(57)【要約】【課題】疲れ強度、衝撃強度等の強度を低下することなく、冷間加工性および被削性を向上させた機械構造用鋼を提供すること。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１０〜０．７０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、Ｓ：０．０１０〜０．１３０％、Ｎ：０．０００５〜０．０２５％およびＯ：０．０００６〜０．００２０％を含有し、さらにＴｉ：０．００２〜０．０１５％、Ｚｒ：０．００２〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００２〜０．０１５％、Ｈｆ：０．００５〜０．０３０％およびＴａ：０．００５〜０．０３０％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ鋼中に存在するＭｎＳの最大長さが１００μｍ以下であり、単位面積中に存在する長さが２μｍ以上のＭｎＳの個数が２０００個／ｍｍ２  以上であることを特徴とする機械構造用鋼。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下同じ）、Ｃ：０．１０〜０．７０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、Ｓ：０．０１０〜０．１３０％、Ｎ：０．００５〜０．０３０％およびＯ：０．０００６〜０．００２０％を含有し、さらにＴｉ：０．００２〜０．０１５％、Ｚｒ：０．００２〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００２〜０．０１５％、Ｈｆ：０．００５〜０．０３０％およびＴａ：０．００５〜０．０３０％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ鋼中に存在するＭｎＳの最大長さが１００μｍ以下であり、単位面積中に存在する長さが２μｍ以上のＭｎＳの個数が２０００個／ｍｍ２  以上であることを特徴とする機械構造用鋼。
【請求項２】
Ｃ：０．１０〜０．７０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、Ｓ：０．０１０〜０．１３０％、Ｎ：０．０１０５〜０．０３０％およびＯ：０．０００６〜０．００２０％を含有し、さらにＮｂ：０．００２〜０．２００％およびＡｌ：０．０２０〜０．０６０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ鋼中に存在するＭｎＳの最大長さが１００μｍ以下であり、単位面積中に存在する長さが２μｍ以上のＭｎＳの個数が２０００個／ｍｍ２  以上であることを特徴とする機械構造用鋼。
【請求項３】
上記残部のＦｅの一部に代えてＣｕ：１．００％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｒ：３．００％以下およびＭｏ：１．００％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２記載の機械構造用鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、機械構造用鋼、詳細には疲れ強度、衝撃強度等の強度を低下することなく、冷間加工性および被削性を向上させた機械構造用鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、機械構造用鋼は、歯車、クランク軸、ナックル、スプライン軸等の多くの機械部品に用いられている。これらの機械部品は、熱間鍛造等の熱間加工で粗加工した後、切削加工によって所望の最終形状に仕上げて製造するのが一般的である。
【０００３】
この機械構造用鋼等の鋼においては、鋼中に存在するＭｎＳ等の介在物が材料、部品の強度を低下する原因となっているため、ＭｎＳを生成する元素であるＳの含有量を低下させるのが一般的である。
また、近年製造コストを低下するため、冷間鍛造によって機械部品を製造する場合が増加しており、ＭｎＳ等の介在物が存在すると割れ発生を助長する等の理由から、鋼中の介在物を低減している。
【０００４】
一方、快削鋼の代表的な鋼種であるＳ含有快削鋼（例えば、ＪＩＳ  ＳＵＭ１１〜４３、Ｓを含有させたＳＣＭ４２０等）では、被削性を改善するために適度のＭｎＳを鋼中に存在させておくことが有利であることが知られており、０．１％程度のＳを含有させた快削鋼も実用化されている。
また、熱間鍛造用鋼の被削性を改善するためにＳを０．０１〜０．２％含有させるとともに、Ｔｉを０．０４〜１．０％含有させて硫化物の形態を変えることにより、鍛造後の被削性を向上させることが知られている（例えば、特許文献１参照。）。
【０００５】
【特許文献１】
特開２０００−２６９３３号公報
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、機械構造用鋼の被削性を改善する目的で単にＳ含有量を増加すると、大型のＭｎＳを生成しやすくなり、冷間加工性や疲れ強度、衝撃強度等の強度が低下するので、冷間加工性および疲れ強度、衝撃強度等の強度を低下することなく、被削性を改善することは達成できなかった。
本発明は、疲れ強度、衝撃強度等の強度を低下することなく、冷間加工性および被削性を向上させた機械構造用鋼を提供することを課題とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するため、Ｓ含有を増加した機械構造用鋼の強度および冷間加工性を低下させる原因、その解決方法等について鋭意研究していたところ、Ｓ含有を増加して被削性を改善するとともに、冷間加工性を改善し、かつ疲れ強度、衝撃強度等の強度を維持するには、鋼中に存在しているＭｎＳの個数を増加させるとともに、割れ発生や破壊の起点となりやすい大型のＭｎＳの生成を防止することが必要であること、具体的には、長さが２μｍ以上のＭｎＳを２０００個／ｍｍ２  以上分散させるとともに、鋼中に存在するＭｎＳの最大長さを１００μｍ以下に制御することが必要であること、２μｍ以上のＭｎＳを２０００個／ｍｍ２  以上に分散させるとともに、鋼中に存在するＭｎＳの最大寸法を１００μｍ以下にするには、ＮおよびＯの含有量を所定の範囲内にするとともに、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＨｆおよびＴａのうちの１種または２種以上を所定の含有量の範囲内にすることによって達成できること、これらにＮｂ：０．００２〜０．２００％およびＡｌ：０．０２０〜０．０６０％を含有させると浸炭処理時の結晶粒の粗大化が防止されること等の知見を得た。
本発明は、これらの知見に基づいて発明をされたものである。
【０００８】
すなわち、本発明の機械構造用鋼においては、Ｃ：０．１０〜０．７０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、Ｓ：０．０１０〜０．１３０％、Ｎ：０．００５〜０．０３０％およびＯ：０．０００６〜０．００２０％を含有し、さらにＴｉ：０．００２〜０．０１５％、Ｚｒ：０．００２〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００２〜０．０１５％、Ｈｆ：０．００５〜０．０３０％およびＴａ：０．００５〜０．０３０％のうちの１種または２種以上を含有し、さらに必要に応じてＣｕ：１．００％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｒ：３．００％以下およびＭｏ：１．００％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ鋼中に存在するＭｎＳの最大長さが１００μｍ以下であり、単位面積中に存在する長さが２μｍ以上のＭｎＳの個数が２０００個／ｍｍ２  以上であるものとすることである。
【０００９】
また、本発明の機械構造用鋼においては、Ｃ：０．１０〜０．７０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．５０％、Ｓ：０．０１０〜０．１３０％、Ｎ：０．０１０〜０．０３０％およびＯ：０．０００６〜０．００２０％を含有し、またＮｂ：０．００２〜０．０１５％およびＡｌ：０．０２０〜０．０６０％を含有し、さらに必要に応じてＣｕ：１．００％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｒ：３．００％以下およびＭｏ：１．００％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ鋼中に存在するＭｎＳの最大長さが１００μｍ以下であり、単位面積中に存在する長さが２μｍ以上のＭｎＳの個数が２０００個／ｍｍ２  以上であるものとすることである。
【００１０】
【作用】
本発明の機械構造用鋼は、ＮおよびＯの含有量を所定の範囲内にすると同時にＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＨｆおよびＴａのうちの１種または２種以上の含有量を所定の範囲内で含有させるとともに、さらにＭｎＳの寸法を最大長さで１００μｍ以下であり、単位面積中に存在するＭｎＳの最大長さが２μｍ以上の個数を２０００個／ｍｍ２  以下にしているので、Ｓ含有量を増加しても強度が低することなく、冷間加工性および被削性を向上させることができる。
【００１１】
また、ＮおよびＯの含有量を所定の範囲内にし、かつＮｂおよびＡｌの含有量を所定の範囲内で含有させるとともに、ＭｎＳの寸法を最大長さで１００μｍ以下であり、単位面積中に存在するＭｎＳの最大長さが２μｍ以上の個数を２０００個／ｍｍ２  以下にしているので、Ｓ含有量を増加しても強度が低下することなく、冷間加工性および被削性を向上させることができ、また浸炭処理時に結晶粒の粗大化を防止することができる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
次に、本発明の機械構造用鋼の成分組成を上記のように特定した理由を説明する。
Ｃ：０．１０〜０．７０％
Ｃは、鋼材の強度を高くすると共に、焼入性を高くするので、それらのために含有させる元素である。それらの作用効果を得るためには０．１０％以上含有させる必要があるが、多くなると硬くなり過ぎて被削性を低下させるので、上限を０．７０％とする。好ましい上限は０．５５％である。
【００１３】
Ｓｉ：０．０５〜１．００％
Ｓｉは、鋼溶製時の脱酸剤であり、基地に固溶して強度を高めるので、それらのために含有させる元素である。それらの作用効果を得るためには０．０５％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると硬くなって冷間加工性および被削性を低下させるので、上限を１．００％とする。
【００１４】
Ｍｎ：０．３０〜１．５０％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に鋼溶製時の脱酸剤であり、また焼入れ性を向上させるので、それらのために含有させる元素である。それらの作用効果を得るためには０．３０％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると硬くなって冷間加工性および被削性を低下させるので、上限を１．５０％とする。
【００１５】
Ｓ：０．０１０〜０．１３０％
Ｓは、被削性を向上させるので、そのために含有させる元素である。その作用効果を得るためには０．０１０％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると冷間加工性および熱間加工が低下するので、上限を０．１３０％とする。
従来、鋼を冷間鍛造等の冷間加工に使用する場合には、Ｓ含有量を０．０２０％以下にするのが一般的であるが、本発明においてはＳ含有量を増加しても冷鍛割れなどの割れの発生を抑制することができるので、上限を０．１３０％とすることができる。
【００１６】
Ｎ：０．００５〜０．０３０％
Ｎは、本発明において重要な元素であり、ＭｎＳの微細化するために必要不可欠な元素である。Ｔｉ、Ｚｒ等と結合して窒化物となり、この窒化物はＭｎＳの析出（晶出）の核として作用し、さらにＭｎＳを分散させるためには、窒化物を多数析出させることが必要である。また、ＮはＮｂ等と結合して結晶粒の粗大化を防止する作用もある。ＭｎＳの微細化する作用効果を得るためには０．００５％以上含有させる必要があり、また結晶粒の粗大化を防止する作用効果を得るためには０．０１０％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると大型の窒化物を生成して破壊の起点となるとともに、窒化物が大型化して微細なＭｎＳを生成する効果が得られないので、上限を０．０３０％とする。
【００１７】
Ｏ：０．０００５〜０．００２０％
Ｏは、Ｎと同様に本発明において重要な元素であり、ＭｎＳの微細化を達成するために必要不可欠な元素である。Ｔｉ、Ｚｒ等と結合して酸化物となり、この酸化物は窒化物と同様にＭｎＳの析出（晶出）の核として作用し、ＭｎＳを分散させるためには、酸化物を多数析出させることが必要である。この作用効果を得るためには０．０００５％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると大型の酸化物、例えばＡｌ２  Ｏ３  を生成して強度を低下させるので、上限を０．００２０％とする。
【００１８】
Ｔｉ：０．００２〜０．０１５％、Ｚｒ：０．００２〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００２〜０．０１５％、Ｈｆ：０．００５〜０．０３０％、Ｔａ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＨｆおよびＴａは、本発明において重要な役割を果たす元素であり、ＭｎＳを微細化するために必須な元素である。それぞれの元素は単独で含有させても、また複数含有させても窒化物、または酸化物を生成してＭｎＳを微細化する効果が得られるので、単独または複数含有させることができる。これらの作用効果を得るためにはＴｉ、ＺｒおよびＮｂでは０．００２％以上、ＨｆおよびＴａでは０．００５％以上含有させる必要があるが、多くなると効果が飽和するとともに鋼の硬さを上昇して加工性を劣化させるので、上限をＴｉ、ＺｒおよびＮｂでは０．０１５％、ＨｆおよびＴａでは０．０３０％とする。
【００１９】
Ｎｂ：０．００２〜０．２００％
Ｎｂは、上記のように窒化物、または酸化物を生成してＭｎＳを微細化するが、また浸炭のような長い時間加熱される場合の結晶粒の粗大化を防止するので、そのためにも含有させる元素である。ＭｎＳを微細化し、また浸炭時の結晶粒の粗大化を防止するためには、０．００２以上含有させる必要があるが、多くなると効果が飽和するとともに鋼の硬さを上昇して加工性を劣化させるので、上限を０．２００％とする。このＮｂは、浸炭時の結晶粒の粗大化を防止するためにはＡｌとともに含有させると効果的である。
【００２０】
Ａｌ：０．０２０〜０．０６０％
Ａｌは、窒化物を形成して浸炭時の結晶粒の粗大化を防止するので、そのために含有させる元素である。その作用効果を得るためには、０．０２０％以上含有させる必要があるが、多くなると効果が飽和するとともにＡｌ酸化物が増加して加工性を劣化させるので、上限を０．０６０％とする。このＡｌは、浸炭時の結晶粒の粗大化を防止するためにはＮｂとともに含有させると効果的である。
【００２１】
Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：２．００％以下、Ｃｒ：３．００％以下、Ｍｏ：１．００％以下
Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏは、鋼の焼入性を向上させるとともに、引張強度、耐衝撃値および疲労強度を向上させるので、それらのために含有させる元素であるが、多くなり過ぎるとＣｕでは熱間加工性を低下し、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏでは硬くなり過ぎて被削性を低下させるとともにコストを高くするので、上限をＣｕおよびＭｏでは１．００％、Ｃｒでは３．００％、Ｎｉでは２．００％とする。
【００２２】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、原料から混入する不可避的不純物であり、多くなると鋼の靱性を劣化させるので、０．０３０％以下にすることが好ましい。
【００２３】
次に、本発明の機械構造用鋼の鋼中に存在するＭｎＳの寸法および数を特定した理由を説明する。
鋼中に存在するＭｎＳの寸法の最大長さを１００μｍ以下にするのは、ＭｎＳが大型化すると割れの発生や破壊の起点となりやすいからである。
また、鋼中に存在する長さが２μｍ以上のＭｎＳを１ｍｍ２  当たり２０００個以上にするのは、２０００個以上でないと被削性が改善されないからである。
なお、鋼中に存在するＭｎＳの個数を長さが２μｍ以上のものとしたのは、２μｍ未満のものは、確認が困難であり、また２μｍ未満の小型のＭｎＳは効果が少ないためである。
【００２４】
本発明の機械構造用鋼の製造は、被削性を向上させるＳを通常の機械構造用鋼より多く含有させ、またＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＨｆおよびＴａを少量含有させただけであるので、通常の機械構造用鋼と同様に製造することができる。
また、本発明の機械構造用鋼の用途は、歯車、クランク軸等の熱間加工後に機械加工をする部品ばかりでなく、冷間鍛造等の冷間加工後機械加工をする部品にも使用することができる。
【００２５】
【実施例】
以下、本発明を実施例によって説明する。
実施例１
下記表１に示す成分組成の本発明例および比較例の鋼を５０ｋｇ真空誘導加熱炉を用いて溶製し、通常の鋳造方法で鋳造してインゴットを得た。これらのインゴットを１２００℃で熱間圧延によりφ６０ｍｍの条鋼に製造した。これらの鋼材を試験片素材とし、軟化のための球状化加熱処理を施した。その後本発明例１〜３および比較例１〜３の試験片素材は、７４０℃に加熱保持後に６５０℃までを１５℃／ｈの速度で徐冷し、６５０℃から大気中で放冷した。さらに本発明例４〜１３および比較例４〜１３の試験片素材は、７６０℃に加熱保持後に６５０℃までを１５℃／ｈの速度で徐冷し、６５０℃から大気中で放冷した。また本発明例１４と１５および比較例１４〜１５の試験片素材は、７３０℃に加熱保持後に６５０℃までを１０℃／ｈの速度で徐冷し、６５０℃から大気中で放冷した。また本発明例１６〜１９の試験片素材は、７６０℃に加熱保持後に６５０℃までを１５℃／ｈの速度で徐冷し、６５０℃から大気中で放冷した。
なお、比較例は、対応する本発明例（例えば比較例１の場合の対応する本発明例は本発明例１）よりＳ含有量が少なく、Ｔｉ、Ｚｒ等のＭｎＳを微細化する元素を含有しないこと以外は成分組成がほぼ同じものである。
【００２６】
【表１】
2004218007.tif 000002
【００２７】
加工試験
上記熱処理をした試験片素材からφ１５ｍｍ、長さ２２．５ｍｍの圧縮試験片を作成し、歪み速度６〜７／ｓ、潤滑無し、室温、端面拘束の条件で加工し、割れ発生の生じない限界加工率（（元の高さ−加工後の高さ）／元の高さ）を求め、その結果を下記表２に示す。
介在物の調査
上記熱処理をした試験片素材の圧延方向から測定試料を採取し、画像解析装置によって１ｍｍ２  中に存在するＭｎＳを調査し、最大寸法と２μｍ以上の個数を求め、その結果を下記表２に示す。
【００２８】
【表２】
2004218007.tif 000003
【００２９】
被削性試験
上記熱処理をした試験片素材から試験片を採取し、ハイスドリル（鋼種ＳＨＫ５１、ドリル直径５ｍｍ）を用いて、加工深さ２０ｍｍ、潤滑無し、５０ｍ／ｓの条件でドリルが折損するまでの加工穴数を求め、Ｓ含有量が少なく、Ｔｉ、ＺｒなどのＭｎＳを微細化する元素を含有しないこと以外はほぼ同じ成分組成の比較例（表３の比較例  Ｎｏ．の欄に記載した比較例）の加工穴数を１としてその比率を下記表３に示す。また、本発明例４，１６，１７および１８並びに比較例４，８および１５については、測定値を下記表４に示す。
【００３０】
疲れ強度試験
上記熱処理をした各試験片素材から平行部の直径がφ８ｍｍの  ＪＩＳ  Ｚ  ２２７４  で規定する回転曲げ疲れ試験の１号試験片を採取し、本発明例１〜３および比較例１〜３の試験片は、８５０℃で０．５時間加熱した後油冷して焼入れし、その後５５０℃で０．５時間加熱した後空冷して焼戻しをした。さらに本発明例４〜１３、１６〜１９および比較例４〜１３の試験片は、９１０℃で３時間浸炭した後８５０℃で０．５時間加熱し、油冷して焼入れをし、その後１８０℃で２時間加熱した後空冷して焼戻しをした。また、本発明例１４と１５および比較例１４と１５の試験片は、８５０℃で０．５時間加熱した後油冷して焼入れをし、その後１８０℃で２時間加熱し、その後空冷して焼戻しをした。これらの試験片を小野式回転曲げ疲労試験機に用いて３５００ｒｐｍ、室温の条件で疲れ強度を表す回転曲げ疲れ限度（１０７  サイクル回転しても破損しない応力）を測定し、Ｓ含有量が少なく、Ｔｉ、ＺｒなどのＭｎＳを微細化する元素を含有しないこと以外はほぼ同じ成分組成の比較例（下記表３の比較例  Ｎｏ．の欄に記載した比較例）の疲れ強度を１としてその比率を下記表３に示す。また、本発明例４，１６，１７および１８並びに比較例４，８および１５については、測定値を下記表４に示す。
【００３１】
衝撃試験
上記熱処理をした試験片素材の圧延方向および圧延直角方向から２ｍｍＶノッチの  ＪＩＳ  Ｚ  ２２０２  で規定する４号衝撃試験片を採取し、上記疲労強度試験の試験片と同様な熱処理をした。これらの衝撃試験片を用いてシャルピー衝撃試験機で衝撃値を求め、Ｓ含有量以外の成分組成が類似した比較例（下記表３の比較例  Ｎｏ．の欄に記載した比較例）の疲労強度を１としてその比率を下記表３に示す。また、本発明例４，１６，１７および１８並びに比較例４，８および１５については、測定値を下記表４に示す。
【００３２】
【表３】
2004218007.tif 000004
【００３３】
上記表２に示したように、本発明例はいずれも鋼中に存在するＭｎＳの最大長さが９２μｍ以下であり、単位面積中に存在する長さが２μｍ以上のＭｎＳの個数が２３８８個／ｍｍ２  以上であった。
なお、表２における本発明例は、鋼中に存在するＭｎＳの最大長さが１００μｍ以下であり、単位面積中に存在する長さが２μｍ以上のＭｎＳの個数が２０００個／ｍｍ２  以上となり、本発明の構成要件を満たしているが、本発明の成分組成の鋼を製造すれば全ての鋼が本発明の上記構成要件を満たすようになるわけではない。
これに対して、比較例のいずれも鋼中に存在するＭｎＳの最大長さが１００μｍ以下であり、かつ単位面積中に存在する長さが２μｍ以上のＭｎＳの個数が２０００個／ｍｍ２  以上であるという本発明の構成要件を満たしていなかった。
【００３４】
限界加工率については、本発明例が５８〜８３％であったのに対して、比較例が５１〜７６％であった。この限界加工率について、本発明例と本発明例よりＳ含有量が少なく、またＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＨｆおよびＴａの１種または２種をを含有していないこと以外は本発明例と同様な成分組成を有する比較例とを比較すると、本発明例は、Ｓ含有量が多いにもかかわらずいずれも１．５〜１３％高くなっていた。
【００３５】
また、上記表３に示したように、本発明例と本発明例よりＳ含有量が少なく、またＴｉ、Ｚｒ、Ｎｂ、ＨｆおよびＴａの１種または２種をを含有していないこと以外は本発明例と同様な成分組成を有する比較例と比較すると、本発明例は、いずれも被削性が比較例の１．１〜２．１倍、疲労強度が比較例の１．０〜１．０５倍、衝撃値の圧延方向が比較例の１．０〜１．０５倍、衝撃値の圧延直角方向が比較例の１．０５〜１．５０倍であった。
この結果によると、被削性ばかりでなく、Ｓ含有量が多いにもかかわらず圧延直角方向の衝撃値がかなり高くなっていた。特に、比較例２および３の快削鋼に対応する本発明例２および３は、被削性が１．９倍と１．８倍であり、Ｓ含有量が多いにもかかわらず圧延直角方向の衝撃値が１．４５倍と１．５０倍になっていた。
【００３６】
実施例２
上記実施例１の本発明例４、１６〜１８並びに比較例４、８および１５の熱処理をした試験片素材からφ２０ｍｍ、長さ３０ｍｍの試験片を採取し、９１０℃で３時間浸炭した後８５０℃で０．５時間加熱し、油冷して焼入れをし、その後１８０℃で２時間加熱した後空冷して焼戻しをした。
これらの試験片の横断面を研磨し、エッチングした後、光学顕微鏡により結晶粒度を測定した。その結果を下記表４に示す。
【００３７】
【表４】
2004218007.tif 000005
【００３８】
上記表４に示したように、本発明例の結晶粒度は粒度番号で８．５〜１０．５であった。これに対して、比較例の結晶粒度は粒度番号で４．１〜５．５であった。これらから、本発明例は結晶粒が粗大化しないことが分かる。
【００３９】
【効果】
本発明の機械構造用鋼は、上記構成にしたことにより、疲れ強度、衝撃強度等の強度を低下することなく、冷間加工性および被削性を向上させることができるという優れた効果を奏する。
また、ＡｌおよびＮｂを含有させたものは、浸炭等で長時間加熱しても結晶粒が粗大化することなく、また疲れ強度、衝撃強度等の強度を低下することなく、冷間加工性および被削性を向上させることができるという優れた効果を奏する。