JP2013007088A - 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 - Google Patents
冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2013007088A JP2013007088A JP2011139950A JP2011139950A JP2013007088A JP 2013007088 A JP2013007088 A JP 2013007088A JP 2011139950 A JP2011139950 A JP 2011139950A JP 2011139950 A JP2011139950 A JP 2011139950A JP 2013007088 A JP2013007088 A JP 2013007088A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- ferrite
- cooling
- average
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】通常の球状化焼鈍を施した場合であっても、球状化焼鈍による軟質化を図ることができるような冷間加工用機械構造用鋼、およびこのような冷間加工用機械構造用鋼を製造するための有用な方法を提供する。
【解決手段】所定の化学成分組成を有し、鋼の金属組織が、パーライトとフェライトを有し、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率が９０面積％以上であると共に、フェライトの面積率Ａが、下記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足し、且つ隣り合う２つの結晶の方位差が１５°を超える大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が１５〜３５μｍである。
Ａｅ＝（０．８−Ｃｅｑ）×９６．７５ …（１）
但し、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
【選択図】図１
【解決手段】所定の化学成分組成を有し、鋼の金属組織が、パーライトとフェライトを有し、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率が９０面積％以上であると共に、フェライトの面積率Ａが、下記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足し、且つ隣り合う２つの結晶の方位差が１５°を超える大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が１５〜３５μｍである。
Ａｅ＝（０．８−Ｃｅｑ）×９６．７５ …（１）
但し、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
【選択図】図１
Description
本発明は、自動車用部品、建設機械用部品等の各種部品の製造に用いられる冷間加工用機械構造用鋼に関し、特に球状化焼鈍後の変形抵抗が低く冷間加工性に優れた特性を有する鋼材、およびそのような冷間加工用機械構造用鋼を製造するための有用な方法に関するものである。具体的には、冷間鍛造、冷間圧造、冷間転造等の冷間加工によって製造される自動車用部品、建設機械用部品等の各種部品、例えば、ボルト、ねじ、ナット、ソケット、ボールジョイント、インナーチューブ、トーションバー、クラッチケース、ケージ、ハウジング、ハブ、カバー、ケース、受座金、タペット、サドル、バルグ、インナーケース、クラッチ、スリーブ、アウターレース、スプロケット、コアー、ステータ、アンビル、スパイダー、ロッカーアーム、ボディー、フランジ、ドラム、継手、コネクター、プーリー、金具、ヨーク、口金、バルブリフター、スパークプラグ、ピニオンギヤ、ステアリングシャフト、コモンレール等の機械部品、伝送部品等に用いられる高強度機械構造用線材および棒鋼を対象とし、上記の各種機械構造用部品を製造するときの室温および加工発熱領域における変形抵抗が低く、且つ金型や素材の割れが抑制されることで優れた冷間加工性を発揮することができる。
自動車用部品、建設機械用部品等の各種部品を製造するにあたっては、炭素鋼、合金鋼などの熱間圧延材に冷間加工性を付与する目的で球状化焼鈍処理を施してから、冷間加工を行い、その後切削加工などを施すことによって所定の形状に成形した後、焼入れ焼戻し処理を行って最終的な強度調整が行われている。
近年は、部品形状が複雑化・大型化する傾向にあり、それに伴って冷間加工工程では、鋼材を更に軟質化し、鋼材の割れの防止や金型寿命を向上させるという要求がある。鋼材を更に軟質化させるためには、より長時間の球状化焼鈍処理を施すことによって軟質化は可能であるが、その一方で、省エネルギーの観点からして、熱処理時間を長くし過ぎることには問題がある。
これまでにも、球状化焼鈍時間を短縮、或は球状化焼鈍時間を省略しても、通常の球状化焼鈍処理材と同等の軟質化を得る方法がいくつか提案されている。こうした技術として、例えば特許文献１には、初析フェライトとパーライト組織を規定し、その平均粒径を６〜１５μｍとし、且つフェライト体積率を規定することによって、球状化焼鈍処理を迅速に行なうことと、冷間鍛造性を両立させた技術が開示されている。しかしながら、組織を微細にした場合には、球状化焼鈍処理時間の短縮化は図れるものの、通常の球状化焼鈍処理（１０〜３０時間程度の焼鈍処理）を行ったときに、素材の軟質化は不十分なものとなる。
一方、特許文献２には、転位セルの大きさと、フェライト粒度番号を規定することによって、圧延ままで軟質化を図る技術が開示されている。しかしながら、このような技術では、更に軟質化が必要となる場合には不十分である。
本発明はこうした状況の下になされたものであって、その目的は、通常の球状化焼鈍を施した場合であっても、球状化焼鈍による軟質化を図ることができるような冷間加工用機械構造用鋼、およびこのような冷間加工用機械構造用鋼を製造するための有用な方法を提供することにある。
上記目的を達成し得た本発明の冷間加工用機械構造用鋼とは、Ｃ：０．３〜０．６％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００１〜０．０５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、およびＮ：０．０１５％以下（０％を含まない）を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼の金属組織が、パーライトとフェライトを有し、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率が９０面積％以上であると共に、フェライトの面積率Ａが、下記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足し、且つ隣り合う２つの結晶の方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が１５〜３５μｍである点に要旨を有するものである。尚、前記「平均円相当直径」とは、方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒を、同一面積の円に換算したときの直径（円相当直径）の平均値である。
Ａｅ＝（０．８−Ｃｅｑ）×９６．７５ …（１）
但し、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
Ａｅ＝（０．８−Ｃｅｑ）×９６．７５ …（１）
但し、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼の基本的な化学成分は、上記の通りであるが、必要によって更に、（ａ）Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（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：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、等を含有させることも有用であり、含有される成分に応じてその鋼材の特性が更に改善される。
一方、上記のような本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当っては、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ圧延した後、５℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却し、その後、１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却するようにすれば良い。
また、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ圧延した後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜８００℃の温度範囲まで冷却し、その後、０．１℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却し、更に１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却するようにしても、本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造することができる。
本発明では、化学成分組成と共に、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率を規定し、フェライトの面積率Ａを所定の関係式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足し、且つフェライト結晶粒の平均円相当直径を適切に規定することによって、通常の球状化焼鈍を実施した場合であっても硬さを十分低くすることができる冷間加工用機械構造用鋼を実現でき、こうした冷間加工用機械構造用鋼は球状化焼鈍後の冷間加工性に優れたものとなる。
本発明者らは、通常の球状化焼鈍を施した場合であっても、球状化焼鈍による軟質化を図ることができるような冷間加工用機械構造用鋼を実現するべく、様々な角度から検討した。その結果、球状化焼鈍後における鋼の軟質化を図るためには、球状化焼鈍後のフェライト結晶粒の粒径を比較的大きくし、且つ球状セメンタイトによる分散強化を低減するために、セメンタイトの粒子間距離をできるだけ大きくすることが重要であるとの着想が得られた。そして、球状化焼鈍後に上記の様な組織を実現するためには、球状化焼鈍前の金属組織（以下、「前組織」と呼ぶことがある）を、パーライトとフェライトを主相とした上で、組織中のフェライトの面積率をできるだけ高め、且つ大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均円相当直径を比較的大きくすれば、球状化焼鈍後の硬さを最大限に低下できることを見出し、本発明を完成した。
本発明で規定する各要件について説明する。
［金属組織：パーライトとフェライトを有すること］
パーライトとフェライトは鋼の変形抵抗を低減させて冷間加工性向上に寄与する金属組織である。しかしながら、単に球状化したセメンタイトとフェライトを含む金属組織とするだけでは、所望の軟質化を図ることができないことから、以下で詳述する様に、この金属組織の面積率、フェライト面積率Ａ、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径等も適切に制御する必要がある。
パーライトとフェライトは鋼の変形抵抗を低減させて冷間加工性向上に寄与する金属組織である。しかしながら、単に球状化したセメンタイトとフェライトを含む金属組織とするだけでは、所望の軟質化を図ることができないことから、以下で詳述する様に、この金属組織の面積率、フェライト面積率Ａ、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径等も適切に制御する必要がある。
［パーライトとフェライトの合計面積率：全組織に対して９０面積％以上］
組織（前組織）にベイナイトやマルテンサイト等の微細な組織を含む場合には、一般的な球状化焼鈍を行っても、球状化焼鈍後はベイナイトやマルテンサイトの影響によって組織が微細となり、軟質化が不十分となる。こうした観点から、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率は９０面積％以上とする必要がある。好ましくは９５面積％以上、より好ましくは９７面積％以上である。尚、パーライトとフェライト以外の金属組織としては、例えば製造過程で生成し得るマルテンサイトやベイナイト等を一部含まれることがあるが、これら組織の面積率が高くなると強度が高くなって冷間加工性が劣化することがあるため、全く含まれていなくてもよい。したがって全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率は、最も好ましくは１００面積％である。
組織（前組織）にベイナイトやマルテンサイト等の微細な組織を含む場合には、一般的な球状化焼鈍を行っても、球状化焼鈍後はベイナイトやマルテンサイトの影響によって組織が微細となり、軟質化が不十分となる。こうした観点から、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率は９０面積％以上とする必要がある。好ましくは９５面積％以上、より好ましくは９７面積％以上である。尚、パーライトとフェライト以外の金属組織としては、例えば製造過程で生成し得るマルテンサイトやベイナイト等を一部含まれることがあるが、これら組織の面積率が高くなると強度が高くなって冷間加工性が劣化することがあるため、全く含まれていなくてもよい。したがって全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率は、最も好ましくは１００面積％である。
［フェライトの面積率Ａが、下記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足する］
上記趣旨から明らかなように、前組織中のフェライト面積率Ａをできるだけ多くする必要がある。フェライトの面積率Ａを多くすることによって、球状化焼鈍後にパーライトが局在化し、球状セメンタイトが成長しやすい（粒子間距離が大きくなりやすい）状態となる。本発明者らは、初析フェライトを平衡量まで析出させるという観点から検討し、実験に基づき平衡フェライト析出量は、（０．８−Ｃｅｑ）×１２９で表されること、およびフェライト面積率Ａは、平衡析出量の７５％以上を確保できれば良いとの着想に基づき、最低限確保する必要があるフェライト量として下記（１）式で表されるＡｅ値を定めた。尚、フェライトの面積率Ａを測定するときのフェライトは、パーライト組織中に含まれるフェライトは含まない趣旨である（初析フェライトのみ測定）。
Ａｅ＝（０．８−Ｃｅｑ）×９６．７５ …（１）
但し、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
上記趣旨から明らかなように、前組織中のフェライト面積率Ａをできるだけ多くする必要がある。フェライトの面積率Ａを多くすることによって、球状化焼鈍後にパーライトが局在化し、球状セメンタイトが成長しやすい（粒子間距離が大きくなりやすい）状態となる。本発明者らは、初析フェライトを平衡量まで析出させるという観点から検討し、実験に基づき平衡フェライト析出量は、（０．８−Ｃｅｑ）×１２９で表されること、およびフェライト面積率Ａは、平衡析出量の７５％以上を確保できれば良いとの着想に基づき、最低限確保する必要があるフェライト量として下記（１）式で表されるＡｅ値を定めた。尚、フェライトの面積率Ａを測定するときのフェライトは、パーライト組織中に含まれるフェライトは含まない趣旨である（初析フェライトのみ測定）。
Ａｅ＝（０．８−Ｃｅｑ）×９６．７５ …（１）
但し、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
即ち、フェライトの面積率Ａが、上記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足したときに、フェライト面積率を大きくすることによる効果が発揮されるものとなる。これに対し、フェライトの面積率Ａが、上記Ａｅ値以下となる場合（即ち、Ａ≦Ａｅ）には、球状化焼鈍後に新たな微細フェライトが析出しやすくなって、軟質化が不十分となる。また、フェライト面積率Ａが小さい状態で、フェライト結晶粒径を大きくすると（後述する）、再生パーライトが生成しやすくなり、十分な軟質化が困難となる。
［隣り合う２つの結晶粒の方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径：１５〜３５μｍ］
前組織におけるｂｃｃ（体心立方格子）−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径（以下、単に「フェライト平均粒径」と呼ぶことがある）を１５μｍ以上にしておくと、球状化焼鈍後に軟質化が可能となる。しかしながら、前組織におけるフェライト平均粒径が大きくなり過ぎると、通常の球状化焼鈍では再生パーライト等の強度を増加させる組織となり、軟質化が困難となるので、フェライト平均粒径は３５μｍ以下とする必要がある。フェライト平均粒径の好ましい下限は１８μｍ以上であり、より好ましくは２０μｍ以上である。フェライト平均粒径の好ましい上限は３２μｍ以下であり、より好ましくは３０μｍ以下である。
前組織におけるｂｃｃ（体心立方格子）−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径（以下、単に「フェライト平均粒径」と呼ぶことがある）を１５μｍ以上にしておくと、球状化焼鈍後に軟質化が可能となる。しかしながら、前組織におけるフェライト平均粒径が大きくなり過ぎると、通常の球状化焼鈍では再生パーライト等の強度を増加させる組織となり、軟質化が困難となるので、フェライト平均粒径は３５μｍ以下とする必要がある。フェライト平均粒径の好ましい下限は１８μｍ以上であり、より好ましくは２０μｍ以上である。フェライト平均粒径の好ましい上限は３２μｍ以下であり、より好ましくは３０μｍ以下である。
フェライト平均粒粒を測定するときのフェライトは、隣り合う２つの結晶粒の方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒（ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒）を対象とするが、これは方位差が１５°以下の小角粒界では、球状化焼鈍による影響が小さいからである。つまり、前記方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒で、同一面積の円に換算したときの直径を上記のような範囲とすることによって、球状化焼鈍後に十分な軟質化が実現できるものとなる。尚、前記「方位差」は、「ずれ角」若しくは「斜角」とも呼ばれているものであり、方位差の測定にはＥＢＳＰ法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ法）を採用すればよい。また、平均粒径を測定するフェライトは、パーライト組織中に含まれるフェライトも含む趣旨である。
本発明では、冷間加工用機械構造用鋼を想定してなされたものであり、その鋼種については冷間加工用機械構造用鋼としての通常の化学成分組成のものであれば良いが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮについては、適切な範囲に調整するのが良い。こうした観点から、これらの化学成分の適切な範囲およびその範囲限定理由は下記の通りである。
［Ｃ：０．３〜０．６％］
Ｃは、鋼の強度（最終製品の強度）を確保する上で有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｃ含有量は０．３％以上とする必要がある。好ましくは０．３２％以上（より好ましくは０．３４％以上）とするのが良い。しかしながら、Ｃが過剰に含有されると強度が高くなって、冷間加工性が低下するので０．６％以下とする必要がある。好ましくは、０．５５％以下（より好ましくは０．５０％以下）とするのが良い。
Ｃは、鋼の強度（最終製品の強度）を確保する上で有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｃ含有量は０．３％以上とする必要がある。好ましくは０．３２％以上（より好ましくは０．３４％以上）とするのが良い。しかしながら、Ｃが過剰に含有されると強度が高くなって、冷間加工性が低下するので０．６％以下とする必要がある。好ましくは、０．５５％以下（より好ましくは０．５０％以下）とするのが良い。
［Ｓｉ：０．０５〜０．５％］
Ｓｉは、脱酸元素として、および固溶体硬化による最終製品の強度を増加させることを目的として含有させるが、０．０５％未満ではこうした効果が有効に発揮されず、また０．５％を超えて過剰に含有されると硬度が過度に上昇して冷間加工性を劣化させることになる。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０７％以上（より好ましくは０．１０％以上）であり、好ましい上限は０．４５％以下（より好ましくは０．４０％以下）である。
Ｓｉは、脱酸元素として、および固溶体硬化による最終製品の強度を増加させることを目的として含有させるが、０．０５％未満ではこうした効果が有効に発揮されず、また０．５％を超えて過剰に含有されると硬度が過度に上昇して冷間加工性を劣化させることになる。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０７％以上（より好ましくは０．１０％以上）であり、好ましい上限は０．４５％以下（より好ましくは０．４０％以下）である。
［Ｍｎ：０．２〜１．５％］
Ｍｎは、焼入れ性の向上を通じて、最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であるが、０．２％未満ではその効果が不十分であり、１．５％を超えて過剰に含有すると硬度が上昇して冷間加工性を劣化させるため、０．２〜１．５％とした。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％以上（より好ましくは０．４％以上）であり、好ましい上限は１．１％以下（より好ましくは０．９％以下）である。
Ｍｎは、焼入れ性の向上を通じて、最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であるが、０．２％未満ではその効果が不十分であり、１．５％を超えて過剰に含有すると硬度が上昇して冷間加工性を劣化させるため、０．２〜１．５％とした。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％以上（より好ましくは０．４％以上）であり、好ましい上限は１．１％以下（より好ましくは０．９％以下）である。
［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、Ｐは鋼中で粒界偏析を起こし、延性の劣化の原因となるので、０．０３％以下に抑制する。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２％以下（より好ましくは０．０１％以下）である。
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、Ｐは鋼中で粒界偏析を起こし、延性の劣化の原因となるので、０．０３％以下に抑制する。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２％以下（より好ましくは０．０１％以下）である。
［Ｓ：０．００１〜０．０５％］
Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、鋼中でＭｎＳとして存在し、冷間加工にとって延性を劣化させる有害な元素であるので、その含有量を０．０５％以下とする必要がある。但し、Ｓは被削性を向上させる作用を発揮させるので、０．００１％以上含有させることは有用である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．００２％（より好ましくは０．００３％以上）であり、好ましい上限は０．０４％以下（より好ましくは０．０３％以下）である。
Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、鋼中でＭｎＳとして存在し、冷間加工にとって延性を劣化させる有害な元素であるので、その含有量を０．０５％以下とする必要がある。但し、Ｓは被削性を向上させる作用を発揮させるので、０．００１％以上含有させることは有用である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．００２％（より好ましくは０．００３％以上）であり、好ましい上限は０．０４％以下（より好ましくは０．０３％以下）である。
［Ａｌ：０．０１〜０．１％］
Ａｌは、脱酸元素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定するのに有用である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって０．１％を超えると、Ａｌ2Ｏ3が過剰に生成し、冷間加工性を劣化させる。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１３％以上（より好ましくは０．０１５％以上）であり、好ましい上限は０．０９０％以下（より好ましくは０．０８０％以下）である。
Ａｌは、脱酸元素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定するのに有用である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって０．１％を超えると、Ａｌ2Ｏ3が過剰に生成し、冷間加工性を劣化させる。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１３％以上（より好ましくは０．０１５％以上）であり、好ましい上限は０．０９０％以下（より好ましくは０．０８０％以下）である。
［Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、鋼中に固溶Ｎが含まれると、歪み時効による硬度上昇、延性低下を招き、冷間加工性を劣化させるため０．０１５％以下に抑制する必要がある。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１３％以下であり、より好ましい上限は０．０１０％以下である。
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、鋼中に固溶Ｎが含まれると、歪み時効による硬度上昇、延性低下を招き、冷間加工性を劣化させるため０．０１５％以下に抑制する必要がある。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１３％以下であり、より好ましい上限は０．０１０％以下である。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼の基本的な化学成分組成は、上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。尚、「実質的に鉄」とは、鉄以外にも本発明の鋼材の特性を阻害しない程度の微量成分（例えば、Ｓｂ，Ｚｎ等）も許容できる他、Ｐ，Ｓ，Ｎ以外の不可避不純物（例えば、Ｏ，Ｈ等）も含み得るものである。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼には、必要によって更に、（ａ）Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（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：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、等を含有させることも有用であり、含有される成分に応じてその鋼材の特性が更に改善される。これらの成分を含有させるときの成分範囲限定理由は下記の通りである。
［Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢは、いずれも鋼材の焼入れ性を向上させることによって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であり、必要によって単独でまたは２種以上で含有される。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎ、冷間加工性を劣化させるので、上記のように夫々の好ましい上限を定めた。より好ましくはＣｒで０．４５％以下（更に好ましくは０．４０％以下）、Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏで０．２２％以下（更に好ましくは０．２０％以下）、およびＢで０．００７％以下（更に好ましくは０．００５％以下）である。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、それらの効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、Ｃｒで０．０１５％以上（より好ましくは０．０２０％以上）、Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏで０．０２％以上（より好ましくは０．０５％以上）、およびＢで０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）である。
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢは、いずれも鋼材の焼入れ性を向上させることによって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であり、必要によって単独でまたは２種以上で含有される。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎ、冷間加工性を劣化させるので、上記のように夫々の好ましい上限を定めた。より好ましくはＣｒで０．４５％以下（更に好ましくは０．４０％以下）、Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏで０．２２％以下（更に好ましくは０．２０％以下）、およびＢで０．００７％以下（更に好ましくは０．００５％以下）である。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、それらの効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、Ｃｒで０．０１５％以上（より好ましくは０．０２０％以上）、Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏで０．０２％以上（より好ましくは０．０５％以上）、およびＢで０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）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：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
Ｔｉ，ＮｂおよびＶは、Ｎと化合物を形成し、固溶Ｎを低減することで、変形抵抗低減の効果を発揮するため、必要によって単独でまたは２種以上を含有させることができる。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、形成される化合物が変形抵抗の上昇を招き、却って冷間加工性を低下させるので、ＴｉおよびＮｂで０．２％以下、Ｖで０．５％以下とするのが良い。より好ましくはＴｉおよびＮｂで０．１８％以下（更に好ましくは０．１５％以下）、およびＶで０．４５％以下（更に好ましくは０．４０％以下）である。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、その効果を有効に発揮させるためには好ましい下限は、ＴｉおよびＮｂで０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）、およびＶで０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）である。
Ｔｉ，ＮｂおよびＶは、Ｎと化合物を形成し、固溶Ｎを低減することで、変形抵抗低減の効果を発揮するため、必要によって単独でまたは２種以上を含有させることができる。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、形成される化合物が変形抵抗の上昇を招き、却って冷間加工性を低下させるので、ＴｉおよびＮｂで０．２％以下、Ｖで０．５％以下とするのが良い。より好ましくはＴｉおよびＮｂで０．１８％以下（更に好ましくは０．１５％以下）、およびＶで０．４５％以下（更に好ましくは０．４０％以下）である。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、その効果を有効に発揮させるためには好ましい下限は、ＴｉおよびＮｂで０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）、およびＶで０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）である。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当たっては、上記のような成分組成を満足する鋼を、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ圧延した後、５℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却し、その後、１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却すれば良い。他の方法として、上記のような成分組成を満足する鋼を、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ圧延した後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜８００℃の温度範囲まで一旦冷却し、その後、０．１℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却し、更に１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却するようにしても良い。これらの製造条件について説明する。
［仕上げ圧延温度：９５０℃超、１１００℃以下」
大角粒界で囲まれた結晶粒の平均粒径を１５〜３５μｍに制御するためには、仕上げ圧延温度を適切に制御する必要がある。この仕上げ圧延温度が１１００℃を超えると、平均粒径を３５μｍ以下にすることが困難となる。また、仕上げ圧延温度が１１００℃を超えると、フェライトの面積率Ａを、Ａｅとの関係でＡ＞Ａｅを満足させることが困難となる。但し、仕上げ圧延温度が９５０℃以下となると、フェライト平均粒径を１５μｍ以上にすることが困難となるので、９５０℃超とする必要がある。
大角粒界で囲まれた結晶粒の平均粒径を１５〜３５μｍに制御するためには、仕上げ圧延温度を適切に制御する必要がある。この仕上げ圧延温度が１１００℃を超えると、平均粒径を３５μｍ以下にすることが困難となる。また、仕上げ圧延温度が１１００℃を超えると、フェライトの面積率Ａを、Ａｅとの関係でＡ＞Ａｅを満足させることが困難となる。但し、仕上げ圧延温度が９５０℃以下となると、フェライト平均粒径を１５μｍ以上にすることが困難となるので、９５０℃超とする必要がある。
［仕上げ圧延後に、５℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却］
６４０〜６８０℃の温度範囲（冷却停止温度）までの冷却速度が遅くなると、フェライト結晶粒が粗大化して平均粒径が３５μｍを超える可能性があるため、平均冷却速度を５℃／秒以上とする必要がある。この平均冷却速度は、好ましくは１０℃／秒以上であり、より好ましくは２０℃／秒以上である。尚、このときの平均冷却速度の上限については、特に限定されないが、現実的な範囲として２００℃／秒以下である。尚、このときの冷却については、５℃／秒以上となる平均冷却速度の範囲内であれば、冷却速度を変えるような冷却形態であっても良い。
６４０〜６８０℃の温度範囲（冷却停止温度）までの冷却速度が遅くなると、フェライト結晶粒が粗大化して平均粒径が３５μｍを超える可能性があるため、平均冷却速度を５℃／秒以上とする必要がある。この平均冷却速度は、好ましくは１０℃／秒以上であり、より好ましくは２０℃／秒以上である。尚、このときの平均冷却速度の上限については、特に限定されないが、現実的な範囲として２００℃／秒以下である。尚、このときの冷却については、５℃／秒以上となる平均冷却速度の範囲内であれば、冷却速度を変えるような冷却形態であっても良い。
［仕上げ圧延後に、２０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜８００℃の温度範囲まで一旦冷却し、その後、０．１℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃温度範囲まで冷却］
フェライト平均粒径の粗大化と、フェライト面積率Ａが少なくなることを防止するためには、上記のような冷却（即ち、５℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却）の代わりに、２０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜８００℃の温度範囲（第１冷却停止温度）まで一旦冷却し、その後、０．１℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃温度範囲（第２冷却停止温度）まで冷却するようにしても良い。即ち、７５０〜８００℃の温度範囲までを、平均冷却速度を２０℃／秒以上（好ましくは３０℃／秒以上、より好ましくは４０℃／秒以上）の急冷とし、その温度範囲から６４０〜６８０℃の温度範囲までを、０．１℃／秒以上の平均冷却速度で冷却するようにしても良い。
フェライト平均粒径の粗大化と、フェライト面積率Ａが少なくなることを防止するためには、上記のような冷却（即ち、５℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却）の代わりに、２０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜８００℃の温度範囲（第１冷却停止温度）まで一旦冷却し、その後、０．１℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃温度範囲（第２冷却停止温度）まで冷却するようにしても良い。即ち、７５０〜８００℃の温度範囲までを、平均冷却速度を２０℃／秒以上（好ましくは３０℃／秒以上、より好ましくは４０℃／秒以上）の急冷とし、その温度範囲から６４０〜６８０℃の温度範囲までを、０．１℃／秒以上の平均冷却速度で冷却するようにしても良い。
６４０〜６８０℃温度範囲までを２段階の冷却を行うことによって、１段階で冷却するときに比べてフェライト面積率Ａを大きくすることができると共に、上記フェライト平均粒径を３５μｍ以下に制御し易くなる。２段階目の冷却は、平均粒径を３５μｍ以下とするために０．１℃／秒以上の平均冷却速度で行う必要があるが、その上限は平均冷却速度が１５℃／秒以下での冷却、若しくは平均冷却速度が１．０℃／秒以下での徐冷となる。但し、１段階目の冷却速度よりも遅くなる冷却速度であれば、２段階冷却による効果を発揮できるので、２段階目の冷却時の平均冷却速度は２０℃／秒程度まで高めても良い。
上記の冷却では、いずれの冷却方式（１段階の冷却または２段階の冷却）を採用するにしても、冷却停止温度（２段階冷却では第２冷却停止温度）は、６４０〜６８０℃の温度範囲とする必要がある。この温度が６４０℃よりも低くなると、フェライト平均粒径が１５μｍ未満となり、６８０℃を超えるとフェライト平均粒径が３５μｍを超えるようになる。
［６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却した後、１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却］
６４０〜６８０℃の温度範囲から１℃／秒以下の平均冷却速度で徐冷することによって、上記フェライト平均粒径を１５〜３５μｍに制御しつつ（制御した状態で）、フェライト面積率Ａを大きくすることができる。こうした効果を発揮させるためには、冷却時間（徐冷時間）は少なくとも２０秒以上とする必要があるが、好ましくは３０秒以上、より好ましくは６０秒以上、更に好ましくは１２０秒以上である。生産性や設備上の制約を考慮し、現実的な時間で実施できるという観点から、冷却時間の好ましい上限は２０００秒以下（より好ましくは１８００秒以下）である。尚、このような徐冷を終えた後は、通常の冷却（放冷）を行って、室温までの温度とすれば良い。
６４０〜６８０℃の温度範囲から１℃／秒以下の平均冷却速度で徐冷することによって、上記フェライト平均粒径を１５〜３５μｍに制御しつつ（制御した状態で）、フェライト面積率Ａを大きくすることができる。こうした効果を発揮させるためには、冷却時間（徐冷時間）は少なくとも２０秒以上とする必要があるが、好ましくは３０秒以上、より好ましくは６０秒以上、更に好ましくは１２０秒以上である。生産性や設備上の制約を考慮し、現実的な時間で実施できるという観点から、冷却時間の好ましい上限は２０００秒以下（より好ましくは１８００秒以下）である。尚、このような徐冷を終えた後は、通常の冷却（放冷）を行って、室温までの温度とすれば良い。
以下本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
下記表１に示す化学成分組成の鋼を用い、各種製造条件（仕上げ圧延温度、冷却速度、冷却停止温度、冷却時間：後記表２、４参照）にて圧延を行い、φ８．０ｍｍまたはφ１７ｍｍの線材を作製した。
（組織因子の測定方法）
得られた各線材（圧延材）の組織因子（組織およびフェライト平均粒径）、および球状化焼鈍後の硬さの測定に当たって、各線材、各ラボ試験片材、共に縦断面が観察できるように樹脂埋めし、線材の半径Ｄに対し、Ｄ／４の位置を測定した。
得られた各線材（圧延材）の組織因子（組織およびフェライト平均粒径）、および球状化焼鈍後の硬さの測定に当たって、各線材、各ラボ試験片材、共に縦断面が観察できるように樹脂埋めし、線材の半径Ｄに対し、Ｄ／４の位置を測定した。
（前組織のフェライト平均粒径の測定）
前組織粒径の測定は、ＥＢＳＰ解析装置およびＦＥ−ＳＥＭ（電解放出型走査電子顕微鏡）を用いて測定した。結晶方位差（斜角）が１５°を超える境界（大角粒界）を結晶粒界として「結晶粒」を定義し、フェライトにおける結晶粒の平均粒径を決定した。このときの測定領域は４００μｍ×４００μｍ、測定ステップは０．７μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１以下の測定点は解析対象から削除した。
前組織粒径の測定は、ＥＢＳＰ解析装置およびＦＥ−ＳＥＭ（電解放出型走査電子顕微鏡）を用いて測定した。結晶方位差（斜角）が１５°を超える境界（大角粒界）を結晶粒界として「結晶粒」を定義し、フェライトにおける結晶粒の平均粒径を決定した。このときの測定領域は４００μｍ×４００μｍ、測定ステップは０．７μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１以下の測定点は解析対象から削除した。
（組織の観察）
パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、フェライト面積率Ａ（Ｆ面積率Ａ）の測定においては、ナイタールエッチングによって組織を現出させ、光学顕微鏡にて組織観察を行い、倍率４００倍にて５視野を撮影した。それらの写真を元に、画像解析によって、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、フェライト面積率Ａを測定し、平均値を算出した。
パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、フェライト面積率Ａ（Ｆ面積率Ａ）の測定においては、ナイタールエッチングによって組織を現出させ、光学顕微鏡にて組織観察を行い、倍率４００倍にて５視野を撮影した。それらの写真を元に、画像解析によって、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、フェライト面積率Ａを測定し、平均値を算出した。
（球状化焼鈍後の硬さの測定）
球状化焼鈍後の硬さの測定は、ビッカース硬度計を用いて、荷重１ｋｇｆで５点測定し、その平均値（ＨＶ）を求めた。
球状化焼鈍後の硬さの測定は、ビッカース硬度計を用いて、荷重１ｋｇｆで５点測定し、その平均値（ＨＶ）を求めた。
［実施例１］
上記表１に示した鋼種Ａを用いた。ラボの加工フォーマスタ試験装置を用いて、加熱温度（圧延仕上げ温度に相当）、冷却速度を下記表２のように変化させて、前組織の異なるサンプルを夫々作製した。尚、表２の製造条件において、「冷却１」は加熱温度から７５０〜８００℃の温度範囲までの冷却を示し、「冷却２」は「冷却１」を行った後、６４０〜６８０℃の温度範囲までの冷却を示し、「冷却３」は「冷却２」を行った後の冷却を示している。
上記表１に示した鋼種Ａを用いた。ラボの加工フォーマスタ試験装置を用いて、加熱温度（圧延仕上げ温度に相当）、冷却速度を下記表２のように変化させて、前組織の異なるサンプルを夫々作製した。尚、表２の製造条件において、「冷却１」は加熱温度から７５０〜８００℃の温度範囲までの冷却を示し、「冷却２」は「冷却１」を行った後、６４０〜６８０℃の温度範囲までの冷却を示し、「冷却３」は「冷却２」を行った後の冷却を示している。
このとき、加工フォーマスタサンプルは、φ８．０ｍｍ×１２．０ｍｍとし、熱処理終了後に２等分し、夫々前組織調査用サンプル、および球状化焼鈍用のサンプルとした。また球状化焼鈍は、サンプルを夫々真空封入し、大気炉にて、７６０℃×６時間保持（均熱）後、平均冷却速度１０℃／時で６６０℃まで冷却し、その後放冷する熱処理を行った。これらについて、前組織のフェライト平均粒径（前組織α平均粒径）、フェライト面積率（前組織Ｆ面積率Ａ）および球状化焼鈍後の硬さの測定結果を、下記表３に示す。尚、Ｃ含有量が０．４６％の鋼種Ａにおける軟質化の基準は、ＨＶ１３７以下である。
これらの結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．４、７、１０、１１は、本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、球状化焼鈍後の硬さを十分低くすることができることが分かる。
これに対して、試験Ｎｏ．１〜３、５、６、８、９、１２〜１４は、本発明で規定する要件のいずれかを欠く例であり、球状化焼鈍後の硬さを十分低くできないことが分かる。即ち、試験Ｎｏ．１のものは、加熱温度が低い例であり、フェライト平均粒径が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．２、３のものは、加熱温度が低く、また「冷却２」での冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さく、且つフェライト面積率Ａも低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
試験Ｎｏ．５、６、８、９は、「冷却２」での冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト面積率が低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．１２は、「冷却１」および「冷却２」での平均冷却速度が遅い例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．１３は、「冷却３」での平均冷却速度が速く、且つ冷却時間が短いものであり、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が少なくなると共に、フェライト面積率Ａも低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．１４は、加熱温度が高く、また「冷却１」での平均冷却速度が遅い例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
［実施例２］
上記表１に示した鋼種Ｂ〜Ｊを用い、下記表４に示す製造条件（仕上げ圧延温度、平均冷却速度、冷却時間）、前組織の異なるサンプル（φ１７ｍｍの線材）を作製した。尚、表４の製造条件において、「冷却１」は仕上げ圧延温度から７５０〜８００℃または６４０〜６８０℃までの温度範囲までの冷却を示し（１段階の冷却のときは「冷却２」はなし）、「冷却２」は「冷却１」を行った後、６４０〜６８０℃まで冷却を示し、「冷却３」は「冷却２」を行った後の冷却を示している。
上記表１に示した鋼種Ｂ〜Ｊを用い、下記表４に示す製造条件（仕上げ圧延温度、平均冷却速度、冷却時間）、前組織の異なるサンプル（φ１７ｍｍの線材）を作製した。尚、表４の製造条件において、「冷却１」は仕上げ圧延温度から７５０〜８００℃または６４０〜６８０℃までの温度範囲までの冷却を示し（１段階の冷却のときは「冷却２」はなし）、「冷却２」は「冷却１」を行った後、６４０〜６８０℃まで冷却を示し、「冷却３」は「冷却２」を行った後の冷却を示している。
球状化焼鈍前のフェライト平均粒径（前組織α平均粒径）、フェライト面積率Ａ（前組織Ｆ面積率Ａ）を測定すると共に、球状化焼鈍後の硬さを上記した要領で測定した。このときの球状化焼鈍は、サンプルを夫々真空封入し、大気炉にて、７４０℃×６時間保持（均熱）後、平均冷却速度１２℃／時で７１０℃まで冷却し、その温度で１時間保持し、更に６６０℃まで平均冷却速度１２℃／時で冷却し、その後放冷する熱処理を行った。これらについて、フェライト平均粒径（前組織α平均粒径）、フェライト面積率Ａ（前組織Ｆ面積率Ａ）および球状化焼鈍後の硬さの測定結果を、下記表５に示す。尚、球状化焼鈍後の軟質化の硬さ基準は、Ｃ含有量が０．３３％の鋼種（鋼種Ｆ）でＨＶ１２７以下、Ｃ含有量が０．３５％の鋼種（鋼種Ｃ，Ｄ，Ｅ）でＨＶ１２９以下、Ｃ含有量が０．４４〜０．４６％の鋼種（鋼種Ａ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ）でＨＶ１３７以下、Ｃ含有量が０．４６％超〜０．４８％の鋼種（鋼種Ｂ）でＨＶ１４０以下である。
これらの結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１５〜３４は、本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、球状化焼鈍後の硬さを十分低くすることができることが分かる。
これに対して、試験Ｎｏ．３５〜３９のものでは、本発明で規定する要件のいずれかを欠くものであり、球状化焼鈍後の硬さを十分低くできないことが分かる。即ち、試験Ｎｏ．３５は、「冷却２」での冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．３６のものは、仕上げ圧延温度が低く、また「冷却３」での冷却時間が短くなっている例であり、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が少なくなると共に（残部はベイナイトが観察された）、フェライト平均粒径が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
試験Ｎｏ．３７は、仕上げ圧延温度が高く、また「冷却２」での平均冷却速度が遅くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．３８は、仕上げ圧延温度が低く、また「冷却２」での冷却停止温度が低い例であり、フェライト平均粒径が小さく、且つフェライト面積率Ａも低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．３９は、Ｍｎ含有量が多い鋼種Ｊを用いた例であり、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
上記表５の結果に基づき、試験Ｎｏ．１６〜１８、２０〜２２、２４〜２６、２８〜３０（Ｃ含有量が０．３５％の鋼種Ｃ，Ｄ，Ｅを用いたもの）、試験Ｎｏ．３１〜３４（Ｃ含有量が異なる鋼種Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉを用いたもの：以上発明例）、および試験Ｎｏ．３５〜３９（比較例のもの）について、鋼材中のＣ含有量と球状化処理後の硬さの関係を図１に示す。尚、Ｃ含有量が０．３５％の鋼種Ｃ，Ｄ，Ｅを用いた発明例は、１２のプロット数となるが、硬さの値が一致しているものがあるので、４のプロット数として現れている。この結果から明らかなように、Ｃ含有量が同レベルであっても、本発明での規定する要件を満足するもの（発明例）では、球状化焼鈍後の硬さが十分低くなっていることが分かる。
Claims (5)
- Ｃ ：０．３〜０．６％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．２〜１．５％、
Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．００１〜０．０５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、および
Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）を夫々含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなり、
鋼の金属組織が、パーライトとフェライトを有し、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率が９０面積％以上であると共に、フェライトの面積率Ａが、下記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足し、
且つ隣り合う２つの結晶粒の方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が１５〜３５μｍであることを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼。
Ａｅ＝（０．８−Ｃｅｑ）×９６．７５ …（１）
但し、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。 - 更に他の元素として、
Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、および
Ｂ ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１に記載の冷間加工用機械構造用鋼。 - 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：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１または２に記載の冷間加工用機械構造用鋼。 - 請求項１〜３のいずれかに記載の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当たり、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ圧延した後、５℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却し、その後、１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却することを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼の製造方法。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当たり、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ圧延した後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜８００℃の温度範囲まで冷却し、その後、０．１℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却し、更に１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却することを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011139950A JP5704716B2 (ja) | 2011-06-23 | 2011-06-23 | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2011139950A JP5704716B2 (ja) | 2011-06-23 | 2011-06-23 | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2013007088A true JP2013007088A (ja) | 2013-01-10 |
| JP5704716B2 JP5704716B2 (ja) | 2015-04-22 |
Family
ID=47674673
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2011139950A Expired - Fee Related JP5704716B2 (ja) | 2011-06-23 | 2011-06-23 | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5704716B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013007090A (ja) * | 2011-06-23 | 2013-01-10 | Kobe Steel Ltd | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品 |
| WO2013094475A1 (ja) * | 2011-12-19 | 2013-06-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 |
| WO2013161538A1 (ja) * | 2012-04-24 | 2013-10-31 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法 |
| WO2015194411A1 (ja) * | 2014-06-16 | 2015-12-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109182909B (zh) * | 2018-10-12 | 2021-06-04 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 汽车转向系统用中碳钢及其生产方法 |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH10280088A (ja) * | 1997-02-06 | 1998-10-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 建築構造用鋼材及びその製造方法 |
| JPH1192861A (ja) * | 1997-09-22 | 1999-04-06 | Natl Res Inst For Metals | 超微細組織鋼とその製造方法 |
| JPH11181542A (ja) * | 1997-12-16 | 1999-07-06 | Nippon Steel Corp | 冷間加工性と高周波焼入れ性に優れた高周波焼入れ用鋼材とその製造方法 |
| JP2000119809A (ja) * | 1998-10-13 | 2000-04-25 | Kobe Steel Ltd | 迅速球状化可能で冷間鍛造性の優れた鋼線材およびその製造方法 |
| JP2000273580A (ja) * | 1999-03-26 | 2000-10-03 | Kobe Steel Ltd | 冷間加工性に優れた冷間圧造用鋼およびその製造方法 |
| WO2001075186A1 (fr) * | 2000-04-04 | 2001-10-11 | Nippon Steel Corporation | Barre a fil ou barre d'acier laminee a chaud pour utilisation dans des structures de machine pouvant se dispenser de recuit, et procede de fabrication associe |
| JP2002256390A (ja) * | 2001-02-27 | 2002-09-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高成形性鋼板およびその製造方法 |
-
2011
- 2011-06-23 JP JP2011139950A patent/JP5704716B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH10280088A (ja) * | 1997-02-06 | 1998-10-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 建築構造用鋼材及びその製造方法 |
| JPH1192861A (ja) * | 1997-09-22 | 1999-04-06 | Natl Res Inst For Metals | 超微細組織鋼とその製造方法 |
| JPH11181542A (ja) * | 1997-12-16 | 1999-07-06 | Nippon Steel Corp | 冷間加工性と高周波焼入れ性に優れた高周波焼入れ用鋼材とその製造方法 |
| JP2000119809A (ja) * | 1998-10-13 | 2000-04-25 | Kobe Steel Ltd | 迅速球状化可能で冷間鍛造性の優れた鋼線材およびその製造方法 |
| JP2000273580A (ja) * | 1999-03-26 | 2000-10-03 | Kobe Steel Ltd | 冷間加工性に優れた冷間圧造用鋼およびその製造方法 |
| WO2001075186A1 (fr) * | 2000-04-04 | 2001-10-11 | Nippon Steel Corporation | Barre a fil ou barre d'acier laminee a chaud pour utilisation dans des structures de machine pouvant se dispenser de recuit, et procede de fabrication associe |
| JP2002256390A (ja) * | 2001-02-27 | 2002-09-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高成形性鋼板およびその製造方法 |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013007090A (ja) * | 2011-06-23 | 2013-01-10 | Kobe Steel Ltd | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品 |
| WO2013094475A1 (ja) * | 2011-12-19 | 2013-06-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 |
| JP2013147728A (ja) * | 2011-12-19 | 2013-08-01 | Kobe Steel Ltd | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 |
| US9890445B2 (en) | 2011-12-19 | 2018-02-13 | Kobe Steel, Ltd. | Steel for mechanical structure for cold working, and method for manufacturing same |
| WO2013161538A1 (ja) * | 2012-04-24 | 2013-10-31 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法 |
| US9914990B2 (en) | 2012-04-24 | 2018-03-13 | Kobe Steel, Ltd. | Steel for mechanical structure for cold working, and method for manufacturing same |
| WO2015194411A1 (ja) * | 2014-06-16 | 2015-12-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法 |
| JP2016020537A (ja) * | 2014-06-16 | 2016-02-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法 |
| KR20170007406A (ko) | 2014-06-16 | 2017-01-18 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 냉간 가공용 기계 구조용 강 및 그의 제조 방법 |
| CN106460123A (zh) * | 2014-06-16 | 2017-02-22 | 株式会社神户制钢所 | 冷加工用机械结构用钢及其制造方法 |
| US10570478B2 (en) | 2014-06-16 | 2020-02-25 | Kobe Steel, Ltd. | Steel for mechanical structure for cold working, and method for producing same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP5704716B2 (ja) | 2015-04-22 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5357994B2 (ja) | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 | |
| JP5618917B2 (ja) | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品 | |
| JP5486634B2 (ja) | 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法 | |
| KR101599163B1 (ko) | 비조질 기계 부품용 선재, 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품과 그들의 제조 방법 | |
| JP5618916B2 (ja) | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品 | |
| JP5704717B2 (ja) | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品 | |
| CN107406949B (zh) | 机械结构零件用钢线 | |
| WO2015194411A1 (ja) | 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法 | |
| JP7247078B2 (ja) | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 | |
| JP2017043835A (ja) | 冷間加工用機械構造用鋼、およびその製造方法 | |
| JP2017048459A (ja) | 機械構造部品用鋼線 | |
| JP6838873B2 (ja) | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 | |
| JP5704716B2 (ja) | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 | |
| WO2017098964A1 (ja) | 機械構造部品用鋼線 | |
| JP5679440B2 (ja) | 冷間鍛造性に優れ、高周波焼入れ後におけるねじり強度に優れた高周波焼入れ用鋼、およびその製造方法 | |
| JP2018024909A (ja) | 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 | |
| WO2017038436A1 (ja) | 機械構造部品用鋼線 | |
| JP2018044235A (ja) | 機械構造部品用鋼線 | |
| WO2022210124A1 (ja) | 機械構造部品用鋼線およびその製造方法 | |
| JP2022158883A (ja) | 機械構造部品用鋼線およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20130902 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20140917 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20140930 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20150218 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20150220 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5704716 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |