JP5472063B2 - 冷間鍛造用快削鋼 - Google Patents

Description

本発明は、快削鋼に関し、さらに詳しくは、冷間鍛造用快削鋼に関する。

機械構造用鋼は、産業用機械、建設用機械、及び、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。

熱間鍛造は加熱によるエネルギーロスが大きい。また、切削加工の切削代が多ければ、歩留まりが低下する。そのため、エネルギーロスの低減及び切削代の低減が求められている。冷間鍛造により機械部品が製造される場合、熱間鍛造により機械部品が製造される場合と比較して、エネルギーロスが小さく、切削代も低減できる。

冷間鍛造に利用される鋼（冷間鍛造用鋼）には、冷間鍛造時に割れが発生しにくい特性（以下、冷間鍛造性という）が求められる。冷間鍛造用鋼はさらに、機械部品に用いられるため、優れた疲労強度も求められる。

さらに、冷間鍛造用鋼は切削代を低減できると言えども、冷間鍛造後に多少は切削加工されるため、優れた被削性も求められる。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ＭｎＳを主体とする硫化物系介在物（以下、Ｍｎ硫化物という）を形成する。Ｍｎ硫化物は、鋼の被削性を向上する。

しかしながら、Ｍｎ硫化物の高温における変形抵抗は低く、Ｍｎ硫化物は、熱間加工時に延伸されやすい。延伸されたＭｎ硫化物は、鋼の冷間鍛造性や疲労強度を低下する。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。

冷間鍛造用鋼の被削性を改善するために、鉛（Ｐｂ）やビスマス（Ｂｉ）を含有する冷間鍛造用快削鋼が提案されている。Ｐｂ及びＢｉは、Ｓ含有量を低減しても、冷間鍛造性や疲労強度の低下を抑制でき、かつ、優れた被削性を有する。しかしながら、ＰｂやＢｉは環境に有害であり、単価も高い。そのため、これらの元素を利用せずに、冷間鍛造用鋼の被削性を高める方が好ましい。

特許文献１〜３は、ＰｂやＢｉを含有せずに、優れた被削性を有する冷間鍛造用快削鋼を提案している。

特許文献１及び２に開示された冷間鍛造用鋼は、Ｓ及び０．０３質量％以下のテルル（Ｔｅ）を含有し、Ｔｅ／Ｓは０．０４以上である。特許文献１及び２では、冷間鍛造用鋼が上述の化学組成を有することにより、鋼中のＭｎＳの展伸が抑制され、冷間鍛造性が高まると記載されている。

特許文献３に開示された機械構造用鋼は、０．０３質量％以上のＳと、Ｔｅと、カルシウム（Ｃａ）と酸素（Ｏ）とを含有し、Ｃａ／Ｏが０．８以上であり、Ｔｅ／Ｓが０．００７以上０．０５未満である。このような化学組成を有することにより、冷間鍛造用快削鋼の被削性が向上すると記載されている。

特開昭５５−１４１５４９号公報 特開昭５５−１２２８５９号公報 特開２００４−２９２９２９号公報

しかしながら、特許文献１及び２に開示された冷間鍛造用鋼や、特許文献３に開示された機械構造用鋼では、熱間加工性が低下する場合がある。冷間鍛造用快削鋼であっても、冷間鍛造の素材は、熱間圧延等の熱間加工によって製造される。そのため、冷間鍛造用快削鋼では、優れた被削性、冷間鍛造性、疲労強度と共に、優れた熱間加工性も求められる。

本発明の目的は、被削性、冷間鍛造性、疲労強度及び熱間加工性に優れた、冷間鍛造用快削鋼を提供することである。

課題を解決するための手段及び発明の効果

本発明の実施の形態による冷間鍛造用快削鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．４０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以上０．０４０％未満、Ａｌ：０．０１０％を超え０．０３５％以下、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｃａ：０．０００４〜０．００３５％、Ｔｅ：０．０００１〜０．００４３％、Ｎ：０．０２５％以下、Ｏ：０．０００５〜０．００４０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす。

０．０５＜（Ｃａ＋Ｔｅ）／（Ｓ＋Ｏ）＜０．３５ （１）
Ｃａ／Ｔｅ＞０．８０ （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。

本発明の実施の形態による冷間鍛造用快削鋼は、優れた被削性、冷間鍛造性、疲労強度及び熱間加工性を有する。

本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．３０％以下、Ｂ：０．０２％以下及びＭｇ：０．００３５％以下からなる群から選択される１種以上を含有する。

本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０６％以下及びＮｂ：０．０８％以下からなる群から選択される１種以上を含有する。

図１は、冷間鍛造用快削鋼において、Ｓ含有量及びＣａ含有量をほぼ一定とした鋼種の、Ｔｅ含有量とＭｎ硫化物の球状化率との関係を示す図である。 図２は、実施例中の丸棒のうち、疲労試験片の一部の採取箇所を示す図である。 図３は、疲労試験片の側面図である。 図４は、実施例中の浸炭処理のヒートパターンを示す図である。

本発明の実施の形態を詳しく説明する。以下、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、「質量％」を意味する。

［本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼の概要］
本発明者らは、冷間鍛造用快削鋼に関する研究及び検討の結果、以下の知見を得た。

（ａ）鋼中のＭｎ硫化物は、鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｍｎ硫化物は高温での変形抵抗が低いため、熱間加工により変形しやすく、熱間加工時に延伸されやすい。延伸されたＭｎ硫化物は、冷間鍛造性や疲労強度を低下する。被削性を維持しつつ、冷間鍛造性及び疲労強度を高めるには、Ｍｎ硫化物の高温での変形抵抗を高め、熱間加工時にＭｎ硫化物が延伸されにくく球状を維持する必要がある。

（ｂ）Ｍｎ硫化物は、Ｃａを固溶することにより、高温での変形抵抗を高め、熱間加工後でも球状を維持しやすい。つまり、Ｃａを固溶すると、Ｍｎ硫化物は、熱間加工後においても、アスペクト比が小さく、ほぼ球状である。したがって、冷間鍛造性及び疲労強度を高めるために、Ｃａは必須元素として鋼に含有される必要がある。

（ｃ）鋼中の微量なＴｅは、ＣａがＭｎ硫化物に固溶するのを促進する。このとき、微量なＴｅも、ＣａとともにＭｎ硫化物に固溶する。図１は、上述の化学組成を有する冷間鍛造用快削鋼において、Ｓ含有量及びＣａ含有量をほぼ一定とした鋼種の、Ｔｅ含有量とＭｎ硫化物の球状化率との関係を示す図である。図１は、以下の方法により得られた。上述の化学組成を有し、Ｔｅ含有量が異なる複数の冷間鍛造用快削鋼からなる複数のインゴットを製造した。各冷間鍛造用快削鋼のＳ含有量は０．０１８〜０．０２２質量％、Ｃａ含有量はいずれも２４ｐｐｍ（０．００２４質量％）であった。インゴットを１２５０℃で２時間加熱した後に熱間鍛造（鍛錬比：３５）して直径３８ｍｍの丸棒を製造した。製造された各丸棒のＲ／２位置（丸棒の切断面の中心点と外周との間を２等分する点）を含む１０ｍｍ×１０ｍｍの表面を有する試験片を採取した。以降、１０ｍｍ×１０ｍｍの表面を「被検面」という。被検面は、鍛伸軸に平行であった。

試験片を樹脂埋めした後、被検面を鏡面研磨した。次に、被検面内のＭｎ硫化物の形態を、エネルギ分散型Ｘ線マイクロアナライザ（ＥＤＳ）を敷設したＳＥＭを用いて観察した。観察は倍率５００倍で反射電子像を１００視野撮影し、画像解析を行った。観察した被検面の総面積は約４．４ｍｍ^２であった。画像解析で検出されたＭｎ硫化物のうち、その面積を円に換算した時の直径が１μｍ以上のＭｎ硫化物を対象として、個々のＭｎ硫化物の面積とアスペクト比を求めた。アスペクト比とは、各Ｍｎ硫化物において、その最大の長さをＬとし、最大の長さ方向と直交する幅のうちの最大の幅をＷとした場合の、ＬとＷの比（Ｌ／Ｗ）とした。そして、対象としたＭｎ硫化物の総面積に対する、アスペクト比が３未満であるＭｎ硫化物の面積率を、Ｍｎ硫化物の球状化率と定義した。検出されたＭｎ硫化物のうち、その面積を円換算したときの直径が１μｍ以上のＭｎ硫化物を対象とした理由は、面積を円換算したときの直径が１μｍ未満のＭｎ硫化物は、冷間鍛造性及び疲労強度に対してほとんど影響しないからである。

また同時にＥＤＳを用いて、面積を円換算したときの直径が１μm以上のＭｎ硫化物について組成分析もおこなった。その結果、Ｃａを１ａｔ％以上固溶したＭｎ硫化物は、その９５％以上のアスペクト比が３未満であった。

図１より、Ｃａ含有量は同じであるにもかかわらず、Ｔｅ含有量が増加するにしたがい、Ｍｎ硫化物の球状化率は顕著に増大した。

以上より、Ｃａのみを含有する場合よりも、Ｃａ及び微量なＴｅを含有した方が、鋼中のＭｎ硫化物の球状化率がさらに高まる。Ｍｎ硫化物の球状化率が高まれば、鋼の冷間鍛造性及び疲労強度は高まる。したがって、Ｃａ及びＴｅは必須元素として含有される必要がある。

（ｄ）鋼中のＣａは、Ｓや酸素（Ｏ）と結合してＣａＳやＣａＯを生成する。Ｃａを固溶したＭｎ硫化物は、ＣａＳを核として晶出するので、Ｍｎ硫化物にＣａを固溶させるには、より多くのＣａＳを生成させる必要がある。Ｃａ含有量に対してＯ含有量が過剰な場合は、ＣａＯが多量に生成しＣａＳの量が少なくなるので、Ｃａを固溶したＭｎ硫化物を増やすことができない。一方、Ｃａ含有量に対してＳ含有量が過剰である場合、ＣａＳを核として晶出しないＭｎ硫化物が増えるため、この場合もＣａを固溶したＭｎ硫化物を増やすことができない。

したがって、Ｃａ含有量とＴｅ含有量とがＳ含有量やＯ含有量と比較して少なければ、Ｍｎ硫化物の球状化率を高めることができない。Ｍｎ硫化物の球状化率が低いと、冷間鍛造性及び疲労強度を高めることができない。一方、Ｃａ含有量とＴｅ含有量とがＳ含有量やＯ含有量と比較して過剰に多ければ、Ｍｎ硫化物の球状化率が過剰に高くなる。Ｍｎ硫化物の球状化率が過剰に高くなると、鋼の被削性が低下する。具体的には、切削抵抗が高くなり、切りくず処理性が低下する。

（ｅ）以上より、鋼の冷間鍛造性及び疲労強度を高めつつ、かつ、鋼の被削性を維持するために、鋼中のＣａ含有量、Ｔｅ含有量、Ｓ含有量及びＯ含有量は以下の式（１）を満たす必要がある。この場合、Ｍｎ硫化物の球状化率を適正化できる。

０．０５＜（Ｃａ＋Ｔｅ）／（Ｓ＋Ｏ）＜０．３５ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。

（ｆ）Ｔｅ含有量が過剰に多ければ、Ｍｎ硫化物に固溶しなかったＴｅが、マトリックス中に固溶したり、ＦｅＴｅを生成する。マトリックス中に固溶したＴｅや生成したＦｅＴｅは、鋼の熱間加工性を低下し、かつ、鋼の疲労強度を低下する。したがって、マトリックス中に固溶するＴｅの量やＦｅＴｅの生成量は、低減すべきである。上述のとおり、ＴｅはＣａのＭｎ硫化物への固溶促進のために利用され、ＣａとともにＭｎ硫化物に固溶する。このとき、Ｍｎ硫化物に固溶するＴｅの量は、鋼のＣａ含有量に依存する。したがって、Ｍｎ硫化物にＣａとともに固溶される程度のＴｅが鋼に含有されるのが好ましい。

さらに、Ｃａ含有量に対してＴｅ含有量が過剰に多い場合には、結果的にＣａ含有量が不足して、ＣａがＭｎ硫化物へ十分固溶されない場合が生じる。したがって、Ｃａ含有量に対して、Ｔｅ含有量は制限すべきである。

Ｃａ含有量及びＴｅ含有量が以下の式（２）を満たせば、ＴｅをＣａとともにＭｎ硫化物に固溶させ、かつ、マトリックス中へのＴｅの固溶やＦｅＴｅの生成を抑えることができる。そのため、鋼の熱間加工性及び疲労強度を高めることができる。さらに、ＣａをＭｎ硫化物へ十分固溶させることができる。そのため、鋼の冷間鍛造性も高めることができる。

Ｃａ／Ｔｅ＞０．８０ （２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。

（ｇ）Ｃａを含有せず、Ｔｅのみを含有した場合でも、Ｍｎ硫化物にＴｅが固溶することにより、球状化されたＭｎ硫化物が多少は生成される。しかしながら、Ｃａが含有されない場合、Ｍｎ硫化物の球状化率を高めるには、Ｔｅを多量に含有させなければならず、多くのＴｅは、Ｍｎ硫化物ではなくマトリックス中に固溶したり、ＦｅＴｅを生成する。したがって、Ｃａを含有せず、Ｔｅを含有する場合、鋼の熱間加工性及び疲労強度が低下する。

以上の知見に基づいて、本発明者らは、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼を完成した。以下、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼について詳述する。

［化学組成］
本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼は、以下の化学組成からなる。

Ｃ：０．０５〜０．３０％
炭素（Ｃ）は、鋼の引張強度及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、さらに好ましくは、０．１５〜０．２５％である。

Ｓｉ：０．０５〜１．０％
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、０．０５〜１．０％である。好ましいＳｉ含有量は０．１５〜０．７０％であり、さらに好ましくは０．２０〜０．３５％である。

Ｍｎ：０．４０〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼に固溶して鋼の引張強度及び疲労強度を高め、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含有量が高すぎれば、鋼の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．４０〜２．０％である。鋼の引張強度、疲労強度及び焼入れ性を高める場合、好ましいＭｎ含有量は０．６０％以上であり、さらに好ましくは０．７５％以上である。鋼の冷間鍛造性をさらに高める場合、好ましいＭｎ含有量は１．５０％以下であり、さらに好ましくは１．２０％以下である。

Ｐ：０．０５％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含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は０．０５％以下である。好ましいＰ含有量は０．０３５％以下であり、さらに好ましくは、０．０２０％以下である。

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含有量は０．０１０％以上であり、さらに好ましくは、０．０１５％以上である。鋼の冷間鍛造性をさらに高める場合、好ましいＳ含有量は、０．０３０％未満であり、さらに好ましくは、０．０２５％未満である。

Ａｌ：０．０１０％を超え０．０３５％以下
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸し、鋼中の溶存酸素量を調整する。鋼中のカルシウム（Ｃａ）は、酸素と結合してＣａＯを生成しやすい。本実施の形態では、ＣａがＣａＯを生成せずに、ＣａＳを生成し、生成したＣａＳを核としてＣａを固溶したＭｎ硫化物を晶出させる必要がある。Ａｌは、鋼を脱酸することにより、鋼中のＯ（酸素）の量を低減する。そのため、ＣａＯとなるＣａの量が減り、ＣａＳとなるＣａの量が増える。したがって、Ａｌは、ＣａがＣａＯを生成するのを抑制し、ＣａがＣａＳを生成するのを促進する。その結果、Ｃａを固溶したＭｎ硫化物の晶出が促進される。Ａｌ含有量が少なすぎれば、粗大なＣａＯが生成しやすくなる。そのため、Ｍｎ硫化物にＣａが固溶しにくくなり、Ｍｎ硫化物の球状化が促進されず、鋼の冷間鍛造性や疲労強度が低下する。一方、Ａｌ含有量が多すぎれば、脱酸効果が飽和し、さらに、粗大なＡｌ_２Ｏ_３系介在物が生成しやすくなる。粗大なＡｌ_２Ｏ_３系介在物は、冷間鍛造性や疲労強度を低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．０１０％を超え、０．０３５％以下である。Ｍｎ硫化物にＣａを固溶させ、Ｍｎ硫化物を球状化する場合、好ましいＡｌ含有量は０．０１５％以上であり、さらに好ましくは０．０２０％以上である。好ましいＡｌ含有量は０．０３０％未満であり、さらに好ましくは、０．０２８％以下である。なお、本明細書でいうＡｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。

Ｃｒ：０．０１〜２．０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性及び引張強度を高める。本実施の形態による冷間鍛造用快削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、０．０１〜２．０％である。鋼の焼入れ性及び引張強度を高める場合、好ましいＣｒ含有量は、０．０３％以上であり、さらに好ましくは、０．１０％以上である。冷間鍛造性及び疲労強度をさらに高める場合、好ましいＣｒ含有量は１．５０％以下であり、さらに好ましくは、１．２０％以下である。

Ｃａ：０．０００４〜０．００３５％
Ｃａは、Ｍｎ硫化物に固溶してＭｎ硫化物を球状化する。そのため、Ｃａは、鋼の冷間鍛造性及び疲労強度を高める。一方、Ｃａ含有量が多すぎれば、粗大なＣａＯが生成され、鋼の被削性及び疲労強度が低下する。さらに、鋼中に球状化したＭｎ硫化物が過剰に増え、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は、０．０００４〜０．００３５％である。好ましいＣａ含有量は０．０００７〜０．００３０％であり、さらに好ましくは、０．００１０〜０．００２５％である。

Ｔｅ：０．０００１〜０．００４３％
テルル（Ｔｅ）は、Ｍｎ硫化物へのＣａの固溶を促進してＭｎ硫化物を球状化する。そのため、Ｔｅは、鋼の冷間鍛造性及び疲労強度を高める。一方、Ｔｅ含有量が多すぎれば、Ｔｅがマトリックス中に固溶したり、Ｆｅと結合してＦｅＴｅを生成する。マトリックス中に固溶したＴｅや、生成したＦｅＴｅは、鋼の熱間加工性を低下し、さらに、疲労強度を低下する。したがって、Ｔｅ含有量は、０．０００１〜０．００４３％である。好ましいＴｅ含有量は、０．０００５〜０．００３０％未満であり、さらに好ましくは、０．００１０〜０．００２５％未満である。

Ｎ：０．０２５％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の含有量が高いと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含有量はなるべく少ない方が好ましい。Ｎ含有量は０．０２５％以下である。好ましいＮ含有量は、０．０１８％以下であり、さらに好ましくは、０．０１５％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、０．００６０％以上含有することが好ましい。

Ｏ（酸素）：０．０００５〜０．００４０％
酸素（Ｏ）は、Ｍｎ硫化物の球状化に影響を与える。Ｏ含有量が少なすぎれば、Ｃａ及びＴｅにより球状化されたＭｎ硫化物の割合が増えすぎ、被削性が低下する。一方、Ｏ含有量が多すぎれば、粗大なＣａＯが生成され、Ｍｎ硫化物に固溶するＣａの量が低減する。そのため、Ｍｎ硫化物が熱間圧延時に延伸され、冷間鍛造性及び疲労強度が低下する。したがって、Ｏ含有量は、０．０００５〜０．００４０％である。好ましいＯ含有量は、０．００１０〜０．００３５％であり、さらに好ましくは、０．００１２〜０．００３０％である。

本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。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、不純物はたとえば、銅（Ｃｕ）、ニッケル（Ｎｉ）等である。不純物であるＣｕ及びＮｉ含有量は、ＪＩＳ Ｇ４０５３機械構造用合金鋼鋼材に規定されたＳＣｒ鋼及びＳＣＭ鋼中のＣｕ及びＮｉ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。

［Ｃａ、Ｔｅ、Ｓ及びＯ含有量の関係］
本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼はさらに、以下、式（１）及び式（２）を満たす。

０．０５＜（Ｃａ＋Ｔｅ）／（Ｓ＋Ｏ）＜０．３５ （１）
Ｃａ／Ｔｅ＞０．８０ （２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。

［式（１）について］
式（１）を満たすことにより、鋼中において、球状化したＭｎ硫化物の割合を適度に高めることができる。具体的には、式（１）を満たせば、上述したＭｎ硫化物の球状化率が適正な範囲となる。より具体的には、球状化率が６０〜９５％になる。そのため、鋼の被削性を維持しつつ、冷間鍛造性及び疲労強度を向上できる。

Ｆ１＝（Ｃａ＋Ｔｅ）／（Ｓ＋Ｏ）と定義する。Ｆ１の値が０．０５以下となる場合、Ｃａを固溶したＭｎ硫化物の生成量が少なく、球状化率が過剰に低くなる。そのため、鋼の冷間鍛造性及び疲労強度が低下する。

一方、Ｆ１の値が０．３５以上となる場合、Ｃａを固溶したＭｎ硫化物が過剰に生成され、球状化率が過剰に高くなる。この場合、鋼の冷間鍛造性及び疲労強度は高い。しかしながら、鋼の被削性が低下する。さらに、鋼の熱間加工性が低下する場合がある。好ましいＦ１の値は、０．０８〜０．３０である。さらに好ましいＦ１の値は０．１０〜０．２５である。

［式（２）について］
上述のとおり、過剰なＴｅの含有により、マトリックス中に固溶するＴｅの量や、ＦｅＴｅの生成量が増えれば、鋼の熱間加工性及び疲労強度が低下する。したがって、マトリックス中に固溶するＴｅの量やＦｅＴｅの生成量は低く抑えるのが好ましい。さらに、式（１）を満たしても、Ｔｅ含有量が過剰であれば、Ｃａ含有量が不足し、Ｃａを固溶したＭｎ硫化物が生成されない。ＴｅはＣａのＭｎ硫化物への固溶を促進させるために使用され、Ｔｅ自身もＭｎ硫化物に固溶する。Ｍｎ硫化物に固溶するＴｅの量は、Ｃａ量に依存する。したがって、Ｔｅ含有量は、Ｃａ含有量に応じて制限されるべきである。

式（２）を満たせば、適正量のＣａ含有量が確保され、Ｃａを固溶したＭｎ硫化物が生成される。さらに、鋼中に含有されたＴｅの多くがＭｎ硫化物に固溶される。そのため、マトリックス中に固溶するＴｅの量や、ＦｅＴｅの生成量を低減できる。

Ｆ２＝Ｃａ／Ｔｅと定義する。Ｆ２の値が式（２）を満たさない場合、Ｍｎ硫化物に固溶しなかったＴｅが、マトリックス中に固溶したり、ＦｅＴｅを生成する。そのため、鋼の熱間加工性及び疲労強度が低下する。

さらに、Ｆ１の値が式（１）を満たし、Ｆ２の値が式（２）を満たさない場合、生成されるＭｎ硫化物に固溶するＣａが不足する。そのため、球状化率が低くなり、鋼の冷間鍛造性及び疲労強度が低下する。要するに、Ｆ１の値が式（１）を満たしても、Ｆ２の値が式（２）を満たさなければ、マトリックス中へのＴｅの固溶や、ＦｅＴｅの生成、球状化率の低減に起因して、鋼の冷間鍛造性、疲労強度及び熱間加工性が低下する。

好ましいＦ２の値は０．９０よりも大きく、さらに好ましくは１．００よりも大きい。Ｆ２の値が８．０を超えると、その効果は飽和する。

［選択元素について］
本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼はさらに、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ及びＭｇからなる群から選択された１種以上を含有してもよい。Ｍｏ、Ｖ、Ｂ及びＭｇはいずれも、鋼の疲労強度を高める。

Ｍｏ：１．０％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、１．０％以下である。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。好ましいＭｏ含有量は０．０５〜０．５０％であり、さらに好ましくは、０．１０〜０．３０％である。

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、鋼の冷間鍛造性及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。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。好ましいＶ含有量は０．０４〜０．２０％であり、さらに好ましくは、０．０５〜０．１０％である。

Ｂ：０．０２％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０．０２％を超えると、その効果は飽和する。したがって、Ｂ含有量は０．０２％以下である。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。好ましいＢ含有量は、０．００１〜０．０１２％であり、さらに好ましくは、０．００２０〜０．０１０％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。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。好ましいＭｇ含有量は０．０００３〜０．００３０％であり、さらに好ましくは、０．０００５〜０．００２５％である。

本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼はさらに、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択された１種以上を含有してもよい。Ｔｉ及びＮｂはいずれも、鋼の冷間鍛造性及び疲労強度を高める。

Ｔｉ：０．０６％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、鋼の被削性及び冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０６％以下である。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。好ましいＴｉ含有量は０．００５〜０．０４％であり、さらに好ましくは、０．０１０〜０．０３％である。

Ｎｂ：０．０８％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、鋼の冷間鍛造性及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０．０８％以下である。Ｎｂ含有量が０．０１％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＮｂ含有量は０．０１５〜０．０５０％であり、さらに好ましくは、０．０２０〜０．０４０％である。

［製造方法］
本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼の製造方法を説明する。本実施の形態では、一例として、冷間鍛造用快削鋼からなる機械部品を製造する工程を説明する。

上記化学組成及び式（１）、式（２）を満たす鋼を連続鋳造法により鋳片にする。造塊法によりインゴット（鋼塊）にしてもよい。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレット（鋼片）を製造する。ビレットを熱間圧延して、棒鋼や線材を製造する。以降、棒鋼や線材を条鋼という。

製造された条鋼に対して、冷間鍛造前に、球状化焼鈍処理を実施する。球状化焼鈍処理により、条鋼の冷間鍛造性が高まる。球状化焼鈍処理を実施された条鋼を冷間鍛造して、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。表面硬化処理はたとえば、浸炭処理や窒化処理、高周波焼入れである。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し、冷間鍛造用快削鋼からなる機械部品を製造する。

種々の化学組成を有する鋼を製造し、熱間加工性、冷間鍛造性、被削性及び疲労強度について調査した。

［試験方法］
３１種類の鋼を真空誘導加熱炉で溶解し、溶鋼にした。溶鋼を造塊して、表１に示す化学組成のマーク１〜３１の柱状のインゴットを製造した。

表１中の「Ｆ１」欄には、以下の式に示すＦ１の値を示す。また、「Ｆ２」欄には、以下の式に示すＦ２の値を示す。

Ｆ１＝（Ｃａ＋Ｔｅ）／（Ｓ＋Ｏ）
Ｆ２＝Ｃａ／Ｔｅ
ここで、上記の式中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。

表１を参照して、マーク１〜マーク１６の鋼の化学組成は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼の化学組成の範囲内であり、Ｆ１の値が式（１）の範囲内であり、Ｆ２の値が式（２）の範囲内であった。

一方、マーク１７〜３１の鋼は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼の範囲外であった。表１中の数値の下線は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼の範囲外であることを示す。具体的には、マーク１７、１９及び２０の鋼は、Ｔｅを含有しなかった。マーク１８及び２１の鋼は、Ｃａを含有しておらず、Ｆ２の値が式（２）の下限未満であった。マーク２２の鋼のＴｅ含有量は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼のＴｅ含有量の上限を超え、Ｆ２の値が式（２）の下限未満であった。

マーク２３及び２４の化学組成は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼の化学組成の範囲内であった。しかしながら、マーク２３のＦ１の値は式（１）の上限を超え、マーク２４のＦ１の値は式（１）の下限未満であった。マーク２５のＣ含有量は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼のＣ含有量の上限を超えた。マーク２６の鋼のＡｌ含有量は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼のＡｌ含有量の下限未満であった。マーク２７の鋼のＡｌ含有量は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼のＡｌ含有量の上限を超えた。マーク２８の鋼のＳ含有量は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼のＳ含有量の上限を超えた。マーク２９の鋼のＳ含有量は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼のＳ含有量の下限未満であった。マーク３０の鋼のＣａ含有量は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼のＣａ含有量の上限を超えた。マーク３１の鋼の化学組成は本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼の化学組成の範囲内であったものの、Ｆ２の値が式（２）の下限未満であった。

各マークのインゴットを１２５０℃で２時間加熱した。加熱後のインゴットを熱間鍛造して、二種類の外径を有する複数の丸棒を製造した。具体的には、各マークのインゴットを熱間鍛造して、直径６０ｍｍの複数の丸棒と、直径３８ｍｍの複数の丸棒を製造した。直径６０ｍｍの丸棒の鍛錬比は１４．１であり、直径３８ｍｍの丸棒の鍛錬比は３５であった。熱間鍛造後、丸棒を大気中で放冷した。

［熱間加工性試験］
放冷後の各マークの丸棒を用いて、以下の方法により熱間加工性試験を実施した。各マークの直径６０ｍｍの丸棒から棒状の引張試験片を、機械加工により作製した。引張試験片は、丸棒のＲ／２位置（丸棒切断面（円形状）の中心点と外周との間を２等分する点）に中心を有し、直径１０ｍｍ、長さ１３０ｍｍであった。熱間加工性試験には、熱間加工再現装置を用いた。熱間加工性試験では、初めに、引張試験片を真空中で高周波加熱し、１２５０℃で５分間保持した。次に、引張試験片を、１０℃／分の冷却速度で９００℃まで冷却し、９００℃で１０秒間保持した。次に、９００℃にて高温引張試験を実施し、絞り値（％）を求めた。このときの歪み速度は１０秒^−１であった。熱間加工性試験では、引張試験片の長さ方向の中央点±１０ｍｍの領域（合計２０ｍｍ）を加熱した。引張試験後、引張試験片を急冷した。引張試験温度を９００℃に設定した理由は、Ｔｅを含有した鋼は８００〜９００℃において、絞り値が低くなると推定されるからである。

［Ｍｎ硫化物の球状化率］
各マークの直径３８ｍｍ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９２５℃で１時間均熱した。次に、丸棒を別の加熱炉に移し、６００℃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５時間均熱した。均熱後、１５℃／ｈの冷却速度で丸棒を６６０℃まで冷却した。その後、丸棒を放冷した。

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Ｒ／２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。４箇所の硬さを測定した結果、各マークの丸棒のビッカース硬さはいずれもＨｖ１００〜１３０の範囲内であり、各マークの丸棒は、同程度の硬度を有した。

球状化焼鈍処理を実施された各マークの丸棒から、Ｍｎ硫化物の球状化率を測定するための試験片を採取した。具体的には、各丸棒のＲ／２位置から１０ｍｍ×１０ｍｍの表面を有する試験片を採取した。１０ｍｍ×１０ｍｍの表面を「被検面」とした。被検面は、熱間鍛造時の鍛伸軸と平行であった。試験片を樹脂埋めした後、被検面を鏡面研磨した。次に、被検面内のＭｎ硫化物の形態を、エネルギ分散型Ｘ線マイクロアナライザ（ＥＤＳ）を敷設したＳＥＭを用いて観察した。観察は倍率５００倍で反射電子像を１００視野撮影し、画像解析を行った。画像解析で検出されたＭｎ硫化物のうち、その面積を円に換算した時の直径が１μｍ以上のＭｎ硫化物を対象として、個々のＭｎ硫化物の面積とアスペクト比を求めた。そして、対象としたＭｎ硫化物の総面積に対する、アスペクト比が３未満であるＭｎ硫化物の面積率を、Ｍｎ硫化物の球状化率とした。

測定された全Ｍｎ硫化物の総面積に対するアスペクト比が３未満のＭｎ硫化物の総面積の比（％）を求め、各マークのＭｎ硫化物の球状化率（％）と定義した。

［被削性試験］
球状化焼鈍処理が実施された各マークの直径３８ｍｍの丸棒を直径３６ｍｍまでピーリング加工して被削性試験片を作製した。被削性試験は、旋削加工時の切削抵抗（Ｎ）と、切りくず処理性とを調査した。旋削加工では、ＪＩＳ規格に準拠したＰ種の超硬工具（ノーズＲ＝０．８ｍｍ）を使用した。超硬工具はコーティング処理されていなかった。切削速度を１５０ｍ／ｍｉｎ、送り速度を０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、切り込みを０．４０ｍｍとし、潤滑油を使用せずに旋削加工を実施した。旋削加工を開始してから３０秒間連続して行い、３０秒後に旋削加工をいったん停止した。停止後、再び旋削加工を開始して、切削抵抗を１０秒間測定した。具体的には、工具ホルダーを歪みゲージ式３分力動力計に固定し、主分力、送り分力、背分力を測定した。測定された３分力の合力を求め、求めた値（Ｎ）を切削抵抗と定義した。

切りくず処理性は、以下の方法で評価した。切削抵抗を測定中の１０秒間で排出された切りくずを回収した。回収された各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。たとえば、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。

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評価した。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。

［冷間鍛造性試験］
各マークの直径３８ｍｍ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３８ｍｍの丸棒のＲ／２位置を中心とした直径１４ｍｍ、長さ２１ｍｍの試験片であり、丸棒試験片の長手方向は、直径３８ｍｍの丸棒の鍛伸軸と平行であった。

各マークごとに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、そのマークの鋼の限界圧縮率は「８０％」とした。

［疲労試験］
直径６０ｍｍの丸棒から、疲労試験片を作製した。初めに、直径６０ｍｍの丸棒を焼きならし、組織を均一にした。具体的には、丸棒を加熱炉にて９２５℃で１時間均熱した。その後、別の加熱炉に移して６００℃で１時間均熱した。均熱後、丸棒を放冷した。

熱処理後、図２に示すとおり、丸棒１００の鍛錬軸に垂直な方向に沿って、小野式回転曲げ疲労試験片の平行部を含む部分１（以下、試験片部分１という）を作製した。その後、図３に示すように、試験片部分１の両端に、ＪＩＳ Ｇ３１０１に規定されたＳＳ４００に相当する素材からなる掴み部２をレーザ溶接により溶接して、小野式回転曲げ疲労試験片（以下、単に疲労試験片という）を完成した。図３中の各寸法の数値の単位はｍｍである。図３に示すとおり、疲労試験片の平行部の直径は８ｍｍであり、平行部の長さは２０ｍｍであった。丸棒の鍛伸軸に対して垂直方向に延びる疲労試験片を作製した理由は、Ｍｎ硫化物が熱間鍛造で延伸された場合には、鍛錬軸に対して垂直な方向に応力が付与されたとき、鋼の疲労強度が最も低くなるからである。

作製された疲労試験片に対して、図４に示すヒートパターンの浸炭処理を実施した。図４中の「Ｃｐ」はカーボンポテンシャルを示す。「ＯＱ」は油焼入れを意味する。「ＡＣ」は空冷（大気放冷）を意味する。具体的には、疲労試験片に対して、まず９３０℃でカーボンポテンシャルＣｐが１．１％の雰囲気で２４０分浸炭処理し、その後炉内のカーボンポテンシャルＣｐを０．８に変更して３００分浸炭処理を継続した後に、さらに炉温を８５０℃に下げてカーボンポテンシャルＣｐ０．８のまま２０分保持した後、油焼入れが実施された。次に、疲労試験片を１８０℃で１２０分均熱して焼戻しを実施した。焼戻し後、疲労試験片を空冷した。

浸炭処理が実施された疲労試験片を用いて、小野式回転曲げ疲労試験を実施した。具体的には、ＪＩＳ Ｚ２２７４に準拠した回転曲げ疲労試験を室温（２５℃）の大気雰囲気中で実施し、繰り返し数Ｎ＝１０^７回の疲労限度（ＭＰａ）を求めた。以下、繰り返し数Ｎ＝１０^７回の疲労強度を疲労限度（ＭＰａ）という。

［試験結果］
表２に各マークにおける切削抵抗（Ｎ）、切りくず処理性、限界圧縮率（％）、絞り（％）、疲労限度（ＭＰａ）及びＭｎ硫化物の球状化率（％）を示す。

表２中の「切りくず処理性」欄の「≦１５ｇ」は、切りくず重量が１５ｇ以下であり、切りくず処理性が高いことを示す。「＞１５ｇ」は、切りくず重量が１５ｇを超え、切りくず処理性が低いことを示す。

表１及び表２を参照して、マーク１〜１６の鋼の化学組成は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼の化学組成の範囲内であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たした。そのため、マーク１〜１６のＭｎ硫化物の球状化率は６０〜９５％の範囲内であった。その結果、マーク１〜１６の鋼は、優れた被削性、冷間鍛造性、熱間加工性及び疲労強度を有した。具体的には、マーク１〜１６の鋼の切削抵抗は４４０Ｎ未満であり、かつ、マーク１〜１６の鋼は優れた切りくず処理性を示した。さらに、マーク１〜１６の鋼の限界圧縮率は７０％を超えた。さらに、マーク１〜１６の鋼の絞りは４０％を超えた。さらに、マーク１〜１６の鋼の疲労限度は１０００ＭＰａ以上であり、Ｓ含有量が極めて低い、いわゆる清浄度鋼と同等以上の疲労強度を示した。

一方、マーク１７、１９及び２０の鋼はＴｅを含有しなかった。そのため、球状化率が６０％未満であり、冷間鍛造性及び疲労強度が低かった。具体的には、限界圧縮率が７０％以下であり、疲労限度が１０００ＭＰａ未満であった。

マーク１８及び２１の鋼はＣａを含有しなかった。そのため、球状化率が６０％未満であり、冷間鍛造性及び疲労強度が低かった。具体的には、限界圧縮率が７０％以下であり、疲労限度が１０００ＭＰａ未満であった。

マーク２２の鋼のＴｅ含有量は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼のＴｅ含有量の上限を超えた。その結果、熱間加工性が低く、疲労強度も低かった。具体的には、絞りが４０％以下であり、疲労限度が１０００ＭＰａ未満であった。

マーク２３の化学組成は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼の化学組成の範囲内であった。しかしながら、マーク２３のＦ１の値は式（１）の上限を超えた。そのため、球状化率が９５％を超えた。その結果、マーク２３の鋼の被削性が低かった。具体的には、切削抵抗が４４０Ｎ以上であり、切りくず重量が１５ｇを超えた。さらに、熱間加工性も低く、絞り値が４０％以下であった。Ｓ含有量に対してＴｅ含有量が過剰に多かったため、マトリックス中にＴｅが固溶したり、ＦｅＴｅが生成されたものと推定される。

マーク２４の化学組成は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼の化学組成の範囲内であった。しかしながら、マーク２４のＦ１の値は式（１）の下限未満であった。そのため、球状化率が６０％未満であり、冷間鍛造性及び疲労強度が低かった。具体的には、限界圧縮率が７０％以下であり、疲労限度が１０００ＭＰａ未満であった。

マーク２５のＣ含有量は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼のＣ含有量の上限を超えた。そのため、マーク２５の鋼の被削性が低く、切削抵抗が４４０Ｎ以上であった。さらに、冷間鍛造性も低く、限界圧縮率は７０％以下であった。

マーク２６の鋼のＡｌ含有量は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼のＡｌ含有量の下限未満であった。そのため、球状化率が６０％未満であり、冷間鍛造性及び疲労強度が低かった。具体的には、限界圧縮率が７０％以下であり、疲労限度が１０００ＭＰａ未満であった。Ａｌ含有量が少なすぎるため、脱酸が不足し、鋼中のＣａが酸素と結合してＣａＯを生成し、Ｍｎ硫化物に固溶するＣａの量が少なかったためと推定される。

マーク２７の鋼のＡｌ含有量は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼のＡｌ含有量の上限を超えた。そのため、マーク２７の鋼の冷間鍛造性及び疲労強度が低かった。具体的には、限界圧縮率が７０％以下であり、疲労限度が１０００ＭＰａ未満であった。Ａｌ含有量が多すぎるために粗大なＡｌ_２Ｏ_３が生成され、冷間鍛造性及び疲労強度が低下したと推定される。

マーク２８の鋼のＳ含有量は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼のＳ含有量の上限を超えた。そのため、球状化率が６０％未満であり、冷間鍛造性及び疲労強度が低かった。具体的には、限界圧縮率が７０％以下であり、疲労限度が１０００ＭＰａ未満であった。

マーク２９の鋼のＳ含有量は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼のＳ含有量の下限未満であった。そのため、マーク２９の鋼の被削性が低かった。具体的には、マーク２９の鋼の切削抵抗は４４０Ｎ以上であった。また、切りくず重量も１５ｇを超えた。Ｓ含有量が少なすぎたため、鋼中のＭｎ硫化物の個数が少なかったと推定される。また、球状化率が９５％以上であることも影響したと推定される。

マーク３０の鋼のＣａ含有量は、本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼のＣａ含有量の上限を超えた。そのため、球状化率が９５％を超えた。そのため、切削抵抗が４４０Ｎ以上であり、切りくず重量も１５ｇを超えた。さらに、疲労限度も１０００ＭＰａ未満であった。Ｃａ含有量が多すぎたため、球状化したＭｎ硫化物が増えすぎて被削性が低下し、さらに、ＣａＯが生成されて疲労強度が低下したと推定される。

マーク３１の鋼の化学組成は本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼の化学組成の範囲内であったものの、Ｆ２の値が式（２）の下限未満であった。そのため、球状化率が６０％未満となった。そのため、マーク３１の熱間加工性は低く、絞り値が４０％以下であった。さらに、冷間鍛造性及び疲労強度が低かった。具体的には、限界圧縮率が７０％以下であり、疲労限度が１０００ＭＰａ未満であった。式（１）を満たすものの、式（２）を満たさなかったため、Ｃａ含有量が不足し、Ｃａを固溶したＭｎ硫化物が生成されなかったものと推定される。さらに、Ｃａ含有量に対してＴｅ含有量が多すぎたために、鋼中にＴｅが固溶したり、ＦｅＴｅが生成されたものと推定される。

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。

１ 試験片部分
２ 掴み部

Claims (3)

1. 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．４０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以上０．０４０％未満、Ａｌ：０．０１０％を超え０．０３５％以下、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｃａ：０．０００４〜０．００３５％、Ｔｅ：０．０００１〜０．００４３％、Ｎ：０．０２５％以下、Ｏ：０．０００５〜０．００４０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす、冷間鍛造用快削鋼。
   ０．０５＜（Ｃａ＋Ｔｅ）／（Ｓ＋Ｏ）＜０．３５ （１）
   Ｃａ／Ｔｅ＞０．８０ （２）
   ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。
2. Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．３０％以下、Ｂ：０．０２％以下及びＭｇ：０．００３５％以下からなる群から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の冷間鍛造用快削鋼。
3. Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０６％以下及びＮｂ：０．０８％以下からなる群から選択される１種以上を含有する、請求項１又は請求項２に記載の冷間鍛造用快削鋼。
   
   
   
   

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