(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％で、
Ｃ：０．１０〜０．３５％、
Ｓｉ：０．０３〜１．０％、
Ｍｎ：０．２０〜２．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０〜０．１０％、
Ａｌ：０．２％以下、
Ｔｉ：０．０３〜０．３０％、
Ｎ：０．０２０％以下
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、鋼中にＴｉ系炭窒化物が微細分散し、かつ平均直径が１．０〜５．０μm のＴｉ系硫化物が１０個／mm2 以上、平均直径が５．０μm を超えるＴｉ系硫化物が１０個／mm2 以下を含有する、耐結晶粒粗大化特性、疲労特性及び被削性に優れた肌焼鋼。
【請求項２】
さらにＣｕ：３％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｂ：０．００５％以下の１種または２種以上を含有する、請求項１に記載した肌焼鋼。
【請求項３】
さらにＮｂ：０．２％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下の１種または２種以上を含有する、請求項１又は２に記載した肌焼鋼。
【請求項４】
さらにＲＥＭ：０．０３％以下、Ｃａ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０３％以下、Ｐｂ：０．３％以下、Ｂｉ：０．３％以下、Ｔｅ：０．３％以下、Ｓｅ：０．３％以下、Ｓｎ：０．３％以下の１種または２種以上を含有する、請求項１から３のいずれか１項に記載した肌焼鋼。
【請求項５】
請求項１から４のいずれか１項に記載した鋼を溶製し、その鋳片に均熱処理を施した後、加工率が３０％以上の粗塑性加工を施し、得られた鋼片を１２５０℃以上で保持する再均熱処理を施した後、仕上塑性加工を施し、冷却する、耐結晶粒粗大化特性、疲労特性及び被削性に優れた肌焼鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐結晶粒粗大化特性及び疲労特性に優れ、しかも優れた被削性を兼備した肌焼鋼、及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
機械構造用部品には、歯車などのように部品表面を硬化させるものがあり、そのような部品の素材として肌焼鋼が用いられる。肌焼鋼は、熱間鍛造や冷間鍛造などによって目標形状に近似した中間部品に成形され、さらに切削加工が施されて目標形状の部品に製作される。この部品は、浸炭処理や浸炭窒化処理などの表面硬化処理が施され、必要に応じて仕上加工されて完成品とされる。
このように肌焼鋼は、部品製造過程で浸炭処理や浸炭窒化処理などの表面硬化処理が施されるが、これらの処理は高温での加熱を伴うため、結晶粒が粗大化し、疲労特性などの機械的性質が低下する傾向がある。
【０００３】
このような肌焼鋼の結晶粒粗大化を改善するために、特開平１０−８１９３８号公報（特許文献１）や特開平１０−１３０７２０号公報（特許文献２）には、Ｔｉを添加した肌焼ボロン鋼が提案されている。この鋼は、Ｔｉを０．１％超〜０．２％添加することにより、鋼中に固溶したＮを固定し、かつＴｉ炭化物、Ｔｉを含有する複合炭化物、Ｔｉ窒化物を微細に析出させることにより、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制したものである。さらに、特開平１１−９２８２４号公報（特許文献３）や特開平１１−９２８６３号公報（特許文献４）には、Ｔｉ炭化物を微細分散させることにより、転動疲労中の組織変化を抑制すし、転動疲労寿命を向上させた肌焼鋼も提案されている。
【０００４】
一方、上記のとおり、肌焼鋼は、部品に近似した形状に成形加工された後、各種切削加工が施されるため、被削性も求められる。高温処理によるオーステナイト粒の粗大化を抑制しつつ、被削性を改善した肌焼鋼として、特開平１０−１５２７５２号公報（特許文献５）や特開平１１−２３６６４６号公報（特許文献６）には、ＴｉＳ、ＮｄＳやＴｉ炭硫化物、Ｚｒ炭硫化物を鋼中に分散させた肌焼鋼が開示されている。また、特開２００３−３４８４３号公報（特許文献７）には、浸炭後、再焼入れして旧オーステナイト粒を超微細化して高強度化する肌焼鋼において、Ｓ，Ｐｂ，Ｂｉなどの元素を適量添加して被削性を改善することが開示されている。
【０００５】
【特許文献１】特開平１０−８１９３８号公報
【特許文献２】特開平１０−１３０７２０号公報
【特許文献３】特開平１１−９２８２４号公報
【特許文献４】特開平１１−９２８６３号公報
【特許文献５】特開平１０−１５２７５２号公報
【特許文献６】特開平１１−２３６６４６号公報
【特許文献７】特開２００３−３４８４３号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
上記特許文献１〜４の肌焼鋼は疲労特性、転動疲労特性が改善されたものの十分な被削性を備えているとは言えず、一方特許文献５〜７の肌焼鋼は被削性が改善されたものの、耐結晶粒粗大化特性が不十分であり、十分な疲労特性や転動疲労特性が得られていない。
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、耐結晶粒粗大化特性及び疲労特性に優れ、しかも優れた被削性を兼備した肌焼鋼、及びその好適な製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者は、Ｓを適量添加したＴｉ添加肌焼鋼において、Ｔｉ系硫化物の粒径分布に着目し、これについて鋭意研究を重ねた結果、疲労特性を劣化させる過大なＴｉ系硫化物の個数を抑制すると共に疲労特性を劣化させることなく切削性を向上させる大きさのＴｉ系硫化物の個数を制御し、鋼中のＴｉ系硫化物の粒径分布を適正化することにより、耐結晶粒粗大化特性を損なうことなく、疲労特性及び被削性が改善されることを知見し、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明の肌焼鋼は、その化学成分が、mass％（以下、単に「％」と表示する。）で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．１０％、Ａｌ：０．２％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．３０％、Ｎ：０．０２０％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、鋼中にＴｉ系炭窒化物が微細分散し、かつ平均直径が１．０〜５．０μm のＴｉ系硫化物が１０個／mm2 以上、平均直径が５．０μm を超えるＴｉ系硫化物が１０個／mm2 以下を含有するものである。
【０００８】
前記肌焼鋼において、前記化学成分のほか、さらに下記の(1) から(3) の元素群から１種以上の元素を含有することができる。
(1) Ｃｕ：３％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｂ：０．００５％以下
(2) Ｎｂ：０．２％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下
(3) ＲＥＭ（希土類元素）：０．０３％以下、Ｃａ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０３％以下、Ｐｂ：０．３％以下、Ｂｉ：０．３％以下、Ｔｅ：０．３％以下、Ｓｅ：０．３％以下、Ｓｎ：０．３％以下
【０００９】
また、本発明の肌焼鋼の製造方法は、上記化学成分の鋼を溶製し、その鋳片に均熱処理を施した後、加工率が３０％以上の粗塑性加工を施し、得られた鋼片を１２５０℃以上で保持する再均熱処理を施した後、終了温度を７００〜１０００℃として仕上塑性加工を施すものである。前記加工率とは、加工後の断面積をＡ、加工前の断面積をＡ0 としたとき、下記式で表される割合（百分率）を意味する。
加工率（％）＝（１−Ａ／Ａ0 ）×１００
【発明の効果】
【００１０】
本発明の肌焼鋼によれば、Ｓを０．０１０〜０．１０％、Ｔｉを０．０３〜０．３０％、Ｃを０．１０〜０．３５％、Ｎを０．０２０％以下含有する特定化学成分を有し、Ｔｉ系炭窒化物を鋼中に微細分散させたので、耐結晶粒粗大化特性に優れ、またＴｉ系硫化物の粒径分布について、平均粒径が１．０〜５．０μm のものを１０個／mm2 以上とすると共に平均粒径が１．０〜５．０μm のものを１０個／mm2 以上としたので、優れた疲労特性と被削性を備える。また、本発明の製造方法によれば、前記肌焼鋼を容易に製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明の肌焼鋼の化学成分は、Ｃ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．１０％、Ａｌ：０．２％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．３０％、Ｎ：０．０２０％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる。以下、成分限定理由について説明する。
【００１２】
Ｃ：０．１０〜０．３５％
Ｃは肌焼鋼の浸炭処理後の芯部強度を確保するために必要な元素であり、０．１０％未満では強度が十分得られず、０．３５％を超えると芯部の靭性が低下するとともに、冷間加工性が低下する。このため、Ｃ量の下限を０．１０％、その上限を０．３５％とする。
【００１３】
Ｓｉ：０．０３〜１．０％
Ｓｉは脱酸元素として必要であり、０．０３％未満では脱酸効果が十分得られず、１．０％を超えると冷間加工時の変形抵抗を増大させるとともに、浸炭時の粒界酸化層の形成を助長し、疲労特性を低下させる。このため、Ｓｉ量の下限を０．０３％、その上限を１．０％とする。
【００１４】
Ｍｎ：０．２０〜２．０％
Ｍｎは焼入れ性を確保するために必要な元素であり、そのために０．２０％以上の添加が必要であるが、２．０％を超える過剰な添加は冷間加工時の変形抵抗を増大させるとともに、浸炭時の粒界酸化層の形成を助長し、疲労特性を低下させる。このため、Ｍｎ量の下限を０．２０％、その上限を２．０％とする。
【００１５】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは粒界に偏析して粒界強度の低下を招くため、０．０３％以下に止める。
【００１６】
Ｓ：０．０１０〜０．１０％
Ｓは本発明では被削性を改善するために重要な元素であり、Ｔｉ系硫化物やＭｎＳを形成して被削性を向上させる。Ｓ量が０．０１０％未満ではかかる作用が過少となり、一方０．１０％を超えると冷間加工性が低下するようになる、このため、Ｓ量の下限を０．０１０％、好ましくは０．０１５％とし、その上限を０．１０％、好ましくは０．０５％とする。
【００１７】
Ａｌ：０．２％以下
Ａｌは脱酸元素として必要であるが、０．２％を超えるとアルミナ系酸化物が増加し、疲労特性や冷間加工性を低下させるようになるので、０．２％以下に止める。
【００１８】
Ｔｉ：０．０３〜０．３０％
Ｔｉは固溶Ｎを固定し、かつＴｉ炭化物、Ｔｉを含有する複合炭化物、Ｔｉ窒化物を微細に析出させることにより、浸炭時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するために必要な元素であるとともに、Ｔｉ系硫化物を析出させ被削性を改善するためにも必要な元素である。０．０３％未満ではかかる作用が過少となり、一方０．３０％を超えると析出物の量が過剰となって冷間加工性が劣化するようになる。このため、Ｔｉ量の下限を０．０３％、好ましくは０．０５％とし、その上限を０．３０％、好ましくは０．２８％とする。
【００１９】
Ｎ：０．０２０％以下
ＮはＴｉと結合してＴｉＮを形成し、疲労強度を低下させる。０．０２０％を超えて添加するとＴｉＮ量が増加してその影響が著しくなる。このため、Ｎ量の上限を０．０２０％、好ましくは０．０１０％、よりに好ましくは０．００８％とする。
【００２０】
本発明の肌焼鋼は、典型的には上記基本成分の他、残部Ｆｅ及び不可避不純物で形成されるが、Ｆｅの一部に代えて、下記(1) から(3) のいずれかのグループより選択された元素の１種又は２種以上を各グループ単独で、あるいは複合して添加することができる。これによって、肌焼鋼の機械的特性をより向上させることがきる。以下、これらの特性向上元素の限定理由について説明する。
(1) Ｃｕ：３％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｂ：０．００５％以下
(2) Ｎｂ：０．２％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下
(3) ＲＥＭ：０．０３％以下、Ｃａ：０．０３％以下、Ｍｇ：０．０３％以下、Ｐｂ：０．３％以下、Ｂｉ：０．３％以下、Ｔｅ：０．３％以下、Ｓｅ：０．３％以下、Ｓｎ：０．３％以下
【００２１】
(1) グループ
Ｃｕ：３％以下
Ｃｕは焼入れ性を向上させ、また耐食性を向上させる元素である。このため、０．２％以上添加することが好ましいが、３％を超えて添加するとその効果が飽和するので、Ｃｕ量の上限を３％とする。なお、Ｃｕを単独で含有させると、鋼材の熱間加工性が悪くなる傾向があるので、この弊害を回避するには、熱間加工性向上効果を有するＮｉを併用することが望ましい。
【００２２】
Ｎｉ：３％以下
Ｎｉは焼入れ性を向上させ、また靭性を向上させる元素であり、０．２％以上添加することが好ましいが、３％を超えて添加するとその効果が飽和するので、Ｎｉ量の上限を３％とする。
【００２３】
Ｃｒ：２％以下
Ｃｒは焼入れ性を向上させ、また浸炭性を向上させる作用を有する。このため、０．２％以上添加することが好ましいが、２％を超えて添加すると靭性が低下するので、Ｃｒ量の上限を３％とする。
【００２４】
Ｍｏ：２％以下
Ｍｏは焼入れ性を向上させ、また靭性を向上させる元素である。このため、０．０５％以上添加することが好ましいが、２％を超えて添加すると加工性が低下するとともに靭性も低下するので、Ｍｏ量の上限を２％とする。
【００２５】
Ｂ：０．００５％以下
Ｂは微量の添加で焼入れ性を向上させる元素である。このため、０．０００３％以上添加することが好ましいが、０．００５％を超えて添加すると逆に焼入れ性が低下するようになるので、Ｂ量の上限を３％とする。
【００２６】
(2) グループ
Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒは炭化物、窒化物を形成し、オーステナイト結晶粒の粗大化を防止する効果がある。このため、各々０．００５％以上添加することが好ましいが、Ｎｂ：０．２％、Ｖ：０．３％、Ｚｒ：０．３％を超えて添加すると析出物の量が過剰となり、加工性が低下するので、Ｎｂ量の上限を２％とし、ＶあるいはＺｒの上限を０．３％とする。
【００２７】
(3) グループ
ＲＥＭ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｓｎは被削性を改善する元素である。このため、各々０．００５％以上添加することが好ましいが、ＲＥＭ：０．０３％、Ｃａ：０．０３％、Ｍｇ：０．０３％、Ｐｂ：０．３％、Ｂｉ：０．３％、Ｔｅ：０．３％、Ｓｅ：０．３％、Ｓｎ：０．３％を超えて添加すると靭性が低下するので、ＲＥＭ，ＣａあるいはＭｇの添加量の上限を０．０３％とし、Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｅ，Ｓｅ，ＳｎＶあるいはＳｎの添加量の上限を０．３％とする。
【００２８】
本発明の肌焼鋼は上記化学成分を有し、鋼中にＴｉ系炭窒化物が微細分散し、かつ平均直径が１．０〜５．０μm のＴｉ系硫化物が１０個／mm2 以上、平均直径が５．０μm を超えるＴｉ系硫化物が１０個／mm2 以下を含有するものである。
本発明者により被削性に有効に働くＴｉ系硫化物の大きさが調査された結果、被削性に有効に働くＴｉ系硫化物はその大きさが平均直径で１．０μm 以上であることが知見された。一方、平均直径が５．０μm を超えるＴｉ系硫化物は疲労特性に悪影響を及ぼすことがわかった。このため、本発明では、被削性確保の観点から平均直径が１．０〜５．０μm のＴｉ系硫化物の個数を規定した。当該Ｔｉ系硫化物の個数が１０個／mm2 未満では被削性改善に有効でないので、１０個／mm2 以上、好ましくは１５個／mm2 以上とする。上限は特に定めないが、実際上、多くて３００個／mm2 程度である。一方、平均直径が５．０μm を超えるＴｉ系硫化物の個数が１０個／mm2 を超えると疲労特性の劣化が著しくなるので、その上限を１０個／mm2 、好ましくは５個／mm2 とする。
【００２９】
次に、本発明の肌焼鋼の好適な製造方法について説明する。
本発明の肌焼鋼は、前記化学成分の鋼を溶製し、図１に示すように、その鋳片に１２５０〜１４００℃程度で保持する均熱処理（均質化処理）Ａを施して、Ｔｉ炭化物を完全に固溶させた後、加工率が３０％以上の粗塑性加工Ｂを施し、得られた鋼片を１２５０℃以上で保持する再均熱処理Ｃを施した後、終了温度を７００〜１０００℃とする仕上塑性加工Ｄを施し、冷却することによって製造される。
【００３０】
前記粗塑性加工としては、通常、加工性の良好な熱間加工、例えば熱間鍛造や熱間圧延が適用される。この粗塑性加工によって、Ｔｉ系硫化物を展伸、分断して所定のサイズに整える。粗塑性加工の加工率が３０％未満では、Ｔｉ系硫化物の展伸、分断が不十分になり、平均直径が１．０〜５．０μm の大きさのＴｉ系硫化物を１０個／mm2 以上得られないようになる。このため、再均熱前に加工率が３０％以上、好ましくは４０％以上の粗塑性加工を施す。
【００３１】
前記粗塑性加工後、鋼片を１２５０℃以上の温度で再均熱する必要がある。
その理由は、まず第１にＴｉ系硫化物をさらに分断するためである。再均熱温度が１２５０℃未満では、前記加工率で塑性加工を施しても、平均直径が１．０〜５．０μm のＴｉ系硫化物が１０個／mm2 以上得られず、また平均直径が５．０μm を超えるＴｉ系硫化物が１０個／mm2 を超えるようになるためである。第２の理由として、鋼中に存在する粗大なＴｉ系炭窒化物をオーステナイト中に固溶させ、その後の工程でＴｉ系炭窒化物を均一微細に析出させるためである。Ｔｉ系炭窒化物を鋼中に微細分散させることで、浸炭処理時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止することができる。さらに、１２５０℃以上で再均熱することで、偏析を低減することができ、粗大なＴｉ系炭窒化物の低減と相まって冷間加工性を向上させることができる。再均熱温度は、１２５０℃以上であればよく、１５００℃までは高ければ高い程良いが、設備上の制約から実際には１３５０℃程度が限度となろう。また、再均熱の際の保持時間は、５．０μm を超える粗大なＴｉ系炭窒化物の生成数を抑制しつつ、Ｔｉ系硫化物の分断を促進するには、１０min 以上、２０ｈｒ未満が好ましい。
【００３２】
再均熱した後、一旦、室温まで空冷した後、５．０μm を超える粗大なＴｉ系炭窒化物の生成数を抑制しつつ、仕上加工温度を確保するため、８００〜１３５０℃程度に加熱し、あるいは再均熱後から引き続いて前記温度域に冷却し、仕上塑性加工（仕上圧延あるいは仕上鍛造）を施し、空冷する。仕上塑性加工の終了温度は特に規定されないが、７００〜１２００℃程度とすることが好ましい。７００℃未満では変形抵抗が過大なり、また１２００℃を超えると焼入れ性が過度に向上し、加工材に割れが発生し易くなるからである。
以上のようにして製造された鋼は、鋼中にＴｉ系硫化物が前記粒度分布で分散するとともに、Ｔｉ系炭窒化物が微細分散した組織となる。
【００３３】
以下、実施例を挙げて本発明を具体的に説明するが、本発明はかかる実施例により限定的に解釈されるものではない。
【実施例】
【００３４】
表１に示す化学成分の鋼を真空溶解し、１５０ｋｇの鋼塊を１３００℃、３ｈｒ保持する均熱処理を施した後、表２及び表３に示す加工率で熱間鍛造により１５５ｍｍ角の鋼片を得た。続いて、同表に示した温度で３ｈｒ保持する再均熱処理を施し、室温まで空冷した。その後、再均熱した鋼片を１０００℃に加熱し、仕上圧延終了温度を９００℃として熱間圧延を終了し、直径６５mmの棒鋼を得た。
【００３５】
前記棒鋼を用いて、下記の要領にて、鋼中のＴｉ系硫化物介在物（以下、単に「介在物」という。）の１mm2 当たり個数を測定すると共に、耐結晶粗大化特性、被削性及び疲労特性を調べた。その結果を表２、表３に併せて示す。
【００３６】
鋼中介在物の個数は、ＥＰＭＡ（日本電子製のＪＣＭＡ−７３３）の反射検出器で検出された画像を、画像解析装置（ＮＯＲＡＮ社製ＶＯＹＡＧＥＲ）により下記の基準により介在物の判定を行い、サイズを測定し、円相当径１〜５μm 及び円相当径５μm 超のＴｉ系硫化物の密度（１mm2 当たりの個数）を測定した。測定面積は１００mm2 とした。介在物の判定は、先ず同装置に附属のＥＤＳ装置にてＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｓの化学分析を行い、Ｔｉ系硫化物は成分分析結果から、Ｔｉ＞Ａｌ、Ｔｉ＞Ｓｉ、Ｔｉ＞Ｍｎ、かつＳ／（Ａｌ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｔｉ）＞５となるもの（元素記号はその濃度を示す。）を介在物とした。
【００３７】
耐結晶粗大化特性は、前記棒鋼を加工率７０％で冷間鍛造した後、１０００℃で３ｈｒ保持した後、焼入れを行い、前記温度での加熱時のオーステナイト結晶粒を調べ、粒度５番以下の粗大粒の面積率を調べ、粗大粒の面積率が５％以下を合格、５％超を不合格と評価した。前記加熱処理は浸炭処理を模擬したものである。
【００３８】
被削性は、前記棒鋼を９２５℃で１ｈｒ保持後空冷した試験片を、超硬工具（Ｐ１０）を用いて旋削試験を行い、工具寿命で評価した。前記熱処理は、熱間鍛造後に通常行われる焼鈍処理を想定したものである。旋削条件は、切削速度２００ｍ／min 、切り込み量１．５mm、送り量０．２５mm／rev 、切削油なしとした。超硬工具の逃げ面摩耗量（ＶＢ）が０．２mmとなる時間が２０min 以上の場合を合格、２０min 未満の場合を不合格と評価した。
【００３９】
疲労特性は、前記棒鋼から直径６０mm、厚さ５mmの円盤状試験片を採取し、この試験片を９３０℃で６ｈｒ保持後、浸炭焼入れし、焼もどし処理後、試験片にラッピング加工を施して表面平均粗さ（Ｒａ）を４０μm 以下とし、下記の条件で転動疲労試験を行い、転動疲労寿命によって評価した。試験条件は、面圧最大ヘルツ応力５．１６ＧＰａ、回転数１８００ｒｐｍ、鋼球数６個、潤滑油新日本石油製タービン油＃６８、試験数１０個とした。破損確率が１０％以下となる寿命（Ｌ１０寿命）として転勤疲労寿命（平均）が５×１０6 回以上を合格とした。
【００４０】
表２及び表３より、試料No. ３０〜３７は鋼の化学成分が本発明の規定範囲外の比較例であり、製造条件が適正であるものの、Ｔｉ系硫化物のサイズ分布が本発明範囲外の試料No. ３２，３３，３５，３６は、被削性と転動疲労特性が兼備せず、またサイズ分布が本発明の範囲内の試料No. ３０，３１，３４，３７でも転動疲労特性が劣化している。なお、試料No. ３０，３１，３３，３６では、耐結晶粗大化特性を評価する際に行った冷間鍛造に対して冷鍛性も良くなかった。
また、化学成分が発明範囲内でも、製造条件が不適正な試料No. ３〜５及び３８もＴｉ系硫化物のサイズ分布が本発明範囲外となり、耐結晶粗大化特性、被削性及び転動疲労特性が兼備されていない。
これらに対して、化学成分、製造条件が適正な試料No. １，２，６〜２９の発明例では、Ｔｉ系硫化物のサイズ分布が本発明範囲を満足し、耐結晶粗大化特性、被削性及び転動疲労特性を兼備した肌焼鋼が得られた。
【００４１】
【表１】
0004440845.tif 000002
【００４２】
【表２】
0004440845.tif 000003
【００４３】
【表３】
0004440845.tif 000004
【図面の簡単な説明】
【００４４】
【図１】本発明の肌焼鋼の製造工程を示す、加工熱処理線図である。
【図１】
0004440845.tif 000005