WO2012043074A1 - 肌焼鋼およびその製造方法 - Google Patents

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成朗 岡本
睦久 永濱
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a case hardening steel that is a material of a machine part used by case hardening in transport equipment such as automobiles, construction machines, and other industrial machines, and a method for manufacturing the same. (Spindle gears, etc.), shafts, bearings, case hardening steels exhibiting excellent impact characteristics and excellent cold forgeability when subjected to case hardening for CVT pulleys, and methods for producing the same It is.
  • Patent Documents 1 to 8 by controlling the number of precipitates (carbides, carbonitrides, etc.) containing Nb and / or Ti having a predetermined particle size and composition within a predetermined range, it discloses that coarsening can be prevented, and although the effect of preventing crystal grain coarsening is obtained to some extent, the cold forgeability is not sufficient.
  • the present invention has been made in view of the circumstances as described above, and its purpose is to ensure the same crystal grain coarsening prevention property as that of the prior art, and to have good cold forgeability and the above machine.
  • An object of the present invention is to provide a case-hardened steel excellent in impact characteristics after case-hardening treatment, which is usually required for parts, and to provide a useful method for producing the case-hardened steel.
  • the case-hardened steel of the present invention that has achieved the above-mentioned problems has C: 0.05 to 0.3% (meaning mass%; hereinafter, the chemical composition is the same), Si: 0.01 to 0.6%, Mn : 0.20 to 1.0%, S: 0.001 to 0.025%, Cr: 1 to 2.5%, Al: 0.01 to 0.10%, Ti: 0.01 to 0.10 %, Nb: 0.01 to 0.10%, B: 0.0005 to 0.005%, N: 0.002 to 0.02%, the balance being iron and inevitable impurities, Ti and / or 20 [mu] m 2 or more precipitates of precipitates containing Nb is the number density of 1.0 pieces / mm 2 or less, 5 [mu] m 2 than of the precipitates containing Ti and / or Nb, less than 20 [mu] m 2 there are, it precipitates containing Mn and S, the number density of 0.7 pieces / mm 2, greater than 3.0 pieces / mm 2 or less There, it is
  • the case-hardened steel according to the present invention has (a) Mo: 2% or less (not including 0%), (b) Cu: 0.1% or less (not including 0%) and / or Ni as necessary. : It is also preferable to contain 0.3% or less (excluding 0%), and the characteristics of the case-hardened steel are further improved according to the type of element to be contained.
  • the present invention also includes a method for producing the case-hardened steel, and the production method of the present invention is a steel having any one of the above chemical compositions with a cooling rate from 1500 ° C to 800 ° C of 2.5 ° C / min or more. And after the first hot rolling at a rolling temperature of 970 to 1150 ° C., cooling to Ac 3 to 950 ° C., and further rolling temperature Ac 3 to The second hot rolling is performed at 950 ° C.
  • the chemical composition of steel is adjusted to a predetermined range, and the form (size) and number of composite precipitates containing Ti and / or Nb and containing Mn and S are set. Because it is prepared within the specified range, it can achieve good cold forgeability while ensuring the same level of grain coarsening prevention properties as before, as well as excellent impact properties after surface hardening heat treatment. can do. Therefore, the case-hardened steel of the present invention is useful as a material for various machine parts. Moreover, if the case-hardened steel of the present invention is used, the part forming by cutting can be replaced with cold forging, and lead time reduction and cost reduction of part forming can be achieved.
  • the present inventors In order to improve the cold forgeability of the case-hardened steel and to ensure the impact characteristics after the surface hardening heat treatment, the present inventors particularly set the chemical composition of the steel and the presence form (size, number, etc.) of precipitates. We focused on and examined it.
  • the content of each component of C, Si, Mn, S, Cr, Al, Ti, Nb, B, and N is appropriately controlled, and is a precipitate containing Ti and / or Nb, If the form (size) and number density of the composite precipitate containing S and S (hereinafter referred to as “(Ti, Nb) -based composite precipitate”) and the number density are adjusted within a predetermined range, It has been found that cold forgeability superior to that of the prior art can be realized while securing the coarsening prevention characteristics, and further, impact characteristics after surface hardening heat treatment can be secured, and the present invention has been completed.
  • C 0.05 to 0.3% C is an important element for securing the core hardness necessary for a component. If it is less than 0.05%, the static strength as a component is insufficient due to insufficient hardness. On the other hand, when the amount of C is excessive, the hardness becomes excessively high, and forgeability and machinability are reduced. Therefore, the C content is determined to be 0.05% or more and 0.3% or less.
  • the amount of C is preferably 0.10% or more, more preferably 0.15% or more. Further, the C amount is preferably 0.27% or less, more preferably 0.25% or less.
  • Si 0.01 to 0.6% Si is an element that improves the softening resistance of the steel material, and has an effect of suppressing a decrease in surface hardness of the part after case hardening. Therefore, the Si amount needs to be 0.01% or more. More preferably, it is 0.03% or more, More preferably, it is 0.05% or more. However, if Si is added excessively, the deformation resistance of the material increases and the forgeability and machinability deteriorate, so the Si content is 0.6% or less. More preferably, it is 0.55% or less, More preferably, it is 0.5% or less.
  • Mn 0.20 to 1.0%
  • Mn acts as a deoxidizer, acts to increase the internal quality of the steel by reducing oxide inclusions, and has the effect of significantly enhancing the hardenability during case hardening such as carburizing and quenching.
  • coarse particles containing Nb and / or Ti are formed by complex precipitation with carbides, nitrides, and carbonitrides (hereinafter referred to as “carbides”) containing Nb and / or Ti. It is possible to suppress the deterioration of cold forgeability due to the carbides and the like.
  • the amount of Mn is set to 0.20% or more.
  • the amount of Mn is preferably 0.30% or more, and more preferably 0.35% or more.
  • the amount of Mn is set to 1.0% or less.
  • the amount of Mn is preferably 0.85% or less, more preferably 0.80% or less.
  • S 0.001 to 0.025%
  • S is an element necessary for bonding with Mn, Ti, etc. to form MnS, TiS, etc., and forming a composite precipitate containing Mn and Ti.
  • the S amount is set to 0.001 to 0.025%.
  • the amount of S is preferably 0.005% or more, more preferably 0.010% or more. Further, the S amount is preferably 0.022% or less, more preferably 0.020% or less.
  • Cr 1 to 2.5% Cr is an element necessary for obtaining an effective hardened layer during case hardening such as carburizing.
  • the Cr content is determined to be 1 to 2.5%.
  • the amount of Cr is preferably 1.2% or more, and more preferably 1.3% or more. Further, the Cr amount is preferably 2.2% or less, more preferably 2.0% or less (more preferably 1.9% or less).
  • Al 0.01 to 0.10%
  • Al is an element effective to combine with N to produce AlN and suppress the grain growth of the steel during heat treatment. Moreover, by adding together with Ti and Nb, which will be described later, AlN is combined with precipitates containing Ti and Nb, and the effect of preventing grain coarsening is more stable than when single precipitation is performed.
  • the Al amount is determined to be 0.01 to 0.10%.
  • the amount of Al is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.03% or more. Moreover, Al amount becomes like this. Preferably it is 0.09% or less, More preferably, it is 0.08% or less.
  • Ti 0.01 to 0.10% Ti produces
  • the Ti amount is determined to be 0.01 to 0.10%.
  • the amount of Ti is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.03% or more. Further, the Ti amount is preferably 0.09% or less, and more preferably 0.08% or less.
  • Nb 0.01 to 0.10% Nb produces fine Nb carbides and the like (Nb (C, N)) in steel and has an effect of suppressing crystal grain coarsening during case baking.
  • Nb amount is determined to be 0.01 to 0.10%.
  • the Nb amount is preferably 0.02% or more, and more preferably 0.03% or more. Further, the Nb amount is preferably 0.09% or less, more preferably 0.08% or less.
  • B 0.0005 to 0.005%
  • B has the effect of significantly improving the hardenability of the steel material in a small amount, and also has the effect of strengthening the grain boundaries and increasing the impact strength.
  • the amount of B is set to 0.0005 to 0.005%.
  • the amount of B is preferably 0.0007% or more, and more preferably 0.0010% or more. Further, the B amount is preferably 0.004% or less, and more preferably 0.0035% or less.
  • N 0.002 to 0.02%
  • N is an element necessary for generating Ti or Nb and nitride, or carbonitride, but when the amount of N is excessive, Ti-based nitride is likely to be coarsened, resulting in a decrease in impact strength, This causes a decrease in cold forgeability due to an increase in deformation resistance. Therefore, the N amount is determined to be 0.002 to 0.02%.
  • the amount of N is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.005% or more. Further, the N amount is preferably 0.018% or less, and more preferably 0.015% or less.
  • the basic components of the case-hardened steel of the present invention are as described above, and the balance is substantially iron. However, it is naturally allowed that inevitable impurities brought into the steel depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. are contained in the steel. Furthermore, in this invention, in the range which does not inhibit the effect of this invention, you may contain the following arbitrary elements, and it becomes possible to further improve the characteristic of case hardening steel according to the kind of element to contain. .
  • Mo 2% or less (excluding 0%) Mo has an effect of remarkably improving the hardenability during case hardening such as carburizing and quenching, and is an element effective for improving impact strength. Therefore, the Mo amount is preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more. On the other hand, when the amount of Mo becomes excessive, the machinability becomes poor because the hardness of the steel material increases. Therefore, the Mo amount is preferably 2% or less, more preferably 1.5% or less, and still more preferably 1.0% or less (particularly 0.8% or less).
  • both Cu and Ni are elements that are less likely to be oxidized than Fe, they are elements that improve the corrosion resistance of the steel material. Ni also has the effect of improving the impact resistance of the steel material. Therefore, both the Cu content and the Ni content are preferably 0.01% or more, and more preferably 0.05% or more.
  • the Cu content is preferably 0.1% or less, more preferably 0.08% or less, and still more preferably 0.05% or less.
  • the amount of Ni is preferably 0.3% or less, more preferably 0.2% or less, and still more preferably 0.1% or less.
  • Cu and Ni may be added alone or in combination, but when Cu is added, it is preferable to add Ni.
  • the object of the present invention is to obtain the same crystal grain coarsening prevention property as that of the prior art, to obtain cold forgeability higher than that of the prior art, and to obtain excellent impact properties after surface hardening heat treatment. According to the study by the present inventors, it is considered necessary to suppress the coarsening of crystal grains in order to obtain excellent impact characteristics. In order to suppress the coarsening of the crystal grains, it is necessary to finely disperse the carbides of Ti and Nb. However, the carbides of Ti and Nb are not all fine, and coarse carbides and the like are also precipitated. Such coarse carbides are not preferred because they are harder than the matrix and adversely affect cold forgeability.
  • MnS and a composite precipitate such as a carbide of Ti and / or a carbide of Nb ((Ti, Nb) -based composite precipitate) and It has been found that the deterioration of cold forgeability can be suppressed by the action of MnS, which is softer than the matrix.
  • 5 [mu] m 2 than, 20 [mu] m 2 less than the size of the (Ti, Nb) to that target based composite precipitates carbides of Ti and / or Nb is included in the complex precipitates in this size grain This is because the influence on both the coarsening prevention characteristics and the cold forgeability is large.
  • the effect of Ti and / or Nb carbides and the like can ensure crystal grain coarsening prevention characteristics during skin baking.
  • order to sufficiently exhibit the effect of improving cold forgeability and coarsening prevention properties 5 [mu] m 2 than of the precipitates containing Ti and / or Nb, and less than 20 [mu] m 2, containing Mn and S
  • the number density of precipitates is more than 0.7 / mm 2 .
  • the number density is preferably 1.0 piece / mm 2 or more, more preferably 1.1 piece / mm 2 or more, and further preferably 1.2 piece / mm 2 or more.
  • the number density is 3.0 pieces / mm 2 or less.
  • the number density is preferably 2.5 pieces / mm 2 or less, more preferably 2.0 pieces / mm 2 or less. Further, 5 [mu] m 2 than of the precipitates containing Ti and / or Nb, and less than 20 [mu] m 2, the number density of those containing no Mn and S is generally 1.0-10.0 pieces / mm 2 approximately by is there.
  • the precipitates containing Ti and / or Nb have a large adverse effect on cold forgeability, It is necessary to reduce the number as much as possible. Therefore, of the precipitates containing Ti and / or Nb, the precipitates of 20 ⁇ m 2 or more have a number density of 1.0 piece / mm 2 or less.
  • the number density of the precipitates of 20 ⁇ m 2 or more is preferably 0.9 pieces / mm 2 or less, more preferably 0.8 pieces / mm 2 or less. .
  • the precipitates of 20 ⁇ m 2 or more out of the precipitates containing Ti and / or Nb usually do not contain Mn and S. There is no adverse effect and is within the scope of the present invention.
  • the number of precipitates having a size of 20 ⁇ m 2 or more can be adjusted by adjusting the amount of Ti and / or Nb added to the steel, or in the production method described later, the heating temperature before the rolling, the heating time, and the hot rolling. It can be controlled by adjusting the processing temperature or the like.
  • the number density of precipitates containing Ti and / or Nb which is 5 ⁇ m 2 or less (however, 2 ⁇ m 2 or more as described in the examples described later) is (i) Mn And the composite precipitate containing S is about 0.0 to 0.5 pieces / mm 2 , and (ii) the precipitate containing neither Mn nor S is about 0.1 to 1.5 pieces / mm 2. .
  • the case-hardened steel of the present invention has a ferrite fraction exceeding 77 area%. This is because if the ferrite fraction is low, the cold forgeability is impaired.
  • the ferrite fraction is preferably 80 area% or more, more preferably 82 area% or more, and still more preferably 83 area% or more.
  • the remaining structure other than the ferrite structure is, for example, pearlite, bainite, martensite, or the like.
  • the cooling rate during casting is particularly fast, It is important to prevent the soaking temperature from becoming too high, and to appropriately control the respective temperature ranges in two stages of hot rolling.
  • Detailed conditions for each step are as follows.
  • the cooling rate from 1500 ° C. to 800 ° C. during casting is 2.5 ° C./min or more.
  • the amount of mist sprayed in the cooling zone during continuous casting may be increased more than usual.
  • the cooling rate is preferably 2.8 ° C./min or more, more preferably 3.0 ° C./min or more.
  • the heating (soaking) temperature is 1100 to 1200 ° C.
  • the heating temperature is preferably 1180 ° C. or lower, more preferably 1170 ° C. or lower.
  • After the partial rolling it is preferably cooled to room temperature at 5 ° C./second or less, more preferably 3 ° C./second or less.
  • the heating time is not particularly limited, but is, for example, about 0 to 100 minutes at a soaking temperature.
  • hot rolling it is important to perform rolling in two stages by changing the temperature range.
  • Ti and / or Nb carbides are complex-precipitated in MnS finely dispersed during casting, and in the second time, the ferrite content is reduced. Secure rate.
  • a first processing temperature 970 to 1150 ° C.
  • cooling to Ac 3 point to 950 ° C. and the second time, hot rolling at a processing temperature of Ac 3 point to 950 ° C.
  • the first processing temperature is preferably 1000 to 1130 ° C, more preferably 1020 to 1100 ° C.
  • the processing temperature for the second time is preferably 800 to 930 ° C.
  • the cooling rate from the first processing temperature to the second processing temperature is not particularly limited, but is about 10 ° C./second, for example.
  • the cooling rate after the second rolling is preferably 5 ° C./second or less so that bainite and martensite are not generated.
  • the obtained steel bar was measured by the following method.
  • EPMA analyzer JXA-8100 type electronic microprobe analyzer (manufactured by NEC Corporation) Analyzer (EDS): SystemSix (manufactured by Thermo Fisher Scientific) Acceleration voltage: 15 kV Operating current: 4nA Observation magnification: 200 times
  • the steel bar is embedded in the support substrate in a state where the longitudinal section (surface parallel to the axis) of the D / 4 position (D is the diameter of the steel bar) is exposed. After being immersed for 2 seconds and corroded, the range of 700 ⁇ m ⁇ 900 ⁇ m was observed and photographed with an optical microscope, and the tissue was identified and the area ratio was measured.
  • No. 52 has a high soaking temperature before forging corresponding to slabbing, but also because they did not take place, the single forging corresponding to hot rolling, 5 [mu] m 2 than, 20 [mu] m 2 less than (Ti, Nb) based composite Precipitates and ferrite fraction were insufficient, and cold forgeability became insufficient.
  • No. No. 57 did not perform the first forging corresponding to hot rolling, so the ferrite fraction was insufficient and the impact characteristics were insufficient.

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Abstract

　良好な冷間鍛造性を有するとともに、肌焼処理後の衝撃特性に優れた肌焼鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｎを含有し、残部は鉄および不可避不純物であり、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物のうち２０μｍ２以上の析出物は、個数密度が１．０個／ｍｍ２以下であり、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物のうち５μｍ２超、２０μｍ２未満であって、ＭｎおよびＳを含有する析出物は、個数密度が０．７個／ｍｍ２超、３．０個／ｍｍ２以下であり、フェライト分率が７７面積％超である。

Description

肌焼鋼およびその製造方法
　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、肌焼き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の製造方法に関するものであり、特に、歯車（軸付き歯車など）、シャフト類、軸受、ＣＶＴ用プーリ用に肌焼き処理した際に、優れた衝撃特性を示すとともに、優れた冷間鍛造性を示す肌焼鋼と、その製造方法に関するものである。
　自動車、建設機械、その他の各種産業機械用として用いられる機械部品のうち、特に高強度が要求される部品には、従来から浸炭、浸炭窒化、窒化などの表面硬化熱処理（肌焼処理）が行われている。これらの用途には通常、ＳＣｒ、ＳＣＭ、ＳＮＣＭなどのＪＩＳ規格で定められた肌焼鋼が使用され、切削、鍛造などの機械加工により所望の部品形状に成形した後、上記したような表面硬化熱処理を施し、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、上記のような機械部品には、製造原価の低減、リードタイムの短縮、製造時のＣＯ２排出量削減などが望まれており、部品成形方法は従来の切削や熱間鍛造から、冷間鍛造に変更されつつあり、良好な冷間鍛造性が要求される。また、ＪＩＳ規格で定められた肌焼鋼では、冷間鍛造後の表面硬化熱処理によって結晶粒粗大化が生じるため、結晶粒の粗大化を抑制することも重要である。結晶粒粗大化の問題を改善するため、従来からＡｌ、Ｎｂ、Ｔｉなどの元素を添加することによって、ＡｌＮ、Ｎｂ（ＣＮ）、ＴｉＣといった析出物を微細に分散させ、この微細析出物によって結晶粒界の移動を停止させる技術が用いられている（例えば特許文献１～８）。
　特許文献１～８はいずれも、所定の粒径や組成を有する、Ｎｂおよび／またはＴｉを含有する析出物（炭化物、炭窒化物など）の個数を所定範囲に制御することによって、結晶粒の粗大化が防止できる旨を開示しており、結晶粒粗大化防止効果はある程度得られるものの、冷間鍛造性が十分ではなかった。
特開２００７－２１７７６１号公報 特開２００６－３０７２７１号公報 特開２００６－３０７２７０号公報 特開２００７－３２１２１１号公報 特開２００４－１８３０６４号公報 特開平１１－３３５７７７号公報 特開２００６－１６１１４２号公報 特開２００７－１６２１２８号公報
　本発明は上記のような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、従来と同程度の結晶粒粗大化防止特性を確保した上で、良好な冷間鍛造性を有するとともに、上記機械部品に通常要求される肌焼処理後の衝撃特性に優れた肌焼鋼を提供すること、および該肌焼鋼を製造するための有用な方法を提供することにある。
　上記課題を達成した本発明の肌焼鋼は、Ｃ：０．０５～０．３％（質量％の意味。以下、化学組成について同じ。）、Ｓｉ：０．０１～０．６％、Ｍｎ：０．２０～１．０％、Ｓ：０．００１～０．０２５％、Ｃｒ：１～２．５％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｔｉ：０．０１～０．１０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、Ｂ：０．０００５～０．００５％、Ｎ：０．００２～０．０２％を満たし、残部は鉄および不可避不純物であり、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物のうち２０μｍ２以上の析出物は、個数密度が１．０個／ｍｍ２以下であり、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物のうち５μｍ２超、２０μｍ２未満であって、ＭｎおよびＳを含有する析出物は、個数密度が０．７個／ｍｍ２超、３．０個／ｍｍ２以下であり、フェライト分率が７７面積％超であることを特徴とするものである。
　本発明の肌焼鋼は、必要に応じて（ａ）Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）や、（ｂ）Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．３％以下（０％を含まない）を含有することも好ましく、含有させる元素の種類に応じて肌焼鋼の特性がさらに改善される。
　本発明は、上記肌焼鋼を製造する方法も包含し、本発明の製造方法は上記のいずれかの化学組成の鋼を、１５００℃から８００℃までの冷却速度を２．５℃／分以上として鋳造し、加熱温度１１００～１２００℃で分塊圧延し、圧延温度９７０～１１５０℃で一回目の熱間圧延をした後、Ａｃ３点～９５０℃まで冷却し、さらに圧延温度Ａｃ３点～９５０℃で二回目の熱間圧延をすることを特徴とする。
　本発明によれば、鋼の化学組成を所定範囲に調整するとともに、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物であって、ＭｎおよびＳを含有する複合析出物の形態（大きさ）および個数を所定範囲に調製しているため、従来と同程度の結晶粒粗大化防止特性を確保した上で、良好な冷間鍛造性を実現することができるとともに、表面硬化熱処理後に優れた衝撃特性を実現することができる。従って、本発明の肌焼鋼は各種機械部品の素材として有用である。また、本発明の肌焼鋼を使用すれば、切削による部品成形を冷間鍛造に置き換えることができ、部品成形のリードタイム短縮およびコストダウンを達成することができる。
後記する実施例における、冷間鍛造性測定の試験片の形状を示す概略図である。 後記する実施例における、球状化処理の熱処理条件を示すグラフである。 後記する実施例における、衝撃特性の測定に用いたシャルピー衝撃試験片の形状を表す概略図である。 後記する実施例における、浸炭処理条件を示すグラフである。
　本発明者らは、肌焼鋼の冷間鍛造性を向上させ、かつ表面硬化熱処理後の衝撃特性を確保するべく、特に鋼の化学成分および析出物の存在形態（大きさ、個数など）に着目して検討を重ねた。その結果、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｎの各成分の含有量を適切に制御するとともに、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物であって、ＭｎおよびＳを含有する複合析出物（以下、「（Ｔｉ、Ｎｂ）系複合析出物」と呼ぶ。）の形態（大きさ）および個数密度を所定範囲に調整すれば、従来と同程度の結晶粒粗大化防止特性を確保した上で、従来よりも優れた冷間鍛造性を実現することができ、さらに表面硬化熱処理後の衝撃特性も確保できることを見出し、本発明を完成した。
　以下、本発明の肌焼鋼の化学成分について説明する。
　Ｃ：０．０５～０．３％
　Ｃは、部品として必要な芯部硬さを確保する上で重要な元素であり、０．０５％未満では、硬さ不足により部品としての静的強度が不足する。一方、Ｃ量が過剰になると硬さが過度に高くなり、鍛造性や被削性が低下する。そこで、Ｃ量は０．０５％以上、０．３％以下と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。また、Ｃ量は、好ましくは０．２７％以下であり、より好ましくは０．２５％以下である。
　Ｓｉ：０．０１～０．６％
　Ｓｉは、鋼材の軟化抵抗性を向上させる元素であり、肌焼き後の部品の表面硬さの低下を抑制する効果がある。従って、Ｓｉ量は０．０１％以上にする必要がある。より好ましくは０．０３％以上であり、更に好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｓｉを過度に添加すると、素材の変形抵抗が増して鍛造性や切削性が低下するため、Ｓｉ量は０．６％以下とする。より好ましくは０．５５％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
　Ｍｎ：０．２０～１．０％
　Ｍｎは、脱酸剤として作用し、酸化物系介在物を低減して鋼材の内部品質を高める作用をするとともに、浸炭焼入れなどの肌焼き時の焼入れ性を著しく高める作用を有している。また、ＭｎＳを形成し、Ｎｂおよび／またはＴｉを含有する炭化物、窒化物、炭窒化物（以下、「炭化物等」と呼ぶ。）と複合析出させることにより、Ｎｂおよび／またはＴｉを含有する粗大な炭化物等による冷間鍛造性の劣化を抑制することができる。さらに、Ｍｎ量が少ないと、赤熱脆性を生じ製造性が低下する。そこでＭｎ量は０．２０％以上と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは０．３０％以上であり、より好ましくは０．３５％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると、冷間鍛造時の変形抵抗の増大や、縞状の偏析が顕著となり材質のバラツキが大きくなるなどの悪影響が生じる。そこでＭｎ量は１．０％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは０．８５％以下であり、より好ましくは０．８０％以下である。
　Ｓ：０．００１～０．０２５％
　Ｓは、ＭｎやＴｉなどと結合して、ＭｎＳやＴｉＳなどを形成し、ＭｎとＴｉを含有する複合析出物を形成するために必要な元素である。一方、Ｓ量が過剰になると衝撃特性に悪影響を及ぼす。そこでＳ量は０．００１～０．０２５％と定めた。Ｓ量は好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。また、Ｓ量は好ましくは０．０２２％以下であり、より好ましくは０．０２０％以下である。
　Ｃｒ：１～２．５％
　Ｃｒは、浸炭などの肌焼き時に有効硬化層を得るために必要な元素である。一方、Ｃｒ量が過剰になると、過剰浸炭を引き起こし、肌焼き後の部品の摺動特性に悪影響を及ぼすこととなる。そこで、Ｃｒ含有量は１～２．５％と定めた。Ｃｒ量は、好ましくは１．２％以上であり、より好ましくは１．３％以上である。また、Ｃｒ量は、好ましくは２．２％以下であり、より好ましくは２．０％以下（さらに好ましくは１．９％以下）である。
　Ａｌ：０．０１～０．１０％
　Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを生成し、熱処理時の鋼材の結晶粒成長を抑制するのに有効な元素である。また、後述するＴｉおよびＮｂと複合添加することによって、ＡｌＮがＴｉやＮｂを含有する析出物と複合析出し、単独析出のときよりも安定な結晶粒粗大化防止効果を発揮することとなる。一方、Ａｌ量が過剰になると、固溶Ａｌ量が増大し、冷間鍛造時の変形抵抗の増大を招く。そこで、Ａｌ量は０．０１～０．１０％と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。また、Ａｌ量は、好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。
　Ｔｉ：０．０１～０．１０％
　Ｔｉは、鋼中で微細なＴｉの炭化物等（Ｔｉ（Ｃ、Ｎ））を生成し、肌焼き時の結晶粒粗大化を抑制する効果を有する。一方、Ｔｉ量が過剰になると、鋼材の製造コストの上昇や粗大なＴｉ系介在物の生成による冷間鍛造性および衝撃特性（シャルピー吸収エネルギーで表される衝撃強度など）の低下を招く。そこで、Ｔｉ量は０．０１～０．１０％と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。また、Ｔｉ量は、好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。
　Ｎｂ：０．０１～０．１０％
　Ｎｂは、鋼中で微細なＮｂの炭化物等（Ｎｂ（Ｃ、Ｎ））を生成し、肌焼き時の結晶粒粗大化を抑制する効果を有する。一方、Ｎｂ量が過剰になると、鋼材の製造コストの上昇や、粗大なＮｂ系介在物の生成による冷間鍛造性および衝撃特性（衝撃強度など）の低下を招く。そこで、Ｎｂ量は０．０１～０．１０％と定めた。Ｎｂ量は、好ましくは０．０２％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。また、Ｎｂ量は、好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８％以下である。
　Ｂ：０．０００５～０．００５％
　Ｂは、微量で鋼材の焼入性を大幅に向上させる効果があることに加え、結晶粒界を強化し衝撃強度を高める効果がある。一方、Ｂ量が過剰になっても前記効果は飽和するとともに、Ｂ窒化物が生成しやすくなり、冷間および熱間加工性が悪化する。そこで、Ｂ量は０．０００５～０．００５％と定めた。Ｂ量は、好ましくは０．０００７％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。また、Ｂ量は、好ましくは０．００４％以下であり、より好ましくは０．００３５％以下である。
　Ｎ：０．００２～０．０２％
　Ｎは、ＴｉやＮｂと窒化物、または炭窒化物を生成させるために必要な元素であるが、Ｎ量が過剰になるとＴｉ系窒化物が粗大化しやすくなり、その結果衝撃強度の低下や、変形抵抗の増大による冷間鍛造性の低下を招く。そこで、Ｎ量は０．００２～０．０２％と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．００３％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。またＮ量は、好ましくは０．０１８％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下である。
　本発明の肌焼鋼の基本成分は、上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原材料、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。さらに本発明では、本発明の作用効果を阻害しない範囲で、以下の任意元素を含有していても良く、含有させる元素の種類に応じて肌焼鋼の特性をさらに向上させることが可能となる。
　Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）
　Ｍｏは、浸炭焼入などの肌焼き時の焼入性を著しく向上させる効果を有する他、衝撃強度の向上に有効な元素である。そこで、Ｍｏ量は０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｍｏ量が過剰になると、鋼材の硬さが高くなるため被削性が不良となる。そこで、Ｍｏ量は２％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．０％以下（特に、０．８％以下）である。
　Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．３％以下（０％を含まない）
　ＣｕおよびＮｉは、いずれもＦｅより酸化されにくい元素であるため、鋼材の耐食性を向上させる元素である。またＮｉは、鋼材の耐衝撃性を向上させる効果も有する。そこでＣｕ量およびＮｉ量はいずれも０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。一方、Ｃｕ量が過剰になると鋼材の熱間延性が低下し、Ｎｉ量が過剰になると鋼材のコストの上昇を招く。そこで、Ｃｕ量は０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０５％以下である。Ｎｉ量は０．３％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．２％以下、さらに好ましくは０．１％以下である。ＣｕおよびＮｉは単独で添加してもよいし、併用しても良いが、Ｃｕを添加する場合は、Ｎｉも添加することが好ましい。
　本発明は、従来と同等の結晶粒粗大化防止特性を得るとともに、従来よりも高い冷間鍛造性を得、さらに表面硬化熱処理後に優れた衝撃特性を得ることを目的とするものである。本発明者らの検討によれば、優れた衝撃特性を得るためには、結晶粒の粗大化を抑制する必要があると考えられる。結晶粒の粗大化の抑制には、Ｔｉ、Ｎｂの炭化物等を微細に分散させる必要があるが、Ｔｉ、Ｎｂの炭化物等は全てが微細になるわけではなく、粗大な炭化物等も析出する。このような粗大な炭化物等は、マトリックスよりも硬く冷間鍛造性に悪影響を及ぼすため好ましくない。そこで、本発明者らが検討した結果、粗大な炭化物等であっても、ＭｎＳと、Ｔｉの炭化物等および／またはＮｂの炭化物等の複合析出物（（Ｔｉ、Ｎｂ）系複合析出物）とすれば、マトリックスよりも軟らかいＭｎＳの作用で、冷間鍛造性の悪化を抑制できることが判明した。
　具体的には、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物のうち５μｍ２超、２０μｍ２未満であって、ＭｎおよびＳを含有する析出物の個数密度を０．７個／ｍｍ２超、３．０個／ｍｍ２以下とする。本発明において、５μｍ２超、２０μｍ２未満のサイズの（Ｔｉ、Ｎｂ）系複合析出物を対象としたのは、このサイズの複合析出物に含まれるＴｉおよび／またはＮｂの炭化物等は結晶粒粗大化防止特性および冷間鍛造性の両特性に与える影響が大きいためである。すなわち、５μｍ２以下の析出物は、冷間鍛造性に与える影響が少なく、一方、２０μｍ２以上のサイズの析出物はそもそも冷間鍛造性に与える悪影響が非常に大きい。よって、５μｍ２超、２０μｍ２未満のサイズの析出物によって冷間鍛造性を向上させることにより、結晶粒粗大化防止効果を保持したまま、冷間鍛造性を向上させることができる。Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物自体は硬質であるが、軟質であるＭｎＳを複合析出させて（Ｔｉ、Ｎｂ）系複合析出物とすることによって析出物１個としての変形能を向上させることができるとともに、Ｔｉおよび／またはＮｂの炭化物等の作用によって肌焼き時の結晶粒粗大化防止特性を確保することができる。冷間鍛造性および結晶粒粗大化防止特性の向上効果を十分に発揮させるため、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物のうち５μｍ２超、２０μｍ２未満であって、ＭｎおよびＳを含有する析出物の個数密度は０．７個／ｍｍ２超とする。個数密度は好ましくは１．０個／ｍｍ２以上であり、より好ましくは１．１個／ｍｍ２以上であり、さらに好ましくは１．２個／ｍｍ２以上である。一方、このような析出物であっても、過剰に析出すると肌焼き後の強度が不十分となる。そこで個数密度は３．０個／ｍｍ２以下とする。個数密度は、好ましくは２．５個／ｍｍ２以下であり、より好ましくは２．０個／ｍｍ２以下である。また、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物のうち５μｍ２超、２０μｍ２未満であって、ＭｎおよびＳを含有しないものの個数密度は、概ね１．０～１０．０個／ｍｍ２程度である。
　また、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物のうち、２０μｍ２以上のサイズの析出物（析出物のサイズの上限は、通常３０μｍ２程度）は、冷間鍛造性への悪影響が大きいため、その数をできるだけ少なくすることが必要である。従って、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物のうち２０μｍ２以上の析出物は、個数密度を１．０個／ｍｍ２以下とする。Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物のうち２０μｍ２以上の析出物の、個数密度は、好ましくは０．９個／ｍｍ２以下であり、より好ましくは０．８個／ｍｍ２以下である。なお、本発明の成分系および後述する製造方法を用いる限り、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物のうち２０μｍ２以上の析出物は、通常ＭｎおよびＳを含まないが、これらを含む場合も悪影響はなく本発明の範囲内である。２０μｍ２以上のサイズの析出物の個数は、鋼に添加するＴｉおよび／またはＮｂの量を調整したり、後述する製造方法において、分塊圧延前の加熱温度、加熱時間、また熱間圧延の加工温度等を調整したりすることによって制御できる。
　なお、従来技術においては、Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物であって、５μｍ２以下（但し、後記する実施例で記載の通り、２μｍ２以上）のものの個数密度は、（ｉ）ＭｎおよびＳを含有する複合析出物が０．０～０．５個/ｍｍ２程度であり、（ii）ＭｎもＳも含有しない析出物が０．１～１．５個/ｍｍ２程度である。
　本発明の肌焼鋼は、フェライト分率が７７面積％超である。フェライト分率が低いと、冷間鍛造性を損なうためである。フェライト分率は、好ましくは８０面積％以上であり、より好ましくは８２面積％以上であり、さらに好ましくは８３面積％以上である。また、フェライト組織以外の残部組織は、例えばパーライト、ベイナイト、マルテンサイトなどである。
　本発明の肌焼鋼を製造するに際しては、溶製、鋳造、均熱処理、分塊圧延、熱間圧延という一連の工程の中で、特に鋳造時の冷却速度を早くし、分塊圧延前の均熱処理温度を高くなりすぎないようにし、熱間圧延は２段階としてそれぞれの温度範囲を適切に制御することが重要である。各工程の詳細な条件は以下の通りである。
　鋳造では、冷却時に晶出するＭｎＳを微細に分散させることが重要であり、具体的には鋳造時の１５００℃から８００℃までの冷却速度を２．５℃／分以上とする。冷却速度を２．５℃／分以上とするためには、例えば連続鋳造時の冷却帯において吹きかけるミスト量を通常よりも増量すればよい。前記冷却速度は、２．８℃／分以上が好ましく、より好ましくは３．０℃／分以上である。
　分塊圧延前の加熱（均熱）では、前記鋳造時の冷却の際に微細に分散させたＭｎＳを固溶させないようにすることが重要であり、加熱（均熱）温度を１１００～１２００℃とする。加熱温度は１１８０℃以下とすることが好ましく、より好ましくは１１７０℃以下である。また、分塊圧延後は、５℃／秒以下で室温まで冷却することが好ましく、３℃／秒以下で冷却することがより好ましい。加熱時間は、特に限定されないが、例えば均熱温度において０～１００分程度である。
　熱間圧延では、温度範囲を変えて二段階で圧延することが重要であり、一回目では鋳造時に微細分散させたＭｎＳにＴｉおよび／またはＮｂの炭化物等を複合析出させ、二回目ではフェライト分率を確保する。具体的には、一回目の加工温度を９７０～１１５０℃として熱間圧延をした後、Ａｃ３点～９５０℃まで冷却し、二回目は加工温度をＡｃ３点～９５０℃として熱間圧延をする。一回目の加工温度は１０００～１１３０℃が好ましく、より好ましくは１０２０～１１００℃である。また、二回目の加工温度は、８００～９３０℃が好ましい。一回目の加工温度から二回目の加工温度への冷却速度は特に限定されないが、例えば１０℃／秒程度である。二回目の圧延後の冷却速度は、ベイナイトやマルテンサイトが生成しないように５℃／秒以下とすることが好ましい。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。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、前記、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。
　表１～３に示す化学成分の鋼を、通常の溶製法に従って溶製し、鋳造後、均熱した後に熱間鍛造（上記した分塊圧延を模擬）を行って室温まで冷却した（冷却速度は５℃／秒）。その後、再加熱して一回目の鍛造（上記した一回目の熱間圧延を模擬）を行い、二回目の鍛造温度（上記した二回目の熱間圧延を模擬）まで冷却した後、二回目の鍛造を行って室温まで冷却し（冷却速度は５℃／秒）、直径３０ｍｍの棒鋼を得た。鋳造時の冷却速度（℃／分）、均熱温度（℃）、均熱時間（分）、一回目および二回目の鍛造温度（℃）は、表１～３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られた棒鋼を、以下の方法によって測定した。
（１）析出物の測定
　得られた棒鋼のＤ／４位置（Ｄは棒鋼の直径）の縦断面（軸心と平行な面）を研磨し、任意の１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲において自動ＥＰＭＡにより測定を行った。２μｍ２以上の介在物について、Ｔｉ含有量が５質量％以上である場合を「Ｔｉを含有する」と判断し、Ｎｂ含有量が５質量％以上である場合を「Ｎｂを含有する」と判断した。またＭｎおよびＳについても、含有量が５質量％以上である場合を、それぞれ「Ｍｎを含有する」、「Ｓを含有する」と判断した。詳細な測定条件は以下の通りである。
　ＥＰＭＡ分析装置：ＪＸＡ－８１００型電子マイクロプローブアナライザー（日本電気株式会社製）
　分析装置（ＥＤＳ）：ＳｙｓｔｅｍＳｉｘ（サーモフィッシャーサイエンティフィック社製）
　加速電圧：１５ｋＶ
　操作電流：４ｎＡ
　観察倍率：２００倍
（２）冷間鍛造性の測定
　得られた棒鋼から図１に示すように、φ２０ｍｍ×３０ｍｍの試験片を切り出し、該試験片に図２に示す球状化処理、即ち、７４０℃に加熱して該温度で４時間保持し、６５０℃まで５℃／時間の冷却速度で冷却し、６５０℃から室温までは炉冷する熱処理を施した。球状化処理した試験片について、圧下率５０％で端面拘束圧縮試験を行い、変形抵抗値（Ｎ／ｍｍ２）を測定した。
（３）衝撃特性の測定
　得られた棒鋼から図３に示す形状の試験片を採取し、該試験片を図４に示す浸炭条件（浸炭期条件は、温度：９５０℃、時間：１００分、カーボンポテンシャル：０．８％、浸炭ガス：プロパン。拡散期条件は、温度：８５０℃、時間：６０分、カーボンポテンシャル：０．８％、浸炭ガス：プロパン。焼入れ条件は、８０℃まで油冷。）でガス浸炭し、その後１６０℃で１８０分間焼戻した後、空冷した。前記焼戻し後の試験片について、ＪＩＳ　Ｚ２２４２に従って常温でシャルピー衝撃試験を行い、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）を測定した。
（４）組織の観察
　棒鋼のＤ／４位置（Ｄは棒鋼の直径）の縦断面（軸心と平行な面）が露出する状態で支持基材内に埋め込み、研磨後、ナイタール液に約５秒間浸漬して腐食させた後、光学顕微鏡によって７００μｍ×９００μｍの範囲を観察および撮影し、組織の同定および面積率の測定を行った。
（５）結晶粒度の測定
　上記棒鋼から、φ２０ｍｍ×３０ｍｍの円柱試験片を採取し、前記円柱試験片を室温で高さ方向に圧縮し（圧縮率：８５％、高さ：３ｍｍ）、その後上記（３）と同様の条件（図４に記載の条件）で、浸炭および焼戻しを行い、結晶粒度を測定した。結晶粒度の測定は、浸炭および焼戻し処理をした試験片断面の、相当歪１．２となる箇所の浸炭層を検鏡位置としてエッチングを行った後、光学顕微鏡で観察し（倍率：２００倍）、ＪＩＳ　Ｇ０５５１に従って旧オーステナイト粒の粒度番号を求めた。
　結果を表４～６に示す。なお、表４～６には、Ｔｉおよび／またはＮｂを含む析出物のうち、本発明で規定するもの以外の個数も合わせて示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　Ｎｏ．１～４９は、成分組成および製造方法が適切に制御されているため、５μｍ２超、２０μｍ２未満のサイズの（Ｔｉ、Ｎｂ）系複合析出物および２０μｍ２以上の（Ｔｉ、Ｎｂ）系析出物が本発明の要件を満たしており、またフェライト分率も７７面積％超であるため、良好な冷間鍛造性と衝撃特性を実現している。なお、表４～６に示す通り、Ｎｏ．１～４９における２０μｍ２以上の（Ｔｉ、Ｎｂ）系析出物は、いずれもＭｎおよびＳを含有していなかった。
　一方、Ｎｏ．５０～６１は、成分組成および製造方法の少なくともいずれかが本発明の要件を満たしていなかったため、冷間鍛造性および衝撃特性の少なくともいずれかが不十分であった。
　Ｎｏ．５０は、ＭｎおよびＡｌ量が多く、また熱間圧延に相当する鍛造を、二回目の条件のみでしか行わなかったため、５μｍ２超、２０μｍ２未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）系複合析出物とフェライト分率が不足し、冷間鍛造性が不十分となった。
　Ｎｏ．５１は、一回目の鍛造を行わず、また二回目の鍛造温度が高かったため、５μｍ２超、２０μｍ２未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）系複合析出物とフェライト分率が不足し、また２０μｍ２以上の（Ｔｉ、Ｎｂ）系析出物が過剰となって、冷間鍛造性が不十分となった。
　Ｎｏ．５２は、分塊圧延に相当する鍛造の前の均熱温度が高く、また熱間圧延に相当する鍛造の一回目を行わなかったため、５μｍ２超、２０μｍ２未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）系複合析出物とフェライト分率が不足し、冷間鍛造性が不十分となった。
　Ｎｏ．５３は、Ｔｉ量が多く、また熱間圧延に相当する鍛造の一回目を行わなかったため、５μｍ２超、２０μｍ２未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）系複合析出物とフェライト分率が不足し、また２０μｍ２以上の（Ｔｉ、Ｎｂ）系析出物が過剰となって、冷間鍛造性が不十分となった。
　Ｎｏ．５４は、Ｃｒ量が多く、また熱間圧延に相当する鍛造の一回目を行わなかったため、５μｍ２超、２０μｍ２未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）系複合析出物が不足し、冷間鍛造性が不十分となった。Ｎｏ．５５は、Ｎｂ量が多く、また熱間圧延に相当する鍛造の一回目を行わなかったため、５μｍ２超、２０μｍ２未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）系複合析出物とフェライト分率が不足し、冷間鍛造性と衝撃特性が不十分であった。
　Ｎｏ．５６は、熱間圧延に相当する鍛造の一回目を行わなかったため、５μｍ２超、２０μｍ２未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）系複合析出物とフェライト分率が不足し、冷間鍛造性が不十分となった。
　Ｎｏ．５７は、熱間圧延に相当する鍛造の一回目を行わなかったため、フェライト分率が不足し、衝撃特性が不十分となった。
　Ｎｏ．５８は、鋳造時の冷却速度が遅く、分塊圧延に相当する鍛造の前の均熱温度が高く、また熱間圧延に相当する鍛造の一回目を行わなかったため、５μｍ２超、２０μｍ２未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）系複合析出物が不足し、冷間鍛造性と衝撃特性が不十分であった。
　Ｎｏ．５９は、分塊圧延に相当する鍛造の前の均熱温度が高かったため、５μｍ２超、２０μｍ２未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）系複合析出物が不足し、また２０μｍ２以上の（Ｔｉ、Ｎｂ）系析出物が過剰となって冷間鍛造性が不十分となった。
　Ｎｏ．６０、６１は、分塊圧延に相当する鍛造の前の均熱温度が高く、また熱間圧延に相当する鍛造の一回目を行わなかったため、いずれも５μｍ２超、２０μｍ２未満の（Ｔｉ、Ｎｂ）系複合析出物が不足し、Ｎｏ．６１はさらに２０μｍ２以上の（Ｔｉ、Ｎｂ）系析出物が過剰となったため、いずれも冷間鍛造性が不十分となった。

Claims (4)

  1. 　Ｃ：０．０５～０．３％（質量％の意味。以下、化学成分組成について同じ。）、
    　Ｓｉ：０．０１～０．６％、
    　Ｍｎ：０．２０～１．０％、
    　Ｓ：０．００１～０．０２５％、
    　Ｃｒ：１～２．５％、
    　Ａｌ：０．０１～０．１０％、
    　Ｔｉ：０．０１～０．１０％、
    　Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
    　Ｂ：０．０００５～０．００５％、
    　Ｎ：０．００２～０．０２％
    を満たし、残部は鉄および不可避不純物であり、
    　Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物のうち２０μｍ２以上の析出物は、個数密度が１．０個／ｍｍ２以下であり、
    　Ｔｉおよび／またはＮｂを含有する析出物のうち５μｍ２超、２０μｍ２未満であって、ＭｎおよびＳを含有する析出物は、個数密度が０．７個／ｍｍ２超、３．０個／ｍｍ２以下であり、
    　フェライト分率が７７面積％超であることを特徴とする肌焼鋼。
  2. 　さらに、Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）を含む請求項１に記載の肌焼鋼。
  3. 　さらにＣｕ：０．１％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．３％以下（０％を含まない）を含む請求項１に記載の肌焼鋼。
  4. 　請求項１に記載の化学成分組成の鋼を、
    　１５００℃から８００℃までの冷却速度を２．５℃／分以上として鋳造し、
    　加熱温度１１００～１２００℃で分塊圧延し、
    　圧延温度９７０～１１５０℃で一回目の熱間圧延をした後、Ａｃ３点～９５０℃まで冷却し、さらに圧延温度Ａｃ３点～９５０℃で二回目の熱間圧延をすることを特徴とする肌焼鋼の製造方法。
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