WO2013161538A1 - 冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法 - Google Patents

冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法 Download PDF

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山下　浩司
土田　武広
千葉　政道
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to a steel for machine structural use for cold working used for the manufacture of various parts such as automobile parts and construction machine parts, in particular, a steel material having low deformation resistance after spheroidizing annealing and excellent cold workability, And a manufacturing method thereof. More specifically, the present invention relates to various parts (for example, bolts, screws, etc.) such as automobile parts and construction machine parts manufactured by cold working such as cold forging, cold forging, and cold rolling.
  • spheroidizing annealing treatment is applied to the hot rolled material such as carbon steel, alloy steel, etc., and then cold-treated. Processing is performed, and then a cutting process or the like is performed to form a predetermined shape, followed by quenching and tempering, and final strength adjustment is performed.
  • Patent Document 1 a steel wire material having pro-eutectoid ferrite and pearlite, an average crystal grain size of 6 to 15 ⁇ m, and a volume fraction of pro-eutectoid ferrite within a predetermined range is a rapid spheroidizing annealing treatment. It is disclosed that both cold forgeability can be achieved. However, when the microstructure is made fine, the spheroidizing annealing time can be shortened, but the material is not sufficiently softened when the normal spheroidizing annealing process is performed for about 10 to 30 hours.
  • Patent Document 2 discloses a technique for softening while maintaining hot rolling by specifying the size of dislocation cells and the ferrite grain size number. However, this technique is still insufficient for further softening.
  • JP 2000-119809 A Japanese Patent No. 3474545
  • the present invention has been made under such circumstances, and an object thereof is to provide a steel for machine work for cold working which can realize sufficient softening by performing a normal spheroidizing annealing process and a method for producing the same. There is to do.
  • the present invention is particularly directed to an alloy steel containing an alloy element such as Cr.
  • the present invention that has achieved the above object has the following contents: C: 0.2 to 0.6% (meaning mass%; hereinafter the same for the chemical composition), Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.2 -1.5%, P: 0.03% or less (excluding 0%), S: 0.001-0.05%, Al: 0.01-0.1%, N: 0.015% or less (Not including 0%), Cr: more than 0.5%, 2.0% or less, the balance is iron and inevitable impurities, the metal structure has pearlite and proeutectoid ferrite, the entire structure The total area ratio of pearlite and pro-eutectoid ferrite is 90% or more, and the area ratio A of pro-eutectoid ferrite has a relationship of Ae represented by the following formula (1) and A> Ae.
  • the steel for machine structural use for cold working according to the present invention may further include Mo: 1% or less (not including 0%), Ni: 3% or less (not including 0%), Cu: 0.25% as necessary. Or less (excluding 0%), B: 0.010% or less (not including 0%), Ti: 0.2% or less (not including 0%), Nb: 0.2% or less (0% 1) or more selected from the group consisting of V: 0.5% or less (not including 0%).
  • the present invention also includes a method for producing the cold-working machine structural steel, specifically, after finishing and rolling a steel having any one of the above chemical composition at 850 to 1100 ° C., (I) Cool to 720 to 780 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./second or more, (Ii) Then, it is cooled to 680 ° C. or higher at an average cooling rate of 1 ° C./second or less, (Iii) A method for producing steel for cold-working machine structure, wherein the steel is further cooled to 640 ° C. or less at an average cooling rate of 0.5 ° C./second or less.
  • various components are appropriately adjusted, and a structure having 90% by area or more of pearlite and pro-eutectoid ferrite is formed.
  • ferrite pro-eutectoid ferrite and ferrite in pearlite crystal grain size and area of pro-eutectoid ferrite Since the rate is within a predetermined range, softening after spheroidizing annealing can be realized, and steel for machine structure suitable for cold working can be provided.
  • the steel material of the present invention is (i) a structure having pearlite and pro-eutectoid ferrite, and the total area ratio of pearlite and pro-eutectoid ferrite with respect to the entire structure is 90% or more, (ii) area ratio of pro-eutectoid ferrite Is characterized by exceeding 75% of the amount of equilibrium pro-eutectoid ferrite and (iii) the average particle size of pro-eutectoid ferrite and ferrite in pearlite being 15 to 25 ⁇ m.
  • the metal structure is a structure having pearlite and pro-eutectoid ferrite, and the total area ratio of these structures with respect to the entire structure.
  • the metal structure includes a fine structure such as bainite and martensite, Even if spheroidizing annealing is performed, after spheroidizing annealing, the structure becomes fine due to the influence of bainite and martensite, and softening becomes insufficient. Therefore, the metal structure was a structure having pearlite and pro-eutectoid ferrite, and the total area ratio of these was determined to be 90 area% or more.
  • the total area ratio of pearlite and pro-eutectoid ferrite is preferably 95 area% or more, more preferably 97 area% or more.
  • examples of the metal structure other than pearlite and proeutectoid ferrite include martensite and bainite that can be generated in the manufacturing process, but as the area ratio of these structures increases, the strength increases and the cold workability deteriorates. Therefore, it is preferable that it is not contained as much as possible. Therefore, the total area ratio of pearlite and pro-eutectoid ferrite is most preferably 100 area%.
  • (Ii) Area ratio of pro-eutectoid ferrite In the present invention, by securing as much area ratio of pro-eutectoid ferrite before spheroidizing annealing as possible, cementite is localized in advance before spheroidizing annealing. Softening can be realized by promoting spheroidization of cementite by annealing.
  • the present inventors have studied from the viewpoint of precipitating the pro-eutectoid ferrite to an equilibrium amount, and based on experiments, it has been clarified that the equilibrium pro-eutectoid ferrite amount is represented by (0.8 ⁇ Ceq) ⁇ 129.
  • the area ratio A of the pro-eutectoid ferrite in the present invention has a relationship of Ae represented by the following formula (1) and A> Ae.
  • Ceq [C] + 0.1 ⁇ [Si] + 0.06 ⁇ [Mn] + 0.11 ⁇ [Cr], where [(element name)] is the content of each element ( Mass%).
  • the area ratio A (%) of the pro-eutectoid ferrite is preferably A (%) ⁇ Ae (%) + 0.5 (%), more preferably A (%) ⁇ Ae (%) + 1.0 (%).
  • the relationship of A (%) ⁇ Ae (%) + 1.5 (%) is satisfied.
  • the area ratio A (%) may satisfy, for example, a relationship of A (%) ⁇ Ae (%) + 5 (%), particularly A (%) ⁇ Ae (%) + 3 (%).
  • the average particle diameter of pro-eutectoid ferrite and ferrite in pearlite is 15 ⁇ m or more. By doing in this way, softening after spheroidizing annealing becomes possible. On the other hand, if the average particle size becomes too large, the strength of regenerated pearlite and the like is increased by normal spheroidizing annealing, and softening becomes difficult. Therefore, the average particle size of pro-eutectoid ferrite and ferrite in pearlite is 25 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average particle diameter is preferably 16 ⁇ m or more, more preferably 17 ⁇ m or more, and the preferable upper limit is 23 ⁇ m or less, more preferably 21 ⁇ m or less.
  • ferrite primary ferrite and ferrite in pearlite crystal grains
  • bcc-Fe crystal grains ferrite crystal grains surrounded by a large-angle grain boundary in which the orientation difference between two adjacent crystal grains is larger than 15 °.
  • the above average particle diameter means an average value of diameters (equivalent circle diameters) when converted into circles having the same area.
  • the azimuth difference is called a “deviation angle” or “bevel angle”, and an EBSP method (Electron Backscattering Pattern Method) may be employed to measure the azimuth difference.
  • C 0.2 to 0.6%
  • C is an element useful for securing the strength of the steel (strength of the final product). In order to effectively exhibit such effects, the C content is set to 0.2% or more.
  • the amount of C is preferably 0.25% or more, more preferably 0.30% or more.
  • the C amount is set to 0.6% or less.
  • the amount of C is preferably 0.55% or less, more preferably 0.50% or less.
  • Si 0.01 to 0.5% Si is an element that has a deoxidizing action and is effective for improving the strength of the final product by solid solution hardening. In order to effectively exhibit such an action, the Si amount was determined to be 0.01% or more.
  • the amount of Si is preferably 0.02% or more, more preferably 0.03% or more (particularly 0.05% or more).
  • the Si amount is set to 0.5% or less.
  • the amount of Si is preferably 0.45% or less, and more preferably 0.40% or less.
  • Mn 0.2 to 1.5%
  • Mn is an effective element for increasing the strength of the final product through improvement of hardenability.
  • the amount of Mn was determined to be 0.2% or more.
  • the amount of Mn is preferably 0.3% or more, and more preferably 0.4% or more.
  • the amount of Mn is set to 1.5% or less.
  • the amount of Mn is preferably 1.1% or less, more preferably 0.9% or less.
  • P 0.03% or less (excluding 0%)
  • P is an element inevitably contained in the steel, and is an element that causes grain boundary segregation in the steel and causes deterioration of ductility. Therefore, the P content is suppressed to 0.03% or less.
  • the amount of P is preferably 0.02% or less, and more preferably 0.015% or less. The smaller the amount of P, the better. However, about 0.001% is usually included due to restrictions on the manufacturing process.
  • S 0.001 to 0.05%
  • S is an element inevitably contained in the steel, is present as MnS in the steel, and is an element harmful to cold working because it deteriorates ductility. Therefore, the S amount is suppressed to 0.05% or less.
  • the amount of S is preferably 0.04% or less, and more preferably 0.03% or less. However, since S has the effect of improving machinability, it is useful to contain 0.001% or more.
  • the amount of S is preferably 0.002% or more, and more preferably 0.003% or more.
  • Al 0.01 to 0.1%
  • Al is useful as a deoxidizing element and is an element useful for fixing solute N existing in steel as AlN.
  • the Al content is set to 0.01% or more.
  • the amount of Al is preferably 0.013% or more, and more preferably 0.015% or more.
  • the Al content is determined to be 0.1% or less.
  • the amount of Al is preferably 0.090% or less, and more preferably 0.080% or less.
  • N 0.015% or less (excluding 0%) N is an element inevitably contained in the steel.
  • the N amount is set to 0.015% or less.
  • the N amount is preferably 0.013% or less, more preferably 0.010% or less. The smaller the amount of N, the better. However, the amount is usually about 0.001% due to restrictions on the manufacturing process.
  • Cr more than 0.5%, 2.0% or less
  • Cr is an element effective for increasing the strength of the final product by improving the hardenability of the steel material, and is contained in a small amount in the spherical carbide, It is an element useful for promoting spheroidization by enhancing the stability of carbides during spheroidizing annealing and suppressing regenerated pearlite.
  • the Cr content is determined to be more than 0.5%.
  • the amount of Cr is preferably 0.6% or more, and more preferably 0.7% or more.
  • the Cr amount is set to 2.0% or less.
  • the amount of Cr is preferably 1.8% or less, and more preferably 1.5% or less.
  • the basic chemical composition of the steel for machine structure of the present invention is as described above, and the balance is substantially iron.
  • substantially iron can accept trace components (eg, Sb, Zn, etc.) that do not impair the properties of the steel material of the present invention in addition to iron, and unavoidable impurities other than P, S, and N. (For example, O, H, etc.) is meant to be included.
  • the steel for machine structural use according to the present invention if necessary, Mo: 1% or less (not including 0%), Ni: 3% or less (not including 0%), Cu: 0.25% or less ( B: 0.010% or less (not including 0%), Ti: 0.2% or less (not including 0%), Nb: 0.2% or less (not including 0%) And V: one or more selected from the group consisting of 0.5% or less (not including 0%).
  • Mo 1% or less (not including 0%)
  • Ni 3% or less (not including 0%)
  • Cu 0.25% or less
  • B 0.010% or less (not including 0%)
  • Ti 0.2% or less (not including 0%)
  • Nb 0.2% or less
  • V one or more selected from the group consisting of 0.5% or less (not including 0%).
  • the arbitrary elements will be described in the following two groups.
  • Mo 1% or less (not including 0%), Ni: 3% or less (not including 0%), Cu: 0.25% or less (not including 0%), and B: 0.
  • One or more selected from the group consisting of 010% or less (excluding 0%) Mo, Ni, Cu and B are all useful for increasing the strength of the final product by improving the hardenability of the steel. These elements can be used alone or in combination of two or more as required. In order to effectively exhibit such an action, Mo, Ni and Cu are all preferably 0.02% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • B is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more.
  • the Mo amount is preferably 1% or less (more preferably 0.90% or less, more preferably 0.80% or less), and the Ni amount is preferably 3% or less (more preferably 2.5% or less, more preferably Is 2.0% or less), the Cu content is preferably 0.25% or less (more preferably 0.20% or less, more preferably 0.15% or less), and the B content is preferably 0.010% or less (more Preferably 0.007% or less, more preferably 0.005% or less).
  • Ti 0.2% or less (not including 0%), Nb: 0.2% or less (not including 0%), and V: 0.5% or less (not including 0%)
  • Ti, Nb and V form a compound with N, and exhibit the effect of reducing deformation resistance by reducing the solid solution N.
  • the above can be used.
  • both Ti and Nb are preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more, and V is preferably 0.03% or more, more preferably 0. .05% or more.
  • Ti and Nb are both preferably 0.2% or less, more preferably 0.18% or less, and still more preferably 0.15% or less.
  • V is preferably 0.5% or less, more preferably 0.45% or less, and still more preferably 0.40% or less.
  • the mechanical structural steel of the present invention is, for example, a wire or a steel bar, and the diameter is not particularly limited, but is, for example, about 5.0 to 20 mm.
  • the steel is first cast according to a conventional method, and after being divided as necessary, hot rolled. It is important to appropriately adjust the finish rolling temperature in hot rolling and the cooling conditions after finish rolling. Specifically, the finish rolling temperature is 850 to 1100 ° C., and in the subsequent cooling, cooling is performed to 720 to 780 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./second or more (cooling 1), and then the average of 1 ° C./second or less. It cools to 680 degreeC or more with a cooling rate (cooling 2), and also cools to 640 degrees C or less with an average cooling rate of 0.5 degrees C / sec or less (cooling 3).
  • each condition will be described in detail.
  • Finish rolling temperature 850-1100 ° C
  • the finish rolling temperature affects the average particle diameter of the above-described ferrite (pre-deposited ferrite and ferrite in pearlite). When the finish rolling temperature exceeds 1100 ° C., the average particle diameter of the ferrite exceeds 25 ⁇ m, and when the finish rolling temperature is less than 850 ° C., the average particle diameter of the ferrite becomes less than 15 ⁇ m.
  • the lower limit of the finish rolling temperature is preferably 900 ° C. or higher, more preferably 950 ° C. or higher, and the upper limit is preferably 1050 ° C. or lower, more preferably 1000 ° C. or lower.
  • Cooling 1 After finishing rolling, cooling to 720 to 780 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./second or more If the average cooling rate after finish rolling is slow, austenite grains become coarse and hardenability increases, thereby increasing (i) An amount of pro-eutectoid ferrite satisfying the relationship of A> Ae described above cannot be secured, and / or (ii) a total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite cannot be secured by 90 area% or more. Therefore, the average cooling rate after finish rolling is 10 ° C./second or more. The average cooling rate is preferably 15 ° C./second or more, more preferably 20 ° C./second or more, and the upper limit is not particularly limited, but the practical range is usually 100 ° C./second or less.
  • the cooling stop temperature in the cooling 1 is set to 720 ° C. or higher.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is preferably 730 ° C. or higher, more preferably 740 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature is 780 ° C. or lower, and the upper limit of the cooling stop temperature is preferably 770 ° C. or lower, more preferably 760 ° C. or lower.
  • Cooling Cooling to 680 ° C. or higher at an average cooling rate of 1 ° C./second or less If the average cooling rate after cooling 1 is fast, an amount of pro-eutectoid ferrite satisfying the relationship of A> Ae cannot be secured. Accordingly, the average cooling rate is 1 ° C./second or less.
  • the average cooling rate is preferably 0.8 ° C./second or less, more preferably 0.6 ° C./second or less, and the lower limit thereof is not particularly limited, but is usually about 0.1 ° C./second.
  • the cooling stop temperature in cooling 2 is set to 680 ° C. or higher.
  • the cooling stop temperature is preferably 685 ° C. or higher, and more preferably 690 ° C. or higher.
  • the upper limit of the cooling stop temperature should just be 780 degrees C or less, Preferably it is 750 degrees C or less, More preferably, it is 720 degrees C or less, Especially 700 degrees C or less.
  • Cooling 3 Cooling to 640 ° C. or less at an average cooling rate of 0.5 ° C./second or less
  • the average cooling rate is 0.5 ° C./second or less, preferably 0.4 ° C./second or less, more preferably 0.3 ° C./second or less, and the lower limit is not particularly limited.
  • the cooling stop temperature is 640 ° C. or lower, preferably 630 ° C. or lower, more preferably 620 ° C. or lower.
  • the lower limit of the cooling stop temperature is not particularly limited, but is, for example, 500 ° C. or higher, preferably 550 ° C. or higher, more preferably 600 ° C. or higher.
  • the cooling is stopped (terminated) in the three cooling steps, it is not necessary to control the cooling conditions, and it may be cooled to an appropriate temperature, for example, room temperature, by appropriate cooling, for example, cooling.
  • an appropriate temperature for example, room temperature
  • appropriate cooling for example, cooling.
  • spheroidizing annealing may be performed, but before spheroidizing annealing, wire drawing may be performed as necessary.
  • the drawing area reduction ratio is not particularly limited, but is, for example, about 5 to 30%.
  • the steel for machine structure of the present invention is excellent in cold workability because it can be sufficiently softened after spheroidizing annealing, and is manufactured by cold working such as cold forging, cold forging, cold rolling, etc. It can be suitably used for various parts such as automobile parts and construction machine parts.
  • each wire rod (rolled material) obtained was observed and the area ratio was measured, the ferrite average particle diameter was measured, and the hardness after spheroidizing annealing was measured.
  • Each of these samples was prepared by embedding a resin so that a longitudinal section (cross section parallel to the axis) of each wire can be observed, and observed or measured at a position of D / 4 (D is the diameter of the wire).
  • Measurement of average particle diameter of ferrite An EBSP analyzer and FE-SEM (electrolytic emission scanning electron microscope) were used for measurement of the average particle diameter.
  • the grain size is defined as a boundary where the crystal orientation difference (oblique angle) exceeds 15 °, that is, a large-angle grain boundary, and the average grain size of ferrite (including both pro-eutectoid ferrite and ferrite in pearlite) crystal grains was measured.
  • Measurement areas were arbitrary 400 ⁇ m ⁇ 400 ⁇ m, measurement steps were 0.7 ⁇ m intervals, and measurement points with a confidence index (Confidence Index) indicating the reliability of the measurement direction were 0.1 or less were deleted from the analysis target.
  • Example 1 Using the steel type A shown in Table 1 above, using a laboratory processing master test device, the finishing temperature (corresponding to the finishing rolling temperature) and the cooling conditions are changed as shown in Table 2 below, and the structure is different. Each sample was prepared. At this time, the processed formaster sample had a diameter of 8.0 mm ⁇ 12.0 mm, and was divided into two equal parts after the heat treatment, and each was used as a structure investigation sample (before spheroidizing annealing) and a hardness measurement sample after spheroidizing annealing. . For these samples, the average particle diameter of ferrite, the area ratio of the structure, and the hardness after spheroidizing annealing were measured and are shown in Table 3 below.
  • each sample is vacuum-sealed, held in an atmospheric furnace at 760 ° C. for 6 hours, once cooled to 680 ° C. and heated again to 760 ° C. (total 4 hours), then at 760 ° C. for 6 hours. After holding, it was cooled to 680 ° C. at an average cooling rate of 6 ° C./hour.
  • required based on the said Formula (2) about the steel type A is HV134.
  • the component composition is appropriate
  • the metal structure has pearlite and pro-eutectoid ferrite
  • the total area ratio and the area ratio of pro-eutectoid ferrite are appropriate. It has become soft.
  • no. No. 5 had a lower finishing temperature, so the average grain size of the ferrite became smaller.
  • No. 6 has a low cooling stop temperature in the cooling 1 and cannot secure the amount of pro-eutectoid ferrite.
  • No. 7 had a high average cooling rate in the cooling 3, so that the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite could not be secured.
  • No. 8 had a high finishing temperature, the average grain size of the ferrite increased, and the hardness after spheroidizing annealing increased.
  • Example 2 Using steel types B to J shown in Table 1 above, rolling was performed under the conditions shown in Table 4 below (finish rolling temperature and cooling conditions) to produce samples having different structures. Spheroidizing annealing was performed in the same manner as in Example 1. In addition, Test No. For No. 15, spheroidizing annealing was performed after drawing the rolled material and drawing at a reduction in area of about 20%. For these samples, the average particle diameter of ferrite, the area ratio of the structure, and the hardness after spheroidizing annealing were measured and are shown in Table 5 below.
  • the component composition is appropriate
  • the metal structure has pearlite and pro-eutectoid ferrite
  • the total area ratio and the area ratio of pro-eutectoid ferrite are appropriate. It has become soft.
  • no. No. 16 had a high average cooling rate in the cooling 2, so that the amount of pro-eutectoid ferrite could not be secured.
  • No. 17 has a low average cooling rate in the cooling 1 and a high cooling stop temperature in the cooling 3, so that the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite is low.
  • the present invention is useful for reducing the deformation resistance of cold-work machine structural steel.
  • machine structural steel for cold working for example, various parts such as automobile parts and construction machine parts manufactured by cold working such as cold forging, cold heading, cold rolling (for example, bolts) , Screw, nut, socket, ball joint, inner tube, torsion bar, clutch case, cage, housing, hub, cover, case, washer, tappet, saddle, bulg, inner case, clutch, sleeve, outer race, sprocket, Core, stator, anvil, spider, rocker arm, body, flange, drum, joint, connector, pulley, metal fittings, yoke, base, valve lifter, spark plug, pinion gear, steering shaft, common rail and other mechanical parts, transmission parts, etc.) Etc.

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Abstract

　本発明は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、及びＣｒを含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、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％以上であるとともに、初析フェライトの面積率Ａが、下記式（１）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であることを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼である。　Ａｅ＝（０．８－Ｃｅｑ）×９６．７５　・・・（１） 但し、式（１）において、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（質量％）を意味する。

Description

冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法
　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鋼材、及びその製造方法に関する。より具体的には、本発明は、例えば冷間鍛造、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ており、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、合金鋼等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し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も方法の一つであるが、省エネルギーの観点からは、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を促進するための鋼材がいくつか提案されている。例えば、特許文献１では、初析フェライトとパーライトを有し、平均結晶粒径が６～１５μｍであり、且つ初析フェライトの体積率が所定範囲である鋼線材が、迅速な球状化焼鈍処理と冷間鍛造性を両立できることが開示されている。しかし、組織を微細にする場合には、球状化焼鈍処理時間の短縮化は図れるものの、１０～３０時間程度の通常の球状化焼鈍処理を行った時の素材の軟質化は不十分である。
　一方、特許文献２では、転位セルの大きさとフェライト結晶粒度番号を特定することによって、熱間圧延のままで軟質化を図る技術が開示されている。しかし、この技術も更なる軟質化には未だ不十分である。
特開２０００－１１９８０９号公報 特許第３４７４５４５号公報
　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及びその製造方法を提供することにある。本発明は、特にＣｒなどの合金元素を含む合金鋼を対象とする。
　上記目的を達成した本発明は、Ｃ：０．２～０．６％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ）、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％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、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％以上であるとともに、初析フェライトの面積率Ａが、下記式（１）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であることを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼である。
　Ａｅ＝（０．８－Ｃｅｑ）×９６．７５・・・（１）
但し、式（１）において、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（質量％）を意味する。
　本発明の冷間加工用機械構造用鋼は、必要に応じて更にＭｏ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、及びＶ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有することも好ましい。
　本発明は、上記冷間加工用機械構造用鋼の製造方法も包含し、具体的には上記のいずれかの化学成分組成を有する鋼を、８５０～１１００℃で仕上圧延した後、
　（ｉ）１０℃／秒以上の平均冷却速度で７２０～７８０℃まで冷却し、
　（ii）その後、１℃／秒以下の平均冷却速度で６８０℃以上まで冷却し、
　（iii）更に０．５℃／秒以下の平均冷却速度で６４０℃以下まで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である。
　本発明によれば、各種成分を適切に調整するとともに、パーライトと初析フェライトを９０面積％以上有する組織とし、更にフェライト（初析フェライトとパーライト中のフェライト）結晶粒径及び初析フェライトの面積率を所定範囲にしているため、球状化焼鈍後の軟質化を実現でき、冷間加工に適した機械構造用鋼を提供できる。
　本発明の鋼材は、（i）パーライトと初析フェライトを有する組織であって、全組織に対するパーライト及び初析フェライトの合計面積率が９０％以上であること、（ii）初析フェライトの面積率が、平衡初析フェライト量の７５％を超えること、及び（iii）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である点に特徴を有している。
　（i）金属組織がパーライトと初析フェライトを有する組織であること、及び全組織に対するこれら組織の合計面積率について
　金属組織が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。従って、金属組織はパーライトと初析フェライトを有する組織とし、これらの合計面積率を９０面積％以上と定めた。パーライトと初析フェライトの合計面積率は、好ましくは９５面積％以上であり、より好ましくは９７面積％以上である。なお、パーライトと初析フェライト以外の金属組織として、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が挙げられるが、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、できるだけ含まれていないことが好ましい。よって、パーライトと初析フェライトの合計面積率は１００面積％が最も好ましい。
　（ii）初析フェライトの面積率について
　本発明では、球状化焼鈍前の初析フェライトの面積率をできるだけ多く確保することによって、球状化焼鈍前にあらかじめセメンタイトが局在化することとなり、球状化焼鈍によってセメンタイトの球状化が促進されることで軟質化を実現できる。本発明者らは、初析フェライトを平衡量程度まで析出させるという観点から検討し、実験に基づき平衡初析フェライト量は（０．８－Ｃｅｑ）×１２９で表されることを明らかにした。更に、球状化焼鈍の後に軟質化を実現するためには、前記した平衡初析フェライト量の７５％を超える量の初析フェライト量を確保すれば良いことを見出した。すなわち、本発明における初析フェライトの面積率Ａは、下記式（１）で表されるＡｅと、Ａ＞Ａｅの関係を有する。
　Ａｅ＝（０．８－Ｃｅｑ）×１２９×０．７５
　　　＝（０．８－Ｃｅｑ）×９６．７５　　　・・・（１）
但し、式（１）において、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（質量％）を意味する。
　初析フェライトの面積率Ａ（％）は、好ましくはＡ（％）≧Ａｅ（％）＋０．５（％）、より好ましくはＡ（％）≧Ａｅ（％）＋１．０（％）、特に好ましくはＡ（％）≧Ａｅ（％）＋１．５（％）の関係を満足する。また該面積率Ａ（％）は、例えば、Ａ（％）≦Ａｅ（％）＋５（％）、特にＡ（％）≦Ａｅ（％）＋３（％）の関係を満足してもよい。
　（iii）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について
　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は１５μｍ以上とする。このようにすることで、球状化焼鈍後の軟質化が可能となる。一方、前記平均粒径が大きくなりすぎると、通常の球状化焼鈍では再生パーライト等の強度が増加し、軟質化が困難となる。そこで、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は２５μｍ以下とする。前記平均粒径の下限は、好ましくは１６μｍ以上、より好ましくは１７μｍ以上であり、好ましい上限は２３μｍ以下であり、より好ましくは２１μｍ以下である。
　前記平均粒径の測定に際しては、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（初析フェライト及びパーライト中のフェライト）結晶粒（ｂｃｃ－Ｆｅ結晶粒）を対象とする。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。方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれた前記フェライト結晶粒の大きさを上記範囲とすることで、球状化焼鈍後に十分な軟質化を実現できる。
　上記平均粒径とは、同一面積の円に換算したときの直径（円相当直径）の平均値を意味する。また、前記方位差は、「ずれ角」又は「斜角」と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）を採用すれば良い。
　次に、本発明に係る機械構造用鋼の化学成分組成について説明する。
　Ｃ：０．２～０．６％
　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、Ｃ量を０．２％以上と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．２５％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると強度が高くなりすぎて冷間加工性が低下する。そこでＣ量を０．６％以下と定めた。Ｃ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：０．０１～０．５％
　Ｓｉは、脱酸作用を有するとともに、固溶体硬化による最終製品の強度向上に有効な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ量を０．０１％以上と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上（特に０．０５％以上）である。一方、Ｓｉ量が過剰になると、硬度が過度に上昇して冷間加工性が劣化する。そこで、Ｓｉ量を０．５％以下と定めた。Ｓｉ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：０．２～１．５％
　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。そのような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ量を０．２％以上と定めた。Ｍｎ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量が過剰になると、硬度が過度に上昇して冷間加工性が劣化する。そこで、Ｍｎ量を１．５％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１．１％以下であり、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り、鋼中で粒界偏析を起こし、延性の劣化の原因となる元素である。そこで、Ｐ量は０．０３％以下に抑制する。Ｐ量は好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下である。Ｐは少なければ少ないほど好ましいが、製造工程上の制約から、通常０．００１％程度は含まれる。
　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、延性を劣化させるため冷間加工に有害な元素である。従って、Ｓ量は０．０５％以下に抑制する。Ｓ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があるので、０．００１％以上含有することは有用である。Ｓ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ともに、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定するのに有用な元素である。こうした作用を有効に発揮させるため、Ａｌ量を０．０１％以上と定めた。Ａｌ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。一方、Ａｌ量が過剰になると、Ａｌ2Ｏ3が過剰に生成して冷間加工性を劣化させる。そこで、Ａｌ量は０．１％以下と定めた。Ａｌ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：０．０１５％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り、鋼中に固溶Ｎが含まれると、歪み時効による硬度上昇及び延性低下を招き、冷間加工性を劣化させる。そこで、Ｎ量を０．０１５％以下と定めた。Ｎ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量は、少なければ少ない程好ましいが、製造工程上の制約により、通常０．００１％程度含まれる。
　Ｃｒ：０．５％超、２．０％以下
　Ｃｒは、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るとともに、球状炭化物中に少量含まれるため、球状化焼鈍時の炭化物の安定性を高め、再生パーライトを抑制するなどの作用によって球状化促進に有用な元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃｒ量を０．５％超と定めた。Ｃｒ量は、好ましくは０．６％以上であり、より好ましくは０．７％以上である。一方、Ｃｒ量が過剰になると、強度が高くなりすぎて冷間加工性を劣化させる。また、パーライトと初析フェライトの合計面積率を下げる作用も有する。そこで、Ｃｒ量を２．０％以下と定めた。Ｃｒ量は、好ましくは１．８％以下であり、より好ましくは１．５％以下である。
　本発明の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。なお、「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）を許容できる他、Ｐ、Ｓ、Ｎ以外の不可避不純物（例えば、Ｏ、Ｈ等）も含み得ることを意味する。また、本発明の機械構造用鋼は、必要に応じて、Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、及びＶ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含んでいても良い。上記任意元素を以下の２つのグループに分けて説明する。
　第１のグループ
　Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、及びＢ：０．０１０％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上
　Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及び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用な元素であり、必要に応じて単独で又は２種以上用いることができる。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕはいずれも０．０２％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。Ｂは、好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００２％以上である。一方、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ及びＢの含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎ、冷間加工性が劣化する。そこで、Ｍｏ量は１％以下が好ましく（より好ましくは０．９０％以下、さらに好ましくは０．８０％以下）、Ｎｉ量は３％以下が好ましく（より好ましくは２．５％以下、さらに好ましくは２．０％以下）、Ｃｕ量は０．２５％以下が好ましく（より好ましくは０．２０％以下、さらに好ましくは０．１５％以下）、Ｂ量は０．０１０％以下が好ましい（より好ましくは０．００７％以下、さらに好ましくは０．００５％以下）。
　第２のグループ
　Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、及び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及び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、必要に応じて単独で又は２種以上用いることができる。このような効果を有効に発揮させるため、Ｔｉ及びＮｂはいずれも０．０３％以上が好ましく、より好ましくは０．０５％以上であり、Ｖは０．０３％以上が好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。一方、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。そこで、Ｔｉ及びＮｂは、いずれも０．２％以下が好ましく、より好ましくは０．１８％以下、さらに好ましくは０．１５％以下である。Ｖは、好ましくは０．５％以下であり、より好ましくは０．４５％以下、さらに好ましくは０．４０％以下である。
　本発明の機械構造用鋼は、例えば、線材又は棒鋼を対象とし、その直径は特に限定されないが、例えば５．０～２０ｍｍ程度である。
　本発明の機械構造用鋼を製造するためには、まず常法に従って鋳造し、必要に応じて分塊した後、熱間圧延する。そして熱間圧延での仕上圧延温度及び仕上圧延後の冷却条件を適切に調整することが重要である。具体的には、仕上圧延温度を８５０～１１００℃とし、その後の冷却では、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７２０～７８０℃まで冷却し（冷却１）、その後１℃／秒以下の平均冷却速度で６８０℃以上まで冷却し（冷却２）、更に０．５℃／秒以下の平均冷却速度で６４０℃以下まで冷却する（冷却３）。以下、それぞれの条件について詳述する。
　仕上圧延温度：８５０～１１００℃
　仕上圧延温度は、上述したフェライト（初析フェライト及びパーライト中のフェライト）の平均粒径に影響する。仕上圧延温度が１１００℃を超えると、前記フェライトの平均粒径が２５μｍを超え、仕上圧延温度が８５０℃未満となると、前記フェライトの平均粒径が１５μｍ未満となる。仕上圧延温度の下限は、好ましくは９００℃以上であり、より好ましくは９５０℃以上であり、上限は、好ましくは１０５０℃以下であり、より好ましくは１０００℃以下である。
　冷却１：仕上圧延後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７２０～７８０℃まで冷却
　仕上圧延後の平均冷却速度が遅いと、オーステナイト粒が粗大化して焼入れ性が上がることによって、（i）上記したＡ＞Ａｅの関係を満足する量の初析フェライトを確保できない、及び／又は（ii）初析フェライトとパーライトの合計面積率を９０面積％以上確保できない。従って仕上圧延後の平均冷却速度は１０℃／秒以上とする。該平均冷却速度は、好ましくは１５℃／秒以上であり、より好ましくは２０℃／秒以上であり、上限は特に限定されないが、現実的な範囲は通常１００℃／秒以下である。
　また、冷却１における冷却停止温度が低いと上記したＡ＞Ａｅの関係を満足する量の初析フェライト量を確保できない。そこで、冷却停止温度は７２０℃以上とする。冷却停止温度の下限は、好ましくは７３０℃以上であり、より好ましくは７４０℃以上である。一方、冷却停止温度が高いと、オーステナイト粒が粗大化して焼入れ性が上がることによって、（i）上記したＡ＞Ａｅの関係を満足する量の初析フェライトを確保できない、及び／又は（ii）初析フェライトとパーライトの合計面積率を９０面積％以上確保できない。従って、冷却停止温度は７８０℃以下とする、冷却停止温度の上限は、好ましくは７７０℃以下であり、より好ましくは７６０℃以下である。
　冷却２：１℃／秒以下の平均冷却速度で６８０℃以上まで冷却
　冷却１の後の平均冷却速度が速いと、上記したＡ＞Ａｅの関係を満足する量の初析フェライトを確保できない。従って、平均冷却速度は１℃／秒以下とする。平均冷却速度は好ましくは０．８℃／秒以下であり、より好ましくは０．６℃／秒以下であり、その下限は特に限定されないが、通常０．１℃／秒程度である。
　冷却２における冷却停止温度が低いと、初析フェライトとパーライトの合計面積率を９０面積％以上とできない。そこで、冷却停止温度は６８０℃以上とした。冷却停止温度は、好ましくは６８５℃以上であり、より好ましくは６９０℃以上である。冷却停止温度の上限は、７８０℃以下であれば良く、好ましくは７５０℃以下、より好ましくは７２０℃以下、特に７００℃以下である。
　冷却３：０．５℃／秒以下の平均冷却速度で６４０℃以下まで冷却
　冷却３における平均冷却速度が速い場合や、冷却停止温度が高い場合は、初析フェライトとパーライトの合計面積率を９０面積％以上とすることができない。平均冷却速度は、０．５℃／秒以下であり、好ましくは０．４℃／秒以下、より好ましくは０．３℃／秒以下であり、下限は特に限定されないが、通常０．１℃／秒程度である。また、冷却停止温度は６４０℃以下であり、好ましくは６３０℃以下、より好ましくは６２０℃以下である。なお冷却停止温度の下限は特に限定されないが、例えば、５００℃以上、好ましくは５５０℃以上、より好ましくは６００℃以上である。
　冷却３工程での冷却停止（終了）の後は、冷却条件のコントロールは不要であり、適当な冷却、例えば放冷などによって、適当な温度、例えば室温まで冷却すればよい。上記のような条件で圧延及び冷却を行った後、球状化焼鈍を行えば良いが、球状化焼鈍の前に、必要に応じて伸線を行ってもよい。伸線減面率は特に限定されないが、例えば５～３０％程度である。
　本発明の機械構造用鋼は、球状化焼鈍化後に十分に軟質化できるため、冷間加工性に優れており、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に好適に用いることができる。
　なお本願は、２０１２年４月２４日に出願された日本国特許出願第２０１２－９８７７４号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１２年４月２４日に出願された日本国特許出願第２０１２－９８７７４号の明細書の全内容が、本願に参考のため援用される。
　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、前記、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　下記表１に示す化学成分組成の鋼を用い、表２及び表４に示した各条件（仕上圧延温度、冷却１～３における平均冷却速度及び冷却停止温度）で、φ８．０ｍｍ～１７ｍｍの線材を作製した。
　得られた各線材（圧延材）について、以下に示す方法によって、組織の観察及び面積率の測定、フェライト平均粒径の測定、球状化焼鈍後の硬さの測定を行った。これらはいずれも各線材の縦断面（軸線に平行な断面）が観察できるように樹脂埋めした試料を作製し、Ｄ／４（Ｄは、線材の直径）位置で観察又は測定した。
　１．フェライトの平均粒径の測定
　平均粒径の測定には、ＥＢＳＰ解析装置及びＦＥ－ＳＥＭ（電解放出型走査電子顕微鏡）を用いた。結晶方位差（斜角）が１５°を超える境界、すなわち大角粒界を結晶粒界として結晶粒を定義し、フェライト（初析フェライト及びパーライト中のフェライトの両者を含む）結晶粒の平均粒径を測定した。測定領域は任意の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。
　２．組織の観察及び面積率の測定
　各試料について、ナイタールエッチングによって組織を現出させ、光学顕微鏡にて倍率４００倍で１０視野を撮影した。撮影した写真を画像解析し、初析フェライト及びパーライトの合計面積率（表中、「Ｐ＋Ｆの割合」と表す）、及び初析フェライトの面積率を判定した。なお、組織の解析に際しては、上記各写真について、ランダムに１００点（すなわち、合計で１０００点測定した）選び、各組織（初析フェライト、パーライトの他、ベイナイト、マルテンサイトなどの組織）が存在した点数を全点数で割ることによって組織分率を求めた。
　３．球状化焼鈍後の硬さの測定
　各試料について、球状化焼鈍後の硬さ測定は、ビッカース硬度計を用い、荷重１ｋｇｆで５点測定し、その平均値（ＨＶ）を求めた。この時の硬さの基準として、下記式（２）を用い、前記平均値が下記式（２）で算出される基準値よりも小さい場合を合格と判断した。
　硬さの基準値＝８８．４×Ｃｅｑ２＋８８．０　　　・・・（２）
　但し、Ｃｅｑ２＝［Ｃ］＋０．２×［Ｓｉ］＋０．２×［Ｍｎ］であり、［（元素名）］は各元素の含有量（質量％）を意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　実施例１
　上記表１に示した鋼種Ａを用いて、ラボの加工フォーマスタ試験装置を用い、仕上加工温度（仕上圧延温度に相当）、冷却条件を下記表２に示すように変化させて、組織の異なるサンプルをそれぞれ作製した。このとき、加工フォーマスタサンプルはφ８．０ｍｍ×１２．０ｍｍとし、熱処理後に２等分して、それぞれ組織調査用（球状化焼鈍前）サンプル、及び球状化焼鈍後の硬さ測定用サンプルとした。これらサンプルについて、フェライトの平均粒径、組織の面積率、球状化焼鈍後の硬さを測定し、下記表３に示した。球状化焼鈍では、各サンプルをそれぞれ真空封入し、大気炉にて７６０℃で６時間保持後、一旦６８０℃まで冷却して再度７６０℃に加熱し（トータルで４時間）、７６０℃で６時間保持後、平均冷却速度６℃／時間で６８０℃まで冷却した。なお、鋼種Ａについて上記式（２）に基づいて求めた硬さの基準値はＨＶ１３４である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明の要件を満たす試験Ｎｏ．１～４は、成分組成が適切であり、金属組織がパーライトと初析フェライトを有しており、それらの合計面積率と初析フェライトの面積率とが適切であるため、球状化焼鈍後に十分に軟質化している。一方、Ｎｏ．５は仕上加工温度が低かったため、フェライトの平均粒径が小さくなり、Ｎｏ．６は、冷却１における冷却停止温度が低く初析フェライト量が確保できず、Ｎｏ．７は冷却３における平均冷却速度が速かったため、初析フェライトとパーライトの合計面積率が確保できず、またＮｏ．８は仕上加工温度が高かったため、フェライトの平均粒径が大きくなり、いずれも球状化焼鈍後の硬さが高くなった。
　実施例２
　上記表１に示した鋼種Ｂ～Ｊを用い、下記表４に示す条件（仕上圧延温度、冷却条件）で圧延し、組織の異なるサンプルを作製した。球状化焼鈍は実施例１と同様の方法で実施した。なお、試験Ｎｏ．１５については、圧延材作製後、約２０％の減面率で伸線した後に球状化焼鈍を実施した。これらサンプルについて、フェライトの平均粒径、組織の面積率、球状化焼鈍後の硬さを測定し、下記表５に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　本発明の要件を満たす試験Ｎｏ．９～１５は、成分組成が適切であり、金属組織がパーライトと初析フェライトを有しており、それらの合計面積率と初析フェライトの面積率とが適切であるため、球状化焼鈍後に十分に軟質化している。一方、Ｎｏ．１６は冷却２における平均冷却速度が速かったため、初析フェライト量が確保できず、Ｎｏ．１７は冷却１における平均冷却速度が遅く、冷却３における冷却停止温度が高かったため初析フェライトとパーライトの合計面積率が低く、Ｎｏ．１８は冷却１における冷却停止温度が高く、かつ冷却２における冷却停止温度が低かったため、初析フェライトとパーライトの合計面積率が低く、かつ初析フェライト量が確保できず、Ｎｏ．１９はＮ量とＣｒ量が多い鋼種Ｊを用いたため、初析フェライトとパーライトの合計面積率が低く、いずれも球状化焼鈍後の硬さが高くなった。
　本発明は、冷間加工用機械構造用鋼の変形抵抗を下げるのに有用である。冷間加工用機械構造用鋼としては、例えば、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）などが挙げられる。

Claims (3)

  1. 　Ｃ　：０．２～０．６％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ）、
    　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％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
    　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％以上であるとともに、
    　初析フェライトの面積率Ａが、下記式（１）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、式（１）において、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（質量％）を意味する。
  2. 　更に、
    　Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、
    　Ｎｉ：３％以下（０％を含まない）、
    　Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、
    　Ｂ　：０．０１０％以下（０％を含まない）、
    　Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
    　Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、及び
    　Ｖ　：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有する請求項１に記載の冷間加工用機械構造用鋼。
  3. 　請求項１または２に記載の化学成分組成を有する鋼を、
    　８５０～１１００℃で仕上圧延した後、
    　（ｉ）１０℃／秒以上の平均冷却速度で７２０～７８０℃まで冷却し、
    　（ii）その後、１℃／秒以下の平均冷却速度で６８０℃以上まで冷却し、
    　（iii）更に０．５℃／秒以下の平均冷却速度で６４０℃以下まで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。
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