WO2018061101A1 - 鋼 - Google Patents

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WO2018061101A1
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hardness
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久保田　学
聡 志賀
一 長谷川
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Nippon Steel Corp
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Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Definitions

  • the present invention relates to steel.
  • Cold forging can improve the surface texture and dimensional accuracy of the product compared to hot forging, and also has a good yield, so it is a relatively small machine such as a bolt. It is widely applied as a manufacturing method for parts.
  • machine parts carbon steel and alloys for medium-carbon mechanical structures specified in JIS G 4051, JIS G 4052, JIS G 4104, JIS G 4105, JIS G 4106, etc. as materials.
  • Steel is often used as a final product through manufacturing processes such as hot wire rolling, annealing (or spheroidizing annealing), wire drawing, cold forging, quenching, and tempering.
  • the general manufacturing process is characterized by adding an annealing or spheroidizing annealing process before cold forging.
  • the reason why annealing or spheroidizing annealing is added before cold forging is the reason why medium carbon carbon steel and alloy steel remain hot rolled (that is, when air cooled without heat treatment after hot rolling) ),
  • the hardness of the rolled material is high, and the die is worn at the time of cold forging, resulting in an increase in manufacturing cost, and cracking occurs at the time of cold forging because the ductility of the material is insufficient with hot rolling. This is because there is a manufacturing problem such as a reduction in yield due to facilitation.
  • Patent Document 4 describes that the precipitation of BN is suppressed by setting Ti / N (mass% ratio) to 4 or more. In principle, if Ti / N is set to 3.42 or more, precipitation of BN can be suppressed.
  • the general boron steel as described above tends to generate so-called coarse grains in which some austenite crystal grains are coarsened by abnormal grain growth during quenching heating as compared with conventional steels.
  • coarse grains In a part in which coarse grains are generated, deterioration in dimensional accuracy due to an increase in heat treatment strain generated during quenching, and deterioration in part characteristics such as impact value, fatigue strength, and delayed fracture characteristics occur. Therefore, especially in the case of high strength bolts having a tensile strength of 800 MPa or more, preventing the generation of coarse grains is a major practical issue.
  • N in the steel is fixed as TiN by the addition of Ti, so that AlN that effectively acts as pinning particles in carbon steel and alloy steel as conventional steel is not generated.
  • TiN is coarser than AlN, it cannot be finely dispersed, and it is difficult to secure the number of pinning particles necessary for preventing coarse particles.
  • the above factor (1) is unavoidable in order to omit the annealing process. Therefore, how to secure the number of pinning particles in boron steel to improve the factor (2) It has been a point of prevention.
  • Patent Document 5 and Patent Document 6 describe using TiC and Ti (CN), which are finer precipitates than TiN, instead of AlN and TiN as pinning particles.
  • TiC and Ti (CN) having a diameter of 0.2 ⁇ m or less in steel before quenching and after hot rolling are used. Is dispersed in a total number of 20/100 ⁇ m 2 or more. By dispersing a large amount of such fine precipitates before quenching and heating, these precipitates function as pinning particles that pin the austenite grain boundaries during quenching and heating. Since this technology makes it possible to stably prevent the generation of coarse grains in boron steel, steel to which this technology is applied is currently widely used as an inexpensive bolt steel material that can omit the annealing process.
  • Patent Document 7 also describes a technical idea similar to the technique for preventing the generation of coarse grains of the boron steel. That is, it is a technique for preventing the coarsening of crystal grains by dispersing the carbonitrides of these elements in steel by making the relationship among the contents of Ti, Nb, Al, and N within a certain range. Patent Document 7 further describes the effect of improving the machinability by adding 0.01% or more of Bi. However, in Patent Document 7, only the effect of improving the machinability is disclosed as the effect of Bi. There is no description of the relationship between Bi and the coarsening characteristics of crystal grains. Since Bi is added for the purpose of improving the machinability, Patent Document 7 only considers adding a relatively large amount of Bi. In this case, as described in Patent Document 7, there is a concern about a decrease in hot workability due to Bi addition.
  • Patent Document 8 discloses a case-hardening steel that exhibits excellent grain coarsening characteristics even when carburized at a higher temperature than conventional examples, and exhibits excellent cold workability without soft annealing. Steel for case hardening intended to provide is disclosed. However, Patent Document 8 proposes only the use of fine Ti carbides, Ti-containing composite carbides, and the like as means for ensuring the crystal grain coarsening resistance. In Patent Document 8, the hot rolling temperature is extremely low in order to ensure cold workability, and thus the productivity of case hardening steel is impaired.
  • the present invention has been made in view of the above problems. That is, the present invention suppresses the generation of coarse grains during quenching without using Ti carbides and Ti carbonitrides such as TiC and Ti (CN), thereby improving productivity, cold forgeability, and quenching. It is an object to provide a steel excellent in all mechanical properties.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the chemical composition is unit mass%, C: 0.15% to 0.40%, Mn: 0.10% to 1.50%, S: 0.00. 002 to 0.020%, Ti: 0.005% to 0.050%, B: 0.0005 to 0.0050%, Bi: 0.0010% to 0.0100%, P: 0.020% or less, N: 0.0100% or less, Si: 0% or more and less than 0.30%, Cr: 0 to 0.050%, Mo: 0 to 0.20%, Cu: 0 to It contains 0.20%, Ni: 0 to 0.20%, and Nb: 0 to 0.030%, with the balance being Fe and impurities.
  • the chemical component is unit mass%, Si: 0.01% or more and less than 0.30%, Cr: 0.01 to 1.50%, and Al: One or more selected from the group consisting of 0.001 to 0.050% may be contained.
  • the chemical component is unit mass%, Mo: 0.02 to 0.20%, Cu: 0.02 to 0.20%, Ni One or two or more selected from the group consisting of: 0.02 to 0.20% and Nb: 0.002 to 0.030% may be contained.
  • the steel according to any one of (1) to (3) may have an N fixed index I FN defined by the following formula 1 of 0 or more.
  • I FN [Ti] ⁇ 3.5 ⁇ [N] (Formula 1)
  • [Ti] is the Ti content in unit mass%
  • [N] is the N content in unit mass%.
  • I P 0.3 ⁇ [Ti] + 0.15 ⁇ [Nb] ⁇ [N] (Formula 2)
  • [Ti] is the Ti content in unit mass%
  • [Nb] is the Nb content in unit mass%
  • [N] is the N content in unit mass%.
  • the steel according to the present invention it is possible to provide steel that can achieve both softening before cold forging and suppression of generation of coarse grains during quenching after cold forging. Moreover, the steel according to the present invention is excellent in manufacturability because it is not cracked during casting or rolling, and can be manufactured under conditions that do not place a load on the manufacturing equipment.
  • wear of the mold during cold forging can be suppressed, and the life of the mold can be improved.
  • the steel according to the present invention to cold forged parts, the cost of expensive dies can be reduced, which can contribute to the reduction of the manufacturing cost of high-strength bolts having a tensile strength of 800 MPa or more. it can.
  • the steel according to the present invention is excellent in machinability. Therefore, the present invention has a great industrial contribution.
  • the steel according to one embodiment of the present invention will be described.
  • the steel according to this embodiment has the following characteristics.
  • the chemical composition is unit mass%, C: 0.15% to 0.40%, Mn: 0.10% to 1.50%, S: 0.002 to 0.020%, Ti: 0.005% to 0.050%, B: 0.0005 to 0.0050%, Bi: 0.0010% to 0.0100%, P: 0.020% or less, N: 0.0100% or less, Si: 0% or more and less than 0.30%, Cr: 0 to 0.050%, Mo: 0 to 0.20%, Cu: 0 to 0.0. 20%, Ni: 0 to 0.20%, and Nb: 0 to 0.030%, with the balance being Fe and impurities.
  • the chemical component is unit mass%, Si: 0.01% or more and less than 0.30%, Cr: 0.01 to 1.50%, and Al: One or more selected from the group consisting of 0.001 to 0.050% may be contained.
  • the chemical component is unit mass%, Mo: 0.02 to 0.20%, Cu: 0.02 to 0.20%, Ni One or two or more selected from the group consisting of: 0.02 to 0.20% and Nb: 0.002 to 0.030% may be contained.
  • the steel according to any one of the above (a) to (c) may have an N fixed index I FN defined by the following formula 1 of 0 or more.
  • I FN [Ti] ⁇ 3.5 ⁇ [N] (Formula 1)
  • [Ti] is the Ti content in unit mass%
  • [N] is the N content in unit mass%.
  • I P 0.3 ⁇ [Ti] + 0.15 ⁇ [Nb] ⁇ [N]
  • [Ti] is the Ti content in unit mass%
  • [Nb] is the Nb content in unit mass%
  • [N] is the N content in unit mass%.
  • produce a coarse grain with excellent productivity is obtained by performing bolt processing, quenching, and tempering with respect to the steel which concerns on this embodiment by a well-known method.
  • the inventors have noticed a significant increase in ferrite hardness due to precipitation strengthening, and hence TiC and Ti (CN), etc., which are particles that cause an increase in steel hardness and impair the cold workability of steel.
  • TiC and Ti (CN), etc. are particles that cause an increase in steel hardness and impair the cold workability of steel.
  • the above features are based on the following findings obtained by the present inventors by earnestly studying the technology for suppressing abnormal grain growth of austenite grains during quenching and heating of steel.
  • C is an element necessary for increasing the strength of steel having a tempered martensite structure.
  • the C content needs to be 0.15% or more.
  • the lower limit of the preferred C content is 0.17%, 0.19%, or 0.23%.
  • the upper limit of C content is 0.40%.
  • the upper limit of the preferable C content is 0.35%, 0.34%, 0.33%, or 0.30%.
  • Mn is an element effective for improving the hardenability of steel.
  • the Mn content needs to be 0.10% or more.
  • the lower limit of the preferable Mn content is 0.20%, 0.35%, or 0.40%.
  • the upper limit of the Mn content is 1.50%.
  • the upper limit of the preferable Mn content is 1.30%, 1.00%, or 0.80%.
  • S exists in steel as MnS, TiS, and Ti 2 C 2 S, and has the effect of suppressing abnormal grain growth of austenite crystal grains by acting as pinning particles during quenching heating. For this reason, it is necessary to make S content 0.002% or more.
  • the lower limit of the preferable S content is 0.003%.
  • the steel according to the present embodiment uses Bi to suppress abnormal grain growth, the S content may be smaller than that of the prior art.
  • S content exceeds 0.020%, S causes embrittlement of the prior austenite grain boundaries of the steel after quenching, and deteriorates delayed fracture resistance (hydrogen embrittlement resistance).
  • Ti 2 C 2 S described above is a particle that impairs the machinability of the steel, if the S content exceeds 0.020%, the machinability of the steel may be deteriorated. Therefore, it is necessary to limit the S content to 0.020% or less.
  • the upper limit of the S content is 0.015%, 0.010%, or 0.005%.
  • Ti forms a compound with C, N, and S in steel and exists in steel as Ti-based inclusions such as TiN, Ti (CN), TiC, TiS, and Ti 2 C 2 S. By acting as a stop particle, it has the effect of suppressing abnormal grain growth of austenite grains. Further, Ti has a strong affinity for solute N in steel, and is therefore an extremely effective element for preliminarily fixing solute N in steel as TiN and suppressing the formation of BN. In boron steel, it is necessary to suppress the formation of BN in order to ensure the content of solute B that is effective in improving hardenability. Therefore, the Ti content needs to be 0.005% or more.
  • the lower limit of the preferable Ti content is 0.010%, 0.015%, or 0.020%.
  • the Ti content may be smaller than that of the prior art.
  • Ti-based inclusion particles cause precipitation strengthening, and the hardness of the rolled material after hot rolling becomes too high. The service life is significantly reduced.
  • the upper limit of the Ti content is 0.050%.
  • a preferable Ti content is 0.040% or less, 0.030% or less, less than 0.030%, or 0.025% or less.
  • B is an element that contributes to improving the hardenability of steel when contained in a trace amount, and improves hardenability without increasing the hardness of the rolled material after hot rolling and before cold forging. An effect can be acquired and the hardness after cold forging and hardening can be increased.
  • B is an essential element particularly for boron steel for bolts. Further, B has an effect of suppressing grain boundary fracture by segregating at the prior austenite grain boundaries and strengthening the prior austenite grain boundaries. In order to obtain the above effect, the B content needs to be 0.0005% or more. Preferably, the lower limit of the B content is 0.0010%, 0.0012%, or 0.0015%.
  • the B content exceeds 0.0050%, the effect is saturated. Therefore, the B content is 0.0050% or less.
  • the upper limit of the B content is 0.0030%, 0.0025%, 0.0020%, or 0.0018%.
  • Bi 0.0010% to 0.0100%
  • the lower limit of Bi content is preferably 0.0020%, 0.0025%, or 0.0030%.
  • the Bi content exceeds 0.0100%, not only the effect is saturated, but also the hot ductility of the steel decreases, so cracks and flaws occur in the steel manufacturing process (casting, rolling process, etc.). It becomes easier and the yield decreases.
  • the Bi content exceeds 0.0100%, grain boundary embrittlement occurs in the steel after quenching, and the mechanical properties of the steel are impaired. Therefore, the Bi content is 0.0100% or less.
  • the Bi content is preferably less than 0.0100%, 0.0080% or less, or 0.0060% or less.
  • P is an impurity and is an element that embrittles the old ⁇ grain boundary and lowers the delayed fracture resistance (hydrogen embrittlement resistance) of the steel. Therefore, it is necessary to limit the P content to 0.020% or less.
  • the upper limit of the P content is 0.015%, 0.013%, or 0.010%. Since P is not required to solve the problem of the steel according to the present embodiment, the lower limit value of the P content is 0%. However, in order to suppress the cost of the refining process for reducing the P content, the lower limit value of the P content may be 0.001%.
  • the lower limit of the N content is 0%.
  • the lower limit value of the N content may be 0.0001%, 0.0005%, or 0.0010%.
  • the upper limit of the N content is 0.0070%, 0.0050%, or 0.0040%.
  • the spring steel according to the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Si, Cr, and Al as necessary, within a range described below. However, since Si, Cr, and Al are not essential, the lower limit of the content of each of Si, Cr, and Al is 0%.
  • the lower limit value of the Si content is 0%.
  • Si is an element effective in improving the hardenability of steel and improving the temper softening resistance of martensite.
  • the Si content is preferably more than 0% or 0.01% or more.
  • the lower limit value of the Si content may be 0.05% or 0.15%.
  • the Si content is less than 0.30%.
  • the upper limit of the preferable Si content is 0.27%, 0.25%, or 0.20%.
  • the lower limit value of the Cr content is 0%.
  • Cr is an effective element for improving the hardenability of steel and improving the temper softening resistance of martensite.
  • the Cr content is preferably more than 0% or 0.01% or more.
  • the lower limit of the Cr content may be 0.10%, 0.20%, or 0.30%.
  • the upper limit of the Cr content is 1.50%.
  • the upper limit of the preferable Cr content is 1.20%, 1.00%, or 0.80%.
  • Al is an element effective for deoxidation of steel.
  • the lower limit of the Al content is 0%.
  • the Al content exceeds 0.050%, problems such as generation of coarse inclusions and deterioration of the toughness of steel become significant. Therefore, even when Al is contained, the upper limit of the Al content is 0.050%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.040%, 0.030%, or 0.025%.
  • the spring steel according to the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Mo, Cu, Ni, and Nb as necessary, within a range described below. However, since Mo, Cu, Ni, and Nb are not essential, the lower limit of the contents of Mo, Cu, Ni, and Nb is 0%.
  • the lower limit value of the Mo content is 0%.
  • Mo is an element that contributes to improving the hardenability of steel even if its content is small.
  • the Mo content is preferably set to 0.02% or more. More preferably, the lower limit of the Mo content is 0.03%, 0.04%, or 0.05%.
  • the Mo content is set to 0.20% or less.
  • the upper limit of the Mo content is 0.16%, 0.13%, or 0.10%.
  • the lower limit value of the Cu content is 0%.
  • Cu is an element that improves the corrosion resistance of steel.
  • the Cu content is preferably set to 0.02% or more. More preferably, the lower limit of the Cu content is 0.05%.
  • the upper limit of Cu content is 0.15%, 0.10%, or 0.08%.
  • the lower limit value of the Ni content is 0%.
  • Ni is an element that improves the corrosion resistance of steel and is also an effective element for improving the toughness of steel.
  • the Ni content is preferably 0.02% or more. More preferably, the lower limit of the Ni content is 0.03%, 0.04%, or 0.05%.
  • the upper limit of the Ni content is 0.15%, 0.12%, 0.10%, or 0.08%.
  • the lower limit value of the Nb content is 0%.
  • Nb forms a compound with C in steel and exists in steel as Nb-based inclusions such as NbC or TiNb (CN), and suppresses abnormal growth of austenite grains as pinning particles during quenching heating.
  • the Nb content is preferably set to 0.002% or more. More preferably, the lower limit of Nb content is 0.003%, 0.005%, or 0.006%.
  • the Nb content exceeds 0.030%, not only the effect is saturated, but also the Nb-based inclusions cause precipitation strengthening, so that the manufacturability during continuous casting is impaired.
  • Nb-based inclusions cause precipitation strengthening, so that the hardness of the rolled material after hot rolling becomes too high. Therefore, when the Nb content exceeds 0.030%, problems such as a decrease in manufacturability and a significant decrease in the life of a cold forging die become prominent. Therefore, even when Nb is contained, the Nb content is set to 0.030% or less.
  • the upper limit of Nb content is 0.015%, 0.013%, or 0.010%.
  • the steel according to this embodiment contains the above alloy components, and the balance of the chemical components contains Fe and impurities.
  • impurities are components mixed due to raw materials such as ores and scraps and other factors when industrially producing steel materials, and do not impair the effects of the steel according to the present embodiment. Means what is the amount.
  • N fixed index I FN preferably 0 or more
  • N fixed index IFN defined by the following formula 1 to 0 or more.
  • the lower limit of the N fixed index I FN 0.0005,0.0010,0.0014, or may be 0.0050.
  • the steel according to the present embodiment is softened before cold forging as long as the Ti content and the N content are controlled within the above-described range even if the N fixed index IFN is not particularly limited.
  • the generation of coarse grains during quenching can be suppressed.
  • I FN [Ti] ⁇ 3.5 ⁇ [N] (Formula 1)
  • [Ti] and [N] in the above formula 1 indicate the Ti content and N content in the steel in unit mass%, and 0% when these elements are not contained.
  • Ti—Nb-based precipitate formation index I P preferably 0.0100 or less
  • I P the amount of solid solution N
  • Ti combines with C and S to form fine precipitates, and these fine precipitates may adversely affect the properties of the steel according to the present embodiment.
  • the present inventors have also found that Nb has the same function as Ti.
  • Ti—Nb-based precipitates such as Ti 2 C 2 S, which are precipitates existing in steel, are pinned during quenching heating.
  • Ti—Nb-based precipitates such as Ti 2 C 2 S, which are precipitates existing in steel.
  • these Ti—Nb-based precipitate particles are dispersed in a large amount in the structure after hot rolling, there is a side effect that the hardness of the ferrite increases due to precipitation strengthening by fine precipitate particles. . Therefore, when these Ti—Nb-based precipitate particles are dispersed in an excessively large amount in the steel, the hardness of the rolled material after hot rolling becomes too high.
  • Ti 2 C 2 S causes deterioration of machinability. Therefore, in the steel according to the present embodiment, it is preferable to limit the amount of these Ti—Nb-based precipitate particles.
  • the Ti-Nb-based precipitates generated index I P which is calculated by the following equation 2 and 0.0100 or less.
  • the Ti-Nb-based precipitates generated index I P 0.0075 or less, less than 0.0050, 0.0045 or less, 0.0040 or less, or 0.0035 may be less.
  • Steel is softened before cold forging and can suppress the generation of coarse grains during quenching.
  • the suitable manufacturing method of the steel of this embodiment is demonstrated.
  • the above-described chemical component steel is melted in a converter, and a slab is obtained by continuous casting through a secondary refining process as necessary.
  • the slab is reheated and subjected to ingot rolling to obtain a wire rolling material (steel slab) having a cross section of, for example, 162 mm square (vertical 162 mm ⁇ lateral 162 mm).
  • the steel slab is heated at a temperature of about 1000 to 1280 ° C. and subsequently subjected to wire rod rolling to form a wire rod having a diameter of 6 to 20 mm.
  • it after being hotly wound into a coil shape by a winding device, it is cooled to room temperature. In this way, the steel of this embodiment is obtained.
  • the amount of Ti-based precipitated particles that cause precipitation strengthening is suppressed. Therefore, in the steel manufacturing method according to the present embodiment, hot rolling is performed in order to suppress the hardness of the steel. It is not necessary to apply a load to the hot rolling equipment by lowering the temperature, and defects such as cracks and wrinkles due to an increase in hardness are less likely to occur in the steel. Furthermore, the hardness of the steel according to the present embodiment is suppressed without performing annealing after hot rolling. Therefore, the steel according to this embodiment is excellent in terms of high productivity.
  • both softening before cold forging and suppression of the generation of coarse grains during quenching can be achieved.
  • the steel of this embodiment is excellent in manufacturability without cracking during casting or rolling.
  • the hardness of the steel according to the present embodiment is not particularly limited because it can be appropriately adjusted according to the application. However, when it is necessary to ensure cold forgeability, the hardness of the steel according to this embodiment is preferably Hv 180 or less, and more preferably Hv 170 or less, or Hv 160 or less. .
  • the lower limit value of the hardness of the steel according to the present embodiment is not particularly limited, but is considered to be substantially about Hv130 or about Hv140 in view of its chemical composition. Even if it does not anneal after hot rolling, the steel which concerns on this embodiment can make the hardness into the above-mentioned suitable range. Moreover, the steel according to the present embodiment is excellent in machinability.
  • the steel according to the present embodiment is heated to a temperature of, for example, 840 ° C. to 1100 ° C., held for 30 minutes, and then quenched under water cooling or oil cooling, and further in a temperature range of 150 ° C. to 450 ° C.
  • the tensile strength can be 800 MPa or more. Therefore, the steel according to the present embodiment is suitable as a material for parts that require high strength.
  • heat processing conditions are not specifically limited, It can select suitably according to a use.
  • the use of the steel according to the present embodiment is not particularly limited, it is preferable that the steel is applied to high-strength mechanical parts manufactured by cold forging and quenching, particularly high-strength bolts.
  • the steel according to the present embodiment having high cold forgeability is used as a material for high-strength mechanical parts, wear of the mold during cold forging can be suppressed and the life of the mold can be improved.
  • die can be reduced, it can contribute to the reduction of the manufacturing cost of the high intensity
  • the cast slab was subjected to soaking diffusion treatment and partial rolling as necessary to obtain a wire rolling material (steel piece) having a cross section of 162 mm square (vertical 162 mm ⁇ lateral 162 mm).
  • a wire rolling material steel piece
  • the steel slab was heated at a temperature of about 1000 to 1280 ° C. and subsequently subjected to wire rod rolling to obtain a wire rod (spring steel) having a diameter of 10 mm.
  • a test piece for Vickers hardness measurement was cut out from the rolled wire. Specifically, a test piece having a cross section including the central axis of the wire in a direction parallel to the rolling direction was cut out. After the cut cross section was polished, the Vickers hardness of a portion (1/4 part) having a depth of 1/4 of the diameter of the wire from the surface of the wire was measured.
  • the test load is 10 kgf, and the average value obtained by measuring four points is described as “hardness after rolling” in Tables 2-1 and 2-2. This is an index for predicting the life of a die for cold forging. did.
  • the prior austenite grain boundaries appeared by corrosion and observed with an optical microscope to measure the prior austenite grain size after quenching and tempering.
  • the prior austenite grain size was measured according to JISG0551.
  • the measurement field of view was 400 times magnification and 10 fields or more, and a test piece in which even one large crystal grain having a prior austenite grain size of No. 5 or less was present was determined to have coarse grains.
  • the results of measuring the crystal grain coarsening temperature are shown in Tables 2-1 and 2-2.
  • A1 to A32 which are examples of the present invention, have low hardness of the wire after rolling and can be expected to improve the life of the cold forging die.
  • Slab debris rate because no coarse grains are generated even when heated above 900 ° C during quenching and heating after cold working, and surface cracks of the slab do not occur during continuous casting It is clear that it is low and therefore is excellent in manufacturability.
  • the inventive examples A1 to A32 after the heat treatment for measuring the prior austenite grain size described above all had a tensile strength of 800 MPa or more.
  • any of the cold forgeability, coarse grain prevention characteristics, and manufacturability is inferior. That is, since B1 to B4 have too much Bi added, the hot ductility is lowered and the manufacturability is poor. In B5 to B7, Bi was not added, or the addition amount was too small, so the coarse grain preventing properties were inferior. In B8 and B9, the added amount of Ti is too large, or the N content is small relative to the added Ti amount and the Ti—Nb-based precipitate formation index IP is exceeded. It was inferior to the forgeability.
  • the steel according to the present invention it is possible to provide steel that can achieve both softening during cold forging and suppression of generation of coarse grains during quenching after cold forging.
  • the steel according to the present invention is excellent in manufacturability because it is not cracked during casting or rolling, and can be manufactured under conditions that do not impose a load on manufacturing equipment.
  • wear of the mold during cold forging can be suppressed, and the life of the mold can be improved.
  • the steel according to the present invention to cold forged parts, the cost of expensive dies can be reduced, which can contribute to the reduction of the manufacturing cost of high-strength bolts having a tensile strength of 800 MPa or more. it can.
  • the steel according to the present invention is excellent in machinability. Therefore, the present invention has a great industrial contribution.

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Abstract

本発明の一態様に係る鋼は、化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．１５％～０．４０％、Ｍｎ：０．１０％～１．５０％、Ｓ：０．００２～０．０２０％、Ｔｉ：０．００５％～０．０５０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、Ｂｉ：０．００１０％～０．０１００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｓｉ：０％以上０．３０％未満、Ｃｒ：０～１．５０％、Ａｌ：０～０．０５０％、Ｍｏ：０～０．２０％、Ｃｕ：０～０．２０％、Ｎｉ：０～０．２０％、及びＮｂ：０～０．０３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。

Description

鋼
　本発明は、鋼に関する。
　冷間鍛造（転造を含む）は、熱間鍛造に比べて製品の表面肌、及び寸法精度等を良くすることができ、さらに歩留まりも良好であるため、ボルトのような比較的小型の機械部品の製造方法として広く適用されている。冷間鍛造によって機械部品を製造する場合は、素材として例えばＪＩＳ　Ｇ　４０５１、ＪＩＳ　Ｇ　４０５２、ＪＩＳ　Ｇ　４１０４、ＪＩＳ　Ｇ　４１０５、ＪＩＳ　Ｇ　４１０６等に規定されている中炭素の機械構造用炭素鋼や合金鋼を用い、例えば熱間線材圧延－焼鈍（あるいは球状化焼鈍）－伸線－冷間鍛造－焼入れ・焼戻しのような製造工程を経て最終製品とすることが多い。上記の一般的な製造工程は、冷間鍛造の前に焼鈍、あるいは球状化焼鈍の工程を付加していることが特徴である。冷間鍛造の前に焼鈍、あるいは球状化焼鈍を付加している理由は、中炭素の炭素鋼や合金鋼は、熱間圧延のまま（即ち、熱間圧延後に熱処理を行わずに空冷した場合）では圧延材の硬さが高く、冷間鍛造時の金型の損耗が著しいため製造コストが高くなること、及び熱間圧延のままでは素材の延性が不足するため冷間鍛造時に割れが生じやすくなるため歩留まりが低下する等の製造上の問題があるためである。
　しかしながら、焼鈍には多大なコストがかかるため、部品の製造コストを低減するために、焼鈍工程の省略を可能とする鋼材の開発が求められてきた。このような要請から、鋼材に微量のＢを添加した、いわゆるボルト用のボロン鋼が開発されてきた（例えば、特許文献１、及び特許文献３）。ボロン鋼の特徴は、鋼材の炭素含有量、及びＣｒ、Ｍｏ等の合金元素の添加量を低減することによって熱間圧延のままの線材の硬さを低減するとともに延性を向上することによって焼鈍を不要とし、合金元素の添加量の低減による焼入性の低下を、圧延材の硬さを増加しない、微量のＢの添加による焼入性の向上効果によって補うことにある。
　微量Ｂ添加による焼入性向上効果を発現させるためには、Ｂがオーステナイト中で固溶状態にあることが必要である。一方、鋼中に固溶状態の窒素が存在している場合にはＢＮが生成し、固溶Ｂ（鋼中に固溶したＢ）の量が減少することによってＢの持つ焼入性向上効果が失われてしまう。このためボロン鋼においては、Ｎと強い親和力を持つＴｉを添加することによって鋼中のＮを予めＴｉＮとして固定し、ＢＮの生成を抑制することが一般に行われている。例えば、特許文献４には、Ｔｉ／Ｎ（質量％比）を４以上とすることによってＢＮの析出を抑制することが記載されている。原理的には、Ｔｉ／Ｎを３．４２以上にすればＢＮの析出を抑制できる。
　しかしながら上記のような一般的なボロン鋼は、従来鋼に比べて、焼入れ加熱時に一部のオーステナイト結晶粒が異常粒成長を起こして粗大化する、いわゆる粗大粒が発生しやすくなる。粗大粒が発生した部品では、焼入れ時に発生する熱処理歪が大きくなることによる寸法精度の劣化、並びに衝撃値、疲労強度、及び遅れ破壊特性等の部品の特性の低下が生じる。従って、特に引張強さが８００ＭＰａ以上の高強度ボルトにおいては、粗大粒発生の防止が実用上の大きな課題である。このような異常粒成長による粗大粒の発生を抑制するためには、オーステナイト結晶粒の粒界をピン止めするために、組織中にピン止め粒子（析出物等）を数多く分散させること、すなわち微細な粒子を多量に分散させることが有効である。
　ボロン鋼に粗大粒が発生しやすい理由は、以下の２つが主なものである。
　（１）ボロン鋼を部品材料とする場合、ボロン鋼の冷間鍛造後の焼鈍工程が省略されるので、ボロン鋼は冷間加工組織から直接オーステナイト域に加熱されることになる。この場合、冷間加工の影響によってオーステナイト結晶粒の過度の微細化や結晶粒径の部分的な不均一が生じるので、一部の結晶粒が異常粒成長を起こしやすい状態となる。
　（２）上述のボロン鋼では、Ｔｉの添加によって鋼中のＮがＴｉＮとして固定されるので、従来鋼である炭素鋼や合金鋼においてピン止め粒子として有効に作用しているＡｌＮが生成せず、なおかつＴｉＮはＡｌＮに比べて粗大であるため微細に分散させることができず、粗大粒の防止のために必要なピン止め粒子の数を確保することが困難である。
　焼鈍工程の省略のためには上記（１）の要因は不可避であるので、（２）の要因の改善のためにボロン鋼においてピン止め粒子の数をいかにして確保するかが粗大粒の発生防止のポイントとされてきた。
　このような状況から、ボロン鋼の粗大粒の発生を防止するための技術が提案されてきた。例えば、特許文献５及び特許文献６には、ピン止め粒子としてＡｌＮやＴｉＮの代わりに、ＴｉＮよりも微細な析出物であるＴｉＣ及びＴｉ（ＣＮ）を利用することが記載されている。これらの技術では、粗大粒の防止のために必要なピン止め粒子の数を確保するために、焼入れ加熱前且つ熱間圧延後の鋼中に直径が０．２μｍ以下のＴｉＣとＴｉ（ＣＮ）とを総個数にして２０個／１００μｍ２以上分散させることが規定されている。焼入れ加熱前にあらかじめこのような微細な析出物を多量に分散させておくことにより、焼入れ加熱時にこれらの析出物がオーステナイト結晶粒界をピン止めするピン止め粒子として機能する。この技術によって、ボロン鋼において粗大粒の発生を安定的に防止することが可能となるので、この技術が適用された鋼は焼鈍工程を省略できる安価なボルト用鋼材として現在広く使用されている。
　しかしながら、上記の技術には欠点がある。すなわち、熱間圧延後の組織中に微細なＴｉＣやＴｉ（ＣＮ）が多量に分散している場合には、微細な析出物粒子による析出強化によってフェライトの硬さが増加するという副作用があるため、ボロン鋼化による熱間圧延材の軟質化効果が目減りするという問題である。すなわち、微細なＴｉＣやＴｉ（ＣＮ）の量を増やした場合、粗大粒の発生は抑制できるが、圧延材の硬さが析出強化によって増加することにより冷間鍛造用金型の寿命が低下する。逆に、微細なＴｉＣやＴｉ（ＣＮ）の量を抑制すると、圧延材の硬さは抑制できるが粗大粒が発生する。即ち、微細なＴｉＣやＴｉ（ＣＮ）を利用する場合、粗大粒の発生の抑制と、冷間鍛造前の圧延材の硬さの抑制とは、背反の関係にある。したがって、圧延材の軟質化と安定した粗大粒の抑制との両方を完全に達成することは、上記の技術のみでは困難である。
　特許文献７にも、上記のボロン鋼の粗大粒の発生を防止する技術と同様の技術思想が記載されている。すなわち、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｎの含有量の関係をある範囲内にすることによって、これらの元素の炭窒化物を鋼中に分散させ、結晶粒の粗大化を防止する技術である。特許文献７にはさらに、Ｂｉを０．０１％以上添加することによって、切削性を高める効果についても記載されている。しかしながら、特許文献７において、Ｂｉの効果としては切削性を高める効果のみ開示されている。Ｂｉと、結晶粒の粗大化特性との関係についての記述は全くない。切削性向上効果を目的としてＢｉが添加されているので、特許文献７においては比較的多量のＢｉを添加することについてしか検討されていない。この場合、特許文献７に記載されているように、Ｂｉ添加による熱間加工性の低下が懸念される。
　特許文献８には、従来例よりも高温で浸炭を行なった場合でも優れた耐結晶粒粗大化特性を発揮し、且つ軟化焼鈍をせずとも優れた冷間加工性を示す肌焼用鋼を提供することを目的とした肌焼用鋼が開示されている。しかし特許文献８でも、耐結晶粒粗大化特性を確保する手段として微細なＴｉ炭化物及びＴｉ含有複合炭化物等の利用しか提案されていない。特許文献８では、冷間加工性の確保のために熱間圧延温度が極めて低くされており、このため肌焼用鋼の生産性が損なわれている。
日本国特開平５－３３９６７６号公報 日本国特公平５－６３５２４号公報 日本国特開昭６１－２５３３４７号公報 日本国特開平３－４７９１８号公報 日本国特許第３４４３２８５号公報 日本国特許第３４９０２９３号公報 日本国特開２０００－３２８１８９号公報 日本国特開２００６－２６５７０４号公報
　冷間鍛造用の鋼の課題の一つは、鋼の冷間鍛造性及び鋼の生産性の向上のために、熱間圧延後かつ冷間鍛造前に焼鈍を行うことなく、且つ生産性を損なうような製造条件を用いることなく、鋼を軟質に保つことである。冷間鍛造用の鋼の別の課題は、機械部品に高強度を付与するために、冷間鍛造後に高い焼入性を発揮することである。そして、冷間鍛造用の鋼のさらなる課題は、機械部品の寸法精度、衝撃値、疲労強度、及び遅れ破壊特性等の劣化を防止するために、冷間鍛造後の焼入れの際の粗大粒発生を抑制することである。上述のように、従来技術はこれらすべてを同時に解決することができない。粗大粒発生の抑制手段として従来技術で提案されたＴｉＣ及びＴｉ（ＣＮ）の利用は、熱間圧延後かつ冷間鍛造前の鋼を析出強化によって硬質化させるので、鋼の冷間鍛造性及び生産性を損なう。
　本発明は上記の課題に鑑みてなされたものである。すなわち、本発明は、ＴｉＣ及びＴｉ（ＣＮ）等のＴｉ炭化物及びＴｉ炭窒化物を用いることなく焼入れ時の粗大粒の発生を抑制し、これにより製造性、冷間鍛造性、及び焼入れ後の機械特性の全てに優れた鋼を提供することを課題とする。
　本発明の要旨は以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係る鋼は、化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．１５％～０．４０％、Ｍｎ：０．１０％～１．５０％、Ｓ：０．００２～０．０２０％、Ｔｉ：０．００５％～０．０５０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、Ｂｉ：０．００１０％～０．０１００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｓｉ：０％以上０．３０％未満、Ｃｒ：０～１．５０％、Ａｌ：０～０．０５０％、Ｍｏ：０～０．２０％、Ｃｕ：０～０．２０％、Ｎｉ：０～０．２０％、及びＮｂ：０～０．０３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。
（２）上記（１）に記載の鋼は、前記化学成分が、単位質量％で、Ｓｉ：０．０１％以上０．３０％未満、Ｃｒ：０．０１～１．５０％、及びＡｌ：０．００１～０．０５０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の鋼は、前記化学成分が、単位質量％で、Ｍｏ：０．０２～０．２０％、Ｃｕ：０．０２～０．２０％、Ｎｉ：０．０２～０．２０％、及びＮｂ：０．００２～０．０３０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（４）上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の鋼は、以下の式１によって定義されるＮ固定指数ＩＦＮが０以上であってもよい。
ＩＦＮ＝［Ｔｉ］－３．５×［Ｎ］…（式１）
　ここで［Ｔｉ］は単位質量％でのＴｉ含有量であり、［Ｎ］は単位質量％でのＮ含有量である。
（５）上記（１）～（４）のいずれか一項に記載の鋼は、以下の式２によって定義されるＴｉ－Ｎｂ系析出物生成指数ＩＰが０．０１００以下であってもよい。
ＩＰ＝０．３×［Ｔｉ］＋０．１５×［Ｎｂ］－［Ｎ］…（式２）
　ここで［Ｔｉ］は単位質量％でのＴｉ含有量であり、［Ｎｂ］は単位質量％でのＮｂ含有量であり、［Ｎ］は単位質量％でのＮ含有量である。
　本発明によれば、冷間鍛造前の軟質化と、冷間鍛造後の焼入れ時の粗大粒の発生の抑制との両方を達成することができる鋼を提供できる。また、本発明に係る鋼は、鋳造時及び圧延時等に割れが生じることがなく、さらに製造設備に負荷を掛けない範囲内の条件で製造可能であるので、製造性に優れる。本発明に係る鋼を冷間鍛造部品に適用することで、冷間鍛造時の金型の損耗を抑制し、金型の寿命が向上できる。また、本発明に係る鋼を冷間鍛造部品に適用することで、高価な金型のコストを低減できるので、特に引張強さが８００ＭＰａ以上の高強度ボルトの製造コストの低減に寄与することができる。さらに、本発明に係る鋼は切削性にも優れる。そのため、本発明は産業上の貢献が極めて大きい。
　本発明の一実施形態に係る鋼について説明する。本実施形態に係る鋼は、以下の特徴を有する。
（ａ）本実施形態に係る鋼は、化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．１５％～０．４０％、Ｍｎ：０．１０％～１．５０％、Ｓ：０．００２～０．０２０％、Ｔｉ：０．００５％～０．０５０％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％、Ｂｉ：０．００１０％～０．０１００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｓｉ：０％以上０．３０％未満、Ｃｒ：０～１．５０％、Ａｌ：０～０．０５０％、Ｍｏ：０～０．２０％、Ｃｕ：０～０．２０％、Ｎｉ：０～０．２０％、及びＮｂ：０～０．０３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。
（ｂ）上記（ａ）に記載の鋼は、前記化学成分が、単位質量％で、Ｓｉ：０．０１％以上０．３０％未満、Ｃｒ：０．０１～１．５０％、及びＡｌ：０．００１～０．０５０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（ｃ）上記（ａ）または（ｂ）に記載の鋼は、前記化学成分が、単位質量％で、Ｍｏ：０．０２～０．２０％、Ｃｕ：０．０２～０．２０％、Ｎｉ：０．０２～０．２０％、及びＮｂ：０．００２～０．０３０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
（ｄ）上記（ａ）～（ｃ）のいずれか一項に記載の鋼は、以下の式１によって定義されるＮ固定指数ＩＦＮが０以上であってもよい。
ＩＦＮ＝［Ｔｉ］－３．５×［Ｎ］…（式１）
　ここで［Ｔｉ］は単位質量％でのＴｉ含有量であり、［Ｎ］は単位質量％でのＮ含有量である。
（ｅ）上記（ａ）～（ｄ）のいずれか一項に記載の鋼は、以下の式２によって定義されるＴｉ－Ｎｂ系析出物生成指数ＩＰが０．０１００以下であってもよい。
ＩＰ＝０．３×［Ｔｉ］＋０．１５×［Ｎｂ］－［Ｎ］…（式２）
　ここで［Ｔｉ］は単位質量％でのＴｉ含有量であり、［Ｎｂ］は単位質量％でのＮｂ含有量であり、［Ｎ］は単位質量％でのＮ含有量である。
　また、本実施形態に係る鋼に対して、公知の方法でボルト加工・焼入れ・焼戻しを行うことにより、優れた生産性で、粗大粒の発生がないボルトが得られる。
　本発明者らは、析出強化による顕著なフェライトの硬さの増加を生じさせ、従って鋼の硬さの増加を生じさせて鋼の冷間加工性を損なう粒子であるＴｉＣ及びＴｉ（ＣＮ）等を微細分散させる従来技術とは別の、粗大粒の発生抑制技術について検討した。上記の特徴は、鋼の焼入れ加熱時におけるオーステナイト結晶粒の異常粒成長の抑制技術について本発明者らが鋭意研究して得られた以下の知見に基づいている。
（１）０．０１００％以下という極めて微量のＢｉによって、焼入れ加熱時のオーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑制し、寸法精度及び機械特性などに優れた冷間加工部品を得ることができる。
（２）上述のＢｉの効果によって、従来ピン止め粒子として利用していた析出物（ＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ）に依存することなく（即ち鋼の冷間加工性を損なうことなく）オーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑制することができる。これにより、熱間圧延後の圧延材の硬さを抑制し、鋼の冷間加工性を高めることができる。
（３）一方、Ｂｉ含有量が０．０１００％を超えると、鋼の熱間延性が低下することにより鋼の製造工程（鋳造、圧延工程等）において割れ、きずが発生しやすくなり、鋼の歩留まりが低下することがわかった。さらに、Ｂｉ含有量が０．０１００％を超えると、焼入れ後の鋼において粒界脆化が生じ、鋼の機械特性が損なわれることもわかった。従って、本実施形態に係る鋼においてＢｉの含有は必須であるものの、その含有量は極めて低い水準に抑制される必要があることもわかった。
　以下、本実施形態に係る鋼について詳細に説明する。
　まず、本発明の鋼の化学成分について説明する。以下、化学成分に関する単位「％」は、「質量％」を示す。
［Ｃ：０．１５～０．４０％］
　Ｃは、焼戻しマルテンサイト組織を持つ鋼の強度を高めるために必要な元素である。焼入れ後の引張強さを８００ＭＰａ以上とするために、Ｃ含有量を０．１５％以上とする必要がある。好ましいＣ含有量の下限は、０．１７％、０．１９％、又は０．２３％である。
　他方、Ｃ含有量が０．４０％を超えると熱間圧延後の圧延材の硬さが高くなりすぎるので、冷間鍛造用金型の寿命が著しく低下する。そのため、Ｃ含有量の上限を０．４０％とする。好ましいＣ含有量の上限は０．３５％、０．３４％、０．３３％、又は０．３０％である。
［Ｍｎ：０．１０～１．５０％］
　Ｍｎは鋼の焼入性を向上させるのに有効な元素である。焼入れによってマルテンサイトを得るために必要な焼入性を確保するために、Ｍｎ含有量を０．１０％以上とする必要がある。好ましいＭｎ含有量の下限は０．２０％、０．３５％、又は０．４０％である。
　他方、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えると、熱間圧延後且つ冷間鍛造前の圧延材の硬さが高くなりすぎるので、冷間鍛造用の金型の寿命が著しく低下する。そのため、Ｍｎ含有量の上限を１．５０％とする。好ましいＭｎ含有量の上限は１．３０％、１．００％、又は０．８０％である。
［Ｓ：０．００２～０．０２０％］
　Ｓは、ＭｎＳ、ＴｉＳ、及びＴｉ２Ｃ２Ｓとして鋼中に存在し、焼入れ加熱時にピン止め粒子として働くことによりオーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑制する効果を持つ。このため、Ｓ含有量を０．００２％以上とする必要がある。好ましいＳ含有量の下限は０．００３％である。
　しかし、本実施形態に係る鋼ではＢｉを用いて異常粒成長を抑制するので、Ｓ含有量は従来技術より少なくても足りる。さらに、Ｓ含有量が０．０２０％を超えると、Ｓが焼入れ後の鋼の旧オーステナイト粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性（耐水素脆化特性）を低下させる。加えて、上述のＴｉ２Ｃ２Ｓは鋼の切削性を損ねる粒子であるので、Ｓ含有量が０．０２０％を超えると鋼の切削性の劣化が生じるおそれがある。そのため、Ｓ含有量を０．０２０％以下に制限する必要がある。好ましくは、Ｓ含有量の上限値は０．０１５％、０．０１０％、又は０．００５％である。
［Ｔｉ：０．００５％～０．０５０％］
　Ｔｉは、鋼中のＣ、Ｎ、Ｓと化合物を形成してＴｉＮ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＴｉＣ、ＴｉＳ、Ｔｉ２Ｃ２Ｓ等のＴｉ系介在物として鋼中に存在し、焼入れ加熱時にピン止め粒子として働くことによりオーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑制する効果を持つ。またＴｉは、鋼中の固溶Ｎと強い親和力を持つので、鋼中の固溶Ｎを予めＴｉＮとして固定し、ＢＮの生成を抑制するのに極めて有効な元素である。ボロン鋼においては、焼入性の向上に有効である固溶Ｂの含有量を確保するために、ＢＮの生成を抑制することが必要である。よって、Ｔｉ含有量を０．００５％以上とする必要がある。好ましいＴｉ含有量の下限は０．０１０％、０．０１５％、又は０．０２０％である。
　しかし、本実施形態に係る鋼ではＢｉを用いて異常粒成長を抑制するので、Ｔｉ含有量は従来技術より少なくても足りる。さらに、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると、Ｔｉ系介在物粒子が析出強化を生じさせ、熱間圧延後の圧延材の硬さが高くなりすぎるので、冷間鍛造用の金型の寿命が著しく低下する。Ｔｉ系介在物粒子の含有量を高めながら熱間圧延後の圧延材の硬さを抑制するためには、熱間圧延温度を低くする必要があるが、このことは生産性、及び設備寿命等の点で好ましくない。さらに、Ｔｉ含有量を高めた場合、鋼の切削性を損ねる粒子であるＴｉ２Ｃ２Ｓが大量に生じ、切削性の劣化が生じるので、本実施形態に係る鋼に切削加工を適用することが困難になる。そのため、Ｔｉ含有量の上限を０．０５０％とする。好ましいＴｉ含有量は、０．０４０％以下、０．０３０％以下、０．０３０％未満、または０．０２５％以下である。
［Ｂ：０．０００５～０．００５０％］
　Ｂは、微量に含有された場合に鋼の焼入性の向上に寄与する元素であり、熱間圧延後且つ冷間鍛造前の圧延材の硬さを増加させることなく、焼入性の向上効果を得て冷間鍛造及び焼入れ後の硬さを増大させることができる。Ｂは、特にボルト用ボロン鋼に必須の元素である。また、Ｂは旧オーステナイト粒界に偏析して旧オーステナイト粒界を強化することによって粒界破壊を抑制する効果を有する。上記の効果を得る場合には、Ｂ含有量を０．０００５％以上とする必要がある。好ましくは、Ｂ含有量の下限値は０．００１０％、０．００１２％、または０．００１５％である。
　他方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、その効果は飽和する。そのため、Ｂ含有量を０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｂ含有量の上限値は０．００３０％、０．００２５％、０．００２０％、又は０．００１８％である。
［Ｂｉ：０．００１０％～０．０１００％］
　約０．００１０％～０．０１００％程度の微量のＢｉが鋼の焼入れの際に組織に及ぼす影響について、これまで詳細に検討された例は無い。本発明者らは、微量のＢｉが焼入れ加熱時のオーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑制することによって、粗大粒の発生を防止する効果があることを知見した。また、異常粒成長を抑制するために必要なＢｉ含有量は微量であるので、焼入れ加熱時の粗大粒の発生を抑制する上述のＢｉの効果が、熱間圧延後の圧延材の硬さを増加させることなく得られることも、本発明者らは知見した。上記の効果を得る場合には、Ｂｉ含有量を０．００１０％以上とする必要がある。Ｂｉ含有量の下限値は、好ましくは０．００２０％、０．００２５％、又は０．００３０％である。
　他方、Ｂｉ含有量が０．０１００％を超えると、その効果は飽和するのみならず、鋼の熱間延性が低下するので鋼の製造工程（鋳造、圧延工程等）において割れ、きずが発生しやすくなり、歩留まりが低下する。さらに、Ｂｉ含有量が０．０１００％を超えると、焼入れ後の鋼において粒界脆化が生じ、鋼の機械特性が損なわれる。そのため、Ｂｉ含有量を０．０１００％以下とする。Ｂｉ含有量は好ましくは０．０１００％未満、０．００８０％以下、又は０．００６０％以下である。
［Ｐ：０．０２０％以下］
　Ｐは不純物であり、旧γ粒界を脆化させ、鋼の耐遅れ破壊特性（耐水素脆化特性）を低下させる元素である。そのため、Ｐ含有量を０．０２０％以下に制限する必要がある。好ましくは、Ｐ含有量の上限値は０．０１５％、０．０１３％、又は０．０１０％である。
　Ｐは本実施形態にかかる鋼の課題を解決するために必要とされないので、Ｐ含有量の下限値は０％である。しかし、Ｐ含有量を低減するための精錬工程のコストを抑制するために、Ｐ含有量の下限値を０．００１％としてもよい。
［Ｎ：０．０１００％以下］
　Ｎは、Ｂと化合物を形成してＢＮとして鋼中に存在している場合には、固溶Ｂ量を減少させて、Ｂによる焼入性の向上効果を損なう。Ｎは、本実施形態に係る鋼では有害であるので、Ｎ含有量の下限値は０％である。しかし、Ｎ含有量を低減するための精錬工程のコストを抑制するために、Ｎ含有量の下限値を０．０００１％、０．０００５％、又は０．００１０％としてもよい。
　Ｎ含有量が多い場合には、鋼中のＮをＴｉＮとして固定するために必要なＴｉ含有量が増加するので、できるだけＮ含有量を低減することが望ましい。そのためＮ含有量を０．０１００％以下に制限する必要がある。好ましくは、Ｎ含有量の上限値は０．００７０％、０．００５０％、又は０．００４０％である。
　本実施形態に関わるばね用鋼には、必要に応じてＳｉ、Ｃｒ、及びＡｌからなる群から選択される１種又は２種以上を、後述する範囲でさらに含有させても良い。ただし、Ｓｉ、Ｃｒ、及びＡｌは必須ではないので、Ｓｉ、Ｃｒ、及びＡｌそれぞれの含有量の下限は０％である。
［Ｓｉ：０％以上０．３０％未満］
　上述の通り、本実施形態に係る鋼において、Ｓｉ含有量の下限値は０％である。しかし、Ｓｉは、鋼の焼入性を向上させ、マルテンサイトの焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有効な元素である。上記の効果を得る場合には、Ｓｉ含有量を０％超または０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓｉ含有量の下限値を、０．０５％、又は０．１５％としても良い。
　しかしＳｉ含有量が０．３０％以上になると、熱間圧延後且つ冷間鍛造前の鋼（圧延材）の硬さの上昇量が大きくなるので、冷間鍛造用の金型の寿命が低下する。そのため、Ｓｉ含有量を０．３０％未満とする。好ましいＳｉ含有量の上限は０．２７％、０．２５％、又は０．２０％である。
［Ｃｒ：０～１．５０％］
　上述の通り、本実施形態に係る鋼において、Ｃｒ含有量の下限値は０％である。しかし、Ｃｒは鋼の焼入性を向上させ、またマルテンサイトの焼戻し軟化抵抗を向上させるために有効な元素である。上記の効果を得る場合には、Ｃｒ含有量を０％超または０．０１％以上とすることが好ましい。Ｃｒ含有量の下限値を、０．１０％、０．２０％、又は０．３０％としても良い。
　他方、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えると、熱間圧延後且つ冷間鍛造前の圧延材の硬さが高くなりすぎるので、冷間鍛造用の金型の寿命が著しく低下する。そのため、Ｃｒ含有量の上限を１．５０％とする。好ましいＣｒ含有量の上限は１．２０％、１．００％、又は０．８０％である。
［Ａｌ：０～０．０５０％］
　Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であるが、他の元素（Ｓｉ、Ｔｉ等）によって脱酸を行う場合は必ずしも含有させなくても良い。従って、Ａｌ含有量の下限値は０％である。しかしながら、Ａｌによる脱酸効果を得るためには、０．００１％以上、０．００５％以上、又は０．０１０％以上含有させることが好ましい。
　他方、Ａｌ含有量が０．０５０％を超えると、粗大な介在物が生成して鋼の靭性が低下するなどの問題が顕著になる。そのため、Ａｌを含有させる場合でも、Ａｌ含有量の上限は０．０５０％とする。Ａｌ含有量の上限は好ましくは０．０４０％、０．０３０％、又は０．０２５％である。
　本実施形態に関わるばね用鋼には、必要に応じてＭｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種以上を、後述する範囲でさらに含有させても良い。ただし、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、及びＮｂは必須ではないので、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、及びＮｂそれぞれの含有量の下限は０％である。
［Ｍｏ：０～０．２０％］
　上述の通り、本実施形態に係る鋼において、Ｍｏ含有量の下限値は０％である。しかし、Ｍｏは、その含有量が少量であっても鋼の焼入性の向上に寄与する元素である。上記の効果を得る場合には、Ｍｏ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｍｏ含有量の下限値は０．０３％、０．０４％、又は０．０５％である。
　他方、Ｍｏは高価な合金元素であるので、Ｍｏ含有量が０．２０％超となると製造コスト上不利である。そのため、Ｍｏを含有させる場合でも、Ｍｏ含有量を０．２０％以下とする。好ましくは、Ｍｏ含有量の上限値は０．１６％、０．１３％、又は０．１０％である。
［Ｃｕ：０～０．２０％］
　上述の通り、本実施形態に係る鋼において、Ｃｕ含有量の下限値は０％である。しかし、Ｃｕは鋼の耐食性を向上させる元素である。上記の効果を得る場合には、Ｃｕ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｃｕ含有量の下限値は０．０５％である。
　他方、Ｃｕ含有量が０．２０％を超えると、鋼の熱間延性が低下し、連続鋳造時の製造性が損なわれるなどの問題が顕著になる。そのため、Ｃｕを含有させる場合でも、Ｃｕ含有量を０．２０％以下とする。好ましくは、Ｃｕ含有量の上限値は０．１５％、０．１０％、又は０．０８％である。
［Ｎｉ：０～０．２０％］
　上述の通り、本実施形態に係る鋼において、Ｎｉ含有量の下限値は０％である。しかし、Ｎｉは鋼の耐食性を向上させる元素であり、また、鋼の靭性の向上にも有効な元素である。上記の効果を得る場合には、Ｎｉ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｎｉ含有量の下限値は０．０３％、０．０４％、又は０．０５％である。
　他方、Ｎｉは高価な合金元素であるので、Ｎｉ含有量が０．２０％を超えると製造コスト上不利である。そのため、Ｎｉを含有させる場合でも、Ｎｉ含有量を０．２０％以下とする。好ましくは、Ｎｉ含有量の上限値は０．１５％、０．１２％、０．１０％、又は０．０８％である。
［Ｎｂ：０～０．０３０％］
　上述の通り、本実施形態に係る鋼において、Ｎｂ含有量の下限値は０％である。しかし、Ｎｂは鋼中のＣと化合物を形成してＮｂＣ、あるいはＴｉＮｂ（ＣＮ）等のＮｂ系介在物として鋼中に存在し、焼入れ加熱時にピン止め粒子としてオーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑制する効果を持つ。上記の効果を得る場合には、Ｎｂ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｎｂ含有量の下限値は０．００３％、０．００５％、又は０．００６％である。
　他方、Ｎｂ含有量が０．０３０％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、Ｎｂ系介在物が析出強化を生じさせるので、連続鋳造時の製造性が損なわれる。あるいはこの場合、Ｎｂ系介在物が析出強化を生じさせるので、熱間圧延後の圧延材の硬さが高くなりすぎる。従って、Ｎｂ含有量が０．０３０％を超えると、製造性の低下、及び冷間鍛造用の金型の寿命の著しい低下などの問題が顕著になる。そのため、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量を０．０３０％以下とする。好ましくは、Ｎｂ含有量の上限値は０．０１５％、０．０１３％、又は０．０１０％である。
　本実施形態に係る鋼は、上記の合金成分を含有し、その化学成分の残部がＦｅ及び不純物を含む。本実施形態において、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、その他の要因により混入する成分であって、本実施形態に係る鋼の作用効果を損なわない水準の量であるものを意味する。
［Ｎ固定指数ＩＦＮ：好ましくは０以上］
　上述したＢ含有による効果を得るためには、鋼中に固溶したＮ（固溶Ｎ）を低減することによってＢＮの生成を抑制することが必要である。したがって、鋼中のＮの含有量を低減するとともに、Ｔｉを鋼中に含有させることによって、ＮをＴｉＮの形で安定的に固定し、これにより固溶Ｎ量を低減することが望ましい。ＴｉによりＮを固定して上記の効果を得るためには、下記式１によって定義されるＮ固定指数ＩＦＮを０以上とすることが好ましい。Ｎ固定指数ＩＦＮの下限値を０．０００５、０．００１０、０．００１４、又は０．００５０としても良い。ただし、Ｎ固定指数ＩＦＮを特に限定しなくても、上述された範囲内にＴｉ含有量及びＮ含有量が制御されている限り、本実施形態に係る鋼は冷間鍛造前に軟質化され、焼入れ時の粗大粒の発生を抑制できる。
　ＩＦＮ＝［Ｔｉ］－３．５×［Ｎ］…（式１）
　なお、上記式１における［Ｔｉ］、及び［Ｎ］は、単位質量％での鋼中のＴｉ含有量、及びＮ含有量を示し、これらの元素が含有されない場合は０％とする。
［Ｔｉ－Ｎｂ系析出物生成指数ＩＰ：好ましくは０．０１００以下］
　上述したように、Ｔｉを用いてＮをＴｉＮとして固定して固溶Ｎ量を減少させることが好ましい。しかしながら、ＴｉＮを固定するために必要な量を超過する量のＴｉを含有することは好ましくない。上述したように、ＴｉはＣ及びＳ等とも結合して微細析出物を形成し、これら微細析出物が本実施形態に係る鋼の特性に悪影響を及ぼすおそれがある。また、Ｎｂについても、Ｔｉと同様の働きを有することを本発明者らは知見した。
　具体的には、鋼中に存在する析出物である微細なＴｉＣ、Ｔｉ（ＣＮ）、ＮｂＣ、ＴｉＮｂ（ＣＮ）、及びＴｉ２Ｃ２Ｓ等のＴｉ－Ｎｂ系析出物は、焼入れ加熱時にピン止め粒子としてオーステナイト結晶粒の異常粒成長を抑制することによって粗大粒の発生を抑制する効果を持つ。しかしながら、熱間圧延後の組織中にこれらのＴｉ－Ｎｂ系析出物粒子が多量に分散している場合には、微細な析出物粒子による析出強化によってフェライトの硬さが増加するという副作用がある。このため、これらのＴｉ－Ｎｂ系析出物粒子が鋼中に過度に多量に分散している場合には熱間圧延後の圧延材の硬さが高くなりすぎるので、冷間鍛造用の金型の寿命が著しく低下するなどの問題が顕著になる。さらに、上述したように、Ｔｉ２Ｃ２Ｓは切削性の劣化を生じさせる。そのため、本実施形態に係る鋼では、これらのＴｉ－Ｎｂ系析出物粒子の量を制限することが好ましい。
　熱間圧延後の圧延後の硬さを抑制するためには、下記式２によって算出されるＴｉ－Ｎｂ系析出物生成指数ＩＰを０．０１００以下とすることが望ましい。Ｔｉ－Ｎｂ系析出物生成指数ＩＰを０．００７５以下、０．００５０未満、０．００４５以下、０．００４０以下、又は０．００３５以下としてもよい。ただし、Ｔｉ－Ｎｂ系析出物生成指数ＩＰを特に限定しなくても、上述された範囲内にＴｉ含有量、Ｎｂ含有量、及びＮ含有量が制御されている限り、本実施形態に係る鋼は冷間鍛造前に軟質化され、焼入れ時の粗大粒の発生を抑制できる。
　ＩＰ＝０．３×［Ｔｉ］＋０．１５×［Ｎｂ］－［Ｎ］…（式２）
　なお、上記式２における［Ｔｉ］、［Ｎ］及び［Ｎｂ］は、単位質量％での鋼中のＴｉ含有量、Ｎ含有量、及びＮｂ含有量を示し、これらの元素が含有されない場合は０％とする。
　次に、本実施形態の鋼の好適な製造方法について説明する。
　本実施形態の鋼を製造するためには、上述された化学成分の鋼を転炉において溶製し、必要に応じて二次精錬工程を経て、連続鋳造によって鋳片とする。この鋳片を再加熱し、分塊圧延を行うことによって断面が例えば１６２ｍｍ角（縦１６２ｍｍ×横１６２ｍｍ）の線材圧延用の素材（鋼片）とする。次に、鋼片を１０００～１２８０℃程度の温度で加熱し、引き続いて線材圧延を行うことによって、直径６～２０ｍｍの線材形状とする。その後熱間において巻取装置によってコイル形状に巻取った後、室温まで冷却する。このようにして、本実施形態の鋼が得られる。
　なお、本実施形態に係る鋼では、析出強化を生じさせるＴｉ系析出粒子の量が抑制されているので、本実施形態に係る鋼の製造方法では、鋼の硬さを抑制するために熱延温度を下げて熱延設備に負荷をかけることは必要とされず、また、硬度上昇に起因する割れ及び疵などの欠陥が鋼に生じにくい。さらに、本実施形態に係る鋼は、熱間圧延後に焼鈍を行うことなく、その硬さが抑制される。従って、本実施形態に係る鋼は、生産性が高い点においても優れている。
　本実施形態の鋼によれば、冷間鍛造前の軟質化と、焼入れ時の粗大粒の発生の抑制とを両立することができる。また、本実施形態の鋼は、鋳造時や圧延時に割れが生じることがなく、製造性に優れる。
　本実施形態に係る鋼の硬度は、用途に応じて適宜調整することができるので特に限定されない。しかし冷間鍛造性の確保が必要な場合には、本実施形態に係る鋼の硬度は、Ｈｖ１８０以下とされることが好適であり、Ｈｖ１７０以下、又はＨｖ１６０以下とされることがさらに好適である。本実施形態に係る鋼の硬度の下限値は特に限定されないが、その化学成分に鑑みて、実質的には約Ｈｖ１３０または約Ｈｖ１４０になると考えられる。本実施形態に係る鋼は、熱間圧延後に焼鈍をしなくても、その硬度を上述の好適範囲内とすることができる。また、本実施形態に係る鋼は切削性にも優れる。
　また、本実施形態に係る鋼に対して、例えば８４０℃～１１００℃の温度に加熱して３０分間保持し、その後水冷あるいは油冷する条件で焼入れを行い、更に１５０℃から４５０℃の温度範囲で加熱保持する焼戻処理を行った場合、その引張強さを８００ＭＰａ以上とすることができる。従って本実施形態に係る鋼は、高強度を要求される部品の材料として好適である。ただし、本実施形態に係る鋼を焼入れ用鋼として用いる場合に、熱処理条件は特に限定されず、用途に応じて適宜選択することができる。
　本実施形態に係る鋼の用途は特に限定されないが、冷間鍛造及び焼入れによって製造される高強度機械部品、特に高強度ボルトに適用されることが好適である。冷間鍛造性が高い本実施形態に係る鋼を高強度機械部品の材料として用いる場合、冷間鍛造時の金型の損耗を抑制し、金型の寿命が向上できる。また、高価な金型のコストを低減できるので、特に引張強さが８００ＭＰａ以上の高強度ボルトの製造コストの低減に寄与することができる。
　次に、実施例を用いて本発明を説明するが、本発明は、以下の例に限定されない。
　まず、表１－１及び表１－２に示す化学成分を有する鋼を転炉により溶製し、更に連続鋳造により鋳片とした。なお、表１－１及び表１－２において、含有量が不純物水準以下である元素については、その含有量の表示を空白とし、Ｎ固定指数ＩＦＮ及びＴｉ－Ｎｂ系析出物生成指数ＩＰの算出の際は「０質量％」と見なした。また、表１－１及び表１－２において、本発明の規定範囲外である値には下線を付した。これにより得られた鋳片に、鋳片表面割れが生じているか否かを確認した。鋳片表面割れの確認においては、チェックスカーフによって鋳片表面のスケールを除去した後、鋳片表面を観察し、割れ深さを調査した。鋳片の表面に深さ１ｍｍ以上の割れが検出されたものは、連続鋳造時の鋳片表面割れ「あり」と判定し、製造性について「不合格」と判定した。製造性評価結果を表２－１及び２－２に示す。
　この鋳片に必要に応じて均熱拡散処理、分塊圧延を行い、断面が１６２ｍｍ角（縦１６２ｍｍ×横１６２ｍｍ）の線材圧延用の素材（鋼片）を得た。次に、鋼片を１０００～１２８０℃程度の温度で加熱し、引き続いて線材圧延を行うことによって、直径１０ｍｍの線材（ばね用鋼）とした。
　圧延後の線材からビッカース硬さ測定用の試験片を切り出した。具体的には、圧延方向に対して平行方向で、線材の中心軸を含む断面を有する試験片を切り出した。切り出した断面に対して研磨を行った後、線材の表面から線材の直径の１／４の深さの部位（１／４部）のビッカース硬さを測定した。試験荷重は１０ｋｇｆとし、４点を測定した平均値を「圧延後硬さ」として表２－１及び表２－２に記載し、これを冷間鍛造用の金型の寿命を予測する指標とした。圧延材の硬さがＨＶ１８０を超えるものについては、冷間鍛造用の金型の寿命の十分な改善効果が得られないので「冷間鍛造性」が「不合格」であると判定した。冷間鍛造性の評価結果を表２－１及び２－２に示す。
　また、線材をボルト形状に加工する際の伸線や冷間鍛造（冷間加工）の影響をシミュレートするために、線材に対して減面率７０％の冷間引き抜き加工を行った後、８４０℃～１１００℃の温度に３０分間加熱し、水冷による焼入れを行って、オーステナイト組織をマルテンサイト組織の旧オーステナイト粒界として凍結した。その後、焼入れを行った試験片に対して必要に応じてＡ１点以下の温度域で焼戻しを行い、圧延・引抜方向に対して平行方向で、引き抜き材の中心を含む断面を有する試験片を切り出した。切り出した試験片の断面に対して研磨を行った後、腐食によって旧オーステナイト粒界を現出し、光学顕微鏡で観察することによって、焼入れ及び焼戻し後の旧オーステナイト結晶粒度を測定した。旧オーステナイト結晶粒度の測定は、ＪＩＳＧ０５５１に準じて行った。測定視野は倍率４００倍で１０視野以上とし、旧オーステナイト粒度が５番以下の大きな結晶粒が１つでも存在する試験片は、粗大粒が発生しているものと判定した。種々の温度に加熱した試験片に対して旧オーステナイト粒度の観察・測定を行うことにより明らかになる、粗大粒が発生する限界（最低）の加熱温度を、その試験片の結晶粒粗大化温度と定義し、耐結晶粒粗大化特性の指標とした。結晶粒粗大化温度が９００℃以下のものは耐結晶粒粗大化特性に劣るので「不合格」と判定した。結晶粒粗大化温度測定結果を表２－１及び表２－２に示す。
　表２－１及び表２－２より、本発明例であるＡ１～Ａ３２は圧延後の線材の硬さが低く、冷間鍛造用金型の寿命を向上させることが期待できるので、冷間鍛造性に優れており、冷間加工後の焼入れ加熱時において９００℃を超えて加熱しても粗大粒が発生せず、しかも連続鋳造時に鋳片の表面割れが発生しないので鋳片の屑化率が低く、従って製造性に優れていることが明らかである。なお、上述の旧オーステナイト結晶粒度測定のための熱処理を行った後の本発明例Ａ１～Ａ３２は、すべて８００ＭＰａ以上の引張強さを有していた。
　これに対して比較例の場合には、上記冷間鍛造性、粗大粒防止特性、製造性のいずれかが劣っている。すなわち、Ｂ１～Ｂ４はＢｉ添加量が多すぎるので熱間延性が低下し、製造性が劣った。Ｂ５～Ｂ７はＢｉが添加されていない、あるいは添加量が少なすぎるので粗大粒防止特性が劣った。Ｂ８、Ｂ９はＴｉの添加量が多すぎる、あるいはＴｉ添加量に対してＮ含有量が少量でＴｉ－Ｎｂ系析出物生成指数ＩＰが超過したので圧延後の線材の硬さが高く、冷間鍛造性に劣った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本発明によれば、冷間鍛造時の軟質化と、冷間鍛造後の焼入れ時の粗大粒の発生の抑制との両方を達成することができる鋼を提供できる。また、本発明に係る鋼は、鋳造時や圧延時に割れが生じることがなく、さらに製造設備に負荷を掛けない範囲内の条件で製造可能であるので、製造性に優れる。本発明に係る鋼を冷間鍛造部品に適用することで、冷間鍛造時の金型の損耗を抑制し、金型の寿命が向上できる。また、本発明に係る鋼を冷間鍛造部品に適用することで、高価な金型のコストを低減できるので、特に引張強さが８００ＭＰａ以上の高強度ボルトの製造コストの低減に寄与することができる。さらに、本発明に係る鋼は切削性にも優れる。そのため、本発明は産業上の貢献が極めて大きい。

Claims (5)

  1. 　化学成分が、単位質量％で、
    　Ｃ：０．１５％～０．４０％、
    　Ｍｎ：０．１０％～１．５０％、
    　Ｓ：０．００２～０．０２０％、
    　Ｔｉ：０．００５％～０．０５０％、
    　Ｂ：０．０００５～０．００５０％、
    　Ｂｉ：０．００１０％～０．０１００％、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｎ：０．０１００％以下、
    　Ｓｉ：０％以上０．３０％未満、
    　Ｃｒ：０～１．５０％、
    　Ａｌ：０～０．０５０％、
    　Ｍｏ：０～０．２０％、
    　Ｃｕ：０～０．２０％、
    　Ｎｉ：０～０．２０％、及び
    　Ｎｂ：０～０．０３０％を含有し、
    残部がＦｅおよび不純物からなる
    ことを特徴とする鋼。
  2. 　前記化学成分が、単位質量％で、
    　Ｓｉ：０．０１％以上０．３０％未満、
    　Ｃｒ：０．０１～１．５０％、及び
    　Ａｌ：０．００１～０．０５０％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１に記載の鋼。
  3. 　前記化学成分が、単位質量％で、
    Ｍｏ：０．０２～０．２０％、
    Ｃｕ：０．０２～０．２０％、
    Ｎｉ：０．０２～０．２０％、及び
    Ｎｂ：０．００２～０．０３０％
    からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する
    ことを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼。
  4. 　以下の式１によって定義されるＮ固定指数ＩＦＮが０以上であることを特徴とする請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼。
    ＩＦＮ＝［Ｔｉ］－３．５×［Ｎ］…（式１）
    　ここで［Ｔｉ］は単位質量％でのＴｉ含有量であり、［Ｎ］は単位質量％でのＮ含有量である。
  5. 　以下の式２によって定義されるＴｉ－Ｎｂ系析出物生成指数ＩＰが０．０１００以下であることを特徴とする請求項１～４のいずれか一項に記載の鋼。
    ＩＰ＝０．３×［Ｔｉ］＋０．１５×［Ｎｂ］－［Ｎ］…（式２）
    　ここで［Ｔｉ］は単位質量％でのＴｉ含有量であり、［Ｎｂ］は単位質量％でのＮｂ含有量であり、［Ｎ］は単位質量％でのＮ含有量である。
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