JP5556778B2 - 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。

機械構造用鋼は機械部品の製造に利用される。機械部品は、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る。粗加工された機械構造用鋼は切削加工されて、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。

冷間鍛造用鋼にはさらに、被削性も求められる。上述のとおり、冷間鍛造は熱間鍛造と比較して、鋼の切削代を低減できるものの、冷間鍛造後の鋼は多少切削加工されるからである。鋼が硫黄（Ｓ）を含有すれば、鋼の被削性が高められることはよく知られている。Ｓは硫化物系介在物を形成する。硫化物系介在物はたとえば、ＭｎＳ、ＣａＳ等である。硫化物系介在物は、鋼の被削性を高める。

しかしながら、硫化物系介在物の高温における変形抵抗は低く、硫化物系介在物は、熱間加工時に延伸されやすい。延伸された硫化物系介在物は、鋼の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高めるために、鉛（Ｐｂ）又はビスマス（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は環境に対して好ましいものではなく、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。

特開昭５５−１４１５４９号公報（特許文献１）、特開昭５５−１２２８５９号公報（特許文献２）及び特開２００４−２９２９２９号公報（特許文献３）は、Ｐｂ及び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が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及び特許文献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、優れた被削性及び冷間鍛造性と共に、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。

本発明による冷間鍛造用快削鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．３５〜１．３０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以上０．０３０％未満、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ａｌ：０．０１０％よりも高く０．０７０％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．０２８％、Ｎ：０．００８０％未満、Ｏ：０．００４０％以下、Ｃａ：０．０００３〜０．００３５％、Ｔｅ：０．０００１％以上０．００４０％未満を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たす。
ＳＡ／ＳＢ＞０．５０・・・（１）
０．０３０＜Ｔｅ／Ｓ＜０．１５・・・（２）
Ｔｉ−３．５Ｎ≦０・・・（３）
ここで、式（１）中のＳＡは、４ｍｍ^２以上の総面積の観察領域における、１ｍｏｌ％以上のＣａを含有し、かつ、１μｍ以上の円相当径を有する硫化物系介在物の総面積（μｍ^２）である。ＳＢは、上記観察領域における、１μｍ以上の円相当径を有する硫化物系介在物の総面積（μｍ^２）である。式（２）及び式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

上記冷間鍛造用快削鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．３０％以下、Ｂ：０．０２％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

上記冷間鍛造用快削鋼は、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｇ：０．００３５％以下及びＮｂ：０．０８％以下の１種以上を含有してもよい。

本発明による冷間鍛造用快削鋼は、優れた被削性、冷間鍛造性及び熱間加工性を有する。

図１Ａは、冷間鍛造用快削鋼における、１ｍｏｌ％以上のＣａを含有する硫化物系介在物のアスペクト比と面積割合との関係を示す図である。 図１Ｂは、冷間鍛造用快削鋼における、１ｍｏｌ％未満のＣａを含有する硫化物系介在物のアスペクト比と面積割合との関係を示す図である。 図２は、硫化物系介在物の反射電子像と、ＥＰＭＡを用いて硫化物系介在物中に含まれるＭｎ、Ｓ、Ｃａ及びＴｅをマッピング分析した結果とを示す図である。 図３は、冷間鍛造用快削鋼中の任意の領域のＳＥＭ像におけるコントラストの明度を複数階調で示した場合の、領域の明度と、対応する明度を有する領域の面積割合との関係を示す図である。 図４は、冷間鍛造用快削鋼中の任意の領域のＳＥＭ像の一例を示す模式図である。 図５は、冷間鍛造用快削鋼中のＴｅ含有量と、鋼中の硫化物系介在物に対する１ｍｏｌ％以上のＣａを含有する硫化物系介在物の面積割合（Ｆ１値）との関係を示す図である。 図６は、冷間鍛造用快削鋼中のＦ１値と限界圧縮率（％）との関係を示す図である。

以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。以下、元素の含有量の「％」は、断りのない限り、質量％を意味する。

（ａ）硫化物系介在物は、鋼の被削性を高める。しかしながら、硫化物系介在物の高温での変形抵抗は低い。そのため、硫化物系介在物は、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。延伸された硫化物系介在物は、冷間鍛造性を低下する。延伸された硫化物系介在物を含有する鋼を加熱することなく塑性変形させる場合、延伸された硫化物系介在物とマトリクス（母材）との境界にボイドが形成される。複数のボイドが連なれば、き裂が形成される。き裂は、塑性変形が進むにしたがい成長する。そして、き裂同士が連結することにより、割れが発生する。したがって、延伸された硫化物系介在物を多く含む鋼の冷間鍛造性は低い。被削性を維持しつつ、冷間鍛造性を高めるには、硫化物系介在物の高温での変形抵抗を高め、熱間加工時に硫化物系介在物が延伸されにくく、球状を維持できる方が好ましい。なお、本明細書において、硫化物系介在物はたとえば、ＭｎＳ、ＣａＳ等である。

（ｂ）硫化物系介在物は、Ｃａを固溶することにより、高温での変形抵抗を高める。そのため、Ｃａを含有する硫化物系介在物は、熱間加工後でも球状を維持しやすく、アスペクト比（硫化物系介在物の長径Ｌ／幅Ｗ）が小さい。したがって、冷間鍛造性を高めるために、Ｃａは鋼に含有される。

（ｃ）Ｃａ含有量が１ｍｏｌ％以上である硫化物系介在物のアスペクト比は、Ｃａ含有量が１ｍｏｌ％未満の硫化物系介在物のアスペクト比よりも小さい。

図１Ａ及び図１Ｂは、本発明の化学組成を有し、かつ、Ｃａ含有量が０．００２４％、Ｔｅ含有量が０．０００９％である冷間鍛造用快削鋼における、硫化物系介在物のアスペクト比（Ｌ／Ｗ）と、各アスペクト比の硫化物系介在物の面積割合（％）との関係を示す。図１Ａは、Ｃａ含有量が１ｍｏｌ％以上の硫化物系介在物を対象とした図であり、図１Ｂは、Ｃａ含有量が１ｍｏｌ％未満の硫化物系介在物を対象とした図である。図１Ａ及び図１Ｂは次の方法で得られた。

上述の化学組成を有する冷間鍛造用快削鋼を熱間圧延して、丸棒を製造した。丸棒から観察用試料を採取した。採取された試料の表面を鏡面研磨し、被検面を作製した。被検面は、丸棒の長手方向と平行であった。被検面内の硫化物系介在物をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）により特定した。より具体的には、５００倍の倍率で被検面内の任意の観察領域を１００箇所選択した。各観察領域の面積は、２５４μｍ×１９０μｍであり、観察領域の総面積は４．８ｍｍ^２であった。各観察領域の反射電子像によって判別されるコントラストに基づいて、硫化物系介在物を特定した。そして、特定された各硫化物系介在物の面積及びアスペクト比を測定した。さらに、特定された各硫化物系介在物の成分の定量分析をＥＤＳ（エネルギ分散法）により実施し、硫化物系介在物中のＣａ含有量を測定した。ＳＥＭによる硫化物系介在物の特定方法及びＥＤＳによる硫化物系介在物成分の定量分析方法の詳細は後述する。以上の測定結果に基づいて、図１Ａ及び図１Ｂを作成した。

図１Ａを参照して、Ｃａ含有量が１ｍｏｌ％以上の硫化物系介在物のほとんどは、アスペクト比が３．０未満であった。つまり、Ｃａ含有量が１％以上の硫化物系介在物は、ほぼ球状であった。一方、図３Ｂを参照して、Ｃａ含有量が１ｍｏｌ％未満の硫化物系介在物のほとんどは、アスペクト比が３．０以上であり、圧延により延伸されていた。

以上より、鋼中の硫化物系介在物のうち、Ｃａ含有量が１ｍｏｌ％以上の硫化物系介在物の割合を増やせば、冷間鍛造性が高まる。

（ｄ）鋼中の微量なＴｅは、Ｃａが硫化物系介在物に固溶するのを促進する。微量なＴｅ自身も、Ｃａとともに硫化物系介在物に固溶する。Ｃａ及びＴｅを鋼に含有することにより、１ｍｏｌ％以上のＣａを含有する硫化物系介在物を増やすことができる。そのため、鋼の冷間鍛造性が高まる。

図２は、Ｃａ及びＴｅを含有する冷間鍛造用快削鋼に含まれる硫化物系介在物の反射電子像と、ＥＰＭＡを用いて硫化物系介在物中に含まれるＭｎ、Ｓ、Ｃａ及びＴｅをマッピング分析した結果とを示す図である。図２は次の方法により得られた。本発明の化学組成を満たす冷間鍛造用快削鋼から、観察用試料を採取した。採取された試料の表面を鏡面研磨した。ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）装置を用いて、試料表面内の硫化物系介在物の組成を分析し、図２に示すマッピング分析結果を得た。

図２を参照して、Ｃａ及びＴｅが含有された場合、Ｔｅは硫化物系介在物内にほぼ均一に固溶した。本例では、硫化物系介在物中におけるＴｅ含有量は０．３ｍｏｌ％であった。１ｍｏｌ％以上のＣａを含有した硫化物系介在物の組成を分析した結果、１ｍｏｌ％以上のＣａを含有する硫化物系介在物において、Ｔｅ含有量は０．１〜１ｍｏｌ％であった。このように、Ｃａ及びＴｅを含有する硫化物系介在物は球状化しやすいと考えられる。

（ｅ）上述のとおり、Ｃａ及びＴｅを含有して、１ｍｏｌ％以上のＣａを含有する硫化物系介在物の割合を増やせば、鋼の冷間鍛造性が高まる。より具体的には、次の式（１）を満たせば、鋼の冷間鍛造性が高まる。
ＳＡ／ＳＢ＞０．５０・・・（１）
ここで、式（１）中のＳＡは、４ｍｍ^２以上の総面積の観察領域における、１ｍｏｌ％以上のＣａを含有し、かつ、１μｍ以上の円相当径を有する硫化物系介在物の総面積（μｍ^２）である。ＳＢは、ＳＡを求めた上記観察領域における、１μｍ以上の円相当径を有する硫化物系介在物の総面積（μｍ^２）である。

ＳＡ及びＳＢは次の方法で求められる。冷間鍛造用快削鋼（たとえば、棒鋼等の長手方向を有する鋼材）から１０ｍｍ×１０ｍｍの表面を有する試験片を採取する。１０ｍｍ×１０ｍｍの表面を「被検面」とする。試験片を樹脂埋めした後、被検面を鏡面研磨する。被検面は冷間鍛造用鋼の長手方向と平行である。

被検面内の硫化物系介在物をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）により特定する。具体的には、５００倍の倍率で被検面内の任意の観察領域を１００箇所選択する。観察領域の総面積は４ｍｍ^２以上とする。観察領域の総面積はたとえば、４．８ｍｍ^２である。各観察領域において、ＳＥＭで観察される反射電子像のコントラストに基づいて、硫化物系介在物を特定する。反射電子像では、観察領域をグレースケール画像で表示する。反射電子像内におけるマトリクス（母材）、硫化物系介在物、酸化物系介在物のコントラストはそれぞれ異なる。

硫化物系介在物を示す明度（複数階調）の数値範囲をＳＥＭ及びＥＤＳ（エネルギ分散型Ｘ線マイクロアナライザ）により予め決定しておく。以下、予め決定された数値範囲を、基準範囲という。次に、観察領域において、明度が基準範囲内の領域を特定する。以下、明度が基準範囲内の領域を硫化物領域という。

図３は、観察領域内のＳＥＭ像の明度分布の一例である。図３中の横軸は明度を示し、縦軸は観察領域中の面積割合（％）を示す。図３中の領域Ａ１は酸化物系介在物のコントラストであり、領域Ａ２は硫化物系介在物のコントラストであり、領域Ａ３はマトリクスのコントラストである。

図３中のＸ１〜Ｘ２を基準範囲として決定する。次に、基準範囲Ｘ１〜Ｘ２の明度の領域を、観察領域から選択する。図４は、観察領域のＳＥＭ像の模式図である。図４中、硫化物領域Ｓ１〜Ｓｎ（ｎは自然数）は、基準範囲Ｘ１〜Ｘ２の明度を有する領域であり、この領域は硫化物系介在物に相当する。なお、介在物中Ｉ１〜Ｉ３中の領域Ｏ１〜Ｏ３は、酸化物系介在物に相当する領域である。要するに、介在物Ｉ１〜Ｉ３は、硫化物系介在物及び酸化物系介在物からなる複合介在物である。

次に、特定された各硫化物領域Ｓ１〜Ｓｎの円相当径を算出する。円相当径とは、各硫化物領域Ｓ１〜Ｓｎの面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。１００箇所の観察領域（総面積４ｍｍ^２以上）において、算出された円相当径が１μｍ以上となる硫化物領域の総面積（μｍ^２）を「ＳＢ」と定義する。

一方、総面積ＳＡは、以下の方法で算出される。上述の１００箇所の観察領域（総面積４ｍｍ^２以上）において、円相当径が１μｍ以上となる各硫化物領域の成分の定量分析をＥＤＳにより実施する。円相当径が１μｍ以上の硫化物系介在物を総面積ＳＡ及びＳＢの対象とする理由は、円相当径が１μｍ未満の硫化物系介在物は、冷間鍛造性に影響しないためである。

ＥＤＳによる定量分析では、次の方法により硫化物系介在物の成分を特定する。図４に示すとおり、観察領域中には、単独の硫化物系介在物が存在するだけでなく、硫化物系介在物と酸化物系介在物とを含む複合介在物も存在する。ＳＥＭ像により特定された硫化物領域が複合介在物中の硫化物系介在物である場合を想定する。この場合、硫化物系介在物を狙ってＥＤＳ装置の入射電子を入射しても、硫化物系介在物だけでなく、硫化物系介在物に隣接する酸化物系介在物にも入射電子が当たる場合がある。このような場合、分析結果には硫化物系介在物だけでなく酸化物系介在物の分析値も含まれる。したがって、硫化物系介在物の成分分析結果として多少の誤差が含まれ得る。そこで、ＥＤＳにより得られた結果に基づいて、次の方法により、半定量的に硫化物系介在物中のＣａ量（ｍｏｌ％）を算出する。

本発明の化学組成を有する冷間鍛造用快削鋼の硫化物系介在物は、実質的にＣａ、Ｍｎ、Ｓ及びＦｅを含む可能性がある。実際にはＴｅも硫化物系介在物に含まれる。しかしながら、硫化物系介在物中のＴｅ含有量は１ｍｏｌ％以下である。そのため、Ｔｅ含有量はＥＤＳでは特定できない（ただし、上述のとおり、Ｔｅ含有量はＥＰＭＡを用いて特定可能である。）。したがって、ＥＤＳにより成分分析を実施する場合、硫化物系介在物に含まれる可能性のある元素は実質的にＣａ、Ｍｎ、Ｓ、Ｆｅである。

ＥＤＳにより、硫化物系介在物の特性Ｘ線スペクトルを得る。得られた特性Ｘ線スペクトルのピークエネルギから元素を特定し、ピークの高さからその元素の含有量（ｍｏｌ％）を定量する。

定量結果のうち、Ｓ含有量（ｍｏｌ％）は全て硫化物系介在物に含まれる。そこで、Ｓ含有量に基づいて、硫化物系介在物のＳ以外の他の成分を特定する。ここで、特性Ｘ線スペクトルでは、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓ及びＦｅのピークエネルギが検出されている可能性がある。

Ｃａ、Ｍｎ、Ｓ、Ｆｅは、化学量論組成ではＣａＳ、ＭｎＳ、ＦｅＳの化合物を形成する。すなわち、ＣａＳは、ＣａとＳとが１：１の化合物である。ＭｎＳは、ＭｎとＳとが１：１の化合物である。ＦｅＳは、ＦｅとＳとが１：１の化合物である。特性Ｘ線スペクトルで得られたＳ含有量（ｍｏｌ％）とＭｎ含有量（ｍｏｌ％）とを比較する。Ｓ含有量がＭｎ含有量よりも少ない場合、分析された硫化物領域には、Ｃａが含まれないと判断する。この場合、Ｍｎ含有量からＳ含有量を差し引いた差分値（ｍｏｌ％）のＭｎは、酸化物系介在物に含まれていると考えられる。

一方、Ｓ含有量がＭｎ含有量よりも多い場合、Ｓ含有量からＭｎ含有量を差し引いた差分値（ｍｏｌ％）に相当するＣａが、硫化物領域に含まれると判断する。Ｃａ含有量が差分値（ｍｏｌ％）よりも多い場合、その余剰分のＣａは酸化物系介在物に含まれると判断する。

測定されたＣａ含有量が差分値よりも少ない場合、硫化物領域にはさらにＦｅが含まれると判断する。

以上の半定量的な測定方法により、１μｍ以上の円相当径を有する各硫化物領域中のＣａ含有量（ｍｏｌ％）を特定する。そして、１μｍ以上の円相当径を有し、かつ、１ｍｏｌ％以上のＣａを含有する硫化物領域の総面積（μｍ^２）を求め、求めた総面積をＳＡと定義する。

以上の方法により定義された総面積ＳＢ及びＳＡを利用して、次に示すＦ１を求める。
Ｆ１＝ＳＡ／ＳＢ

図５は、Ｔｅ含有量とＦ１値との関係を示す図である。図６は、Ｆ１値と限界圧縮率（％）との関係を示す図である。図５及び図６は後述の実施例に記載の方法より得られた。図５は、ほぼ同じＣａ含有量及びＳ含有量を有する冷間鍛造用快削鋼におけるＴｅとＦ１値との関係を示し、より具体的には、０．００２４〜０．００２６％のＣａと、０．０１６〜０．０１７％のＳとを含有する冷間鍛造用快削鋼におけるＴｅとＦ１値との関係を示す。

図５を参照して、Ｃａ含有量及びＳ含有量がほぼ同じである場合、Ｔｅ含有量が増加するほど、Ｆ１値が顕著に増加する。つまり、Ｔｅ含有量が増加するほど、鋼中の硫化物系介在物のうち、１ｍｏｌ％以上のＣａを含有する硫化物系介在物の割合が増加する。

さらに、図６を参照して、Ｆ１値が０．５０以下の場合、Ｆ１値の増大にともない、限界圧縮率は顕著に増大する。そして、Ｆ１値が０．５０よりも高い場合、Ｆ１値が増大しても、限界圧縮率はそれほど変化しない。

以上より、Ｔｅを含有することにより、１ｍｏｌ％以上のＣａを含有する硫化物系介在物の割合は増える。さらに、Ｆ１値が０．５０よりも高い場合、つまり、Ｆ１値が式（１）を満たす場合、冷間鍛造用快削鋼の冷間鍛造性が高まる。

（ｆ）Ｓ含有量に対するＴｅ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性が低下する。Ｓ含有量に対してＴｅ含有量が高すぎる場合、Ｔｅの一部が硫化物系介在物に固溶せず、マトリクス中に固溶したり、ＦｅＴｅを形成したりする。マトリクス中に固溶したＴｅ及びＦｅＴｅは、鋼の熱間加工性を低下する。したがって、マトリクス中に固溶するＴｅ量及びＦｅＴｅの生成量は抑制される方が好ましい。上述のとおり、ＴｅはＣａの硫化物系介在物への固溶を促進し、Ｔｅ自身も硫化物系介在物に固溶する。したがって、Ｔｅ含有量は、Ｍｎ硫化物に固溶される程度に抑制されるのが好ましい。冷間鍛造用快削鋼が、式（２）を満たせば、Ｃａの硫化物系介在物への固溶が促進され、かつ、熱間加工性の低下が抑制される。
０．０３０＜Ｔｅ／Ｓ＜０．１５・・・（２）
式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

（ｇ）Ｃａが含有されず、Ｔｅのみが含有される場合であっても、硫化物系介在物にＴｅが固溶することにより、硫化物系介在物は球状化される。しかしながら、Ｔｅのみを含有する場合、Ｔｅを多量に含有しなければ、硫化物系介在物は球状化しない。そのため、Ｃａが含有されず、Ｔｅを含有して硫化物系介在物を球状化する場合、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、硫化物系介在物を球状化するためには、Ｃａ及びＴｅを含有するのが好ましい。

（ｈ）ＴｉはＮと結合してＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物を形成する。Ｔｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物は、オーステナイト結晶粒を微細化して鋼の冷間鍛造性を高める。一方、Ｎ含有量に対してＴｉ含有量が高すぎる場合、Ｎと結合しないＴｉがＴｉ炭化物を形成する。Ｔｉ炭化物は、鋼の冷間鍛造性を低下する。冷間鍛造用快削鋼が式（３）を満たせば、過剰なＴｉによるＴｉ炭化物の生成が抑制される。さらに、Ｔｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物の形成により、オーステナイト結晶粒が微細化され、冷間鍛造性が高まる。
Ｔｉ−３．５Ｎ≦０・・・（３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

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、以下の化学組成を有する。

Ｃ：０．１０〜０．６０％
炭素（Ｃ）は、鋼の引張強度及び疲労強度を高める。使用される部品に必要な強度レベルに応じて、Ｃ含有量が決定される。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼の冷間鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１０〜０．６０％である。好ましいＣ含有量の下限は、０．１０％よりも高く、さらに好ましくは、０．１５％以上であり、さらに好ましくは、０．１８％以上である。好ましいＣ含有量の上限は、０．６０％未満であり、さらに好ましくは０．５５％以下であり、さらに好ましくは０．５０％以下である。

Ｓｉ：０．０５〜０．５％
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含有量が高すぎれば、鋼の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０５〜０．５％である。上記のとおりＳｉは冷間鍛造性に影響を与える。そのため、必要な強度が得られれば、Ｓｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４％以下であり、さらに好ましくは０．３％以下である。

Ｍｎ：０．３５〜１．３０％
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る。Ｍｎはさらに、鋼の焼入れ性を高める。Ｍｎはさらに、Ｓと結合して硫化物系介在物を形成し、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。また、Ｍｎ含有量が低すぎれば、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．３５〜１．３０％である。好ましいＭｎ含有量の下限は０．３５％よりも高く、さらに好ましくは０．４０％以上であり、さらに好ましくは０．６０％以上である。好ましいＭｎ含有量の上限は１．３０％未満であり、さらに好ましくは１．２０％未満であり、さらに好ましくは１．００％未満である。

Ｐ：０．０３％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは鋼の冷間鍛造性及び熱間加工性を低下する。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量は０．０３％以下である。好ましいＰ含有量は０．０３％未満であり、さらに好ましくは０．０２％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。

Ｓ：０．００５％以上０．０３０％未満
硫黄（Ｓ）は、ＭｎＳに代表される硫化物系介在物を形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｓ含有量が高すぎれば、Ｃａを固溶しない硫化物系介在物が増加し、鋼の冷間鍛造性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５％以上０．０３０％未満である。鋼の被削性をさらに高める場合、好ましいＳ含有量の下限は０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．００８％以上であり、さらに好ましくは０．０１０％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含有量の上限は０．０２５％未満であり、さらに好ましくは０．０２０％未満である。

Ｃｒ：０．０１〜２．０％
クロム（Ｃｒ）は鋼の引張強度を高める。したがって、機械部品の強度を高める目的で、Ｃｒは含有される。Ｃｒはさらに、鋼の焼入れ性を高める。機械部品の表面は、浸炭処理又は高周波焼入れにより硬化される場合がある。Ｃｒは鋼の焼入れ性を高めるため、浸炭処理又は高周波焼入れ後の機械部品の表面硬度を高める。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０１〜２．０％である。好ましいＣｒ含有量の下限は０．０１％よりも高く、さらに好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。好ましいＣｒ含有量の上限は２．０％未満であり、さらに好ましくは１．５０％以下であり、さらに好ましくは１．２０％以下である。

Ａｌ：０．０１０％よりも高く０．０７０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。鋼中のカルシウム（Ｃａ）は、酸素（Ｏ）と結合してＣａＯを形成しやすい。本実施の形態では、ＣａＯの生成が抑制され、ＣａＳが生成される方が好ましい。なぜなら、１ｍｏｌ％以上のＣａを含有した硫化物系介在物は、ＣａＳを核として晶出するからである。Ａｌは上述のとおり鋼を脱酸し、鋼中の溶存酸素量を低減する。そのため、ＣａＯの生成が抑えられ、ＣａＳの生成が促進される。ＣａＳの生成を促進するために、製造工程において、ＡｌはＣａよりも先に鋼中に含有されるのが好ましい。Ａｌはさらに、Ｎと結合して窒化物を形成し、鋼中のＮ含有量を低減する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、脱酸効果が飽和する。さらに、Ａｌが鋼に固溶して冷間鍛造性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は、０．０１０％よりも高く０．０７０％以下である。好ましいＡｌ含有量の下限は０．０２０％よりも高く、さらに好ましくは０．０４０％よりも高い。好ましいＡｌ含有量の上限は、０．０７０％未満であり、さらに好ましくは０．０６０％未満であり、さらに好ましくは、０．０５０％未満である。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。

Ｔｉ：０．００１〜０．０２８％
チタン（Ｔｉ）は微細な窒化物及び／又は炭窒化物を形成し、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。Ｔｉはさらに、窒化物及び／又は炭窒化物を形成することにより、鋼中のＮ固溶量を低減する。そのため、Ｔｉは鋼の冷間鍛造性を高める。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、Ｔｉは炭化物を形成し、鋼の冷間鍛造性を低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００１〜０．０２８％である。好ましいＴｉ含有量の下限は０．００１％よりも高く、さらに好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは、０．００３％以上である。好ましいＴｉ含有量の上限は０．０２８％未満であり、さらに好ましくは０．０２％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。

Ｎ：０．００８０％未満
窒素（Ｎ）は、不純物である。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。したがって、Ｎ含有量は０．００８０％未満である。好ましいＮ含有量は、０．００６０％未満であり、さらに好ましくは、０．００５０％未満である。一方、ＮとともにＴｉ、又はＴｉ及びＮｂが含有されることにより、窒化物や炭窒化物が生成される。そのため、オーステナイト結晶粒が微細化され、鋼の冷間鍛造性が高まる。

Ｏ：０．００４０％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは粗大な酸化物を形成し、鋼の冷間鍛造性及び被削性を低下する。したがって、Ｏ含有量は低い方が好ましい。Ｏ含有量は０．００４０％以下である。好ましいＯ含有量は０．００４０％未満であり、さらに好ましくは０．００３０％未満であり、さらに好ましくは、０．００２５％未満である。

Ｃａ：０．０００３〜０．００３５％
カルシウム（Ｃａ）は、硫化物系介在物に固溶して、硫化物系介在物を球状化する。そのため、Ｃａは鋼の冷間鍛造性を高める。一方、Ｃａ含有量が高すぎる場合、粗大な酸化物が形成される。粗大な酸化物は鋼の被削性及び冷間鍛造性を低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００３〜０．００３５％である。好ましいＣａ含有量の下限は、０．０００３％よりも高く、さらに好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．０００７％以上である。好ましいＣａ含有量の上限は０．００３５％未満であり、さらに好ましくは０．００３０％以下であり、さらに好ましくは０．００２５％以下である。

Ｔｅ：０．０００１％以上０．００４０％未満
テルル（Ｔｅ）は硫化物系介在物へのＣａの固溶を促進する。したがって、Ｔｅは硫化物系介在物を球状化し、鋼の冷間鍛造性を高める。一方、Ｔｅ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｔｅ含有量は０．０００１％以上０．００４０％未満である。好ましいＴｅ含有量の下限は０．０００１％よりも高く、さらに好ましくは０．０００５％以上であり、さらに好ましくは０．０００８％以上である。好ましいＴｅ含有量の上限は０．００３０％未満であり、さらに好ましくは０．００２０％未満である。

本実施の形態による冷間鍛造用鋼の残部は鉄（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、又は製造過程の環境等から混入される元素をいう。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。Ｃｕ含有量及びＮｉ含有量は、ＪＩＳ Ｇ４０５３に規定された機械構造用合金鋼鋼材のうち、クロム鋼（ＳＣｒ鋼）及びクロムモリブデン鋼（ＳＣＭ鋼）中のＣｕ含有量及びＮｉ含有量と同程度である。より具体的には、Ｃｕ含有量は０．３０％以下であり、Ｎｉ含有量は０．２５％以下である。

本実施の形態による冷間鍛造用快削鋼はさらに、式（１）〜式（３）を満たす。
ＳＡ／ＳＢ＞０．５０・・・（１）
０．０３０＜Ｔｅ／Ｓ＜０．１５・・・（２）
Ｔｉ−３．５Ｎ≦０・・・（３）
ここで、式（１）中のＳＡは、４ｍｍ^２以上の総面積の観察領域における、１ｍｏｌ％以上のＣａを含有し、かつ、１μｍ以上の円相当径を有する硫化物系介在物の総面積（μｍ^２）である。ＳＢは、前記観察領域における、１μｍ以上の円相当径を有する硫化物系介在物の総面積（μｍ^２）である。式（２）及び式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

［式（１）について］
上述のとおり、Ｃａ及びＴｅを含有して、１ｍｏｌ％以上のＣａを含有する硫化物系介在物の割合を増やせば、鋼の冷間鍛造性が高まる。式（１）を満たせば、図６に示すとおり、限界圧縮率が顕著に高くなり、冷間鍛造性が高まる。

［式（２）について］
上述のとおり、Ｔｅは、硫化物系介在物の球状化を促進する。したがって、ＴｅとＳは密接な関係を有する。Ｆ２を次のとおり定義する。
Ｆ２＝Ｔｅ／Ｓ

ここで、Ｆ２中のＴｅ及びＳにはそれぞれ、Ｔｅ含有量（質量％）及びＳ含有量（質量％）が代入される。Ｆ２が小さすぎる場合、Ｓ含有量に対するＴｅ含有量が低すぎる。この場合、Ｃａが硫化物系介在物に固溶しにくく、硫化物系介在物が球状化しにくい。そのため、冷間鍛造性が低下する。

一方、Ｆ２が大きすぎる場合、Ｓ含有量に対するＴｅ含有量が高すぎる。この場合、硫化物系介在物に固溶しなかったＴｅが、マトリクス中に固溶したり、ＦｅＴｅを形成したりする。固溶Ｔｅ量及びＦｅＴｅ生成量が増加すれば、鋼の熱間加工性が低下する。

Ｆ２が式（２）を満たせば、硫化物系介在物が球状化して冷間鍛造性が高まる。さらに、マトリックスへの固溶Ｆｅ量及びＦｅＴｅ生成量が抑えられ、熱間加工性が高まる。好ましいＦ２値の下限は０．０４０以上である。好ましいＦ２値の上限は０．１２以下であり、さらに好ましくは０．１０以下である。

［式（３）について］
ＴｉはＮと結合して微細なＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物を形成する。微細なＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物は、オーステナイト結晶粒を微細化して鋼の冷間鍛造性を高める。したがって、Ｔｉ含有量とＮ含有量とは密接な関係を有する。Ｆ３を次のとおり定義する。
Ｆ３＝Ｔｉ−３．５Ｎ
ここで、Ｆ３中の「Ｔｉ」及び「Ｎ」には、Ｔｉ含有量及びＮ含有量が代入される。

Ｆ３が０よりも大きければ、Ｔｉ含有量が高すぎる。そのため、Ｔｉ炭化物が生成され、鋼の冷間鍛造性が低下する。Ｆ３が式（３）を満たせば、つまり、Ｆ３が０以下であれば、優れた冷間鍛造性が得られる。好ましいＦ３値は−０．００５以下である。

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、Ｖ及びＢからなる群から選択された１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼の強度を高める。

Ｍｏ：１．０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｍｏはさらに、浸炭処理における不完全焼入れ層の生成を抑制する。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、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。好ましいＭｏ含有量の下限は０．０２％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。好ましいＭｏ含有量の上限は１．０％未満であり、さらに好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．３０％以下である。

Ｖ：０．３０％以下
バナジウム（Ｖ）は、炭化物を形成し、鋼の引張強度及び疲労強度を高める。Ｖ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が少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼の冷間鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．３０％以下である。好ましいＶ含有量の下限は、０．０２％以上であり、さらに好ましくは０．０４％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上である。好ましいＶ含有量の上限は、０．３０％未満であり、さらに好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは、０．１０％以下である。

Ｂ：０．０２％以下
ボロン（Ｂ）は鋼の焼入れ性を高め、鋼の引張強度及び疲労強度を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、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。好ましいＢ含有量の下限は、０．０００５％以上であり、さらに好ましくは、０．００１％以上であり、さらに好ましくは、０．００２％以上である。好ましいＢ含有量の上限は、０．０２％未満であり、さらに好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１０％以下である。

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、Ｍｇ及びＮｂの１種以上を含有する。これらの元素はいずれも、鋼の冷間鍛造性を高める。

Ｍｇ：０．００３５％以下
マグネシウム（Ｍｇ）は、Ａｌと同様に、鋼を脱酸して鋼中の酸化物を微細化する。鋼中の酸化物が微細化されれば、破壊の起点となる粗大酸化物が減少する。そのため、鋼の冷間鍛造性が高まる。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｍｇ含有量が高すぎれば、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。好ましいＭｇ含有量の下限は０．０００１％以上であり、さらに好ましくは０．０００３％以上であり、さらに好ましくは０．０００５％以上である。好ましいＭｇ含有量の上限は、０．００３５％未満であり、さらに好ましくは０．００３０％以下であり、さらに好ましくは０．００２５％以下である。

Ｎｂ：０．０８％以下
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｔｉと同様に、微細な炭化物、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含有量が高すぎれば、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。好ましいＮｂ含有量の下限は０．０１％以上であり、さらに好ましくは０．０１５％以上であり、さらに好ましくは０．０２％以上である。好ましいＮｂ含有量の上限は、０．０８％未満であり、さらに好ましくは０．０５％未満であり、さらに好ましくは０．０４％未満である。

［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。

はじめに、上記化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼の製造方法の一例は次のとおりである。炉内で純鉄とＣとを溶融する。さらに、炉内に不活性ガスを導入して復圧する。その後、上記化学組成のうちＴｉ、Ａｌ、Ｃａ、Ｔｅを除く原料（元素）を溶鋼に添加する。溶鋼から分析用サンプルを採取して成分分析を実施し、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ、Ｔｅ以外の化学組成を調整する。

次に、溶鋼中の溶存酸素量を下げるために、目標とするＡｌ含有量よりも多い量の金属Ａｌを溶鋼に添加する。好ましくは、Ａｌの添加歩留まりを８５％として、目標とするＡｌ含有量に応じた金属Ａｌを溶鋼に添加する。金属Ａｌを添加した後、溶鋼温度を保持しながら溶鋼を攪拌し、溶存酸素量を低減する。その後、Ｔｉを溶鋼に添加する。添加するＴｉ量は、目標とする窒素含有量［Ｎ］に対して、Ｔｉ≦３．５［Ｎ］を満たすように決定される。Ｔｉ含有量が高すぎれば、冷間鍛造性が低下するためである。Ｔｉを添加した後、Ｃａ及びＴｅを添加する。Ｃａよりも先にＡｌを添加するため、溶鋼中の溶存酸素量が低下する。そのため、鋳造前に添加されるＣａが酸化物を形成しにくくなり、ＣａＳが生成しやすくなる。

以上のとおり、Ａｌ及びＴｉを溶鋼に添加して、溶鋼を十分に攪拌し、脱酸反応を促進する。その後、溶鋼中にＣａを添加する。たとえば、ＣａＳｉ合金ワイヤを溶鋼中に添加する。その後、Ｔｅを溶鋼に添加する。Ｔｅよりも前にＣａを添加することにより、Ｃａによる溶鋼中の脱硫反応が促進する。

以上の工程により製造された溶鋼は、式（２）及び式（３）を満たす。この溶鋼を造塊法によりインゴット（鋼塊）にする。連続鋳造法により鋳片にしてもよい。インゴット又は鋳片を熱間加工して、ビレット（鋼片）を製造する。ビレットを熱間圧延して、棒鋼又は線材（以下、冷間鍛造用鋼快削鋼材という）を製造する。

製造された冷間鍛造用快削鋼材に対して、球状化焼鈍処理を実施する。球状化焼鈍処理により、鋼の冷間鍛造性が高まる。以上の工程により製造された冷間鍛造用鋼材は式（１）を満たす。

球状化焼鈍処理後、冷間鍛造用快削鋼材に対して冷間鍛造を実施し、粗形状の中間品を製造する。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、被削性を調査した。

［試験方法］
表１に示す化学組成を有する鋼番号Ａ１〜Ａ１３、Ｂ１〜Ｂ１７、Ｃ１及びＤ１〜Ｄ３の溶鋼を真空誘導加熱炉で製造した。

表１中の「Ｆ１」欄は、各鋼のＦ１値を示す。「Ｆ２」欄は、各鋼のＦ２値を示す。「Ｆ３」欄は、各鋼のＦ３値を示す。
表１を参照して、鋼番号Ａ１〜Ａ１３、Ｂ１〜Ｂ１７の化学組成は、ＪＩＳ Ｇ４０５１に記載されたＳ２５Ｃ、Ｓ４３Ｃ、Ｓ５３Ｃをベースとした。鋼番号Ｃ１及びＤ１〜Ｄ３の化学組成は、ＪＩＳ Ｇ４０５３に記載されたＳＣＭ４２０をベースとした。なお、表１の結果を踏まえて、図５のグラフを作成した。
表１を参照して、鋼番号Ａ１〜Ａ１３及びＣ１の化学組成は、本発明の化学組成の範囲内であった。さらに、Ｆ１値が式（１）の範囲内であり、Ｆ２値が式（２）の範囲内であり、Ｆ３値が式（３）の範囲内であった。

一方、鋼番号Ｂ１〜Ｂ１７及びＤ１〜Ｄ３では、化学組成及びＦ１値〜Ｆ３値のいずれかが、本発明の範囲から外れた。

鋼番号Ｂ１、Ｂ２及びＤ１を除く他の鋼番号の溶鋼は、次の方法により製造された。所定量の純鉄とＣとを炉内で溶融した。炉内に不活性ガスを導入して復圧した。その後、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ、Ｔｅを除く原料（元素）を溶鋼に添加した。溶鋼から分析用サンプルを採取して成分分析を実施し、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ、Ｔｅ以外の化学組成を調整した。

次に、Ａｌの添加歩留まりを８５％として、目標とするＡｌ含有量に応じたＡｌを炉内に溶鋼に添加し、溶鋼中の溶存酸素量を下げた。溶鋼を攪拌し、脱酸反応を進めた後、Ｔｉを溶鋼に添加した。Ｔｉを添加した後、ＣａＳｉ合金ワイヤを溶鋼中に添加した。その後、Ｔｅを溶鋼に添加し、溶鋼を製造した。製造された溶鋼を造塊法によりインゴットにした。

鋼番号Ｂ１、Ｂ２及びＤ１の溶鋼は、次の方法により製造された。所定量の純鉄とＣとを炉内で溶融した。炉内に不活性ガスを導入して復圧した。その後、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ、Ｔｅを除く原料（元素）を溶鋼に添加した。溶鋼から分析用サンプルを採取して成分分析を実施し、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ、Ｔｅ以外の化学組成を調整した。次に、ＣａＳｉ合金ワイヤを溶鋼中に添加した。溶鋼を攪拌して脱酸反応を進めた後、Ａｌ及びＴｉ、Ｔｅを同時に溶鋼に添加し、溶鋼を製造した。製造された溶鋼を造塊法によりインゴットにした。要するに、鋼番号Ｂ１、Ｂ２及びＤ１の溶鋼の製造では、他の鋼番号と比較して、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ及びＴｅの添加順序が異なった。

各鋼番号のインゴットを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。熱間鍛造の仕上げ温度は１０００℃以上とし、熱間鍛造後、丸棒を大気中で放冷した。

［硫化物系介在物の組成分析］
放冷後の各マークの直径３８ｍｍの各マークの丸棒から、Ｆ１を求め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（つまり、丸棒の長手方向）と平行であった。この試験片を用いて、上述の方法により、面積率ＳＡ及びＳＢを求めた。得られた面積率ＳＡ及びＳＢを用いて、Ｆ１値を求めた。

［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。

［球状化焼鈍処理］
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。

［被削性試験］
球状化焼鈍処理が実施された各鋼番号の直径３８ｍｍの丸棒を直径３６ｍｍまでピーリング加工した。ピーリング加工された丸棒に対して冷間引抜を実施して、直径３１ｍｍの被削性試験片を作製した。冷間引抜での減面率は２５．８％であった。

被削性試験は、旋削加工時の超硬工具の逃げ面に現れる工具摩耗量を調査した。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０．２０ｍｍ／ｒｅｖ、切り込みを０．４０ｍｍとした。潤滑油としてエマルジョン型の切削油を使用した。合計７分間の旋削加工を行った後、旋削加工を停止した。そして、工具逃げ面の摩耗量をマイクロスコープを用いて測定した。

［冷間鍛造性試験］
球状化焼鈍処理が実施された各鋼番号の直径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（長手方向）と平行であった。

各鋼番号ごとに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。なお、本試験結果を利用して、図６を作成した。

［試験結果］
表２に各鋼番号における逃げ面工具摩耗量（単位はμｍ、以下、単に摩耗量という）、限界圧縮率（％）及び絞り（％）を示す。

表１及び表２を参照して、鋼番号Ａ１〜Ａ１３及びＣ１の鋼の化学組成は、本発明の化学組成の範囲内であり、かつ、式（１）〜式（３）を満たした。したがって、鋼番号Ａ１〜Ａ１３及びＣ１の鋼は、優れた被削性、冷間鍛造性及び熱間加工性を示した。具体的には、鋼番号Ａ１〜Ａ１３及びＣ１の摩耗量は１００μｍ未満であった。さらに、限界圧縮率は７０％以上であり、絞りは４０％を超えた。

鋼番号Ｂ１及びＢ２の化学組成は、本発明の範囲内であり、Ｆ２値及びＦ３値は、式（２）及び式（３）を満たした。しかしながら、Ｆ１値が式（１）の下限未満となった。溶鋼の製造方法が他の鋼番号の鋼と異なっていたため、Ｆ１値が式（１）を満たさなかったと考えられる。そのため、鋼番号Ｂ１及びＢ２では、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間鍛造性が低かった。

鋼番号Ｂ３の化学組成は本発明の範囲内であった。しかしながら、Ｆ２値が式（２）の下限未満であった。そのため、Ｆ１値も式（１）を満たさなかった。そのため、鋼番号Ｂ３では、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間鍛造性が低かった。

鋼番号Ｂ４の化学組成は本発明の範囲内であった。しかしながら、Ｆ２値が式（２）の上限を超えた。そのため、鋼番号Ｂ４では、絞りが４０％以下となり、熱間加工性が低かった。

鋼番号Ｂ５の鋼は、Ｔｅを含有しなかった。そのため、Ｆ２値が式（２）の下限未満となり、Ｆ１値が式（１）を満たさなかった。そのため、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間鍛造性が低かった。

鋼番号Ｂ６の鋼は、Ｃａを含有しなかった。そのため、Ｆ１値が式（１）を満たさなかった。そのため、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間鍛造性が低かった。

鋼番号Ｂ７の鋼は、Ｃａ及びＴｅを含有しなかった。そのため、Ｆ１値が式（１）を満たさず、Ｆ２値が式（２）の下限未満であった。そのため、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間鍛造性が低かった。

鋼番号Ｂ８のＴｅ含有量は、本発明のＴｅ含有量の上限を超えた。そのため、Ｆ２値が式（２）の上限を超えた。そのため、絞りが４０％以下となり、熱間加工性が低かった。

鋼番号Ｂ９のＡｌ含有量は、本発明のＡｌ含有量の下限未満であった。そのため、Ｃａ含有量及びＴｅ含有量は本発明の範囲内であったにも関わらず、Ｆ１値が式（１）の下限未満であった。そのため、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間鍛造性が低かった。Ａｌ含有量が少なかったため、ＣａＳが生成されにくく、その結果、硫化物系介在物に固溶するＣａ量が少なかったためと考えられる。

鋼番号Ｂ１０のＡｌ含有量は、本発明のＡｌ含有量の上限を超えた。そのため、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間鍛造性が低かった。Ａｌ含有量が高すぎ、粗大な酸化物系介在物が生成されたためと考えられる。

鋼番号Ｂ１１のＳ含有量は、本発明のＳ含有量の上限を超えた。そのため、Ｆ１値が式（１）を満たさなかった。そのため、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間鍛造性が低かった。

鋼番号Ｂ１２のＳ含有量は、本発明のＳ含有量の下限未満であった。そのため、摩耗量が１００μｍ以上であり、被削性が低かった。

鋼番号Ｂ１３のＴｉ含有量は本発明のＴｉ含有量の上限を超えた。そのため、Ｆ３が式（３）を満たさなかった。そのため、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間鍛造性が低かった。

鋼番号Ｂ１４の化学組成は本発明の範囲内であった。そして、Ｆ１値は式（１）を満たし、Ｆ２値は式（２）を満たした。しかしながら、Ｆ３値は式（３）を満たさなかった。そのため、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間鍛造性が低かった。

鋼番号Ｂ１５のＮ含有量は本発明のＮ含有量の上限を超えた。そのため、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間鍛造性が低かった。

鋼番号Ｂ１６のＭｎ含有量は本発明のＭｎ含有量の上限を超えた。そのため、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間鍛造性が低かった。

鋼番号Ｂ１７のＳ含有量は、本発明のＳ含有量の下限未満であった。摩耗量が１００μｍ以上であり、被削性が低かった。なお、鋼番号Ｂ１７はＣａ及びＴｅを含有しなかっため、Ｆ１値が式（１）の下限未満となり、かつ、Ｆ２値が式（２）の下限未満となった。しかしながら、Ｓ含有量が低かったため、限界圧縮率は７０％以上であった。

鋼番号Ｄ１の化学組成は、本発明の範囲内であり、Ｆ２値及びＦ３値は、式（２）及び式（３）を満たした。しかしながら、Ｆ１値が式（１）の下限未満となった。溶鋼の製造方法が他の鋼番号の鋼と異なっていたため、Ｆ１値が式（１）を満たさなかったと考えられる。そのため、鋼番号Ｄ１では、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間鍛造性が低かった。

鋼番号Ｄ２の鋼は、Ｃａ及びＴｅを含有しなかった。そのため、Ｆ２値は式（２）の下限未満となり、Ｆ１値は式（１）を満たさなかった。そのため、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間鍛造性が低かった。

鋼番号Ｄ３の鋼は、Ｔｅを含有しなかった。そのため、Ｆ２値が式（２）の下限未満となり、Ｆ１値が式（１）を満たさなかった。そのため、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間鍛造性が低かった。

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 (3)

1. 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．３５〜１．３０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以上０．０３０％未満、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ａｌ：０．０１０％よりも高く０．０７０％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．０２８％、Ｎ：０．００８０％未満、Ｏ：０．００４０％以下、Ｃａ：０．０００３〜０．００３５％及びＴｅ：０．０００１％以上０．００４０％未満を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たす、冷間鍛造用快削鋼。
   ＳＡ／ＳＢ＞０．５０・・・（１）
   ０．０３０＜Ｔｅ／Ｓ＜０．１５・・・（２）
   Ｔｉ−３．５Ｎ≦０・・・（３）
   ここで、式（１）中のＳＡは、４ｍｍ^２以上の総面積の観察領域における、１ｍｏｌ％以上のＣａを含有し、かつ、１μｍ以上の円相当径を有する硫化物系介在物の総面積（μｍ^２）である。ＳＢは、前記観察領域における、１μｍ以上の円相当径を有する硫化物系介在物の総面積（μｍ^２）である。式（２）及び式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（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％以下及びＢ：０．０２％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、Ｍｇ：０．００３５％以下及びＮｂ：０．０８％以下の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。