过7.5且低于44.0

将本实施方式的渗碳用钢的化学成分中的各元素的以单位为质量％表示的含量代入下述的式B而得到的淬透性指标Ceq需要达到超过7.5且低于44.0。式B中所含的元素符号表示该元素符号的元素的以单位为质量％计的含量。在不包含作为选择元素的Mo及Ni的情况下，只要将其含量视为0质量％来算出淬透性指标Ceq即可。

Ceq＝(0.7×Si+1)×(5.1×Mn+1)×(2.16×Cr+1)×(3×Mo+1)×(0.3633×Ni+1) (式B)

本发明的发明者们对化学成分为上述的范围内且淬透性指标Ceq不同的各种渗碳用钢以同一渗碳热处理条件进行渗碳淬火，测定了由此得到的各种渗碳后的钢的渗碳层的硬度及有效硬化层深度(维氏硬度为HV550以上的区域的深度)。于是，本发明的发明者们获得了与上述的以往的渗碳用钢(C含量为0.2％左右)相比能够得到同等以上的渗碳层的硬度及有效硬化层深度(维氏硬度达到HV550以上的深度)的淬透性指标Ceq的阈值。即，根据本发明的发明者们的见解，淬透性指标Ceq为7.5以下时，无法得到与上述的现有钢(C含量为0.2％左右)同等的特性。因此，淬透性指标Ceq需要被设定为超过7.5。另外，根据本发明的发明者们的见解，淬透性指标Ceq为44.0以上时，锻造前的渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，然后，极限压缩率降低，因此渗碳用钢的冷锻性受损。因此，淬透性指标Ceq需要为超过7.5且低于44.0。该淬透性指标Ceq优选在上述的范围内尽可能增大。优选也可以将淬透性指标Ceq的下限值设定为8.0、12.1或20.1。另外，也可以将淬透性指标Ceq的上限值设定为43.0、42.0或36.0。

[金属组织]

铁素体：85～100面积％

本实施方式的渗碳用钢的金属组织包含85面积％以上的铁素体。由于该金属组织是以软质的相即铁素体作为主体的组织，因此本实施方式的渗碳用钢是充分地软质，且具有优异的冷锻性。此外，由于铁素体越多越优选，因此铁素体量的上限值为100面积％。只要铁素体量为上述的范围内，则本实施方式的渗碳用钢也可以包含除铁素体以外的任意的组织。作为本实施方式的渗碳用钢中可包含的组织，可例示出贝氏体及马氏体。

铁素体量的测定方法没有特别限定，只要按照常规方法即可。例如，将渗碳用钢与轧制方向垂直地进行切断，对由此得到的断面进行研磨及蚀刻从而显现出组织，拍摄至少5处的组织照片，通过图像解析求出各组织照片中的铁素体所占的比例，通过将各组织照片的铁素体面积率进行平均，从而可以以良好的精度求出渗碳用钢的铁素体面积率。组织照片的拍摄部位优选设定为渗碳用钢的表面与中心的中间的区域(在渗碳用钢为圆棒的情况下，为D/4部)。这是因为：渗碳用钢的表面与中心的中间的区域具有渗碳用钢中的平均的构成。

本实施方式的渗碳用钢的硬度没有特别限定。但是，本实施方式的渗碳用钢的维氏硬度优选为125HV以下，进一步优选为110HV以下。这种情况下，本实施方式的渗碳用钢的极限压缩率达到68％以上，显示出进一步优异的冷锻性。本实施方式的渗碳用钢的维氏硬度可以通过进行热处理来控制，优选较低。如果考虑化学成分及实验结果等，则据认为本实施方式的渗碳用钢的维氏硬度的下限值会达到75HV左右。也可以将本实施方式的渗碳用钢的维氏硬度的下限值设定为80HV或95HV。

[渗碳钢部件]

接着，对本发明的另一个实施方式的渗碳钢部件进行说明。

如图2中所示的那样，本实施方式的渗碳钢部件2通过对上述的本实施方式的渗碳用钢1实施冷塑性加工S1、切削加工S2及渗碳处理或渗碳氮化处理S3来制造。在渗碳处理或渗碳氮化处理S3之后，也可以根据需要进行淬火处理或淬火·回火处理S4作为成品热处理。通过渗碳处理或渗碳氮化处理S3，从而在渗碳钢部件2的钢部20的外表面形成渗碳层21。本实施方式的渗碳钢部件2的渗碳层21被定义为维氏硬度为HV550以上的区域。渗碳层2的厚度与JIS G 0557中规定的有效硬化层深度相等。此外，在钢部20与渗碳层21之间也可以存在不符合任一者的区域即与钢部20相比C含量较高但硬度低于HV550的过渡区域。此外，根据通常的技术常识，“渗碳层”的用语被理解为包含渗碳层及渗碳氮化层这两者的概念。对于渗碳钢部件2的制造方法会在后面叙述。

渗碳层的厚度：超过0.40mm且低于2.00mm

更详细而言，本实施方式的渗碳钢部件2如图1中所示的那样具备：钢部20；和生成于钢部20的外表面的厚度超过0.40mm且低于2.00mm的渗碳层21。在渗碳层的厚度为0.40mm以下的情况下，渗碳钢部件的强度、特别是疲劳强度等不足。另一方面，在渗碳层的厚度为2.00mm以上的情况下，渗碳钢部件的表面的韧性会受损。也可以将渗碳层的厚度的下限值设定为0.45mm、0.50mm或0.55mm。另外，也可以将渗碳层的厚度的上限值设定为1.70mm、1.50mm、1.00mm、0.90mm、0.70mm、0.65mm或0.60mm。

渗碳钢部件的距离表面为50μm深度的位置处的平均维氏硬度：HV650～HV1000

此外，本实施方式的渗碳钢部件2的距离表面为50μm深度的位置(图1中，带有符号A的虚线)处的平均维氏硬度优选为HV650～HV1000。这种情况下，渗碳层的硬度得到适当控制。在渗碳钢部件2的距离表面为50μm深度的位置处的平均维氏硬度低于HV650的情况下，渗碳钢部件的强度、特别是疲劳强度等不足。在渗碳钢部件2的距离表面为50μm深度的位置处的平均维氏硬度超过HV1000的情况下，渗碳钢部件的表面的韧性会受损。也可以将渗碳钢部件2的距离表面为50μm深度的位置处的平均维氏硬度的下限值设定为HV750、HV770或HV800。也可以将渗碳钢部件2的距离表面为50μm深度的位置处的平均维氏硬度的上限值设定为HV900、HV870或HV850。

渗碳钢部件的距离表面为2.0mm深度的位置处的平均维氏硬度：HV250～HV500

进而，本实施方式的渗碳钢部件2的距离表面为2.0mm深度的位置(图1中，带有符号B的虚线)处的平均维氏硬度优选为HV250～HV500。这种情况下，钢部20(或过渡部)的硬度得到适当控制。在渗碳钢部件2的距离表面为2.0mm深度的位置处的平均维氏硬度低于HV250的情况下，渗碳钢部件的强度不足。在渗碳钢部件2的距离表面为2.0mm深度的位置处的平均维氏硬度超过HV500的情况下，渗碳钢部件的韧性会受损，变得容易产生开裂等破损。也可以将渗碳钢部件2的距离表面为2.0mm深度的位置处的平均维氏硬度的下限值设定为HV270、HV280或HV300。也可以将渗碳钢部件2的距离表面为2.0mm深度的位置处的平均维氏硬度的上限值设定为HV400、HV380或HV320。

渗碳层21的维氏硬度通过渗碳处理或渗碳氮化处理S3而变得比作为原材料的渗碳用钢1还要硬。另外，在渗碳处理或渗碳氮化处理S3之后的钢部20的维氏硬度不足的情况下，只要进行淬火处理或淬火·回火处理S4作为成品热处理、使钢部20的维氏硬度成为HV250以上即可。

渗碳钢部件2的渗碳层21的厚度可通过获得表示渗碳层21的距离表面的垂直距离与硬度的关系的硬度推移曲线来求出。硬度推移曲线通过下述方法获得：将渗碳钢部件2垂直于其表面进行切断，对切断面进行研磨，例如进行依据JIS G 0557“钢的渗碳硬化层深度测定试验”的硬度测定。可以从硬度推移曲线中读取渗碳层21的厚度即维氏硬度为HV550以上的区域的厚度。也可以在2个部位以上进行渗碳层21的厚度的测定，并将测定值的平均值视为渗碳钢部件2的渗碳层21的厚度。

渗碳钢部件2的距离表面为50μm深度的位置及渗碳钢部件2的距离表面为2.0mm深度的位置处的平均维氏硬度通过下述方法获得：将渗碳钢部件2垂直于其表面进行切断，对切断面进行研磨，在深度为50μm的位置及2.0mm的位置处进行多次(优选为5次以上)维氏硬度测定试验，算出其结果的平均值。

渗碳钢部件2的钢部20的化学成分、淬透性指标Ceq、微细硫化物间的平均距离及微细硫化物的存在密度由于不会因渗碳处理或渗碳氮化处理而发生实质性变化，因此与作为渗碳钢部件2的原材料的渗碳用钢1实质上是相同的。渗碳钢部件2的轧制方向由于与渗碳钢部件2的硫化物的延伸方向一致，因此可以通过观察渗碳钢部件2的硫化物的形状来特定。另一方面，钢部20的硬度由于在渗碳处理或渗碳氮化处理S3时产生淬火·回火，因此比作为渗碳钢部件2的原材料的渗碳用钢1的硬度大。

只要如上述那样控制了渗碳层厚度及硬度，则本实施方式的渗碳钢部件可以作为高强度部件使用。因此，本实施方式的渗碳钢部件的组织没有特别限定，例如，也可以使渗碳钢部件的距离表面为0.4mm的深度处的组织成为由下述物质构成的组织：0～10面积％的铁素体；和包含选自由马氏体、贝氏体、回火马氏体、回火贝氏体及渗碳体中的1种以上的剩余部分。在按照成分以及渗碳钢部件的距离表面为2.0mm的深度的位置及50μm的深度的位置处的硬度达到上述的范围内的方式进行渗碳钢部件的制造的情况下，渗碳钢部件的距离表面为0.4mm的深度处的组织通常会成为上述的范围内。

[制造方法]

接下来，对本实施方式的渗碳用钢的制造方法和本发明的另一个实施方式的渗碳钢部件的制造方法进行说明。在渗碳钢部件的制造方法中，作为一个例子对制造由渗碳用钢形成的冷锻品的工序进行说明。冷锻品例如是利用于汽车及建设机械等中的机械部件，例如为齿轮、轴、滑轮等钢制部件。

就本实施方式的渗碳用钢的制造方法而言，通过对具有与本实施方式的渗碳用钢相同的化学成分且距离表面为15mm的范围内的枝晶1次臂间隔低于600μm的铸坯进行连续铸造、对该铸坯进行热加工、进一步进行退火来制造。热加工也可以包含热轧。

[连续铸造工序]

通过连续铸造法来制造具有与本实施方式的渗碳用钢相同的化学成分的铸坯。也可以通过铸锭法将铸坯制成锭(钢锭)。就铸造而言，例如使用220×220mm见方的铸型(铸模)，在将中间包内的钢液的过热(superheat)设定为10～50℃、将浇铸速度设定为1.0～1.5m/分钟的条件下进行。

进而，为了使铸坯的距离表面为15mm的范围内的枝晶1次臂间隔成为低于600μm，在铸造钢液时，需要将距离铸坯表面为15mm的深度处的从液相线温度到固相线温度为止的温度区域内的平均冷却速度(以下有时简称为“平均冷却速度”)设定为100℃/分钟～500℃/分钟。平均冷却速度低于100℃/分钟时，使距离铸坯表面为15mm的深度位置处的枝晶1次臂间隔成为低于600μm变得困难，有可能无法使硫化物微细分散。另一方面，平均冷却速度超过500℃/分钟时，从枝晶树间结晶出来的硫化物变得过于微细，当量圆直径为1μm以上且低于2μm的硫化物的存在密度及该硫化物间的平均距离变成上述的范围外，渗碳用钢的切削性有可能会降低。

从液相线温度到固相线温度为止的温度区域是指从钢液的凝固开始温度到凝固结束温度为止的温度区域。因此，该温度区域中的平均冷却速度是指铸坯的平均凝固速度(即凝固时的平均冷却速度)。上述的平均冷却速度例如可以通过下述手段等达成：将铸型断面的大小及浇铸速度等控制为恰当的值；或者在刚刚浇铸后增大用于水冷的冷却水量。这些手段可以适用于连续铸造法及铸锭法这两者。

距离铸坯表面为15mm的深度处的从液相线温度到固相线温度为止的温度区域内的平均冷却速度可以通过观察铸坯的枝晶2次臂间隔来进行推定。例如，将铸坯的断面以苦味酸进行蚀刻，在距离铸坯表面为15mm的深度的位置处在浇铸方向上以5mm间距测定100个点的枝晶2次臂间隔λ₂(μm)，基于下述式C，由该值算出板坯的从液相线温度到固相线温度为止的温度区域内的冷却速度A(℃/秒)，据认为：对该冷却速度A进行算术平均而得到的值与距离铸坯表面为15mm的深度处的从液相线温度到固相线温度为止的温度区域内的平均冷却速度基本一致。但是，如果对铸坯进行热加工，则有时枝晶的形状会发生变化或者变得无法辨别枝晶的形状。因此，基于对铸坯进行热加工而得到的本实施方式的渗碳用钢的枝晶形状，难以高精度地推定平均冷却速度。

λ₂＝710×A^-0.39>

例如，只要制造变更了铸造条件的多个铸坯、通过上述式C求出各铸坯中的平均冷却速度、由所得到的冷却速度决定最佳的铸造条件即可。

对铸坯或锭进行热加工，制造钢坯，进而对钢坯进行热加工，从而制成棒钢及线材等。

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。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，只要适当选择适宜的条件即可。

作为慢冷却工序，通过对该刚刚进行了热加工工序之后(即实质上未被冷却)的上述热加工钢材按照该热加工钢材的表面温度以800℃～500℃的温度范围内的冷却速度成为超过0℃/秒且为1℃/秒以下的方式实施慢冷却，从而得到本实施方式的渗碳用钢。

如果奥氏体向铁素体及珠光体相变的温度区域即800℃～500℃内的冷却速度超过1℃/秒，则渗碳用钢的贝氏体及马氏体的组织分率变大，渗碳用钢的铁素体量不足。其结果是，渗碳用钢的硬度上升，变形阻力上升，然后，极限压缩率降低。因此，优选将上述温度范围内的冷却速度限制为超过0℃/秒且为1℃/秒以下。进一步优选将上述温度范围内的冷却速度设定为超过0℃/秒且为0.7℃/秒以下。此外，作为慢冷却工序，为了减小热加工工序后的热加工钢材的冷却速度，只要在轧制生产线、热锻生产线后设置保温罩、带热源的保温罩或保定炉等即可。

另外，也可以在慢冷却之后进一步进行球状化退火来制成本实施方式的渗碳用钢。通过进行球状化退火处理，使得渗碳用钢的硬度进一步降低，变形阻力进一步降低，然后，极限压缩率进一步提高。球状化退火条件没有特别限定，只要适当选择适宜的条件即可。

接下来，对本实施方式的渗碳钢部件的制造方法进行说明。

对化学成分包含上述的基本元素、选择元素、以及包含Fe及杂质的剩余部分并且经由上述的制造工序而制造的渗碳用钢实施冷塑性加工S1从而赋予形状。该冷塑性加工中的加工率、应变速度等塑性加工条件没有特别限定，只要适当选择适宜的条件即可。

接着，对冷塑性加工后的渗碳用钢实施切削加工S2，赋予机械结构用部件的形状。通过切削加工，从而能够对渗碳用钢赋予仅通过冷塑性加工所难以形成的精密的形状。由于本实施方式的渗碳用钢的切削性优异，因此在该切削加工工序中与现有钢相比切屑处理性高，进而不会损害工具寿命。此外，切削加工可以在冷塑性加工之前实施也可以在之后实施。但是，为了提高渗碳钢部件的尺寸精度，优选在冷塑性加工之后实施切削加工。

接着，通过对采用冷塑性加工及切削加工而被赋予了形状的渗碳用钢实施渗碳处理或渗碳氮化处理S3，可得到本实施方式的渗碳钢部件。渗碳处理或渗碳氮化处理的条件没有特别限定，只要根据渗碳钢部件所期望的强度进行适当选择即可。为了得到具备上述的渗碳层和钢部且硬度为上述的范围内的渗碳钢部件，优选将本实施方式的渗碳用钢以渗碳温度为830～1100℃、碳势为0.5～1.2％、渗碳时间为1小时以上的条件进行渗碳处理或渗碳氮化处理。

在渗碳处理或渗碳氮化处理之后，根据需要也可以实施淬火处理或淬火·回火处理S4。特别是，在渗碳处理或渗碳氮化处理后的渗碳钢部件的钢部的维氏硬度不足的情况下进行淬火处理或淬火·回火处理为宜。淬火·回火处理的条件没有特别限定，只要根据渗碳钢部件所期望的强度进行适当选择即可。为了得到具备上述的渗碳层和钢部且硬度为上述的范围内的渗碳钢部件，优选以淬火介质的温度为室温～250℃的范围的条件实施淬火处理或淬火·回火处理。另外，也可以根据需要在淬火后对渗碳钢部件进行深冷处理(subzero treatment)。

另外，根据需要，也可以对淬火处理或淬火·回火处理之后的渗碳钢部件进一步进行磨削加工或喷丸硬化处理。通过进行磨削加工，从而能够对渗碳用钢赋予仅通过冷塑性加工所难以形成的精密形状。通过进行喷丸硬化处理，使得压缩残余应力被导入至渗碳钢部件表层部。由于压缩残余应力会抑制疲劳龟裂的产生及进展，因此能够进一步提高渗碳钢部件的疲劳强度(特别是在渗碳钢部件为齿轮的情况下为齿根及齿面的疲劳强度)。喷丸硬化处理的条件没有特别限定，优选使用直径为0.7mm以下的丸粒，以弧高为0.4mm以上的条件进行喷丸硬化处理。

根据本实施方式的渗碳钢部件的制造方法，能够提供冷锻性及切削性优异的渗碳用钢。本实施方式的渗碳用钢是通过将具有规定的化学成分的铸坯在规定的条件下进行铸造而获得的，成为硫化物的结晶核的枝晶组织被微细化，钢中的硫化物被微细分散。由此，本实施方式的渗碳用钢的冷锻后的切削性(即渗碳前的切削性)高，因此适宜作为齿轮、轴及滑轮等钢制部件的原材料。

如以上那样，本实施方式的渗碳用钢在对通过退火后的冷锻而得到的粗成形品实施切削加工时的切削性优异。因此，本实施方式的渗碳用钢能够降低切削加工成本在汽车、产业机械用的齿轮、轴、滑轮等钢制部件的制造费用中所占的比例，另外能够提高部件的品质。

本实施方式的渗碳用钢由于具有碳量比较少、包含微量的Bi、并且淬透性指标Ceq被控制在优选的范围的成分组成，并且硫化物被微细分散，因此冷锻时的变形阻力小，冷锻后的切削性高，并且渗碳处理后的强度高。特别是本实施方式的渗碳用钢由于可以使维氏硬度成为例如HV125以下，因此冷锻时的变形阻力小，另外，也可以使极限压缩率成为68％以上，冷锻性良好。而且，通过对本实施方式的渗碳用钢应用本实施方式的渗碳钢部件的制造工序，从而可以得到钢部的维氏硬度为HV250以上、进而渗碳层的维氏硬度为HV650以上的渗碳钢部件，因此适宜作为渗碳钢部件的原材料。

另外，根据本实施方式的渗碳钢部件，由于具备钢部和生成于钢部的外表面的渗碳层，渗碳钢部件的距离表面为50μm深度的位置处的渗碳层的维氏硬度为HV650～HV1000，渗碳钢部件的距离表面为2.0mm深度的位置处的钢部的维氏硬度为HV250～HV500，因此可适宜用作齿轮、轴、滑轮等机械部件。

如以上那样，根据本实施方式，能够提供冷锻性及切削性优异的渗碳用钢及其制造方法。

以上，对本发明的实施方式进行了说明，但上述的实施方式只不过是用于实施本发明的例示而已。因而，本发明并不限于上述的实施方式，在不脱离其主旨的范围内可以对上述的实施方式进行适当变形来实施。

实施例

(实施例1)

将具有表1A及表1B中所示的化学组成的钢a～aa以270吨转炉进行熔炼，使用连续铸造机实施连续铸造，制造了220×220mm见方的铸坯。这里，将中间包内的钢液的过热设定为30℃，将浇铸速度设定为1.0m/分钟。

在铸坯的连续铸造中，铸坯的距离表面为15mm的深度的位置处的从液相线温度到固相线温度为止的温度区域内的平均冷却速度通过变更铸型的冷却水量来进行了控制。像这样地进行操作，对具有表1A及表1B中所示的化学成分、且距离表层为15mm的范围内的枝晶1次臂间隔低于600μm的铸片a～aa进行了连续铸造。

表1A及表1B中所示的钢a～o为具有本发明中规定的化学组成的钢。钢p～aa为化学组成脱离了本发明中规定的条件的比较例的钢。表1A及表1B中的带下划线的数值表示为本发明中规定的范围外。另外，在表1A及表1B中，将未被包含或者其含量为可被视为杂质的水准以下的元素的含量设定为空白。

为了采集枝晶组织观察用的试验片，在热锻前将铸坯暂时冷却至室温从而采集了试验片。之后，将各铸坯在1250℃下加热2小时，对加热后的铸坯进行热锻，制造了直径为30mm的多个圆棒。热锻后，将圆棒在大气中放冷。放冷通过下述方法来进行：按照800℃～500℃的温度范围内的冷却速度成为1℃/秒以下的方式对圆棒盖上保温罩来进行放置。进而，将放冷后的圆棒的一部分供于球状化退火(SA：Spherodizing Annealing)。像这样地进行操作，制造了由试验编号1～27的渗碳用钢形成的钢材。

[凝固组织观察方法]

铸坯的凝固组织的枝晶1次臂间隔及枝晶2次臂间隔通过下述方式求出：将上述的铸坯的断面以苦味酸进行蚀刻，在距离铸坯表面为15mm的深度的位置处在浇铸方向上以5mm间距测定100个点的枝晶1次臂间隔及2次臂间隔，算出各测定点处的枝晶1次臂间隔及2次臂间隔的平均值，进一步将它们进行平均。基于实施例的铸坯的枝晶2次臂间隔所推定的实施例的铸坯的平均冷却速度为100℃/分钟～500℃/分钟。

[显微组织试验]

观察各钢编号的圆棒(渗碳用钢)的显微组织。将圆棒的D/4位置相对于轴向平行地切断，采集了显微组织观察用的试验片。对试验片的切断面进行研磨，通过光学显微镜观察钢的金属组织，由组织中的对比度辨别了析出物的种类。此外，使用扫描型电子显微镜和能量色散型X射线分光分析装置(EDS)鉴定了析出物。从后述的试验片的包含长度方向的断面中制作出10个纵10mm×横10mm的研磨试验片，在多个测定部位拍摄切断面的电子显微镜照片，通过算出各电子显微镜照片中所含的硫化物各自的当量圆直径从而对当量圆直径为1μm以上且低于2μm的硫化物(微细硫化物)进行特定，通过将各电子显微镜照片中所含的微细硫化物的个数除以各电子显微镜照片的视场的面积从而求出各测定部位中的微细硫化物的存在密度，通过将这些存在密度进行平均，从而求出了在钢的与轧制方向平行的断面中所观察到的当量圆直径为1μm以上且低于2μm的硫化物的存在密度(微细硫化物存在密度)。另外，在各电子显微镜照片中描绘以上述的各电子显微镜照片中所含的任意的两个微细硫化物的重心作为其两端且不通过除了这些任意的两个微细硫化物以外的微细硫化物的线段，通过求出各电子显微镜照片的这些线段的长度的平均值从而求出各测定部位中的微细硫化物间的平均距离，通过将这些各测定部位中的平均距离进一步进行平均，从而求出了在钢的与轧制方向平行的断面中所观察到的当量圆直径为1μm以上且低于2μm的硫化物间的平均距离(硫化物间距离)。此外，将测定部位的数目设定为25，将电子显微镜照片的倍率设定为500倍，将测定视场的总面积设定为约1.1mm²。

另外，将渗碳用钢与轧制方向垂直地进行切断，对由此得到的断面进行研磨及蚀刻从而显现出组织，拍摄5处的组织照片，通过图像解析求出各组织照片中的铁素体所占的比例，通过将各组织照片的铁素体面积率进行平均，从而求出了渗碳用钢的铁素体面积率。组织照片的拍摄部位设定为D/4部。其结果是，确认到：所有的实施例的铁素体面积率为本发明的规定范围内。C含量比较多的实施例钢k包含了铁素体以外的组织即马氏体及贝氏体，但由于其铁素体面积率为85％，因此满足本发明的规定。

[硬度测定试验]

圆棒(渗碳用钢)的硬度通过下述方法求出：使用维氏硬度计，通过圆棒的与轧制方向垂直的断面的10个点的测定点进行硬度测定，算出各测定点处的硬度的平均值。测定点的位置设定为圆棒的D/4位置(圆棒的直径D的1/4的深度的位置)。将慢冷却工序后且球状化退火前(SA工序前)的渗碳用钢的硬度为HV125以下的情况或者球状化退火后(SA工序后)的渗碳用钢的硬度为HV110以下的情况判定为软质化充分且合格。

[冷锻性试验]

从直径为30mm的圆棒的R/2位置(圆棒的半径R的1/2的深度的位置)中制作了圆棒试验片。圆棒试验片是以直径为30mm的圆棒的R/2位置作为中心的直径为10mm、长度为15mm的试验片，圆棒试验片的长度方向与直径为30mm的圆棒的锻拉轴平行。另外，在圆棒试验片的端面的中心设置有缺口。缺口的深度设定为0.8mm，缺口角度设定为30度，缺口的底部以半径R＝0.15mm的方式弄圆。该缺口形状是依据“冷镦锻试验方法(日文：冷間据込み試験方法)”冷锻分科会材料研究班、塑性和加工、vol.22、no.241、p139中记载的2号试验片的缺口的形状。

针对各钢制作了10个圆棒试验片。在冷压缩试验中，使用了500吨液压压力机。使用约束模具(受限模具)以10mm/分钟的速度进行冷压缩，在缺口附近产生0.5mm以上的微小开裂时停止压缩，算出此时的压缩率。将该测定合计进行10次，求出累积破损概率达到50％的压缩率，将该压缩率作为极限压缩率。由于以往的球状化退火后的渗碳用钢的极限压缩率大概为65％，因此将在慢冷却工序后且球状化退火前(SA工序前)或球状化退火后(SA工序后)具有视为比该值明显高的值即68％以上的极限压缩率的试验片判断为极限压缩率优异的试验片。

[切削性试验]

对于各钢，对供于冷压缩试验后的试验片通过冷状态的拉拔赋予应变，由此对各试验片赋予与通常的冷锻同样的影响。通过评价该拉拔后的试验片的切削性，从而评价了各钢的冷锻后的切削性。

具体而言，将供于冷压缩试验后的直径为30mm的圆棒以断面减少率为30.6％进行冷拉拔，制成直径为25mm的棒钢。将该冷拉拔后的棒钢切断成长度为500mm，得到车削加工用的试验材。

将这样操作而得到的直径为25mm且长度为500mm的试验材的外周部使用NC车床以下述的条件进行车削加工，调查切削性。在开始车削加工后经过10分钟后，测定了超硬工具的后隙面(也称为后面)的磨损量(mm)。如果所测定的后隙面的磨损量为0.2mm以下，则判定为工具寿命优异。

<使用刀头>

母材材质：超硬P20种等级。

涂层：无。

<车削加工条件>

圆周速度：150m/分钟。

进给：0.2mm/转。

切深：0.4mm。

润滑：使用水溶性切削油。

切屑处理性通过以下的方法进行了评价。将切削性试验中的10秒钟所排出的切屑回收。调查所回收的切屑的长度，从长的切屑起依次选择10个切屑。将所选择的10个切屑的总重量定义为“切屑重量”。在切屑长长地相连从而导致切屑的总数低于10个的情况下，测定所回收的切屑的平均重量，将其10倍的值定义为“切屑重量”。例如，在切屑的总数为7个、其总重量为12g的情况下，切屑重量计算为(12g/7个)×10个。切屑重量为15g以下的试样被判断为切屑处理性高。

[渗碳特性评价试验]

从通过上述方法制造的渗碳用钢的距离周面为上述切断面的直径1/4深度的位置处以试验片的长度方向与渗碳用钢的长度方向一致的方式采集了渗碳用的试验片(20mmφ×30mm)。作为渗碳工序，进行了利用转换炉气体方式进行的气体渗碳。该气体渗碳是将碳势设定为0.8％，在950℃下进行5小时的保持，接着在850℃进行0.5小时的保持。在渗碳工序后，作为成品热处理工序，进行将渗碳处理后的钢冷却至130℃的油淬火，然后，在150℃进行90分钟的回火，得到渗碳钢部件。

对于以上述的条件制造的渗碳钢部件的渗碳层及钢部，评价了特性。表2A及表2B中示出其测定结果。

对于上述渗碳钢部件的渗碳层，对距离表面为50μm深度的位置处的硬度和距离表面为2.0mm深度的位置处的硬度，使用维氏硬度计，进行合计10次的测定，算出了平均值。将距离表面为50μm深度的位置处的硬度的平均值为HV650～HV1000、且距离表面为2.0mm深度的位置处的硬度的平均值为HV250～HV500的试样判定为硬度得到充分确保的试样。

进而，为了测定上述渗碳钢部件的渗碳层的厚度，使用维氏硬度计在3个部位测定从渗碳钢部件的表面到渗碳钢部件的深度为5mm位置为止的硬度分布，测定了各部位中的硬度为HV550以上的区域的深度。接着，算出该深度的平均值，将其视为渗碳钢部件的渗碳层的厚度。将渗碳层的厚度超过0.4mm且低于2.0mm的试样对于渗碳层厚度判定为合格。

钢a～o的化学组成为本发明的渗碳用钢的化学组成的范围内，淬透性指标、硫化物的个数分率、硫化物间的平均距离中的任一者都满足目标。其结果是，钢a～o及试验编号1～15满足作为渗碳用钢及渗碳钢部件所需的性能。

试验编号16(钢p)是与作为通用钢种满足一般的JIS标准SCr420H的标准的钢相同的成分。钢p由于C、Cr、Ti、B、Bi及N的含量为本发明中规定的范围外，因此硫化物的个数分率及硫化物间的平均距离不满足本发明的范围。因此，钢p的渗碳用钢的极限压缩率及切削性变得不充分。

试验编号17(钢q)及试验编号18(钢r)不含有Bi。因此，它们的硫化物的个数分率及硫化物间的平均距离不满足本发明的范围。其结果是，这些比较例的后隙面磨损量超过0.20mm，切屑重量超过了15g。

试验编号19(钢s)不含有B。因此，试验编号19的渗碳钢部件的2.0mm深度位置处的硬度变得不充分。

试验编号20(钢t)是由于化学成分的N含量不满足本发明的范围、因此渗碳用钢的极限压缩率和渗碳钢部件的钢部的硬度变得不充分的例子。试验编号20的渗碳用钢的极限压缩率变得不充分是由于：因为N含量多，因此生成粗大的TiN，其成为了冷加工时的断裂的起点。试验编号20的渗碳钢部件的2.0mm深度位置处的硬度变得不充分是由于：因过量的N导致固溶B量减少，无法充分地得到由固溶B带来的淬透性提高效果。

试验编号21(钢u)是由于化学成分的S含量不满足本发明的范围、因此渗碳用钢的极限压缩率变得不充分的例子。试验编号21的渗碳用钢的极限压缩率变得不充分是由于：因为S含量多，因此生成粗大的硫化物，其成为了冷加工时的断裂的起点。

试验编号22(钢v)是由于化学成分的S含量不满足本发明的范围、因此渗碳用钢的切削性变得不充分的例子。此外，试验编号22(钢V)由于Bi是过剩的，因此热加工性差，热轧的正常实施是困难的。

试验编号23(钢w)是由于淬透性指标不满足本发明的范围、因此渗碳钢部件的2.0mm深度位置处的硬度变得不充分的例子。

试验编号24(钢x)是由于化学成分的C含量不满足本发明的范围、因此渗碳用钢的硬度变得不充分的例子。

试验编号25(钢y)是由于化学成分的C含量不满足本发明的范围、因此渗碳用钢的极限压缩率变得不充分且硬度变得过剩的例子。

试验编号26(钢z)是由于化学成分的Ti含量不满足本发明的范围、因此渗碳钢部件的钢部及渗碳层的硬度以及渗碳层的厚度不足的例子。

[表1A]

[表1B]

[表2A]

[表2B]

带符号“*”的值为本发明的范围外或

本发明所要求的特性水准的范围外。

(实施例2)

在除了铸坯的距离表面为15mm的深度的位置处的从液相线温度到固相线温度为止的温度区域内的平均冷却速度(以下称为“平均冷却速度”)以外与钢a及钢h相同的制造条件下，制造具有与钢a或钢h相同的化学成分的渗碳用钢，对这些渗碳用钢通过与钢a及钢h相同的方法进行了各种评价。平均冷却速度设定为表3中所示的值。

[表3]

如表3中所示的那样，就平均冷却速度为100～500℃的范围内的试验编号1及8而言，由于硫化物被恰当地微细分散，因此渗碳前的硬度、极限压缩率、后隙面磨损量及切屑重量达到合格范围内，并且渗碳后的渗碳层厚度、渗碳层硬度(50μm深度的位置的硬度)及钢部硬度(2mm深度的位置的硬度)也达到合格范围内。

另一方面，就平均冷却速度低于100℃的试验编号1-3及8-3而言，由于硫化物没有被微细分散，因此极限压缩率由于粗大的硫化物而受损，进而切削性也受损。另外，就平均冷却速度超过500℃的试验编号1-2及8-2而言，由于硫化物被过度微细化，因此当量圆直径为1μm以上且低于2μm的硫化物的个数不足，切削性受损。

产业上的可利用性

本发明的钢由于在渗碳处理或渗碳氮化处理之前，变形阻力小并且极限压缩率大，因此冷锻性优异，进而切削性优异。因此，本发明的钢能够大幅地削减切削加工在齿轮、轴及滑轮等高强度机械结构用部件的制造成本中所占的成本。另一方面，本发明的钢由于具有高淬透性，因此通过渗碳处理或渗碳氮化处理能够形成充分的硬度及厚度的渗碳层和充分的硬度的钢部。因此，本发明的钢能够作为高强度机械结构用部件的材料利用。本发明的渗碳钢部件能够廉价地制造，并且具有高强度。本发明的渗碳钢部件的制造方法能够廉价地实施，并且能够提供具有高强度的渗碳钢部件。因此，本发明的钢、渗碳钢部件及渗碳钢部件的制造方法具有产业上的可利用性。

符号的说明

1 钢(渗碳用钢)

2 渗碳钢部件

20钢部

21渗碳层

S1冷塑性加工

S2切削

S3渗碳处理或渗碳氮化处理

S4淬火处理或淬火·回火处理