JPWO2018061191A1 - 冷間鍛造用鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

この冷間鍛造用鋼は、所定の化学組成を有し、ｄ＋３σ≦１０．０およびＳＡ／ＳＢ＜０．３０を満たし、金属組織中に、円相当径で１．０〜１０．０μｍの硫化物を１２００個／ｍｍ２以上含み、前記硫化物同士の平均距離が３０．０μｍ未満である。ここで、ｄは円相当径１．０μｍ以上の硫化物の円相当径の平均値であり、σは前記円相当径１．０μｍ以上の硫化物の前記円相当径の標準偏差であり、ＳＡは円相当径で１．０μｍ以上３．０μｍ未満の硫化物の個数であり、ＳＢは前記円相当径１．０μｍ以上の前記硫化物の個数である。

Description

本発明は、冷間鍛造用鋼及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、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。そのため、機械構造用鋼には、加工性と被削性とが求められる。

冷間鍛造は、熱間鍛造と比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、上記の粗加工において、冷間鍛造で粗成形される部品が多くなっている。しかしながら、冷間鍛造を行うと、熱間鍛造を行う場合に比べて鋼材に割れが発生しやすい。そのため、冷間鍛造に利用される冷間鍛造用鋼には、被削性とともに、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て冷間鍛造性を向上させるために、鍛造前に球状化焼鈍を施すことが多い。しかしながら、鋼に球状化焼鈍を行うと、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）を含有させると、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）を形成する。この硫化物が、被削性を向上させることはよく知られている。そのため、被削性を高めるには、Ｓ含有量を高めることが考えられる。しかしながら、Ｓ含有量を高めると、粗大な硫化物（ＭｎＳ、ＣａＳ等）が多量に生成し、冷間鍛造性が低下する。
したがって、従来、冷間鍛造性と被削性とを両立させることは困難であった。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おり、その結果、被削性が低かった。

特許文献１及び特許文献２には、硫化物の形態制御などによって、鋼材の被削性を向上する技術が提案されている。例えば、特許文献１には、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被削性を向上させた肌焼鋼が開示されている。また、特許文献２には、サブミクロンレベルの硫化物を分散させることにより、被削性を向上させた肌焼鋼が開示されている。
しかしながら、特許文献１及び特許文献２では、熱間鍛造後の被削性については検討されているものの、球状化焼鈍及び冷間鍛造を行った後の被削性については何ら考慮されていない。また、特許文献２では、冷間鍛造性についても考慮されていない。

特許文献３及び特許文献４には、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させた快削鋼が開示されている。
しかしながら、特許文献３及び特許文献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恐れがある。また、特許文献３では、熱間鍛造後の被削性については検討されているものの、球状化焼鈍及び冷間鍛造後の被削性について何ら考慮されていない。

上述の通り、従来、冷間鍛造性を損ねることなく、被削性を向上させた冷間鍛造用鋼は得られていなかった。

日本国特許第５１１４６８９号公報 日本国特許第５１１４７５３号公報 日本国特開２０００−２８２１７１号公報 日本国特許第４９２４４２２号公報

本発明は、上記現状に鑑みてなされた。本発明の目的は、冷間鍛造性及び被削性に優れた冷間鍛造用鋼及びその製造方法を提供することである。

本発明者らは、冷間鍛造用鋼に関する研究及び検討を行い、以下の知見を得た。

（ａ）冷間鍛造前の焼鈍（球状化焼鈍）は、鋼材の冷間鍛造性を向上させるために有効である。しかしながら、焼鈍を行うと、鋼材の延性が向上するので、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（母材）を脆化させることが有効である。硫化物を微細分散させることにより、破壊を容易にして、切りくず処理性を向上させることができる。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。一方、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。

（ｃ）本発明者らは、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。その結果、平均円相当径が１．０μｍ以上の硫化物のうち、平均円相当径が３．０μｍ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。すなわち、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を得られることを知見した。これは、平均円相当径が３．０μｍ未満の微細な硫化物は、切りくず分離の際の応力集中源として有効に機能しがたいためであると考えられる。

（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（母相）と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。そのため、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、本発明者らは、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。その結果、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を知見した。

（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。すなわち、Ｍｎは、デンドライトの樹間部において濃化し、Ｍｎ硫化物が樹間に晶出する。

（ｇ）Ｍｎ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おり、下記の非特許文献によれば、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（ｍ^２／ｓ）、σ：固液界面エネルギー（Ｊ／ｍ^２）、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が減少することがわかる。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を微量含有させることにより、固液界面エネルギー低減させることができ、硫化物のサイズを微細化できることを新たに見出した。

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）〜（５）の通りである。

（１）本発明の一態様に係る冷間鍛造用鋼は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４５％、Ｍｎ：０．４０〜２．００％、Ｓ：０．００８〜０．０４０％未満、Ｃｒ：０．０１〜３．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｎｉ：０〜１．００％、Ｖ：０〜０．３０％、Ｂ：０〜０．０２００％、Ｍｇ：０〜０．００３５％、Ｔｉ：０〜０．０６０％、及びＮｂ：０〜０．０８０％、を含有するとともに、残部がＦｅおよび不純物からなり、前記不純物に含まれるＮ、ＰおよびＯが、Ｎ：０．０２５０％以下、Ｐ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００２０％以下であり、下記式（１）および下記式（２）を満たし、金属組織中に、円相当径で１．０〜１０．０μｍの硫化物を１２００個／ｍｍ^２以上含み、前記硫化物同士の平均距離が３０．０μｍ未満である。
ｄ＋３σ≦１０．０ ・・・（１）
ＳＡ／ＳＢ＜０．３０ ・・・（２）
式（１）におけるｄは円相当径が１．０μｍ以上の硫化物の円相当径の平均値であり、σは前記円相当径が１．０μｍ以上の硫化物の前記円相当径の標準偏差であり、式（２）におけるＳＡは円相当径が１．０μｍ以上３．０μｍ未満の硫化物の個数であり、ＳＢは前記円相当径が１．０μｍ以上の前記硫化物の個数である。
（２）上記（１）に記載の冷間鍛造用鋼は、前記化学成分が、質量％で、Ｍｏ：０．０２〜１．００％、Ｎｉ：０．１０〜１．００％、Ｖ：０．０３〜０．３０％、Ｂ：０．０００５〜０．０２００％、及びＭｇ：０．０００１〜０．００３５％、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。
（３）上記（１）または（２）に記載の冷間鍛造用鋼は、前記化学成分が、質量％で、Ｔｉ：０．００２〜０．０６０％、及びＮｂ：０．０１０〜０．０８０％、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。
（４）本発明の別の態様に係る冷間鍛造用鋼の製造方法は、上記（１）〜（３）の何れか一項に記載の化学成分を有し、かつ表面から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する鋳造工程と；前記鋳片を熱間加工して鋼材を得る熱間加工工程と；前記鋼材を焼鈍する焼鈍工程と；を有する。
（５）上記（４）に記載の冷間鍛造用鋼の製造方法は、前記鋳造工程において、前記鋳片の前記表面から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１２０℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下としてもよい。

本発明の上記態様によれば、冷間鍛造性及び被削性に優れた冷間鍛造用鋼及びその製造方法を提供できる。
本発明の上記態様に係る冷間鍛造用鋼は、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。
また、本発明の上記態様に係る冷間鍛造用鋼の製造方法では、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。そのため、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に優れた冷間鍛造用鋼が得られる。

以下、本発明の一実施形態に係る冷間鍛造用鋼（本実施形態に係る冷間鍛造用鋼）を詳細に説明する。

肌焼鋼などの機械構造用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、被削性の向上に極めて有効である。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。

被削性および冷間鍛造性について、更に説明する。
被削性の観点からは、Ｓ含有量の増加が重要である。Ｓを含有させることにより、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含有量の総量で決まり、硫化物の形状の影響を受けにくい。したがって、被削性を高めるには、鋼中に硫化物を生じさせることが望ましい。

一方、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大きく低下させる。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１０．０μｍ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。また、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。そのため、本実施形態に係る冷間鍛造用鋼では、硫化物を微細化することが望ましい。

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を添加し、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。これは、固液界面エネルギーが低減すると、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からである。

Ｓ含有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。一方、同じ量のＳを含む鋼を比較した場合、硫化物が微細化な方が、より良好な冷間鍛造性を示す。以上のことから、Ｓ含有量を増加させ、かつ、硫化物を微細化することにより、冷間鍛造性と被削性とを両立させることができる。

そのため、本実施形態に係る冷間鍛造用鋼は、所定の化学成分を有し、ｄを硫化物の円相当径の平均値、σを硫化物の円相当径の標準偏差、ＳＡを円相当径で１．０μｍ以上３．０μｍ未満の硫化物の個数、ＳＢを円相当径で１．０μｍ以上の前記硫化物の個数とした場合に、ｄ＋３σ≦１０．０、かつ、ＳＡ／ＳＢ＜０．３０を満たし、金属組織中に、円相当径で１．０〜１０．０μｍの硫化物を１２００個／ｍｍ^２以上含み、硫化物同士の平均距離が３０．０μｍ未満である。

以下、本実施形態に係る冷間鍛造用鋼について、さらに説明する。まず、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「％」は特に断りがない限り、質量％である。

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。そのため、Ｃ含有量を０．０５％以上とする。好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１５％以上である。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０．３０％以下である。好ましくは０．２８％以下であり、さらに好ましくは、０．２５％以下である。

Ｓｉ：０．０５〜０．４５％
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。そのため、Ｓｉ含有量を０．０５％以上とする。好ましくは０．１５％以上、さらに好ましくは０．２０％以上である。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、０．４５％以下である。好ましくは０．４０％以下であり、さらに好ましくは０．３５％以下である。

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。そのため、Ｍｎ含有量を０．４０％以上とする。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、さらに好ましいＭｎ含有量は０．７５％以上である。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、２．００％以下である。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、さらに好ましいＭｎ含有量は１．２０％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。そのため、Ｓ含有量を０．００８％以上とする。より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、さらに好ましいＳ含有量は、０．０１５％以上である。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、０．０４０％未満である。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、さらに好ましいＳ含有量は、０．０２５％未満である。

Ｃｒ：０．０１〜３．００％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高め、引張強度、及び浸炭処理や高周波焼入れ後の鋼の表面硬度を高める。本実施形態に係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ので、これらの効果を得るため、Ｃｒ含有量を０．０１％以上とする。鋼の焼入れ性及び引張強度をさらに高める場合、好ましいＣｒ含有量は、０．０３％以上であり、さらに好ましいＣｒ含有量は、０．１０％以上である。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、３．００％以下である。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２．００％以下であり、より好ましいＣｒ含有量は１．５０％以下であり、さらに好ましいＣｒ含有量は、１．２０％以下である。

Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
Ａｌは脱酸作用を有する元素である。またＡｌは、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、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。しかしながら、Ａｌの含有量が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ない。オーステナイト粒が粗大化した場合、曲げ疲労強度が低下する。そのため、Ａｌ含有量を０．０１０％以上とする。好ましくは０．０３０％以上である。一方、Ａｌの含有量が０．１００％を超えると、粗大な酸化物が形成されやすくなり、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．１００％以下とする。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０６０％である。

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し、その結果、硫化物が微細分散する。Ｍｎ硫化物の微細化効果を得るには、Ｂｉの含有量を０．０００１％以上とする必要がある。被削性をさらに向上させるには、Ｂｉ含有量を０．００１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｂｉの含有量が０．００５０％を超えると、デンドライト組織の微細化効果が飽和し、かつ鋼の熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。そのため、Ｂｉ含有量を０．００５０％以下とする。Ｂｉ含有量は０．００４８％以下であってもよい。

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させる。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を含まない場合には、Ｎ含有量はなるべく少ない方が好ましい。そのため、Ｎ含有量を０．０２５０％以下とする。好ましいＮ含有量は、０．０１８０％以下であり、さらに好ましいＮ含有量は、０．０１５０％以下である。Ｎ含有量は少ない方が好ましいので、０％でもよい。
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が高まる。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％以上含有させてもよい。

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させる。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量が０．０５０％を超えると冷間鍛造性や熱間加工性の低下が特に大きくなるので、Ｐ含有量を０．０５０％以下とする。好ましいＰ含有量は０．０３５％以下であり、さらに好ましいＰ含有量は、０．０２０％以下である。Ｐ含有量は少ない方が好ましいので、０％でもよい。

Ｏ：０．００２０％以下
Ｏ（酸素）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る。特に、Ｏの含有量が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の含有量を０．００２０％以下とする。不純物元素としてのＯの含有量は０．００１０％以下に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く、０％でもよい。

本実施形態に係る冷間鍛造用鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなることを基本とする。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、上述したＰ、Ｏ、Ｎの他に、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、Ｎｉ含有量は０．２５％以下とすることが好ましい。

［選択元素について］
本実施形態に係る冷間鍛造用鋼は、上述した元素に加えて、さらに、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｎｂからなる群から選択された１種または２種以上を後述する範囲でＦｅの一部に代えて含有させてもよい。Ｍｏ、Ｖ、Ｂ及びＭｇはいずれも、鋼の疲労強度を高めるのに有効である。また、Ｔｉ、Ｎｂは鋼の冷間鍛造性及び疲労強度を高めるのに有効である。しかしながら、これらの元素は必ずしも含有させる必要はないので、下限は０％である。

Ｍｏ：０〜１．００％
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。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ので好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。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、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量は、１．００％以下である。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。

Ｎｉ：０〜１．００％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の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。そのため、必要に応じて含有させてもよい。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。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、含有させる場合のＮｉの量を１．００％以下とする。含有させる場合のＮｉの量は０．８０％以下であることが好ましい。

Ｖ：０〜０．３０％
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。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ので好ましい。より好ましくは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。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、含有させる場合でも、Ｖ含有量は０．３０％以下である。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：０〜０．０２００％
ボロン（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を高め、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０．０００５％以上であれば、上記効果が顕著に得られるので好ましい。より好ましく０．００１０％以上、さらに好ましくは０．００２０％以上である。一方、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、含有させる場合でも、Ｂ含有量は０．０２００％以下である。好ましくは、０．０１２０％以下であり、さらに好ましくは、０．０１００％以下である。

Ｍｇ：０〜０．００３５％
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。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ので好ましい。より好ましくは０．０００３％以上、さらに好ましくは０．０００５％以上である。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、含有させる場合でも、Ｍｇ含有量は０．００３５％以下である。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。

Ｔｉ：０〜０．０６０％
チタン（Ｔｉ）は、鋼中で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元素である。オーステナイト結晶粒が微細化されると、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。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ので好ましい。より好ましくは０．００５％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上である。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、含有させる場合でも、Ｔｉ含有量は０．０６０％以下である。好ましくは０．０４０％以下であり、さらに好ましくは０．０３０％以下である。

Ｎｂ：０〜０．０８０％
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。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ので好ましい。より好ましくは０．０１５％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。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、含有させる場合でも、Ｎｂ含有量は０．０８０％以下である。好ましくは０．０５０％以下であり、さらに好ましくは０．０４０％以下である。

以上のように、本実施形態に係る冷間鍛造用鋼は、上述の基本元素を含み、残部Ｆｅ及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Ｆｅ及び不純物からなる化学組成を有する。

次に、本実施形態に係る冷間鍛造用鋼の組織について説明する。

［金属組織中に円相当径で１．０〜１０．０μｍの硫化物を１２００個／ｍｍ^２以上含む］
硫化物は、被削性の向上に有用である。ただし、Ｓ含有量を増加させると被削性は向上するものの、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。そのため、硫化物のサイズ、個数密度を制御することが必要である。具体的には、本実施形態に係る冷間鍛造用鋼では、金属組織中に円相当径で１．０〜１０．０μｍの硫化物を１２００個／ｍｍ^２以上とする。円相当径で１．０〜１０．０μｍの硫化物が１２００個／ｍｍ^２未満であると、切りくずの分断に寄与する硫化物の個数が十分でなく、被削性が劣化するので好ましくない。上限を限定する必要はないが、２０００個／ｍｍ^２超とすることは困難である。円相当径が１．０〜１０．０μｍの硫化物を対象としたのは、１０．０μｍを超える硫化物は破壊の起点になるためであり、１．０μｍ未満の小さな硫化物は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。１．０μｍ未満の硫化物の個数密度または１０．０μｍ超の硫化物の個数密度の増加は、円相当径で１．０〜１０．０μｍの硫化物の個数密度の減少につながるため好ましくない。
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。また、介在物が硫化物であることは、走査電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型Ｘ線解析によって確認すればよい。

［硫化物同士の平均距離が３０．０μｍ未満］
さらに、被削時の切りくず処理性を向上するには、微細な硫化物を分散させ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。具体的には、硫化物同士の平均距離が３０．０μｍ未満とする必要がある。本発明者らは、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。一方、硫化物同士の平均距離が短くなると、破壊の起点となりやすくなるので、平均距離は１０．０μｍ以上であることが好ましい。
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。

［ｄ＋３σ≦１０．０］
［ＳＡ／ＳＢ＜０．３０］
本実施形態における冷間鍛造用鋼では、さらに、式（１）及び（２）を満たす必要がある。

ｄ＋３σ≦１０．０（μｍ） ・・・（１）
ＳＡ／ＳＢ＜０．３０ ・・・（２）

ここで、式（１）におけるｄは円相当径１．０μｍ以上の硫化物の円相当径の平均値（μｍ）であり、σは円相当径１．０μｍ以上の硫化物の円相当径の標準偏差である。また、式（２）におけるＳＡは円相当径で１．０μｍ以上３．０μｍ未満の硫化物の個数であり、ＳＢは円相当径で１．０μｍ以上の硫化物の個数である。
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、硫化物間の粒子間距離についても、画像解析によって求めることができる。具体的には、以下の手順で求めることができる。すなわち、球状化焼鈍後の丸棒のＤ／４位置を軸方向に対して平行に切断し、硫化物観察用の試験片を採取し、試験片を樹脂埋めした後、冷間鍛造用鋼の長手方向と平行な被検面を鏡面研磨する。これらの研磨試験片の所定位置を走査電子顕微鏡にて１００倍で写真撮影して、０．９ｍｍ^２の検査基準面積（領域）の画像を１０視野分準備する。すなわち、硫化物の観察視野は、９ｍｍ^２である。各観察領域において、走査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、その観察視野（画像）中の円相当径が１．０μｍ以上の硫化物の粒径分布を検出する。この観察視野画像を画像解析することで、硫化物の個数を求めることができる。また、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て円相当径を求めることができる。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１．０μｍ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する。そして、各視野の硫化物全数を対象に、最近接硫化物間距離の実測値を測定し、その平均距離を硫化物間の平均距離とする。

［式（１）について］
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。そのため、鋼の鋳片のデンドライト１次アーム間隔を、例えば６００μｍ未満に低減して、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、１０．０μｍ超える硫化物を無くせば、冷間鍛造性が向上する。本実施形態に係る冷間鍛造用鋼では、観察視野９ｍｍ^２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を加えた値を式（１）の左辺（Ｆ１）とし、Ｆ１を次の式（１’）のとおり定義した。

Ｆ１＝ｄ＋３σ （１’）

ここで、式（１’）中のｄ及びσは、式（１）におけるｄ及びσと同じである。Ｆ１値は、観察視野９ｍｍ^２の範囲内で観察される硫化物の円相当径及び円相当径の標準偏差から予測される、本実施形態に係る冷間鍛造溶鋼に存在する光学顕微鏡で観察可能な硫化物のうち９９．７％の個数の硫化物における最大円相当径を示している。すなわち、Ｆ１値が１０．０μｍ以下であれば、本実施形態に係る冷間鍛造用鋼には、最大円相当径で１０．０μｍ超の硫化物はほとんど存在しないことになる。最大円相当径で１０．０μｍ超の粗大な硫化物が減少することにより、冷間鍛造性が向上する。また、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。観察対象とした硫化物の円相当径を１．０μｍ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。好ましくは、Ｆ１の値は１０．０μｍ未満である。

［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１．０μｍ以上３．０μｍ未満の硫化物の個数を、円相当径が１．０μｍ以上の硫化物の個数で除した値が０．３０以上の場合に、切りくず処理性が低下する。この個数密度を式（２）の左辺（Ｆ２）とし、Ｆ２を次の式（２’）の通り定義した。

Ｆ２＝ＳＡ／ＳＢ （２’）

ここで、ＳＡ及びＳＢは式（２）におけるＳＡ及び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にく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。観察対象とした硫化物の円相当径を１．０μｍ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］
本実施形態に係る冷間鍛造用鋼の好ましい製造方法を説明する。本実施形態に係る冷間鍛造用鋼は、上述の特徴を有していれば、製造方法に限定されないが、上記の化学成分を有し、かつ表面から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、更に焼鈍することで、安定して製造されるので好ましい。ここで熱間加工は、鋳片を鍛造によって鋼片とする熱間加工工程、及び／又は、鋳片または鋼片を熱間圧延する熱間圧延工程を含む。また、焼鈍は球状化焼鈍が好ましい。

［鋳造工程］
上記化学組成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、２２０×２２０ｍｍ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、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１２０℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下とすることが望ましい。デンドライト１次アーム間隔を６００μｍ未満とすれば、硫化物が微細に分散するので、上述した本実施形態に係る冷間鍛造溶鋼の硫化物を得るのに有利である。平均冷却速度が１２０℃／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恐れがある。

液相線温度から固相線温度までの温度域とは、鋳片の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。

上記の鋳片表面から１５ｍｍ深さの位置での冷却速度は、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λ_２（μｍ）を１００点測定し、次式（Ｃ）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。

λ_２＝７１０×Ａ−０．３９ （Ｃ）

そのため、例えば、予め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ることで、平均冷却速度を制御することができる。
また、中心偏析低減のため、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えてもよい。

［熱間加工工程］
熱間加工工程では、鋳片またはインゴットを熱間鍛造等の熱間加工により鋼材に加工する、または、鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレット（鋼片）を製造し、更に、ビレットを熱間圧延して、棒鋼や線材等の鋼材を得ればよい。熱間加工、熱間圧延は、求められる機械特性などに応じて、公知の方法で行えばよい。

［焼鈍工程］
製造された棒鋼または線材等の鋼材に対して、球状化焼鈍処理を実施する。球状化焼鈍処理により、鋼材の冷間鍛造性を高めることができる。球状化焼鈍は公知の方法で行えばよい。
このようにして、本実施形態に係る冷間鍛造用鋼が得られる。

［機械部品の製造方法］
また、球状化焼鈍処理を実施された棒鋼、線材（冷間鍛造用鋼）を冷間鍛造し、粗形状の中間品を製造し、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し、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とで、冷間鍛造用鋼からなる機械部品が得られる。表面硬化処理は実施しなくてもよいが、実施する場合にはたとえば、浸炭処理や窒化処理、高周波焼入れである。

表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｙ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、２２０×２２０ｍｍ角の鋳片を製造した。なお、連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。
また、各鋼の鋳造において、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を、鋳型の冷却水量を変更することによって変更した。

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。一方、鋼Ｍ〜Ｙ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１中の数値の下線は、本発明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一旦室温まで冷却し、冷却した鋳片から、デンドライト組織観察用の試験片を採取した。

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、熱間鍛造後は放冷して、直径３０ｍｍの複数の丸棒（棒鋼）を製造した。

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１〜２７の冷間鍛造用鋼を製造した。
これらについて、ミクロ組織及び硫化物の観察、冷間鍛造性試験、被削性試験を行った。

［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の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平行に切断し、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、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。各試験番号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ていた。

［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平行に切断し、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電子顕微鏡にて１００倍で写真撮影して、０．９ｍｍ^２の検査基準面積（領域）の画像を１０視野分準備した。すなわち、硫化物の観察視野は、９ｍｍ^２である。各観察領域において、走査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、所定の硫化物であるかどうか、ＥＤＳにて確認した。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（母相）、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１．０μｍ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１．０μｍ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、各視野の硫化物全数を対象に最近接硫化物間距離の実測値を測定し、その平均距離を硫化物間の平均距離とした。

表２に、Ｆ１値およびＦ２値、１．０〜１０．０μｍの硫化物の個数密度及び硫化物間の距離を示す。ここで、表２中の下線は、本発明の範囲外であることを意味する。

［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。

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。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は「８０％」とした。

冷間鍛造性の目標は、限界圧縮率において実用上問題ない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。

具体的には、球状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、被削性として、切りくず処理性を調査した。

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

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及び表２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、式（１）、式（２）を満たし、１．０〜１０．０μｍの硫化物の個数密度及び硫化物間の距離が本発明の範囲内であった。その結果、試験番号１〜１２の鋼は、優れた冷間鍛造性および冷間鍛造後の被削性を有した。

試験番号１３の鋼は、本発明の化学組成の範囲内であった。しかしながら、鋳造時の冷却速度が速すぎたので、微細なＭｎ硫化物が多量に生成し、式（２）を満たさなかった。その結果、Ｍｎ硫化物が切削時の切欠き効果の役割を果たさなかったため切りくず重量が１５ｇを超えた。

試験番号１４の鋼は、本実施形態による冷間鍛造用鋼の化学組成の範囲内であった。しかしながら、鋳造時の冷却速度が遅かったので、１．０〜１０．０μｍの硫化物個数が少なかった。また、硫化物間の平均距離が３０．０μｍ以上であった。その結果、被削性が低かった。

試験番号１５および試験番号１６は、Ｂｉを含有せず、Ｓ含有量が規定値の下限未満であった。そのため、生成した硫化物の円相当径が小さく式（１）を満たしたが、１．０〜１０．０μｍの硫化物個数が少なく、硫化物間の平均距離が３０．０μｍ以上であったため、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１７〜２０は、Ｂｉを含有しなかった。そのため、式（１）を満たさなかった。粗大な硫化物が存在し、１．０〜１０．０μｍの硫化物個数が少なかったため、冷間鍛造性が基準値を下回った。

試験番号２１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以下であったものの式（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２２および試験番号２３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、式（１）を満たし冷間鍛造性は基準値以上であったものの、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３０μｍ以上であったため、切りくず重量が１５ｇを超えた。

試験番号２４および試験番号２５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以下であったものの、式（１）を満たさなかった。そのため、冷間鍛造性が基準値を下回った。

試験番号２６は、Ｂｉ含有量が規定値の上限を超えた。その結果、式（１）を満たし、冷間鍛造性は規定値以上であったものの、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２７は、Ｂｉを含有しなかった。そのため、１．０〜１０．０μｍの硫化物個数が少なく、硫化物間の平均距離が３０．０μｍ以上であった。その結果、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。

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。

本発明の冷間鍛造用鋼及びその製造方法によれば、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。また、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に優れた冷間鍛造用鋼が得られる。そのため、産業上の利用可能性が高い。

Claims (5)

1. 化学成分が、質量％で、
   Ｃ：０．０５〜０．３０％、
   Ｓｉ：０．０５〜０．４５％、
   Ｍｎ：０．４０〜２．００％、
   Ｓ：０．００８〜０．０４０％未満、
   Ｃｒ：０．０１〜３．００％、
   Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
   Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％、
   Ｍｏ：０〜１．００％、
   Ｎｉ：０〜１．００％、
   Ｖ：０〜０．３０％、
   Ｂ：０〜０．０２００％、
   Ｍｇ：０〜０．００３５％、
   Ｔｉ：０〜０．０６０％、及び
   Ｎｂ：０〜０．０８０％、
   を含有するとともに、残部がＦｅおよび不純物からなり、
   前記不純物に含まれるＮ、ＰおよびＯが、
   Ｎ：０．０２５０％以下、
   Ｐ：０．０５０％以下、
   Ｏ：０．００２０％以下であり、
   下記式（１）および下記式（２）を満たし、
   金属組織中に、円相当径で１．０〜１０．０μｍの硫化物を１２００個／ｍｍ^２以上含み、
   前記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≦１０．０ ・・・（１）
   ＳＡ／ＳＢ＜０．３０ ・・・（２）
   式（１）におけるｄは円相当径が１．０μｍ以上の硫化物の円相当径の平均値であり、σは前記円相当径が１．０μｍ以上の硫化物の前記円相当径の標準偏差であり、式（２）におけるＳＡは円相当径が１．０μｍ以上３．０μｍ未満の硫化物の個数であり、ＳＢは前記円相当径が１．０μｍ以上の前記硫化物の個数である。
2. 前記化学成分が、質量％で、
   Ｍｏ：０．０２〜１．００％、
   Ｎｉ：０．１０〜１．００％、
   Ｖ：０．０３〜０．３０％、
   Ｂ：０．０００５〜０．０２００％、及び
   Ｍｇ：０．０００１〜０．００３５％、
   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。
3. 前記化学成分が、質量％で、
   Ｔｉ：０．００２〜０．０６０％、及び
   Ｎｂ：０．０１０〜０．０８０％、
   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又は請求項２に記載の冷間鍛造用鋼。
4. 請求項１〜請求項３の何れか一項に記載の化学成分を有し、かつ表面から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する鋳造工程と；
   前記鋳片を熱間加工して鋼材を得る熱間加工工程と；
   前記鋼材を焼鈍する焼鈍工程と；
   を有することを特徴とする冷間鍛造用鋼の製造方法。
5. 前記鋳造工程において、前記鋳片の前記表面から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１２０℃／ｍｉｎ以上５００℃／ｍｉｎ以下とすることを特徴とする請求項４に記載の冷間鍛造用鋼の製造方法。