素的" ％ "，除另作特别说明外均意指"质量％ "。
[0035] C是确保调质硬度及强度、耐磨性的重要的元素，本发明中以0.30%以上的C含量 的钢作为对象。确保0.32%以上、或尤其超过0.45%的C含量是更希望的。但是，当C含 量增多时，在铸造工序易生成粗大的铁系共晶碳化物（碳化铁），成为使疲劳特性等材料特 性降低的因素。C含量控制在0. 90%以下，为0. 85%以下是更优选的。
[0036] Si对熔融钢的脱氧是有效的，另外，还有提高回火软化阻力的作用。为了充分发挥 这些作用，确保〇. 05%以上的Si含量。但是，过量的Si含有，热乳板、冷乳板变成硬质，成 为阻碍制造性的因素，故Si含量是在1.00%以下的范围。
[0037] Mn是提高淬火性的元素，为了得到此作用，确保0. 10%以上的含量。但是，当Mn 含有增多时，热乳板、冷乳板变成硬质，制造性降低，故Mn含量控制在1. 50%以下。
[0038] P是在回火时于奥氏体晶界产生偏析，使晶界强度降低，是疲劳特性及韧性降低的 因素，故P含量控制在〇. 030%以下。但是，过量的脱P使制钢的负担增大，故P含量调整在 0. 003%以上的范围即可。
[0039] S形成成为钢中冲击破坏及疲劳破坏的起点的MnS，成为疲劳特性及韧性降低的 因素，故S含量控制在0. 020%以下。但是，过量的脱S会使制钢的负担增大，故S含量调整 在0. 001%以上的范围即可。
[0040] Nb在铸造后的冷却过程中，作为非常硬质的含Nb碳化物析出在钢中，有益于耐磨 性、特别是耐磨料磨耗性的提高。另外，固溶Nb使淬火时的结晶粒子变得细微，有助于韧性 的提高。为了充分发挥这些作用，有必要确保〇. 10%以上的Nb含量，0.20%以上是更优选 的。另一方面，当Nb含量增大时，析出的含Nb碳化物易变成粗大化，有时不能实现排除过 大的含Nb碳化物粒子的所希望的金属组织状态。在此情况下，无法实现疲劳特性的改善。 各种探讨的结果，希望Nb含量在0. 70%以下。也可控制在0. 60%以下、或0. 50%以下。
[0041] Cr与Mn同样，对淬火性的提高是有效的。另外，在退火时，具有抑制碳化物的粗大 化的作用，对冲击值（韧性）的改善是有效的。因此，可根据需要含Cr。为了充分发挥上述 各作用，确保〇. 10%以上的Cr含量是更有效的。但是，添加多量的Cr时，未溶解碳化物的 生成量增大，韧性显著降低，故添加 Cr时，在1. 50%以下的范围进行。
[0042] Mo及V，任何一种对韧性的提高均是有效的元素，可根据需要添加。当确保Mo为 0. 10%以上、V也在0. 10%以上的含量，是更有效的。但是，Mo、V均为昂贵的元素，过量添 加会招致成本增加。添加 Mo、V的1种或2种时，Mo、V均为0.50 %以下的含量范围。
[0043] Ni对提高淬火性是有效的，可根据需要添加。此时，确保0. 10%以上的Ni含量是 更有效的。但是，Ni的过量添加，成为成本增大的因素，故添加 Ni在2. 00%以下的范围内 进行。
[0044] Ti与Nb同样，在铸造后的钢中形成非常硬质的含Ti碳化物，有助于耐磨性的提 高，同时，铸造后，再固溶的Ti，使淬火时的结晶粒变细微，有助于韧性的提高。另外，由于 Ti与N的结合力强，故在添加 B时可防止BN的生成，从引出B的淬火性提高作用考虑，是有 利的。因此，在本发明中，可根据需要添加 Ti。为了充分得到上述的各作用，确保0.01%以 上的Ti含量是更有效的。因此，根据本发明人的探讨，已知含Ti碳化物在钢材中多量存在 时，易招致韧性降低。作为各种探讨的结果，添加 Ti时，在0. 10%以下的范围进行是重要 的。
[0045] B是对淬火性的提高有效的元素，可根据需要添加。为了充分发挥淬火性提高作 用，确保0. 0005%以上的B含量是更有效的。但是，由于该作用在约0. 0050 %达到饱和，故 添加 B时在0. 0050%以下的范围进行。
[0046] 〔金属组织〕
[0047] 本发明中为了显著提高耐磨性，利用含Nb碳化物。本说明书中所谓的含Nb碳化 物，是以NbC作为主成分的碳化物。此种碳化物非常坚硬，适当大小的含Nb碳化物，通过在 钢基体中分散，可显著提高耐磨性（特别是耐磨料磨耗性）。钢中观察到的析出粒子，是不 是相当于含Nb碳化物，可通过EDX等进行的微观分析来确认。认为当添加 Ti时，形成含有 Nb与Ti的复合碳化物，这样的复合碳化物也相当于含Nb碳化物。
[0048] 本申请人在专利文献4中公开了调质热处理后的金属组织中粒径（相当于圆的直 径）1 μ m以上的含Nb碳化物，以200~1000个/mm2的密度于钢基体中存在时，耐磨性显著 提高，并且韧性受损的弊端也可回避。使这样较大的含Nb碳化物粒子大量分散的方法，可 以采用在铸造时，使粗大的含Nb碳化物粒子析出，然后再固溶的方法。然而，在此方法中， 过大的含Nb碳化物粒子容易残留，由于这些是作为疲劳破坏的起点发挥作用，故疲劳特性 难以稳定地改善。根据场合，由于疲劳破坏还支配材料的寿命，故为了使高强度材料的寿命 提高，疲劳特性的改善成为课题。
[0049] 为了防止上述的疲劳破坏，使成为其原因的过大的含Nb碳化物粒子不残留的组 织状态即可。因此，规定允许存在的含Nb碳化物的最大粒径是有效的。但是，在几个观察视 野中认为成为疲劳破坏起点的粗大的含Nb碳化物，即使未观测到，尽管疲劳特性未得到充 分改善的情况往往很多，但对稳定地改善疲劳特性的组织状态进行定量地规定仍不容易。 作为其原因，可以认为是在观察视野以外的任何地方，粗大的含Nb碳化物即使少量存在， 其也作为疲劳破坏的起点发挥作用。
[0050] 本发明人的详细探讨的结果发现，通过极值统计法推定的103mm3中的含Nb碳化物 粒子的最大粒径Dmax调质至500~650HV水平的硬度，可以精确判定上述组成范围的高强 度钢材中疲劳特性改善的程度。具体地是，把非专利文献1中记载的"夹杂物"用"含Nb碳 化物"置换，实施统计处理，作为对应于该文献的
的值，决定最大粒径Dmax。在 这里，各个粒子的粒径，采用由显微镜观察钢材的断面组织时观测到的粒子的面积（投影 面积）的平方根的值。上述的粒径，可通过计算机解析显微镜观察图像而求出。观察视野 为100mm2、观察视野数为30个以上即可。
[0051] 调质热处理后的钢材中，在上述的方法中通过极值统计法推定的IO3Him 3中的含Nb 碳化物粒子的最大粒径Dmax (以下仅称作"最大粒径Dmax"），被调整至18. 0 μ m以下时， 从耐磨性所要求的高强度部件的疲劳破坏抑制的观点考虑，可稳定地得到充分的疲劳特性 (例如600HV调质材料，在频率数：20Hz、应力比：-1的条件，至IO 7次未破裂的试验片的 比例在50%以上所赋予应力的最大值，即疲劳极限成为800N/mm2的疲劳特性）。Dmax为 16. 5 μπι以下是更优选的，15. 5 μπι以下是尤其优选的。
[0052] 另一方面，为了充分确保耐磨性，把粒径为1 μ m左右的大的含Nb碳化物进行分散 是有效的。各种探讨的结果表明，通过成为粒径I. 〇 μπι以上的含Nb碳化物粒子的数为200 个/mm2以上的组织状态，可实现优良的耐磨性。本发明中规定的化学组成的钢，根据C含 量及Nb含量，由于考虑铸片加热处理时加热温度不过高，故粒径I. 0 μ m以上的含Nb碳化 物粒子的数可如上那样进行调整。
[0053] 按照本发明的钢材的钢基体（钢基材），淬火回火处理材料则是马氏体组织或马 氏体+铁素体组织，而等温淬火处理材料则是贝氏体组织或贝氏体+铁素体组织。