JP5649887B2 - 肌焼鋼およびその製造方法 - Google Patents
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本発明は、自動車や建産機分野などにおいて、浸炭処理を施して使用される機械構造部
品の素材として用いられる肌焼鋼およびその製造方法に関するものである。特に、歯車や
シャフト類、軸受などの素材として鋼材を浸炭処理して使用する際に、1000℃以上の高温
で浸炭処理を行った場合でも結晶粒が粗大化しない、すなわち結晶粒度特性に優れると共
に、冷間鍛造時に割れが発生しない、すなわち加工性に優れ、かつ高い靭性を有する肌焼
鋼と、その製造方法に関するものである。
品の素材として用いられる肌焼鋼およびその製造方法に関するものである。特に、歯車や
シャフト類、軸受などの素材として鋼材を浸炭処理して使用する際に、1000℃以上の高温
で浸炭処理を行った場合でも結晶粒が粗大化しない、すなわち結晶粒度特性に優れると共
に、冷間鍛造時に割れが発生しない、すなわち加工性に優れ、かつ高い靭性を有する肌焼
鋼と、その製造方法に関するものである。
自動車、建設機械、その他各種の産業機械として用いられる機械部品において、高疲労
強度や耐摩耗性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
化熱処理が施される。これらの用途には、通常、JIS規格でSCr、SCM、SNCMなどの肌焼鋼
が用いられ、鍛造や切削等の機械加工により所望の部品形状に成形したのち、上記した表
面硬化熱処理を施される。その後、研磨などの仕上げ工程を経て部品へと製造される。
強度や耐摩耗性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
化熱処理が施される。これらの用途には、通常、JIS規格でSCr、SCM、SNCMなどの肌焼鋼
が用いられ、鍛造や切削等の機械加工により所望の部品形状に成形したのち、上記した表
面硬化熱処理を施される。その後、研磨などの仕上げ工程を経て部品へと製造される。
近年、自動車、建設機械、その他の産業機械等に使用される部品の製造コストの低減が
強く望まれており、鍛造・切削等の機械加工にかかるコストを低減する取り組みがなされ
ている。例えば、切削加工から鍛造加工への変更や、鍛造でも熱間鍛造に代えて、寸法精
度が高く、鍛造後の切削コストを低減できる冷間鍛造が指向されている。
強く望まれており、鍛造・切削等の機械加工にかかるコストを低減する取り組みがなされ
ている。例えば、切削加工から鍛造加工への変更や、鍛造でも熱間鍛造に代えて、寸法精
度が高く、鍛造後の切削コストを低減できる冷間鍛造が指向されている。
また、浸炭処理工程では、従来のガス浸炭に代えて真空浸炭が用いられるようになって
きている。真空浸炭は、高温で行うため浸炭時間を短縮でき、浸炭部品表面の粒界酸化に伴う浸炭異常層が軽減されるという利点があるが、TiやSiといった酸化しやすい元素を多く含む鋼を浸炭する場合には、浸炭異常層を完全に無くすことはできなかった。
さらに、上記した真空浸炭は、高温で浸炭処理するため、オーステナイト粒（γ粒）の粗大化が起こりやすいという問題がある。その結果、焼入れ後に熱歪が生じ、部品寸法が変化して、仕上げ加工や研磨等の余分な工程が必要となるため、生産性が著しく阻害されてコスト上昇を招くという不利もある。
きている。真空浸炭は、高温で行うため浸炭時間を短縮でき、浸炭部品表面の粒界酸化に伴う浸炭異常層が軽減されるという利点があるが、TiやSiといった酸化しやすい元素を多く含む鋼を浸炭する場合には、浸炭異常層を完全に無くすことはできなかった。
さらに、上記した真空浸炭は、高温で浸炭処理するため、オーステナイト粒（γ粒）の粗大化が起こりやすいという問題がある。その結果、焼入れ後に熱歪が生じ、部品寸法が変化して、仕上げ加工や研磨等の余分な工程が必要となるため、生産性が著しく阻害されてコスト上昇を招くという不利もある。
このような事情から、冷間鍛造に適し、しかも高温あるいは真空浸炭処理にも適用でき
るような肌焼鋼が強く求められている。このため、浸炭時における肌焼鋼の結晶粒粗大化
を防止するために、これまでにも様々な技術が提案され、中でもAl，Nb，Ti等の元素を添
加することによって、AlＮ，Nb（ＣＮ），TiＣ等の析出物を微細に分散させる技術は汎用
されている。
るような肌焼鋼が強く求められている。このため、浸炭時における肌焼鋼の結晶粒粗大化
を防止するために、これまでにも様々な技術が提案され、中でもAl，Nb，Ti等の元素を添
加することによって、AlＮ，Nb（ＣＮ），TiＣ等の析出物を微細に分散させる技術は汎用
されている。
また、特許文献１および２にはそれぞれ、Al，Nb，Ｎ量を調整し、AlとNbの窒化物によるピン止め効果によって結晶粒粗大化の発生を抑制する技術が提案されている。しかしながら、この技術では、工業的に安定して結晶粒粗大化の発生を抑制することができないという問題があった。
さらに、特許文献３および４に記載の技術は、Al，Nb，Tiなどの窒化物、炭化物、炭窒化物形成元素の含有量と、各析出物の大きさと分布密度、ベイナイト組織分率、フェライトバンド評点および圧延条件をそれぞれ制御することによって、上記した問題の解決を図っている。しかしながら、種々の寸法形状の鋼材を圧延により製造する実操業において、これら多数のパラメーターを制御することは事実上不可能であった。
本発明は、上記の実情に鑑み開発されたもので、冷間鍛造を行っても良好な鍛造性を示
すだけでなく、浸炭処理時の加熱による結晶粒の粗大化および浸炭異常層の発生を効果的に抑制することができる肌焼鋼を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
すだけでなく、浸炭処理時の加熱による結晶粒の粗大化および浸炭異常層の発生を効果的に抑制することができる肌焼鋼を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく、鋼組成や析出物の存在形態などについて
鋭意研究を重ねた結果、特にCuおよびSbを所定量添加した鋼組成とし、かつTiを含む析出物の大きさおよびその個数を規定することで、優れた結晶粒度特性、鋼板の表面性状および冷間鍛造性を兼ね備えた肌焼鋼が得られることを見出した。
鋭意研究を重ねた結果、特にCuおよびSbを所定量添加した鋼組成とし、かつTiを含む析出物の大きさおよびその個数を規定することで、優れた結晶粒度特性、鋼板の表面性状および冷間鍛造性を兼ね備えた肌焼鋼が得られることを見出した。
以下に、このような知見をなす経緯となった実験について説明する。
JIS SCM420H相当鋼（成分：0.20Ｃ−0.25Si−0.85Mn−0.015Ｐ−0.02Ｓ−0.025Al−0.011Ｎ−1.15Cr−0.010Sb）をベース鋼として、これにCuを０〜0.6質量％の範囲で添加した鋼を連続鋳造により製造した。また、成分：0.20Ｃ−0.25 Si−0.85 Mn−0.015Ｐ−0.015Ｓ−0.025 Al−0.08Ｎ−1.1 Cr−0.15Ti−0.010Sbの鋼をベース鋼として、これにCuを０〜0.6％の範囲で添加した鋼を連続鋳造により製造した。
上記連続鋳造の際、凝固開始から終了までの冷却速度をそれぞれ８℃／分とした。つい
で、得られた鋳片を、1250℃にて60分間の均熱処理を行い、150mm角に鋼片圧延後、棒鋼
圧延時加熱温度を950℃として、直径：50mmの棒鋼を製造した。ここで、圧延後は600〜850℃の範囲を、冷却速度：1.5℃／ｓで冷却した。
JIS SCM420H相当鋼（成分：0.20Ｃ−0.25Si−0.85Mn−0.015Ｐ−0.02Ｓ−0.025Al−0.011Ｎ−1.15Cr−0.010Sb）をベース鋼として、これにCuを０〜0.6質量％の範囲で添加した鋼を連続鋳造により製造した。また、成分：0.20Ｃ−0.25 Si−0.85 Mn−0.015Ｐ−0.015Ｓ−0.025 Al−0.08Ｎ−1.1 Cr−0.15Ti−0.010Sbの鋼をベース鋼として、これにCuを０〜0.6％の範囲で添加した鋼を連続鋳造により製造した。
上記連続鋳造の際、凝固開始から終了までの冷却速度をそれぞれ８℃／分とした。つい
で、得られた鋳片を、1250℃にて60分間の均熱処理を行い、150mm角に鋼片圧延後、棒鋼
圧延時加熱温度を950℃として、直径：50mmの棒鋼を製造した。ここで、圧延後は600〜850℃の範囲を、冷却速度：1.5℃／ｓで冷却した。
これらの棒鋼について疲労特性を調査した。疲労特性は、回転曲げ疲労試験により求め
た。棒鋼断面の直径方向、１/４位置から、平行部が８mm径の回転曲げ疲労試験片を採取し、浸炭炉で1030℃にて均熱時間が90分、浸炭および拡散時間が80分の浸炭処理を、アセチレン雰囲気中で行った。その後、860℃で30分保持してから80℃まで油冷し、180℃で２時間の焼戻し処理したのち、試験に供した。疲労試験は小野式回転曲げ疲労試験を用いて、室温、大気中で回転数3500rpmで実施し、１×10７回強度を求めた。
た。棒鋼断面の直径方向、１/４位置から、平行部が８mm径の回転曲げ疲労試験片を採取し、浸炭炉で1030℃にて均熱時間が90分、浸炭および拡散時間が80分の浸炭処理を、アセチレン雰囲気中で行った。その後、860℃で30分保持してから80℃まで油冷し、180℃で２時間の焼戻し処理したのち、試験に供した。疲労試験は小野式回転曲げ疲労試験を用いて、室温、大気中で回転数3500rpmで実施し、１×10７回強度を求めた。
図１に、（各鋼の１×１０７回強度）/（JIS SCM420H相当鋼のCu無添加材の１×１０７回強度）の値とCu添加量とを比較したグラフで示す。
同図より、特に、Tiを添加した鋼にCuを添加した場合に、鋼の疲労強度の改善が顕著であり、その効果はCu添加量が0.1〜0.5質量％添加の範囲で顕著であることが分かった。一方、JIS SCM420H相当鋼では、Tiを添加した鋼ほどCu添加による顕著な疲労強度の向上が認められないことが分かった。
本発明は、上記した知見に立脚するものである。
同図より、特に、Tiを添加した鋼にCuを添加した場合に、鋼の疲労強度の改善が顕著であり、その効果はCu添加量が0.1〜0.5質量％添加の範囲で顕著であることが分かった。一方、JIS SCM420H相当鋼では、Tiを添加した鋼ほどCu添加による顕著な疲労強度の向上が認められないことが分かった。
本発明は、上記した知見に立脚するものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、Ｃ：0.05％以上0.40％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Cr：2.0％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.05％以上0.30％以下、Cu：0.1％以上0.5％以下、Sb：0.002％以上0.02％以下、Ｎ：0.0060％以下およびＯ：0.0020％以下を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなり、かつTiを含む析出物で直径：５nm以上30nm以下のものが30個/μm2以上存在し、直径：５nm以上50nm以下のTi析出物の、５nm以上の全Ti析出物に対する個数比率が50％以上であることを特徴とする肌焼鋼。
１．質量％で、Ｃ：0.05％以上0.40％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Cr：2.0％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.05％以上0.30％以下、Cu：0.1％以上0.5％以下、Sb：0.002％以上0.02％以下、Ｎ：0.0060％以下およびＯ：0.0020％以下を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなり、かつTiを含む析出物で直径：５nm以上30nm以下のものが30個/μm2以上存在し、直径：５nm以上50nm以下のTi析出物の、５nm以上の全Ti析出物に対する個数比率が50％以上であることを特徴とする肌焼鋼。
２．質量％でさらに、Mo：1.0％以下を含有することを特徴とする前記１に記載の肌焼鋼
。
。
３．質量％でさらに、Ni：3.0％以下を含有することを特徴とする前記１または２に記載
の肌焼鋼。
の肌焼鋼。
４．質量％でさらに、Ｂ：0.0010％超0.0030％以下を含有することを特徴とする前記１乃
至３のいずれかに記載の肌焼鋼。
至３のいずれかに記載の肌焼鋼。
５．質量％でさらに、Ca：0.010％以下を含有することを特徴とする前記１乃至４のいず
れかに記載の肌焼鋼。
れかに記載の肌焼鋼。
６．質量％でさらに、Pb：0.1％以下およびBi：0.1％以下のうちから選んだ一種または二
種を含有することを特徴とする前記１乃至５のいずれかに記載の肌焼鋼。
種を含有することを特徴とする前記１乃至５のいずれかに記載の肌焼鋼。
７．質量％でさらに、Nb：0.5％以下、Ｖ：0.5％以下、Zr：0.5％以下およびＷ：0.5％以
下のうちから選んだ一種または二種以上を含有することを特徴とする前記１乃至６のいず
れかに記載の肌焼鋼。
下のうちから選んだ一種または二種以上を含有することを特徴とする前記１乃至６のいず
れかに記載の肌焼鋼。
８．前記１乃至７のいずれかに記載の肌焼鋼を連続鋳造を用いて製造するに当たり、前記１乃至７のいずれかに記載の成分組成からなる溶鋼を、該連続鋳造時の凝固開始から終了までの冷却速度を５℃／分以上として鋳片とし、該鋳片を1200℃以上の温度に加熱後、鋼片圧延し、次いで900〜1050℃に加熱後、棒鋼圧延を施すことを特徴とする肌焼鋼の製造方法。
本発明によれば、冷間鍛造によっても良好な鍛造性を示すだけでなく、浸炭処理のため
の加熱による結晶粒の粗大化が効果的に抑制され、しかも浸炭時における鋼板表面の浸炭異常層を有効に抑
制した肌焼鋼を得ることができ、かかる肌焼鋼は各種機械部品用の素材として極めて有用
である。
の加熱による結晶粒の粗大化が効果的に抑制され、しかも浸炭時における鋼板表面の浸炭異常層を有効に抑
制した肌焼鋼を得ることができ、かかる肌焼鋼は各種機械部品用の素材として極めて有用
である。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において、鋼の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
まず、本発明において、鋼の成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。
なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.05％以上0.40％以下
Ｃは、機械部品として必要な強度を確保する上で重要な元素であり、0.05％以上含有さ
せる必要がある。Ｃ量が0.05％未満では硬さが不足し、部品としての強度が低下する。一
方、Ｃ量が多過ぎると、過度に硬くなり鍛造性や被削性が低下するので、0.40％以下に抑
制する必要がある。このため、Ｃ含有量は0.05％以上0.40％以下の範囲とした。なお、好
ましいＣ量は0.15〜0.35％の範囲である。
Ｃは、機械部品として必要な強度を確保する上で重要な元素であり、0.05％以上含有さ
せる必要がある。Ｃ量が0.05％未満では硬さが不足し、部品としての強度が低下する。一
方、Ｃ量が多過ぎると、過度に硬くなり鍛造性や被削性が低下するので、0.40％以下に抑
制する必要がある。このため、Ｃ含有量は0.05％以上0.40％以下の範囲とした。なお、好
ましいＣ量は0.15〜0.35％の範囲である。
Si：1.0％以下
Siは、強度向上に有用なだけでなく、焼き戻し軟化抵抗を向上させ、浸炭部の表層硬さ
を確保するのに有効な元素である。これらの効果はその含有量が増加するにつれて大きく
なるが、Si含有量があまりに多くなると素材の変形抵抗が増し、鍛造性が劣化することに
加え、浸炭時の粒界酸化を助長し、面疲労強度を低下させる。従って、Si含有量は1.0％
以下に限定する。好ましくは0.75％以下であり、より好ましくは0.50％以下である。
Siは、強度向上に有用なだけでなく、焼き戻し軟化抵抗を向上させ、浸炭部の表層硬さ
を確保するのに有効な元素である。これらの効果はその含有量が増加するにつれて大きく
なるが、Si含有量があまりに多くなると素材の変形抵抗が増し、鍛造性が劣化することに
加え、浸炭時の粒界酸化を助長し、面疲労強度を低下させる。従って、Si含有量は1.0％
以下に限定する。好ましくは0.75％以下であり、より好ましくは0.50％以下である。
Mn：1.0％以下
Mnは、焼入れ性と強度を向上させるために含有させる。しかしながら、Mn含有量の増加
に伴って、偏析が顕著となり材質が不均一となって冷間加工性が低下するだけでなく、
浸炭時の粒界酸化を助長し、面疲労強度を低下させる。そのため、Mn含有量は1.0％以下
に限定する。好ましくは0.95％以下である。
Mnは、焼入れ性と強度を向上させるために含有させる。しかしながら、Mn含有量の増加
に伴って、偏析が顕著となり材質が不均一となって冷間加工性が低下するだけでなく、
浸炭時の粒界酸化を助長し、面疲労強度を低下させる。そのため、Mn含有量は1.0％以下
に限定する。好ましくは0.95％以下である。
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に混入し、結晶粒界に偏析して靭性を低下させるので、極力低減
することが望ましい。このため、Ｐ含有量は0.03％以下に抑制するものとした。なお、Ｐ
含有量の好ましい上限は0.02％、より好ましい上限は0.015％である。
Ｐは、鋼中に不可避的に混入し、結晶粒界に偏析して靭性を低下させるので、極力低減
することが望ましい。このため、Ｐ含有量は0.03％以下に抑制するものとした。なお、Ｐ
含有量の好ましい上限は0.02％、より好ましい上限は0.015％である。
Ｓ：0.03％以下
Ｓは、Ti添加鋼においてTi硫化物あるいはTi炭硫化物を生成する作用がある。また、Mnと硫化物を形成し、部品の疲労強度および靭性を低下させる作用がある。一方でTiやMnの硫化物は、被削性を向上させる作用を有するので、その含有量は許容範囲内で適宜調整することができる。
本発明では、疲労強度および靭性の低下を防止する観点から、Ｓ含有量は0.03％以下に
制限するものとした。なお、Ｓ含有量の好ましい上限は0.020％、より好ましい上限は0.0
17％である。
Ｓは、Ti添加鋼においてTi硫化物あるいはTi炭硫化物を生成する作用がある。また、Mnと硫化物を形成し、部品の疲労強度および靭性を低下させる作用がある。一方でTiやMnの硫化物は、被削性を向上させる作用を有するので、その含有量は許容範囲内で適宜調整することができる。
本発明では、疲労強度および靭性の低下を防止する観点から、Ｓ含有量は0.03％以下に
制限するものとした。なお、Ｓ含有量の好ましい上限は0.020％、より好ましい上限は0.0
17％である。
Cr：2.0％以下
Crは、強度および靭性の向上に有効な元素である。また、焼入れ性を向上させる効果も
有する。上記の効果を発揮させるためには、Cr含有量は0.8％以上とすることが好ましい
。しかしながら、Cr含有量があまりに多くなると、素材硬さが高くなり被削性および加工
性が劣化するので、Cr含有量は2.0％以下とする。なお、Cr含有量の好ましい上限は1.5％
である。
Crは、強度および靭性の向上に有効な元素である。また、焼入れ性を向上させる効果も
有する。上記の効果を発揮させるためには、Cr含有量は0.8％以上とすることが好ましい
。しかしながら、Cr含有量があまりに多くなると、素材硬さが高くなり被削性および加工
性が劣化するので、Cr含有量は2.0％以下とする。なお、Cr含有量の好ましい上限は1.5％
である。
Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として有効に作用し、鋼材の品質を向上させる効果がある。しかしながら
、Al含有量があまりに多くなると、粗大なAl2O3非金属介在物がクラスター状に生成する
ことに加え、浸炭時の粒界酸化を助長し、面疲労強度を低下させる。このため、Al含有量
は0.1％以下に抑制するものとした。なお、Alの好ましい上限は0.05％であり、より好ま
しい上限は0.04％である。
Alは、脱酸剤として有効に作用し、鋼材の品質を向上させる効果がある。しかしながら
、Al含有量があまりに多くなると、粗大なAl2O3非金属介在物がクラスター状に生成する
ことに加え、浸炭時の粒界酸化を助長し、面疲労強度を低下させる。このため、Al含有量
は0.1％以下に抑制するものとした。なお、Alの好ましい上限は0.05％であり、より好ま
しい上限は0.04％である。
Ti：0.05％以上0.30％以下
Tiは、Ti炭窒化物およびTi炭硫化物を形成し、また、MoとTi−Mo炭化物を形成して、浸炭時のγ粒の粗大化を抑制する作用を有する。しかしながら、Ti含有量が0.05％未満では、十分な数量の析出物が得られないため、γ粒の粗大化を抑制することができない。一方、0.30％を超えると、粗大なTiＮが生成し、被削性や面疲労強度を低下させるだけでなく、冷間加工性を低下させる。従って、Ti含有量は0.05％以上0.30％以下の範囲に限定する。なお、好ましいTi含有量の上限は0.25％である。
Tiは、Ti炭窒化物およびTi炭硫化物を形成し、また、MoとTi−Mo炭化物を形成して、浸炭時のγ粒の粗大化を抑制する作用を有する。しかしながら、Ti含有量が0.05％未満では、十分な数量の析出物が得られないため、γ粒の粗大化を抑制することができない。一方、0.30％を超えると、粗大なTiＮが生成し、被削性や面疲労強度を低下させるだけでなく、冷間加工性を低下させる。従って、Ti含有量は0.05％以上0.30％以下の範囲に限定する。なお、好ましいTi含有量の上限は0.25％である。
Cu：0.1％以上0.5％以下
Cuは、本発明において重要な効果を有する元素である。特に、高温浸炭させた場合にお
いては、微量の添加でも、疲労特性の向上に効果がある。この効果を得るためには0.1％以上の添加量が必要である。一方、Cuを0.5％を超えて添加した場合、鋼の硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化してしまう。従って、Cu含有量は0.5％以下の範囲内とする必要がある。より好ましくは0.12〜0.38％の範囲である。
Cuは、本発明において重要な効果を有する元素である。特に、高温浸炭させた場合にお
いては、微量の添加でも、疲労特性の向上に効果がある。この効果を得るためには0.1％以上の添加量が必要である。一方、Cuを0.5％を超えて添加した場合、鋼の硬さの上昇を招き冷間加工性が劣化してしまう。従って、Cu含有量は0.5％以下の範囲内とする必要がある。より好ましくは0.12〜0.38％の範囲である。
Sb：0.002％以上0.02％以下
Sbは、浸炭時に、鋼の極表層における異常層（浸炭異常層）の発生を低減させる効果がある。この効果を得るためには、少なくとも0.002％の添加が必要であるが、0.02％を超えて含有させても、上記効果が飽和することに加え、熱間加工性、延性および靱性が低下するため、Sb含有量は0.002％以上0.02％以下の範囲内とする必要がある。
Sbは、浸炭時に、鋼の極表層における異常層（浸炭異常層）の発生を低減させる効果がある。この効果を得るためには、少なくとも0.002％の添加が必要であるが、0.02％を超えて含有させても、上記効果が飽和することに加え、熱間加工性、延性および靱性が低下するため、Sb含有量は0.002％以上0.02％以下の範囲内とする必要がある。
Ｎ：0.0060％以下
Ｎは、極力低減することが好ましい不純物元素である。Ｎ含有量があまりに多くなると
粗大なTiＮが生成して被削性や面疲労強度を低下させる。また、TiＮは、炭窒化物の析出
サイトとなりやすく、微細な析出物を減少させる弊害もある。また、素材の硬さ、変形抵
抗を増大させて、冷間加工性を低下させる不利もある。このような理由からＮ含有量は0.
0060％以下に抑制する。より好ましくは0.0040％以下である。
Ｎは、極力低減することが好ましい不純物元素である。Ｎ含有量があまりに多くなると
粗大なTiＮが生成して被削性や面疲労強度を低下させる。また、TiＮは、炭窒化物の析出
サイトとなりやすく、微細な析出物を減少させる弊害もある。また、素材の硬さ、変形抵
抗を増大させて、冷間加工性を低下させる不利もある。このような理由からＮ含有量は0.
0060％以下に抑制する。より好ましくは0.0040％以下である。
Ｏ：0.0020％以下
Ｏは、鋼中に不可避的に含まれる不純物元素であり、過剰に含まれると、粗大な酸化物
系介在物が生成して、種々の疲労特性や靭性を低下させるので、極力低減することが望ま
しい。このようなことからＯ含有量は0.0020％以下に抑制する。好ましくは0.0015％以下
、より好ましくは0.0010％以下である。
Ｏは、鋼中に不可避的に含まれる不純物元素であり、過剰に含まれると、粗大な酸化物
系介在物が生成して、種々の疲労特性や靭性を低下させるので、極力低減することが望ま
しい。このようなことからＯ含有量は0.0020％以下に抑制する。好ましくは0.0015％以下
、より好ましくは0.0010％以下である。
本発明における基本成分は、上記したとおりであり、残部はFeおよび不可避的不純物で
ある。かかる不可避的不純物としては、原料、製造設備等から不可避的に混入する不純物
が挙げられる。
ある。かかる不可避的不純物としては、原料、製造設備等から不可避的に混入する不純物
が挙げられる。
以上、本発明の基本成分について説明したが、本発明では、その他にも必要に応じて、
以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Mo：1.0％以下
Moは、浸炭焼入れ時の焼入れ性を向上させる効果に加え、靭性の向上に有効であり、さ
らに浸炭時のTiやSi，Al，Cr，Mnといった元素の粒界酸化に伴う浸炭異常層の生成を抑制する上でも有効な元素である。これらの効果を有効に得るためには、Mo を0.05％以上添加することが好ましい。しかしながら、Mo含有量が1.0％を超えると、添加効果が飽和するだけでなく、素材硬さが高くなって被削性や冷間鍛造性、靭性が低下するので、Mo含有量は1.0％以下とする。より好ましくは0.50％以下の範囲である。
以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Mo：1.0％以下
Moは、浸炭焼入れ時の焼入れ性を向上させる効果に加え、靭性の向上に有効であり、さ
らに浸炭時のTiやSi，Al，Cr，Mnといった元素の粒界酸化に伴う浸炭異常層の生成を抑制する上でも有効な元素である。これらの効果を有効に得るためには、Mo を0.05％以上添加することが好ましい。しかしながら、Mo含有量が1.0％を超えると、添加効果が飽和するだけでなく、素材硬さが高くなって被削性や冷間鍛造性、靭性が低下するので、Mo含有量は1.0％以下とする。より好ましくは0.50％以下の範囲である。
Ni：3.0％以下
Niは、鋼材の耐食性を向上させるのに有効な元素である。また、Niは、靭性の向上にも
有効に作用する。従って、Niは0.1％以上、好ましくは0.3％以上含有させることが望ましい。しかしながら、Ni含有量が3.0％を超えると、コスト上昇を招くので、Niは3.0％以下で含有させることが好ましい。好ましくは2.0％、より好ましくは1.5％以下である。
Niは、鋼材の耐食性を向上させるのに有効な元素である。また、Niは、靭性の向上にも
有効に作用する。従って、Niは0.1％以上、好ましくは0.3％以上含有させることが望ましい。しかしながら、Ni含有量が3.0％を超えると、コスト上昇を招くので、Niは3.0％以下で含有させることが好ましい。好ましくは2.0％、より好ましくは1.5％以下である。
Ｂ：0.0010％超0.0030％以下
Ｂは、鋼材の焼入れ性を高める作用があり、しかも結晶粒界に偏析することで粒界を強
化し、靭性を大幅に高める作用がある。これらの作用は0.0010％超添加することで発現す
る。しかしながら、Ｂの添加効果は、含有量が0.0030％を超えると飽和するばかりでなく
、Ｂ含有量があまりに多くなるとＢ窒化物が生成し易くなり、冷間加工性および熱間加工
性が劣化する。好ましいＢ含有量は0.0020％以下の範囲である。
Ｂは、鋼材の焼入れ性を高める作用があり、しかも結晶粒界に偏析することで粒界を強
化し、靭性を大幅に高める作用がある。これらの作用は0.0010％超添加することで発現す
る。しかしながら、Ｂの添加効果は、含有量が0.0030％を超えると飽和するばかりでなく
、Ｂ含有量があまりに多くなるとＢ窒化物が生成し易くなり、冷間加工性および熱間加工
性が劣化する。好ましいＢ含有量は0.0020％以下の範囲である。
Ca：0.010％以下
Caは、硫化物の展伸を抑制して衝撃特性を向上させる効果がある。この効果は、Ca含有
量が0.0005％以上で発現する。しかしながら、Ca含有量が0.010％を超えると、粗大な酸
化物が生成し強度が低下する。なお、Ca含有量の好適下限は0.0008％であり、またCa含有量の好ましい上限は0.0030％、より好ましい上限は0.0020％である。
Caは、硫化物の展伸を抑制して衝撃特性を向上させる効果がある。この効果は、Ca含有
量が0.0005％以上で発現する。しかしながら、Ca含有量が0.010％を超えると、粗大な酸
化物が生成し強度が低下する。なお、Ca含有量の好適下限は0.0008％であり、またCa含有量の好ましい上限は0.0030％、より好ましい上限は0.0020％である。
Pb：0.1％以下およびBi：0.1％以下のうちから選んだ一種または二種
PbおよびBiはいずれも、鋼材の被削性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させる。しかしながら、含有量があまりに多くなると強度が低下するので、いずれも0.1％以下とすることが好ましい。なお、添加する際の含有量の好ましい下限はいずれも0.02％、より好ましい下限は0.03％である。一方より好ましい上限はいずれも0.07％、さらに好ましい上限は0.06％である。
PbおよびBiはいずれも、鋼材の被削性を向上させる元素であり、必要に応じて含有させる。しかしながら、含有量があまりに多くなると強度が低下するので、いずれも0.1％以下とすることが好ましい。なお、添加する際の含有量の好ましい下限はいずれも0.02％、より好ましい下限は0.03％である。一方より好ましい上限はいずれも0.07％、さらに好ましい上限は0.06％である。
Nb：0.5％以下、Ｖ：0.5％以下、Zr：0.5％以下およびＷ：0.5％以下のうちから選んだ一
種または二種以上
Nb，Ｖ，ZrおよびＷはいずれも、炭素および窒素と親和力が強い元素であり、微細な析
出物を生成することで、γ粒の粗大化を抑制する効果がある。この効果を利用するためにいずれも0.5％以下の範囲で含有させることができる。より好ましくは0.3％以下、さらに好ましくは0.2％以下の範囲である。
種または二種以上
Nb，Ｖ，ZrおよびＷはいずれも、炭素および窒素と親和力が強い元素であり、微細な析
出物を生成することで、γ粒の粗大化を抑制する効果がある。この効果を利用するためにいずれも0.5％以下の範囲で含有させることができる。より好ましくは0.3％以下、さらに好ましくは0.2％以下の範囲である。
以上、本発明の好適成分組成の範囲について説明したが、本発明は、成分組成を上記の範囲に調整しただけでは不十分で、鋼組織についても調整することが重要である。
すなわち、本発明の肌焼鋼では、Tiを含有させることによって炭化物等の析出物が生成
するが、これら析出物の形態および個数を規定することが重要である。
これらを規定した理由は次のとおりである。
すなわち、本発明の肌焼鋼では、Tiを含有させることによって炭化物等の析出物が生成
するが、これら析出物の形態および個数を規定することが重要である。
これらを規定した理由は次のとおりである。
Tiを含む析出物で直径：30nm以下のものが30個/μm2以上
Tiを含む析出物は、微細なものほど結晶粒の粗大化を抑制するピニング効果が強い。し
かしながら、鋼の凝固中に溶鋼中のＮがTiと結合することにより、不可避的に生成するTiＮ析出物は粗大であり、結晶粒の成長を抑制する効果はない。このような析出物のうち、
粗大な析出部は鋼材の加工性を低下させるので、できるだけ微細に生成させることが好ま
しい。そこで、本発明では、Tiを含む析出物で直径が30nm以下のものの個数を、単位面積μm2当たり30個以上と規定した。
Tiを含む析出物は、微細なものほど結晶粒の粗大化を抑制するピニング効果が強い。し
かしながら、鋼の凝固中に溶鋼中のＮがTiと結合することにより、不可避的に生成するTiＮ析出物は粗大であり、結晶粒の成長を抑制する効果はない。このような析出物のうち、
粗大な析出部は鋼材の加工性を低下させるので、できるだけ微細に生成させることが好ま
しい。そこで、本発明では、Tiを含む析出物で直径が30nm以下のものの個数を、単位面積μm2当たり30個以上と規定した。
なお、Tiを含む析出物としては、例えばTiC、Ti（C，S）、（Ti,Mo）Cが挙げられる。
また、かようなTi含有析出物を、上記したように微細に分散させるためには、製造工程
中、連続鋳造、鋼片圧延時の加熱（均熱処理）および棒鋼圧延時の加熱工程の処理条件が重要で、これらの工程における処理条件を以下に説明する条件とする必要がある。
また、かようなTi含有析出物を、上記したように微細に分散させるためには、製造工程
中、連続鋳造、鋼片圧延時の加熱（均熱処理）および棒鋼圧延時の加熱工程の処理条件が重要で、これらの工程における処理条件を以下に説明する条件とする必要がある。
直径が５nm以上50nm以下のTi析出物の全Ti析出物に対する個数比率：50％以上
直径が30nm以下の微細なTi析出物は、特に結晶粒の粗大化抑制に効果がある。しかし
、直径が50nm超のTi析出物の全Ti析出に対する存在比率（個数比率）が大きくなると、
疲労特性に悪影響を及ぼす。そのため、疲労特性を確保するには、50nm以下のTi析出物の存在比率（個数比率）を全Ti析出に対して50％以上とする必要がある。なお、本発明では、後述するレプリカ法でTi析出物の個数比率の測定を行うが、直径：５nm未満のTi析出物についてはこの方法での確認は困難である。よって、直径：５nm以上50nm以下のTi析出物の全Ti析出物に対する個数比率を50％以上とすればよい。なお、本発明において、全Ti析出物の個数は、直径が５nm以上の析出物の個数とする。また、前記Tiを含む析出物の個数測定時も同様に、直径が５nm以上の析出物を測定する。
直径が30nm以下の微細なTi析出物は、特に結晶粒の粗大化抑制に効果がある。しかし
、直径が50nm超のTi析出物の全Ti析出に対する存在比率（個数比率）が大きくなると、
疲労特性に悪影響を及ぼす。そのため、疲労特性を確保するには、50nm以下のTi析出物の存在比率（個数比率）を全Ti析出に対して50％以上とする必要がある。なお、本発明では、後述するレプリカ法でTi析出物の個数比率の測定を行うが、直径：５nm未満のTi析出物についてはこの方法での確認は困難である。よって、直径：５nm以上50nm以下のTi析出物の全Ti析出物に対する個数比率を50％以上とすればよい。なお、本発明において、全Ti析出物の個数は、直径が５nm以上の析出物の個数とする。また、前記Tiを含む析出物の個数測定時も同様に、直径が５nm以上の析出物を測定する。
本発明に従う肌焼鋼の具体的な製造方法について説明する。
本発明に係る肌焼鋼は、上述した成分組成になる溶鋼を、連続鋳造により鋳片となし、
該鋳片を均熱処理した後に、鋼片に熱間圧延し（以下、鋼片圧延と呼ぶ）、さらに得られ
た鋼片を加熱して熱間圧延して棒鋼とする（以下、棒鋼圧延と呼ぶ）ことで製造する。こ
こで、連続鋳造時の凝固開始から終了までの冷却速度を５℃／分以上とし、また、均熱処
理温度を1200℃以上とし、さらに棒鋼圧延時の加熱温度：900〜1050℃とする。
また、本発明では、上記した棒鋼圧延を施した後に、さらに、球状化熱処理を施すこと
ができる。この時の処理温度は、740℃以上が好ましい。
本発明に係る肌焼鋼は、上述した成分組成になる溶鋼を、連続鋳造により鋳片となし、
該鋳片を均熱処理した後に、鋼片に熱間圧延し（以下、鋼片圧延と呼ぶ）、さらに得られ
た鋼片を加熱して熱間圧延して棒鋼とする（以下、棒鋼圧延と呼ぶ）ことで製造する。こ
こで、連続鋳造時の凝固開始から終了までの冷却速度を５℃／分以上とし、また、均熱処
理温度を1200℃以上とし、さらに棒鋼圧延時の加熱温度：900〜1050℃とする。
また、本発明では、上記した棒鋼圧延を施した後に、さらに、球状化熱処理を施すこと
ができる。この時の処理温度は、740℃以上が好ましい。
次に、各処理条件を上記のように限定した理由について説明する。
連続鋳造時の凝固開始から終了までの冷却速度：５℃／分以上
連続鋳造時の凝固開始から終了までの冷却速度が遅い場合には、冷却中に析出するTi析出物が大きくなり、鋳片の均熱処理時に析出物を十分に固溶させることができない。その結果、最終的に粗大なTi析出物が残り、直径が５nm以上50nm以下のTi析出物の全Ti析出物に対する個数比率が50％未満になってしまう。そのため、冷却速度を５℃／分以上とし、Ti析出物を微細化する必要がある。より好ましくは、８℃／分以上とする。
連続鋳造時の凝固開始から終了までの冷却速度：５℃／分以上
連続鋳造時の凝固開始から終了までの冷却速度が遅い場合には、冷却中に析出するTi析出物が大きくなり、鋳片の均熱処理時に析出物を十分に固溶させることができない。その結果、最終的に粗大なTi析出物が残り、直径が５nm以上50nm以下のTi析出物の全Ti析出物に対する個数比率が50％未満になってしまう。そのため、冷却速度を５℃／分以上とし、Ti析出物を微細化する必要がある。より好ましくは、８℃／分以上とする。
鋳片加熱温度（均熱処理温度）：1200℃以上
本発明では、鋼片圧延に際し、鋳片を均熱処理してTi等の析出物を十分に固溶させた後
、熱間加工過程および冷却過程において微細に分散析出させる。この均熱処理の際の加熱温度が1200℃未満では、析出物を十分に固溶させることができないため、熱間加工後に粗大な析出物が生成し、浸炭時にγ粒の粗大化を抑制することができない。従って、均熱処理温度は1200℃以上に規定した。
また、鋳造後、鋼片圧延前の均熱条件を1200〜1300℃の温度域で30分以上程度とすることは、Ti等の析出物が固溶し、熱間圧延後に微細に分散しやすくなるため、鋼組織のγ粒粗大化抑制に効果がある。なお、均熱処理は鋼片圧延直前の加熱処理時に行っても良いし、均熱処理を鋼片圧延に先立ち別途行っても良い。また、別途1200℃以上の熱処理を行う場合は、鋼片圧延直前の加熱温度を1200℃以上に限定しなくてもよい。
本発明では、鋼片圧延に際し、鋳片を均熱処理してTi等の析出物を十分に固溶させた後
、熱間加工過程および冷却過程において微細に分散析出させる。この均熱処理の際の加熱温度が1200℃未満では、析出物を十分に固溶させることができないため、熱間加工後に粗大な析出物が生成し、浸炭時にγ粒の粗大化を抑制することができない。従って、均熱処理温度は1200℃以上に規定した。
また、鋳造後、鋼片圧延前の均熱条件を1200〜1300℃の温度域で30分以上程度とすることは、Ti等の析出物が固溶し、熱間圧延後に微細に分散しやすくなるため、鋼組織のγ粒粗大化抑制に効果がある。なお、均熱処理は鋼片圧延直前の加熱処理時に行っても良いし、均熱処理を鋼片圧延に先立ち別途行っても良い。また、別途1200℃以上の熱処理を行う場合は、鋼片圧延直前の加熱温度を1200℃以上に限定しなくてもよい。
上記の鋳片加熱後、鋼片圧延を行うが、この圧延については特に制限は無く、従来どお
りの方法で行えば良い。
りの方法で行えば良い。
棒鋼圧延時の加熱温度：900〜1050℃
熱間加工前の加熱時に析出物を十分に固溶させ、熱間加工時およびその後の冷却過程で
析出物を微細分散させる。その際、一旦、鋳片加熱で析出物を固溶させた後、鋼片圧延を
実施し、その後の棒鋼圧延時の加熱において、加熱温度が1050℃を超えると、冷却過程で
微細な析出物が得られない。一方900℃未満では粗大なフェライトや粗大な炭化物が残留し、圧延後に均一な組織が得られない。
なお、棒鋼圧延時に、圧延後の冷却過程で５〜50nmの微細なTi析出物を確保する観点から、圧延後の600〜850℃の温度範囲の冷却速度を２℃／ｓ以下とすることが好ましい。
熱間加工前の加熱時に析出物を十分に固溶させ、熱間加工時およびその後の冷却過程で
析出物を微細分散させる。その際、一旦、鋳片加熱で析出物を固溶させた後、鋼片圧延を
実施し、その後の棒鋼圧延時の加熱において、加熱温度が1050℃を超えると、冷却過程で
微細な析出物が得られない。一方900℃未満では粗大なフェライトや粗大な炭化物が残留し、圧延後に均一な組織が得られない。
なお、棒鋼圧延時に、圧延後の冷却過程で５〜50nmの微細なTi析出物を確保する観点から、圧延後の600〜850℃の温度範囲の冷却速度を２℃／ｓ以下とすることが好ましい。
本発明では、上記の棒鋼圧延後、さらに、球状化熱処理を施すことができるが、この熱
処理条件については特に制限は無く、常法で行えば良い。なお、この時の処理温度は、冷
間鍛造性の確保の観点から740〜790℃の範囲とすることが好ましい。というのは、740℃
未満で球状化熱処理を行った場合、冷間鍛造性の向上が芳しくなく、790℃超の温度では
、その効果が飽和するからである。
処理条件については特に制限は無く、常法で行えば良い。なお、この時の処理温度は、冷
間鍛造性の確保の観点から740〜790℃の範囲とすることが好ましい。というのは、740℃
未満で球状化熱処理を行った場合、冷間鍛造性の向上が芳しくなく、790℃超の温度では
、その効果が飽和するからである。
以下、実施例を示し、本発明の構成および作用効果をより具体的に説明する。しかし、
本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範
囲で適宜変更することも可能で、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
本発明は下記の実施例によって制限を受けるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範
囲で適宜変更することも可能で、これらは何れも本発明の技術的範囲に含まれる。
表１に示す成分組成（残部Ｆｅおよび不可避的不純物）からなる鋳片を連続鋳造により製造した。その際、凝固開始から終了までの冷却速度を表２に示すとおりとした。得られた鋳片を、表２に示す温度にて60分間の均熱処理を行い、150mm角に鋼片圧延後、表２に示す棒鋼圧延時の加熱温度条件下で、直径：50mmの棒鋼を製造した。ここで、圧延後は600〜850℃の範囲を1.5℃／ｓで冷却した。その後、740℃にて、球状化熱処理を施した棒鋼、あるいは圧延ままの棒鋼の断面の直径方向の１/４位置から径：８mm、長さ：12mmの冷間鍛造性試験片を作製した。
γ粒粗大化の評価は、上記試験片を端面拘束条件で加工率：75％の圧縮加工を行った後
、真空浸炭炉で1050℃にて均熱時間が90分、浸炭および拡散時間が80分の浸炭処理を、アセチレン雰囲気中で行った。その後、860℃で30分保持してから80℃まで油冷した後、光学顕微鏡にてオーステナイト結晶粒を倍率400倍にて無作為に20視野観察し、粒径50μm以上の粗大粒の有無によって評価した。この際、1050℃の均熱処理で粗大粒が観察されたものは不良（×）、1050℃の均熱処理でも粗大粒が観察されなかったものは良好（○）とした。
、真空浸炭炉で1050℃にて均熱時間が90分、浸炭および拡散時間が80分の浸炭処理を、アセチレン雰囲気中で行った。その後、860℃で30分保持してから80℃まで油冷した後、光学顕微鏡にてオーステナイト結晶粒を倍率400倍にて無作為に20視野観察し、粒径50μm以上の粗大粒の有無によって評価した。この際、1050℃の均熱処理で粗大粒が観察されたものは不良（×）、1050℃の均熱処理でも粗大粒が観察されなかったものは良好（○）とした。
また、上記の試験片を用い、プレス機で据込圧縮試験を行い、圧下率：80％の圧縮時における割れの有無を観察することによって冷間鍛造性を評価した。なお、いずれの試験も工具は端面拘束金型を用いて５回の試験を行い、その際、一つでも割れが観察されたものは不良（×）、一方観察されなかったものは良好（○）とした。
比較鋼Z（JIS SCM420H鋼）について同様の据込圧縮試験を行った際の変形抵抗値との
比較を行って、変形抵抗性とした。各鋼について変形抵抗値をJIS SCM420H鋼の変形抵抗値で除した値が1.0以下である場合を良好（○）、1.0超である場合を不良（×）とした。
疲労特性は、回転曲げ疲労試験により求めた。棒鋼、あるいはこの棒鋼に740℃にて球
状化熱処理を施したものについて、棒鋼の断面の直径方向の１/４位置から平行部が径：８mmの回転曲げ疲労試験片を採取し、浸炭炉で1050℃にて均熱時間が90分、浸炭および拡散時間が80分の浸炭処理を、アセチレン雰囲気中で行った。その後、860℃で30分保持してから80℃まで油冷し、180℃で2時間の焼戻し処理したのち試験に供した。疲労試験は小野式回転曲げ疲労試験を用いて、室温、大気中で回転数3500rpmで実施し、１×10７回強度を求めた。
比較鋼Z（JIS SCM420H鋼）について同様の疲労試験を行った際の１×10７回強度との
比較を行った。表２中の疲労特性は、各鋼について１×10７回強度をSCM420H鋼の１×10７回強度で除した値が1.3以上である場合を良好（○）、1.3未満である場合を不良（×）とした。
比較鋼Z（JIS SCM420H鋼）について同様の据込圧縮試験を行った際の変形抵抗値との
比較を行って、変形抵抗性とした。各鋼について変形抵抗値をJIS SCM420H鋼の変形抵抗値で除した値が1.0以下である場合を良好（○）、1.0超である場合を不良（×）とした。
疲労特性は、回転曲げ疲労試験により求めた。棒鋼、あるいはこの棒鋼に740℃にて球
状化熱処理を施したものについて、棒鋼の断面の直径方向の１/４位置から平行部が径：８mmの回転曲げ疲労試験片を採取し、浸炭炉で1050℃にて均熱時間が90分、浸炭および拡散時間が80分の浸炭処理を、アセチレン雰囲気中で行った。その後、860℃で30分保持してから80℃まで油冷し、180℃で2時間の焼戻し処理したのち試験に供した。疲労試験は小野式回転曲げ疲労試験を用いて、室温、大気中で回転数3500rpmで実施し、１×10７回強度を求めた。
比較鋼Z（JIS SCM420H鋼）について同様の疲労試験を行った際の１×10７回強度との
比較を行った。表２中の疲労特性は、各鋼について１×10７回強度をSCM420H鋼の１×10７回強度で除した値が1.3以上である場合を良好（○）、1.3未満である場合を不良（×）とした。
浸炭異常層の深さの評価は、浸炭熱処理後のサンプル表面を含む断面を切断し、埋込み、研磨したのち、EPMAを用いて評価した。ここに、浸炭層表面から内部に向かって、ビーム径：１μｍでMnおよびCrのライン分析を行い、バルク中濃度の60％以下となった低濃度部の深さを浸炭異常層深さとした。
これらの試験結果を、棒鋼圧延後の粒径：30nm以下のTi含有析出物の個数（数密度（個
／μｍ２）、および、直径５〜50ｎｍのTi析出物の全Ti析出物に対する個数比率（度数分
布（％））について調査した結果と共に、表２に併記する。
／μｍ２）、および、直径５〜50ｎｍのTi析出物の全Ti析出物に対する個数比率（度数分
布（％））について調査した結果と共に、表２に併記する。
ここに、Ti析出物の観察は、球状化焼鈍後の棒鋼あるいはこの焼鈍を行っていないもの
は圧延したままの棒鋼からサンプル採取し、透過型電子顕微鏡(TEM)およびEDXによって行
った。直径：30nm以下のTi含有析出物の数密度は、抽出レプリカ法により試料を作製し、
10万倍の倍率で、各鋼毎に20視野観察し、EDXにてTi含有析出物と検出されたものについて画像処理により円相当径ならびにその密度を算出することで求めた。この際、直径が５nm未満の析出物は正確に計測するのが困難であるため、５〜30nm径の析出物を計測した。
また、直径：５〜50nmのTi析出物の個数分布は抽出レプリカ法により試料を作製し、10万倍の倍率で、各鋼についてそれぞれ20視野観察し、EDXにてTi析出物と検出されたものについて、画像処理により個数分布を求めた。この際、前述したように、直径が５nm未満の析出物は正確に計測するのが困難であるため、５〜50nm径の析出物を計測した。
は圧延したままの棒鋼からサンプル採取し、透過型電子顕微鏡(TEM)およびEDXによって行
った。直径：30nm以下のTi含有析出物の数密度は、抽出レプリカ法により試料を作製し、
10万倍の倍率で、各鋼毎に20視野観察し、EDXにてTi含有析出物と検出されたものについて画像処理により円相当径ならびにその密度を算出することで求めた。この際、直径が５nm未満の析出物は正確に計測するのが困難であるため、５〜30nm径の析出物を計測した。
また、直径：５〜50nmのTi析出物の個数分布は抽出レプリカ法により試料を作製し、10万倍の倍率で、各鋼についてそれぞれ20視野観察し、EDXにてTi析出物と検出されたものについて、画像処理により個数分布を求めた。この際、前述したように、直径が５nm未満の析出物は正確に計測するのが困難であるため、５〜50nm径の析出物を計測した。
表２から明らかなように、本発明に従うNo.１〜15、31〜33の発明鋼はいずれも、結晶粒度特性、浸炭時の異常層の有無についてはいうまでもなく、冷間鍛造性、変形抵抗性および疲労特性のいずれもが良好であることが分かる。
これに対し、No.16〜30の比較鋼は、結晶粒度特性、冷間鍛造性、変形抵抗性および疲労特性のうちいずれかの特性に劣っており、発明の目的が達成されていない。
これに対し、No.16〜30の比較鋼は、結晶粒度特性、冷間鍛造性、変形抵抗性および疲労特性のうちいずれかの特性に劣っており、発明の目的が達成されていない。
Claims (8)
- 質量％で、Ｃ：0.05％以上0.40％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Cr：2.0％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.05％以上0.30％以下、Cu：0.1％以上0.5％以下、Sb：0.002％以上0.02％以下、Ｎ：0.0060％以下およびＯ：0.0020％以下を含み、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなり、かつTiを含む析出物で直径：５nm以上30nm以下のものが30個/μm2以上存在し、直径：５nm以上50nm以下のTi析出物の、５nm以上の全Ti析出物に対する個数比率が50％以上であることを特徴とする肌焼鋼。
- 質量％でさらに、Mo：1.0％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の肌焼鋼。
- 質量％でさらに、Ni：3.0％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の肌焼鋼。
- 質量％でさらに、Ｂ：0.0010％超0.0030％以下を含有することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の肌焼鋼。
- 質量％でさらに、Ca：0.010％以下を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載の肌焼鋼。
- 質量％でさらに、Pb：0.1％以下およびBi：0.1％以下のうちから選んだ一種または二種を含有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれかに記載の肌焼鋼。
- 質量％でさらに、Nb：0.5％以下、Ｖ：0.5％以下、Zr：0.5％以下およびＷ：0.5％以下のうちから選んだ一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１乃至６のいずれかに記載の肌焼鋼。
- 請求項１乃至７のいずれかに記載の肌焼鋼を連続鋳造を用いて製造するに当たり、請求項１乃至７のいずれかに記載の成分組成からなる溶鋼を、該連続鋳造時の凝固開始から終了までの冷却速度を５℃／分以上として鋳片とし、該鋳片を1200℃以上の温度に加熱後、鋼片圧延し、次いで900〜1050℃に加熱後、棒鋼圧延を施すことを特徴とする肌焼鋼の製造方法。
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