JP5114689B2 - 肌焼鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本願は、2010年10月6日に、日本に出願された特願2010−226478号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
Nb:0.04%未満、Mo:1.5%以下、Ni:3.5%以下、V:0.5%以下、B:0.005%以下、Ca:0.005%以下、Mg:0.003%以下、Zr:0.005%以下から選択される少なくとも1種を含有してもよい。
ここで、Rcは、凝固冷却速度(℃/min)、λ2は、2次デンドライトアームの間隔(μm)を意味する。
Cは、鋼の強度を上昇させる元素である。十分な引張強さを確保するためには、C量は、0.1%以上であることが必要であり、0.15%以上であることが好ましい。一方、C量が0.5%を超えると、著しい硬化により冷間加工性が劣化するため、C量が0.5%以下であることが必要である。また、浸炭後に芯部の靭性を確保するためには、C量が0.4%以下であることが好ましく、0.3%以下であることが更に好ましい。
Siは、鋼の脱酸に有効な元素であり、Si量が0.01%以上であることが必要である。また、Siは、鋼を強化し、焼入れ性を向上させる元素であり、Si量が0.02%以上であることが好ましい。更に、Siは、粒界強度の増加に有効な元素であり、更に軸受部品及び転動部品においては、転動疲労過程での組織変化及び材質劣化を抑制するため、高寿命化に有効な元素である。そのため、高強度化を指向する場合には、Si量が0.1%以上であることが更に好ましい。特に、転動疲労強度を高めるには、Si量が0.2%以上であることが好ましい。
Mnは、鋼の脱酸に有効であり、鋼の強度及び焼入れ性を高める元素であり、Mn量が0.3%以上である必要がある。一方、Mn量が、1.8%を超えると、硬さの上昇によって冷間鍛造性が劣化するため、1.8%以下であることが必要である。Mn量の好適範囲は、0.5〜1.2%である。なお、冷間鍛造性を重視する場合は、Mn量を0.75%以下にすることが好ましい。また、Mnは、焼入れ性を向上させる元素であるが、硫化物生成の面ではSとともに鋼中でMnSを生成する元素である。Mnには、焼入れ性の面からベイナイト分率を大きくして鋼を硬くする効果があり、加工面から冷間鍛造性や被削性を低下させてしまう。そのため、硫化物生成の面では、Mn量が多く、Mn量[Mn]に対するS量[S]の比率である[Mn]/[S]が大きくなると、粗大なMnSを生じやすい。特に、ベイナイト分率を低減し、冷間鍛造性を十分に確保するためには、Mn量が1.0%以下であり、[Mn]/[S]が100以下であることが好ましい。なお、[Mn]/[S]は、2以上であってもよい。
Sは、鋼中でMnSを形成し、被削性を向上させる元素である。被削性を高めるため、S量が0.001%以上である必要があり、0.01%以上であることが好ましい。一方、S量が0.15%を超えると、粒界偏析によって粒界脆化を招くため、S量が0.15%以下であることが必要である。また、高強度部品であることを考慮すると、S量は0.05%以下であることが好ましい。更に、強度や冷間加工性、更にはそれらの安定性を考慮する場合は、S量を0.03%以下にすることがより好ましい。
Crは、鋼の強度及び焼入れ性を向上させる有効な元素であり、Cr量が0.4%以上であることが必要である。更に、軸受部品及び転動部品においては、Crは、浸炭後の表層の残留γ量を増大させ、転動疲労過程での組織変化及び材質劣化の抑制による高寿命化に有効である。そのため、Cr量は、0.7%以上であることが好ましく、1.0%以上であることがより好ましい。一方、2.0%を超えるCrを鋼中に添加すると、硬さの上昇によって冷間加工性が劣化するため、Cr量が2.0%以下であることが必要である。冷間鍛造性を高めるには、Cr量を1.5%以下にすることが好ましい。
Tiは、鋼中で炭化物、炭硫化物、窒化物などの析出物を生成する元素である。微細なTiC、TiCSを利用して浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を防止するため、Ti量が、0.05%以上であることが必要であり、0.1%以上であることが好ましい。一方、0.2%超のTiを鋼中に添加すると、析出硬化によって冷間加工性が著しく劣化するため、Ti量が0.2%以下であることが必要である。また、TiNの析出を抑制して転動疲労特性を向上させるには、Ti量を0.15%以下にすることが好ましい。さらに、Tiを添加することで、MnSの析出物を微細化することができる。
Alは、脱酸剤であり、Al量が、0.005%以上であることが好ましいが、これに限定されるものではない。一方、Al量が0.2%を超えると、AlNが熱間加工の加熱によって溶体化せず、鋼中に残存する。そのため、粗大なAlNが、TiやNbの析出物の析出核として作用し、微細な析出物の生成が阻害される。したがって、浸炭焼入れ時の結晶粒の粗大化を防止するには、Al量を0.2%以下にすることが必要である。Al量が0.05%以下の範囲であれば、焼準や浸炭焼き入れの際の熱処理特性が従来鋼と大きく変わらないので、実用的にはAl量が0.05%以下であることが好ましい。一方で、Alは被削性を向上させる効果もあるため、よりよい被削性を求める場合にはAl量が0.03%以上であることが好ましい。熱処理特性と被削性とのバランスを考える上では、Al量が0.15%以下であることが好ましい。
Nは、窒化物を生成する元素である。粗大なTiNやAlNの生成を抑制するため、N量を0.0050%以下に制限する。これは、粗大なTiNやAlNが、TiC、TiCSを主体とするTi系析出物、NbCを主体とするNb系析出物などの析出核として作用し、微細な析出物の分散を阻害するためである。そのため、このN量が、0.0040%以下であることが好ましく、0.0035%以下であることがより好ましい。このN量の下限は、特に制限する必要がなく、0%である。
Pは、不純物であり、冷間加工時の変形抵抗を高め、靭性を劣化させる元素である。鋼中に過剰にPを含有すると冷間鍛造性が劣化するため、P量を0.025%以下に制限することが必要である。また、結晶粒界の脆化を抑制し、疲労強度を向上させるには、P量を0.015%以下にすることが好ましい。このP量の下限は、特に制限する必要がなく、0%である。
Oは、不純物であり、鋼中で酸化物系介在物を形成し、加工性を損なうため、O量を0.0025%以下に制限する。また、本実施形態の肌焼鋼はTiを含有するため、Tiを含む酸化物系介在物が生成し、これを析出核としてTiCが析出する。酸化物系介在物が増加すると、熱間加工時に微細なTiCの生成が抑制されることがある。したがって、TiC、TiCSを主体とするTi系析出物を微細に分散させ、浸炭焼入れ時に結晶粒の粗大化を抑制するには、O量を0.0020%以下に制限することが好ましい。更に、軸受部品及び転動部品では、酸化物系介在物を起点として転動疲労破壊が生じることがある。そのため、肌焼鋼を軸受部品または転動部品に適用する場合、転動寿命を向上させるために、O量を0.0012%以下に制限することがより好ましい。このO量の下限は、特に制限する必要がなく、0%である。
上述の基本元素に加え、浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を抑制するため、Tiと同様に炭窒化物を生成するNbを添加することが好ましい。
Moは、鋼の強度及び焼入れ性を高める元素であり、必要に応じて鋼中に添加してもよい。浸炭部品の表層の残留γの量を増大させ、更には、転動疲労過程での組織変化及び材質劣化の抑制による高寿命化を図るためにもMoは有効である。しかし、1.5%を超えるMoを鋼中に添加すると、硬さの上昇によって、切削性及び冷間鍛造性が劣化することがある。したがって、Mo量を、1.5%以下にすることが好ましい。Moは高価な元素であるため、製造コストの観点からMo量を0.5%以下にすることが好ましい。このように、合金コストの低減のためには、Moを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Mo量の下限は0%である。また、Moを添加して活用する場合には、Mo量は、0.05%以上であることが好ましく、さらには0.1%以上であることが好ましい。
Niは、Moと同様、鋼の強度及び焼入れ性の向上に有効な元素であり、必要に応じて鋼中に添加してもよい。しかし、3.5%を超えるNiを鋼中に添加すると、硬さの上昇によって切削性及び冷間鍛造性が劣化することがあるため、Ni量を3.5%以下にすることが好ましい。Niも高価な元素であるため、製造コストの観点から、Ni量は、2.0%以下であることが好ましく、1.0%以下であることがより好ましい。このように、合金コストの低減のためには、Niを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ni量の下限は0%である。また、Niを添加して活用する場合には、Ni量は、0.1%以上であることが好ましく、さらには0.2%以上であることが好ましい。
Vは、鋼中に固溶すると、強度及び焼入れ性を向上させる元素であり、必要に応じて鋼中に添加してもよい。V量が、0.5%を超えると、硬さの上昇によって切削性及び冷間鍛造性が劣化することがあるため、V量は、0.5%以下であることが好ましく、0.2%以下であることがより好ましい。合金コストの低減のためには、Vを意図的に鋼中に添加する必要がなく、V量の下限は0%である。また、Vを添加して活用する場合には、V量は、0.05%以上であることが好ましく、さらには0.1%以上であることが好ましい。
Bは、微量の添加で、鋼の焼入れ性を高める有効な元素であり、必要に応じて鋼中に添加してもよい。また、Bは、熱間圧延後の冷却過程でボロン鉄炭化物を生成し、フェライトの成長速度を増加させ、軟質化を促進する。更に、Bは、浸炭部品の粒界強度を向上させ、疲労強度及び衝撃強度の向上にも有効である。しかし、0.005%超のBを鋼中に添加すると、上記効果が飽和し、衝撃強度を劣化させることがあるため、B量が、0.005%以下であることが好ましく、0.003%以下であることがより好ましい。合金コストの低減のためには、Bを意図的に鋼中に添加する必要がなく、B量の下限は0%である。
Caは、鋼中で酸化物を生成する脱酸元素であり、必要に応じて鋼中に添加してもよい。一般に、Al脱酸による鋼中の酸化物は、Al2O3であるが、Al2O3が硬質であるため、被削性を低下させる弊害がある。しかし、Caを添加すると、基本の酸化物であるAl2O3とCaとがAl−Ca系複合酸化物を生成し、鋼を若干軟質化することができる。そのため、Al脱酸による被削性の低下を抑制できる。また、製鋼段階においても耐火物へのAl2O3の付着を抑制でき、ノズル閉塞などの弊害を抑制できる。
さらに、Caは、MnSと複合硫化物を生成することにより、MnSを若干硬化させるため、圧延や鍛造時にMnSの延伸を抑制し、冷間鍛造時に硫化物を起点とする割れを抑制できる。ただし、あまり過剰にCaを鋼中に添加すると、CaSを多量に生成し、鋼が硬質になるため、被削性を損なう。このように、Caは、溶損対策としての酸化物制御と鍛造割れ対策としての硫化物制御との両面に有効な元素である。これらのCa添加の効果を得るためには、Ca量は、0.0003%以上であることが好ましく、0.0005%以上であることがより好ましく、0.0008%以上であることがさらに好ましい。また、被削性の観点から、Ca量は、0.005%以下であることが好ましく、0.003%以下であることがより好ましく、0.002%以下であることがさらに好ましい。なお、合金コストの低減のためには、Caを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ca量の下限は0%である。
このCa量[Ca]に対するAl量[Al]の比率も重要である。この比率を示す[Al]/[Ca]が小さすぎると、Alによる脱酸が不足し、Caが酸化物として消費されてしまう。この場合には、硫化物制御に対するCaの効果が不足する。逆に、[Al]/[Ca]が大きすぎると、酸化物制御に対するCaの効果が不足する。したがって、Caを鋼中に添加する場合には、[Al]/[Ca]の範囲は、1以上かつ100以下であることが好ましく、6以上かつ100以下であることがより好ましい。
Mg及びZrは、酸化物および硫化物を生成する元素であり、必要に応じて鋼中に添加してもよい。これらMg及びZrは、MnSの変形能を抑制するため、熱間加工によるMnSの延伸を抑制する。特に、Mg及びZrは、鋼中に微量に含有させても著しい効果を発現する。なお、鋼中のMg及びZrの量を安定させるためには、MgやZrを含む耐火物を考慮してMg量またはZr量を制御することが好ましい。
Mgは、酸化物及び硫化物を生成する元素である。Mgを鋼中に含有させることによって、MgSや、Mnとの複合硫化物(Mn,Mg)Sなどが生成し、MnSの延伸を抑制することができる。微量のMgは、MnSの形態の制御に有効であり、Mgを鋼中に添加して加工性を高める場合には、Mg量が0.0002%以上であることが好ましい。また、Mgの酸化物は、微細に分散し、MnSなどの硫化物の生成核として作用する。Mgの酸化物を利用して、粗大な硫化物の生成を抑制する場合には、Mg量が0.0003%以上であることが好ましい。更に、Mgを鋼中に添加すると、硫化物が若干硬質になり、熱間加工によって延伸されにくくなる。切削性を向上させ、冷間加工性を損なわないように、硫化物の形状を制御するには、Mg量が0.0005%以上であることが好ましい。なお、熱間鍛造は、微細な硫化物を均一に分散させる効果があり、冷間加工性の向上に有効である。なお、合金コストの低減のためには、Mgを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Mg量の下限は0%である。
一方、Mgの酸化物は、溶鋼上に浮上し易いため、歩留まりが低く、製造コストの観点から、Mg量は、0.003%以下であることが好ましい。また、Mgを過剰に添加すると、溶鋼中に多量の酸化物が生成し、耐火物への付着やノズルつまりなどの製鋼上のトラブルを引き起こすことがある。したがって、Mg量は、0.001%以下であることがより好ましい。
Zrは、酸化物、硫化物に加え、窒化物を生成する元素である。微量のZrを溶鋼中に添加すると、溶鋼中でTiと複合して、微細な酸化物、硫化物及び窒化物を生成する。したがって、Zrの添加は、介在物及び析出物の制御には極めて有効である。Zrを鋼中に添加して、介在物の形態を制御し、加工性を高める場合には、Zr量が0.0002%以上であることが好ましい。また、Zr及びTiを含む酸化物、硫化物、窒化物は、凝固時にMnSの析出核として作用する。これらのZr及びTiを含む酸化物、硫化物、窒化物の周囲に析出したMnSには、Zr及びTiが溶け込み、変形能が低下する。したがって、Zrを添加して、MnSの変形を抑制し、熱間加工によるMnSの延伸を防止するには、Zr量は、0.0003%以上であることが好ましい。一方、Zrは、高価な元素であるため、製造コストの観点から、Zr量は、0.005%以下であることが好ましく、0.003%以下であることがより好ましい。なお、合金コストの低減のためには、Zrを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Zr量の下限は0%である。
MnSは、切削性の向上に有用であるため、その個数密度を確保することが必要である。一方、延伸した粗大なMnSは、冷間加工性を損なうため、サイズ及び形状を制御することが必要である。本発明者らは、Sの含有量、MnSのサイズ及び形状のような硫化物に関する特徴点と、切削性及び冷間加工性のような加工性との関係について検討を行った。その結果、光学顕微鏡で観察されるMnSの平均円相当径が5μmを超えると、このMnSが冷間加工の際に割れが発生する起点になることがわかった。MnSの平均円相当径は、MnSの面積と等しい面積を有する円の直径であり、画像解析によって求めることができる。
(ここで、[S]は、Sの含有量(質量%)を示している。)
また、MnSおよびMnとTiとの複合硫化物について、鍛造における変形時および部品としての使用時、さらに浸炭後の疲労時に負荷がかかる領域における最大寸法の硫化物が破壊起点として作用する。その傾向は、S量の影響を受け、S量が多い方が最大の硫化物の寸法が大きくなる。この最大の硫化物について、Ti系硫化物だけでなく、Ti含有量の少ないMn系硫化物(MnS)も含めて考慮すべきである。
D≦250[S]+10 ・・・(3)
(ここで、[S]は、Sの含有量(質量%)を示している。)
D(μm)が250[S]+10を超えると、鍛造性ならびに疲労特性が低下し、同一量のSを含有する従来鋼と同等の性能しか発揮できなくなることがあるため、D(μm)の上限は、250[S]+10であることが好ましい。
さらに、粗大なTi系析出物が鋼中に存在すると、接触疲労破壊の起点として作用し、疲労特性が劣化することがある。接触疲労強度は、浸炭部品の要求特性であり、転動疲労特性や面疲労強度である。接触疲労強度を高めるには、観察されるTi系析出物の最大円相当径(最大直径)が40μm未満であることが好ましい。
肌焼鋼のベイナイトの組織分率は、30%以下に制限することが好ましい。これは、浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を防止するには、粒界に微細な析出物を生成させることが好ましいためである。即ち、熱間加工後の冷却時に生成するベイナイトの組織分率が30%を超えると、Ti系析出物及びNb系析出物を相界面に析出させることが難しくなる。また、ベイナイトの組織分率を30%以下に抑制することは、冷間加工性や被削性を改善するためにも有効である。また、高温浸炭など、粗大粒防止に対して条件が厳しい場合、ベイナイトの組織分率を、20%以下に制限することが好ましく、10%以下に制限することが更に好ましい。更に、冷間鍛造後に高温浸炭を行う場合などでは、ベイナイトの組織分率を5%以下に制限することが好ましい。
肌焼鋼のフェライト粒は、過度に微細であると、浸炭焼入れ時に粗大粒が発生し易くなる。これは、浸炭焼入れ時にオーステナイト粒が過度に粗大化するためである。特に、フェライトの粒度番号がJIS G 0551(2005)で規定される11を超えると、粗大粒が発生し易くなる。一方、肌焼鋼のフェライトの粒度番号が、JIS G 0551で規定される8未満になると、延性が低下し、冷間加工性を損なうことがある。したがって、肌焼鋼のフェライトの粒度番号は、JIS G 0551で規定される8〜11の範囲内であることが好ましい。S量が多くなると硫化物が多くなり、この硫化物を核として生成するフェライト粒の数が多くなるため、フェライト粒が微細になる傾向がある。
次に、本発明の一実施形態に係る肌焼鋼の製造方法について説明する。
なお、MnSは、鋼の凝固点近くで液相中に晶出すると考えられているため、MnSの寸法は、冷却速度が速くなるにつれて小さくなり、冷却速度が遅くなるにつれて大きくなる。そのため、本実施形態では、従来の連続鋳造機の冷却条件及び従来の量産型インゴットの製造方法に比べて極めて速い冷却速度で溶鋼を凝固させ、MnSの寸法を小さく抑制する。
図6に、鋳込み試験において、従来の連続鋳造や量産型インゴットの鋳造時の鋳造条件と冷却速度との関係を考慮しながら鋳型寸法や冷却条件などの鋳造条件を調整して冷却速度を制御した場合の鋳片内の平均冷却速度とMnSの平均面積との関係の一例を示す。この図6に示されるように、鋳片の平均冷却速度を大きくすると、MnSの平均面積(すなわち、平均円相当径)を小さくすることができる。
ここで、凝固時の冷却速度を速めるために、鋳型寸法を小さくする方法が、単純な方法として採用されうるが、この方法では、製品品質を維持することが困難である。すなわち、鋳片寸法が小さい場合には、鋳片から製品圧延材(棒鋼)までの圧延による圧下比が小さくなるため、圧延による気泡欠陥の圧着や偏析の均質化などの高品質化効果を得ることが困難になり、製品(肌焼鋼)中に多くの欠陥や偏析を残しやすい。そのため、この場合には、欠陥や偏析による不均質部が、破壊起点として作用したり、焼入れ性にばらつきを生じさせたりするため、肌焼鋼の品質が劣化することがある。
凝固が完了した後も鋳片中の合金元素の濃化部を緩和するために鋳片を極力高温に保持し、P、Mn等の脆化元素を均一に拡散すべきである。そのため、鋳造後600℃以上に鋳片の温度を維持して直接分塊圧延での加熱炉に鋳片を挿入し、さらに分塊圧延では1200℃以上の高温で20分以上この鋳片を保持して、P、Mn及びSの拡散を促進させた。さらに、この加熱及び保持は、Ti、Nb系の析出物を固溶させる効果も有する。
なお、参考のため、図7に本実施形態に係る肌焼鋼の製造方法の一例のフローチャートを示す。
次に、本発明の一実施形態に係る浸炭部品の製造方法(肌焼鋼の適用方法)について説明する。
上記実施形態の肌焼鋼は、冷間鍛造工程で製造される部品、熱間鍛造工程で製造される部品のいずれにも適用可能である。熱間鍛造工程として、例えば、棒鋼−熱間鍛造−必要により焼準等の熱処理−切削−浸炭焼入れ−必要により研削又は研磨という工程が挙げられる。上記実施形態の肌焼鋼を用いて、例えば1150℃以上の加熱温度で熱間鍛造を行い、その後必要に応じて焼準処理を行うことにより、950〜1090℃の温度域での高温浸炭を施しても、粗大粒の発生を抑制することができる。例えば、軸受部品、転動部品の場合、高温浸炭を行っても、優れた転動疲労特性が得られる。
ここで、SCr420相当鋼及びSCM420相当鋼は、浸炭及び焼入れに適するように設計されており、SCM420相当鋼は、SCr420相当鋼よりも焼入れ性が高いため、より大型の部品やより高強度の部品に使用できる。しかしながら、このSCM420相当鋼では、Moの添加により浸炭焼入れ前の加工時の硬度が高いため、SCr420相当鋼と比べて冷間鍛造性と被削性の両者が低い。このように、鋼種に応じて冷間鍛造性と被削性とのバランスが変化する場合があり、焼入れ性も考慮してこれらのバランスを確保する。
2 鋳片断面
3 鋳片表面
4 試験片
5 溝入れ試験片
T 鋳片厚さ
W 鋳片幅
Claims (11)
- 化学組成が、質量%で、
C:0.1〜0.5%、
Si:0.01〜1.5%、
Mn:0.3〜1.8%、
S:0.001〜0.15%、
Cr:0.4〜2.0%、
Ti:0.05〜0.2%
を含有し、
Al:0.2%以下、
N:0.0050%以下、
P:0.025%以下、
O:0.0025%以下
に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、円相当径が5μm超である硫化物の1mm2当りの個数dと、Sの含有量の質量百分率[S]とが、d≦500×[S]+1を満足することを特徴とする肌焼鋼。 - 前記化学組成が、更に、質量%で、
Nb:0.04%未満、
Mo:1.5%以下、
Ni:3.5%以下、
V:0.5%以下、
B:0.005%以下、
Ca:0.005%以下、
Mg:0.003%以下、
Zr:0.005%以下
から選択される少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1に記載の肌焼鋼。 - Caの質量百分率[Ca]に対するAlの質量百分率[Al]の比率である[Al]/[Ca]が1以上かつ100以下であることを特徴とする請求項2に記載の肌焼鋼。
- 硫化物の最大円相当径Dμmと、Sの含有量の質量百分率[S]とが、D≦250×[S]+10を満足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。
- Mn量が1.0%以下であり、Mnの含有量の質量百分率[Mn]に対するSの含有量の質量百分率[S]の比率である[Mn]/[S]が100以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の肌焼鋼。
- ベイナイトの組織分率が、30%以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の肌焼鋼。
- Ti系析出物の最大円相当径が、40μm以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の肌焼鋼。
- 円相当径が5μm超である硫化物の1mm 2 当りの個数dと、Sの含有量の質量百分率[S]とが、d≦500×[S]+1を満足する肌焼鋼の製造方法であって、
質量%で、
C:0.1〜0.5%、
Si:0.01〜1.5%、
Mn:0.3〜1.8%、
S:0.001〜0.15%、
Cr:0.4〜2.0%、
Ti:0.05〜0.2%
を含有し、
Al:0.2%以下、
N:0.0050%以下、
P:0.025%以下、
O:0.0025%以下
に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼を、12〜100℃/分の平均冷却速度で鋳造し;
1250〜1320℃の均熱温度範囲で前記鋼を3〜180分保持し;
1150〜1320℃の温度範囲に前記鋼を加熱した後、840〜1000℃の仕上げ温度範囲で仕上圧延が行われるように前記鋼を熱間圧延し;
800〜500℃の温度範囲での平均冷却速度が1℃/秒以下になるように前記鋼を冷却する;
ことを特徴とする肌焼鋼の製造方法。 - 前記化学組成が、更に、質量%で、
Nb:0.04%未満、
Mo:1.5%以下、
Ni:3.5%以下、
V:0.5%以下、
B:0.005%以下、
Ca:0.005%以下、
Mg:0.003%以下、
Zr:0.005%以下
から選択される少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項8に記載の肌焼鋼の製造方法。 - Caの質量百分率[Ca]に対するAlの質量百分率[Al]の比率である[Al]/[Ca]が1以上かつ100以下であることを特徴とする請求項9に記載の肌焼鋼の製造方法。
- Mn量が1.0%以下であり、Mnの含有量の質量百分率[Mn]に対するSの含有量の質量百分率[S]の比率である[Mn]/[S]が100以下であることを特徴とする請求項8または9に記載の肌焼鋼の製造方法。
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