JPWO2016148206A1 - 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

Abstract

熱間鍛造後の硬さが低く、時効処理によって機械部品に所望の疲労強度と降伏強度を具備させ、且つ、時効処理後の靱性が高い時効硬化性鋼を提供する。Ｃ：０．０９〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｓ：０．００１〜０．０４５％、Ｃｒ：１．００％を超えて２．００％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｖ：０．２２〜０．５５％及び、Ｎ：０．００８０を超えて０．０１７０％以下と、残部がＦｅ及び不純物とからなる。ベイナイト組織の面積率が８０％以上である。有効Ｖ割合（Ｖ固溶量／Ｖ総量）が０．９以上である。不純物中のＰ及びＴｉが、Ｐ：０．０３％以下及びＴｉ：０．００５％未満である。下記Ｆ１が１．００以下、かつ下記Ｆ２が０．３０以上である化学組成を有する。Ｆ１＝Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×ＶＦ２＝−４．５×Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ−３．５×Ｖ

Description

本発明は、時効硬化性鋼に関する。より詳しくは、熱間鍛造と切削加工によって所定の形状に加工された後、時効硬化処理（以下、単に「時効処理」という）が施され、当該時効処理によって所望の強度と靱性が確保される、自動車、産業機械、建設機械用の機械部品を製造するための鋼に関する。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だけであれば、合金元素及び／又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。しかしながら、一般に、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、機械部品の素材となる鋼は高い疲労強度とともに十分な被削性を同時に備えていなければならない。

一般的には、疲労強度は素材の硬さが高いものほど優れる。一方で、被削性のうち、切削抵抗と工具寿命は、素材の硬さが高いものほど劣る傾向にある。さらに、エンジンを構成する部品のうち、精密な形状の機械部品は、使用中に寸法が変化しないことが必要である。これらの精密な形状の機械部品には、使用環境によっては通常使用される程度の負荷と比べて高い負荷が瞬間的に加わることがあり得ることから、このような負荷に対しても寸法を不変とするために降伏強度も必要である。

そこで、疲労強度、降伏強度、及び被削性を兼ね備えるために、良好な被削性が要求される成形段階では硬さを低く抑えることができ、一方、その後に時効処理を施して強度が要求される最終の製品段階では硬さを高くすることができる、種々の技術が開示されている。

例えば、特開２００６−３７１７７号公報（特許文献１）には、析出強化元素であるＭｏとＶが特定の関係式で限定される量を含有される鋼を圧延、鍛造、又は溶体化処理後に、温度８００℃から３００℃の間は０．０５〜１０℃／秒の平均冷却速度で冷却され、時効処理前においては、ベイナイト組織の面積率が５０％以上で、かつ硬さは４０ＨＲＣ以下であり、時効処理によって、硬さが時効処理前の硬さよりも７ＨＲＣ以上高くなることを特徴とする「時効硬化鋼」が開示されている。

特開２０１１−２３６４５２号公報（特許文献２）には、熱間鍛造性、熱間鍛造後の被削性に優れ、被削後に時効硬化によって高強度化を図ることが可能な鋼として、析出強化元素としてＭｏ、Ｖを特定量含有するベイナイト鋼が開示されている。

特開２０００−１７３７４号公報（特許文献３）には、熱間鍛造用の時効硬化型高強度ベイナイト鋼として、Ｍｏ、Ｖを含有する鋼を熱間圧延又は熱間鍛造後、鋼成分に応じた冷却を行い、硬さを４００ＨＶ以下、組織をベイナイト率７０％以上で、かつ旧オ−ステナイト結晶粒径８０μｍ以下とし、その後必要に応じて切削加工ないし塑性加工を加え、さらに時効処理を施すことにより、降伏点又は０．２％耐力を９００ＭＰａ以上とすることを特徴とする時効硬化型高強度ベイナイト鋼が提案されている。

特開２０１３−２４５３６３号公報（特許文献４）には、合金元素の含有量を、特定のパラメータ式を満たすように調整することで、Ｍｏの含有量を比較的少なくしつつ、熱間鍛造後で時効処理前の硬さが２９０ＨＶ以下で、時効処理後の硬さが３２５ＨＶ以上となる、高い被削性と高い疲労強度の両立が期待できる鋼が記載されている。

国際公開第２０１２／１６１３２３号（特許文献５）には、熱間鍛造後の冷却と熱処理によって、析出強化能を有するＶ炭窒化物の形状とベイナイト組織の形状を最適化し、被削性、疲労強度及び靭性を兼ね備える機械構造用鋼部品が開示されている。

特開２０１３−２１３２５４号公報（特許文献６）には、冷間鍛造性及び冷間鍛造後の切屑処理性に優れ、冷鍛窒化部品に高い芯部硬さ、高い表面硬さ及び深い有効硬化層深さを具備できる冷鍛窒化用鋼が開示されている。

時効処理によって鋼中に微細な二次相を析出させることで高い疲労強度と降伏強度を得ることができる。ところが、時効処理によって強化された鋼は靱性が劣化する。

靱性が劣化した鋼は切欠感受性が高まる。切欠感受性が高くなると、鋼の疲労強度は微細な表面傷の影響を受け易くなる。

また、靱性が低い鋼は一旦疲労き裂が発生すると、き裂の進展が速くなり、かつ破壊も大規模なものとなる。

さらに、鋼の靱性が低くなりすぎると、熱間鍛造で生じた歪を冷間で矯正することが困難になる。

特許文献１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、高い時効硬化能を得ることができているが、靱性が全く考慮されていない。

特許文献２で開示された鋼は、合金元素の含有量を、特定のパラメータ式を満たすように調整することで、Ｍｏの含有量を比較的少なくしつつ、熱間鍛造後で時効処理前の硬さが３００ＨＶ以下で、時効処理後の硬さが３００ＨＶ以上となっている。ところが、時効処理後の靱性を高める工夫が十分にはなされていない。

特許文献３で開示された鋼は、Ｃ含有量が０．０６〜０．２０％と低く抑えられているが、Ｖ含有量が０．５１〜１．００％と非常に高いため、時効硬化によって著しく強化される反面、靱性に優れるものではない。

特許文献４で開示された鋼は、時効処理後の靱性及び降伏強度を高める工夫が十分になされていない。

特許文献５で開示された鋼は、時効処理後の降伏強度を高める工夫が十分にはなされていない。

特許文献６に開示された鋼は、Ｎ含有量が低いため、窒化物の生成が不十分であり、その結果、優れた降伏強度を得るには至っていない。

そこで、本発明の目的は、下記の＜１＞〜＜３＞を満たす時効硬化性鋼を提供することにある。
＜１＞切削抵抗及び工具寿命と関係する熱間鍛造後の硬さが低いこと。なお、以下の説明においては、上記の熱間鍛造後の硬さを、「時効処理前の硬さ」という。
＜２＞時効処理によって機械部品に所望の疲労強度と降伏強度を具備させることができること。
＜３＞時効処理後の靱性が高いこと。

具体的には、本発明の目的は、時効処理前の硬さが３４０ＨＶ以下であり、時効処理後の後述する疲労強度が４８０ＭＰａ以上であり、φ６の平行部を持つＪＩＳの１４Ａ号の引張試験片を用いた引張試験を行い、規定の塑性ひずみ量を０．２％としてオフセット法にて求めた０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であり、さらにＪＩＳ Ｚ ２２４２に記載の、ノッチ深さ２ｍｍ及びノッチ底半径１ｍｍのＵノッチ付きの標準試験片を用いて実施したシャルピー衝撃試験で評価した時効処理後の２０℃での吸収エネルギーが２５Ｊ以上となる時効硬化性鋼を提供することである。

[知見（ａ）〜（ｄ）]
本発明者らは、上記課題を解決するために、化学組成、組織、及び有効Ｖ割合（Ｖ固溶量／Ｖ総量）、並びに特定の元素の含有量を用いた数式により算出される値に関し調査検討を行った。具体的には、時効によって鋼中に微細な二次相を析出させることで、高い疲労強度と降伏強度を得た鋼であっても、良好な靭性を得るための条件を調査した。その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。

（ａ）化学組成（Ｃ、Ｖ、Ｍｏ、Ｔｉ）の限定
時効処理後の靱性を劣化させる元素はＣ、Ｖ、Ｍｏ及びＴｉである。このうち、Ｔｉは、Ｎ及び／又はＣと結合することで、ＴｉＮ及び／又はＴｉＣを形成する。ＴｉＮ及び／又はＴｉＣが析出すると、疲労強度は高くなることもあるが、靱性を大幅に低下させる。Ｔｉの靱性を劣化させる作用の強さは、同じ析出強化元素であるＶ及びＭｏと比較すると、極めて大きい。そのため、Ｔｉは極力制限しなければならない。

Ｃは、鋼中でセメンタイトを形成し、へき開破壊の起点となり得る。Ｃ量に対して過剰な量のＶやＭｏを含有した鋼を時効処理した場合であっても、一部のセメンタイトは残存する。ＶとＭｏも、時効処理によってマトリックスの同一の結晶面に炭化物を析出することで、へき開破壊の進展を助長して靱性を劣化させる。したがって、靱性を高めるためには、Ｃ、Ｖ及びＭｏの含有量を少なくする必要がある。

（ｂ）組織の限定
靱性を高めるためには、組織の大半を微細なベイナイトとする必要がある。さらには、ベイナイトを構成するブロック間の方位差を大きくすることも靱性の向上に不可欠である。ブロック間の方位差が小さければ、ブロックの粒径が微細化しても、靭性を高める効果は十分に得られない。ブロック間の方位差を大きくするためには、ベイナイト変態時の駆動力を大きくし、方位差の大きなブロックの核生成を促進させる必要がある。これらの効果を得るためには、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量を多くすればよい。

ただし、ＣとＭｏは、組織を微細化させ靭性を高める効果と、セメンタイト又は炭化物として析出することで靭性を劣化させる作用を持つ。総合的には、Ｃは靭性を大きく劣化させ、Ｍｏは靭性を僅かに劣化させる。

（ｃ）有効Ｖ割合の限定
Ｖによる析出強化を最大限に活用するためには、Ｖ総量に対するＶ固溶量として定義される有効Ｖ割合を限定する必要がある。有効Ｖ割合が小さいということは、析出強化に寄与するＶ量の割合が小さく、強化能が小さいことを意味しており、好ましくない。有効Ｖ割合に上限は無く、１に近ければ近いほど好ましい。

（ｄ）特定の元素の含有量を用いた数式により算出される値の限定、及びＴｉ量の限定
高い強度を持つ時効硬化性鋼に十分な靱性を付与するためには、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＭｏの含有量について、後述する時効処理後の靱性の指標を示す（２）又は（２’）式で表される値が特定の値以上となるように制御する必要があり、さらに、鋼中に靱性に有害な介在物及び析出物が含まれないように、Ｔｉの含有量を特定の値以下にする必要がある。

[知見（ｅ）〜（ｇ）]
次に、本発明者らは、化学組成、及び特定の元素の含有量を用いた数式により算出される値に関しさらに調査検討を行った。具体的には、時効後の靭性を確保可能な鋼の成分を種々に調整し、時効前の硬さと時効後の硬さ、及びそれらの差で表される時効硬化能に関する、条件を調査した。その結果、下記（ｅ）〜（ｇ）の知見を得た。

（ｅ）特定の元素の含有量を用いた数式により算出される値の限定
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ及びＭｏの含有量が、後述する（１）式又は（１’）式で表される値が特定の範囲となるように制御されていれば、上記時効処理前の硬さが過剰に高くなるのを抑制することができる。そのため、様々な条件で切削加工される際に、工業的大量生産が可能な被削性が期待できる。

（ｆ）化学組成（Ｍ、Ｖ、Ｃ）の限定
時効後の靭性を高めるためにＭｏ、Ｖ、Ｃの含有量を減らすと、時効時のＶ炭窒化物の析出の駆動力が小さくなる。そのため、時効によって生成する微細な析出物が少なくなり、時効後の硬さ及び降伏強度が低くなる。

（ｇ）化学組成（Ｍｎ、Ｃｒ）の限定
時効後の靭性を高めるためにＭｎ及びＣｒの含有量を多くすると、焼入れ性が高くなることで時効前の硬さが硬くなる。このような組織は、時効によって組織の回復が進行しやすいため、時効による硬さの増加代が小さくなりやすい。焼入れ性が高くなると、時効後の母材に残存する可動転位密度も大きくなりやすいため、高い降伏強度を得ることが困難になる。

[知見（ｈ）〜（ｊ）]
続いて、本発明者らは、化学組成に関しさらに調査検討を行った。具体的には、時効後の靭性を高めるべくＣ、Ｖ及びＭｏの含有量を少なくし、Ｍｎ及びＣｒの含有量を多くしても十分な量の析出強化粒子を析出させ、十分な時効硬化能と高い降伏強度を得るためには、単位Ｖ量当たりの析出強化能を大きくする必要があることに着目した。そして、本発明者らは、Ｖによる析出強化能を大きくするための手法について種々検討し、下記（ｈ）〜（ｊ）の知見を得た。

（ｈ）化学組成（Ｃ、Ｎ）の限定
Ｖによる析出強化を最大限に活用するためには、Ｖ炭窒化物の析出の駆動力を高めれば良い。そのためには、Ｖ炭窒化物の析出に利用できるＣ量とＮ量を、靭性を阻害しない範囲で十分に確保する必要がある。

（ｉ）化学組成（Ｎ）の限定
ＮとＶとの結合力はＣとＶとの結合力よりも大きいので、Ｖ炭窒化物の析出を促進する効果はＮの方がＣよりも大きい。

（ｊ）化学組成（Ｃ、Ｎ）の限定
ＣとＮの含有量が多くなりすぎると、熱間鍛造の際の加熱によってもＶが溶体化しなかったり、鍛造中にオーステナイト域で析出してしまったりする。そのため、ＣとＮの含有量を多くしすぎると、逆に、析出強化能は低下する。

本発明は、上記の知見（ａ）から（ｊ）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：０．０９〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｓ：０．００１〜０．０４５％、Ｃｒ：１．００％を超えて２．００％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｖ：０．２２〜０．５５％及び、Ｎ：０．００８０を超えて０．０１７０％以下と、残部がＦｅ及び不純物とからなり、不純物中のＰ及びＴｉが、Ｐ：０．０３％以下及びＴｉ：０．００５％未満であり、
ベイナイト組織の面積率が８０％以上であり、
有効Ｖ割合（Ｖ固溶量／Ｖ総量）が０．９以上であり、
さらに、下記の、（１）式で表わされるＦ１が１．００以下、かつ（２）式で表わされるＦ２が０．３０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＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ・・・（１）
Ｆ２＝−４．５×Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ−３．５×Ｖ・・・・・（２）
上記の（１）、（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。

[２]質量％で、Ｃ：０．０９〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｓ：０．００１〜０．０４５％、Ｃｒ：１．００％を超えて２．００％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｖ：０．２２〜０．５５％、Ｍｏ：０．９％以下、及び、Ｎ：０．００８０を超えて０．０１７０％以下と、残部がＦｅ及び不純物とからなり、不純物中のＰ及びＴｉが、Ｐ：０．０３％以下及びＴｉ：０．００５％未満であり、
ベイナイト組織の面積率が８０％以上であり、
有効Ｖ割合（Ｖ固溶量／Ｖ総量）が０．９以上であり、
さらに、下記の、（１’）式で表わされるＦ１’が１．００以下、かつ（２’）式で表わされるＦ２’が０．３０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＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ＋０．２×Ｍｏ・・・・・（１’）
Ｆ２’＝−４．５×Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ−３．５×Ｖ−０．８×Ｍｏ・・・・・（２’）
上記の（１’）、（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。

[３] さらに、Ｃｕ：０．３％以下及びＮｉ：０．３％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする上記[１]又は[２]に記載の時効硬化性鋼。

[４] さらに、Ｃａ：０．００５％以下及びＢｉ：０．４％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする上記[１]から[３]のいずれか１つに記載の時効硬化性鋼。

[５] 上記[１]から[４]のいずれか１つに記載の時効硬化性鋼を１１００〜１３５０℃で０．１〜３００分加熱した後、仕上げ鍛造後の表面温度が９００℃以上となるようにして鍛造を行い、その後、８００〜４００℃までの温度領域の平均冷却速度を１０〜９０℃／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。

本発明の時効硬化性鋼は、時効処理前の硬さが３４０ＨＶ以下となる。しかも、本発明の時効硬化性鋼を用いた機械部品は、切削加工の後に施される時効処理によって、疲労強度が４９０ＭＰａ以上となる。また、当該機械部品は、靱性（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する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２５Ｊ以上となる。さらに、当該機械部品は、降伏強度が８００ＭＰａ以上となる。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。

時効前の鋼材硬さとＦ１値との相関を示す図である。 時効後の鋼材シャルピー衝撃値とＦ２値との関係を示す図である。

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。

＜時効硬化性鋼＞
（必須成分）
Ｃ：０．０９〜０．２０％
Ｃは、本発明において重要な元素である。Ｃは、Ｖと結合して炭化物を形成し、鋼を強化する。しかしながら、Ｃの含有量が０．０９％未満では、Ｖの炭化物が析出し難くなるため、所望の強化効果が得られない。一方、Ｃの含有量が多くなりすぎると、ＶやＭｏと結合しないＣがＦｅと炭化物（セメンタイト）を形成する量が増えるため、靱性を劣化させてしまう。したがって、Ｃの含有量を０．０９〜０．２０％とした。Ｃの含有量は、０．１０％以上とすることが好ましく、０．１１％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：０．０１〜０．４０％
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、Ｍｎ、Ｃｒを多量に含む鋼においては、Ｓｉの含有量が過剰になると、熱間鍛造後の組織の残留オーステナイト量が多くなりすぎ、時効処理中の変形が大きくなる場合がある。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１〜０．４０％とした。Ｓｉの含有量は、０．０５％以上とすることが好ましい。また、Ｓｉの含有量は、０．３５％以下とすることが好ましく、０．３０％以下とすることが一層好ましい。

Ｍｎ：１．５〜２．５％
Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、組織をベイナイトにする効果を持つ。さらに、ベイナイト変態温度を低下させることで、ベイナイト組織を微細化させてマトリックスの靱性を高める効果も持つ。また、Ｍｎは、鋼中でＭｎＳを形成して切削時の切り屑処理性を向上させる作用を有する。これらの効果を十分に得るためには、Ｍｎは少なくとも１．５％の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｍｎは鋼の凝固時に偏析しやすい元素であるため、含有量が多くなりすぎると、熱間鍛造後の部品内の硬さのバラツキが大きくなることを避けられない。したがって、Ｍｎの含有量を１．５〜２．５％とした。Ｍｎの含有量は、１．６％以上とすることが好ましく、１．７％以上とすることが一層好ましい。また、Ｍｎの含有量は、２．３％以下とすることが好ましく、２．１％以下とすることが一層好ましい。

Ｓ：０．００１〜０．０４５％
Ｓは、鋼中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し、切削時の切り屑処理性を向上させるので、０．００１％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓの含有量が多くなると、粗大なＭｎＳが増加して靱性と疲労強度を劣化させ、特に、Ｓの含有量が０．０４５％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０．００１〜０．０４５％とした。Ｓの含有量は、０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１０％以上とすることが一層好ましい。また、Ｓの含有量は、０．０４０％以下とすることが好ましく、０．０３５％以下とすることが一層好ましい。

Ｃｒ：１．００％を超えて２．００％以下
Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入れ性を高め、組織をベイナイトにする効果を持つ。さらに、ベイナイト変態温度を低下させることで、ベイナイト組織を微細化させる。さらに、粒界の易動度を低下させて、熱間鍛造時のオーステナイト粒径を微細化させ、その結果として、変態後のベイナイト組織を微細化する効果も持つ。Ｃｒはこれらのベイナイト組織を微細化させる効果を介して、母材の靭性を高める効果を持つ。これらの効果を十分に得るためには、１．００％を超えて含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、焼入れ性が大きくなって、時効処理前の硬さが３４０ＨＶを超えることがある。したがって、Ｃｒの含有量をＣｒ：１．００％を超えて２．００％以下とした。Ｃｒの含有量は、１．１０％以上とすることが好ましい。また、Ｃｒの含有量は、１．８０％以下とすることが好ましく、１．６０％以下とすることが一層好ましい。

Ａｌ：０．００１〜０．０６０％
Ａｌは脱酸作用を有する元素であり、この効果を得るために０．００１％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ａｌが過剰に含有すると、粗大な酸化物が生成するようになり、靱性が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．００１〜０．０６０％とした。Ａｌの含有量は、０．０５０％以下とすることが好ましい。

Ｖ：０．２２〜０．５５％
Ｖは、本発明の鋼において最も重要な元素である。Ｖは、時効処理の際にＣと結合して微細な炭化物を形成することで、疲労強度を高める作用がある。また、鋼中にＭｏを含有した場合、Ｖには、時効処理によって、Ｍｏと複合して析出し、時効硬化能を一層高める効果もある。これらの効果を十分に得るためには、Ｖは０．２２％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｖの含有量が過剰になると、熱間鍛造時の加熱においても未固溶の炭窒化物が残りやすくなって靱性の低下を招く。しかも、Ｖの含有量が過剰になると時効処理前の硬さが高くなってしまう場合がある。したがって、Ｖの含有量を０．２２〜０．５５％とした。Ｖの含有量は、０．４５％を下回ることが好ましく、０．４０％以下とすることが一層好ましい。また、Ｖの含有量は、０．２５％以上とすることが好ましく、０．２７％以上とすることが一層好ましい。

Ｎ：０．００８０を超えて０．０１７０％以下
Ｎは、時効時のＶ炭窒化物の析出を促進させ降伏強度を高める効果を持つ。この効果を十分に得るためにはＮの含有量をで、０．００８０％超とする必要がある。しかしながら、Ｎの含有量が０．０１７０％を越えると、熱間鍛造時にＶ炭窒化物が溶体化せず、続く時効時に十分な量の微細なＶ炭窒化物を析出することが困難になるため降伏強度が低下する。したがって、Ｎの含有量を０．００８０を超えて０．０１７０％以下とした。Ｎの含有量は、０．００９０％以上とすることが好ましく、０．０１００％以上とすることが一層好ましい。また、Ｎの含有量は、０．０１６０％以下とすることが好ましく、０．０１５０％以下とすることが一層好ましい。

本発明の時効硬化性鋼は、上述のＣからＮまでの元素と、残部のＦｅ及び不純物とからなり、不純物中のＰ及びＴｉが、Ｐ：０．０３％以下及びＴｉ：０．００５％未満であり、ベイナイト組織の面積率が８０％以上であり、有効Ｖ割合（Ｖ固溶量／Ｖ総量）が０．９以上である。

（不純物）
不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ又は製造環境などから混入するものを指す。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不純物として含有され、本発明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る。したがって、Ｐの含有量を０．０３％以下とした。Ｐの含有量は、０．０２５％以下とすることが好ましい。

Ｔｉ：０．００５％未満
Ｔｉは、不純物として含有され、本発明において特に好ましくない元素である。即ち、Ｔｉは、Ｎ及び／又はＣと結合することで、ＴｉＮ及び／又はＴｉＣを形成して靱性の低下を招き、特にその含有量が０．００５％以上になると、大きく靱性を劣化させる。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５％未満とした。良好な靱性を確保するためには、Ｔｉの含有量は、０．００３５％以下とすることが好ましい。

（組織）
本発明の時効硬化性鋼においては、ベイナイト組織の面積率が８０％以上である。ここで、ベイナイト組織の面積率とは、鋼材の表面から厚みの１／３深さから１／２の深さまでの位置における金属組織を、光学顕微鏡で観察した場合の面積率を意味する。ベイナイト組織の面積率を８０％以上とすれば、Ｖの析出が抑制され、有効Ｖ割合が大きくなり、高い疲労強度と０．２％耐力を得ることができる。

（有効Ｖ割合）
有効Ｖ割合（Ｖ固溶量／Ｖ総量）が０．９以上である。ここで、有効Ｖ割合とは、鋼中に含まれるＶ総量中の固溶量を意味する。有効Ｖ割合が０．９以上であれば、時効処理によって析出するＶ炭窒化物量が多くなり、高い疲労強度と０．２％耐力を得ることができる。

（任意選択的成分）
次に、本発明の時効硬化性鋼に含まれ得る、任意選択的成分について言及する。

Ｍｏ：０．９％以下
ＭｏはＶと同様に、炭化物の析出温度が比較的低く、時効硬化に適した元素である。Ｍｏは、焼入れ性を高め、熱間鍛造後の組織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、０．２２％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、さら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０．９％以下とした。含有させる場合のＭｏの量は、０．７５％以下とすることが好ましく、０．６０％以下とすれば一層好ましく、０．５０％を下回ることがより一層好ましい。一方、上記のＭｏの効果を安定して得るためには、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。

Ｃｕ：０．３％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の含有量が多くなると、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０．３％以下とした。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、上記のＣｕの疲労強度を高める効果を安定して得るためには、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。

Ｎｉ：０．３％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の含有量が多くなると、コストが嵩むことに加えて、上記の効果も飽和する。したがって、含有させる場合のＮｉの量を０．３％以下とした。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、上記の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。

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％とすることができる。

Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、工具寿命を長寿命化する作用を有する。このため、必要に応じてＣａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が多くなると、粗大な酸化物を形成し、靱性を劣化させる。したがって、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。一方、上記のＣａの工具を長寿命化する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。

Ｂｉ：０．４％以下
Ｂｉは、切削抵抗を低下させて工具寿命を長寿命化させる作用を有する。このため、必要に応じてＢｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｂｉの含有量が多くなると、熱間加工性の低下をきたす。したがって、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。一方、上記のＢｉの工具を長寿命化する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。

上記のＣａ及びＢｉは、そのうちのいずれか１種のみ、又は、２種の複合で含有させることができる。含有させる場合のこれらの元素の合計含有量は、Ｃａ及びＢｉの含有量がそれぞれの上限値である場合の０．４０５％であっても構わないが、０．３％以下とすることが好ましい。

（特定の元素の含有量を用いた数式により算出される値：Ｆ１（Ｆ１’）、Ｆ２（Ｆ２’））
本発明の事項硬化性鋼は、上述の化学組成（必須成分及び任意選択的成分）、組織、及び有効Ｖ割合に関する条件を満たし、さらに特定の元素の含有量を用いた数式により算出される値Ｆ１（Ｆ１’）が及びＦ２（Ｆ２’）それぞれ、１．００以下、０．３０以上である。

まず、特定の元素の含有量を用いた数式により算出される値Ｆ１（Ｆ１’）について説明する。
即ち、上記ＭｏからＢｉまでの任意選択的元素を含まない場合には、
Ｆ１＝Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ・・・（１）
で表されるＦ１が、
上記ＭｏからＢｉまでの任意元素を１種以上含む場合には、
Ｆ１’＝Ｃ＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ＋０．２×Ｍｏ・・・・・（１'）
で表されるＦ１’が、
それぞれ、１．００以下である。

なお、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、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又はＦ１’に関する条件を満たせば、時効処理前の硬さが高くなりすぎることなく、切削加工時の切削抵抗が大きくならず、工具の長寿命化も実現される。

Ｆ１とＦ１’は、０．９７以下であることが好ましく、０．９５以下であることが一層好ましい。また、Ｆ１とＦ１’は、０．６０以上であることが好ましく、０．６５以上であれば一層好ましい。

図１は、時効前硬さ（縦軸；ＨＶ）と、さまざまな鋼種のＦ１値（横軸）との関係を示すグラフである。図１のグラフから明らかなように、両者の間には、強い１次の正の相関が認められ、Ｆ１≦１．００以下であれば、時効前硬さ≦３４０ＨＶを満足していることが判る。

次に、特定の元素の含有量を用いた数式により算出される値Ｆ２（Ｆ２’）について説明する。
即ち、上記ＭｏからＢｉまでの任意元素を含まない場合には、
Ｆ２＝−４．５×Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ−３．５×Ｖ・・・・・（２）
で表されるＦ２が、
上記ＭｏからＢｉまでの任意元素を１種以上含む場合には、
Ｆ２’＝−４．５×Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ−３．５×Ｖ−０．８×Ｍｏ・・・・・（２’）
で表されるＦ２’が、
それぞれ、０．３０以上である。

なお、上記の（２）式及び（２’）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。

Ｆ２及びＦ２’は、時効処理後の靱性を示す指標である。即ち、Ｆ１又はＦ１’の条件を満たすだけでは、時効処理後の靱性が低下して目標とする靱性を確保できない場合があるため、Ｆ２及びＦ２’を別途規定する必要がある。

図２は時効後の鋼材シャルピー衝撃値とＦ２値との関係を示す図である。同図に示すように、時効処理後のシャルピー衝撃値（Ｊ）とＦ２値（横軸）との間にも、正の相関関係が認められ、Ｆ２又はＦ２’が０．３０未満の場合、時効処理後の靭性が十分に得られない。８００ＭＰａ以上の降伏強度を得つつ、目標とする靱性を確保するためには、上記した各合金元素の含有量を規定した範囲内とし、かつ、Ｆ１又はＦ１’の条件を満たした上で、Ｆ２又はＦ２’の条件を満たす必要がある。

Ｆ２とＦ２’は、０．４５以上であることが好ましく、０．６０以上であることが一層好ましい。

なお、Ｆ２が大きくなると、時効前の硬さも大きくなることが多い。ただし、Ｆ１が１．００以下に制御されていさえすれば、Ｆ２が大きくとも、時効前の硬さが大きくなりすぎて被削性が劣化することが無い。よって、Ｆ２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１．００以下であれば、Ｆ２’の上限について特に限定を設ける必要はない。

＜時効硬化性鋼の製造方法＞
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。

＜時効硬化性鋼を用いた部品の製造方法＞
以下に、上記のようにして製造した本発明の時効硬化性鋼を素材として、自動車、産業機械、建設機械などの機械部品を製造する方法の一例を示す。

まず、化学組成を前述の範囲に調整した鋼から、熱間鍛造に供する材料（以下、「熱間鍛造用素材」という）を作製する。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、或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を適用することができる。

次いで、上記の熱間鍛造用素材を熱間鍛造し、さらに切削加工して被加工材を所定の部品形状に仕上げる。なお、熱間鍛造は、例えば、熱間鍛造用素材を１１００〜１３５０℃で０．１〜３００分加熱した後、仕上げ鍛造後の表面温度が９００℃以上となるようにして行い、その後、８００〜４００℃までの温度領域の平均冷却速度を１０〜９０℃／分として室温まで冷却する。

さらに、上記のように冷却した被加工材を、さらに切削加工して、所定の部品形状に仕上げる。

最後に、被加工材を時効処理に供して、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。時効処理は、例えば、５４０〜７００℃の温度域、好ましくは５６０〜６８０℃の温度域で行う。この時効処理の保持時間は、均熱のため機械部品のサイズ（質量）によって調整するが、３０〜１０００分とすることができる。

表１に示す化学組成の鋼１〜２７を５０ｋｇ真空溶解炉によって溶製した。表１における鋼１〜１７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１８〜２７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。

各鋼種のインゴットは、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、１２５０℃で３０分加熱し、部品形状への鍛造を想定し、仕上げ時の鍛造材の表面温度を９５０〜１１００℃として、直径３５ｍｍの棒鋼に熱間鍛造した。熱間鍛造後は、いずれも大気中で放冷して室温まで冷却した。大気中で放冷した際の冷却速度は、上記の条件で熱間鍛造した棒鋼のＲ／２付近（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）に熱電対を埋め込んで、再度熱間鍛造の仕上げ温度付近の温度まで昇温してから、大気中で放冷して測定した。このようにして測定した鍛造後の８００〜４００℃までの温度領域の平均冷却速度は約４０℃／分であった。

各鋼種について、熱間鍛造で直径３５ｍｍに仕上げた後に室温まで冷却した棒鋼のうちの一部は、時効処理を施さない状態（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、時効処理前の硬さの調査を行った。

一方、各鋼種について、熱間鍛造した棒鋼の残りは、６００〜６３０℃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、各鋼種について、棒鋼から試験片を切り出し、時効処理後のシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーと疲労強度と降伏強度の調査を行った。

硬さ測定は、次のようにして実施した。まず、棒鋼を横断し、切断面が被検面となるように樹脂埋めして鏡面研磨して試験片を準備した。次いで、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、被検面のＲ／２部（「Ｒ」は半径を表す。）付近１０点について、試験力を９．８Ｎとして硬さ測定を実施した。上記１０点の値を算術平均してビッカース硬さとした。時効処理前の硬さは３４０ＨＶ以下の場合に、様々な条件で切削加工される部品でも工業的に大量生産が可能と判断し、これを目標とした。硬さ測定後の試験片をナイタルで腐食し、組織観察を行ったところ、いずれの鋼種の試験片もベイナイトが主体であり、一部ＭＡ組織が混在していた。

時効処理後の靱性は、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シャルピー衝撃試験で評価し、試験温度２０℃での吸収エネルギーが２５Ｊ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、平行部の直径が８ｍｍ、長さが１０６ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片を作製して調査した。即ち、疲労試験片の中心が棒鋼のＲ／２部となるように上記の試験片を採取し、試験数を８として、室温、大気中で、応力比が−１となる条件で小野式回転曲げ疲労試験を実施した。繰り返し数が１．０×１０⁷回まで破断しなかったうちでの応力振幅の最大値を疲労強度とした。疲労強度が４９０ＭＰａ以上の場合に、疲労強度が十分高いと判断し、これを目標とした。

φ６の平行部を持つＪＩＳの１４Ａ号の引張試験片を用いた引張試験を行い、規定の塑性ひずみ量を０．２％としてオフセット法にて０．２％耐力を求め、降伏強度はこれに等しいとした。降伏強度が８００ＭＰａ以上の場合に、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。

表２から明らかなように、本発明で規定する化学組成、組織、及び有効Ｖ割合（Ｖ固溶量／Ｖ総量）、並びに特定の元素の含有量を用いた数式により算出される値、を有する試験番号Ａ１〜Ａ１７の「本発明例」の場合、時効処理前の硬さが３４０ＨＶ以下、時効処理によって硬さが疲労強度が５１０ＭＰａ以上、降伏強度が８１５ＭＰａ以上、さらにシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーも３６Ｊ以上になっている。このため、いずれも目標値を達成していることから、時効処理後の強度と靱性が両立できており、さらに時効処理前の硬さも低いことから、切削抵抗の低下及び工具の長寿命化が期待できることがわかる。

これに対して、本発明の規定から外れた試験番号Ｂ１〜Ｂ１０の「比較例」の場合には、目標とする性能の少なくともいずれかが得られていない。

本発明の時効硬化性鋼は、好適な時効処理前の硬さ（３４０ＨＶ以下）を確保することができ、切削抵抗の低下と工具の長寿命化が期待できる。しかも、本発明の時効硬化性鋼を用いれば、切削加工の後に施される時効処理によって、好適な疲労強度（４９０ＭＰａ以上）、降伏強度（８００ＭＰａ以上）、及び衝撃値（２５Ｊ以上）も併せて確保することができる。このため、本発明の時効硬化性鋼は、自動車、産業機械、建設機械などの機械部品の素材として極めて好適に用いることができる。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．０９〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｓ：０．００１〜０．０４５％、Ｃｒ：１．００％を超えて２．００％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｖ：０．２２〜０．５５％及び、Ｎ：０．００８０を超えて０．０１７０％以下と、残部がＦｅ及び不純物とからなり、不純物中のＰ及びＴｉが、Ｐ：０．０３％以下及びＴｉ：０．００５％未満であり、
   ベイナイト組織の面積率が８０％以上であり、
   有効Ｖ割合（Ｖ固溶量／Ｖ総量）が０．９以上であり、
   さらに、下記の、（１）式で表わされるＦ１が１．００以下、かつ（２）式で表わされるＦ２が０．３０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＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ・・・（１）
   Ｆ２＝−４．５×Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ−３．５×Ｖ・・・・・（２）
   上記の（１）、（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。
   
2. 質量％で、Ｃ：０．０９〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．４０％、Ｍｎ：１．５〜２．５％、Ｓ：０．００１〜０．０４５％、Ｃｒ：１．００％を超えて２．００％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６０％、Ｖ：０．２２〜０．５５％、Ｍｏ：０．９％以下、及び、Ｎ：０．００８０を超えて０．０１７０％以下と、残部がＦｅ及び不純物とからなり、不純物中のＰ及びＴｉが、Ｐ：０．０３％以下及びＴｉ：０．００５％未満であり、
   ベイナイト組織の面積率が８０％以上であり、
   有効Ｖ割合（Ｖ固溶量／Ｖ総量）が０．９以上であり、
   さらに、下記の、（１’）式で表わされるＦ１’が１．００以下、かつ（２’）式で表わされるＦ２’が０．３０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＋０．１×Ｓｉ＋０．２×Ｍｎ＋０．１５×Ｃｒ＋０．３５×Ｖ＋０．２×Ｍｏ・・・・・（１’）
   Ｆ２’＝−４．５×Ｃ＋Ｍｎ＋Ｃｒ−３．５×Ｖ−０．８×Ｍｏ・・・・・（２’）
   上記の（１’）、（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。
3. さらに、Ｃｕ：０．３％以下及びＮｉ：０．３％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の時効硬化性鋼。
4. さらに、Ｃａ：０．００５％以下及びＢｉ：０．４％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１から３のいずれか１項に記載の時効硬化性鋼。
5. 請求項１から４のいずれか１項に記載の時効硬化性鋼を１１００〜１３５０℃で０．１〜３００分加熱した後、仕上げ鍛造後の表面温度が９００℃以上となるようにして鍛造を行い、その後、８００〜４００℃までの温度領域の平均冷却速度を１０〜９０℃／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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