WO2016158470A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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将人 祐谷
長谷川　達也
幹 高須賀
真志 東田
松本　斉
泰三 牧野
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the present invention relates to age-hardening steel, and more particularly to age-hardening steel that is subjected to age hardening treatment (hereinafter simply referred to as “aging treatment”) after being processed into a predetermined shape by cutting or the like.
  • aging treatment age hardening treatment
  • the present invention also relates to a method for manufacturing a part using such age-hardening steel.
  • High fatigue strength is required for machine parts such as automobiles, industrial machines, and construction machines from the viewpoints of higher engine output and weight reduction aimed at improving fuel efficiency.
  • the problem of imparting high fatigue strength to steel can be easily achieved by increasing the hardness of the steel by addition of alloying elements or heat treatment.
  • sufficient machinability is also required when a machine part is first manufactured by hot forging and then manufactured into a predetermined product shape by cutting. 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 Document 1 International Publication No. 2010/090238
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2012-246527
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2011-241441
  • Patent Document 5 Japanese Patent No. 5343923
  • 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.
  • 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, and the actual Since there are cases where rapid cooling cannot be performed in the production line, it has been difficult to stably produce age-hardened steel.
  • 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 characteristic that the hardness is low before the aging treatment and the hardness increases 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, and can improve fatigue strength stably by hardening by aging treatment. It is an object of the present invention to provide an age-hardening steel that is capable of suppressing the deterioration of toughness due to aging treatment.
  • the amount of compounds such as carbides and carbonitrides precipitated by aging treatment should be appropriately selected according to the type of precipitate. Need to control.
  • 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 and C to form coarse Ti carbonitride, and greatly deteriorates toughness even if the content is as small as about 0.005%. Therefore, the inventors tried to reduce the Ti content of steel based on these findings.
  • 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 is precipitated as Nb carbide or Nb carbonitride during the aging treatment after hot forging, thereby increasing the hardness without incurring toughness reduction, thereby reducing the low cycle fatigue strength and fatigue strength. Has the effect of achieving improvement. Based on these findings, the inventors tried to suppress toughness reduction due to aging treatment using Nb.
  • REM is an element that has the effect of finely dispersing inclusions and forming the inclusions into a spherical shape by forming sulfide inclusions or oxide inclusions.
  • the hot ductility of the steel material at the time of hot rolling or hot forging will be reduced.
  • the inventors have optimized the REM content, searched for conditions that can stably improve fatigue strength by hardening by aging treatment, and do not stably reduce toughness after aging treatment. ,Were determined.
  • the present invention has been made on the basis of such knowledge, and the gist thereof is as follows.
  • 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)
  • F4 10 ⁇ Ca + REM (4)
  • the element symbols in the above formulas (1) to (4) mean the content in mass% of the element.
  • the production conditions are not particularly limited, the machinability before the aging treatment is excellent, the fatigue strength can be stably improved by hardening by the aging treatment, and the decrease in toughness due to the aging treatment is suppressed. It is possible to provide an age-hardenable steel that can be used. In addition, by using 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.
  • the age-hardening steel of the present invention has a substantially cylindrical shape with a diameter of 35 mm, and the amount of increase in Vickers hardness (aging hardening ability, ⁇ Hv) by aging performed by holding the temperature of this steel at 620 ° C. for 120 minutes is 30 Hv or more.
  • the fatigue strength of the age-hardenable steel of the present invention after aging treatment is 425 MPa or more.
  • the age-hardening steel of the present invention after the aging treatment has an absorption energy of 50 J at 20 ° C. in a Charpy impact test performed 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 low cycle fatigue strength is 520 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.
  • the main application of the age-hardening steel according to this embodiment (hereinafter may be abbreviated as “steel according to this embodiment”) is a manufacturing method including hot forging, cutting, and aging treatment. It is the material of machine parts to be manufactured. 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. However, the steel according to the present embodiment does not necessarily need to undergo such 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 the present 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 Mo is further added to the 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 by the aging treatment. Hardness increases 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 as 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 main phase in order to secure a sufficient amount of the solute V in the age-hardening steel before the aging treatment, in the structure after the hot forging and before the aging treatment, the phase ratio (hereinafter referred to as “ The main phase ”) needs to be bainite. In order to prevent an increase in the manufacturing cost of machine parts, it is necessary that such structure control be performed not by controlling hot forging conditions but by controlling the composition of steel.
  • the structure after hot forging has a close correlation with the contents of C, Mn, Cr, and Mo that improve hardenability.
  • the inventors of the present invention have the elements of these formulas so that the values of F1 and F1 ′, which are hardenability indexes represented by the following formula (1) or formula (1 ′), are equal to or higher than a specific value. If the content 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).
  • the hardness before aging treatment (with bainite as 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 represented 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 mass% or more of V, and the contents of C, Si, Mn, Cr, Mo, and V are the above formulas (1) and (2), or (1 ′ ) And F2 ', or F1' and F2 'determined by the formula (2'), and a steel whose composition is adjusted so as to satisfy a specific numerical range, and after the steel is hot forged, an aging treatment is performed. An applied sample was prepared, and the toughness of the 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.
  • 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.
  • the present inventors form a coarse Ti carbonitride that degrades the toughness of the steel according to the present embodiment. Therefore, even if the Ti content is a trace amount of about 0.005%, Ti is present. It was found that the toughness of the steel after aging treatment was 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, 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 suppress the decrease in the toughness of the steel due to the 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 that has the effect of reducing the austenite grain size and also has 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.
  • 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-based precipitates are precipitated.
  • 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 inventors of the present invention are not particularly limited in the manufacturing conditions of the steel material, have excellent machinability before aging treatment, improve fatigue strength by hardening by aging treatment, and reduce toughness after aging treatment.
  • the knowledge about age-hardening steel that can be suppressed was obtained. However, only with the above-described knowledge, there are cases where the fatigue strength and toughness after the aging treatment are within a desired range, but are somewhat low.
  • the present inventors have scrutinized the mechanism that lowers the fatigue strength and toughness after aging treatment, and as a result, found that the coarse inclusions present in the steel are the cause. That is, it has been clarified that by suppressing the formation of coarse inclusions, the fatigue strength after the aging treatment can be stably improved, and the decrease in the toughness after the aging treatment can be suppressed.
  • REM has the effect of forming sulfide inclusions or oxide inclusions and finely dispersing both sulfide inclusions and oxide inclusions.
  • the hot ductility of the steel material at the time of hot rolling or hot forging will be reduced.
  • the present invention relates to the age-hardening steel made based on the results of the study of the present inventor and the knowledge obtained as described above. Hereinafter, each requirement of age hardening steel which is one embodiment of the present invention is explained in detail.
  • (Essential element) C 0.05 to 0.20% C is an important element in the present embodiment.
  • C combines with V by aging treatment to form carbides 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.
  • 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 and cutting resistance of the steel are increased, and the machinability is reduced.
  • 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 steel, its content increases, especially when it exceeds 2.50%, avoids an increase in hardness variation in 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 0.080% S combines with Mn in steel to form MnS, lowering cutting resistance and improving machinability. In order to obtain sufficient machinability, it is necessary to contain 0.005% or more of S. However, if the S content is excessively high, coarse MnS may increase and the toughness and fatigue strength may be deteriorated. In particular, when the S content exceeds 0.080%, the toughness and fatigue strength decrease significantly. Therefore, the S content is set to 0.005 to 0.080%.
  • the S content is preferably 0.010% or more. Further, the S content is preferably 0.050% or less, and more preferably 0.030% 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. Resistance may increase and 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 0.050%
  • 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, when the Al content exceeds 0.050%, coarse oxides are generated, and the toughness and fatigue strength of the steel decrease. Therefore, the Al content is set to 0.005 to 0.050%.
  • the Al content is preferably 0.040% 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.
  • V needs to be a content of 0.25% or more.
  • the content of V is excessive, undissolved carbonitride tends to remain even during heating during hot forging, leading to a decrease in toughness. In particular, when the content exceeds 0.50%. , 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 0.010 to 0.100% Nb is one of important elements in the steel according to the present embodiment. Part of Nb contained in the steel is precipitated in the steel as Nb carbide or Nb carbonitride during the hot forging and processing, and during hot working to refine the austenite crystal grains by the pinning effect The refinement of the austenite crystal grains has an effect of refining the bainite structure in the bainite transformation after the hot working is completed.
  • 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 needs to have a content of 0.010% or more.
  • the Nb content is excessive, undissolved carbonitrides are likely to remain even during heating during hot forging, and the effect of increasing hardness after aging treatment and / or fatigue strength after aging treatment Improvement effect is saturated.
  • the Nb content is 0.010 to 0.100%.
  • the Nb content is preferably less than 0.080%, and more preferably 0.050% or less.
  • the Nb content is preferably 0.020% or more.
  • Ca 0.0005 to 0.0050%
  • Ca contained in steel is finely dispersed and precipitated in steel as sulfide inclusions or oxide inclusions, thereby improving fatigue strength after aging treatment and suppressing toughness reduction after aging treatment
  • the Ca content is 0.0005 to 0.0050%.
  • the Ca content is preferably 0.0010% or more, and more preferably 0.0015% or more.
  • REM 0.001 to 0.05% REM is one of the important elements in the steel according to this embodiment.
  • REM contained in steel improves the fatigue strength after aging treatment by finely dispersing and precipitating in steel as sulfide inclusions or oxide inclusions, and also suppresses toughness reduction after aging treatment Has the effect of In order to sufficiently obtain this effect, the REM content needs to be 0.001% or more. However, when the content of REM exceeds 0.05%, hot ductility is reduced. Therefore, the REM content is set to 0.001 to 0.05%.
  • the REM content is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.005% or more.
  • the age-hardening steel of this embodiment is composed of the above-mentioned C, Si, Mn, S, Cr, Al, V, Nb, Ca, and REM, the balance being Fe and impurities, and P and Ti in impurities described later.
  • N are limited to P: 0.030% or less, Ti: less than 0.005%, and N: less than 0.0080%, and F1 represented by the above formula (1) is 0.00. 68 or more, F2 represented by the formula (2) is 0.85 or less, F3 represented by the formula (3) is 0.00 or more, and (4 F4 represented by the formula is steel having a chemical composition of 0.012 or more and 0.08 or less.
  • 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 0.030% or less
  • P is contained as an impurity, and is an undesirable element in the steel according to the present embodiment. That is, P lowers toughness by segregating at grain boundaries, and particularly when the content thereof exceeds 0.030%, the toughness is extremely lowered. Therefore, the P content is limited to 0.030% 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. Therefore, the lower limit of the amount of P is preferably set to 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 and C to form coarse Ti carbonitrides, leading to a decrease in toughness. Particularly when the 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, since V deposited as VN does not contribute to age hardening, the N content must be lowered in order to suppress the precipitation of VN. In order to suppress the precipitation of VN and ensure a sufficient amount of solute V in the stage before the aging treatment, it is necessary to limit the N content to less than 0.0080%.
  • 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 is such that the elements from C to REM described above, a composition satisfying any one or more of the above ⁇ a> to ⁇ c>, and the balance being Fe And 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 formula (1 ′) is 0.68 or more, F2 ′ represented by formula (2 ′) is 0.85 or less, F3 ′ represented by formula (3 ′) is 0.00 or more, And it is steel which has a chemical composition whose F4 represented by (4) Formula is 0.012 or more and 0.08 or less.
  • Mo 0.01 to 1.0% Since the Mo content is not essential, the lower limit of the Mo content is 0%. On the other hand, Mo increases the hardenability, has the effect of increasing the area ratio of bainite, while making the main phase of the steel structure after hot forging bainite. Mo also has the effect
  • the amount of Mo is preferably 0.50% or less, more preferably 0.40% or less, and even more preferably less than 0.30%.
  • the amount of Mo when contained is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more. It is more desirable to set it as 10% or more.
  • ⁇ B> One or both of Cu: 0.01 to 0.30% and Ni: 0.01 to 0.30% Both Cu and Ni have the effect of increasing the fatigue strength of the steel after aging treatment. For this reason, when it is desired to obtain a greater fatigue strength, these elements may be contained within the range described below.
  • the amount of Cu in the case of inclusion is set to 0.30% or less.
  • the amount of Cu is preferably 0.25% or less.
  • the amount of Cu in the case of inclusion is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more. Desirably, 0.10% or more is more desirable.
  • Ni 0.01 to 0.3% 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 in the case of inclusion may be 0.6% when the contents of Cu and Ni are the respective upper limit values.
  • Bi 0.01 to 0.400%
  • Bi may be contained in the range described below. Since the Bi content is not essential, the lower limit of the Bi content is 0%.
  • Bi has the effect
  • the balance other than the above-described elements is substantially Fe and unavoidable impurities, but other elements are contained in a trace amount within a range that does not impair the function and effect of the present invention. Can be added.
  • F1 or F1 ′ 0.68 or more
  • 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. If the amount of each alloying element contained in the steel satisfies the above-mentioned range and F1 and F1 ′ satisfy the above conditions, even if accelerated cooling such as water cooling is not performed after hot forging, hot forging Later structures have bainite as the main phase.
  • F1 and F1 'are preferably 0.70 or more, and more preferably 0.72 or more.
  • F1 and F1 'are preferably 1.00 or less, and more preferably 0.98 or less.
  • F2 or F2 ′ 0.85 or less
  • F2 C + 0.1 ⁇ Si + 0.2 ⁇ Mn + 0.15 ⁇ Cr + 0.35 ⁇ V
  • 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.
  • F2 and F2 ′ are indices indicating the hardness before aging treatment. Even if the steel satisfies the above F1 or F1 ′ conditions, if F2 or F2 ′ is not within an appropriate range, the hardness before the aging treatment becomes too high, and the cutting resistance increases, which is good. Machinability may not be ensured. That is, when F2 or F2 ′ exceeds 0.85, the hardness of the bainite structure becomes too high. Therefore, an increase in cutting resistance is unavoidable, and good machinability may not be ensured.
  • 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.
  • F3 and F3 ′ are indices indicating toughness after aging treatment. That is, even if the conditions of F1 or F1 ′ and F2 or F2 ′ are satisfied, if F3 or F3 ′ is not within an appropriate range, the toughness of the steel after aging treatment is lowered and the target toughness is secured. There are cases where it is not possible. That is, when F3 or F3 ′ is less than 0.00 (negative number), the toughness after the aging treatment is lowered.
  • F3 and F3 ′ are preferably 0.01 or more.
  • 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 element symbol in the above formula (4) means the content of the element in mass%.
  • F4 is an index indicating a control index of the inclusion form. That is, even if the steel satisfies the conditions of F1 or F1 ′ and F2 or F2 ′ and F3 or F3 ′, if F4 is not within an appropriate range, the fatigue strength of the steel after aging treatment is stably improved. In addition, there is a case where a decrease in toughness after aging treatment cannot be stably suppressed. That is, when F4 is less than 0.012, sulfide inclusions and oxide inclusions cannot be finely dispersed, and the fatigue strength of steel after aging treatment is not stably improved. In some cases, the toughness of the steel cannot be stably suppressed. Therefore, F4 is set to 0.012 or more.
  • F4 is preferably 0.014 or more. Moreover, it is still more preferable that it is 0.016 or more. Moreover, the inclusion refinement effect can be exhibited as F4 increases. However, when F4 exceeds 0.08, the oxide inclusions may be coarsened or the hot ductility may be reduced. Therefore, the upper limit of F4 is set to 0.08 or less. F4 is preferably 0.07 or less, and more preferably 0.06 or less.
  • 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 structure, a martensite structure, and the like, but the smaller the number of these phases and structures, the better.
  • 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.
  • maintains the temperature of steel at 620 degreeC for 120 minutes is a general aging treatment condition at the time of manufacturing a mechanical component by performing the age hardening process to the steel which concerns on this embodiment.
  • 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 of this embodiment is not particularly limited, and the chemical composition may be adjusted by melting by a general method.
  • the method of manufacturing machine parts such as a motor vehicle, an industrial machine, and a construction machine, 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 intermediate material when the intermediate material is produced, if it is kept for a certain time in a temperature range where V carbide is likely to precipitate, 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 intermediate material is hot forged and further cut to finish a predetermined part shape.
  • the intermediate material is heated at 1200 to 1250 ° C. for 5 to 60 minutes, and then forged so that the surface temperature after finish forging becomes 1100 ° C. or higher, and then 800 to 400 ° C.
  • the temperature is cooled to room temperature at an average cooling rate in the temperature range of 15 to 60 ° C./min.
  • 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 performed on 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., and more preferably in a temperature range of 580 to 660 ° 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 aging treatment temperature is less than 540 ° C., V carbide or V carbonitride cannot be sufficiently formed, and the desired age hardening ability of 30 Hv cannot be obtained.
  • the aging treatment temperature exceeds 700 ° C.
  • the formed V carbide or V carbonitride is coarsened so that it does not contribute to curing, and the desired age hardening ability 30 Hv cannot be obtained.
  • the holding time is less than 30 minutes
  • V carbide or V carbonitride cannot be sufficiently formed, and thus the desired age hardening ability 30 Hv cannot be obtained.
  • the holding time exceeds 1000 minutes, the formed V carbide or V carbonitride is coarsened and thus does not contribute to curing, and the desired age-hardening ability 30 Hv cannot be obtained.
  • the age-hardening steel according to the present embodiment and the machine part using the same can be manufactured.
  • Examples 1 and 2 The conditions in Examples 1 and 2 shown below are one condition example adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is not limited to this one condition example.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Example 1 Steels 1 to 26 having chemical compositions shown in Table 1 were melted in a 50 kg vacuum melting furnace. Steels 1 to 13 in Table 1 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention. On the other hand, steels 14 to 26 in Table 1 are steels whose chemical compositions deviate from the conditions defined in the present invention. Note that “ ⁇ 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 at 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 is 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 (expressed as “cooling rate” in Table 2) in the temperature range from 800 to 400 ° C. after hot forging was 50 ° C./min.
  • both ends of the steel bar were cut off by 100 mm each without being subjected to aging treatment (that is, in a cooled state). Then, a 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.
  • both ends of the steel bar were cut off 100 mm at a time, and then a test piece was cut out from the remaining central part and after aging treatment The Vickers hardness was investigated.
  • test pieces were cut out from the steel bars after the aging treatment, and the absorbed energy, low cycle fatigue strength and fatigue strength in the Charpy impact test after the aging treatment were investigated.
  • the Vickers hardness measurement was performed as follows. First, a steel bar crossed so that the cut surface becomes 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 load is applied to 10 points in the vicinity of R / 2 part (“R” represents a radius) of the test surface. 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 the target.
  • a curing amount ⁇ 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 the bainite in the structure was performed as follows. First, a test piece, which was filled with a resin used for hardness measurement and mirror-polished, was etched with a night. 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 50 J or more, it was judged to be sufficiently high, and this was the target.
  • 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 in which the diameter of the parallel part shown in FIG. 1 is 3.4 mm and the length of the parallel part is 12.7 mm is parallel to the forging direction from the R / 2 part of the steel bar (the steel bar (Longitudinal direction), and a fatigue test was performed 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 425 MPa or more, it was judged that the fatigue strength was sufficiently high, and this was the target.
  • 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 four-point bending test piece having a semicircular notch with a radius of 2 mm was obtained at a central portion in the length direction of one surface of the rectangular parallelepiped (that is, a surface having a fatigue evaluation region).
  • 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 5 ⁇ 10 3 times strength is defined as low cycle fatigue strength, strength evaluation is performed, and when the low cycle fatigue strength is 520 MPa or more, the low cycle fatigue strength is sufficient. Judging from the fact that it was high, this was the target.
  • 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 HV before aging treatment is 290 or less, and the Vickers hardness by aging treatment is Is cured at 30Hv or more, the absorbed energy in Charpy impact test is 50J or more, the fatigue strength is 425MPa or more, the low cycle fatigue strength is 520MPa or more, and the target is achieved, and the fatigue strength and toughness after aging treatment It can be seen that the machinability before aging treatment is compatible.
  • Example 2 Steels 27 to 39 in which at least one of the Ca content, the REM content, and the value of F4 was changed from the steel 1 having the chemical composition shown in Table 1 were melted in a 50 kg vacuum melting furnace.
  • Steel 1 and steels 27, 30, 33, and 36 to 39 in Table 3 are steels having chemical compositions within the range defined in the present invention.
  • steels 28, 29, 31, 32, 34, and 45 in Table 3 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 at 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 is 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 (expressed as “cooling rate” in Table 4) in the temperature range from 800 to 400 ° C. after hot forging was 50 ° C./min.
  • test numbers A27, 30, 33, and 36 to 39 in which at least one of the Ca content, the REM content, and the value of F4 is a more preferable value than the test number A1, As a result, the fatigue strength was higher than that of the test number A1. This is because sulfide inclusions or oxide inclusions are more finely dispersed than in test number A1.
  • the hardness before aging treatment is 290 Hv or less, and good machinability can be expected.
  • the fatigue strength of 425 MPa or more can be obtained because the Vickers hardness is set to 30 Hv or more by the aging treatment performed after cutting.
  • the absorbed energy at 20 ° C. after the aging treatment is 50 J or more, and a decrease in toughness due to the aging treatment is sufficiently suppressed.
  • the age-hardening steel of the present invention is used, the low cycle fatigue strength can be increased to 520 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.

Abstract

　時効処理前の切削性に優れ、時効処理後の疲労特性、靭性及び低サイクル疲労特性に優れる時効硬化性鋼を提供する。所定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ及びＲＥＭを含有し、Ｐ、Ｔｉ及びＮの含有量を所定量以下に制限し、残部がＦｅ及び不純物からなり、ベイナイト組織の面積率が７０％以上であり、更に、Ｃ＋０．３×Ｍｎ＋０．２５×Ｃｒで表されるＦ１が０．６８以上、Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖで表されるＦ２が０．８５以下、－４．５×Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ－３．５×Ｖで表されるＦ３が０．００以上、且つ、１０×Ｃａ＋ＲＥＭで表されるＦ４が０．０１２～０．０８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。なお、Ｆ１～Ｆ４を表す式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。

Description

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
　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。また、本発明は、このような時効硬化性鋼を用いた部品の製造方法に関する。
 　エンジンの高出力化、燃費向上を目指した軽量化などの観点から、自動車、産業機械、建設機械などの機械部品には、高い疲労強度が要求されている。鋼に高い疲労強度を具備させるという課題は、合金元素の添加や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。しかしながら、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、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、国際公開第２０１０／０９０２３８号（特許文献１）、特開２０１２－２４６５２７号公報（特許文献２）、特開２０１１－２４１４４１号公報（特許文献３）、特開２０１２－１９３４１６号公報（特許文献４）、及び特許第５３４３９２３号公報（特許文献５）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。しかしながら、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ため、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から５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。
　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、か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、時効処理前では硬度が低く、時効処理後に硬度が上昇する特性を備えた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３～５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く、製造コストの増大を抑制する効果は有するが、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安定して向上させることができ、かつ時効処理による靱性低下を抑制することが可能な、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化合物の生成量を、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。しかしながら、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、切削性を損なう。発明者らは、これら知見に基づき、時効処理後におけるＶ炭化物またはＶ炭窒化物の生成の促進と、時効処理前におけるＶ窒化物の生成の抑制とを試みた。
　また、Ｔｉは、ＮやＣと結合して、粗大なＴｉ炭窒化物を形成し、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。そこで発明者らは、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することで、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。
　更に、疲労強度を安定して向上させ、かつ時効処理後の靭性も安定して低下させないためには、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種類および生成量のみならず、鋼中に存在する介在物の形態を適切に制御する必要がある。
　そこで、発明者らは以下に説明する事項に着目した。ＲＥＭは、硫化物系介在物あるいは酸化物系介在物を形成することにより、介在物を微細分散させるとともに、介在物形態を球状にする効果がある元素である。しかしながら、ＲＥＭ含有量が多過ぎると、熱間圧延あるいは熱間鍛造時の鋼材の熱間延性を低下させてしまう。発明者らは、この知見に基づき、ＲＥＭ含有量の適正化を図り、時効処理による硬化によって疲労強度を安定して向上させることができ、かつ時効処理後に靱性を安定して低下させない条件を探索、決定した。
　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］質量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：１．５０～２．５０％、Ｓ：０．００５～０．０８０％、Ｃｒ：０．０３～１．６０％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｖ：０．２５～０．５０％、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１～０．０５％を含有し、Ｐ：０．０３０％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、ベイナイト組織の面積率が７０％以上であり、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、（３）式で表わされるＦ３が０．００以上、かつ（４）式で表されるＦ４が０．０１２～０．０８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）
　Ｆ４＝１０×Ｃａ＋ＲＥＭ　・・・（４）
　上記の（１）～（４）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：０．００５～０．０８０％、Ｃｒ：０．０３～１．６０％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｖ：０．２５～０．５０％、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１～０．０５％を含有し、ベイナイト組織の面積率が７０％以上であり、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：０．０３０％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、Ｆ４が０．０１２以上、０．０８以下、かつ（４）式で表されるＦ４が０．０１２～０．０８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：０．０１～１．０％
　〈ｂ〉Ｃｕ：０．０１～０．３０％及びＮｉ：０．０１％～０．３０％の一方又は両方
　〈ｃ〉Ｂｉ：０．０１～０．４００％
　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’）
　Ｆ４＝１０×Ｃａ＋ＲＥＭ　・・・（４）
　上記の（１’）～（３’）および（４）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。
[３] 上記[１]又は[２]に記載の時効硬化性鋼を１２００～１２５０℃で５～６０分加熱した後、仕上げ鍛造後の表面温度が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鍛造工程と、鍛造後の鋼を切削加工する、切削加工工程と、切削加工後の鋼を、５４０～７００℃の温度域で３０～１０００分保持する、時効処理工程と、を含むことを特徴とする、時効硬化性鋼を用いた部品の製造方法。
　本発明によれば、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安定して向上させることができ、かつ時効処理による靱性低下を抑制することが可能な、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、か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。本発明の時効硬化性鋼を、直径３５ｍｍの略円柱形状とし、この鋼の温度を６２０℃で１２０分保持して行われる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以上である。時効処理後の本発明の時効硬化性鋼の疲労強度は４２５ＭＰａ以上である。
　また、時効処理後の本発明の時効硬化性鋼は、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シャルピー衝撃試験において、２０℃での吸収エネルギーが５０Ｊ以上であり、低サイクル疲労強度が５２０ＭＰａ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る。図中の数値は寸法（単位：ｍｍ）を示す。
＜本願発明導出に至る知見＞
　以下に、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。
　なお、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、および時効処理が施された後の鋼の特性を参照する場合がある。しかしながら、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、鋼を８５０℃付近まで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、時効処理によって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、鋼中に固溶状態として安定して存在させることができる元素である。しかしながら、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、更にはＭｏの含有量と密接な相関を有する。本発明者らは、下記の（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出した。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’）
　しかしながら、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って十分な量の固溶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、下記の（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（１）式及び（２）式、又は、（１’）式及び（２’）式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、下記の（３）式又は（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には、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靭性を劣化させる粗大なＴｉ炭窒化物を形成するので、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ため、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、か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を有するとともに、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系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。
　上述したとおり、本発明者らは、鋼素材の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、時効処理後の靱性の低下を抑制できる時効硬化性鋼に関する知見を得た。しかしながら、上述した知見のみでは、時効処理後の疲労強度や靭性が所望の値の範囲内ではあるもののやや低位な場合があった。
　そこで本発明者らは、時効処理後の疲労強度や靭性が低位になるメカニズムについて精査した結果、鋼中に内存する粗大な介在物が原因であることを見出した。すなわち、この粗大介在物の生成を抑制することによって、時効処理後の疲労強度を安定して向上させ、かつ時効処理後の靭性の低下を抑制できることを明らかにした。
　粗大介在物の抑制のために、本発明者らは、ＲＥＭに着目した。ＲＥＭは、硫化物系介在物あるいは酸化物系介在物を形成し、硫化物系介在物、酸化物系介在物ともに微細分散させる効果がある。しかしながら、ＲＥＭ含有量が多過ぎると、熱間圧延あるいは熱間鍛造時の鋼材の熱間延性を低下させてしまう。
　ただし単にＲＥＭ含有量を調整するだけでは、硫化物系介在物、酸化物系介在物ともに安定して微細分散することはできない。本発明者らは、ＲＥＭとＣａを、下記の（４）式で表される介在物形態の制御指標Ｆ４の値が特定の範囲となるように、Ｃａ、ＲＥＭの含有量を制御する必要があることがわかった。発明者らは、そうすることにより硫化物系介在物は球状で微細に分散し、かつ酸化物系介在物も微細分散することを見出した。
　Ｆ４＝１０×Ｃａ＋ＲＥＭ　・・・（４）
　Ｆ４が０．０１２以上の場合、硫化物系介在物、酸化物系介在物ともに安定して微細分散する。またＦ４が０．０８を超えると、その効果は飽和し、鋼の熱間延性を低下させるおそれがあるため、Ｃａ、ＲＥＭ含有量の適正化を図る必要がある。
　本発明は、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。
＜成分組成＞
　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。
（必須元素）
　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。このように、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、時効処理による析出硬化に必要な量の固溶Ｖの確保が困難となる結果、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が低下させ、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ため、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：０．００５～０．０８０％
　Ｓは、鋼中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し、切削抵抗が低下させて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が増加して靱性と疲労強度を劣化させるおそれがある。特に、Ｓの含有量が０．０８０％を超えると、靱性と疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００５～０．０８０％とする。Ｓの含有量は、０．０１０％以上とすることが好ましい。また、Ｓの含有量は、０．０５０％以下とすることが好ましく、０．０３０％以下とすることが一層好ましい。
　Ｃｒ：０．０３～１．６０％
　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、部品の大きさや部位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：０．００５～０．０５０％
　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。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０５０％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が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．００５～０．０５０％とする。Ａｌの含有量は、０．０４０％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、未固溶炭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：０．０１０～０．１００％
　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炭化物あるいは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。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炭化物あるいは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の向上ならびに疲労強度の向上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０．０１０％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０．１００％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０．０１０～０．１００％とする。Ｎｂの含有量は、０．０８０％未満とすることが好ましく、０．０５０％以下とすることが一層好ましい。また、Ｎｂの含有量は、０．０２０％以上とすることが好ましい。
　Ｃａ：０．０００５～０．００５０％
　Ｃａ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Ｃａは、硫化物系介在物または酸化物系介在物として鋼中に微細に分散析出することによって、時効処理後の疲労強度の向上や時効処理後の靱性低下を抑制する効果を有する。この効果を十分に得るためには、Ｃａは０．０００５％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００５０％を超えると、逆に、粗大な酸化物系介在物を形成してしまい、熱間延性の低下や時効処理後の疲労強度を低下させ、時効処理後の靱性低下を抑制する効果が得られない。したがって、Ｃａの含有量を０．０００５～０．００５０％とする。なおＣａの含有量は、０．００１０％以上とすることが望ましく、０．００１５％以上とすることがさらに望ましい。
　ＲＥＭ：０．００１～０．０５％
　ＲＥＭ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ＲＥＭは、硫化物系介在物または酸化物系介在物として鋼中に微細に分散析出することによって時効処理後の疲労強度を向上させ、また、時効処理後の靱性低下を抑制する効果を有する。この効果を十分に得るためには、ＲＥＭ含有量は０．００１％以上とする必要がある。しかしながら、ＲＥＭの含有量が０．０５％を超えると、熱間延性の低下を招く。したがって、ＲＥＭの含有量を０．００１～０．０５％とする。ＲＥＭの含有量は、０．００３％以上とすることが望ましく、０．００５％以上とすることがより望ましい。
　本実施形態の時効硬化性鋼は、上述のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ、ＣａおよびＲＥＭ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：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．００５％未満及びＮ：０．００８０％未満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、（３）式で表わされるＦ３が０.００以上、かつ（４
）式で表されるＦ４が０．０１２以上、０．０８以下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：０．０３０％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０．０３０％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０．０３０％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やＣと結合することで、粗大なＴｉ炭窒化物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ため、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ＲＥＭ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、（３’）式で表わされるＦ３’が０．００以上、かつ（４）式で表されるＦ４が０．０１２以上、０．０８以下である化学組成を有する鋼である。
（任意選択的元素）
　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：０．０１～１．０％
　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、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ため、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の量を１．０％以下とする。含有させる場合のＭｏの量は、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の量は、０．０１％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：０．０１～０．３０％及びＮｉ：０．０１～０．３０％の一方または両方
　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：０．０１～０．３０％
　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０．３０％を超えると、熱間加工性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｕの量を０．３０％以下とする。含有させる場合のＣｕの量は、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の量は、０．０１％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。
　Ｎｉ：０．０１～０．３％
　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０．３０％を超えると、コストが嵩むことに加えて上記の効果も飽和する。したがって、含有させる場合のＮｉの量を０．３０％以下とする。含有させる場合のＮｉの量は、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の量は、０．０１％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。
　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及び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。
　〈ｃ〉Ｂｉ：０．０１～０．４００％
　Ｂｉは、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、Ｂｉを以下に述べる範囲で含有させてもよい。
　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０．４００％を超えると、熱間加工性の低下をきたす。したがって、含有させる場合のＢｉの量を０．４００％以下とする。含有させる場合のＢｉの量は、０．３００％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の量は、０．０１０％以上とすることが望ましく、０．０３０％以上とすることがより望ましい。
　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および不可避的不純物であるが、本発明の作用効果を害さない範囲内で、他の元素を微量に添加することができる。
＜（１）式～（４）式及び（１’）式～（３’）式＞
　次に、上述した（１）式～（４）式によって表されるＦ１～Ｆ４、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と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、Ｖ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と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と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と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と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と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、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、
　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、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、時効処理後の靱性が低下する。
　Ｆ３と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。
　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。
（Ｆ４：０．０１２～０．０８）
　本実施形態に係る時効硬化性鋼は、
　Ｆ４＝１０×Ｃａ＋ＲＥＭ　・・・（４）
で表されるＦ４が、０．０１２以上、０．０８以下でなければならない。
　既に述べたとおり、上記の（４）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。
　Ｆ４は、介在物形態の制御指標を示す指標である。即ち、鋼がＦ１又はＦ１’及びＦ２又はＦ２’及びＦ３又はＦ３’の条件を満たしていたとしても、Ｆ４が適切な範囲内になければ、時効処理後の鋼の疲労強度が安定して向上せず、また時効処理後の靱性低下を安定して抑制することができない場合がある。即ち、Ｆ４が０．０１２未満の場合、硫化物系介在物、酸化物系介在物を微細分散することができず、時効処理後の鋼の疲労強度が安定して向上しないし、時効処理後の靱性低下を安定的に抑制することができない場合がある。従ってＦ４は、０．０１２以上とした。介在物微細化効果を十分得るためには、Ｆ４は０．０１４以上であることが好ましい。また０．０１６以上であることが更に好ましい。
　またＦ４が増加するほど、介在物微細化効果が発揮できるが、Ｆ４が０．０８を超えると、逆に酸化物系介在物の粗大化を招いたり、熱間延性の低下を招く場合があるため、Ｆ４の上限は０．０８以下とした。Ｆ４は０．０７以下が好ましく、０．０６以下がより好ましい。
＜鋼組織（ミクロ組織）＞
　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、パーライト組織、およびマルテンサイト組織などであるが、これらの相、組織は少なければ少ないほどよい。
＜鋼の時効硬化能と、被削性及び疲労強度との関係＞
　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。なお、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。
＜時効硬化性鋼の製造方法、及び時効硬化性鋼を用いた（機械）部品の製造方法＞
　本実施形態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、中間素材の作製時に、Ｖ炭化物が析出しやすい温度域で一定時間保持した場合、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。
　上記の熱間鍛造は、例えば、中間素材を１２００～１２５０℃で５～６０分加熱した後、仕上げ鍛造後の表面温度が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、さらに好ましくは５８０～６６０℃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。
　時効処理温度が５４０℃未満の場合、Ｖ炭化物またはＶ炭窒化物が十分に形成できず、所望の時効硬化能３０Ｈｖが得られない。一方、時効処理温度が７００℃を超えた場合、形成されたＶ炭化物またはＶ炭窒化物が粗大化するため硬化に寄与しなくなり、所望の時効硬化能３０Ｈｖが得られない。同様に、保持時間が３０分未満の場合、Ｖ炭化物またはＶ炭窒化物が十分に形成できないため、所望の時効硬化能３０Ｈｖが得られない。一方、保持時間が１０００分を超えた場合、形成されたＶ炭化物またはＶ炭窒化物が粗大化するため硬化に寄与しなくなり、所望の時効硬化能３０Ｈｖが得られない。
　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１、２により本発明を更に詳しく説明する。
　以下に示す実施例１、２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。
（実施例１）
　表１に示す化学組成の鋼１～２６を５０ｋｇ真空溶解炉によって溶製した。
　表１における鋼１～１３は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、表１における鋼１４～２６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
　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、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ったものである。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。熱間鍛造後の８００～４００℃までの温度領域の平均冷却速度（表２では「冷却速度」として表記）はいずれも５０℃／分であった。
　得られた鋼１～２６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の調査を行った。
　一方、熱間鍛造した直径３５ｍｍの棒鋼の残りは、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１～２６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ならびに疲労強度の調査を行った。
　ビッカース硬さ測定は、次のようにして実施した。
　まず、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、荷重を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の差（以下、硬化量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５０Ｊ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。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４２５ＭＰａ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。
　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た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５２０ＭＰａ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-T000002
　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～Ａ１３の「本発明例」の場合、時効処理前のビッカース硬さＨＶが２９０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５０Ｊ以上、かつ疲労強度が４２５ＭＰａ以上、低サイクル疲労強度が５２０ＭＰａ以上、になって目標を達成しており、時効処理後の疲労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～Ｂ１３の「比較例」の場合には、目標とする性能の少なくともいずれかが得られていない。
（実施例２）
　表１に示す化学組成の鋼１に対して、Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量、及びＦ４の値の少なくともいずれかを変化させた、鋼２７～３９を５０ｋｇ真空溶解炉によって溶製した。
　表３における鋼１及び鋼２７、３０、３３、３６～３９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３における鋼２８、２９、３１、３２、３４、４５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-T000003
　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、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ったものである。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。熱間鍛造後の８００～４００℃までの温度領域の平均冷却速度（表４では「冷却速度」として表記）はいずれも５０℃／分であった。
　得られた鋼１、及び鋼２７～３９について、実施例１で行った方法ど同様にして、時効処理前のビッカース硬さ、組織のベイナイトの面積率、シャルピー衝撃試験における吸収エネルギー、低サイクル疲労強度、及び疲労強度の調査を行った。表４に、上記の各調査結果を示す。なお、表４の各表記については表２の表記と同様である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４から明らかなように、Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量、及びＦ４の値の少なくともいずれかを試験番号Ａ１よりもより好適な値とした試験番号Ａ２７、３０、３３、３６～３９の場合、試験番号Ａ１に比べて、疲労強度が高いという結果となった。これは、試験番号Ａ１に比べて硫化物系介在物または酸化物系介在物がより微細に分散したためという理由による。
　これに対して、Ｃａ含有量、ＲＥＭ含有量、及びＦ４の値のいずれかを本願発明の範囲外とした試験番号Ｂ２８、Ｂ２９、Ｂ３１、Ｂ３２、Ｂ３４、Ｂ３５の「比較例」の場合には、試験番号Ａ１に比べて、疲労強度もしくは靱性が低いという結果となった。これは、試験番号Ａ１に比べて硫化物系介在物または酸化物系介在物がより粗大となったため、疲労強度の低下あるいは靱性の低下を招いたという理由による。
　本発明の時効硬化性鋼によれば、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、４２５ＭＰａ以上の疲労強度が得られる。さらに、本発明の時効硬化性鋼を用いれば、時効処理後の２０℃での吸収エネルギーが５０Ｊ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。加えて、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５２０ＭＰａ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 (3)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０５～０．２０％、Ｓｉ：０．０１～０．５０％、Ｍｎ：１．５０～２．５０％、Ｓ：０．００５～０．０８０％、Ｃｒ：０．０３～１．６０％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｖ：０．２５～０．５０％、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１～０．０５％を含有し、Ｐ：０．０３０％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、ベイナイト組織の面積率が７０％以上であり、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、（３）式で表わされるＦ３が０．００以上、かつ（４）式で表されるＦ４が０．０１２～０．０８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）
    　Ｆ４＝１０×Ｃａ＋ＲＥＭ　・・・（４）
    　上記の（１）～（４）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：０．００５～０．０８０％、Ｃｒ：０．０３～１．６０％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｖ：０．２５～０．５０％、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、ＲＥＭ：０．００１～０．０５％を含有し、ベイナイト組織の面積率が７０％以上であり、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：０．０３０％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、Ｆ４が０．０１２以上、０．０８以下、かつ（４）式で表されるＦ４が０．０１２～０．０８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：０．０１～１．０％
    　〈ｂ〉Ｃｕ：０．０１～０．３０％及びＮｉ：０．０１％～０．３０％の一方又は両方
    　〈ｃ〉Ｂｉ：０．０１～０．４００％
    　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’）
    　Ｆ４＝１０×Ｃａ＋ＲＥＭ　・・・（４）
    　上記の（１’）～（３’）および（４）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。
  3. 　請求項１又は２に記載の時効硬化性鋼を１２００～１２５０℃で５～６０分加熱した後、仕上げ鍛造後の表面温度が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鍛造工程と、
    　鍛造後の鋼を切削加工する、切削加工工程と、
    　切削加工後の鋼を、５４０～７００℃の温度域で３０～１０００分保持する、時効処理工程と、
    　を含むことを特徴とする、時効硬化性鋼を用いた部品の製造方法。
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022263887A1 (en) 2021-06-16 2022-12-22 Arcelormittal Method for producing a steel part and steel part
CN116024495A (zh) * 2022-12-21 2023-04-28 中国兵器科学研究院宁波分院 一种马氏体沉淀硬化钢及其制备方法

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2021004914A (es) * 2018-10-31 2021-06-18 Jfe Steel Corp Acero para nitrocarburar y componente nitrocarburado y metodos de produccion del mismo.
CN110257713A (zh) * 2019-07-16 2019-09-20 内蒙古科技大学 一种低碳时效钢及其制备方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62263922A (ja) * 1986-05-09 1987-11-16 Japan Casting & Forging Corp 鍛鋼の製造法
JP2011153364A (ja) * 2010-01-28 2011-08-11 Honda Motor Co Ltd クランクシャフトおよびその製造方法
WO2012161321A1 (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
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
JP2013253265A (ja) * 2012-05-07 2013-12-19 Daido Steel Co Ltd 時効硬化型ベイナイト非調質鋼
WO2014017074A1 (ja) * 2012-07-26 2014-01-30 Ｊｆｅスチール株式会社 軟窒化用鋼および軟窒化部品ならびにこれらの製造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5257460Y2 (ja) * 1972-06-30 1977-12-27
JP3900690B2 (ja) * 1998-06-26 2007-04-04 愛知製鋼株式会社 時効硬化型高強度ベイナイト鋼およびその製造方法
JP3440894B2 (ja) * 1998-08-05 2003-08-25 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4435953B2 (ja) * 1999-12-24 2010-03-24 新日本製鐵株式会社 冷間鍛造用棒線材とその製造方法
JP4415219B2 (ja) * 2004-07-28 2010-02-17 大同特殊鋼株式会社 時効硬化鋼
JP5343923B2 (ja) 2010-05-18 2013-11-13 新日鐵住金株式会社 時効硬化性鋼および機械部品の製造方法
WO2012067181A1 (ja) * 2010-11-17 2012-05-24 新日本製鐵株式会社 窒化用鋼及び窒化処理部品
CN105164296A (zh) * 2013-10-02 2015-12-16 新日铁住金株式会社 时效硬化性钢

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62263922A (ja) * 1986-05-09 1987-11-16 Japan Casting & Forging Corp 鍛鋼の製造法
JP2011153364A (ja) * 2010-01-28 2011-08-11 Honda Motor Co Ltd クランクシャフトおよびその製造方法
WO2012161321A1 (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
JP2013253265A (ja) * 2012-05-07 2013-12-19 Daido Steel Co Ltd 時効硬化型ベイナイト非調質鋼
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
WO2014017074A1 (ja) * 2012-07-26 2014-01-30 Ｊｆｅスチール株式会社 軟窒化用鋼および軟窒化部品ならびにこれらの製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3279356A4 *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022263887A1 (en) 2021-06-16 2022-12-22 Arcelormittal Method for producing a steel part and steel part
CN116024495A (zh) * 2022-12-21 2023-04-28 中国兵器科学研究院宁波分院 一种马氏体沉淀硬化钢及其制备方法

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