JP2017066460A

JP2017066460A - 時効硬化性鋼

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Publication number: JP2017066460A
Application number: JP2015192026A
Authority: JP
Inventors: 将人祐谷; Masahito Suketani; 幹高須賀; Miki Takasuga
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2015-09-29
Filing date: 2015-09-29
Publication date: 2017-04-06
Anticipated expiration: 2035-09-29
Also published as: JP6620490B2

Abstract

【課題】時効硬化処理前の被削性が優れ、時効処理後の疲労強度が高く且つ靭性に優れ、材料コスト上昇を抑えた時効硬化性鋼を提供する。【解決手段】C：0.05〜0.25%、Si：0.01〜0.50%、Mn：0.50〜2.5%、S：0.001〜0.050%、Cr：0.20〜2.50%、Al：0.001〜0.080%、V：0.10〜0.60%、Mo：0.30〜0.90%、Ti：0.020〜0.150%を含有し、P：0.03%以下、N：0.0080%未満に制限され、残部Fe及び不純物とからなり、(1)式のＦ１が0.65以上、(2)式のＦ２が1.05以下、(3)式のＦ３が0.015以上である化学組成を有し、任意の断面の任意の位置の7.5ｍｍ２の領域内における、円換算直径が1.5μｍ以上のＴｉ炭窒化物の個数が120個以下である、時効硬化性鋼。Ｆ１＝C＋0.3Mn＋0.25Cr＋0.6Mo・・・(1)、Ｆ２＝C＋0.1×Si＋0.2×Mn＋0.15×Cr＋0.35×V＋0.2×Mo・・・(2)、Ｆ３＝Ti−3.4N・・・(3)【選択図】なし

Description

本発明は、時効硬化性鋼に関するものである。より詳しくは、熱間鍛造と切削加工によって所定の形状に加工された後、時効硬化処理（以下、単に「時効処理」という）が施され、当該時効処理によって所望の強度と靱性が確保される、自動車、産業機械、建設機械用の機械部品を製造するための鋼に関するものである。

例えば自動車用エンジンの高出力化、燃費向上を目指した軽量化などの観点から、自動車、産業機械、建設機械などに使用される機械部品には、高い疲労強度が要求されている。この種の機械部品に使用される鋼に高い疲労強度を具備させるだけであれば、合金元素および／または熱処理を利用して、鋼の硬さを上げることによって容易に達成できる。しかしながら、熱間鍛造により成形した後、さらに切削加工を施して所定の製品形状に仕上げ、その後、強化のために時効処理を施して製造される機械部品においては、時効処理後の状態で高い疲労強度を有すると同時に、熱間鍛造上がりの時効処理前の状態で十分な被削性を有していることが求められる。

時効処理後に高い疲労強度を有すると同時に、時効処理前の状態で優れた被削性を有する時効硬化鋼としては、既に特許文献１、２の技術が開示されている。

特許文献１には、各合金元素の含有量を、特定のパラメータ式を満たすように調整することによって、切削加工時の硬さを低く抑え、かつ、ＶとＭｏとＴｉを複合的に含有させることによって、時効処理後に高い疲労強度を示す時効硬化鋼が提案されている。

特許文献２には、Ｍｏ、Ｖを含有する鋼を熱間圧延または熱間鍛造後、鋼成分に応じた冷却を行って、硬さを４００ＨＶ以下、組織をベイナイト率７０％以上で、かつ旧オ−ステナイト結晶粒径８０μｍ以下とし、その後必要に応じて切削加工ないし塑性加工を加え、さらに時効処理を施すことにより、降伏点または０．２％耐力を９００ＭＰａ以上とする時効硬化型高強度ベイナイト鋼が提案されている。

特開２０１２−１９３４１６号公報特開２０１３−２５３２６５号公報

周知のように、Ｖを含有する時効硬化鋼の時効硬化能を大きくするためのひとつの方法としては、Ｖを増量することが有効である。また、時効硬化能を大きくするための他の一つの方法としては、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂなどの炭化物形成元素を複合的に含有させることが有効である。

ここで、既にある量のＶを含有している鋼について、さらにある量のＶを増量した場合と、それと同じ量のＴｉを複合的に含有させた場合とを比較すれば、Ｔｉを複合的に含有させた方が、時効硬化能の増加代が大きくなることが知られている。すなわち、大きな時効硬化能が必要な場合において、材料コストの上昇を抑えるべく、高価な元素であるＶ量を節約するためには、Ｔｉを複合的に含有させることが効果的である。しかしながら、鋼にＴｉが含有されていれば、靭性が劣化することがある。特に、Ｖ炭化物によって強化された鋼にＴｉが含有されていれば、靭性が著しく劣化することがある。

靱性が劣化した鋼は、切欠感受性が高まり、切欠感受性が高くなれば、鋼の疲労強度は微細な表面傷の影響を受け易くなる。また、靱性が低い鋼は、一旦疲労き裂が発生すすれば、き裂の進展が速くなり、かつ破壊も大規模なものとなる。さらに、鋼の靱性が低くなり過ぎれば、熱間鍛造で生じた歪を、熱間鍛造後に冷間で矯正することが困難になる。したがって、鋼の靭性が低下することは、極力抑制することが望まれる。

ところで特許文献１に開示されている鋼は、ＴｉとＶとＭｏとを複合的に含有させることによって、高価な元素であるＶ、Ｍｏの含有量を比較的少なくしつつ、大きな時効硬化能が得られるとされている。しかしながら、特許文献１の鋼は、Ｔｉを複合的に含有させているため、靭性の劣化が懸念される。

一方、特許文献２に開示されている鋼は、合金元素の含有量を、特定のパラメータ式を満たすように調整することによって、高い時効硬化能を得ることができるとされている。しかしながら、時効硬化能を高めるための工夫が十分になされておらず、高価な元素であるＶやＭｏの含有量を節約できているとは言い難い。

本発明は以上の事情を背景としてなされたもので、基本的には、時効硬化処理前に施す切削加工における被削性が優れると同時に、時効処理後における疲労強度が高く且つ靭性に優れ、しかも材料コストの上昇を抑えた時効硬化性鋼を提供することを課題としている。
より具体的には、下記の＜１＞〜＜３＞を満たす時効硬化性鋼を提供することを課題としている。
＜１＞切削抵抗および工具寿命と関係する熱間鍛造後の硬さが低いこと。なお、以下の説明においては、上記の熱間鍛造後の硬さを、「時効処理前の硬さ」という。
＜２＞ＶとＴｉを複合的に含有させてＶの含有量を比較的低く抑えながらも、時効処理によって機械部品に所望の疲労強度を具備させることができること。
＜３＞ＶとＴｉを複合的に含有させても、時効処理後の靱性が高いこと。

なお本発明の時効硬化性鋼の開発にあたって、鋼の具体的な性能の目標としては、望ましくは、例えば時効処理前の硬さが３２０ＨＶ以下であり、時効処理後の後述する疲労強度が４９０ＭＰａ以上であり、さらにＪＩＳＺ２２４２に記載の、ノッチ深さ２ｍｍおよびノッチ底半径１ｍｍのＵノッチ付きの標準試験片を用いて実施したシャルピー衝撃試験で評価した時効処理後の２０℃での吸収エネルギーが２０Ｊ以上となる時効硬化性鋼を提供することとしている。

本発明者らは、前記の課題を解決するために、ＶとＴｉを複合的に含有させるととともに、その他の合金成分量を種々に調整した鋼を用いて、鋼の時効硬化能を高めるために最適なＴｉの存在状態と、鋼の靭性への悪影響の低減するために最適なＴｉの存在状態を調査した。その結果、下記（ａ）〜（ｃ）の知見を得た。

（ａ）鋼にＴｉを含有させれば、Ｔｉが鋼中で各種のＴｉ化合物を形成し、靭性を劣化させる場合がある。靭性への悪影響の程度は、Ｔｉの存在形態によって変化し、どのような存在形態のＴｉが最も強く靭性を劣化させるかは、母材の組織、硬さによって異なる。

（ｂ）微細なＶ炭窒化物で十分に析出強化される鋼に、さらにＴｉを含有させる場合には、Ｔｉ系介在物が粗大で、かつ、その数が多いほど、靭性は劣化する。粗大なＴｉ系介在物の数を減らすには、Ｃ、Ｎ、およびＳ量を低減すればよい。

（ｃ）一方、微細な炭化物による析出強化によって強化された鋼であって、かつその硬さが高い場合、Ｔｉが微細な（Ｖ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）の形で鋼中に存在していれば、Ｔｉを含有させない場合と比べて靭性は劣化するものの、その劣化代は小さい。また、Ｔｉの存在形態が微細な（Ｖ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）である場合には、Ｔｉによる時効硬化能向上の効果は大きくなる。

したがって、Ｔｉによる時効硬化能向上の効果を最大限に発揮しつつ、靭性への悪影響を緩和するためには、粗大なＴｉ系介在物を減らし、微細な（Ｖ，Ｔｉ）（Ｃ，Ｎ）を増やせばよいとの新規な認識を得た。

さらに本発明者らは、上記の新規な認識をベースとして、時効後の靭性を確保可能な条件を満たす鋼の成分を種々に調整し、鋼の組織、時効前の硬さ、時効硬化能について調べた結果、下記（ｄ）〜（ｆ）の知見を得た。

（ｄ）Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、およびＭｏの含有量が、後述する（１）式で表されるＦ１の値が特定の範囲となるように制御されていれば、熱間鍛造後の冷却中の初析フェライトの析出を抑制し、組織のベイナイト率を大きくすることができる。初析フェライトの析出は、Ｖ炭化物の析出を伴う。よって、初析フェライトの析出を抑制できれば、時効処理前にＶが析出して硬化することを抑制することが可能となる。

（ｅ）Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＶおよびＭｏの含有量が、後述する（２）式で表されるＦ２の値が特定の範囲となるように制御されておれば、時効処理前の硬さが過剰に高くなるのを抑制することができる。そのため、様々な条件で切削加工される際に、工業的大量生産が可能な被削性が実現できる。

（ｆ）ＴｉとＮの含有量が、後述する（３）式で表されるＦ３の値が特定の範囲となるように制御されていれば、Ｔｉによる時効硬化能向上の効果が十分発揮される。

本発明は、以上の知見を基にしてなされたもので、その要旨は、下記の（１）〜（３）に示す時効硬化性鋼にある。

（１）質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５０〜２．５％、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｃｒ：０．２０〜２．５０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、
Ｖ：０．１０〜０．６０％、
Ｍｏ：０．３０〜０．９０％、
Ｔｉ：０．０２０〜０．１５０％
を含有し、かつ
Ｐ：０．０３％以下、
Ｎ：０．００８０％未満
に制限され、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
下記の（１）式で表わされるＦ１が０．６５以上、（２）式で表されるＦ２が１．０５以下、かつ（３）式で表わされるＦ３が０．０１５以上である化学組成を有し、
しかも断面の任意の位置での７．５ｍｍ^２の領域内における、円換算直径が１．５μm以上のＴｉ炭窒化物の個数が、１２０個以下であることを特徴とする時効硬化性鋼。
Ｆ１＝Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ・・・（１）
Ｆ２＝Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ＋０．２×Ｍｏ・・・（２）
Ｆ３＝Ｔｉ−３．４Ｎ・・・（３）
なお上記の（１）〜（３）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。

（２）さらに、Ｎｂ：０．１％以下を含有することを特徴とする上記(１)に記載の時効硬化性鋼。

（３）さらに、Ｃａ：０．００５％以下およびＢｉ：０．４％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする上記（１）、（２）のいずれかに記載の時効硬化性鋼。

本発明の時効硬化性鋼は、時効硬化処理前における被削性が優れると同時に、時効処理後における疲労強度が高く且つ靭性に優れ、しかも材料コストも比較的安価である。
具体的な性能値としては、本発明の時効硬化性鋼においては、例えば、熱間鍛造ままの時効処理前の硬さが３２０ＨＶ以下であって、しかも切削加工の後に施される時効処理後の疲労強度が４９０ＭＰａ以上であり、さらにＪＩＳＺ２２４２に記載の、ノッチ深さ２ｍｍおよびノッチ底半径１ｍｍのＵノッチ付きの標準試験片を用いて実施したシャルピー衝撃試験で評価した時効処理後の２０℃での吸収エネルギーが２０Ｊ以上の靭性を確保することが可能となる。

以下に、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、以下の記載中における各元素の含有量の「％」は、全て「質量％」を意味する。

本発明の時効硬化性鋼は、必須成分として、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜２．５％、Ｓ：０．００１〜０．０５０％、Ｃｒ：０．２０〜２．５０、Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、Ｖ：０．１０〜０．６０％、Ｍｏ：０．３０〜０．９０％、Ｔｉ：０．０２０〜０．１５０％を含有する鋼である。そこで先ずこれらの必須成分元素の限定理由について説明する。

＜Ｃ：０．０５〜０．２５％＞
Ｃは、Ｖ、Ｔｉと結合して炭化物を形成し、鋼を強化する。しかしながら、Ｃの含有量が０．０５％未満では、Ｖ、Ｔｉの炭化物が析出し難くなるため、所望の強化効果が得られない。一方、Ｃの含有量が０．２５％を超えれば、セメンタイト（Ｆｅ_３Ｃ）が増えるため、靱性が劣化する。したがって、Ｃの含有量を０．０５〜０．２５％とした。なおＣの含有量は、０．０８％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることが一層好ましい。また、Ｃの含有量は０．２２％以下とすることが好ましく、０．２０％以下とすることが一層好ましい。

＜Ｓｉ：０．０１〜０．５０％＞
Ｓｉは、鋼を固溶強化する。固溶強化の効果を十分に得るためには、Ｓｉは０．０１％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｍｎ、Ｃｒを多量に含む鋼において、Ｓｉの含有量が過剰になれば、熱間鍛造後の組織の残留オーステナイト量が多くなりすぎ、時効処理中の変形が大きくなる場合がある。そこでＳｉの含有量を０．０１〜０．５０％とした。なおＳｉの含有量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることがいっそう好ましい。また、Ｓｉの含有量は、０．４０％以下とすることが好ましく、０．３５％以下とすることが一層好ましい。

＜Ｍｎ：０．５〜２．５％＞
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、熱間鍛造後の組織をベイナイトにする効果を示す。さらに、ベイナイト変態温度を低下させることにより、ベイナイト組織を微細化させて、マトリックスの靱性を高める効果も示す。また、Ｍｎは、鋼中でＭｎＳを形成して、切削時の切り屑処理性を向上させる作用を有する。これらの効果を十分に得るためには、Ｍｎは０．５％以上を含有量する必要がある。しかしながら、Ｍｎは鋼の凝固時に偏析しやすい元素であるため、２．５％を超えれば、熱間鍛造後の部品内の硬さのバラツキが大きくなることを避けられない。したがって、Ｍｎの含有量を０．５〜２．５％とした。なおＭｎの含有量は、０．７％以上とすることが好ましく、０．８％以上とすることが一層好ましい。また、Ｍｎの含有量は、２．３％以下とすることが好ましく、２．１％以下とすることが一層好ましい。

＜Ｓ：０．００１〜０．０５０％＞
Ｓは、鋼中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し、切削時の切り屑処理性を向上させる効果を有するから、０．００１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓの含有量が多くなれば、Ｔｉ硫化物が析出して靭性を劣化させる。特に、Ｓの含有量が０．０５０％を超えれば、靱性と疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００１〜０．０５０％とした。なおＳの含有量は、０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることが一層好ましい。また、Ｓの含有量は、０．０４０％以下とすることが好ましく、０．０３０％以下とすることが一層好ましい。

＜Ｃｒ：０．２０〜２．５０％＞
Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入れ性を高め、組織をベイナイトにする効果を示す。さらに、ベイナイト変態温度を低下させる効果と、熱間鍛造時のオーステナイト粒径を微細化させる効果とによって、変態後のベイナイト組織を微細化させ、靭性を向上させる。これらの効果を十分に得るためには、０．２％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が２．５％を超えれば、焼入れ性が過剰になって、時効処理前の硬さが大きくなり、被削性が劣化する。したがって、０の含有量をＣｒ０．２〜２．５０％とした。なおＣｒの含有量は、０．３０％以上とすることが好ましく、０．４０％以上とすることが一層好ましい。また、Ｃｒの含有量は、２．００％以下とすることが好ましく、１．６０％以下とすることが一層好ましい。

＜Ａｌ：０．００１〜０．０８０％＞
Ａｌは、脱酸作用を有する元素であり、この効果を得るために０．００１％以上含有させる必要がある。しかし、０．０８０％を超えるＡｌを含有させれば、粗大なＡｌ酸化物が生成されるようになり、靱性が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．００１〜０．０８０％とした。なおＡｌの含有量は、０．０５０％以下とすることが好ましく、０．０４０％以下とすることが一層好ましい。

＜Ｖ：０．１０〜０．６０％＞
Ｖは、本発明の鋼における最も重要な元素である。Ｖは、時効処理の際にＣと結合して微細な炭化物を形成することによって、疲労強度を高める作用がある。また、鋼中にＴｉ、Ｍｏを含有した場合、Ｖには、時効処理によって、Ｔｉ、Ｍｏと複合して析出し、時効硬化能を一層高める効果も示す。これらの効果を十分に得るためには、Ｖは０．１０％以上含有する必要がある。しかしながら、Ｖの含有量が０．６０％を超えれば、熱間鍛造時の加熱によっても未固溶の炭窒化物が残りやすくなって、靱性の低下を招く。しかも、Ｖの含有量が過剰になれば、時効処理前の硬さが高くなってしまう場合がある。したがって、Ｖの含有量を０．１０〜０．６０％とした。なおＶの含有量は、０．１５％以上とすることが好ましく、０．２０％以上とすることが一層好ましい。また、Ｖの含有量は、０．５５％以下とすることが好ましく、０．５０％以下とすることが一層好ましい。

＜Ｔｉ：０．０２０〜０．１５０％＞
Ｔｉは、時効処理によりＶと複合的に炭化物を形成して、時効硬化能を上昇させる効果が示す。この効果を顕著に得るためには、Ｔｉ量を０．０２０％含有させる必要がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．１５０％よりも多くなれば、熱間鍛造時にＴｉ化合物を溶体化させることが困難になり、時効硬化能の向上代が飽和するだけで無く、粗大なＴｉ炭窒化物が増加して、靱性を低下させる。したがって、Ｔｉの含有量を０．０２０〜０．１５０％とした。なおＴｉの含有量は、０．０２５％以上とすることが好ましく、０．０３０％以上とすることが一層好ましい。また、Ｔｉの含有量は、０．１２０％以下とすることが好ましく、０．１００％以下とすることが一層好ましい。

＜Ｍｏ：０．３０〜０．９０％＞
Ｍｏは、Ｖ、Ｔｉを含有する鋼において、ＶとＴｉと複合的に炭化物を形成して、時効硬化能を大きくする作用を有する。この効果を顕著に得るためには、Ｍｏの含有量を０．３％以上とする必要がある。一方、Ｍｏの含有量が多くなれば鋼材が高価となり、さらには靱性も低下する。したがって、Ｍｏの含有量を０．３０〜０．９０％とした。なおＭｏの含有量は、０．３５％以上とすることが好ましく、０．４０％以上とすることが一層好ましい。また、Ｍｏの含有量は、０．７０％以下とすることが好ましく、０．６０％以下とすることが一層好ましい。

本発明の時効硬化性鋼は、基本的には、上述のＣからＭｏまでの各元素を必須成分とし、その残部はＦｅおよび不純物からなるものであるが、不純物中のＰおよびＮについては、Ｐ：０．０５％以下、Ｎ：０．００８０％未満に制限する。これらＰ、Ｎの規制理由について次に説明する。なおここで不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップまたは製造環境などから混入するものを指す。

＜Ｐ：０．０５％以下＞
Ｐは、不純物として含有され、本発明において好ましくない元素である。Ｐは、粒界に偏析するため、靱性を低下させる。したがって、Ｐの含有量を０．０４％以下とした。なおＰの含有量は、０．０３％以下とすることが好ましい。

＜Ｎ：０．００８０％未満＞
Ｎは、Ｖと結合することで微細な炭窒化物の形成に寄与する元素である。但し、ＶとＴｉを複合的に含有した鋼においては、Ｎは、Ｃと共にＴｉと結合し、粗大なＴｉ炭窒化物を形成し、靭性を劣化させる。Ｎの含有量が０．００８０％以上になれば、靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｎの含有量は０．００８０％未満とした。なおＮの含有量は、０．００５０％未満とすることが好ましく、０．００４０％未満とすることが一層好ましく、０．００３５％未満とすることがより一層好ましい。

さらに本発明の時効硬化性鋼は、前述のようなＣからＭｏまでの元素を含有すると同時に、Ｐ，Ｎを前述のように制限するばかりでなく、さらにＮｂ：０．１％以下を含有していてもよく、また、Ｃａ：０．００５％以下およびＢｉ：０．４％以下から選択される１種以上を含有していてもよい。そこでこれらの選択的添加元素について次に説明する。

＜Ｎｂ：０．１％以下＞
ＮｂはＶ、Ｔｉ、Ｍｏと複合的に炭化物を形成し時効硬化能を大きくする作用を有する。このため、必要に応じてＮｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．１％を超えると、靭性が劣化する。したがって、含有させる場合のＮｂの量を０．１％以下とした。含有させる場合のＮｂの量は、０．０６％以下とすることが好ましく、０．０４％以下とすれば一層好ましい。
一方、前記したＮｂの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｂの量は、０．０１％以上とすることが望ましく、０．０２％以上とすることが一層望ましい。

さらにＣａおよびＢｉは、いずれも、工具寿命を長寿命化する作用を有する。このため、工具寿命を一層長くさせたい場合には、これらの元素を以下に述べる範囲で含有させてもよい。

＜Ｃａ：０．００５％以下＞
Ｃａは、工具寿命を長寿命化する作用を有する。このため、必要に応じてＣａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が多くなれば、粗大な酸化物を形成し、靱性を劣化させる。したがって、含有させる場合のＣａの量を０．００５％以下とした。含有させる場合のＣａの量は、０．００３５％以下とすることが好ましい。
一方、前記したＣａ添加による工具寿命を長寿命化する効果を安定して得るためには、Ｃａを含有させる場合のＣａの量は、０．０００５％以上とすることが望ましい。

＜Ｂｉ：０．４％以下＞
Ｂｉは、切削抵抗を低下させて工具寿命を長寿命化させる作用を有する。このため、必要に応じてＢｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｂｉの含有量が多くなれば、熱間加工性の低下をきたす。したがって、含有させる場合のＢｉの量を０．４％以下とした。含有させる場合のＢｉの量は、０．３％以下とすることが好ましい。
一方、前記したＢｉの添加による工具寿命を長寿命化する効果を安定して得るためには、Ｂｉを含有させる場合のＢｉ量は、０．０３％以上とすることが望ましい。

上記のＣａおよびＢｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。２種を含有させる場合のこれらの元素の合計含有量は、ＣａおよびＢｉの含有量がそれぞれの上限値に相当する０．４０５％であっても構わないが、０．３％以下とすることが好ましい。

なお、上記のＮｂと、ＣａおよびＢｉのいずれか１種以上とは、同時に含有しても、あるいは一方のみを含有していてもよいことはもちろんである。

さらに、鋼中の不純物としては、ＣｕやＮｉが含有されることが多いが、本発明の時効硬化性鋼では、不純物としてＣｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下は許容される。その理由は次の通りである。

＜Ｃｕ：０．３％以下＞
Ｃｕは、０．３％以下であれば、靭性および時効硬化能に影響を及ぼさないため、本発明の時効硬化性鋼に含有されていても良い。

＜Ｎｉ：０．３％以下＞
Ｎｉは、０．３％以下であれば、靭性および時効硬化能に影響を及ぼさないため本発明の時効硬化性鋼に含有されていても良い。

さらに本発明の時効硬化性鋼においては、各元素の個別の含有量を上記のように調整するばかりでなく、各元素量の相互の関係を、下記の（１）式のＦ１の値、（２）式のＦ２の値、（３）式のＦ３の値がそれぞれ所定の範囲内とするように調整することが重要である。
すなわち（１）式で表わされるＦ１が０．６５以上、（２）式で表されるＦ２が１．０５以下、かつ（３）式で表わされるＦ３が０．０１５以上となるような化学組成を有することが、時効処理前の硬さを抑えて被削性を向上させると同時に、時効硬化能を高めて時効処理後の耐疲労特性の向上、靭性の向上を図るために有効である。
Ｆ１＝Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ・・・・・（１）
Ｆ２＝Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ＋０．２×Ｍｏ・・・（２）
Ｆ３＝Ｔｉ−３．４Ｎ・・・（３）
なお上記の（１）〜（３）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。
次にこれらのＦ１〜Ｆ３の値の限定理由を説明する。

＜Ｆ１：０．６５以上＞
本発明の時効硬化性鋼の微細組織は、熱間鍛造後の冷却中に決定される。熱間鍛造後の室温までの冷却の間の初析フェライトの生成を抑制し、ベイナイト主体の組織を得るためには、（１）式で表されるＦ１が制御されていなければならない。Ｆ１が０．６５以上であれば、８００℃から５００℃の間の平均冷却速度が０．１５〜３．０℃／秒となるような通常の熱間鍛造工程で鍛造成形することにより、ベイナイト主体の組織を得ることが出来る。なおＦ１は、０．６８以上であることが好ましく、さらに０．７３以上であることが一層好ましい。

＜Ｆ２：１．０５以下＞
本発明の時効硬化性鋼における時効処理前の硬さが高くなり過ぎないようにするためには、（２）式で表されるＦ２が制御されていなければならない。Ｆ２が１．０５以下であれば、８００℃から５００℃の間の平均冷却速度が０．１５〜３．０℃／秒となるような通常の熱間鍛造工程で鍛造成形することにより、時効処理前の硬さを３２０ＨＶ以下とすることができる。なおＦ２は、１．００以下であることが好ましく、さらに０．９５以下であることが一層好ましい。

＜Ｆ３：０．０１５以上＞
本発明の時効硬化性鋼は、Ｔｉ添加による時効硬化能向上の効果を得るためには、（３）式で表されるＦ３が、０．０１５以上でなければならない。Ｆ３は、０．０２０以上であることが好ましく、０．０２５以上であることが一層好ましい。

さらに本発明の時効硬化性鋼においては、金属組織条件として、断面の任意の位置での７．５ｍｍ^２の領域内における円換算直径が１．５μm以上の断面の任意の位置での７．５ｍｍ^２の領域内における円換算直径が１．５μm以上のＴｉ炭窒化物の個数が１２０個以下であることが必要である。このようなＴｉ炭窒化物の分散密度条件について次に説明する。

＜Ｔｉ炭窒化物の分散密度条件＞
粗大なＴｉ炭窒化物は、いわゆる粗大介在物として、脆性破壊の起点となる。特に、延性の低い鋼中に存在する場合は、靭性を大きく劣化させるため、できるだけ少なくする必要がある。ここで、Ｔｉ炭窒化物とは、ＴｉＮ、Ｔｉ（Ｃ，Ｎ），およびこれらの相の内、Ｔｉの一部がＦｅ、Ｖ、Ｍｏ等で置換された相である。靭性に及ぼすＴｉ炭窒化物の悪影響を小さくするためには、鋼の任意の断面における、任意の位置の面積７．５ｍｍ^２の観察領域に現れる、断面上の面積を円に換算した際の直径が１．５μｍ以上の粗大なＴｉ炭窒化物の個数を１２０個以下とすればよい。なお断面上の粗大Ｔｉ炭窒化物の個数は１００個以下とするのが好ましく、さらに９０個以下とするのが一層好ましい。

なおまた、上記の「鋼の任意の断面における、任意の位置の面積７．５ｍｍ^２の観察領域」において円換算直径が１．５μm以上の粗大Ｔｉ炭窒化物の個数が１２０個以下とは、鋼のどの方向の断面でも、また各断面におけるどの位置でも、面積７．５ｍｍ^２の観察領域で、円換算直径が１．５μm以上の粗大Ｔｉ炭窒化物の個数が１２０個以下であることを意味する。但し、粗大Ｔｉ炭窒化物は、圧延や鍛造工程でその形態をほとんど変えないから、ある任意の一つの断面位置の、任意の一か所で観察すればよいが、なお、鋼材の表層では、熱間圧延条件によっては脱炭や脱窒が生じるため、実際上は、鋼材の表層を除いた位置で観察することが好ましい。

＜製造方法＞
本発明の時効硬化性鋼の製造方法は特に限定するものではなく、断面上の粗大なＴｉ炭窒化物の個数が上記の条件を超えなければ、どのような方法によってもよく、常法に従って製造すればよいが、以下に、自動車、産業機械、建設機械などの機械部品を製造する方法の好ましい一例を示す。

まず、化学組成を前述の範囲に調整した鋼から、熱間鍛造に供する材料（以下、「熱間鍛造用素材」という）を作製する。
上記の熱間鍛造用素材としては、インゴットを分塊圧延したビレット、連続鋳造材を分塊圧延したビレット、あるいはこれらのビレットを熱間圧延または熱間鍛造した棒鋼などが適用できる。

次いで、上記の熱間鍛造用素材を熱間鍛造し、さらに切削加工して所定の部品形状に仕上げる。

なお、上記の熱間鍛造は、例えば、熱間鍛造用素材を１１００〜１３５０℃で０．１〜３００分加熱した後、仕上げ鍛造後の表面温度が９００℃以上となるようにして鍛造を行い、その後、８００〜４００℃までの温度領域の平均冷却速度を１０〜９０℃／分として室温まで冷却する。このようにして冷却した後、さらに切削加工して、所定の部品形状に仕上げる。

最後に、時効処理を施して、所望の特性を具備する自動車、産業機械、建設機械などの機械部品を得る。
時効処理は、例えば、５４０〜７００℃の温度域、好ましくは５６０〜６８０℃の温度域で行う。この時効処理の保持時間は、均熱のため機械部品のサイズ（質量）によって調整するが、例えば、３０〜１０００分が好ましい。

以下に本発明の実施例を示す。

＜実施例１＞
表１に示す化学組成の鋼Ａ〜Ｘを５０ｋｇ真空溶解炉によって溶製した。
表１における鋼Ａ〜Ｌは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、表１における鋼Ｍ〜Ｘは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。
各鋼のインゴットは、１２５０℃で加熱した後、直径６０ｍｍの棒鋼に熱間鍛造した。熱間鍛造した各棒鋼は、一旦大気中で放冷して室温まで冷却した。その後、さらに、１２５０℃に３０分加熱し、部品形状への鍛造を想定し、仕上げ時の鍛造材の表面温度を９５０〜１１００℃として、直径３５ｍｍの棒鋼に熱間鍛造した。熱間鍛造後は、いずれも大気中で放冷して室温まで冷却した。

各試験番号について、熱間鍛造で上記の直径３５ｍｍに仕上げた後に室温まで冷却した棒鋼のうちの一部は、時効処理を施さない状態（すなわち、冷却ままの状態）で、棒鋼の両端部を１００ｍｍずつ切り落とした後、残る中央部から試験片を切り出し、時効処理前の硬さの調査を行った。
一方、各試験番号について、熱間鍛造した棒鋼の残りは、６００〜６３０℃で６０〜１８０分保持する時効処理を施し、棒鋼の両端部を１００ｍｍずつ切り落とした後、残る中央部から試験片を切り出し、時効処理後の硬さの調査を行った。また、各試験番号について、棒鋼から試験片を切り出し、時効処理後のシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーと疲労強度の調査を行った。

硬さ測定は、次のようにして実施した。まず、棒鋼を横断し、切断面が被検面となるように樹脂埋めして鏡面研磨して試験片を準備した。次いで、ＪＩＳＺ２２４４（２００９）における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、被検面のＲ／２部（「Ｒ」は半径を表す。）付近１０点について、試験力を９．８Ｎとして硬さ測定を実施した。上記１０点の値を算術平均してビッカース硬さとした。時効処理前の硬さは３２０ＨＶ以下の場合に、様々な条件で切削加工される部品でも工業的に大量生産が可能と判断し、これを目標とした。時効処理による硬さの増分であるΔＨＶが４０ポイント以上である場合に、高い時効硬化能が発揮されていると判断し、これを目標とした。

単位断面積上の粗大Ｔｉ炭窒化物の数の計測は、次のようにして実施した。硬さ測定後の試験片の７．５ｍｍ^２の観察領域をＳＥＭで観察し、観察された介在物の内、断面上の面積を円に換算した際の直径が１．５μｍ以上で、かつ、ＥＤＳ測定により介在物を構成する金属元素の中でＴｉの原子分率が０．２以上である炭窒化物の個数をカウントした。
時効処理後の靱性は、ノッチ深さ２ｍｍおよびノッチ底半径１ｍｍのＵノッチ付きの標準試験片を用いて実施したシャルピー衝撃試験で評価し、試験温度２０℃での吸収エネルギーが２０Ｊ以上の場合に、十分に高いと判断し、これを目標とした。

疲労強度は、平行部の直径が８ｍｍ、長さが１０６ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片を作製して調査した。すなわち、疲労試験片の中心が棒鋼のＲ／２部となるように上記の試験片を採取し、試験数を８として、室温、大気中で、応力比が−１となる条件で小野式回転曲げ疲労試験を実施した。繰り返し数が１．０×１０^７回まで破断しなかったうちでの応力振幅の最大値を疲労強度とした。疲労強度が４９０ＭＰａ以上の場合に、疲労強度が十分高いと判断し、これを目標とした。

これらの測定結果を、表２に示す。

表２から明らかなように、本発明で規定する化学組成を有する試験番号Ａ１〜Ａ１２の「本発明例」の場合、時効処理前の硬さが２９９ＨＶ以下、時効処理によって硬さがＨＶで５１ポイント以上硬化し、時効後の疲労強度が５００ＭＰａ以上、シャルピー衝撃試験における吸収エネルギーが２３Ｊ以上になって目標を達成しており、時効処理後の強度と靱性が両立できており、さらに時効処理前の硬さが低いことから、切削抵抗の低下および工具寿命の長寿命化が期待できることがわかる。

これに対して、本発明の規定から外れた試験番号Ｂ１〜Ｂ１２の「比較例」の場合には、目標とする性能が得られていない。

試験番号Ｂ１〜Ｂ３は、用いた鋼Ｍ〜ＯのＮ濃度が０．００８８％以上と高く、粗大なＴｉ炭窒化物の個数が多いため、時効処理後のシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーが７〜１１Ｊと低く、靱性に劣る。鋼Ａ、Ｂ、Ｃは、粗大なＴｉ炭窒化物の数が少ない鋼種であり、Ｎ濃度以外の化学成分、時効後の硬さ、疲労強度は、それぞれ鋼Ｍ、Ｎ、Ｏと近い。粗大なＴｉ炭窒化物の数が少ない鋼Ａ、Ｂ、Ｃの時効処理後のシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーは３５〜５０Ｊであり、粗大なＴｉ炭窒化物の数が少なくなることで靭性が大きく向上していることが分かる。

試験番号Ｂ４〜Ｂ６は、用いた鋼Ｐ〜ＲのＴｉ濃度が０．００２％以下と低いため、時効硬化能の指標であるΔＨＶは３６ポイントと低く、時効後の疲労強度も４８５ＭＰａ以下と低い。鋼Ｐ、Ｑ、Ｒの化学成分は、それぞれ鋼Ａ、Ｂ、Ｃの化学成分とＴｉ濃度以外が近い。十分な量のＴｉを含有する鋼Ａ、Ｂ、ＣのΔＨＶは５１〜７７ポイントで、疲労強度も５００〜５２５ＭＰａであり、ＴｉをＶと複合的に含有させることで、時効硬化能と時効後の疲労強度が増大していることが分かる。

試験番号Ｂ７は、用いた鋼ＳのＦ２の値が１．１０と高いため、時効処理前の硬さが３６８ＨＶと高く被削性が劣る。
試験番号Ｂ８は、用いた鋼ＴのＦ１の値が０．６４と低いため、熱間鍛造後の冷却中に、初析フェライトとともにＶ炭化物が析出してしまい、ΔＨＶが２１と低く、時効後の疲労強度も４６０ＭＰａと低い。
試験番号Ｂ９は、用いた鋼ＵのＴｉ含有量が０．２１０％と高いため、時効処理後のシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーが８Ｊと低く、靱性に劣る。
試験番号Ｂ１０は、用いた鋼ＶのＣ含有量が０．３５％と高いため、時効処理前の硬さが３２５ＨＶと高く被削性に劣る。さらに、粗大なＴｉＣが増加したため、時効処理後のシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーも９Ｊと低く、靱性に劣る。
試験番号Ｂ１１は、用いた鋼ＷのＳ含有量が０．１０１％と高いため、時効処理後のシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーが１３Ｊと低く、靱性に劣る。
試験番号Ｂ１２は、用いた鋼ＸのＦ３の値が０．０１３と低いため、Ｔｉによる時効硬化能増大の効果が十分に発揮されず、ΔＨＶが３８と低く、時効後の疲労強度も４８０ＭＰａと低い。

以上、本発明の好ましい実施形態および実施例について説明したが、これらの実施形態、実施例は、あくまで本発明の要旨の範囲内の一つの例に過ぎず、本発明の要旨から逸脱しない範囲内で、構成の付加、省略、置換、およびその他の変更が可能である。すなわち本発明は、前述した説明によって限定されることはなく、添付の特許請求の範囲によってのみ限定され、その範囲内で適宜変更可能であることはもちろんである。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５０〜２．５％、
Ｓ：０．００１〜０．０５０％、
Ｃｒ：０．２０〜２．５０％、
Ａｌ：０．００１〜０．０８０％、
Ｖ：０．１０〜０．６０％、
Ｍｏ：０．３０〜０．９０％、
Ｔｉ：０．０２０〜０．１５０％
を含有し、かつ
Ｐ：０．０３％以下、
Ｎ：０．００８０％未満
に制限され、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
下記の（１）式で表わされるＦ１が０．６５以上、（２）式で表されるＦ２が１．０５以下、かつ（３）式で表わされるＦ３が０．０１５以上である化学組成を有し、
しかも断面の任意の位置での７．５ｍｍ^２の領域内における、円換算直径が１．５μｍ以上のＴｉ炭窒化物の個数が、１２０個以下であることを特徴とする時効硬化性鋼。
Ｆ１＝Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ・・・（１）
Ｆ２＝Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ＋０．２×Ｍｏ・・・（２）
Ｆ３＝Ｔｉ−３．４Ｎ・・・（３）
なお上記の（１）〜（３）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。
さらに、Ｎｂ：０．１％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の時効硬化性鋼。
さらに、Ｃａ：０．００５％以下およびＢｉ：０．４％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１、請求項２のいずれかの請求項に記載の時効硬化性鋼。