JPWO2018021451A1

JPWO2018021451A1 - 機械構造用鋼

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Publication number: JPWO2018021451A1
Application number: JP2018530375A
Authority: JP
Inventors: 橋村　雅之; 雅之橋村; 江頭　誠; 誠江頭; 孝典岩橋; 尚二藤堂
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2016-07-27
Filing date: 2017-07-27
Publication date: 2019-06-13
Anticipated expiration: 2037-07-27
Also published as: CN109477187A; US20190271065A1; WO2018021451A1; EP3492614A4; EP3492614A1; KR20190034594A; JP6760378B2

Abstract

被削性、発銹特性に優れ、転動疲労特性に優れる機械部品が得られる機械構造用鋼を提供する。本実施形態による機械構造用鋼は、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．１００％、Ｐｂ：０．０１０〜０．１００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｏ：０．０００５〜０．００３０％、及び、Ｃｒ：０．７０％超〜２．００％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。鋼中に含まれる、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、及び、ＭｎＳ及びＰｂを含有する複合介在物のいずれかであり、円相当径が５μｍ以上である特定介在物の総個数が４０個／ｍｍ２以上である。Ｍｎ／Ｓ≧８．０（１）ここで、式（１）中の各元素には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

Description

本発明は、鋼に関し、さらに詳しくは機械構造用鋼に関する。

一般機械や自動車の部品等の構造用及び動力伝達用に用いられる機械部品には、優れた転動疲労特性が要求される場合がある。このような機械部品の製造方法の一例は、次のとおりである。機械構造用鋼を熱間加工（熱間鍛造等）して、中間品を製造する。中間品を機械加工（切削加工、研削加工）して機械部品を製造する。必要に応じて、機械部品に対して熱処理（焼準等）、表面硬化熱処理（高周波焼入れ等）、又は、焼入れ焼戻しを実施する場合もある。このような機械部品を製造するための機械構造用鋼には、優れた被削性が求められる。

被削性に優れた機械構造用鋼は快削鋼とも呼ばれ、ＪＩＳＧ４８０４（２００８）（非特許文献１）に規定されている。快削鋼はＰｂを含有することにより、被削性を高める。

Ｐｂを含有する機械構造用鋼はたとえば、特開２０００−２８２１７２号公報（特許文献１）に開示されている。特許文献１に記載の機械構造用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．５５％、Ｓｉ：０．５０〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜２．００％、Ｓ：０．００５〜０．０８０％、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｖ：０〜０．５０％、Ｎ：０．０１５０％以下、Ａｌ：０．０４％以下、Ｎｉ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜１．５％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｂｉ：０〜０．１０％、Ｃａ：０〜０．０５％、Ｐｂ：０〜０．１２％、Ｔｉ：０〜０．０４％未満、Ｚｒ：０〜０．０４％未満で、且つ、Ｔｉ（％）＋Ｚｒ（％）：０〜０．０４％未満、Ｔｅ：０〜０．０５％、Ｎｄ：０〜０．０５％、Ｎｂ：０〜０．１％、Ｃｕ：０〜１．５％、Ｓｅ：０〜０．５％を含有し、下記式で表されるｆｎ１の値が１００以下、下記式で表されるｆｎ２の値が０以上、下記式で表されるｆｎ３の値が３．０以上を満たし、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。さらに、面積割合で組織に占めるフェライト相の割合が１０〜８０％であり、Ｈｖ硬さが１６０〜３５０である。ここで、ｆｎ１＝１００Ｃ＋１１Ｓｉ＋１８Ｍｎ＋３２Ｃｒ＋４５Ｍｏ＋６Ｖ、ｆｎ２＝−２３Ｃ＋Ｓｉ（５−２Ｓｉ）−４Ｍｎ＋１０４Ｓ−３Ｃｒ−９Ｖ＋１０、ｆｎ３＝３．２Ｃ＋０．８Ｍｎ＋５．２Ｓ＋０．５Ｃｒ−１２０Ｎ＋２．６Ｐｂ＋４．１Ｂｉ−０．００１α^２＋０．１３αである。各式における元素記号はその元素の質量％での含有量を示し、αは組織におけるフェライト相の面積割合（％）を示す。この機械構造用鋼材は、被削性及び靭性に優れる、と特許文献１には記載されている。

特開２０００−２８２１７２号公報

日本工業標準調査会、規格番号：ＪＩＳＧ４８０４（２００８）、規格名称：硫黄及び硫黄複合快削鋼鋼材

ところで、切削加工等の機械加工は、自動化された製造設備で実施される場合がある。自動化された製造設備で１日に数百個以上等、大量に中間品を切削加工して機械部品を製造する場合、優れた切り屑処理性が求められる。切削に伴って排出される切り屑は小さく分断されて排出される方が好ましい。切り屑が長くつながったままの場合、中間品に切り屑が絡みつき、切削後の機械部品の表面に疵が発生しやすくなる。切り屑が機械部品に絡みついた場合はさらに、絡みついた切り屑を除去するために、製造ラインを一時的に停止する必要がある。この場合、無人での製造が困難になり、監視のための人員配置が必要になる。このように、切り屑処理性は、機械部品の品質及び製造コストの両面に影響する。さらに、自動化された製造設備において、工具の摩耗が多ければ、生産性が低下する。したがって、機械構造用鋼では、工具の摩耗を抑制でき、切り屑処理性に優れるといった、高い被削性が求められる。

自動化された製造設備を用いた切削加工ではさらに、機械部品に銹が発生する場合がある。自動化された製造設備では、無人での操業の観点から、水溶性の切削油が利用される。そのため、機械部品が発銹する場合がある。銹は形状誤差を生じる原因となるだけでなく、機械部品にめっき処理を実施する場合には、品質不良の原因にもなる。さらに、切削後の機械部品は、切削後次工程までの間に、バケット内等で長期間待機する場合がある。たとえば、国内で切削加工し、次工程が他国の別工場で処理される場合、切削後、次工程が実施されるまで、数日〜数カ月の期間が経過する場合がある。したがって、機械構造用鋼には、被削性だけでなく、銹の発生を抑制する特性（以下、発銹特性という）も求められる。

本発明の目的は、被削性及び発銹特性に優れ、転動疲労特性に優れる機械部品が得られる機械構造用鋼を提供することである。

本発明による機械構造用鋼は、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．１００％、Ｐｂ：０．０１０〜０．１００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｏ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃｒ：０．７０％超〜２．００％、Ｎｉ：０〜３．５０％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｖ：０〜０．７０％、Ｍｏ：０〜０．７０％、Ｗ：０〜０．７０％、Ｎｂ：０〜０．０５０％未満、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｔｉ：０〜０．１００％、及び、Ｃａ：０〜０．００３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。鋼中において、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、及び、ＭｎＳ及びＰｂを含有する複合介在物のいずれかであって、円相当径が５μｍ以上である特定介在物の総個数が４０個／ｍｍ^２以上である。
Ｍｎ／Ｓ≧８．０（１）
ここで、式（１）中の各元素には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

本発明による機械構造用鋼は、被削性及び発銹特性に優れ、転動疲労特性に優れる機械部品が得られる。

図１Ａは、ＥＰＭＡ分析により得られた、観察面中のＳ分布を示す模式図である。図１Ｂは、ＥＰＭＡ分析により得られた、図１Ａと同じ観察面中のＰｂ分布を示す模式図である。図１Ｃは、図１Ａ及び図１Ｂを合成した画像の模式図である。図２は、隣り合う介在物を１つの介在物とみなすか否かの判断基準を説明するための模式図である。図３は、鋳造された素材の横断面図である。図４は、切削試験を説明するための切削試験機の模式図である。図５Ａは、切り屑の斜視図である。図５Ｂは、切り屑の平面写真図である。図６は、転動疲労試験に用いた転動疲労試験片の正面図及び側面図である。図７は、転動疲労試験を説明するためのスラスト型転動疲労試験機の模式図である。

本発明者らは、機械構造用鋼の被削性及び発銹特性について調査及び検討を実施した。その結果、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．１００％、Ｐｂ：０．０１０〜０．１００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｏ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃｒ：０．７０％超〜２．００％、Ｎｉ：０〜３．５０％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｖ：０〜０．７０％、Ｍｏ：０〜０．７０％、Ｗ：０〜０．７０％、Ｎｂ：０〜０．０５０％未満、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｔｉ：０〜０．１００％、及び、Ｃａ：０〜０．００３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する機械構造用鋼であれば、優れた被削性が得られ、焼入れ焼戻し後に優れた転動疲労特性が得られる可能性があると考えた。

鋼中のＭｎは、Ｓと結合してＭｎＳを生成する。ＭｎＳは、その生成過程によって、ＭｎＳ介在物と、ＭｎＳ析出物とに分けられる。ＭｎＳ介在物は、凝固前の溶鋼中に晶出する。一方、ＭｎＳ析出物は凝固後に鋼中に析出する。ＭｎＳ介在物は溶鋼中に生成する。そのため、ＭｎＳ介在物のサイズは、凝固後に生成するＭｎＳ析出物と比較して、大きくなりやすい。

一方、鋼中のＰｂは、鋼にほとんど固溶せず、Ｐｂ介在物（Ｐｂ粒）として存在する。ＭｎＳ介在物及びＰｂ介在物はいずれも、鋼の被削性を高める。

さらに、鋼中にＭｎ及びＰｂが存在する場合、Ｍｎ及びＰｂは、上述のＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物の他に、ＭｎＳ及びＰｂを含有する複合介在物（以後、単に「複合介在物」とも称する）を形成する。複合介在物は、ＭｎＳ及びＰｂを含有し、残部は不純物からなる介在物を意味する。より具体的には、複合介在物は、ＭｎＳとＰｂとが互いに隣接して構成される場合もあるし、ＭｎＳ中にＰｂが固溶して複合介在物を形成する場合もある。本明細書において「ＭｎＳ介在物」、「Ｐｂ介在物」、「複合介在物」は、後述の「個数ＴＮ及びＲＡ測定方法」の項目に記載の方法で特定される。本明細書において、ＭｎＳ介在物は、ＭｎとＳとを含有し、Ｐｂを含有しない介在物である。Ｐｂ介在物は、Ｐｂ及び不純物からなり、Ｍｎを含有しない介在物である。複合介在物は、Ｍｎと、Ｓと、Ｐｂとを含有する介在物である。

ＭｎＳ介在物は、被削性を高める介在物として知られている。一方、Ｐｂ介在物の融点はＭｎＳ介在物の融点よりも低い。そのため、Ｐｂ介在物は切削時に潤滑作用を発揮し、その結果、鋼の被削性を高める。

さらに、複合介在物は、ＭｎＳ介在物、及び、Ｐｂ介在物単体よりも、鋼の被削性を高めると考えられる。複合介在物周辺で亀裂が発生した場合、開口したクラックに液状化したＰｂが侵入する。これにより、クラックの進展が促進され、被削性が高まる。したがって、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物が生成するだけでなく、複合介在物が生成すれば、被削性がさらに高まる。

複合介在物が生成する機構は次のとおりと考えられる。Ｐｂは固相よりも液相の方が動きやすい。したがって、複合介在物は、鋼の凝固後に生成するＭｎＳ析出物からはほとんど生成できず、凝固前の溶鋼中に生成するＭｎＳ介在物にＰｂが付着することにより、生成する。したがって、複合介在物を多く生成するためには、凝固後にＭｎＳ析出物を生成するよりも、溶鋼中においてＭｎＳ介在物を多く生成する方が望ましい。

以上のとおり、鋼の被削性を高めるためには、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物を多数生成すればよい。上述のとおり、ＭｎＳ介在物は晶出によって溶鋼中に生成する。さらに、上述のとおり、複合介在物は、ＭｎＳ介在物が多いほど多く生成する。したがって、溶鋼中において、ＭｎＳ介在物を多く晶出させれば、鋼の被削性が高まると考えられる。

一方、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物を含有する機械構造用鋼は、銹が発生しやすい。しかしながら、機械構造用鋼の発銹のメカニズムについては、これまでに詳細な検討がなされていなかった。そこで、本発明者らは、発銹のメカニズムについて、調査及び検討を実施した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。

ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物自体が、銹の起点となる。ここで、発銹のしやすさは、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の大きさよりも、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数に依存する。具体的には、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数が増加するほど、鋼は発銹しやすい。以上の知見に基づいて、本発明者らは、優れた被削性を得つつ、発銹を抑えるために、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数を低減することが有効と考えた。そこで、本発明者らは、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数を低減する方法について検討した。

上述のとおり、溶鋼中で晶出により生成したＭｎＳ介在物は、溶鋼中で成長（粗大化）しやすい。そのため、ＭｎＳ介在物は、凝固後の鋼中で析出により生成するＭｎＳ析出物よりもサイズが大きい。つまり、ＭｎＳ析出物はＭｎＳ介在物よりも微細に析出する。そのため、Ｍｎ含有量及びＳ含有量が一定の鋼において、ＭｎＳ介在物を晶出させる場合とＭｎＳ析出物を析出させる場合とを想定した場合、晶出により生成するＭｎＳ介在物の個数よりも、析出により生成するＭｎＳ析出物の個数の方が顕著に多くなる。したがって、鋼の発銹特性を高めるためには、溶鋼中においてＭｎＳ介在物を晶出し、成長（粗大化）させることにより、ＭｎＳ析出物の析出を抑制すればよい。

溶鋼中でＭｎＳ介在物を晶出して成長させることにより、ＭｎＳ析出物の析出を抑制し、その結果、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数を低減するためには、Ｓ含有量と比較してＭｎ含有量を十分に高めればよい。Ｍｎ含有量がＳ含有量よりも十分に高ければ、溶鋼中において粗大なＭｎＳ介在物が生成しやすくなる。この場合、粗大ＭｎＳ介在物の晶出にＳが消費されるため、凝固後の鋼中の固溶Ｓ量が低くなる。そのため、ＭｎＳ析出物の析出を抑制でき、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数を低減できる。その結果、優れた発銹特性が得られる。

具体的には、Ｍｎ含有量及びＳ含有量は次の式（１）を満たす。
Ｍｎ／Ｓ≧８．０（１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

Ｆ１＝Ｍｎ／Ｓと定義する。Ｆ１が８．０未満であれば、溶鋼中においてＭｎＳ介在物が十分に晶出しにくい。そのため、凝固後の鋼中の固溶Ｓ量が十分に低減できず、凝固後に、微細なＭｎＳ析出物が多数生成する。この場合、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数を低減できないため、鋼の発銹特性が低下する。一方、Ｆ１が８．０以上であれば、Ｓ含有量と比較してＭｎ含有量が十分に高い。この場合、適切な製造方法を用いることにより、溶鋼中においてＭｎＳ介在物が十分に晶出し、成長する。その結果、凝固後の鋼中の固溶Ｓ量が十分に低減され、凝固後の鋼中におけるＭｎＳ析出物の析出を抑制できる。そのため、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数が十分に低減でき、鋼の発銹特性が高まる。

ここで、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物のいずれかであって、円相当径が５μｍ以上の介在物を「特定介在物」と定義する。本明細書において、円相当径とは、ミクロ組織観察において観察される介在物又は析出物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。この場合、本実施形態ではさらに、上記化学組成を有し、式（１）を満たす機械構造用鋼において、特定介在物の総個数が４０個／ｍｍ^２以上である。

鋼中の特定介在物が４０個／ｍｍ^２以上であれば、粗大なＭｎＳ介在物が十分に晶出し、ＭｎＳ析出物の生成を抑制できる。その結果、発銹の起点となるＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数を十分に低減することができる。そのため、優れた被削性と、優れた発銹特性とを両立することができる。一方、鋼中の特定介在物が４０個／ｍｍ^２未満であれば、ＭｎＳ介在物が十分に晶出されず、ＭｎＳ析出物が多数生成する。その結果、ＭｎＳ析出物の生成を抑制できる。その結果、発銹の起点となるＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数を十分に低減できない。その結果、優れた被削性は得られるものの、十分な発銹特性が得られない。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による機械構造用鋼は、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０〜２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．１００％、Ｐｂ：０．０１０〜０．１００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．０１５％以下、Ｏ：０．０００５〜０．００３０％、Ｃｒ：０．７０％超〜２．００％、Ｎｉ：０〜３．５０％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｖ：０〜０．７０％、Ｍｏ：０〜０．７０％、Ｗ：０〜０．７０％、Ｎｂ：０〜０．０５０％未満、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｔｉ：０〜０．１００％、及び、Ｃａ：０〜０．００３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。鋼中において、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、及び、ＭｎＳ及びＰｂを含有する複合介在物のいずれかであって、円相当径が５μｍ以上である特定介在物の総個数が４０個／ｍｍ^２以上である。
Ｍｎ／Ｓ≧８．０（１）
ここで、式（１）中の各元素には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

上記機械構造用鋼の化学組成は、Ｎｉ：０．０２〜３．５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｖ：０．０５〜０．７０％、Ｍｏ：０．０５〜０．７０％、Ｗ：０．０５〜０．７０％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％未満、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、及び、Ｔｉ：０．００３〜０．１００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。

上記機械構造用鋼の化学組成は、Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％を含有してもよい。

上記機械構造用鋼において、複合介在物の特定介在物に対する個数比率は、４０％以上であってもよい。

以下、本実施形態の機械構造用鋼について詳細に説明する。化学組成における「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

［化学組成］
本実施形態の機械構造用鋼の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．３０〜０．５０％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。機械構造用鋼を用いて部品を製造する場合、機械構造用鋼を鍛造後、必要に応じて熱処理（焼準等）、表面硬化熱処理（高周波焼入れ等）、又は、焼入れ焼戻しが実施される。この場合、Ｃは鋼の強度を高める。Ｃ含有量が０．３０％未満であれば、十分な強度が得られない。軟質な鋼においては、切削において切り屑がつながり、工具や材料に巻きついてそれらを破損させる場合がある。Ｃ含有量が０．３０％未満であればさらに、切削抵抗も高まる。一方、Ｃ含有量が０．５０％を超えれば、焼入れ焼戻し前の強度が高く、鋼の被削性が低下する。Ｃ含有量が０．５０％を超えればさらに、Ｃ以外の合金元素を多く含む場合、マルテンサイトなどの過冷組織を生じる。この場合、品質が不均一となり、冷間加工時に不具合が生じやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．３０〜０．５０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．３５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４２％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．８０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。脱酸処理時において、Ｍｎを添加した後にＳｉを添加することにより、Ｓｉは酸化物を改質する。具体的に、溶鋼中に添加されたＳｉは、Ｍｎを主体とする酸化物を、Ｓｉを主体とする酸化物に改質する。Ｓｉを添加した後、Ａｌを添加することにより、鋼中にＳｉ及びＡｌを含有する複合酸化物が生成する。複合酸化物は、ＭｎＳ介在物が晶出する核となる。そのため、複合酸化物は鋼の発銹特性を高める。Ｓｉはさらに、焼戻し軟化抵抗を高め、強度を高める。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であれば、上記効果が得られない。

一方、Ｓｉはフェライト生成元素である。Ｓｉ含有量が０．８０％を超えれば、鋼の表層が脱炭される場合がある。Ｓｉ含有量が０．８０％を超えればさらに、フェライト分率が高まり強度が低下する場合がある。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．８０％である。焼戻し軟化抵抗を高めるためのＳｉ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、より好ましくは０．２０％である。フェライト分率を抑えるためのＳｉ含有量の好ましい上限は０．７０％であり、より好ましくは０．５０％である。

Ｍｎ：０．２０〜２．００％
マンガン（Ｍｎ）はＭｎＳ介在物と、ＭｎＳ及びＰｂを含有する複合介在物とを生成し、鋼の被削性を高める。

Ｍｎはさらに、鋼を脱酸する。Ｍｎの脱酸力はＳｉやＡｌと比較して弱い。そのため、Ｍｎを多量に含有してもよい。溶鋼中に他の強脱酸元素が存在しない場合、溶鋼中にＭｎを主体とする酸化物が生成する。その後、溶鋼に他の強脱酸元素（Ｓｉ、Ａｌ）が添加されると、酸化物中のＭｎが溶鋼中に排出され、酸化物が改質される。以下、改質された酸化物を複合酸化物と称する。酸化物から溶鋼中に排出されたＭｎは、Ｓと結合してＭｎＳ介在物を形成する。なお、酸化物の改質により生成した複合酸化物は、ＭｎＳ介在物が晶出する核になりやすい。そのため、複合酸化物が生成された場合、ＭｎＳ介在物の晶出が促進される。晶出によって生成したＭｎＳ介在物はさらに、複合介在物を生成しやすい。

Ｍｎ含有量が０．２０％未満の場合、ＭｎＳ介在物が十分に晶出しにくい。そのため、凝固後の鋼中にＭｎＳ析出物が多数生成する。この場合、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び複合介在物の総個数が増加する。そのため、鋼の発銹特性が低下する。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、鋼の焼入れ性が高くなりすぎ、その結果、鋼の硬さが高くなりすぎる。この場合、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０〜２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、より好ましくは１．２０％である。

Ｐ：０．０３０％以下
りん（Ｐ）は、不可避に含有される。Ｐは鋼を脆化し、被削性を高める。一方、Ｐ含有量が０．０３０％を超えれば、熱間延性が低下する。この場合、圧延疵が発生する等、生産性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。被削性を高めるためのＰ含有量の好ましい下限は０．００５％である。この場合、被削性、特に、切り屑処理性が高まる。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。

Ｓ：０．０１０〜０．１００％
硫黄（Ｓ）は、鋼中でＭｎＳを生成し、被削性を高める。ＭｎＳは特に、工具摩耗を抑制する。Ｓ含有量が０．０１０％未満であれば、ＭｎＳは十分に晶出せず、ＭｎＳとＰｂとを含有する複合介在物が生成しにくい。その結果、発銹特性が低下する。一方、Ｓ含有量が０．１００％を超えれば、Ｓが粒界に偏析して、鋼が脆化し、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０〜０．１００％である。被削性及び機械特性のうち、機械特性を優先する場合のＳ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、好ましい上限は０．０３０％である。被削性を優先する場合のＳ含有量の好ましい下限は０．０３０％であり、好ましい上限は０．０５０％である。

Ｐｂ：０．０１０〜０．１００％
鉛（Ｐｂ）は単独でＰｂ介在物（Ｐｂ粒）を生成し、鋼の被削性を高める。Ｐｂはさらに、ＭｎＳ介在物と結合して複合介在物を生成し、鋼の被削性を高め、特に切り屑処理性を高める。Ｐｂ含有量が０．０１０％未満であれば、上記効果が得られない。一方、Ｐｂ含有量が０．１００％を超えれば、Ｐｂ介在物が過剰に増加するため、鋼の発銹特性が低下する。Ｐｂ含有量が０．１００％を超えればさらに、被削性は高まるものの、鋼が脆化する。その結果、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｐｂ含有量は０．０１０〜０．１００％である。複合介在物の生成を促進し、被削性を高めるためのＰｂ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、より好ましくは０．０２５％である。発銹特性を高めるためのＰｂ含有量の好ましい上限は０．０５０％である。

Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。本発明による機械構造用鋼では、凝固時の空孔及び表面疵の生成を抑制するため、Ａｌキルドによる脱酸を実施する。後述のとおり、溶鋼中にＭｎ、Ｓｉに次いでＡｌを添加して脱酸を行えば、鋼中の酸化物が改質され、Ｓｉ及びＡｌを含有する複合酸化物が生成する。複合酸化物はＭｎＳ介在物の晶出核になりやすい。そのため、ＭｎＳ介在物が分散して晶出し、成長して粗大化しやすく、かつ、ＭｎＳ及びＰｂを含有する複合介在物が生成しやすい。この場合、鋼の被削性が高まる。ＭｎＳ介在物が分散して晶出した場合はさらに、微細なＭｎＳ析出物の析出が抑制される。この場合、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び複合介在物の総個数が増加する。そのため、鋼の発銹特性が高まる。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成して、各種の熱処理におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制する。Ａｌ含有量が０．０１０％未満であれば、上記効果が得られない。

一方、Ａｌ含有量が０．０５０％を超えれば、粗大な複合酸化物が生成しやすい。粗大な複合酸化物が鋼中に生成した場合、鋼に表面疵が発生しやすい。粗大な複合酸化物が鋼中に生成した場合さらに、鋼の疲労強度が低下する。Ａｌ含有量が０．０５０％を超えればさらに、過度に脱酸が進み、溶鋼中の酸素量が低下する。この場合、ＭｎＳ介在物が形成されにくく、鋼の被削性（特に、工具摩耗抑制）が低下する。この場合さらに、ＭｎＳ介在物にＰｂが結合した複合介在物が生成しにくくなり、Ｐｂ介在物が単独で鋼中に多数残存する。その結果、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数が増加し、発銹特性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０〜０．０５０％である。ＡｌＮの生成による結晶粒の粗大化を抑制する効果をさらに得るためのＡｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、より好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３５％である。本明細書にいうＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。

Ｎ：０．０１５％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。ＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成し、熱処理時のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、鋼の強度を高める。一方、Ｎ含有量が０．０１５％を超えれば、鋼の切削抵抗が高まり、被削性が低下する。Ｎ含有量が０．０１５％を超えればさらに、熱間加工性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１５％以下である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２％であり、より好ましくは０．００４％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１２％であり、より好ましくは０．００８％である。本明細書でいうＮ含有量は、全Ｎ（ｔ−Ｎ）の含有量を意味する。

Ｏ：０．０００５〜０．００３０％
酸素（Ｏ）は酸化物中に含まれるだけでなく、ＭｎＳ介在物にも含まれる。Ｏは、ＭｎＳ介在物の晶出核となる複合酸化物を生成する。Ｏ含有量が０．０００５％未満であれば、複合酸化物の生成量が不足し、溶鋼中でＭｎＳ介在物が晶出しにくくなる。この場合、鋼の被削性が低下する。この場合さらに、凝固後に微細なＭｎＳ析出物が多数生成する。その結果、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数が増加し、発銹特性が低下する。一方、Ｏ含有量が０．００３０％を超えれば、破壊の起点となる粗大な酸化物が生成する場合がある。この場合、鋼の転動疲労特性が低下する。Ｏ含有量が０．００３０％を超えればさらに、粗大なアルミナ系酸化物が生成し、切削工具の摩耗を促進するため、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０００５〜０．００３０％である。鋼の被削性及び鋼の発銹特性をさらに高めるためのＯ含有量の好ましい下限は０．０００７％であり、より好ましくは０．００１０％である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２５％であり、より好ましくは０．００２０％である。本明細書でいうＯ含有量は、全酸素（ｔ−Ｏ）の含有量を意味する。

Ｃｒ：０．７０％超〜２．００％
クロム（Ｃｒ）は鋼中に固溶して、鋼の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高め、鋼の強度を高める。その結果、鋼の転動疲労特性が高まる。Ｃｒはさらに、熱間鍛造後に焼入れ焼戻しを実施する場合、硬化層深さを深くする。Ｃｒ含有量が０．７０％以下であれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が２．００％を超えれば、焼入れ性が高くなりすぎ、冷却時に過冷組織（マルテンサイト）を生成し、鋼が硬くなりすぎる。この場合、鋼の被削性が低下する。Ｃｒ含有量が２．００％を超えればさらに、オーステナイトが低温でも安定化し、鋼が脆化する場合がある。Ｃｒ含有量が２．００％を超えればさらに、高周波焼入れを実施する場合、セメンタイトが固溶せず、焼入れ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．７０％超〜２．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．９０％であり、より好ましくは１．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、より好ましくは１．６０％である。

本実施の形態による機械構造用鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、機械構造用鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の機械構造用鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

［任意元素について］

本実施形態の機械構造用鋼の化学組成はさらに、Ｎｉ、Ｂ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｃｕ、及び、Ｔｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｎｉ：０〜３．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼に固溶して鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｎｉはさらに、マトリクスの延性も高める。Ｎｉはさらに、鋼の靭性を高める。Ｎｉはさらに、鋼の耐食性を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。一方、Ｎｉ含有量が３．５０％を超えれば、残留オーステナイトが多く残存する。この場合、加工誘起変態により、残留オーステナイトの一部がマルテンサイトに変態し、鋼の延性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜３．５０％である。

上記効果を安定して得るためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、より好ましくは０．０５％である。残留オーステナイトをさらに抑制するためのＮｉ含有量の好ましい上限は２．５０％であり、より好ましくは２．００％である。靭性を優先する場合、Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．２０％である。なお、ＮｉはＣｕを無害化して靭性を高める。鋼がＣｕを含有する場合、Ｎｉ含有量の好ましい下限は、Ｃｕ含有量以上である。

Ｂ：０〜０．００５０％
ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｂはさらに、靭性を低下するＰ、Ｓの粒界への偏析を抑制し、破壊特性を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えれば、ＢＮが多量に生成して鋼が脆化する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．００５０％である。窒化物生成元素であるＴｉ又はＮｂを含有した場合のＢ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００２０％である。

Ｖ：０〜０．７０％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは焼戻し時及び窒化処理時にＶ炭化物、Ｖ窒化物、又はＶ炭窒化物として析出し、鋼の強度を高める。Ｖ析出物（Ｖ炭化物、Ｖ窒化物及びＶ炭窒化物）はさらに、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、鋼の靭性を高める。Ｖはさらに、鋼に固溶して、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。

一方、Ｖ含有量が０．７０％を超えれば、Ｖ析出物がＡ_３点以上でも生成する。Ａ_３点以上で生成したＶ析出物は、鋼に固溶しにくく、未溶解析出物として鋼中に残存する。未溶解析出物が残存する場合、固溶Ｖ量が低減する。そのため、鋼の焼戻し軟化抵抗が低下する。未溶解析出物が残存する場合さらに、その後の熱処理により微細なＶ析出物が析出しにくい。この場合、鋼の強度が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．７０％である。上記効果を安定して得るためのＶ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、より好ましくは０．１０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．５０％であり、より好ましくは０．３０％である。

Ｍｏ：０〜０．７０％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは焼戻しや窒化処理等のＡ_１点以下の低温での熱処理において、Ｍｏ炭化物として析出する。そのため、鋼の強度及び焼戻し軟化抵抗が高まる。Ｍｏはさらに、鋼に固溶して、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。一方、Ｍｏ含有量が０．７０％を超えれば、鋼の焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、圧延や、伸線前の軟化熱処理等で過冷組織が生じやすくなる。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．７０％である。

上記効果を安定して得るためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、より好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。鋼のミクロ組織にフェライト、パーライト、及び、ベイナイトを安定して得るためのＭｏ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、より好ましくは０．３０％である。

Ｗ：０〜０．７０％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｗは鋼中でＷ炭化物として析出し、鋼の強度及び焼戻し軟化抵抗を高める。Ｗ炭化物は、Ａ_３点以下の低温で生成する。そのため、Ｗは、ＶやＮｂ、Ｔｉ等とは異なり、未溶解析出物を生成しにくい。その結果、Ｗ炭化物は、析出強化により鋼の強度及び焼戻し軟化抵抗を高める。Ｗはさらに、鋼に固溶して鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。

一方、Ｗ含有量が０．７０％を超えれば、過冷組織が生成しやすくなり、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０〜０．７０％である。鋼の焼戻し軟化抵抗を安定して高めるためのＷ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、より好ましくは０．１０％である。鋼のミクロ組織にフェライト、パーライト、及び、ベイナイトを安定して得るためのＷ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、より好ましくは０．３０％である。

Ｗ及びＭｏは窒化物を生成しにくい。そのため、これらの元素は、Ｎ含有量の影響を受けずに鋼の焼戻し軟化抵抗を高めることができる。高い焼戻し軟化抵抗を得るためのＷ及びＭｏの好ましい総含有量は０．１０〜０．３０％である。

Ｎｂ：０〜０．０５０％未満
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＮｂはＮｂ窒化物、Ｎｂ炭化物、又はＮｂ炭窒化物を生成し、焼入れ時や焼準時においてオーステナイト粒の粗大化を抑制する。Ｎｂはさらに、析出強化により鋼の強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。一方、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えれば、未固溶析出物が生成して鋼の靭性が低下する。Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えればさらに、過冷組織が生成しやすくなり、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５０％未満である。上記効果を安定して得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、より好ましくは０．００５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、より好ましくは０．０１５％である。

Ｃｕ：０〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは脱炭を防止する。Ｃｕはさらに、Ｎｉと同様に耐食性を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えれば、鋼が脆化して圧延疵が発生しやすくなる。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５０％である。上記効果を安定して得るためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、より好ましくは０．１０％である。Ｃｕを０．３０％以上含有する場合、Ｎｉ含有量がＣｕ含有量よりも高ければ、熱間延性を維持できる。

Ｔｉ：０〜０．１００％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉは窒化物、炭化物、又は炭窒化物を生成し、焼入れ時や焼準時においてオーステナイト粒の粗大化を抑制する。Ｔｉはさらに、析出強化により鋼の強度を高める。Ｔｉはさらに、鋼を脱酸する。Ｔｉはさらに、Ｂを含有する場合、固溶Ｎと結合して固溶Ｂ量を維持する。この場合、焼入れ性が高まる。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。

一方、Ｔｉは上記窒化物及び硫化物を生成するため、ＭｎＳ介在物及び複合介在物に影響する。具体的には、Ｔｉ含有量が０．１００％を超えれば、ＭｎＳ介在物の晶出量が減少し、複合介在物の生成も減少する。この場合、鋼の発銹特性が低下する。Ｔｉ含有量が高すぎればさらに、窒化物及び硫化物を生成して疲労強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．１００％である。上記効果を有効に得るためのＴｉ含有量の好ましい下限は０．００３％である。特に、Ｂを含有した場合であって、固溶Ｎを低減するためのＴｉ含有量の好ましい下限は０．００５％である。耐食性を高めるためのＴｉ含有量の好ましい上限は０．０９０％であり、より好ましくは０．０８０％である。

本実施形態の機械構造用鋼はさらに、Ｃａを含有してもよい。

Ｃａ：０〜０．００３０％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＣａはＣａＳ又は（Ｍｎ，Ｃａ）Ｓを生成してＭｎＳ介在物を球状化し、工具摩耗量を低減する。その結果、鋼の被削性が高まる。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。一方、Ｃａ含有量が０．００３０％を超えれば、酸化物系介在物が粗大化し、鋼の疲労強度が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．００３０％である。被削性をより高めるためのＣａ含有量の好ましい下限は０．０００１％である。被削性よりも疲労強度を優先する場合、Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００１５％であり、より好ましくは０．０００３％である。

［式（１）について］
本実施形態の機械構造用鋼の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
Ｍｎ／Ｓ≧８．０（１）
ここで、式（１）中の各元素には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

Ｆ１＝Ｍｎ／Ｓと定義する。Ｆ１はＳ含有量に対するＭｎ含有量を意味する。Ｆ１が８．０未満であれば、ＭｎＳ介在物が十分に晶出しにくい。そのため、凝固後の鋼中の固溶Ｓ量が十分に低減できず、凝固後に、微細なＭｎＳ析出物が多数生成する。この場合、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数が低減できないため、鋼の発銹特性が低下する。凝固後の鋼中の固溶Ｓ量が十分に低減できない場合さらに、凝固後の固溶Ｓが結晶粒界に残留する。その結果、鋼の熱間加工性が低下する場合がある。

一方、Ｆ１が８．０以上であれば、Ｓ含有量と比較してＭｎ含有量が十分に高い。この場合、溶鋼中においてＭｎＳ介在物が十分に晶出し、成長する。その結果、凝固後の鋼中の固溶Ｓ量が十分に低減され、凝固後の鋼中におけるＭｎＳ析出物の析出を抑制することができる。そのため、鋼中のＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数が十分に低減でき、鋼の発銹特性が高まる。鋼の発銹特性を高めるためのＦ１の好ましい下限は１０．０であり、より好ましくは２０．０である。

［鋼のミクロ組織について］
本発明による機械構造用鋼のミクロ組織は、主としてフェライト、パーライト、及び、ベイナイトからなる。具体的に、上記化学組成の機械構造用鋼の、ミクロ組織におけるフェライト、パーライト、及び、ベイナイトの合計面積率は、９９％以上である。

ミクロ組織中のフェライト、パーライト、及び、ベイナイトの合計面積率は、次の方法で測定できる。機械構造用鋼からサンプルを採取する。たとえば、機械構造用鋼が棒鋼又は線材である場合、横断面（軸方向に垂直な面）のうち、表面と中心軸とを結ぶ半径Ｒの中央部（以下、Ｒ／２部という）からサンプルを採取する。Ｒ／２部のサンプルの横断面（表面）のうち、機械構造用鋼の中心軸と垂直な表面を観察面とする。観察面を研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタル腐食液）にてエッチングする。エッチングされた観察面を２００倍の光学顕微鏡にて観察して、任意の５視野の写真画像を生成する。

各視野において、フェライト、パーライト、ベイナイト等の各相は、相ごとにコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、各相を特定する。特定された相のうち、各視野でのフェライト、パーライト、及び、ベイナイトの合計面積（μｍ^２）を求める。各視野での合計面積を全ての視野（５視野）で合計し、全ての視野の総面積に対する比を求める。求めた比を、フェライト、パーライト、及び、ベイナイトの合計面積率（％）と定義する。

［特定介在物の個数ＴＮ］
本発明による機械構造用鋼は、鋼中において、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、及び、ＭｎＳ及びＰｂを含有する複合介在物のいずれかであって、円相当径が５μｍ以上である介在物（つまり、特定介在物）の総個数ＴＮが４０個／ｍｍ^２以上である。

特定介在物の個数ＴＮが４０個／ｍｍ^２以上であれば、円相当径が５μｍ以上の粗大なＭｎＳ介在物が十分に晶出しており、その結果、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数を十分に低減できている。そのため、優れた被削性と優れた発銹特性とを両立することができる。一方、鋼中の特定介在物の個数ＴＮが４０個／ｍｍ^２未満であれば、円相当径が５μｍ以上の粗大なＭｎＳ介在物が十分に晶出されておらず、その結果、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数を十分に低減できていない。そのため、十分な発銹特性は得られない。特定介在物の個数ＴＮの好ましい下限は８０個／ｍｍ^２であり、より好ましくは１５０個／ｍｍ^２である。特定介在物の個数ＴＮの好ましい上限は３００個／ｍｍ^２である。なお、特定介在物の円相当径の上限は特に限定されないが、たとえば、２００μｍである。

［特定介在物のうち、複合介在物の個数の比（複合比率）ＲＡ］
好ましくは、円相当径が５μｍ以上である複合介在物の総個数（個／ｍｍ^２）の、特定介在物に対する個数（個／ｍｍ^２）の比（以下、「複合比率」ともいう）ＲＡが４０％以上である。

上述のとおり、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数が増加するほど、鋼は発銹しやすい。ここで、ＭｎＳ介在物とＰｂ介在物とが複合介在物を多く生成するほど、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数を低減できる。特に、鋼中のＰｂ介在物の総個数を低減できる。Ｐｂ介在物は特に、発銹特性を低下しやすい。複合比率が４０％以上であれば、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数を低減でき、かつ、単独で存在するＰｂ介在物の個数も低減できる。その結果、鋼の発銹特性がさらに高まる。したがって、好ましくは複合比率ＲＡが４０％以上である。この場合、鋼の発銹特性をさらに高めることができる。複合比率ＲＡのより好ましい下限は６０％であり、さらに好ましくは７５％である。

［特定介在物の個数ＴＮ及び複合比率ＲＡの測定方法］
特定介在物の個数ＴＮ及び複合比率ＲＡは次の方法で測定できる。上述の方法で、機械構造用鋼からサンプルを採取する。Ｒ／２部のサンプルの横断面（表面）に対して、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて１０００倍の倍率でランダムに２０視野観察する。各視野（観察面という）において、特定介在物（ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物のいずれかであり、円相当径が５μｍ以上である）を特定する。特定介在物と他の介在物とは、コントラストで区別可能である。さらに、特定介在物のうち、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物は、それぞれ次の方法で特定する。

各観察面において、波長分散型Ｘ線解析装置（ＥＰＭＡ）により、観察面中のＳ分布及びＰｂ分布の画像を得る。図１Ａは、ＥＰＭＡ分析により得られた、観察面中のＳ分布を示す模式図であり、図１Ｂは、ＥＰＭＡ分析により得られた、図１Ａと同じ観察面中のＰｂ分布を示す模式図である。

図１Ａ中の符号１０は、Ｓが存在する領域である。ＳはほぼＭｎＳとして存在するため、図１Ａ中の符号１０にはＭｎＳが存在するとみなすことができる。図１Ｂ中の符号２０は、Ｐｂが存在する領域である。

図１Ｂに示すとおり、Ｐｂは符号２０Ａに示すとおり、圧延等により分断され、圧延方向に配列される場合がある。Ｓについても同様である。図２に示すとおり、ＥＰＭＡ分析で得られた画像において、隣り合う介在物ＩＮがいずれも５μｍ以上の円相当径を有する場合、隣り合う介在物ＩＮの間隔Ｄが１０μｍ以内であれば、これらの介在物ＩＮは１つの介在物とみなす。なお、上述のとおり、円相当径とは、各介在物又は各析出物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。１つの介在物と定義された介在物群であっても、円相当径は、介在物群の総面積と同一の円の直径である。

図１Ｃは、図１Ａに図１Ｂを合成した画像である。図１Ｃを参照して、ＭｎＳ介在物１０にＰｂ介在物２０が重複する場合、その介在物は複合介在物３０であると認定する。一方、図１Ｃを参照して、ＭｎＳ介在物１０とＰｂ介在物２０とが重複しない場合、（図１Ｃ中の領域Ａ１、領域Ａ２等）、それらの介在物はＭｎＳ介在物１０、Ｐｂ介在物２０であると特定する。

以上の方法により、走査型顕微鏡及びＥＰＭＡを用いて、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物を特定する。特定された各介在物の面積を求め、同じ面積の円の直径を、各介在物の円相当径（μｍ）として求める。

各介在物のうち、円相当径が５μｍ以上の特定介在物を特定する。特定された特定介在物の総個数（２０視野での個数）を求め、１ｍｍ^２当たりの個数ＴＮ（個／ｍｍ^２）に換算する。以上の方法により、特定介在物の個数ＴＮを求める。さらに、特定された特定介在物のうち、円相当径が５μｍ以上の複合介在物の個数ＭＮ（個／ｍｍ^２）を求め、次の式（２）に基づいて、複合比率ＲＡ（％）を求める。
ＲＡ＝ＭＮ／ＴＮ×１００（２）

［製造方法］
本発明による機械構造用鋼の製造方法の一例を説明する。本実施形態では、機械構造用鋼の一例として、棒鋼又は線材の製造方法を説明する。しかしながら、本発明による機械構造用鋼は、棒鋼又は線材に限定されない。

製造方法の一例は、溶鋼を精錬し、鋳造して素材（鋳片又はインゴット）を製造する製鋼工程と、素材を熱間加工して機械構造用鋼を製造する熱間加工工程とを備える。以下、それぞれの工程について説明する。

［製鋼工程］
製鋼工程は、精錬工程と、鋳造工程とを含む。

［精錬工程］
精錬工程では、初めに周知の方法で製造された溶銑に対して、転炉での精錬（一次精錬）を実施する。転炉から出鋼した溶鋼に対して、二次精錬を実施する。二次精錬において、成分調整の合金添加を実施して、上記化学組成を有する溶鋼を製造する。

具体的に、転炉から出鋼した溶鋼に対して、Ｍｎを添加する。その結果、溶鋼中にはＭｎを主体とする酸化物が生成する。Ｍｎの添加を完了した後、Ｍｎよりも脱酸力の強いＳｉを添加する。その結果、Ｍｎを主体とする酸化物は、Ｓｉを主体とする酸化物に改質される。Ｓｉの添加を完了した後、Ｓｉよりさらに脱酸力の強いＡｌを添加する。その結果、Ｓｉを主体とする酸化物は、Ｓｉ及びＡｌを含有する複合酸化物（以後、単に「複合酸化物」とも称する）に改質される。

以上の精錬工程により生成した複合酸化物は、ＭｎＳ介在物の晶出核となる。そのため、複合酸化物を生成することにより、ＭｎＳ介在物が十分に晶出し、粗大に成長する。すなわち、複合酸化物が生成すれば、円相当径が５μｍ以上の介在物である特定介在物が生成しやすく、特定介在物の個数ＴＮが４０個／ｍｍ^２以上となる。その結果、凝固後の鋼中の固溶Ｓ量が十分に低減され、凝固後の鋼中におけるＭｎＳ析出物の析出を抑制できる。そのため、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数が十分に低減でき、鋼の発銹特性が高まる。

脱酸処理を実施した後、周知の除滓処理を実施する。除滓処理後、二次精錬を実施する。二次精錬はたとえば、複合精錬を実施する。たとえば、初めに、ＬＦ（ＬａｄｌｅＦｕｒｎａｃｅ）又はＶＡＤ（ＶａｃｕｕｍＡｒｃＤｅｇａｓｓｉｎｇ）を用いた精錬処理を実施する。さらに、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ−Ｈａｕｓｅｎ）真空脱ガス処理を実施してもよい。二次精錬において、Ｍｎ、Ｓｉ、及びその他の元素を必要に応じて添加して、溶鋼の成分調整を実施する。溶鋼の成分調整後、鋳造工程を実施する。

［鋳造工程］
上記精錬工程により製造された溶鋼を用いて、素材（鋳片又はインゴット）を製造する。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造してもよい。以下、鋳片及びインゴットを総称して素材という。ここでいう素材の横断面積はたとえば、２００〜３５０ｍｍ×２００〜６００ｍｍである。

鋳造時の凝固冷却速度ＲＣは１００℃／分以下である。凝固冷却速度ＲＣが１００℃／分以下であれば、溶鋼においてＭｎＳ介在物が十分に晶出し、成長する。そのため、特定介在物が生成しやすく、その個数ＴＮが４０個／ｍｍ^２以上となる。その結果、凝固後の鋼中の固溶Ｓ量が十分に低減され、凝固後の鋼中におけるＭｎＳ析出物の析出を抑制できる。そのため、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数が十分に低減でき、鋼の発銹特性が高まる。

一方、凝固冷却速度ＲＣが１００℃／分を超えれば、ＭｎＳ介在物が十分に晶出せず、さらに、ＭｎＳ介在物が十分に成長しない。そのため、特定介在物が生成されにくく、特定介在物の個数ＴＮが４０個／ｍｍ^２未満となる。この場合、凝固後の鋼中の固溶Ｓ量が十分に低減できず、凝固後に、微細なＭｎＳ析出物が多数生成する。その結果、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数を低減できないため、鋼の発銹特性が低下する。したがって、凝固冷却速度ＲＣは１００℃／分以下である。

好ましい凝固冷却速度ＲＣは８〜５０℃／分未満である。この場合、ＭｎＳ介在物がさらに晶出及び成長しやすい。凝固冷却速度ＲＣが８〜５０℃／分未満であればさらに、凝固するまでの時間が長いため、Ｐｂが溶鋼中を移動してＭｎＳ介在物に付着するための十分な時間を確保できる。そのため、ＭｎＳ及びＰｂを含有する複合介在物が生成しやすくなり、複合比率ＲＡが４０％以上になる。凝固冷却速度ＲＣのより好ましい上限は３０℃／分である。凝固冷却速度ＲＣのより好ましい下限は１０℃／分であり、さらに好ましくは１５℃／分である。

凝固冷却速度ＲＣは、鋳造された素材から求めることができる。図３は、鋳造された素材の横断面図である。厚さＷ（ｍｍ）の素材のうち、表面から素材中心に向かってＷ／４の位置の地点Ｐ１において、液相線温度から固相線温度までの冷却速度を、鋳造工程における凝固冷却速度ＲＣ（℃／分）と定義する。凝固冷却速度ＲＣは次の方法で求めることができる。凝固後の素材を横断方向に切断する。素材の横断面のうち、地点Ｐ１での凝固組織の厚み方向の２次デンドライトアーム間隔λ２（μｍ）を測定する。測定値λ２を用いて、次の式（３）に基づいて凝固冷却速度ＲＣ（℃／分）を求める。
ＲＣ＝（λ２／７７０）^{−（１／０．４１）} （３）

２次デンドライトアーム間隔λ２は凝固冷却速度ＲＣに依存する。したがって、２次デンドライトアーム間隔λ２を測定することにより凝固冷却速度ＲＣを求めることができる。

［熱間加工工程］
熱間加工工程では通常、１又は複数回の熱間加工を実施する。各熱間加工を実施する前に、素材を加熱する。その後、素材に対して熱間加工を実施する。熱間加工はたとえば、熱間鍛造や、熱間圧延である。複数回熱間加工を実施する場合、最初の熱間加工はたとえば、分塊圧延又は熱間鍛造であり、次の熱間加工は、連続圧延機を用いた仕上げ圧延である。熱間圧延機では、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。熱間加工後の素材は空冷等の周知の冷却法により冷却される。

以上の工程により、本実施の形態による機械構造用鋼を製造する。機械構造用鋼はたとえば、棒鋼又は線材である。

以上の方法で製造された機械構造用鋼は、被削性及び発銹特性に優れる。機械構造用鋼から機械部品への製造は、たとえば、次の方法で実施される。

機械構造用鋼に対して熱間鍛造を実施して、粗形状の中間品を製造する。中間品に対して、必要に応じて焼準処理を実施する。さらに、中間品に対して機械加工を実施する。機械加工はたとえば切削加工である。機械加工を実施した中間品に対して調質処理（焼入れ焼戻し）を実施してもよい。調質処理した場合、調質処理後の中間品に対して切削加工等の機械加工を実施してもよい。以上の工程により、機械部品が製造される。熱間鍛造に代えて、冷間鍛造により機械部品を製造してもよい。

表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。

各試験番号の溶鋼は次の方法で製造した。周知の方法で製造された溶銑に対して転炉での一次精錬を同じ条件で製造した。

試験番号４８及び４９以外の試験番号の溶鋼に対しては、転炉から出鋼後、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌの順に添加して脱酸処理を実施した。試験番号４８の溶鋼に対しては、転炉から出鋼後、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎの順に添加して脱酸処理を実施した。試験番号４９の溶鋼に対しては、転炉から出鋼後、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉの順に添加して脱酸処理を実施した。

脱酸処理後、除滓処理を実施した。除滓処理後、ＶＡＤを用いた精錬処理を実施し、その後、ＲＨ真空脱ガス処理を実施した。ＲＨ真空脱ガス処理後、合金元素の最終調整を実施した。以上の工程で、表１に示す化学組成の溶鋼を製造した。

溶鋼を鋳造して直方体状の実験用のインゴットを製造した。インゴットの横断形状は矩形状であり、１９０ｍｍ×１９０ｍｍであった。各試験番号の凝固冷却速度ＲＣ（℃／分）は表２に記載のとおりであった。凝固冷却速度ＲＣは、インゴットの２次デンドライトアーム間隔を測定して、上述の式（３）により求めた。

製造された実験用のインゴットに対して２回の熱間加工を実施して、棒鋼を製造した。熱間加工では、分塊圧延を実施し、その後、仕上げ圧延（棒鋼圧延）を実施した。製造された実験用インゴットに対して熱間鍛造を実施して、直径５０ｍｍの棒鋼を製造した。又は、実験用インゴットに対して分塊圧延を実施し、次いで仕上げ圧延を実施して、直径５０ｍｍの棒鋼を製造した。製造された棒鋼に対して、８００〜９５０℃の焼準処理を実施した。焼準処理における冷却方法は放冷であった。以上の製造工程により、直径５０ｍｍの棒鋼（機械構造用鋼）を製造した。

［評価試験］
［ミクロ組織観察］
各試験番号の棒鋼のＲ／２部から、組織観察用の試験片を採取した。試験片の表面のうち、棒鋼の長手方向（つまり、圧延方向又は延伸方向）と平行な断面を観察面と定義した。上述の方法に基づいて、フェライト、パーライト、及び、ベイナイトの合計面積率（％）を求めた。各試験番号の棒鋼のミクロ組織は、いずれも合計面積率が９９％以上であった。合計面積率が９９％以上のミクロ組織について、「Ｆ＋Ｐ＋Ｂ」として表２に示す。

［特定介在物の個数ＴＮ及び複合比率ＲＡ］
各試験番号の棒鋼のＲ／２部から、組織観察用の試験片を採取した。試験片の表面のうち、棒鋼の長手方向（つまり、圧延方向又は延伸方向）と平行な断面を観察面と定義した。各試験番号の組織観察用の試験片の観察面について、上述の方法に基づいて、特定介在物個数ＴＮ（個／ｍｍ^２）と、複合比率ＲＡ（％）とを求めた。結果を表２に示す。

［被削性］
被削性は、通常ドリルによる工具寿命特性及び切り屑処理性を評価した。

［工具寿命特性ＣＬ１０００］
直径５０ｍｍの棒鋼を２０ｍｍの長さで切断して穿孔試験片とした。穿孔試験片に対して、穿孔を実施した。穿孔の条件を表３に示す。

具体的に、ドリル外周速度を変化させて、ドリル折損までの累積穴深さを測定した。ドリルは高速度鋼ストレートドリルを用いた。ドリルのノーズＲは３ｍｍであり、先端角は１１８°であった。切削速度：１０〜７０ｍ／分、送り量：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、穴深さ９ｍｍとして、穿孔を実施した。累積穴深さ（穴深さ×穿孔数）が１０００ｍｍに達した場合は、ひとつのドリルでの穿孔を終了した。この場合、ドリルを付け替え、さらにドリル外周の速度を高速にして破損まで試験を繰り返した。累積穴深さ１０００ｍｍを穿孔可能な最大ドリル外周速度をＣＬ１０００（ｍ／分）と定義して、被削性の指標とした。結果を表２の「ＣＬ１０００」の欄に示す。ＣＬ１０００が４０ｍ／分以上の場合、工具寿命特性が優れると判断した。一方、ＣＬ１０００が４０ｍ／分未満の場合、工具寿命特性が優れないと判断した。

［切り屑処理性評価］
直径５０ｍｍの棒鋼を所定の長さで切断して切削試験片とした。切削試験片に対して、図４に示す外周旋削を実施した。外周旋削の条件を表４に示す。

具体的に、工具５０は、Ｐ２０種超硬合金工具を用いた。工具５０のノーズＲは０．４であり、すくい角は５°であった。切削速度Ｖ１：２５０ｍ／分、送り速度Ｖ２：０．２ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み量Ｄ１：２ｍｍ、長手方向切削長さＬ１：２００ｍｍとして、外周旋削を実施した。外周を切削後、再度Ｄ１：２ｍｍだけ小径になるように切り込み旋削を繰り返し、試験片５に対して４分間の上記条件の旋削試験を実施した。

１０００個目の試験片の旋削では、図５Ａ及び図５Ｂに示す切り屑が得られた。そこで、切り屑の長さＬ２０と、直径Ｄ２０とを測定した。測定結果に基づいて、次のとおり評価した。切り屑の直径Ｄ２０が３０ｍｍ以下のコイル形状である場合、又はコイル形状でなくても切り屑長さＬ２０が５０ｍｍ未満であった場合、切り屑処理性が優れると判断した（表２中の「○」）。一方、切り屑の直径Ｄ２０が３０ｍｍ以下のコイル形状ではなく、かつ、切り屑長さＬ２０も５０ｍｍ以上であった場合、切り屑処理性が優れないと判断した（表２中の「×」）。

［発銹特性（耐食性）評価試験］
直径５０ｍｍの棒鋼を所定の長さに切断した発銹試験片を作製した。発銹試験片に対して、上述の切削試験と同様の条件で旋削加工を行った。その後、切削面に水道水を噴霧しながら、湿度７０％、２０℃の雰囲気内に１時間試験片を保管した。保管後、試験片の切削面を観察し、銹点の個数を測定した。測定結果を表２の「発銹特定」欄に示す。銹点が１０点未満であった場合（表２中の「◎」）、及び、銹点が１０点以上２０点未満であった場合（表２中の「○」）、発銹特性が優れると判断した。一方、銹点が２０点以上であった場合（表２中の「×」）、発銹特性が優れないと判断した。

［転動疲労試験］
転動疲労寿命の評価は、森式スラスト型転動疲労試験によって行った。各試験番号の棒鋼のＲ／２部から、図６に示す、直径６０ｍｍ、厚さ５ｍｍの円盤状の転動疲労試験片１００を各１０枚採取した。転動疲労試験片１００に対して、焼入れ焼戻しを実施し、表面を硬化させた。有効硬化層深さは０．８ｍｍ以上とした。

焼入れ焼戻し処理の条件は以下のとおりであった。８８０℃×１時間、油焼入れ、洗浄、１７０℃×２時間の低温焼戻しを行った。焼入れ及び焼戻しを実施した試験片に対して、表面を研削して、有効硬化層深さを０．５ｍｍとした。有効硬化層深さは、ＨＶ５５０となる位置の表面からの深さとした。研削による除去は０．１ｍｍ程度とした。Ｃｐ及び研削除去量を調節して、各試験片における硬度分布及び有効硬化層深さを調整した。

図７に示すとおり、転動疲労試験片１００を、油７０％及び水３０％の潤滑油１０２に浸漬し、潤滑油中の水分は発熱により蒸発するため、１日に１回、水３０ｍｌを追加した。試験面圧は４ｋＮで一定とした。硬球は、Ｓｉ_３Ｎ_４セラミックス硬球を用いた。転動疲労試験片１００上に接する硬球は３球とし、回転数は１２００ｒｐｍとした。転動疲労寿命の尺度として、「試験結果をワイブル確率紙にプロットして得られる累積破損確率１０％におけるピッチングを生じるまでの時間（時間）」を耐久寿命として用いた。結果を表２の「転動疲労寿命」の欄に示す。転動疲労寿命が３．１時間以上の場合、転動疲労特性が優れると判断した。一方、転動疲労寿命が３．１時間未満の場合、転動疲労特性が優れないと判断した。

［試験結果］
試験番号１〜２７では、化学組成が適切であり、Ｆ１が８．０以上であり、脱酸順が適切であり、凝固冷却速度ＲＣが１００℃／分以下であった。そのため、特定介在物の個数ＴＮが４０個／ｍｍ^２以上であった。その結果、ＣＬ１０００が４０ｍ／分以上であり、かつ、優れた切り屑処理性が得られた。すなわち、優れた被削性が得られた。さらに、発銹特性評価試験において、いずれも、銹点が２０点未満であり、優れた発銹特性が得られた。さらに、転動疲労試験において、いずれも、転動疲労寿命が３．１時間以上であり、優れた転動疲労特性が得られた。

試験番号１〜６、２０、及び、２４ではさらに、凝固冷却速度ＲＣが８〜５０℃／分未満であった。そのため、特定介在物の個数ＴＮが４０個／ｍｍ^２以上であるだけでなく、複合比率ＲＡが４０％以上であった。その結果、いずれも、銹点が１０点未満であり、試験番号７〜１９、２１〜２３、及び、２５〜２７と比較して、さらに優れた発銹特性が得られた。

一方、試験番号２８〜３６では、化学組成が適切であり、Ｆ１が８．０以上であり、脱酸順が適切であったが、凝固冷却速度ＲＣが１００℃／分を超えた。そのため、特定介在物の個数ＴＮが４０個／ｍｍ^２未満であった。その結果、優れた発銹特性が得られなかった。

試験番号３７及び３８では、化学組成が適切であり、脱酸順が適切であり、凝固冷却速度ＲＣが１００℃／分以下であったが、Ｆ１が８．０未満であった。そのため、特定介在物の個数ＴＮが４０個／ｍｍ^２未満であった。その結果、優れた発銹特性が得られなかった。

試験番号３９では、化学組成が適切であり、脱酸順が適切であったが、凝固冷却速度ＲＣが１００℃／分を超え、さらにＦ１が８．０未満であった。そのため、特定介在物の個数ＴＮが４０個／ｍｍ^２未満であった。その結果、優れた発銹特性が得られなかった。

試験番号４０では、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、ＣＬ１０００が４０ｍ／分未満であり、優れた被削性が得られなかった。

試験番号４１では、Ｍｎ含有量が低すぎた。そのため、特定介在物の個数ＴＮが４０個／ｍｍ^２未満であった。その結果、優れた発銹特性が得られなかった。

試験番号４２では、Ｓ含有量が低すぎた。その結果、優れた発銹特性が得られなかった。

試験番号４３では、Ｐｂ含有量が高すぎた。さらに、凝固冷却速度ＲＣが１００℃／分を超えた。その結果、優れた発銹特性が得られなかった。

試験番号４４では、Ｐｂ含有量が低すぎた。その結果、ＣＬ１０００が４０ｍ／分未満であり、さらに、優れた切り屑処理性が得られなかった。すなわち、優れた被削性が得られなかった。

試験番号４５では、Ａｌ含有量が低すぎた。そのため、特定介在物の個数ＴＮが４０個／ｍｍ^２未満であった。その結果、優れた発銹特性が得られなかった。

試験番号４６では、Ｃｒ含有量が高すぎた。その結果、ＣＬ１０００が４０ｍ／分未満であり、優れた被削性が得られなかった。

試験番号４７では、Ｃｒ含有量が低すぎた。その結果、転動疲労寿命が３．１時間未満であり、優れた転動疲労特性が得られなかった。

試験番号４８及び４９では、化学組成が適切であり、Ｆ１が８．０以上であり、凝固冷却速度ＲＣが１００℃／分以下であったが、脱酸順が不適切であった、そのため、特定介在物の個数ＴＮが４０個／ｍｍ^２未満であった。その結果、優れた発銹特性が得られなかった。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

１０ＭｎＳ介在物
２０Ｐｂ介在物
３０複合介在物

Claims

質量％で、
Ｃ：０．３０〜０．５０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、
Ｍｎ：０．２０〜２．００％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０〜０．１００％、
Ｐｂ：０．０１０〜０．１００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｎ：０．０１５％以下、
Ｏ：０．０００５〜０．００３０％、
Ｃｒ：０．７０％超〜２．００％、
Ｎｉ：０〜３．５０％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
Ｖ：０〜０．７０％、
Ｍｏ：０〜０．７０％、
Ｗ：０〜０．７０％、
Ｎｂ：０〜０．０５０％未満、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｔｉ：０〜０．１００％、及び、
Ｃａ：０〜０．００３０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有し、
鋼中において、ＭｎＳ介在物、Ｐｂ介在物、及び、ＭｎＳ及びＰｂを含有する複合介在物のいずれかであって、円相当径が５μｍ以上である特定介在物の総個数が４０個／ｍｍ^２以上である、機械構造用鋼。
Ｍｎ／Ｓ≧８．０（１）
ここで、式（１）中の各元素には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
請求項１に記載の機械構造用鋼であって、
前記化学組成は、
Ｎｉ：０．０２〜３．５０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、
Ｖ：０．０５〜０．７０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．７０％、
Ｗ：０．０５〜０．７０％、
Ｎｂ：０．００１〜０．０５０％未満、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、及び、
Ｔｉ：０．００３〜０．１００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、機械構造用鋼。
請求項１又は請求項２に記載の機械構造用鋼であって、
前記化学組成は、
Ｃａ：０．０００１〜０．００３０％を含有する、機械構造用鋼。
請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の機械構造用鋼であって、
前記複合介在物の前記特定介在物に対する個数比率が４０％以上である、機械構造用鋼。