JP2004052099A - 機械構造用鋼材 - Google Patents
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Abstract
【課 題】被削性と、冷間鍛造性あるいは耐疲労特性が優れた機械構造用鋼材を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．８ ％、Ｓｉ：２．０ ％以下、Ｍｎ：０．１ 〜２．０ ％、Ｐ：０．１ ％以下、Ｓ：０．００４ 〜０．１ ％、Ａｌ：０．１ ％以下を含み、さらにＴｅ、Ｓｅ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種以上をそれぞれ０．０００５〜０．０２％含有し、硫化物系介在物の、加工方向（圧延方向または鍛造方向）に平行な断面における平均アスペクト比ａおよび平均ヴィッカース硬さＨが、１／ａ≧５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ を満足する形態とする。なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｗ、Ｖのうちから選ばれた１種以上を含有してもよい。
【選択図】 図１
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．８ ％、Ｓｉ：２．０ ％以下、Ｍｎ：０．１ 〜２．０ ％、Ｐ：０．１ ％以下、Ｓ：０．００４ 〜０．１ ％、Ａｌ：０．１ ％以下を含み、さらにＴｅ、Ｓｅ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ のうちから選ばれた１種または２種以上をそれぞれ０．０００５〜０．０２％含有し、硫化物系介在物の、加工方向（圧延方向または鍛造方向）に平行な断面における平均アスペクト比ａおよび平均ヴィッカース硬さＨが、１／ａ≧５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ を満足する形態とする。なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂ、Ｗ、Ｖのうちから選ばれた１種以上を含有してもよい。
【選択図】 図１
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車、電気機器等の機械部品用として好適な機械構造用鋼材に関する。なお、本発明でいう鋼材は、 線材、棒鋼を含むものとする。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用部品や電気機器用部品などは、ほとんどが切削加工によって製造されている。そのため、材料となる鋼材については、機械的特性はもちろん被削性が優れていることが要求されている。被削性向上の最も一般的な方法としては、鋼中に被削性改善成分としてＳやＰｂ等を含有させる方法が採用されており、特にＰｂは少量の添加で効果があることが知られている。例えば、特許文献１や、特許文献２には、被削性改善のために、Ｓ、Ｐｂを添加した快削鋼が提案されている。
【０００３】
しかし、近年、環境問題が大きくクローズアップされ、Ｐｂによる環境汚染が懸念されるようになった。そこで、鉄鋼等の材料分野においても、Ｐｂを使用しない、いわゆるＰｂフリー化が推進されている。しかし、Ｐｂフリーの鋼材で、Ｐｂ系快削鋼と同レベルまたはそれ以上の被削性を有する鋼材はまだ得られていないのが現状である。Ｐｂと同様に被削性を向上する元素であるＳを添加したＳ系快削鋼でも、Ｐｂ系快削鋼と同レベルの被削性を有する材料はまだ実現していない。このため、Ｐｂフリーで、Ｐｂ系快削鋼と同レベルまたはそれ以上の被削性を有する鋼材の開発が熱望されている。
【０００４】
一方、Ｓ系快削鋼では、鋼材を圧延や鍛造等で熱間加工する際に、母材の塑性変形とともにＭｎＳ等の硫化物が圧延方向に長く展伸し、このため、機械的特性に大きな異方性が生じる。具体的には、圧延方向のシャルピー衝撃値が大きく低下する。また、冷間鍛造に際し、展伸したＭｎＳの存在によりＭｎＳからミクロクラックが発生し、最終的に割れにつながるという問題も指摘されている。
【０００５】
このようなＳ系快削鋼における問題に対し、ＭｎＳ等の硫化物系介在物の形態（大きさや縦横比（アスペクト比）等）を制御し、被削性を改善する技術が数多く提案されている。例えば、特許文献３には、ＭｎＳの大きさおよびアスペクト比を適正範囲に制御した快削鋼が提案されている。特許文献３に記載された技術では、ＭｎＳの形態制御により、切り屑分断性により評価した被削性が、また、靭性値により評価した機械的特性の向上に効果があるとしている。
【０００６】
また、特許文献４には、Ｓ：０．０８〜０．４ 重量％、Ｃａ：０．０１重量％以下含有する硫黄快削鋼を、１１００〜１３００℃に加熱し、平均圧延温度が１０５０℃以上となる圧延温度で行なう粗圧延を加工量全体の７０％以上行い、８００ 〜１０００℃の仕上圧延を加工量全体の５〜３０％行なう硫黄快削鋼の圧延方法が記載されている。特許文献４に記載された技術では、ＭｎＳ の伸長が抑えられ微視的組織は細粒で均一となり、安価で被削性に優れた硫黄快削鋼が得られるとしている。
【０００７】
また、特許文献５には、Ｍｇを０．０００５〜０．０２質量％含有し、さらに硫化物系介在物粒子の分布状態を制御することにより、被削性、特に切り屑分断性と工具寿命、および機械的特性、とくに横方向衝撃値を向上させた機械構造用快削鋼が提案されている。特許文献５に記載された技術によれば、Ｐｂフリーでも従来のＰｂ含有鋼と匹敵する機械的特性や切り屑分断性を有する快削鋼が実現できるとしている。
【０００８】
【特許文献１】
特開昭５９−２０５４５３号公報
【特許文献２】
特開昭６２−２３９７０ 号公報
【特許文献３】
特開２００１−１５２２７９号公報
【特許文献４】
特開平１−２２４１０３号公報
【特許文献５】
特開２００２−６９５６９号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、本発明者らの検討によれば、特許文献３に記載された技術では、ＭｎＳのサイズ効果にのみに注目しており、耐疲労特性や冷間鍛造性の顕著な向上までは得られないという問題がある。また、特許文献４に記載された技術では、粗圧延における加工量が多すぎて、ＭｎＳ がある程度伸長してしまい、耐疲労特性、冷間鍛造性の顕著な向上が得られるまでには至っていないという問題がある。
【００１０】
また、特許文献５に記載された技術で製造された製品（鋼材）でも、必ずしも十分な耐疲労特性や冷間鍛造性を保持していない場合があり、 安定した特性を有する鋼材となっていないという問題を残していた。
本発明は、上記したような従来技術の状況に鑑みてなされたものであり、Ｐｂフリーで従来のＰｂ快削鋼の被削性に匹敵する被削性を有し、さらに耐疲労特性に優れ、被削性−耐疲労特性バランスに優れた機械構造用鋼材を提供することを目的とし、さらには、鍛造性とくに冷間鍛造性にも優れた機械構造用鋼材を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋼材の被削性、耐疲労特性および冷間鍛造性に及ぼす各種要因について、鋭意研究した。その結果、鋼材中の硫化物系介在物の形態と硬さとの関係が特定の範囲内となる場合にはじめて、鋼材の被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性が同時に著しく向上することを見出した。
【００１２】
まず、本発明者らが行った基礎的な実験結果について、 説明する。
Ｃ：０．４８質量％、Ｓ：０．０２質量％、Ｔｅ：０．００１９質量％を含有するＳ４８Ｃ系鋼製ビレットを分塊圧延と、圧延条件を種々変化させた仕上圧延とにより、棒鋼（φ６０ｍｍ）とした。得られた棒鋼について、組織試験、工具寿命試験 （被削性試験）、疲労試験、冷間鍛造試験を実施し、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性を評価した。
【００１３】
組織試験は、得られた棒鋼から試験片を採取し、試験片の圧延方向に平行な断面についてエッチングなしで、光学顕微鏡を用いて倍率４００ 倍で１０視野観察し、視野中に観察される全ての硫化物系介在物について、画像解析装置を用いてアスペクト比を測定し、その平均値を求めた。また、圧延方向に平行な断面について、超マイクロヴィッカース硬度計（荷重：９．８ ×１０−４Ｎ）用いて、硫化物１００個について硬さを測定し、その平均値を求めた。
【００１４】
工具寿命試験 （被削性試験）は、得られた棒鋼について、超硬工具Ｐ１０ を使用し、
切り込み：２ｍｍ、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ 、
切削速度：２００ ｍ／ｍｉｎ 、
潤滑：なし、
の条件で切削を行い、工具の逃げ面摩耗幅ＶＢが０．２ ｍｍとなるまでの時間（ｓｅｃ ）を工具寿命とし、被削性を評価した。
【００１５】
また、疲労試験は、得られた棒鋼（φ６０ｍｍ）を熱間圧延により２０ｍｍ厚の鋼板とし、これら鋼板の圧延方向から、回転曲げ疲労試験片（１号試験片）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２７４の規定に準拠して回転曲げ疲労試験を実施した。試験回転数を３０００ｒｐｍ とし、繰り返し数１０７ 回に達する繰り返し応力をもとめ疲れ限度とし、耐疲労特性を評価した。
【００１６】
また、冷間鍛造試験は、得られた棒鋼から試験片（タブレット：φ１５ｍｍ、高さ２２．５ｍｍ）を高さが圧延方向に一致するように切り出し、圧縮率を種々変化して圧縮鍛造を行った。各圧縮率で１０個のタブレットを圧縮鍛造した。圧縮鍛造後、割れの有無を目視で測定し、各圧縮率での割れ発生率と圧縮率の関係をグラフにプロットし、試験片の５０％（５個）が割れる圧縮率を求めた。試験片の５０％（５個）が割れる圧縮率を冷間鍛造性の指数とし、鍛造性を評価した。この値が大きいほど鍛造性が良いことになる。
【００１７】
本発明者らは、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性は、硫化物系介在物のアスペクト比ａが小さいほうが有利であるが、これら特性はさらに硫化物系介在物の硬さＨにも影響されるであろうという考えのもとに、得られた被削性 （工具寿命）、耐疲労特性（疲れ限度）、冷間鍛造性（５０％圧縮割れ発生率）を、硫化物系介在物の硬さＨとアスペクト比の逆数１／ａとの関係で図示し、図１に示す。図１から、硫化物系介在物の硬さＨとアスペクト比の逆数１／ａの関係が、次（１）式
１／ａ≧５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ………（１）
（ここで、ａ：硫化物系介在物の平均アスペクト比、Ｈ：硫化物系介在物の平均ヴィッカース硬さ）
を満足する範囲となる場合にはじめて、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性が同時に著しく向上することがわかる。ヴィッカース硬さＨとアスペクト比の逆数１／ａとの関係が（１）式を満足しない場合には、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性ともに劣化している。
【００１８】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加え完成されたものである。すなわち、本発明は、硫化物系介在物を含む鋼材であって、前記硫化物系介在物の、加工方向（圧延方向または鍛造方向）に平行な断面における平均アスペクト比ａおよび平均ヴィッカース硬さＨが、次（１）式
１／ａ≧５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ………（１）
（ここで、ａ：硫化物系介在物の平均アスペクト比、Ｈ：硫化物系介在物の平均ヴィッカース硬さ）
を満足することを特徴とする機械構造用鋼材であり、また、本発明では、前記機械構造用鋼材が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．８ ％、Ｓｉ：２．０ ％以下、Ｍｎ：０．１ 〜２．０ ％、Ｐ：０．１ ％以下、Ｓ：０．００４ 〜０．１ ％、Ａｌ：０．１ ％以下を含み、さらにＴｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｓｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ ：０．０００５〜０．０２％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することが好ましく、また、本発明では、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：２．０ ％以下、Ｎｉ：２．０ ％以下、Ｃｒ：３．０ ％以下、Ｍｏ：２．０ ％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｂ：０．００４ ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることが好ましく、また、前記各組成に加えてさらに、質量％で、Ｗ：０．１ ％以下、Ｖ：０．５ ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることが好ましい。
【００１９】
また、本発明で言う硫化物系介在物は、ＭｎＳ や、ＭｎＳ とＴｅ、Ｓｅ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ 、Ｃｒ等との複合硫化物を指すものとする。
また、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．８ ％、Ｓｉ：２．０ ％以下、Ｍｎ：０．１ 〜２．０ ％、Ｐ：０．１ ％以下、Ｓ：０．００４ 〜０．１ ％、Ａｌ：０．１ ％以下を含み、かつＴｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｓｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ ：０．０００５〜０．０２％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、あるいはさらに、Ｃｕ：２．０ ％以下、Ｎｉ：２．０ ％以下、Ｃｒ：３．０ ％以下、Ｍｏ：２．０ ％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｂ：０．００４ ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｗ：０．１ ％以下、Ｖ：０．５ ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有し、好ましくは残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を、１２００℃以上に加熱した後、８５０ ℃以上の温度域で、１ パス当たりの圧下率が２０％以下の熱間加工を所定の寸法形状となるまで施し、該熱間加工終了後、直ちに冷却することを特徴とする機械構造用鋼材の製造方法である。
【００２０】
【発明の実施の形態】
本発明鋼材では、含まれる硫化物系介在物は、加工方向（圧延方向または鍛造方向）に平行な断面における平均アスペクト比ａおよび平均ヴィッカース硬さＨが、次（１）式
１／ａ≧５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ………（１）
（ここで、ａ：硫化物系介在物の平均アスペクト比、Ｈ：硫化物系介在物の平均ヴィッカース硬さ）
を満足する。含まれる硫化物系介在物が（１）式を満足しない場合には、展伸したＭｎＳ等の硫化物系介在物が多いことになり、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性が劣ることになる。なお、本発明でいう「硫化物系介在物の平均アスペクト比」とは、鋼材の加工方向（圧延方向あるいは鍛造方向）に平行な断面についてエッチングなしで、倍率４００ 倍の光学顕微鏡を用いて１０視野観察し、視野中に観察される全ての硫化物系介在物について、画像解析装置を用いてアスペクト比（加工方向とそれに直交する方向の長さ比）を測定し求めた平均値をいうものとする。また、本発明でいう「硫化物系介在物の平均ヴィッカース硬さ」とは、鋼材の加工方向（圧延方向あるいは鍛造方向）に平行な断面について超マイクロヴィッカース硬度計（荷重：９．８ ×１０−４Ｎ）用いて、硫化物（ＭｎＳ）１００個についてヴィッカース硬さを測定し求めた平均値をいうものとする。
【００２１】
つぎに、本発明鋼材の好ましい組成範囲について説明する。なお、以下、組成についての質量％は単に％と記する。
Ｃ：０．０１〜０．８ ％
Ｃは、強度を確保するために必要な元素であり、所定の強度を確保するためには０．０１％以上含有することが好ましい。一方、０．８ ％を超えて含有すると、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性が劣化する。このため、Ｃは０．０１〜０．８ ％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．３ 〜０．８ ％である。
【００２２】
Ｓｉ：２．０ ％以下
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに強度を増加させる有効な元素であり、０．０４％以上含有することが好ましいが、２．０ ％を超えて含有すると、被削性の低下および冷間鍛造性の低下が著しくなる。このため、Ｓｉは２．０ ％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．１ 〜１．０ ％である。
【００２３】
Ｍｎ：０．１ 〜２．０ ％
Ｍｎは、硫化物形成元素であり、Ｓによる延性低下を防止する作用を有する元素であり、このような効果は０．１ ％以上の含有で認められる。 一方、２．０ ％を超える含有は、冷間鍛造性を著しく低下させる。このため、Ｍｎは０．１ 〜２．０ ％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．３ 〜１．５ ％である。
【００２４】
Ｐ：０．１ ％以下
Ｐは、強度を増加させる元素であるが、０．１ ％を超えて含有すると、熱間加工性が劣化する。このため、Ｐは０．１ ％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０５％以下である。
Ｓ：０．００４ 〜０．１ ％
Ｓは、被削性の向上に有効な元素であり、本発明では０．００４ ％以上の含有を必要とする。一方、０．１ ％を超えて含有すると、疲労強度や冷間鍛造性の低下が顕著となる。このため、Ｓは０．００４ ％〜０．１ ％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０１〜０．０６％である。
【００２５】
Ａｌ：０．１ ％以下
Ａｌは、脱酸剤として有効に作用する元素であり、また、アルミナ系酸化物は硫化物生成核として、硫化物の均一分散にも有効に作用する。このような効果は０．０１％以上の含有で顕著となるが、０．１ ％を超えて過剰に含有すると、硬質のアルミナクラスターが多量に生成され被削性がかえって低下する。このため、Ａｌは０．１ ％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０８％以下、さらに好ましくは０．０１〜０．０６％である。
【００２６】
本発明鋼材は、上記した成分に加えてさらに、Ｔｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｓｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ ：０．０００５〜０．０２％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましい。
Ｔｅ、Ｓｅ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ はいずれも、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を球状化させ、被削性向上、耐疲労性向上に大きく寄与する元素であり、選択して１種以上含有することが好ましい。このような効果を得るためには、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ はいずれも０．０００５％以上の含有を必要とする。一方、Ｔｅ、Ｓｅでは０．２ ％を超えて含有すると熱間加工性を劣化させる。また、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ では０．０２％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となる。このため、Ｔｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｓｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ ：０．０００５〜０．０２％に限定することが好ましい。
【００２７】
なお、Ｍｇ、Ｃａは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を球状化させ、被削性向上および耐疲労性向上に大きく寄与するとともに、さらにＭｎＳ等の硫化物系介在物を均一に分散させる作用が強く、とくにＭｇとＣａを複合含有した場合にその作用がより大きくなる。
また、上記した成分に加えてさらに、Ｃｕ：２．０ ％以下、Ｎｉ：２．０ ％以下、Ｃｒ：３．０ ％以下、Ｍｏ：２．０ ％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｂ：０．００４ ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することができる。
【００２８】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂはいずれも、焼入れ性の向上を介して、さらに強度を上昇させる元素であり、必要に応じ選択して含有できる。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト組織形成により強度増加に寄与するうえ、さらに被削性を向上させる。しかし、２．０ ％を超える含有は強度が増加しすぎて、被削性や鍛造性が低下する。このため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏはそれぞれ２．０ ％以下に限定することが好ましい。
【００２９】
Ｃｒは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト組織形成により強度増加に寄与するうえ、さらに被削性を向上させる。しかし、３．０ ％を超える含有は強度が増加しすぎて、被削性や鍛造性が低下する。このため、Ｃｒは３．０ ％以下に限定することが好ましい。
Ｎｂは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト組織形成により強度増加に寄与するうえ、さらに被削性を向上させる。しかし、０．１０％を超える含有は強度が増加しすぎて、被削性や鍛造性が低下する。このため、Ｎｂは０．１０％以下に限定することが好ましい。
【００３０】
Ｂは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト組織形成により強度増加に寄与するうえ、さらに被削性を向上させる。しかし、０．００４ ％を超える含有は強度が増加しすぎて、被削性や鍛造性が低下する。このため、Ｂは０．００４ ％以下に限定することが好ましい。
また、本発明では、上記した成分に加えてさらに、強度上昇を図るために、Ｗ：０．１ ％以下およびＶ：０．５ ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有できる。Ｗ、Ｖはいずれも強度を増加させる作用を有する元素であり、必要に応じ選択して含有できる。
【００３１】
Ｗは、固溶強化により、強度を増加させる作用を有するが、０．１ ％を超えて含有すると被削性や鍛造性が劣化する。このため、Ｗは０．１ ％以下に限定することが好ましい。
Ｖは、Ｖ炭窒化物として析出し、析出強化により、強度を増加させる作用を有するが、０．５ ％を超えて含有する被削性や鍛造性が低下する。このため、Ｖは、０．５ ％以下に限定することが好ましい。
【００３２】
上記した成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下が許容できる。
ついで、本発明鋼材の製造方法について説明する。
上記した組成の溶鋼を、 転炉、電気炉等の通常公知の溶製方法を用いて溶製し、連続鋳造法、あるいは造塊−分塊法等の通常公知の鋳造方法で、ビレット、スラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
【００３３】
鋼素材は、ついで、１２００℃以上に加熱されたのち、熱間加工を施されて所定寸法の鋼材とされる。熱間加工としては、圧延、鍛造とすることが好ましい。
熱間加工の加工温度が低いほど、硫化物系介在物のアスペクト比ａが大きくなり、また熱間加工の１パスあたりの圧下率が大きいほど、硫化物系介在物の硬さＨが高くなる。本発明では、硫化物系介在物が、前記（１）式を満足するように、熱間圧延温度、圧下率を調整することが好ましい。
【００３４】
本発明では、熱間加工は、８５０ ℃以上の温度域で、１ パス当たりの圧下率が２０％以下の熱間加工を所定の寸法形状となるまで施すことが好ましい。熱間加工は、８５０ ℃以上のできるだけ高温、好ましくは９００ 〜１１００℃で行なうことが好ましい。熱間加工の温度域が８５０ ℃未満では、ＭｎＳ等の硫化物系介在物の形態が望ましい形態とならない。また、熱間加工は、１ パス当たりの圧下率が２０％以下とすることが好ましい。１ パス当たりの圧下率が２０％を超えて大きくなると、ＭｎＳ等の硫化物系介在物が展伸しやすくなるとともに、硫化物系介在物の硬さが高くなり、 被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性をともに向上させることができなくなる。なお、好ましくは、１ パス当たりの圧下率は１０〜２０％である。
【００３５】
上記したような製造方法で得られた鋼材では、硫化物系介在物の加工方向（圧延方向または鍛造方向）に平行な断面における平均アスペクト比ａおよび平均ヴィッカース硬さＨが、前記（１）式を満足し、被削性、耐疲労特性および冷間鍛造性がともに優れ、かつ被削性−耐疲労特性バランスに優れた機械構造用鋼材となる。
【００３６】
【実施例】
以下、本発明をさらに実施例に基づいて詳細に説明する。
（実施例１）
表１に示す組成を有するＳ４８Ｃベース鋼を、２ｔ真空溶解炉にて溶製し、造塊ー分塊法でビレット（断面：８０ｍｍ×６００ ｍｍ）とした。これらビレットを、表２に示す、加熱温度、熱間加工終了温度、１パス当たりの圧下率、全圧下率の条件で熱間加工（圧延加工）し、φ６０ｍｍの棒鋼とし、圧延後直ちに２℃／ｓの冷却速度で５００ ℃まで冷却した。得られた棒鋼について、組織試験、工具寿命（被削性）試験、疲労試験、冷間鍛造試験を実施した。
【００３７】
試験方法はつぎのとおりである。
（１）組織試験
得られた棒鋼から試験片を採取し、試験片の圧延方向に平行な断面についてエッチングなしで、光学顕微鏡を用いて倍率４００ 倍で１０視野観察し、視野中に観察される全ての硫化物について、画像解析装置を用いてアスペクト比（圧延方向の介在物長さと圧延方向に垂直方向の介在物長さの比）ａを測定し、その平均値を求めた。また、圧延方向に平行な断面について、超マイクロヴィッカース硬度計（荷重：９．８ ×１０−４Ｎ）を用いて、硫化物１００個についてヴィッカース硬さＨを測定し、その平均値を求めた。
（２）工具寿命試験 （被削性試験）
得られた棒鋼について、超硬工具Ｐ１０ を使用し、
切り込み：２ｍｍ、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ 、
切削速度：２００ ｍ／ｍｉｎ 、
潤滑：なし、
の条件で切削を行い、工具の逃げ面摩耗幅ＶＢが０．２ ｍｍとなるまでの時間（ｓｅｃ ）を求め、工具寿命とし、被削性を評価した。
（３）疲労試験
得られた棒鋼（φ６０ｍｍ）を熱間圧延により２０ｍｍ厚の鋼板とし、これら鋼板の圧延方向（Ｌ）と圧延方向に直角方向（Ｃ）とから、回転曲げ疲労試験片（１号試験片）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２７４の規定に準拠して回転曲げ疲労試験を実施した。試験回転数を３０００ｒｐｍ とし、繰り返し数１０７ 回に達する繰り返し応力をもとめ疲れ限度とし、耐疲労特性を評価した。
（４）冷間鍛造試験
得られた棒鋼から，図２に示すように、試験片（タブレット：φ１５ｍｍ、高さ２２．５ｍｍ）を高さが圧延方向に一致するように切り出し、圧縮率を種々変化して圧縮鍛造を行った。圧縮鍛造は、各圧縮率で１０個のタブレットを圧縮した。圧縮鍛造後、割れの有無を目視で測定し、各圧縮率での割れ発生率と圧縮率の関係をグラフにプロットし、試験片の５０％（５個）が割れる圧縮率を求めた。試験片の５０％（５個）が割れる圧縮率を冷間鍛造性の指数とし、鍛造性を評価した。
【００３８】
また、（工具寿命（ｓｅｃ ））×（平均疲れ限度（Ｎ／ｍｍ２ ））で定義される値を、被削性−耐疲労特性バランスとして、被削性と耐疲労特性とのバランスを評価した。なお、平均疲れ限度は、｛（圧延方向（Ｌ方向）の平均疲れ限度）＋（圧延と直角方向（Ｃ方向）の平均疲れ限度）｝／２で定義される値とする。
得られた結果を表３に示す。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
【表３】
【００４２】
本発明例は、いずれも被削性−耐疲労特性バランスが高く、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性が同時に顕著に向上している。また耐疲労特性の異方性も低減している。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性がいずれも劣化している。
（実施例２）
表４に示す組成の鋼塊を１００ ｋｇ真空溶解炉で製造した。得られた鋼塊を１２００℃に加熱したのち、表５に示す条件で熱間圧延を行い、φ６０ｍｍの棒鋼とし、圧延後直ちに２℃／ｓの冷却速度で５００ ℃まで冷却した。得られた棒鋼について、組織試験、工具寿命（被削性）試験、疲労試験、冷間鍛造試験を実施例１と同様に行なった。
【００４３】
得られた結果を表６に示す。
【００４４】
【表４】
【００４５】
【表５】
【００４６】
【表６】
【００４７】
本発明例は、いずれも被削性−耐疲労特性バランスが高く、被削性、耐疲労特性が同時に顕著に向上している。なお、Ｃ含有量が低い発明例８では被削性が非常に良好であり、冷間鍛造性に優れるものの疲れ限界が低く、逆にＣ含有量が高い発明例１２では被削性と疲れ限界には優れるものの冷間鍛造性が低い。Ｍｎ含有量が低い発明例１３では有効なＭｎＳ の形成が抑制されるため被削性が若干悪い。一方、Ｍｎ含有量が高い発明例１６では冷間鍛造性が低下している。Ｓ含有量が低い発明例１７では有効なＭｎＳ の形成が抑制されるため、被削性が若干悪い。一方、Ｓ含有量が高い発明例２０では、耐疲労特性が若干悪く、異方性も認められる。さらに冷間鍛造性が低下している。
【００４８】
（実施例３）
表７に示す組成の鋼塊を１００ ｋｇ真空溶解炉で製造した。得られた鋼塊を１２００℃に加熱したのち、表８に示す条件で熱間圧延を行い、φ６０ｍｍの棒鋼とし、圧延後直ちに２℃／ｓの冷却速度で５００ ℃まで冷却した。得られた棒鋼について、組織試験、工具寿命（被削性）試験、疲労試験、冷間鍛造試験を実施例１と同様に行なった。
【００４９】
得られた結果を表９に示す。
【００５０】
【表７】
【００５１】
【表８】
【００５２】
【表９】
【００５３】
本発明例は、いずれも被削性−耐疲労特性バランスが高く、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性が同時に顕著に向上している。一方、本発明範囲を外れる比較例は、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性のうちの少なくとも一つが低下している。なお、Ｔｅが高い発明例２３では熱間圧延中に割れが発生した。
（実施例４）
表１０に示す組成の鋼塊を１００ ｋｇ真空溶解炉で製造した。得られた鋼塊を１２００℃に加熱したのち、表１１に示す条件で熱間圧延を行い、φ６０ｍｍの棒鋼とし、圧延後直ちに２℃／ｓの冷却速度で５００ ℃まで冷却した。得られた棒鋼について、組織試験、工具寿命（被削性）試験、疲労試験、冷間鍛造試験を実施例１と同様に行なった。
【００５４】
得られた結果を表１２に示す。
【００５５】
【表１０】
【００５６】
【表１１】
【００５７】
【表１２】
【００５８】
本発明例は、いずれも被削性−耐疲労特性バランスが高く、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性が同時に顕著に向上している。
（実施例５）
表１３に示す組成を有するＳ４８Ｃベース鋼を、２ｔ真空溶解炉にて溶製し、造塊−分塊法でビレット（断面：８０ｍｍ×６００ ｍｍ）とした。これらビレットを、表１４に示す、加熱温度、熱間加工終了温度、１パス当たりの圧下率、全圧下率の条件で熱間加工（圧延加工）し、φ６０ｍｍの棒鋼とし、圧延後直ちに２℃／ｓの冷却速度で５００ ℃まで冷却した。得られた棒鋼について、実施例１と同様に組織試験、工具寿命（被削性）試験、疲労試験、冷間鍛造試験を実施した。
【００５９】
得られた結果を表１５に示す。
【００６０】
【表１３】
【００６１】
【表１４】
【００６２】
【表１５】
【００６３】
本発明例は、いずれも被削性、耐疲労特性が同時に顕著に向上し、高い被削性−耐疲労特性バランスを有している。なお、本発明の好適範囲に比べ、発明例４４はＣ含有量が高く、発明例４５はＳｉ含有量が高く、発明例４６はＭｎ含有量が高く、発明例４７はＰ含有量が高く、発明例５０はＳ含有量が高く、発明例５１はＡｌ含有量が低く、発明例５５はＣｒ含有量が高く、それぞれ冷間鍛造性が低下している。
【００６４】
（実施例６）
表１６に示す組成の鋼塊を１００ ｋｇ真空溶解炉で製造した。得られた鋼塊を１２００℃に加熱したのち、表１７に示す条件で熱間圧延を行い、φ６０ｍｍの棒鋼とし、圧延後直ちに２℃／ｓの冷却速度で５００ ℃まで冷却した。得られた棒鋼について、組織試験、工具寿命（被削性）試験、疲労試験、冷間鍛造試験を実施例１と同様に行なった。
【００６５】
得られた結果を表１８に示す。
【００６６】
【表１６】
【００６７】
【表１７】
【００６８】
【表１８】
【００６９】
本発明例は、いずれも被削性−耐疲労特性バランスが高く、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性が同時に顕著に向上している。
表３、表６、 表９、 表１２、表１５に記載されたデータ（Ｈ、ａ、工具寿命、平均疲れ限界）を用いて、被削性−耐疲労特性バランスと｛（５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ）×ａ｝との関係をプロットし図３に示す。被削性−耐疲労特性バランスは、（工具寿命）×（平均疲れ限界）であり、平均疲れ限界は｛（Ｌ方向疲れ限界）＋（Ｃ方向疲れ限界）｝／２から計算した。なお、（５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ）×ａは、前記（１）式
１／ａ≧５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ………（１）
を変形して得られた、次式
１≧（５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ）×ａ
の右辺である。
【００７０】
図３から、｛（５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ）×ａ｝が、１以下となる場合には、被削性−耐疲労特性バランス、（工具寿命）×（平均疲れ限界）が顕著に増大している。すなわち、（１）式を満足する鋼材であれば、被削性−耐疲労特性バランスが高い、被削性と耐疲労特性がバランスよく向上した鋼材となる。
【００７１】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、被削性、疲労強度、さらには冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼材を安定して安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性に及ぼす硫化物系介在物のアスペクト比、硬さの関係を示すグラフである。
【図２】冷間鍛造試験用試験片の採取方法および圧縮方法を示す説明図である。
【図３】被削性−耐疲労特性バランスと（５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ）×ａの関係を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車、電気機器等の機械部品用として好適な機械構造用鋼材に関する。なお、本発明でいう鋼材は、 線材、棒鋼を含むものとする。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用部品や電気機器用部品などは、ほとんどが切削加工によって製造されている。そのため、材料となる鋼材については、機械的特性はもちろん被削性が優れていることが要求されている。被削性向上の最も一般的な方法としては、鋼中に被削性改善成分としてＳやＰｂ等を含有させる方法が採用されており、特にＰｂは少量の添加で効果があることが知られている。例えば、特許文献１や、特許文献２には、被削性改善のために、Ｓ、Ｐｂを添加した快削鋼が提案されている。
【０００３】
しかし、近年、環境問題が大きくクローズアップされ、Ｐｂによる環境汚染が懸念されるようになった。そこで、鉄鋼等の材料分野においても、Ｐｂを使用しない、いわゆるＰｂフリー化が推進されている。しかし、Ｐｂフリーの鋼材で、Ｐｂ系快削鋼と同レベルまたはそれ以上の被削性を有する鋼材はまだ得られていないのが現状である。Ｐｂと同様に被削性を向上する元素であるＳを添加したＳ系快削鋼でも、Ｐｂ系快削鋼と同レベルの被削性を有する材料はまだ実現していない。このため、Ｐｂフリーで、Ｐｂ系快削鋼と同レベルまたはそれ以上の被削性を有する鋼材の開発が熱望されている。
【０００４】
一方、Ｓ系快削鋼では、鋼材を圧延や鍛造等で熱間加工する際に、母材の塑性変形とともにＭｎＳ等の硫化物が圧延方向に長く展伸し、このため、機械的特性に大きな異方性が生じる。具体的には、圧延方向のシャルピー衝撃値が大きく低下する。また、冷間鍛造に際し、展伸したＭｎＳの存在によりＭｎＳからミクロクラックが発生し、最終的に割れにつながるという問題も指摘されている。
【０００５】
このようなＳ系快削鋼における問題に対し、ＭｎＳ等の硫化物系介在物の形態（大きさや縦横比（アスペクト比）等）を制御し、被削性を改善する技術が数多く提案されている。例えば、特許文献３には、ＭｎＳの大きさおよびアスペクト比を適正範囲に制御した快削鋼が提案されている。特許文献３に記載された技術では、ＭｎＳの形態制御により、切り屑分断性により評価した被削性が、また、靭性値により評価した機械的特性の向上に効果があるとしている。
【０００６】
また、特許文献４には、Ｓ：０．０８〜０．４ 重量％、Ｃａ：０．０１重量％以下含有する硫黄快削鋼を、１１００〜１３００℃に加熱し、平均圧延温度が１０５０℃以上となる圧延温度で行なう粗圧延を加工量全体の７０％以上行い、８００ 〜１０００℃の仕上圧延を加工量全体の５〜３０％行なう硫黄快削鋼の圧延方法が記載されている。特許文献４に記載された技術では、ＭｎＳ の伸長が抑えられ微視的組織は細粒で均一となり、安価で被削性に優れた硫黄快削鋼が得られるとしている。
【０００７】
また、特許文献５には、Ｍｇを０．０００５〜０．０２質量％含有し、さらに硫化物系介在物粒子の分布状態を制御することにより、被削性、特に切り屑分断性と工具寿命、および機械的特性、とくに横方向衝撃値を向上させた機械構造用快削鋼が提案されている。特許文献５に記載された技術によれば、Ｐｂフリーでも従来のＰｂ含有鋼と匹敵する機械的特性や切り屑分断性を有する快削鋼が実現できるとしている。
【０００８】
【特許文献１】
特開昭５９−２０５４５３号公報
【特許文献２】
特開昭６２−２３９７０ 号公報
【特許文献３】
特開２００１−１５２２７９号公報
【特許文献４】
特開平１−２２４１０３号公報
【特許文献５】
特開２００２−６９５６９号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、本発明者らの検討によれば、特許文献３に記載された技術では、ＭｎＳのサイズ効果にのみに注目しており、耐疲労特性や冷間鍛造性の顕著な向上までは得られないという問題がある。また、特許文献４に記載された技術では、粗圧延における加工量が多すぎて、ＭｎＳ がある程度伸長してしまい、耐疲労特性、冷間鍛造性の顕著な向上が得られるまでには至っていないという問題がある。
【００１０】
また、特許文献５に記載された技術で製造された製品（鋼材）でも、必ずしも十分な耐疲労特性や冷間鍛造性を保持していない場合があり、 安定した特性を有する鋼材となっていないという問題を残していた。
本発明は、上記したような従来技術の状況に鑑みてなされたものであり、Ｐｂフリーで従来のＰｂ快削鋼の被削性に匹敵する被削性を有し、さらに耐疲労特性に優れ、被削性−耐疲労特性バランスに優れた機械構造用鋼材を提供することを目的とし、さらには、鍛造性とくに冷間鍛造性にも優れた機械構造用鋼材を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、鋼材の被削性、耐疲労特性および冷間鍛造性に及ぼす各種要因について、鋭意研究した。その結果、鋼材中の硫化物系介在物の形態と硬さとの関係が特定の範囲内となる場合にはじめて、鋼材の被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性が同時に著しく向上することを見出した。
【００１２】
まず、本発明者らが行った基礎的な実験結果について、 説明する。
Ｃ：０．４８質量％、Ｓ：０．０２質量％、Ｔｅ：０．００１９質量％を含有するＳ４８Ｃ系鋼製ビレットを分塊圧延と、圧延条件を種々変化させた仕上圧延とにより、棒鋼（φ６０ｍｍ）とした。得られた棒鋼について、組織試験、工具寿命試験 （被削性試験）、疲労試験、冷間鍛造試験を実施し、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性を評価した。
【００１３】
組織試験は、得られた棒鋼から試験片を採取し、試験片の圧延方向に平行な断面についてエッチングなしで、光学顕微鏡を用いて倍率４００ 倍で１０視野観察し、視野中に観察される全ての硫化物系介在物について、画像解析装置を用いてアスペクト比を測定し、その平均値を求めた。また、圧延方向に平行な断面について、超マイクロヴィッカース硬度計（荷重：９．８ ×１０−４Ｎ）用いて、硫化物１００個について硬さを測定し、その平均値を求めた。
【００１４】
工具寿命試験 （被削性試験）は、得られた棒鋼について、超硬工具Ｐ１０ を使用し、
切り込み：２ｍｍ、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ 、
切削速度：２００ ｍ／ｍｉｎ 、
潤滑：なし、
の条件で切削を行い、工具の逃げ面摩耗幅ＶＢが０．２ ｍｍとなるまでの時間（ｓｅｃ ）を工具寿命とし、被削性を評価した。
【００１５】
また、疲労試験は、得られた棒鋼（φ６０ｍｍ）を熱間圧延により２０ｍｍ厚の鋼板とし、これら鋼板の圧延方向から、回転曲げ疲労試験片（１号試験片）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２７４の規定に準拠して回転曲げ疲労試験を実施した。試験回転数を３０００ｒｐｍ とし、繰り返し数１０７ 回に達する繰り返し応力をもとめ疲れ限度とし、耐疲労特性を評価した。
【００１６】
また、冷間鍛造試験は、得られた棒鋼から試験片（タブレット：φ１５ｍｍ、高さ２２．５ｍｍ）を高さが圧延方向に一致するように切り出し、圧縮率を種々変化して圧縮鍛造を行った。各圧縮率で１０個のタブレットを圧縮鍛造した。圧縮鍛造後、割れの有無を目視で測定し、各圧縮率での割れ発生率と圧縮率の関係をグラフにプロットし、試験片の５０％（５個）が割れる圧縮率を求めた。試験片の５０％（５個）が割れる圧縮率を冷間鍛造性の指数とし、鍛造性を評価した。この値が大きいほど鍛造性が良いことになる。
【００１７】
本発明者らは、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性は、硫化物系介在物のアスペクト比ａが小さいほうが有利であるが、これら特性はさらに硫化物系介在物の硬さＨにも影響されるであろうという考えのもとに、得られた被削性 （工具寿命）、耐疲労特性（疲れ限度）、冷間鍛造性（５０％圧縮割れ発生率）を、硫化物系介在物の硬さＨとアスペクト比の逆数１／ａとの関係で図示し、図１に示す。図１から、硫化物系介在物の硬さＨとアスペクト比の逆数１／ａの関係が、次（１）式
１／ａ≧５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ………（１）
（ここで、ａ：硫化物系介在物の平均アスペクト比、Ｈ：硫化物系介在物の平均ヴィッカース硬さ）
を満足する範囲となる場合にはじめて、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性が同時に著しく向上することがわかる。ヴィッカース硬さＨとアスペクト比の逆数１／ａとの関係が（１）式を満足しない場合には、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性ともに劣化している。
【００１８】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加え完成されたものである。すなわち、本発明は、硫化物系介在物を含む鋼材であって、前記硫化物系介在物の、加工方向（圧延方向または鍛造方向）に平行な断面における平均アスペクト比ａおよび平均ヴィッカース硬さＨが、次（１）式
１／ａ≧５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ………（１）
（ここで、ａ：硫化物系介在物の平均アスペクト比、Ｈ：硫化物系介在物の平均ヴィッカース硬さ）
を満足することを特徴とする機械構造用鋼材であり、また、本発明では、前記機械構造用鋼材が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．８ ％、Ｓｉ：２．０ ％以下、Ｍｎ：０．１ 〜２．０ ％、Ｐ：０．１ ％以下、Ｓ：０．００４ 〜０．１ ％、Ａｌ：０．１ ％以下を含み、さらにＴｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｓｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ ：０．０００５〜０．０２％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することが好ましく、また、本発明では、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：２．０ ％以下、Ｎｉ：２．０ ％以下、Ｃｒ：３．０ ％以下、Ｍｏ：２．０ ％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｂ：０．００４ ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることが好ましく、また、前記各組成に加えてさらに、質量％で、Ｗ：０．１ ％以下、Ｖ：０．５ ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることが好ましい。
【００１９】
また、本発明で言う硫化物系介在物は、ＭｎＳ や、ＭｎＳ とＴｅ、Ｓｅ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ 、Ｃｒ等との複合硫化物を指すものとする。
また、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．８ ％、Ｓｉ：２．０ ％以下、Ｍｎ：０．１ 〜２．０ ％、Ｐ：０．１ ％以下、Ｓ：０．００４ 〜０．１ ％、Ａｌ：０．１ ％以下を含み、かつＴｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｓｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ ：０．０００５〜０．０２％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、あるいはさらに、Ｃｕ：２．０ ％以下、Ｎｉ：２．０ ％以下、Ｃｒ：３．０ ％以下、Ｍｏ：２．０ ％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｂ：０．００４ ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ｗ：０．１ ％以下、Ｖ：０．５ ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有し、好ましくは残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成の鋼素材を、１２００℃以上に加熱した後、８５０ ℃以上の温度域で、１ パス当たりの圧下率が２０％以下の熱間加工を所定の寸法形状となるまで施し、該熱間加工終了後、直ちに冷却することを特徴とする機械構造用鋼材の製造方法である。
【００２０】
【発明の実施の形態】
本発明鋼材では、含まれる硫化物系介在物は、加工方向（圧延方向または鍛造方向）に平行な断面における平均アスペクト比ａおよび平均ヴィッカース硬さＨが、次（１）式
１／ａ≧５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ………（１）
（ここで、ａ：硫化物系介在物の平均アスペクト比、Ｈ：硫化物系介在物の平均ヴィッカース硬さ）
を満足する。含まれる硫化物系介在物が（１）式を満足しない場合には、展伸したＭｎＳ等の硫化物系介在物が多いことになり、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性が劣ることになる。なお、本発明でいう「硫化物系介在物の平均アスペクト比」とは、鋼材の加工方向（圧延方向あるいは鍛造方向）に平行な断面についてエッチングなしで、倍率４００ 倍の光学顕微鏡を用いて１０視野観察し、視野中に観察される全ての硫化物系介在物について、画像解析装置を用いてアスペクト比（加工方向とそれに直交する方向の長さ比）を測定し求めた平均値をいうものとする。また、本発明でいう「硫化物系介在物の平均ヴィッカース硬さ」とは、鋼材の加工方向（圧延方向あるいは鍛造方向）に平行な断面について超マイクロヴィッカース硬度計（荷重：９．８ ×１０−４Ｎ）用いて、硫化物（ＭｎＳ）１００個についてヴィッカース硬さを測定し求めた平均値をいうものとする。
【００２１】
つぎに、本発明鋼材の好ましい組成範囲について説明する。なお、以下、組成についての質量％は単に％と記する。
Ｃ：０．０１〜０．８ ％
Ｃは、強度を確保するために必要な元素であり、所定の強度を確保するためには０．０１％以上含有することが好ましい。一方、０．８ ％を超えて含有すると、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性が劣化する。このため、Ｃは０．０１〜０．８ ％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．３ 〜０．８ ％である。
【００２２】
Ｓｉ：２．０ ％以下
Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに強度を増加させる有効な元素であり、０．０４％以上含有することが好ましいが、２．０ ％を超えて含有すると、被削性の低下および冷間鍛造性の低下が著しくなる。このため、Ｓｉは２．０ ％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．１ 〜１．０ ％である。
【００２３】
Ｍｎ：０．１ 〜２．０ ％
Ｍｎは、硫化物形成元素であり、Ｓによる延性低下を防止する作用を有する元素であり、このような効果は０．１ ％以上の含有で認められる。 一方、２．０ ％を超える含有は、冷間鍛造性を著しく低下させる。このため、Ｍｎは０．１ 〜２．０ ％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．３ 〜１．５ ％である。
【００２４】
Ｐ：０．１ ％以下
Ｐは、強度を増加させる元素であるが、０．１ ％を超えて含有すると、熱間加工性が劣化する。このため、Ｐは０．１ ％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０５％以下である。
Ｓ：０．００４ 〜０．１ ％
Ｓは、被削性の向上に有効な元素であり、本発明では０．００４ ％以上の含有を必要とする。一方、０．１ ％を超えて含有すると、疲労強度や冷間鍛造性の低下が顕著となる。このため、Ｓは０．００４ ％〜０．１ ％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０１〜０．０６％である。
【００２５】
Ａｌ：０．１ ％以下
Ａｌは、脱酸剤として有効に作用する元素であり、また、アルミナ系酸化物は硫化物生成核として、硫化物の均一分散にも有効に作用する。このような効果は０．０１％以上の含有で顕著となるが、０．１ ％を超えて過剰に含有すると、硬質のアルミナクラスターが多量に生成され被削性がかえって低下する。このため、Ａｌは０．１ ％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは、０．０８％以下、さらに好ましくは０．０１〜０．０６％である。
【００２６】
本発明鋼材は、上記した成分に加えてさらに、Ｔｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｓｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ ：０．０００５〜０．０２％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することが好ましい。
Ｔｅ、Ｓｅ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ はいずれも、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を球状化させ、被削性向上、耐疲労性向上に大きく寄与する元素であり、選択して１種以上含有することが好ましい。このような効果を得るためには、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ はいずれも０．０００５％以上の含有を必要とする。一方、Ｔｅ、Ｓｅでは０．２ ％を超えて含有すると熱間加工性を劣化させる。また、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ では０．０２％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となる。このため、Ｔｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｓｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ ：０．０００５〜０．０２％に限定することが好ましい。
【００２７】
なお、Ｍｇ、Ｃａは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を球状化させ、被削性向上および耐疲労性向上に大きく寄与するとともに、さらにＭｎＳ等の硫化物系介在物を均一に分散させる作用が強く、とくにＭｇとＣａを複合含有した場合にその作用がより大きくなる。
また、上記した成分に加えてさらに、Ｃｕ：２．０ ％以下、Ｎｉ：２．０ ％以下、Ｃｒ：３．０ ％以下、Ｍｏ：２．０ ％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｂ：０．００４ ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することができる。
【００２８】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂはいずれも、焼入れ性の向上を介して、さらに強度を上昇させる元素であり、必要に応じ選択して含有できる。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト組織形成により強度増加に寄与するうえ、さらに被削性を向上させる。しかし、２．０ ％を超える含有は強度が増加しすぎて、被削性や鍛造性が低下する。このため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏはそれぞれ２．０ ％以下に限定することが好ましい。
【００２９】
Ｃｒは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト組織形成により強度増加に寄与するうえ、さらに被削性を向上させる。しかし、３．０ ％を超える含有は強度が増加しすぎて、被削性や鍛造性が低下する。このため、Ｃｒは３．０ ％以下に限定することが好ましい。
Ｎｂは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト組織形成により強度増加に寄与するうえ、さらに被削性を向上させる。しかし、０．１０％を超える含有は強度が増加しすぎて、被削性や鍛造性が低下する。このため、Ｎｂは０．１０％以下に限定することが好ましい。
【００３０】
Ｂは、焼入れ性を向上させ、ベイナイト組織形成により強度増加に寄与するうえ、さらに被削性を向上させる。しかし、０．００４ ％を超える含有は強度が増加しすぎて、被削性や鍛造性が低下する。このため、Ｂは０．００４ ％以下に限定することが好ましい。
また、本発明では、上記した成分に加えてさらに、強度上昇を図るために、Ｗ：０．１ ％以下およびＶ：０．５ ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有できる。Ｗ、Ｖはいずれも強度を増加させる作用を有する元素であり、必要に応じ選択して含有できる。
【００３１】
Ｗは、固溶強化により、強度を増加させる作用を有するが、０．１ ％を超えて含有すると被削性や鍛造性が劣化する。このため、Ｗは０．１ ％以下に限定することが好ましい。
Ｖは、Ｖ炭窒化物として析出し、析出強化により、強度を増加させる作用を有するが、０．５ ％を超えて含有する被削性や鍛造性が低下する。このため、Ｖは、０．５ ％以下に限定することが好ましい。
【００３２】
上記した成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Ｏ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１００％以下が許容できる。
ついで、本発明鋼材の製造方法について説明する。
上記した組成の溶鋼を、 転炉、電気炉等の通常公知の溶製方法を用いて溶製し、連続鋳造法、あるいは造塊−分塊法等の通常公知の鋳造方法で、ビレット、スラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
【００３３】
鋼素材は、ついで、１２００℃以上に加熱されたのち、熱間加工を施されて所定寸法の鋼材とされる。熱間加工としては、圧延、鍛造とすることが好ましい。
熱間加工の加工温度が低いほど、硫化物系介在物のアスペクト比ａが大きくなり、また熱間加工の１パスあたりの圧下率が大きいほど、硫化物系介在物の硬さＨが高くなる。本発明では、硫化物系介在物が、前記（１）式を満足するように、熱間圧延温度、圧下率を調整することが好ましい。
【００３４】
本発明では、熱間加工は、８５０ ℃以上の温度域で、１ パス当たりの圧下率が２０％以下の熱間加工を所定の寸法形状となるまで施すことが好ましい。熱間加工は、８５０ ℃以上のできるだけ高温、好ましくは９００ 〜１１００℃で行なうことが好ましい。熱間加工の温度域が８５０ ℃未満では、ＭｎＳ等の硫化物系介在物の形態が望ましい形態とならない。また、熱間加工は、１ パス当たりの圧下率が２０％以下とすることが好ましい。１ パス当たりの圧下率が２０％を超えて大きくなると、ＭｎＳ等の硫化物系介在物が展伸しやすくなるとともに、硫化物系介在物の硬さが高くなり、 被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性をともに向上させることができなくなる。なお、好ましくは、１ パス当たりの圧下率は１０〜２０％である。
【００３５】
上記したような製造方法で得られた鋼材では、硫化物系介在物の加工方向（圧延方向または鍛造方向）に平行な断面における平均アスペクト比ａおよび平均ヴィッカース硬さＨが、前記（１）式を満足し、被削性、耐疲労特性および冷間鍛造性がともに優れ、かつ被削性−耐疲労特性バランスに優れた機械構造用鋼材となる。
【００３６】
【実施例】
以下、本発明をさらに実施例に基づいて詳細に説明する。
（実施例１）
表１に示す組成を有するＳ４８Ｃベース鋼を、２ｔ真空溶解炉にて溶製し、造塊ー分塊法でビレット（断面：８０ｍｍ×６００ ｍｍ）とした。これらビレットを、表２に示す、加熱温度、熱間加工終了温度、１パス当たりの圧下率、全圧下率の条件で熱間加工（圧延加工）し、φ６０ｍｍの棒鋼とし、圧延後直ちに２℃／ｓの冷却速度で５００ ℃まで冷却した。得られた棒鋼について、組織試験、工具寿命（被削性）試験、疲労試験、冷間鍛造試験を実施した。
【００３７】
試験方法はつぎのとおりである。
（１）組織試験
得られた棒鋼から試験片を採取し、試験片の圧延方向に平行な断面についてエッチングなしで、光学顕微鏡を用いて倍率４００ 倍で１０視野観察し、視野中に観察される全ての硫化物について、画像解析装置を用いてアスペクト比（圧延方向の介在物長さと圧延方向に垂直方向の介在物長さの比）ａを測定し、その平均値を求めた。また、圧延方向に平行な断面について、超マイクロヴィッカース硬度計（荷重：９．８ ×１０−４Ｎ）を用いて、硫化物１００個についてヴィッカース硬さＨを測定し、その平均値を求めた。
（２）工具寿命試験 （被削性試験）
得られた棒鋼について、超硬工具Ｐ１０ を使用し、
切り込み：２ｍｍ、
送り：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ 、
切削速度：２００ ｍ／ｍｉｎ 、
潤滑：なし、
の条件で切削を行い、工具の逃げ面摩耗幅ＶＢが０．２ ｍｍとなるまでの時間（ｓｅｃ ）を求め、工具寿命とし、被削性を評価した。
（３）疲労試験
得られた棒鋼（φ６０ｍｍ）を熱間圧延により２０ｍｍ厚の鋼板とし、これら鋼板の圧延方向（Ｌ）と圧延方向に直角方向（Ｃ）とから、回転曲げ疲労試験片（１号試験片）を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２７４の規定に準拠して回転曲げ疲労試験を実施した。試験回転数を３０００ｒｐｍ とし、繰り返し数１０７ 回に達する繰り返し応力をもとめ疲れ限度とし、耐疲労特性を評価した。
（４）冷間鍛造試験
得られた棒鋼から，図２に示すように、試験片（タブレット：φ１５ｍｍ、高さ２２．５ｍｍ）を高さが圧延方向に一致するように切り出し、圧縮率を種々変化して圧縮鍛造を行った。圧縮鍛造は、各圧縮率で１０個のタブレットを圧縮した。圧縮鍛造後、割れの有無を目視で測定し、各圧縮率での割れ発生率と圧縮率の関係をグラフにプロットし、試験片の５０％（５個）が割れる圧縮率を求めた。試験片の５０％（５個）が割れる圧縮率を冷間鍛造性の指数とし、鍛造性を評価した。
【００３８】
また、（工具寿命（ｓｅｃ ））×（平均疲れ限度（Ｎ／ｍｍ２ ））で定義される値を、被削性−耐疲労特性バランスとして、被削性と耐疲労特性とのバランスを評価した。なお、平均疲れ限度は、｛（圧延方向（Ｌ方向）の平均疲れ限度）＋（圧延と直角方向（Ｃ方向）の平均疲れ限度）｝／２で定義される値とする。
得られた結果を表３に示す。
【００３９】
【表１】
【表２】
【表３】
本発明例は、いずれも被削性−耐疲労特性バランスが高く、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性が同時に顕著に向上している。また耐疲労特性の異方性も低減している。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性がいずれも劣化している。
（実施例２）
表４に示す組成の鋼塊を１００ ｋｇ真空溶解炉で製造した。得られた鋼塊を１２００℃に加熱したのち、表５に示す条件で熱間圧延を行い、φ６０ｍｍの棒鋼とし、圧延後直ちに２℃／ｓの冷却速度で５００ ℃まで冷却した。得られた棒鋼について、組織試験、工具寿命（被削性）試験、疲労試験、冷間鍛造試験を実施例１と同様に行なった。
【００４３】
得られた結果を表６に示す。
【００４４】
【表４】
【表５】
【表６】
本発明例は、いずれも被削性−耐疲労特性バランスが高く、被削性、耐疲労特性が同時に顕著に向上している。なお、Ｃ含有量が低い発明例８では被削性が非常に良好であり、冷間鍛造性に優れるものの疲れ限界が低く、逆にＣ含有量が高い発明例１２では被削性と疲れ限界には優れるものの冷間鍛造性が低い。Ｍｎ含有量が低い発明例１３では有効なＭｎＳ の形成が抑制されるため被削性が若干悪い。一方、Ｍｎ含有量が高い発明例１６では冷間鍛造性が低下している。Ｓ含有量が低い発明例１７では有効なＭｎＳ の形成が抑制されるため、被削性が若干悪い。一方、Ｓ含有量が高い発明例２０では、耐疲労特性が若干悪く、異方性も認められる。さらに冷間鍛造性が低下している。
【００４８】
（実施例３）
表７に示す組成の鋼塊を１００ ｋｇ真空溶解炉で製造した。得られた鋼塊を１２００℃に加熱したのち、表８に示す条件で熱間圧延を行い、φ６０ｍｍの棒鋼とし、圧延後直ちに２℃／ｓの冷却速度で５００ ℃まで冷却した。得られた棒鋼について、組織試験、工具寿命（被削性）試験、疲労試験、冷間鍛造試験を実施例１と同様に行なった。
【００４９】
得られた結果を表９に示す。
【００５０】
【表７】
【表８】
【表９】
本発明例は、いずれも被削性−耐疲労特性バランスが高く、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性が同時に顕著に向上している。一方、本発明範囲を外れる比較例は、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性のうちの少なくとも一つが低下している。なお、Ｔｅが高い発明例２３では熱間圧延中に割れが発生した。
（実施例４）
表１０に示す組成の鋼塊を１００ ｋｇ真空溶解炉で製造した。得られた鋼塊を１２００℃に加熱したのち、表１１に示す条件で熱間圧延を行い、φ６０ｍｍの棒鋼とし、圧延後直ちに２℃／ｓの冷却速度で５００ ℃まで冷却した。得られた棒鋼について、組織試験、工具寿命（被削性）試験、疲労試験、冷間鍛造試験を実施例１と同様に行なった。
【００５４】
得られた結果を表１２に示す。
【００５５】
【表１０】
【表１１】
【表１２】
本発明例は、いずれも被削性−耐疲労特性バランスが高く、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性が同時に顕著に向上している。
（実施例５）
表１３に示す組成を有するＳ４８Ｃベース鋼を、２ｔ真空溶解炉にて溶製し、造塊−分塊法でビレット（断面：８０ｍｍ×６００ ｍｍ）とした。これらビレットを、表１４に示す、加熱温度、熱間加工終了温度、１パス当たりの圧下率、全圧下率の条件で熱間加工（圧延加工）し、φ６０ｍｍの棒鋼とし、圧延後直ちに２℃／ｓの冷却速度で５００ ℃まで冷却した。得られた棒鋼について、実施例１と同様に組織試験、工具寿命（被削性）試験、疲労試験、冷間鍛造試験を実施した。
【００５９】
得られた結果を表１５に示す。
【００６０】
【表１３】
【表１４】
【表１５】
本発明例は、いずれも被削性、耐疲労特性が同時に顕著に向上し、高い被削性−耐疲労特性バランスを有している。なお、本発明の好適範囲に比べ、発明例４４はＣ含有量が高く、発明例４５はＳｉ含有量が高く、発明例４６はＭｎ含有量が高く、発明例４７はＰ含有量が高く、発明例５０はＳ含有量が高く、発明例５１はＡｌ含有量が低く、発明例５５はＣｒ含有量が高く、それぞれ冷間鍛造性が低下している。
【００６４】
（実施例６）
表１６に示す組成の鋼塊を１００ ｋｇ真空溶解炉で製造した。得られた鋼塊を１２００℃に加熱したのち、表１７に示す条件で熱間圧延を行い、φ６０ｍｍの棒鋼とし、圧延後直ちに２℃／ｓの冷却速度で５００ ℃まで冷却した。得られた棒鋼について、組織試験、工具寿命（被削性）試験、疲労試験、冷間鍛造試験を実施例１と同様に行なった。
【００６５】
得られた結果を表１８に示す。
【００６６】
【表１６】
【表１７】
【表１８】
本発明例は、いずれも被削性−耐疲労特性バランスが高く、被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性が同時に顕著に向上している。
表３、表６、 表９、 表１２、表１５に記載されたデータ（Ｈ、ａ、工具寿命、平均疲れ限界）を用いて、被削性−耐疲労特性バランスと｛（５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ）×ａ｝との関係をプロットし図３に示す。被削性−耐疲労特性バランスは、（工具寿命）×（平均疲れ限界）であり、平均疲れ限界は｛（Ｌ方向疲れ限界）＋（Ｃ方向疲れ限界）｝／２から計算した。なお、（５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ）×ａは、前記（１）式
１／ａ≧５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ………（１）
を変形して得られた、次式
１≧（５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ）×ａ
の右辺である。
【００７０】
図３から、｛（５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ）×ａ｝が、１以下となる場合には、被削性−耐疲労特性バランス、（工具寿命）×（平均疲れ限界）が顕著に増大している。すなわち、（１）式を満足する鋼材であれば、被削性−耐疲労特性バランスが高い、被削性と耐疲労特性がバランスよく向上した鋼材となる。
【００７１】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、被削性、疲労強度、さらには冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼材を安定して安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】被削性、耐疲労特性、冷間鍛造性に及ぼす硫化物系介在物のアスペクト比、硬さの関係を示すグラフである。
【図２】冷間鍛造試験用試験片の採取方法および圧縮方法を示す説明図である。
【図３】被削性−耐疲労特性バランスと（５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ）×ａの関係を示すグラフである。
Claims (7)
- 硫化物系介在物を含む鋼材であって、前記硫化物系介在物の、加工方向に平行な断面における平均アスペクト比ａおよび平均ヴィッカース硬さＨが、下記（１）式を満足することを特徴とする機械構造用鋼材。
記
１／ａ≧５．３ ×１０−５×Ｈ２ −０．０１８７×Ｈ＋１．８４９ ………（１）
ここで、ａ：硫化物系介在物の平均アスペクト比
Ｈ：硫化物系介在物の平均ヴィッカース硬さ - 前記機械構造用鋼材が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．８ ％、Ｓｉ：２．０ ％以下、Ｍｎ：０．１ 〜２．０ ％、Ｐ：０．１ ％以下、Ｓ：０．００４ 〜０．１ ％、Ａｌ：０．１ ％以下を含み、さらにＴｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｓｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ ：０．０００５〜０．０２％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載の機械構造用鋼材。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：２．０ ％以下、Ｎｉ：２．０ ％以下、Ｃｒ：３．０ ％以下、Ｍｏ：２．０ ％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｂ：０．００４ ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項２に記載の機械構造用鋼材。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｗ：０．１ ％以下、Ｖ：０．５ ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする請求項２または３に記載の機械構造用鋼材。
- 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．８ ％、Ｓｉ：２．０ ％以下、Ｍｎ：０．１ 〜２．０ ％、Ｐ：０．１ ％以下、Ｓ：０．００４ 〜０．１ ％、Ａｌ：０．１ ％以下を含み、かつＴｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｓｅ：０．０００５〜０．２ ％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０２％、ＲＥＭ ：０．０００５〜０．０２％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成の鋼素材を、１２００℃以上に加熱した後、８５０ ℃以上の温度域で、１ パス当たりの圧下率が２０％以下の熱間加工を所定の寸法形状となるまで施し、該熱間加工終了後、直ちに冷却することを特徴とする機械構造用鋼材の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｃｕ：２．０ ％以下、Ｎｉ：２．０ ％以下、Ｃｒ：３．０ ％以下、Ｍｏ：２．０ ％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｂ：０．００４ ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項５に記載の機械構造用鋼材の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｗ：０．１ ％以下、Ｖ：０．５ ％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする請求項５または６に記載の機械構造用鋼材の製造方法。
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