JP2010280967A - 機械構造用鋼、および、その製造方法、並びに、機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】成分の制限等の調整が難しくなく、また、セメンタイトの析出を抑制して、冷間加工性に優れた機械構造用鋼、その製造方法、並びに、機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ:０．０２５〜０．０６５質量％、Ｓｉ:０．００５〜０．０３質量％、Ｍｎ:０．４〜１質量％、Ｐ:０．０５質量％以下、Ｓ:０．００５〜０．０５質量％、Ａｌ:０．００５〜０．０６質量％、Ｎ:０．００９〜０．０１３質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る組成を有し、Ｎ固溶量は０．００８〜０．０１２質量％であり、組織中のセメンタイト相分率が２％以下で、残部がフェライト相であり、前記フェライト相の平均結晶粒径が５〜２０μｍで、且つ、フェライト結晶粒の長軸と短軸の比（長軸／短軸）が２以上であることを特徴とする。
【選択図】なし
【解決手段】Ｃ:０．０２５〜０．０６５質量％、Ｓｉ:０．００５〜０．０３質量％、Ｍｎ:０．４〜１質量％、Ｐ:０．０５質量％以下、Ｓ:０．００５〜０．０５質量％、Ａｌ:０．００５〜０．０６質量％、Ｎ:０．００９〜０．０１３質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る組成を有し、Ｎ固溶量は０．００８〜０．０１２質量％であり、組織中のセメンタイト相分率が２％以下で、残部がフェライト相であり、前記フェライト相の平均結晶粒径が５〜２０μｍで、且つ、フェライト結晶粒の長軸と短軸の比（長軸／短軸）が２以上であることを特徴とする。
【選択図】なし
Description
本発明は、冷間加工性に優れた機械構造用鋼、および、その機械構造用鋼の製造方法、並びに、機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法に関する。
一般に、ボルト、ナット、ピニオンギヤ、ステアリングシャフト、バルブリフター、コモンレール等の機械構造物に用いられる鋼材である機械構造用鋼（鋼材）としては、機械構造物に加工するときに冷間加工性に優れるように構成したものが知られている。例えば、優れた冷間加工性を得るためにセメンタイトフリー組織を活用する技術（特許文献１参照）、あるいは、固溶Ｃと結晶粒径を制御することによって、常温時効を抑制し、冷間鍛造後に時効硬化させる技術（特許文献２参照）が開示されている。
すなわち、特許文献１では、平均粒径が５００ｎｍ以下で、セメンタイトフリーのフェライト組織を有する変形能に優れた高強度鋼線または棒鋼に関する技術が開示されている。この特許文献１では、Ｃ量を所定範囲に制限した鋼材に、３５０〜８００℃の範囲内で温間加工を施した後、冷間加工を施すことによって平均結晶粒径を５００ｎｍ以下のフェライト主相組織とし、強度と変形能を両立させている。
また、特許文献２では、常温時効の進行を抑制し、冷間鍛造後の時効処理によって部品強度を向上させることができる技術が開示されている。この特許文献２では、Ｃ量をできるだけ低減すると共に、２０μｍ以上のフェライトを９０面積％以上とする鋼材の構成としている。そして、この鋼材では、フェライト粒径をできるだけ大きくし、固溶Ｃ、固溶Ｎが常温で転位に固着する距離を稼ぐことによって、常温時効を抑制している。つまり、この鋼材では、フェライト粒径が大きいほど常温時効が発生しにくくなるように構成されている。
なお、機械構造物に用いられる鋼材である機械構造用鋼は、ボルト等の加工部品に製造されるときに冷間加工が行われている。ここで行われる冷間加工（冷間鍛造）とは、２００℃以下の雰囲気における加工方法のことである。この冷間加工は、熱間加工と比較して生産性が高く、しかも寸法精度および鋼材の歩留まりが共に良好な利点があることが知られている。
しかし、従来の機械構造用鋼では、以下に示すような問題点が存在していた。
特許文献１では、セメンタイトフリーとするため、Ｃ含有量がＡｅ１点におけるフェライト相の炭素の固溶限以下とする必要がある。その理由として、固溶限以上のＣが存在すると３００〜８００℃の温間加工時に固溶Ｃがセメンタイトとして析出し、加工性を劣化させるからである。つまり、特許文献１の鋼材では、過飽和の固溶Ｃを得ることができず、また、Ｎは有害不純物として扱うことになり、不可避的混入含有量制限をしなければならなかった。
特許文献１では、セメンタイトフリーとするため、Ｃ含有量がＡｅ１点におけるフェライト相の炭素の固溶限以下とする必要がある。その理由として、固溶限以上のＣが存在すると３００〜８００℃の温間加工時に固溶Ｃがセメンタイトとして析出し、加工性を劣化させるからである。つまり、特許文献１の鋼材では、過飽和の固溶Ｃを得ることができず、また、Ｎは有害不純物として扱うことになり、不可避的混入含有量制限をしなければならなかった。
特許文献２では、冷間鍛造した後、時効処理することによって部品強度を向上させることができるが、温間で鍛造すると、粒界三重点等に固溶Ｃが容易に集まりやすく、セメンタイトを形成してしまう。つまり、連続操業中の雰囲気温度の上昇時には冷間加工時のように部品強度を向上させることができない。また、所望の部品強度を得るためには、３００℃×６０分の時効処理を施さなければならない。
本発明は、前記した問題点に鑑み創案したものであり、成分の制限等の調整が難しくなく、また、セメンタイトの析出を抑制して、冷間加工性に優れた機械構造用鋼、その製造方法、並びに、機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法を提供することを課題とする。
本発明者らは、加工中は良好な変形能を示し、加工後は所定の硬度、強度を示す機械構造用鋼および冷間加工部品を提供すべく種々の検討を行ってきた。これらの鋼材は、冷間加工を行うこと、すなわち、加工温度が１００℃以下の条件下における加工において、優れた冷間加工性と強度を示すことができる。ただし、連続操業中に金型の温度が上昇し、鋼材の温度が１００℃を超えるようになると、固溶Ｎによる静的ひずみ時効の効果が薄れて部品硬さが低下すること、また、動的ひずみ時効の影響が大きくなることによって変形抵抗の増加、変形能の劣化を招くという問題があった。
本問題を解決する方法として、Ｓｉを増量し、ＳｉとＮの相互作用を利用することによって、連続操業中の雰囲気温度の上昇により、部品硬さの低下を抑制することが挙げられる。ただし、Ｓｉを増量することによる変形抵抗の増加は避けられず、結果として、冷間加工時は、Ｓｉを増量していないものと比較して特性の劣る鋼材となってしまう問題があった。
そこで、冷間加工時の特性を落とさず、且つ、連続操業中の雰囲気温度の上昇時にも良好な加工性と部品硬さが得られる方法についての検討を行った。その結果、以下のような知見を得た。
ＳｉとＮの相互作用では、Ｓｉが置換型、Ｎが侵入型の固溶体を形成するため、点在するＳｉで固溶Ｎをトラップしなければならなかった。そこで、同じ侵入型の固溶体であれば、より多くの固溶Ｎをトラップできると考えた。その侵入型固溶体にはＣが考えられる。
ＳｉとＮの相互作用では、Ｓｉが置換型、Ｎが侵入型の固溶体を形成するため、点在するＳｉで固溶Ｎをトラップしなければならなかった。そこで、同じ侵入型の固溶体であれば、より多くの固溶Ｎをトラップできると考えた。その侵入型固溶体にはＣが考えられる。
これまでの発明では、Ｃはパーライトを形成し、変形抵抗を増加させ、フェライト−パーライト界面で割れが生じやすくなるため、なるべく低減してきた。しかし、熱処理によってパーライトの生成を抑制し、Ｃを過飽和に固溶させることができる。このようにＣを過飽和に固溶させた結果、固溶Ｎと相互作用させることができ、１００℃を超える温度域での加工においても固溶Ｎによる動的ひずみ時効の影響を抑制することができた。また、加工後の部品硬さも室温加工時以上とすることができた。
つまり、本発明の機械構造用鋼は、Ｃ:０．０２５〜０．０６５質量％、Ｓｉ:０．００５〜０．０３質量％、Ｍｎ:０．４〜１質量％、Ｐ:０．０５質量％以下、Ｓ:０．００５〜０．０５質量％、Ａｌ:０．００５〜０．０６質量％、Ｎ:０．００９〜０．０１３質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る組成を有し、Ｎ固溶量は０．００８〜０．０１２質量％であり、組織中のセメンタイト相分率が２％以下で、残部がフェライト相であり、前記フェライト相の平均結晶粒径が５〜２０μｍで、且つ、フェライト結晶粒の長軸と短軸の比（長軸／短軸）が２以上である構成とした。
かかる構成により機械構造用鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎの添加量を所定の範囲とし、固溶限以上のＣを添加しつつ、固溶Ｎを所定量含有させる構成としている。そのため、機械構造用鋼では、析出すべきセメンタイトの大部分あるいは全てを固溶させることによって組織を均一化し、また、Ｃを過飽和に固溶させることで、固溶Ｎの活量を低下させることができる。さらに、機械構造用鋼では、フェライト相の形と大きさを適正化することで、セメンタイトの析出を抑制し、連続操業時に雰囲気温度が１００℃を超えた場合にも鋼材の変形能を向上させることができる。そして、機械構造用鋼では、動的ひずみ時効によって転位を増殖させ、その後の、固溶Ｎで転位を固着することによる静的ひずみ時効を発生させ、所定の部品強度を得ることができる。
また、前記した構成の機械構造用鋼に、さらに、任意成分として、Ｃｒ:２質量％以下、およびＭｏ:２質量％以下のうち１種以上を含有する構成（請求項２）とすることや、任意成分として、Ｔｉ:０．２質量％以下、Ｎｂ:０．２質量％以下、およびＶ:０．２質量％以下のうち１種以上を含有する構成（請求項３）とすることや、任意成分として、Ｂ:０．００５質量％以下を含有する構成（請求項４）とすることや、任意成分として、Ｃｕ:５質量％以下、Ｎｉ:５質量％以下、およびＣｏ:５質量％以下のうち１種以上を含有する構成（請求項５）としてもよい。
また、前記した構成の機械構造用鋼に、任意成分として、Ｃａ:０．０５質量％以下、ＲＥＭ:０．０５質量％以下、Ｍｇ:０．０２質量％以下、Ｌｉ:０．０２質量％以下、Ｐｂ:０．５質量％以下、Ｂｉ:０．５質量％以下のうち１種以上を含有する構成（請求項６）としてもよい。
任意成分を添加する構成により、機械構造用鋼は、Ｃｒ、Ｍｏが変形能と加工後の硬さを向上させ、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶがＮ化合物を形成して結晶粒を整粒化し、変形能を向上させる。また、ＢがＰのフェライト粒界偏析による粒界強度の低下を抑制し、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏが鋼材をひずみ時効させ、加工後の部品強度を向上させる。また、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉが鋼材の変形能を高めると共に、被削性能を向上させ、Ｐｂ、Ｂｉが被削性を向上させる。
さらに、本発明の機械構造用鋼の製造方法は、請求項１〜請求項６のいずれか一項に記載の機械構造用鋼の製造方法であって、Ｃ:０．０２５〜０．０６５質量％、Ｓｉ:０．００５〜０．０３質量％、Ｍｎ:０．４〜１質量％、Ｐ:０．０５質量％以下、Ｓ:０．００５〜０．０５質量％、Ａｌ:０．００５〜０．０６質量％、Ｎ:０．００９〜０．０１３質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る組成の鋼または前記鋼と任意成分を含む鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱した後、８００〜９５０℃の温度範囲まで冷却し、その温度で熱間圧延または熱間鍛造した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却する手順とした。
かかる手順により、機械構造用鋼の製造方法では、所定成分の鋼を、所定の温度範囲で加熱して、ＡｌＮとセメンタイトを分解させ、所定の温度範囲まで冷却することで、フェライト相を細かくなりすぎないようにして固溶Ｃおよび固溶Ｎを確保する。さらに、機械構造用鋼の製造方法では、所定の冷却速度で２００℃以下まで冷却することで、フェライト結晶粒径と、フェライト結晶粒の長軸と短軸の比を所定値以上にさせる。
また、機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法としては、請求項１ないし請求項６のいずれか一項に記載の機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法であって、Ｃ:０．０２５〜０．０６５質量％、Ｓｉ:０．００５〜０．０３質量％、Ｍｎ:０．４〜１質量％、Ｐ:０．０５質量％以下、Ｓ:０．００５〜０．０５質量％、Ａｌ:０．００５〜０．０６質量％、Ｎ:０．００９〜０．０１３質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る組成の鋼または前記鋼と任意成分を含む鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱した後、８００〜９５０℃の温度範囲まで冷却し、その温度で熱間圧延または熱間鍛造した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却した機械構造用鋼とし、前記機械構造用鋼を、室温〜２５０℃で加工する手順とした。
かかる手順により、機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法では、所定成分の鋼を、所定の温度範囲で加熱して、ＡｌＮとセメンタイトを分解させ、所定の温度範囲まで冷却することで、フェライト相を細かくなりすぎないようにして固溶Ｃおよび固溶Ｎを確保する。さらに、当該加工部品製造方法では、所定の冷却速度で２００℃以下まで冷却することで、フェライト結晶粒径と、フェライト結晶粒の長軸と短軸の比を所定値以上にしている。そのため、当該加工部品製造方法では、所定特性を備える機械構造用鋼を室温〜２５０℃で加工すると、当該機械構造用鋼がＣを過飽和に固溶させたことにより、固溶Ｎによる動的ひずみ時効の影響を抑制した状態となり、また、加工後の加工部品硬さも室温加工以上とすることができる。
本発明の機械構造用鋼、機械構造用鋼の製造方法、および、機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法では、以下に示す優れた効果を奏するものである。
機械構造用鋼は、冷間加工によってボルト・ナット、ピニオンギヤ、ステアリングシャフト、バルブリフター、コモンレール等を連続操業で製造する時、加工後の加工部品硬さも維持できるので、軽量化、高強度化することができる。
機械構造用鋼の製造方法は、これまで熱間加工によって加工されていたクランクシャフト、コンロッド、トランスミッションギヤ等の部品を冷間加工によって製造することができ、部品製造工程におけるＣＯ２の排出量を削減することができる。
機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法では、連続操業時に雰囲気温度が上昇しても安定して部品を製造することができ、また、加工後の加工部品硬さも室温加工以上とすることができる。
機械構造用鋼は、冷間加工によってボルト・ナット、ピニオンギヤ、ステアリングシャフト、バルブリフター、コモンレール等を連続操業で製造する時、加工後の加工部品硬さも維持できるので、軽量化、高強度化することができる。
機械構造用鋼の製造方法は、これまで熱間加工によって加工されていたクランクシャフト、コンロッド、トランスミッションギヤ等の部品を冷間加工によって製造することができ、部品製造工程におけるＣＯ２の排出量を削減することができる。
機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法では、連続操業時に雰囲気温度が上昇しても安定して部品を製造することができ、また、加工後の加工部品硬さも室温加工以上とすることができる。
以下、本発明に係る機械構造用鋼およびその製造方法について説明する。
機械構造用鋼は、Ｃ:０．０２５〜０．０６５質量％、Ｓｉ:０．００５〜０．０３質量％、Ｍｎ:０．４〜１質量％、Ｐ:０．０５質量％以下（０％を含まない）、Ｓ:０．００５〜０．０５質量％、Ａｌ:０．００５〜０．０６質量％、Ｎ:０．００９〜０．０１３質量％を必須成分とし、残部はＦｅおよび不可避的不純物から成る組成、あるいは、その組成に所定の任意成分を加えた組成を有している。そして、機械構造用鋼は、組織中のＮ固溶量（固溶状態としてのＮ）が０．００８〜０．０１２質量％であり、組織中のセメンタイト相分率が２％以下（０％を含む）で、残部がフェライト相であり、そのフェライト相の平均結晶粒径が５〜２０μｍで、且つ、フェライト結晶粒の長軸と短軸の比（長軸／短軸）が２以上となる構成を備えている。
機械構造用鋼は、Ｃ:０．０２５〜０．０６５質量％、Ｓｉ:０．００５〜０．０３質量％、Ｍｎ:０．４〜１質量％、Ｐ:０．０５質量％以下（０％を含まない）、Ｓ:０．００５〜０．０５質量％、Ａｌ:０．００５〜０．０６質量％、Ｎ:０．００９〜０．０１３質量％を必須成分とし、残部はＦｅおよび不可避的不純物から成る組成、あるいは、その組成に所定の任意成分を加えた組成を有している。そして、機械構造用鋼は、組織中のＮ固溶量（固溶状態としてのＮ）が０．００８〜０．０１２質量％であり、組織中のセメンタイト相分率が２％以下（０％を含む）で、残部がフェライト相であり、そのフェライト相の平均結晶粒径が５〜２０μｍで、且つ、フェライト結晶粒の長軸と短軸の比（長軸／短軸）が２以上となる構成を備えている。
以下、機械構造用鋼の構成における成分と組織について説明する。
はじめに機械構造用鋼の必須成分について説明する。
（Ｃ：０．０２５〜０．０６５質量％）
機械構造用鋼に含有されるＣは、フェライト中に過飽和固溶させるため、所定量添加する必要がある。過飽和に固溶したＣは、侵入型固溶体として固溶Ｎと近接した位置に存在し、特に連続操業時の動的ひずみ時効による変形抵抗の顕著な増加を抑制することができる。Ｃの含有量が０．０２５質量％未満になると、連続操業時の動的ひずみ時効抑制効果が失われ、変形抵抗の顕著な増加と加工性の劣化を招いてしまう。
はじめに機械構造用鋼の必須成分について説明する。
（Ｃ：０．０２５〜０．０６５質量％）
機械構造用鋼に含有されるＣは、フェライト中に過飽和固溶させるため、所定量添加する必要がある。過飽和に固溶したＣは、侵入型固溶体として固溶Ｎと近接した位置に存在し、特に連続操業時の動的ひずみ時効による変形抵抗の顕著な増加を抑制することができる。Ｃの含有量が０．０２５質量％未満になると、連続操業時の動的ひずみ時効抑制効果が失われ、変形抵抗の顕著な増加と加工性の劣化を招いてしまう。
一方、Ｃの含有量が０．０６５質量％を超えると、セメンタイトが残存しやすくなり、また、マルテンサイト変態といった組織的な変化が生じ始める。セメンタイトが残存すると、セメンタイトは固溶Ｃを吸収しやすく、固溶Ｃが低下すると、固溶Ｎによって生じる動的ひずみ時効が抑制できなくなる。一方、マルテンサイト変態すると過飽和にＣを固溶させることができるが、組織が細かくなりすぎるため、変形抵抗が増加してしまう。また、変形能が劣化するため、割れが生じやすくなる。
なお、Ｃの好ましい下限量は、０．０２８質量％であり、また、より好ましくは０．０３質量％である。そして、Ｃの好ましい上限量は、０．０６質量％であり、より好ましくは０．０５質量％である。
なお、Ｃの好ましい下限量は、０．０２８質量％であり、また、より好ましくは０．０３質量％である。そして、Ｃの好ましい上限量は、０．０６質量％であり、より好ましくは０．０５質量％である。
（Ｓｉ：０．００５〜０．０３質量％）
Ｓｉは、機械構造用鋼の溶製中の脱酸に有効な元素であり、また、セメンタイトの成長を抑制する働きもあるため、０．００５質量％以上添加する必要がある。ただし、Ｓｉはフェライト相を固溶強化させるため、添加量の増加に伴い、変形抵抗の増大、変形能の劣化を生じさせる。Ｓｉの含有量が０．０３質量％を超えると、変形抵抗の増大、変形能の劣化の傾向が顕著に見られはじめ、割れが生じやすくなる。一方、Ｓｉの含有量が０．００５質量％未満になると、脱酸の効果が発揮されず、溶製時にガス欠陥が発生しやすくなり、そこを起点に割れが生じやすくなる。なお、Ｓｉの好ましい下限量は、０．００７質量％であり、また、より好ましくは０．０１質量％である。そして、Ｓｉの好ましい上限量は、０．０２７質量％であり、また、より好ましくは０．０２５質量％である。
Ｓｉは、機械構造用鋼の溶製中の脱酸に有効な元素であり、また、セメンタイトの成長を抑制する働きもあるため、０．００５質量％以上添加する必要がある。ただし、Ｓｉはフェライト相を固溶強化させるため、添加量の増加に伴い、変形抵抗の増大、変形能の劣化を生じさせる。Ｓｉの含有量が０．０３質量％を超えると、変形抵抗の増大、変形能の劣化の傾向が顕著に見られはじめ、割れが生じやすくなる。一方、Ｓｉの含有量が０．００５質量％未満になると、脱酸の効果が発揮されず、溶製時にガス欠陥が発生しやすくなり、そこを起点に割れが生じやすくなる。なお、Ｓｉの好ましい下限量は、０．００７質量％であり、また、より好ましくは０．０１質量％である。そして、Ｓｉの好ましい上限量は、０．０２７質量％であり、また、より好ましくは０．０２５質量％である。
（Ｍｎ:０．４〜１質量％）
Ｍｎは、機械構造用鋼の溶製中の脱酸、脱硫に有効な元素であり、また、連続操業時の動的ひずみ時効による変形能の劣化を抑制する働きがある。さらに、Ｓと結合することで鋼材の変形能を向上させることにも有効であるため、０．４質量％以上添加する必要がある。ただし、Ｍｎの含有量が１質量％を超えると、固溶強化による変形抵抗が顕著に増大するため、逆に変形能を劣化させ、割れが生じやすくなる。一方、Ｍｎの含有量が０．４質量％未満になると、変形能が劣化し、割れが生じやすくなる。なお、Ｍｎの好ましい下限量は、０．４２質量％であり、また、より好ましくは０．４５質量％である。そして、Ｍｎの好ましい上限量は、０．９８質量％であり、また、より好ましくは０．９５質量％である。
Ｍｎは、機械構造用鋼の溶製中の脱酸、脱硫に有効な元素であり、また、連続操業時の動的ひずみ時効による変形能の劣化を抑制する働きがある。さらに、Ｓと結合することで鋼材の変形能を向上させることにも有効であるため、０．４質量％以上添加する必要がある。ただし、Ｍｎの含有量が１質量％を超えると、固溶強化による変形抵抗が顕著に増大するため、逆に変形能を劣化させ、割れが生じやすくなる。一方、Ｍｎの含有量が０．４質量％未満になると、変形能が劣化し、割れが生じやすくなる。なお、Ｍｎの好ましい下限量は、０．４２質量％であり、また、より好ましくは０．４５質量％である。そして、Ｍｎの好ましい上限量は、０．９８質量％であり、また、より好ましくは０．９５質量％である。
（Ｐ:０．０５質量％以下（０％を含まない））
Ｐは不可避的に不純物として含有する元素であるが、含有量が０．０５質量％を超えると、Ｐはフェライト粒界に偏析し、変形能を劣化させ、割れを生じやすくさせる。また、Ｐはフェライトを固溶強化させ、変形抵抗を増大させる。従って、変形能の観点からは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招く。したがって、Ｐの下限量は、特に定めないが、低いほど良い。ただし、０質量％とすることは製造上困難である。そして、Ｐの好ましい上限量は、０．０４質量％であり、また、より好ましくは０．０３質量％である。
Ｐは不可避的に不純物として含有する元素であるが、含有量が０．０５質量％を超えると、Ｐはフェライト粒界に偏析し、変形能を劣化させ、割れを生じやすくさせる。また、Ｐはフェライトを固溶強化させ、変形抵抗を増大させる。従って、変形能の観点からは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招く。したがって、Ｐの下限量は、特に定めないが、低いほど良い。ただし、０質量％とすることは製造上困難である。そして、Ｐの好ましい上限量は、０．０４質量％であり、また、より好ましくは０．０３質量％である。
（Ｓ：０．００５〜０．０５質量％）
Ｓは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、Ｆｅと結合すると、ＦｅＳとして粒界上に膜状に析出し、変形能を劣化させる。従って、全量をＭｎと結合させ、ＭｎＳとして析出させる必要がある。ただし、Ｓの含有量が０．０５質量％を超えると、ＭｎＳの析出量が増え、ＭｎＳの析出量が増えると、変形能が劣化し、割れが生じやすくなる。一方、Ｓの極端な低減は被削性を劣化させるので、０．００５質量％以上が推奨される。変形能と被削性のバランスを考慮した好ましい上下限量は以下のとおりである。すなわち、Ｓの好ましい下限量は、０．００７質量％であり、また、より好ましくは０．０１質量％である。そして、Ｓの好ましい上限量は、０．０４質量％であり、また、より好ましくは０．０３％である。
Ｓは、不可避的に不純物として含有する元素であるが、Ｆｅと結合すると、ＦｅＳとして粒界上に膜状に析出し、変形能を劣化させる。従って、全量をＭｎと結合させ、ＭｎＳとして析出させる必要がある。ただし、Ｓの含有量が０．０５質量％を超えると、ＭｎＳの析出量が増え、ＭｎＳの析出量が増えると、変形能が劣化し、割れが生じやすくなる。一方、Ｓの極端な低減は被削性を劣化させるので、０．００５質量％以上が推奨される。変形能と被削性のバランスを考慮した好ましい上下限量は以下のとおりである。すなわち、Ｓの好ましい下限量は、０．００７質量％であり、また、より好ましくは０．０１質量％である。そして、Ｓの好ましい上限量は、０．０４質量％であり、また、より好ましくは０．０３％である。
（Ａｌ:０．００５〜０．０６質量％）
Ａｌは、機械構造用鋼の溶製中の脱酸に有効な元素であり、０．００５質量％以上添加する必要がある。また、熱間圧延（鍛造）および冷却時に、固溶Ｎと結合し、ＡｌＮとして析出することで、フェライト粒の整粒化にも有効である。ただし、Ａｌの含有量が０．０６質量％を超えると、熱間圧延（鍛造）中あるいは、その後の冷却中に固溶Ｎと結合しやすくなり固溶Ｎ量を減少させるので、加工後に所望の部品強度を得ることができなくなる。また、ＡｌＮによる結晶粒微細化効果および整粒化効果が顕著に現れることによって、フェライト相の平均結晶粒径、アスペクト比が小さくなる。一方、Ａｌの含有量が０．００５質量％未満になると、溶製中の脱酸が不十分となり、ガス欠陥が生じやすくなり、そこを起点に割れが生じやすくなる。なお、Ａｌの好ましい下限量は、０．００７質量％であり、また、より好ましくは０．０１質量％である。そして、Ａｌの好ましい上限量は、０．０５質量％であり、また、より好ましくは０．０４質量％である。
Ａｌは、機械構造用鋼の溶製中の脱酸に有効な元素であり、０．００５質量％以上添加する必要がある。また、熱間圧延（鍛造）および冷却時に、固溶Ｎと結合し、ＡｌＮとして析出することで、フェライト粒の整粒化にも有効である。ただし、Ａｌの含有量が０．０６質量％を超えると、熱間圧延（鍛造）中あるいは、その後の冷却中に固溶Ｎと結合しやすくなり固溶Ｎ量を減少させるので、加工後に所望の部品強度を得ることができなくなる。また、ＡｌＮによる結晶粒微細化効果および整粒化効果が顕著に現れることによって、フェライト相の平均結晶粒径、アスペクト比が小さくなる。一方、Ａｌの含有量が０．００５質量％未満になると、溶製中の脱酸が不十分となり、ガス欠陥が生じやすくなり、そこを起点に割れが生じやすくなる。なお、Ａｌの好ましい下限量は、０．００７質量％であり、また、より好ましくは０．０１質量％である。そして、Ａｌの好ましい上限量は、０．０５質量％であり、また、より好ましくは０．０４質量％である。
（Ｎ:０．００９〜０．０１３質量％、Ｎ固溶量：０．００８〜０．０１２質量％）
本発明に係る機械構造用鋼において、Ｎ（窒素）は鋼中に固溶して、後記するように機械構造用鋼を室温〜２５０℃における雰囲気温度で加工を行った後の部品強度を向上させる効果を有する。ただし、Ｎの含有量が０．００９質量％未満になると、このＮ固溶量を十分に得られない。一方、Ｎの含有量が０．０１３質量％を超えると、Ｎ固溶量（固溶Ｎ量）が過剰になって、変形能を劣化させる。なお、Ｎの好ましい下限量は、０．００９５質量％であり、また、より好ましくは０．０１質量％である。そして、Ｎの好ましい上限量は、０．０１２５質量％であり、また、より好ましくは０．０１２質量％である。
本発明に係る機械構造用鋼において、Ｎ（窒素）は鋼中に固溶して、後記するように機械構造用鋼を室温〜２５０℃における雰囲気温度で加工を行った後の部品強度を向上させる効果を有する。ただし、Ｎの含有量が０．００９質量％未満になると、このＮ固溶量を十分に得られない。一方、Ｎの含有量が０．０１３質量％を超えると、Ｎ固溶量（固溶Ｎ量）が過剰になって、変形能を劣化させる。なお、Ｎの好ましい下限量は、０．００９５質量％であり、また、より好ましくは０．０１質量％である。そして、Ｎの好ましい上限量は、０．０１２５質量％であり、また、より好ましくは０．０１２質量％である。
Ｎ（固溶Ｎ）は、室温〜２５０℃における雰囲気温度で加工を行った後の所定の部品強度を得るために必要である。２５０℃を上限とした雰囲気温度下においても、変形抵抗をあまり増加させずに部品強度を得るための固溶Ｎ量は０．０１２質量％以下であり、所望の部品硬さを得るためには、０．００８質量％以上の固溶Ｎが必要である。固溶Ｎ量が０．０１２質量％を超えると、特に１００℃を超える雰囲気温度において、静的ひずみ時効よりも動的ひずみ時効の効果が顕著になり、変形抵抗が増大し、変形能が劣化して、割れが生じやすくなる。一方、固溶Ｎ量が０．００８質量％未満になると、十分な部品硬さを得ることができない。なお、固溶Ｎの好ましい下限量は、０．００８５質量％であり、また、より好ましくは０．００９質量％である。そして、固溶Ｎの好ましい上限量は、０．０１１５％質量であり、また、より好ましくは０．０１１質量％である。
固溶Ｎ量の値は、ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠し、鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物における窒素量（すなわち、化合物Ｎ量）を差し引くことで算出する。
鋼中の全Ｎ量の算出は、不活性ガス融解法−熱伝導度法を用いる。すなわち、供試鋼素材からサンプルを切り出し、サンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定する。
鋼中の全Ｎ量の算出は、不活性ガス融解法−熱伝導度法を用いる。すなわち、供試鋼素材からサンプルを切り出し、サンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定する。
鋼中の全Ｎ化合物における窒素量の算出は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いる。すなわち、供試鋼素材からサンプルを切り出し、１０％ＡＡ系電解液（鋼表面に不働態皮膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には１０％アセチルアセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部：メタノール）中で、定電流電解を行なう。次に、約０．５ｇサンプルを溶解させ、不溶解残渣（Ｎ化合物）を穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。不溶解残渣を硫酸、硫酸カリウムおよび純Ｃｕチップ中で加熱して分解し、ろ液に合わせる。この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。そして、フェノール、次亜塩素酸ナトリウムおよびペンタシアノニトロシル鉄（III）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定する。
上記の方法によって求めた鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物における窒素量を差し引くことで鋼中の固溶Ｎ量を算出する。
上記の方法によって求めた鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物における窒素量を差し引くことで鋼中の固溶Ｎ量を算出する。
つぎに、機械構造用鋼の任意成分について説明する。
（Ｃｒ:２質量％以下、およびＭｏ:２質量％以下（共に０質量％を含まない）のうち１種以上）
Ｃｒ、Ｍｏは、ともに加工後硬さと変形能を向上させる効果を有するので、所定量に限って選択的に添加することが可能である。Ｃｒ、Ｍｏの含有量が２質量％を超えると、変形抵抗が増大し、かえって変形能が劣化する。Ｃｒ、Ｍｏの添加の効果を得るための下限量は、Ｃｒが０．１質量％、Ｍｏが０．０４質量％である。なお、Ｃｒ好ましい下限量は、０．２質量％であり、また、より好ましくは０．３質量％である。そして、Ｃｒの好ましい上限量は、１．５質量％であり、また、より好ましくは１質量％である。さらに、Ｍｏの好ましい下限量は、０．０４質量％であり、また、より好ましくは０．１２質量％である。そして、Ｍｏの好ましい上限量は、１．５質量％であり、また、より好ましくは１質量％である。
（Ｃｒ:２質量％以下、およびＭｏ:２質量％以下（共に０質量％を含まない）のうち１種以上）
Ｃｒ、Ｍｏは、ともに加工後硬さと変形能を向上させる効果を有するので、所定量に限って選択的に添加することが可能である。Ｃｒ、Ｍｏの含有量が２質量％を超えると、変形抵抗が増大し、かえって変形能が劣化する。Ｃｒ、Ｍｏの添加の効果を得るための下限量は、Ｃｒが０．１質量％、Ｍｏが０．０４質量％である。なお、Ｃｒ好ましい下限量は、０．２質量％であり、また、より好ましくは０．３質量％である。そして、Ｃｒの好ましい上限量は、１．５質量％であり、また、より好ましくは１質量％である。さらに、Ｍｏの好ましい下限量は、０．０４質量％であり、また、より好ましくは０．１２質量％である。そして、Ｍｏの好ましい上限量は、１．５質量％であり、また、より好ましくは１質量％である。
（Ｔｉ:０．２質量％以下、Ｎｂ:０．２質量％以下、およびＶ:０．２質量％以下（共に０質量％を含まない）のうち１種以上）
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、Ｎと結合することでＮ化合物を形成して結晶粒を整粒化し、変形能を向上させるのに有効な元素である。そこで、必要に応じて、Ｔｉを０．００１質量％以上、Ｎｂを０．００１質量％以上、Ｖを０．００１質量％以上添加することが推奨される。一方、これらの元素は、Ｎとの親和力が強いため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを、それぞれ０．２質量％を超えて添加すると、Ｎ化合物が過剰に形成され、固溶Ｎ量が低減してしまう。なお、Ｔｉの好ましい下限量は、０．００２質量％であり、また、より好ましくは０．００３質量％である。そして、Ｔｉの好ましい上限量は、０．１５質量％であり、また、より好ましくは０．１質量％である。さらに、Ｎｂの好ましい下限量は、０．００２質量％であり、また、より好ましくは０．００３質量％である。そして、Ｎｂの好ましい上限量は、０．１５質量％であり、また、より好ましくは０．１質量％である。さらに、Ｖの好ましい下限量は、０．００２質量％であり、また、より好ましくは０．００３質量％である。そして、Ｖの好ましい上限量は、０．１５質量％であり、また、より好ましくは０．１質量％である。
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、Ｎと結合することでＮ化合物を形成して結晶粒を整粒化し、変形能を向上させるのに有効な元素である。そこで、必要に応じて、Ｔｉを０．００１質量％以上、Ｎｂを０．００１質量％以上、Ｖを０．００１質量％以上添加することが推奨される。一方、これらの元素は、Ｎとの親和力が強いため、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを、それぞれ０．２質量％を超えて添加すると、Ｎ化合物が過剰に形成され、固溶Ｎ量が低減してしまう。なお、Ｔｉの好ましい下限量は、０．００２質量％であり、また、より好ましくは０．００３質量％である。そして、Ｔｉの好ましい上限量は、０．１５質量％であり、また、より好ましくは０．１質量％である。さらに、Ｎｂの好ましい下限量は、０．００２質量％であり、また、より好ましくは０．００３質量％である。そして、Ｎｂの好ましい上限量は、０．１５質量％であり、また、より好ましくは０．１質量％である。さらに、Ｖの好ましい下限量は、０．００２質量％であり、また、より好ましくは０．００３質量％である。そして、Ｖの好ましい上限量は、０．１５質量％であり、また、より好ましくは０．１質量％である。
（Ｂ:０．００５質量％以下（０質量％を含まない））
Ｂは、フェライト粒界に集まる傾向があり、Ｐのフェライト粒界偏析による粒界強度の低下を抑制するのに有効な元素である。Ｂは、必要に応じて、０．０００２質量％以上添加することが推奨される。一方、Ｂは、Ｎとの親和力が強いため、添加量が０．００５質量％を超えると、ＢＮを形成し、固溶Ｎ量が低減すると共に、フェライト粒界に過剰に偏析したＢＮは粒界強度を低減させるので、変形能が劣化する。なお、Ｂの好ましい下限量は、０．０００４質量％であり、また、より好ましくは０．０００６質量％である。そして、Ｂの好ましい上限量は、０．００３５質量％であり、また、より好ましくは０．００２質量％である。
Ｂは、フェライト粒界に集まる傾向があり、Ｐのフェライト粒界偏析による粒界強度の低下を抑制するのに有効な元素である。Ｂは、必要に応じて、０．０００２質量％以上添加することが推奨される。一方、Ｂは、Ｎとの親和力が強いため、添加量が０．００５質量％を超えると、ＢＮを形成し、固溶Ｎ量が低減すると共に、フェライト粒界に過剰に偏析したＢＮは粒界強度を低減させるので、変形能が劣化する。なお、Ｂの好ましい下限量は、０．０００４質量％であり、また、より好ましくは０．０００６質量％である。そして、Ｂの好ましい上限量は、０．００３５質量％であり、また、より好ましくは０．００２質量％である。
（Ｃｕ:５質量％以下、Ｎｉ:５質量％以下、およびＣｏ:５質量％以下（共に０質量％を含まない）のうち１種以上）
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏは、いずれも鋼材をひずみ時効させ、加工後の部品強度を向上させるのに有効な元素である。必要に応じて、Ｃｕを０．１質量％以上、Ｎｉを０．１質量％以上、Ｃｏを０．１質量％以上添加することが推奨される。一方、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏの添加量がそれぞれ５質量％を超えると、効果が飽和し、また割れも促進される。なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏにおいて、前記した範囲よりさらに好ましい上限量および下限量は以下の通りである。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏは、いずれも鋼材をひずみ時効させ、加工後の部品強度を向上させるのに有効な元素である。必要に応じて、Ｃｕを０．１質量％以上、Ｎｉを０．１質量％以上、Ｃｏを０．１質量％以上添加することが推奨される。一方、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏの添加量がそれぞれ５質量％を超えると、効果が飽和し、また割れも促進される。なお、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｏにおいて、前記した範囲よりさらに好ましい上限量および下限量は以下の通りである。
Ｃｕは、その下限量が好ましくは０．２質量％であり、より好ましくは０．３質量％である。そして、Ｃｕは、その上限量が好ましくは４質量％であり、より好ましくは３質量％である。
Ｎｉは、その下限量が好ましくは０．２質量％であり、より好ましくは０．３質量％である。そして、Ｎｉは、その上限量が好ましくは４質量％であり、より好ましくは３質量％である。
Ｃｏは、その下限量が好ましくは０．２質量％であり、より好ましくは０．３質量％である。そして、Ｃｏは、その上限量が好ましくは４質量％であり、より好ましくは３質量％である。
Ｎｉは、その下限量が好ましくは０．２質量％であり、より好ましくは０．３質量％である。そして、Ｎｉは、その上限量が好ましくは４質量％であり、より好ましくは３質量％である。
Ｃｏは、その下限量が好ましくは０．２質量％であり、より好ましくは０．３質量％である。そして、Ｃｏは、その上限量が好ましくは４質量％であり、より好ましくは３質量％である。
（Ｃａ:０．０５質量％以下、ＲＥＭ:０．０５質量％以下、Ｍｇ:０．０２質量％以下、Ｌｉ:０．０２質量％以下、Ｐｂ:０．５質量％以下、Ｂｉ:０．５質量％以下（全て０質量％を含まない）のうち１種以上）
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉは、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼材の変形能を高めると共に、被削性向上に寄与する元素である。Ｃａ、ＲＥＭは、０．０００５質量％以上、Ｍｇ、Ｌｉは、０．０００１質量％以上添加することが推奨される。しかしながら、過剰に添加してもその効果が飽和し、添加量に見合う効果が期待できず経済的に不利である。そのため、Ｃａ、ＲＥＭの上限量は、０．０５質量％、Ｍｇ、Ｌｉの上限量は、０．０２質量％とした。
また、Ｐｂ、Ｂｉは被削性向上元素であり、０．０１質量％以上添加することが推奨される。しかしながら、Ｐｂ、Ｂｉの含有量が０．５質量％を超えると、圧延疵等の製造上の問題を生じる。そのため、Ｐｂ、Ｂｉの上限は０．５質量％とした。なお、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉ、Ｐｂ、Ｂｉにおいて、前記した範囲よりさらに好ましい範囲は、以下の通りである。
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉは、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼材の変形能を高めると共に、被削性向上に寄与する元素である。Ｃａ、ＲＥＭは、０．０００５質量％以上、Ｍｇ、Ｌｉは、０．０００１質量％以上添加することが推奨される。しかしながら、過剰に添加してもその効果が飽和し、添加量に見合う効果が期待できず経済的に不利である。そのため、Ｃａ、ＲＥＭの上限量は、０．０５質量％、Ｍｇ、Ｌｉの上限量は、０．０２質量％とした。
また、Ｐｂ、Ｂｉは被削性向上元素であり、０．０１質量％以上添加することが推奨される。しかしながら、Ｐｂ、Ｂｉの含有量が０．５質量％を超えると、圧延疵等の製造上の問題を生じる。そのため、Ｐｂ、Ｂｉの上限は０．５質量％とした。なお、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｌｉ、Ｐｂ、Ｂｉにおいて、前記した範囲よりさらに好ましい範囲は、以下の通りである。
Ｃａは、その下限量が好ましくは０．００１質量％であり、より好ましくは０．００１５質量％である。そして、Ｃａは、その上限量が好ましくは０．０３質量％であり、より好ましくは０．０１質量％である。
ＲＥＭは、その下限量が好ましくは０．００１質量％であり、より好ましくは０．００１５質量％である。そして、ＲＥＭは、その上限量が好ましくは０．０３質量％であり、より好ましくは０．０１質量％である。
Ｍｇは、その下限量が好ましくは０．０００３質量％であり、より好ましくは０．０００５質量％である。そして、Ｍｇは、その上限量が好しくは０．０１質量％であり、より好ましくは０．００５質量％である。
Ｌｉは、その下限量が好ましくは０．０００３質量％であり、より好ましくは０．０００５質量％である。そして、Ｌｉは、その上限量が好ましくは０．０１質量％であり、より好ましくは０．００５質量％である。
Ｐｂは、その下限量が好ましくは０．０３質量％であり、より好ましくは０．０５質量％である。そして、Ｐｂは、その上限量が好ましくは０．４質量％であり、より好ましくは０．３質量％である。
Ｂｉは、その下限量が好ましくは０．０３質量％であり、より好ましくは０．０５質量％である。そして、Ｂｉは、その上限量が好ましくは０．４質量％であり、より好ましくは０．３質量％である。
ＲＥＭは、その下限量が好ましくは０．００１質量％であり、より好ましくは０．００１５質量％である。そして、ＲＥＭは、その上限量が好ましくは０．０３質量％であり、より好ましくは０．０１質量％である。
Ｍｇは、その下限量が好ましくは０．０００３質量％であり、より好ましくは０．０００５質量％である。そして、Ｍｇは、その上限量が好しくは０．０１質量％であり、より好ましくは０．００５質量％である。
Ｌｉは、その下限量が好ましくは０．０００３質量％であり、より好ましくは０．０００５質量％である。そして、Ｌｉは、その上限量が好ましくは０．０１質量％であり、より好ましくは０．００５質量％である。
Ｐｂは、その下限量が好ましくは０．０３質量％であり、より好ましくは０．０５質量％である。そして、Ｐｂは、その上限量が好ましくは０．４質量％であり、より好ましくは０．３質量％である。
Ｂｉは、その下限量が好ましくは０．０３質量％であり、より好ましくは０．０５質量％である。そして、Ｂｉは、その上限量が好ましくは０．４質量％であり、より好ましくは０．３質量％である。
つぎに機械構造用鋼の組織の構成について説明する。
（セメンタイト相分率が２％以下（０％を含む）で、残部がフェライト相）
機械構造用鋼は、連続操業中の雰囲気温度の上昇によって顕著になる動的ひずみ時効による変形抵抗の増加と加工性の劣化を抑制するためには、Ｃを過飽和固溶させる必要がある。固溶Ｃの測定方法としては、例えば、内部摩擦法が挙げられるが、セメンタイトの析出量からも、Ｃの固溶の有無が判断できる。通常、Ｃを０．０２５〜０．０６５質量％含有すると、セメンタイトが２〜６％程度生成するが、それよりもセメンタイトの相分率が低いと、その分のＣが固溶していることになる。そこで、ここでは、セメンタイトの相分率によって、固溶Ｃの有無を判断することとした。
（セメンタイト相分率が２％以下（０％を含む）で、残部がフェライト相）
機械構造用鋼は、連続操業中の雰囲気温度の上昇によって顕著になる動的ひずみ時効による変形抵抗の増加と加工性の劣化を抑制するためには、Ｃを過飽和固溶させる必要がある。固溶Ｃの測定方法としては、例えば、内部摩擦法が挙げられるが、セメンタイトの析出量からも、Ｃの固溶の有無が判断できる。通常、Ｃを０．０２５〜０．０６５質量％含有すると、セメンタイトが２〜６％程度生成するが、それよりもセメンタイトの相分率が低いと、その分のＣが固溶していることになる。そこで、ここでは、セメンタイトの相分率によって、固溶Ｃの有無を判断することとした。
セメンタイト相分率を２％以下とすることで、過飽和にＣを固溶させることができるようになり、固溶Ｃと固溶Ｎの相互作用によって、連続操業時の動的ひずみ時効による変形抵抗の増加と変形能の劣化を抑制することができる。ただし、粒界等にセメンタイト相分率が合計で２％を超えて存在すると、固溶Ｃが不足していること以外にも、セメンタイトが周りの固溶Ｃを吸収してしまう弊害がある。固溶Ｃが不足すると、連続操業にともなう雰囲気温度上昇時の動的ひずみ時効抑制効果を得ることができない。なお、残部のフェライト相は、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、その混在組織等の形態があげられる。機械構造用鋼におけるフェライトの相分率は、好ましくは９８．５％以上であり、また、より好ましくは９９％以上である。
組織を判別する方法としては、光学顕微鏡での観察が一例として挙げられる。また、組織を観察する位置としては、機械構造用鋼の表面から加工部品（機械構造用部品）を製造する際の冷間加工方向（圧縮方向）の長さ（縮径して円柱形状に加工した場合は当該円柱の直径）の１／４の深さの位置が好ましく、その近傍の複数視野（例えば５視野）を観察して、得られた面積率の平均で判定することができる。具体的には、機械構造用鋼を、前記観察位置を切断面に含むように切り出して、切断面を鏡面に研磨した後、ナイタール液（３％硝酸エタノール溶液）で腐食させ、腐食面を光学顕微鏡にて４００倍程度で観察し、白く見える領域がフェライト相、黒く見える領域がセメンタイト相である。組織分率を求めるには、例えば、光学顕微鏡写真上からランダムに複数点（例えば１００点）を選び、各点の組織を判別して、セメンタイト相の点数の全点数に対する百分率を算出すればよい。あるいは、光学顕微鏡写真を市販の画像解析ソフトで処理して白い領域および黒い領域の面積率を求め、複数視野の平均値をセメンタイト相の面積率とし、１００％からセメンタイト相の面積率を引くことによってフェライト相の面積率を算出してもよい。
なお、このようなセメンタイト相分率は、Ｃの含有量により制御する。
なお、このようなセメンタイト相分率は、Ｃの含有量により制御する。
（フェライト相の平均結晶粒径が５〜２０μｍ）
機械構造用鋼では、セメンタイトの生成を抑制し、固溶Ｃを確保するため、フェライト相の結晶粒径を規定する必要がある。固溶Ｃは、結晶粒界に集まりやすい傾向がある。そのため、フェライト相の結晶粒径が２０μｍを超えると、数少ない粒界三重点に固溶Ｃが凝集し、セメンタイトを形成しやすくなる。一方、５μｍ未満になると、加工時の変形抵抗が増加し、変形能が劣化しはじめる。なお、フェライト相の結晶粒径の好ましい上限値は、１８μｍ以下であり、また、より好ましくは１６μｍ以下である。そして、フェライト相の結晶粒径の好ましい下限値は、８μｍであり、また、より好ましくは１０μｍである。
機械構造用鋼では、セメンタイトの生成を抑制し、固溶Ｃを確保するため、フェライト相の結晶粒径を規定する必要がある。固溶Ｃは、結晶粒界に集まりやすい傾向がある。そのため、フェライト相の結晶粒径が２０μｍを超えると、数少ない粒界三重点に固溶Ｃが凝集し、セメンタイトを形成しやすくなる。一方、５μｍ未満になると、加工時の変形抵抗が増加し、変形能が劣化しはじめる。なお、フェライト相の結晶粒径の好ましい上限値は、１８μｍ以下であり、また、より好ましくは１６μｍ以下である。そして、フェライト相の結晶粒径の好ましい下限値は、８μｍであり、また、より好ましくは１０μｍである。
フェライトの結晶粒は、前記の組織の判別と同じ位置の複数視野を観察位置として、組織の判別と同様にナイタール液で腐食させた切断面を光学顕微鏡にて４００倍程度で観察することによって検出することができる。結晶粒径を求めるには、例えば、光学顕微鏡写真に直線を引き、この直線と交差する結晶粒界の数をカウントし、この結晶粒界の数で直線の長さを割れば、当該光学顕微鏡写真上の結晶粒の平均粒径を算出できる。
（フェライト結晶粒の長軸と短軸の比（長軸／短軸）≧２）
機械構造用鋼は、連続操業にともなう雰囲気温度の上昇時において加工性を向上させるためには、フェライト結晶粒を細長く成長させ、方向性を持たせることが有効であり、長軸／短軸≧２（アスペクト比≧２）とする必要がある。細長いフェライトとは、主に粒内フェライトである。機械構造用鋼においてフェライトが細長く層状に存在することで、層間でひずみが緩和されるので、加工性が向上する。長軸と短軸の比（アスペクト比）が２未満になると、層間でひずみが緩和されず、加工性が向上する効果が得られない。一方、長軸と短軸の比（アスペクト比）があまりにも高すぎると、結晶粒微細化と同様の効果が働き、変形抵抗が増加するので、１０以下とすることが推奨される。なお、アスペクト比の好ましい下限値は、２．３であり、また、より好ましくは２．５である。そして、アスペクト比の好ましい上限値は、１０であり、より好ましくは５である。
機械構造用鋼は、連続操業にともなう雰囲気温度の上昇時において加工性を向上させるためには、フェライト結晶粒を細長く成長させ、方向性を持たせることが有効であり、長軸／短軸≧２（アスペクト比≧２）とする必要がある。細長いフェライトとは、主に粒内フェライトである。機械構造用鋼においてフェライトが細長く層状に存在することで、層間でひずみが緩和されるので、加工性が向上する。長軸と短軸の比（アスペクト比）が２未満になると、層間でひずみが緩和されず、加工性が向上する効果が得られない。一方、長軸と短軸の比（アスペクト比）があまりにも高すぎると、結晶粒微細化と同様の効果が働き、変形抵抗が増加するので、１０以下とすることが推奨される。なお、アスペクト比の好ましい下限値は、２．３であり、また、より好ましくは２．５である。そして、アスペクト比の好ましい上限値は、１０であり、より好ましくは５である。
アスペクト比についての測定は、例えば、以下のように行うことができる。
前記結晶粒測定に用いたサンプルを使用し、前記の組織の判別と同じ位置の複数視野を観察位置として、組織の判別と同様にナイタール液で腐食させた切断面を光学顕微鏡にて４００倍程度で観察することにより行う。次に、撮影した写真に対して、水平線、垂直線を引き、線と交差した結晶粒の最大直径（長軸）とそれに垂直な直径（短軸）を求め、長軸／短軸の比を算出し、複数視野の平均値をこのサンプルのアスペクト比（平均アスペクト比）とする。
なお、前記したような平均結晶粒径、アスペクト比は、成分組成（Ａｌ、Ｎ等）、加熱温度、熱間圧延（鍛造）温度、冷却速度等により制御する。
前記結晶粒測定に用いたサンプルを使用し、前記の組織の判別と同じ位置の複数視野を観察位置として、組織の判別と同様にナイタール液で腐食させた切断面を光学顕微鏡にて４００倍程度で観察することにより行う。次に、撮影した写真に対して、水平線、垂直線を引き、線と交差した結晶粒の最大直径（長軸）とそれに垂直な直径（短軸）を求め、長軸／短軸の比を算出し、複数視野の平均値をこのサンプルのアスペクト比（平均アスペクト比）とする。
なお、前記したような平均結晶粒径、アスペクト比は、成分組成（Ａｌ、Ｎ等）、加熱温度、熱間圧延（鍛造）温度、冷却速度等により制御する。
つぎに、本発明の機械構造用鋼の製造方法について説明する。
機械構造用鋼の製造方法は、前記した組成の鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱する工程と、前記加熱した後に８００〜９５０℃の温度範囲まで冷却する工程と、前記冷却した温度で熱間圧延または熱間鍛造した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却する工程と、を含む手順で行っている。
機械構造用鋼の製造方法は、前記した組成の鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱する工程と、前記加熱した後に８００〜９５０℃の温度範囲まで冷却する工程と、前記冷却した温度で熱間圧延または熱間鍛造した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却する工程と、を含む手順で行っている。
（１１００〜１２５０℃に加熱）
機械構造用鋼では、熱間圧延（鍛造）前に所定の温度域まで加熱することによって、ＡｌＮとセメンタイトを分解させる必要がある。未溶解ＡｌＮとセメンタイトが残存する場合、次工程で、そのＡｌＮとセメンタイトが核となり、ＡｌＮやセメンタイトが析出しやすく、固溶Ｎと固溶Ｃが低減してしまう。セメンタイトの分解はＡ１点温度以上、ＡｌＮの分解は、温度が高いほど進行しやすいが、１２５０℃を超えると、それらの分解に対する効果が飽和するだけでなく、ビレットの端部が変形してしまう問題が生じる。また、１１００℃未満になると、ＡｌＮを十分に分解することができない。なお、加熱温度は、１１００〜１２５０℃の範囲としているが、好ましい範囲の加熱温度の下限値は、１１２５℃であり、また、より好ましくは１１５０℃である。そして、好ましい加熱温度の上限値は、１２２５℃であり、また、より好ましくは１２００℃である。
機械構造用鋼では、熱間圧延（鍛造）前に所定の温度域まで加熱することによって、ＡｌＮとセメンタイトを分解させる必要がある。未溶解ＡｌＮとセメンタイトが残存する場合、次工程で、そのＡｌＮとセメンタイトが核となり、ＡｌＮやセメンタイトが析出しやすく、固溶Ｎと固溶Ｃが低減してしまう。セメンタイトの分解はＡ１点温度以上、ＡｌＮの分解は、温度が高いほど進行しやすいが、１２５０℃を超えると、それらの分解に対する効果が飽和するだけでなく、ビレットの端部が変形してしまう問題が生じる。また、１１００℃未満になると、ＡｌＮを十分に分解することができない。なお、加熱温度は、１１００〜１２５０℃の範囲としているが、好ましい範囲の加熱温度の下限値は、１１２５℃であり、また、より好ましくは１１５０℃である。そして、好ましい加熱温度の上限値は、１２２５℃であり、また、より好ましくは１２００℃である。
加熱時間に関して、セメンタイトはＡ１点温度以上で相変態と共に分解し、ＡｌＮはさらに高温で分解が完了するが、その分解速度は速いので、所定の温度まで加熱した後の保持時間はそれ程厳格に管理する必要はない。保持時間は製造条件に合わせて適宜決定すればよいが、３００ｓｅｃ以上の保持が推奨される。
加熱・保持後は、速やかに次工程の温度まで冷却した後、次工程を実施する。その際の冷却速度は、再びＡｌＮが析出しないようにする必要があり、１℃／s以上の冷却速度が推奨される。冷却方法は、放冷、空冷、風冷、障壁風冷、水冷等一般的な冷却方法が用いられる。冷却速度の上限は特に規定しないが、製造条件に合わせて適宜決定すればよい。
加熱・保持後は、速やかに次工程の温度まで冷却した後、次工程を実施する。その際の冷却速度は、再びＡｌＮが析出しないようにする必要があり、１℃／s以上の冷却速度が推奨される。冷却方法は、放冷、空冷、風冷、障壁風冷、水冷等一般的な冷却方法が用いられる。冷却速度の上限は特に規定しないが、製造条件に合わせて適宜決定すればよい。
（８００〜９５０℃で熱間圧延または熱間鍛造した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却）
製造工程において、１１００〜１２５０℃の加熱から直接５℃／ｓ以上で冷却すると、固溶Ｃおよび固溶Ｎは確保できるものの、フェライト相が細かくなりすぎてしまうので、８００〜９５０℃まで一旦冷却してから、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する必要がある。その際、圧延（鍛造）工程で、ＡｌＮの生成による固溶Ｎの減少を防止するため、熱間圧延（鍛造）を実施する必要があり、８００〜９５０℃の熱間圧延（鍛造）で、ＡｌＮの生成を防止し、結晶粒を適したサイズに制御することができる。熱間圧延（鍛造）温度が９５０℃を超えると、その後の冷却過程で組織が細かくなりすぎてしまうので、部品加工時の変形抵抗が増加してしまう。一方、８００℃未満になると、フェライト変態が進行しすぎてしまい、結晶粒が粗大化してしまうため、セメンタイトが成長しやすく、固溶Ｃを確保することが困難になる。そのため、加工発熱によって１００℃を超える雰囲気温度下では、動的ひずみ時効による変形抵抗の増大と変形能の劣化を抑制することができない。また、フェライト結晶粒のアスペクト比が小さくなる。なお、熱間圧延（鍛造）温度は、８００〜９５０℃の範囲としているが、好ましい範囲の温度の下限値は、８２５℃であり、また、より好ましくは８５０℃である。そして、好ましい加熱温度の上限値は、９２５℃であり、また、より好ましくは９００℃である。
製造工程において、１１００〜１２５０℃の加熱から直接５℃／ｓ以上で冷却すると、固溶Ｃおよび固溶Ｎは確保できるものの、フェライト相が細かくなりすぎてしまうので、８００〜９５０℃まで一旦冷却してから、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する必要がある。その際、圧延（鍛造）工程で、ＡｌＮの生成による固溶Ｎの減少を防止するため、熱間圧延（鍛造）を実施する必要があり、８００〜９５０℃の熱間圧延（鍛造）で、ＡｌＮの生成を防止し、結晶粒を適したサイズに制御することができる。熱間圧延（鍛造）温度が９５０℃を超えると、その後の冷却過程で組織が細かくなりすぎてしまうので、部品加工時の変形抵抗が増加してしまう。一方、８００℃未満になると、フェライト変態が進行しすぎてしまい、結晶粒が粗大化してしまうため、セメンタイトが成長しやすく、固溶Ｃを確保することが困難になる。そのため、加工発熱によって１００℃を超える雰囲気温度下では、動的ひずみ時効による変形抵抗の増大と変形能の劣化を抑制することができない。また、フェライト結晶粒のアスペクト比が小さくなる。なお、熱間圧延（鍛造）温度は、８００〜９５０℃の範囲としているが、好ましい範囲の温度の下限値は、８２５℃であり、また、より好ましくは８５０℃である。そして、好ましい加熱温度の上限値は、９２５℃であり、また、より好ましくは９００℃である。
冷却速度は、フェライト結晶粒径と、長軸と短軸の比を所定範囲に制御するために重要である。冷却速度を５℃／ｓ以上とすることで、オーステナイト粒内からもフェライト変態させることができ、フェライト相の長軸と短軸の比を２以上とすることができる。冷却方法には、放冷、空冷、風冷、障壁風冷、水冷等一般的な冷却方法があげられ、５℃／ｓ以上の冷却速度が確保できるのであれば、操業に合わせて自由に選択してよい。一方、冷却速度が５℃／ｓ未満になると、十分な粒内フェライト変態を生じさせることができず、長軸と短軸の比が規定を満たさなくなる。また、フェライト相分率、平均結晶粒径が大きくなる。なお、冷却速度は、５℃／ｓ以上としているが、好ましい冷却速度の下限値は、６℃／ｓであり、また、より好ましくは８℃／ｓである。
この冷却速度で、２００℃以下まで冷却する。２００℃以下まで冷却しないと、固溶Ｃがセメンタイトとして析出・成長しやすくなり、１００℃を超える雰囲気温度下において、動的ひずみ時効抑制効果が得られなくなるため、変形抵抗の増加と変形能の劣化を招く。
本発明に係る機械構造用鋼の製造方法は、以上説明したとおりであるが、本発明を行うにあたり、前記各工程に悪影響を与えない範囲において、前記各工程の間あるいは前後に、例えば、加熱する工程の前に行う鍛造工程や、鋳塊や熱間加工材等を切断する切断工程や、ごみ等の不要物を除去する不要物除去工程等、他の工程を含めてもよい。
つぎに、本発明の機械構造用鋼を用いた加工部品（機械構造用部品）製造方法について説明する。
加工部品製造方法は、前記した組成の鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱する工程と、前記加熱した後に８００〜９５０℃の温度範囲まで冷却する工程と、前記冷却した温度で熱間圧延または熱間鍛造した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却する工程と、前記冷却して形成した機械構造用鋼を、室温〜２５０℃で加工する工程と、を含む手順で行っている。
加工部品製造方法は、前記した組成の鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱する工程と、前記加熱した後に８００〜９５０℃の温度範囲まで冷却する工程と、前記冷却した温度で熱間圧延または熱間鍛造した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却する工程と、前記冷却して形成した機械構造用鋼を、室温〜２５０℃で加工する工程と、を含む手順で行っている。
前記製造方法においては、製造された加工部品が、室温〜２５０℃で加工する工程において、室温加工および連続操業中の金型の発熱による雰囲気温度の上昇を考慮に入れた２５０℃を上限とする雰囲気温度で行う加工により、前記機械構造用鋼の加工時の変形抵抗と加工後の部品硬さの関係が、以下の(１)〜(３)式を満たすように行う。
ＨＲＴ≧（ＤＲＲＴ＋２００）／２．５ ・・・（１）
Ｈｈｏｔ≧（ＤＲｈｏｔ＋２００）／２．５ ・・・（２）
Ｈｈｏｔ≧ＨＲＴ ・・・（３）
ＨＲＴ：室温加工開始時の部品硬さ（Ｈｖ）
Ｈｈｏｔ：室温での連続操業時の部品硬さ（Ｈｖ）
ＤＲＲＴ：室温加工開始時の最大変形抵抗（ＭＰａ）
ＤＲｈｏｔ：室温での連続操業時の最大変形抵抗（ＭＰａ）
Ｈｈｏｔ≧（ＤＲｈｏｔ＋２００）／２．５ ・・・（２）
Ｈｈｏｔ≧ＨＲＴ ・・・（３）
ＨＲＴ：室温加工開始時の部品硬さ（Ｈｖ）
Ｈｈｏｔ：室温での連続操業時の部品硬さ（Ｈｖ）
ＤＲＲＴ：室温加工開始時の最大変形抵抗（ＭＰａ）
ＤＲｈｏｔ：室温での連続操業時の最大変形抵抗（ＭＰａ）
上記の成分、初期組織を満足する鋼材は、冷間加工、すなわち、室温での加工開始から連続操業中においても、優れた変形抵抗と部品硬さのバランスを示す。(１)、(２)式を満たさない場合というのは、変形抵抗に対して、部品硬さが低すぎる、あるいは、所望の部品硬さを得るために必要な鋼材の変形抵抗が高すぎる、連続操業中の金型の発熱による雰囲気温度の上昇によって部品硬さが低下することを表している。
所定特性を備える機械構造用鋼を室温〜２５０℃で加工すると、当該機械構造用鋼がＣを過飽和に固溶させたことにより、固溶Ｎによる動的ひずみ時効の影響を抑制した状態となり、また、加工後の加工部品硬さも室温加工以上とすることができる。
以上のように機械構造用鋼は、室温〜２５０℃の範囲で行われる冷間加工（加工開始から連続操業まで）によって加工部品に製造される場合に、部品硬さを維持すると共に、低い変形抵抗と優れた変形能が維持されるので、製造時に金型等の加工機械側の加工負荷を緩和すると共に、加工された加工部品の硬さを維持することが可能になる。
このような本発明の機械構造用鋼は、そのメカニズムにおいて、以下のとおりであると推定している。つまり、通常、固溶Ｎが多く存在する鋼材を連続で加工すると、金型の温度上昇によって動的ひずみ時効の影響が際立ち、変形抵抗が顕著に増大し、且つ、加工性も著しく劣化する。また、加工後は、雰囲気温度に鋼材自体の発熱も加わり、鋼材が高温となる。そのため、静的ひずみ時効によって固着した固溶Ｎと転位が、再び離れやすく、転位が回復するため、部品強度が低下しやすい。
そこで、本発明の機械構造用鋼では、固溶Ｎと過飽和固溶Ｃを相互作用させることで固溶Ｎの活量を低下させていることに着目して構成している。すなわち、機械構造用鋼において固溶Ｃおよび固溶Ｎは、共に侵入型固溶体の形をとるため、鋼材中の同一位置に存在する。同一位置にいる固溶Ｃ、固溶Ｎは、相互作用を及ぼす関係にあり、お互いの活量を下げる。固溶Ｃ、固溶Ｎが、相互作用を及ぼす関係にあると、拡散速度が下がるため、動的ひずみ時効が顕著に発生する温度領域においても固溶Ｃ、Ｎは、十分に動的ひずみ時効に寄与することができない。
一方で、加工後は雰囲気温度と鋼材自体の発熱のため、相互作用関係にある固溶Ｃ、Ｎは、共に転位に移動しやすくなり、静的ひずみ時効が発生する。しかし、静的ひずみ時効によって転位に固着された固Ｃ、Ｎが転位と離れるためには更にエネルギーが必要となる。結果として、固溶Ｃ、固溶Ｎを共に高めることによって、動的ひずみ時効による変形抵抗のピーク温度と、静的ひずみ時効後の転位が固着から離れやすい温度を共に高温側にシフトさせることができる。冷間加工よりも温度が高い領域（連続操業時）においても優れた加工性と部品硬さを達成することができる。
したがって、このようなメカニズムを用いるためには、所定の鋼材成分と、所定の鋼材組織の状態をすでに説明したように構成する機械構造用鋼とすることで、従来の技術ではなし得なかった固溶Ｃと固溶Ｎの相互作用によって優れた冷間加工性を備えると共に、加工部品の部品硬さを達成することができる。
以下、本発明の実施例について、比較例と比較して具体的に説明する。
表１、２に記載の成分組成からなる供試材Ｎｏ．１〜６１の供試鋼を調製し、この供試鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解して、上面：φ２４５ｍｍ、下面：φ２１０ｍｍ×長さ４８０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットを、１２００℃で３ｈｒのソーキングをした後、１５５ｍｍ角の四角材に熱間鍛造して、長さ６００ｍｍ程度に切断し、１５５ｍｍ角×６００ｍｍ長さのビレットとした。
表１、２に記載の成分組成からなる供試材Ｎｏ．１〜６１の供試鋼を調製し、この供試鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解して、上面：φ２４５ｍｍ、下面：φ２１０ｍｍ×長さ４８０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットを、１２００℃で３ｈｒのソーキングをした後、１５５ｍｍ角の四角材に熱間鍛造して、長さ６００ｍｍ程度に切断し、１５５ｍｍ角×６００ｍｍ長さのビレットとした。
次に、表１、２に示す供試材Ｎｏ．１〜３６、４４〜６１については、このビレットを、ダミービレット（１５５ｍｍ角×９〜１０ｍ長さ）に溶接し、ダミービレットごと、表１、２に示す温度域まで加熱した後、表１、２に示す圧延温度（熱間加工温度）に冷却し、φ８０ｍｍの丸棒に熱間圧延した。その後、表１、２に示す冷却速度で所定温度（冷却停止温度）まで冷却し、熱間圧延材を作製した。
また、表２に示す供試材Ｎｏ．３７〜４３については、このビレットを、表２に示す温度域まで加熱した後、表２に示す鍛造温度（熱間加工温度）に冷却し、φ８０ｍｍの丸棒に熱間鍛造した。その後、表２に示す冷却速度で所定温度（冷却停止温度）まで冷却し、熱間鍛造材を作製した。
さらに、Ｎ固溶量、セメンタイト相分率、フェライト相の平均結晶粒径、アスペクト比等について、以下の方法により測定した。これらの結果を表１、２に示す。なお、表中、本発明の範囲を満たさないものについては、数値に下線を引いて示す。
＜Ｎ固溶量＞
供試材から切り出したサンプルで、前記ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠する不活性ガス融解法−熱伝導度法で算出した全Ｎ量から、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法で算出した全Ｎ化合物における窒素量を差し引いてＮ固溶量を測定した。
供試材から切り出したサンプルで、前記ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠する不活性ガス融解法−熱伝導度法で算出した全Ｎ量から、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法で算出した全Ｎ化合物における窒素量を差し引いてＮ固溶量を測定した。
＜セメンタイト相分率、および、フェライト結晶粒径＞
前記それぞれの丸棒材（熱間圧延材、熱間鍛造材）の表面から円柱の直径の１／４の深さの位置かつ軸方向中央近傍を観察できるように、供試材を円柱の軸に沿って（半円柱形状に）切断して樹脂に埋め込み、切断面をエメリー紙およびダイヤモンドバフで鏡面に研磨し、ナイタール液（３％硝酸エタノール溶液）で腐食させた。腐食面を光学顕微鏡で観察して構成組織および結晶粒を判別した。組織解析は、４００倍で５箇所（５視野）の写真を撮影し、これらの写真に対して、画像解析ソフト（Image Pro Plus、Media Cybernetics社製）を用いて画像を２値化して、白色の領域をフェライト相、黒色の領域をセメンタイト相とし、５視野の平均値をセメンタイト相の面積率とした。そして、１００％からセメンタイト相の面積率を引くことによってフェライト相の面積率を算出した。フェライト相の結晶粒径の測定は、４００倍で５箇所（５視野）の写真を撮影し、写真に直線を引き、この直線と交差する結晶粒界の数をカウントして結晶粒径の平均値を算出し、さらに５視野の平均値を平均粒径とした。
前記それぞれの丸棒材（熱間圧延材、熱間鍛造材）の表面から円柱の直径の１／４の深さの位置かつ軸方向中央近傍を観察できるように、供試材を円柱の軸に沿って（半円柱形状に）切断して樹脂に埋め込み、切断面をエメリー紙およびダイヤモンドバフで鏡面に研磨し、ナイタール液（３％硝酸エタノール溶液）で腐食させた。腐食面を光学顕微鏡で観察して構成組織および結晶粒を判別した。組織解析は、４００倍で５箇所（５視野）の写真を撮影し、これらの写真に対して、画像解析ソフト（Image Pro Plus、Media Cybernetics社製）を用いて画像を２値化して、白色の領域をフェライト相、黒色の領域をセメンタイト相とし、５視野の平均値をセメンタイト相の面積率とした。そして、１００％からセメンタイト相の面積率を引くことによってフェライト相の面積率を算出した。フェライト相の結晶粒径の測定は、４００倍で５箇所（５視野）の写真を撮影し、写真に直線を引き、この直線と交差する結晶粒界の数をカウントして結晶粒径の平均値を算出し、さらに５視野の平均値を平均粒径とした。
＜アスペクト比＞
前記結晶粒測定に用いた丸棒材を使用し、前記の組織の判別と同じ位置の５視野を観察位置として、組織の判別と同様にナイタール液で腐食させた切断面を光学顕微鏡にて４００倍程度で観察した。次に、撮影した写真に対して、水平線、垂直線を引き、線と交差した結晶粒の最大直径（長軸）とそれに垂直な直径（短軸）を求め、長軸／短軸の比を算出した。５視野の平均値を平均アスペクト比とし、ここでのアスペクト比とした。
前記結晶粒測定に用いた丸棒材を使用し、前記の組織の判別と同じ位置の５視野を観察位置として、組織の判別と同様にナイタール液で腐食させた切断面を光学顕微鏡にて４００倍程度で観察した。次に、撮影した写真に対して、水平線、垂直線を引き、線と交差した結晶粒の最大直径（長軸）とそれに垂直な直径（短軸）を求め、長軸／短軸の比を算出した。５視野の平均値を平均アスペクト比とし、ここでのアスペクト比とした。
これらの冷間鍛造材（供試材）について、最大変形抵抗（ＭＰａ）、部品硬さとしてビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定すると共に、冷間加工性について評価を行った。
＜冷間加工性の評価、および、最大変形抵抗＞
表１、２に示す供試材Ｎｏ．１〜６１の中心部から、φ１０ｍｍ×１５ｍｍの試験片を切り出した。この試験片を、１６００ｔプレスを用い、端面を拘束した状態で、表３、４に示す室温加工開始時の温度または連続操業時の雰囲気温度を想定した加工温度で、ひずみ速度１０／ｓｅｃの冷間鍛造により試験片の軸方向に８０％まで圧縮して、機械構造用部品の加工試験品（冷間鍛造材）を作製した。なお、加工ひずみ速度は、加工中（塑性変形中）のひずみ速度の平均値とした。なお、圧縮率は、機械構造用鋼の圧縮方向長をＨ0、圧縮後（機械構造用部品）の圧縮方向長をＨとして表したとき、（Ｈ0−Ｈ）／Ｈ0×１００で算出される。そして、冷間鍛造時に、１６００ｔプレスに付属のロードセルと変位計を用いて、変位抵抗−変位曲線を記録し、この曲線における変形抵抗の最大値を最大変形抵抗とした。また、冷間鍛造により割れの発生した冷間鍛造材を「×」、割れのない冷間鍛造材を「○」として、評価した。
表１、２に示す供試材Ｎｏ．１〜６１の中心部から、φ１０ｍｍ×１５ｍｍの試験片を切り出した。この試験片を、１６００ｔプレスを用い、端面を拘束した状態で、表３、４に示す室温加工開始時の温度または連続操業時の雰囲気温度を想定した加工温度で、ひずみ速度１０／ｓｅｃの冷間鍛造により試験片の軸方向に８０％まで圧縮して、機械構造用部品の加工試験品（冷間鍛造材）を作製した。なお、加工ひずみ速度は、加工中（塑性変形中）のひずみ速度の平均値とした。なお、圧縮率は、機械構造用鋼の圧縮方向長をＨ0、圧縮後（機械構造用部品）の圧縮方向長をＨとして表したとき、（Ｈ0−Ｈ）／Ｈ0×１００で算出される。そして、冷間鍛造時に、１６００ｔプレスに付属のロードセルと変位計を用いて、変位抵抗−変位曲線を記録し、この曲線における変形抵抗の最大値を最大変形抵抗とした。また、冷間鍛造により割れの発生した冷間鍛造材を「×」、割れのない冷間鍛造材を「○」として、評価した。
＜部品硬さ＞
得られた各加工試験品について、冷間加工後の強度（部品硬さ）として、冷間鍛造材のビッカース硬さを測定した。冷間鍛造材の円柱形の軸（冷間鍛造試験片の軸）に沿って切断して樹脂に埋め込んで試料として調整し、荷重を１０００ｇとして、冷間鍛造材の円柱形の軸方向中央における直径の１／４位置の左右３点ずつ計６点のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。
得られた各加工試験品について、冷間加工後の強度（部品硬さ）として、冷間鍛造材のビッカース硬さを測定した。冷間鍛造材の円柱形の軸（冷間鍛造試験片の軸）に沿って切断して樹脂に埋め込んで試料として調整し、荷重を１０００ｇとして、冷間鍛造材の円柱形の軸方向中央における直径の１／４位置の左右３点ずつ計６点のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定した。
これらの試験結果において、得られた加工試験品（供試材）について割れがないものを、冷間加工性に優れたものと判定し、かつ前記式（１）、（２）、（３）に示す条件を満足するものを、総合判定を「○」と表示した。一方、割れが生じた場合、前記式（１）に示す条件を満足しない場合、前記式（２）に示す条件を満足しない場合、前記式（３）に示す条件を満足しない場合のいずれか一つ以上に該当する場合は、総合判定を「×」と表示した。これらの結果を表３、４に示す。
表３、４に示すように、供試材Ｎｏ．１〜４３は、本発明の範囲を満たすため、総合判定が「○」であった。一方、供試材Ｎｏ．４４〜６１は、本発明の範囲を満たさないため、総合判定が「×」であった。具体的には、以下のとおりである。
Ｎｏ．４４は、加熱温度が下限値未満のため、Ｎ固溶量が下限値未満となり、式（１）、（２）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．４５は、熱間加工温度が下限値未満のため、セメンタイト相分率、フェライト相の平均結晶粒径が上限値を超え、アスペクト比が下限値未満となり、連続操業を想定した温度域での加工によって、割れが発生し、また、式（２）、（３）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．４５は、熱間加工温度が下限値未満のため、セメンタイト相分率、フェライト相の平均結晶粒径が上限値を超え、アスペクト比が下限値未満となり、連続操業を想定した温度域での加工によって、割れが発生し、また、式（２）、（３）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．４６は、熱間加工温度が上限値を超えるため、フェライト相の平均結晶粒径が下限値未満となり、変形抵抗が増大し、式（１）、（２）の条件を逸脱した。また、割れが発生した。
Ｎｏ．４７、４８は、冷却速度が下限値未満のため、セメンタイト相分率、フェライト相の平均結晶粒径が上限値を超え、アスペクト比が下限値未満となり、割れが発生し、また、式（２）、（３）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．４７、４８は、冷却速度が下限値未満のため、セメンタイト相分率、フェライト相の平均結晶粒径が上限値を超え、アスペクト比が下限値未満となり、割れが発生し、また、式（２）、（３）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．４９は、冷却停止温度が上限値を超えるため、セメンタイト相分率が上限値を超え、割れが発生し、また、式（２）、（３）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．５０は、Ｃ含有量が上限値を超えるため、セメンタイト相分率が上限値を超え、フェライト相の平均結晶粒径が下限値未満となり、割れが発生し、また、式（１）、（２）、（３）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．５１は、Ｃ含有量が下限値未満のため、割れが発生し、また、式（２）、（３）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．５０は、Ｃ含有量が上限値を超えるため、セメンタイト相分率が上限値を超え、フェライト相の平均結晶粒径が下限値未満となり、割れが発生し、また、式（１）、（２）、（３）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．５１は、Ｃ含有量が下限値未満のため、割れが発生し、また、式（２）、（３）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．５２は、Ｓｉ含有量が下限値未満のため、割れが発生した。
Ｎｏ．５３は、Ｓｉ含有量が上限値を超えるため、割れが発生し、また、式（１）、（２）、（３）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．５４は、Ｍｎ含有量が下限値未満のため、割れが発生した。
Ｎｏ．５５は、Ｍｎ含有量が上限値を超えるため、割れが発生し、また、式（１）、（２）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．５３は、Ｓｉ含有量が上限値を超えるため、割れが発生し、また、式（１）、（２）、（３）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．５４は、Ｍｎ含有量が下限値未満のため、割れが発生した。
Ｎｏ．５５は、Ｍｎ含有量が上限値を超えるため、割れが発生し、また、式（１）、（２）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．５６は、Ｐ含有量が上限値を超えるため、割れが発生した。また、式（１）、（２）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．５７は、Ｓ含有量が上限値を超えるため、割れが発生した。
Ｎｏ．５８は、Ａｌ含有量が下限値未満のため、割れが発生した。
Ｎｏ．５９は、Ａｌ含有量が上限値を超えるため、Ｎ固溶量、フェライト相の平均結晶粒径、アスペクト比が下限値未満となり、割れが発生し、また、式（１）、（２）、（３）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．５７は、Ｓ含有量が上限値を超えるため、割れが発生した。
Ｎｏ．５８は、Ａｌ含有量が下限値未満のため、割れが発生した。
Ｎｏ．５９は、Ａｌ含有量が上限値を超えるため、Ｎ固溶量、フェライト相の平均結晶粒径、アスペクト比が下限値未満となり、割れが発生し、また、式（１）、（２）、（３）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．６０は、Ｎ含有量が下限値未満のため、Ｎ固溶量が下限値未満となり、式（１）、（２）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．６１は、Ｎ含有量が上限値を超えるため、Ｎ固溶量が上限値を超え、割れが発生し、また、式（２）、（３）の条件を逸脱した。
Ｎｏ．６１は、Ｎ含有量が上限値を超えるため、Ｎ固溶量が上限値を超え、割れが発生し、また、式（２）、（３）の条件を逸脱した。
以上、本発明に係る機械構造用鋼、および、その製造方法、並びに、機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法について最良の実施の形態および実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されるものではない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて広く改変・変更等することができることはいうまでもない。
Claims (8)
- Ｃ:０．０２５〜０．０６５質量％、Ｓｉ:０．００５〜０．０３質量％、Ｍｎ:０．４〜１質量％、Ｐ:０．０５質量％以下、Ｓ:０．００５〜０．０５質量％、Ａｌ:０．００５〜０．０６質量％、Ｎ:０．００９〜０．０１３質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る組成を有し、
Ｎ固溶量は０．００８〜０．０１２質量％であり、
組織中のセメンタイト相分率が２％以下で、残部がフェライト相であり、
前記フェライト相の平均結晶粒径が５〜２０μｍで、且つ、フェライト結晶粒の長軸と短軸の比（長軸／短軸）が２以上であることを特徴とする機械構造用鋼。 - 前記組成がさらに、Ｃｒ:２質量％以下、およびＭｏ:２質量％以下のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の機械構造用鋼。
- 前記組成がさらに、Ｔｉ:０．２質量％以下、Ｎｂ:０．２質量％以下、およびＶ:０．２質量％以下のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の機械構造用鋼。
- 前記組成がさらに、Ｂ:０．００５質量％以下を含有することを特徴とする請求項１ないし請求項３のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。
- 前記組成がさらに、Ｃｕ:５質量％以下、Ｎｉ:５質量％以下、およびＣｏ:５質量％以下のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし請求項４のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。
- 前記組成がさらに、Ｃａ:０．０５質量％以下、ＲＥＭ:０．０５質量％以下、Ｍｇ:０．０２質量％以下、Ｌｉ:０．０２質量％以下、Ｐｂ:０．５質量％以下、Ｂｉ:０．５質量％以下のうち１種以上を含有することを特徴とする請求項１ないし請求項５のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。
- 請求項１ないし請求項６のいずれか一項に記載の機械構造用鋼の製造方法であって、
前記組成の鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱する工程と、前記加熱した後に８００〜９５０℃の温度範囲まで冷却する工程と、前記冷却した温度で熱間圧延または熱間鍛造した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却する工程と、を含むことを特徴とする機械構造用鋼の製造方法。 - 請求項１ないし請求項６のいずれか一項に記載の機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法であって、
前記組成の鋼を、１１００〜１２５０℃に加熱する工程と、前記加熱した後に８００〜９５０℃の温度範囲まで冷却する工程と、前記冷却した温度で熱間圧延または熱間鍛造した後、５℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却する工程と、前記冷却して形成した機械構造用鋼を、室温〜２５０℃で加工する工程と、を含むことを特徴とする機械構造用鋼を用いた加工部品製造方法。
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