WO2010090238A1 - 時効硬化性鋼および機械部品の製造方法 - Google Patents

時効硬化性鋼および機械部品の製造方法 Download PDF

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steel
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age
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将人 祐谷
直樹 松井
豊 根石
真志 東田
斉 松本
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住友金属工業株式会社
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    • C21D8/0226—Hot rolling
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    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur

Definitions

  • the present invention relates to an age-hardening steel and a method for producing a machine part using the steel. More specifically, in the present invention, after being processed into a predetermined shape by hot forging and cutting, an age hardening treatment (hereinafter also simply referred to as “aging treatment”) is performed, and the desired strength is obtained by the aging treatment.
  • aging treatment an age hardening treatment
  • the present invention relates to steel for manufacturing machine parts such as automobiles, industrial machines, construction machines, and the like, and a method of manufacturing such machine parts using the steel.
  • machine parts such as automobiles, industrial machines, and construction machines are required to have high fatigue strength.
  • the mechanical parts are formed by hot forging and then finished into a predetermined product shape by cutting. Therefore, the steel used as the material for the machine parts must have good machinability.
  • the S content should be increased.
  • the size of inclusions in the steel increases, resulting in a decrease in fatigue strength. Therefore, in order to achieve both fatigue strength and machinability, it is possible to keep the hardness low in the molding stage where good machinability is required.
  • Various technologies that can increase the hardness in the product stage have been proposed.
  • Patent Document 1 discloses the following manufacturing method.
  • a method for producing an age-hardening machine component in mass%, C: 0.10 to 0.25%, Si: 0.10 to 0.50%, Mn: 0.60 to 1 0.0%, S: 0.01 to 0.10%, Ti: 0.005 to (4 ⁇ N)%, V: 0.10 to 0.25% and Mo: 0.05 to 0.60% And V + 0.5Mo: less than 0.50%, N: 0.010 to 0.030% and Ca: 0.0001 to 0.005%, the balance being 1000 to 1300 ° C. And the hot forging is finished at a temperature T1 of 900 ° C. or higher, and is cooled at a cooling rate of 10 ° C./second or more from at least 900 ° C.
  • Patent Document 2 discloses the following age hardened steel.
  • the area ratio of the bainite structure is 50% or more and the hardness is 40 HRC or less.
  • An age-hardening steel whose hardness is higher by 7 HRC or more than the hardness before the aging treatment is disclosed.
  • the steel may further contain an element selected from at least one element group of the following four element groups as necessary.
  • Al at least one selected from the group of 0.001 to 0.3% by mass, N: 0.005 to 0.025% by mass, (2) at least one selected from the group consisting of Nb: 0.5% by mass or less, Ti: 0.5% by mass or less, and Zr: 0.5% by mass or less, (3) Cu: 1.0 mass% or less, Ni: at least one selected from the group of 1.0 mass% or less, (4) S: 0.01 to 0.20 mass%, Ca: 0.003 to 0.010 mass%, Pb: 0.3 mass% or less, and Bi: 0.3 mass% or less At least one.
  • Patent Document 2 When steel disclosed in Patent Document 2 is used, according to the result of the example described in paragraph [0031], the hardness at the stage of cutting is 27.9 or more in HRC. Therefore, the steel proposed in Patent Document 2 is difficult to use as a material for parts that require high machinability.
  • V easily forms carbides in steel, and can be easily precipitated as VN and / or VC even by performing normal hot forging and cooling after forging without additional heat treatment such as aging treatment. is there.
  • V is the solid solution V that affects the amount of curing during the aging treatment. For this reason, when V is contained in age-hardenable steel, it is important that V is not precipitated during hot forging and during cooling after hot forging.
  • an object of the present invention is to perform cutting after hot forging, and when processing into a predetermined shape, the content of V is not excessively increased, and even if Mo is not actively contained as a component, cutting is performed.
  • Hardness after hot forging which is the hardness before processing, is sufficiently low and excellent in machinability. Further, it can be cured by an aging treatment performed after cutting, and a machine part can have a desired strength. It is to provide age hardenable steel.
  • the object of the present invention is that the hardness before aging treatment is 280 or less in HV, the fatigue strength is improved by 50 MPa or more by the aging treatment, and the fatigue strength after aging treatment is S content. It is to provide an age-hardenable steel that is 340 MPa or more when the content is 0.05% or more and 370 MPa or more when the S content is less than 0.05%. Furthermore, it is also an object of the present invention to provide a method for producing a machine part using the above age-hardening steel.
  • the precipitation peak of carbide during cooling from high temperature is about 750 to 700 ° C., which is lower than other carbide forming elements such as Nb and Ti, for example.
  • V does not precipitate up to around 850 ° C. once it is dissolved in the matrix, thus suppressing precipitation during forging. It is relatively easy.
  • Ti and Nb are elements that form and precipitate carbides by aging treatment.
  • TiC and NbC are less soluble in steel than VC, the amount of solute Ti and solute Nb in the state before aging treatment is less than the amount of solute V. Therefore, sufficient age-hardening ability cannot be obtained even if Ti and Nb are contained alone.
  • Ti and Nb are contained at the same time as V, they are precipitated in a composite manner, so that when compared with steel containing Ti and Nb alone, it is compared with steel containing V alone. However, a large age-hardening ability can be obtained.
  • the present invention has been made on the basis of the above knowledge, and the gist thereof is the manufacture of machine parts using the age-hardening steel (1) below and the age-hardening steels (2) and (3) below. Is in the way.
  • Age-hardening steel in mass% C: 0.025 to 0.25%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.50 to 1.8%, P: 0.05% or less, S: 0.10% or less, Cr: 0.05 to 0.6%, Al: 0.06% or less, Ti: 0.005 to 0.20%, V: 0.10 to 0.60% and N: 0.012% or less, and if necessary, Cu: 0.6% or less, Ni: 0.6% or less, Mo: 0.1% or less, Nb: 0 1% or less, B: 0.005% or less, Ca: 0.005% or less, and Bi: 0.4% or less, and the balance is Fe and impurities.
  • An age-hardening steel having a chemical composition satisfying the formulas (1) and (2) and having a structure with an area ratio of bainite of 50% or more.
  • the element symbols in the above formulas (1) and (2) mean the content (% by mass) of the element.
  • a method for manufacturing a machine part wherein the steel described in (1) above is heated at a temperature of 1000 ° C. or higher, subjected to hot forging with a finishing temperature of 950 ° C. or higher, and then 900 to 500 ° C. Cooling is performed under the condition that the average cooling rate in the temperature range is 5 ° C./second or more and the average cooling rate in the temperature range of 500 to 150 ° C. is 20 ° C./second or less.
  • a process for producing a machine part characterized in that an aging treatment is carried out at a temperature of
  • a method of manufacturing a machine part wherein after hot forging the steel described in (1) above, solution treatment is performed at a temperature of 950 ° C. or higher, and an average cooling rate in a temperature range of 900 to 500 ° C. Is cooled at a temperature of 5 ° C./second or more and an average cooling rate in a temperature range of 500 to 150 ° C. is 20 ° C./second or less, and after aging, a aging treatment is performed at a temperature of 560 to 700 ° C.
  • a method for manufacturing a machine part characterized by comprising:
  • the average cooling rate in the temperature range of 900 to 500 ° C. is obtained by dividing the temperature difference of 400 ° C. between 900 ° C. and 500 ° C. by the time required for cooling from 900 ° C. to 500 ° C.
  • the average cooling rate in the temperature range of 500 to 150 ° C. is obtained by dividing the temperature difference of 350 ° C. between 500 ° C. and 150 ° C. by the time required for cooling from 500 ° C. to 150 ° C.
  • the age-hardening steel of the present invention can be used as a material for machine parts such as automobiles, industrial machines, and construction machines.
  • a machine part is manufactured by the method of the present invention using the steel of the present invention, when performing hot forging and cutting into a predetermined shape, the hardness before cutting is low and machinability is achieved. Further, it is cured by an aging treatment performed after cutting, and a mechanical part having a desired strength can be obtained.
  • Si 0.05 to 0.50% Si is useful as a deoxidizing element at the time of steel making, and at the same time, has an action of improving the strength of the steel by dissolving in a matrix.
  • Si must have a content of 0.05% or more.
  • the Si content is set to 0.05 to 0.50%.
  • the Si content is preferably 0.10% or more.
  • the Si content is preferably 0.40% or less.
  • Mn 0.50 to 1.8%
  • Mn is an element that improves the strength and hardenability, and at the same time has the effect of improving the machinability by forming MnS in the steel.
  • the Mn content needs to be at least 0.50%.
  • the Mn content is set to 0.50 to 1.8%.
  • the Mn content is preferably 0.60% or more.
  • the Mn content is preferably 1.7% or less, and more preferably 1.5% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an element that is inevitably contained as an impurity, and lowers toughness.
  • the content of P is set to 0.05% or less.
  • the P content is preferably 0.04% or less.
  • S 0.10% or less
  • S is an element inevitably contained as an impurity.
  • S combines with Mn in steel to form MnS to improve machinability, so it is positively incorporated when machinability is required.
  • the S content is desirably set to 0.01% or more.
  • the solid solution amount of Mn decreases, and the coarsened MnS serves as a starting point for fatigue fracture, resulting in a decrease in fatigue strength.
  • the S content exceeds 0.10%, the fatigue strength is significantly reduced. Therefore, the content of S is set to 0.10% or less.
  • the S content is preferably less than 0.05%, and more preferably 0.02% or less.
  • Cr 0.05-0.6% Cr increases the fatigue strength by increasing the hardenability and increasing the area ratio of bainite. In order to obtain this effect, the Cr content needs to be 0.05% or more. However, if the Cr content exceeds 0.6%, the hardenability becomes too high and the machinability at the time of cutting is lowered, and further, the precipitation of VC during the aging treatment is delayed by stabilizing the cementite. End up. Therefore, the Cr content is set to 0.05 to 0.6%. The Cr content is preferably less than 0.45%, and more preferably less than 0.30%.
  • Al 0.06% or less
  • Al is an element inevitably contained as an impurity. In some cases, Al is intentionally contained for the purpose of deoxidation. In order to obtain a sufficient deoxidation effect, the Al content is preferably 0.005% or more. However, if the residual amount of Al in the steel exceeds 0.06%, the toughness decreases. Therefore, the Al content is set to 0.06% or less. The Al content is preferably 0.05% or less.
  • Ti 0.005 to 0.20%
  • Ti fixes N as TiN, thereby suppressing the precipitation of VN during forging and cooling after forging.
  • Ti needs to have a content of 0.005% or more.
  • the Ti content is set to 0.005 to 0.20%.
  • the Ti content is preferably 0.01% or more.
  • the Ti content is preferably 0.06% or less, and more preferably 0.04% or less.
  • the Ti content is preferably less than 0.15%.
  • V 0.10 to 0.60%
  • V is an important element in the steel of the present invention.
  • V has the effect of increasing strength by being combined with C to form fine VC during aging treatment.
  • V needs to have a content of 0.10% or more.
  • the content of V is set to 0.10 to 0.60%.
  • the content of V in the case where the machinability is regarded as important may be small within the above range.
  • the content of V in the case where the strength is important even if the machinability is sacrificed to some extent may be set within the above range.
  • N 0.012% or less N is an undesirable element because V is fixed as VN in the steel of the present invention. Moreover, when the content increases too much, the amount of Ti for fixing N increases, and TiN produced along with it becomes coarse and lowers toughness. Therefore, the N content is set to 0.012% or less.
  • the N content is preferably 0.010% or less, and more preferably 0.008% or less.
  • C / V 0.20 or more
  • the content of C and V needs to satisfy the following formula (1).
  • C and V in the formula (1) represent respective contents (mass%).
  • C and V precipitate as VC during the aging treatment, their content ratio, that is, “C / V” greatly affects the precipitation behavior of VC.
  • the value of “C / V” is less than 0.20, a part of V is left over and does not contribute to age hardening, which is uneconomical. Further, in the state where V is surplus, the age-hardening ability is lowered because precipitates are likely to be coarser than in the state where C is surplus. Therefore, the value of “C / V” is set to 0.20 or more.
  • the value of “C / V” is preferably 0.25 or more.
  • “C / V” may be 2.5 when C is 0.25% and V is 0.10%.
  • N / Ti 0.60 or less
  • the content of N and Ti must satisfy the following formula (2).
  • N and Ti in the formula (2) represent respective contents (mass%).
  • the ratio of the content of N and Ti that is, the value of “N / Ti” is set to 0.60 or less.
  • the value of “N / Ti” is preferably 0.50 or less, and more preferably 0.40 or less.
  • the value of “N / Ti” is more preferably 0.35 or less.
  • no lower limit is provided.
  • One of the chemical compositions of the age-hardenable steel of the present invention is that the remainder is composed of Fe and impurities in addition to the elements described above.
  • an impurity refers to what mixes from raw materials ore, scrap, refractory, etc. or from a manufacturing environment when manufacturing steel materials industrially.
  • Another chemical composition of the age-hardenable steel of the present invention contains one or more elements of Cu, Ni, Mo, Nb, B, Ca and Bi instead of part of Fe It is.
  • the effect of these arbitrary elements and the reason for limiting the content will be described.
  • Cu, Ni, Mo and Nb all have the effect of increasing fatigue strength. For this reason, when it is desired to obtain a greater fatigue strength, these elements may be contained.
  • Cu, Ni, Mo and Nb will be described.
  • Cu 0.6% or less
  • Cu has a function of improving fatigue strength by solid solution strengthening if it is a small amount and by precipitation strengthening at the time of aging treatment if it is a large amount. Good.
  • the Cu content in the case of inclusion is set to 0.6% or less.
  • the amount of Cu is preferably 0.5% or less.
  • the amount of Cu in the case of inclusion is preferably 0.1% or more.
  • Ni 0.6% or less
  • Ni has an action of improving fatigue strength, and further has an action of suppressing a decrease in hot workability due to Cu, and may be contained as necessary.
  • the Ni content in the case of inclusion is set to 0.6% or less.
  • the amount of Ni is preferably 0.5% or less.
  • the amount of Ni in the case of inclusion is preferably 0.1% or more.
  • Mo 0.1% or less Mo has a function of improving age-hardening ability of steel by forming carbides in combination with V, so that fatigue strength is improved. Therefore, Mo may be included as necessary. . However, since Mo is a very expensive element, if the content increases, the manufacturing cost of steel increases. Therefore, the Mo amount in the case of inclusion is set to 0.1% or less. When Mo is contained, the Mo amount is preferably 0.08% or less. On the other hand, in order to reliably obtain the effect of Mo described above, the amount of Mo in the case of inclusion is preferably 0.01% or more.
  • Nb 0.1% or less Nb has the effect of improving the age-hardening ability of steel by forming carbides in combination with V, so that fatigue strength is improved. .
  • the Nb content in the case of inclusion is set to 0.1% or less.
  • the Nb content is preferably 0.05% or less.
  • the amount of Nb in the case of inclusion is preferably 0.005% or more.
  • the above Cu, Ni, Mo and Nb can be contained alone or in combination of two or more thereof.
  • the total content of the above elements may be 1.4% when Cu and Ni are each 0.6% and Mo and Nb are each 0.1%, but 1.2% The following is preferable.
  • B 0.005% or less
  • B has the effect of increasing the hardenability of the steel of the present invention and increasing the area ratio of bainite, and may be contained as necessary. However, the above effect is saturated even if the B content exceeds 0.005%. Therefore, the B content when contained is set to 0.005% or less.
  • the amount of B is preferably 0.003% or less, and more preferably 0.0025% or less.
  • the B content in the case of inclusion is preferably 0.0005% or more.
  • Ca 0.005% or less
  • Ca has an effect of improving machinability, and may be contained as necessary. However, when the Ca content exceeds 0.005%, the hot workability is deteriorated. Therefore, the Ca content in the case of inclusion is set to 0.005% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0035% or less.
  • the Ca content when contained is preferably 0.0005% or more.
  • Bi 0.4% or less Bi has an effect of improving the machinability and may be contained as necessary. However, when the Bi content exceeds 0.4%, hot workability is deteriorated. Therefore, the Bi content in the case of inclusion is set to 0.4% or less. When Bi is included, the amount of Bi is preferably 0.35% or less. On the other hand, in order to surely obtain the above-described effect of improving the machinability of Bi, the amount of Bi when contained is preferably 0.03% or more.
  • the above Ca and Bi can be contained in only one of them, or in a combination of two. When included, the total content of these elements may be 0.405% when Ca is 0.005% and Bi is 0.4%, but is preferably 0.3% or less. .
  • (B) Organization In order to make maximum use of VC, a large amount of pro-eutectoid ferrite is not preferable before aging treatment. Furthermore, the production of a large amount of martensite is not preferable from the viewpoint of machinability. For this reason, the main phase of the structure before the aging treatment of the age-hardening steel of the present invention needs to be bainite which is an intermediate structure. That is, in order to ensure sufficient machinability and solid solution V, the area ratio of bainite needs to be 50% or more in the structure before the aging treatment.
  • the area ratio of the bainite is preferably 70% or more, and most preferably the bainite single phase, that is, the area ratio of bainite is 100%.
  • phase other than bainite which is the main phase are pro-eutectoid ferrite, pearlite, and martensite. From the viewpoint of machinability, the smaller the martensite area ratio, the better.
  • the structure having bainite as the main phase can be obtained by, for example, subjecting the steel having the chemical composition described in the above section (A) to the following treatment (i) or (ii).
  • the temperature is cooled under the condition that the average cooling rate in the temperature range is 20 ° C./second or less.
  • solution treatment is performed at a temperature of 950 ° C. or higher, and the average cooling rate in the temperature range of 900 to 500 ° C. is 5 ° C./second or higher, and the average cooling in the temperature range of 500 to 150 ° C. Cooling is performed under conditions where the speed is 20 ° C./second or less.
  • (C) Manufacturing method of machine parts according to the present invention The mechanical component according to the present invention is subjected to an aging treatment after forging or solution treatment by a predetermined method in order to sufficiently obtain the effect of precipitation strengthening of V. This will be described below.
  • hot forging materials As materials used for hot forging (hot forging materials), billets obtained by ingot rolling ingots, billets obtained by rolling ingots from continuous casting materials, or steel bars obtained by hot rolling or hot forging these billets, What is good.
  • the chemical composition of the material for hot forging must be as described in the above section (A).
  • the heating temperature of the hot forging material needs to be 1000 ° C. or higher. This is because when the heating temperature is below 1000 ° C., undissolved VC does not dissolve. When the heating temperature is excessively high, the energy cost is increased and the scale loss is increased. For this reason, the heating temperature is desirably 1300 ° C. or lower.
  • the hot forging finishing temperature When cutting into a predetermined shape by cutting from a state of being cooled after hot forging, the hot forging finishing temperature must be 950 ° C. or more. When the finishing temperature of hot forging is less than 950 ° C., recrystallization occurs at a low temperature. Therefore, the generated austenite grains become small and hardenability cannot be secured, and the area ratio of bainite is 50% or more. The organization of can not be obtained. Therefore, the finishing temperature for forging is 950 ° C. or higher.
  • the finishing temperature for hot forging is preferably 1000 ° C. or higher.
  • the finishing temperature of hot forging is preferably 1250 ° C. or lower.
  • the average cooling rate must be at least 5 ° C / second.
  • the average cooling rate in this temperature range must be 5 ° C./second or more.
  • the average cooling rate in this temperature range is desirably 100 ° C./second or less.
  • the average cooling rate in the temperature range of 500 to 150 ° C. needs to be 20 ° C./second or less. .
  • the average cooling rate in the temperature range of 500 to 150 ° C. is fast and exceeds 20 ° C./second, a large amount of martensite is mixed in the structure, the hardness increases, and the machinability decreases. Therefore, the average cooling rate in the above temperature range must be 20 ° C./second or less.
  • the average cooling rate is desirably 0.01 ° C./second or more.
  • Specific methods for setting the average cooling rate in the temperature range of 900 to 500 ° C. and 500 to 150 ° C. to the above ranges are, for example, oil cooling treatment, cooling while spraying water by spraying, and the like. can give. Any method may be used as long as the above average cooling rate can be achieved.
  • the cooling rate in the temperature range below 150 ° C. does not affect the function and effect of the present invention. Therefore, if the average cooling rate in the temperature range of 900 to 500 ° C. and the average cooling rate in the temperature range of 500 to 150 ° C. is the above range, the cooling rate from 150 ° C. to room temperature does not need to be particularly controlled.
  • the hardness can be easily reduced to 280 or less in HV by performing hot forging and subsequent cooling under the above-described conditions.
  • hot forging conditions there are no special restrictions on hot forging conditions, forging methods under general conditions that do not cause problems in equipment, for example, hot forging after heating to 1200 ° C.
  • the method of standing to cool to room temperature may be used.
  • the heating temperature is excessively high, the energy cost is increased and the scale loss is increased. For this reason, it is desirable to perform hot forging by setting the upper limit of the heating temperature to 1300 ° C. or less.
  • the solution treatment temperature needs to be 950 ° C. or higher. This is because undissolved VC does not dissolve when the solution treatment temperature falls below 950 ° C. When the solution treatment temperature is excessively high, the energy cost is increased and the scale loss is increased. For this reason, the solution treatment temperature is desirably 1300 ° C. or lower.
  • the average cooling rate in the temperature range of 900 to 500 ° C must be 5 ° C / second or more.
  • the average cooling rate in the temperature range of 900 to 500 ° C. is less than 5 ° C./second, a large amount of proeutectoid ferrite is generated and the amount of solid solution V is also reduced. Therefore, the average cooling rate in this temperature range must be 5 ° C./second or more.
  • the average cooling rate in this range is increased, the facility restrictions increase. Therefore, the average cooling rate is desirably 100 ° C./second or less.
  • the average cooling rate in the temperature range of 500 to 150 ° C. needs to be 20 ° C./second or less.
  • the average cooling rate in the temperature range of 500 to 150 ° C. is fast and exceeds 20 ° C./second, a large amount of martensite is mixed in the structure, the hardness increases, and the machinability decreases. Therefore, the average cooling rate in the above temperature range must be 20 ° C./second or less.
  • the average cooling rate is desirably 0.01 ° C./second or more.
  • (C-3) Cutting Steel subjected to hot forging and subsequent cooling under the conditions described in the above section (C-1), or solution treatment after hot forging under the conditions described in the section (C-2) and thereafter Next, the steel subjected to the above cooling is subjected to cutting and processed into a predetermined machine part shape.
  • hot forging and subsequent cooling are performed under the conditions described in the section (C-1), or the conditions described in the section (C-2).
  • the hardness becomes 280 or less in HV, so that it can be easily cut into a predetermined machine part shape.
  • the conditions for this cutting process are not particularly limited, as long as they can be machined into machine parts having a predetermined shape.
  • (C-4) Aging treatment The aging treatment must be performed at a temperature of 560-700 ° C. When the aging temperature exceeds 700 ° C., the structure itself is tempered and softened. On the other hand, when the aging treatment temperature is lower than 560 ° C., the diffusion of V is slowed down, so that the time required for the aging treatment becomes long, so that the productivity is lowered and the heat treatment cost is increased.
  • Example 1 is an example for steel with a low S content.
  • Steels A1 to O1 and Steel R1 in Table 1 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention.
  • steel P1, steel Q1, steel S1, and steel T1 are steels whose chemical compositions deviate from the conditions defined in the present invention.
  • Each steel ingot was hot forged into a 45 mm diameter steel bar after heating at 1250 ° C.
  • the hot-forged steel bar with a diameter of 45 mm is once cooled in the atmosphere and cooled to room temperature, then heated to 1250 ° C., assuming forging into a part shape, the finishing temperature is 1100 ° C., and the diameter is 30 mm. Hot forged into steel bars.
  • test number 2 After performing the above hot forging, for each test number shown in Table 2, cooling while spraying a small amount of water in the shower (test number 2), forced air cooling with a blower (test number 23), water cooling (test number) 24), air cooling (test number 5) and oil cooling (test numbers 1, 3, 4, 6-22, 25 and 26) were performed in the atmosphere, and the mixture was cooled to room temperature.
  • Test No. 5 was further subjected to solution treatment after being allowed to cool in the air. The solution treatment was heated at 1100 ° C. for 30 minutes and then cooled to room temperature by oil cooling.
  • the average cooling rate for each test number in Table 2 was prepared separately from commercially available S25C steel, processed into a test piece having a diameter of 30 mm and a length of 100 mm, and then the bottom of a 50 mm deep hole provided on the bottom surface. Measured with a thermocouple attached. That is, after cooling a test piece of S25C steel with a diameter of 30 mm and a length of 100 mm to 1100 ° C., cooling while spraying a small amount of water in a shower, forced air cooling with a blower, water cooling and oil cooling each cooling method It was measured by cooling with.
  • the organization survey was conducted as follows. That is, after cutting out a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel bar and including R / 2 part (“R” represents the radius of the steel bar), a specimen that was mirror-polished and corroded with nital was prepared. Using an optical microscope, photographs of three fields of view were randomly taken at a magnification of 200 times and a field size of 220 ⁇ m ⁇ 180 ⁇ m to identify phases in the tissue. In addition, image analysis was performed for each of the above fields of view, and the area ratios of bainite, proeutectoid ferrite, pearlite, and martensite were obtained.
  • Hardness measurement was performed as follows. A test piece was prepared by crossing a steel bar with a diameter of 30 mm, filling the resin so that the cut surface became the test surface, and mirror polishing. In accordance with “Vickers hardness test-test method” in JIS Z 2244 (2009), the test force was applied at 9.8 N for 10 points near the R / 2 part of the surface to be tested. Obtained by arithmetic averaging.
  • the fatigue strength was investigated by collecting a smooth Ono type rotating bending fatigue test piece. That is, a smooth Ono type rotating bending fatigue test piece having a diameter and a length of 8 mm and 18 mm, respectively, shown in FIG. An Ono type rotating bending fatigue test was performed under the condition of several 3400 rpm. Under the above conditions, the maximum stress which does not break in stressing repeated several 10 7 times was fatigue strength.
  • Table 2 shows the structure of each test number in the cooled state (that is, before aging treatment), and the hardness and fatigue strength before and after aging treatment.
  • phase in the structure is expressed as “B” for bainite, “P” for pearlite, “F” for proeutectoid ferrite, and “M” for martensite.
  • amount of age hardening which is the amount of increase in hardness due to aging, was expressed as “ ⁇ HV”, and the amount of increase in fatigue strength due to aging was expressed as “ ⁇ w”.
  • the hardness before cooling is 280 or less in HV and excellent in machinability and fatigue due to aging treatment.
  • the increase in strength is 50 MPa or more, and the fatigue strength after aging treatment is excellent at 410 MPa or more.
  • test numbers 21 to 26 that are out of the scope of the present invention, the target performance is not obtained.
  • the average cooling rate in the temperature range of 500 to 150 ° C. is too high, so that the martensite area ratio in the structure before aging treatment is 90 %, And the area ratio of bainite is as low as 10%. For this reason, the hardness before an aging treatment is 329 in HV, and is too high.
  • Example 2 is an example for steel with a high S content.
  • Steels A2 to L2 in Table 3 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention.
  • steels M2 to Q2 are steels whose chemical compositions deviate from the conditions defined in the present invention.
  • Each steel ingot was hot forged into a 45 mm diameter steel bar after heating at 1250 ° C.
  • the hot-forged steel bar with a diameter of 45 mm is once cooled in the atmosphere and cooled to room temperature, then heated to 1250 ° C., assuming forging into a part shape, the finishing temperature is 1100 ° C., and the diameter is 30 mm. Hot forged into steel bars.
  • test number 29 After performing the above hot forging, for each test number shown in Table 4, cooling while spraying a small amount of water in a shower (test number 29), oil cooling (test numbers 27, 28, 30-35, 37- 41 and 43 to 47), forced air cooling with a blower (test number 42) and air cooling (test number 36) were performed, and the mixture was cooled to room temperature.
  • Test number 36 was further subjected to a solution treatment after being allowed to cool in the air. The solution treatment was heated at 1100 ° C. for 30 minutes and then cooled to room temperature by oil cooling.
  • the average cooling rate for each test number in Table 4 was prepared separately from commercially available S25C steel, processed into a test piece having a diameter of 30 mm and a length of 100 mm, and then provided on the bottom surface. It is measured by attaching a thermocouple to the bottom of a hole having a depth of 50 mm. That is, after heating the test piece of S25C steel with a diameter of 30 mm and a length of 100 mm to 1100 ° C., cooling with a small amount of water in a shower, cooling with oil cooling and forced air cooling with a blower. And measured.
  • the organization survey was conducted as follows. That is, after cutting out a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel bar and including R / 2 part (“R” represents the radius of the steel bar), a specimen that was mirror-polished and corroded with nital was prepared. Using an optical microscope, photographs of three fields of view were randomly taken at a magnification of 200 times and a field size of 220 ⁇ m ⁇ 180 ⁇ m to identify phases in the tissue. In addition, image analysis was performed for each of the above fields of view, and the area ratios of bainite, proeutectoid ferrite, pearlite, and martensite were obtained.
  • Hardness measurement was performed as follows. A test piece was prepared by crossing a steel bar with a diameter of 30 mm, filling the resin so that the cut surface became the test surface, and mirror polishing. In accordance with “Vickers hardness test-test method” in JIS Z 2244 (2009), the test force was applied at 9.8 N for 10 points near the R / 2 part of the surface to be tested. Obtained by arithmetic averaging.
  • the fatigue strength was investigated by collecting a smooth Ono type rotating bending fatigue test piece. That is, a smooth Ono type rotating bending fatigue test piece having a diameter and a length of 8 mm and 18 mm, respectively, shown in FIG. An Ono type rotating bending fatigue test was performed under the condition of several 3400 rpm. Under the above conditions, the maximum stress which does not break in stressing repeated several 10 7 times was fatigue strength.
  • Table 4 shows the structure of each test number in the cooled state (that is, before aging treatment), and the hardness and fatigue strength before and after aging treatment.
  • phase in the structure is expressed as “B” for bainite, “P” for pearlite, “F” for proeutectoid ferrite, and “M” for martensite.
  • amount of age hardening which is the amount of increase in hardness due to aging, was expressed as “ ⁇ HV”, and the amount of increase in fatigue strength due to aging was expressed as “ ⁇ w”.
  • the hardness before cooling is 280 or less in HV and excellent in machinability and fatigue due to aging treatment.
  • the increase in strength is 50 MPa or more, and the fatigue strength after aging treatment is excellent at 340 MPa or more.
  • test numbers 42 to 47 that are out of the scope of the present invention, the target performance is not obtained.
  • test number 44 in addition to the C content of steel N2 being too high, the N content is high and the value of “N / Ti” is too large. For this reason, the hardness before an aging treatment is 305 in HV, and is too high.
  • test number 45 since steel O2 does not contain V, the amount of age hardening is small and the fatigue strength after aging treatment is low.
  • the age-hardening steel of the present invention is extremely useful as a material for machine parts such as automobiles, industrial machines, and construction machines.

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Abstract

　C：0.025～0.25％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.50～1.8％、P≦0.05％、S≦0.10％、Cr：0.05～0.6％、Al≦0.06％、Ti：0.005～0.20％、V：0.10～0.60％及びN≦0.012％を含み、残部はFe及び不純物からなり、〔C／V≧0.20〕及び〔N／Ti≦0.60〕を満足する化学組成を有し、ベイナイトの面積率が50％以上の組織を有する時効硬化性鋼は、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である。上記の時効硬化性鋼は、特定量のCu、Ni、Mo、Nb、B、Ca及びBiのうちの1種以上を含んでもよい。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。

Description

時効硬化性鋼および機械部品の製造方法
　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。また、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。したがって、上記機械部品の素材となる鋼は良好な被削性を兼ね備えていなければならない。
　鋼の被削性を高めるためにはＳ含有量を多くすればよい。しかし、Ｓ含有量が多くなると鋼中の介在物のサイズが大きくなるので疲労強度の低下が生じる。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提案されている。
　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で提案された技術の場合、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に開示されている鋼を用いた場合、段落［００３１］に記載された実施例の結果によれば、切削加工を施す段階での硬さがＨＲＣで２７．９以上である。したがって、特許文献２で提案された鋼は、高い被削性が求められる部品の素材としては用い難いものである。
　両特許文献で提案されている鋼には、時効硬化を目的としてＶが含有されている。しかし、Ｖは非常に高価な元素である。
　Ｖは鋼中で炭化物を作り易く、時効処理などの付加的な熱処理を行わずとも、通常の熱間鍛造と鍛造後の冷却を行うだけでも、容易にＶＮおよび／またはＶＣとして析出することがある。一方、時効処理中の硬化量に影響するのは固溶Ｖである。このため、時効硬化性鋼にＶを含有させる場合は、熱間鍛造中および、熱間鍛造後の冷却中にＶを析出させないことが重要である。
　しかし、前述の特許文献１および２に開示されている発明の場合、上述のような工夫がなされているとは必ずしもいえない。さらに、前記特許文献で提案された鋼は、Ｍｏを含有することが必須の要件となっている。Ｍｏは高価な元素であるうえに、Ｍｏ炭化物による時効硬化能を得るためには、Ｖよりも多量のＭｏの含有が必要となる場合もある。したがって、コストの面からはＭｏを非添加とすることが望ましい。しかし、ＭｏはＶと複合的に含有させることでＶＣによる時効硬化能を大きくする効果を有する。このため、Ｍｏの含有量を低減すると、十分な時効硬化能が得られなくなる場合がある。
　そこで、本発明の目的は、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、Ｖの含有量が過度に多くならず、かつ成分としてＭｏを積極的に含有させなくとも、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、しかも、切削加工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時効硬化性鋼を提供することにある。
　具体的には、本発明の目的は、時効処理前の硬さがＨＶで２８０以下であって、時効処理によって疲労強度が５０ＭＰａ以上向上し、さらに、時効処理後の疲労強度が、Ｓ含有量が０．０５％以上の場合には３４０ＭＰａ以上、Ｓ含有量が０．０５％未満の場合には３７０ＭＰａ以上である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）～（ｄ）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を固定することである。熱間鍛造時に固溶Ｎが存在すると、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の析出開始温度を公知のＶＮの溶解度積を用いて計算すると、１１５０～１１００℃程度になる。この温度は一般的な熱間鍛造温度に相当する。
　（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５０％以上の相）をベイナイトにすることである。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。ここでいう面積率とは、後述の実施例に示す方法により、鋼材の断面の二次元写真から測定した鋼組織の相分率のことである。
　（ｄ）Ｔｉと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ＮｂＣ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と固溶Ｎｂの量は、固溶Ｖ量と比べると少ない。したがって、ＴｉとＮｂは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とＮｂをＶと同時に含有させると、複合的に析出することにより、Ｔｉと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、Ｖを含む鋼を熱間鍛造し、熱間鍛造後の冷却条件を種々に変化させて、Ｍｏを含まずとも組織の主相をベイナイト化できる条件を調査した。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（ｅ）～（ｉ）の知見を得た。
　（ｅ）熱間鍛造に際して、１０００～１３００℃に加熱して熱間鍛造を行い、特定の温度以上で当該熱間鍛造を終了すれば、変態前のオーステナイト粒径が小さくなりすぎないので、焼入れ性が確保できる。
　（ｆ）熱間鍛造終了温度から９００℃まで任意の速度で冷却した後、９００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度が特定の値以上である条件で冷却すれば、初析フェライトの生成を抑えることができる。したがって、冷却中のＶＣの析出を抑えることができる。
　（ｇ）熱間鍛造中の冷却に際して、５００～１５０℃の温度範囲の平均冷却速度がある特定の値以下であれば、冷却中のマルテンサイト変態を抑えることができる。したがって、冷却後の硬さが過度に高くなることはない。
　（ｈ）上記のような冷却過程を経た鋼材は、熱間鍛造後の硬さ（つまり、時効処理前の硬さ）が低いので被削性に優れる。このため、容易に所定形状に切削加工することができる。
　（ｉ）上述の制御冷却を施された鋼材は、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）の時効硬化性鋼ならびに下記（２）および（３）の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）時効硬化性鋼であって、質量％で、Ｃ：０．０２５～０．２５％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０５～０．６％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｖ：０．１０～０．６０％およびＮ：０．０１２％以下を含有し、さらに、必要に応じて、Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：０．６％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下およびＢｉ：０．４％以下のうちの１種以上の成分を含み、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)式を満足する化学組成を有し、ベイナイトの面積率が５０％以上の組織を有することを特徴とする時効硬化性鋼。
　Ｃ／Ｖ≧０．２０・・・(1)
　Ｎ／Ｔｉ≦０．６０・・・(2)
上記の(1)式および(2)式の中の元素記号はその元素の含有量（質量％）を意味する。
　（２）機械部品の製造方法であって、上記（１）に記載の鋼を１０００℃以上の温度で加熱し、仕上げ温度が９５０℃以上である熱間鍛造を施し、その後９００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度が５℃／秒以上で、５００～１５０℃の温度範囲の平均冷却速度が２０℃／秒以下である条件で冷却し、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。
　（３）機械部品の製造方法であって、上記（１）に記載の鋼を熱間鍛造したのち、９５０℃以上の温度で溶体化処理を施し、９００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度が５℃／秒以上で、５００～１５０℃の温度範囲の平均冷却速度が２０℃／秒以下である条件で冷却し、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。
　９００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度とは、９００℃と５００℃との温度差４００℃を、９００℃から５００℃まで冷却するのに要した時間で除したものをいう。同様に、５００～１５０℃の温度範囲の平均冷却速度とは、５００℃と１５０℃との温度差３５０℃を、５００℃から１５０℃まで冷却するのに要した時間で除したものをいう。
　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。
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０．２０％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％以上の含有量が必要である。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：０．５０～１．８％
　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％の含有量が必要である。しかしながら、Ｍｎの含有量が１．８％を超えると、過剰なＭｎの固溶強化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０．５０～１．８％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１．７％以下とすることが好ましく、１．５％以下とすることが一層好ましい。
　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を含有させるのが望ましい。
　Ｃｒ：０．０５～０．６％
　Ｃｒは、焼入れ性を高めベイナイトの面積率を大きくすることで疲労強度を高める。この効果を得るためにはＣｒは０．０５％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．６％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎて切削時の被削性を低下させ、さらに、セメンタイトを安定化させることで時効処理中のＶＣの析出を遅らせてしまう。したがって、Ｃｒの含有量を０．０５～０．６％とした。Ｃｒの含有量は０．４５％未満とすることが好ましく、０．３０％未満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、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。Ｎ量に対して過剰な固溶状態の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、０．０１％以上とすることが好ましい。時効処理前の硬さを低くしたい場合は、Ｔｉの含有量は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、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を含有させるのが望ましい。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％以上の含有量が必要である。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り、さらに、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、上記の範囲内で少な目にすればよい。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、上記の範囲内で多目にすればよい。
　Ｎ：０．０１２％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０．０１２％以下とした。Ｎの含有量は０．０１０％以下とすることが好ましく、０．００８％以下とすることが一層好ましい。
　Ｃ／Ｖ：０．２０以上
　ＣとＶの含有量は、下記の(1)式を満たす必要がある。
  　Ｃ／Ｖ≧０．２０・・・(1)
ただし、(1)式におけるＣおよびＶは、それぞれの含有量（質量％）を表す。
　ＣおよびＶは、時効処理中にＶＣとして析出するため、それらの含有量の比、すなわち「Ｃ／Ｖ」はＶＣの析出挙動に大きく影響する。「Ｃ／Ｖ」の値が０．２０未満であると、一部のＶが余ってしまい時効硬化に寄与しなくなるため不経済である。また、Ｖが余っている状態では、Ｃが余っている状態よりも析出物が粗大化しやすいため時効硬化能が低下する。したがって、「Ｃ／Ｖ」の値を０．２０以上とした。「Ｃ／Ｖ」の値は０．２５以上とすることが好ましい。一方、「Ｃ／Ｖ」はＣが０．２５％、Ｖが０．１０％の場合の２．５であっても構わない。
　Ｎ／Ｔｉ：０．６０以下
　ＮとＴｉの含有量は下記の(2)式を満たす必要がある。
  　Ｎ／Ｔｉ≦０．６０・・・(2)
ただし、(2)式におけるＮとＴｉは、それぞれの含有量（質量％）を表す。
　鍛造中および鍛造後の冷却中に固溶Ｎが存在すると、固溶ＮがＶをＶＮとして固定してしまうため、一部のＶが時効硬化に使われないことになる。したがって、固溶ＮがＶをＶＮとして固定することを抑制するために、ＮとＴｉの含有量の比、すなわち「Ｎ／Ｔｉ」の値を０．６０以下にする。「Ｎ／Ｔｉ」の値は０．５０以下とすることが好ましく、０．４０以下とすることがより好ましい。「Ｎ／Ｔｉ」の値は０．３５以下とすればより一層好ましい。一方、「Ｎ／Ｔｉ」の値はいくら小さくなっても構わないため、下限は設けない。
　本発明の時効硬化性鋼の化学組成の一つは、上述の元素の他、残部がＦｅおよび不純物からなるものである。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。
　本発明の時効硬化性鋼の化学組成の他の一つは、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｂ、ＣａおよびＢｉのうちの１種以上の元素を含有するものである。以下、これらの任意元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ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、これらの元素を含有させてもよい。以下、Ｃｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＮｂについて説明する。
　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ので、必要に応じて含有させてもよい。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量を０．６％以下とした。含有させる場合のＣｕ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し、さらに、Ｃｕによる熱間加工性の低下を抑制する作用も有するので、必要に応じて含有させてもよい。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量を０．６％以下とした。含有させる場合のＮｉ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量は、０．１％以上とすることが望ましい。
　Ｍｏ：０．１％以下
　Ｍｏ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ので、必要に応じて含有させてもよい。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量を０．１％以下とした。含有させる場合のＭｏ量は０．０８％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量は、０．０１％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ので、必要に応じて含有させてもよい。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量を０．１％以下とした。含有量させる場合のＮｂ量は０．０５％以下とすることが好ましい。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量は、０．００５％以上とすることが望ましい。
　上記のＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ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、ＭｏとＮｂがそれぞれ０．１％の場合の１．４％であってもよいが、１．２％以下とすることが好ましい。
　Ｂ：０．００５％以下
　Ｂは、本発明鋼の焼入れ性を高め、ベイナイトの面積率を大きくする作用を有するので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５％を超えても上記の効果は飽和する。したがって、含有させる場合のＢ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く、０．００２５％以下とすることが一層好ましい。一方、前記したＢの焼入れ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量は、０．０００５％以上とすることが望ましい。
　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、これらの元素を含有させてもよい。以下、ＣａおよびＢｉについて説明する。
　Ｃａ：０．００５％以下
　Ｃａは、被削性を向上させる作用を有するので、必要に応じて含有させてもよい。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量を０．００５％以下とした。含有量させる場合のＣａ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ので、必要に応じて含有させてもよい。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量を０．４％以下とした。含有させる場合のＢｉの量は０．３５％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。
　上記ＣｕからＢｉまでの任意成分を含有する鋼においても前記の(1)式および(2)式を満足する必要がある。
　（Ｂ）組織：
　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。このため、本発明の時効硬化性鋼の時効処理前における組織の主相は、中間組織であるベイナイトである必要がある。すなわち、十分な被削性と固溶Ｖを確保するために、時効処理前における組織は、ベイナイトの面積率が５０％以上になる必要がある。上記ベイナイトの面積率は７０％以上であることが好ましく、ベイナイト単相、つまり、ベイナイトの面積率が１００％であることが最も好ましい。ベイナイトの面積率が１００％未満の場合、主相であるベイナイト以外の相は、初析フェライト、パーライトおよびマルテンサイトである。被削性の観点からは、マルテンサイトの面積率は少ないほど好ましい。
　上記したベイナイトを主相とする組織は、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼に、例えば、次の（ｉ）あるいは（ｉｉ）の処理を施すことによって得ることができる。
  （ｉ）１０００℃以上の温度で加熱し、仕上げ温度が９５０℃以上である熱間鍛造を施し、その後９００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度が５℃／秒以上で、５００～１５０℃の温度範囲の平均冷却速度が２０℃／秒以下である条件で冷却する。
  （ｉｉ）熱間鍛造したのち、９５０℃以上の温度で溶体化処理を施し、９００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度が５℃／秒以上で、５００～１５０℃の温度範囲の平均冷却速度が２０℃／秒以下である条件で冷却する。
　（Ｃ）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鍛造あるいは溶体化処理した後、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。
　（Ｃ－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場合には、特に、熱間鍛造の仕上げ温度を９５０℃以上としなければならない。熱間鍛造の仕上げ温度が９５０℃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、ベイナイトの面積率が５０％以上の組織が得られない。したがって、鍛造の仕上げ温度は９５０℃以上とする。熱間鍛造の仕上げ温度は１０００℃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場合には、上記の熱間鍛造の仕上げ温度で鍛造を終了した後の冷却において、９００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度は５℃／秒以上でなければならない。９００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度が５℃／秒を下回ると、初析フェライトが多量に生成して固溶Ｖ量も減少してしまう。そのため、この温度範囲の平均冷却速度は５℃／秒以上でなければならない。この温度範囲の平均冷却速度を大きくするにつれて設備上の制約が大きくなる。したがって、上記の平均冷却速度は１００℃／秒以下であることが望ましい。
　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場合には、さらに、５００～１５０℃の温度範囲の平均冷却速度は２０℃／秒以下とすることが必要である。５００～１５０℃の温度範囲の平均冷却速度が速く、２０℃／秒を超えると、組織に多量のマルテンサイトが混在するようになって硬さが高くなり、被削性が低下する。そのため、上記温度範囲の平均冷却速度は２０℃／秒以下でなければならない。一方、冷却速度があまりに遅くなると生産性が低下する。したがって、上記の平均冷却速度は０．０１℃／秒以上であることが望ましい。
　９００～５００℃および５００～１５０℃の温度範囲の平均冷却速度をそれぞれ、上記の範囲にするための具体的な方法としては、例えば、油冷処理、スプレーによって水を吹き付けながら冷却する方法などがあげられる。上記の平均冷却速度が達成できる方法であれば、どのような方法でもよい。
　１５０℃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、９００～５００℃の温度範囲および５００～１５０℃の温度範囲の平均冷却速度がそれぞれ、上記の範囲であれば、１５０℃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、硬さを容易にＨＶで２８０以下にすることができる。
　（Ｃ－２）溶体化処理とその後の冷却：
　熱間鍛造において上述の条件を満たすことが困難な場合は、上述の条件を満たすことなく熱間鍛造を行い、さらに、所定の溶体化処理を行うことで上述の条件を満たした場合と同等の性能を得ることができる。ここでは溶体化処理とその後の冷却の条件について述べる。
　溶体化処理を施す場合は、熱間鍛造条件に特別な制約はなく、設備上問題がない程度の一般的な条件での鍛造方法、例えば、１２００℃に加熱した後に熱間鍛造を行い、大気中で室温まで放冷する方法でもよい。しかしながら、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、加熱温度の上限は１３００℃以下として熱間鍛造することが望ましい。
　溶体化処理温度は９５０℃以上とする必要がある。これは、溶体化処理温度が９５０℃を下回ると、未固溶のＶＣが固溶しないからである。溶体化処理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、溶体化処理温度は１３００℃以下が望ましい。
　上記の温度で溶体化処理した後の冷却において、９００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度は５℃／秒以上でなければならない。９００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度が５℃／秒を下回ると、初析フェライトが多量に生成して固溶Ｖ量も減少してしまう。そのため、この温度範囲の平均冷却速度は５℃／秒以上でなければならない。この範囲の平均冷却速度を大きくするにつれて設備上の制約が大きくなる。したがって、上記の平均冷却速度は１００℃／秒以下であることが望ましい。
　さらに、５００～１５０℃の温度範囲の平均冷却速度は２０℃／秒以下とすることが必要である。５００～１５０℃の温度範囲の平均冷却速度が速く、２０℃／秒を超えると、組織に多量のマルテンサイトが混在するようになって硬さが高くなり、被削性が低下する。そのため、上記温度範囲の平均冷却速度は２０℃／秒以下でなければならない。一方、冷却速度があまりに遅くなると生産性が低下する。したがって、上記の平均冷却速度は０．０１℃／秒以上であることが望ましい。
　先に述べたように、９００～５００℃および５００～１５０℃の温度範囲の平均冷却速度をそれぞれ、上記の範囲にするための具体的な方法としては、例えば、油冷処理、スプレーによって水を吹き付けながら冷却する方法などがあげられる。しかし、上記の平均冷却速度が達成できる方法であれば、どのような方法でもよい。さらに、１５０℃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、９００～５００℃の温度範囲および５００～１５０℃の温度範囲の平均冷却速度がそれぞれ、上記の範囲であれば、１５０℃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、熱間鍛造した後、前述した条件で溶体化処理およびその後の冷却を行うことで、硬さを容易にＨＶで２８０以下にすることができる。
　（Ｃ－３）切削加工：
　前記（Ｃ－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、あるいは、（Ｃ－２）項で述べた条件で、熱間鍛造後の溶体化処理および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、（Ｃ－１）項で述べた条件で、熱間鍛造およびその後の冷却を施すか、または、（Ｃ－２）項で述べた条件で、熱間鍛造後の溶体化処理およびその後の冷却を行うことで、硬さがＨＶで２８０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。
　　（Ｃ－４）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、組織自体が焼き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さらに詳しく説明する。
　［実施例１］
　実施例１は、Ｓ含有量の低い鋼を対象とした例である。
　表１に示す化学組成の鋼Ａ１～Ｔ１を、５０ｋｇ真空溶解炉によって溶製した。
　表１における鋼Ａ１～Ｏ１および鋼Ｒ１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Ｐ１、鋼Ｑ１、鋼Ｓ１および鋼Ｔ１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℃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１１００℃として、直径３０ｍｍの棒鋼に熱間鍛造した。
　上記の熱間鍛造を行った後、表２に示す各試験番号について、シャワーで少量の水を吹きかけながらの冷却（試験番号２）、送風機による強制風冷（試験番号２３）、水冷（試験番号２４）、大気中での放冷（試験番号５）および油冷（試験番号１、３、４、６～２２、２５および２６）を行って、室温まで冷却した。試験番号５については、上記大気中での放冷の後、さらに溶体化処理を施した。溶体化処理は１１００℃で３０分加熱した後、油冷により室温まで冷却した。
　表２中の各試験番号における平均冷却速度は、市販のＳ２５Ｃ鋼を別途用意し、直径が３０ｍｍで長さが１００ｍｍの試験片に加工した後、底面に設けた深さ５０ｍｍの穴の底に熱電対をとりつけて測定したものである。すなわち、上記Ｓ２５Ｃ鋼の直径が３０ｍｍで長さが１００ｍｍの試験片を１１００℃に加熱した後に、シャワーで少量の水を吹きかけながらの冷却、送風機による強制風冷、水冷および油冷の各冷却方法で冷却を行って測定したものである。
　各試験番号について、冷却後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ずつ切り落としてから試験片を切り出し、組織、硬さ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、冷却後の棒鋼の残りは、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ずつ切り落としてから試験片を切り出し、硬さおよび疲労強度の調査を行った。
　組織調査は、次のようにして実施した。つまり、棒鋼の長手方向に垂直、かつ、Ｒ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）を含む断面を切り出した後、鏡面研磨してナイタールで腐食した試験片を準備した。光学顕微鏡を用いて、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、初析フェライト、パーライトおよびマルテンサイトの面積率を求めた。
　硬さ測定は、次のようにして実施した。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。ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（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として実施し、上記１０点の値を算術平均して求めた。
　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１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２に、各試験番号について、冷却ままの状態（つまり、時効処理前）の組織、ならびに、時効処理前後の硬さおよび疲労強度を併せて示す。なお、表２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、時効による硬さ上昇量である時効硬化量を「ΔＨＶ」で、時効による疲労強度上昇量を「Δσｗ」と表記した。
　表２から明らかなように、本発明で規定する化学組成と組織を有する試験番号１～２０の場合、時効処理前は硬さがＨＶで２８０以下であり被削性に優れ、時効処理による疲労強度の上昇量が５０ＭＰａ以上で、時効処理後の疲労強度が４１０ＭＰａ以上と優れている。
　これに対して、本発明の規定から外れた試験番号２１～２６の場合には、目標とする性能が得られていない。
　試験番号２１の場合は、鋼Ｐ１がＶを含まないことに加えて、時効処理前の組織におけるベイナイトの面積率が１２％と低い。このため、時効処理による硬さ上昇量（以下、「時効硬化量」という。）が小さく、時効処理後の疲労強度が低い。
　試験番号２２の場合は、鋼Ｑ１のＣ含有量が少なく、「Ｃ／Ｖ」の値も小さい。したがって、ＶＣの析出量が少なくなるので、時効硬化量が小さく、時効処理後の疲労強度が低い。
　試験番号２３の場合は、鋼Ａ１の化学組成は本発明の規定を満たすものの、９００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度が遅いので、時効処理前の組織におけるベイナイトの面積率が２７％と低い。このため、時効硬化量が小さく、時効処理後の疲労強度が低い。
　試験番号２４の場合は、鋼Ｒ１の化学組成は本発明の規定を満たすものの、５００～１５０℃の温度範囲の平均冷却速度が速すぎるので、時効処理前の組織におけるマルテンサイトの面積率が９０％と高く、ベイナイトの面積率が１０％と低い。このため、時効処理前の硬さはＨＶで３２９であって高すぎる。
　試験番号２５の場合は、鋼Ｓ１のＮ含有量が高く、「Ｎ／Ｔｉ」の値も大きすぎる。したがって、Ｖが時効処理前にＶＮとして析出するので、時効硬化量が小さく、時効処理後の疲労強度が低い。
　試験番号２６の場合は、鋼Ｔ１の「Ｎ／Ｔｉ」の値が大きすぎる。したがって、Ｖが時効処理前にＶＮとして析出するので、時効硬化量が小さく、時効処理後の疲労強度が低い。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　［実施例２］
　実施例２はＳ含有量の高い鋼を対象とする例である。
　表３に示す化学組成の鋼Ａ２～Ｑ２を、５０ｋｇ真空溶解炉によって溶製した。
　表３における鋼Ａ２～Ｌ２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Ｍ２～Ｑ２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℃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１１００℃として、直径３０ｍｍの棒鋼に熱間鍛造した。
　上記の熱間鍛造を行った後、表４に示す各試験番号について、シャワーで少量の水を吹きかけながらの冷却（試験番号２９）、油冷（試験番号２７、２８、３０～３５、３７～４１、および４３～４７）、送風機による強制風冷（試験番号４２）および大気中での放冷（試験番号３６）を行って、室温まで冷却した。試験番号３６については、上記大気中での放冷の後、さらに溶体化処理を施した。溶体化処理は１１００℃で３０分加熱した後、油冷により室温まで冷却した。
　表４中の各試験番号における平均冷却速度も実施例１の場合と同様に、市販のＳ２５Ｃ鋼を別途用意し、直径が３０ｍｍで長さが１００ｍｍの試験片に加工した後、底面に設けた深さ５０ｍｍの穴の底に熱電対をとりつけて測定したものである。すなわち、上記Ｓ２５Ｃ鋼の直径が３０ｍｍで長さが１００ｍｍの試験片を１１００℃に加熱した後に、シャワーで少量の水を吹きかけながらの冷却、油冷および送風機による強制風冷の各冷却方法で冷却を行って測定したものである。
　各試験番号について、冷却後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ずつ切り落としてから試験片を切り出し、組織、硬さ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、冷却後の棒鋼の残りは、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ずつ切り落としてから試験片を切り出し、硬さおよび疲労強度の調査を行った。
　組織調査は、次のようにして実施した。つまり、棒鋼の長手方向に垂直、かつ、Ｒ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）を含む断面を切り出した後、鏡面研磨してナイタールで腐食した試験片を準備した。光学顕微鏡を用いて、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、初析フェライト、パーライトおよびマルテンサイトの面積率を求めた。
　硬さ測定は、次のようにして実施した。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。ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（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として実施し、上記１０点の値を算術平均して求めた。
　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１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４に、各試験番号について、冷却ままの状態（つまり、時効処理前）の組織、ならびに、時効処理前後の硬さおよび疲労強度を併せて示す。なお、表４においても、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、時効による硬さ上昇量である時効硬化量を「ΔＨＶ」で、時効による疲労強度上昇量を「Δσｗ」と表記した。
　表４から明らかなように、本発明で規定する化学組成と組織を有する試験番号２７～４１の場合、時効処理前は硬さがＨＶで２８０以下であり被削性に優れ、時効処理による疲労強度の上昇量が５０ＭＰａ以上で、時効処理後の疲労強度が３４０ＭＰａ以上と優れている。
　これに対して、本発明の規定から外れた試験番号４２～４７の場合には、目標とする性能が得られていない。
　試験番号４２の場合は、鋼Ｂ２の化学組成は本発明の規定を満たすものの、９００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度が遅いので、時効処理前の組織にはベイナイトが生成していない。このため、時効硬化量が小さく、時効処理後の疲労強度が低い。
　試験番号４３の場合は、鋼Ｍ２のＳ含有量が高すぎるために時効処理後の疲労強度が低い。
　試験番号４４の場合は、鋼Ｎ２のＣ含有量が高すぎることに加えて、Ｎ含有量が高く、「Ｎ／Ｔｉ」の値も大きすぎる。このため、時効処理前の硬さはＨＶで３０５であって高すぎる。
　試験番号４５の場合は、鋼Ｏ２がＶを含まないため、時効硬化量が小さく、時効処理後の疲労強度が低い。
　試験番号４６の場合は、鋼Ｐ２のＮ含有量が高く、「Ｎ／Ｔｉ」の値も大きすぎる。したがって、Ｖが時効処理前にＶＮとして析出するので、時効硬化量が小さく、時効処理後の疲労強度が低い。
　試験番号４７の場合は、鋼Ｑ２の「Ｎ／Ｔｉ」の値が大きすぎる。したがって、Ｖが時効処理前にＶＮとして析出するので、時効硬化量が小さく、時効処理後の疲労強度が低い。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　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 (7)

  1. 　時効硬化性鋼であって、質量％で、Ｃ：０．０２５～０．２５％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．５０～１．８％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０５～０．６％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．００５～０．２０％、Ｖ：０．１０～０．６０％およびＮ：０．０１２％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)式を満足する化学組成を有し、ベイナイトの面積率が５０％以上の組織を有することを特徴とする時効硬化性鋼。
    　Ｃ／Ｖ≧０．２０・・・(1)
    　Ｎ／Ｔｉ≦０．６０・・・(2)
    上記の(1)式および(2)式の中の元素記号はその元素の含有量（質量％）を意味する。
  2. 　Ｍｎの含有量が０．５０～１．５％、Ｔｉの含有量が０．００５～０．０６％およびＮ／Ｔｉが０．４０以下である請求項１に記載の時効硬化性鋼。
  3. 　Ｓの含有量が０．０５～０．１０％である請求項１または２に記載の時効硬化性鋼。
  4. 　Ｓの含有量が０．０５％未満である請求項１または２に記載の時効硬化性鋼。
  5. 　Ｆｅの一部に代えて、質量％で、下記の〈１〉～〈３〉の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することを特徴とする請求項１から４までのいずれかに記載の時効硬化性鋼。
    　〈１〉Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：０．６％以下、Ｍｏ：０．１％以下およびＮｂ：０．１％以下のうちの１種以上
    　〈２〉Ｂ：０．００５％以下
    　〈３〉Ｃａ：０．００５％以下およびＢｉ：０．４％以下のうちの１種以上
  6. 　機械部品の製造方法であって、請求項１から５までのいずれかに記載の鋼を１０００℃以上の温度で加熱し、仕上げ温度が９５０℃以上である熱間鍛造を施し、その後９００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度が５℃／秒以上で、５００～１５０℃の温度範囲の平均冷却速度が２０℃／秒以下である条件で冷却し、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。
  7. 　機械部品の製造方法であって、請求項１から５までのいずれかに記載の鋼を熱間鍛造したのち、９５０℃以上の温度で溶体化処理を施し、９００～５００℃の温度範囲の平均冷却速度が５℃／秒以上で、５００～１５０℃の温度範囲の平均冷却速度が２０℃／秒以下である条件で冷却し、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。
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