技术领域本发明涉及钢锻件用高强度钢以及钢锻件。
背景技术：
为了实现船舶用柴油机和发电用柴油机的输出功率提高以及紧凑化，对于这些部件中所用的钢材要求高疲劳强度化，需要850MPa以上的高抗拉强度。作为这种具有高抗拉强度的大型钢锻件用钢，开发了NiCrMo系的高强度钢(参照日本专利公报第3896365号和日本专利公报第4332070号)，这些钢具有高强度和高韧性。另一方面，使用于船舶等的驱动力传递的大型曲轴用钢，在锻造及热处理后为了加工成最终形状而被实施机械加工。这时，在该机械加工之际还同时要求高切削性和高研磨性(精加工的容易性)。但是，对于大型曲轴用的锻造用钢来说，如果其抗拉强度为850MPa以上，即高强度，则切削抗力大。因此，通过机械加工来精加工成最终形状时，费时而使生产效率降低。通常，切削抗力与材料的强度(硬度)成比例地增加，因此兼顾850MPa以上的抗拉强度与优异的切削性和研磨性是极其困难的。本发明是基于如上述的状况而完成的发明，其目的在于：提供一种高强度且切削性和研磨性优异的钢锻件用高强度钢以及钢锻件。现有技术文献专利文献专利文献1：日本专利公报第3896365号专利文献2：日本专利公报第4332070号
技术实现要素：
本发明一个方面涉及钢锻件用高强度钢，其具有如下组成：作为基本成分含有C(碳)：0.35质量％以上且0.47质量％以下、Si(硅)：0质量％以上且0.4质量％以下、Mn(锰)：0.6质量％以上且1.5质量％以下、Ni(镍)：大于0质量％且2.0质量％以下、Cr(铬)：0.8质量％以上且2.5质量％以下、Mo(钼)：0.10质量％以上且0.7质量％以下、V(钒)：0.035质量％以上且0.20质量％以下、Al(铝)：0.015质量％以上且0.050质量％以下、N(氮)：30ppm以上且100ppm以下、O(氧)：大于0ppm且30ppm以下，余部为Fe及不可避免的杂质，其中，金属组织以贝氏体、马氏体、或者贝氏体和马氏体的混合组织为主体，立方晶系B1型析出物中直径为30nm以下的共格析出物的个数为50个/μm2以下。附图说明图1是表示实施例中的抗拉强度与工具磨损量的关系的图。具体实施方式本发明人以兼顾锻造用钢的高强度化与切削性和研磨性提高这样的相反的特性为目标，对于最佳的组织形态进行了反复深入研究。其结果发现：对于兼顾高强度化与切削性和研磨性提高来说，重要的是减少立方晶系B1型析出物中直径为30nm以下的共格析出物(整合析出物)的个数，从而创造了可兼顾高强度化与切削性和研磨性提高的以下的钢锻件用高强度钢的构成。即，本发明的一实施形态的钢锻件用高强度钢的特征在于，其具有如下组成：作为基本成分含有C(碳)：0.35质量％以上且0.47质量％以下、Si(硅)：0质量％以上且0.4质量％以下、Mn(锰)：0.6质量％以上且1.5质量％以下、Ni(镍)：大于0质量％且2.0质量％以下、Cr(铬)：0.8质量％以上且2.5质量％以下、Mo(钼)：0.10质量％以上且0.7质量％以下、V(钒)：0.035质量％以上且0.20质量％以下、Al(铝)：0.015质量％以上且0.050质量％以下、N(氮)：30ppm以上且100ppm以下、O(氧)：大于0ppm且30ppm以下，余部为Fe及不可避免的杂质，其中，金属组织以贝氏体、马氏体、或者贝氏体和马氏体的混合组织为主体，立方晶系B1型析出物中直径为30nm以下的共格析出物的个数为50个/μm2以下。本发明的钢锻件用高强度钢以及钢锻件为高强度且切削性和研磨性优异，因此可适用于船舶或发电机中所用的柴油机用的传递构件等。以下，对本发明的钢锻件用高强度钢以及钢锻件的实施方式进行说明。应予说明，本实施方式中，“共格析出物”是指与基体原子排列连续的析出物，“共格析出物的直径”设为在用透射型电子显微镜(TEM)放大的组织照片中的共格析出物的定向接线径(Feret径)。此外，“主体”的金属组织是指相对于组织全体占95面积％以上的金属组织。＜金属组织＞本实施方式的钢锻件用高强度钢的金属组织以贝氏体、马氏体、或者贝氏体和马氏体的混合组织为主体。上述主体的金属组织的面积比率的下限为95％，优选为98面积％，更优选为100面积％。这样，由于金属组织以贝氏体、马氏体、或者贝氏体和马氏体的混合组织为主体，从而钢锻件用高强度钢具有高强度。此外，贝氏体、马氏体、或者贝氏体和马氏体的混合组织的面积比率的测定方法，可如下进行：用光学显微镜对实施了奈塔尔蚀刻的钢锻件用高强度钢的截面拍摄照片，对于该显微镜照片，用目视区分贝氏体、马氏体、贝氏体和马氏体的混合组织、以及除此之外的金属组织，求出它们的面积比率。在本实施方式的钢锻件用高强度钢中，立方晶系B1型析出物中直径为30nm以下的共格析出物的存在个数的上限为50个/μm2，优选为40个/μm2，更优选为30个/μm2。本实施方式的钢锻件用高强度钢的金属组织以贝氏体、马氏体或它们的混合组织为主，通过使金属组织中的共格析出物的个数为上述上限以下来改善切削性。其机制尚不明确，但推测是减少切削时成为抗力的粒子来改善切削性和研磨性，可以缩短切削时间和研磨时间。因此，如果共格析出物的个数大于上述上限，则有可能获得不了充分的切削性和研磨性。上述共格析出物可通过如下方法来确定。将试样切成直径3mm、厚度0.5mm的圆盘状，将该试样用砂纸研磨至30μm后，利用双喷法(twinjetmethod)由该试样制作电子显微镜样品。对于该电子显微镜样品，在加速电压200kV下利用透射型电子显微镜(TEM)激励g1＊矢量(vector)进行观察时，以一对半月形的衬像显示的物质为共格析出物(例如参照“結晶電子顕微鏡学―材料研究者のための(结晶电子显微镜学-供材料研究者使用)”内田老鹤圃出版(第149-151页))。于是，在例如以5000倍进行观察的组织照片中，激励g1＊矢量并拍摄以最清楚地观察到析出物的点作为中心的所定范围，由此计数其中所含的确定为共格析出物的粒子中观测为直径30nm以下的粒子的个数。应予说明，在组织照片中，将定向接线径(Feret径)作为共格析出物的直径进行观测。＜组成＞本实施方式的钢锻件用高强度钢具有如下组成：作为基本成分含有C：0.35质量％以上且0.47质量％以下、Si：0质量％以上且0.4质量％以下、Mn：0.6质量％以上且1.5质量％以下、Ni：大于0质量％且2.0质量％以下、Cr：0.8质量％以上且2.5质量％以下、Mo：0.10质量％以上且0.7质量％以下、V：0.035质量％以上且0.20质量％以下、Al：0.015质量％以上且0.050质量％以下、N：30ppm以上且100ppm以下、O：大于0ppm且30ppm以下，余部为Fe及不可避免的杂质。本实施方式的钢锻件用高强度钢中的C含量的下限为0.35质量％，优选为0.37质量％。另一方面，所述C含量的上限为0.47质量％，优选为0.40质量％。如果所述C含量小于上述下限，则有可能确保不了充分的淬透性和强度。反之，如果所述C含量大于上述上限，则有可能导致韧性极度降低，并且在大型铸块中促进倒V形偏析，使韧性和切削性降低。通过使所述C含量设为上述范围，可以适当地确保钢锻件用高强度钢的淬透性和强度。本实施方式的钢锻件用高强度钢中的Si含量的下限为0质量％，也可以不含有Si。另一方面，所述Si含量的上限为0.4质量％，优选为0.3质量％，更优选为0.2质量％。如果所述Si含量大于上述上限，则有可能促进偏析而使切削性降低。通过使所述Si含量设为上述范围，可以适当地确保钢锻件用高强度钢的切削性。本实施方式的钢锻件用高强度钢中的Mn含量的下限为0.6质量％，优选为0.8质量％。另一方面，所述Mn含量的上限为1.5质量％，优选为1.0质量％。如果所述Mn含量小于上述下限，则有可能确保不了充分的强度和淬透性，而且有可能法充分地减少不了结晶粒度的不均。反之，如果所述Mn含量大于上述上限，则有可能促进倒V形偏析而使切削性降低。通过使该钢锻件用高强度钢的Mn含量设为上述范围，可以适当地确保钢锻件用高强度钢的淬透性和强度，并且可以充分减少结晶粒度的不均。本实施方式的钢锻件用高强度钢中的Ni含量大于0质量％。另一方面，所述Ni含量的上限为2.0质量％，优选为1.6质量％，更优选为1.2质量％。如果所述Ni含量小于上述下限，则有可能确保不了充分的强度和韧性。反之，如果所述Ni含量大于上述上限，则有可能确保不了充分的切削性。通过使所述Ni含量设为上述范围，可以适当地确保钢锻件用高强度钢的强度、韧性以及切削性。本实施方式的钢锻件用高强度钢中的Cr含量的下限为0.8质量％，优选为1.0质量％。另一方面，所述Cr含量的上限为2.5质量％，优选为2.0质量％，更优选为1.6质量％。如果所述Cr含量小于上述下限，则有可能确保不了充分的淬透性和韧性。反之，如果所述Cr含量大于上述上限，则有可能促进倒V形偏析而使切削性降低。通过使本实施方式的钢锻件用高强度钢的Cr含量设为上述范围，可以适当地确保钢锻件用高强度钢的淬透性和韧性。本实施方式的钢锻件用高强度钢中的Mo含量的下限为0.10质量％，优选为0.2质量％。另一方面，所述Mo含量的上限为0.7质量％，优选为0.5质量％。如果所述Mo含量小于上述下限，则有可能促进倒V形偏析而使切削性降低。反之，如果所述Mo含量大于上述上限，则有可能促进钢块中的微观偏析(正常偏析)而使韧性和切削性降低，或者变得容易发生重量偏析。通过使所述Mo含量设为上述范围，可以适当地确保钢锻件用高强度钢的淬透性、强度以及韧性。本实施方式的钢锻件用高强度钢中的V含量的下限为0.035质量％，优选为0.05质量％。另一方面，所述V含量的上限为0.20质量％，优选为0.15质量％，更优选为0.10质量％。如果所述V含量小于上述下限，则有可能确保不了充分的强度和淬透性。反之，如果所述V含量大于上述上限，则由于V平衡分配系数低而容易发生微观偏析(正常偏析)，有可能降低韧性和切削性。通过使所述V含量设为上述范围，可以适当地确保钢锻件用高强度钢的淬透性和强度。本实施方式的钢锻件用高强度钢中的Al含量的下限为0.015质量％，优选为0.019质量％。另一方面，所述Al含量的上限为0.050质量％，优选为0.030质量％。如果所述Al含量小于上述下限，则有可能充分地减少不了氧量。反之，如果所述Al含量大于上述上限，则有可能导致氧化物的粗大化而使韧性和切削性降低。通过使所述Al含量设为上述范围，可以适当地发挥脱氧效果而适当地确保韧性和切削性。本实施方式的钢锻件用高强度钢中的N含量的下限为30ppm，优选为50ppm。另一方面，所述N含量的上限为100ppm，优选为80ppm，更优选为60ppm。如果所述N含量小于上述下限，则有可能确保不了使用于船舶或发电机的柴油机用的传递构件等中的钢被要求的韧性。反之，如果所述N含量大于上述上限，则有可能确保不了充分的韧性和切削性。通过使所述N含量设为上述范围，由于N形成氮化物并使晶粒细粒化从而可以适当地确保钢锻件用高强度钢的韧性和切削性。本实施方式的钢锻件用高强度钢中作为不可避免的杂质含有O，O在该锻造用钢中以氧化物形式存在。所述O含量的上限为30ppm，优选为15ppm，更优选为10ppm。如果所述O含量大于上述上限，则有可能生成粗大的氧化物而使切削性降低。除了上述基本成分之外，本实施方式的钢锻件用高强度钢作为余部含有Fe和不可避免的杂质。此外，作为不可避免的杂质，允许根据例如原料、器材、制造设备等的状况而携入的P(磷)、S(硫)、Sn(锡)、As(砷)、Pb(铅)、Ti(钛)等元素的混入。本实施方式的钢锻件用高强度钢中，作为不可避免的杂质的P的含量的上限优选为0.1质量％，更优选为0.05质量％，进一步优选为0.01质量％。如果P含量大于上述上限，则有可能促进由晶界偏析引起的晶界断裂。作为所述不可避免的杂质的S的含量的上限优选为0.02质量％，更优选为0.01质量％，进一步优选为0.005质量％。如果S含量大于上述上限，则有可能硫化物系夹杂物增大而使强度劣化。本实施方式的钢锻件用高强度钢进一步积极地含有其它元素也是有效的，根据所含有的元素(化学成分)的种类可以进一步改善锻造钢材的特性。本实施方式的钢锻件用高强度钢中，例如还可以添加Cu作为其它元素。在添加Cu的场合下，该钢锻件用高强度钢的Cu含量的下限优选为0.1质量％，更优选为0.2质量％。另一方面，所述Cu含量的上限优选为1.5质量％，更优选为1.2质量％。如果Cu含量小于上述下限，则有可能充分地发挥不了淬透性提高效果。反之，如果Cu含量大于上述上限，则有可能使韧性和切削性降低。通过使钢锻件用高强度钢的Cu含量设为上述范围，可以有效发挥淬透性提高效果，提高韧性和切削性。此外，本实施方式的钢锻件用高强度钢中还可以添加Nb作为其它元素。在添加Nb的场合下，该钢锻件用高强度钢的Nb含量的上限优选为0.5质量％，更优选为0.3质量％。通过添加Nb而提高淬透性，但如果Nb含量大于上述上限，则有可能使韧性和切削性降低。此外，本实施方式的钢锻件用高强度钢中还可以添加B作为其它元素。在添加B的场合下，该钢锻件用高强度钢的B含量的上限优选为30ppm，更优选为20ppm。通过添加B而提高淬透性，但如果B含量大于上述上限，则有可能使韧性和切削性降低。＜渗碳体中的合金元素浓度＞本实施方式的钢锻件用高强度钢的金属组织以贝氏体、马氏体、或者贝氏体和马氏体的混合组织为主体，但优选在渗碳体中含有所定浓度的Cr或Mn。渗碳体中的Cr浓度的下限优选为2.7质量％，更优选为3.0质量％。另一方面，上述渗碳体中的Cr浓度的上限优选为4.0质量％，更优选为3.5质量％。此外，渗碳体中的Mn浓度的下限优选为1.2质量％，更优选为1.3质量％。另一方面，上述渗碳体中的Mn浓度的上限优选为2.0质量％，更优选为1.8质量％。如果上述渗碳体中的Cr浓度小于上述下限并且所述Mn浓度小于上述下限，则有可能充分地改善不了切削性。反之，如果上述渗碳体中的Cr浓度大于上述上限或所述Mn浓度大于上述上限，则有可能促进倒V形偏析而使切削性降低。本发明人推测：通过使渗碳体中的Cr浓度或Mn浓度设为上述范围，可以让Mn浓度低的柔软区域(其被认为是疲劳裂纹发生源的一个因素)呈现在渗碳体周围，该区域具有缓和切削时的应力的作用，因此能够更大幅地改善作为钢材整体的切削性。＜机械性质＞本实施方式中，钢锻件用高强度钢的抗拉强度(TS)的下限优选为850MPa。如果该钢锻件用高强度钢的抗拉强度为上述下限以上，则可以满足使用于船舶或发电机的柴油机的传递构件所要求的强度。应予说明，抗拉强度可以通过基于例如JIS-Z2241(2011)的拉伸试验来测定。本实施方式的钢锻件用高强度钢的吸收能量vE(室温下的吸收能量)的下限优选为45J。如果该钢锻件用高强度钢的吸收能量为上述下限以上，则可以满足使用于船舶或发电机的柴油机的传递构件所要求的韧性。吸收能量可以通过基于例如JIS-Z2242(2005)的夏比冲击试验来测定。＜钢锻件用高强度钢以及钢锻件的制造方法＞本实施方式的钢锻件用高强度钢，例如可以通过如下所述的熔化步骤、铸造步骤、加热步骤、锻造步骤、淬火前处理步骤以及热处理步骤来制得。进而，通过利用机械加工步骤来加工该钢锻件用高强度钢，从而可以制得所述钢锻件。(熔化步骤)熔化步骤中，首先使用高频熔化炉、电炉、转炉等，将调整为上述所定组成的钢而进行熔化。然后，对成分调整后的熔化的钢实施真空处理，除去O(氧)、H(氢)等气体成分或杂质元素。(铸造步骤)铸造步骤中，在制造大型锻造用钢的情况下，主要采用钢锭(钢块)铸造。在制造较小型的钢锻件的情况下，也可以采用连续铸造法。(加热步骤)加热步骤中，在所定温度下加热钢块所定时间。若为低温则材料的变形抗力增大，因此为了在材料的可变形性良好的范围内进行加工，将加热温度设为1150℃以上。此外，为了使钢块的表面与内部的温度均匀，需要所定的加热时间，将加热时间设为3小时以上。通常被认为加热时间与被加工物的直径的平方成比例，越是大型材则加热保持时间越长。(锻造步骤)锻造步骤中，对在加热步骤中加热至1150℃以上的温度的钢块进行锻造。为了压接渣孔、微缩孔等铸造缺陷，锻造成形比优选为3S以上。(淬火前处理步骤)淬火前处理步骤中，将锻造的钢材在大气中放冷后，加热至所定温度(例如550℃～650℃)并保持所定时间(例如10小时以上)，然后冷却。通过在进行淬火处理之前进行淬火前处理步骤，从而可以减少钢材中的共格析出物。(热处理步骤)热处理步骤中，进行淬火处理后，进行回火处理。淬火处理是将在淬火前处理步骤中冷却的钢材升温至所定温度(例如800℃～950℃)并保持所定时间(例如1小时以上)后，冷却至所定温度(例如450℃～530℃)。然后，通过进行回火处理而得到本实施方式的钢锻件用高强度钢。钢材的回火是以升温速度30～70℃/hr缓慢加热至所定的温度，保持规定时间(例如5～20小时)后，进行冷却。为了调节强度、延性及韧性的平衡，并且除去相变中产生的内部应力(残余应力)，回火在550℃以上进行。但是，若为高温则由于碳化物的粗大化、位错组织的恢复等而使钢材软化，不能够确保充分的强度，因此设为650℃以下。(机械加工步骤)通过对热处理步骤后的该钢锻件用高强度钢的表层实施包括切削或磨削的精机械加工，从而可以得到钢锻件。本说明书公开了如上所述的各种形态所涉及的技术，以下所述的实施例能够解决上述的问题。另外，本发明不限于以下的解决方法，当然可以参照本说明书所记载的全部内容。本发明一个方面涉及钢锻件用高强度钢，其具有如下组成：作为基本成分含有C(碳)：0.35质量％以上且0.47质量％以下、Si(硅)：0质量％以上且0.4质量％以下、Mn(锰)：0.6质量％以上且1.5质量％以下、Ni(镍)：大于0质量％且2.0质量％以下、Cr(铬)：0.8质量％以上且2.5质量％以下、Mo(钼)：0.10质量％以上且0.7质量％以下、V(钒)：0.035质量％以上且0.20质量％以下、Al(铝)：0.015质量％以上且0.050质量％以下、N(氮)：30ppm以上且100ppm以下、O(氧)：大于0ppm且30ppm以下，余部为Fe及不可避免的杂质，其中，金属组织以贝氏体、马氏体、或者贝氏体和马氏体的混合组织为主体，立方晶系B1型析出物中直径为30nm以下的共格析出物的个数为50个/μm2以下。该钢锻件用高强度钢，通过将钢材的各组成的含量设为上述范围，并且通过将金属组织以贝氏体、马氏体、或者贝氏体和马氏体的混合组织设为主体，例如使用于船舶或发电机的柴油机的传递构件等的情况下，具有充分的强度。而且，该钢锻件用高强度钢，通过将金属组织所包含的共格析出物的个数设为上述上限以下，来可以降低切削时以及研磨时成为抗力的粒子，因此既能确保高强度又具有优异的切削性和研磨性。而且，所述钢锻件用高强度钢优选作为其它成分还含有Cu(铜)：大于0质量％且1.5质量％以下、Nb(铌)：大于0质量％且0.5质量％以下、或者B(硼)：大于0ppm且30ppm以下。通过含有这些元素，能够提高淬火性。另外优选：所述钢锻件用高强度钢的渗碳体中的Cr(铬)浓度为2.7质量％以上或Mn(锰)浓度为1.2质量％以上。本发明人推测：通过使渗碳体中的Cr浓度或Mn浓度设为上述范围，可以让适当柔软的区域(其被认为是疲劳裂纹发生源的一个因素)呈现在渗碳体周围，该区域具有缓和裂纹发生时的应力的作用，因此能够大幅地改善疲劳特性。其结果，能进一步提高上述的切削性以及研磨性。另外，本发明另一个方面涉及对钢锻件用高强度钢进行切削或磨削而得到的钢锻件。该钢锻件因为采用钢锻件用高强度钢，所以具有如上所述的高强度并且切削性和研磨性优异。实施例以下通过实施例更详细地说明本发明，但本发明不受这些实施例的限定。[试验试样的制作](实施例1)利用高频炉将具有表1的实施例1栏所示组成的钢原料熔炼，进行铸造而得到了直径132mm～158mm、长度323mm的钢块(50kg)。切除所得钢块的冒口部分，在1230℃下加热5～10小时后，使用自由锻造加压机以高度比计压缩至1/2，再将钢块中心线旋转90°而进行锻造，拉伸至90mm×90mm×450mm后，在大气中放冷了。接着，在进行淬火处理之前，对放冷至室温的原料进行加热(在500℃以上以50℃/hr以下的升温速度进行加热)，在650℃下保持10小时后，进行了炉冷(淬火前处理)。然后，使用小型模拟炉实施了淬火处理。应予说明，该淬火处理是将原料以升温速度50℃/hr升温至870℃并保持3小时后，将原料在870℃～500℃的温度区域中以平均冷却速度50℃/min进行了冷却的处理。然后，作为回火处理，将原料在600℃下保持10小时后进行了炉冷。由此制作了实施例1的钢锻件用高强度钢的试验试样。应予说明，表1中“-”表示检测限以下。(实施例2～12以及比较例1～17)将组成设为表1的实施例2～12以及比较例1～17的栏所示组成，并且将上述淬火前处理中的保持温度以及上述回火处理中的保持温度设为表1所示温度，除此之外采用与实施例1同样的步骤来制作了实施例2～12以及比较例1～比较例17的钢锻件用高强度钢的试验试样。应予说明，上述淬火前处理中的保持时间与实施例1同样设为10小时。实施例1～12的试验试样中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V、Al、N、O的含量在本发明的范围内。比较例1～17的试验试样中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V、Al、N、O的至少任一者的含量在本发明的范围外。(比较例18～20)比较例18～20的钢锻件用高强度钢所用的钢原料如表1所示为相同的组成。应予说明，该组成中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V、Al、N、O的含量在本发明的范围内。对于比较例18～20的钢锻件用高强度钢，将上述淬火前处理中的保持时间设为比实施例1中的保持时间更短的8小时，并且将上述淬火前处理中的保持温度分别设为550℃、600℃、650℃。(比较例21～22)比较例21和22的钢锻件用高强度钢的试验试样通过不进行上述淬火前处理的以往的制造方法来进行了制作。比较例21和22的钢锻件用高强度钢所采用的钢原料为日本专利公报第3896365号和日本专利公报第4332070号中所采用的组成。应予说明，这些组成中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V、Al、N、O的含量在本发明的范围内。[共格析出物的个数密度的测定]将试验试样切成直径3mm、厚度0.5mm的圆盘状，用砂纸研磨至30μm后，利用双喷法由该试样制作了电子显微镜样品。将该电子显微镜样品以加速电压200kV利用透射型电子显微镜(TEM)进行确认，由此确定了共格析出物。具体而言，利用TEM以5000倍进行观察，从所观察的组织照片中，以激励g1＊矢量而最清楚地观察到析出物的点作为中心，拍摄5cm×5cm的正方形，计数了其中所含的共格析出物(直径30nm以下的析出物)的个数，由此将10个视野中计数的个数的平均值作为共格析出物的个数密度。[渗碳体中的合金元素的浓度分析]渗碳体中的合金元素的浓度分析通过使用扫描型电子显微镜(SEM)附带的EDX而进行了定量分析。EDX是检测由电子束辐照所产生的特征X射线，以能量进行分光，从而进行元素分析或组成分析的手法。[机械性质的测定]热处理后，以试验片的长度方向与锻造伸长方向平行的方式对上述试验试样进行了加工并实施了拉伸试验。试验片形状采用了JIS-Z2241(2011)的14号试验片(φ6×G.L.30mm)，测定了抗拉强度(TS)。本试验中，将抗拉强度为850MPa以上的试样判定为及格。此外，利用夏比冲击试验来测定上述试验试样的吸收能量(vE)(室温下的吸收能量)，进行了韧性的评价。夏比冲击试验基于JIS-Z2242(2005)实施，此时的试验片形状采用了JIS-Z2242(2005)的2mmV缺口。本试验中将吸收能量为45J以上的试样判定为及格。作为切削性的评价，采用立铣刀切削试验，测定了对钢材进行断续切削时的工具磨损量。立铣刀切削试验中，将上述试验试样除去鳞屑(scale)后，将表面被磨削了约2mm后的试样用作立铣刀切削试验片(被削材)。具体而言，在加工中心(machiningcenter)主轴上装配立铣刀工具，用虎钳固定如上述制造的25mm×80mm×80mm的试验片，在干式的切削气氛下进行了顺铣加工。更具体地，对于试验片，利用外径φ10.0mm的TiAlN包覆的高速钢立铣刀(三菱综合材料株式会社的“K-2SL”)，在轴向切深1.0mm、径向切深1.0mm、进给量0.117mm/rev、进给速度556.9mm/min的条件下进行了切削长29m的切削。进行断续切削200次切削后，用光学显微镜以观察倍率100倍观察高速钢立铣刀表面，测定刀具后面磨损量(工具磨损量)Vb，求出了平均值。本试验中，将刀具后面磨损量Vb为70μm以下的试样，作为断续切削时的切削性优异的试样并判定为及格。本试验中，将抗拉强度、吸收能量以及切削性都判定为及格的试样作为综合评价“A”，将除此之外的试样作为综合评价“B”。其测定结果示于表1。[测定结果]实施例1～12的试验试样均为高强度并且韧性和切削性也优异的综合评价A。相对而言，比较例1～17的试验试样是抗拉强度和韧性的任一者不在及格的范围内的综合评价B。这些试验试样是使用具有不满足本发明的基本成分范围的组成的钢而制作的试样。本发明的基本成分范围规定了除Al和N之外的使强度提高的组成，因此可以说具有小于本发明中规定的含量下限的元素(Al和N除外)的组成的试样(比较例1、4、7、9、11)的抗拉强度降低。另一方面，具有大于本发明中规定的含量上限的元素(Al和N除外)的组成的试样(比较例2、3、5、6、8、10、12、14、16、17)的抗拉强度提高，但是切削抗力与强度成比例地增加，因此韧性和切削性降低。此外，由于Al和N是使其为适当的含量而提高韧性的元素，因此这些元素小于本发明中规定的含量下限或大于本发明中规定的含量上限的组成的试样(比较例13和15)韧性和切削性降低。比较例18～22的试验试样中，抗拉强度和韧性均优异但切削性差。认为其理由在于：直径30nm以下的共格析出物多，其个数密度大于50个/μm2。其机制尚不明确，但推测：若共格析出物变多则切削时成为抗力的粒子增加，因此使切削性降低。此外，由表1所示结果认为：通过改变淬火前处理的保持时间，可以控制所析出的直径30nm以下的共格析出物的个数。(抗拉强度与工具磨损量的关系)上述实施例和比较例中测定的抗拉强度与工具磨损量的关系示于图1。由图1可知：实施例1～12呈示高强度且切削性也优异。另一方面，比较例1～22中，在抗拉强度为850MPa以上的情况下，工具磨损量大于70μm；在工具磨损量为70μm以下的情况下，抗拉强度小于850MPa，不能够兼顾高强度和切削性。(其它成分的附加)实施例7的组成是在实施例4的组成中附加了Cu的组成。实施例8的组成是在实施例4的组成中附加了Nb的组成。实施例9的组成是在实施例5的组成中附加了B的组成。将这些各实施例的测定结果进行比较，可知：通过附加Cu、Nb或B，可以充分确保韧性和切削性，并且可以大幅提高强度。(渗碳体中的元素浓度)实施例4的组成与实施例2的组成大致相同，渗碳体中的Cr浓度为2.7质量％以上，大于实施例2。将它们的测定结果进行比较，可知：实施例4相对于实施例2而言，在不损害切削性的条件下，大幅提高抗拉强度。此外，实施例10～12的组成大致相同，仅实施例11的渗碳体中的Mn浓度为1.2质量％以上，大于实施例10和12。可知：实施例11中抗拉强度与实施例10和12为同等程度，而且切削性与实施例10和12相比得到提高。本申请以2013年12月19日申请的日本国专利申请特愿2013-262720为基础，其内容包括在本申请中。为了呈现本发明，前文中参照附图等而且通过实施方式对本发明进行了适当且充分的说明，但对于本领域技术人员来说，应该认识到能够容易地对所述实施方式进行变更和/或改良。因此，本领域技术人员所实施的变更方式或改良方式只要是不脱离权利要求书记载的权利要求的范围的水平，则该变更方式或改良方式被解释为包括在该权利要求的范围内。产业上的可利用性本发明在船舶用钢锻件的技术领域中具有广泛的产业上的可利用性。特别是作为中间轴、转动轴、连杆、舵杆、挂舵臂以及曲轴等用于船舶用驱动源的传递构件的原料有用。