JP2017066474A - 熱間鍛造部品及び熱間鍛造部品の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】耐焼付き性に優れた熱間鍛造部品を提供する。【解決手段】熱間鍛造部品は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６％、Ｓｉ：０．１％以上１．２％未満、Ｍｎ：０．１％以上１．２％未満、Ｐ：０．０２％を超え０．０５％以下、Ｓ：０．０６％以下、Ａｌ：０．０５％を超え０．８％以下、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｖ：０〜０．２％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、化学組成が、下記の式（１）を満たし、面積率で９０％以上のパーライトを含む組織を有し、パーライトの平均ラメラ間隔が３５ｎｍを超え１００ｎｍ以下である鋼材からなる。［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦１．２・・・式（１）ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］にはＳｉ、Ｍｎの各含有量が質量％で代入される。【選択図】図８
Description
本発明は、摺動部品として好適な熱間鍛造部品及び熱間鍛造部品の製造方法に関する。
クランクシャフトに代表される摺動部品には、耐摩耗性及び疲労強度が求められる。耐摩耗性及び疲労強度を高めるために、摺動部品には、高周波焼入れや軟窒化等の表面硬化処理が実施される場合が多い。一方、低コスト化の要請から、表面硬化処理を省略しても使用可能な摺動部品が求められている。
特許第５３７０２８１号公報には、初析フェライトの面積率が１０％未満であるフェライト・パーライト組織、又はパーライト組織の非調質鋼材からなる鍛造クランクシャフトが開示されている。同文献には、初析フェライト面積率が１０％未満であれば、表面硬化処理が省略されても、優れた耐摩耗性が得られると記載されている。
特許第４１４０２８３号公報には、表層から２００ｎｍまでの領域における組織が、面積率で５％以下の初析フェライトとラメラ間隔が３０ｎｍ以下のパーライトとの混合組織であることを特徴とする非調質鋼クランクシャフトが開示されている。同文献には、耐摩耗性に影響するのは表層から２００ｎｍまでの領域における硬さであり、ナノインデンテーション装置を用いてこの領域を測定した硬さが１０ＧＰａ以上であれば、優れた耐摩耗性が得られると記載されている。
摺動部品には、上記の特性に加えて、優れた耐焼付き性が求められる。自動車の軽量化ニーズを背景に、クランクシャフトの細軸化及び狭幅化に対する要求が高まっている。そのため、クランクシャフトと軸受けと間の摺動条件は過酷になっている。したがって、クランクシャフトには、従来よりも優れた耐焼付き性が求められている。
特許第４５８９８８５号公報には、熱伝導率κが４０Ｗ／ｍＫ以上であって、かつ高周波焼入れ後の表面硬さＨｖが（２．７×κ＋４２０）よりも大きいことを特徴とするクランクシャフトが開示されている。同文献には、焼付きの支配因子は摺動面の温度上昇であると記載されている。温度上昇を抑制するためには、熱伝導率を高くすること、及び、摩擦係数を低減することが有効であると記載されている。
上記の特許文献に記載されているように、耐焼付き性を向上させるためには、表面（摺動面）から数１００ｎｍ以内の領域の硬さ（以下、「ナノ硬さ」という。また、通常のビッカース硬さを、ナノ硬さと区別して「母材硬さ」と呼ぶ場合がある。）を高くすることが有効である。ナノ硬さを高くすれば、母材硬さが低くても、優れた耐焼付き性を得ることができる。
本発明者らは、摺動部品のナノ硬さが、長時間摺動することによって変化することを見いだした。上記の特許文献では、長時間摺動後のナノ硬さについては検討されていない。
本発明の課題は、表面硬化処理を省略しても使用できる、耐焼付き性に優れた熱間鍛造部品を提供することである。
本発明の一実施形態による熱間鍛造部品は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６％、Ｓｉ：０．１％以上１．２％未満、Ｍｎ：０．１％以上１．２％未満、Ｐ：０．０２％を超え０．０５％以下、Ｓ：０．０６％以下、Ａｌ：０．０５％を超え０．８％以下、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｖ：０〜０．２％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、前記化学組成が、下記の式（１）を満たし、面積率で９０％以上のパーライトを含む組織を有し、前記パーライトの平均ラメラ間隔が３５ｎｍを超え１００ｎｍ以下である鋼材からなる。
［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦１．２・・・式（１）
ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］にはＳｉ、Ｍｎの各含有量が質量％で代入される。
［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦１．２・・・式（１）
ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］にはＳｉ、Ｍｎの各含有量が質量％で代入される。
本発明の一実施形態による熱間鍛造部品の製造方法は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６％、Ｓｉ：０．１％以上１．２％未満、Ｍｎ：０．１％以上１．２％未満、Ｐ：０．０２％を超え０．０５％以下、Ｓ：０．０６％以下、Ａｌ：０．０５％を超え０．８％以下、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｖ：０〜０．２％、残部：Ｆｅ及び不純物である素材を準備する工程と、前記素材を１０００〜１２５０℃に加熱する工程と、前記加熱された素材を熱間鍛造する工程と、前記熱間鍛造された素材を冷却する工程とを備える。前記化学組成が、下記の式（１）を満たし、前記冷却する工程において、９００℃から４００℃までの平均冷却速度を、下記の式（２）で定義される冷却速度指数ＣＩ以下にし、かつ、下記の式（３）で定義されるパーライト冷却速度指数ＰＩよりも大きくする。
［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦１．２・・・式（１）
ＣＩ＝１０ｘ・・・式（２）
ＰＩ＝５００×１０−ｙ・・・式（３）
ただし、ｘ＝０．１×［Ａｌ］−［Ｓｉ］−［Ｍｎ］−５．８×［Ｖ］＋２．２
ｙ＝０．６×［Ｓｉ］＋１．７×［Ｍｎ］＋４６×［Ｐ］＋６６×［Ｓ］＋２２×［Ｖ］＋１．２×［Ａｌ］−１．９
ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｖ］、［Ｐ］、［Ｓ］には前記素材のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｖ、Ｐ、Ｓの各含有量が質量％で代入される。冷却速度指数ＣＩ及びパーライト冷却速度指数ＰＩの単位は℃／秒である。
［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦１．２・・・式（１）
ＣＩ＝１０ｘ・・・式（２）
ＰＩ＝５００×１０−ｙ・・・式（３）
ただし、ｘ＝０．１×［Ａｌ］−［Ｓｉ］−［Ｍｎ］−５．８×［Ｖ］＋２．２
ｙ＝０．６×［Ｓｉ］＋１．７×［Ｍｎ］＋４６×［Ｐ］＋６６×［Ｓ］＋２２×［Ｖ］＋１．２×［Ａｌ］−１．９
ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｖ］、［Ｐ］、［Ｓ］には前記素材のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｖ、Ｐ、Ｓの各含有量が質量％で代入される。冷却速度指数ＣＩ及びパーライト冷却速度指数ＰＩの単位は℃／秒である。
本発明によれば、表面硬化処理を省略しても使用できる、耐焼付き性に優れた熱間鍛造部品が得られる。
本発明者らは、主に自動車用のクランクシャフトを対象として、焼付き現象について検討した。通常、クランクシャフトと軸受けとは、油膜を挟んで対向する流体潤滑の状態で摺動している。しかし、本発明者らの調査によって、長時間の摺動中には、流体潤滑から境界潤滑に至る局面が少なからずあることがわかった。一般的に境界潤滑環境下で鋼が長時間摺動を受けると、加工硬化や摩擦熱による軟化が生じ、摺動面近傍（表面から２０ｎｍ以内）の硬さが変化することが明らかになった。
組織観察の結果、摺動面では、摺動による加工層の形成と、摩擦熱による組織の変質（焼戻し、回復、及び再結晶）とが重畳的に起こっていることがわかった。このうち、摺動による加工層の形成はナノ硬さを向上させる因子であり、摩擦熱による組織の変質はナノ硬さを低下させる因子である。また、摺動面で剥離が生じると、摩耗が助長されて摩擦熱が大きくなるため、ナノ硬さが低下する原因となる。
したがって、摺動面のナノ硬さを向上させるためには、（１）加工硬化性の向上、（２）摺動面での剥離の抑制、（３）熱伝導率の向上による摩擦熱散逸が有効である。
（１）加工硬化性の向上
本発明者らは、適正に組織制御されたパーライトを有する鋼材は、摺動によって大きく加工硬化し、表面硬化処理された材料と同等以上のナノ硬さを示すことを見いだした。
本発明者らは、適正に組織制御されたパーライトを有する鋼材は、摺動によって大きく加工硬化し、表面硬化処理された材料と同等以上のナノ硬さを示すことを見いだした。
図１は、パーライト鋼の摺動面の組織を示す断面図である。図１に示すように、摺動面ではパーライトのラメラが大きく塑性変形している。最表層では、パーライトを形成するセメンタイトが分断されて微細化し、パーライトがナノ結晶化している。ナノ結晶化した層（以下、ナノ結晶化層という。）では、セメンタイトの一部が分解してフェライトに固溶している。摺動後のパーライトが高いナノ硬さを示す要因は、摺動による強加工によってセメンタイトが微細化すること、及び微細化したセメンタイトが分解することによってフェライト中の固溶炭素量が増加すること、にあると考えられる。
Ｓｉ及びＭｎは、セメンタイトの分解を抑制する。そのため、Ｓｉ及びＭｎは、パーライトの加工硬化性を低下させる。したがって、加工硬化性を高めるためには、Ｓｉ及びＭｎの含有量を低くすることが好ましい。
Ｐは、パーライト内のフェライトに固溶し、パーライトの加工硬化性を高める。Ｐは一般的には、粒界に偏析して鋼の強度を低下させるが、ナノ結晶化層では粒界の面積が大きいため、Ｐが偏析しにくい。したがって、加工硬化性を高めるためには、Ｐ含有量を高くすることが好ましい。
パーライトのラメラ間隔が微細なほど、ナノ結晶化しやすく、加工硬化性が高くなる。一方、鋼材にマルテンサイトやベイナイト等の硬質な組織が含まれていると、パーライトの塑性変形が阻害され、加工硬化性が低くなる。したがって、加工硬化性を高めるためには、微細なラメラを有し、かつパーライト分率の高い組織とすることが好ましい。
（２）摺動面での剥離の抑制
上述のとおり、適量のナノ結晶化層は、摺動面のナノ硬さの向上に寄与する。一方、ナノ結晶化層が厚くなりすぎると、ナノ結晶化層内で割れや剥離が生じやすくなり、かえってナノ硬さが低下する。
上述のとおり、適量のナノ結晶化層は、摺動面のナノ硬さの向上に寄与する。一方、ナノ結晶化層が厚くなりすぎると、ナノ結晶化層内で割れや剥離が生じやすくなり、かえってナノ硬さが低下する。
パーライトのラメラ間隔が小さすぎると、ナノ結晶化層が厚くなりすぎ、ナノ結晶化層内で割れや剥離が生じやすくなる。加工硬化の効果を得つつ、摺動面での剥離を抑制するためには、パーライトのラメラ間隔を適切に制御する必要がある。
ナノ結晶化層の過度の発達は、ＡｌやＶの添加によって抑制することができる。このメカニズムは明らかではないが、Ｖは炭化物を生成することによってフェライト中の固溶炭素量の増加を抑制し、Ａｌはフェライト中に固溶してフェライトの変形形態を変えることによってナノ結晶化層の生成を抑制する効果があるためと考えられる。
（３）熱伝導率の向上による摩擦熱散逸
熱伝導率の向上には、Ｓｉ含有量の低減が有効であることが従来から知られている。本発明者らは、他の元素の影響を明らかにするため、中高炭素鋼をベースとして合金元素の添加量を変化させて、その熱伝導率を測定した。結果を図２に示す。図２に示すとおり、Ｃ、Ｓｉに加えて、Ｍｎも熱伝導率に大きく影響を与える元素であり、Ｍｎ含有量の低減によって熱伝導率を向上できることがわかった。したがって、熱伝導率を向上させるためには、Ｓｉ及びＭｎの含有量を低くすることが好ましい。
熱伝導率の向上には、Ｓｉ含有量の低減が有効であることが従来から知られている。本発明者らは、他の元素の影響を明らかにするため、中高炭素鋼をベースとして合金元素の添加量を変化させて、その熱伝導率を測定した。結果を図２に示す。図２に示すとおり、Ｃ、Ｓｉに加えて、Ｍｎも熱伝導率に大きく影響を与える元素であり、Ｍｎ含有量の低減によって熱伝導率を向上できることがわかった。したがって、熱伝導率を向上させるためには、Ｓｉ及びＭｎの含有量を低くすることが好ましい。
以上のとおり、上記（１）〜（３）によって摺動面のナノ硬さを向上させるためには、Ｐ及びＡｌの含有量を高くし、Ｓｉ及びＭｎの含有量を低くするとともに、パーライト分率の高い組織とし、かつパーライトのラメラ間隔を適切に制御すればよい。より具体的には、熱間鍛造部品を構成する鋼材の化学組成が下記の式（１）を満たし、面積率で９０％以上のパーライトを含む組織とし、かつパーライトの平均ラメラ間隔が３５ｎｍを超え１００ｎｍ以下になるようにすれば、表面硬化処理をしなくても、表面硬化処理された材料と同等以上のナノ硬さが得られる。
［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦１．２・・・式（１）
ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］にはＳｉ、Ｍｎの各含有量が質量％で代入される。
［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦１．２・・・式（１）
ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］にはＳｉ、Ｍｎの各含有量が質量％で代入される。
表面硬化処理には、表面の硬化だけではなく、表面に圧縮歪みを与えて疲労破壊を抑制する効果もある。表面硬化処理を省略しても使用可能な摺動部品とするためには、摺動面のナノ硬さだけではなく、母材の強度も高くしておくことが好ましい。高強度のパーライトを得るためには、（４）化学組成に応じた冷却条件の選択が必要である。
（４）化学組成に応じた冷却条件の選択
パーライトの強度を高くするためには、熱間鍛造後の冷却速度を大きくすればよい。一方、熱間鍛造後の冷却速度が大きすぎると、化学組成によってはマルテンサイト変態又はベイナイト変態が先行し、パーライト分率の高い組織が得られない。したがって、高強度でかつパーライト分率の高い組織を得るためには、適切な化学組成を選択するとともに、化学組成に応じた冷却条件を選択する必要がある。
パーライトの強度を高くするためには、熱間鍛造後の冷却速度を大きくすればよい。一方、熱間鍛造後の冷却速度が大きすぎると、化学組成によってはマルテンサイト変態又はベイナイト変態が先行し、パーライト分率の高い組織が得られない。したがって、高強度でかつパーライト分率の高い組織を得るためには、適切な化学組成を選択するとともに、化学組成に応じた冷却条件を選択する必要がある。
種々の検討の結果、熱間鍛造後に冷却する工程において、９００℃から４００℃までの平均冷却速度を、下記の式（２）で定義される冷却速度指数ＣＩ以下にし、かつ、下記の式（３）で定義されるパーライト冷却速度指数ＰＩよりも大きくすれば、鋼材を、面積率で９０％以上のパーライトを含む組織とし、かつパーライトの平均ラメラ間隔を３５ｎｍを超え１００ｎｍ以下にできることがわかった。
ＣＩ＝１０ｘ・・・式（２）
ＰＩ＝５００×１０−ｙ・・・式（３）
ただし、ｘ＝０．１×［Ａｌ］−［Ｓｉ］−［Ｍｎ］−５．８×［Ｖ］＋２．２
ｙ＝０．６×［Ｓｉ］＋１．７×［Ｍｎ］＋４６×［Ｐ］＋６６×［Ｓ］＋２２×［Ｖ］＋１．２×［Ａｌ］−１．９
ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｖ］、［Ｐ］、［Ｓ］にはＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｖ、Ｐ、Ｓの各含有量が質量％で代入される。冷却速度指数ＣＩ及びパーライト冷却速度指数ＰＩの単位は℃／秒である。
ＣＩ＝１０ｘ・・・式（２）
ＰＩ＝５００×１０−ｙ・・・式（３）
ただし、ｘ＝０．１×［Ａｌ］−［Ｓｉ］−［Ｍｎ］−５．８×［Ｖ］＋２．２
ｙ＝０．６×［Ｓｉ］＋１．７×［Ｍｎ］＋４６×［Ｐ］＋６６×［Ｓ］＋２２×［Ｖ］＋１．２×［Ａｌ］−１．９
ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｖ］、［Ｐ］、［Ｓ］にはＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｖ、Ｐ、Ｓの各含有量が質量％で代入される。冷却速度指数ＣＩ及びパーライト冷却速度指数ＰＩの単位は℃／秒である。
以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、本発明の一実施形態による熱間鍛造部品について詳述する。
［化学組成］
本実施形態による熱間鍛造部品を構成する鋼材は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
本実施形態による熱間鍛造部品を構成する鋼材は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
Ｃ：０．３５〜０．６％
炭素（Ｃ）は、パーライト組織を得るために必要な元素である。Ｃ含有量が０．３５％未満では、パーライト分率の高い組織が得られない。一方、Ｃ含有量が０．６％を超えると、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３５〜０．６％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．５％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．５８％である。
炭素（Ｃ）は、パーライト組織を得るために必要な元素である。Ｃ含有量が０．３５％未満では、パーライト分率の高い組織が得られない。一方、Ｃ含有量が０．６％を超えると、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３５〜０．６％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．５％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．５８％である。
Ｓｉ：０．１％以上１．２％未満
シリコン（Ｓｉ）は、パーライト組織を得るために必要な元素である。Ｓｉはまた、パーライト内のフェライトに固溶してパーライトを強化する。Ｓｉ含有量が０．１％未満では、パーライト分率の高い組織が得られない。一方、Ｓｉはセメンタイトの固溶を抑制し、パーライトの加工硬化性を低下させる。Ｓｉはまた、鋼の熱伝導率を低下させる。そのため、Ｓｉ含有量が１．２％以上になると、十分な耐焼付き性が得られない。したがって、Ｓｉ含有量は０．１％以上１．２％未満である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．２％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは０．９％である。
シリコン（Ｓｉ）は、パーライト組織を得るために必要な元素である。Ｓｉはまた、パーライト内のフェライトに固溶してパーライトを強化する。Ｓｉ含有量が０．１％未満では、パーライト分率の高い組織が得られない。一方、Ｓｉはセメンタイトの固溶を抑制し、パーライトの加工硬化性を低下させる。Ｓｉはまた、鋼の熱伝導率を低下させる。そのため、Ｓｉ含有量が１．２％以上になると、十分な耐焼付き性が得られない。したがって、Ｓｉ含有量は０．１％以上１．２％未満である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．２％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは０．９％である。
Ｍｎ：０．１％以上１．２％未満
マンガン（Ｍｎ）は、パーライト組織を得るために必要な元素である。Ｍｎ含有量が０．１％未満では、パーライト分率の高い組織が得られない。一方、Ｍｎはセメンタイトの固溶を抑制し、パーライトの加工硬化性を低下させる。Ｍｎはまた、鋼の熱伝導率を低下させる。そのため、Ｍｎ含有量が１．２％以上になると、十分な耐焼付き性が得られない。したがって、Ｍｎ含有量は０．１％以上１．２％未満である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．２％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．１％であり、さらに好ましくは１．０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、パーライト組織を得るために必要な元素である。Ｍｎ含有量が０．１％未満では、パーライト分率の高い組織が得られない。一方、Ｍｎはセメンタイトの固溶を抑制し、パーライトの加工硬化性を低下させる。Ｍｎはまた、鋼の熱伝導率を低下させる。そのため、Ｍｎ含有量が１．２％以上になると、十分な耐焼付き性が得られない。したがって、Ｍｎ含有量は０．１％以上１．２％未満である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．２％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．１％であり、さらに好ましくは１．０％である。
Ｐ：０．０２％を超え０．０５％以下
リン（Ｐ）は、パーライト内のフェライトに固溶してパーライトを強化する。Ｐはまた、パーライトの加工硬化性を向上させる。Ｐ含有量が０．０２％以下では、これらの効果が得られない。一方、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、過剰なＰが粒界に偏析して、鋼の疲労強度が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２％を超え０．０５％以下である。Ｐ含有量の下限は、好ましくは０．０２２％である。Ｐ含有量の上限は、好ましくは０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４％である。
リン（Ｐ）は、パーライト内のフェライトに固溶してパーライトを強化する。Ｐはまた、パーライトの加工硬化性を向上させる。Ｐ含有量が０．０２％以下では、これらの効果が得られない。一方、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、過剰なＰが粒界に偏析して、鋼の疲労強度が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２％を超え０．０５％以下である。Ｐ含有量の下限は、好ましくは０．０２２％である。Ｐ含有量の上限は、好ましくは０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４％である。
Ｓ：０．０６％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物として鋼中に含有される。また、Ｓは、積極的に含有させると、硫化物系介在物を形成し、鋼の被削性を向上させる。一方、Ｓ含有量が０．０６％を超えると、熱間加工性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０６％以下である。被削性の向上効果を得るためには、Ｓ含有量の下限は、好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｓ含有量の上限は、好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０４％である。
硫黄（Ｓ）は、不純物として鋼中に含有される。また、Ｓは、積極的に含有させると、硫化物系介在物を形成し、鋼の被削性を向上させる。一方、Ｓ含有量が０．０６％を超えると、熱間加工性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０６％以下である。被削性の向上効果を得るためには、Ｓ含有量の下限は、好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｓ含有量の上限は、好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０４％である。
Ａｌ：０．０５％を超え０．８％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、ナノ結晶化層の過度の発達を抑制する。Ａｌ含有量が０．０５％以下では、これらの効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．８％を超えると、オーステナイトとフェライトとの熱力学的相安定性が変化することにより、パーライトのラメラ間隔が大きくなり、パーライトの強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０５％を超え０．８％以下である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．０５５％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．７％であり、さらに好ましくは０．６％である。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、ナノ結晶化層の過度の発達を抑制する。Ａｌ含有量が０．０５％以下では、これらの効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．８％を超えると、オーステナイトとフェライトとの熱力学的相安定性が変化することにより、パーライトのラメラ間隔が大きくなり、パーライトの強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０５％を超え０．８％以下である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．０５５％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．７％であり、さらに好ましくは０．６％である。
Ｎ：０．００１〜０．０２％
窒素（Ｎ）は、鋼の強度を高める。Ｎ含有量が０．００１％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．０２％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１〜０．０２％である。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．０１５％である。
窒素（Ｎ）は、鋼の強度を高める。Ｎ含有量が０．００１％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．０２％を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１〜０．０２％である。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．０１５％である。
本実施形態による熱間鍛造部品を構成する鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入する元素、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。
Ｖ：０〜０．２％
本実施形態による熱間鍛造部品を構成する鋼材の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、バナジウム（Ｖ）を含有してもよい。Ｖは、鋼の強度を高める。Ｖはさらに、ナノ結晶化層の過度の発達を抑制する。一方、Ｖ含有量が０．２％を超えると、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．２％である。Ｖ含有量が０．０５％以上であれば、上記の効果が顕著に得られる。Ｖ含有量の下限は、さらに好ましくは０．０８％である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１２％である。
本実施形態による熱間鍛造部品を構成する鋼材の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、バナジウム（Ｖ）を含有してもよい。Ｖは、鋼の強度を高める。Ｖはさらに、ナノ結晶化層の過度の発達を抑制する。一方、Ｖ含有量が０．２％を超えると、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．２％である。Ｖ含有量が０．０５％以上であれば、上記の効果が顕著に得られる。Ｖ含有量の下限は、さらに好ましくは０．０８％である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１２％である。
［式（１）について］
本実施形態による熱間鍛造部品を構成する鋼材の化学組成は、下記の式（１）を満たす。
［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦１．２・・・式（１）
ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］にはＳｉ、Ｍｎの各含有量が質量％で代入される。
本実施形態による熱間鍛造部品を構成する鋼材の化学組成は、下記の式（１）を満たす。
［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦１．２・・・式（１）
ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］にはＳｉ、Ｍｎの各含有量が質量％で代入される。
Ｓｉ及びＭｎは、セメンタイトの分解を抑制し、パーライトの加工硬化性を低下させる。Ｓｉ及びＭｎはまた、鋼の熱伝導性を低下させる。そのため、これらの元素の含有量が多すぎると、十分な耐焼付き性が得られない。Ｓｉ及びＭｎの含有量は、それぞれの上限を制限するのに加えて、その合計量も１．２％以下に制限する。Ｓｉ及びＭｎの含有量の合計は、好ましくは１．１％以下である。
［組織］
本実施形態による熱間鍛造部品を構成する鋼材は、面積率で９０％以上のパーライトを含む組織を有する。パーライトは、摺動によって大きく加工硬化する。鋼材にマルテンサイトやベイナイト等の硬質な組織が含まれていると、パーライトの塑性変形が阻害され、加工硬化性が低下する。また、初析フェライトが多いと、強度が不足する。パーライトの面積率は、好ましくは９５％以上である。
本実施形態による熱間鍛造部品を構成する鋼材は、面積率で９０％以上のパーライトを含む組織を有する。パーライトは、摺動によって大きく加工硬化する。鋼材にマルテンサイトやベイナイト等の硬質な組織が含まれていると、パーライトの塑性変形が阻害され、加工硬化性が低下する。また、初析フェライトが多いと、強度が不足する。パーライトの面積率は、好ましくは９５％以上である。
パーライトの面積率は、次のように測定する。
表面から１００μｍの深さの位置を含むように、熱間鍛造部品から試料を採取する。このとき、熱間鍛造部品の表面と垂直な面が観察面となるように試料を採取する。観察面を機械研磨した後、電解研磨して組織を現出させる。観察面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により倍率１０００倍で５視野観察する。画像処理によって各視野のパーライトの面積率を求める。５視野について平均したものを、鋼材のパーライトの面積率とする。
本実施形態による熱間鍛造部品を構成する鋼材は、パーライトの平均ラメラ間隔が、３５ｎｍを超え１００ｎｍ以下である。平均ラメラ間隔が１００ｎｍを超えると、加工硬化性が低くなる。また、十分な母材硬さが得られない。一方、平均ラメラ間隔が３５ｎｍ以下になると、ナノ結晶化層が厚くなり、ナノ結晶化層内で割れや剥離が生じやすくなる。平均ラメラ間隔の下限は、好ましくは４０ｎｍである。平均ラメラ間隔の上限は、好ましくは９０ｎｍである。
パーライトの平均ラメラ間隔は、次のように測定する。
パーライトの面積率の測定と同様に、熱間鍛造部品の表面と垂直な面が観察面となるように試料を採取する。観察面を機械研磨した後、電解研磨して組織を現出させる。観察面をＳＥＭにより倍率５０００倍で５視野観察する。
各視野において、長さＬの試験線と交差するセメンタイトの数ｎを求める。図３は、試験線の引き方の具体例である。図３に示すように、各視野において、表面に平行及び垂直な試験線をそれぞれ５μｍ間隔で３本引き、各試験線について平均ラメラ間隔ｌａｖを、下記の式（Ａ）から求める。さらに、５視野×６試験線の平均値をパーライトの平均ラメラ間隔とする。
ｌａｖ＝０．５×（Ｌ／ｎ）・・・（Ａ）
ｌａｖ＝０．５×（Ｌ／ｎ）・・・（Ａ）
本実施形態による熱間鍛造部品は、好ましくはＨｖ３００以上の母材硬さを有する。
［製造方法］
以下、本実施形態による熱間鍛造部品の製造方法の一例を説明する。本実施形態による熱間鍛造部品の製造方法は、これに限定されない。
以下、本実施形態による熱間鍛造部品の製造方法の一例を説明する。本実施形態による熱間鍛造部品の製造方法は、これに限定されない。
図４は、本実施形態による熱間鍛造部品の製造方法の一例を示すフロー図である。この製造方法は、素材を準備する工程（ステップＳ１）と、素材を加熱する工程（ステップＳ２）と、加熱された素材を熱間鍛造する工程（ステップＳ３）と、熱間鍛造された素材を冷却する工程（ステップＳ４）とを備えている。
まず、上述した化学組成の素材を準備する（ステップＳ１）。例えば、上述した化学組成の鋼を溶製し、連続鋳造及び分塊圧延によってビレットを製造する。
素材を１０００〜１２５０℃に加熱する（ステップＳ２）。続いて、加熱された素材を熱間鍛造する（ステップＳ３）。熱間鍛造によって、素材を製品の粗形状に加工する。熱間鍛造の条件は特に限定されないが、仕上げ温度は例えば９００℃である。
熱間鍛造された素材を冷却する（ステップＳ４）。このとき、９００℃から４００℃までの平均冷却速度を、下記の式（２）で定義される冷却速度指数ＣＩ以下にし、かつ、下記の式（３）で定義されるパーライト冷却速度指数ＰＩよりも大きくする。
ＣＩ＝１０ｘ・・・式（２）
ＰＩ＝５００×１０−ｙ・・・式（３）
ただし、ｘ＝０．１×［Ａｌ］−［Ｓｉ］−［Ｍｎ］−５．８×［Ｖ］＋２．２
ｙ＝０．６×［Ｓｉ］＋１．７×［Ｍｎ］＋４６×［Ｐ］＋６６×［Ｓ］＋２２×［Ｖ］＋１．２×［Ａｌ］−１．９
ここで、［Ａｌ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｖ］、［Ｐ］、［Ｓ］には素材のＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｐ、Ｓの各含有量が質量％で代入される。冷却速度指数ＣＩの単位は℃／秒である。
ＣＩ＝１０ｘ・・・式（２）
ＰＩ＝５００×１０−ｙ・・・式（３）
ただし、ｘ＝０．１×［Ａｌ］−［Ｓｉ］−［Ｍｎ］−５．８×［Ｖ］＋２．２
ｙ＝０．６×［Ｓｉ］＋１．７×［Ｍｎ］＋４６×［Ｐ］＋６６×［Ｓ］＋２２×［Ｖ］＋１．２×［Ａｌ］−１．９
ここで、［Ａｌ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｖ］、［Ｐ］、［Ｓ］には素材のＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｐ、Ｓの各含有量が質量％で代入される。冷却速度指数ＣＩの単位は℃／秒である。
本実施形態で規定する化学組成の素材を、９００℃から４００℃までの平均冷却速度が冷却速度指数ＣＩ以下になるように冷却すれば、パーライトの面積率が９０％以上であり、パーライトの平均ラメラ間隔が３５ｎｍよりも大きい組織を得ることができる。
上記に加えて、パーライトの平均ラメラ間隔を１００ｎｍ以下にするためには、９００℃から４００℃までの平均冷却速度を、パーライト冷却速度指数ＰＩよりも大きくする必要がある。
冷却手段は特に限定されないが、冷却速度に応じて、断熱材を用いた緩空冷、通常の空冷、送風機による強制空冷、油冷、水冷、氷水冷等を用いることができる。
以上、本発明の実施形態を説明した。本実施形態によれば、耐焼付き性に優れた熱間鍛造部品が得られる。上述した実施形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲で、上述した実施形態を適宜変形して実施することが可能である。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明はこれらの実施例に限定されない。
表１に示す化学組成の鋼を１５０ｋｇ真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）によって溶製し、素材とした。各素材を１２００℃に加熱後、１１００℃で減面率４０％の熱間鍛造を実施した。熱間鍛造された素材の厚さは、７．２ｍｍであった。熱間鍛造された素材を、冷却速度を変えて室温まで冷却して供試材とした。なお、表１の「−」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであることを示す。
７．２ｍｍの厚さの素材より、寸法：２．７ｍｍ×２．０ｍｍ×２．０ｍｍのブロックを複数個採取した。このブロックを用い、各供試材のパーライトの面積率、及びパーライトの平均ラメラ間隔を実施形態で説明した方法によって測定した。
９００℃から４００℃までの平均冷却速度と、組織との関係を表２に示す。表２において、「Ｐ／数字」は、パーライトの面積率が９０％以上であったことを示し、数字はパーライトの平均ラメラ間隔（ｎｍ）を示す。「Ｐ／−」は、パーライトの面積率が９０％以上であったことを示し、パーライトの平均ラメラ間隔は未測定であることを示す。「Ｐ＋Ｂ」は、パーライトの面積率が６０％以上９０％未満であり、かつ、残部がベイナイトを含む組織であったことを示す。「Ｐ＋α」は、パーライトの面積率が６０％以上９０％未満であり、かつ、残部がフェライトを含む組織であったことを示す。「×」は、パーライトの面積率が６０％未満であったことを示す。「−」は、未測定であることを示す。
表２に示すように、鋼種Ｃ、Ｅ、Ｉでは、９００℃から４００℃までの平均冷却速度が冷却速度指数ＣＩ以下であり、かつパーライト冷却速度指数ＰＩよりも大きければ、パーライトの面積率が９０％以上であり、かつ平均ラメラ間隔が３５ｎｍよりも大きく１００ｎｍ以下である組織が得られることがわかった。
前記ブロックを用い、各供試材の母材硬さ（ビッカース硬さ）を測定した。９００℃から４００℃までの平均冷却速度と、母材硬さとの関係を表３に示す。表３において、「−」は、未測定であることを示す。
表３から、９００℃から４００℃までの平均冷却速度がパーライト冷却速度指数ＰＩよりも大きければ、母材硬さをＨｖ３００以上にできることがわかる。
図５Ａ及び図５Ｂは、９００℃から４００℃までの平均冷却速度と、組織及び母材硬さとの関係を示す散布図である。図５Ａ及び図５Ｂにおいて、中実のマーク（◆、■、●等）は、パーライトの面積率が９０％以上であり、かつ平均ラメラ間隔が３５ｎｍよりも大きく１００ｎｍ以下であったことを示す。白抜きのマーク（◇、□、○等）は、パーライトの面積率が９０％未満であるか、平均ラメラ間隔が３５ｎｍ以下又は１００ｎｍ超であったことを示す。
以上のとおり、本実施形態で規定する化学組成の素材を、９００℃から４００℃までの平均冷却速度が冷却速度指数ＣＩ以下であり、かつパーライト冷却速度指数ＰＩよりも大きい冷却速度で冷却すれば、母材硬さがＨｖ３００以上であって、母材の組織が、パーライトの面積率が９０％以上であり、かつ平均ラメラ間隔が３５ｎｍよりも大きく１００ｎｍ以下である熱間鍛造部品が得られる。
［耐焼付き性評価］
長時間摺動後のナノ硬さを評価するため、以下に説明するように、各供試材に対して摩耗試験を実施し、摩耗試験後のナノ硬さを測定した。
長時間摺動後のナノ硬さを評価するため、以下に説明するように、各供試材に対して摩耗試験を実施し、摩耗試験後のナノ硬さを測定した。
まず、表面の凹凸を除去するため、前記ブロックの２．７ｍｍ×２．０ｍｍの面に対して、ペーパー研磨及びコロイダルシリカを用いた研磨を実施した。さらに、ペーパー研磨及びコロイダルシリカを用いた研磨によって生成した加工層を除去するため、電解研磨を実施した。除去した加工層の厚さは、約３μｍであった。加工層を除去した試験片に対して、図６に示すピンオンディスク型摩耗試験を実施した。
ピンオンディスク型摩耗試験は、より具体的には、次のように実施した。ピンオンディスク試験機の回転ディスク１０の表面に、８００番のエメリーペーパー２０を貼り付けた。そして、エメリーペーパー２０に試験片（ブロック）３０の２．７ｍｍ×２．０ｍｍの面を０．３ＭＰａの面圧で押しつけたまま、摺動距離が２０００ｍになるように回転ディスク１０を回転させた。摩耗試験後、摺動面（２．７ｍｍ×２．０ｍｍの面）のナノ硬さをナノインデテーション法によって測定した。
ナノ硬さの測定は、Ａｇｉｌｅｎｔ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ社製ナノインデンター、ＸＰ／ＤＣＭ型を用いた。図７に示すように、ナノインデンターの探針４０を試験片３０の摺動面３０ａに接触させて測定した。より具体的には、ダイアモンド製のバーコビッチ型針を摺動面３０ａに連続剛性方式（ＣＳＭ式）で押し込んだ。連続剛性方式の条件は、振動数を４５Ｈｚ、振幅を２ｎｍ、押し込み深さを２５０ｎｍとした。
各供試材の冷却条件、組織、パーライトの面積率、母材硬さ、及び表層から２０ｎｍ以内の位置でのナノ硬さ（以下、表層ナノ硬さという。）を表４にまとめて示す。なお、試験番号１の供試材は、熱間鍛造後に高周波焼入れ相当の熱処理を実施し、マルテンサイト組織としたものである。
表４の「組織」の欄において、「Ｍ」はマルテンサイト組織を示す。「Ｐ＋α」はフェライト・パーライト組織を、「Ｐ」はパーライト組織を、「Ｂ＋Ｍ」はベイナイト及びマルテンサイトの混合組織を、「Ｐ＋Ｂ」はパーライト及びベイナイトの混合組織をそれぞれ示す。
表４に示すように、試験番号５、９〜１１、及び１７の供試材は、パーライトの面積率が９０％以上であり、かつパーライトの平均ラメラ間隔が３５ｎｍを超え１００ｎｍ以下であった。これらの供試材は、母材硬さがＨｖ３００以上であり、高周波焼入れ相当の熱処理を実施した試験番号１の供試材と同等以上のナノ硬さを示した。
試験番号２の供試材は、母材硬さ及び表層ナノ硬さが低かった。これは、パーライトの面積率が低かったためと考えられる。
試験番号３、４、６、及び８の供試材は、母材硬さ及び表層ナノ硬さが低かった。これは、パーライトの平均ラメラ間隔が大きすぎたためと考えられる。
試験番号７、１２〜１４及び１８は、母材硬さは高かったものの、表層ナノ硬さが低かった。これは、パーライトの面積率が低くナノ結晶化による加工硬化が進まなかったためと考えられる。
試験番号１５及び１６は、母材硬さは高かったものの、表層ナノ硬さが低かった。これは、パーライトの平均ラメラ間隔が小さすぎ、摺動面で割れや剥離が生じたためと考えられる。
表５及び図８に、一部の供試材におけるナノ硬さの分布を示す。
試験番号５及び１０の供試材は、母材硬さが高周波焼入れ処理材（試験番号１の供試材）の母材硬さの約半分であるにもかかわらず、表層の加工硬化量が大きく、高周波焼入れ処理材と同等以上の表層ナノ硬さを示している。一方、試験番号１３の供試材は、加工硬化量が不十分であり、表層ナノ硬さは低位である。
以上の結果から、表面硬化処理を省略しても、高周波焼入れ処理材と同等以上の耐焼付き性を有する熱間鍛造部品が得られることが確認された。
Claims (3)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．３５〜０．６％、
Ｓｉ：０．１％以上１．２％未満、
Ｍｎ：０．１％以上１．２％未満、
Ｐ ：０．０２％を超え０．０５％以下、
Ｓ ：０．０６％以下、
Ａｌ：０．０５％を超え０．８％以下、
Ｎ ：０．００１〜０．０２％、
Ｖ ：０〜０．２％、
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
前記化学組成が、下記の式（１）を満たし、
面積率で９０％以上のパーライトを含む組織を有し、
前記パーライトの平均ラメラ間隔が３５ｎｍを超え１００ｎｍ以下である、鋼材からなる熱間鍛造部品。
［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦１．２・・・式（１）
ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］にはＳｉ、Ｍｎの各含有量が質量％で代入される。 - 請求項１に記載の熱間鍛造部品であって、
前記化学組成が、質量％で、
Ｖ ：０．０５〜０．２％、
を含有する熱間鍛造部品。 - 化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６％、Ｓｉ：０．１％以上１．２％未満、Ｍｎ：０．１％以上１．２％未満、Ｐ：０．０２％を超え０．０５％以下、Ｓ：０．０６％以下、Ａｌ：０．０５％を超え０．８％以下、Ｎ：０．００１〜０．０２％、Ｖ：０〜０．２％、残部：Ｆｅ及び不純物である素材を準備する工程と、
前記素材を１０００〜１２５０℃に加熱する工程と、
前記加熱された素材を熱間鍛造する工程と、
前記熱間鍛造された素材を冷却する工程とを備え、
前記化学組成が、下記の式（１）を満たし、
前記冷却する工程において、９００℃から４００℃までの平均冷却速度を、下記の式（２）で定義される冷却速度指数ＣＩ以下にし、かつ、下記の式（３）で定義されるパーライト冷却速度指数ＰＩよりも大きくする、熱間鍛造部品の製造方法。
［Ｓｉ］＋［Ｍｎ］≦１．２・・・式（１）
ＣＩ＝１０ｘ・・・式（２）
ＰＩ＝５００×１０−ｙ・・・式（３）
ただし、ｘ＝０．１×［Ａｌ］−［Ｓｉ］−［Ｍｎ］−５．８×［Ｖ］＋２．２
ｙ＝０．６×［Ｓｉ］＋１．７×［Ｍｎ］＋４６×［Ｐ］＋６６×［Ｓ］＋２２×［Ｖ］＋１．２×［Ａｌ］−１．９
ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｖ］、［Ｐ］、［Ｓ］には前記素材のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｖ、Ｐ、Ｓの各含有量が質量％で代入される。冷却速度指数ＣＩ及びパーライト冷却速度指数ＰＩの単位は℃／秒である。
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