JP6838873B2 - 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法に関する。より詳細には、球状化焼鈍後の変形抵抗が低く、冷間加工性に優れた機械構造用鋼および該機械構造用鋼を製造するための方法に関する。
自動車用部品および建設機械用部品等の機械構造用部品に使用される鋼は、良好な冷間加工性、特に低い変形抵抗を有することが望まれる。鋼の変形抵抗が低いと加工が容易になり、冷間加工用の金型の寿命を向上し得る。
機械構造用部品の製造工程では、炭素鋼および合金鋼等の熱間圧延材を球状化焼鈍する。球状化焼鈍により、鋼中のパーライトに含まれるセメンタイトが球状化して、鋼の冷間加工性が向上する。球状化焼鈍した圧延材は、冷間鍛造、冷間圧造および冷間転造等などで冷間加工され、さらに切削加工などの機械加工で所定の形状に成形され、最後に、焼入れ焼戻し処理による最終的な強度調整をされて、機械構造用部品が得られる。
機械構造用部品の製造工程では、炭素鋼および合金鋼等の熱間圧延材を球状化焼鈍する。球状化焼鈍により、鋼中のパーライトに含まれるセメンタイトが球状化して、鋼の冷間加工性が向上する。球状化焼鈍した圧延材は、冷間鍛造、冷間圧造および冷間転造等などで冷間加工され、さらに切削加工などの機械加工で所定の形状に成形され、最後に、焼入れ焼戻し処理による最終的な強度調整をされて、機械構造用部品が得られる。
鋼の冷間加工性を向上させるために、球状化焼鈍の際にパーライト中のセメンタイトが球状化しやすい鋼が提案されている。
例えば特許文献１には、金属組織が、初析フェライト組織、パーライト組織及びベイナイト組織から構成された鋼線材が開示されている。パーライト組織の体積率は１．４０×Ｃ（％）×１００％以上、初析フェライトの体積率は（１−１．２５×(Ｃ％)）×５０％以下(０％を含む)、およびベイナイト組織の体積率は２０％以下(０％を含む)に規定されている。この鋼線材では球状化焼鈍の焼鈍温度を低温化することができる。さらに、パーライト組織の平均ブロックサイズが２０μｍ以下にするのが好ましく、球状化焼鈍の処理時間を短縮できる、とされている。
例えば特許文献１には、金属組織が、初析フェライト組織、パーライト組織及びベイナイト組織から構成された鋼線材が開示されている。パーライト組織の体積率は１．４０×Ｃ（％）×１００％以上、初析フェライトの体積率は（１−１．２５×(Ｃ％)）×５０％以下(０％を含む)、およびベイナイト組織の体積率は２０％以下(０％を含む)に規定されている。この鋼線材では球状化焼鈍の焼鈍温度を低温化することができる。さらに、パーライト組織の平均ブロックサイズが２０μｍ以下にするのが好ましく、球状化焼鈍の処理時間を短縮できる、とされている。
また、特許文献１には、上記金属組織を得る方法として、熱間圧延後に巻取り、その後、４００℃以上６００℃以下の溶融塩槽に１０秒以上浸漬した後、次いで５００℃以上６００℃以下の溶融塩槽に２０秒以上１５０秒以下恒温保持した後冷却し、減面率が２５％以上５０％以下の伸線加工をすることが開示されている。
特許文献２には、金属組織が、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面積％以上であると共に、初析フェライトの面積率Ａが、所定の関係式で表されるＡｅ値より大きい冷間加工用機械構造用鋼が開示されている。この機械構造用鋼では、初析フェライトの面積率Ａが大きいので、通常と同様の焼鈍温度および処理時間で球状化焼鈍したときに、通常の鋼よりも軟質化できる、とされている。
また、特許文献２には、上記金属組織を得る方法として、１０５０℃以上、１２００℃以下の温度で仕上げ圧延した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃以上、８００℃未満の温度範囲まで冷却し、その後、０．２℃／秒以下の平均冷却速度で１００秒以上冷却してから１０℃／秒以上の平均冷却速度で５８０〜６６０℃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秒以上冷却または保持することが開示されている。
近年は省エネルギーの観点から、球状化焼鈍の処理時間を短縮することが要求されている。球状化焼鈍の処理時間を削減できれば、それに応じたエネルギー消費量の削減、すなわちＣＯ２排出量の削減が期待できる。しかしながら、球状化焼鈍の処理時間を短縮すると、セメンタイトが適切に球状化されず、冷間加工性が劣化する。そのため、十分な冷間加工性を維持しつつ、球状化焼鈍の処理時間を大幅に短縮（具体的には、２０〜３０％短縮）することは容易ではなかった。
特許文献１に記載の鋼線材では、パーライト組織の平均ブロックサイズが２０μｍ以下にすることにより、球状化焼鈍の処理時間を短縮できる。しかしながら、処理時間を大幅に短縮してしまうと、球状セメンタイトが十分に成長せず、適切な冷間加工性が得られない。
特許文献２に記載の機械構造用鋼は、処理時間を大幅に短縮して球状化焼鈍すると、セメンタイトが適切に球状化されずにパーライトが残存し、または球状化焼鈍後にパーライトが再析出する。つまり、短時間で焼鈍するとパーライトが適切に球状化されず、鋼の冷間加工性が低下する。
本発明は、球状化焼鈍の処理時間を大幅に短縮しても優れた冷間加工性を発揮できる冷間加工用機械構造用鋼、及びこれを製造する方法を提供することを目的とする。
本発明に係る冷間加工用機械構造用鋼は、Ｃ：０．３質量％〜０．６質量％、Ｓｉ：０．０５質量％〜０．５質量％、Ｍｎ：０．２質量％〜１．７質量％、Ｐ：０％質量％超、０．０３質量％以下、Ｓ：０．００１質量％〜０．０５質量％、Ａｌ：０．０１質量％〜０．１質量％及びＮ：０質量％〜０．０１５質量％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、鋼の金属組織が、初析フェライト及びパーライトを有し、全組織に対する初析フェライト及びパーライトの合計面積率が９０％以上であり、全組織に対する初析フェライトの面積率が（１−１．２５×［Ｃ％］）×８０％以上であり、上記パーライトの平均ブロックサイズが２５μｍ以下であることを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼である。
ただし、［Ｃ％］は質量％で示したＣの含有量を示す。
ただし、［Ｃ％］は質量％で示したＣの含有量を示す。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼は、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が１５〜３５μｍであるのが好ましい。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼は、必要に応じて、Ｃｒ：０質量％超、０．５質量％以下、Ｃｕ：０質量％超、０．２５質量％以下、Ｎｉ：０質量％超、０．２５質量％以下、Ｍｏ：０質量％超、０．２５質量％以下及びＢ：０質量％超、０．０１質量％以下よりなる群から選択される１種以上を更に含有し、かつ下記式（１）を満足してもよい。
［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］≦０．７５ （１）
ただし、［Ｃｒ％］、［Ｃｕ％］、［Ｎｉ％］および［Ｍｏ％］は、それぞれ、質量％で示したＣｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量を示す。
［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］≦０．７５ （１）
ただし、［Ｃｒ％］、［Ｃｕ％］、［Ｎｉ％］および［Ｍｏ％］は、それぞれ、質量％で示したＣｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量を示す。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼は、Ｔｉ：０質量％超、０．１質量％以下を更に含有してもよい。
上述した本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造する方法は、９５０℃〜１１００℃の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延する工程と、前記仕上げ圧延温度から８００℃まで、７℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、８００℃から７１０℃まで、１℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する工程と、７１０℃から６００℃まで、４〜２０℃／秒の平均冷却速度で冷却する工程と、を含むことを特徴とする。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼は、化学成分組成を適切に調整し、全組織に対する初析フェライトおよびパーライトの合計面積率、初析フェライトの面積率、初析フェライト面積率、ならびにパーライトブロックのサイズを、それぞれ適切な範囲としている。これにより、球状化焼鈍の処理時間を短縮しても、良好な球状化組織となり、かつ十分に軟質化することができ、結果として良好な冷間加工性が得られる。また、本発明の製造方法は、上述するような特徴を有する冷間加工用機械構造用鋼を製造することができる。
本願発明者らは、処理時間を通常より大幅に短縮した球状化焼鈍（以下、「短時間球状化焼鈍」と称する）によって、従来と同等以上の球状化度を得られ、且つ、十分に軟質化できるような冷間加工用機械構造用鋼を実現するために、様々な角度から検討した。
その結果、球状化焼鈍前の金属組織（以下、「前組織」と呼ぶ。）として、全組織に対する初析フェライト及びパーライトの合計面積率が９０％以上と高く、かつ全組織に対する初析フェライトの面積率が（１−１．２５×［Ｃ％］）×８０％以上と高いと、球状化焼鈍の際に、球状セメンタイトの成長が促進されることが分かった。さらに、前組織の初析フェライト面積率が高いと、球状化焼鈍後の金属組織において、球状セメンタイトの粒子間距離が長くなり、且つ、粒内に球状セメンタイトを含有しないフェライト結晶粒（つまり、軟質なフェライト結晶粒）の割合が大きくなることが分かった。すなわち、初析フェライト及びパーライトの合計面積率が高く、かつ初析フェライト面積率の高い前組織を有する鋼は、短時間焼鈍によって、十分に硬さを低減できる（つまり、十分な軟質化）ことを見いだした。
また、前組織のパーライトブロックが、平均ブロックサイズが２５μｍ以下と微細であると、球状化焼鈍の際にセメンタイトの球状化が促進され、短時間焼鈍後の球状化度が向上することを見出した。
また、前組織のパーライトブロックが、平均ブロックサイズが２５μｍ以下と微細であると、球状化焼鈍の際にセメンタイトの球状化が促進され、短時間焼鈍後の球状化度が向上することを見出した。
これらの知見から、球状化焼鈍の処理時間を短縮しつつ、鋼の軟質化とセメンタイトの球状化とを共に達成できる鋼を得るためには、焼鈍前の金属組織において、初析フェライト面積率を高くしつつ、パーライトブロックを微細化することが重要との着想を得て、本発明を完成するに至った。
なお、本発明において「球状化度」とは、ＪＩＳ Ｇ３５３９：１９９１の付図に示された球状化組織の写真Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４に基づいて決定される数値のことである。対象となる鋼の金属組織の写真を、球状化組織の写真Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４と比較して、最も近いと思われる球状化組織の写真Ｎｏ．を「球状化度」とした。
球状化組織の写真Ｎｏ．１は最も良好な球状化組織であり、写真Ｎｏ．４は球状化が進行しておらず、パーライトが多く存在している。
よって、球状化度が小さいほど（つまり、球状化度が１に近いほど）良好な球状化組織であり、冷間加工性が良好である。
球状化組織の写真Ｎｏ．１は最も良好な球状化組織であり、写真Ｎｏ．４は球状化が進行しておらず、パーライトが多く存在している。
よって、球状化度が小さいほど（つまり、球状化度が１に近いほど）良好な球状化組織であり、冷間加工性が良好である。
以下に本発明が規定する各要件の詳細を示す。
なお、本明細書において、「線材」とは、圧延線材の意味で用い、熱間圧延後、室温まで冷却した線状の鋼材を指す。また「鋼線」とは、圧延線材に球状化焼鈍等の調質処理が施された線状の鋼材を指す。
なお、本明細書において、「線材」とは、圧延線材の意味で用い、熱間圧延後、室温まで冷却した線状の鋼材を指す。また「鋼線」とは、圧延線材に球状化焼鈍等の調質処理が施された線状の鋼材を指す。
１．金属組織
本発明の冷間加工用機械構造用鋼（以下、単に「鋼」と呼ぶことがある）は、金属組織として、初析フェライトとパーライトを含有する。
本発明の鋼の金属組織は、初析フェライトとパーライトを含有する。これらの組織は、球状化焼鈍後の鋼の変形抵抗を低減させて（つまり軟質化させて）冷間加工性の向上に寄与する金属組織である。しかしながら、鋼が、単に初析フェライトとパーライトを含有する金属組織を有するだけでは、その鋼を球状化焼鈍した後に所望の軟質化を図ることができない。所望の軟質化を達成するためには、初析フェライトとパーライトの合計面積率、初析フェライトの面積率およびパーライトブロックのサイズ等を適切に制御する必要がある。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼（以下、単に「鋼」と呼ぶことがある）は、金属組織として、初析フェライトとパーライトを含有する。
本発明の鋼の金属組織は、初析フェライトとパーライトを含有する。これらの組織は、球状化焼鈍後の鋼の変形抵抗を低減させて（つまり軟質化させて）冷間加工性の向上に寄与する金属組織である。しかしながら、鋼が、単に初析フェライトとパーライトを含有する金属組織を有するだけでは、その鋼を球状化焼鈍した後に所望の軟質化を図ることができない。所望の軟質化を達成するためには、初析フェライトとパーライトの合計面積率、初析フェライトの面積率およびパーライトブロックのサイズ等を適切に制御する必要がある。
初析フェライトおよびパーライトの合計面積率：９０％以上
鋼の前組織にベイナイトおよびマルテンサイト等の微細組織が多いと、球状化焼鈍後の金属組織においても、それらの微細組織の存在により、組織（特に、フェライト）が局所的に微細化される。組織の微細化により鋼の強度が高まると、球状化焼鈍しても、鋼が十分に軟質化されなくなる。球状化焼鈍による軟質化を促進するために、前組織中の微細組織の量を低減する必要がある。具体的には、全組織に対する初析フェライトとパーライトの合計面積率は９０％以上とする。当該合計面積率は、好ましくは９５％以上、より好ましくは９７％以上、最も好ましくは１００％である。
鋼の前組織にベイナイトおよびマルテンサイト等の微細組織が多いと、球状化焼鈍後の金属組織においても、それらの微細組織の存在により、組織（特に、フェライト）が局所的に微細化される。組織の微細化により鋼の強度が高まると、球状化焼鈍しても、鋼が十分に軟質化されなくなる。球状化焼鈍による軟質化を促進するために、前組織中の微細組織の量を低減する必要がある。具体的には、全組織に対する初析フェライトとパーライトの合計面積率は９０％以上とする。当該合計面積率は、好ましくは９５％以上、より好ましくは９７％以上、最も好ましくは１００％である。
なお、鋼に含まれる、初析フェライトとパーライト以外の金属組織（主に微細組織）としては、マルテンサイト、ベイナイトおよび残留オーステナイトが挙げられる。上述した通り、微細組織の含有量が多くなると、球状化焼鈍後の鋼の強度が高くなる。よって、鋼は、微細組織を全く含まなくても良い。
鋼は、他の組織因子として、セメンタイト以外の炭化物や、窒化物、酸化物、硫化物等を含有してもよい。
鋼は、他の組織因子として、セメンタイト以外の炭化物や、窒化物、酸化物、硫化物等を含有してもよい。
初析フェライトの面積率：（１−１．２５×［Ｃ％］）×８０％以上
鋼の前組織における初析フェライトの面積率を高くしておくと、以下の理由により、短時間球状化焼鈍により十分な軟質化を達成できる。
初析フェライトの面積率が増加すると、球状化焼鈍中のセメンタイトの析出サイトが制限される。その結果、セメンタイトの数密度が減少して、セメンタイトの成長および粗大化が促進される。これにより、球状化焼鈍後の鋼においては、球状セメンタイトの粒子間距離が長くなり、結果として十分に軟質化された金属組織（軟質組織）となる。
鋼の前組織における初析フェライトの面積率を高くしておくと、以下の理由により、短時間球状化焼鈍により十分な軟質化を達成できる。
初析フェライトの面積率が増加すると、球状化焼鈍中のセメンタイトの析出サイトが制限される。その結果、セメンタイトの数密度が減少して、セメンタイトの成長および粗大化が促進される。これにより、球状化焼鈍後の鋼においては、球状セメンタイトの粒子間距離が長くなり、結果として十分に軟質化された金属組織（軟質組織）となる。
初析フェライトの面積率は、鋼の製造方法中の熱処理条件によって変化するだけでなく、鋼の炭素量によっても変化する。一般的、に炭素量が増加すると初析フェライトの面積率は減少し、反対に、炭素量が減少すると初析フェライトの面積率は増加する。そのため、その鋼に含まれる炭素量に依存して、初析フェライトの面積率の最大値は異なる。本発明では、初析フェライトの最適な面積率は、その鋼における初析フェライトの最大値に対して決定することができる。よって、初析フェライトの最適な面積率は、鋼の種類、特に鋼の炭素量によって異なり得る。
数多くの実験結果により、前組織における全組織に対する初析フェライトの面積率は、（１−１．２５×［Ｃ％］）×８０％以上を満足することによって、軟質化を図ることができることを見出した。この式の技術的意義は、以下のように説明することができる。
亜共析鋼において、フェライトおよびオーステナイトの二相域における、各組織の重量は以下の式（２）で表される。
Ｗ＝Ｗα＋Ｗγ （２）
ここで、
Ｗ：材料全体の質量
Ｗα：フェライトの質量
Ｗγ：オーステナイトの質量
Ｗ＝Ｗα＋Ｗγ （２）
ここで、
Ｗ：材料全体の質量
Ｗα：フェライトの質量
Ｗγ：オーステナイトの質量
また、各組織の重量と各組織の炭素含有量の関係から、以下の式（３）が成立する。
（［Ｃ％］／１００）Ｗ＝（［Ｃα％］／１００）Ｗα＋（［Ｃγ％］／１００）Ｗγ （３）
ここで、
［Ｃ％］：材料全体の炭素含有量（質量％）
［Ｃα％］：フェライトの炭素含有量（質量％）
［Ｃγ％］：オーステナイトの炭素含有量（質量％）
（［Ｃ％］／１００）Ｗ＝（［Ｃα％］／１００）Ｗα＋（［Ｃγ％］／１００）Ｗγ （３）
ここで、
［Ｃ％］：材料全体の炭素含有量（質量％）
［Ｃα％］：フェライトの炭素含有量（質量％）
［Ｃγ％］：オーステナイトの炭素含有量（質量％）
ここで、初析フェライトの体積率が最大となるＡ１変態点直上の場合、［Ｃα％］＝０．０質量％、［Ｃγ％］＝０．８質量％と見なすことができる。これらの値と、式（２）および式（３）から、以下の式（４）が得られる。
Ｗγ／Ｗ＝［Ｃ％］／０．８ （４）
Ｗγ／Ｗ＝［Ｃ％］／０．８ （４）
式（４）は、初析フェライトの体積率が最大のときの、オーステナイトの質量比である。Ａ１変態点以下の温度になると、オーステナイトはパーライトへ変態し、オーステナイトの質量は、そのままパーライトの質量となる。よって、オーステナイトの質量比（Ｗγ／Ｗ）は、パーライトの質量比であると見なすことができる。さらに、フェライトとパーライトの比重はほぼ同じであるから、パーライトの質量比Ｗγ／Ｗは、室温におけるパーライトの体積率Ｖｐ／Ｖと等しい。すなわち、
Ｖｐ／Ｖ＝Ｗγ／Ｗ＝［Ｃ％］／０．８ （５）
ここで、
Ｖ：材料全体の体積
Ｖｐ：パーライトの体積
Ｖｐ／Ｖ＝Ｗγ／Ｗ＝［Ｃ％］／０．８ （５）
ここで、
Ｖ：材料全体の体積
Ｖｐ：パーライトの体積
そして、初析フェライトの最大体積率（Ｖα／Ｖ）は、式（５）を用いることにより、以下の式（６）で表すことができる。
Ｖα／Ｖ＝（Ｖ−Ｖｐ）／Ｖ＝１−［Ｃ％］／０．８＝１−１．２５［Ｃ％］ （６）
ここで、
Ｖα：初析フェライトの体積
Ｖα／Ｖ＝（Ｖ−Ｖｐ）／Ｖ＝１−［Ｃ％］／０．８＝１−１．２５［Ｃ％］ （６）
ここで、
Ｖα：初析フェライトの体積
初析フェライトの体積率は、実質的に初析フェライトの面積率とみなすことができる。よって、鋼に含まれる初析フェライトの最大面積率は、１−１．２５［Ｃ％］となる。
発明者らは、数多くの実験結果を検討した結果、鋼の前組織における初析フェライトの面積率が、その鋼における初析フェライトの最大面積率の８０％以上とすると、短時間球状化焼鈍であっても鋼を十分に軟質化できることを見いだした。つまり、本発明では、鋼の前組織における初析フェライトの面積率は、（１−１．２５［Ｃ％］）×８０％以上と定めた。
初析フェライトの面積率は、初析フェライトの最大面積率の８５％以上であるが好ましく、９０％以上であるのがより好ましい。
初析フェライトの面積率は、初析フェライトの最大面積率の８５％以上であるが好ましく、９０％以上であるのがより好ましい。
なお、特許文献１では、初析フェライトの面積率が低いため、球状化焼鈍の際に球状セメンタイトの成長が起こりにくい。そのため、球状化焼鈍後の鋼において、球状セメンタイトの粒子間距離が短くなり、結果として十分に軟質化することができない。つまり、特許文献１の鋼線は、短時間の球状化焼鈍では、硬さを十分に低減することができない。
パーライトブロックのサイズ：２５μｍ以下
前組織におけるパーライトブロックのサイズが小さいほど、球状化が促進され、かつパーライトの再析出が抑制される。パーライトブロックを微細化すると、パーライトブロックの界面が増加する。パーライトブロックの界面は、セメンタイトの析出サイトとなるため、セメンタイトは、球状化焼鈍中に当該界面に析出する。球状化焼鈍後の冷却中には、球状化セメンタイトが成長する。よって、セメンタイトは、パーライトとして析出されにくくなる。
パーライトブロックのサイズ（より正確には、パーライトブロックの平均ブロックサイズ）が２５μｍ以下であると、短時間球状化焼鈍後の金属組織において、良好な球状化組織を得ることができる。パーライトブロックの平均ブロックサイズが２５μｍを超えると、球状化焼鈍の冷却時においてパーライトが多く析出し、良好な球状化組織が得られない。パーライトブロックの平均ブロックサイズは、好ましくは２３μｍ以下であり、より好ましくは２０μｍ以下である。
前組織におけるパーライトブロックのサイズが小さいほど、球状化が促進され、かつパーライトの再析出が抑制される。パーライトブロックを微細化すると、パーライトブロックの界面が増加する。パーライトブロックの界面は、セメンタイトの析出サイトとなるため、セメンタイトは、球状化焼鈍中に当該界面に析出する。球状化焼鈍後の冷却中には、球状化セメンタイトが成長する。よって、セメンタイトは、パーライトとして析出されにくくなる。
パーライトブロックのサイズ（より正確には、パーライトブロックの平均ブロックサイズ）が２５μｍ以下であると、短時間球状化焼鈍後の金属組織において、良好な球状化組織を得ることができる。パーライトブロックの平均ブロックサイズが２５μｍを超えると、球状化焼鈍の冷却時においてパーライトが多く析出し、良好な球状化組織が得られない。パーライトブロックの平均ブロックサイズは、好ましくは２３μｍ以下であり、より好ましくは２０μｍ以下である。
なお、特許文献２では、鋼の製造工程において、パーライトブロックのサイズを微細化するために必要な熱処理を行っていない。例えば、特許文献２では、仕上げ圧延後の急冷の停止温度は７００〜８００℃で、その後に徐冷している。停止温度がＰｓ点（およそ７１０℃）より高い場合には、その停止温度からＰｓ点まで徐冷することとなり、パーライトブロックのサイズが大きくなってしまう。よって、特許文献２の鋼を短時間だけ球状化焼鈍すると、パーライト中のセメンタイトが適切に球状化されず、結果としてパーライトが残存または再析出する。よって、特許文献２の鋼は、短時間の球状化焼鈍では、球状化を十分に進行させることができない（つまり、球状化度を小さくできない）。
ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径：１５〜３５μｍ
ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒が比較的大きい粒子であると、結晶粒微細化による強化が起こりにくい。よって、球状化焼鈍前および後の鋼の強度を下げることができる。これにより、短時間の球状化焼鈍であっても、強度の低い（つまり、軟質な）鋼を得やすくなる。なお、本明細書において「ｂｃｃ−Ｆｅ」には、初析フェライト、およびパーライト組織中に含まれるフェライトが含まれる。
ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒が比較的大きい粒子であると、結晶粒微細化による強化が起こりにくい。よって、球状化焼鈍前および後の鋼の強度を下げることができる。これにより、短時間の球状化焼鈍であっても、強度の低い（つまり、軟質な）鋼を得やすくなる。なお、本明細書において「ｂｃｃ−Ｆｅ」には、初析フェライト、およびパーライト組織中に含まれるフェライトが含まれる。
鋼の強度を低下させる効果を発揮するためには、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径（以下、「ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径」と呼ぶ。）は、１５〜３５μｍであるのが好ましい。なお、本明細書において「結晶粒の円相当直径」とは、組織断面に現れる各結晶粒の面積と同一の面積を有する円を規定したときの、当該円の直径のことを意味する。「ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径」とは、複数のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の円相当直径の平均値である。
鋼の強度低下の観点からは、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径は３５μｍを超えてもよい。しかしながら、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が３５μｍを超えると、パーライトブロックのサイズを微細化するのが困難となる。よってｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径、好ましくは３５μｍ以下とする。ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径は、より好ましくは１７〜３３μｍであり、特に好ましくは２０〜３０μｍである。
鋼の強度低下の観点からは、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径は３５μｍを超えてもよい。しかしながら、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が３５μｍを超えると、パーライトブロックのサイズを微細化するのが困難となる。よってｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径、好ましくは３５μｍ以下とする。ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径は、より好ましくは１７〜３３μｍであり、特に好ましくは２０〜３０μｍである。
ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径の制御の対象となる組織は、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ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒である。球状化焼鈍前の前組織には方位差が１５°以下の小角粒界も含まれる。しかしながら、小角粒界は、球状化焼鈍後の球状化組織に及ぼす影響が小さい。球状化焼鈍後に所望の球状化組織を得るためには、前組織に含まれる大角粒界を適切に制御するのが望ましい。前記大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径を１５〜３５μｍとすることによって、短時間の球状化焼鈍であっても、鋼を十分に軟質化でき、さらに、鋼を良好な球状化組織にすることができる。
「方位差」は、「ずれ角」もしくは「斜角」とも呼ばれている。方位差の測定には、ＥＢＳＰ法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ法）を採用することができる。
「方位差」は、「ずれ角」もしくは「斜角」とも呼ばれている。方位差の測定には、ＥＢＳＰ法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ法）を採用することができる。
２．化学組成
本発明は、冷間加工に適した冷間加工用機械構造用鋼である。その鋼種は、冷間加工用機械構造用鋼として通常の化学成分組成を有するものであり、特に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎについては、以下の適切な範囲に調整する。これらの化学成分の適切な範囲およびその限定理由を以下に説明する。なお、本明細書において、化学成分組成を表すのに用いる「％」は、質量％を意味する。
本発明は、冷間加工に適した冷間加工用機械構造用鋼である。その鋼種は、冷間加工用機械構造用鋼として通常の化学成分組成を有するものであり、特に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎについては、以下の適切な範囲に調整する。これらの化学成分の適切な範囲およびその限定理由を以下に説明する。なお、本明細書において、化学成分組成を表すのに用いる「％」は、質量％を意味する。
Ｃ：０．３〜０．６％
Ｃは、鋼の強度、即ち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。Ｃ含有量は、好ましくは０．３２％以上であり、より好ましくは０．３５％以上である。しかしながら、Ｃが過剰に含有されると強度が高くなり過ぎ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。Ｃ含有量は、好ましくは０．５５％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｃは、鋼の強度、即ち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。Ｃ含有量は、好ましくは０．３２％以上であり、より好ましくは０．３５％以上である。しかしながら、Ｃが過剰に含有されると強度が高くなり過ぎ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。Ｃ含有量は、好ましくは０．５５％以下であり、より好ましくは０．５０％以下である。
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、脱酸元素として、および固溶強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。このような効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ含有量を０．０５％以上と定めた。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０７％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉが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。そこでＳｉ含有量を０．５％以下と定めた。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４５％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｓｉは、脱酸元素として、および固溶強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。このような効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ含有量を０．０５％以上と定めた。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０７％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉが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。そこでＳｉ含有量を０．５％以下と定めた。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４５％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
Ｍｎ：０．２〜１．７％
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。このような効果を有効に発揮させるため、Ｍｎ含有量を０．２％以上と定めた。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．３％以上であり、より好ましくは０．４％以上である。一方、Ｍｎが過剰に含有されると、硬度が上昇して冷間加工性を劣化させる。そこでＭｎ含有量を１．７％以下と定めた。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．３％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。このような効果を有効に発揮させるため、Ｍｎ含有量を０．２％以上と定めた。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．３％以上であり、より好ましくは０．４％以上である。一方、Ｍｎが過剰に含有されると、硬度が上昇して冷間加工性を劣化させる。そこでＭｎ含有量を１．７％以下と定めた。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．３％以下である。
Ｐ：０％超、０．０３％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中で粒界偏析を起こし、延性の劣化の原因となる。そこで、Ｐ含有量は０．０３％以下と定めた。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１７％以下、特に好ましくは０．０１％以下である。Ｐ含有量は少なければ少ない程好ましいが、製造工程上の制約などにより０．００１％程度残存する場合もある。
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中で粒界偏析を起こし、延性の劣化の原因となる。そこで、Ｐ含有量は０．０３％以下と定めた。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１７％以下、特に好ましくは０．０１％以下である。Ｐ含有量は少なければ少ない程好ましいが、製造工程上の制約などにより０．００１％程度残存する場合もある。
Ｓ：０．００１〜０．０５％
Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中でＭｎＳとして存在して延性を劣化させるので、冷間加工性には有害な元素である。そこでＳ含有量を０．０５％以下と定めた。Ｓ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。但し、Ｓは被削性を向上させる作用を有するので、０．００１％以上含有させる。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上である。
Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中でＭｎＳとして存在して延性を劣化させるので、冷間加工性には有害な元素である。そこでＳ含有量を０．０５％以下と定めた。Ｓ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。但し、Ｓは被削性を向上させる作用を有するので、０．００１％以上含有させる。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上である。
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、Ａｌ含有量を０．０１％以上と定めた。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１３％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、Ａｌ２Ｏ３が過剰に生成し、冷間加工性を劣化させる。そこでＡｌ含有量を０．１％以下と定めた。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０９０％以下であり、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、Ａｌ含有量を０．０１％以上と定めた。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１３％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、Ａｌ２Ｏ３が過剰に生成し、冷間加工性を劣化させる。そこでＡｌ含有量を０．１％以下と定めた。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０９０％以下であり、より好ましくは０．０８０％以下である。
Ｎ：０〜０．０１５％
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中に固溶Ｎが過剰に含まれると、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。そこでＮ含有量を０．０１５％以下と定めた。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１３％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｎ含有量は少なければ少ない程好ましく、０％であることが最も好ましいが、製造工程上の制約などにより０．００１％程度残存する場合もある。
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中に固溶Ｎが過剰に含まれると、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。そこでＮ含有量を０．０１５％以下と定めた。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１３％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｎ含有量は少なければ少ない程好ましく、０％であることが最も好ましいが、製造工程上の制約などにより０．００１％程度残存する場合もある。
本発明の鋼の基本成分は上記の通りであり、１つの実施形態として、残部は実質的に鉄である。なお、「実質的に鉄」とは、鉄以外にも本発明の特性を阻害しない程度の微量成分（例えばＳｂ、Ｚｎ等）を許容し得ること、およびＰ、Ｓ、Ｎ以外の不可避不純物（例えばＯ、Ｈ等）も含み得ることを意味する。本発明では、必要に応じて、以下の任意の元素を含有していてもよい。含有される任意の成分に応じて、鋼の特性を更に改善できる。
なお、上述のように、Ｐ、ＳおよびＮは、不可避的に含まれる元素（不可避不純物）であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している。このため、本明細書において、残部として含まれる「不可避不純物」は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた「不可避的に含まれる元素」を意味する。
なお、上述のように、Ｐ、ＳおよびＮは、不可避的に含まれる元素（不可避不純物）であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している。このため、本明細書において、残部として含まれる「不可避不純物」は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた「不可避的に含まれる元素」を意味する。
本発明の鋼は、上述した化学組成（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮ）、鉄および不可避不純物以外にも、他の元素を選択的に含んでいてもよい。例えば、下記に例示するように、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＢおよびＴｉ等を適宜含むことができる。
Ｃｒ：０％超、０．５％以下、Ｃｕ：０％超、０．２５％以下、Ｎｉ：０％超、０．２５％以下、Ｍｏ：０％超、０．２５％以下およびＢ：０％超、０．０１％以下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る。必要に応じて、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢから選択される１種または２種以上を含有してよい。焼入れ性向上の効果は、これら元素の含有量が増加するに従って大きくなる。この効果を有効に発揮させるための好ましい含有量は、Ｃｒ量が０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。Ｃｕ量、Ｎｉ量およびＭｏ量の好ましい含有量は、いずれも０．０２％以上、より好ましくは０．０５％以上である。Ｂ量の好ましい含有量は、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る。必要に応じて、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢから選択される１種または２種以上を含有してよい。焼入れ性向上の効果は、これら元素の含有量が増加するに従って大きくなる。この効果を有効に発揮させるための好ましい含有量は、Ｃｒ量が０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。Ｃｕ量、Ｎｉ量およびＭｏ量の好ましい含有量は、いずれも０．０２％以上、より好ましくは０．０５％以上である。Ｂ量の好ましい含有量は、０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。
しかしながら、Ｃｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて冷間加工性を劣化させる。そこで、Ｃｒ含有量は０．５％以下が好ましく、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏ含有量はいずれも０．２５％以下が好ましい。Ｃｒのより好ましい含有量は０．４５％以下、更に好ましくは０．４０％以下である。Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏのより好ましい含有量は、いずれも０．２２％以下、更に好ましくは０．２０％以下である。
また、Ｂの含有量が過剰になると、靭性を劣化させるおそれがある。そこで、Ｂ含有量は０．０１％以下が好ましい。Ｂ量のより好ましい含有量は０．００７％以下であり、更に好ましくは０．００５％以下である。
まとめると、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢのいずれか１つ以上を添加する場合、各元素の含有量は、以下のように規定することができる。
・Ｃｒ：０％超、０．５％以下、好ましいくは０．０１５〜０．４５％、より好ましい：０．０２０〜０．４０％
・Ｃｕ：０％超、０．２５％以下、好ましくは０．０２〜０．２２％、より好ましくは０．０５〜０．２０％
・Ｎｉ：０％超、０．２５％以下、好ましくは０．０２〜０．２２％、より好ましくは０．０５〜０．２０％
・Ｍｏ：０％超、０．２５％以下、好ましくは０．０２〜０．２２％、より好ましくは０．０５〜０．２０％
・Ｂ：０％超、０．０１％以下、好ましくは０．０００３〜０．００７％、より好ましくは０．０００５〜０．００５％
・Ｃｒ：０％超、０．５％以下、好ましいくは０．０１５〜０．４５％、より好ましい：０．０２０〜０．４０％
・Ｃｕ：０％超、０．２５％以下、好ましくは０．０２〜０．２２％、より好ましくは０．０５〜０．２０％
・Ｎｉ：０％超、０．２５％以下、好ましくは０．０２〜０．２２％、より好ましくは０．０５〜０．２０％
・Ｍｏ：０％超、０．２５％以下、好ましくは０．０２〜０．２２％、より好ましくは０．０５〜０．２０％
・Ｂ：０％超、０．０１％以下、好ましくは０．０００３〜０．００７％、より好ましくは０．０００５〜０．００５％
また、Ｃｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量は、下記の式（１）を満足することが好ましく、より適正な強度を得ることができる。
［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］≦０．７５ （１）
ただし、［Ｃｒ％］、［Ｃｕ％］、［Ｎｉ％］および［Ｍｏ％］は、それぞれ、質量％で示したＣｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量を示す。
なお、上述のようにＣｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは選択的に添加可能な元素であり、こられの元素のうち、添加されていない元素の式（１）における含有量はゼロとなる。
［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］≦０．７５ （１）
ただし、［Ｃｒ％］、［Ｃｕ％］、［Ｎｉ％］および［Ｍｏ％］は、それぞれ、質量％で示したＣｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量を示す。
なお、上述のようにＣｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは選択的に添加可能な元素であり、こられの元素のうち、添加されていない元素の式（１）における含有量はゼロとなる。
Ｔｉ：０％超、０．１％以下
Ｔｉは、Ｎと化合物を形成し、固溶Ｎを低減することで、軟質化の効果を発揮する。必要に応じて、Ｔｉを含有してもよい。この効果を有効に発揮させるため、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０２％以上である。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になると、形成される化合物が硬さ増加を招く。そこで、Ｔｉの含有量は、０．１％以下と定めた。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％である。
Ｔｉは、Ｎと化合物を形成し、固溶Ｎを低減することで、軟質化の効果を発揮する。必要に応じて、Ｔｉを含有してもよい。この効果を有効に発揮させるため、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０２％以上である。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になると、形成される化合物が硬さ増加を招く。そこで、Ｔｉの含有量は、０．１％以下と定めた。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％である。
３．製造方法
本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造するためには、上記した成分組成を満足する鋼を、熱間圧延する際の仕上げ圧延温度を調整し、その後の冷却を３段階に分けて、それぞれの冷却速度を適切に調整するのが好ましい。
具体的には、（ａ）９５０℃〜１１００℃で仕上げ圧延した後、（ｂ）仕上げ圧延温度から８００℃までの温度域を７℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する第１冷却、（ｃ）８００℃から７１０℃までの温度域を１℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する第２冷却、および（ｄ）７１０℃から６００℃までの温度域を４〜２０℃／秒の平均冷却速度で冷却する第３冷却をこの順で行うのが好ましい。
仕上げ圧延温度および第１〜３冷却について、以下に詳しく説明する。なお、本明細書で規定した「温度」は、材料の温度のことである。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造するためには、上記した成分組成を満足する鋼を、熱間圧延する際の仕上げ圧延温度を調整し、その後の冷却を３段階に分けて、それぞれの冷却速度を適切に調整するのが好ましい。
具体的には、（ａ）９５０℃〜１１００℃で仕上げ圧延した後、（ｂ）仕上げ圧延温度から８００℃までの温度域を７℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する第１冷却、（ｃ）８００℃から７１０℃までの温度域を１℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する第２冷却、および（ｄ）７１０℃から６００℃までの温度域を４〜２０℃／秒の平均冷却速度で冷却する第３冷却をこの順で行うのが好ましい。
仕上げ圧延温度および第１〜３冷却について、以下に詳しく説明する。なお、本明細書で規定した「温度」は、材料の温度のことである。
（ａ）仕上げ圧延温度：９５０℃〜１１００℃
仕上げ圧延温度を９５０℃〜１１００℃に制御することにより、パーライトブロックのサイズを２５μｍ以下に制御することができる。仕上げ圧延温度が１１００℃を超えると、パーライトブロックのサイズを２５μｍ以下にすることが困難となる。また、仕上げ圧延温度が９５０℃未満になると、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が微細化し、鋼の強度が上昇する。
仕上げ圧延温度の上限は、好ましくは１１８０℃であり、より好ましくは１１５０℃である。仕上げ圧延温度の下限は、好ましくは９７０℃であり、より好ましくは１０００℃である。
仕上げ圧延温度を９５０℃〜１１００℃に制御することにより、パーライトブロックのサイズを２５μｍ以下に制御することができる。仕上げ圧延温度が１１００℃を超えると、パーライトブロックのサイズを２５μｍ以下にすることが困難となる。また、仕上げ圧延温度が９５０℃未満になると、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が微細化し、鋼の強度が上昇する。
仕上げ圧延温度の上限は、好ましくは１１８０℃であり、より好ましくは１１５０℃である。仕上げ圧延温度の下限は、好ましくは９７０℃であり、より好ましくは１０００℃である。
（ｂ）第１冷却
第１冷却では、仕上げ圧延温度である９５０〜１２００℃から、８００℃までの冷却を行う。第１冷却での冷却速度が遅いと、パーライトブロックのサイズが２５μｍを超える可能性がある。そこで、第１冷却の平均冷却速度を７℃／秒以上とすることが好ましい。第１冷却の平均冷却速度は、より好ましくは１０℃／秒以上であり、さらに好ましくは１５℃／秒以上である。第１冷却の平均冷却速度の上限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。なお、第１冷却では、平均冷却速度が７℃／秒以上であればよく、第１冷却の途中で冷却速度を変化させてもよい。第１冷却のこのような冷却速度は、コンベア上で圧延材に適切な風冷却を施すことで達成することができる。
第１冷却では、仕上げ圧延温度である９５０〜１２００℃から、８００℃までの冷却を行う。第１冷却での冷却速度が遅いと、パーライトブロックのサイズが２５μｍを超える可能性がある。そこで、第１冷却の平均冷却速度を７℃／秒以上とすることが好ましい。第１冷却の平均冷却速度は、より好ましくは１０℃／秒以上であり、さらに好ましくは１５℃／秒以上である。第１冷却の平均冷却速度の上限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。なお、第１冷却では、平均冷却速度が７℃／秒以上であればよく、第１冷却の途中で冷却速度を変化させてもよい。第１冷却のこのような冷却速度は、コンベア上で圧延材に適切な風冷却を施すことで達成することができる。
（ｃ）第２冷却
第２冷却では、８００℃から７１０℃までの冷却を行う。第２冷却での冷却速度が速いと、初析フェライト面積率が（１−１．２５×［Ｃ％］）×８０％未満となる可能性がある。そこで、第２冷却の平均冷却速度を１℃／秒以下とすることが好ましい。第２冷却の平均冷却速度は、より好ましくは０．９℃／秒以下であり、さらに好ましくは０．８℃／秒以下である。第２冷却の平均冷却速度の下限は特に限定されないが、現実的な範囲として０．０１℃／秒以上である。なお、第２冷却では、平均冷却速度が１℃／秒以下であればよく、第２冷却の途中で冷却速度を変化させてもよい。第２冷却のこのような冷却速度は、圧延材からの放熱を抑制するためのカバーをコンベア上に設置することにより達成することができる。
第２冷却では、８００℃から７１０℃までの冷却を行う。第２冷却での冷却速度が速いと、初析フェライト面積率が（１−１．２５×［Ｃ％］）×８０％未満となる可能性がある。そこで、第２冷却の平均冷却速度を１℃／秒以下とすることが好ましい。第２冷却の平均冷却速度は、より好ましくは０．９℃／秒以下であり、さらに好ましくは０．８℃／秒以下である。第２冷却の平均冷却速度の下限は特に限定されないが、現実的な範囲として０．０１℃／秒以上である。なお、第２冷却では、平均冷却速度が１℃／秒以下であればよく、第２冷却の途中で冷却速度を変化させてもよい。第２冷却のこのような冷却速度は、圧延材からの放熱を抑制するためのカバーをコンベア上に設置することにより達成することができる。
（ｄ）第３冷却
第３冷却では、７１０℃から６００℃までの冷却を行う。第３冷却での冷却速度が遅いと、パーライトブロックのサイズが２５μｍを超える可能性がある。そこで、第３冷却の平均冷却速度を４℃／秒以上とすることが好ましい。第３冷却の平均冷却速度は、より好ましくは６℃／秒以上であり、さらに好ましくは８℃／秒以上である。第３冷却での冷却速度が速過ぎると、過冷組織が生成する可能性がある。そこで、第３冷却の平均冷却速度を２０℃／秒以下とすることが好ましい。第３冷却の平均冷却速度は、より好ましくは１８℃／秒以下であり、さらに好ましくは１６℃／秒以下である。なお、第３冷却では、平均冷却速度が４〜２０℃／秒であればよく、第３冷却の途中で冷却速度を変化させてもよい。
第３冷却では、７１０℃から６００℃までの冷却を行う。第３冷却での冷却速度が遅いと、パーライトブロックのサイズが２５μｍを超える可能性がある。そこで、第３冷却の平均冷却速度を４℃／秒以上とすることが好ましい。第３冷却の平均冷却速度は、より好ましくは６℃／秒以上であり、さらに好ましくは８℃／秒以上である。第３冷却での冷却速度が速過ぎると、過冷組織が生成する可能性がある。そこで、第３冷却の平均冷却速度を２０℃／秒以下とすることが好ましい。第３冷却の平均冷却速度は、より好ましくは１８℃／秒以下であり、さらに好ましくは１６℃／秒以下である。なお、第３冷却では、平均冷却速度が４〜２０℃／秒であればよく、第３冷却の途中で冷却速度を変化させてもよい。
第３冷却の後の冷却、つまり６００℃から室温までの冷却は、制御冷却する必要はなく、例えば放冷等でよい。通常は、放冷による平均冷却速度は、第３冷却の平均冷却速度より遅くなる。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼は、短時間の球状化焼鈍、例えばＡｃ１〜Ａｃ１＋３０℃程度の温度範囲で１〜３時間程度の短時間の均熱処理を行うだけで、良好な球状化組織（目標球状化度以下の球状化度を有する組織）が得られ、かつ十分に軟質化すること（目標硬さ以下の硬さにすること）ができる。
なお、Ａｃ１は以下の式（７）から算出される値である。式（７）中、［％元素名］は各元素の質量％での含有量を意味する。
Ａｃ１（℃）＝７２３−１０．７［％Ｍｎ］−１６．９［％Ｎｉ］＋２９．１［％Ｓｉ］＋１６．９［％Ｃｒ］ （７）
なお、Ａｃ１は以下の式（７）から算出される値である。式（７）中、［％元素名］は各元素の質量％での含有量を意味する。
Ａｃ１（℃）＝７２３−１０．７［％Ｍｎ］−１６．９［％Ｎｉ］＋２９．１［％Ｓｉ］＋１６．９［％Ｃｒ］ （７）
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜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。
表１に示す化学成分組成の鋼を用いて、圧延によりφ１６．０ｍｍの線材を作成し、さらに機械加工により円柱状（φ８．０ｍｍ×１２．０ｍｍ）の加工フォーマスタ用の試験片を作成した。鋼種Ｐは化学成分組成が本発明の範囲から外れている比較例である。表１で、アスタリスク（＊）を付した数値は、本発明の範囲外であることを示す。鋼種Ｐは、Ｃｒの量が０．５質量％を超えており、本願発明の範囲外である。また、鋼種Ａ〜Ｏでは、［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］が０．７５質量％以下であり、上述の式（１）を満たしている。鋼種Ｐでは、［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］が０．７５質量％を超えており、式（１）を満たさない。
得られた加工フォーマスタ用の試験片を用いて、表２に記載の条件にて加工フォーマスタ試験機により、加工熱処理試験を実施した。加工条件は、実機における圧延条件をシミュレートしている。表２の「加工温度」は仕上げ圧延温度に相当する。表２の「第１冷却」は加工温度から８００℃までの冷却である。表２の「第２冷却」は８００℃から７１０℃までの冷却である。表２の「第３冷却」は７１０℃から６００℃までの冷却である。なお、第３冷却後の冷却は放冷とした。
加工熱処理後の加工フォーマスタ試験片を、中心軸と直交する面で切断して４等分した。４つの切断した試験片（切断試験片）のうち、１つは金属組織を観察するためのサンプルとし、別の１つは、球状化焼鈍用のサンプルとした。
全ての鋼種Ａ〜Ｏについて、上述の好ましい圧延条件で熱処理した（試験No.1〜32）。さらに、鋼種Ｅ、Ｇ、Ｈ、Ｍについては、好ましい圧延条件から外れた条件で熱処理した試験も行った（試験No.33〜40）。
加工熱処理試験後の切断試験片について、（１）初析フェライト＋パーライトの面積率、（２）初析フェライトの面積率、（３）パーライトブロックの平均ブロックサイズ、（４）球状化焼鈍後の球状化度、および（５）球状化焼鈍後の硬さの測定を、下記の方法によって測定した。
なお、（１）〜（５）の測定に当たっては、加工熱処理後の切断試験片を中心軸に沿って切断し（縦断面、または軸中心断面）、その縦断面が観察できるように樹脂埋めした。縦断面を鏡面研磨する場合には、エメリー紙、ダイヤモンドバフによって鏡面研磨した。切断試験片の直径をＤとしたとき、切断試験片の側面から中心軸に向かってＤ／４の位置を測定した。
（１）初析フェライト＋パーライトの面積率の測定
切断試験片の縦断面を鏡面研磨した後、ナイタールエッチングによって組織を現出させた。縦断面のＤ／４の位置を、光学顕微鏡にて倍率４００倍で、２２０μｍ×１６５μｍの領域を５視野撮影した。撮影した写真に対し、等間隔の１０本の縦線と、等間隔の１０本の横線を、格子状になるように引いた。これにより、縦線と横線の交点を１００個形成した。１００個の交点のうち、初析フェライト上に位置する交点の数（初析フェライトの点数）と、パーライト上に位置する交点の数（パーライトの点数）を計測した。初析フェライトの点数とパーライトの点数の合計を、交点の総数（１００個）で除することにより、初析フェライト＋パーライトの合計面積率（％）を求めた。５視野の写真のそれぞれにおいて同様の作業を行い、合計面積率（％）の平均値を求めた。
切断試験片の縦断面を鏡面研磨した後、ナイタールエッチングによって組織を現出させた。縦断面のＤ／４の位置を、光学顕微鏡にて倍率４００倍で、２２０μｍ×１６５μｍの領域を５視野撮影した。撮影した写真に対し、等間隔の１０本の縦線と、等間隔の１０本の横線を、格子状になるように引いた。これにより、縦線と横線の交点を１００個形成した。１００個の交点のうち、初析フェライト上に位置する交点の数（初析フェライトの点数）と、パーライト上に位置する交点の数（パーライトの点数）を計測した。初析フェライトの点数とパーライトの点数の合計を、交点の総数（１００個）で除することにより、初析フェライト＋パーライトの合計面積率（％）を求めた。５視野の写真のそれぞれにおいて同様の作業を行い、合計面積率（％）の平均値を求めた。
（２）初析フェライトの面積率の測定
切断試験片の縦断面を鏡面研磨した後、ナイタールエッチングによって組織を現出させた。縦断面のＤ／４の位置を、光学顕微鏡にて倍率４００倍で、２２０μｍ×１６５μｍの領域を５視野撮影した。撮影した写真に対し、等間隔の１０本の縦線と、等間隔の１０本の横線を、格子状になるように引いた。これにより、縦線と横線の交点を１００個形成した。１００個の交点のうち、初析フェライト上に位置する交点の数（初析フェライトの点数）を計測した。初析フェライトの点数、交点の総数（１００個）で除することにより、初析フェライトの面積率（％）を求めた。５視野の写真のそれぞれにおいて同様の作業を行い、面積率（％）の平均値を求めた。
切断試験片の縦断面を鏡面研磨した後、ナイタールエッチングによって組織を現出させた。縦断面のＤ／４の位置を、光学顕微鏡にて倍率４００倍で、２２０μｍ×１６５μｍの領域を５視野撮影した。撮影した写真に対し、等間隔の１０本の縦線と、等間隔の１０本の横線を、格子状になるように引いた。これにより、縦線と横線の交点を１００個形成した。１００個の交点のうち、初析フェライト上に位置する交点の数（初析フェライトの点数）を計測した。初析フェライトの点数、交点の総数（１００個）で除することにより、初析フェライトの面積率（％）を求めた。５視野の写真のそれぞれにおいて同様の作業を行い、面積率（％）の平均値を求めた。
（３）パーライトの平均ブロックサイズの測定
パーライトブロックのサイズの測定には、ＥＢＳＰ解析装置およびＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ−Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、電解放出型走査電子顕微鏡）を用いた。
切断試験片の縦断面のＤ／４の位置をＥＢＳＰ解析装置により測定した。ＥＢＳＰの解析データから、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「ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒」を定義し、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径を決定した。このとき、測定領域は２００μｍ×４００μｍ、測定ステップは１．０μｍ間隔として測定した。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。
パーライトブロックのサイズの測定には、ＥＢＳＰ解析装置およびＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ−Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、電解放出型走査電子顕微鏡）を用いた。
切断試験片の縦断面のＤ／４の位置をＥＢＳＰ解析装置により測定した。ＥＢＳＰの解析データから、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「ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒」を定義し、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径を決定した。このとき、測定領域は２００μｍ×４００μｍ、測定ステップは１．０μｍ間隔として測定した。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。
その後、切断試験片の縦断面を鏡面研磨し、ナイタールエッチングによって組織を現出させた。ＥＢＳＰの測定を行った視野と同一視野でＦＥ−ＳＥＭにより組織観察を行った。ＥＢＳＰの解析データから、パーライトブロックに対応する結晶粒をランダムに２０個以上選択し、それぞれの結晶粒サイズを測定した。結晶粒サイズの平均値をパーライトブロックの平均サイズ（平均ブロックサイズ）とした。
（４）球状化焼鈍後の球状化度の測定
球状化度の測定のために、切断試験片を短時間球状化焼鈍した。短時間球状化焼鈍は、切断試験片を容器に真空封入し、大気炉にて、７５０℃で２時間均熱保持し、平均冷却速度１０℃／時で６８０℃まで冷却し、その後放冷することにより行った。短時間球状化焼鈍における処理時間は約９時間であり、一般的な球状化焼鈍の処理時間（約１３時間）に比べて、約３０％の短縮となる。
後の球状化度の測定は、鏡面研磨した縦断面サンプルをピクラールエッチングによって組織を現出させ、Ｄ／４位置にて光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で５視野観察することによって行い、各視野の球状化度をＪＩＳ Ｇ３５３９：１９９１の付図によってＮｏ．１〜Ｎｏ．４で評価し、５視野の平均値を算出した。球状化度が小さいほど、良好な球状化組織であることを意味する。
球状化度の測定のために、切断試験片を短時間球状化焼鈍した。短時間球状化焼鈍は、切断試験片を容器に真空封入し、大気炉にて、７５０℃で２時間均熱保持し、平均冷却速度１０℃／時で６８０℃まで冷却し、その後放冷することにより行った。短時間球状化焼鈍における処理時間は約９時間であり、一般的な球状化焼鈍の処理時間（約１３時間）に比べて、約３０％の短縮となる。
後の球状化度の測定は、鏡面研磨した縦断面サンプルをピクラールエッチングによって組織を現出させ、Ｄ／４位置にて光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で５視野観察することによって行い、各視野の球状化度をＪＩＳ Ｇ３５３９：１９９１の付図によってＮｏ．１〜Ｎｏ．４で評価し、５視野の平均値を算出した。球状化度が小さいほど、良好な球状化組織であることを意味する。
（５）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、鏡面研磨した縦断面サンプルに対し、ビッカース硬度計を用いて、Ｄ／４位置にて荷重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、鏡面研磨した縦断面サンプルに対し、ビッカース硬度計を用いて、Ｄ／４位置にて荷重１ｋｇｆで５点測定し、その平均値（ＨＶ）を求めた。
上記（１）〜（５）の要領で評価した球状化焼鈍前の組織、および球状化焼鈍後の球状化度および硬さを表３に示す。なお、目標とする球状化度は、３．０とした。また、Ｃ、ＳｉおよびＭｎ含有量によって、鋼に要求される硬さが異なる。よって、目標とする硬さ（表３では「目標硬さ」と記載）は、Ｃ、ＳｉおよびＭｎの含有量に基づいて式（８）のように規定した。
目標硬さ＝８８．４×Ｃｅｑ＋８８．０ （８）
ただし、Ｃｅｑ＝［Ｃ％］＋０．２×［Ｓｉ％］＋０．２×［Ｍｎ％］であり、［Ｃ％］、［Ｓｉ％］および［Ｍｎ％］は、それぞれ質量％で示したＣ、ＳｉおよびＭｎの含有量を示す。
目標硬さ＝８８．４×Ｃｅｑ＋８８．０ （８）
ただし、Ｃｅｑ＝［Ｃ％］＋０．２×［Ｓｉ％］＋０．２×［Ｍｎ％］であり、［Ｃ％］、［Ｓｉ％］および［Ｍｎ％］は、それぞれ質量％で示したＣ、ＳｉおよびＭｎの含有量を示す。
表３の結果より、次のように考察できる。表３のＮｏ．１〜３０はいずれも本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、短時間球状化焼鈍後に、球状化度および硬さが、いずれも目標を達成していた。
一方、表３のＮｏ．３１〜４０は、本発明で規定する要件を満たしていない例であり、短時間球状化焼鈍後に、球状化度および／または硬さが目標に達しなかった。
一方、表３のＮｏ．３１〜４０は、本発明で規定する要件を満たしていない例であり、短時間球状化焼鈍後に、球状化度および／または硬さが目標に達しなかった。
Ｎｏ．３１および３２は、Ｃｒ含有量が多く、かつ式（１）を満たさない鋼種Ｐ（表１）を用いたため、球状化焼鈍後の硬さが目標硬さより硬かった。
Ｎｏ．３３および３６は、加工温度が１１００℃より高かったため、前組織のパーライトの平均ブロックサイズが２５μｍより大きくなった。そのため、球状化焼鈍後の球状化度が３．０を超えていた。
Ｎｏ．３４および３９は、第３冷却の冷却速度が４℃／秒より遅かったため、前組織のパーライトの平均ブロックサイズが２５μｍより大きくなった。そのため、球状化焼鈍後の球状化度が３．０を超えていた。
Ｎｏ．３５、３７および４０は、第２冷却の冷却速度が１℃／秒より速かったため、前組織の初析フェライトの面積率が目標値より低くなった。そのため、球状化焼鈍後の硬さが目標硬さより硬かった。
Ｎｏ．３８は、第１冷却の冷却速度が７℃／秒より遅かったため、前組織のパーライトの平均ブロックサイズが２５μｍより大きくなった。そのため、球状化焼鈍後の球状化度が３．０を超えていた。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼は、冷間鍛造、冷間圧造又は冷間転造等の冷間加工によって製造される各種部品の素材に好適である。鋼の形態は特に限定されないが、例えば線材または棒鋼等の圧延材とすることができる。
前記部品には、例えば、電装部品等の自動車用部品、および各種機械部品等の建設機械用部品が含まれ、具体的には、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、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、プーリ、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、コモンレール等が含まれる。本発明の鋼は、上記の部品の素材として好適に用いられる機械構造用鋼として産業上有用であり、上記の各種部品を製造するときの室温における変形抵抗が低く、優れた冷間加工性を発揮することができる。
前記部品には、例えば、電装部品等の自動車用部品、および各種機械部品等の建設機械用部品が含まれ、具体的には、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、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、プーリ、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、コモンレール等が含まれる。本発明の鋼は、上記の部品の素材として好適に用いられる機械構造用鋼として産業上有用であり、上記の各種部品を製造するときの室温における変形抵抗が低く、優れた冷間加工性を発揮することができる。
Claims (5)
- Ｃ ：０．３質量％〜０．６質量％、
Ｓｉ：０．０５質量％〜０．５質量％、
Ｍｎ：０．２質量％〜１．７質量％、
Ｐ ：０％質量％超、０．０３質量％以下、
Ｓ ：０．００１質量％〜０．０５質量％、
Ａｌ：０．０１質量％〜０．１質量％及び
Ｎ ：０質量％〜０．０１５質量％を含有し、
残部が鉄及び不可避不純物からなり、
鋼の金属組織が、初析フェライト及びパーライトを有し、
全組織に対する初析フェライト及びパーライトの合計面積率が９０％以上であり、
全組織に対する初析フェライトの面積率が（１−１．２５×［Ｃ％］）×８０％以上であり、
上記パーライトの平均ブロックサイズが２５μｍ以下であることを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼。
ただし、［Ｃ％］は質量％で示したＣの含有量を示す。 - 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請求項１に記載の冷間加工用機械構造用鋼。
- Ｃｒ：０質量％超、０．５質量％以下、
Ｃｕ：０質量％超、０．２５質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、０．２５質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、０．２５質量％以下及び
Ｂ ：０質量％超、０．０１質量％以下よりなる群から選択される１種以上を更に含有し、かつ下記式（１）を満足する請求項１または２に記載の冷間加工用機械構造用鋼。
［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］≦０．７５ （１）
ただし、［Ｃｒ％］、［Ｃｕ％］、［Ｎｉ％］および［Ｍｏ％］は、それぞれ、質量％で示したＣｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量を示す。 - Ｔｉ：０質量％超、０．１質量％以下を更に含有する請求項１〜３のいずれかに記載の冷間加工用機械構造用鋼。
- 請求項１〜４のいずれかに記載の冷間加工用機械構造用鋼の製造方法であって、
９５０℃〜１１００℃の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延する工程と、
前記仕上げ圧延温度から８００℃まで、７℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、
８００℃から７１０℃まで、１℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する工程と、
７１０℃から６００℃まで、４〜２０℃／秒の平均冷却速度で冷却する工程と、を、この順で行うことを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼の製造方法。
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