WO2015050151A1 - 時効硬化性鋼 - Google Patents

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将人 祐谷
真志 東田
松本　斉
長谷川　達也
根石　豊
泰三 牧野
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires

Definitions

  • the present invention relates to age hardenable steels. More specifically, after being processed into a predetermined shape by hot forging and cutting, the present invention is subjected to an age hardening treatment (hereinafter simply referred to as "aging treatment"), and the desired strength is obtained by the aging treatment.
  • aging treatment an age hardening treatment
  • the present invention relates to steel that can be extremely suitably used as a material for producing machine parts such as automobiles, industrial machines, construction machines and the like for which toughness is to be secured.
  • High fatigue strength is required for machine parts such as automobiles, industrial machines, construction machines and the like from the viewpoints of high power output of engines and weight reduction aiming at fuel efficiency improvement. If the steel only has high fatigue strength, it can be easily achieved by increasing the hardness of the steel using alloying elements and / or heat treatment. However, in general, the above-mentioned machine parts are formed by hot forging and then finished into a predetermined product shape by cutting. For this reason, steel, which is a material of the above-mentioned machine parts, must simultaneously have high fatigue strength and sufficient machinability. In general, the fatigue strength is better as the hardness of the material is higher. On the other hand, among the machinability, the cutting resistance and the tool life tend to be inferior as the hardness of the material is higher.
  • the hardness can be reduced to a low level at the forming stage where good machinability is required, while on the other hand, a final treatment requiring strength after that is subjected to aging treatment
  • Various techniques have been disclosed that can increase the hardness at the product stage.
  • Patent Document 1 discloses the following age hardened steel.
  • C 0.11 to 0.60%, Si: 0.03 to 3.0%, Mn: 0.01 to 2.5%, Mo: 0.3 to 4.0% in mass%.
  • V 0.05 to 0.5% and Cr: 0.1 to 3.0%, optionally Al: 0.001 to 0.3%, N: 0.005 to 0.025 %, Nb: 0.5% or less, Ti: 0.5% or less, Zr: 0.5% or less, Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, S: 0.01 to 0.
  • an "age hardened steel” characterized in that the area fraction of bainite structure is 50% or more and the hardness is 40 HRC or less, and the hardness causes the hardness to be 7 HRC or more higher than the hardness before the aging treatment. It is done.
  • Patent Document 2 discloses the following bainite steel.
  • C 0.14 to 0.35%
  • Si 0.05 to 0.70%
  • Mn 1.10 to 2.30%
  • S 0.003 to 0.120% by mass%.
  • Cu 0.01 to 0.40%
  • Ni 0.01 to 0.40%
  • Cr 0.01 to 0.50%
  • Mo 0.01 to 0.30%
  • V 0.
  • Patent documents 3 and 4 disclose age-hardening steels having a predetermined chemical composition or structure
  • patent documents 5 and 6 disclose methods for obtaining steel parts for machine structure, There is disclosed a method of cooling steel materials at a predetermined speed after hot forging and then performing an aging treatment in a predetermined temperature range.
  • Patent Document 1 The steel disclosed in Patent Document 1 is permitted to have a hardness of up to 40 HRC before the aging treatment and is very high in hardness, so it is difficult to secure machinability, and specifically, the cutting resistance is high. Since the tool life is shortened, the cutting cost is increased.
  • the steels disclosed as specific examples include those whose hardness before aging treatment is less than 40 HRC, but they contain Mo at 1.4% or more and also have toughness. Not considered at all.
  • Patent Document 2 adjusts the content of alloy elements so as to satisfy a specific parameter formula, thereby relatively reducing the content of Mo, before aging treatment (after hot forging) Hardness of 300 HV or less and hardness after aging treatment of 300 HV or more.
  • the device for improving the toughness after the aging treatment has not been sufficiently made.
  • an object of the present invention is to provide an age-hardenable steel satisfying the following ⁇ 1> to ⁇ 3>.
  • Hardness after hot forging related to cutting resistance and tool life is sufficiently low.
  • the hardness after hot forging is referred to as "the hardness before aging treatment”.
  • the object of the present invention is that the hardness before the aging treatment is 290 HV or less, the hardness is 25 or more in the hardness by the aging treatment, and the fatigue strength described later is 350 MPa or more.
  • V has a carbide precipitation peak of about 750 to 700 ° C. when allowed to cool from a high temperature.
  • V does not precipitate up to around 850 ° C. once it forms a solid solution in the matrix, thereby suppressing precipitation during hot forging. It is relatively easy.
  • the present inventors further contained 0.25% by mass or more of V, and the contents of C, Si, Mn, Cr, Mo, and V were both the conditions described in (d) and (f) above.
  • Hot forging steels to be filled followed by aging treatment and absorption at 20 ° C after aging treatment evaluated by Charpy impact test conducted using U-notched standard specimens with 2 mm notch depth and 1 mm notch base radius We investigated the condition that the energy was 16 J or more. As a result, the following findings (g) to (i) were obtained.
  • (G) Elements which deteriorate toughness after aging treatment are C, V, Mo and Ti.
  • C combines with N and / or C to form TiN and / or TiC.
  • TiN and / or TiC precipitates, the fatigue strength may be increased, but the toughness is significantly reduced.
  • the strength of the action of degrading the toughness of Ti is extremely large as compared with the same precipitation strengthening elements V and Mo. Therefore, Ti should be limited as much as possible.
  • C forms cementite in steel and can be a starting point of cleavage fracture. Even when a steel containing an excessive amount of V and Mo with respect to the amount of C is subjected to an aging treatment, some cementite remains.
  • V and Mo also precipitate the carbides on the same crystal face of the matrix by the aging treatment, thereby promoting the development of cleavage fracture and deteriorating the toughness. Therefore, in order to improve toughness, it is necessary to reduce the content of C, V and Mo.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof resides in the age-hardenable steel described below.
  • F1 C + 0.3Mn + 0.25Cr + 0.6Mo (1)
  • F2 C + 0.1Si + 0.2Mn + 0.15Cr + 0.35V + 0.2Mo (2)
  • F3 -4.5C + Mn + Cr-3.5V-0.8Mo (3)
  • the elemental symbol in the above formulas (1) to (3) means the content by mass% of the element.
  • the hardness before aging treatment is 290 HV or less.
  • the hardness of 25 or more is hardened by the aging treatment applied after cutting, and the fatigue strength of 350 MPa or more, the notch depth 2 mm and the notch base radius 1 mm.
  • the excellent toughness in which the absorbed energy in 20 degreeC after the aging treatment evaluated by the Charpy impact test implemented using the U-notched standard test piece of 10 or more can be ensured. Therefore, the age-hardenable steel of the present invention can be extremely suitably used as a material of machine parts such as automobiles, industrial machines, construction machines and the like.
  • C 0.05 to 0.20%
  • C is an important element in the present invention.
  • C combines with V to form carbides and strengthens the steel.
  • the content of C is less than 0.05%, it is difficult for the carbide of V to precipitate, so that the desired strengthening effect can not be obtained.
  • the content of C is set to 0.05 to 0.20%.
  • the content of C is preferably 0.08% or more, and more preferably 0.10% or more. Further, the content of C is preferably 0.18% or less, and more preferably 0.16% or less.
  • Si 0.01 to 0.50% Si is useful as a deoxidizing element at the time of steel making, and at the same time, has the effect of improving the strength of the steel by forming a solid solution in the matrix.
  • the content of Si needs to be 0.01% or more.
  • the content of Si is set to 0.01 to 0.50%.
  • the content of Si is preferably 0.06% or more. Further, the content of Si is preferably 0.45% or less, and more preferably less than 0.35%.
  • Mn 1.5 to 2.5% Mn improves hardenability and has the effect of making the main phase of the structure bainite. Furthermore, lowering the bainite transformation temperature has the effect of refining the bainite structure and enhancing the toughness of the matrix. Moreover, Mn has the effect
  • S 0.005 to 0.08% S combines with Mn in steel to form MnS, and improves chip processing properties at the time of cutting, so S needs to be contained at 0.005% or more.
  • the content of S is set to 0.005 to 0.08%.
  • the content of S is preferably 0.01% or more. Further, the content of S is preferably 0.05% or less, and more preferably 0.03% or less.
  • Cr 0.03 to 0.50% Cr, like Mn, enhances hardenability and has the effect of making the main phase of the structure bainite. Furthermore, lowering the bainite transformation temperature has the effect of refining the bainite structure and enhancing the toughness of the matrix.
  • the content of Cr exceeds 0.50%, the hardenability is increased, and the hardness before the aging treatment may exceed 290 HV depending on the size and the part of the part. Therefore, the content of Cr is set to 0.03 to 0.50%.
  • the content of Cr is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.15% or more.
  • Al 0.005 to 0.05%
  • Al is an element having a deoxidizing action, and in order to obtain this effect, the content needs to be 0.005% or more. However, when Al is contained excessively, coarse oxides are formed, and the toughness is reduced. Therefore, the content of Al is set to 0.005 to 0.05%.
  • the content of Al is preferably 0.04% or less.
  • V 0.25 to 0.50%
  • V is the most important element in the steel of the present invention.
  • V combines with C to form fine carbides during aging treatment, and thus has an effect of enhancing the fatigue strength.
  • Mo when Mo is contained in the steel, V has the effect of forming a complex with Mo and precipitating by aging treatment to further enhance the age hardenability. In order to sufficiently obtain these effects, V needs to be 0.25% or more.
  • the content of V is set to 0.25 to 0.50%.
  • the V content is preferably less than 0.45%, and more preferably 0.40% or less. Further, the content of V is preferably 0.27% or more.
  • Mo 0 to 1.0%
  • Mo is an element which has a relatively low precipitation temperature of carbide and is easy to utilize for age hardening. Mo has the effect of enhancing hardenability, making bainite the main phase of the structure after hot forging, and increasing the area ratio thereof. Mo has a function of forming carbides in combination with V to increase the age hardenability. Therefore, Mo may be contained as needed. However, since Mo is a very expensive element, when the content is increased, the production cost of the steel increases and the toughness also decreases. Therefore, when it contains Mo, the amount was made into 1.0% or less.
  • the content of Mo is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less, and still more preferably less than 0.30%.
  • the content thereof is desirably 0.05% or more, and more desirably 0.10% or more.
  • Both Cu and Ni have the effect of enhancing the fatigue strength. Therefore, when it is desired to obtain higher fatigue strength, these elements may be contained in the range described below.
  • Cu 0 to 0.3% Cu has the effect of improving the fatigue strength. For this reason, Cu may be contained as needed. However, when the content of Cu is increased, the hot workability is reduced. Therefore, when Cu is contained, the amount is made 0.3% or less.
  • the content of Cu is preferably 0.25% or less.
  • the content in order to stably obtain the above-mentioned effect of enhancing the fatigue strength of Cu, it is preferable to set the content to 0.1% or more.
  • Ni 0 to 0.3% Ni has the effect of improving the fatigue strength. Furthermore, Ni also has the effect of suppressing the decrease in hot workability due to Cu. Therefore, Ni may be contained as needed. However, when the content of Ni is increased, the above effects are also saturated in addition to the increase in cost. Therefore, when Ni is contained, the amount is made 0.3% or less.
  • the content of Ni is preferably 0.25% or less.
  • the above Cu and Ni can be contained in any one of them alone or in a combination of two.
  • the total content of the above elements in the case of being contained may be 0.6% when the content of Cu and Ni is the respective upper limit value.
  • Ca and Bi both have the effect of prolonging the tool life at the time of cutting. Therefore, when it is desired to further extend the tool life, these elements may be contained in the range described below.
  • Ca 0 to 0.005% Ca has the effect of prolonging the tool life. For this reason, you may contain Ca as needed. However, when the content of Ca is increased, coarse oxides are formed to deteriorate toughness. Therefore, when it contains Ca, the amount was made into 0.005% or less.
  • the content of Ca is preferably 0.0035% or less.
  • Bi 0 to 0.4% Bi has the effect of reducing the cutting resistance and prolonging the tool life. For this reason, Bi may be contained as needed. However, when the content of Bi increases, the hot workability decreases. Therefore, when Bi is contained, the amount is made 0.4% or less.
  • the content of Bi is preferably 0.3% or less.
  • the content of Bi is preferably 0.03% or more.
  • the above-mentioned Ca and Bi can be contained in any one of them alone or in a combination of two.
  • the total content of these elements when it is contained may be 0.405% when the content of Ca and Bi is the respective upper limit value, but it is preferable to set it as 0.3% or less .
  • the age-hardenable steel of the present invention comprises the above-described elements, the balance being Fe and impurities, and P, Ti and N in the impurities are P: 0.03% or less, Ti: less than 0.005% and N Less than 0.0080%, and further, F1 represented by the above-mentioned equation (1) is 0.68 or more, F2 represented by the equation (2) is 0.85 or less, and represented by the equation (3) It is a steel having a chemical composition in which F3 is 0.00 or more.
  • an impurity points out what is mixed from the ore as a raw material, scrap, or a manufacturing environment etc.
  • P 0.03% or less P is contained as an impurity and is an undesirable element in the present invention. That is, P lowers toughness by segregation at grain boundaries. Therefore, the content of P is set to 0.03% or less.
  • the content of P is preferably 0.025% or less.
  • Ti less than 0.005% Ti is contained as an impurity and is a particularly undesirable element in the present invention. That is, Ti combines with N and / or C to form TiN and / or TiC to cause a decrease in toughness, and in particular, when the content thereof is 0.005% or more, the toughness is largely deteriorated. Therefore, the content of Ti is less than 0.005%. In order to secure good toughness, the content of Ti is preferably 0.0035% or less.
  • N less than 0.0080% N is an undesirable element which is contained as an impurity and which fixes V as a nitride in the present invention. That is, since V precipitated as a nitride does not contribute to age hardening, the content of N should be low in order to suppress the precipitation of the nitride. For that purpose, the content of N needs to be less than 0.0080%.
  • the content of N is preferably 0.0070% or less, and more preferably less than 0.0060%.
  • F1 0.68 or more
  • F1 represented by should be 0.68 or more.
  • the symbol of the element in the above-mentioned formula (1) means the content by mass% of the element.
  • F1 is an index for hardenability. If the amount of each alloying element contained in the steel is within the above-described range, the structure after hot forging has bainite as the main phase if F1 satisfies the above conditions.
  • F1 is preferably 0.70 or more, and more preferably 0.72 or more. Further, F1 is preferably 1.0 or less, and more preferably 0.98 or less.
  • F2 0.85 or less
  • the symbol of the element in the above-mentioned formula (2) means the content by mass% of the element.
  • F2 is an index indicating hardness before aging treatment.
  • the hardness before the aging treatment is too high if the condition F1 above is satisfied, and the cutting resistance at the time of cutting becomes large, and the tool life may be shortened. is there.
  • F2 is preferably 0.82 or less, more preferably 0.80 or less. Further, F2 is preferably 0.55 or more, and more preferably 0.60 or more.
  • F3 0.00 or more
  • F3 represented by should be 0.00 or more.
  • the symbol of the element in the above-mentioned (3) formula means the content by mass% of the element.
  • F3 is an index indicating toughness after aging treatment. That is, by merely satisfying the conditions of F1 and F2, the toughness after the aging treatment may be lowered, and it may not be possible to secure the target toughness.
  • F3 is preferably 0.01 or more.
  • F1 is 0.68 or more and F2 is 0.85 or less, it is not necessary to set a limitation in particular about the upper limit of F3.
  • the average block size of bainite is preferably 15 to 60 ⁇ m.
  • the “block” of bainite refers to a region surrounded by a boundary of 15 ° or more when the orientation analysis of tissue is performed by the EBSD (Electron Back Scatter Diffraction) method.
  • the larger the average block size of bainite the lower the hardness before aging, and therefore the better machinability can be obtained.
  • the toughness decreases.
  • the average block size is more preferably 20 ⁇ m or more.
  • the average block size is more preferably 45 ⁇ m or less, and still more preferably 30 ⁇ m or less.
  • the method for producing the age-hardenable steel of the present invention is not particularly limited, and it may be melted by a general method to adjust the chemical composition.
  • a material to be subjected to hot forging (hereinafter, referred to as “a material for hot forging”) is produced from steel whose chemical composition is adjusted to the above-mentioned range.
  • any material may be used, such as a billet obtained by segment-rolling an ingot, a billet obtained by segment-rolling a continuously cast material, or a bar rod obtained by hot rolling or hot forging these billets. Absent.
  • the above-described material for hot forging is hot forged and further cut to finish it into a predetermined part shape.
  • forging for example, after heating the material for hot forging at 1100 to 1350 ° C. for 0.1 to 300 minutes, forging is performed so that the surface temperature after finish forging becomes 900 ° C. or higher. Then, it is cooled to room temperature with an average cooling rate in the temperature range of 800 to 400 ° C. as 10 to 90 ° C./min (0.2 to 1.5 ° C./sec). After cooling in this manner, it is further cut and finished into a predetermined part shape.
  • the lower limit of the average cooling rate is preferably 20 ° C./min, and the upper limit is preferably 80 ° C./min.
  • aging treatment is performed to obtain mechanical parts such as automobiles, industrial machines, construction machines and the like having desired characteristics.
  • the above-mentioned aging treatment is performed, for example, in a temperature range of 540 to 700 ° C., preferably in a temperature range of 560 to 680 ° C.
  • the holding time of this aging treatment is appropriately adjusted according to the size (mass) of the machine part, for example, to 30 to 1000 minutes.
  • Steels A to W in Tables 1 and 2 are steels whose chemical compositions are within the range specified in the present invention.
  • steels X to AG in Table 2 are steels whose chemical composition deviates from the conditions specified in the present invention.
  • each steel was hot forged to a 60 mm diameter steel bar.
  • Each hot forged steel bar was allowed to cool in air once and cooled to room temperature. Thereafter, heating was further performed at 1250 ° C. for 30 minutes, and forging into a part shape was assumed, and the surface temperature of the forged material at the time of finishing was set to 950 to 1100 ° C., and hot forging was performed on a 35 mm diameter steel bar. After hot forging, both were allowed to cool in the air and cooled to room temperature.
  • the cooling rate when allowed to cool in the air is determined by hot-forging again by embedding a thermocouple in the vicinity of R / 2 ("R" represents the radius of the steel bar) of the steel bar hot forged under the above conditions.
  • R represents the radius of the steel bar
  • the temperature was raised to a temperature near the finishing temperature, and then allowed to cool in the air and measured.
  • the average cooling rate in the temperature range of 800 to 400 ° C. after forging measured in this way was about 40 ° C./min (0.7 ° C./sec).
  • the rest of the hot forged steel bar is subjected to an aging treatment held at 610 to 630 ° C. for 60 to 180 minutes, and after cutting off both ends of the steel bar for 100 mm each, The hardness after cutting out and aging treatment was investigated. Moreover, about each test number, the test piece was cut out from the steel bar, and the investigation of the absorbed energy and fatigue strength in the Charpy impact test after the aging treatment was conducted.
  • Hardness measurement was performed as follows. First, the steel bar was traversed, and the resin was embedded in a resin so that the cut surface was the test surface, and mirror-polished to prepare a test piece. Then, according to "Vickers hardness test-test method" in JIS Z 2244 (2009), the test force is 9 for 10 points near R / 2 part ("R" represents the radius) of the test surface. Hardness measurement was performed as .8N. The values of the above 10 points were arithmetically averaged to obtain Vickers hardness. The hardness before aging treatment was judged to be sufficiently low in the case of 290 HV or less, and this was targeted.
  • the measurement of the area ratio of bainite of the tissue was performed as follows.
  • the resin-embedded and mirror-polished test piece used for hardness measurement was etched by Nital.
  • the tissue after the etching was photographed at a magnification of 200 ⁇ using an optical microscope.
  • the area ratio of bainite was measured by image analysis from the photograph taken. When the area ratio of bainite was 70% or more, it was judged that the structure was bainized sufficiently, and this was targeted.
  • Toughness is sufficient when the absorbed energy at 20 ° C after aging is 16 J or more, which is evaluated by the Charpy impact test conducted using a standard test piece with a notch depth of 2 mm and a notch bottom radius of 1 mm. I decided that it was high, and I aimed at this.
  • the fatigue strength was investigated by collecting uniaxial tensile-compression fatigue test pieces. That is, smooth fatigue test pieces having a diameter and a length of 3.4 mm and 12.7 mm, respectively, of the parallel portion shown in FIG. 1 are made parallel to the forging direction from the R / 2 portion of the bar (longitudinal direction of the bar).
  • the fatigue test was conducted at room temperature, in the air, at a stress ratio of 0.05, and at a test rate of 10 Hz. Under the above conditions, the maximum stress which does not break in 10 7 times of stress application cycles is taken as fatigue strength. When the fatigue strength was 350 MPa or more, it was judged that the fatigue strength was sufficiently high, and this was made a goal.
  • Table 3 shows the results of the above surveys. In addition, that the area ratio of the bainite achieved the target at 70% or more and that the target was not achieved at less than 70% is indicated by “o” and “x” in the “Bainiticization” column, respectively. Moreover, in Table 3, "absorbed energy in a Charpy impact test” was described as “Charpy absorbed energy.”
  • the hardness before aging treatment is 290 HV or less, and the hardness is HV with aging treatment
  • the target is achieved by hardening 25 or more, fatigue strength to 350 MPa or more, and absorbed energy in Charpy impact test to 16 J or more, and strength and toughness after aging treatment are compatible. Furthermore, it can be seen that a reduction in cutting resistance and an increase in tool life can be expected from the low hardness before the aging treatment.
  • the V content of the steel AD used is too low to deviate from the definition of the present invention, so the V carbide content precipitated by the aging treatment is small. Therefore, it is difficult to age harden and the fatigue strength after the aging treatment is also low.
  • the N content of the steel AF used is too high to deviate from the definition of the present invention, so the nitride of V is precipitated during hot forging. Therefore, it is difficult to age harden and the fatigue strength after the aging treatment is also low.
  • a portion of a 60 mm diameter steel bar of steel P and steel Y manufactured by hot forging in Example 1 and cooling to room temperature was cut out.
  • the cut bar was further heated to 1250 ° C. for 30 minutes, and forging into a part shape was assumed, and the surface temperature of the forged material at the finish was set to 950 to 1100 ° C. and hot forged to a 35 mm diameter bar.
  • the rest of the hot forged steel bar was subjected to an aging treatment held at 630 ° C. for 60 minutes.
  • the hardness after aging treatment, the absorbed energy in Charpy impact test, the fatigue strength, and the block size of the bainite structure were investigated using test pieces collected from the steel bar subjected to the aging treatment.
  • the measurement of the block size of the bainite structure was performed as follows.
  • the resin-filled test piece used for hardness measurement was again polished using colloidal silica.
  • the orientation of the tissue was analyzed by the EBSD method on the polished test piece.
  • An area surrounded by a boundary of 15 ° or more with misorientation was defined as “block”, and the area of each block was determined by image analysis.
  • the interface between the blocks is a complex shape with irregularities. Therefore, when the observation surface of the tissue is created so as to cut out the vicinity of the uneven end of the block, it may be observed as if there is another block included in one block. In this case, the measurement accuracy of the area of the block is reduced. In order to remove such an influence, when a block is completely included in another block on the cross-sectional image, it is regarded as a single block, and the smaller block included is ignored, The area was determined only with the larger block.
  • the diameter of a circle having the same area was defined as the size of that block.
  • the average block size was calculated from the size of each block in the 30000 ⁇ m 2 area analyzed by the EBSD method.
  • the size of each block is weighted by the area of the block. That is, when n blocks 1 to n in the analysis region have respective sizes D1, D2, ..., Dn ( ⁇ m), and respective areas S1, S2, ..., Sn ( ⁇ m 2 )
  • the average block size is (D1 ⁇ S1 + D2 ⁇ S2 +... + Dn ⁇ Sn) / 30000.
  • the average block size was targeted at 15 to 60 ⁇ m.
  • Table 4 shows the results of the above surveys.
  • the test number C1 is the test number A16 in Table 3.
  • the cooling rate shown in Table 4 is an average cooling rate in a temperature range of 800 to 400 ° C. upon cooling after hot forging to a 35 mm diameter bar. The measurement method of this average cooling rate was the same as in Example 1.
  • the average block size of bainite is within the target range of 15 to 60 ⁇ m, and before the aging treatment Hardness was less than 290 HV. Therefore, good machinability can be expected.
  • the hardness is 25 or more by HV hardening by the aging treatment, and the fatigue strength is 350 MPa or more, and the absorbed energy in the Charpy impact test is 16 J or more to achieve the target, and the strength and toughness after the aging treatment can be compatible.
  • the area ratio of bainite before the aging treatment was 70% or more, and the target was achieved.
  • test numbers C1 to C4 indicate average cooling rates (10 to 90 ° C./min, ie 0.2 to 20%) shown as an example of the method for producing the age-hardenable steel of the present invention described above. Meeting 1.5 ° C./s).
  • the test numbers C5 and C6 were faster in average cooling rate than an example of this average cooling rate. Comparing the test numbers C1 to C6, it can be seen that the slower the average cooling rate, the larger the average block size of bainite. In addition, it can be seen that the hardness before the aging treatment is lower, and good machinability can be expected, as the average block size of bainite is larger.
  • the hardness of the age-hardenable steel of the present invention before aging is 290 HV or less, and a reduction in cutting resistance and an increase in tool life can be expected. Moreover, when the age-hardenable steel of the present invention is used, the hardness of 25 or more is hardened by the aging treatment applied after cutting, and the fatigue strength of 350 MPa or more, the notch depth 2 mm and the notch base radius 1 mm. The excellent toughness in which the absorbed energy in 20 degreeC after the aging treatment evaluated by the Charpy impact test implemented using the U-notched standard test piece of 10 or more can be ensured. Therefore, the age-hardenable steel of the present invention can be extremely suitably used as a material of machine parts such as automobiles, industrial machines, construction machines and the like.

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Abstract

　C：0.05～0.20％、Si：0.01～0.50％、Mn：1.5～2.5％、S：0.005～0.08％、Cr：0.03～0.50％、Al：0.005～0.05％、V：0.25～0.50％、Mo：0～1.0％、Cu：0～0.3％、Ni：0～0.3％、Ca：0～0.005％及びBi：0～0.4％と、残部がFe及び不純物とからなり、不純物中のP≦0.03％、Ti＜0.005％及びN＜0.0080％で、〔C＋0.3Mn＋0.25Cr＋0.6Mo≧0.68〕、〔C＋0.1Si＋0.2Mn＋0.15Cr＋0.35V＋0.2Mo≦0.85〕及び〔－4.5C＋Mn＋Cr－3.5V－0.8Mo≧0.00〕である化学組成を有する時効硬化性鋼は、時効処理前の硬さが290HV以下であり、時効処理による硬化量が25HV以上かつ疲労強度が350MPa以上で、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16J以上となるため、機械部品の素材として極めて好適である。

Description

時効硬化性鋼
　本発明は、時効硬化性鋼に関する。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」という。）が施され、当該時効処理によって所望の強度と靱性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素材として極めて好適に用いることができる鋼に関する。
　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、合金元素および／または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。一般的には、疲労強度は素材の硬さが高いものほど優れる。一方で、被削性のうち、切削抵抗と工具寿命は、素材の硬さが高いものほど劣る傾向にある。
　そこで、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には次の時効硬化鋼が開示されている。
　すなわち、質量％で、Ｃ：０．１１～０．６０％、Ｓｉ：０．０３～３．０％、Ｍｎ：０．０１～２．５％、Ｍｏ：０．３～４．０％、Ｖ：０．０５～０．５％およびＣｒ：０．１～３．０％を含有し、必要に応じて、Ａｌ：０．００１～０．３％、Ｎ：０．００５～０．０２５％、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｓ：０．０１～０．２０％、Ｃａ：０．００３～０．０１０％、Ｐｂ：０．３％以下およびＢｉ：０．３％以下のうちの１種以上を含み、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以上高くなることを特徴とする「時効硬化鋼」が開示されている。
　特許文献２には次のベイナイト鋼が開示されている。
　すなわち、質量％で、Ｃ：０．１４～０．３５％、Ｓｉ：０．０５～０．７０％、Ｍｎ：１．１０～２．３０％、Ｓ：０．００３～０．１２０％、Ｃｕ：０．０１～０．４０％、Ｎｉ：０．０１～０．４０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ｍｏ：０．０１～０．３０％、および、Ｖ：０．０５～０．４５％を含有し、必要に応じて、Ｔｉ：０．００１～０．１００％、および、Ｃａ：０．０００３～０．０１００％から選択される１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
　１３［Ｃ］＋８［Ｓｉ］＋１０［Ｍｎ］＋３［Ｃｕ］＋３［Ｎｉ］＋２２［Ｍｏ］＋１１［Ｖ］≦３０、
　５［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋２［Ｍｎ］＋３［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］＋４［Ｖ］≦７．３、
　２．４≦０．３［Ｃ］＋１．１［Ｍｎ］＋０．２［Ｃｕ］＋０．２［Ｎｉ］＋１．２［Ｃｒ］＋１．１［Ｍｏ］＋０．２［Ｖ］≦３．１、
　２．５≦［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋４［Ｍｏ］＋９［Ｖ］、
　［Ｃ］≧［Ｍｏ］／１６＋［Ｖ］／３
を満たすことを特徴とする「ベイナイト鋼」が開示されている。
　また、特許文献３および特許文献４には、所定の化学組成または組織を有する時効硬化性鋼が開示されており、特許文献５および特許文献６には、機械構造用鋼部品を得る方法として、鋼材を熱間鍛造後所定の速度で冷却し、その後所定の温度範囲で時効処理を施す方法が開示されている。
特開２００６－３７１７７号公報 特開２０１１－２３６４５２号公報 国際公開第２０１０／０９０２３８号 国際公開第２０１１／１４５６１２号 国際公開第２０１２／１６１３２１号 国際公開第２０１２／１６１３２３号
　ところが、時効処理によって鋼中に微細な二次相を析出させることで高い強度を得ようとすると、鋼の靱性は劣化する。
　靱性が劣化した鋼は切欠感受性が高まる。切欠感受性が高くなると、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ると、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、熱間鍛造で生じた歪を冷間で矯正しようとした場合、鋼の靱性が低くなりすぎると、冷間でも矯正が困難になることもある。
　特許文献１で開示された鋼は、時効処理前の硬さが４０ＨＲＣまで許容されており、硬さが非常に高いため、被削性の確保が困難であり、具体的には切削抵抗が高く、工具寿命が短くなるため、切削コストが嵩んでしまう。具体的な例として開示されている鋼には、時効処理前の硬さが４０ＨＲＣを下回るものも含まれているが、それらは１．４％以上のＭｏを含有しているうえに、靱性が全く考慮されていない。
　特許文献２で開示された鋼は、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で、Ｍｏの含有量を比較的少なくしつつ、時効処理前（熱間鍛造後）の硬さが３００ＨＶ以下で、時効処理後の硬さが３００ＨＶ以上となっている。ところが、時効処理後の靱性を高める工夫が十分にはなされていない。
　そこで、本発明の目的は、下記の＜１＞～＜３＞を満たす時効硬化性鋼を提供することにある。
　＜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十分に低いこと。なお、以下の説明においては、熱間鍛造後の硬さを、「時効処理前の硬さ」という。
　＜２＞時効処理によって硬化し、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＞時効処理後の靱性が高いこと。
　具体的には、本発明の目的は、時効処理前の硬さが２９０ＨＶ以下であり、時効処理によって硬さがＨＶで２５以上硬化し、かつ後述する疲労強度が３５０ＭＰａ以上であり、さらにＪＩＳ　Ｚ　２２４２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１６Ｊ以上となる時効硬化性鋼を、鋼中のＭｏ含有量が１．０質量％以下の化学組成で提供することである。
　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、調査を実施した。その結果、下記（ａ）～（ｃ）の知見を得た。
　（ａ）Ｖは、高温からの放冷時の炭化物の析出ピークが７５０～７００℃程度である。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、熱間鍛造中の析出を抑制することが比較的容易である。
　（ｂ）Ｖの炭化物は、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、Ｖの炭化物が相界面で析出し、固溶Ｖの量が減少するので、時効処理中に析出して硬化するのに必要な量の固溶Ｖが確保できなくなる。
　（ｃ）したがって、時効処理前の段階で固溶Ｖを確保するためには、熱間鍛造後の組織において、主相をベイナイトにすることが必要である。
　そこで次に、本発明者らは、０．２５質量％以上のＶを含む鋼について、鋼の化学組成を種々に変化させて、組織のベイナイトの面積率が安定して高くな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（ｄ）～（ｆ）の知見を得た。
　（ｄ）熱間鍛造後の組織は、Ｃ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏ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、後述する焼入れ性の指標を示す(1)式で表される値が特定の範囲となるように制御されておれば、固溶Ｖの確保に有害な初析フェライトの多量の析出が抑制される。このため、容易に、ベイナイトを主相とする組織、つまり、面積率で７０％以上がベイナイトである組織になり、十分な量の固溶Ｖを確保できる。
　（ｅ）Ｃ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの含有量が、上記（ｄ）で述べた(1)式が特定の範囲となるという条件を満たすだけでは、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切削時の切削抵抗が上昇し、工具寿命が低下することがある。
　（ｆ）一方、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＶおよびＭｏの含有量が、後述する(2)式で表される値が特定の範囲となるように制御されておれば、上記時効処理前の硬さを低く保つことができる。
　そこでさらに、本発明者らは、０．２５質量％以上のＶを含み、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量が上記の（ｄ）および（ｆ）で述べた条件をともに満たす鋼を熱間鍛造した後に時効処理を施し、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１６Ｊ以上となる条件を調査した。その結果、下記の（ｇ）～（ｉ）の知見を得た。
　（ｇ）時効処理後の靱性を劣化させる元素はＣ、Ｖ、ＭｏおよびＴｉである。このうち、Ｔｉは、Ｎおよび／またはＣと結合することで、ＴｉＮおよび／またはＴｉＣを形成する。ＴｉＮおよび／またはＴｉＣが析出すると、疲労強度は高くなることもあるが、靱性を大幅に低下させる。Ｔｉの靱性を劣化させる作用の強さは、同じ析出強化元素であるＶおよびＭｏと比較すると、極めて大きい。そのため、Ｔｉは極力制限しなければならない。Ｃは、鋼中でセメンタイトを形成し、へき開破壊の起点となり得る。Ｃ量に対して過剰な量のＶやＭｏを含有した鋼を時効処理した場合であっても、一部のセメンタイトは残存する。ＶとＭｏも、時効処理によってマトリックスの同一の結晶面に炭化物を析出することで、へき開破壊の進展を助長して靱性を劣化させる。したがって、靱性を高めるためには、Ｃ、ＶおよびＭｏの含有量を少なくする必要がある。
　（ｈ）また、靱性を高めるためには、ベイナイト組織を微細化させる必要がある。ベイナイト組織を微細化するためには、オーステナイトからのベイナイトの変態温度を低くすればよい。ベイナイトの変態温度を低くするためには、ベイナイト変態開始温度を低下させるＭｎおよびＣｒの含有量を多くすればよい。
　（ｉ）以上のことから、高い強度を持つ時効硬化性鋼に十分な靱性を付与するためには、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＶおよびＭｏの含有量について、後述する時効処理後の靱性の指標を示す(3)式で表される値が特定の値以上となるように制御する必要があり、さらに、鋼中に靱性に有害な介在物および析出物が含まれないように、Ｔｉの含有量を特定の値以下にする必要がある。
　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、下記に示す時効硬化性鋼にある。
　（１）質量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ｓ：０．００５～０．０８％、Ｃｒ：０．０３～０．５０％、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｖ：０．２５～０．５０％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｕ：０～０．３％、Ｎｉ：０～０．３％、Ｃａ：０～０．００５％およびＢｉ：０～０．４％と、
残部がＦｅおよび不純物とからなり、
不純物中のＰ、ＴｉおよびＮが、Ｐ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．００５％未満およびＮ：０．００８０％未満であり、
さらに、下記の、(1)式で表わされるＦ１が０．６８以上、(2)式で表わされるＦ２が０．８５以下、かつ(3)式で表わされるＦ３が０．００以上である化学組成を有する、時効硬化性鋼。
　Ｆ１＝Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ・・・・・(1)
　Ｆ２＝Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．１５Ｃｒ＋０．３５Ｖ＋０．２Ｍｏ・・・(2)
　Ｆ３＝－４．５Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ－３．５Ｖ－０．８Ｍｏ・・・・・(3)
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）化学組成が、質量％で、下記の〈１〉～〈３〉に示される元素から選択される１種以上を含有する上記（１）に記載の時効硬化性鋼。
　〈１〉Ｍｏ：０．０５～１．０％
　〈２〉Ｃｕ：０．１～０．３％およびＮｉ：０．１～０．３％、ならびに
　〈３〉Ｃａ：０．０００５～０．００５％およびＢｉ：０．０３～０．４％
　（３）主相がベイナイトであり、前記ベイナイトの平均ブロックサイズが１５～６０μｍである、上記（１）または（２）に記載の時効硬化性鋼。
　（４）硬さが２９０ＨＶ以下である、上記（１）から（３）まで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、時効処理前の硬さが２９０ＨＶ以下となる。しかも、本発明の時効硬化性鋼を用いれば、切削加工の後に施される時効処理によって硬さがＨＶで２５以上硬化するとともに、３５０ＭＰａ以上の疲労強度と、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１６Ｊ以上という優れた靱性を確保することができる。このため、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極めて好適に用いることができる。
実施例で用いた一軸の引張圧縮型の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。
　Ｃ：０．０５～０．２０％
　Ｃは、本発明において重要な元素である。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０．０５％未満では、Ｖ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の含有量が多くなりすぎると、ＶやＭｏと結合しないＣがＦｅと炭化物（セメンタイト）を形成する量が増えるため、靱性を劣化させてしまう。したがって、Ｃの含有量を０．０５～０．２０％とした。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０．１８％以下とすることが好ましく、０．１６％以下とすることが一層好ましい。
　Ｓｉ：０．０１～０．５０％
　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０．０１％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、鋼の熱間加工性を低下させ、また時効処理前の硬さが高くなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１～０．５０％とした。Ｓｉの含有量は、０．０６％以上とすることが好ましい。また、Ｓｉの含有量は、０．４５％以下とすることが好ましく、０．３５％を下回ることが一層好ましい。
　Ｍｎ：１．５～２．５％
　Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、組織の主相をベイナイトにする効果を持つ。さらに、ベイナイト変態温度を低下させることで、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持つ。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は少なくとも１．５％の含有量とする必要がある。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、含有量が多くなりすぎると、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１．５～２．５％とした。Ｍｎの含有量は、１．６％以上とすることが好ましく、１．７％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：０．００５～０．０８％
　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ので、０．００５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳが増加して靱性と疲労強度を劣化させる。したがって、Ｓの含有量を０．００５～０．０８％とした。Ｓの含有量は、０．０１％以上とすることが好ましい。また、Ｓの含有量は、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。
　Ｃｒ：０．０３～０．５０％
　Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入れ性を高め、組織の主相をベイナイトにする効果を持つ。さらに、ベイナイト変態温度を低下させることで、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持つ。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．５０％を超えると、焼入れ性が大きくなって、部品の大きさや部位によっては時効処理前の硬さが２９０ＨＶを超えることがある。したがって、Ｃｒの含有量を０．０３～０．５０％とした。Ｃｒの含有量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１５％以上とすることが一層好ましい。
　Ａｌ：０．００５～０．０５％
　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０．００５％以上の含有量とする必要がある。しかし、Ａｌを過剰に含有すると、粗大な酸化物が生成するようになり、靱性が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．００５～０．０５％とした。Ａｌの含有量は、０．０４％以下とすることが好ましい。
　Ｖ：０．２５～０．５０％
　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で、疲労強度を高める作用がある。また、鋼中にＭｏを含有した場合、Ｖには、時効処理によって、Ｍｏと複合して析出し、時効硬化能を一層高める効果もある。これらの効果を十分に得るためには、Ｖは０．２５％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く。しかも、Ｖの含有量が過剰になると、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０．２５～０．５０％とした。Ｖの含有量は、０．４５％を下回ることが好ましく、０．４０％以下とすることが一層好ましい。また、Ｖの含有量は、０．２７％以上とすることが好ましい。
　Ｍｏ：０～１．０％
　ＭｏはＶと同様に、炭化物の析出温度が比較的低く、時効硬化に活用しやすい元素である。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、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、さらには靱性も低下する。したがって、Ｍｏを含有させる場合には、その量を１．０％以下とした。Ｍｏの含有量は、０．５０％以下とすることが好ましく、０．４０％以下とすることが一層好ましく、０．３０％を下回ることがより一層好ましい。
　一方、上記のＭｏの効果を安定して得るためには、その含有量を０．０５％以上とすることが望ましく、０．１０％以上とすることが一層望ましい。
　ＣｕおよびＮｉ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：０～０．３％
　Ｃｕは、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の含有量が多くなると、熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕを含有させる場合には、その量を０．３％以下とした。Ｃｕの含有量は、０．２５％以下とすることが好ましい。
　一方、上記のＣｕの疲労強度を高める効果を安定して得るためには、その含有量を０．１％以上とすることが望ましい。
　Ｎｉ：０～０．３％
　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の含有量が多くなると、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、Ｎｉを含有させる場合には、その量を０．３％以下とした。Ｎｉの含有量は、０．２５％以下とすることが好ましい。
　一方、上記のＮｉの効果を安定して得るためには、その含有量を０．１％以上とすることが望ましい。
　上記のＣｕおよびＮｉ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。含有させる場合の上記元素の合計含有量は、ＣｕおよびＮｉの含有量がそれぞれの上限値である場合の０．６％であってもよい。
　ＣａおよびＢｉは、いずれも、切削時の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：０～０．００５％
　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の含有量が多くなると、粗大な酸化物を形成し、靱性を劣化させる。したがって、Ｃａを含有させる場合には、その量を０．００５％以下とした。Ｃａの含有量は、０．００３５％以下とすることが好ましい。
　一方、上記のＣａの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の含有量を０．０００５％以上とすることが望ましい。
　Ｂｉ：０～０．４％
　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の含有量が多くなると、熱間加工性の低下をきたす。したがって、Ｂｉを含有させる場合には、その量を０．４％以下とした。Ｂｉの含有量は、０．３％以下とすることが好ましい。
　一方、上記のＢｉの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の含有量を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およびＢｉの含有量がそれぞれの上限値である場合の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。
　本発明の時効硬化性鋼は、上述の元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、不純物中のＰ、ＴｉおよびＮが、Ｐ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．００５％未満およびＮ：０．００８０％未満であり、さらに、前記の、(1)式で表わされるＦ１が０．６８以上、(2)式で表わされるＦ２が０．８５以下、かつ(3)式で表わされるＦ３が０.００以上である化学組成を有する鋼である。
　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：０．０３％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。すなわち、Ｐは、粒界に偏析することで靱性を低下させる。したがって、Ｐの含有量を０．０３％以下とした。Ｐの含有量は、０．０２５％以下とすることが好ましい。
　Ｔｉ：０．００５％未満
　Ｔｉは、不純物として含有され、本発明において特に好ましくない元素である。すなわち、Ｔｉは、Ｎおよび／またはＣと結合することで、ＴｉＮおよび／またはＴｉＣを形成して靱性の低下を招き、特にその含有量が０．００５％以上になると、大きく靱性を劣化させる。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５％未満とした。良好な靱性を確保するためには、Ｔｉの含有量は、０．００３５％以下とすることが好ましい。
　Ｎ：０．００８０％未満
　Ｎは、不純物として含有され、本発明においては、Ｖを窒化物として固定してしまう好ましくない元素である。すなわち、窒化物として析出したＶは時効硬化に寄与しなくなるため、窒化物の析出を抑制するために、Ｎの含有量は低くしなければならない。そのためには、Ｎの含有量は０．００８０％未満とする必要がある。Ｎの含有量は、０．００７０％以下とすることが好ましく、０．００６０％未満とすることが一層好ましい。
　Ｆ１：０．６８以上
　本発明の時効硬化性鋼は、
　Ｆ１＝Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ・・・・・(1)
で表されるＦ１が、０．６８以上でなければならない。
　既に述べたとおり、上記の(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。
　Ｆ１は、焼入れ性に対する指標である。鋼に含まれる各合金元素の量が上述した範囲内であれば、Ｆ１が上記の条件を満たせば、熱間鍛造後の組織がベイナイトを主相とするものになる。
　Ｆ１が０．６８未満の場合、熱間鍛造後の組織に初析フェライトが混入し、Ｖの炭化物が相界面で析出するため、時効処理前の硬さが上昇したり、時効硬化能が小さくなったりする。
　Ｆ１は、０．７０以上であることが好ましく、０．７２以上であることが一層好ましい。また、Ｆ１は、１．０以下であることが好ましく、０．９８以下であることが一層好ましい。
　Ｆ２：０．８５以下
　本発明の時効硬化性鋼は、
　Ｆ２＝Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．１５Ｃｒ＋０．３５Ｖ＋０．２Ｍｏ・・・・・(2)
で表されるＦ２が、０．８５以下でなければならない。
　既に述べたとおり、上記の(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。
　Ｆ２は、時効処理前の硬さを示す指標である。本発明の時効硬化性鋼が、上記のＦ１の条件を満たすだけでは、時効処理前の硬さが高くなりすぎて、切削加工時の切削抵抗が大きくなり、工具寿命も短寿命化する場合がある。
　すなわち、Ｆ２が０．８５を超えると時効処理前の硬さが高くなりすぎる。時効処理前の硬さを２９０ＨＶ以下とするためには、上記した各合金元素の含有量を規定した範囲内とし、かつ、Ｆ１の条件を満たした上で、Ｆ２の条件を満たす必要がある。
　Ｆ２は、０.８２以下であることが好ましく、０．８０以下であることが一層好ましい。また、Ｆ２は、０．５５以上であることが好ましく、０．６０以上であれば一層好ましい。
　Ｆ３：０．００以上
　本発明の時効硬化性鋼は、
　Ｆ３＝－４．５Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ－３．５Ｖ－０．８Ｍｏ・・・・・(3)
で表されるＦ３が、０．００以上でなければならない。
　既に述べたとおり、上記の(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。
　Ｆ３は、時効処理後の靱性を示す指標である。すなわち、Ｆ１およびＦ２の条件を満たすだけでは、時効処理後の靱性が低下して目標とする靱性を確保できない場合がある。
　すなわち、Ｆ３が０．００未満の場合、時効処理後の靱性が低下する。目標とする靱性を確保するためには、上記した各合金元素の含有量を規定した範囲内とし、かつ、Ｆ１の条件、および、Ｆ２の条件を満たした上で、Ｆ３の条件を満たす必要がある。
　Ｆ３は、０．０１以上であることが好ましい。
　なお、Ｆ１が０．６８以上、かつＦ２が０．８５以下であれば、Ｆ３の上限について特に限定を設ける必要はない。
　本発明の時効硬化性鋼は、ベイナイトの平均ブロックサイズが１５～６０μｍであることが好ましい。本発明でベイナイトの「ブロック」とは、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法により、組織の方位解析を実施した場合に、方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域をいう。ベイナイトの平均ブロックサイズが大きいほど、時効前の硬さが低いため、良好な被削性が得られる。一方、平均ブロックサイズが大きすぎると、靱性が低くなる。平均ブロックサイズは、２０μｍ以上がより好ましい。また、平均ブロックサイズは、４５μｍ以下がより好ましく、３０μｍ以下がより一層好ましい。
　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く、一般的な方法で溶製して化学組成を調整すればよい。
　以下に、上記のようにして製造した本発明の時効硬化性鋼を素材として、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、どのようなものでも構わない。
　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℃の温度領域の平均冷却速度を１０～９０℃／分（０．２～１．５℃／秒）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。
　８００～４００℃の温度領域の平均冷却速度は、速いほどベイナイトの平均ブロックサイズが小さくなる。この平均冷却速度の下限は２０℃／分が好ましく、上限は８０℃／分が好ましい。
　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。
　なお、上記の時効処理は、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、例えば、３０～１０００分とするなど、機械部品のサイズ（質量）によって適宜調整する。
　以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。
　表１および表２に示す化学組成の鋼Ａ～ＡＧ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～Ｗ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２における鋼Ｘ～ＡＧ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、Ｔｉの欄における「＜０．００１」は、不純物としてのＴｉの含有量が０．００１％を下回るものであったことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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。大気中で放冷した際の冷却速度は、上記の条件で熱間鍛造した棒鋼のＲ／２付近（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）に熱電対を埋め込んで、再度熱間鍛造の仕上げ温度付近の温度まで昇温してから、大気中で放冷して測定した。このようにして測定した鍛造後の８００～４００℃の温度領域の平均冷却速度は約４０℃／分（０．７℃／秒）であった。
　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、時効処理前の硬さと組織のベイナイトの面積率の調査を行った。
　一方、各試験番号について、熱間鍛造した棒鋼の残りは、６１０～６３０℃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、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（「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２９０ＨＶ以下の場合に、十分に低いと判断し、これを目標とした。また、時効処理後の硬さと時効処理前のＨＶでの硬さの差（以下、「ΔＨＶ」という。）が２５以上となった場合に、硬化量が十分に高いと判断し、これを目標とした。
　組織のベイナイトの面積率の測定は、次のようにして実施した。硬さ測定に用いた樹脂埋めして鏡面研磨した試験片を、ナイタルにてエッチングした。エッチング後の試験片に対して、光学顕微鏡を用いて、倍率２００倍で組織を撮影した。撮影した写真から画像解析により、ベイナイトの面積率を測定した。ベイナイトの面積率が７０％以上である場合に、組織が十分にベイナイト化したと判断し、これを目標とした。
　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た時効処理後の２０℃での吸収エネルギーが１６Ｊ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、一軸の引張圧縮型の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、３．４ｍｍと１２．７ｍｍの形状の平滑疲労試験片を、棒鋼のＲ／２部から鍛造方向に平行（棒鋼の長手方向）に採取し、室温、大気中、応力比０．０５、試験速度１０Ｈｚの条件で疲労試験を行った。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。疲労強度が３５０ＭＰａ以上の場合に、疲労強度が十分に高いと判断し、これを目標とした。
　表３に、上記の各調査結果を示す。なお、ベイナイトの面積率が７０％以上で目標を達成したことおよび７０％未満で目標に未達であったことをそれぞれ、「ベイナイト化」欄において「○」および「×」で示した。また、表３では「シャルピー衝撃試験における吸収エネルギー」を「シャルピー吸収エネルギー」と表記した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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Ａ１～Ａ２３の「本発明例」の場合、時効処理前の硬さが２９０ＨＶ以下で、時効処理によって硬さがＨＶで２５以上硬化し、かつ疲労強度が３５０ＭＰａ以上、さらにシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーも１６Ｊ以上になって目標を達成しており、時効処理後の強度および靱性が両立できている。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～Ｂ１０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は、用いた鋼ＸのＦ１が本発明の規定から外れて小さいため、焼入れ性が小さく、面積率で３０％を超える初析フェライトが生成しており、ベイナイトの面積率は７０％未満であった。そのため、時効硬化しにくく、時効処理後の疲労強度が低い。
　試験番号Ｂ２は、用いた鋼ＹのＦ２が本発明の規定から外れて大きいため、時効処理前の硬さが３１１ＨＶとなって、硬い。
　試験番号Ｂ３は、用いた鋼ＺのＦ３が本発明の規定から外れて小さいため、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小さく、靱性が劣る。
　試験番号Ｂ４は、用いた鋼ＡＡのＦ３が本発明の規定を満たしているものの、Ｃ量が本発明の規定から外れて多すぎるため、靱性劣化が著しい。そのため、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小さく、靱性が劣る。
　試験番号Ｂ５は、用いた鋼ＡＢのＭｎ量が本発明の規定から外れて低すぎるため、初析フェライトが析出しており、組織のベイナイト部も十分に微細化していない。そのため、時効硬化しにくく、時効処理後の疲労強度が低い。また、シャルピー衝撃試験における吸収エネルギーが小さく、靱性が劣る。
　試験番号Ｂ６は、用いた鋼ＡＣのＳ量が本発明の規定から外れて多すぎるため、粗大なＭｎＳが増加し、靱性の劣化が著しい。そのため、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小さく、靱性が劣る。また、疲労強度も低い。
　試験番号Ｂ７は、用いた鋼ＡＤのＶ量が本発明の規定から外れて低すぎるため、時効処理により析出するＶ炭化物量が少ない。そのため、時効硬化しにくく、時効処理後の疲労強度も低い。
　試験番号Ｂ８は、用いた鋼ＡＥのＴｉ量が本発明の規定から外れて高すぎるため、粗大なＴｉＮが増加し、靱性劣化が著しい。そのため、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小さく、靱性が劣る。
　試験番号Ｂ９は、用いた鋼ＡＦのＮ量が本発明の規定から外れて高すぎるため、熱間鍛造中にＶの窒化物が析出してしまう。そのため、時効硬化しにくく、時効処理後の疲労強度も低い。
　試験番号Ｂ１０は、用いた鋼ＡＧのＮ量が本発明の規定から外れて高いため、熱間鍛造中にＶの窒化物が析出してしまう。そのため、時効処理後の疲労強度が低い。ただし、鋼ＡＦと比べてＮ量が少ないため、熱間鍛造中に析出するＶの窒化物が少なく、鋼ＡＦよりも時効硬化は進行している。
　実施例１で熱間鍛造し、室温まで冷却することにより作製した鋼Ｐおよび鋼Ｙの直径６０ｍｍの棒鋼の一部を切り出した。切り出した棒鋼は、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、大気中での放冷により、または送風機およびミストを用いて、種々の冷却速度で４００℃以下の温度まで冷却した。
　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、送風機およびミストを用いて４００℃以下の温度まで冷却し、さらに室温まで冷却した棒鋼のうちの一部を用いて、時効処理前の硬さを測定した。
　一方、各試験番号について、熱間鍛造した棒鋼の残りは、６３０℃で６０分保持する時効処理を施した。時効処理を施した棒鋼から採取した試験片を用いて、時効処理後の硬さ、シャルピー衝撃試験における吸収エネルギー、疲労強度、およびベイナイト組織のブロックサイズの調査を行った。
　時効処理前の硬さ、ならびに時効処理後の硬さ、シャルピー衝撃試験における吸収エネルギー、および疲労強度の調査は、実施例１と同様の条件で実施した。また、これらの目標値は実施例１と同様とした。
　ベイナイト組織のブロックサイズの測定は、次のようにして実施した。硬さ測定に用いた樹脂埋めした試験片を、コロイダルシリカを用いて再度研磨した。研磨した試験片について、ＥＢＳＤ法により、組織の方位解析を実施した。方位差が１５°以上の境界で囲まれた領域を「ブロック」と定義し、各ブロックの面積を画像解析によって求めた。
　ブロック同士の界面は、凹凸のある複雑な形状である。そのため、ブロックの凹凸端部付近を切り取るように組織の観察面が作成された場合には、あたかも一つのブロックに内包された別のブロックがあるように観察されることがある。この場合、ブロックの面積の測定精度が低下する。このような、影響を除くため、断面像上において、あるブロックが別のブロックに完全に内包されている場合には、単一のブロックとみなし、内包されている小さい方のブロックは無視し、大きい方のブロックのみで面積を求めた。
　このようにして面積を測定した各ブロックについて、同じ面積を持つ円の直径をそのブロックのサイズと定義した。ＥＢＳＤ法によって解析した３００００μｍ2の領域中の各ブロックのサイズから、平均ブロックサイズを算出した。
　平均ブロックサイズを算出する際には、各ブロックのサイズに対して、そのブロックの面積による重み付けを行った。すなわち、解析領域中のｎ個のブロック１～ｎに対して、それぞれのサイズをＤ１、Ｄ２、…、Ｄｎ（μｍ）、それぞれの面積をＳ１、Ｓ２、…、Ｓｎ（μｍ2）とした場合、平均ブロックサイズは（Ｄ１×Ｓ１＋Ｄ２×Ｓ２＋…＋Ｄｎ×Ｓｎ）／３００００とした。平均ブロックサイズは、１５～６０μｍを目標とした。
　表４に、上記の各調査結果を示す。試験番号Ｃ１は、表３の試験番号Ａ１６である。表４に示す冷却速度は、直径３５ｍｍの棒鋼に熱間鍛造した後の冷却時の８００～４００℃の温度領域における平均冷却速度である。この平均冷却速度の測定方法は、実施例１と同様とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４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Ｃ１～Ｃ６の「本発明例」の場合、ベイナイトの平均ブロックサイズが１５～６０μｍの目標範囲内であり、時効処理前の硬さが２９０ＨＶ以下であった。そのため、良好な被削性が期待できる。時効処理によって硬さがＨＶで２５以上硬化し、かつ疲労強度が３５０ＭＰａ以上、さらにシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーも１６Ｊ以上になって目標を達成しており、時効処理後の強度および靱性が両立できている。なお、試験番号Ｃ１～Ｃ６では、時効処理前におけるベイナイトの面積率が７０％以上であり、目標を達成していた。
　本発明例のうち、試験番号Ｃ１～Ｃ４は、平均冷却速度が上述した本発明の時効硬化性鋼の製造方法の一例として示した平均冷却速度（１０～９０℃／分、すなわち０．２～１．５℃／秒）を満たしていた。試験番号Ｃ５およびＣ６は、この平均冷却速度の一例よりも平均冷却速度が速かった。試験番号Ｃ１～Ｃ６を比較すると、平均冷却速度が遅いほど、ベイナイトの平均ブロックサイズが大きいことがわかる。また、ベイナイトの平均ブロックサイズが大きいほど、時効処理前の硬さが低く、良好な被削性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Ｄ１の「比較例」の場合には、目標とする性能が得られていない。すなわち、試験番号Ｄ１は、用いた鋼ＹのＦ２が本発明の規定から外れて大きかった。そのため、ベイナイトの平均ブロックサイズが９．９μｍと小さく、時効処理前の硬さが３２０ＨＶとなって、硬い。そのため、被削性が劣ると考えられる。また、シャルピー衝撃試験における吸収エネルギーが１２Ｊと小さく、靱性が劣る。
　本発明の時効硬化性鋼は、時効処理前の硬さが２９０ＨＶ以下であり、切削抵抗の低下と工具寿命の長寿命化が期待できる。しかも、本発明の時効硬化性鋼を用いれば、切削加工の後に施される時効処理によって硬さがＨＶで２５以上硬化するとともに、３５０ＭＰａ以上の疲労強度と、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１６Ｊ以上という優れた靱性を確保することができる。このため、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極めて好適に用いることができる。
 

Claims (4)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：１．５～２．５％、Ｓ：０．００５～０．０８％、Ｃｒ：０．０３～０．５０％、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｖ：０．２５～０．５０％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｕ：０～０．３％、Ｎｉ：０～０．３％、Ｃａ：０～０．００５％およびＢｉ：０～０．４％と、
    残部がＦｅおよび不純物とからなり、
    不純物中のＰ、ＴｉおよびＮが、Ｐ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．００５％未満およびＮ：０．００８０％未満であり、
    さらに、下記の、(1)式で表わされるＦ１が０．６８以上、(2)式で表わされるＦ２が０．８５以下、かつ(3)式で表わされるＦ３が０．００以上である化学組成を有する、時効硬化性鋼。
    　Ｆ１＝Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ・・・・・(1)
    　Ｆ２＝Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．１５Ｃｒ＋０．３５Ｖ＋０．２Ｍｏ・・・(2)
    　Ｆ３＝－４．５Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ－３．５Ｖ－０．８Ｍｏ・・・・・(3)
    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. 　化学組成が、質量％で、下記の〈１〉～〈３〉に示される元素から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の時効硬化性鋼。
    　〈１〉Ｍｏ：０．０５～１．０％
    　〈２〉Ｃｕ：０．１～０．３％およびＮｉ：０．１～０．３％、ならびに
    　〈３〉Ｃａ：０．０００５～０．００５％およびＢｉ：０．０３～０．４％
  3. 　主相がベイナイトであり、前記ベイナイトの平均ブロックサイズが１５～６０μｍである、請求項１または２に記載の時効硬化性鋼。
  4. 　硬さが２９０ＨＶ以下である、請求項１から３までのいずれかに記載の時効硬化性鋼。
     
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