JP2010144225A - 機械構造用鋼材およびその製造方法 - Google Patents
機械構造用鋼材およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2010144225A JP2010144225A JP2008323114A JP2008323114A JP2010144225A JP 2010144225 A JP2010144225 A JP 2010144225A JP 2008323114 A JP2008323114 A JP 2008323114A JP 2008323114 A JP2008323114 A JP 2008323114A JP 2010144225 A JP2010144225 A JP 2010144225A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- less
- oxide
- reduction
- machine structure
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Images
Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、優れた横目方向の疲労強度、被削性も確保できる機械構造用鋼材の提供。
【解決手段】質量％で、C：0.13〜0.50％、Si：0.03〜1.00％、Mn：0.20〜2.5％、P≦0.040％、S：0.010％超〜0.030％、Cr：0.05〜2.5％、Al≦0.005％、Ca：≦0.0005％、N≦0.020％、O≦0.0020％を含有し、残部はFeと不純物からなる化学成分を有し、非金属介在物について、酸化物の平均組成が、CaO：10〜60％、Al2O3≦35％、MnO≦35％及びMgO≦15％で、鋼材の長手方向縦断面10箇所の100ｍｍ2の面積中に存在する酸化物の最大厚さの算術平均の値と硫化物の最大厚さの算術平均の値が、それぞれ、12μｍ以下及び3.5〜12μｍである機械構造用鋼材。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、C：0.13〜0.50％、Si：0.03〜1.00％、Mn：0.20〜2.5％、P≦0.040％、S：0.010％超〜0.030％、Cr：0.05〜2.5％、Al≦0.005％、Ca：≦0.0005％、N≦0.020％、O≦0.0020％を含有し、残部はFeと不純物からなる化学成分を有し、非金属介在物について、酸化物の平均組成が、CaO：10〜60％、Al2O3≦35％、MnO≦35％及びMgO≦15％で、鋼材の長手方向縦断面10箇所の100ｍｍ2の面積中に存在する酸化物の最大厚さの算術平均の値と硫化物の最大厚さの算術平均の値が、それぞれ、12μｍ以下及び3.5〜12μｍである機械構造用鋼材。
【選択図】なし
Description
本発明は、機械構造用鋼材およびその製造方法に関し、詳しくは、鋼材の長手方向（すなわち、圧延方向）に垂直な方向（以下、「横目方向」という。）の疲労強度および被削性に優れた機械構造用鋼材とその製造方法に関する。
近年、高燃費化等のニーズによって、機械構造用部品に対してさらなる高い疲労特性が求められている。このため、特に、横目方向の疲労強度が要求される機械構造用部品の場合、その素材鋼として、鋼中の非金属介在物（以下、「介在物」ともいう。）、なかでも酸化物による疲労強度の低下を抑制するために、介在物を低減したいわゆる「清浄鋼」が使用されている。
しかしながら、鋼中の酸化物を減らすために、単に酸素の含有量を低減させるだけでは所望の良好な疲労強度を得ることができず、このため、例えば特許文献１に、鋼中の酸化物のサイズを小さくして疲労強度を改善することが提案されている。
すなわち、特許文献１に、「重量％で、Ｃ：０．１〜０．３％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｔｏｔａｌ Ｎ：０．００５０〜０．０２００％、Ｔｏｔａｌ Ｏ：０．００１０％以下および混入するＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒのいずれも０．００５％以下とし、必要に応じて、さらに、Ｃｕ：０．１〜０．５％、Ｎｉ：０．２〜２．５％、Ｍｏ：０．１〜０．５％のうちの１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物元素からなり、鋼中の直径２０μｍ以上の酸化物系介在物と窒化物系介在物を鋼１ｇ当り１４個以下とすることを特徴とするショットピーニング処理型の高疲労強度歯車用肌焼鋼」に関する技術が開示されている。
しかしながら、特許文献１で提案された技術は、ショットピーニングによって疲労強度を向上させるものである。このため、ショットピーニングを行なわない場合には、必ずしも優れた疲労強度が得られるというものではなかった。さらに、疲労強度と被削性をともに高めたいという要求に対しては満足できるものではなかった。
そこで、特許文献２に、疲労強度と被削性をともに改善するための技術が提案されている。
具体的には、特許文献２に、「質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ｓｉ：１．０以下（０％を含む）、Ｓ：０．００３〜０．０７０％、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００３〜０．０３％、Ｏ：０．００２％以下（０％を含む）、必要に応じて、さらに、（ａ）Ｎｉ：０．２０〜４．５％、Ｃｒ：０．２０〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．２０〜１．０％よりなる群から選択される少なくとも一種、（ｂ）Ｂ：０．０００３〜０．００５０％および／またはＴｉ：０．００３〜０．０５％、（ｃ）Ｖ：０．０３〜１．５％および／またはＮｂ：０．００５〜１．５％、（ｄ）Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｐｂ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｔｅ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも一種、の各グループから選ばれるうちの１種以上の元素を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の要件を満足する鋼材からなり、線状または棒状圧延材の軸心を通る縦断面において、該軸心と平行で且つ該軸心から１／４・Ｄ（Ｄは圧延材の直径を表す）離れた仮想線を中心線として含む被検面積１００ｍｍ2中に存在する、酸化物系と硫化物系からなる直径１０μｍ以上の複合介在物が２０個以下であり、且つ上記と同一の被検面積中に存在する直径３μｍ以上１０μｍ未満の硫化物系介在物が５０個以上であることを特徴とする疲労特性および被削性に優れた肌焼鋼」に関する技術が開示されている。
しかしながら、特許文献２で提案された技術は、複合介在物の個数は少ないものの、溶製時にＡｌ脱酸を行なう必要があるので、介在物は硬質なＡｌ2Ｏ3を主体とする酸化物系と硫化物系の複合介在物となってしまう。このため、特に、Ｃの含有量が０．３０％を超えるような鋼の場合には、必ずしも疲労強度と被削性をともに改善できるといえるものではなかった。
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、近年の過酷な使用環境下においても、疲労破損に対して良好な耐久性を有し、優れた横目方向の疲労強度を確保できるとともに、優れた被削性も併せて確保できる機械構造用鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者らは、先に、酸化物に関して検討した結果、
（ａ）鋼のいわゆる「二次精錬」の過程におけるスラグの主要構成成分を主にＣａＯおよびＳｉＯ2とし、さらに、Ａｌ2Ｏ3が極力少量となるように厳密な制御を行うことで、軟質な酸化物が得られること、さらには、この軟質酸化物は圧下を加えることによって微細化できること、
（ｂ）上記（ａ）のようにして精錬する方法で製造された鋼の場合、硫化物中にＭｎＯと思われる酸化物が含有されやすくなる傾向があり、この硫化物は従来のＡｌ添加により脱酸処理した軸受鋼中の硫化物とは異なり、圧下によって延伸、分断されることが難しいが、Ｓの含有量を質量％で、０．０１０％以下とし、かつ、圧下比、加工温度などの圧下条件を適正に制御すれば、酸化物だけではなく硫化物をも延伸、分断させて微細化することができ、結果として、過酷な使用環境下においても、優れた転動疲労寿命を有する軸受鋼鋼材を得ることができること、
を見出し、特願２００７−２０４８７２の特許出願で「軸受鋼鋼材およびその製造方法」を提案した。
（ａ）鋼のいわゆる「二次精錬」の過程におけるスラグの主要構成成分を主にＣａＯおよびＳｉＯ2とし、さらに、Ａｌ2Ｏ3が極力少量となるように厳密な制御を行うことで、軟質な酸化物が得られること、さらには、この軟質酸化物は圧下を加えることによって微細化できること、
（ｂ）上記（ａ）のようにして精錬する方法で製造された鋼の場合、硫化物中にＭｎＯと思われる酸化物が含有されやすくなる傾向があり、この硫化物は従来のＡｌ添加により脱酸処理した軸受鋼中の硫化物とは異なり、圧下によって延伸、分断されることが難しいが、Ｓの含有量を質量％で、０．０１０％以下とし、かつ、圧下比、加工温度などの圧下条件を適正に制御すれば、酸化物だけではなく硫化物をも延伸、分断させて微細化することができ、結果として、過酷な使用環境下においても、優れた転動疲労寿命を有する軸受鋼鋼材を得ることができること、
を見出し、特願２００７−２０４８７２の特許出願で「軸受鋼鋼材およびその製造方法」を提案した。
本発明者らは、その後さらに検討を進めた結果、全圧下比が１５以上となる圧下工程のうちで８５０℃以下の温度域での圧下比を厳しく制御すれば、被削性に必要なＳを増量させても、硫化物を延伸、分断させることができるため、高い疲労強度を維持しつつ、優れた切削性を有する鋼材を得ることができることを知見した。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）および（２）に示す機械構造用鋼材、ならびに（３）および（４）に示す機械構造用鋼材の製造方法にある。
（１）質量％で、Ｃ：０．１３〜０．５０％、Ｓｉ：０．０３〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜２．５％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％を超えて０．０３０％以下、Ｃｒ：０．０５〜２．５％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．０２０％以下およびＯ：０．００２０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学成分を有し、非金属介在物について、酸化物の平均組成におけるＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＯおよびＭｇＯが、質量％で、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3：３５％以下、ＭｎＯ：３５％以下およびＭｇＯ：１５％以下であるとともに、鋼材の長手方向縦断面１０箇所の１００ｍｍ2の面積中に存在する酸化物の最大厚さの算術平均の値および硫化物の最大厚さの算術平均の値がそれぞれ、１２μｍ以下および３．５〜１２μｍであることを特徴とする機械構造用鋼材。
（２）化学成分が、質量％で、さらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下およびＴｉ：０．１０％以下のうちの１種以上を含有するものであることを特徴とする上記（１）に記載の機械構造用鋼材。
（３）上記（１）または（２）に記載の化学成分および酸化物の平均組成を有する鋳片または鋼塊に、全圧下比が１５以上となる圧下を加え、しかも、その圧下のうちで８５０℃以下の温度域での圧下比を６以上として圧下することを特徴とする機械構造用鋼材の製造方法。
ただし、全圧下比とは、鋳片または鋼塊の断面積を最終の圧下によって得られた機械構造用鋼材の断面積で除した値を指し、また、８５０℃以下の温度域での圧下比とは、前記温度域での圧下前の中間鋼材の断面積を最終の圧下によって得られた機械構造用鋼材の断面積で除した値を指す。
ただし、全圧下比とは、鋳片または鋼塊の断面積を最終の圧下によって得られた機械構造用鋼材の断面積で除した値を指し、また、８５０℃以下の温度域での圧下比とは、前記温度域での圧下前の中間鋼材の断面積を最終の圧下によって得られた機械構造用鋼材の断面積で除した値を指す。
（４）鋳片または鋼塊が、一次精錬後に、Ａｌ脱酸処理を行わずに、実質的にＡｌを含有しないフラックスを用いて二次精錬を行い、二次精錬終了後の最終的なスラグの塩基度ＣａＯ／ＳｉＯ2の値が０．８〜２．０で、かつスラグ組成が質量％で、ＭｇＯ：１５％以下、Ｆ：１０％以下、Ａｌ2Ｏ3：１５％以下になるように制御し、続いて鋳造されたものであることを特徴とする上記（３）に記載の機械構造用鋼材の製造方法。
なお、鋼の化学成分における残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、鉱石あるいはスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入するものを指す。
そして、酸化物の平均組成における「残部」は主としてＳｉＯ2であり、さらに微量のＣｒ2Ｏ3、Ｎａ2Ｏ、ＺｒＯ2などである。
鋼材の「長手方向縦断面」（以下、「Ｌ断面」という。）とは、鋼材の長手方向に平行に切断した面をいう。
スラグ組成における「残部」は、ＭｎＯ、ＦｅＯ、Ｃｒ2Ｏ3などである。
また、「実質的にＡｌを含有しないフラックス」とは、フラックス中のＡｌ2Ｏ3が３％未満であることを指す。
以下、上記（１）および（２）の機械構造用鋼材に係る発明、ならびに（３）および（４）の機械構造用鋼材の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（４）」という。また、総称して「本発明」という。
本発明の機械構造用鋼材は、近年の過酷な使用環境下においても、疲労破損に対して良好な耐久性を有することから、各種の産業機械や自動車等に使用される横目方向の疲労強度が必要な機械構造用部品の素材として利用することができる。また、本発明の機械構造用鋼材は、被削性に優れるため、製造コストを低減することができる。この機械構造用鋼材は本発明の方法によって製造することができる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素と酸化物の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）鋼の化学成分：
Ｃ：０．１３〜０．５０％
Ｃは、鋼を強化する作用を有する元素であり、０．１３％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が多くなって、特に０．５０％を超えると、母材の硬さが高くなりすぎて切削時の工具寿命の低下をきたすばかりか、焼割れの原因ともなる。したがって、Ｃの含有量を０．１３〜０．５０％とした。なお、Ｃ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、好ましい上限は０．４５％である。より一層好ましいＣ含有量の上限は０．４２％である。
Ｃ：０．１３〜０．５０％
Ｃは、鋼を強化する作用を有する元素であり、０．１３％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が多くなって、特に０．５０％を超えると、母材の硬さが高くなりすぎて切削時の工具寿命の低下をきたすばかりか、焼割れの原因ともなる。したがって、Ｃの含有量を０．１３〜０．５０％とした。なお、Ｃ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、好ましい上限は０．４５％である。より一層好ましいＣ含有量の上限は０．４２％である。
Ｓｉ：０．０３〜１．００％
Ｓｉは、焼入れ性の向上、フェライトの強化、疲労強度の向上に有効な元素であり、０．０３％以上含有させなければならない。しかしながら、１．００％を超えてＳｉを含有させると、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下をきたす。したがって、Ｓｉの含有量を０．０３〜１．００％とした。なお、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、０．１５％であればさらに好ましい。また、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、０．９０％であればさらに好ましい。
Ｓｉは、焼入れ性の向上、フェライトの強化、疲労強度の向上に有効な元素であり、０．０３％以上含有させなければならない。しかしながら、１．００％を超えてＳｉを含有させると、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下をきたす。したがって、Ｓｉの含有量を０．０３〜１．００％とした。なお、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、０．１５％であればさらに好ましい。また、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、０．９０％であればさらに好ましい。
Ｍｎ：０．２０〜２．５％
Ｍｎは、焼入れ性の向上、フェライトの強化、疲労強度の向上に有効な元素であり、０．２０％以上含有させなければならない。しかしながら、２．５％を超えてＭｎを含有させると、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下をきたし、さらには、焼割れの原因ともなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．２０〜２．５％とした。なお、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、０．６０％であればさらに好ましい。また、Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．３％であり、２．１％であればさらに好ましい。
Ｍｎは、焼入れ性の向上、フェライトの強化、疲労強度の向上に有効な元素であり、０．２０％以上含有させなければならない。しかしながら、２．５％を超えてＭｎを含有させると、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下をきたし、さらには、焼割れの原因ともなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．２０〜２．５％とした。なお、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、０．６０％であればさらに好ましい。また、Ｍｎ含有量の好ましい上限は２．３％であり、２．１％であればさらに好ましい。
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、不純物として含有される元素である。粒界に偏析しやすく、粒界を脆化させ、特に、その含有量が０．０４０％を超えると粒界破壊が顕著となる。したがって、Ｐの含有量を０．０４０％以下とした。なお、Ｐの含有量は、０．０３５％以下であることが好ましく、０．０３０％以下であればさらに好ましい。
Ｐは、不純物として含有される元素である。粒界に偏析しやすく、粒界を脆化させ、特に、その含有量が０．０４０％を超えると粒界破壊が顕著となる。したがって、Ｐの含有量を０．０４０％以下とした。なお、Ｐの含有量は、０．０３５％以下であることが好ましく、０．０３０％以下であればさらに好ましい。
Ｓ：０．０１０％を超えて０．０３０％以下
Ｓは、硫化物を形成して、切削性を向上させるのに有効な元素であり、０．０１０％を超える量を含有させなくてはならない。しかしながら、Ｓの含有量が０．０３０％を超えると、粗大な硫化物が残存するため疲労強度の低下を招いてしまう。したがって、Ｓの含有量を０．０１０％を超えて０．０３０％以下とした。なお、Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２８％である。
Ｓは、硫化物を形成して、切削性を向上させるのに有効な元素であり、０．０１０％を超える量を含有させなくてはならない。しかしながら、Ｓの含有量が０．０３０％を超えると、粗大な硫化物が残存するため疲労強度の低下を招いてしまう。したがって、Ｓの含有量を０．０１０％を超えて０．０３０％以下とした。なお、Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２８％である。
Ｃｒ：０．０５〜２．５％
Ｃｒは、焼入れ性を高める作用を有する。Ｃｒは、フェライトの強化作用および疲労強度の向上作用も有する。これらの効果を得るためには、０．０５％以上のＣｒを含有させなければならない。しかしながら、２．５％を超えてＣｒを含有させると、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下をきたし、さらには、焼割れの原因ともなる。したがって、Ｃｒの含有量を０．０５〜２．５％とした。なお、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、０．１０％であればさらに好ましい。また、Ｃｒ含有量の好ましい上限は２．３％であり、２．１％であればさらに好ましい。
Ｃｒは、焼入れ性を高める作用を有する。Ｃｒは、フェライトの強化作用および疲労強度の向上作用も有する。これらの効果を得るためには、０．０５％以上のＣｒを含有させなければならない。しかしながら、２．５％を超えてＣｒを含有させると、母材の硬さが高くなって切削時の工具寿命の低下をきたし、さらには、焼割れの原因ともなる。したがって、Ｃｒの含有量を０．０５〜２．５％とした。なお、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、０．１０％であればさらに好ましい。また、Ｃｒ含有量の好ましい上限は２．３％であり、２．１％であればさらに好ましい。
Ａｌ：０．００５％以下
Ａｌは、好ましくない元素であり、本発明においては、Ａｌは極力少なくする必要がある。したがって、後述するように一次精錬後のＡｌ添加による脱酸処理は行わないし、フラックスを投入して新たに生成されたスラグと溶鋼を強攪拌する際に用いるフラックスもＡｌ2Ｏ3の含有量の少ない、実質的にＡｌを含有しないものを用いる。しかしながら、Ａｌの含有量が多くなって、特に、０．００５％を超えると、Ａｌ2Ｏ3を主体とする硬質な酸化物の生成量が多くなり、しかも、圧下した後も粗大な酸化物として残存するので、疲労強度が低くなってしまう。したがって、Ａｌの含有量を０．００５％以下とした。なお、Ａｌの含有量は０．００３％以下であることが好ましく、低ければ低いほどよい。
Ａｌは、好ましくない元素であり、本発明においては、Ａｌは極力少なくする必要がある。したがって、後述するように一次精錬後のＡｌ添加による脱酸処理は行わないし、フラックスを投入して新たに生成されたスラグと溶鋼を強攪拌する際に用いるフラックスもＡｌ2Ｏ3の含有量の少ない、実質的にＡｌを含有しないものを用いる。しかしながら、Ａｌの含有量が多くなって、特に、０．００５％を超えると、Ａｌ2Ｏ3を主体とする硬質な酸化物の生成量が多くなり、しかも、圧下した後も粗大な酸化物として残存するので、疲労強度が低くなってしまう。したがって、Ａｌの含有量を０．００５％以下とした。なお、Ａｌの含有量は０．００３％以下であることが好ましく、低ければ低いほどよい。
Ｃａ：０．０００５％以下
本発明においては、後述するように、一次精錬で生成したスラグの除滓後に、主成分がＣａＯであるフラックスを投入して、新たに生成されたスラグと溶鋼を強攪拌する。この際に、Ｃａは軟質な酸化物として、フラックスから鋼中に極微量混入する。ただし、Ｃａの含有量が多くなり、０．０００５％を超えると、酸化物組成におけるＣａＯの割合が高くなりすぎて、粗大な酸化物となってしまう。したがって、Ｃａの含有量を０．０００５％以下とした。好ましいＣａ含有量は、０．０００３％以下であり、さらに好ましくは０．０００２％以下である。なお、含有されるＣａの量の下限値は、特に規定するものではなく、鋼材中の酸化物の平均組成におけるＣａＯが１０％以上であればよい。
本発明においては、後述するように、一次精錬で生成したスラグの除滓後に、主成分がＣａＯであるフラックスを投入して、新たに生成されたスラグと溶鋼を強攪拌する。この際に、Ｃａは軟質な酸化物として、フラックスから鋼中に極微量混入する。ただし、Ｃａの含有量が多くなり、０．０００５％を超えると、酸化物組成におけるＣａＯの割合が高くなりすぎて、粗大な酸化物となってしまう。したがって、Ｃａの含有量を０．０００５％以下とした。好ましいＣａ含有量は、０．０００３％以下であり、さらに好ましくは０．０００２％以下である。なお、含有されるＣａの量の下限値は、特に規定するものではなく、鋼材中の酸化物の平均組成におけるＣａＯが１０％以上であればよい。
Ｎ：０．０２０％以下
Ｎは、不純物として含有される元素である。このＮには、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと窒化物や炭窒化物を形成して組織を微細化し、疲労強度を向上させる作用がある。しかしながら、０．０２０％を超えてＮを含有させると、靱性が劣化し、特に、Ｔｉを含有する場合には、粗大な窒化物を生成し、却って疲労強度の低下を招くおそれがある。したがって、Ｎの含有量を０．０２０％以下とした。Ｎの含有量は０．０１８％以下であることが好ましい。
Ｎは、不純物として含有される元素である。このＮには、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉと窒化物や炭窒化物を形成して組織を微細化し、疲労強度を向上させる作用がある。しかしながら、０．０２０％を超えてＮを含有させると、靱性が劣化し、特に、Ｔｉを含有する場合には、粗大な窒化物を生成し、却って疲労強度の低下を招くおそれがある。したがって、Ｎの含有量を０．０２０％以下とした。Ｎの含有量は０．０１８％以下であることが好ましい。
なお、前記した疲労強度の向上効果を得るためには、０．００８％以上の量のＮを意図して含有させることが好ましい。
また、焼入れ時の焼入れ性向上効果を確保して強度を向上させるために、後述する量のＢを含有させる場合には、ＢがＮと結合してＢＮを形成することを極力抑制する必要がある。なお、Ｂを含有量させる場合に、Ｔｉを複合して含有させればＴｉによってＮが固定されるためＢＮの形成は抑制されるが、ＢをＴｉとの複合で含有させない場合には、Ｎの含有量は０．００８％以下とすることが好ましく、０．００６％以下であればより好ましい。
Ｏ：０．００２０％以下
Ｏは、好ましくない不純物元素である。Ｏの含有量が多くなって、特に、０．００２０％を超えると、圧下した後に粗大な酸化物として残存し、疲労強度の低下を招く。したがって、Ｏの含有量を０．００２０％以下とした。なお、好ましいＯ含有量の範囲は０．００１５％以下である。
Ｏは、好ましくない不純物元素である。Ｏの含有量が多くなって、特に、０．００２０％を超えると、圧下した後に粗大な酸化物として残存し、疲労強度の低下を招く。したがって、Ｏの含有量を０．００２０％以下とした。なお、好ましいＯ含有量の範囲は０．００１５％以下である。
上記の理由から、本発明（１）に係る機械構造用鋼材は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｃａ、Ｎ、Ｏを上述した範囲で含有し、残部はＦｅおよび不純物の化学成分からなることと規定した。なお、既に述べたように、鋼の化学成分における残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、鉱石あるいはスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入するものを指す。
本発明に係る機械構造用鋼材は、より大きな強度を確保するという観点から、その化学成分は、前記本発明（１）に係る機械構造用鋼材の化学成分に加えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、ＢおよびＴｉについて、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下およびＴｉ：０．１０％以下のうちの１種以上をさらに含有することができる。
以下、上記のＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、ＢおよびＴｉに関して説明する。
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、焼入れ性を高め、強度を向上する作用を有する。このため、上記の効果を得るためにＣｕを含有してもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、母材の硬さが高くなって、切削時の工具寿命の低下をきたし、さらには、焼割れの原因ともなる。したがって、含有させる場合のＣｕの量を１．０％以下とした。なお、Ｃｕ含有量の上限は０．５０％とすることが好ましく、０．３０％とすれば一層好ましい。一方、前記したＣｕの効果を確実に得るためには、Ｃｕ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましく、０．０７％とすれば一層好ましい。
Ｃｕは、焼入れ性を高め、強度を向上する作用を有する。このため、上記の効果を得るためにＣｕを含有してもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、母材の硬さが高くなって、切削時の工具寿命の低下をきたし、さらには、焼割れの原因ともなる。したがって、含有させる場合のＣｕの量を１．０％以下とした。なお、Ｃｕ含有量の上限は０．５０％とすることが好ましく、０．３０％とすれば一層好ましい。一方、前記したＣｕの効果を確実に得るためには、Ｃｕ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましく、０．０７％とすれば一層好ましい。
Ｎｉ：３．０％以下
Ｎｉは、焼入れ性を高め、強度を向上する作用を有する。このため、上記の効果を得るためにＮｉを含有してもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が３．０％を超えると、母材の硬さが高くなって、切削時の工具寿命の低下をきたし、さらには、焼割れの原因ともなる。したがって、含有させる場合のＮｉの量を３．０％以下とした。なお、Ｎｉ含有量の上限は２．０％とすることが好ましく、１．０％とすれば一層好ましい。一方、前記したＮｉの効果を確実に得るためには、Ｎｉ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましく、０．０７％とすれば一層好ましい。
Ｎｉは、焼入れ性を高め、強度を向上する作用を有する。このため、上記の効果を得るためにＮｉを含有してもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が３．０％を超えると、母材の硬さが高くなって、切削時の工具寿命の低下をきたし、さらには、焼割れの原因ともなる。したがって、含有させる場合のＮｉの量を３．０％以下とした。なお、Ｎｉ含有量の上限は２．０％とすることが好ましく、１．０％とすれば一層好ましい。一方、前記したＮｉの効果を確実に得るためには、Ｎｉ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましく、０．０７％とすれば一層好ましい。
Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、焼入れ性を高め、強度を向上する作用を有する。このため、上記の効果を得るためにＭｏを含有してもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．５０％を超えると、母材の硬さが高くなって、切削時の工具寿命の低下をきたし、さらには、焼割れの原因ともなる。したがって、含有させる場合のＭｏの量を０．５０％以下とした。なお、Ｍｏ含有量の上限は０．３０％とすることが好ましく、０．２５％とすれば一層好ましい。一方、前記したＭｏの効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量の下限を０．０２％とすることが好ましく、０．１０％とすれば一層好ましい。
Ｍｏは、焼入れ性を高め、強度を向上する作用を有する。このため、上記の効果を得るためにＭｏを含有してもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．５０％を超えると、母材の硬さが高くなって、切削時の工具寿命の低下をきたし、さらには、焼割れの原因ともなる。したがって、含有させる場合のＭｏの量を０．５０％以下とした。なお、Ｍｏ含有量の上限は０．３０％とすることが好ましく、０．２５％とすれば一層好ましい。一方、前記したＭｏの効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量の下限を０．０２％とすることが好ましく、０．１０％とすれば一層好ましい。
Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、窒化物や炭窒化物形成による組織の微細化および炭化物形成によるフェライト強化によって、強度を向上する作用を有する。このため、上記の効果を得るためにＮｂを含有してもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．１０％を超えると、粗大な窒化物を形成して疲労強度を低下させ、さらには、母材の硬さが硬くなって切削時の工具寿命の低下をきたす。したがって、含有させる場合のＮｂの量を０．１０％以下とした。なお、Ｎｂ含有量の上限は０．０７０％とすることが好ましく、０．０５０％とすれば一層好ましい。一方、前記したＮｂの効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量の下限を０．０１０％とすることが好ましく、０．０１２％とすれば一層好ましい。
Ｎｂは、窒化物や炭窒化物形成による組織の微細化および炭化物形成によるフェライト強化によって、強度を向上する作用を有する。このため、上記の効果を得るためにＮｂを含有してもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．１０％を超えると、粗大な窒化物を形成して疲労強度を低下させ、さらには、母材の硬さが硬くなって切削時の工具寿命の低下をきたす。したがって、含有させる場合のＮｂの量を０．１０％以下とした。なお、Ｎｂ含有量の上限は０．０７０％とすることが好ましく、０．０５０％とすれば一層好ましい。一方、前記したＮｂの効果を確実に得るためには、Ｎｂ含有量の下限を０．０１０％とすることが好ましく、０．０１２％とすれば一層好ましい。
Ｖ：０．５０％以下
Ｖは、窒化物や炭窒化物形成による組織の微細化および炭化物形成によるフェライト強化によって、強度を向上する作用を有する。このため、上記の効果を得るためにＶを含有してもよい。しかしながら、Ｖの含有量が０．５０％を超えると、粗大な窒化物を形成して疲労強度を低下させ、さらには、母材の硬さが硬くなって切削時の工具寿命の低下をきたす。したがって、含有させる場合のＶの量を０．５０％以下とした。なお、Ｖ含有量の上限は０．４５％とすることが好ましく、０．４０％とすれば一層好ましい。一方、前記したＶの効果を確実に得るためには、Ｖ含有量の下限を０．０１０％とすることが好ましく、０．０３０％とすれば一層好ましい。
Ｖは、窒化物や炭窒化物形成による組織の微細化および炭化物形成によるフェライト強化によって、強度を向上する作用を有する。このため、上記の効果を得るためにＶを含有してもよい。しかしながら、Ｖの含有量が０．５０％を超えると、粗大な窒化物を形成して疲労強度を低下させ、さらには、母材の硬さが硬くなって切削時の工具寿命の低下をきたす。したがって、含有させる場合のＶの量を０．５０％以下とした。なお、Ｖ含有量の上限は０．４５％とすることが好ましく、０．４０％とすれば一層好ましい。一方、前記したＶの効果を確実に得るためには、Ｖ含有量の下限を０．０１０％とすることが好ましく、０．０３０％とすれば一層好ましい。
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、微量を添加するだけで鋼の焼入れ性を大きく向上させ、強度を向上させることができる元素である。このため、上記の効果を得るためにＢを含有してもよい。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５０％を超えてもその効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｂの含有量を０．００５０％以下とした。なお、Ｂ含有量の上限は０．００４５％とすることが好ましい。一方、前記したＢの効果を確実に得るためには、Ｂ含有量の下限を０．０００５％とすることが好ましい。
Ｂは、微量を添加するだけで鋼の焼入れ性を大きく向上させ、強度を向上させることができる元素である。このため、上記の効果を得るためにＢを含有してもよい。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５０％を超えてもその効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｂの含有量を０．００５０％以下とした。なお、Ｂ含有量の上限は０．００４５％とすることが好ましい。一方、前記したＢの効果を確実に得るためには、Ｂ含有量の下限を０．０００５％とすることが好ましい。
Ｔｉ：０．１０％以下
Ｔｉは、窒化物や炭窒化物を形成することにより組織を微細化したり、炭化物を形成することでフェライトを強化し、強度を向上させるのに有効な元素である。このため、上記の効果を得るためにＴｉを含有してもよい。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．１０％を超えると、粗大なＴｉＮを多量に形成して疲労強度を低下させ、さらには、Ｔｉの強化作用によって母材の硬さが硬くなって切削時の工具寿命の低下をきたす。したがって、含有させる場合のＴｉの量を０．１０％以下とした。なお、Ｔｉ含有量の上限は０．０５０％とすることが好ましい。一方、前記したＴｉの効果を確実に得るためには、Ｔｉ含有量の下限を０．００５％とすることが好ましい。
Ｔｉは、窒化物や炭窒化物を形成することにより組織を微細化したり、炭化物を形成することでフェライトを強化し、強度を向上させるのに有効な元素である。このため、上記の効果を得るためにＴｉを含有してもよい。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．１０％を超えると、粗大なＴｉＮを多量に形成して疲労強度を低下させ、さらには、Ｔｉの強化作用によって母材の硬さが硬くなって切削時の工具寿命の低下をきたす。したがって、含有させる場合のＴｉの量を０．１０％以下とした。なお、Ｔｉ含有量の上限は０．０５０％とすることが好ましい。一方、前記したＴｉの効果を確実に得るためには、Ｔｉ含有量の下限を０．００５％とすることが好ましい。
なお、前記したＢを含有させる場合には、Ｂの焼入れ性向上効果を確保して強度向上効果を十分発揮させるために、ＢよりもＮとの親和力が大きく窒化物形成能が強いＴｉを併せて添加することが好ましく、この場合Ｔｉの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。
上記の理由から、本発明（２）に係る機械構造用鋼材は、その化学成分が、前記本発明（１）に係る機械構造用鋼材に、さらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下およびＴｉ：０．１０％以下のうちの１種以上を含有するものであることと規定した。
また、本発明（３）においても、前述した化学成分からなる鋳片または鋼塊を用いることとした。
（Ｂ）非金属介在物：
（Ｂ−１）酸化物の平均組成：
本発明においては、非金属介在物について、先ず、酸化物の平均組成におけるＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＯおよびＭｇＯが、質量％で、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3：３５％以下、ＭｎＯ：３５％以下およびＭｇＯ：１５％以下でなければならない。以下、質量％での酸化物の平均組成における含有量を「濃度」ともいう。
（Ｂ−１）酸化物の平均組成：
本発明においては、非金属介在物について、先ず、酸化物の平均組成におけるＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＯおよびＭｇＯが、質量％で、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3：３５％以下、ＭｎＯ：３５％以下およびＭｇＯ：１５％以下でなければならない。以下、質量％での酸化物の平均組成における含有量を「濃度」ともいう。
本発明でいう「酸化物」は、主としてＣａＯ、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＯおよびＭｇＯの５元系を基本として構成されるものであり、酸化物の平均組成が上記の範囲にある場合には酸化物は全体的に軟質であり、圧延などの圧下工程において容易に延伸、分断されて微細になるため、疲労強度を低下させることがなく、したがって、過酷な使用環境下においても優れた疲労強度を確保できるからである。
以下に、各酸化物組成の限定理由を示す。
ＣａＯ：１０〜６０％
酸性酸化物であるＳｉＯ2を基本組成とする酸化物は、塩基性であるＣａＯを含むことにより酸化物の液相線温度が下がり、圧延などの圧下温度域で延性を示すようになる。上記の効果は、酸化物の平均組成におけるＣａＯ濃度が１０％以上で得られるが、６０％を超えると相対的にＳｉＯ2濃度が低下するため却って延性を示さなくなる。したがって、酸化物の平均組成におけるＣａＯ濃度を１０〜６０％とした。なお、圧延などの圧下温度域で安定した延性が得られるようにするための上記ＣａＯ濃度の好ましい上限は５０％である。
酸性酸化物であるＳｉＯ2を基本組成とする酸化物は、塩基性であるＣａＯを含むことにより酸化物の液相線温度が下がり、圧延などの圧下温度域で延性を示すようになる。上記の効果は、酸化物の平均組成におけるＣａＯ濃度が１０％以上で得られるが、６０％を超えると相対的にＳｉＯ2濃度が低下するため却って延性を示さなくなる。したがって、酸化物の平均組成におけるＣａＯ濃度を１０〜６０％とした。なお、圧延などの圧下温度域で安定した延性が得られるようにするための上記ＣａＯ濃度の好ましい上限は５０％である。
Ａｌ2Ｏ3：３５％以下
両性酸化物であるＡｌ2Ｏ3の酸化物の平均組成における濃度が３５％を超えると、Ａｌ2Ｏ3（コランダム）相が晶出したり、後述するＭｇＯとともにＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3（スピネル）相が晶出する。これらの固相は硬質で圧延などの圧下でも延伸することなく、晶出した際の厚みを保つ。したがって、酸化物の平均組成におけるＡｌ2Ｏ3濃度は３５％以下とする必要がある。なお、前記硬質相の生成を安定かつ確実に抑制するための上記Ａｌ2Ｏ3濃度の好ましい上限は２５％である。
両性酸化物であるＡｌ2Ｏ3の酸化物の平均組成における濃度が３５％を超えると、Ａｌ2Ｏ3（コランダム）相が晶出したり、後述するＭｇＯとともにＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3（スピネル）相が晶出する。これらの固相は硬質で圧延などの圧下でも延伸することなく、晶出した際の厚みを保つ。したがって、酸化物の平均組成におけるＡｌ2Ｏ3濃度は３５％以下とする必要がある。なお、前記硬質相の生成を安定かつ確実に抑制するための上記Ａｌ2Ｏ3濃度の好ましい上限は２５％である。
ＭｎＯ：３５％以下
ＭｎＯは、酸化物としては塩基性を有し、ＳｉＯ2系の軟質化を助長するので、比較的高い濃度まで許容できる。しかしながら、ＭｎＯは鋼が弱脱酸状態の時に安定な、いわゆる「低級酸化物」であり、ＭｎＯ濃度が高いと鋼中のＯ（酸素）の含有量も高くなる。すなわち、酸化物の平均組成におけるＭｎＯ濃度が３５％を超えるとＯ含有量を０．００２０％以下とすることができない場合がある。したがって、酸化物の平均組成におけるＭｎＯ濃度を３５％以下とした。なお、前述したＯの含有量を０．００１５％以下にするために、酸化物の平均組成におけるＭｎＯ濃度は２５％以下とすることが好ましい。
ＭｎＯは、酸化物としては塩基性を有し、ＳｉＯ2系の軟質化を助長するので、比較的高い濃度まで許容できる。しかしながら、ＭｎＯは鋼が弱脱酸状態の時に安定な、いわゆる「低級酸化物」であり、ＭｎＯ濃度が高いと鋼中のＯ（酸素）の含有量も高くなる。すなわち、酸化物の平均組成におけるＭｎＯ濃度が３５％を超えるとＯ含有量を０．００２０％以下とすることができない場合がある。したがって、酸化物の平均組成におけるＭｎＯ濃度を３５％以下とした。なお、前述したＯの含有量を０．００１５％以下にするために、酸化物の平均組成におけるＭｎＯ濃度は２５％以下とすることが好ましい。
ＭｇＯ：１５％以下
ＭｇＯは、塩基性酸化物であり、少量ではＳｉＯ2系酸化物の軟質化ができるが、一方でその溶解度が低く、硬質のＭｇＯ（ペリクレース）相およびＡｌ2Ｏ3とともにＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3（スピネル）相が晶出する。酸化物の平均組成におけるＭｇＯが１５％を超えると、上述した硬質相を晶出する蓋然性が高くなる。したがって、酸化物の平均組成におけるＭｇＯ濃度を１５％以下とした。なお、前記した硬質相の晶出をより確実に抑制するために、酸化物の平均組成におけるＭｇＯ濃度は１０％以下とすることが好ましい。
ＭｇＯは、塩基性酸化物であり、少量ではＳｉＯ2系酸化物の軟質化ができるが、一方でその溶解度が低く、硬質のＭｇＯ（ペリクレース）相およびＡｌ2Ｏ3とともにＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3（スピネル）相が晶出する。酸化物の平均組成におけるＭｇＯが１５％を超えると、上述した硬質相を晶出する蓋然性が高くなる。したがって、酸化物の平均組成におけるＭｇＯ濃度を１５％以下とした。なお、前記した硬質相の晶出をより確実に抑制するために、酸化物の平均組成におけるＭｇＯ濃度は１０％以下とすることが好ましい。
本発明でいう「酸化物」は、主としてＣａＯ、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＯおよびＭｇＯの５元系を基本として構成されるものであるが、Ｃｒ2Ｏ3、Ｎａ2Ｏ、ＺｒＯ2などの酸化物における不純物の総和は５％以下であることが好ましい。
なお、酸化物の平均組成は、ＣａＯ：１０〜５０％、Ａｌ2Ｏ3：２５％以下、ＭｎＯ：２５％以下およびＭｇＯ：１０％以下で残部がＳｉＯ2および５％以下の不純物であることが好ましい。
また、酸化物の平均組成において、Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＯおよびＭｇＯの下限は、特に規定する必要はない。
上述の理由から、本発明（１）および（２）に係る機械構造用鋼材の酸化物の平均組成におけるＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＯおよびＭｇＯを、質量％で、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3：３５％以下、ＭｎＯ：３５％以下およびＭｇＯ：１５％以下であることと規定した。
また、本発明（３）においても、上記酸化物の平均組成を有する鋳片または鋼塊を用いることとした。
なお、酸化物の平均組成は、例えば、鋼材を長手方向に平行に切出したＬ断面を鏡面研磨した後、エネルギー分散型Ｘ線分光法によって、厚さ３μｍ以上の任意の酸化物を複数個、例えば２０個について、測定した組成を算術平均して求めればよい。
なお、上記した酸化物の平均組成は、例えば、次の〈１〉および〈２〉に述べる製鋼方法を採用し、その後、常法の連続鋳造法や鋳型法によって鋳片や鋼塊を作製することによって得ることができる。
〈１〉機械構造用鋼の製鋼過程で、いわゆる「一次精錬炉」である転炉、電気炉などでの一次精錬後に不純物として含まれる酸素を除くために通常実施されるＡｌ添加での脱酸処理を行わない。
〈２〉二次精錬終了後の最終的なスラグについて、塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）が０．８〜２．０で、かつ組成が質量％で、ＭｇＯ：１５％以下、Ｆ：１０％以下、Ａｌ2Ｏ3：１５％以下になるように制御する。なお、上記のＦ（フッ素）は造滓剤としてのほたる石の主成分であるＣａＦ2に由来する。
なお、二次精錬終了後の最終的なスラグについて、上記〈２〉の組成とするためには、一次精錬炉から取り鍋へ出鋼した後、「二次精錬」におけるスラグ組成制御を容易にするために、先ず、一次精錬炉から流出した一次精錬で生成したスラグの除滓を実施し、除滓後に、主成分がＣａＯであり、実質的にＡｌを含まない、Ａｌ2Ｏ3やＭｇＯの含有量の少ないフラックスを投入して、新たに生成したスラグと溶鋼を強攪拌すればよい。既に述べたように、上記のスラグ組成における「残部」は、ＭｎＯ、ＦｅＯ、Ｃｒ2Ｏ3などである。
強攪拌を得るための手段としては、例えば、減圧下での攪拌、インジェクションによる攪拌、取り鍋底部からの底吹き攪拌などを適用すればよい。インジェクションによる攪拌を行う場合には、上述のフラックスを同時に吹き込むのが好ましい。また、減圧処理を実施する場合には、あくまでも攪拌のための減圧処理に留める必要がある。これは、長時間の減圧処理を実施すれば、却って耐火物からの硬質介在物の混入やスラグの巻き込みを招くことになって、清浄性を低下させることに繋がるからである。
また、鋼のＣａ含有量が０．０００５％を超えない範囲であれば、二次精錬の過程でさらに溶鋼中にＣａを添加しても構わない。
（Ｂ−２）酸化物の最大厚さと硫化物の最大厚さ：
酸化物、硫化物の双方ともに、その厚さが大きい場合には、疲労強度の低下を招く。疲労強度に最も影響を及ぼすものは、最大応力位置付近に存在する最も粗大な介在物である。
酸化物、硫化物の双方ともに、その厚さが大きい場合には、疲労強度の低下を招く。疲労強度に最も影響を及ぼすものは、最大応力位置付近に存在する最も粗大な介在物である。
特に、鋼材のＬ断面１０箇所の１００ｍｍ2の面積中において、最大厚さの算術平均の値で１２μｍを超えるような酸化物や硫化物が存在すると、最大応力位置付近に存在する確率が高くなり、疲労強度の著しい低下をきたす。
一方、硫化物に関しては、鋼材のＬ断面１０箇所の１００ｍｍ2の面積中において、最大厚さの算術平均の値で３．５μｍを下回るような硫化物が存在すると、切削性の低下をきたす。
上述の理由から、本発明（１）および（２）に係る機械構造用鋼材は、鋼材のＬ断面１０箇所の１００ｍｍ2の面積中に存在する酸化物の最大厚さの算術平均の値および硫化物の最大厚さの算術平均の値がそれぞれ、１２μｍ以下および３．５〜１２μｍであることと規定した。
なお、上記の酸化物の最大厚さの算術平均の値と硫化物の最大厚さの算術平均の値はいずれも、１０μｍ以下であることが好ましい。
上記の酸化物の最大厚さの算術平均の値の下限については、特に規定するものではない。これは、疲労強度を高めるという目的に対して、酸化物は小さければ小さいほど好ましいからである。
なお、「Ｌ断面」とは、鋼材の長手方向に平行に切断した面を指すことは既に述べたとおりである。
（Ｃ）機械構造用鋼材の製造方法：
本発明（１）および（２）の機械構造用鋼材は、例えば、本発明（３）の方法、具体的には、前記（Ａ）項で述べた化学成分からなり、非金属介在物について前記（Ｂ−１）項で述べた酸化物の平均組成を有する鋳片または鋼塊に、全圧下比が１５以上となる圧下を加え、しかも、その圧下のうちで８５０℃以下の温度域での圧下比を６以上として圧下することによって、製造することができる。
本発明（１）および（２）の機械構造用鋼材は、例えば、本発明（３）の方法、具体的には、前記（Ａ）項で述べた化学成分からなり、非金属介在物について前記（Ｂ−１）項で述べた酸化物の平均組成を有する鋳片または鋼塊に、全圧下比が１５以上となる圧下を加え、しかも、その圧下のうちで８５０℃以下の温度域での圧下比を６以上として圧下することによって、製造することができる。
また、本発明（３）に係る化学成分と酸化物の平均組成を有する鋳片または鋼塊、つまり前記（Ａ）項で述べた化学成分からなり、非金属介在物について前記（Ｂ−１）項で述べた酸化物の平均組成を有する鋳片または鋼塊は、例えば、前記（Ｂ−１）項の〈１〉および〈２〉で述べた方法を採用した後、続いて常法の連続鋳造法や鋳型法で鋳造することによって得ることができる。
そして、機械構造用鋼材は、鋳片または鋼塊を１０００℃を超える温度域で分塊圧延して得た鋼片を用いて、これに例えば、棒鋼圧延、線材圧延などの圧延加工を行うことによって製造される。
上記工程において、鋳片または鋼塊を最終の棒鋼、線材などの鋼材に加工する場合の全圧下比が１５を下回る場合には、たとえ前述の（Ａ）項で述べた化学成分からなり、（Ｂ−１）項で述べた酸化物の平均組成を有する鋳片または鋼塊を用いても、機械構造用鋼材に前記（Ｂ−２）項で述べた酸化物の最大厚さと硫化物の最大厚さの条件を満足させることができず、このため、過酷な使用環境下において、所望の優れた疲労強度を確保させることができない。
なお、上記の全圧下比が大きいほど、前記（Ｂ−２）項で述べた酸化物の最大厚さと硫化物の最大厚さが小さくなって、機械構造用鋼材の疲労強度は向上する。このため、上記全圧下比の上限は特に規定する必要はなく、鋳片あるいは鋼塊の寸法とそれらを加工して得られる最終の棒鋼、線材など鋼材の寸法や設備面から決定される最大の値であってもよい。
なお、望ましい全圧下比の範囲は３０以上である。
しかしながら、機械構造用鋼材に前記（Ｂ−２）項で述べた酸化物の最大厚さと硫化物の最大厚さの条件を満足させるためには、全圧下比が１５以上を満たすようにするだけでは不十分である。
これは、酸化物の平均組成が前記（Ｂ−１）項で述べたものである時、同時に存在する硫化物にはＭｎＯと思われる酸化物が含有されており、Ａｌ添加で脱酸処理した場合に比べて硫化物は硬質化しているので、加工によって延伸、分断され難く、したがって、機械構造用鋼材に前記（Ｂ−２）項で述べた硫化物の最大厚さの条件を満足させることができないからである。
全圧下比が１５以上を満たすようにし、しかも、その圧下のうちで８５０℃以下の温度域での圧下比を６以上として圧下することによって、初めて、機械構造用鋼材に前記（Ｂ−２）項で述べた硫化物の最大厚さの条件を満足させることができる。
すなわち、マトリックス（素地）の変形抵抗は硫化物に比較して小さいため、高い温度で加えられる圧下、特に、８５０℃を超える温度域で加えられる圧下は、マトリックスを優先的に変形させてしまう。そのため、上記温度域における圧下では、硫化物は延伸、分断され難く、前記（Ｂ−２）項で述べた硫化物の最大厚さの条件を満足することができない。そして、この場合には、過酷な使用環境下において、所望の優れた疲労強度を確保させることができない。
これに対して、圧下を加える温度域を８５０℃以下に低下させれば、マトリックスと硫化物の変形抵抗の差は小さくなるので、硫化物は延伸、分断されやすくなって前記（Ｂ−２）項で述べた硫化物の最大厚さの条件を満足するようになる。
なお、圧下を加える温度域は８３０℃以下が望ましく、８００℃以下であればさらに望ましい。
上記の圧下を加える温度域が低ければ低いほど、硫化物の延伸、分断効果が促進されるので前記（Ｂ−２）項で述べた硫化物の最大厚さは小さくなる。このため、上記圧下を加える温度の下限は特に規定する必要はなく、最終の棒鋼、線材などの鋼材に加工するための負荷やその際の加工性など設備面や材料特性の観点から決定される最小の値であってもよい。
なお、圧下を加える温度域が８５０℃以下であっても、その温度域における圧下比が低く、特に、６を下回る場合には、硫化物が十分に延伸、分断され難いので、前記（Ｂ−２）項で述べた硫化物の最大厚さの条件を満足することができない。
上記８５０℃以下の温度域における圧下比は、７以上が望ましい。
なお、上記の８５０℃以下の温度域における圧下比の上限は、特に規定するものではなく、最終の棒鋼、線材などの鋼材に加工するための負荷やその際の加工性など設備面や材料特性の観点から決定される最大の値であってもよい。
なお、既に述べたように、上記の全圧下比とは、鋳片または鋼塊の断面積を最終の圧下によって得られた機械構造用鋼材の断面積で除した値を指し、また、８５０℃以下の温度域での圧下比とは、前記温度域での圧下前の中間鋼材の断面積を最終の圧下によって得られた機械構造用鋼材の断面積で除した値を指す。
上述の理由から、本発明（３）においては、本発明（１）または（２）に記載の化学成分および酸化物の平均組成を有する鋳片または鋼塊、換言すれば、前記（Ａ）項で述べた化学成分からなり、非金属介在物について前記（Ｂ−１）項で述べた酸化物の平均組成を有する鋳片または鋼塊に、全圧下比が１５以上となる圧下を加え、しかも、その圧下のうちで８５０℃以下の温度域での圧下比を６以上として圧下することと規定した。
また、本発明（４）では、前記（Ｂ−１）項で述べたことを基礎に、本発明（３）において、酸化精錬後に、Ａｌ脱酸処理を行わずに、実質的にＡｌを含有しないフラックスを用いて二次精錬を行い、二次精錬終了後の最終的なスラグの塩基度ＣａＯ／ＳｉＯ2の値が０．８〜２．０で、かつスラグ組成が質量％で、ＭｇＯ：１５％以下、Ｆ：１０％以下、Ａｌ2Ｏ3：１５％以下になるように制御し、続いて鋳造された鋳片や鋼塊を用いることと規定した。
既に述べたように、「実質的にＡｌを含有しないフラックス」とは、フラックス中のＡｌ2Ｏ3が３％未満であることを指す。
以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。
（実施例１）
表１に示す種々の化学組成を有する機械構造用鋼の鋳片１〜２９を製造した。
表１に示す種々の化学組成を有する機械構造用鋼の鋳片１〜２９を製造した。
なお、表１中の鋼１〜１６および鋼２４〜２７は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であり、鋼１７〜２３、鋼２８および鋼２９は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。比較例の鋼のうち鋼２８および鋼２９は従来のＡｌキルド鋼に相当する鋼である。
上記の各鋼のうち、鋼１〜２７については、転炉で一次精錬を行った後、除滓し、フラックスを投入した。そして、フラックスインジェクション法によるフラックスの吹き込みを行った後、溶鋼中にフラックスを混入させた状態で、アーク式加熱装置付き真空溶鋼攪拌設備（以下、「ＶＡＤ」という。）により、Ａｒ雰囲気下で、Ａｒ流量４０〜６０Ｌ／分の溶鋼攪拌を４０分間行った。その後、連続鋳造して３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片にした。なお、鋼１９および鋼２３については、転炉からの出鋼時にＡｌを添加し、軽く脱酸処理を行ったが、鋼１〜１８、鋼２０〜２２および鋼２４〜２７については、Ａｌ添加の脱酸処理を行わなかった。
鋼２８および鋼２９については、転炉で一次精錬を行った後、転炉からの出鋼時にＡｌ添加による脱酸処理を行ってから、除滓し、フラックスを投入した。そして、ＶＡＤにより、Ａｒ雰囲気下で、Ａｒ流量４０〜６０Ｌ／分の溶鋼攪拌を４０分間行い、さらにＲＨ真空脱ガス装置による処理を４０分間行って、Ａｌ2Ｏ3を主体とする硬質な酸化物を除去した。その後、連続鋳造して３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片にした。
表２に、鋼１〜２９の除滓後に投入したフラックスの組成、および鋼１〜２７のフラックスインジェクション法で使用したフラックスの組成を示す。
また、表３に、鋼１〜２９のＶＡＤ処理後の質量％でのスラグの組成と塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）を示す。
このようにして得た鋼１〜２９の鋳片のＴ／４部（ただし、「Ｔ」は鋳片の厚みを表す。）から、すなわち、鋳片の外面と中心の中間部位から、酸化物組成測定用のブロックを切出し、そのブロックを樹脂に埋め込んでＬ断面を鏡面研磨した後、エネルギー分散型Ｘ線分光法によって、厚さ３μｍ以上の任意の酸化物を２０個選び、それぞれの組成を測定した。
そして、２０個の酸化物について測定した組成を算術平均して、各鋳片における酸化物の「平均組成」を求めた。
表４に、鋼１〜２９の各鋳片について上記のようにして測定した酸化物の平均組成を示す。なお、酸化物の平均組成における残部はＣｒ2Ｏ3、Ｎａ2Ｏ、ＺｒＯ2などである。
上記鋼１〜２７の鋳片については、これらを１２５０℃で均熱した後、１１００〜１０５０℃の温度域で分塊圧延して１６０ｍｍ×１６０ｍｍの鋼片とし、さらに、その鋼片を８６０℃に加熱した後、８３０〜７８０℃の温度域で棒鋼圧延して、直径６５ｍｍ（以下、「φ６５ｍｍ」という。）の棒鋼を製造した。
一方、鋼２８および鋼２９の鋳片については、これらを１２５０℃で均熱した後、１１００〜１０５０℃の温度域で分塊圧延して１６０ｍｍ×１６０ｍｍの鋼片とし、さらにその鋼片を１２００℃に加熱した後、１１００〜１０２０℃の温度域で棒鋼圧延して、φ６５ｍｍの棒鋼を製造した。
上記のようにして得た鋼１〜２９のφ６５ｍｍの棒鋼のＲ／２部（ただし、「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）から、酸化物組成測定用のブロックを切出し、そのブロックを樹脂に埋め込んでＬ断面を鏡面研磨した後、エネルギー分散型Ｘ線分光法によって、厚さ３μｍ以上の任意の酸化物を２０個選び、それぞれの組成を測定した。
そして、２０個の酸化物について測定した組成を算術平均して、各φ６５ｍｍの棒鋼における酸化物の「平均組成」を求めた。
また、鋼１〜２９のφ６５ｍｍの棒鋼のＲ／２部から、縦断方向に１００ｍｍ2のブロックを１０個切出してＬ断面が被検面になるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、次いで、１００ｍｍ2の各Ｌ断面中に存在する酸化物の最大厚さおよび硫化物の最大厚さを光学顕微鏡を用いて測定し、それぞれ、算術平均した。
具体的には、光学顕微鏡観察の倍率を４００倍として、先ず、１００ｍｍ2のＬ断面中で最も厚さの大きい酸化物と硫化物をそれぞれ検出し、次いで、倍率を１０００倍としてそれぞれの厚さを測定し、この測定を１０個のブロックについて行い、それぞれ１０個の算術平均値を求めた。
なお、酸化物と硫化物が分離せずに複合している場合は、酸化物および硫化物の厚さをそれぞれ測定し、それらの厚さが測定したＬ断面中で最も大きかった場合に、それぞれを、対象とする１００ｍｍ2のＬ断面中で最も厚さの大きい酸化物および硫化物として、算術平均した。
表５に、鋼１〜２９の各φ６５ｍｍの棒鋼について上記のようにして測定した酸化物の平均組成ならびに１０個の１００ｍｍ2のＬ断面中に存在する酸化物の最大厚さの算術平均の値および硫化物の最大厚さの算術平均の値を示す。なお、酸化物の平均組成における残部はＣｒ2Ｏ3、Ｎａ2Ｏ、ＺｒＯ2などである。
表５においては、上記の酸化物の最大厚さの算術平均の値および硫化物の最大厚さの算術平均の値をそれぞれ、「酸化物の最大厚さ」および「硫化物の最大厚さ」と表記した。以下の説明においても、酸化物の最大厚さの算術平均の値および硫化物の最大厚さの算術平均の値をそれぞれ、「酸化物の最大厚さ」および「硫化物の最大厚さ」ということがある。
また、上記のようにして得た鋼１〜２９のφ６５ｍｍの棒鋼をいずれも、図１に模式的に示すとおり、長手方向と垂直の方向が素形材の厚みとなるように、棒鋼の中心を基準としてスライスし、幅が６５ｍｍ、厚みが１１ｍｍで長さが１５０ｍｍの素形材を採取した。
上記の幅が６５ｍｍ、厚みが１１ｍｍで長さが１５０ｍｍの素形材を、８５０℃で３０分加熱した後、油焼入れし、その後さらに、ビッカース硬さが３４０〜３６０となるように、種々の温度で１時間加熱して大気中で放冷する焼戻しを行った。
このようにして焼入れ−焼戻しした素形材から、図２に示す形状の超音波疲労試験片を、試験片の長手方向が素形材の幅方向と平行となり、なおかつ、試験片の中心が上記素形材の幅の中心に位置するように作製して、超音波疲労試験に供した。
なお、超音波疲労試験は、株式会社島津製作所製の超音波疲労試験機「ＵＳＦ−２０００」を用いて、試験片の長手方向に対して引張−圧縮の応力を付加し、応力比−１、周波数２０ｋＨｚにて各鋼について８本ずつ疲労試験を行った。
上記の超音波疲労試験の結果は、繰り返し数１．０×１０7における時間強度を「疲労強度」として評価した。
前記の表５に、上記のようにして求めた疲労強度を併せて示した。
さらに、上記のようにして得た鋼１〜２９のφ６５ｍｍの各棒鋼をピーリング加工して、φ３２ｍｍで長さ３００ｍｍの熱処理素材を作製した。そして、これらの熱処理素材を、８５０℃で３０分加熱した後、油焼入れし、その後さらに、ビッカース硬さが２８０〜３００となるように、種々の温度で１時間加熱して大気中で放冷する焼戻しを行った。
上記の焼入れ−焼戻しを施したφ３２ｍｍ×３００ｍｍ材は、酸化スケールを除去するためにφ３０ｍｍにピーリング加工し、その後、切削性試験に供した。
切削性試験については、切削速度１５０ｍ／分、切り込み量２ｍｍ、送り量０．２ｍｍ／ｒｅｖで、汎用の超硬工具を用いて、乾式にて外周旋削を行った。
なお、切削性試験の結果は、フランク摩耗量が０．２ｍｍに達する時間を「工具寿命」として評価した。
前記の表５に、上記のようにして求めた工具寿命を併せて示した。
表５から明らかなように、鋼の化学成分および非金属介在物（つまり、酸化物の平均組成および鋼材のＬ断面の１０箇所の１００ｍｍ2の面積中に存在する酸化物の最大厚さの算術平均の値と硫化物の最大厚さの算術平均の値）が本発明（１）および（２）の規定を満たす試験番号１〜１６の場合には、５２５ＭＰａ以上の高い疲労強度が得られており、なおかつ、７．９分以上の長い工具寿命も得られている。
これに対して、鋼の化学成分が本発明の規定を満たしても、本発明（４）の規定から外れる方法で製造し、非金属介在物が本発明（１）および（２）で規定する条件から外れる試験番号２４〜２７の場合には、疲労強度が低い。
すなわち、上記の各試験番号の場合、非金属介在物について、硫化物の最大厚さは本発明（１）および（２）で規定する条件を満たすものの、酸化物の平均組成が本発明（１）および（２）で規定する条件から外れるため、酸化物が硬質なものとなり、その結果、酸化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）および（２）で規定する条件から外れるので、疲労強度はそれぞれ、４３０ＭＰａ、４４５ＭＰａ、４６０ＭＰａおよび４５０ＭＰａと低いものである。
一方、化学成分が本発明の規定から外れる鋼を用いた場合のうちでは、Ｓの含有量が本発明で規定する下限値を下回る場合の被削性が悪い。
すなわち、試験番号２０および試験番号２１は、非金属介在物について、酸化物の平均組成および酸化物の最大厚さはともに本発明（１）および（２）で規定する条件を満たすものの、用いた鋼２０および鋼２１のＳ含有量が、それぞれ、０．００３％および０．００２％と低く、本発明で規定する値を下回るものである。このため、硫化物の最大厚さが小さくなって本発明（１）および（２）で規定する条件から外れるので、工具寿命はそれぞれ、３．５分および４．１分と短いものである。
また、化学成分が本発明の規定から外れる鋼を用いた場合のうち、上記の試験番号２０および試験番号２１を除いたものは、疲労強度が低い。
すなわち、試験番号１７および試験番号２２は、非金属介在物について、酸化物の平均組成および酸化物の最大厚さはともに本発明（１）および（２）で規定する条件を満たすものの、用いた鋼１７および鋼２２のＳ含有量が、それぞれ、０．０４３％および０．０３８％と高く、本発明で規定する値を超えるものである。このため、硫化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）および（２）で規定する条件から外れるので、疲労強度はそれぞれ、４５０ＭＰａおよび４４５ＭＰａと低いものである。
試験番号１８は、非金属介在物について、酸化物の平均組成および硫化物の最大厚さは本発明（１）および（２）で規定する条件を満たすものの、用いた鋼１８のＯ含有量が０．００２９％と高く、本発明で規定する値を超えるものである。このため、酸化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）および（２）で規定する条件から外れるので、疲労強度は４７５ＭＰａと低い。
試験番号１９および試験番号２３は、非金属介在物について、硫化物の最大厚さは本発明（１）および（２）で規定する条件を満たすものの、用いた鋼１９および鋼２３のＡｌ含有量がそれぞれ、０．０１１％および０．０１０％と高く、本発明で規定する値を超えるものである。このため、酸化物の平均組成が本発明（１）および（２）で規定する条件から外れて、硬質な酸化物となり、その結果、酸化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）および（２）で規定する条件から外れるので、疲労強度はそれぞれ、４５０ＭＰａおよび４５５ＭＰａと低い。
また、試験番号２８および試験番号２９は、従来のＡｌキルド鋼に相当する鋼２８および鋼２９を用いたので、Ａｌ含有量がそれぞれ、０．０３１％および０．０２５％と高く、本発明で規定する値を超えるため、酸化物の平均組成が本発明（１）および（２）で規定する条件から外れて、硬質な酸化物となり、その結果、酸化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）および（２）で規定する条件から外れている。このため、疲労強度はそれぞれ、４７０ＭＰａおよび４３０ＭＰａと低いものである。なお、上記の試験番号のうちで試験番号２８は、用いた鋼２８のＳ含有量が０．００３％と低く、本発明で規定する値を下回るものである。このため、硫化物の最大厚さが小さくなって本発明（１）および（２）で規定する条件から外れるので、工具寿命は３．８分と短いものである。
（実施例２）
実施例１で作製した鋼３、鋼１３、鋼１７、鋼２６および鋼２９の３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片を１２５０℃で均熱した後、１１００〜１０５０℃の温度域で分塊圧延して１６０×１６０ｍｍの鋼片にした。
実施例１で作製した鋼３、鋼１３、鋼１７、鋼２６および鋼２９の３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片を１２５０℃で均熱した後、１１００〜１０５０℃の温度域で分塊圧延して１６０×１６０ｍｍの鋼片にした。
次いで、上記の鋼片を用いて、次の〔１〕〜〔５〕に示す条件で棒鋼圧延し、φ６５ｍｍまたはφ１１０ｍｍの棒鋼を製造した。
〔１〕鋼片を１２００℃に加熱した後、１１００〜１０２０℃の温度域で棒鋼圧延して、φ６５ｍｍの棒鋼を製造、
〔２〕鋼片を８６０℃に加熱した後、８３０〜７８０℃の温度域で棒鋼圧延して、φ６５ｍｍの棒鋼を製造、
〔３〕鋼片を８００℃に加熱した後、７５０〜７００℃の温度域で棒鋼圧延して、φ６５ｍｍの棒鋼を製造、
〔４〕鋼片を１２００℃に加熱した後、１１００〜１０２０℃の温度域で棒鋼圧延して、φ１１０ｍｍの棒鋼を製造、
〔５〕鋼片を８６０℃に加熱した後、８３０〜７８０℃の温度域で棒鋼圧延して、φ１１０ｍｍの棒鋼を製造。
〔２〕鋼片を８６０℃に加熱した後、８３０〜７８０℃の温度域で棒鋼圧延して、φ６５ｍｍの棒鋼を製造、
〔３〕鋼片を８００℃に加熱した後、７５０〜７００℃の温度域で棒鋼圧延して、φ６５ｍｍの棒鋼を製造、
〔４〕鋼片を１２００℃に加熱した後、１１００〜１０２０℃の温度域で棒鋼圧延して、φ１１０ｍｍの棒鋼を製造、
〔５〕鋼片を８６０℃に加熱した後、８３０〜７８０℃の温度域で棒鋼圧延して、φ１１０ｍｍの棒鋼を製造。
また、上記の実施例１で作製した鋼３、鋼１３、鋼１７、鋼２６および鋼２９の３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片を１２５０℃で均熱した後、１１００〜１０５０℃の温度域で分塊圧延して１４０×１４０ｍｍの鋼片とし、さらに、その鋼片を用いて、次の〔６〕に示す条件で棒鋼圧延し、φ１００ｍｍの棒鋼を製造した。
〔６〕鋼片を８６０℃に加熱した後、８３０〜７８０℃の温度域で棒鋼圧延して、φ１００ｍｍの棒鋼を製造。
表６に、上記した各棒鋼の製造条件の詳細を示す。
上記のようにして製造した鋼３、鋼１３、鋼１７、鋼２６および鋼２９のφ６５ｍｍ、φ１００ｍｍおよびφ１１０ｍｍの棒鋼のＲ／２部から、酸化物組成測定用のブロックを切出し、そのブロックを樹脂に埋め込んでＬ断面を鏡面研磨した後、エネルギー分散型Ｘ線分光法によって、厚さ３μｍ以上の任意の酸化物を２０個選び、それぞれの組成を測定した。
そして、２０個の酸化物について測定した組成を算術平均して、φ６５ｍｍ、φ１００ｍｍおよびφ１１０ｍｍの棒鋼における酸化物の「平均組成」を求めた。
また、鋼３、鋼１３、鋼１７、鋼２６および鋼２９のφ６５ｍｍ、φ１００ｍｍおよびφ１１０ｍｍの棒鋼のＲ／２部から、縦断方向に１００ｍｍ2のブロックを１０個切出してＬ断面が被検面になるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、次いで、１００ｍｍ2の各Ｌ断面中に存在する酸化物の最大厚さおよび硫化物の最大厚さを光学顕微鏡を用いて測定し、それぞれ、算術平均した。
具体的には、光学顕微鏡観察の倍率を４００倍として、先ず、１００ｍｍ2のＬ断面中で最も厚さの大きい酸化物と硫化物をそれぞれ検出し、次いで、倍率を１０００倍としてそれぞれの厚さを測定し、この測定を１０個のブロックについて行い、それぞれ１０個の算術平均値を求めた。
なお、酸化物と硫化物が分離せずに複合している場合は、酸化物および硫化物の厚さをそれぞれ測定し、それらの厚さが測定したＬ断面中で最も大きかった場合に、それぞれを、対象とする１００ｍｍ2のＬ断面中で最も厚さの大きい酸化物および硫化物として、算術平均した。
表７に、前記の各棒鋼について上記のようにして測定した酸化物の平均組成ならびに１０個の１００ｍｍ2のＬ断面中に存在する酸化物の最大厚さの算術平均の値および硫化物の最大厚さの算術平均の値を示す。なお、先にも述べたように、酸化物の平均組成における残部はＣｒ2Ｏ3、Ｎａ2Ｏ、ＺｒＯ2などである。また、「酸化物の最大厚さ」および「硫化物の最大厚さ」は、それぞれ、酸化物の最大厚さの算術平均の値と硫化物の最大厚さの算術平均の値を指す。
また、上記のようにして得た鋼３、鋼１３、鋼１７、鋼２６および鋼２９のφ６５ｍｍ、φ１００ｍｍおよびφ１１０ｍｍの棒鋼をいずれも、図１に模式的に示すとおり、長手方向と垂直の方向が厚みとなるように、棒鋼の中心を基準としてスライスし、それぞれ、幅が６５ｍｍ、１００ｍｍ、１１０ｍｍであって、厚みが１１ｍｍ、長さが１５０ｍｍの素形材を採取した。
上記のそれぞれ、幅が６５ｍｍ、１００ｍｍ、１１０ｍｍであって、厚みが１１ｍｍ、長さが１５０ｍｍの素形材を、８５０℃で３０分加熱した後、油焼入れし、その後さらに、ビッカース硬さが３４０〜３６０となるように種々の温度で１時間加熱して大気中で放冷する焼戻しを行った。
このようにして焼入れ−焼戻しした素形材から、図２に示す形状の超音波疲労試験片を、試験片の長手方向が素形材の幅方向と平行となり、なおかつ、試験片の中心が上記素形材の幅の中心に位置するように作製して、超音波疲労試験に供した。
なお、超音波疲労試験は、株式会社島津製作所製の超音波疲労試験機「ＵＳＦ−２０００」を用いて、試験片の長手方向に対して引張−圧縮の応力を付加し、応力比−１、周波数２０ｋＨｚにて各鋼について８本ずつ疲労試験を行った。
上記の超音波疲労試験の結果は、繰り返し数１．０×１０7における時間強度を「疲労強度」として評価した。
前記の表７に、上記のようにして求めた疲労強度を併せて示した。
さらに、上記のようにして得た鋼３、鋼１３、鋼１７、鋼２６および鋼２９のφ６５ｍｍ、φ１００ｍｍおよびφ１１０ｍｍの各棒鋼をピーリング加工し、いずれもφ３２ｍｍで長さ３００ｍｍの熱処理素材に仕上げた。そして、これらの熱処理素材を、８５０℃で３０分加熱した後、油焼入れし、その後さらに、ビッカース硬さが２８０〜３００となるように、種々の温度で１時間加熱して大気中で放冷する焼戻しを行った。
上記の焼入れ−焼戻しを施したφ３２ｍｍ×３００ｍｍ材は、酸化スケールを除去するためにφ３０ｍｍにピーリング加工し、その後、切削性試験に供した。
切削性試験については、切削速度１５０ｍ／分、切り込み量２ｍｍ、送り量０．２ｍｍ／ｒｅｖで、汎用の超硬工具を用いて、乾式にて外周旋削を行った。
なお、切削性試験の結果は、フランク摩耗量が０．２ｍｍに達する時間を「工具寿命」として評価した。
前記の表７に、上記のようにして求めた工具寿命を併せて示した。
表７から、鋼の化学成分および酸化物の平均組成が本発明（３）の規定を満たす鋳片を、本発明（３）の方法で圧下した試験番号３１、試験番号３２、試験番号３７および試験番号３８の場合には、棒鋼における酸化物の平均組成および酸化物の最大厚さおよび硫化物の最大厚さが本発明（１）および（２）の規定を満たしており、５５０ＭＰａ以上という高い疲労強度が得られ、９．１分以上という長い工具寿命も得られていることが明らかである。
これに対して、鋼の化学成分および酸化物の平均組成が本発明（３）の規定を満たす鋳片に全圧下比が１５以上となる圧下を加えた場合であっても、その圧下のうちで８５０℃以下の温度域での圧下比が本発明（３）の条件から外れた方法で圧下した試験番号３０、試験番号３５、試験番号３６および試験番号４１の場合には、棒鋼における硫化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）および（２）で規定する条件から外れる。このため、疲労強度は、４９０ＭＰａ、４８０ＭＰａ、４８５ＭＰａおよび４７０ＭＰａと低い。
また、鋼の化学成分および酸化物の平均組成が本発明（３）の規定を満たす鋳片を用いた場合であっても、全圧下比が本発明（３）の条件から外れた方法で圧下した試験番号３３、試験番号３４、試験番号３９および試験番号４０の場合には、棒鋼における硫化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）および（２）で規定する条件から外れるので、疲労強度はそれぞれ、４９５ＭＰａ、４９０ＭＰａ、４９０ＭＰａおよび４６５ＭＰａと低いものである。
さらに、酸化物の平均組成が本発明（３）の規定を満たしても、鋼の化学成分としてのＳ含有量が本発明（３）の規定上限から外れる鋳片を用いた試験番号４２〜４７の場合には、圧下条件に拘わらず棒鋼における硫化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）および（２）で規定する条件から外れるので、疲労強度はそれぞれ、４４０ＭＰａ、４５０ＭＰａ、４５０ＭＰａ、４３０ＭＰａ、４４０ＭＰａおよび４４０ＭＰａと低い。
鋼の化学成分が本発明（３）の規定を満たしても、酸化物の平均組成が本発明（３）の規定から外れる鋳片を用いた試験番号４８〜５３の場合には、圧下条件に拘わらず棒鋼における酸化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）および（２）で規定する条件から外れるので、疲労強度はそれぞれ、４６０ＭＰａ、４６０ＭＰａ、４５５ＭＰ、４５０ＭＰａ、４５０ＭＰａおよび４４５ＭＰａと低いものである。
従来のＡｌキルド鋼に相当する鋼の化学成分および酸化物の平均組成が本発明（３）の規定から外れる鋳片を用いた試験番号５４〜５９の場合には、圧下条件に拘わらず棒鋼における酸化物の最大厚さが大きくなって本発明（１）および（２）で規定する条件から外れるので、疲労強度はそれぞれ、４３０ＭＰａ、４４０ＭＰａ、４５０ＭＰａ、４１０ＭＰａ、４００ＭＰａおよび４０５ＭＰａと低いものである。
本発明の機械構造用鋼材は、近年の機械構造用部品の過酷な使用環境下においても、横目方向の疲労による破損に対して良好な耐久性を有し、なおかつ、被削性に優れることから、各種の産業機械や自動車などに使用される機械構造用部品の素材として利用することができる。この機械構造用鋼材は本発明の方法によって製造することができる。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．１３〜０．５０％、Ｓｉ：０．０３〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜２．５％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％を超えて０．０３０％以下、Ｃｒ：０．０５〜２．５％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．０２０％以下およびＯ：０．００２０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる化学成分を有し、非金属介在物について、酸化物の平均組成におけるＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＭｎＯおよびＭｇＯが、質量％で、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3：３５％以下、ＭｎＯ：３５％以下およびＭｇＯ：１５％以下であるとともに、鋼材の長手方向縦断面１０箇所の１００ｍｍ2の面積中に存在する酸化物の最大厚さの算術平均の値および硫化物の最大厚さの算術平均の値がそれぞれ、１２μｍ以下および３．５〜１２μｍであることを特徴とする機械構造用鋼材。
- 化学成分が、質量％で、さらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｂ：０．００５０％以下およびＴｉ：０．１０％以下のうちの１種以上を含有するものであることを特徴とする請求項１に記載の機械構造用鋼材。
- 請求項１または２に記載の化学成分および酸化物の平均組成を有する鋳片または鋼塊に、全圧下比が１５以上となる圧下を加え、しかも、その圧下のうちで８５０℃以下の温度域での圧下比を６以上として圧下することを特徴とする機械構造用鋼材の製造方法。
ただし、全圧下比とは、鋳片または鋼塊の断面積を最終の圧下によって得られた機械構造用鋼材の断面積で除した値を指し、また、８５０℃以下の温度域での圧下比とは、前記温度域での圧下前の中間鋼材の断面積を最終の圧下によって得られた機械構造用鋼材の断面積で除した値を指す。 - 鋳片または鋼塊が、一次精錬後に、Ａｌ脱酸処理を行わずに、実質的にＡｌを含有しないフラックスを用いて二次精錬を行い、二次精錬終了後の最終的なスラグの塩基度ＣａＯ／ＳｉＯ2の値が０．８〜２．０で、かつスラグ組成が質量％で、ＭｇＯ：１５％以下、Ｆ：１０％以下、Ａｌ2Ｏ3：１５％以下になるように制御し、続いて鋳造されたものであることを特徴とする請求項３に記載の機械構造用鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008323114A JP5137082B2 (ja) | 2008-12-19 | 2008-12-19 | 機械構造用鋼材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008323114A JP5137082B2 (ja) | 2008-12-19 | 2008-12-19 | 機械構造用鋼材およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2010144225A true JP2010144225A (ja) | 2010-07-01 |
| JP5137082B2 JP5137082B2 (ja) | 2013-02-06 |
Family
ID=42564941
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2008323114A Active JP5137082B2 (ja) | 2008-12-19 | 2008-12-19 | 機械構造用鋼材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5137082B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014189860A (ja) * | 2013-03-28 | 2014-10-06 | Aichi Steel Works Ltd | 疲労強度に優れる鋼板及びその製造方法 |
| KR101815410B1 (ko) | 2014-01-29 | 2018-01-04 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 피로 특성이 우수한 스프링용 강선재 및 스프링 |
| CN111647820A (zh) * | 2020-06-15 | 2020-09-11 | 山东建筑大学 | 一种先进高强度钢及其分段制备方法与应用 |
| JPWO2021260954A1 (ja) * | 2020-06-26 | 2021-12-30 | ||
| JP7389352B2 (ja) | 2020-03-26 | 2023-11-30 | 日本製鉄株式会社 | 真空脱ガス装置用スピネル－マグネシア－カーボン煉瓦及び真空脱ガス装置 |
Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04349A (ja) * | 1990-04-16 | 1992-01-06 | Kobe Steel Ltd | 加工性および転動疲労性に優れた軸受用鋼 |
| JPH04280911A (ja) * | 1991-03-06 | 1992-10-06 | Nippon Steel Corp | Ｃａ快削鋼の溶製方法 |
| JPH093601A (ja) * | 1995-06-15 | 1997-01-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 窒化用鋼およびその製造法 |
| JPH10168542A (ja) * | 1996-12-12 | 1998-06-23 | Nippon Steel Corp | 低温靭性と疲労強度に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
| JPH111743A (ja) * | 1997-03-28 | 1999-01-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 被削性に優れた高強度高靭性調質鋼材 |
| JP2005187850A (ja) * | 2003-12-24 | 2005-07-14 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 高強度機械部品の製造方法 |
| JP2007031749A (ja) * | 2005-07-25 | 2007-02-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接熱影響部の靱性に優れた溶接構造用鋼材およびその製造方法 |
| JP2009041046A (ja) * | 2007-08-07 | 2009-02-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高周波焼入れ用鋼材及びその製造方法 |
| JP2009174033A (ja) * | 2008-01-28 | 2009-08-06 | Kobe Steel Ltd | 被削性に優れた機械構造用鋼 |
-
2008
- 2008-12-19 JP JP2008323114A patent/JP5137082B2/ja active Active
Patent Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04349A (ja) * | 1990-04-16 | 1992-01-06 | Kobe Steel Ltd | 加工性および転動疲労性に優れた軸受用鋼 |
| JPH04280911A (ja) * | 1991-03-06 | 1992-10-06 | Nippon Steel Corp | Ｃａ快削鋼の溶製方法 |
| JPH093601A (ja) * | 1995-06-15 | 1997-01-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 窒化用鋼およびその製造法 |
| JPH10168542A (ja) * | 1996-12-12 | 1998-06-23 | Nippon Steel Corp | 低温靭性と疲労強度に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
| JPH111743A (ja) * | 1997-03-28 | 1999-01-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 被削性に優れた高強度高靭性調質鋼材 |
| JP2005187850A (ja) * | 2003-12-24 | 2005-07-14 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 高強度機械部品の製造方法 |
| JP2007031749A (ja) * | 2005-07-25 | 2007-02-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接熱影響部の靱性に優れた溶接構造用鋼材およびその製造方法 |
| JP2009041046A (ja) * | 2007-08-07 | 2009-02-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高周波焼入れ用鋼材及びその製造方法 |
| JP2009174033A (ja) * | 2008-01-28 | 2009-08-06 | Kobe Steel Ltd | 被削性に優れた機械構造用鋼 |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014189860A (ja) * | 2013-03-28 | 2014-10-06 | Aichi Steel Works Ltd | 疲労強度に優れる鋼板及びその製造方法 |
| KR101815410B1 (ko) | 2014-01-29 | 2018-01-04 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 피로 특성이 우수한 스프링용 강선재 및 스프링 |
| JP7389352B2 (ja) | 2020-03-26 | 2023-11-30 | 日本製鉄株式会社 | 真空脱ガス装置用スピネル－マグネシア－カーボン煉瓦及び真空脱ガス装置 |
| CN111647820A (zh) * | 2020-06-15 | 2020-09-11 | 山东建筑大学 | 一种先进高强度钢及其分段制备方法与应用 |
| CN111647820B (zh) * | 2020-06-15 | 2022-01-11 | 山东建筑大学 | 一种先进高强度钢及其分段制备方法与应用 |
| JPWO2021260954A1 (ja) * | 2020-06-26 | 2021-12-30 | ||
| WO2021260954A1 (ja) * | 2020-06-26 | 2021-12-30 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材及び浸炭鋼部品 |
| JP7323850B2 (ja) | 2020-06-26 | 2023-08-09 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材及び浸炭鋼部品 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP5137082B2 (ja) | 2013-02-06 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5266686B2 (ja) | 軸受鋼鋼材及びその製造方法 | |
| US10350676B2 (en) | Spring steel with excellent fatigue resistance and method of manufacturing the same | |
| US9809875B2 (en) | Case hardening steel with excellent fatigue properties | |
| US9896749B2 (en) | Steel for induction hardening with excellent fatigue properties | |
| JP5803824B2 (ja) | 浸炭軸受鋼鋼材の溶製方法 | |
| JP4900127B2 (ja) | 高周波焼入れ用鋼材及びその製造方法 | |
| JP6652226B2 (ja) | 転動疲労特性に優れた鋼材 | |
| JP2018193615A (ja) | 疲労特性に優れたばね用鋼線材、およびばね | |
| JP6869142B2 (ja) | ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| JP5035137B2 (ja) | 軸受鋼鋼材およびその製造方法 | |
| JP6248026B2 (ja) | 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品 | |
| JP5783056B2 (ja) | 浸炭軸受鋼鋼材 | |
| JP5137082B2 (ja) | 機械構造用鋼材およびその製造方法 | |
| KR20150023841A (ko) | 구름 이동 피로 특성이 우수한 베어링용 강재 및 베어링 부품 | |
| JP5474616B2 (ja) | 鍛造性に優れるフェライト系ステンレス快削鋼棒線 | |
| JP4160103B1 (ja) | 鍛造用鋼塊 | |
| JP5089267B2 (ja) | 一体型クランク軸 | |
| JP2003073776A (ja) | 高疲労強度ばね用鋼線とその製法 | |
| JP2018131670A (ja) | フェライト系快削ステンレス線材 | |
| JP2008240019A (ja) | 転がり疲労寿命に優れた鋼 | |
| JP4687617B2 (ja) | 機械構造用鋼材 | |
| JP2009287108A (ja) | 疲労特性の優れたコモンレール用鋼およびコモンレール | |
| JP2007009235A (ja) | 加工性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JP2006200032A (ja) | 低炭素硫黄快削鋼 | |
| JP2016172916A (ja) | 転動疲労特性および冷間鍛造性に優れた軸受用鋼材、および軸受部品 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20110126 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20121011 |
|
| A711 | Notification of change in applicant |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A712 Effective date: 20121011 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20121012 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20121016 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20121107 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5137082 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20151122 Year of fee payment: 3 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |