本發明涉及冷加工用機械結構用鋼及其制造方法，特別是涉及球化退火后的變形阻力低、冷加工性優異的機械結構用鋼和用于制造該機械結構用鋼的有用的方法。本發明的冷加工用機械結構用鋼，適合用于通過冷鍛、冷鐓、冷滾軋等的冷加工而制造的汽車用零件、建筑機械用零件等的各種零件，鋼的形態未特別限定，例如以線材或棒鋼等的軋制材為對象。此外，本發明也以軋制之后進行拉絲而得到的拉絲材，即鋼絲為對象。作為所述各種零件，具體來說，可列舉如下等：螺栓、螺釘、螺帽、承窩(socket)、球窩接頭、內管、扭桿、離合器箱、保持架、機架、輪轂、蓋子、外殼、墊圈、挺桿、座架、閥、內殼、離合器、套管、軸承外環、鏈輪、鐵芯、定子、鐵砧、十字軸、搖臂、機身、凸緣、鼓輪、接頭、連接器、滑輪、金屬配件、磁軛、配帽、氣門挺桿、火花塞、小齒輪、轉向軸、共軌等的機械零件、電裝零件等。
背景技術：
在制造汽車用零件、建筑機械用零件等的各種零件時，通常出于賦予冷加工性的目的，而對于碳鋼、合金鋼等熱軋材實施球化退火處理。而后，對于球化退火后的軋制材進行冷加工，之后實施切削加工等的機械加工，從而成形為既定的形狀，并進行淬火回火處理而進行最終的強度調整。
近年來，出于節能的觀點，球化退火的條件被重新考慮，特別是要求球化退火時間的縮短化。如果可以使球化退火的均熱處理的時間達到一半以下，則能夠充分期待節能化。
所謂球化退火時間的縮短化，例如，是指使均熱處理的時間從6小時改為3小時以下。使用現有的冷加工用機械結構用鋼，使球化退火時間縮短化時，可知無法充分達成碳化物的球狀化。
至今為止，也提出有幾個可以迅速進行球化退火的鋼線材的制造方法。例如，在專利文獻1中，公開有一種可以迅速球狀化的鋼線材的制造方法，其在進行熱終軋之后，以5℃/秒以上的冷卻速度冷卻至600～650℃。但是，在此技術中，先共析鐵素體生成·生長的720～650℃左右的溫度域下的冷卻速度快(專利文獻1的段落0043等)，發生先共析鐵素體的微細化和長寬比的增加，由此導致的球化退火后的組織的微細化，進而晶粒微細化帶來的硬化發生，認為軟質化不充分。
另外，在專利文獻2中，作為冷加工用機械結構用鋼的制造方法，公開有如下方法，其是在終軋后，以5℃/秒以上的平均冷卻速度冷卻至640～680℃的溫度范圍，其后，以1℃/秒以下的平均冷卻速度冷卻20秒以上的方法。但是，之后的冷卻條件是放冷到室溫(專利文獻2的段落0040)，認為珠光體的微細化不充分，若縮短球化退火時間，則認為球狀化不充分。
此外，在專利文獻3中，作為冷鐓用鋼的制造方法，公開有一種進行熱軋，在軋制結束后，以1℃/秒以下的冷卻速度進行冷卻的方法。但是，即使在珠光體析出的溫度域，因為冷卻是非常緩慢的緩冷(專利文獻3的段落0022)，所以珠光體片層的間隔粗大，如果縮短球化退火時間，則認為得不到充分的球狀化組織。
現有技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本國專利第3742232號公報
專利文獻2：日本國特開2013-7088號公報
專利文獻3：日本國特開2000-273580號公報
技術實現要素：
發明要解決的課題
本發明在這樣的狀況之下形成，其目的在于，提供一種即使實施均熱處理的時間比通常縮短化的球化退火時，也能夠得到與以往同等或其以上的球狀化，能夠使之軟質化這樣的冷加工用機械結構用鋼，及用于制造這種鋼的有用的方法。
用于解決課題的手段
達成上述課題的本發明，是冷加工用機械結構用鋼，其特征在于，以質量％計，分別含有
C：0.3～0.6％、
Si：0.05～0.5％、
Mn：0.2～1.7％、
P：高于0％并在0.03％以下、
S：0.001～0.05％、
Al：0.01～0.1％及
N：0～0.015％，余量由鐵和不可避免的雜質構成，
鋼的金屬組織中具有珠光體和鐵素體，珠光體和鐵素體相對于全部組織的合計面積率為90％以上，
相鄰的兩個晶粒的取向差比15°大的大角晶界所包圍的bcc-Fe晶粒的平均當量圓直徑為5～15μm，
先共析鐵素體晶粒的平均長寬比滿足3.0以下，
并且，珠光體片層的最窄部的間隔平均為0.20μm以下。
本發明的冷加工用機械結構用鋼，優選根據需要，以質量％計含有從Cr：高于0％并在0.5％以下、Cu：高于0％并在0.25％以下、Ni：高于0％并在0.25％以下、Mo：高于0％并在0.25％以下及B：高于0％并在0.01％以下所構成的組中選擇的一種以上。
在本發明的冷加工用機械結構用鋼中，還優選以相對于全部組織的百分率計的先共析鐵素體的面積率Af與下式(1)所表示的A具有Af≥A的關系，根據這樣的方式，也能夠達成上述目標，此外還能夠實現球化退火后的軟質化。
A＝(103-128×[C％])×0.65(％)…(1)
其中，上述式(1)中，[C％]表示以質量％計的C的含量。
本發明也包括上述冷加工用機械結構用鋼的制造方法。所謂該制造方法，具體來說，是冷加工用機械結構用鋼的制造方法，其特征在于，
對于具有上述記載的化學成分組成的鋼，以800℃以上、低于1100℃進行終軋，
接著，按順序進行平均冷卻速度為7℃/秒以上的第一冷卻，平均冷卻速度為1℃/秒以上、5℃/秒以下的第二冷卻，平均冷卻速度比所述第二冷卻快且為5℃/秒以上的第三冷卻，
所述第一冷卻的結束和所述第二冷卻的開始在700～750℃的范圍內進行，所述第二冷卻的結束和所述第三冷卻的開始在600～650℃的范圍內進行，所述第三冷卻的結束處于400℃以下。
本發明也包括在上述的冷加工用機械結構用鋼之中，進一步滿足Af≥A的關系的冷加工用機械結構用鋼的制造方法，具體來說，是冷加工用機械結構用鋼的制造方法，其特征在于，
對于具有上述記載的化學成分組成的鋼，以800℃以上、低于1100℃進行終軋，
接著，按順序進行平均冷卻速度為7℃/秒以上的第一冷卻，平均冷卻速度為1℃/秒以上、5℃/秒以下，且為由下式(2)表示的CR℃/秒以下的第二冷卻，平均冷卻速度比所述第二冷卻快且為5℃/秒以上的第三冷卻，
所述第一冷卻的結束和所述第二冷卻的開始在700～750℃的范圍內進行，所述第二冷卻的結束和所述第三冷卻的開始在600～650℃的范圍內進行，所述第三冷卻的結束為400℃以下。
CR＝-0.06×T-60×[C％]+94(℃/秒)…(2)
其中，上述式(2)中，T表示終軋溫度(℃)，[C％]表示以質量％計的C的含量。
本發明也包括鋼絲，其特征在于，是對于上述任意的冷加工用機械結構用鋼進一步進行拉絲而得到的。
此外，本發明也包括鋼絲的制造方法，其特征在于，在制造上述的鋼絲時，對于由上述任意的冷加工用機械結構用鋼的制造方法制造的冷加工用機械結構用鋼進行斷面收縮率為30％以下的拉絲加工。
發明效果
根據本發明的冷加工用機械結構用鋼，因為適當調整化學成分組成，并且使珠光體和鐵素體相對于全部組織的合計面積率為規定以上，使大角晶界所包圍的bcc-Fe晶粒的平均當量圓直徑、先共析鐵素體晶粒的平均長寬比及珠光體片層的最窄部的間隔分別在適當的范圍，所以即使球化退火的均熱處理時間比通常進行了縮短的情況下，也能夠得到與以往同等或其以上的球化程度，能夠使之軟質化。因此，本發明的冷加工用機械結構用鋼，在球化退火后，在室溫和加工放熱區域內被制造成上述的各種機械結構用零件時，變形阻力低，且可抑制模具和原材的裂紋，能夠發揮優異的冷加工性。
附圖說明
圖1是用于表示珠光體片層的最窄部的間隔的測量方法的說明圖。
具體實施方式
本發明人等為了實現以下這樣的冷加工用機械結構用鋼，即，即使實施均熱處理的時間比通常縮短化的球化退火(以下，稱為“短時間球化退火”)時，也能夠得到與以往同等或其以上的球化程度，能夠使之軟質化的冷加工用機械結構用鋼，而從各種角度進行研究。其結果是得出以下構想，即，為了經短時間球化退火也可實現碳化物的球狀化，重要的是使球化退火中的奧氏體晶粒組織微細化，加大晶界面積，增加球狀化碳化物的核生成點數量。而且發現，為了實現充分的球狀化，如果使球化退火前的金屬組織(以下，有稱為“前組織”的情況。)成為以珠光體和鐵素體為主相的組織，在此基礎上盡可能減小大角晶界所包圍的bcc-Fe晶粒，并且使先共析鐵素體晶粒等軸化，使珠光體的最窄部的間隔為規定以下，則能夠提高球化退火后的球化程度，能夠將硬度最大限度地降低，從而完成了本發明。
此外，發現通過增加先共析鐵素體的面積率，能夠進一步降低球化退火后的硬度。以下進行詳述。
本發明的鋼具有珠光體組織和鐵素體組織(與后述的“先共析鐵素體”同義)。這些組織是使鋼的變形阻力降低而有助于冷加工性提高的金屬組織。但是，僅僅只是成為含有鐵素體和珠光體的金屬組織，還不能實現預期的軟質化。因此，如以下說明的，還需要適當控制這些組織的面積率和bcc-Fe晶粒的平均粒徑。
球化退火前的前組織中含有貝氏體和馬氏體等的微細的組織時，即使進行普通的球化退火，球化退火后因貝氏體和馬氏體的影響，組織也會局部性地微細，軟質化不充分。從這一觀點出發，需要珠光體和鐵素體相對于全部組織的合計面積率為90％以上。珠光體和鐵素體的合計面積率優選為95％以上，更優選為97％以上。還有，作為珠光體和鐵素體以外的金屬組織，例如可列舉會在制造過程中生成的馬氏體和貝氏體等，但若這些組織的面積率變高，則強度變高，冷加工性劣化，因此也可以完全不包含。因此，珠光體和鐵素體相對于全部組織的合計面積率，最優選為100％。
前組織中，若預先使大角晶界所包圍的bcc(body-centered cubic，體心立方晶格)-Fe晶粒的平均當量圓直徑(以下，僅稱為“bcc-Fe平均粒徑”)為15μm以下，則即使在短時間的球化退火后也能夠達成充分的球化程度。如果能夠使球化程度達到很小，則有助于軟質化，并且冷加工時的抗龜裂性提高。bcc-Fe平均粒徑優選為14μm以下，更優選為13μm以下。但是，若前組織中的bcc-Fe平均粒徑過小，則引起球化退火后的金屬組織的晶粒微細化導致的強化，軟質化困難。因此，使bcc-Fe平均粒徑的優選的下限為5μm以上，優選的下限為6μm以上，更優選為7μm以上。還有，所謂晶粒的當量圓直徑，意思是與各晶粒為相同面積的圓的直徑。
成為前述的bcc-Fe平均粒徑的控制對象的組織，是相鄰的2個晶粒的取向差比15°大的大角晶界所包圍的bcc-Fe晶粒。這是由于所述取向差為15°以下的小角晶界中，因球化退火帶來的影響小。通過使所述大角晶界所包圍的bcc-Fe平均粒徑為規定范圍，即使經短時間的球化退火，也能夠達成充分的球化程度。還有，所述的“取向差”，也稱為“偏離角”或“斜角”，取向差的測量采用EBSP法(Electron Back Scattering Pattern(電子背散射花樣)法)即可。另外，測量平均粒徑的大角晶界所包圍的bcc-Fe，意思除了先共析鐵素體以外，也包括珠光體組織中所包含的鐵素體。
此外，在本發明的鋼中，先共析鐵素體的平均長寬比為3.0以下。長寬比大的晶粒容易朝向縱長方向即長徑方向發生晶粒生長，難以朝向寬度方向即短徑方向發生晶粒生長。若先共析鐵素體的平均長寬比過大，則短時間的球化退火后，會引起金屬組織的晶粒微細化造成的強化，軟質化不充分。從這一觀點出發，需要前組織中的先共析鐵素體晶粒的平均長寬比為3.0以下。所述平均長寬比優選為2.7以下，更優選為2.5以下。平均長寬比的下限理想的是優選為1.0，也有1.5左右的情況。
如前所述，本發明的鋼具有珠光體和鐵素體，若使珠光體的形態微細化，則即使以短時間的球化退火，仍能夠促進碳化物的球化，得到充分的球化組織。從這一觀點出發，需要前組織中的珠光體片層的最窄部的間隔平均(以下，僅稱為“平均片層間隔”)為0.20μm以下。平均片層間隔優選為0.18μm以下，更優選為0.16μm以下。平均片層間隔的下限沒有特別限定，但通常為0.05μm左右。
此外，在鋼的金屬組織中，若先共析鐵素體的面積率增加，則球化退火中的碳化物析出點減少，碳化物的數密度減少和碳化物的粗大化被促進。由此，碳化物的粒子間距變寬，能夠得到更軟質組織。另一方面，先共析鐵素體的面積率受含碳量的影響而發生變化，若碳量增加，則先共析鐵素體面積率減少。用于得到良好的球化材料的恰當的先共析鐵素體面積率同樣根據含碳量變化，碳量越多，鐵素體面積率越減少。從這一觀點出發，根據許多實驗結果發現，前組織中的以相對于全部組織的百分率計的先共析鐵素體的面積率Af與下式(1)所表示的A具有Af≥A的關系，由此能夠實現進一步的軟質化。
A＝(103-128×[C％])×0.65(％)…(1)
其中，上述式(1)中，[C％]表示以質量％計的C的含量。
A優選為(103-128×[C％])×0.70，更優選為(103-128×[C％])×0.75。
本發明是冷加工用機械結構用鋼，此鋼種作為冷加工用機械結構用鋼而具有通常的化學成分組成即可，關于C、Si、Mn、P、S、Al、N可以調整至以下的適當的范圍。還有，在本說明書中，關于化學成分組成的所謂的“％”，意思是質量％。
C：0.3～0.6％
C在確保鋼的強度，特別是在確保最終制品的強度上是有用的元素。為了有效地發揮這樣的效果，C含量需要為0.3％以上。C含量優選為0.32％以上，更優選為0.34％以上。但是，若C過剩地被含有，則強度變高而冷加工性降低，因此需要為0.6％以下。C含量優選為0.55％以下，更優選為0.50％以下。
Si：0.05～0.5％
Si作為脫氧元素，以及出于使固溶體硬化帶來的最終制品的強度增加這一目的而使之含有。為了有效地發揮這樣的效果，將Si含量定為0.05％以上。Si含量優選為0.07％以上，更優選為0.10％以上。另一方面，若Si過剩地被含有，則硬度過度上升而使冷加工性劣化。因此將Si含量定為0.5％以下。Si含量優選為0.45％以下，更優選為0.40％以下。
Mn：0.2～1.7％
Mn是通過淬火性的提高，對于增加最終制品的強度有效的元素。為了有效地發揮這樣的效果，將Mn含量定為0.2％以上。Mn含量優選為0.3％以上，更優選為0.4％以上。另一方面，若Mn被過剩地含有，則硬度上升而使冷加工性劣化。因此將Mn含量定為1.7％以下。Mn含量優選為1.5％以下，更優選為1.3％以下。
P：高于0％并在0.03％以下
P是鋼中不可避免被包含的元素，在鋼中引起晶界偏析，成為延展性劣化的原因。因此，P含量定為0.03％以下。P含量優選為0.02％以下，更優選為0.017％以下，特別優選為0.01％以下。P含量越少越優選，最優選為0％，但也有因制造工序上的制約等而殘存的情況(即高于0％)，其程度例如為0.001％左右。
S：0.001～0.05％
S是鋼中不可避免被包含的元素，在鋼中作為MnS存在，使延展性劣化，因此是對冷加工性有害的元素。因此將S含量定為0.05％以下。S含量優選為0.04％以下，更優選為0.03％以下。但是，因為S具有使可切削性提高的作用，所以使之0.001％以上有用。S含量優選為0.002％以上，更優選為0.003％以上。
Al：0.01～0.1％
Al作為脫氧元素有用，并且在將存在于鋼中的固溶N作為AlN固定方面有用。為了有效地發揮這樣的效果，將Al含量定為0.01％以上。Al含量優選為0.013％以上，更優選為0.015％以上。但是，若Al含量過剩，則Al2O3過剩地生成，使冷加工性劣化。因此將Al含量定為0.1％以下。Al含量優選為0.090％以下，更優選為0.080％以下。
N：0～0.015％
N是鋼中不可避免被包含的元素，若鋼中包含固溶N，則因應變時效導致硬度上升，招致延展性降低，使冷加工性劣化。因此N含量定為0.015％以下。N含量優選為0.013％以下，更優選為0.010％以下。N含量越少越為優選，0％最優選，但由于制造工序上的制約等，也有殘存0.001％左右的情況。
本發明的機械結構用鋼的基本成分如上述，余量實質上是鐵。還有，所謂“實質上是鐵”，意思是除了鐵以外還能夠允許不阻礙本發明的特性的程度的、例如Sb、Zn等的微量成分，除此之外，還能夠含有P、S、N以外的例如O、H等的不可避免的雜質。此外在本發明中，也可以根據需要含有以下的任意元素，根據所含有的成分，鋼的特性得到進一步改善。
從Cr：高于0％并在0.5％以下、Cu：高于0％并在0.25％以下、Ni：高于0％并在0.25％以下、Mo：高于0％并在0.25％以下及B：高于0％并在0.01％以下所構成的組中選擇的一種以上
Cr、Cu、Ni、Mo和B均是使鋼材的淬火性提高，從而對于增加最終制品的強度有效的元素，根據需要單獨含有或含有兩種以上。這樣的效果隨著這些元素的含量增加而變大，用于有效地發揮所述效果的優選的含量如下，Cr量為0.015％以上，更優選為0.020％以上，Cu量、Ni量和Mo量均為0.02％以上，更優選為0.05％以上，B量為0.0003％以上，更優選為0.0005％以上。
但是，若Cr、Cu、Ni、Mo和B的含量過剩，則強度過高而使冷加工性劣化。因此，Cr含量優選為0.5％以下，Cu、Ni和Mo含量均優選為0.25％以下，B含量優選為0.01％以下。這些元素的優選的含量如下，Cr量為0.45％以下，更優選為0.40％以下，Cu、Ni和Mo量均為0.22％以下，更優選為0.20％以下，B量為0.007％以下，更優選為0.005％以下。
為了制造本發明的冷加工用機械結構用鋼，優選對于滿足上述成分組成的鋼調整熱軋時的終軋溫度，并且將其后的冷卻速度分為3個階段而適當調整冷卻速度和溫度范圍。具體來說，
以800℃以上、低于1100℃進行終軋，并按順序進行
平均冷卻速度為7℃/秒以上的第一冷卻；
平均冷卻速度為1℃/秒以上、5℃/秒以下的第二冷卻；
平均冷卻速度比所述第二冷卻快且5℃/秒以上第三冷卻，
所述第一冷卻的結束和所述第二冷卻的開始在700～750℃的范圍內進行，所述第二冷卻的結束和所述第三冷卻的開始在600～650℃的范圍內進行，使所述第三冷卻的結束處于400℃以下。對于終軋溫度和第1～3冷卻分別詳細加以說明。
(a)終軋溫度：800℃以上、低于1100℃
為了使大角晶界所包圍的bcc-Fe平均粒徑處于5～15μm，需要適當控制終軋溫度。若終軋溫度處于1100℃以上，則難以使bcc-Fe平均粒徑處于15μm以下。但是，若終軋溫度低于800℃，則難以使bcc-Fe平均粒徑處于5μm以上，因此為800℃以上。終軋溫度的優選的下限為900℃以上，更優選為950℃以上。終軋溫度的優選的上限為1050℃以下，更優選為1000℃以下。
(b)第一冷卻
從作為終軋溫度的800℃以上、低于1100℃起開始，并在700～750℃的溫度范圍結束的第一冷卻中，即在金屬組織發生晶粒生長的溫度域，若冷卻速度慢，則bcc-Fe晶粒粗大化，有大角晶界所包圍的bcc-Fe平均粒徑高于15μm的可能性。因此，使第一冷卻中的平均冷卻速度為7℃/秒以上。第一冷卻的平均冷卻速度優選為10℃/秒以上，更優選為20℃/秒以上。第一冷卻的平均冷卻速度的上限沒有特別限定，但作為現實的范圍在200℃/秒以下。還有，在第一冷卻的冷卻中，只要平均冷卻速度在7℃/秒以上，也可以使冷卻速度變化而進行冷卻。
(c)第二冷卻
為了使先共析鐵素體晶粒等軸化，即，使先共析鐵素體晶粒的平均長寬比為3.0以下，從700～750℃的溫度范圍起開始，并在600～650℃的溫度范圍結束的第二冷卻中，即在先共析鐵素體析出的溫度域，以5℃/秒以下的平均冷卻速度進行緩冷。另一方面，若第二冷卻的平均冷卻速度過慢，則bcc-Fe晶粒粗大化，存在大角晶界所包圍的bcc-Fe平均粒徑高于15μm的可能性。因此，第二冷卻的平均冷卻速度為1℃/秒以上。第二冷卻的平均冷卻速度的優選的下限為2℃/秒以上，更優選為2.5℃/秒以上。第二冷卻的平均冷卻速度的優選的上限為4℃/秒以下，更優選為3.5℃/秒以下。
(d)第三冷卻
為了使珠光體的平均片層間隔為0.20μm以下，從600～650℃的溫度范圍起開始，并在400℃以下結束的第三冷卻中，即在珠光體相變的溫度域，以比第二冷卻快且5℃/秒以上的平均冷卻速度進行冷卻。若是比5℃/秒慢的冷卻，則難以使珠光體的平均片層間隔為0.20μm以下。第三冷卻的平均冷卻速度優選為10℃/秒以上，更優選為20℃/秒以上。還有，第三冷卻的平均冷卻速度的上限沒有特別限定，但作為現實的范圍為200℃/秒以下。另外，在第三冷卻中，只要平均冷卻速度為5℃/秒以上，也可以使冷卻速度變化而進行冷卻。進行第三冷卻之后，進行放冷等的通常的冷卻而冷卻至室溫即可。第三冷卻的結束溫度的下限沒有特別限定，例如為200℃。
特別是在本發明的冷加工用機械結構用鋼中，為了使上述先共析鐵素體的面積率Af與上述式(1)所表示的A滿足Af≥A的關系，優選在上述的冷加工用機械結構用鋼的制造方法中，更嚴格地控制所述第二冷卻。
具體來說，
對于滿足上述化學組成的鋼，
以800℃以上、低于1100℃進行終軋，
接著，按順序進行平均冷卻速度為7℃/秒以上的第一冷卻；
平均冷卻速度為1℃/秒以上、5℃/秒以下，且為由下式(2)表示的CR℃/秒以下的第二冷卻；
平均冷卻速度比所述第二冷卻快且為5℃/秒以上第三冷卻，
所述第一冷卻的結束和所述第二冷卻的開始在700～750℃的范圍內進行，所述第二冷卻的結束和所述第三冷卻的開始在600～650℃的范圍內進行，所述第三冷卻的結束在400℃以下即可。
CR＝-0.06×T-60×[C％]+94(℃/秒)…(2)
其中，上式(2)中，T表示終軋溫度(℃)，[C％]表示以質量％計的C的含量。
關于終軋溫度和第一、第三冷卻與前述的制造方法相同，以下對于第二冷卻詳細地說明。
(e)第二冷卻
為了使先共析鐵素體晶粒等軸化，即，使先共析鐵素體晶粒的平均長寬比為3.0以下，此外先共析鐵素體的面積率Af滿足上述Af≥A的關系，在先共析鐵素體析出的溫度域緩冷即可。但是，用于得到預期的先共析鐵素體的面積率的第二冷卻的臨界最大冷卻速度由碳濃度和終軋溫度決定。即，碳濃度越高，珠光體的面積率越大，因此先共析鐵素體的面積率越小。另外最終溫度越高，冷卻中的相變溫度越處于低溫，先共析鐵素體的面積率越小。本發明人等通過許多實驗了解到以上這些關系，并導出上述式(2)。也就是，從700～750℃的溫度范圍起開始，并在600～650℃的溫度范圍結束的第二冷卻中，優選以1℃/秒以上、5℃/秒以下，且以由上述式(2)表示的CR℃/秒以下的平均冷卻速度進行緩冷。第二冷卻的平均冷卻速度高于CR℃/秒時，不能滿足上述Af≥A的要件。第二冷卻的平均冷卻速度的優選的下限為2℃/秒以上，更優選為3℃/秒以上。第二冷卻的平均冷卻速度優選為(CR-0.5)℃/秒以下，更優選為(CR-1)℃/秒以下，但根據CR的值不同，則不是這一限度。
本發明的冷加工用機械結構用鋼，意思是球化退火前的鋼，例如是棒鋼或線材這樣的軋制材。另外，本發明也包括軋制之后進行了拉絲的拉絲材，即鋼絲。
本發明的鋼絲，在進行所述第三冷卻而冷卻至室溫后，再在室溫下進行拉絲加工即可，這時的斷面收縮率為30％以下即可。若進行拉絲，則鋼中的碳化物被破壞，能夠在其后的球化退火中促進碳化物的凝集，因此對于球化退火的均熱處理時間的縮短有效。若拉絲加工的斷面收縮率高于30％，則退火后的強度變高，有可能使冷加工性劣化，因此拉絲加工的斷面收縮率優選為30％以下。拉絲加工的斷面收縮率的優選的上限為25％以下，更優選為20％以下。斷面收縮率的下限沒有特別限定，但為2％以上便能夠得到效果。拉絲加工的斷面收縮率的優選的下限為4％以上，更優選為6％以上。
如果使用本發明的鋼，則進行短時間的球化退火，例如在Ac1～Ac1+30℃左右的溫度范圍進行1～3小時左右球化退火時，例如C含量為0.45％左右的鋼種的情況下，能夠使球化程度達到2.5以下。若球化程度為2.5以下，則冷加工時的抗龜裂性提高。
【實施例】
以下，列舉實施例更具體地說明本發明。本發明不受以下的實施例限制，在能夠符合前述、后記的宗旨的范圍當然可以適當加以變更實施，這些均包含在本發明的技術范圍內。
使用下述表1所示的化學成分組成的鋼進行軋制，得到φ10.0mm的線材，再使用實驗室的加工Formaster(以下，表示為“加工F”)試驗裝置，得到φ8.0mm×12.0mm的加工F試驗片。還有，后述的表2的No.4中，使用由軋制得到的線材，表2的No.19、20中，使用在軋制之后再進行拉絲而得到的拉絲材。No.4、19、20中，表2的“加工條件”意思是軋制條件。另外，在表2和表4所述的加工F試驗片中，以表中所述的加工條件模擬實機的軋制條件。
【表1】
對于所得到的線材、拉絲材或加工F試驗片，按照下述(1)～(5)的要領評價組織，并且進行球化退火后的球化程度和硬度的測量。表2的No.19、20是拉絲材，但以拉絲之前的線材的狀態評價組織。無論在何種測量中，線材、拉絲材和加工F試驗片均以能夠觀察到縱截面的方式，即能夠觀察到與軸線平行的截面的方式進行樹脂包埋，測量線材等的D/4位置。還有，所述D意思是線材等的直徑。
(1)組織的觀察
全部組織中的鐵素體和珠光體的合計面積率、先共析鐵素體晶粒的平均長寬比和面積率的測量中，通過硝酸乙醇腐蝕液蝕刻使組織顯現，用光學顯微鏡以倍率400倍，對于220μm×165μm的視野進行5個視野的觀察并拍攝。以所得到的照片為基礎，通過圖像分析測量鐵素體和珠光體的合計面積率，以及先共析鐵素體晶粒的長寬比，計算平均值。先共析鐵素體晶粒的長寬比的測量時，對于各原材，晶粒的測量數設為合計100以上。先共析鐵素體的面積率的測量時，格子狀引出等間隔的10根縱線、橫線，測量存在于100個交點上的先共析鐵素體的點數，以各視野的先共析鐵素體的點數作為先共析鐵素體的面積率(％)，計算其平均值。
(2)大角晶界所包圍的bcc-Fe平均粒徑的測量
大角晶界所包圍的bcc-Fe平均粒徑的測量中，使用EBSP分析裝置及FE-SEM(Field-Emission Scanning Electron Microscope，場發射型掃描電子顯微鏡)。將結晶取向差(斜角)高于15°的邊界，即大角晶界作為結晶晶界而定義“晶粒”，并決定bcc-Fe晶粒的平均粒徑。這時，測量區域為200μm×400μm，測量步進作為1.0μm間隔進行測量，表示測量方位的可靠性的置信指數(Confidence Index)為0.1以下的測量點從分析對象中去除。
(3)珠光體片層的最窄部的間隔的測量
圖1(a)表示珠光體的片層組織1的模式圖，圖1(b)表示片層組織1的放大圖。珠光體的片層組織1如圖1(b)所示，片層鐵素體3和片層滲碳體2是層狀(片層狀)排列的組織，所謂本發明中規定的片層間隔是片層滲碳體2的間隔。對于經鏡面研磨的縱剖面試樣，通過苦味醇蝕刻使組織顯現，使用FE-SEM進行D/4位置的組織觀察，以倍率3000倍拍攝42μm×28μm的區域，或以倍率5000倍拍攝25μm×17μm的區域合計5個視野。這時，使各視野中至少包含一個珠光體。在拍攝的照片的各視野中選擇最微細的片層間隔的珠光體，引出與層狀組織正交，且始終端處于片層滲碳體的厚度中心的線段4，測量線段長度L和線段包含的片層滲碳體的條數n(條數n中也包括始終端的片層滲碳體)，用式(3)計算片層間隔λ。這時，n為5以上。
λ＝L/(n-1)…(3)
(4)球化退火后的球化程度的測量
球化退火后的球化程度的測量中，通過硝酸乙醇腐蝕液蝕刻使組織顯現，使用光學顯微鏡，以倍率400倍觀察5個視野而進行。根據JIS G3539：1991的附圖，在No.1～No.4中評價各視野的球化程度，計算5個視野的平均值。平均值不是整數時，在舍去小數的數值上加0.5，將其作為球化程度。球化程度越小，意味著是越良好的球狀化組織。
(5)球化退火后的硬度的測量
球化退火后的硬度HV的測量，使用維氏硬度計，以載荷1kgf測量5點，求得其平均值。
實施例1
使用上述表1所示的鋼種A，使加工溫度(相當于終軋溫度)、冷卻速度以下述表2的方式變化，分別制作前組織不同的試樣，即軋制材、拉絲材或加工F試驗片。還有，在表2的制造條件中，“第一冷卻”意思是從加工溫度起開始，并在700～750℃的溫度范圍結束的冷卻，“第二冷卻”意思是從“第一冷卻”的結束溫度起開始，并在600～650℃的溫度范圍的冷卻，“第三冷卻”意思是從“第二冷卻”的結束溫度起開始，并在400℃以下的溫度結束的冷卻。無論哪一例，在第三冷卻結束后均放冷至室溫，對于No.19和20在此后進一步實施拉絲處理。
還有，在表2中，冷卻結束溫度“-”，是指冷卻速度不變而連續地冷卻。即，表示不使冷卻速度變化而持續冷卻。例如，在No.13中，第一冷卻和第二冷卻連續，1050℃→640℃以10℃/s進行冷卻，640℃→300℃以20℃/s進行冷卻。另外，No.16中，第一～第三冷卻連續，1000℃→300℃以10℃/s進行冷卻。
【表2】
加工Formaster的試驗片的尺寸為φ8.0mm×12.0mm，在熱處理結束后8等分，其中之一作為組織調查用的試樣，另一個作為球化退火用試樣。球化退火中，將試驗片分別真空封入，通過在大氣爐中進行以下的(i)、(ii)的熱處理而進行。
(i)以Ac1+20℃進行2小時均熱保持后，以平均冷卻速度10℃/小時冷卻至640℃，之后放冷的熱處理(表中表述為SA1)
(ii)以Ac1+5℃進行2小時均熱保持后，以平均冷卻速度10℃/小時冷卻至640℃，之后放冷的熱處理(表中表述為SA2)
還有，Ac1使用由下式計算的值。下式中，(％元素名)意思是各元素的以質量％計的含量。
Ac1(℃)＝723-10.7(％Mn)-16.9(％Ni)+29.1(％Si)+16.9(％Cr)
按照上述(1)～(5)的要領評價的球化退火前的組織，以及球化退火后的球化程度和硬度顯示在表3中。還有，C含量為0.44％的鋼種A的球化程度及硬度的基準中，球化程度為2.5以下，硬度為144HV以下。
【表3】
由表3的結果能夠進行如下考察。沒有實施拉絲的例子No.1～8，和作為實施了拉絲的例子的試驗No.19、20均是滿足本發明所規定的全部要件的例子，即使經SA1或SA2這樣的短時間的球狀化處理，球化退火后的球化程度也良好，能夠達成軟質化。
另一方面，No.9～18是欠缺本發明中規定的某個要件的例子，球化退火后的球化程度及硬度的至少任意一個達不到基準。No.9～11是加工溫度(相當于終軋溫度)高的例子，大角晶界所包圍的bcc-Fe平均粒徑大。此外，No.11是第二冷卻的冷卻速度也快，先共析鐵素體的平均長寬比大。因此，No.9～11均是球化退火后的球化程度差，硬度高的狀態。另外，No.18是加工溫度低的例子，大角晶界所包圍的bcc-Fe平均粒徑小，其結果是，為球化退火后的硬度高的狀態。
No.12是第一冷卻的冷卻速度慢的例子，大角晶界所包圍的bcc-Fe平均粒徑大，其結果是，球化退火后的球化程度差。若球化程度高，則冷加工時的抗龜裂性降低。No.13、14、16、17是第二冷卻的冷卻速度快的例子，先共析鐵素體的平均長寬比大，為球化退火后的硬度高的狀態。No.14是第二冷卻的冷卻速度特別快的例子，由于過冷組織的析出，導致先共析鐵素體和珠光體的面積率不足，也成為球化退火后的硬度特別上升的要因。No.15是第三冷卻的冷卻速度慢的例子，珠光體的平均片層間隔大，球化退火后的球化程度差，為硬度高的狀態。
實施例2
使用上述表1所示的鋼種B～I，與實施例1同樣地使用實驗室的加工Formaster試驗裝置，使加工溫度(相當于終軋溫度)、冷卻速度以下述表4的方式變化，分別制作前組織不同的試樣。表4所述的第一～第三冷卻與表2為相同的意思。
【表4】
對于這些試驗片，按照與實施例1相同的要領評價前組織，并且按照與實施例1相同的要領進行球化退火，評價球化退火后的球化程度和硬度。結果顯示在表5中。還有，球化退火后的球化程度的基準均為2.5以下，球化退火后的硬度的基準中，C含量為0.33％的鋼種，即鋼種D為HV134以下，C含量為034～0.36％的鋼種，即鋼種F、H為HV136以下，C含量為0.44～0.45％的鋼種，即鋼種B、C、G、I為HV144以下，C含量為0.48％的鋼種，即鋼種E為HV148以下。
【表5】
由表5的結果能夠進行如下考察。試驗No.21～31均是滿足本發明所規定的全部要件的例子，即使經SA1或SA2這樣短時間的球狀化處理，球化退火后的球化程度也良好，可達成軟質化。
相對于此，No.32～38是欠缺本發明的中規定的某個要件的例子，無法達到球化退火后的球化程度和硬度的至少任意一個基準。No.32是加工溫度(相當于終軋溫度)高的例子，大角晶界所包圍的bcc-Fe平均粒徑大，球化退火后的球化程度差。No.37是加工溫度低的例子，大角晶界所包圍的bcc-Fe平均粒徑小，其結果是，為球化退火后的硬度高的狀態。
No.33是第三冷卻的冷卻速度慢的例子，珠光體平均片層間隔大，球化退火后的球化程度差，為球化退火后的硬度高的狀態。No.34、35是第一冷卻的冷卻速度慢的例子，大角晶界所包圍的bcc-Fe平均粒徑大，為球化退火后的球化程度差的狀態。No.36是第二冷卻的冷卻速度快的例子，先共析鐵素體的平均長寬比大，為球化退火后的硬度高的狀態。No.38是使用了Mn含量多的鋼種I的例子，為球化退火后的硬度高的狀態。
實施例3
此外為了對于先共析鐵素體的面積率的影響度進行調查，使用上述表1所示的鋼種J～L，與實施例1同樣使用實驗室的加工Formaster試驗裝置，使加工溫度(相當于終軋溫度)、冷卻速度按下述表6的方式變化，分別制作前組織不同的試樣。表6所述的第一～第三冷卻是與表2相同的意思。
【表6】
對于這些試驗片，按照與實施例1相同的要領評價前組織，并且按照與實施例1相同的要領進行球化退火，評價球化退火后的球化程度和硬度。結果顯示在表7中。還有，球化退火后的球化程度的基準中，C含量為0.35～0.45％的鋼種，即鋼種J、K為2.5以下，C含量為0.56％的鋼種，即鋼種L為3.0以下，球化退火后的硬度的基準中，C含量為0.35％的鋼種，即鋼種J為HV136以下，C含量為0.45％的鋼種，即鋼種K為HV144以下，C含量為0.56％的鋼種，即鋼種L為HV156以下。
【表7】
由表7的結果能夠進行如下考察。No.39～40、42～49、51～52、54～55、57～65均是滿足本發明中規定的全部要件的例子，即使經SA1這樣短時間的球狀化處理，球化退火后的球化程度也良好，可達成軟質化。其中，No.39～40、42～48、51～52、54～55、60、63～65是還滿足本發明的優選要件、即Af≥A的要件的例子，即使經SA1這樣的短時間的球狀化處理，球化退火后的球化程度也良好，可達成進一步的軟質化。
另一方面，No.49、57～59、61～62是第二冷卻的冷卻速度比式(2)的CR(℃/秒)快的例子，欠缺本發明中規定的先共析鐵素體的面積率的要件Af≥A。雖然可達成球化退火后的球化程度和硬度這兩方面的基準，但與滿足先共析鐵素體的面積率的要件的例相比，為硬度高的狀態。
CR＝-0.06×T-60×[C％]+94(℃/秒)…(2)
No.41.50、53、56是第二冷卻的冷卻速度比5(℃/秒)快的例子，欠缺本發明中規定的先共析鐵素體的平均長寬比和面積率的要件。因此，為球化退火后的硬度高的狀態。
詳細并參照特定的實施方式說明了本發明，但不脫離本發明的精神和范圍而加以各種變更和修改，這對本領域技術人員來說不言而喻。
本申請基于2014年6月16日申請的日本專利申請(專利申請2014-123430)、2015年3月19日申請的日本專利申請(專利申請2015-056664)，其內容在此作為參照援引。
產業上的可利用性
根據本發明的冷加工用機械結構用鋼，能夠通過短時間的球化退火使之軟質化，適合作為螺栓、螺釘、螺帽、承窩、球窩接頭、內管、扭桿、離合器箱、保持架、機架、輪轂、蓋子、外殼、墊圈、挺桿、座架、閥、內殼、離合器、套管、軸承外環、鏈輪、鐵芯、定子、鐵砧、十字軸、搖臂、機身、凸緣、鼓輪、接頭、連接器、滑輪、金屬配件、磁軛、配帽、氣門挺桿、火花塞、小齒輪、轉向軸、共軌等的機械零件、電裝零件等的各種零件的原材使用，在工業上有用。
符號說明
1 珠光體的片層組織
2 片層滲碳體
3 片層鐵素體
4 與層狀組織正交，且始終端處于片層滲碳體的厚度中心的線段