JP2009155687A - 冷間加工用鋼およびその製造方法ならびに冷間加工鋼部品 - Google Patents
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Abstract
【課題】冷間加工性に優れる（特に、冷間加工鋼部品に割れが生じず、かつ部品硬さに対する加工時の変形抵抗が低く抑えられて、金型の長寿命化を図り得ることをいう）と共に、加工後は所定の硬度・強度を確保することのできる冷間加工用鋼を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．２０〜０．４０％（質量％、以下同じ）、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１０〜０．１％、およびＮ：０．００７０％以下（０％を含まない）を満たし、残部は鉄及び不可避的不純物からなると共に、透過型電子顕微鏡を用いて倍率１５万倍で鋼組織を観察したときに、粒径５０ｎｍ以下のセメンタイトの密度が５〜２５個／０．２５μｍ２で、かつ粒径５０ｎｍ超のセメンタイトの密度が１個以下／０．２５μｍ２であることを特徴とする冷間加工用鋼。
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ：０．２０〜０．４０％（質量％、以下同じ）、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１０〜０．１％、およびＮ：０．００７０％以下（０％を含まない）を満たし、残部は鉄及び不可避的不純物からなると共に、透過型電子顕微鏡を用いて倍率１５万倍で鋼組織を観察したときに、粒径５０ｎｍ以下のセメンタイトの密度が５〜２５個／０．２５μｍ２で、かつ粒径５０ｎｍ超のセメンタイトの密度が１個以下／０．２５μｍ２であることを特徴とする冷間加工用鋼。
【選択図】なし
Description
本発明は、冷間加工用鋼およびその製造方法ならびに冷間加工鋼部品に関するものである。
冷間加工（例えば２００℃以下の雰囲気における鋼の加工）は、熱間加工や温間加工と比較して、生産性が高く、寸法精度が良く、しかも鋼材の歩留が良好であるといった利点を有するため、各種部品の製造に幅広く用いられている。
このような背景下、冷間加工に使用される鋼は、冷間加工時の変形抵抗が低いことが必要とされる。鋼の変形抵抗が高いと、冷間加工に使用する金型の寿命低下を招くからである。
鋼の変形抵抗を低下させるには、Ｃ（炭素）、Ｓｉ、Ｍｎなどの添加元素を低下させればよいことが知られている。しかしながら、単純に添加元素を低減し、変形抵抗を低下させると、金型の寿命は改善できるものの、加工後に必要な部品強度が得られないという問題が生じる。そのため、従来、鋼を所定形状に冷間加工した後は、所定の硬度を確保するため、焼入れ焼戻しが施されていた。しかし部品加工後に焼入れ焼戻しを行うと、部品寸法が変化し易いため、更に部品加工を行わなければならないといった問題がある。
また特許文献１には、冷間鍛造用棒鋼の製造方法として、Ａｃ１〜（Ａｃ１−５０℃）の範囲で５時間以上保持することで、セメンタイトを凝集させて、変形抵抗を下げることが開示されている。また介在物を利用して、フェライト粒の粗大化を抑制することで鍛造時の割れ発生を防止している。該方法では、セメンタイトを球状化することで安定的に存在させているため、部品強度は変形抵抗に応じた強度レベルとなるが、変形抵抗に比してより高い部品強度を達成するには、更に検討が必要と思われる。また、通常の球状化焼鈍より生産性が良くなるものの、５時間以上の保持時間を要するため、生産性向上や省エネルギーの観点からは改善が必要と思われる。
特許文献２には、フェライト組織中に、窒化物および炭化物が混合若しくは複合された状態で、平均で２５個以上／２５μｍ２存在させることが示されている。この技術は、変形抵抗に悪影響を及ぼす固溶Ｎおよび固溶Ｃを固定化し、所定個数以上の窒化物および炭化物をフェライト組織中に析出させることにより、動的ひずみ時効を抑制し、変形抵抗を低減するものである。該技術は、固溶Ｃおよび固溶Ｎを安定的に存在させているため、部品強度は変形抵抗に応じた強度レベルになるが、変形抵抗に比してより高い部品強度を達成するには、更に検討が必要と思われる。
特開昭５７−６３６３５号公報
特開２０００−８１３９号公報
本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、冷間加工性に優れる（特に、冷間加工鋼部品に割れが生じず、かつ、部品硬さに対する加工時の変形抵抗が低く抑えられて、金型の長寿命化を図り得ることをいう）と共に、加工後は所定の硬度・強度を確保することのできる冷間加工用鋼、およびその製造方法、ならびに該冷間加工用鋼を用いて得られる冷間加工鋼部品を提供することにある。
本発明に係る冷間加工用鋼とは、
Ｃ：０．２０〜０．４０％（質量％、以下同じ）、
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：０．２〜１．０％、
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１０〜０．１％、および
Ｎ：０．００７０％以下（０％を含まない）を満たし、残部は鉄及び不可避的不純物からなると共に、
透過型電子顕微鏡を用いて倍率１５万倍で鋼組織を観察したときに、
粒径５０ｎｍ以下のセメンタイトの密度が５〜２５個／０．２５μｍ２で、かつ
粒径５０ｎｍ超のセメンタイトの密度が１個以下／０．２５μｍ２である
ところに特徴を有する。
Ｃ：０．２０〜０．４０％（質量％、以下同じ）、
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：０．２〜１．０％、
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１０〜０．１％、および
Ｎ：０．００７０％以下（０％を含まない）を満たし、残部は鉄及び不可避的不純物からなると共に、
透過型電子顕微鏡を用いて倍率１５万倍で鋼組織を観察したときに、
粒径５０ｎｍ以下のセメンタイトの密度が５〜２５個／０．２５μｍ２で、かつ
粒径５０ｎｍ超のセメンタイトの密度が１個以下／０．２５μｍ２である
ところに特徴を有する。
尚、上記「粒径５０ｎｍ以下のセメンタイト」「粒径５０ｎｍ超のセメンタイト」とは、後述する実施例に示す方法で測定したものをいう（以下同じ）。
上記冷間加工用鋼は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、および／またはＭｏ：２％以下（０％を含まない）
（ｂ）Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
（ｃ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
（ｄ）Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）、および
Ｃｏ：５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
（ｅ）Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＢｉ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含んでいてもよい。
（ａ）Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、および／またはＭｏ：２％以下（０％を含まない）
（ｂ）Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
（ｃ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）
（ｄ）Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）、および
Ｃｏ：５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
（ｅ）Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＢｉ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種
を含んでいてもよい。
本発明は、上記冷間加工用鋼を製造する方法も規定するものであって、該方法は、上記化学組成を有する鋼を用いて、（Ａｃ１−５０℃）〜（Ａｃ１＋２０℃）の温度範囲で１０〜６０分保持し、その後、８℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温まで冷却するところに特徴を有する。
また本発明は、上記冷間加工用鋼を加工温度２００℃以下で冷間加工することにより製造される冷間加工鋼部品であって、冷間加工後の部品強度（Ｈ）と冷間加工中の変形抵抗の最大値（ＤＲ）が、下記式（１）を満たすところに特徴を有する冷間加工鋼部品も含む。
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６ …（１）
[式（１）中、Ｈは冷間加工後の部品強度（Ｈｖ）、ＤＲは冷間加工中の変形抵抗の最大値（ＭＰａ）を示す]
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６ …（１）
[式（１）中、Ｈは冷間加工後の部品強度（Ｈｖ）、ＤＲは冷間加工中の変形抵抗の最大値（ＭＰａ）を示す]
本発明によれば、冷間加工後に焼入れ焼戻しを行ったり煩雑な熱処理を施すことなく、従来よりも、冷間加工鋼部品の硬さを向上できる。また、割れを生じさせることなく、ひずみの大きな冷間加工を良好に行うことができる（例えば、真ひずみが１５０％の冷間加工も良好に行うことができる）。更には、冷間加工に用いられる金型の長寿命化を図ることができる。
本発明者らは、冷間加工中は良好な加工性を示し、ひずみの大きな加工を良好に行い得ると共に、該加工に用いる金型の長寿命化を図ることができ、更には、加工後に所定の硬度・強度を確保することのできる冷間加工用鋼を得るべく鋭意研究を行った。その結果、特に、規定サイズの微細なセメンタイトを規定の密度で鋼中に存在させればよいことを見出した。また、上記サイズ・量のセメンタイトを存在させるための鋼材の化学成分や製造条件についても検討を行い、その最適範囲を見出した。以下、本発明について詳述する。
本発明では、粒径が５０ｎｍ以下のセメンタイトを鋼中に存在させる。この粒径が５０ｎｍ以下の微細なセメンタイトは、冷間加工中（変形中）に分解されて、材料中にＣが拡散され（固溶Ｃが鋼中に供給され）、該固溶Ｃが鋼中の可動転位に固着されることにより、所定の部品強度を達成できると考えられる。
上記セメンタイトの粒径が５０ｎｍを超えると、安定性が高くなり分解し難くなるので好ましくない。上記セメンタイトの粒径は、好ましくは４５ｎｍ以下であり、より好ましくは４０ｎｍ以下である。
尚、冷間加工中に、固溶Ｃが供給される鋼部位は変形抵抗が高くなるが、本発明では上記セメンタイト量の上限を規定することで、該セメンタイト以外の組織が変形を担うため、変形抵抗を著しく高めることなく加工を行うことができる。
この様な作用効果を十分に発揮させるには、上記粒径が５０ｎｍ以下の微細なセメンタイトを０．２５μｍ２あたり５個以上存在させる必要がある。０．２５μｍ２あたり５個未満だと、固溶Ｃが多く存在することとなり変形抵抗が高くなるからである。上記サイズのセメンタイトは０．２５μｍ２あたり好ましくは８個以上、より好ましくは１０個以上であるのがよい。一方、上記サイズのセメンタイトが０．２５μｍ２あたり２５個を超えて存在すると、析出強化による変形抵抗の増加が顕著となるので好ましくない。よって、本発明では、上記サイズのセメンタイトの密度を０．２５μｍ２あたり２５個以下とする。好ましくは２３個以下／０．２５μｍ２であり、より好ましくは２０個以下／０．２５μｍ２である。
また粒径５０ｎｍ超のセメンタイトの密度は、０．２５μｍ２あたり１個以下に抑える必要がある。粒径５０ｎｍ超のセメンタイトの密度が１個超／０．２５μｍ２であると、微細セメンタイトが析出しにくくなり、所定の部品強度が得られ難くなる（後述する式（１）を満たさなくなる）からである。粒径５０ｎｍ超のセメンタイトの密度は、好ましくは０．８個以下／０．２５μｍ２、より好ましくは０．５個以下／０．２５μｍ２に抑える。
本発明では、この様な作用機構により、変形抵抗を上昇させずに部品強度を向上させることができるため、特許文献１や特許文献２の技術と比べて、同じ変形抵抗量で部品強度をより高めることができる。また、従来と同じ強度の部品を製造する場合には、冷間加工に用いる金型の長寿命化を図ることができる。尚、特許文献２の実施例では、炭化物の平均粒径が小さく変形抵抗が高い例があるが、これは、析出させる炭化物数が少なく、動的ひずみ時効に寄与する固溶Ｃが多く残存しているため、加工時に変形抵抗が増大したものと思われる。
本発明は、上記の通り、特に鋼中における上記セメンタイトのサイズおよび量を制御する点に特徴があるが、この様にセメンタイトの析出形態を制御して良好な冷間加工性を容易に確保すると共に、鋼部品の強度やその他必要な特性を確保するには、化学成分を下記範囲内とする必要がある。
〔Ｃ：０．２０〜０．４０％〕
Ｃは、強度を高めると共に規定のセメンタイトを確保するのに必要な元素である。よって、Ｃ量は０．２０％以上とする。好ましくは０．２１％以上、より好ましくは０．２２％以上である。しかしＣ量が０．４０％を超えると、変形抵抗が増大するので好ましくない。よって本発明では、Ｃ量の上限を０．４０％とした。好ましくは０．３９％以下であり、より好ましくは０．３８％以下である。
Ｃは、強度を高めると共に規定のセメンタイトを確保するのに必要な元素である。よって、Ｃ量は０．２０％以上とする。好ましくは０．２１％以上、より好ましくは０．２２％以上である。しかしＣ量が０．４０％を超えると、変形抵抗が増大するので好ましくない。よって本発明では、Ｃ量の上限を０．４０％とした。好ましくは０．３９％以下であり、より好ましくは０．３８％以下である。
〔Ｓｉ：０．０１〜０．３０％〕
Ｓｉは、製鋼過程において脱酸剤として使用される元素である。Ｓｉ量が少なすぎると、凝固過程でガスが発生し、これらが欠陥として作用しやすくなるため、冷間加工中に割れが発生し得る。そこでＳｉ量の下限を０．０１％と定めた。好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると、変形抵抗の増大を招くと共に、圧延中の脱炭を進行させて製品の表面品質が劣化するため好ましくない。よってＳｉ量の上限を０．３０％とする。好ましくは０．２８％以下であり、より好ましくは０．２５％以下である。
Ｓｉは、製鋼過程において脱酸剤として使用される元素である。Ｓｉ量が少なすぎると、凝固過程でガスが発生し、これらが欠陥として作用しやすくなるため、冷間加工中に割れが発生し得る。そこでＳｉ量の下限を０．０１％と定めた。好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると、変形抵抗の増大を招くと共に、圧延中の脱炭を進行させて製品の表面品質が劣化するため好ましくない。よってＳｉ量の上限を０．３０％とする。好ましくは０．２８％以下であり、より好ましくは０．２５％以下である。
〔Ｍｎ：０．２〜１．０％〕
Ｍｎは、製鋼過程において脱酸剤や脱硫剤として有効な元素であり、また焼入性の向上にも有効な元素である。更に、ＳをＭｎＳとして固定させ、Ｓによる悪影響の抑制にも有効な元素である。よって、Ｍｎは０．２％以上含有させる。好ましくは０．２２％以上、より好ましくは０．２５％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると変形抵抗が増大するため、Ｍｎ量は１．０％以下、好ましくは０．９８％以下、より好ましくは０．９５％以下とする。
Ｍｎは、製鋼過程において脱酸剤や脱硫剤として有効な元素であり、また焼入性の向上にも有効な元素である。更に、ＳをＭｎＳとして固定させ、Ｓによる悪影響の抑制にも有効な元素である。よって、Ｍｎは０．２％以上含有させる。好ましくは０．２２％以上、より好ましくは０．２５％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると変形抵抗が増大するため、Ｍｎ量は１．０％以下、好ましくは０．９８％以下、より好ましくは０．９５％以下とする。
〔Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）〕
リン（Ｐ）は、不可避的不純物であり、フェライト粒界に偏析して冷間加工性を劣化させる元素である。また、フェライトを固溶強化させて変形抵抗の増大をもたらす元素でもある。よって、冷間加工性向上の観点から、Ｐ量を０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下であるが、Ｐ量を０にすることは、工業上困難である。
リン（Ｐ）は、不可避的不純物であり、フェライト粒界に偏析して冷間加工性を劣化させる元素である。また、フェライトを固溶強化させて変形抵抗の増大をもたらす元素でもある。よって、冷間加工性向上の観点から、Ｐ量を０．０５％以下とする。好ましくは０．０３％以下であるが、Ｐ量を０にすることは、工業上困難である。
〔Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）〕
硫黄（Ｓ）も、Ｐと同様に不可避的不純物であり、ＦｅＳとして結晶粒界に膜状に析出し、加工性を劣化させる元素である。また、熱間脆性を引き起こす作用も有する。そこで変形能を向上させる観点から、本発明ではＳ量を、０．０５％以下（好ましくは０．０３％以下）とする。但しＳ量を０にすることは、工業上困難である。尚、Ｓは被削性を向上させる効果を有するため、被削性向上の観点からは、０．００２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００６％以上含有させることが推奨される。
硫黄（Ｓ）も、Ｐと同様に不可避的不純物であり、ＦｅＳとして結晶粒界に膜状に析出し、加工性を劣化させる元素である。また、熱間脆性を引き起こす作用も有する。そこで変形能を向上させる観点から、本発明ではＳ量を、０．０５％以下（好ましくは０．０３％以下）とする。但しＳ量を０にすることは、工業上困難である。尚、Ｓは被削性を向上させる効果を有するため、被削性向上の観点からは、０．００２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００６％以上含有させることが推奨される。
〔Ａｌ：０．０１０〜０．１％〕
Ａｌは、製鋼過程における脱酸元素として有効な元素であり、また、固溶Ｎと窒化物（ＡｌＮ）を形成させて、固溶Ｎによる動的ひずみ時効を抑制するのにも有効な元素である。該効果を十分に発現させるには、Ａｌを、０．０１０％以上、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２％以上含有させる。しかしＡｌ量が０．１％を超えると、靭性が低下し、割れが生じやすくなるので好ましくない。そこでＡｌ量を０．１％以下とする。好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。
Ａｌは、製鋼過程における脱酸元素として有効な元素であり、また、固溶Ｎと窒化物（ＡｌＮ）を形成させて、固溶Ｎによる動的ひずみ時効を抑制するのにも有効な元素である。該効果を十分に発現させるには、Ａｌを、０．０１０％以上、好ましくは０．０１５％以上、より好ましくは０．０２％以上含有させる。しかしＡｌ量が０．１％を超えると、靭性が低下し、割れが生じやすくなるので好ましくない。そこでＡｌ量を０．１％以下とする。好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。
〔Ｎ：０．００７０％以下（０％を含まない）〕
窒素（Ｎ）は、不可避的不純物であり、変形抵抗を増大させる元素である。よってＮ量を０．００７０％以下とする。好ましくは０．００６％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。
窒素（Ｎ）は、不可避的不純物であり、変形抵抗を増大させる元素である。よってＮ量を０．００７０％以下とする。好ましくは０．００６％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。
本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物である。該不可避的不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。尚、必要に応じて、以下の元素を更に含有させても良い。
〔Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：２％以下（０％を含まない）〕
Ｃｒ、Ｍｏは、冷間加工後の部品の硬さおよび靱性を向上させる作用を有する元素である。この様な効果を有効に発現させるには、Ｃｒを含有させる場合、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上含有させることが有効である。またＭｏを含有させる場合には、好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．１％以上含有させることが推奨される。
Ｃｒ、Ｍｏは、冷間加工後の部品の硬さおよび靱性を向上させる作用を有する元素である。この様な効果を有効に発現させるには、Ｃｒを含有させる場合、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．２％以上含有させることが有効である。またＭｏを含有させる場合には、好ましくは０．０４％以上、より好ましくは０．１％以上含有させることが推奨される。
しかし、Ｃｒの過剰添加は変形抵抗を増大し、冷間加工性が低下するので、Ｃｒ量は２％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．５％以下である。また、Ｍｏが過剰に含まれると冷間加工性が劣化するので、Ｍｏ量は、２％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１％以下である。
〔Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種〕
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、窒素と共に窒化物を形成して結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる部品の靱性を高めるために有効な元素である。この様な効果を有効に発現させるには、Ｔｉを含有させる場合、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上のＴｉを含有させるのがよく、Ｎｂを含有させる場合には、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上のＮｂを含有させるのがよい。また、Ｖを含有させる場合には、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上のＶを含有させることが推奨される。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、窒素と共に窒化物を形成して結晶粒を微細化し、冷間加工後に得られる部品の靱性を高めるために有効な元素である。この様な効果を有効に発現させるには、Ｔｉを含有させる場合、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上のＴｉを含有させるのがよく、Ｎｂを含有させる場合には、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上のＮｂを含有させるのがよい。また、Ｖを含有させる場合には、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上のＶを含有させることが推奨される。
一方、これらの元素は、窒素との親和力が強く、窒化物を形成して、冷間加工後の硬化上昇に有効な固溶窒素を低減させてしまうため、上限量を次のように定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下であり、Ｎｂ量は、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下であり、Ｖ量は、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下である。
〔Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）〕
Ｂは、結晶粒界の強度を高めることにより鋼の変形能を向上させる元素である。そこで必要に応じて、Ｂ量を好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００２％以上含有させることが推奨される。しかしＢは、窒素との親和力が強く、Ｂ窒化物を形成するが、このＢ窒化物が過剰になると冷間加工性が低下し易くなる。よってＢ量は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下とする。
Ｂは、結晶粒界の強度を高めることにより鋼の変形能を向上させる元素である。そこで必要に応じて、Ｂ量を好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００２％以上含有させることが推奨される。しかしＢは、窒素との親和力が強く、Ｂ窒化物を形成するが、このＢ窒化物が過剰になると冷間加工性が低下し易くなる。よってＢ量は、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下とする。
〔Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）、および
Ｃｏ：５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種類〕
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏは、いずれも鋼材をひずみ時効させて硬化させる作用を有する元素であり、加工後の強度を向上させるのに有効な元素である。これらの効果を発揮させるには、いずれの元素を含有させる場合にも、０．１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．３％以上である。しかし、いずれの元素を含有させる場合も、５％を超えると効果が飽和し、かえって割れを促進させるので好ましくない。そこで含有させる場合の上限を、それぞれ５％（好ましくは４％、より好ましくは３％）とする。
Ｃｏ：５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種類〕
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏは、いずれも鋼材をひずみ時効させて硬化させる作用を有する元素であり、加工後の強度を向上させるのに有効な元素である。これらの効果を発揮させるには、いずれの元素を含有させる場合にも、０．１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．３％以上である。しかし、いずれの元素を含有させる場合も、５％を超えると効果が飽和し、かえって割れを促進させるので好ましくない。そこで含有させる場合の上限を、それぞれ５％（好ましくは４％、より好ましくは３％）とする。
〔Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＢｉ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種〕
Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、Ｌｉ、ＰｂおよびＢｉは、鋼の被削性向上に寄与する元素である。またＣａ、ＲＥＭ、ＭｇおよびＬｉは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を球状化させ、鋼の靱性を高める作用も有する。この様な効果を有効に発現させるには、Ｃａを含有させる場合、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上のＣａを含有させるのがよく、ＲＥＭを含有させる場合、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上のＲＥＭを含有させるのがよい。また、Ｍｇを含有させる場合には、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．０００８％以上のＭｇを含有させるのがよく、Ｌｉを含有させる場合には、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上のＬｉを含有させるのがよく、Ｐｂを含有させる場合には、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上のＰｂを含有させるのがよい。また、Ｂｉを含有させる場合には、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上のＢｉを含有させることが推奨される。
Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｍｇ、Ｌｉ、ＰｂおよびＢｉは、鋼の被削性向上に寄与する元素である。またＣａ、ＲＥＭ、ＭｇおよびＬｉは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を球状化させ、鋼の靱性を高める作用も有する。この様な効果を有効に発現させるには、Ｃａを含有させる場合、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上のＣａを含有させるのがよく、ＲＥＭを含有させる場合、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上のＲＥＭを含有させるのがよい。また、Ｍｇを含有させる場合には、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．０００８％以上のＭｇを含有させるのがよく、Ｌｉを含有させる場合には、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上のＬｉを含有させるのがよく、Ｐｂを含有させる場合には、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上のＰｂを含有させるのがよい。また、Ｂｉを含有させる場合には、好ましくは０．００５％以上、より好ましくは０．０１％以上のＢｉを含有させることが推奨される。
しかしこれらの元素量が過剰でも、その効果が飽和する。そこで含有させる場合の上限量を、それぞれ次のように定めた。Ｃａ量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０１％以下、ＲＥＭ量は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０１％以下、Ｍｇ量は、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下、Ｌｉ量は、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下、Ｐｂ量は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．３％以下、およびＢｉ量は、好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．１％以下である。
次に、本発明の製造方法について説明する。本発明の鋼は、上述の通り、特にセメンタイトのサイズ・量を規定したところに特徴を有する。この様にセメンタイトの析出形態を制御するには、一般的な方法で溶解・圧延し、熱間加工（熱間圧延や熱間鍛造等）を施した後に、特に、焼ならし温度：（Ａｃ１−５０℃）〜（Ａｃ１＋２０℃）の温度範囲で１０〜６０分保持し、その後、８℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温まで冷却することが大変有効であることを見出した。
上記焼ならし温度が（Ａｃ１−５０℃）未満であると、微細なセメンタイトが析出しないので好ましくない。好ましくは（Ａｃ１−４０℃）以上とするのがよく、より好ましくは（Ａｃ１−３０℃）以上である。
一方、焼ならし温度が（Ａｃ１＋２０℃）を超えると、セメンタイトからオーステナイトへの変態が促進して、規定のセメンタイトが得られないので好ましくない。
よって、焼ならし温度は、（Ａｃ１＋２０℃）以下、好ましくは（Ａｃ１＋１５℃）以下、より好ましくは（Ａｃ１＋１０℃）以下とする。尚、（Ａｃ１−５０℃）〜（Ａｃ１＋２０℃）の温度範囲内の一定温度で保持するのみならず、上記温度範囲内で焼ならし温度が変動してもよい。
また上記温度範囲での保持時間が短いと、上記サイズのセメンタイトの数が不十分となる。よって保持時間を１０分以上（好ましくは１５分以上、より好ましくは２０分以上）とする。一方、保持時間が長すぎると、微細セメンタイトが凝集して粗大化し始めるので好ましくない。よって、保持時間は６０分以下とする。好ましくは５５分以下、より好ましくは５０分以下である。
上記温度・時間で保持した後は、８℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温まで冷却する。該冷却速度が遅いと、セメンタイトが凝集してサイズが大きくなり、規定サイズのセメンタイトを十分確保できないからである。好ましくは８．５℃／ｓｅｃ以上、より好ましくは９℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温まで冷却するのがよい。冷却手段としては、放冷、風冷等が挙げられる。
尚、冷間加工用鋼として線材を製造する場合、上記冷却速度を達成させる一手段として、上記熱間加工で細径化（例えば直径１０〜１２ｍｍ）したものを用いて、上記手段で冷却することが挙げられる。
以上のようにして製造される冷間加工用鋼（例えば線材や棒鋼）は、その後、冷間加工され、鋼部品（ボルトやナット等の部品、自動車用部品、その他の機械部品）となる。ここでの冷間加工方法には、冷間鍛造、冷間圧造、冷間転造、冷間打抜き等の冷間加工が含まれる。また、部品の加工に必要であれば、伸線、圧延等の加工を行ってもよい。
加工の際の温度も冷間加工性に影響するため、加工温度の上限値は、好ましくは２００℃、より好ましくは１８０℃、さらに好ましくは１６０℃に設定することが推奨される。加工温度が高すぎると変形中に動的歪み時効が発生し、変形抵抗が上昇してしまうからである。一方、冷間加工は通常、室温で実施されるが、０℃を下回ると温度依存性により変形抵抗が逆に高くなってしまうため、加工温度の好ましい下限は０℃とする。なお加工温度は、加工の際の雰囲気温度を指す。
この様な条件下で得られる本発明の鋼部品は、その強度が、冷間加工時の変形抵抗の最大値との関係において、下記式（１）を満たすところに特徴を有する。
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６ …（１）
[式（１）中、Ｈは冷間加工後の部品強度（Ｈｖ）、ＤＲは冷間加工中の変形抵抗の最大値（ＭＰａ）を示す]
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６ …（１）
[式（１）中、Ｈは冷間加工後の部品強度（Ｈｖ）、ＤＲは冷間加工中の変形抵抗の最大値（ＭＰａ）を示す]
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
まず、下記（Ｉ）（II）の条件で順次製造し、次いで下記（III）に示す通り、表２に示す条件（焼ならし温度Ｔ、保持時間ｔ）で加熱し、その後、表２に示す冷却速度で室温まで冷却し、表１に示す化学成分組成の線材を得た。
尚、表１中のＡｃ１は、下記Ｋ．Ｗ．Ａｎｄｒｅｗｓの式（「レスリー鉄鋼材料学」丸善（１９８５）ｐ．２７３）によって計算した。
Ａｃ１（℃）＝７２３−１０．７（％Ｍｎ）−１６．９（％Ｎｉ）＋２９．１（％Ｓｉ）＋１６．９（％Ｃｒ）＋２９０（％Ａｓ）＋６．３８（％Ｗ）
（上記％は、鋼中各成分の質量％を示す）
（Ｉ）溶解・圧延：ビレット溶製 → 溶製材を１１５０〜１２５０℃に加熱 → １５５ｍｍ角に圧延
（II）棒鋼圧延：１１００〜１２５０℃に加熱 → 直径１２ｍｍに圧延 → 放冷
（III）焼ならし：表２に示す焼ならし温度Ｔ×保持時間ｔ →室温まで表２に示す冷却速度で冷却（風冷以上の冷却速度で冷却）
上記の様にして得られた直径１２ｍｍの線材を用いて、鋼組織の観察（セメンタイトのサイズ・量の測定）、加工試験および変形抵抗の測定、および鋼部品のビッカース硬さ（Ｈｖ）の測定を、それぞれ下記の要領で行った。
Ａｃ１（℃）＝７２３−１０．７（％Ｍｎ）−１６．９（％Ｎｉ）＋２９．１（％Ｓｉ）＋１６．９（％Ｃｒ）＋２９０（％Ａｓ）＋６．３８（％Ｗ）
（上記％は、鋼中各成分の質量％を示す）
（Ｉ）溶解・圧延：ビレット溶製 → 溶製材を１１５０〜１２５０℃に加熱 → １５５ｍｍ角に圧延
（II）棒鋼圧延：１１００〜１２５０℃に加熱 → 直径１２ｍｍに圧延 → 放冷
（III）焼ならし：表２に示す焼ならし温度Ｔ×保持時間ｔ →室温まで表２に示す冷却速度で冷却（風冷以上の冷却速度で冷却）
上記の様にして得られた直径１２ｍｍの線材を用いて、鋼組織の観察（セメンタイトのサイズ・量の測定）、加工試験および変形抵抗の測定、および鋼部品のビッカース硬さ（Ｈｖ）の測定を、それぞれ下記の要領で行った。
〔鋼組織の観察〕
粒径５０ｎｍ以下のセメンタイトの密度と、粒径５０ｎｍ超のセメンタイトの密度は、以下（ｉ）〜（ｖ）の手順により求めた。
（ｉ）上記線材のＤ／４位置から、圧延方向に平行な面を観察できるように薄片を採取する。
（ii）Ｓｔｒｕｅｒｓ社製Ｔｅｎｕｐｏｌ−２を用い、電解薄膜法（ツインジェット法）でサンプルを調整する。
（iii）日立製作所製Ｈ−８００透過電子顕微鏡を用い、加速電圧２００ｋＶ、観察倍率１５万倍で観察・写真撮影する。
（iv）上記写真をスキャナーで取り込み、Media Cybernetic社製のImage Pro PLUSを用いて、任意の位置について白黒の２値化処理を実行する。
（ｖ）ラメラセメンタイトを除いた上記黒色部分の各面積について、オブジェクトの外周の２点を結び、かつ重心を通る径を２°きざみで測定した平均値を、セメンタイトの粒径とした（粒径の判定限界は１ｎｍ）。この様にして、視野サイズ０．５μｍ×０．５μｍに存在する上記セメンタイトの粒径と個数を測定し、粒径５０ｎｍ以下のセメンタイトの０．２５μｍ２あたりの個数と、粒径５０ｎｍ超のセメンタイトの０．２５μｍ２あたりの個数をそれぞれ求めた。これらの測定結果を表２に示す。
粒径５０ｎｍ以下のセメンタイトの密度と、粒径５０ｎｍ超のセメンタイトの密度は、以下（ｉ）〜（ｖ）の手順により求めた。
（ｉ）上記線材のＤ／４位置から、圧延方向に平行な面を観察できるように薄片を採取する。
（ii）Ｓｔｒｕｅｒｓ社製Ｔｅｎｕｐｏｌ−２を用い、電解薄膜法（ツインジェット法）でサンプルを調整する。
（iii）日立製作所製Ｈ−８００透過電子顕微鏡を用い、加速電圧２００ｋＶ、観察倍率１５万倍で観察・写真撮影する。
（iv）上記写真をスキャナーで取り込み、Media Cybernetic社製のImage Pro PLUSを用いて、任意の位置について白黒の２値化処理を実行する。
（ｖ）ラメラセメンタイトを除いた上記黒色部分の各面積について、オブジェクトの外周の２点を結び、かつ重心を通る径を２°きざみで測定した平均値を、セメンタイトの粒径とした（粒径の判定限界は１ｎｍ）。この様にして、視野サイズ０．５μｍ×０．５μｍに存在する上記セメンタイトの粒径と個数を測定し、粒径５０ｎｍ以下のセメンタイトの０．２５μｍ２あたりの個数と、粒径５０ｎｍ超のセメンタイトの０．２５μｍ２あたりの個数をそれぞれ求めた。これらの測定結果を表２に示す。
次に、上記鋼材の中心部から、φ６ｍｍ×長さ９ｍｍの試験片を切り出した。該試験片を用いて、加工試験を行い、変形抵抗の測定、割れの有無確認、および加工後（鋼部品）のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。尚、一般に変形抵抗が下がると金型寿命が向上し、変形抵抗が２０％下がると金型寿命が５〜１０倍延びることから、ここでは金型寿命の評価を変形抵抗の値で行った。
〔加工試験および変形抵抗の測定〕
上記試験片を、歪み速度：１／秒、加工温度：２０〜２００℃、圧縮率：２０〜８０％の加工条件で、容量２００ｋＮの加工フォーマスター試験装置を用いて鍛造し、鋼部品に加工した。歪み速度は、加工中（塑性変形中）の歪み速度の平均値を用いた。得られた部品について、観察倍率２０倍での実態顕微鏡で表面を観察して、割れの有無を確認した。各部品の冷間加工条件（加工温度、圧縮率）、各部品の割れの有無（割れが発生した場合を×、割れが発生しなかった場合を○とする）、および変形抵抗の最大値を表３に示す。
上記試験片を、歪み速度：１／秒、加工温度：２０〜２００℃、圧縮率：２０〜８０％の加工条件で、容量２００ｋＮの加工フォーマスター試験装置を用いて鍛造し、鋼部品に加工した。歪み速度は、加工中（塑性変形中）の歪み速度の平均値を用いた。得られた部品について、観察倍率２０倍での実態顕微鏡で表面を観察して、割れの有無を確認した。各部品の冷間加工条件（加工温度、圧縮率）、各部品の割れの有無（割れが発生した場合を×、割れが発生しなかった場合を○とする）、および変形抵抗の最大値を表３に示す。
尚、表３の圧縮率は、［（１−Ｌ／Ｌ0）×１００（％）］（Ｌ0：加工前の試験片長さ、Ｌ：加工後の試験片長さ）をいう。
〔鋼部品のビッカース硬さ（Ｈｖ）の測定〕
加工試験後の試験片を用い、荷重：１０００ｇ、測定位置：試験片断面のＤ／４中央部（Ｄ：部品直径）、および測定回数：５回の条件で、ビッカース硬さ試験機を用いて、鋼部品のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。測定結果を表３に併記する。
加工試験後の試験片を用い、荷重：１０００ｇ、測定位置：試験片断面のＤ／４中央部（Ｄ：部品直径）、および測定回数：５回の条件で、ビッカース硬さ試験機を用いて、鋼部品のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。測定結果を表３に併記する。
〔式（１）による判定〕
表３には、各試験片が下記式（１）を満たすか否かを示しており、式（１）を満たす場合には「○」、式（１）を満たさない場合には「×」を付している。
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６ …（１）
但し、Ｈ：冷間加工後の部品強度（Ｈｖ）、ＤＲ：冷間加工時の最大変形抵抗（ＭＰａ）
表３には、各試験片が下記式（１）を満たすか否かを示しており、式（１）を満たす場合には「○」、式（１）を満たさない場合には「×」を付している。
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６ …（１）
但し、Ｈ：冷間加工後の部品強度（Ｈｖ）、ＤＲ：冷間加工時の最大変形抵抗（ＭＰａ）
本実施例では、部品に割れが無く、かつ部品硬さに対して鋼の変形抵抗が低い鋼［具体的には上記式（１）を満たすもの］を、冷間加工性に優れると判定した。
表１〜３から次のように考察できる（尚、下記記号は、表１〜３の鋼記号を示す）。
１Ｂ、１Ｃ、１Ｈ、１Ｌ、１Ｍ、１Ｏ、１Ｒ、１Ｓ、１Ｕ、１Ｗ、１Ｙ、２Ａおよび２Ｄ〜２Ｎは、本発明で規定する要件を満足する例であり、部品に割れが無く、かつ部品硬さに対する加工時の変形抵抗が低い鋼材が得られている。これに対し、本発明の要件を満たさないものは、割れが発生しているか、部品硬さに対する加工時の変形抵抗が高くなっており（即ち、式（１）を満たさず）、金型の長寿命化が望めないものとなっている。
１Ｂ、１Ｃ、１Ｈ、１Ｌ、１Ｍ、１Ｏ、１Ｒ、１Ｓ、１Ｕ、１Ｗ、１Ｙ、２Ａおよび２Ｄ〜２Ｎは、本発明で規定する要件を満足する例であり、部品に割れが無く、かつ部品硬さに対する加工時の変形抵抗が低い鋼材が得られている。これに対し、本発明の要件を満たさないものは、割れが発生しているか、部品硬さに対する加工時の変形抵抗が高くなっており（即ち、式（１）を満たさず）、金型の長寿命化が望めないものとなっている。
詳細には、１Ａは、Ｃ量が不足し、規定のセメンタイトを十分確保できていないので式（１）を満たさないものとなった。１Ｄは、Ｃ量が過剰であるため、セメンタイトが必要以上に析出し、部品に割れが生じた。
１Ｅは、Ｓｉ量が不足しているため、冷間加工中に割れが発生した。
１Ｆは、Ｍｎ量が過剰であるため、部品に割れが生じた。１Ｇ、１Ｋは、Ｍｎ量が不足（１ＫではＡｌ量も不足）しているため、ＳがＭｎによって固定されず、ＦｅＳとして結晶粒界に膜状に析出して部品に割れが生じた。
１Ｉは、フェライト粒界に偏析して冷間加工性を劣化させるＰが過剰に存在するため、部品に割れが生じた。１Ｊは、Ｓ量が過剰であるため、結晶粒界の脆化が促進され、部品に割れが生じた。
１Ｎは、Ａｌ量が不足し、かつＮ量が過剰であるため、固溶Ｎによる動的ひずみ時効が生じて、部品に割れが生じた。
１Ｐは、焼ならし時の保持時間ｔが短いため、規定のセメンタイトを十分確保できず、式（１）を満たさないものとなった。
１Ｑ、２Ｂは、焼ならし温度Ｔが（Ａｃ１＋２０℃）を上回っているため、規定のセメンタイトを析出させることができず、動的ひずみ時効に寄与する固溶Ｃを十分低減できなかったため、変形抵抗が増大して加工性の低下（割れ）が生じた。
１Ｔは、焼ならし温度Ｔで保持した後の冷却をゆるやかに行ったため、規定サイズのセメンタイトを十分確保できず、式（１）を満たさないものとなった。
１Ｖ、１Ｚは、焼ならし温度が（Ａｃ１−５０℃）を下回っているため、規定サイズのセメンタイトを十分確保できず、式（１）を満たさないものとなった。
１Ｘは、焼ならし時の保持時間ｔが長すぎるため、粗大な炭化物が形成され、式（１）を満たさないものとなった。
２Ｃは、焼ならしを行っていないため、規定サイズのセメンタイトを確保できず、部品に割れが生じると共に式（１）を満たさないものとなった。
Claims (8)
- Ｃ：０．２０〜０．４０％（質量％、以下同じ）、
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：０．２〜１．０％、
Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１０〜０．１％、および
Ｎ：０．００７０％以下（０％を含まない）を満たし、残部は鉄及び不可避的不純物からなると共に、
透過型電子顕微鏡を用いて倍率１５万倍で鋼組織を観察したときに、
粒径５０ｎｍ以下のセメンタイトの密度が５〜２５個／０．２５μｍ２で、かつ
粒径５０ｎｍ超のセメンタイトの密度が１個以下／０．２５μｍ２である
ことを特徴とする冷間加工用鋼。 - 更に他の元素として、
Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、および／または
Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１に記載の冷間加工用鋼。 - 更に他の元素として、
Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、および
Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の冷間加工用鋼。 - 更に他の元素として、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の冷間加工用鋼。
- 更に他の元素として、
Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：５％以下（０％を含まない）、および
Ｃｏ：５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の冷間加工用鋼。 - 更に他の元素として、
Ｃａ：０．０５％以下（０％を含まない）、
ＲＥＭ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｌｉ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｐｂ：０．５％以下（０％を含まない）、および
Ｂｉ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の冷間加工用鋼。 - 請求項１〜６のいずれかに記載の冷間加工用鋼を製造する方法であって、
請求項１〜６のいずれかに記載の化学組成を有する鋼を用いて、（Ａｃ１−５０℃）〜（Ａｃ１＋２０℃）の温度範囲で１０〜６０分保持し、その後、８℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で室温まで冷却することを特徴とする冷間加工用鋼の製造方法。 - 請求項１〜６のいずれかに記載の冷間加工用鋼を加工温度２００℃以下で冷間加工することにより製造される冷間加工鋼部品であって、冷間加工後の部品強度（Ｈ）と冷間加工中の変形抵抗の最大値（ＤＲ）が、下記式（１）を満たすことを特徴とする冷間加工鋼部品。
Ｈ≧（ＤＲ＋１０００）／６ …（１）
[式（１）中、Ｈは冷間加工後の部品強度（Ｈｖ）、ＤＲは冷間加工中の変形抵抗の最大値（ＭＰａ）を示す]
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