JP5302704B2 - 冷間加工用の機械構造用鋼およびその製造方法ならびに機械構造用部品 - Google Patents
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Description
本発明は、冷間加工により機械構造用部品に製造される機械構造用鋼に関する。
自動車等の機械構造用部品であるボルト・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、コモンレール等は、近年、軽量化のために高強度化が要求されている。
一方、自動車用変速機や差動装置等の各種歯車伝達装置に利用されるクランクシャフト、コンロッド、トランスミッションギヤ等の機械構造用部品は、一般に、鋼材に鍛造等の熱間加工を施した後、切削加工を施すことによって最終形状に仕上げられる。このような機械構造用部品においても、製造工程におけるＣＯ2の排出量削減のため、熱間加工に代えて冷間加工による鍛造で製造することが要求されている。
冷間鍛造は、熱間鍛造と異なり高温下での工程ではないため、冷却による形状、寸法の変化が小さく、これらの精度がよいという利点がある。一方、熱間鍛造に比べて変形抵抗が高く変形能が小さいため、加工時に鋼材や金型に割れが発生し易いという難点がある。冷間加工により製造される機械構造用部品の強度向上に際しては、このような加工性を低下させないことが必要である。
鋼材の高強度化の方法の一つとして、結晶粒の微細化が有効であることが知られている。すなわち、結晶粒径が小さくなるにしたがい降伏強度が大きくなるというHall-Petchの法則によるものである。結晶粒の微細化には、冷間加工や温間加工によって加工ひずみを付与して結晶粒を直接伸張させたり動的再結晶させる方法、加熱後の急冷や加熱冷却を繰り返す相変態熱処理を利用する方法等が用いられる。
例えば、特許文献１は、平均結晶粒径を、温間加工により３μｍ以下、さらに冷間加工により５００ｎｍ以下にまで極微細化したフェライト相を主組織とすることにより高強度とした鋼線または棒鋼を開示している。また、特許文献２は、パーライト組織とした高炭素鋼に伸線加工を施すことにより、パーライトラメラ間隔を微細化かつ均一化して引張強度を向上させた極細鋼線を開示している。また、特許文献３は、マルテンサイト組織とした鋼を熱処理と加工を同時に施すことによって動的逆変態を生じさせて極微細な等軸オーステナイト粒を形成し、直ちに冷却することによってサブミクロンオーダーの微細組織として強度と靭性を向上させた鋼材を製造する方法を開示している。
しかしながら、特許文献１，２に開示された微細組織の鋼材とするためには、総減面率の大きな温間加工や伸線加工を施す必要があり、装置の制約上、加工前の鋼は大きさに限界があるため、得られる鋼材は大幅に縮小された結果、線状や棒状になる。また、特許文献３に開示された逆変態を生じさせる処理方法は、１パスの加工率が極めて大きく、工業的に製造が困難である。
本発明は、前記問題点に鑑みてなされたものであり、冷間加工により製造でき、強度に優れ、かつクランクシャフト等のような大きな部品とすることもできる機械構造用部品、ならびにこのような機械構造用部品に製造できる冷間加工性を有する機械構造用鋼を提供することを目的とする。
前記課題を解決するために、本発明者らは、機械構造用鋼の組織の構成について検討した。一般的に鋼材の強度向上に有効とされるマルテンサイト組織等の硬質相を、冷間加工性を保持するための軟質相であるフェライト相に分布させた構成では、冷間加工されると、変形時に軟質相と硬質相との界面が応力集中の起点となり、割れが発生し易い。また、軟質相に動的ひずみ時効が集中し、硬質相にひずみが入り易くなって付与するひずみ以上に硬質相が加工硬化するため、静的ひずみ時効による強度向上は見込めるものの、それ以上に変形抵抗が増加して冷間加工性が劣化してしまう。そこで、冷間加工性を付与するために、軟質のフェライト相を主組織とし、また、ある程度の大きさの機械構造用鋼を得るために、極度に大きな加工率とせずに冷間加工で得られる数ミクロンオーダーの結晶粒径の鋼材とした。一方で、この程度の大きさの結晶粒径でかつフェライト単相であっても、冷間加工にて機械構造用部品とした後の強度が向上するように、固溶させたＮ（窒素）により冷間加工時に強度を増加させることに至った。
すなわち、本発明に係る機械構造用鋼は、Ｃ：０．００５〜０．０４５質量％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５質量％、Ｍｎ：０．４〜１．０質量％、Ａｌ：０．０１〜０．０６質量％、Ｓ：０．００５〜０．０５質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｎ：０．００９〜０．０２質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、Ｎ固溶量が０．００８５質量％以上であり、フェライト相の組織分率が９０％以上であり、フェライト結晶粒の平均粒径が７μｍ以下であり、引張強度が５００ＭＰａ以上であり、前記フェライト結晶粒の平均粒径（μｍ）をｄ、前記引張強度（ＭＰａ）をＴＳとしてそれぞれ表したとき、０≦ＴＳ−１２００／√ｄ≦３００を満足することを特徴とする。
このように、低炭素鋼とすることにより、主組織をフェライト相として冷間加工性を付与することができる。そして、溶製中の脱酸、脱硫のためにＭｎを添加し、一方、脱酸元素であるＳｉは冷間加工性を低下させないように、同じく脱酸元素であるＡｌはＮの固溶量を低減させないように、それぞれ微量の添加とする。また、Ｎを十分に固溶させることで、軟質のフェライト組織を、冷間加工後に加工硬化分以上に強度を増加させることができる。また、フェライト結晶粒径を所定値以下として引張強度を確保し、かつ引張強度に対して小さくなりすぎないように制御することにより、冷間加工性を劣化させないことができる。
また、本発明に係る機械構造用鋼において、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種以上を含有してもよい。Ｃｒ，Ｍｏを添加することにより、機械構造用鋼の冷間加工性および冷間加工後の硬さを向上させることができる。
また、本発明に係る機械構造用鋼において、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種以上を含有してもよい。Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖを添加することにより、これらの窒素化合物が形成されて機械構造用鋼の冷間加工後の靭性を高くして耐割れ性を向上させることができる。
また、本発明に係る機械構造用鋼において、前記組成がさらに、Ｂ：０．００５質量％以下を含有してもよい。Ｂを添加することにより、不可避的に含有される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ことができる。
また、本発明に係る機械構造用鋼において、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種以上を含有してもよい。Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏを添加することにより、機械構造用鋼のひずみ時効を促進させて冷間加工後の強度を向上させることができる。
また、本発明に係る機械構造用鋼において、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、およびＢｉ：０．５質量％以下のうち１種以上を含有してもよい。これらの元素を添加することにより、機械構造用鋼の冷間加工性および冷間加工後の被削性を向上させることができる。
また、本発明に係る機械構造用鋼の製造方法は、前記組成の鋼を１０００℃以上に加熱した後、熱間加工し、この熱間加工後、１０００℃から２００℃以下まで冷却速度１．５℃／ｓｅｃ以上で冷却する熱間加工工程と、開始温度２００℃未満、ひずみ量０．３以上で冷間加工する冷間加工工程と、を行うことを特徴とする。熱間加工において所定以上の温度に加熱することでＮを鋼中に固溶させ、十分なひずみ量を付与して冷間加工することにより、結晶粒を微細化して強度を向上させることができる。
本発明に係る機械構造用部品は、前記機械構造用鋼を、開始温度２００℃未満で冷間加工して製造される。このような冷間加工によりさらに強度が増加される。
本発明に係る機械構造用鋼は、冷間加工性を十分に有し、またある程度の大きさの鋼材に容易に製造可能である。そして、本発明に係る機械構造用鋼の製造方法によれば、前記の機械構造用鋼を安定して製造することができる。また、このような機械構造用鋼を冷間加工して製造された本発明に係る機械構造用部品は、強度が向上されて部品の軽量化を可能とするものである。
〔機械構造用鋼〕
以下、本発明に係る機械構造用鋼を実施するための形態について説明する。
本発明に係る機械構造用鋼の組成は、Ｃ：０．００５〜０．０４５質量％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５質量％、Ｍｎ：０．４〜１．０質量％、Ａｌ：０．０１〜０．０６質量％、Ｓ：０．００５〜０．０５質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｎ：０．００９〜０．０２質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
以下に、本発明に係る機械構造用鋼の組成の各成分の含有量の数値範囲およびその数値範囲の限定理由について説明する。
以下、本発明に係る機械構造用鋼を実施するための形態について説明する。
本発明に係る機械構造用鋼の組成は、Ｃ：０．００５〜０．０４５質量％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５質量％、Ｍｎ：０．４〜１．０質量％、Ａｌ：０．０１〜０．０６質量％、Ｓ：０．００５〜０．０５質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｎ：０．００９〜０．０２質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる。
以下に、本発明に係る機械構造用鋼の組成の各成分の含有量の数値範囲およびその数値範囲の限定理由について説明する。
（Ｃ：０．００５〜０．０４５質量％）
Ｃは、機械構造用鋼を軟質のフェライト単相とするために極力低減する必要がある。ただし、Ｃ含有量が極端に少ないと溶製中の脱酸が困難になり、０．００５質量％未満では溶製時にガス欠陥が発生し易くなって歩留りが低下する。したがって、Ｃ含有量は０．００５質量％以上とし、０．０１質量％以上が好ましく、０．０１５質量％以上がさらに好ましい。一方、Ｃ含有量が０．０４５質量％を超えると、セメンタイトが硬質のパーライトを形成するようになり、フェライト−パーライトの複相組織となって冷間加工性を劣化させる。したがって、Ｃ含有量は０．０４５質量％以下とし、０．０４３質量％以下が好ましく、０．０４質量％以下がさらに好ましい。
Ｃは、機械構造用鋼を軟質のフェライト単相とするために極力低減する必要がある。ただし、Ｃ含有量が極端に少ないと溶製中の脱酸が困難になり、０．００５質量％未満では溶製時にガス欠陥が発生し易くなって歩留りが低下する。したがって、Ｃ含有量は０．００５質量％以上とし、０．０１質量％以上が好ましく、０．０１５質量％以上がさらに好ましい。一方、Ｃ含有量が０．０４５質量％を超えると、セメンタイトが硬質のパーライトを形成するようになり、フェライト−パーライトの複相組織となって冷間加工性を劣化させる。したがって、Ｃ含有量は０．０４５質量％以下とし、０．０４３質量％以下が好ましく、０．０４質量％以下がさらに好ましい。
（Ｓｉ：０．００５〜０．０５質量％）
Ｓｉは脱酸効果を有し、含有量が０．００５質量％未満では溶製時にガス欠陥が発生し易くなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５質量％以上とし、０．００７質量％以上が好ましく、０．０１質量％以上がさらに好ましい。一方、Ｓｉはフェライト相を固溶強化させるため、含有量が０．０５質量％を超えると、変形抵抗の増大すなわち冷間加工性の低下を生じさせる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５質量％以下とし、０．０４質量％以下が好ましく、０．０３質量％以下がさらに好ましい。
Ｓｉは脱酸効果を有し、含有量が０．００５質量％未満では溶製時にガス欠陥が発生し易くなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５質量％以上とし、０．００７質量％以上が好ましく、０．０１質量％以上がさらに好ましい。一方、Ｓｉはフェライト相を固溶強化させるため、含有量が０．０５質量％を超えると、変形抵抗の増大すなわち冷間加工性の低下を生じさせる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５質量％以下とし、０．０４質量％以下が好ましく、０．０３質量％以下がさらに好ましい。
（Ｍｎ：０．４〜１．０質量％）
Ｍｎは、脱酸、脱硫効果を有し、また、Ｓと結合してＭｎＳとして析出して機械構造用鋼の変形能を向上させる。含有量が０．４質量％未満ではこれらの効果が不十分である。したがって、Ｍｎ含有量は０．４質量％以上とし、０．４２質量％以上が好ましく、０．４５質量％以上がさらに好ましい。一方、Ｍｎはフェライト相を固溶強化させるため、含有量が１．０質量％を超えると、変形抵抗の顕著な増大すなわち冷間加工性の低下を生じさせる。したがって、Ｍｎ含有量は１．０質量％以下とし、０．９８質量％以下が好ましく、０．９５質量％以下がさらに好ましい。
Ｍｎは、脱酸、脱硫効果を有し、また、Ｓと結合してＭｎＳとして析出して機械構造用鋼の変形能を向上させる。含有量が０．４質量％未満ではこれらの効果が不十分である。したがって、Ｍｎ含有量は０．４質量％以上とし、０．４２質量％以上が好ましく、０．４５質量％以上がさらに好ましい。一方、Ｍｎはフェライト相を固溶強化させるため、含有量が１．０質量％を超えると、変形抵抗の顕著な増大すなわち冷間加工性の低下を生じさせる。したがって、Ｍｎ含有量は１．０質量％以下とし、０．９８質量％以下が好ましく、０．９５質量％以下がさらに好ましい。
（Ａｌ：０．０１〜０．０６質量％）
Ａｌは、強い脱酸効果を有して機械構造用鋼の内部品質を向上させ、含有量が０．０１質量％未満では溶製時にガス欠陥が発生し易くなる。したがって、Ａｌ含有量は０．０１質量％以上とし、０．０１５質量％以上が好ましく、０．０２質量％以上がさらに好ましい。一方、Ａｌは鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成するためＮの固溶量を低下させ、含有量が０．０６質量％を超えると固溶量を不足させる。したがって、Ａｌ含有量は０．０６質量％以下とし、０．０５５質量％以下が好ましく、０．０５質量％以下がさらに好ましい。
Ａｌは、強い脱酸効果を有して機械構造用鋼の内部品質を向上させ、含有量が０．０１質量％未満では溶製時にガス欠陥が発生し易くなる。したがって、Ａｌ含有量は０．０１質量％以上とし、０．０１５質量％以上が好ましく、０．０２質量％以上がさらに好ましい。一方、Ａｌは鋼中のＮと結合してＡｌＮを形成するためＮの固溶量を低下させ、含有量が０．０６質量％を超えると固溶量を不足させる。したがって、Ａｌ含有量は０．０６質量％以下とし、０．０５５質量％以下が好ましく、０．０５質量％以下がさらに好ましい。
（Ｓ：０．００５〜０．０５質量％）
Ｓは、鋼に不可避的に含まれる元素であり、被削性を向上させる効果を有し、含有量が０．００５質量％未満では被削性が劣化する。したがって、Ｓ含有量は０．００５質量％以上とし、０．００７質量％以上が好ましく、０．０１質量％以上がさらに好ましい。一方で、Ｓは、Ｆｅと結合してＦｅＳとして粒界上に膜状に析出して、冷間加工性を劣化させる。したがって、Ｓはその全量をＭｎと結合させ、ＭｎＳとして析出させる必要があるが、ＭｎＳの析出量が過剰になるとやはり冷間加工性が劣化する。したがって、Ｓ含有量は０．０５質量％以下とし、０．０４質量％以下が好ましく、０．０３質量％以下がさらに好ましい。
Ｓは、鋼に不可避的に含まれる元素であり、被削性を向上させる効果を有し、含有量が０．００５質量％未満では被削性が劣化する。したがって、Ｓ含有量は０．００５質量％以上とし、０．００７質量％以上が好ましく、０．０１質量％以上がさらに好ましい。一方で、Ｓは、Ｆｅと結合してＦｅＳとして粒界上に膜状に析出して、冷間加工性を劣化させる。したがって、Ｓはその全量をＭｎと結合させ、ＭｎＳとして析出させる必要があるが、ＭｎＳの析出量が過剰になるとやはり冷間加工性が劣化する。したがって、Ｓ含有量は０．０５質量％以下とし、０．０４質量％以下が好ましく、０．０３質量％以下がさらに好ましい。
（Ｐ：０．０５質量％以下）
Ｐは鋼に不可避的に含まれる元素（不純物）である。Ｐは、フェライト粒界に偏析して冷間加工性を劣化させ、また、フェライトを固溶強化させて変形抵抗を増大させるので、可能な限り低減されることが好ましい。したがって、Ｐ含有量は０．０５質量％以下とし、０．０４質量％以下が好ましく、０．０３質量％以下がさらに好ましい。
Ｐは鋼に不可避的に含まれる元素（不純物）である。Ｐは、フェライト粒界に偏析して冷間加工性を劣化させ、また、フェライトを固溶強化させて変形抵抗を増大させるので、可能な限り低減されることが好ましい。したがって、Ｐ含有量は０．０５質量％以下とし、０．０４質量％以下が好ましく、０．０３質量％以下がさらに好ましい。
（Ｎ：０．００９〜０．０２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冷間加工（冷間鍛造）した後の強度を向上させる。Ｎ含有量が０．００９質量％未満ではこのＮ固溶量を十分に得られないため、Ｎ含有量は０．００９質量％以上とし、０．００９５質量％以上が好ましく、０．０１質量％以上がさらに好ましい。一方、Ｎ含有量が０．０２質量％を超えると、Ｎ固溶量が過剰になって冷間加工性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．０２質量％以下とし、０．０１８質量％以下が好ましく、０．０１６質量％以下がさらに好ましい。なお、Ｎは鋼の溶融工程で大気中から不可避的に混入するため、精錬工程で調整してＮ含有量を制御することができる。また、成分として含有される金属元素（例えばＭｎ）の窒素化合物を添加してもよい。
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冷間加工（冷間鍛造）した後の強度を向上させる。Ｎ含有量が０．００９質量％未満ではこのＮ固溶量を十分に得られないため、Ｎ含有量は０．００９質量％以上とし、０．００９５質量％以上が好ましく、０．０１質量％以上がさらに好ましい。一方、Ｎ含有量が０．０２質量％を超えると、Ｎ固溶量が過剰になって冷間加工性を劣化させる。したがって、Ｎ含有量は０．０２質量％以下とし、０．０１８質量％以下が好ましく、０．０１６質量％以下がさらに好ましい。なお、Ｎは鋼の溶融工程で大気中から不可避的に混入するため、精錬工程で調整してＮ含有量を制御することができる。また、成分として含有される金属元素（例えばＭｎ）の窒素化合物を添加してもよい。
本発明に係る機械構造用鋼の組成において、さらに、Ｃｒ：２質量％以下、Ｍｏ：２質量％以下、Ｔｉ：０．２質量％以下、Ｎｂ：０．２質量％以下、Ｖ：０．２質量％以下、Ｂ：０．００５質量％以下、Ｃｕ：５質量％以下、Ｎｉ：５質量％以下、Ｃｏ：５質量％以下、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、のうちの１種以上を含有してもよい。
（Ｃｒ，Ｍｏ：各２質量％以下）
ＣｒやＭｏは、機械構造用鋼の冷間加工性および冷間加工後の硬さを向上させる。この効果を得るために、Ｃｒ含有量は０．１質量％以上が好ましく、０．２質量％以上がより好ましく、０．３質量％以上がさらに好ましい。同様に、Ｍｏ含有量は０．０４質量％以上が好ましく、０．１２質量％以上がさらに好ましい。一方、Ｃｒ，Ｍｏはどちらも過剰に添加されると、変形抵抗が増大して却って冷間加工性が劣化する。したがって、Ｃｒ，Ｍｏの各含有量は２質量％以下とし、１．５質量％以下が好ましく、１質量％以下がさらに好ましい。
ＣｒやＭｏは、機械構造用鋼の冷間加工性および冷間加工後の硬さを向上させる。この効果を得るために、Ｃｒ含有量は０．１質量％以上が好ましく、０．２質量％以上がより好ましく、０．３質量％以上がさらに好ましい。同様に、Ｍｏ含有量は０．０４質量％以上が好ましく、０．１２質量％以上がさらに好ましい。一方、Ｃｒ，Ｍｏはどちらも過剰に添加されると、変形抵抗が増大して却って冷間加工性が劣化する。したがって、Ｃｒ，Ｍｏの各含有量は２質量％以下とし、１．５質量％以下が好ましく、１質量％以下がさらに好ましい。
（Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ：各０．２質量％以下）
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは、それぞれが鋼中のＮと結合して窒素化合物を形成して結晶粒を微細化し、冷間加工後の靭性を高くして耐割れ性を向上させる。この効果を得るために、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖの各含有量は０．００１質量％以上が好ましく、０．００２質量％以上がより好ましく、０．００３質量％以上がさらに好ましい。一方、Ｔｉ，Ｎｂ，ＶはＮとの親和力が強いため、いずれも過剰に添加されるとＮの固溶量を低下させる。したがって、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖの各含有量は０．２質量％以下とし、０．１５質量％以下が好ましく、０．１質量％以下がさらに好ましい。
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは、それぞれが鋼中のＮと結合して窒素化合物を形成して結晶粒を微細化し、冷間加工後の靭性を高くして耐割れ性を向上させる。この効果を得るために、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖの各含有量は０．００１質量％以上が好ましく、０．００２質量％以上がより好ましく、０．００３質量％以上がさらに好ましい。一方、Ｔｉ，Ｎｂ，ＶはＮとの親和力が強いため、いずれも過剰に添加されるとＮの固溶量を低下させる。したがって、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖの各含有量は０．２質量％以下とし、０．１５質量％以下が好ましく、０．１質量％以下がさらに好ましい。
（Ｂ：０．００５質量％以下）
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効果がある。この効果を得るために、Ｂ含有量は０．０００２質量％以上が好ましく、０．０００４質量％以上がより好ましく、０．０００６質量％以上がさらに好ましい。一方、ＢはＮとの親和力が強く、鋼中のＮと結合してＢＮを形成するため、Ｂが過剰に添加されると、ＢＮがフェライト粒界に過剰に偏析して粒界強度を低減させ、またＮの固溶量を低下させる。したがって、Ｂ含有量は０．００５質量％以下とし、０．００３５質量％以下が好ましく、０．００２質量％以下がさらに好ましい。
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効果がある。この効果を得るために、Ｂ含有量は０．０００２質量％以上が好ましく、０．０００４質量％以上がより好ましく、０．０００６質量％以上がさらに好ましい。一方、ＢはＮとの親和力が強く、鋼中のＮと結合してＢＮを形成するため、Ｂが過剰に添加されると、ＢＮがフェライト粒界に過剰に偏析して粒界強度を低減させ、またＮの固溶量を低下させる。したがって、Ｂ含有量は０．００５質量％以下とし、０．００３５質量％以下が好ましく、０．００２質量％以下がさらに好ましい。
（Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ：各５質量％以下）
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏは、それぞれが機械構造用鋼のひずみ時効を促進させて冷間加工後の強度を向上させる。この効果を得るために、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏの各含有量は０．１質量％以上が好ましく、０．２質量％以上がより好ましく、０．３質量％以上がさらに好ましい。一方、これらの元素が５質量％を超えて添加されても前記効果は飽和する上、割れも促進される。したがって、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏの各含有量は５質量％以下とし、４質量％以下が好ましく、３質量％以下がさらに好ましい。
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏは、それぞれが機械構造用鋼のひずみ時効を促進させて冷間加工後の強度を向上させる。この効果を得るために、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏの各含有量は０．１質量％以上が好ましく、０．２質量％以上がより好ましく、０．３質量％以上がさらに好ましい。一方、これらの元素が５質量％を超えて添加されても前記効果は飽和する上、割れも促進される。したがって、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏの各含有量は５質量％以下とし、４質量％以下が好ましく、３質量％以下がさらに好ましい。
（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）
Ｃａ，ＲＥＭ（希土類金属元素），Ｍｇ，Ｌｉは、それぞれがＭｎＳ等の硫化物系介在物を球状化させて機械構造用鋼の冷間加工性を向上させ、また被削性を向上させる元素である。これらの効果を得るために、Ｃａ，ＲＥＭの各含有量は０．０００５質量％以上が好ましく、０．００１質量％以上がより好ましく、０．００１５質量％以上がさらに好ましい。同様に、Ｍｇ，Ｌｉの各含有量は０．０００１質量％以上が好ましく、０．０００３質量％以上がより好ましく、０．０００５質量％以上がさらに好ましい。なお、希土類金属元素として具体的に、Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ等の元素が挙げられ、本明細書におけるＲＥＭの含有量とは、これらのすべての希土類金属元素の含有量の合計を指す。一方、これらの元素が過剰に添加されても前記効果は飽和するため、コスト高となる。したがって、Ｃａ，ＲＥＭの各含有量は０．０５質量％以下とし、０．０３質量％以下が好ましく、０．０１質量％以下がさらに好ましい。同様に、Ｍｇ，Ｌｉの各含有量は０．０２質量％以下とし、０．０１質量％以下が好ましく、０．００５質量％以下がさらに好ましい。
Ｃａ，ＲＥＭ（希土類金属元素），Ｍｇ，Ｌｉは、それぞれがＭｎＳ等の硫化物系介在物を球状化させて機械構造用鋼の冷間加工性を向上させ、また被削性を向上させる元素である。これらの効果を得るために、Ｃａ，ＲＥＭの各含有量は０．０００５質量％以上が好ましく、０．００１質量％以上がより好ましく、０．００１５質量％以上がさらに好ましい。同様に、Ｍｇ，Ｌｉの各含有量は０．０００１質量％以上が好ましく、０．０００３質量％以上がより好ましく、０．０００５質量％以上がさらに好ましい。なお、希土類金属元素として具体的に、Ｃｅ，Ｌａ，Ｎｄ等の元素が挙げられ、本明細書におけるＲＥＭの含有量とは、これらのすべての希土類金属元素の含有量の合計を指す。一方、これらの元素が過剰に添加されても前記効果は飽和するため、コスト高となる。したがって、Ｃａ，ＲＥＭの各含有量は０．０５質量％以下とし、０．０３質量％以下が好ましく、０．０１質量％以下がさらに好ましい。同様に、Ｍｇ，Ｌｉの各含有量は０．０２質量％以下とし、０．０１質量％以下が好ましく、０．００５質量％以下がさらに好ましい。
Ｐｂ，Ｂｉは被削性を向上させる元素であり、各含有量は０．０１質量％以上が好ましく、０．０３質量％以上がより好ましく、０．０５質量％以上がさらに好ましい。一方、Ｐｂ，Ｂｉはどちらも過剰に添加されると、圧延疵等の製造上の問題を生じる。したがって、Ｐｂ，Ｂｉの各含有量は０．５質量％以下とし、０．４質量％以下が好ましく、０．３質量％以下がさらに好ましい。
本発明に係る機械構造用鋼は、前記組成の鋼からなり、Ｎ固溶量は０．００８５質量％以上であり、フェライト相の組織分率は９０％以上であり、フェライト結晶粒の平均粒径は７μｍ以下である。そして、本発明に係る機械構造用鋼は、引張強度が５００ＭＰａ以上であり、この引張強度（ＭＰａ）をＴＳ、前記平均粒径（μｍ）をｄとしてそれぞれ表したとき、０≦ＴＳ−１２００／√ｄ≦３００を満足する。
以下に、本発明に係る機械構造用鋼を構成する各要素について説明する。
以下に、本発明に係る機械構造用鋼を構成する各要素について説明する。
（Ｎ固溶量：０．００８５質量％以上）
機械構造用鋼中に固溶したＮ（固溶Ｎ）は、冷間加工時に発生する動的ひずみ時効により多くの転位を導入させる。そして冷間加工後には、この導入された転位が加工発熱によって動き易くなった固溶Ｎによって固着されることで、静的ひずみ時効分の強化が付与され、加工硬化分以上に強度を増加させる。Ｎ固溶量が０．００８５質量％未満では、静的ひずみ時効による強度増加の効果を十分に得ることができない。したがって、Ｎ固溶量は０．００８５質量％以上とし、０．００９質量％以上が好ましく、０．００９５質量％以上がさらに好ましい。一方、Ｎ固溶量が過剰になると、静的ひずみ時効よりも動的ひずみ時効の影響が顕著になり、変形抵抗が増大するため、冷間加工性が劣化する。Ｎ固溶量は前記組成におけるＮ含有量以下となるので、Ｎ固溶量の上限値は前記Ｎ含有量の上限値すなわち０．０２質量％に収束される。このようなＮ固溶量は、前記のＮ含有量およびＡｌ含有量のそれぞれの制限を満足し、かつ後記するように製造時の熱間加工工程（圧延、鍛造）における温度等を制御することにより、制御される。なお、本発明におけるＮ（窒素）固溶量の値は、ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠し、機械構造用鋼の全窒素量（Ｎ含有量）から窒素化合物における窒素量を減じた差とする。以下に、鋼中のそれぞれの窒素量を測定する方法を説明する。
機械構造用鋼中に固溶したＮ（固溶Ｎ）は、冷間加工時に発生する動的ひずみ時効により多くの転位を導入させる。そして冷間加工後には、この導入された転位が加工発熱によって動き易くなった固溶Ｎによって固着されることで、静的ひずみ時効分の強化が付与され、加工硬化分以上に強度を増加させる。Ｎ固溶量が０．００８５質量％未満では、静的ひずみ時効による強度増加の効果を十分に得ることができない。したがって、Ｎ固溶量は０．００８５質量％以上とし、０．００９質量％以上が好ましく、０．００９５質量％以上がさらに好ましい。一方、Ｎ固溶量が過剰になると、静的ひずみ時効よりも動的ひずみ時効の影響が顕著になり、変形抵抗が増大するため、冷間加工性が劣化する。Ｎ固溶量は前記組成におけるＮ含有量以下となるので、Ｎ固溶量の上限値は前記Ｎ含有量の上限値すなわち０．０２質量％に収束される。このようなＮ固溶量は、前記のＮ含有量およびＡｌ含有量のそれぞれの制限を満足し、かつ後記するように製造時の熱間加工工程（圧延、鍛造）における温度等を制御することにより、制御される。なお、本発明におけるＮ（窒素）固溶量の値は、ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠し、機械構造用鋼の全窒素量（Ｎ含有量）から窒素化合物における窒素量を減じた差とする。以下に、鋼中のそれぞれの窒素量を測定する方法を説明する。
鋼中の全窒素量は、不活性ガス融解法−熱伝導度法により測定できる。この方法は、供試鋼材から切り出された試料をるつぼに投入し、この試料を不活性ガス気流中で融解して窒素を含めたガスを抽出し、このガスを熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定して、窒素の量を求めるものである。
鋼中の窒素化合物における窒素量は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法により測定できる。この方法は以下の通りである。まず、供試鋼材から切り出された約０．５ｇの試料を、１０％ＡＡ系電解液（鋼材の表面に不動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）中での定電流電解により溶解する。この溶解した試料（と電解液）をメッシュサイズ０．１μｍのポリカーボネート製フィルタでろ過し、不溶解残渣（窒素化合物）とろ液とに分離する。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、分解した後、前記ろ液に混合する。この混合された溶液を、水酸化ナトリウムでアルカリ化した後、水蒸気蒸留して、留出したアンモニウムを希硫酸に吸収させる。溶液にフェノール、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る。この青色錯体の吸光度を光度計を用いて測定して、この吸光度から窒素化合物中の窒素の量を求めるものである。
（フェライト相の組織分率：９０％以上）
本発明に係る機械構造用鋼は、冷間加工性を付与するために軟質のフェライト相を主組織とする。フェライト単相とすることで、機械構造用鋼を冷間加工して機械構造用部品を製造する際に、組織全体が同時にかつ均一に変形、硬化するので、全体として変形抵抗の上昇が抑えられ、冷間加工性が劣化しない。また、検討の結果、必ずしも完全なフェライト単相組織でなくてもよいことが判り、フェライト相の全組織に対する面積率（組織分率）が９０％以上であればよい。一部粒界にセメンタイトが析出していても、それが球状化していれば冷間加工性を劣化させないためである。フェライト相の組織分率が９０％未満になると、フェライトとセメンタイトとの界面が割れの起点となり易く、冷間加工性が劣化する。フェライト相の組織分率は、好ましくは９３％以上、さらに好ましくは９５％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機械構造用鋼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、得られた組織分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１００倍程度で観察し、白く見える領域がフェライト相である。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、フェラ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の面積率を求めてもよい。
本発明に係る機械構造用鋼は、冷間加工性を付与するために軟質のフェライト相を主組織とする。フェライト単相とすることで、機械構造用鋼を冷間加工して機械構造用部品を製造する際に、組織全体が同時にかつ均一に変形、硬化するので、全体として変形抵抗の上昇が抑えられ、冷間加工性が劣化しない。また、検討の結果、必ずしも完全なフェライト単相組織でなくてもよいことが判り、フェライト相の全組織に対する面積率（組織分率）が９０％以上であればよい。一部粒界にセメンタイトが析出していても、それが球状化していれば冷間加工性を劣化させないためである。フェライト相の組織分率が９０％未満になると、フェライトとセメンタイトとの界面が割れの起点となり易く、冷間加工性が劣化する。フェライト相の組織分率は、好ましくは９３％以上、さらに好ましくは９５％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機械構造用鋼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、得られた組織分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１００倍程度で観察し、白く見える領域がフェライト相である。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、フェラ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の面積率を求めてもよい。
（フェライト結晶粒の平均粒径：７μｍ以下）
本発明に係る機械構造用鋼は、機械構造用部品を製造する際の冷間加工によって強度を増加させるが、冷間加工前すなわち機械構造用鋼の段階での強度が不足していては、冷間加工後に十分な強度とならない。そして、金属材料の強度は、一般的に結晶粒径の平方根に反比例することがHall-Petchの法則として知られている。すなわち、結晶粒径が小さくなるにしたがい強度が大きくなるので、前記の強度を得るため、機械構造用鋼におけるフェライト結晶粒の平均粒径を７μｍ以下とする。好ましくは６．５μｍ以下、さらに好ましくは５．５μｍ以下である。このような結晶粒とするためには、後記するように、機械構造用鋼を製造する際の冷間加工において、ひずみ量を所定値以上とする。フェライト結晶粒は、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１０００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。
本発明に係る機械構造用鋼は、機械構造用部品を製造する際の冷間加工によって強度を増加させるが、冷間加工前すなわち機械構造用鋼の段階での強度が不足していては、冷間加工後に十分な強度とならない。そして、金属材料の強度は、一般的に結晶粒径の平方根に反比例することがHall-Petchの法則として知られている。すなわち、結晶粒径が小さくなるにしたがい強度が大きくなるので、前記の強度を得るため、機械構造用鋼におけるフェライト結晶粒の平均粒径を７μｍ以下とする。好ましくは６．５μｍ以下、さらに好ましくは５．５μｍ以下である。このような結晶粒とするためには、後記するように、機械構造用鋼を製造する際の冷間加工において、ひずみ量を所定値以上とする。フェライト結晶粒は、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１０００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。
（引張強度：５００ＭＰａ以上）
本発明に係る機械構造用鋼は、前記した通り、機械構造用鋼の段階である程度の強度を有する必要がある。したがって、機械構造用鋼の引張強度は５００ＭＰａ以上とし、好ましくは５５０ＭＰａ以上、さらに好ましくは６００ＭＰａ以上である。さらに、本発明に係る機械構造用鋼は、その結晶粒の微細さに対する強度が高く、フェライト結晶粒の平均粒径（μｍ）をｄとして表したとき、引張強度は（１２００／√ｄ）ＭＰａ以上とする。好ましくは（２０＋１２００／√ｄ）ＭＰａ以上、さらに好ましくは（５０＋１２００／√ｄ）ＭＰａ以上である。結晶粒径に対してこのような引張強度とするためには、Ｎの固溶量を制御する。すなわち、機械構造用鋼を製造する際の冷間加工において、結晶粒の微細化と共に、固溶Ｎにより強度を増加させる。そして、機械構造用部品を製造する際の冷間加工時には、同様に固溶Ｎにより強度がさらに増加して、機械構造用部品の強度を向上させることができる。一方、結晶粒の微細さに対する強度が過剰に高くなると、冷間加工性が劣化するため、引張強度は（３００＋１２００／√ｄ）ＭＰａ以下とする。好ましくは（２８０＋１２００／√ｄ）ＭＰａ以下、さらに好ましくは（２５０＋１２００／√ｄ）ＭＰａ以下である。したがって、引張強度（ＭＰａ）をＴＳとして表したとき、引張強度は下式にしたがう。
０≦ＴＳ−１２００／√ｄ≦３００
機械構造用鋼の引張強度は、例えばＪＩＳ Ｚ ２２４１による引張試験により測定する。
本発明に係る機械構造用鋼は、前記した通り、機械構造用鋼の段階である程度の強度を有する必要がある。したがって、機械構造用鋼の引張強度は５００ＭＰａ以上とし、好ましくは５５０ＭＰａ以上、さらに好ましくは６００ＭＰａ以上である。さらに、本発明に係る機械構造用鋼は、その結晶粒の微細さに対する強度が高く、フェライト結晶粒の平均粒径（μｍ）をｄとして表したとき、引張強度は（１２００／√ｄ）ＭＰａ以上とする。好ましくは（２０＋１２００／√ｄ）ＭＰａ以上、さらに好ましくは（５０＋１２００／√ｄ）ＭＰａ以上である。結晶粒径に対してこのような引張強度とするためには、Ｎの固溶量を制御する。すなわち、機械構造用鋼を製造する際の冷間加工において、結晶粒の微細化と共に、固溶Ｎにより強度を増加させる。そして、機械構造用部品を製造する際の冷間加工時には、同様に固溶Ｎにより強度がさらに増加して、機械構造用部品の強度を向上させることができる。一方、結晶粒の微細さに対する強度が過剰に高くなると、冷間加工性が劣化するため、引張強度は（３００＋１２００／√ｄ）ＭＰａ以下とする。好ましくは（２８０＋１２００／√ｄ）ＭＰａ以下、さらに好ましくは（２５０＋１２００／√ｄ）ＭＰａ以下である。したがって、引張強度（ＭＰａ）をＴＳとして表したとき、引張強度は下式にしたがう。
０≦ＴＳ−１２００／√ｄ≦３００
機械構造用鋼の引張強度は、例えばＪＩＳ Ｚ ２２４１による引張試験により測定する。
本発明に係る機械構造用鋼の製造方法は、前記成分の組成を有する鋼を公知の方法で溶製したものを１０００℃以上に加熱した後、熱間加工し、１０００℃から２００℃以下まで冷却速度１．５℃／ｓｅｃ以上で冷却する熱間加工工程と、開始温度２００℃未満、ひずみ量０．３以上で冷間加工する冷間加工工程と、を行う。以下に、製造方法における各要素について説明する。
〔熱間加工工程〕
（加熱温度：１０００℃以上）
機械構造用鋼の製造における熱間加工の際には、まず、鋼（溶製したもの）を１０００℃以上に加熱する。これは、溶製時等に生成したＡｌＮを分解して、Ｎを鋼中に固溶させるためである。好ましくは１０２０℃以上、さらに好ましくは１０５０℃以上である。一方、過剰に高く加熱しても、前記効果が飽和して製造コストが増大するので、好ましくは１２００℃以下、より好ましくは１１８０℃以下、さらに好ましくは１１５０℃以下である。このような温度に加熱された後、速やかに熱間鍛造や熱間圧延により所望の形状および大きさとする。
（加熱温度：１０００℃以上）
機械構造用鋼の製造における熱間加工の際には、まず、鋼（溶製したもの）を１０００℃以上に加熱する。これは、溶製時等に生成したＡｌＮを分解して、Ｎを鋼中に固溶させるためである。好ましくは１０２０℃以上、さらに好ましくは１０５０℃以上である。一方、過剰に高く加熱しても、前記効果が飽和して製造コストが増大するので、好ましくは１２００℃以下、より好ましくは１１８０℃以下、さらに好ましくは１１５０℃以下である。このような温度に加熱された後、速やかに熱間鍛造や熱間圧延により所望の形状および大きさとする。
（冷却速度：１．５℃／ｓｅｃ以上）
熱間加工後の冷却が緩やかであると、鋼中にＡｌＮが析出するため、１０００℃から２００℃以下になるまでは冷却速度１．５℃／ｓｅｃ以上で冷却する。好ましくは２℃／ｓｅｃ℃以上、さらに好ましくは２．５℃／ｓｅｃ以上である。冷却速度の上限については特に規制されず、設備能力や熱間加工材の形状に応じて設定すればよく、好ましくは１５℃／ｓｅｃ℃以下、さらに好ましくは１０℃／ｓｅｃ以下である。
熱間加工後の冷却が緩やかであると、鋼中にＡｌＮが析出するため、１０００℃から２００℃以下になるまでは冷却速度１．５℃／ｓｅｃ以上で冷却する。好ましくは２℃／ｓｅｃ℃以上、さらに好ましくは２．５℃／ｓｅｃ以上である。冷却速度の上限については特に規制されず、設備能力や熱間加工材の形状に応じて設定すればよく、好ましくは１５℃／ｓｅｃ℃以下、さらに好ましくは１０℃／ｓｅｃ以下である。
〔冷間加工工程〕
（開始温度：２００℃未満）
機械構造用鋼の製造における冷間加工は、開始温度を２００℃未満とする。本発明に係る機械構造用鋼はＮの固溶量が多いため、２００℃以上で加工されると、変形時の動的ひずみ時効によって加工性が劣化し、さらに温度が高いと転位が増殖し難くなって強化が不十分になるからである。
（開始温度：２００℃未満）
機械構造用鋼の製造における冷間加工は、開始温度を２００℃未満とする。本発明に係る機械構造用鋼はＮの固溶量が多いため、２００℃以上で加工されると、変形時の動的ひずみ時効によって加工性が劣化し、さらに温度が高いと転位が増殖し難くなって強化が不十分になるからである。
（冷間加工ひずみ量：０．３以上）
冷間加工においては、ひずみ量を０．３以上とする。冷間加工ひずみ量が０．３未満では、結晶粒が微細化されず、またこの冷間加工による強化も十分に得られない。
冷間加工においては、ひずみ量を０．３以上とする。冷間加工ひずみ量が０．３未満では、結晶粒が微細化されず、またこの冷間加工による強化も十分に得られない。
〔機械構造用部品〕
本発明に係る機械構造用部品は、前記機械構造用鋼を開始温度２００℃未満で冷間加工（冷間鍛造）して製造される。機械構造用鋼を製造する際の冷間加工と同様、２００℃以上で加工されると、強化が不十分になるからである。冷間加工後は、切削等、公知の方法で所望の形状に仕上げる。
本発明に係る機械構造用部品は、前記機械構造用鋼を開始温度２００℃未満で冷間加工（冷間鍛造）して製造される。機械構造用鋼を製造する際の冷間加工と同様、２００℃以上で加工されると、強化が不十分になるからである。冷間加工後は、切削等、公知の方法で所望の形状に仕上げる。
以上のようにして得られる機械構造用部品は、機械構造用鋼の元の強度に対して、冷間加工における通常の加工硬化に加え、固溶Ｎの作用によりさらに強化されたものとなる。具体的には、機械構造用鋼を、冷間鍛造として１６００ｔプレスで圧縮率８０％まで圧縮してなる機械構造用部品のビッカース硬さ（冷間加工後硬さＨ）が、（１）３３０Ｈｖ以上、あるいは、前記冷間鍛造において最大の変形抵抗（ＭＰａ）をＤＲとして表したとき（２）(ＤＲ＋２００)／２．５以上、となる。変形抵抗ＤＲは、機械構造用鋼の元の強度である引張強度ＴＳに略比例するので、前記（２）の基準を満足することは、引張強度５００ＭＰａ以上である機械構造用鋼が冷間加工により大幅に強化されたことを表す。また、これは同時に、変形抵抗が小さく、冷間加工性に優れている割に高強度の機械構造用部品になることを表す。なお、圧縮率は、圧縮前（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。
以上、本発明を実施するための形態について述べてきたが、以下に、本発明の効果を確認した実施例を、本発明の要件を満たさない比較例と対比して具体的に説明する。なお、本発明はこの実施例によって制限を受けるものではなく、請求項に示した範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
〔供試材作製〕
表１および表２に示す化学成分組成の鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解して、上面：φ２４５ｍｍ、下面：φ２１０ｍｍ×高さ４８０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットを、１１５０〜１２５０℃で３ｈｒのソーキングの後、１５５ｍｍ角の四角材に熱間鍛造して、長さ６００ｍｍ程度に切断した。
表１および表２に示す化学成分組成の鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解して、上面：φ２４５ｍｍ、下面：φ２１０ｍｍ×高さ４８０ｍｍのインゴットに鋳造した。このインゴットを、１１５０〜１２５０℃で３ｈｒのソーキングの後、１５５ｍｍ角の四角材に熱間鍛造して、長さ６００ｍｍ程度に切断した。
（熱間加工工程）
表１に示す供試材Ｎｏ．１〜３３については、前記四角材をダミービレットに溶接し、１０００〜１２００℃に加熱して、φ８０ｍｍの丸棒材に熱間圧延し、冷却速度２℃／ｓｅｃで２００℃以下に冷却して、長さ９００ｍｍ程度に切断した。また、表２に示す供試材Ｎｏ．３４〜４７については、前記四角材を１０００〜１２００℃に加熱して、φ８０ｍｍの丸棒材に熱間鍛造し、冷却速度２℃／ｓｅｃで２００℃以下に冷却して、長さ９００ｍｍ程度に切断した。
表１に示す供試材Ｎｏ．１〜３３については、前記四角材をダミービレットに溶接し、１０００〜１２００℃に加熱して、φ８０ｍｍの丸棒材に熱間圧延し、冷却速度２℃／ｓｅｃで２００℃以下に冷却して、長さ９００ｍｍ程度に切断した。また、表２に示す供試材Ｎｏ．３４〜４７については、前記四角材を１０００〜１２００℃に加熱して、φ８０ｍｍの丸棒材に熱間鍛造し、冷却速度２℃／ｓｅｃで２００℃以下に冷却して、長さ９００ｍｍ程度に切断した。
（冷間加工工程）
前記それぞれの丸棒材（熱間圧延材、熱間鍛造材）を、冷間加工にて表１および表２に示すひずみ量となるようにドロー加工して、φ７５ｍｍ〜φ１０．５ｍｍに縮径された丸棒状（円柱形状）の機械構造用鋼の供試材を作製した。得られた供試材について、Ｎ固溶量、フェライト組織分率、フェライト結晶粒の平均粒径、および引張強度を測定し、表１および表２に示す。
前記それぞれの丸棒材（熱間圧延材、熱間鍛造材）を、冷間加工にて表１および表２に示すひずみ量となるようにドロー加工して、φ７５ｍｍ〜φ１０．５ｍｍに縮径された丸棒状（円柱形状）の機械構造用鋼の供試材を作製した。得られた供試材について、Ｎ固溶量、フェライト組織分率、フェライト結晶粒の平均粒径、および引張強度を測定し、表１および表２に示す。
〔機械構造用鋼の測定、評価〕
（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−熱伝導度法およびアンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法にてＮ固溶量を測定した。
（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−熱伝導度法およびアンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法にてＮ固溶量を測定した。
（フェライト組織分率、フェライト結晶粒径）
供試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、１００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として各写真の面積率を算出し、５視野の平均値をフェライト組織分率とした。結晶粒径の測定は、１０００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。
供試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、１００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として各写真の面積率を算出し、５視野の平均値をフェライト組織分率とした。結晶粒径の測定は、１０００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。
（引張強度）
供試材の中心部（円柱の軸近傍）からＪＩＳ１４Ａ号の引張試験片（標点φ８ｍｍの棒状試験片）を切り出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１による引張試験を実施して引張強度を測定した。また、この引張強度（ＭＰａ）ＴＳと前記フェライト結晶粒の平均粒径（μｍ）ｄとから算出した（ＴＳ−１２００／√ｄ）を表１および表２に併記する。なお、供試材の中心部から試験片を切り出すとは、供試材の円柱の軸と棒状試験片の円柱の軸とが略一致するということである。
供試材の中心部（円柱の軸近傍）からＪＩＳ１４Ａ号の引張試験片（標点φ８ｍｍの棒状試験片）を切り出し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１による引張試験を実施して引張強度を測定した。また、この引張強度（ＭＰａ）ＴＳと前記フェライト結晶粒の平均粒径（μｍ）ｄとから算出した（ＴＳ−１２００／√ｄ）を表１および表２に併記する。なお、供試材の中心部から試験片を切り出すとは、供試材の円柱の軸と棒状試験片の円柱の軸とが略一致するということである。
〔冷間鍛造材作製〕
表１に示す供試材Ｎｏ．１〜３３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に示す開始温度で、ひずみ速度１０／ｓｅｃの冷間鍛造により試験片の軸方向に圧縮率８０％まで圧縮して、機械構造用部品の供試材（冷間鍛造材）を作製した。この冷間鍛造における冷間加工性、および得られた冷間鍛造材の強度を評価し、表３に示す。
表１に示す供試材Ｎｏ．１〜３３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に示す開始温度で、ひずみ速度１０／ｓｅｃの冷間鍛造により試験片の軸方向に圧縮率８０％まで圧縮して、機械構造用部品の供試材（冷間鍛造材）を作製した。この冷間鍛造における冷間加工性、および得られた冷間鍛造材の強度を評価し、表３に示す。
表２に示す供試材Ｎｏ．３４〜４７の中心部からφ１０ｍｍ×１５ｍｍの試験片を、また前記供試材の一部について、中心部からさらにφ２０ｍｍ×３０ｍｍ、φ３０ｍｍ×４５ｍｍの試験片をそれぞれ切り出した。これらの試験片を、１６００ｔプレスを用い、端面を拘束した状態で、開始温度２０℃で、ひずみ速度１０／ｓｅｃの冷間鍛造により試験片の軸方向に圧縮率８０％まで圧縮して、機械構造用部品の供試材（冷間鍛造材）を作製した。この冷間鍛造における冷間加工性、および得られた冷間鍛造材の強度を評価し、表４に示す。
〔機械構造用部品の測定、評価〕
（冷間加工性）
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冷間加工における変形抵抗ＤＲとして表３および表４に示す。さらに、この変形抵抗（ＭＰａ）ＤＲから算出した（（ＤＲ＋２００）／２．５）を表３および表４に併記する。また、冷間鍛造により割れの発生した冷間鍛造材を冷間加工性が不良であるとして「×」、割れのない冷間鍛造材を冷間加工性が良好であるとして「○」と示した。
（冷間加工性）
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冷間加工における変形抵抗ＤＲとして表３および表４に示す。さらに、この変形抵抗（ＭＰａ）ＤＲから算出した（（ＤＲ＋２００）／２．５）を表３および表４に併記する。また、冷間鍛造により割れの発生した冷間鍛造材を冷間加工性が不良であるとして「×」、割れのない冷間鍛造材を冷間加工性が良好であるとして「○」と示した。
（冷間加工後強度）
冷間加工後の強度として、冷間鍛造材のビッカース硬さを測定した。冷間鍛造材の円柱の軸（冷間鍛造前の試験片の軸と同）に沿って切断して、樹脂に埋め込んで試料として調整した。この試料について、冷間鍛造材の円柱の軸方向中央における直径の１／４位置の両側３点ずつの計６点のビッカース硬さを測定し、６点の平均値を冷間加工後硬さＨとした。冷間加工後強度の合格基準は、冷間加工後硬さＨが（１）３３０Ｈｖ以上、および前記の（２）(ＤＲ＋２００)／２．５以上、の少なくとも一方とする。
冷間加工後の強度として、冷間鍛造材のビッカース硬さを測定した。冷間鍛造材の円柱の軸（冷間鍛造前の試験片の軸と同）に沿って切断して、樹脂に埋め込んで試料として調整した。この試料について、冷間鍛造材の円柱の軸方向中央における直径の１／４位置の両側３点ずつの計６点のビッカース硬さを測定し、６点の平均値を冷間加工後硬さＨとした。冷間加工後強度の合格基準は、冷間加工後硬さＨが（１）３３０Ｈｖ以上、および前記の（２）(ＤＲ＋２００)／２．５以上、の少なくとも一方とする。
（評価）
表１および表２に示すように、機械構造用鋼の供試材Ｎｏ．１〜２２，３４〜４３は、その組成における成分および冷間加工条件が本発明の範囲であるので、Ｎ固溶量、フェライト相の組織分率、結晶粒径および引張強度ならびに両者の相関（以下、これらをまとめて機械構造用鋼の特性という）が、本発明の機械構造用鋼の要件を満足した。さらに、これらの供試材のうち、表３および表４に示すように、開始温度２００℃未満で冷間鍛造を施した供試材Ｎｏ．１〜２１，３４〜４３は、いずれも割れを生じることなく良好な冷間加工性を示し、かつ良好な冷間加工後強度が得られた。このうち供試材Ｎｏ．１においては、機械構造用鋼の引張強度ＴＲが本発明の範囲内（５００ＭＰａ以上）で低かったために冷間加工後硬さＨが３３０Ｈｖに達しなかったが、それ以外の供試材Ｎｏ．２〜２１，３４〜４３においては冷間加工後硬さＨが３３０Ｈｖ以上の高強度が得られた。さらに、供試材Ｎｏ．２，９，１３，１８，３４〜３６は、冷間加工後硬さＨに対して変形抵抗ＤＲが低く、特に優れた冷間加工性を示した。また、これらの効果は、供試材Ｎｏ．３４〜３９，４２，４３の結果が示すように、冷間鍛造前の試験片の大きさに依存しない。これに対して、供試材Ｎｏ．２２は、機械構造用鋼としては本発明の要件を満足するが、開始温度２００℃以上で鍛造を施したため、強度が十分に増加しなかった。
表１および表２に示すように、機械構造用鋼の供試材Ｎｏ．１〜２２，３４〜４３は、その組成における成分および冷間加工条件が本発明の範囲であるので、Ｎ固溶量、フェライト相の組織分率、結晶粒径および引張強度ならびに両者の相関（以下、これらをまとめて機械構造用鋼の特性という）が、本発明の機械構造用鋼の要件を満足した。さらに、これらの供試材のうち、表３および表４に示すように、開始温度２００℃未満で冷間鍛造を施した供試材Ｎｏ．１〜２１，３４〜４３は、いずれも割れを生じることなく良好な冷間加工性を示し、かつ良好な冷間加工後強度が得られた。このうち供試材Ｎｏ．１においては、機械構造用鋼の引張強度ＴＲが本発明の範囲内（５００ＭＰａ以上）で低かったために冷間加工後硬さＨが３３０Ｈｖに達しなかったが、それ以外の供試材Ｎｏ．２〜２１，３４〜４３においては冷間加工後硬さＨが３３０Ｈｖ以上の高強度が得られた。さらに、供試材Ｎｏ．２，９，１３，１８，３４〜３６は、冷間加工後硬さＨに対して変形抵抗ＤＲが低く、特に優れた冷間加工性を示した。また、これらの効果は、供試材Ｎｏ．３４〜３９，４２，４３の結果が示すように、冷間鍛造前の試験片の大きさに依存しない。これに対して、供試材Ｎｏ．２２は、機械構造用鋼としては本発明の要件を満足するが、開始温度２００℃以上で鍛造を施したため、強度が十分に増加しなかった。
供試材Ｎｏ．２３，４４はＣ含有量が過剰なため、機械構造用鋼としてのフェライト相の組織分率は満足しているが、硬質のパーライトが形成されたことにより、冷間加工性が劣化した。さらに供試材Ｎｏ．３３，４７は一般的な炭素鋼で、Ｃ，Ｓｉ含有量が過剰で、かつＮ含有量が不足しているため、フェライト相の組織分率が低く、さらにＮ固溶量が不足して結晶粒径に対する引張強度が低く、その結果、冷間加工性および冷間加工後の強度が得られなかった。供試材Ｎｏ．２４はＳｉ含有量が不足しているため、機械構造用鋼の特性は満足しているが、冷間加工性が劣化した。一方、供試材Ｎｏ．２５は、Ｓｉ含有量が過剰なため冷間加工性が劣化し、また冷間加工時のひずみ量が不足したため結晶粒が微細化されず、かつ引張強度が不足した。
供試材Ｎｏ．２６，２７，４５はＭｎ含有量が本発明の範囲外であり、また供試材Ｎｏ．２８はＰ含有量が、供試材Ｎｏ．２９はＳ含有量がそれぞれ過剰なため、いずれも機械構造用鋼の特性は満足しているが、冷間加工性が低下した。
供試材Ｎｏ．３０はＡｌ含有量が過剰なため、供試材Ｎｏ．３１，４６はＮ含有量が不足しているため、それぞれＮ固溶量が不足した結果、結晶粒径に対する引張強度が不足し、さらに冷間加工後の強度が十分に増加しなかった。一方、供試材Ｎｏ．３２はＮ含有量が過剰なため、固溶Ｎも過剰となり、結晶粒径に対して引張強度が高くなりすぎた結果、冷間加工性が劣化した。
Claims (8)
- Ｃ：０．００５〜０．０４５質量％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５質量％、Ｍｎ：０．４〜１．０質量％、Ａｌ：０．０１〜０．０６質量％、Ｓ：０．００５〜０．０５質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｎ：０．００９〜０．０２質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
Ｎ固溶量は０．００８５質量％以上であり、
フェライト相の組織分率は９０％以上であり、
フェライト結晶粒の平均粒径は７μｍ以下であり、
引張強度は５００ＭＰａ以上であり、
前記フェライト結晶粒の平均粒径（μｍ）をｄ、前記引張強度（ＭＰａ）をＴＳとしてそれぞれ表したとき、０≦ＴＳ−１２００／√ｄ≦３００を満足す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１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１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、および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１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１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、１０００℃以上に加熱した後、熱間加工し、この熱間加工後、１０００℃から２００℃以下まで冷却速度１．５℃／ｓｅｃ以上で冷却する熱間加工工程と、
開始温度２００℃未満、ひずみ量０．３以上で冷間加工する冷間加工工程と、を行う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１項に記載の機械構造用鋼を、開始温度２００℃未満で冷間加工して製造された機械構造用部品。
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