(57)【要約】      （修正有）【課題】  冷間鍛造性と切削性に優れた冷間鍛造用鋼を提供する。【解決手段】  規定の成分組成を満たすものであって、金属組織がフェライトとパーライトの二相組織であり、  パーライトの平均ラメラー間隔が２２０〜５００ｎｍ、かつ  パーライト粒の平均粒径が３０μｍ以下であると共に、  鋼材断面におけるＤ/２（Ｄ：鋼材断面直径）からＤ/８までの領域のフェライト結晶粒度番号と最表面のフェライト結晶粒度番号との差が１以下であることを特徴とする冷間鍛造性と切削性に優れた機械構造用鋼。【選択図】図１
2006291237.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．１０〜０．４２％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．６％、
Ｐ  ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０３０％未満（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Sol.Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．００７０％、
(Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ) ≦０．２％、
(Ｎｂ＋Ｖ) ≦０．１％
を満たし、残部鉄及び不可避不純物からなるものであって、
金属組織がフェライトとパーライトの二相組織であり、
パーライトの平均ラメラー間隔が２２０〜５００ｎｍ、かつ
パーライト粒の平均粒径が３０μｍ以下
であると共に、
鋼材断面におけるＤ/２（Ｄ：鋼材断面直径）からＤ/８までの領域のフェライト結晶粒度番号と最表面のフェライト結晶粒度番号との差が１以下であることを特徴とする冷間鍛造性と切削性に優れた機械構造用鋼。
【請求項２】
更に他の元素として、
Ｂ  ：０．００１０〜０．００５５％、及び／又は
Ｔｉ：０．００４〜０．０５％
を含む請求項１に記載の機械構造用鋼。
【請求項３】
更に他の元素として、
Ｐｂ、Ｂｉ、Ｍｇ及びＣａよりなる群から選択される１種以上を合計で０．１％以下（０％を含まない）含む請求項１または２に記載の機械構造用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷間鍛造性と切削性に優れた機械構造用鋼に関するものであり、殊に、冷間鍛造性と切削時における仕上げ面粗さの著しく改善された機械構造用鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
機械構造用鋼部品の製造に用いられる鋼材（圧延材）は、従来、下記に製造工程（酸洗、潤滑皮膜形成除く）を示す通り球状化焼鈍工程を設けることで、後工程である冷間鍛造時の加工性（冷間鍛造性）と切削性を確保していた。しかし近年は、生産性を高めるべく長時間を要する球状化焼鈍工程の省略が試みられている。
〈従来の製造工程〉
圧延 − 伸線 − 球状化焼鈍 − 伸線 − 冷間鍛造 − 切削
〈上記球状化焼鈍を省略した工程〉
圧延 − 伸線 − 冷間鍛造 − 切削
【０００３】
しかしながら、球状化焼鈍を省略すると、圧延で得られた線材をそのまま伸線、冷間鍛造、切削に供することになる。Ｃ量の少ない従来の鋼材であれば熱間圧延ままでも冷間鍛造性と切削性に優れるが、機械構造用部品の高強度化を図るべくＣ量を高めると切削性が著しく低下する。具体的には、構成刃先が生じて鋼部品に「むしれ」が発生し、仕上げ面が粗くなるという問題が生じる。
【０００４】
上記問題の防止策として、一般に切削速度を上げることが提案されているが、設備の制約を受けるため、鋼材の切削性を改善することが求められている。
【０００５】
切削性改善を図った技術としては、例えば特許文献１に、Ｓ量を０．０３％以上確保すると共に、ミクロ組織における粒径１μｍを超えるパーライト粒の占める面積率を５％以下とすることが示されている。しかしＳ量を高めると、機械構造用鋼に必要な冷間鍛造性を確保することが難しくなる。またパーライト粒のサイズを制御するだけでは、仕上げ面粗さを十分改善することは難しい。
【０００６】
また特許文献２には、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅを含有させ、切削性として切り屑処理性を向上させる技術が示されている。しかし、この様に一般的な切削性改善元素を添加しても、仕上げ面粗さを改善することは難しい。
【特許文献１】特開２００４−１６９０５１号公報
【特許文献２】特許第１５８６３８３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、比較的Ｃ量の多い機械構造用鋼であって、球状化焼鈍工程を設けなくとも優れた冷間鍛造性と切削性を発揮し得る鋼材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明に係る冷間鍛造性と切削性に優れた機械構造用鋼は、
Ｃ  ：０．１０〜０．４２％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．６％、
Ｐ  ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０３０％未満（０％を含まない）、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％、
Sol.Ａｌ：０．０１〜０．０６％、
Ｎ  ：０．０００５〜０．００７０％、
(Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ) ≦０．２％、
(Ｎｂ＋Ｖ) ≦０．１％
を満たし、残部鉄及び不可避不純物からなるものであって、
金属組織がフェライトとパーライトの二相組織であり、
パーライトの平均ラメラー間隔が２２０〜５００ｎｍ、かつ
パーライト粒の平均粒径が３０μｍ以下
であると共に、
鋼材断面における、
Ｄ/２（Ｄ：鋼材断面直径）からＤ/８までの領域のフェライト結晶粒度番号と
最表面のフェライト結晶粒度番号との差が１以下である
ところに特徴がある。
【０００９】
上記本発明の機械構造用鋼は、
更に他の元素として、
（ａ）Ｂ  ：０．００１０〜０．００５５％、及び／又は
Ｔｉ：０．００４〜０．０５％、
（ｂ）Ｐｂ、Ｂｉ、Ｍｇ及びＣａよりなる群から選択される１種以上を、
合計で０．１％以下（０％を含まない）
含んでいてもよい。
【発明の効果】
【００１０】
本発明の機械構造用鋼を、冷間鍛造後に切削を施して得られる例えば自動車部品の製造に用いれば、球状化焼鈍工程を設けなくとも、冷間鍛造を良好に行うことができ、また切削後の仕上げ面が美麗な高強度鋼部品を効率的に製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
前述した通り、強度確保のためＣを比較的多く含む鋼材を対象に、球状化焼鈍を行わなくとも優れた冷間鍛造性と切削性を発揮する機械構造用鋼を得るべく、一般的に切り屑処理性等の切削性に改善効果を示すＳや、Ｐｂ、Ｂｉ等の添加を試みたが、機械構造用鋼に不可欠な優れた冷間鍛造性の確保が困難であった。またＰｂ、Ｂｉ等の快削性元素を添加した場合も仕上げ面粗さを十分に改善できないことを確認した。
【００１２】
そこで本発明者は、別の手段について次の通り鋭意研究を行なった。即ち、本発明の鋼材は、後述の通りＣを０．１０％以上含有していることから、金属組織がパーライトとフェライトの二相組織であり、該パーライトがほぼ５〜４０％存在することを前提に、該組織の形態について研究を行なった。その結果、パーライトの析出形態を、
・パーライトの平均ラメラー間隔：２２０〜５００ｎｍ、かつ
・パーライト粒の平均粒径：３０μｍ以下
を満たすようにすればよいことを見出した。以下、この様に規定した理由について詳述する。
【００１３】
まず本発明では、パーライトの平均ラメラー間隔を２２０ｎｍ以上と従来の鋼材よりも広くする。パーライトのラメラー間隔を広げることによって、相対的にラメラーが短くなり、パーライトが脆くなるので、切削時にパーライトが良好に破壊して構成刃先の形成を十分に低減でき、結果として、仕上げ面粗さが非常に小さく表面の美麗な鋼部品を得ることができる。上記パーライトのラメラー間隔は２４０ｎｍ以上であることが好ましい。しかし、上記ラメラー間隔が広すぎても延性に悪影響を及ぼすため５００ｎｍ以下とする。好ましくは４５０ｎｍ以下、より好ましくは４００ｎｍ以下である。
【００１４】
パーライト面積率が一定である場合、上記の通りラメラー間隔の比較的広いパーライト粒を微細に分散させる方が、切削時にパーライトが破壊され易く、構成刃先の形成を効果的に抑制できる。従って本発明では、パーライト粒のサイズを平均粒径で３０μｍ以下とする。パーライト粒がより小さいほど切削時に切削工具に当たり難くなることから、平均粒径が２０μｍ以下のものが好ましい。切削性向上の観点からはパーライト粒の平均粒径の下限は特に設けない。尚、パーライトの少ない鋼種では上記問題は生じないので、本発明では、平均粒径が３μｍ以上のパーライト粒が存在するものを対象とする。
【００１５】
上記パーライトの平均ラメラー間隔及びパーライト粒の平均粒径は、後述する実施例に示す方法で測定し、規定したものである。
【００１６】
本発明では、フェライト結晶粒度も併せて制御することで、上記パーライト組織の制御による効果を確実に発揮させることができる。フェライト結晶粒のサイズを均一にすることで、上記パーライト粒のサイズのバラツキを抑制でき、その結果、切削抵抗のバラツキが低減されて均一に切削できるからである。
【００１７】
そこで本発明では、鋼材断面の直径をＤとしたときに、鋼材断面における
・Ｄ/２からＤ/８までの領域のフェライト結晶粒度番号（Ｆgc，ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定）と、
・最表面のフェライト結晶粒度番号（Ｆgc，ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定）
との差が１以下であることを要件とした。上記差が０．５以下であることが好ましく、最も好ましくは上記Ｄ/２からＤ/８までの領域と最表面のＦgcが同じであることである。後述の推奨される方法で製造を行なった場合、鋼板断面における上記Ｄ/２からＤ/８までの領域（鋼材内部）と最表面のフェライト結晶粒度番号はどちらも６〜１１番の範囲となる。
【００１８】
上記フェライト結晶粒度番号は、後述する実施例に示す方法で測定し、規定したものである。
【００１９】
尚、上記パーライト中には、製造過程において不可避的にディボースト・パーライト（炭化物が塊状になっているもの）が形成される場合があるが、該ディボースト・パーライトは、粒径の測定対象でない。
【００２０】
本発明は、上記の通り特に組織を制御する点に特徴があるが、該組織を容易に形成して優れた冷間鍛造性と切削性を確保するには、下記の通り成分組成を満たす必要がある。
【００２１】
〈Ｃ：０．１０〜０．４２％〉
Ｃは、鋼材の強度確保に必須の元素であり、少なくとも０．１０％を必要とする。好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１３％以上である。一方、Ｃ量が過剰であると、パーライトの面積率が高くなり変形能を確保できなくなる。また、切削時に生じる構成刃先を安定化させる作用を有するため、仕上げ面粗さを改善することが難しい。よってＣ量は０．４２％以下とする。好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３８％以下である。
【００２２】
〈Ｓｉ：０．０１〜０．５％〉
Ｓｉを添加して脱酸を行う場合、鋼中Ｓｉ量は０．０１％以上となる。しかしＳｉ量が過剰になると、固溶強化により変形抵抗が増大し、冷間鍛造における鍛造荷重が増大するだけでなく、変形能の低下の要因にもなるため、可能な限り低い方が望ましい。よって本発明では、Ｓｉ量を０．５％以下とする。好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。
【００２３】
〈Ｍｎ：０．１〜１．６％〉
Ｍｎは、脱酸、脱硫のために必要であるだけでなく、冷間加工後の熱処理時の焼入れ焼戻し軟化抵抗を向上させるのにも有効な元素である。この様な効果を発揮させるには、０．１％以上含有させる。好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると、熱間圧延後のフェライトおよびパーライトの成長速度が低下して、切削性を低下させるラメラー間隔の狭いパーライトが形成され易くなる。よって本発明ではＭｎ量を１．６％以下とする。好ましくは１．４％以下、より好ましくは１．２％以下である。
【００２４】
〈Ｐ：０．０３０％以下（０％を含まない）〉
Ｐは、凝固時にミクロ偏析し、熱間圧延時に粒界に偏析してバンド組織を生成し易く、パーライトブロックが粗大になる要因となる。よってＰ量は０．０３０％以下に抑える。好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２％以下に抑える。尚、Ｐの下限は、コストや生産性の観点から０．００１％程度となる。
【００２５】
〈Ｓ：０．０３０％未満（０％を含まない）〉
Ｓは、ＭｎＳといった硫化物系介在物を形成し、熱間圧延時に粒界に偏析して粒界を脆化させ、冷間加工時に割れが生じやすくなる。よって本発明ではＳを極力低減するのがよく、０．０３０％未満に抑える。好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下に抑える。尚、Ｓの下限は、コストや生産性の観点から０．００１％程度となる。
【００２６】
〈Ｃｒ：０．０１〜１．０％〉
Ｃｒは、熱間圧延時のフェライト＋パーライト変態を促進させ、強度を必要以上に高めることなく炭化物を析出させるのに有効な元素である。この様な効果を発揮させるにはＣｒ量を０．０１％以上とするのがよい。好ましくは０．０３％以上である。しかしＣｒ量が過剰になると、必要以上に引張強度が上昇する他、焼入性が高くなり切削性を低下させるラメラー間隔の狭いパーライトが生じ易くなる。そこで本発明ではＣｒ量を１．０％以下とした。好ましくは０．９％以下である。
【００２７】
〈sol.Ａｌ：０．０１〜０．０６％〉
sol.Ａｌは、脱酸の効果があるだけでなく、Ｎと結合して窒化物（ＡｌＮ：アルミナイトライド）を生成させ、冷間鍛造後の焼入れ時のオーステナイト結晶粒粗大化を防止するのに有効である。この様な効果を発揮させるべく本発明ではsol.Ａｌ量を０．０１％以上とする。好ましくは０．０２％以上である。しかしsol.Ａｌが過剰でも前記効果は飽和するので０．０６％以下に抑える。好ましくは０．０５％以下である。
【００２８】
〈Ｎ：０．０００５〜０．００７０％〉
Ｎは、上記の通り、ＡｌとＡｌＮを形成して、冷間鍛造後の焼入れ時のオーステナイト結晶粒粗大化を防止するのに有用な元素である。また、後述する通りＢを添加した場合にＢＮを形成し、冷間加工時の動的ひずみ時効を抑制するのに有用な元素でもある。よって本発明ではＮ量を０．０００５％以上、好ましくは０．００２０％以上とする。しかしＮ量が過剰になると、固溶Ｎが増加して固溶強化が促進され、必要以上に強度が高まり冷間鍛造性の低下を招く。よってＮ量を０．００７０％以下に抑える。好ましくは０．００６０％以下、より好ましくは０．００５０％以下である。
【００２９】
〈（Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｍｏ）≦０．２％〉
〈（Ｎｂ＋Ｖ）≦０．１％〉
これらの元素（Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ）は、本発明の鋼材に不可避不純物として含まれるものである。本発明では、該元素を抑制して鋼材の強度が必要以上に高まるのを抑え、優れた冷間鍛造性を確保する。また、これらの元素により鋼材の焼入性が高くなり、切削性を低下させるラメラー間隔の狭いパーライトが生じやすくなるのを抑制する必要もある。よって、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏを合計で０．２％以下に抑える。好ましくは０．１％以下、より好ましくは０．０５％以下である。またＮｂとＶも合計で０．１％以下に抑える。好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０２％以下である。
【００３０】
本発明で規定する含有元素は上記の通りであり、残部成分は実質的にＦｅであるが、鋼中に、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物の混入が許容されるのは勿論のこと、前記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、下記の如く、更に他の元素を積極的に含有させることも可能である。
【００３１】
〈Ｂ：０．００１０〜０．００５５％〉
Ｂは、Ｎと結合してＢＮを形成することによって、冷間加工時の動的ひずみ時効を抑制すると共に、固溶Ｎによる固溶強化を抑制するのにも有効な元素である。また、ＡｌＮが必要以上に析出してフェライト結晶粒が著しく微細化することにより、強度が上昇するのを抑制する作用も有する。更には後述するＴｉと複合添加した場合に、ＮをＴｉＮとして固定し、Ｂを固溶状態のまま焼入性元素として有効に作用させ、部品の最終工程における焼入れ焼戻しで強度を調整するのに有用な元素でもある。
【００３２】
これらの効果を発揮させるには、Ｂ量を０．００１０％以上とするのが好ましく、より好ましくは０．００１５％以上である。尚、Ｎ含有量に応じてＢ量を増加させるのがよく、本発明で規定するＮ量上限が０．００７０％であることから、Ｂ量の上限を０．００５５％とする。
【００３３】
〈Ｔｉ：０．００４〜０．０５％〉
Ｔｉは、ＴｉＮを形成することによってＢＮと同様の効果を発揮する元素である。また上記の通り、Ｂと同時に添加すれば、Ｂの焼入性向上効果を存分に発揮させることができる。これらの効果を発揮させるには、Ｔｉ量を０．００４％以上とするのがよい。より好ましくは０．０１０％以上である。しかしＴｉ量が多過ぎると、過剰のＴｉがＴｉＣを形成して析出強化作用が増大するので０．０５％以下に抑えるのがよい。より好ましくは０．０４％以下である。
【００３４】
〈Ｐｂ、Ｂｉ、Ｍｇ及びＣａよりなる群から選択される１種以上：
合計で０．１％以下〉
Ｐｂ、Ｂｉ、Ｍｇ、Ｃａは、鋼材の被削性を改善するのに有効な元素であり、必要によって単独でまたは２種以上を含有させてもよい。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、鋼材の延性や靭性が低下し、冷間鍛造性も阻害されるので、合計で０．１％以下に抑えるのがよい。
【００３５】
本発明は、製造条件まで規定するものではないが、上記成分組成の鋼材を用いて、上記組織を効率良く得るには下記条件で製造することが推奨される。
【００３６】
まず、上記の通りフェライトの結晶粒を均一化させるには、熱間圧延において、圧延開始から調整冷却開始までの温度（鋼材表面温度）を８００〜１１００℃の範囲内とすると共に、これらの工程において鋼材表面の温度差を２５０℃以内と極力一定とすることが推奨される。好ましくは上記温度差を１００℃以内とする。
【００３７】
また、規定の通りパーライトのラメラー間隔が比較的太く、かつ粒径のより小さいパーライトを得るには、調整冷却を行うことが推奨される。具体的に調整冷却は、冷却速度：０．１〜０．５℃／ｓの徐冷を８７５〜７５０℃の温度域（調整冷却開始温度）から開始する。
【００３８】
調整冷却開始温度は、中間圧延の後に水を媒体とする冷却設備を設置してコントロールする。８７５℃より高い温度域から上記徐冷を行うと、再結晶後の組織が粗大となるためパーライト粒を小さくすることができない。安定操業上、好ましくは８５０℃以下、より好ましくは８２５℃以下の温度域から徐冷を行うのがよい。一方、７５０℃を下回る低温度域から調整冷却を行うと、仕上圧延温度も低くなるため結晶粒が微細となり、伏熱によって鋼材内部と最表面で結晶粒の差が生じてしまい、切削時における仕上げ表面粗さが粗くなりやすい。安定操業上、好ましくは７７５℃以上、より好ましくは８００℃以上の温度域から調整冷却を行うのがよい。該調整冷却は、徐冷設備（例えば特開平１０−１５６４１７号公報に記載の設備）を用いて行うことができる。尚、上記調整冷却（徐冷）は、６００℃くらいまで行なえばよい。
【００３９】
本発明の鋼材を得るための溶製、熱間圧延工程におけるその他の製造条件については、一般的な条件を採用すればよい。
【００４０】
本発明は、鋼材の形状等について限定するものでなく、線材、棒鋼等として得ることができる。また、鋼材の用途について限定するものでもなく、例えば機械構造用鋼部品として、ボルト、ねじ、ナット、ソケット、ボールジョイント、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、ブラケットナット、ブラケットボルト、ユニバーサルジョイント等の自動車部品の他、機械部品、電装部品等の製造に適用することができる。
【００４１】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・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可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例】
【００４２】
表１に記載の成分組成からなる供試鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｌを用いて、表２の条件で熱間圧延を行い、その後調整冷却を行って直径１５．５ｍｍの線材（圧延材）を得た。尚、熱間圧延後の調整冷却は、特開平１０−１５６４１７号公報に記載の徐冷設備を用いて、約１０分間の徐冷を行い、その後空冷した。尚、後述する従来例以外は、球状化焼鈍を行なっていない。
【００４３】
得られた圧延材の金属組織を以下の要領で観察した。まずパーライト粒の平均粒径は、圧延材断面におけるＤ／４（Ｄ：鋼材断面直径）部位の顕微鏡写真を４００倍の倍率で撮り、これを標準粒度図と比較するＡＳＴＭ規格の比較法をパーライトに適用し、パーライトの結晶粒度番号（Ｇ）を求め、下記式(１)［「ふぇらむ」vol.２(1997) No.10 p.29〜34］からパーライト粒の結晶粒径（ｄn）を求めた。合計３試料について同様の測定を行い、その平均をパーライト粒の平均粒径とした。
ｄn＝０．２５４／２(G-1)/2      …（１）
［式（１）中、ｄnは結晶粒径を示し、Ｇは結晶粒度番号を示す］
【００４４】
また、パーライトの平均ラメラー間隔は次の様にして求めた。即ち、圧延材断面におけるＤ／４（Ｄ：鋼材断面直径）の部位を観察できるよう試料を採取し、ピクラル腐食した後、電子顕微鏡にて倍率６０００倍で観察・撮影し、図１に示す様に、パーライト粒におけるある一定長さ内に存在するラメラーの本数を測定してラメラー間隔を求めた。そして、この測定を３視野における合計６点で行い、ラメラー間隔の小さい値から並べた累積度数（横軸）と上記ラメラー間隔（縦軸）との関係を整理したグラフから、切片（最小のラメラー間隔）を求め、下記式（２）から平均ラメラー間隔を求めた。
平均ラメラー間隔＝切片×１．６５      …（２）
【００４５】
また圧延材断面において、
・Ｄ/２（Ｄ：鋼材断面直径）からＤ/８までの領域のフェライト結晶粒度番号と、
・最表面のフェライト結晶粒度番号を、
それぞれＪＩＳＧ０５５２に規定の方法で求めた。そして合計３試料について同様の測定を行いその平均値を求めた。
【００４６】
また、上記圧延に引き続き酸洗を施してスケールを除去した後、潤滑皮膜を形成し、冷間鍛造試験用として直径１４．８ｍｍまで伸線したもの（伸線歪：０．１）、及び切削試験用として直径９．３ｍｍまで伸線したもの（伸線歪：１．０）を得て、下記の冷間鍛造試験及び切削試験を行った。
【００４７】
尚、従来例として、球状化焼鈍を含む工程で試料（従来材）を作製した。この場合、熱間圧延後に図２に示すヒートパタンで球状化焼鈍を行ってから、酸洗・潤滑皮膜の形成を行い、それから伸線を行った。そして上記と同様の冷間鍛造試験用試料と切削試験用試料をそれぞれ作製し、下記の冷間鍛造試験と切削試験を行った。その結果、冷間鍛造試験での割れの発生は「なし」であり、また切削試験において、むしれは発生せず、Ｒmaxは９．０μｍであった。
【００４８】
〈冷間鍛造試験〉
上記直径１４．８ｍｍで高さ（Ｈ0）が直径×１．５倍の円柱状試料を作製して、図３に示す通り、圧縮率［（１−Ｈ／Ｈ0）×１００（％）］が８０％の圧縮（即ち、Ｈ＝０．２×Ｈ0となるまで圧縮）を行い、割れの有無を確認した。
【００４９】
〈切削試験〉
下記条件で切削を行い、外観写真から表面状態（むしれの有無）を確認すると共に、表面粗さ（Ｒmax）を測定した。
［切削条件］
・切削様式：フォーミング（油性湿式切削）
・使用工具：超硬Ｐ１０
・切削速度：８０ｍ／ｍｉｎ
・切り込み量：１．０ｍｍ
・送り速度：０．０３ｍｍ／ｒｅｖ
【００５０】
これらの結果を表２に併記する。
【００５１】
【表１】
2006291237.tif 000003
【００５２】
【表２】
2006291237.tif 000004
【００５３】
表１、２より次の様に考察できる（尚、下記Ｎｏ．は、表２中の実験Ｎｏ．を示す）。即ち、Ｎｏ．１〜６、９〜１２、１４〜１６は、本発明で規定する要件を満たしているため、冷間鍛造性に優れると共に、切削性として仕上げ面粗さも従来材より十分に改善されたものが得られた。
【００５４】
これに対しＮｏ．７は、成分組成が規定を満たす鋼材を使用しているが、製造工程において、熱間圧延時の圧延温度開始から調整冷却開始までの温度差が大きく、かつ冷却速度も速いため、最表層と内部でフェライト結晶粒径の差が生じ、かつパーライト粒が微細でかつラメラー間隔の狭いものが得られ、その結果、切削試験において仕上げ面粗さが粗くなった。またＮｏ．８，１３では、冷却速度が速いため、パーライト粒が微細でかつラメラー間隔の狭いものが得られ、その結果、切削試験において仕上げ面粗さが粗くなった。
【００５５】
参考までに、本実施例で得られた試験片の電子顕微鏡観察写真を示す。図４は、本発明例であるＮｏ．６の電子顕微鏡観察写真（倍率：６０００倍）であり、図５は、比較例であるＮｏ．８の電子顕微鏡観察写真（倍率：６０００倍）であるが、この図４と図５を比較すると、本発明例の金属組織におけるパーライトは、比較例よりもラメラー間隔が広くかつラメラーが短いことがわかる。
【図面の簡単な説明】
【００５６】
【図１】パーライトの平均ラメラー間隔の測定方法を示す説明図である。
【図２】従来行われていた球状化焼鈍の熱処理工程を示す概略図である。
【図３】実施例における冷間鍛造試験の様子を示した模式図である。
【図４】本発明例であるＮｏ．６の電子顕微鏡観察写真である。
【図５】比較例であるＮｏ．８の電子顕微鏡観察写真である。
【図１】
2006291237.tif 000005
【図２】
2006291237.tif 000006
【図３】
2006291237.tif 000007
【図４】
2006291237.tif 000008
【図５】
2006291237.tif 000009