(57)【要約】【課題】時効処理後において疲労特性に優れる時効処理用鋼および時効処理部品を提供する。【解決手段】特定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｍｏ、必要に応じて、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの一種または二種以上を含み、且つこれら元素で構成されるパラメータ式を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる、時効処理後において、ベイナイト面積率５０％以上の組織を有し、ベイナイト平均パケットサイズが８０μm以下であり、ベイナイト相中に粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物が全析出物の９０％以上、分散析出している鋼および当該鋼を用いた部品。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ≦０．１５％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦２．５％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｏ：０．０３〜０．８％を含み、時効処理後において、ベイナイト面積率５０％以上の組織を有し、ベイナイト平均パケットサイズが８０μm以下であり、ベイナイト相中に粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物が全析出物の９０％以上、分散析出していることを特徴とする時効処理用鋼。  
【請求項２】
鋼組成が、更に式（１）を満足することを特徴とする、請求項１記載の時効処理用鋼。
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５  −−−（１）  
但し、各元素は含有量（質量％）とし、含有しない元素は０とする。  
【請求項３】
微細析出物がＴｉ、Ｍｏを含む炭化物であることを特徴とする請求項１または２記載の時効処理用鋼。  
【請求項４】
鋼組成として、更に質量％で、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種または二種以上を含有する、請求項１記載の時効処理用鋼。
【請求項５】
鋼組成が、更に式（２）を満足することを特徴とする、請求項４に記載の時効処理用鋼。  
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５  −−−（２）  
但し、各元素は含有量（質量％）とし、含有しない元素は０とする。
【請求項６】
微細析出物がＴｉと、Ｍｏと、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの少なくとも一種とを含む炭化物であることを特徴とする、請求項４または５に記載の時効処理用鋼。
【請求項７】
請求項１乃至６のいずれか一つに記載の時効処理用鋼を素材とする時効処理部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、時効処理用鋼に関し、特に時効処理後において疲労特性に優れ、自動車、建設機械、産業機械用として好ましいものに関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車、建設機械のコンロッド、歯車等あるいは産業機械等の機械構造部品には優れた疲労特性が要求される。
【０００３】
これら機械部品は鍛造による粗成形後、切削加工により所定の形状に仕上げ加工された後、焼入・焼戻しによる調質処理あるいは浸炭、窒化等の表面硬化処理により、所望の強度を確保している。
【０００４】
調質あるいは表面硬化処理を施すことなく、鍛造ままで所望の強度が得られれば、製造コスト低減効果が大きいため種々の非調質鋼が開発され、その成分設計思想は１．部品の強度確保のため、鍛造後の硬度を高める成分設計が採用され、これにより低下する切削性を改善するため、Ｓ等の快削元素を添加する、２．鍛造後、すなわち切削加工時には硬度が低く、その後時効処理により硬度を高めることが可能な時効硬化型に大別される。
【０００５】
後者の場合、例えば、特許文献１にはＶ炭窒化物を利用した時効硬化鋼が提案され、特許文献２にはＭｏ、Ｖの炭化物を利用した時効硬化鋼が提案され、特許文献３にはＶの炭化物の時効硬化を利用した時効硬化鋼が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０００−１７３７４号公報
【特許文献２】特開２００６−３７１７７号公報
【特許文献３】特開２００８−８８５０８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１記載の鋼は、時効前の硬さがＨＶ２９９〜３５２と高く、切削加工の観点から十分な加工性が得られているとは言いがたく、Ｖの添加量も下限が０．５１％と多く、経済的なものではなかった。
【０００８】
特許文献２記載の時効硬化鋼は、時効処理前の硬さがＨＲＣで４０以下、実施例でＨＲＣ４０．０〜２７．９（ＨＶ３９２〜２８６）とかなり高く、切削性が十分とは言いがたいもので、特許文献３記載の鋼はＶの炭化物の時効硬化を利用したものであるが、時効処理後の硬さが最大で３０６．２ＨＶ程度であり、必ずしも十分とは言えなかった。
【０００９】
そこで、本発明は比較的安価な生産コストで時効処理後における硬さを高めることが可能で、疲労特性に優れる時効処理部品の製造が可能な時効処理用鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、上記課題を解決するため、鋼の時効処理後の疲労特性に及ぼす組織、組成の影響について鋭意検討を行い、時効処理時に微細なナノメータサイズの析出物を析出させて硬度を上昇させた場合、時効処理後において、優れた疲労特性が得られることを知見した。  
【００１１】
本発明は以上の知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ≦０．１５％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦２．５％、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｏ：０．０３〜０．８％を含み、時効処理後において、ベイナイト面積率５０％以上の組織を有し、ベイナイト平均パケットサイズが８０μm以下であり、ベイナイト相中に粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物が全析出物の９０％以上、分散析出していることを特徴とする時効処理用鋼。  
２．鋼組成が、更に式（１）を満足することを特徴とする、１記載の時効処理用鋼。  
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５  −−−（１）  
但し、各元素は含有量（質量％）とし、含有しない元素は０とする。  
３．微細析出物がＴｉ、Ｍｏを含む炭化物であることを特徴とする１または２記載の時効処理用鋼。  
４．鋼組成として、更に質量％で、Ｎｂ≦０．０８％、Ｖ≦０．１５％、Ｗ≦１．５％の一種または二種以上を含有する、１記載の時効処理用鋼。
５．鋼組成が、更に式（２）を満足することを特徴とする、４に記載の時効処理用鋼。  
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝≦１．５  −−−（２）  
但し、各元素は含有量（質量％）とし、含有しない元素は０とする。
６．微細析出物がＴｉと、Ｍｏと、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの少なくとも一種とを含む炭化物であることを特徴とする、４または５に記載の時効処理用鋼。
７．１乃至６のいずれか一つに記載の時効処理用鋼を素材とする時効処理部品。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、時効処理前は被削性に優れ、時効処理後は従来鋼：例えばＳＣＭ４２０鋼と同等の強度・靭性と、より優れた疲労特性とを備えた時効処理用鋼と当該時効処理用鋼を用いた時効処理部品が得られ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】時効処理部品を製造する概略製造工程を示す図。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明に係る時効処理用鋼のミクロ組織、成分組成および製造条件について以下に詳細に説明する。尚、ミクロ組織は時効処理後のミクロ組織とする。
１．ミクロ組織  
時効処理後のミクロ組織をベイナイト面積率５０％以上で、ベイナイト平均パケットサイズが８０μｍ以下であり、かつベイナイト相中に粒径１０ｎｍ未満の微細析出物を分散析出させた組織とする。
【００１５】
母相をベイナイト組織とした場合、フェライト等その他の組織に比べ、時効処理後の微細析出物の析出量が多く、ベイナイト面積率を５０％以上とすると、時効処理後の疲労強度ならびに強度が顕著に向上する。  
【００１６】
ベイナイト平均パケットサイズが８０μmを超えると、疲労強度が低下するため、ベイナイト平均パケットサイズは８０μm以下とする。パケットはベイナイト組織の下部組織の一種で、幅0.2μm、長さ10μm程度のラスと呼ばれる組織の集合体である。
【００１７】
ベイナイト平均パケットサイズは以下の方法で求める。１．組織をナイタール腐食液によりエッチング後、光学顕微鏡により、パケットの観察を行う。２．観察されたパケットについて、画像解析装置により、パケット面積を算出して円相当径への換算を行い、ベイナイト平均パケットサイズとする。
【００１８】
微細析出物の粒径は１０ｎｍ未満とする。微細析出物の粒径が１０ｎｍ以上の場合、時効処理後の析出強化が不充分で、焼入・焼戻し材を素材として時効処理した場合と比較して強度が向上せず、また、強度特性において降伏比も上昇しないので、疲労特性も向上しない。  
【００１９】
強度・疲労特性の向上には、微細析出物の粒径は小さいほど有効で、望ましくは５ｎｍ、更に望ましくは３ｎｍ以下である。
【００２０】
そのような微細析出物としてＴｉとＭｏを含む炭化物、またそれらに更にＮｂ、Ｖ、Ｗの一種または二種以上を含む炭化物が好ましい。これらの微細析出物の分布形態は母相中に分散析出することが望ましい。本発明において分散析出は均一分散を意味する。  
【００２１】
また、本発明において、上述した微細析出物が、全析出物の９０％以上であれば、時効処理後目的とする疲労強度が得られる。但し、１０ｎｍ以上の大きさの析出物は、析出する際に析出物形成元素を消費し、強度に悪影響をあたえるため、５０ｎｍ以下とすることが好ましい。  
【００２２】
上述した析出物との他に少量のＦｅ炭化物を含有しても本発明の効果は損なわれないが、平均粒径が１μｍ以上のＦｅ炭化物を多量に含むと靭性を阻害するため、本発明においては含有されるＦｅ炭化物の大きさの上限は５μｍ、含有率は全体の５％以下とすることが望ましい。  
【００２３】
本発明における微細析出物の全析出物に占める割合は、次の方法で決定できる。まず電子顕微鏡試料を、ツインジェット法を用いた電解研磨法で作成し、加速電圧２００ｋＶで観察する。  
【００２４】
その際、微細析出物が母相に対して計測可能なコントラストになるように母相の結晶方位を制御し、析出物の数え落としを最低限にするために焦点を正焦点からずらしたデフォーカス法で観察を行う。  
【００２５】
また、析出物粒子の計測を行った領域の試料の厚さは電子エネルギー損失分光法を用いて、弾性散乱ピークと非弾性散乱ピーク強度を測定することで評価する。  
【００２６】
この方法により、粒子数の計測と試料厚さの計測を同じ領域について実行することができる。粒子数および粒子径の測定は試料の０．５×０．５μｍの領域４箇所について行い、
１μｍ２当たりに分布する析出物を粒径ごとの個数として算出する。  
【００２７】
得られた値と試料厚さから、１μｍ３当たりに分布する析出物の、粒子径ごとの個数を算出し、径が１０ｎｍ未満の析出物について、測定した全析出物に占める割合を算出する。  
【００２８】
また、本発明においてベイナイト面積率５０％以上の組織とは、断面組織観察（２００倍の光学顕微鏡組織観察）でベイナイト組織の面積率５０％以上とし、好ましくは６０％以上、さらに好ましくは７０％以上とする。  
【００２９】
２．成分組成  
本発明鋼は、以下の成分組成とすることが好ましい。説明において％は質量％とする。
Ｃ  
Ｃはベイナイト組織生成および強度確保のため添加する。０．１５％超えで含有すると微
細析出物が粗大化し、強度が低下するため０．１５％以下とする。より好ましくは０．０２％以上０．１２％以下である。さらに好ましくは０．０２％以上０．１０％未満である。  
【００３０】
Ｓｉ  
Ｓｉは脱酸のため添加するが、０．５％を超えるとフェライトおよびベイナイト組織中に
固溶し、機械加工性および冷間加工性を劣化させるため０．５％以下とする。より好まし
くは０．３％以下である。  
【００３１】
Ｍｎ  
Ｍｎはベイナイト組織生成ならびに強度向上に有効なため添加するが、２．５％を超える
と機械加工性および冷間加工性を劣化させるので２．５％以下とする。より好ましくは０．５％以上２．０％以下である。さらに好ましくは１．０％超え２．０％以下である。
【００３２】
Ｔｉ  
ＴｉはＴｉ系炭化物や、ＭｏとともにＴｉ−Ｍｏ系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、時効処理材の疲労強度を向上させるため添加する。０．０３％未満では析出物量が少なく所望の疲労強度が得られないため０．０３％以上とし、一方、０．３５％を超えて添加すると析出物が粗大化し、疲労強度向上効果が低下するため０．０３〜０．３５％とする。より好ましくは０．０５〜０．３５％である。さらに好ましくは０．１３〜０．３５％である。
【００３３】
Ｍｏ  
ＭｏはＭｏ系炭化物や、ＴｉとともにＴｉ−Ｍｏ系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、時効処理材の疲労強度を向上させるため添加する。疲労強度向上のため０．０３％以上添加し、一方、０．８％を超えて添加すると、機械加工性が低下するため０．０３〜０．８％とする。より好ましくは０．１０〜０．６％である。さらに好ましくは０．１２〜０．４５％である。  
【００３４】
Ｍｏは拡散速度が遅く、Ｔｉとともに析出する場合、析出物の成長速度が低下し、微細な析出物が得られやすい。  
【００３５】
（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝  
本パラメータ式は、析出物の大きさに影響を与えるもので、０．５以上、１．５以下とした場合、粒径１０ｎｍ未満の微細析出物の形成が容易となる。  
【００３６】
以上が本発明の基本成分組成であるが、更に、特性を向上させる場合、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの一種または二種以上を添加する。  
【００３７】
Ｎｂ  
ＮｂはＴｉと同様に、微細析出物を形成して疲労強度向上に寄与する。０．０８％を超えると析出物が粗大化するようになるため添加する場合は、０．０８％以下とする。より好ましくは０．０５％以下である。  
【００３８】
Ｖ  
ＶはＴｉと同様に、微細析出物を形成して疲労強度向上に寄与するが、０．１５％を超えると析出物が粗大化するようになるため、添加する場合は０．１５％以下とする。より好ましくは０．１０％未満である。  
【００３９】
Ｗ  
ＷはＴｉと微細析出物を形成して疲労強度向上に寄与するが、１．５％を超えると析出物が粗大化するようになるため、添加する場合は１．５％以下とする。より好ましくは１．０％以下である。  
【００４０】
これらの元素の添加においては、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの原子比を規定することが炭化物の微細化に有効で（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１８４）｝を０．５以上、１．５以下とした場合、粒径１０ｎｍ未満の微細析出物の形成が容易となる。  
【００４１】
本発明鋼では、鍛造後や時効処理処理材の被削性を向上させる場合は、０．０３≦Ｓ≦０．１％とし、Ｐｂ≦０．２％、Ｃａ≦０．００５％、Ｂｉ≦０．０２％の一種以上を添加することができる。  
【００４２】
また、本発明鋼では上記添加元素以外の残部はＦｅ及び不可避不純物とするが、脱酸剤としてＡｌを０．１％以下添加することができる。更に素材の冷間鍛造性を向上させる場合、Ｐ≦０．０４０％、Ｎ≦８０ｐｐｍとし、強度を向上させる場合、Ｃｕ≦２％、Ｎｉ≦２％、Ｃｒ≦２％、Ｂ：０．０００３〜０．００５％の一種または二種以上を添加することができる。尚、これらの元素の含有量や添加の有無により本発明の効果が損なわれることはない。  
【００４３】
３．製造条件  
図１は本発明に係る時効処理用鋼を用いて時効処理部品を製造する概略製造工程を示し、Ｓ１は素材となる棒鋼製造工程、Ｓ２は搬送工程、Ｓ３は製品（時効処理部品）仕上げ工程を示す。棒鋼製造工程（Ｓ１）で鋼塊を熱間圧延し棒鋼とし品質検査後、出荷する。
【００４４】
製品（時効処理部品）仕上げ工程（Ｓ３）で、該棒鋼を所定の寸法に切断し、熱間鍛造あるいは冷間鍛造を行い、必要に応じてドリル穿孔や旋削等の切削加工で所望の形状とした後、時効処理を行い製品とする。
【００４５】
また、熱間圧延材をそのまま旋削やドリル穿孔等の切削加工で所望の形状に仕上げ、その後時効処理を行い製品とすることもある。尚、熱間鍛造の場合、熱間鍛造後に冷間矯正が行われる場合がある。また、最終製品にペンキやメッキ等の皮膜処理がなされる場合もある。以下に望ましい製造工程について詳細に説明する。  
【００４６】
圧延加熱温度  
圧延加熱温度は９５０〜１２５０℃とする。本発明鋼は、圧延材（鍛造部品の素材となる棒鋼）に微細析出物が析出し鍛造性を損なわないよう、熱間圧延時に溶解時から残存する炭化物を固溶させる。  
【００４７】
圧延加熱温度は９５０℃未満とした場合、溶解時から残存する炭化物が固溶しないため、９５０℃以上とする。また、１２５０℃を超えると、結晶粒が粗大化して鍛造性が悪化するため、加熱温度は９５０℃〜１２５０℃とする。  
【００４８】
圧延仕上げ温度  
圧延仕上げ温度は８００℃未満ではフェライト組織が生成し、次工程として特に、冷間鍛造あるいは切削加工後に時効処理を施す場合、時効処理後に母相を面積率で５０％以上のベイナイト組織とするためには不利である。また、圧延荷重が高く、圧延材の真円度も劣化する。このため、圧延仕上げ温度を８００℃以上とする。  
【００４９】
圧延仕上げ圧下率
圧延仕上げ圧下率は１０％未満では、ベイナイト平均パケットサイズが粗大となり、次工程として特に、冷間鍛造あるいは切削加工後に時効処理を施す場合、時効処理後にベイナイト平均パケットサイズを８０μm以下とするためには不利である。このため、圧延仕上げ圧下率を１０％以上とする。
【００５０】
冷却速度  
鍛造前に微細析出物が析出し、鍛造性を損なわないよう、圧延後の冷却速度を規定する。
微細析出物の析出温度範囲の７００〜５５０℃を、微細析出物が得られる限界冷却速度（０．５℃／ｓｅｃ）超えで冷却する。  
【００５１】
時効処理（析出処理）  
得られた棒鋼を素材とし、鍛造後、切削加工等により部品形状とする。その後、時効処
理を行う。時効処理は微細析出物を析出させるように、加熱温度：５５０〜７５０℃、処理時間１０分以上で行う。５５０℃未満では、十分な量の析出物が得られず、７５０℃超えでは析出物が粗大化するため、５５０〜７５０℃とする。なお、より好ましくは５５０〜７００℃とする。  
【００５２】
尚、熱間鍛造を用いた場合、時効処理後、母相を面積率で５０％以上のベイナイト組織でかつベイナイト平均パケットサイズ８０μm以下とするため、ならびに、熱間鍛造後の冷間矯正や切削加工性の観点から、微細析出物が析出しないように、熱間鍛造時の加熱温度を９５０〜１２５０℃、鍛造仕上げ温度を８００℃以上、鍛造仕上げ圧下率を１０％以上、鍛造後の冷却速度を０．５℃／ｓｅｃ超えで行う。
【実施例】
【００５３】
表１に示す組成の鋼（Ｎｏ．１〜１４）を１５０ｋｇ真空溶解炉にて溶製し、圧延を１２００℃加熱、９８０℃仕上げで行い、その後１℃／ｓｅｃで室温まで冷却し５０ｍｍφの棒鋼とした。Ｎｏ．１４は従来材ＪＩＳ  ＳＣＭ４２０である。  
【００５４】
これらの素材をさらに、１１８０℃に加熱後、１０８０℃にて仕上げ圧下率４０％で熱間鍛造を行い、３０ｍｍφとし、１℃／ｓｅｃおよび一部比較として０．１℃／ｓｅｃで室温まで冷却した。なお、これらのミクロ組織は、１℃／ｓｅｃ冷却材がベイナイト主体組織、０．１℃／ｓｅｃ冷却材がフェライトーパーライト組織であった。また、鋼Ｎｏ．２については、比較のため、素材を１１８０℃に加熱後、１０８０℃にて仕上げ圧下率４％で熱間鍛造を行い、４８ｍｍφとし、１℃／ｓｅｃで室温まで冷却した。これらのミクロ組織は、ベイナイト主体組織であった。  
【００５５】
上記素材について、被削性をドリル切削試験により評価した。熱間鍛造材を２０ｍｍ厚に切断したものを試験材として、ＪＩＳ高速度工具鋼ＳＫＨ５１の６ｍｍφのストレートドリルで送り０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、回転数７４５ｒｐｍ、１断面当たり５箇所の貫通穴を開け、ドリルが穿孔不能になるまでの総穴数で評価した。  
【００５６】
また、これらの素材について、硬度を測定した。測定方法は、ビッカース硬度計を用い、試験荷重１０ｋｇにて、素材の横断面について、直径の１／４の位置で４点測定し、それらの平均値を測定値とした。
【００５７】
鋼Ｎｏ．１〜１３は、熱間鍛造材にさらに時効処理を施し、鋼Ｎｏ．１４は熱間鍛造材に焼入・焼戻し処理した後、さらに時効処理を行った。時効処理は５２５〜７７５℃に加熱し、３時間保持して行った。これらの時効処理材について、組織観察、硬度および疲労特性調査を行った。  
【００５８】
組織観察は断面を光学顕微鏡で観察するとともに、析出物を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、組成をエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）により求めた。  
【００５９】
時効処理後の硬さはビッカース硬度計を用い、試験荷重１０ｋｇにて、時効処理材の横断面について、直径の１／４の位置で４点測定し、それらの平均値を測定値とした。
【００６０】
疲労特性は小野式回転曲げ疲労試験により疲労限を求めた。小野式回転曲げ疲労試験片（平行部８ｍｍφ）は熱間鍛造材より採取し、上述した時効処理を施し、作製した。  
【００６１】
表２に試験結果を示す。Ｎｏ．１〜８が本発明例、Ｎｏ．９〜１７が比較例、Ｎｏ．１８がＪＩＳ  ＳＣＭ４２０鋼による従来例である。  
【００６２】
表から明らかなように、Ｎｏ．１〜８の時効処理材は、従来材（Ｎｏ．１８）を焼入・焼戻し処理後時効処理したものより、疲労強度が優れている。時効処理前の素材（熱間鍛造材）の硬度、ドリル切削加工性については、Ｎｏ．１〜８は、硬度は従来材（Ｎｏ．１８）と同等以上で、ドリル切削加工性は従来材（Ｎｏ．１８）と実用上同等レベルである。  
【００６３】
比較例Ｎｏ．９〜１７は化学組成あるいは得られたミクロ組織が本発明範囲外で、疲労強度あるいはドリル加工性に劣る。
【００６４】
Ｎｏ．９は時効処理温度が本発明例より高いため、時効処理後の析出物粒径が大きく、微細析出物量が少ないため、析出強化が不足し、疲労強度が低い。  
【００６５】
Ｎｏ．１０は時効処理温度が本発明例より低いため、時効処理による、微細析出物の生成量が少なく、析出強化が不足し、疲労強度が低い。  
【００６６】
Ｎｏ．１１は熱間鍛造後の冷却速度が本発明例より遅いため、ベイナイト組織が得られず、時効処理による、微細析出物の生成量が少なく、析出強化が不足し、発明例に比べ疲労強度が低い。
【００６７】
Ｎｏ．１２は、熱間鍛造仕上げ圧下率が本発明例より低いため、時効処理後のベイナイト粒径が大きく、ベイナイト粒径が８０μm以下のＮｏ．２に比べ、疲労強度が低下している。  
【００６８】
Ｎｏ．１３はＣが本発明範囲外で高いため、時効処理後の微細析出物量が少なく、十分な析出強化が得られず、従来材より疲労強度が低い。
【００６９】
Ｎｏ．１４はＳｉ、Ｍｎが本発明範囲外で高いため圧延材の硬度が高く、ドリル加工性が従来材の４割程度に低下している。  
【００７０】
Ｎｏ．１５はＴｉが本発明範囲外で低く、Ｃ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）も本発明範囲外で高いため、時効処理後の微細析出物量が少なく、十分な析出強化が得られないため、従来材より疲労強度が低い。  
【００７１】
Ｎｏ．１６はＭｏが本発明範囲外で低いため、時効処理後の微細析出物量が少なく、十分な析出強化が得られないため、従来材より疲労強度が低い。
【００７２】
Ｎｏ．１７はＣ／（Ｔｉ＋Ｍｏ）が本発明範囲外で低いため、時効処理後の微細析出物量が少なく、十分な析出強化が得られないため、従来材より疲労強度が低い。
【００７３】
【表１】
2010215986.tif 000003
【００７４】
【表２】
2010215986.tif 000004
【図１】
2010215986.tif 000005