(57)【要約】【課題】通常よりも均熱処理の時間を短縮化した球状化焼鈍を施した場合であっても、従来と同等かそれ以上の球状化を達成でき、軟質化できる冷間加工用機械構造用鋼を提供する。【解決手段】本発明は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎを含み、鋼の金属組織が、パーライト及びフェライトを有し、全組織に対するパーライト及びフェライトの合計面積率が９０％以上であり、隣り合う二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５〜１５μｍであり、初析フェライト結晶粒の平均アスペクト比が３．０以下を満足し、更にパーライトラメラーの最狭部での間隔が平均で０．２０μｍ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。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．３〜０．６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．２〜１．７％、
Ｐ  ：０％超、０．０３％以下、
Ｓ  ：０．００１〜０．０５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％及び
Ｎ  ：０〜０．０１５％を夫々含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、
鋼の金属組織が、パーライト及びフェライトを有し、全組織に対するパーライト及びフェライトの合計面積率が９０％以上であり、
隣り合う二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５〜１５μｍであり、
初析フェライト結晶粒の平均アスペクト比が３．０以下を満足し、
更にパーライトラメラーの最狭部での間隔が平均で０．２０μｍ以下であることを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼。
【請求項２】
更に、質量％で、
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％以下及び
Ｂ  ：０％超、０．０１％以下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。
【請求項３】
更に、全組織に対する百分率での初析フェライトの面積率Ａｆが、下記式（１）で表されるＡと、Ａｆ≧Ａの関係を有する請求項１または２に記載の冷間加工用機械構造用鋼。
Ａ＝（１０３−１２８×［Ｃ％］）×０．６５  （％）      ・・・（１）
ただし、上記式（１）中、［Ｃ％］は質量％でのＣの含有量を示す。
【請求項４】
請求項１または２に記載の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当たり、
８００℃以上、１１００℃未満で仕上圧延し、
次いで平均冷却速度が７℃／秒以上の第１冷却と、平均冷却速度が１℃／秒以上、５℃／秒以下の第２冷却と、平均冷却速度が前記第２冷却よりも速くかつ５℃／秒以上である第３冷却とをこの順で行い、
前記第１冷却の終了と前記第２冷却の開始を７００〜７５０℃の範囲内で行い、前記第２冷却の終了と前記第３冷却の開始を６００〜６５０℃の範囲内で行い、前記第３冷却の終了を４００℃以下に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５】
請求項３に記載の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当たり、
８００℃以上、１１００℃未満で仕上圧延し、
次いで平均冷却速度が７℃／秒以上の第１冷却と、平均冷却速度が１℃／秒以上、５℃／秒以下であって、且つ下記式（２）で表されるＣＲ℃／秒以下である第２冷却と、平均冷却速度が前記第２冷却よりも速くかつ５℃／秒以上である第３冷却とをこの順で行い、
前記第１冷却の終了と前記第２冷却の開始を７００〜７５０℃の範囲内で行い、前記第２冷却の終了と前記第３冷却の開始を６００〜６５０℃の範囲内で行い、前記第３冷却の終了を４００℃以下と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。
ＣＲ＝−０．０６×Ｔ−６０×［Ｃ％］＋９４  （℃／秒）      ・・・（２）
ただし、上記式（２）中、Ｔは仕上圧延温度（℃）を示し、［Ｃ％］は質量％でのＣの含有量を示す。
【請求項６】
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に、更に伸線を行って得られることを特徴とする鋼線。
【請求項７】
請求項６に記載の鋼線を製造するに当たり、請求項４または５に記載の製造方法で製造された冷間加工用機械構造用鋼に、減面率が３０％以下の伸線加工を行うことを特徴とする鋼線の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷間加工用機械構造用鋼及びその製造方法に関し、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機械構造用鋼及び該機械構造用鋼を製造するための有用な方法に関する。本発明の冷間加工用機械構造用鋼は、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に好適に用いられ、鋼の形態は特に限定されず、例えば線材または棒鋼などの圧延材を対象とする。更に、本発明は、圧延の後に伸線を行って得られる伸線材、すなわち鋼線も対象とする。前記した各種部品として具体的には、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、電装部品などが挙げられる。
【背景技術】
【０００２】
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、通常、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が施される。そして、球状化焼鈍後の圧延材に冷間加工を行い、その後切削加工などの機械加工を施すことによって所定の形状に成形し、焼入れ焼戻し処理を行って最終的な強度調整が行われる。
【０００３】
近年は、省エネルギーの観点により、球状化焼鈍の条件が見直しされ、特に球状化焼鈍時間の短縮化が要求されている。球状化焼鈍における均熱処理の時間を半分以下にすることが可能であれば、省エネルギー化を十分期待することができる。
【０００４】
球状化焼鈍時間の短縮化とは、例えば、均熱処理の時間を６時間から３時間以下にするようなことを指す。従来の冷間加工用機械構造用鋼を用いて、球状化焼鈍時間を短縮化した場合、炭化物の球状化が十分に達成されないことが知られている。
【０００５】
これまでにも、迅速に球状化焼鈍することが可能な鋼線材の製造方法がいくつか提案されている。例えば、特許文献１には、迅速球状化可能な鋼線材の製造方法が開示されており、熱間仕上圧延をした後、６００〜６５０℃まで冷却速度５℃／秒以上で冷却している。しかし、この技術では初析フェライトが生成・成長する７２０から６５０℃程度の温度域での冷却速度が速く（特許文献１の段落００４３等）、初析フェライトの微細化やアスペクト比の増加が生じ、それによる球状化焼鈍後の組織の微細化、ひいては結晶粒微細化による硬化が起こり、軟質化が不十分になると考えられる。
【０００６】
また、特許文献２には、冷間加工用機械構造用鋼の製造方法として、仕上げ圧延した後、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秒以上冷却する方法が開示されている。しかしながら、その後の冷却条件が室温まで放冷となっており（特許文献２の段落００４０）、パーライトの微細化が不十分だと考えられ、球状化焼鈍時間を短縮すると、球状化が不十分になると考えられる。
【０００７】
更に、特許文献３には、冷間圧造用鋼の製造方法として、熱間圧延を行い、圧延終了後、冷却速度１℃／秒以下で冷却する方法が開示されている。しかし、パーライト析出の温度域においても、冷却が非常に徐冷であるために（特許文献３の段落００２２）、パーライトラメラーの間隔が粗大となり、球状化焼鈍時間を短縮した場合に、十分な球状化組織が得られないと考えられる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特許第３７４２２３２号公報
【特許文献２】特開２０１３−７０８８号公報
【特許文献３】特開２０００−２７３５８０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
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、通常よりも均熱処理の時間を短縮化した球状化焼鈍を施した場合であっても、従来と同等かそれ以上の球状化を達成でき、軟質化できるような冷間加工用機械構造用鋼、及びこれを製造するための有用な方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記課題を達成した本発明は、質量％で、
Ｃ  ：０．３〜０．６％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．２〜１．７％、
Ｐ  ：０％超、０．０３％以下、
Ｓ  ：０．００１〜０．０５％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％及び
Ｎ  ：０〜０．０１５％を夫々含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、
鋼の金属組織が、パーライト及びフェライトを有し、全組織に対するパーライト及びフェライトの合計面積率が９０％以上であり、
隣り合う二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５〜１５μｍであり、
初析フェライト結晶粒の平均アスペクト比が３．０以下を満足し、
更にパーライトラメラーの最狭部での間隔が平均で０．２０μｍ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。
【００１１】
本発明の冷間加工用機械構造用鋼は、必要に応じて、質量％で、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％以下及びＢ：０％超、０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上を含有することが好ましい。
【００１２】
本発明の冷間加工用機械構造用鋼では、更に全組織に対する百分率での初析フェライトの面積率Ａｆが、下記式（１）で表されるＡと、Ａｆ≧Ａの関係を有することも好ましく、このような態様によっても上記目標を達成し、更に球状化焼鈍後の軟質化を図ることができる。
Ａ＝（１０３−１２８×［Ｃ％］）×０．６５  （％）      ・・・（１）
ただし、上記式（１）中、［Ｃ％］は質量％でのＣの含有量を示す。
【００１３】
本発明は、上記した冷間加工用機械構造用鋼の製造方法も包含する。該製造方法とは具体的に、
上記に記載した化学成分組成を有する鋼を、
８００℃以上、１１００℃未満で仕上圧延し、
次いで平均冷却速度が７℃／秒以上の第１冷却と、平均冷却速度が１℃／秒以上、５℃／秒以下の第２冷却と、平均冷却速度が前記第２冷却よりも速くかつ５℃／秒以上である第３冷却とをこの順で行い、
前記第１冷却の終了と前記第２冷却の開始を７００〜７５０℃の範囲内で行い、前記第２冷却の終了と前記第３冷却の開始を６００〜６５０℃の範囲内で行い、前記第３冷却の終了を４００℃以下に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。
【００１４】
本発明は、上記した冷間加工用機械構造用鋼のうち、Ａｆ≧Ａの関係を更に満たす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
上記に記載した化学成分組成を有する鋼を、
８００℃以上、１１００℃未満で仕上圧延し、
次いで平均冷却速度が７℃／秒以上の第１冷却と、平均冷却速度が１℃／秒以上、５℃／秒以下であって、且つ下記式（２）で表されるＣＲ℃／秒以下である第２冷却と、平均冷却速度が前記第２冷却よりも速くかつ５℃／秒以上である第３冷却とをこの順で行い、
前記第１冷却の終了と前記第２冷却の開始を７００〜７５０℃の範囲内で行い、前記第２冷却の終了と前記第３冷却の開始を６００〜６５０℃の範囲内で行い、前記第３冷却の終了を４００℃以下と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。
ＣＲ＝−０．０６×Ｔ−６０×［Ｃ％］＋９４  （℃／秒）      ・・・（２）
ただし、上記式（２）中、Ｔは仕上圧延温度（℃）を示し、［Ｃ％］は質量％でのＣの含有量を示す。
【００１５】
本発明は、上記したいずれかの冷間加工用機械構造用鋼に、更に伸線を行って得られることを特徴とする鋼線も包含する。
【００１６】
更に、本発明は上記の鋼線を製造するに当たり、上記のいずれかの冷間加工用機械構造用鋼の製造方法で製造された冷間加工用機械構造用鋼に、減面率が３０％以下の伸線加工を行うことを特徴とする鋼線の製造方法も包含する。
【発明の効果】
【００１７】
本発明の冷間加工用機械構造用鋼によれば、化学成分組成を適切に調整するとともに、全組織に対するパーライト及びフェライトの合計面積率を所定以上とし、大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径、初析フェライト結晶粒の平均アスペクト比及びパーライトラメラーの最狭部での間隔をそれぞれ適切な範囲としているため、通常よりも球状化焼鈍の均熱処理時間を短縮した場合であっても、従来と同等かそれ以上の球状化度を得ることができ、軟質化できる。従って、本発明の冷間加工用機械構造用鋼は、球状化焼鈍後、室温および加工発熱領域において上記の各種機械構造用部品に製造される時に、変形抵抗が低く、且つ金型や素材の割れが抑制され、優れた冷間加工性を発揮できる。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】図１は、パーライトラメラーの最狭部での間隔の測定方法を示すための説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明者らは、通常よりも均熱処理の時間を短縮化した球状化焼鈍（以下、「短時間球状化焼鈍」と呼ぶことがある。）を施した場合であっても、従来と同等かそれ以上の球状化度を得、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べく、様々な角度から検討した。その結果、短時間球状化焼鈍でも炭化物の球状化を図るためには、球状化焼鈍中のオーステナイト粒組織を微細化し、粒界面積を大きくし、球状化炭化物の核生成サイト数を増やすことが重要であるとの着想が得られた。そして、十分な球状化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」と呼ぶ場合がある。）を、パーライトとフェライトを主相とする組織とした上で、大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒を出来るだけ小さくし、かつ初析フェライト結晶粒を等軸化し、パーライトの最狭部での間隔を所定以下とすれば、球状化焼鈍後の球状化度を向上でき、硬さを最大限に低下できることを見出し、本発明を完成した。
更に、初析フェライトの面積率を増加することにより、球状化焼鈍後の硬さを更に低下できることを見出した。以下に詳述する。
【００２０】
本発明の鋼は、パーライト組織とフェライト組織（後述する「初析フェライト」と同義）を有する。これら組織は、鋼の変形抵抗を低減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、単にフェライトとパーライトを含む金属組織とすることのみでは、所望の軟質化を図ることができない。そこで、以下に説明するように、これら組織の面積率、及びｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径も適切に制御する必要がある。
【００２１】
球状化焼鈍前の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局部的に微細となり、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９０％以上とする必要がある。パーライトとフェライトの合計面積率は、好ましくは９５％以上であり、より好ましくは９７％以上である。なお、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、全く含まれていなくても良い。従って、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、最も好ましくは１００％である。
【００２２】
前組織における、大角粒界で囲まれたｂｃｃ（ｂｏｄｙ−ｃｅｎｔｅｒｅｄ  ｃｕｂｉｃ、体心立方格子）−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径（以下、単に「ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径」と呼ぶことがある）を１５μｍ以下にしておくと、短時間での球状化焼鈍後にも十分な球状化度を達成できる。球状化度を小さくできれば、軟質化に寄与するとともに、冷間加工時の耐割れ性が向上する。ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径は、好ましくは１４μｍ以下であり、より好ましくは１３μｍ以下である。しかしながら、前組織におけるｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が小さくなり過ぎると、球状化焼鈍後の金属組織の結晶粒微細化による強化を引き起こし、軟質化が困難となる。そこで、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径の好ましい下限は６μｍ以上であり、より好ましくは７μｍ以上である。なお、結晶粒の円相当直径とは、各結晶粒と同一面積の円の直径を意味する。
【００２３】
前記した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。これは前記方位差が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。前記大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径を所定範囲とすることによって、短時間の球状化焼鈍でも十分な球状化度を達成できる。なお、前記した「方位差」は、「ずれ角」もしくは「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大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅは、初析フェライトの他、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。
【００２４】
更に、本発明の鋼では、初析フェライトの平均アスペクト比が３．０以下である。アスペクト比の大きい結晶粒は、長手方向、すなわち長径方向へは粒成長しやすく、幅方向、すなわち短径方向へは粒成長しにくい。初析フェライトの平均アスペクト比が大きくなり過ぎると、短時間の球状化焼鈍後に、金属組織の結晶粒微細化による強化を引き起こし、軟質化が不十分となる。こうした観点から、前組織における初析フェライト結晶粒の平均アスペクト比は３．０以下とする必要がある。前記平均アスペクト比は好ましくは２．７以下であり、より好ましくは２．５以下である。平均アスペクト比の下限は理想的には１．０となることが好ましく、１．５程度となる場合もある。
【００２５】
本発明の鋼は、前述した通り、パーライトとフェライトを有するが、パーライトの形態を微細化すると、短時間の球状化焼鈍でも炭化物の球状化が促進し、十分な球状化組織が得られる。こうした観点から、前組織におけるパーライトラメラーの最狭部での間隔は平均で（以下、単に「平均ラメラー間隔」と呼ぶ）０．２０μｍ以下とする必要がある。平均ラメラー間隔は、好ましくは０．１８μｍ以下であり、より好ましくは０．１６μｍ以下である。平均ラメラー間隔の下限は特に限定されないが、通常０．０５μｍ程度である。
【００２６】
更に、鋼の金属組織において、初析フェライトの面積率が増加すると、球状化焼鈍中の炭化物析出サイトが減少し、炭化物の数密度減少および炭化物の粗大化が促進される。これにより、炭化物の粒子間距離が広くなり、更なる軟質組織を得ることができる。一方、初析フェライトの面積率は含有炭素量に影響を受けて変化し、炭素量が増加すると初析フェライト面積率は減少する。良好な球状化材を得るための適切な初析フェライト面積率も同様に含有炭素量に応じて変化し、炭素量が多いほどフェライト面積率は減少する。こうした観点から、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百分率での初析フェライトの面積率Ａｆが、下記式（１）で表されるＡと、Ａｆ≧Ａの関係を有することによって、更なる軟質化を図ることができることを見出した。
Ａ＝（１０３−１２８×［Ｃ％］）×０．６５  （％）      ・・・（１）
ただし、上記式（１）中、［Ｃ％］は質量％でのＣの含有量を示す。
Ａは、好ましくは（１０３−１２８×［Ｃ％］）×０．７０、より好ましくは（１０３−１２８×［Ｃ％］）×０．７５である。
【００２７】
本発明は冷間加工用機械構造用鋼であり、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れば良いが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎについて以下の適切な範囲に調整するのが良い。なお、本明細書では、化学成分組成について「％」とは、質量％を意味する。
【００２８】
Ｃ：０．３〜０．６％
Ｃは、鋼の強度、特に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０．３４％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っ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。
【００２９】
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、脱酸元素として、及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。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。
【００３０】
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。
【００３１】
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％以下であり、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残存してしまう場合もあり（すなわち０％超）、その程度は例えば０．００１％程度である。
【００３２】
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ので、冷間加工性に有害な元素である。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％以上含有させることは有用である。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。
【００３３】
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。
【００３４】
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％程度残存してしまう場合もある。
【００３５】
本発明の機械構造用鋼の基本成分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特性を阻害しない程度の、例えばＳｂ、Ｚｎ等の微量成分が許容できる他、Ｐ、Ｓ、Ｎ以外の例えばＯ、Ｈ等の不可避不純物も含み得ることを意味する。さらに本発明では、必要に応じて以下の任意元素を含有していても良く、含有される成分に応じて鋼の特性が更に改善される。
【００３６】
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％以下及び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効な元素であり、必要によって単独で又は２種以上で含有される。このような効果は、これら元素の含有量が増加するに従って大きくなり、前記した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％以上であり、Ｃｕ量、Ｎｉ量及びＭｏ量はいずれも０．０２％以上、より好ましくは０．０５％以上、Ｂ量は０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。
【００３７】
しかしながら、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＢ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及びＭｏ含有量はいずれも０．２５％以下が好ましく、Ｂ含有量は０．０１％以下が好ましい。これら元素の好ましい含有量は、Ｃｒ量が０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏ量がいずれも０．２２％以下、より好ましくは０．２０％以下、Ｂ量が０．００７％以下、より好ましくは０．００５％以下である。
【００３８】
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圧延温度を調整するとともに、その後の冷却速度を３段階として冷却速度と温度範囲を適切に調整するのが好ましい。具体的には、
８００℃以上、１１００℃未満で仕上圧延し、
平均冷却速度が７℃／秒以上の第１冷却と、
平均冷却速度が１℃／秒以上、５℃／秒以下の第２冷却と、
平均冷却速度が前記第２冷却よりも速くかつ５℃／秒以上である第３冷却とをこの順で行い、
前記第１冷却の終了と前記第２冷却の開始を７００〜７５０℃の範囲内で行い、前記第２冷却の終了と前記第３冷却の開始を６００〜６５０℃の範囲内で行い、前記第３冷却の終了を４００℃以下にする。仕上圧延温度及び第１〜３冷却についてそれぞれ詳しく説明する。
【００３９】
（ａ）仕上圧延温度：８００℃以上、１１００℃未満
大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径を５〜１５μｍにするためには、仕上圧延温度を適切に制御する必要がある。仕上圧延温度が１１００℃以上になると、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径を１５μｍ以下にすることが困難となる。但し、仕上圧延温度が８００℃未満となると、ｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径を５μｍ以上にすることが困難となるので８００℃以上とすることが好ましい。仕上圧延温度の好ましい下限は９００℃以上であり、より好ましくは９５０℃以上である。仕上圧延温度の好ましい上限は１０５０℃以下であり、より好ましくは１０００℃以下である。
【００４０】
（ｂ）第１冷却
仕上圧延温度である８００℃以上、１１００℃未満から開始し、７００〜７５０℃の温度範囲で終了する第１冷却において、冷却速度が遅くなるとｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒が粗大化して大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が１５μｍを超える可能性がある。そこで、第１冷却における平均冷却速度を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好ましくは１０℃／秒以上であり、より好ましくは２０℃／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冷却における冷却では、平均冷却速度が７℃／秒以上である限り、冷却速度を変化させて冷却しても良い。
【００４１】
（ｃ）第２冷却
初析フェライト結晶粒を等軸化、すなわち初析フェライト結晶粒の平均アスペクト比を３．０以下とするためには、７００〜７５０℃の温度範囲から開始し、６００〜６５０℃の温度範囲で終了する第２冷却において、５℃／秒以下の平均冷却速度で徐冷することが好ましい。一方、第２冷却における平均冷却速度が遅すぎると、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒が粗大化して、大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が１５μｍを超える可能性がある。そこで、第２冷却における平均冷却速度は１℃／秒以上とするのが好ましい。第２冷却の平均冷却速度の好ましい下限は２℃／秒以上であり、より好ましくは２．５℃／秒以上である。第２冷却の平均冷却速度の好ましい上限は４℃／秒以下であり、より好ましくは３．５℃／秒以下である。
【００４２】
（ｄ）第３冷却
パーライトの平均ラメラー間隔を０．２０μｍ以下とするためには、６００〜６５０℃の温度範囲から開始し、４００℃以下で終了する第３冷却において、第２冷却よりも速くかつ５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却するのが好ましい。５℃／秒より遅い冷却であるとパーライトの平均ラメラー間隔を０．２０μｍ以下とすることが困難となる。第３冷却の平均冷却速度は好ましくは１０℃／秒以上であり、より好ましくは２０℃／秒以上である。なお、第３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。また、第３冷却では、平均冷却速度が５℃／秒以上である限り、冷却速度を変化させて冷却してもよい。第３冷却を行った後は、放冷などの通常の冷却を行って室温まで冷却すれば良い。第３冷却の終了温度の下限は特に限定されないが例えば２００℃である。
【００４３】
特に、本発明の冷間加工用機械構造用鋼において、上記した初析フェライトの面積率Ａｆが、上記式（１）で表されるＡと、Ａｆ≧Ａの関係を満たすためには、上記した冷間加工用機械構造用鋼の製造方法において、前記第２冷却をより厳格に制御することが好ましい。
具体的には、
上記した化学組成を満足する鋼を、
８００℃以上、１１００℃未満で仕上圧延し、
次いで、平均冷却速度が７℃／秒以上の第１冷却と、
平均冷却速度が１℃／秒以上、５℃／秒以下であって、且つ下記式（２）で表されるＣＲ℃／秒以下である第２冷却と
平均冷却速度が前記第２冷却よりも速くかつ５℃／秒以上である第３冷却とをこの順で行い、
前記第１冷却の終了と前記第２冷却の開始を７００〜７５０℃の範囲内で行い、前記第２冷却の終了と前記第３冷却の開始を６００〜６５０℃の範囲内で行い、前記第３冷却の終了を４００℃以下とすれば良い。
ＣＲ＝−０．０６×Ｔ−６０×［Ｃ％］＋９４  （℃／秒）      ・・・（２）
ただし、上記式（２）中、Ｔは仕上圧延温度（℃）を示し、［Ｃ％］は質量％でのＣの含有量を示す。
仕上圧延温度及び第１、３冷却については前述した製造方法と同じであり、第２冷却について以下に詳しく説明する。
【００４４】
（ｅ）第２冷却
初析フェライト結晶粒を等軸化、すなわち初析フェライト結晶粒の平均アスペクト比を３．０以下とし、更に初析フェライトの面積率Ａｆが、上記したＡｆ≧Ａの関係を満足するには、初析フェライトが析出する温度域において、徐冷すれば良い。ただし、所望の初析フェライトの面積率を得るための第２冷却の臨界最大冷却速度は、炭素濃度および仕上圧延温度によって決まる。即ち、炭素濃度が高くなるほど、パーライトの面積率が大きくなるため、初析フェライトの面積率は小さくなる。また仕上温度が高くなるほど、冷却中の変態温度が低温になり、初析フェライトの面積率は小さくなる。本発明者らは、これらの関係を数多くの実験から明らかにし、上記式（２）を導出した。つまり、７００〜７５０℃の温度範囲から開始し、６００〜６５０℃の温度範囲で終了する第２冷却において、１℃／秒以上、５℃／秒以下であって、且つ上記式（２）で表されるＣＲ℃／秒以下の平均冷却速度で徐冷することが好ましい。第２冷却の平均冷却速度がＣＲ℃／秒を超える場合には、上記Ａｆ≧Ａの要件を満足することができない。第２冷却の平均冷却速度の好ましい下限は２℃／秒以上であり、より好ましくは３℃／秒以上である。第２冷却の平均冷却速度は好ましくは（ＣＲ−０．５）℃／秒以下であり、より好ましくは（ＣＲ−１）℃／秒以下であるが、ＣＲの値によっては、この限りではない。
【００４５】
本発明の冷間加工用機械構造用鋼は、球状化焼鈍前の鋼を意味し、例えば棒鋼又は線材のような圧延材である。また、本発明は、圧延の後に伸線を行った伸線材、すなわち鋼線も含む。
【００４６】
本発明の鋼線は、前記第３冷却を行って室温まで冷却した後に、更に室温で伸線加工をすれば良く、その際の減面率は３０％以下とすれば良い。伸線すると、鋼中の炭化物が破壊され、その後の球状化焼鈍で炭化物の凝集を促進できるため、球状化焼鈍の均熱処理時間の短縮に有効である。伸線加工の減面率が３０％を超えると、焼鈍後の強度が高くなり冷間加工性を劣化させる恐れがあるので、伸線加工の減面率は３０％以下が好ましい。伸線加工の減面率の好ましい上限は２５％以下、より好ましくは２０％以下である。減面率の下限は特に限定されないが、２％以上とすることで効果が得られる。伸線加工の減面率の好ましい下限は４％以上、より好ましくは６％以上である。
【００４７】
本発明の鋼を用いれば、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時間程度球状化焼鈍を行った際に、例えばＣ含有量が０．４５％程度の鋼種の場合、球状化度を２．５以下とできる。球状化度が２．５以下であると冷間加工時の耐割れ性が向上する。
【実施例】
【００４８】
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。
【００４９】
下記表１に示す化学成分組成の鋼を用いて圧延を行い、φ１０．０ｍｍの線材を得、さらにラボの加工フォーマスタ（以下、「加工Ｆ」と示す）試験装置を用いて、φ８．０ｍｍ×１２．０ｍｍの加工Ｆ試験片を得た。なお、後記する表２のＮｏ．４については、圧延により得られた線材を用いており、表２のＮｏ．１９、２０については圧延の後に更に伸線を行って得られた伸線材を用いている。Ｎｏ．４、１９、２０については、表２における「加工条件」は圧延条件を意味する。また、表２及び表４に記載の加工Ｆ試験片については、表に記載の加工条件で実機における圧延条件を模擬している。
【００５０】
【表１】
2016020537.tif 000002
【００５１】
得られた線材、伸線材又は加工Ｆ試験片について、下記（１）〜（５）の要領で組織を評価するとともに、球状化焼鈍後の球状化度及び硬さの測定を行った。表２のＮｏ．１９、２０については、伸線材であるが、伸線する前の線材の状態で組織を評価した。いずれの測定においても、線材、伸線材及び加工Ｆ試験片、共に縦断面、すなわち軸線に平行な断面が観察できるように樹脂埋めし、線材等のＤ／４位置を測定した。なお、前記Ｄは線材等の直径を意味する。
【００５２】
（１）組織の観察
全組織中におけるフェライト及びパーライトの合計面積率、初析フェライト結晶粒の平均アスペクト比および面積率の測定は、ナイタールエッチングによって組織を現出させ、光学顕微鏡にて倍率４００倍で、２２０μｍ×１６５μｍの視野を５視野観察して撮影した。得られた写真を元に、画像解析によってフェライトとパーライトの合計面積率、及び初析フェライト結晶粒のアスペクト比を測定し、平均値を算出した。初析フェライト結晶粒のアスペクト比の測定に際しては、結晶粒の測定数を各素材について合計１００以上とした。初析フェライトの面積率の測定に際しては、等間隔の１０本の縦線、横線を格子状に引き、その１００個の交点上に存在する初析フェライトの点数を測定し、各視野の初析フェライトの点数を初析フェライトの面積率（％）とし、その平均値を算出した。
【００５３】
（２）大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径の測定
大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径の測定には、ＥＢＳＰ解析装置及びＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ−Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、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、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の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、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。
【００５４】
（３）パーライトラメラーの最狭部での間隔の測定
図１（ａ）はパーライトのラメラー組織１の模式図を、図１（ｂ）はラメラー組織１の拡大図を示す。パーライトのラメラー組織１は図１（ｂ）に示すようにラメラーフェライト３とラメラーセメンタイト２が層状（ラメラー状）に並んだ組織であり、本発明で規定するラメラー間隔とはラメラーセメンタイト２の間隔である。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、ＦＥ−ＳＥＭを用いてＤ／４位置の組織観察を行い、倍率３０００倍にて４２μｍ×２８μｍの領域、もしくは倍率５０００倍にて２５μｍ×１７μｍの領域を合計５視野撮影した。この時、各視野に少なくとも一つのパーライトが含まれるようにした。撮影した写真の各視野において最も微細なラメラー間隔のパーライトを選択し、層状組織に直交し、かつ始終端がラメラーセメンタイトの厚さ中心になる線分４を引き、線分長さＬと線分に含まれるラメラーセメンタイトの本数ｎを測定し（本数ｎには始終端のラメラーセメンタイトも含まれる）、式（３）を用いてラメラー間隔λを算出した。この際、ｎは５以上とした。
λ＝Ｌ／（ｎ−１）      ・・・（３）
【００５５】
（４）球状化焼鈍後の球状化度の測定
球状化焼鈍後の球状化度の測定は、ナイタールエッチングによって組織を現出させ、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で５視野観察することによって行った。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。平均値が整数でないときには小数点以下を切り捨てした数値に０．５を加え、これを球状化度とした。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。
【００５６】
（５）球状化焼鈍後の硬さの測定
球状化焼鈍後の硬さＨＶ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、その平均値を求めた。
【００５７】
実施例１
上記表１に示した鋼種Ａを用い、加工温度（仕上圧延温度に相当）、冷却速度を下記表２のように変化させて、前組織の異なるサンプル、すなわち圧延材、伸線材又は加工Ｆ試験片を夫々作製した。なお、表２の製造条件において、「第１冷却」は加工温度から開始し、７００〜７５０℃の温度範囲で終了する冷却を意味し、「第２冷却」は「第１冷却」の終了温度から開始し、６００〜６５０℃の温度範囲でする冷却を意味し、「第３冷却」は「第２冷却」の終了温度から開始し、４００℃以下の温度で終了する冷却を意味する。いずれの例も第３冷却終了後は室温まで放冷しており、Ｎｏ．１９及び２０についてはその後さらに伸線処理を施している。
【００５８】
【表２】
2016020537.tif 000003
【００５９】
加工フォーマスタの試験片のサイズは、φ８．０ｍｍ×１２．０ｍｍであり、熱処理終了後に８等分し、そのうちの１つを組織調査用のサンプルとし、別の一つを球状化焼鈍用サンプルとした。球状化焼鈍は、試験片をそれぞれ真空封入し、大気炉にて以下の（i）、（ii）の熱処理をすることにより行った。
（i）Ａｃ1＋２０℃で２時間均熱保持後、平均冷却速度１０℃／時間で６４０℃まで冷却し、その後放冷する熱処理（表では、ＳＡ１と表記）
（ii）Ａｃ1＋５℃で２時間均熱保持後、平均冷却速度１０℃／時間で６４０℃まで冷却し、その後放冷する熱処理（表では、ＳＡ２と表記）
なお、Ａｃ1は下記式から算出される値を用いた。下記式中、（％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）
【００６０】
上記（１）〜（５）の要領で評価した球状化焼鈍前の組織、及び球状化焼鈍後の球状化度及び硬さを表３に示す。なお、Ｃ含有量が０．４４％の鋼種Ａにおける球状化度及び硬さの基準は、球状化度が２．５以下であり、硬さが１４４ＨＶ以下である。
【００６１】
【表３】
2016020537.tif 000004
【００６２】
表３の結果より、次のように考察できる。伸線を施していない例であるＮｏ．１〜８、及び伸線を施した例である試験Ｎｏ．１９、２０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、ＳＡ１又はＳＡ２のような短時間の球状化処理でも、球状化焼鈍後の球状化度が良好であり、軟質化を達成できている。
【００６３】
一方、Ｎｏ．９〜１８は、本発明で規定する要件のいずれかを欠く例であり、球状化焼鈍後の球状化度及び硬さの少なくともいずれかが基準に達していない。Ｎｏ．９〜１１は、加工温度（仕上圧延温度に相当）が高い例であり、大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が大きくなった。更に、Ｎｏ．１１は第２冷却の冷却速度も速く、初析フェライトの平均アスペクト比が大きくなった。従って、Ｎｏ．９〜１１はいずれも、球状化焼鈍後の球状化度が悪く、硬さが硬いままであった。また、Ｎｏ．１８は加工温度が低かった例であり、大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が小さくなった結果、球状化焼鈍後の硬さが硬いままであった。
【００６４】
Ｎｏ．１２は、第１冷却の冷却速度が遅かった例であり、大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が大きくなった結果、球状化焼鈍後の球状化度が悪かった。球状化度が高いと、冷間加工時の耐割れ性が低下する。Ｎｏ．１３、１４、１６、１７は、第２冷却の冷却速度が速かった例であり、初析フェライトの平均アスペクト比が大きくなって、球状化焼鈍後の硬さが硬いままであった。Ｎｏ．１４は、第２冷却の冷却速度が特に速い例であり、過冷組織の析出により初析フェライトとパーライトの面積率が不足したことも、球状化焼鈍後の硬さが特に上昇した要因となっている。Ｎｏ．１５は、第３冷却の冷却速度が遅い例であり、パーライトの平均ラメラー間隔が大きくなり、球状化焼鈍後の球状化度が悪く、硬さが硬いままである。
【００６５】
実施例２
上記表１に示した鋼種Ｂ〜Ｉを用いて、実施例１と同様にラボの加工フォーマスタ試験装置を用い、加工温度（仕上圧延温度に相当）、冷却速度を下記表４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。表４に記載の第１〜３冷却は、表２と同じ意味である。
【００６６】
【表４】
2016020537.tif 000005
【００６７】
これら試験片について、実施例１と同じ要領で前組織を評価すると共に、実施例１と同じ要領で球状化焼鈍を行い、球状化焼鈍後の球状化度と硬さを評価した。結果を表５に示す。なお、球状化焼鈍後の球状化度の基準はいずれも２．５以下であり、球状化焼鈍後の硬さの基準は、Ｃ含有量が０．３３％の鋼種、すなわち鋼種ＤでＨＶ１３４以下、Ｃ含有量が０３４〜０．３６％の鋼種、すなわち鋼種Ｆ、ＨでＨＶ１３６以下、Ｃ含有量が０．４４〜０．４５％の鋼種、すなわち鋼種Ｂ、Ｃ、Ｇ、ＩでＨＶ１４４以下、Ｃ含有量が０．４８％の鋼種、すなわち鋼種ＥでＨＶ１４８以下である。
【００６８】
【表５】
2016020537.tif 000006
【００６９】
表５の結果より、以下のように考察できる。試験Ｎｏ．２１〜３１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、ＳＡ１又はＳＡ２のような短時間の球状化処理でも、球状化焼鈍後の球状化度が良好であり、軟質化を達成できている。
【００７０】
これに対して、Ｎｏ．３２〜３８は、本発明ので規定する要件のいずれかを欠く例であり、球状化焼鈍後の球状化度及び硬さの少なくともいずれかが基準に達していない。Ｎｏ．３２は加工温度（仕上圧延温度に相当）が高い例であり、大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が大きく、球状化焼鈍後の球状化度が悪かった。Ｎｏ．３７は、加工温度が低い例であり、大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が小さくなった結果、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。
【００７１】
Ｎｏ．３３は、第３冷却での冷却速度が遅い例であり、パーライト平均ラメラー間隔が大きくなり、球状化焼鈍後の球状化度が悪く、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。Ｎｏ．３４、３５は、第１冷却での冷却速度が遅い例であり、大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ平均粒径が大きく、球状化焼鈍後の球状化度が悪いままである。Ｎｏ．３６は第２冷却の冷却速度が速かった例であり、初析フェライトの平均アスペクト比が大きくなり、球状化焼鈍後の硬さが高いままであった。Ｎｏ．３８は、Ｍｎ含有量が多い鋼種Ｉを用いた例であり、球状化焼鈍後の硬さが高いままであった。
【００７２】
実施例３
更に初析フェライトの面積率の影響度について調べるため、上記表１に示した鋼種Ｊ〜Ｌを用いて、実施例１と同様にラボの加工フォーマスタ試験装置を用い、加工温度（仕上圧延温度に相当）、冷却速度を下記表６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。表６に記載の第１〜３冷却は、表２と同じ意味である。
【００７３】
【表６】
2016020537.tif 000007
【００７４】
これら試験片について、実施例１と同じ要領で前組織を評価すると共に、実施例１と同じ要領で球状化焼鈍を行い、球状化焼鈍後の球状化度と硬さを評価した。結果を表７に示す。なお、球状化焼鈍後の球状化度の基準はＣ含有量が０．３５〜０．４５％の鋼種、すなわち鋼種Ｊ、Ｋで２．５以下、Ｃ含有量が０．５６％の鋼種、すなわち鋼種Ｌで３．０以下であり、球状化焼鈍後の硬さの基準は、Ｃ含有量が０．３５％の鋼種、すなわち鋼種ＪでＨＶ１３６以下、Ｃ含有量が０．４５％の鋼種、すなわち鋼種ＫでＨＶ１４４以下、Ｃ含有量が０．５６％の鋼種、すなわち鋼種ＬでＨＶ１５６以下である。
【００７５】
【表７】
2016020537.tif 000008
【００７６】
表７の結果より、以下のように考察できる。Ｎｏ．３９〜４０、４２〜４９、５１〜５２、５４〜５５、５７〜６５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、ＳＡ１のような短時間の球状化処理でも、球状化焼鈍後の球状化度が良好であり、軟質化を達成できている。その中でも、Ｎｏ．３９〜４０、４２〜４８、５１〜５２、５４〜５５、６０、６３〜６５本発明の好ましい要件であるＡｆ≧Ａの要件をも満足する例であり、ＳＡ１のような短時間の球状化処理でも、球状化焼鈍後の球状化度が良好であり、更なる軟質化を達成できている。
【００７７】
一方、Ｎｏ．４９、５７〜５９、６１〜６２は、第２冷却の冷却速度が式（２）のＣＲ（℃／秒）よりも速い例であり、本発明で規定する初析フェライトの面積率の要件Ａｆ≧Ａを欠く。球状化焼鈍後の球状化度および硬さの両方の基準に達してはいるものの、初析フェライトの面積率の要件を満足する例に比べ、硬さが硬いままであった。
ＣＲ＝−０．０６×Ｔ−６０×［Ｃ％］＋９４  （℃／秒）      ・・・（２）
【００７８】
Ｎｏ．５０、５３、５６は、第２冷却の冷却速度が５（℃／秒）よりも速い例であり、本発明で規定する初析フェライトの平均アスペクト比および面積率の要件を欠く。そのため、球状化焼鈍後の硬さが硬いままであった。
【産業上の利用可能性】
【００７９】
本発明の冷間加工用機械構造用鋼によれば、短時間の球状化焼鈍によって軟質化することができ、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、電装部品などの各種部品の素材として好適に用いられ、産業上有用である。
【符号の説明】
【００８０】
１  パーライトのラメラー組織
２  ラメラーセメンタイト
３  ラメラーフェライト
４  層状組織に直交し、かつ始終端がラメラーセメンタイトの厚さ中心になる線分
【図１】
2016020537.tif 000009