JP6679935B2 - 冷間加工部品用鋼 - Google Patents
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Description
本発明は、部品用鋼に関し、さらに詳しくは、冷間加工部品用鋼に関する。
自動車及び建築構造物の部品の製造には、近年、冷間鍛造等の冷間加工が広く行われている。これは冷間加工が、寸法精度、歩留まり、及び製造コストの観点で優れているからである。自動車及び建築構造物の部品は、例えばシャフトやボルト、ボールジョイント、インナー／アウターレース、スパイダー、ピニオンギヤ等である。これらの部品は、冷間加工ままで使われる場合もあるが、多くの場合、冷間加工により所定の形状に成形された後、焼入れ及び焼戻しを実施して最終的な強度を調整される。
近年、部品の小型軽量化が進み、部品のさらなる高強度化が求められている。従来、焼入れ焼戻しを実施して強度を高めた、上記用途の部品には、たとえば、ＪＩＳ Ｇ ４０５３の機械構造用合金鋼が用いられている。この機械構造用合金鋼はたとえば、クロム鋼、クロムモリブデン鋼、及びニッケルクロムモリブデン鋼等である。
これらの鋼材は、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高めるために、モリブデン（Ｍｏ）及びニッケル（Ｎｉ）等の合金元素を含有する。これらの鋼材を用いて熱間圧延により棒鋼及び線材を製造する場合、製造された棒鋼及び線材の硬さが高い。そのため、冷間加工が困難となる。そこで、冷間加工性を確保するため、棒鋼及び線材に対して、軟化熱処理として長時間の球状化焼鈍を複数回実施した後、冷間鍛造等で所望の形状に成形する。その後、焼入れ及び焼戻し処理により所望の強度及び硬さに調整する。
しかしながら、上記合金元素の価格は高く、供給環境も変動しやすい。そのため、これらの合金元素を低減、又は省略しても所望の強度が得られる鋼が要求されている。さらに、軟化熱処理の短時間化又は省略による製造コストの低減も要求されている。
さらに、冷間加工部品用鋼においては、強度が高くなるほど耐水素脆化特性が低下するため、強度及び耐水素脆化特性の両立も課題となっている。
これらの課題を克服するための冷間加工用鋼が、特開２０１３−２２７６０２号公報（特許文献１）、特開平１１−４３７３７号公報（特許文献２）、特開２００９−１５５６８７号公報（特許文献３）、及び特開２０１２−１６２７９８号公報（特許文献４）に提案されている。
特許文献１に開示された冷間加工用機械構造用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、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％、Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）、及びＣｒ：０．５％超〜２．０％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物である。金属組織は、パーライトと初析フェライトを有し、全組織に対するパーライトと初析フェライトの合計面積率が９０％以上である。さらに、初析フェライトの面積率Ａが、Ａｅ＝（０．８−Ｃｅｑ）×９６．７５（但し、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］＋０．１１×［Ｃｒ］であり、［（元素名）］は各元素の含有量を意味する）で表されるＡｅと、Ａ＞Ａｅの関係を有し、初析フェライト及びパーライト中のフェライトの平均粒径が１５〜２５μｍである。これにより、通常の球状化処理を施すことによって、十分な軟質化を実現できる冷間加工用機械構造用鋼を得ることができる、と特許文献１には記載されている。
特許文献１に開示されている冷間加工用機械構造用鋼は、通常の球状化焼鈍処理を施すことで軟質化が可能であり、高強度部品に適用できる。しかしながら、鋼の化学成分の含有量（特にＳｉ、Ｍｎ、及びＣｒ）が最適化されておらず、また圧延鋼材の組織のフェライト分率が実質的に小さい。そのため、十分に軟化熱処理を行わない場合、冷間加工時に割れが生じる。したがって、圧延ままでの使用や球状化焼鈍処理の短時間化が困難であり、部品コストが高くなる。
特許文献２及び３に開示された鋼では、合金元素を低減することで冷間加工性を高め、合金元素の低減による焼入れ性の低下を種々の方法で補完する。
特許文献２は、合金元素低減による焼入れ性の低下をボロン（Ｂ）で補ったＢ含有鋼を提案する。具体的には、特許文献２に開示された冷間鍛造用熱間圧延鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．６０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｐ：０．０２５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２５％以下（０％を含む）、Ｃｒ：０．２５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｎ：０．００５０％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％を含み、残部はＦｅ、及び不可避的不純物よりなり、鋼のマトリックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉＣ又はＴｉ（ＣＮ）を２０個／１００μｍ2以上有する。これにより、結晶粒粗大化防止特性と冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用熱間圧延鋼材を得ることができる、と特許文献２には記載されている。
特許文献３は、合金元素低減による焼入れ性の低下を、鋼中のセメンタイト密度を調整することで補う。具体的には、特許文献３に開示された冷間加工用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、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％、及び、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。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。これにより、冷間加工性に優れると共に、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得ることができる、と特許文献３には記載されている。
しかしながら、特許文献２に開示されている冷間鍛造用鋼の場合、鋼のＣｒ含有量が低いため、強度と耐水素脆化特性との両立ができない場合がある。特許文献３に開示されている冷間加工用鋼は、鋼の化学成分の含有量バランス（特にＳｉ、Ｍｎ、及びＣｒ）が最適化されておらず、強度と耐水素脆化特性とが両立できない場合がある。
特許文献４に開示されたＢ添加高強度ボルト用鋼は、Ｓｉ含有量をＣ含有量よりも高くして、マトリクスの強度をＳｉで確保することで耐水素脆化特性を補う。具体的には、特許文献４に開示されたボルト用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％未満、Ｓｉ：０．２０〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．５０％、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％及びＮ：０．００２〜０．０１０％をそれぞれ含有する他、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒよりなる群から選ばれる１種以上を合計で０．１０〜３．０％含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる。Ｓｉの含有量［Ｓｉ］とＣの含有量［Ｃ］の比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）は１．０以上である。さらに、ミクロ組織はフェライト・パーライト組織である。これにより、耐遅れ破壊性に優れたＢ添加高強度ボルト用鋼を得ることができる、と特許文献４には記載されている。
しかしながら、特許文献４に開示されているボルト用鋼は、Ｎｉを必須元素としており、焼入れ性が高くなりすぎる場合がある。そのため、伸線及び冷間加工前に長時間の軟化熱処理が必要な場合がある。さらに、Ｓｉ含有量が高いため、冷間加工性が低い場合がある。
本発明の目的は、優れた冷間加工性を有し、焼入れ及び焼戻し処理後に優れた耐水素脆化特性及び高い強度を得られる、冷間加工部品用鋼を提供することである。
本発明による冷間加工部品用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２６〜０．４０％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、Ｓ：０．０２０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．７０〜１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、Ｏ：０．００１５％以下、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．３０％、Ｍｏ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．０５％、及び、Ｎｂ：０〜０．０５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有する。マトリクス組織中においてパーライト及び初析フェライトの総面積率が９０％以上であり、初析フェライトの面積率が４０％以上である。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８ （１）
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （２）
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５ （３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８ （１）
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （２）
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５ （３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
本発明による冷間加工部品用鋼は、優れた冷間加工性を有し、焼入れ及び焼戻し処理後に優れた耐水素脆化特性及び高い強度を得られる。
本発明者らは、Ｍｏ、Ｖ等の高価な合金元素の含有量を抑えた冷間加工部品用鋼を用いて、鋼の冷間加工性、及び耐水素脆化特性に影響を及ぼす成分及び組織について調査検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。
［冷間加工部品用鋼の焼入れ性及び冷間加工性について］
冷間加工部品用鋼を高強度にするためには、十分な焼入れ性が必要である。しかしながら、焼入れ性が高すぎれば、冷間加工性が低下する。この場合、線材等の鋼材に対して伸線及び冷間鍛造等の冷間加工を実施する前に、鋼材の軟化を目的とした長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければならない。そのため、Ｍｏ、Ｖ等の合金元素を多量に含有しなくても、製造コストが高くなる。したがって、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなくても冷間加工が可能であり、かつ、適度な引張強度が得られる焼入れ性を有する鋼が望ましい。
冷間加工部品用鋼を高強度にするためには、十分な焼入れ性が必要である。しかしながら、焼入れ性が高すぎれば、冷間加工性が低下する。この場合、線材等の鋼材に対して伸線及び冷間鍛造等の冷間加工を実施する前に、鋼材の軟化を目的とした長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければならない。そのため、Ｍｏ、Ｖ等の合金元素を多量に含有しなくても、製造コストが高くなる。したがって、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなくても冷間加工が可能であり、かつ、適度な引張強度が得られる焼入れ性を有する鋼が望ましい。
冷間加工部品用鋼の化学組成が式（１）を満たす場合、優れた焼入れ性及び冷間加工性が得られる。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
Ｆ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖと定義する。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶはいずれも、焼入れ性を高める元素である。したがって、Ｆ１は、焼入れ性及び冷間加工性の指標となる。
Ｆ１が低すぎれば、十分な焼入れ性が得られず、強度が得られない。一方、Ｆ１が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、たとえば、冷間加工部品用鋼が棒鋼又は線材（以下、棒線という）に圧延されたとき、ベイナイトが生成され、鋼の強度及び硬さが高くなりすぎる。そのため、次工程の伸線工程、及び、冷間鍛造工程の前に、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければ、十分な冷間加工性が得られない。Ｆ１が式（１）を満たせば、優れた焼入れ性を得つつ、長時間の軟化熱処理を実施しなくても、優れた冷間加工性が得られる。
［冷間加工部品用鋼材の硫化物制御について］
冷間加工性はさらに、ＭｎＳに代表される硫化物系介在物（以下、硫化物という）の影響を受ける。具体的には、冷間加工用鋼の表面近傍に含まれる硫化物が微細であり、かつ、球状に近い形状であれば、冷間加工性が高まる。
冷間加工性はさらに、ＭｎＳに代表される硫化物系介在物（以下、硫化物という）の影響を受ける。具体的には、冷間加工用鋼の表面近傍に含まれる硫化物が微細であり、かつ、球状に近い形状であれば、冷間加工性が高まる。
Ｃａは硫化物に固溶して硫化物の球状化を促進する。しかしながら、Ｓに対してＣａ含有量が高すぎれば、硫化物に固溶しなかったＣａが粗大な酸化物を形成して鋼の耐水素脆化特性を低下する。鋼中のＳ含有量に対するＣａ含有量の比を適切な範囲に設定すれば、硫化物の形態を制御して冷間加工性を高めることができ、かつ、耐水素脆化特性を維持できる。具体的には、冷間加工部品用鋼の化学組成が式（２）を満たす場合、耐水素脆化特性が維持されつつ、優れた冷間加工性が得られ、より複雑な部品の成形が可能となる。
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （２）
ここで、式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が不純物レベルの場合、式（２）の対応する元素記号には「０」が代入される。
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （２）
ここで、式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が不純物レベルの場合、式（２）の対応する元素記号には「０」が代入される。
Ｆ２＝Ｃａ／Ｓと定義する。Ｆ２は冷間加工性及び耐水素脆化特性の指標である。Ｃａは、硫化物に固溶して、硫化物を微細分散させ、硫化物の形状を球状化する。Ｆ２が低すぎれば、つまりＳ含有量に対するＣａ含有量が低すぎれば、Ｃａが硫化物に固溶しにくく、硫化物が球状化されにくい。そのため、冷間加工性が低下する。一方、Ｆ２が大きすぎれば、Ｓ含有量に対するＣａ含有量が高すぎる。この場合、硫化物に固溶しなかったＣａが粗大な酸化物を形成し、冷間加工部品の耐水素脆化特性が低下する。Ｆ２が式（２）を満たせば、優れた冷間加工性及び耐水素脆化特性が得られる。
［冷間加工部品用鋼の耐水素脆化特性について］
一般的に、強度が高くなれば、耐水素脆化特性が低下する。しかしながら、上述の化学組成を有する冷間加工部品用鋼の場合、式（３）を満たせば、高強度であっても優れた耐水素脆化特性が得られる。
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５ （３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。Ｆ３＝Ｍｎ／Ｃｒと定義する。Ｆ３は式（３）の左辺に相当する。以下、式（３）について説明する。
一般的に、強度が高くなれば、耐水素脆化特性が低下する。しかしながら、上述の化学組成を有する冷間加工部品用鋼の場合、式（３）を満たせば、高強度であっても優れた耐水素脆化特性が得られる。
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５ （３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。Ｆ３＝Ｍｎ／Ｃｒと定義する。Ｆ３は式（３）の左辺に相当する。以下、式（３）について説明する。
図１は、限界拡散水素量比ＨＲと、Ｆ３との関係を示す図である。図１は後述の実施例により得られた。
図１中の縦軸は、限界拡散性水素量比ＨＲを示す。限界拡散性水素量比ＨＲは、ＪＩＳ Ｇ４０５３（２００８）のＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有する鋼Ｍの限界拡散性水素量Ｈｒｅｆを基準として、次の式（Ａ）で定義される。限界拡散性水素量比ＨＲは耐水素脆化特性の指標である。
ＨＲ＝Ｈｃ／Ｈｒｅｆ （Ａ）
Ｈｃは、後述の実施例において、各試験番号の限界拡散水素量である。限界拡散水素量Ｈｃは、各試験番号において、種々の濃度の水素を導入した試験片に対して定荷重試験を実施した場合の、破断しなかった試験片の最大水素量を意味する。
ＨＲ＝Ｈｃ／Ｈｒｅｆ （Ａ）
Ｈｃは、後述の実施例において、各試験番号の限界拡散水素量である。限界拡散水素量Ｈｃは、各試験番号において、種々の濃度の水素を導入した試験片に対して定荷重試験を実施した場合の、破断しなかった試験片の最大水素量を意味する。
図１を参照して、Ｆ３が減少するほど、つまり、Ｍｎ含有量のＣｒ含有量に対する比が小さくなるほど、限界拡散性水素量比ＨＲは顕著に高まる。そして、Ｆ３が０．５５より低くなれば、ＨＲが１．００よりも高くなり、優れた耐水素脆化特性が得られる。
［冷間加工部品用鋼材の金属組織について］
冷間加工性は、上記事項に加えて、鋼のマトリクス組織にも依存する。マトリクス組織中が主として初析フェライトとパーライトとの混合組織であり、かつ、初析フェライトの面積率が高ければ、冷間加工性に優れる。具体的には、冷間加工部品用鋼材の内部のマトリクス組織中において、初析フェライトとパーライトとの総面積率が全体の９０％以上であり、かつ、初析フェライトの面積率が４０％以上であれば、冷間加工性が高まる。この場合、球状化焼鈍処理を省略又は短時間化しても部品の成形が可能である。
冷間加工性は、上記事項に加えて、鋼のマトリクス組織にも依存する。マトリクス組織中が主として初析フェライトとパーライトとの混合組織であり、かつ、初析フェライトの面積率が高ければ、冷間加工性に優れる。具体的には、冷間加工部品用鋼材の内部のマトリクス組織中において、初析フェライトとパーライトとの総面積率が全体の９０％以上であり、かつ、初析フェライトの面積率が４０％以上であれば、冷間加工性が高まる。この場合、球状化焼鈍処理を省略又は短時間化しても部品の成形が可能である。
以上の知見に基づいて完成した本実施形態による冷間加工部品用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２６〜０．４０％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、Ｓ：０．０２０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．７０〜１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、Ｏ：０．００１５％以下、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．３０％、Ｍｏ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．０５％、及び、Ｎｂ：０〜０．０５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有する。マトリクス組織中において、パーライト及び初析フェライトの総面積率が９０％以上であり、初析フェライトの面積率が４０％以上である。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８ （１）
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （２）
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５ （３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８ （１）
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （２）
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５ （３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
上記冷間加工部品用鋼は、質量％で、Ｃｕ：０．０１５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｏ：０．００５〜０．０５０％、及び、Ｖ：０．００３〜０．０５０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
上記冷間加工部品用鋼は、Ｎｂ：０．００３〜０．０５０質量％以下を含有してもよい。
以下、本実施形態による冷間加工部品用鋼について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［化学組成］
本実施形態の冷間加工部品用鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
本実施形態の冷間加工部品用鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．２６〜０．４０％
炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ及び焼戻し後の鋼の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、冷間加工部品用鋼の強度が高くなりすぎ、冷間加工性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２６〜０．４０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２８％であり、さらに好ましくは０．２９％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．３８％であり、さらに好ましくは０．３７％である。
炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ及び焼戻し後の鋼の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、冷間加工部品用鋼の強度が高くなりすぎ、冷間加工性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２６〜０．４０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２８％であり、さらに好ましくは０．２９％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．３８％であり、さらに好ましくは０．３７％である。
Ｓｉ：０．２０％以下
シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化によりフェライトを強化する。鋼の引張強度を下げたい場合、Ｓｉ含有量はなるべく低いほうが好ましい。ただし、冷間加工部品の焼戻し硬さを高める場合、含有されてもよい。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の強度が高くなり過ぎ、鋼の冷間加工性が低下する。この場合、長時間の軟化熱処理が必要となり、コストが高くなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．２０％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは、０．１６％である。
シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化によりフェライトを強化する。鋼の引張強度を下げたい場合、Ｓｉ含有量はなるべく低いほうが好ましい。ただし、冷間加工部品の焼戻し硬さを高める場合、含有されてもよい。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の強度が高くなり過ぎ、鋼の冷間加工性が低下する。この場合、長時間の軟化熱処理が必要となり、コストが高くなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．２０％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは、０．１６％である。
Ｍｎ：０．４０〜１．５０％
マンガン（Ｍｎ）は、焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、仕上げ圧延後の冷却時にフェライト変態の開始温度が低下して初析フェライトの面積率が低下する。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、硬質相であるベイナイトが生成するため、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．４０〜１．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．２０％であり、さらに好ましくは１．００％である。
マンガン（Ｍｎ）は、焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、仕上げ圧延後の冷却時にフェライト変態の開始温度が低下して初析フェライトの面積率が低下する。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、硬質相であるベイナイトが生成するため、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．４０〜１．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．２０％であり、さらに好ましくは１．００％である。
Ｓ：０．０２０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは硫化物を形成して鋼の冷間加工性を低下し、さらに、耐水素脆化特性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは硫化物を形成して鋼の冷間加工性を低下し、さらに、耐水素脆化特性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｐ：０．０２０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、結晶粒界に偏析して鋼の冷間加工性を低下し、さらに、耐水素脆化特性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、結晶粒界に偏析して鋼の冷間加工性を低下し、さらに、耐水素脆化特性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｃｒ：０．７０〜１．６０％
クロム（Ｃｒ）はＭｎと同様に、焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、焼入れ性は高まるが、後述の仕上げ圧延後の冷却時にフェライト変態の開始温度が低下して、初析フェライトの面積率が低下する。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、硬質相であるベイナイトが生成するため、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．７０〜１．６０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．９０％であり、さらに好ましくは１．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、さらに好ましくは１．４０％である。
クロム（Ｃｒ）はＭｎと同様に、焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、焼入れ性は高まるが、後述の仕上げ圧延後の冷却時にフェライト変態の開始温度が低下して、初析フェライトの面積率が低下する。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、硬質相であるベイナイトが生成するため、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．７０〜１．６０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．９０％であり、さらに好ましくは１．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、さらに好ましくは１．４０％である。
Ａｌ：０．００５〜０．０６０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは、ピンニング効果により熱間圧延時のオーステナイト粒を微細化し、ベイナイトの生成を抑制する。Ａｌ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大なＡｌＮが生成して鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０６０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２４％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４５％である。本実施形態において、化学組成中のＡｌ含有量は、鋼材中に含有する全Ａｌ量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは、ピンニング効果により熱間圧延時のオーステナイト粒を微細化し、ベイナイトの生成を抑制する。Ａｌ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大なＡｌＮが生成して鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０６０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２４％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４５％である。本実施形態において、化学組成中のＡｌ含有量は、鋼材中に含有する全Ａｌ量を意味する。
Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％
チタン（Ｔｉ）はＮ及びＣと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物（以下、炭窒化物等という）を形成する。Ｔｉの炭窒化物等は、ピンニング効果により、熱間圧延時にオーステナイト粒を微細化して仕上げ圧延後の冷却過程でのベイナイトの生成を抑制し、フェライトの面積率を高める。Ｔｉはさらに、鋼中に固溶するＮを低減してＢＮの生成を抑制する。この場合、Ｂが固溶して鋼の焼入れ性を高める。Ｔｉはさらに、Ｓと反応して硫化物の組成を変えて硫化物を微細化し、鋼の冷間加工性を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、仕上げ圧延時に微細なＴｉ炭化物が析出して、フェライトの強度が高まり、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１０〜０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２２％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。
チタン（Ｔｉ）はＮ及びＣと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物（以下、炭窒化物等という）を形成する。Ｔｉの炭窒化物等は、ピンニング効果により、熱間圧延時にオーステナイト粒を微細化して仕上げ圧延後の冷却過程でのベイナイトの生成を抑制し、フェライトの面積率を高める。Ｔｉはさらに、鋼中に固溶するＮを低減してＢＮの生成を抑制する。この場合、Ｂが固溶して鋼の焼入れ性を高める。Ｔｉはさらに、Ｓと反応して硫化物の組成を変えて硫化物を微細化し、鋼の冷間加工性を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、仕上げ圧延時に微細なＴｉ炭化物が析出して、フェライトの強度が高まり、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１０〜０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２２％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。
Ｂ：０．０００３〜０．００４０％
ボロン（Ｂ）は鋼の焼入れ性を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。さらに、粗大なＢＮが生成して、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００４０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
ボロン（Ｂ）は鋼の焼入れ性を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。さらに、粗大なＢＮが生成して、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００４０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
窒素（Ｎ）は、鋼中のＴｉと結合して窒化物を生成し、熱間圧延時のオーステナイト粒を微細化し、さらに、冷間加工部品を焼入れする際の加熱時の異常粒成長を抑制する。Ｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。さらに、ＮがＢと結合して窒化物を生成し、固溶Ｂ量が低下する。この場合、鋼の焼入れ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００２０〜０．００８０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００３５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６０％である。
窒素（Ｎ）は、鋼中のＴｉと結合して窒化物を生成し、熱間圧延時のオーステナイト粒を微細化し、さらに、冷間加工部品を焼入れする際の加熱時の異常粒成長を抑制する。Ｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。さらに、ＮがＢと結合して窒化物を生成し、固溶Ｂ量が低下する。この場合、鋼の焼入れ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００２０〜０．００８０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００３５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６０％である。
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％
カルシウム（Ｃａ）は、硫化物に固溶して、硫化物を微細かつ球状化する。これにより、Ｃａは鋼の冷間加工性を高める。Ｃａ含有量が低すぎればこの効果が得られない。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物が形成される。粗大な酸化物は鋼の冷間加工性を低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００３〜０．００５０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
カルシウム（Ｃａ）は、硫化物に固溶して、硫化物を微細かつ球状化する。これにより、Ｃａは鋼の冷間加工性を高める。Ｃａ含有量が低すぎればこの効果が得られない。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物が形成される。粗大な酸化物は鋼の冷間加工性を低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００３〜０．００５０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。
Ｏ：０．００１５％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは酸化物を形成して鋼の冷間加工性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００１５％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１３％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは酸化物を形成して鋼の冷間加工性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００１５％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１３％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。
本実施形態による冷間加工部品用鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の冷間加工部品用鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［任意元素について］
上述の冷間加工部品用鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、及びＶからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼の焼入れ性を高める。
上述の冷間加工部品用鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、及びＶからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼の焼入れ性を高める。
Ｃｕ：０〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎて仕上げ圧延後にベイナイトが生成し、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎて仕上げ圧延後にベイナイトが生成し、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｎｉ：０〜０．３０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎて仕上げ圧延後にベイナイトが生成し、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．３０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎて仕上げ圧延後にベイナイトが生成し、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．３０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
Ｍｏ：０〜０．０５％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、仕上げ圧延後にベイナイト及びマルテンサイトが生成し、冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．０５％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、仕上げ圧延後にベイナイト及びマルテンサイトが生成し、冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．０５％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
Ｖ：０〜０．０５％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは鋼の焼入れ性を高める。Ｖはさらに、Ｃ及びＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成して結晶粒を微細化する。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、炭化物及び炭窒化物が鋼の強度を高め、冷間加工性を低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．０５％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００４％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは鋼の焼入れ性を高める。Ｖはさらに、Ｃ及びＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成して結晶粒を微細化する。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、炭化物及び炭窒化物が鋼の強度を高め、冷間加工性を低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．０５％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００４％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。
上述の冷間加工部品用鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂを含有してもよい。
Ｎｂ：０〜０．０５０％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは、Ｃ及びＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物（炭窒化物等という）を形成する。Ｎｂ炭窒化物等は、ピンニング効果により熱間圧延時にオーステナイト粒を微細化し、仕上げ圧延後の冷却過程でのベイナイト生成を抑制し、初析フェライトの面積率を高める。Ｎｂ炭窒化物等はさらに、冷間加工部品を焼入れする際の加熱時の結晶粒の異常粒成長を抑制する。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、粗大な炭化物等が生成して鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５０％である。上記効果をより有効に得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは、Ｃ及びＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物（炭窒化物等という）を形成する。Ｎｂ炭窒化物等は、ピンニング効果により熱間圧延時にオーステナイト粒を微細化し、仕上げ圧延後の冷却過程でのベイナイト生成を抑制し、初析フェライトの面積率を高める。Ｎｂ炭窒化物等はさらに、冷間加工部品を焼入れする際の加熱時の結晶粒の異常粒成長を抑制する。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、粗大な炭化物等が生成して鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５０％である。上記効果をより有効に得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
［式（１）について］
本実施形態の冷間加工部品用鋼の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８ （１）
式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が不純物レベルの場合、式（１）の対応する元素記号には「０」が代入される。
本実施形態の冷間加工部品用鋼の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８ （１）
式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が不純物レベルの場合、式（１）の対応する元素記号には「０」が代入される。
Ｆ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖと定義する。Ｆ１が低すぎれば、十分な焼入れ性が得られず、十分な強度が得られない。一方、Ｆ１が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、熱間圧延により製造された冷間加工部品用鋼（たとえば棒線）にベイナイトが生成して、鋼の強度及び硬さが高くなりすぎる。そのため、次工程の伸線工程、及び、冷間鍛造工程の前に、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければ、十分な冷間加工性が得られない。Ｆ１が式（１）を満たせば、優れた焼入れ性を得つつ、長時間の軟化熱処理を実施しなくても、十分な冷間加工性が得られる。Ｆ１の好ましい下限は０．４９であり、さらに好ましくは０．５０である。Ｆ１の好ましい上下限は０．５７であり、さらに好ましくは０．５６である。
［式（２）について］
本実施形態の冷間加工部品用鋼の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （２）
ここで、式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が不純物レベルの場合、式（２）の対応する元素記号には「０」が代入される。
本実施形態の冷間加工部品用鋼の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （２）
ここで、式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が不純物レベルの場合、式（２）の対応する元素記号には「０」が代入される。
Ｆ２＝Ｃａ／Ｓと定義する。Ｆ２は冷間加工性及び耐水素脆化特性の指標となる。Ｃａは、硫化物に固溶して、硫化物を微細分散させ、硫化物の形状を球状化する。Ｆ２が低すぎれば、つまりＳ含有量に対するＣａ含有量が低すぎれば、Ｃａが硫化物に固溶しにくく、硫化物が球状化されにくい。そのため、鋼の冷間加工性が低下する。一方、Ｆ２が大きすぎれば、Ｓ含有量に対するＣａ含有量が高すぎる。この場合、硫化物に固溶しなかったＣａが粗大な酸化物を形成し、耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｆ２は、０．０３０〜０．１５である。Ｆ２の好ましい下限は０．０４０である。Ｆ２の好ましい上限は０．１２であり、さらに好ましくは０．１０である。
［式（３）について］
上述の冷間加工部品用鋼の化学組成はさらに、式（３）を満たす。
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５ （３）
Ｆ３＝Ｍｎ／Ｃｒと定義する。Ｍｎ及びＣｒは、焼入れ性を高める。さらに、上述のとおり、ＭｎのＣｒに対する比率が適切であれば、優れた耐水素脆化特性が得られる。したがって、Ｆ３は耐水素脆化特性の指標となる。
上述の冷間加工部品用鋼の化学組成はさらに、式（３）を満たす。
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５ （３）
Ｆ３＝Ｍｎ／Ｃｒと定義する。Ｍｎ及びＣｒは、焼入れ性を高める。さらに、上述のとおり、ＭｎのＣｒに対する比率が適切であれば、優れた耐水素脆化特性が得られる。したがって、Ｆ３は耐水素脆化特性の指標となる。
図１を参照して、Ｆ３が減少するほど、限界拡散性水素量比ＨＲは高まる。そして、Ｆ３が０．５５以下であれば、限界拡散性水素量比ＨＲが１．０よりも高くなり、優れた耐水素脆化特性が得られる。したがって、Ｆ３≦０．５５である。Ｆ３の好ましい上限は０．５０である。
［マトリクス組織について］
冷間加工部品用鋼の内部のマトリクス組織は、主として初析フェライトとパーライトとからなる。ここで、冷間加工用部品の内部とは、表層の脱炭層よりも深い領域部分を意味する。たとえば、冷間加工部品用鋼が棒鋼又は線材の場合、Ｄ／４部（切断面（円形状）外周から径方向に直径Ｄ／４深さ位置を含む部分）は「内部」に相当する。また、冷間加工部品用鋼が板材又は鋼管の場合、ｔ／４部（表面から板厚又は肉厚の１／４深さ位置を含む部分）は「内部」に相当する。
冷間加工部品用鋼の内部のマトリクス組織は、主として初析フェライトとパーライトとからなる。ここで、冷間加工用部品の内部とは、表層の脱炭層よりも深い領域部分を意味する。たとえば、冷間加工部品用鋼が棒鋼又は線材の場合、Ｄ／４部（切断面（円形状）外周から径方向に直径Ｄ／４深さ位置を含む部分）は「内部」に相当する。また、冷間加工部品用鋼が板材又は鋼管の場合、ｔ／４部（表面から板厚又は肉厚の１／４深さ位置を含む部分）は「内部」に相当する。
より具体的には、冷間加工部品用鋼の内部のマトリクス組織では、初析フェライトとパーライトとの総面積率が９０％以上であり、初析フェライトの面積率が４０％以上である。なお、初析フェライトには、パーライトのラメラセメンタイト間のフェライトは含まれない。
初析フェライト及びパーライトは、ベイナイトよりも軟質であり、冷間加工性に優れる。さらに、初析フェライトはパーライトよりも冷間加工性に優れる。初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％未満、又は、初析フェライトの面積率が４０％未満であれば、十分な冷間加工性が得られない。初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％以上であり、かつ、初析フェライトの面積率が４０％以上であれば、優れた冷間加工性が得られる。
初析フェライトの面積率の好ましい下限は４５％であり、さらに好ましくは５０％である。
マトリクス組織は次の方法で測定される。圧延後の冷間加工部品用鋼の内部（棒鋼又は線材の場合はＤ／４部、板材又は鋼管の場合はｔ／４部）からサンプルを採取する。採取されたサンプルの表面のうち、冷間加工部品用鋼の圧延方向に垂直な面を観察面とする。観察面を研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタル腐食液）にてエッチングする。エッチングされた観察面を５００倍の光学顕微鏡にて観察して、任意の５視野の写真画像を生成する。
各視野において、初析フェライト、パーライト、ベイナイト等の各相は、相ごとにコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、各相を特定する。特定された相のうち、各視野での初析フェライトの面積（μｍ2）と、パーライトの面積（μｍ2）とを求める。全ての視野での初析フェライトの面積とパーライトの面積との総和の、全ての視野の総面積に対する比を、初析フェライト及びパーライトの総面積率（％）と定義する。同様に、全ての視野での初析フェライトの面積の総和の、全ての視野の総面積に対する比を、初析フェライト面積率（％）と定義する。
［製造方法］
本発明の冷間加工部品用鋼の製造方法の一例として、棒鋼又は線材（棒線）の製造方法について説明する。本実施形態の冷間加工部品用鋼の製造方法は、ビレットを製造する工程（分塊圧延工程）と、製造されたビレットを棒線に圧延する工程（仕上圧延工程）とを含む。以下、各工程について詳述する。
本発明の冷間加工部品用鋼の製造方法の一例として、棒鋼又は線材（棒線）の製造方法について説明する。本実施形態の冷間加工部品用鋼の製造方法は、ビレットを製造する工程（分塊圧延工程）と、製造されたビレットを棒線に圧延する工程（仕上圧延工程）とを含む。以下、各工程について詳述する。
［分塊圧延工程］
初めに、上記化学組成を有する素材を準備する。たとえば、素材は次の方法で製造される。上述の化学組成を有する溶鋼を、転炉及び電気炉等を用いて製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。
初めに、上記化学組成を有する素材を準備する。たとえば、素材は次の方法で製造される。上述の化学組成を有する溶鋼を、転炉及び電気炉等を用いて製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。
準備された素材（鋳片、インゴット）を加熱後、分塊圧延し、必要に応じて、分塊圧延後に連続圧延機でさらに圧延して、ビレットを製造する。
［仕上げ圧延工程］
分塊圧延工程により製造されたビレットに対してさらに熱間圧延を実施して、棒線等の冷間加工部品用鋼を製造する。ここでの圧延はたとえば、水平ロールスタンド、垂直ロールスタンドが交互に一列に配列された連続圧延機を用いた、連続圧延である。
分塊圧延工程により製造されたビレットに対してさらに熱間圧延を実施して、棒線等の冷間加工部品用鋼を製造する。ここでの圧延はたとえば、水平ロールスタンド、垂直ロールスタンドが交互に一列に配列された連続圧延機を用いた、連続圧延である。
初めに、ビレットを加熱炉に装入して、加熱する。好ましい加熱温度は１０５０℃以下である。製品圧延時の加熱温度が高すぎれば、分塊圧延工程後に析出した微細な炭化物及び炭窒化物が再び固溶する。この場合、製品圧延後の冷却時のフェライト変態時に、炭化物及び炭窒化物が整合析出する。析出した炭窒化物及び炭化物は製品圧延後の鋼の強度を高め、冷間加工性を低下させる。加熱温度が１０５０℃以下であれば、加熱時に炭化物及び炭窒化物の過剰な固溶が抑制されるため、冷間加工性をさらに高めることができる。なお、Ｔｉ炭化物及びＴｉ炭窒化物は、ビレットの加熱によって固溶しにくい。したがって、製品圧延後の強度に影響しにくく、冷間加工性を維持できる。さらに、Ｎｂを含有した場合に生成するＮｂ炭化物及びＮｂ炭窒化物は、冷間加工後の焼入れ時にＡｃ3点以上に加熱しても、結晶粒の異常粒成長を抑制できる。
加熱されたビレットを用いて、仕上げ圧延機列で熱間圧延（仕上げ圧延）して所定の径の棒線にする。仕上げ圧延機列は、一列に配列された複数のスタンドを含む。各スタンドは、パスライン周りに配置された複数のロールを含む。
仕上げ圧延機列を利用した仕上げ圧延での製造条件は次のとおりである。
仕上げ温度：７５０〜８５０℃
仕上げ温度は、仕上げ圧延機列の複数のスタンドのうち、最後にビレットを圧下するスタンド（以下、仕上げスタンドという）の出側でのビレット温度（℃）を意味する。仕上げ温度は、仕上げスタンドの出側に配置された赤外線放射温度計を用いて測定される。
仕上げ温度：７５０〜８５０℃
仕上げ温度は、仕上げ圧延機列の複数のスタンドのうち、最後にビレットを圧下するスタンド（以下、仕上げスタンドという）の出側でのビレット温度（℃）を意味する。仕上げ温度は、仕上げスタンドの出側に配置された赤外線放射温度計を用いて測定される。
仕上げ温度が７５０℃未満である場合、未再結晶のオーステナイト粒からフェライト変態が始まり、冷却後のマトリクス組織が微細になりすぎる。この場合、鋼の強度が高くなり、冷間加工性が低下する。一方、仕上げ温度が８５０℃を超える場合、再結晶後のオーステナイト粒が粗大化し、フェライト変態の開始温度が低くなる。そのため、冷却後の初析フェライトの面積率が小さくなり、冷間加工性が低下する。
仕上げ温度が７５０〜８５０℃であれば、後述の冷却条件を満たすことを条件として、マトリクス組織における初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％以上となり、初析フェライトの面積率が４０％以上となる。
冷却速度：５．０℃／秒未満
仕上げ圧延後の鋼の冷却速度は、マトリクス組織に影響する。冷却速度が５．０℃／秒以上となれば、鋼中に硬質のベイナイト等が生成しやすくなり、初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％未満となったり、初析フェライトの面積率が４０％未満となる。冷却速度が５．０℃／秒未満であれば、冷却後の鋼材のマトリクス組織における初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％以上となり、初析フェライトの面積率が４０％以上となる。
仕上げ圧延後の鋼の冷却速度は、マトリクス組織に影響する。冷却速度が５．０℃／秒以上となれば、鋼中に硬質のベイナイト等が生成しやすくなり、初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％未満となったり、初析フェライトの面積率が４０％未満となる。冷却速度が５．０℃／秒未満であれば、冷却後の鋼材のマトリクス組織における初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％以上となり、初析フェライトの面積率が４０％以上となる。
冷却速度の下限は特に限定されない。しかしながら、実際の生産操業を考慮すれば、冷却速度の下限はたとえば０．２℃／秒である。
以上の製造工程により、本実施形態の冷間加工部品用鋼（本例は棒線）が製造される。つまり、本実施形態の冷間加工部品用鋼は、いわゆる圧延まま材（アズロール材）である。この場合、式（１）〜式（３）を満たす化学組成の冷間加工部品用鋼の引張強度は６５０ＭＰａ以下となる。さらに、上記仕上げ圧延での製造条件（加熱温度、仕上げ温度及び冷却速度）を満たすことにより、鋼材のマトリクス組織における初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％以上となり、初析フェライトの面積率が４０％以上となる。そのため、優れた冷間加工性及び耐水素脆化特性が得られる。
好ましくは、仕上げ圧延工程ではさらに、次の製造条件を満たす。
加工速度Ｚ：５〜１５／秒
加工速度Ｚ（／秒）は式（４）で定義される。
Ｚ＝−ｌｎ（１−Ｒ）／ｔ （４）
式（４）中のＲは仕上げ圧延機列による仕上げ圧延での断面減少率（％）である。ｔは仕上げ圧延時間（秒）である。
加工速度Ｚ：５〜１５／秒
加工速度Ｚ（／秒）は式（４）で定義される。
Ｚ＝−ｌｎ（１−Ｒ）／ｔ （４）
式（４）中のＲは仕上げ圧延機列による仕上げ圧延での断面減少率（％）である。ｔは仕上げ圧延時間（秒）である。
断面減少率Ｒは式（５）で定義される。
Ｒ＝（Ａ0−Ａ）／Ａ0 （５）
式（５）中のＡ0は、仕上げ圧延前のビレットの断面積（ｍｍ2）であり、Ａは、仕上げ圧延後の棒線の断面積（ｍｍ2）である。
Ｒ＝（Ａ0−Ａ）／Ａ0 （５）
式（５）中のＡ0は、仕上げ圧延前のビレットの断面積（ｍｍ2）であり、Ａは、仕上げ圧延後の棒線の断面積（ｍｍ2）である。
仕上げ圧延時間ｔは、圧延鋼材が仕上げ圧延機列を通過する時間であり、仕上げ圧延機列の最初の圧延機から最後の圧延機までの距離（ｍ）を圧延鋼材の平均搬送速度（ｍ／秒）で除した値（秒）である。
加工速度Ｚが５〜１５／秒であれば、冷却後のマトリクス組織がさらに微細になりにくく、初析フェライト面積率をさらに高めることができる。その結果、冷間加工性をさらに高めることができる。
上述の製造方法では、棒線を製造する。しかしながら、棒線と同様に、分塊圧延工程及び仕上げ圧延工程を実施して、冷間加工部品用鋼の板材、鋼管も製造することができる。
［本実施形態の冷間加工部品用鋼を用いた冷間加工部品の製造］
冷間加工部品はたとえば、上記冷間加工部品用鋼を用いて次の方法で製造される。上記冷間加工部品用鋼材に対して冷間加工を実施する。冷間加工はたとえば伸線加工、冷間鍛造加工等である。
冷間加工部品はたとえば、上記冷間加工部品用鋼を用いて次の方法で製造される。上記冷間加工部品用鋼材に対して冷間加工を実施する。冷間加工はたとえば伸線加工、冷間鍛造加工等である。
従前の冷間加工部品の製造方法では、強度が高すぎる鋼材の軟化を目的として、伸線加工前及び冷間鍛造前に、軟化熱処理を複数回実施している。しかしながら、本実施形態の冷間加工部品用鋼は冷間加工性に優れるため、このような軟化熱処理を省略又は簡素化できる。これにより、軟化熱処理の実施による製造コストの上昇を抑えることができる。
冷間加工後の部品に対して、焼入れ焼戻しを実施する。これにより、冷間加工部品の引張強度を１０００ＭＰａ以上に調整できる。必要に応じて部品の表面を研削して、冷間加工部品を製造する。
表１の化学組成を有する溶鋼を製造した。
表１を参照して、鋼ＭはＪＩＳ Ｇ４０５３（２００８）のＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有した。
溶鋼を用いて連続鋳造及び分塊圧延により横断面が１６２ｍｍ×１６２ｍｍのビレットを製造した（分塊圧延工程）。このとき、鋳片の断面積を鋼片の断面積で除した値である分塊圧延工程の圧延比は５．５であった。
表２に示す各試験番号のビレットに対して、仕上げ圧延を実施して、直径１４ｍｍの冷間加工部品用線材を製造した（仕上げ圧延工程）。ビレットの加熱温度（℃）、仕上げ圧延での仕上げ温度（℃）及び仕上げ圧延後の冷却速度（℃／秒）はそれぞれ、表２に示すとおりであった。なお、いずれの試験番号においても、加工速度は５〜１５／秒であった。
［ミクロ組織観察試験］
冷間加工部品用線材を圧延方向と垂直な方向に切断し、１０ｍｍのサンプルを採取した。サンプルの切断面が被検面になるように樹脂埋めし、鏡面研磨を行った。その後、上述の方法でミクロ組織観察を実施して、初析フェライト及びパーライトの総面積率（％）と、初析フェライトの面積率（％）とを求めた。求めた結果を表２に示す。
冷間加工部品用線材を圧延方向と垂直な方向に切断し、１０ｍｍのサンプルを採取した。サンプルの切断面が被検面になるように樹脂埋めし、鏡面研磨を行った。その後、上述の方法でミクロ組織観察を実施して、初析フェライト及びパーライトの総面積率（％）と、初析フェライトの面積率（％）とを求めた。求めた結果を表２に示す。
［引張試験］
各試験番号の線材の中心位置から、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に規定される１４Ａ号試験片を採取した。試験片の長手方向は線材の圧延方向であり、平行部の直径は６ｍｍ、標点距離は３０ｍｍであった。採取した試験片に対して、室温（２５℃）で引張試験を実施して、引張強度（ＭＰａ）を求めた。得られた引張強度を表２に示す。引張強度が６５０ＭＰａ以下であれば、優れた冷間加工性を有すると判断した。
各試験番号の線材の中心位置から、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に規定される１４Ａ号試験片を採取した。試験片の長手方向は線材の圧延方向であり、平行部の直径は６ｍｍ、標点距離は３０ｍｍであった。採取した試験片に対して、室温（２５℃）で引張試験を実施して、引張強度（ＭＰａ）を求めた。得られた引張強度を表２に示す。引張強度が６５０ＭＰａ以下であれば、優れた冷間加工性を有すると判断した。
［線材中の硫化物の球状化率測定試験］
冷間加工部品用線材を圧延方向と垂直な方向に切断し、１０ｍｍのサンプルを採取した。サンプルを縦断し、線材の圧延方向を含む面（サンプルの縦断面）が被検面になるようにサンプルを樹脂埋めし、鏡面研磨を行った。
冷間加工部品用線材を圧延方向と垂直な方向に切断し、１０ｍｍのサンプルを採取した。サンプルを縦断し、線材の圧延方向を含む面（サンプルの縦断面）が被検面になるようにサンプルを樹脂埋めし、鏡面研磨を行った。
ＳＥＭ−ＥＤＳを用いて、被検面のうち、線材表面からＤ／８深さ（Ｄは線材の直径）位置で、視野総面積が５ｍｍ2となるように複数視野観察を実施し、５ｍｍ2の視野における硫化物の形態、平均面積、及び平均アスペクト比を求めた。具体的には、５００倍の倍率で被検面内の任意の観察領域を１００箇所選択した。観察領域の総面積は上記のとおり５ｍｍ2であった。各観察領域で反射電子像を作成し、反射電子像によって判別されるコントラストに基づいて、硫化物を特定した。
特定した各硫化物の面積及びアスペクト比を測定し、面積から円相当径（面積を円に換算したときの直径）を求めた。１００箇所の観察領域において、硫化物と特定され、かつ、円相当径が１μｍ以上となる硫化物の総面積をＡall（μｍ2）と定義した。さらに、円相当径が１μｍ以上となる硫化物のうち、アスペクト比が３以下である硫化物（以下、球状硫化物という）の総面積をＡ（μｍ2）と定義した。得られたＡall及びＡを用いて、式（６）に基づいて球状化率ＳＰＨ（％）を求めた。
ＳＰＨ＝Ａ／Ａall （６）
ＳＰＨ＝Ａ／Ａall （６）
得られたＳＰＨを表２に示す。ＳＰＨが０．４０以上であれば、硫化物が十分に球状化されていると判断した。
［冷間加工性評価試験］
各試験番号の線材の中心部から、機械加工により１０個の円柱試験片を作製した。各円柱試験片の直径は１０ｍｍ、長さは１５ｍｍであり、試験片の長手方向は線材の圧延方向であった。
各試験番号の線材の中心部から、機械加工により１０個の円柱試験片を作製した。各円柱試験片の直径は１０ｍｍ、長さは１５ｍｍであり、試験片の長手方向は線材の圧延方向であった。
５００ｔｏｎ油圧プレスによる冷間圧縮試験を実施した。このとき、１０個の試験片を使用して圧縮率を段階的に引き上げて、冷間圧縮を実施した。具体的には、初めに、初期圧下率で１０個の試験片を冷間圧縮した。冷間圧縮後、各試験片に割れが発生したか否かを目視により確認した。割れが確認された試験片を排除した後、残った試験片（つまり、割れが観察されなかった円柱試験片）に対して、圧縮率を引き上げて冷間圧縮を再度実施した。実施後、割れの有無を確認した。割れが確認された試験片を排除した後、残った試験片に対して、圧縮率を引き上げて冷間圧縮を再度実施した。１０個の試験片のうち、割れが確認された試験片が５個になるまで、上述の工程を繰り返した。１０個の試験片のうち、５個の円柱試験片に割れが確認されたときの圧縮率を「限界圧縮率」（％）と定義した。なお、８０％の圧縮率で冷間圧縮を実施した後、割れが確認された丸棒試験片が５個以下である場合、その鋼の限界圧縮率は「８０％」とした。限界圧縮率が７０％以上の場合、冷間加工性に優れると判断した。
［耐水素脆化特性評価試験］
各試験番号の線材に対して焼入れ及び焼戻しを実施して、線材の引張強度を約１２００ＭＰａに調整した。
各試験番号の線材に対して焼入れ及び焼戻しを実施して、線材の引張強度を約１２００ＭＰａに調整した。
ただし引張強度を約１２００ＭＰａ得るための焼戻し処理温度が４３５℃未満になる場合については、強度不足と判断し、耐水素脆化特性評価は実施せず、本発明の対象外と判断した。
引張強度が調整された線材に対して機械加工を実施して、図２に示す環状Ｖノッチ試験片を、各試験番号の線材につき複数作製した。図２中の単位が示されていない数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。図中の「φ数値」は、指定されている部位の直径（ｍｍ）を示す。「６０°」は、Ｖノッチ角度が６０°であることを示す。「０．１７５Ｒ」は、Ｖノッチ底半径が０．１７５ｍｍであることを示す。
電解チャージ法を用いて、各鋼ごとに、試験片に対して種々の濃度の水素を導入した。電解チャージ法は次のとおり実施した。チオシアン酸アンモニウム水溶液中に試験片を浸漬した。試験片を浸漬した状態で、試験片の表面にアノード電位を発生させて水素を試験片内に取り込んだ。
試験片内に水素を導入した後、試験片表面に亜鉛めっき被膜を形成し、試験片中の水素の散逸を防止した。続いて、試験片のＶノッチ断面に対して公称応力１０８０ＭＰａ（引張強度の９０％）の引張応力が負荷されるように一定加重を負荷する定荷重試験を実施した。試験中に破断した試験片、及び破断しなかった試験片に対して、ガスクロマトグラフ装置を用いた昇温分析法を実施して、試験片中の水素量を測定した。測定後、各試験番号において、破断しなかった試験片のうちの最大水素量を限界拡散性水素量Ｈｃと定義した。
さらに、ＪＩＳ Ｇ４０５３（２００８）のＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有する鋼Ｍの限界拡散水素量を、限界拡散性水素量比ＨＲの基準（Ｈｒｅｆ）とした。限界拡散性水素量Ｈｒｅｆを基準として、式（Ａ）を用いて限界拡散性水素量比ＨＲを求めた。
ＨＲ＝Ｈｃ／Ｈｒｅｆ （Ａ）
比ＨＲが１．００よりも高ければ、耐水素脆化特性に優れると判断した。
ＨＲ＝Ｈｃ／Ｈｒｅｆ （Ａ）
比ＨＲが１．００よりも高ければ、耐水素脆化特性に優れると判断した。
［試験結果］
表２に試験結果を示す。
表２に試験結果を示す。
試験番号１〜６の冷間加工部品用鋼の化学組成は適切でり、式（１）〜式（３）を満たした。さらに、線材内部のマトリクス組織中における初析フェライト及びパーライトの総面積率は９０％以上であり、初析フェライトの面積率は４０％以上であった。そのため、これらの試験番号の線材での引張強度は６２０ＭＰａ以下であった。その結果、限界圧縮率はいずれも７０％以上であり、優れた冷間加工性を示した。さらに、比ＨＲは１．００を超え、優れた耐水素脆化特性を示した。
一方、試験番号７の線材はＣａを含有せず、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。そのため、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間加工性が低かった。なお、ＳＰＨは０．４０未満であった。
試験番号８の線材では、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、焼入れ性が高くなりすぎ、マトリクス組織中における初析フェライト及びパーライトの面積率が少なすぎた。その結果、線材での引張強度が６５０ＭＰａを超え、限界圧縮率が７０％未満となった。
試験番号９の線材では、Ｆ１が式（１）の下限未満であった。そのため、引張強度を１２００ＭＰａ得るための焼戻し処理温度が４３５℃未満となったため、強度不足と判断し、耐水素脆化特性評価は実施せず、本発明の対象外となった。
試験番号１０の線材では、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。その結果、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間加工性が低かった。なお、ＳＰＨは０．４０未満であった。
試験番号１１の線材では、Ｆ２が式（２）の上限を超えた。そのため、比ＨＲが１．００以下であり、耐水素脆化特性が低かった。
試験番号１２の線材では、Ｆ３が式（３）の上限を超えた。その結果、比ＨＲが１．００以下となり、耐水素脆化特性が低かった。
試験番号１３の線材は、ＪＩＳ規格におけるＳＭ４３５に相当する化学組成を有しており、化学組成、式（１）〜式（３）を満たさなかった。そのため、ミクロ組織が本発明の規定を外れ、引張強度が高かった。さらに、限界圧縮率が７０％未満であり、冷間加工性が低かった。なお、ＳＰＨは０．４０未満であった。さらに、比ＨＲが１．００以下となり、耐水素脆化特性が低かった。
試験番号１４の冷間加工部品用鋼の化学組成は適切であり、式（１）〜式（３）を満たした。しかしながら、圧延時の加熱温度、仕上げ温度、及び冷却速度が本発明の範囲を超えた。そのため、マトリクス組織中における初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％未満であり、初析フェライトの面積率が４０％未満であった。その結果、引張強度が６５０ＭＰａよりも高く、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間加工性が低かった。
試験番号１５の冷間加工部品用鋼の化学組成は適切であり、式（１）〜式（３）を満たした。しかしながら、圧延時の加熱温度が本発明の範囲を超えた。そのため、製品圧延後の冷却時に析出した炭窒化物及び炭化物が鋼の強度を高めた。その結果、引張強度が６５０ＭＰaよりも高く、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間加工性が低かった。
試験番号１６の冷間加工部品用鋼の化学組成は適切であり、式（１）〜式（３）を満たした。しかしながら、圧延時の仕上げ温度が本発明の範囲を超えた。そのため、マトリクス組織中における初析フェライトの面積率が４０％未満であった。その結果、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間加工性が低かった。
試験番号１７の冷間加工部品用鋼の化学組成は適切であり、式（１）〜式（３）を満たした。しかしながら、圧延後の冷却速度が本発明の範囲を超えた。そのため、マトリクス組織中における初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％未満であり、初析フェライトの面積率が４０％未満であった。その結果、引張強度が６５０ＭＰａよりも高く、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間加工性が低かった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．２６〜０．４０％、
Ｓｉ：０．２０％以下、
Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｃｒ：０．７０〜１．６０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜０．３０％、
Ｍｏ：０〜０．０５％、
Ｖ：０〜０．０５％、及び、
Ｎｂ：０〜０．０５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有し、
表層の脱炭層よりも深い領域部分のマトリクス組織において、パーライトと初析フェライトとの総面積率は９０％以上であり、初析フェライトの面積率は４０％以上である、冷間加工部品用鋼。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８ （１）
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （２）
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５ （３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 - 請求項１に記載の冷間加工部品用鋼であって、
前記化学組成は、
Ｃｕ：０．０１５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｏ：０．００５〜０．０５０％、及び、
Ｖ：０．００３〜０．０５０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、冷間加工部品用鋼。 - 請求項１又は請求項２に記載の冷間加工部品用鋼であって、
前記化学組成は、
Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％を含有する、冷間加工部品用鋼。
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