(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2024-09-25
(45)【発行日】2024-10-03
(54)【発明の名称】機械構造用棒鋼
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240926BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20240926BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301M
C22C38/60
【請求項の数】
6
(21)【出願番号】P 2020034167
(22)【出願日】2020-02-28
(65)【公開番号】P2021134420
(43)【公開日】2021-09-13
【審査請求日】2022-10-06
(73)【特許権者】
【識別番号】000006655
【氏名又は名称】日本製鉄株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100099759
【弁理士】
【氏名又は名称】青木 篤
(74)【代理人】
【識別番号】100123582
【弁理士】
【氏名又は名称】三橋 真二
(74)【代理人】
【識別番号】100187702
【弁理士】
【氏名又は名称】福地 律生
(74)【代理人】
【識別番号】100162204
【弁理士】
【氏名又は名称】齋藤 学
(72)【発明者】
【氏名】間曽 利治
【審査官】河口 展明
(56)【参考文献】
【文献】特開平０５－１２５４８３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開昭６２－０３３７４３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平０７－０５４０９９（ＪＰ，Ａ）
【文献】国際公開第２０１９／１４２９４７（ＷＯ，Ａ１）
【文献】特開２０１５－１２０９４０（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００２－０３５２１５（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
成分が、質量％で、Ｃ：０．０５～０．８５％、
Ｓｉ：０．０１～３．００％、
Ｍｎ：０．０１～３．００％、
Ｃｒ：０．０１～３．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．００１～０．１５０％、
Ｉｎ：０．０００３～０．０６００％、
Ａｌ：０．００２～０．０５０％、
Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、及び
Ｏ：０．００５０％以下
を含有し、さらに
Ｂｉ：０．０００１～０．０９５０％、
Ｓｎ：０．０００１～０．３０００％、及び
Ｔｅ：０．０００１～０．０３００％、
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
以下に示す式１、式２及び式３のうち少なくとも一つを満足し、
式３を満足する場合は式４も満足することを特徴とする機械構造用棒鋼。
０．０１０≦［Ｂｉ％］／［Ｉｎ％］ ・・・（式１）
０．２３０≦［Ｓｎ％］／［Ｉｎ％］ ・・・（式２）
０．７００≦［Ｉｎ％］／［Ｔｅ％］ ・・・（式３）
２２．００≦［Ｍｎ％］／［Ｓ％］≦１５０．００ ・・・（式４）
ここで、［Ｉｎ％］、［Ｂｉ％］、［Ｓｎ％］、［Ｔｅ％］及び［Ｍｎ％］は、それぞれＩｎ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｔｅ及びＭｎの鋼中の含有質量％を表し、含有しない場合は０を代入する。
【請求項2】
前記機械構造用棒鋼が、さらに、質量％で、Ｏ：０．００５０％以下、及び
ｉｎｓｏｌ．Ａｌ：０．００６０％以下
を含有することを特徴とする請求項１に記載の機械構造用棒鋼。
【請求項3】
前記機械構造用棒鋼が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．００５０％以下、及び
ＲＥＭ：０．００５０％以下
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の機械構造用棒鋼。
【請求項4】
前記機械構造用棒鋼が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．２００％以下、
Ｎｂ：０．２００％以下、及び
Ｖ：０．５００％以下
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の機械構造用棒鋼。
【請求項5】
前記機械構造用棒鋼が、さらに、質量％で、Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．４０％以下、
Ｃｕ：１．４０％以下、及び
Ｂ：０．００５０％以下
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載の機械構造用棒鋼。
【請求項6】
前記機械構造用棒鋼が、さらに、質量％で、Ｓｂ：０．０１５１％以下、
Ｓｅ：０．０４６９％以下、
Ｚｎ：０．０００９％以下、及び
Ｐｂ：０．０２９％以下
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～５のいずれか１項に記載の機械構造用棒鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は機械構造用棒鋼、特に自動車部品等の機械構造用棒鋼に関する。
【背景技術】
【0002】
自動車や建設機械、産業機械等の一般的な機械製品はギア、シャフトなど複数の部品を含む。これらの部品の多くは、切削加工により製造される。従って、部品の素材となる鋼には優れた被削性が要求される。被削性は切り屑処理性、工具寿命、切削抵抗などが指標であることが知られている。
【0003】
従来から、Ｐｂを含有すれば、被削性が高まることは知られている。しかしながら、Ｐｂは環境負荷物質であることから、環境保護の観点からＰｂ含有量を極力低減させて被削性を改善する技術が必要とされている。
【0004】
Ｐｂを代替する元素としてＩｎに着目した発明がこれまでになされている。
例えば特許文献１には、Ｉｎを微量から多量までの広い範囲で含有することで高速度鋼 (ｈｉｇｈ－ｓｐｅｅｄ ｓｔｅｅｌ)からなる工具（以下、「ハイス工具」という。）を用いて４０～５０ｍ／分で穴あけしたときの工具寿命が改善することが開示されている。
また、特許文献２にはＩｎを比較的少ない範囲で含有し、ハイス工具で１０～４０ｍ／分で旋削したときの切り屑処理性が改善することが開示されている。
例えば特許文献１には、Ｉｎを微量から多量までの広い範囲で含有することで高速度鋼 (ｈｉｇｈ－ｓｐｅｅｄ ｓｔｅｅｌ)からなる工具（以下、「ハイス工具」という。）を用いて４０～５０ｍ／分で穴あけしたときの工具寿命が改善することが開示されている。
また、特許文献２にはＩｎを比較的少ない範囲で含有し、ハイス工具で１０～４０ｍ／分で旋削したときの切り屑処理性が改善することが開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【文献】特開昭６２－３３７４３号公報
【文献】特開平７－５４０９９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
しかしながら、従来の技術には、いくつかの問題点がある。
Ｉｎは一般に高価な元素であるため、Ｐｂ代替元素として使用するためには、コストに見合うだけの大きな被削性改善効果が有することが望ましい。
Ｉｎは一般に高価な元素であるため、Ｐｂ代替元素として使用するためには、コストに見合うだけの大きな被削性改善効果が有することが望ましい。
【0007】
特許文献１はＩｎを単純に含有しているのみであり、コストに見合う十分な効果が得られているとは言い難い。さらに、Ｉｎは高温域における延性、つまり熱間延性を低下させて連続鋳造、熱間圧延や熱間鍛造時の製造性を低下させる恐れがあるが、この点を解決する技術は提案されていない。
【0008】
特許文献２はＩｎを含有するのみならず、その含有効果を高める技術を提案しているが、この技術の適用はそもそもＩｎ含有量が少ない範囲に限られているため、Ｐｂを代替する技術としては不十分である。
【0009】
本発明は、上述した問題点に鑑みて創案されたものであり、その目的は、コスト低減に加えて、製造性を担保しうる十分な熱間延性を確保するためにＩｎの含有量を極力低減しつつ、被削性改善効果を高めることを課題とし、そのような機械構造用棒鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0010】
本発明者らは上記課題を解決するため、Ｉｎにより被削性を改善される機構を調査した。Ｉｎは含有量が少ないと鋼中に固溶し、含有量を増やしていくと固溶Ｉｎに加えて、析出してＩｎ系介在物としても存在するようになる。被削性の改善に主に寄与するのは、このＩｎ系介在物である。
【0011】
このＩｎの被削性改善効果をさらに高める方法を種々検討したところ、ＩｎとＢｉ、ＩｎとＳｎ、あるいはＩｎとＴｅを複合添加することが有効であることを知見した。
【0012】
Ｂｉを単独で含有した場合は鋼中でＢｉ粒子として存在し、Ｐｂと同様に被削性を改善することが広く知られている。一方、ＩｎとＢｉを複合添加すると、Ｂｉ粒子とＩｎ粒子との複合粒子が析出することにより、介在物として存在するＩｎ、つまりＩｎ系介在物が増えるため、被削性を高めるものと考えられる。この効果を得るには、Ｉｎ含有量に対して、ある量以上のＢｉを含有するとよいことを知見した。
【0013】
ＳｎとＩｎは共に粒界に偏析しやすく、また互いに結びつく傾向があるため、ＳｎとＩｎを複合添加することで偏析を助長し、局所的に濃度が高まり、Ｉｎ系介在物としての存在が増えたのではないかと考えられる。この効果を得るには、Ｉｎ含有量に対して、ある量以上のＳｎを含有するとよいことを知見した。
【0014】
Ｔｅを単独で含有した場合は鋼中でＭｎＴｅ粒子として主に存在し、被削性を改善することが広く知られている。一方、ＩｎとＴｅを複合添加すると、鋼中でＩｎとＴｅが化合物を生成して複合で析出し、このＩｎ系介在物が被削性を高めることがわかった。また、ＩｎとＴｅの化合物はＭｎＳに接触して生成する場合が多く、ＩｎとＴｅの化合物を十分に析出させるには、凝固時に液相から晶出して比較的粗大になるＭｎＳの存在比率を多くするとよいことが判明した。つまり、被削性改善の効果を得るには、ＩｎとＴｅの化合物を生成させるためにＩｎとＴｅの含有比を適切に制御することに加え、晶出するＭｎＳを十分に得るためにＭｎとＳの含有比も適切にするとよいことを知見した。
【0015】
加えて、いずれの複合添加の場合も、Ａｌ２Ｏ３等の酸化物の周辺部に存在するＩｎ系介在物の存在が認められた。この結果に基づき、同じＩｎ含有量であってもＩｎ系介在物の量を増やすには、Ａｌ２Ｏ３等の酸化物を疲労強度等の機械的性質にあまり影響しない範囲で多くすることが好ましいことを知見した。
【0016】
本発明者らは、以上の知見に基づき、ＩｎとＢｉ、ＩｎとＳｎ、ＩｎとＴｅの複合添加により、少ないＩｎ含有量において、熱間延性を確保しつつ被削性を向上させることに成功し、本発明を成した。すなわち、本発明に係る機械構造用棒鋼は、次のとおりである。
【0017】
（１）
成分が、質量％で、
Ｃ：０．０５～０．８５％、
Ｓｉ：０．０１～３．００％、
Ｍｎ：０．０１～３．００％、
Ｃｒ：０．０１～３．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．００１～０．１５０％以下、
Ｉｎ：０．０００３～０．０６００％、
Ａｌ：０．００２～０．０５０％、
Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、及び
Ｏ：０．００５０％以下
を含有し、さらに
Ｂｉ：０．０００１～０．０９５０％、
Ｓｎ：０．０００１～０．３０００％、及び
Ｔｅ：０．０００１～０．０３００％、
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
以下に示す式１、式２及び式３のうち少なくとも一つを満足し、
式３を満足する場合は式４も満足することを特徴とする機械構造用棒鋼。
０．０１０≦［Ｂｉ％］／［Ｉｎ％］ ・・・（式１）
０．２００≦［Ｓｎ％］／［Ｉｎ％］ ・・・（式２）
０．７００≦［Ｉｎ％］／［Ｔｅ％］ ・・・（式３）
２２．００≦［Ｍｎ％］／［Ｓ％］≦１５０．００ ・・・（式４）
ここで、［Ｉｎ％］、［Ｂｉ％］、［Ｓｎ％］、［Ｔｅ％］及び［Ｍｎ％］は、それぞれＩｎ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｔｅ及びＭｎの鋼中の含有質量％を表し、含有しない場合は０を代入する。
（２）
前記機械構造用棒鋼が、さらに、質量％で、
Ｏ：０．００５０％以下、及び
ｉｎｓｏｌ．Ａｌ：０．００６０％以下
を含有することを特徴とする（１）に記載の機械構造用棒鋼。
（３）
前記機械構造用棒鋼が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．００５０％以下、及び
ＲＥＭ：０．００５０％以下
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の機械構造用棒鋼。
（４）
前記機械構造用棒鋼が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：１．０００％以下、
Ｎｂ：１．０００％以下、及び
Ｖ：１．０００％以下
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）～（３）のいずれか１項に記載の機械構造用棒鋼。
（５）
前記機械構造用棒鋼が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．４０％以下、
Ｃｕ：１．４０％以下、及び
Ｂ：０．００５０％以下
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）～（４）のいずれか１項に記載の機械構造用棒鋼。
（６）
前記機械構造用棒鋼が、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．５０００％以下、
Ｓｅ：０．５０００％以下、
Ｚｎ：０．５０００％以下、及び
Ｐｂ：０．０９％以下
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）～（５）のいずれか１項に記載の機械構造用棒鋼。
成分が、質量％で、
Ｃ：０．０５～０．８５％、
Ｓｉ：０．０１～３．００％、
Ｍｎ：０．０１～３．００％、
Ｃｒ：０．０１～３．００％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．００１～０．１５０％以下、
Ｉｎ：０．０００３～０．０６００％、
Ａｌ：０．００２～０．０５０％、
Ｎ：０．００３０～０．０２５０％、及び
Ｏ：０．００５０％以下
を含有し、さらに
Ｂｉ：０．０００１～０．０９５０％、
Ｓｎ：０．０００１～０．３０００％、及び
Ｔｅ：０．０００１～０．０３００％、
の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
以下に示す式１、式２及び式３のうち少なくとも一つを満足し、
式３を満足する場合は式４も満足することを特徴とする機械構造用棒鋼。
０．０１０≦［Ｂｉ％］／［Ｉｎ％］ ・・・（式１）
０．２００≦［Ｓｎ％］／［Ｉｎ％］ ・・・（式２）
０．７００≦［Ｉｎ％］／［Ｔｅ％］ ・・・（式３）
２２．００≦［Ｍｎ％］／［Ｓ％］≦１５０．００ ・・・（式４）
ここで、［Ｉｎ％］、［Ｂｉ％］、［Ｓｎ％］、［Ｔｅ％］及び［Ｍｎ％］は、それぞれＩｎ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｔｅ及びＭｎの鋼中の含有質量％を表し、含有しない場合は０を代入する。
（２）
前記機械構造用棒鋼が、さらに、質量％で、
Ｏ：０．００５０％以下、及び
ｉｎｓｏｌ．Ａｌ：０．００６０％以下
を含有することを特徴とする（１）に記載の機械構造用棒鋼。
（３）
前記機械構造用棒鋼が、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．００５０％以下、及び
ＲＥＭ：０．００５０％以下
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）又は（２）に記載の機械構造用棒鋼。
（４）
前記機械構造用棒鋼が、さらに、質量％で、
Ｔｉ：１．０００％以下、
Ｎｂ：１．０００％以下、及び
Ｖ：１．０００％以下
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）～（３）のいずれか１項に記載の機械構造用棒鋼。
（５）
前記機械構造用棒鋼が、さらに、質量％で、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．４０％以下、
Ｃｕ：１．４０％以下、及び
Ｂ：０．００５０％以下
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）～（４）のいずれか１項に記載の機械構造用棒鋼。
（６）
前記機械構造用棒鋼が、さらに、質量％で、
Ｓｂ：０．５０００％以下、
Ｓｅ：０．５０００％以下、
Ｚｎ：０．５０００％以下、及び
Ｐｂ：０．０９％以下
のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）～（５）のいずれか１項に記載の機械構造用棒鋼。
【発明の効果】
【0018】
本発明の機械構造用鋼によれば、Ｉｎの含有量を極力低減しながら、熱間延性を確保しつつ被削性改善効果の高い機械構造用棒鋼を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【0019】
【図5】実施例と比較例の鋼の切削前の硬さ（ＨＶ）と被削性（切削抵抗［Ｎ］）との関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【0020】
本発明に係る機械構造用棒鋼及びその切削方法について説明する。まず、機械構造用棒鋼の成分を限定する理由について説明する。以下の説明において、各元素の含有量についての「％」は、特に断りのない限り「質量％」を意味する。また、［Ｉｎ％］、［Ｂｉ％］、［Ｓｎ％］、［Ｔｅ％］及び［Ｍｎ％］は、それぞれＩｎ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｔｅ及びＭｎの鋼中の含有質量％を表す。
【0021】
（Ｃ：０．０５～０．８５％）
Ｃは、鋼の強度を確保するために含有させる元素である。Ｃの含有量が０．０５％未満では、硬度が低下し、切削加工後に熱処理されずに使用される場合に強度が不足してしまう。また、最終加工品を焼入れ、焼戻しをして使用する際にも十分な強度が得られないおそれがある。このため、Ｃ含有量は、０．０５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．８５％より多いと、炭化物が多量に生成して被削性が劣化する。このため、Ｃ含有量は、０．８５％以下とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１６％、好ましい上限は０．６０％である。
Ｃは、鋼の強度を確保するために含有させる元素である。Ｃの含有量が０．０５％未満では、硬度が低下し、切削加工後に熱処理されずに使用される場合に強度が不足してしまう。また、最終加工品を焼入れ、焼戻しをして使用する際にも十分な強度が得られないおそれがある。このため、Ｃ含有量は、０．０５％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．８５％より多いと、炭化物が多量に生成して被削性が劣化する。このため、Ｃ含有量は、０．８５％以下とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１６％、好ましい上限は０．６０％である。
【0022】
（Ｓｉ：０．０１～３．００％）
Ｓｉは、一般に脱酸元素として含有されているが、フェライトの強化及び焼戻し軟化抵抗を付与する効果もある。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０１％未満の場合、十分な脱酸効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が３．００％を超えると、鋼が硬くなりすぎて脆化する。よって、Ｓｉ含有量は０．０１～３．００％とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０６％でさらに好ましい下限は０．２０％、好ましい上限は２．００％でさらに好ましい上限は１．３０％である。
Ｓｉは、一般に脱酸元素として含有されているが、フェライトの強化及び焼戻し軟化抵抗を付与する効果もある。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０１％未満の場合、十分な脱酸効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が３．００％を超えると、鋼が硬くなりすぎて脆化する。よって、Ｓｉ含有量は０．０１～３．００％とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０６％でさらに好ましい下限は０．２０％、好ましい上限は２．００％でさらに好ましい上限は１．３０％である。
【0023】
（Ｍｎ：０．０１～３．００％）
Ｍｎは、鋼中の硫黄（Ｓ）をＭｎＳとして固定・分散させると共に、マトリックスに固溶して焼入れ性の向上や焼入れ後の強度を確保するために必要な元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．０１％未満であると、鋼中のＳがＦｅと結合してＦｅＳとなり、鋼が脆くなる。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて硬さの大幅な増大を招き、被削性が低下する。よって、Ｍｎ含有量は０．０１～３．００％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１０％でありさらに好ましくは０．２０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％でありさらに好ましくは１．７０％である。
Ｍｎは、鋼中の硫黄（Ｓ）をＭｎＳとして固定・分散させると共に、マトリックスに固溶して焼入れ性の向上や焼入れ後の強度を確保するために必要な元素である。しかしながら、Ｍｎ含有量が０．０１％未満であると、鋼中のＳがＦｅと結合してＦｅＳとなり、鋼が脆くなる。一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて硬さの大幅な増大を招き、被削性が低下する。よって、Ｍｎ含有量は０．０１～３．００％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１０％でありさらに好ましくは０．２０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％でありさらに好ましくは１．７０％である。
【0024】
（Ｃｒ：０．０１～３．００％）
Ｃｒは、鋼の固溶強化元素であり、また部品を焼入れ、焼戻しして使用する場合には、焼入れ性を向上すると共に、焼戻し軟化抵抗を付与して焼入れ後の疲労強度を向上させる。Ｃｒ含有量が０．０１％未満だと、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が３．００％を超えると、Ｃｒ炭化物が生成して鋼が脆化する。よって、Ｃｒ量を０．０１～３．００％とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２．００％でありさらに好ましくは１．３０％である。
Ｃｒは、鋼の固溶強化元素であり、また部品を焼入れ、焼戻しして使用する場合には、焼入れ性を向上すると共に、焼戻し軟化抵抗を付与して焼入れ後の疲労強度を向上させる。Ｃｒ含有量が０．０１％未満だと、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が３．００％を超えると、Ｃｒ炭化物が生成して鋼が脆化する。よって、Ｃｒ量を０．０１～３．００％とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２．００％でありさらに好ましくは１．３０％である。
【0025】
（Ｐ：０．１００％以下）
Ｐは不純物である。Ｐはオーステナイト粒界に偏析して、熱間加工時に粒界割れの原因となるので、Ｐ含有量を０．１００％以下にする。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０１０％以下にするとよい。Ｐ含有量はできるだけ低減することが望ましいので下限は特に限定しないが、Ｐ含有量を０．００１％未満に制限するには過剰なコストがかかる。従って、Ｐ含有量の範囲は０．００１％以上であってもよい。
Ｐは不純物である。Ｐはオーステナイト粒界に偏析して、熱間加工時に粒界割れの原因となるので、Ｐ含有量を０．１００％以下にする。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０１０％以下にするとよい。Ｐ含有量はできるだけ低減することが望ましいので下限は特に限定しないが、Ｐ含有量を０．００１％未満に制限するには過剰なコストがかかる。従って、Ｐ含有量の範囲は０．００１％以上であってもよい。
【0026】
（Ｓ：０．００１～０．１５０％）
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは被削性を向上させる効果があるが、その効果を得るためには、Ｓを０．００１％以上含有させるとよい。一方、Ｓ含有量が０．１５０％を超えて含有すると、靭性や疲労強度を顕著に低下させる。よって、Ｓ含有量を０．００１～０．１５０％とする。Ｓ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成する。ＭｎＳは被削性を向上させる効果があるが、その効果を得るためには、Ｓを０．００１％以上含有させるとよい。一方、Ｓ含有量が０．１５０％を超えて含有すると、靭性や疲労強度を顕著に低下させる。よって、Ｓ含有量を０．００１～０．１５０％とする。Ｓ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
【0027】
（Ｉｎ：０．０００３～０．０６００％）
Ｉｎは８００℃以上における延性が低下し、連続鋳造、圧延などの歩留まり低下や部品製造における熱間鍛造時の製造性低下の原因になる。また、一般に高価な元素であるため、極力その含有量を低減するため、その上限を０．０６００％とする。一方、Ｉｎは、それ単体で被削性を向上させる効果があるだけでなく、本発明においてはＢｉ、Ｓｎ及びＴｅとの複合添加により被削性改善効果を得るため、０．０００３％以上のＩｎを含有させるとよい。複合添加による被削性改善効果を得るため、Ｉｎ含有量の下限は、０．０００４％、０．０００５％、０．０００６％の値を取り得る。一方、Ｉｎ含有量の上限は、熱間延性を確保することとコスト低減の観点から、０．０５００％、０．０２００％、０．０１００％、０．００８０％、０．００５０％、０．００４０％、０．００３０％、０．００２０％、０．００１０％、０．０００９％、０．０００８％の値が取り得る。
Ｉｎは８００℃以上における延性が低下し、連続鋳造、圧延などの歩留まり低下や部品製造における熱間鍛造時の製造性低下の原因になる。また、一般に高価な元素であるため、極力その含有量を低減するため、その上限を０．０６００％とする。一方、Ｉｎは、それ単体で被削性を向上させる効果があるだけでなく、本発明においてはＢｉ、Ｓｎ及びＴｅとの複合添加により被削性改善効果を得るため、０．０００３％以上のＩｎを含有させるとよい。複合添加による被削性改善効果を得るため、Ｉｎ含有量の下限は、０．０００４％、０．０００５％、０．０００６％の値を取り得る。一方、Ｉｎ含有量の上限は、熱間延性を確保することとコスト低減の観点から、０．０５００％、０．０２００％、０．０１００％、０．００８０％、０．００５０％、０．００４０％、０．００３０％、０．００２０％、０．００１０％、０．０００９％、０．０００８％の値が取り得る。
【0028】
（Ｂｉ：０．０００１～０．０９５０％、及び０．０１０≦［Ｂｉ％］／［Ｉｎ％］）
ＢｉはＩｎと共に含有すると、鋼中でＩｎとＢｉが複合で析出し、被削性を向上させる。ここでいう複合で析出するとは、ＩｎとＢｉが化合物を生成する場合、及びそれぞれが近接して単体として存在する場合を含む。Ｉｎと共にＢｉが存在すれば、複合析出による被削性向上効果が得られるため、Ｂｉの下限は０．０００１％とする。一方、Ｂｉ含有量が０．０９５０％を超えると、８００℃以上における延性が低下し、連続鋳造、熱間圧延などの歩留まり低下や部品製造における熱間鍛造時の製造性低下の原因になる。このためにＢｉ含有量を０．０００１％以上、０．０９５０％以下とする。複合添加による被削性改善効果を得るため、Ｂｉ含有量の下限は、０．０００２％、０．０００３％、０．０００５％、０．０００７％、０．０００９％、０．００１０％、０．００２０％、０．００３０％、０．００４０％、０．００５０％の値を取り得る。一方、Ｂｉ含有量の上限は、熱間延性を確保する観点から、０．０９００％、０．０８５０％、０．０８００％、０．０７５０％、０．０７００％、０．０６５０％、０．０６４％、０．０６００％、０．０５００％、０．０４００％、０．０３００％、０．０２００％、０．０１００％、０．００９０％、０．００８０％、０．００７０％の値が取り得る。
ＢｉはＩｎと共に含有すると、鋼中でＩｎとＢｉが複合で析出し、被削性を向上させる。ここでいう複合で析出するとは、ＩｎとＢｉが化合物を生成する場合、及びそれぞれが近接して単体として存在する場合を含む。Ｉｎと共にＢｉが存在すれば、複合析出による被削性向上効果が得られるため、Ｂｉの下限は０．０００１％とする。一方、Ｂｉ含有量が０．０９５０％を超えると、８００℃以上における延性が低下し、連続鋳造、熱間圧延などの歩留まり低下や部品製造における熱間鍛造時の製造性低下の原因になる。このためにＢｉ含有量を０．０００１％以上、０．０９５０％以下とする。複合添加による被削性改善効果を得るため、Ｂｉ含有量の下限は、０．０００２％、０．０００３％、０．０００５％、０．０００７％、０．０００９％、０．００１０％、０．００２０％、０．００３０％、０．００４０％、０．００５０％の値を取り得る。一方、Ｂｉ含有量の上限は、熱間延性を確保する観点から、０．０９００％、０．０８５０％、０．０８００％、０．０７５０％、０．０７００％、０．０６５０％、０．０６４％、０．０６００％、０．０５００％、０．０４００％、０．０３００％、０．０２００％、０．０１００％、０．００９０％、０．００８０％、０．００７０％の値が取り得る。
【0029】
また、上記のＩｎとＢｉの複合析出による被削性向上効果を得るには、Ｉｎ含有量に対して、ある量以上のＢｉを含有することが好ましく、具体的にはＢｉとＩｎの鋼中含有量（質量％）の比（［Ｂｉ％］／［Ｉｎ％］）を０．０１０以上とするとよい（図１）。［Ｂｉ％］／［Ｉｎ％］の下限は０．０２０、０．０５０、０．０８０、０．１００、０．１５０、０．２００、０．２５０、０．３００、０．３５０、０．４００の値を取り得る。
［Ｂｉ％］／［Ｉｎ％］の上限は特に限定しないが、Ｂｉ含有量の上限をＩｎ含有量の下限で除した値とすることができる。具体的にはＩｎ含有量の下限である０．０００３％、Ｂｉ含有量の上限である０．０９５０％のときに３１６．７となるので、これを上限としてもよい。
［Ｂｉ％］／［Ｉｎ％］の上限は特に限定しないが、Ｂｉ含有量の上限をＩｎ含有量の下限で除した値とすることができる。具体的にはＩｎ含有量の下限である０．０００３％、Ｂｉ含有量の上限である０．０９５０％のときに３１６．７となるので、これを上限としてもよい。
【0030】
（Ｓｎ：０．０００１～０．３０００％、０．２００≦［Ｓｎ％］／［Ｉｎ％］）
ＳｎとＩｎは共に粒界に偏析しやすく、Ｉｎと複合で添加することでＩｎの偏析を助長してＩｎ系介在物を増やすことを通じて被削性を向上させる。Ｉｎと共にＳｎが存在すれば、Ｉｎの偏析を促し、Ｉｎ系介在物による被削性向上効果が得られるため、Ｓｎの含有量の下限は０．０００１％とする。一方、Ｓｎ含有量が０．３０００％を超えると、８００℃以上における延性が低下し、連続鋳造、熱間圧延などの歩留まり低下や部品製造における熱間鍛造時の製造性低下の原因になる。このためにＳｎ含有量を０．０００１％以上、０．３０００％以下とする。複合添加による被削性改善効果を得るため、Ｓｎ含有量の下限は、０．０００２％、０．０００３％、０．０００５％、０．０００７％、０．０００９％、０．００１０％、０．００２０％、０．００３０％、０．００４０％、０．００５０％の値を取り得る。一方、Ｓｎ含有量の上限は、熱間延性を確保する観点から、０．２８００％、０．２５００％、０．２３００％、０．２０００％、０．１８００％、０．１５００％、０．１３００％、０．１００％の値が取り得る。
ＳｎとＩｎは共に粒界に偏析しやすく、Ｉｎと複合で添加することでＩｎの偏析を助長してＩｎ系介在物を増やすことを通じて被削性を向上させる。Ｉｎと共にＳｎが存在すれば、Ｉｎの偏析を促し、Ｉｎ系介在物による被削性向上効果が得られるため、Ｓｎの含有量の下限は０．０００１％とする。一方、Ｓｎ含有量が０．３０００％を超えると、８００℃以上における延性が低下し、連続鋳造、熱間圧延などの歩留まり低下や部品製造における熱間鍛造時の製造性低下の原因になる。このためにＳｎ含有量を０．０００１％以上、０．３０００％以下とする。複合添加による被削性改善効果を得るため、Ｓｎ含有量の下限は、０．０００２％、０．０００３％、０．０００５％、０．０００７％、０．０００９％、０．００１０％、０．００２０％、０．００３０％、０．００４０％、０．００５０％の値を取り得る。一方、Ｓｎ含有量の上限は、熱間延性を確保する観点から、０．２８００％、０．２５００％、０．２３００％、０．２０００％、０．１８００％、０．１５００％、０．１３００％、０．１００％の値が取り得る。
【0031】
Ｓｎの含有によってＩｎの偏析を助長する効果を得るには、Ｉｎ含有量に対して、ある量以上のＳｎを含有することが好ましく、具体的にはＳｎとＩｎの鋼中含有量（質量％）の比（［Ｓｎ％］／［Ｉｎ％］）を０．２００以上にするとよい（図２）。［Ｓｎ％］／［Ｉｎ％］の下限は０．２３０、０．２５０、０．２８０、０．３００、０．３５０、０．４００、０．４５０、０．５００、０．５５０、０．６００の値を取り得る。
［Ｓｎ％］／［Ｉｎ％］の上限は特に限定しないが、Ｓｎ含有量の上限をＩｎ含有量の下限で除した値とすることができる。具体的にはＩｎ含有量の下限である０．０００３％、Ｓｎ含有量の上限である０．３０００％のときに１０００となるので、これを上限としてもよい。
［Ｓｎ％］／［Ｉｎ％］の上限は特に限定しないが、Ｓｎ含有量の上限をＩｎ含有量の下限で除した値とすることができる。具体的にはＩｎ含有量の下限である０．０００３％、Ｓｎ含有量の上限である０．３０００％のときに１０００となるので、これを上限としてもよい。
【0032】
（Ｔｅ：０．０００１～０．０３００％、０．７００≦［Ｉｎ％］／［Ｔｅ％］）
ＴｅはＩｎと共に含有すると、鋼中でＩｎとＴｅが化合物を生成して複合で析出し、被削性を向上させる。ここでいう複合で析出するとは、ＩｎとＴｅが化合物を生成する場合、及びＩｎとＭｎＴｅが近接して存在する場合を含む。Ｉｎと共にＴｅが存在すれば、複合析出による被削性向上効果が得られるため、Ｔｅの下限は０．０００１％とする。一方、Ｔｅ含有量が０．０３００％を超えると、８００℃以上における延性が低下し、連続鋳造、熱間圧延などの歩留まり低下や部品製造における熱間鍛造時の製造性低下の原因になる。このためにＴｅ含有量を０．０００１％以上、０．０３００％以下とする。複合添加による被削性改善効果を得るため、Ｔｅ含有量の下限は、０．０００２％、０．０００３％、０．０００５％、０．０００７％、０．０００９％、０．００１０％、０．００１５％、０．００２０％、０．００２５％、０．００３０％、０．００３５％、０．００４０％、０．００４５％、０．００５０％の値を取り得る。一方、Ｔｅ含有量の上限は、熱間延性を確保する観点から、０．０２８０％、０．０２５０％、０．０２００％、０．０１８０％、０．０１５０％、０．０１２０％、０．０１００％、０．００９０％、０．００８０％、０．００７０％の値が取り得る。
ＴｅはＩｎと共に含有すると、鋼中でＩｎとＴｅが化合物を生成して複合で析出し、被削性を向上させる。ここでいう複合で析出するとは、ＩｎとＴｅが化合物を生成する場合、及びＩｎとＭｎＴｅが近接して存在する場合を含む。Ｉｎと共にＴｅが存在すれば、複合析出による被削性向上効果が得られるため、Ｔｅの下限は０．０００１％とする。一方、Ｔｅ含有量が０．０３００％を超えると、８００℃以上における延性が低下し、連続鋳造、熱間圧延などの歩留まり低下や部品製造における熱間鍛造時の製造性低下の原因になる。このためにＴｅ含有量を０．０００１％以上、０．０３００％以下とする。複合添加による被削性改善効果を得るため、Ｔｅ含有量の下限は、０．０００２％、０．０００３％、０．０００５％、０．０００７％、０．０００９％、０．００１０％、０．００１５％、０．００２０％、０．００２５％、０．００３０％、０．００３５％、０．００４０％、０．００４５％、０．００５０％の値を取り得る。一方、Ｔｅ含有量の上限は、熱間延性を確保する観点から、０．０２８０％、０．０２５０％、０．０２００％、０．０１８０％、０．０１５０％、０．０１２０％、０．０１００％、０．００９０％、０．００８０％、０．００７０％の値が取り得る。
【0033】
また、上記のＩｎとＴｅの複合析出による被削性向上効果を得るには、ＩｎとＴｅの含有量の比を適切に制御するとよく、具体的にはＩｎとＴｅの鋼中含有量（質量％）の比（［Ｉｎ％］／［Ｔｅ％］）を０．７００以上とするとよい（図３）。［Ｉｎ％］／［Ｔｅ％］の下限は０．７５０、０．８００、０．８５０、０．９００、０．９５０、１．００、１．０５０、１．１００、１，１５０、１．２００の値を取り得る。
［Ｉｎ％］／［Ｔｅ％］の上限は特に限定しないが、Ｉｎ含有量の上限をＴｅ含有量の下限で除した値とすることができる。但し、Ｉｎ含有量に上限があることから、［Ｉｎ％］／［Ｔｅ％］は自ずとＩｎ含有量の上限により制限されることになる。
［Ｉｎ％］／［Ｔｅ％］の上限は特に限定しないが、Ｉｎ含有量の上限をＴｅ含有量の下限で除した値とすることができる。但し、Ｉｎ含有量に上限があることから、［Ｉｎ％］／［Ｔｅ％］は自ずとＩｎ含有量の上限により制限されることになる。
【0034】
（２２．００≦［Ｍｎ％］／［Ｓ％］≦１５０．００）
ＩｎとＴｅの化合物の析出を促進するためには粗大な晶出ＭｎＳを増やすことが有効であり、そのためにはＭｎとＳの鋼中含有量（質量％）の比（［Ｍｎ％］／［Ｓ％］）を２２．００以上、且つ１５０．００以下にするとよい（図４）。［Ｍｎ％］／［Ｓ％］が２２．００より小さいと固相で析出した微細なＭｎＳの比率が多くなってしまうため、ＩｎとＴｅの化合物の析出を促進する効果が十分に得られない。［Ｍｎ％］／［Ｓ％］の下限は、２２．２０、２２．５０、２３．００、２５．００、２７．５０、３０．００、３２．５０、３５．００、３７．５０、４０．００、５０．００、６０．００、７０．００、８０．００、９０．００の値を取り得る。
一方、［Ｍｎ％］／［Ｓ％］が１５０．００より大きいと、ＭｎＳの形成に寄与しないＭｎが多くなり、ＭｎＴｅが生成しやすくなるため、ＩｎとＴｅの化合物の生成を阻害してしまう。［Ｍｎ％］／［Ｓ％］の上限は、１４５．００、１４０．００、１３５．００、１３０．００、１２５．００、１２０．００、１１５．００、１１０．００の値を取り得る。
ＩｎとＴｅの化合物の析出を促進するためには粗大な晶出ＭｎＳを増やすことが有効であり、そのためにはＭｎとＳの鋼中含有量（質量％）の比（［Ｍｎ％］／［Ｓ％］）を２２．００以上、且つ１５０．００以下にするとよい（図４）。［Ｍｎ％］／［Ｓ％］が２２．００より小さいと固相で析出した微細なＭｎＳの比率が多くなってしまうため、ＩｎとＴｅの化合物の析出を促進する効果が十分に得られない。［Ｍｎ％］／［Ｓ％］の下限は、２２．２０、２２．５０、２３．００、２５．００、２７．５０、３０．００、３２．５０、３５．００、３７．５０、４０．００、５０．００、６０．００、７０．００、８０．００、９０．００の値を取り得る。
一方、［Ｍｎ％］／［Ｓ％］が１５０．００より大きいと、ＭｎＳの形成に寄与しないＭｎが多くなり、ＭｎＴｅが生成しやすくなるため、ＩｎとＴｅの化合物の生成を阻害してしまう。［Ｍｎ％］／［Ｓ％］の上限は、１４５．００、１４０．００、１３５．００、１３０．００、１２５．００、１２０．００、１１５．００、１１０．００の値を取り得る。
【0035】
（Ａｌ：０．００２～０．０５０％）
Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト領域での結晶粒粗大化を抑制する作用がある。この効果を得るためには、Ａｌの含有量を０．００２％以上とするとよい。一方、Ａｌを過剰に含有すると、粗大な酸化物として残存しやすくなり、疲労特性が低下する。従って、Ａｌ量の範囲は０．００２～０．０５０％とする。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５％でありさらに好ましくは０．０１０％である。Ａｌ量の好ましい上限は０．０４０％でありさらに好ましくは０．０３０％である。なお、ここでいうＡｌ含有量とは全Ａｌ含有量を意味する。
Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト領域での結晶粒粗大化を抑制する作用がある。この効果を得るためには、Ａｌの含有量を０．００２％以上とするとよい。一方、Ａｌを過剰に含有すると、粗大な酸化物として残存しやすくなり、疲労特性が低下する。従って、Ａｌ量の範囲は０．００２～０．０５０％とする。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５％でありさらに好ましくは０．０１０％である。Ａｌ量の好ましい上限は０．０４０％でありさらに好ましくは０．０３０％である。なお、ここでいうＡｌ含有量とは全Ａｌ含有量を意味する。
【0036】
（Ｎ：０．００３０～０．０２５０％）
Ｎ（窒素）は鋼中でＡｌやＶなどと結合して炭窒化物を形成し、オーステナイト結晶粒界をピンニングすることによって粒成長を抑制し、オーステナイトから変態する組織を微細化する働きがあり、この効果を得るには０．００３０％以上含有させるとよい。一方、Ｎを、０．０２５０％を超えて過剰に含有させると１０００℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、熱間圧延時の歩留まり低下の原因になる。このため、Ｎ含有量を０．０２５０％以下とする必要がある。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００４０％でありさらに好ましくは０．００５０％である。Ｎ量の好ましい上限は０．０２００％でありさらに好ましくは０．０１５０％である。
本発明に係る機械構造用棒鋼は、鋼成分として、上記の基本成分に加え、以下に示す元素のうちから選んだ１種又は２種以上を含有させることができる。
Ｎ（窒素）は鋼中でＡｌやＶなどと結合して炭窒化物を形成し、オーステナイト結晶粒界をピンニングすることによって粒成長を抑制し、オーステナイトから変態する組織を微細化する働きがあり、この効果を得るには０．００３０％以上含有させるとよい。一方、Ｎを、０．０２５０％を超えて過剰に含有させると１０００℃以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、熱間圧延時の歩留まり低下の原因になる。このため、Ｎ含有量を０．０２５０％以下とする必要がある。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００４０％でありさらに好ましくは０．００５０％である。Ｎ量の好ましい上限は０．０２００％でありさらに好ましくは０．０１５０％である。
本発明に係る機械構造用棒鋼は、鋼成分として、上記の基本成分に加え、以下に示す元素のうちから選んだ１種又は２種以上を含有させることができる。
【0037】
（Ｏ：０．００５０％以下）
Ｏ（酸素）含有量が多い場合は粗大な酸化物として残存しやすくなり、疲労特性が低下する。このため本発明では、Ｏ含有量の上限を０．００５０％以下とするとよい。一方、Ｏの下限は特に限定しないが、Ｏは酸化物系介在物を形成し、Ｉｎ粒子を増やすことを通じて被削性を向上させる可能性があるため、この効果を得るには、Ｏ含有量を０．０００９％以上とすることが好ましい。
Ｏ（酸素）含有量が多い場合は粗大な酸化物として残存しやすくなり、疲労特性が低下する。このため本発明では、Ｏ含有量の上限を０．００５０％以下とするとよい。一方、Ｏの下限は特に限定しないが、Ｏは酸化物系介在物を形成し、Ｉｎ粒子を増やすことを通じて被削性を向上させる可能性があるため、この効果を得るには、Ｏ含有量を０．０００９％以上とすることが好ましい。
【0038】
（ｉｎｓｏｌ．Ａｌ：０．００６０％以下）
Ｉｎ系介在物の形態を制御するため、鋼に含有されるＡｌを、Ａｌ２Ｏ３として鋼中に分散させることが好ましい。酸不溶性Ａｌであるｉｎｓｏｌ．ＡｌはＡｌ２Ｏ３として存在するＡｌの量とみなされ、その量が測定される。一方、ｉｎｓｏｌ．Ａｌが多い場合は粗大な酸化物が残存しやすくなり、疲労特性が低下することが懸念される。このため、ｉｎｓｏｌ．Ａｌは０．００６０％以下であることが好ましい。ｉｎｓｏｌ．Ａｌの下限は特に限定しないが、所定サイズのＩｎ系介在物を十分確保するうえでは、ｉｎｓｏｌ．Ａｌを０．００１１％以上とするとよい。ｉｎｓｏｌ．Ａｌの下限は、０．００１２％、０．００１５％、００１８％、０．００２０、０．００２５％、０．００３０％の値が取り得る。
また、ｉｎｓｏｌ．Ａｌの上限は、０．００５８％、０．００５５％、００５２％、０．００５０、０．００４８％、０．００４５％の値が取り得る。
Ｉｎ系介在物の形態を制御するため、鋼に含有されるＡｌを、Ａｌ２Ｏ３として鋼中に分散させることが好ましい。酸不溶性Ａｌであるｉｎｓｏｌ．ＡｌはＡｌ２Ｏ３として存在するＡｌの量とみなされ、その量が測定される。一方、ｉｎｓｏｌ．Ａｌが多い場合は粗大な酸化物が残存しやすくなり、疲労特性が低下することが懸念される。このため、ｉｎｓｏｌ．Ａｌは０．００６０％以下であることが好ましい。ｉｎｓｏｌ．Ａｌの下限は特に限定しないが、所定サイズのＩｎ系介在物を十分確保するうえでは、ｉｎｓｏｌ．Ａｌを０．００１１％以上とするとよい。ｉｎｓｏｌ．Ａｌの下限は、０．００１２％、０．００１５％、００１８％、０．００２０、０．００２５％、０．００３０％の値が取り得る。
また、ｉｎｓｏｌ．Ａｌの上限は、０．００５８％、０．００５５％、００５２％、０．００５０、０．００４８％、０．００４５％の値が取り得る。
【0039】
ｉｎｓｏｌ．Ａｌは酸不溶性残さをＩＣＰ（誘導結合プラズマ）分析することにより測定する。本実施の形態では、採取した試料を王水で分解した後、溶液をろ紙（５種Ｃ）を用いてろ過することで得られる。抽出された残さを、融解合剤を用いて加熱融解した後、融解物を冷却して固体化する。次に、前記固体化した融解物を、硝酸等を用いて溶解し、ＩＣＰ（誘導結合プラズマ）分析により測定する。なお、使用する試薬や試料調整はＪＩＳ Ｇ １２５７：２０１３ 鉄及び鋼－原子吸光分析方法を参考にしても良い。
【0040】
（Ｃａ：０．００５０％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．００５０％以下、及び、
ＲＥＭ：０．００５０％以下の１種又は２種以上）
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭ（希土類元素）は、いずれも脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成し、鋼中のＭｎＳの形態を制御して機械特性の向上に寄与する元素である。これらの効果を得るためには、本発明の鋼の特性を損なわない範囲で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭを含有させてもよい。いずれの元素も好ましくは０．０００１％以上含有させてもよい。一方、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭが０．００５０％を超えて含有させると、酸化物が粗大化し、疲労強度が低下する。従って、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭはいずれも０．００５０％以下とし、好ましくは０．００２０％以下とする。
Ｍｇ：０．００５０％以下、
Ｚｒ：０．００５０％以下、及び、
ＲＥＭ：０．００５０％以下の１種又は２種以上）
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭ（希土類元素）は、いずれも脱酸元素であり、鋼中で酸化物を生成し、鋼中のＭｎＳの形態を制御して機械特性の向上に寄与する元素である。これらの効果を得るためには、本発明の鋼の特性を損なわない範囲で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、及びＲＥＭを含有させてもよい。いずれの元素も好ましくは０．０００１％以上含有させてもよい。一方、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭが０．００５０％を超えて含有させると、酸化物が粗大化し、疲労強度が低下する。従って、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭはいずれも０．００５０％以下とし、好ましくは０．００２０％以下とする。
【0041】
なお、ＲＥＭは希土類金属元素を示し、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、及びＬｕから選択される１種以上である。前記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
【0042】
（Ｔｉ：１．０００％以下、
Ｎｂ：１．０００％以下、
Ｖ：１．０００％以下のいずれか１種又は２種以上）
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは、ＣやＮと微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して、オーステナイト温度域加熱時の結晶粒成長及び異常粒成長を抑制して、組織の微細均質化に寄与し、衝撃特性を改善する。この効果を得るために、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの１種又は２種以上を含有させてもよい。いずれの元素も好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上にするとよい。一方、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶがいずれも１．０００％を超えて含有されると、硬質の炭化物が生成して被削性が低下する。従って、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶはいずれも１．０００％以下とする。Ｔｉ、Ｎｂのいずれの元素も、好ましい含有量は０．２００％以下、より好ましくは０．１５０％以下、さらに好ましくは０．０４０％以下である。Ｖは、好ましくは０．５００％以下、より好ましくは０．３２０％以下である。
Ｎｂ：１．０００％以下、
Ｖ：１．０００％以下のいずれか１種又は２種以上）
Ｔｉ、Ｎｂ及びＶは、ＣやＮと微細な炭化物、窒化物、炭窒化物を形成して、オーステナイト温度域加熱時の結晶粒成長及び異常粒成長を抑制して、組織の微細均質化に寄与し、衝撃特性を改善する。この効果を得るために、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶの１種又は２種以上を含有させてもよい。いずれの元素も好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上にするとよい。一方、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶがいずれも１．０００％を超えて含有されると、硬質の炭化物が生成して被削性が低下する。従って、Ｔｉ、Ｎｂ及びＶはいずれも１．０００％以下とする。Ｔｉ、Ｎｂのいずれの元素も、好ましい含有量は０．２００％以下、より好ましくは０．１５０％以下、さらに好ましくは０．０４０％以下である。Ｖは、好ましくは０．５００％以下、より好ましくは０．３２０％以下である。
【0043】
（Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．４０％以下、
Ｃｕ：１．４０％以下、及び
Ｂ：０．００５０％以下のうちの１種又は２種）
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＢは、いずれも焼入れ性向上元素である。この効果を得るためには、本発明の鋼の優れた特性を損なわない範囲で含有させてもよい。好ましくは、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕは、いずれも０．０１％以上、Ｂは０．０００３％以上含有させてもよい。一方、Ｍｏが１．００％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて硬さの大幅な増大を招き、切削や鍛造時の加工性が低下する。このため、Ｍｏ含有量は１．００％以下とし、好ましくは０．３０％以下とする。ＮｉとＣｕがいずれも１．４０％を超えると、やはり、Ｍｏと同様に、焼入れ性が高くなりすぎて、硬さの大幅な増大を招き、加工性が低下する。このため、ＮｉとＣｕの含有量の上限は、いずれも１．４０％以下とするとよい。Ｂは０．００５０％を超えて含有しても効果が飽和する。従ってＢを含有させる場合、Ｂ量を好ましくは０．０００３％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上とし、好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００２５％以下にするとよい。
Ｎｉ：１．４０％以下、
Ｃｕ：１．４０％以下、及び
Ｂ：０．００５０％以下のうちの１種又は２種）
Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＢは、いずれも焼入れ性向上元素である。この効果を得るためには、本発明の鋼の優れた特性を損なわない範囲で含有させてもよい。好ましくは、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕは、いずれも０．０１％以上、Ｂは０．０００３％以上含有させてもよい。一方、Ｍｏが１．００％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて硬さの大幅な増大を招き、切削や鍛造時の加工性が低下する。このため、Ｍｏ含有量は１．００％以下とし、好ましくは０．３０％以下とする。ＮｉとＣｕがいずれも１．４０％を超えると、やはり、Ｍｏと同様に、焼入れ性が高くなりすぎて、硬さの大幅な増大を招き、加工性が低下する。このため、ＮｉとＣｕの含有量の上限は、いずれも１．４０％以下とするとよい。Ｂは０．００５０％を超えて含有しても効果が飽和する。従ってＢを含有させる場合、Ｂ量を好ましくは０．０００３％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上とし、好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００２５％以下にするとよい。
【0044】
（Ｓｂ：０．５０００％以下、
Ｓｅ：０．５０００％以下、
Ｚｎ：０．５０００％以下、及び
Ｐｂ：０．０９％以下の１種又は２種）
Ｓｂ及びＳｅは被削性を向上させる効果のある元素である。この効果を得るためには、本発明鋼の特性を損なわない範囲で含有させてもよい。好ましくは、Ｓｂ及びＳｅは０．０００３％以上含有してもよい。一方、Ｓｂ及びＳｅが０．５０００％を超えると、熱間脆性が発現し、疵の原因となったり、熱間圧延が困難になったりするので、Ｓｂ及びＳｅはいずれも０．５０００％以下とするとよく、好ましくは０．２０００％以下にするとよい。Ｚｎも被削性を向上させる効果のある元素であり、この効果を得るためには、本発明鋼の特性を損なわない範囲で含有させてもよい。好ましくは、Ｚｎを０．０００３％以上含有してもよい。一方、Ｚｎは０．５０００％を超えると、鋼の製造が困難となるので、０．５０００％以下とするとよい。
Ｓｅ：０．５０００％以下、
Ｚｎ：０．５０００％以下、及び
Ｐｂ：０．０９％以下の１種又は２種）
Ｓｂ及びＳｅは被削性を向上させる効果のある元素である。この効果を得るためには、本発明鋼の特性を損なわない範囲で含有させてもよい。好ましくは、Ｓｂ及びＳｅは０．０００３％以上含有してもよい。一方、Ｓｂ及びＳｅが０．５０００％を超えると、熱間脆性が発現し、疵の原因となったり、熱間圧延が困難になったりするので、Ｓｂ及びＳｅはいずれも０．５０００％以下とするとよく、好ましくは０．２０００％以下にするとよい。Ｚｎも被削性を向上させる効果のある元素であり、この効果を得るためには、本発明鋼の特性を損なわない範囲で含有させてもよい。好ましくは、Ｚｎを０．０００３％以上含有してもよい。一方、Ｚｎは０．５０００％を超えると、鋼の製造が困難となるので、０．５０００％以下とするとよい。
【0045】
Ｐｂは、従来より用いられていた被削性を向上させる効果のある元素である。しかし、環境負荷物質であるため、環境保護の観点からはＰｂは極力少ない方が好ましく、Ｐｂの含有量を０．０９％以下に限定する。より好ましくは、０．０５％以下、０．０３％以下、０．０２％以下にするとよい。
【0046】
本発明の機械構造用棒鋼の成分組成は以上のとおりであり、残部はＦｅ及び不純物である。なお、原料、資材、製造設備等の状況によっては、不純物が鋼中に混入するが、本発明の特性を阻害しない範囲であれば許容される。
【0047】
本発明では、鋼中のＩｎ系介在物の量を増やすことによって被削性の向上の効果を得ている。本明細書においてＩｎ系介在物とは、Ｉｎ単体粒子、ＢｉとＩｎの複合析出物、Ｓｎとの複合添加により局所的に濃度が高まって析出したＩｎ粒子、ＩｎとＴｅの複合析出物など、Ｉｎ粒子、Ｉｎ化合物、及びＩｎ析出物を包括したものを示す。本発明者らはさらにＩｎ系介在物の適切な数密度について調査を行ったところ、円相当径が２．０μｍ以上であるＩｎ系介在物の数密度が０．５個／ｍｍ２以上とすることが好ましいことを明らかにした。円相当径が２．０μｍ未満のＩｎ系介在物は、切削時にき裂発生の起点になり難く且つ工具上で潤滑効果を与える効果が小さい場合があり、円相当径が２．０μｍ以上のＩｎ系介在物の数密度が０．５個／ｍｍ２未満であると、被削性を向上させる効果が小さくなる場合がある。
【0048】
Ｉｎ系介在物の円相当径及び数密度は、次の方法で測定できる。棒鋼サンプルを、棒鋼の軸方向を含む断面（縦断面）で切断し、縦断面を含む試料を採取する。試料の観察面は腐食させず、そのまま走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、写真画像を作製し、２００倍で複数視野観察することにより、被検面積の合計を約５０ｍｍ２として算出した。
【0049】
Ｉｎ系介在物は鉄よりも原子量が大きいため、反射電子像中の明るいコントラストとして観察される。そのため、反射電子像のコントラストに基づいて、特定する。Ｂｉ、Ｐｂ、Ｔｅが含有されている場合、鋼中に金属Ｂｉ、金属Ｐｂ、Ｔｅ化合物が存在する場合があり、これらは同様に反射電子像中に明るいコントラストとして観察されるため、Ｉｎ系介在物との区別が困難な場合がある。このような場合はエネルギー分散型X線分析（ＥＤＳ）を用いて、Ｉｎ系介在物を判別する。
【0050】
次に、画像解析装置を用いて、上述の方法で特定したＩｎ系介在物の円相当径を算定する。円相当径とは、測定された粒子の投影面積と等しい面積をもつ円の直径を指し、具体的には以下の式によって導出する。
円相当径＝２×｛（当該粒子の面積）÷π｝１／２
円相当径＝２×｛（当該粒子の面積）÷π｝１／２
【0051】
本発明の鋼の硬さ、すなわち本発明の鋼を被削材として切削する前の硬さは、１２０ＨＶ以上３２０ＨＶ以下の範囲とすることが好ましい。切削前の鋼の硬さが１２０ＨＶ未満であると、切削後に熱処理せずに使用する場合に必要な強度が不足し、一方３２０ＨＶを超えると被削性が低下してくる。なお、硬さはビッカース硬さであり、切削加工がなされる位置の断面、あるいはその位置と同等硬さを有する位置の断面で、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠して、測定荷重は１０ｋｇ重で測定するとよい。但し、あまりに表層に近い位置で測定すると、適切な計測ができない可能性がある。測定にあたっては、断面において、鋼の表面から０．５ｍｍ以上離れた位置において硬さを測定する。
【0052】
一般に、被削材である鋼の組織にベイナイトやマルテンサイトが含まれると被削性が低下することが知られている。そのため、本発明の鋼を被削材として切削する前の組織はフェライト及びパーライトの混合組織或いはパーライト組織でも良い。但し、本発明の効果は、組織によって影響されるものではなく、どのような組織でも得られるものであり、例えば組織が焼戻しマルテンサイトであっても本発明の効果は阻害されことなく享受できる。
焼入れ焼戻しを加えた後の機械構造用棒鋼であれば、組織は主として焼戻しマルテンサイトとなり、具体的には、断面における面積率で９０％以上が焼戻しマルテンサイトとなる。また、硬さは２５０ＨＶ（測定荷重１０ｋｇ重）以上であることが好ましい。
焼入れ焼戻しを加えた後の機械構造用棒鋼であれば、組織は主として焼戻しマルテンサイトとなり、具体的には、断面における面積率で９０％以上が焼戻しマルテンサイトとなる。また、硬さは２５０ＨＶ（測定荷重１０ｋｇ重）以上であることが好ましい。
【0053】
［製造方法］
本発明の機械構造用棒鋼の製造方法を説明する。上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とし、さらに鋼素材を、加熱し、常用の熱間圧延又は熱間鍛造等の熱間加工を施して所望の形状にすることによって、本発明の機械構造用棒鋼を製造することができる。但し、本発明の鋼の硬さを１２０～３２０ＨＶの範囲に調整するように製造条件を調整することが好ましい。例えば、硬さをこの好ましい範囲に調整するために、切削工程の前に鋼に焼鈍、球状化焼鈍等の熱処理を行ってもかまわない。
本発明の機械構造用棒鋼の製造方法を説明する。上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とし、さらに鋼素材を、加熱し、常用の熱間圧延又は熱間鍛造等の熱間加工を施して所望の形状にすることによって、本発明の機械構造用棒鋼を製造することができる。但し、本発明の鋼の硬さを１２０～３２０ＨＶの範囲に調整するように製造条件を調整することが好ましい。例えば、硬さをこの好ましい範囲に調整するために、切削工程の前に鋼に焼鈍、球状化焼鈍等の熱処理を行ってもかまわない。
【0054】
［発明に係る機械構造用棒鋼の切削方法］
本発明の鋼は比較的大きな切削速度、具体的には６０ｍ／分以上の切削速度での切削加工条件において特に有効であるが、本発明の鋼の切削方法において切削速度は限定されない。切削方法はドリル、旋削、歯切り、エンドミル、フライス、タップ等様々な工具によって行うことが可能であり、これらの切削工具のいずれを用いても良い。また、切削工具は高速度鋼、超硬合金、サーメット、またそれらに化学蒸着（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ；ＣＶＤ）や物理蒸着（Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ；ＰＶＤ）によりセラミックコーティングを施したものなどがあるが、本発明の切削加工においてこれらの工具材料の種類は限定されない。
本発明の鋼は比較的大きな切削速度、具体的には６０ｍ／分以上の切削速度での切削加工条件において特に有効であるが、本発明の鋼の切削方法において切削速度は限定されない。切削方法はドリル、旋削、歯切り、エンドミル、フライス、タップ等様々な工具によって行うことが可能であり、これらの切削工具のいずれを用いても良い。また、切削工具は高速度鋼、超硬合金、サーメット、またそれらに化学蒸着（Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ；ＣＶＤ）や物理蒸着（Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｖａｐｏｒ Ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ；ＰＶＤ）によりセラミックコーティングを施したものなどがあるが、本発明の切削加工においてこれらの工具材料の種類は限定されない。
【0055】
さらに、潤滑方法として、湿式、乾式、ＭＱＬ（Ｍｉｎｕｍｕｍ Ｑｕａｎｔｉｔｙ Ｌｕｂｒｉｃａｔｉｏｎ）などのセミドライ等が知られているが、これらの潤滑方法にも本発明の効果は限定されない。なおＭＱＬとは、潤滑油剤（切削油剤）の量が１時間当たり２００ｃｍ３以下であることを指すが、実際の鋼材の加工においては潤滑油剤の量を１時間当たり約５０ｃｍ３以下として実施することも多い。潤滑油剤の塗布方法は潤滑油を空気と混合してミスト状にして噴射する方法が一般的である。場合によってはミスト状の水も混合させても良い。
【実施例】
【0056】
次に、実施例について説明するが、実施例での条件は、実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、その要旨を逸脱せず、その目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【0057】
表１（表１－１～３を総称して表１という。）に示す成分組成の鋼を溶製後に、鋼片を断面サイズ６０ｍｍ×６０ｍｍの角型の棒鋼、及び直径５０ｍｍの丸断面棒鋼の２種類の形状に熱間鍛造した。鍛造後の棒鋼は、１１００℃で１時間保持し、その後空冷する加熱放冷処理を実施した。なお、表１に示す成分組成の“ＲＥＭ”は、Ｌａ、Ｃｅ、Ｎｄの合計含有量である。
【0058】
角型の棒鋼を長さ方向と垂直な断面で切断し、得られた角形断面上の、中心部から幅方向に１５ｍｍ且つ厚み方向に１５ｍｍ離れた位置（以下、「中間位置」という。）を観察できるように試料を切り出して樹脂に埋め、研磨した後、同位置のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠し測定した。なお、測定荷重は１０ｋｇ重で行った。また、同様にして試料を切り出し、ナイタール腐食の後、当該試料の断面の中間位置を光学顕微鏡で組織観察した。
【0059】
また、上記角型の棒鋼から、所定サイズの試料を切削により取得し、前記試料に含有されるｉｎｓｏｌ．Ａｌの量を前述した方法により測定した。
【0060】
硬さ測定の結果を「切削前の硬さ」として表２（表２－１～３を総称して表２という。）に示す。なお、表中の「切削前の硬さ」とは、上記中間位置にて硬さ測定を３回行い、その平均値を「切削前の硬さ」として評価した。表２の「フェライト－パーライト」はフェライト及びパーライトの混合組織であり、「パーライト」はパーライト単相の組織であることを意味する。本実施例で用いた切削前の鋼材の組織はフェライト及びパーライトの混合組織、あるいはパーライト単相の組織であった。
【0061】
平均粒径２．０μｍ以上のＩｎ系介在物の数密度（個／ｍｍ２）を表２に示す。Ｉｎ系介在物の数密度は、上記角棒から、軸方向を含む断面（縦断面）を、深さ１５ｍｍ位置から切り出し、被検面積の合計を５０ｍｍ２としてサンプルを採取し、上述の方法で求めた。
【0062】
試料の観察面は腐食させず、そのまま走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察し、写真画像を撮影し、写真画像からＩｎ系介在物を特定して、画像解析装置を用いて、２．０μｍ以上の円相当径を有するＩｎ系介在物の個数を求め、被検面積の合計（５０ｍｍ２）で除した値を数密度（個／ｍｍ２）とした。
【0063】
次に、上記棒鋼に対し、切削試験を行った。具体的には、上記の加熱放冷処理後の角型の棒鋼から切り出した５０×５０×１１５ｍｍの角型試験片に対し、直径が４．９８ｍｍ、全長が１７０ｍｍ、刃長が１２４ｍｍの油穴付き超硬コーティングドリルを用いて、下記の条件で切削加工を行った。
【0064】
周速：９０ｍ／分
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
穴深さ：１００ｍｍ
潤滑条件：ＭＱＬ（生分解性の高い合成エステルを約１．０ｃｍ３／時の割合でドリル油穴から内部給油で塗布）
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
穴深さ：１００ｍｍ
潤滑条件：ＭＱＬ（生分解性の高い合成エステルを約１．０ｃｍ３／時の割合でドリル油穴から内部給油で塗布）
【0065】
なお、前記切削試験前に、角型試験片に対して、直径が５．０ｍｍ、深さが１５ｍｍのガイド穴を形成した。従って、先に述べた穴深さとしての１００ｍｍには、このガイド穴の深さが含まれている。上記の条件で切削加工した際の切削抵抗（スラスト）を測定することで被削性を評価した。切削抵抗は小さな値の方が被削性に優れることを意味する。
【0066】
本発明に係る機械構造用棒鋼は、切削加工後に熱処理を行わずに部材として使用される場合、及び焼入れ焼戻しなどの熱処理をして使用される場合の両方を想定している。すなわち、「切削前の硬さ」はもちろん、切削後に熱処理を施した場合の硬さも確保できることが望ましい。そのため、焼入れ焼戻し後の硬さを以下のように調べた。
【0067】
上述した加熱放冷処理後の角型の棒鋼の上記中間位置に相当する部位が円形断面の中心となるように、Φ１０×５０ｍｍの丸棒試験片を切り出し、その試験片を９５０℃で３０分間保持後に水焼入れし、その後に５５０℃で９０分間保持する焼戻し処理を実施した。続いて、その試験片の長さ方向と垂直な円形断面を観察できるように試料を切り出して樹脂に埋め、研磨した後、円形断面の円の中心と鋼表面との中間にある位置のビッカース硬さをＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に準拠し、３回測定した。なお、測定荷重は１０ｋｇ重で行った。その平均値を、表２中に「焼入れ焼戻し後の硬さ」として示した。本発明の機械構造用棒鋼の焼入れ焼戻し後の硬さはいずれも２５０ＨＶ以上であり、部材として使用されるために、十分な強度特性を有している。
【0068】
さらに熱間延性の調査を次のように高温引張試験にて実施した。Φ５０の加熱放冷処理後の丸型の棒鋼から、Φ１０×１７０ｍｍの引張試験片を棒鋼の長さ方向に沿って作製した。引張試験片の作製にあたっては、丸型の棒鋼の断面における中心と外周との中間地点が、引張試験片の円形断面の中心に位置するように切削加工した。熱間延性は１２５０℃に加熱して１分間保持後、１０００℃まで温度を下げ、１０００℃に達した後に１分間保持後に歪速度が５×１０－３／ｓで引張試験を行い、その絞りの値により評価した。絞りが３５％以上であれば熱間延性が合格（”ＯＫ”）であり、３５％未満であれば不合格（”ＮＧ”）とした。
【0069】
切削前の硬さ、鋼材組織、切削抵抗、高温引張試験の結果、焼入れ焼戻し後の硬さは表２に示した。
【0070】
なお、切削抵抗は硬さに影響されることが一般的である。また、本発明は、熱間延性を確保する必要がある。そこで、被削性の良否は、熱間延性が合格であることを前提として、切削前の硬さが同程度の鋼材をもって比較評価することにした。
【0071】
図５に切削前の硬さ（ＨＶ）と被削性（切削抵抗［Ｎ］）との関係を示す。図５の実施例と比較例（但し、熱間延性が合格（ＯＫ）である比較例）とを同程度の切削前の硬さにおいて比較すると、実施例は比較例に比べて切削抵抗が低くなっていることが確認できる。以下、熱間延性が合格である比較例に対して切削前の硬さの差が±５ＨＶの範囲内にある実施例を「切削前の硬さが比較例と同程度」とする。
また、Ｂｉ、Ｓｎ、ＴｅとＩｎを複合的に含有することによる効果を図１～図３に示す。
図１に２３１～２３９ＨＶと切削前の硬さが同程度であり、Ｂｉを含む実施例と比較例の鋼のＢｉ／Ｉｎと被削性（切削抵抗［Ｎ］）との関係を示す。
図２に２２５～２３４ＨＶと切削前の硬さが同程度であり、Ｓｎを含む実施例と比較例の鋼のＳｎ／Ｉｎと被削性（切削抵抗［Ｎ］）との関係を示す。
図３に２３２～２３９ＨＶと切削前の硬さが同程度であり、Ｔｅを含む実施例と比較例の鋼のＩｎ／Ｔｅと被削性（切削抵抗［Ｎ］）との関係を示す。
図４に１７５～１８３ＨＶと切削前の硬さが同程度であり、Ｔｅを含む実施例と比較例の鋼のＭｎ／Ｓと被削性（切削抵抗［Ｎ］）との関係を示す。
また、Ｂｉ、Ｓｎ、ＴｅとＩｎを複合的に含有することによる効果を図１～図３に示す。
図１に２３１～２３９ＨＶと切削前の硬さが同程度であり、Ｂｉを含む実施例と比較例の鋼のＢｉ／Ｉｎと被削性（切削抵抗［Ｎ］）との関係を示す。
図２に２２５～２３４ＨＶと切削前の硬さが同程度であり、Ｓｎを含む実施例と比較例の鋼のＳｎ／Ｉｎと被削性（切削抵抗［Ｎ］）との関係を示す。
図３に２３２～２３９ＨＶと切削前の硬さが同程度であり、Ｔｅを含む実施例と比較例の鋼のＩｎ／Ｔｅと被削性（切削抵抗［Ｎ］）との関係を示す。
図４に１７５～１８３ＨＶと切削前の硬さが同程度であり、Ｔｅを含む実施例と比較例の鋼のＭｎ／Ｓと被削性（切削抵抗［Ｎ］）との関係を示す。
【0072】
番号７８及び７９の鋼はＩｎ含有量が過剰であったため、高温引張試験での絞り値が不合格である。
番号８０の鋼はＢｉ含有量が過剰であったため、高温引張試験での絞り値が不合格である。
番号８１の鋼はＳｎ含有量が過剰であるため、高温引張試験での絞り値が不合格である。
番号８２の鋼はＴｅ含有量が過剰であるため、高温引張試験での絞り値が不合格である。
番号８３の鋼はＩｎ含有量が不足しているため、切削前の硬さが同一レベルの実施例の鋼に対して切削抵抗が高い。番号８３は番号４、２８、２９、４９～５３と硬さが同一レベルである。
番号８０の鋼はＢｉ含有量が過剰であったため、高温引張試験での絞り値が不合格である。
番号８１の鋼はＳｎ含有量が過剰であるため、高温引張試験での絞り値が不合格である。
番号８２の鋼はＴｅ含有量が過剰であるため、高温引張試験での絞り値が不合格である。
番号８３の鋼はＩｎ含有量が不足しているため、切削前の硬さが同一レベルの実施例の鋼に対して切削抵抗が高い。番号８３は番号４、２８、２９、４９～５３と硬さが同一レベルである。
【0073】
番号８４及び８５の鋼は［Ｂｉ％］／［Ｉｎ％］の値が小さいため、切削前の硬さが同一レベルの実施例の鋼に対して切削抵抗が高い。番号８４は番号１５～１９、３７～４０及び６３～６８と、番号８５は番号１２～１９、３５～４０及び６０～６８と切削前の硬さが同一レベルである。
番号８６、８７及び８８の鋼は［Ｓｎ％］／［Ｉｎ％］の値が小さいため、切削前の硬さが同一レベルの実施例の鋼に対して切削抵抗が高い。番号８６は番号２１、２２、４２、４３、７０、７１及び７５、番号８７は番号１２～１９、３４～３９及び６０～６７、番号８８は番号１０、１１、３３～３５、５８及び５９と硬さが同一レベルである。
番号８９、９０及び９１鋼は［Ｉｎ％］／［Ｔｅ％］の値が小さいため、切削前の硬さが同一レベルの実施例の鋼に対して切削抵抗が高い。番号８９は番号４～６、２８～３０及び５０～５４、番号９０は番号１３～１９、３６～４０及び６３～６８、番号９１は番号１２～１９、３５～４０及び６０～６８と硬さが同一レベルである。
番号８６、８７及び８８の鋼は［Ｓｎ％］／［Ｉｎ％］の値が小さいため、切削前の硬さが同一レベルの実施例の鋼に対して切削抵抗が高い。番号８６は番号２１、２２、４２、４３、７０、７１及び７５、番号８７は番号１２～１９、３４～３９及び６０～６７、番号８８は番号１０、１１、３３～３５、５８及び５９と硬さが同一レベルである。
番号８９、９０及び９１鋼は［Ｉｎ％］／［Ｔｅ％］の値が小さいため、切削前の硬さが同一レベルの実施例の鋼に対して切削抵抗が高い。番号８９は番号４～６、２８～３０及び５０～５４、番号９０は番号１３～１９、３６～４０及び６３～６８、番号９１は番号１２～１９、３５～４０及び６０～６８と硬さが同一レベルである。
【0074】
番号９２及び９３の鋼は［Ｍｎ％］／［Ｓ％］の値が小さいため、切削前の硬さが同一レベルの実施例の鋼に対して切削抵抗が高い。番号９２は番号４、２８、２９及び４９～５３、番号９３は番号１２～１９、３６～４０及び６０～６８と硬さが同一レベルである。
番号９４及び９５の鋼は［Ｍｎ％］／［Ｓ％］の値が大きいため、切削前の硬さが同一レベルの実施例の鋼に対して切削抵抗が高い。番号９４は番号３、４８及び４９、番号９５は番号１７～２０、４０及び６６～６８と硬さが同一レベルである。
番号９４及び９５の鋼は［Ｍｎ％］／［Ｓ％］の値が大きいため、切削前の硬さが同一レベルの実施例の鋼に対して切削抵抗が高い。番号９４は番号３、４８及び４９、番号９５は番号１７～２０、４０及び６６～６８と硬さが同一レベルである。
【0075】
番号９６の鋼はＣ含有量が過剰であるため、切削前の硬さが同一レベルの実施例の鋼に対して切削抵抗が高い。番号９６は番号２３、４４、７２及び７６と硬さが同一レベルである。
番号９７の鋼はＳｅ含有量が過剰であるため、高温引張試験での絞り値が不合格である。
番号１～７７は、成分組成が本発明の範囲内となっているため、切削前の硬さが同一レベルの比較例の鋼に比べて切削抵抗及び高温引張試験での絞り値が良好である。
番号９７の鋼はＳｅ含有量が過剰であるため、高温引張試験での絞り値が不合格である。
番号１～７７は、成分組成が本発明の範囲内となっているため、切削前の硬さが同一レベルの比較例の鋼に比べて切削抵抗及び高温引張試験での絞り値が良好である。
【0076】
【表1-1】
【0077】
【表1-2】
【0078】
【表1-3】
【0079】
【表2-1】
【0080】
【表2-2】
【0081】
【表2-3】
【産業上の利用可能性】
【0082】
本発明は、広く産業機械、輸送機械など、あらゆる産業分野において利用することができる。
【図1】
【図2】
【図3】
【図4】
【図5】
