CN108660370B - 钢锻件用钢、和组装型曲轴用钢锻曲拐及钢锻轴颈 - Google Patents

Abstract

本发明提供钢锻件用钢和组装型曲轴用钢锻曲拐及钢锻轴颈。所述钢锻件用钢以质量％计含有0.28％以上且0.47％以下的C、0.45％以下的Si、0.90％以上且1.50％以下的Mn、0.006％以下的S、0.30％以下的Cu、0.15％以下的Mo以及0.06％以上且0.32％以下的V，余部为Fe及不可避免的杂质，初析铁素体和珠光体的合计面积率相对于金属组织整体为90％以上，当量圆直径为50nm以下的V系碳化物在初析铁素体中的个数密度为55个/μm²以上且500个/μm²以下，屈服应力为420MPa以上，疲劳强度为330MPa以上。据此，能够实现优良的切削性、高屈服应力以及高疲劳强度。

Description

钢锻件用钢、和组装型曲轴用钢锻曲拐及钢锻轴颈

技术领域

本发明涉及作为组装型曲轴的构成材料有用的钢锻件用钢、和作为组装型曲轴的部件有用的钢锻曲拐及钢锻轴颈。

背景技术

从提高保护地球环境的意识出发，近年来在以大型船舶用二冲程发动机为首的柴油机中，要求实现高输出化和小型化，并减少CO₂的排放量。在构成柴油机的部件中，通过连接棒将活塞的上下运动转换为旋转运动的曲轴因为弯曲应力反复作用于曲拐的凸缘部位(fillet)，所以特别是在凸缘部位要求高疲劳强度。

而且，在通过热套将作为旋转的中心轴的轴颈和作为偏心部的曲拐接合而制造的组装型曲轴中，有可能伴随发动机的高输出化而在运行中产生热套部的打滑。为了防止该打滑，需要使热套时的曲拐抓住轴颈的热套面圧提高，且已知如下：针对为了提高该面圧而使用于曲拐的材料，使其确保高屈服应力是有效的。

一般而言，为了使钢材确保高屈服应力和高疲劳强度，在制造阶段实施淬火，将金属组织形成为如马氏体、贝氏体等拉伸强度高的单相组织是有效的。但是，已知如下：由马氏体单相组织构成或者由贝氏体单相组织构成的钢材与由铁素体和珠光体的混合组织构成的钢材比较切削性差。

组装型曲轴的构成部件中的曲拐以及轴颈，在成形为粗加工形状后，通过切削加工而精加工为最终形状。因此，作为曲拐以及轴颈的构成材料而使用的钢锻件用钢也同时被要求优良的切削性。但是，当前难以得到兼备高疲劳强度和优良的切削性的钢锻件用钢。

另一方面，作为拉伸强度以及切削性优良的钢锻件用钢，被提出例如日本专利公开公报特开2015-117419号(以下称为“专利文献1”)以及日本专利公开公报特开2015-190040号(以下称为“专利文献2”)记载的技术方案。这些技术方案通过对化学成分组成适当地进行调整，并且使金属组织调整为以贝氏体组织、马氏体组织或者贝氏体和马氏体的混合组织为主体，且以珠光体组织、铁素体组织或者珠光体和铁素体的混合组织为余部这样的组织，从而使强度和切削性两特性优良。

专利文献1以及专利文献2记载的钢锻件用钢因为金属组织以贝氏体或者马氏体为主体，所以与由铁素体和珠光体的混合组织构成的碳素钢比较切削性差是显而易见的。

此外，作为使高强度和良好的切削性并存的钢材，被提出日本专利公报第5035159号(以下称为“专利文献3”)记载的技术方案。该技术方案通过使微细的析出物以15nm以下的平均列间隔呈点列状存在于铁素体中，从而将软质的铁素体强化，并使铁素体和珠光体的混合组织的高强度和良好的切削性并存。

但是，专利文献3记载的技术方案将以汽车部件为首的尺寸比较小的钢材作为对象，制造条件需要满足十几℃/秒以上的冷却速度。相对于此，以组装型曲轴为首的大型钢锻件，由于质量效果大，因此以这样的冷却速度实施冷却直到产品的内部(例如中心部分)是不可能的。故此，事实上不可能将专利文献3记载的技术方案适用于以组装型曲轴为首的大型钢锻件。

基于这样的情况，针对如组装型曲轴那样的大型钢锻件的构成材料使用的钢锻件用钢，通过将碳化物微细地分散于铁素体中从而使优良的切削性和高屈服应力及高疲劳强度等并存的技术方案仍未完成。

发明内容

本发明的目的在于提供一种既能发挥优良的切削性又能表现出高屈服应力及高疲劳强度的钢锻件用钢、组装型曲轴用钢锻曲拐以及组装型曲轴用钢锻轴颈。

本发明一个方面涉及的钢锻件用钢，其以质量％计含有：C：0.28％以上且0.47％以下；Si：大于0％且0.45％以下；Mn：0.90％以上且1.50％以下；S：大于0％且0.006％以下；Cu：大于0％且0.30％以下；Mo：大于0％且0.15％以下；以及V：0.06％以上且0.32％以下，余部为Fe及不可避免的杂质，初析铁素体和珠光体的合计面积率相对于金属组织整体为90％以上，当量圆直径为50nm以下的V系碳化物在初析铁素体中的个数密度为55个/μm²以上且500个/μm²以下，所述钢锻件用钢的屈服应力为420MPa以上，并且疲劳强度为330MPa以上。

本发明另一个方面涉及的组装型曲轴用钢锻曲拐，其由所述的钢锻件用钢形成。

本发明另外一个方面涉及的组装型曲轴用钢锻轴颈，其由所述的钢锻件用钢形成。

根据本发明，可以实现优良的切削性、高屈服应力以及高疲劳强度。

本发明的目的、特征、局面以及优点通过以下的详细说明和附图将更为明确。

附图说明

图1是表示V系碳化物的个数密度给予屈服应力的影响的图。

图2是表示V系碳化物的个数密度给予疲劳强度的影响的图。

具体实施方式

本发明人以实现能够发挥优良的切削性且能够示出高屈服应力和高疲劳强度的钢锻件用钢为目标，从各种各样的角度进行了研究。尤其，对钢锻件用钢中的析出物的形态(大小、个数密度)与屈服应力及疲劳强度的关系、以及钢锻件用钢的金属组织与切削性的关系进行了研究。

其结果发现如下机理：通过对具有规定大小的V系碳化物的初析铁素体的个数密度适当地进行调整，从而能够实现高屈服应力和高疲劳强度；以及，通过对金属组织适当地进行调整，从而能够发挥优良的切削性，由此完成了本发明。首先，对以本发明的钢锻件用钢规定的要件(即：本发明的钢锻件用钢具有的技术特征)进行说明。

[初析铁素体和珠光体的合计面积率：90％以上]

为了使钢锻件用钢发挥优良的切削性，需要将在金属组织整体中初析铁素体和珠光体所占的面积比率(即：合计面积率)设为90％以上。初析铁素体和珠光体的合计面积率优选为95％以上，更优选为98％以上。另外，初析铁素体和珠光体的合计面积率也可以为100％。

[当量圆直径为50nm以下的V系碳化物在初析铁素体中的个数密度：55个/μm²以上且500个以下/μm²]

为了实现钢锻件用钢的优良的屈服应力和疲劳强度，需要将当量圆直径为50nm以下的V系碳化物在初析铁素体中析出的个数密度设为55个/μm²以上。V系碳化物的个数密度优选为100个/μm²以上，更优选为150个/μm²以上。

但是，如果当量圆直径为50nm以下的V系碳化物的个数密度过大而超过500个/μm²，则有可能韧性下降。因此，V系碳化物的个数密度的上限值优选为450个/μm²以下，更优选为400个/μm²以下。

本发明中的V系碳化物是指含有V的碳化物之外，还指含有除了V以外的如Cr、Mo等碳化物形成元素的碳化物。也就是，本发明中的V系碳化物包括：含有V的碳化物；以及，含有除了V以外的如Cr、Mo等碳化物形成元素的碳化物。另外，将本发明中的V系碳化物的大小设定为“当量圆直径为50nm以下”的理由在于：当量圆直径超过50nm的V系碳化物无助于初析铁素体的强度提高。

此外，“当量圆直径”是着眼于V系碳化物的大小(面积)而换算成相同面积的圆时的直径。

满足上述要件的本发明的钢锻件用钢(即：具有上述技术特征的本发明的钢锻件用钢)发挥与由贝氏体单相组织、马氏体单相组织或者贝氏体和马氏体的混合组织构成的钢锻件用钢同等的屈服应力以及疲劳强度。具体而言，具备上述要件的本发明的钢锻件用钢满足420MPa以上的屈服应力，并且满足330MPa以上的疲劳强度。此外，上述“疲劳强度”基于依据JIS-Z2274：1978测定的疲劳限度(在本说明书中称为“疲劳强度”)进行评价。该疲劳强度的下限值为330MPa以上，但是优选为350MPa以上。在钢锻件用钢的疲劳强度不满足上述下限值的情况下，在将该钢锻件用钢使用于组装型曲轴用钢锻曲拐以及钢锻轴颈的构成材料时，有可能这些部件的耐久性变得不充分。

本发明的钢锻件用钢的化学成分组成也需要适当地调整。具体而言，本发明的钢锻件用钢以质量％计含有：C：0.28％以上且0.47％以下；Si：大于0％且0.45％以下；Mn：0.90％以上且1.50％以下；S：大于0％且0.006％以下；Cu，大于0％且0.30％以下；Mo，大于0％且0.15％以下；以及V，0.06％以上且0.32％以下，余部为铁以及不可避免的杂质。设定这些元素的含有范围的理由在下面详述。此外，在本说明书中，钢锻件用钢的化学成分组成中的各元素的含量的单位均为“质量％”。

(C：0.28％以上且0.47％以下)

C是在确保钢锻件用钢的强度上有效的元素。因此，将C量设为0.28％以上。但是，当C量过多时，会使钢锻件用钢的韧性降低。从这样的情况出发，将C量设为0.47％以下。C量的下限值优选为0.30％以上，更优选为0.32％以上。另外，C量的上限值优选为0.45％以下，更优选为0.42％以下。

(Si：大于0％且0.45％以下)

Si是有助于钢水的脱氧以及钢锻件用钢的强度提高的元素。为了有效地发挥其效果，优选将Si量设为0.1％以上，更优选为0.15％以上。但是，当Si量过多时，则反V形偏析显著，有可能韧性下降。从这样的观点出发，将Si量设为0.45％以下。Si量的上限值优选为0.40％以下，更优选为0.35％以下。

(Mn：0.90％以上且1.50％以下)

Mn是有助于钢锻件用钢的淬透性和强度提高的元素。为了发挥这样的效果，将Mn量设为0.90％以上。Mn量的下限值优选为1.0％以上，更优选为1.1％以上。但是，当Mn量过多时，则促进向贝氏体组织或马氏体组织等的相变，有可能切削性下降。从这样的观点出发，将Mn量设为1.50质量％以下。Mn量的上限值优选为1.4％以下，更优选为1.35质量％以下。

(S：大于0％且为0.006％以下)

S在钢中与Mn结合而形成MnS。MnS使与主锻造方向垂直的方向的延展性以及韧性降低。另外，当存在粗大的MnS时，则疲劳强度降低。从这样的观点出发，S量尽量低较好，设为0.006％以下。优选为0.004％以下，更优选为0.002％以下。但是，S是钢不可避免地含有的杂质元素，将其含量设为0％在工业生产上是不可能的。

(Cu：大于0％且0.30％以下)

当Cu量过多时，则使热锻性恶化。从这样的观点出发，将Cu量设为0.30％以下。优选为0.28％以下。但是，Cu是在熔炼中难以从钢水分离的元素，因此将其含量设为0％在工业生产上是不可能的。

(Mo：大于0％且0.15％以下)

Mo是对于将钢锻件用钢的淬透性提高有效的元素。但是，当其含量过多时，会促进向贝氏体组织或马氏体组织的相变，有可能切削性降低。从这样的观点出发，将Mo量设为0.15％以下。优选为0.10％以下。另一方面，Mo是在作为钢锻件用钢的原料使用的碎铁中不可避免地含有的元素，因此将其含量设为0％在工业生产上是不可能的。

(V：大于0.06％且0.32％以下)

V是对于通过使微细的V系碳化物在初析铁素体中析出从而使钢锻件用钢的疲劳强度提高有效的元素。为了发挥这样的效果，将V量设为0.06％以上。优选为0.08％以上，更优选为0.10％以上。但是，当V量过多时，则助长微观偏析的发生，有可能使钢锻件用钢的韧性降低。从这样的观点出发，将V量设为0.32％以下。优选为0.30％以下。

本发明的钢锻件用钢含有如上所述的基本成分元素，余部实质上是铁。但是，根据原材料、资材、制造设备等的状况而不可避免地混入的杂质元素包含于钢中当然是允许的。作为这样的不可避免的杂质元素，除上述的S之外，可以列举例如P、N、O、Ni、Cr等。

本发明的钢锻件用钢在对上述的本发明的效果不带来不良影响的范围内，也可以含有不可避免的杂质元素。

例如，不可避免的杂质元素之一的Ni是当其含量过多时，会促进向贝氏体组织或马氏体组织的相变，有可能降低切削性，这样的元素。从这样的观点出发，Ni量优选为0.35％以下，更优选为0.30％以下，更加优选为0.25％以下。

此外，不可避免的杂质元素之一的Cr也是当其含量过多时，会促进向贝氏体组织或马氏体组织的相变，有可能降低切削性降低，这样的元素。从这样的观点出发，Cr量优选为0.35％以下，更优选为0.30％以下，更加优选为0.25％以下。

本发明的钢锻件用钢能够通过如下制造方法进行制造，该制造方法包括：溶解及铸造工序，在将具有上述化学成分组成的钢水熔炼后，将该钢水铸造为钢锭；加热工序，对通过铸造工序得到的钢锭进行加热；锻造工序，对通过加热工序得到的钢锭进行锻造；以及热处理工序，对通过锻造工序得到的锻造品(在本说明书中也称为“工件”)进行正火和/或回火，根据需要进一步包括：机械加工工序，对通过热处理工序后得到的热处理后的工件进行机械加工。各工序的详情如下述。

[溶解及铸造工序]

使用如高频熔化炉、电熔炉或者转炉等炉进行熔炼，以便获得具有规定的化学成分组成的钢水。接着，利用如真空精炼等精炼方式将S、O等杂质元素从钢水中除去。或者，对钢水实施真空处理，将杂质元素、含有O、H等的气体成分除去。然后，进行铸造。在制造大型钢锻件用钢的情况下，主要采用铸锭(钢锭)进行铸造。

[加热工序]

锻造加工在材料的变形能良好的限定的温度范围内进行，因此将锻造前的加热温度设为例如1150℃以上且1350℃以下。此时，为了使钢锭表面和内部的温度均匀，需要以该加热温度保持0.5小时以上。一般认为保持时间与被加工物的直径的2乘方成比例，越是大型的钢锭则越长。加热温度的下限值优选为1200℃以上，加热温度的上限值优选为大致1280℃以下。

[锻造工序]

对加热到上述的温度范围的钢锭进行锻造。此时，为了将如缩孔、微观孔隙等铸造缺陷压接，需要确保3S以上的锻造成形比(JIS G0701：1957)。

[热处理工序]

为了得到本发明的钢锻件用钢，不仅控制化学成分组成，还需要适当地控制显微组织。出于得到期望的显微组织的目的，针对工件实施正火和/或回火等热处理。更具体而言，作为正火处理，进行奥氏体化处理，即：将工件徐徐加热(升温速度：30～70℃/小时程度)到至少Ac₃点以上(830℃以上)的温度后，以该温度保持规定的时间(0.5小时以上)。为了在奥氏体化处理中使V系碳化物充分地固溶，需要在850℃以上的奥氏体化温度下进行奥氏体化处理。

但是，从抑制钢锻件用钢中的原奥氏体晶粒的粗大化的观点出发，需要在970℃以下的奥氏体化温度下进行奥氏体化处理。在制造大型钢锻件用钢的情况下，由于加热时在工件的内外产生温度差，因此徐徐加热到奥氏体化温度，为了使工件的表面和内部的温度均匀，通过在该奥氏体化温度下保持规定的时间而进行正火。保持时间与工件的直径成比例，越是大型的工件则越长。在温度直至工件内部变得均匀之前不进行冷却。

在从上述的正火温度到500℃的温度区域，将正火后的工件以5℃/分钟以上的平均冷却速度进行冷却。由此，能够使微细的V系碳化物在正火后的工件的初析铁素体中析出。但是，如果将正火后的工件以超过100℃/分钟的平均冷却速度进行冷却，则有可能引起马氏体相变和/或贝氏体相变，从而有可能使钢锻件用钢的切削性下降。因此，需要将从正火温度到500℃的温度区域的平均冷却速度设为100℃/分钟以下。另外，为了完全完成珠光体相变，优选将正火后的工件冷却至400℃以下。如果冷却至500℃后的冷却不充分，则有可能成为特性产生偏差的原因。

回火处理在将正火后以上述平均冷却速度冷却的工件徐徐加热(例如升温速度30～70℃/小时)到规定的温度(550～650℃)后，以该温度保持规定的时间(例如5～20小时)来进行。该回火处理有如下效果：对于正火后以上述平均冷却速度冷却的工件的在强度和延展性及韧性之间的平衡进行调整，并且将在相变中产生的内部应力和/或相变应力除去。因此，回火处理需要加热到550℃以上来进行。但是，如果回火温度过高，则因碳化物的粗大化而正火后的工件软化，有可能得不到确保充分强度的钢锻件用钢。因此，需要以650℃以下进行回火处理。

[机械加工工序]

根据需要，针对已实施热处理的锻造品的至少表层的一部分实施研磨等精加工机械加工，由此能够得到如组装型曲轴用钢锻曲拐、钢锻轴颈等大型钢锻件。

如上所述，本发明一个方面涉及钢锻件用钢，其以质量％计含有：C：0.28％以上且0.47％以下；Si：大于0％且0.45％以下；Mn：0.90％以上且1.50％以下；S：大于0％且0.006％以下；Cu：大于0％且0.30％以下；Mo：大于0％且0.15％以下；以及V：0.06％以上且0.32％以下，并且余部为Fe及不可避免的杂质，初析铁素体和珠光体合计面积率相对于金属组织整体为90％以上，当量圆直径为50nm以下的V系碳化物在初析铁素体中的个数密度为55个/μm²以上且500个/μm²以下，所述钢锻件用钢的屈服应力为420MPa以上，并且所述钢锻件用钢的疲劳强度为330MPa以上。

本发明另一个方面涉及组装型曲轴用钢锻曲拐，其由所述的钢锻件用钢形成。

本发明另外一个方面涉及组装型曲轴用钢锻轴颈，其由所述的钢锻件用钢形成。

本发明通过对化学成分组成以及金属组织适当地进行调整，并且对具有规定大小的V系碳化物在初析铁素体中的个数密度适当地进行调整，从而能够实现发挥优良的切削性、并且示出高屈服应力和高疲劳强度的钢锻件用钢。本发明的钢锻件用钢作为组装型曲轴用钢锻曲拐以及钢锻轴颈的构成材料极其有用。

并且，通过利用本发明的钢锻件用钢形成组装型曲轴用钢锻曲拐和/或钢锻轴颈，从而这些产品示出极其良好的屈服应力和疲劳强度。

以下，基于实施例更具体地示出本发明的作用效果，但是下述实施例不是对本发明进行限定的性质的实施例，根据前述和后述的宗旨进行设计变更均包含于本发明的技术范围。

实施例

[试验材(试验No.1～16)的制作]

通过实施如下步骤，得到了具有下述表1所示的化学成分组成的各种钢锭(钢种A～H)。即：首先，使用高频熔化炉或者电熔炉对钢进行熔炼，调整为规定的化学成分组成；接着，实施真空处理将杂质元素和O、H等气体成分除去；然后，进行浇铸，获得50kg或者90ton的铸锭(钢锭)。在表1中，用“－”表示的栏是指没有添加V。此外，使用表1所示的钢种G的钢锭实施了锻造以及热处理的后述表3的试验No.8所示的例子，是相当于使用实际生产设备制造的钢锻件用钢。

表1

*余部：铁以及P、S、Ni、Cr以外的不可避免的杂质。

得到的钢锭中，针对90ton铸锭，使用实际生产设备实施了近净成形锻造直至成为曲拐的形状。另一方面，针对50kg铸锭，模拟实际生产设备的锻造条件，将其热锻延伸为方材形状，放冷至室温。此外，为了将缩孔、微观孔隙等铸造缺陷压接，对所有的铸锭确保了3S以上的锻造成形比(JIS G0701：1957)。

接着，实施了用于确保机械特性的热处理(正火处理、回火处理)。据此，得到了试验材(试验No.1～16)。此外，此时的正火处理通过升温至下述表2所示的奥氏体化温度亦即正火处理的温度(870～950℃)，并在该温度下保持至温度连被处理材料的中心都变得均匀而进行。

对于对90ton铸锭实施近净成形锻造而得到的大型曲轴的曲拐，进行了如下正火处理。即：徐徐加热到保持温度(即：下述表2所示的奥氏体化温度，亦即正火处理的温度870℃)，并在该保持温度下保持22小时，这样的奥氏体化处理后，冷却至200℃以下。然后，进行了如下回火处理。即：加热到620℃，在该温度下保持22小时。此外，在下述表2中，作为在正火后的冷却的列中记载的平均冷却速度(从正火处理的温度到500℃的平均冷却速度)，采用了曲拐中最难以冷却的凸缘部位的平均冷却速度。

对于50kg铸锭实施热锻延伸而得到的方材，在切取成20mm长×20mm宽×200mm高的正四棱柱的形状后，实施了如下正火处理。即：升温至下述表2所示的正火处理的温度(870～950℃)，在该温度下仅保持下述表2所示的保持时间。然后，模拟实际生产设备中的对曲轴的凸缘部位冷却的冷却条件，将从该温度至300℃以下的温度区域在平均冷却速度为0.5～5℃/分钟的范围内进行冷却。其后，进行了如下回火处理。即：加热至610℃，在该温度下保持10小时以上后，通过炉冷或者放冷来进行冷却。

表2

[显微组织观察]

针对试验No.1～16各自，在热处理后，切取显微组织观察用的试验片，对与热锻延伸方向垂直的面进行研磨，用硝酸酒精腐蚀液使研磨面腐蚀，使用光学显微镜观察了显微组织。

[拉伸试验]

由对于50kg铸锭实施热锻延伸和热处理而得到的小型材料以试验片的长度方向相对于热锻延伸方向成为平行的方式制作了拉伸试验片。另一方面，针对通过使用实际生产设备对90ton铸锭实施近净成形锻造和热处理而得到的曲拐，从凸缘部位切取30mm长×30mm宽×250mm高这样程度的方材，制作了拉伸试验片。拉伸试验片的形状为JIS14A号拉伸试验片(圆棒部直径6mm且G.L.30mm、或者圆棒部直径14mm且G.L.70mm)。拉伸试验基于JIS-Z2241：1998而实施，测定了0.2％屈服强度、拉伸强度、延伸率以及断面收缩率等的拉伸特性。

此外，上述“G.L.”表示标点间距离(Gauge Length)，即：在拉伸试验片中施加应力的有效距离。

[旋转弯曲疲劳试验]

由对于50kg铸锭实施热锻延伸而和热处理而得到的小型材料以试验片的长度方向相对于热锻延伸方向成为平行的方式制作了旋转弯曲疲劳试验片，并实施了旋转弯曲疲劳试验。另一方面，针对通过使用实际生产设备对90ton铸锭实施近净成形锻造和热处理而得到的曲拐，从凸缘部位切取30mm长×30mm宽×250mm高这样程度的方材，制作了旋转弯曲疲劳试验片，并实施了旋转弯曲疲劳试验。旋转弯曲疲劳试验片的形状为JIS1号旋转弯曲疲劳试验片(圆棒部直径8mm且凸缘部位半径30mm且G.L.22mm、或者圆棒部直径10mm且凸缘部位半径30mm且G.L.30mm)。旋转弯曲疲劳试验基于JIS-Z2274：1978实施。通过该试验得到的疲劳强度是以如下方式求出。即：首先，将某一应力幅度负载3×10⁶次，在未断裂的情况下依次使应力幅度增加，利用将最大的未断裂应力设为疲劳强度的阶差法来求出疲劳强度。此时，制作三个相同条件的试样，将其平均值设为疲劳强度。

[V系碳化物的分散状态以及个数密度的测定]

针对试验No.1～9、15各自，在热处理后，将与热锻延伸方向垂直的面设为观察面，制作了通过电解液的电解研磨而获得的薄膜或者萃取复型样品，并使用透射型电子显微镜(Transmission Electron Microscope；TEM)观察了初析铁素体中的析出物和析出物的分散状态。此时的加速电压为200kV，以5万倍～500万倍的倍率进行了观察。

为了鉴定初析铁素体中的析出物，在上述TEM观察中，针对萃取复型样品利用能量色散X射线分析法(Energy Dispensive X-ray Spectroscopy；EDS)进行了成分分析。其结果，判明为进行了EDS分析的析出物全都是V系碳化物。因此，将初析铁素体中的析出物均视为V系碳化物，进行了下述评价。

对于通过薄膜或者萃取复型样品得到的组织照片进行图像解析，测定了在初析铁素体中析出的V系碳化物的粒径(当量圆直径)和个数。根据该测定结果，利用粒径为50nm以下的V系碳化物的个数除以测定面积而得到的商，算出了每1μm²存在的粒径为50nm以下的V系碳化物的个数密度。

[评价基准]

将显微组织的观察结果和拉伸特性(0.2％屈服强度、拉伸强度、延伸率及断面收缩率)、疲劳特性、以及V系碳化物的个数密度的测定结果分别示出在下述表3中。此外，在下述表3的显微组织的列中，“F”表示初析铁素体，“P”表示珠光体，“B”表示贝氏体。

针对试验No.1～16各自，用下面所示的评价基准进行了评价。

关于显微组织而言，将“具有初析铁素体和珠光体的组织(F+P)、或者具有初析铁素体、珠光体以及贝氏体的组织(F+P+B)”并且“满足初析铁素体和珠光体合计面积率相对于金属组织整体为90％以上”的显微组织设为“○(合格)”进行了评价，另一方面，即使“具有初析铁素体和珠光体的组织(F+P)、或者具有初析铁素体、珠光体以及贝氏体的组织(F+P+B)”，也“初析铁素体和珠光体的合计面积率相对于金属组织整体小于90％”的显微组织设为“×(不合格)”来进行了评价。

关于屈服应力而言，在拉伸试验时能够观察到屈服点的情况下，采用上屈服点进行了评价，另一方面，在不能够观察到屈服点的情况下，采用0.2％屈服强度进行了评价。并且，将“屈服应力为420MPa以上的例子”设为“○(合格)”进行了评价，另一方面，将“屈服应力未满420MPa的例子”设为“×(不合格)”进行了评价。

关于疲劳强度而言，将“疲劳强度为330MPa以上的例子”设为“○(合格)”进行了评价，另一方面，将“疲劳强度未满330MPa的例子”设为“×(不合格)”进行了评价。

关于V系碳化物的个数密度而言，将“个数密度为55个/μm²以上且500个/μm²以下的例子”设为“○(合格)”进行了评价，另一方面，将“个数密度未满55个/μm²或者大于500个/μm²的例子”设为“×(不合格)”进行了评价。此外，在下述表3的V系碳化物的个数密度的列中，用“－”表示的栏示出没有实施V系碳化物的观察的情况。

并且，在显微组织、屈服应力、疲劳强度以及V系碳化物的个数密度的评价中，将“全评价为合格的例子”设为综合评价“○(合格)”来进行了评价，另一方面，将“其中至少一个评价为不合格的例子”设为综合评价“×(不合格)”来进行了评价。

从上述评价结果，可以如下考察。试验No.1～8是本发明规定的全要件中的任一个要件都满足的例子(实施例)，可知能够实现高屈服应力且高疲劳强度的钢锻件用钢。另外，这些试验No.1～8因为满足初析铁素体和珠光体(F+P)的合计面积率相对于金属组织整体为90％以上，所以可以预测其发挥优良的切削性。

相对于此，试验No.9～16是本发明规定的全要件中至少不满足一个要件的例子(对比例)，可知屈服应力和疲劳强度中的至少一者的评价为不合格。

具体而言，试验No.9～15是从奥氏体化温度亦即正火处理的温度至500℃的平均冷却速度慢的例子，V系碳化物的个数密度少，屈服应力和疲劳强度中的至少一者低，屈服应力和疲劳强度中的至少一者的评价为不合格。

试验No.16是使用了不含有V的钢种H的例子，即使通过适当的制造条件来进行制造，也预想到几乎没有V系碳化物的析出，屈服应力和疲劳强度均低，屈服应力以及疲劳强度的评价均为不合格。

基于这些结果，将V系碳化物的个数密度给予屈服应力的影响在图1中示出。另外，将V系碳化物的个数密度给予疲劳强度的影响在图2中示出。从图1、2可知：为了确保420MPa以上的屈服应力和330MPa以上的疲劳强度，需要将初析铁素体中的V系碳化物的个数密度设为55个/μm²以上。

Claims (3)

1.一种钢锻件用钢，其特征在于，

以质量％计含有：

C：0.28％以上且0.47％以下；

Si：大于0％且0.45％以下；

Mn：0.90％以上且1.50％以下；

S：大于0％且0.006％以下；

Cu：大于0％且0.30％以下；

Mo：大于0％且0.15％以下；以及

V：0.06％以上且0.32％以下，

余部为Fe及不可避免的杂质，

初析铁素体和珠光体的合计面积率相对于金属组织整体为90％以上，

当量圆直径为50nm以下的V系碳化物在初析铁素体中的个数密度为55个/μm²以上且500个/μm²以下，

所述钢锻件用钢的屈服应力为420MPa以上，并且疲劳强度为330MPa以上。

2.一种组装型曲轴用钢锻曲拐，其特征在于，由权利要求1所述的钢锻件用钢形成。

3.一种组装型曲轴用钢锻轴颈，其特征在于，由权利要求1所述的钢锻件用钢形成。

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