JP2018024909A - Steel for machine structural use for cold working and production method thereof - Google Patents

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a steel for machine structural use for cold working capable of exhibiting excellent cold workability even when processing time of spheroidizing is largely shortened.SOLUTION: The steel for machine structural use for cold working is provided, containing C:0.07 mass% to 0.25 mass%, Si:0.05 mass% to 0.5 mass%, Mn:0.2 mass% to 1.7 mass%, P:over 0% mass% and 0.03 mass% or less, S:0.001 mass% to 0.05 mass%, Al:0.005 mass% to 0.1 mass% and N:over 0 mass% and 0.015 mass%, and the balance iron with inevitable impurities, and having metallographic structure which has proeutectoid ferrite and pearlite and in which a total area ratio of the proeutectoid ferrite and the pearlite to all structure is 90% or more, a total area ratio of a bcc-Fe crystal particle to all structure is (50-100×[C%])% or more, the bcc-Fe crystal particle having a diameter of equivalent circle of 15 μm or more, and a total area ratio of a bcc-Fe crystal particle to all structure is 20% or more, the bcc-Fe crystal particle having a diameter of equivalent circle of 10 μm or less. [C%] represents the content of C by mass%.SELECTED DRAWING: None

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。より詳細には、球状化焼鈍後の変形抵抗が低く、冷間加工性に優れた機械構造用鋼および当該機械構造用鋼を製造するための方法に関する。   The present invention relates to a machine structural steel for cold working and a method for producing the same. More specifically, the present invention relates to a machine structural steel having a low deformation resistance after spheroidizing annealing and excellent cold workability, and a method for producing the machine structural steel.

自動車用部品および建設機械用部品等の機械構造用部品に使用される鋼は、良好な冷間加工性、特に低い変形抵抗を有することが望まれる。鋼の変形抵抗が低いと加工が容易になり、冷間加工用の金型の寿命を向上し得る。
機械構造用部品の製造工程では、炭素鋼および合金鋼等の熱間圧延材を球状化焼鈍する。球状化焼鈍により、鋼中のパーライトに含まれるセメンタイトが球状化して、鋼の冷間加工性が向上する。球状化焼鈍した圧延材は、冷間鍛造、冷間圧造および冷間転造等などで冷間加工され、さらに切削加工などの機械加工で所定の形状に成形され、最後に、焼入れ焼戻し処理による最終的な強度調整をされて、機械構造用部品が得られる。 Steel used for machine structural parts such as automobile parts and construction machine parts is desired to have good cold workability, particularly low deformation resistance. If the deformation resistance of steel is low, the processing becomes easy and the life of the cold working mold can be improved.
In the manufacturing process of machine structural parts, hot rolled materials such as carbon steel and alloy steel are spheroidized and annealed. By spheroidizing annealing, cementite contained in pearlite in the steel is spheroidized, and the cold workability of the steel is improved. The spheroidized annealed rolled material is cold worked by cold forging, cold forging, cold rolling, etc., and further formed into a predetermined shape by machining such as cutting, and finally by quenching and tempering treatment After final strength adjustment, a machine structural component is obtained.

鋼の冷間加工性を向上させるために、球状化焼鈍の際にパーライト中のセメンタイトが球状化しやすい鋼が提案されている。
例えば、特許文献１には、鋼の金属組織が、パーライトとフェライトを有し、全組織に対するパーライトとフェライトの合計面積率が９５面積％以上であると共に、フェライトの面積率が所定の関係を満足し、且つ隣り合う２つの結晶粒の方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が５μｍ以上、１５μｍ未満であることを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼が開示されている。 In order to improve the cold workability of steel, a steel has been proposed in which cementite in pearlite is easily spheroidized during spheroidizing annealing.
For example, in Patent Document 1, the steel metal structure has pearlite and ferrite, the total area ratio of pearlite and ferrite with respect to the entire structure is 95% by area or more, and the area ratio of ferrite satisfies a predetermined relationship. And an average equivalent circle diameter of bcc-Fe crystal grains surrounded by a large-angle grain boundary where the orientation difference between two adjacent crystal grains is larger than 15 ° is 5 μm or more and less than 15 μm. A machine structural steel for processing is disclosed.

また、特許文献１には、冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当たり、７５０〜９５０℃の温度で仕上げ加工した後、５℃／秒以上の平均冷却速度で６００〜６６０℃の温度範囲まで冷却し、その後、１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却することを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼の製造方法が開示されている。   In addition, in Patent Document 1, in manufacturing machine structural steel for cold working, after finishing at a temperature of 750 to 950 ° C., a temperature range of 600 to 660 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./second or more. A method for manufacturing cold-working machine structural steel is disclosed in which the steel is cooled to 20 ° C. and then cooled at an average cooling rate of 1 ° C./second or less for 20 seconds or longer.

特許文献２には、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が９以上であり、フェライト組織分率が３０面積％以上、残部がパーライト、ベイナイト、マルテンサイト又はこれらの混合組織から成り、ベイナイト＋マルテンサイト組織分率が残部の５０面積％以上であることを特徴とする冷間鍛造用熱間圧延線材が開示されている。   In Patent Document 2, the ferrite crystal grain size number specified in JIS G 0552 is 9 or more, the ferrite structure fraction is 30 area% or more, and the balance consists of pearlite, bainite, martensite, or a mixed structure thereof. A hot-rolled wire rod for cold forging having a martensite structure fraction of 50 area% or more of the balance is disclosed.

また、特許文献２には、Ａｒ３点からＡｒ３点＋１５０℃の温度範囲で仕上げ圧延後、Ａｒ１点から３００℃の間を５〜４０℃／秒の冷却速度で冷却することにより、ＪＩＳ Ｇ ０５５２で規定するフェライト結晶粒度番号が９以上であり、フェライト組織分率が３０面積％以上、残部がパーライト、ベイナイト、マルテンサイト又はこれらの混合組織から成り、ベイナイト＋マルテンサイト組織分率が残部の５０面積％以上とすることを特徴とする冷間鍛造用熱間圧延線材の製造方法が開示されている。   Further, in Patent Document 2, after finish rolling in the temperature range of Ar3 point to Ar3 point + 150 ° C., cooling between Ar1 point and 300 ° C. at a cooling rate of 5 to 40 ° C./second is performed according to JIS G 0552. The ferrite grain size number to be specified is 9 or more, the ferrite structure fraction is 30 area% or more, the remainder is composed of pearlite, bainite, martensite or a mixed structure thereof, and the bainite + martensite structure fraction is the remaining 50 area. % Or more, a method for producing a hot rolled wire rod for cold forging is disclosed.

特開２０１１−１３９９５３号公報JP 2011-139953 A 特許第４２９９７４４号公報Japanese Patent No. 4299744

近年は省エネルギーの観点から、球状化焼鈍の処理時間を短縮することが要求されている。球状化焼鈍の処理時間を削減できれば、それに応じたエネルギー消費量の削減、すなわちＣＯ２排出量の削減が期待できる。しかしながら、従来の冷間加工用機械構造用鋼では、球状化焼鈍の処理時間を短縮すると、セメンタイトが適切に球状化されず、冷間加工性が劣化する。そのため、十分な冷間加工性を維持しつつ、球状化焼鈍の処理時間を大幅に短縮（具体的には、２０〜３０％短縮）することは容易ではなかった。   In recent years, from the viewpoint of energy saving, it has been required to shorten the processing time of spheroidizing annealing. If the processing time for spheroidizing annealing can be reduced, a reduction in energy consumption corresponding to that, that is, a reduction in CO2 emissions can be expected. However, in conventional steel for machine work for cold working, when the treatment time for spheroidizing annealing is shortened, cementite is not properly spheroidized, and cold workability deteriorates. Therefore, it has not been easy to significantly reduce the processing time for spheroidizing annealing (specifically, 20-30% reduction) while maintaining sufficient cold workability.

例えば、特許文献１に記載の冷間加工用機械構造用鋼は、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が小さい、すなわち粗大なフェライト粒が無い、あるいは少ないため、短時間焼鈍を施した際に、焼鈍後のフェライト結晶粒が粗大になりにくく、焼鈍後の硬さが低減しにくい。   For example, the steel for machine structural use for cold working described in Patent Document 1 has a small average equivalent-circle diameter of bcc-Fe crystal grains, that is, no or few coarse ferrite grains. Furthermore, the ferrite crystal grains after annealing are difficult to become coarse, and the hardness after annealing is difficult to reduce.

特許文献２に記載の冷間鍛造用熱間圧延線材は、ベイナイトおよびマルテンサイトを多く含み、短時間焼鈍を施した際に、焼鈍後のフェライト結晶粒が粗大になりにくいため、焼鈍後の硬さが低減しにくい。   The hot-rolled wire rod for cold forging described in Patent Document 2 contains a large amount of bainite and martensite, and when annealed for a short time, the ferrite crystal grains after annealing are unlikely to become coarse. Is difficult to reduce.

本発明は、球状化焼鈍の処理時間を短縮しても優れた冷間加工性を発揮できる冷間加工用機械構造用鋼、及びこれを製造する方法を提供することを目的とする。   An object of this invention is to provide the steel for machine structure for cold work which can exhibit the outstanding cold workability, even if shortening the processing time of spheroidization annealing, and the method of manufacturing this.

本発明に係る冷間加工用機械構造用鋼は、Ｃ：０．０７質量％〜０．２５質量％、Ｓｉ：０．０５質量％〜０．５質量％、Ｍｎ：０．２質量％〜１．７質量％、Ｐ：０％質量％超、０．０３質量％以下、Ｓ：０．００１質量％〜０．０５質量％、Ａｌ：０．００５質量％〜０．１質量％及びＮ：０質量％超、０．０１５質量％以下を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、金属組織が、初析フェライト及びパーライトを有し、全組織に対する初析フェライト及びパーライトの合計面積率Ｓ１が９０％以上であり、全組織に対する円相当直径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ２が下記（１）式を満足し、全組織に対する円相当直径が１０μｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ３が２０％以上であることを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼。

（５０−１００×［Ｃ％］）％≦Ｓ２ （１）
ここで、［Ｃ％］は質量％で示したＣの含有量を示す。 The machine structural steel for cold working according to the present invention is C: 0.07 mass% to 0.25 mass%, Si: 0.05 mass% to 0.5 mass%, Mn: 0.2 mass% to 1.7% by mass, P: more than 0% by mass, 0.03% by mass or less, S: 0.001% by mass to 0.05% by mass, Al: 0.005% by mass to 0.1% by mass, and N : More than 0% by mass and 0.015% by mass or less, the balance is iron and inevitable impurities, the metal structure has pro-eutectoid ferrite and pearlite, and the total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite with respect to the whole structure The total area ratio S2 of bcc-Fe crystal grains having S1 of 90% or more and an equivalent circle diameter of 15 μm or more with respect to the entire structure satisfies the following formula (1), and bcc− with an equivalent circle diameter of 10 μm or less with respect to the entire structure: The total area ratio S3 of Fe crystal grains is 20% or more. Machine structural steel for cold working.

(50-100 × [C%])% ≦ S2 (1)
Here, [C%] indicates the content of C expressed in mass%.

本発明に係る冷間加工用機械構造用鋼は、Ｃｒ：０質量％超、０．５質量％以下、Ｃｕ：０質量％超、０．２５質量％以下、Ｎｉ：０質量％超、０．２５質量％以下、Ｍｏ：０質量％超、０．２５質量％以下及びＢ：０質量％超、０．０１質量％以下よりなる群から選択される１種以上を更に含有し、かつ下記（２）式を満足してよい。

［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］≦０．７５ （２）
ここで、［Ｃｒ％］、［Ｃｕ％］、［Ｎｉ％］および［Ｍｏ％］は、それぞれ、質量％で示したＣｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量を示す。 The machine structural steel for cold working according to the present invention is Cr: more than 0 mass%, 0.5 mass% or less, Cu: more than 0 mass%, 0.25 mass% or less, Ni: more than 0 mass%, 0 .25% by mass or less, Mo: more than 0% by mass, 0.25% by mass or less and B: more than 0% by mass, further containing one or more selected from the group consisting of 0.01% by mass or less, and The expression (2) may be satisfied.

[Cr%] + [Cu%] + [Ni%] + [Mo%] ≦ 0.75 (2)
Here, [Cr%], [Cu%], [Ni%], and [Mo%] respectively indicate the contents of Cr, Cu, Ni, and Mo expressed in mass%.

本発明に係る冷間加工用機械構造用鋼は、Ｔｉ：０質量％超、０．１質量％以下を更に含有してもよい。   The machine structural steel for cold working according to the present invention may further contain Ti: more than 0% by mass and 0.1% by mass or less.

本発明に係る冷間加工用機械構造用鋼の製造方法は、（ａ）粗圧延（更に、中間圧延する場合も含む、以下同じ）後、７５０℃超、下記（３）式で表される温度以下の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延する熱間圧延工程と、（ｂ）前記工程（ａ）後、前記仕上げ圧延温度から７５０℃まで、５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、（ｃ）前記工程（ｂ）後、７５０℃から６００℃まで、０．１℃／秒以上、５℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する工程と、を含む。

Ａｃ３＝９１０−２０３×［Ｃ％］１／２−１５．２×［Ｎｉ％］＋４４．７×［Ｓｉ％］＋３１．５×［Ｍｏ％］−３０×［Ｍｎ％］―１１×［Ｃｒ％］−２０×［Ｃｕ％］＋７００×［Ｐ％］＋４００×［Ａｌ％］＋４００×［Ｔｉ％］ （３）
ここで、［Ｃ％］、［Ｎｉ％］、［Ｓｉ％］、［Ｍｏ％］、［Ｍｎ％］、［Ｃｒ％］、［Ｃｕ％］、［Ｐ％］、［Ａｌ％］および［Ｔｉ％］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐ、ＡｌおよびＴｉの含有量を示す。
ただし、前記鋼の組成に応じて、当該鋼に含まれない元素については、当該元素の含有量を０として、上記式（３）を用いる。 The manufacturing method of cold-working machine structural steel according to the present invention is represented by the following formula (3) after (a) rough rolling (further, including the case of intermediate rolling, the same shall apply hereinafter) after 750 ° C. A hot rolling step of finish rolling at a finish rolling temperature below the temperature, (b) after the step (a), cooling from the finish rolling temperature to 750 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./second or more; (C) after the step (b), cooling from 750 ° C. to 600 ° C. at an average cooling rate of 0.1 ° C./second or more and less than 5 ° C./second.

Ac3 = 910−203 × [C%] 1 / 2−15.2 × [Ni%] + 44.7 × [Si%] + 31.5 × [Mo%] − 30 × [Mn%] − 11 × [Cr %]-20 × [Cu%] + 700 × [P%] + 400 × [Al%] + 400 × [Ti%] (3)
Here, [C%], [Ni%], [Si%], [Mo%], [Mn%], [Cr%], [Cu%], [P%], [Al%] and [Ti %] Indicates the contents of C, Ni, Si, Mo, Mn, Cr, Cu, P, Al, and Ti expressed in mass%, respectively.
However, according to the composition of the steel, for the element not included in the steel, the content of the element is set to 0 and the above formula (3) is used.

本発明に係る冷間加工用機械構造用鋼は、球状化焼鈍の処理時間を短縮しても優れた冷間加工性を発揮できる。また、本発明に係る製造方法は、上記の特徴を有する冷間加工用機械構造用鋼を製造することができる。   The steel for machine structural use for cold working according to the present invention can exhibit excellent cold workability even if the treatment time for spheroidizing annealing is shortened. Moreover, the manufacturing method according to the present invention can manufacture cold-working machine structural steel having the above characteristics.

図１は、Ｃを０．１５質量％含有する鋼について、全組織に対する円相当直径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率と、短時間の焼鈍後の硬さ（ＨＶ）との関係を示したグラフである。FIG. 1 shows the total area ratio of bcc-Fe crystal grains having a circle-equivalent diameter of 15 μm or more with respect to the entire structure and the hardness after annealing for a short time (HV) for steel containing 0.15% by mass of C. It is the graph which showed the relationship. 図２は、Ｃを０．１０質量％含有する鋼について、全組織に対する円相当直径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率と、短時間の焼鈍後の硬さ（ＨＶ）との関係を示したグラフである。FIG. 2 shows the total area ratio of bcc-Fe crystal grains having a circle-equivalent diameter of 15 μm or more with respect to the entire structure and the hardness (HV) after a short annealing for a steel containing 0.10% by mass of C. It is the graph which showed the relationship. 図３は、Ｃを０．１５質量％含有する鋼について、全組織に対する円相当直径が１０μｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率と、短時間の焼鈍後の球状化度との関係を示したグラフである。FIG. 3 shows the relationship between the total area ratio of bcc-Fe crystal grains having a circle-equivalent diameter of 10 μm or less and the degree of spheroidization after short-time annealing for steel containing 0.15% by mass of C. It is the shown graph. 図４は、Ｃを０．１０質量％含有する鋼について、全組織に対する円相当直径が１０μｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率と、短時間の焼鈍後の球状化度との関係を示したグラフである。FIG. 4 shows the relationship between the total area ratio of bcc-Fe crystal grains having a circle-equivalent diameter of 10 μm or less and the degree of spheroidization after short-time annealing for steel containing 0.10% by mass of C. It is the shown graph.

本願発明者らは、通常よりも球状化焼鈍時間を短縮しても、従来と同等以上の球状化度が得られ、且つ、十分に軟質化できるような冷間加工用機械構造用鋼を実現するために、様々な角度から検討した。   The inventors of the present application have realized a steel for machine work for cold working that can obtain a spheroidizing degree equal to or higher than that of the conventional steel and can be sufficiently softened even if the spheroidizing annealing time is shortened than usual. In order to do so, we examined from various angles.

その結果、球状化焼鈍前の金属組織（以下、「前組織」と呼ぶ。）において、全組織に対する初析フェライト及びパーライトの合計面積率Ｓ１が９０％以上であり、全組織に対する円相当直径（以下、「粒径」と呼ぶ。）が１５μｍ以上の粗大なｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ２が（５０−１００×［Ｃ％］）％以上であり、全組織に対する粒径が１０μｍ以下の微細なｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ３が２０％以上であると、短時間の球状化焼鈍（以下、「短時間焼鈍」と呼ぶ。）を行った場合であっても、従来と同等以上の球状化度が得られ、且つ、十分に軟質化できることを見出した。
粗大なｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒と微細なｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒とが混在するこのような金属組織は、Ａ１点超、Ａ３点未満の２相温度域にて熱間加工し、冷却することで得られる。粗大なｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒は、熱間圧延時に再結晶、粗大化したフェライトであり、球状化焼鈍後の結晶粒粗大化、即ち焼鈍後の硬さ低減に有効である。微細なｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒は、熱間圧延時に加工されたオーステナイト結晶粒が冷却中に変態したフェライトおよびパーライトであり、微細なパーライト組織は、球状化焼鈍中のセメンタイトの球状化促進に有効である。 As a result, in the metal structure before spheroidizing annealing (hereinafter referred to as “pre-structure”), the total area ratio S1 of pro-eutectoid ferrite and pearlite with respect to the entire structure is 90% or more, and the equivalent circle diameter ( Hereinafter, the total area ratio S2 of coarse bcc-Fe crystal grains having a particle diameter of 15 μm or more is (50-100 × [C%])% or more, and the particle diameter for the entire structure is 10 μm or less. When the total area ratio S3 of the fine bcc-Fe crystal grains is 20% or more, even when short-time spheroidizing annealing (hereinafter referred to as “short-time annealing”) is performed, It has been found that a spheroidization degree equal to or higher than that can be obtained and can be sufficiently softened.
Such a metal structure in which coarse bcc-Fe crystal grains and fine bcc-Fe crystal grains coexist is obtained by hot working and cooling in a two-phase temperature range of more than A1 and less than A3. It is done. Coarse bcc-Fe crystal grains are ferrite that has been recrystallized and coarsened during hot rolling, and are effective for coarsening crystal grains after spheroidizing annealing, that is, reducing the hardness after annealing. Fine bcc-Fe crystal grains are ferrite and pearlite in which austenite crystal grains processed during hot rolling are transformed during cooling, and the fine pearlite structure is effective in promoting spheroidization of cementite during spheroidizing annealing. is there.

本明細書において、「ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒」とは、ＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）測定を実施した際に、ｂｃｃ構造として検出されるフェライト相の同一方位の結晶粒を意味する。隣り合う２つの結晶粒の方位差が１５°以下の場合には、当該結晶粒間に粒界は存在せず、同一方位と見なす。
フェライト相は、フェライト組織、パーライト組織およびベイナイト組織に含まれる。フェライト組織におけるｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒は、フェライト結晶粒そのものである。パーライト組織およびベイナイト組織におけるｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒は一般的にブロックと呼ばれ、当該結晶粒間の方位差は１５°以上である。なお、「方位差」は、「ずれ角」もしくは「斜角」とも呼ばれる。 In this specification, the “bcc-Fe crystal grain” means a crystal grain of the same orientation of the ferrite phase detected as a bcc structure when EBSP (Electron Back Scattering Pattern) measurement is performed. When the orientation difference between two adjacent crystal grains is 15 ° or less, there is no grain boundary between the crystal grains, and it is considered that they have the same orientation.
The ferrite phase is contained in a ferrite structure, a pearlite structure, and a bainite structure. The bcc-Fe crystal grains in the ferrite structure are ferrite crystal grains themselves. The bcc-Fe crystal grains in the pearlite structure and the bainite structure are generally called blocks, and the orientation difference between the crystal grains is 15 ° or more. The “azimuth difference” is also referred to as “deviation angle” or “bevel angle”.

ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粒径の制御の対象となる組織は、隣り合う２つの結晶粒の方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒である。組織中には方位差が１５°以下の小角粒界も含まれるが、それら小角粒界は球状化焼鈍後に得られる球状化組織に及ぼす影響が小さく、球状化焼鈍後に所望の球状化組織を得るには球状化焼鈍前組織の大角粒界を制御する必要があるためである。以下に詳しく説明するように、前記大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粒径および面積率を所定範囲とすることによって、短時間焼鈍でも良好な球状化度を達成できる。   The structure to be controlled in the grain size of bcc-Fe crystal grains is bcc-Fe crystal grains surrounded by a large-angle grain boundary in which the orientation difference between two adjacent crystal grains is larger than 15 °. The structure also includes small-angle grain boundaries whose orientation difference is 15 ° or less, but these small-angle grain boundaries have a small effect on the spheroidized structure obtained after spheroidizing annealing, and a desired spheroidized structure is obtained after spheroidizing annealing. This is because it is necessary to control the large-angle grain boundary of the structure before spheroidizing annealing. As will be described in detail below, by setting the particle size and area ratio of the bcc-Fe crystal grains surrounded by the large-angle grain boundaries within a predetermined range, a good degree of spheroidization can be achieved even with short-time annealing.

なお、本発明において「球状化度」とは、ＪＩＳ Ｇ３５３９：１９９１の付図に示された球状化組織の写真Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４に基づいて決定される数値のことである。対象となる鋼の金属組織の写真を、球状化組織の写真Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４と比較して、最も近いと思われる球状化組織の写真Ｎｏ．を「球状化度」とした。
球状化組織の写真Ｎｏ．１は最も良好な球状化組織であり、写真Ｎｏ．４は球状化が進行しておらず、パーライトが多く存在している。
よって、球状化度が小さいほど（つまり、球状化度が１に近いほど）良好な球状化組織であり、冷間加工性が良好である。 In the present invention, the “degree of spheroidization” means the spheroidized structure photograph shown in the attached drawing of JIS G3539: 1991. 1-No. It is a numerical value determined based on 4. A photograph of the metal structure of the target steel is shown as a photograph of a spheroidized structure. 1-No. No. 4 is the closest to the spheroidized structure. Was defined as “spheroidization degree”.
Photograph No. of spheroidized structure No. 1 is the best spheroidized structure. No. 4 is not spheroidized and a lot of pearlite is present.
Therefore, the smaller the degree of spheroidization (that is, the closer the degree of spheroidization is to 1), the better the spheroidized structure and the better the cold workability.

以下に本発明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、圧延線材に球状化焼鈍等の調質処理が施された線状の鋼材を指す。 Details of each requirement defined by the present invention are shown below.
In addition, in this specification, a "wire" is used for the meaning of a rolled wire, and points out the linear steel material cooled to room temperature after hot rolling. The “steel wire” refers to a linear steel material obtained by subjecting a rolled wire material to a tempering treatment such as spheroidizing annealing.

＜１．金属組織＞
本発明に係る冷間加工用機械構造用鋼（以下、単に「鋼」と呼ぶことがある）は、金属組織として、初析フェライトとパーライトを含有する。
本発明に係る鋼の金属組織は、初析フェライトとパーライトを含有する。これらの組織は、球状化焼鈍後の鋼の変形抵抗を低減させて（つまり軟質化させて）冷間加工性の向上に寄与する金属組織である。しかしながら、鋼が、単に初析フェライトとパーライトを含有する金属組織を有するだけでは、その鋼を球状化焼鈍した後に所望の軟質化を図ることができない。所望の軟質化を達成するためには、初析フェライトとパーライトの合計面積率Ｓ１、全組織に対する粒径が１５μｍ以上の粗大なｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ２、及び全組織に対する粒径が１０μｍ以下の微細なｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ３を適切に制御する必要がある。
本発明に係る冷間加工用機械構造用鋼は、化学成分組成を適切に調整し、全組織に対する初析フェライトおよびパーライトの合計面積率Ｓ１、全組織に対する円相当直径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ２、全組織に対する円相当直径が１０μｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ３を、それぞれ適切な範囲としている。これにより、球状化焼鈍の処理時間を短縮しても、良好な球状化組織となり、かつ十分に軟質化することができ、結果として良好な冷間加工性が得られる。 <1. Metallographic structure>
The machine structural steel for cold working according to the present invention (hereinafter sometimes simply referred to as “steel”) contains proeutectoid ferrite and pearlite as a metal structure.
The metal structure of the steel according to the present invention contains proeutectoid ferrite and pearlite. These structures are metal structures that contribute to the improvement of cold workability by reducing (that is, softening) the deformation resistance of the steel after spheroidizing annealing. However, if the steel simply has a metal structure containing pro-eutectoid ferrite and pearlite, the desired softening cannot be achieved after spheroidizing the steel. In order to achieve the desired softening, the total area ratio S1 of pro-eutectoid ferrite and pearlite, the total area ratio S2 of coarse bcc-Fe crystal grains having a particle diameter of 15 μm or more with respect to the entire structure, and the particle diameter with respect to the entire structure It is necessary to appropriately control the total area ratio S3 of fine bcc-Fe crystal grains having a diameter of 10 μm or less.
The steel for machine structural use for cold working according to the present invention is a bcc-Fe having a chemical component composition adjusted appropriately, a total area ratio S1 of pro-eutectoid ferrite and pearlite with respect to the entire structure, and a circle equivalent diameter with respect to the entire structure of 15 μm or more. The total area ratio S2 of crystal grains and the total area ratio S3 of bcc-Fe crystal grains having a circle-equivalent diameter of 10 μm or less with respect to the entire structure are within an appropriate range. Thereby, even if it shortens the processing time of spheroidizing annealing, it becomes a favorable spheroidizing structure and can be sufficiently softened, and as a result, good cold workability is obtained.

［１−１．全組織に対する初析フェライトおよびパーライトの合計面積率Ｓ１：９０％以上］
球状化焼鈍前の前組織にベイナイトおよびマルテンサイト等の微細な組織が多い場合には、一般的な球状化焼鈍を行っても、球状化焼鈍後はベイナイトやマルテンサイトの影響によって組織が局部的に微細となり、軟質化が不十分となる。こうした観点から、全組織に対する初析フェライトとパーライトの合計面積率Ｓ１は９０％以上とする必要がある。Ｓ１は、好ましくは９５％以上、より好ましくは９７％以上、最も好ましくは１００％である。 [1-1. Total area ratio of pro-eutectoid ferrite and pearlite for all structures S1: 90% or more]
When there are many fine structures such as bainite and martensite in the previous structure before spheroidizing annealing, even if general spheroidizing annealing is performed, the structure is localized due to the influence of bainite and martensite after spheroidizing annealing. And the softening becomes insufficient. From such a viewpoint, the total area ratio S1 of pro-eutectoid ferrite and pearlite with respect to the entire structure needs to be 90% or more. S1 is preferably 95% or more, more preferably 97% or more, and most preferably 100%.

なお、鋼に含まれる、初析フェライトとパーライト以外の金属組織としては、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト等が挙げられる。しかし、上述のように、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイト等の組織が多くなると、球状化焼鈍後の鋼の強度が高くなるため、鋼は、これらの組織を全く含まなくても良い。
鋼は、他の組織因子として、セメンタイト以外の炭化物や、窒化物、酸化物、硫化物等を含有してもよい。 Examples of metal structures other than proeutectoid ferrite and pearlite contained in steel include bainite, martensite, and retained austenite. However, as described above, when the structure of bainite, martensite, retained austenite, or the like increases, the strength of the steel after spheroidizing annealing increases, and therefore the steel may not include these structures at all.
Steel may contain carbides other than cementite, nitrides, oxides, sulfides and the like as other structure factors.

［１−２．全組織に対する円相当直径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ２：（５０−１００×［Ｃ％］）％以上（（１）式）］
本発明に係る冷間加工用機械構造用鋼は、全組織に対する円相当直径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ２が、下記（１）式を満足する。これにより、短時間焼鈍であっても鋼を十分に軟質化できる。
（５０−１００×［Ｃ％］）％≦Ｓ２ （１）
ここで、［Ｃ％］は質量％で示したＣの含有量を示す。
以下に、上記（１）式の技術的意義を説明する。 [1-2. Total area ratio S2 of bcc-Fe crystal grains having an equivalent circle diameter of 15 μm or more with respect to the entire structure: (50-100 × [C%])% or more (Equation (1))]
In the machine structural steel for cold working according to the present invention, the total area ratio S2 of bcc-Fe crystal grains having an equivalent circle diameter of 15 μm or more with respect to the entire structure satisfies the following formula (1). Thereby, even if it anneals for a short time, steel can fully be softened.
(50-100 × [C%])% ≦ S2 (1)
Here, [C%] indicates the content of C expressed in mass%.
Below, the technical significance of said (1) Formula is demonstrated.

図１は、Ｃを０．１５質量％含有する鋼について、粗粒面積率（粒径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率）と、短時間焼鈍（実施例と同じ条件）後の硬さ（ＨＶ）との関係を示したグラフである。また、図２は、Ｃを０．１０質量％含有する鋼について、粗粒面積率と、短時間焼鈍後の硬さ（ＨＶ）との関係を示したグラフである。図１および２中、「○」で示されるプロットは、細粒面積率（粒径が１０μｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率）が本発明に規定の２０％以上の鋼を表し、「×」で示されるプロットは、細粒面積率が２０％未満の鋼を表す。   FIG. 1 shows a steel containing 0.15% by mass of C after coarse grain area ratio (total area ratio of bcc-Fe crystal grains having a grain size of 15 μm or more) and short-time annealing (same conditions as in Examples). It is the graph which showed the relationship with hardness (HV). FIG. 2 is a graph showing the relationship between the coarse grain area ratio and the hardness after short-time annealing (HV) for a steel containing 0.10% by mass of C. 1 and 2, the plot indicated by “◯” represents a steel having a fine grain area ratio (total area ratio of bcc-Fe crystal grains having a grain size of 10 μm or less) of 20% or more as defined in the present invention. The plot indicated by “x” represents steel with a fine grain area ratio of less than 20%.

図１および２に示されるように、粗粒面積率が高くなると、焼鈍硬さが低くなる。さらに、細粒面積率が本発明に規定の２０％以上の鋼は、細粒面積率が２０％未満の鋼より、硬さが低い傾向にある。高い粗粒面積率を有し、且つ２０％以上の細粒面積率を有する鋼は、Ａ１点超、Ａ３点未満の２相温度域にて所定の温度範囲で熱間加工し、その後、所定の冷却工程を行うことにより製造されたものであり、当該鋼は、より微細なパーライト組織を有する。当該鋼を球状化焼鈍することにより、良好な球状化組織が得られ、焼鈍後の硬さが低くなる。なお、球状化度が悪くなると、硬さは高くなることが知られている。また、粗粒の合計面積率が増加すると、球状化焼鈍後の組織において粗大なフェライト結晶粒を多く存在させることができる。これにより、結晶粒微細化強化の観点から、焼鈍後の硬さを低減することができる。さらに、図１および図２の比較から、Ｃ含有量が少ない鋼は、Ｃ含有量が低い鋼に比べて、焼鈍硬さを低下させるために、より粗粒面積率を高くする必要があることが分かる。   As shown in FIGS. 1 and 2, the annealing hardness decreases as the coarse grain area ratio increases. Furthermore, a steel having a fine grain area ratio of 20% or more specified in the present invention tends to have a lower hardness than a steel having a fine grain area ratio of less than 20%. A steel having a high coarse grain area ratio and a fine grain area ratio of 20% or more is hot-worked in a predetermined temperature range in a two-phase temperature range exceeding A1 point and less than A3 point, and then The steel has a finer pearlite structure. By spheroidizing the steel, a good spheroidized structure is obtained, and the hardness after annealing is reduced. It is known that the hardness increases as the spheroidization degree deteriorates. Moreover, when the total area ratio of coarse grains increases, a large number of coarse ferrite crystal grains can be present in the structure after spheroidizing annealing. Thereby, the hardness after annealing can be reduced from a viewpoint of crystal grain refinement | strengthening reinforcement | strengthening. Furthermore, from the comparison between FIG. 1 and FIG. 2, it is necessary for the steel with a low C content to have a higher coarse grain area ratio in order to reduce the annealing hardness compared to a steel with a low C content. I understand.

上記の検討結果は、本発明者らが行った検討結果の一部であり、様々な化学組成を有する鋼について、数多くの検討を行った。その結果、前組織における、粒径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ２を（５０−１００×［Ｃ％］）％以上に制御することにより、短時間焼鈍であっても鋼を十分に軟質化できることを見出し、本願に規定した。Ｓ２は、好ましくは（５５−１００×［Ｃ％］）％以上であり、より好ましくは（６０−１００×［Ｃ％］）％以上である。   The above study results are a part of the study results conducted by the present inventors, and many studies were conducted on steels having various chemical compositions. As a result, by controlling the total area ratio S2 of the bcc-Fe crystal grains having a grain size of 15 μm or more in the previous structure to (50-100 × [C%])% or more, the steel can be annealed even for a short time annealing. Has been found to be sufficiently softened and defined in the present application. S2 is preferably (55-100 × [C%])% or more, and more preferably (60-100 × [C%])% or more.

［１−３．全組織に対する円相当直径が１０μｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ３：２０％以上］
本発明に係る冷間加工用機械構造用鋼は、全組織に対する円相当直径が１０μｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ３が、２０％以上である。これにより、短時間焼鈍であっても良好な球状化度を達成できる。
以下に、当該合計面積率の技術的意義を以下に説明する。 [1-3. Total area ratio S3 of bcc-Fe crystal grains having a circle equivalent diameter of 10 μm or less with respect to the entire structure: 20% or more]
In the machine structural steel for cold working according to the present invention, the total area ratio S3 of bcc-Fe crystal grains having an equivalent circle diameter of 10 μm or less with respect to the entire structure is 20% or more. Thereby, even if it anneals for a short time, a favorable degree of spheroidization can be achieved.
The technical significance of the total area ratio will be described below.

図３は、Ｃを０．１５質量％含有する鋼について、細粒面積率と短時間焼鈍（実施例と同じ条件）後の球状化度との関係を示したグラフである。また、図４は、Ｃを０．１０質量％含有する鋼について、細粒面積率と短時間焼鈍（実施例と同じ条件）後の球状化度との関係を示したグラフである。図３および４中、「○」で示されるプロットは、粗粒面積率が本発明に規定の（５０−１００×［Ｃ％］）％以上の鋼を表し、「×」で示されるプロットは、細粒面積率が（５０−１００×［Ｃ％］）％未満の鋼を表す。   FIG. 3 is a graph showing the relationship between the fine grain area ratio and the degree of spheroidization after short-time annealing (same conditions as in Examples) for steel containing 0.15% by mass of C. FIG. 4 is a graph showing the relationship between the fine grain area ratio and the degree of spheroidization after short-time annealing (same conditions as in Examples) for steel containing 0.10% by mass of C. In FIGS. 3 and 4, the plot indicated by “◯” represents a steel having a coarse grain area ratio of (50-100 × [C%])% or more defined in the present invention, and the plot indicated by “×” Represents a steel having a fine grain area ratio of less than (50-100 × [C%])%.

図１および２に示されるように、細粒面積率が高くなると、球状化度が低くなる。さらに、粗粒面積率が本願に規定の（５０−１００×［Ｃ％］）％以上の鋼は、粗粒面積率が（５０−１００×［Ｃ％］）％未満の鋼より、球状化度が低い傾向にある。高い細粒面積率を有し、且つ（５０−１００×［Ｃ％］）％以上の粗粒面積率を有する鋼は、Ａ１点超、Ａ３点未満の２相温度域にて所定の温度範囲で熱間加工し、その後、所定の冷却工程を行うことにより製造されたものであり、当該鋼は、より微細なパーライト組織を有する。当該鋼を球状化焼鈍することにより、良好な球状化組織が得られる。また、微細なｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒はフェライトおよびパーライトから構成され、パーライトを微細化するとパーライトブロックの界面、即ち球状化焼鈍中のセメンタイトの析出サイトが増加し、球状化焼鈍中のセメンタイトの球状化促進に有効である。   As shown in FIGS. 1 and 2, as the fine grain area ratio increases, the degree of spheroidization decreases. Furthermore, a steel having a coarse grain area ratio of (50-100 × [C%])% or more as defined in the present application is spheroidized than a steel having a coarse grain area ratio of less than (50-100 × [C%])%. It tends to be low. A steel having a high fine grain area ratio and a coarse grain area ratio of (50-100 × [C%])% or more is a predetermined temperature range in a two-phase temperature range of more than A1 and less than A3. The steel has a finer pearlite structure, and is manufactured by performing a predetermined cooling step thereafter. By spheroidizing the steel, a good spheroidized structure can be obtained. Fine bcc-Fe crystal grains are composed of ferrite and pearlite. When pearlite is refined, the interface of the pearlite block, that is, the precipitation site of cementite during spheroidizing annealing, increases the spheroidization of cementite during spheroidizing annealing. It is effective for promotion.

上記の検討結果は、本発明者らが行った検討結果の一部であり、様々な化学組成を有する鋼について、数多くの検討を行った。その結果、前組織における、粒径が１０μｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ３を２０％以上に制御することにより、短時間焼鈍であっても良好な球状化度を達成できることを見出し、本願に規定した。Ｓ３が２０％未満であると、球状化焼鈍時にパーライトが多く析出し、良好な球状化組織が得られない。Ｓ３は、好ましくは２５％以上であり、より好ましくは３０％以上である。   The above study results are a part of the study results conducted by the present inventors, and many studies were conducted on steels having various chemical compositions. As a result, it has been found that by controlling the total area ratio S3 of the bcc-Fe crystal grains having a grain size of 10 μm or less in the previous structure to 20% or more, a good degree of spheroidization can be achieved even if annealing is performed for a short time. Stipulated in the present application. When S3 is less than 20%, a lot of pearlite precipitates during spheroidizing annealing, and a good spheroidized structure cannot be obtained. S3 is preferably 25% or more, and more preferably 30% or more.

＜２．化学組成＞
本発明は、冷間加工に適した冷間加工用機械構造用鋼である。その鋼種は、冷間加工用機械構造用鋼として通常の化学成分組成を有するものであり、特に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮについては、以下の適切な範囲に調整する。これらの化学成分の適切な範囲およびその限定理由を以下に説明する。なお、本明細書において、化学成分組成を表すのに用いる「％」は、質量％を意味する。 <2. Chemical composition>
The present invention is a steel for machine structure for cold working suitable for cold working. The steel type has a normal chemical composition as a machine structural steel for cold working, and in particular, C, Si, Mn, P, S, Al and N are adjusted to the following appropriate ranges. . The appropriate ranges of these chemical components and the reasons for their limitations are described below. In the present specification, “%” used to indicate the chemical component composition means mass%.

［Ｃ：０．０７〜０．２５％］
Ｃは、鋼の強度、即ち最終製品の強度を確保する上で有用な元素である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｃ含有量は０．０７％以上とする必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．０９％以上であり、より好ましくは０．１１％以上である。しかしながら、Ｃが過剰に含有されると強度が高くなり過ぎて冷間加工性が低下するので、０．２５％以下とする必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは０．２３％以下であり、より好ましくは０．２０％以下である。 [C: 0.07 to 0.25%]
C is an element useful for ensuring the strength of the steel, that is, the strength of the final product. In order to exhibit such an effect effectively, the C content needs to be 0.07% or more. The C content is preferably 0.09% or more, more preferably 0.11% or more. However, if C is contained excessively, the strength becomes too high and the cold workability deteriorates, so it is necessary to make it 0.25% or less. The C content is preferably 0.23% or less, more preferably 0.20% or less.

［Ｓｉ：０．０５〜０．５％］
Ｓｉは、脱酸元素として、および固溶強化による最終製品の強度を増加させることを目的として含有させる。このような効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ含有量を０．０５％以上と定めた。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．０７％以上であり、より好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉが過剰に含有されると硬度が過度に上昇して冷間加工性を劣化させる。そこでＳｉ含有量を０．５％以下と定めた。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４５％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。 [Si: 0.05 to 0.5%]
Si is contained as a deoxidizing element and for the purpose of increasing the strength of the final product by solid solution strengthening. In order to effectively exhibit such an effect, the Si content was set to 0.05% or more. The Si content is preferably 0.07% or more, and more preferably 0.10% or more. On the other hand, when Si is contained excessively, the hardness is excessively increased and the cold workability is deteriorated. Therefore, the Si content is set to 0.5% or less. The Si content is preferably 0.45% or less, more preferably 0.40% or less.

［Ｍｎ：０．２〜１．７％］
Ｍｎは、焼入れ性の向上を通じて、最終製品の強度を増加させるのに有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｍｎ含有量を０．２％以上と定めた。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．３％以上であり、より好ましくは０．４％以上である。一方、Ｍｎが過剰に含有されると、硬度が上昇して冷間加工性を劣化させる。そこでＭｎ含有量を１．７％以下と定めた。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５％以下であり、より好ましくは１．３％以下である。 [Mn: 0.2 to 1.7%]
Mn is an effective element for increasing the strength of the final product through improvement of hardenability. In order to effectively exhibit such an effect, the Mn content is set to 0.2% or more. The Mn content is preferably 0.3% or more, and more preferably 0.4% or more. On the other hand, when Mn is contained excessively, the hardness increases and the cold workability deteriorates. Therefore, the Mn content is set to 1.7% or less. The Mn content is preferably 1.5% or less, and more preferably 1.3% or less.

［Ｐ：０％超、０．０３％以下］
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中で粒界偏析を起こし、延性の劣化の原因となる。そこで、Ｐ含有量は０．０３％以下と定めた。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２％以下であり、より好ましくは０．０１７％以下、特に好ましくは０．０１％以下である。Ｐ含有量は少なければ少ない程好ましいが、製造工程上の制約などにより０．００１％程度残存する場合もある。 [P: more than 0%, 0.03% or less]
P is an element inevitably contained in the steel, causes grain boundary segregation in the steel, and causes deterioration of ductility. Therefore, the P content is set to 0.03% or less. The P content is preferably 0.02% or less, more preferably 0.017% or less, and particularly preferably 0.01% or less. The smaller the P content, the better. However, there may be a case where approximately 0.001% remains due to restrictions on the manufacturing process.

［Ｓ：０．００１〜０．０５％］
Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中でＭｎＳとして存在して延性を劣化させるので、冷間加工性には有害な元素である。そこでＳ含有量を０．０５％以下と定めた。Ｓ含有量は、好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。但し、Ｓは被削性を向上させる作用を有するので、０．００１％以上含有させる。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２％以上であり、より好ましくは０．００３％以上である。 [S: 0.001 to 0.05%]
S is an element inevitably contained in the steel, and is present as MnS in the steel and deteriorates the ductility. Therefore, S is an element harmful to cold workability. Therefore, the S content is set to 0.05% or less. The S content is preferably 0.04% or less, and more preferably 0.03% or less. However, since S has the effect | action which improves a machinability, it is made to contain 0.001% or more. The S content is preferably 0.002% or more, and more preferably 0.003% or more.

［Ａｌ：０．００５〜０．１％］
Ａｌは、脱酸元素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定するのに有用である。こうした効果を有効に発揮させるため、Ａｌ含有量を０．００５％以上と定めた。Ａｌ含有量は、好ましくは０．００７％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、Ａｌ２Ｏ３が過剰に生成し、冷間加工性を劣化させる。そこでＡｌ含有量を０．１％以下と定めた。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０９０％以下であり、より好ましくは０．０８０％以下である。 [Al: 0.005 to 0.1%]
Al is useful as a deoxidizing element and is useful for fixing solute N present in steel as AlN. In order to exhibit such an effect effectively, the Al content is set to 0.005% or more. The Al content is preferably 0.007% or more, and more preferably 0.010% or more. However, when the Al content is excessive, Al2O3 is excessively generated and the cold workability is deteriorated. Therefore, the Al content is determined to be 0.1% or less. Al content becomes like this. Preferably it is 0.090% or less, More preferably, it is 0.080% or less.

［Ｎ：０％超、〜０．０１５％以下］
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、鋼中に固溶Ｎが過剰に含まれると、歪み時効による硬度上昇、延性低下を招き、冷間加工性を劣化させる。そこでＮ含有量を０．０１５％以下と定めた。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１３％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。Ｎ含有量は少なければ少ない程好ましく、０％であることが最も好ましいが、製造工程上の制約などにより０．００１％程度残存する場合もある。 [N: more than 0%, up to 0.015% or less]
N is an element inevitably contained in the steel. If excessively dissolved N is contained in the steel, hardness is increased and ductility is lowered due to strain aging, and cold workability is deteriorated. Therefore, the N content is set to 0.015% or less. The N content is preferably 0.013% or less, and more preferably 0.010% or less. The N content is preferably as low as possible, and is most preferably 0%, but it may remain about 0.001% due to restrictions on the manufacturing process.

本発明に係る鋼の基本成分は上記の通りであり、１つの実施形態として、残部は実質的に鉄である。なお、「実質的に鉄」とは、鉄以外にも本発明の特性を阻害しない程度の微量成分（例えばＳｂ、Ｚｎ等）を許容し得ること、およびＰ、Ｓ、Ｎ以外の不可避不純物（例えばＯ、Ｈ等）も含み得ることを意味する。本発明では、必要に応じて、以下の任意の元素を含有していてもよい。含有される任意の成分に応じて、鋼の特性を更に改善できる。
なお、上述のように、Ｐ、ＳおよびＮは、不可避的に含まれる元素（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。このため、本明細書において、残部として含まれる「不可避不純物」は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた「不可避的に含まれる元素」を意味する。 The basic components of the steel according to the present invention are as described above, and in one embodiment, the balance is substantially iron. In addition, “substantially iron” means that a trace component (for example, Sb, Zn, etc.) that does not inhibit the characteristics of the present invention can be allowed in addition to iron, and unavoidable impurities other than P, S, and N ( For example, O, H, etc.). In this invention, you may contain the following arbitrary elements as needed. Depending on the optional components contained, the properties of the steel can be further improved.
As described above, P, S, and N are elements inevitably contained (unavoidable impurities), but their composition ranges are separately defined as described above. For this reason, in this specification, “inevitable impurities” included as the balance mean “elements inevitably included” excluding elements whose composition range is separately defined.

本発明に係る鋼は、上述した化学組成（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮ）、鉄および不可避不純物以外にも、他の元素を選択的に含んでいてもよい。例えば、下記に例示するように、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＢおよびＴｉ等を適宜含むことができる。   The steel according to the present invention may selectively contain other elements in addition to the above-described chemical composition (C, Si, Mn, P, S, Al, and N), iron, and inevitable impurities. For example, as exemplified below, Cr, Cu, Ni, Mo, B, Ti, and the like can be appropriately included.

［Ｃｒ：０％超、０．５％以下、Ｃｕ：０％超、０．２５％以下、Ｎｉ：０％超、０．２５％以下、Ｍｏ：０％超、０．２５％以下およびＢ：０％超、０．０１％以下よりなる群から選択される１種以上］
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢは、いずれも鋼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。必要に応じて、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＢから選択される１種または２種以上を含有してよい。焼入れ性向上の効果は、これら元素の含有量が増加するに従って大きくなる。この効果を有効に発揮させるための好ましい含有量は、Ｃｒ量が０．０１５％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。Ｃｕ量、Ｎｉ量およびＭｏ量の好ましい含有量は、いずれも０．０２％以上、より好ましくは０．０５％以上である。Ｂ量の好ましい含有量は、０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。 [Cr: more than 0%, 0.5% or less, Cu: more than 0%, 0.25% or less, Ni: more than 0%, 0.25% or less, Mo: more than 0%, 0.25% or less, and B : One or more selected from the group consisting of more than 0% and 0.01% or less]
Cr, Cu, Ni, Mo, and B are all effective elements for increasing the strength of the final product by improving the hardenability of the steel. You may contain 1 type, or 2 or more types selected from Cr, Cu, Ni, Mo, and B as needed. The effect of improving hardenability increases as the content of these elements increases. A preferable content for effectively exhibiting this effect is such that the Cr content is 0.015% or more, more preferably 0.020% or more. The preferable contents of Cu, Ni and Mo are all 0.02% or more, more preferably 0.05% or more. The preferable content of B is 0.0003% or more, more preferably 0.0005% or more.

しかしながら、Ｃｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて冷間加工性を劣化させる。そのため、Ｃｒ含有量は０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．４５％以下、更に好ましくは０．４０％以下である。Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏ含有量はいずれも０．２５％以下が好ましく、より好ましくは０．２２％以下、更に好ましくは０．２０％以下である。   However, when the contents of Cr, Cu, Ni and Mo are excessive, the strength becomes too high and the cold workability is deteriorated. Therefore, the Cr content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.45% or less, and still more preferably 0.40% or less. The Cu, Ni and Mo contents are preferably 0.25% or less, more preferably 0.22% or less, and still more preferably 0.20% or less.

また、Ｂの含有量が過剰になると、靭性を劣化させるおそれがある。そこで、Ｂ含有量は０．０１％以下が好ましい。Ｂ量のより好ましい含有量は０．００７％以下であり、更に好ましくは０．００５％以下である。   Moreover, when content of B becomes excessive, there exists a possibility of degrading toughness. Therefore, the B content is preferably 0.01% or less. The more preferable content of B is 0.007% or less, and further preferably 0.005% or less.

また、Ｃｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量は、下記の（２）式を満足することが好ましく、より適正な強度を得ることができる。

［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］≦０．７５ （２）
ただし、［Ｃｒ％］、［Ｃｕ％］、［Ｎｉ％］および［Ｍｏ％］は、それぞれ、質量％で示したＣｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量を示す。

なお、上述のようにＣｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏは選択的に添加可能な元素であり、こられの元素のうち、添加されていない元素の（２）式における含有量はゼロとなる。 Moreover, it is preferable that content of Cr, Cu, Ni, and Mo satisfies the following (2) Formula, and more suitable intensity | strength can be obtained.

[Cr%] + [Cu%] + [Ni%] + [Mo%] ≦ 0.75 (2)
However, [Cr%], [Cu%], [Ni%], and [Mo%] respectively indicate the contents of Cr, Cu, Ni, and Mo expressed in mass%.

Note that, as described above, Cr, Cu, Ni, and Mo are elements that can be selectively added, and among these elements, the content in the formula (2) of an element not added is zero.

［Ｔｉ：０％超、０．１％以下］
Ｔｉは、Ｎと化合物を形成し、固溶Ｎを低減することで、軟質化の効果を発揮する。必要に応じて、Ｔｉを含有してもよい。この効果を有効に発揮させるため、Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０２％以上である。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になると、形成される化合物が硬さ増加を招く。そこで、Ｔｉの含有量は、０．１％以下と定めた。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％である。 [Ti: over 0%, 0.1% or less]
Ti forms a compound with N and reduces the solid solution N, thereby exerting the softening effect. You may contain Ti as needed. In order to effectively exhibit this effect, the Ti content is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.02% or more. However, when the Ti content is excessive, the formed compound causes an increase in hardness. Therefore, the Ti content is determined to be 0.1% or less. The Ti content is preferably 0.09% or less, and more preferably 0.08%.

＜３．製造方法＞
本発明に係る冷間加工用機械構造用鋼を製造するためには、上記した成分組成を満足する鋼を、熱間圧延する際の仕上げ圧延温度を調整し、その後の冷却を２段階に分けて、それぞれの冷却速度を適切に調整する。
具体的には、（ａ）粗圧延（更に、中間圧延する場合も含む、以下同じ）後、７５０℃超、下記（３）式で表される温度以下の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延する熱間圧延工程、（ｂ）前記工程（ａ）後、前記仕上げ圧延温度から７５０℃まで、５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程（第１冷却）と、（ｃ）前記工程（ｂ）後、７５０℃から６００℃まで、０．１℃／秒以上、５℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する工程（第２冷却）と、を含む。
Ａｃ３＝９１０−２０３×［Ｃ％］１／２−１５．２×［Ｎｉ％］＋４４．７×［Ｓｉ％］＋３１．５×［Ｍｏ％］−３０×［Ｍｎ％］―１１×［Ｃｒ％］−２０×［Ｃｕ％］＋７００×［Ｐ％］＋４００×［Ａｌ％］＋４００×［Ｔｉ％］ （３）
ここで、［Ｃ％］、［Ｎｉ％］、［Ｓｉ％］、［Ｍｏ％］、［Ｍｎ％］、［Ｃｒ％］、［Ｃｕ％］、［Ｐ％］、［Ａｌ％］および［Ｔｉ％］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐ、ＡｌおよびＴｉの含有量を示す。
ただし、冷間加工用機械構造用鋼の組成に応じて、当該鋼に含まれない元素については、当該元素の含有量を０として、前記（３）式を用いる。 <3. Manufacturing method>
In order to manufacture the steel for machine work for cold working according to the present invention, the finishing rolling temperature at the time of hot rolling the steel satisfying the above component composition is adjusted, and the subsequent cooling is divided into two stages. Adjust the cooling rate appropriately.
Specifically, after (a) rough rolling (further, including the case of intermediate rolling, the same shall apply hereinafter), hot rolling is performed at a finish rolling temperature of more than 750 ° C. and below the temperature represented by the following formula (3). Rolling step, (b) after the step (a), cooling from the finish rolling temperature to 750 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./second or more (first cooling), and (c) the step (b) And a step of cooling from 750 ° C. to 600 ° C. at an average cooling rate of 0.1 ° C./second or more and less than 5 ° C./second (second cooling).
Ac3 = 910−203 × [C%] 1 / 2−15.2 × [Ni%] + 44.7 × [Si%] + 31.5 × [Mo%] − 30 × [Mn%] − 11 × [Cr %]-20 × [Cu%] + 700 × [P%] + 400 × [Al%] + 400 × [Ti%] (3)
Here, [C%], [Ni%], [Si%], [Mo%], [Mn%], [Cr%], [Cu%], [P%], [Al%] and [Ti %] Indicates the contents of C, Ni, Si, Mo, Mn, Cr, Cu, P, Al, and Ti expressed in mass%, respectively.
However, according to the composition of the steel for machine work for cold working, for the element not included in the steel, the content of the element is set to 0, and the formula (3) is used.

仕上げ圧延温度および第１および２冷却について、以下に詳しく説明する。なお、本明細書で規定した「温度」は、材料の温度のことである。   The finish rolling temperature and the first and second cooling will be described in detail below. The “temperature” defined in this specification is the temperature of the material.

［（ａ）粗圧延後、７５０℃超、（Ａｃ３−２０）℃以下の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延する熱間圧延工程］
仕上げ圧延温度を７５０℃超、（Ａｃ３−２０）℃以下に制御して、Ａ１点超、Ａ３点未満のフェライト＋オーステナイトの２相温度域にて仕上げ圧延することにより、粒径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒、および粒径が１０μｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の夫々の合計面積率を適切に制御することができる。仕上げ圧延温度が（Ａｃ３−２０）℃を超えると、熱間圧延時のフェライト分率が低くなり、粒径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ２が低くなる。また、仕上げ圧延温度が７５０℃未満になると、熱間圧延後のフェライト結晶粒の再結晶、粗大化が不十分となり、微細なままとなるため、粒径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ２が低くなる。
仕上げ圧延温度の上限は、好ましくは（Ａｃ３−４０）℃であり、より好ましくは（Ａｃ３−５０）℃である。仕上げ圧延温度の下限は、好ましくは７６０℃であり、より好ましくは７７０℃である。 [(A) Hot rolling step of finish rolling at a finish rolling temperature of more than 750 ° C and (Ac3-20) ° C or less after rough rolling]
By controlling the finish rolling temperature to more than 750 ° C. and (Ac3-20) ° C. or less, and finish rolling in the two-phase temperature range of ferrite + austenite exceeding A1 point and less than A3 point, the particle size is 15 μm or more. The total area ratio of each of the bcc-Fe crystal grains and the bcc-Fe crystal grains having a grain size of 10 μm or less can be appropriately controlled. When the finish rolling temperature exceeds (Ac3-20) ° C., the ferrite fraction during hot rolling is lowered, and the total area ratio S2 of bcc-Fe crystal grains having a grain size of 15 μm or more is lowered. Further, when the finish rolling temperature is less than 750 ° C., recrystallization and coarsening of the ferrite crystal grains after hot rolling become insufficient and remain fine, so that the bcc-Fe crystal grains having a grain size of 15 μm or more The total area ratio S2 becomes low.
The upper limit of the finish rolling temperature is preferably (Ac3-40) ° C, and more preferably (Ac3-50) ° C. The lower limit of the finish rolling temperature is preferably 760 ° C, more preferably 770 ° C.

［（ｂ）第１冷却：前記仕上げ圧延温度から７５０℃まで、５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程］
前記工程（ａ）後の第１冷却では、仕上げ圧延温度である７５０℃超、（Ａｃ３−２０）℃から、７５０℃までの温度域を５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却を行う。平均冷却速度が５℃／秒より遅くなると、オーステナイト結晶粒の粗大化が進み、粒径が１０μｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ３が低くなる。
なお、第１冷却では、平均冷却速度が５℃／秒以上であればよく、第１冷却の途中で冷却速度を変化させてもよい。第１冷却での、好ましい平均冷却速度は７℃／秒以上であり、より好ましくは１０℃／秒以上である。第１冷却のこのような冷却速度は、コンベア上で圧延材に適切な風冷却を施すことで達成することができる。 [(B) First cooling: Step of cooling from the finish rolling temperature to 750 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./second or more]
In the first cooling after the step (a), cooling is performed at an average cooling rate of 5 ° C./second or more in a temperature range from 750 ° C., which is the finish rolling temperature, (Ac3-20) ° C. to 750 ° C. When the average cooling rate becomes slower than 5 ° C./second, the austenite crystal grains become coarse, and the total area ratio S3 of bcc-Fe crystal grains having a grain size of 10 μm or less decreases.
In the first cooling, the average cooling rate may be 5 ° C./second or more, and the cooling rate may be changed during the first cooling. A preferable average cooling rate in the first cooling is 7 ° C./second or more, more preferably 10 ° C./second or more. Such a cooling rate of the first cooling can be achieved by appropriately cooling the rolled material on the conveyor.

［（ｃ）第２冷却：７５０℃から６００℃まで、０．１℃／秒以上、５℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する工程］
前記工程（ｂ）後の第２冷却では、７５０℃から６００℃までの温度域を０．１℃／秒以上、５℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する。平均冷却速度が０．１℃／秒より遅くなると、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大化が進み、粒径が１０μｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ３が低くなる。平均冷却速度が０．５℃／秒より速くなると、熱間圧延後のフェライト結晶粒の再結晶、粗大化が不十分となり、微細なままとなるため、粒径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ２が低くなる。
なお、第２冷却では、平均冷却速度が０．１℃／秒以上、５℃／秒未満であればよく、第２冷却の途中で冷却速度を変化させてもよい。第２冷却での、好ましい平均冷却速度の下限は０．５℃／秒であり、より好ましくは１℃／秒である。第２冷却での、好ましい平均冷却速度の上限は４℃／秒であり、より好ましくは３℃／秒である。第２冷却のこのような冷却速度は、圧延材からの放熱を抑制するためのカバーをコンベア上に設置することにより達成することができる。 [(C) Second cooling: Step of cooling from 750 ° C. to 600 ° C. at an average cooling rate of 0.1 ° C./second or more and less than 5 ° C./second]
In the second cooling after the step (b), the temperature range from 750 ° C. to 600 ° C. is cooled at an average cooling rate of 0.1 ° C./second or more and less than 5 ° C./second. When the average cooling rate becomes slower than 0.1 ° C./second, the bcc-Fe crystal grains become coarse, and the total area ratio S3 of bcc-Fe crystal grains having a grain size of 10 μm or less decreases. When the average cooling rate is higher than 0.5 ° C./second, recrystallization and coarsening of ferrite crystal grains after hot rolling become insufficient and remain fine, so that a bcc-Fe crystal having a grain size of 15 μm or more. The total area ratio S2 of the grains is lowered.
In the second cooling, the average cooling rate may be not less than 0.1 ° C./second and less than 5 ° C./second, and the cooling rate may be changed during the second cooling. The lower limit of the preferable average cooling rate in the second cooling is 0.5 ° C./second, more preferably 1 ° C./second. The upper limit of the preferable average cooling rate in the second cooling is 4 ° C./second, more preferably 3 ° C./second. Such a cooling rate of the second cooling can be achieved by installing a cover on the conveyor for suppressing heat radiation from the rolled material.

本発明に係る冷間加工用機械構造用鋼は、短時間の球状化焼鈍、例えばＡｃ１〜Ａｃ１＋３０℃程度の温度範囲で１〜３時間程度の均熱処理を行うだけで、良好な球状化組織（目標球状化度以下の球状化度を有する組織）が得られ、かつ十分に軟質化すること（目標硬さ以下の硬さにすること）ができる。
Ａｃ１は以下の（４）式から算出される値である。（４）式中、［元素名％］は各元素の質量％での含有量を意味する。
Ａｃ１（℃）＝７２３−１０．７［Ｍｎ％］−１６．９［Ｎｉ％］＋２９．１［Ｓｉ％］＋１６．９［Ｃｒ％］ （４） The steel for machine work for cold working according to the present invention can be obtained by spheroidizing annealing in a short time, for example, by performing a soaking treatment in a temperature range of about Ac1 to Ac1 + 30 ° C. for about 1 to 3 hours. A structure having a spheroidization degree equal to or less than the target spheroidization degree) and sufficiently softened (to make the hardness less than the target hardness).
Ac1 is a value calculated from the following equation (4). (4) In the formula, [element name%] means the content of each element in mass%.
Ac1 (° C.) = 723-10.7 [Mn%] − 16.9 [Ni%] + 29.1 [Si%] + 16.9 [Cr%] (4)

以上のように本発明に係る線材の製造方法を説明したが、本発明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。   As described above, the method for producing the wire according to the present invention has been described. However, a person skilled in the art who understands the desired characteristics of the steel for machine work for cold working according to the present invention performs trial and error, and performs the desired process according to the present invention. There is a possibility of finding a method other than the above-described production method, which is a method for producing cold-working machine structural steel having properties.

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。   Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. The present invention is not limited by the following examples, and can be implemented with appropriate modifications within the scope that can meet the above-mentioned and later-described gist, and they are all within the technical scope of the present invention. Is included.

表１に示す化学成分組成の鋼を用いて、圧延によりφ１６．０ｍｍの線材を作製し、さらに機械加工により円柱状（φ８．０ｍｍ×１２．０ｍｍ）の加工フォーマスタ用の試験片を作成した。鋼種Ｏは化学成分組成が本発明の範囲から外れている比較例である。表１で、アスタリスク（＊）を付した数値は、本発明の範囲外であることを示す。鋼種Ｏは、Ｃｒの量が０．５質量％を超えており、本願発明の範囲外である。また、鋼種Ａ〜Ｎでは、［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］が０．７５質量％以下であり、上述の式（１）を満たしている。鋼種Ｐでは、［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］が０．７５質量％を超えており、（１）式を満たさない。   Using the steel having the chemical composition shown in Table 1, a wire rod of φ16.0 mm was produced by rolling, and a cylindrical (φ8.0 mm × 12.0 mm) processed formaster specimen was produced by machining. . Steel type O is a comparative example in which the chemical composition is outside the scope of the present invention. In Table 1, numerical values marked with an asterisk (*) indicate that they are outside the scope of the present invention. In steel type O, the amount of Cr exceeds 0.5% by mass, which is outside the scope of the present invention. Further, in the steel types A to N, [Cr%] + [Cu%] + [Ni%] + [Mo%] is 0.75 mass% or less and satisfies the above-described formula (1). In the steel type P, [Cr%] + [Cu%] + [Ni%] + [Mo%] exceeds 0.75 mass% and does not satisfy the formula (1).

得られ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、加工熱処理試験を実施した。製造条件は、実機における仕上げ圧延および仕上げ圧延後の冷却をシミュレートしている。表２の「加工温度」は仕上げ圧延温度に相当する。表２の「第１冷却」は加工温度から７５０℃までの冷却である。表２の「第２冷却」は７５０℃から６００℃までの冷却である。   Using the obtained specimen for machining for master, a machining heat treatment test was carried out with a machining for master testing machine under the conditions shown in Table 2. Manufacturing conditions simulate finish rolling and cooling after finish rolling in an actual machine. “Processing temperature” in Table 2 corresponds to the finish rolling temperature. “First cooling” in Table 2 is cooling from the processing temperature to 750 ° C. “Second cooling” in Table 2 is cooling from 750 ° C. to 600 ° C.

加工熱処理後の加工フォーマスタ試験片を、中心軸と直交する面で切断して４等分した。４つの切断した試験片（切断試験片）のうち、１つは金属組織を観察するためのサンプルとし、別の１つは、球状化焼鈍用のサンプルとした。   The processed formaster test piece after the heat treatment was cut along a plane orthogonal to the central axis and divided into four equal parts. Of the four cut test pieces (cut test pieces), one was a sample for observing the metal structure, and the other was a sample for spheroidizing annealing.

全ての鋼種Ａ〜Ｏについて、上述の好ましい製造条件で加工熱処理試験をした（試験Ｎｏ．１〜３０）。さらに、鋼種Ｂ、Ｄ、ＪおよびＫについては、好ましい製造条件から外れた条件で加工熱処理した試験も行った（試験Ｎｏ．３１〜３８）。   All steel types A to O were subjected to a thermomechanical test under the above-mentioned preferable production conditions (test Nos. 1 to 30). Further, for steel types B, D, J, and K, a test that was heat-treated under conditions deviating from preferable manufacturing conditions was also performed (Test Nos. 31 to 38).

加工熱処理試験後の切断試験片について、（１）初析フェライト＋パーライトの面積率Ｓ１、（２）粒径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ２および粒径が１０μｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ３、（３）球状化焼鈍後の球状化度、並びに（４）球状化焼鈍後の硬さの測定を、下記の方法によって測定した。   Regarding the cut specimen after the thermomechanical test, (1) area ratio S1 of pro-eutectoid ferrite + pearlite, (2) total area ratio S2 of bcc-Fe crystal grains having a grain size of 15 μm or more, and bcc having a grain size of 10 μm or less The total area ratio S3 of -Fe crystal grains, (3) the degree of spheroidization after spheroidizing annealing, and (4) the hardness after spheroidizing annealing were measured by the following methods.

なお、（１）〜（４）の測定に当たっては、加工熱処理後の切断試験片を中心軸に沿って切断し（縦断面、または軸中心断面）、その縦断面が観察できるように樹脂埋めした。縦断面を鏡面研磨する場合には、エメリー紙、ダイヤモンドバフによって鏡面研磨した。切断試験片の直径をＤとしたとき、切断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。   In the measurement of (1) to (4), the cut specimen after the heat treatment was cut along the central axis (longitudinal section or axial center section) and filled with resin so that the longitudinal section could be observed. . When the longitudinal section was mirror-polished, it was mirror-polished with emery paper or diamond buff. When the diameter of the cut specimen was D, the position of D / 4 was measured from the side surface of the cut specimen toward the central axis.

（１）初析フェライト＋パーライトの面積率Ｓ１の測定
切断試験片の縦断面を鏡面研磨した後、ナイタールエッチングによって組織を現出させた。縦断面のＤ／４の位置で、光学顕微鏡にて倍率４００倍で、２２０μｍ×１６５μｍの領域を５視野撮影した。撮影した写真に対し、等間隔の１０本の縦線と、等間隔の１０本の横線を、格子状になるように引いた。これにより、縦線と横線の交点を１００個形成した。１００個の交点のうち、初析フェライト上に位置する交点の数（初析フェライトの点数）と、パーライト上に位置する交点の数（パーライトの点数）を計測した。初析フェライトの点数とパーライトの点数の合計を、交点の総数（１００個）で除することにより、初析フェライト＋パーライトの合計面積率Ｓ１（％）を求めた。５視野の写真のそれぞれにおいて同様の作業を行い、合計面積率Ｓ１（％）の平均値を求めた。 (1) Measurement of area ratio S1 of pro-eutectoid ferrite + pearlite After the vertical section of the cut specimen was mirror-polished, the structure was revealed by nital etching. At a position of D / 4 in the longitudinal section, five fields of view of an area of 220 μm × 165 μm were photographed with an optical microscope at a magnification of 400 times. Ten vertical lines at equal intervals and ten horizontal lines at equal intervals were drawn on the photographed photographs so as to form a lattice pattern. As a result, 100 intersections of vertical lines and horizontal lines were formed. Of the 100 intersections, the number of intersections located on the pro-eutectoid ferrite (number of pro-eutectoid ferrite) and the number of intersections located on the pearlite (number of pearlite) were measured. The total area ratio S1 (%) of pro-eutectoid ferrite + pearlite was determined by dividing the total number of pro-eutectoid ferrite and pearlite by the total number of intersections (100). The same operation was performed for each of the five fields of view, and the average value of the total area ratio S1 (%) was obtained.

（２）粒径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ２、および粒径が１０μｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ３の測定
ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粒径の測定には、ＥＢＳＰ解析装置およびＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ−Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、電解放出型走査電子顕微鏡）を用いた。
切断試験片の縦断面のＤ／４の位置をＥＢＳＰ解析装置により測定した。ＥＢＳＰの解析データから、結晶方位差（斜角）が１５°を超える境界（大角粒界）を結晶粒界として「ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒」を定義し、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粒径を決定した。このとき、測定領域は２００μｍ×４００μｍ、測定ステップは１．０μｍ間隔として測定した。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Ｃｌｅａｎｕｐ処理した。
解析データから、粒径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積を算出し、測定領域で除したものを、粒径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ２として算出した。同様に、粒径が１０μｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ３も算出した。 (2) Measurement of total area ratio S2 of bcc-Fe crystal grains having a particle size of 15 μm or more and total area ratio S3 of bcc-Fe crystal grains having a particle diameter of 10 μm or less For measurement of the particle diameter of bcc-Fe crystal grains Used an EBSP analyzer and FE-SEM (Field-Emission Scanning Electron Microscope).
The position of D / 4 in the longitudinal section of the cut specimen was measured with an EBSP analyzer. Based on the EBSP analysis data, the boundary (large angle grain boundary) where the crystal orientation difference (oblique angle) exceeds 15 ° is defined as the grain boundary, and the grain size of the bcc-Fe crystal grain is determined. did. At this time, the measurement area was 200 μm × 400 μm, and the measurement step was measured at 1.0 μm intervals. Measurement points having a confidence index (Confidence Index) indicating the reliability of the measurement direction of 0.1 or less were subjected to a Cleanup process.
From the analysis data, the total area of bcc-Fe crystal grains having a particle size of 15 μm or more was calculated and divided by the measurement region was calculated as the total area ratio S2 of bcc-Fe crystal grains having a particle size of 15 μm or more. Similarly, the total area ratio S3 of bcc-Fe crystal grains having a grain size of 10 μm or less was also calculated.

（３）球状化焼鈍後の球状化度の測定
球状化度の測定のために、切断試験片を短時間焼鈍した。短時間焼鈍は、切断試験片を容器に真空封入し、大気炉にて、７５０℃で２時間均熱保持し、平均冷却速度１０℃／時で６８０℃まで冷却し、その後放冷することにより行った。短時間焼鈍における処理時間は約９時間であり、一般的な球状化焼鈍の処理時間（約１３時間）に比べて、約３０％の短縮となる。
後の球状化度の測定は、鏡面研磨した縦断面サンプルをピクラールエッチングによって組織を現出させ、Ｄ／４位置にて光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で５視野観察することによって行い、各視野の球状化度をＪＩＳ Ｇ３５３９：１９９１の付図によってＮｏ．１〜Ｎｏ．４で評価し、５視野の平均値を算出した。球状化度が小さいほど、良好な球状化組織であることを意味する。 (3) Measurement of degree of spheroidization after spheroidizing annealing In order to measure the degree of spheroidization, a cut specimen was annealed for a short time. Short-time annealing is performed by vacuum-sealing a cut specimen in a container, keeping it soaked at 750 ° C. for 2 hours in an atmospheric furnace, cooling to 680 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./hour, and then allowing to cool. went. The processing time in short-time annealing is about 9 hours, which is about 30% shorter than the processing time for general spheroidizing annealing (about 13 hours).
The later measurement of the degree of spheroidization is performed by exposing the structure of a mirror-polished longitudinal section sample by picral etching, and observing 5 fields of view at 400 times magnification using an optical microscope at the D / 4 position. The degree of spheroidization of the field of view is No. according to the attached drawing of JIS G3539: 1991. 1-No. The average value of 5 visual fields was calculated. The smaller the degree of spheroidization, the better the spheroidized structure.

（４）球状化焼鈍後の硬さの測定
球状化焼鈍後の硬さの測定は、鏡面研磨した縦断面サンプルに対し、ビッカース硬度計を用いて、Ｄ／４位置にて荷重１ｋｇｆで５点測定し、その平均値（ＨＶ）を求めた。 (4) Measurement of hardness after spheroidizing annealing The hardness after spheroidizing annealing was measured at 5 points at a load of 1 kgf at a D / 4 position using a Vickers hardness tester on a mirror-polished longitudinal section sample. The average value (HV) was determined by measurement.

上記（１）〜（４）の要領で評価した球状化焼鈍前の組織、および球状化焼鈍後の球状化度および硬さを表３に示す。なお、目標とする球状化度は、２．０とした。また、Ｃ、ＳｉおよびＭｎ含有量によって、鋼に要求される硬さが異なる。よって、目標とする硬さ（表３では「目標硬さ」と記載）は、Ｃ、ＳｉおよびＭｎの含有量に基づいて下記（５）式のように規定した。
目標硬さ＝８８．４×Ｃｅｑ＋８８．０ （５）
ただし、Ｃｅｑ＝［Ｃ％］＋０．２×［Ｓｉ％］＋０．２×［Ｍｎ％］であり、［Ｃ％］、［Ｓｉ％］および［Ｍｎ％］は、それぞれ質量％で示したＣ、ＳｉおよびＭｎの含有量を示す。 Table 3 shows the structure before spheroidizing annealing and the degree of spheroidization and hardness after spheroidizing annealing evaluated in the manner of (1) to (4) above. The target degree of spheroidization was 2.0. Moreover, the hardness requested | required of steel changes with C, Si, and Mn content. Therefore, the target hardness (described as “target hardness” in Table 3) was defined as the following formula (5) based on the contents of C, Si and Mn.
Target hardness = 88.4 × Ceq + 88.0 (5)
However, Ceq = [C%] + 0.2 × [Si%] + 0.2 × [Mn%], and [C%], [Si%], and [Mn%] are C expressed in mass%, respectively. , Si and Mn contents are shown.

表３の結果より、次のように考察できる。表３のＮｏ．１〜２８はいずれも本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、短時間焼鈍後に、球状化度および硬さが、いずれも目標を達成していた。
一方、表３のＮｏ．２９〜３８は、本発明で規定する要件を満たしていない例であり、短時間焼鈍後に、球状化度または硬さが目標に達しなかった。 From the results in Table 3, it can be considered as follows. No. in Table 3 Nos. 1 to 28 are examples that satisfy all of the requirements defined in the present invention, and after annealing for a short time, the degree of spheroidization and hardness both achieved the target.
On the other hand, no. Nos. 29 to 38 are examples that do not satisfy the requirements defined in the present invention, and the degree of spheroidization or hardness did not reach the target after annealing for a short time.

Ｎｏ．２９および３０は、Ｃｒ含有量が多く、かつ式（１）を満たさない鋼種Ｏ（表１）を用いたため、球状化焼鈍後の硬さが目標硬さより硬かった。   No. Since No. 29 and 30 used steel type O (Table 1) which has a large Cr content and does not satisfy the formula (1), the hardness after spheroidizing annealing was harder than the target hardness.

Ｎｏ．３１および３７は、加工温度が（Ａｃ３−２０）℃より高かったため、前組織の粒径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ２が（５０−１００×［Ｃ％］）％より低かった。そのため、球状化焼鈍後の硬さが目標硬さより硬かった。   No. 31 and 37, since the processing temperature was higher than (Ac3-20) ° C., the total area ratio S2 of the bcc-Fe crystal grains having a grain size of 15 μm or more in the previous structure was (50-100 × [C%])% It was low. Therefore, the hardness after spheroidizing annealing was harder than the target hardness.

Ｎｏ．３２および３４は、加工温度が７５０℃より低かったため、前組織の粒径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ２が（５０−１００×［Ｃ％］）％より低かった。そのため、球状化焼鈍後の硬さが目標硬さより硬かった。   No. In 32 and 34, since the processing temperature was lower than 750 ° C., the total area ratio S2 of the bcc-Fe crystal grains having a grain size of 15 μm or more in the previous structure was lower than (50-100 × [C%])%. Therefore, the hardness after spheroidizing annealing was harder than the target hardness.

Ｎｏ．３３および３５は、第２冷却の冷却速度が５℃／秒以上と速かったため、前組織の粒径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ２が（５０−１００×［Ｃ％］）％より低かった。そのため、球状化焼鈍後の硬さが目標硬さより硬かった。   No. In Nos. 33 and 35, the cooling rate of the second cooling was as fast as 5 ° C./second or more, so that the total area ratio S2 of the bcc-Fe crystal grains having a grain size of the previous structure of 15 μm or more was (50-100 × [C%] ) Was lower than%. Therefore, the hardness after spheroidizing annealing was harder than the target hardness.

Ｎｏ．３６および３８は、第２冷却の冷却速度が０．１℃／秒より遅かったため、前組織の粒径が１０μｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ３が２０％より低かった。そのため、球状化焼鈍後の球状化度が２．０を超えていた。   No. In 36 and 38, since the cooling rate of the second cooling was slower than 0.1 ° C./second, the total area ratio S3 of the bcc-Fe crystal grains having a grain size of the previous structure of 10 μm or less was lower than 20%. Therefore, the degree of spheroidization after spheroidizing annealing exceeded 2.0.

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、電装部品等の自動車用部品、および各種機械部品等の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、コア、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、金具、ヨーク、口金、バルブリフター、スパークプラグ、ピニオンギヤ、ステアリングシャフト、コモンレール等が含まれる。本発明に係る鋼は、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、上記の各種部品を製造するときの室温における変形抵抗が低く、優れた冷間加工性を発揮することができる。 The steel for machine structural use for cold working according to the present invention is suitable as a material for various parts produced by cold working such as cold forging, cold forging or cold rolling. Although the form of steel is not specifically limited, For example, it can be set as rolling materials, such as a wire rod or steel bar.
The parts include, for example, automobile parts such as electrical parts, and construction machine parts such as various machine parts. Specifically, bolts, screws, nuts, sockets, ball joints, inner tubes, torsion bars, etc. , Clutch case, cage, housing, hub, cover, case, washer, tappet, saddle, bulg, inner case, clutch, sleeve, outer race, sprocket, core, stator, anvil, spider, rocker arm, body, flange, Examples include drums, joints, connectors, pulleys, metal fittings, yokes, caps, valve lifters, spark plugs, pinion gears, steering shafts, common rails, and the like. The steel according to the present invention is industrially useful as a steel for machine structures suitably used as a material for the above-mentioned parts, has low deformation resistance at room temperature when manufacturing the above-mentioned various parts, and has excellent cold workability Can be demonstrated.

Claims (4)

Ｃ ：０．０７質量％〜０．２５質量％、
Ｓｉ：０．０５質量％〜０．５質量％、
Ｍｎ：０．２質量％〜１．７質量％、
Ｐ ：０％質量％超、０．０３質量％以下、
Ｓ ：０．００１質量％〜０．０５質量％、
Ａｌ：０．００５質量％〜０．１質量％及び
Ｎ ：０質量％超、０．０１５質量％以下を含有し、
残部が鉄及び不可避不純物からなり、
金属組織が、初析フェライト及びパーライトを有し、
全組織に対する初析フェライト及びパーライトの合計面積率Ｓ１が９０％以上であり、
全組織に対する円相当直径が１５μｍ以上のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ２が下記（１）式を満足し、
全組織に対する円相当直径が１０μｍ以下のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の合計面積率Ｓ３が２０％以上であることを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼。

（５０−１００×［Ｃ％］）％≦Ｓ２ （１）
ここで、［Ｃ％］は質量％で示したＣの含有量を示す。 C: 0.07 mass% to 0.25 mass%,
Si: 0.05 mass% to 0.5 mass%,
Mn: 0.2% by mass to 1.7% by mass,
P: more than 0% by mass, 0.03% by mass or less,
S: 0.001 mass% to 0.05 mass%,
Al: 0.005 mass% to 0.1 mass% and N: more than 0 mass%, 0.015 mass% or less,
The balance consists of iron and inevitable impurities,
The metal structure has pro-eutectoid ferrite and pearlite,
The total area ratio S1 of pro-eutectoid ferrite and pearlite with respect to the entire structure is 90% or more,
The total area ratio S2 of bcc-Fe crystal grains having an equivalent circle diameter of 15 μm or more with respect to the entire structure satisfies the following formula (1):
A machine structural steel for cold working, wherein a total area ratio S3 of bcc-Fe crystal grains having an equivalent circle diameter of 10 μm or less with respect to the entire structure is 20% or more.

(50-100 × [C%])% ≦ S2 (1)
Here, [C%] indicates the content of C expressed in mass%. Ｃｒ：０質量％超、０．５質量％以下、
Ｃｕ：０質量％超、０．２５質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、０．２５質量％以下、
Ｍｏ：０質量％超、０．２５質量％以下及び
Ｂ ：０質量％超、０．０１質量％以下よりなる群から選択される１種以上を更に含有し、かつ下記（２）式を満足する請求項１に記載の冷間加工用機械構造用鋼。

［Ｃｒ％］＋［Ｃｕ％］＋［Ｎｉ％］＋［Ｍｏ％］≦０．７５ （２）
ここで、［Ｃｒ％］、［Ｃｕ％］、［Ｎｉ％］および［Ｍｏ％］は、それぞれ、質量％で示したＣｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量を示す。 Cr: more than 0% by mass, 0.5% by mass or less,
Cu: more than 0% by mass, 0.25% by mass or less,
Ni: more than 0% by mass, 0.25% by mass or less,
Mo: more than 0% by mass, 0.25% by mass or less and B: more than 0% by mass, further containing at least one selected from the group consisting of 0.01% by mass and satisfying the following formula (2) The machine structural steel for cold working according to claim 1.

[Cr%] + [Cu%] + [Ni%] + [Mo%] ≦ 0.75 (2)
Here, [Cr%], [Cu%], [Ni%], and [Mo%] respectively indicate the contents of Cr, Cu, Ni, and Mo expressed in mass%. Ｔｉ：０質量％超、０．１質量％以下を更に含有する請求項１または２に記載の冷間加工用機械構造用鋼。   The machine structural steel for cold working according to claim 1 or 2, further comprising Ti: more than 0% by mass and 0.1% by mass or less. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼材を、
（ａ）粗圧延後、７５０℃超、下記（３）式で表される温度以下の仕上げ圧延温度で仕上げ圧延する熱間圧延工程と、
（ｂ）前記工程（ａ）後、前記仕上げ圧延温度から７５０℃まで、５℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する工程と、
（ｃ）前記工程（ｂ）後、７５０℃から６００℃まで、０．１℃／秒以上、５℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する工程と、を含むことを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼の製造方法。

Ａｃ３＝９１０−２０３×［Ｃ％］１／２−１５．２×［Ｎｉ％］＋４４．７×［Ｓｉ％］＋３１．５×［Ｍｏ％］−３０×［Ｍｎ％］―１１×［Ｃｒ％］−２０×［Ｃｕ％］＋７００×［Ｐ％］＋４００×［Ａｌ％］＋４００×［Ｔｉ％］ （３）
ここで、［Ｃ％］、［Ｎｉ％］、［Ｓｉ％］、［Ｍｏ％］、［Ｍｎ％］、［Ｃｒ％］、［Ｃｕ％］、［Ｐ％］、［Ａｌ％］および［Ｔｉ％］は、それぞれ、質量％で示したＣ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｐ、ＡｌおよびＴｉの含有量を示す。
ただし、前記鋼の組成に応じて、当該鋼に含まれない元素については、当該元素の含有量を０として、前記（３）式を用いる。 The steel material according to any one of claims 1 to 3,
(A) After rough rolling, a hot rolling process in which finish rolling is performed at a finish rolling temperature of more than 750 ° C. and below the temperature represented by the following formula (3):
(B) after the step (a), cooling from the finish rolling temperature to 750 ° C. at an average cooling rate of 5 ° C./second or more;
(C) after the step (b), cooling from 750 ° C. to 600 ° C. at an average cooling rate of 0.1 ° C./second or more and less than 5 ° C./second, Of manufacturing steel for machine structural use.

Ac3 = 910−203 × [C%] 1 / 2−15.2 × [Ni%] + 44.7 × [Si%] + 31.5 × [Mo%] − 30 × [Mn%] − 11 × [Cr %]-20 × [Cu%] + 700 × [P%] + 400 × [Al%] + 400 × [Ti%] (3)
Here, [C%], [Ni%], [Si%], [Mo%], [Mn%], [Cr%], [Cu%], [P%], [Al%] and [Ti %] Indicates the contents of C, Ni, Si, Mo, Mn, Cr, Cu, P, Al, and Ti expressed in mass%, respectively.
However, according to the composition of the steel, for the element not included in the steel, the content of the element is set to 0 and the formula (3) is used.

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