JP5704717B2 - 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法、並びに機械構造用部品 - Google Patents
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、自動車用部品、建設機械用部品等の各種機械構造用部品の製造に用いられる冷間加工用機械構造用鋼に関し、特に球状化焼鈍後の変形抵抗が低く冷間加工性に優れた特性を有する鋼材、およびそのような冷間加工用機械構造用鋼を製造するための有用な方法に関するものである。具体的には、冷間鍛造、冷間圧造、冷間転造等の冷間加工によって製造される自動車用部品、建設機械用部品等の各種部品、例えば、ボルト、ねじ、ナット、ソケット、ボールジョイント、インナーチューブ、トーションバー、クラッチケース、ケージ、ハウジング、ハブ、カバー、ケース、受座金、タペット、サドル、バルグ、インナーケース、クラッチ、スリーブ、アウターレース、スプロケット、コアー、ステータ、アンビル、スパイダー、ロッカーアーム、ボディー、フランジ、ドラム、継手、コネクター、プーリー、金具、ヨーク、口金、バルブリフター、スパークプラグ、ピニオンギヤ、ステアリングシャフト、コモンレール等の機械部品、伝送部品等に用いられる機械構造用線材および棒鋼を対象とし、上記の各種機械構造用部品を製造するときの室温および加工発熱領域における変形抵抗が低く、且つ金型や素材の割れが抑制されることで優れた冷間加工性を発揮することができる。
自動車用部品、建設機械用部品等の各種部品を製造するにあたっては、炭素鋼、合金鋼などの熱間圧延材に冷間加工性を付与する目的で球状化焼鈍処理を施してから、冷間加工を行い、その後切削加工などを施すことによって所定の形状に成形した後、焼入れ焼戻し処理を行って最終的な強度調整が行われている。
近年は、部品形状が複雑化・大型化する傾向にあり、それに伴って冷間加工工程では、鋼材を更に軟質化し、鋼材の割れの防止や金型寿命を向上させるという要求がある。鋼材を更に軟質化させるためには、より長時間の球状化焼鈍処理（例えば、２００時間の球状化焼鈍処理）を施すことによって軟質化は可能である。しかしながら、球状化焼鈍処理を長時間化することは、鋼材の生産性を著しく阻害し、コストを増加させるだけではなく、近年の地球環境保護のための省エネルギーの観点からも、その実施は困難である。
これまでにも、球状化焼鈍時間を短縮、或は球状化焼鈍処理を省略しても、通常の球状化焼鈍処理材と同等の軟質化を得る方法がいくつか提案されている。こうした技術として、例えば特許文献１には、初析フェライトとパーライト組織を規定し、その平均粒径を６〜１５μｍとし、且つフェライト体積率を規定することによって、球状化焼鈍処理を迅速に行なえること、通常の球状化焼鈍処理材と同等の球状化度と耐割れ性が得られることが開示されている。しかしながら、この技術で規定される組織は、従来の球状化焼鈍処理材よりも微細であるため、通常の球状化熱処理（１０〜３０時間程度の熱処理）を行った場合よりも変形抵抗（室温および加工発熱領域における変形抵抗）が高くなってしまう懸念がある。また、組織が微細である分、球状化焼鈍処理中に部分的に組織サイズが変化し、硬さの変動が起こりやすくなるという問題も生じやすい。硬さの変動は、部分的な変形抵抗の増加（即ち、硬さのばらつき）を招き、冷間加工時の金型寿命を低下させる原因となる。
一方、特許文献２には、優れた冷間加工性を得るために、表層と芯部のフェライト粒度番号と転位セルサイズを規定することによって、圧延ままで冷間加工を可能にする技術が開示されている。この技術では、圧延ままであるために、組織はフェライトとパーライトとなり、球状化焼鈍後の組織と同等の耐割れ性が得られるものの、パーライトによる組織強化であるため、変形抵抗が高くなってしまうという欠点がある。また、こうした組織を有する鋼材を球状化焼鈍処理しても、転位セルによってセメンタイトの凝集が阻害されるため、軟質化が不十分となって変形抵抗を十分に下げることは困難である。
以上のように、従来の技術はいずれも球状化焼鈍処理時間を短縮化するか、或は球状化焼鈍処理を省略するという観点からなされたものであり、これまでの球状化焼鈍材よりも更に軟質化を図るという技術ではない。また、素材をより軟質化しようとする場合には、例えば、非特許文献１に示されるように、球状化焼鈍処理時間を長時間化（徐冷速度を十分に遅く）するしか方法がないのが実情である。
田畑綽久ら、「川崎製鉄技報」 ２３−２（１９９１）、９８−１０４
本発明はこうした状況の下になされたものであって、その目的は、通常の球状化焼鈍を施した場合であっても、これまで以上の軟質化を図ることができるような冷間加工用機械構造用鋼、およびこのような冷間加工用機械構造用鋼を製造するための有用な方法、並びにこのような冷間加工用機械構造用鋼から得られる機械構造用部品を提供することにある。
上記目的を達成し得た本発明の冷間加工用機械構造用鋼とは、Ｃ：０．０５〜０．３％未満（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、Ｓｉ：０．００５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．１％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．００１〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、およびＮ：０．０１５％以下（０％を含まない）を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼の金属組織が、パーライトとフェライトを有し、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率が９５面積％以上であると共に、フェライトの面積率Ａが、下記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足し、且つ隣り合う２つの結晶粒の方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が１５〜３５μｍである点に要旨を有するものである。尚、前記「平均円相当直径」とは、方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒を、同一面積の円に換算したときの直径（円相当直径）の平均値である。
Ａｅ＝（１．０−Ｃｅｑ1）×９６．７５ …（１）
但し、Ｃｅｑ1＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
Ａｅ＝（１．０−Ｃｅｑ1）×９６．７５ …（１）
但し、Ｃｅｑ1＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼の基本的な化学成分組成は、上記の通りであるが、必要によって更に、（ａ）Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｂ）Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、等を含有させることも有用であり、含有される成分に応じてその鋼材の特性が更に改善される。
一方、上記のような本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当っては、９５０℃超、１２５０℃以下の温度に加熱し、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ加工した後、５℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却し、その後１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却するようにすれば良い。
また、９５０℃超、１２５０℃以下の温度に加熱し、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ加工した後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜８００℃の温度範囲まで冷却し、その後、０．１０℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却し、更に１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却するようにしても、本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造することができる。
上記のような冷間加工用機械構造用鋼を用いて、線材または棒鋼を経て得られる機械構造用部品では、硬さのばらつきも小さなものとなって、横断面における硬さの最大値と最小値の差が５Ｈｖ以下のものとなる。
本発明では、化学成分組成と共に、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率を規定し、フェライトの面積率Ａが所定の関係式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足し、且つフェライト結晶粒の平均円相当直径を適切に規定することによって、通常の球状化焼鈍を実施した場合であっても硬さを十分低くすることができる冷間加工用機械構造用鋼が実現でき、こうした冷間加工用機械構造用鋼は球状化焼鈍後の冷間加工性に優れたものとなる。
本発明者らは、通常の球状化焼鈍を施した場合であっても、球状化焼鈍による軟質化を図ることができるような冷間加工用機械構造用鋼を実現するべく、様々な角度から検討した。その結果、球状化焼鈍後における鋼の軟質化を図るためには、球状化焼鈍後のフェライト結晶粒の粒径を比較的大きくし、且つ球状セメンタイトによる分散強化を低減するために、セメンタイトの粒子間距離をできるだけ大きくすることが重要であるとの着想が得られた。そして、球状化後の上記の様な組織を実現するためには、球状化焼鈍前の金属組織（以下、「前組織」と呼ぶことがある）を、パーライトとフェライトを主相とした上で、組織中のフェライトの面積率をできるだけ高め、且つ大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒の平均円相当直径を比較的大きくすれば、球状化焼鈍後の硬さを最大限に低下できることを見出した。また、線材や棒鋼に加工したときに、横断面における硬さのばらつきを低減するためには、Ｃ含有量を比較的低くすることによって達成されることを見出し、本発明を完成した。
本発明で規定する各要件について説明する。
［金属組織：パーライトとフェライトを有すること］
パーライトとフェライトは鋼の変形抵抗を低減させて冷間加工性向上に寄与する金属組織である。しかしながら、単に球状化したパーライトとフェライトを含む金属組織とするだけでは、所望の軟質化を図ることができないことから、以下で詳述する様に、この金属組織の面積率、フェライト面積率Ａ、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径等も適切に制御する必要がある。
パーライトとフェライトは鋼の変形抵抗を低減させて冷間加工性向上に寄与する金属組織である。しかしながら、単に球状化したパーライトとフェライトを含む金属組織とするだけでは、所望の軟質化を図ることができないことから、以下で詳述する様に、この金属組織の面積率、フェライト面積率Ａ、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径等も適切に制御する必要がある。
［パーライトとフェライトの合計面積率：全組織に対して９５面積％以上］
組織（前組織）にベイナイトやマルテンサイト等の微細な組織を含む場合には、一般的な球状化焼鈍を行っても、球状化焼鈍後はベイナイトやマルテンサイトの影響によって組織が微細となり、軟質化が不十分となる。こうした観点から、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率は９５面積％以上とする必要がある。フェライトは軟質相であるため、組織の軟質化に重要である。パーライトは硬質であるセメンタイトがラメラ状に配置された組織であり、球状化焼鈍処理中にセメンタイトが分解し、わずかに残存したセメンタイトを核として、球状セメンタイトとして粗大化する。パーライトのように、ある程度の大きさのセメンタイト同士が初期から近接することで球状セメンタイトを形成しやすくする。
組織（前組織）にベイナイトやマルテンサイト等の微細な組織を含む場合には、一般的な球状化焼鈍を行っても、球状化焼鈍後はベイナイトやマルテンサイトの影響によって組織が微細となり、軟質化が不十分となる。こうした観点から、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率は９５面積％以上とする必要がある。フェライトは軟質相であるため、組織の軟質化に重要である。パーライトは硬質であるセメンタイトがラメラ状に配置された組織であり、球状化焼鈍処理中にセメンタイトが分解し、わずかに残存したセメンタイトを核として、球状セメンタイトとして粗大化する。パーライトのように、ある程度の大きさのセメンタイト同士が初期から近接することで球状セメンタイトを形成しやすくする。
パーライトとフェライト以外の金属組織としては、例えば製造過程で生成し得るマルテンサイトやベイナイト等が一部含まれることがあるが、これらの組織では、微細なセメンタイトが分散或はＣが固溶している状態であり、また周りの組織も微細になっているため、一般的（通常の）球状化焼鈍処理を行っても、球状化焼鈍後はマルテンサイトやベイナイトの影響で球状化焼鈍後の組織が微細となるだけでなく、微細であるセメンタイトは凝集に長時間を要するため、軟質化が不十分となる。そのため、パーライトとフェライトの合計面積率は、全組織に対して９５面積％以上とする必要があり、それ以外の組織は５面積％以下とする必要がある。パーライトとフェライトの合計面積率は、好ましくは９７面積％以上、より好ましくは９９面積％以上、最も好ましくは１００面積％である。
［フェライトの面積率Ａが、下記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足する］
上記趣旨から明らかなように、前組織中のフェライトＡの面積率をできるだけ多くする必要がある。フェライトはＣを殆ど固溶しないため、パーライト部分にセメンタイトを凝集させると共に、セメンタイト同士の距離を近接させることができる。但し、鋼材中のＣ含有量によって、フェライト面積率は変化するため、Ｃ含有量に応じたフェライト面積率を計算する必要がある。
上記趣旨から明らかなように、前組織中のフェライトＡの面積率をできるだけ多くする必要がある。フェライトはＣを殆ど固溶しないため、パーライト部分にセメンタイトを凝集させると共に、セメンタイト同士の距離を近接させることができる。但し、鋼材中のＣ含有量によって、フェライト面積率は変化するため、Ｃ含有量に応じたフェライト面積率を計算する必要がある。
本発明者らは、初析フェライトを平衡量まで析出させるという観点から検討し、実験に基づき平衡フェライト析出量は、（１．０−Ｃｅｑ1）×１２９で表されること、およびフェライト面積率Ａは、平衡析出量の７５％以上を確保できれば良いとの着想に基づき、最低限確保する必要があるフェライト量として下記（１）式で表されるＡｅ値を定めた。尚、フェライトの面積率Ａを測定するときのフェライトは、パーライト組織中に含まれるフェライトは含まない趣旨である（初析フェライトのみ測定）。
Ａｅ＝（１．０−Ｃｅｑ1）×９６．７５ …（１）
但し、Ｃｅｑ1＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
Ａｅ＝（１．０−Ｃｅｑ1）×９６．７５ …（１）
但し、Ｃｅｑ1＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
即ち、フェライトの面積率Ａが、上記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足したときに、フェライト面積率を大きくすることによる効果が発揮されるものとなる。これに対し、フェライトの面積率Ａが、上記Ａｅ値以下となる場合（即ち、Ａ≦Ａｅ）には、球状化焼鈍後に新たな微細フェライトが析出しやすくなって、軟質化が不十分となる。また、フェライト面積率Ａが小さい状態で、フェライト結晶粒径を大きくすると（後述する）、再生パーライトが生成しやすくなり、十分な軟質化が困難となる。
［隣り合う２つの結晶粒の方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径：１５〜３５μｍ］
前組織におけるｂｃｃ（体心立方格子）−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径（以下、単に「フェライト平均粒径」と呼ぶことがある）を１５μｍ以上にしておくと、球状化焼鈍後に軟質化が可能となる。しかしながら、前組織におけるフェライト平均粒径が大きくなり過ぎると、通常の球状化焼鈍では再生パーライト等の強度を増加させる組織となり、軟質化が困難となるので、フェライト平均粒径は３５μｍ以下とする必要がある。フェライト平均粒径の好ましい下限は１８μｍ以上であり、より好ましくは２０μｍ以上である。フェライト平均粒径の好ましい上限は３２μｍ以下であり、より好ましくは３０μｍ以下である。
前組織におけるｂｃｃ（体心立方格子）−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径（以下、単に「フェライト平均粒径」と呼ぶことがある）を１５μｍ以上にしておくと、球状化焼鈍後に軟質化が可能となる。しかしながら、前組織におけるフェライト平均粒径が大きくなり過ぎると、通常の球状化焼鈍では再生パーライト等の強度を増加させる組織となり、軟質化が困難となるので、フェライト平均粒径は３５μｍ以下とする必要がある。フェライト平均粒径の好ましい下限は１８μｍ以上であり、より好ましくは２０μｍ以上である。フェライト平均粒径の好ましい上限は３２μｍ以下であり、より好ましくは３０μｍ以下である。
フェライト平均粒径を測定するときのフェライトは、隣り合う２つの結晶粒の方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒（ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒）を対象とするが、これは方位差が１５°以下の小角粒界では、球状化焼鈍による影響が小さいからである。つまり、前記方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたフェライト結晶粒で、同一面積の円に換算したときの直径を上記のような範囲とすることによって、球状化焼鈍後に十分な軟質化が実現できるものとなる。尚、前記「方位差」は、「ずれ角」若しくは「斜角」とも呼ばれているものであり、方位差の測定にはＥＢＳＰ法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ法）を採用すればよい。また、平均粒径を測定するフェライトは、パーライト組織中に含まれるフェライトも含む趣旨である。
本発明では、冷間加工用機械構造用鋼を想定してなされたものであり、その鋼種については冷間加工用機械構造用鋼としての通常の化学成分組成のものであれば良いが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮについては、適切な範囲に調整するのが良い。こうした観点から、これらの化学成分の適切な範囲およびその範囲限定理由は下記の通りである。
［Ｃ：０．０５〜０．３％未満］
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。また、Ｃ含有量を比較的少なくすることによって、軟質化促進による硬さのばらつき（線材または棒鋼としたときの横断面の硬さのばらつき）を小さくすることができる。Ｃ含有量が０．３％以上となると、硬さのばらつきが大きくなりやすくなり、変形抵抗の増加、変形能の低下を招く。一方、Ｃ含有量が０．０５％よりも少なくなると、鋼材の強度が低下し、部品特性を満足することが困難になる。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０８％以上（より好ましくは０．１０％以上）であり、好ましい上限は０．２８％以下（より好ましくは０．２５％以下）である。
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。また、Ｃ含有量を比較的少なくすることによって、軟質化促進による硬さのばらつき（線材または棒鋼としたときの横断面の硬さのばらつき）を小さくすることができる。Ｃ含有量が０．３％以上となると、硬さのばらつきが大きくなりやすくなり、変形抵抗の増加、変形能の低下を招く。一方、Ｃ含有量が０．０５％よりも少なくなると、鋼材の強度が低下し、部品特性を満足することが困難になる。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０８％以上（より好ましくは０．１０％以上）であり、好ましい上限は０．２８％以下（より好ましくは０．２５％以下）である。
［Ｓｉ：０．００５〜０．５％］
Ｓｉは、脱酸元素として、および固溶体硬化による最終製品の強度を増加させることを目的として含有させるが、０．００５％未満ではこうした効果が有効に発揮されず、また０．５％を超えて過剰に含有されると変形抵抗の増大や変形能の低下を生じさせるため、冷間加工性を劣化させる。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．００８％以上（より好ましくは０．０１％以上）であり、好ましい上限は０．４０％以下（より好ましくは０．３０％以下）である。
Ｓｉは、脱酸元素として、および固溶体硬化による最終製品の強度を増加させることを目的として含有させるが、０．００５％未満ではこうした効果が有効に発揮されず、また０．５％を超えて過剰に含有されると変形抵抗の増大や変形能の低下を生じさせるため、冷間加工性を劣化させる。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．００８％以上（より好ましくは０．０１％以上）であり、好ましい上限は０．４０％以下（より好ましくは０．３０％以下）である。
［Ｍｎ：０．２〜１．１％］
Ｍｎは、溶製中の鋼の脱酸、脱硫元素として有効であり、また鋼材への熱間加工時の加工性劣化を抑制する効果を発揮する。更に、Ｓと結合することで、鋼材の変形能を向上させるのにも有効な元素である。Ｍｎ含有量が、０．２％未満ではこれらの効果が発揮されず、１．１％を超えて過剰に含有されると、固溶強化による変形抵抗が増加して冷間加工性を劣化させるため、０．２〜１．１％とした。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％以上（より好ましくは０．４％以上）であり、好ましい上限は１．０％以下（より好ましくは０．９％以下）である。
Ｍｎは、溶製中の鋼の脱酸、脱硫元素として有効であり、また鋼材への熱間加工時の加工性劣化を抑制する効果を発揮する。更に、Ｓと結合することで、鋼材の変形能を向上させるのにも有効な元素である。Ｍｎ含有量が、０．２％未満ではこれらの効果が発揮されず、１．１％を超えて過剰に含有されると、固溶強化による変形抵抗が増加して冷間加工性を劣化させるため、０．２〜１．１％とした。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％以上（より好ましくは０．４％以上）であり、好ましい上限は１．０％以下（より好ましくは０．９％以下）である。
［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、フェライト粒界に偏析し、変形能を劣化させる。またＰは、フェライトを固溶強化させ、変形抵抗を増大させる。従って、変形抵抗や変形能の観点からは、Ｐは極力低減することが好ましいが、極端な低減は製鋼コストの増大を招き、０％とすることは製造上困難であるので、０．０３％以下（０％を含まない）と定めた。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２８％以下（より好ましくは０．０２５％以下）である。
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、フェライト粒界に偏析し、変形能を劣化させる。またＰは、フェライトを固溶強化させ、変形抵抗を増大させる。従って、変形抵抗や変形能の観点からは、Ｐは極力低減することが好ましいが、極端な低減は製鋼コストの増大を招き、０％とすることは製造上困難であるので、０．０３％以下（０％を含まない）と定めた。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２８％以下（より好ましくは０．０２５％以下）である。
［Ｓ：０．００１〜０．０３％］
ＳもＰと同様に鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、鋼中でＦｅと結合すると、ＦｅＳとして粒界上に膜状に析出するため、変形能を劣化させる。従って、Ｓは全量をＭｎと結合させ、ＭｎＳとして無害に析出させる必要がある。但し、このＭｎＳの析出量が増加すると、変形能が低下するので、Ｓ含有量は０．０３％以下とする必要がある。その一方で、Ｓは被削性を向上させる作用を発揮させるので、０．００１％以上含有させることは有用である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．００３％以上（より好ましくは０．００５％以上）であり、好ましい上限は０．０２８％以下（より好ましくは０．０２５％以下）である。
ＳもＰと同様に鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、鋼中でＦｅと結合すると、ＦｅＳとして粒界上に膜状に析出するため、変形能を劣化させる。従って、Ｓは全量をＭｎと結合させ、ＭｎＳとして無害に析出させる必要がある。但し、このＭｎＳの析出量が増加すると、変形能が低下するので、Ｓ含有量は０．０３％以下とする必要がある。その一方で、Ｓは被削性を向上させる作用を発揮させるので、０．００１％以上含有させることは有用である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．００３％以上（より好ましくは０．００５％以上）であり、好ましい上限は０．０２８％以下（より好ましくは０．０２５％以下）である。
［Ａｌ：０．０１〜０．１％］
Ａｌは、脱酸元素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定し、変形抵抗の低下、変形能の向上に有用である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって０．１％を超えると、Ａｌ2Ｏ3が過剰に生成し、変形能を劣化させる。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１３％以上（より好ましくは０．０１５％以上）であり、好ましい上限は０．０８％以下（より好ましくは０．０６％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として固定し、変形抵抗の低下、変形能の向上に有用である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって０．１％を超えると、Ａｌ2Ｏ3が過剰に生成し、変形能を劣化させる。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１３％以上（より好ましくは０．０１５％以上）であり、好ましい上限は０．０８％以下（より好ましくは０．０６％以下）である。
［Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、鋼中に固溶Ｎが含まれると、動的歪み時効による変形抵抗の増加や、変形の局在化を招くため、冷間加工性を劣化させやすい。従って、変形抵抗、変形能の観点から、Ｎは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招き、０％とすることは製造上困難であるので、０．０１５％以下（０％を含まない）と定めた。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１３％以下であり、より好ましい上限は０．０１０％以下である。
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、鋼中に固溶Ｎが含まれると、動的歪み時効による変形抵抗の増加や、変形の局在化を招くため、冷間加工性を劣化させやすい。従って、変形抵抗、変形能の観点から、Ｎは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招き、０％とすることは製造上困難であるので、０．０１５％以下（０％を含まない）と定めた。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１３％以下であり、より好ましい上限は０．０１０％以下である。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼の基本的な化学成分は、上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。尚、「実質的に鉄」とは、鉄以外にも本発明の鋼材の特性を阻害しない程度の微量成分（例えば、Ｓｂ，Ｚｎ等）も許容できる他、Ｐ，Ｓ，Ｎ以外の不可避不純物（例えば、Ｏ，Ｈ等）も含み得るものである。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼には、必要によって更に、（ａ）Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｂ）Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、等を含有させることも有用であり、含有される成分に応じてその鋼材の特性が更に改善される。これらの成分を含有させるときの成分範囲限定理由は下記の通りである。
［Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢは、いずれも鋼材の焼入れ性を向上させることによって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であり、必要によって単独でまたは２種以上で含有される。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎ、冷間加工性を劣化させるので、上記のように夫々の好ましい上限を定めた。より好ましくはＣｒで０．４５％以下（更に好ましくは０．４０％以下）、Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏで０．２２％以下（更に好ましくは０．２０％以下）、およびＢで０．００７％以下（より好ましくは０．００５％以下）である。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、それらの効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、Ｃｒで０．０１５％以上（より好ましくは０．０２０％以上）、Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏで０．０２％以上（より好ましくは０．０５％以上）、およびＢで０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）である。
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢは、いずれも鋼材の焼入れ性を向上させることによって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であり、必要によって単独でまたは２種以上で含有される。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎ、冷間加工性を劣化させるので、上記のように夫々の好ましい上限を定めた。より好ましくはＣｒで０．４５％以下（更に好ましくは０．４０％以下）、Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏで０．２２％以下（更に好ましくは０．２０％以下）、およびＢで０．００７％以下（より好ましくは０．００５％以下）である。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、それらの効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、Ｃｒで０．０１５％以上（より好ましくは０．０２０％以上）、Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏで０．０２％以上（より好ましくは０．０５％以上）、およびＢで０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）である。
［Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、Ｎと化合物を形成し、固溶Ｎを低減することで、変形抵抗低減の効果を発揮するため、必要によって単独でまたは２種以上を含有させることができる。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、形成される化合物が変形抵抗の上昇を招き、却って冷間加工性を低下させるので、ＴｉおよびＮｂで０．２％以下、Ｖで０．５％以下とするのが良い。より好ましくはＴｉおよびＮｂで０．１５％以下（更に好ましくは０．１０％以下）、Ｖで０．４０％以下（更に好ましくは０．３０％以下）である。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、その効果を有効に発揮させるためには好ましい下限は、いずれも０．０１％以上（より好ましくは０．０３％以上）である。
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、Ｎと化合物を形成し、固溶Ｎを低減することで、変形抵抗低減の効果を発揮するため、必要によって単独でまたは２種以上を含有させることができる。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、形成される化合物が変形抵抗の上昇を招き、却って冷間加工性を低下させるので、ＴｉおよびＮｂで０．２％以下、Ｖで０．５％以下とするのが良い。より好ましくはＴｉおよびＮｂで０．１５％以下（更に好ましくは０．１０％以下）、Ｖで０．４０％以下（更に好ましくは０．３０％以下）である。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、その効果を有効に発揮させるためには好ましい下限は、いずれも０．０１％以上（より好ましくは０．０３％以上）である。
本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当たっては、上記のような成分組成を満足する鋼を、９５０℃超、１２５０℃以下の温度に加熱し、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ加工した後、５℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却し、その後１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却すれば良い。他の方法として、上記のような成分組成を満足する鋼を、９５０℃超、１２５０℃以下の温度に加熱し、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ加工した後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜８００℃の温度範囲まで一旦冷却し、その後、０．１０℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却し、更に１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却するようにしても良い。これらの製造条件について説明する。
［９５０℃超、１２５０℃以下の温度に加熱し、仕上げ加工温度：９５０℃超、１１００℃以下」
大角粒界で囲まれた結晶粒の平均粒径（フェライト平均粒径）を１５〜３５μｍに制御するためには、９５０℃超、１２５０℃以下の温度に加熱し、仕上げ加工温度（熱間仕上げ加工温度）を９５０℃超、１１００℃以下に制御する必要がある。加熱温度は９５０℃超、１２５０℃以下の範囲であるが、加熱温度が９５０℃以下となると、鋼材の変形抵抗が高くなり、成形が困難となる。一方、加熱温度が１２５０℃を超える温度域では、成形が容易であるが、端部のだれによって鋼材の取り扱いが困難になることや、変形抵抗が低くなり過ぎて、過剰に成形されてしまうため、その上限を１２５０℃とした。仕上げ加工温度（熱間仕上げ加工温度）によって、フェライト平均粒径が主として決定されるが、仕上げ加工温度が１１００℃を超えると、フェライト平均粒径を３５μｍ以下にすることが困難となる。また、仕上げ加工温度が１１００℃を超えると、フェライトの面積率Ａを、Ａｅとの関係でＡ＞Ａｅを満足させることが困難となる。但し、仕上げ加工温度が９５０℃以下となると、フェライト平均粒径を１５μｍ以上にすることが困難となるので、９５０℃超とする必要がある。
大角粒界で囲まれた結晶粒の平均粒径（フェライト平均粒径）を１５〜３５μｍに制御するためには、９５０℃超、１２５０℃以下の温度に加熱し、仕上げ加工温度（熱間仕上げ加工温度）を９５０℃超、１１００℃以下に制御する必要がある。加熱温度は９５０℃超、１２５０℃以下の範囲であるが、加熱温度が９５０℃以下となると、鋼材の変形抵抗が高くなり、成形が困難となる。一方、加熱温度が１２５０℃を超える温度域では、成形が容易であるが、端部のだれによって鋼材の取り扱いが困難になることや、変形抵抗が低くなり過ぎて、過剰に成形されてしまうため、その上限を１２５０℃とした。仕上げ加工温度（熱間仕上げ加工温度）によって、フェライト平均粒径が主として決定されるが、仕上げ加工温度が１１００℃を超えると、フェライト平均粒径を３５μｍ以下にすることが困難となる。また、仕上げ加工温度が１１００℃を超えると、フェライトの面積率Ａを、Ａｅとの関係でＡ＞Ａｅを満足させることが困難となる。但し、仕上げ加工温度が９５０℃以下となると、フェライト平均粒径を１５μｍ以上にすることが困難となるので、９５０℃超とする必要がある。
［仕上げ加工後に、５℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却］
６４０〜６８０℃の温度範囲（冷却停止温度）までの冷却速度を速くすると、上記の圧延条件で作り込んだ前組織の平均粒径を維持したまま、組織サイズが変化しにくいＡｒ1変態点以下まで冷却することができる。このときの冷却速度が５℃／秒未満であると、特に前組織の平均粒径が３５μｍ付近の場合、所定の組織とすることができなくなる。こうした観点から、平均冷却速度は５℃／秒以上とする必要がある。この平均冷却速度は、好ましくは７．５℃／秒以上であり、より好ましくは１０℃／秒以上である。このときの平均冷却速度の上限については、特に限定されないが、現実的な範囲として２００℃／秒以下である。尚、このときの冷却については、５℃／秒以上となる平均冷却速度の範囲内であれば、冷却速度を変えるような冷却形態であっても良い。
６４０〜６８０℃の温度範囲（冷却停止温度）までの冷却速度を速くすると、上記の圧延条件で作り込んだ前組織の平均粒径を維持したまま、組織サイズが変化しにくいＡｒ1変態点以下まで冷却することができる。このときの冷却速度が５℃／秒未満であると、特に前組織の平均粒径が３５μｍ付近の場合、所定の組織とすることができなくなる。こうした観点から、平均冷却速度は５℃／秒以上とする必要がある。この平均冷却速度は、好ましくは７．５℃／秒以上であり、より好ましくは１０℃／秒以上である。このときの平均冷却速度の上限については、特に限定されないが、現実的な範囲として２００℃／秒以下である。尚、このときの冷却については、５℃／秒以上となる平均冷却速度の範囲内であれば、冷却速度を変えるような冷却形態であっても良い。
［仕上げ加工後に、２０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜８００℃の温度範囲まで一旦冷却し、その後、０．１０℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却］
フェライト平均粒径の粗大化と、フェライト面積率Ａが少なくなることを防止するためには、上記のような冷却（即ち、５℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却）の代わりに、２０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜８００℃の温度範囲（第１冷却停止温度）まで一旦冷却し、その後、０．１０℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲（第２冷却停止温度）まで冷却するようにしても良い。即ち、７５０〜８００℃の温度範囲までを、平均冷却速度を２０℃／秒以上の急冷とし、その温度範囲から６４０〜６８０℃温度範囲までを、０．１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却するようにしても良い。
フェライト平均粒径の粗大化と、フェライト面積率Ａが少なくなることを防止するためには、上記のような冷却（即ち、５℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却）の代わりに、２０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜８００℃の温度範囲（第１冷却停止温度）まで一旦冷却し、その後、０．１０℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲（第２冷却停止温度）まで冷却するようにしても良い。即ち、７５０〜８００℃の温度範囲までを、平均冷却速度を２０℃／秒以上の急冷とし、その温度範囲から６４０〜６８０℃温度範囲までを、０．１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却するようにしても良い。
上記第１冷却時の平均冷却速度が２０℃／秒未満の場合には、前組織のフェライト平均粒径が大きくなり過ぎることがある。この平均冷却速度は、好ましくは２５℃／秒以上であり、より好ましくは３０℃／秒以上である。尚、このときの平均冷却速度の上限については、特に限定されないが、上記と同様の観点から、２００℃／秒以下である。
第１冷却停止温度が８００℃を超える場合には、前組織のフェライト平均粒径が大きくなる過ぎることがある。また、第１冷却停止温度が７５０℃よりも低くなると、フェライト面積率Ａが低下しやすくなる。第１冷却停止温度の好ましい下限は７６０℃以上（より好ましくは７７０℃以上）であり、好ましい上限は７９０℃以下（より好ましくは７８０℃以下）である。
６４０〜６８０℃温度範囲までを２段階の冷却を行うことによって、１段階で冷却するときに比べてフェライト面積率Ａを大きくすることができると共に、上記フェライト平均粒径を３５μｍ以下に制御し易くなる。２段階目の冷却は、フェライト平均粒径を３５μｍ以下とするために０．１０℃／秒以上の平均冷却速度で行う必要があるが、その好ましい上限は２０℃／秒未満（より好ましくは１０℃／秒以下）である。また、このときの平均冷却速度が０．１０℃／秒未満では、粗大なパーライトが生成しやすくなるため、球状化焼鈍後に硬さが低下し難くなる。尚、２段階目の冷却時の平均冷却速度は、好ましくは０．５℃／秒以上であり、より好ましくは１．０℃／秒以上である。
上記の冷却では、いずれの冷却方式（１段階の冷却または２段階の冷却）を採用するにしても、冷却停止温度（２段階冷却では第２冷却停止温度）は、６４０〜６８０℃の温度範囲とする必要がある。この温度が６４０℃よりも低くなると、フェライト平均粒径が１５μｍ未満となり、６８０℃を超えるとフェライト平均粒径が３５μｍを超えるようになる。この冷却停止温度の好ましい下限は６４５℃以上（より好ましくは６６０℃以上）であり、好ましい上限は６７５℃以下（より好ましくは６７０℃以下）である。
［６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却した後、１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却］
６４０〜６８０℃の温度範囲から１℃／秒以下の平均冷却速度で徐冷することによって、上記フェライト平均粒径を１５〜３５μｍに制御しつつ（制御した状態で）、フェライト面積率Ａを大きくすることができる。このときの平均冷却速度は遅ければ遅いほどフェライト面積率Ａが増加しやすいため有効であるが、製造性を考慮すれば０．０１℃／秒以上とすることが好ましい。また平均冷却速度が１℃／秒を超えると、ベイナイトやマルテンサイト等の硬質組織が生じやすくなり、フェライトとパーライトの合計面積率を所定以上にすることができなくなる。この平均冷却速度の好ましい上限は０．８℃／秒以下であり、より好ましくは０．５℃／秒以下である。
６４０〜６８０℃の温度範囲から１℃／秒以下の平均冷却速度で徐冷することによって、上記フェライト平均粒径を１５〜３５μｍに制御しつつ（制御した状態で）、フェライト面積率Ａを大きくすることができる。このときの平均冷却速度は遅ければ遅いほどフェライト面積率Ａが増加しやすいため有効であるが、製造性を考慮すれば０．０１℃／秒以上とすることが好ましい。また平均冷却速度が１℃／秒を超えると、ベイナイトやマルテンサイト等の硬質組織が生じやすくなり、フェライトとパーライトの合計面積率を所定以上にすることができなくなる。この平均冷却速度の好ましい上限は０．８℃／秒以下であり、より好ましくは０．５℃／秒以下である。
上記の効果を発揮させるためには、冷却時間（徐冷時間：パーライト変態完了時間に相当）は少なくとも２０秒以上とする必要があり、これより短くなるとベイナイトやマルテンサイト等の硬質組織が生成しやすくなって、フェライトとパーライトの合計面積率が所定以上とすることができなくなる。この冷却時間は、好ましくは３０秒以上、より好ましくは６０秒以上、更に好ましくは１２０秒以上である。製造性を阻害しないという観点から、冷却時間の好ましい上限は１２００秒以下（より好ましくは９００秒以下）である。尚、このような徐冷を終えた後は、通常の冷却（放冷）を行って、室温までの温度とすれば良い。
上記のような冷間加工用機械構造用鋼を用いて、線材または棒鋼としたものでは良好な冷間加工性を示し、こうした線材または棒鋼を経て得られる機械構造用部品では、横断面における硬さの最大値と最小値の差が５Ｈｖ以下となって、硬さのばらつきが小さいものとなる。
以下本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
下記表１に示した化学成分組成の鋼種を用い、熱間加工条件（加熱温度、仕上げ加工温度、平均冷却速度、冷却停止温度、冷却時間：後記表２、４、６、８参照）を変化させて、φ６０ｍｍの棒線材を製造（熱間加工：熱間圧延または熱間鍛造）した。尚、下記表１中、１Ａ〜１Ｖが熱間圧延材であり、１Ｗ〜２Ｅが熱間鍛造材である。
得られた各棒線材の組織因子（組織および平均粒径）、および球状化焼鈍後の硬さの測定に当たって、各線材、各試験片共に縦断面が観察できるように冷間樹脂埋めし、線材の半径Ｄに対し、Ｄ／４の位置を測定した。
（前組織のフェライト平均粒径の測定）
前組織粒径の測定は、ＥＢＳＰ解析装置およびＦＥ−ＳＥＭ（電解放出型走査電子顕微鏡）を用いて測定した。結晶方位差（斜角）が１５°を超える境界（大角粒界）を結晶粒界として「結晶粒」を定義し、フェライトにおける結晶粒の平均粒径を決定した。このときの測定領域は４００μｍ×４００μｍ、測定ステップは０．７μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１以下の測定点は解析対象から削除した。
前組織粒径の測定は、ＥＢＳＰ解析装置およびＦＥ−ＳＥＭ（電解放出型走査電子顕微鏡）を用いて測定した。結晶方位差（斜角）が１５°を超える境界（大角粒界）を結晶粒界として「結晶粒」を定義し、フェライトにおける結晶粒の平均粒径を決定した。このときの測定領域は４００μｍ×４００μｍ、測定ステップは０．７μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１以下の測定点は解析対象から削除した。
（組織の観察）
パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、フェライト面積率Ａ（Ｆ面積率Ａ）の測定においては、ナイタールエッチングによって組織を現出させ、光学顕微鏡にて組織観察を行い、倍率４００倍にて５視野を撮影した。それらの写真を元に、画像解析によって、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、フェライト部の面積率Ａを測定し、平均値を算出した。
パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、フェライト面積率Ａ（Ｆ面積率Ａ）の測定においては、ナイタールエッチングによって組織を現出させ、光学顕微鏡にて組織観察を行い、倍率４００倍にて５視野を撮影した。それらの写真を元に、画像解析によって、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、フェライト部の面積率Ａを測定し、平均値を算出した。
（球状化焼鈍後の硬さの測定）
球状化焼鈍後の硬さの測定は、ビッカース硬度計を用いて、荷重１ｋｇｆで５点測定し、その平均値（Ｈｖ）を求めた。このときの硬さの基準は、平均値で下記（２）式を満足し、且つ硬さの最大値Ｈｖ（ｍａｘ）と最小値Ｈｖ（ｍｉｎ）の差［Ｈｖ（ｍａｘ）−Ｈｖ（ｍｉｎ）］が５Ｈｖ以下のものを硬さばらつきが抑制されていると判断した。
Ｈｖ≦８８．４×Ｃｅｑ2＋８１．０ …（２）
但し、Ｃｅｑ2＝［Ｃ］＋０．２×［Ｓｉ］＋０．２×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
球状化焼鈍後の硬さの測定は、ビッカース硬度計を用いて、荷重１ｋｇｆで５点測定し、その平均値（Ｈｖ）を求めた。このときの硬さの基準は、平均値で下記（２）式を満足し、且つ硬さの最大値Ｈｖ（ｍａｘ）と最小値Ｈｖ（ｍｉｎ）の差［Ｈｖ（ｍａｘ）−Ｈｖ（ｍｉｎ）］が５Ｈｖ以下のものを硬さばらつきが抑制されていると判断した。
Ｈｖ≦８８．４×Ｃｅｑ2＋８１．０ …（２）
但し、Ｃｅｑ2＝［Ｃ］＋０．２×［Ｓｉ］＋０．２×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
［実施例１］
上記表１に示した化学成分組成の鋼種のうち、鋼種１Ｈ（本発明で規定する成分組成を満足する鋼）および鋼種１Ｔ（本発明で規定する成分組成を満足しない鋼）を用い、ラボの加工フォーマスタ試験装置を用いて、加熱温度、仕上げ加工温度、平均冷却速度を下記表２、４、６、８のように変化させて、前組織の異なるサンプルを夫々作製した。尚、表２、４、６、８の製造条件において、「冷却１」は加熱温度から７５０〜８００℃の温度範囲までの冷却を示し、「冷却２」は「冷却１」を行った後（行わない場合もある）、６４０〜６８０℃の温度範囲までの冷却を示し、「冷却３」は「冷却２」を行った後の冷却を示している。
上記表１に示した化学成分組成の鋼種のうち、鋼種１Ｈ（本発明で規定する成分組成を満足する鋼）および鋼種１Ｔ（本発明で規定する成分組成を満足しない鋼）を用い、ラボの加工フォーマスタ試験装置を用いて、加熱温度、仕上げ加工温度、平均冷却速度を下記表２、４、６、８のように変化させて、前組織の異なるサンプルを夫々作製した。尚、表２、４、６、８の製造条件において、「冷却１」は加熱温度から７５０〜８００℃の温度範囲までの冷却を示し、「冷却２」は「冷却１」を行った後（行わない場合もある）、６４０〜６８０℃の温度範囲までの冷却を示し、「冷却３」は「冷却２」を行った後の冷却を示している。
このとき、サンプルは、φ８ｍｍ×１２ｍｍとし、熱間加工後に横断面で２サンプル切断し、夫々前組織調査用サンプル、および球状化焼鈍用のサンプルとした。また球状化焼鈍は、サンプルを夫々真空封入し、大気炉にて、７４０℃×６時間保持（均熱）後、冷却速度１０℃／時で７１０℃まで冷却して２時間保持し、その後冷却速度１０℃／時で６６０℃まで冷却して放冷する熱処理を行った。これらについて、前組織のフェライト平均粒径（前組織α平均粒径）、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、フェライト面積率（前組織Ｆ面積率Ａ）、（１）式の判定、および球状化焼鈍処理後の硬さの測定結果を、（２）式の右辺の値［８８．４×Ｃｅｑ2＋８１．０］、（２）式の判定（平均硬さ≦（２）式の値の場合を○、平均硬さ＞（２）式の値の場合を×）、硬さの差［Ｈｖ（ｍａｘ）−Ｈｖ（ｍｉｎ）］と共に、下記表３、５、７、９に示す。
表２、３は、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種（鋼種１Ｈ）を用いて、熱間加工後に、表２に記載の冷却２および冷却３のパターンで製造したときの結果を示したものである（試験Ｎｏ．１〜２６）。このうち、試験Ｎｏ．２〜５、７、８、１１、１２、１４、１５、１７〜２０、２３〜２６は、本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、球状化焼鈍後の硬さを十分低くすることができ、且つ硬さのばらつきも低減されていることが分かる。
これに対して、試験Ｎｏ．１、６、９、１０、１３、１６、２１、２２は、本発明で規定する製造条件を満足しない例であり、いずれかの特性が劣化していることが分かる。即ち、試験Ｎｏ．１のものは、加熱温度が低い例であり、フェライト平均粒径が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さ（平均値）が高いままである。試験Ｎｏ．６のものは、仕上げ加工温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
試験Ｎｏ．９のものは、仕上げ加工温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．１０のものは、「冷却２」での平均冷却速度が遅い例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
試験Ｎｏ．１３のものは、「冷却２」での冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなると共に、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．１６のものは、「冷却２」での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
試験Ｎｏ．２１のものは、「冷却３」での平均冷却速度が速い例であり、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高く、硬さのばらつきも大きくなっている。試験Ｎｏ．２２のものは、「冷却３」での冷却時間が短くなっている例であり、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が少なくなると共に（残部はベイナイトが観察された）、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高く、硬さのばらつきも大きくなっている。
表４、５は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種（鋼種１Ｔ）を用いて、熱間加工後に表４に記載の冷却２および冷却３のパターンで製造したときの結果を示したものである（試験Ｎｏ．２７〜５２）。このうち、試験Ｎｏ．２８〜３１、３３、３４、３７、３８、４０、４１、４３〜４６、４９〜５２は、本発明で規定する製造条件は満足するが、Ｃ含有量が過剰な鋼種１Ｔを用いているので、いずれも硬さのばらつきが大きくなっている。
また、試験Ｎｏ．２７、３２、３５、３６、３９、４２、４７、４８は、本発明で規定する製造条件をも満足しない例であり、硬さのばらつきが大きくなる他、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。即ち、試験Ｎｏ．２７のものは、加熱温度が低い例であり、フェライト平均粒径が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さ（平均値）が高いままである。試験Ｎｏ．３２のものは、仕上げ加工温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
試験Ｎｏ．３５のものは、仕上げ加工温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．３６のものは、「冷却２」での平均冷却速度が遅い例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
試験Ｎｏ．３９のものは、「冷却２」での冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなると共に、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．４２のものは、「冷却２」での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
試験Ｎｏ．４７のものは、「冷却３」での平均冷却速度が速い例であり、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が少なくなると共に（残部はベイナイトが観察された）、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．４８のものは、「冷却３」での冷却時間が短くなっている例であり、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が少なくなると共に（残部はベイナイトが観察された）、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
表６、７は、本発明で規定する化学成分組成を満足する鋼種（鋼種１Ｈ）を用いて、熱間加工後に表６に示した冷却１→冷却２→冷却３で冷却するパターンで製造したときの結果を示したものである（試験Ｎｏ．５３〜７８）。このうち、試験Ｎｏ．５４〜５６、５８〜６０、６３、６４、６６、６７、６９〜７２、７５〜７８は、本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、球状化焼鈍後の硬さを十分低くすることができ、且つ硬さのばらつきも低減されていることが分かる。尚、試験Ｎｏ．５８のものは、「冷却１」での冷却停止温度が低くなっているが、１１００〜６７０℃の平均冷却速度が５℃／秒以上で、表２に示した製造パターンを満足する発明例に相当し、球状化焼鈍後の硬さを十分低くすることができ、且つ硬さのばらつきも低減されている。
これに対して、試験Ｎｏ．５３、５７、６１、６２、６５、６８、７３、７４は、本発明で規定する製造条件を満足しない例であり、いずれかの特性が劣化していることが分かる。即ち、試験Ｎｏ．５３のものは、「冷却１」での平均冷却速度が遅くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．５７のものは、「冷却１」での「冷却１」での平均冷却速度が遅く、冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
試験Ｎｏ．６１のものは、「冷却１」での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．６２のものは、「冷却２」での平均冷却速度が遅い例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
試験Ｎｏ．６５のものは、「冷却２」での冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなると共に、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．６８のものは、「冷却２」での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
試験Ｎｏ．７３のものは、「冷却３」での平均冷却速度が速い例であり、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が少なくなると共に（残部はベイナイトが観察された）、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高く、硬さのばらつきも大きくなっている。試験Ｎｏ．７４のものは、「冷却３」での冷却時間が短くなっている例であり、パーライト＋フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が少なくなると共に（残部はベイナイトが観察された）、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
表８、９は、本発明で規定する化学成分組成を満足しない鋼種（鋼種１Ｔ）を用いて、熱間加工後に表８に示した冷却１→冷却２→冷却３で冷却するパターンで製造したときの結果を示したものである（試験Ｎｏ．７９〜１０４）。このうち、試験Ｎｏ．８０〜８２、８４〜８６、８９、９０、９２、９３、９５〜９８、１０１〜１０４は、本発明で規定する製造条件は満足するが（試験Ｎｏ．８４については上記試験Ｎｏ．５８と同様）、Ｃ含有量が過剰な鋼種１Ｔを用いているので、いずれも硬さのばらつきが大きくなっている。
また、試験Ｎｏ．７９、８３、８７、８８、９１、９４、９９、１００は、本発明で規定する製造条件をも満足しない例であり、硬さのばらつきが大きくなる他、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。即ち、試験Ｎｏ．７９のものは、「冷却１」での平均冷却速度が遅くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．８３のものは、「冷却１」での平均冷却速度が遅く、冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
試験Ｎｏ．８７のものは、「冷却１」での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．８８のものは、「冷却２」での平均冷却速度が遅い例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
試験Ｎｏ．９１のものは、「冷却２」での冷却停止温度が低くなっている例であり、フェライト平均粒径が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．９４のものは、「冷却２」での冷却停止温度が高くなっている例であり、フェライト平均粒径が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
試験Ｎｏ．９９のものは、「冷却３」での平均冷却速度が速い例であり、パーライト＋フェライト合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が少なくなると共に（残部はベイナイトが観察された）、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．１００のものは、「冷却３」での冷却時間が短くなっている例であり、パーライト＋フェライト合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が少なくなると共に（残部はベイナイトが観察された）、フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
［実施例２］
上記表１に示した鋼種１Ａ〜２Ｅを用い（但し、鋼種１Ｈ、１Ｔを除く）、前記試験Ｎｏ．２６で採用した条件（表２）にて、φ６０ｍｍの線材を製造（熱間圧延）した。尚、サンプルは、φ６０ｍｍ×５０ｍｍとし、熱間加工後に横断面で２サンプル切断し、夫々前組織調査用サンプル、および球状化焼鈍用のサンプルとした。また球状化焼鈍は、サンプルを夫々真空封入し、大気炉にて、７４０℃×６時間保持（均熱）後、冷却速度１０℃／時で７１０℃まで冷却して２時間保持し、その後冷却速度１０℃／時で６６０℃まで冷却して放冷する熱処理を行った。
上記表１に示した鋼種１Ａ〜２Ｅを用い（但し、鋼種１Ｈ、１Ｔを除く）、前記試験Ｎｏ．２６で採用した条件（表２）にて、φ６０ｍｍの線材を製造（熱間圧延）した。尚、サンプルは、φ６０ｍｍ×５０ｍｍとし、熱間加工後に横断面で２サンプル切断し、夫々前組織調査用サンプル、および球状化焼鈍用のサンプルとした。また球状化焼鈍は、サンプルを夫々真空封入し、大気炉にて、７４０℃×６時間保持（均熱）後、冷却速度１０℃／時で７１０℃まで冷却して２時間保持し、その後冷却速度１０℃／時で６６０℃まで冷却して放冷する熱処理を行った。
これらについて、前組織のフェライト平均粒径（前組織α平均粒径）、パーライト＋フェライト合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、フェライト面積率（前組織Ｆ面積率Ａ）を（１）式の右辺の値［（１．０−Ｃｅｑ1）×９６．７５］、（１）式の判定（Ａ＞Ａｅの場合を○、Ａ≦Ａｅの場合を×）、組織の判定（組織要件を満足するものを○、満足しないものを×）と共に、下記表１０に示す。また、球状化焼鈍処理後の硬さの測定結果を、（２）式の右辺の値［８８．４×Ｃｅｑ2＋８１．０］、（２）式の判定（平均硬さ≦（２）式の値の場合を○、平均硬さ＞（２）式の値の場合を×）、硬さの差［Ｈｖ（ｍａｘ）−Ｈｖ（ｍｉｎ）］と共に、下記表１１に示す。
これらの結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１０５〜１２２および試験Ｎｏ．１２５〜１３３は、本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、球状化焼鈍後の硬さを十分低くすることができ、しかも硬さのばらつきも低減できることが分かる。
これに対して、試験Ｎｏ．１２３、１２４のものでは、本発明で規定する要件のいずれかを欠くものであり、いずれかの特性が劣化している。即ち、試験Ｎｏ．１２３は、本発明で規定する製造条件は満足するが、Ｍｎ含有量が過剰な鋼種１Ｕを用いており、また試験Ｎｏ．１２４は、本発明で規定する製造条件は満足するが、Ｎ含有量が過剰な鋼種１Ｖを用いているので、いずれも球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
Claims (6)
- Ｃ：０．０５〜０．３％未満（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、
Ｓｉ：０．００５〜０．５％、
Ｍｎ：０．２〜１．１％、
Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．００１〜０．０３％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、および
Ｎ ：０．０１５％以下（０％を含まない）を夫々含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなり、
鋼の金属組織が、パーライトとフェライトを有し、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率が９５面積％以上であると共に、フェライトの面積率Ａが、下記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足し、
且つ隣り合う２つの結晶粒の方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が１５〜３５μｍであることを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼。
Ａｅ＝（１．０−Ｃｅｑ1）×９６．７５ …（１）
但し、Ｃｅｑ1＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。 - 更に他の元素として、
Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、および
Ｂ ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１に記載の冷間加工用機械構造用鋼。 - 更に他の元素として、
Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、および
Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１または２に記載の冷間加工用機械構造用鋼。 - 請求項１〜３のいずれかに記載の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当たり、９５０℃超、１２５０℃以下の温度に加熱し、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ加工した後、５℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却し、その後１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却することを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼の製造方法。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当たり、９５０℃超、１２５０℃以下の温度に加熱し、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ加工した後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０〜８００℃の温度範囲まで冷却し、その後、０．１０℃／秒以上の平均冷却速度で６４０〜６８０℃の温度範囲まで冷却し、更に１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却することを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼の製造方法。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の冷間加工用機械構造用鋼を用いて、線材または棒鋼を経て得られる機械構造用部品であり、横断面における硬さの最大値と最小値の差が５Ｈｖ以下であることを特徴とする冷間加工用機械構造用部品。
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