(57)【要約】【課題】  優れた冷間鍛造性と切屑破砕性を兼ね備えている構造用鋼を提供する。【解決手段】  Ｃ：０．１〜１質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．２質量％、Ｍｎ：０．１〜１質量％、Ｓ：０．０３〜０．１質量％、Ａｌ：０．０００５質量％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．０１質量％、Ｏ：０．００１〜０．００５質量％、Ｎ：０．０１〜０．０５質量％、残部がＦｅと不可避的不純物から成り、かつ、冷間鍛造後の鋼組織において、  鍛伸方向に３個以上に分断されていて、かつそれぞれの鍛伸方向における長さが２０μｍ以下である硫化物系介在物１の個数が、研磨面における硫化物系介在物の全体個数に対し、４０％以上の割合を占めている冷間鍛造性と切屑破砕性に優れる構造用鋼。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．１〜１質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．２質量％、Ｍｎ：０．１〜１質量％、Ｓ：０．０３〜０．１質量％、Ａｌ：０．０００５質量％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．０１質量％、Ｏ：０．００１〜０．００５質量％、Ｎ：０．０１〜０．０５質量％、残部がＦｅと不可避的不純物から成り、かつ、冷間鍛造後の鋼組織において、
鍛伸方向に３個以上に分断されていて、かつそれぞれの鍛伸方向における長さが２０μｍ以下である硫化物系介在物の個数が、研磨面における硫化物系介在物の全体個数に対し、４０％以上の割合を占めていることを特徴とする、冷間鍛造性と切屑破砕性に優れる構造用鋼。
【請求項２】
３個以上に分断されている前記硫化物系介在物の相互間には、前記硫化物系介在物と接触して酸化物系介在物が存在している請求項１の冷間鍛造性と切屑破砕性に優れる構造用鋼。
【請求項３】
前記硫化物系介在物がＭｎＳを主体とし、前記酸化物系介在物がＴｉＯ2を主体とする請求項２の冷間鍛造性と切屑破砕性に優れる構造用鋼。
【請求項４】
Ｎｉ：０．３０〜１．５０質量％、Ｃｒ：０．８０〜２．００質量％、または、Ｍｏ：０．１０〜０．５０質量％が含有されている請求項１〜３のいずれかの冷間鍛造性と切屑破砕性に優れる構造用鋼。
【請求項５】
Ｐ：０．３０〜０．１５０質量％が含有されている請求項１〜４のいずれかの冷間鍛造性と切屑破砕性に優れる構造用鋼。
【請求項６】
Ｂ：０．０００３〜０．００５０質量％が含有されている請求項１〜５のいずれかの冷間鍛造性と切屑破砕性に優れる構造用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷間鍛造性が優れ、同時に被削性とりわけ切削時における切屑破砕性が優れている構造用鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
熱間鍛造に比べて省エネルギであり、また寸法精度も高いということから、例えば自動車部品の製造などには広く冷間鍛造が採用されている。また、更に高い寸法精度が要求され、その鍛造品に対して仕上げ加工が行なわれることがある。
したがって、用いる鋼は、優れた冷間鍛造性と優れた切削加工性の両立することが必要とされている。
【０００３】
このような冷間鍛造性と被削性を両立させた構造用鋼としては、例えば、所定組成の炭素鋼にＺｒを添加して鋼中に微細なＺｒＮを形成させることにより、焼鈍時のセメンタイトの分解を早めると同時に、ＺｒＮを生成核として微細な黒鉛を鋼中に生成させた鋼が提案されている（特許文献１を参照）。
この構造用鋼の場合、鋼中に微細に分布する黒鉛が備えている潤滑作用で鋼の被削性の向上が企てられている。
【０００４】
また、冷間鍛造時の割れと、硫化物系介在物や酸化物系介在物と鋼の硬さの影響を解析して、これら介在物の等級や硬さを規定した鋼が提案されている（特許文献２を参照）。
この鋼は、組成面では低Ｏ化、低Ｓ化することにより、介在物の存在を起点とする割れ発生を防止して、厳しい加工率の冷間鍛造を行っても割れを発生することがない。
また、鍛造性と被削性が優れた鋼として次のような鋼が知られている（特許文献３を参照）。
【０００５】
この鋼は、鋼中のＭｎＳのアスペクト比と粒径と個数を規定することにより断面方向の強度特性を高め、ＭｎＳを起点とする割れの発生を抑制して鍛造性を向上させながら、同時に微細なＭｎＳを所定量鋼組織に分散させて被削性の確保が企てられている。なお、この鋼の場合の鍛造とは、主として、熱間鍛造が想定されている。
更に、次のような鋼も知られている（特許文献４を参照）。
【０００６】
この鋼は、良好な被削性を備えていることに加えて切屑破砕性が良好であり、例えば自動旋盤で切削加工をしたときに好適な作業性を発揮する鋼である。
この鋼は、ＣａＯを０．２〜６２重量％を含有する相対的に低融点のＣａＯ・Ａｌ2Ｏ3系複合酸化物を芯部とし、その周囲が単純なＭｎＳよりも高融点で潤滑性も良好な（Ｃａ、Ｍｎ）Ｓ系の複合硫化物で取り巻かれている所定個数の２重構造介在物と、所定個数の微細なＭｎＳ介在物とが鋼組織に分散した構造になっている。そしてこの鋼は、切削時に工具表面に安定な被膜を形成して、熱拡散磨耗を防ぎ、潤滑性に優れる２重構造介在物と、切屑破砕性に有用なＭｎＳ介在物の相互作用により、良好な工具寿命と切屑破砕性を発揮する。
【特許文献１】特開平７−３３９０号公報
【特許文献２】特開平１１−２５６２６４号公報
【特許文献３】ＷＯ０１／０６６８１４号公報
【特許文献４】特開２００３−２２６９３４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献４の鋼は冷間鍛造性を考慮していない。その理由は以下のとおりである。
この鋼の溶製時に２重構造介在物の芯部を生成するために、溶鋼にＣａ成分を添加することが必要になるが、それは通常、４０％Ｃａ−６０％Ｓｉ合金を用いて行なわれる。しかしながら、Ｃａ−Ｓｉ合金におけるＣａの溶鋼内への歩留り量は極めて少量であり、合金中のＣａの大半はＣａＯとなってスラグに移動してしまう。
【０００８】
したがって、溶鋼に所定量のＣａを溶存させるためには、目標値の数十倍のＣａ−Ｓｉ合金を添加することが必要となるが、それは歩留りのよいＳｉの溶鋼中濃度を高めることになる。
適正量のＳｉは溶鋼の焼入れ性を高める点で有効であるが、一方Ｓｉの高濃度化は鋼の硬度を高めるので、冷間鍛造時に割れが発生しやすくなる。
【０００９】
このようなことを原因にして、特許文献４の鋼は、優れた切屑破砕性を備えているとはいえ、Ｓｉ濃度が高くならざるを得ないので冷間鍛造性を考慮しているとはいいがたい。
本発明は、被削性とりわけ切屑破砕性は特許文献４の鋼と同水準かまたはそれよりも高水準であり、そして冷間鍛造性は特許文献４の鋼に比べて超かに優れている冷間鍛造性と切屑破砕性に優れる構造用鋼の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記した目的を達成するために、本発明においては、
Ｃ：０．１〜１質量％、Ｓｉ：０．０５〜０．２質量％、Ｍｎ：０．１〜１質量％、Ｓ：０．０３〜０．１質量％、Ａｌ：０．０００５質量％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．０１質量％、Ｏ：０．００１〜０．００５質量％、Ｎ：０．０１〜０．０５質量％、残部がＦｅと不可避的不純物から成り、かつ、冷間鍛造後の鋼組織において、鍛伸方向に３個以上に分割されていて、かつそれぞれの鍛伸方向における長さが２０μｍ以下である硫化物系介在物の個数が、研磨面における硫化物系介在物の全体個数に対し、４０％以上の割合を占めていることを特徴とする、冷間鍛造性と切屑破砕性に優れる構造用鋼が提供される。
【発明の効果】
【００１１】
本発明の鋼には、その溶製時に、鋼組織の中にある割合で微細なＴｉＯ2が形成され、そしてその微細なＴｉＯ2を生成核としてＭｎＳが形成されて同じく微細な２重構造介在物が生成する。
圧延および冷間鍛造の過程で、上記した２重構造介在物におけるＴｉＯ2を取り囲むＭｎＳは断続的に切断して分裂し、分断された個々のＭｎＳ粒が鍛伸方向に直線的に連続して配列する。その場合、３個以上が配列しているＭｎＳ粒の群を構成するＭｎＳの粒の個数が、鋼組織中のＭｎＳ粒の全体個数に対し４０％以上の割合を占めているので、切削加工時の切屑破砕性が優れたものになる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１２】
本発明の鋼は、次のような設計思想に基づいて開発された。
まず、快削元素であるＣａの添加を意識的に排除し、その結果として鋼中のＳｉ濃度を低減し、鋼の硬度を下げ、高水準の冷間鍛造性を確保する。
また、鋼組織に、酸化物系介在物を核とし、その周囲を硫化物系介在物が取り囲む２重構造介在物を形成して切屑破砕性を高めることは、前記した特許文献４の場合と同様であるが、この２重構造介在物を極力微細にして鋼組織に分散させることにより冷間鍛造時における割れの破壊起点を極少にする。
【００１３】
そのために、硫化物系介在物の生成核である酸化物系介在物として微細に分散されるＴｉＯ2を利用する。
最初に鋼組成について説明する。
Ｃは、鋼の強度を確保するための成分であり、その含有量は０．１〜１質量％に設定される。含有量が０．１質量％より少ないと、構造用鋼として強度不足となり、また１質量％より多くすると、鋼の靭性や被削性が低下する。
【００１４】
Ｓｉは、鋼の溶製時における脱酸剤であり、溶鋼中の酸素を固定する。その含有量は０．０５〜０．２質量％に設定される。
この含有量が０．０５質量％より少ない場合は、脱酸効果が不充分となる。しかし、含有量をあまり多くすると、延性低下が起こり、冷間鍛造時に割れ発生が多くなるので、その上限は０．２質量％とする。好ましくは、上限は０．１質量％に規制する。
【００１５】
Ｍｎは、同時添加のＳとともに鋼組織にＭｎＳを形成して、鋼の被削性、切屑破砕性の向上に寄与する成分であって、その含有量は０．１〜１質量％に設定される。
含有量が０．１質量％よりも少なくなると、ＭｎＳの形成量が少なくなって被削性や切屑破砕性は悪くなり、１質量％よりも多くすると、鋼の硬度が上昇して冷間鍛造性と被削性はいずれも悪化する。
【００１６】
Ｓは、ＭｎとともにＭｎＳを形成するための成分であり、その含有量は、Ｍｎの含有量が上記した範囲内にあることを前提に、０．０３〜０．１質量％に設定される。
含有量が０．０３質量％より少ない場合は充分量のＭｎＳが形成されないので、被削性や切屑破砕性は悪くなり、また０．１質量％より多くすると、鋼の靭性や延性が低下して冷間鍛造性は悪化する。
【００１７】
Ａｌは、基本的には脱酸剤として鋼中のＯ量を調整するために添加される。鋼中の含有量が多くなると、それは硬質なＡｌ2Ｏ3クラスタとして鋼中に存在して鋼の被削性を悪化させるとともに、冷間鍛造時の破壊起点ともなるので、その鋼中の含有量は０．０００５質量％以下に規制される。
Ｔｉは、鋼中のＯと反応して微細なＴｉＯ2（酸化物系介在物）となり、このＴｉＯ2を生成核としてその周囲を取り囲むようにしてＭｎＳ（硫化物系介在物）を生成させるための成分である。したがって、Ｔｉ添加を行なうことにより、鋼組織には、微細なＴｉＯ2を核とし、その周囲を取り囲むＭｎＳとから成る微細な２重構造介在物が分散して形成される。
【００１８】
Ｔｉの含有量は０．００１〜０．０１質量％に設定される。含有量を０．００１質量％より少なくすると、充分量の上記した２重構造介在物が形成されないので、被削性や切屑破砕性は悪化し、逆に０．０１質量％より多くすると、鋼の清浄度を悪化させ、冷間鍛造時の割れの原因となる。
Ｏは、ＭｎＳの生成核であるＴｉＯ2の生成に必要な成分であって、その含有量は０．００１〜０．００５質量％に設定される。
【００１９】
０．００１質量％より少ないと、充分量のＴｉＯ2が生成しないので２重構造介在物の生成量も少なくなり、被削性や切屑破砕性が悪化する。逆に０．００５質量％より多くすると、他の成分との間で硬質な酸化物を生成して、冷間鍛造性や切屑破砕性の悪化をもたらす。
Ｎは、結晶粒の粗大化を抑制して鋼の靭性確保や冷間鍛造性の確保に資する成分であり、その含有量は０．０１〜０．０５質量％に設定される。
【００２０】
０．０１質量％より少ないと上記した効果が得られず、０．０５質量％より多くすると鋳造欠陥が起こりはじめる。
本発明の鋼は、上記した組成を必須とするが、更に、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｐ、Ｂの１種または２種以上を任意成分として含有していてもよい。
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、いずれも鋼の焼入れ性を高める成分であるが、しかし、鋼の被削性を悪化させる成分でもある。また、これらは高価であり、鋼の製造コストを高める。
【００２１】
このようなことを考慮して、これら成分を添加する場合には、それぞれの含有量は、Ｎｉ：０．３０〜１．５０質量％、Ｃｒ：０．８０〜２．００質量％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０質量％にすることが好ましい。
Ｐは鋼の靭性を低下させるので通常は添加しないが、しかし、破断分離するコンロッドのような特定の用途では鋼を低靭性にすることが必要となるので、そのような場合に添加する。その場合の添加量は、０．０３０〜０．１５０質量％、好ましくは０．０５０〜０．１５０質量％に設定される。
【００２２】
またＢは、微量添加で鋼の焼入れ性を高めるが、添加量が０．００５０質量％より多くなると鋼の熱間鍛造性を悪化させるので、添加する場合には０．０００３〜０．００５０質量％に設定することが好ましい。
次に、本発明の鋼組織について説明する。
本発明の鋼は、冷間鍛造したのちその組織を顕微鏡観察すると介在物は次のような形態になっている。それを模式図として図１に示す。
【００２３】
冷間鍛造を行なう前は、この鋼組織には、微細なＴｉＯ2を核とし、その周囲を取り囲んだＭｎＳとからなる２重構造介在物が分散している。
そして、この鋼にある鍛錬比で冷間鍛造を行なうと、核であるＴｉＯ2は鋼の錬伸方向に伸展しないが、ＴｉＯ2の周囲に位置するＭｎＳは鍛伸方向に伸展する。
しかし、ＴｉＯ2はそれに追随して伸展しないので、結局、ＭｎＳはＴｉＯ2に拘束された状態で鍛伸方向への伸展挙動を行なう。そして、ＭｎＳは鍛伸方向で自らを切断しながらでも伸展挙動を行なうことになる。
【００２４】
そして、切断されたＭｎＳはもはやＴｉＯ2の拘束を受けないので鍛伸方向に伸展するが、いまだＴｉＯ2の周囲に残っているＭｎＳはＴｉＯ2の拘束を受け、次の切断の機会を待っているので、冷間鍛造の過程ではＭｎＳの切断が断続的に起こる。
このようなことから、冷間鍛造により図１で示したように、本来は１つであったＭｎＳが断続的に切断されて複数のＭｎＳ粒に分裂し、この分断されたＭｎＳ粒１が鍛伸方向にほぼ直線的に連続配列するＭｎＳの１群Ａが鋼組織の中に発生する。
【００２５】
したがって、鋼組織の中には、冷間鍛造前よりも微細化したＭｎＳ粒１が分散することになる。そして各ＭｎＳ粒１の間には、伸展挙動を行なわない微細なＴｉＯ2が位置することになる。
本発明の鋼においては、冷間鍛造後の上記した組織形態を次のように規定する。
まず、冷間鍛造時に本来は１つであったＭｎＳが分断されることによって、３個以上が直線的に連続配列している各ＭｎＳ粒１の錬伸方向における長さはいずれも２０μｍ以下とする。この長さが２０μｍより長い場合は、鋼の切削性や切屑破砕性に異方性が出はじめて、切削方向によっては作業負荷が無視できなくなるからである。
【００２６】
また、３個以上のＭｎＳ粒１が直線的に連続配列しているＭｎＳの１群Ａにおける当該ＭｎＳ粒の個数（群Ａの場合は４個である）を計測し、またこのように分断されておらず、連続配列していないＭｎＳ粒の全体の個数を計測し、前者の後者に対する割合が４０％以上であるとする。
前者の全ＭｎＳ粒における占有割合が４０％以上であるときに、その鋼は優れた冷間鍛造性を示すとともに、優れた切屑破砕性も発揮するからである。
【実施例】
【００２７】
１．鋼の製造
高周波真空誘導炉を用いて、表１で示した組成の各種鋼を溶製し、それぞれの鋳塊を製造した。
【００２８】
【表１】
2006037197.tif 000003
【００２９】
鋼１はＣａを含まずＳｉ濃度が高い鋼であり、鋼４はＣａ、Ｓｉの濃度が高く、前記した特許文献４の鋼に相当するものである。
２．試験片の作製
各鋳塊を温度１１５０℃で１時間加熱したのち鍛錬比２０で終止温度９００℃の熱間鍛造を行ない空冷した。得られた鍛伸材は、鍛伸方向と直交する断面が、横幅３５ｍｍ、縦幅４５ｍｍの四角形状になっている。ついで鍛伸材に温度８５０℃で２時間の焼きならしを行なったのち空冷した。
【００３０】
そして、鋼組織の観察に際しては、得られた焼きならし材の表層と中心部の中間の位置から試料を採取してそれを試験片に加工した。
また、冷間鍛造性評価試験に際しては、焼きならし材に更に温度７６０℃で５時間の球状化焼きなましを行ない、温度６００℃まで冷却速度０．６１７℃／ｍｉｎの炉冷を行なったのち空冷してから試験片に加工した。
【００３１】
試験片は、焼きなまし材（断面形状は横幅３５ｍｍ、縦幅４５ｍｍの四角形である）を、縦幅内に高さ３７．５ｍｍで横幅内に直径２５ｍｍで加工した円柱体とした。
なお、この時点で各鋼の硬さ（ＨＲＢ）を測定したところ、鋼１は７６．２（ＨＲＢ）、鋼２は７４．３（ＨＲＢ）、鋼３は７４．０（ＨＲＢ）、鋼４は７６．２（ＨＲＢ）、鋼５は７３．５（ＨＲＢ）、鋼６は７４．２（ＨＲＢ）、鋼７は７４．５（ＨＲＢ）、鋼８は７４．８（ＨＲＢ）、鋼９は７４．３（ＨＲＢ）であった。すなわち、Ｓｉ濃度が高い鋼１と鋼４は高硬度になっている。
【００３２】
また、切屑破砕性と試験に際しては、前記した焼きならし材をただちに切削して３０ｍｍ×７０ｍｍ×１９８ｍｍの角材とし、これを試験片とした。
３．各試験と結果
（１）鋼組織の観察
各鋼の試験片を研磨し、その研磨面につき、倍率４００倍、視野数１５、検鏡面積５．７×１０5μｍ2の条件で顕微鏡観察を行なった。顕微鏡観察は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５５「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」によった。
【００３３】
そして、視野内の硫化物（ＭｎＳ）の個数と酸化物（ＴｉＯ2）の個数を計測し、鍛伸方向に３個以上が直線的に配列した状態にある全硫化物の個数を計測し、硫化物の全体個数に対する百分率（％）を求めた。その結果を表２に示した。なお、数字は視野数１５の平均値である。
【００３４】
【表２】
2006037197.tif 000004
【００３５】
Ｔｉ含有量が０．０００８質量％と微量である鋼１と鋼５の組織では、酸化物系介在物（ＴｉＯ2）の生成量が少なく、そのため、冷間鍛造によっても、硫化物系介在物（ＭｎＳ）が複数個に切断されてそれらが鍛伸方向に連続して配列する割合が少なくなっている。
この配列状態の１例を鋼１の顕微鏡写真として図２に示す。図２から明らかなように、硫化物系介在物（ＭｎＳ）は、断続的に切断されることなくその全体が鍛伸方向に伸展している。
【００３６】
一方、鋼２、鋼３、鋼４の場合は、Ｔｉ含有量が０．００１質量％以上になっているので、酸化物系介在物（ＴｉＯ2）の生成量も多く、そのため、冷間鍛造によって硫化物系介在物（ＭｎＳ）が複数個に分断されて鋼組織に微細分散し、その割合は４０％を超えている。
その１例を鋼３の顕微鏡写真として図３に示す。図２と図３を対比して明らかなように図３の場合は、硫化物系介在物（ＭｎＳ）が複数個に分断され、冷間鍛造前よりも微細化したそれらが鍛伸方向に配列している。
【００３７】
なお、顕微鏡の倍率を上げると、鍛伸方向に配列している各硫化物系介在物（ＭｎＳ）の間には、極めて微細で球形状をした酸化物系介在物（ＴｉＯ2）の存在を視認することができる。
（２）冷間鍛造性の試験と結果
各鋼の試験片（直径２５ｍｍ、高さ３７．５ｍｍ）につき、それを無潤滑状態で試料台に立設し、高さ方向から一気に圧縮して、据込率７０％、７５％、８０％、８２．５％でそれぞれ据込み、側面における割れ発生の有無を目視観察し、各鋼についての割れ率（％）を算出した。
【００３８】
なお、据込率（％）は、１００×（据込み前の高さ−据込み後の高さ）／据込み前の高さであり、割れ率（％）は、１００×割れた個数／試験個数である。
各鋼につき、ｎ＝１０で上記据込み試験を行なって割れ率の平均を求め、据込率との関係を図４に示した。
図４から明らかなように、Ｓｉ濃度が高い鋼１と鋼４は、Ｓｉ濃度が低い鋼２、鋼３、鋼５、鋼６、鋼７、鋼８、鋼９に比べて、同じ据込率の場合に割れ率が高く、冷間鍛造性が劣っている。したがって、冷間鍛造性を確保するためには、Ｓｉを低濃度にすることが必要である。
【００３９】
そして、低Ｓｉ鋼である鋼２、鋼３、鋼５、鋼６、鋼７、鋼８、鋼９を対比すると、Ｔｉ含有量が鋼２、鋼３、鋼６、鋼７、鋼８、鋼９に比べて大幅に少ない鋼５は、その割れ率が高い。そして、鋼５は表２で示したように、鋼組織に直線的に３個以上が配列している硫化物系介在物（ＭｎＳ）の個数割合が１５％の鋼である。しかし、鋼２、鋼３、鋼６、鋼７、鋼８、鋼９の場合は上記した個数割合がそれぞれ６０％、７１％、４９％、６５％、７２％、５１％の鋼である。
【００４０】
このようなことから、冷間鍛造性を高めるためには、Ｓｉ濃度を下げ、しかも鋼組織において３個以上の硫化物系介在物（ＭｎＳ）を直線的に配列させることの有用性が明らかである。
なお、鋼４の場合も上記した硫化物系介在物の個数割合は８３％と極めて大きい値になっているが、高Ｓｉ鋼であるために冷間鍛造性は劣化している。
【００４１】
そして、鋼２と鋼３を対比すると、Ｔｉ含有量が鋼２に比べて２倍以上ある鋼３は、割れ率が低く冷間鍛造性はより優れている。
（３）切屑破砕性の試験とその結果
各鋼の試験片に対し、下記の条件下において乾式で切削加工を行なった。
切削速度は１５０ｍ／ｍｉｎ、切込みは０．３ｍｍ、０．５ｍｍ、１．０ｍｍの３水準を設定した。送りは、鍛伸方向に関しては、０．０２５ｍｍ／ｒｅｖ、０．０５ｍｍ／ｒｅｖ、０．１０ｍｍ／ｒｅｖ、０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、０．２９ｍｍ／ｒｅｖ、の５水準とし、鍛伸方向と直交する断面方向に関しては、０．０５ｍｍ／ｒｅｖ、０．１０ｍｍ／ｒｅｖ、０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、０．２０ｍｍ／ｒｅｖ、０．３０ｍｍ／ｒｅｖの５水準とした。
【００４２】
それぞれの条件を組合わせて切削加工を行ない、各組合せ時における切屑の状態を観察し、それを表３に基づいて点数化した。
【００４３】
【表３】
2006037197.tif 000005
【００４４】
切屑の状態の点数化は、表３に基づいて次のように行なわれる。例えば、ＡとＢが半々存在していれば、０．５×０．０＋０．５×１．０＝０．５点となり、また切屑の８割がＣで残りがＢであれば、０．８×１．５＋０．２×１．０＝１．４点となり、また、切屑全部がＧであれば４．０点となる。
各条件の組合せ全てにつき、切屑に関する上記点数化を行ない、それらを加算し、その加算値を各鋼の切屑破砕性指数として表４に示した。なお、鋼１の切屑破砕性指数との対比で、それと同等の場合を△、良好な場合を○、劣る場合を×として、各鋼の評価を表４に併記した。
【００４５】
【表４】
2006037197.tif 000006
【００４６】
切屑破砕性の問題でいえば、鋼１よりも切屑破砕性が優れている鋼は鋼３、鋼４、鋼６〜鋼９である。
（４）総合評価
以上の試験結果から、各鋼について冷間鍛造性と切屑破砕性に関して総合的に評価すると、表５のようになる。
【００４７】
なお、表５における評価は、鋼１を基準とし、それよりも優れている鋼は◎、やや優れている鋼は○、同等の鋼は△、劣る評価は×としている。
【００４８】
【表５】
2006037197.tif 000007
【産業上の利用可能性】
【００４９】
本発明の構造用鋼は、冷間鍛造性に優れている。同時に切屑破砕性にも優れているので、例えば仕上げの旋削加工時に排出する切屑が工具に巻きついたり、切屑運搬用のコンベアにたまることもなく、旋削作業を円滑に進めることができる。
この鋼は、例えばギヤ、等速ジョイント、コンロッドなど各種自動車部品用の素材として有用である。
【図面の簡単な説明】
【００５０】
【図１】本発明の鋼組織を示す模式図である。
【図２】鋼１（比較例鋼）の鋼組織の研磨面の１例を示す顕微鏡写真である。
【図３】鋼３（実施例鋼）の鋼組織の研磨面の１例を示す顕微鏡写真である。
【図４】各鋼の据込率と割れ率の関係を示すグラフである。
【符号の説明】
【００５１】
１  硫化物系介在物（ＭｎＳ）の粒
Ａ  ３個以上の硫化物系介在物（ＭｎＳ）の粒１が直線的に鍛伸方向に配列している群
【図１】
2006037197.tif 000008
【図４】
2006037197.tif 000009
【図２】
2006037197.tif 000010
【図３】
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