JP2017122270A - Steel for cold-worked component - Google Patents

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide steel for cold-worked components that has excellent cold workability and hydrogen embrittlement resistance.SOLUTION: Steel for cold-worked components according to an embodiment has a chemical composition consisting of, in mass%, C: 0.26-0.40%, Si: 0.20% or less, Mn: 0.40-1.50%, Cr: 0.70-1.60%, Al: 0.005-0.060%, Ti: 0.010-0.050%, B: 0.0003-0.0040%, N: 0.0020-0.0080%, Ca: 0.0003-0.0050% with the balance being Fe and impurities, satisfying formula (1) to formula (3). In a matrix tissue inside the steel, a total area percentage of pearlite and proeutectoid ferrite is 90% or more and an area percentage of the proeutectoid ferrite is 40% or more. 0.48≤C+Si/7+Mn/5+Cr/9+2Mo/5+V≤0.58 (1), 0.03≤Ca/S≤0.15 (2), and Mn/Cr≤0.55 (3).SELECTED DRAWING: Figure 1

Description

本発明は、部品用鋼に関し、さらに詳しくは、冷間加工部品用鋼に関する。   The present invention relates to steel for parts, and more particularly to steel for cold-worked parts.

自動車及び建築構造物の部品の製造には、近年、冷間鍛造等の冷間加工が広く行われている。これは冷間加工が、寸法精度、歩留まり、及び製造コストの観点で優れているからである。自動車及び建築構造物の部品は、例えばシャフトやボルト、ボールジョイント、インナー／アウターレース、スパイダー、ピニオンギヤ等である。これらの部品は、冷間加工ままで使われる場合もあるが、多くの場合、冷間加工により所定の形状に成形された後、焼入れ及び焼戻しを実施して最終的な強度を調整される。   In recent years, cold working such as cold forging is widely performed in the manufacture of parts for automobiles and building structures. This is because cold working is superior in terms of dimensional accuracy, yield, and manufacturing cost. Parts of automobiles and building structures are, for example, shafts, bolts, ball joints, inner / outer races, spiders, pinion gears, and the like. In some cases, these parts are used while being cold worked, but in many cases, after being formed into a predetermined shape by cold working, the final strength is adjusted by performing quenching and tempering.

近年、部品の小型軽量化が進み、部品のさらなる高強度化が求められている。従来、焼入れ焼戻しを実施して強度を高めた、上記用途の部品には、たとえば、ＪＩＳ Ｇ ４０５３の機械構造用合金鋼が用いられている。この機械構造用合金鋼はたとえば、クロム鋼、クロムモリブデン鋼、及びニッケルクロムモリブデン鋼等である。   In recent years, parts have become smaller and lighter, and there has been a demand for higher strength of parts. Conventionally, for example, JIS G 4053 alloy steel for machine structural use is used for the above-mentioned parts whose strength has been increased by quenching and tempering. Examples of the alloy steel for machine structure include chrome steel, chrome molybdenum steel, and nickel chrome molybdenum steel.

これらの鋼材は、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高めるために、モリブデン（Ｍｏ）及びニッケル（Ｎｉ）等の合金元素を含有する。これらの鋼材を用いて熱間圧延により棒鋼及び線材を製造する場合、製造された棒鋼及び線材の硬さが高い。そのため、冷間加工が困難となる。そこで、冷間加工性を確保するため、棒鋼及び線材に対して、軟化熱処理として長時間の球状化焼鈍を複数回実施した後、冷間鍛造等で所望の形状に成形する。その後、焼入れ及び焼戻し処理により所望の強度及び硬さに調整する。   These steel materials contain alloy elements such as molybdenum (Mo) and nickel (Ni) in order to enhance hardenability and temper softening resistance. When manufacturing steel bars and wires by hot rolling using these steel materials, the hardness of the manufactured steel bars and wires is high. Therefore, cold working becomes difficult. Therefore, in order to ensure cold workability, the steel bar and wire are subjected to spheroidizing annealing for a long time as softening heat treatment a plurality of times, and then formed into a desired shape by cold forging or the like. Then, it adjusts to desired intensity | strength and hardness by hardening and tempering process.

しかしながら、上記合金元素の価格は高く、供給環境も変動しやすい。そのため、これらの合金元素を低減、又は省略しても所望の強度が得られる鋼が要求されている。さらに、軟化熱処理の短時間化又は省略による製造コストの低減も要求されている。   However, the price of the above alloy elements is high and the supply environment is likely to fluctuate. Therefore, there is a demand for steel that can obtain a desired strength even if these alloy elements are reduced or omitted. Furthermore, a reduction in manufacturing cost by shortening or omitting the softening heat treatment is also required.

さらに、冷間加工部品用鋼においては、強度が高くなるほど耐水素脆化特性が低下するため、強度及び耐水素脆化特性の両立も課題となっている。   Furthermore, in steel for cold-worked parts, as the strength increases, the hydrogen embrittlement resistance decreases, so that both strength and hydrogen embrittlement resistance are also a problem.

これらの課題を克服するための冷間加工用鋼が、特開２０１３−２２７６０２号公報（特許文献１）、特開平１１−４３７３７号公報（特許文献２）、特開２００９−１５５６８７号公報（特許文献３）、及び特開２０１２−１６２７９８号公報（特許文献４）に提案されている。   Japanese Patent Application Laid-Open No. 2013-227602 (Patent Document 1), Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-43737 (Patent Document 2), and Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-155687 (Patent Document) are used for overcoming these problems. Document 3) and Japanese Patent Application Laid-Open No. 2012-162798 (Patent Document 4).

特許文献１に開示された冷間加工用機械構造用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、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％を含有し、残部が鉄及び不可避不純物である。金属組織は、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。さらに、初析フェライトの面積率Ａが、Ａｅ＝（０．８−Ｃｅｑ）×９６．７５（但し、Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］＋０．１１×［Ｃｒ］であり、［（元素名）］は各元素の含有量を意味する）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。これにより、通常の球状化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を得ることができる、と特許文献１には記載されている。   The steel for machine structural use for cold working disclosed in Patent Document 1 is mass%, C: 0.2 to 0.6%, Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.2 to 1. 0.5%, P: 0.03% or less (excluding 0%), S: 0.001-0.05%, Al: 0.01-0.1%, N: 0.015% or less (0 %), And Cr: more than 0.5% to 2.0%, with the balance being iron and inevitable impurities. The metal structure has 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. Further, the area ratio A of pro-eutectoid ferrite is Ae = (0.8−Ceq) × 96.75 (where Ceq = [C] + 0.1 × [Si] + 0.06 × [Mn] + 0.11 × [Cr], and [(element name)] means the content of each element) and A> Ae, and the average particle diameter of proeutectoid ferrite and ferrite in pearlite Is 15 to 25 μm. Thus, it is described in Patent Document 1 that a machine structural steel for cold working that can realize sufficient softening can be obtained by performing a normal spheroidizing treatment.

特許文献１に開示されている冷間加工用機械構造用鋼は、通常の球状化焼鈍処理を施すことで軟質化が可能であり、高強度部品に適用できる。しかしながら、鋼の化学成分の含有量（特にＳｉ、Ｍｎ、及びＣｒ）が最適化されておらず、また圧延鋼材の組織のフェライト分率が実質的に小さい。そのため、十分に軟化熱処理を行わない場合、冷間加工時に割れが生じる。したがって、圧延ままでの使用や球状化焼鈍処理の短時間化が困難であり、部品コストが高くなる。   The machine structural steel for cold working disclosed in Patent Document 1 can be softened by applying a normal spheroidizing annealing treatment, and can be applied to high-strength parts. However, the contents of the chemical components of the steel (particularly Si, Mn, and Cr) are not optimized, and the ferrite fraction of the structure of the rolled steel material is substantially small. Therefore, cracks occur during cold working unless sufficient softening heat treatment is performed. Therefore, it is difficult to use the product as it is rolled or to shorten the time for the spheroidizing annealing process, which increases the cost of the parts.

特許文献２及び３に開示された鋼では、合金元素を低減することで冷間加工性を高め、合金元素の低減による焼入れ性の低下を種々の方法で補完する。   In the steels disclosed in Patent Documents 2 and 3, cold workability is improved by reducing alloy elements, and a decrease in hardenability due to reduction of alloy elements is complemented by various methods.

特許文献２は、合金元素低減による焼入れ性の低下をボロン（Ｂ）で補ったＢ含有鋼を提案する。具体的には、特許文献２に開示された冷間鍛造用熱間圧延鋼材は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．６０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｐ：０．０２５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２５％以下（０％を含む）、Ｃｒ：０．２５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｎ：０．００５０％以下（０％を含む）、Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％を含み、残部はＦｅ、及び不可避的不純物よりなり、鋼のマトリックス中に直径０．２μｍ以下のＴｉＣ又はＴｉ（ＣＮ）を２０個／１００μｍ²以上有する。これにより、結晶粒粗大化防止特性と冷間鍛造性に優れた冷間鍛造用熱間圧延鋼材を得ることができる、と特許文献２には記載されている。 Patent Document 2 proposes a B-containing steel in which a decrease in hardenability due to a reduction in alloy elements is compensated with boron (B). Specifically, the hot-rolled steel for cold forging disclosed in Patent Document 2 is mass%, C: 0.10 to 0.60%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.30. -2.00%, P: 0.025% or less (including 0%), S: 0.025% or less (including 0%), Cr: 0.25% or less, B: 0.0003-0. 0050%, N: 0.0050% or less (including 0%), Ti: 0.020 to 0.100% included, the balance being Fe and unavoidable impurities, 0.2 μm in diameter in the steel matrix The following TiC or Ti (CN) is 20 pieces / 100 μm ² or more. Thus, Patent Document 2 describes that a hot-rolled steel material for cold forging excellent in crystal grain coarsening prevention characteristics and cold forgeability can be obtained.

特許文献３は、合金元素低減による焼入れ性の低下を、鋼中のセメンタイト密度を調整することで補う。具体的には、特許文献３に開示された冷間加工用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１０〜０．１％、及び、Ｎ：０．００７０％以下（０％を含まない）を満たし、残部は鉄及び不可避的不純物からなる。透過型電子顕微鏡を用いて倍率１５万倍で鋼組織を観察したときに、粒径５０ｎｍ以下のセメンタイトの密度が５〜２５個／０．２５μｍ²で、かつ粒径５０ｎｍ超のセメンタイトの密度が１個以下／０．２５μｍ²である。これにより、冷間加工性に優れると共に、加工後は所定の硬度・強度を確保することのできる冷間加工用鋼を得ることができる、と特許文献３には記載されている。 Patent Document 3 compensates for a decrease in hardenability due to a reduction in alloying elements by adjusting the cementite density in the steel. Specifically, the steel for cold working disclosed in Patent Document 3 is mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.01 to 0.30%, Mn: 0.2. -1.0%, P: 0.05% or less (not including 0%), S: 0.05% or less (not including 0%), Al: 0.010 to 0.1%, and N : 0.0070% or less (excluding 0%) is satisfied, and the balance consists of iron and inevitable impurities. When the steel structure was observed with a transmission electron microscope at a magnification of 150,000, the density of cementite with a particle size of 50 nm or less was 5-25 pieces / 0.25 μm ² and the density of cementite with a particle size of more than 50 nm was 1 or less / 0.25 μm ² . Thus, Patent Document 3 describes that it is possible to obtain a steel for cold working that is excellent in cold workability and that can secure predetermined hardness and strength after working.

しかしながら、特許文献２に開示されている冷間鍛造用鋼の場合、鋼のＣｒ含有量が低いため、強度と耐水素脆化特性との両立ができない場合がある。特許文献３に開示されている冷間加工用鋼は、鋼の化学成分の含有量バランス（特にＳｉ、Ｍｎ、及びＣｒ）が最適化されておらず、強度と耐水素脆化特性とが両立できない場合がある。   However, in the case of the steel for cold forging disclosed in Patent Document 2, the strength and hydrogen embrittlement resistance may not be compatible since the Cr content of the steel is low. The steel for cold working disclosed in Patent Document 3 is not optimized in the balance of chemical components (particularly Si, Mn, and Cr), and is compatible with strength and hydrogen embrittlement resistance. There are cases where it is not possible.

特許文献４に開示されたＢ添加高強度ボルト用鋼は、Ｓｉ含有量をＣ含有量よりも高くして、マトリクスの強度をＳｉで確保することで耐水素脆化特性を補う。具体的には、特許文献４に開示されたボルト用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％未満、Ｓｉ：０．２０〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．５０％、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％及びＮ：０．００２〜０．０１０％をそれぞれ含有する他、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒよりなる群から選ばれる１種以上を合計で０．１０〜３．０％含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる。Ｓｉの含有量［Ｓｉ］とＣの含有量［Ｃ］の比（［Ｓｉ］／［Ｃ］）は１．０以上である。さらに、ミクロ組織はフェライト・パーライト組織である。これにより、耐遅れ破壊性に優れたＢ添加高強度ボルト用鋼を得ることができる、と特許文献４には記載されている。   The steel for B-added high-strength bolts disclosed in Patent Document 4 compensates for hydrogen embrittlement resistance by making the Si content higher than the C content and ensuring the strength of the matrix with Si. Specifically, the steel for bolts disclosed in Patent Document 4 is mass%, C: 0.20 to less than 0.40%, Si: 0.20 to 1.50%, Mn: 0.30. 2.0%, P: 0.03% or less (not including 0%), S: 0.03% or less (not including 0%), Ni: 0.05 to 1.0%, Cr: 0.00. 01 to 1.50%, Cu: 1.0% or less (including 0%), Al: 0.01 to 0.10%, Ti: 0.01 to 0.1%, B: 0.0003 to 0 .0050% and N: 0.002 to 0.010%, respectively, and a total of one or more selected from the group consisting of Cu, Ni and Cr, and the balance being 0.10 to 3.0% Consists of iron and inevitable impurities. The ratio ([Si] / [C]) of the Si content [Si] and the C content [C] is 1.0 or more. Furthermore, the microstructure is a ferrite pearlite structure. Thus, Patent Document 4 describes that a steel for B-added high-strength bolts excellent in delayed fracture resistance can be obtained.

しかしながら、特許文献４に開示されているボルト用鋼は、Ｎｉを必須元素としており、焼入れ性が高くなりすぎる場合がある。そのため、伸線及び冷間加工前に長時間の軟化熱処理が必要な場合がある。さらに、Ｓｉ含有量が高いため、冷間加工性が低い場合がある。   However, the steel for bolts disclosed in Patent Document 4 uses Ni as an essential element, and the hardenability sometimes becomes too high. Therefore, a long-time softening heat treatment may be necessary before wire drawing and cold working. Furthermore, since the Si content is high, cold workability may be low.

特開２０１３−２２７６０２号公報JP 2013-227602 A 特開平１１−４３７３７号公報Japanese Patent Laid-Open No. 11-43737 特開２００９−１５５６８７号公報JP 2009-155687 A 特開２０１２−１６２７９８号公報JP 2012-162798 A

本発明の目的は、優れた冷間加工性を有し、焼入れ及び焼戻し処理後に優れた耐水素脆化特性及び高い強度を得られる、冷間加工部品用鋼を提供することである。   An object of the present invention is to provide a steel for cold-worked parts that has excellent cold workability and can obtain excellent hydrogen embrittlement resistance and high strength after quenching and tempering treatment.

本発明による冷間加工部品用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２６〜０．４０％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、Ｓ：０．０２０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．７０〜１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、Ｏ：０．００１５％以下、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．３０％、Ｍｏ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．０５％、及び、Ｎｂ：０〜０．０５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有する。マトリクス組織中においてパーライト及び初析フェライトの総面積率が９０％以上であり、初析フェライトの面積率が４０％以上である。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８ （１）
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （２）
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５ （３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 The steel for cold-worked parts according to the present invention is, in mass%, C: 0.26 to 0.40%, Si: 0.20% or less, Mn: 0.40 to 1.50%, S: 0.020. % Or less, P: 0.020% or less, Cr: 0.70 to 1.60%, Al: 0.005 to 0.060%, Ti: 0.010 to 0.050%, B: 0.0003 to 0.0040%, N: 0.0020-0.0080%, Ca: 0.0003-0.0050%, O: 0.0015% or less, Cu: 0-0.50%, Ni: 0-0. 30%, Mo: 0 to 0.05%, V: 0 to 0.05%, and Nb: 0 to 0.050%, with the balance being Fe and impurities, and the formulas (1) to ( It has a chemical composition that satisfies 3). In the matrix structure, the total area ratio of pearlite and pro-eutectoid ferrite is 90% or more, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 40% or more.
0.48 ≦ C + Si / 7 + Mn / 5 + Cr / 9 + 2Mo / 5 + V ≦ 0.58 (1)
0.03 ≦ Ca / S ≦ 0.15 (2)
Mn / Cr ≦ 0.55 (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the expressions (1) to (3).

本発明による冷間加工部品用鋼は、優れた冷間加工性を有し、焼入れ及び焼戻し処理後に優れた耐水素脆化特性及び高い強度を得られる。   The steel for cold work parts according to the present invention has excellent cold workability, and can obtain excellent hydrogen embrittlement resistance and high strength after quenching and tempering treatment.

図１は、限界拡散性水素量比と、冷間加工部品用鋼中のＭｎ／Ｃｒとの関係を示す図である。FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the limit diffusible hydrogen amount ratio and Mn / Cr in the steel for cold work parts. 図２は、環状Ｖノッチ付きの試験片の側面図である。FIG. 2 is a side view of a test piece with an annular V-notch.

本発明者らは、Ｍｏ、Ｖ等の高価な合金元素の含有量を抑えた冷間加工部品用鋼を用いて、鋼の冷間加工性、及び耐水素脆化特性に影響を及ぼす成分及び組織について調査検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。   The present inventors use a steel for cold-worked parts in which the content of expensive alloy elements such as Mo and V is suppressed, components that affect the cold workability of the steel and the resistance to hydrogen embrittlement and We investigated the organization. As a result, the present inventors obtained the following knowledge.

［冷間加工部品用鋼の焼入れ性及び冷間加工性について］
冷間加工部品用鋼を高強度にするためには、十分な焼入れ性が必要である。しかしながら、焼入れ性が高すぎれば、冷間加工性が低下する。この場合、線材等の鋼材に対して伸線及び冷間鍛造等の冷間加工を実施する前に、鋼材の軟化を目的とした長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければならない。そのため、Ｍｏ、Ｖ等の合金元素を多量に含有しなくても、製造コストが高くなる。したがって、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなくても冷間加工が可能であり、かつ、適度な引張強度が得られる焼入れ性を有する鋼が望ましい。 [Hardenability and cold workability of steel for cold work parts]
Sufficient hardenability is required to increase the strength of steel for cold-worked parts. However, if hardenability is too high, cold workability will fall. In this case, long-time softening heat treatment for the purpose of softening the steel material must be performed a plurality of times before performing cold working such as wire drawing and cold forging on the steel material such as wire. Therefore, the manufacturing cost is increased even if a large amount of alloy elements such as Mo and V are not contained. Therefore, it is desirable to use a steel having a hardenability that can be cold worked without performing a long-time softening heat treatment a plurality of times and that can obtain an appropriate tensile strength.

冷間加工部品用鋼の化学組成が式（１）を満たす場合、優れた焼入れ性及び冷間加工性が得られる。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８ （１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 When the chemical composition of the steel for cold-worked parts satisfies the formula (1), excellent hardenability and cold workability can be obtained.
0.48 ≦ C + Si / 7 + Mn / 5 + Cr / 9 + 2Mo / 5 + V ≦ 0.58 (1)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1).

Ｆ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖと定義する。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＶはいずれも、焼入れ性を高める元素である。したがって、Ｆ１は、焼入れ性及び冷間加工性の指標となる。   It is defined as F1 = C + Si / 7 + Mn / 5 + Cr / 9 + 2Mo / 5 + V. C, Si, Mn, Cr, Mo, and V are all elements that enhance the hardenability. Therefore, F1 becomes an index of hardenability and cold workability.

Ｆ１が低すぎれば、十分な焼入れ性が得られず、強度が得られない。一方、Ｆ１が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、たとえば、冷間加工部品用鋼が棒鋼又は線材（以下、棒線という）に圧延されたとき、ベイナイトが生成され、鋼の強度及び硬さが高くなりすぎる。そのため、次工程の伸線工程、及び、冷間鍛造工程の前に、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければ、十分な冷間加工性が得られない。Ｆ１が式（１）を満たせば、優れた焼入れ性を得つつ、長時間の軟化熱処理を実施しなくても、優れた冷間加工性が得られる。   If F1 is too low, sufficient hardenability cannot be obtained and strength cannot be obtained. On the other hand, if F1 is too high, the hardenability becomes too high. In this case, for example, when the steel for cold work parts is rolled into a steel bar or a wire rod (hereinafter referred to as a bar wire), bainite is generated, and the strength and hardness of the steel become too high. Therefore, sufficient cold workability cannot be obtained unless a long-time softening heat treatment is performed a plurality of times before the next wire drawing step and the cold forging step. If F1 satisfies the formula (1), excellent cold workability can be obtained without performing long-time softening heat treatment while obtaining excellent hardenability.

［冷間加工部品用鋼材の硫化物制御について］
冷間加工性はさらに、ＭｎＳに代表される硫化物系介在物（以下、硫化物という）の影響を受ける。具体的には、冷間加工用鋼の表面近傍に含まれる硫化物が微細であり、かつ、球状に近い形状であれば、冷間加工性が高まる。 [Sulfide control of steel for cold-worked parts]
The cold workability is further affected by sulfide inclusions (hereinafter referred to as sulfide) typified by MnS. Specifically, if the sulfide contained in the vicinity of the surface of the steel for cold work is fine and has a shape close to a sphere, cold workability is enhanced.

Ｃａは硫化物に固溶して硫化物の球状化を促進する。しかしながら、Ｓに対してＣａ含有量が高すぎれば、硫化物に固溶しなかったＣａが粗大な酸化物を形成して鋼の耐水素脆化特性を低下する。鋼中のＳ含有量に対するＣａ含有量の比を適切な範囲に設定すれば、硫化物の形態を制御して冷間加工性を高めることができ、かつ、耐水素脆化特性を維持できる。具体的には、冷間加工部品用鋼の化学組成が式（２）を満たす場合、耐水素脆化特性が維持されつつ、優れた冷間加工性が得られ、より複雑な部品の成形が可能となる。
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （２）
ここで、式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が不純物レベルの場合、式（２）の対応する元素記号には「０」が代入される。 Ca dissolves in the sulfide and promotes the spheroidization of the sulfide. However, if the Ca content is too high with respect to S, Ca that did not dissolve in the sulfide forms a coarse oxide, which deteriorates the hydrogen embrittlement resistance of the steel. If the ratio of the Ca content to the S content in the steel is set within an appropriate range, the form of the sulfide can be controlled to improve the cold workability, and the hydrogen embrittlement resistance can be maintained. Specifically, when the chemical composition of the steel for cold-worked parts satisfies the formula (2), excellent cold workability is obtained while maintaining the hydrogen embrittlement resistance, and more complex parts can be formed. It becomes possible.
0.03 ≦ Ca / S ≦ 0.15 (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol of the formula (2). When the corresponding element is at the impurity level, “0” is assigned to the corresponding element symbol in the equation (2).

Ｆ２＝Ｃａ／Ｓと定義する。Ｆ２は冷間加工性及び耐水素脆化特性の指標である。Ｃａは、硫化物に固溶して、硫化物を微細分散させ、硫化物の形状を球状化する。Ｆ２が低すぎれば、つまりＳ含有量に対するＣａ含有量が低すぎれば、Ｃａが硫化物に固溶しにくく、硫化物が球状化されにくい。そのため、冷間加工性が低下する。一方、Ｆ２が大きすぎれば、Ｓ含有量に対するＣａ含有量が高すぎる。この場合、硫化物に固溶しなかったＣａが粗大な酸化物を形成し、冷間加工部品の耐水素脆化特性が低下する。Ｆ２が式（２）を満たせば、優れた冷間加工性及び耐水素脆化特性が得られる。   Define F2 = Ca / S. F2 is an index of cold workability and hydrogen embrittlement resistance. Ca forms a solid solution in the sulfide, finely disperses the sulfide, and spheroidizes the shape of the sulfide. If F2 is too low, that is, if the Ca content relative to the S content is too low, Ca is difficult to dissolve in the sulfide, and the sulfide is less likely to be spheroidized. Therefore, cold workability is reduced. On the other hand, if F2 is too large, the Ca content relative to the S content is too high. In this case, Ca that did not dissolve in the sulfide forms a coarse oxide, which deteriorates the hydrogen embrittlement resistance of the cold-worked part. If F2 satisfies the formula (2), excellent cold workability and hydrogen embrittlement resistance can be obtained.

［冷間加工部品用鋼の耐水素脆化特性について］
一般的に、強度が高くなれば、耐水素脆化特性が低下する。しかしながら、上述の化学組成を有する冷間加工部品用鋼の場合、式（３）を満たせば、高強度であっても優れた耐水素脆化特性が得られる。
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５ （３）
ここで、式（３）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。Ｆ３＝Ｍｎ／Ｃｒと定義する。Ｆ３は式（３）の左辺に相当する。以下、式（３）について説明する。 [Hydrogen embrittlement resistance of steel for cold-worked parts]
In general, as the strength increases, the resistance to hydrogen embrittlement decreases. However, in the case of steel for cold-worked parts having the above-described chemical composition, excellent hydrogen embrittlement resistance can be obtained even if the strength is high, if the formula (3) is satisfied.
Mn / Cr ≦ 0.55 (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (3). Define F3 = Mn / Cr. F3 corresponds to the left side of Equation (3). Hereinafter, Formula (3) will be described.

図１は、限界拡散水素量比ＨＲと、Ｆ３との関係を示す図である。図１は後述の実施例により得られた。   FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the limiting diffusion hydrogen amount ratio HR and F3. FIG. 1 was obtained by the examples described below.

図１中の縦軸は、限界拡散性水素量比ＨＲを示す。限界拡散性水素量比ＨＲは、ＪＩＳ Ｇ４０５３（２００８）のＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有する鋼Ｍの限界拡散性水素量Ｈｒｅｆを基準として、次の式（Ａ）で定義される。限界拡散性水素量比ＨＲは耐水素脆化特性の指標である。
ＨＲ＝Ｈｃ／Ｈｒｅｆ （Ａ）
Ｈｃは、後述の実施例において、各試験番号の限界拡散水素量である。限界拡散水素量Ｈｃは、各試験番号において、種々の濃度の水素を導入した試験片に対して定荷重試験を実施した場合の、破断しなかった試験片の最大水素量を意味する。 The vertical axis in FIG. 1 indicates the limit diffusible hydrogen amount ratio HR. The critical diffusible hydrogen amount ratio HR is defined by the following formula (A) on the basis of the critical diffusible hydrogen amount Href of steel M having a chemical composition corresponding to SCM435 of JIS G4053 (2008). The critical diffusible hydrogen amount ratio HR is an index of hydrogen embrittlement resistance.
HR = Hc / Href (A)
Hc is the limit diffusion hydrogen amount of each test number in Examples described later. The critical diffusion hydrogen amount Hc means the maximum hydrogen amount of a test piece that did not break when a constant load test was performed on a test piece into which various concentrations of hydrogen were introduced in each test number.

図１を参照して、Ｆ３が減少するほど、つまり、Ｍｎ含有量のＣｒ含有量に対する比が小さくなるほど、限界拡散性水素量比ＨＲは顕著に高まる。そして、Ｆ３が０．５５より低くなれば、ＨＲが１．００よりも高くなり、優れた耐水素脆化特性が得られる。   Referring to FIG. 1, the limit diffusible hydrogen content ratio HR increases significantly as F3 decreases, that is, as the ratio of Mn content to Cr content decreases. And if F3 becomes lower than 0.55, HR will become higher than 1.00 and the outstanding hydrogen embrittlement-proof characteristic will be acquired.

［冷間加工部品用鋼材の金属組織について］
冷間加工性は、上記事項に加えて、鋼のマトリクス組織にも依存する。マトリクス組織中が主として初析フェライトとパーライトとの混合組織であり、かつ、初析フェライトの面積率が高ければ、冷間加工性に優れる。具体的には、冷間加工部品用鋼材の内部のマトリクス組織中において、初析フェライトとパーライトとの総面積率が全体の９０％以上であり、かつ、初析フェライトの面積率が４０％以上であれば、冷間加工性が高まる。この場合、球状化焼鈍処理を省略又は短時間化しても部品の成形が可能である。 [Metal structure of steel for cold-worked parts]
The cold workability depends on the matrix structure of the steel in addition to the above matters. If the matrix structure is mainly a mixed structure of pro-eutectoid ferrite and pearlite and the area ratio of pro-eutectoid ferrite is high, the cold workability is excellent. Specifically, the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite is 90% or more of the whole, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 40% or more in the matrix structure inside the steel material for cold-worked parts. Then, cold workability will increase. In this case, parts can be molded even if the spheroidizing annealing treatment is omitted or shortened.

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による冷間加工部品用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２６〜０．４０％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、Ｓ：０．０２０％以下、Ｐ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．７０〜１．６０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、Ｏ：０．００１５％以下、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｎｉ：０〜０．３０％、Ｍｏ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．０５％、及び、Ｎｂ：０〜０．０５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有する。マトリクス組織中において、パーライト及び初析フェライトの総面積率が９０％以上であり、初析フェライトの面積率が４０％以上である。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８ （１）
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （２）
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５ （３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 The steel for cold-worked parts according to the present embodiment completed based on the above knowledge is mass%, C: 0.26-0.40%, Si: 0.20% or less, Mn: 0.40-1 .50%, S: 0.020% or less, P: 0.020% or less, Cr: 0.70 to 1.60%, Al: 0.005 to 0.060%, Ti: 0.010 to 0. 0. 050%, B: 0.0003 to 0.0040%, N: 0.0020 to 0.0080%, Ca: 0.0003 to 0.0050%, O: 0.0015% or less, Cu: 0 to 0.00. 50%, Ni: 0 to 0.30%, Mo: 0 to 0.05%, V: 0 to 0.05%, and Nb: 0 to 0.050%, the balance being Fe and impurities And has a chemical composition satisfying the formulas (1) to (3). In the matrix structure, the total area ratio of pearlite and pro-eutectoid ferrite is 90% or more, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 40% or more.
0.48 ≦ C + Si / 7 + Mn / 5 + Cr / 9 + 2Mo / 5 + V ≦ 0.58 (1)
0.03 ≦ Ca / S ≦ 0.15 (2)
Mn / Cr ≦ 0.55 (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the expressions (1) to (3).

上記冷間加工部品用鋼は、質量％で、Ｃｕ：０．０１５〜０．５０％、Ｎｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｏ：０．００５〜０．０５０％、及び、Ｖ：０．００３〜０．０５０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。   The steel for cold-worked parts is in mass%, Cu: 0.015 to 0.50%, Ni: 0.01 to 0.30%, Mo: 0.005 to 0.050%, and V: You may contain 1 type, or 2 or more types selected from the group which consists of 0.003-0.050%.

上記冷間加工部品用鋼は、Ｎｂ：０．００３〜０．０５０質量％以下を含有してもよい。   The steel for cold-worked parts may contain Nb: 0.003 to 0.050 mass% or less.

以下、本実施形態による冷間加工部品用鋼について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。   Hereinafter, the steel for cold work parts by this embodiment is explained in full detail. “%” Regarding an element means mass% unless otherwise specified.

［化学組成］
本実施形態の冷間加工部品用鋼の化学組成は、次の元素を含有する。 [Chemical composition]
The chemical composition of the steel for cold work parts of this embodiment contains the following elements.

Ｃ：０．２６〜０．４０％
炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ及び焼戻し後の鋼の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、冷間加工部品用鋼の強度が高くなりすぎ、冷間加工性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２６〜０．４０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２８％であり、さらに好ましくは０．２９％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．３８％であり、さらに好ましくは０．３７％である。 C: 0.26-0.40%
Carbon (C) increases the hardenability of the steel and increases the strength of the steel after quenching and tempering. If the C content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content is too high, the hardenability becomes too high. In this case, the strength of the steel for cold work parts becomes too high, and the cold workability is lowered. Therefore, the C content is 0.26 to 0.40%. The minimum with preferable C content is 0.28%, More preferably, it is 0.29%. The upper limit with preferable C content is 0.38%, More preferably, it is 0.37%.

Ｓｉ：０．２０％以下
シリコン（Ｓｉ）は、固溶強化によりフェライトを強化する。鋼の引張強度を下げたい場合、Ｓｉ含有量はなるべく低いほうが好ましい。ただし、冷間加工部品の焼戻し硬さを高める場合、含有されてもよい。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の強度が高くなり過ぎ、鋼の冷間加工性が低下する。この場合、長時間の軟化熱処理が必要となり、コストが高くなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．２０％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、さらに好ましくは、０．１６％である。 Si: 0.20% or less Silicon (Si) strengthens ferrite by solid solution strengthening. When it is desired to lower the tensile strength of steel, the Si content is preferably as low as possible. However, it may be contained when increasing the tempering hardness of the cold-worked part. On the other hand, if the Si content is too high, the strength of the steel becomes too high, and the cold workability of the steel decreases. In this case, a long softening heat treatment is required, and the cost is increased. Therefore, the Si content is 0.20% or less. The upper limit with preferable Si content is 0.18%, More preferably, it is 0.16%.

Ｍｎ：０．４０〜１．５０％
マンガン（Ｍｎ）は、焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、仕上げ圧延後の冷却時にフェライト変態の開始温度が低下して初析フェライトの面積率が低下する。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、硬質相であるベイナイトが生成するため、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．４０〜１．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．２０％であり、さらに好ましくは１．００％である。 Mn: 0.40 to 1.50%
Manganese (Mn) increases the hardenability and increases the strength of the steel. If the Mn content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, the ferrite transformation start temperature decreases during cooling after finish rolling, and the area ratio of proeutectoid ferrite decreases. If the Mn content is too high, bainite, which is a hard phase, is further generated, so that the cold workability of the steel is lowered. Therefore, the Mn content is 0.40 to 1.50%. The minimum with preferable Mn content is 0.45%, More preferably, it is 0.48%. The upper limit with preferable Mn content is 1.20%, More preferably, it is 1.00%.

Ｓ：０．０２０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは硫化物を形成して鋼の冷間加工性を低下し、さらに、耐水素脆化特性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。 S: 0.020% or less Sulfur (S) is an impurity. S forms a sulfide to reduce the cold workability of the steel, and further reduces the hydrogen embrittlement resistance. Therefore, the S content is 0.020% or less. The upper limit with preferable S content is 0.010%, More preferably, it is 0.008%. The S content is preferably as low as possible.

Ｐ：０．０２０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、結晶粒界に偏析して鋼の冷間加工性を低下し、さらに、耐水素脆化特性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。 P: 0.020% or less Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at the grain boundaries to lower the cold workability of the steel and further reduces the resistance to hydrogen embrittlement. Therefore, the P content is 0.020% or less. The upper limit with preferable P content is 0.015%. The P content is preferably as low as possible.

Ｃｒ：０．７０〜１．６０％
クロム（Ｃｒ）はＭｎと同様に、焼入れ性を高めて鋼の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、焼入れ性は高まるが、後述の仕上げ圧延後の冷却時にフェライト変態の開始温度が低下して、初析フェライトの面積率が低下する。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、硬質相であるベイナイトが生成するため、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．７０〜１．６０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．９０％であり、さらに好ましくは１．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、さらに好ましくは１．４０％である。 Cr: 0.70 to 1.60%
Chromium (Cr), like Mn, increases the hardenability and increases the strength of the steel. If the Cr content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content is too high, the hardenability is improved, but the starting temperature of ferrite transformation is lowered during cooling after finish rolling described later, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite is lowered. If the Cr content is too high, bainite, which is a hard phase, is further generated, so that the cold workability of the steel is lowered. Therefore, the Cr content is 0.70 to 1.60%. The minimum with preferable Cr content is 0.90%, More preferably, it is 1.00%. The upper limit with preferable Cr content is 1.50%, More preferably, it is 1.40%.

Ａｌ：０．００５〜０．０６０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、Ｎと結合してＡｌＮを形成する。ＡｌＮは、ピンニング効果により熱間圧延時のオーステナイト粒を微細化し、ベイナイトの生成を抑制する。Ａｌ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、粗大なＡｌＮが生成して鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０６０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２４％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４５％である。本実施形態において、化学組成中のＡｌ含有量は、鋼材中に含有する全Ａｌ量を意味する。 Al: 0.005-0.060%
Aluminum (Al) deoxidizes steel. Al further combines with N to form AlN. AlN refines austenite grains during hot rolling due to the pinning effect and suppresses the formation of bainite. If the Al content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Al content is too high, coarse AlN is generated and the cold workability of the steel is lowered. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.060%. The minimum with preferable Al content is 0.020%, More preferably, it is 0.024%. The upper limit with preferable Al content is 0.050%, More preferably, it is 0.045%. In the present embodiment, the Al content in the chemical composition means the total amount of Al contained in the steel material.

Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％
チタン（Ｔｉ）はＮ及びＣと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物（以下、炭窒化物等という）を形成する。Ｔｉの炭窒化物等は、ピンニング効果により、熱間圧延時にオーステナイト粒を微細化して仕上げ圧延後の冷却過程でのベイナイトの生成を抑制し、フェライトの面積率を高める。Ｔｉはさらに、鋼中に固溶するＮを低減してＢＮの生成を抑制する。この場合、Ｂが固溶して鋼の焼入れ性を高める。Ｔｉはさらに、Ｓと反応して硫化物の組成を変えて硫化物を微細化し、鋼の冷間加工性を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、仕上げ圧延時に微細なＴｉ炭化物が析出して、フェライトの強度が高まり、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０１０〜０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０２２％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。 Ti: 0.010 to 0.050%
Titanium (Ti) combines with N and C to form a carbide, nitride or carbonitride (hereinafter referred to as carbonitride). The carbonitride of Ti etc. refine | miniaturize austenite grain at the time of hot rolling by the pinning effect, suppress the production | generation of the bainite in the cooling process after finish rolling, and raise the area ratio of a ferrite. Ti further reduces N dissolved in the steel and suppresses the formation of BN. In this case, B dissolves to increase the hardenability of the steel. Further, Ti reacts with S to change the sulfide composition to refine the sulfide and improve the cold workability of the steel. If the Ti content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Ti content is too high, fine Ti carbides precipitate during finish rolling, increasing the strength of the ferrite and reducing the cold workability of the steel. Therefore, the Ti content is 0.010 to 0.050%. The minimum with preferable Ti content is 0.020%, More preferably, it is 0.022%. The upper limit with preferable Ti content is 0.045%, More preferably, it is 0.040%.

Ｂ：０．０００３〜０．００４０％
ボロン（Ｂ）は鋼の焼入れ性を高める。Ｂ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。さらに、粗大なＢＮが生成して、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００４０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。 B: 0.0003 to 0.0040%
Boron (B) increases the hardenability of the steel. If the B content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the B content is too high, the above effect is saturated. Furthermore, coarse BN is generated and the cold workability of the steel is reduced. Therefore, the B content is 0.0003 to 0.0040%. The minimum with preferable B content is 0.0005%, More preferably, it is 0.0010%. The upper limit with preferable B content is 0.0030%, More preferably, it is 0.0025%.

Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
窒素（Ｎ）は、鋼中のＴｉと結合して窒化物を生成し、熱間圧延時のオーステナイト粒を微細化し、さらに、冷間加工部品を焼入れする際の加熱時の異常粒成長を抑制する。Ｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。さらに、ＮがＢと結合して窒化物を生成し、固溶Ｂ量が低下する。この場合、鋼の焼入れ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００２０〜０．００８０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００３５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００６０％である。 N: 0.0020 to 0.0080%
Nitrogen (N) combines with Ti in steel to form nitrides, refines austenite grains during hot rolling, and suppresses abnormal grain growth during heating when quenching cold-worked parts To do. If the N content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the N content is too high, the above effect is saturated. Furthermore, N combines with B to produce nitride, and the amount of dissolved B decreases. In this case, the hardenability of the steel is reduced. Therefore, the N content is 0.0020 to 0.0080%. The minimum with preferable N content is 0.0030%, More preferably, it is 0.0035%. The upper limit with preferable N content is 0.0070%, More preferably, it is 0.0060%.

Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％
カルシウム（Ｃａ）は、硫化物に固溶して、硫化物を微細かつ球状化する。これにより、Ｃａは鋼の冷間加工性を高める。Ｃａ含有量が低すぎればこの効果が得られない。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、粗大な酸化物が形成される。粗大な酸化物は鋼の冷間加工性を低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０００３〜０．００５０％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００７％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。 Ca: 0.0003 to 0.0050%
Calcium (Ca) dissolves in the sulfide to make the sulfide fine and spherical. Thereby, Ca improves the cold workability of steel. If the Ca content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Ca content is too high, a coarse oxide is formed. Coarse oxides reduce the cold workability of the steel. Therefore, the Ca content is 0.0003 to 0.0050%. The minimum with preferable Ca content is 0.0005%, More preferably, it is 0.0007%. The upper limit with preferable Ca content is 0.0035%, More preferably, it is 0.0030%, More preferably, it is 0.0025%.

Ｏ：０．００１５％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは酸化物を形成して鋼の冷間加工性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００１５％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００１３％であり、さらに好ましくは０．００１２％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。 O: 0.0015% or less Oxygen (O) is an impurity. O forms an oxide and reduces the cold workability of the steel. Therefore, the O content is 0.0015% or less. The upper limit with preferable O content is 0.0013%, More preferably, it is 0.0012%. The O content is preferably as low as possible.

本実施形態による冷間加工部品用鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の冷間加工部品用鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。   The balance of the chemical composition of the steel for cold work parts according to the present embodiment consists of Fe and impurities. Here, impurities are mixed from ore as a raw material, scrap, or production environment when industrially producing steel, and have an adverse effect on the steel for cold-worked parts of this embodiment. It means what is allowed in the range not given.

［任意元素について］
上述の冷間加工部品用鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、及びＶからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼の焼入れ性を高める。 [Arbitrary elements]
The steel for cold-worked parts described above may further contain one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, Mo, and V, instead of part of Fe. All of these elements are optional elements and enhance the hardenability of the steel.

Ｃｕ：０〜０．５０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎて仕上げ圧延後にベイナイトが生成し、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。 Cu: 0 to 0.50%
Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. When contained, Cu increases the hardenability of the steel. However, if the Cu content is too high, the hardenability becomes too high, bainite is generated after finish rolling, and the cold workability of the steel decreases. Therefore, the Cu content is 0 to 0.50%. The minimum with preferable Cu content is 0.015%, More preferably, it is 0.020%. The upper limit with preferable Cu content is 0.30%, More preferably, it is 0.20%.

Ｎｉ：０〜０．３０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｉは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎて仕上げ圧延後にベイナイトが生成し、鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．３０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。 Ni: 0 to 0.30%
Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. When contained, Ni increases the hardenability of the steel. However, if the Ni content is too high, the hardenability becomes too high and bainite is generated after finish rolling, and the cold workability of the steel decreases. Therefore, the Ni content is 0 to 0.30%. The minimum with preferable Ni content is 0.01%, More preferably, it is 0.03%. The upper limit with preferable Ni content is 0.20%, More preferably, it is 0.10%.

Ｍｏ：０〜０．０５％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは鋼の焼入れ性を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、仕上げ圧延後にベイナイト及びマルテンサイトが生成し、冷間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．０５％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。 Mo: 0 to 0.05%
Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. When contained, Mo increases the hardenability of the steel. However, if the Mo content is too high, bainite and martensite are generated after finish rolling, and cold workability is reduced. Therefore, the Mo content is 0 to 0.05%. The minimum with preferable Mo content is 0.005%, More preferably, it is 0.008%. The upper limit with preferable Mo content is 0.03%, More preferably, it is 0.02%.

Ｖ：０〜０．０５％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは鋼の焼入れ性を高める。Ｖはさらに、Ｃ及びＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成して結晶粒を微細化する。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、炭化物及び炭窒化物が鋼の強度を高め、冷間加工性を低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．０５％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００４％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。 V: 0 to 0.05%
Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. When contained, V increases the hardenability of the steel. V further combines with C and N to form carbides, nitrides, or carbonitrides to refine crystal grains. However, if the V content is too high, carbides and carbonitrides increase the strength of the steel and reduce cold workability. Therefore, the V content is 0 to 0.05%. The minimum with preferable V content is 0.003%, More preferably, it is 0.004%. The upper limit with preferable V content is 0.03%, More preferably, it is 0.02%.

上述の冷間加工部品用鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂを含有してもよい。   The chemical composition of the steel for cold-worked parts described above may further contain Nb instead of a part of Fe.

Ｎｂ：０〜０．０５０％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｎｂは、Ｃ及びＮと結合して、炭化物、窒化物又は炭窒化物（炭窒化物等という）を形成する。Ｎｂ炭窒化物等は、ピンニング効果により熱間圧延時にオーステナイト粒を微細化し、仕上げ圧延後の冷却過程でのベイナイト生成を抑制し、初析フェライトの面積率を高める。Ｎｂ炭窒化物等はさらに、冷間加工部品を焼入れする際の加熱時の結晶粒の異常粒成長を抑制する。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、粗大な炭化物等が生成して鋼の冷間加工性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０５０％である。上記効果をより有効に得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。 Nb: 0 to 0.050%
Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. When contained, Nb combines with C and N to form a carbide, nitride or carbonitride (referred to as carbonitride). Nb carbonitride, etc., refines austenite grains during hot rolling due to the pinning effect, suppresses the formation of bainite in the cooling process after finish rolling, and increases the area ratio of proeutectoid ferrite. Nb carbonitride and the like further suppress abnormal grain growth during heating when quenching a cold-worked part. However, if the Nb content is too high, coarse carbides or the like are generated and the cold workability of the steel is reduced. Therefore, the Nb content is 0 to 0.050%. The minimum with preferable Nb content for acquiring the said effect more effectively is 0.003%, More preferably, it is 0.005%. The upper limit with preferable Nb content is 0.040%, More preferably, it is 0.030%.

［式（１）について］
本実施形態の冷間加工部品用鋼の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８ （１）
式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が不純物レベルの場合、式（１）の対応する元素記号には「０」が代入される。 [Regarding Formula (1)]
The chemical composition of the steel for cold-worked parts of the present embodiment further satisfies the formula (1).
0.48 ≦ C + Si / 7 + Mn / 5 + Cr / 9 + 2Mo / 5 + V ≦ 0.58 (1)
The content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the formula (1). When the corresponding element is at the impurity level, “0” is assigned to the corresponding element symbol in the formula (1).

Ｆ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖと定義する。Ｆ１が低すぎれば、十分な焼入れ性が得られず、十分な強度が得られない。一方、Ｆ１が高すぎれば、焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、熱間圧延により製造された冷間加工部品用鋼（たとえば棒線）にベイナイトが生成して、鋼の強度及び硬さが高くなりすぎる。そのため、次工程の伸線工程、及び、冷間鍛造工程の前に、長時間の軟化熱処理を複数回実施しなければ、十分な冷間加工性が得られない。Ｆ１が式（１）を満たせば、優れた焼入れ性を得つつ、長時間の軟化熱処理を実施しなくても、十分な冷間加工性が得られる。Ｆ１の好ましい下限は０．４９であり、さらに好ましくは０．５０である。Ｆ１の好ましい上下限は０．５７であり、さらに好ましくは０．５６である。   It is defined as F1 = C + Si / 7 + Mn / 5 + Cr / 9 + 2Mo / 5 + V. If F1 is too low, sufficient hardenability cannot be obtained and sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, if F1 is too high, the hardenability becomes too high. In this case, bainite is generated in steel for cold-worked parts (for example, bar wire) manufactured by hot rolling, and the strength and hardness of the steel become too high. Therefore, sufficient cold workability cannot be obtained unless a long-time softening heat treatment is performed a plurality of times before the next wire drawing step and the cold forging step. If F1 satisfies the formula (1), sufficient cold workability can be obtained without performing long-time softening heat treatment while obtaining excellent hardenability. The minimum with preferable F1 is 0.49, More preferably, it is 0.50. The upper and lower limit of F1 is preferably 0.57, more preferably 0.56.

［式（２）について］
本実施形態の冷間加工部品用鋼の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （２）
ここで、式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が不純物レベルの場合、式（２）の対応する元素記号には「０」が代入される。 [Regarding Formula (2)]
The chemical composition of the steel for cold-worked parts of the present embodiment further satisfies the formula (2).
0.03 ≦ Ca / S ≦ 0.15 (2)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol of the formula (2). When the corresponding element is at the impurity level, “0” is assigned to the corresponding element symbol in the equation (2).

Ｆ２＝Ｃａ／Ｓと定義する。Ｆ２は冷間加工性及び耐水素脆化特性の指標となる。Ｃａは、硫化物に固溶して、硫化物を微細分散させ、硫化物の形状を球状化する。Ｆ２が低すぎれば、つまりＳ含有量に対するＣａ含有量が低すぎれば、Ｃａが硫化物に固溶しにくく、硫化物が球状化されにくい。そのため、鋼の冷間加工性が低下する。一方、Ｆ２が大きすぎれば、Ｓ含有量に対するＣａ含有量が高すぎる。この場合、硫化物に固溶しなかったＣａが粗大な酸化物を形成し、耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｆ２は、０．０３０〜０．１５である。Ｆ２の好ましい下限は０．０４０である。Ｆ２の好ましい上限は０．１２であり、さらに好ましくは０．１０である。   Define F2 = Ca / S. F2 is an index of cold workability and hydrogen embrittlement resistance. Ca forms a solid solution in the sulfide, finely disperses the sulfide, and spheroidizes the shape of the sulfide. If F2 is too low, that is, if the Ca content relative to the S content is too low, Ca is difficult to dissolve in the sulfide, and the sulfide is less likely to be spheroidized. Therefore, the cold workability of the steel is reduced. On the other hand, if F2 is too large, the Ca content relative to the S content is too high. In this case, Ca not dissolved in the sulfide forms a coarse oxide, and the hydrogen embrittlement resistance is deteriorated. Therefore, F2 is 0.030 to 0.15. A preferred lower limit of F2 is 0.040. The upper limit with preferable F2 is 0.12, More preferably, it is 0.10.

［式（３）について］
上述の冷間加工部品用鋼の化学組成はさらに、式（３）を満たす。
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５ （３）
Ｆ３＝Ｍｎ／Ｃｒと定義する。Ｍｎ及びＣｒは、焼入れ性を高める。さらに、上述のとおり、ＭｎのＣｒに対する比率が適切であれば、優れた耐水素脆化特性が得られる。したがって、Ｆ３は耐水素脆化特性の指標となる。 [Regarding Formula (3)]
The chemical composition of the steel for cold-worked parts described above further satisfies the formula (3).
Mn / Cr ≦ 0.55 (3)
Define F3 = Mn / Cr. Mn and Cr increase the hardenability. Furthermore, as described above, if the ratio of Mn to Cr is appropriate, excellent hydrogen embrittlement resistance can be obtained. Therefore, F3 is an index of hydrogen embrittlement resistance.

図１を参照して、Ｆ３が減少するほど、限界拡散性水素量比ＨＲは高まる。そして、Ｆ３が０．５５以下であれば、限界拡散性水素量比ＨＲが１．０よりも高くなり、優れた耐水素脆化特性が得られる。したがって、Ｆ３≦０．５５である。Ｆ３の好ましい上限は０．５０である。   Referring to FIG. 1, the limit diffusible hydrogen amount ratio HR increases as F3 decreases. If F3 is 0.55 or less, the limit diffusible hydrogen amount ratio HR is higher than 1.0, and excellent hydrogen embrittlement resistance can be obtained. Therefore, F3 ≦ 0.55. A preferable upper limit of F3 is 0.50.

［マトリクス組織について］
冷間加工部品用鋼の内部のマトリクス組織は、主として初析フェライトとパーライトとからなる。ここで、冷間加工用部品の内部とは、表層の脱炭層よりも深い領域部分を意味する。たとえば、冷間加工部品用鋼が棒鋼又は線材の場合、Ｄ／４部（切断面（円形状）外周から径方向に直径Ｄ／４深さ位置を含む部分）は「内部」に相当する。また、冷間加工部品用鋼が板材又は鋼管の場合、ｔ／４部（表面から板厚又は肉厚の１／４深さ位置を含む部分）は「内部」に相当する。 [Matrix organization]
The matrix structure inside the steel for cold work parts is mainly composed of proeutectoid ferrite and pearlite. Here, the inside of the component for cold working means a region portion deeper than the surface decarburized layer. For example, when the steel for cold work parts is a steel bar or a wire rod, the D / 4 portion (the portion including the depth D / 4 depth position in the radial direction from the outer periphery of the cut surface (circular shape)) corresponds to “inside”. Further, when the steel for cold work parts is a plate material or a steel pipe, t / 4 portion (a portion including a ¼ depth position of the plate thickness or wall thickness from the surface) corresponds to “inside”.

より具体的には、冷間加工部品用鋼の内部のマトリクス組織では、初析フェライトとパーライトとの総面積率が９０％以上であり、初析フェライトの面積率が４０％以上である。なお、初析フェライトには、パーライトのラメラセメンタイト間のフェライトは含まれない。   More specifically, in the matrix structure inside the steel for cold work parts, the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite is 90% or more, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 40% or more. The pro-eutectoid ferrite does not include ferrite between pearlite lamellar cementites.

初析フェライト及びパーライトは、ベイナイトよりも軟質であり、冷間加工性に優れる。さらに、初析フェライトはパーライトよりも冷間加工性に優れる。初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％未満、又は、初析フェライトの面積率が４０％未満であれば、十分な冷間加工性が得られない。初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％以上であり、かつ、初析フェライトの面積率が４０％以上であれば、優れた冷間加工性が得られる。   Proeutectoid ferrite and pearlite are softer than bainite and have excellent cold workability. In addition, pro-eutectoid ferrite has better cold workability than pearlite. If the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite is less than 90%, or if the area ratio of pro-eutectoid ferrite is less than 40%, sufficient cold workability cannot be obtained. If the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite is 90% or more and the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 40% or more, excellent cold workability can be obtained.

初析フェライトの面積率の好ましい下限は４５％であり、さらに好ましくは５０％である。   The preferable lower limit of the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 45%, more preferably 50%.

マトリクス組織は次の方法で測定される。圧延後の冷間加工部品用鋼の内部（棒鋼又は線材の場合はＤ／４部、板材又は鋼管の場合はｔ／４部）からサンプルを採取する。採取されたサンプルの表面のうち、冷間加工部品用鋼の圧延方向に垂直な面を観察面とする。観察面を研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタル腐食液）にてエッチングする。エッチングされた観察面を５００倍の光学顕微鏡にて観察して、任意の５視野の写真画像を生成する。   The matrix structure is measured by the following method. A sample is taken from the inside of the steel for cold-worked parts after rolling (D / 4 part for bar steel or wire, t / 4 part for plate or steel pipe). Of the surface of the collected sample, a surface perpendicular to the rolling direction of the steel for cold-worked parts is taken as an observation surface. After the observation surface is polished, it is etched with 3% nitric acid alcohol (nitral etchant). The etched observation surface is observed with a 500 × optical microscope to generate photographic images with arbitrary five fields of view.

各視野において、初析フェライト、パーライト、ベイナイト等の各相は、相ごとにコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、各相を特定する。特定された相のうち、各視野での初析フェライトの面積（μｍ²）と、パーライトの面積（μｍ²）とを求める。全ての視野での初析フェライトの面積とパーライトの面積との総和の、全ての視野の総面積に対する比を、初析フェライト及びパーライトの総面積率（％）と定義する。同様に、全ての視野での初析フェライトの面積の総和の、全ての視野の総面積に対する比を、初析フェライト面積率（％）と定義する。 In each field of view, each phase such as pro-eutectoid ferrite, pearlite, and bainite has a different contrast for each phase. Therefore, each phase is specified based on the contrast. Of the identified phase, obtains the area of pro-eutectoid ferrite in each field ([mu] m ^2), and area of perlite (μm ^2). The ratio of the sum of the areas of pro-eutectoid ferrite and pearlite in all fields of view to the total area of all fields of view is defined as the total area ratio (%) of pro-eutectoid ferrite and pearlite. Similarly, the ratio of the total area of pro-eutectoid ferrite in all visual fields to the total area of all visual fields is defined as the pro-eutectoid ferrite area ratio (%).

［製造方法］
本発明の冷間加工部品用鋼の製造方法の一例として、棒鋼又は線材（棒線）の製造方法について説明する。本実施形態の冷間加工部品用鋼の製造方法は、ビレットを製造する工程（分塊圧延工程）と、製造されたビレットを棒線に圧延する工程（仕上圧延工程）とを含む。以下、各工程について詳述する。 [Production method]
As an example of the method for producing steel for cold-worked parts of the present invention, a method for producing steel bars or wire rods (bars) will be described. The manufacturing method of steel for cold work parts of this embodiment includes the process of manufacturing a billet (bundling rolling process), and the process of rolling the manufactured billet into a bar wire (finish rolling process). Hereinafter, each process is explained in full detail.

［分塊圧延工程］
初めに、上記化学組成を有する素材を準備する。たとえば、素材は次の方法で製造される。上述の化学組成を有する溶鋼を、転炉及び電気炉等を用いて製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片を製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。 [Blanch rolling process]
First, a material having the above chemical composition is prepared. For example, the material is manufactured by the following method. Molten steel having the above-described chemical composition is manufactured using a converter, an electric furnace, or the like. A slab is manufactured by a continuous casting method using molten steel. Or an ingot is manufactured by an ingot-making method using molten steel.

準備された素材（鋳片、インゴット）を加熱後、分塊圧延し、必要に応じて、分塊圧延後に連続圧延機でさらに圧延して、ビレットを製造する。   The prepared materials (slabs, ingots) are heated and then subjected to ingot rolling, and if necessary, after the ingot rolling, further rolled by a continuous rolling mill to produce billets.

［仕上げ圧延工程］
分塊圧延工程により製造されたビレットに対してさらに熱間圧延を実施して、棒線等の冷間加工部品用鋼を製造する。ここでの圧延はたとえば、水平ロールスタンド、垂直ロールスタンドが交互に一列に配列された連続圧延機を用いた、連続圧延である。 [Finishing rolling process]
Hot rolling is further performed on the billet produced by the block rolling process to produce steel for cold-worked parts such as bar wires. The rolling here is, for example, continuous rolling using a continuous rolling mill in which horizontal roll stands and vertical roll stands are alternately arranged in a line.

初めに、ビレットを加熱炉に装入して、加熱する。好ましい加熱温度は１０５０℃以下である。製品圧延時の加熱温度が高すぎれば、分塊圧延工程後に析出した微細な炭化物及び炭窒化物が再び固溶する。この場合、製品圧延後の冷却時のフェライト変態時に、炭化物及び炭窒化物が整合析出する。析出した炭窒化物及び炭化物は製品圧延後の鋼の強度を高め、冷間加工性を低下させる。加熱温度が１０５０℃以下であれば、加熱時に炭化物及び炭窒化物の過剰な固溶が抑制されるため、冷間加工性をさらに高めることができる。なお、Ｔｉ炭化物及びＴｉ炭窒化物は、ビレットの加熱によって固溶しにくい。したがって、製品圧延後の強度に影響しにくく、冷間加工性を維持できる。さらに、Ｎｂを含有した場合に生成するＮｂ炭化物及びＮｂ炭窒化物は、冷間加工後の焼入れ時にＡｃ₃点以上に加熱しても、結晶粒の異常粒成長を抑制できる。 First, the billet is charged into a heating furnace and heated. A preferable heating temperature is 1050 ° C. or less. If the heating temperature at the time of product rolling is too high, fine carbides and carbonitrides precipitated after the split rolling process will be dissolved again. In this case, carbide and carbonitride precipitate in conformity during ferrite transformation during cooling after product rolling. The precipitated carbonitrides and carbides increase the strength of the steel after product rolling and reduce the cold workability. If heating temperature is 1050 degrees C or less, since the excessive solid solution of a carbide | carbonized_material and a carbonitride is suppressed at the time of a heating, cold workability can further be improved. In addition, Ti carbide and Ti carbonitride are not easily dissolved by heating of the billet. Therefore, it is difficult to affect the strength after product rolling, and cold workability can be maintained. Furthermore, the Nb carbide and Nb carbonitride produced when Nb is contained can suppress the abnormal grain growth of crystal grains even when heated to Ac ₃ point or higher during quenching after cold working.

加熱されたビレットを用いて、仕上げ圧延機列で熱間圧延（仕上げ圧延）して所定の径の棒線にする。仕上げ圧延機列は、一列に配列された複数のスタンドを含む。各スタンドは、パスライン周りに配置された複数のロールを含む。   Using the heated billet, it is hot-rolled (finish-rolled) with a finish rolling mill into a bar having a predetermined diameter. The finish rolling mill row includes a plurality of stands arranged in a row. Each stand includes a plurality of rolls arranged around the pass line.

仕上げ圧延機列を利用した仕上げ圧延での製造条件は次のとおりである。
仕上げ温度：７５０〜８５０℃
仕上げ温度は、仕上げ圧延機列の複数のスタンドのうち、最後にビレットを圧下するスタンド（以下、仕上げスタンドという）の出側でのビレット温度（℃）を意味する。仕上げ温度は、仕上げスタンドの出側に配置された赤外線放射温度計を用いて測定される。 Manufacturing conditions in finish rolling using a finish rolling mill are as follows.
Finishing temperature: 750-850 ° C
The finishing temperature means the billet temperature (° C.) on the exit side of the stand (hereinafter referred to as the finishing stand) that finally presses down the billet among the plurality of stands in the finishing rolling mill row. The finishing temperature is measured using an infrared radiation thermometer located on the exit side of the finishing stand.

仕上げ温度が７５０℃未満である場合、未再結晶のオーステナイト粒からフェライト変態が始まり、冷却後のマトリクス組織が微細になりすぎる。この場合、鋼の強度が高くなり、冷間加工性が低下する。一方、仕上げ温度が８５０℃を超える場合、再結晶後のオーステナイト粒が粗大化し、フェライト変態の開始温度が低くなる。そのため、冷却後の初析フェライトの面積率が小さくなり、冷間加工性が低下する。   When the finishing temperature is less than 750 ° C., ferrite transformation starts from unrecrystallized austenite grains, and the matrix structure after cooling becomes too fine. In this case, the strength of the steel increases and the cold workability decreases. On the other hand, when the finishing temperature exceeds 850 ° C., the austenite grains after recrystallization are coarsened, and the start temperature of ferrite transformation is lowered. Therefore, the area ratio of pro-eutectoid ferrite after cooling is reduced, and cold workability is lowered.

仕上げ温度が７５０〜８５０℃であれば、後述の冷却条件を満たすことを条件として、マトリクス組織における初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％以上となり、初析フェライトの面積率が４０％以上となる。   If the finishing temperature is 750 to 850 ° C., the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite in the matrix structure is 90% or more, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 40% or more, provided that the cooling condition described later is satisfied. It becomes.

冷却速度：５．０℃／秒未満
仕上げ圧延後の鋼の冷却速度は、マトリクス組織に影響する。冷却速度が５．０℃／秒以上となれば、鋼中に硬質のベイナイト等が生成しやすくなり、初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％未満となったり、初析フェライトの面積率が４０％未満となる。冷却速度が５．０℃／秒未満であれば、冷却後の鋼材のマトリクス組織における初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％以上となり、初析フェライトの面積率が４０％以上となる。 Cooling rate: less than 5.0 ° C./second The cooling rate of steel after finish rolling affects the matrix structure. If the cooling rate is 5.0 ° C./second or more, hard bainite and the like are easily generated in the steel, and the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite is less than 90%, or the area ratio of pro-eutectoid ferrite Is less than 40%. When the cooling rate is less than 5.0 ° C./second, the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite in the matrix structure of the steel after cooling is 90% or more, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 40% or more.

冷却速度の下限は特に限定されない。しかしながら、実際の生産操業を考慮すれば、冷却速度の下限はたとえば０．２℃／秒である。   The lower limit of the cooling rate is not particularly limited. However, considering the actual production operation, the lower limit of the cooling rate is, for example, 0.2 ° C./second.

以上の製造工程により、本実施形態の冷間加工部品用鋼（本例は棒線）が製造される。つまり、本実施形態の冷間加工部品用鋼は、いわゆる圧延まま材（アズロール材）である。この場合、式（１）〜式（３）を満たす化学組成の冷間加工部品用鋼の引張強度は６５０ＭＰａ以下となる。さらに、上記仕上げ圧延での製造条件（加熱温度、仕上げ温度及び冷却速度）を満たすことにより、鋼材のマトリクス組織における初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％以上となり、初析フェライトの面積率が４０％以上となる。そのため、優れた冷間加工性及び耐水素脆化特性が得られる。   Through the above manufacturing process, the steel for cold-worked parts of the present embodiment (in this example, a bar wire) is manufactured. That is, the steel for cold-worked parts of the present embodiment is a so-called rolled material (azu roll material). In this case, the tensile strength of the steel for cold-worked parts having the chemical composition satisfying the formulas (1) to (3) is 650 MPa or less. Furthermore, by satisfying the manufacturing conditions (heating temperature, finishing temperature and cooling rate) in the above finish rolling, the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite in the steel matrix structure becomes 90% or more, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite Becomes 40% or more. Therefore, excellent cold workability and hydrogen embrittlement resistance can be obtained.

好ましくは、仕上げ圧延工程ではさらに、次の製造条件を満たす。
加工速度Ｚ：５〜１５／秒
加工速度Ｚ（／秒）は式（４）で定義される。
Ｚ＝−ｌｎ（１−Ｒ）／ｔ （４）
式（４）中のＲは仕上げ圧延機列による仕上げ圧延での断面減少率（％）である。ｔは仕上げ圧延時間（秒）である。 Preferably, the following production conditions are further satisfied in the finish rolling step.
Machining speed Z: 5 to 15 / sec The machining speed Z (/ sec) is defined by equation (4).
Z = −ln (1-R) / t (4)
R in Formula (4) is a cross-sectional reduction rate (%) in finish rolling by the finish rolling mill train. t is the finish rolling time (seconds).

断面減少率Ｒは式（５）で定義される。
Ｒ＝（Ａ₀−Ａ）／Ａ₀ （５）
式（５）中のＡ₀は、仕上げ圧延前のビレットの断面積（ｍｍ²）であり、Ａは、仕上げ圧延後の棒線の断面積（ｍｍ²）である。 The cross-section reduction rate R is defined by equation (5).
R = (A ₀ −A) / A ₀ (5)
In Formula (5), A ₀ is the cross-sectional area (mm ² ) of the billet before finish rolling, and A is the cross-sectional area (mm ² ) of the bar wire after finish rolling.

仕上げ圧延時間ｔは、圧延鋼材が仕上げ圧延機列を通過する時間であり、仕上げ圧延機列の最初の圧延機から最後の圧延機までの距離（ｍ）を圧延鋼材の平均搬送速度（ｍ／秒）で除した値（秒）である。   The finish rolling time t is the time for the rolled steel material to pass through the finish rolling mill train, and the distance (m) from the first rolling mill to the last rolling mill in the finish rolling mill train is the average transport speed (m / (Seconds) divided by (seconds).

加工速度Ｚが５〜１５／秒であれば、冷却後のマトリクス組織がさらに微細になりにくく、初析フェライト面積率をさらに高めることができる。その結果、冷間加工性をさらに高めることができる。   When the processing speed Z is 5 to 15 / second, the matrix structure after cooling is less likely to become finer, and the pro-eutectoid ferrite area ratio can be further increased. As a result, the cold workability can be further enhanced.

上述の製造方法では、棒線を製造する。しかしながら、棒線と同様に、分塊圧延工程及び仕上げ圧延工程を実施して、冷間加工部品用鋼の板材、鋼管も製造することができる。   In the above manufacturing method, a bar wire is manufactured. However, similarly to the bar wire, the block rolling process and the finish rolling process can be performed to produce a steel plate for cold-worked parts and a steel pipe.

［本実施形態の冷間加工部品用鋼を用いた冷間加工部品の製造］
冷間加工部品はたとえば、上記冷間加工部品用鋼を用いて次の方法で製造される。上記冷間加工部品用鋼材に対して冷間加工を実施する。冷間加工はたとえば伸線加工、冷間鍛造加工等である。 [Manufacture of cold-worked parts using the steel for cold-worked parts of this embodiment]
A cold work part is manufactured by the following method using the said steel for cold work parts, for example. Cold work is performed on the steel material for cold work parts. Cold working is, for example, wire drawing or cold forging.

従前の冷間加工部品の製造方法では、強度が高すぎる鋼材の軟化を目的として、伸線加工前及び冷間鍛造前に、軟化熱処理を複数回実施している。しかしながら、本実施形態の冷間加工部品用鋼は冷間加工性に優れるため、このような軟化熱処理を省略又は簡素化できる。これにより、軟化熱処理の実施による製造コストの上昇を抑えることができる。   In a conventional method for manufacturing a cold-worked part, softening heat treatment is performed a plurality of times before wire drawing and cold forging for the purpose of softening a steel material having too high strength. However, since the steel for cold-worked parts of this embodiment is excellent in cold workability, such softening heat treatment can be omitted or simplified. Thereby, the raise of the manufacturing cost by implementation of softening heat processing can be suppressed.

冷間加工後の部品に対して、焼入れ焼戻しを実施する。これにより、冷間加工部品の引張強度を１０００ＭＰａ以上に調整できる。必要に応じて部品の表面を研削して、冷間加工部品を製造する。   Quench and temper the parts after cold working. Thereby, the tensile strength of a cold work part can be adjusted to 1000 Mpa or more. If necessary, the surface of the part is ground to produce a cold-worked part.

表１の化学組成を有する溶鋼を製造した。   Molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was produced.

表１を参照して、鋼ＭはＪＩＳ Ｇ４０５３（２００８）のＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有した。   Referring to Table 1, Steel M had a chemical composition corresponding to SCM435 of JIS G4053 (2008).

溶鋼を用いて連続鋳造及び分塊圧延により横断面が１６２ｍｍ×１６２ｍｍのビレットを製造した（分塊圧延工程）。このとき、鋳片の断面積を鋼片の断面積で除した値である分塊圧延工程の圧延比は５．５であった。   Billets having a cross-section of 162 mm × 162 mm were manufactured by continuous casting and batch rolling using molten steel (block rolling process). At this time, the rolling ratio of the block rolling process, which is a value obtained by dividing the cross-sectional area of the slab by the cross-sectional area of the steel slab, was 5.5.

表２に示す各試験番号のビレットに対して、仕上げ圧延を実施して、直径１４ｍｍの冷間加工部品用線材を製造した（仕上げ圧延工程）。ビレットの加熱温度（℃）、仕上げ圧延での仕上げ温度（℃）及び仕上げ圧延後の冷却速度（℃／秒）はそれぞれ、表２に示すとおりであった。なお、いずれの試験番号においても、加工速度は５〜１５／秒であった。   The billet of each test number shown in Table 2 was subjected to finish rolling to produce a cold-worked part wire rod having a diameter of 14 mm (finish rolling process). Table 2 shows the billet heating temperature (° C.), the finishing temperature in finish rolling (° C.), and the cooling rate after finish rolling (° C./second), respectively. In any test number, the processing speed was 5 to 15 / second.

［ミクロ組織観察試験］
冷間加工部品用線材を圧延方向と垂直な方向に切断し、１０ｍｍのサンプルを採取した。サンプルの切断面が被検面になるように樹脂埋めし、鏡面研磨を行った。その後、上述の方法でミクロ組織観察を実施して、初析フェライト及びパーライトの総面積率（％）と、初析フェライトの面積率（％）とを求めた。求めた結果を表２に示す。 [Microstructure observation test]
A wire for cold-worked parts was cut in a direction perpendicular to the rolling direction, and a 10 mm sample was taken. The resin was embedded so that the cut surface of the sample was the test surface, and mirror polishing was performed. Thereafter, the microstructure was observed by the above-described method to determine the total area ratio (%) of pro-eutectoid ferrite and pearlite and the area ratio (%) of pro-eutectoid ferrite. Table 2 shows the obtained results.

［引張試験］
各試験番号の線材の中心位置から、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に規定される１４Ａ号試験片を採取した。試験片の長手方向は線材の圧延方向であり、平行部の直径は６ｍｍ、標点距離は３０ｍｍであった。採取した試験片に対して、室温（２５℃）で引張試験を実施して、引張強度（ＭＰａ）を求めた。得られた引張強度を表２に示す。引張強度が６５０ＭＰａ以下であれば、優れた冷間加工性を有すると判断した。 [Tensile test]
A 14A test piece defined in JIS Z2241 (2011) was collected from the center position of the wire of each test number. The longitudinal direction of the test piece was the rolling direction of the wire, the diameter of the parallel part was 6 mm, and the gauge distance was 30 mm. A tensile test was performed on the collected specimen at room temperature (25 ° C.) to obtain a tensile strength (MPa). The obtained tensile strength is shown in Table 2. If the tensile strength was 650 MPa or less, it was judged to have excellent cold workability.

［線材中の硫化物の球状化率測定試験］
冷間加工部品用線材を圧延方向と垂直な方向に切断し、１０ｍｍのサンプルを採取した。サンプルを縦断し、線材の圧延方向を含む面（サンプルの縦断面）が被検面になるようにサンプルを樹脂埋めし、鏡面研磨を行った。 [Measurement test of spheroidization rate of sulfide in wire]
A wire for cold-worked parts was cut in a direction perpendicular to the rolling direction, and a 10 mm sample was taken. The sample was cut longitudinally, and the sample was resin-filled so that the surface including the rolling direction of the wire rod (longitudinal section of the sample) became the test surface, and mirror polishing was performed.

ＳＥＭ−ＥＤＳを用いて、被検面のうち、線材表面からＤ／８深さ（Ｄは線材の直径）位置で、視野総面積が５ｍｍ²となるように複数視野観察を実施し、５ｍｍ²の視野における硫化物の形態、平均面積、及び平均アスペクト比を求めた。具体的には、５００倍の倍率で被検面内の任意の観察領域を１００箇所選択した。観察領域の総面積は上記のとおり５ｍｍ²であった。各観察領域で反射電子像を作成し、反射電子像によって判別されるコントラストに基づいて、硫化物を特定した。 Using SEM-EDS, of the test surface, D / 8 depth from the wire surfaces (D is the diameter of the wire) in position, and perform a plurality field observation as field total area is 5 mm ^2, 5 mm ² The shape, average area, and average aspect ratio of the sulfide in the visual field were determined. Specifically, 100 arbitrary observation regions in the test surface were selected at a magnification of 500 times. The total area of the observation region was 5 mm ^{2 as} described above. A reflected electron image was created in each observation region, and sulfides were identified based on the contrast determined by the reflected electron image.

特定した各硫化物の面積及びアスペクト比を測定し、面積から円相当径（面積を円に換算したときの直径）を求めた。１００箇所の観察領域において、硫化物と特定され、かつ、円相当径が１μｍ以上となる硫化物の総面積をＡ_all（μｍ²）と定義した。さらに、円相当径が１μｍ以上となる硫化物のうち、アスペクト比が３以下である硫化物（以下、球状硫化物という）の総面積をＡ（μｍ²）と定義した。得られたＡ_all及びＡを用いて、式（６）に基づいて球状化率ＳＰＨ（％）を求めた。
ＳＰＨ＝Ａ／Ａ_all （６） The area and aspect ratio of each identified sulfide were measured, and the equivalent circle diameter (diameter when the area was converted into a circle) was determined from the area. The total area of sulfides that were identified as sulfides and had an equivalent circle diameter of 1 μm or more in 100 observation regions was defined as A _all (μm ² ). Further, among the sulfides having an equivalent circle diameter of 1 μm or more, the total area of sulfides having an aspect ratio of 3 or less (hereinafter referred to as spherical sulfides) was defined as A (μm ² ). Using the obtained A _all and A, the spheroidization rate SPH (%) was determined based on the formula (6).
SPH = A / A _all (6)

得られたＳＰＨを表２に示す。ＳＰＨが０．４０以上であれば、硫化物が十分に球状化されていると判断した。   The obtained SPH is shown in Table 2. If SPH was 0.40 or more, it was judged that the sulfide was sufficiently spheroidized.

［冷間加工性評価試験］
各試験番号の線材の中心部から、機械加工により１０個の円柱試験片を作製した。各円柱試験片の直径は１０ｍｍ、長さは１５ｍｍであり、試験片の長手方向は線材の圧延方向であった。 [Cold workability evaluation test]
Ten cylindrical test pieces were produced by machining from the center of the wire of each test number. Each cylindrical specimen had a diameter of 10 mm and a length of 15 mm, and the longitudinal direction of the specimen was the rolling direction of the wire.

５００ｔｏｎ油圧プレスによる冷間圧縮試験を実施した。このとき、１０個の試験片を使用して圧縮率を段階的に引き上げて、冷間圧縮を実施した。具体的には、初めに、初期圧下率で１０個の試験片を冷間圧縮した。冷間圧縮後、各試験片に割れが発生したか否かを目視により確認した。割れが確認された試験片を排除した後、残った試験片（つまり、割れが観察されなかった円柱試験片）に対して、圧縮率を引き上げて冷間圧縮を再度実施した。実施後、割れの有無を確認した。割れが確認された試験片を排除した後、残った試験片に対して、圧縮率を引き上げて冷間圧縮を再度実施した。１０個の試験片のうち、割れが確認された試験片が５個になるまで、上述の工程を繰り返した。１０個の試験片のうち、５個の円柱試験片に割れが確認されたときの圧縮率を「限界圧縮率」（％）と定義した。なお、８０％の圧縮率で冷間圧縮を実施した後、割れが確認された丸棒試験片が５個以下である場合、その鋼の限界圧縮率は「８０％」とした。限界圧縮率が７０％以上の場合、冷間加工性に優れると判断した。   A cold compression test was performed with a 500 ton hydraulic press. At this time, cold compression was performed by gradually increasing the compression rate using 10 test pieces. Specifically, first, 10 test pieces were cold-compressed at an initial rolling reduction. After cold compression, it was visually confirmed whether or not cracks occurred in each test piece. After removing the test piece in which cracking was confirmed, the compression rate was increased and cold compression was performed again on the remaining test piece (that is, the cylindrical test piece in which no crack was observed). After the implementation, the presence or absence of cracks was confirmed. After removing the test piece in which the crack was confirmed, the compression rate was raised with respect to the remaining test piece, and cold compression was implemented again. Of the 10 test pieces, the above-described process was repeated until 5 test pieces were confirmed to be cracked. The compression rate when cracks were confirmed in 5 cylindrical test pieces out of 10 test pieces was defined as “limit compression rate” (%). In addition, after performing cold compression with a compression rate of 80%, when the number of round bar test pieces in which cracks were confirmed was 5 or less, the limit compression rate of the steel was set to “80%”. When the critical compression ratio was 70% or more, it was judged that the cold workability was excellent.

［耐水素脆化特性評価試験］
各試験番号の線材に対して焼入れ及び焼戻しを実施して、線材の引張強度を約１２００ＭＰａに調整した。 [Hydrogen embrittlement resistance evaluation test]
Quenching and tempering were performed on the wire of each test number, and the tensile strength of the wire was adjusted to about 1200 MPa.

ただし引張強度を約１２００ＭＰａ得るための焼戻し処理温度が４３５℃未満になる場合については、強度不足と判断し、耐水素脆化特性評価は実施せず、本発明の対象外と判断した。 However, when the tempering temperature for obtaining the tensile strength of about 1200 MPa was less than 435 ° C., it was judged that the strength was insufficient, the hydrogen embrittlement resistance evaluation was not performed, and it was judged out of the scope of the present invention.

引張強度が調整された線材に対して機械加工を実施して、図２に示す環状Ｖノッチ試験片を、各試験番号の線材につき複数作製した。図２中の単位が示されていない数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。図中の「φ数値」は、指定されている部位の直径（ｍｍ）を示す。「６０°」は、Ｖノッチ角度が６０°であることを示す。「０．１７５Ｒ」は、Ｖノッチ底半径が０．１７５ｍｍであることを示す。   Machining was performed on the wire whose tensile strength was adjusted, and a plurality of annular V-notch test pieces shown in FIG. 2 were produced for each wire of each test number. The numerical value in which the unit in FIG. 2 is not shown shows the dimension (a unit is mm) of the corresponding site | part of a test piece. The “φ numerical value” in the figure indicates the diameter (mm) of the designated part. “60 °” indicates that the V-notch angle is 60 °. “0.175R” indicates that the V-notch bottom radius is 0.175 mm.

電解チャージ法を用いて、各鋼ごとに、試験片に対して種々の濃度の水素を導入した。電解チャージ法は次のとおり実施した。チオシアン酸アンモニウム水溶液中に試験片を浸漬した。試験片を浸漬した状態で、試験片の表面にアノード電位を発生させて水素を試験片内に取り込んだ。   Various concentrations of hydrogen were introduced into the specimen for each steel using the electrolytic charging method. The electrolytic charging method was performed as follows. The test piece was immersed in an aqueous solution of ammonium thiocyanate. With the test piece immersed, hydrogen was taken into the test piece by generating an anode potential on the surface of the test piece.

試験片内に水素を導入した後、試験片表面に亜鉛めっき被膜を形成し、試験片中の水素の散逸を防止した。続いて、試験片のＶノッチ断面に対して公称応力１０８０ＭＰａ（引張強度の９０％）の引張応力が負荷されるように一定加重を負荷する定荷重試験を実施した。試験中に破断した試験片、及び破断しなかった試験片に対して、ガスクロマトグラフ装置を用いた昇温分析法を実施して、試験片中の水素量を測定した。測定後、各試験番号において、破断しなかった試験片のうちの最大水素量を限界拡散性水素量Ｈｃと定義した。   After introducing hydrogen into the test piece, a galvanized film was formed on the surface of the test piece to prevent hydrogen dissipation in the test piece. Subsequently, a constant load test was performed in which a constant load was applied so that a tensile stress having a nominal stress of 1080 MPa (90% of the tensile strength) was applied to the V-notch cross section of the test piece. The test piece that was broken during the test and the test piece that was not broken were subjected to a temperature rising analysis method using a gas chromatograph apparatus to measure the amount of hydrogen in the test piece. After the measurement, in each test number, the maximum hydrogen amount among the test pieces that did not break was defined as the limit diffusible hydrogen amount Hc.

さらに、ＪＩＳ Ｇ４０５３（２００８）のＳＣＭ４３５に相当する化学組成を有する鋼Ｍの限界拡散水素量を、限界拡散性水素量比ＨＲの基準（Ｈｒｅｆ）とした。限界拡散性水素量Ｈｒｅｆを基準として、式（Ａ）を用いて限界拡散性水素量比ＨＲを求めた。
ＨＲ＝Ｈｃ／Ｈｒｅｆ （Ａ）
比ＨＲが１．００よりも高ければ、耐水素脆化特性に優れると判断した。 Furthermore, the critical diffusion hydrogen amount of the steel M having a chemical composition corresponding to SCM435 of JIS G4053 (2008) was used as the standard (Href) of the critical diffusible hydrogen amount ratio HR. Using the limit diffusible hydrogen amount Href as a reference, the limit diffusible hydrogen amount ratio HR was determined using the formula (A).
HR = Hc / Href (A)
If the ratio HR was higher than 1.00, it was judged that the hydrogen embrittlement resistance was excellent.

［試験結果］
表２に試験結果を示す。 [Test results]
Table 2 shows the test results.

試験番号１〜６の冷間加工部品用鋼の化学組成は適切でり、式（１）〜式（３）を満たした。さらに、線材内部のマトリクス組織中における初析フェライト及びパーライトの総面積率は９０％以上であり、初析フェライトの面積率は４０％以上であった。そのため、これらの試験番号の線材での引張強度は６２０ＭＰａ以下であった。その結果、限界圧縮率はいずれも７０％以上であり、優れた冷間加工性を示した。さらに、比ＨＲは１．００を超え、優れた耐水素脆化特性を示した。   The chemical compositions of the steels for cold-worked parts with test numbers 1 to 6 are appropriate and satisfy the formulas (1) to (3). Further, the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite in the matrix structure inside the wire was 90% or more, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite was 40% or more. Therefore, the tensile strength of the wires having these test numbers was 620 MPa or less. As a result, the critical compression ratios were all 70% or more, indicating excellent cold workability. Furthermore, the ratio HR exceeded 1.00, indicating excellent hydrogen embrittlement resistance.

一方、試験番号７の線材はＣａを含有せず、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。そのため、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間加工性が低かった。なお、ＳＰＨは０．４０未満であった。   On the other hand, the wire of test number 7 did not contain Ca, and F2 was less than the lower limit of formula (2). Therefore, the critical compression ratio was less than 70%, and the cold workability was low. In addition, SPH was less than 0.40.

試験番号８の線材では、Ｆ１が式（１）の上限を超えた。そのため、焼入れ性が高くなりすぎ、マトリクス組織中における初析フェライト及びパーライトの面積率が少なすぎた。その結果、線材での引張強度が６５０ＭＰａを超え、限界圧縮率が７０％未満となった。   In the wire of test number 8, F1 exceeded the upper limit of formula (1). Therefore, hardenability became too high, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite in the matrix structure was too small. As a result, the tensile strength of the wire exceeded 650 MPa, and the critical compression rate was less than 70%.

試験番号９の線材では、Ｆ１が式（１）の下限未満であった。そのため、引張強度を１２００ＭＰａ得るための焼戻し処理温度が４３５℃未満となったため、強度不足と判断し、耐水素脆化特性評価は実施せず、本発明の対象外となった。   In the wire of test number 9, F1 was less than the lower limit of formula (1). Therefore, since the tempering temperature for obtaining a tensile strength of 1200 MPa was less than 435 ° C., it was judged that the strength was insufficient, and the hydrogen embrittlement resistance evaluation was not carried out, which was outside the scope of the present invention.

試験番号１０の線材では、Ｆ２が式（２）の下限未満であった。その結果、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間加工性が低かった。なお、ＳＰＨは０．４０未満であった。   In the wire of test number 10, F2 was less than the lower limit of formula (2). As a result, the critical compression ratio was less than 70%, and the cold workability was low. In addition, SPH was less than 0.40.

試験番号１１の線材では、Ｆ２が式（２）の上限を超えた。そのため、比ＨＲが１．００以下であり、耐水素脆化特性が低かった。   In the wire of test number 11, F2 exceeded the upper limit of the formula (2). Therefore, the ratio HR was 1.00 or less, and the hydrogen embrittlement resistance was low.

試験番号１２の線材では、Ｆ３が式（３）の上限を超えた。その結果、比ＨＲが１．００以下となり、耐水素脆化特性が低かった。   In the wire of test number 12, F3 exceeded the upper limit of formula (3). As a result, the ratio HR was 1.00 or less, and the hydrogen embrittlement resistance was low.

試験番号１３の線材は、ＪＩＳ規格におけるＳＭ４３５に相当する化学組成を有しており、化学組成、式（１）〜式（３）を満たさなかった。そのため、ミクロ組織が本発明の規定を外れ、引張強度が高かった。さらに、限界圧縮率が７０％未満であり、冷間加工性が低かった。なお、ＳＰＨは０．４０未満であった。さらに、比ＨＲが１．００以下となり、耐水素脆化特性が低かった。   The wire with the test number 13 had a chemical composition corresponding to SM435 in the JIS standard, and did not satisfy the chemical composition, formulas (1) to (3). Therefore, the microstructure deviated from the definition of the present invention, and the tensile strength was high. Furthermore, the critical compression ratio was less than 70%, and the cold workability was low. In addition, SPH was less than 0.40. Furthermore, the ratio HR was 1.00 or less, and the hydrogen embrittlement resistance was low.

試験番号１４の冷間加工部品用鋼の化学組成は適切であり、式（１）〜式（３）を満たした。しかしながら、圧延時の加熱温度、仕上げ温度、及び冷却速度が本発明の範囲を超えた。そのため、マトリクス組織中における初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％未満であり、初析フェライトの面積率が４０％未満であった。その結果、引張強度が６５０ＭＰａよりも高く、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間加工性が低かった。   The chemical composition of the steel for cold-worked parts of test number 14 was appropriate and satisfied the formulas (1) to (3). However, the heating temperature during rolling, the finishing temperature, and the cooling rate exceeded the scope of the present invention. Therefore, the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite in the matrix structure was less than 90%, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite was less than 40%. As a result, the tensile strength was higher than 650 MPa, the critical compressibility was less than 70%, and the cold workability was low.

試験番号１５の冷間加工部品用鋼の化学組成は適切であり、式（１）〜式（３）を満たした。しかしながら、圧延時の加熱温度が本発明の範囲を超えた。そのため、製品圧延後の冷却時に析出した炭窒化物及び炭化物が鋼の強度を高めた。その結果、引張強度が６５０ＭＰaよりも高く、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間加工性が低かった。   The chemical composition of the steel for cold-worked parts of test number 15 was appropriate and satisfied the formulas (1) to (3). However, the heating temperature during rolling exceeded the scope of the present invention. Therefore, carbonitrides and carbides precipitated during cooling after product rolling have increased the strength of the steel. As a result, the tensile strength was higher than 650 MPa, the critical compression ratio was less than 70%, and the cold workability was low.

試験番号１６の冷間加工部品用鋼の化学組成は適切であり、式（１）〜式（３）を満たした。しかしながら、圧延時の仕上げ温度が本発明の範囲を超えた。そのため、マトリクス組織中における初析フェライトの面積率が４０％未満であった。その結果、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間加工性が低かった。   The chemical composition of the steel for cold-worked parts of test number 16 was appropriate and satisfied the formulas (1) to (3). However, the finishing temperature during rolling exceeded the scope of the present invention. Therefore, the area ratio of pro-eutectoid ferrite in the matrix structure was less than 40%. As a result, the critical compression ratio was less than 70%, and the cold workability was low.

試験番号１７の冷間加工部品用鋼の化学組成は適切であり、式（１）〜式（３）を満たした。しかしながら、圧延後の冷却速度が本発明の範囲を超えた。そのため、マトリクス組織中における初析フェライト及びパーライトの総面積率が９０％未満であり、初析フェライトの面積率が４０％未満であった。その結果、引張強度が６５０ＭＰａよりも高く、限界圧縮率が７０％未満となり、冷間加工性が低かった。   The chemical composition of the steel for cold-worked parts of test number 17 was appropriate and satisfied the equations (1) to (3). However, the cooling rate after rolling exceeded the scope of the present invention. Therefore, the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite in the matrix structure was less than 90%, and the area ratio of pro-eutectoid ferrite was less than 40%. As a result, the tensile strength was higher than 650 MPa, the critical compressibility was less than 70%, and the cold workability was low.

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。   The embodiment of the present invention has been described above. However, the above-described embodiment is merely an example for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately changing the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.

Claims (3)

質量％で、
Ｃ：０．２６〜０．４０％、
Ｓｉ：０．２０％以下、
Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｃｒ：０．７０〜１．６０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、
Ｂ：０．０００３〜０．００４０％、
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｎｉ：０〜０．３０％、
Ｍｏ：０〜０．０５％、
Ｖ：０〜０．０５％、及び、
Ｎｂ：０〜０．０５０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有し、
鋼内部のマトリクス組織において、パーライトと初析フェライトとの総面積率は９０％以上であり、初析フェライトの面積率は４０％以上である、冷間加工部品用鋼。
０．４８≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋２Ｍｏ／５＋Ｖ≦０．５８ （１）
０．０３≦Ｃａ／Ｓ≦０．１５ （２）
Ｍｎ／Ｃｒ≦０．５５ （３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。 % By mass
C: 0.26 to 0.40%,
Si: 0.20% or less,
Mn: 0.40 to 1.50%,
S: 0.020% or less,
P: 0.020% or less,
Cr: 0.70 to 1.60%,
Al: 0.005 to 0.060%,
Ti: 0.010 to 0.050%,
B: 0.0003 to 0.0040%,
N: 0.0020 to 0.0080%,
Ca: 0.0003 to 0.0050%,
O: 0.0015% or less,
Cu: 0 to 0.50%,
Ni: 0 to 0.30%,
Mo: 0 to 0.05%,
V: 0 to 0.05%, and
Nb: 0 to 0.050% is contained, the balance is composed of Fe and impurities, and has a chemical composition satisfying the formulas (1) to (3),
A steel for cold-worked parts in which the total area ratio of pearlite and pro-eutectoid ferrite is 90% or more and the area ratio of pro-eutectoid ferrite is 40% or more in the matrix structure inside the steel.
0.48 ≦ C + Si / 7 + Mn / 5 + Cr / 9 + 2Mo / 5 + V ≦ 0.58 (1)
0.03 ≦ Ca / S ≦ 0.15 (2)
Mn / Cr ≦ 0.55 (3)
Here, the content (mass%) of the corresponding element is substituted for each element symbol in the expressions (1) to (3). 請求項１に記載の冷間加工部品用鋼であって、
前記化学組成は、
Ｃｕ：０．０１５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｏ：０．００５〜０．０５０％、及び、
Ｖ：０．００３〜０．０５０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、冷間加工部品用鋼。 The steel for cold-worked parts according to claim 1,
The chemical composition is
Cu: 0.015-0.50%,
Ni: 0.01-0.30%,
Mo: 0.005 to 0.050% and
V: Steel for cold-worked parts, containing one or more selected from the group consisting of 0.003 to 0.050%. 請求項１又は請求項２に記載の冷間加工部品用鋼であって、
前記化学組成は、
Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％を含有する、冷間加工部品用鋼。 The steel for cold-worked parts according to claim 1 or 2,
The chemical composition is
Nb: Steel for cold-worked parts containing 0.003 to 0.050%.

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