机械结构用钢的制作方法

本发明涉及钢，更具体地涉及机械结构用钢。

背景技术：

用于一般机械、汽车的部件等结构用途和动力传输用途的机械部件使用机械结构用钢制造。这种机械部件的制造方法的一个示例如下。将机械结构用钢热加工(热锻等)以制造中间品。将中间品机械加工(切削加工、磨削加工)来制造机械部件。根据需要，可以对机械部件实施热处理(正火等)、表面硬化热处理(高频淬火等)或淬火回火。对用于制造这种机械部件的机械结构用钢，不仅要求优异的热加工性，而且还要求优异的切削性。

切削性优异的机械结构用钢也称为易切削钢，在jisg4804(2008)(非专利文献1)中有定义。易切削钢通过含有pb，从而提高切削性。

含有pb的机械结构用钢，例如有日本特开2000-282172号公报(专利文献1)中公开的钢。专利文献1所述的机械结构用钢材具有以下的化学组成：以质量％计含有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以上且小于0.04％、zr：0以上且小于0.04％、并且ti(％)+zr(％)：0以上且小于0.04％、te：0～0.05％、nd：0～0.05％、nb：0～0.1％、cu：0～1.5％、se：0～0.5％，满足下式所示fn1的值为100以下、下式所示fn2的值为0以上、下式所示fn3的值为3.0以上，余量为fe和杂质。进一步，以面积比例计，铁素体相占据组织的比例为10～80％，hv硬度为160～350。其中，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。各式中的元素符号表示以质量％计的该元素的含量，α表示组织中的铁素体相的面积比例(％)。专利文献1中记载了该机械结构用钢材的切削性和韧性优异。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2000-282172号公报

非专利文献

非专利文献1：日本工业标准调查会、标准编号：jisg4804(2008年)、标准名称：硫和硫复合易切削钢钢材

技术实现要素：

发明要解决的问题

但是，切削加工等机械加工有时会利用自动化制造设备进行。利用自动化制造设备1天对几百个以上等大量中间品切削加工来制造机械部件时，要求优异的切屑处理性。优选将伴随切削排出的切屑被分成小块排出。切屑绵长粘连时，切屑与中间品缠结，切削后的机械部件的表面容易产生划痕。切屑与机械部件缠结的情况下，需要暂时停止生产线以去除缠结的切屑。在这种情况下，难以在无人状态下制造，需要配备监视人员。这样，切屑处理性会影响机械部件的品质和制造成本这两方面。进一步，在自动化制造设备中，如果工具磨损多，生产率会降低。因此，对于机械结构用钢，要求诸如能够抑制工具磨损、切屑处理性优异的高切削性。

使用自动化制造设备的切削加工可能还有机械部件生锈的情况。在自动化制造设备中，从无人操作的角度出发，使用水溶性切削油。因此，机器部件可能会生锈。锈不仅是产生形状误差的原因，而且在对机械部件实施镀覆处理时也是品质不良的原因。进一步，切削后的机械部件在到切削后的下一工序期间会在桶内等长时间待机。例如，在国内进行切削加工，下一工序是在其他国家的另一个工厂中处理的情况下，切削后直到下一工序实施有时会经过几天～几个月的时间。因此，对机械结构用钢不仅要求切削性，而且要求抑制生锈的特性(以下称为“生锈特性”)。

本发明的目的在于提供切削性、生锈特性以及热加工性优异的机械结构用钢。

用于解决问题的方案

本发明的机械结构用钢具有以下化学组成：以质量％计含有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以上且小于0.050％、cu：0～0.50％、ti：0～0.100％以及ca：0～0.0030％，余量由fe和杂质组成，且满足式(1)。钢中，圆当量直径为5μm以上的特定夹杂物的总个数为40个/mm²以上，所述特定夹杂物为mns夹杂物、pb夹杂物以及含有mns和pb的复合夹杂物中的任意者。

mn/s≥8.0(1)

其中，在式(1)中的各元素处代入相应元素的含量(质量％)。

发明的效果

本发明的机械结构用钢，切削性、生锈特性以及热加工性优异。

附图说明

图1a为示出由epma分析得到的观察面中的s分布的示意图。

图1b为示出由epma分析得到的、与图1a相同的观察面中的pb分布的示意图。

图1c为将图1a和图1b合成后的图像的示意图。

图2为用于对是否将相邻夹杂物视为1个夹杂物的判断标准进行说明的示意图。

图3a为对本实施方式的机械结构用钢进行epma分析得到的s分布的照片图像。

图3b为在与图3a相同的视场中进行epma得到的pb分布的照片图像。

图3c为图3a和图3b的合成图像。

图4为所铸造的坯料的横截面图。

图5为用于说明切削试验的切削试验机的示意图。

图6a为切屑的立体图。

图6b为切屑的平面照片图。

具体实施方式

本发明人等对机械结构用钢的切削性、生锈特性和热加工性进行了调查和研究。结果认为，具有以下化学组成：以质量％计含有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以上且小于0.050％、cu：0～0.50％、ti：0～0.100％和ca：0～0.0030％，余量由fe和杂质组成的机械结构用钢，有可能获得优异的切削性和优异的热加工性。

钢中的mn与s结合生成mns。mns根据其生成过程分为mns夹杂物和mns析出物。mns夹杂物在凝固前的钢水中析晶。而mns析出物在凝固后在钢中析出。mns夹杂物在钢水中生成。因此，mns夹杂物的尺寸与凝固后生成的mns析出物相比容易变大。

另一方面，钢中的pb基本不固溶在钢中，作为pb夹杂物(pb颗粒)存在。mns夹杂物和pb夹杂物均提高钢的切削性。

进而，钢中存在mn和pb的情况下，mn和pb除了上述mns夹杂物、pb夹杂物外，形成含有mns和pb的复合夹杂物(以下也简称为“复合夹杂物”)。复合夹杂物意指含有mns和pb，余量由杂质组成的夹杂物。更具体而言，复合夹杂物有时由mns和pb相互邻接而构成，有时pb在mns中固溶而形成复合夹杂物。在本说明书中，“mns夹杂物”、“pb夹杂物”、“复合夹杂物”通过后述的“特定夹杂物的数量tn和复合比率ra的测定方法”的项目所述的方法来限定。在本说明书中，mns夹杂物是含有mn和s，不含pb的夹杂物。pb夹杂物是由pb和杂质组成、不含mn的夹杂物。复合夹杂物是含有mn、s和pb的夹杂物。

已知mns夹杂物是提高切削性的夹杂物。另一方面，pb夹杂物的熔点低于mns夹杂物的熔点。因此，pb夹杂物在切削时发挥润滑作用，结果提高钢的切削性。

进一步，认为复合夹杂物与mns夹杂物和pb夹杂物单体相比更加提高钢的切削性。在复合夹杂物周围发生龟裂时，液态化的pb侵入开口的裂纹中。由此，促进了裂纹的发展，切削性提高。因此，不仅生成mns夹杂物和pb夹杂物，若生成复合夹杂物，切削性进一步提高。

认为生成复合夹杂物的机理如下。pb在液相中比在固相中更容易移动。因此，钢凝固后生成的mns析出物难以生成复合夹杂物，复合夹杂物通过pb附着于在凝固前的钢水中生成的mns夹杂物上从而生成。因此，为了生成大量的复合夹杂物，相较于在凝固后生成mns析出物，优选在钢水中生成大量的mns夹杂物。

如上所述，为了提高钢的切削性，只要生成大量的mns夹杂物、pb夹杂物和复合夹杂物即可。如上所述，通过析晶在钢水中生成mns夹杂物。进而，如上所述，mns夹杂物越多，生成的复合夹杂物越多。因此，认为若使大量的mns夹杂物在钢水中析晶，则钢的切削性提高。

另一方面，含有mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的机械结构用钢容易生锈。然而，到目前为止，还没有对机械结构用钢的生锈机理进行详细研究。因此，本发明人等对生锈的机理进行了调查和研究。结果，本发明人等获得了以下见解。

mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物本身是锈的起点。这里，对于生锈难以度，相较于mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的大小，其取决于mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数。具体而言，随着mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数增加，钢易于生锈。基于以上见解，本发明人等认为为了在获得优异的切削性的同时抑制生锈，减少mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数是有效的。因此，本发明人等研究了减少mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数的方法。

如上所述，通过在钢水中析晶而生成的mns夹杂物在钢水中容易生长(粗大化)。因此，mns夹杂物的尺寸大于在凝固后的钢中析出生成的mns析出物。也就是说，mns析出物比mns夹杂物更微细地析出。因此，假设在mn含量和s含量恒定的钢中有mns夹杂物析晶及有mns析出物析出的情况下，通过析出生成的mns析出物的个数明显多于通过析晶生成的mns夹杂物的个数。因此，为了提高钢的生锈特性，可以通过使mns夹杂物在钢水中析晶并生长(粗大化)来抑制mns析出物的析出。

通过在钢水中使mns夹杂物析晶并生长来抑制mns析出物的析出，结果减少mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数，为此与s含量相比，只要充分提高mn含量即可。若与s含量相比mn含量足够高，则在钢水中容易生成粗大mns夹杂物。在这种情况下，由于粗大mns夹杂物的析晶会消耗s，因此凝固后的钢中的固溶s量减少。因此，可以抑制mns析出物的析出，可以减少mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数。结果，能够获得优异的生锈特性。

具体而言，mn含量和s含量满足下述式(1)。

mn/s≥8.0(1)

其中，在式(1)中的各元素符号处代入相应元素的含量(质量％)。

定义为f1＝mn/s。f1小于8.0时，mns夹杂物难以在钢水中充分析晶。因此，凝固后的钢中的固溶s量不能充分减少，凝固后会生成大量的微细mns析出物。在这种情况下，由于不能减少mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数，因此钢的生锈特性降低。另一方面，f1为8.0以上时，mn含量与s含量相比足够高。在这种情况下，通过使用适当的制造方法，mns夹杂物在钢水中充分析晶并生长。其结果是，凝固后的钢中的固溶s量充分减少，能够抑制凝固后的钢中的mns析出物的析出。因此，可以充分减少mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数，钢的生锈特性提高。

这里，将mns夹杂物、pb夹杂物和复合夹杂物中的任意者且圆当量直径为5μm以上的夹杂物定义为“特定夹杂物”。在本说明书中，圆当量直径是指，在显微组织观察中，将被观察的夹杂物或析出物的面积换算成具有相同面积的圆时圆的直径。在这种情况下，在本实施方式中，在具有上述化学组成且满足式(1)的机械结构用钢中，特定夹杂物的总个数为40个/mm²以上。

如果钢中的特定夹杂物为40个/mm²以上，则粗大mns夹杂物充分析晶，能够抑制mns析出物的生成。结果是，可以充分减少生锈的起点即mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数。因此，能够兼顾优异的切削性和优异的生锈特性。另一方面，若钢中的特定夹杂物小于40/mm²，则mns夹杂物不能充分析晶，mns析出物大量生成。结果是，能够抑制mns析出物的生成。其结果是，不能充分减少生锈的起点即mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数。结果，虽然可以获得优异的切削性，但是不能获得充分的生锈特性。

基于以上见解完成的本实施方式的机械结构用钢具有以下化学组成：以质量％计含有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以上且小于0.050％、cu：0～0.50％、ti：0～0.100％以及ca：0～0.0030％，余量由fe和杂质组成，且满足式(1)。在钢中，特定夹杂物的总个数为40个/mm²以上，所述特定夹杂物为mns夹杂物、pb夹杂物以及含有mns和pb的复合夹杂物中的任意者，且圆当量直径为5μm以上。

mn/s≥8.0(1)

其中，在式(1)中的各元素处代入相应元素的含量(质量％)。

上述机械结构用钢的化学组成可以含有选自由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％以上且小于0.050％、cu：0.05～0.50％以及ti：0.003～0.100％组成的组中的1种或2种以上。

上述机械结构用钢的化学组成可以含有ca：0.0001～0.0030％。

在上述机械结构用钢中，相对于特定夹杂物，复合夹杂物的个数比率可以为40％以上。

以下对本实施方式的机械结构用钢进行详细说明。除非另有说明，否则化学组成中的“％”表示质量％。

[化学组成]

本实施方式的机械结构用钢的化学组成含有以下元素。

c：0.30～0.80％

碳(c)提高钢的强度。使用机械结构用钢制造部件的情况下，将机械结构用钢锻造后，根据需要实施热处理(正火等)、表面硬化热处理(高频淬火等)或者淬火回火。在这种情况下，c提高钢的强度。若c含量小于0.30％，则不能获得充分的强度。另一方面，若c含量超过0.80％，则回火后会生成大量的残留奥氏体。在这种情况下，不仅强度的上升饱和，还会生成硬质的渗碳体，钢的切削性下降。因此，c含量为0.30～0.80％。

在正火状态下使用部件的情况下，c含量的优选下限为0.34％，更优选为0.40％。进行高频淬火等淬火的情况下，c含量的优选上限为0.70％。在这种情况下，能够得到相应于c含量的强度。另外，在本实施方式的机械结构用钢中，淬火时形成奥氏体单相的温度区域非常窄。因此，在大量生产时，c含量的优选上限为0.60％。

si：0.01～0.80％

硅(si)使钢脱氧。在脱氧处理时，通过在添加mn之后添加si，si对氧化物进行改性。具体而言，添加到钢水中的si将以mn为主体的氧化物改性为以si为主体的氧化物。通过在添加si之后添加al，在钢中生成含有si和al的复合氧化物。复合氧化物是mns夹杂物析晶的核。因此，复合氧化物提高钢的生锈特性。si进一步提高回火软化阻力，提高强度。若si含量小于0.01％，则不能获得上述效果。

另一方面，si是铁素体生成元素。若si含量超过0.80％，则钢的表层可能会脱碳。若si含量超过0.80％，有时铁素体分率变高、强度降低。因此，si含量为0.01～0.80％。用于提高回火软化阻力的si含量的优选下限为0.10％，更优选为0.20％。用于抑制铁素体分率的si含量的优选上限为0.70％，更优选为0.50％。

mn：0.20～2.00％

锰(mn)生成mns夹杂物以及含有mns和pb的复合夹杂物，提高钢的切削性。

进一步，mn使钢脱氧。mn的脱氧能力比si、al弱。因此，可以大量含有mn。在钢水中不存在其他强脱氧元素的情况下，在钢水中生成以mn为主体的氧化物。之后，向钢水中添加其他强脱氧元素(si、al)时，氧化物中的mn被排出到钢水中，氧化物被改性。以下，将被改性的氧化物称为复合氧化物。从氧化物排出到钢水中的mn与s结合形成mns夹杂物。需要说明的是，通过氧化物的改性生成的复合氧化物容易成为mns夹杂物析晶的核。因此，在生成复合氧化物的情况下，促进mns夹杂物的析晶。通过析晶生成的mns夹杂物更容易生成复合夹杂物。

mn含量小于0.20％时，mns夹杂物难以充分析晶。因此，在凝固后的钢中大量生成mns析出物。在这种情况下，mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数增加。因此，钢的生锈特性降低。另一方面，若mn含量超过2.00％，钢的淬火性变得过高，其结果是，钢的硬度变得过高。在这种情况下，钢的切削性降低。因此，mn含量为0.20～2.00％。mn含量的优选下限为0.50％。mn含量的优选上限为1.50％，更优选为1.20％。

p：0.030％以下

不可避免地含有磷(p)。p使钢脆化，提高切削性。另一方面，若p含量超过0.030％，则热延性降低。在这种情况下，会产生轧痕等，生产率降低。因此，p含量为0.030％以下。用于提高切削性的p含量的优选下限为0.005％。在这种情况下，切削性、尤其是切屑处理性提高。p含量的优选上限为0.015％。

s：0.010～0.100％

硫(s)在钢中生成mns，提高切削性。特别地，mns抑制工具磨损。若s含量小于0.010％，则不能使mns充分析晶，难以生成含有mns和pb的复合夹杂物。其结果是，生锈特性降低。另一方面，若s含量超过0.100％，则s在晶界处偏析，钢脆化，钢的热加工性降低。因此，s含量为0.010～0.100％。切削性和机械特性中，优先机械特性时，s含量的优选下限为0.015％，优选上限为0.030％。优先切削性时，s含量的优选下限为0.030％，优选上限为0.050％。

pb：0.010～0.100％

铅(pb)单独生成pb夹杂物(pb颗粒)，提高钢的切削性。pb进一步与mns夹杂物结合生成复合夹杂物，提高钢的切削性，尤其是提高切屑处理性。若pb含量小于0.010％，则得不到上述效果。另一方面，pb含量超过0.100％时，虽然切削性提高，但是钢脆化。其结果是，钢的热加工性降低。进一步，若pb含量超过0.100％，则pb夹杂物过度增加，因此钢的生锈特性降低。因此，pb含量为0.010～0.100％。用于促进复合夹杂物生成、提高切削性的pb含量的优选下限为0.020％，更优选为0.025％。用于提高生锈特性的pb含量的优选上限为0.050％。

al：0.010～0.050％

铝(al)使钢脱氧。本发明的机械结构用钢中，为了抑制凝固时生成孔隙和表面瑕疵，实施利用al镇静的脱氧。如后面所述，继mn、si之后如果在钢水中添加al进行脱氧，则钢中的氧化物被改性，生成含有si和al的复合氧化物。复合氧化物容易成为mns夹杂物的析晶核。因此，mns夹杂物分散、析晶并生长从而易粗大化，并且，容易生成含有mns和pb的复合夹杂物。在这种情况下，钢的切削性提高。mns夹杂物分散、析晶时进而抑制微细的mns析出物的析出。在这种情况下，mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数下降。因此，钢的生锈特性提高。al进而与n结合形成aln，抑制在各种热处理中奥氏体颗粒的粗大化。若al含量小于0.010％，则不能获得上述效果。

另一方面，若al含量超过0.050％，则容易生成粗大的复合氧化物。复合氧化物容易变得粗大。在钢中生成粗大的复合氧化物时，容易在钢上产生表面瑕疵。进而，在钢中生成粗大的复合氧化物时，钢的疲劳强度下降。进一步，若al含量超过0.050％，则脱氧过度进行，钢水中的氧量下降。在这种情况下，难以形成mns夹杂物，钢的切削性(尤其是抑制工具磨损)下降。进而，在这种情况下，难以生成在mns夹杂物上结合有pb的复合夹杂物，钢中会大量残留单独的pb夹杂物。其结果是，mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数增加，生锈特性下降。因此，al含量为0.010～0.050％。为了进一步获得由aln的生成带来的抑制晶粒粗大化的效果，al含量的优选下限为0.015％，更优选为0.020％。al含量的优选上限为0.035％。本说明书中所述的al含量是指酸溶性al(sol.al)的含量。

n：0.015％以下

不可避免地含有氮(n)。n与al结合形成aln，抑制热处理时的奥氏体颗粒的粗大化，提高钢的强度。另一方面，n含量超过0.015％时，钢的切削阻力提高，切削性下降。若n含量超过0.015％，进而热加工性下降。因此，n含量为0.015％以下。n含量的优选下限为0.002％，更优选为0.004％。n含量的优选上限为0.012％，更优选为0.008％。本说明书中所述的n含量是指全n(t-n)的含量。

o：0.0005～0.0030％

氧(o)不仅包含在氧化物中，还包含在mns夹杂物中。o生成mns夹杂物的析晶核即复合氧化物。若o含量小于0.0005％，则复合氧化物的生成量不足，mns夹杂物难以在钢水中析晶。在这种情况下，钢的切削性下降。进一步，在这种情况下，凝固后大量生成微细的mns析出物。其结果是，mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数增加，生锈特性下降。另一方面，若o含量超过0.0030％，则生成粗大的氧化铝系氧化物，并且促进切削工具的磨损，因此钢的切削性降低。若o含量超过0.0030％，则可能会生成断裂的起点即粗大氧化物。在这种情况下，机械部件的滚动疲劳特性降低。因此，o含量为0.0005～0.0030％。为了进一步提高钢的切削性和钢的生锈特性，o含量的下限为0.0007％，更优选为0.0010％。o含量的优选上限为0.0025％，更优选为0.0020％。本说明书所述的o含量是指全氧(t-o)的含量。

本实施方式的机械结构用钢的化学组成的余量由fe和杂质组成。这里，杂质是指，工业制造机械结构用钢时，从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的物质，在不给本实施方式的机械结构用钢带来不良影响的范围内允许存在的物质。

[关于任选元素]

本实施方式的机械结构用钢的化学组成可以进一步含有选自由cr、ni、b、v、mo、w、nb、cu以及ti组成的组中的1种或2种以上。

cr：0～0.70％

铬(cr)为任选元素，可以不含有。在含有的情况下，cr在钢中固溶，提高钢的淬火性和回火软化阻力，提高钢的强度。进一步，作为表面硬化处理实施氮化处理时，cr使硬化层的深度加深。只要含有少量的cr，则可以在一定程度上获得上述效果。另一方面，若cr含量超过0.70％，则在实施淬火回火时，钢中的渗碳体粗大化。进一步，若cr含量超过0.70％，则在实施高频淬火时，钢中的渗碳体不会固溶。若cr含量超过0.70％，进而奥氏体即使在低温下也能稳定。在这种情况下，钢脆化。因此，cr含量为0～0.70％。为了提高淬火性，cr含量的优选下限为0.10％，更优选为0.30％。cr含量的优选上限为0.60％。

ni：0～3.50％

镍(ni)为任选元素，可以不含有。在含有的情况下，ni固溶于钢从而提高钢的淬火性，提高钢的强度。ni还提高基质的延性。进一步，ni会提高钢的韧性。进一步，ni提高钢的耐腐蚀性。只要含有少量的ni，则可以在一定程度上获得上述效果。另一方面，若ni含量超过3.50％，则残留奥氏体大量残留。在这种情况下，由于加工诱发相变，一部分残留奥氏体变为马氏体，钢的延性降低。因此，ni含量为0～3.50％。

为了稳定获得上述效果，ni含量的优选下限为0.02％，更优选为0.05％。为了进一步抑制残留奥氏体，ni含量的优选上限为2.50％，更优选为2.00％。优先韧性时，ni含量的优选下限为0.20％。需要说明的是，ni使cu无害并提高韧性。钢含有cu的情况下，ni含量的优选下限为cu含量以上。

b：0～0.0050％

硼(b)为任选元素，可以不含有。在含有的情况下，b提高钢的淬火性，提高钢的强度。进一步，b抑制使韧性降低的p、s在晶界处偏析，提高断裂特性。只要含有少量的b，可以在一定程度上获得上述效果。另一方面，若b含量超过0.0050％，则bn大量生成从而钢脆化。因此，b含量为0～0.0050％。在含有氮化物生成元素即ti或nb的情况下，b含量的优选下限为0.0005％。b含量的优选上限为0.0020％。

v：0～0.70％

钒(v)为任选元素，可以不含有。在含有的情况下，v在回火时和氮化处理时作为碳化物、氮化物或碳氮化物析出，提高钢的强度。进一步，v析出物(氮化物、碳化物和碳氮化物)抑制奥氏体颗粒的粗大化，提高钢的韧性。进一步，v固溶于钢，提高钢的回火软化阻力。只要含有少量的v，可以在一定程度上获得上述效果。

另一方面，若v含量超过0.70％，则在a3点以上也会生成v析出物。在a3点以上生成的v析出物难以固溶于钢，而作为未溶解析出物残留在钢中。未溶解析出物残留的情况下，固溶v量减少。因此，钢的回火软化阻力下降。进一步，未溶解析出物残留的情况下，难以通过之后的热处理析出微细的v析出物。在这种情况下，钢的强度下降。因此，v含量为0～0.70％。为了稳定获得上述效果，v含量的优选下限为0.05％，更优选为0.10％。v含量的优选上限为0.50％，更优选为0.30％。

mo：0～0.70％

钼(mo)为任选元素，可以不含有。在含有的情况下，回火、氮化处理等在a1点以下的低温下的热处理中，mo以mo碳化物的形式析出。因此，钢的强度和回火软化阻力提高。进一步，mo固溶于钢，从而提高钢的淬火性。只要含有少量的mo，可以在一定程度上获得上述效果。另一方面，若mo含量超过0.70％，则钢的淬火性过度提高。在这种情况下，在轧制、拉丝前的软化热处理等中容易生成过冷组织。因此，mo含量为0～0.70％。

为了稳定获得上述效果，mo含量的优选下限为0.05％，更优选为0.10％，进一步优选为0.15％。为了稳定获得铁素体-珠光体组织，mo含量的优选上限为0.40％，更优选为0.30％。

w：0～0.70％

钨(w)为任选元素，可以不含有。在含有的情况下，w在钢中以w碳化物的形式析出，提高钢的强度和回火软化阻力。w碳化物在a3点以下的低温下生成。因此，w不同于v或者nb、ti等，不容易生成未溶解析出物。其结果是，w碳化物通过析出强化提高钢的强度和回火软化阻力。进一步，w固溶于钢从而提高钢的淬火性，提高钢的强度。只要含有少量的w，可以在一定程度上获得上述效果。

另一方面，若w含量超过0.70％，则容易生成过冷组织，钢的热加工性下降。因此，w含量为0～0.70％。为了稳定提高钢的回火软化阻力，w含量的优选下限为0.05％，更优选为0.10％。为了稳定获得铁素体-珠光体组织，w含量的优选上限为0.40％，更优选为0.30％。

w和mo不容易生成氮化物。因此，这些元素可以不受n含量的影响而提高钢的回火软化阻力。为了获得高回火软化阻力，w和mo的优选总含量为0.10～0.30％。

nb：0以上且小于0.050％

铌(nb)为任选元素，可以不含有。在含有的情况下，nb生成氮化物、碳化物或碳氮化物，在淬火时、正火时抑制奥氏体颗粒的粗大化。进一步，nb通过析出强化提高钢的强度。只要含有少量的nb，可以在一定程度上获得上述效果。另一方面，若nb含量超过0.050％，则生成未固溶析出物从而钢的韧性降低。进一步，若nb含量超过0.050％，则容易生成过冷组织，钢的热加工性降低。因此，nb含量为0以上且小于0.050％。为了稳定获得上述效果，nb含量的优选下限为0.001％，更优选为0.005％。nb含量的优选上限为0.030％，更优选为0.015％。

cu：0～0.50％

铜(cu)为任选元素，可以不含有。在含有的情况下，cu防止脱碳。进一步，与ni一样，cu提高耐腐蚀性。只要含有少量的cu，可以在一定程度上获得上述效果。另一方面，若cu含量超过0.50％，则钢脆化，容易产生轧痕。因此，cu含量为0～0.50％。为了稳定获得上述效果，cu含量的优选下限为0.05％，更优选为0.10％。含有0.30％以上的cu时，若ni含量高于cu含量，可以维持热延性。

ti：0～0.100％

钛(ti)为任选元素，可以不含有。在含有的情况下，ti生成氮化物、碳化物或碳氮化物，在淬火时、正火时抑制奥氏体颗粒的粗大化。进一步，ti通过析出强化提高钢的强度。进一步，ti使钢脱氧。进一步，在含有b的情况下，ti与固溶n结合从而维持固溶b量。在这种情况下，淬火性提高。只要含有少量的ti，可以在一定程度上获得上述效果。

另一方面，ti生成上述氮化物和硫化物，因此影响mns夹杂物和复合夹杂物。具体而言，若ti含量超过0.100％，则mns夹杂物的析晶量减少，复合夹杂物的生成也减少。在这种情况下，钢的生锈特性降低。进一步，若ti含量过高，则生成氮化物和硫化物，从而疲劳强度降低。因此，ti含量为0～0.100％。为了有效获得上述效果，ti含量的优选下限为0.003％。尤其是在含有b时，为了减少固溶n，ti含量的优选下限为0.005％。为了提高耐腐蚀性，ti含量的优选上限为0.090％，更优选为0.085％。

本实施方式的机械结构用钢还可以含有ca。

ca：0～0.0030％

钙(ca)为任选元素，可以不含有。在含有的情况下，ca生成cas或(mn，ca)s，从而mns夹杂物球形化，减少工具磨损量。其结果是，钢的切削性提高。只要含有少量的ca，可以在一定程度上获得上述效果。另一方面，若ca含量超过0.0030％，则氧化物系夹杂物粗大化，钢的疲劳强度降低。因此，ca含量为0～0.0030％。为了进一步提高切削性，ca含量的优选下限为0.0001％。相较于切削性优先疲劳强度的情况下，ca含量的优选上限为0.0015％，更优选为0.0003％。

[关于式(1)]

本实施方式的机械结构用钢的化学组成还满足式(1)。

mn/s≥8.0(1)

其中，在式(1)中的各元素处代入相应元素的含量(质量％)。

定义f1＝mn/s。f1是指相对于s含量的mn含量。若f1小于8.0，则mns夹杂物难以充分析晶。因此，凝固后的钢中的固溶s量不能充分降低，凝固后会生成大量的微细mns析出物。在这种情况下，由于无法减少mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数，因此钢的生锈特性降低。进一步，凝固后的钢中的固溶s量不能充分降低的情况下，凝固后的固溶s残留在晶界处。其结果是，钢的热加工性可能降低。

另一方面，若f1为8.0以上，则与s含量相比mn含量足够高。在这种情况下，mns夹杂物在钢水中充分析晶并生长。其结果是，凝固后的钢中的固溶s量充分减少，可以抑制凝固后的钢中的mns析出物的析出。因此，可以充分减少钢中mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数，提高钢的生锈特性。为了提高钢的生锈特性，f1的优选下限为10.0，更优选为20.0。

[关于钢的显微组织]

本发明的机械结构用钢的显微组织主要由铁素体和珠光体组成。具体而言，上述化学组成的机械结构用钢，其显微组织中的铁素体和珠光体的总面积率为99％以上。

显微组织中的铁素体和珠光体的总面积率可以通过以下方法测定。从机械结构用钢采集样本。例如，机械结构用钢为棒钢或线材时，从横截面(与轴向垂直的面)中连结表面与中心轴的半径r的中央部(以下称为r/2部)采集样本。r/2部的样本的横截面(表面)中，以垂直于机械结构用钢的中心轴的表面为观察面。研磨观察面后，用3％硝酸乙醇(硝酸乙醇腐蚀液)对其进行蚀刻。用200倍的光学显微镜观察蚀刻后的观察面，生成任意的5个视场的照片图像。

在各视场中，对于铁素体、珠光体、贝氏体等各相，每个相的对比度不同。因此，基于对比度来确定各相。在确定的相中，求出各视场中的铁素体和珠光体的总面积(μm²)。在所有视场(5个视场)中统计各视场的总面积，求出相对于所有视场的总面积的比。将所得比定义为铁素体和珠光体的总面积率(％)。

[特定夹杂物的数量tn]

对于本发明的机械结构用钢，在钢中，为mns夹杂物、pb夹杂物以及含有mns和pb的复合夹杂物中的任意者且圆当量直径为5μm以上的夹杂物(即，特定夹杂物)的总个数tn为40个/mm²以上。

若特定夹杂物的数量tn为40个/mm²以上，则圆当量直径为5μm以上的粗大mns夹杂物充分析晶，其结果是，实现了充分减少mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数。因此，能够兼顾优异的切削性和优异的生锈特性。另一方面，若钢中的特定夹杂物的数量tn小于40个/mm²，则圆当量直径为5μm以上的粗大mns夹杂物不会充分析晶，其结果是，不能充分减少mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数。因此，不能获得充分的生锈特性。特定夹杂物的数量tn的优选下限为80个/mm²，更优选为150个/mm²。特定夹杂物的数量tn的优选上限为300个/mm²。需要说明的是，对于特定夹杂物的圆当量直径的上限并不特别限定，例如为200μm。

[特定夹杂物中，复合夹杂物的个数之比(复合比率)ra]

优选的是，圆当量直径为5μm以上的复合夹杂物的总个数(个/mm²)的、相对于特定夹杂物的个数(个/mm²)之比(以下也称为“复合比率”)ra为40％以上。

如上所述，mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数越多，钢越容易生锈。这里，mns夹杂物与pb夹杂物生成的复合夹杂物越多，越能减少mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数。特别是能够减少钢中的pb夹杂物的总个数。pb夹杂物尤其容易降低生锈特性。若复合比率为40％以上，则能够减少mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数，并且，也能够减少单独存在的pb夹杂物的个数。其结果是，钢的生锈特性进一步提高。因此，复合比率ra优选为40％以上。在这种情况下，能够进一步提高钢的生锈特性。复合比率ra的更优选下限为60％，进一步优选为75％。

[特定夹杂物的个数tn和复合比率ra的测定方法]

特定夹杂物的个数tn和复合比率ra可以通过以下方法测定。利用上述方法从机械结构用钢采集样本。对r/2部的样本的横截面(表面)，用扫描电子显微镜(sem)以1000倍的倍率随机观察20个视场。在各视场(称为观察面)中确定出特定夹杂物(为mns夹杂物、pb夹杂物和复合夹杂物中的任意者，且圆当量直径为5μm以上)。通过对比度可以区分特定夹杂物和其他夹杂物。进一步，分别通过以下方法来确定特定夹杂物中mns夹杂物、pb夹杂物和复合夹杂物。

在各观察面中，通过波长色散型x射线光谱仪(epma)获得观察面中的s分布和pb分布的图像。图1a是示出通过epma分析获得的观察面中的s分布的示意图，图1b是示出通过epma分析获得的与图1a相同观察面中的pb分布的示意图。

图1a中的附图标记10是s存在的区域。由于s几乎以mns的形式存在，因此可以视为mns存在于图1a的附图标记10中。图1b中的附图标记20是pb存在的区域。

如图1b所示，pb如附图标记20a所示那样通过轧制等被分断，并沿轧制方向排列。s也是如此。如图2所示，在通过epma分析获得的图像中，相邻夹杂物in均具有5μm以上的圆当量直径时，若相邻夹杂物in的间隔d为10μm以内，则将这些夹杂物in视为一个夹杂物。需要说明的是，如上所述，圆当量直径是指将各夹杂物或各析出物的面积换算为具有相同面积的圆时的圆的直径。即使是被定义为1个夹杂物的夹杂物群，圆当量直径也是与夹杂物群的总面积相同的圆的直径。

图1c是将图1b与图1a合成的图像。参照图1c，pb夹杂物20与mns夹杂物10重叠时，将该夹杂物认定为复合夹杂物30。另一方面，参照图1c，mns夹杂物10与pb夹杂物20不重叠时(图1c中的区域a1、区域a2等)，将这些夹杂物确定为mns夹杂物、pb夹杂物。

图3a是对本实施方式的机械结构用钢实施epma分析得到的s分布的照片图像，图3b是pb分布的照片图像。图3c是使图3a和图3b重叠的照片图像。参照图3a～3c，在图3a的区域a10中观察到mns夹杂物10，在图3b的区域a10中观察到pb夹杂物20。因此，可以认为图3c的区域a10中存在复合夹杂物30。另外，在图3a的区域a20中没有观察到mns夹杂物10，在图3b的区域a20中观察到pb夹杂物20。因此，可以将存在于图3c的区域a20中的夹杂物认定为pb夹杂物20。

根据上述方法，使用扫描显微镜和epma来确定mns夹杂物、pb夹杂物和复合夹杂物。求出被确定的各夹杂物的面积，作为各夹杂物的圆当量直径(μm)求出相同面积的圆的直径。

各夹杂物中，确定圆当量直径为5μm以上的特定夹杂物。求出被确定的特定夹杂物的总个数(20个视场中的个数)，并换算为每1mm²的个数tn(个/mm²)。通过上述方法，求出特定夹杂物的个数tn。进一步，求出被确定的特定夹杂物中圆当量直径为5μm以上的复合夹杂物的个数mn(个/mm²)，基于下面的式(2)求出复合比率ra(％)。

ra＝mn/tn×100(2)

[制造方法]

对本发明的机械结构用钢的制造方法的一例进行说明。本实施方式中，作为机械结构用钢的一例，对棒钢或线材的制造方法进行说明。但是，本发明的机械结构用钢不限于棒钢或线材。

制造方法的一例包括：精炼、铸造钢水从而制造坯料(铸坯或铸锭)的制钢工序；和对坯料进行热加工从而制造机械结构用钢的热加工工序。以下对各个工序进行说明。

[制钢工序]

制钢工序包括精炼工序和铸造工序。

[精炼工序]

在精炼工序中，首先对通过公知的方法制造的铁水在转炉中进行精炼(初级精炼)。对从转炉出钢的钢水进行二次精炼。在二次精炼中，添加合金以进行成分调整，从而制造具有上述化学组成的钢水。

具体而言，对从转炉出钢的钢水添加mn。其结果是，在钢水中生成以mn为主体的氧化物。在完成mn的添加之后，添加比mn脱氧能力强的si。其结果是，以mn为主体的氧化物被改性为以si为主体的氧化物。在完成si的添加之后，添加比si脱氧能力更强的al。其结果是，以si为主体的氧化物被改性为含有si和al的复合氧化物(以下也简称为“复合氧化物”)。

通过上述精炼工序生成的复合氧化物成为mns夹杂物的析晶核。因此，通过生成复合氧化物，mns夹杂物充分析晶并粗大生长。即，若生成复合氧化物，则容易生成圆当量直径为5μm以上的夹杂物即特定夹杂物，特定夹杂物的个数tn为40个/mm²以上。其结果是，凝固后的钢中的固溶s量充分减少，可以抑制凝固后的钢中的mns析出物的析出。因此，mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数能够充分减少，钢的生锈特性提高。

在实施脱氧处理后，进行公知的除渣处理。除渣处理后，进行二次精炼。二次精炼例如实施复合精炼。例如，首先，使用lf(钢包精炼炉，ladlefurnace)或vad(真空电弧脱气，vacuumarcdegassing)进行精炼处理。进一步，可以实施rh(ruhrstahl-hausen)真空脱气处理。在二次精炼中，根据需要添加mn、si和其他元素来调整钢水的成分。钢水成分调整后，实施铸造工序。

[铸造工序]

使用由上述精炼工序制造的钢水来制造坯料(铸坯或铸锭)。具体而言，使用钢水通过连铸法制造铸坯。或者，可以使用钢水通过铸锭法来制造铸锭。以下，将铸坯和铸锭统称为坯料。这里所说的坯料的横截面积例如为200～350mm×200～600mm。

铸造时的凝固冷却速度rc为100℃/分钟以下。若凝固冷却速度rc为100℃/分钟以下，则mns夹杂物在钢水中充分析晶并生长。因此，容易生成特定夹杂物，其个数tn为40个/mm²以上。其结果是，凝固后的钢中的固溶s量充分减少，能够抑制凝固后的钢中的mns析出物的析出。因此，mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数能够充分减少，钢的生锈特性提高。

另一方面，若凝固冷却速度rc超过100℃/分钟，则mns夹杂物不会充分析晶，进而，mns夹杂物不会充分生长。因此，难以生成特定夹杂物，特定夹杂物的个数tn小于40个/mm²。在这种情况下，不能充分减少凝固后的钢中的固溶s量，凝固后大量生成微细的mns析出物。其结果是，不能减少mns夹杂物、mns析出物、pb夹杂物和复合夹杂物的总个数，钢的生锈特性降低。因此，凝固冷却速度rc为100℃/分钟以下。

优选的凝固冷却速度rc为8℃/分钟以上且小于50℃/分钟。在这种情况下，mns夹杂物更容易析晶和成长。进一步，若凝固冷却速度rc为8℃/分钟以上且小于50℃/分钟，则到凝固为止的时间长，因此可以确保足够的时间使pb在钢水中移动从而附着于mns夹杂物上。因此，容易生成含有mns和pb的复合夹杂物，复合比率ra为40％以上。凝固冷却速度rc的更优选上限为30℃/分钟。凝固冷却速度rc的更优选下限为10℃/分钟，进一步优选为15℃/分钟。

可以基于被铸造的坯料求出凝固冷却速度rc。图4是被铸造的坯料的横截面图。将厚度w(mm)的坯料中从表面朝向坯料中心的w/4位置的点p1处的从液相线温度到固相线温度的冷却速度定义为铸造工序中的凝固冷却速度rc(℃/分钟)。可以通过以下方法求出凝固冷却速度rc。将凝固后的坯料沿横向切割。在坯料的横截面中，测定点p1处的凝固组织的厚度方向的二次枝晶臂间隔λ2(μm)。使用测定值λ2基于下述式(3)求出凝固冷却速率rc(℃/分钟。)。

rc＝(λ2/770)^-(1/0.41)(3)

2次枝晶臂间隔λ2取决于凝固冷却速度rc。因此，可以通过测定2次枝晶臂间隔λ2求出凝固冷却速度rc。

[热加工工序]

热加工工序中通常进行一次或多次热加工。在进行各热加工之前加热坯料。之后，对坯料进行热加工。热加工例如为热锻、热轧。在进行多次热加工的情况下，最初的热加工例如为初轧或热锻，随后的热加工为使用连轧机的精轧。在热轧机中，具有一对水平辊的水平机架和具有一对垂直辊的垂直机架交替排列成一列。热加工后的坯料通过空冷等公知的冷却方法来冷却。

通过以上工序制造本实施方式的机械结构用钢。机械结构用钢例如为棒钢或线材。

用以上方法制造的机械结构用钢，切削性和生锈特性优异。从机械结构用钢到机械部件的制造例如通过下述方法实施。

对机械结构用钢进行热锻，从而制造粗糙形状的中间品。根据需要对中间品实施正火处理。进一步，对中间品实施机械加工。机械加工例如为切削加工。也可以对实施了机械加工的中间品实施调质处理(淬火回火)。进行调质处理的情况下，可以对调质处理后的中间品实施切削加工等机械加工。通过以上工序制造机械部件。也可以通过冷锻代替热锻来制造机械部件。

实施例

制造具有表1所示化学组成的钢水。

[表1]

表1

各试验编号的钢水通过以下方法制造。对通过公知的方法制造的铁水按照相同的条件在转炉中进行初级精炼。

对于试验编号49和50以外的试验编号的钢水，从转炉出钢后，依次添加mn、si、al实施脱氧处理。对试验编号49的钢水，从转炉出钢后，依次添加si、al、mn实施脱氧处理。对试验编号50的钢水，从转炉出钢后，依次添加mn、al、si实施脱氧处理。

脱氧处理后实施除渣处理。除渣处理后，使用vad实施精炼处理之后，实施rh真空脱气处理。rh真空脱气处理后，进行合金元素的最后调整。通过以上工序制造表1所示化学组成的钢水。

铸造钢水从而制造长方体的实验用铸锭。铸锭的横向形状为矩形，为190mm×190mm。各试验编号的凝固冷却速度rc(℃/分钟)如表2所示。通过测量铸锭的2次枝晶臂间隔并由上述式(3)求出凝固冷却速度rc。

[表2]

表2

对制造出的实验用铸锭实施2次热加工从而制造棒钢。在热加工中，进行初轧之后，进行精轧(棒钢轧制)。对制造出的实验用铸锭进行热锻从而制造直径为50mm的棒钢。或者，对实验用铸锭进行初轧，然后进行精轧从而制造直径为50mm的棒钢。对制造出的棒钢实施800～950℃的正火处理。正火处理中的冷却方法为放置冷却。通过以上制造工序，制造直径为50mm的棒钢(机械结构用钢)。

[评价试验]

[显微组织观察]

从各试验编号的棒钢的r/2部采集组织观察用试验片。试验片的表面中，将与棒钢的长度方向(即，轧制方向或拉伸方向)平行的截面定义为观察面。基于上述方法，求出铁素体和珠光体的总面积率(％)。各试验编号的棒钢的显微组织的总面积率均为99％以上。对于总面积率为99％以上的显微组织，作为“f+p”示于表2。

[特定夹杂物的个数tn和复合比率ra]

从各试验编号的棒钢的r/2部采集组织观察用试验片。试验片的表面中，将与棒钢的长度方向(即，轧制方向或拉伸方向)平行的截面定义为观察面。对于各试验编号的组织观察用试验片的观察面，基于上述方法求出特定夹杂物个数tn(个/mm²)和复合比率ra(％)。将结果示于表2。

[维氏硬度试验]

根据jisz2244(1981)，在各试验编号的棒钢的r/2部的任意5个点进行维氏硬度试验。试验力为100n。将所得到的5个值的平均值定义为该试验编号的棒钢的维氏硬度(hv)。若维氏硬度为hv160以上，则判断其具有充分的强度。另一方面，若维氏硬度小于hv160，则判断其强度不足。将结果示于表2。在任一试验编号中，维氏硬度均为hv160以上，显示出充分的强度。

[切削性]

对于切削性，评价工具磨损量(μm)和切屑处理性。具体而言，以规定的长度将直径50mm的棒钢切割制成切削试验片。对切削试验片实施图5所示的外圆车削。将外圆车削的条件示于表3。

[表3]

表3

具体而言，作为工具50使用p20种超硬合金工具。工具50的前端r为0.4，前角为5°。以切削速度v1：200m/分钟、进给速度v2：0.2mm/rev、进刀量d1：2mm、长度方向切削长度l1：200mm进行外圆车削。切削外周后，再次仅以d1：2mm重复深度车削使直径更小，在上述条件下对试验片5进行4分钟的车削试验。

[工具寿命评价]

对完成了第1000个试验片的车削后的工具50，测定其前刀面的工具磨损量(mm)。将测定结果示于表2的“工具磨损量”栏中。工具磨损量为200μm以下时，判断工具寿命优异。另一方面，工具磨损量超过200μm时，判断工具寿命不优异。

[切屑处理性评价]

在第1000个试验片的车削中，获得图6a和图6b所示的切屑。于是，对切屑的长度l20、直径d20进行了测定。基于测定结果，进行以下评价。切屑为直径30mm以下的线圈形状或者即使不是线圈形状、但切屑长度小于50mm时，判断切屑处理性优异(表2中的“○”)。另一方面，切屑不是直径30mm以下的线圈形状且切屑长度为50mm以上时，判断切屑处理性低(表2中的“×”)。

[生锈特性(耐腐蚀性)评价试验]

将直径50mm的棒钢切割为规定的长度制作生锈试验片。在与上述切削试验相同的条件下对生锈试验片进行车削加工。然后，一边在切割面上喷洒自来水，一边将试验片在湿度70％、20℃的气氛中存储1小时。存储后，观察试验片的切削面，测定锈点个数。将测定结果示于表2的“生锈特性”栏中。锈点小于10个的情况(表2中的“◎”)以及锈点为10个以上且小于20个(表2中的“○”)时，判断生锈特性优异。另一方面，当锈点为20个以上(表2中的“×”)时，判断为生锈特性不优异。

[热延性评价试验]

实施利用通电加热的热拉伸试验来评价热延性。具体而言，由各试验编号的铸坯制造直径10mm、长度100mm的，且两端被螺纹加工的圆棒试验片。通过通电加热将圆棒试验片加热至1100℃并保持3分钟。然后，通过放置冷却将圆棒试验片冷却至900℃。在圆棒试验片处于900℃的状态下实施拉伸试验，求出断裂时的截面收缩率值(％)。对于每个试验编号，用三根圆棒试验片进行拉伸试验，并将3个值的平均值定义为该试验编号的截面收缩率值(％)。将截面收缩率值示于表2中的“热延性”栏中。截面收缩率值为70％以上时，评价为热延性优异。另一方面，截面收缩率值小于70％时，评价为热延性不优异。

[试验结果]

试验编号1～26中，化学组成合适，f1为8.0以上，脱氧顺序合适，凝固冷却速度rc为100℃/分钟以下。因此，特定夹杂物的个数tn为40个/mm²以上。其结果是，工具磨损量为200μm以下，并且获得了优异的切屑处理性。即，获得了优异的切削性。进一步，在生锈特性评价试验中，锈点均小于20个，获得了优异的生锈特性。进一步，在热延性评价试验中，截面收缩率值为70％以上，获得了优异的热延性。

进一步，试验编号1～6、17、19、22以及25中，凝固冷却速度rc为8～50℃/分钟。因此，不仅特定夹杂物的个数tn为40个/mm²以上，复合比率ra为40％以上。其结果是，锈点均小于10个，与试验编号7～16、18、20、21、23、24以及26相比，获得了更优异的生锈特性。

另一方面，试验编号27～35中，虽然化学组成合适，f1为8.0以上，脱氧顺序合适，但是凝固冷却速度rc超过100℃/分钟。因此，特定夹杂物的个数tn小于40个/mm²。其结果是，不能获得优异的生锈特性。

试验编号36和37中，虽然化学组成合适，脱氧顺序合适，凝固冷却速度rc为100℃/分钟以下，但是f1小于8.0。因此，特定夹杂物的个数tn小于40个/mm²。其结果是，不能获得优异的生锈特性。进一步，截面收缩率值小于70％，不能获得优异的热延性。

试验编号38中，虽然化学组成合适，脱氧顺序合适，但是凝固冷却速度rc超过100℃/分钟，并且f1小于8.0。因此，特定夹杂物的个数tn小于40个/mm²。其结果是，不能获得优异的生锈特性。进一步，截面收缩率值小于70％，不能获得优异的热延性。

试验编号39中，mn含量过高。其结果是，工具磨损量超过200μm，不能获得优异的切削性。

试验编号40中，mn含量过低。并且，凝固冷却速度rc超过100℃/分钟。因此，特定夹杂物的个数tn小于40个/mm²。其结果是，不能获得优异的生锈特性。进一步，截面收缩率值小于70％，不能获得优异的热延性。

试验编号41中，s含量过高。其结果是，截面收缩率值小于70％，不能获得优异的热延性。

试验编号42中，s含量过低。因此，特定夹杂物的个数tn小于40个/mm²。其结果是，不能获得优异的生锈特性。

试验编号43中，pb含量过高。其结果是，不能获得优异的生锈特性。

试验编号44中，pb含量过低。并且，凝固冷却速度rc超过100℃/分钟。因此，特定夹杂物的个数tn小于40个/mm²。其结果是，工具磨损量超过200μm，不能进一步获得优异的切屑处理性。即，不能获得优异的切削性。

试验编号45中，al含量过低。因此，特定夹杂物的个数tn小于40个/mm²。其结果是，不能获得优异的生锈特性。

试验编号46中，n含量过高。其结果是，工具磨损量超过200μm、不能获得优异的切削性。进而，截面收缩率值小于70％，不能获得优异的热延性。

试验编号47中，o含量过高。并且，凝固冷却速度rc超过100℃/分钟。因此，特定夹杂物的个数tn小于40个/mm²。其结果是，工具磨损量超过200μm，不能获得优异的切削性。

试验编号48中，o含量过低。并且，凝固冷却速度rc超过100℃/分钟。因此，特定夹杂物的个数tn小于40个/mm²。其结果是，工具磨损量超过200μm，不能进一步获得优异的切屑处理性。即，不能获得优异的切削性。

试验编号49中，虽然化学组成合适，f1为8.0以上，凝固冷却速度rc为100℃/分钟以下，但是脱氧顺序不合适。因此，特定夹杂物的个数tn小于40个/mm²。其结果是，不能获得优异的生锈特性。

试验编号50中，虽然化学组成合适，f1为8.0以上，凝固冷却速度rc为100℃/分钟以下，但是脱氧顺序不合适。因此，特定夹杂物的个数tn小于40个/mm²。其结果是，不能获得优异的生锈特性。

以上，对本发明的实施方式进行了说明。但是，上述实施方式只是用于实施本发明的示例。因此，本发明不限于上述实施方式，可以通过在不偏离其主旨的范围内适当地改变上述实施方式来实现。

附图标记说明

10mns夹杂物

20pb夹杂物

30复合夹杂物