JP2018035411A - 冷間鍛造用鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】冷間鍛造性と被削性に優れた冷間鍛造用鋼及びその製造方法の提供。【解決手段】質量％でＣ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．４０〜２．００％、Ｓ：０．００８〜０．０４０％未満、Ｃｒ：０．０１〜３．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．０２５０％以下及びＢｉ：０．０００１〜０．００５０％を含有し更にＳｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｓｎ：０．０００１〜０．００５０％及びＰｂ：０．０００１〜０．００５０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有しＢｉ、Ｓｂ、Ｓｎ及びＰｂの合計含有量が０．００５０％以下、残部がＦｅ及び不純物からなりＰ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００２０％以下であり式（１）及び式（２）を満たし鋼中の硫化物間の平均距離が３０．０μｍ未満である冷間鍛造用鋼を採用する。ｄ＋３σ＜１０．０μｍ・・・（１）、ＳＡ／ＳＢ＜０．３０・・・（２）【選択図】なし
Description
本発明は、冷間鍛造用鋼およびその製造方法に関する。
機械構造用鋼は、産業用機械、建設用機械、および、自動車に代表される輸送用機械等の機械部品に用いられる。機械構造用鋼は一般的に、熱間鍛造により粗加工された後、切削加工されて所定の形状を有する機械部品に仕上げられる。
冷間鍛造は、熱間鍛造と較べて寸法精度が高いので、鍛造後の切削加工量を低減できることなどのメリットがある。このため、近年、冷間鍛造で粗成形される部品が多くなっている。冷間鍛造に利用される冷間鍛造用鋼には、冷間鍛造時に割れが発生し難い特性（以下、冷間鍛造性という）が求められる。
さらに、冷間鍛造によって鋼材を粗成形する場合、鍛造での変形抵抗を下げるために、鍛造前に球状化焼鈍を施すことが多い。しかし、鋼を球状化焼鈍組織にすると、冷間鍛造後の切削加工時の被削性が低下するという問題がある。鋼に硫黄（Ｓ）を含有すれば、被削性が向上することはよく知られている。Ｓは鋼中のマンガン（Ｍｎ）と結合して硫化物を主体とする硫化物系介在物（以下、硫化物という）を形成し、被削性を向上させる。被削性を高めるには、Ｓ量を多量に含有する必要がある。なお、本明細書において、硫化物は、例えば、ＭｎＳ、ＣａＳ等である。
しかしながら、Ｓ含有量を高めると、粗大な硫化物が多量に生成し、冷間鍛造性を低下する。従来の冷間鍛造用鋼は、Ｓ含有量を低減することにより冷間鍛造性や疲労強度の低下を抑制していた。そのため、従来の冷間鍛造用鋼の被削性は低かった。
よって、冷間鍛造性を損ねることなく、Ｓ含有量を増加することによる被削性を向上した冷間鍛造用鋼材が要望されている。
冷間鍛造性を低下させる要因である硫化物は、溶鋼の凝固時のデンドライト樹間への晶出および析出物へのＭｎの拡散で析出する。硫化物を鋼中に微細分散させることにより被削性を高める技術が提案されている。
例えば、特許文献１では、硫化物の粗大化を抑制するために、鋳造時の凝固速度を制御し、硫化物を微細に分散させることにより、肌焼鋼の被削性を向上させる技術が提案されている。更に、特許文献２では、サブミクロンレベルの硫化物を分散させることにより、肌焼鋼の被削性を向上させる技術が提案されている。このように、特許文献１および特許文献２に示されるとおり、硫化物形態を制御することなどによって、鋼材の被削性を向上できることが知られている。
また、特許文献３および特許文献４では、硫化物系介在物の粒子間距離を小さくすることにより、切りくず処理性を向上した快削鋼が提案されている。
しかし、特許文献２に開示された技術は、硫化物をサブミクロンレベルに微細分散させることにより被削性を向上しているが、冷間鍛造性に関して何ら考慮されていない。
また、特許文献３および特許文献４に開示された技術においては、粗大な硫化物が存在した場合には、粒子間距離が小さいと、かえって冷間鍛造時の割れが発生しやすく、冷間鍛造性が低下することがある。
また、特許文献３および特許文献４に開示された技術においては、粗大な硫化物が存在した場合には、粒子間距離が小さいと、かえって冷間鍛造時の割れが発生しやすく、冷間鍛造性が低下することがある。
さらに、特許文献１〜特許文献３は、いずれも冷間鍛造後の被削性向上について何ら考慮されていない。
本発明は、上記現状に鑑みなされたものであり、冷間鍛造性および被削性に優れた冷間鍛造用鋼およびその製造方法を提供することを課題とする。
本発明者らは、冷間鍛造用鋼に関する研究および検討の結果、以下の知見を得た。
（ａ）冷間鍛造前の焼鈍は、鋼材の冷間鍛造性を向上させるために有効であるが、鋼材の延性が向上するため、切削した時の切粉が長くなり、切りくず処理性が悪くなる。また、切削後の鋼材の表面粗さも大きくなる。
（ｂ）切削は切りくずを分離する破壊現象であり、それを促進させるにはマトリクスを脆化させることが一つのポイントである。硫化物を微細分散させることにより、破壊を容易にして、切りくず処理性が向上する。硫化物が大きく少数分散していると、切りくず分離の起点となる硫化物の間隔が長くなり、結果として切りくずが長くなりやすくなる。さらに、硫化物間の粒子間距離が短いと、切りくずの分断性が向上する。
（ｃ）硫化物の円相当径と切りくず処理性との関係について種々実験を行った結果、平均円相当径が１μｍ以上の硫化物のうち、平均円相当径が３μｍ未満の硫化物の個数分率が３０％を超えると、切りくず処理性が低下するという知見を得た。個数分率が３０％を超えると、硫化物が微細になり過ぎて、切りくず分離の際の応力集中源として有効に機能し難くなるためである。このように、極端に微細な硫化物を減らすことで、より少ない硫化物総量で優れた被削性が得られることを知見した。
（ｄ）冷間鍛造性の指標となる冷間鍛造時の割れは次のようなメカニズムで発生すると推測されている。すなわち、粗大な硫化物とマトリクス（母材）の境界にボイドが形成され、複数のボイドが連結することにより、き裂が形成される。このき裂は、塑性変形が進むにつれ成長する。そして、き裂同士が連結することにより、割れが発生する。冷間鍛造性を向上するためには、粗大な硫化物を低減することが重要である。
（ｅ）さらに、最大硫化物寸法と冷間鍛造性との関係について種々実験を行った結果、観察視野９ｍｍ２中に観察される硫化物の最大円相当径が１０．０μｍを超えると、冷間鍛造性が低下することが判明した。
（ｆ）鋼材中の硫化物は、凝固前（溶鋼中）または凝固時に晶出することが多く、硫化物の大きさは、凝固時の冷却速度に大きく影響を受ける。また、連続鋳造鋳片の凝固組織は、通常はデンドライト形態を呈しており、このデンドライトは、凝固過程における溶質元素の拡散に起因して形成され、溶質元素は、デンドライトの樹間部において濃化する。Ｍｎは、樹間部において濃化し、Ｍｎ硫化物が樹間に晶出する。
（ｇ）硫化物を微細に分散させるには、デンドライトの樹間の間隔を短くする必要がある。デンドライトの１次アーム間隔に関する研究は従来から行われている。下記の非特許文献によれば、デンドライトの１次アーム間隔を下記（Ａ）式で表すことができる。
λ∝（Ｄ×σ×ΔＴ）０．２５ ・・・（Ａ）
ここで、λ：デンドライトの１次アーム間隔（μｍ）、Ｄ：拡散係数（ｍ２／ｓ）、σ：固液界面エネルギー（Ｊ／ｍ２）、ΔＴ：凝固温度範囲（℃）である。
λ∝（Ｄ×σ×ΔＴ）０．２５ ・・・（Ａ）
ここで、λ：デンドライトの１次アーム間隔（μｍ）、Ｄ：拡散係数（ｍ２／ｓ）、σ：固液界面エネルギー（Ｊ／ｍ２）、ΔＴ：凝固温度範囲（℃）である。
非特許文献：Ｗ．Ｋｕｒｚ ａｎｄ Ｄ．Ｊ．Ｆｉｓｈｅｒ著、「Ｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｓ ｏｆ Ｓｏｌｉｄｉｆｉｃａｔｉｏｎ」、Ｔｒａｎｓ Ｔｅｃｈ Ｐｕｂｌｉｃａｔｉｏｎｓ Ｌｔｄ．，（Ｓｗｉｔｚｅｒｌａｎｄ）、１９９８年、ｐ．２５６
この（Ａ）式から、デンドライトの１次アーム間隔λは、固液界面エネルギーσに依存しており、このσを低減できればλが減少することが分かる。λを減少させることができれば、デンドライト樹間に晶出するＭｎ硫化物サイズを低減させることができる。本発明者らは、鋼にＢｉに加えてＳｂ、ＳｎおよびＰｂからなる群から選択される１種または２種以上を微量含有することにより、硫化物のサイズを微細化できることを見出した。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（３）に示す冷間鍛造用鋼と、下記（４）に示す冷間鍛造用鋼の製造方法にある。
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
Ｍｎ：０．４０〜２．００％、
Ｓ：０．００８〜０．０４０％未満、
Ｃｒ：０．０１〜３．００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ：０．０２５０％以下および
Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％
を含有し、更に
Ｓｂ：０．０００１〜０．００５０％
Ｓｎ：０．０００１〜０．００５０％および
Ｐｂ：０．０００１〜０．００５０％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有し、
Ｂｉ、Ｓｂ、ＳｎおよびＰｂの合計含有量を０．００５０％以下とし、
残部がＦｅおよび不純物からなり、
更に、ＰおよびＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０５０％以下および
Ｏ：０．００２０％以下であり、
下記式（１）および下記式（２）を満たし、
鋼中の硫化物間の平均距離が３０．０μｍ未満であることを特徴とする冷間鍛造用鋼。
ｄ＋３σ＜１０．０μｍ ・・・（１）
ＳＡ／ＳＢ＜０．３０ ・・・（２）
式（１）におけるｄは円相当径１μｍ以上の硫化物の平均円相当径であり、σは円相当径１μｍ以上の硫化物の円相当径の標準偏差であり、式（２）におけるＳＡは円相当径で１μｍ以上３μｍ未満の硫化物の個数であり、ＳＢは円相当径で１μｍ以上の硫化物の個数である。
（２） Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｖ：０．３０％以下、
Ｂ：０．０２００％以下および
Ｍｇ：０．００３５％以下
からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の冷間鍛造用鋼。
（３） Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｔｉ：０．０６０％以下および
Ｎｂ：０．０８０％以下
からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の冷間鍛造用鋼。
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
Ｍｎ：０．４０〜２．００％、
Ｓ：０．００８〜０．０４０％未満、
Ｃｒ：０．０１〜３．００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ：０．０２５０％以下および
Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％
を含有し、更に
Ｓｂ：０．０００１〜０．００５０％
Ｓｎ：０．０００１〜０．００５０％および
Ｐｂ：０．０００１〜０．００５０％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有し、
Ｂｉ、Ｓｂ、ＳｎおよびＰｂの合計含有量を０．００５０％以下とし、
残部がＦｅおよび不純物からなり、
更に、ＰおよびＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０５０％以下および
Ｏ：０．００２０％以下であり、
下記式（１）および下記式（２）を満たし、
鋼中の硫化物間の平均距離が３０．０μｍ未満であることを特徴とする冷間鍛造用鋼。
ｄ＋３σ＜１０．０μｍ ・・・（１）
ＳＡ／ＳＢ＜０．３０ ・・・（２）
式（１）におけるｄは円相当径１μｍ以上の硫化物の平均円相当径であり、σは円相当径１μｍ以上の硫化物の円相当径の標準偏差であり、式（２）におけるＳＡは円相当径で１μｍ以上３μｍ未満の硫化物の個数であり、ＳＢは円相当径で１μｍ以上の硫化物の個数である。
（２） Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｖ：０．３０％以下、
Ｂ：０．０２００％以下および
Ｍｇ：０．００３５％以下
からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の冷間鍛造用鋼。
（３） Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｔｉ：０．０６０％以下および
Ｎｂ：０．０８０％以下
からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の冷間鍛造用鋼。
（４）（１）〜（３）のいずれか一項に記載の化学成分を有し、かつ表層から１５ｍｍの範囲内におけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満である鋳片を鋳造し、前記鋳片を熱間加工し、更に焼鈍することを特徴とする冷間鍛造用鋼の製造方法。
本発明によれば、冷間鍛造性および被削性に優れた冷間鍛造用鋼およびその製造方法を提供できる。
本発明では、所定の化学成分を有する鋳片を鋳造することで、硫化物の晶出核となるデンドライト組織を微細化させて、鋼中の硫化物を微細分散させることができる。これにより、歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品の素材となる、冷間鍛造後の被削性、つまり、浸炭、浸炭窒化または窒化前の被削性を高めることができる。
以上のように、本発明の冷間鍛造用鋼は、焼鈍後の冷間鍛造による粗成形品を直接に、または、必要に応じて焼きならしを行ってから、切削加工を施す際の被削性に優れている。このため、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品の製造費用に占める切削加工コストの割合を低減でき、また部品の品質を向上することができる。
本発明では、所定の化学成分を有する鋳片を鋳造することで、硫化物の晶出核となるデンドライト組織を微細化させて、鋼中の硫化物を微細分散させることができる。これにより、歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品の素材となる、冷間鍛造後の被削性、つまり、浸炭、浸炭窒化または窒化前の被削性を高めることができる。
以上のように、本発明の冷間鍛造用鋼は、焼鈍後の冷間鍛造による粗成形品を直接に、または、必要に応じて焼きならしを行ってから、切削加工を施す際の被削性に優れている。このため、自動車、産業機械用の歯車、シャフト、プーリーなどの鋼製部品の製造費用に占める切削加工コストの割合を低減でき、また部品の品質を向上することができる。
以下、本発明を詳細に説明する。
肌焼鋼を歯車などの部品形状に加工するには、連続鋳造した鋳片を圧延した後、熱間鍛造または冷間鍛造を行い、次いで切削し、更に浸炭焼き入れ等の表面硬化処理を実施する。鋼中の硫化物は、冷間鍛造性を低下させるが、切削性の向上に極めて有効である。すなわち、被削材である肌焼鋼中の硫化物は、切削工具の摩耗による工具変化を抑制し、いわゆる工具寿命を延ばす効果を発現する。
肌焼鋼を歯車などの部品形状に加工するには、連続鋳造した鋳片を圧延した後、熱間鍛造または冷間鍛造を行い、次いで切削し、更に浸炭焼き入れ等の表面硬化処理を実施する。鋼中の硫化物は、冷間鍛造性を低下させるが、切削性の向上に極めて有効である。すなわち、被削材である肌焼鋼中の硫化物は、切削工具の摩耗による工具変化を抑制し、いわゆる工具寿命を延ばす効果を発現する。
したがって、切削性を高めるには、鋼中に硫化物を生じさせることが望ましい。一方、肌焼鋼を製造する過程で熱間圧延や熱間鍛造といった熱間加工を施すと、粗大な硫化物が延伸して被削性が低下することが多い。硫化物の粗大化を抑制するためには、溶鋼中の固液界面エネルギーを低減して、鋳造後の鋳片のデンドライト組織を微細化することが望ましい。デンドライト組織は、硫化物の粒径に大きく影響し、デンドライト組織が微細になるほど硫化物の粒径も小さくなる。
硫化物を安定的にかつ効果的に微細分散させるには、微量のＢｉに加えて微量のＳｂ、ＳｎおよびＰｂからなる群から選択される１種または２種以上を含有し、溶鋼中の固液界面エネルギーを低減させることが好ましい。固液界面エネルギーが低減したことにより、デンドライト組織が微細となり、そこから晶出する硫化物が微細化するようになる。
被削性および冷間鍛造性について、更に説明する。
鋼中の硫化物は、冷間鍛造時に硫化物自体が変形して破壊の起点となる。特に粗大な硫化物は、限界圧縮率などの冷間鍛造性を低下させる。具体的には、光学顕微鏡で観察される硫化物の最大円相当径が１０μｍを超えると、冷間鍛造の際に割れ発生の起点となりやすい。そのため、本発明の肌焼鋼では、硫化物を中心とする硫化物を微細化することが望ましい。
一方、被削性の観点から、Ｓ量の増加が重要である。Ｓの含有により、切削時の工具寿命および切りくず処理性が向上する。この効果は、Ｓの総量で決まり、硫化物の形状の影響を受け難い。
以上のことから、Ｓの含有量を増加させ、硫化物を微細化することにより、冷間鍛造性と被削性を両立することができる。Ｓ量を増量すると被削性は向上するが、冷間鍛造性の低下を招く。そこで、同じ量のＳを含む鋼と比較した場合に硫化物を微細化させて、より良好な冷間鍛造性を確保することが重要である。
各成分元素の含有量について説明する。ここで、成分についての「％」は質量％である。
＜Ｃ：０．０５〜０．３０％＞
炭素（Ｃ）は、鋼の引張強度および疲労強度を高める。一方、Ｃ含有量が多すぎれば、鋼の冷間鍛造性が低下し、被削性も低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．０５〜０．３０％である。好ましいＣ含有量は、０．１０〜０．２８％であり、より好ましくは、０．１５〜０．２５％である。
炭素（Ｃ）は、鋼の引張強度および疲労強度を高める。一方、Ｃ含有量が多すぎれば、鋼の冷間鍛造性が低下し、被削性も低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．０５〜０．３０％である。好ましいＣ含有量は、０．１０〜０．２８％であり、より好ましくは、０．１５〜０．２５％である。
＜Ｓｉ：０．０５〜１．００％＞
シリコン（Ｓｉ）は、鋼中のフェライトに固溶して、鋼の引張強度を高める。一方、Ｓｉ含有量が多すぎれば、鋼の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０５〜１．００％である。好ましいＳｉ含有量は、０．１５〜０．７０％であり、より好ましくは０．２０〜０．３５％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼中のフェライトに固溶して、鋼の引張強度を高める。一方、Ｓｉ含有量が多すぎれば、鋼の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０５〜１．００％である。好ましいＳｉ含有量は、０．１５〜０．７０％であり、より好ましくは０．２０〜０．３５％である。
＜Ｍｎ：０．４０〜２．００％＞
マンガン（Ｍｎ）は、鋼に固溶して鋼の引張強度および疲労強度を高め、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｎは、さらに、鋼中の硫黄（Ｓ）と結合してＭｎ硫化物を形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｍｎ含有量が多すぎれば、鋼の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．４０〜２．００％である。鋼の引張強度、疲労強度および焼入れ性を高める場合、好ましいＭｎ含有量の下限は、０．６０％であり、より好ましくは０．７５％である。鋼の冷間鍛造性をさらに高める場合、好ましいＭｎ含有量の上限は、１．５０％であり、より好ましくは１．２０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼に固溶して鋼の引張強度および疲労強度を高め、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｎは、さらに、鋼中の硫黄（Ｓ）と結合してＭｎ硫化物を形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｍｎ含有量が多すぎれば、鋼の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．４０〜２．００％である。鋼の引張強度、疲労強度および焼入れ性を高める場合、好ましいＭｎ含有量の下限は、０．６０％であり、より好ましくは０．７５％である。鋼の冷間鍛造性をさらに高める場合、好ましいＭｎ含有量の上限は、１．５０％であり、より好ましくは１．２０％である。
＜Ｓ：０．００８％以上０．０４０％未満＞
硫黄（Ｓ）は、鋼中のＭｎと結合してＭｎ硫化物を形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｓを過剰に含有すれば、鋼の冷間鍛造性や疲労強度が低下する。したがって、Ｓ含有量は、０．００８％以上０．０４０％未満である。鋼の被削性を高める場合、好ましいＳ含有量の下限は、０．０１０％であり、より好ましくは、０．０１５％である。鋼の冷間鍛造性をさらに高める場合、好ましいＳ含有量の上限は、０．０３０％未満であり、より好ましくは、０．０２５％未満である。
硫黄（Ｓ）は、鋼中のＭｎと結合してＭｎ硫化物を形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｓを過剰に含有すれば、鋼の冷間鍛造性や疲労強度が低下する。したがって、Ｓ含有量は、０．００８％以上０．０４０％未満である。鋼の被削性を高める場合、好ましいＳ含有量の下限は、０．０１０％であり、より好ましくは、０．０１５％である。鋼の冷間鍛造性をさらに高める場合、好ましいＳ含有量の上限は、０．０３０％未満であり、より好ましくは、０．０２５％未満である。
＜Ｃｒ：０．０１〜３．００％＞
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性および引張強度を高める。本実施の形態による冷間鍛造用鋼により製造される機械部品は、浸炭処理や高周波焼入れにより鋼の表面を硬化する場合がある。Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、浸炭処理や高周波焼入れ後の鋼の表面硬度を高める。一方、Ｃｒ含有量が多すぎると、鋼の冷間鍛造性や疲労強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．０１〜３．００％である。鋼の焼入れ性および引張強度を高める場合、好ましいＣｒ含有量の下限は、０．０３％であり、より好ましくは、０．１０％である。冷間鍛造性および疲労強度をさらに高める場合、好ましいＣｒ含有量の上限は２．００％であり、より好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは、１．２０％である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性および引張強度を高める。本実施の形態による冷間鍛造用鋼により製造される機械部品は、浸炭処理や高周波焼入れにより鋼の表面を硬化する場合がある。Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高め、浸炭処理や高周波焼入れ後の鋼の表面硬度を高める。一方、Ｃｒ含有量が多すぎると、鋼の冷間鍛造性や疲労強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．０１〜３．００％である。鋼の焼入れ性および引張強度を高める場合、好ましいＣｒ含有量の下限は、０．０３％であり、より好ましくは、０．１０％である。冷間鍛造性および疲労強度をさらに高める場合、好ましいＣｒ含有量の上限は２．００％であり、より好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは、１．２０％である。
＜Ａｌ：０．０１０％〜０．１００％＞
Ａｌは、脱酸作用を有すると同時に、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。しかし、Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、安定してオーステナイト粒の粗大化を防止できず、粗大化した場合は、曲げ疲労強度が低下する。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、粗大な酸化物を形成しやすくなり、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量を０．０１０〜０．１００％とした。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０６％である。
Ａｌは、脱酸作用を有すると同時に、Ｎと結合してＡｌＮを形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。しかし、Ａｌ含有量が０．０１０％未満では、安定してオーステナイト粒の粗大化を防止できず、粗大化した場合は、曲げ疲労強度が低下する。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、粗大な酸化物を形成しやすくなり、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量を０．０１０〜０．１００％とした。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０６％である。
＜Ｎ：０．０２５０％以下＞
窒素（Ｎ）は、不純物として含有される。鋼中に固溶するＮは、鋼の冷間鍛造時の変形抵抗を大きくし、また冷間鍛造性を低下する。また、Ｂを含有させる場合には、Ｎの含有量が多いとＢＮが生成され、Ｂの焼入れ性向上効果を低下させてしまう。したがって、Ｂを含む場合、ＴｉやＮｂを含まない場合は、Ｎ含有量はより少ないことが好ましい。したがって、Ｎ含有量を０．０２５０％以下とした。好ましいＮ含有量は、０．０１８０％以下であり、より好ましくは、０．０１５０％以下である。一方、ＮをＴｉやＮｂとともに含有させると、窒化物や炭窒化物を生成することにより、オーステナイト結晶粒が微細化され、鋼の冷間鍛造性や疲労強度を高める。Ｂを含まず、かつＴｉやＮｂを含有して窒化物や炭窒化物を積極的に生成する場合には、Ｎ含有量は、０．００６０％以上であることが好ましい。
窒素（Ｎ）は、不純物として含有される。鋼中に固溶するＮは、鋼の冷間鍛造時の変形抵抗を大きくし、また冷間鍛造性を低下する。また、Ｂを含有させる場合には、Ｎの含有量が多いとＢＮが生成され、Ｂの焼入れ性向上効果を低下させてしまう。したがって、Ｂを含む場合、ＴｉやＮｂを含まない場合は、Ｎ含有量はより少ないことが好ましい。したがって、Ｎ含有量を０．０２５０％以下とした。好ましいＮ含有量は、０．０１８０％以下であり、より好ましくは、０．０１５０％以下である。一方、ＮをＴｉやＮｂとともに含有させると、窒化物や炭窒化物を生成することにより、オーステナイト結晶粒が微細化され、鋼の冷間鍛造性や疲労強度を高める。Ｂを含まず、かつＴｉやＮｂを含有して窒化物や炭窒化物を積極的に生成する場合には、Ｎ含有量は、０．００６０％以上であることが好ましい。
＜Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％＞
Ｂｉは、本発明において重要な元素である。微量のＢｉを含有することによって、鋼の凝固組織が微細化に伴い、硫化物が微細分散する。Ｍｎ硫化物の微細分散化効果を得るには、Ｂｉ含有量を０．０００１％以上とする必要がある。しかし、Ｂｉ含有量が０．００５０％を超えると、デンドライト組織の微細分散化効果が飽和し、かつ鋼の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、本発明では、Ｂｉ含有量を０．０００１％以上０．００５０％以下とする。被削性をさらに向上させるには、Ｂｉ含有量の下限を０．００１０％とすることが好ましい。また、Ｂｉ含有量の上限を０．００４８％とすることが好ましい。
Ｂｉは、本発明において重要な元素である。微量のＢｉを含有することによって、鋼の凝固組織が微細化に伴い、硫化物が微細分散する。Ｍｎ硫化物の微細分散化効果を得るには、Ｂｉ含有量を０．０００１％以上とする必要がある。しかし、Ｂｉ含有量が０．００５０％を超えると、デンドライト組織の微細分散化効果が飽和し、かつ鋼の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、本発明では、Ｂｉ含有量を０．０００１％以上０．００５０％以下とする。被削性をさらに向上させるには、Ｂｉ含有量の下限を０．００１０％とすることが好ましい。また、Ｂｉ含有量の上限を０．００４８％とすることが好ましい。
＜Ｓｂ：０．０００１〜０．００５０％、Ｓｎ：０．０００１〜０．００５０％およびＰｂ：０．０００１〜０．００５０％からなる群から選択される１種または２種以上＞
本発明では、微量のＢｉに加えてＳｂ、ＳｎおよびＰｂからなる群から選択される１種または２種以上を含有することが特徴である。これらの元素を微量含有することで鋼の凝固組織が微細化に伴い、ＭｎＳを代表とする硫化物が微細分散する。硫化物の微細分散化効果を得るには、Ｂｉ含有量を０．０００１％以上とすることに加えて、Ｓｂ、ＳｎおよびＰｂからなる群から選択される１種または２種以上を０．０００１％以上含有する必要がある。しかし、Ｂｉ、Ｓｂ、ＳｎおよびＰｂの合計含有量が０．００５０％を超えると、デンドライト組織の微細分散化効果が飽和し、かつ鋼の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、本発明では、Ｂｉ、Ｓｂ、ＳｎおよびＰｂの合計含有量を０．００５０％以下とする必要がある。被削性をさらに向上させるには、Ｂｉ、Ｓｂ、ＳｎおよびＰｂの合計含有量を０．００１０％以上とすることが好ましい。また、Ｂｉ、Ｓｂ、ＳｎおよびＰｂの合計含有量の上限を０．００４８％とすることが好ましい。
本発明では、微量のＢｉに加えてＳｂ、ＳｎおよびＰｂからなる群から選択される１種または２種以上を含有することが特徴である。これらの元素を微量含有することで鋼の凝固組織が微細化に伴い、ＭｎＳを代表とする硫化物が微細分散する。硫化物の微細分散化効果を得るには、Ｂｉ含有量を０．０００１％以上とすることに加えて、Ｓｂ、ＳｎおよびＰｂからなる群から選択される１種または２種以上を０．０００１％以上含有する必要がある。しかし、Ｂｉ、Ｓｂ、ＳｎおよびＰｂの合計含有量が０．００５０％を超えると、デンドライト組織の微細分散化効果が飽和し、かつ鋼の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、本発明では、Ｂｉ、Ｓｂ、ＳｎおよびＰｂの合計含有量を０．００５０％以下とする必要がある。被削性をさらに向上させるには、Ｂｉ、Ｓｂ、ＳｎおよびＰｂの合計含有量を０．００１０％以上とすることが好ましい。また、Ｂｉ、Ｓｂ、ＳｎおよびＰｂの合計含有量の上限を０．００４８％とすることが好ましい。
＜Ｐ：０．０５０％以下＞
燐（Ｐ）は、不純物である。Ｐは、鋼の冷間鍛造性や熱間加工性を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ないことが好ましい。Ｐ含有量は０．０５０％以下である。好ましいＰ含有量は０．０３５％以下であり、より好ましくは、０．０２０％以下である。
燐（Ｐ）は、不純物である。Ｐは、鋼の冷間鍛造性や熱間加工性を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ないことが好ましい。Ｐ含有量は０．０５０％以下である。好ましいＰ含有量は０．０３５％以下であり、より好ましくは、０．０２０％以下である。
＜Ｏ（酸素）：０．００２０％以下＞
Ｏは、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、曲げ疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｏ含有量が０．００２０％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｏ含有量を０．００２０％以下とした。なお、不純物元素としてのＯ含有量は０．００１０％以下とすることが好ましく、製鋼工程でのコスト上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることがさらに望ましい。
Ｏは、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、曲げ疲労強度を低下させてしまう。特に、Ｏ含有量が０．００２０％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｏ含有量を０．００２０％以下とした。なお、不純物元素としてのＯ含有量は０．００１０％以下とすることが好ましく、製鋼工程でのコスト上昇をきたさない範囲で、できる限り少なくすることがさらに望ましい。
本実施の形態による冷間鍛造用鋼の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。本実施の形態において、不純物は、例えば、銅（Ｃｕ）、ニッケル（Ｎｉ）等である。本実施の形態では、不純物であるＣｕおよびＮｉの含有量は、ＪＩＳ Ｇ４０５３機械構造用合金鋼鋼材に規定されたＳＣｒ鋼およびＳＣＭ鋼中のＣｕおよびＮｉの含有量と同程度であり、Ｃｕ含有量は０．３０％以下であり、Ｎｉ含有量は０．２５％以下である。
［選択元素について］
本実施の形態による冷間鍛造用鋼はさらに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、ＢおよびＭｇからなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、ＢおよびＭｇはいずれも、鋼の疲労強度を高める。
本実施の形態による冷間鍛造用鋼はさらに、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、ＢおよびＭｇからなる群から選択される１種または２種以上を含有してもよい。Ｍｏ、Ｎｉ、Ｖ、ＢおよびＭｇはいずれも、鋼の疲労強度を高める。
＜Ｍｏ：１．００％以下＞
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の疲労強度を高める。また、Ｍｏは、浸炭処理において、不完全焼入れ層を抑制する。Ｍｏを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Ｍｏ含有量が多すぎれば、鋼の被削性が低下する。さらに、鋼の製造コストも高くなる。したがって、Ｍｏ含有量は、１．００％以下であることが好ましい。Ｍｏ含有量が０．０２％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいＭｏ含有量は０．０５〜０．５０％であり、さらに好ましいＭｏ含有量は、０．１０〜０．３０％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の疲労強度を高める。また、Ｍｏは、浸炭処理において、不完全焼入れ層を抑制する。Ｍｏを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Ｍｏ含有量が多すぎれば、鋼の被削性が低下する。さらに、鋼の製造コストも高くなる。したがって、Ｍｏ含有量は、１．００％以下であることが好ましい。Ｍｏ含有量が０．０２％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいＭｏ含有量は０．０５〜０．５０％であり、さらに好ましいＭｏ含有量は、０．１０〜０．３０％である。
＜Ｎｉ：１．００％以下＞
ニッケル（Ｎｉ）は、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が１．００％を超えると、焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、変形抵抗が高くなり冷間鍛造性の低下が顕著となる。そのため、Ｎｉ含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．８０％以下であることがより好ましい。さらに、Ｎｉの焼入れ性向上による疲労強度を高める効果を安定して得るためには、Ｎｉ含有量は０．１０％以上であることが好ましい。
ニッケル（Ｎｉ）は、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が１．００％を超えると、焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果が飽和するだけでなく、変形抵抗が高くなり冷間鍛造性の低下が顕著となる。そのため、Ｎｉ含有量は１．００％以下であることが好ましい。Ｎｉ含有量は０．８０％以下であることがより好ましい。さらに、Ｎｉの焼入れ性向上による疲労強度を高める効果を安定して得るためには、Ｎｉ含有量は０．１０％以上であることが好ましい。
＜Ｖ：０．３０％以下＞
バナジウム（Ｖ）は、鋼中で炭化物を形成し、鋼の疲労強度を高める。バナジウム炭化物は、フェライト中に析出して鋼の芯部（表層以外の部分）の強度を高める。Ｖを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Ｖ含有量が多すぎれば、鋼の冷間鍛造性および疲労強度が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．３０％以下であることが好ましい。Ｖ含有量が０．０３％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいＶ含有量は０．０４〜０．２０％であり、さらに好ましいＶ含有量は、０．０５〜０．１０％である。
バナジウム（Ｖ）は、鋼中で炭化物を形成し、鋼の疲労強度を高める。バナジウム炭化物は、フェライト中に析出して鋼の芯部（表層以外の部分）の強度を高める。Ｖを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Ｖ含有量が多すぎれば、鋼の冷間鍛造性および疲労強度が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．３０％以下であることが好ましい。Ｖ含有量が０．０３％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいＶ含有量は０．０４〜０．２０％であり、さらに好ましいＶ含有量は、０．０５〜０．１０％である。
＜Ｂ：０．０２００％以下＞
ボロン（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の疲労強度を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。Ｂ含有量が０．０２００％を超えると、その効果は飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．０２００％以下であることが好ましい。Ｂ含有量が０．０００５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいＢ含有量は、０．００１０〜０．０１２０％であり、さらに好ましいＢ含有量は、０．００２０〜０．０１００％である。
ボロン（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の疲労強度を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。Ｂ含有量が０．０２００％を超えると、その効果は飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．０２００％以下であることが好ましい。Ｂ含有量が０．０００５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいＢ含有量は、０．００１０〜０．０１２０％であり、さらに好ましいＢ含有量は、０．００２０〜０．０１００％である。
＜Ｍｇ：０．００３５％以下＞
マグネシウム（Ｍｇ）は、Ａｌと同様に、鋼を脱酸し、鋼中の酸化物を微細化する。鋼中の酸化物が微細化することにより、粗大酸化物を破壊起点とする確率が低下し、鋼の疲労強度が高まる。Ｍｇを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Ｍｇ含有量が多すぎれば、上記効果は飽和し、かつ、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．００３５％以下であることが好ましい。Ｍｇ含有量が０．０００１％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいＭｇ含有量は０．０００３〜０．００３０％であり、さらに好ましいＭｇ含有量は、０．０００５〜０．００２５％である。
マグネシウム（Ｍｇ）は、Ａｌと同様に、鋼を脱酸し、鋼中の酸化物を微細化する。鋼中の酸化物が微細化することにより、粗大酸化物を破壊起点とする確率が低下し、鋼の疲労強度が高まる。Ｍｇを少しでも含有すれば、上記効果が得られる。一方、Ｍｇ含有量が多すぎれば、上記効果は飽和し、かつ、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．００３５％以下であることが好ましい。Ｍｇ含有量が０．０００１％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいＭｇ含有量は０．０００３〜０．００３０％であり、さらに好ましいＭｇ含有量は、０．０００５〜０．００２５％である。
本実施の形態による冷間鍛造用鋼はさらに、ＴｉおよびＮｂからなる群から選択される１種または２種を含有してもよい。ＴｉおよびＮｂはいずれも、鋼の冷間鍛造性および疲労強度を高める。
＜Ｔｉ：０．０６０％以下＞
チタン（Ｔｉ）は、微細な炭化物や窒化物、炭窒化物を生成し、ピン止め効果によりオーステナイト結晶粒を微細化する。オーステナイト結晶粒が微細化されることにより、鋼の冷間鍛造性や疲労強度が高まる。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｔｉ含有量が多すぎれば、鋼の被削性および冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０６０％以下であることが好ましい。Ｔｉ含有量が０．００２％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいＴｉ含有量は０．００５〜０．０４０％であり、さらに好ましいＴｉ含有量は、０．０１０〜０．０３０％である。
チタン（Ｔｉ）は、微細な炭化物や窒化物、炭窒化物を生成し、ピン止め効果によりオーステナイト結晶粒を微細化する。オーステナイト結晶粒が微細化されることにより、鋼の冷間鍛造性や疲労強度が高まる。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｔｉ含有量が多すぎれば、鋼の被削性および冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０６０％以下であることが好ましい。Ｔｉ含有量が０．００２％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいＴｉ含有量は０．００５〜０．０４０％であり、さらに好ましいＴｉ含有量は、０．０１０〜０．０３０％である。
＜Ｎｂ：０．０８０％以下＞
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｔｉと同様に、微細な炭化物や窒化物、炭窒化物を生成してオーステナイト結晶粒を微細化し、鋼の冷間鍛造性および疲労強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｎｂ含有量が多すぎれば、上記効果は飽和し、かつ、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下であることが好ましい。Ｎｂ含有量が０．０１０％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいＮｂ含有量は０．０１５〜０．０５０％であり、さらに好ましいＮｂ含有量は、０．０２０〜０．０４０％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｔｉと同様に、微細な炭化物や窒化物、炭窒化物を生成してオーステナイト結晶粒を微細化し、鋼の冷間鍛造性および疲労強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｎｂ含有量が多すぎれば、上記効果は飽和し、かつ、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下であることが好ましい。Ｎｂ含有量が０．０１０％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。より好ましいＮｂ含有量は０．０１５〜０．０５０％であり、さらに好ましいＮｂ含有量は、０．０２０〜０．０４０％である。
以上のように、本実施形態の冷間鍛造用鋼は、上述の基本元素を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも１種とを含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有する。
［デンドライト組織］
連続鋳造鋳片の凝固組織は、通常はデンドライト形態を呈している。鋼材中の硫化物は、凝固前（溶鋼中）、または凝固時に晶出することが多く、デンドライト１次アーム間隔に大きく影響を受ける。すなわち、デンドライト１次アーム間隔が小さければ、樹間に晶出する硫化物は小さくなる。本実施形態の冷間鍛造用鋼は、鋳片の段階におけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満であることが望ましい。
連続鋳造鋳片の凝固組織は、通常はデンドライト形態を呈している。鋼材中の硫化物は、凝固前（溶鋼中）、または凝固時に晶出することが多く、デンドライト１次アーム間隔に大きく影響を受ける。すなわち、デンドライト１次アーム間隔が小さければ、樹間に晶出する硫化物は小さくなる。本実施形態の冷間鍛造用鋼は、鋳片の段階におけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満であることが望ましい。
［硫化物］
硫化物は、切削性の向上に有用であるため、その個数密度を確保することが必要である。Ｓ量を増加すると被削性は向上するが、粗大な硫化物が増加する。熱間圧延等によって延伸した粗大な硫化物は、冷間鍛造性を損なうため、サイズおよび形状を制御することが必要である。さらに、被削時の切りくず処理性を向上するには、硫化物を微細に分散することが必要である。すなわち、硫化物同士の間隔を小さくすることが重要である。
なお、介在物が硫化物であることは、走査型電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＳ）によって確認すればよい。
硫化物は、切削性の向上に有用であるため、その個数密度を確保することが必要である。Ｓ量を増加すると被削性は向上するが、粗大な硫化物が増加する。熱間圧延等によって延伸した粗大な硫化物は、冷間鍛造性を損なうため、サイズおよび形状を制御することが必要である。さらに、被削時の切りくず処理性を向上するには、硫化物を微細に分散することが必要である。すなわち、硫化物同士の間隔を小さくすることが重要である。
なお、介在物が硫化物であることは、走査型電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＳ）によって確認すればよい。
硫化物同士の平均距離（硫化物間の粒子間距離）と、切りくず処理性との関係について種々実験を行った結果、硫化物間の粒子間距離が、３０．０μｍ未満であれば、良好な切りくず処理性が得られることを確認している。硫化物間の粒子間距離は、画像解析によって求めることができる。
また、本実施形態における冷間鍛造用鋼は、さらに下記式（１）および下記（２）を満たす。
ｄ＋３σ＜１０．０μｍ ・・・（１）
ＳＡ／ＳＢ＜０．３０ ・・・（２）
ＳＡ／ＳＢ＜０．３０ ・・・（２）
上記式（１）におけるｄは円相当径１μｍ以上の硫化物の平均円相当径（μｍ）であり、σは円相当径１μｍ以上の硫化物の円相当径の標準偏差である。また、上記式（２）におけるＳＡは円相当径で１μｍ以上３μｍ未満の硫化物の個数であり、ＳＢは円相当径で１μｍ以上の硫化物の個数である。
なお、硫化物の円相当径は、硫化物の面積と等しい面積を有する円の直径であり、画像解析によって求めることができる。同様に、硫化物の個数は、画像解析によって求めることができる。
なお、硫化物の円相当径は、硫化物の面積と等しい面積を有する円の直径であり、画像解析によって求めることができる。同様に、硫化物の個数は、画像解析によって求めることができる。
［式（１）について］
上述の通り、鋼の鋳片のデンドライト１次アーム間隔を低減して、デンドライト樹間から晶出した微細な硫化物の割合を増やし、１０μｍを超える硫化物を無くせば、鋼の冷間鍛造性が向上する。観察視野９ｍｍ２当りに検出される硫化物の円相当径のばらつきを標準偏差σとして算出し、この標準偏差の３σに平均円相当径ｄを加えた値を上記式（１）の左辺（Ｆ１）とし、Ｆ１を次のとおり定義した。
上述の通り、鋼の鋳片のデンドライト１次アーム間隔を低減して、デンドライト樹間から晶出した微細な硫化物の割合を増やし、１０μｍを超える硫化物を無くせば、鋼の冷間鍛造性が向上する。観察視野９ｍｍ２当りに検出される硫化物の円相当径のばらつきを標準偏差σとして算出し、この標準偏差の３σに平均円相当径ｄを加えた値を上記式（１）の左辺（Ｆ１）とし、Ｆ１を次のとおり定義した。
Ｆ１＝ｄ＋３σ
ここで、Ｆ１中のｄおよびσは、上記式（１）におけるｄおよびσと同じである。Ｆ１値は、観察視野９ｍｍ２の範囲内で観察される、９９．７％の確率で存在する硫化物の最大円相当径を示している。すなわち、Ｆ１値が１０．０μｍ未満であれば、最大円相当径で１０．０μｍ以上の硫化物はほとんど存在しないことを示しており、鋼の冷間鍛造性が向上する。最大円相当径で１０μｍ以上の粗大な硫化物が減少することにより、切りくず処理性向上のため硫化物間の距離を小さくしたとしても、冷間鍛造性は低下しない。なお、観察対象とした硫化物の円相当径を１μｍ以上としたのは、現実的に汎用の機器で、粒子のサイズと成分を統計的に扱うことが可能でかつ、これより小さな硫化物を制御しても冷間鍛造性および切りくず処理性に与える影響が少ないためである。
［式（２）について］
一方で、観察される硫化物のうち、円相当径が１μｍ以上３μｍ未満の硫化物の個数を、円相当径が１μｍ以上の硫化物の個数で除した個数密度が０．３０以上の場合に、切りくず処理性が低下する。この個数密度を上記式（２）の左辺（Ｆ２）とし、Ｆ２を次の通り定義した。
一方で、観察される硫化物のうち、円相当径が１μｍ以上３μｍ未満の硫化物の個数を、円相当径が１μｍ以上の硫化物の個数で除した個数密度が０．３０以上の場合に、切りくず処理性が低下する。この個数密度を上記式（２）の左辺（Ｆ２）とし、Ｆ２を次の通り定義した。
Ｆ２＝ＳＡ／ＳＢ
ここで、Ｆ２中のＳＡおよびＳＢは上記式（２）におけるＳＡおよびＳＢと同じである。Ｆ２値が０．３０未満であれば、切削時の切りくず分断時に応力集中源になり難い微細な硫化物の割合が少なくなるため、切りくず処理性が向上する。なお、観察対象とした硫化物の円相当径を１μｍ以上としたのは、これより小さな硫化物を制御しても冷間鍛造性および切りくず処理性に効果がないためである。
［製造方法］
本発明の一実施形態による冷間鍛造用鋼の製造方法を説明する。本実施形態の冷間鍛造用鋼の製造方法は、上記の化学成分を有し、かつ表層から１５ｍｍの範囲内におけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満である鋳片を連続鋳造し、この鋳片を熱間加工し、更に焼鈍することによって製造される。熱間加工は、熱間圧延を含んでもよい。また、焼鈍は球状化焼鈍が好ましい。
本発明の一実施形態による冷間鍛造用鋼の製造方法を説明する。本実施形態の冷間鍛造用鋼の製造方法は、上記の化学成分を有し、かつ表層から１５ｍｍの範囲内におけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満である鋳片を連続鋳造し、この鋳片を熱間加工し、更に焼鈍することによって製造される。熱間加工は、熱間圧延を含んでもよい。また、焼鈍は球状化焼鈍が好ましい。
［連続鋳造工程］
上記化学組成および上記式（１）を満たす鋼の鋳片を連続鋳造法により製造する。造塊法によりインゴット（鋼塊）にしてもよい。鋳造条件は、例えば、２２０ｍｍ×２２０ｍｍ角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを１０〜５０℃とし、鋳込み速度を１．０〜１．５ｍ／分とする条件を例示できる。
上記化学組成および上記式（１）を満たす鋼の鋳片を連続鋳造法により製造する。造塊法によりインゴット（鋼塊）にしてもよい。鋳造条件は、例えば、２２０ｍｍ×２２０ｍｍ角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを１０〜５０℃とし、鋳込み速度を１．０〜１．５ｍ／分とする条件を例示できる。
さらに、上述したデンドライト一次アーム間隔を６００μｍ未満にするために、上記化学組成を有する溶鋼を鋳造する際に、鋳片表面から１５ｍｍの深さにおける液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度を１００℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下とすることが望ましい。平均冷却速度が１００℃／ｍｉｎ未満では、鋳片表面から１５ｍｍの深さ位置におけるデンドライト一次アーム間隔を６００μｍ未満とすることが困難となり、硫化物を微細分散できないおそれがある。一方、平均冷却速度が５００℃／ｍｉｎ超では、デンドライト樹間から晶出する硫化物が微細になり過ぎ、切りくず処理性が低下してしまうことがある。
液相線温度から固相線温度までの温度域とは、凝固開始から凝固終了までの温度域のことである。したがって、この温度域での平均冷却温度とは、鋳片の平均凝固速度を意味する。上記の平均冷却速度は、例えば、鋳型断面の大きさ、鋳込み速度等は適正な値に制御すること、または鋳込み直後において、水冷に用いる冷却水量を増大させるなどの手段により達成できる。これは、連続鋳造法および造塊法共に適用可能である。
上記の１５ｍｍ深さの冷却速度は、得られた鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から１５ｍｍの深さの位置のそれぞれについて鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライト２次アーム間隔λ２（μｍ）を１００点測定し、下記式（Ｂ）に基づいて、その値からスラブの液相線温度から固相線温度までの温度域内の冷却速度Ａ（℃／秒）を算出し、算術平均した平均である。
λ２＝７１０×Ａ−０．３９ ・・・（Ｂ）
例えば、鋳造条件を変更した複数の鋳片を製造し、各鋳片における冷却速度を上記式（Ｂ）により求め、得られた冷却速度から最適な鋳造条件を決定すればよい。
次いで、鋳片またはインゴットを熱間加工して、ビレット（鋼片）を製造し、さらに、ビレットを熱間圧延して、棒鋼や線材とする。
製造された棒鋼、線材に対して、球状化焼鈍処理を実施する。球状化焼鈍処理により、棒鋼、線材の冷間鍛造性を高めることができる。このようにして、本実施形態の冷間鍛造用鋼が得られる。
また、球状化焼鈍処理を実施された棒鋼、線材を冷間鍛造し、粗形状の中間品を製造する。
次に、製造された中間品に対して、必要に応じて機械加工によって所定の形状に切削し、さらに周知の条件で、表面硬化処理を実施する。表面硬化処理は、例えば、浸炭処理や窒化処理、高周波焼入れである。また、表面硬化処理を実施しなくてもよい。
表面硬化処理後の中間品を機械加工により所定の形状に切削する。このようにして、冷間鍛造用鋼からなる機械部品が得られる。
次に、製造された中間品に対して、必要に応じて機械加工によって所定の形状に切削し、さらに周知の条件で、表面硬化処理を実施する。表面硬化処理は、例えば、浸炭処理や窒化処理、高周波焼入れである。また、表面硬化処理を実施しなくてもよい。
表面硬化処理後の中間品を機械加工により所定の形状に切削する。このようにして、冷間鍛造用鋼からなる機械部品が得られる。
以下に本発明を実施例によって具体的に説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性および効果を確認するために採用した１条件例であり、本発明は、この１条件例のみに限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明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。
表１および表２に示す化学組成を有する鋼Ａ〜ＡＨを２７０ｔｏｎ転炉で溶製し、連続鋳造機を用いて連続鋳造を実施して、２２０ｍｍ×２２０ｍｍ角の鋳片を製造した。鋳造条件は、２２０ｍｍ×２２０ｍｍ角の鋳型を用いて、タンディッシュ内の溶鋼のスーパーヒートを１０〜５０℃とし、鋳込み速度を１．０〜１．５ｍ／分とする条件で行った。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。
鋳片の連続鋳造において、鋳片の表面から１５ｍｍの深さの位置における液相線温度から固相線温度までの温度域内の平均冷却速度の変更は、鋳型の冷却水量を変更することによって行った。
表１に示す鋼Ａ〜Ｌは、本発明で規定する化学組成を有する鋼である。表２に示す鋼Ｍ〜ＡＨは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。表２中の数値の下線は、本実施の形態による冷間鍛造用鋼の範囲外であることを示す。
連続鋳造により得られた鋳片を素材として、熱間鍛造を行い、棒鋼の試作を行った。本実施例では、デンドライト組織観察用の試験片を採取するために、鋳片を一旦室温まで冷却した。
その後、各鋳片を１２５０℃で２時間加熱し、加熱後の鋳片を熱間鍛造して、直径３０ｍｍの複数の丸棒を製造した。熱間鍛造後、丸棒を大気中で放冷した。
次に、直径３０ｍｍの丸棒に対して、球状化焼鈍処理を実施した。具体的には、上述の丸棒を、加熱炉を用いて１３００℃で１時間均熱した。次に、丸棒を別の加熱炉に移し、９２５℃で１時間均熱し、均熱後に丸棒を放冷した。次に、丸棒を再び加熱し、７６５℃で１０時間均熱した。均熱後、１５℃／ｈの冷却速度で丸棒を６５０℃まで冷却した。その後、丸棒を放冷した。このようにして、試験番号１〜３４の冷間鍛造用鋼からなる鋼材を製造した。
［凝固組織観察方法］
凝固組織は、上記の鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から深さ方向に１５ｍｍ位置を鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライト１次アーム間隔および２次アーム間隔を１００点測定し、平均値を求めた。
凝固組織は、上記の鋳片の断面をピクリン酸にてエッチングし、鋳片表面から深さ方向に１５ｍｍ位置を鋳込み方向に５ｍｍピッチでデンドライト１次アーム間隔および２次アーム間隔を１００点測定し、平均値を求めた。
［ミクロ組織観察方法］
球状化焼鈍処理後の丸棒のミクロ組織を観察した。丸棒のＤ／４位置を軸方向に対して垂直に切断し、ミクロ組織観察用の試験片を採取した。試験片の切断面を研磨し、ナイタル腐食液で腐食した。腐食後、４００倍の光学顕微鏡で、切断面の中央部のミクロ組織を観察した。各マークの丸棒のミクロ組織はいずれも、フェライトに球状セメンタイトが分散した組織であった。
球状化焼鈍処理後の丸棒のミクロ組織を観察した。丸棒のＤ／４位置を軸方向に対して垂直に切断し、ミクロ組織観察用の試験片を採取した。試験片の切断面を研磨し、ナイタル腐食液で腐食した。腐食後、４００倍の光学顕微鏡で、切断面の中央部のミクロ組織を観察した。各マークの丸棒のミクロ組織はいずれも、フェライトに球状セメンタイトが分散した組織であった。
さらに、ミクロ組織観察用試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４４に規定されたビッカース硬さ試験を実施した。５箇所の硬さを測定した結果、各丸棒のビッカース硬さはいずれもＨｖ１００〜１４０の範囲内であり、各丸棒は、同程度の硬度を有した。
表３および表４に、Ｆ１値およびＦ２値を示す。
［硫化物観察方法］
球状化焼鈍後の丸棒のＤ／４位置を軸方向に対して垂直に切断し、硫化物観察用の試験片を採取した。試験片を樹脂埋めした後、被検面を鏡面研磨した。被検面は、冷間鍛造用鋼の長手方向と平行である。被検面内の硫化物を走査型電子顕微鏡とエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＳ）により特定した。具体的には、縦１０ｍｍ×横１０ｍｍの研磨試験片を１０個作製し、これらの研磨試験片の所定位置を走査型電子顕微鏡にて１００倍で写真撮影して、０．９ｍｍ２の検査基準面積（領域）の画像を１０視野分準備した。硫化物の観察視野は、９ｍｍ２である。各観察領域において、走査型電子顕微鏡で観察される反射電子像のコントラストに基づいて、硫化物を特定した。反射電子像では、観察領域をグレースケール画像で表示した。反射電子像内におけるマトリクス（母材）、硫化物、酸化物のコントラストはそれぞれ異なるものとなった。その観察視野（画像）中の円相当径が１μｍ以上の硫化物の粒径分布を検出した。これらの寸法（直径）は、硫化物の面積と同一の面積を有する円の直径を示す円相当径に換算した。検出した硫化物の粒径分布から、硫化物の平均円相当径および標準偏差を算出した。
球状化焼鈍後の丸棒のＤ／４位置を軸方向に対して垂直に切断し、硫化物観察用の試験片を採取した。試験片を樹脂埋めした後、被検面を鏡面研磨した。被検面は、冷間鍛造用鋼の長手方向と平行である。被検面内の硫化物を走査型電子顕微鏡とエネルギー分散型Ｘ線分光分析装置（ＥＤＳ）により特定した。具体的には、縦１０ｍｍ×横１０ｍｍの研磨試験片を１０個作製し、これらの研磨試験片の所定位置を走査型電子顕微鏡にて１００倍で写真撮影して、０．９ｍｍ２の検査基準面積（領域）の画像を１０視野分準備した。硫化物の観察視野は、９ｍｍ２である。各観察領域において、走査型電子顕微鏡で観察される反射電子像のコントラストに基づいて、硫化物を特定した。反射電子像では、観察領域をグレースケール画像で表示した。反射電子像内におけるマトリクス（母材）、硫化物、酸化物のコントラストはそれぞれ異なるものとなった。その観察視野（画像）中の円相当径が１μｍ以上の硫化物の粒径分布を検出した。これらの寸法（直径）は、硫化物の面積と同一の面積を有する円の直径を示す円相当径に換算した。検出した硫化物の粒径分布から、硫化物の平均円相当径および標準偏差を算出した。
また、硫化物間の平均距離は、硫化物の粒径分布を検出した観察視野（画像）から、円相当径が１μｍ以上の硫化物の重心を求め、各硫化物について他の硫化物との重心間距離を測定し、各硫化物について最も近接して存在する硫化物の距離を測定した。そして、各視野の最近接硫化物間距離の実測値の平均距離を硫化物間の平均距離とした。
［冷間鍛造性試験］
球状化焼鈍後の直径３０ｍｍの丸棒のＲ／２位置から、丸棒試験片を作製した。丸棒試験片は、直径３０ｍｍの丸棒のＲ／２位置を中心とした直径１０ｍｍ、長さ１５ｍｍの試験片であり、丸棒試験片の長手方向は、直径３０ｍｍの丸棒の鍛伸軸と平行であった。
球状化焼鈍後の直径３０ｍｍの丸棒のＲ／２位置から、丸棒試験片を作製した。丸棒試験片は、直径３０ｍｍの丸棒のＲ／２位置を中心とした直径１０ｍｍ、長さ１５ｍｍの試験片であり、丸棒試験片の長手方向は、直径３０ｍｍの丸棒の鍛伸軸と平行であった。
各鋼について、８個の丸棒試験片を作製した。冷間圧縮試験には、５００ｔｏｎ油圧プレスを使用した。８個の丸棒試験片を使用して圧縮率を段階的に引き上げて冷間圧縮を実施した。具体的には、初期圧縮率で８個の丸棒試験片を冷間圧縮した。冷間圧縮後、各丸棒試験片に割れが発生したか否かを目視により確認した。割れが確認された丸棒試験片を排除した後、残った丸棒試験片（つまり、割れが観察されなかった丸棒試験片）に対して、圧縮率を引き上げて冷間圧縮を再度実施した。実施後、割れの有無を確認した。割れが確認された丸棒試験片を排除した後、残った丸棒試験片に対して、圧縮率を引き上げて冷間圧縮を再度実施した。８個の試験片のうち、割れが確認された丸棒試験片が４個になるまで、上述の工程を繰り返した。８個の試験片のうち、４個の丸棒試験片に割れが確認されたときの圧縮率を「限界圧縮率」と定義した。なお、８０％の圧縮率で冷間圧縮を実施した後、割れが確認された丸棒試験片が４個以下である場合、その鋼の限界圧縮率を「８０％」とした。
冷間鍛造性の目標は、実用上問題ない圧縮率である７５％以上とした。
［被削性試験］
各鋼について、上記の球状化焼鈍を施した直径３０ｍｍの棒鋼の残りを用いて、冷間鍛造の代わりに冷間での引抜きにより歪を与え、その引抜き後の被削性で冷間鍛造後の被削性を評価した。
各鋼について、上記の球状化焼鈍を施した直径３０ｍｍの棒鋼の残りを用いて、冷間鍛造の代わりに冷間での引抜きにより歪を与え、その引抜き後の被削性で冷間鍛造後の被削性を評価した。
具体的には、軟化焼鈍を施した直径３０ｍｍの丸棒鋼の残りを、減面率３０．６％で冷間引抜きして、直径２５ｍｍの棒鋼にした。この冷間引抜きした棒鋼を長さ５００ｍｍに切断して、旋削加工用の試験材を得た。
このようにして得た直径２５ｍｍで長さ５００ｍｍの試験材の外周部を、ＮＣ旋盤を用いて、下記の条件で旋削加工し、被削性を調査した。
切りくず処理性は、以下の方法で評価した。被削性試験中の１０秒間で排出された切りくずを回収した。回収された切りくずの長さを調べ、長いものから順に１０個の切りくずを選択した。選択された１０個の切りくずの総重量を「切りくず重量」と定義した。切りくずが長くつながった結果、切りくずの総数が１０個未満である場合、回収された切りくずの総重量を測定し、１０個の個数に換算した値を「切りくず重量」と定義した。例えば、切りくずの総数が７個であって、その総重量が１２ｇである場合、切りくず重量は、１２ｇ×１０個／７個、と計算した。
＜使用チップ＞
母材材質：超硬Ｐ２０種グレード。
コーティング：なし。
＜旋削加工条件＞
周速：１５０ｍ／分。
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ。
切り込み：０．４ｍｍ。
潤滑：水溶性切削油を使用。
母材材質：超硬Ｐ２０種グレード。
コーティング：なし。
＜旋削加工条件＞
周速：１５０ｍ／分。
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ。
切り込み：０．４ｍｍ。
潤滑：水溶性切削油を使用。
各マークの切りくず重量が１５ｇ以下であれば、切りくず処理性が高いと判断した。切りくず重量が１５ｇを超える場合、切りくず処理性が低いと評価した。
表１および表３に示すように、試験番号１〜１２の鋼（鋼Ａ〜Ｌ）の化学組成は、本発明の冷間鍛造用鋼の化学組成の範囲内であり、かつ、上記式（１）を満たした。その結果、試験番号１〜１２の鋼は、優れた冷間鍛造性および被削性を有した。
試験番号１３の鋼は、Ｂｉを含有せず、Ｓ含有量が規定値の下限以下であった。そのため、生成した硫化物の円相当径が小さく、上記式（１）を満たしたが、硫化物間の平均距離が３０．０μｍを超えたため、冷間鍛造性は高いものの、被削性は低かった。具体的には、切りくず重量が１５ｇを超えた。
試験番号１４〜１７は、Ｂｉを含有しなかった。そのため、上記式（１）を満たさなかった。粗大な硫化物が存在したため、冷間鍛造性が基準値を下回った。
試験番号１８は、Ｂｉを含有したがＳ含有量が規定値の上限を超えた。その結果、デンドライト１次アーム間隔は規定値を超え、上記式（１）を満たさなかったため、冷間鍛造性が基準値を下回った。Ｓ含有量が多く、粗大な硫化物が存在したため、冷間鍛造性が基準値を下回ったと推測される。
試験番号１９および試験番号２０は、Ｂｉを含有したがＳ含有量が規定値の下限以下であった。その結果、上記式（１）を満たし、冷間鍛造性は基準値以上であったものの、上記式（２）を満たさず円相当径３μｍ未満の硫化物が多く、かつ、硫化物間の平均距離が３０．０μｍ以上であったため、切りくず重量が１５ｇを超えた。
試験番号２１は、Ｂｉ、Ｓｂ、ＳｎおよびＰｂの合計含有量が規定値の上限を超えた。その結果、上記式（１）を満たし、冷間鍛造性は規定値以上であったものの、上記式（２）を満たさなかった。そのため、円相当径３μｍ未満の硫化物が多く、切りくず重量が１５ｇを超えた。
試験番号２２〜３４は、Ｂｉ、Ｓｂ、ＳｎおよびＰｂの合計含有量が規定値の上限を超えている。その結果、上記式（１）を満たし、冷間鍛造性は規定値以上であったものの、上記式（２）を満たさなかった。そのため、円相当径３μｍ未満の硫化物が多く、切りくず重量が１５ｇを超えた。
試験番号２２〜３４は、Ｂｉ、Ｓｂ、ＳｎおよびＰｂの合計含有量が規定値の上限を超えている。その結果、上記式（１）を満たし、冷間鍛造性は規定値以上であったものの、上記式（２）を満たさなかった。そのため、円相当径３μｍ未満の硫化物が多く、切りくず重量が１５ｇを超えた。
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．３０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
Ｍｎ：０．４０〜２．００％、
Ｓ：０．００８〜０．０４０％未満、
Ｃｒ：０．０１〜３．００％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ：０．０２５０％以下および
Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％
を含有し、更に
Ｓｂ：０．０００１〜０．００５０％
Ｓｎ：０．０００１〜０．００５０％および
Ｐｂ：０．０００１〜０．００５０％
からなる群から選択される１種または２種以上を含有し、
Ｂｉ、Ｓｂ、ＳｎおよびＰｂの合計含有量を０．００５０％以下とし、
残部がＦｅおよび不純物からなり、
更に、ＰおよびＯがそれぞれ、
Ｐ：０．０５０％以下および
Ｏ：０．００２０％以下であり、
下記式（１）および下記式（２）を満たし、
鋼中の硫化物同士の平均距離が３０．０μｍ未満であることを特徴とする冷間鍛造用鋼。
ｄ＋３σ＜１０．０μｍ ・・・（１）
ＳＡ／ＳＢ＜０．３０ ・・・（２）
式（１）におけるｄは円相当径１μｍ以上の硫化物の平均円相当径であり、σは円相当径１μｍ以上の硫化物の円相当径の標準偏差であり、式（２）におけるＳＡは円相当径で１μｍ以上３μｍ未満の硫化物の個数であり、ＳＢは円相当径で１μｍ以上の硫化物の個数である。 - Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｍｏ：１．００％以下、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｖ：０．３０％以下、
Ｂ：０．０２００％以下および
Ｍｇ：０．００３５％以下
からなる群から選択される１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷間鍛造用鋼。 - Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｔｉ：０．０６０％以下および
Ｎｂ：０．０８０％以下
からなる群から選択される１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の冷間鍛造用鋼。 - 請求項１〜請求項３のいずれか一項に記載の化学成分を有し、かつ表層から１５ｍｍの範囲内におけるデンドライト１次アーム間隔が６００μｍ未満である鋳片を鋳造し、前記鋳片を熱間加工し、更に焼鈍することを特徴とする冷間鍛造用鋼の製造方法。
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