本发明涉及热锻造用钢及热锻造品。本申请基于2015年10月19日在日本申请的特愿2015-205630号、及2015年12月25日在日本申请的特愿2015-254775号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术：
热锻造品作为产业用机械、建设用机械及以汽车为代表的输送用机械的机械部件被利用。机械部件可例示出发动机部件、曲轴等。
热锻造品通过以下的工序来制造。
首先，将热锻造用钢进行热锻造而制造中间品。对于所制造的中间品，根据需要实施调质处理。对于热锻造状态的非调质的中间品或调质处理后的中间品，通过进行切削或穿孔等而机械加工成部件形状。对于经机械加工的中间品，实施高频淬火、渗碳、氮化等表面硬化处理。在表面硬化处理后，对于中间品通过磨削或研磨实施精加工，制造热锻造品。
热锻造品在中间品的状态下实施切削或穿孔等机械加工。因此，对于热锻造用钢，要求优异的切削性。众所周知：若在钢中含有硫(S)，则S在钢中形成硫化物(例如MnS)，通过所形成的MnS而钢的切削性提高。
可是，如上所述，热锻造品被实施表面硬化处理(高频淬火、渗碳、氮化等)。表面硬化处理中，高频淬火与渗碳或氮化相比能够以短时间将钢的表面硬化。然而，在实施了高频淬火的热锻造品中，有时产生烧裂。此外，通过对高频淬火后的中间品实施精加工，有时也产生磨削裂纹。因此，实施了高频淬火的热锻造品一般实施磁粉探伤试验，进行烧裂或磨削裂纹之类的表面伤痕的有无的确认。
在磁粉探伤试验中，一般通过使热锻造品磁化而在热锻造品的表面伤痕部分中产生漏磁通，通过使产生大的漏磁通的地方吸附磁粉而形成磁粉花纹。通过该磁粉花纹，能够特别限定伤痕的产生的有无及表面伤痕的产生部位。然而，若为了改善切削性而使S含量增加，则在磁粉探伤试验中，有时产生起因于MnS的假象。其原因在于，虽然通过使S含量增加而形成MnS，但由于MnS为非磁性，所以因MnS而产生漏磁通，形成起因于MnS的假象。
像以上那样，假象是在磁粉探伤试验时通过除表面伤痕以外的要因而形成的磁粉花纹。因此，有时根据起因于MnS的假象，误认为热锻造品具有表面伤痕。为了防止这样的误认，只要对于产生了磁粉花纹的热锻造品实施渗透探伤试验，则能够正确地确认表面伤痕的有无。然而，由于除磁粉探伤试验以外还实施渗透探伤试验，因而检查工时增加。
关于切削性的提高，例如在专利文献1及2中公开了在钢中含有规定的个数以上的以MnS作为主要成分的硫化物系夹杂物的机械结构用钢。然而，在专利文献1及2中，关于假象的抑制未作任何考虑。进而，在专利文献1及2的技术中，需要将Mn/S以原子％比计设定为0.6～1.4。这种情况下，有下述可能性：由于S含量变多，所以通过FeS的生成而热延展性下降，产生裂纹。
关于上述的课题，例如在专利文献3及4中提出了维持切削性并且抑制假象的产生的技术。
专利文献3中公开了通过含有Ti、并且降低N含量，从而在钢中形成起因于TiS的碳硫化物来代替MnS。专利文献3记载了：通过该碳硫化物分散，从而维持切削性并且抑制假象的产生。
专利文献4中公开了使钢中含有Ca及Te、并且设定为Ca/Te<1.0。专利文献4记载了：通过Ca及Te固溶于钢中的MnS中而生成球状化的MnS，从而维持切削性，并且抑制假象的产生。
然而，专利文献3中记载的热锻造用钢需要将Ti含量提高至0.04％以上。因此，根据热锻造的条件，有时钢的硬度变得过高、切削性下降。
专利文献4中记载的热锻造用钢通过含有Ca及Te而使MnS进行球状化，并且通过将热加工的压下比设定为6.0以上而使MnS截断、进行微细化而抑制假象的产生。压下比以铸坯或铸块的横截面积(mm2)/棒钢的横截面积(mm2)表示。
然而，在铸坯尺寸小、并且棒钢的尺寸变大那样的大型热锻造品中，由于无法增大压下比，所以有残存粗大的MnS的可能性。即使是压下比小的情况下，为了将MnS进行微细化，也需要在热轧前的铸坯的阶段中尽可能将MnS进行微细化。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2003-293081号公报
专利文献2：日本特开2003-301238号公报
专利文献3：日本专利第3893756号公报
专利文献4：日本专利第5545273号公报
技术实现要素：
发明所要解决的技术问题
本发明是鉴于上述的课题而进行的，课题是提供热锻造后的切削性优异、在磁粉探伤试验时难以产生假象的热锻造用钢及热锻造品。
用于解决技术问题的手段
(1)本发明的一实施方式的热锻造用钢以质量％计含有C：超过0.30％～低于0.60％、Si：0.10～0.90％、Mn：0.50～2.00％、S：0.010～0.100％、Cr：0.01～1.00％、Al：超过0.005～0.100％、N：0.0030～0.0200％、Bi：超过0.0001～0.0050％、Ti：0～低于0.040％、V：0～0.30％、Ca：0～0.0040％、及Pb：0～0.40％，剩余部分包含Fe及杂质，上述杂质中的P及O分别为P：0.050％以下、及O：0.0050％以下，满足下述式(a)，在钢材的与轧制方向平行的截面中，当量圆直径低于2.0μm的MnS的存在密度为300个/mm2以上。
d+3σ<20 (a)
式(a)中的d是上述当量圆直径为1.0μm以上的MnS的以单位μm计的平均当量圆直径，σ是上述当量圆直径为1.0μm以上的MnS的上述当量圆直径的标准偏差。
(2)上述(1)所述的热锻造用钢也可以以质量％计含有Ti：0.001～低于0.040％。
(3)上述(1)或(2)所述的热锻造用钢也可以以质量％计含有V：0.03～0.30％。
(4)上述(1)～(3)中任一项所述的热锻造用钢也可以以质量％计含有选自由Ca：0.0003～0.0040％及Pb：0.05～0.40％组成的组中的1种或2种。
(5)上述(1)～(4)中任一项所述的热锻造用钢也可以以质量％计为P：0.020％以下。
(6)本发明的另一方案所述的热锻造品以质量％计含有C：超过0.30～低于0.60％、Si：0.10～0.90％、Mn：0.50～2.00％、S：0.010～0.100％、Cr：0.01～1.00％、Al：超过0.005～0.100％、N：0.0030～0.0200％、Bi：超过0.0001～0.0050％、Ti：0～低于0.040％、V：0～0.30％、Ca：0～0.0040％、及Pb：0～0.40％，剩余部分包含Fe及杂质，上述杂质中的P及O分别为P：0.050％以下、及O：0.0050％以下，满足下述式(b)，在钢材的与轧制方向平行的截面中，当量圆直径低于2.0μm的MnS的存在密度为300个/mm2以上。
d+3σ<20 (b)
式(b)中的d是上述当量圆直径为1.0μm以上的MnS的以单位μm计的平均当量圆直径，σ是上述当量圆直径为1.0μm以上的MnS的上述当量圆直径的标准偏差。
(7)上述(6)所述的热锻造品也可以以质量％计含有Ti：0.001～低于0.040％。
(8)上述(6)或(7)所述的热锻造品也可以以质量％计含有0.03～V：0.30％。
(9)上述(6)～(8)中任一项所述的热锻造品也可以以质量％计含有选自由Ca：0.0003～0.0040％及Pb：0.05～0.40％组成的组中的1种或2种。
(10)上述(6)～(9)中任一项所述的热锻造品也可以以质量％计为P：0.020％以下。
发明效果
根据本发明的上述方案，能够提供热锻造后的切削性优异、在磁粉探伤试验时难以产生假象的热锻造用钢及热锻造品。
具体实施方式
本发明人们进行了关于热锻造用钢的研究及研讨，结果得到以下的见解。
(a)若减少钢中的S含量，则MnS变少，磁粉探伤试验时的假象的产生得到抑制。然而，若MnS变少，则钢的切削性下降。即，假象的产生抑制与切削性的提高存在彼此相反的关系。
(b)为了在不增量S含量的情况下提高切削性，MnS的尺寸及分布的控制是重要的。
(c)对于硫化物的当量圆直径与工具磨损量的关系进行了各种实验，结果是，若在钢材的与轧制方向平行的截面中，以当量圆直径计低于2.0μm的MnS以300个/mm2以上的存在密度存在于钢中，则工具的磨损得到抑制。
(d)另一方面，在磁粉探伤试验中，磁粉被吸附于产生大的漏磁通的地方，形成磁粉花纹。这是因为MnS为非磁性。若钢的表层的MnS的尺寸变大，则起因于MnS的漏磁通变大至能够形成磁粉花纹的程度。另一方面，若MnS的尺寸小，则起因于MnS的漏磁通变小，变得难以形成磁粉花纹。因此，若将MnS进行微细化，则假象的产生得到抑制。
(e)钢材中的MnS大多在凝固前(钢水中)或凝固时结晶出，MnS的大小较大地受到凝固时的冷却速度的影响。此外，连续铸造铸坯的凝固组织通常呈现出枝晶形态，该枝晶起因于凝固过程中的溶质元素的扩散而形成，溶质元素在枝晶的树间部富集。Mn在树间部富集，MnS在树间结晶出。
(f)为了使MnS微细地分散，需要缩短枝晶的树间的间距。
关于枝晶的1次臂间距的研究以往一直在进行，可以以下述(A)式表示(参照下述参考文献)。
λ∝(D×σ×ΔT)0.25 (A)
其中，λ：枝晶的1次臂间距(μm)、D：扩散系数(m2/s)、σ：固液界面能(J/m2)、ΔT：凝固温度范围(℃)。
参考文献：W.Kurz and D.J.Fisher著、“Fundamentals of Solidification”、Trans Tech Publications Ltd.，(Switzerland)、1998年、p.256
由该(A)式可知，枝晶的1次臂间距λ依赖于固液界面能σ，若能够降低该σ则λ减少。
本发明人们发现，通过使钢中含有微量的Bi，使固液界面能下降，能够将枝晶组织进行微细化，进而若能够使λ减少，则能够将在枝晶树间结晶出的MnS的尺寸进行微细化。
以下，对本发明的一实施方式的热锻造用钢(本实施方式的热锻造用钢)及热锻造品(本实施方式的热锻造品)进行详细说明。
首先，对各成分元素的含量进行说明。其中，关于成分的“％”为质量％。
C：超过0.30～低于0.60％
碳(C)会提高钢的抗拉强度及疲劳强度。为了得到该效果，将C含量设定为超过0.30％。优选为0.32％以上。另一方面，若C含量过多，则钢的切削性下降。因此，将C含量设定为低于0.60％。优选为0.55％以下。
Si：0.10～0.90％
硅(Si)固溶于钢中的铁素体中而提高钢的抗拉强度。为了得到该效果，将Si含量设定为0.10％以上。优选为0.17％以上。另一方面，若Si含量过多，则在热锻造品的表面上氧化皮变得容易残留，损害热锻造品的外观。因此，将Si含量设定为0.90％以下。优选为0.74％以下。
Mn：0.50～2.00％
锰(Mn)固溶于钢中而提高钢的抗拉强度、疲劳强度及淬火性。Mn进一步与钢中的硫(S)结合而形成MnS，提高钢的切削性。为了得到这些效果，将Mn含量设定为0.50％以上。在提高钢的抗拉强度、疲劳强度及淬火性时，优选的Mn含量为0.60％以上，进一步优选为0.75％以上。另一方面，若Mn含量过高，则钢的切削性下降。因此，将Mn含量设定为2.00％以下。在进一步提高钢的切削性时，优选的Mn含量为1.90％以下，进一步优选的Mn含量为1.70％以下。
S：0.010～0.100％
硫(S)与钢中的Mn结合而形成MnS，提高钢的切削性。为了得到该效果，将S含量设定为0.010％以上。在提高钢的切削性时，优选的S含量的下限为0.015％，进一步优选为0.020％。另一方面，若过量地含有S，则钢的疲劳强度下降。进而，在对高频淬火后的热锻造品实施磁粉探伤试验时，变得容易在热锻造品的表面上产生假象。因此，将S含量设定为0.100％以下。优选的S含量的上限为0.090％，进一步优选为0.080％。
Cr：0.01～1.00％
铬(Cr)会提高钢的淬火性及抗拉强度。此外，Cr会提高钢的淬火性，提高渗碳处理或高频淬火后的钢的表面硬度。为了得到这些效果，将Cr含量设定为0.01％以上。在提高钢的淬火性及抗拉强度时，优选的Cr含量为0.03％以上，更优选为0.10％以上。另一方面，若Cr含量过多，则钢的切削性下降。因此，将Cr含量设定为1.00％以下。为了抑制切削性的下降，Cr含量优选为0.70％以下，更优选为0.50％以下。
Al：超过0.005～0.100％
铝(Al)是具有脱氧作用、同时与N结合而形成AlN、对防止渗碳加热时的奥氏体粒的粗大化有效的元素。然而，Al的含量为0.005％以下时，无法稳定地防止奥氏体粒的粗大化。在奥氏体粒进行粗大化时，弯曲疲劳强度下降。因此，将Al含量设定为超过0.005％。优选为0.030％以上。另一方面，若Al的含量超过0.100％，则变得容易形成粗大的氧化物，弯曲疲劳强度下降。因此，将Al的含量设定为0.100％以下。优选为0.060％以下。
N：0.0030～0.0200％
氮(N)是若与Ti、Nb一起含有，则通过生成氮化物或碳氮化物，将奥氏体晶粒进行微细化，提高钢的疲劳强度的元素。为了得到该效果，将N含量设定为0.0030％以上。优选为0.0050％以上。另一方面，若N含量变得过量，则钢中的氮化物发生粗大化，钢的切削性下降。因此，将N含量设定为0.0200％以下。优选为0.0180％以下。
Bi：超过0.0001～0.0050％
铋(Bi)是在本实施方式的热锻造用钢中重要的元素。以往认为，即使含有Bi，在微量时也无助于切削性的提高。然而，对于本实施方式的热锻造用钢而言，通过含有微量的Bi，钢的凝固组织进行微细化，伴随于此，MnS进行微细分散，其结果是，切削工具的磨损量减少。即，切削性提高。为了得到MnS的微细化效果，需要将Bi含量设定为超过0.0001％。进而为了提高MnS微细分散化效果而使切削性提高，优选将Bi含量设定为0.0010％以上。另一方面，若Bi的含量超过0.0050％，则由于枝晶组织的微细化效果饱和，而且钢的热加工性发生劣化，所以热轧变得困难。因此，将Bi含量设定为0.0050％以下。从防止由热加工性的下降带来的伤痕的观点出发，优选将Bi含量设定为0.0040％以下。
P：0.050％以下
磷(P)为杂质，是使钢的疲劳强度、热加工性下降的元素。因此，P含量优选较少。若P超过0.050％，则上述的不良影响变得显著，所以将P含量设定为0.050％以下。优选的P含量为0.020％以下，更优选为0.018％以下，进一步优选为0.015％以下。
O：0.0050％以下
氧(O)为杂质元素，是与Al结合而形成硬质的氧化物系夹杂物而使弯曲疲劳强度下降的元素。特别是若O含量超过0.0050％，则疲劳强度的下降变得显著。因此，将O含量设定为0.0050％以下。O的含量优选设定为0.0010％以下，在不导致炼钢工序中的成本上升的范围内，更优选尽可能减少。
本实施方式的热锻造用钢的化学组成的剩余部分以包含Fe及杂质作为基本。然而，也可以包含后述的选择元素来代替Fe的一部分。
这里所谓的杂质是指从作为钢的原料被利用的矿石、废铁、或从制造过程的环境等混入的元素。
[关于选择元素]
本实施方式的热锻造用钢也可以进一步含有从Ti、V、Ca、Pb中选择的1种或2种以上来代替Fe的一部分。但是，这些选择元素未必一定含有，所以其下限为0％。
Ti：0～低于0.040％
钛(Ti)是形成氮化物或碳氮化物的元素。氮化物或碳氮化物会将奥氏体晶粒进行微细化，提高钢的疲劳强度。在提高疲劳强度时，优选将Ti含量设定为0.001％以上。更优选为0.005％以上。另一方面，若Ti过量地含有，则钢的切削性下降。此外，若Ti含量为0.040％以上，则有生成Ti4C2S2、不生成充分的数量的MnS的可能性。因此，即使是含有的情况下，Ti含量也设定为低于0.040％。优选为0.020％以下。
V：0～0.30％
钒(V)是在钢中形成碳化物而提高钢的疲劳强度的元素。钒碳化物在铁素体中析出而提高钢的芯部(除表层以外的部分)的强度。即使少量含有V，也可得到上述效果。若V含量为0.03％以上，则可显著地得到上述效果，所以优选。更优选为0.04％以上，进一步优选为0.05％以上。另一方面，若V含量过多，则钢的切削性及疲劳强度下降。因此，即使是含有的情况下，也将V含量设定为0.30％以下。优选为0.20％以下，进一步优选为0.10％以下。
Ca：0～0.0040％
钙(Ca)是通过固溶于MnS中并将MnS系夹杂物进行球状化、从而将MnS系夹杂物进行微细化的元素。若MnS系夹杂物进行微细化，则磁粉探伤试验中的假象的产生得到抑制。在得到该效果时，优选将Ca含量设定为0.0003％以上。另一方面，若Ca过量地含有，则形成粗大的氧化物。粗大的氧化物会使钢的切削性下降。因此，即使是含有的情况下，也将Ca含量设定为0.0040％以下。优选为0.0035％以下。
Pb：0～0.40％
铅(Pb)是提高钢的切削性的元素。即使少量含有Pb，也可得到上述效果，但在得到充分的效果的情况下，优选将Pb含量设定为0.05％以上。另一方面，若Pb过量地含有，则钢的韧性及热延展性下降。因此，即使是含有的情况下，也将Pb含量设定为0.40％以下。优选为0.25％以下。
像以上那样，本实施方式的热锻造用钢具有包含上述的基本元素、剩余部分包含Fe及杂质的化学组成、或者包含上述的基本元素和选自上述的选择元素中的1种以上、剩余部分包含Fe及杂质的化学组成。
通过为了由热锻造用钢得到热锻造品而进行的热锻造或热处理，化学组成不会变化。因此，本实施方式的热锻造用钢的化学组成与以本实施方式的热锻造用钢作为原材料而得到的本实施方式的热锻造品的化学组成相同。
接着，对本实施方式的热锻造用钢及热锻造品的金属组织中包含的MnS进行说明。
[MnS]
MnS对于切削性的提高是有用的，需要确保一定以上的个数密度。但是，若S含量增加，则切削性提高，但另一方面，粗大的MnS增加。粗大的MnS在磁粉探伤时作为假象被检测到。因此，为了提高切削性，需要控制MnS的个数和尺寸。具体而言，若在钢材的与轧制方向平行的截面中，以当量圆直径计低于2.0μm的MnS以300个/mm2以上的存在密度(个数密度)存在于钢中，则工具的磨损得到抑制。以当量圆直径计低于2.0μm的MnS的个数密度的上限不需要进行规定，但认为在本成分体系中，不会变得多于700个/mm2。
夹杂物为MnS只要通过扫描型电子显微镜附带的能量色散型X射线解析进行确认即可。此外，MnS的当量圆直径为具有与MnS的面积相等的面积的圆的直径，可以通过图像解析而求出。同样地，MnS的个数密度通过图像解析而求出。
MnS的当量圆直径及个数密度具体而言通过以下的方法求出。即，通过光学显微镜观察钢的热锻造用钢的与长度方向(轴向)平行的截面的金属组织，由组织中的对比度判别析出物。通过使用扫描型电子显微镜和能量色散型X射线分光分析装置(EDS)，能够确认析出物为MnS。此外，对试验片的与判别了析出物的截面相同的截面利用光学显微镜以100倍拍摄照片，准备10个视野量的0.9mm2的检查基准面积(区域)的图像。从该观察视野(图像)中的MnS中按照大小顺序选定10个，将所选定的各MnS的尺寸换算成表示具有与析出物的面积相同的面积的圆的直径的当量圆直径而求出。此外，由检测的MnS的粒径分布算出硫化物的平均当量圆直径及标准偏差。
若在连续铸造铸坯的凝固组织中降低枝晶1次臂间距，则能够增加从枝晶树间结晶出的微细的硫化物的比例。若使硫化物进行微细化而消除以最大当量圆直径计为20μm以上的MnS，则能够抑制假象产生。本发明人们算出每9mm2观察视野中检测到的硫化物的当量圆直径的不均作为标准偏差σ，将该标准偏差的3σ加上每9mm2观察视野中检测到的硫化物的平均当量圆直径d而得到的值定义为F1。
F1＝d+3σ (c)
其中，式(c)中的d是以当量圆直径计为1.0μm以上的MnS的平均当量圆直径(μm)，σ是当量圆直径为1.0μm以上的MnS的当量圆直径的标准偏差。
F1的值表示由在观察视野9mm2的范围内观察到的硫化物的当量圆直径及当量圆直径的标准偏差预测的本实施方式的热锻造用钢中存在的能够以光学显微镜观察的硫化物的个数中的99.7％的个数的硫化物中的最大当量圆直径。即，若F1值低于20(μm)，则表示在热锻造用钢中以最大当量圆直径计为20μm以上的硫化物基本不存在。这样的钢能够抑制假象产生。MnS的当量圆直径为具有与MnS的面积相等的面积的圆的直径，可以如上述那样通过图像解析而求出。将作为观察对象的MnS的当量圆直径设定为1.0μm以上是由于，在现实中用通用的设备能够在统计学上处置粒子的尺寸和成分，并且即使控制比其小的硫化物，对热锻造性及切削处理性造成的影响也少。
[铸坯的枝晶组织]
像上述那样，连续铸造铸坯的凝固组织通常呈现出枝晶形态。钢材中的MnS大多在凝固前(钢水中)、或凝固时结晶出，较大地受到枝晶1次臂间距的影响。即，若枝晶1次臂间距小，则在该树间结晶出的MnS变小。本实施方式的热锻造用钢优选铸坯的阶段中的枝晶1次臂间距低于600μm。
为了使MnS稳定并且有效地微细分散，含有微量的Bi而使钢水中的固液界面能降低是有效的。通过固液界面能降低，枝晶组织变得微细。通过枝晶组织进行微细化，从枝晶一次臂结晶出的MnS被微细化。
铸坯的枝晶组织在热锻造用钢中没有观察到，但在铸坯的阶段中1次臂间距是否低于600μm可以通过例如将由热加工前的铸坯采集的样品的截面利用苦味酸进行蚀刻，对于距离铸坯表面为15mm的深度的位置，直接观察枝晶组织来确认。
[制造方法]
接着，对本实施方式的热锻造用钢的制造方法进行说明。本实施方式中，作为一个例子，对为了制造热锻造用钢、及由该热锻造用钢形成的热锻造品(以热锻造用钢作为原材料而得到的热锻造品)而优选的工序进行说明。热锻造品例如为被利用于汽车及建设用机械等中的机械部件，例如为以曲轴为代表的发动机部件。
本实施方式的热锻造用钢通过下述工序来制造连续铸造具有上述的化学成分、并且距离表层为15mm的范围内的枝晶1次臂间距低于600μm的铸坯，将该铸坯进行热加工，进而根据需要进行退火。热加工也可以包含热轧。
[铸造工序]
通过连续铸造法制造满足上述化学组成及d+3σ<20的钢的铸坯。也可以通过铸锭法而制成铸块(钢锭)。铸造条件例如可例示出使用220×220mm见方的铸型，将中间包内的钢水的过热设定为10～50℃，将浇铸速度设定为1.0～1.5m/分钟的条件。
进而，为了使上述的枝晶一次臂间距低于600μm，优选在铸造具有上述化学组成的钢水时，将距离铸坯表面为15mm的深度处的从液相线温度至固相线温度为止的温度区域内的平均冷却速度设定为100℃/分钟以上且500℃/分钟以下。优选为120℃/分钟以上且500℃/分钟以下。平均冷却速度低于100℃/分钟时，将距离铸坯表面为15mm的深度位置处的枝晶一次臂间距设定为低于600μm变得困难，有无法将MnS进行微细分散的可能性。MnS没有微细地分散时，MnS的个数密度也变少。另一方面，平均冷却速度超过500℃/分钟时，从枝晶树间结晶出的MnS变得过于微细，有切削性下降的可能性。
此外，为了降低中心偏析，也可以在连续铸造的凝固途中的阶段中施加压下。
所谓从液相线温度至固相线温度为止的温度区域是从凝固开始到凝固结束为止的温度区域。因此，该温度区域中的平均冷却速度是指铸坯的平均凝固速度。上述的平均冷却速度可以通过例如将铸型截面的大小、浇铸速度等控制成适当的值、或在刚浇铸后增大用于水冷的冷却水量等手段来达成。其可以适用于连续铸造法及铸锭法这两者。
关于上述的15mm深度的位置处的平均冷却速度，将所得到的铸坯的截面利用苦味酸进行蚀刻，对于距离铸坯表面为15mm的深度的位置分别在浇铸方向上以5mm间距测定100点的枝晶2次臂间距λ2(μm)，基于下式(3)，由该值算出板坯的从液相线温度至固相线温度为止的温度区域内的冷却速度A(℃/秒)，可以由进行算术平均而得到的平均求出。
λ2＝710×A-0.39 (3)
因此，最佳的铸造条件例如可以制造变更了铸造条件的多个铸坯，通过上述式(3)求出各铸坯中的冷却速度，由所得到的冷却速度来决定。
[热加工工序及退火工序]
接着，对铸造工序中得到的铸坯或铸块进行开坯等热加工，制造钢坯(钢片)。进而，通过将钢坯进行热轧并根据需要进行退火，制成作为本实施方式的热锻造用钢的棒钢或线材。对热加工中的压下比没有特别限制。
热轧例如将钢坯以1250～1300℃的加热温度加热1.5小时以上后，将精加工温度设定为900～1100℃而进行热轧。在进行精轧后，也可以在大气中，以冷却速度成为放冷以下的条件，冷却至达到室温为止，但为了提高生产率，优选在达到600℃的时刻，通过风冷、喷雾冷却及水冷等适当的手段来进行冷却。上述的加热温度及加热时间分别是指炉内的平均温度及在炉时间。此外，热轧的精加工温度是指具备多个机座的轧制机的最终机座出口处的棒线材的表面温度。进行精轧后的冷却速度是指棒线材(棒钢或线材)的表面的冷却速度。
为了提高热锻造性，优选进一步实施退火。退火只要在公知的条件下实施球状化退火即可。作为一个例子，可例示出将圆棒使用加热炉在740℃下均热8小时，均热后，以15℃/小时的冷却速度冷却至650℃的条件。
根据包含这些工序的制造方法，可制造棒钢或线材(热锻造用钢)。
进而，将所制造的棒钢或线材(热锻造用钢)进行热锻造，制造粗形状的中间品。也可以对中间品实施调质处理。进而，将中间品进行机械加工，将中间品制成规定的形状。机械加工例如为切削或穿孔。
接着，对中间品实施高频淬火，将中间品的表面硬化。由此，在中间品的表面上形成表面硬化层。高频淬火只要在公知的条件下进行即可。然后，对经高频淬火的中间品实施精加工。精加工为磨削或研磨。通过以上的工序制造本实施方式的热锻造品。
本实施方式的热锻造品成为下述热锻造品：具有与热锻造用钢相同的化学成分，与热锻造用钢同样地当量圆直径低于2.0μm的MnS的存在密度为300个/mm2以上，满足d+3σ<20(μm)。但是，对于热锻造品而言，由于进行高频淬火，所以具有表面硬化层。
对于热锻造品，通常实施磁粉探伤试验。磁粉探伤试验是利用磁粉来检测热锻造品的表面伤痕(烧裂、磨削裂纹等)。对于磁粉探伤试验而言，将热锻造品磁化。此时，在热锻造品的伤痕部分中产生漏磁通。磁粉被吸附于产生大的漏磁通的地方，形成磁粉花纹。因此，根据磁粉花纹，能够特别限定伤痕的产生的有无及产生部位。
若在热锻造用钢或热锻造品的表层存在粗大的MnS，则产生起因于MnS的大的漏磁通，形成假象。然而，对于本实施方式的热锻造用钢或热锻造品来说，通过在铸坯阶段枝晶1次臂间距降低，MnS被微细化。若MnS微细，则难以产生形成假象程度的漏磁通。因此，假象的产生得到抑制。
若将原材料(棒钢)进行热锻造，则根据锻造成型比而钢中的MnS被微细化。然而，热锻造品大多具有复杂的形状，锻造成型比相对于原材料整体变得不一样。因此，在热锻造的原材料内，产生基本没有被锻造的部分、即锻造成型比非常小的部分。在这样的部分中，为了抑制假象的产生，成为原材料的热锻造用钢中的MnS的最大当量圆直径需要低于20μm。本实施方式的热锻造用钢由于MnS的最大当量圆直径低于20μm，所以不论热加工的加工量如何，均能够实现切削性提高和假象的抑制。
如以上说明的那样，本实施方式的热锻造用钢在成为热锻造品的情况下，不论包含热锻造的热加工的压下比如何，热锻造后的切削性均优异，在磁粉探伤试验时变得难以产生假象。
实施例
将具有表1、表2中所示的化学组成的钢A～X、a～y以270吨转炉进行熔炼，使用连续铸造机实施连续铸造，制造220×220mm见方的铸坯。另外，在连续铸造的凝固途中的阶段中施加压下。此外，在铸坯的连续铸造中，通过变更铸型的冷却水量而使铸坯的距离表面为15mm的深度的位置处的从液相线温度至固相线温度为止的温度区域内的平均冷却速度如表3、表4的“铸坯平均冷却速度”那样进行各种变更。
接着，将所制造的铸坯装入加热炉中，在1250～1300℃的加热温度下加热10小时以上后，进行开坯轧制而制成钢坯。在将铸坯进行开坯轧制前将铸坯暂时冷却至室温，采集组织观察用的试验片。
接着，将钢坯在1250～1300℃的加热温度下加热1.5小时以上后，将精加工温度设定为900～1100℃而进行热轧，制成直径为90mm的圆棒。热轧后的圆棒在大气中放冷至室温。像这样操作，制造试验编号1～50的热锻造用钢。
表1、表2中所示的钢A～X为具有本发明中规定的化学组成的钢。另一方面，钢a～y为化学组成脱离本发明中规定的条件的比较例的钢。表1、表2中的数值的下划线表示为本发明的范围外。
并且，调查所制造的钢的切削性及磁粉探伤试验中的假象的有无。然而，试验编号38由于在热轧中产生许多伤痕，所以没有进行评价。
[凝固组织观察]
作为凝固组织，将上述的铸坯的截面利用苦味酸进行蚀刻，对距离铸坯表面在深度方向上为15mm位置，在浇铸方向上以5mm间距测定100点的枝晶1次臂间距，求出其平均值。
[显微组织试验]
观察各试验编号的圆棒(热锻造用钢)的显微组织。将圆棒的D/4(D：直径)相对于轴向(长度方向)平行地切断，采集显微组织观察用的试验片。将试验片的切断面进行研磨，通过光学显微镜观察钢的金属组织，由组织中的对比度判别析出物。待测面为热锻造用钢的与长度方向平行的截面。对于一部分的析出物，使用扫描型电子显微镜和能量色散型X射线分光分析装置(EDS)确认为MnS。此外，由相同的截面制作10个长度为10mm×宽度为10mm的研磨试验片，对这些研磨试验片的规定位置利用光学显微镜以100倍拍摄照片，准备10个视野量的0.9mm2的检查基准面积(区域)的图像。从该观察视野(图像)中的MnS中按照大小顺序选定10个，算出所选定的各MnS的当量圆直径。这些尺寸(直径)换算成表示具有与析出物的面积相同的面积的圆的直径的当量圆直径。由检测的MnS的粒径分布算出硫化物的平均当量圆直径及标准偏差。
在表3、表4中，示出作为MnS的最大当量圆直径的指标的F1值(＝d+3σ)。其中，表3、表4中的*符号是指不满足本发明的MnS的最大当量圆直径的条件。
接着，使用试验编号1～50的圆棒(热锻造用钢、除38以外)，调查切削性及磁粉探伤试验时的假象的产生有无。试验编号1～50的圆棒相当于热锻造品的原材料。若作为原材料的圆棒的切削性高、并且在磁粉探伤试验时难以产生假象，则将圆棒进行热锻造而成型，锻造结束后放冷的热锻造品也当然具有优异的切削性、并且在磁粉探伤试验时难以产生假象。其中，通过以下的试验方法调查相当于原材料的圆棒的切削性及磁粉探伤试验的假象的产生有无。
[车削试验]
将试验例1～50的棒钢(直径为90mm)剥离至直径成为85mm而制成车削试验片。
使用所制造的试验片，实施车削加工。对于车削加工而言，使用了依据JIS标准的P种的超硬工具。超硬工具没有进行涂布处理。将切削速度设定为250m/分钟，将进给速度设定为0.30mm/rev，将切深设定为1.5mm，不使用润滑油而实施车削加工。在开始车削加工后经过10分钟后，测定超硬工具的后隙面的磨损量(mm)。
若超硬工具的后隙面的磨损量为0.20mm以下，则判断为切削性优异。
[假象评价试验]
从试验例1～50的圆棒的中心部采集直径为50mm、长度为100mm的圆棒试验片。圆棒试验片的轴向与各圆棒的轴向相同。对于圆棒试验片的圆周面，在频率为40kHz、电压为6kV、加热时间为3.0秒的条件下实施高频淬火。高频淬火后，对疲劳试验片实施回火。具体而言，将圆棒试验片在150℃下加热1小时，之后，在大气中放冷。回火后，将圆棒试验片的圆周面进行精研磨，调整表面粗糙度。具体而言，通过精研磨，将圆周面的中心线平均粗糙度(Ra)设定为3.0μm以内，将最大高度(Rmax)设定为9.0μm以内。对于精研磨后的多个圆棒试验片，实施依据JIS Z2343-1(2001)的渗透探伤试验，每个试验例选择50根没有伤痕的圆棒试验片。
对于所选择的50根圆棒试验片，在下述所示的条件下实施磁粉探伤试验。
<试验条件>
磁粉：黑色磁粉
磁粉浓度：1.8ml(磁粉的沉淀容积)/100ml(单位容积)
检测介质的种类：湿式
磁粉的适用时期：连续法
磁化方法：轴通电法
磁化时间：5秒以上
磁化电流：AC
电流值：2500A
参照表1～表4，关于试验编号1～24的钢，钢A～X中所示的其化学组成在本发明的热锻造用钢的化学组成的范围内，并且MnS的个数密度为300(个/mm2)以上。进而，满足F1值(＝d+3σ)低于20μm。其结果是，试验编号1～24具有优异的切削性，并且没有产生假象。
对于试验编号25而言，虽然化学组成杂本发明的热锻造用钢的化学组成的范围内，但铸坯的距离表面为15mm的深度的位置处的从液相线温度至固相线温度为止的温度区域内的平均冷却速度慢，起因于枝晶一次臂间距变宽而MnS的个数密度变少。其结果是，后隙面的磨损量超过0.20mm。
试验编号26及39不含有Bi。此外，S含量低于本发明范围。因此，MnS的个数密度变得低于300(个/mm2)，后隙面的磨损量超过0.20mm。
试验编号27～28及40～41不含有Bi。因此，F1值变成20μm以上，产生了假象。
试验编号29、42由于不含有Bi，所以MnS的个数密度变得低于300(个/mm2)，后隙面的磨损量超过0.20mm。
由于试验编号30、31、33、及44～46的S含量低于本发明的S含量的下限，所以MnS的个数密度变得低于300(个/mm2)，后隙面的磨损量超过0.20mm。
试验编号32及43的S含量超过本发明的S含量的上限。因此，F1值为20μm以上，产生了假象。
试验编号34及47的C含量超过本发明的C含量的上限。此外，试验编号34的Cr含量也超过本发明的Cr含量的上限。试验编号35及48的Mn含量超过本发明的Mn含量的上限。试验编号36及49的Cr含量超过本发明的Cr含量的上限。试验编号37及50的Ti含量超过本发明的Ti含量的上限。因此，这些试验编号的后隙面的磨损量超过0.20mm。
表3
表4
以上，对本发明的实施方式进行了说明，但上述的实施方式只不过是用于实施本发明的例示。因而，本发明并不限定于上述的实施方式，在不脱离其主旨的范围内可以将上述的实施方式适当变形而实施。
产业上的可利用性
根据本发明的上述方案，能够提供热锻造后的切削性优异、在磁粉探伤试验时难以产生假象的热锻造用钢及热锻造品。