WO2018021452A1 - 機械構造用鋼 - Google Patents

機械構造用鋼 Download PDF

Info

Publication number
WO2018021452A1
WO2018021452A1 PCT/JP2017/027154 JP2017027154W WO2018021452A1 WO 2018021452 A1 WO2018021452 A1 WO 2018021452A1 JP 2017027154 W JP2017027154 W JP 2017027154W WO 2018021452 A1 WO2018021452 A1 WO 2018021452A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel
inclusions
mns
content
less
Prior art date
Application number
PCT/JP2017/027154
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
橋村　雅之
江頭　誠
尚二 藤堂
孝典 岩橋
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to JP2018530376A priority Critical patent/JP6760379B2/ja
Priority to KR1020197005585A priority patent/KR20190034273A/ko
Priority to CN201780046552.8A priority patent/CN109496239A/zh
Priority to EP17834454.5A priority patent/EP3492615A4/en
Priority to US16/320,651 priority patent/US20190169723A1/en
Publication of WO2018021452A1 publication Critical patent/WO2018021452A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
    • B22D11/124—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/0006—Adding metallic additives
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C21C7/06—Deoxidising, e.g. killing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/10—Handling in a vacuum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to steel, and more particularly to steel for machine structural use.
  • ⁇ Excellent rolling fatigue characteristics may be required for mechanical parts used for structural and power transmission of general machines and automobile parts.
  • An example of a method for manufacturing such a machine part is as follows. Machine structural steel is hot-worked (hot forging, etc.) to produce intermediate products. Intermediate parts are machined (cutting, grinding) to produce machine parts. If necessary, surface hardening treatment may be performed on the machine part. The surface hardening process is, for example, a carburizing process. Machine structural steel for producing such machine parts is required to have not only excellent hot workability but also excellent machinability.
  • Machine structural steel with excellent machinability is also called free-cutting steel, and is defined in JIS G 4804 (2008) (Non-patent Document 1). Free-cutting steel increases the machinability by containing Pb.
  • Patent Document 1 A machine structural steel containing Pb is disclosed in, for example, Japanese Patent Laid-Open No. 2000-282172 (Patent Document 1).
  • the steel for machine structure described in Patent Document 1 is mass%, C: 0.05 to 0.55%, Si: 0.50 to 2.5%, Mn: 0.01 to 2.00%, S : 0.005 to 0.080%, Cr: 0 to 2.0%, P: 0.035% or less, V: 0 to 0.50%, N: 0.0150% or less, Al: 0.04%
  • Pb 0 ⁇ 0.12%
  • Zr 0 to less than 0.04%
  • Nd 0 to 0.05%
  • Nb 0 to 0.1%
  • the ratio of the ferrite phase to the structure in the area ratio is 10 to 80%, and the Hv hardness is 160 to 350.
  • 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 ⁇ 0.001 ⁇ 2 + 0.13 ⁇ .
  • the element symbol in each formula indicates the content in mass% of the element, and ⁇ indicates the area ratio (%) of the ferrite phase in the structure.
  • Patent Document 1 describes that this steel for machine structure is excellent in machinability and toughness.
  • machining such as cutting may be performed by an automated manufacturing facility.
  • a machine part is manufactured by cutting a large amount of intermediate products such as several hundred or more in an automated manufacturing facility per day, excellent chip disposal is required. It is preferable that the chips discharged with the cutting are divided into small pieces and discharged. When the chips remain connected for a long time, the chips are entangled with the intermediate product, and wrinkles are likely to occur on the surface of the machine part after cutting.
  • chips are entangled with machine parts, it is further necessary to temporarily stop the production line in order to remove the entangled chips. In this case, unmanned manufacturing becomes difficult, and personnel assignment for monitoring is required.
  • the chip disposability affects both the quality of the machine part and the manufacturing cost. Further, in an automated manufacturing facility, if the tool is worn much, the productivity is lowered. Therefore, the steel for machine structure is required to have high machinability such that tool wear can be suppressed and chip disposal is excellent.
  • An object of the present invention is to provide a steel for machine structure that provides a machine part having excellent machinability, cracking characteristics, hot workability, and excellent rolling fatigue characteristics.
  • the steel for machine structural use according to the present invention is, in mass%, C: 0.15 to less than 0.30%, Si: 0.01 to 0.80%, Mn: 0.20 to 2.00%, P: 0 0.030% or less, S: 0.010 to 0.100%, Pb: 0.010 to 0.100%, Al: 0.010 to 0.050%, N: 0.015% or less, O: 0.0.
  • the balance is composed of Fe and impurities, and has a chemical composition satisfying the formula (1).
  • the total number of specific inclusions that are any of MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions containing MnS and Pb and having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more is 40 / mm 2. That's it.
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element in the formula (1).
  • the machine structural steel according to the present invention is excellent in machinability, cracking characteristics, hot workability, and mechanical parts having excellent rolling fatigue characteristics.
  • FIG. 1A is a schematic diagram showing an S distribution in an observation surface obtained by EPMA analysis.
  • FIG. 1B is a schematic diagram showing a Pb distribution in the same observation surface as that of FIG. 1A obtained by EPMA analysis.
  • FIG. 1C is a schematic diagram of an image obtained by combining FIGS. 1A and 1B.
  • FIG. 2 is a schematic diagram for explaining a criterion for determining whether or not adjacent inclusions are regarded as one inclusion.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view of the cast material.
  • FIG. 4 is a schematic diagram of a cutting test machine for explaining a cutting test.
  • FIG. 5A is a perspective view of chips.
  • FIG. 5B is a plan photograph of chips.
  • FIG. 6 is a front view and a side view of a rolling fatigue test piece used in the rolling fatigue test.
  • FIG. 7 is a schematic diagram of a thrust type rolling fatigue tester for explaining the rolling fatigue test.
  • the present inventors investigated and examined the machinability, the cracking characteristics, and the hot workability of the steel for machine structures.
  • C 0.15 to less than 0.30%
  • Si 0.01 to 0.80%
  • Mn 0.20 to 2.00%
  • P 0.030% or less
  • S 0.010 to 0.100%
  • Pb 0.010 to 0.100%
  • Al 0.010 to 0.050%
  • N 0.015% or less
  • O 0.0005 to 0.0030% Cr: 0.50 to 2.00%
  • B 0 to 0.0050%
  • Mo 0 to 0.70%
  • W Contains 0 to 0.70%
  • Nb 0 to less than 0.050%
  • Cu 0 to 0.50%
  • Ti 0 to 0.100%
  • Ca 0 to 0.0030%
  • the balance If it is a steel for mechanical structures having a chemical composition consisting of Fe and impurities, excellent machinability and excellent hot workability
  • Mn in steel combines with S to produce MnS.
  • MnS is divided into MnS inclusions and MnS precipitates depending on the production process.
  • MnS inclusions crystallize in the molten steel before solidification.
  • MnS precipitates precipitate in the steel after solidification.
  • MnS inclusions are generated in the molten steel. Therefore, the size of the MnS inclusion tends to be larger than the MnS precipitate generated after solidification.
  • Pb in steel hardly dissolves in steel and exists as Pb inclusions (Pb grains). Both MnS inclusions and Pb inclusions enhance the machinability of steel.
  • Mn and Pb are not only MnS inclusions and Pb inclusions mentioned above, but also composite inclusions containing MnS and Pb (hereinafter simply referred to as “composite inclusions”). Formed).
  • the composite inclusions contain MnS and Pb, and the balance means inclusions made of impurities. More specifically, the composite inclusion may be configured such that MnS and Pb are adjacent to each other, or Pb may be dissolved in MnS to form a composite inclusion.
  • “MnS inclusions”, “Pb inclusions”, and “composite inclusions” are specified by the method described in the item “Method for measuring number TN and RA” described later.
  • the MnS inclusion is an inclusion containing Mn and S and not containing Pb.
  • the Pb inclusion is an inclusion made of Pb and impurities and not containing Mn.
  • the composite inclusion is an inclusion containing Mn, S, and Pb.
  • MnS inclusions are known as inclusions that enhance machinability.
  • the melting point of the Pb inclusion is lower than the melting point of the MnS inclusion. Therefore, the Pb inclusion exhibits a lubricating action during cutting, and as a result, improves the machinability of the steel.
  • the composite inclusions enhance the machinability of steel more than the MnS inclusions and the Pb inclusions alone.
  • a crack occurs around the composite inclusion, liquefied Pb enters the opened crack.
  • stimulated and machinability increases. Therefore, not only MnS inclusions and Pb inclusions are generated, but if composite inclusions are generated, machinability is further enhanced.
  • the mechanism by which complex inclusions are generated is considered as follows. Pb is more mobile in the liquid phase than in the solid phase. Therefore, the composite inclusion can hardly be generated from the MnS precipitate generated after the solidification of the steel, and is generated when Pb adheres to the MnS inclusion generated in the molten steel before the solidification. Therefore, in order to generate a large amount of composite inclusions, it is desirable to generate a large amount of MnS inclusions in the molten steel rather than to generate MnS precipitates after solidification.
  • MnS inclusions are produced in molten steel by crystallization. Furthermore, as described above, the more complex inclusions are generated the more MnS inclusions. Therefore, it is considered that the machinability of the steel increases if a large amount of MnS inclusions are crystallized in the molten steel.
  • the steel for machine structural use containing MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions is prone to wrinkling.
  • the present inventors conducted investigations and studies on the mechanism of the germination. As a result, the present inventors obtained the following knowledge.
  • MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions themselves are the starting point of soot.
  • the easiness of generation is MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions rather than the size of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions.
  • the steel is more likely to start.
  • the present inventors have determined the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions in order to obtain excellent machinability and suppress rusting. We thought that it was effective to reduce. Therefore, the present inventors examined a method for reducing the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions.
  • MnS inclusions generated by crystallization in molten steel are likely to grow (coarse) in molten steel. Therefore, the MnS inclusion is larger in size than the MnS precipitate produced by precipitation in the solidified steel. That is, the MnS precipitate precipitates finer than the MnS inclusion. Therefore, in a steel with a constant Mn content and S content, when assuming the case where MnS inclusions are crystallized and the case where MnS precipitates are precipitated, rather than the number of MnS inclusions generated by crystallization, The number of MnS precipitates generated by precipitation is significantly increased. Therefore, in order to enhance the cracking characteristics of steel, MnS inclusions may be crystallized and grown (coarse) in the molten steel to suppress the precipitation of MnS precipitates.
  • the Mn content may be sufficiently increased as compared with the S content. If the Mn content is sufficiently higher than the S content, coarse MnS inclusions are easily generated in the molten steel. In this case, since S is consumed for crystallization of coarse MnS inclusions, the amount of solute S in the steel after solidification becomes low. Therefore, precipitation of MnS precipitates can be suppressed, and the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions can be reduced. As a result, excellent firing characteristics can be obtained.
  • the Mn content and the S content satisfy the following formula (1).
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).
  • F1 Mn / S. If F1 is less than 8.0, MnS inclusions are not easily crystallized in the molten steel. Therefore, the amount of solute S in the steel after solidification cannot be sufficiently reduced, and many fine MnS precipitates are produced after solidification. In this case, since the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions cannot be reduced, the cracking characteristics of the steel are deteriorated. On the other hand, if F1 is 8.0 or more, the Mn content is sufficiently higher than the S content. In this case, by using an appropriate manufacturing method, MnS inclusions are sufficiently crystallized and grown in the molten steel.
  • the amount of dissolved S in the steel after solidification is sufficiently reduced, and precipitation of MnS precipitates in the steel after solidification can be suppressed.
  • the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions can be sufficiently reduced, and the steel firing characteristics are enhanced.
  • inclusions that are any of MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions and having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more are defined as “specific inclusions”.
  • the equivalent circle diameter means the diameter of a circle when the area of inclusions or precipitates observed in the microstructure observation is converted into a circle having the same area.
  • the total number of specific inclusions is 40 pieces / mm 2 or more in the mechanical structural steel having the above chemical composition and satisfying the formula (1).
  • the number of specific inclusions in the steel is 40 pieces / mm 2 or more, coarse MnS inclusions are sufficiently crystallized, and generation of MnS precipitates can be suppressed. As a result, it is possible to sufficiently reduce the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions, which are the starting points of rusting. Therefore, it is possible to achieve both excellent machinability and excellent cracking characteristics.
  • the number of specific inclusions in the steel is less than 40 / mm 2 , MnS inclusions are not sufficiently crystallized, and a large number of MnS precipitates are generated. As a result, generation of MnS precipitates can be suppressed.
  • the steel for machine structural use according to the present embodiment completed based on the above knowledge is, in mass%, C: 0.15 to less than 0.30%, Si: 0.01 to 0.80%, Mn: 0.20. ⁇ 2.00%, P: 0.030% or less, S: 0.010 ⁇ 0.100%, Pb: 0.010 ⁇ 0.100%, Al: 0.010 ⁇ 0.050%, N: 0 .015% or less, O: 0.0005 to 0.0030%, Cr: 0.50 to 2.00%, Ni: 0 to 3.50%, B: 0 to 0.0050%, V: 0 to 0 70%, Mo: 0 to 0.70%, W: 0 to 0.70%, Nb: 0 to less than 0.050%, Cu: 0 to 0.50%, Ti: 0 to 0.100%, And Ca: 0 to 0.0030% is contained, the balance is made of Fe and impurities, and has a chemical composition satisfying the formula (1).
  • the total number of specific inclusions that are any of MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions containing MnS and Pb and having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more is 40 / mm 2. That's it.
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element in the formula (1).
  • the chemical composition of the mechanical structural steel is as follows: Ni: 0.02 to 3.50%, B: 0.0005 to 0.0050%, V: 0.05 to 0.70%, Mo: 0.05 to 0 .70%, W: 0.05 to 0.70%, Nb: 0.001 to less than 0.050%, Cu: 0.05 to 0.50%, and Ti: 0.003 to 0.100% You may contain 1 type, or 2 or more types selected from the group which consists of.
  • the chemical composition of the steel for machine structural use may contain Ca: 0.0001 to 0.0030%.
  • the number ratio of the composite inclusions to the specific inclusions may be 40% or more.
  • C 0.15 to less than 0.30% Carbon (C) increases the strength of steel.
  • carburizing treatment may be performed after forging the steel for machine structure. In this case, C increases the strength of the steel surface layer. If the C content is less than 0.15%, the steel cannot provide sufficient strength. In soft steel, chips are connected at the time of cutting, and may wrap around tools and materials and break them. If the C content is less than 0.15%, the cutting resistance of the steel is further increased.
  • the C content is 0.15 to less than 0.30%.
  • the minimum with preferable C content is 0.16%, More preferably, it is 0.18%.
  • the upper limit with preferable C content is 0.25%, More preferably, it is 0.23%.
  • Si 0.01 to 0.80% Silicon (Si) deoxidizes steel.
  • Si modifies the oxide by adding Si after adding Mn.
  • Si added to molten steel modifies an oxide mainly composed of Mn into an oxide mainly composed of Si.
  • Al After adding Si, by adding Al, a composite oxide containing Si and Al is generated in the steel.
  • the composite oxide serves as a nucleus from which MnS inclusions crystallize. Therefore, the composite oxide enhances the glazing characteristics of the steel. Si further increases temper softening resistance and strength. If the Si content is less than 0.01%, the above effect cannot be obtained.
  • Si is a ferrite forming element. If the Si content exceeds 0.80%, the steel surface layer may be decarburized. If the Si content exceeds 0.80%, the ferrite fraction may increase and the strength may decrease. Therefore, the Si content is 0.01 to 0.80%.
  • the minimum with preferable Si content for raising temper softening resistance is 0.10%, More preferably, it is 0.20%.
  • the upper limit with preferable Si content for suppressing a ferrite fraction is 0.70%, More preferably, it is 0.50%.
  • Mn 0.20 to 2.00%
  • Manganese (Mn) generates MnS inclusions and composite inclusions containing MnS and Pb, and improves the machinability of steel.
  • Mn further deoxidizes steel.
  • the deoxidizing power of Mn is weak compared to Si and Al. Therefore, a large amount of Mn may be contained.
  • an oxide mainly composed of Mn is formed in the molten steel.
  • Si, Al another strong deoxidizing element
  • Mn in the oxide is discharged into the molten steel and the oxide is modified.
  • the modified oxide is referred to as a composite oxide. Mn discharged from the oxide into the molten steel combines with S to form MnS inclusions.
  • reformation of an oxide tends to become the nucleus which MnS inclusion crystallizes. Therefore, when a composite oxide is produced, crystallization of MnS inclusions is promoted. Further, the MnS inclusions generated by crystallization are likely to form composite inclusions.
  • the Mn content is 0.20 to 2.00%.
  • a preferable lower limit of the Mn content is 0.50%.
  • the upper limit with preferable Mn content is 1.50%, More preferably, it is 1.20%.
  • P 0.030% or less Phosphorus (P) is unavoidably contained. P embrittles steel and improves machinability. On the other hand, if the P content exceeds 0.030%, the hot ductility decreases. In this case, productivity is reduced, such as the occurrence of rolling wrinkles. Therefore, the P content is 0.030% or less.
  • the minimum with preferable P content for improving machinability is 0.005%. In this case, machinability, in particular, chip disposal is improved.
  • the upper limit with preferable P content is 0.015%.
  • S 0.010 to 0.100% Sulfur (S) generates MnS in steel and improves machinability.
  • MnS suppresses tool wear. If the S content is less than 0.010%, MnS does not crystallize sufficiently, and composite inclusions containing MnS and Pb are difficult to generate. As a result, the sprout characteristics are degraded. On the other hand, if the S content exceeds 0.100%, S segregates at the grain boundaries, the steel becomes brittle, and the hot workability of the steel decreases. Accordingly, the S content is 0.010 to 0.100%.
  • the preferred lower limit of the S content when giving priority to mechanical properties is 0.015%
  • the preferred upper limit is 0.030%.
  • the preferable lower limit of the S content when priority is given to machinability is 0.030%, and the preferable upper limit is 0.050%.
  • Pb 0.010 to 0.100%
  • the preferable lower limit of the Pb content for promoting the formation of composite inclusions and enhancing the machinability is 0.020%, more preferably 0.025%.
  • the upper limit with preferable Pb content for improving the glazing property is 0.050%.
  • Al 0.010 to 0.050%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel.
  • deoxidation with Al kill is performed in order to suppress the formation of vacancies and surface defects during solidification.
  • the oxide in the steel is modified to produce a composite oxide containing Si and Al.
  • the composite oxide tends to become a crystallization nucleus of MnS inclusions. Therefore, MnS inclusions disperse and crystallize, grow and coarsen easily, and complex inclusions containing MnS and Pb are easily generated. In this case, the machinability of the steel is increased.
  • the MnS inclusions When the MnS inclusions are dispersed and crystallized, the precipitation of fine MnS precipitates is further suppressed. In this case, the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions increases. As a result, the glazing characteristics of the steel are enhanced.
  • Al further combines with N to form AlN, and suppresses austenite grain coarsening in various heat treatments. If the Al content is less than 0.010%, the above effect cannot be obtained.
  • the Al content exceeds 0.050%, a coarse composite oxide is likely to be generated.
  • coarse complex oxide is produced in steel, surface flaws are likely to occur in the steel.
  • coarse complex oxide is formed in steel, the fatigue strength of the steel is further reduced.
  • the Al content exceeds 0.050%, deoxidation proceeds excessively, and the amount of oxygen in the molten steel decreases.
  • MnS inclusions are not easily formed, and the machinability (particularly, tool wear suppression) of steel is reduced.
  • the Al content is 0.010 to 0.050%.
  • the preferable lower limit of the Al content for further obtaining the effect of suppressing the coarsening of crystal grains due to the generation of AlN is 0.015%, and more preferably 0.020%.
  • the upper limit with preferable Al content is 0.035%.
  • the Al content referred to in this specification means the content of acid-soluble Al (sol. Al).
  • N 0.015% or less Nitrogen (N) is inevitably contained. N combines with Al to form AlN, suppresses coarsening of austenite grains during heat treatment, and increases the strength of the steel. On the other hand, if the N content exceeds 0.015%, the cutting resistance of the steel increases and the machinability decreases. If N content exceeds 0.015%, hot workability will fall further. Therefore, the N content is 0.015% or less.
  • the minimum with preferable N content is 0.002%, More preferably, it is 0.004%.
  • the upper limit with preferable N content is 0.012%, More preferably, it is 0.008%.
  • the N content means the total N (tN) content.
  • Oxygen (O) is included not only in the oxide but also in MnS inclusions. O produces
  • the O content is 0.0005 to 0.0030%.
  • a preferable lower limit of the O content for further enhancing the machinability of the steel and the cracking characteristics of the steel is 0.0007%, more preferably 0.0010%.
  • the upper limit with preferable O content is 0.0025%, More preferably, it is 0.0020%.
  • the O content means the total oxygen (t—O) content.
  • Chromium (Cr) dissolves in the steel to increase the hardenability and temper softening resistance of the steel and increase the strength of the steel. As a result, the rolling fatigue characteristics of the steel are enhanced. Further, when the carburizing treatment is performed as the surface hardening treatment, Cr deepens the hardened layer depth. If the Cr content is less than 0.50%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 2.00%, the hardenability becomes too high, and a supercooled structure (martensite) is generated during cooling, and the steel becomes too hard. In this case, the machinability of steel decreases.
  • the Cr content is 0.50 to 2.00%.
  • the minimum with preferable Cr content is 0.70%, More preferably, it is 0.90%.
  • the upper limit with preferable Cr content is 1.80%, More preferably, it is 1.60%.
  • the remainder of the chemical composition of the machine structural steel according to the present embodiment is composed of Fe and impurities.
  • the impurities are mixed from ore as a raw material, scrap, or the manufacturing environment when industrially producing steel for machine structural use, and have an adverse effect on the steel for machine structural use of the present embodiment. It means that it is allowed in the range that does not give.
  • the chemical composition of the steel for machine structure of the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Ni, B, V, Mo, W, Nb, Cu, and Ti. .
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. When contained, Ni dissolves in the steel to increase the hardenability of the steel and increase the strength of the steel. Ni further increases the ductility of the matrix. Ni further increases the toughness of the steel. Ni further enhances the corrosion resistance of the steel. If Ni is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the Ni content exceeds 3.50%, a large amount of retained austenite remains. In this case, part of the retained austenite is transformed into martensite due to the processing-induced transformation, and the ductility of the steel is lowered. Therefore, the Ni content is 0 to 3.50%.
  • the preferable lower limit of the Ni content for stably obtaining the above effect is 0.02%, more preferably 0.05%.
  • the upper limit with preferable Ni content for further suppressing a retained austenite is 2.50%, More preferably, it is 2.00%.
  • the preferable lower limit of the Ni content is 0.20%.
  • Ni detoxifies Cu and increases toughness.
  • steel contains Cu the minimum with preferable Ni content is more than Cu content.
  • B 0 to 0.0050% Boron (B) is an optional element and may not be contained.
  • B increases the hardenability of the steel and increases the strength of the steel. B further suppresses segregation of P and S to the grain boundary, which lowers toughness, and improves fracture characteristics. If B is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent.
  • the B content exceeds 0.0050%, a large amount of BN is generated and the steel becomes brittle. Therefore, the B content is 0 to 0.0050%.
  • the preferable lower limit of the B content when Ti or Nb which is a nitride-forming element is contained is 0.0005%.
  • the upper limit with preferable B content is 0.0020%.
  • V Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. When contained, V precipitates as V carbide, V nitride, or V carbonitride during tempering and nitriding, and increases the strength of the steel. V precipitates (V carbide, V nitride and V carbonitride) further suppress the austenite grain coarsening and increase the toughness of the steel. V further dissolves in the steel and increases the temper softening resistance of the steel. If V is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent.
  • V content if it exceeds 0.70%, V precipitates to produce even three or more points A.
  • a V precipitates generated at 3 points or more are not easily dissolved in steel and remain in the steel as undissolved precipitates.
  • the amount of solid solution V decreases. Therefore, the tempering softening resistance of steel falls.
  • fine V precipitates are hardly deposited by subsequent heat treatment. In this case, the strength of the steel decreases. Therefore, the V content is 0 to 0.70%.
  • the minimum with preferable V content for acquiring the said effect stably is 0.05%, More preferably, it is 0.10%.
  • the upper limit with preferable V content is 0.50%, More preferably, it is 0.30%.
  • Mo Molybdenum
  • Mo is an optional element and may not be contained. When contained, Mo precipitates as Mo carbide in heat treatment at a low temperature of A 1 point or less such as tempering or nitriding. Therefore, the strength and temper softening resistance of the steel are increased. Mo further dissolves in the steel to enhance the hardenability of the steel. If Mo is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.70%, the hardenability of the steel becomes too high. In this case, a supercooled structure is likely to be generated by rolling, softening heat treatment before wire drawing, or the like. Therefore, the Mo content is 0 to 0.70%.
  • the preferable lower limit of the Mo content for stably obtaining the above effect is 0.05%, more preferably 0.10%, and still more preferably 0.15%.
  • a preferable upper limit of the Mo content for stably obtaining ferrite, pearlite, and bainite in the steel microstructure is 0.40%, and more preferably 0.30%.
  • W 0 to 0.70% Tungsten (W) is an optional element and may not be contained.
  • W precipitates as W carbide in the steel, increasing the strength and temper softening resistance of the steel.
  • W carbide generates at a low temperature of less than three points A. Therefore, unlike V, Nb, Ti, etc., W hardly generates undissolved precipitates.
  • W carbide increases the strength and temper softening resistance of the steel by precipitation strengthening. W further dissolves in the steel to increase the hardenability of the steel and increase the strength of the steel. If W is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent.
  • the W content is 0 to 0.70%.
  • a preferable lower limit of the W content for stably increasing the temper softening resistance of the steel is 0.05%, more preferably 0.10%.
  • a preferable upper limit of the W content for stably obtaining ferrite, pearlite, and bainite in the steel microstructure is 0.40%, and more preferably 0.30%.
  • W and Mo hardly generate nitrides. Therefore, these elements can increase the temper softening resistance of steel without being affected by the N content.
  • the preferred total content of W and Mo for obtaining high temper softening resistance is 0.10 to 0.30%.
  • Niobium is an optional element and may not be contained. When Nb is contained, Nb produces Nb nitride, Nb carbide, or Nb carbonitride, and suppresses austenite grain coarsening during quenching and normalization. Nb further increases the strength of the steel by precipitation strengthening. If Nb is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.050%, undissolved precipitates are generated and the toughness of the steel is lowered. If the Nb content exceeds 0.050%, a supercooled structure is likely to be generated, and the hot workability of steel is reduced.
  • the Nb content is 0 to less than 0.050%.
  • the minimum with preferable Nb content for acquiring the said effect stably is 0.001%, More preferably, it is 0.005%.
  • the upper limit with preferable Nb content is 0.030%, More preferably, it is 0.015%.
  • Cu 0 to 0.50% Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. When contained, Cu prevents decarburization. Cu further enhances corrosion resistance like Ni. If Cu is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the Cu content exceeds 0.50%, the steel becomes embrittled and rolls are likely to occur. Therefore, the Cu content is 0 to 0.50%.
  • the minimum with preferable Cu content for acquiring the said effect stably is 0.05%, More preferably, it is 0.10%. When Cu is contained in an amount of 0.30% or more, hot ductility can be maintained if the Ni content is higher than the Cu content.
  • Titanium is an optional element and may not be contained. When contained, Ti produces nitrides, carbides, or carbonitrides, and suppresses austenite grain coarsening during quenching and normalization. Ti further increases the strength of the steel by precipitation strengthening. Ti further deoxidizes the steel. When Ti further contains B, it combines with solute N to maintain the amount of solute B. In this case, hardenability increases. If Ti is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent.
  • Ti since Ti generates the nitrides and sulfides, it affects MnS inclusions and composite inclusions. Specifically, when the Ti content exceeds 0.100%, the crystallization amount of MnS inclusions decreases and the generation of composite inclusions also decreases. In this case, the cracking characteristics of the steel are reduced. If the Ti content is too high, further, nitrides and sulfides are generated and the fatigue strength decreases. Therefore, the Ti content is 0 to 0.100%. A preferable lower limit of the Ti content for effectively obtaining the above effect is 0.003%. In particular, when B is contained, the preferable lower limit of the Ti content for reducing the solid solution N is 0.005%. The upper limit with preferable Ti content for improving corrosion resistance is 0.090%, More preferably, it is 0.085%.
  • the mechanical structural steel of this embodiment may further contain Ca.
  • Ca 0 to 0.0030%
  • Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained.
  • Ca generates CaS or (Mn, Ca) S to spheroidize the MnS inclusions and reduce the amount of tool wear.
  • the machinability of the steel is increased. If Ca is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent.
  • the Ca content exceeds 0.0030%, the oxide inclusions become coarse and the fatigue strength of the steel decreases. Therefore, the Ca content is 0 to 0.0030%.
  • a preferable lower limit of the Ca content for further improving the machinability is 0.0001%.
  • the preferable upper limit of Ca content is 0.0015%, more preferably 0.0003%.
  • F1 Mn / S.
  • F1 means Mn content with respect to S content. If F1 is less than 8.0, MnS inclusions are not sufficiently crystallized. Therefore, the amount of solute S in the steel after solidification cannot be sufficiently reduced, and many fine MnS precipitates are produced after solidification. In this case, since the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions cannot be reduced, the galling property of steel is deteriorated. When the amount of solid solution S in the steel after solidification cannot be reduced sufficiently, the solid solution S after solidification remains at the grain boundaries. As a result, the hot workability of steel may be reduced.
  • F1 is 8.0 or more
  • the Mn content is sufficiently higher than the S content.
  • MnS inclusions are sufficiently crystallized and grow in the molten steel.
  • the amount of dissolved S in the steel after solidification is sufficiently reduced, and precipitation of MnS precipitates in the steel after solidification can be suppressed. Therefore, the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions in the steel can be sufficiently reduced, and the firing characteristics of the steel are enhanced.
  • a preferable lower limit of F1 for enhancing the cracking characteristics of steel is 10.0, and more preferably 20.0.
  • the microstructure of the mechanical structural steel according to the present invention is mainly composed of ferrite, pearlite, and bainite. Specifically, the total area ratio of ferrite, pearlite, and bainite in the microstructure of the mechanical structural steel having the above chemical composition is 99% or more.
  • the total area ratio of ferrite, pearlite, and bainite in the microstructure can be measured by the following method.
  • a sample is taken from the machine structural steel.
  • the machine structural steel is a steel bar or a wire rod
  • a sample is taken from the central portion of the radius R (hereinafter referred to as R / 2 portion) connecting the surface and the central axis in the cross section (surface perpendicular to the axial direction). Collect.
  • the surface perpendicular to the central axis of the machine structural steel is taken as the observation surface.
  • the observation surface is polished, it is etched with 3% nitric acid alcohol (nitral etchant). The etched observation surface is observed with a 200 ⁇ optical microscope, and photographic images with arbitrary five fields of view are generated.
  • each phase such as ferrite, pearlite, and bainite has a different contrast for each phase. Therefore, each phase is specified based on the contrast.
  • the total area ( ⁇ m 2 ) of ferrite, pearlite, and bainite in each visual field is obtained.
  • the total area in each field is summed for all fields (5 fields), and the ratio to the total area of all fields is determined. The obtained ratio is defined as the total area ratio (%) of ferrite, pearlite, and bainite.
  • the steel for machine structural use according to the present invention is one of MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions containing MnS and Pb in steel, and an inclusion having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more ( That is, the total number TN of specific inclusions is 40 / mm 2 or more.
  • the number of specific inclusions TN is 40 / mm 2 or more, coarse MnS inclusions having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more are sufficiently crystallized. As a result, MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions The total number of objects and composite inclusions can be sufficiently reduced. Therefore, it is possible to achieve both excellent machinability and excellent cracking characteristics.
  • the number TN of specific inclusions in the steel is less than 40 / mm 2 , coarse MnS inclusions having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more are not sufficiently crystallized, and as a result, MnS inclusions are obtained. The total number of MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions cannot be sufficiently reduced.
  • the minimum with the preferable number TN of specific inclusions is 80 pieces / mm ⁇ 2 >, More preferably, it is 150 pieces / mm ⁇ 2 >.
  • a preferable upper limit of the number TN of specific inclusions is 300 / mm 2 .
  • the upper limit of the circle equivalent diameter of a specific inclusion is not specifically limited, For example, it is 200 micrometers.
  • the steel is likely to start.
  • the composite ratio RA is preferably 40% or more. In this case, the cracking characteristics of the steel can be further enhanced.
  • the minimum with more preferable composite ratio RA is 60%, More preferably, it is 75%.
  • the number TN of specific inclusions and the composite ratio RA can be measured by the following method.
  • a sample is taken from the machine structural steel in the manner described above. 20 fields of view are randomly observed at a magnification of 1000 times using a scanning electron microscope (SEM) on the cross section (surface) of the R / 2 part sample.
  • SEM scanning electron microscope
  • specific inclusions any of MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions with an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more
  • Specific inclusions and other inclusions can be distinguished by contrast.
  • MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions are specified by the following methods, respectively.
  • FIG. 1A is a schematic diagram showing the S distribution in the observation surface obtained by EPMA analysis
  • FIG. 1B is a schematic diagram showing the Pb distribution in the same observation surface obtained by EPMA analysis as in FIG. 1A. is there.
  • Numeral 10 in FIG. 1A is an area where S exists. Since S exists almost as MnS, it can be considered that MnS exists in the code
  • Reference numeral 20 in FIG. 1B is an area where Pb exists.
  • Pb may be divided by rolling or the like and arranged in the rolling direction as shown by reference numeral 20A.
  • the equivalent circle diameter means the diameter of a circle when the area of each inclusion or each precipitate is converted into a circle having the same area. Even in the inclusion group defined as one inclusion, the equivalent circle diameter is the diameter of the same circle as the total area of the inclusion group.
  • FIG. 1C is an image obtained by synthesizing FIG. 1B with FIG. 1A.
  • Pb inclusion 20 overlaps with MnS inclusion 10
  • the inclusion is recognized as composite inclusion 30.
  • MnS inclusion 10 and Pb inclusion 20 do not overlap (region A1, region A2, etc. in FIG. 1C)
  • these inclusions are MnS inclusion 10 and Pb inclusion. 20 is specified.
  • MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions are specified using a scanning microscope and EPMA.
  • the area of each specified inclusion is obtained, and the diameter of a circle having the same area is obtained as the equivalent circle diameter ( ⁇ m) of each inclusion.
  • An example of a manufacturing method includes a steel making process in which molten steel is refined and cast to manufacture a material (slab or ingot), and a hot working process in which the material is hot-worked to manufacture steel for machine structural use.
  • a steel making process in which molten steel is refined and cast to manufacture a material (slab or ingot)
  • a hot working process in which the material is hot-worked to manufacture steel for machine structural use.
  • the steel making process includes a refining process and a casting process.
  • refining process In the refining process, refining in the converter (primary refining) is first performed on the hot metal produced by a well-known method. Secondary refining is performed on the molten steel produced from the converter. In secondary refining, alloy addition for component adjustment is performed to produce molten steel having the above chemical composition.
  • Mn is added to the molten steel that has been removed from the converter.
  • an oxide mainly composed of Mn is generated in the molten steel.
  • Si having a stronger deoxidizing power than Mn is added.
  • the oxide mainly composed of Mn is modified to an oxide mainly composed of Si.
  • Al having a stronger deoxidizing power than Si is added.
  • the oxide mainly composed of Si is modified into a complex oxide containing Si and Al (hereinafter also simply referred to as “composite oxide”).
  • the composite oxide generated by the above refining process becomes a crystallization nucleus of MnS inclusions. Therefore, by producing the composite oxide, MnS inclusions are sufficiently crystallized and grow coarse. That is, when the composite oxide is generated, specific inclusions, which are inclusions having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or more, are easily generated, and the number TN of the specific inclusions is 40 / mm 2 or more. As a result, the amount of dissolved S in the steel after solidification is sufficiently reduced, and precipitation of MnS precipitates in the steel after solidification can be suppressed. As a result, the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions can be sufficiently reduced, and the steel firing characteristics are enhanced.
  • a well-known removal treatment is performed.
  • secondary refining is performed.
  • composite refining is performed.
  • LF Laser Furnace
  • VAD Vauum Arc Degassing
  • RH Rasterstahl-Hausen vacuum degassing treatment
  • Mn, Si, and other elements are added as necessary to adjust the components of the molten steel. After adjusting the components of the molten steel, the casting process is performed.
  • a raw material (slab or ingot) is manufactured using the molten steel manufactured by the refining process. Specifically, a slab is manufactured by continuous casting using molten steel. Or you may manufacture an ingot by an ingot-making method using molten steel.
  • slabs and ingots are collectively referred to as materials.
  • the cross-sectional area of the material here is, for example, 200 to 350 mm ⁇ 200 to 600 mm.
  • Solidification cooling rate RC at the time of casting is 100 degrees C / min or less.
  • the solidification cooling rate RC is 100 ° C./min or less, MnS inclusions are sufficiently crystallized and grow in the molten steel. Therefore, specific inclusions are easily generated, and the number TN thereof is 40 pieces / mm 2 or more.
  • the amount of dissolved S in the steel after solidification is sufficiently reduced, and precipitation of MnS precipitates in the steel after solidification can be suppressed.
  • the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions can be sufficiently reduced, and the steel firing characteristics are enhanced.
  • the solidification cooling rate RC exceeds 100 ° C./min, the MnS inclusions are not sufficiently crystallized, and the MnS inclusions are not sufficiently grown. Therefore, specific inclusions are not easily generated, and the number TN of specific inclusions is less than 40 / mm 2 . In this case, the amount of dissolved S in the steel after solidification cannot be sufficiently reduced, and many fine MnS precipitates are formed after solidification. As a result, since the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions cannot be reduced, the steel firing characteristics are deteriorated. Therefore, the solidification cooling rate RC is 100 ° C./min or less.
  • a preferable solidification cooling rate RC is 8 to less than 50 ° C./min. In this case, MnS inclusions are more likely to crystallize and grow. If the solidification cooling rate RC is less than 8 to 50 ° C./min, the time until solidification is further long, so that a sufficient time for Pb to move through the molten steel and adhere to the MnS inclusions can be secured. Therefore, composite inclusions containing MnS and Pb are easily generated, and the composite ratio RA is 40% or more.
  • a more preferable upper limit of the solidification cooling rate RC is 30 ° C./min.
  • the more preferable lower limit of the solidification cooling rate RC is 10 ° C./min, and more preferably 15 ° C./min.
  • the solidification cooling rate RC can be obtained from the cast material.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view of the cast material.
  • the cooling rate from the liquidus temperature to the solidus temperature at the point P1 at the position W / 4 from the surface toward the material center is the solidification cooling rate RC in the casting process. (° C / min).
  • the solidification cooling rate RC can be obtained by the following method. Cut the solidified material in the transverse direction. Of the cross section of the material, the secondary dendrite arm interval ⁇ 2 ( ⁇ m) in the thickness direction of the solidified tissue at the point P1 is measured. Using the measured value ⁇ 2, the solidification cooling rate RC (° C./min) is obtained based on the following equation (3).
  • RC ( ⁇ 2 / 770) ⁇ (1 / 0.41) (3)
  • the secondary dendrite arm interval ⁇ 2 depends on the solidification cooling rate RC. Therefore, the solidification cooling rate RC can be obtained by measuring the secondary dendrite arm interval ⁇ 2.
  • Hot working process In the hot working step, one or more hot workings are usually performed. The material is heated before each hot working. Thereafter, hot working is performed on the material. Hot working is, for example, hot forging or hot rolling. In the case where a plurality of hot workings are performed, the first hot working is, for example, block rolling or hot forging, and the next hot working is finish rolling using a continuous rolling mill. In a hot rolling mill, horizontal stands having a pair of horizontal rolls and vertical stands having a pair of vertical rolls are alternately arranged in a line. The material after hot working is cooled by a known cooling method such as air cooling.
  • the machine structural steel is, for example, a steel bar or a wire rod.
  • Machine structural steel manufactured by the above method is excellent in machinability and cracking characteristics.
  • Manufacture of machine structural steel to machine parts is performed, for example, by the following method.
  • Hot forging is performed on machine structural steel to produce a rough intermediate product. Normalize the intermediate product as necessary. Further, machining is performed on the intermediate product. The machining is, for example, cutting.
  • a tempering treatment quenching and tempering
  • machining such as cutting may be performed on the intermediate product after the tempering treatment.
  • a machine part is manufactured by the above process. Machine parts may be manufactured by cold forging instead of hot forging.
  • the molten steel which has the chemical composition shown in Table 1 was manufactured.
  • the molten steel of each test number was manufactured by the following method.
  • the primary refining in the converter was produced under the same conditions for the hot metal produced by a known method.
  • molten steels with test numbers other than test numbers 65 and 66 Mn, Si, and Al were added in this order after the steel was removed from the converter and subjected to deoxidation treatment.
  • Mn, Si, and Al were added in this order after the steel was removed from the converter and subjected to deoxidation treatment.
  • test number 65 after the steel was removed from the converter, it was added in the order of Si, Al, and Mn and deoxidized.
  • Mn, Al, and Si were added in this order to perform deoxidation treatment.
  • the molten steel was cast to produce a rectangular parallelepiped experimental ingot.
  • the cross shape of the ingot was rectangular and was 190 mm ⁇ 190 mm.
  • the solidification cooling rate RC (° C./min) of each test number was as shown in Table 2.
  • the solidification cooling rate RC was obtained from the above equation (3) by measuring the secondary dendrite arm interval of the ingot.
  • the steel bar was manufactured by carrying out hot working twice on the manufactured experimental ingot. In hot working, partial rolling was performed, and then finish rolling (bar rolling) was performed. The manufactured experimental ingot was hot forged to produce a steel bar having a diameter of 50 mm. Alternatively, a block rolling was performed on the experimental ingot, and then finish rolling was performed to produce a steel bar having a diameter of 50 mm. A normalizing treatment at 800 to 950 ° C. was performed on the manufactured steel bar. The cooling method in the normalizing treatment was left to cool. A steel bar (steel for machine structure) having a diameter of 50 mm was manufactured by the above manufacturing process.
  • Machineinability As for machinability, tool life characteristics and chip disposal with a normal drill were evaluated.
  • Tool life characteristics CL1000 A steel bar having a diameter of 50 mm was cut to a length of 20 mm to obtain a perforated test piece. Perforation was performed on the perforated specimen. Table 3 shows the conditions for drilling.
  • the accumulated hole depth until the drill breakage was measured by changing the drill outer peripheral speed.
  • a high-speed steel straight drill was used as the drill.
  • the nose radius of the drill was 3 mm and the tip angle was 118 °.
  • Drilling was performed at a cutting speed of 10 to 70 m / min, a feed rate of 0.25 mm / rev, and a hole depth of 9 mm.
  • the accumulated hole depth (hole depth x number of drill holes) reached 1000 mm, drilling with one drill was completed. In this case, the drill was replaced, and the test was repeated until breakage at a higher drill peripheral speed.
  • the maximum drill peripheral speed at which a cumulative hole depth of 1000 mm can be drilled was defined as CL1000 (m / min) and used as an index of machinability.
  • CL1000 The results are shown in the column “CL1000” in Table 2.
  • CL1000 was 50 m / min or more, it was judged that the tool life characteristics were excellent.
  • CL1000 was less than 50 m / min, it was judged that the tool life characteristics were not excellent.
  • the tool 50 was a P20 class cemented carbide tool.
  • the nose R of the tool 50 was 0.4, and the rake angle was 5 °.
  • the peripheral turning was carried out at a cutting speed V1: 250 m / min, a feed speed V2: 0.2 mm / rev, a cutting amount D1: 2 mm, and a longitudinal cutting length L1: 200 mm. After cutting the outer periphery, the cutting turning was repeated so that the diameter again decreased by D1: 2 mm, and the test piece 5 was subjected to a turning test under the above conditions for 4 minutes.
  • the chips shown in FIGS. 5A and 5B were obtained. Therefore, the length L20 of the chips and the diameter D20 were measured. Based on the measurement results, the evaluation was as follows. When the chip diameter D20 has a coil shape of 30 mm or less, or when the chip length L20 is less than 50 mm even when the chip has no coil shape, it is determined that the chip disposal is excellent (see “ ⁇ "). On the other hand, when the chip diameter D20 was not a coil shape of 30 mm or less and the chip length L20 was 50 mm or more, it was determined that the chip disposal was not excellent (“ ⁇ ” in Table 2). .
  • a cracking test piece was prepared by cutting a steel bar having a diameter of 50 mm into a predetermined length. The sputter test piece was turned under the same conditions as in the above cutting test. Thereafter, the test piece was stored in an atmosphere of 70% humidity and 20 ° C. for 1 hour while spraying tap water on the cut surface. After storage, the cut surface of the test piece was observed and the number of saddle points was measured. The measurement results are shown in the “Identification” column of Table 2. When the saddle point is less than 10 points (“ ⁇ ”in Table 2) and when the saddle point is 10 points or more and less than 20 points (“ ⁇ ”in Table 2), the glazing characteristics are excellent. It was judged. On the other hand, when the saddle point was 20 points or more (“ ⁇ ” in Table 2), it was determined that the glazing characteristics were not excellent.
  • the rolling fatigue life was evaluated by the Mori-type thrust rolling fatigue test.
  • Ten disc-shaped rolling fatigue test pieces 100 having a diameter of 60 mm and a thickness of 5 mm shown in FIG. 6 were collected from R / 2 part of the steel bars of each test number.
  • the rolling fatigue test specimen 100 was carburized to harden the surface.
  • the effective hardened layer depth was 0.8 mm or more.
  • the surface of the rolling fatigue test piece 100 subjected to the carburizing treatment was ground to remove the carburized abnormal layer, and the effective hardened layer depth was set to 0.7 mm.
  • the effective hardened layer depth was set to the depth from the surface of the position which becomes HV550.
  • the removal by grinding was 0.2 mm or less.
  • the hardness distribution and effective hardened layer depth in each rolling fatigue test piece were adjusted by adjusting Cp and the amount of grinding removal.
  • the rolling fatigue test piece 100 is immersed in a lubricating oil 102 of 70% oil and 30% water, and water in the lubricating oil evaporates due to heat generation, so 30 ml of water is once a day. Added.
  • the test surface pressure was constant at 4 kN.
  • As the hard sphere a Si 3 N 4 ceramic hard sphere was used.
  • the number of hard balls in contact with the rolling fatigue test piece 100 was 3, and the rotation speed was 1200 rpm.
  • “time until occurrence of pitching at a cumulative failure probability of 10% obtained by plotting test results on Weibull probability paper (time)” was used as the durability life.
  • the results are shown in the “Rolling fatigue life” column of Table 2. When the rolling fatigue life was 4.0 hours or longer, it was judged that the rolling fatigue characteristics were excellent. On the other hand, when the rolling fatigue life was less than 4.0 hours, it was determined that the rolling fatigue characteristics were not excellent.
  • Hot ductility (hot workability) evaluation test A hot tensile test by electric heating was performed to evaluate hot ductility (hot workability). Specifically, a round bar test piece having a diameter of 10 mm and a length of 100 mm and having both ends threaded was produced from the slabs of each test number. The round bar test piece was heated to 1100 ° C. by electric heating and held for 3 minutes. Then, the round bar test piece was cooled to 900 degreeC by standing_to_cool. A tensile test was performed with the round bar test piece at 900 ° C., and a drawing value (%) at the time of breakage was obtained.
  • test results In test numbers 1 to 31, the chemical composition was appropriate, F1 was 8.0 or more, the deoxidation order was appropriate, and the solidification cooling rate RC was 100 ° C./min or less. Therefore, the number TN of specific inclusions was 40 / mm 2 or more. As a result, CL1000 was 50 m / min or more, and excellent chip disposal was obtained. That is, excellent machinability was obtained. Furthermore, in the glazing characteristic evaluation test, the scoring point was less than 20 points, and excellent scouring characteristics were obtained. Furthermore, in all the rolling fatigue tests, the rolling fatigue life was 4.0 hours or more, and excellent rolling fatigue characteristics were obtained. Furthermore, in the hot ductility evaluation test, the drawing value was 70% or more, and excellent hot ductility was obtained.
  • test numbers 1 to 7, 26, 30, and 31 the solidification cooling rate RC was 8 to 50 ° C./min. Therefore, not only the number TN of specific inclusions is 40 / mm 2 or more, but also the composite ratio RA is 40% or more. As a result, the scoring point was less than 10 in all cases, and even better sprinkling characteristics were obtained as compared with test numbers 8 to 25 and 27 to 29.
  • test numbers 32 to 42 the chemical composition was appropriate, F1 was 8.0 or more, and the deoxidation order was appropriate, but the solidification cooling rate RC exceeded 100 ° C./min. Therefore, the number TN of specific inclusions was less than 40 / mm 2 . As a result, excellent ripening characteristics could not be obtained.
  • test numbers 43 and 44 the chemical composition was appropriate, the order of deoxidation was appropriate, and the solidification cooling rate RC was 100 ° C./min or less, but F1 was less than 8.0. Therefore, the number TN of specific inclusions was less than 40 / mm 2 . As a result, excellent ripening characteristics could not be obtained. Furthermore, the aperture value was less than 70%, and excellent hot ductility was not obtained.
  • test number 45 the chemical composition was appropriate and the order of deoxidation was appropriate, but the solidification cooling rate RC exceeded 100 ° C./min, and F1 was less than 8.0. Therefore, the number TN of specific inclusions was less than 40 / mm 2 . As a result, excellent ripening characteristics could not be obtained. Furthermore, the aperture value was less than 70%, and excellent hot ductility was not obtained.
  • test numbers 48 and 49 the Mn content was too low. Therefore, the number TN of specific inclusions was less than 40 / mm 2 . As a result, excellent ripening characteristics could not be obtained. Furthermore, the aperture value was less than 70%, and excellent hot ductility was not obtained.
  • test number 50 the S content was too high. As a result, the aperture value was less than 70%, and excellent hot ductility was not obtained.
  • test number 51 the S content was too high. Furthermore, F1 was less than 8.0. Therefore, the number TN of specific inclusions was less than 40 / mm 2 . As a result, excellent ripening characteristics could not be obtained. Furthermore, the aperture value was less than 70%, and excellent hot ductility was not obtained.
  • test numbers 52 and 53 the S content was too low. Therefore, the number TN of specific inclusions was less than 40 / mm 2 . As a result, excellent ripening characteristics could not be obtained.
  • test numbers 54 and 55 the Pb content was too high. As a result, excellent ripening characteristics could not be obtained. Furthermore, the aperture value was less than 70%, and excellent hot ductility was not obtained.
  • test numbers 56 and 57 the Pb content was too low. As a result, CL1000 was less than 50 m / min, and excellent chip disposal was not obtained. That is, excellent machinability was not obtained.
  • test number 58 the Al content was too low. Therefore, the number TN of specific inclusions was less than 40 / mm 2 . As a result, excellent ripening characteristics could not be obtained.
  • test number 59 the N content was too high.
  • CL1000 was less than 50 m / min, and excellent machinability was not obtained.
  • the aperture value was less than 70%, and excellent hot ductility was not obtained.
  • test number 62 the O content was too low. Therefore, the number TN of specific inclusions was less than 40 / mm 2 . As a result, excellent ripening characteristics could not be obtained. Furthermore, CL1000 was less than 50 m / min, and excellent chip disposal was not obtained. That is, excellent machinability was not obtained.
  • test number 64 the Cr content was too low. As a result, the rolling fatigue life was less than 4.0 hours, and excellent rolling fatigue characteristics were not obtained.
  • test numbers 65 and 66 the chemical composition was appropriate, F1 was 8.0 or more, and the solidification cooling rate RC was 100 ° C./min or less, but the deoxidation order was inappropriate.
  • the number TN of specific inclusions was less than 40 / mm 2 . As a result, excellent ripening characteristics could not be obtained.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)

Abstract

被削性、発銹特性、及び熱間延性に優れ、転動疲労特性に優れる浸炭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：０．１５～０．３０％未満、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：０．５０～２．００％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

機械構造用鋼
　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、機械部品に対して表面硬化処理を実施する場合もある。表面硬化処理はたとえば、浸炭処理である。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、優れた熱間加工性だけでなく、優れた被削性も求められる。
　被削性に優れた機械構造用鋼は快削鋼とも呼ばれ、ＪＩＳ　Ｇ　４８０４（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－０．００１α２＋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：ＪＩＳ　Ｇ　４８０４（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、発銹特性、及び、熱間加工性に優れ、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：０．１５～０．３０％未満、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：０．５０～２．００％、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／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。
　本発明による機械構造用鋼は、被削性、発銹特性、及び、熱間加工性に優れ、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、発銹特性、及び、熱間加工性について調査及び検討を実施した。その結果、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％未満、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：０．５０～２．００％、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、優れた被削性と、優れた熱間加工性とが得られ、浸炭処理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／ｍｍ２以上である。
　鋼中の特定介在物が４０個／ｍｍ２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／ｍｍ２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：０．１５～０．３０％未満、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：０．５０～２．００％、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／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。
　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：０．１５～０．３０％未満
　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、浸炭処理が実施される場合がある。この場合、Ｃは鋼の表層の強度を高める。Ｃ含有量が０．１５％未満であれば、鋼は十分な強度が得られない。軟質な鋼においては、切削時に切り屑がつながり、工具や材料に巻き付き、それらを破損させる場合がある。Ｃ含有量が０．１５％未満であればさらに、鋼の切削抵抗が高まる。一方、Ｃ含有量が０．３０％以上であれば、浸炭処理後の部品の芯部の硬さが高まり、表層の強度に対する靭性のバランスが低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１５～０．３０％未満である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１６％であり、より好ましくは０．１８％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、より好ましくは０．２３％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。この場合さらに、鋼の熱間加工性が低下する。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、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。Ｐｂ含有量が０．１００％を超えればさらに、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。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。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：０．５０～２．００％
　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、表面硬化処理として浸炭処理を実施する場合、硬化層深さを深くする。Ｃｒ含有量が０．５０％未満であれば、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。したがって、Ｃｒ含有量は０．５０～２．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．７０％であり、より好ましくは０．９０％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Ａ３点以上でも生成する。Ａ３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Ａ１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、Ａ３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０．０８５％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（μｍ２）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／ｍｍ２以上である。
　特定介在物の個数ＴＮが４０個／ｍｍ２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／ｍｍ２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／ｍｍ２であり、より好ましくは１５０個／ｍｍ２である。特定介在物の個数ＴＮの好ましい上限は３００個／ｍｍ２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／ｍｍ２）の、特定介在物に対する個数（個／ｍｍ２）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、１ｍｍ２当たりの個数ＴＮ（個／ｍｍ２）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／ｍｍ２）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／ｍｍ２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（Ｌａｄｌｅ　Ｆｕｒｎａｃｅ）又はＶＡＤ（Ｖａｃｕｕｍ　Ａｒｃ　Ｄｅｇａｓｓｉｎｇ）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／ｍｍ２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／ｍｍ２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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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６５及び６６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６５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６６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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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／ｍｍ２）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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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５０ｍ／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５０ｍ／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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　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、浸炭を実施し、表面を硬化させた。有効硬化層深さは０．８ｍｍ以上とした。
　浸炭処理の条件は以下のとおりであった。Ｃｐ＝０．７～０．８、９３０℃×２時間、８７０℃×１時間、油焼入れ、洗浄、１７０℃×２時間の低温焼戻しを行った。浸炭処理を実施した転動疲労試験片１００に対して、表面を研削して、浸炭異常層を除去し、有効硬化層深さを０．７ｍｍ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０．２ｍｍ以下とした。Ｃｐ及び研削除去量を調節して、各転動疲労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、Ｓｉ３Ｎ４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４．０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４．０時間未満の場合、転動疲労特性が優れないと判断した。
　［熱間延性（熱間加工性）評価試験］
　通電加熱による熱間引張試験を実施して、熱間延性（熱間加工性）を評価した。具体的には、各試験番号の鋳片から、直径１０ｍｍ、長さ１００ｍｍであって、両端がねじ加工された丸棒試験片を作製した。丸棒試験片を通電加熱により１１００℃に加熱し、３分保持した。その後、放冷により丸棒試験片を９００℃まで冷却した。丸棒試験片が９００℃の状態で引張試験を実施し、破断時の絞り値（％）を求めた。各試験番号につき３本の丸棒試験片で引張試験を実施して、３つの値の平均を、その試験番号の絞り値（％）と定義した。絞り値を表２の「熱間延性」の欄に示す。絞り値が７０％以上の場合、熱間延性（熱間加工性）が優れると評価した。一方、絞り値が７０％未満の場合、熱間延性（熱間加工性）が優れないと評価した。
　［試験結果］
　試験番号１～３１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／ｍｍ２以上であった。その結果、ＣＬ１０００が５０ｍ／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４．０時間以上であり、優れた転動疲労特性が得られた。さらに、熱間延性評価試験において、絞り値が７０％以上であり、優れた熱間延性が得られた。
　試験番号１～７、２６、３０、及び、３１ではさらに、凝固冷却速度ＲＣが８～５０℃／分であった。そのため、特定介在物の個数ＴＮが４０個／ｍｍ２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８～２５、及び、２７～２９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３２～４２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／ｍｍ２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４３及び４４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／ｍｍ２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。さらに、絞り値が７０％未満であり、優れた熱間延性が得られなかった。
　試験番号４５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／ｍｍ２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。さらに、絞り値が７０％未満であり、優れた熱間延性が得られなかった。
　試験番号４６及び４７では、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、ＣＬ１０００が５０ｍ／分未満であり、優れた被削性が得られなかった。
　試験番号４８及び４９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／ｍｍ２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。さらに、絞り値が７０％未満であり、優れた熱間延性が得られなかった。
　試験番号５０では、Ｓ含有量が高すぎた。その結果、絞り値が７０％未満であり、優れた熱間延性が得られなかった。
　試験番号５１では、Ｓ含有量が高すぎた。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／ｍｍ２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。さらに、絞り値が７０％未満であり、優れた熱間延性が得られなかった。
　試験番号５２及び５３では、Ｓ含有量が低すぎた。そのため、特定介在物の個数ＴＮが４０個／ｍｍ２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５４及び５５では、Ｐｂ含有量が高すぎた。その結果、優れた発銹特性が得られなかった。さらに、絞り値が７０％未満であり、優れた熱間延性が得られなかった。
　試験番号５６及び５７では、Ｐｂ含有量が低すぎた。その結果、ＣＬ１０００が５０ｍ／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５８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／ｍｍ２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５９では、Ｎ含有量が高すぎた。その結果、ＣＬ１０００が５０ｍ／分未満であり、優れた被削性が得られなかった。さらに、絞り値が７０％未満であり、優れた熱間延性が得られなかった。
　試験番号６０及び６１では、Ｏ含有量が高すぎた。その結果、ＣＬ１０００が５０ｍ／分未満であり、優れた被削性が得られなかった。さらに、転動疲労寿命が４．０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６２では、Ｏ含有量が低すぎた。そのため、特定介在物の個数ＴＮが４０個／ｍｍ２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。さらに、ＣＬ１０００が５０ｍ／分未満であり、優れた切り屑処理性も得られなかった。すなわち、優れた被削性が得られなかった。
　試験番号６３では、Ｃｒ含有量が高すぎた。その結果、ＣＬ１０００が５０ｍ／分未満であり、優れた被削性が得られなかった。
　試験番号６４では、Ｃｒ含有量が低すぎた。その結果、転動疲労寿命が４．０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６５及び６６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／ｍｍ２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。
１０　ＭｎＳ介在物
２０　Ｐｂ介在物
３０　複合介在物

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．１５～０．３０％未満、
    　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：０．５０～２．００％、
    　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／ｍｍ２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。
  2. 　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。
  3. 　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。
  4. 　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。
PCT/JP2017/027154 2016-07-27 2017-07-27 機械構造用鋼 WO2018021452A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018530376A JP6760379B2 (ja) 2016-07-27 2017-07-27 機械構造用鋼
KR1020197005585A KR20190034273A (ko) 2016-07-27 2017-07-27 기계 구조용 강
CN201780046552.8A CN109496239A (zh) 2016-07-27 2017-07-27 机械结构用钢
EP17834454.5A EP3492615A4 (en) 2016-07-27 2017-07-27 STEEL FOR MACHINE STRUCTURES
US16/320,651 US20190169723A1 (en) 2016-07-27 2017-07-27 Steel for Machine Structural Use

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016147194 2016-07-27
JP2016-147194 2016-07-27

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2018021452A1 true WO2018021452A1 (ja) 2018-02-01

Family

ID=61016225

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2017/027154 WO2018021452A1 (ja) 2016-07-27 2017-07-27 機械構造用鋼

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20190169723A1 (ja)
EP (1) EP3492615A4 (ja)
JP (1) JP6760379B2 (ja)
KR (1) KR20190034273A (ja)
CN (1) CN109496239A (ja)
WO (1) WO2018021452A1 (ja)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110205557B (zh) * 2019-07-17 2020-08-18 贝斯山钢(山东)钢板有限公司 一种350-380hbw硬度级别厚规格高韧性耐磨钢板及制备方法
MX2022007868A (es) * 2019-12-23 2022-07-19 Jfe Steel Corp Acero de mecanizado libre y metodo para fabricar el mismo.
CN114645208B (zh) * 2022-03-23 2023-04-25 青海西钢特殊钢科技开发有限公司 一种采用碲处理的非调质胀断连杆用钢及其生产方法
CN114959429A (zh) * 2022-05-31 2022-08-30 本钢板材股份有限公司 一种工程机械齿轮用钢18CrNiMo7-6的制造方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11217650A (ja) * 1998-01-28 1999-08-10 Aichi Steel Works Ltd 快穿孔鋼
JPH11222646A (ja) * 1998-02-05 1999-08-17 Kobe Steel Ltd 切りくず処理性に優れた機械構造用鋼
JP2000282172A (ja) 1999-01-28 2000-10-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 被削性と靱性に優れた機械構造用鋼材及び機械構造部品
JP2003183770A (ja) * 2001-10-01 2003-07-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 機械構造用鋼及びその製造方法
JP2005350702A (ja) * 2004-06-08 2005-12-22 Sanyo Special Steel Co Ltd 被削性に優れた機械構造用鋼
JP2008174830A (ja) * 2006-12-20 2008-07-31 Nippon Steel Corp 機械的特性及び被削性に優れた機械構造用鋼
JP2017057474A (ja) * 2015-09-18 2017-03-23 Ｊｆｅスチール株式会社 快削鋼

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CA2323952A1 (en) * 1999-01-28 2000-08-03 Yasutaka Okada Machine structural steel product
CN1169992C (zh) * 2001-11-15 2004-10-06 住友金属工业株式会社 机械结构用钢
US6764645B2 (en) * 2001-11-28 2004-07-20 Diado Steel Co., Ltd. Steel for machine structural use having good machinability and chip-breakability
JP3758581B2 (ja) * 2002-02-04 2006-03-22 住友金属工業株式会社 低炭素快削鋼
TWI391500B (zh) * 2008-08-06 2013-04-01 Posco 環保無鉛之快削鋼及其製作方法
KR101367350B1 (ko) * 2009-04-06 2014-02-26 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉간 가공성, 절삭성, 침탄 담금질 후의 피로 특성이 우수한 표면 경화 강 및 그 제조 방법
BRPI1012814B1 (pt) * 2009-05-22 2019-02-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Método para usinar aço para uso em estruturas de máquinas
WO2012056785A1 (ja) * 2010-10-27 2012-05-03 新日本製鐵株式会社 表面硬化用機械構造用鋼、及び、機械構造用鋼部品とその製造方法
CN104995324B (zh) * 2013-02-18 2016-08-24 新日铁住金株式会社 含铅易切削钢
WO2015125915A1 (ja) * 2014-02-24 2015-08-27 新日鐵住金株式会社 高周波焼入れ用鋼材

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11217650A (ja) * 1998-01-28 1999-08-10 Aichi Steel Works Ltd 快穿孔鋼
JPH11222646A (ja) * 1998-02-05 1999-08-17 Kobe Steel Ltd 切りくず処理性に優れた機械構造用鋼
JP2000282172A (ja) 1999-01-28 2000-10-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 被削性と靱性に優れた機械構造用鋼材及び機械構造部品
JP2003183770A (ja) * 2001-10-01 2003-07-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 機械構造用鋼及びその製造方法
JP2005350702A (ja) * 2004-06-08 2005-12-22 Sanyo Special Steel Co Ltd 被削性に優れた機械構造用鋼
JP2008174830A (ja) * 2006-12-20 2008-07-31 Nippon Steel Corp 機械的特性及び被削性に優れた機械構造用鋼
JP2017057474A (ja) * 2015-09-18 2017-03-23 Ｊｆｅスチール株式会社 快削鋼

Also Published As

Publication number Publication date
US20190169723A1 (en) 2019-06-06
JP6760379B2 (ja) 2020-09-23
JPWO2018021452A1 (ja) 2019-05-30
EP3492615A4 (en) 2019-12-25
KR20190034273A (ko) 2019-04-01
CN109496239A (zh) 2019-03-19
EP3492615A1 (en) 2019-06-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2018021451A1 (ja) 機械構造用鋼
WO2018008621A1 (ja) 機械構造用鋼
JP6468366B2 (ja) 鋼、浸炭鋼部品、及び浸炭鋼部品の製造方法
JP6468365B2 (ja) 鋼、浸炭鋼部品、及び浸炭鋼部品の製造方法
WO2018021452A1 (ja) 機械構造用鋼
JP6642237B2 (ja) 冷間鍛造用鋼およびその製造方法
JP6683075B2 (ja) 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法
JP6642236B2 (ja) 冷間鍛造用鋼
JP6683074B2 (ja) 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法
JPWO2017068935A1 (ja) 熱間鍛造用鋼及び熱間鍛造品
JP6668741B2 (ja) 熱間圧延棒線材
JP6465206B2 (ja) 熱間圧延棒線材、部品および熱間圧延棒線材の製造方法
JP6683073B2 (ja) 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法
JP6683072B2 (ja) 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法
CN109790604A (zh) 冷锻用钢及其制造方法
JP2018035411A (ja) 冷間鍛造用鋼およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 17834454

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2018530376

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20197005585

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017834454

Country of ref document: EP

Effective date: 20190227