JP5363882B2 - 冷間加工用鋼材、冷間加工用鋼材の製造方法、機械構造用部品の製造方法及び機械構造用部品 - Google Patents

Description

本発明は、冷間加工性と冷間加工後の強度に優れた冷間加工用鋼材、冷間加工用鋼材の製造方法、機械構造用部品の製造方法及び機械構造用部品に関する。

一般に、ボルト、ナット、ピニオンギヤ、ステアリングシャフト、バルブリフター、コモンレール等の機械構造用部品に用いられる冷間加工用鋼材は、冷間加工性に優れるように構成したものが知られている。例えば、優れた冷間加工性を得るためにセメンタイトフリー組織を活用する技術（特許文献１参照）、あるいは、固溶Ｃと結晶粒径を制御することによって、常温時効を抑制し、冷間鍛造後に時効硬化させる技術（特許文献２参照）が開示されている。

すなわち、特許文献１では、平均粒径が５００ｎｍ以下で、セメンタイトフリーのフェライト組織を有する変形能に優れた高強度鋼線または棒鋼に関する技術が開示されている。この特許文献１では、Ｃ量を所定範囲に制限した鋼材に、３００〜８００℃の範囲内で温間加工を施した後、冷間加工を施すことによって平均結晶粒径を５００ｎｍ以下のフェライト主相組織とし、強度と変形能を両立させている。

また、特許文献２では、常温時効の進行を抑制し、冷間鍛造後の時効処理によって部品強度を向上させることができる技術が開示されている。この特許文献２では、Ｃ量をできるだけ低減すると共に、２０μｍ以上のフェライトを９０面積％以上とする鋼材の構成としている。この鋼材では、フェライト粒径をできるだけ大きくし、固溶Ｃ、固容Ｎが常温で転位に固着する距離を稼ぐことによって、常温時効を抑制している。つまり、この鋼材では、フェライト粒径が大きいほど常温時効が発生しにくくなるように構成されている。

なお、機械構造部品に用いられる鋼材は、ボルト等の部品に製造されるときに冷間加工が行われている。ここで行われる冷間加工（冷間鍛造）とは、２００℃以下の雰囲気における加工方法のことである。この冷間加工は、熱間加工と比較して生産性が高く、しかも寸法精度および鋼材の歩留まりが共に良好な利点があることが知られている。

特開２００５−３２０６３０号公報 特開平１０−３０６３４５号公報

しかし、従来の冷間加工用鋼材では、次のような問題点が存在していた。
特許文献１では、セメンタイトフリーとするため、Ｃ含有量がＡｅ１点におけるフェライト相の炭素の固溶限以下とする必要がある。その理由として、固溶限以上のＣが存在すると３００〜８００℃の温間加工時に固溶Ｃがセメンタイトとして析出し、加工性を劣化させるからである。つまり、特許文献１の鋼材では、過飽和の固溶Ｃを得ることができず、また、Ｎは有害不純物として扱うことになり、不可避的混入含有量制限をしなければならなかった。

また、特許文献２では、固溶Ｃ量によってひずみ時効を制御するものであり、十分な冷間加工性と加工後における十分な強度を有する鋼材を得ることは困難であった。

なお、上記の他にも、冷間加工後の部品の強度を高めるために鋼材組織中の固溶Ｎ量を増加させる手法や、金型寿命を向上させるために鋼材の変形抵抗を増加させるＮ以外の元素を極力低減する手法等もある。しかし、これらの手法は、組織中の固溶Ｎとひずみによる転位との相互作用によって生じる動的ひずみ時効を活用する方法であるため、動的ひずみ時効による変形抵抗の増加を避けることができない。従って、動的ひずみ時効を起こさずに、冷間加工後の部品強度及び金型寿命を向上させる方法が必要とされていた。

なお、高速冷間加工下では、通常の平均ひずみ速度域における加工よりも転位密度を高めることができるため、動的ひずみ時効は必要とされない。さらに、高速冷間加工下では、冷間加工中の断熱的な発熱を援用することができるため、静的ひずみ時効を通常の鋼材よりも促進させることができる。

本発明はこのような背景のもとになされたものであり、冷間加工性と冷間加工後の強度を兼ね備えた冷間加工用鋼材、冷間加工用鋼材の製造方法、機械構造用部品の製造方法及び機械構造用部品を提供することを目的とする。

前記課題を解決するために請求項１に係る冷間加工用鋼材は、Ｃ：０．００５〜０．０４５質量％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５０質量％、Ｍｎ：０．４〜１．０質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．００５〜０．０５０質量％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０質量％、Ｎ：０．００９〜０．０１６質量％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する冷間加工用鋼材であって、固溶Ｎ量が、０．００８〜０．０１５質量％であり、フェライト相の組織分率が、９０％以上であり、鋼材表面から鋼材の厚みの１／４の深さまで１ｍｍごとに測定したビッカース硬さ（測定荷重９．８Ｎ）の最大値と最小値の差が１５Ｈｖ以下、であることを構成とする。

このような構成を備える冷間加工用鋼材は、固溶Ｎ量を一定範囲内に制限し、フェライト相の組織分率を９０％以上とすることにより、固溶Ｎが転位に固着することによる動的ひずみ時効を抑制することができる。また、ビッカース硬さの差を所定値以内とすることにより、加工前の鋼材の強度分布を均一化することができ、高速冷間加工の効果を最大限発揮できる。

また、請求項２に係る冷間加工用鋼材は、前記組成がさらに、Ｃｒ：２．０質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以下、のうち少なくとも１種以上を含有する構成とする。このように、Ｃｒ，Ｍｏのいずれかを所定量添加することにより、鋼材の変形抵抗を減少させることができる。

また、請求項３に係る冷間加工用鋼材は、前記組成がさらに、Ｔｉ：０．０２質量％以下、Ｎｂ：０．０２質量％以下、Ｖ：０．０２質量％以下、のうち少なくとも１種以上を含有する構成とする。このように、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのいずれかを所定量添加することにより、Ｎ化合部を形成して結晶粒を整粒化し、冷間加工後の部品の強度ばらつきを抑制することができる。

また、請求項４に係る冷間加工用鋼材は、前記組成がさらに、Ｂ：０．００５質量％以下を含有する構成とする。このように、Ｂを所定量添加することにより、Ｐがフェライト粒界に偏析することによる粒界強度の低下を抑制することができる。

また、請求項５に係る冷間加工用鋼材は、前記組成がさらに、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｎｉ：１．０質量％以下、Ｃｏ：１．０質量％以下、のうち少なくとも１種以上を含有する構成とする。このように、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏのいずれかを所定量添加することにより、鋼材の静的ひずみ時効を促進し、冷間加工後の部品の強度を向上させることができる。

また、請求項６に係る冷間加工用鋼材は、前記組成がさらに、Ｃａ：０．０１質量％以下、ＲＥＭ：０．０１質量％以下、Ｍｇ：０．００５質量％以下、Ｌｉ：０．００５質量％以下、Ｐｂ：０．５質量％以下、Ｂｉ：０．５質量％以下、のうち少なくとも１種以上を含有する構成とする。このように、Ｃａ，ＲＥＭ，Ｍｇ，Ｌｉ，Ｐｂ，Ｂｉのいずれか所定量を添加することにより、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼材の冷間加工性を向上させるとともに、被削性を向上させることができる。

また、請求項７に係る冷間加工用鋼材の製造方法は、請求項１から６のいずれか１項に記載の冷間加工用鋼材の製造方法であって、前記組成の鋼材を、１０５０〜１２５０℃に加熱した後、熱間圧延または熱間鍛造する工程と、前記熱間圧延または熱間鍛造後の鋼材を、４００〜７００℃で６０〜７２００ｓｅｃ加熱保持する工程と、前記保持後の鋼材を、０．１℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却する工程と、を有する構成とする。

このような構成を備える冷間加工用鋼材の製造方法は、熱間圧延または熱間鍛造の際の温度を所定範囲内とすることにより、固溶Ｎを一定範囲内に制御することができる。また、所定温度で所定時間熱処理を行なうことにより、フェライト相の形状を変化させることなく、結晶粒内の転位を整理して鋼材の硬度を適切な範囲とすることができる。

また、請求項８に係る冷間加工用鋼材は、前記熱間圧延または熱間鍛造する工程の後に、鋼材を室温まで０．１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する工程をさらに有する構成とする。この工程を有することにより、鋼材組織の結晶粒を整粒化することができる。

また、請求項９に係る機械構造用部品の製造方法は、請求項１から６のいずれか１項に記載の冷間加工用鋼を用いた機械構造用部品の製造方法であって、前記組成の鋼材を、１０５０〜１２５０℃に加熱した後、熱間圧延または熱間鍛造する工程と、前記熱間圧延または熱間鍛造後の鋼材を、４００〜７００℃で６０〜７２００ｓｅｃ加熱保持する工程と、前記保持後の鋼材を、０．１℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却する工程と、前記冷却後の鋼材を、開始温度２００℃未満、平均ひずみ速度５０／ｓ以上で冷間加工する工程と、を有する構成とする。

このような構成を備える機械構造用部品の製造方法は、熱間圧延または熱間鍛造の際の温度を所定範囲内とすることにより、固溶Ｎを一定範囲内に制御することができる。また、所定温度で所定時間熱処理を行なうことにより、フェライト相の形状を変化させることなく、結晶粒内の転位を整理して鋼材の硬度を適切な範囲とすることができる。さらに、平均ひずみ速度５０／ｓ以上で冷間加工することにより、断熱的な温度上昇が１００℃以上となるため、冷間加工後に固溶Ｎが組織内を移動しやすくなり、冷間加工後の強度が向上する。

また、請求項１０に係る機械構造用部品の製造方法は、前記熱間圧延または熱間鍛造する工程の後に、鋼材を室温まで０．１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する工程をさらに有する構成とする。この工程を有することにより、鋼材組織の結晶粒を整粒化することができる。

また、請求項１１に係る機械構造用部品は、請求項１から６のいずれか１項に記載の冷間加工用鋼材を、開始温度２００℃未満、平均ひずみ速度５０／ｓ以上で冷間加工して製造されたことを構成とする。

このような構成を備える機械構造用部品は、冷間加工中の鋼材を断熱的に変形させることで、冷間加工後に固溶Ｎが組織内を移動しやすくなり、より強度の高い機械構造用部品を製造することができる。

本発明に係る冷間加工用鋼材、冷間加工用鋼材の製造方法、機械構造用部品の製造方法及び機械構造用部品によれば、鋼材の組織を実質的にフェライト単相として組織全体を均一な強度とし、熱間圧延または熱間鍛造後に結晶粒サイズが変化しない温度領域で熱処理を施すことによって、鋼材中の硬さを適正に調整して硬度ばらつきを低減することができる。また、冷間加工時の平均ひずみ速度を５０／ｓ以上とすることで、動的ひずみ時効を発生させずに、加工発熱によって静的ひずみ時効のみを発生させ、冷間加工後の強度を高めることができる。固溶Ｎは、変形抵抗を増大させる元素であるが、高速で加工することによって、動的ひずみ時効を鋼材全体で抑制することができる。従って、冷間加工性及び冷間加工後の強度に優れた冷間加工用鋼材及び機械構造用部品を提供することができる。

以下、本発明に係る冷間加工用鋼材、冷間加工用鋼材の製造方法、機械構造用部品の製造方法及び機械構造用部品について詳細に説明する。

〔冷間加工用鋼材〕
以下、本発明に係る冷間加工用鋼材を実施するための形態について説明する。
本発明に係る冷間加工用鋼材は、Ｃ：０．００５〜０．０４５質量％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５０質量％、Ｍｎ：０．４〜１．０質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．００５〜０．０５０質量％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０質量％、Ｎ：０．００９〜０．０１６質量％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する冷間加工用鋼材であって、固溶Ｎ量が、０．００８〜０．０１５質量％であり、フェライト相の組織分率が、９０％以上であり、鋼材表面から鋼材の厚みの１／４の深さまで１ｍｍごとに測定したビッカース硬さ（測定荷重９．８Ｎ）の最大値と最小値の差が１５Ｈｖ以下であることを特徴としている。
以下に、本発明に係る冷間加工用鋼材の組成の各成分の含有量の数値範囲及びその数値範囲の限定理由及びその他の条件について詳細について説明する。

＜組成＞
（Ｃ：０．００５〜０．０４５質量％）
Ｃは、冷間加工用鋼材をフェライト単相とするために極力低減する必要がある。但し、Ｃ量が極端に少ないと溶製中の脱酸が困難になる。一方、組織中におけるＣ量が０．０４５質量％を超えなければ、微細セメンタイトがわずかに存在するものの、実質的にフェライト単相となる。

Ｃ量が０．０４５質量％を超えると、セメンタイトがパーライトを形成し、フェライトとパーライトとの複相組織となるため、フェライト相の分率が減少する。また、パーライトは硬質相であるため、組織中にパーライトが形成されると、鋼材の硬度が増加して冷間加工性が劣化し、冷間加工後の部品に割れが発生する。一方、Ｃが０．００５質量％未満だと、脱酸が不十分となって溶製時にガス欠陥が発生しやすくなり、歩留まりが低下する。また、冷間加工後の部品に割れが発生する。Ｃ量は、好ましくは０．０１０質量％以上、より好ましくは０．０１５質量％以上である。また、好ましくは０．０４３質量％以下、より好ましくは０．０４０質量％以下である。

（Ｓｉ：０．００５〜０．０５０質量％）
Ｓｉは、溶製中の脱酸元素として有効な元素である。また、Ｓｉは、鋼材組織フェライト相を固溶強化させる。但し、Ｓｉ量が０．０５質量％を超えると、変形抵抗が増大して冷間加工性が劣化して割れが発生する。一方、Ｓｉ量が０．００５質量％未満だと、脱酸の効果が発揮されず、溶製時にガス欠陥が発生しやすくなり、冷間加工後の部品に割れが発生する。Ｓｉ量は、好ましくは０．００７質量％以上、より好ましくは０．０１０質量％以上である。また、好ましくは０．０４質量％以下、より好ましくは０．０３質量％以下である。

（Ｍｎ：０．４〜１．０質量％）
Ｍｎは、溶製中の脱酸・脱硫元素として有効な元素である。また、Ｍｎは、Ｓと結合することで鋼材の変形能を向上させることができる。但し、Ｍｎ量が１．０質量％を超えると、固溶強化によって変形抵抗が顕著に増大して冷間加工性が劣化して割れが発生する。一方、Ｍｎ量が０．４質量％未満だと、脱酸・脱硫の効果が十分に発揮できず、鋼材の変形能が低下する。また、冷間加工後の部品に割れが発生する。Ｍｎ量は、好ましくは０．４２質量％以上、より好ましくは０．４５質量％以上である。また、好ましくは０．９８質量％以下、より好ましくは０．９５質量％以下である。

（Ｐ：０．０５質量％以下）
Ｐは、組織中に不純物として不可避的に含有される元素である。但し、Ｐ量が０．０５質量％を超えると、フェライト相の粒界に偏析して冷間加工性を低下させるとともに、フェライト相を固溶強化させて鋼材の変形抵抗を増大させる。また、冷間加工後の部品に割れが発生する。なお、Ｐ量は、極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招くとともに、０質量％にすることは技術的に困難である。Ｐ量は、好ましくは０．０４質量％以下、より好ましくは０．０３質量％以下である。

（Ｓ：０．００５〜０．０５０質量％）
Ｓは、組織中に不純物として不可避的に含有される元素である。Ｓは、Ｆｅと結合することでＦｅＳとして粒界上に膜状に析出して、冷間加工性を劣化させる。そのため、Ｓは、全量をＭｎと結合させ、ＭｎＳを析出させる必要がある。但し、Ｓ量が０．０５０質量％を超えると、ＭｎＳの析出量が増えて冷間加工性が劣化するとともに、冷間加工後の部品に割れが発生する。一方、Ｓ量が０．００５質量％未満だと、鋼材の被削性の低下や製鋼コストの増加といった不具合をまねく。Ｓ量は、好ましくは０．００７質量％以上、より好ましくは０．０１０質量％以上である。また、好ましくは０．０４質量％以下、より好ましくは０．０３質量％以下である。

（Ａｌ：０．００５〜０．０６０質量％）
Ａｌは、溶製中の脱酸元素として有効な元素である。また、熱間圧延または熱間鍛造後の熱処理時にＡｌをＡｌＮとして析出させることで、結晶粒が整粒化しやすくなる。但し、Ａｌ量が０．０６０質量％を超えると、固溶Ｎと結合しやすくなって固溶Ｎ量が減少するため、冷間加工後の部品の強度が低下する。一方、Ａｌ量が０．００５質量％未満だと、脱酸の効果が発揮されず、溶製時にガス欠陥が発生しやすくなり、歩留まりが低下する。また、冷間加工後の部品に割れが発生する。Ａｌ量は、好ましくは０．００７質量％以上、より好ましくは０．０１０質量％以上である。また、好ましくは０．０５０質量％以下、より好ましくは０．０４５質量％以下である。

（Ｎ：０．００９〜０．０１６質量％）
Ｎは、静的ひずみ時効によって高速冷間加工後の部品の強度を向上させるために重要な元素である。但し、Ｎ量が０．０１６質量％を超えると、高速冷間加工でも動的ひずみ時効を十分に抑制することができず、変形抵抗の増大や冷間加工性の劣化、鋼材の強度ばらつき、冷間加工後の部品の割れの原因となる。一方、Ｎ量が０．００９質量％未満だと、鋼材の高速で冷間加工しても十分な部品強度の向上が得られない。従って、冷間加工後の部品に割れが発生する。Ｎ量は、好ましくは０．００９５質量％以上、より好ましくは０．０１００質量％以上である。また、好ましくは０．０１４０質量％以下、より好ましくは０．０１３５質量％以下である。

（固溶Ｎ量：０．００８〜０．０１５質量％）
鋼材中に固溶したＮ（固溶Ｎ）は、高速冷間加工時に発生する多くの転位を固着することで、静的ひずみ時効分の強化が付与され、加工硬化分以上に強度を増加させる効果を有する。但し、固溶Ｎ量が０．０１５質量％を超えると、冷間加工性が劣化する。一方、固溶Ｎ量が０．００８質量％未満だと、冷間加工後の部品の強度を向上させることができない。固溶Ｎ量は、好ましくは０．００８５質量％以上、より好ましくは０．００９０質量％以上である。また、好ましくは０．０１３０質量％以下、より好ましくは０．０１２５質量％以下である。

（固溶Ｎの測定方法）
固溶Ｎの値は、例えば、ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠して、以下のような手順で鋼材中の全Ｎ量と全Ｎ化合物量を測定し、これらを差し引くことで算出することができる。

鋼材中の全Ｎ量は、不活性ガス融解法−熱伝導度法を用いる。供試鋼素材から試料を切り出して、るつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定する。鋼材中の全Ｎ化合物量は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法により測定できる。この方法は以下の通りである。

まず、供試鋼材から切り出された約０．５ｇの試料を、１０％ＡＡ系電解液（鋼材の表面に不動態皮膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には、１０％アセチルアセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部：メタノール）中での定電流電解により溶解する。この溶解した試料（と電解液）をメッシュサイズ０．１μｍのポリカーボネート製フィルタでろ過し、不溶解残渣（窒素化合物）とろ液とに分離する。不溶解残渣を硫酸、硫酸カリウム、および純Ｃｕチップ中で加熱、分解した後、前記ろ液に混合する。この混合された溶液を、水酸化ナトリウムでアルカリ化した後、水蒸気蒸留して、留出したアンモニウムを希硫酸に吸収させる。溶液にフェノール、次亜塩素酸ナトリウム、およびペンタシアノニトロシル鉄（III）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させる。この青色錯体の吸光度を光度計を用いて測定して、この吸光度からＮ化合物中のＮの量を求めるものである。

本発明に係る冷間加工用鋼材は、以下の任意成分を含むことが好ましい。
（Ｃｒ：２．０質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以下のうち少なくとも１種（０％を含まない））
Ｃｒ，Ｍｏは、冷間加工性及び冷間加工後の強度を向上させるために有効な元素であり、所定量に限って選択的に添加することができる。Ｃｒ量は２．０質量％、Ｍｏ量は１．０質量％を超えると、変形抵抗が増大し、冷間加工性が劣化する。なお、Ｃｒ、Ｍｏ添加の効果を適切に得るためは、Ｃｒは０．１０質量％以上、Ｍｏは０．０４質量％以上添加することが好ましい。

Ｃｒ量は、好ましくは０．２質量％以上、より好ましくは０．３質量％以上である。また、好ましくは１．５質量％以下、より好ましくは１．０質量％以下である。Ｍｏ量は、好ましくは０．０４質量％以上、より好ましくは０．１２質量％以上である。また、好ましくは０．８質量％以下、より好ましくは０．４質量％以下である。

（Ｔｉ：０．０２質量％以下、Ｎｂ：０．０２質量％以下、Ｖ：０．０２質量％以下のうち少なくとも１種（０％を含まない））
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは、Ｎと結合することでＮ化合物を形成して結晶粒を整粒化するため、冷間加工後の部品の強度ばらつきを抑制するために有効な元素である。但し、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは、Ｎとの親和性が強いため、それぞれ０．０２質量％を超えて添加すると、Ｎ化合物が過剰に形成されて固溶Ｎ量が低減してしまう。なお、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ添加の効果を適切に得るためには、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは、それぞれ０．００１質量％以上添加することが好ましい。Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ量は、好ましくは０．００２質量％以上、より好ましくは０．００３質量％以上である。また、好ましくは０．０１５質量％以下、より好ましくは０．０１０質量％以下である。

（Ｂ：０．００５質量％以下（０％を含まない））
Ｂは、フェライト粒界に集まる傾向があるため、Ｐがフェライト粒界に偏析することによる粒界強度の低下を抑制するために有効な元素である。但し、Ｂは、Ｎとの親和性が強いため、０．００５質量％を超えて添加すると、ＢＮが形成されて固溶Ｎ量が低減するとともに、フェライト粒界に過剰に偏析したＢＮによって粒界強度が低減する。Ｂ量は、好ましくは０．０００４質量％以上、より好ましくは０．０００６質量％以上である。また、好ましくは０．００３５質量％以下、より好ましくは０．００２０質量％以下である。

（Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｎｉ：１．０質量％以下、Ｃｏ：１．０質量％以下のうち少なくとも１種（０％を含まない））
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏは、いずれも鋼材の静的ひずみ時効を促進し、冷間加工後の強度を向上させるために有効な元素である。但し、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ量は、１．０質量％を超えると効果が飽和して鋼材の割れが促進される。なお、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ添加の効果を適切に得るためには、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏは、それぞれ０．０１質量％以上添加することが好ましい。Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｏ量は、好ましくは０．０２質量％以上、より好ましくは０．０３質量％以上である。また、好ましくは０．８質量％以下、より好ましくは０．５質量％以下である。

（Ｃａ：０．０１質量％以下、ＲＥＭ（希土類元素）：０．０１質量％以下、Ｍｇ：０．００５質量％以下、Ｌｉ：０．００５質量％以下、Ｐｂ：０．５質量％以下、Ｂｉ：０．５質量％以下のうち少なくとも１種（０％を含まない））
Ｃａ，ＲＥＭ，Ｍｇ，Ｌｉは、ＭｎＳ等の硫化化合物系介在物を球状化させ、鋼材の冷間加工性の向上及び被削性の向上に寄与する元素である。Ｃａ，ＲＥＭが０．０１質量％、Ｍｇ，Ｌｉが０．００５質量％を超えると、効果が飽和して添加量に見合う効果が期待できず、経済的ではない。なお、Ｃａ，ＲＥＭ，Ｍｇ，Li添加の効果を適切に得るためには、Ｃａ，ＲＥＭは０．０００５質量％以上、Ｍｇ，Ｌｉは０．０００１質量％以上添加することが好ましい。

Ｃａ，ＲＥＭ量は、好ましくは０．００１０質量％以上、より好ましくは０．００１５質量％以上である。また、好ましくは０．００８質量％以下、より好ましくは０．００５質量％以下である。Ｍｇ，Ｌｉ量は、好ましくは０．０００３質量％以上、より好ましくは０．０００５質量％以上である。また、好ましくは０．００３質量％以下、より好ましくは０．００１質量％以下である。

Ｐｂ，Ｂｉは、被削性の向上に寄与する元素である。但し、Ｐｂ，Ｂｉ量が０．５質量％を超えると、圧延疵等の製造上の問題が生じる。なお、Ｐｂ，Ｂｉ添加の効果を適切に得るためには、Ｐｂ，Ｂｉは、それぞれ０．０１質量％以上添加することが好ましい。Ｐｂ，Ｂｉ量は、好ましくは０．０３質量％以上、より好ましくは０．０５質量％以上である。また、好ましくは０．３質量％以下、より好ましくは０．１質量％以下である。

＜フェライト相の組織分率（面積率）＞
本発明に係る冷間加工用鋼材は、冷間加工性を付与するために軟質のフェライト相を主組織とする。このようにフェライト単相とすることで、冷間加工用鋼材を冷間加工して機械構造用部品を製造する際に、組織全体が同時にかつ均一に変形、硬化する。従って、全体として変形抵抗の上昇が抑えられ、冷間加工性が劣化しない。また、必ずしも完全なフェライト単相組織でなくてもよく、フェライト相の全組織に対する面積率（組織分率）が９０％以上であればよい。これは、一部粒界にセメンタイトが析出していても、それが球状化していれば冷間加工性を劣化させないためである。

但し、フェライト相の組織分率が９０％未満になると、フェライトとセメンタイトとの界面が割れの起点になり易くなり、冷間加工性が劣化する。また、フェライト相の組織分率は、好ましくは９３％以上であり、より好ましくは９５％以上である。

（フェライト相の組織分率の測定方法）
フェライト相の組織分率を測定する方法としては、光学顕微鏡での観察が一例として挙げられる。また、組織を観察する位置としては、鋼材表面から鋼材の厚みの１／４の深さの位置が好ましく、その近傍の複数視野（例えば５視野）を観察して、得られた組織分率の平均で判定することができる。具体的には、冷間加工用鋼材を、前記観察位置を切断面に含むように切り出して、切断面を鏡面に研磨した後、ナイタール液（３％硝酸エタノール溶液）で腐食させ、腐食面を光学顕微鏡にて１００倍程度で観察し、白く見える領域がフェライト相である。組織分率を求めるには、例えば、光学顕微鏡写真上からランダムに複数点（例えば１００点）を選び、各点の組織を判別して、フェライト相の点数の全点数に対する百分率を算出すればよい。あるいは、光学顕微鏡写真を市販の画像解析ソフトで処理して白い領域の面積率を求めてもよい。

＜ビッカース硬さの差＞
高速冷間加工の効果を最大限発揮させるためには、加工前の鋼材の強度分布を均一化する必要がある。鋼材を高速で冷間加工すると、変形が局部的に発生する可能性がある。つまり、鋼材内に硬度の強弱があると、マクロ的には均一に変形しているように見えても、ミクロ的には不均一に変形しており、結果として、部品強度のばらつきが大きくなる。従って、鋼材表面から鋼材の厚みの１／４の深さまで１ｍｍごとに測定したビッカース硬さ（測定荷重９．８Ｎ）の最大値と最小値の差が１５Ｈｖ以下とする。当該ビッカース硬さの差は、後記する冷間加工用鋼材の製造方法において、の熱処理工程の温度及び保持時間を調整することで制御することができる。なお、当該ビッカース硬さの差は、好ましくは１２Ｈｖであり、より好ましくは１０Ｈｖ以下である。

（ビッカース硬さの測定方法）
ビッカース硬さの測定方法としては、冷間加工用鋼材の表面から鋼材の厚みの１／４の深さまで１ｍｍごとにビッカース硬さ測定を行い、最大硬さと最小硬さの差を算出する。なお、測定条件は、マイクロビッカース硬さ試験機で、荷重を１０００ｇ（９．８Ｎ）とする。そして、この測定を３ライン分行い、その差の平均値を算出する。

〔冷間加工用鋼材の製造方法〕
次に冷間加工用鋼材の製造方法について詳細に説明する。本発明に係る冷間加工用鋼材の製造方法は、前記組成の鋼材を、周知の方法で溶製したものを１０５０〜１２５０℃に加熱した後、熱間圧延または熱間鍛造する工程と、４００〜７００℃で６０〜７２００ｓｅｃ加熱保持する工程と、０．１℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却する工程と、を行なう。
以下、冷間加工用鋼材の製造方法における各要素について説明する。

＜１０５０〜１２５０℃で熱間圧延または熱間鍛造＞
本発明に係る鋼材では、熱間圧延または熱間鍛造でＡｌＮを分解、あるいは溶解させて必要とされる固溶Ｎ量を確保する必要がある。加熱温度が１０５０℃未満だと、ＡｌＮが十分に分解されず、必要とされる固溶Ｎ量を確保しにくくなり、冷間加工後の強度が不足する。一方、ＡｌＮの分解は、温度が高いほど進行しやすいが、１２５０℃を超えると、ＡｌＮの分解に対する効果が飽和するだけでなく、ビレットの端部が変形してしまい、熱間圧延が困難となる。本工程での加熱温度は、好ましくは１０７５℃以上、より好ましくは１１００℃以上であり、また１２２５℃以下が好ましく、１２００℃以下がより好ましい。

＜４００〜７００℃で６０〜７２００ｓｅｃ加熱保持＞
結晶粒内の転位を整理するために必要な熱処理であり、熱間圧延または熱間鍛造された鋼材を４００〜７００℃で６０〜７２００ｓｅｃ加熱保持することにより、フェライト相の形状を変化させることなく、結晶粒内の転位を整理して冷間加工性を向上させることができる。すなわち、本工程の熱処理を施すことにより、鋼材表面から鋼材の厚みの１／４の深さまで１ｍｍごとに測定したビッカース硬さ（測定荷重９．８Ｎ）の最大値と最小値の差を１５Ｈｖ以下に制御することができる。詳細は、本発明の要件を満たす実施例と本発明の要件を満たさない比較例とを比較した実施例において後記する。一方、本工程の熱処理を行なわないと、鋼材の硬度が増加して冷間加工性が劣化するとともに、冷間加工後の部品に割れが発生する。なお、本工程は、前工程で熱間圧延または熱間鍛造された鋼材を本工程の加熱温度である４００〜７００℃まで冷却した後に行なわれる。

ここで、加熱温度が４００℃未満だと、結晶粒内の転位が十分に整理できず、鋼材内のビッカース硬さが不均一となり、冷間加工性が劣化するとともに、冷間加工後の部品に割れが発生する。一方、加熱温度が７００℃を超えると、ＡｌＮが生成され始めるため、固溶Ｎ量が低下してしまい、冷間加工後の強度が低下する。

また、保持時間が６０ｓｅｃ未満だと、結晶粒内の転位が十分に整理できず、鋼材内のビッカース硬さが不均一となり、冷間加工性が劣化するとともに、冷間加工後の部品に割れが発生する。一方、保持時間が７２００ｓｅｃを超えると、効果が飽和してしまう。

本工程の加熱温度は、好ましくは４００〜６７５℃であり、より好ましくは４００〜６５０℃である。また、保持時間は、好ましくは１２０ｓｅｃ以上、より好ましくは３００ｓｅｃ以上であり、また６６００ｓｅｃ以下が好ましく、６０００ｓｅｃ以下がより好ましい。

＜０．１℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却＞
熱間加工または熱間鍛造後の冷却が緩やかであると、鋼材中にＡｌＮが析出するため、冷却速度０．１℃／ｓ以上で冷却する。冷却速度は、好ましくは０．３℃／ｓ以上であり、より好ましくは０．５℃／ｓ以上である。但し、冷却速度は、設備能力や熱間加工材の形状に応じて適宜変更することができる。

なお、本発明に係る冷間加工用鋼材の製造方法では、上記熱間圧延または熱間鍛造後に、室温まで冷却して次工程の熱処理を行なうことが好ましい。この工程を有することにより、鋼材組織の結晶粒を整粒化することができる。また、その際の冷却速度は、再びＡｌＮが析出しないようにする必要があるため、１℃／ｓ以上とすることが好ましい。

〔機械構造用部品の製造方法〕
次に機械構造用部品の製造方法について詳細に説明する。
本発明では、変形抵抗（冷間加工性）に大きな影響を及ぼす動的ひずみ時効が、温度、固溶元素量、平均ひずみ速度に支配されることに着目し、ひずみ速度を増加させれば、固溶Ｎが鋼中に含有されていても、動的ひずみ時効を抑制することができることを知見した。また、冷間加工後の部品強度に大きな影響を及ぼす静的ひずみ時効が、温度、固溶元素量、可動転位密度に支配されることに着目し、これらのいずれかあるいは全てを増加させれば、静的ひずみ時効を促進させることができることを知見した。

また、鋼材を高速冷間加工すると、固溶元素の拡散速度と転位の移動速度のバランスが変化するため、動的ひずみ時効が生じにくくなる。さらに加工速度が高速であればあるほど、変形が断熱的に生じるようになるため、加工後も部品が高温に保たれる。また、組織形態によっては、転位が一斉に増殖するため、可動転位密度が増加しやすいという特徴もある。そこで、鋼材を高速変形させ、金型寿命と部品強度の両立に適した鋼材の組織形態を探索し、以下の点を知見した。

（１）高速変形の場合、組織間に硬度差があっても均一に変形するが、組織を均一にしておいた方が、より部品強度が向上しやすい。また、変形抵抗（冷間加工性）の低減にも有効である。
（２）ひずみ速度を５０／ｓ以上とすると、断熱的な温度上昇が１００℃以上となり、部品加工後に固溶Ｎが移動しやすくなるため、部品強度が向上しやすい。
（３）固溶Ｎ量による動的ひずみ時効を十分に抑制するためには、本発明に係る鋼材の場合、５０／ｓ以上の平均ひずみ速度域が最も有効であり、十分に変形抵抗を低減させることができる。

本発明に係る機械構造用部品の製造方法は、前記組成の鋼材を、１０５０〜１２５０℃に加熱した後、熱間圧延または熱間鍛造する工程と、前記熱間圧延または熱間鍛造後の鋼材を、４００〜７００℃で６０〜７２００ｓｅｃ加熱保持する工程と、前記保持後の鋼材を、０．１℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却する工程と、前記冷却後の鋼材を、開始温度２００℃未満、平均ひずみ速度５０／ｓ以上で冷間加工する工程と、を行なう。
以下、機械構造用部品の製造方法における各要素について説明する。但し、既に述べた要素である、１０５０〜１２５０℃で熱間圧延または熱間鍛造する工程、４００〜７００℃で６０〜７２００ｓｅｃ加熱保持する工程、０．１℃／ｓ以上で冷却する工程については、説明を省略する。

＜開始温度２００℃未満、平均ひずみ速度５０／ｓ以上で冷間加工＞
鋼材を当該開始温度及び平均ひずみ速度で冷間加工することにより、断熱的な温度上昇が１００℃以上となり、部品加工後に固溶Ｎが移動しやすくなるため、部品強度が向上しやすくなる。一方、開始温度が２００℃を超える場合や、平均ひずみ速度が５０／ｓ未満の場合は、動的ひずみ時効が発生して変形抵抗の増大や変形能の劣化を招くことになる。

〔機械構造用部品〕
次に前記した方法で製造された機械構造用部品について説明する。本発明に係る機械構造用部品は、平均ひずみ速度０．００１／ｓで冷間加工した場合における測定荷重９．８Ｎでのビッカース硬さ（Ｈｖ）をＨ１と、平均ひずみ速度１００／ｓで冷間加工した場合における測定荷重９．８Ｎでのビッカース硬さ（Ｈｖ）をＨ２としたとき、２０≦Ｈ２−Ｈ１を満足することを特徴としている。このような特徴を有する機械構造用部品は、平均ひずみ速度を上げることで、冷間加工後に固溶Ｎが組織内を移動しやすくなり、より強度の高い機械構造用部品を製造することができる。なお、機械構造用部品としては、例えば、ボルト・ナット、ピニオンギヤ、ステアリングシャフト、バルブリフター、コモンレール等が挙げられる。

次に、本発明の要件を満たす実施例と本発明の要件を満たさない比較例とを比較して具体的に説明する。本実施例で用いる鋼材及び冷間加工後の部品は以下の２種類の方法により作製した。

＜鋼材作製方法１＞
（１）溶解・鋳造
鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、上面φ２４５ｍｍ×下面φ２１０ｍｍ×長さ４８０ｍｍの鋳塊を鋳造した。
（２）熱間鍛造
この鋳塊を、１１５０〜１２５０℃でビレット（１５５ｍｍ角）に熱間鍛造した。なお試験片Ｎｏ．３は、１０００℃で熱間鍛造した。
（３）切断・溶接
ビレットの端部を切断してダミービレット（１５５ｍｍ角×９〜１０ｍ長さ）に溶接した。
（４）熱間圧延
溶接後のビレットをφ８０の丸棒に熱間圧延した。
（５）熱処理
φ８０の丸棒を、４００〜７００℃で６０〜７２００ｓｅｃ加熱し、０．５℃／ｓ以上で室温まで冷却した。なお、試験片Ｎｏ．１１は、熱間鍛造及び熱間圧延後の冷却を行なわなかった。また、試験片Ｎｏ．２３は、熱処理を行なわなかった。また、試験片Ｎｏ．２４は、加熱温度を３００℃とし、試験片Ｎｏ．２９は８００℃とした。また、試験片Ｎｏ．３０は、保持時間を１０ｓｅｃとした。
（６）切断・加工
φ６×９ｍｍｌの圧縮試験片を厚みの１／４の深さの位置から切り出し、評価に用いた。なお、この方法で作製した鋼材は、表１の「その他」の欄に「熱間圧延」と示した。

＜鋼材作製方法２＞
（１）、（２）は、前記した鋼材作製方法１と同様であるため説明を省略する。
（３）熱間鍛造
ビレットをφ８０の丸棒に１０５０〜１２５０℃で熱間鍛造した。
（４）熱処理
φ８０の丸棒を、４００〜７００℃で６０〜７２００ｓｅｃ加熱し、０．５℃／ｓ以上で室温まで冷却した。
（５）切断・加工
φ６×９ｍｍｌの圧縮試験片を厚みの１／４の深さの位置から切り出し、評価に用いた。なお、この方法で作製した鋼材は、表１の「その他」の欄に「熱間鍛造」と示した。

表１に、鋼材の組成及び鋼材製造条件を示す。なお、表１において、本発明の範囲を満たさないものは、下線を引いて示した。

表１の条件で製造された鋼材の特性（冷間加工性）について評価を行なった。また、各鋼材を冷間加工して作製した機械構造用部品（以下、部品）の特性（冷間加工した部品の強度）についても評価を行なった。部品の作製方法は以下の通りである。

＜部品作製方法＞
熱間加工再現試験装置（富士電波工機株式会社製サーメックマスターＸ）を使用し、２０℃、平均ひずみ速度０．００１/ｓおよび１００／ｓ、圧縮率８０％の冷間鍛造条件で各鋼材を圧縮加工し、変形抵抗、割れの有無を評価した。圧縮加工して得られた部品を縦断面で切断し、樹脂に埋め込んで、エメリー紙、ダイヤモンドバフで表面を鏡面研磨した。

表２に、表１の条件で製造された鋼材及び部品の特性を測定した結果を示す。なお、表２において、本発明の範囲を満たさないものは、下線を引いて示した。

鋼材の特性について、以下の項目を測定した。
（固溶Ｎ量）
各試験片について、前記した方法で固溶Ｎ量を測定し、固溶Ｎ量が０．００８〜０．０１５質量％の範囲内のものを良好、当該範囲外のものを不良とした。

（フェライト面積率）
各試験片について、前記した方法でフェライト面積率を測定し、フェライト面積率が９０％以上のものを良好、９０％未満のものを不良とした。

（鋼材のビッカース硬さの差）
各試験片について、前記した方法でビッカース硬さの最大値と最小値の差分の平均値を測定し、当該平均値が１５Ｈｖ以下のものを良好、１５Ｈｖを超えたものを不良とした。なお、表２の項目では、「鋼材の特性」欄の下に、単に「ビッカース硬さ」と記載する。

また、鋼材を冷間加工して作製した部品について、以下の項目を測定した。
（部品のビッカース硬さの差）
各試験片（部品）について、厚みの１／４の深さの位置でビッカース硬さ（測定荷重９．８Ｎ）を測定した。測定にはマイクロビッカース硬さ試験機を用い、５点の平均値を部品のビッカース硬さとした。また、同一鋼材の平均ひずみ速度による平均硬さを算出し、平均ひずみ速度０．００１／ｓの硬さ（Ｈ１）と、平均ひずみ速度１００／ｓのビッカース硬さ（Ｈ１）との差を算出し、２０≦Ｈ２−Ｈ１を満たすか否かについても確認した。そして、ビッカース硬さの差が２０Ｈｖ以上のもので上記式を満たすものを良好、２０Ｈｖ未満で上記式を満たさないものを不良とした。なお、表２の項目では、「部品の特性」欄の下に、単に「ビッカース硬さ」と記載する。

（割れの有無）
各試験片について、割れの有無を測定した。そして、冷間加工後の部品に割れが生じなかったものを良好「○」、割れが生じたものを不良「×」とした。

（総合評価）
上記項目について、全て良好であったものを総合評価「○」とし、一つでも不良があったものを総合評価「×」とした。

表２に示すように、鋼材組成と鋼材製造条件が本発明の必要条件を満たす試験片Ｎｏ．１，２，４〜２２，２５〜２８，３１〜３４，３６〜５７（実施例）は、鋼材及び部品品の特性が本発明が規定する範囲内であり、冷間加工性と部品の強度が優れていることがわかる。一方、鋼材組織と鋼材製造条件のいずれかが本発明の必要条件を満たさない試験片Ｎｏ．３，２３，２４，２９，３０，３５，５８〜６９（比較例）は、鋼材及び部品の特性のいずれかが本発明が規定する範囲外であり、冷間加工性と部品の強度が劣っていることがわかる。以下、比較例について、具体的に説明する。

試験片Ｎｏ．３は、熱間圧延での加熱温度を１０５０℃未満としたため、固溶Ｎ量が０．００８質量％未満であった。また、部品のビッカース硬さも２０Ｈｖ未満であった。

試験片Ｎｏ．２３は、鋼材の製造工程で熱処理を行なわなかったため、鋼材のビッカース硬さが１５Ｈｖを超え、部品に割れが発生した。

試験片Ｎｏ．２４は、熱処理での加熱温度を４００℃未満としため、鋼材のビッカース硬さが１５Ｈｖを超え、部品に割れが発生した。

試験片Ｎｏ．２９は、熱処理での加熱温度を７００℃超えとしたため、固溶Ｎ量が０．００８質量％未満であった。また、部品のビッカース硬さも２０Ｈｖ未満であった。

試験片Ｎｏ．３０は、熱処理での保持時間を６０ｓｅｃ未満としたため、鋼材のビッカース硬さが１５Ｈｖを超え、部品に割れが発生した。

試験片Ｎｏ．３５は、熱処理での冷却速度を０．１℃／ｓ未満としたため、固溶Ｎ量が０．００８質量％未満であった。また、部品のビッカース硬さも２０Ｈｖ未満であった。

試験片Ｎｏ．５８は、鋼材に含まれるＣ量が下限値未満であるため、部品に割れが発生した。試験片Ｎｏ．５９は、鋼材に含まれるＣ量が上限値を超えているため、フェライト面積率が９０％以下、鋼材のビッカース硬さが１５Ｈｖ以上であった。また、部品に割れが発生した。

試験片Ｎｏ．６０は、鋼材に含まれるＳｉ量が下限値未満であるため、部品に割れが発生した。試験片Ｎｏ．６１は、鋼材に含まれるＳｉ量が上限値を超えているため、部品に割れが発生した。

試験片Ｎｏ．６２は、鋼材に含まれるＭｎ量が下限値未満であるため、部品に割れが発生した。試験片Ｎｏ．６３は、鋼材に含まれるＭｎ量が上限値を超えているため、部品に割れが発生した。

試験片Ｎｏ．６４は、鋼材に含まれるＰ量が上限値を超えているため、部品に割れが発生した。試験片Ｎｏ．６５は、鋼材に含まれるＳ量が上限値を超えているため、部品に割れが発生した。

試験片Ｎｏ．６６は、鋼材に含まれるＡｌ量が下限値未満であるため、部品に割れが発生した。試験片Ｎｏ．６７は、鋼材に含まれるＡｌ量が上限値を超えているため、固溶Ｎ量が下限値未満であり、部品のビッカース硬さが２０Ｈｖ未満であった。

試験片Ｎｏ．６８は、鋼材に含まれるＮ量と固溶Ｎ量が下限値未満であるため、部品のビッカース硬さが２０Ｈｖ未満であり、部品に割れが発生した。試験片Ｎｏ．６９は、鋼材に含まれるＮ量が上限値を超えているため、鋼材のビッカース硬さが上限値を超えており、部品に割れが発生した。

本発明に係る冷間加工用鋼材、冷間加工用鋼材の製造方法、機械構造用部品の製造方法及び機械構造用部品は、鋼材の組織を実質的にフェライト単相として組織全体を均一な強度とし、熱間圧延または熱間鍛造後に結晶粒サイズが変化しない温度領域で熱処理を施すことによって、鋼材中の硬さを適正に調整して硬度ばらつきを低減している。また、冷間加工時の平均ひずみ速度５０／ｓ以上とすることで、動的ひずみ時効を発生させずに、加工発熱によって静的ひずみ時効のみを発生させ、組織中に動的ひずみ時効の要因となる固溶Ｎが多く存在していたとしても、動的ひずみ時効を鋼材全体で抑制することができる。従って、冷間加工性及び冷間加工後の部品の強度に優れた冷間加工用鋼材及び機械構造用部品を提供することができる。

Claims (11)

1. Ｃ：０．００５〜０．０４５質量％、Ｓｉ：０．００５〜０．０５０質量％、Ｍｎ：０．４〜１．０質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．００５〜０．０５０質量％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０質量％、Ｎ：０．００９〜０．０１６質量％含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる組成を有する冷間加工用鋼材であって、
   固溶Ｎ量が、０．００８〜０．０１５質量％であり、
   フェライト相の組織分率が、９０％以上であり、
   鋼材表面から鋼材の厚みの１／４の深さまで１ｍｍごとに測定したビッカース硬さ（測定荷重９．８Ｎ）の最大値と最小値の差が１５Ｈｖ以下、
   であることを特徴とする冷間加工用鋼材。
2. 前記組成がさらに、Ｃｒ：２．０質量％以下、Ｍｏ：１．０質量％以下、のうち少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の冷間加工用鋼材。
3. 前記組成がさらに、Ｔｉ：０．０２質量％以下、Ｎｂ：０．０２質量％以下、Ｖ：０．０２質量％以下、のうち少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の冷間加工用鋼材。
4. 前記組成がさらに、Ｂ：０．００５質量％以下を含有することを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の冷間加工用鋼材。
5. 前記組成がさらに、Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｎｉ：１．０質量％以下、Ｃｏ：１．０質量％以下、のうち少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項１から４のいずれか１項に記載の冷間加工用鋼材。
6. 前記組成がさらに、Ｃａ：０．０１質量％以下、ＲＥＭ：０．０１質量％以下、Ｍｇ：０．００５質量％以下、Ｌｉ：０．００５質量％以下、Ｐｂ：０．５質量％以下、Ｂｉ：０．５質量％以下、のうち少なくとも１種以上を含有することを特徴とする請求項１から５のいずれか１項に記載の冷間加工用鋼材。
7. 請求項１から６のいずれか１項に記載の冷間加工用鋼材の製造方法であって、
   前記組成の鋼材を、１０５０〜１２５０℃に加熱した後、熱間圧延または熱間鍛造する工程と、
   前記熱間圧延または熱間鍛造後の鋼材を、４００〜７００℃で６０〜７２００ｓｅｃ加熱保持する工程と、
   前記保持後の鋼材を、０．１℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却する工程と、
   を有することを特徴とする冷間加工用鋼材の製造方法。
8. 前記熱間圧延または熱間鍛造する工程の後に、鋼材を室温まで０．１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する工程をさらに有することを特徴とする請求項７に記載の冷間加工用鋼材の製造方法。
9. 請求項１から６のいずれか１項に記載の冷間加工用鋼を用いた機械構造用部品の製造方法であって、
   前記組成の鋼材を、１０５０〜１２５０℃に加熱した後、熱間圧延または熱間鍛造する工程と、
   前記熱間圧延または熱間鍛造後の鋼材を、４００〜７００℃で６０〜７２００ｓｅｃ加熱保持する工程と、
   前記保持後の鋼材を、０．１℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却する工程と、
   前記冷却後の鋼材を、開始温度２００℃未満、平均ひずみ速度５０／ｓ以上で冷間加工する工程と、
   を有することを特徴とする機械構造用部品の製造方法。
10. 前記熱間圧延または熱間鍛造する工程の後に、鋼材を室温まで０．１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する工程をさらに有することを特徴とする請求項９に記載の機械構造用部品の製造方法。
11. 請求項１から６のいずれか１項に記載の冷間加工用鋼材を、開始温度２００℃未満、平均ひずみ速度５０／ｓ以上で冷間加工して製造されたことを特徴とする機械構造用部品。