JP2000239782A - 被削性と圧縮加工後の疲労強度に優れた非調質鍛造品の製造方法 - Google Patents
被削性と圧縮加工後の疲労強度に優れた非調質鍛造品の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 被削性とロール加工等の圧縮加工後の疲労強
度に優れた非調質鍛造品の製造方法を提供すること。 【解決手段】 重量比にしてＣ：０．１５〜０．４５
％，Ｓｉ：０．１０〜０．８０％，Ｍｎ：０．５０〜
１．５０％，Ｓ：０．０４０〜０．１２０％，Ｃｒ：
０．１０〜０．５０％，Ａｌ：０．００５〜０．０３０
％，Ｖ：０．１５〜０．５０％，Ｎ：０．００６０％以
上を含有し，残部はＦｅと不可避的不純物から成る鋼を
用い，１０００〜１３００℃で加熱し，熱間鍛造後空冷
もしくはファン冷却することにより，ミクロ組織がフェ
ライトとパーライトから成り，Ｖ量：Ｖ（％），フェラ
イト分率：Ｖｆ（％），フェライト硬さ：Ｈα（Ｈｖ）
の間に，Ｖ×Ｖｆ×Ｈα≧７００，Ｖｆ≧１５（％），
なる関係を満たす。
度に優れた非調質鍛造品の製造方法を提供すること。 【解決手段】 重量比にしてＣ：０．１５〜０．４５
％，Ｓｉ：０．１０〜０．８０％，Ｍｎ：０．５０〜
１．５０％，Ｓ：０．０４０〜０．１２０％，Ｃｒ：
０．１０〜０．５０％，Ａｌ：０．００５〜０．０３０
％，Ｖ：０．１５〜０．５０％，Ｎ：０．００６０％以
上を含有し，残部はＦｅと不可避的不純物から成る鋼を
用い，１０００〜１３００℃で加熱し，熱間鍛造後空冷
もしくはファン冷却することにより，ミクロ組織がフェ
ライトとパーライトから成り，Ｖ量：Ｖ（％），フェラ
イト分率：Ｖｆ（％），フェライト硬さ：Ｈα（Ｈｖ）
の間に，Ｖ×Ｖｆ×Ｈα≧７００，Ｖｆ≧１５（％），
なる関係を満たす。
Description
【０００１】
【技術分野】本技術は非調質鍛造品に関し，詳しくは自
動車エンジンのクランクシャフトのように，高い疲労強
度と優れた被削性を必要とする部品に最適な，被削性と
圧縮加工後の疲労強度に優れた非調質鍛造品の製造方法
に関する。
動車エンジンのクランクシャフトのように，高い疲労強
度と優れた被削性を必要とする部品に最適な，被削性と
圧縮加工後の疲労強度に優れた非調質鍛造品の製造方法
に関する。
【０００２】
【従来技術】例えば，自動車エンジン用のクランクシャ
フト，コンロッド等の機械構造部品には，一般にＳ５０
Ｃ等の機械構造用炭素鋼，或いはこれらにＳ，Ｐｂ等の
快削元素を添加した鋼を熱間鍛造後に焼入れ，焼もどし
処理を行ったものがかつては使用されていた。近年で
は，Ｖの微量添加により，焼入れ，焼もどし処理を省略
する非調質鋼，或いはこれらにＳ，Ｐｂ更にＣａ等の快
削元素を添加した鋼が主体である。
フト，コンロッド等の機械構造部品には，一般にＳ５０
Ｃ等の機械構造用炭素鋼，或いはこれらにＳ，Ｐｂ等の
快削元素を添加した鋼を熱間鍛造後に焼入れ，焼もどし
処理を行ったものがかつては使用されていた。近年で
は，Ｖの微量添加により，焼入れ，焼もどし処理を省略
する非調質鋼，或いはこれらにＳ，Ｐｂ更にＣａ等の快
削元素を添加した鋼が主体である。
【０００３】上記部品の疲労強度を高めるためには，所
定の形状に機械加工した後，ロール加工，高周波焼入れ
処理，軟窒化処理等が行われる。この中でロール加工等
の圧縮加工は，強度が必要な部分だけに施すことが可能
であり，また切削加工ラインへのインライン化が可能で
あるとともに，高周波焼入や軟窒化に比べて作業環境が
良好である点など，総合的に優れた強化方法のひとつで
ある。
定の形状に機械加工した後，ロール加工，高周波焼入れ
処理，軟窒化処理等が行われる。この中でロール加工等
の圧縮加工は，強度が必要な部分だけに施すことが可能
であり，また切削加工ラインへのインライン化が可能で
あるとともに，高周波焼入や軟窒化に比べて作業環境が
良好である点など，総合的に優れた強化方法のひとつで
ある。
【０００４】
【解決しようとする課題】近年の環境問題への関心の高
まりから，自動車の燃費向上と低エミッション化が強く
叫ばれる中，自動車エンジン部品の軽量小型化の要求が
ますます強くなっている。自動車エンジン部品は一般に
疲労強度設計されており，軽量小型化のためには疲労強
度の向上が必要不可欠である。疲労強度の向上に対し
て，硬さを向上させることが考えられるが，この場合に
は切削性が低下してしまう。
まりから，自動車の燃費向上と低エミッション化が強く
叫ばれる中，自動車エンジン部品の軽量小型化の要求が
ますます強くなっている。自動車エンジン部品は一般に
疲労強度設計されており，軽量小型化のためには疲労強
度の向上が必要不可欠である。疲労強度の向上に対し
て，硬さを向上させることが考えられるが，この場合に
は切削性が低下してしまう。
【０００５】そこで前記の機械加工後のロール加工が疲
労強度向上方策として着目されるが，ロール加工した部
品の疲労強度は，ロール加工時の負荷荷重によってほぼ
決定される。ロール加工の負荷荷重を高めるほど，疲労
強度は向上するが，極端な荷重の増加はかえって表面性
状を悪化させてしまうため，疲労強度の低下を招いた
り，あるいはロール加工設備のコスト増加を招くため問
題となる。そこで同じ負荷荷重のロール加工その他の圧
縮加工を行った場合の疲労強度向上率が高く，かつ被削
性に優れた鋼材ならびに鍛造品の開発が望まれていた。
労強度向上方策として着目されるが，ロール加工した部
品の疲労強度は，ロール加工時の負荷荷重によってほぼ
決定される。ロール加工の負荷荷重を高めるほど，疲労
強度は向上するが，極端な荷重の増加はかえって表面性
状を悪化させてしまうため，疲労強度の低下を招いた
り，あるいはロール加工設備のコスト増加を招くため問
題となる。そこで同じ負荷荷重のロール加工その他の圧
縮加工を行った場合の疲労強度向上率が高く，かつ被削
性に優れた鋼材ならびに鍛造品の開発が望まれていた。
【０００６】
【課題の解決手段】ロール加工等の圧縮加工を行った場
合の強度向上率が高く，かつ被削性に優れた鋼材および
鍛造品に関して，本発明者等は鋭意研究を重ねた結果，
以下のようにすることで目的を達成できることを知見し
た。すなわち，重量比にしてＣ：０．１５〜０．４５
％，Ｓｉ：０．１０〜０．８０％，Ｍｎ：０．５０〜
１．５０％，Ｓ：０．０４０〜０．１２０％，Ｃｒ：
０．１０〜０．５０％，Ａｌ：０．００５〜０．０３０
％，Ｖ：０．１５〜０．５０％，Ｎ：０．００６０％以
上を含有するとともに，さらに必要に応じてＣａ：０．
０００５〜０．００６０％，Ｐｂ：０．０５〜０．３０
％，Ｂｉ：０．０１〜０．２０％のうち１種または２種
以上を含有し，残部はＦｅと不可避的不純物から成る鋼
を用い，１０００〜１３００℃で加熱し，熱間鍛造後空
冷もしくはファン冷却することにより，ミクロ組織がフ
ェライトとパーライトから成り，Ｖ量：Ｖ（％），フェ
ライト分率：Ｖｆ（％），フェライト硬さ：Ｈα（Ｈ
ｖ）の間に， Ｖ×Ｖｆ×Ｈα≧７００， Ｖｆ≧１５（％） なる関係を満たすことを特徴とする被削性と圧縮加工後
の疲労強度に優れた非調質鍛造品の製造方法にある。
合の強度向上率が高く，かつ被削性に優れた鋼材および
鍛造品に関して，本発明者等は鋭意研究を重ねた結果，
以下のようにすることで目的を達成できることを知見し
た。すなわち，重量比にしてＣ：０．１５〜０．４５
％，Ｓｉ：０．１０〜０．８０％，Ｍｎ：０．５０〜
１．５０％，Ｓ：０．０４０〜０．１２０％，Ｃｒ：
０．１０〜０．５０％，Ａｌ：０．００５〜０．０３０
％，Ｖ：０．１５〜０．５０％，Ｎ：０．００６０％以
上を含有するとともに，さらに必要に応じてＣａ：０．
０００５〜０．００６０％，Ｐｂ：０．０５〜０．３０
％，Ｂｉ：０．０１〜０．２０％のうち１種または２種
以上を含有し，残部はＦｅと不可避的不純物から成る鋼
を用い，１０００〜１３００℃で加熱し，熱間鍛造後空
冷もしくはファン冷却することにより，ミクロ組織がフ
ェライトとパーライトから成り，Ｖ量：Ｖ（％），フェ
ライト分率：Ｖｆ（％），フェライト硬さ：Ｈα（Ｈ
ｖ）の間に， Ｖ×Ｖｆ×Ｈα≧７００， Ｖｆ≧１５（％） なる関係を満たすことを特徴とする被削性と圧縮加工後
の疲労強度に優れた非調質鍛造品の製造方法にある。
【０００７】なお，上記圧縮加工としては，ロール加工
の他に，冷間鍛造加工，冷間コイニング加工，冷間押出
加工等種々の加工方法がある。
の他に，冷間鍛造加工，冷間コイニング加工，冷間押出
加工等種々の加工方法がある。
【０００８】次に，本発明の限定理由につき説明する。
なお合金元素の％表示は，いずれも重量％を示す。
なお合金元素の％表示は，いずれも重量％を示す。
【０００９】（１）Ｃ Ｃは構造用鋼として必要な強度を確保するために０．１
５％以上，望ましくは０．２５％以上の含有が必要であ
る。しかし，Ｃを多量に含有させるとフェライト量が減
少し，Ｖｆ＜１５となって充分な被削性および圧縮加工
後の疲労強度が得られないため，上限は０．４５％，望
ましくは０．４３％以下とする。
５％以上，望ましくは０．２５％以上の含有が必要であ
る。しかし，Ｃを多量に含有させるとフェライト量が減
少し，Ｖｆ＜１５となって充分な被削性および圧縮加工
後の疲労強度が得られないため，上限は０．４５％，望
ましくは０．４３％以下とする。
【００１０】（２）Ｓｉ Ｓｉは，素地の固溶硬化により，疲労強度を向上させ，
かつ，脱酸補助剤として少なくとも０．１０％，望まし
くは０．１５％以上の含有が必要である。一方，Ｓｉを
多量に含有させると被削性が低下するので，上限を０．
８０％，望ましくは０．６０％，更に望ましくは０．３
５％以下とする。
かつ，脱酸補助剤として少なくとも０．１０％，望まし
くは０．１５％以上の含有が必要である。一方，Ｓｉを
多量に含有させると被削性が低下するので，上限を０．
８０％，望ましくは０．６０％，更に望ましくは０．３
５％以下とする。
【００１１】（３）Ｍｎ Ｍｎは必要な強度と焼入性の確保，ならびに被削性向上
に効果のあるＭｎＳの形成のために少なくとも０．５０
％，望ましくは０．８０％以上の含有が必要である。一
方，多量に含有させると熱間鍛造のままでベイナイト，
マルテンサイト等を発生させ，硬さが高くなり過ぎて逆
に切削性を低下させるためその上限を１．５０％，望ま
しくは１．３０％以下とする。
に効果のあるＭｎＳの形成のために少なくとも０．５０
％，望ましくは０．８０％以上の含有が必要である。一
方，多量に含有させると熱間鍛造のままでベイナイト，
マルテンサイト等を発生させ，硬さが高くなり過ぎて逆
に切削性を低下させるためその上限を１．５０％，望ま
しくは１．３０％以下とする。
【００１２】（４）Ｓ Ｓは前記のごとくＭｎＳとして被削性向上に効果がある
ため，少なくとも０．０４０％以上の含有が必要であ
る。しかし，多量に含有させると熱間加工性を劣化させ
るので，その上限を０．１２０％，望ましくは０．０７
０％とする。
ため，少なくとも０．０４０％以上の含有が必要であ
る。しかし，多量に含有させると熱間加工性を劣化させ
るので，その上限を０．１２０％，望ましくは０．０７
０％とする。
【００１３】（５）Ｃｒ ＣｒはＭｎと同様に，必要な強度と焼入性を確保させる
目的で，最低でも０．１０％の添加が必要である。ただ
し必要以上多量に含有させると熱間鍛造のままでベイナ
イト，マルテンサイト等を発生させ，硬さ増加により被
削性を低下させるため，その上限を０．５０％，望まし
くは０．３０％以下とする。
目的で，最低でも０．１０％の添加が必要である。ただ
し必要以上多量に含有させると熱間鍛造のままでベイナ
イト，マルテンサイト等を発生させ，硬さ増加により被
削性を低下させるため，その上限を０．５０％，望まし
くは０．３０％以下とする。
【００１４】（６）Ａｌ Ａｌは脱酸のために添加されるが，０．００５％未満で
はその効果は不足するため，下限を０．００５％とす
る。一方，多量に含有させると被削性を阻害するＡｌ2
Ｏ3量が多くなるとともに，Ｎとも結びついてＡｌＮを
形成し，圧縮加工時に時効元素として働くＮをトラップ
してしまうため，その上限を０．０３０％，望ましくは
０．０２０％以下とする。
はその効果は不足するため，下限を０．００５％とす
る。一方，多量に含有させると被削性を阻害するＡｌ2
Ｏ3量が多くなるとともに，Ｎとも結びついてＡｌＮを
形成し，圧縮加工時に時効元素として働くＮをトラップ
してしまうため，その上限を０．０３０％，望ましくは
０．０２０％以下とする。
【００１５】（７）Ｖ Ｖは過去に知見されているように，鍛造後の冷却過程に
てフェライト組織中に炭窒化物を形成し，疲労強度を向
上させる効果がある。特にロール加工等の圧縮加工を施
した場合には，素地の中の転移及び残留応力との相互作
用により，より一層の疲労特性の向上効果が得られる。
またＶ炭窒化物が工具面保護潤滑の働きをするため，被
削性に対しても効果がある。前記効果を得るためには，
少なくとも０．１５％，望ましくは０．２０％以上の含
有が必要である。なお，含有量の下限を０．２５％を超
えるように限定してもよい。しかし，多量に添加しても
その効果は飽和するとともに，コスト高となるため，上
限を０．５０％，望ましくは０．３５％，さらに望まし
くは０．３０％以下とする。
てフェライト組織中に炭窒化物を形成し，疲労強度を向
上させる効果がある。特にロール加工等の圧縮加工を施
した場合には，素地の中の転移及び残留応力との相互作
用により，より一層の疲労特性の向上効果が得られる。
またＶ炭窒化物が工具面保護潤滑の働きをするため，被
削性に対しても効果がある。前記効果を得るためには，
少なくとも０．１５％，望ましくは０．２０％以上の含
有が必要である。なお，含有量の下限を０．２５％を超
えるように限定してもよい。しかし，多量に添加しても
その効果は飽和するとともに，コスト高となるため，上
限を０．５０％，望ましくは０．３５％，さらに望まし
くは０．３０％以下とする。
【００１６】（８）Ｎ Ｎはロール加工等の圧縮加工によって導入される転位を
固着する，いわゆるひずみ時効によって，疲労強度の改
善に効果のある元素であるため，少なくとも０．０６０
％以上，望ましくは０．０８０％以上含有する必要があ
る。
固着する，いわゆるひずみ時効によって，疲労強度の改
善に効果のある元素であるため，少なくとも０．０６０
％以上，望ましくは０．０８０％以上含有する必要があ
る。
【００１７】（９）Ｃａ，Ｐｂ，Ｂｉ Ｃａ，Ｐｂ，Ｂｉは被削性を更に向上させるのに有効な
元素であり，必要に応じて１種または２種以上添加する
ことが好ましい（請求項２）。その効果を得るために
は，Ｃａ，Ｐｂ，Ｂｉについてそれぞれ少なくとも０．
０００５％，０．０５％，０．０１％の含有が必要であ
る。しかし過剰に添加しても，その効果は飽和するとと
もに，熱間加工性の低下およびコスト高を招くため，上
限をＣａ，Ｐｂ，Ｂｉについてそれぞれ０．００６０
％，０．３０％，０．３０％とした。
元素であり，必要に応じて１種または２種以上添加する
ことが好ましい（請求項２）。その効果を得るために
は，Ｃａ，Ｐｂ，Ｂｉについてそれぞれ少なくとも０．
０００５％，０．０５％，０．０１％の含有が必要であ
る。しかし過剰に添加しても，その効果は飽和するとと
もに，熱間加工性の低下およびコスト高を招くため，上
限をＣａ，Ｐｂ，Ｂｉについてそれぞれ０．００６０
％，０．３０％，０．３０％とした。
【００１８】次に本発明における鍛造条件ならびに鍛造
品の組織，硬さ等の限定理由について説明する。
品の組織，硬さ等の限定理由について説明する。
【００１９】（ａ）加熱温度 熱間鍛造時の加熱温度によって鍛造品の特性が変化する
ため，範囲を限定する必要がある。加熱温度が低いと鋼
中に含有したＶが十分に固溶せず，疲労強度ならびに被
削性向上に対する効果が発揮されないため，その下限を
１０００℃とした。ただし加熱温度が高すぎると結晶粒
度の粗大化，およびフェライト分率の低下を招き，疲労
強度および被削性はかえって低下してしまうので，その
上限を１３００℃とした。
ため，範囲を限定する必要がある。加熱温度が低いと鋼
中に含有したＶが十分に固溶せず，疲労強度ならびに被
削性向上に対する効果が発揮されないため，その下限を
１０００℃とした。ただし加熱温度が高すぎると結晶粒
度の粗大化，およびフェライト分率の低下を招き，疲労
強度および被削性はかえって低下してしまうので，その
上限を１３００℃とした。
【００２０】（ｂ）熱間鍛造後の冷却 熱間鍛造後の冷却によっても鍛造品の特性が変化するた
め，限定する必要がある。本発明において良好な被削性
と圧縮加工後の疲労強度を得るためには，フェライトと
パーライトからなる組織にしてＶ炭窒化物を微細に析出
させる必要があるので，これらを満足するよう，鍛造後
の冷却を空冷もしくはファン冷却とした。
め，限定する必要がある。本発明において良好な被削性
と圧縮加工後の疲労強度を得るためには，フェライトと
パーライトからなる組織にしてＶ炭窒化物を微細に析出
させる必要があるので，これらを満足するよう，鍛造後
の冷却を空冷もしくはファン冷却とした。
【００２１】（ｃ）ミクロ組織 前記のとおり，本発明では良好な被削性とロール加工等
の圧縮加工後の疲労強度を得るために，フェライトとパ
ーライトからなる組織にする必要がある。
の圧縮加工後の疲労強度を得るために，フェライトとパ
ーライトからなる組織にする必要がある。
【００２２】（ｄ）Ｖ×Ｖｆ×Ｈα≧７００ 本発明に到るまでの鋭意研究において，ロール加工等の
圧縮加工後の疲労強度に最も影響を及ぼすパラメータと
して，Ｖ×Ｖｆ×Ｈαなる関係式を導いた。ここで，各
変数はそれぞれ，Ｖ量：Ｖ（％），フェライト分率：Ｖ
ｆ（％），フェライト硬さ：Ｈα（Ｈｖ）を意味する。
そして図４に示されるように，Ｖ×Ｖｆ×Ｈαが７００
以上あればロール加工等の圧縮加工後の疲労強度は安定
して高い値を示すが，７００を下回ると急激に圧縮加工
後の疲労強度が低下することを知見した。よって，良好
な圧縮加工後の疲労強度を得る目的で，Ｖ×Ｖｆ×Ｈα
≧７００とする必要がある。
圧縮加工後の疲労強度に最も影響を及ぼすパラメータと
して，Ｖ×Ｖｆ×Ｈαなる関係式を導いた。ここで，各
変数はそれぞれ，Ｖ量：Ｖ（％），フェライト分率：Ｖ
ｆ（％），フェライト硬さ：Ｈα（Ｈｖ）を意味する。
そして図４に示されるように，Ｖ×Ｖｆ×Ｈαが７００
以上あればロール加工等の圧縮加工後の疲労強度は安定
して高い値を示すが，７００を下回ると急激に圧縮加工
後の疲労強度が低下することを知見した。よって，良好
な圧縮加工後の疲労強度を得る目的で，Ｖ×Ｖｆ×Ｈα
≧７００とする必要がある。
【００２３】（ｅ）Ｖｆ≧１５（％） 本発明に到るまでの鋭意研究において，図３に示される
ように，被削性（超硬旋削寿命）に対してフェライト分
率が大きく影響を及ぼし，フェライト分率が高いほど被
削性が向上することが知見された。本発明においては，
目標とする被削性確保の点から，Ｖｆ≧１５（％）とす
る必要がある。
ように，被削性（超硬旋削寿命）に対してフェライト分
率が大きく影響を及ぼし，フェライト分率が高いほど被
削性が向上することが知見された。本発明においては，
目標とする被削性確保の点から，Ｖｆ≧１５（％）とす
る必要がある。
【００２４】
【発明の実施の形態】実施例 次に，本願にかかる発明の特徴を比較鋼及び従来鋼と比
較して，実施例により説明する。
較して，実施例により説明する。
【００２５】表１は，これらの供試材の化学成分を示す
ものである。表１にてＡ〜Ｇ鋼は本発明であり，Ａ〜Ｃ
鋼は第１発明，Ｄ〜Ｇ鋼は第２発明である。またＨ〜Ｎ
鋼は一部の元素が本発明の条件を満足しない比較鋼であ
り，Ｏ鋼は従来から使用されているフェライト・パーラ
イト型の非調質鋼，Ｐ鋼はＪＩＳ鋼のＳ５５Ｃである。
ものである。表１にてＡ〜Ｇ鋼は本発明であり，Ａ〜Ｃ
鋼は第１発明，Ｄ〜Ｇ鋼は第２発明である。またＨ〜Ｎ
鋼は一部の元素が本発明の条件を満足しない比較鋼であ
り，Ｏ鋼は従来から使用されているフェライト・パーラ
イト型の非調質鋼，Ｐ鋼はＪＩＳ鋼のＳ５５Ｃである。
【００２６】
【表１】
【００２７】実施例として使用した供試材は，熱間圧延
にて製造した直径９０ｍｍの丸棒を１２００℃に加熱
後，１１５０〜１１００℃にて直径６０ｍｍの丸棒に鍛
造し，室温まで自然空冷したものであり，従来鋼である
Ｐ鋼のみ空冷後に８８０℃再加熱後油焼入，５８０℃に
て焼もどしの調質処理を施した。
にて製造した直径９０ｍｍの丸棒を１２００℃に加熱
後，１１５０〜１１００℃にて直径６０ｍｍの丸棒に鍛
造し，室温まで自然空冷したものであり，従来鋼である
Ｐ鋼のみ空冷後に８８０℃再加熱後油焼入，５８０℃に
て焼もどしの調質処理を施した。
【００２８】これら各供試材より試験片を削り出し，ミ
クロ組織観察およびフェライト分率の測定，フェライト
硬さ測定，引張試験，小野式回転曲げ疲労試験，超硬工
具による旋削工具寿命試験を行った。
クロ組織観察およびフェライト分率の測定，フェライト
硬さ測定，引張試験，小野式回転曲げ疲労試験，超硬工
具による旋削工具寿命試験を行った。
【００２９】ミクロ組織観察は，ナイタール腐食した試
料を光学顕微鏡にて倍率１００倍にて観察し，フェライ
ト分率の測定は，前記同様の観察５０視野について，ポ
イント・カウンティング法にて行い，その平均値を測定
値とした。フェライト硬さの測定は，測定荷重１０ｇｆ
のマイクロビッカース硬度計にて，各試料につき５０個
のフェライト部の硬さを測定し，その平均値を測定値と
した。
料を光学顕微鏡にて倍率１００倍にて観察し，フェライ
ト分率の測定は，前記同様の観察５０視野について，ポ
イント・カウンティング法にて行い，その平均値を測定
値とした。フェライト硬さの測定は，測定荷重１０ｇｆ
のマイクロビッカース硬度計にて，各試料につき５０個
のフェライト部の硬さを測定し，その平均値を測定値と
した。
【００３０】小野式回転曲げ疲労試験は，図１に示すご
とく，両端部１１の直径d1がφ１２ｍｍ，中央部１２の
直径d２がφ１０ｍｍの丸棒において，同図中の拡大図
Ａに示すごとく，その中央に曲率半径Ｒ1が１．８ｍｍ
の環状切欠付き部１３を有する試験片１用いた。
とく，両端部１１の直径d1がφ１２ｍｍ，中央部１２の
直径d２がφ１０ｍｍの丸棒において，同図中の拡大図
Ａに示すごとく，その中央に曲率半径Ｒ1が１．８ｍｍ
の環状切欠付き部１３を有する試験片１用いた。
【００３１】そして，図２に示す試験装置２において，
上記環状切欠付き部１３にＲ１．６のローラ２１を用い
て受けローラ２２上において荷重４００ｋｇｆの条件に
て，上記試験片１にロール加工した後，該試験片１を疲
労試験に供して疲労限を求めた。そして，各供試材から
別途切り出したＪＩＳ４号試験片による引張試験により
求めた引張強さで疲労限を除した値，即ち耐久比を求め
た。
上記環状切欠付き部１３にＲ１．６のローラ２１を用い
て受けローラ２２上において荷重４００ｋｇｆの条件に
て，上記試験片１にロール加工した後，該試験片１を疲
労試験に供して疲労限を求めた。そして，各供試材から
別途切り出したＪＩＳ４号試験片による引張試験により
求めた引張強さで疲労限を除した値，即ち耐久比を求め
た。
【００３２】旋削工具寿命試験は，６０ｍｍ丸棒の各供
試材を直径５５ｍｍにピーリングして試験片とし，旋盤
にてＰ１０の超硬チップを用い，切削速度：２５０ｍ／
ｍｉｎ，送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ，切込み：１．５ｍ
ｍ，乾式にて旋削を行い，横逃げ面摩耗幅が０．２ｍｍ
になるまでの切削時間を測定して寿命とした。なお，結
果は従来鋼であるＰ鋼の寿命を１００とした指数で示し
た。以上の試験を行なって得られた結果を表２に示す。
試材を直径５５ｍｍにピーリングして試験片とし，旋盤
にてＰ１０の超硬チップを用い，切削速度：２５０ｍ／
ｍｉｎ，送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ，切込み：１．５ｍ
ｍ，乾式にて旋削を行い，横逃げ面摩耗幅が０．２ｍｍ
になるまでの切削時間を測定して寿命とした。なお，結
果は従来鋼であるＰ鋼の寿命を１００とした指数で示し
た。以上の試験を行なって得られた結果を表２に示す。
【００３３】
【表２】
【００３４】表２から明らかなように比較鋼，従来鋼を
使用して製造した鍛造品（直径６０ｍｍの丸棒）を本発
明鋼によるものと比較すると，Ｈ鋼はＣ含有率が高いた
め，フェライト分率が９％と低く，かつＶ×Ｖｆ×Ｈα
が７００未満であるため，旋削工具寿命および耐久比と
もに劣るものである。Ｉ鋼はＳｉ含有率が高くかつＳ含
有率が低いため，特に旋削工具寿命に劣るものである。
Ｊ鋼，Ｋ鋼はそれぞれＭｎ含有率，Ｃｒ含有率が高いた
めにベイナイト組織が混在し，旋削工具寿命および耐久
比ともに劣るものである。Ｌ鋼はＶ含有率が低く，Ｖ×
Ｖｆ×Ｈαが７００未満であるために旋削工具寿命およ
び耐久比ともに劣るものである。Ｍ鋼，Ｎ鋼はそれぞれ
Ａｌ含有率が高いこと，Ｎ含有率が低いことにより，ロ
ール加工後のひずみ時効効果が得られず，耐久比に劣る
ものである。
使用して製造した鍛造品（直径６０ｍｍの丸棒）を本発
明鋼によるものと比較すると，Ｈ鋼はＣ含有率が高いた
め，フェライト分率が９％と低く，かつＶ×Ｖｆ×Ｈα
が７００未満であるため，旋削工具寿命および耐久比と
もに劣るものである。Ｉ鋼はＳｉ含有率が高くかつＳ含
有率が低いため，特に旋削工具寿命に劣るものである。
Ｊ鋼，Ｋ鋼はそれぞれＭｎ含有率，Ｃｒ含有率が高いた
めにベイナイト組織が混在し，旋削工具寿命および耐久
比ともに劣るものである。Ｌ鋼はＶ含有率が低く，Ｖ×
Ｖｆ×Ｈαが７００未満であるために旋削工具寿命およ
び耐久比ともに劣るものである。Ｍ鋼，Ｎ鋼はそれぞれ
Ａｌ含有率が高いこと，Ｎ含有率が低いことにより，ロ
ール加工後のひずみ時効効果が得られず，耐久比に劣る
ものである。
【００３５】また従来鋼であるＯ鋼はフェライト・パー
ラト型の非調質鋼であるが，Ｖ含有率が低く，Ｖ×Ｖｆ
×Ｈαが７００未満であるために旋削工具寿命および耐
久比ともに劣るものである。Ｐ鋼は調質炭素鋼である
が，やはり旋削工具寿命および耐久比ともに劣る。
ラト型の非調質鋼であるが，Ｖ含有率が低く，Ｖ×Ｖｆ
×Ｈαが７００未満であるために旋削工具寿命および耐
久比ともに劣るものである。Ｐ鋼は調質炭素鋼である
が，やはり旋削工具寿命および耐久比ともに劣る。
【００３６】これに対して，本発明鋼Ａ〜Ｃ鋼により製
造した鍛造品（直径６０ｍｍの丸棒）は，主として，
Ｖ，Ａｌ，Ｎを適量含有し，他の化学成分のコントロー
ルし，熱処理温度，冷却速度を制御することによりＶ×
Ｖｆ×Ｈαを７００以上，かつ，フェライト分率：Ｖｆ
を１５％以上の範囲に限定することにより，旋削工具寿
命，耐久比ともに優れた特性が得られることが確認でき
た。また快削元素を添加したＤ〜Ｇ鋼による鍛造品つい
ては，特に旋削工具寿命において更に著しく改善してい
ることが確認できた。
造した鍛造品（直径６０ｍｍの丸棒）は，主として，
Ｖ，Ａｌ，Ｎを適量含有し，他の化学成分のコントロー
ルし，熱処理温度，冷却速度を制御することによりＶ×
Ｖｆ×Ｈαを７００以上，かつ，フェライト分率：Ｖｆ
を１５％以上の範囲に限定することにより，旋削工具寿
命，耐久比ともに優れた特性が得られることが確認でき
た。また快削元素を添加したＤ〜Ｇ鋼による鍛造品つい
ては，特に旋削工具寿命において更に著しく改善してい
ることが確認できた。
【００３７】次に鍛造時の加熱温度および鍛造後の冷却
速度の変化による影響を調査した実施例について以下に
示す。表１に示す鋼のうち，本発明鋼であるＣ鋼につい
て，熱間圧延にて製造した直径９０ｍｍの丸棒を９５
０，１２００，１３５０℃の３条件の温度に加熱後，
（加熱温度）−（５０〜１００）℃にて直径６０ｍｍの
丸棒に鍛造し，室温までパレット内積み重ねによる徐
冷，自然空冷，ファン冷却，油焼入の４条件の冷却にて
鍛造品を製造し，前記実施例と同様の試験を行った。表
３に評価結果を示す。
速度の変化による影響を調査した実施例について以下に
示す。表１に示す鋼のうち，本発明鋼であるＣ鋼につい
て，熱間圧延にて製造した直径９０ｍｍの丸棒を９５
０，１２００，１３５０℃の３条件の温度に加熱後，
（加熱温度）−（５０〜１００）℃にて直径６０ｍｍの
丸棒に鍛造し，室温までパレット内積み重ねによる徐
冷，自然空冷，ファン冷却，油焼入の４条件の冷却にて
鍛造品を製造し，前記実施例と同様の試験を行った。表
３に評価結果を示す。
【００３８】
【表３】
【００３９】表３から明らかなように，化学成分が本発
明の請求範囲内にあっても，鍛造時の加熱温度および鍛
造後の冷却が本発明の請求範囲から外れると，フェライ
ト分率もしくはＶ×Ｖｆ×Ｈαが本発明の請求範囲から
外れてしまうため，旋削工具寿命もしくは耐久比が低下
してしまうことがわかる。
明の請求範囲内にあっても，鍛造時の加熱温度および鍛
造後の冷却が本発明の請求範囲から外れると，フェライ
ト分率もしくはＶ×Ｖｆ×Ｈαが本発明の請求範囲から
外れてしまうため，旋削工具寿命もしくは耐久比が低下
してしまうことがわかる。
【００４０】
【発明の効果】本発明は，鋼の化学成分を最適化すると
ともに，熱間鍛造時の加熱温度および鍛造後の冷却条件
をコントロールして，フェライト・パーライト組織を得
るとともに，Ｖ量：Ｖ（％），フェライト分率：Ｖｆ
（％），フェライト硬さ：Ｈα（Ｈｖ）の間に，Ｖ×Ｖ
ｆ×Ｈα≧７００，Ｖｆ≧１５（％）なる関係を満たす
ことによって，被削性と圧縮加工後の疲労強度に優れた
非調質鍛造品を得ることができる。具体的には，耐久比
で０．６０以上，被削工具寿命でＪＩＳ鋼Ｓ５５Ｃの焼
入れ焼きもどし材の寿命を１００とした指数値で，１２
０以上という優れた性能を得る事ができる。より好まし
くは，耐久比で０．６５以上，被削工具寿命でＪＩＳ鋼
Ｓ５５Ｃの焼入れ焼きもどし材の寿命を１５０とした指
数値で，１２０以上という優れた性能を得る事ができ
る。
ともに，熱間鍛造時の加熱温度および鍛造後の冷却条件
をコントロールして，フェライト・パーライト組織を得
るとともに，Ｖ量：Ｖ（％），フェライト分率：Ｖｆ
（％），フェライト硬さ：Ｈα（Ｈｖ）の間に，Ｖ×Ｖ
ｆ×Ｈα≧７００，Ｖｆ≧１５（％）なる関係を満たす
ことによって，被削性と圧縮加工後の疲労強度に優れた
非調質鍛造品を得ることができる。具体的には，耐久比
で０．６０以上，被削工具寿命でＪＩＳ鋼Ｓ５５Ｃの焼
入れ焼きもどし材の寿命を１００とした指数値で，１２
０以上という優れた性能を得る事ができる。より好まし
くは，耐久比で０．６５以上，被削工具寿命でＪＩＳ鋼
Ｓ５５Ｃの焼入れ焼きもどし材の寿命を１５０とした指
数値で，１２０以上という優れた性能を得る事ができ
る。
【００４１】従って，この技術は特に自動車エンジンの
クランクシャフトのように，高い疲労強度と優れた被削
性を必要とする部品に対して，軽量化と低コスト化を両
立させ得る点において，産業上寄与するところは極めて
大である。
クランクシャフトのように，高い疲労強度と優れた被削
性を必要とする部品に対して，軽量化と低コスト化を両
立させ得る点において，産業上寄与するところは極めて
大である。
【図１】小野式回転曲げ疲労試験片の説明図。
【図２】小野式回転曲げ疲労試験片へのロール加工の方
法を示す説明図。
法を示す説明図。
【図３】フェライト分率と旋削寿命の関係を示した図。
【図４】Ｖ×Ｖｆ×Ｈαとロール加工した小野式回転曲
げ疲労試験の耐久比の関係を示した図。
げ疲労試験の耐久比の関係を示した図。
１．．．試験片， １３．．．環状切欠付き部， ２．．．試験装置，
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 加藤 智也 愛知県東海市荒尾町ワノ割１番地 愛知製 鋼株式会社内 (72)発明者 大脇 進 愛知県東海市荒尾町ワノ割１番地 愛知製 鋼株式会社内 (72)発明者 河本 剛 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 (72)発明者 森 元秀 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内 (72)発明者 張籠 隆行 愛知県豊田市トヨタ町１番地 トヨタ自動 車株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比にしてＣ：０．１５〜０．４５
％，Ｓｉ：０．１０〜０．８０％，Ｍｎ：０．５０〜
１．５０％，Ｓ：０．０４０〜０．１２０％，Ｃｒ：
０．１０〜０．５０％，Ａｌ：０．００５〜０．０３０
％，Ｖ：０．１５〜０．５０％，Ｎ：０．００６０％以
上を含有し，残部はＦｅと不可避的不純物から成る鋼を
用い，１０００〜１３００℃で加熱し，熱間鍛造後空冷
もしくはファン冷却することにより，ミクロ組織がフェ
ライトとパーライトから成り，Ｖ量：Ｖ（％），フェラ
イト分率：Ｖｆ（％），フェライト硬さ：Ｈα（Ｈｖ）
の間に， Ｖ×Ｖｆ×Ｈα≧７００， Ｖｆ≧１５（％） なる関係を満たすことを特徴とする被削性と圧縮加工後
の疲労強度に優れた非調質鍛造品の製造方法。 - 【請求項２】 重量比にしてＣ：０．１５〜０．４５
％，Ｓｉ：０．１０〜０．８０％，Ｍｎ：０．５０〜
１．５０％，Ｓ：０．０４０〜０．１２０％，Ｃｒ：
０．１０〜０．５０％，Ａｌ：０．００５〜０．０３０
％，Ｖ：０．１５〜０．５０％，Ｎ：０．００６０％以
上を含有するとともに，さらにＣａ：０．０００５〜
０．００６０％，Ｐｂ：０．０５〜０．３０％，Ｂｉ：
０．０１〜０．２０％のうち１種または２種以上を含有
し，残部はＦｅと不可避的不純物から成る鋼を用い，１
０００〜１３００℃で加熱し，熱間鍛造後空冷もしくは
ファン冷却することにより，ミクロ組織がフェライトと
パーライトから成り，Ｖ量：Ｖ（％），フェライト分
率：Ｖｆ（％），フェライト硬さ：Ｈα（Ｈｖ）の間
に， Ｖ×Ｖｆ×Ｈα≧７００， Ｖｆ≧１５（％） なる関係を満たすことを特徴とする被削性と圧縮加工後
の疲労強度に優れた非調質鍛造品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03721999A JP3478381B2 (ja) | 1999-02-16 | 1999-02-16 | 被削性と圧縮加工後の疲労強度に優れた非調質鍛造品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03721999A JP3478381B2 (ja) | 1999-02-16 | 1999-02-16 | 被削性と圧縮加工後の疲労強度に優れた非調質鍛造品の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000239782A true JP2000239782A (ja) | 2000-09-05 |
| JP3478381B2 JP3478381B2 (ja) | 2003-12-15 |
Family
ID=12491491
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03721999A Expired - Fee Related JP3478381B2 (ja) | 1999-02-16 | 1999-02-16 | 被削性と圧縮加工後の疲労強度に優れた非調質鍛造品の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3478381B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008088473A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-04-17 | Daido Steel Co Ltd | クランクシャフトの製造方法 |
| JP2008240129A (ja) * | 2007-03-29 | 2008-10-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 非調質鋼材 |
| JP2010196158A (ja) * | 2009-01-30 | 2010-09-09 | Aichi Steel Works Ltd | 熱間鍛造非調質鋼部品及びこれに用いる熱間鍛造用非調質鋼 |
| JP2012062496A (ja) * | 2010-09-14 | 2012-03-29 | Nippon Steel Corp | 高周波焼入れ性優れた軟質中炭素鋼板 |
| WO2013077182A1 (ja) * | 2011-11-21 | 2013-05-30 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間鍛造用圧延棒鋼 |
| CN105026593A (zh) * | 2013-03-20 | 2015-11-04 | 爱知制钢株式会社 | 锻造部件及其制造方法、以及连杆 |
| JP2020078871A (ja) * | 2018-11-12 | 2020-05-28 | 住友ゴム工業株式会社 | タイヤ用ゴム材料の裁断装置 |
| CN115747634A (zh) * | 2022-10-10 | 2023-03-07 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种高品质非调质钢、曲轴及制备方法 |
-
1999
- 1999-02-16 JP JP03721999A patent/JP3478381B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US9574255B2 (en) | 2011-11-21 | 2017-02-21 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Rolled steel bar for hot forging |
| WO2013077182A1 (ja) * | 2011-11-21 | 2013-05-30 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間鍛造用圧延棒鋼 |
| JP2013108129A (ja) * | 2011-11-21 | 2013-06-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 熱間鍛造用圧延棒鋼 |
| EP2784169A4 (en) * | 2011-11-21 | 2016-03-16 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | LAMINATED STEEL BAR FOR HOT FORGING |
| CN105026593A (zh) * | 2013-03-20 | 2015-11-04 | 爱知制钢株式会社 | 锻造部件及其制造方法、以及连杆 |
| US10822677B2 (en) | 2013-03-20 | 2020-11-03 | Aichi Steel Corporation | Forged component, method for manufacturing the same, and connecting rod |
| JP2020078871A (ja) * | 2018-11-12 | 2020-05-28 | 住友ゴム工業株式会社 | タイヤ用ゴム材料の裁断装置 |
| JP7163731B2 (ja) | 2018-11-12 | 2022-11-01 | 住友ゴム工業株式会社 | タイヤ用ゴム材料の裁断装置 |
| CN115747634A (zh) * | 2022-10-10 | 2023-03-07 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种高品质非调质钢、曲轴及制备方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3478381B2 (ja) | 2003-12-15 |
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