(57)【要約】【課題】Ｐｂを添加せずにＰｂ快削鋼並みの切り屑処理性を有し、且つ機械的性質の低下を最小限に抑えた機械構造用鋼を提供する。【解決手段】Ｃ：０．２〜０．７％（質量％の意味、以下同じ），Ｓｉ：０．０１〜２．５％，Ｍｎ：０．１〜３％，Ｓ：０．０１〜０．２％，Ｐ：０．０５％以下（０％を含む），Ｎ：０．００４５〜０．０３％を含有し、さらに、Ａｌ：０．０００１〜０．１％、および／または、Ｃｒ：０．０３〜１．２％、を含有する鋼であって、前記Ｎのうち、固溶Ｎ量が、鋼全量に対し０．００４５％以上に制御されていることを特徴とする機械構造溶鋼である。本発明の機械構造溶鋼は、Ｎの固溶化を伴う加熱と、その後の冷却条件を制御した熱処理工程を含む方法により製造される。【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ　：０．２〜０．７％（質量％の意味、以下同じ），
Ｓｉ：０．０１〜２．５％，
Ｍｎ：０．１〜３％，
Ｓ　：０．０１〜０．２％，
Ｐ　：０．０５％以下（０％を含む），
Ｎ　　：０．００４５〜０．０３％を含有し、さらに
Ａｌ：０．０００１〜０．１％、および／または、
Ｃｒ：０．０３〜１．２％
を含有する鋼であって、
前記Ｎのうち、固溶Ｎ量が、鋼全量に対し０．００４５％以上に制御されているものであることを特徴とする切り屑処理性に優れた機械構造用鋼。
【請求項２】
さらに、
Ｔｉ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｚｒ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｂ　：０．０００５％以下（０％を含む），
Ｖ　：０．０１％以下（０％を含む），
Ｎｂ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｍｏ：０．０１％以下（０％を含む），
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｃｒ：０．２％以下（０％を含む）
に制御されているものである請求項１に記載の機械構造用鋼。
【請求項３】
さらに、Ｍｇ：０．０２％以下（０％は含まない）、および／または、Ｃａ：０．０２％（０％は含まない）を含有するものである請求項１または２に記載の機械構造用鋼。
【請求項４】
さらに、Ｃｕ：１％以下（０％は含まない）、且つ、Ｎｉ：０．５％以下（０％は含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の機械構造用鋼。
【請求項５】
さらに、Ｂｉ：０．３％以下（０％は含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載の機械構造用鋼。
【請求項６】
鋼中に観察される硫化物系介在物のうち、長径が２０μｍ以上の硫化物系介在物の個数をａ、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物の個数をｂとするとき、
ａ／ｂ≦０．２５
を満足するものである請求項１〜５のいずれかに記載の機械構造用鋼。
【請求項７】
さらに、Ａｌ：０．００５％未満に制御されているものである請求項１〜６のいずれかに記載の機械構造用鋼。
【請求項８】
請求項１〜７のいずれかに記載の機械構造用鋼を製造するに当たり、
Ｎの固溶化を伴う加熱と、その後、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を０．８℃／秒以上とする冷却を備えた熱処理工程を含むことを特徴とする切り屑処理性に優れた機械構造用鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、産業機械や自動車、電気製品などの部品のように、切削加工を施すことによって製造される部品の素材として有用な機械構造用鋼に関し、特に被削性改善成分としてのＰｂを実質的に含まない所謂Ｐｂフリーで、切削加工時の切り屑処理性および機械的特性に優れた機械構造用鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来から、各種鋼材の被削性（切り屑処理性など）を改善する手法として、Ｐｂを添加することが一般的に行われている。Ｐｂの添加によって、鋼材の機械的性質を損なうことなく、該鋼材の切り屑処理性や仕上げ面粗さを改善し得ると共に、鋼材を処理する工具の寿命向上も可能であることは、当該技術分野において周知の事実である。
【０００３】
しかしながら、Ｐｂは人体に有害であることから、近年、Ｐｂを添加することなくＰｂ添加鋼（Ｐｂ快削鋼）並みの被削性が達成された鋼材の開発が求められている。
【０００４】
Ｐｂを添加しない快削鋼としては、ＭｎＳを鋼中に分散させた硫黄快削鋼が代表的なものとして知られており、Ｐｂ快削鋼を置換すべく、種々の検討がなされている。
【０００５】
例えば、硫黄快削鋼を圧延すると、鋼中のＭｎＳが細長く展伸されるため、圧延あるいは鍛造の長手方向に垂直な方向の衝撃値や引張強度などが低下することが知られており、これを改善するために、Ｃａを鋼に添加することが提案されている（特許文献１）。しかし、Ｃａを添加すると、鋼の機械的性質の異方性は改善されるものの、切り屑処理性が低下するため、この切り屑処理性が重視される切削加工を施す用途への使用は、実質的に不可能であった。
【０００６】
上記の問題を解決すべく、特許文献２には、鋼中でのＭｎＳの分布状態に着目し、これを制御して、切り屑処理性改善と機械的性質の異方性改善を両立する技術が提案されている。また、特許文献３では、鋼にＭｇを添加すると共に、硫化物（ＭｎＳなど）中のＭｇとＳの原子比を制御して、切り屑処理性および機械的性質を改善する技術が提案されている。
【０００７】
しかしながら、これらの技術を用いても、依然として被削性・機械的性質共、Ｐｂ快削鋼には及ばないため、Ｐｂ快削鋼を置換するには、未だ改善の余地を残していた。
【０００８】
【特許文献１】
特開昭５５−１２８５６４号公報
【特許文献２】
特開２０００−２８２１７１号公報
【特許文献３】
特開２００１−１５２２８０号公報
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は上記事情の下でなされたものであり、その目的は、Ｐｂを添加せずにＰｂ快削鋼並みの切り屑処理性を有し、且つ機械的性質の低下を最小限に抑えた機械構造用鋼を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
上記目的を達成し得た本発明の機械構造用鋼は、Ｃ：０．２〜０．７％（質量％の意味、以下同じ），Ｓｉ：０．０１〜２．５％，Ｍｎ：０．１〜３％，Ｓ：０．０１〜０．２％，Ｐ：０．０５％以下（０％を含む），Ｎ：０．００４５〜０．０３％を含有し、さらに、Ａｌ：０．０００１〜０．１％、および／または、Ｃｒ：０．０３〜１．２％、を含有する鋼であって、前記Ｎのうち、固溶Ｎ量が、鋼全量に対し０．００４５％以上に制御されているものであるところに要旨を有するものであり、切り屑処理性に優れている。
【００１１】
また、上記機械構造用鋼のうち、さらに、Ｔｉ：０．０１％以下（０％を含む），Ｚｒ：０．０１％以下（０％を含む），Ｂ：０．０００５％以下（０％を含む），Ｖ：０．０１％以下（０％を含む），Ｎｂ：０．０１％以下（０％を含む），Ｍｏ：０．０１％以下（０％を含む），Ａｌ：０．０１％以下（０％を含む），Ｃｒ：０．２％以下（０％を含む）に制御されているもの；さらに、Ｍｇ：０．０２％以下（０％は含まない）、および／または、Ｃａ：０．０２％以下（０％は含まない）を含有するもの；さらに、Ｃｕ：１％以下（０％は含まない）、且つ、Ｎｉ：０．５％以下（０％は含まない）を含有するもの；さらに、Ｂｉ：０．３％以下（０％は含まない）を含有するもの；も、本発明の好ましい態様である。
【００１２】
さらに、上記機械構造用鋼において、鋼中に観察される硫化物系介在物のうち、長径が２０μｍ以上の硫化物系介在物の個数をａ、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物の個数をｂとするとき、ａ／ｂ≦０．２５を満足するものも、本発明の好適な実施態様である。
【００１３】
加えて、上記機械構造用鋼において、Ａｌが０．００５％未満に制御されているものも好ましく、この場合、該鋼を切削するための工具の寿命を改善し得る。
【００１４】
この他、上記本発明の機械構造用鋼を製造するに当たり、Ｎの固溶化を伴う加熱と、その後、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を０．８℃／秒以上とする冷却を備えた熱処理工程を含む製造方法も、本発明に包含される。
【００１５】
なお、本発明の機械構造用鋼の化学組成は、典型的には上記元素の他は残部Ｆｅおよび不可避不純物からなるが、その他の化学成分についても、本発明の効果を阻害しない範囲内で含有されていてもよい。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明者等は、機械構造用鋼（以下、単に「鋼」という場合がある）において、切り屑処理性を高め、且つ機械的性質の低下を最小限に抑えるべく、特に鋼の成分組成に着目して鋭意検討を重ねた。その結果、鋼中の固溶Ｎ量の制御が、切り屑処理性と機械的性質の両立に大きく影響を及ぼすことを見出し、本発明を完成させた。
【００１７】
従来から、Ｎは、固溶して鋼を硬化させるか、あるいは鋼中の種々の元素と結合して窒化物を形成し、その結果、該鋼を処理する工具の摩耗を促進して、その寿命を低下させると考えられてきた。例えば、特開２０００−２５６７８５号でも、被削性のよい高強度鋼に関する技術を開示している。この技術は鋼中のオーステナイト粒径を制御して、被削性の向上を図るものであるが、ここでは、鋼中のトータルＮ量を０．０２％以下に制限している。その考え方は、「Ｎは、固溶Ｎの場合、鋼を硬化させる。特に切削においてはひずみ時効によって刃先近傍で硬化し、工具寿命を低下させる。また、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖなどの窒化物として存在する場合、オーステナイト粒の成長を抑制する。よって、Ｎ量には制限が必要である。」というものである。
【００１８】
このように、鋼の被削性の観点からは、Ｎ量は、できるだけ少なく抑える方がよいとされており、鋼の機械的性質改善のために、窒化物を粒成長抑制に利用する以外で、被削性向上の観点からＮ、特に固溶Ｎを積極的に利用しようとする技術は存在しない。
【００１９】
これに対し、本発明者等は、鋭意検討した結果、鋼にＮを添加するだけでなく、固溶Ｎとして存在せしめることで、切り屑処理性を飛躍的に向上させ得ることを見出したのである。その理由は、Ｎが固溶することによって鋼マトリックスが脆化することに起因すると推定される。
【００２０】
上記以外の従来の鋼での固溶Ｎと、鋼の特性との関係を調べると、例えば、鋼のＣ量が０．１％程度の低炭硫黄快削鋼（ＪＩＳのＳＵＭ系快削鋼）では、Ｎは仕上げ面粗さなどを向上させる成分として知られているが、この場合、Ａｌ量、Ｃｒ量などの窒化物形成元素量が少なく、基本的に固溶Ｎ量が多い成分系である（例えば、特開平５−３４５９５１号）。
【００２１】
他方、本発明では、後述するようにＣ量が０．２％以上の高強度鋼が対象であるが、このような分野では、Ａｌ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂなどの窒化物形成元素が積極的に添加されているだけでなく、各種合金元素を添加する際に、窒化物形成元素が不可避不純物として混入し、固溶Ｎ量が本発明で要求されるようなレベル（後述する）では存在しない。
【００２２】
この他、被削性以外の観点から、鋼中の固溶Ｎ量を定めた技術に着目すると、例えば、特開平４−１１６１２５号では、トータルＮ：０．００６０％以下、固溶Ｎ：０．００３０％以下とすることで、鋼の温間延性を改善し得ることを開示している。また、特開平４−１６８２４４号では、トータルＮ：０．０１５％以下、固溶Ｎ：０．００２０％以下とすることで、冷間引抜加工後の伸直性に優れた機械構造用鋼を開示している。しかしながら、これらの技術は、固溶Ｎを積極的に確保して利用しようとするものではなく、また、実際に固溶Ｎ量が本発明で要求されるレベルで存在するものではない。
【００２３】
本発明鋼においては、固溶Ｎ量が、鋼全量に対し、０．００４５％以上であることが要求される。固溶Ｎ量がこのような範囲であれば、鋼の被削性、特に切り屑処理性が飛躍的に向上する。より好ましくは０．００６０％以上である。固溶Ｎ量の上限は特に限定されるものではないが、実際には、０．０１５％程度が固溶し得る最大の濃度である。
【００２４】
以下、本発明鋼の各成分について説明する。
【００２５】
Ｃ：０．２〜０．７％
Ｃは鋼の強度を確保するために必須の元素である。機械構造用鋼として要求される強度を確保するためには、０．２％以上であることが要求される。より好ましくは０．３％以上である。他方、Ｃ量が多過ぎると、鋼の硬度が増大し過ぎて切り屑処理性が低下するため、０．７％以下とする。より好ましくは０．５％以下である。
【００２６】
Ｓｉ：０．０１〜２．５％
Ｓｉは脱酸剤として作用する他、鋼中に固溶して強度を高める作用を有するが、Ｓｉ量が少な過ぎると、こうした作用が十分に確保できないため、０．０１％以上とする。より好ましくは０．１％以上である。他方、Ｓｉ量が多過ぎると、切り屑処理性が低下するため、２．５％以下とする。より好ましくは１．０％以下である。
【００２７】
Ｍｎ：０．１〜３％
Ｍｎも鋼中に固溶して強度を高める作用を有する他、ＭｎＳを生成して切り屑処理性を向上させる作用も有する。ただし、Ｍｎ量が少な過ぎると、こうした作用が十分に確保できないため、０．１％以上とする。より好ましくは０．３％以上である。他方、Ｍｎ量が多過ぎると、その効果が飽和するばかりか、鋼製造の際の冷却時にベイナイトなどの過冷組織を生成して、非調質で用いる場合には切り屑処理性を低下させるため、３％以下とする。より好ましくは１．５％以下である。
【００２８】
Ｓ：０．０１〜０．２％
Ｓは鋼の被削性を改善するために必須の元素であり、ＭｎＳを生成して切り屑処理性、仕上げ面粗さ、および工具寿命を向上させる。ただし、Ｓ量が少な過ぎると、こうした作用が十分に確保できないため、０．０１％以上とする。より好ましくは０．０３％以上である。他方、Ｓ量が多過ぎると、鋼の熱間加工性が低下するため、０．２％以下とする。より好ましくは０．１５％以下である。
【００２９】
Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）
Ｐは結晶粒界に偏析し易く、鋼の靭性を低下させる成分である。よって、その上限を０．０５％に規定した。より好ましくは０．０２％以下である。
【００３０】
Ｎ：０．００４５〜０．０３％
Ｎは、上記の通り、固溶Ｎとして、鋼の被削性、特に切り屑処理性を確保する上で必須の成分である。鋼中の固溶Ｎ量が０．００４５％以上であることが要求される観点から、鋼中のトータルＮ量の下限も０．００４５％と規定した。より好ましくは０．００６０％以上である。他方、鋼中のトータルＮ量が多過ぎると、固溶しきれなくなったＮが種々の元素と結合して窒化物を形成し、切り屑処理性を低下させる。また、トータルＮ量が多過ぎると、鋳造の際に気泡が発生してキズの原因となる傾向にある。よって、Ｎ量（トータルＮ量）は０．０３％以下と規定した。より好ましくは０．０２％以下である。
【００３１】
Ａｌ：０．０００１％〜０．１％、および／または、Ｃｒ：０．０３〜１．２％
Ａｌは脱酸元素として作用し、種々の酸化物系介在物量を低減して鋼の機械的性質を向上させる。また、Ｃｒは鋼中に固溶して機械的性質を向上させる作用を有する。そこで、機械的構造用鋼として十分な機械的性質を確保すべく、ＡｌとＣｒの１種以上を含有することと定めた。なお、Ａｌ：０．０００１％未満、Ｃｒ：０．０３％未満では、これらの効果を十分に確保することができない。より好ましくはＡｌ：０．０００２％以上、Ｃｒ：０．０５％以上である。
【００３２】
他方、Ａｌ量が０．１％超えると、鋼中でアルミナ系介在物を形成して鋼の切り屑処理性を低下させる。また、Ｃｒ量が１．２％を超えると、鋼が過冷組織を形成し易くなり、非調質で用いる場合には切り屑処理性が低下する。より好ましくは、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．５％以下である。
【００３３】
以上が本発明鋼の主要な成分組成であるが、さらに本発明鋼では、以下の元素を含有したり、その量が制御されていることが好ましい。これらの元素について説明する。
【００３４】
Ｔｉ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｚｒ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｂ　：０．０００５％以下（０％を含む），
Ｖ　：０．０１％以下（０％を含む），
Ｎｂ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｍｏ：０．０１％以下（０％を含む），
Ａｌ：０．０１％以下（０％を含む），
Ｃｒ：０．２％以下（０％を含む）
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ａｌ、Ｃｒの各元素は、Ｎと結合して窒化物や炭窒化物を生成し易く、固溶Ｎ量を低減させる作用を有する。よって、このような作用を抑制し、十分な固溶Ｎ量を確保するためには、各元素量を上記上限値以下とすることが推奨される。より好ましくは、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００３％以下、Ｖ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．１５％以下である。ただし、Ａｌ、Ｃｒについては、鋼の機械的性質を確保する観点から、上述の条件を満足する必要がある。
【００３５】
Ｍｇ：０．０２％以下（０％は含まない）、および／または、Ｃａ：０．０２％以下（０％は含まない）
ＭｇやＣａは、ＭｎＳの形状・大きさを均一化し、またＭｎＳ中に存在することで、鋼の圧延時におけるＭｎＳの展伸の程度を抑制し、切り屑処理性と機械的性質をバランスよく確保し、また、これらの特性のバラツキを抑制する作用を有する。よって、ＭｇかＣａの少なくとも一方を上記範囲で含有することで、固溶Ｎとの相乗効果によって、切り屑処理性と機械的性質のバランスを一層改善した鋼とすることができる。ただし、Ｍｇ量および／またはＣａ量が多過ぎると、粗大なＭｎＳが生成して鋼の切り屑処理性が低下する傾向にある。よって、Ｍｇ：０．０２％以下、Ｃａ：０．０２％以下とすることが好ましく、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下とすることがより好ましい。他方、ＭｇやＣａの量が少な過ぎるとその効果が十分に確保できないため、Ｍｇ：０．０００５％以上、Ｃａ：０．０００５％以上とすることが好ましく、Ｍｇ：０．０００８％以上、Ｃａ：０．００１％以上とすることがより好ましい。
【００３６】
Ｃｕ：１％以下（０％は含まない）
Ｎｉ：０．５％以下（０％は含まない）
ＣｕおよびＮｉを含有することで、鋼の切り屑処理性は一層向上する。Ｃｕは、鋼マトリックスを脆化させて切り屑処理性を向上させる作用を有する。ただし、Ｃｕ量が一定量を超えても、効果が飽和してしまい、却ってコストの増大を引き起こすため、１％以下とすることが好ましく、０．５％以下とすることがより好ましい。他方、その量が少な過ぎると、その作用を十分に確保できないため、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上とすることが推奨される。また、ＮｉはＣｕの添加によって生じ得る鋼の熱間加工性の低下を抑制する効果があり、Ｃｕの添加に併せて用いるとよい。ただし、Ｎｉ量が一定量を超えても、効果が飽和してしまい、却ってコストの増大を引き起こすため、好ましくは０．５％以下、より好ましくは、０．２％以下とすることが望ましい。他方、Ｎｉ量が少な過ぎると、その作用を十分に確保することができないため、０．００５％以上とすることが好ましく、０．０２％以上とすることがより好ましい。
【００３７】
Ｂｉ：０．３％以下（０％は含まない）
Ｂｉは、鋼の切り屑処理性をさらに向上させる作用を有する。ただし、Ｂｉ量が多過ぎると、鋼の熱間加工性が著しく低下するため、０．３％以下とすることが好ましく、０．２％以下とすることがより好ましい。他方、Ｂｉ量が少な過ぎると、その作用を十分に確保することができないため、０．０１％以上とすることが好ましく、０．０４％以上とすることより好ましい。
【００３８】
また、本発明では、固溶Ｎの上記作用に加えて、鋼中の硫化物系介在物の形態を制御することで、熱間圧延後の切り屑処理性と機械的性質の異方性とのバランスをより改善することができる。具体的には、鋼中に観察される硫化物系介在物のうち、長径が２０μｍ以上の硫化物系介在物の個数をａ、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物の個数をｂとするとき、ａ／ｂ≦０．２５を満足することが推奨される。ａ／ｂの値が上記範囲を超えると、鋼中に粗大な硫化物系介在物が多く存在することとなり、鋼の圧延方向に垂直な方向の靭性が低下する傾向にある。よって、ａ／ｂ値は０．２５以下であることが好ましく、より好ましくは０．２０以下である。なお、上記ａ／ｂの下限については特に制限はなく、０であってもよい。ここで、ａ，ｂの値は、例えば、後述する実施例で用いた方法によって測定することができる。
【００３９】
なお、上記硫化物系介在物としては、特に限定されず、Ｍｎ、Ｃａ、Ｍｇ、およびＺｒの硫化物、あるいはその他の元素（Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂｉ、希土類元素など）の硫化物、さらにこれらの複合硫化物、炭硫化物、酸硫化物などであってもよい。
【００４０】
加えて、本発明の機械構造用鋼では、上述したＡｌ量の下限を満足させて機械的性質を確保すると共に、このＡｌ量が０．００５％未満に制御されていることが推奨される。Ａｌ量がこのように制御されている機械構造用鋼では、Ａｌ２Ｏ３や、Ａｌ２Ｏ３を主体とする酸化物といった硬質酸化物の生成量が制限されるため、該鋼の切削などに用いられる工具の摩耗を抑制して長寿命化を図ることが可能となる。
【００４１】
次に、本発明の機械構造用鋼の製造方法について説明する。本発明の機械構造用鋼を製造するに当たっては、Ｎの固溶化を伴う加熱と、その後、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を０．８℃／秒以上とする冷却を備えた熱処理工程を含む製造方法を採用することが推奨される。
【００４２】
Ｎの固溶化を伴う加熱では、鋼中に窒化物として存在していたＮを再固溶させて、固溶Ｎ量を高める。この時の加熱温度は１０５０℃以上とすることが好ましく、１１５０℃以上とすることがより好ましい。上記加熱後、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を０．８℃／秒以上で冷却するのは、各種窒化物が形成する温度は８００〜５００℃であるので、この温度域での冷却速度を高めて、鋼中に固溶したＮが窒化物となるのを防止するためである。より好ましい平均冷却速度は１．０℃／秒以上、さらに好ましくは１．４℃／秒以上である。なお、冷却速度の上限は、特に限定されず、所望のミクロ組織が確保できる速度を適宜選択すればよい。
【００４３】
なお、上記熱処理工程としては、例えば、熱間鍛造、焼きならしなどの工程が挙げられる。すなわち、これらの工程を、上述の加熱条件および冷却条件を満足するように実施すればよい。また、熱間鍛造や焼ならしの後に、焼入れ・焼戻しを施す場合では、上記条件で行う熱処理工程が熱間鍛造や焼ならしであってもよく、焼入れであっても構わない。この熱処理工程は、本発明鋼の製造工程のいずれかの工程で、条件を調節して実施すればよいが、本発明鋼の製造工程の２つ以上の工程（例えば、熱間鍛造と焼入れ）が、上記熱処理工程に該当してもよい。
【００４４】
ただし、上記熱処理工程を行った後の鋼に、固溶したＮが窒化物を形成し得るような処理を施すと、固溶Ｎ量が減少する傾向にある。よって上記熱処理工程後に他の工程がある場合は、できる限り、このような窒化物生成が生じ得る処理は施さないことが好ましい。よって、例えば、本発明の機械構造用鋼を、焼戻し処理を施して得る場合には、上記条件を満たす熱処理（焼ならし、焼入れなど）を行い、その後の焼戻し処理は、例えば、５００℃以下、より好ましくは４５０℃以下で行い、固溶Ｎによる窒化物形成を抑制することが推奨される。なお、上記熱処理工程後に、固溶したＮが窒化物を形成し得るような処理を施しても、最終的に得られる機械構造用鋼の固溶Ｎ量が上記範囲を満足するのであれば、このような処理を上記熱処理工程後に設けても特に差し支えない。
【００４５】
また、本発明の機械構造用鋼において、鋼中の硫化物系介在物の形態を、上記ａ／ｂ値を満足するように制御するには、例えば、特開２００２−１４６４７３号に開示の方法を採用することが好ましい。具体的には、以下の通りである。
【００４６】
Ａｌキルド鋼では、硫化物系介在物の晶出核となる酸化物はＡｌ２Ｏ３であるが、Ａｌ２Ｏ３は溶鋼中で凝集し、クラスター状になり粗大化することが知られている。つまり、硫化物系介在物の晶出核となる酸化物が粗大化していると、硫化物系介在物の形態自体も粗大化する。
【００４７】
そこで、本発明鋼を製造するに当たり、実質的にＡｌを含有しない溶鋼に、実質的にＡｌを含有しないＭｇ合金を添加すれば、酸化物系介在物としてＭｇＯが生成し、このＭｇＯが硫化物系介在物の晶出核となる。ＭｇＯはＡｌ２Ｏ３よりも凝集・クラスター化し難いため、酸化物系介在物は微細に分散し、よって硫化物系介在物は粗大化しない。
【００４８】
また、ＭｇＯが多数分散している溶鋼を冷却すると、（１）ＭｇＯを核としてＭｇＳが晶出し、さらに冷却すると、これを核にＭｎＳなどの硫化物系介在物が晶出する。あるいは（２）ＭｇＯを核としてＭｇＳとＭｎＳなどが同時に晶出する。つまり、硫化物系介在物中にはＭｇが多く存在することになり、該介在物は変形し難くなるので、圧延時においても展伸し難くなり、切屑処理性および機械的性質の両性質が特に優れた鋼を得ることができる。
【００４９】
なお、Ａｌ２Ｏ３は溶鋼中で凝集し、クラスター状となり、粗大化することは上述した通りである。これは溶鋼とＡｌ２Ｏ３の濡れ性が非常に悪いことに起因する。これに対して、溶鋼とＭｇＯの濡れ性は良好であるため、Ａｌ２Ｏ３の場合と異なり、ＭｇＯはクラスター化することはない。このことは、ＭｇＯの方がＡｌ２Ｏ３よりも、溶鋼との界面エネルギーが小さいことによる。例えば、特許第２６８４３０７号には、Ｍｇを添加して、溶鋼中のＡｌ２Ｏ３をＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３に改質する方法が提案されており、さらに、該ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３はＭｇＯにまで変化することもある。ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３やＭｇＯは溶鋼との界面エネルギーが小さいので、そのサイズは微細であり、クラスター化もしづらい。しかしながら、溶鋼にＭｇを添加し、Ａｌ２Ｏ３をＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３に改質する前にＡｌ２Ｏ３同士が既に凝集し粗大化していると、硫化物系介在物も粗大化してしまう。一方、上記のように、実質的にＡｌを含有しない溶鋼に、実質的にＡｌを含有しないＭｇ合金を添加すると、まずＭｇＯが生成・分散する。このＭｇＯはＡｌ２Ｏ３よりも界面エネルギーが小さく、そのサイズは微細で、クラスター化もしづらいので、上記Ｍｇ合金を添加した後にＡｌを添加しても、ＭｇＯが生成・分散している状態にＡｌが添加されるので、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３やＡｌ２Ｏ３は生成され難い。つまり、Ａｌは脱酸元素として働くのではなく、加工・熱処理工程での結晶粒微細化元素として働く。たとえＭｇＯがＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３やＡｌ２Ｏ３リッチなＭｇＯとＡｌ２Ｏ３の複合酸化物に変化したとしても、その速度は非常に遅いので、Ａｌによる効果（加工・熱処理工程での結晶粒微細化）を保持しつつ、硫化物系介在物の形態を制御することはできる。
【００５０】
本発明鋼において硫化物系介在物の形態を制御するには、実質的にＡｌを含有しない溶鋼に、実質的にＡｌを含有しないＭｇ合金を添加し、前記Ｍｇ合金を添加した後に、実質的にＡｌを含有しないＣａ合金を添加することでも達成できる。Ｍｇ添加後の溶鋼中にＣａを添加するとＣａＯやＣａＳを生成するが、このＣａＯは酸化物系介在物の一部となり、ＭｇＯと同様に硫化物系介在物の晶出核となる。また、上記ＣａＳを含有する硫化物系介在物は、Ｍｇを含有しない硫化物系介在物と比較すると、Ｍｇを含有する硫化物系介在物と同様に展伸し難くなり、鋼の機械的性質（特に異方性の低減）が向上する。つまり、溶鋼中に生成した多数の（１）ＭｇＯなどの酸化物系介在物を核としてＭｇＳと共にＣａＳが晶出し、さらに冷却すると、これを核にＭｎＳなどの他の硫化物系介在物が晶出する。あるいは、（２）ＭｇＯなどの酸化物系介在物が晶出核となりＭｇＳとＣａＳとＭｎＳなどが同時に晶出する。よって、硫化物系介在物はＭｇとＣａを多く含有することになり、該介在物は変形し難くなるので、圧延時においても展伸し難くなり、切屑処理性および機械的性質（特に靭性の低異方性）の両性質を有する鋼を得ることができる。また、上記Ｃａを添加した後にＡｌを添加することも有効である。
【００５１】
さらに、実質的にＡｌを含有しない溶鋼に、実質的にＡｌを含有しないＭｇ合金と実質的にＡｌを含有しないＣａ合金を同時、もしくは最初のＭｇ合金の添加を最初のＣａ合金の添加より早い時期で任意回数、任意順序で両者に添加しても鋼中の硫化物系介在物の形態を制御できる。つまり、Ｍｇ合金とＣａ合金を同時に添加すると、ＭｇＯや、ＣａＯを含んだ酸化物を生成し、これらが晶出核となり硫化物系介在物が晶出する。これらの晶出核は凝集・クラスター化しないので、硫化物系介在物も粗大化しない。また、最初のＭｇ合金の添加を最初のＣａ合金の添加より早い時期で任意回数、任意順序（例えばＭｇ合金を添加後、Ｃａ合金を添加し、さらにＭｇ合金を添加する。）で添加すると、添加歩留まりを上げることができ、切屑処理性と機械的特性に優れた鋼を得ることができる。また、上記Ｍｇ合金とＣａ合金を添加した後に、Ａｌを添加することも好ましい。
【００５２】
一方、Ｃａ合金を先に添加すると、Ｃａは溶鋼に存在する微量のＡｌ２Ｏ３と反応し、ＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３を生成する。このＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３は硫化物系介在物の晶出核と成り得るが、ＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３自体が大きな介在物となり易いので、硫化物系介在物も粗大化し、上記ａ／ｂ値を上記上限値以下とすることができない。
【００５３】
本発明鋼の製造に用いる溶鋼は、実質的にＡｌを含有しないものが好ましく、具体的には溶鋼に含有するＡｌの上限は０．００５％であることが望ましい。Ａｌが０．００５％を超えると、Ｍｇ添加前にＡｌ２Ｏ３が生成し、上記ａ／ｂ値を上記上限値以下とすることが困難となる。
【００５４】
また、本発明鋼の製造に用いるＭｇ合金とＣａ合金は、実質的にＡｌを含有しないものが好ましく、具体的にはＭｇ合金、Ｃａ合金共、Ａｌの含有上限が１％であることが推奨され、少なければ少ないほど望ましい。１％超えてＡｌを含有する合金を溶鋼に添加すると、合金中のＡｌが溶鋼中のＯと結合してＡｌ２Ｏ３　を生成し、凝集・クラスターを形成し、Ａｌを先に添加した状態と近くなり、上記ａ／ｂ値を上記上限値以下とすることが困難となる。なお、Ｍｇ合金とＣａ合金を併用して添加する場合は、両合金中に含有されるＡｌの合計含有量の上限は１．２％以下であることが望ましい。
【００５５】
ＭｇやＣａの添加方法は特に限定されるものではないが、ＭｇおよびＣａは高蒸気圧元素であり蒸発ロスし易く、また酸化され易いので、極力蒸発ロスや酸化ロスが少ない方法で添加することが好ましい。例えば、Ｍｇ合金やＣａ合金の粒状物を鉄製ワイヤ中に充填し、鉄製ワイヤごと溶鋼中へ添加する方法や、粒状物を不活性ガスと共に溶鋼内へ吹込む方式などが挙げられる。また、ＭｇやＣａは溶鋼中の歩留まりが悪いため、製鋼工程の作業性も考慮すると取鍋、タンディッシュ、モールドなどに存在する溶鋼に数回添加することが好ましく、歩留まりを向上させることができる。
【００５６】
また、ＭｇとＣａは酸化され易い元素であり、大気による酸化ロスを防止するには、上記溶鋼をスラグで覆っておくことが好ましい。しかし、スラグ中にＭｇＯやＣａＯが存在しないと、ＭｇやＣａを添加して生成するＭｇＯやＣａＯはスラグに吸収されてしまうので、晶出核やその基になるＭｇＯやＣａＯが減少する。そこで、スラグ中にＭｇＯを１５％以上含有させるのが好ましく、２０％以上含有させるのがより好ましい。また、溶鋼にＣａを添加する場合も同様に、スラグ中に１５％以上のＣａＯを含有させるのが好ましく、２０％以上含有させるのがより好ましい。
【００５７】
本発明の機械構造溶鋼を製造する際には、上述の各工程以外の工程は、特に限定されず、従来公知の方法・条件を採用すればよい。
【００５８】
なお、本発明の機械構造用鋼のミクロ組織は、特に限定されるものではなく、非調質で用いる「フェライト＋パーライト」であっても、焼入れ・焼戻しを施した「焼戻しマルテンサイト」であってもよい。
【００５９】
【実施例】
以下、実施例に基づいて本発明を詳細に述べる。なお、下記実施例は本発明を制限するものではなく、前・後記の趣旨を逸脱しない範囲で変更実施をすることは、全て本発明の技術的範囲に包含される。
【００６０】
表１〜表３に示す成分組成の評価用鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３９を製造した。評価用鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２４〜Ｎｏ．３０、Ｎｏ．３８、Ｎｏ．３９については、高周波真空溶解炉で原料約１５０ｋｇを溶解し、φ１５０ｍｍのインゴットに鋳造した。押湯部分を切除したインゴットを１２００℃に加熱し、熱間鍛造してφ８０ｍｍの丸棒状の評価用鋼を得た。一部の鋼については、熱間鍛造後、表１〜表３に示す温度および平均冷却速度（８００℃から５００℃）で焼ならしを施した。さらに、一部の鋼（Ｎｏ．１２）については、熱間鍛造の後、８８０℃で３０分油焼入れ、および４５０℃で６０分焼戻しを実施した。
【００６１】
評価用鋼Ｎｏ．２３、Ｎｏ．３１〜Ｎｏ．３７については、転炉で溶鋼を溶製し、取鍋に出鋼する際にＳｉ，Ｍｎ，Ｃｒを添加した。続いて、取鍋内溶鋼に真空処理を施し、脱ガス、脱酸を実施し、必要に応じて、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏを添加し、実質的にＡｌを含有しない溶鋼を得た。その後、Ｎｉ−Ｍｇ合金、またはＮｉ−ＭｇとＮｉ−Ｃａ合金を取鍋に存在する溶鋼に添加した。添加方法は、ＭｇまたはＣａの合金粒状物を鉄製ワイヤ中に充填し、鉄製ワイヤごと溶鋼中へ添加する方法を用いた。その後Ａｌを添加した。この溶鋼を、φ１５０ｍｍのインゴットに鋳造した。押湯部分を切除したインゴットを１２００℃に加熱し、熱間鍛造してφ８０ｍｍの丸棒状の評価用鋼を得た。一部の鋼については、熱間鍛造後、表２、表３に示す温度および平均冷却速度（８００℃から５００℃）で焼ならしを施した。
【００６２】
固溶Ｎ量は、各評価用鋼より採取したサンプルについて、鋼中のトータルＮ量と、化合物型Ｎ量（例えば窒化物型のＮ量）を測定し、これらの差により求めた。なお、評価用鋼中のトータルＮ量は、不活性ガス融解熱伝導度法で測定した。また、評価用鋼中の化合物型Ｎ量は、サンプルから「１０％アセチルアセトン＋１％テトラアンモニウムクロリド＋メタノール」溶液で電解抽出し、口径：０．１μｍのフィルターで採取した成分について、インドフェノール吸光光度法により測定した。
【００６３】
なお、表１の評価用鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１７では、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂｉは積極的に添加しておらず、不可避不純物として混入したものである。また、表１〜表３の「―」は、当該元素が検出されなかったことを意味している。この他、表１〜表３の各元素（成分）の単位は「質量％」である。
【００６４】
【表１】
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【００６５】
【表２】
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【００６６】
【表３】
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【００６７】
これらの評価用鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３９について、以下の評価を行った。結果を表４〜表６に示す。
【００６８】
［切り屑処理性］
評価用鋼を長さ８０ｍｍに切断して被削鋼とし、これにφ６．０ｍｍのガンドリルを用いて、深さ１５ｍｍの非貫通穴を２穴開ける切削試験を行った。切削は、速度２０００ｒｐｍ、送り速度０．０４４ｍｍ／ｒｅｖとし、潤滑油ミストで潤滑させながら実施した。切り屑処理性は、切粉の総個数と総質量から算出した切り屑指数（１ｇ当たりの切粉個数）によって評価した。すなわち、切り屑指数の値が大きいほど、切り屑処理性が良好であることを意味している。
【００６９】
［機械的性質の異方性］
上記評価用鋼からＪＩＳ　Ｇ０３０３に従って評価用試験片を採取した。試験片はＪＩＳ　Ｚ２２０２に規定する３号試験片とした。試験片は、鍛造方向に平行および垂直の各方向で切り出した。これらの試験片について、シャルピー衝撃試験機（東京衡機製造所製、シャルピー式縦型）を用い、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に従って常温で衝撃試験を行った。各評価用鋼について、鍛造方向に垂直方向の衝撃値と、鍛造方向に平行方向の衝撃値との比（垂直方向衝撃値÷平行方向衝撃値）を算出し、機械的性質の異方性を評価した。すなわち、異方性の数値が１に近づくほど、機械的性質の異方性が小さく、良好であることを意味している。
【００７０】
［硫化物系介在物の形状・サイズ］
上記の評価用鋼の一部（Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．３９）について、鍛造の長手方向と平行な断面を切り出し、該断面を画像解析装置（株式会社ニレコ製ＬＵＺＥＸＦ）を用い、４ｍｍ×４ｍｍの視野を１００倍で観察して該視野中の硫化物系介在物の長径および短径を測定した。なお、測定は観察した画像を二値化処理して行った。二値化のレベルはＲＧＢで取り込み、Ｒ：１２５／１８０，Ｇ：１１０／１８０，Ｂ：１２０／１８０に調整し、グレーレベルは明るさによって硫化物系介在物がマトリックスに対して十分区別できるように、その都度調整した。測定した画像から、長径が２０μｍ以上の硫化物系介在物の個数（ａ）と、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物の個数（ｂ）を数え、「ａ／ｂ」を算出した。
【００７１】
【表４】
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【００７２】
【表５】
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【００７３】
【表６】
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【００７４】
評価用鋼Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６、Ｎｏ．９〜Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１８〜Ｎｏ．２３、Ｎｏ．３１〜Ｎｏ．３９は、本発明の要件を満足する実施例であり、切り屑処理性、衝撃値異方性のいずれもが優れている。また、硫化物系介在物のａ／ｂ値が、本発明の好ましい要件を満足する評価用鋼Ｎｏ．２３、Ｎｏ．３１〜Ｎｏ．３７では、特に衝撃値の異方性が小さくなっており、切り屑処理性と、衝撃値異方性のバランスが非常に良好である。
【００７５】
この他、評価用鋼Ｎｏ．３４〜Ｎｏ．３６は、Ｃｕ量およびＮｉ量が本発明の好ましい要件を満足しており、評価用鋼Ｎｏ．３７〜Ｎｏ．３９は、Ｂｉ量が本発明の好ましい要件を満足している。よって、これらの評価用鋼では、切り屑処理性が特に優れている。
【００７６】
これに対し、評価用鋼Ｎｏ．７、Ｎｏ．８、Ｎｏ．１５〜Ｎｏ．１７，Ｎｏ．２４〜Ｎｏ．３０は、以下に示す点で本発明の要件を満たしていない比較例であり、いずれも切り屑処理性が劣っている。
【００７７】
Ｎｏ．７、Ｎｏ．８の評価用鋼は、Ｎの固溶化のための熱処理工程において、加熱温度（Ｎｏ．７）、あるいは平均冷却速度（Ｎｏ．８）が本発明の要件を満足しない例であり、鋼中のトータルＮ量が本発明の要件を満足しているにも関わらず、固溶Ｎ量が本発明の範囲を下回っている例である。
【００７８】
Ｎｏ．１５〜Ｎｏ．１７の評価用鋼は、トータルＮ量が少なく、これに伴って固溶Ｎ量も少ない例である。
【００７９】
Ｎｏ．２４〜Ｎｏ．３０の評価用鋼は、窒化物を形成し易いＴｉ、Ｚｒ、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｒのいずれか１種以上の元素量が、本発明の好ましい範囲を超えており、固溶Ｎ量が本発明の要件を下回っている例である。
【００８０】
［工具寿命評価］
実施例に該当するＮｏ．２、Ｎｏ．６、Ｎｏ．９、Ｎｏ．２３、Ｎｏ．３６、Ｎｏ．３７の各評価用鋼について、該鋼を切削する工具の寿命と、該鋼のＡｌ量との関係を調査すべく、切削試験を実施した。本評価において選択した評価用鋼は、Ｃ量が０．４１％付近のものである。
【００８１】
具体的には、Ｐ種超硬チップを用いた旋削試験の際の工具摩耗量を測定した。試験条件は、切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ、送り：０．２ｍｍ、切り込み：１．０ｍｍで、２０分間切削することとし、その際の工具の摩耗量［逃げ面摩耗量（ＶＢ）、すくい面摩耗量（ＫＴ）］を実測した。結果を表７に示す。なお、表７には、上記「ａ／ｂ」（測定しているもののみ）、上記切り屑指数、および上記衝撃値異方性も併記する。
【００８２】
【表７】
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【００８３】
表７から分かるように、これらの評価用鋼はいずれも本発明の実施例に該当するものであるため、切り屑処理性および衝撃値異方性については、非常に良好である。しかし、Ｎｏ．２、Ｎｏ．６、Ｎｏ．２３の各評価用鋼では、Ａｌ量が０．００５％未満に制御されていないため、これらの鋼の切削試験後における超硬工具の摩耗量が比較的大きい。これに対し、Ｎｏ．９、Ｎｏ．３６、Ｎｏ．３７の各評価用鋼は、Ａｌ量が０．００５％未満に制御されており、これらの鋼の切削試験後における超硬工具の摩耗量が小さく、工具寿命が著しく改善されている。
【００８４】
なお、この工具寿命評価に供した各評価用鋼に存在する酸化物系介在物を、ＳＥＭ−ＥＤＸ（走査型電子顕微鏡−エネルギー分散形Ｘ線分析装置）で分析した結果、表７に示すように、Ａｌ量が０．００５％未満に制御されていないＮｏ．２、Ｎｏ．６、Ｎｏ．２３の各評価用鋼では、Ａｌ２Ｏ３、およびＡｌ２Ｏ３＋ＳｉＯ２を主体とする硬質酸化物が多く存在していることが分かった。これに対し、Ａｌ量が０．００５％未満に制御されているＮｏ．９、Ｎｏ．３６、Ｎｏ．３７の各評価用鋼では、こうした硬質酸化物の存在量が極めて少ない。特にＮｏ．３６およびＮｏ．３７の評価用鋼では、固溶Ｎ量および硫化物系介在物の形態の制御、並びにＡｌ２Ｏ３系の硬質酸化物の低減が達成されており、各種特性を高いレベルで兼ね備えた機械構造用鋼が得られている。
【００８５】
【発明の効果】
本発明は以上のように構成されており、Ｐｂフリーであっても鋼中の固溶Ｎを特定量以上に制御することで、Ｐｂ快削鋼に匹敵する切り屑処理性を有する機械構造用鋼と、その製造方法を提供することができた。また、本発明の機械構造用鋼は機械的性質も優れており、該性質と切り屑処理性のバランスが良好である。さらに、本発明の機械構造用鋼では、鋼中のＡｌ量を特定範囲に制御することで、鋼中に生成するＡｌ２Ｏ３系の硬質酸化物の生成を抑制することが可能であり、該鋼の切削などに用いられる工具の摩耗を抑えて、長寿命化を図ることも可能である。