JP2017171977A - Crankshaft, manufacturing method therefor, and steel for crankshaft - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、高周波焼入れ後に高い疲労強度を安定して得ることができ、製造時の被削性にも優れたクランクシャフト及びその製造方法並びにこのクランクシャフトの製造に用いられるクランクシャフト用鋼に関する。 The present invention relates to a crankshaft that can stably obtain high fatigue strength after induction hardening and is excellent in machinability during manufacture, a method for manufacturing the crankshaft, and a steel for a crankshaft used for manufacturing the crankshaft.
従来、自動車用エンジンのクランクシャフトの多くは、炭素鋼や若干の合金元素を添加した低合金鋼を熱間鍛造することにより製造されている。また、クランクシャフトにおけるジャーナル部及びピン部の外周面には、疲労強度の向上を目的として、高周波焼入れにより硬化層が形成されることがある。 Conventionally, most crankshafts of automobile engines are manufactured by hot forging carbon steel or low alloy steel to which some alloy elements are added. In addition, a hardened layer may be formed on the outer peripheral surfaces of the journal portion and the pin portion of the crankshaft by induction hardening for the purpose of improving fatigue strength.
この種のクランクシャフトとして、例えば特許文献１には、母材にベイナイトおよび／またはマルテンサイトを析出させることにより、高周波焼入れ後の結晶粒の微細化を図ったクランクシャフトが記載されている。また、特許文献２には、Ｔｉ（チタン）を含有する化学成分を有するクランクシャフトが記載されている。このクランクシャフトにおいては、熱間鍛造後の冷却時にＴｉ炭窒化物を析出させ、その後の高周波焼入れ時にピン止め効果により結晶粒を微細化することを図っている。 As this type of crankshaft, for example, Patent Document 1 describes a crankshaft in which bainite and / or martensite is precipitated in a base material to refine crystal grains after induction hardening. Patent Document 2 describes a crankshaft having a chemical component containing Ti (titanium). In this crankshaft, Ti carbonitride is precipitated during cooling after hot forging, and crystal grains are refined by a pinning effect during subsequent induction hardening.
そして、これらのクランクシャフトにおいては、硬化層の結晶粒を微細化することにより、クランクシャフトに要求される疲労強度の確保を図っている。 In these crankshafts, the fatigue strength required for the crankshaft is secured by refining the crystal grains of the hardened layer.
しかし、特許文献１のクランクシャフトは、母材組織にベイナイト組織やマルテンサイト組織が含まれているため、局所的に硬度が高くなるおそれがある。そのため、機械加工を行う際に、工具の摩耗量の増大や加工精度の悪化を招くおそれがある。 However, since the crankshaft of Patent Document 1 includes a bainite structure or a martensite structure in the base material structure, there is a possibility that the hardness locally increases. For this reason, when machining is performed, there is a possibility that the amount of wear of the tool is increased and the processing accuracy is deteriorated.
また、特許文献２のクランクシャフトにおいては、上述したように、疲労強度を確保するために、Ｔｉ炭窒化物によるピン止め効果を利用して結晶粒の微細化を図っている。Ｔｉ炭窒化物によるピン止め効果を十分に得るためには、熱間鍛造時の加熱により、鋼材中に存在するピン止め効果に寄与しない粗大なＴｉ炭窒化物を一度固溶させた後、熱間鍛造後の冷却時に、ピン止め効果に寄与できる微細なＴｉ炭窒化物を析出させる必要がある。 Further, in the crankshaft of Patent Document 2, as described above, in order to ensure fatigue strength, the crystal grains are refined using the pinning effect by Ti carbonitride. In order to sufficiently obtain the pinning effect due to Ti carbonitride, after the solid Ti carbonitride that does not contribute to the pinning effect existing in the steel material is once dissolved by heating during hot forging, During cooling after the forging, it is necessary to deposit fine Ti carbonitrides that can contribute to the pinning effect.
しかし、Ｔｉ炭窒化物を十分に、かつ確実に鋼材中に固溶させようとすると、一般的な条件に比べて熱間鍛造時の加熱温度を高めに設定する必要があるため、製造プロセスの省エネルギー化の点で問題が生じる。また、Ｔｉの添加量によっては、熱間鍛造後の冷却によりベイナイト組織が生成され、被削性の低下を招くおそれがある。
このように、ピン止め効果を得るためにＴｉ炭窒化物を利用しようとすると、製造プロセスの省エネルギー化や被削性の観点で問題が生じるおそれがある。
However, if the Ti carbonitride is sufficiently and reliably dissolved in the steel, it is necessary to set the heating temperature during hot forging higher than in general conditions. Problems arise in terms of energy saving. Also, depending on the amount of Ti added, a bainite structure may be generated by cooling after hot forging, leading to a decrease in machinability.
As described above, when Ti carbonitride is used to obtain the pinning effect, there is a possibility that a problem may occur in terms of energy saving in the manufacturing process and machinability.
一方、ピン止め効果を得るためには、Ｖ（バナジウム）炭窒化物を利用する方法も考えられる。しかし、Ｖ炭窒化物は、比較的低温で鋼材中に固溶しやすいため、高周波焼入れ時の加熱によって鋼材中に固溶し易いという問題がある。そのため、従来は、ピン止め効果を得るためにＶ炭窒化物を利用した場合に、期待する効果が得られないことがあった。 On the other hand, in order to obtain a pinning effect, a method using V (vanadium) carbonitride is also conceivable. However, since V carbonitride is easily dissolved in steel at a relatively low temperature, there is a problem that it is easily dissolved in steel by heating during induction hardening. Therefore, conventionally, when V carbonitride is used to obtain the pinning effect, the expected effect may not be obtained.
本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、熱間鍛造時の加熱温度を高めに設定することなく製造可能であり、製造時に必要な水準の被削性を十分に確保し、高周波焼入れ後の疲労強度に優れたクランクシャフト及びその製造方法ならびにこのクランクシャフトを製造するためのクランクシャフト用鋼を提供しようとするものである。 The present invention has been made in view of such a background, and can be manufactured without setting the heating temperature at the time of hot forging high, sufficiently ensuring the machinability of the level required at the time of manufacturing, An object of the present invention is to provide a crankshaft excellent in fatigue strength after quenching, a method for producing the crankshaft, and a steel for a crankshaft for producing the crankshaft.
本発明の一態様は、複数のピン部及び複数のジャーナル部を有するクランクシャフトであって、
質量％で、Ｃ（炭素）：０．３５％以上０．５０％以下、Ｓｉ（シリコン）：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｎ（マンガン）：１．００％以上２．００％以下、Ｓ（硫黄）：０．０４０％以上０．１５０％以下、Ｃｒ（クロム）：０．５０％以下（但し、０％を除く）、Ａｌ（アルミニウム）：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｖ（バナジウム）：０．０５％以上０．１５％以下、Ｎ（窒素）：０．０１００％以上０．０２００％以下、Ｃａ（カルシウム）：０．０１００％以下（但し、０％を除く）を含有し、残部がＦｅ（鉄）及び不可避的不純物からなるとともに、下記式（１）により算出されるピン止め性指数Ｒが０．０１０以上である化学成分を有し、
金属組織がフェライト面積率２０％以下のフェライト・パーライト組織である母材部と、
金属組織がマルテンサイト組織であり、結晶粒度が７番以上であり、上記複数のピン部及び上記複数のジャーナル部における上記母材部の表面に形成された硬化層とを有しており、
上記母材部及び上記硬化層におけるＦｅ母相中にＶ炭窒化物が分散していることを特徴とするクランクシャフトにある。
In mass%, C (carbon): 0.35% to 0.50%, Si (silicon): 0.05% to 1.00%, Mn (manganese): 1.00% to 2.00% Hereinafter, S (sulfur): 0.040% or more and 0.150% or less, Cr (chromium): 0.50% or less (excluding 0%), Al (aluminum): 0.001% or more and 0.050 % Or less, V (vanadium): 0.05% or more and 0.15% or less, N (nitrogen): 0.0100% or more and 0.0200% or less, Ca (calcium): 0.0100% or less (however, 0% And the remainder is composed of Fe (iron) and inevitable impurities, and has a chemical component having a pinning index R calculated by the following formula (1) of 0.010 or more,
A base material part in which the metal structure is a ferrite pearlite structure having a ferrite area ratio of 20% or less;
The metal structure is a martensite structure, the crystal grain size is 7 or more, and has a hardened layer formed on the surface of the base material part in the plurality of pin parts and the plurality of journal parts,
The crankshaft is characterized in that V carbonitride is dispersed in the Fe matrix in the matrix and the hardened layer.
本発明の他の態様は、複数のピン部及び複数のジャーナル部を有するクランクシャフトの製造方法であって、
質量％で、Ｃ：０．３５％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、Ｓ：０．０４０％以上０．１５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下（但し、０％を除く）、Ａｌ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｖ：０．０５％以上０．１５％以下、Ｎ：０．０１００％以上０．０２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下（但し、０％を除く）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるとともに、上記式（１）により得られるピン止め性指数Ｒが０．０１０以上である化学成分を有する鍛造用鋼材を準備し、
該鍛造用鋼材を１１００℃以上１３５０℃以下の温度に加熱して熱間鍛造を行うことにより、上記複数のピン部及び上記複数のジャーナル部を有する鍛造部品を作製し、
該鍛造部品を冷却して、金属組織をフェライト面積率が２０％以下のフェライト・パーライト組織にするとともに、Ｆｅ母相中にＶ炭窒化物を析出させ、
上記複数のピン部及び上記複数のジャーナル部にオーステナイト化温度以上１０５０℃以下の加熱温度で高周波焼入れを施すことにより、これらの外周面に結晶粒度が７番以上である硬化層を形成することを特徴とするクランクシャフトの製造方法にある。
Another aspect of the present invention is a method of manufacturing a crankshaft having a plurality of pin portions and a plurality of journal portions,
In mass%, C: 0.35% to 0.50%, Si: 0.05% to 1.00%, Mn: 1.00% to 2.00%, S: 0.040% or more 0.150% or less, Cr: 0.50% or less (excluding 0%), Al: 0.001% to 0.050%, V: 0.05% to 0.15%, N: Pins containing 0.0100% or more and 0.0200% or less, Ca: 0.0100% or less (excluding 0%), the balance being Fe and inevitable impurities, and obtained by the above formula (1) Preparing a steel for forging having a chemical component having a stop index R of 0.010 or more,
By heating the forging steel material to a temperature of 1100 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower and performing hot forging, a forged part having the plurality of pin portions and the plurality of journal portions is manufactured,
The forged parts are cooled to make the metal structure a ferrite pearlite structure having a ferrite area ratio of 20% or less, and to precipitate V carbonitride in the Fe matrix.
By subjecting the plurality of pin portions and the plurality of journal portions to induction hardening at a heating temperature of not less than the austenitizing temperature and not more than 1050 ° C., a hardened layer having a grain size of 7 or more is formed on the outer peripheral surface thereof. The crankshaft manufacturing method is characterized.
本発明の更に他の態様は、上記の態様のクランクシャフトを作製するためのクランクシャフト用鋼にある。 Still another aspect of the present invention resides in a crankshaft steel for producing the crankshaft of the above aspect.
上記クランクシャフトは、上記特定の化学成分及び金属組織を有する上記母材部及び上記硬化層を有している。上記クランクシャフトは、上記母材部の金属組織がフェライト面積率が２０％以下のフェライト・パーライト組織であるので、製造時に要求される水準の被削性を確保することができる。 The crankshaft includes the base material portion having the specific chemical component and metal structure and the hardened layer. In the crankshaft, since the metal structure of the base material part is a ferrite pearlite structure having a ferrite area ratio of 20% or less, it is possible to ensure the machinability of the level required at the time of manufacture.
そして、上記母材部及び上記硬化層におけるＦｅ母相中には、熱間鍛造後の冷却時に析出したＶ炭窒化物が、微細に分散した状態で存在している。上述したように、従来は、高周波焼入れの際にＶ炭窒化物の大半が鋼材中に固溶することがあり、Ｖ炭窒化物によるピン止め効果を得ることができない場合があった。しかし、本発明者は、検討を重ねた結果、ＶとＮとの含有量のバランスを適正な範囲に調整することにより、高周波焼入れ時の加熱によるピン止めに効果的なＶ炭窒化物の固溶を抑制し、鋼材中に確実に残存させることができることを見出した。 And in the Fe parent phase in the base material part and the hardened layer, V carbonitrides precipitated during cooling after hot forging are present in a finely dispersed state. As described above, conventionally, most of the V carbonitride may be dissolved in the steel material during induction hardening, and the pinning effect by the V carbonitride may not be obtained. However, as a result of repeated studies, the present inventor has adjusted the balance of the content of V and N to an appropriate range, thereby fixing the V carbonitride effective for pinning by heating during induction hardening. It has been found that the dissolution can be suppressed and can remain reliably in the steel material.
即ち、上記クランクシャフトは、単にＶとＮとを含んでいるだけではなく、上記式（１）により算出されるピン止め指数Ｒが上記特定の範囲内となる化学成分を有している。これにより、高周波焼入れ時の加熱の際にピン止めに効果的なＶ炭窒化物を鋼材中に確実に残存させることができる。そして、上記クランクシャフトは、Ｖ炭窒化物のピン止め効果により、上記硬化層の結晶粒度を上記特定の範囲とすることができる。その結果、疲労強度のバラつきを小さくし、クランクシャフトに要求される水準の疲労強度を容易に確保することができる。 That is, the crankshaft not only contains V and N, but also has a chemical component in which the pinning index R calculated by the formula (1) is within the specific range. Thereby, V carbonitride effective for pinning can be reliably left in the steel material during heating during induction hardening. And the crankshaft can make the crystal grain size of the said hardened layer into the said specific range by the pinning effect of V carbonitride. As a result, the fatigue strength variation can be reduced, and the fatigue strength at the level required for the crankshaft can be easily secured.
また、上記クランクシャフトにおいては、ピン止め効果を得るために、固溶温度の高いＴｉ炭窒化物ではなく、Ｖ炭窒化物を利用している。そのため、熱間鍛造時の加熱温度を高めに設定することなく、上記鍛造用鋼材中の粗大なＶ炭窒化物を容易に固溶させることができる。それ故、優れた疲労強度を確保しつつ、上記クランクシャフトの製造性を大きく向上させることができる。 The crankshaft uses V carbonitride instead of Ti carbonitride having a high solid solution temperature in order to obtain a pinning effect. Therefore, the coarse V carbonitride in the forging steel can be easily dissolved without setting the heating temperature at the time of hot forging high. Therefore, the productivity of the crankshaft can be greatly improved while ensuring excellent fatigue strength.
上記クランクシャフトにおける化学成分の限定理由を以下に説明する。 The reason for limiting the chemical components in the crankshaft will be described below.
・Ｃ（炭素）：０．３５％以上０．５０％以下
Ｃは、母材部、即ち高周波焼入れの影響が及ばない部分に必要な強度を確保するとともに、硬化層の硬さを高くする作用を有している。Ｃ含有量を上記特定の範囲とすることにより、母材部の強度及び硬化層の硬さを、クランクシャフトとして好適な範囲にすることができる。Ｃ含有量が０．３５％未満の場合には、母材部の強度及び／または硬化層の硬さが不足するおそれがある。一方、Ｃ含有量が０．５０％を超える場合には、高周波焼入れ前の鍛造部品の硬さが上昇し、被削性が悪化するおそれがある。
C (carbon): 0.35% or more and 0.50% or less C acts to secure the necessary strength for the base material portion, that is, the portion that is not affected by induction hardening, and to increase the hardness of the hardened layer. have. By making C content into the said specific range, the intensity | strength of a base material part and the hardness of a hardened layer can be made into a suitable range as a crankshaft. When the C content is less than 0.35%, the strength of the base material part and / or the hardness of the hardened layer may be insufficient. On the other hand, if the C content exceeds 0.50%, the hardness of the forged part before induction hardening increases, and the machinability may deteriorate.
・Ｓｉ（シリコン）：０．０５％以上１．００％以下
Ｓｉは、製鋼時の脱酸材として不可欠な元素である。Ｓｉ含有量を上記特定の範囲とすることにより、必要とする脱酸効果を得ることができる。Ｓｉ含有量が０．０５％未満の場合には、上述の効果が十分に得られないおそれがある。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超える場合には、フェライト組織へのＳｉの固溶量が多くなり、母材部の硬さが過度に高くなるおそれがある。その結果、被削性の悪化を招くおそれがある。
Si (silicon): 0.05% or more and 1.00% or less Si is an indispensable element as a deoxidizer during steelmaking. By making Si content into the said specific range, the required deoxidation effect can be acquired. When the Si content is less than 0.05%, the above effects may not be sufficiently obtained. On the other hand, when the Si content exceeds 1.00%, the amount of Si dissolved in the ferrite structure increases, and the hardness of the base material portion may become excessively high. As a result, the machinability may be deteriorated.
・Ｍｎ（マンガン）：１．００％以上２．００％以下
Ｍｎは、焼入性向上に有効な元素である。また、Ｍｎは、Ｓと結合することによりＭｎＳを生成し、被削性を向上させることができる。Ｍｎ含有量を上記特定の範囲とすることにより、焼入性及び被削性を向上させることができる。Ｍｎ含有量が１．００％未満の場合には、上述の効果が十分に得られないおそれがある。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超える場合には、残留オーステナイトが増加することにより、強度の低下を招くおそれがある。
Mn (manganese): 1.00% or more and 2.00% or less Mn is an element effective for improving hardenability. Moreover, Mn produces | generates MnS by couple | bonding with S and can improve machinability. By making Mn content into the said specific range, hardenability and machinability can be improved. When the Mn content is less than 1.00%, the above effects may not be sufficiently obtained. On the other hand, when the Mn content exceeds 2.00%, the retained austenite increases, which may cause a decrease in strength.
・Ｓ（硫黄）：０．０４０％以上０．１５０％以下
Ｓは、被削性を向上させる作用を有している。Ｓ含有量を上記特定の範囲とすることにより、製造時に必要な被削性を容易に確保することができる。Ｓ含有量が０．０４０％未満の場合には、被削性が不十分となるおそれがある。一方、Ｓ含有量が０．１５０％を超える場合には、添加量に見合った効果が得られなくなるおそれがある。
S (sulfur): 0.040% or more and 0.150% or less S has an effect of improving machinability. By making S content into the said specific range, the machinability required at the time of manufacture can be ensured easily. If the S content is less than 0.040%, the machinability may be insufficient. On the other hand, when the S content exceeds 0.150%, there is a possibility that an effect commensurate with the addition amount cannot be obtained.
・Ｃｒ（クロム）：０．５０％以下（但し、０％を除く）
Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入性向上に有効な元素である。上記クランクシャフトにおいては、主にＭｎの添加によって必要な焼入性を確保している。Ｃｒは、上記クランクシャフトのサイズに応じてその含有量を調整することにより、必要とされる水準の焼入性を容易に確保することができる。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超える場合には、硬いＣｒ炭化物が生成されることにより、疲労強度や被削性の低下を招くおそれがある。
・ Cr (chrome): 0.50% or less (excluding 0%)
Cr is an element effective for improving the hardenability like Mn. In the crankshaft, necessary hardenability is ensured mainly by addition of Mn. By adjusting the content of Cr according to the size of the crankshaft, the required level of hardenability can be easily ensured. On the other hand, when the Cr content exceeds 0.50%, hard Cr carbide is generated, which may lead to a decrease in fatigue strength and machinability.
・Ａｌ（アルミニウム）：０．００１％以上０．０５０％以下
Ａｌは、脱酸材として必要な元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満の場合には、脱酸が不十分となるおそれがある。一方、Ａｌ含有量が０．０５０％を越える場合には、アルミナ系介在物の増加により、被削性の悪化を招くおそれがある。
Al (aluminum): 0.001% or more and 0.050% or less Al is an element necessary as a deoxidizer. If the Al content is less than 0.001%, deoxidation may be insufficient. On the other hand, if the Al content exceeds 0.050%, the machinability may be deteriorated due to an increase in alumina inclusions.
・Ｖ（バナジウム）：０．０５％以上０．１５％以下
Ｖは、熱間鍛造の後、鍛造部品を冷却する際に炭窒化物となってＦｅ母相中に微細に析出する。このＶ炭窒化物は、結晶粒界の移動を阻害する、いわゆるピン止め効果により、高周波焼入れ時の加熱に伴う結晶粒の粗大化を抑制することができる。
V (Vanadium): 0.05% or more and 0.15% or less V is carbonitride and precipitates finely in the Fe matrix after cooling the forged part after hot forging. This V carbonitride can suppress the coarsening of crystal grains accompanying heating during induction hardening due to a so-called pinning effect that inhibits movement of crystal grain boundaries.
Ｖ含有量を０．０５％以上とすることにより、硬化層の結晶粒の粗大化を抑制し、上記特定の範囲の結晶粒度を容易に実現することができる。その結果、疲労強度のバラつきを小さくすることができ、ひいてはバラつきを考慮した疲労強度の下限値を高くすることができる。しかし、Ｖ含有量が過度に多くなると、原料コストが増加する一方で、添加量に見合った効果が得られなくなる。従って、疲労強度を向上させる効果と原料コストとのバランスの観点から、Ｖ含有量は０．１５％以下とする。 By setting the V content to 0.05% or more, coarsening of crystal grains in the hardened layer can be suppressed, and the crystal grain size in the specific range can be easily realized. As a result, the variation in fatigue strength can be reduced, and as a result, the lower limit value of the fatigue strength considering the variation can be increased. However, if the V content is excessively increased, the raw material cost increases, but an effect commensurate with the added amount cannot be obtained. Therefore, from the viewpoint of the balance between the effect of improving fatigue strength and the raw material cost, the V content is set to 0.15% or less.
・Ｎ（窒素）：０．０１００％以上０．０２００％以下
Ｎは、熱間鍛造の後、鍛造部品を冷却する際にＶと結合し、Ｆｅ母相中に微細なＶ炭窒化物を析出させる。そして、Ｆｅ母相中に微細に析出したＶ炭窒化物は、ピン止め効果により、その後の高周波焼入れ時に結晶粒が粗大化することを抑制する作用を有する。
N (nitrogen): 0.0100% or more and 0.0200% or less N combines with V when forging parts are cooled after hot forging, and precipitates fine V carbonitrides in the Fe matrix Let The V carbonitrides finely precipitated in the Fe matrix have an effect of suppressing the coarsening of crystal grains during the subsequent induction hardening due to the pinning effect.
Ｎは、不純物として不可避に含有される元素であるが、Ｎ含有量を不可避的不純物としての量よりも多めに調整し、確実に０．０１００％以上とすることにより、硬化層の結晶粒の粗大化を抑制することができる。その結果、疲労強度のバラつきを小さくすることができ、ひいてはバラつきを考慮した疲労強度の下限値を高くすることができる。しかし、Ｎ含有量が過度に多くなると、製造コストが増加する一方で、添加量に見合った効果が得られなくなる。従って、疲労強度を向上させる効果とコストとのバランスの観点から、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。 N is an element that is inevitably contained as an impurity, but by adjusting the N content to be larger than the amount as an unavoidable impurity and ensuring that it is 0.0100% or more, The coarsening can be suppressed. As a result, the variation in fatigue strength can be reduced, and as a result, the lower limit value of the fatigue strength considering the variation can be increased. However, if the N content is excessively increased, the manufacturing cost increases, but an effect commensurate with the added amount cannot be obtained. Therefore, from the viewpoint of the balance between the effect of improving fatigue strength and cost, the N content is set to 0.0200% or less.
・Ｃａ（カルシウム）：０．０１００％以下（但し、０％を除く）
Ｃａは、不純物として鋼材中に少量含まれている元素であるが、必要に応じて積極的に添加することにより、被削性を向上させることができる。しかし、Ｃａ含有量が過度に多くなると、原料コストが増加する一方で、添加量に見合った効果が得られなくなる。従って、被削性向上の効果と原料コストとのバランスの観点から、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。
・ Ca (calcium): 0.0100% or less (excluding 0%)
Ca is an element contained in a small amount in the steel as an impurity, but the machinability can be improved by positively adding it as necessary. However, if the Ca content is excessively increased, the raw material cost increases, but an effect commensurate with the added amount cannot be obtained. Therefore, from the viewpoint of the balance between the machinability improvement effect and the raw material cost, the Ca content is set to 0.0100% or less.
上記クランクシャフトは、上述した必須成分の含有量を上記特定の範囲とした上で、さらに、下記式（１）により算出されるピン止め性指数Ｒが０．０１０以上となる化学成分を有している。 The crankshaft has a chemical component in which the pinning property index R calculated by the following formula (1) is 0.010 or more, with the content of the essential component set in the specific range described above. ing.
上述したように、高周波焼入れ時の加熱の際にピン止めに有効なＶ炭窒化物が固溶してピン止め効果が得られなくなることを防止するためには、単にＶとＮとを含んでいるだけでなく、ＶとＮとの含有量のバランスを適正な範囲に調整することが重要である。上記式（１）は、このような観点に基づいて多数の実験を行った結果、Ｖ含有量及びＮ含有量とピン止め効果の大小との関係を見出したことにより決定された式である。そして、ピン止め効果をより高めるための条件を詳細に検討した結果、上記式（１）により算出されるピン止め性指数Ｒを０．０１０以上にすることにより、Ｖ炭窒化物によるピン止め効果を十分に得ることができることが見出されたものである。 As described above, in order to prevent the V carbonitride effective for pinning at the time of induction hardening and preventing the pinning effect from being obtained, simply include V and N. In addition, it is important to adjust the balance of the contents of V and N to an appropriate range. The above formula (1) is a formula determined by finding the relationship between the V content and the N content and the magnitude of the pinning effect as a result of many experiments based on such a viewpoint. And as a result of examining in detail the conditions for enhancing the pinning effect, the pinning effect by V carbonitride is made by setting the pinning property index R calculated by the above formula (1) to 0.010 or more. Has been found to be sufficient.
即ち、ピン止め性指数Ｒの値を０．０１０以上とすることにより、高周波焼入れ時の加熱の際に、ピン止めに有効なＶ炭窒化物が完全に固溶することを抑制し、Ｖ炭窒化物を残留させ易くすることができる。これにより、Ｖ炭窒化物によるピン止め効果を確実に得ることができ、高周波焼入れ中の結晶粒の粗大化を抑制することができる。その結果、疲労強度のバラつきを小さくし、ひいてはバラつきを考慮した疲労強度の下限値を高くすることができる。ピン止め性指数Ｒの値が０．０１０未満の場合には、高周波焼入れ時の加熱の際に必要とする量のＶ炭窒化物を確保することができなくなるため、ピン止め効果を十分に得られなくなるおそれがある。その結果、硬化層の結晶粒が粗大になり、クランクシャフトの疲労強度が低下するおそれがある。 That is, by setting the value of the pinning property index R to 0.010 or more, it is possible to prevent the V carbonitride effective for pinning from being completely dissolved during heating during induction hardening, Nitride can be easily left. Thereby, the pinning effect by V carbonitride can be acquired reliably, and the coarsening of the crystal grain during induction hardening can be suppressed. As a result, the variation in fatigue strength can be reduced, and as a result, the lower limit value of the fatigue strength considering the variation can be increased. When the value of the pinning property index R is less than 0.010, the amount of V carbonitride required for heating during induction hardening cannot be secured, so that a sufficient pinning effect is obtained. There is a risk of being lost. As a result, the crystal grains of the hardened layer become coarse, and the fatigue strength of the crankshaft may be reduced.
・硬化層
上記硬化層の結晶粒度は、７番以上とする。この場合には、硬化層の結晶粒が十分に微細化されているため、クランクシャフトの疲労強度のバラつきをより小さくすることができる。なお、硬化層の結晶粒度を示す粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３（ＩＳＯ ６４３：２００３）に規定された方法により決定することができる。
-Hardened layer The crystal grain size of the hardened layer is 7 or more. In this case, since the crystal grains of the hardened layer are sufficiently miniaturized, the variation in the fatigue strength of the crankshaft can be further reduced. In addition, the particle size number which shows the crystal grain size of a hardened layer can be determined by the method prescribed | regulated to JIS G0551: 2013 (ISO 643: 2003).
硬化層の深さは、１．０〜５．０ｍｍであることが好ましい。硬化層の深さを１．０ｍｍ以上とすることにより、ピン部及びクランク部における母材部の影響を軽減し、母材部を起点とする折損の発生をより効果的に抑制することができる。また、硬化層の深さを５．０ｍｍ以下とすることにより、高周波焼入れ時の曲がりの発生をより容易に回避することができる。なお、硬化層の深さは、ＪＩＳ Ｇ０５５９に記載された高周波焼入硬化層深さ測定方法に基づいて測定することができる。 The depth of the hardened layer is preferably 1.0 to 5.0 mm. By setting the depth of the hardened layer to 1.0 mm or more, the influence of the base material portion in the pin portion and the crank portion can be reduced, and the occurrence of breakage starting from the base material portion can be more effectively suppressed. . Moreover, the generation | occurrence | production of the bending at the time of induction hardening can be avoided more easily by making the depth of a hardened layer 5.0 mm or less. In addition, the depth of a hardened layer can be measured based on the induction hardening hardened layer depth measuring method described in JIS G0559.
・母材部
上記母材部においては、高周波焼入れ前の金属組織が維持されている。母材部の金属組織、即ち高周波焼入れ前の鍛造部品の金属組織は、フェライト・パーライト組織である。これにより、クランクシャフトの被削性を向上させることができる。製造上問題のない水準の被削性を確保する観点からは、母材部のビッカース硬さを３００ＨＶ以下とすることが好ましい。
-Base material part In the said base material part, the metal structure before induction hardening is maintained. The metal structure of the base metal part, that is, the metal structure of the forged part before induction hardening is a ferrite pearlite structure. Thereby, the machinability of a crankshaft can be improved. From the viewpoint of ensuring machinability at a level that does not cause manufacturing problems, it is preferable to set the Vickers hardness of the base material portion to 300 HV or less.
また、母材部のフェライト面積率は、２０％以下とする。高周波焼入れにおいては短時間で加熱を行うため、短時間でオーステナイト化が可能な前組織とする必要がある。しかし、母材部のフェライト面積率が過度に高くなると、短時間の加熱では、母材部の表面のオーステナイト化が不完全になりやすくなる。その結果、焼入れ後の組織にフェライト組織が残留し、強度の低下を招くおそれがある。母材部のフェライト面積率を２０％以下とすることにより、かかる問題を容易に回避することができる。なお、フェライト面積率は、母材部の断面にナイタール腐食を施した後、当該断面にＪＩＳ Ｇ０５５５に準拠した点算法を適用することにより算出することができる。 Further, the ferrite area ratio of the base material portion is set to 20% or less. In induction hardening, since heating is performed in a short time, it is necessary to have a pre-structure that can be austenitized in a short time. However, when the ferrite area ratio of the base material portion becomes excessively high, the austenitization of the surface of the base material portion tends to be incomplete with a short heating. As a result, the ferrite structure remains in the structure after quenching, which may cause a decrease in strength. Such a problem can be easily avoided by setting the ferrite area ratio of the base material portion to 20% or less. Note that the ferrite area ratio can be calculated by applying nital corrosion to the cross section of the base material portion and then applying a point calculation method based on JIS G0555 to the cross section.
また、母材部には、ベイナイト組織が生成されることがある。しかし、ベイナイト組織が過度に多くなると、被削性の悪化を招くおそれがある。被削性の悪化を回避する観点からは、金属組織中のベイナイト面積率は０％であることが最も好ましいが、ベイナイト面積率が５％以下であれば、製造上問題のない水準の被削性を確保することができる。なお、ベイナイト面積率は、フェライト面積率と同様に、母材部の断面にナイタール腐食を施した後、当該断面にＪＩＳ Ｇ０５５５に準拠した点算法を適用することにより算出することができる。 In addition, a bainite structure may be generated in the base material portion. However, when the bainite structure is excessively large, machinability may be deteriorated. From the viewpoint of avoiding deterioration of the machinability, the bainite area ratio in the metal structure is most preferably 0%. However, if the bainite area ratio is 5% or less, the level of machining with no problem in manufacturing is obtained. Sex can be secured. In addition, the bainite area ratio can be calculated by applying a point method in accordance with JIS G0555 to the cross section after subjecting the cross section of the base metal portion to nital corrosion in the same manner as the ferrite area ratio.
上記クランクシャフトは、上述したように、疲労強度のバラつきを小さくすることができ、その結果、バラつきを考慮した疲労強度の下限値を高くすることができる。それ故、疲労強度のバラつきを考慮しても、上記ピン部及び上記ジャーナル部において７５０ＭＰａ以上の曲げ疲労強度を容易に確保することができる。上記特定の範囲の曲げ疲労強度を有するクランクシャフトは、優れた耐久性を有しているため、種々の自動車エンジンに好適である。 As described above, the crankshaft can reduce the variation in fatigue strength, and as a result, can increase the lower limit value of the fatigue strength in consideration of the variation. Therefore, even when the variation in fatigue strength is taken into account, a bending fatigue strength of 750 MPa or more can be easily ensured in the pin portion and the journal portion. The crankshaft having the bending fatigue strength in the above specific range has excellent durability, and is suitable for various automobile engines.
・製造方法
上記クランクシャフトを製造するに当たっては、少なくとも、電気炉等で原料を溶解し、上記特定の化学成分を有する鋳造片を作製し、これに熱間圧延等の熱間加工を加えて鍛造用鋼材を準備する工程と、鍛造用鋼材に対して熱間鍛造を施す工程と、鍛造部品を冷却する冷却工程と、ピン部及びジャーナル部の外周面に硬化層を形成する高周波焼入れ工程とを行う。
・ Manufacturing method In manufacturing the crankshaft, at least the raw material is melted in an electric furnace or the like to produce a cast piece having the specific chemical component, and hot forging such as hot rolling is applied to the cast piece. A step of preparing a steel material, a step of hot forging the forging steel material, a cooling step of cooling the forged part, and an induction hardening step of forming a hardened layer on the outer peripheral surface of the pin portion and the journal portion. Do.
熱間鍛造時の加熱温度は１１００℃以上１３５０℃以下とする。鍛造用鋼材中には、ピン止め効果を有しない粗大なＶ炭窒化物が析出している。熱間鍛造時の加熱温度を１１００℃以上とすることにより、これらのＶ炭窒化物を十分に固溶させることができる。また、上記Ｖ炭窒化物は、ピン止め効果を得るためにＴｉ炭窒化物を利用する場合に比べて低い温度で鋼材中に固溶する。それ故、Ｔｉ炭窒化物を利用する場合に比べて、製造プロセスの省エネルギー化の点で有利である。 The heating temperature during hot forging is 1100 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower. In the steel for forging, coarse V carbonitrides having no pinning effect are precipitated. By setting the heating temperature during hot forging to 1100 ° C. or higher, these V carbonitrides can be sufficiently dissolved. Further, the V carbonitride is dissolved in the steel at a lower temperature than when Ti carbonitride is used to obtain a pinning effect. Therefore, it is advantageous in terms of energy saving in the manufacturing process as compared with the case of using Ti carbonitride.
Ｖ炭窒化物を十分に固溶させる観点から、熱間鍛造時の加熱温度は１１５０℃以上であることが好ましい。また、加熱温度を高くしても製造上問題はないが、省エネルギー化の観点から、加熱温度は１３５０℃以下とする。省エネルギー化を重視する場合には、加熱温度を１３００℃以下とすることが好ましい。 From the viewpoint of sufficiently dissolving V carbonitride, the heating temperature during hot forging is preferably 1150 ° C. or higher. Moreover, although there is no problem in manufacturing even if the heating temperature is increased, the heating temperature is set to 1350 ° C. or less from the viewpoint of energy saving. When importance is attached to energy saving, the heating temperature is preferably 1300 ° C. or lower.
熱間鍛造の後、鍛造部品を冷却することにより、金属組織がフェライト・パーライト組織である鍛造部品を得ることができる。また、この冷却の際に、熱間鍛造時の加熱により固溶させたＶ炭窒化物が、Ｆｅ母相中に微細かつ多量に析出する。このように、熱間鍛造において一度Ｖを固溶させた後、冷却時にＶ炭窒化物として析出させることにより、ピン止め効果を有する微細なＶ炭窒化物を生じさせることができる。鍛造部品の冷却は、例えば、空冷処理等の公知の手段により行うことができる。 By cooling the forged part after hot forging, a forged part whose metal structure is a ferrite pearlite structure can be obtained. Further, during this cooling, V carbonitrides dissolved by heating during hot forging precipitate finely and in a large amount in the Fe matrix. Thus, after V is once dissolved in hot forging, it is precipitated as V carbonitride at the time of cooling, whereby fine V carbonitride having a pinning effect can be produced. Forged parts can be cooled by known means such as air cooling.
その後、複数のピン部及び複数のジャーナル部にオーステナイト化温度以上１０５０℃以下の加熱温度で加熱、急冷する高周波焼入れを施すことにより、これらの外周面に硬化層を形成する。高周波焼入れにおける加熱は、短時間の加熱によりオーステナイト化が可能であり、かつ、オーステナイト組織中でのＣの拡散が十分に行われる温度で行う必要がある。より具体的には、高周波焼入れ時の加熱温度は９００℃以上であることが好ましい。 Then, the hardened layer is formed on these outer peripheral surfaces by subjecting the plurality of pin portions and the plurality of journal portions to induction hardening that is heated and quenched at a heating temperature of not less than the austenitizing temperature and not more than 1050 ° C. The heating in the induction hardening needs to be performed at a temperature at which austenite can be formed by heating in a short time and C is sufficiently diffused in the austenite structure. More specifically, the heating temperature during induction hardening is preferably 900 ° C. or higher.
一方、高周波焼入れ時の加熱温度を１０５０℃以下とすることにより、Ｖ炭窒化物の再固溶を抑制しつつ、焼入れを行うことができる。これにより、Ｖ炭窒化物によるピン止め効果を確実に得ることができる。その結果、硬化層の結晶粒の粗大化を抑制することができ、ひいては疲労強度のバラつきを低減することができる。また、高周波焼入れ時の加熱温度は、１０００℃以下であることが好ましい。この場合には、Ｖ炭窒化物の再固溶をより効果的に抑制することができる。その結果、疲労強度のバラつきをより低減することができる。 On the other hand, by setting the heating temperature during induction hardening to 1050 ° C. or lower, quenching can be performed while suppressing re-solution of V carbonitride. Thereby, the pinning effect by V carbonitride can be acquired reliably. As a result, the coarsening of crystal grains in the hardened layer can be suppressed, and as a result, variations in fatigue strength can be reduced. Moreover, it is preferable that the heating temperature at the time of induction hardening is 1000 degrees C or less. In this case, the re-solution of V carbonitride can be more effectively suppressed. As a result, the variation in fatigue strength can be further reduced.
高周波焼入れ時の加熱時間は、加熱温度に応じて適宜調整することができる。生産の効率化の観点からは、Ｖ炭窒化物の再固溶を抑制できる範囲で加熱温度を高くした上で、加熱時間を３０秒以下とすることが好ましい。また、加熱温度が１０００℃以下の場合には、オーステナイト化が十分に行われるように、加熱時間を若干長く設定することが望ましい。 The heating time during induction hardening can be appropriately adjusted according to the heating temperature. From the viewpoint of improving production efficiency, it is preferable to increase the heating temperature within a range where re-dissolution of V carbonitride can be suppressed and to set the heating time to 30 seconds or less. When the heating temperature is 1000 ° C. or lower, it is desirable to set the heating time slightly longer so that austenitization is sufficiently performed.
上記クランクシャフト及びその製造方法の実施例を、図を用いて説明する。図１に一例を示すように、クランクシャフト５０は、複数のピン部５１と、複数のジャーナル部５２とを有している。ピン部５１及びジャーナル部５２は、カウンターウェイト部５３と一体化されたアーム部５４を介して互いに連結されている。
Embodiments of the crankshaft and the manufacturing method thereof will be described with reference to the drawings. As shown in FIG. 1, the
図１及び図２に示すように、ピン部５１及びジャーナル部５２の外周面には、硬化層Ｈが形成されている。また、クランクシャフト５０における、ピン部５１及びジャーナル部５２を除く部分の外周面には、母材部Ｂが露出している。硬化層Ｈの金属組織はマルテンサイト組織であり、母材部Ｂの金属組織はフェライト・パーライト組織である。なお、図２に例示したように、ピン部５１及びジャーナル部５２における硬化層Ｈよりも内部は、母材部Ｂより構成されている。
As shown in FIGS. 1 and 2, a hardened layer H is formed on the outer peripheral surfaces of the
本例では、図１に例示されるクランクシャフト５０を作製する場合を想定して種々の加工を加えた試験材を作製し、各種評価を行った。なお、各試験材の製造方法は、公知の種々の方法に変更可能である。表１に、試験材に用いた合金Ａ〜Ｖの化学成分を示す。なお、表１中のＶ（バナジウム）の欄、Ｃａ（カルシウム）の欄及びＴｉ（チタン）の欄に示した記号「−」は、当該元素が積極的に添加されていないことを示す。また、表１中に具体的な値は記載しないが、合金Ａ〜Ｈ及び合金Ｌ〜Ｖは、１〜５ｐｐｍ程度のＣａを不可避的不純物として含んでいる。また、Ｐ（リン）については、合金Ａ〜Ｖのいずれにも積極的な添加を行っていない。表１中のＰ（リン）の欄には、不純物として含まれている量を記載した。
In this example, assuming that the
＜母材部の金属組織観察及び硬さ測定＞
電気炉にて溶解して作製した鋳造片に熱間圧延を加えて棒鋼とし、この棒鋼を鍛伸して鍛造用鋼材としての直径φ２０ｍｍの丸棒を作製した。次いで、この丸棒を、実際の熱間鍛造における加熱温度に相当する１１００℃、１２００℃または１３５０℃のいずれかの温度まで加熱し、この温度を３０分間保持した。その後、通常の空冷処理（自然放冷）により、丸棒を室温まで冷却した。以上により、鍛造部品に相当する試験片を作製した。
<Metal structure observation and hardness measurement of base material part>
A cast bar produced by melting in an electric furnace was hot-rolled to form a bar steel, and the bar steel was forged to produce a round bar having a diameter of φ20 mm as a forging steel material. Next, this round bar was heated to a temperature of 1100 ° C., 1200 ° C. or 1350 ° C. corresponding to the heating temperature in actual hot forging, and this temperature was maintained for 30 minutes. Thereafter, the round bar was cooled to room temperature by ordinary air cooling treatment (natural cooling). Thus, a test piece corresponding to the forged part was produced.
得られた試験片を用い、以下の項目について評価を行った。
・金属組織：ナイタール腐食を施した試験片の断面を、光学顕微鏡を用いて観察した。その結果、断面にフェライト組織が存在した場合には表２及び表３中の「金属組織」欄に記号Ｆを、パーライト組織が存在した場合には同欄に記号Ｐを、ベイナイト組織が存在した場合には同欄に記号Ｂを記載した。
・フェライト面積率：ＪＩＳ Ｇ０５５５に準拠した点算法により、上記の断面におけるフェライト面積率を算出した。
・硬さ測定：ＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠してビッカース硬さを測定した。
Using the obtained test piece, the following items were evaluated.
Metal structure: The cross section of the test piece subjected to nital corrosion was observed using an optical microscope. As a result, when a ferrite structure was present in the cross section, the symbol “F” was present in the “metal structure” column of Tables 2 and 3, and when a pearlite structure was present, the symbol P was present in the same column, and a bainite structure was present. In this case, the symbol B is described in the same column.
Ferrite area ratio: The ferrite area ratio in the above-mentioned cross section was calculated by a point calculation method based on JIS G0555.
-Hardness measurement: Vickers hardness was measured based on JIS Z2244.
＜疲労強度評価＞
ＪＩＳ Ｚ２２７３の規定に従い、上記により得られた丸棒から平行部がφ８ｍｍである回転曲げ疲労試験片を作製した。この試験片に、加熱温度１０００℃、加熱時間１０〜３０秒間の条件で高周波焼入れを施した。本実施例においては、試験片の直径が細いため、高周波焼入れにより試験片全体がマルテンサイト組織となった。しかし、疲労強度の値は試験片表面の状態よりほぼ決定されるため、本例の試験片により、実際のクランクシャフトにおける疲労強度が模擬されている。
<Fatigue strength evaluation>
In accordance with JIS Z2273, a rotating bending fatigue test piece having a parallel part of φ8 mm was prepared from the round bar obtained as described above. This test piece was induction-hardened under the conditions of a heating temperature of 1000 ° C. and a heating time of 10 to 30 seconds. In this example, since the diameter of the test piece was thin, the whole test piece became a martensite structure by induction hardening. However, since the value of the fatigue strength is substantially determined from the state of the surface of the test piece, the fatigue strength in the actual crankshaft is simulated by the test piece of this example.
その後、ステアケース法に基づいて回転曲げ疲労試験を実施した。具体的には、繰り返し数を１０7回とし、以下のように応力を変化させながら、１５本の試験片について順次回転曲げ疲労試験を行った。まず、過去の試験結果から予想される適当な試験応力ｓ1［ＭＰａ］で、１本目の試験片の回転曲げ疲労試験を行った。 Thereafter, a rotating bending fatigue test was performed based on the staircase method. Specifically, the number of repetitions was 10 7, and the rotating bending fatigue test was sequentially performed on 15 test pieces while changing the stress as follows. First, a rotating bending fatigue test of the first test piece was performed at an appropriate test stress s 1 [MPa] expected from past test results.
２本目以降の試験片における試験応力ｓk（但し、ｋ＝２、３、・・・）は、直前の試験における試験結果に応じて、以下のように変化させた。即ち、直前の試験において繰り返し数が１０7回に到達するまで試験片の破壊が起こらなかった場合には、試験応力ｓk-1に予め設定した応力階差ｄ［ＭＰａ］を加えたｓk-1＋ｄ［ＭＰａ］を新たな試験応力ｓk［ＭＰａ］とした。一方、直前の試験において繰り返し数が１０7回に到達する前に試験片の破壊が起こった場合には、試験応力ｓk-1から予め設定した応力階差ｄ［ＭＰａ］を差し引いたｓk-1−ｄ［ＭＰａ］を新たな試験応力ｓk［ＭＰａ］とした。 The test stress s k (where k = 2, 3,...) In the second and subsequent test pieces was changed as follows according to the test result in the immediately preceding test. That is, if the test piece does not break until the number of repetitions reaches 10 7 in the immediately preceding test, s k is obtained by adding a preset stress difference d [MPa] to the test stress s k−1. −1 + d [MPa] was defined as a new test stress s k [MPa]. On the other hand, if the specimen breaks before the number of repetitions reaches 10 7 in the immediately preceding test, s k obtained by subtracting a preset stress difference d [MPa] from the test stress s k-1. −1 −d [MPa] was set as a new test stress s k [MPa].
全ての試験片について回転曲げ疲労試験を行った後、得られた結果を以下のように整理した。まず、各試験片に加えた試験応力ｓのうち、最小の試験応力ｓminをＳ0［ＭＰａ］とし、Ｓi［ＭＰａ］＝Ｓ0＋ｉｄ（但し、ｉ＝０、１、２、・・・）とおいた。そして、試験応力Ｓiで試験を行った試験片の数をｆi（本）とし、下記の式（２）〜式（６）に基づいて疲労強度の平均値ＳN［ＭＰａ］及び標準偏差σ［ＭＰａ］を算出した。また、得られたＳNの値及びσの値から、バラつきを考慮した疲労強度の下限値に相当するＳN−３σの値を算出した。これらの結果は、表２及び表３に示したとおりであった。 After carrying out the rotation bending fatigue test about all the test pieces, the obtained result was arranged as follows. First, among the test stress s applied to each test piece, the minimum test stress s min is set to S 0 [MPa], and S i [MPa] = S 0 + id (where i = 0, 1, 2,...・) The number of test pieces tested with the test stress S i is defined as f i (main), and the fatigue strength average value S N [MPa] and standard deviation are calculated based on the following formulas (2) to (6). σ [MPa] was calculated. Moreover, the value of S N -3σ corresponding to the lower limit value of fatigue strength in consideration of variation was calculated from the obtained SN value and σ value. These results were as shown in Tables 2 and 3.
＜硬化層の結晶粒度評価及び硬さ測定＞
・結晶粒度評価：疲労強度評価を行った試験片における、高周波焼入れがされている平行部の適当な位置を切断して断面を露出させた。この断面に存在する硬化層から無作為に２０視野を選択して光学顕微鏡像を取得し、ＪＩＳ Ｇ０５５１に基づき、各視野での粒度番号を決定した。そして、２０視野のうち最も小さい粒度番号を表２及び表３中の「結晶粒度の最小値」の欄に示した。
・硬さ測定：ＪＩＳ Ｚ２２４４の規定に準拠し、結晶粒度評価を行った断面における、試験片の表面からの深さが０．１ｍｍの位置にてビッカース硬さを測定した。
<Evaluation of crystal grain size and hardness measurement of hardened layer>
-Grain size evaluation: In a test piece subjected to fatigue strength evaluation, an appropriate position of a parallel part subjected to induction hardening was cut to expose a cross section. 20 microscopic fields were randomly selected from the cured layer present in this cross section to obtain an optical microscope image, and the particle size number in each field was determined based on JIS G0551. The smallest particle size number among the 20 fields of view is shown in the column “Minimum value of crystal grain size” in Tables 2 and 3.
-Hardness measurement: Vickers hardness was measured at a position where the depth from the surface of the test piece was 0.1 mm in the cross section where the crystal grain size was evaluated in accordance with the provisions of JIS Z2244.
＜被削性試験＞
被削性試験に用いる試験片は次のように作製した。まず、電気炉にて各試料の原料の溶解、精錬及び鋳込みを行い、鍛造用鋼材を得た。この鋼材を１２００℃に加熱して熱間鍛造を施し、次いで空冷処理を行い、鍛造部品としての丸棒を作製した。
<Machinability test>
A specimen used for the machinability test was prepared as follows. First, the raw materials for each sample were melted, refined, and cast in an electric furnace to obtain steel for forging. This steel material was heated to 1200 ° C. and subjected to hot forging, and then subjected to air cooling treatment to produce a round bar as a forged part.
その後、丸棒に切削加工を施して、直径６０ｍｍφ×長さ３９０ｍｍの試験片を得た。なお、熱間鍛造時の加熱温度は、実際のクランクシャフトにおける熱間鍛造時の温度と同程度である。また、空冷処理においては、８００℃から５００℃までの間の平均冷却速度が約３０℃／分であった。 Thereafter, the round bar was cut to obtain a test piece having a diameter of 60 mmφ × length of 390 mm. In addition, the heating temperature at the time of hot forging is approximately the same as the temperature at the time of hot forging in an actual crankshaft. In the air cooling treatment, the average cooling rate between 800 ° C. and 500 ° C. was about 30 ° C./min.
被削性は、旋盤により切削する場合の切削工具の摩耗量によって評価した。上記旋盤としては、森精機製ＳＬ−２５旋盤を用い、上記切削工具としては、タンガロイ製ＳＮＭＧ１２０４０８−サーメットＮＳ５３０を用いた。試験条件は、切削速度２００ｍ／ｓｅｃ、送り速度０．３ｍｍ／ｓｅｃ、切り込み：１．５ｍｍ、切削時間：８分の条件とした。試験後の切削工具の摩耗量が０．３ｍｍ以下の場合には合格と判定し、表２及び表３中の「被削性」の欄に記号Ａを記載した。一方、摩耗量が０．３ｍｍを超える場合には不合格と判定し、同欄に記号Ｂを記載した。 The machinability was evaluated by the amount of wear of the cutting tool when cutting with a lathe. As the lathe, a Mori Seiki SL-25 lathe was used, and as the cutting tool, Tungaloy SNMG120408-cermet NS530 was used. The test conditions were a cutting speed of 200 m / sec, a feeding speed of 0.3 mm / sec, a cutting depth of 1.5 mm, and a cutting time of 8 minutes. When the amount of wear of the cutting tool after the test was 0.3 mm or less, it was determined to be acceptable, and the symbol A was described in the column of “Machinability” in Tables 2 and 3. On the other hand, when the amount of wear exceeded 0.3 mm, it was determined to be unacceptable, and the symbol B was written in the same column.
表２及び表３に示したように、試験材１〜２６は、上記特定の化学成分を有する鋳造片に、上記特定の条件にて熱間鍛造及び高周波加熱を行うことにより、作製されている。そのため、これらの試験片には、高いピン止め効果を有するＶ炭窒化物が生成された。そして、Ｖ炭窒化物により結晶粒の粗大化が抑制された結果、これらの試験体は、疲労強度のバラつきが小さくなるとともに、ＳN−３σの値が高くなった。また、これらの試験片は、製造時に要求される水準の被削性を確保することができた。 As shown in Table 2 and Table 3, the test materials 1 to 26 are produced by performing hot forging and high-frequency heating on the cast piece having the specific chemical component under the specific condition. . Therefore, V carbonitride having a high pinning effect was produced on these test pieces. And as a result of suppressing the coarsening of a crystal grain by V carbonitride, these test bodies became small in fatigue strength, and the value of SN-3 ( sigma) became high. Moreover, these test pieces were able to ensure the machinability of the level required at the time of manufacture.
表３に示すように、試験材２７、２８は、Ｖではなく、Ｔｉを含有している。即ち、これらの試験材は、Ｔｉ炭窒化物によるピン止め効果を得ることを図った試験材である。しかし、これらの試験材においては、熱間鍛造時の加熱温度を一般的な条件である１２００℃に設定したため、鍛造用鋼材へのＴｉ炭窒化物の固溶が不十分となった。そのため、ピン止め効果が不十分となり、高周波焼入れ後に結晶粒の粗大化を招いた。そして、結晶粒が粗大化した結果、疲労強度の標準偏差σの増大を招き、ＳN−３σの値も小さくなった。
また、試験材２８は、Ｃ含有量が少なく、高周波焼入れ前のフェライト・パーライト組織におけるフェライト面積率が高かったため、高周波焼入れ時の短時間の加熱ではフェライト組織が完全にオーステナイト化されなかった。そして、焼入れ後の組織に残留したフェライト組織の影響と、Ｃ含有量が少ないことによる強度低下の影響とにより、疲労強度の平均値ＳNが低下した。
As shown in Table 3, the test materials 27 and 28 contain Ti instead of V. That is, these test materials are test materials intended to obtain a pinning effect by Ti carbonitride. However, in these test materials, the heating temperature at the time of hot forging was set to 1200 ° C., which is a general condition, so that the solid solution of Ti carbonitride in the forging steel material became insufficient. For this reason, the pinning effect is insufficient and the crystal grains are coarsened after induction hardening. As a result of the coarsening of crystal grains, the standard deviation σ of fatigue strength was increased, and the value of S N -3σ was also decreased.
Further, since the test material 28 had a low C content and a high ferrite area ratio in the ferrite / pearlite structure before induction hardening, the ferrite structure was not completely austenitic by heating in a short time during induction hardening. And average value SN of fatigue strength fell by the influence of the ferrite structure which remained in the structure | tissue after hardening, and the influence of the strength fall by having little C content.
また、試験材２７と試験材３５との比較及び試験材２８と試験材３６との比較から、Ｔｉ炭窒化物のピン止め効果を利用する場合には一般的な条件よりも高温に加熱する必要があり、一般的な条件である１２００℃程度の加熱では十分なピン止め効果が得られないことが理解できる。 Further, from the comparison between the test material 27 and the test material 35 and the comparison between the test material 28 and the test material 36, when using the pinning effect of Ti carbonitride, it is necessary to heat to a temperature higher than the general condition. It can be understood that a sufficient pinning effect cannot be obtained by heating at about 1200 ° C., which is a general condition.
これに対し、Ｖ炭窒化物のピン止め効果を利用する場合には、試験材１〜１４及び試験材２１〜２６のように、一般的な条件である１２００℃程度の加熱を行うことにより十分なピン止め効果を得ることができる。また、試験材１５〜２０のように比較的高温に加熱しても製造上問題はなく、Ｖ炭窒化物によるピン止め効果を十分に得ることができる。 On the other hand, when utilizing the pinning effect of V carbonitride, it is sufficient to perform heating at about 1200 ° C., which is a general condition, as in test materials 1 to 14 and test materials 21 to 26 Pinning effect can be obtained. Moreover, even if it heats to comparatively high temperature like the test materials 15-20, there is no problem on manufacture, and the pinning effect by V carbonitride can fully be acquired.
試験材２９は、試験材２７、２８、３５及び３６に比べてＴｉ含有量が多かったため、熱間鍛造時の加熱温度が１２００℃の場合でも、熱間鍛造時の加熱により、Ｔｉ炭窒化物の全てではないが、ピン止め効果に必要となる量を固溶させることができた。そして、Ｔｉ炭窒化物のピン止め効果により、結晶粒の粗大化を抑制することができた。しかし、試験材２９を構成する合金Ｑは、Ｔｉ含有量が多くなったため、ベイナイト組織が生成し易い鋼となった。それ故、熱間鍛造後の冷却時に、試験材２９の母材部にベイナイト組織が生成し、被削性の悪化を招いた。試験材２９のベイナイト面積率は１６％であった。 Since the test material 29 had a higher Ti content than the test materials 27, 28, 35 and 36, even when the heating temperature during hot forging was 1200 ° C., the Ti carbonitride was heated by heating during hot forging. Although not all of the above, the amount necessary for the pinning effect could be dissolved. And the coarsening of the crystal grain was able to be suppressed by the pinning effect of Ti carbonitride. However, since the alloy Q constituting the test material 29 has a high Ti content, it is steel in which a bainite structure is easily generated. Therefore, at the time of cooling after hot forging, a bainite structure was generated in the base material portion of the test material 29, leading to deterioration of machinability. The bainite area ratio of the test material 29 was 16%.
試験材３０は、Ｎ含有量が少なかったことに加え、Ｖが含まれていなかったため、Ｖ炭窒化物が生成されなかった。そのため、ピン止め効果が得られず、高周波焼入れ後に結晶粒の粗大化を招いた。そして、高周波焼入れ後に結晶粒が粗大化した結果、疲労強度の標準偏差σの増大を招き、ＳN−３σの値も小さくなった。
In addition to the low N content, the
試験材３１は、Ｖ含有量が少なかったため、Ｖ炭窒化物が不足した。そのため、ピン止め効果が不十分となり、高周波焼入れ後に結晶粒の粗大化を招いた。そして、高周波焼入れ後に結晶粒が粗大化した結果、疲労強度の標準偏差σの増大を招き、ＳN−３σの値も小さくなった。
試験材３２は、各元素の含有量は上記特定の範囲内であったが、ＶとＮとの含有量のバランスが悪く、ピン止め性指数Ｒが上記特定の範囲よりも小さかったため、高周波焼入れ時の加熱によりＶ炭窒化物の大部分が鋼材中に固溶した。そのため、ピン止め効果が不十分となり、高周波焼入れ後に結晶粒の粗大化を招いた。そして、高周波焼入れ後に結晶粒が粗大化した結果、疲労強度の標準偏差σの増大を招き、ＳN−３σの値も小さくなった。
Since the test material 31 had a small V content, the V carbonitride was insufficient. For this reason, the pinning effect is insufficient and the crystal grains are coarsened after induction hardening. As a result of the coarsening of the crystal grains after induction hardening, the standard deviation σ of fatigue strength was increased, and the value of S N -3σ was also decreased.
In the test material 32, the content of each element was within the above specific range, but the balance between the content of V and N was poor, and the pinning index R was smaller than the above specific range, so induction hardening was performed. Due to heating, most of the V carbonitride was dissolved in the steel material. For this reason, the pinning effect is insufficient and the crystal grains are coarsened after induction hardening. As a result of the coarsening of the crystal grains after induction hardening, the standard deviation σ of fatigue strength was increased, and the value of S N -3σ was also decreased.
試験材３３は、Ｃ含有量が少なかったため、硬化層の硬さが低くなった。その結果、疲労強度の平均値ＳNが低下した。
試験材３４は、Ｃ含有量が多かったため、母材部の硬さが過度に高くなった。その結果、被削性が悪化した。
Since the test material 33 had little C content, the hardness of the hardened layer became low. As a result, the average fatigue strength SN decreased.
Since the test material 34 had a large C content, the hardness of the base material portion was excessively high. As a result, machinability deteriorated.
図３〜図５に、疲労強度の評価結果を整理した図を示す。図３に、疲労強度の平均値ＳNが同程度であるが、ピン止め効果の程度に応じて結晶粒度の最小値が異なる３種の試験材（試験材１、６及び３０）の疲労強度の評価結果を示す。図３における縦軸は、疲労強度（ＭＰａ）である。また、図３中には、各試験材における結晶粒度の最小値を示した。さらに、図３中には、各試験材の疲労強度の平均値ＳN（ＭＰａ）をプロットするとともに、標準偏差σ（ＭＰａ）の３倍に相当する長さのエラーバーを記載した。即ち、エラーバーの下端は、バラつきを考慮した疲労強度の下限値に相当するＳN−３σ（ＭＰａ）の値を示している。
The figure which arranged the evaluation result of fatigue strength in FIGS. 3-5 is shown. FIG. 3 shows the fatigue strengths of three types of test materials (
図４は、縦軸を疲労強度の標準偏差σ（ＭＰａ）、横軸を結晶粒度の最小値とし、全ての試験材の評価結果をプロットした図である。 FIG. 4 is a graph in which the evaluation results of all the test materials are plotted with the vertical axis representing the standard deviation σ (MPa) of fatigue strength and the horizontal axis representing the minimum grain size.
図３及び図４から、結晶粒度の最小値の値が大きくなるほど、疲労強度の標準偏差σが小さくなる傾向があることが理解できる。また、図３に示したように、試験材１、試験材６及び試験材３０は、疲労強度の平均値ＳNが同程度であるにも関わらず、結晶粒度の最小値が大きくなるほど標準偏差σが小さくなり、ＳN−３σの値が大きくなった。これらの結果から、結晶粒を微細化することにより、バラつきを考慮した疲労強度の下限値を高くできることが理解できる。そして、結晶粒を微細化することにより、高い疲労強度を有するクランクシャフトを安定して製造できることが容易に理解できる。
It can be understood from FIGS. 3 and 4 that the standard deviation σ of the fatigue strength tends to decrease as the minimum value of the crystal grain size increases. In addition, as shown in FIG. 3, the test material 1, the
また、図５に、表２及び表３に示した結果のうち、熱間鍛造時の加熱温度を１２００℃とした場合における結晶粒度とピン止め性指数Ｒとの相関関係をまとめた結果を示す。なお、図５には、Ｔｉ添加の影響を除くために、Ｔｉを含有する試験材の結果を除いてプロットを行った。図５の縦軸は結晶粒度の最小値であり、横軸はピン止め性指数Ｒである。図５から、ピン止め性指数Ｒを０．０１０以上とすることにより、粒度番号７番以上の結晶粒度が得られることが容易に理解できる。
Moreover, in FIG. 5, among the results shown in Tables 2 and 3, the results of summarizing the correlation between the crystal grain size and the pinning property index R when the heating temperature during hot forging is 1200 ° C. are shown. . In FIG. 5, in order to eliminate the influence of Ti addition, plotting was performed excluding the results of the test material containing Ti. The vertical axis in FIG. 5 is the minimum value of the crystal grain size, and the horizontal axis is the pinning property index R. From FIG. 5, it can be easily understood that a crystal grain size of
上述した種々の評価結果は全て試験片での結果であるが、表１に示す合金Ｆに相当する試験材を用いて実際にクランクシャフトを作製し、硬化層の結晶粒度を評価した。その結果、試験片による評価と同様に、粒度番号７番以上の結晶粒度が得られたことを確認できた。さらに、このクランクシャフトを用いて疲労試験を行った結果、優れた耐久性を有することを確認できた。
The above-described various evaluation results are all results of test pieces, but a crankshaft was actually produced using a test material corresponding to the alloy F shown in Table 1, and the crystal grain size of the hardened layer was evaluated. As a result, it was confirmed that a crystal grain size of
５０ クランクシャフト
５１ ピン部
５２ ジャーナル部
Ｂ 母材部
Ｈ 硬化層
50
Claims (5)
質量％で、Ｃ：０．３５％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、Ｓ：０．０４０％以上０．１５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下（但し、０％を除く）、Ａｌ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｖ：０．０５％以上０．１５％以下、Ｎ：０．０１００％以上０．０２００％以下、Ｃａ：０．０１００％（但し、０％を除く）以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるとともに、下記式（１）により得られるピン止め性指数Ｒが０．０１０以上である化学成分を有し、
金属組織がフェライト面積率２０％以下のフェライト・パーライト組織である母材部と、
金属組織がマルテンサイト組織であり、結晶粒度が７番以上であり、上記複数のピン部及び上記複数のジャーナル部における上記母材部の表面に形成された硬化層とを有しており、
上記母材部及び上記硬化層におけるＦｅ母相中にＶ炭窒化物が分散していることを特徴とするクランクシャフト。
In mass%, C: 0.35% to 0.50%, Si: 0.05% to 1.00%, Mn: 1.00% to 2.00%, S: 0.040% or more 0.150% or less, Cr: 0.50% or less (excluding 0%), Al: 0.001% to 0.050%, V: 0.05% to 0.15%, N: Pins containing 0.0100% or more and 0.0200% or less, Ca: 0.0100% (excluding 0%) or less, the balance being Fe and inevitable impurities, and obtained by the following formula (1) Having a chemical component with a stop index R of 0.010 or more,
A base material part in which the metal structure is a ferrite pearlite structure having a ferrite area ratio of 20% or less;
The metal structure is a martensite structure, the crystal grain size is 7 or more, and has a hardened layer formed on the surface of the base material part in the plurality of pin parts and the plurality of journal parts,
A crankshaft in which V carbonitride is dispersed in an Fe matrix in the matrix and the hardened layer.
質量％で、Ｃ：０．３５％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、Ｓ：０．０４０％以上０．１５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下（但し、０％を除く）、Ａｌ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｖ：０．０５％以上０．１５％以下、Ｎ：０．０１００％以上０．０２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下（但し、０％を除く）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるとともに、下記式（１）により算出されるピン止め性指数Ｒが０．０１０以上である化学成分を有する鍛造用鋼材を準備し、
該鍛造用鋼材を１１００℃以上１３５０℃以下の温度に加熱して熱間鍛造を行うことにより、上記複数のピン部及び上記複数のジャーナル部を有する鍛造部品を作製し、
該鍛造部品を冷却して、金属組織をフェライト面積率が２０％以下のフェライト・パーライト組織にするとともに、Ｆｅ母相中にＶ炭窒化物を析出させ、
上記複数のピン部及び上記複数のジャーナル部にオーステナイト化温度以上１０５０℃以下の加熱温度で高周波焼入れを施すことにより、これらの外周面に結晶粒度が７番以上である硬化層を形成することを特徴とするクランクシャフトの製造方法。
In mass%, C: 0.35% to 0.50%, Si: 0.05% to 1.00%, Mn: 1.00% to 2.00%, S: 0.040% or more 0.150% or less, Cr: 0.50% or less (excluding 0%), Al: 0.001% to 0.050%, V: 0.05% to 0.15%, N: 0.0100% or more and 0.0200% or less, Ca: 0.0100% or less (excluding 0%), with the balance being Fe and inevitable impurities, and calculated by the following formula (1) Preparing a forging steel material having a chemical component having a pinning index R of 0.010 or more,
By heating the forging steel material to a temperature of 1100 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower and performing hot forging, a forged part having the plurality of pin portions and the plurality of journal portions is manufactured,
The forged parts are cooled to make the metal structure a ferrite pearlite structure having a ferrite area ratio of 20% or less, and to precipitate V carbonitride in the Fe matrix.
By subjecting the plurality of pin portions and the plurality of journal portions to induction hardening at a heating temperature of not less than the austenitizing temperature and not more than 1050 ° C., a hardened layer having a grain size of 7 or more is formed on the outer peripheral surface thereof. A method for manufacturing a crankshaft.
質量％で、Ｃ：０．３５％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、Ｓ：０．０４０％以上０．１５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下（但し、０％を除く）、Ａｌ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｖ：０．０５％以上０．１５％以下、Ｎ：０．０１００％以上０．０２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下（但し、０％を除く）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるとともに、下記式（１）により算出されるピン止め性指数Ｒが０．０１０以上である化学成分を有することを特徴とするクランクシャフト用鋼。
In mass%, C: 0.35% to 0.50%, Si: 0.05% to 1.00%, Mn: 1.00% to 2.00%, S: 0.040% or more 0.150% or less, Cr: 0.50% or less (excluding 0%), Al: 0.001% to 0.050%, V: 0.05% to 0.15%, N: 0.0100% or more and 0.0200% or less, Ca: 0.0100% or less (excluding 0%), with the balance being Fe and inevitable impurities, and calculated by the following formula (1) A crankshaft steel having a chemical component having a pinning index R of 0.010 or more.
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