JP7247078B2 - 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法に関する。

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、炭素鋼または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が施される。そして、球状化焼鈍後の圧延材に対して冷間加工を行い、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。

近年は、省エネルギー化の観点により、球状化焼鈍の条件が見直しされ、特に球状化焼鈍の短時間化が要求されている。球状化焼鈍の処理時間を２～３割削減することができれば、それに応じてエネルギー消費量、ＣＯ_２排出量の削減が期待できる。

しかしながら、通常よりも処理時間を短縮した球状化焼鈍処理（以下、「短時間焼鈍」と呼ぶことがある）を施した場合、セメンタイトの球状化程度の指標である球状化度が悪化し、鋼を十分に軟質化させることが難しく、冷間加工性が劣化することが知られており、球状化焼鈍時間の短時間化は容易ではない。そのため、短時間焼鈍を施した場合であっても、球状化度を悪化させず、鋼を十分に軟質化させるための技術が検討されている。

例えば特許文献１では、化学組成が、質量比で、Ｃ：０．３～０．６％、Ｍｎ：０．２～１．５％、Ｓｉ：０．０５～２．０％、Ｃｒ：０．０４～２．０％、残部：鉄および不可避不純物から成り、金属組織において旧オーステナイトの平均粒径が１００μｍ以上であり、かつフェライト分率が２０％以下であることを特徴とする、球状化焼鈍後の冷間鍛造性に優れた機械構造用鋼が開示されている。当該機械構造用鋼は、比較的短時間の球状化焼鈍でも、冷間鍛造性を十分確保できるとしている。

特許第３７８３６６６号

しかし、特許文献１に記載の機械構造用鋼には、Ｃｒは含まれるもののＭｏは必須成分として含まれていない。ＣｒおよびＭｏを共に含むことで鋼の強度が顕著に増加し得るところ、特許文献１の鋼ではそのような強度増加が期待できない。さらに、ＣｒおよびＭｏを共に含む鋼では球状化焼鈍後に軟質化しにくい場合があるが、特許文献１では、ＣｒおよびＭｏを共に含む鋼に対して短時間焼鈍を施した場合に十分に軟質化させることは開示していない。

本発明は、このような状況を鑑みてなされたものであり、その目的の１つは、ＣｒおよびＭｏを含み、且つ比較的短時間の球状化焼鈍を施した場合であっても、球状化度に優れ、且つ十分に軟質化することができる冷間加工用機械構造用鋼を提供することであり、別の１つの目的は、ＣｒおよびＭｏを含み、且つ球状化焼鈍の処理時間を短縮しても十分に軟質化することができる冷間加工用機械構造用鋼の製造方法を提供することである。

本発明の態様１は、
Ｃ ：０．３２～０．４４質量％、
Ｓｉ：０．１５～０．３５質量％、
Ｍｎ：０．５５～０．９５質量％、
Ｐ ：０．０３０質量％以下、
Ｓ ：０．０３０質量％以下、
Ｃｒ：０．８５～１．２５質量％、
Ｍｏ：０．１５～０．３５質量％、
Ａｌ：０．０１～０．１質量％、
残部：鉄および不可避不純物からなり、
初析フェライトの面積率が３０％以上７０％以下であり、
フェライト結晶粒の平均粒径が５～１５μｍである冷間加工用機械構造用鋼である。

本発明の態様２は、前記初析フェライト以外の組織の合計の面積率に対するパーライトの面積率の割合が８０％以下である、態様１に記載の冷間加工用機械構造用鋼である。

本発明の態様３は、硬さがＨＶ３００以下である、態様１または２に記載の冷間加工用機械構造用鋼である。

本発明の態様４は、
Ｃｕ：０．２５質量％以下（０質量％を含まない）、および
Ｎｉ：０．２５質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選択される一種以上を更に含有する態様１～３のいずれか１つに記載の冷間加工用機械構造用鋼である。

本発明の態様５は、
Ｔｉ：０．２質量％以下（０質量％を含まない）、
Ｎｂ：０．２質量％以下（０質量％を含まない）、および
Ｖ ：１．５質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選択される一種以上を更に含有する態様１～４のいずれか１つに記載の冷間加工用機械構造用鋼である。

本発明の態様６は、
Ｎ ：０．０１質量％以下（０質量％を含まない）、
Ｍｇ ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、
Ｃａ ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、
Ｌｉ ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、および
ＲＥＭ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選択される一種以上を更に含有する態様１～５のいずれか１つに記載の冷間加工用機械構造用鋼である。

本発明の態様７は、態様１～６のいずれか１つに記載の化学成分組成の鋼を用意し、
（ａ）圧縮率２０％以上、保持時間１０秒以下で前加工を行う工程と、
（ｂ）前記工程（ａ）後、８００℃超１０５０℃以下、圧縮率２０％以上で仕上げ加工を行う工程と、
（ｃ）前記工程（ｂ）後、７５０℃以上８４０℃以下まで１０秒以下で冷却する工程と、
（ｄ）前記工程（ｃ）後、５００℃以下まで０．１℃／秒以上１０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する工程とを含む冷間加工用機械構造用鋼の製造方法である。

本発明の態様８は、態様７の方法で製造した冷間加工用機械構造用鋼に、焼鈍、球状化焼鈍、伸線加工、圧造および焼入れ焼戻しのうち１つ以上の工程を行う鋼線の製造方法である。

本発明の１つの実施形態では、ＣｒおよびＭｏを含み、且つ通常よりも球状化焼鈍時間を短縮しても、球状化度に優れ、且つ十分に軟質化することができる冷間加工用機械構造用鋼を提供することが可能であり、別の１つの実施形態では、ＣｒおよびＭｏを含み、且つ球状化焼鈍の処理時間を短縮しても十分に軟質化することができる冷間加工用機械構造用鋼の製造方法を提供することが可能である。

本願発明者らは、ＣｒおよびＭｏを含み、且つ通常よりも球状化焼鈍時間を短縮しても、球状化度に優れ、且つ十分に軟質化することができる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、ＣｒおよびＭｏを含めた化学成分組成を適切に調整すると共に、初析フェライトを含み、且つ初析フェライトの面積率、およびフェライト結晶粒の平均粒径が所定値になるように制御することにより、球状化焼鈍の処理時間を短縮しても、球状化度に優れ、十分に軟質化することができる冷間加工用機械構造用鋼を実現できることを見出した。

さらに、初析フェライトの面積率およびフェライト結晶粒の平均粒径の制御により、球状化焼鈍時の温度にばらつきが生じたとしても十分に軟質化することができる冷間加工用機械構造用鋼を実現できることも同時に見出した。このことは、球状化焼鈍を大型の炉で処理する際には非常に有益となる。すなわち、大型の炉内では、設定温度よりも温度が低い場所や昇温速度が遅れる場所の存在により、かなり温度がばらつくが、本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼は、そのような炉で球状化焼鈍が施されても、十分に軟質化することができることを見出した。

以下に、本発明の実施形態が規定する各要件の詳細を示す。
なお、本明細書において、「線材」とは、圧延線材の意味で用い、熱間圧延後、室温まで冷却した線状の鋼材を指す。また「鋼線」とは、上記圧延線材に焼鈍等を施して特性を調整した線状の鋼材を指す。

＜１．化学成分組成＞
本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼は、Ｃ：０．３２～０．４４質量％、Ｓｉ：０．１５～０．３５質量％、Ｍｎ：０．５５～０．９５質量％、Ｐ：０．０３０％質量％以下、Ｓ：０．０３０質量％以下、Ｃｒ：０．８５～１．２５質量％、Ｍｏ：０．１５～０．３５質量％、Ａｌ：０．０１～０．１質量％、および残部：鉄及び不可避不純物からなる。
以下、各元素について詳述する。

（Ｃ：０．３２～０．４４質量％）
Ｃは、強度付与元素であり、０．３２質量％未満では必要な最終製品の強度が得られない。一方、０．４４質量％を超えると鋼の冷間加工性および靱性が低下する。そのため、Cの含有量は、０．３２～０．４４質量％とする。また、Ｃの含有量を０．４０質量％未満にすることで、初析フェライトをより多く析出させることができるため好ましい。

（Ｓｉ：０．１５～０．３５質量％）
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向上元素として有用である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ含有量を０．１５質量％以上とする。一方、Ｓｉが過剰に含有されると硬度が過度に上昇して鋼の冷間加工性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量を０．３５質量％以下とする。

（Ｍｎ：０．５５～０．９５質量％）
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０．５５質量％以上とする。一方、Ｍｎが過剰に含有されると硬度が上昇して鋼の冷間加工性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量を０．９５質量％以下とする。

（Ｐ：０．０３０質量％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、鋼の延性の劣化の原因となる。そのため、Ｐ含有量を０．０３０質量％以下とする。

（Ｓ：０．０３０質量％以下）
Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中でＭｎＳとして存在して鋼の延性を劣化させるので、鋼の冷間加工性を劣化させる有害な元素である。そのため、Ｓ含有量を０．０３０質量％以下とする。

（Ｃｒ：０．８５質量％以上１．２５質量％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。こうした効果を有効に発揮させるため、Ｃｒ含有量は０．８５質量％以上とする。このような効果は、Ｃｒ含有量が増加するに従って大きくなる。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて鋼の冷間加工性を劣化させるため、１．２５質量％以下とする。

（Ｍｏ：０．１５質量％以上０．３５質量％以下）
Ｍｏ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。特に、ＭｏをＣｒと共に鋼に含有させることにより、最終製品の強度が顕著に増加し得る。こうした効果を有効に発揮させるため、Ｍｏ含有量は０．１５質量％以上とする。このような効果は、Ｍｏ含有量が増加するに従って大きくなる。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて鋼の冷間加工性が劣化する。特に、ＭｏをＣｒと共に鋼に含有させることにより、鋼が球状化焼鈍後に顕著に軟質化しにくくなり得る。そのため、Ｍｏは０．３５質量％以下とする。

（Ａｌ：０．０１質量％以上０．１質量％以下）
Ａｌは、脱酸剤として有用であると共に、Ｎと結合してＡｌＮを析出し、加工時に結晶粒が異常成長して強度が低下するのを防止する元素である。こうした効果を有効に発揮させるため、Ａｌ含有量は０．０１質量％以上とし、好ましくは０．０１５質量％以上、より好ましくは０．０２０質量％以上である。しかし、Ａｌ含有量が過剰になると、Ａｌ_２Ｏ_３が過剰に生成して冷間鍛造性を劣化させる。そのため、Ａｌ含有量は０．１％質量以下とし、好ましくは０．０９０質量％以下、より好ましくは０．０８０質量％以下である。

残部は鉄及び不可避不純物である。不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素（例えば、Ｂ、Ａｓ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃａ、Ｏ、Ｈ等）の混入が許容される。
なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。

さらに、本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼は、必要に応じて以下の任意元素を選択的に含有してよく、含有される成分に応じて鋼の特性が更に改善される。

（Ｃｕ：０．２５質量％以下（０質量％を含まない）、およびＮｉ：０．２５％質量以下（０質量％を含まない）よりなる群から選択される一種以上）
ＣｕおよびＮｉは、焼入れ性を向上させると共に、製品強度を高めるのに有効に作用する元素である。こうした作用は、これらの元素の含有量が増加するにつれて増大するが、有効に発揮させるには、ＣｕおよびＮｉは夫々好ましくは０．０５質量％以上、より好ましくは０．０８質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上である。しかし過剰に含有させると過冷組織が過剰に生成し、強度が高くなりすぎて冷間鍛造性が低下する。したがってＣｕおよびＮｉは夫々０．２５質量％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．２２質量％以下、更に好ましくは０．２０質量％以下である。なお、ＣｕおよびＮｉは、夫々、単独で含有させてもよいし、２種以上を含有させてもよく、また２種以上を含有させる場合の含有量は夫々上記範囲で任意の含有量でよい。

（Ｔｉ：０．２質量％以下（０質量％を含まない）、Ｎｂ：０．２質量％以下（０質量％を含まない）、およびＶ：１．５質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選択される一種以上）
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、Ｎと結合して化合物（窒化物）を形成し、鋼中の固溶Ｎ量を低減させて、変形抵抗低減効果が得られる元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは夫々、好ましくは０．０５質量％以上、より好ましくは０．０６質量％以上、更に好ましくは０．０８質量％以上である。しかし、これらの元素を過剰に含有すると、窒化物量が増加し、変形抵抗が上昇して冷間鍛造性が劣化するため、Ｔｉ、Ｎｂは夫々好ましくは０．２質量％以下、より好ましくは０．１８質量％以下、更に好ましくは、０．１５質量％以下であり、Ｖは好ましくは１．５質量％以下、より好ましくは１．３質量％以下、更に好ましくは１．０質量％以下である。なお、Ｔｉ、ＮｂおよびＶは、夫々、単独で含有させてもよいし、２種以上を含有させてもよく、また２種以上を含有させる場合の含有量は夫々上記範囲で任意の含有量でよい。

（Ｎ：０．０１質量％以下（０質量％を含まない）、Ｍｇ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、Ｃａ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、Ｌｉ：０．０２質量％（０質量％を含まない）、および希土類元素（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌ：ＲＥＭ）：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選択される一種以上）
Ｎは、鋼に不可避的に含まれる不純物であるが、鋼中に固溶Ｎが含まれていると、ひずみ時効による硬度上昇、延性低下を招き、冷間鍛造性が劣化する。したがって、Ｎは、０．０１質量％以下が好ましく、より好ましくは０．００９質量％以下、更に好ましくは０．００８質量％以下である。また、Ｍｇ、Ｃａ、Ｌｉ、及びＲＥＭは、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼の変形能を向上させるのに有効な元素である。こうした作用はその含有量が増加するにつれて増大するが、有効に発揮させるためには、Ｍｇ、Ｃａ、Ｌｉ及びＲＥＭは夫々好ましくは０．０００１質量％以上、より好ましくは０．０００５質量％以上である。しかし過剰に含有させてもその効果は飽和し、含有量に見合う効果が期待できないので、Ｍｇ及びＬｉは夫々好ましくは０．０２質量％以下、より好ましくは０．０１８質量％以下、更に好ましくは０．０１５質量％以下、ＣａとＲＥＭは夫々好ましくは０．０５質量％以下、より好ましくは０．０４５質量％以下、更に好ましくは０．０４０質量％以下である。なお、Ｎ、Ｃａ、Ｍｇ、ＬｉおよびＲＥＭは、夫々、単独で含有させてもよいし、２種以上を含有させてもよく、また２種以上を含有させる場合の含有量は夫々上記範囲で任意の含有量でよい。

＜２．金属組織＞
本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼は、初析フェライトを含む。初析フェライトは、球状化焼鈍後の鋼の軟質化に寄与する。しかしながら、特にＣｒおよびＭｏを含有する場合、単に初析フェライトを含むだけでは、短時間焼鈍後に、球状化度に優れ、且つ十分に軟質化することができる鋼を実現できない。
そこで、以下に詳述するように、本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼は、初析フェライトの面積率が３０％以上７０％以下、およびフェライト結晶粒の平均粒径が５～１５μｍとなるように制御されている。

［２－１．初析フェライトの面積率：３０％以上７０％以下］
初析フェライトを多く存在させることで、球状化焼鈍中にセメンタイトなどの炭化物の凝集・球状化を促進させることができ、その結果、鋼の球状化度向上および鋼の硬さを低減できる。こうした観点から、初析フェライトの面積率は３０％以上とする必要がある。初析フェライトの面積率は好ましくは３０％超、より好ましくは３５％超、更に好ましくは４０％超である。一方、初析フェライトを多く存在させようとすると、製造時間が増加する。現実的な製造時間を考慮すると、初析フェライトの面積率は７０％以下に抑える必要がある。

［２－２．フェライト結晶粒の平均粒径：５～１５μｍ］
フェライトの結晶粒の平均粒径を微細化することで、球状化焼鈍後におけるセメンタイトなどの炭化物の凝集・球状化を促進させることができ、その結果、鋼の球状化度向上および硬さ低減を実現できる。こうした観点から、フェライト結晶粒の平均粒径を１５μｍ以下に制御する必要がある。好ましくは１３μｍ以下である。一方、微細化しすぎると硬さ上昇を招くため、５μｍ以上に制御する必要がある。好ましくは７μｍ以上である。
ここでいうフェライト結晶粒とは、後方散乱電子回折像（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ ｐａｔｔｅｒｎ；ＥＢＳＰ）解析の結果、結晶方位差（斜角）が１５°を超える境界（大角粒界ともいう）を結晶粒界として、その結晶粒界に囲まれたフェライト領域をいう。また、ここでいう平均粒径とは、結晶粒界で囲まれた領域の面積を円に換算したときの直径の平均値、すなわち平均円相当直径をいう。
フェライト結晶粒の平均粒径は、例えば電界放出型高分解能走査電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ ｅｍｉｓｓｉｏｎ ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；ＦＥ－ＳＥＭ）およびＥＢＳＰ解析装置を用いて測定される。

さらに、本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼は、必要に応じて以下の任意の金属組織であってもよく、それによって球状化焼鈍後の鋼の特性が更に改善される。

［２－３．初析フェライト以外の組織の合計の面積率に対するパーライトの面積率の割合：８０％以下］
より球状化焼鈍後の鋼の球状化度を向上させる観点から、初析フェライト以外の組織（以下、「残部組織」と呼ぶことがある）において、パーライトの割合を減らすことが有効である。残部組織中のパーライトの割合が多すぎると、球状化焼鈍後も棒状の炭化物が存在しやすく、鋼の球状化度が悪くなりやすい。好ましくは、初析フェライト以外の組織の合計の面積率に対するパーライトの面積率の割合は８０％以下であり、より好ましくは７０％以下である。
残部組織におけるパーライト以外の組織としては、ベイナイト、マルテンサイト、オーステナイト等が挙げられるが、全てベイナイトであることが鋼の球状化度を向上させる上でより好ましい。具体的には、残部組織中のパーライトの面積率の割合が８０％以下の場合、残部組織中のベイナイトの面積率の割合が２０％以上であることがより好ましく、残部組織中のパーライトの面積率の割合が７０％以下の場合、残部組織中のベイナイトの面積率の割合が３０％以上であることがより好ましい。

＜３．硬さ＞
さらに、本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼は、必要に応じて以下の任意の硬さを有していてもよく、それによって球状化焼鈍後の鋼の特性が更に改善される。

［３．硬さが３００ＨＶ以下］
球状化焼鈍後の鋼の軟質化を図る上で、鋼の硬さを下げておくことが有効である。そのため、鋼の硬さを、ＨＶ３５０以下とし、好ましくはＨＶ３００以下とする。より好ましくはＨＶ２９０以下である。

＜４．製造方法＞
本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼の製造方法において、上述の化学成分組成を満足する鋼材を用い、加工および加工後の冷却を行う。加工および加工後の冷却は、それぞれ２段階で行う。
具体的には、本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼の製造方法は、上述の化学成分組成を有する鋼材に、
（ａ）圧縮率２０％以上、保持時間１０秒以下で前加工を行う工程と、
（ｂ）前記工程（ａ）後、８００℃超１０５０℃以下、圧縮率２０％以上で仕上げ加工を行う工程と、
（ｃ）前記工程（ｂ）後、７５０℃以上８４０℃以下まで１０秒以下で冷却する工程と、
（ｄ）前記工程（ｃ）後、５００℃以下まで０．１℃／秒以上１０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する工程と、を含む。
以下、各工程について詳述する。なお、ここでいう加工は、上述の要件を満たす限り任意の加工であってよく、例えばプレス加工、圧延加工がこれに含まれ得る。また、工程（ｃ）および（ｄ）をそれぞれ、第１冷却および第２冷却と呼ぶことがある。

［（ａ）圧縮率２０％以上、保持時間１０秒以下で前加工を行う工程］
初析フェライトの割合増加およびフェライト結晶粒の微細化のために、圧縮率２０％以上の前加工を行う。好ましくは圧縮率が３０％以上である。なお、圧縮率は、以下のように計算される。
＜プレス加工を施す場合の圧縮率（この場合圧縮率は圧下率ともいう）＞
圧縮率（％）＝（ｈ１－ｈ２）／ｈ１×１００
ｈ１：加工前の鋼の高さ、ｈ２：加工後の鋼の高さ
＜圧延加工により線材を得る場合の圧縮率（この場合圧縮率は減面率ともいう）＞
圧縮率（％）＝（Ｓ１－Ｓ２）／Ｓ１×１００
Ｓ１：加工前の鋼の断面積、ｈ２：加工後の鋼の断面積
前加工時の温度は、初析フェライトの割合増加およびフェライト結晶粒の微細化のために、比較的低温であることが好ましい。
また、前加工から仕上げ加工までの保持時間は、フェライト結晶粒の成長を抑制するために比較的短くする必要がある。そのため、保持時間は１０秒以下とし、好ましくは５秒以下とする。

［（ｂ）工程（ａ）後、８００℃超１０５０℃以下、圧縮率２０％以上で仕上げ加工を行う工程］
初析フェライトの割合増加およびフェライト結晶粒の微細化のために、２０％以上の圧縮率で仕上げ加工を行う。好ましくは圧縮率が５０％以上である。また、加工温度は、フェライト結晶粒の平均粒径を５～１５μｍとするために、８００℃超１０５０℃以下とする。フェライト結晶粒の微細化のためには、１０００℃以下が好ましく、９５０℃以下がより好ましい。一方、フェライト結晶粒の過度の微細化を防止するためには、８２５℃以上が好ましく、８５０℃以上がより好ましい。

［第１冷却：（ｃ）工程（ｂ）後、７５０℃以上８４０℃以下まで１０秒以下で冷却する工程］
初析フェライトの割合増加およびフェライト結晶粒の微細化のために、仕上げ加工後は速やかに所定の温度（以下、第１冷却停止温度と呼ぶことがある）まで冷却させる。仕上げ加工温度から第１冷却停止温度まで冷却させる時間は１０秒以下とする。好ましくは５秒以下、更に好ましくは３秒以下とする。
初析フェライトの割合増加およびフェライト結晶粒の平均粒径を５～１５μｍとするために、第１冷却停止温度は、７５０℃以上８４０℃以下とする。初析フェライトの割合増加のためには、７７５℃以上が好ましい。一方、温度が高すぎるとフェライト結晶粒の平均粒径が大きくなりやすいため、８２０℃以下が好ましい。

［第２冷却：（ｄ）工程（ｃ）後、５００℃以下まで０．１℃／秒以上１０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する工程］
初析フェライトの割合増加、フェライト結晶粒微細化、残部組織中のパーライトの割合低減および硬さ低減のために、０．１℃／秒以上１０℃／秒未満の平均冷却速度で、第１冷却停止温度から５００℃以下まで冷却する。好ましい平均冷却速度としては、１～３℃／秒である。

工程（ｄ）後、５００℃以下の温度範囲における冷却方法は特に限定されず、例えば、放冷であってもよく、又は第２冷却の平均冷却速度が例えば１℃／秒未満と比較的遅い場合には時間短縮のためにガス急冷等であってもよい。

以上のように本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼を得ることができる。本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼は、その後球状化焼鈍が施されることを想定しているが、場合によっては、球状化焼鈍前又は球状化焼鈍後に他の加工（伸線加工等）が施されてもよい。
本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼は、その後比較的時間を短縮した球状化焼鈍（例えば、従来：約１５時間に対して約１１時間に短縮した球状化焼鈍）が施された場合においても、球状化度に優れ、且つ十分に軟質化することができる。また、本発明において、上記製造条件で得た鋼材に対し、焼鈍、球状化焼鈍、伸線加工、圧造および焼入れ焼戻しのうち１つ以上の工程を行うことにより、鋼線を製造することができる。ここでいう鋼線とは、上記製造条件で得た鋼材に対し、焼鈍、球状化焼鈍、伸線加工、圧造、焼入れ焼戻し等を施して特性を調整した線状の鋼材を指すが、上記焼鈍等の工程以外に、２次加工メーカーが一般的に行う工程を経た、線状の鋼材も含む。

以上のように本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼の製造方法を説明したが、本発明の実施形態に係る冷間加工用機械構造用鋼の所望の特性を理解した当業者が試行錯誤を行い、本発明の実施形態に係る所望の特性を有する冷間加工用機械構造用鋼を製造する方法であって、上記の製造方法以外の方法を見出す可能性がある。

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、前述および後述する趣旨に合致し得る範囲で、適宜変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

表１の鋼種ＡおよびＤで示される化学成分組成の鋼を用いて、φ１０ｍｍ×１５ｍｍの加工フォーマスタ用の試験片を作製した。作製した加工フォーマスタ用の試験片を用いて、表２に記載の条件にて加工フォーマスタ試験機によりプレス加工および冷却を行った。表２に記載されていないが、５００℃以下の温度域の冷却は、第２冷却時の平均冷却速度が１℃／秒以上の場合、その第２冷却時の平均冷却速度で室温付近（２５℃～４０℃）まで冷却し、第２冷却時の平均冷却速度が１℃／秒未満の場合、ガス急冷とした。

表１および表２、ならびに後述する表３～５において、下線を付した数値は本発明の実施形態の範囲から外れていることを示す。なお、表１の炭素当量の欄には、下記式（１）で計算される値を記載した。

炭素当量（Ｃｅｑ）＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｍｎ］／６＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ ・・・（１）

ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］および［Ｖ］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量を示す。

加工熱処理試験を施した試験片を中心軸に沿って切断して４等分し、縦断面を含む４つのサンプルを得た。そのうちの１つは球状化焼鈍を施さないサンプル（以下、球状化焼鈍前サンプルと呼ぶことがある）とし、他の１つは球状化焼鈍を施したサンプル（以下、球状化焼鈍後サンプルと呼ぶことがある）とした。球状化焼鈍は、試験片をそれぞれ真空封入管に入れて行った。
球状化焼鈍は以下の２条件（ＳＡ１およびＳＡ２）で実施した。
ＳＡ１：７６０℃で５時間均熱保持後、平均冷却速度１３℃／時で６８５℃まで冷却し、その後放冷
ＳＡ２：７５０℃で２時間均熱保持後、平均冷却速度１３℃／時で６６０℃まで冷却し、その後放冷
ＳＡ１は、従来技術における球状化焼鈍時間：約１５時間に対して、球状化焼鈍時間：約１１時間に短縮した条件とした。なお、ここでいう球状化焼鈍時間は、均熱保持時間と放冷するまでの冷却時間とを足し合わせた時間とした。また、ＳＡ２は、ＳＡ１と比較して温度の追従の遅れを想定して低温で行う条件とした。

球状化焼鈍前サンプルについて、縦断面が観察できるよう樹脂埋めし、（１）初析フェライトの面積率、（２）フェライト結晶粒の平均粒径、（３）初析フェライト以外の組織の合計の面積率に対するパーライトの面積率の割合、および（４）球状化焼鈍前の硬さを測定した。
また、球状化焼鈍後サンプルについても、上記と同様に、縦断面が観察できるよう樹脂埋めし、（５）球状化焼鈍後の硬さおよび（６）球状化度を測定した。
（１）～（６）のいずれの測定についても、試験片の直径をＤとし、試験片の側面から中心軸に向かってＤ／４の位置を測定した。

（１）初析フェライトの面積率の測定
球状化焼鈍前サンプルの縦断面について、ナイタールエッチングによって組織を現出させ、Ｄ／４位置を光学顕微鏡にて倍率４００倍（視野領域：横２２０μｍ×縦１６５μｍ）および１０００倍（視野領域：横８８μｍ×縦６６μｍ）で写真を撮影した。得られた写真について、等間隔の１５本の縦線、等間隔の１０本の横線を格子状に引き、１５０個の交点上に存在する初析フェライトの点数を測定して、当該点数を１５０で除した値を初析フェライトの面積率（％）とした。
この際、後述するフェライト結晶粒の平均粒径が１０μｍ以上のサンプルについては倍率４００倍の写真を用いて測定し、５μｍ未満のサンプルについては倍率１０００倍の写真を用いて測定し、５μｍ以上１０μｍ未満のサンプルについては倍率４００倍または１０００倍のいずれかの写真を適宜選択して測定した。

（２）フェライト結晶粒の平均粒径の測定
フェライト結晶粒の平均粒径は、ＦＥ－ＳＥＭおよびＥＢＳＰ解析装置を用いて測定した。
球状化焼鈍前サンプルの縦断面のＤ／４位置について、ＦＥ－ＳＥＭにより後方散乱電子回折像を得た。得られた像において、ＥＢＳＰ解析装置を用いて、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、フェライトにおける結晶粒の平均粒径を決定した。その際、測定領域は２００μｍ×２００μｍ、測定ステップは０．４μｍ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。

（３）初析フェライト以外の組織の合計の面積率に対するパーライトの面積率の割合の測定
球状化焼鈍前サンプルの縦断面について、ナイタールエッチングによって組織を現出させ、Ｄ／４位置を光学顕微鏡にて倍率４００倍（視野領域：横２２０μｍ×縦１６５μｍ）および１０００倍（視野領域：横８８μｍ×縦６６μｍ）で写真を撮影した。得られた写真について、等間隔の１５本の縦線、等間隔の１０本の横線を格子状に引き、１５０個の交点上に存在する初析フェライトの点数Ａを測定した。次に、１５０個の交点上に存在するパーライトの点数Ｂを測定して、点数Ｂを点数（１５０－Ａ）で除した値を初析フェライト以外の組織の合計の面積率に対するパーライトの面積率の割合（％）とした。
この際、後述するフェライト結晶粒の平均粒径が１０μｍ以上のサンプルについては倍率４００倍の写真を用いて測定し、５μｍ未満のサンプルについては倍率１０００倍の写真を用いて測定し、５μｍ以上１０μｍ未満のサンプルについては倍率４００倍または１０００倍のいずれかの写真を適宜選択して測定した。

（４）球状化焼鈍前の硬さの測定
球状化焼鈍前サンプルの縦断面について、ビッカース硬度計を用いて、Ｄ／４位置にて荷重１ｋｇｆで３～５点測定し、その平均値（ＨＶ）を求めた。

（５）球状化焼鈍後の硬さの測定
球状化焼鈍後サンプルの縦断面について、ビッカース硬度計を用いて、Ｄ／４位置にて荷重１ｋｇｆで３～５点測定し、その平均値（ＨＶ）を求めた。

硬さは、鋼種の炭素当量が大きい程増大することが知られているため、本実施例の球状化焼鈍後の硬さの判定基準は、鋼種の炭素当量（Ｃｅｑ）に応じて設定した。具体的には、ＳＡ１後の硬さについては、下記式（２）を満たすか否かにより判定した。

（硬さ（ＨＶ）） ＜ ９７．３×Ｃｅｑ＋８４ ・・・（２）

ＳＡ１後の硬さが、上記式（２）を満たす場合を最も良好（◎）とし、上記式（２）を満たさない場合を不良（×）とした。
なお、炭素当量が０．７０以上の場合、ＳＡ１後の硬さがＨＶ１５０以下であれば、より好ましい。

また、ＳＡ２は、ＳＡ１よりも低温で軟質化しにくい焼鈍条件であるため、ＳＡ２後の硬さについては、上記式（２）とは異なる基準（緩やかな基準）を設定した。具体的には、ＳＡ２後の硬さについては、下記式（３）を満たすか否かにより判定した。

（硬さ（ＨＶ）） ＜ ９７．３×Ｃｅｑ＋９８ ・・・（３）

ＳＡ２後の硬さが、上記式（３）を満たす場合を最も良好（◎）とし、上記式（３）を満たさない場合を不良（×）とした。
なお、炭素当量が０．７０以上の場合、ＳＡ２後の硬さがＨＶ１６５以下であれば、より好ましい。

（６）球状化度の測定
球状化焼鈍後サンプルの縦断面について、ナイタールエッチングによって組織を現出させ、Ｄ／４位置にて光学顕微鏡を用いて倍率４００倍（視野領域：横２２０μｍ×縦１６５μｍ）で観察した。観察した像について、ＪＩＳＧ３５０９－２に記載されている「球状化組織の程度」に従って、球状化度１～３番を決定した。判定は球状化度が１番のときは最も良好（◎）とし、２番のときは良好（○）とし、３番のときは不良（×）とした。

上記（１）～（６）の要領で評価した球状化焼鈍前の組織および硬さ、ならびに球状化焼鈍後の硬さおよび球状化度を表３に示す。なお、ＳＡ１後の総合判定については、ＳＡ１後の硬さおよび球状化度において、全て◎のときは最も良好（◎）とした。◎と○が混在するときは、良好（○）とした。×が１つでも混在するときは、不良（×）とした。

表３の結果において、残部組織の内、パーライト以外は全てベイナイトであった。

表３の結果より、次のように考察できる。表３の試験Ｎｏ．１－１～１－４、１－９および１－１０は、いずれも本発明の実施形態で規定する要件の全てを満足する例であり、従来よりも球状化焼鈍時間が短縮されたＳＡ１後において、硬さおよび球状化度がいずれも良好または最も良好であった。特に試験Ｎｏ．１－１～１－２は、試験Ｎｏ．１－３～１－４、１－９および１－１０とは異なり、炭素含有量が好ましい範囲（０．４０質量％未満）で、且つ第２冷却時の平均冷却速度が好ましい範囲内（１～３℃/秒）にあり、その結果好ましい要件（初析フェライト面積率４０％超および残部組織のパーライト面積率８０％以下）を満たしたため、ＳＡ１後の球状化度が最も良好となり、総合判定において最も良好となった。
一方、表３の試験Ｎｏ．１－５～１－８は、本発明で規定する要件を満たしていない例であり、ＳＡ１後の硬さまたは球状化度が不良であった。

試験Ｎｏ．１－５は、仕上げ加工温度が１２００℃と高かったため、フェライト結晶粒の平均粒径が１５μｍ超となり、ＳＡ１後の球状化度が不良であった。

試験Ｎｏ．１－６は、仕上げ加工温度が８００℃と低いため、フェライト結晶粒の平均粒径が５μｍ未満となり、ＳＡ１後の硬さが不良であった。

試験Ｎｏ．１－７は、第２冷却の平均冷却速度が１０℃／秒と速かったため、初析フェライトの面積率が３０％未満となり、ＳＡ１後の硬さが不良であった。

試験Ｎｏ．１－８は、仕上げ加工温度が１２００℃と高く、初析フェライトの面積率が３０％未満となり、かつフェライト結晶粒の平均粒径が１５μｍ超となり、ＳＡ１後の硬さが不良であった。

また、表３の試験Ｎｏ．１－１～１－４、１－９および１－１０のように本発明の実施形態で規定する要件の全てを満足することにより、ＳＡ１と比較して温度の追従の遅れを想定して低温で球状化焼鈍を行ったＳＡ２後においても、十分に軟質化することがわかった。

表１の鋼種Ｂ、Ｃで示される化学成分組成の鋼を用いて、実機の圧延ラインで表４の条件で圧延加工および冷却を行った。なお、実機の圧延ラインでは、加熱炉、粗列圧延機、中間列圧延機、中間水冷帯、ブロックミル圧延機、サイジングミル圧延機、製品水冷帯、冷却コンベアおよび立体倉庫がこの順に接続されており、前加工はブロックミル圧延機で行い、仕上げ加工はサイジングミル圧延機で行い、第１冷却および第２冷却は冷却コンベアで行った。表４に記載されていないが、５００℃以下の温度域の冷却は、約４００℃までは第２冷却時の平均冷却速度で冷却し、その後は放冷とした。得られた圧延材からサンプルを切り出し、そのうちの１つは球状化焼鈍を施さないサンプルとし、他の１つは球状化焼鈍を施したサンプルとした。
球状化焼鈍は以下の２条件（ＳＡ３およびＳＡ４）で実施した。ＳＡ３は、従来技術における球状化焼鈍時間：約１５時間に対して、球状化焼鈍時間：約９時間に短縮した条件とした。また、ＳＡ４はＳＡ３と比較して温度の追従の遅れを想定して低温で行う条件とした。
ＳＡ３：７７０℃で２時間均熱保持後、平均冷却速度１３℃／時で６８５℃まで冷却し、その後放冷
ＳＡ４：７５０℃で２時間均熱保持後、平均冷却速度１３℃／時で６６０℃まで冷却し、その後放冷。

実施例１と同様に、（１）初析フェライトの面積率、（２）フェライト結晶粒の平均粒径、（３）初析フェライト以外の組織の合計の面積率に対するパーライトの面積率の割合、（４）球状化焼鈍前の硬さ、（５）球状化焼鈍後の硬さおよび（６）球状化度を測定、評価した。なお、球状化焼鈍後の硬さの判定としては、ＳＡ３後の硬さについて、上記式（２）を満たす場合を最も良好（◎）とし、上記式（２）を満たさない場合を不良（×）とした。また、炭素当量が０．７０以上の場合、ＳＡ３後の硬さがＨＶ１５０以下であれば、より好ましい。ＳＡ４後の硬さについて、上記式（３）を満たす場合を最も良好（◎）とし、上記式（３）を満たさない場合を不良（×）とした。なお、炭素当量が０．７０以上の場合、ＳＡ４後の硬さがＨＶ１６５以下であれば、より好ましい。
結果を表５に示す。

表５の結果において、残部組織の内、パーライト以外は全てベイナイトであった。

表５の結果より、次のように考察できる。表５のＮｏ．２－２はいずれも本発明の実施形態で規定する要件の全てを満足する例であり、ＳＡ３後の硬さおよび球状化度が、いずれも最も良好または良好であった。
一方、表５のＮｏ．２－１は、第１冷却の冷却停止温度が８４０℃超であり、初析フェライトの面積率が３０％未満となり、かつフェライト結晶粒の平均粒径が１５μｍ超となり、ＳＡ３後の硬さおよび球状化度が不良であった。

本発明に係る冷間加工用機械構造用鋼は、冷間鍛造、冷間圧造又は冷間転造等の冷間加工によって製造される各種部品の素材に好適である。鋼の形態は特に限定されないが、例えば線材または棒鋼等の圧延材とすることができる。
前記部品には、例えば、自動車用部品、建設機械用部品が含まれ、具体的には、ボルト、ねじ、ナット、ソケット、ボールジョイント、インナーチューブ、トーションバー、クラッチケース、ケージ、ハウジング、ハブ、カバー、ケース、受座金、タペット、サドル、バルグ、インナーケース、クラッチ、スリーブ、アウターレース、スプロケット、ステータ、アンビル、スパイダー、ロッカーアーム、ボディー、フランジ、ドラム、継手、コネクタ、プーリー、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及びコモンレール等が含まれる。本発明に係る冷間加工用機械構造用鋼は、上記の部品の素材として好適に用いられる機械構造用鋼として産業上有用であり、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部品に製造される際、変形抵抗が低く、優れた冷間加工性を発揮することができる。

Claims (8)

1. Ｃ ：０．３２～０．４４質量％、
   Ｓｉ：０．１５～０．３５質量％、
   Ｍｎ：０．５５～０．９５質量％、
   Ｐ ：０．０３０質量％以下、
   Ｓ ：０．０３０質量％以下、
   Ｃｒ：０．８５～１．２５質量％、
   Ｍｏ：０．１５～０．３５質量％、
   Ａｌ：０．０１～０．１質量％、
   残部：鉄および不可避不純物からなり、
   初析フェライトの面積率が３５％超７０％以下であり、
   フェライト結晶粒の平均粒径が５～１５μｍである冷間加工用機械構造用鋼。
2. 前記初析フェライト以外の組織の合計の面積率に対するパーライトの面積率の割合が８０％以下である、請求項１に記載の冷間加工用機械構造用鋼。
3. 硬さがＨＶ３００以下である、請求項１または２に記載の冷間加工用機械構造用鋼。
4. Ｃｕ：０．２５質量％以下（０質量％を含まない）、および
   Ｎｉ：０．２５質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選択される一種以上を更に含有する請求項１～３のいずれか１つに記載の冷間加工用機械構造用鋼。
5. Ｔｉ：０．２質量％以下（０質量％を含まない）、
   Ｎｂ：０．２質量％以下（０質量％を含まない）、および
   Ｖ ：１．５質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選択される一種以上を更に含有する請求項１～４のいずれか１つに記載の冷間加工用機械構造用鋼。
6. Ｎ ：０．０１質量％以下（０質量％を含まない）、
   Ｍｇ ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、
   Ｃａ ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）、
   Ｌｉ ：０．０２質量％以下（０質量％を含まない）、および
   ＲＥＭ：０．０５質量％以下（０質量％を含まない）よりなる群から選択される一種以上を含有する請求項１～５のいずれか１つに記載の冷間加工用機械構造用鋼。
7. 請求項１～６のいずれか１つに記載の化学成分組成の鋼を用意し、
   （ａ）圧縮率２０％以上、保持時間１０秒以下で前加工を行う工程と、
   （ｂ）前記工程（ａ）後、８００℃超１０５０℃以下、圧縮率２０％以上で仕上げ加工を行う工程と、
   （ｃ）前記工程（ｂ）後、７５０℃以上８４０℃以下まで１０秒以下で冷却する工程と、
   （ｄ）前記工程（ｃ）後、５００℃以下まで０．１℃／秒以上１０℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する工程とを含む、請求項１～６のいずれか１つに記載の冷間加工用機械構造用鋼の製造方法。
8. 請求項７の方法で製造した冷間加工用機械構造用鋼に、焼鈍、球状化焼鈍、伸線加工、圧造および焼入れ焼戻しのうち１つ以上の工程を行う鋼線の製造方法。