(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．２０〜１．５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｖ：０．２０〜０．６０％およびＮ：０．０１５％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、さらに、下記の、(1)式で表わされるＦ１が０．８３〜１．１０、(2)式で表わされるＦ２が０．７２〜０．９０、かつ(3)式で表わされるＦ３が０．３３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＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ・・・・・(1)
Ｆ２＝Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ・・・・・(2)
Ｆ３＝Ｖ＋Ｔff・・・・・(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。
(3)式中のＴｉeffは、｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝または０のうちの大きい方の値を指す。ただし、上記のＴｉおよびＮは、その元素の質量％での含有量を意味する。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．２０〜１．５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｖ：０．２０〜０．６０％およびＮ：０．０１５％以下を含有するとともに、下記の〈１〉から〈４〉までのいずれかに属する１種以上の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、さらに、下記の、(1')式で表わされるＦ１’が０．８３〜１．１０、(2')式で表わされるＦ２’が０．７２〜０．９０、かつ(3')式で表わされるＦ３’が０．３３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。
〈１〉Ｍｏ：０．３０％未満
〈２〉Ｂ：０．００５％以下
〈３〉Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：０．６％以下およびＮｂ：０．１％以下ならびに
〈４〉Ｃａ：０．００５％以下およびＢｉ：０．４％以下
Ｆ１’＝Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ＋Ｂeff・・・・・(1')
Ｆ２’＝Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ＋０．２Ｍｏ・・・・・(2')
Ｆ３’＝Ｖ＋Ｔｉeff＋０．３５Ｍｏ＋０．５Ｎｂ・・・・・(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。
(1')式中のＢeffは次の値を指す。
Ｂの含有量が０．０００５％未満の場合：Ｂeff＝０、
Ｂの含有量が０．０００５〜０．００５％の場合：Ｂeff＝０．０５。
(3')式中のＴｉeffは、｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝または０のうちの大きい方の値を指す。ただし、上記のＴｉおよびＮは、その元素の質量％での含有量を意味する。
【請求項３】
機械部品の製造方法であって、請求項１または２に記載の時効硬化性鋼を、１０００℃以上、または該鋼におけるＴｉeffが｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝の場合には１０００℃もしくは下記の(4)式で求められるＴ℃のうちのいずれか高い方の温度以上で加熱し、仕上げ温度が９００℃以上である熱間鍛造を施し、その後０．４〜２℃／秒の平均冷却速度で少なくとも５００℃まで冷却し、さらに、切削加工を施した後に５６０〜７００℃の温度で時効処理を施すことを特徴とする、機械部品の製造方法。
Ｔ＝［−１０４７５／{ｌｏｇ（Ｔｉeff×Ｃ）−５．３３｝］−２７３・・・・・(4)
上記の(4)式中のＣは質量％でのＣの含有量を意味する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、時効硬化性鋼およびその鋼を用いた機械部品の製造方法に関する。より詳しくは、本発明は、熱間鍛造と切削加工によって所定の形状に加工された後、時効硬化処理（以下、単に「時効処理」という。）が施され、当該時効処理によって所望の強度を確保することが行われる自動車、産業機械、建設機械などの機械部品を製造するための鋼、およびその鋼を用いて上記のような機械部品を製造する方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
エンジンの高出力化、燃費向上を目指した軽量化などの観点から、自動車、産業機械、建設機械などの機械部品には、高い疲労強度が要求されている。鋼に高い疲労強度を具備させるだけであれば、合金元素および／または熱処理を利用して鋼の硬さを上げることで、容易に達成できる。しかし、一般に、上記の機械部品は、熱間鍛造により成形され、その後、切削加工によって所定の製品形状に仕上げられる。このため、上記機械部品の素材となる鋼は高い疲労強度とともに十分な被削性を同時に備えていなければならない。
【０００３】
したがって、疲労強度と被削性を両立させるために、良好な被削性が要求される成形段階では硬さを低く抑えることができ、一方、その後に時効処理を施して強度が要求される最終の製品段階では硬さを高くすることができる、種々の技術が開示されている。
【０００４】
例えば、特許文献１には時効硬化性に優れた機械構造用鋼とその鋼材を用いた機械構造用鍛造部材の製造方法が開示されている。
【０００５】
具体的には、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．３０〜０．６０％、Ｃｕ：１．００〜２．００％、Ｎｉ：０．５０〜２．００％、Ａｌ：０．１０〜０．７０％、Ｂ：０．００１０〜０．００３０％、Ｔｉ：０．０１５〜０．０５０％を含有し、さらに、Ｓ：０．００５〜０．０８０％、Ｐｂ：０．００５〜０．３００％、Ｂｉ：０．００５〜０．２００％、Ｔｅ：０．００３〜０．０２０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％から選んだ１種または２種以上を含有し、残部実質的にＦｅからなる「時効硬化性に優れた機械構造用鋼」および、この鋼材を用いて熱間鍛造により部材に成形後、全体あるいは局部的に冷間加工を施し、さらに、４５０℃以上５５０℃以下の温度で３０〜１２０分間保持する時効処理を行うことを特徴とする「耐塑性変形性に優れた機械構造用鍛造部材の製造方法」が開示されている。
【０００６】
特許文献２には次の時効硬化鋼が開示されている。
【０００７】
すなわち、質量％で、Ｃ：０．１１〜０．６０％、Ｓｉ：０．０３〜３．０％、Ｍｎ：０．０１〜２．５％、Ｍｏ：０．３〜４．０％、Ｖ：０．０５〜０．５％およびＣｒ：０．１〜３．０％を含有し、必要に応じて、Ａｌ：０．００１〜０．３％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％、Ｎｂ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｓ：０．０１〜０．２０％、Ｃａ：０．００３〜０．０１０％、Ｐｂ：０．３％以下およびＢｉ：０．３％以下のうちの１種以上を含み、残部がＦｅと不可避的不純物から成り、各成分間では、
４Ｃ＋Ｍｎ＋０．７Ｃｒ＋０．６Ｍｏ−０．２Ｖ≧２．５、
Ｃ≧Ｍｏ／１６＋Ｖ／５．７、
Ｖ＋０．１５Ｍｏ≧０．４
を満たす関係が成立しており、圧延、鍛造、または溶体化処理後に、温度８００℃から３００℃の間は０．０５〜１０℃／秒の平均冷却速度で冷却され、時効処理前においては、ベイナイト組織の面積率が５０％以上で、かつ硬さは４０ＨＲＣ以下であり、時効処理によって、硬さが時効処理前の硬さよりも７ＨＲＣ以上高くなることを特徴とする「時効硬化鋼」が開示されている。
【０００８】
特許文献３には次のベイナイト鋼が開示されている。
【０００９】
すなわち、質量％で、Ｃ：０．１４〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．７０％、Ｍｎ：１．１０〜２．３０％、Ｓ：０．００３〜０．１２０％、Ｃｕ：０．０１〜０．４０％、Ｎｉ：０．０１〜０．４０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ｍｏ：０．０１〜０．３０％、および、Ｖ：０．０５〜０．４５％を含有し、必要に応じて、Ｔｉ：０．００１〜０．１００％、および、Ｃａ：０．０００３〜０．０１００％から選択される１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
１３［Ｃ］＋８［Ｓｉ］＋１０［Ｍｎ］＋３［Ｃｕ］＋３［Ｎｉ］＋２２［Ｍｏ］＋１１［Ｖ］≦３０、
５［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋２［Ｍｎ］＋３［Ｃｒ］＋２［Ｍｏ］＋４［Ｖ］≦７．３、
２．４≦０．３［Ｃ］＋１．１［Ｍｎ］＋０．２［Ｃｕ］＋０．２［Ｎｉ］＋１．２［Ｃｒ］＋１．１［Ｍｏ］＋０．２［Ｖ］≦３．１、
２．５≦［Ｃ］＋［Ｓｉ］＋４［Ｍｏ］＋９［Ｖ］、
［Ｃ］≧［Ｍｏ］／１６＋［Ｖ］／３
を満たすことを特徴とする「ベイナイト鋼」が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２００１−１０７１７６号公報
【特許文献２】特開２００６−３７１７７号公報
【特許文献３】特開２０１１−２３６４５２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
特許文献１で開示された機械構造用鋼は、時効処理前の被削性は良好であるが、具体的な例として開示されている実施例１〜８では、時効後の硬さが３２５ＨＶ未満である。また、高い疲労強度を得るとともに、耐塑性変形性向上から高い０．２％耐力を得るためには、時効処理の前に冷間加工を施さなければならない。
【００１２】
特許文献２で開示された鋼は、０．３〜４．０質量％という多量のＭｏを含有することが必須の要件となっている。しかし、Ｍｏは高価な元素である。したがって、Ｍｏの含有量をできるだけ少なくして素材コストを下げたいという産業界の要望に応えることができる技術ではない。
【００１３】
特許文献３で開示された鋼は、合金元素の含有量を、特定のパラメータ式を満たすように調整することで、時効処理前（熱間鍛造後）の硬さが３００ＨＶ以下となっている。しかし、特許文献４に係るベイナイト鋼の具体的な例として開示されている実施例１〜２１の鋼の多くは、具体的には、２１鋼種のうちの１５鋼種は、硬さが２９０ＨＶ以上であり、辛うじて切削加工を行えるものの、量産品の硬さとしては十分に低いとはいえない。また、時効処理前（熱間鍛造後）の硬さが２９０ＨＶを下回るものについては、時効処理後の硬さが３２５ＨＶ未満であり、高い疲労強度が必要な部品にとっては十分に高い硬さが得られているとはいえない。
【００１４】
そこで、本発明の目的は、下記の＜１＞および＜２＞を満たす時効硬化性鋼を提供することにある。
【００１５】
＜１＞熱間鍛造後に切削加工を施して所定の形状に加工するに際しては、たとえ熱間鍛造後の冷却速度に差が生じた場合であっても、切削加工前硬さである熱間鍛造後の硬さが十分に低く、被削性に優れること。
【００１６】
＜２＞Ｍｏの含有量が少なくても、切削加工の後に施される時効処理によって硬化し、機械部品に所望の疲労強度を具備させることができること。
【００１７】
具体的には、本発明の目的は、Ｍｏを含有する場合であってもその量は、０．３０質量％未満であり、熱間鍛造後に、油冷等の急冷を行わずとも、例えば、大気中での放冷または風冷など０．４〜２℃／秒の平均冷却速度で冷却した状態での硬さ（つまり、時効処理前の硬さ）が２９０ＨＶ以下であり、時効処理後の硬さが３２５ＨＶ以上、かつ後述する疲労強度が３９０ＭＰａ以上となる時効硬化性鋼を提供することである。
【００１８】
さらに、上記の時効硬化性鋼を用いて機械部品を製造する方法を提供することも本発明の目的である。
【課題を解決するための手段】
【００１９】
本発明者らは、前記の課題を解決するために、まず、化学組成を種々に調整した鋼を用いて、時効処理中に析出させる元素についての基礎的な調査を実施した。その結果、下記（ａ）〜（ｆ）の知見を得た。
【００２０】
（ａ）時効処理中に析出物を生成させるための元素は、時効処理温度での化合物（２次相）の生成能が強いことに加えて、熱間鍛造中にはマトリックスに固溶した状態で存在するものでなければならない。したがって、析出開始温度があまり高い元素は不適当であり、Ｖを用いるのがよい。
【００２１】
（ｂ）Ｖの場合、高温からの放冷時の炭化物の析出ピークが７５０〜７００℃程度であって、例えば、Ｎｂ、Ｔｉなど他の炭化物形成元素と比べて低い。しかも、例えば、０．３質量％のＶと０．１質量％のＣを含む鋼においては、Ｖは一旦マトリックス中に固溶すると８５０℃付近までは析出しないため、熱間鍛造中の析出を抑制することが比較的容易である。
【００２２】
（ｃ）ＭｏはＶと同様に、炭化物の析出温度が比較的低く、時効硬化に活用しやすい元素である。しかし、Ｍｏを主体とする析出物により鋼を硬化させるためには、例えば、０．３０質量％を超えるような多量のＭｏを含有させる必要がある。ただし、Ｖを０．２０質量％以上含有した鋼にＭｏを複合的に含有させれば、０．３０質量％未満のＭｏ含有量であっても、Ｍｏが時効硬化能の向上に寄与するようになる。
【００２３】
（ｄ）時効処理前の段階で固溶Ｖを確保するために必要な事項の一つは、熱間鍛造時の固溶Ｎを減らすことである。熱間鍛造時に固溶Ｎが多く存在すると、鍛造中および鍛造後の冷却中に当該固溶ＮはＶと結びついてＶＮとして析出してしまう。Ｎは鋼中に不可避的に混入する元素であって、ＶＮが析出を開始する温度はＶＣよりも高い。例えば、０．２質量％のＶと０．０１５質量％のＮを含有する鋼におけるＶＮの析出開始温度は、公知のＶＮの溶解度積を用いて計算すると、１１５０〜１１００℃程度である。この温度は一般的な熱間鍛造温度に相当する。したがって、熱間鍛造時の固溶Ｎを減らすために、Ｔｉを含有させる必要がある。
【００２４】
（ｅ）時効処理前の段階で固溶Ｖを確保するために必要な事項のもう一つは、熱間鍛造後の組織の主相（つまり、面積率が７０％以上の相）をベイナイトにすることである。上記の面積率とは、後述の方法により、鋼材の断面の二次元写真から同定した相が鋼の組織中で占める割合を意味する。
【００２５】
（ｆ）ＶＣは、オーステナイトがフェライトへ変態する際に相界面で析出しやすい。したがって、熱間鍛造後の冷却中に初析フェライトが多量に生成した場合には、ＶＣが相界面で析出し、固溶Ｖの量が減少するので、後に行う時効処理中に析出して鋼を所望の硬さである３２５ＨＶ以上に硬化するのに必要な量の固溶Ｖが確保できなくなる。
【００２６】
そこで次に、本発明者らは、０．２０質量％以上のＶを含む鋼について、鋼の化学組成を種々に変化させて、熱間鍛造後の冷却速度に差が生じた場合でも、組織のベイナイトの面積率が安定して高くなるための条件を調査した。さらに、それらの鋼に時効処理を施した際の時効硬化能を調査した。その結果、下記（ｇ）〜（ｉ）の知見を得た。
【００２７】
（ｇ）熱間鍛造後、０．４〜２℃／秒の平均冷却速度で冷却した状態の組織は、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＢの含有量と密接な相関を有する。すなわち、上記元素の含有量が、後述する焼入れ性の指標を示す(1)式または(1')式で表される値が特定の範囲であれば、固溶Ｖの確保に有害な初析フェライトの多量の析出が抑制されるとともに、被削性に悪影響を及ぼすマルテンサイトの多量の析出をも抑制できる。このため、容易に、ベイナイトを主相とする組織、特に、面積率で７０％以上がベイナイトである組織になり、熱間鍛造後の平均冷却速度が０．４〜２℃／秒の範囲であれば、その範囲内で冷却速度が変化したとしても、硬さは安定して低くなる。
【００２８】
（ｈ）Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＢの含有量が上記（ｇ）で述べた(1)式または(1')式が特定の範囲を満たすだけでは、固溶強化などの作用によって、時効処理前の硬さが高くなるので被削性が低下することがある。
【００２９】
（ｉ）一方、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＶおよびＭｏの含有量が、後述する時効処理前の硬さの指標を示す(2)式または(2')式で表される値が特定の範囲であれば、上記時効処理前の硬さを低く保つことができるので、良好な被削性が得られる。
【００３０】
そこでさらに、本発明者らは、０．２０質量％以上のＶを含み、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＢの含有量が上記の（ｇ）および（ｉ）で述べた条件をともに満たす鋼を熱間鍛造し、種々の冷却速度で冷却した後に時効処理を施し、時効処理後の硬さが３２５ＨＶ以上となる条件を調査した。その結果、下記の（ｊ）〜（ｌ）の知見を得た。
【００３１】
（ｊ）時効処理後の硬さは、「（イ）時効処理前の硬さ」に、「（ロ）時効処理中の析出強化代」を足し合わせ、さらに「（ハ）時効処理中のマトリックスの焼きなまし代」を差し引いたものである。
【００３２】
（ｋ）上記（ｇ）で述べた焼入れ性の指標となる(1)式または(1')式で表される値を特定の範囲とし、（ｉ）で述べた時効処理前の硬さの指標となる(2)式または(2')式で表される値を特定の範囲とすることで、（ハ）の時効処理中のマトリックスの焼きなまし代が大きくならないように抑制しつつ、（イ）の時効処理前の硬さを大きくすることが可能となるが、それだけでは、時効処理後の硬さを３２５ＨＶ以上とすることはできない。
【００３３】
（ｌ）時効処理後の硬さを３２５ＨＶ以上とするために必要なもう一つの条件は、（ロ）の時効処理中の析出強化代を大きくすることである。このためには、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｏの含有量が後述する時効硬化能の指標を示す(3)式または(3')式で表される条件を満足する必要がある。
【００３４】
本発明は、上記の知見を基にしてなされたもので、その要旨は、下記（１）および（２）に示す時効硬化性鋼ならびに（３）に示す上記時効硬化性鋼を用いた機械部品の製造方法にある。
【００３５】
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．２０〜１．５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｖ：０．２０〜０．６０％およびＮ：０．０１５％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、さらに、下記の、(1)式で表わされるＦ１が０．８３〜１．１０、(2)式で表わされるＦ２が０．７２〜０．９０、かつ(3)式で表わされるＦ３が０．３３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＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ・・・・・(1)
Ｆ２＝Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ・・・・・(2)
Ｆ３＝Ｖ＋Ｔｉeff・・・・・(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。
(3)式中のＴｉeffは、｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝または０のうちの大きい方の値を指す。ただし、上記のＴｉおよびＮは、その元素の質量％での含有量を意味する。
【００３６】
（２）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．２０〜１．５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．２０％、Ｖ：０．２０〜０．６０％およびＮ：０．０１５％以下を含有するとともに、下記の〈１〉から〈４〉までのいずれかに属する１種以上の元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、さらに、下記の、(1')式で表わされるＦ１’が０．８３〜１．１０、(2')式で表わされるＦ２’が０．７２〜０．９０、かつ(3')式で表わされるＦ３’が０．３３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。
〈１〉Ｍｏ：０．３０％未満
〈２〉Ｂ：０．００５％以下
〈３〉Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：０．６％以下およびＮｂ：０．１％以下ならびに
〈４〉Ｃａ：０．００５％以下およびＢｉ：０．４％以下
Ｆ１’＝Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ＋Ｂeff・・・・・(1')
Ｆ２’＝Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ＋０．２Ｍｏ・・・・・(2')
Ｆ３’＝Ｖ＋Ｔｉeff＋０．３５Ｍｏ＋０．５Ｎｂ・・・・・(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。
(1')式中のＢeffは次の値を指す。
Ｂの含有量が０．０００５％未満の場合：Ｂeff＝０、
Ｂの含有量が０．０００５〜０．００５％の場合：Ｂeff＝０．０５。
(3')式中のＴｉeffは、｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝または０のうちの大きい方の値を指す。ただし、上記のＴｉおよびＮは、その元素の質量％での含有量を意味する。
【００３７】
（３）機械部品の製造方法であって、上記（１）または（２）に記載の時効硬化性鋼を、１０００℃以上、または該鋼におけるＴｉeffが｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝の場合には１０００℃もしくは下記の(4)式で求められるＴ℃のうちのいずれか高い方の温度以上で加熱し、仕上げ温度が９００℃以上である熱間鍛造を施し、その後０．４〜２℃／秒の平均冷却速度で少なくとも５００℃まで冷却し、さらに、切削加工を施した後に５６０〜７００℃の温度で時効処理を施すことを特徴とする、機械部品の製造方法。
Ｔ＝［−１０４７５／{ｌｏｇ（Ｔｉeff×Ｃ）−５．３３｝］−２７３・・・・・(4)
上記の(4)式中のＣは質量％でのＣの含有量を意味する。
【００３８】
「加熱温度」は加熱炉の炉内温度の平均値を意味する。同様に、「時効処理」の温度も加熱炉の炉内温度の平均値を意味する。
【００３９】
熱間鍛造の「仕上げ温度」は、熱間鍛造で所定の形状に成形した際の被処理材の表面の温度を指す。同様に、熱間鍛造後に０．４〜２℃／秒の平均冷却速度で冷却する温度も被処理材の表面の温度を指す。
【００４０】
熱間鍛造後の５００℃までの「平均冷却速度」は、上記熱間鍛造の仕上げ温度と５００℃との温度差を、熱間鍛造後５００℃まで冷却するのに要した時間で除したものを指す。
【発明の効果】
【００４１】
本発明の時効硬化性鋼は、自動車、産業機械、建設機械などの機械部品の素材として使用することができる。また、本発明の鋼を使用して本発明の方法によって機械部品を製造すれば、熱間鍛造と切削加工を施して所定の形状に加工するに際しては、切削加工前硬さである熱間鍛造後の硬さが低く被削性に優れ、しかも、切削加工の後に施される時効処理によって３２５ＨＶ以上に硬化し、３９０ＭＰａ以上という所望の疲労強度を有する機械部品が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】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。
【発明を実施するための形態】
【００４３】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００４４】
（Ａ）化学組成：
Ｃ：０．０５〜０．２５％
Ｃは、Ｖと結合して炭化物を形成し、鋼を強化する。しかしながら、Ｃの含有量が０．０５％未満では、ＶＣの析出駆動力が小さくなってＶＣが析出し難くなるため、所望の強化効果が得られない。一方、Ｃの含有量が０．２５％を超えると、Ｖと結合しないＣがＦｅと炭化物を形成し、時効処理前の組織を強化してしまう。また、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、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、ＣがＦｅと炭化物を形成したり、部分的にマルテンサイトが混入するようになると、被削性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０５〜０．２５％とした。Ｃの含有量は０．０７％以上とすることが好ましい。一方、Ｃの含有量は０．２２％以下とすることが好ましく、０．２０％未満とすることが一層好ましい。
【００４５】
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、製鋼時の脱酸元素として有用であると同時に、マトリックスに固溶して鋼の強度を向上させる作用を有する。これらの効果を十分に得るためには、Ｓｉは０．０５％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｓｉの含有量が過剰になると、鋼の熱間加工性および被削性の低下を招き、特に、その含有量が０．５０％を超えると、鋼の熱間加工性および被削性の低下が著しくなる。さらに、Ｓｉは初析フェライトの生成を促進するため、安定的にベイナイトを得るためには、過剰に含有することは好ましくない。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５〜０．５０％とした。Ｓｉの含有量は０．０８％以上とすることが好ましい。一方、Ｓｉの含有量は０．３５％以下とすることが好ましく、０．３０％未満とすることが一層好ましい。
【００４６】
Ｍｎ：１．２〜２．５％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、組織の主相をベイナイトにする効果を持つ。熱間鍛造後の冷却速度によらず、硬さを一定範囲内とするためには、冷却速度が遅くなった場合でも初析フェライトの生成量をできるだけ少なくする必要があり、そのためには十分な量のＭｎを含有させなければならない。また、Ｍｎは、鋼中でＭｎＳを形成して被削性を向上させる作用を有する。これらの効果を十分に得るためには、Ｍｎは少なくとも１．２％の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｍｎの含有量が２．５％を超えると、焼入れ性が過剰になって、マルテンサイトが生成するようになる。さらに、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２．５％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１．２〜２．５％とした。Ｍｎの含有量は１．３％以上とすることが好ましく、１．５％以上とすることが一層好ましい。一方、Ｍｎの含有量は２．３％以下とすることが好ましい。
【００４７】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、不純物として不可避的に含有される元素であり、靱性を低下させる。Ｐの含有量が０．０５％を超えると、靱性の低下が非常に著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０５％以下とした。Ｐの含有量は０．０４％以下とすることが好ましい。
【００４８】
Ｓ：０．１０％以下
Ｓは、不純物として不可避的に含有される元素である。他方、Ｓは鋼中でＭｎと結合しＭｎＳを形成して被削性を向上させるので、被削性を重視するときには積極的に含有させる。被削性向上の効果を十分に得るにはＳ含有量を０．０１％以上とすることが望ましい。しかしながら、Ｓの含有量が高くなると、Ｍｎの固溶量は少なくなり、また粗大化したＭｎＳが疲労破壊の起点となるため疲労強度が低下する。特に、Ｓの含有量が０．１０％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．１０％以下とした。より高い疲労強度が要求される場合には、Ｓの含有量は０．０５％未満とすることが好ましく、０．０２％以下とすることが一層好ましい。一方、疲労強度よりもＳの被削性改善効果を優先して積極的に含有させる場合には、０．０５％以上のＳを含有させるのが好ましい。
【００４９】
Ｃｒ：０．２０〜１．５％
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。熱間鍛造される部品の形状や大きさによらず、硬さを一定範囲内とするためには、冷却速度が遅くなった場合でも初析フェライトの生成量をできるだけ少なくする必要があり、そのためには十分な量のＣｒを含有させなければならない。なお、焼入れ性を高める効果を持つこと自体は、ＣｒとＭｎとでほぼ同じであるが、Ｍｎのみを含有させて焼入れ性を高めた場合は、Ｍｎの偏析のために、部品の部位ごとの硬さのバラツキが大きくなる可能性がある。そのため、焼入れ性を担う元素としては上述した量のＭｎに加えて、０．２０％以上のＣｒも含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が１．５％を超えると、焼入れ性が過剰になって、マルテンサイトの生成を招き、被削性が劣化する。したがって、Ｃｒの含有量を０．２０〜１．５％とした。Ｃｒの含有量は０．２５％以上とすることが好ましく、０．３０％以上とすることが一層好ましい。Ｃｒの含有量は１．３％以下とすることが好ましく、１．０％未満とすることが一層好ましい。
【００５０】
Ａｌ：０．０６％以下
Ａｌは、不純物として不可避的に含有される元素である。Ａｌは、脱酸を目的に意図して含有させる場合もある。脱酸効果を十分に得るには、Ａｌは０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、鋼中のＡｌの残留量が０．０６％を超えると靱性が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．０６％以下とした。Ａｌの含有量は０．０５％以下とすることが好ましい。
【００５１】
Ｔｉ：０．００５〜０．２０％
Ｔｉは、ＴｉＮとしてＮを固定することによって、熱間鍛造中および鍛造後の冷却中におけるＶＮの析出を抑制する。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の析出を抑制することは、時効硬化能の増大に寄与する。この効果を十分に得るためには、Ｔｉは０．００５％以上の含有量とする必要がある。また、固溶状態のＴｉは、時効処理によりＶと複合的に析出するので、硬さを上昇させる効果がある。なお、後述する量のＮを固定するために使われる以上のＴｉを含有させることによって、上記の効果を安定して得ることができる。しかし、Ｔｉの含有量が０．２０％よりも多くなると、鍛造時の加熱中においても粗大なＴｉＣが析出し、靱性を低下させてしまう。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．２０％とした。Ｔｉの含有量は０．１５％以下とすることが好ましい。一方、Ｔｉの含有量は０．０１０％以上とすることが好ましく、０．０２０％以上とすることが一層好ましい。
【００５２】
Ｖ：０．２０〜０．６０％
Ｖは、本発明の鋼における最も重要な元素である。Ｖは、時効処理の際にＣと結合して微細なＶＣを形成することで、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、ＮｂおよびＴｉと複合して析出し、時効硬化能を一層高める効果もある。これらの効果を十分に得るためには、Ｖは０．２０％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０．６０％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０．６０％を超えると、被削性も著しく低下する。したがって、Ｖの含有量を０．２０〜０．６０％とした。被削性を重視する場合のＶの含有量は、０．５５％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。一方、強度を重視する場合のＶの含有量は、０．２２％以上とすることが好ましく、０．２５％以上とすることが一層好ましい。
【００５３】
Ｎ：０．０１５％以下
Ｎは、本発明鋼においてはＶをＶＮとして固定してしまうため、好ましくない元素である。すなわち、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。その含有量が多くなりすぎると、Ｎを固定するためにＴｉの含有量を増やす必要があるが、それに伴って生成されるＴｉＮは粗大になって靱性を低下させる。したがって、上限を設け、Ｎの含有量を０．０１５％以下とした。Ｎの含有量は０．０１２％以下とすることが好ましく、０．０１０％未満とすることが一層好ましい。
【００５４】
本発明の時効硬化性鋼の一つは、上述のＣからＮまでの元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、さらに、前記の、(1)式で表わされるＦ１が０．８３〜１．１０、(2)式で表わされるＦ２が０．７２〜０．９０、かつ(3)式で表わされるＦ３が０．３３以上である化学組成を有する鋼である。
【００５５】
なお、不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に原料の鉱石、スクラップ、耐火物などから、あるいは製造環境から混入するものを指す。
【００５６】
Ｆ１〜Ｆ３については、Ｆ１’〜Ｆ３’とともに後述する。
【００５７】
本発明の時効硬化性鋼の他の一つは、上述のＣからＮまでの元素を含有するとともに、前記の〈１〉から〈４〉までのいずれかに属する１種以上の元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、さらに、前記の、(1')式で表わされるＦ１’が０．８３〜１．１０、(2')式で表わされるＦ２’が０．７２〜０．９０、かつ(3')式で表わされるＦ３’が０．３３以上である化学組成を有する鋼である。
【００５８】
以下、〈１〉〜〈４〉のそれぞれに属する任意元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
【００５９】
〈１〉Ｍｏ：０．３０％未満
Ｍｏは、焼入れ性を高め、熱間鍛造後の組織の主相をベイナイトとするとともに、その面積率を大きくする作用を有する。Ｍｏは、０．２０％以上のＶを含有する鋼において、Ｖと複合的に炭化物を形成して、時効硬化能を大きくする作用も有する。このため、必要に応じてＭｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏは非常に高価な元素であるため、含有量が多くなると鋼の製造コストが増大してしまう。したがって、含有させる場合のＭｏの量を０．３０％未満とした。含有させる場合のＭｏの量は０．２５％以下とすることが好ましい。
【００６０】
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、０．０５％以上とすることが望ましく、０．１０％以上とすることが一層望ましい。
【００６１】
〈２〉Ｂ：０．００５％以下
Ｂは、本発明鋼の焼入れ性を高め、熱間鍛造後の組織の主相となるベイナイトの面積率を大きくする作用を有する。このため、必要に応じてＢを含有させてもよい。しかしながら、Ｂの含有量が０．００５％を超えると上記の効果は飽和する。したがって、含有させる場合のＢの量を０．００５％以下とした。含有させる場合のＢの量は０．００３％以下とすることが好ましい。
【００６２】
一方、前記したＢの焼入れ性を高めてベイナイトの面積率を大きくする効果を安定して得るためには、含有させる場合のＢの量は、０．０００５％以上とすることが望ましい。
【００６３】
〈３〉Ｃｕ：０．６％以下、Ｎｉ：０．６％以下およびＮｂ：０．１％以下
Ｃｕ、ＮｉおよびＮｂは、いずれも、疲労強度を高める作用を有する。このため、より大きな疲労強度を得たい場合には、これらの元素を以下に述べる範囲で含有させてもよい。
【００６４】
Ｃｕ：０．６％以下
Ｃｕは、疲労強度を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＣｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が０．６％を超えると、熱間加工性が低下する。したがって、含有させる場合のＣｕの量を０．６％以下とした。含有させる場合のＣｕの量は０．５％以下とすることが好ましい。
【００６５】
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、０．１％以上とすることが望ましい。
【００６６】
Ｎｉ：０．６％以下
Ｎｉは、疲労強度を向上させる作用を有する。さらに、Ｎｉは、Ｃｕによる熱間加工性の低下を抑制する作用も有する。このため、必要に応じてＮｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が０．６％を超えると、コストが嵩むことに加えて上記の効果も飽和する。したがって、含有させる場合のＮｉの量を０．６％以下とした。含有させる場合のＮｉの量は０．５％以下とすることが好ましい。
【００６７】
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、０．１％以上とすることが望ましい。
【００６８】
Ｎｂ：０．１％以下
Ｎｂは、Ｖと複合的に炭化物を形成することで、鋼の時効硬化能を向上させて疲労強度を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＮｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．１％を超えると、鍛造時の加熱中に粗大なＮｂ炭窒化物が生成し、靱性を劣化させる。したがって、含有させる場合のＮｂの量を０．１％以下とした。含有させる場合のＮｂの量は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。
【００６９】
一方、前記したＮｂの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｂの量は、０．００５％以上とすることが望ましい。
【００７０】
上記のＣｕ、ＮｉおよびＮｂは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。含有させる場合の上記元素の合計含有量は、Ｃｕ、ＮｉおよびＮｂの含有量がそれぞれの上限値である場合の１．３％であってもよいが、１．０％以下とすることが好ましく、０．６％とすることが一層好ましい。
【００７１】
〈４〉Ｃａ：０．００５％以下およびＢｉ：０．４％以下
ＣａおよびＢｉは、いずれも、被削性を高める作用を有する。このため、より良好な被削性を得たい場合には、これらの元素を以下に述べる範囲で含有させてもよい。
【００７２】
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、被削性を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＣａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が０．００５％を超えると、熱間加工性の低下をきたす。したがって、含有させる場合のＣａの量を０．００５％以下とした。含有させる場合のＣａの量は０．００３５％以下とすることが好ましい。
【００７３】
一方、前記したＣａの被削性向上効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣａの量は、０．０００５％以上とすることが望ましい。
【００７４】
Ｂｉ：０．４％以下
Ｂｉは、被削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０．４％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の量を０．４％以下とした。含有させる場合のＢｉの量は０．３％以下とすることが好ましい。
【００７５】
一方、前記したＢｉの被削性向上効果を安定して得るためには、含有させる場合のＢｉの量は、０．０３％以上とすることが望ましい。
【００７６】
上記のＣａおよびＢｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。含有させる場合のこれらの元素の合計含有量は、ＣａおよびＢｉの含有量がそれぞれの上限値である場合の０．４０５％であってもよいが、０．３％以下とすることが好ましい。
【００７７】
Ｆ１またはＦ１’：０．８３〜１．１０
本発明の時効硬化性鋼は、前記ＭｏからＢｉまでの任意元素を含まない場合には、
Ｆ１＝Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ・・・・・(1)
で表されるＦ１が、前記ＭｏからＢｉまでの任意元素を１種以上含む場合には、
Ｆ１’＝Ｃ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．６Ｍｏ＋Ｂeff・・・・・(1')
で表されるＦ１’が、それぞれ、０．８３〜１．１０でなければならない。
【００７８】
既に述べたとおり、上記の(1)式および(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。(1')式中のＢeffは、Ｂの含有量が０．０００５％未満の場合、「Ｂeff＝０」で、一方、Ｂの含有量が０．０００５〜０．００５％の場合、「Ｂeff＝０．０５」である。
【００７９】
Ｆ１とＦ１’は、焼入れ性に対する指標であって、上記の条件を満たせば、熱間鍛造後の組織がベイナイト主体のものになり、かつ、熱間鍛造後の冷却速度が０．４〜２℃／秒の範囲で変化したとしても、硬さに及ぼす影響が小さくなる。
【００８０】
Ｆ１またはＦ１’が０．８３未満の場合、熱間鍛造後の冷却速度が比較的遅い場所では、組織にフェライトが混入し、時効処理前の硬さが上昇するとともに、時効硬化能が小さくなる。一方、Ｆ１またはＦ１’が１．１０を超えると、熱間鍛造後の冷却速度が比較的速い場所では組織にマルテンサイトが混入するため、被削性が劣化する。
【００８１】
Ｆ１とＦ１’は、０．８４以上であることが好ましく、０．８５以上であることが一層好ましい。一方、Ｆ１とＦ１’は、１．０５以下であることが好ましく、１．００以下であることが一層好ましい。
【００８２】
Ｆ２またはＦ２’：０．７２〜０．９０
本発明の時効硬化性鋼は、前記ＭｏからＢｉまでの任意元素を含まない場合には、
Ｆ２＝Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ・・・・・(2)
で表されるＦ２が、前記ＭｏからＢｉまでの任意元素を１種以上含む場合には、
Ｆ２’＝Ｃ＋０．１Ｓｉ＋０．２Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＋０．３５Ｖ＋０．２Ｍｏ・・・・・(2')
で表されるＦ２’が、それぞれ、０．７２〜０．９０でなければならない。
【００８３】
既に述べたとおり、上記の(2)式および(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。
【００８４】
Ｆ２とＦ２’は、時効処理前の硬さを示す指標である。本発明の時効硬化性鋼が、上記のＦ１またはＦ１’の条件を満たすだけでは、時効処理前の硬さが低すぎて、時効処理を施しても高強度化が困難になる場合、または時効処理前の硬さが高くなりすぎて、良好な被削性が確保できなくなる場合がある。
【００８５】
すなわち、本発明の時効硬化性鋼が、上記のＦ１またはＦ１’の条件を満たしても、Ｆ２またはＦ２’が０．７２未満であれば、熱間鍛造後の硬さが低くなりすぎるため、組織をベイナイトとして、十分な時効硬化能を与えた場合においても、時効処理後の硬さを３２５ＨＶ以上にすることが困難となる。一方、Ｆ２またはＦ２’が０．９０を超えると、たとえＦ１またはＦ１’が上記の条件を満たして、組織にマルテンサイトが混入するのが抑制されても、ベイナイト組織の硬さが高くなりすぎるため、被削性が劣化する。
【００８６】
しかしながら、本発明の時効硬化性鋼が、Ｆ１が０．８３〜１．１０を満たした上で、Ｆ２が０．７２〜０．９０を満たせば、または、Ｆ１’が０．８３〜１．１０を満たした上で、Ｆ２’が０．７２〜０．９０を満たせば、時効処理前の硬さは冷却速度が０．４〜２℃／秒の範囲で差が生じても、２６０〜２９０ＨＶの範囲になるため、被削性が劣化することがなく、時効処理後の高強度化が困難になることもない。
【００８７】
Ｆ２とＦ２’は、０．７３以上であることが好ましく、０．７４以上であることが一層好ましい。一方、Ｆ２とＦ２’は、０．８８以下であることが好ましく、０．８６以下であることが一層好ましい。
【００８８】
Ｆ３またはＦ３’：０．３３以上
本発明の時効硬化性鋼は、前記ＭｏからＢｉまでの任意元素を含まない場合には、
Ｆ３＝Ｖ＋Ｔｉeff・・・・・(3)
で表されるＦ３が、前記ＭｏからＢｉまでの任意元素を１種以上含む場合には、
Ｆ３’＝Ｖ＋Ｔｉeff＋０．３５Ｍｏ＋０．５Ｎｂ・・・・・(3')
で表されるＦ３’が、それぞれ、０．３３以上でなければならない。
【００８９】
既に述べたとおり、上記の(3)式および(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。また、Ｔｉeffは、｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝または０のうちの大きい方の値を指す。ただし、上記のＴｉおよびＮは、その元素の質量％での含有量を意味する。
【００９０】
上記のＴｉeffは、具体的には、時効処理直前での固溶Ｔｉ量、つまり、炭化物を時効析出するのに活用可能なＴｉ量（以下、「有効Ｔｉ量」という。）を意味し、全Ｔｉ量からＮによって固定されるＴｉの量を差し引いた値である。ＴｉＮは溶解度が非常に小さく、一度析出したＴｉＮは、通常の溶体化処理温度では再固溶させることはできない。そのため、炭化物を時効析出するのに活用可能なＴｉ量は、全Ｔｉ量から、ＴｉＮとして固定される量を引いた量となる。なお、ＴｉＣも溶解温度が高いため、Ｔｉeffが０よりも大きくなる場合、つまりＴｉeffが｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝の場合は、熱間鍛造時の加熱条件によっては、加熱中にＴｉＣが析出してしまう場合がある。しかしながら、Ｔｉeffが０よりも大きくなる場合は、熱間鍛造時の加熱条件を、例えば、１０００℃または後述の(4)式で求められるＴ℃のうちのいずれか高い方の温度以上を満足するように制御することによって、ＴｉＣの析出を抑制することができる。したがって、有効Ｔｉ量に及ぼすＣ含有量の影響は無視してもよい。
【００９１】
Ｆ３とＦ３’は、時効硬化能、すなわち時効処理による硬さの増加代を示す指標である。
【００９２】
Ｆ１とＦ２が上述した条件を満たした上でＦ３が、またはＦ１’とＦ２’が上述した条件を満たした上でＦ３’が、０．３３以上であれば、時効処理による硬さの増加代が大きくなり、時効処理前の硬さが２９０ＨＶ以下であっても、時効処理後の硬さを３２５ＨＶ以上とすることができる。
【００９３】
しかしながら、たとえ、上記のＦ１またはＦ１’の条件と、Ｆ２またはＦ２’の条件とを満たしても、Ｆ３またはＦ３’が０．３３未満であれば、時効硬化能が小さくなる。このため、特に時効処理前の硬さが２９０ＨＶ以下である部品を時効処理した場合の時効処理後の硬さが、３２５ＨＶ以上になることはない。
【００９４】
Ｆ３とＦ３’は、０．３４以上であることが好ましく、０．３５以上であることが一層好ましい。
【００９５】
なお、Ｆ１が０．８３〜１．１０、かつＦ２が０．７２〜０．９０であれば、Ｆ３は、いくら大きくてもよく、Ｖの含有量が上限の０．６０％、Ｔｉの含有量の上限の０．２０％で、Ｎの含有量が０％に近い場合の０．８０に近い値でもよい。
【００９６】
同様に、Ｆ１’が０．８３〜１．１０、かつＦ２’が０．７２〜０．９０であれば、Ｆ３’は、いくら大きくてもよく、Ｖの含有量が上限の０．６０％、Ｔｉの含有量が上限の０．２０％、Ｎｂの含有量が上限の０．１０％、Ｎの含有量が０％に近く、Ｍｏの含有量が０．３０％に近い場合の０．９６に近い値でもよい。
【００９７】
本発明の時効硬化性鋼の製造方法は特に限定するものではなく、一般的な方法で溶製して化学組成を調整すればよい。
【００９８】
（Ｂ）本発明に係る機械部品の製造方法：
本発明に係る機械部品は、Ｖの析出強化の効果を十分に得るために、所定の手法によって熱間鍛造とその後の冷却を行い、さらに、切削加工を施した後、時効処理を施す。以下、このことについて説明する。
【００９９】
熱間鍛造に供する材料（熱間鍛造用素材）としては、インゴットを分塊圧延したビレット、連続鋳造材を分塊圧延したビレット、あるいはこれらのビレットを熱間圧延または熱間鍛造した棒鋼など、どのようなものでよい。しかしながら、熱間鍛造用素材の化学組成は前記（Ａ）項で述べたものでなければならない。
【０１００】
（Ｂ−１）熱間鍛造とその後の冷却：
Ｔｉの含有量を、ＴｉＮとして固定される以上に増やして時効処理時にＶとの複合炭化物として析出させる場合には、熱間鍛造時の加熱段階で固溶状態のＴｉが存在している必要がある。したがって、ＴｉＮとして固定される以上の量のＴｉを含有する鋼の場合、すなわち、Ｔｉeffが｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝の鋼の場合には、熱間鍛造時の加熱温度が、ＴｉＣの固溶温度を超える必要がある。具体的には、１０００℃または公知のＴｉＣの溶解度積を変形した下記の(4)式で求められるＴ℃のうちのいずれか高い方の温度以上で加熱する必要がある。
Ｔ＝［−１０４７５／{ｌｏｇ（Ｔｉeff×Ｃ）−５．３３｝］−２７３・・・・・(4)。
【０１０１】
熱間鍛造時の加熱温度がＴ℃を下回ると、未固溶のＴｉＣが存在して十分な有効Ｔｉ量が確保できないので、時効によって析出するＴｉ量も減少し、十分な時効硬化能が得られない。一方、熱間鍛造時の加熱温度が１０００℃を下回ると、鍛造荷重が大きくなり金型への負担が大きくなる。このため、鋼のＴｉeffが｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝の場合には、１０００℃または上記の(4)式で求められるＴ℃のうちのいずれか高い方の温度以上で加熱しなければならない。
【０１０２】
一方、ＴｉがＮ固定のために消費されている鋼の場合、すなわち、Ｔｉeffが０の鋼の場合は、ＴｉＣを固溶させる必要がなく、金型への負担のみを考慮すればよい。このため、熱間鍛造時の加熱温度は１０００℃以上の温度でありさえすればよい。
【０１０３】
加熱温度が過度に高くなるとエネルギーコストが大きくなることに加えて、スケールロスも多くなる。このため、Ｔｉeffが｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝の鋼および０の鋼のいずれの場合も、熱間鍛造時の加熱温度は１３００℃以下が望ましい。
【０１０４】
上記の加熱温度での保持時間には特に制約がないが、例えば、３０〜１０００分とすることが好ましい。
【０１０５】
上記の温度域に加熱した後、熱間鍛造を行う。熱間鍛造後に冷却したままの状態から切削加工して所定の形状に加工するためには、特に、熱間鍛造の仕上げ温度を９００℃以上としなければならない。熱間鍛造の仕上げ温度が９００℃未満の場合には、低い温度で再結晶が起こることになるため、生成したオーステナイト粒は小さくなって焼入れ性が確保できず、ベイナイトを主相とする組織が得られない。したがって、熱間鍛造の仕上げ温度は９００℃以上とする。熱間鍛造の仕上げ温度は９５０℃以上とすることが好ましい。一方、熱間鍛造の仕上げ温度は、１２５０℃以下とすることが好ましい。
【０１０６】
熱間鍛造後に冷却したままの状態から切削加工して所定の形状に加工するためには、上記の仕上げ温度で熱間鍛造を終了した後、０．４〜２℃／秒の平均冷却速度で少なくとも５００℃まで冷却しなければならない。
【０１０７】
熱間鍛造終了後５００℃までの平均冷却速度が小さすぎると組織がベイナイト化しないうえに生産性の低下をきたす場合がある。一方、上記の平均冷却速度が２℃／秒を超えると、鋼の化学組成が、上述の条件を満たしていても、マルテンサイトが多量に生成して被削性が低下してしまう。このため、熱間鍛造終了後５００℃までの平均冷却速度は０．４〜２℃／秒でなければならない。熱間鍛造終了後５００℃までの平均冷却速度は０．５℃／秒以上であることが望ましく、０．６℃／秒以上であることが一層望ましい。また、熱間鍛造終了後５００℃までの平均冷却速度は１．８℃／秒未満であることが好ましく、１．６℃／秒未満であることが一層好ましい。
【０１０８】
熱間鍛造終了後５００℃までの平均冷却速度を０．４〜２℃／秒とするための具体的な方法としては、例えば、直径２０〜５５ｍｍの丸棒に相当する形状の部材であれば、大気中での放冷、ファンによる風冷などで冷却することで達成できる。
【０１０９】
５００℃未満の温度域での冷却速度は、本発明の作用効果に影響するものではない。したがって、熱間鍛造終了後５００℃までの平均冷却速度が０．４〜２℃／秒であれば、５００℃から室温までの冷却速度は、特に制御する必要はない。
【０１１０】
前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼の場合、前述した条件で熱間鍛造およびその後の冷却を行うことで、ベイナイトを主相とする組織になり、しかも、硬さは部品の形状によらず、容易に２９０ＨＶ以下になる。
【０１１１】
（Ｂ−２）切削加工：
前記（Ｂ−１）項で述べた条件で、熱間鍛造とその後の冷却を施された鋼は、次に切削加工を施されて所定の機械部品形状に加工される。
【０１１２】
（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼の場合、（Ｂ−１）項で述べた条件で、熱間鍛造およびその後の冷却を行うことで、硬さが２９０ＨＶ以下になるので、容易に所定の機械部品形状に切削加工することができる。この切削加工の条件は特に限定されるものではなく、所定形状の機械部品に加工できるものでありさえすればよい。
【０１１３】
（Ｂ−３）時効処理：
時効処理は、５６０〜７００℃の温度で行わなければならない。時効処理温度が７００℃を超えると、組織自体が焼戻されて軟化してしまう。一方、時効処理温度が５６０℃を下回ると、Ｖの拡散が遅くなるために時効処理に要する時間が長くなるので、生産性の低下および熱処理コストの増大をきたす。
【０１１４】
時効処理温度は５８０℃以上とすることが好ましく、また、時効処理温度は６８０℃以下とすることが好ましい。
【０１１５】
なお、機械部品のサイズ（質量）によって異なるものの、上記の時効処理の保持時間は、例えば、３０〜１０００分とすることが好ましい。
【０１１６】
以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。
【実施例】
【０１１７】
［実施例１］
表１および表２に示す化学組成の鋼Ａおよび鋼Ｃ〜Ｙを５０ｋｇ真空溶解炉によって溶製した。また、鋼Ｂを１８０ｋｇ真空溶解炉によって溶製した。
【０１１８】
表１および表２における鋼Ａ〜Ｏは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｐ〜Ｙ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。
【０１１９】
なお、表１および表２には、(3)式または(3')式中のＴｉeff、つまり（｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝または０のうちの大きい方の値を併記した。
【０１２０】
また、表１および表２には、Ｔｉeffが０でない鋼、つまり｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝の鋼におけるＴｉＣの溶解温度としての（4)式で求められるＴ℃の値も併記した。したがって、「ＴｉＣの溶解温度Ｔ」欄における「- -」は、Ｔｉeffが０でＴｉＣを固溶させる必要のない鋼であることを示す。
【０１２１】
【表１】
0005825199.tif 000002
【０１２２】
【表２】
0005825199.tif 000003
【０１２３】
各鋼のインゴットは、１２５０℃で加熱した後、直径６０ｍｍおよび５０ｍｍの棒鋼に熱間鍛造した。熱間鍛造した各棒鋼は、一旦大気中で放冷して室温まで冷却した。その後、さらに、１２５０℃に加熱し、部品形状への鍛造を想定し、仕上げ温度を９５０℃として、直径６０ｍｍの棒鋼は直径５０〜４０ｍｍの棒鋼に、また、直径５０ｍｍの棒鋼は直径３５〜２５ｍｍの棒鋼に、それぞれ熱間鍛造した。仕上げ温度の測温は、棒鋼表面のスケールのない箇所に対して放射温度計を用いて行った。なお、熱間鍛造後は、いずれも大気中で放冷して室温まで冷却した。
【０１２４】
上記の熱間鍛造後の大気中での放冷時の冷却速度の測定は、棒鋼表面のスケールのない箇所に対して放射温度計を用いて行った。鍛造後の５００℃までの平均冷却速度は０．４〜１．８℃／秒であった。
【０１２５】
なお、鋼Ｂの直径６０ｍｍの棒鋼の一部は、後述の実施例２の調査にも用いた。
【０１２６】
各試験番号について、熱間鍛造で上記の各サイズに仕上げた後に室温まで冷却した棒鋼のうちの一部は、時効処理を施さない状態（すなわち、冷却ままの状態）で、棒鋼の両端部を１００ｍｍずつ切り落とした後、残る中央部から試験片を切り出し、時効処理前の硬さと組織のベイナイトの面積率の調査を行った。
【０１２７】
一方、各試験番号について、熱間鍛造で上記の各サイズに仕上げた後に室温まで冷却した棒鋼の残りは、６１０〜６３０℃で６０〜１８０分保持する時効処理を施し、棒鋼の両端部を１００ｍｍずつ切り落とした後、残る中央部から試験片を切り出し、時効処理後の硬さの調査を行った。また、各試験番号について、冷却速度が遅く、より強度が低くなると予想される直径の大きな方の棒鋼から試験片を切り出し、時効処理後の疲労強度の調査を行った。
【０１２８】
硬さ測定は、次のようにして実施した。まず、棒鋼を横断し、切断面が被検面となるように樹脂埋めして鏡面研磨して試験片を準備した。次いで、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４（２００９）における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、被検面のＲ／２部（「Ｒ」は半径を表す。）付近１０点について、試験力を９．８Ｎとして硬さ測定を実施した。上記１０点の値を算術平均してビッカース硬さとした。
【０１２９】
組織のベイナイトの面積率の測定は、次のようにして実施した。硬さ測定に用いた樹脂埋めして鏡面研磨した試験片を、ナイタルにてエッチングした。エッチング後の試験片に対して、光学顕微鏡を用いて、倍率２００倍で組織を撮影した。撮影した写真から画像解析により、ベイナイトの面積率を測定した。
【０１３０】
疲労強度は、一軸の引張圧縮型の疲労試験片を採取して調査した。すなわち、図１に示す平行部の直径と長さがそれぞれ、３．４ｍｍと１２．７ｍｍの形状の平滑疲労試験片を、棒鋼のＲ／２部から鍛造方向に平行（棒鋼の長手方向）に採取し、室温、大気中、応力比０．０５、試験速度１０Ｈｚの条件で疲労試験を行った。上記の条件下で、応力付加繰返し数１０7回において破断しない最大の応力を疲労強度とした。疲労強度が３９０ＭＰａ以上の場合に、疲労強度が十分に高いと評価し、これを目標とした。
【０１３１】
表３に、各試験番号について、熱間鍛造終了後５００℃までの平均冷却速度および時効処理条件の詳細とともに、上記の各調査結果を示す。
【０１３２】
【表３】
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【０１３３】
表３から明らかなように、本発明で規定する化学組成を有する試験番号Ａ１〜Ａ１５の「本発明例」の場合、時効処理前の硬さが２９０ＨＶ以下で、時効処理後の硬さが３２５ＨＶ以上、かつ疲労強度が３９０ＭＰａ以上になって目標を達成しており、強度と時効処理前の被削性が両立できていることがわかる。
【０１３４】
これに対して、本発明の規定から外れた試験番号Ａ１６〜Ａ２５の「比較例」の場合には、目標とする性能が得られていない。
【０１３５】
試験番号Ａ１６は、用いた鋼ＰのＦ３が０．３０と小さいため、時効硬化能、すなわち時効処理による硬さの増加代が小さい。直径４２ｍｍの棒鋼および直径３０ｍｍの棒鋼の時効処理前の硬さはそれぞれ、本発明例の試験番号Ａ２と同程度の２７９ＨＶおよび２８４ＨＶであるにもかかわらず、時効処理後の硬さは３０９ＨＶと３１０ＨＶで３２５ＨＶに達しておらず、疲労強度も３７５ＭＰａと低い。
【０１３６】
試験番号Ａ１７は、用いた鋼ＱのＦ２’が０．９３と大きいため、時効処理前の硬さが３２１ＨＶ（直径４２ｍｍの棒鋼）および３３９ＨＶ（直径３０ｍｍの棒鋼）と大きく、被削性が劣ることが予想される。
【０１３７】
試験番号Ａ１８は、用いた鋼ＲのＦ２’が０．６５と小さいため、時効処理前の硬さが２５１ＨＶ（直径４２ｍｍの棒鋼）および２５９ＨＶ（直径３０ｍｍの棒鋼）と非常に低い。なお、鋼ＲのＦ３’は０．３３で本発明の規定を満たすので、時効硬化能は低くはないが、時効処理前の硬さが低すぎるために、時効処理後の硬さは、２９１ＨＶ（直径４２ｍｍの棒鋼）および２９９ＨＶ（直径３０ｍｍの棒鋼）で３２５ＨＶに達しておらず、疲労強度も３５０ＭＰａと低い。
【０１３８】
試験番号Ａ１９は、用いた鋼ＳのＦ１’が１．２１と大きいため、焼入れ性が大きくなりすぎ、組織にマルテンサイトが混在してしまっている。その結果、Ｆ２’が本発明の規定を満たすにもかかわらず、時効処理前の硬さが３１１ＨＶ（直径４２ｍｍの棒鋼）および３５２ＨＶ（直径３０ｍｍの棒鋼）と大きく、被削性が劣ることが予想される。
【０１３９】
試験番号Ａ２０は、用いた鋼ＴのＦ１が０．７５と小さいため、焼入れ性が小さすぎて、熱間鍛造後５００℃までの平均冷却速度が０．７℃／秒と比較的遅い直径４２ｍｍの棒鋼の場合は、時効処理前の硬さが２９１ＨＶと高い。これは、焼入れ性が小さくなったために、初析フェライトが生成した。初析フェライトの生成時に、初析フェライトとオーステナイトの相界面ではＶ炭化物が析出するため、硬さが増大する。また、既にＶ炭化物が析出している鋼を時効処理しても、その析出しているＶ炭化物の粗大化が生じる。このため、時効硬化しにくいので、直径４２ｍｍの棒鋼の場合、時効処理後の硬さは３２３ＨＶで目標の３２５ＨＶに達しておらず、疲労強度も３７５Ｐａと低い。
【０１４０】
試験番号Ａ２１は、用いた鋼ＵのＣ含有量が０．２６％と高い。このため、冷却速度の遅い直径４２ｍｍの棒鋼においては、Ｖと結合しないＣがＦｅと炭化物を形成し、時効処理前の組織を強化して、時効処理前の硬さが２９４ＨＶと大きい。また、冷却速度の速い直径３０ｍｍの棒鋼においては、ＣがＦｅ炭化物を形成するだけでなく、組織にマルテンサイトが混在しており、硬さが２９９ＨＶと大きく、被削性が劣ることが予想される。
【０１４１】
試験番号Ａ２２は、用いた鋼ＶがＴｉを含まないため、ＮをＴｉＮとして固定できず、熱間鍛造中および鍛造後の冷却中にＶＮが析出することを避けられない。このため、時効硬化に寄与する固溶Ｖ量が低下して、時効処理後の硬さが３１９ＨＶ（直径４２ｍｍの棒鋼）および３２３ＨＶ（直径３０ｍｍの棒鋼）で３２５ＨＶに達しておらず、疲労強度も３８５ＭＰａと低い。
【０１４２】
試験番号Ａ２３は、用いた鋼ＷのＶ含有量が０．１５％と低い。このため、時効処理時に析出するＶＣの量が少なくなるとともに、時効処理によって、Ｍｏ、ＮｂおよびＴｉと複合して析出し、時効硬化能を一層高めるＶの効果が十分に発揮されず、直径４２ｍｍの棒鋼および直径３０ｍｍの棒鋼のいずれの場合も時効処理後の硬さが３０４ＨＶで３２５ＨＶに達しておらず、疲労強度も３６５ＭＰａと低い。
【０１４３】
試験番号Ａ２４の場合は、用いた鋼ＸのＳ含有量が０．１５１％と高いので、疲労破壊に悪影響を及ぼすＭｎＳの粗大化が生じる。このため、直径４２ｍｍの棒鋼は、時効後の硬さが３２５ＨＶで目標を達成しているにもかかわらず、疲労強度が３５０ＭＰａと低く目標に未達である。
【０１４４】
試験番号Ａ２５は、用いた鋼ＹのＮ含有量が０．０１８１％と高い。このため、Ｔｉの含有量が０．０２５％ではフリーＮが存在して、熱間鍛造中および鍛造後の冷却中にＶＮが析出することを避けられない。このため、時効硬化に対して有効に働く固溶Ｖの量が少なくなり、時効処理後の硬さが２９９ＨＶ（直径４２ｍｍの棒鋼）および３０６ＨＶ（直径３０ｍｍの棒鋼）で３２５ＨＶに達しておらず、疲労強度も３５０ＭＰａと低い。
【０１４５】
［実施例２］
Ｔｉeffが｛Ｔｉ−（４８／１４）Ｎ｝である鋼として、前記表１に記載の鋼Ｂについて、実施例１で作製した直径６０ｍｍの棒鋼の一部を用いて、熱間鍛造条件が特性に及ぼす影響を調査した。なお、表１に示したように鋼ＢのＴｉeffの具体的な値は０．０８４であり、また、
Ｔ＝［−１０４７５／{ｌｏｇ（Ｔｉeff×Ｃ）−５．３３｝］−２７３・・・・・(4)
で求められるＴ（℃）は、１１７６℃である。
【０１４６】
表４に示す条件で、直径６０ｍｍの棒鋼を直径４５ｍｍの棒鋼に熱間鍛造し、熱間鍛造後は、大気中で放冷して室温まで冷却した。熱間鍛造の仕上げ温度および熱間鍛造後の大気中での放冷時の冷却速度の測定は、実施例１と同様の方法で測温した。
【０１４７】
各試験番号について、熱間鍛造で直径４５ｍｍに仕上げた後に室温まで冷却した棒鋼のうちの一部は、時効処理を施さない状態（すなわち、冷却ままの状態）で、棒鋼の両端部を１００ｍｍずつ切り落とした後、残る中央部から試験片を切り出し、実施例１と同様の方法で、時効処理前の硬さの調査を行った。
【０１４８】
一方、各試験番号について、熱間鍛造で上記の各サイズに仕上げた後に室温まで冷却した棒鋼の残りは、６２０〜６３０℃で６０〜１２０分保持する時効処理を施し、棒鋼の両端部を１００ｍｍずつ切り落とした後、残る中央部から試験片を切り出し、実施例１と同様の方法で、時効処理後の硬さと疲労強度の調査を行った。
【０１４９】
表４に、各試験番号について、熱間鍛造終了後５００℃までの平均冷却速度および時効処理条件の詳細とともに、上記の各調査結果を示す。
【０１５０】
【表４】
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【０１５１】
表４から明らかなように、本発明で規定する化学組成を有する試験番号Ｂ１〜Ｂ５は全て、時効処理前の硬さが２９０ＨＶ以下で、時効処理後の硬さが３２５ＨＶ以上、かつ疲労強度が３９０ＭＰａ以上になって目標を達成しており、強度と時効処理前の被削性が両立できていることがわかる。
【０１５２】
上記のうちでも、本発明で規定する製造条件を満たす試験番号Ｂ１およびＢ２は、時効処理前の段階で十分な量の固溶Ｖを確保することができるので、時効処理後の硬さは３３９ＨＶ以上であり、疲労強度も４４０ＭＰａと高くなっている。
【産業上の利用可能性】
【０１５３】
本発明の時効硬化性鋼は、自動車、産業機械、建設機械などの機械部品の素材として使用することができる。また、本発明の鋼を使用して本発明の方法によって機械部品を製造すれば、熱間鍛造と切削加工を施して所定の形状に加工するに際しては、切削加工前硬さである熱間鍛造後の硬さが低く被削性に優れ、しかも、切削加工の後に施される時効処理によって３２５ＨＶ以上に硬化し、３９０ＭＰａ以上という所望の疲労強度を有する機械部品が得られる。
【図１】
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