JP5343923B2

JP5343923B2 - 時効硬化性鋼および機械部品の製造方法

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Publication number: JP5343923B2
Application number: JP2010114055A
Authority: JP
Inventors: 将人祐谷; 直樹松井; 豊根石; 真志東田; 斉松本
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2010-05-18
Filing date: 2010-05-18
Publication date: 2013-11-13
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Description

本発明は、時効硬化性鋼およびその鋼を用いた機械部品の製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、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」ともいう。）が施され、当該時効処理によって所望の強度を確保することが行われる自動車、産業機械、建設機械などの機械部品を製造するための鋼、およびその鋼を用いて上記のような機械部品を製造する方法に関する。

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、建設機械などの機械部品には、高い疲労強度が要求されている。鋼に高い疲労強度を具備させるだけであれば、合金元素や熱処理を利用して鋼の硬さを上げることで、容易に達成できる。しかし、一般に、上記の機械部品は、熱間鍛造により成形され、その後、切削加工によって所定の製品形状に仕上げられる。このため、上記機械部品の素材となる鋼は高い疲労強度とともに十分な被削性を同時に備えていなければならない。

したがって、疲労強度と被削性を両立させるために、良好な被削性が要求される成形段階では硬さを低く抑えることができ、一方、その後に時効処理を施して強度が要求される最終の製品段階では硬さを高くすることができる、種々の技術が開示されている。

例えば、特許文献１には下記の製造方法が開示されている。

具体的には、「時効硬化機械部品の製造方法であって、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．６０〜１．０％、Ｓ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜（４×Ｎ）％、Ｖ：０．１０〜０．２５％及びＭｏ：０．０５〜０．６０％で、且つＶ＋０．５Ｍｏ：０．５０％未満、Ｎ：０．０１０〜０．０３０％及びＣａ：０．０００１〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼を１０００〜１３００℃に加熱して熱間鍛造を９００℃以上の温度Ｔ１で終了し、少なくとも９００℃から、５５０〜４５０℃の範囲内にある温度Ｔ２までを１０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、該冷却に続いて５５０〜４５０℃の温度範囲に１分以上保持してから室温まで冷却し、更に切削加工を施した後、５６０〜６５０℃の温度で時効硬化処理することを特徴とする時効硬化機械部品の製造方法」が開示されている。

特許文献２には次の時効硬化鋼が開示されている。

すなわち、「Ｃ：０．１１〜０．６０質量％、Ｓｉ：０．０３〜３．０質量％、Ｍｎ：０．０１〜２．５質量％、Ｍｏ：０．３〜４．０質量％、Ｖ：０．０５〜０．５質量％、Ｃｒ：０．１〜３．０質量％、残部がＦｅと不可避的不純物から成り、各成分間では、
４Ｃ＋Ｍｎ＋０．７Ｃｒ＋０．６Ｍｏ−０．２Ｖ≧２．５、
Ｃ≧Ｍｏ／１６＋Ｖ／５．７、Ｖ＋０．１５Ｍｏ≧０．４
を満たす関係が成立しており、
圧延、鍛造、または溶体化処理後に、温度８００℃から３００℃の間は０．０５〜１０℃／秒の平均冷却速度で冷却され、
時効処理前においては、ベイナイト組織の面積率が５０％以上で、かつ硬さは４０ＨＲＣ以下であり、
時効処理によって、硬さが時効処理前の硬さよりも７ＨＲＣ以上高くなる時効硬化鋼」が開示されている。

上記の鋼は、必要に応じてさらに、下記の４元素群のうちの少なくとも１つの元素群から選ばれる元素を含有してもよい。
(1)Ａｌ：０．００１〜０．３質量％、Ｎ：０．００５〜０．０２５質量％の群から選ばれる少なくとも１種、
(2)Ｎｂ：０．５質量％以下、Ｔｉ：０．５質量％以下、およびＺｒ：０．５質量％以下の群から選ばれる少なくとも１種、
(3)Ｃｕ：１．０質量％以下、Ｎｉ：１．０質量％以下の群から選ばれる少なくとも１種、
(4)Ｓ：０．０１〜０．２０質量％、Ｃａ：０．００３〜０．０１０質量％、Ｐｂ：０．３質量％以下、およびＢｉ：０．３質量％以下の群から選ばれる少なくとも１種。

特開２００８−８８５０８号公報特開２００６−３７１７７号公報

前述の特許文献１で開示された技術の場合、熱間鍛造後の冷却過程において、部品ごとに特定の温度域で所定の時間保持する必要がある。このため、特定の温度域での保持時間管理を可能にするために、例えば、専用の均熱炉を用いるなど、製造に際して設備上の制約が生じる場合がある。

特許文献２で開示された鋼は、０．３〜３．０質量％のＭｏを含有することが必須の要件となっている。これは、Ｖの含有量が０．０５質量％という少ない場合にも大きな時効硬化能を得るためには、上記０．３質量％以上の量のＭｏをＶと複合して含有しなければならないからである。しかしながら、単位質量当たりの時効硬化能は、Ｖに比べてＭｏの方が低い。しかも、Ｍｏは高価な元素である。したがって、コストの面からＭｏの含有量を少なくすることが望まれている。

そこで、本発明の目的は、下記の＜１＞〜＜３＞を全て満たす時効硬化性鋼を提供することにある。

＜１＞熱間鍛造後に切削加工を施して所定の形状に加工するに際しては、切削加工前硬さである熱間鍛造後の硬さが十分に低くて被削性に優れること。

＜２＞Ｍｏの含有量が少なくても、切削加工の後に施される時効処理によって硬化し、機械部品に所望の強度を具備させることができること。

＜３＞熱間鍛造後の冷却過程において専用の均熱炉を必要としないこと。

具体的には、本発明の目的は、Ｍｏを含有する場合であってもその量は、０．３０質量％未満であり、熱間鍛造後の冷却状態で鋼を切削加工する場合において、熱間鍛造後に、油冷等の急冷を行わずとも、例えば、大気中での放冷または風冷など５℃／秒未満の平均冷却速度（以下、「比較的遅い冷却速度」という。）で冷却した状態での硬さ（つまり、時効処理前の硬さ）が、時効処理後の疲労強度に対して低い時効硬化性鋼を提供することである。

さらに、上記の時効硬化性鋼を用いて機械部品を製造する方法を提供することも本発明の目的である。

本発明者らは、前記の課題を解決するために、まず、化学組成を種々に調整した鋼を用いて、時効処理中に析出させる元素についての基礎的な調査を実施した。その結果、下記（ａ）〜（ｆ）の知見を得た。

（ａ）時効処理中に析出させる元素は、時効処理温度での化合物（２次相）の生成能が強いことに加えて、熱間鍛造中にはマトリックスに固溶した状態で存在するものでなければならない。したがって、析出開始温度があまり高い元素は不適当であり、Ｖを用いるのがよい。

Ｖの場合、高温からの放冷時の炭化物の析出ピークが７５０〜７００℃程度であって、例えば、Ｎｂ、Ｔｉなど他の炭化物形成元素と比べて低い。しかも、例えば、０．３質量％のＶと０．１質量％のＣを含む鋼においては、Ｖは一旦マトリックス中に固溶すると８５０℃付近までは析出しないため、鍛造中の析出を抑制することが比較的容易である。

（ｂ）時効処理前の段階で固溶Ｖを確保するために必要な事項の一つは、熱間鍛造時の固溶Ｎを減らすことである。熱間鍛造時に固溶Ｎが多く存在すると、鍛造中および鍛造後の冷却中に当該固溶ＮはＶと結びついてＶＮとして析出してしまう。Ｎは鋼中に不可避的に混入する元素であって、ＶＮが析出を開始する温度はＶＣよりも高い。例えば、０．２質量％のＶと０．０１５質量％のＮを含有する鋼におけるＶＮの析出開始温度は、公知のＶＮの溶解度積を用いて計算すると、１１５０〜１１００℃程度である。この温度は一般的な熱間鍛造温度に相当する。したがって、熱間鍛造時の固溶Ｎを減らすために、Ｔｉを含有させる必要がある。

（ｃ）時効処理前の段階で固溶Ｖを確保するために必要な事項のもう一つは、熱間鍛造後の組織の主相（つまり、面積率が６０％以上の相）をベイナイトにすることである。上記の面積率とは、後述の方法により、鋼材の断面の二次元写真から同定した相が鋼の組織中で占める割合を意味する。

ＶＣは、オーステナイトがフェライトへ変態する際に相界面で析出しやすい。したがって、熱間鍛造後の冷却中に初析フェライトが多量に生成した場合には固溶Ｖの量が減少するので、後に行う時効処理中に析出して鋼を所望の硬さに硬化するのに必要な量の固溶Ｖが確保できなくなる。

（ｄ）Ｔｉは、時効処理によって炭化物を形成し、析出する元素である。しかし、ＴｉＣは鋼への溶解度がＶＣと比べると小さいため、時効処理前の状態での固溶Ｔｉ量は、固溶Ｖ量と比べると少ない。したがって、熱間鍛造時の固溶Ｎを固定するのに必要な量を超えるＴｉを単独で含有させても、十分な時効硬化能を得ることができない。ところが、ＴｉをＶと同時に含有させると、炭化物が複合的に析出することにより、Ｔｉを単独で含有させた鋼と比べた場合はもちろんのこと、Ｖを単独で含有させた鋼と比べても大きな時効硬化能を得ることができる。

（ｅ）Ｍｏは、時効処理によって炭化物を形成し、析出する元素である。しかし、Ｍｏを主体とする析出物により鋼を硬化させるためには、多量のＭｏを含有させる必要がある。例えば、Ｖの含有量が０．０５質量％という少ない場合にも大きな時効硬化能を得るためには、特許文献２に開示されているように、０．３質量％以上のＭｏをＶと複合して含有しなければならない。ところが、０．１０質量％以上のＶを含む場合は、Ｍｏが、たとえ０．３０質量％未満という少量であっても、同時に含まれておれば、Ｖに加えてＭｏも複合的に炭化物を形成するので、一層大きな時効硬化能を得ることができる。

（ｆ）Ｎｂは、時効処理によって炭化物を形成し、析出する元素である。しかし、ＴｉＣと同様に、ＮｂＣも鋼への溶解度がＶＣと比べると小さいため、時効処理前の状態での固溶Ｎｂ量は、固溶Ｖ量と比べると少ない。したがって、Ｎｂを単独で含有させても十分な時効硬化能を得ることができない。ところが、ＮｂをＶと同時に含有させると、炭化物が複合的に析出することにより、Ｎｂを単独で含有させた鋼と比べた場合はもちろんのこと、Ｖを単独で含有させた鋼と比べても大きな時効硬化能を得ることができる。

そこで次に、本発明者らは、０．１０質量％以上のＶを含む鋼について、鋼成分を種々に変化させて、組織の主相をベイナイトにするための条件を調査した。さらに、それらの鋼に時効処理を施した際の時効硬化能を調査した。その結果、下記（ｇ）〜（ｋ）の知見を得た。

（ｇ）熱間鍛造後、前記したような比較的遅い冷却速度で冷却した状態の組織は、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＢの含有量と密接な相関を有する。すなわち、上記元素の含有量が後述する特定の式で表される条件を満たせば、固溶Ｖの確保に有害な初析フェライトが多量に析出することがない。しかも、上記のような比較的遅い冷却速度では、被削性に悪影響を及ぼすマルテンサイトが多量に析出することがない。このため、容易に、ベイナイトを主相とする組織、特に、面積率で６０％以上がベイナイトである組織になる。

（ｈ）Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＢの含有量が上記（ｇ）で述べた条件を満たすと、固溶強化などの作用によって、時効処理前の硬さが高くなるので被削性が低下する。

（ｉ）一方、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量が後述する特定の式で表される別の条件を満たせば、上記時効処理前の硬さを低く保つことができるので、良好な被削性が得られる。

（ｊ）Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量が（ｇ）および（ｉ）で述べた条件をともに満たす鋼は、ベイナイトを主相とする組織、特に、面積率で６０％以上がベイナイトである組織であるにも拘わらず被削性に優れるため、容易に所定の形状に切削加工することができる。

（ｋ）上記（ｊ）で述べた鋼は、時効処理によって固溶状態のＶがＶＣとして析出して時効硬化するため、容易に強化する。

本発明は、上記の知見を基にしてなされたもので、その要旨は、下記（１）および（２）に示す時効硬化性鋼ならびに（３）に示す上記時効硬化性鋼を用いた機械部品の製造方法にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜２．５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｖ：０．１０〜０．６０％、Ｎ：０．０２０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、かつ、下記の(1)式および(2)式を満足することを特徴とする時効硬化性鋼。
Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ≧０．６５・・・・・(1)
Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ≦０．７６・・・・・(2)
上記の(1)式および(2)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）質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜２．５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｖ：０．１０〜０．６０％、Ｎ：０．０２０％以下を含有するとともに、下記の〈１〉から〈４〉までのいずれかに属する１種以上の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、かつ、下記の(1')式および(2')式を満足することを特徴とする時効硬化性鋼。
〈１〉Ｍｏ：０．３０％未満
〈２〉Ｂ：０．００５％以下
〈３〉Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：０．６％以下およびＮｂ：０．１％以下
〈４〉Ｃａ：０．００５％以下およびＢｉ：０．４％以下
Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ＋Ｂeff≧０．６５・・・・・(1')
Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ＋０．２Ｍｏ≦０．７６・・・・・(2')
上記の(1')式および(2')式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味し、(1')式中のＢeffは次の値を指す。
Ｂの含有量が０．０００５％未満の場合：Ｂeff＝０、
Ｂの含有量０．０００５〜０．００５％の場合：Ｂeff＝０．０５。

（３）機械部品の製造方法であって、上記（１）または（２）に記載の鋼を１０００℃以上の温度で加熱し、仕上げ温度が９００℃以上である熱間鍛造を施し、その後５℃／秒未満の平均冷却速度で少なくとも５００℃まで冷却し、さらに、切削加工を施した後に５６０〜７００℃の温度で時効処理を施すことを特徴とする機械部品の製造方法。

「加熱温度」は加熱炉の炉内温度の平均値を意味する。同様に、「時効処理」の温度も加熱炉の炉内温度の平均値を意味する。

熱間鍛造の「仕上げ温度」は、熱間鍛造で所定の形状に成形した際の被処理材の表面の温度を指す。同様に、熱間鍛造後に５℃／秒未満の平均冷却速度で冷却する温度も被処理材の表面の温度を指す。

熱間鍛造後の５００℃までの「平均冷却速度」は、上記熱間鍛造の仕上げ温度と５００℃との温度差を、熱間鍛造後５００℃まで冷却するのに要した時間で除したものを指す。

本発明の時効硬化性鋼は、自動車、産業機械、建設機械などの機械部品の素材として使用することができる。また、本発明の鋼を使用して本発明方法によって機械部品を製造すれば、熱間鍛造と切削加工を施して所定の形状に加工するに際しては、切削加工前硬さが低く被削性に優れ、しかも、切削加工の後に施される時効処理によって硬化し、所望の強度を有する機械部品が得られる。

ベイナイト面積率に及ぼす(1)式または(1')式の左辺の値の影響を示す図である。実施例で用いた平滑小野式回転曲げ疲労試験片の形状を示す図である。図中の数値は寸法（単位：ｍｍ）を示す。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成
Ｃ：０．０２５〜０．２５％
Ｃは、Ｖ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０．０２５％未満では、ＶＣの析出駆動力が小さくなってＶＣ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％を超えると、Ｖと結合しないＣがＦｅと炭化物を形成し、時効処理前の組織を強化してしまうため、被削性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０２５〜０．２５％とした。Ｃの含有量は０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃの含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、製鋼時の脱酸元素として有用であると同時に、マトリックスに固溶して鋼の強度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、Ｓｉは０．０５％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｓｉの含有量が過剰になると、鋼の熱間加工性および被削性の低下を招き、特に、その含有量が０．５０％を超えると、鋼の熱間加工性および被削性の低下が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５〜０．５０％とした。Ｓｉの含有量は０．１０％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉの含有量は０．４０％以下とすることが好ましい。

Ｍｎ：０．５０〜２．５％
Ｍｎは、強度と焼入れ性を向上させる元素であると同時に、鋼中でＭｎＳを形成して被削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は少なくとも０．５０％の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｍｎの含有量が２．５％を超えると、焼入れ性が過剰になるとともに、Ｍｎによる固溶強化量が大きくなることによって被削性および熱間加工性の低下が非常に著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．５０〜２．５％とした。Ｍｎの含有量は０．６０％以上とすることが好ましい。一方、Ｍｎの含有量は２．３％以下とすることが好ましい。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物として不可避的に含有される元素であり、靱性を低下させる。Ｐの含有量が０．０５％を超えると、靱性の低下が非常に著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０５％以下とした。Ｐの含有量は０．０４％以下とすることが好ましい。

Ｓ：０．１０％以下
Ｓは、不純物として不可避的に含有される元素である。他方、Ｓは鋼中でＭｎと結合しＭｎＳを形成して被削性を向上させるので、被削性が必要なときには積極的に含有させる。被削性向上の効果を十分に得るにはＳ含有量を０．０１％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｓの含有量が高くなると、Ｍｎの固溶量は少なくなり、また粗大化したＭｎＳが疲労破壊の起点となるため疲労強度が低下する。特に、Ｓの含有量が０．１０％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．１０％以下とした。より高い疲労強度が要求される場合には、Ｓの含有量は０．０５％未満とすることが好ましく、０．０２％以下とすることが一層好ましい。一方、疲労強度よりもＳの被削性改善効果を優先して積極的に含有させる場合には、０．０５％以上のＳを含有させるのが好ましい。

Ｃｒ：０．０５〜２．５％
Ｃｒは、焼入れ性を高め、熱間鍛造後の組織の主相をベイナイトとするとともに、その面積率を大きくする作用を有する。この効果を十分に得るためには、Ｃｒは０．０５％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が２．５％を超えると、焼入れ性が過剰になるとともに、Ｃｒによる固溶強化量が大きくなることによって被削性および熱間加工性の低下が非常に著しくなる。したがって、Ｃｒの含有量を０．０５〜２．５％とした。Ｃｒの含有量は２．３％以下とすることが好ましく、２．０％以下とすることが一層好ましい。

Ａｌ：０．０６％以下
Ａｌは、不純物として不可避的に含有される元素である。Ａｌは、脱酸を目的に意図して含有させる場合もある。脱酸効果を十分に得るには、Ａｌは０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、鋼中のＡｌの残留量が０．０６％を超えると靱性が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．０６％以下とした。Ａｌの含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．００５〜０．２０％
Ｔｉは、ＴｉＮとしてＮを固定することで、熱間鍛造中および鍛造後の冷却中におけるＶＮの析出を抑制する。この効果を十分に得るためには、Ｔｉは０．００５％以上の含有量とする必要がある。固溶状態のＴｉは、時効処理によりＶと複合的に析出するので、硬さを上昇させる効果がある。しかし、Ｔｉの含有量が０．２０％よりも多くなると、鍛造時の加熱中においても粗大なＴｉＣが析出し、靱性を低下させてしまう。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．２０％とした。Ｔｉの含有量は、時効処理前の硬さを低くしたい場合は、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、時効処理前の硬さが多少高くなっても、高い時効処理後の硬さを得て疲労強度を向上させたい場合は、０．０６％を超えるＴｉを含有させるのが好ましい。高い時効処理後の硬さを得たい場合のＴｉ含有量は０．１５％未満とすることが好ましい。

Ｖ：０．１０〜０．６０％
Ｖは、本発明の鋼における重要な元素である。Ｖは、時効処理の際にＣと結合して微細なＶＣを形成することで、強度を高める作用がある。この効果を十分に得るためには、Ｖは０．１０％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｖの含有量が過剰になると、熱間鍛造時の加熱におい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き、特に、その含有量が０．６０％を超えると、靱性の低下が著しくなる。Ｖの含有量が０．６０％を超えると、被削性も著しく低下する。したがって、Ｖの含有量を０．１０〜０．６０％とした。被削性を重視する場合の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。一方、被削性を多少犠牲にしてでも強度を重視する場合のＶの含有量は、０．２０％以上とすることが好ましく、０．２５％以上とすることが一層好ましい。

Ｎ：０．０２０％以下
Ｎは、本発明鋼においてはＶをＶＮとして固定してしまうため、好ましくない元素である。また、その含有量が多くなりすぎると、Ｎを固定するためのＴｉ量が多くなり、それに伴って生成されるＴｉＮは粗大になって靱性を低下させる。したがって、Ｎの含有量を０．０２０％以下とした。Ｎの含有量は０．０１５％以下とすることが好ましく、０．０１２％以下とすることが一層好ましい。

本発明の時効硬化性鋼の一つは、上述のＣからＮまでの元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、前記の(1)式および(2)式を満足する鋼である。

なお、不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に原料の鉱石、スクラップ、耐火物などから、あるいは製造環境から混入するものを指す。

(1)式および(2)式については、(1')式および(2')式とともに後述する。

本発明の時効硬化性鋼の他の一つは、上述のＣからＮまでの元素を含有するとともに、前記の〈１〉から〈４〉までのいずれかに属する１種以上の元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、前記の(1')式および(2')式を満足する鋼である。

以下、〈１〉〜〈４〉のそれぞれに属する元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

〈１〉Ｍｏ：０．３０％未満
Ｍｏは、焼入れ性を高め、熱間鍛造後の組織の主相をベイナイトとするとともに、その面積率を大きくする作用を有する。Ｍｏは、０．１０％以上のＶを含有する鋼において、Ｖ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も有する。このため、必要に応じてＭｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏは非常に高価な元素であるため、含有量が多くなると鋼の製造コストが増大してしまう。したがって、含有させる場合のＭｏの量を０．３０％未満とした。含有させる場合のＭｏの量は０．２０％以下とすることが好ましい。一方、前記したＭｏの効果を確実に得るためには、含有させる場合のＭｏの量は、０．０１％以上とすることが望ましい。

〈２〉Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、本発明鋼の焼入れ性を高め、熱間鍛造後の組織の主相となるベイナイトの面積率を大きくする作用を有する。このため、必要に応じてＢを含有させてもよい。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５％を超えると上記の効果は飽和する。したがって、含有させる場合のＢの量を０．００５％以下とした。含有させる場合のＢの量は０．００３％以下とすることが好ましい。一方、前記したＢの焼入れ性を高めてベイナイトの面積率を大きくする効果を確実に得るためには、含有させる場合のＢの量は０．０００５％以上とすることが望ましい。

〈３〉Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：０．６％以下およびＮｂ：０．１％以下
〈３〉に属する元素であるＣｕ、ＮｉおよびＮｂは、いずれも、疲労強度を高める作用を有する。このため、より大きな疲労強度を得たい場合には、これらの元素を以下に述べる範囲で含有させてもよい。

Ｃｕ：０．６％以下
Ｃｕは、少量であれば固溶強化によって、多量であれば時効処理時の析出強化によって、それぞれ疲労強度を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＣｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が０．６％を超えると、熱間加工性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｕの量を０．６％以下とした。含有させる場合のＣｕの量は０．５％以下とすることが好ましい。一方、前記したＣｕの疲労強度を高める効果を確実に得るためには、含有させる場合のＣｕの量は、０．１％以上とすることが望ましい。

Ｎｉ：０．６％以下
Ｎｉは、疲労強度を向上させる作用を有する。さらに、Ｎｉは、Ｃｕによる熱間加工性の低下を抑制する作用も有する。このため、必要に応じてＮｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が０．６％を超えると、コストが嵩むことに加えて上記の効果も飽和する。したがって、含有させる場合のＮｉの量を０．６％以下とした。含有させる場合のＮｉの量は０．５％以下とすることが好ましい。一方、前記したＮｉの効果を確実に得るためには、含有させる場合のＮｉの量は、０．１％以上とすることが望ましい。

Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、Ｖと複合的に炭化物を形成することで、鋼の時効硬化能を向上させて疲労強度を向上させる作用を有する。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、鍛造時の加熱中に粗大なＮｂ炭窒化物が生成し、靱性を劣化させる。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０．０５％以下とすることが好ましく、０．０３％以下とすることが一層好ましい。一方、前記したＮｂの効果を確実に得るためには、含有させる場合のＮｂの量は、０．００５％以上とすることが望ましい。

上記のＣｕ、ＮｉおよびＮｂは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。含有させる場合の上記元素の合計含有量は、ＣｕとＮｉがそれぞれ０．６％で、Ｎｂが０．１％の場合の１．３％であってもよいが、１．１％以下とすることが好ましい。

〈４〉Ｃａ：０．００５％以下およびＢｉ：０．４％以下
〈４〉に属する元素であるＣａおよびＢｉは、いずれも、被削性を高める作用を有する。このため、より良好な被削性を得たい場合には、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、被削性を向上させる作用を有する。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０．００５％を超えると、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の被削性向上効果を確実に得るためには、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、被削性を向上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０．４％を超えると、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の被削性向上効果を確実に得るためには、含有させる場合のＢｉの量は、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。含有させる場合のこれらの元素の合計含有量は、Ｃａが０．００５％でＢｉが０．４％の場合の０．４０５％であってもよいが、０．３％以下とすることが好ましい。

〔Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ〕または〔Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ＋Ｂeff〕：０．６５以上
本発明の時効硬化性鋼は、前記ＭｏからＢｉまでの元素のうちの１種以上を含まない場合には、〔Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ〕が０．６５以上、つまり、
Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ≧０．６５・・・・・(1)
で表される(1)式を、前記ＭｏからＢｉまでの元素のうちの１種以上を含む場合には、〔Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ＋Ｂeff〕が０．６５以上、つまり、
Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ＋Ｂeff≧０．６５・・・・・(1')
で表される(1')式を、それぞれ、満たす必要がある。

これは、上記の条件を満たせば、熱間鍛造後に前記したような比較的遅い冷却速度で冷却した状態であっても、容易にベイナイトを主相とする組織、特に、図１に示すように面積率で６０％以上がベイナイトである組織になるからである。

既に述べたとおり、上記の(1)式および(1')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。(1')式中のＢeffは、Ｂの含有量が０．０００５％未満の場合、「Ｂeff＝０」で、一方、Ｂの含有量が０．０００５〜０．００５％の場合、「Ｂeff＝０．０５」である。

(1)式の左辺である〔Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ〕は０．６８以上であることが好ましく、０．７０以上であることが一層好ましい。一方、(1)式の左辺の値は１．００以下であることが好ましい。

同様に(1')式の左辺である〔Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ＋Ｂeff〕は０．６８以上であることが好ましく、０．７０以上であることが一層好ましい。一方、(1')式の左辺の値は１．００以下であることが好ましい。

〔Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ〕または〔Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ＋０．２Ｍｏ〕：０．７６以下
本発明の時効硬化性鋼は、前記ＭｏからＢｉまでの元素のうちの１種以上を含まない場合には、〔Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ〕が０．７６以下、つまり、
Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ≦０．７６・・・・・(2)
で表される(2)式を、前記ＭｏからＢｉまでの元素のうちの１種以上を含む場合には、〔Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ＋０．２Ｍｏ〕が０．７６以下、つまり、
Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ＋０．２Ｍｏ≦０．７６・・・・・(2')
で表される(2')式を、それぞれ、満たす必要がある。

本発明の時効硬化性鋼が、上記の(1)式または(1')式を満たすだけでは、時効処理前の硬さが高い。このため、良好な被削性が確保できない。しかしながら、本発明の時効硬化性鋼が、上記の(1)式に加えて(2)式を、あるいは、(1')式に加えて(2')式を満たせば、組織の主相がベイナイトであるにも拘わらず、時効処理前の硬さはＨＶで２９５以下の比較的低い値になって、良好な被削性が得られ、このために、容易に所定の形状に切削加工することができる。

既に述べたとおり、上記の(2)式および(2')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)式の左辺である〔Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ〕は０．７４以下であることが好ましく、０．７２以下であれば一層好ましい。一方、(2)式の左辺の値は０．５０以上であることが好ましい。

同様に(2')式の左辺である〔Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ＋０．２Ｍｏ〕は０．７４以下であることが好ましく、０．７２以下であれば一層好ましい。一方、(2')式の左辺の値は０．５０以上であることが好ましい。

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い。しかしながら、ＶＣを最大限に利用するためには時効処理前においては、多量の初析フェライトの生成は好ましくない。さらに、被削性の観点から、多量のマルテンサイトの生成も好ましくない。したがって、本発明の時効硬化性鋼は、例えば、上述した化学組成を有する鋼を１０００℃以上の温度で加熱し、仕上げ温度が９００℃以上である熱間鍛造を施し、その後５℃／秒未満の平均冷却速度で少なくとも５００℃まで冷却して製造することが好ましい。

上述した化学組成を有する鋼を上記のようにして製造すれば、初析フェライトおよびマルテンサイトの多量の生成を安定かつ確実に防止することが可能で、容易にベイナイトを主相とする組織、特に、面積率で６０％以上がベイナイトである組織になる。

（Ｂ）本発明に係る機械部品の製造方法：
本発明に係る機械部品は、Ｖの析出強化の効果を十分に得るために、所定の手法によって熱間鍛造とその後の冷却を行い、さらに、切削加工を施した後、時効処理を施す。以下、このことについて説明する。

熱間鍛造に供する材料（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、どのようなものでよい。しかしながら、熱間鍛造用素材の化学組成は前記（Ａ）項で述べたものでなければならない。

（Ｂ−１）熱間鍛造とその後の冷却
熱間鍛造用素材の加熱温度は１０００℃以上とする必要がある。これは、加熱温度が１０００℃を下回ると、未固溶のＶＣが固溶しないからである。加熱温度が過度に高くなるとエネルギーコストが大きくなることに加えて、スケールロスも多くなる。このため、加熱温度は１３００℃以下が望ましい。

上記の温度域に加熱した後、熱間鍛造を行う。熱間鍛造後に冷却したままの状態から切削加工して所定の形状に加工するためには、特に、熱間鍛造の仕上げ温度を９００℃以上としなければならない。熱間鍛造の仕上げ温度が９００℃未満の場合には、低い温度で再結晶が起こることになるため、生成したオーステナイト粒は小さくなって焼入れ性が確保できず、ベイナイトを主相とする組織が得られない。したがって、熱間鍛造の仕上げ温度は９００℃以上とする。熱間鍛造の仕上げ温度は９５０℃以上とすることが好ましい。一方、熱間鍛造の仕上げ温度は、１２５０℃以下とすることが好ましい。

熱間鍛造後に冷却したままの状態から切削加工して所定の形状に加工するためには、上記の仕上げ温度で熱間鍛造を終了した後、５℃／秒未満の平均冷却速度で少なくとも５００℃まで冷却しなければならない。熱間鍛造終了後５００℃までの平均冷却速度が５℃／秒以上になると、マルテンサイトが多量に生成して被削性が低下してしまう。そのため、熱間鍛造終了後５００℃までの平均冷却速度は５℃／秒未満でなければならない。熱間鍛造終了後５００℃までの平均冷却速度は４℃／秒未満であることが好ましく、３℃／秒未満であることが一層好ましい。上記の平均冷却速度は小さすぎると組織がベイナイト化しないうえに生産性の低下をきたす場合がある。したがって、上記の平均冷却速度は０．２℃／秒以上であることが望ましく、０．４℃／秒以上であることが一層望ましい。

熱間鍛造終了後５００℃までの平均冷却速度を５℃／秒未満とするための具体的な方法としては、例えば、大気中での放冷、ファンによる風冷などがある。

５００℃未満の温度域での冷却速度は、本発明の作用効果に影響するものではない。したがって、熱間鍛造終了後５００℃までの平均冷却速度が５℃／秒未満であれば、５００℃から室温までの冷却速度は、特に制御する必要はない。

前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼の場合、前述した条件で熱間鍛造およびその後の冷却を行うことで、ベイナイトを主相とする組織になり、しかも、硬さは容易にＨＶで２９５以下になる。

（Ｂ−２）切削加工
前記（Ｂ−１）項で述べた条件で、熱間鍛造とその後の冷却を施された鋼は、次に切削加工を施されて所定の機械部品形状に加工される。

（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼の場合、（Ｂ−１）項で述べた条件で、熱間鍛造およびその後の冷却を行うことで、硬さがＨＶで２９５以下になるので、容易に所定の機械部品形状に切削加工することができる。この切削加工の条件は特に限定されるものではなく、所定形状の機械部品に加工できるものでありさえすればよい。

（Ｂ−３）時効処理
時効処理は、５６０〜７００℃の温度で行わなければならない。時効処理温度が７００℃を超えると、組織自体が焼戻されて軟化してしまう。一方、時効処理温度が５６０℃を下回ると、Ｖの拡散が遅くなるために時効処理に要する時間が長くなるので、生産性の低下および熱処理コストの増大をきたす。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

表１および表２に示す化学組成の鋼Ａ〜Ｚを、５０ｋｇ真空溶解炉によって溶製した。

表１および表２における鋼Ａ〜Ｔ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、鋼Ｕ〜Ｚ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。

なお、表１および表２には、ＭｏからＢｉまでの任意元素を含まない場合の(1)式の左辺である「Ｃｕ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ」と、ＭｏからＢｉまでの任意元素を１種以上含む場合の(1')式の左辺である「Ｃｕ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ＋Ｂeff」を「Ｆ１の値」として併記した。同様に、表１および表２には、ＭｏからＢｉまでの任意元素を含まない場合の(2)式の左辺である「Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ」と、ＭｏからＢｉまでの任意元素を含む場合の(2')式の左辺である「Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ＋０．２Ｍｏ」を「Ｆ２の値」として併記した。

各鋼のインゴットは、１２５０℃で加熱した後、直径４５ｍｍの棒鋼に熱間鍛造した。熱間鍛造した直径４５ｍｍの棒鋼は、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℃に加熱し、部品形状への鍛造を想定し、仕上げ温度を９５０℃として、直径３０ｍｍの棒鋼に熱間鍛造した。仕上げ温度の測温は、棒鋼表面のスケールのない箇所に対して放射温度計を用いて行った。なお、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。

上記の熱間鍛造後の大気中での放冷時の冷却速度の測定は、棒鋼表面のスケールのない箇所に対して放射温度計を用いて行った。鍛造後の５００℃までの平均冷却速度は０．８℃／秒であった。

各試験番号について、室温まで冷却した直径３０ｍｍの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、組織および疲労強度の調査を行った。

一方、各試験番号について、室温まで冷却した直径３０ｍｍの棒鋼の残りは、５８０〜６５０℃で１〜４時間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、時効処理後の硬さおよび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、直径３０ｍｍの棒鋼を横断し、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ＨＶでの硬さとした。

時効処理前の組織調査は、次のようにして実施した。すなわち、まず、上記の硬さ測定に用いた試験片を再度鏡面研磨してナイタールで腐食した試験片を準備した。次いで、光学顕微鏡を用いて、Ｒ／２部付近を、倍率２００倍で、視野の大きさを２２０μｍ×１８０μｍとしてランダムに各３視野の写真を撮影し、組織における相を同定した。また、上記の各視野について画像解析を行って、ベイナイトの面積率を求めた。

疲労強度は、平滑小野式回転曲げ疲労試験片を採取して調査した。すなわち、図２に示す平行部の直径と長さがそれぞれ、８ｍｍと１８ｍｍの形状の平滑小野式回転曲げ疲労試験片を、棒鋼の中心から鍛造方向に平行に採取し、室温、大気中、回転数３４００ｒｐｍの条件で小野式回転曲げ疲労試験を行った。上記の条件下で、応力付加繰返し数１０⁷回において破断しない最大の応力を疲労強度とした。

表３に、各試験番号について、時効処理前（つまり、冷却ままの状態）の組織、ならびに、時効処理前後の硬さおよび疲労強度を示す。表３には、時効硬化能を評価する指標として、被削性に相当する時効処理前の硬さを分子に、機械部品の強度に相当する時効処理後の疲労強度を分母とした値、すなわち時効処理前の硬さを時効処理後の疲労強度で除した値も示した。そして、この時効硬化能を評価する指標が０．５７未満を満たした場合に、時効処理後の疲労強度と時効処理前の被削性が両立するとした。

なお、表３においては、組織における「相」を、ベイナイトを「Ｂ」、パーライトを「Ｐ」、初析フェライトを「Ｆ」、マルテンサイトを「Ｍ」と表記した。さらに、時効処理による硬さ上昇量（以下、「時効硬化量」という。）を「ΔＨＶ」、時効処理による疲労強度上昇量を「Δσｗ」と表記した。

表３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１〜２１の「本発明例」の場合、時効処理前の硬さを時効処理後の疲労強度の値で割った値が０．５７未満になっており、時効処理後の疲労強度と時効処理前の被削性が両立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２２〜２７の「比較例」の場合には、時効処理前の硬さを時効処理後の疲労強度の値で割った値が０．５７未満になっておらず、目標とする性能が得られていない。

試験番号２２の場合は、鋼Ｕの「Ｆ１の値」が０．５３と小さく(1)式を満たさない。このため、時効処理による疲労強度の上昇代が小さい。試験番号８の本発明例と比較すると、時効処理後の疲労強度は同程度であるが、時効処理前の硬さは高い。

試験番号２３の場合は、鋼Ｖの「Ｆ１の値」が０．５６と小さく(1')式を満たさない。このため、時効処理による疲労強度の上昇代が小さい。試験番号８の本発明例と比較すると、時効処理後の疲労強度は同程度であるが、時効処理前の硬さは高い。

試験番号２４の場合は、鋼Ｗの「Ｆ２の値」が０．７９と大きく(2)式を満たさない。このため、時効処理前の硬さがＨＶで２９７と高い。試験番号２の本発明例と比較すると、時効処理後の疲労強度は同程度であるが、時効処理前の硬さは高い。

試験番号２５の場合は、鋼Ｘの「Ｆ２の値」が０．７７と大きく(2')式を満たさない。このため、時効処理前の硬さがＨＶで３０５と高い。試験番号２の本発明例と比較すると、時効処理後の疲労強度は同程度であるが、時効処理前の硬さは高い。

試験番号２６の場合は、鋼ＹのＶ含有量が０．０９％と少ない。このため、時効硬化量が小さく、時効処理後の疲労強度が本発明例と比べるとはるかに低い。

同様に、試験番号２７の場合は、鋼ＺのＶ含有量が０．０７％と少ない。このため、時効硬化量が小さく、時効処理後の疲労強度が本発明例と比べるとはるかに低い。

本発明の時効硬化性鋼は、自動車、産業機械、建設機械などの機械部品の素材としてきわめて有用なものである。また、本発明の製造方法によれば、鋼の硬さが低い状態で切削加工を行って部品形状を整え、その後に時効処理によって硬化させて所望の強度を有する機械部品を製造することができる。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜２．５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｖ：０．１０〜０．６０％、Ｎ：０．０２０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、かつ、下記の(1)式および(2)式を満足することを特徴とする時効硬化性鋼。
Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ≧０．６５・・・・・(1)
Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ≦０．７６・・・・・(2)
上記の(1)式および(2)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。
質量％で、Ｃ：０．０２５〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．５０〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０５〜２．５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｖ：０．１０〜０．６０％、Ｎ：０．０２０％以下を含有するとともに、下記の〈１〉から〈４〉までのいずれかに属する１種以上の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、かつ、下記の(1')式および(2')式を満足することを特徴とする時効硬化性鋼。
〈１〉Ｍｏ：０．３０％未満
〈２〉Ｂ：０．００５％以下
〈３〉Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：０．６％以下およびＮｂ：０．１％以下
〈４〉Ｃａ：０．００５％以下およびＢｉ：０．４％以下
Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ＋Ｂeff≧０．６５・・・・・(1')
Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ＋０．２Ｍｏ≦０．７６・・・・・(2')
上記の(1')式および(2')式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味し、(1')式中のＢeffは次の値を指す。
Ｂの含有量が０．０００５％未満の場合：Ｂeff＝０、
Ｂの含有量０．０００５〜０．００５％の場合：Ｂeff＝０．０５。
機械部品の製造方法であって、請求項１または２に記載の鋼を１０００℃以上の温度で加熱し、仕上げ温度が９００℃以上である熱間鍛造を施し、その後５℃／秒未満の平均冷却速度で少なくとも５００℃まで冷却し、さらに、切削加工を施した後に５６０〜７００℃の温度で時効処理を施すことを特徴とする機械部品の製造方法。