JP6662107B2 - 熱間鍛造用非調質鋼および自動車用部品 - Google Patents
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Description
本発明は熱間鍛造用非調質鋼およびその熱間鍛造用非調質鋼からなるクランクシャフト等の自動車用部品に関する。
一般的にクランクシャフト等の自動車用部品は鋳造または鍛造にて製造されるが、強度や剛性が重視される場合は、炭素鋼または低合金鋼を熱間鍛造にて製造したものが使用されている。そして、さらに高強度化が必要な場合は、高周波焼入れ処理やガス軟窒化処理が行われる。
例えば特許文献１には高周波焼入れ処理について記載されている。高周波焼入れ処理は、鋼材の表面層をオーステナイト組織に加熱した後、急冷してマルテンサイト化し、硬化する方法であるが、熱処理後に変形する可能性があり、その結果、加工費の増加および歩留まりが低下する可能性がある。
また、例えば特許文献２にはガス軟窒化処理について記載されている。ガス軟窒化処理は、アンモニアを含んだ雰囲気中でＡｌ変態点以下の温度（５５０℃〜６５０℃程度）に加熱することにより、鋼材表面に窒素・炭素を侵入させ、微細な炭窒化物を析出させることにより表層硬化する方法である。高周波焼き入れや調質処理（焼入、焼戻）に比べて、熱処理歪が小さいという特徴があるが、非常に硬質な化合物層が表層にあるために、曲がり矯正加工性の低下ならびに耐焼付性が低下し得る。
このように高周波焼入後や軟窒化処理後には曲がり矯正加工を行う必要があり、製造上の大きな制約をなっている。
これに対して特許文献３には、高周波焼入れや軟窒化処理の高強度化処理を施さずにクランクシャフトを製造する方法が記載されている。そして、特許文献３には、鋼材の成分を最適化することで疲労強度、耐摩耗性を有することができたと記載されているが、前述の高周波焼入れや軟窒化処理の高強度化処理を施す製造方法によって製造した場合に比べ被削性が不良となる。そのため大幅に切削費が増加してしまい、競争力が低くなる。
上記のように、従来、高周波焼入れ処理やガス軟窒化処理のような高強度化処理を施さずに、強度（疲労強度、耐焼付き性）が高位に保たれ、優れた製造性（被削性）をも備える鋼材は提案されていなかった。
本発明は上記のような課題を解決することを目的とする。
すなわち、本発明の目的は、熱間加工後に調質処理（焼入れ・焼戻し）を省略することができる非調質鋼であり、熱間鍛造および機械加工により部品形状に成形した後、高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略しても、強度（特に疲労強度および耐摩耗性）と製造性（特に被削性）とが共に優れる熱間鍛造用非調質鋼およびその熱間鍛造用非調質鋼からなるクランクシャフト等の自動車用部品を提供することである。
すなわち、本発明の目的は、熱間加工後に調質処理（焼入れ・焼戻し）を省略することができる非調質鋼であり、熱間鍛造および機械加工により部品形状に成形した後、高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略しても、強度（特に疲労強度および耐摩耗性）と製造性（特に被削性）とが共に優れる熱間鍛造用非調質鋼およびその熱間鍛造用非調質鋼からなるクランクシャフト等の自動車用部品を提供することである。
本発明者は上記課題を解決するため鋭意検討し、本発明を完成させた。
本発明は以下の［１］〜［３］である。
［１］質量％で、
Ｃ：０．４５〜０．７５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｓ：０．０１〜０．１５％、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｃｅ＋Ｚｒ：０．０１〜０．０５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎ：０．００５〜０．０２５％であり、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
式（１）：９０≦１００Ｃ＋２７Ｓｉ＋１６Ｍｎ＋２０Ｃｒ＋４０Ｍｏ＋１００Ｖ≦１２０
式（２）：３０≧１２５−１４４Ｃ＋１０Ｓｉ−２８Ｍｎ−４９Ｃｒ
式（３）：１０≦（Ｃｅ＋Ｚｒ）／Ｏ≦３０
を満たし、
熱間鍛造した場合に鋼断面組織がパーライトまたはフェライト＋パーライトであり、初析フェライト面積率が１０％未満である、熱間鍛造用非調質鋼。
［２］上記（１）に記載の熱間鍛造用非調質鋼からなる自動車用部品。
［３］上記（１）に記載の熱間鍛造用非調質鋼からなるクランクシャフト。
本発明は以下の［１］〜［３］である。
［１］質量％で、
Ｃ：０．４５〜０．７５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｓ：０．０１〜０．１５％、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｃｅ＋Ｚｒ：０．０１〜０．０５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎ：０．００５〜０．０２５％であり、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
式（１）：９０≦１００Ｃ＋２７Ｓｉ＋１６Ｍｎ＋２０Ｃｒ＋４０Ｍｏ＋１００Ｖ≦１２０
式（２）：３０≧１２５−１４４Ｃ＋１０Ｓｉ−２８Ｍｎ−４９Ｃｒ
式（３）：１０≦（Ｃｅ＋Ｚｒ）／Ｏ≦３０
を満たし、
熱間鍛造した場合に鋼断面組織がパーライトまたはフェライト＋パーライトであり、初析フェライト面積率が１０％未満である、熱間鍛造用非調質鋼。
［２］上記（１）に記載の熱間鍛造用非調質鋼からなる自動車用部品。
［３］上記（１）に記載の熱間鍛造用非調質鋼からなるクランクシャフト。
本発明によれば、熱間加工後に調質処理（焼入れ・焼戻し）を省略することができる非調質鋼であり、熱間鍛造および機械加工により部品形状に成形した後、高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略しても、強度（特に疲労強度および耐摩耗性）と製造性（特に被削性）とが共に優れる熱間鍛造用非調質鋼およびその熱間鍛造用非調質鋼からなるクランクシャフト等の自動車用部品を提供することができる。
本発明について説明する。
本発明は、質量％で、Ｃ：０．４５〜０．７５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｓ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｃｅ＋Ｚｒ：０．０１〜０．０５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％であり、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、式（１）：９０≦１００Ｃ＋２７Ｓｉ＋１６Ｍｎ＋２０Ｃｒ＋４０Ｍｏ＋１００Ｖ≦１２０、式（２）：３０≧１２５−１４４Ｃ＋１０Ｓｉ−２８Ｍｎ−４９Ｃｒ、式（３）：１０≦（Ｃｅ＋Ｚｒ）／Ｏ≦３０を満たし、熱間鍛造した場合に鋼断面組織がパーライトまたはフェライト＋パーライトであり、初析フェライト面積率が１０％未満である、熱間鍛造用非調質鋼である。
このような熱間鍛造用非調質鋼を、以下では「本発明の非調質鋼」ともいう。
本発明は、質量％で、Ｃ：０．４５〜０．７５％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｓ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｃｅ＋Ｚｒ：０．０１〜０．０５％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％であり、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、式（１）：９０≦１００Ｃ＋２７Ｓｉ＋１６Ｍｎ＋２０Ｃｒ＋４０Ｍｏ＋１００Ｖ≦１２０、式（２）：３０≧１２５−１４４Ｃ＋１０Ｓｉ−２８Ｍｎ−４９Ｃｒ、式（３）：１０≦（Ｃｅ＋Ｚｒ）／Ｏ≦３０を満たし、熱間鍛造した場合に鋼断面組織がパーライトまたはフェライト＋パーライトであり、初析フェライト面積率が１０％未満である、熱間鍛造用非調質鋼である。
このような熱間鍛造用非調質鋼を、以下では「本発明の非調質鋼」ともいう。
本発明の非調質鋼の組成について説明する。
Ｃ成分の含有率は０．４５〜０．７５質量％である。
この含有率が低すぎると本発明の非調質鋼およびこれからなる自動車用部品（クランクシャフトを含む。以下、同様）の強度が低くなる傾向がある。逆に、この含有率が高すぎると、被削性（切削加工性）が低下する傾向がある。
この含有率が低すぎると本発明の非調質鋼およびこれからなる自動車用部品（クランクシャフトを含む。以下、同様）の強度が低くなる傾向がある。逆に、この含有率が高すぎると、被削性（切削加工性）が低下する傾向がある。
Ｓｉ成分の含有率は０．０１〜１．０質量％である。
Ｓｉは鋼溶製時に脱酸剤として利用されるが、この含有率が上記範囲内であると、本発明の非調質鋼およびこれからなる自動車用部品の疲労強度を高めるように作用する。また、この含有率が高すぎると、熱間鍛造性を損ね製造性が低下する傾向がある。また、切削加工前の素材（熱間鍛造後）の硬さが過剰となり、切削加工性を劣化させる可能性がある。
Ｓｉは鋼溶製時に脱酸剤として利用されるが、この含有率が上記範囲内であると、本発明の非調質鋼およびこれからなる自動車用部品の疲労強度を高めるように作用する。また、この含有率が高すぎると、熱間鍛造性を損ね製造性が低下する傾向がある。また、切削加工前の素材（熱間鍛造後）の硬さが過剰となり、切削加工性を劣化させる可能性がある。
Ｍｎ成分の含有率は０．１〜２．０質量％である。
Ｍｎは脱酸剤として機能し、本発明の非調質鋼の焼入れ性を高めて強度を向上させる。
また、この含有率が高すぎるとマルテンサイト組織を現出させやすくし、熱間鍛造後の硬さを高め、被削性の低下を招き、合わせて熱間鍛造性も損ねる可能性がある。
なお、Ｍｎは被削性向上に寄与するＭｎ系硫化物を形成させるために必須の元素である。
Ｍｎは脱酸剤として機能し、本発明の非調質鋼の焼入れ性を高めて強度を向上させる。
また、この含有率が高すぎるとマルテンサイト組織を現出させやすくし、熱間鍛造後の硬さを高め、被削性の低下を招き、合わせて熱間鍛造性も損ねる可能性がある。
なお、Ｍｎは被削性向上に寄与するＭｎ系硫化物を形成させるために必須の元素である。
Ｃｕ成分およびＮｉ成分の含有率は０．５質量％以下である。
これらの成分の含有率は、各々、０．００１質量％以上であることが好ましい。
これらの成分の含有率が上記の範囲であると焼入性が高まり、本発明の非調質鋼およびこれからなる自動車用部品の疲労強度が高まる。これらの成分の含有率が高すぎると、熱間鍛造後の硬さが高くなり、被削性が低下し、合わせて熱間鍛造性も損ねる可能性がある。この場合、コストＵＰに繋がる。また、Ｃｕの多量添加はＣｕが鋼の粒界に偏析することに起因して、熱間割れが誘起される。
これらの成分の含有率は、各々、０．００１質量％以上であることが好ましい。
これらの成分の含有率が上記の範囲であると焼入性が高まり、本発明の非調質鋼およびこれからなる自動車用部品の疲労強度が高まる。これらの成分の含有率が高すぎると、熱間鍛造後の硬さが高くなり、被削性が低下し、合わせて熱間鍛造性も損ねる可能性がある。この場合、コストＵＰに繋がる。また、Ｃｕの多量添加はＣｕが鋼の粒界に偏析することに起因して、熱間割れが誘起される。
Ｓ成分の含有率は０．０１〜０．１５質量％である。
Ｓ成分はＭｎと共に被削性向上に寄与するＭｎ系硫化物の必須形成元素である。Ｓ成分の含有率が低すぎると、硫化物の生成量が不足して被削性が不十分となる。逆に、Ｓ成分の含有率が高すぎると、本発明の非調質鋼の靭性と延性が損なわれ、介在物が疲労破壊の起点となり、疲労強度特性を劣化させる傾向がある。
Ｓ成分はＭｎと共に被削性向上に寄与するＭｎ系硫化物の必須形成元素である。Ｓ成分の含有率が低すぎると、硫化物の生成量が不足して被削性が不十分となる。逆に、Ｓ成分の含有率が高すぎると、本発明の非調質鋼の靭性と延性が損なわれ、介在物が疲労破壊の起点となり、疲労強度特性を劣化させる傾向がある。
Ｃｒ成分の含有率は０．０１〜１．５質量％である。
Ｃｒ成分は焼入性を高めて強度を高め、加えて鋼の疲労強度を高める。Ｃｒ成分の含有率が高すぎると、この成分の含有率が高すぎると熱間鍛造性を損ねる可能性があり、また、熱間鍛造後の硬さが高くなり、被削性が低下する可能性がある。この場合、コストＵＰに繋がる。
Ｃｒ成分は焼入性を高めて強度を高め、加えて鋼の疲労強度を高める。Ｃｒ成分の含有率が高すぎると、この成分の含有率が高すぎると熱間鍛造性を損ねる可能性があり、また、熱間鍛造後の硬さが高くなり、被削性が低下する可能性がある。この場合、コストＵＰに繋がる。
Ｍｏ成分の含有率は０．０１〜０．５質量％である。
Ｍｏ成分は焼入性を高めて強度を高め、加えて鋼の疲労強度および靭性を高める。この成分の含有率が高すぎると熱間鍛造性を損ねる可能性があり、また、熱間鍛造後の硬さが高くなり、被削性が低下する可能性がある。この場合、コストＵＰに繋がる。
Ｍｏ成分は焼入性を高めて強度を高め、加えて鋼の疲労強度および靭性を高める。この成分の含有率が高すぎると熱間鍛造性を損ねる可能性があり、また、熱間鍛造後の硬さが高くなり、被削性が低下する可能性がある。この場合、コストＵＰに繋がる。
Ｖ成分の含有率は０．０１〜０．５質量％である。
Ｖ成分はフェライトを強化し、鋼の疲労強度および靭性を高める。この成分の含有率が高すぎると熱間鍛造性を損ねる可能性があり、また、炭窒化物熱間鍛造後の硬さを高め、被削性を低下させる可能性がある。この場合、コストＵＰに繋がる。
Ｖ成分はフェライトを強化し、鋼の疲労強度および靭性を高める。この成分の含有率が高すぎると熱間鍛造性を損ねる可能性があり、また、炭窒化物熱間鍛造後の硬さを高め、被削性を低下させる可能性がある。この場合、コストＵＰに繋がる。
Ｃｅ成分とＺｒ成分の合計含有率（Ｃｅ＋Ｚｒ含有率）は０．０１〜０．０５質量％である。
この合計含有率が上記の範囲であるとＭｎＳが適切に分散するため好ましい。また、この合計含有率が高すぎると粗大な酸化物が発生する可能性があり、この場合、粗大な酸化物が起点となって亀裂等が生じる可能性があり、その結果、疲労強度が低下する傾向がある。
この合計含有率が上記の範囲であるとＭｎＳが適切に分散するため好ましい。また、この合計含有率が高すぎると粗大な酸化物が発生する可能性があり、この場合、粗大な酸化物が起点となって亀裂等が生じる可能性があり、その結果、疲労強度が低下する傾向がある。
Ａｌ成分の含有率は０．００１〜０．１質量である。
Ａｌは鋼溶製時に脱酸剤として利用される。この含有率が高すぎると粗大な酸化物や炭窒化物が発生する可能性があり、この場合、粗大な酸化物が起点となって亀裂等が生じる可能性があり、その結果、疲労強度が低下する傾向がある。
Ａｌは鋼溶製時に脱酸剤として利用される。この含有率が高すぎると粗大な酸化物や炭窒化物が発生する可能性があり、この場合、粗大な酸化物が起点となって亀裂等が生じる可能性があり、その結果、疲労強度が低下する傾向がある。
Ｎ成分の含有率は０．００５〜０．０２５質量である。
この含有率がこのような範囲であると、Ｎ成分はＡｌ成分と結合して窒化物を形成し、この窒化物が微細に析出して熱間鍛造時の結晶粒成長を抑制して強度向上に寄与する。この成分の含有率が高すぎると、その効果は飽和し、却って粗大な炭窒化物が起点となって亀裂が生じる可能性があり、その結果、疲労強度が低下する傾向がある。さらには鋳造時にブローホールなどが発生して、鋼塊の健全性が損なわれる可能性がある。
この含有率がこのような範囲であると、Ｎ成分はＡｌ成分と結合して窒化物を形成し、この窒化物が微細に析出して熱間鍛造時の結晶粒成長を抑制して強度向上に寄与する。この成分の含有率が高すぎると、その効果は飽和し、却って粗大な炭窒化物が起点となって亀裂が生じる可能性があり、その結果、疲労強度が低下する傾向がある。さらには鋳造時にブローホールなどが発生して、鋼塊の健全性が損なわれる可能性がある。
本発明の非調質鋼は、上記のような成分を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。
Ｆｅ中に含まれ得る不可避的不純物として、例えば、Ｐ、Ｏが挙げられる。
Ｐは鋼の靭性を低下させる可能性があるので、その含有率は０．０４質量％以下とすることが好ましい。
Ｏは０．０１質量％以下とすることが好ましい。粗大な酸化物が起点となって亀裂が生じる可能性があり、その結果、疲労強度が低下する傾向があるからである。
Ｆｅ中に含まれ得る不可避的不純物として、例えば、Ｐ、Ｏが挙げられる。
Ｐは鋼の靭性を低下させる可能性があるので、その含有率は０．０４質量％以下とすることが好ましい。
Ｏは０．０１質量％以下とすることが好ましい。粗大な酸化物が起点となって亀裂が生じる可能性があり、その結果、疲労強度が低下する傾向があるからである。
本発明の非調質鋼における各成分は、以下に示す式（１）を満たす。
式（１）：９０≦１００Ｃ＋２７Ｓｉ＋１６Ｍｎ＋２０Ｃｒ＋４０Ｍｏ＋１００Ｖ≦１２０
１００Ｃ＋２７Ｓｉ＋１６Ｍｎ＋２０Ｃｒ＋４０Ｍｏ＋１００Ｖから算出される値が９０未満であると、得られる非調質鋼の疲労強度が低下する傾向があり、逆に、１２０を超えると、得られる非調質鋼の被削性が低下する傾向があることを、本発明者は見出した。
式（１）：９０≦１００Ｃ＋２７Ｓｉ＋１６Ｍｎ＋２０Ｃｒ＋４０Ｍｏ＋１００Ｖ≦１２０
１００Ｃ＋２７Ｓｉ＋１６Ｍｎ＋２０Ｃｒ＋４０Ｍｏ＋１００Ｖから算出される値が９０未満であると、得られる非調質鋼の疲労強度が低下する傾向があり、逆に、１２０を超えると、得られる非調質鋼の被削性が低下する傾向があることを、本発明者は見出した。
なお、ここで、１００Ｃ＋２７Ｓｉ＋１６Ｍｎ＋２０Ｃｒ＋４０Ｍｏ＋１００Ｖは、１００×Ｃ含有率＋２７×Ｓｉ含有率＋１６×Ｍｎ含有率＋２０×Ｃｒ含有率＋４０×Ｍｏ含有率＋１００×Ｖ含有率を意味する。
後述する式（２）および式（３）においても同様である。
後述する式（２）および式（３）においても同様である。
本発明の非調質鋼における各成分は、以下に示す式（２）を満たす。
式（２）：３０≧１２５−１４４Ｃ＋１０Ｓｉ−２８Ｍｎ−４９Ｃｒ
１２５−１４４Ｃ＋１０Ｓｉ−２８Ｍｎ−４９Ｃｒから算出される値が３０を超えると、得られる非調質鋼の耐摩耗性が低下する傾向があることを、本発明者は見出した。
１２５−１４４Ｃ＋１０Ｓｉ−２８Ｍｎ−４９Ｃｒから算出される値は−２０以上であることが好ましく、−１０以上であることがより好ましい。
式（２）：３０≧１２５−１４４Ｃ＋１０Ｓｉ−２８Ｍｎ−４９Ｃｒ
１２５−１４４Ｃ＋１０Ｓｉ−２８Ｍｎ−４９Ｃｒから算出される値が３０を超えると、得られる非調質鋼の耐摩耗性が低下する傾向があることを、本発明者は見出した。
１２５−１４４Ｃ＋１０Ｓｉ−２８Ｍｎ−４９Ｃｒから算出される値は−２０以上であることが好ましく、−１０以上であることがより好ましい。
本発明の非調質鋼における各成分は、以下に示す式（３）を満たす。
式（３）：１０≦（Ｃｅ＋Ｚｒ）／Ｏ≦３０
（Ｃｅ＋Ｚｒ）／Ｏから算出される値が１０未満または３０を超えると、得られる非調質鋼の被削性が低下する傾向があることを、本発明者は見出した。
式（３）における下限値は１５であることが好ましく、上限値は２５であることが好ましい。
式（３）：１０≦（Ｃｅ＋Ｚｒ）／Ｏ≦３０
（Ｃｅ＋Ｚｒ）／Ｏから算出される値が１０未満または３０を超えると、得られる非調質鋼の被削性が低下する傾向があることを、本発明者は見出した。
式（３）における下限値は１５であることが好ましく、上限値は２５であることが好ましい。
本発明の非調質鋼は上記のような組成を備え、さらに熱間鍛造した場合（熱間鍛造直後であって、調質処理を施してないもの）、鋼断面組織がパーライトまたはフェライト＋パーライト（フェライトとパーライトとが混在した組成）となるものである。
本発明の非調質鋼は上記のような組成を備え、さらに熱間鍛造した場合（熱間鍛造直後であって、調質処理を施してないもの）における初析フェライト面積率が１０％未満であるものである。
初析フェライト面積率は、熱間鍛造後の鋼片を樹脂に埋めて固めた後、ピクラール液で腐食したものを、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍で５視野撮影し、写真を画像解析ソフト（ＷｉｎＲＯＯＦ）を用いて解析して、求めた値を意味するものとする。
初析フェライト面積率は、熱間鍛造後の鋼片を樹脂に埋めて固めた後、ピクラール液で腐食したものを、光学顕微鏡を用いて倍率１００倍で５視野撮影し、写真を画像解析ソフト（ＷｉｎＲＯＯＦ）を用いて解析して、求めた値を意味するものとする。
このような本発明の非調質鋼は熱間鍛造後の調質処理を省略することができる非調質鋼であり、熱間鍛造および機械加工により部品形状に成形した後の高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略しても強度（特に疲労強度および耐摩耗性）と製造性（特に被削性）とに優れる。
また、本発明は、上記のような本発明の非調質鋼からなる自動車用部品である。
また、この自動車部品としてクランクシャフトを好適例として挙げられる。
このようなクランクシャフトに代表される自動車用部品は、その製造過程において高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略することができるので、曲がりが極めて少なくなる。
また、この自動車部品としてクランクシャフトを好適例として挙げられる。
このようなクランクシャフトに代表される自動車用部品は、その製造過程において高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略することができるので、曲がりが極めて少なくなる。
＜試験片の製造＞
第１表に示す組成となるように１５０ｋｇの原料を混合し、真空溶解炉で溶製し、１２５０℃で断面直径が７０ｍｍの丸棒へ鍛伸した。次に、１２５０℃で加熱し、１０５０℃の仕上げ温度で、断面が４５ｍｍ角の棒状片に熱間鍛造し、その後、室温まで空冷処理を行った。
このような操作を行って、第１表に示す発明鋼１〜５および比較鋼６〜９の各々に係る試験片を得た。
なお、試験片は、鋼断面組織がパーライトまたはフェライト＋パーライトであり、初析フェライト面積率が１０％未満であることを確認した。
第１表に示す組成となるように１５０ｋｇの原料を混合し、真空溶解炉で溶製し、１２５０℃で断面直径が７０ｍｍの丸棒へ鍛伸した。次に、１２５０℃で加熱し、１０５０℃の仕上げ温度で、断面が４５ｍｍ角の棒状片に熱間鍛造し、その後、室温まで空冷処理を行った。
このような操作を行って、第１表に示す発明鋼１〜５および比較鋼６〜９の各々に係る試験片を得た。
なお、試験片は、鋼断面組織がパーライトまたはフェライト＋パーライトであり、初析フェライト面積率が１０％未満であることを確認した。
＜曲げ強度試験＞
４５ｍｍ角片の1／２部から断面直径１８ｍｍの丸棒（長さ２１０ｍｍ）を切り出し、平行部径がφ１８ｍｍであり、中央に２か所の試験部を設けた試験片を得た。ここで試験部には曲率半径がＲ２の応力集中部を設けた。また、試験部における平行部径はφ１０ｍｍであり、この平行部の長さは約２０ｍｍである。そして、試験片を用いて、常温の大気中にて、疲労試験装置（装置名：小野式回転曲げ疲労試験機）を用い、２５００ｒｐｍの条件で疲労試験を行い、各試験片の曲げ強度を測定した。
結果を第１表に示す。
４５ｍｍ角片の1／２部から断面直径１８ｍｍの丸棒（長さ２１０ｍｍ）を切り出し、平行部径がφ１８ｍｍであり、中央に２か所の試験部を設けた試験片を得た。ここで試験部には曲率半径がＲ２の応力集中部を設けた。また、試験部における平行部径はφ１０ｍｍであり、この平行部の長さは約２０ｍｍである。そして、試験片を用いて、常温の大気中にて、疲労試験装置（装置名：小野式回転曲げ疲労試験機）を用い、２５００ｒｐｍの条件で疲労試験を行い、各試験片の曲げ強度を測定した。
結果を第１表に示す。
＜耐摩耗試験＞
４５ｍｍ角片から、外径φ２５．６ｍｍ、内径φ２０ｍｍ、長さ１５ｍｍの筒状試験片を切り出した。そして、４５ｍｍ角、長さ１０ｍｍのＡｌ材を相手材とし、ピン・リングオンディスク型摩擦摩耗試験機を用いて焼付き試験を実施した。ここで、筒状試験片（リング）と相手材（ディスク）は１００℃の油に完全に浸した状態で試験した。また、筒状試験片（リング）の摺動速度（回転速度）は２ｍ／ｓとした。また、試験では滑り速度を固定し、荷重を５ｋｇｆ／ｍｉｎずつ増加させていき、動摩擦係数（μ）に大きな変化が現われた時点の荷重を焼付き荷重とした。ここで荷重の上限値は３５０ｋｇｆとした。荷重を３５０ｋｇｆまで増加させても動摩擦係数（μ）に変化が無い場合は焼き付きがないと判断できるためである。
結果を第１表に示す。
４５ｍｍ角片から、外径φ２５．６ｍｍ、内径φ２０ｍｍ、長さ１５ｍｍの筒状試験片を切り出した。そして、４５ｍｍ角、長さ１０ｍｍのＡｌ材を相手材とし、ピン・リングオンディスク型摩擦摩耗試験機を用いて焼付き試験を実施した。ここで、筒状試験片（リング）と相手材（ディスク）は１００℃の油に完全に浸した状態で試験した。また、筒状試験片（リング）の摺動速度（回転速度）は２ｍ／ｓとした。また、試験では滑り速度を固定し、荷重を５ｋｇｆ／ｍｉｎずつ増加させていき、動摩擦係数（μ）に大きな変化が現われた時点の荷重を焼付き荷重とした。ここで荷重の上限値は３５０ｋｇｆとした。荷重を３５０ｋｇｆまで増加させても動摩擦係数（μ）に変化が無い場合は焼き付きがないと判断できるためである。
結果を第１表に示す。
＜被削性試験＞
４０ｍｍ×４０ｍｍ×１９９ｍｍの試験片をφ５ｍｍのストレートシャンクドリルで加工し、切屑の一個当たりの重量（ｍｇ／個）を測定した。そして、３０ｍｇ／個以上の切屑が発生し、切屑が長いため被削性が悪いものを×、２０〜２５ｍｇ／個の短い切屑が発生し、被削性が良いものを○とした。また、２０ｍｇ／個未満の短い切屑が発生するものを特に優れるものとして◎とした。
結果を第１表に示す。
４０ｍｍ×４０ｍｍ×１９９ｍｍの試験片をφ５ｍｍのストレートシャンクドリルで加工し、切屑の一個当たりの重量（ｍｇ／個）を測定した。そして、３０ｍｇ／個以上の切屑が発生し、切屑が長いため被削性が悪いものを×、２０〜２５ｍｇ／個の短い切屑が発生し、被削性が良いものを○とした。また、２０ｍｇ／個未満の短い切屑が発生するものを特に優れるものとして◎とした。
結果を第１表に示す。
第１表に示すように、発明鋼１〜５は、いずれも曲げ強度が高く、耐摩耗性および被削性に優れることがわかる。
発明鋼１〜５のような鋼材は熱間鍛造後の調質処理を省略することができる非調質鋼であり、熱間鍛造および機械加工により部品形状に成形した後の高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略しても強度（特に疲労強度および耐摩耗性）と製造性（特に被削性）とに優れる。また、高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略することができるので、発明鋼１〜５の鋼材からなるクランクシャフトのような自動車部材は、曲がりが極めて少なくなる。
発明鋼１〜５のような鋼材は熱間鍛造後の調質処理を省略することができる非調質鋼であり、熱間鍛造および機械加工により部品形状に成形した後の高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略しても強度（特に疲労強度および耐摩耗性）と製造性（特に被削性）とに優れる。また、高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略することができるので、発明鋼１〜５の鋼材からなるクランクシャフトのような自動車部材は、曲がりが極めて少なくなる。
これに対して、比較鋼６は曲げ強度が低い。これは比較鋼６が式（１）を満たさないためと考えられる。曲げ強度は４５ｋｇｆ／ｍｍ2以上であれば良く、５５ｋｇｆ／ｍｍ2以上であると極めて良いと判断される。
また、比較鋼７は被削性に劣る。これは比較鋼７が式（３）を満たさないためと考えられる。
また、比較鋼８は被削性に劣る。これは比較鋼８が式（１）を満たさないためと考えられる。
さらに、比較鋼９は耐摩耗性に劣る。これは比較鋼９が式（２）を満たさないためと考えられる。
また、比較鋼７は被削性に劣る。これは比較鋼７が式（３）を満たさないためと考えられる。
また、比較鋼８は被削性に劣る。これは比較鋼８が式（１）を満たさないためと考えられる。
さらに、比較鋼９は耐摩耗性に劣る。これは比較鋼９が式（２）を満たさないためと考えられる。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：０．４５〜０．７５％、
Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｃｕ：０．５％以下、
Ｎｉ：０．５％以下、
Ｓ：０．０１〜０．１５％、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．５％、
Ｃｅ＋Ｚｒ：０．０１〜０．０５％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎ：０．００５〜０．０２５％であり、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
式（１）：９０≦１００Ｃ＋２７Ｓｉ＋１６Ｍｎ＋２０Ｃｒ＋４０Ｍｏ＋１００Ｖ≦１２０
式（２）：３０≧１２５−１４４Ｃ＋１０Ｓｉ−２８Ｍｎ−４９Ｃｒ
式（３）：１０≦（Ｃｅ＋Ｚｒ）／Ｏ≦３０
を満たし、
熱間鍛造し、その後、室温まで空冷処理を行っただけの場合に鋼断面組織がパーライトまたはフェライト＋パーライトであり、初析フェライト面積率が１０％未満である、熱間鍛造用非調質鋼。 - 請求項１に記載の熱間鍛造用非調質鋼からなる自動車用部品。
- 請求項１に記載の熱間鍛造用非調質鋼からなるクランクシャフト。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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| JP2016039365A JP6662107B2 (ja) | 2016-03-01 | 2016-03-01 | 熱間鍛造用非調質鋼および自動車用部品 |
Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP2016039365A JP6662107B2 (ja) | 2016-03-01 | 2016-03-01 | 熱間鍛造用非調質鋼および自動車用部品 |
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| JP2017155283A JP2017155283A (ja) | 2017-09-07 |
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ID=59808068
Family Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP2016039365A Active JP6662107B2 (ja) | 2016-03-01 | 2016-03-01 | 熱間鍛造用非調質鋼および自動車用部品 |
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-
2016
- 2016-03-01 JP JP2016039365A patent/JP6662107B2/ja active Active
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