(57)【要約】【課題】  冷間鍛造後、焼ならしや焼なましを施すことなく、９５０℃以上で浸炭焼入れでき、浸炭処理時に安定して結晶粒の粗大化を防止できる機械構造用鋼材を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．１２〜０．２７％、Ｓｉ：０．３０〜０．７０％、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％、Ｎ：０．０１０〜０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼からなり、該鋼を１２５０℃以上で２時間以上加熱後、鋼片に圧延冷却し、該鋼片を８００℃〜１０５０℃に加熱後に圧延した鋼材で、直径が１００ｎｍ以上のＡｌ窒化物とＮｂ系炭窒化物の個数が０．０５個／μｍ2未満含有する冷間鍛造後に９５０℃〜１０００℃の浸炭焼入工程において粒度番号６番以下の粗大粒の発生を安定的に制御できる機械構造用鋼材。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１２〜０．２７％、Ｓｉ：０．３０〜０．７０％、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％、Ｎ：０．０１０〜０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を鋳造し、鋳造した鋼を１２５０℃以上で２時間以上加熱した後、鋼片に圧延して冷却し、ついで該鋼片を８００℃〜１０５０℃の温度域に加熱後に圧延して、直径が１００ｎｍ以上のＡｌ窒化物とＮｂ系炭窒化物の個数を０．０５個／μｍ2未満としたことを特徴とする冷間鍛造後に９５０℃〜１０００℃の浸炭焼入工程においても粒度番号が６番以下の粗大粒の発生を安定的に制御できる機械構造用鋼材の製造方法。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．１２〜０．２７％、Ｓｉ：０．３０〜０．７０％、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０．０２〜０．０８％、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を鋳造し、鋳造した鋼を１２５０℃以上で２時間以上加熱した後、鋼片に圧延して冷却し、ついで該鋼片を８００℃〜１０５０℃の温度域に加熱後に圧延して、直径が１００ｎｍ以上のＮｂ系炭化物の個数を０．０５個／μｍ2未満としたことを特徴とする冷間鍛造後に９５０℃〜１０００℃の浸炭焼入工程においても粒度番号が６番以下の粗大粒の発生を安定的に制御できる機械構造用鋼材の製造方法。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．１２〜０．２７％、Ｓｉ：０．３０〜０．７０％、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％、Ｎ：０．０１０〜０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼からなり、個数が０．０５個／μｍ2未満である直径が１００ｎｍ以上のＡｌ窒化物とＮｂ系炭窒化物を含有する鋼材であることを特徴とする冷間鍛造後に９５０℃〜１０００℃の浸炭焼入工程においても粒度番号が６番以下の粗大粒の発生を安定的に制御できる機械構造用鋼材。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．１２〜０．２７％、Ｓｉ：０．３０〜０．７０％、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０．０２〜０．０８％、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼からなり、個数が０．０５個／μｍ2未満である直径が１００ｎｍ以上のＮｂ系窒化物を含有する鋼材であることを特徴とする冷間鍛造後に９５０℃〜１０００℃の浸炭焼入工程においても粒度番号が６番以下の粗大粒の発生を安定的に制御できる機械構造用鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷間鍛造で成形される浸炭部品の浸炭鋼の製造方法およびおよび該製造方法からなる鋼材に関し、特に冷間鍛造後に焼ならし処理を追加しなくても、さらに浸炭しても、安定した結晶粒度特性が得られる機械構造用鋼材の製造方法および該鋼材に関する。
【背景技術】
【０００２】
冷間鍛造や冷間加工といった冷間工法は自動車駆動系部品などの部品製造におけるコストダウンに対して有利な工法である。しかし、冷間加工後に直接的に浸炭処理を施して部品を製造する場合、冷間加工の影響や、あるいは浸炭初期に微細なオーステナイト粒が形成される影響により、浸炭時にかえって結晶粒が粗大化しやすいという問題を有する。すなわち、結晶粒が粗大化すると部品強度が低下する場合があるので、結晶粒粗大化抑制が不可欠である。この課題があるために、冷間工法のコストメリットを十分に活かすことができていないのが現状である。
【０００３】
従来は、化学成分の限定、球状化焼なまし後のラメラーパーライト面積率の制限、球状化焼なまし条件の限定を加えることにより、冷間鍛造もしくは冷間加工、および必要に応じた切削加工を行って所定の形状に加工してから、浸炭処理を行った場合に、結晶粒粗大化を起こしにくい機械構造用鋼およびその製造方法が提案されている（例えば、特許文献１参照。）。
一方、第２相である析出物を制御することで結晶粒の粗大化防止を目指した技術が開発されて多数出願されている（例えば、特許文献２〜１４参照。）。しかし、これら技術では、冷間鍛造もしくは冷間加工後に高温で直接浸炭を行った場合、浸炭後に整細粒を安定的に維持することは困難であり、それらの条件を限定する必要がある。
【０００４】
ところで、部品を冷間加工後に浸炭温度まで加熱する過程で、冷間加工時のひずみの影響により、一旦フェライトが微細に再結晶する段階を経てからオーステナイトに変態することが浸炭初期の微細なオーステナイト粒の形成を促している。そこで、従来技術として冷間加工後に熱処理を行い、前述のフェライト再結晶の駆動力となるひずみエネルギーを解放させることを通じて、浸炭時の結晶粒粗大化を抑制する方法がある（例えば、非特許文献１参照）。しかし、この方法により新たな工程が追加されるため、この方法は部品コストダウンの観点からは利用しにくい。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１０−２４２２０９号公報
【特許文献２】特開平４−２４７８４８号公報
【特許文献３】特開平８−１９９３０３号公報
【特許文献４】特開平９−５９７４５号公報
【特許文献５】特開平１０−８１９３８号公報
【特許文献６】特開２０００−６３９４３号公報
【特許文献７】特開２００１−２００３８号公報
【特許文献８】特開２００１−２７９３８３号公報
【特許文献９】特開平４−１７６８１６号公報
【特許文献１０】特許第２７１６３０１号公報
【特許文献１１】特開平１０−１３０７２０号公報
【特許文献１２】特開平１０−１５２７５４号公報
【特許文献１３】特開平１１−５０１９１号公報
【特許文献１４】特開２００１−３０３１７４号公報
【非特許文献】
【０００６】
【非特許文献１】Ｋ．Ｃ．Ｅｖａｎｓｏｎ，Ｇ．Ｋｒａｕｓｓ  ａｎｄ  Ｄ．Ｋ．Ｍａｔｌｏｃｋ：Ｇｒａｉｎ  Ｇｒｏｗｔｈ  ｉｎ  Ｐｏｌｉｃｒｙｓｔａｌｌｉｎ  Ｍａｔｅｒｉａｌｓ  ＩＩＩ，ｅｄ．ｂｙＨ．Ｗｅｉｌａｎｄ，Ｂ．Ｌ．Ａｄａｍｓ  ａｎｄ  Ａ．Ｄ．ｒｏｌｌｅｔ，ＴＭＳ，Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ，ＰＡ（１９９３），５９９．
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明が解決しようとする課題は、冷間鍛造した後、焼ならしや焼なましを施すことなく、９５０℃以上で浸炭焼入れし得る機械構造用鋼材の製造方法およびその方法からなる鋼材であって、浸炭処理時に安定して結晶粒の粗大化を防止することのできる機械構造用鋼材の製造方法および該方法からなる機械構造用鋼材を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
上記の課題を解決するための手段は、第１の手段では、質量％で、Ｃ：０．１２〜０．２７％、Ｓｉ：０．３０〜０．７０％、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％、Ｎ：０．０１０〜０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を鋳造し、鋳造した鋼を１２５０℃以上で２時間以上加熱した後、鋼片に圧延して冷却し、ついで該鋼片を８００℃〜１０５０℃の温度域に加熱後に圧延して、直径が１００ｎｍ以上のＡｌ窒化物とＮｂ系炭窒化物の個数を０．０５個／μｍ2未満としたことを特徴とする冷間鍛造後に９５０℃〜１０００℃の浸炭焼入工程においても粒度番号が６番以下の粗大粒の発生を安定的に制御できる機械構造用鋼材の製造方法である。
【０００９】
第２の手段では、質量％で、Ｃ：０．１２〜０．２７％、Ｓｉ：０．３０〜０．７０％、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０．０２〜０．０８％、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼を鋳造し、鋳造した鋼を１２５０℃以上で２時間以上加熱した後、鋼片に圧延して冷却し、ついで該鋼片を８００℃〜１０５０℃の温度域に加熱後に圧延して、直径が１００ｎｍ以上のＮｂ系炭化物の個数を０．０５個／μｍ2未満としたことを特徴とする冷間鍛造後に９５０℃〜１０００℃の浸炭焼入工程においても粒度番号が６番以下の粗大粒の発生を安定的に制御できる機械構造用鋼材の製造方法である。
【００１０】
第３の手段では、質量％で、Ｃ：０．１２〜０．２７％、Ｓｉ：０．３０〜０．７０％、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％、Ｎ：０．０１０〜０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼からなり、個数が０．０５個／μｍ2未満である直径が１００ｎｍ以上のＡｌ窒化物とＮｂ系炭窒化物を含有する鋼材であることを特徴とする冷間鍛造後に９５０℃〜１０００℃の浸炭焼入工程においても粒度番号が６番以下の粗大粒の発生を安定的に制御できる機械構造用鋼材である。
【００１１】
第４の手段では、質量％で、Ｃ：０．１２〜０．２７％、Ｓｉ：０．３０〜０．７０％、Ｍｎ：０．１０〜０．６０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．８０〜２．００％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎｂ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：０．０２〜０．０８％、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼からなり、個数が０．０５個／μｍ2未満である直径が１００ｎｍ以上のＮｂ系窒化物を含有する鋼材であることを特徴とする冷間鍛造後に９５０℃〜１０００℃の浸炭焼入工程においても粒度番号が６番以下の粗大粒の発生を安定的に制御できる機械構造用鋼材である。
【発明の効果】
【００１２】
本願発明の鋼材は、第１の手段の製造方法とすることで、第３の手段の直径が１００ｎｍ以上のＡｌ窒化物とＮｂ系炭窒化物の個数が０．０５個／μｍ2未満であり、かつ、浸炭処理を行なっても粒度番号が７以上に安定して微細な結晶粒の機械構造用鋼材が的確に得られる。さらに第２の手段の製造方法とすることで、第４の手段の直径が１００ｎｍ以上のＮｂ系炭化物の個数が０．０５個／μｍ2未満であり、かつ、浸炭処理を行なっても粒度番号が７以上に安定して微細な結晶粒の機械構造用鋼材が的確に得られる。しかも、第１の手段および第２の手段の製造方法で得られた第３の手段および第４の手段の機械構造用鋼は共に耐結晶粒粗大化特性に優れた機械構造用のはだ焼鋼材である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
先ず、本願発明における鋼材の化学成分の限定理由について、以下に説明する。なお、各化学成分元素の％は質量％である。
【００１４】
Ｃ：０．１２〜０．２７％
Ｃは、機械構造用部品用の鋼材としての焼入焼戻し後の強度、もしくは浸炭焼入焼戻し後の芯部強度を確保するために必要な元素である。Ｃの範囲は０．１２％未満では、強度を確保できず、０．２７％を超えると、素材の硬度が上昇して加工性が低下する。そこでＣは０．１２〜０．２７％とする。
【００１５】
Ｓｉ：０．３０〜０．７０％
Ｓｉは、脱酸に必要な元素であると共に、鋼に必要な強度焼入性を付与し、また一定量以上の添加で浸炭異常層深さを浅くする効果がある。その効果を得るため、Ｓｉは０．３０％以上の添加が必要である。一方、Ｓｉは０．７０％を超えると素材の硬度を高めるため、加工性を低下させる。そこでＳｉは０．３０〜０．７０％とする。
【００１６】
Ｍｎ：０．１０〜０．６０％
Ｍｎは、焼入性を確保するために必要な元素である。しかし、Ｍｎが０．１０％未満では焼入性への効果は十分に得られず、０．６０％を超えると機械加工性を低下させると同時に、浸炭時の結晶粒の粗大化が発生し易くなる。そこでＭｎは０．１０〜０．６０％とする。
【００１７】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、スクラップから含有される不可避な元素であるが、Ｐは０．０３０％より多いと粒界に偏析して衝撃強度や曲げ強度などの特性を低下させる。そこでＰは０．０３０％以下とする。
【００１８】
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、被削性を向上させる元素であるが、Ｓは０．０３０％より多いと非金属介在物であるＭｎＳを生成して横方向の靱性および疲労強度を低下する。そこでＳは０．０３０％以下とする。
【００１９】
Ｃｒ：０．８０〜２．００％
Ｃｒは、焼入性を確保するためと浸炭時の結晶粒の粗大化を防止するために必要な元素である。しかし、Ｃｒが０．８０％未満ではこれらの効果を十分に得られず、２．００％を超えると浸炭時に粗大な炭化物が生成し疲労特性の低下を招き、また素材硬度を上昇させて機械加工性を低下させる。そこでＣｒは０．８０〜２．００％とする。
【００２０】
Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％
Ａｌは、脱酸材として使用される元素である。この効果を得るため、Ａｌは０．０１０％以上の添加が必要である。一方、Ａｌを０．０５０％を超えて添加すると大型のアルミナ系介在物を形成し、疲労特性および加工性を低下する。そこで、Ａｌは０．０１０〜０．０５０％とする。
【００２１】
Ｎｂ：０．０２〜０．０８％
Ｎｂは、炭化物や炭窒化物を形成し、結晶粒粗大化防止効果をもたらす。特に鋼中に微細に分散したナノオーダーサイズのＮｂ系炭化物またはＮｂ系炭窒化物が結晶粒の成長を抑制する。Ｎｂが０．０２％未満では、その効果は得られず、０．０８％を超えると析出物の量が過剰となり加工性を低下する。そこで、Ｎｂは０．０２〜０．０８％とする。
【００２２】
第１の手段では、Ｎ：０．０１０〜０．０２０％以下、第２の手段では、Ｎ：０．００８０％以下
Ｎは、鋼中のＡｌやＮｂと反応してＡｌ窒化物やＮｂ系炭窒化物を形成し、浸炭時におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を防止する作用を有する。しかし、Ｎが０．０１０％未満であると結晶粒粗大化を防止する効果が小さく、０．０２０％より多すぎると窒化物が増加して疲労強度および加工性が低下する。そこで第１の手段では、Ｎは０．０１０〜０．０２０％とする。
第２の手段では、第１の手段の鋼成分に、さらにＢとＴｉを添加した鋼である。このようにＢとＴｉを添加した場合は、Ｎを以下のように規定する必要がある。すなわち、Ｎが０．００８０％より多すぎると、ＴｉＮが過剰に生成して疲労強度を低下し、さらに加工性が低下する。そこで、第２の手段でＴｉを添加する場合は、Ｎを０．０８０％以下とする。
【００２３】
Ｔｉ：０．０２〜０．０８％
Ｔｉは、炭化物を形成し、結晶粒粗大化を防止する効果をもたらす。さらに、ＴｉはＮと結合することにより、ＢがＢＮとなることを防ぐ。その効果を得る場合には、Ｔｉを０．０２％以上添加する必要がある。一方、Ｔｉが０．０８％を超える添加は、機械加工性を損なうので、０．０８％以下とする。そこで、Ｔｉは０．０２〜０．０８％とする。
【００２４】
Ｂ：０．０００５〜０．００３５％
Ｂは、極少量の含有によって鋼の焼入性を著しく向上させる元素であり、添加することによって他の合金元素の添加量を減らすことができるため、鋼材コストを下げるのに有効である。Ｂは、０．０００５％未満では焼入性の向上効果が小さく、一方、０．００３５％を超えると強度を低下させる。そこで、Ｂは０．０００５〜０．００３５％とする。
【００２５】
本発明の鋳造による鋼を１２５０℃以上で２時間以上加熱した後、鋼片に圧延して冷却し、ついで該鋼片を８００℃〜１０５０℃の温度域に加熱する理由
鋳造による鋼を１２５０℃以上で２時間以上加熱することにより、第１の手段ではＡｌ窒化物およびＮｂ系炭窒化物を固溶させ、あるいは第２の手段ではＮｂ系炭化物を固溶させ、ついで８００℃〜１０５０℃の温度域に加熱することで９５０℃の浸炭時に微細にかつ多くのナノオーダーから数十ナノオーダーのＡｌ窒化物、Ｎｂ系炭窒化物、あるいはＮｂ系炭化物を分散させている。１２５０℃未満の加熱または１２５０℃以上でも１２５０℃以上保持する時間が２時間未満であれば、Ａｌ窒化物、Ｎｂ系炭窒化物、あるいはＮｂ系炭化物が充分に固溶せず、鋳造時に析出した１００ｎｍ以上の粗大なＡｌ窒化物、Ｎｂ系炭窒化物、あるいはＮｂ系炭化物が残留する。この１００ｎｍ以上の粗大なＡｌ窒化物、Ｎｂ系炭窒化物、あるいはＮｂ系炭化物が残留すると、結晶粒粗大化防止に有効なＡｌ窒化物、Ｎｂ系炭窒化物、あるいはＮｂ系炭化物が少なくなると同時に、８００℃〜１０５０℃の加熱時や浸炭時にオストワルド成長して、周辺の微細なＡｌ窒化物、Ｎｂ系炭窒化物、あるいはＮｂ系炭化物を減少させることで、分散状態が不均一となり、結晶粒度特性は劣化する。そこで、本発明では、加熱温度を１２５０℃以上で保持時間を２時間以上とした。さらに、鋼片圧延して冷却後に１０５０℃を超える温度域へ加熱後に圧延した場合、Ａｌ窒化物、Ｎｂ系炭窒化物、あるいはＮｂ系炭化物は成長して、結晶粒の粗大化防止効果が小さくなる。鋼片圧延して冷却後に８００℃未満の温度域に加熱後に圧延した場合、圧延後の結晶粒が小さくなり、浸炭時の結晶粒度特性を劣化させる。そこで、本発明では、鋳造による鋼を１２５０℃以上で２時間以上加熱した後、鋼片に圧延して冷却し、ついで該鋼片を８００℃〜１０５０℃の温度域に加熱する。
【００２６】
直径が１００ｎｍ以上のＡｌ窒化物とＮｂ系炭窒化物、あるいはＮｂ系炭化物は個数で０．０５個／μｍ2未満とする理由
１００ｎｍ以上の析出物が０．０５個／μｍ2以上の場合は、結晶粒粗大化防止に有効なＡｌ窒化物、Ｎｂ系炭窒化物、あるいはＮｂ系炭化物が不足し、かつ、８００℃〜１０５０℃の加熱時や浸炭時にオストワルド成長して、周辺の微細なＡｌ窒化物、Ｎｂ系炭窒化物、あるいはＮｂ系炭化物を減少させることで、分散状態が不均一となり、結晶粒度特性は劣化する。一方、１００ｎｍ以上の析出物が０．０５個／μｍ2未満の場合は、結晶粒粗大化防止に有効なＡｌ窒化物、Ｎｂ系炭窒化物、あるいはＮｂ系炭化物を確保できるのと同時に、これらのＡｌ窒化物、Ｎｂ系炭窒化物、あるいはＮｂ系炭化物を均一に分散させることが出来るために優れた結晶粒度特性が得られる。そこで、直径が１００ｎｍ以上のＡｌ窒化物とＮｂ系炭窒化物、あるいはＮｂ系炭化物は個数で０．０５個／μｍ2未満とする。
【００２７】
冷間鍛造後の浸炭焼入れ条件を９５０℃〜１０００℃とする理由
浸炭焼入れ処理の条件が９５０℃未満の場合、炭素の拡散速度が遅くなり、十分に浸炭されない可能性が生じる。また、条件が１０００℃以上の場合、オーステナイト粒のオストワルド成長が促進されることと、Ｎｂ系炭化物のオストワルド成長が促進されてピン止め力が減少することから、混粒組織となる可能性がある。そこで、冷間鍛造後の浸炭焼入れ条件は、９５０℃〜１０００℃とする。
【００２８】
表１に示す比較鋼と発明鋼の化学成分からなり、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋳造による鋼素材である鋼塊または該鋼塊からなるブルームを、表２に示す各鋼片圧延加熱温度に加熱して鋼片圧延を行い、そのまま室温まで冷却した後、さらに表２に示す棒鋼圧延温度に加熱して棒鋼圧延を行って棒鋼を製造した。さらに、これらの棒鋼は切断後、球状化焼鈍を施した後、７０％冷間据え込みを行い、焼ならしや焼なましを行うことなく、９５０℃以上の浸炭温度で擬似浸炭焼入を施して結晶粒の観察を行った。さらに、電子顕微鏡にて１００ｎｍ以上のＡｌ窒化物とＮｂ系炭窒化物、あるいはＮｂ系炭化物の粒子数を測定した。
【００２９】
【表１】
2015108182.tif 000002
【００３０】
【表２】
2015108182.tif 000003
【００３１】
本発明では、表１の発明鋼に、１２５０℃以上に加熱して鋼片圧延し、室温まで冷却した後、さらに８００℃〜１０５０℃に加熱して棒鋼圧延を行い、９５０℃〜１０００℃の温度で擬似浸炭焼入れを実施した、表２に示す実施例のＮｏ．１２、Ｎｏ．１３、Ｎｏ．１６、Ｎｏ．１７、Ｎｏ．２０、Ｎｏ．２３、Ｎｏ．２５およびＮｏ．２６の各鋼は、浸炭後の結晶粒の最大粒度がＮｏ．７以上と優れることが確認された。