JP4964063B2 - 冷間鍛造性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびそれから得られる機械部品 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車などの輸送機器や、建設機械、その他の産業機械などにおいて、浸炭処理して使用される機械部品の素材となる肌焼鋼、およびそれから得られる機械部品に関するものである。殊に本発明の肌焼鋼は、歯車などの素材として用いた場合に、冷間鍛造の際の変形抵抗が小さく、且つ冷間鍛造後に浸炭処理を行なった場合でも結晶粒が粗大化しないという特性（以下、「結晶粒粗大化防止特性」と省略することがある。）に優れている。
自動車、建設機械、その他の各種産業機械用として用いられる機械部品において、特に耐摩耗性、高疲労強度が要求される部品には、従来から浸炭、窒化および浸炭窒化などの表面硬化熱処理（肌焼き処理）が行なわれている。これらの用途には、通常、ＪＩＳ規格で定められた肌焼鋼、例えばＳＣＭ４２０Ｈが使用され、鍛造・切削などの機械加工により所望の部品形状に成形した後、浸炭、浸炭窒化などの表面硬化熱処理を施し、その後、研磨などの仕上工程を経て製造される。
自動車、建設機械、産業機械等に使用される部品、殊に歯車の製造では、切削コストが、製造コストの大部分を占めている。そこで製造コストを削減するために、切削から鍛造への変更が進められている。しかし熱間鍛造だけでは、歯車などの精密部品を精度良く製造することが難しい。そのため切削工程を省略して冷間鍛造のみで、歯車などの精密部品を製造できるようにすることが望まれている。
しかし熱間鍛造に比べて冷間鍛造では、変形抵抗が高いという問題がある。そこで近年、冷間鍛造性に優れた肌焼鋼、殊に金型寿命を改善するために冷間鍛造時の変形抵抗が低い肌焼鋼が求められている。この点、Ｂ（ボロン）を添加して、他の合金元素を低減した低合金ボロン鋼が、冷間鍛造性に優れていることは知られている。しかし低合金ボロン鋼は、浸炭処理時にオーステナイト結晶粒が粗大化しやすいという問題があった。そこで冷間鍛造性だけでなく、結晶粒粗大化防止特性にも優れた肌焼鋼が求められている。
そのため肌焼鋼の技術分野では、冷間鍛造性と結晶粒粗大化防止特性との両立を図るため、様々な研究がなされている。例えば特許文献１は、（１）合金元素量を適正範囲に調整すること、（２）Ｔｉの微細析出物を一定量以上で確保すること、（３）硬さを制限すること、（４）脱炭深さを一定以下に抑えることにより、肌焼鋼の冷間加工性と結晶粒粗大化防止特性とを向上させることを開示している（特許請求の範囲参照）。特許文献１は、冷間加工性を向上させるために、Ｃｒ量を１．２５％以下、好適には１．０％以下に抑えることを提案している（段落［００２５］参照）。
特開２００４−１８３０６４号公報（特許請求の範囲、段落［００２５］）
本発明の目的は、冷間鍛造性および結晶粒粗大化防止特性の両方に優れた肌焼鋼を提供することにあり、詳しくは、従来鋼であるＪＩＳ規格のＳＣＭ４２０Ｈに比べて、冷間鍛造時の変形抵抗が低減されているが、結晶粒粗大化防止特性は良好に維持されている肌焼鋼を提供することにある。
上記目的を達成することができた本発明の肌焼鋼とは、Ｃ：０．１〜０．３％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．６％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．２５〜２％、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．０７％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．０００５〜０．００５％、およびＮ：０．００８％以下（０％を含まない）を含有し、且つ下記式（１）：
０．０１≦［Ｔｉ］−３．４２［Ｎ］≦０．０５ ・・・ （１）
〔式中、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、それぞれ鋼中のＴｉおよびＮ含有量（質量％）を表す。〕
を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、直径が０．０１〜０．２μｍであるＴｉＣ析出物の個数が５〜３０個／μｍ2であることを特徴とするものである。
０．０１≦［Ｔｉ］−３．４２［Ｎ］≦０．０５ ・・・ （１）
〔式中、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、それぞれ鋼中のＴｉおよびＮ含有量（質量％）を表す。〕
を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、直径が０．０１〜０．２μｍであるＴｉＣ析出物の個数が５〜３０個／μｍ2であることを特徴とするものである。
本発明の肌焼鋼は、さらに（１）Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、および／または（２）Ｎｂ：０．０１５％以下（０％を含まない）を含有していても良い。また冷間鍛造時の割れを防止するために、鋼中に存在するＴｉＮ析出物の最大直径が３０μｍ以下であることが好ましい。
本発明は、さらに上記肌焼鋼から得られた機械部品、例えば歯車、無段変速機（ＣＶＴ）用プーリー、シャフトも提供する。
本発明によれば、鋼の化学成分量（合金元素量）およびＴｉＣ析出物の個数を適正範囲に調整することにより、優れた冷間鍛造性を有しながら、結晶粒粗大化防止特性が良好に維持された肌焼鋼を得ることができた。本発明の肌焼鋼は、各種機械部品、殊に歯車の素材として有用である。
本発明者らは、従来鋼であるＪＩＳ規格のＳＣＭ４２０Ｈよりも冷間鍛造時の変形抵抗が低い肌焼鋼を製造するため、ＳＣＭ４２０Ｈ中に含まれる合金元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏ）、または含まれ得る合金元素（Ｎｉ）が変形抵抗に及ぼす影響に着目した。これらの元素の含有量、特にＭｎ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏ量を低減させれば、肌焼鋼の変形抵抗を低減させることができる。しかしこれらの合金元素量を単に低減させるだけでは焼入性が不充分になり、浸炭焼入れを行っても、部品として求められる強度を得ることができない。そこで本発明者らは、これらの合金元素の中でもＣｒに着目した。なぜなら以下に示すように、Ｃｒは変形抵抗の増加に寄与する割合が低いからである。
具体的には、以下の表１に示す化学成分組成の鋼材試料Ｎｏ．１〜１０の変形抵抗を測定し（表１参照）、該変形抵抗（ｋｇｆ／ｍｍ2）を従属変数とし、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒ含有量（質量％）を独立変数として、重回帰分析することにより、下記式（２）で示す重回帰式を求めた。なお各試料の変形抵抗は、下記表１の化学成分組成の棒鋼圧延材（直径２５ｍｍ）を球状化焼鈍した後、旋盤切削して、直径１５ｍｍ×高さ２２．５ｍｍである円柱状の試験片を作製し、３００トンのプレス機を用いて、端面拘束圧縮で室温下、７０％の加工率（＝（ｈ1−ｈ2）／ｈ1×１００、ｈ1：圧縮前の試験片高さ、ｈ2：圧縮後の試験片高さ）での変形抵抗を測定した。
変形抵抗＝４５．９［Ｃ］＋２１．５［Ｓｉ］＋１０．５［Ｍｎ］＋８．６［Ｃｒ］＋３９．１ ・・・ （２）
〔式中、［ ］は、鋼材試料中の各元素の含有量（質量％）を表す。自由度調製済み寄与率Ｒ*2は０．９９４である。〕
〔式中、［ ］は、鋼材試料中の各元素の含有量（質量％）を表す。自由度調製済み寄与率Ｒ*2は０．９９４である。〕
上記式（２）、殊に回帰係数から示されるように、Ｃ（回帰係数：４５．９）、Ｓｉ（回帰係数：２１．５）およびＭｎ（回帰係数：１０．５）に比べて、Ｃｒ（回帰係数：８．６）は、変形抵抗の増加に寄与する割合が低い。このような知見に基づき本発明は、従来、例えば前述した特許文献１に記載されているように冷間鍛造性に悪影響を及ぼすと考えられていたＣｒ量を、あえて増やしたことを主要な特徴の１つとする。
さらに本発明は、Ｃｒ量を増加させたことに伴い、（Ｉ）従来鋼のＳＣＭ４２０Ｈに比べてＳｉおよびＭｎ量を低減させたこと、および（ＩＩ）ＳＣＭ４２０Ｈに含まれるＭｏおよび含まれ得るＮｉを、肌焼鋼中に添加しないことを特徴とする。そしてＭｎ、ＮｉおよびＭｏを低減ないし省略したために焼入性は低下するが、その低下を、鋼中にＢを含有させることで補っていることも本発明の特徴の１つである。
しかし合金元素を低減させたボロン鋼は、結晶粒粗大化防止特性が不充分であるという欠点を有する。そのため本発明者らは、微細なＴｉＣ析出物によるピンニング効果を利用することで、この欠点を補うことを試みた。しかし鋼中に微細なＴｉＣを充分に生成させるために、Ｔｉを過剰に添加すると、変形抵抗が大幅に向上し、本発明の目的である冷間鍛造性に優れた肌焼鋼を達成することができない。そこで本発明は、肌焼鋼中にＴｉを含有させるが、その含有量もある程度抑えていることを主要な特徴の１つとする。
上記のように本発明では肌焼鋼中のＭｎ量を低減しているため、Ｍｎで充分にトラップされないＳがＴｉと結びつき、ＴｉＳまたはＴｉ4Ｃ2Ｓ2（以下、「Ｔｉ系炭硫化物」と省略することがある。）が生成されやすくなっている。これらのＴｉ系炭硫化物は、充分なピンニング効果を発揮しない。さらに本発明では、冷間鍛造性を向上させるために、Ｔｉ量をある程度制限しているため、ＴｉがＳにより消費されると、ピンニング効果を発揮する微細なＴｉＣが充分に生成せず、良好な結晶粒粗大化防止特性を達成することができなくなる。そこで本発明は、製造条件、殊に分塊圧延条件およびその後の圧延条件（例えば棒鋼を製造する場合は、分塊圧延後の棒鋼圧延条件）を調整することにより、Ｔｉ系炭硫化物の生成を抑制して、適正量の微細ＴｉＣを確保していることを主要な特徴の１つとする。
以上をまとめると、本発明の肌焼鋼は、（ｉ）焼入性をある程度確保しながら冷間鍛造性を向上させるために、Ｓｉ、Ｍｎ、ＮｉおよびＭｏを低減ないし省略させ、且つＣｒを増量し、Ｂを含有させたこと、（ｉｉ）冷間鍛造性および結晶粒粗大化防止特性を両立するために、Ｔｉをある程度抑えた量で含有させたこと、および（ｉｉｉ）分塊圧延条件およびその後の圧延条件を調整して、鋼中に適正量の微細ＴｉＣを形成させ、ピンニング効果により、良好な結晶粒粗大化防止特性を実現したことを特徴とする。以下、（ア）Ｃｒなどの鋼の化学成分（合金元素）の含有量、（イ）ＴｉＣなどのＴｉ系析出物、並びに（ウ）製造条件を、順に説明する。
（ア）化学成分（合金元素）の含有量について
〈Ｃ：０．１〜０．３％〉
Ｃは、鋼の変形抵抗を低下させるために、低減することが好ましい。そこで本発明において、Ｃ量の上限を０．３％と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．２８％以下、より好ましくは０．２３％以下である。しかしＣ量を、あまりに低減しすぎると、浸炭部品に要求される強度を確保することができなくなる。そこでＣ量の下限を０．１％と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上である。
〈Ｃ：０．１〜０．３％〉
Ｃは、鋼の変形抵抗を低下させるために、低減することが好ましい。そこで本発明において、Ｃ量の上限を０．３％と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．２８％以下、より好ましくは０．２３％以下である。しかしＣ量を、あまりに低減しすぎると、浸炭部品に要求される強度を確保することができなくなる。そこでＣ量の下限を０．１％と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．１２％以上、より好ましくは０．１５％以上である。
〈Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）〉
Ｓｉは、鉄中に固溶し、材料の変形抵抗を増大させるために、低減することが好ましい。そこでＳｉ量の上限を０．１％と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０７％以下である。しかしＳｉは、脱酸剤としての作用を有し、また焼戻し処理時の硬さ低下を抑えて浸炭部品の表層硬さを確保する作用も持つ。このような作用を充分に発揮させるためにＳｉは、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上の量で鋼中に含まれていることが推奨される。
Ｓｉは、鉄中に固溶し、材料の変形抵抗を増大させるために、低減することが好ましい。そこでＳｉ量の上限を０．１％と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０７％以下である。しかしＳｉは、脱酸剤としての作用を有し、また焼戻し処理時の硬さ低下を抑えて浸炭部品の表層硬さを確保する作用も持つ。このような作用を充分に発揮させるためにＳｉは、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上、さらに好ましくは０．０３％以上の量で鋼中に含まれていることが推奨される。
〈Ｍｎ：０．６％以下（０％を含まない）〉
Ｍｎは、鉄やセメンタイト中に固溶し、鋼の変形抵抗を増大させる。またＭｎ量の増大に伴い、縞状の偏析が顕著となり、材質のバラツキが大きくなる結果、冷間鍛造時に割れが発生しやすくなる。そこでＭｎ量は低減することが好ましい。よってＭｎ量の上限を、０．６％と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下である。しかしＭｎは、脱酸剤として作用し、酸化物系介在物量を低減して鋼材の内部品質を高める作用も持つ。このような作用を充分に発揮させるためにＭｎは、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１５％以上の量で鋼中に含まれていることが推奨される。
Ｍｎは、鉄やセメンタイト中に固溶し、鋼の変形抵抗を増大させる。またＭｎ量の増大に伴い、縞状の偏析が顕著となり、材質のバラツキが大きくなる結果、冷間鍛造時に割れが発生しやすくなる。そこでＭｎ量は低減することが好ましい。よってＭｎ量の上限を、０．６％と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下である。しかしＭｎは、脱酸剤として作用し、酸化物系介在物量を低減して鋼材の内部品質を高める作用も持つ。このような作用を充分に発揮させるためにＭｎは、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１５％以上の量で鋼中に含まれていることが推奨される。
〈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り、結晶粒界に偏析して部品の衝撃特性を低下させるため、できるだけ低減することが好ましい。そのためＰ量の上限を０．０３％と定めた。Ｐ量は、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。
Ｐは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、結晶粒界に偏析して部品の衝撃特性を低下させるため、できるだけ低減することが好ましい。そのためＰ量の上限を０．０３％と定めた。Ｐ量は、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１５％以下である。
〈Ｓ：０．０２％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り、Ｔｉと結合して、Ｔｉ硫化物（ＴｉＳ）やＴｉ炭硫化物（Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2）を形成し得る。このようにＴｉがＳにより消費されると、結晶粒粗大化防止に有効な微細ＴｉＣ量が減少するため、結晶粒粗大化防止特性が低下する。そこでＳ量は、できるだけ低減することが好ましく、その上限を０．０２％と定めた。Ｓ量は、好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。
Ｓは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、Ｔｉと結合して、Ｔｉ硫化物（ＴｉＳ）やＴｉ炭硫化物（Ｔｉ4Ｃ2Ｓ2）を形成し得る。このようにＴｉがＳにより消費されると、結晶粒粗大化防止に有効な微細ＴｉＣ量が減少するため、結晶粒粗大化防止特性が低下する。そこでＳ量は、できるだけ低減することが好ましく、その上限を０．０２％と定めた。Ｓ量は、好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。
〈Ｃｒ：１．２５〜２％〉
Ｃｒは、焼入性を向上させる作用を有するが、他の合金元素（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＭｏおよびＭｎ等）と比べ、変形抵抗を増大させない元素である。そこで鋼の変形抵抗を極力低く抑え、且つ肌焼鋼の焼入性を、ＪＩＳ規格鋼、例えばＳＣＭ４２０Ｈと同程度に保持するために、本発明は、他の合金元素を低減または省略し、且つＣｒを増量したこと、即ちその下限を１．２５％と定めたことを特徴の１つとする。Ｃｒ量は、好ましくは１．３０％以上、より好ましくは１．４０％以上である。しかしＣｒ量があまりにも過剰になると、変形抵抗に悪影響を及ぼし、また焼入性も過剰となる。そこでＣｒ量の上限を２％と定めた。Ｃｒ量は、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．６％以下である。
Ｃｒは、焼入性を向上させる作用を有するが、他の合金元素（Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＭｏおよびＭｎ等）と比べ、変形抵抗を増大させない元素である。そこで鋼の変形抵抗を極力低く抑え、且つ肌焼鋼の焼入性を、ＪＩＳ規格鋼、例えばＳＣＭ４２０Ｈと同程度に保持するために、本発明は、他の合金元素を低減または省略し、且つＣｒを増量したこと、即ちその下限を１．２５％と定めたことを特徴の１つとする。Ｃｒ量は、好ましくは１．３０％以上、より好ましくは１．４０％以上である。しかしＣｒ量があまりにも過剰になると、変形抵抗に悪影響を及ぼし、また焼入性も過剰となる。そこでＣｒ量の上限を２％と定めた。Ｃｒ量は、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．６％以下である。
〈Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）〉
Ａｌは、脱酸剤として作用し、酸化物系介在物量を低減して鋼の内部品質を高める元素である。そこでＡｌは、好ましくは０．００４％以上、より好ましくは０．００６％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上の量で鋼中に含まれていることが推奨される。特に、Ｔｉを０．０５％以上含有させて冷間鍛造性を一段と改善する場合は、溶鋼中の酸素や窒素の活量を下げてＴｉ系介在物（例えば、ＴｉＮやＴｉＯ2など）の生成を抑制するために、Ａｌを多めに含有させることが好ましい。この場合は、Ａｌ量は、例えば、０．０４％以上、より好ましくは０．０４５％以上とすればよい。しかしＡｌ量が過剰になると、粗大で硬い非金属介在物（Ａｌ2Ｏ3）が生成し、鋼の疲労特性が低下する。そこでＡｌ量の上限を０．１％と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、酸化物系介在物量を低減して鋼の内部品質を高める元素である。そこでＡｌは、好ましくは０．００４％以上、より好ましくは０．００６％以上、さらに好ましくは０．０１０％以上の量で鋼中に含まれていることが推奨される。特に、Ｔｉを０．０５％以上含有させて冷間鍛造性を一段と改善する場合は、溶鋼中の酸素や窒素の活量を下げてＴｉ系介在物（例えば、ＴｉＮやＴｉＯ2など）の生成を抑制するために、Ａｌを多めに含有させることが好ましい。この場合は、Ａｌ量は、例えば、０．０４％以上、より好ましくは０．０４５％以上とすればよい。しかしＡｌ量が過剰になると、粗大で硬い非金属介在物（Ａｌ2Ｏ3）が生成し、鋼の疲労特性が低下する。そこでＡｌ量の上限を０．１％と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
〈Ｔｉ：０．０７％以下（０％を含まない）〉
Ｔｉは、ピンニング効果により浸炭処理時の結晶粒粗大化を抑制する微細なＴｉＣを形成させるために、鋼中に含有させる必要がある。しかしＴｉ量が過剰になると、鋼の変形抵抗が増大してしまう。そこでＴｉ量の上限を、０．０７％と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．０６％以下、より好ましくは０．０５％以下、更に好ましくは０．０４５％以下、特に好ましくは０．０４０％以下である。
Ｔｉは、ピンニング効果により浸炭処理時の結晶粒粗大化を抑制する微細なＴｉＣを形成させるために、鋼中に含有させる必要がある。しかしＴｉ量が過剰になると、鋼の変形抵抗が増大してしまう。そこでＴｉ量の上限を、０．０７％と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．０６％以下、より好ましくは０．０５％以下、更に好ましくは０．０４５％以下、特に好ましくは０．０４０％以下である。
〈０．０１≦［Ｔｉ］−３．４２［Ｎ］≦０．０５ ・・・ （１）〉
上記のようにＴｉは、ピンニング効果を発揮する微細なＴｉＣを形成させるために必要な元素であり、ある程度その量を確保する必要がある。しかしＴｉがＮと化合して形成されるＴｉＮ析出物は、結晶粒粗大化防止にほとんど寄与しない。そこで本発明では、Ｔｉ量とＮ量との関係を規定した。具体的にはＮ（原子量：１４．０）は、１質量％あたり、３．４２質量％のＴｉ（原子量：４７．９）と結合して、ＴｉＮを形成し得る。そこで全てのＮがＴｉと結合してＴｉＮが形成されたとしても、適正量の微細ＴｉＣを形成させるために必要なＴｉ量を確保するために、上記式（１）の関係を定めた。良好な結晶粒粗大化防止特性を実現するために［Ｔｉ］−３．４２［Ｎ］は、０．０１以上、好ましくは０．０１５以上、より好ましくは０．０２以上である。しかし［Ｔｉ］−３．４２［Ｎ］の値が大きくなりすぎると、Ｔｉ量および微細なＴｉＣ量が過剰になり、変形抵抗が増大する。そこで［Ｔｉ］−３．４２［Ｎ］は、０．０５以下、好ましくは０．０４以下、より好ましくは０．０３５以下、特に好ましくは０．０３０以下である。
上記のようにＴｉは、ピンニング効果を発揮する微細なＴｉＣを形成させるために必要な元素であり、ある程度その量を確保する必要がある。しかしＴｉがＮと化合して形成されるＴｉＮ析出物は、結晶粒粗大化防止にほとんど寄与しない。そこで本発明では、Ｔｉ量とＮ量との関係を規定した。具体的にはＮ（原子量：１４．０）は、１質量％あたり、３．４２質量％のＴｉ（原子量：４７．９）と結合して、ＴｉＮを形成し得る。そこで全てのＮがＴｉと結合してＴｉＮが形成されたとしても、適正量の微細ＴｉＣを形成させるために必要なＴｉ量を確保するために、上記式（１）の関係を定めた。良好な結晶粒粗大化防止特性を実現するために［Ｔｉ］−３．４２［Ｎ］は、０．０１以上、好ましくは０．０１５以上、より好ましくは０．０２以上である。しかし［Ｔｉ］−３．４２［Ｎ］の値が大きくなりすぎると、Ｔｉ量および微細なＴｉＣ量が過剰になり、変形抵抗が増大する。そこで［Ｔｉ］−３．４２［Ｎ］は、０．０５以下、好ましくは０．０４以下、より好ましくは０．０３５以下、特に好ましくは０．０３０以下である。
〈Ｎ：０．００８％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り、Ｔｉと結びついてＴｉＮを形成し、その結果、結晶粒粗大化防止に有効な微細ＴｉＣ量を低減させるという悪影響を有する。さらにＮ量が過剰であると、粗大なＴｉＮ析出物が生成して、冷間鍛造時に割れが発生しやすくなり、またＴｉと結びつかないＮは、鉄中に固溶して変形抵抗を著しく増大させることがある。よってＮ量は、できるだけ少ないことが好ましく、その上限を０．００８％と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００４％以下である。
Ｎは、鋼中に不可避的に含まれる元素であり、Ｔｉと結びついてＴｉＮを形成し、その結果、結晶粒粗大化防止に有効な微細ＴｉＣ量を低減させるという悪影響を有する。さらにＮ量が過剰であると、粗大なＴｉＮ析出物が生成して、冷間鍛造時に割れが発生しやすくなり、またＴｉと結びつかないＮは、鉄中に固溶して変形抵抗を著しく増大させることがある。よってＮ量は、できるだけ少ないことが好ましく、その上限を０．００８％と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００４％以下である。
〈Ｂ：０．０００５〜０．００５％〉
Ｂは、鋼の変形抵抗を増大させず、微量で鋼の焼入性を大幅に向上させる作用を有する元素である。焼入性向上作用を充分に発揮させるために、Ｂ量の下限を０．０００５％と定めた。Ｂ量は、好ましくは０．０００８％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。しかしＢ量が過剰になっても、焼入性向上作用は飽和し、またＢ窒化物が形成され、冷間鍛造時に割れが発生しやすくなる。そこでＢ量の上限を０．００５％と定めた。Ｂ量は、好ましくは０．００２５％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
Ｂは、鋼の変形抵抗を増大させず、微量で鋼の焼入性を大幅に向上させる作用を有する元素である。焼入性向上作用を充分に発揮させるために、Ｂ量の下限を０．０００５％と定めた。Ｂ量は、好ましくは０．０００８％以上、より好ましくは０．００１０％以上である。しかしＢ量が過剰になっても、焼入性向上作用は飽和し、またＢ窒化物が形成され、冷間鍛造時に割れが発生しやすくなる。そこでＢ量の上限を０．００５％と定めた。Ｂ量は、好ましくは０．００２５％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
本発明の肌焼鋼の基本成分組成は上記の通りであり、残部は実質的にＦｅである。但し原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは、当然に許容される。
〈Ｃａ：０．００５％以下〉
本発明の肌焼鋼の基本成分組成は、上記の通りであるが、必要に応じて、鋼中にＣａを含有させても良い。Ｃａは、鋼中で酸化物または硫化物として存在し、鋼の切削性を向上させる作用を有するからである。この作用を充分に発揮させるために、必要に応じて、Ｃａを、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．０００７％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上の量で含有させることが望ましい。しかしＣａ量が過剰になると、粗大な酸化物が生成して、冷間鍛造時に割れが発生しやすくなる。そこでＣａを含有させる場合、その上限を０．００５％と定めた。含有させる場合のＣａ量は、好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下である。
本発明の肌焼鋼の基本成分組成は、上記の通りであるが、必要に応じて、鋼中にＣａを含有させても良い。Ｃａは、鋼中で酸化物または硫化物として存在し、鋼の切削性を向上させる作用を有するからである。この作用を充分に発揮させるために、必要に応じて、Ｃａを、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．０００７％以上、さらに好ましくは０．００１０％以上の量で含有させることが望ましい。しかしＣａ量が過剰になると、粗大な酸化物が生成して、冷間鍛造時に割れが発生しやすくなる。そこでＣａを含有させる場合、その上限を０．００５％と定めた。含有させる場合のＣａ量は、好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下である。
〈Ｎｂ：０．０１５％以下〉
Ｎｂは、Ｔｉと並存した場合、変形抵抗を増大させる作用が大きい。Ｎｂは、Ｔｉと並存しない場合は、変形抵抗に、それほど大きな影響を及ぼさない。しかしＮｂとＴｉとが並存すると、微細析出して、変形抵抗を大きく増大させることがある。そのためＴｉを用いる本発明では、鋼中にＮｂを含有させないことが好ましい。しかしＮｂは、原料から不純物として鋼中に混入することがある。よってＮｂが不純物として含まれる場合も、その量を制限する必要があり、本発明ではＮｂ量の上限を０．０１５％と定めた。Ｎｂ量は、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下に抑えることが推奨される。
Ｎｂは、Ｔｉと並存した場合、変形抵抗を増大させる作用が大きい。Ｎｂは、Ｔｉと並存しない場合は、変形抵抗に、それほど大きな影響を及ぼさない。しかしＮｂとＴｉとが並存すると、微細析出して、変形抵抗を大きく増大させることがある。そのためＴｉを用いる本発明では、鋼中にＮｂを含有させないことが好ましい。しかしＮｂは、原料から不純物として鋼中に混入することがある。よってＮｂが不純物として含まれる場合も、その量を制限する必要があり、本発明ではＮｂ量の上限を０．０１５％と定めた。Ｎｂ量は、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下に抑えることが推奨される。
（イ）Ｔｉ系析出物について
〈直径が０．０１〜０．２μｍであるＴｉＣ析出物の個数が５〜３０個／μｍ2〉
次にＴｉＣなどのＴｉ系析出物について説明する。本発明の肌焼鋼は、結晶粒粗大化を防止するために、適正量の微細ＴｉＣが析出していることを特徴の１つとする。ＴｉＣが、微細で多数析出するほど、結晶粒粗大化を防止するピンニング効果が良好に発揮される。しかしＴｉＣ析出物があまりにも微細であると、ピンニング効果も発揮されず、またその個数を明確に特定することができない。そこで本発明は、直径が０．０１〜０．２μｍであるＴｉＣ析出物（以下、「微細ＴｉＣ」と省略することがある。）に着目し、その個数を適正に調整したことを特徴とする。具体的には結晶粒粗大化を防止するために、微細ＴｉＣの個数下限を５個／μｍ2と定めた。微細ＴｉＣは、好ましくは１０個／μｍ2以上、より好ましくは１５個／μｍ2以上である。しかし微細ＴｉＣの個数が過剰になると、変形抵抗が増大しすぎる。そこで微細ＴｉＣの個数上限を３０個／μｍ2と定めた。微細ＴｉＣは、好ましくは２５個／μｍ2以下、より好ましくは２０個／μｍ2以下である。
〈直径が０．０１〜０．２μｍであるＴｉＣ析出物の個数が５〜３０個／μｍ2〉
次にＴｉＣなどのＴｉ系析出物について説明する。本発明の肌焼鋼は、結晶粒粗大化を防止するために、適正量の微細ＴｉＣが析出していることを特徴の１つとする。ＴｉＣが、微細で多数析出するほど、結晶粒粗大化を防止するピンニング効果が良好に発揮される。しかしＴｉＣ析出物があまりにも微細であると、ピンニング効果も発揮されず、またその個数を明確に特定することができない。そこで本発明は、直径が０．０１〜０．２μｍであるＴｉＣ析出物（以下、「微細ＴｉＣ」と省略することがある。）に着目し、その個数を適正に調整したことを特徴とする。具体的には結晶粒粗大化を防止するために、微細ＴｉＣの個数下限を５個／μｍ2と定めた。微細ＴｉＣは、好ましくは１０個／μｍ2以上、より好ましくは１５個／μｍ2以上である。しかし微細ＴｉＣの個数が過剰になると、変形抵抗が増大しすぎる。そこで微細ＴｉＣの個数上限を３０個／μｍ2と定めた。微細ＴｉＣは、好ましくは２５個／μｍ2以下、より好ましくは２０個／μｍ2以下である。
上記のように結晶粒粗大化を防止するＴｉＣのピンニング効果は、ＴｉＣが粗大になると充分に発揮することができない。さらに粗大なＴｉＣ析出物が形成されると、その分だけ微細ＴｉＣ量が低減し、結晶粒粗大化防止特性がさらに損なわれる。そこで本発明において、鋼中の微細ＴｉＣを一定量以上確保するために、直径が０．２μｍを超えるＴｉＣ析出物（以下、「粗大ＴｉＣ」と省略することがある。）を、０．２個／μｍ2以下に抑えていることが好ましい。
本発明において、鋼中の微細ＴｉＣおよび粗大ＴｉＣの個数は、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）により測定した値を採用する。具体的には、まず肌焼鋼が円柱状の場合は高さ方向の中央部のＤ／４位置（Ｄ：直径）、肌焼鋼が角形状または板状の場合は長手方向および幅方向の中央部のＤ／４位置（Ｄ：厚み）から、抽出レプリカ法にて観察用サンプルを作製する。このサンプルを用いて、５万倍以上の観察倍率および２．５μｍ以上×３．５μｍ以上の観察視野で、少なくとも４視野を観察し、直径が０．０１〜０．２μｍであるＴｉＣ析出物、および直径が０．２μｍを超えるＴｉＣ析出物の各視野での個数を計測する。そして各視野での単位面積（１μｍ2）あたりの個数を求め、これらの平均値を、微細ＴｉＣおよび粗大ＴｉＣの個数として採用する。
本発明の肌焼鋼中では、Ｃｒを増量し、且つＭｎを減量したため、ＭｎによるＳのトラップ量が低減しており、Ｔｉ系炭硫化物（ＴｉＳまたはＴｉ4Ｃ2Ｓ2）が形成されやすくなっている。Ｔｉ系炭硫化物が生成すると、微細ＴｉＣ量が低減するため、本発明の肌焼鋼中において、Ｔｉ系炭硫化物は存在しないことが好ましい。ここで本発明において「Ｔｉ系炭硫化物が存在しない」とは、肌焼鋼が円柱状の場合は高さ方向の中央部のＤ／４位置（Ｄ：直径）、肌焼鋼が角形状または板状の場合は長手方向および幅方向の中央部のＤ／４位置（Ｄ：厚み）から、４００倍の観察倍率および２０μｍ×２０μｍの１視野を観察して、該視野でＴｉ系炭硫化物を見つけることができない状態をいう。
Ｔｉ系炭硫化物は、光学顕微鏡で観察すると、その形状はＪＩＳ Ｇ ０５５５「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」に規定されているグループＢ系介在物と同一であり、且つ薄いピンク色を呈しているため、容易に他の介在物と区別することができる。なおＴｉＮも、同じように薄いピンク色で観察されるが、形状はグループＤ系介在物に分類されるため、Ｔｉ系炭硫化物と区別することができる。しかしＴｉＮは、圧延等で加工が加わった際に砕けて、グループＢ系介在物のように見えることがあり、顕微鏡観察だけではＴｉＮとＴｉ系炭硫化物との区別が紛らわしい場合がある。区別が困難である析出物が存在する場合、それを、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＸ）を備えた走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により、ＴｉＮまたはＴｉ系炭硫化物のいずれであるか判定することができる。
〈鋼中に存在するＴｉＮ析出物の最大直径が３０μｍ以下〉
本発明の肌焼鋼において、鋼中に存在するＴｉＮ析出物の最大直径は３０μｍ以下であることが好ましい。ＴｉＮ析出物の最大直径は、より好ましくは２５μｍ以下、さらに好ましくは２０μｍ以下である。最大直径が３０μｍを超えるＴｉＮ析出物が存在すると、冷間鍛造時に割れが発生しやすくなるからである。本発明において「ＴｉＮ析出物の最大直径」は、以下に記載する方法で観察された値を採用する。まず肌焼鋼が円柱状の場合は高さ方向の中央部のＤ／４位置（Ｄ：直径）、肌焼鋼が角形状または板状の場合は長手方向および幅方向の中央部のＤ／４位置（Ｄ：厚み）から、１０ｍｍ×１０ｍｍの面積を有する観察用サンプルを採取する。この観察用サンプルの全面積から、ＴｉＮ析出物を、大きい順に２０個抽出し、それぞれの長径および短径を測定し、その面積（＝長径×短径）を算出する。そしてこの面積に相当する円の直径を各ＴｉＮ析出物の直径とし、これら２０個の直径の平均値を、本発明における「ＴｉＮ析出物の最大直径」として採用する。
本発明の肌焼鋼において、鋼中に存在するＴｉＮ析出物の最大直径は３０μｍ以下であることが好ましい。ＴｉＮ析出物の最大直径は、より好ましくは２５μｍ以下、さらに好ましくは２０μｍ以下である。最大直径が３０μｍを超えるＴｉＮ析出物が存在すると、冷間鍛造時に割れが発生しやすくなるからである。本発明において「ＴｉＮ析出物の最大直径」は、以下に記載する方法で観察された値を採用する。まず肌焼鋼が円柱状の場合は高さ方向の中央部のＤ／４位置（Ｄ：直径）、肌焼鋼が角形状または板状の場合は長手方向および幅方向の中央部のＤ／４位置（Ｄ：厚み）から、１０ｍｍ×１０ｍｍの面積を有する観察用サンプルを採取する。この観察用サンプルの全面積から、ＴｉＮ析出物を、大きい順に２０個抽出し、それぞれの長径および短径を測定し、その面積（＝長径×短径）を算出する。そしてこの面積に相当する円の直径を各ＴｉＮ析出物の直径とし、これら２０個の直径の平均値を、本発明における「ＴｉＮ析出物の最大直径」として採用する。
（ウ）製造条件について
次に本発明の肌焼鋼の製造方法について説明する。まず本発明の化学成分組成の要件を満たすように鋼材を溶製し、これを、好ましくは２００℃／ｈｒ以上の冷却速度で鋳造する。本発明の化学成分組成の要件を満たし、且つ鋳造時の冷却速度が２００℃／ｈｒ以上であれば、ＴｉＮ析出物の最大直径を３０μｍ以下に抑えることができる。鋳造時の冷却速度は、より好ましくは２３０℃／ｈｒ以上、さらに好ましくは２５０℃／ｈｒ以上である。なお冷却速度が大きすぎると、割れが生じ鋼材の品質に悪影響を及ぼすことがあるため、鋳造時の冷却速度を、好ましくは５００℃／ｈｒ以下、より好ましくは４００℃／ｈｒ以下、さらに好ましくは３５０℃／ｈｒ以下に設定することが推奨される。
次に本発明の肌焼鋼の製造方法について説明する。まず本発明の化学成分組成の要件を満たすように鋼材を溶製し、これを、好ましくは２００℃／ｈｒ以上の冷却速度で鋳造する。本発明の化学成分組成の要件を満たし、且つ鋳造時の冷却速度が２００℃／ｈｒ以上であれば、ＴｉＮ析出物の最大直径を３０μｍ以下に抑えることができる。鋳造時の冷却速度は、より好ましくは２３０℃／ｈｒ以上、さらに好ましくは２５０℃／ｈｒ以上である。なお冷却速度が大きすぎると、割れが生じ鋼材の品質に悪影響を及ぼすことがあるため、鋳造時の冷却速度を、好ましくは５００℃／ｈｒ以下、より好ましくは４００℃／ｈｒ以下、さらに好ましくは３５０℃／ｈｒ以下に設定することが推奨される。
本発明の肌焼鋼の製造方法において、分塊圧延の加熱温度およびその後の圧延の加熱温度は、微細ＴｉＣの個数に大きく影響するため重要である。まず分塊圧延の加熱温度は１２００℃以上にする必要がある。この加熱温度が低すぎると、Ｔｉ系炭硫化物や粗大ＴｉＣが形成されて、微細ＴｉＣの個数を充分に確保できないおそれがあるからである。分塊圧延の加熱温度は、好ましくは１２２０℃以上、より好ましくは１２５０℃以上である。一方、分塊圧延の加熱温度は、好ましくは１４００℃以下、より好ましくは１３５０℃以下、さらに好ましくは１３２０℃以下に抑えることが推奨される。分塊圧延の加熱温度が高すぎると、鋼片表面の酸化が激しくなり、表面品質の低下および歩留まりの低下を招くからである。
分塊圧延後の圧延、例えば棒鋼圧延の加熱温度は８３０℃以上にする必要がある。この加熱温度が低すぎると、微細ＴｉＣが過剰に生成し、肌焼鋼の変形抵抗が増大しすぎるおそれがあるからである。この加熱温度は、好ましくは８５０℃以上、より好ましくは８７０℃以上である。一方、分塊圧延後の圧延加熱温度は９５０℃以下に抑える必要がある。この加熱温度が高すぎると、Ｔｉ系炭硫化物や粗大ＴｉＣが形成されて、微細ＴｉＣの個数を充分に確保できないおそれがあるからである。この加熱温度は、好ましくは９３０℃以下、より好ましくは９００℃以下である。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、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、上記・下記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
下記表２に示す化学成分組成の鋼材を、真空誘導溶製炉によって溶製した。なお下記表２に示す組成Ｎｏ．Ｄ、Ｈ、Ｊ、Ｌ、ＭおよびＮが、本発明の化学成分の要件を満たすものである。また組成Ｎｏ．Ａ１は、従来鋼のＳＣＭ４２０Ｈの組成に対応する。こうして得られた溶鋼を、鋳型のサイズを変えて、２３０℃／ｈｒ、８０℃／ｈｒおよび４０℃／ｈｒの冷却速度で鋳造した。次に実機の分塊圧延を模擬して、断面が１５５×１５５ｍｍの鋼塊に鍛造した。このときの分塊圧延の加熱温度を、１１５０℃、１２２０℃および１３００℃に調整した。鋼塊を直径３０ｍｍに棒鋼圧延することにより、肌焼鋼（直径３０ｍｍの棒鋼）を製造した。このときの棒鋼圧延加熱温度を、８００℃、９２５℃、１０５０℃および１１５０℃に調整した。各肌焼鋼の具体的な鋳造時の冷却速度、分塊圧延加熱温度および棒鋼圧延加熱温度を、下記表３に示す。
上記のようにして得られた肌焼鋼中において、直径が０．０１〜０．２μｍであるＴｉＣ析出物（微細ＴｉＣ）および直径が０．２μｍを超えるＴｉＣ析出物（粗大ＴｉＣ）の個数を、肌焼鋼（棒鋼）の高さ方向の中央部のＤ／４（３０ｍｍ／４＝７．５ｍｍ）位置から、抽出レプリカ法にて観察用サンプルを作製し、このサンプルを用いて、５万倍の観察倍率および２．９μｍ×３．６μｍの観察視野で４視野を観察して測定した。また肌焼鋼の中央部のＤ／４位置から、４００倍の観察倍率および２０μｍ×２０μｍの１視野を観察して、Ｔｉ系炭硫化物の有無を判定した。なお実施例における肌焼鋼中には、Ｔｉ系炭硫化物と区別することが困難なＴｉＮは存在しなかった。これらの結果を下記表３に示す。
また肌焼鋼の中央部のＤ／４位置から、１０ｍｍ×１０ｍｍの面積を有する観察用サンプルを採取し、ＴｉＮ析出物の最大直径を測定した。さらにＴｉＮ析出物の個数も、１０ｍｍ×１０ｍｍの観察用サンプルから、ランダムに１ｍｍ×１ｍｍの視野を２０視野選択し、これらを光学顕微鏡により観察倍率１００倍で観察し、各視野の単位面積（１ｍｍ2）あたりの個数を計測し、これらの平均値を各肌焼鋼のＴｉＮの個数として算出した。これらの結果を下記表３に示す。
肌焼鋼の冷間鍛造性を調べるために、まず得られた肌焼鋼（直径３０ｍｍの棒鋼）を球状化焼鈍（軟化焼鈍）して軟質化させた後、旋盤切削して、直径１５ｍｍ×高さ２２．５ｍｍである円柱状の試験片を作製した。なお球状化焼鈍は、７６０℃で５時間保持した後、１０℃／ｈｒで徐冷し、温度が６８０℃に達した後、室温まで空冷することにより行った。
冷間鍛造性の指標として、まず圧縮加工における変形抵抗を測定した。具体的には、上記試験片をプレスで加工率７０％まで圧縮し、加工率が１０％、２０％、３０％、４０％および５０％に達したときの変形抵抗を計測し、これらの平均値を各試験片の変形抵抗として求めた。同様の測定を合計３回行い、各試験片の変形抵抗の平均値を、肌焼鋼の変形抵抗の値として採用した。なおこの加工試験は、端面拘束で行った。結果を下記表３に示す。参考のために、各肌焼鋼のビッカース硬さを測定し、その結果も表３に示す。変形抵抗の基準は、従来鋼であるＳＣＭ４２０Ｈの組成（組成Ｎｏ．Ａ１）を有する鋼Ｎｏ．９の値（６５１ＭＰａ）とし、これよりも変形抵抗が１０％以上低減したもの、即ち５８６ＭＰａ以下の変形抵抗を有するものを、変形抵抗が良好であると判定した。
さらに冷間鍛造性の指標として、肌焼鋼の変形能（割れ限界加工率）を測定した。具体的には、上記試験片を、加工率５０％まで圧縮加工したのち、段階的に加工率２．５％ずつ圧縮を加え、割れが発生するまでの加工率を求めた。同様の測定を合計８回行い、各試験片の割れ限界加工率の平均値を、肌焼鋼の割れ限界加工率の値として採用した。なおこの加工試験も、端面拘束で行った。結果を下記表３に示す。割れ限界加工率が７０％以上であるものを、変形能が良好であると判定した。
結晶粒粗大化防止特性の指標として、以下のようにして、結晶粒粗大化温度を測定した。まず上記試験片をプレスで加工率７０％まで圧縮したものを、浸炭温度Ｔ（℃）を、９００℃から２５℃ずつ上昇させて（Ｔ＝９００℃、９２５℃、９５０℃、９７５℃および１０００℃）、各浸炭温度で浸炭処理を行った。浸炭処理後、圧縮試験片のＤ／４位置のオーステナイト結晶粒を観察し、ＪＩＳ Ｇ ０５５１「鋼のオーステナイト結晶粒度試験方法」に規定されている粒度番号が５番未満である粗い結晶粒が観察された浸炭温度を、結晶粒粗大化温度とした。なお具体的な観察位置を詳細に説明すると、直径１５ｍｍ×高さ２２．５ｍｍの試験片を加工率７０％まで圧縮すると、直径１８．５ｍｍ×高さ６．７５ｍｍの形状に変形するので、圧縮後試験片において高さ方向の中央部（６．７５／２≒３．３８ｍｍ）のＤ／４位置（１８．５／４≒４．６３ｍｍ）を観察した。同様の測定を合計３回行い、各試験片の結晶粒粗大化温度の平均値を、肌焼鋼の結晶粒粗大化温度の値として採用した。結果を下記表３に示す。結晶粒粗大化温度の基準は、従来鋼であるＳＣＭ４２０Ｈの組成（組成Ｎｏ．Ａ１）を有する鋼Ｎｏ．９の値（９５０℃）とし、この温度以上のものを、結晶粒粗大化防止特性が良好であると判定した。
なお上記の結晶粒粗大化温度の測定において、浸炭温度Ｔ＝９００〜９５０℃までのものは、ガス浸炭炉（浸炭ガス：ＲＸガス＋プロパンガス、表面炭素濃度：０．８質量％狙い）で、所定の浸炭温度Ｔ（℃）で１８０分（浸炭：１８０分）、次いで８６０℃で６０分保持した後、油冷（油温：６０℃）した。また浸炭温度Ｔ＝９７５および１０００℃のものは、真空浸炭炉（浸炭ガス：アセチレンガス、表面炭素濃度：０．８質量％狙い）で、所定の浸炭温度Ｔ（℃）で１６０分（浸炭：５０分、拡散：１１０分）、次いで８６０℃で６０分保持した後、油冷（油温：６０℃）した。
表２および表３の結果から、本発明の化学成分の要件およびＴｉＣ析出物の個数の要件を満たす鋼Ｎｏ．１〜４（組成Ｎｏ．Ｄ）、鋼Ｎｏ．１６（組成Ｎｏ．Ｈ）、鋼Ｎｏ．１８（組成Ｎｏ．Ｊ）、鋼Ｎｏ．２０（組成Ｎｏ．Ｌ）、鋼Ｎｏ．２１（組成Ｎｏ．Ｍ）、鋼Ｎｏ．２２（組成Ｎｏ．Ｎ）は、良好な変形抵抗（５８６ＭＰａ以下）および結晶粒粗大化温度（９５０℃以上）を有し、本発明の肌焼鋼は、変形抵抗および結晶粒粗大化防止特性の両方に優れていることが分かる。特に鋼Ｎｏ．２１（組成Ｎｏ．Ｍ）と鋼Ｎｏ．２２（組成Ｎｏ．Ｎ）は、Ｔｉを０．０５％以上含有しているが、Ｔｉと併せてＡｌを多めに含有しているため、微細ＴｉＣ量は過剰に生成せず、変形抵抗が小さくなり、冷間鍛造性に優れている。
さらにＴｉＮ析出物の最大直径が３０μｍ以下である鋼Ｎｏ．１、４、１６、１８、２０、２１および２２は、この要件を満たさない鋼Ｎｏ．２および３に比べて、割れ限界加工率が向上しており、ＴｉＮ析出物の要件を満たす本発明の好ましい肌焼鋼は、さらに冷間鍛造時に割れにくくなっていることが分かる。なお鋼Ｎｏ．２および３は、鋳造時の冷却速度が低いため、ＴｉＮ析出物の最大直径が大きくなっている。
一方、鋼Ｎｏ．５〜１５、１７、１９および２３は、本発明の要件を満たさないものであり、変形抵抗および結晶粒粗大化防止特性のいずれか、またはその両方が不充分であるものである。
詳しくは鋼Ｎｏ．５（組成Ｎｏ．Ｄ）は、分塊圧延の加熱温度が低いため、微細ＴｉＣの個数が不充分であり、結晶粒粗大化防止特性が劣っている。
鋼Ｎｏ．６および７（組成Ｎｏ．Ｄ）は、棒鋼圧延の加熱温度が高いため、微細ＴｉＣの個数が不充分であり、結晶粒粗大化防止特性が劣っている。
鋼Ｎｏ．８（組成Ｎｏ．Ｄ）は、棒鋼圧延の加熱温度が低いため、微細ＴｉＣが過剰に生成し、変形抵抗が増大している。
詳しくは鋼Ｎｏ．５（組成Ｎｏ．Ｄ）は、分塊圧延の加熱温度が低いため、微細ＴｉＣの個数が不充分であり、結晶粒粗大化防止特性が劣っている。
鋼Ｎｏ．６および７（組成Ｎｏ．Ｄ）は、棒鋼圧延の加熱温度が高いため、微細ＴｉＣの個数が不充分であり、結晶粒粗大化防止特性が劣っている。
鋼Ｎｏ．８（組成Ｎｏ．Ｄ）は、棒鋼圧延の加熱温度が低いため、微細ＴｉＣが過剰に生成し、変形抵抗が増大している。
鋼Ｎｏ．９（組成Ｎｏ．Ａ１）は、従来鋼のＳＣＭ４２０Ｈの組成に対応し、ＳｉおよびＭｎが過剰であるため、変形抵抗が増大している。
鋼Ｎｏ．１０（組成Ｎｏ．Ａ２）は、従来鋼のＳＣＭ４２０ＨにＮｂを添加したものに対応し、Ｓｉ、ＭｎおよびＮｂが過剰であるため、変形抵抗が増大している。
鋼Ｎｏ．１１（組成Ｎｏ．Ｂ）は、Ｍｎ量が過剰であるため、変形抵抗が増大している。
鋼Ｎｏ．１２（組成Ｎｏ．Ｃ）は、ＴｉとＮｂとが並存し、且つそれらの量が過剰であり、微細ＴｉＣ量が過剰に生成して、変形抵抗が増大している。
鋼Ｎｏ．１０（組成Ｎｏ．Ａ２）は、従来鋼のＳＣＭ４２０ＨにＮｂを添加したものに対応し、Ｓｉ、ＭｎおよびＮｂが過剰であるため、変形抵抗が増大している。
鋼Ｎｏ．１１（組成Ｎｏ．Ｂ）は、Ｍｎ量が過剰であるため、変形抵抗が増大している。
鋼Ｎｏ．１２（組成Ｎｏ．Ｃ）は、ＴｉとＮｂとが並存し、且つそれらの量が過剰であり、微細ＴｉＣ量が過剰に生成して、変形抵抗が増大している。
鋼Ｎｏ．１３（組成Ｎｏ．Ｅ）は、［Ｔｉ］−３．４２［Ｎ］が０．００３であり、ＴｉＣを形成するためのＴｉ量が少ないため、微細ＴｉＣが充分に生成せず、結晶粒粗大化防止特性が劣っている。
鋼Ｎｏ．１４（組成Ｎｏ．Ｆ）および鋼Ｎｏ．１５（組成Ｎｏ．Ｇ）は、Ｔｉ量が過剰であるために、微細ＴｉＣ量が過剰に生成し、変形抵抗が増大している。
鋼Ｎｏ．１７（組成Ｎｏ．Ｉ）は、［Ｔｉ］−３．４２［Ｎ］が０．００２であり、ＴｉＣを形成するためのＴｉ量が少ないため、微細ＴｉＣが充分に生成せず、結晶粒粗大化防止特性が劣っている。さらにＮ量が過剰であるため、Ｎが鉄中に固溶し、変形抵抗が増大している。
鋼Ｎｏ．１９（組成Ｎｏ．Ｋ）は、Ｓ量が過剰であり、Ｔｉ系炭硫化物が形成された結果、微細ＴｉＣが充分に生成せず、結晶粒粗大化防止特性が劣っている。またＳ量が過剰であるため、変形能（割れ限界加工率）も劣っている。
鋼Ｎｏ．２３（組成Ｎｏ．Ｏ）は、Ｔｉ量が過剰であり、しかもＡｌ量が比較的少ないため、［Ｔｉ］−３．４２［Ｎ］が０．１０３となり、微細ＴｉＣ量が過剰に生成して変形抵抗が増大している。
鋼Ｎｏ．１４（組成Ｎｏ．Ｆ）および鋼Ｎｏ．１５（組成Ｎｏ．Ｇ）は、Ｔｉ量が過剰であるために、微細ＴｉＣ量が過剰に生成し、変形抵抗が増大している。
鋼Ｎｏ．１７（組成Ｎｏ．Ｉ）は、［Ｔｉ］−３．４２［Ｎ］が０．００２であり、ＴｉＣを形成するためのＴｉ量が少ないため、微細ＴｉＣが充分に生成せず、結晶粒粗大化防止特性が劣っている。さらにＮ量が過剰であるため、Ｎが鉄中に固溶し、変形抵抗が増大している。
鋼Ｎｏ．１９（組成Ｎｏ．Ｋ）は、Ｓ量が過剰であり、Ｔｉ系炭硫化物が形成された結果、微細ＴｉＣが充分に生成せず、結晶粒粗大化防止特性が劣っている。またＳ量が過剰であるため、変形能（割れ限界加工率）も劣っている。
鋼Ｎｏ．２３（組成Ｎｏ．Ｏ）は、Ｔｉ量が過剰であり、しかもＡｌ量が比較的少ないため、［Ｔｉ］−３．４２［Ｎ］が０．１０３となり、微細ＴｉＣ量が過剰に生成して変形抵抗が増大している。
Claims (5)
- Ｃ ：０．１〜０．３％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．６％以下（０％を含まない）、
Ｐ ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０２％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：１．２５〜２％、
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．０７％以下（０％を含まない）、
Ｂ ：０．０００５〜０．００５％、および
Ｎ ：０．００８％以下（０％を含まない）
を含有し、且つ下記式（１）：
０．０１≦［Ｔｉ］−３．４２［Ｎ］≦０．０５ ・・・ （１）
〔式中、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、それぞれ鋼中のＴｉおよびＮ含有量（質量％）を表す。〕
を満たし、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
直径が０．０１〜０．２μｍであるＴｉＣ析出物の個数が５〜３０個／μｍ2であることを特徴とする肌焼鋼。 - さらにＣａ：０．００５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の肌焼鋼。
- さらにＮｂ：０．０１５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１または２に記載の肌焼鋼。
- 鋼中に存在するＴｉＮ析出物の最大直径が３０μｍ以下である請求項１〜３のいずれかに記載の肌焼鋼。
- 請求項１〜４のいずれかに記載の肌焼鋼から得られた機械部品。
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