JP5357994B2 - 冷間加工用機械構造用鋼およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車用部品、建設機械用部品等の各種部品の製造に用いられる冷間加工用機械構造用鋼に関し、特に球状化焼鈍後の変形抵抗が低く冷間加工性に優れた特性を有する鋼材、およびそのような冷間加工用機械構造用鋼を製造するための有用な方法に関するものである。具体的には、冷間鍛造、冷間圧造、冷間転造等の冷間加工によって製造される自動車用部品、建設機械用部品等の各種部品、例えば、ボルト、ねじ、ナット、ソケット、ボールジョイント、インナーチューブ、トーションバー、クラッチケース、ケージ、ハウジング、ハブ、カバー、ケース、受座金、タペット、サドル、バルグ、インナーケース、クラッチ、スリーブ、アウターレース、スプロケット、コアー、ステータ、アンビル、スパイダー、ロッカーアーム、ボディー、フランジ、ドラム、継手、コネクター、プーリー、金具、ヨーク、口金、バルブリフター、スパークプラグ、ピニオンギヤ、ステアリングシャフト、コモンレール等の機械部品、伝送部品等に用いられる高強度機械構造用線材および棒鋼を対象とし、上記の各種機械構造用部品を製造するときの室温および加工発熱領域における変形抵抗が低く、且つ金型や素材の割れが抑制されることで優れた冷間加工性を発揮することができる。

自動車用部品、建設機械用部品等の各種部品を製造するにあたっては、炭素鋼、合金鋼等の熱間圧延材に冷間加工性を付与する目的で球状化焼鈍処理を施してから、冷間加工を行い、その後切削加工などを施すことによって所定の形状に成形した後、焼入れ焼戻し処理を行って最終的な強度調整が行われている。

近年は、部品形状が複雑化・大型化する傾向にあり、それに伴って冷間加工工程では、鋼材を更に軟質化し、鋼材の割れの防止や金型寿命を向上させるという要求がある。鋼材を更に軟質化させるためには、より長時間の球状化焼鈍処理を施すことによって軟質化は可能であるが、その一方で、省エネルギーの観点からして、熱処理時間を長くし過ぎることには問題がある。

これまでにも、球状化焼鈍時間を短縮、或は球状化焼鈍時間を省略しても、通常の球状化焼鈍処理材と同等の軟質化を得る方法がいくつか提案されている。こうした技術として、例えば特許文献１には、初析フェライトとパーライト組織を規定し、その平均粒径を６〜１５μｍとし、且つフェライト体積率を規定することによって、球状化焼鈍処理を迅速に行うことと、冷間鍛造性を両立させた技術が開示されている。しかしながら、組織を微細にした場合には、球状化焼鈍処理時間の短縮化は図れるものの、通常の球状化焼鈍処理（１０〜３０時間程度の焼鈍処理）を行ったときに、素材の軟質化は不十分なものとなる。

一方、特許文献２には、初析フェライトの体積率の他、パーライト組織やベイナイト組織の体積率を夫々規定することによって、焼鈍時間の短縮を可能にする技術が開示されている。しかしながら、このような技術では、迅速球状化は達成されるものの、軟質化に関しては未だ不十分であると共に、ベイナイトやパーライトの混合組織としている結果、球状化焼鈍後の硬度にばらつきが生じることが懸念される。

特開２０００−１１９８０９号公報 特開２００９−２７５２５２号公報

本発明はこうした状況の下になされたものであって、その目的は、通常の球状化焼鈍を施した場合であっても、球状化焼鈍による軟質化を図ることができると共に、硬さのばらつきをも低減できるような冷間加工用機械構造用鋼、およびこのような冷間加工用機械構造用鋼を製造するための有用な方法を提供することにある。

上記目的を達成し得た本発明の冷間加工用機械構造用鋼とは、Ｃ：０．３〜０．６％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、Ｓｉ：０．００５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜０．１％、およびＮ：０．０１５％以下（０％を含まない）を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、鋼の金属組織が、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面積％以上であると共に、初析フェライトの面積率Ａが、下記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅ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１５〜３５μｍであると共に、前記ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の円相当直径で、最大の粒径と２番目に大きい粒径との平均値が５０μｍ以下である点に要旨を有するものである。尚、前記「円相当直径」とは、方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒を、同一面積の円に換算したときの直径（円相当直径）であり、「平均円相当直径」はその平均値である。また、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の円相当直径で、最大の粒径と２番目に大きい粒径との平均値を、以下では説明の便宜上、「粗大部粒径」と呼ぶことがある。
Ａｅ＝（０．８−Ｃｅｑ₁）×９６．７５ …（１）
但し、Ｃｅｑ₁＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。

本発明の冷間加工用機械構造用鋼の基本的な化学成分は、上記の通りであるが、必要によって更に、（ａ）Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｂ）Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、等を含有させることも有用であり、含有される成分に応じてその鋼材の特性が更に改善される。

一方、上記のような本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当っては、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ圧延した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃以上、８００℃未満の温度範囲まで冷却し、その後、０．２℃／秒以下の平均冷却速度で１００秒以上冷却するようにすれば良い。

また、１０５０℃以上、１２００℃以下の温度で仕上げ圧延した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃以上、８００℃未満の温度範囲まで冷却し、その後、０．２℃／秒以下の平均冷却速度で１００秒以上冷却してから１０℃／秒以上の平均冷却速度で５８０〜６６０℃の温度範囲まで冷却し、更に１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却または保持するようにしても、本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造することができる。

本発明の冷間加工用機械構造用鋼は、上記のような化学成分組成を有し、金属組織が、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が１５〜３５μｍであると共に、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒内のセメンタイトが、アスペクト比で２．５以下であり、且つ下記（２）式で表されるＫ値が１．３×１０^-2以下であるものも包含する。この冷間加工用機械構造用鋼は、球状化焼鈍した後のものを想定したものである。
Ｋ値＝（Ｎ×Ｌ）／Ｅ …（２）
但し、Ｅ：ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径（μｍ）、Ｎ：ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒内のセメンタイト数密度（個／μｍ²）、Ｌ：ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒内のセメンタイトのアスペクト比、を夫々示す。

本発明では、化学成分組成と共に、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を規定し、初析フェライトの面積率Ａを所定の関係式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足し、且つｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径および粗大粒径を適切に規定することによって、通常の球状化焼鈍を実施した場合であっても硬さを十分低くすることができると共に、硬さのばらつきをも低減できる冷間加工用機械構造用鋼が実現できた。

球状化焼鈍後の組織例を示す図面代用電子顕微鏡写真である。

本発明者らは、通常の球状化焼鈍を施した場合であっても、球状化焼鈍による軟質化を図ることができると共に、硬さのばらつきをも低減できるような冷間加工用機械構造用鋼を実現すべく、様々な角度から検討した。その結果、球状化焼鈍後における鋼の軟質化を図るためには、球状化焼鈍後のフェライト結晶粒の粒径を比較的大きくし、且つ球状セメンタイトによる分散強化を低減するために、セメンタイトの粒子間距離をできるだけ大きくすることが重要であるとの着想が得られた。そして、球状化焼鈍後に上記の様な組織を実現するためには、球状化焼鈍前の金属組織（以下、「前組織」と呼ぶことがある）を、パーライトと初析フェライトを主相とした上で、組織中の初析フェライトの面積率をできるだけ高め、且つ大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒（具体的には、初析フェライトの結晶粒と、パーライト中のフェライト結晶粒）の平均円相当直径を比較的大きくすれば、球状化焼鈍後の硬さを最大限に低下できることを見出した。また、硬さのばらつきを低減するためには、上記ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径を５０μｍ以下とすることによって達成されることを見出し、本発明を完成した。

球状化焼鈍後には、セメンタイト（球状セメンタイト）とフェライトを主体とする組織に変化するのであるが、セメンタイトとフェライトは鋼の変形抵抗を低減させて冷間加工性向上に寄与する金属組織である。しかしながら、単に球状化したセメンタイトとフェライトを含む金属組織とするだけでは、所望の軟質化を図ることができないことから、以下で詳述する様に、この金属組織の面積率、初析フェライト面積率Ａ、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当粒径等も適切に制御する必要がある。

組織（前組織）にベイナイトやマルテンサイト等の微細な組織を含む場合には、一般的な球状化焼鈍を行っても、球状化焼鈍後はベイナイトやマルテンサイトの影響によって組織が微細となり、軟質化が不十分となる。こうした観点から、全組織に対するパーライトと初析フェライトの合計面積率は９０面積％以上とする必要がある。好ましくは９５面積％以上、より好ましくは９７面積％以上である。尚、パーライトと初析フェライト以外の金属組織としては、例えば製造過程で生成し得るマルテンサイトやベイナイト等が一部含まれることがあるが、これら組織の面積率が高くなると強度が高くなって冷間加工性が劣化することがあるため、全く含まれていなくてもよい。したがって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は、最も好ましくは１００面積％である。

上記趣旨から明らかなように、前組織中の初析フェライト面積率Ａをできるだけ多くする必要がある。初析フェライトの面積率Ａを多くすることによって、球状化焼鈍後にパーライトが局在化し、球状セメンタイトが成長しやすい（粒子間距離が大きくなりやすい）状態となる。本発明者らは、初析フェライトを平衡量まで析出させるという観点から検討し、実験に基づき平衡初析フェライト析出量は、（０．８−Ｃｅｑ₁）×１２９で表されること、および初析フェライト面積率Ａは、平衡析出量の７５％以上を確保できれば良いとの着想に基づき、最低限確保する必要がある初析フェライト量として下記（１）式で表されるＡｅ値を定めた。尚、初析フェライトの面積率Ａを測定するときのフェライトは、パーライト組織中に含まれるフェライトは含まない趣旨である（「初析フェライト」のみ測定）。また、初析フェライトの面積率は、成分系によっても異なるが、本発明で対象とする化学成分組成では、多くても６５％程度となる。
Ａｅ＝（０．８−Ｃｅｑ₁）×９６．７５ …（１）
但し、Ｃｅｑ₁＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。

即ち、初析フェライト面積率Ａが、上記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅを満足したときに、初析フェライト面積率を大きくすることによる効果が発揮されるものとなる。これに対し、初析フェライトの面積率Ａが、上記Ａｅ値以下となる場合（即ち、Ａ≦Ａｅ）には、球状化焼鈍後に新たな微細フェライトが析出しやすくなって、軟質化が不十分となる。また、初析フェライト面積率Ａが小さい状態で、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径を大きくすると、再生パーライトが生成しやすくなり、十分な軟質化が困難となる。

前組織における大角粒界で囲まれたｂｃｃ（体心立方格子）−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径（以下では、「ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径」と呼ぶ）を１５μｍ以上にしておくと、球状化焼鈍後に軟質化が可能となる。しかしながら、前組織におけるｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径が大きくなり過ぎると、通常の球状化焼鈍では再生パーライト等の強度を増加させる組織となり、軟質化が困難となるので、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径は３５μｍ以下とする必要がある。ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径の好ましい下限は１８μｍ以上であり、より好ましくは２０μｍ以上である。ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径の好ましい上限は３２μｍ以下であり、より好ましくは３０μｍ以下である。

ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径を測定するときのフェライトは、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結晶粒を対象とするが、これは方位差が１５°以下の小角粒界では、球状化焼鈍による影響が小さいからである。つまり、前記方位差が１５°よりも大きい大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒で、同一面積の円に換算したときの直径を上記のような範囲とすることによって、球状化焼鈍後に十分な軟質化が実現できるものとなる。尚、前記「方位差」は、「ずれ角」若しくは「斜角」とも呼ばれているものであり、方位差の測定にはＥＢＳＰ法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ法）を採用すればよい。また、平均粒径を測定するｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒は、初析フェライトと、パーライト組織中に含まれるフェライト（このフェライトは、「初析フェライト」とは区別している）の結晶粒を含む。こうした観点から、平均粒径を測定するｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒は、「初析フェライト」とは異なる概念である。

ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径は、再生パーライトの他、残存パーライトの発生にも影響を及ぼすことがあるから、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径の制御を行うことで材料全体の平均としての軟質化は可能である。しかしながら、前組織の粒径に部分的に粗大な箇所があると、球状化焼鈍後に顕著に硬い部分が生じてしまうことになる。前組織における前述した大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒のうち、円相当直径が最大の結晶粒の円相当直径と円相当直径が２番目に大きい結晶粒の円相当直径との平均値（以下では、「ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径」と呼ぶ）を５０μｍ以下とすることによって、部分的な残存パーライトや再生パーライトの発生を抑制し、硬さのばらつきを抑制することができる。尚、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径は、好ましくは４５μｍ以下であり、より好ましくは４０μｍ以下である。

本発明は、冷間加工用機械構造用鋼を想定してなされたものであり、その鋼種については冷間加工用機械構造用鋼としての通常の化学成分組成のものであれば良いが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、ＡｌおよびＮについては、適切な範囲に調整するのが良い。こうした観点から、これらの化学成分の適切な範囲およびその範囲限定理由は下記の通りである。

［Ｃ：０．３〜０．６％］
Ｃは、鋼の強度（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０．３％以上とする必要がある。好ましくは０．３２％以上（より好ましくは０．３４％以上）とするのが良い。しかしながら、Ｃが過剰に含有されると強度が高くなって、冷間加工性が低下するので０．６％以下とする必要がある。好ましくは、０．５５％以下（より好ましくは０．５０％以下）とするのが良い。

［Ｓｉ：０．００５〜０．５％］
Ｓｉは、脱酸元素として、および固溶体硬化による最終製品の強度を増加させることを目的として含有させるが、０．００５％未満ではこうした効果が有効に発揮されず、また０．５％を超えて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ことになる。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．００７％以上（より好ましくは０．０１０％以上）であり、好ましい上限は０．４５％以下（より好ましくは０．４０％以下）である。

［Ｍｎ：０．２〜１．５％］
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が、０．２％未満ではその効果が不十分であり、１．５％を超えて過剰に含有すると硬度が上昇して冷間加工性を劣化させるため、０．２〜１．５％とした。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３％以上（より好ましくは０．４％以上）であり、好ましい上限は１．１％以下（より好ましくは０．９％以下）である。

［Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、Ｐは鋼中で粒界偏析を起こし、延性の劣化の原因となるので、０．０３％以下に抑制する。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２８％以下（より好ましくは０．０２５％以下）である。

［Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）］
Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、鋼中でＭｎＳとして存在し、冷間加工にとって延性を劣化させる有害な元素であるので、その含有量を０．０３％以下とする必要がある。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０２８％以下（より好ましくは０．０２５％以下）である。

［Ａｌ：０．０１〜０．１％］
Ａｌは、脱酸元素として有用であると共に、鋼中に存在する固溶ＮをＡｌＮとして固定するのに有用である。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になって０．１％を超えると、Ａｌ₂Ｏ₃が過剰に生成し、冷間加工性を劣化させる。尚、Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１３％以上（より好ましくは０．０１５％以上）であり、好ましい上限は０．０９０％以下（より好ましくは０．０８０％以下）である。

［Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）］
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であるが、鋼中に固溶Ｎが含まれると、歪み時効による硬度上昇、延性低下を招き、冷間加工性を劣化させるため０．０１５％以下に抑制する必要がある。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１３％以下であり、より好ましい上限は０．０１０％以下である。

本発明の冷間加工用機械構造用鋼の基本的な化学成分組成は、上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。尚、「実質的に鉄」とは、鉄以外にも本発明の鋼材の特性を阻害しない程度の微量成分（例えば、Ｓｂ，Ｚｎ等）も許容できる他、Ｐ，Ｓ，Ｎ以外の不可避不純物（例えば、Ｏ，Ｈ等）も含み得るものである。

本発明の冷間加工用機械構造用鋼には、必要によって更に、（ａ）Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、（ｂ）Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上、等を含有させることも有用であり、含有される成分に応じてその鋼材の特性が更に改善される。これらの成分を含有させるときの成分範囲限定理由は下記の通りである。

［Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）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、いずれも鋼材の焼入れ性を向上させることによって最終製品の強度を増加させるのに有効な元素であり、必要によって単独でまたは２種以上で含有される。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、強度が高くなり過ぎ、冷間加工性を劣化させるので、上記のように夫々の好ましい上限を定めた。より好ましくはＣｒで０．４５％以下（更に好ましくは０．４０％以下）、Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏで０．２２％以下（更に好ましくは０．２０％以下）、およびＢで０．００７％以下（更に好ましくは０．００５％以下）である。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、それらの効果を有効に発揮させるための好ましい下限は、Ｃｒで０．０１５％以上（より好ましくは０．０２０％以上）、Ｃｕ，ＮｉおよびＭｏで０．０２％以上（より好ましくは０．０５％以上）、およびＢで０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）である。

［Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上］
Ｔｉ，ＮｂおよびＶは、Ｎと化合物を形成し、固溶Ｎを低減することで、変形抵抗低減の効果を発揮するため、必要によって単独でまたは２種以上を含有させることができる。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると、形成される化合物が変形抵抗の上昇を招き、却って冷間加工性を低下させるので、ＴｉおよびＮｂで０．２％以下、Ｖで０．５％以下とするのが良い。より好ましくはＴｉおよびＮｂで０．１８％以下（更に好ましくは０．１５％以下）、およびＶで０．４５％以下（更に好ましくは０．４０％以下）である。尚、これらの元素による効果はその含有量が増加するにつれて大きくなるが、その効果を有効に発揮させるためには好ましい下限は、ＴｉおよびＮｂで０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）、およびＶで０．０３％以上（より好ましくは０．０５％以上）である。

本発明の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当たっては、上記のような成分組成を満足する鋼を、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ圧延した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃以上、８００℃未満の温度範囲まで冷却し、その後、０．２℃／秒以下の平均冷却速度で１００秒以上冷却すれば良い（この方法を、以下では「製造方法１」と呼ぶ）。他の方法として、上記のような成分組成を満足する鋼を、１０５０℃以上、１２００℃以下の温度で仕上げ圧延した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃以上、８００℃未満の温度範囲まで一旦冷却し、その後、０．２℃／秒以下の平均冷却速度で１００秒以上冷却してから１０℃／秒以上の平均冷却速度で５８０〜６６０℃の温度範囲まで冷却し、更に１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却または保持するようにしても良い（この方法を、以下では「製造方法２」と呼ぶ）。これらの製造方法における各製造条件について説明する。

（製造方法１）
大角粒界で囲まれたｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径を１５〜３５μｍに制御するためには、仕上げ圧延温度を適切に制御する必要がある。この仕上げ圧延温度が１１００℃を超えると、平均粒径を３５μｍ以下にすることが困難となる。また、仕上げ圧延温度が１１００℃を超えると、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径が５０μｍを超え易くなる。但し、仕上げ圧延温度が９５０℃以下となると、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径を１５μｍ以上にすることが困難となるので、９５０℃超とする必要がある。

上記温度で仕上げ圧延した後、７００℃以上、８００℃未満の温度範囲までの冷却速度が遅くなると、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒が粗大化して平均粒径が３５μｍを超える可能性があり、またｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径が５０μｍを超え易くなるため、平均冷却速度を１０℃／秒以上とする必要がある。この平均冷却速度は、好ましくは２０℃／秒以上であり、より好ましくは３０℃／秒以上である。このときの平均冷却速度の上限については、特に限定されないが、現実的な範囲として２００℃／秒以下である。また、このときの冷却については、１０℃／秒以上となる平均冷却速度の範囲内であれば、冷却速度を変えるような冷却形態であっても良い。尚、このときの冷却停止温度は、好ましくは７１０℃以上（より好ましくは７２０℃以上）、７８０℃以下（より好ましくは７５０℃未満）である。

上記のような冷却（即ち、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃以上、８００℃未満の温度範囲までの冷却）の後に、その温度から、０．２℃／秒以下の平均冷却速度で１００秒以上冷却する。即ち、初析フェライト結晶粒の析出を促進して、初析フェライト面積率Ａを確保し、且つ均一に分散させることによって、球状セメンタイトの成長促進や前組織粗大部粒径の低減が達成される。この冷却での平均冷却速度の下限については、特に限定されないが生産性の観点から、０．０１℃／秒以上であることが好ましい。尚、この冷却の終了温度については、鋼材の化学成分組成や仕上げ圧延温度、それまでの冷却条件によっても異なるが、おおよそ６６０℃程度以下となる。それ以降の冷却については、ガスでの冷却や放冷等の通常の冷却（平均冷却速度で０．１〜５０℃／秒程度）でよい。

（製造方法２）
この製造方法２を採用するときの仕上げ圧延温度が１２００℃を超えると、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径を３５μｍ以下にすることが困難となる。また、仕上げ圧延温度が１２００℃を超えると、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径が５０μｍを超え易くなる。但し、仕上げ圧延温度が１０５０℃未満となると、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径を１５μｍ以上にすることが困難となるので、１０５０℃以上とする必要がある。

上記のような温度範囲で仕上げ圧延した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７５０℃以上、８００℃未満の温度範囲まで一旦冷却するが、このときの平均冷却速度が遅いと、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径を３５μｍ以下にすることや、粗大部粒径を５０μｍ以下とすることが困難となるので、１０℃／秒以上の平均冷却速度を確保する必要がある。

その後、初析フェライト面積率Ａを確保し、且つ均一に分散させて前組織の粗大部粒径を低減するために、０．２℃／秒以下の平均冷却速度で１００秒以上冷却する。０．２℃／秒以下の平均冷却速度で１００秒以上冷却（冷却時間）することによって、初析フェライトの面積率Ａを確保し、且つ均一に分散させ、球状セメンタイトの成長促進や前組織の粗大部粒径の低減が達成される。この冷却での平均冷却速度の下限については、特に限定されないが、生産性の観点から、０．０１℃／秒以上であることが好ましい。冷却時間は少なくとも１００秒以上とする必要があるが、好ましくは４００秒以上であり、より好ましくは５００秒以上である。また生産性や設備上の制約を考慮し、現実的な時間で実施できるという観点から、冷却時間の好ましい上限は２０００秒以下（より好ましくは１８００秒以下）である。

仕上げ圧延温度が高い場合（例えば、１２００℃程度）には、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径が３５μｍを超えることや、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径が５０μｍを超えることを防止する観点から、適宜、上記の冷却の後に急冷するのが良い。この冷却の平均冷却速度は、少なくとも１０℃／秒以上とする必要がある。この平均冷却速度は、好ましくは２０℃／秒以上であり、より好ましくは３０℃／秒以上である。このときの平均冷却速度の上限については、特に限定されないが、現実的な範囲として２００℃／秒以下である。また、このときの冷却を開始する温度については、５８０℃未満となると初析フェライト＋パーライトの合計面積率が９０面積％未満となる可能性があり、一方、６６０℃を超えるとｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径が５０μｍを超え易くなる。それ以降の冷却については、１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上の冷却を行えばよい。尚、５８０℃以上、６６０℃以下の温度範囲からの冷却については、積極的に冷却せずにそのまま保持しても良い。

上記のようにして冷間加工用途機械構造用鋼を製造した後、この鋼材に対して通常の球状化焼鈍を施すことによって、金属組織が、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径が１５〜３５μｍであると共に、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒内のセメンタイトがアスペクト比で２．５以下であり、且つ下記（２）式で表されるＫ値が１．３×１０^-2以下となる鋼材が得られる。
Ｋ値＝（Ｎ×Ｌ）／Ｅ …（２）
但し、Ｅ：ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径（μｍ）、Ｎ：ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒内のセメンタイト数密度（個／μｍ²）、Ｌ：ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒内のセメンタイトのアスペクト比、を夫々示す。

球状化焼鈍材を軟質化するための組織因子として、セメンタイトのアスペクト比の低減や、セメンタイトの数密度を低減する技術はこれまでにも報告されている。例えば特開２０００−７３１３７号公報では、セメンタイトのアスペクト比を低減することによって、変形抵抗が低減することが開示されている。

上記の技術では、材料組織全体のセメンタイト数密度（＝フェライト粒界上のセメンタイト数密度＋フェライト粒内のセメンタイト数密度）や、材料組織全体のセメンタイトのアスペクト比を低減させることで軟質化を図るものである。これに対し、本発明では、軟質化させるためには、フェライト粒界上のセメンタイトよりも、フェライト粒内（ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒内）のセメンタイト数密度を低減させることによって、大きな効果が得られることが判明したのである。

また鋼材の軟質化のためには、球状化焼鈍後のフェライト粒径を大きくすることも有効であることが、以前から知られているが、通常の鋼材を通常の球状化焼鈍を施した場合に、球状化焼鈍後のフェライト粒径を大きくしようと試みると、その代わりに球状化焼鈍中に再生パーライトや残存パーライトが存在しやすくなるため、フェライト粒内のセメンタイトのアスペクト比が大きくなったり、フェライト粒内のセメンタイト数が多くなり、その結果、球状化焼鈍後の軟質化は十分得られなかった。逆に、球状化焼鈍後のフェライト粒が微細であることが前提で、セメンタイトのアスペクト比を低減することや、セメンタイト数密度を低減する技術は存在するが、それらも軟質化の観点で不十分であった。

それに対し本発明のように、球状化前組織（前組織の粒径やフェライト面積率など）を適切に制御しておくことによって、球状化焼鈍後のフェライト粒の粗大化と、フェライト粒内のセメンタイト数低減、且つフェライト粒内のセメンタイトアスペクト比低減が両立され、その結果、従来よりも球状化焼鈍後の硬さが低減し、且つばらつきも抑えられることが判明した。そして、上記（２）式で表されるＫ値が、１．３×１０^-2以下になると、軟質化と硬さのばらつき低減の効果が顕著に得られるのである。

尚、本発明における通常の球状化焼鈍については、（フェライト＋オーステナイト）二相域に保持して層状のパーライトを分解し、その後セメンタイトの球状化を図るためにＡ₁変態点直下を徐冷、または保持を行いながら冷却させる処理を想定したものである。こうした球状化焼鈍を施すことによって、上記のような球状化組織が得られる。

以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

下記表１に示した化学成分組成の鋼種を用い、各種製造条件（仕上げ圧延温度、平均冷却速度、冷却停止温度、冷却時間：後記表２、４参照）を変化させて前組織の異なるφ８．０ｍｍ（実施例１）またはφ１７．０ｍｍ（実施例２）の線材を作製した。

（組織因子の測定方法）
得られた各線材（圧延材）の組織因子（組織、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径、およびｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径）、および球状化焼鈍後の硬さの測定に当たって、各線材、各ラボ試験片材、共に縦断面が観察できるように樹脂埋めし、線材の半径Ｄに対し、Ｄ／４の位置を測定した。

（前組織のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径および粗大部粒径の測定）
前組織のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径、およびｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径は、ＥＢＳＰ解析装置およびＦＥ−ＳＥＭ（電解放出型走査電子顕微鏡）を用いて測定した。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「結晶粒」を定義し、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径を決定した。このときの測定領域は４００μｍ×４００μｍ、測定ステップは０．７μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１未満の測定点は解析対象から削除した。また前組織のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径は、上記解析結果に基づき、最大値および２番目に大きい値（円相当直径）の平均値とした。

（組織の観察）
パーライト＋初析フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、初析フェライト面積率Ａ（Ｆ面積率Ａ）の測定においては、ナイタールエッチングによって組織を現出させ、光学顕微鏡にて組織観察を行い、倍率４００倍にて１０視野を撮影した。それらの写真を元に、画像解析によって、パーライト＋初析フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、初析フェライト面積率Ａ（Ｆ面積率Ａ）を判定した。組織解析は、上記各写真について、ランダムに１００点選び、各点の組織を判別した。各組織（フェライト、パーライト、ベイナイト、その他）が存在した点数を全点数で割ることで組織分率を求めた。尚、組織解析に当たっては、組織内が白く、濃淡の無い領域を初析フェライトとし、その他の濃淡のある部分が分散して混在している暗いコントラストの領域をパーライト、白い部分が針状に混在している領域をベイナイトと判定した。

（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、ビッカース硬度計を用いて、荷重１ｋｇｆで１５点測定し、その平均値（Ｈｖ）を求めた。また、１５点測定した硬さの標準偏差も求めた。このときの硬さの基準は、平均値で下記（３）式を満足するものを合格と判断した。硬さのばらつきの判定として、標本標準偏差（不偏標準偏差）［１５点をエクセルの関数（ＳＴＤＥＶ）によって算出］が５以内を合格とした。
Ｈｖ＜８８．４×Ｃｅｑ₂＋８０．０ …（３）
但し、Ｃｅｑ₂＝［Ｃ］＋０．２×［Ｓｉ］＋０．２×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。

［実施例１］
上記表１に示した鋼種Ａを用いた。ラボの加工フォーマスタ試験装置を用いて、圧延仕上げ温度、冷却条件（平均冷却速度、冷却停止温度）を下記表２のように変化させて、前組織の異なるサンプルを夫々作製した。尚、表２の製造条件において、「冷却１」は仕上げ圧延温度から７００℃以上、８００℃未満の温度範囲までの冷却を示し、「冷却２」は「冷却１」を行った後の冷却を示し、「冷却３」は「冷却２」を行った後の冷却、「冷却４」は「冷却３」を行った後の冷却（製造方法１の場合、「冷却３」および「冷却４」は、無し）を夫々示している。尚、表２に示した条件終了後は、ガス冷却（平均冷却速度１〜５０℃／秒）し、室温（２５℃）付近まで冷却した。

このとき、加工フォーマスタサンプルは、φ８．０ｍｍ×１２．０ｍｍとし、熱処理終了後に２等分し、夫々前組織調査用サンプル、および球状化焼鈍用のサンプルとした。また球状化焼鈍は、サンプルを夫々真空封入し、大気炉にて、７４０℃×６時間保持（均熱）後、平均冷却速度１０℃／時で７１０℃まで冷却して２時間保持し、その後平均冷却速度１０℃／時で６６０℃まで冷却して放冷する熱処理を行った。

これらについて、前組織のパーライト＋初析フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径（α平均粒径）、初析フェライト面積率Ａ（Ｆ面積率Ａ）、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径（α粗大部粒径）、および球状化焼鈍後の硬さの測定結果を、下記表３に示す。尚、Ｃ含有量が０．４６％の鋼種Ａにおける軟質化の基準は、上記（３）式に基づき、Ｈｖ１３７未満となる。

これらの結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１〜４は、本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、球状化焼鈍後の硬さを十分低く、また硬さのばらつきも小さく（標準偏差を小さく）できることが分かる。

これに対して、試験Ｎｏ．５〜１０は、本発明で規定する要件のいずれかを欠く例であり、いずれかの特性が劣化している。即ち、試験Ｎｏ．５のものは、仕上げ圧延温度が高く、冷却１での平均冷却速度が遅く、しかも冷却３での冷却停止温度が高い例であり、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径（α平均粒径）および粗大部粒径（α粗大部粒径）がいずれも大きく、且つ初析フェライト面積率Ａ（Ｆ面積率Ａ）も低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高く、且つ標準偏差も大きくなっている。

試験Ｎｏ．６のものは、仕上げ圧延後に７００℃以上、８００℃未満の温度範囲での徐冷（冷却２）を実施しなかった例であり（製造方法２に対して）、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径（α平均粒径）が小さく、且つ初析フェライト面積率Ａ（Ｆ面積率Ａ）も低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。

試験Ｎｏ．７は、仕上げ圧延温度が高くなっている例であり（製造方法１に対して）、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径（α粗大部粒径）が大きくなっており、且つ標準偏差も大きくなっている。試験Ｎｏ．８は、仕上げ圧延温度が高く、且つ冷却１での冷却停止温度が低くなっている例であり（製造方法１に対して）、初析フェライト面積率Ａ（Ｆ面積率Ａ）も低くなり、且つｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径（α粗大部粒径）が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さの標準偏差が大きくなっている。

試験Ｎｏ．９は、「冷却２」での平均冷却速度が速く、且つ冷却時間が短い例であり、初析フェライト面積率Ａが低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高いままである。試験Ｎｏ．１０は、「冷却２」での平均冷却速度が速く、且つ「冷却３」での冷却停止温度が低い例であり、ベイナイトの析出によってパーライトと初析フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が９０面積％未満となっており、球状化焼鈍後の硬さが高くなっている。

［実施例２］
上記表１に示した鋼種Ｂ〜Ｌを用い、製造条件（仕上げ圧延温度、平均冷却速度、冷却停止温度、冷却時間）を下記表４のように変化させて、前組織の異なるサンプル（φ１７ｍｍの線材）を作製した。尚、表４の製造条件において、「冷却１」〜「冷却４」は、実施例１と同じである。このとき、加工フォーマスタサンプルは、φ１７．０ｍｍ×１５．０ｍｍとし、熱処理終了後に２等分し、夫々前組織調査用サンプル、および球状化焼鈍用のサンプルとした。また球状化焼鈍は、サンプルを夫々真空封入し、大気炉にて、７４０℃×６時間保持（均熱）後、平均冷却速度１０℃／時で７１０℃まで冷却して２時間保持し、その後平均冷却速度１０℃／時で６６０℃まで冷却して放冷する熱処理を行った。

球状化焼鈍前（前組織）のパーライト＋初析フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径（α平均粒径）、初析フェライト面積率Ａ（Ｆ面積率Ａ）およびｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径（α粗大部粒径）を測定すると共に、球状化焼鈍後の硬さを上記した要領で測定した。これらについて、前組織のパーライト＋初析フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径（α平均粒径）、初析フェライト面積率Ａ（Ｆ面積率Ａ）、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径（α粗大部粒径）および球状化焼鈍後の硬さの測定結果を、下記表５に示す。尚、表５には、上記（３）式の右辺の値（以下「Ｂ値」と呼ぶ）も同時に示した。

これらの結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１１〜２０は、本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、球状化焼鈍後の硬さを十分低く、また硬さのばらつきも小さくできることが分かる。

これに対して、試験Ｎｏ．２１〜２６のものでは、本発明で規定する要件のいずれかを欠くものであり、いずれかの特性が劣化している。即ち、試験Ｎｏ．２１は、仕上げ圧延温度が低くなっている例であり、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径（α平均粒径）が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高くなっている。試験Ｎｏ．２２のものは、「冷却１」での冷却停止温度が高くなっている例であり（製造方法２に対して）、初析フェライト面積率Ａ（Ｆ面積率Ａ）が低くなると共に、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径（α粗大部粒径）が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高く、且つ標準偏差も大きくなっている。

試験Ｎｏ．２３は、「冷却２」での冷却時間が短くなっている例であり、初析フェライト面積率Ａ（Ｆ面積率Ａ）が低くなっており、球状化焼鈍後の硬さが高くなっている。試験Ｎｏ．２４は、仕上げ圧延温度が高く、また「冷却２」および「冷却３」での平均冷却速度が速くなっている例であり（製造方法２に対して）、初析フェライト面積率Ａ（Ｆ面積率Ａ）が低くなり、且つｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の粗大部粒径（α粗大部粒径）が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高く、且つ標準偏差も大きくなっている。

試験Ｎｏ．２５は、「冷却３」での平均冷却速度が遅くなっている例であり、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径（α平均粒径）が小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高くなっている。試験Ｎｏ．２６は、Ｃｒ含有量が多い鋼種Ｌを用いた例であり、適切な製造条件を採用したものの、初析フェライト面積率Ａ（Ｆ面積率Ａ）も低くなっており、且つマルテンサイトの析出によってパーライトと初析フェライトの合計面積率（Ｐ＋Ｆの割合）が９０面積％未満となっており、球状化焼鈍後の硬さが高くなっている。

［実施例３］
上記試験Ｎｏ．１〜２６のうち、下記表６に示すサンプルを新たに作製し、球状化焼鈍を実施した。このとき球状化焼鈍は、サンプルを夫々真空封入し、大気炉にて、７４０℃×４時間保持（均熱）後、平均冷却速度１０℃／時で７２０℃まで冷却し、その後平均冷却速度２．５℃／時で７１０℃まで冷却、その後平均冷却速度１０℃／時で６６０℃まで冷却して放冷する熱処理を行った。尚、表６に示した試験Ｎｏ．は、実施例１、２に示した試験Ｎｏ．に対応するものである（球状化焼鈍までの製造条件等は上記と同じ）。

球状化焼鈍後のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径（α平均粒径）、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒内のセメンタイトのアスペクト比、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒内のセメンタイトの数密度、およびＫ値を下記の方法で夫々測定すると共に、球状化焼鈍後の硬さを上記した要領で測定した。

（ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒内のセメンタイトのアスペクト比、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒内のセメンタイトの数密度の測定）
球状化焼鈍を施した各試験片（サンプル）について、下記に示す手順で金属組織因子の測定を行った。球状化焼鈍後の各試験片を、樹脂に埋め込んでからエメリー紙、ダイヤモンドバフ、電解研磨によって切断面を鏡面研磨した。その後ナイタールでエッチングした後、試験片の鏡面研磨面をＦＥ−ＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡）で観察・画像撮影した。このときの観察倍率は、組織サイズに応じて２０００〜４０００倍とした。任意の１０箇所で観察を行い、各観察箇所の組織を撮影した。

組織例を図１（図面代用電子顕微鏡写真）に示す。このような組織から、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒内のセメンタイトを測定するため、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒界に接するセメンタイトを画像処理によって削除（黒で塗り潰す）した。尚、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒界に接していても、長手方向が粒内へ伸びているセメンタイトは、粒内のセメンタイトとしてカウントした。その判断基準は、粒界と接していても、セメンタイトの長径と粒界の接線方向の成す角が２０°以上で、且つ長径が３μｍ以上であるセメンタイトは、粒内に存在しているとみなした。それらの処理を施した画像を用い、画像解析装置（Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製：Ｉｍａｇｅ−Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ）を使って、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒内のセメンタイトのアスペクト比、およびｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒内のセメンタイト数密度を測定した。

（ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径（α平均粒径）の測定）
球状化焼鈍後のｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径の測定は、ＥＢＳＰ解析装置およびＦＥ−ＳＥＭ（電解放出型走査電子顕微鏡）を用いて測定した。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「結晶粒」を定義し、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均粒径（α平均粒径）を決定した。このときの測定領域は４００μｍ×４００μｍ、測定ステップは０．７μｍ間隔とし、測定方位の信頼性を示すコンフィデンス・インデックス（Ｃｏｎｆｉｄｅｎｃｅ Ｉｎｄｅｘ）が０．１未満の測定点は解析対象から削除した。

測定結果を、下記表６に示す。

表６から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１〜３、１１、１２、１４、１７〜２０は、本発明で規定する要件の全てを満足する例であり、球状化焼鈍後のα粒径が小さく、セメンタイトのアスペクト比も小さくなっており、球状化焼鈍後の硬さが十分低く、球状化焼鈍後の硬さのばらつきも小さくできることが分かる。

これに対し、試験Ｎｏ．５、７、２１〜２５のものでは、本発明で規定する要件のいずれかを欠くものであり、球状化焼鈍後に下記のような傾向を示している。即ち、試験Ｎｏ．５は、前組織α平均粒径および前組織α粗大部粒径が大きく、且つ前組織Ｆ面積率も小さいサンプルを球状化焼鈍した結果、球状化焼鈍後のα平均粒径が大きくなっており、しかもセメンタイトのアスペクト比が大きくなっており、球状化焼鈍後の硬さが高くなっていると共に、球状化焼鈍後の硬さの標準偏差も大きくなっている。

試験Ｎｏ．７は、前組織α粗大部粒径が大きいサンプルを球状化焼鈍した結果、球状化焼鈍後のセメンタイトのアスペクト比が大きく、且つＫ値が大きくなっている例であり、球状化焼鈍後の硬さの標準偏差が大きくなっている。試験Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２５は、前組織α平均粒径が小さいサンプルを球状化焼鈍した結果、球状化焼鈍後のα平均粒径が小さく、且つＫ値が大きくなっている例であり、球状化焼鈍後の硬さが高くなっている。

試験Ｎｏ．２２、Ｎｏ．２４は、前組織のＦ面積率が小さく、且つ前組織α粗大部粒径が大きいサンプルを球状化焼鈍した結果、球状化焼鈍後のセメンタイトのアスペクト比が大きくなっており、更にＫ値が大きくなっている例であり、球状化焼鈍後の硬さが高く、且つ硬さの標準偏差も大きくなっている。試験Ｎｏ．２３は、前組織のＦ面積率が小さいサンプルを球状化焼鈍した結果、球状化焼鈍後のＫ値が大きくなっている例であり、球状化焼鈍後の硬さが高くなっている。

Claims (6)

1. Ｃ ：０．３〜０．６％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、
   Ｓｉ：０．００５〜０．５％、
   Ｍｎ：０．２〜１．５％、
   Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．０１〜０．１％、および
   Ｎ：０．０１５％以下（０％を含まない）を夫々含有し、
   残部が鉄および不可避不純物からなり、
   鋼の球状化焼鈍前の金属組織が、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面積％以上であると共に、初析フェライトの面積率Ａが、下記（１）式で表されるＡｅ値との関係でＡ＞Ａｅ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１５〜３５μｍであると共に、前記ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の円相当直径で、最大の粒径と２番目に大きい粒径との平均値が５０μｍ以下であることを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼。
   Ａｅ＝（０．８−Ｃｅｑ₁）×９６．７５ …（１）
   但し、Ｃｅｑ₁＝［Ｃ］＋０．１×［Ｓｉ］＋０．０６×［Ｍｎ］であり、［Ｃ］，［Ｓｉ］および［Ｍｎ］は、夫々Ｃ，ＳｉおよびＭｎの含有量（質量％）を示す。
2. 更に他の元素として、
   Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）、
   Ｃｕ：０．２５％以下（０％を含まない）、
   Ｎｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、
   Ｍｏ：０．２５％以下（０％を含まない）、および
   Ｂ ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１に記載の冷間加工用機械構造用鋼。
3. 更に他の元素として、
   Ｔｉ：０．２％以下（０％を含まない）、
   Ｎｂ：０．２％以下（０％を含まない）、および
   Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１または２に記載の冷間加工用機械構造用鋼。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当たり、９５０℃超、１１００℃以下の温度で仕上げ圧延した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃以上、８００℃未満の温度範囲まで冷却し、その後、０．２℃／秒以下の平均冷却速度で１００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。
5. 請求項１〜３のいずれかに記載の冷間加工用機械構造用鋼を製造するに当たり、１０５０℃以上、１２００℃以下の温度で仕上げ圧延した後、１０℃／秒以上の平均冷却速度で７００℃以上、８００℃未満の温度範囲まで冷却し、その後、０．２℃／秒以下の平均冷却速度で１００秒以上冷却してから１０℃／秒以上の平均冷却速度で５８０〜６６０℃の温度範囲まで冷却し、更に１℃／秒以下の平均冷却速度で２０秒以上冷却または保持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。
6. 請求項１〜３のいずれかに記載の化学成分組成を有し、球状化焼鈍後の金属組織が、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径が１５〜３５μｍであると共に、ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒内のセメンタイトで長径が３μｍ以上のものは、アスペクト比で２．５以下であり、且つ下記（２）式で表されるＫ値が１．３×１０^-2以下であることを特徴とする冷間加工用機械構造用鋼。
   Ｋ値＝（Ｎ×Ｌ）／Ｅ …（２）
   但し、Ｅ：ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の平均円相当直径（μｍ）、Ｎ：ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒内のセメンタイト数密度（個／μｍ²）、Ｌ：ｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒内のセメンタイトのアスペクト比、を夫々示す。