JP2005133153A - 冷間鍛造性及び肌焼処理時の耐粗粒化特性に優れた肌焼用鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 球状化焼鈍を省略しても冷間鍛造性を確保でき、しかも肌焼処理時の結晶粒粗大化特性にも優れている鋼を提供することにある。
【解決手段】 冷間鍛造性及び肌焼処理時の耐粗粒化特性に優れた肌焼用鋼は、Ｃ：０．０５〜０．３％（質量％の意。以下同じ）、Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ：０．００１〜０．０２％、Ｓ：０．００１〜０．０２％、焼入性元素（Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｃｒ：０．０１〜２％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％から選択された少なくとも１種）、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０２０〜０．１％、Ｎ：０．００５〜０．０２％を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物であり、上記Ｔｉ、Ａｌ、及びＮはさらに下記式（１）を満足している。
Ａｌ／（Ｎ−Ｔｉ／３．４）≧４ … （１）
【選択図】 なし

Description

本発明は、表面を肌焼（浸炭処理、浸炭窒化処理など）した冷間鍛造部品を製造するのに有用な肌焼用鋼に関するものであり、より詳細には球状化焼鈍を行わなくても優れた冷間鍛造性を有し、かつ肌焼処理時の結晶粒の粗大化抑制能の優れた肌焼用鋼に関するものである。

冷間鍛造及び肌焼によって製造される部品としては、例えば、自動車などの機械類に使用される動力伝達部品（プーリ、ギア、シャフトなど）が知られている。これら動力伝達部品は、部品形状に冷間鍛造した後、表面強度向上、耐摩耗性向上、耐ピッチング性向上などを目的として、浸炭処理、浸炭窒化処理などの化学的表面硬化熱処理が施される。

しかし、浸炭処理などの熱処理を施すと、結晶粒が粗大化し、部品の靭性や疲労強度が低下しやすくなる。また結晶粒が粗大化すると、浸炭焼入れのばらつきが生じて熱処理歪みが発生し、寸法精度が低下してしまうため、振動や騒音の原因となる場合がある。従って肌焼時の結晶粒の粗大化を抑制可能な鋼が求められている。

また上記冷間鍛造部品は、従来、球状化焼鈍によって軟化した鋼を冷間鍛造することによって製造されている。しかし近年、工程省略によるコスト削減を目的として、球状化焼鈍を省略しても冷間鍛造性を確保できる鋼が志向されている。

非特許文献１にはＡｌ／Ｎ≦１．９のＮ過剰鋼は耐粗粒化特性（９００℃）に優れていることが記載されており、耐粗粒化特性はＮｂの添加によってさらに向上することが記載されている。しかしこの文献では、分塊圧延を高温（１２５０℃）で行うことによって炭窒化物の析出を抑え、球状化焼鈍のときに炭窒化物を微細に析出させることによって前記耐粗粒化特性を発揮させるものであり、球状化焼鈍を省略する場合に対応することができない。またこの非特許文献１は、Ｔｉレス鋼の検討結果を示している。

特許文献１は、ｓ−Ａｌ：０．０１０〜０．０６０％、Ｎ：０．００８〜０．０４０％とした肌焼用鋼を開示しており、Ａｌは鋼中の窒素と結合してＡｌＮを生成して粗大化特性を改善することが記載されている。なおこの特許文献１は、Ｔｉに関して、Ｔｉを０．００５％以上にするとＴｉＮが増量しＡｌＮが低減してしまうため、Ｔｉは０．００５％未満に規制する必要があるとしている。

特許文献２は、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｔｉ≦０．１０％とした肌焼鋼を開示しており、Ｎｂはオーステナイト結晶粒を微細化する作用があることを教示している。なおこの特許文献２は、同時に添加されるＢの焼入性向上作用を担保するため、ＴｉをＮに対して３．６倍以上添加するとしている。

特許文献３は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆの１種以上をＴｉ＋０．５３Ｚｒ＋０．２７Ｈｆ＝０．０１〜０．０５％となるように含有し、Ｎを０．２９Ｔｉ＋０．１５Ｚｒ＋０．０８Ｈｆから０．０１５％の範囲で含有する鍛造用機械構造用鋼を開示しており、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆは結晶粒粗大化抑止効果があることを教示している。なお特許文献３では、鋼を球状化焼鈍した後で冷間鍛造し、次いで浸炭している。そして結晶粒粗大化抑制性（結晶粒粗大化温度）に関しては、Ｔｉを単独で添加した鋼［鋼種（２）］よりも、ＴｉをＺｒと組み合わせて添加した鋼［鋼種（６）］の方が良好であり、また実施例の欄ではＮ量は具体的には０．００５〜０．０１０％と低めに抑制されている。

特許文献４は、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５ｗｔ％、Ｎ：Ｔｉ／３．４２＋０．０１〜０．０２ｗｔ％、Ａｌ／（Ｎ−Ｔｉ／３．４２）＝１．５〜２．８となるようにＴｉ、Ｎ、Ａｌを制御している。そしてＴｉは、Ｎと結合してＴｉＮとなり、熱間鍛造のような高温に加熱したときにオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制する作用があること、Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮとなる以外に多量に添加したＡｌとも結合し、浸炭時におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する作用があること、ＡｌはＴｉと結合した残りのＮ（＝Ｎ−Ｔｉ／３．４２）の１．５〜２．８倍となるときに効果があることなどを教示している。
三野匡之，外２名，「高強度鋼の粗粒化特性に及ぼすＮｂ，Ａｌ，Ｎ及び冷間加工の影響」，住友金属技報，住友金属工業株式会社，１９８９年１０月，第４１巻，第４号，第３５〜４１頁 特開平８−１９９３１６号公報（請求項１、段落０００７、段落０００８） 特開平７−３１０１１８号公報（請求項１、段落００１１、段落００１３） 特公昭６１−５４８４４号公報（請求項１、第３頁左欄第１５〜２２行、第２表、第３表） 特許第２５４６０４５号公報（請求項１、第２頁右欄第４７行〜第３頁左欄第１５行）

本発明の目的は、球状化焼鈍を省略しても冷間鍛造性を確保でき、しかも肌焼処理時の結晶粒粗大化特性にも優れている鋼、及びその製造方法を提供することにある。

本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、Ｚｒ、Ｎｂなどを含有しない特定の鋼において、ＴｉＮを有効利用することとし、ＴｉではなくＮを増量し、しかもＴｉと結合しなかったＮに対して大過剰となるようにＡｌを添加すれば、球状化焼鈍しなくても優れた冷間鍛造性を確保でき、しかも耐粗粒化特性も高められることを見出し、本発明を完成した。なお前記特許文献２、３の教示に従ってＮｂ、Ｚｒなどを添加してしまうと、球状化焼鈍を省略したときには冷間鍛造性が低下する。また前記特許文献４の教示に従ってＡｌを抑制した場合にも、球状化焼鈍を省略したときには冷間鍛造性が低下する。

すなわち上記目的を達成し得た本発明の冷間鍛造性及び肌焼処理時の耐粗粒化特性に優れた肌焼用鋼は、Ｃ：０．０５〜０．３％（質量％の意。以下同じ）、Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ：０．００１〜０．０２％、Ｓ：０．００１〜０．０２％、焼入性元素（Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｃｒ：０．０１〜２％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％から選択された少なくとも１種）、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０２０〜０．１％、及びＮ：０．００５〜０．０２％を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物であり、
しかも上記Ｔｉ、Ａｌ、及びＮはさらに下記式（１）を満足する点に要旨を有するものである。前記肌焼用鋼は、球状化焼鈍省略用鋼でもある。

Ａｌ／（Ｎ−Ｔｉ／３．４）≧４ … （１）
前記肌焼用鋼は、通常、平均粒径５〜５０ｎｍの析出物を、０．２５μｍ²当たり、１３個以上含有し、平均粒径５０ｎｍ超の析出物は、０．２５μｍ²当たり、３個以下となっている。またフェライト面積率及びフェライトの結晶粒度番号を断面全体に亘って均等に測定したとき、通常、フェライト面積率の平均値が５０％以上であり、結晶粒度番号の平均値が９．０〜１２．５番である。引張強さは４００〜７５０Ｎ／ｍｍ²であるのが望ましく、絞りは６０％以上であるのが望ましい。下記式（２）で定義される炭素当量Ｃeqを０．７以下としたとき、及び／又は下記式（３）で定義される理想臨界直径ＤＩ値を１０以上としたとき、強度コントロールが簡便となる。

Ｃeq＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／７＋［Ｍｎ］／５＋［Ｃｒ］／９＋［Ｍｏ］／２＋［Ｎｉ］／６ … （２）
（式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、又はＮｉの含有量（質量％）を示す）

（式中、γＧＳはオーステナイト結晶粒度を意味し、その値は１０とする。［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、又はＮｉの含有量（質量％）を示す）
前記肌焼用鋼は、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ：０．００１〜０．０２％、Ｓ：０．００１〜０．０２％、焼入性元素（Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｃｒ：０．０１〜２％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％から選択された少なくとも１種）、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０２０〜０．１％、及びＮ：０．００５〜０．０２％を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物であり、しかも上記Ｔｉ、Ａｌ、及びＮがさらに上記式（１）を満足している鋼塊、鋳片又は鋼片を、下記に示す条件で熱間圧延し、冷却することによって製造できる。

圧延開始温度：８００〜９５０℃
圧延温度（仕上圧延を除く）：７８０〜９００℃
仕上圧延温度：７５０〜８５０℃
冷却開始温度：７５０〜８００℃
温度７５０〜５５０℃の範囲の冷却速度：０．０５〜０．３℃／秒

本発明の鋼は、成分を適切な範囲に制御して強度と冷間鍛造性のバランスをとっている。そしてＺｒ、Ｎｂなどを利用せず、ＴｉＮを有効利用することによって冷間鍛造性を確保しながら耐粗粒化特性を高めている。加えてＴｉではなくＮを増量し、しかもＴｉと結合しなかったＮに対して十分な量のＡｌを添加しているため、球状化焼鈍省略用鋼であっても適度に微細なＴｉＮ、ＡｌＮを析出させることができ、冷間鍛造性を確保しながら、耐粗粒化特性を確実に高めることができる。

本発明の鋼は、Ｃ：０．０５〜０．３％（質量％の意。以下同じ）、Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ：０．００１〜０．０２％、Ｓ：０．００１〜０．０２％、焼入性元素（Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｃｒ：０．０１〜２％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％から選択された少なくとも１種）、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０２０〜０．１％、Ｎ：０．００５〜０．０２％を含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物である。また前記Ｔｉ、Ａｌ、及びＮはさらに下記式（１）を満足している。

Ａｌ／（Ｎ−Ｔｉ／３．４）≧４ … （１）
以下、各成分の限定理由について説明する。

Ｃ ：０．０５〜０．３％
Ｃは強度確保のために必須の元素である。従ってＣ量は０．０５％以上、好ましくは０．０８％以上、さらに好ましくは０．１０％以上とする。一方、Ｃが過剰になると、鋼のフェライト分率（面積率）が低下し易くなり、冷間鍛造時の変形能が低下し易くなる。従ってＣ量は、０．３％以下、好ましくは０．２８％以下、さらに好ましくは０．２５％以下とする。

Ｓｉ：０．０１〜０．３５％
Ｓｉは脱酸に有用であるだけでなく、固溶強化によって所定の強度を確保するのにも有用である。従ってＳｉ量は、０．０１％以上、好ましくは０．５％以上、さらに好ましくは１．０％以上とする。一方、Ｓｉが過剰になると冷間鍛造性が低下する。従ってＳｉ量は、０．３５％以下、好ましくは０．３０％以下、さらに好ましくは０．２％以下とする。

Ｍｎ：０．２〜２％
Ｍｎは鋼の焼入性を高め、所定の強度を確保するのにも有用である。従ってＭｎ量は、０．２％以上、好ましくは０．３％以上、さらに好ましくは０．４％以上とする。一方、Ｍｎが過剰になると鋼のフェライト分率が低下し易くなり、冷間鍛造時の変形能が低下し易くなる。従ってＭｎ量は、２％以下、好ましくは１．７％以下、さらに好ましくは１．５％以下である。

Ｐ ：０．００１〜０．０２％
Ｐは冷間鍛造時の加工硬化を助長し、変形能を低下させるため極力低減するのが望ましい。従ってＰ量は、０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１２％以下とする。なおＰを０％とするのは困難又はコスト高となる。従ってＰ量は０．００１％以上、好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００５％以上とする。

Ｓ ：０．００１〜０．０２％
Ｓは硫化物系介在物を形成して冷間鍛造時の変形能を低下させる。従ってＰ量は、０．０２％以下、好ましくは０．０１５％以下、さらに好ましくは０．０１２％以下とする。なおＳを０％とするのは困難又はコスト高となる。従ってＳ量は、０．００１％以上、好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００５％以上とする。

焼入性元素（Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｃｒ：０．０１〜２％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％）
これら焼入性元素は強度を確保するのに有用である。従ってＮｉ量は、０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上とする。Ｃｒ量は、０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上とする。Ｍｏ量は、０．０１％以上、好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０５％以上とする。一方、これら焼入性元素を過剰に添加すると、フェライト分率が高くなって冷間鍛造時の変形能が低下し易くなる。従ってＮｉ量は、２％以下、好ましくは１．７％以下、さらに好ましくは１．５％以下とする。Ｃｒ量は、２％以下、好ましくは１．７％以下、さらに好ましくは１．５％以下とする。Ｍｏ量は、０．５％以下、好ましくは０．４％以下、さらに好ましくは０．３％以下とする。

なお上記Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏはそれぞれを単独で添加してもよく、適宜組み合わせて添加してもよい。

Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
Ｔｉは、造塊時又は連続鋳造時にＴｉＮを形成する。このＴｉＮは、得られた鋼を肌焼するときに、ピンニング作用によってオーステナイト粒が粗大化するのを抑制するため、Ｔｉは耐粗粒化特性を高めるのに有用である。従ってＴｉ量は、０．００５以上とする。なお０．０１％以上、例えば０．０１３％以上、特に０．０１５％以上としてもよい。なお本発明ではＡｌも添加しているため、Ｔｉが少ないときにはＡｌＮがピンニング作用を発揮するものの、Ｔｉが少ないときはＡｌＮが粗大化しており、そのピンニング効果（耐粗粒化特性）が不十分となっている。従って本発明ではＴｉを所定量以上添加するのが重要である。一方Ｔｉが過剰になると、ＴｉＮが粗大化してしまい、前記ピンニング作用が不十分となる。また本発明では、後述するように、制御圧延によって微細なＴｉＣの析出を防止しているものの、Ｔｉが過剰となると余ったＴｉが微細なＴｉＣとして析出し易くなり、鋼の引張強さが高くなり過ぎて、冷間鍛造時の変形抵抗が高くなってしまう。より正確にいえば、ＣをＴｉで固定すると、コットレル雰囲気に起因するひずみ時効による硬化を防止できる点では冷間鍛造性の向上には有用であるものの、ＴｉＣは極めて微細に析出するため、鋼の引張強さを過剰に高くしてしまう点では冷間鍛造性の向上には不利である。Ｔｉ量が過剰になると、ＴｉＣ析出の影響が強く出てしまい、変形抵抗が高くなってしまう。従ってＴｉ量は、０．０２％以下とする。好ましくは０．０１８％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下とする。なおＴｉＮはＴｉＣ程には微細化しないため、冷間鍛造性を低下させない。

Ｎ ：０．００５〜０．０２％
ＮはＴｉＮ及びＡｌＮを形成し、ピンニングによって耐粗粒化特性を高めるのに有用である。特に本発明では、Ｔｉではなく、Ｎを過剰（Ｎ−Ｔｉ／３．４が、例えば０超、好ましくは０．００２以上、さらに好ましくは０．００３以上）となるように添加している。Ｎを過剰に添加すれば、Ｔｉを過剰に添加した場合と異なってＴｉＮの粗大化を抑制でき、ＴｉＮのピンニング効果を有効に発揮できる。

Ａｌ：０．０２０〜０．１％
Ａｌは脱酸に有用であるだけでなく、ＡｌＮを形成し、ピンニングによって耐粗粒化特性を高めるのに有用である。特にＴｉを所定量以上含有する場合、ＡｌＮが適度に微細化するため、ＡｌＮのピンニング作用を有効に利用できる。従ってＡｌ量は、０．０２０％以上、好ましくは０．０２３％以上、さらに好ましくは０．０２５％以上とする。一方、Ａｌを添加し過ぎると、酸化物系介在物が増大して他の特性（例えば耐疲労特性など）を低下させる場合があるため、その上限を０．１％とした。好ましい上限は、０．０５％、特に０．０４５％である。

Ａｌ／（Ｎ−Ｔｉ／３．４）≧４ … （１）
本発明は、造塊時又は連続鋳造時にＴｉＮを形成しなかった余剰のＮ（＝Ｎ−Ｔｉ／３．４）に対して、Ａｌを４倍以上、好ましくは４．５倍以上、さらに好ましくは５．０倍以上添加する。本発明の鋼は、球状化焼鈍が省略されるため、球状化焼鈍工程で余剰のＮをＡｌＮにすることができず、鋼の製造段階（造塊時、連続鋳造時、分塊圧延時など）に余剰のＮを確実にＡｌＮにする必要がある。従ってＡｌを余剰のＮに対して十分となる量を添加する。また余剰のＮを確実にＡｌＮとすることで、ＡｌＮのピンニング効果を利用でき、耐粗粒化特性を高めることができる。また余剰のＮをＡｌＮとすれば、ひずみ時効が生じるのを防止でき、冷間鍛造性を確保するのにも有用である。

なお上記式（１）は、Ｎ−Ｔｉ／３．４が負であればＡｌ／（Ｎ−Ｔｉ／３．４）が４以上となることはあり得ないことから明らかなように、Ｎ−Ｔｉ／３．４が正となること（Ｔｉに対してＮを過剰に添加すること）を前提としている。

残部はＦｅ及び不可避的不純物
すなわち本発明では、Ｚｒ、Ｎｂ、Ｗ、Ｖなどの析出強化元素を添加しない。これら析出強化元素を添加すると、ＴｉＮを十分に形成することができない。なおＮｂは、Ｎｂ（ＣＮ）となってピンニング効果を発揮することが知られているものの、Ｎｂ（ＣＮ）は極めて微細であって冷間鍛造時の変形抵抗を高めてしまう。従って本発明ではＮｂ（ＣＮ）ではなく、ＴｉＮを有効利用することとしている。

なお本発明の鋼は、球状化焼鈍することなく冷間鍛造される。球状化焼鈍省略用鋼としたのは、工程省略によってコスト削減に有効であるだけでなく、球状化焼鈍のときにＡｌＮが粗大化してしまうのを防止でき、ピンニング効果を効果的に発揮させるのにも有用だからである。

上記のような鋼は、成分を適切な範囲に制御して強度と冷間鍛造性のバランスをとっている。しかもＺｒ、Ｎｂなどを利用せず、ＴｉＮを有効利用することによって冷間鍛造性を確保しながら耐粗粒化特性を高めている。加えてＴｉではなくＮを増量し、しかもＴｉと結合しきれなかったＮに対して十分な量のＡｌを添加しているため、球状化焼鈍省略用鋼であっても適度に微細なＴｉＮ、ＡｌＮを析出させることができ、冷間鍛造性を確保しながら、耐粗粒化特性を確実に高めることができる。

上記本発明の鋼は、通常、以下の（１）〜（４）に示すような性質も有している。
（１）平均粒径５〜５０ｎｍの析出物：０．２５μｍ²当たり、１３個以上
平均粒径５０ｎｍ超の析出物：０．２５μｍ²当たり、３個以下
すなわち本発明では、上述したように、Ｔｉ、Ａｌ及びＮのバランスが適切に制御されており、またＮｂなどの析出強化元素も無添加であるため、平均粒径が５０ｎｍ超となるような粗大な析出物（ＡｌＮ、ＴｉＮなどの窒化物など）が抑制されており、平均粒径が５〜５０ｎｍ程度の適度な大きさの析出物（ＡｌＮ、ＴｉＮなどの窒化物など）が数多くなっている。適度な大きさの析出物（ＡｌＮ、ＴｉＮなどの窒化物など）は、冷間鍛造性と耐粗粒化特性を両立させるのに有用である。なお析出物のサイズ及び個数を制御するには、後述の制御圧延も有効である。

平均粒径５〜５０ｎｍの析出物の数は、０．２５μｍ²当たり、例えば１３個以上、好ましくは１５個以上、さらに好ましくは１７個以上である。平均粒径５０ｎｍ超の析出物の数は、０．２５μｍ²当たり、例えば３個以下、好ましくは２個以下、さらに好ましくは１個以下（０個を含む）である。
（２）フェライト面積率が５０％以上
フェライトの結晶粒度番号が９．０〜１２．５番
フェライト面積率が大きい程、またフェライトの結晶粒度番号が大きい程、球状化焼鈍を省略したときの冷間鍛造性を確保するのに有用である。また鋼材（特に線材）の絞りを高めるのにも有用である。

フェライト面積率は、例えば５０％以上、好ましくは７０％以上、さらに好ましくは８５％以上である。結晶粒度番号は、例えば９．０〜１２．５番程度、好ましくは９．０〜１２．０番程度、さらに好ましくは９．５〜１１．０番程度である。

なおフェライト面積率及び結晶粒度番号は、それらを鋼の断面全体に亘って均等に測定したとき（例えば均等に３視野以上、好ましくは５視野以上、特に１０視野以上測定したとき）の平均値を示す。

フェライト面積率及び結晶粒度番号は、上記の範囲に化学成分を制御し、かつ後述のようにして制御圧延後の冷却条件を制御することによって調整できる。
（３）引張強さ：４００〜７５０Ｎ／ｍｍ²
絞り：６０％以上
引張強さは強度確保の点からは高い程望ましいが、冷間鍛造性確保の点からは低い程望ましいため、所定の範囲に制御するのが望ましい。また絞りは高いほど、冷間鍛造性が高くなるため望ましい。

引張強さは、例えば４００Ｎ／ｍｍ²以上（好ましくは４２０Ｎ／ｍｍ²以上、さらに好ましくは４３０Ｎ／ｍｍ²以上）、７５０Ｎ／ｍｍ²以下（好ましくは６００Ｎ／ｍｍ²以下、さらに好ましくは５００Ｎ／ｍｍ²以下）程度である。絞りは、例えば６０％以上、好ましくは６５％以上、さらに好ましくは７０％以上である。絞りの上限は特に限定されないが、通常、９０％以下（特に８５％以下）程度である。

引張強さ及び絞りは、上記の範囲に化学成分を制御し、かつ上記の範囲にフェライト面積率や結晶粒度番号を制御することによって調整できる。下記炭素当量Ｃeqや理想臨界直径ＤＩ値を制御すれば、強度コントロールがさらに容易となる。
（４）炭素当量Ｃeq：０．７以下
理想臨界直径ＤＩ値：１０以上
炭素当量Ｃeqは下記式（２）で定義されるものであり、理想臨界直径ＤＩ値は下記式（３）で定義されるものである。

Ｃeq＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／７＋［Ｍｎ］／５＋［Ｃｒ］／９＋［Ｍｏ］／２＋［Ｎｉ］／６ … （２）
（式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、又はＮｉの含有量（質量％）を示す）

（式中、γＧＳはオーステナイト結晶粒度を意味し、その値は１０とする。［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、又はＮｉの含有量（質量％）を示す）
Ｃeqは強度の指標となり、ＤＩ値は焼入性の指標となるため、これらを所定の範囲に調整すれば、鋼の強度コントロールと焼入性コントロールが容易となる。

Ｃeqは例えば０．７以下、好ましくは０．６５以下、さらに好ましくは０．６以下である。なおＣeqの下限は、通常、０．３程度（特に０．４程度）である。ＤＩ値は例えば１０以上、好ましくは１５以上、さらに好ましくは２０以上である。なおＤＩ値の上限は、通常、６０程度（特に４５程度）である。

本発明の鋼は、好ましくは、以下のようにして製造する。すなわちＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、焼入性元素（Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなど）、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎなどを上記所定の範囲に調整した鋼を溶製し、得られた鋼塊、鋳片又は鋼片を以下の条件で熱間圧延（制御圧延）し、冷却する。

圧延開始温度：８００〜９５０℃（好ましくは８２０〜９００℃）
圧延温度（仕上圧延を除く）：７８０〜９００℃（好ましくは７９０〜８５０℃）
仕上圧延温度：７５０〜８５０℃（好ましくは７７５〜８２５℃）
冷却開始温度：７５０〜８５０℃（好ましくは７７５〜８２５℃）
温度７５０〜５５０℃の範囲（最終冷却）の冷却速度：０．０５〜０．３℃／秒
なお上記圧延温度とは、仕上圧延以外の圧延、例えば粗圧延、中間圧延の温度を意味する。圧延温度、仕上圧延温度は、中間水冷の採用、圧延速度の調整などによって制御できる。圧延終了後は、ただちに冷却（最終冷却）を開始してもよく、必要に応じて水冷等によって冷却開始温度まで冷却した後、冷却（最終冷却）を開始してもよい。

上記条件は、圧延開始温度、圧延温度、仕上圧延温度などが低めに維持されている点に特徴がある。これらを低めに維持することによって、既に析出しているＡｌＮ、ＴｉＮ、及び再加熱によって新たに析出したＡｌＮなどが再び固溶するのを抑制でき、ＴｉＣの析出の増大や、ＡｌＮ、ＴｉＮの粗大化を防止できる。またＣやＮの再固溶を防止できるため、冷間鍛造時のひずみ時効を抑制できる。加えて圧延中のオーステナイト結晶粒を細かくできるため、フェライト粒の微細化並びに強度確保の点でも有用である。

また冷却速度も低めに設定されている点に特徴がある。冷却速度を遅くすることによってフェライト分率（面積率）を高めることができる。

なお上述の（１）析出物粒径、（２）フェライト面積率・粒度番号、（３）引張強さ・絞りの要件を全て満足させるためには前記製造条件で製造するのが望ましいが、いずれかの要件を外す場合には前記製造条件を適宜変更すればよい。また（４）炭素当量Ｃeq、理想臨界直径ＤＩ値が上記範囲を外れる場合にも、前記製造条件を適宜変更すればよい。

上記のようにして得られた本発明の鋼は、球状化焼鈍しなくても冷間鍛造性に優れており、しかもその後に肌焼（浸炭、浸炭窒化など）しても結晶粒の粗大化が抑制される。そのため、低コストで部品に加工できるにも拘わらず、部品の靭性、疲労強度、寸法精度などを高めるのに有用である。

本発明の鋼は、冷間鍛造及び肌焼きによって製造される部品、例えば、自動車などの機械類に使用される動力伝達部品（プーリ、ギア、シャフトなど）を製造するのに特に有用である。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後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。

実験例１
下記表１に示す成分の鋼を溶製し、分塊した後、下記表２に示す条件で制御圧延及び冷却することによって直径１７ｍｍの線材を得た。なお下記表２のうち、Ｎｏ．６についてはさらに球状化焼鈍（条件：温度７６０℃で７時間加熱した後、冷却速度１５℃／ｈｒで温度６８０℃まで冷却し、空冷）した。

得られた線材の組織及び析出物を以下のようにして測定した。

［組織］
線材を切断し、横断面を研磨して鏡面仕上げした後、ナイタールで腐食し、光学顕微鏡を用いて観察した（倍率：１００倍）。白いコントラストで観察される領域をフェライトとして面積率を測定した。前記断面から均等に選択した３視野分の平均値をフェライトの面積率（分率）とした。

また前記断面のフェライト粒度番号をＪＩＳ Ｇ ０５５２に記載のフェライト結晶粒度試験法に基づいて測定した。なお前記断面から均等に選択した３視野分の平均値をフェライトの粒度番号とした。

［析出物］
上記線材を切断、研磨した後、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で０．５μｍ×０．５μｍ（０．２５μｍ²）の視野を撮影した。得られた写真を画像処理し、ＴｉＮ、ＡｌＮなどの析出物の個数とサイズを求めた。なお析出物のサイズは、析出物の面積を測定した後、同じ面積となる円の直径として求めた。前記断面から均等に選択した３視野分の平均値を析出物のサイズとした。

結果を表１〜２に示す。またＮｏ．１（鋼Ａ）、Ｎｏ．５（鋼Ｅ）、Ｎｏ．７（鋼Ｆ）、Ｎｏ．８（鋼Ｇ）、及びＮｏ．９（鋼Ｈ）のＴＥＭ写真を図１〜５に示す。

上記のようにして得られた線材の諸特性を以下のようにして調べた。

［引張特性］
上記線材の引張強さをＪＩＳ Ｚ ２２０１に準拠して測定した。また、破断後の断面積から、絞り（ＲＡ）を算出した。

［冷間鍛造性］
上記線材を伸線して直径１６．３ｍｍとし、高さ２４．５ｍｍに切断して試験片を得た。

この試験片を高さ９．８ｍｍ（圧縮率＝６０％）まで圧縮し、変形抵抗を測定した。

また前記試験片を高さ４．９ｍｍ（圧縮率＝８０％）まで圧縮した。圧縮後の割れの発生の有無を目視で確認し、割れが発生している場合を低変形能、割れが発生していない場合を高変形能とした。

［浸炭特性］
上記線材（直径１７．０ｍｍ）を伸線して直径１６．３ｍｍとした後、さらに前方に３段の押し出し加工を行った。得られた加工品は、先端側から順に、直径４．７ｍｍ（線材からの減面率＝７０％）、直径６．０ｍｍ（線材からの減面率＝５０％）、直径７．１ｍｍ（線材からの減面率＝３０％）となっており、これと根元（直径１６．３ｍｍ）を合わせると４段の段付き形状となっている。

この加工品を温度９００℃で３時間かけて浸炭した後、水冷した。先端部（直径４．７ｍｍ部）を切断し、断面を鏡面仕上げした後、ナイタールで腐食し、光学顕微鏡を用いて観察した（倍率：３．５倍）。結晶粒の粗大化した部分が紋状に確認できた場合を粗大化あり、確認できなかった場合を粗大化なしとした。

浸炭温度を９２５℃、９５０℃、９７５℃、１０００℃、又は１０２５℃に変更して前記と同様の試験を行い、結晶粒の粗大化が確認されない最大の温度（ＧＧ抑制可能温度）を求めた。

結果を表３に示す。

Ｎｏ．６（鋼Ｅ）は、従来法に相当し、通常の条件で熱間圧延した後、球状化焼鈍してから加工する場合に相当する。このＮｏ．６では、圧延条件等が不適切であるため、圧延後の結晶粒が粗大化している。Ｎｏ．５（鋼Ｅ）では、圧延温度を適切な範囲に制御して結晶粒を微細化しているものの、Ａｌだけではピンニング効果が弱いために、耐粗粒化特性が不十分である。Ｎｏ．９（鋼Ｈ）、１１（鋼Ｊ）も、Ｎｏ．５（鋼Ｅ）と同様、Ｔｉが不足しているため５０ｎｍ以下のＴｉＮ系介在物が不足しており、耐粗粒化特性が不十分である。Ｎｏ．１０（鋼Ｉ）は、Ｔｉが過剰となって微細ＴｉＣが析出するため、冷間鍛造時の変形抵抗が増大する。Ｎｏ．１２（鋼Ｋ）ではＴｉは適切であるもののＡｌが不足しているため、微細なＴｉＣ等が析出してしまうためか、引張強さや変形抵抗が増大し、冷間鍛造性が不十分となる。Ｎｏ．８（鋼Ｇ）では、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎなどのバランスが適切に制御されているにも拘わらず、Ｚｒを含有しているために５０ｎｍ以下のＴｉＮ系介在物が不足しており、耐粗粒化特性が不十分となっている。一方、Ｎｏ．７（鋼Ｆ）ではＮｂによって耐粗粒化特性を高めているものの、Ｎｂは引張強さ、変形抵抗などを高め冷間鍛造性を低下させている。

これらに対して、Ｎｏ．１〜４（鋼Ａ〜Ｄ）は、適切な範囲でＡｌ、Ｔｉ、Ｎのバランスがとれており、しかもＮｂやＺｒなどを含有していないため、冷間鍛造性と耐粗粒化特性を両立できている。

図１は実験例のＮｏ．１（鋼Ａ）の透過型電子顕微鏡写真（倍率：６００００倍）である。 図２は実験例のＮｏ．５（鋼Ｅ）の透過型電子顕微鏡写真（倍率：６００００倍）である。 図３は実験例のＮｏ．８（鋼Ｇ）の透過型電子顕微鏡写真（倍率：６００００倍）である。 図４は実験例のＮｏ．９（鋼Ｈ）の透過型電子顕微鏡写真（倍率：６００００倍）である。 図５は実験例のＮｏ．７（鋼Ｆ）の透過型電子顕微鏡写真（倍率：６００００倍）である。

Claims (8)

1. Ｃ：０．０５〜０．３％（質量％の意。以下同じ）、Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、Ｍｎ：０．２〜２％、Ｐ：０．００１〜０．０２％、Ｓ：０．００１〜０．０２％を含有し、
   Ｎｉ：０．０１〜２％、Ｃｒ：０．０１〜２％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％から選択された少なくとも１種も含有し、さらに
   Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ａｌ：０．０２０〜０．１％、Ｎ：０．００５〜０．０２％を含有し、
   残部はＦｅ及び不可避的不純物であり、
   上記Ｔｉ、Ａｌ、及びＮはさらに下記式（１）を満足するものであることを特徴とする冷間鍛造性及び肌焼処理時の耐粗粒化特性に優れた肌焼用鋼。
   Ａｌ／（Ｎ−Ｔｉ／３．４）≧４ … （１）
2. 球状化焼鈍省略用鋼である請求項１に記載の肌焼用鋼。
3. 平均粒径５〜５０ｎｍの析出物を、０．２５μｍ²当たり、１３個以上含有し、平均粒径５０ｎｍ超の析出物は、０．２５μｍ²当たり、３個以下となっている請求項１又は２に記載の肌焼用鋼。
4. フェライト面積率及びフェライトの結晶粒度番号を断面全体に亘って均等に測定したとき、フェライト面積率の平均値が５０％以上であり、結晶粒度番号の平均値が９．０〜１２．５番である請求項１〜３のいずれかに記載の肌焼用鋼。
5. 引張強さが４００〜７５０Ｎ／ｍｍ²、絞りが６０％以上である請求項１〜４のいずれかに記載の肌焼用鋼。
6. 下記式（２）で定義される炭素当量Ｃeqが０．７以下である請求項１〜５のいずれかに記載の肌焼用鋼。
   Ｃeq＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／７＋［Ｍｎ］／５＋［Ｃｒ］／９＋［Ｍｏ］／２＋［Ｎｉ］／６ … （２）
   （式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、又はＮｉの含有量（質量％）を示す）
7. 下記式（３）で定義される理想臨界直径ＤＩ値が１０以上である請求項１〜６のいずれかに記載の肌焼用鋼。
   （式中、γＧＳはオーステナイト結晶粒度を意味し、その値は１０とする。［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｎｉ］は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、又はＮｉの含有量（質量％）を示す）
8. 請求項１に示す化学成分を有する鋼塊、鋳片又は鋼片を、下記に示す条件で熱間圧延し、冷却することを特徴とする冷間鍛造性及び浸炭時の耐粗粒化特性に優れた肌焼用鋼の製造方法。
   圧延開始温度：８００〜９５０℃
   圧延温度（仕上圧延を除く）：７８０〜９００℃
   仕上圧延温度：７５０〜８５０℃
   冷却開始温度：７５０〜８００℃
   温度７５０〜５５０℃の範囲の冷却速度：０．０５〜０．３℃／秒