JP6760375B2 - Machine structural steel - Google Patents

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Description

本発明は、鋼に関し、さらに詳しくは機械構造用鋼に関する。 The present invention relates to steel, and more particularly to steel for machine structural use.

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は、機械構造用鋼を用いて製造される。このような機械部品の製造方法の一例は、次のとおりである。機械構造用鋼を熱間加工（熱間鍛造等）して、中間品を製造する。中間品を機械加工（切削加工、研削加工）して機械部品を製造する。必要に応じて、機械部品に対して熱処理（焼準等）、表面硬化熱処理（高周波焼入れ等）、又は、焼入れ焼戻しを実施する場合もある。このような機械部品を製造するための機械構造用鋼には、優れた熱間加工性だけでなく、優れた被削性も求められる。 Mechanical parts used for structural and power transmission such as parts of general machines and automobiles are manufactured using steel for machine structural use. An example of a method for manufacturing such a mechanical part is as follows. Machine structural steel is hot-worked (hot forging, etc.) to manufacture intermediate products. Machine parts are manufactured by machining (cutting, grinding) intermediate products. If necessary, heat treatment (normalizing, etc.), surface hardening heat treatment (induction hardening, etc.), or quenching and tempering may be performed on the mechanical parts. Machine structural steel for manufacturing such machine parts is required to have not only excellent hot workability but also excellent machinability.

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。 Steels for machine structural use having excellent machinability are also called free-cutting steels, and are defined in JIS G 4804 (2008) (Non-Patent Document 1). Free-cutting steel enhances machinability by containing Pb.

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。A mechanical structural steel containing Pb is disclosed in, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-282172 (Patent Document 1). The mechanical structural steel material described in Patent Document 1 has a mass% of 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% Hereinafter, Ni: 0 to 2.0%, Mo: 0 to 1.5%, B: 0 to 0.01%, Bi: 0 to 0.10%, Ca: 0 to 0.05%, Pb: 0 ~ 0.12%, Ti: 0 to less than 0.04%, Zr: 0 to less than 0.04%, and Ti (%) + Zr (%): 0 to less than 0.04%, Te: 0 to 0 It contains 0.05%, Nd: 0 to 0.05%, Nb: 0 to 0.1%, Cu: 0 to 1.5%, Se: 0 to 0.5%, and is represented by the following formula. It has a chemical composition in which the value of fn1 is 100 or less, the value of fn2 represented by the following formula is 0 or more, the value of fn3 represented by the following formula is 3.0 or more, and the balance is Fe and impurities. Further, the ratio of the ferrite phase to the structure in terms of area ratio is 10 to 80%, and the Hv hardness is 160 to 350. Here, fn1 = 100C + 11Si + 18Mn + 32Cr + 45Mo + 6V, fn2 = -23C + Si (5-2Si) -4Mn + 104S-3Cr-9V + 10, fn3 = 3.2C + 0.8Mn + 5.2S + 0.5Cr-120N + 2.6Pb + 4.1Bi-0.001α 2 + 0.13α. .. The element symbol in each formula indicates the content of the element in mass%, and α indicates the area ratio (%) of the ferrite phase in the structure. It is described in Patent Document 1 that this steel material for machine structure is excellent in machinability and toughness.

特開２０００−２８２１７２号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-282172

日本工業標準調査会、規格番号：ＪＩＳ Ｇ ４８０４（２００８年）、規格名称：硫黄及び硫黄複合快削鋼鋼材Japanese Industrial Standards Committee, Standard No .: JIS G 4804 (2008), Standard Name: Sulfur and Sulfur Composite Free-cutting Steel

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。 By the way, machining such as cutting may be carried out in an automated manufacturing facility. When manufacturing machine parts by cutting a large amount of intermediate products such as several hundred pieces or more per day with an automated manufacturing facility, excellent chip control is required. It is preferable that the chips discharged during cutting are divided into small pieces and discharged. If the chips remain connected for a long time, the chips will be entangled with the intermediate product, and the surface of the machine part after cutting is likely to be scratched. If the chips are entangled in the mechanical parts, the production line needs to be temporarily shut down to remove the entangled chips. In this case, unmanned manufacturing becomes difficult, and staffing for monitoring is required. In this way, chip controllability affects both the quality of mechanical parts and the manufacturing cost. In addition, in automated manufacturing equipment, high tool wear reduces productivity. Therefore, mechanical structural steel is required to have high machinability such as excellent tool wear and excellent chip control.

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。 Cutting with automated manufacturing equipment may also cause rust on mechanical parts. In automated manufacturing equipment, water-soluble cutting oil is used from the viewpoint of unmanned operation. Therefore, mechanical parts may rust. Rust not only causes shape errors, but also causes poor quality when plating mechanical parts. Further, the machine parts after cutting may wait for a long time in a bucket or the like before the next process after cutting. For example, when cutting is performed in Japan and the next process is processed at another factory in another country, it may take several days to several months after cutting until the next process is carried out. Therefore, the machine structural steel is required not only to have machinability but also to have a property of suppressing the generation of rust (hereinafter referred to as a rusting property).

本発明の目的は、被削性、発銹特性、及び、熱間加工性に優れる機械構造用鋼を提供することである。 An object of the present invention is to provide a mechanical structural steel having excellent machinability, rusting properties, and hot workability.

本発明による機械構造用鋼は、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．８０％、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：０〜０．７０％、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。The mechanical structural steel according to the present invention has a mass% of C: 0.30 to 0.80%, Si: 0.01 to 0.80%, Mn: 0.25 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 ~ 0.0030%, Cr: 0 to 0.70%, 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%. The balance is composed of Fe and impurities, and has a chemical composition satisfying the formula (1). In steel, the total number of specific inclusions which are any of MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions containing MnS and Pb and whose equivalent circle diameter is 5 μm or more is 40 pieces / mm 2 That is all.
Mn / S ≧ 8.0 (1)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element in the formula (1).

本発明による機械構造用鋼は、被削性、発銹特性、及び、熱間加工性に優れる。 The mechanical structural steel according to the present invention is excellent in machinability, rusting characteristics, and hot workability.

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。FIG. 1A is a schematic diagram showing the S distribution in the observation plane obtained by EPMA analysis. 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。FIG. 1B is a schematic diagram showing the Pb distribution in the same observation plane as in FIG. 1A obtained by EPMA analysis. 図１Ｃは、図１Ａ及び図１Ｂを合成した画像の模式図である。FIG. 1C is a schematic view of a composite image of FIGS. 1A and 1B. 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。FIG. 2 is a schematic diagram for explaining a criterion for determining whether or not adjacent inclusions are regarded as one inclusion. 図３Ａは、本実施形態の機械構造用鋼に対してＥＰＭＡ分析を実施して得られたＳ分布の写真画像である。FIG. 3A is a photographic image of the S distribution obtained by performing EPMA analysis on the mechanical structural steel of the present embodiment. 図３Ｂは、図３Ａと同じ視野でＥＰＭＡを実施して得られたＰｂ分布の写真画像である。FIG. 3B is a photographic image of the Pb distribution obtained by performing EPMA in the same field of view as in FIG. 3A. 図３Ｃは、図３Ａ及び図３Ｂの合成画像である。FIG. 3C is a composite image of FIGS. 3A and 3B. 図４は、鋳造された素材の横断面図である。FIG. 4 is a cross-sectional view of the cast material. 図５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。FIG. 5 is a schematic view of a cutting tester for explaining a cutting test. 図６Ａは、切り屑の斜視図である。FIG. 6A is a perspective view of chips. 図６Ｂは、切り屑の平面写真図である。FIG. 6B is a plan photograph of chips.

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：０．３０〜０．８０％、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：０〜０．７０％、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る可能性があると考えた。 The present inventors have investigated and examined the machinability, rusting characteristics, and hot workability of machine structural steel. As a result, in terms of mass%, C: 0.30 to 0.80%, Si: 0.01 to 0.80%, Mn: 0.25 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 to 0.70%, Ni: 0 to 3.50%, B: 0 to 0.0050%, V: 0 to 0.70%, Mo: 0 to 0.70%, W: 0 to 0 It contains .70%, Nb: 0 to less than 0.050%, Cu: 0 to 0.50%, Ti: 0 to 0.100%, and Ca: 0 to 0.0030%, and the balance is Fe and It was considered that if the steel for machine structure has a chemical composition composed of impurities, excellent machinability and excellent hot workability may be obtained.

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。 Mn in steel combines with S to form MnS. MnS is divided into MnS inclusions and MnS precipitates according to the formation process. MnS inclusions crystallize in the molten steel before solidification. On the other hand, the MnS precipitate is precipitated in the steel after solidification. MnS inclusions are formed in molten steel. Therefore, the size of MnS inclusions tends to be larger than that of MnS precipitates formed after solidification.

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。 On the other hand, 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.

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「特定介在物の個数ＴＮ及び複合比率ＲＡの測定方法」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。 Further, when Mn and Pb are present in the steel, Mn and Pb are referred to as composite inclusions containing MnS and Pb (hereinafter, simply referred to as “composite inclusions”” in addition to the above-mentioned MnS inclusions and Pb inclusions. To form). The composite inclusion means an inclusion containing MnS and Pb and the balance consisting of impurities. More specifically, in the composite inclusions, MnS and Pb may be formed adjacent to each other, or Pb may be dissolved in MnS to form a composite inclusions. In the present specification, "MnS inclusions", "Pb inclusions", and "composite inclusions" are specified by the method described in the item "Measurement method of number TN and composite ratio RA of specific inclusions" described later. .. In the present specification, the MnS inclusion is an inclusion containing Mn and S and not containing Pb. The Pb inclusions are inclusions consisting of Pb and impurities and containing no Mn. The composite inclusions are inclusions containing Mn, S, and Pb.

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。 MnS inclusions are known as inclusions that enhance machinability. On the other hand, the melting point of the Pb inclusions is lower than the melting point of the MnS inclusions. Therefore, the Pb inclusions exert a lubricating action during cutting, and as a result, enhance the machinability of the steel.

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。 Further, the composite inclusions are considered to enhance the machinability of steel as compared with the MnS inclusions and the Pb inclusions alone. When a crack occurs around the composite inclusion, the liquefied Pb invades the opened crack. This promotes the growth of cracks and enhances machinability. Therefore, if not only MnS inclusions and Pb inclusions are formed but also composite inclusions are formed, the machinability is further enhanced.

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。 The mechanism by which complex inclusions are formed is considered to be as follows. Pb moves more easily in the liquid phase than in the solid phase. Therefore, the composite inclusions can hardly be formed from the MnS precipitates formed after the solidification of the steel, and are formed by the Pb adhering to the MnS inclusions formed in the molten steel before 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 forming MnS precipitates after solidification.

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。 As described above, in order to improve the machinability of steel, a large number of MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions may be produced. As mentioned above, MnS inclusions are formed in molten steel by crystallization. Further, as described above, the more MnS inclusions, the more complex inclusions are produced. Therefore, it is considered that if a large amount of MnS inclusions are crystallized in the molten steel, the machinability of the steel is enhanced.

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。 On the other hand, rust is likely to be generated in the mechanical structural steel containing MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions. However, the mechanism of rusting of machine structural steel has not been studied in detail so far. Therefore, the present inventors investigated and examined the mechanism of rusting. As a result, the present inventors obtained the following findings.

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。 The MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and the composite inclusions themselves are the starting points of rust. Here, the ease of rusting is determined by the size of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions, rather than the size of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions. Depends on the total number of. Specifically, as the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions increases, the steel is more likely to rust. Based on the above findings, the present inventors determined the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions in order to suppress rust formation while obtaining excellent machinability. I thought it would be effective to reduce it. Therefore, the present inventors have investigated a method for reducing the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions.

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。 As described above, MnS inclusions formed by crystallization in molten steel tend to grow (coarse) in molten steel. Therefore, the MnS inclusions are larger in size than the MnS precipitates formed by precipitation in the solidified steel. That is, the MnS precipitate is finer than the MnS inclusions. Therefore, in the case of steel having a constant Mn content and S content, assuming the case of crystallizing MnS inclusions and the case of precipitating MnS precipitates, the number of MnS inclusions generated by crystallization is larger than the number of MnS inclusions produced. The number of MnS precipitates produced by precipitation is significantly larger. Therefore, in order to enhance the rusting characteristics of the steel, it is sufficient to suppress the precipitation of MnS precipitates by crystallizing and growing (coarse) MnS inclusions in the molten steel.

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。 By crystallizing and growing MnS inclusions in molten steel, precipitation of MnS precipitates is suppressed, and as a result, the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions is reduced. For this purpose, 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 likely to be formed in the molten steel. In this case, since S is consumed for crystallization of coarse MnS inclusions, the amount of solid solution S in the steel after solidification becomes low. Therefore, the 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 rusting characteristics can be obtained.

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。Specifically, the Mn content and the S content satisfy the following formula (1).
Mn / S ≧ 8.0 (1)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).

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。 It is defined as F1 = Mn / S. When F1 is less than 8.0, MnS inclusions are not sufficiently crystallized in molten steel. Therefore, the amount of solid solution S in the steel after solidification cannot be sufficiently reduced, and a large number of fine MnS precipitates are generated after solidification. In this case, since the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions cannot be reduced, the rusting characteristics of the steel are deteriorated. On the other hand, when F1 is 8.0 or more, the Mn content is sufficiently higher than the S content. In this case, by using an appropriate production method, MnS inclusions are sufficiently crystallized and grown in the molten steel. As a result, the amount of solid solution S in the solidified steel is sufficiently reduced, and the precipitation of MnS precipitates in the solidified steel can be suppressed. Therefore, the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions can be sufficiently reduced, and the rusting characteristics of steel are enhanced.

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。Here, any of the MnS inclusions, the Pb inclusions, and the composite inclusions, the inclusions having a circle-equivalent diameter of 5 μm or more are defined as “specific inclusions”. In the present specification, the equivalent circle diameter means the diameter of a circle when the area of inclusions or precipitates observed in microstructure observation is converted into a circle having the same area. In this case, in the present embodiment, 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).

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。When the number of specific inclusions in the steel is 40 pieces / mm 2 or more, coarse MnS inclusions are sufficiently crystallized and the formation of MnS precipitates can be suppressed. As a result, the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions, which are the starting points of rusting, can be sufficiently reduced. Therefore, it is possible to achieve both excellent machinability and excellent rusting characteristics. On the other hand, if the number of specific inclusions in the steel is less than 40 pieces / mm 2 , the MnS inclusions are not sufficiently crystallized and a large number of MnS precipitates are generated. As a result, the formation of MnS precipitates can be suppressed. As a result, the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions, which are the starting points of rusting, cannot be sufficiently reduced. As a result, although excellent machinability can be obtained, sufficient rusting characteristics cannot be obtained.

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による機械構造用鋼は、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．８０％、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：０〜０．７０％、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。The mechanical structural steel according to the present embodiment completed based on the above findings has a mass% of C: 0.30 to 0.80%, Si: 0.01 to 0.80%, Mn: 0.20 to 0. 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 to 0.70%, 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. : Contains 0 to 0.0030%, the balance is composed of Fe and impurities, and has a chemical composition satisfying the formula (1). In steel, the total number of specific inclusions which are any of MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions containing MnS and Pb and whose equivalent circle diameter is 5 μm or more is 40 pieces / mm 2 That is all.
Mn / S ≧ 8.0 (1)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element in the formula (1).

上記機械構造用鋼の化学組成は、Ｃｒ：０．１０〜０．７０％、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。 The chemical composition of the above-mentioned mechanical structural steel is Cr: 0.10 to 0.70%, 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: One or more selected from the group consisting of 0.003 to 0.100% may be contained.

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。 The chemical composition of the mechanical structural steel may contain Ca: 0.0001 to 0.0030%.

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。 In the above-mentioned mechanical structural steel, the number ratio of the composite inclusions to the specific inclusions may be 40% or more.

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。 Hereinafter, the mechanical structural steel of the present embodiment will be described in detail. "%" In the chemical composition means% by mass unless otherwise specified.

［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。[Chemical composition]
The chemical composition of the mechanical structural steel of the present embodiment contains the following elements.

Ｃ：０．３０〜０．８０％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。機械構造用鋼を用いて部品を製造する場合、機械構造用鋼を鍛造後、必要に応じて熱処理（焼準等）、表面硬化熱処理（高周波焼入れ等）、又は、焼入れ焼戻しが実施される。この場合、Ｃは鋼の強度を高める。Ｃ含有量が０．３０％未満であれば、十分な強度が得られない。一方、Ｃ含有量が０．８０％を超えれば、焼戻し後に残留オーステナイトが多く生成する。この場合、強度の上昇が飽和するだけでなく、硬質なセメンタイトが生成し、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３０〜０．８０％である。C: 0.30 to 0.80%
Carbon (C) increases the strength of steel. When parts are manufactured using mechanical structural steel, heat treatment (normalizing, etc.), surface hardening heat treatment (induction hardening, etc.), or quench tempering is performed after forging the mechanical structural steel, if necessary. In this case, C increases the strength of the steel. If the C content is less than 0.30%, sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, if the C content exceeds 0.80%, a large amount of retained austenite is produced after tempering. In this case, not only the increase in strength is saturated, but also hard cementite is generated, and the machinability of the steel is lowered. Therefore, the C content is 0.30 to 0.80%.

焼準ままで部品を使用する場合のＣ含有量の好ましい下限は０．３４％であり、さらに好ましくは０．４０％である。高周波焼入れ等の焼入れを実施する場合、Ｃ含有量の好ましい上限は０．７０％である。この場合、Ｃ含有量に見合った強度が得られる。また、本実施形態の機械構造用鋼では、焼入れ時にオーステナイト単相となる温度域が非常に狭い。したがって、大量生産する場合、Ｃ含有量の好ましい上限は０．６０％である。 When the parts are used as normalized, the preferable lower limit of the C content is 0.34%, and more preferably 0.40%. When quenching such as induction hardening is carried out, the preferable upper limit of the C content is 0.70%. In this case, the strength commensurate with the C content can be obtained. Further, in the mechanical structural steel of the present embodiment, the temperature range in which austenite becomes a single phase during quenching is very narrow. Therefore, in the case of mass production, the preferable upper limit of the C content is 0.60%.

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。Si: 0.01 to 0.80%
Silicon (Si) deoxidizes steel. At the time of deoxidation treatment, Si modifies the oxide by adding Si after adding Mn. Specifically, Si added to the molten steel modifies an oxide mainly composed of Mn into an oxide mainly composed of Si. By adding Al after adding Si, a composite oxide containing Si and Al is produced in the steel. The composite oxide becomes the nucleus in which MnS inclusions crystallize. Therefore, the composite oxide enhances the rusting characteristics of steel. Si further increases temper softening resistance and increases strength. If the Si content is less than 0.01%, the above effect cannot be obtained.

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。 On the other hand, Si is a ferrite-producing element. If the Si content exceeds 0.80%, the surface layer of steel may be decarburized. If the Si content exceeds 0.80%, the ferrite fraction may further increase and the strength may decrease. Therefore, the Si content is 0.01 to 0.80%. The preferable lower limit of the Si content for increasing the temper softening resistance is 0.10%, more preferably 0.20%. The preferable upper limit of the Si content for suppressing the ferrite fraction is 0.70%, more preferably 0.50%.

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: 0.25 to 2.00%
Manganese (Mn) produces MnS inclusions and composite inclusions containing MnS and Pb to enhance the machinability of steel.

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 further deoxidizes the steel. The deoxidizing power of Mn is weaker than that of Si and Al. Therefore, Mn may be contained in a large amount. When no other strongly deoxidizing element is present in the molten steel, an oxide mainly composed of Mn is formed in the molten steel. After that, when other strongly deoxidizing elements (Si, Al) are added to the molten steel, Mn in the oxide is discharged into the molten steel and the oxide is modified. Hereinafter, 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. The composite oxide produced by modifying the oxide tends to become a nucleus in which MnS inclusions crystallize. Therefore, when a composite oxide is formed, crystallization of MnS inclusions is promoted. The MnS inclusions produced by crystallization are also more likely to form complex inclusions.

Ｍｎ含有量が０．２０％未満の場合、ＭｎＳ介在物が十分に晶出しにくい。そのため、凝固後の鋼中にＭｎＳ析出物が多数生成する。この場合、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数が増加する。そのため、鋼の発銹特性が低下する。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超えれば、鋼の焼入れ性が高くなりすぎ、その結果、鋼の硬さが高くなりすぎる。この場合、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０〜２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、より好ましくは１．２０％である。 When the Mn content is less than 0.20%, MnS inclusions are not sufficiently crystallized. Therefore, a large number of MnS precipitates are formed in the solidified steel. In this case, the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions increases. Therefore, the rusting characteristics of steel are deteriorated. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.00%, the hardenability of the steel becomes too high, and as a result, the hardness of the steel becomes too high. In this case, the machinability of the steel is reduced. Therefore, the Mn content is 0.25 to 2.00%. The preferable lower limit of the Mn content is 0.50%. The preferred upper limit of the Mn content is 1.50%, more preferably 1.20%.

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。P: 0.030% or less Phosphorus (P) is inevitably contained. P makes the steel brittle and enhances machinability. On the other hand, if the P content exceeds 0.030%, the hot ductility is lowered. In this case, the productivity is lowered, such as rolling defects. Therefore, the P content is 0.030% or less. The preferable lower limit of the P content for enhancing the machinability is 0.005%. In this case, machinability, especially chip controllability, is improved. The preferred upper limit of the P content is 0.015%.

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を十分に晶出せず、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。S: 0.010 to 0.100%
Sulfur (S) produces MnS in steel and enhances machinability. MnS particularly suppresses tool wear. If the S content is less than 0.010%, MnS is not sufficiently crystallized, and composite inclusions containing MnS and Pb are unlikely to be formed. As a result, the rusting characteristics are reduced. 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 deteriorates. Therefore, the S content is 0.010 to 0.100%. Of the machinability and mechanical properties, the preferable lower limit of the S content when giving priority to mechanical properties is 0.015%, and the preferable upper limit is 0.030%. When the machinability is prioritized, the preferable lower limit of the S content is 0.030%, and the preferable upper limit is 0.050%.

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。Pb: 0.010 to 0.100%
Lead (Pb) alone produces Pb inclusions (Pb grains) and enhances the machinability of steel. Pb further combines with MnS inclusions to form composite inclusions, which enhances the machinability of steel and particularly enhances chip control. If the Pb content is less than 0.010%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Pb content exceeds 0.100%, the machinability is enhanced, but the steel is embrittled. As a result, the hot workability of steel is reduced. If the Pb content exceeds 0.100%, the Pb inclusions are further increased, so that the rusting characteristics of the steel are deteriorated. Therefore, the Pb content is 0.010 to 0.100%. The preferred lower limit of the Pb content for promoting the formation of composite inclusions and enhancing machinability is 0.020%, more preferably 0.025%. The preferable upper limit of the Pb content for enhancing the rusting characteristics is 0.050%.

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低下する。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。Al: 0.010 to 0.050%
Aluminum (Al) deoxidizes steel. In the mechanical structural steel according to the present invention, deoxidation with Al kill is carried out in order to suppress the formation of pores and surface flaws during solidification. As will be described later, if Al is added to the molten steel next to Mn and Si to deoxidize the steel, the oxide in the steel is modified to produce a composite oxide containing Si and Al. The composite oxide tends to become crystallized nuclei of MnS inclusions. Therefore, MnS inclusions are likely to disperse and crystallize, grow and coarsen, and complex inclusions containing MnS and Pb are likely to be generated. In this case, the machinability of the steel is increased. 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 decreases. Therefore, the rusting characteristics of steel are enhanced. Al further combines with N to form AlN, which suppresses the coarsening of austenite grains in various heat treatments. If the Al content is less than 0.010%, the above effect cannot be obtained.

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。複合酸化物は粗大になりやすい。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。 On the other hand, if the Al content exceeds 0.050%, a coarse composite oxide is likely to be formed. Composite oxides tend to be coarse. When a coarse composite oxide is formed in the steel, surface defects are likely to occur in the steel. When a coarse composite oxide is formed in the steel, the fatigue strength of the steel is further reduced. If the Al content exceeds 0.050%, deoxidation proceeds excessively and the amount of oxygen in the molten steel decreases. In this case, MnS inclusions are less likely to be formed, and the machinability of steel (particularly, tool wear suppression) is reduced. In this case, further, it becomes difficult to form a composite inclusion in which Pb is bound to the MnS inclusion, and a large number of Pb inclusions remain alone in the steel. As a result, the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions increases, and the rusting characteristics decrease. Therefore, 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 formation of AlN is 0.015%, more preferably 0.020%. The preferable upper limit of the Al content is 0.035%. The Al content as used herein means the content of acid-soluble Al (sol.Al).

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。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 steel. On the other hand, if the N content exceeds 0.015%, the cutting resistance of the steel increases and the machinability decreases. If the N content exceeds 0.015%, the hot workability is further lowered. Therefore, the N content is 0.015% or less. The preferred lower limit of the N content is 0.002%, more preferably 0.004%. The preferred upper limit of the N content is 0.012%, more preferably 0.008%. The N content as used herein means the content of the total N (t-N).

Ｏ：０．０００５〜０．００３０％
酸素（Ｏ）は酸化物中に含まれるだけでなく、ＭｎＳ介在物にも含まれる。Ｏは、ＭｎＳ介在物の晶出核となる複合酸化物を生成する。Ｏ含有量が０．０００５％未満であれば、複合酸化物の生成量が不足し、溶鋼中でＭｎＳ介在物が晶出しにくくなる。この場合、鋼の被削性が低下する。この場合さらに、凝固後に微細なＭｎＳ析出物が多数生成する。その結果、ＭｎＳ介在物、ＭｎＳ析出物、Ｐｂ介在物、及び、複合介在物の総個数が増加し、発銹特性が低下する。一方、Ｏ含有量が０．００３０％を超えれば、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。Ｏ含有量が０．００３０％を超えればさらに、破壊の起点となる粗大な酸化物が生成する場合がある。この場合、機械部品の転動疲労特性が低下する。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。O: 0.0005 to 0.0030%
Oxygen (O) is not only contained in the oxide, but also in the MnS inclusions. O produces a composite oxide that becomes the crystallization nucleus of MnS inclusions. If the O content is less than 0.0005%, the amount of the composite oxide produced is insufficient, and MnS inclusions are less likely to crystallize in the molten steel. In this case, the machinability of the steel is reduced. In this case, a large number of fine MnS precipitates are further formed after solidification. As a result, the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions increases, and the rusting characteristics decrease. On the other hand, if the O content exceeds 0.0030%, coarse alumina-based oxides are generated and wear of the cutting tool is promoted, so that the machinability of the steel is lowered. If the O content exceeds 0.0030%, a coarse oxide that is the starting point of fracture may be further formed. In this case, the rolling fatigue characteristics of the mechanical parts are reduced. Therefore, the O content is 0.0005 to 0.0030%. The preferable lower limit of the O content for further enhancing the machinability of the steel and the rusting characteristics of the steel is 0.0007%, more preferably 0.0010%. The preferred upper limit of the O content is 0.0025%, more preferably 0.0020%. The O content as used herein means the content of total oxygen (t-O).

本実施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。 The rest of the chemical composition of the machine structural steel according to this embodiment consists of Fe and impurities. Here, the impurities are those mixed from ore, scrap, manufacturing environment, etc. as a raw material when industrially manufacturing the mechanical structural steel, and adversely affect the mechanical structural steel of the present embodiment. Means what is allowed within the range that does not give.

［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、Ｃｒ、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。[About arbitrary elements]
The chemical composition of the mechanical structural steel of the present embodiment further contains one or more selected from the group consisting of Cr, Ni, B, V, Mo, W, Nb, Cu, and Ti. May be good.

Ｃｒ：０〜０．７０％
クロム（Ｃｒ）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、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。Ｃｒはさらに、表面硬化処理として窒化処理を実施する場合、硬化層深さを深くする。Ｃｒ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、Ｃｒ含有量が０．７０％を超えれば、焼入れ焼戻しを実施する場合、鋼中のセメンタイトが粗大化する。Ｃｒ含有量が０．７０％を超えればさらに、高周波焼入れを実施する場合、鋼中のセメンタイトが固溶しない。Ｃｒ含有量が０．７０％を超えればさらに、オーステナイトが低温でも安定化する。この場合、鋼が脆化する。したがって、Ｃｒ含有量は０〜０．７０％である。焼入れ性を高めるためのＣｒ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、より好ましくは０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．６０％である。Cr: 0 to 0.70%
Chromium (Cr) is an optional element and may not be contained. When contained, Cr dissolves in the steel to increase the hardenability and temper softening resistance of the steel and increase the strength of the steel. Cr further increases the depth of the cured layer when the nitriding treatment is performed as the surface hardening treatment. If even a small amount of Cr is contained, the above effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.70%, the cementite in the steel becomes coarse when quenching and tempering is carried out. If the Cr content exceeds 0.70%, cementite in the steel will not dissolve in solid solution when induction hardening is further carried out. If the Cr content exceeds 0.70%, the austenite is further stabilized even at low temperatures. In this case, the steel becomes embrittlement. Therefore, the Cr content is 0 to 0.70%. The preferable lower limit of the Cr content for enhancing hardenability is 0.10%, more preferably 0.30%. The preferable upper limit of the Cr content is 0.60%.

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。Ni: 0-3.50%
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 also enhances the ductility of the matrix. Ni further enhances the toughness of steel. Ni also enhances the corrosion resistance of steel. If even a small amount of Ni is contained, 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, due to the work-induced transformation, a part of the retained austenite is transformed into martensite, and the ductility of the steel is lowered. Therefore, the Ni content is 0 to 3.50%.

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。 The preferable lower limit of the Ni content for stably obtaining the above effect is 0.02%, more preferably 0.05%. The preferred upper limit of the Ni content for further suppressing retained austenite is 2.50%, more preferably 2.00%. When toughness is prioritized, the preferable lower limit of the Ni content is 0.20%. Ni detoxifies Cu and enhances toughness. When the steel contains Cu, the preferable lower limit of the Ni content is the Cu content or more.

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。B: 0 to 0.0050%
Boron (B) is an optional element and may not be contained. When contained, B enhances the hardenability of the steel and enhances the strength of the steel. B further suppresses segregation of P and S, which decrease toughness, into grain boundaries and enhances fracture characteristics. If B is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the B content exceeds 0.0050%, a large amount of BN is generated and the steel becomes embrittled. Therefore, the B content is 0 to 0.0050%. When Ti or Nb, which is a nitride-forming element, is contained, the preferable lower limit of the B content is 0.0005%. The preferred upper limit of the B content is 0.0020%.

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炭化物、窒化物、又は炭窒化物として析出し、鋼の強度を高める。Ｖ析出物（窒化物、炭化物及び炭窒化物）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。V: 0 to 0.70%
Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. When contained, V precipitates as carbides, nitrides, or carbonitrides during tempering and nitriding to increase the strength of the steel. The V precipitates (nitrides, carbides and carbonitrides) further suppress the coarsening of austenite grains and increase the toughness of the steel. V further dissolves in the steel to increase the tempering and softening resistance of the steel. If even a small amount of V is contained, the above effect can be obtained to some extent.

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。On the other hand, V content if it exceeds 0.70%, V precipitates to produce even three or more points A. A V precipitates formed at 3 points or more are difficult to dissolve in steel and remain in steel as undissolved precipitates. When the undissolved precipitate remains, the amount of solid solution V is reduced. Therefore, the temper softening resistance of steel is reduced. When undissolved precipitates remain Further, it is difficult for fine V precipitates to precipitate by the subsequent heat treatment. In this case, the strength of the steel decreases. Therefore, the V content is 0 to 0.70%. The preferable lower limit of the V content for stably obtaining the above effect is 0.05%, more preferably 0.10%. The preferred upper limit of the V content is 0.50%, more preferably 0.30%.

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。Mo: 0 to 0.70%
Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. When it is contained, Mo is precipitated as Mo carbide in heat treatment at a low temperature of A 1 point or less such as tempering and nitriding treatment. Therefore, the strength of the steel and the temper softening resistance are increased. Mo further dissolves in the steel to enhance the hardenability of the steel. If even a small amount of Mo is contained, 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 occur due to rolling, softening heat treatment before wire drawing, or the like. Therefore, the Mo content is 0 to 0.70%.

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。フェライト・パーライト組織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。 The preferable lower limit of the Mo content for stably obtaining the above effect is 0.05%, more preferably 0.10%, and further preferably 0.15%. The preferable upper limit of the Mo content for stably obtaining a ferrite pearlite structure is 0.40%, more preferably 0.30%.

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。W: 0 to 0.70%
Tungsten (W) is an optional element and may not be contained. When contained, W precipitates as W carbides 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 is unlikely to generate undissolved precipitates. As a result, the W carbide enhances the strength and temper softening resistance of the steel by precipitation strengthening. W further dissolves in the steel to enhance the hardenability of the steel and enhance the strength of the steel. If even a small amount of W is contained, the above effect can be obtained to some extent.

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。フェライト・パーライト組織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。 On the other hand, if the W content exceeds 0.70%, a supercooled structure is likely to be formed, and the hot workability of the steel is lowered. Therefore, the W content is 0 to 0.70%. The preferable lower limit of the W content for stably increasing the tempering softening resistance of steel is 0.05%, more preferably 0.10%. The preferable upper limit of the W content for stably obtaining a ferrite pearlite structure is 0.40%, more preferably 0.30%.

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。 W and Mo do not easily form nitrides. Therefore, these elements can increase the temper softening resistance of steel without being affected by the N content. The preferable total content of W and Mo for obtaining high temper softening resistance is 0.10 to 0.30%.

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は窒化物、炭化物、又は炭窒化物を生成し、焼き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。Nb: 0 to less than 0.050% Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. When contained, Nb produces nitrides, carbides, or carbonitrides and suppresses coarsening of austenite grains during quenching and quenching. Nb further enhances the strength of the steel by precipitation strengthening. If even a small amount of Nb is contained, the above effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.050%, unsolid solution precipitates are formed and the toughness of the steel is lowered. If the Nb content exceeds 0.050%, a supercooled structure is more likely to be formed, and the hot workability of the steel is lowered. Therefore, the Nb content is less than 0 to 0.050%. The preferable lower limit of the Nb content for stably obtaining the above effect is 0.001%, and more preferably 0.005%. The preferred upper limit of the Nb content is 0.030%, more preferably 0.015%.

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。Cu: 0 to 0.50%
Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. When contained, Cu prevents decarburization. Cu also enhances corrosion resistance, similar to Ni. If even a small amount of Cu is contained, the above effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the Cu content exceeds 0.50%, the steel becomes brittle and rolling defects are likely to occur. Therefore, the Cu content is 0 to 0.50%. The preferable lower limit of the Cu content for stably obtaining the above effect is 0.05%, more preferably 0.10%. When Cu is contained in an amount of 0.30% or more, the hot ductility can be maintained if the Ni content is higher than the Cu content.

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、焼き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。Ti: 0 to 0.100%
Titanium (Ti) is an optional element and may not be contained. When contained, Ti produces nitrides, carbides, or carbonitrides and suppresses coarsening of austenite grains during quenching and quenching. Ti further enhances the strength of the steel by precipitation strengthening. Ti also deoxidizes the steel. When Ti further contains B, it combines with solid solution N to maintain the amount of solid solution B. In this case, hardenability is improved. If even a small amount of Ti is contained, the above effect can be obtained to some extent.

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。 On the other hand, Ti produces the above nitrides and sulfides, which affects MnS inclusions and composite inclusions. Specifically, when the Ti content exceeds 0.100%, the amount of MnS inclusions crystallized decreases, and the formation of composite inclusions also decreases. In this case, the rusting characteristics of the steel deteriorate. If the Ti content is too high, nitrides and sulfides are further produced to reduce the fatigue strength. Therefore, the Ti content is 0 to 0.100%. The 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 preferable upper limit of the Ti content for enhancing the corrosion resistance is 0.090%, more preferably 0.085%.

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。 The mechanical structural steel of the present embodiment may further contain Ca.

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。Ca: 0 to 0.0030%
Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. When contained, Ca produces CaS or (Mn, Ca) S to spheroidize MnS inclusions and reduce tool wear. As a result, the machinability of steel is improved. If even a small amount of Ca is contained, the above effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.0030%, the oxide-based inclusions become coarse and the fatigue strength of the steel decreases. Therefore, the Ca content is 0 to 0.0030%. The preferable lower limit of the Ca content for further enhancing the machinability is 0.0001%. When fatigue strength is prioritized over machinability, the preferable upper limit of the Ca content is 0.0015%, more preferably 0.0003%.

［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。[About equation (1)]
The chemical composition of the mechanical structural steel of the present embodiment further satisfies the formula (1).
Mn / S ≧ 8.0 (1)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element in the formula (1).

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。 It is defined as F1 = Mn / S. F1 means the Mn content with respect to the S content. If F1 is less than 8.0, MnS inclusions are not sufficiently crystallized. Therefore, the amount of solid solution S in the steel after solidification cannot be sufficiently reduced, and a large number of fine MnS precipitates are generated after solidification. In this case, since the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions cannot be reduced, the rusting characteristics of the steel are deteriorated. When the amount of solid solution S in the steel after solidification cannot be sufficiently reduced, the solid solution S after solidification remains at the grain boundaries. As a result, the hot workability of steel may decrease.

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。 On the other hand, when F1 is 8.0 or more, the Mn content is sufficiently higher than the S content. In this case, MnS inclusions are sufficiently crystallized and grown in the molten steel. As a result, the amount of solid solution S in the solidified steel is sufficiently reduced, and the precipitation of MnS precipitates in the solidified steel 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 rusting characteristics of the steel are enhanced. The preferable lower limit of F1 for enhancing the rusting property of steel is 10.0, more preferably 20.0.

［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及びパーライトからなる。具体的に、上記化学組成の機械構造用鋼は、ミクロ組織におけるフェライト及びパーライトの合計面積率は、９９％以上である。[About the microstructure of steel]
The microstructure of the mechanical structural steel according to the present invention mainly consists of ferrite and pearlite. Specifically, the mechanical structural steel having the above chemical composition has a total area ratio of ferrite and pearlite in the microstructure of 99% or more.

ミクロ組織中のフェライト及びパーラ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。 The total area ratio of ferrite and pearlite in the microstructure can be measured by the following method. Take a sample from machine structural steel. For example, when the machine structural steel is steel bar or wire rod, a sample is sampled from the central portion (hereinafter referred to as R / 2 portion) of the radius R connecting the surface and the central axis in the cross section (plane perpendicular to the axial direction). To collect. Of the cross section (surface) of the R / 2 sample, the surface perpendicular to the central axis of the machine structural steel is used as the observation surface. After polishing the observation surface, it is etched with 3% alcohol nitrate (Nital corrosive liquid). The etched observation surface is observed with a 200x optical microscope to generate a photographic image of an arbitrary five fields of view.

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及びパーライトの合計面積（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、フェライト及びパーライトの合計面積率（％）と定義する。In each field of view, each phase of ferrite, pearlite, bainite, etc. has a different contrast for each phase. Therefore, each phase is identified based on the contrast. Of the identified phases, the total area (μm 2 ) of ferrite and pearlite in each field of view is determined. The total area in each field of view is summed in all fields of view (5 fields of view), and the ratio to the total area of all fields of view is calculated. The obtained ratio is defined as the total area ratio (%) of ferrite and pearlite.

［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。[Number of specific inclusions TN]
The mechanical structural steel according to the present invention is any of MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions containing MnS and Pb in the steel, and inclusions having a circle equivalent diameter of 5 μm or more ( That is, the total number TN of the specific inclusions) is 40 pieces / mm 2 or more.

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。When the number of specific inclusions TN is 40 pieces / mm 2 or more, coarse MnS inclusions having a circle equivalent diameter of 5 μm or more are sufficiently crystallized, and as a result, MnS inclusions, MnS precipitates, and 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 rusting characteristics. On the other hand, if the number TN of the specific inclusions in the steel is less than 40 pieces / mm 2 , coarse MnS inclusions having a circle equivalent diameter of 5 μm or more are not sufficiently crystallized, and as a result, MnS inclusions are not sufficiently crystallized. , MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions have not been sufficiently reduced. Therefore, sufficient rusting characteristics cannot be obtained. The preferable lower limit of the number of specific inclusions TN is 80 pieces / mm 2 , and more preferably 150 pieces / mm 2 . The preferable upper limit of the number of specific inclusions TN is 300 pieces / mm 2 . The upper limit of the circle-equivalent diameter of the specific inclusion is not particularly limited, but is, for example, 200 μm.

［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。[Ratio of the number of composite inclusions among specific inclusions (composite ratio) RA]
Preferably, the ratio of the total number of composite inclusions (pieces / mm 2 ) having a circle-equivalent diameter of 5 μm or more to the number of specific inclusions (pieces / mm 2 ) (hereinafter, also referred to as “composite ratio”) RA. It is 40% or more.

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。 As described above, as the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions increases, the steel is more likely to rust. Here, the more the MnS inclusions and the Pb inclusions generate complex inclusions, the more the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions can be reduced. In particular, the total number of Pb inclusions in steel can be reduced. Pb inclusions are particularly prone to reduce rusting properties. When the composite ratio is 40% or more, the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions can be reduced, and the number of Pb inclusions existing alone can also be reduced. As a result, the rusting characteristics of steel are further enhanced. Therefore, the composite ratio RA is preferably 40% or more. In this case, the rusting characteristics of the steel can be further improved. A more preferable lower limit of the composite ratio RA is 60%, and even more preferably 75%.

［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。[Measurement method of number TN and composite ratio RA of specific inclusions]
The number TN of specific inclusions and the composite ratio RA can be measured by the following methods. Samples are taken from machine structural steel by the method described above. 20 fields of view are randomly observed at a magnification of 1000 times with respect to the cross section (surface) of the R / 2 part sample using a scanning electron microscope (SEM). In each visual field (referred to as an observation surface), a specific inclusion (one of MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions having a circle-equivalent diameter of 5 μm or more) is specified. Specific inclusions and other inclusions can be distinguished by contrast. Further, among the specific inclusions, the MnS inclusions, the Pb inclusions, and the composite inclusions are specified by the following methods, respectively.

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。 On each observation surface, images of S distribution and Pb distribution in the observation surface are obtained by a wavelength dispersive X-ray analyzer (EPMA). FIG. 1A is a schematic diagram showing the S distribution in the observation surface obtained by EPMA analysis, and FIG. 1B is a schematic diagram showing the Pb distribution in the same observation surface as in FIG. 1A obtained by EPMA analysis. is there.

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。 Reference numeral 10 in FIG. 1A is a region where S exists. Since S exists substantially as MnS, it can be considered that MnS exists at reference numeral 10 in FIG. 1A. Reference numeral 20 in FIG. 1B is a region where Pb exists.

図１Ｂに示すとおり、Ｐｂは符号２０Ａに示されるように、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。 As shown in FIG. 1B, as shown by reference numeral 20A, Pb may be divided by rolling or the like and arranged in the rolling direction. The same applies to S. As shown in FIG. 2, in the image obtained by EPMA analysis, when the adjacent inclusions IN all have a circle-equivalent diameter of 5 μm or more and the distance D between the adjacent inclusions IN is within 10 μm, these The inclusion IN is regarded as one inclusion. As described above, the circle-equivalent diameter means the diameter of the 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 circle which is the same as the total area of the inclusion group.

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、Ｐｂ介在物であると特定する。 FIG. 1C is an image obtained by synthesizing FIG. 1B with FIG. 1A. With reference to FIG. 1C, if the Pb inclusion 20 overlaps the MnS inclusion 10, the inclusion is identified as a composite inclusion 30. On the other hand, referring to FIG. 1C, when the MnS inclusions 10 and the Pb inclusions 20 do not overlap (regions A1, regions A2, etc. in FIG. 1C), those inclusions are MnS inclusions and Pb inclusions. Identify as being.

図３Ａは、本実施形態の機械構造用鋼に対してＥＰＭＡ分析を実施して得られたＳ分布の写真画像であり、図３Ｂは、Ｐｂ分布の写真画像である。図３Ｃは図３Ａ及び図３Ｂを重複した写真画像である。図３Ａ〜図３Ｃを参照して、図３Ａの領域Ａ１０にはＭｎＳ介在物１０が観察され、図３Ｂの領域Ａ１０にはＰｂ介在物２０が観察される。したがって、図３Ｃの領域Ａ１０には、複合介在物３０が存在すると認定できる。また、図３Ａの領域Ａ２０にはＭｎＳ介在物１０が観察されず、図３Ｂの領域Ａ２０にはＰｂ介在物２０が観察される。そのため、図３Ｃの領域Ａ２０に存在する介在物は、Ｐｂ介在物２０と認定できる。 FIG. 3A is a photographic image of the S distribution obtained by performing EPMA analysis on the mechanical structural steel of the present embodiment, and FIG. 3B is a photographic image of the Pb distribution. FIG. 3C is a photographic image in which FIGS. 3A and 3B are overlapped. With reference to FIGS. 3A to 3C, MnS inclusions 10 are observed in the region A10 of FIG. 3A, and Pb inclusions 20 are observed in the region A10 of FIG. 3B. Therefore, it can be determined that the composite inclusions 30 are present in the region A10 of FIG. 3C. Further, MnS inclusions 10 are not observed in the region A20 of FIG. 3A, and Pb inclusions 20 are observed in the region A20 of FIG. 3B. Therefore, the inclusions existing in the region A20 of FIG. 3C can be recognized as the Pb inclusions 20.

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。 By the above method, MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions are identified using a scanning microscope and EPMA. The area of each of the specified inclusions is obtained, and the diameter of a circle having the same area is obtained as the equivalent circle diameter (μm) of each inclusion.

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）Among each inclusion, a specific inclusion having a circle-equivalent diameter of 5 μm or more is specified. Obtains the total number of the identified specific inclusions (number at 20 fields), is converted into 1 mm 2 number per TN (pieces / mm 2). By the above method, the number TN of specific inclusions is obtained. Further, among the specified specific inclusions, the number MN (pieces / mm 2 ) of the composite inclusions having a circle-equivalent diameter of 5 μm or more is obtained, and the composite ratio RA (%) is obtained based on the following equation (2). ..
RA = MN / TN x 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。[Production method]
An example of the method for producing steel for machine structural use according to the present invention will be described. In this embodiment, a method for manufacturing steel bars or wire rods will be described as an example of steel for machine structural use. However, the mechanical structural steel according to the present invention is not limited to steel bars or wire rods.

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。 An example of the manufacturing method includes a steelmaking process in which molten steel is smelted and cast to produce a material (slab or ingot), and a hot working process in which the material is hot-processed to produce machine structural steel. Hereinafter, each step will be described.

［製鋼工程］
製鋼工程は、精錬工程と、鋳造工程とを含む。[Steelmaking process]
The steelmaking process includes a refining process and a casting process.

［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。[Refining process]
In the refining process, first, the hot metal produced by a well-known method is refined in a converter (primary refining). Secondary refining is carried out on the molten steel discharged from the converter. In the secondary refining, alloy addition for adjusting the composition is carried out to produce molten steel having the above chemical composition.

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。 Specifically, Mn is added to the molten steel discharged from the converter. As a result, an oxide mainly composed of Mn is generated in the molten steel. After the addition of Mn is completed, Si having a stronger deoxidizing power than Mn is added. As a result, the oxide containing Mn as a main component is modified into an oxide containing Si as a main component. After the addition of Si is completed, Al having a stronger deoxidizing power than Si is added. As a result, the oxide containing Si as a main component is modified into a composite oxide containing Si and Al (hereinafter, also simply referred to as “composite oxide”).

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。The composite oxide produced by the above refining step becomes crystallization nuclei of MnS inclusions. Therefore, by forming the composite oxide, MnS inclusions are sufficiently crystallized and grow coarsely. That is, if the composite oxide is formed, specific inclusions having a circle-equivalent diameter of 5 μm or more are likely to be formed, and the number of specific inclusions TN is 40 pieces / mm 2 or more. As a result, the amount of solid solution S in the solidified steel is sufficiently reduced, and the precipitation of MnS precipitates in the solidified steel can be suppressed. Therefore, the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions can be sufficiently reduced, and the rusting characteristics of steel are enhanced.

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。 After performing the deoxidization treatment, a well-known slag removal treatment is carried out. After the slag removal process, secondary refining is carried out. Secondary refining is, for example, performing compound refining. For example, first, a refining process using LF (Ladle Furnace) or VAD (Vacuum Arc Degassing) is performed. Further, RH (Ruhrstahl-Hausen) vacuum degassing treatment may be carried out. In the secondary refining, Mn, Si, and other elements are added as necessary to adjust the composition of the molten steel. After adjusting the composition of the molten steel, the casting process is carried out.

［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。[Casting process]
A material (slab or ingot) is manufactured using the molten steel produced by the above refining process. Specifically, slabs are manufactured by a continuous casting method using molten steel. Alternatively, the ingot may be produced by the ingot method using molten steel. Hereinafter, the slab and the ingot are collectively referred to as a material. The cross-sectional area of the material referred to here is, for example, 200 to 350 mm × 200 to 600 mm.

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。The solidification cooling rate RC during casting is 100 ° C./min or less. When the solidification cooling rate RC is 100 ° C./min or less, MnS inclusions are sufficiently crystallized and grown in the molten steel. Therefore, specific inclusions are likely to be generated, and the number of TNs is 40 / mm 2 or more. As a result, the amount of solid solution S in the solidified steel is sufficiently reduced, and the precipitation of MnS precipitates in the solidified steel can be suppressed. Therefore, the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions can be sufficiently reduced, and the rusting characteristics of steel are enhanced.

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。On the other hand, if the solidification cooling rate RC exceeds 100 ° C./min, MnS inclusions do not crystallize sufficiently, and MnS inclusions do not grow sufficiently. Therefore, the specific inclusions are hard to be generated, and the number TN of the specific inclusions is less than 40 pieces / mm 2 . In this case, the amount of solid solution S in the steel after solidification cannot be sufficiently reduced, and a large number of fine MnS precipitates are generated after solidification. As a result, the total number of MnS inclusions, MnS precipitates, Pb inclusions, and composite inclusions cannot be reduced, so that the rusting characteristics of the steel are lowered. Therefore, the solidification cooling rate RC is 100 ° C./min or less.

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。 A preferred solidification cooling rate RC is less than 8-50 ° 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 can be secured for Pb to move in the molten steel and adhere to MnS inclusions. Therefore, composite inclusions containing MnS and Pb are likely to be formed, and the composite ratio RA becomes 40% or more. A more preferable upper limit of the solidification cooling rate RC is 30 ° C./min. A more preferable lower limit of the solidification cooling rate RC is 10 ° C./min, and even more preferably 15 ° C./min.

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４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）The solidification cooling rate RC can be determined from the cast material. FIG. 4 is a cross-sectional view of the cast material. Of the materials with a thickness of W (mm), the cooling rate from the liquidus line temperature to the solidus line temperature at the point P1 at the position W / 4 from the surface toward the center of the material is the solidification cooling rate RC in the casting process. Defined as (° C / min). The solidification cooling rate RC can be obtained by the following method. The material after solidification is cut in the transverse direction. In the cross section of the material, the secondary dendrite arm spacing λ2 (μm) in the thickness direction of the solidified structure at the point P1 is measured. Using the measured value λ2, the solidification cooling rate RC (° C./min) is obtained based on the following equation (3).
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。 The secondary dendrite arm spacing λ2 depends on the solidification cooling rate RC. Therefore, the solidification cooling rate RC can be obtained by measuring the secondary dendrite arm interval λ2.

［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。[Hot working process]
In the hot working process, hot working is usually performed one or more times. The material is heated before performing each hot work. After that, the material is hot-worked. Hot working is, for example, hot forging or hot rolling. When performing hot working multiple times, 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 the 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 row. The material after hot working is cooled by a well-known cooling method such as air cooling.

以上の工程により、本実施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。 Through the above steps, steel for machine structural use according to this embodiment is manufactured. The machine structural steel is, for example, steel bar or wire rod.

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。 The mechanical structural steel produced by the above method is excellent in machinability and rusting characteristics. The production of machine structural steel into machine parts is carried out, for example, by the following method.

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。 Hot forging is performed on machine structural steel to produce rough intermediate products. Normalize the intermediate products as necessary. In addition, machining is performed on the intermediate products. Machining is, for example, cutting. A tempering treatment (quenching and tempering) may be carried out on the machined intermediate product. When the tempering treatment is performed, machining such as cutting may be performed on the intermediate product after the tempering treatment. Machine parts are manufactured by the above steps. Instead of hot forging, mechanical parts may be manufactured by cold forging.

表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。 A molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was produced.

Figure 0006760375
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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。 The molten steel of each test number was manufactured by the following method. Primary refining in a converter was produced under the same conditions for hot metal produced by a well-known method.

試験番号４９及び５０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４９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５０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。 For molten steel having test numbers other than test numbers 49 and 50, after steel removal from the converter, Mn, Si, and Al were added in this order to carry out deoxidation treatment. The molten steel of test number 49 was deoxidized by adding Si, Al, and Mn in this order after the steel was discharged from the converter. The molten steel of test number 50 was subjected to deoxidation treatment by adding Mn, Al, and Si in this order after removing the steel from the converter.

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。 After the deoxidization treatment, a slag removal treatment was carried out. After the slag removal treatment, a refining treatment using VAD was carried out, and then an RH vacuum degassing treatment was carried out. After the RH vacuum degassing treatment, the final adjustment of the alloying elements was carried out. Through the above steps, molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was produced.

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。 A rectangular parallelepiped experimental ingot was manufactured by casting molten steel. The cross-sectional 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 determined by the above formula (3) by measuring the interval between the secondary dendrite arms of the ingot.

Figure 0006760375
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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。 The manufactured experimental ingot was hot-worked twice to produce steel bars. In hot working, block rolling was carried out, and then finish rolling (steel bar rolling) was carried out. Hot forging was carried out on the manufactured experimental ingot to manufacture a steel bar having a diameter of 50 mm. Alternatively, the experimental ingot was subjected to block rolling and then finish rolling to produce a steel bar having a diameter of 50 mm. The produced steel bars were subjected to normalizing treatment at 800 to 950 ° C. The cooling method in the normalizing treatment was allowing to cool. Through the above manufacturing process, steel bars (steel for machine structure) having a diameter of 50 mm were manufactured.

［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、フェライト及びパーライトの合計面積率（％）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」として表２に示す。[Evaluation test]
[Microstructure observation]
A test piece for microstructure observation was collected from the R / 2 part of the steel bar of each test number. Of the surface of the test piece, the cross section parallel to the longitudinal direction (that is, the rolling direction or the stretching direction) of the steel bar was defined as the observation surface. Based on the above method, the total area ratio (%) of ferrite and pearlite was determined. The total area ratio of the microstructures of the steel bars of each test number was 99% or more. Table 2 shows "F + P" for microstructures with a total area ratio of 99% or more.

［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。[Number of specific inclusions TN and composite ratio RA]
A test piece for microstructure observation was collected from the R / 2 part of the steel bar of each test number. Of the surface of the test piece, the cross section parallel to the longitudinal direction (that is, the rolling direction or the stretching direction) of the steel bar was defined as the observation surface. For the observation surface of the test piece for tissue observation of each test number, the number of specific inclusions TN (pieces / mm 2 ) and the composite ratio RA (%) were determined based on the above method. The results are shown in Table 2.

［ビッカース硬さ試験］
各試験番号の棒鋼のＲ／２部の任意の５点において、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（１９８１）に準拠してビッカース硬さ試験を実施した。試験力は１００Ｎとした。得られた５つの値の平均を、その試験番号の棒鋼のビッカース硬さ（ＨＶ）と定義した。ビッカース硬さがＨＶ１６０以上であれば、十分な強度を有すると判断した。一方、ビッカース硬さがＨＶ１６０未満の場合、強度が不十分と判断した。表２に結果を示す。いずれの試験番号においても、ビッカース硬さはＨＶ１６０以上であり、十分な強度を示した。[Vickers hardness test]
A Vickers hardness test was carried out in accordance with JIS Z 2244 (1981) at any 5 points on the R / 2 part of the steel bar of each test number. The test force was 100 N. The average of the five values obtained was defined as the Vickers hardness (HV) of the steel bar of that test number. When the Vickers hardness was HV160 or more, it was judged to have sufficient strength. On the other hand, when the Vickers hardness was less than HV160, it was judged that the strength was insufficient. The results are shown in Table 2. In any of the test numbers, the Vickers hardness was HV160 or higher, showing sufficient strength.

［被削性］
被削性は、工具摩耗量（μｍ）及び切り屑処理性を評価した。具体的には、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５に示す外周旋削を実施した。外周旋削の条件を表３に示す。[Machinability]
For machinability, the amount of tool wear (μm) and chip controllability were evaluated. Specifically, a steel bar having a diameter of 50 mm was cut to a predetermined length to obtain a cutting test piece. The outer peripheral turning shown in FIG. 5 was performed on the cutting test piece. Table 3 shows the conditions for turning the outer circumference.

Figure 0006760375
Figure 0006760375

具体的には、工具５０として、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Ｖ１：２００ｍ／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。 Specifically, as the tool 50, a P20 type cemented carbide tool was used. The nose radius of the tool 50 was 0.4 and the rake angle was 5 °. The outer peripheral turning was performed with a cutting speed of V1: 200 m / min, a feed speed of V2: 0.2 mm / rev, a depth of cut of D1: 2 mm, and a longitudinal cutting length of L1: 200 mm. After cutting the outer circumference, cutting and turning was repeated so that the diameter was reduced by D1: 2 mm again, and the turning test under the above conditions was performed on the test piece 5 for 4 minutes.

［工具寿命評価］
１０００個目の試験片の旋削が完了した後の工具５０について、前逃げ面の工具摩耗量（ｍｍ）を測定した。測定結果を表２の「工具摩耗量」欄に示す。工具摩耗量が２００μｍ以下の場合、工具寿命が優れると判断した。一方、工具摩耗量が２００μｍを超える場合、工具寿命が優れないと判断した。[Tool life evaluation]
The amount of tool wear (mm) on the front flank surface was measured for the tool 50 after the turning of the 1000th test piece was completed. The measurement results are shown in the "Tool wear amount" column of Table 2. When the amount of tool wear was 200 μm or less, it was judged that the tool life was excellent. On the other hand, when the amount of tool wear exceeds 200 μm, it is judged that the tool life is not excellent.

［切り屑処理性評価］
１０００個目の試験片の旋削では、図６Ａ及び図６Ｂ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。切り屑が直径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が５０ｍｍ未満であった場合、切り屑処理性に優れると判断した（表２中の「○」）。一方、切り屑が直径３０ｍｍ以下のコイル形状ではなく、かつ、切り屑長さも５０ｍｍ以上であった場合、切り屑処理性が低いと判断した（表２中の「×」）。[Evaluation of chip disposal]
Turning the 1000th test piece gave the chips shown in FIGS. 6A and 6B. Therefore, the length L20 of the chips and the diameter D20 were measured. Based on the measurement results, the evaluation was performed as follows. When the chips have a coil shape with a diameter of 30 mm or less, or when the chip length is less than 50 mm even if the chips do not have a coil shape, it is judged that the chip processability is excellent (“○” in Table 2). .. On the other hand, when the chips did not have a coil shape with a diameter of 30 mm or less and the chip length was 50 mm or more, it was judged that the chip processability was low (“x” in Table 2).

［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「発銹特性」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。[Rusting characteristics (corrosion resistance) evaluation test]
A rusting test piece was prepared by cutting a steel bar having a diameter of 50 mm to a predetermined length. The rusting test piece was turned under the same conditions as the above-mentioned cutting test. Then, the test piece was stored in an atmosphere of 70% humidity and 20 ° C. for 1 hour while spraying tap water on the cutting surface. After storage, the cutting surface of the test piece was observed and the number of rust points was measured. The measurement results are shown in the "Rusting characteristics" column of Table 2. When the rust point is less than 10 points (“◎” in Table 2) and when the rust point is 10 points or more and less than 20 points (“○” in Table 2), the rusting characteristics are excellent. I decided. On the other hand, when the rust point was 20 points or more (“x” in Table 2), it was judged that the rusting characteristics were not excellent.

［熱間延性評価試験］
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、熱間延性が優れないと評価した。[Hot ductility evaluation test]
A hot tensile test by energization heating was carried out to evaluate hot ductility. 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 energization heating and held for 3 minutes. Then, the round bar test piece was cooled to 900 ° C. by allowing to cool. A tensile test was carried out with the round bar test piece at 900 ° C., and the drawing value (%) at the time of breaking was determined. A tensile test was performed with three round bar test pieces for each test number, and the average of the three values was defined as the aperture value (%) of that test number. The aperture values are shown in the “Hot ductility” column of Table 2. When the drawing value was 70% or more, it was evaluated that the hot ductility was excellent. On the other hand, when the drawing value was less than 70%, it was evaluated that the hot ductility was not excellent.

［試験結果］
試験番号１〜２６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、工具摩耗量が２００μｍ以下であり、かつ、優れた切り屑処理性得られた。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、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。[Test results]
In test numbers 1 to 26, 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 the specific inclusions was 40 pieces / mm 2 or more. As a result, the amount of tool wear was 200 μm or less, and excellent chip control was obtained. That is, excellent machinability was obtained. Further, in the rusting characteristic evaluation test, the rusting points were less than 20 points, and excellent rusting characteristics were obtained. Further, in the hot ductility evaluation test, the drawing value was 70% or more, and excellent hot ductility was obtained.

試験番号１〜６、１７、１９、２２、及び、２５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７〜１６、１８、２０、２１、２３、２４、及び、２６と比較して、さらに優れた発銹特性が得られた。In test numbers 1-6, 17, 19, 22, and 25, the solidification cooling rate RC was further 8 to 50 ° C./min. Therefore, not only the number TN of the specific inclusions was 40 pieces / mm 2 or more, but also the composite ratio RA was 40% or more. As a result, all of them had less than 10 rust points, and more excellent rusting characteristics were obtained as compared with Test Nos. 7 to 16, 18, 20, 21, 23, 24, and 26.

一方、試験番号２７〜３５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。On the other hand, in test numbers 27 to 35, the chemical composition was appropriate, F1 was 8.0 or more, and the deoxidization order was appropriate, but the solidification cooling rate RC exceeded 100 ° C./min. Therefore, the number TN of the specific inclusions was less than 40 pieces / mm 2 . As a result, excellent rusting characteristics could not be obtained.

試験番号３６及び３７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。In test numbers 36 and 37, the chemical composition was appropriate, the deoxidizing order was appropriate, the solidification cooling rate RC was 100 ° C./min or less, but F1 was less than 8.0. Therefore, the number TN of the specific inclusions was less than 40 pieces / mm 2 . As a result, excellent rusting characteristics could not be obtained. Further, the drawing value was less than 70%, and excellent hot ductility could not be obtained.

試験番号３８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。In Test No. 38, the chemical composition was appropriate and the deoxidation order was appropriate, but the coagulation cooling rate RC was more than 100 ° C./min and F1 was less than 8.0. Therefore, the number TN of the specific inclusions was less than 40 pieces / mm 2 . As a result, excellent rusting characteristics could not be obtained. Further, the drawing value was less than 70%, and excellent hot ductility could not be obtained.

試験番号３９では、Ｍｎ含有量が高すぎた。その結果、工具摩耗量が２００μｍを超え、優れた被削性が得られなかった。 In test number 39, the Mn content was too high. As a result, the amount of tool wear exceeded 200 μm, and excellent machinability could not be obtained.

試験番号４０では、Ｍｎ含有量が低すぎた。さらに凝固冷却速度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。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。In test number 40, the Mn content was too low. Further, the solidification cooling rate RC exceeded 100 ° C./min. Therefore, the number TN of the specific inclusions was less than 40 pieces / mm 2 . As a result, excellent rusting characteristics could not be obtained. Further, the drawing value was less than 70%, and excellent hot ductility could not be obtained.

試験番号４１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。 In test number 41, the S content was too high. As a result, the drawing value was less than 70%, and excellent hot ductility could not be obtained.

試験番号４２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。In test number 42, the S content was too low. Therefore, the number TN of the specific inclusions was less than 40 pieces / mm 2 . As a result, excellent rusting characteristics could not be obtained.

試験番号４３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。 In test number 43, the Pb content was too high. As a result, excellent rusting characteristics could not be obtained.

試験番号４４では、Ｐｂ含有量が低すぎた。さらに凝固冷却速度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、工具摩耗量が２００μｍを超え、さらに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。In test number 44, the Pb content was too low. Further, the solidification cooling rate RC exceeded 100 ° C./min. Therefore, the number TN of the specific inclusions was less than 40 pieces / mm 2 . As a result, the amount of tool wear exceeded 200 μm, and even better chip control was not obtained. That is, excellent machinability could not be obtained.

試験番号４５では、Ａｌ含有量が低すぎた。そのため、特定介在物の個数ＴＮが４０個／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。In test number 45, the Al content was too low. Therefore, the number TN of the specific inclusions was less than 40 pieces / mm 2 . As a result, excellent rusting characteristics could not be obtained.

試験番号４６では、Ｎ含有量が高すぎた。その結果、工具摩耗量が２００μｍを超え、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。 In test number 46, the N content was too high. As a result, the amount of tool wear exceeded 200 μm, and excellent machinability could not be obtained. Further, the drawing value was less than 70%, and excellent hot ductility could not be obtained.

試験番号４７では、Ｏ含有量が高すぎた。さらに凝固冷却速度ＲＣが１００℃／分を超えた。そのため、特定介在物の個数ＴＮが４０個／ｍｍ２未満であった。その結果、工具摩耗量が２００μｍを超え、優れた被削性が得られなかった。In test number 47, the O content was too high. Further, the solidification cooling rate RC exceeded 100 ° C./min. Therefore, the number TN of the specific inclusions was less than 40 pieces / mm 2 . As a result, the amount of tool wear exceeded 200 μm, and excellent machinability could not be obtained.

試験番号４８では、Ｏ含有量が低すぎた。さらに凝固冷却速度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、工具摩耗量が２００μｍを超え、さらに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。In test number 48, the O content was too low. Further, the solidification cooling rate RC exceeded 100 ° C./min. Therefore, the number TN of the specific inclusions was less than 40 pieces / mm 2 . As a result, the amount of tool wear exceeded 200 μm, and even better chip control was not obtained. That is, excellent machinability could not be obtained.

試験番号４９では、化学組成が適切であり、Ｆ１が８．０以上であり、凝固冷却速度ＲＣが１００℃／分以下であったが、脱酸順が不適切であった。そのため、特定介在物の個数ＴＮが４０個／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。In Test No. 49, 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. Therefore, the number TN of the specific inclusions was less than 40 pieces / mm 2 . As a result, excellent rusting characteristics could not be obtained.

試験番号５０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。In Test No. 50, 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. Therefore, the number TN of the specific inclusions was less than 40 pieces / mm 2 . As a result, excellent rusting characteristics could not be obtained.

以上、本発明の実施形態を説明した。しかしながら、上述した実施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形態を適宜変更して実施することができる。 The embodiment of the present invention has been described above. However, the above-described embodiment is merely an example for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and the above-described embodiment can be appropriately modified and implemented without departing from the spirit of the present invention.

１０ ＭｎＳ介在物
２０ Ｐｂ介在物
３０ 複合介在物10 MnS inclusions 20 Pb inclusions 30 complex inclusions

Claims (4)

質量％で、
Ｃ：０．３０〜０．８０％、
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：０〜０．７０％、
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。 By mass%
C: 0.30 to 0.80%,
Si: 0.01 to 0.80%,
Mn: 0.25 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 to 0.70%,
Ni: 0-3.50%,
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: 0-0.50%,
Ti: 0 to 0.100% and
Ca: contains 0 to 0.0030%, the balance is composed of Fe and impurities, and has a chemical composition satisfying the formula (1).
In steel, the total number of specific inclusions which are any of MnS inclusions, Pb inclusions, and composite inclusions containing MnS and Pb and whose equivalent circle diameter is 5 μm or more is 40 pieces / mm 2 The above is steel for machine structure.
Mn / S ≧ 8.0 (1)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element in the formula (1). 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、
Ｃｒ：０．１０〜０．７０％、
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。 The steel for machine structural use according to claim 1.
The chemical composition is
Cr: 0.10 to 0.70%,
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: A steel for machine structural use containing one or more selected from the group consisting of 0.003 to 0.100%. 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。 The mechanical structural steel according to claim 1 or 2.
The chemical composition is
Ca: Steel for machine structure containing 0.0001 to 0.0030%. 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、
円相当径が５μｍ以上の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。
The steel for machine structural use according to any one of claims 1 to 3.
A steel for machine structural use in which the number ratio of the composite inclusions having a circle equivalent diameter of 5 μm or more to the specific inclusions is 40% or more.
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