JP2001026841A - 冷間鍛造性に優れたＢｉ快削鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 Ｐｂの代わりに被削性改善元素としてＢｉを
含有する快削鋼において、Ｂｉ添加に起因する割れの発
生を有効に抑制し得る冷間鍛造性に優れた新規な鋼を提
供する。 【解決手段】 実質的にＰｂを含有しないＢｉ含有快削
鋼において、Ｂを０．０００５％以上０．００４０％未
満添加することにより、Ｂｉ添加による冷間鍛造性の低
下を改善するものであり、Ｂｉ：０．００１〜０．４０
％，Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、
実質的にＴｉを含有しないものが推奨される。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、冷間鍛造性に優れ
たＢｉ快削鋼およびその製造方法に関する。本発明の鋼
は、被削性向上元素として、人体に有害なＰｂの代わり
にＢｉを含有するものであるが、Ｂｉ添加による冷間鍛
造性の低下をＢの添加によって補填しているので、冷間
鍛造性及び被削性の両方に優れた鋼が得られ、特に、冷
間鍛造後に焼入れ焼戻しすることなく切削加工において
製造される部品等に好適に用いられる。

【０００２】

【従来の技術】Ｐｂは、冷間鍛造性をあまり損なうこと
なく被削性を改善し得る元素である。ところが、Ｐｂは
人体に有害であり、スクラップ中のＰｂが溶出して人体
に入ると人体に多大な悪影響を及ぼすことが懸念される
につれ、Ｐｂの使用を規制する動きが活発になり、鋼中
へのＰｂ使用の廃止が求められている。

【０００３】かかるＰｂの代替可能な被削性改善元素と
して、Ｂｉが有効であることは古くから知られている。
しかし、ＢｉはＰｂと同様、熱間圧延時の熱間加工性を
劣化させる問題があり、しかもＰｂより劣化の度合が大
きい。そのため、熱間圧延時に細かな表面割れが生じ、
これが製品表面に疵となって残存する。冷間鍛造時に
は、この疵を起点として割れが発生し易くなるため、当
該疵をグラインダー等で削除する必要があるが、残存し
た表面疵を起点とする割れの発生を有効に防止すること
は困難である。そこで、圧延時に若干の表面疵が残存し
たとしても割れの発生を抑制し得る新規な鋼の提供が切
望されている。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】本発明は上記事情に着
目してなされたものであり、その目的は、Ｐｂの代わり
に被削性改善元素としてＢｉを含有する快削鋼におい
て、Ｂｉ添加に起因する割れの発生を有効に抑制し得る
冷間鍛造性に優れた新規な鋼、及びこの様な鋼を効率よ
く製造する方法を提供することにある。

【０００５】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決し得た本
発明に係る冷間鍛造性に優れたＢｉ快削鋼は、実質的に
Ｐｂを含有しないＢｉ含有快削鋼において、Ｂを０．０
００５％以上０．００４０％未満添加することにより、
Ｂｉ添加による冷間鍛造性の低下を改善するものである
ところに要旨を有するものであり、Ｂｉ：０．００１〜
０．４０％，Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を
含有し、実質的にＴｉを含有しないものが推奨される。

【０００６】具体的には、本発明の鋼は、Ｃ ：０．６
％以下（０％を含まない），Ｓｉ：０．３％以下（０％
を含まない），Ｍｎ：０．２〜２％,Ａｌ：０．０５％
以下（０％を含まない），Ｐ ：０．２０％以下（０％
を含まない），Ｓ ：０．０８％以下（０％を含まな
い），Ｂｉ：０．００１〜０．４０％，Ｂ ：０．００
０５％以上０．００４０％未満，Ｎ ：０．０１％以下
（０％を含まない）を含有し、残部は、実質的に鉄及び
不純物である。

【０００７】また、上記課題を解決し得た本発明の製造
方法とは、上述した鋼を、表面温度が８００℃以上とな
る様に加熱した後、８００℃以上で熱間加工を終了する
ところに要旨を有する。

【０００８】

【発明の実施の形態】本発明者らは、実質的にＰｂを含
有しないＢｉ含有鋼において、被削性と冷間鍛造性の双
法を向上させるべく鋭意検討してきた。前述した通り、
ＢｉはＰｂに代わる被削性向上元素として知られてい
が、一方、Ｂｉ添加により、冷間鍛造性が低下すること
も指摘されているからである。

【０００９】その結果、Ｂｉ含有鋼にＢを添加すれば、
Ｂｉ添加による冷間鍛造性を補填することができること
を突き止めた。即ち、本発明者らの検討結果によれば、
ＢはＢｉ添加による圧延時の表面疵を起点とした割れ
発生を抑制し得ること；Ｂ添加による割れ発生抑制作
用は、固溶Ｂの存在によって有効に発揮されるものであ
り、固溶ＢがＮと結合してＢＮを形成し、固溶Ｂが少な
くなるとＢ添加による上記作用が有効に発揮されないこ
とが明らかになった。そこで、かかる知見に基づき、更
に鋭意検討した結果、Ｂｉ及びＢを所定量添加すると共
に、Ｎ量を制御することにより、Ｂ添加による割れ発生
抑制作用を有効に発揮し得る固溶Ｂが残存する様調整さ
せれば所期の目的を達成し得ることを見出し、本発明を
完成したのである。

【００１０】この様に本発明は、実質的にＰｂを含有し
ないＢｉ含有快削鋼において、Ｂを０．０００５％以上
０．０４０％未満添加することにより、Ｂｉ添加による
冷間鍛造性の低下を改善するものであるところに特徴が
あり、具体的には、Ｂｉ：０．００１〜０．４０％，Ｂ
：０．０００５％以上０．００４０％未満，及び、Ｎ
：０．０１％以下（０％を含まない）を含有し、実質
的にＴｉを含有しないものである。

【００１１】尚、本発明の如く、被削性改善元素として
Ｂｉを含有するＢｉ含有快削鋼自体は目新しいものでは
なく、例えば下記〜の公報が挙げられる。

【００１２】特開平１０−８２０９号公報には、切削
加工時の切屑破砕性向上元素としてＢｉを選択的に含有
する、冷間鍛造性に優れた非調質鋼が開示されている。
しかしながら、そもそも上記公報は、「中炭素鋼にＶを
添加した非調質鋼は素材硬度が高く、充分な冷間加工性
が得られなかった」という問題に鑑みてなされたもので
あり、本発明の如くＢｉ添加による冷間鍛造性の低下を
解決課題とするものではない。従って、上記公報では、
高価なＶを必須成分とし、Ｂについては全く記載されて
いない点で、Ｖを必須成分とせず、Ｂを必須成分とする
本発明とは大きく相違するものである。

【００１３】特開平６−２１２３５２号公報は、仕上
げ面粗さの優れた黒鉛快削鋼に関し、黒鉛快削鋼におけ
る切削仕上げ面粗さを改善すべくなされたものである。
従って、上記公報においても前記と同様、Ｂｉ添加に
よる冷間鍛造性の低下改善については全く意図しておら
ず、Ｂに関する記載は全くない点で本発明とは相違す
る。また、上記公報では黒鉛を組織中に含むため、これ
を起点に割れが発生し易くなり、充分な冷間鍛造性が得
られない。

【００１４】上述した及びの公報がいずれもＢを添
加しないＢｉ含有鋼であるのに対し、特開昭６３−２
１６９５２号公報は、Ｂｉ及びＢを含有する冷間鍛造用
鋼が開示されている点で、一応、本発明と一致する。し
かしながら、この公報によれば、「ＢはＳｉ含有量及び
Ｍｎ含有量を低下させたことによる焼入性の劣化を補
い、特に高周波焼入後において必要な焼入深さを確保す
るために添加する」旨記載されており、本発明の如く、
Ｂｉ添加による冷間鍛造性の低下をＢで補填しようとい
う技術的思想は全く存在しない。

【００１５】また、特開平２−２３９５０号公報に
も、Ｂｉ及びＢを含有する熱間延性に優れた快削鋼が開
示されている。しかしながら、この公報によれば、「Ｂ
Ｎは被削性向上に有効である」という観点にたち、ＢＮ
を積極的に析出させる為にＢを添加している点で、「固
溶ＢがＮと結合してＢＮを形成すると、割れ発生抑制作
用に有効な固溶Ｂが少なくなるので、ＢＮは析出させな
い方が良い」本発明とは、ＢＮの作用に対する考え方が
全く相違する。実際のところ、上記公報ではＢ：０．０
０４０％以上，Ｎ：０．００５０％以上と規定している
が、Ｎを０．００５０％以上添加した状態でＢを０．０
０４０％以上添加すると、ＢＮが多量に析出し、冷間鍛
造時の鋼材そのものの加工性が低下し、冷間鍛造性が劣
化することを確認している。これに対し、本発明ではＢ
の上限を０．００４０％未満に定めているので、所望の
冷間鍛造性を有効に発揮させることができる。しかも、
上記公報には、本発明の如く、Ｂｉ添加による冷間鍛造
性の低下をＢで補填しようという技術的思想は全く存在
しない。

【００１６】この様に本発明の他にも、Ｂｉを含有する
冷間鍛造用鋼は種々提案されているが、本発明の如く
「Ｂｉ添加による冷間鍛造性の低下をＢ添加により補填
しよう」という技術的思想を有するものは全くない。
「Ｂｉ添加による冷間鍛造性の低下」という課題に対
し、固溶Ｂの存在が有効であるというアプローチを行っ
たものは従来より知られておらず新規であり、この点に
本発明の技術的意義が存在するのである。

【００１７】本発明の最重要成分であるＢは、一般に焼
入れ性改善元素として用いられており、かかる作用を有
効に発揮させるためには、できるだけＢＮを形成させな
い様、通常、Ｔｉが同時に添加されていることが多い。
しかしながら、本発明では被削性改善に加え、冷間鍛造
性の向上をも目的とするものであり、Ｂの焼入れ硬化性
を高めると共に、それ自体鋼を硬化させる作用を有する
Ｔｉの添加は有害であり、避けるべきである。

【００１８】ここで、Ｂ添加により割れ発生抑制作用が
有効に発揮されることを、図１を用いて説明する。図１
では、割れ発生抑制の指標として、Ｒ＆Ｄ／Ｖｏｌ．２
３，Ｎｏ．２，ｐ９０〜９６に記載の「割れ発生限界改
善量（限界圧縮率の改善量）」を採用し、図２に示す様
な、切り欠きの入った圧縮試験片を使用した。尚、割れ
発生限界改善量は下式に基づいて算出した。 供試鋼の割れ発生限界改善量［限界圧縮率改善量
（％）］＝[（供試鋼の限界圧縮率）−（供試鋼からＢ
を除いた鋼の限界圧縮率）]×100 図１より、Ｂを本発明で特定する範囲で添加した鋼は、
割れ発生限界改善量が本発明の目標レベルである５％以
上を達成できたことが分かる。

【００１９】以下、本発明鋼を構成する各成分について
説明する。

【００２０】Ｂｉ：０．００１〜０．４０％ 本発明は、Ｂｉ添加による被削性向上をベースとするも
のであり、被削性向上効果を有効に発揮させ、仕上げ面
粗さの優れた鋼を得るためには０．００１％以上の添加
が必要である。好ましくは０．００５％以上、より好ま
しくは０．０４％以上である。但し、０．４０％を超え
て添加すると、表面疵が多くなるので、その上限を０．
４０％とする。好ましくは０．３０％以下である。

【００２１】Ｂ：０．０００５％以上０．００４０％未
満 Ｂは、Ｂｉ添加による表面疵の発生に基づく割れ発生を
防止するために有効な元素である。この様な作用を有効
に発揮させるためには、０．０００５％以上の添加が必
要である。好ましくは０．００１０％以上である。但
し、Ｂの添加が多過ぎると、冷間鍛造性を阻害するＢＮ
の析出が多くなるため、割れ易くなるので、その上限を
０．００４０％未満とする。好ましくは０．００３０％
以下である。

【００２２】Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない） ＮはＢと結合してＢＮを形成し、このＢＮは被削性を改
善することが知られている。かかる観点からすれば、Ｎ
は積極的に添加することが推奨されるが、固溶Ｂによる
割れ発生抑制作用を有効に発揮させるためには、Ｎ量が
過剰になることは好ましくない。Ｎ量が過剰に添加され
ると、添加したＢが全てＢＮとなって固溶Ｂが少なくな
り、固溶Ｂによる所望の効果が有効に発揮されないから
である。これらを勘案すれば、Ｎの上限を０．０１％に
制御することが必要である。好ましくは０．００５０％
以下である。上記作用を鑑みれば、Ｎの量は少なければ
少ない程好ましいが、コスト上昇とのバランスを考慮す
ると、０．００２０％以上とすることが推奨される。

【００２３】尚、本発明では前述の如くＴｉ及びＶは必
須成分ではない。Ｔｉを添加すると鋼が硬くなり、割れ
易くなるからであり、また、本発明では、高価なＶを添
加しなくとも、充分所望の効果が得られるからである。

【００２４】Ｃ：０．６％以下（０％を含まない） Ｃは鋼の強度を向上する元素であり、そのためには、
０．１０％以上（より好ましくは０．２０％以上）添加
することが推奨される。但し、０．６％を超えて添加す
ると工具寿命が低下するので、その上限を０．６％とす
る。好ましくは０．２５％以下である。

【００２５】Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない） Ｓｉは冷間鍛造後の鋼の強度を向上する元素であり、そ
のためには、０．１０％以上（より好ましくは０．２０
％以上）添加することが推奨される。但し、０．３％を
超えて添加すると変形抵抗が増大し、工具寿命が低下す
るので、その上限を０．３％とする。好ましくは０．２
％以下、より好ましくは０．０５％以下、更により好ま
しくは０．０３％以下である。

【００２６】Ｍｎ：０．２〜２％ Ｍｎは冷間鍛造後の鋼の強度を向上する元素である。
０．２％未満ではＦｅＳが生成し、圧延中に液相が生じ
るため、割れが更に多くなる。好ましくは０．５％以上
である。但し、２％を超えて添加すると強度が高くなり
過ぎ、工具寿命が低下する。好ましくは１．５％以下で
ある。

【００２７】Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない） Ａｌは脱酸剤として有用な元素である。但し、０．０５
％を超えて添加するとアルミナクラスターが増加し、冷
間鍛造時に割れが発生し易くなる。好ましくは０．０１
％以下、より好ましくは０．００５％以下である。

【００２８】Ｐ：０．２０％以下（０％を含まない） ０．２０％を超えてＰを添加すると工具寿命が低下する
ことから、その上限を０．２０％とする。好ましくは
０．１０％以下である。

【００２９】Ｓ：０．０８％以下（０％を含まない） ＳはＭｎと結合してＭｎＳ介在物を形成し、冷間鍛造性
を阻害する。従って、その上限を０．０８％とする。好
ましくは０．０１５％以下である。

【００３０】本発明の鋼は、実質的に上記元素を基本成
分とし、残部：鉄および不純物であるが、更なる特性の
向上を目指して、Ｎｉ：０．５％以下、Ｓｎ：０．１％
以下、Ｚｒ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｍ
ｏ：０．５％以下、Ｉｎ：０．１％以下、Ｃｕ：０．５
％以下の範囲で、これら元素の少なくとも一種を積極的
に添加しても良い。

【００３１】次に、本発明鋼を製造する方法について説
明する。本発明の製造方法は、上述した成分組成からな
る鋼を用い、表面温度が８００℃以上となる様に加熱し
た後、８００℃以上で熱間加工を終了するところに要旨
を有するものである。表面温度が８００℃未満では、Ｂ
添加による割れ発生抑制作用を有効に発揮させることが
できない。好ましくは９００℃以上、より好ましくは１
０００℃以上である。また、圧延終了温度が８００℃未
満では、鋼中に残留歪が残存し、冷鍛工具寿命が低下す
る。好ましくは８５０℃以上、より好ましくは９００℃
以上である。

【００３２】以下、実施例に基づいて本発明を詳細に述
べる。ただし、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する
ことは全て本発明の技術範囲に包含される。

【００３３】

【実施例】表１及び表２に、本実施例に用いた供試鋼の
化学成分、加熱温度、及び圧延終了温度を記載する。こ
の様にして得られた各供試鋼について、前述の方法に基
づき、限界圧縮率改善量を算出すると共に、下記条件に
より仕上げ面粗さ（Ｒｚ）を測定した。 工具：Ｐ２０，切削速度：１００ｍ／分，送り：０．０
５ｍｍ／ｒｅｖ，切り込み：１．０ｍｍ，潤滑：乾式 これらの結果を表１及び表２に併記する。

【００３４】

【表１】

【００３５】

【表２】

【００３６】表中、Ａ１〜Ａ５はＢ量を種々変化させた
例である。

【００３７】このうちＡ２〜Ａ４はＢ量が本発明の範囲
を満足する例であり、いずれも割れ発生限界改善量が本
発明の目標レベルである５％以上を確保することがで
き、且つ仕上げ面粗さも５μｍ前後と良好であった。こ
れに対し、Ａ１はＢ量が本発明の範囲を下回る例；Ａ５
はＢ量が本発明の範囲を超える例であり、いずれも割れ
発生限界改善量は５％未満と、目標レベルに達しなかっ
た。

【００３８】また、Ｂ１〜Ｂ６はＣ量を種々変化させた
例である。

【００３９】このうちＢ１〜Ｂ５はＣ量が本発明の範囲
を満足する例であり、いずれも割れ発生限界改善量が目
標レベルを遙に超えると共に、仕上げ面粗さも５μｍ前
後と良好であった。これに対し、Ｂ６はＣ量が本発明の
範囲を超える例であり、冷鍛工具寿命が低下した。

【００４０】次に、Ｃ１〜Ｃ２はＳｉ量を変化させた例
である。

【００４１】このうちＣ１はＳｉ量が本発明の範囲を満
足する例であり、割れ発生限界改善量が目標レベルを遙
に超えると共に、仕上げ面粗さも５μｍと良好であっ
た。これに対し、Ｃ２はＳｉ量が本発明の範囲を超え、
冷鍛工具寿命が低下した。

【００４２】Ｄ１〜Ｄ５はＭｎ量を種々変化させた例で
ある。

【００４３】このうちＤ２〜Ｄ４はＭｎ量が本発明の範
囲を満足する例であり、いずれも割れ発生限界改善量が
目標レベルを遙に超えると共に、仕上げ面粗さも５μｍ
前後と良好であった。これに対し、Ｍｎ量が本発明の範
囲を下回るＤ１は、ＦｅＳが生成し易く、圧延中に液相
が生じるため、割れが多くなる結果、熱間圧延割れが多
く見られた。また、Ｍｎ量が本発明の範囲を超えるＤ５
は、強度が高く、冷鍛工具寿命が低い。

【００４４】また、Ｅ１〜Ｅ４はＰ量を種々変化させた
例である。

【００４５】このうちＥ１〜Ｅ３はＰ量が本発明の範囲
を満足する例であり、いずれも割れ発生限界改善量が目
標レベルを遙に超えると共に、仕上げ面粗さも５μｍ前
後と良好であった。これに対し、Ｐ量が本発明の範囲を
超えるＥ４は靭性が低い。

【００４６】Ｆ１〜Ｆ６はＳ量を種々変化させた例であ
る。

【００４７】このうちＦ１〜Ｆ５はＳ量が本発明の範囲
を満足する例であり、いずれも割れ発生限界改善量が目
標レベルを遙に超えると共に、仕上げ面粗さも５μｍ前
後と良好であった。これに対し、Ｓ量が本発明の範囲を
超えるＦ６は、割れ発生限界が低い。

【００４８】Ｇ１〜Ｇ４はＡｌ量を種々変化させた例で
ある。

【００４９】このうちＧ１〜Ｇ３はＡｌ量が本発明の範
囲を満足する例であり、いずれも割れ発生限界改善量が
目標レベルを遙に超えると共に、仕上げ面粗さも５μｍ
前後と良好であった。これに対し、Ａｌ量が本発明の範
囲を超えるＧ４は、割れ発生限界が低い。

【００５０】Ｈ１〜Ｈ８はＢｉ量を種々変化させた例で
ある。

【００５１】このうちＨ２〜Ｈ７はＢｉ量が本発明の範
囲を満足する例であり、いずれも割れ発生限界改善量が
目標レベルを遙に超えると共に、仕上げ面粗さ約４〜５
μｍと良好であった。これに対し、Ｂｉ量が本発明の範
囲を下回るＨ１は、仕上げ面粗さが８．５μｍと粗い。
また、Ｂｉ量が本発明の範囲を超えるＨ８は、表面疵が
多数発生し、該表面疵に基づく割れが多く見られた。

【００５２】Ｉ１〜Ｉ５はＮ量を種々変化させた例であ
る。

【００５３】このうちＩ１〜Ｉ４はＮ量が本発明の範囲
を満足する例であり、いずれも割れ発生限界改善量が目
標レベルを遙に超えると共に、仕上げ面粗さも約５μｍ
と良好であった。これに対し、Ｎ量が本発明の範囲を超
えるＩ５は、割れ発生限界改善量が２％と、目標レベル
に達しなかった。

【００５４】Ｊ１〜Ｊ８は、Ｎｉ等の各種合金元素添加
による影響を調べた例である。

【００５５】このうちＮｉを添加したＪ１，Ｓｎを添加
したＪ２，Ｎｂを添加したＪ５，Ｍｏを添加したＪ６，
Ｉｎを添加したＪ７，Ｃｕを添加したＪ８は、いずれも
割れ発生限界改善量が目標レベルを遙に超えると共に、
仕上げ面粗さも約５μｍと良好であった。これに対し、
Ｚｒを添加したＪ３、及びＴｉを添加したＪ４は、いず
れも割れ発生限界圧縮率が低い。

【００５６】Ｋ１〜Ｋ５は、加熱温度及び圧延終了温度
を変化させた例である。

【００５７】このうちＫ１、Ｋ３〜Ｋ４は、加熱温度及
び圧延終了温度が本発明の範囲を満足する例であり、い
ずれも割れ発生限界改善量が目標レベルを遙に超えると
共に、仕上げ面粗さも約５μｍと良好であった。これに
対し、加熱温度が本発明の範囲を下回るＫ２は、割れ発
生限界改善量が２％と、目標レベルに達しなかった。ま
た圧延終了温度が本発明の範囲を下回るＫ５は、鋼中に
残留歪が残存し、冷鍛工具寿命が低い。

【００５８】

【発明の効果】本発明は上記の様に構成されているの
で、Ｐｂの代わりに被削性改善元素としてＢｉを含有す
る快削鋼において、Ｂｉ添加に起因する割れの発生を有
効に抑制し得る冷間鍛造性に優れた鋼、及びこの様な鋼
を効率よく製造する方法を提供することができた。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｂの含有量と、割れ発生限界改善量との関係を
示すグラフ。

【図２】割れ発生限界改善量の測定に使用した圧縮試験
片の形状を示す図。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 実質的にＰｂを含有しないＢｉ含有快削
   鋼において、Ｂを０．０００５％以上（質量％の意味、
   以下同じ）０．００４０％未満添加することにより、Ｂ
   ｉ添加による冷間鍛造性の低下を改善するものであるこ
   とを特徴とする冷間鍛造性に優れたＢｉ快削鋼。
2. 【請求項２】Ｂｉ：０．００１〜０．４０％， Ｎ ：０．０１％以下（０％を含まない） を含有し、 実質的にＴｉを含有しないものである請求項１に記載の
   Ｂｉ快削鋼。
3. 【請求項３】Ｃ ：０．６％以下（０％を含まない）， Ｓｉ：０．３％以下（０％を含まない）， Ｍｎ：０．２〜２％, Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）， Ｐ ：０．２０％以下（０％を含まない）， Ｓ ：０．０８％以下（０％を含まない）， Ｂｉ：０．００１〜０．４０％， Ｂ ：０．０００５％以上０．００４０％未満， Ｎ ：０．０１％以下（０％を含まない） を含有することを特徴とする冷間鍛造性に優れた快削
   鋼。
4. 【請求項４】 請求項１〜３のいずれかに記載の鋼を、
   表面温度が８００℃以上となる様に加熱した後、８００
   ℃以上で熱間加工を終了することを特徴とする冷間鍛造
   性に優れた快削鋼の製造方法。