WO2015108067A1 - 時効硬化性鋼 - Google Patents

時効硬化性鋼 Download PDF

Info

Publication number
WO2015108067A1
WO2015108067A1 PCT/JP2015/050785 JP2015050785W WO2015108067A1 WO 2015108067 A1 WO2015108067 A1 WO 2015108067A1 JP 2015050785 W JP2015050785 W JP 2015050785W WO 2015108067 A1 WO2015108067 A1 WO 2015108067A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel
less
content
aging treatment
age
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/050785
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
根石　豊
将人 祐谷
長谷川　達也
幹 高須賀
真志 東田
松本　斉
泰三 牧野
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to JP2015557847A priority Critical patent/JP6245278B2/ja
Publication of WO2015108067A1 publication Critical patent/WO2015108067A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • 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 an age-hardenable steel, and more particularly to an age-hardenable steel that is processed into a predetermined shape by cutting or the like and then subjected to an age-hardening treatment (hereinafter simply referred to as “aging treatment”).
  • aging treatment an age-hardening treatment
  • high fatigue strength is required for machine parts such as automobiles, industrial machines, and construction machines.
  • the problem of imparting high fatigue strength to steel can be easily achieved by increasing the hardness of the steel by addition of alloy elements and heat treatment.
  • steel is also required to have sufficient machinability. That is, the machinability of the steel is required in the mechanical part forming stage, and the fatigue strength is required of the steel in the final product stage.
  • Patent Documents 1 and 2 control the cooling rate after forming by hot forging, suppress the formation of structures other than bainite, suppress the precipitation amount of VC during cooling, and secure the solid solution V amount.
  • a production method that makes it possible to obtain sufficient age-hardening ability is disclosed.
  • Patent Documents 1 and 2 in the manufacturing methods described in Patent Documents 1 and 2, in the cooling process after hot forging, it is necessary to control the cooling rate for each specific temperature range, and there are restrictions on facilities and devices, etc. Since there are cases where rapid cooling cannot be performed in the production line, it has been difficult to stably produce age-hardened steel. Therefore, in Patent Documents 3 and 4, it is not necessary to set strict conditions in the cooling process after hot forging, and age-hardening for materials of machine parts that can be manufactured by cooling with air cooling or air blowing. Steel has been proposed.
  • steel used as a material for machine parts is required to have excellent machinability at the manufacturing stage of machine parts and excellent fatigue strength after completion of the machine parts.
  • the above-described requirements can be achieved by using steel having a low hardness before the aging treatment and a high hardness after the aging treatment.
  • a large difference between the hardness before the aging treatment and the hardness after the aging treatment (that is, the age-hardening ability is high) is preferable in order to obtain a machine part excellent in both productivity and fatigue strength.
  • the manufacturing method for obtaining age-hardening steel according to the prior art needs to include a step of rapidly cooling the steel. This rapid cooling step increases the manufacturing cost of age hardenable steel.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, production conditions are not particularly limited, excellent machinability before aging treatment, fatigue strength can be improved by hardening by aging treatment, aging It is an object of the present invention to provide age-hardening steel that does not lack toughness after processing.
  • the amount of precipitates such as carbides and carbonitrides precipitated by aging treatment depends on the type of precipitate. It needs to be properly controlled.
  • V is present as a solid solution in steel during hot forging performed at a general temperature. This is because the production start temperature (precipitation temperature) of V carbide or V carbonitride is low.
  • V is an element effective for hardening by aging treatment because it has a strong ability to form precipitates (V carbide or V carbonitride) by aging treatment.
  • the N content is large, V nitride is generated during cooling after hot forging and before aging treatment, the hardness increases before aging treatment, and the machinability is impaired. Based on these findings, the inventors tried to promote the formation of V carbide or V carbonitride after aging treatment and to suppress the formation of V nitride before aging treatment.
  • Ti combines with N to form coarse TiN, and greatly deteriorates toughness even if the content is as small as about 0.005%.
  • Nb precipitates in steel as carbide or carbonitride during heating and processing during hot forging, refines the austenite grain size by the pinning effect, and refines the bainite structure in the subsequent bainite transformation. There is an effect to. Furthermore, some Nb in steel does not precipitate as carbide or carbonitride during hot forging, but exists as solute Nb. This solute Nb precipitates as Nb carbide or Nb carbonitride during the aging treatment after hot forging, and increases hardness without reducing toughness, thereby improving low cycle fatigue strength and fatigue strength. There is an effect to achieve. Based on these findings, the inventors tried to suppress toughness reduction due to aging treatment using Nb.
  • the present invention has been made on the basis of such knowledge, and the gist thereof is as follows.
  • the age-hardening steel according to one embodiment of the present invention is, in mass%, C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 1.50 to 2. 50%, S: 0.005 to 0.08%, Cr: 0.03 to 1.60%, Al: 0.005 to 0.05%, V: 0.25 to 0.50%, Nb: 0 0.01 to 0.10%, P: 0.03% or less, Ti: less than 0.005%, N: less than 0.0080%, the balance is made of Fe and impurities.
  • F1 represented by the formula (A) is 0.68 or more
  • F2 represented by the formula (B) is 0.85 or less
  • F3 represented by the formula (C) is 0.00 or more.
  • Age-hardenable steel according to another embodiment of the present invention is, in mass%, C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.01 to 0.50%, Mn: 1.50 to 2 .50%, S: 0.005 to 0.08%, Cr: 0.03 to 1.60%, Al: 0.005 to 0.05%, V: 0.25 to 0.50%, Nb: 0.01 to 0.10%, further satisfying any one or more of the compositional conditions shown in the following ⁇ a> to ⁇ c>, P: 0.03% or less, Ti: 0.0.
  • N limited to less than 0.0080%, the balance is made of Fe and impurities, and F1 ′ represented by the following formula (A ′) is 0.68 or more, and the formula (B ′) F2 ′ represented has a chemical composition of 0.85 or less and F3 ′ represented by the formula (C ′) is 0.00 or more.
  • the production conditions are not particularly limited, the machinability before the aging treatment is excellent, the fatigue strength can be improved by hardening by the aging treatment, and the toughness is not insufficient after the aging treatment.
  • Hardenable steel can be provided.
  • the age-hardening steel of the present invention as a raw material, it is possible to provide a machine part that is excellent in productivity, excellent in fatigue strength, and does not have insufficient toughness.
  • the age-hardening steel of the present invention has a Vickers hardness before aging treatment, which is an index of cutting resistance, of 290 Hv or less. Further, the age-hardening steel of the present invention will be described using the characteristics after the aging treatment performed under the condition that the steel has a substantially cylindrical shape with a diameter of 35 mm and the temperature of the steel is held at 620 ° C. for 120 minutes. It is as follows.
  • the amount of increase in Vickers hardness (age hardening ability, ⁇ Hv) due to aging treatment of the age hardening steel of the present invention is 30 Hv or more, and the fatigue strength of the age hardening steel of the present invention after aging treatment is 350 MPa or more. .
  • the absorbed energy at 20 ° C. evaluated by the Charpy impact test conducted using a standard test piece with a U-notch having a notch depth of 2 mm and a notch bottom radius of 1 mm of the age-hardening steel of the present invention after the aging treatment was obtained. It is 16 J or more, and the low cycle fatigue strength is 510 MPa or more.
  • the age-hardening steel of the present invention can be used very suitably as a material for machine parts such as automobiles, industrial machines, and construction machines, and the industrial contribution is extremely remarkable.
  • Machines manufactured by a manufacturing method including hot forging, cutting, aging treatment, and the like are mainly used for age-hardening steel according to this embodiment (hereinafter may be abbreviated as steel according to this embodiment).
  • the material of the part Therefore, in order to describe the characteristics of the steel according to the present embodiment, the characteristics of the steel after being subjected to hot forging, cutting, and aging treatment may be referred to.
  • the steel according to the present embodiment does not necessarily require such a treatment. That is, the use of the steel according to the present embodiment is not limited to hot forging and cutting.
  • the present inventors have found that in the steel according to this embodiment, the V content needs to be 0.25% by mass or more.
  • the amount of V carbide or V carbonitride produced by aging treatment is increased, the hardness after aging treatment is increased, and fatigue strength is ensured. can do.
  • V once dissolved in steel, does not precipitate until the steel is cooled to around 850 ° C., and has a strong ability to form carbide or carbonitride at the age hardening temperature.
  • Mo similarly to V, Mo may be added which has a relatively low carbide precipitation temperature and can be easily used for age hardening. If steel is further added to steel containing 0.25% by mass or more of V, a composite carbide of V and Mo or a composite carbonitride of V and Mo is formed. Increased further.
  • V is an element that, once solid-dissolved in steel, has the property of not precipitating until the steel is cooled to around 850 ° C., and thus can be stably present in the steel in a solid solution state.
  • V carbide tends to precipitate at the phase interface when austenite is transformed into ferrite.
  • the solid solution V amount decreases. That is, if a large amount of pro-eutectoid ferrite is generated during cooling after hot forging, V carbide precipitates at the phase interface, so that it is impossible to secure the amount of solid solution V necessary for precipitation hardening by the subsequent aging treatment.
  • the phase ratio of the area ratio of 70% or more in the steel structure after the hot forging and before the aging treatment (below)
  • Main phase the phase ratio of the area ratio of 70% or more in the steel structure after the hot forging and before the aging treatment
  • the structure after hot forging has a close correlation with the contents of C, Mn, and Cr that improve hardenability, and further with the content of Mo.
  • the present inventors have included the content of elements in these formulas so that the values of F1 and F1 ′, which are hardenability indexes represented by formula (1) or formula (1 ′), are equal to or greater than a specific numerical value. Is controlled, a large amount of pro-eutectoid ferrite, which is harmful to securing solid solution V, is suppressed in the cooling process after normal hot forging (cooling rate 15 ° C./min to 60 ° C./min). I found out.
  • the steel structure easily becomes a structure containing bainite as a main phase, that is, a structure containing bainite having an area ratio of 70% or more.
  • the present inventors have found that V can be secured.
  • F1 C + 0.3 ⁇ Mn + 0.25 ⁇ Cr (1)
  • F1 ′ C + 0.3 ⁇ Mn + 0.25 ⁇ Cr + 0.6 ⁇ Mo (1 ′)
  • the hardness before aging treatment (the bainite is the main phase).
  • the hardness of the tissue may increase.
  • the cutting resistance of the steel after hot forging is increased, and the machinability may be lowered.
  • the present inventors examined a method for solving this problem.
  • the contents of C, Si, Mn, Cr, V, and Mo are F2 and F2 ′, which are indices of hardness before aging treatment expressed by the following formula (2) or (2 ′):
  • F2 C + 0.1 ⁇ Si + 0.2 ⁇ Mn + 0.15 ⁇ Cr + 0.35 ⁇ V
  • F2 ′ C + 0.1 ⁇ Si + 0.2 ⁇ Mn + 0.15 ⁇ Cr + 0.35 ⁇ V + 0.2 ⁇ Mo (2 ′)
  • the inventors include 0.25% by mass or more of V, and the contents of C, Si, Mn, Cr, Mo, and V are the above formulas (1) and (2) or the above formula (1).
  • a steel whose composition is adjusted so that F1 and F2 or F1 'and F2' determined by ') and (2') meet a specific numerical range is manufactured, and the steel is subjected to aging treatment after hot forging.
  • a sample was prepared and the toughness of this sample was investigated. Specifically, after hot forging and aging treatment of the steel described above, a standard test piece with a U notch having a notch depth of 2 mm and a notch bottom radius of 1 mm is prepared, and a Charpy impact test is performed on the test piece. The effects of components on toughness after aging treatment were investigated.
  • F3 indicates an index of toughness after aging treatment represented by the formula (3) or (3 ′) described later. It has been found that the contents of C, Mn, Cr, V and Mo in the steel need to be controlled so that the values of F3 ′ and F3 ′ are not less than a specific value.
  • F3 ⁇ 4.5 ⁇ C + Mn + Cr ⁇ 3.5 ⁇ V (3)
  • F3 ′ ⁇ 4.5 ⁇ C + Mn + Cr ⁇ 3.5 ⁇ V ⁇ 0.8 ⁇ Mo (3 ′)
  • the formula (3) or the formula (3 ′) is used to suppress the toughness reduction due to the aging treatment with respect to the contents of C, V and Mo necessary for improving the hardness and fatigue strength after the aging treatment. This means that it needs to be reduced.
  • the toughness after aging treatment it is effective to refine the structure.
  • the bainite structure as the main phase, it is effective to refine the austenite grain size before the bainite transformation.
  • it is generally effective to contain Ti, but this means cannot be used in the steel according to the present embodiment. Since the present inventors form coarse TiN that degrades the toughness of the steel according to the present embodiment, even if the Ti content is as small as about 0.005%, the Ti is after the aging treatment. It has been found that the toughness of the steels in the steel is greatly deteriorated. Therefore, it is necessary to limit the Ti content of the steel according to the present embodiment to zero or a specific value as much as possible.
  • the S content needs to be a specific value or less.
  • S is an element that forms coarse MnS by bonding with Mn and deteriorates toughness, so excessive addition of S must be avoided.
  • MnS is an essential inclusion in order to ensure sufficient machinability. Therefore, it is not preferable that the S content is completely zero. In order to increase the machinability of the steel before aging treatment and to suppress the deterioration of the toughness of the steel due to aging treatment, it is necessary to appropriately control the S content so that the amount of MnS does not become excessive. is there.
  • Nb is effective as a means for sufficiently increasing the machinability before the aging treatment and the low cycle fatigue strength after the aging treatment, and suppressing the toughness reduction due to the aging treatment. I found out. Nb has the effect of refining the austenite grain size before the bainite transformation, similar to Ti.
  • Nb is an element having the effect of refining the austenite grain size and the ability to form a compound (secondary phase) at the aging temperature. This is because Nb has a higher deposition temperature than V and Mo. That is, since the precipitation temperature of Nb is relatively high, a part of the contained Nb is precipitated as carbide or carbonitride during hot forging, and this Nb precipitate such as carbide contributes to refinement of the austenite grain size. To do.
  • Nb carbide or Nb carbonitride can be precipitated by aging treatment in steel in which formula (1) or (1 ') falls within a specific range. Further, the present inventors have found that the hardness of the steel after aging treatment can be increased without causing a decrease in toughness even if these Nb precipitates are precipitated. In addition, the present inventors have also found that by containing Nb, a steel capable of obtaining an excellent low cycle fatigue strength by refining the bainite structure and precipitation strengthening can be realized.
  • the present embodiment relates to the age-hardenable steel made based on the above-described investigation results of the inventor and the obtained knowledge. Hereinafter, each requirement of age hardening steel which is one embodiment of the present invention is explained in detail.
  • C 0.05 to 0.20% C is an important element in the present embodiment.
  • C combines with V by aging treatment to form V carbide and strengthens the steel.
  • the C content is less than 0.05%, the V carbide precipitation driving force becomes small and V carbide is difficult to precipitate, so that the desired strengthening effect cannot be obtained.
  • the C content exceeds 0.20%, C that does not bond with V is combined with Fe to form carbide (cementite), and the toughness of the steel is significantly deteriorated.
  • the content of C exceeds 0.20%, the C concentration concentrated in the austenite during the transformation from austenite to bainite also increases, and martensite is partially mixed in the structure after the bainite transformation. It becomes like.
  • the C content is 0.05 to 0.20%.
  • the C content is preferably 0.08% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the C content 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 an action of improving the strength of the steel by dissolving in a matrix.
  • Si needs to be contained in an amount of 0.01% or more.
  • the Si content is excessive, the hot workability of the steel is lowered and the cutting resistance is raised, leading to a decrease in machinability.
  • the Si content exceeds 0.50%, the hot workability of steel and the cutting resistance increase remarkably.
  • Si may promote the generation of proeutectoid ferrite and reduce the amount of bainite, it is not preferable to contain Si excessively in order to stably obtain bainite.
  • the Si content is set to 0.01 to 0.50%.
  • the Si content is preferably 0.06% or more.
  • the Si content is preferably 0.45% or less, and more preferably less than 0.35%.
  • Mn 1.50-2.50% Mn has the effect of improving hardenability and making the main phase of the structure bainite. Furthermore, Mn has the effect of lowering the bainite transformation temperature, and by doing so, it also has the effect of refining the structure and increasing the toughness of the matrix. In addition, the structure which occupies most of the volume of steel is called a matrix, and the matrix of the steel which concerns on this embodiment is a bainite. Moreover, Mn has the effect
  • the Mn content needs to be at least 1.50%.
  • Mn is an element that easily segregates during solidification of the steel, its content increases, especially when it exceeds 2.50%, it is avoided to increase the hardness variation in the parts after hot forging. I can't. Therefore, the Mn content is set to 1.50 to 2.50%.
  • the Mn content is preferably 1.60% or more, and more preferably 1.70% or more. Further, the Mn content is preferably 2.30% or less, and more preferably 2.10% or less.
  • S 0.005 to 0.08% S combines with Mn in steel to form MnS, thereby reducing the cutting resistance and improving the machinability of the steel.
  • it is necessary to contain 0.005% or more of S.
  • the S content is set to 0.005 to 0.08%.
  • the S content is preferably 0.01% or more.
  • the S content is preferably 0.05% or less, and more preferably 0.03% or less.
  • Cr 0.03-1.60% Cr has the effect of increasing hardenability and making the main phase of the structure bainite. Furthermore, Cr has the effect of lowering the bainite transformation temperature, and by doing so, it also has the effect of refining the structure and increasing the toughness of the matrix. However, if the Cr content exceeds 1.60%, the hardenability becomes too high, and the hardness before aging treatment may exceed 290 Hv in terms of Vickers hardness depending on the size and part of the part. The cutting resistance may increase and the machinability may decrease. Therefore, the Cr content is 0.03 to 1.60%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 1.00% or less, and more preferably 0.50% or less.
  • Al 0.005 to 0.05%
  • Al is an element having a deoxidizing action, and in order to exert this action, the content needs to be 0.005% or more. However, if the Al content exceeds 0.05%, coarse oxides are generated, and the toughness and fatigue strength of the steel are reduced. Therefore, the Al content is set to 0.005 to 0.05%.
  • the Al content is preferably 0.04% or less.
  • V 0.25 to 0.50%
  • V is the most important element in the steel according to the present embodiment.
  • V is the strength of steel after aging treatment by combining with C during aging treatment to form fine V carbide, or by combining with C and N to form fine V carbonitride. There is an action to increase.
  • V also has the effect of further increasing the age-hardening ability of steel by being combined with Mo and precipitated by aging treatment. In order to sufficiently obtain these effects, V needs to be a content of 0.25% or more. However, if the V content is excessive, undissolved V carbide or V carbonitride tends to remain even during heating during hot forging, leading to a decrease in toughness. If it exceeds%, the toughness is significantly reduced.
  • the V content is set to 0.25 to 0.50%.
  • the V content is preferably less than 0.45%, and more preferably 0.40% or less.
  • the V content is preferably 0.27% or more.
  • Nb 0.01 to 0.10%
  • Nb is one of important elements in the steel according to the present embodiment.
  • Part of Nb contained in the steel precipitates in the steel as Nb carbide or Nb carbonitride during the heating and processing during hot forging, and austenite grains are refined by the pinning effect.
  • the refinement of austenite crystal grains during hot working has the effect of refining the bainite structure in the bainite transformation after completion of hot working. Refinement of the bainite structure improves the toughness of the steel after age hardening.
  • Nb a part of Nb in the steel at the time of hot forging is present as solute Nb, and this solute Nb is precipitated as Nb carbide or Nb carbonitride during the aging treatment after hot forging,
  • Nb carbide or Nb carbonitride a part of Nb in the steel at the time of hot forging
  • Nb carbide or Nb carbonitride a solute Nb
  • Nb carbide or Nb carbonitride a solute Nb
  • Nb needs to have a content of 0.01% or more.
  • undissolved carbide or carbonitride tends to remain even during heating during hot forging, and the effect of increasing the hardness after aging treatment and / or after aging treatment The effect of improving fatigue strength is saturated.
  • the Nb content is set to 0.01 to 0.10%.
  • the Nb content is preferably less than 0.08%, and more preferably 0.05% or less.
  • the Nb content is preferably 0.02% or more.
  • the age-hardening steel of this embodiment is composed of the above-mentioned C, Si, Mn, S, Cr, Al, V, and Nb, and the balance is Fe and impurities, and P, Ti, and N in impurities described later are included.
  • P 0.03% or less
  • Ti less than 0.005%
  • N 0.020% or less
  • F1 represented by the formula (1) is 0.68 or more
  • It is a steel having a chemical composition in which F2 represented by the formula (2) is 0.85 or less and F3 represented by the formula (3) is 0.00 or more.
  • an impurity refers to the thing mixed from the ore as a raw material, a scrap, or a manufacturing environment, when manufacturing steel materials industrially.
  • P 0.03% or less
  • P is contained as an impurity and is an undesirable element in the steel according to the present embodiment. That is, P segregates at the grain boundaries to lower toughness, and particularly when its content exceeds 0.03%, the toughness is extremely lowered. Therefore, the P content is limited to 0.03% or less.
  • the P content is preferably limited to 0.025% or less.
  • the lower limit value of the P content may be 0%. However, excessively reducing P causes an extreme increase in de-P cost and is economically disadvantageous, so the lower limit of the P content is preferably 0.005%.
  • Ti Less than 0.005% Ti is contained as an impurity and is an undesirable element in the steel according to the present embodiment. That is, Ti combines with N to form coarse TiN, leading to a decrease in toughness. In particular, when its content is 0.005% or more, the toughness is greatly deteriorated. Therefore, the Ti content is limited to less than 0.005%. In order to suppress a decrease in toughness due to the aging treatment, the Ti content is preferably limited to 0.0035% or less, and more preferably 0.0015% or less. The lower limit value of the Ti content may be 0%.
  • N Less than 0.0080% N is contained as an impurity.
  • N is an undesirable element that fixes V as VN. That is, V precipitated as VN does not contribute to age hardening, so the content of N must be lowered in order to suppress the precipitation of VN.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.0070%, 0.0060%, or 0.0050%.
  • the lower limit of the N content is 0%.
  • Another embodiment of the age-hardening steel according to the present embodiment includes a composition satisfying any one or more of the above-described elements ⁇ a> to ⁇ c>, and the balance being Fe.
  • P, Ti and N in the impurity are limited to P: 0.03% or less, Ti: less than 0.005% and N: 0.020% or less, and F1 ′ represented by the formula (1 ′) is 0.68 or more, F2 ′ represented by the formula (2 ′) is 0.85 or less, and F3 ′ represented by the formula (3 ′) is 0.00 or more.
  • Mo 1.0% or less Since containing Mo is not essential, the lower limit of the Mo content is 0%.
  • Mo also has the effect
  • the content of Mo is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less, and even more preferably less than 0.30%.
  • the Mo content in the case of inclusion is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more, 0 10% or more is more desirable.
  • Cu 0.3% or less Since Cu is not essential, the lower limit of the Cu content is 0%. On the other hand, Cu has the effect
  • Ni 0.3% or less Since the Ni content is not essential, the lower limit of the Ni content is 0%. On the other hand, Ni has the effect
  • said Cu and Ni can be contained only in any 1 type of them, or 2 types of composites.
  • the total content of the above elements when contained may be 0.6%, which is the total value of the upper limit value of the Cu content and the upper limit value of the Ni content.
  • Both Ca and Bi have the effect of reducing the cutting resistance of the steel before aging treatment and improving the machinability. For this reason, when it is desired to obtain better machinability, these elements may be contained within the range described below.
  • Ca 0.005% or less Since Ca is not essential, the lower limit of Ca content is 0%. On the other hand, Ca has the effect of spheroidizing the sulfide form, and has the effect of reducing the cutting resistance of the steel before aging treatment without reducing toughness. For this reason, you may contain Ca as needed. However, when the Ca content exceeds 0.005%, the form of the sulfide is changed, but a coarse oxide containing Ca is formed, and the toughness of the steel is deteriorated. Therefore, if Ca is included, the Ca content is 0.005% or less. When Ca is contained, the content of Ca is preferably 0.0035% or less.
  • the Ca content when contained is preferably 0.0005% or more. It is further desirable to set it to 0007% or more, 0.0010% or more, or 0.0015% or more.
  • Bi 0.4% or less Since the Bi content is not essential, the lower limit of the Bi content is 0%. On the other hand, Bi has the effect
  • said Ca and Bi can be contained only in any 1 type in them, or 2 types of composite.
  • the total content of these elements when contained may be 0.405%, which is the sum of the upper limit value of Ca content and the upper limit value of Bi content, but may be 0.3% or less. preferable.
  • the balance other than the above-described elements is substantially Fe and impurities.
  • F1 to F3 represented by the expressions (1) to (3) and F1 'to F3' represented by the expressions (1 ') to (3') will be described.
  • F1 C + 0.3 ⁇ Mn + 0.25 ⁇ Cr (1) F1 represented by the following must be 0.68 or more.
  • F1 ′ C + 0.3 ⁇ Mn + 0.25 ⁇ Cr + 0.6 ⁇ Mo (1 ′) F1 ′ represented by the following must be 0.68 or more.
  • the element symbols in the above formulas (1) and (1 ') mean the content of the element in mass%.
  • F1 and F1 ' are indicators for hardenability. Even if accelerated cooling such as water cooling is not performed after hot forging if the content of each alloy element contained in the steel satisfies the above-described range and F1 and F1 ′ satisfy the above conditions, The structure after forging has bainite as the main phase.
  • F1 or F1 ′ is less than 0.68
  • proeutectoid ferrite is mixed in the structure after hot forging, and VC precipitates at the phase interface, so the hardness of the steel before aging treatment increases or age hardening occurs. The performance becomes smaller.
  • F1 and F1 'are preferably 0.70 or more, and more preferably 0.72 or more.
  • an excessive increase in hardenability may lead to a reduction in the toughness of the steel, so F1 and F1 'are preferably 1.00 or less, and more preferably 0.98 or less.
  • F2 C + 0.1 ⁇ Si + 0.2 ⁇ Mn + 0.15 ⁇ Cr + 0.35 ⁇ V (2) F2 represented by the following must be 0.85 or less.
  • F2 ′ C + 0.1 ⁇ Si + 0.2 ⁇ Mn + 0.15 ⁇ Cr + 0.35 ⁇ V + 0.2 ⁇ Mo (2 ′) F2 ′ represented by the following must be 0.85 or less.
  • F3 or F3 ′ 0.00 or more>
  • F3 ⁇ 4.5 ⁇ C + Mn + Cr ⁇ 3.5 ⁇ V (3)
  • F3 represented by must be greater than or equal to 0.00.
  • F3 ′ ⁇ 4.5 ⁇ C + Mn + Cr ⁇ 3.5 ⁇ V ⁇ 0.8 ⁇ Mo (3 ′)
  • F3 ′ represented by must be greater than or equal to 0.00.
  • F1 is 0.68 or more and F2 is 0.85 or less, there is no need to particularly limit the upper limit of F3.
  • F1 ' is 0.68 or more and F2' is 0.85 or less, there is no need to particularly limit the upper limit of F3 '.
  • the main phase before the aging treatment of the age-hardening steel according to the present embodiment is bainite. That is, in order to ensure sufficient machinability and solid solution V, the structure before the aging treatment needs to have an area ratio of bainite of 70% or more.
  • the area ratio of bainite is preferably 80% or more, and the area ratio of bainite single phase, that is, bainite, is most preferably 100%.
  • the phases other than bainite as the main phase are a ferrite phase, a pearlite phase, a martensite phase, and the like. The smaller the number of these phases, the better.
  • the amount of increase in the Vickers hardness of the steel is defined as the age-hardenability of the steel when the steel has a substantially cylindrical shape with a diameter of 35 mm and the temperature of the steel is held at 620 ° C. for 120 minutes
  • the lower limit of the age hardening ability of the steel according to the embodiment is preferably 30 Hv, more preferably 33 Hv, 35 Hv, or 40 Hv.
  • the treatment for holding the temperature of steel at 620 ° C. for 120 minutes is a general aging treatment condition for producing a machine part by subjecting the steel according to this embodiment to age hardening treatment.
  • the age hardening ability is 30 Hv or more, the steel according to the present embodiment has good machinability before the aging treatment and has a good fatigue strength after the aging treatment.
  • the method for producing the age-hardening steel according to the present embodiment is not particularly limited, and may be prepared by melting by a general method to adjust the chemical composition.
  • a general method to adjust the chemical composition is shown using the age hardening steel which concerns on this embodiment manufactured as mentioned above as a raw material.
  • an age-hardening steel (hereinafter referred to as “intermediate material”) to be used for component molding is produced from steel whose chemical composition is adjusted to the above-mentioned range.
  • the intermediate material may be any billet, such as a billet obtained by ingot-rolling an ingot, a billet obtained by subjecting a continuous cast material to rolling, or a steel bar obtained by hot-rolling or hot-forging these billets.
  • the temperature is maintained under conditions where V carbide is likely to precipitate during the production of the intermediate material, the age hardening ability may be lost. For example, when the temperature of the intermediate material is maintained within the range of 540 to 700 ° C.
  • the age hardening ability may be lost.
  • the intermediate material is left in the room temperature environment after the partial rolling or after the hot rolling or hot forging according to a general method.
  • the above intermediate material is hot forged and further cut to finish a predetermined part shape.
  • the hot forging material is heated at 1200 to 1250 ° C. for 5 to 60 minutes, and then forged so that the finishing temperature becomes 1100 ° C. or higher, and then to 800 to 400 ° C.
  • the average cooling rate in the temperature range of 15 to 60 ° C./min is cooled to room temperature.
  • Such an average cooling rate can be easily obtained by leaving the forged steel in a room temperature environment.
  • the cooling rate is less than 15 ° C./min, V carbide precipitates during cooling, and the age hardening ability may be 30 Hv or less. After cooling in this way, further cutting is performed to finish a predetermined part shape.
  • an aging treatment is applied to the rough shaped material formed into a predetermined part shape to obtain machine parts such as automobiles, industrial machines, and construction machines having desired characteristics.
  • the 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 depending on the size (mass) of the machine part, for example, 30 to 1000 minutes.
  • the age-hardening steel according to the present embodiment and the machine part using the same can be manufactured.
  • Steels 1 to 31 having chemical compositions shown in Table 1-1 and Table 1-2 were melted in a 50 kg vacuum melting furnace.
  • Steels 1 to 20 in Table 1-1 and Table 1-2 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention.
  • steels 21 to 31 in Table 1-1 and Table 1-2 are steels whose chemical compositions deviate from the conditions defined in the present invention.
  • “ ⁇ 0.001” in the column of Ti indicates that the content of Ti as an impurity was less than 0.001%, which is the detection lower limit value of the emission spectroscopic analysis.
  • Each steel ingot was heated in an atmosphere of 1250 ° C. and then hot forged into a steel bar having a diameter of 60 mm.
  • Each hot forged steel bar was once allowed to cool in the atmosphere and cooled to room temperature. Then, the steel bar further cooled to room temperature was heated to 1250 ° C. as an intermediate material, the finishing temperature was set to 950 ° C. or higher, and the steel bar having a diameter of 35 mm was hot forged again.
  • This second hot forging was performed to simulate forging into a component shape.
  • the steel bar after the second hot forging was allowed to cool to room temperature in the air.
  • the cooling rate during the second hot forging was measured using a radiation thermometer.
  • the average cooling rate in the temperature range from 800 to 400 ° C. after the second hot forging was 50 ° C./min in any steel bar.
  • both ends of the steel bar were cut off by 100 mm each without being subjected to an aging treatment (that is, in a cooled state).
  • the test piece was cut out from the remaining central portion, and the Vickers hardness before aging treatment and the area ratio of bainite in the structure were examined.
  • the hot-forged steel bar with a diameter of 35 mm is subjected to an aging treatment that is held at 620 ° C. for 120 minutes, and then both ends of the steel bar are cut off by 100 mm each, and then a test piece is cut out from the remaining central portion and subjected to aging treatment Later Vickers hardness was investigated. Further, in the obtained steels 1 to 31, test pieces were cut out from the steel bars after the aging treatment, and the absorbed energy, the low cycle fatigue strength and the fatigue strength in the Charpy impact test after the aging treatment were investigated.
  • Vickers hardness was performed as follows. First, the steel bar was crossed, the steel bar crossed so that the cut surface became the test surface was filled with resin, and the test surface was mirror-polished to prepare a test piece. Next, in accordance with “Vickers hardness test-test method” in JIS Z 2244 (2009), the test force is 9 for 10 points near the R / 2 part (“R” represents the radius) of the test surface. The hardness was measured as 8N. The value obtained by arithmetically averaging the measured hardness values at the 10 points was defined as the Vickers hardness of the steel bar. In addition, when the Vickers hardness before an aging treatment is 290 Hv or less, it judged that it was sufficiently low, and made this into the target value.
  • ⁇ Hv the difference between the Vickers hardness after the aging treatment and the Vickers hardness before the aging treatment
  • the measurement of the area ratio of bainite in the structure was performed as follows. First, the test piece which carried out resin embedding used for the hardness measurement and mirror-polished was etched using the nital. With respect to the test piece after etching, the structure
  • Toughness was carried out using a standard test piece with a U notch having a notch depth of 2 mm and a notch bottom radius of 1 mm.
  • the absorbed energy at 20 ° C. after the aging treatment evaluated by this Charpy impact test was 16 J or more, it was judged that the toughness deterioration due to the aging treatment was sufficiently suppressed, and this was set as a target value.
  • the fatigue strength was investigated by collecting a uniaxial tension-compression type fatigue test piece. That is, a smooth fatigue test piece having a shape with a parallel part diameter of 3.4 mm and a parallel part length of 12.7 mm shown in FIG. 1 is parallel to the forging direction from the R / 2 part of the steel bar (the length of the steel bar). Direction) and a fatigue test was conducted under conditions of room temperature, air, stress ratio 0.05, test speed 10 Hz. Under the above conditions, the maximum stress which does not break in stressing repeated several 10 7 times was fatigue strength. When the fatigue strength was 350 MPa or more, it was judged that the fatigue strength was sufficiently high, and this was set as a target value.
  • the low cycle fatigue strength was determined by the following method. First, a rectangular parallelepiped having a length and width of 13 mm in a longitudinal section and a length of 100 mm is parallel to the forging direction (longitudinal direction of the steel bar) so that the sampling site is R / 2 part of the steel bar. From. Thereafter, a semicircular notch having a radius of 2 mm was provided at a central portion in the length direction of one surface of the rectangular parallelepiped (that is, a surface having a fatigue evaluation region), thereby obtaining a four-point bending test piece.
  • the low cycle fatigue test was performed at room temperature and in the air by performing a 4-point bending fatigue test under the conditions of a stress ratio of 0.1, a fulcrum distance of 45 mm, and a test frequency of 5 Hz. Under the above conditions, the stress load is repeated, and the strength is evaluated by defining the strength 5 ⁇ 10 3 times as the low cycle fatigue strength. When the low cycle fatigue strength is 510 MPa or more, the low cycle fatigue strength is sufficient. Judged as high and set this as the target value.
  • Table 2 shows the results of the above surveys.
  • “GOOD” indicates that the area ratio of bainite is 70% or more
  • “BAD” indicates that the target is not reached when it is less than 70%.
  • “absorbed energy in the Charpy impact test” is expressed as “Charpy absorbed energy”.
  • the Vickers hardness before the aging treatment is 290 Hv or less, and the Vickers hardness is reduced by the aging treatment. Cured by 30Hv or more, absorbed energy in Charpy impact test is also 16J or more, fatigue strength is 350MPa or more, low cycle fatigue strength is 510MPa or more, achieving the target, strength and toughness after aging treatment and aging It can be seen that the machinability before processing is compatible.
  • test numbers B1 to B11 that are out of the scope of the present invention, the target performance is not obtained.
  • Test No. B1 has a small Nb content of the steel 21 used in the present invention and is small, so that the effect of refining the austenite grain size due to precipitation of Nb carbides during hot forging is small, and the low cycle fatigue strength is low. Low.
  • test number B2 the Nb content of the steel 22 used is large outside the scope of the present invention, so that undissolved Nb carbide remains during hot forging, and aging is an index of machinability, particularly cutting resistance. Hardness before treatment exceeds the target value, and hardness after aging treatment is difficult to increase (age hardening ability is insufficient).
  • test No. B4 since the Si content of the steel 24 used is too much outside the provisions of the present invention, proeutectoid ferrite is precipitated and the bainite area ratio is outside the provisions. Thereby, in test number B4, the precipitation amount of V carbide before an aging treatment is increasing. Therefore, in test number B4, the machinability, particularly the hardness before aging treatment, which is an index of cutting resistance, exceeds the target value, and the age hardening ability is insufficient.
  • Test No. B5 since the Mn content of the steel 25 used is out of the specification of the present invention and low, proeutectoid ferrite is precipitated and the bainite area ratio is out of specification. When this pro-eutectoid ferrite is generated, V carbide is precipitated at the phase interface with austenite, and V carbide is already precipitated before the aging treatment. Therefore, since the aging treatment causes coarsening of the already precipitated V carbide, test number B5 is difficult to age harden and has low cycle fatigue strength after aging treatment. Test number B5 has low absorbed energy in the Charpy impact test and is inferior in toughness.
  • test number B6 since the S content of the steel 26 used deviates from the provisions of the present invention, coarse MnS increases and toughness deterioration is remarkable. Therefore, test number B6 has low absorbed energy and poor toughness in the Charpy impact test after aging treatment. Test number B6 has low fatigue strength and low cycle fatigue strength.
  • test number B7 has low absorbed energy and poor toughness in the Charpy impact test after aging treatment.
  • test number B8 is hard to age harden, and the fatigue strength after aging treatment is also low.
  • test No. B9 since F1 of the steel 29 used is small from the definition of the present invention, the hardenability is small and pro-eutectoid ferrite is generated.
  • pro-eutectoid ferrite When pro-eutectoid ferrite is formed, V carbide precipitates at the phase interface with austenite. If the steel on which V carbide has already precipitated before aging treatment is aged, the precipitated V carbide is coarsened, so test number B9 is hard to age harden, and the fatigue strength after aging treatment is low.
  • test number B10 F2 'of the steel 30 used was large outside the scope of the present invention, so the machinability, particularly the hardness before aging treatment, which is an index of cutting resistance, exceeded the target value.
  • Test No. B11 has a small absorbed energy in the Charpy impact test after aging treatment and is inferior in toughness because F3 'of the steel 31 used is small outside the provisions of the present invention.
  • the age-hardening steel of the present invention has a machinability, particularly a hardness before aging treatment, which is an index of cutting resistance, of 290 Hv or less, and good machinability can be expected.
  • a Vickers hardness of 30 Hv or more is cured by an aging treatment that is performed after cutting, so that a fatigue strength of 350 MPa or more can be obtained.
  • at 20 ° C. after aging treatment evaluated by a Charpy impact test conducted using a standard test piece with a U-notch having a notch depth of 2 mm and a notch bottom radius of 1 mm.
  • the absorbed energy is 16 J or more, and the toughness reduction due to the aging treatment is sufficiently suppressed. Furthermore, if the age-hardening steel of the present invention is used, the low cycle fatigue strength can be made 510 MPa or more. For this reason, the age-hardening steel of the present invention can be used very suitably as a material for machine parts such as automobiles, industrial machines, and construction machines.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

　質量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：１．５０～２．５０％、Ｓ：０．００５～０．０８％、Ｃｒ：０．０３～１．６０％、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｖ：０．２５～０．５０％及びＮｂ：０．０１～０．１０％を含有し、更に必要に応じて〈ａ〉Ｍｏ≦１．０％、〈ｂ〉Ｃｕ≦０．３％およびＮｉ≦０．３％のうち一方又は両方、並びに〈ｃ〉Ｃａ≦０．００５％およびＢｉ≦０．４％のうち一方又は両方から選択される１種以上の組成条件を満足し、Ｐ≦０．０３％、Ｔｉ＜０．００５％及びＮ＜０．００８０％に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなり、〔Ｃ＋０．３×Ｍｎ＋０．２５×Ｃｒ＋０．６×Ｍｏ≧０．６８〕、〔Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ＋０．２×Ｍｏ≦０．８５〕及び〔－４．５×Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ－３．５×Ｖ－０．８×Ｍｏ≧０．００〕である化学組成を有することを特徴とする時効硬化性鋼。

Description

時効硬化性鋼
　本発明は、時効硬化性鋼に関し、特に、切削加工等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。）が施される時効硬化性鋼に関する。
　本願は、２０１４年１月１５日に、日本に出願された特願２０１４－００５１３７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　エンジンの高出力化、および燃費向上を目指した部品軽量化などの観点から、自動車、産業機械、および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という課題は、合金元素の添加および熱処理などによって鋼の硬さを上げることにより、容易に達成できる。しかし、機械部品を、まず熱間鍛造によって成形し、その後、切削加工によって所定の製品形状に仕上げる方法によって製造する場合には、鋼には十分な被削性も要求される。即ち、機械部品の成形段階では、鋼には被削性が求められ、最終製品の段階では、鋼には疲労強度が要求される。
　このような要求に対して、成形段階では硬さを低く抑えることができ、その後、時効処理を施して、最終の製品段階では硬さを高くすることができる、時効硬化性鋼が提案されている（例えば、特許文献１～４、参照）。
　特許文献１及び２には、熱間鍛造による成形後の冷却速度を制御し、ベイナイト以外の組織の生成を抑制し、冷却中のＶＣの析出量を抑え、固溶Ｖ量を確保することで十分な時効硬化能を得ることを可能とする製造方法が開示されている。しかし、特許文献１及び２に記載の製造方法では、熱間鍛造後の冷却工程の際、特定の温度域毎に冷却速度を制御する必要があり設備・装置等の制約がある他、実際の製造ラインにおいては急冷できない場合もあるので、安定して時効硬化鋼を製造することは困難であった。
　そこで、特許文献３及び４では、熱間鍛造後の冷却工程において厳しい条件に設定する必要がなく、空冷および送風などによる冷却を行って製造することが可能な機械部品の素材用の時効硬化性鋼が提案されている。
国際公開第２０１０／０９０２３８号 日本国特開２０１２－２４６５２７号公報 日本国特開２０１１－２４１４４１号公報 日本国特開２０１２－１９３４１６号公報
　上述のように、機械部品の材料として用いられる鋼には、機械部品の製造段階ではその被削性が優れ、且つ機械部品の完成後にはその疲労強度が優れていることが求められる。時効処理を含む製造方法によって機械部品を製造する場合、上述の要求は、時効処理前の硬度が低く、時効処理後の硬度が高い鋼を用いることにより達成することができる。時効処理前の硬度と時効処理後の硬度との差が大きい（すなわち、時効硬化能が高い）ことが、生産性および疲労強度の両方が優れる機械部品を得るために好ましい。
　しかしながら、従来技術による時効硬化性鋼を得るための製造方法は、鋼を急冷する工程を含む必要がある。この急冷工程は、時効硬化性鋼の製造コストを増大させる。
　また、時効処理によって、鋼中に微細な析出物を分散させて強度を上昇させた鋼は、靱性が大きく劣化することが知られている。鋼の靱性が劣化した場合、鋼の切欠感受性が高まるので、何らかの原因で表面疵が鋼に発生した場合、鋼の低サイクル疲労強度が低下する。低サイクル疲労強度は、弾性域を超える応力が負荷されることが想定される鋼に要求される特性である。特許文献３及び４に開示されている時効硬化性鋼の製造方法は、熱間鍛造後の冷却速度を大きくする必要がないが、時効処理後に靱性が不足しない鋼を得ることが困難であった。
　本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、製造条件が特に限定されず、時効処理前の被削性に優れ、時効処理による硬化によって疲労強度を向上させることができ、時効処理後に靱性が不足しない、時効硬化性鋼を提供することを課題とする。
　時効処理後の十分な硬さ、疲労強度、及び低サイクル疲労強度を確保するためには、時効処理により析出する炭化物および炭窒化物などの析出物の生成量を、析出物の種類に応じて適切に制御する必要がある。
　ここで、発明者らは以下に説明する事項に着目した。Ｖは、一般的な温度で行われる熱間鍛造中には鋼中に固溶して存在している。なぜなら、Ｖ炭化物あるいはＶ炭窒化物の生成開始温度（析出温度）が低いからである。一方、Ｖは、時効処理での析出物（Ｖ炭化物またはＶ炭窒化物）の生成能が強いので、時効処理による硬化に有効な元素である。しかし、Ｎ含有量が多いと、熱間鍛造後かつ時効処理前の冷却時にＶ窒化物が生成して、時効処理前に硬さが上昇し、被削性を損なう。発明者らは、これら知見に基づき、Ｖ炭化物またはＶ炭窒化物の時効処理後の生成の促進と、Ｖ窒化物の時効処理前の生成の抑制とを試みた。
　また、Ｔｉは、Ｎと結合して、粗大なＴｉＮを形成し、含有量が０．００５％程度の微量であっても、大きく靱性を劣化させる。発明者らは、これら知見に基づき、鋼のＴｉ含有量を減少させることを試みた。
　また、Ｎｂは、熱間鍛造時の加熱、加工過程で炭化物または炭窒化物として鋼中に析出し、ピン止め効果によってオーステナイト結晶粒径を微細化させ、その後のベイナイト変態においてベイナイト組織を微細化する効果がある。更に、鋼中の一部のＮｂは、熱間鍛造時に炭化物または炭窒化物として析出せず、固溶Ｎｂとして存在する。この固溶Ｎｂは、熱間鍛造後の時効処理の際にＮｂ炭化物あるいはＮｂ炭窒化物として析出し、靭性低下を招くことなく硬さを高め、これにより低サイクル疲労強度ならびに疲労強度の向上を達成する効果がある。発明者らは、これら知見に基づき、時効処理による靱性低下を、Ｎｂを利用して抑制することを試みた。
　本発明は、このような知見を基にしてなされたもので、その要旨は、以下のとおりである。
（１）本発明の一態様に係る時効硬化性鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：１．５０～２．５０％、Ｓ：０．００５～０．０８％、Ｃｒ：０．０３～１．６０％、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｖ：０．２５～０．５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％を含有し、Ｐ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎ：０．００８０％未満に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなり、更に、下記の、（Ａ）式で表わされるＦ１が０．６８以上、（Ｂ）式で表わされるＦ２が０．８５以下、かつ（Ｃ）式で表わされるＦ３が０．００以上である化学組成を有する。
　Ｆ１＝Ｃ＋０．３×Ｍｎ＋０．２５×Ｃｒ　・・・（Ａ）
　Ｆ２＝Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ　・・・（Ｂ）
　Ｆ３＝－４．５×Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ－３．５×Ｖ　・・・（Ｃ）
　上記の（Ａ）～（Ｃ）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）本発明の別の態様に係る時効硬化性鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：１．５０～２．５０％、Ｓ：０．００５～０．０８％、Ｃｒ：０．０３～１．６０％、Ａｌ：０．００５～０．０５％、Ｖ：０．２５～０．５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％を含有し、更に、下記の〈ａ〉～〈ｃ〉に示される組成条件の何れか１つ以上を満足し、Ｐ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎ：０．００８０％未満に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなり、更に、下記の、（Ａ’）式で表わされるＦ１’が０．６８以上、（Ｂ’）式で表わされるＦ２’が０．８５以下、かつ（Ｃ’）式で表わされるＦ３’が０．００以上である化学組成を有する。
　〈ａ〉Ｍｏ：１．０％以下
　〈ｂ〉Ｃｕ：０．３％以下及びＮｉ：０．３％以下の一方又は両方
　〈ｃ〉Ｃａ：０．００５％以下及びＢｉ：０．４％以下の一方又は両方
　Ｆ１’＝Ｃ＋０．３×Ｍｎ＋０．２５×Ｃｒ＋０．６×Ｍｏ　・・・（Ａ’）
　Ｆ２’＝Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ＋０．２×Ｍｏ　・・・（Ｂ’）
　Ｆ３’＝－４．５×Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ－３．５×Ｖ－０．８×Ｍｏ　・・・（Ｃ’）
　上記の（Ａ’）～（Ｃ’）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。
　本発明の上記態様によれば、製造条件が特に限定されず、時効処理前の被削性に優れ、時効処理による硬化によって疲労強度を向上させることができ、且つ時効処理後に靱性が不足しない時効硬化性鋼を提供できる。
　また、本発明の時効硬化性鋼を素材として用いることにより、生産性に優れ、疲労強度に優れ、且つ靱性が不足しない機械部品を提供することが可能になる。
　なお、本発明の時効硬化性鋼の、切削抵抗の指標である時効処理前のビッカース硬さは２９０Ｈｖ以下である。また、本発明の時効硬化性鋼を、鋼を直径３５ｍｍの略円柱形状とし、この鋼の温度を６２０℃で１２０分保持する条件で行われる時効処理の後の特性を用いて説明すると、以下の通りである。本発明の時効硬化性鋼の、時効処理によるビッカース硬さの上昇量（時効硬化能、ΔＨｖ）は３０Ｈｖ以上であり、時効処理後の本発明の時効硬化性鋼の疲労強度は３５０ＭＰａ以上である。
　また、時効処理後の本発明の時効硬化性鋼の、ノッチ深さ２ｍｍ及びノッチ底半径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２０℃での吸収エネルギーが１６Ｊ以上であり、低サイクル疲労強度が５１０ＭＰａ以上である。
　このように、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、産業上の貢献が極めて顕著である。
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り、図中の数値は寸法（単位：ｍｍ）を示す。
　まず、本実施形態に係る時効硬化性鋼の化学組成において、時効硬化の観点から重要な元素について説明する。
　本実施形態に係る時効硬化性鋼（以下、本実施形態に係る鋼と略する場合がある）の主な用途は、熱間鍛造、切削、および時効処理などを含む製造方法によって製造される機械部品の材料である。従って、本実施形態に係る鋼の特徴を説明するために、熱間鍛造、切削、および時効処理を受けた後の鋼の特性を参照する場合がある。しかし、本実施形態に係る鋼は、このような処理を受けることを必ずしも要しない。すなわち、本実施形態に係る鋼の用途は熱間鍛造、および切削などに限定されない。
　まず、本実施形態に係る鋼では、Ｖ含有量を０．２５質量％以上とする必要があることを本発明者らは知見した。Ｖ含有量を０．２５質量％以上とすることにより、時効処理によって生成するＶの炭化物またはＶの炭窒化物などの量を増加させ、時効処理後の硬さを高くし、疲労強度を確保することができる。Ｖは、一旦、鋼中に固溶すると、８５０℃付近まで鋼を冷却するまでは析出せず、時効硬化処理温度での炭化物または炭窒化物の生成能が強い。更に、本実施形態に係る鋼では、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Ｍｏを添加してもよい。Ｖを０．２５質量％以上含有した鋼にＭｏをさらに含有させれば、ＶとＭｏとの複合炭化物またはＶとＭｏとの複合炭窒化物が形成されるので、時効処理後の硬さが一層高まる。
　上記のとおり、Ｖは、一旦、鋼中に固溶すると８５０℃付近まで鋼を冷却するまでは析出しない性質を有するので、鋼中に固溶状態で安定して存在させることができる元素である。しかし、Ｖ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。Ｖ炭化物の析出量が増大すると、固溶Ｖ量が減少する。つまり、熱間鍛造後の冷却中に初析フェライトが多量に生成すると、Ｖ炭化物が相界面で析出するので、その後の時効処理による析出硬化に必要な量の固溶Ｖが確保できなくなる。したがって、時効処理前の時効硬化性鋼内に十分な量の固溶Ｖを確保するためには、熱間鍛造後かつ時効処理前の鋼の組織において、面積率が７０％以上の相（以下、「主相」という。）がベイナイトになる必要がある。そして、機械部品の製造コストの高騰を防ぐために、このような組織制御が、熱間鍛造条件の制御ではなく鋼の成分組成の制御により行われることが必要である。
　熱間鍛造後の組織は、焼入れ性を向上させるＣ、Ｍｎ及びＣｒの含有量、更にはＭｏの含有量と密接な相関を有する。本発明者らは、（１）式又は（１’）式で表される焼入れ性の指標であるＦ１及びＦ１’の値が特定の数値以上となるように、これら式中の元素の含有量が制御されていれば、通常の熱間鍛造後の冷却過程（冷却速度１５℃／分～６０℃／分）で、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とを見いだした。つまり、Ｆ１及びＦ１’を制御することで、鋼組織が、容易に、ベイナイトを主相とする組織、つまり、面積率で７０％以上のベイナイトを含む組織になるので、十分な量の固溶Ｖを確保できるということを、本発明者らは見出した。
　Ｆ１＝Ｃ＋０．３×Ｍｎ＋０．２５×Ｃｒ　・・・（１）
　Ｆ１’＝Ｃ＋０．３×Ｍｎ＋０．２５×Ｃｒ＋０．６×Ｍｏ　・・・（１’）
　しかし、鋼組織を、ベイナイトを主相（面積率で７０％以上）とする組織とすることにより、十分な量の固溶Ｖを確保したとしても、時効処理前の硬さ（ベイナイトを主相とする組織の硬さ）が高くなる場合がある。この場合、熱間鍛造後の鋼の切削抵抗の上昇を招き、被削性が低下することがある。本発明者らは、この問題を解決する方法を検討した。その結果、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＭｏの含有量が、後述する（２）式又は（２’）式で表される時効処理前の硬さの指標であるＦ２及びＦ２’の値が特定の数値以下となるように、本実施形態に係る鋼の化学成分を制御すれば、時効処理前の硬さを低く保つことができ、切削抵抗の上昇を抑制することができることを本発明者らは見出した。
　Ｆ２＝Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ　・・・（２）
　Ｆ２’＝Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ＋０．２×Ｍｏ　・・・（２’）
　また本発明者らは、０．２５質量％以上のＶを含み、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶの含有量が上記の式（１）及び（２）、又は上記の式（１’）及び（２’）によって求められるＦ１及びＦ２、またはＦ１’及びＦ２’が特定の数値範囲を満たすように成分調整された鋼を製造し、この鋼を熱間鍛造した後に時効処理を施した試料を作成し、この試料の靭性について調査した。具体的には、上述の鋼を熱間鍛造および時効処理した後、ノッチ深さ２ｍｍ及びノッチ底半径１ｍｍのＵノッチ付きの標準試験片を作成し、この試験片にシャルピー衝撃試験を実施し、時効処理後の靭性に成分が及ぼす影響を調査した。
　上述の調査の結果、時効処理による靱性の低下を抑制することができる鋼を得るためには、後述する（３）又は（３’）式で表される時効処理後の靱性の指標を示すＦ３及びＦ３’の値が特定の値以上となるように、鋼のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＭｏの含有量を制御する必要があることがわかった。
　Ｆ３＝－４．５×Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ－３．５×Ｖ　・・・（３）
　Ｆ３’＝－４．５×Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ－３．５×Ｖ－０．８×Ｍｏ　・・・（３’）
　Ｆ３およびＦ３’が大きい場合、時効処理後の鋼の靱性が不足しない。また、Ｃ、Ｖ、およびＭｏの含有量の増加は、Ｆ３およびＦ３’を減少させる。従って、（３）式又は（３’）式は、時効処理後の硬さと疲労強度とを向上させるために必要な、Ｃ、Ｖ及びＭｏの含有量を、時効処理による靱性低下を抑制するために低減させる必要があることを意味する。
　更に、強度と靱性を両立させるためには、Ｃ、Ｖ、Ｍｏ以外の元素を活用して、時効処理後の硬さを高め、強度の向上を図る必要がある。
　時効処理後の靱性低下の抑制のためには、組織の微細化が有効である。主相であるベイナイト組織を微細化するためには、ベイナイト変態前のオーステナイト粒径の微細化が有効である。オーステナイト粒径の微細化のためは、一般的にＴｉを含有させることが有効であるが、本実施形態に係る鋼においてこの手段を用いることはできない。本発明者らは、Ｔｉは、本実施形態に係る鋼の靱性を劣化させる粗大なＴｉＮを形成するので、たとえＴｉ含有量が０．００５％程度の微量であっても、Ｔｉが時効処理後の鋼の靱性を大きく劣化させることを知見した。従って、本実施形態に係る鋼のＴｉの含有量は、可能な限りゼロもしくは特定の値以下に制限する必要がある。
　また、靱性に有害な影響を及ぼす介在物が鋼中に存在すれば、十分な靱性が得られない。靱性に有害な鋼中の介在物の存在を抑制するためには、Ｓの含有量を特定の値以下とすることが必要である。またＳは、Ｍｎと結合することで、粗大なＭｎＳを形成し、靱性を劣化させる元素でもあるので、Ｓの過剰な添加は避けなければならない。一方、ＭｎＳは、十分な被削性を確保するために必須の介在物である。したがって、Ｓの含有量を完全にゼロにすることは好ましくない。時効処理前の鋼の被削性を高め、且つ時効処理による鋼の靱性の低下を抑制するためには、ＭｎＳの量が多くなりすぎないように、Ｓの含有量を適切に制御する必要がある。
　本発明者らは、時効処理前の被削性および時効処理後の低サイクル疲労強度を十分に高め、かつ時効処理による靱性低下を抑制するための手段として、Ｎｂの含有が有効であることを知見した。Ｎｂは、Ｔｉと同様に、ベイナイト変態前のオーステナイト粒径を微細化する効果を有する。
　Ｎｂはオーステナイト粒径を微細化する効果とともに、時効処理温度での化合物（２次相）の生成能も有する元素である。Ｎｂは、ＶおよびＭｏよりも析出温度が高いからである。つまり、Ｎｂは析出温度が比較的高いので、含有されたＮｂの一部が熱間鍛造時に炭化物または炭窒化物等として析出し、この炭化物等のＮｂ析出物がオーステナイト粒径の微細化に寄与する。
　上記（１）式又は（１’）式が特定の範囲となるという条件を満たす鋼には、固溶Ｎｂが存在する。上述のように（１）式または（１’）式を満たす鋼の主相はベイナイト組織であり、Ｎｂはベイナイト組織に固溶しやすいからである。そのため、（１）式又は（１’）式が特定の範囲となる鋼には、時効処理によりＮｂ炭化物あるいはＮｂ炭窒化物を析出させることができる。また、これらＮｂ析出物が析出しても靱性低下を招くことなく、時効処理後の鋼の硬さを高くすることが可能であるという特徴を本発明者らは見いだした。しかも、Ｎｂを含有することにより、ベイナイト組織の微細化と析出強化とによって優れた低サイクル疲労強度が得られる鋼を実現できることも本発明者らは見いだした。
　本実施形態は、以上説明した、本発明者の検討結果ならびに得られた知見に基づきなされた時効硬化性鋼に関するものである。以下、本発明の一実施形態である時効硬化性鋼の各要件について詳しく説明する。
　まず、本実施形態に係る時効硬化性鋼の成分について説明する。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、本実施形態において重要な元素である。Ｃは、時効処理によりＶと結合してＶ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炭化物の析出駆動力が小さくなってＶ炭化物が析出し難くなるので、所望の強化効果が得られない。一方、Ｃの含有量が０．２０％を超えると、Ｖと結合しないＣがＦｅと結びついて炭化物（セメンタイト）を形成し、鋼の靱性を著しく劣化させてしまう。また、Ｃの含有量が０．２０％を超える場合、オーステナイトからベイナイトへの変態の途中にオーステナイト中に濃化するＣ濃度も高くなり、ベイナイト変態後の組織に部分的にマルテンサイトが混入するようにもなる。セメンタイトおよび／またはマルテンサイトが鋼に含まれる場合、切削抵抗が上昇してしまい被削性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０５～０．２０％とする。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、鋼の熱間加工性の低下及び切削抵抗の上昇が生じ、被削性の低下を招く。特に、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、鋼の熱間加工性の低下及び切削抵抗の上昇が著しくなる。更に、Ｓｉは初析フェライトの生成を促進してベイナイト量を減少させるおそれがあるので、安定的にベイナイトを得るためには、Ｓｉを過剰に含有することは好ましくない。なお、鋼の製造段階で初析フェライトが生じた場合、上述したように、Ｖ炭化物が初析フェライトとオーステナイトとの相界面に析出し、鋼の時効硬化能を低下させるおそれもある。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１～０．５０％とする。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％未満とすることが一層好ましい。
　Ｍｎ：１．５０～２．５０％
　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。更に、Ｍｎは、ベイナイト変態温度を低下させる作用を有し、そうすることで、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。なお、鋼の体積の大部分を占める組織のことをマトリックスと称し、本実施形態に係る鋼のマトリックスはベイナイトである。また、Ｍｎは、鋼中でＭｎＳを形成して切削抵抗を低下させ、これにより被削性を向上させる作用を有する。また、Ｍｎ量が１．５０％未満である場合、初析フェライトの生成が促進されて、上述のようにベイナイト量の減少と時効硬化能の低下とを引き起こすおそれがある。これらの効果を十分に得るためには、Ｍｎは少なくとも１．５０％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ので、含有量が多くなって、特に２．５０％を超えると、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１．５０～２．５０％とする。Ｍｎの含有量は、１．６０％以上とすることが好ましく、１．７０％以上とすることが一層好ましい。また、Ｍｎの含有量は、２．３０％以下とすることが好ましく、２．１０％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、これにより切削抵抗を低下させて鋼の被削性を向上させる。十分な被削性を得るためには、０．００５％以上のＳを含有させる必要がある。しかしながら、Ｓの含有量が過度に高くなると、粗大なＭｎＳが増加して、鋼の靱性と疲労強度とを劣化させるおそれがある。特に、Ｓの含有量が０．０８％を超えると、靱性と疲労強度との低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００５～０．０８％とする。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：０．０３～１．６０％
　Ｃｒは、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。更に、Ｃｒはベイナイト変態温度を低下させる作用を有し、そうすることで、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１．６０％を超えると、焼入れ性が大きくなりすぎて、部品の大きさおよび部位などによっては時効処理前の硬さがビッカース硬さで２９０Ｈｖを超えるおそれがあるので、切削抵抗が上昇して被削性が低下することがある。したがって、Ｃｒの含有量を０．０３～１．６０％とする。Ｃｒの含有量の下限は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上とすることが一層好ましい。Ｃｒの含有量の上限は、１．００％以下とすることが好ましく、０．５０％以下とすることが一層好ましい。
　Ａｌ：０．００５～０．０５％
　Ａｌは脱酸作用を有する元素であり、この作用を発揮させるために０．００５％以上の含有量とする必要がある。しかし、Ａｌの含有量が０．０５％を超えると、粗大な酸化物が生成するようになり、鋼の靱性と疲労強度とが低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．００５～０．０５％とする。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、本実施形態に係る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Ｖ炭化物を形成することにより、またはＣおよびＮと結合して微細なＶ炭窒化物を形成することにより、時効処理後の鋼の強度を高める作用がある。また、Ｖには、時効処理によって、Ｍｏと複合して析出し、鋼の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Ｖ炭化物またはＶ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０．５０％を超えると、靱性の低下が著しくなる。しかも、Ｖの含有量が０．５０％を超えると、未固溶のＶ炭化物またはＶ炭窒化物の残存に伴い切削抵抗が上昇してしまい、鋼の被削性も著しく低下する場合がある。したがって、Ｖの含有量を０．２５～０．５０％とする。Ｖの含有量は、０．４５％未満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い。また、Ｖの含有量は、０．２７％以上とすることが好ましい。
　Ｎｂ：０．０１～０．１０％
　Ｎｂは、本実施形態に係る鋼における重要な元素の一つである。鋼中に含まれるＮｂの一部は、熱間鍛造時の加熱、加工過程でＮｂ炭化物またはＮｂ炭窒化物として鋼中に析出し、ピン止め効果によってオーステナイト結晶粒を微細化させる。熱間加工時のオーステナイト結晶粒の微細化は、熱間加工終了後のベイナイト変態においてベイナイト組織を微細化させる効果を有する。ベイナイト組織の微細化により、時効硬化後の鋼の靱性が向上する。更に、熱間鍛造時の鋼中のＮｂの一部は固溶Ｎｂとして存在し、この固溶Ｎｂは熱間鍛造後の時効処理の際にＮｂ炭化物またはＮｂ炭窒化物として析出することで、靭性低下を招くことなく、硬さを高め、低サイクル疲労強度ならびに疲労強度の向上とを達成する効果がある。これらの効果を十分に得るためには、Ｎｂは０．０１％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｎｂ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化物または炭窒化物が残りやすくなって、時効処理後の硬さを高める効果および／または時効処理後の疲労強度向上効果が飽和する。しかもＮｂの含有量が０．１０％を超えると、未固溶の炭化物または炭窒化物の残存に伴い切削抵抗が上昇してしまい鋼の被削性が著しく低下する場合がある。したがって、Ｎｂの含有量を０．０１～０．１０％とする。Ｎｂの含有量は、０．０８％未満とすることが好ましく、０．０５％以下とすることが一層好ましい。また、Ｎｂの含有量は、０．０２％以上とすることが好ましい。
　本実施形態の時効硬化性鋼は、上述のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｖ、およびＮｂと、残部がＦｅ及び不純物とからなり、後述する不純物中のＰ、Ｔｉ及びＮが、Ｐ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．００５％未満及びＮ：０．０２０％以下に制限されたものであり、更に、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、スクラップ又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、本実施形態に係る鋼において好ましくない元素である。即ち、Ｐは、粒界に偏析することで靱性を低下させ、特にその含有量が０．０３％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０．０３％以下に制限する。Ｐの含有量は、０．０２５％以下と制限することが好ましい。
　なお、Ｐの含有量の下限は特に定めることなく本実施形態に係る鋼の効果が発揮される。Ｐ含有量の下限値を０％としてもよい。しかしながら、Ｐを過度に低減させると脱Ｐコストの極端な上昇を招き、経済的に不利であることから、Ｐ含有量の下限を０．００５％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、本実施形態に係る鋼において好ましくない元素である。即ち、Ｔｉは、Ｎと結合することで、粗大なＴｉＮ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％未満に制限する。時効処理による靱性低下を抑制するためには、Ｔｉの含有量は、０．００３５％以下と制限することが好ましく、０．００１５％以下と制限することが一層好ましい。Ｔｉ含有量の下限値を０％としてもよい。
　Ｎ：０．００８０％未満
　Ｎは、不純物として含有され、本実施形態に係る鋼においては、ＶをＶＮとして固定してしまう好ましくない元素である。即ち、ＶＮとして析出したＶは時効硬化に寄与しなくなるので、ＶＮ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。ＶＮの析出を抑制し、時効処理前の段階において十分な量の固溶Ｖを確保するためにはＮの含有量を０．００８０％未満と制限する必要がある。Ｎ含有量の上限値は、好ましくは０．００７０％、０．００６０％、または０．００５０％である。Ｎ含有量の下限値は０％である。
　本実施形態に係る時効硬化性鋼の他の実施形態は、上述のＣからＶまでの元素と、前記の〈ａ〉～〈ｃ〉の何れか１つ以上を満足する組成と、残部がＦｅ及び不純物とからなり、不純物中のＰ、Ｔｉ及びＮが、Ｐ：０．０３％以下、Ｔｉ：０．００５％未満及びＮ：０．０２０％以下に制限されたものであり、更に、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。
　以下、本実施形態に係る時効硬化性鋼の他の実施形態において選択的に添加される〈ａ〉～〈ｃ〉に示す任意元素の作用効果と、その含有量の限定理由について説明する。
　〈ａ〉Ｍｏ：１．０％以下
　Ｍｏの含有は必須ではないので、Ｍｏ含有量の下限値は０％である。一方、Ｍｏは、鋼の焼入れ性を高め、熱間鍛造後の鋼の組織の主相をベイナイトとするとともに、ベイナイトの面積率を増大させる作用を有する。Ｍｏは、０．２５％以上のＶを含有する鋼において、Ｖとともに炭化物を形成して、鋼の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ので、含有量が多くなると鋼の製造コストが増大し、更には靱性も低下する。したがって、含有させる場合のＭｏの含有量を１．０％以下とする。含有させる場合の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％未満とすることがより一層好ましい。一方、前記したＭｏの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＭｏの含有量は、０．０３％以上とすることが望ましく、０．０５％以上とすることがより望ましく、０．１０％以上とすることが一層望ましい。
　〈ｂ〉Ｃｕ：０．３％以下及びＮｉ：０．３％以下
　Ｃｕ及びＮｉは、いずれも、時効処理後の鋼の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：０．３％以下
　Ｃｕの含有は必須ではないので、Ｃｕ含有量の下限値は０％である。一方、Ｃｕは、時効処理後の鋼の疲労強度を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＣｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が０．３％を超えると、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｕの含有量を０．３％以下とする。含有させる場合のＣｕの含有量は、０．２５％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安定して得るためには、含有させる場合のＣｕの含有量は、０．０３％以上とすることが望ましく、０．０５％以上とすることがより望ましく、０．１％以上とすることが一層望ましい。
　Ｎｉ：０．３％以下
　Ｎｉの含有は必須ではないので、Ｎｉ含有量の下限値は０％である。一方、Ｎｉは、時効処理後の鋼の疲労強度を向上させる作用を有する。更に、Ｎｉは、Ｃｕによる熱間加工性の低下を抑制する作用も有する。このため、必要に応じてＮｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が０．３％を超えると、コストが嵩むことに加えて上記の効果も飽和する。したがって、含有させる場合のＮｉの含有量を０．３％以下とする。含有させる場合のＮｉの含有量は、０．２５％以下とすることが好ましい。一方、前記したＮｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｉの含有量は、０．０３％以上とすることが望ましく、０．０５％以上とすることがより望ましく、０．１％以上とすることが一層望ましい。
　なお、上記のＣｕ及びＮｉは、そのうちのいずれか１種のみ、又は、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含有量の上限値及びＮｉの含有量の上限値の合計値である０．６％であってもよい。
　〈ｃ〉Ｃａ：０．００５％以下及びＢｉ：０．４％以下
　Ｃａ及びＢｉは、いずれも、時効処理前の鋼の切削抵抗を低下させ、被削性を高める作用を有する。このため、より良好な被削性を得たい場合には、これらの元素を以下に述べる範囲で含有させてもよい。
　Ｃａ：０．００５％以下
　Ｃａの含有は必須ではないので、Ｃａ含有量の下限値は０％である。一方、Ｃａは、硫化物形態を球状化させる効果があり、靭性を低下させることなく、時効処理前の鋼の切削抵抗を低下させる効果がある。このため、必要に応じてＣａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００５％を超えると、硫化物の形態は変化するが、Ｃａを含有する粗大な酸化物を形成し、鋼の靱性を劣化させる。したがって、含有させる場合のＣａの含有量を０．００５％以下とする。含有させる場合のＣａの含有量は、０．００３５％以下とすることが好ましい。一方、前記したＣａによる硫化物の形態変化効果による切削抵抗の低下効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣａの含有量は、０．０００５％以上とすることが望ましく、０．０００７％以上、０．００１０％以上、または０．００１５％以上とすることがさらに望ましい。
　Ｂｉ：０．４％以下
　Ｂｉの含有は必須ではないので、Ｂｉ含有量の下限値は０％である。一方、Ｂｉは、時効処理前の鋼の切削抵抗を低下させる作用と、切りくず処理性を向上させる作用とを有する。このため、必要に応じてＢｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｂｉの含有量が０．４％を超えると、熱間加工性の低下をきたす。したがって、含有させる場合のＢｉの含有量を０．４％以下とする。含有させる場合のＢｉの含有量は、０．３％以下とすることが好ましい。一方、前記したＢｉの切削抵抗を低下させる効果と切りくず処理性を向上させる効果とを安定して得るためには、含有させる場合のＢｉの含有量は、０．０１％以上とすることが望ましく、０．０３％以上とすることがより望ましい。
　なお、上記のＣａ及びＢｉは、そのうちのいずれか１種のみ、又は、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含有量の上限値及びＢｉ含有量の上限値の合計である０．４０５％であってもよいが、０．３％以下とすることが好ましい。
　上述してきた本実施形態及び他の実施形態においては、上記した元素以外の残部は実質的にＦｅおよび不純物である。
　次に、上述した（１）式～（３）式によって表されるＦ１～Ｆ３、及び（１’）式～（３’）式によって表されるＦ１’～Ｆ３’について説明する。
＜Ｆ１又はＦ１’：０．６８以上＞
　本実施形態に係る時効硬化性鋼は、前記Ｍｏを含まない場合には、
　Ｆ１＝Ｃ＋０．３×Ｍｎ＋０．２５×Ｃｒ　・・・（１）
で表されるＦ１が、０．６８以上でなければならない。
　一方、本実施形態に係る時効硬化性鋼は、前記Ｍｏを含む場合には、
　Ｆ１’＝Ｃ＋０．３×Ｍｎ＋０．２５×Ｃｒ＋０．６×Ｍｏ　・・・（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）式及び（１’）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。
　Ｆ１及び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含有量が上述した範囲を満たし、かつ、Ｆ１とＦ１’が上記の条件を満たせば、熱間鍛造後に水冷などの加速冷却が行われなかったとしても、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又は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、ＶＣが相界面で析出するので、時効処理前の鋼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及び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。一方、焼入れ性の過剰な増大は、鋼の靱性の低下を招くおそれがあるので、Ｆ１及びＦ１’は、１．００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又はＦ２’：０．８５以下＞
　本実施形態に係る時効硬化性鋼は、前記Ｍｏを含まない場合には、
　Ｆ２＝Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ　・・・（２）
で表されるＦ２が、０．８５以下でなければならない。
　一方、本実施形態に係る時効硬化性鋼は、前記Ｍｏを含む場合には、
　Ｆ２’＝Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ＋０．２×Ｍｏ　・・・（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）式及び（２’）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。
　Ｆ２及びＦ２’は、時効処理前の硬さを示す指標である。鋼が上記のＦ１又はＦ１’の条件を満たしていたとしても、Ｆ２又はＦ２’が適切な範囲内になければ、時効処理前の鋼の硬さが高くなりすぎて、切削抵抗が上昇し、良好な被削性が確保できなくなる場合がある。即ち、Ｆ２又はＦ２’が０．８５を超えると、ベイナイト組織の硬さが高くなりすぎる。そのため、切削抵抗の上昇が不可避となり、良好な被削性が確保できなくなる場合がある。
　Ｆ２及び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。一方、Ｆ２およびＦ２’が低すぎる場合、時効硬化後の硬度が不足するおそれがあるので、Ｆ２及び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又はＦ３’：０．００以上＞
　本実施形態に係る時効硬化性鋼は、前記Ｍｏを含まない場合には、
　Ｆ３＝－４．５×Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ－３．５×Ｖ　・・・（３）
で表されるＦ３が、０．００以上でなければならない。
　一方、実施形態に係る時効硬化性鋼は、前記Ｍｏを含む場合には、
　Ｆ３’＝－４．５×Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ－３．５×Ｖ－０．８×Ｍｏ　・・・（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）式及び（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及びＦ３’は、時効処理後の靱性を示す指標である。即ち、鋼がＦ１又はＦ１’及びＦ２又はＦ２’の条件を満たしていたとしても、Ｆ３又はＦ３’が適切な範囲内になければ、時効処理後の鋼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。即ち、Ｆ３又はＦ３’が０．００未満（負の数）の場合、時効処理後の鋼の靱性が低下する。Ｆ３とＦ３’とは、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。同様に、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。
　次に、本実施形態に係る時効硬化性鋼の鋼組織（ミクロ組織）について説明する。
　上述してきたように、時効処理前においては、初析フェライトの多量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、本実施形態に係る時効硬化性鋼の時効処理前における主相をベイナイトとすることが重要である。すなわち、十分な被削性と固溶Ｖとを確保するために、時効処理前における組織は、ベイナイトの面積率を７０％以上とする必要がある。なお、ベイナイトの面積率は、８０％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、フェライト相、パーライト相、およびマルテンサイト相などであるが、これらの相は少なければ少ないほどよい。
　鋼を直径３５ｍｍの略円柱形状とし、この鋼の温度を６２０℃で１２０分保持した場合の、鋼のビッカース硬度の上昇量を、鋼の時効硬化能（ａｇｅ－ｈａｒｄｅｎａｂｉｌｉｔｙ）と定義した場合、本実施形態に係る鋼の時効硬化能の下限値は好ましくは３０Ｈｖであり、さらに好ましくは３３Ｈｖ、３５Ｈｖ、または４０Ｈｖである。鋼の温度を６２０℃で１２０分保持する処理とは、本実施形態に係る鋼に時効硬化処理を行って機械部品を製造する際の、一般的な時効処理条件である。時効硬化能が３０Ｈｖ以上である場合、本実施形態に係る鋼は、時効処理前に良好な被削性を有し、時効処理後に良好な疲労強度を有する。
　本実施形態の時効硬化性鋼の製造方法は特に限定されるものではなく、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実施形態に係る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、部品成形に供する時効硬化性鋼（以下、「中間素材」という。）を作製する。
　上記の中間素材としては、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又は熱間鍛造した棒鋼など、どのようなものでも構わない。ただし、中間素材の作成時に、Ｖ炭化物が析出しやすい条件で温度を保持した場合、時効硬化能が失われるおそれがある。例えば、分塊圧延後、または熱間圧延若しくは熱間鍛造後に中間素材の温度を５４０～７００℃の範囲内で３０分以上維持した場合、時効硬化能が失われるおそれがある。しかしながら、一般的な方法に従って、分塊圧延後、または熱間圧延若しくは熱間鍛造後に中間素材を室温環境に放置すれば、このような事態が生じることはない。
　次いで、上記の中間素材を熱間鍛造し、更に切削加工して所定の部品形状に仕上げる。上記の熱間鍛造では、例えば、熱間鍛造用素材を１２００～１２５０℃で５～６０分加熱した後、仕上げ温度が１１００℃以上となるようにして鍛造を行い、その後、８００～４００℃までの温度領域の平均冷却速度を１５～６０℃／分として室温まで冷却する。このような平均冷却速度は、鍛造後の鋼を室温環境に放置しておくことにより容易に得られる。ただし、冷却速度が１５℃／分未満である場合、冷却中にＶ炭化物が析出し、時効硬化能が３０Ｈｖ以下となるおそれがある。このようにして冷却した後、更に切削加工して、所定の部品形状に仕上げる。
　最後に、所定の部品形状に成形された粗形材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。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。
　以上のようにして、本実施形態に係る時効硬化性鋼、及びそれを素材とした機械部品を製造することができる。
　以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。以下に示す実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。また本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１－１および表１－２に示す化学組成の鋼１～３１を５０ｋｇ真空溶解炉によって溶製した。表１－１および表１－２における鋼１～２０は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、表１－１および表１－２における鋼２１～３１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、発光分光分析の検出下限値である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℃の雰囲気で加熱した後、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、更に、室温まで冷却された棒鋼を中間素材として１２５０℃に加熱し、仕上げ温度を９５０℃以上として、直径３５ｍｍの棒鋼に再度熱間鍛造した。この２回目の熱間鍛造は、部品形状への鍛造を模擬するために行われた。２回目の熱間鍛造後の棒鋼は、大気中で放冷して室温まで冷却した。２回目の熱間鍛造時の冷却速度は、放射温度計を用いて測定した。２回目の熱間鍛造後の８００～４００℃までの温度領域の平均冷却速度は、いずれの棒鋼においても５０℃／分であった。
　得られた鋼１～３１において、熱間鍛造した直径３５ｍｍの棒鋼のうちの一部は、時効処理を施さない状態（即ち、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、時効処理前のビッカース硬さと組織のベイナイトの面積率との調査を行った。一方、熱間鍛造した直径３５ｍｍの棒鋼の残りには、６２０℃で１２０分保持する時効処理を施し、次いで棒鋼の両端部を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、時効処理後のビッカース硬さの調査を行った。また、得られた鋼１～３１において、時効処理後の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、低サイクル疲労強度および疲労強度との調査を行った。
　ビッカース硬さ測定は、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横断された棒鋼を樹脂埋めし、被検面を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点における硬度測定値を算術平均して得られた値を、その棒鋼のビッカース硬さとした。なお、時効処理前のビッカース硬さは２９０Ｈｖ以下の場合に、十分に低いと判断し、これを目標値とした。また、時効処理後のビッカース硬さと時効処理前のビッカース硬さとの差（以下、「ΔＨｖ」という。）が３０Ｈｖ以上となった場合に、時効硬化能が十分に高いと判断し、これを目標値とした。
　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。まず、硬さ測定に用いた樹脂埋めして鏡面研磨した試験片を、ナイタルを用いてエッチングした。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、これを目標値とした。
　靱性は、ノッチ深さ２ｍｍ及びノッチ底半径１ｍｍのＵノッチ付きの標準試験片を用いて実施した。この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、時効処理による靱性劣化が十分に抑制されていると判断し、これを目標値とした。
　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。即ち、図１に示す平行部の直径が３．４ｍｍであり平行部の長さが１２．７ｍｍである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、これを目標値とした。
　低サイクル疲労強度は、以下の方法によって求めた。まず、長手方向断面の縦横の長さがそれぞれ１３ｍｍで、長さが１００ｍｍの直方体を、採取部位が棒鋼のＲ／２部となるように、鍛造方向に平行（棒鋼の長手方向）に、棒鋼から採取した。その後更に、上記直方体の一つの面（即ち疲労評価部位を有する面）の長さ方向中央の部位に、半径２ｍｍの半円切欠きを設け、これにより４点曲げ試験片を得た。低サイクル疲労試験は、室温、大気中で行い、応力比０．１、支点間距離４５ｍｍ、試験周波数５Ｈｚの条件で４点曲げ疲労試験を行うことにより、行った。上記の条件下で、応力負荷を繰り返し、５×１０３回強度を低サイクル疲労強度と定義して、強度評価を行い、低サイクル疲労強度が５１０ＭＰａ以上の場合に、低サイクル疲労強度が十分に高いと判断し、これを目標値とした。
　表２に、上記の各調査結果を示す。なお、「ベイナイト化」欄においては、ベイナイトの面積率が、７０％以上で目標を達成したことを「ＧＯＯＤ」で、７０％未満で目標に未達であったことを「ＢＡＤ」で示した。また、表２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２から明らかなように、本発明で規定する化学組成を有する試験番号Ａ１～Ａ２０の「本発明例」の場合、時効処理前のビッカース硬さが２９０Ｈｖ以下で、時効処理によってビッカース硬さが３０Ｈｖ以上硬化し、更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、かつ疲労強度が３５０ＭＰａ以上、低サイクル疲労強度が５１０ＭＰａ以上、になって目標を達成しており、時効処理後の強度及び靱性と時効処理前の被削性とが両立できていることがわかる。
　これに対して、本発明の規定から外れた試験番号Ｂ１～Ｂ１１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２１のＮｂ含有量が本発明の規定から外れて小さいので、熱間鍛造時における、Ｎｂ炭化物の析出によるオーステナイト粒径の微細化効果が小さく、低サイクル疲労強度が低い。
　試験番号Ｂ２は、用いた鋼２２のＮｂ含有量が本発明の規定から外れて大きいので、熱間鍛造時に未固溶のＮｂ炭化物が残存し、被削性、特に切削抵抗の指標となる時効処理前の硬さが目標値を超え、時効処理後の硬さが高くなりにくい（時効硬化能が不十分である）。
　試験番号Ｂ３は、用いた鋼２３のＣ含有量が本発明の規定から外れて多すぎるので、セメンタイトが増加し、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が小さく、靱性が劣る。
　試験番号Ｂ４は、用いた鋼２４のＳｉ含有量が本発明の規定から外れて多すぎるので、初析フェライトが析出してベイナイト面積率が規定から外れている。これにより、試験番号Ｂ４では時効処理前のＶ炭化物の析出量が増加している。そのため、試験番号Ｂ４は、被削性、特に切削抵抗の指標となる時効処理前の硬さが目標値を超え、時効硬化能が不十分である。
　試験番号Ｂ５は、用いた鋼２５のＭｎ含有量が本発明の規定から外れて低いので、初析フェライトが析出してベイナイト面積率が規定から外れている。この初析フェライトが生成する際には、オーステナイトとの相界面でＶ炭化物が析出し、時効処理前にすでにＶ炭化物が析出している。したがって、時効処理によって、既に析出しているＶ炭化物の粗大化が生じるので、試験番号Ｂ５は時効硬化しにくく、時効処理後の低サイクル疲労強度が低い。また、試験番号Ｂ５は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２６のＳ含有量が本発明の規定から外れて多いので、粗大なＭｎＳが増加し、靱性の劣化が著しい。そのため試験番号Ｂ６は、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、試験番号Ｂ６は疲労強度も低サイクル疲労強度も低い。
　試験番号Ｂ７は、用いた鋼２７のＴｉ含有量が本発明の規定から外れて高すぎるので、粗大なＴｉＮが増加し、靱性劣化が著しい。そのため試験番号Ｂ７は、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Ｂ８は、用いた鋼２８のＶ含有量が本発明の規定から外れて低いので、時効処理により析出するＶ炭化物量が少ない。そのため、試験番号Ｂ８は時効硬化しにくく、時効処理後の疲労強度も低い。
　試験番号Ｂ９は、用いた鋼２９のＦ１が本発明の規定から外れて小さいので、焼入れ性が小さく、初析フェライトが生成している。初析フェライトが生成する際には、オーステナイトとの相界面でＶ炭化物が析出する。時効処理前にすでにＶ炭化物が析出している鋼を時効処理すると、その析出しているＶ炭化物の粗大化が生じるので、試験番号Ｂ９は時効硬化しにくく、時効処理後の疲労強度が低い。
　試験番号Ｂ１０は、用いた鋼３０のＦ２’が本発明の規定から外れて大きいので、被削性、特に切削抵抗の指標となる時効処理前の硬さが目標値を超えた。
　試験番号Ｂ１１は、用いた鋼３１のＦ３’が本発明の規定から外れて小さいので、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。
　本発明の時効硬化性鋼は、被削性、特に切削抵抗の指標である時効処理前の硬さが２９０Ｈｖ以下であり、良好な被削性が期待できる。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ビッカース硬さ３０Ｈｖ以上硬化するので、３５０ＭＰａ以上の疲労強度が得られる。加えて、本発明の時効硬化性鋼を用いれば、ノッチ深さ２ｍｍ及びノッチ底半径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以上であり、時効処理による靱性低下が十分に抑制されている。さらに、本発明の時効硬化性鋼を用いれば、低サイクル疲労強度を５１０ＭＰａ以上にすることができる。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 (2)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５～０．２０％、
    Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｎ：１．５０～２．５０％、
    Ｓ：０．００５～０．０８％、
    Ｃｒ：０．０３～１．６０％、
    Ａｌ：０．００５～０．０５％、
    Ｖ：０．２５～０．５０％、
    Ｎｂ：０．０１～０．１０％
    を含有し、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｔｉ：０．００５％未満、
    Ｎ：０．００８０％未満
    に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　更に、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ことを特徴とする、時効硬化性鋼。
    　Ｆ１＝Ｃ＋０．３×Ｍｎ＋０．２５×Ｃｒ　・・・（１）
    　Ｆ２＝Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ　・・・（２）
    　Ｆ３＝－４．５×Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ－３．５×Ｖ　・・・（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. 　質量％で、
    Ｃ：０．０５～０．２０％、
    Ｓｉ：０．０１～０．５０％、
    Ｍｎ：１．５０～２．５０％、
    Ｓ：０．００５～０．０８％、
    Ｃｒ：０．０３～１．６０％、
    Ａｌ：０．００５～０．０５％、
    Ｖ：０．２５～０．５０％、
    Ｎｂ：０．０１～０．１０％
    を含有し、更に、下記の〈ａ〉～〈ｃ〉に示される組成条件の何れか１つ以上を満足し、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｔｉ：０．００５％未満、
    Ｎ：０．００８０％未満
    に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　更に、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ことを特徴とする、時効硬化性鋼。
    　〈ａ〉Ｍｏ：１．０％以下
    　〈ｂ〉Ｃｕ：０．３％以下及びＮｉ：０．３％以下の一方又は両方
    　〈ｃ〉Ｃａ：０．００５％以下及びＢｉ：０．４％以下の一方又は両方
    　Ｆ１’＝Ｃ＋０．３×Ｍｎ＋０．２５×Ｃｒ＋０．６×Ｍｏ　・・・（１’）
    　Ｆ２’＝Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ＋０．２×Ｍｏ　・・・（２’）
    　Ｆ３’＝－４．５×Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ－３．５×Ｖ－０．８×Ｍｏ　・・・（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。
PCT/JP2015/050785 2014-01-15 2015-01-14 時効硬化性鋼 WO2015108067A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015557847A JP6245278B2 (ja) 2014-01-15 2015-01-14 時効硬化性鋼

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014005137 2014-01-15
JP2014-005137 2014-01-15

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2015108067A1 true WO2015108067A1 (ja) 2015-07-23

Family

ID=53542955

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/050785 WO2015108067A1 (ja) 2014-01-15 2015-01-14 時効硬化性鋼

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JP6245278B2 (ja)
WO (1) WO2015108067A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111041373A (zh) * 2020-01-02 2020-04-21 中煤张家口煤矿机械有限责任公司 一种链轮用中Mn钢及其制备方法和应用

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2012161323A1 (ja) * 2011-05-26 2012-11-29 新日鐵住金株式会社 機械構造用鋼部品およびその製造方法
JP2013213254A (ja) * 2012-04-02 2013-10-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 冷鍛窒化用鋼、冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品
JP2013245363A (ja) * 2012-05-24 2013-12-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 時効硬化性鋼および機械部品の製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2012161323A1 (ja) * 2011-05-26 2012-11-29 新日鐵住金株式会社 機械構造用鋼部品およびその製造方法
JP2013213254A (ja) * 2012-04-02 2013-10-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 冷鍛窒化用鋼、冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品
JP2013245363A (ja) * 2012-05-24 2013-12-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 時効硬化性鋼および機械部品の製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111041373A (zh) * 2020-01-02 2020-04-21 中煤张家口煤矿机械有限责任公司 一种链轮用中Mn钢及其制备方法和应用
CN111041373B (zh) * 2020-01-02 2021-10-22 中煤张家口煤矿机械有限责任公司 一种链轮用中Mn钢及其制备方法和应用

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2015108067A1 (ja) 2017-03-23
JP6245278B2 (ja) 2017-12-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5343923B2 (ja) 時効硬化性鋼および機械部品の製造方法
JP5245997B2 (ja) 靭性に優れた高強度熱間鍛造非調質鋼及びその製造方法
JP5892297B2 (ja) 時効硬化性鋼
JP5716640B2 (ja) 熱間鍛造用圧延棒鋼
JP5664371B2 (ja) 時効硬化性鋼および機械部品の製造方法
WO2016158470A1 (ja) 時効硬化性鋼及び時効硬化性鋼を用いた部品の製造方法
JP6465959B2 (ja) 時効硬化性鋼及び時効硬化性鋼を用いた部品の製造方法
JP6620490B2 (ja) 時効硬化性鋼
JP5825199B2 (ja) 時効硬化性鋼および機械部品の製造方法
JP5050515B2 (ja) クランクシャフト用ｖ含有非調質鋼
JP5257460B2 (ja) 時効硬化性鋼および機械部品の製造方法
JP4752800B2 (ja) 非調質鋼材
JP5880795B2 (ja) 時効硬化性鋼
JP6245278B2 (ja) 時効硬化性鋼
WO2021117243A1 (ja) 時効硬化用鋼、鋼及び機械部品

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15737586

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2015557847

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 15737586

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1