JP2021123774A - Steel material for engine component and engine component using the same - Google Patents
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Abstract
Description
この発明は、クランクシャフト等のエンジン部品に好適に用いられるエンジン部品用鋼材およびこれを用いたエンジン部品に関する。 The present invention relates to a steel material for an engine part preferably used for an engine part such as a crankshaft, and an engine part using the same.
エンジン部品としてのクランクシャフトは、一般的には鋳造もしくは鍛造にて製造され、強度や剛性が重視される場合は、炭素鋼もしくは低合金鋼に熱間鍛造を施したものが用いられる。そして、更に高強度化が必要とされる場合は、高周波焼入れやガス軟窒化処理等の表面硬化処理が施される。 Crank shafts as engine parts are generally manufactured by casting or forging, and when strength and rigidity are important, carbon steel or low alloy steel that has been hot forged is used. When higher strength is required, surface hardening treatment such as induction hardening or gas nitrocarburizing treatment is performed.
ガス軟窒化処理は、ＮＨ3を含んだ雰囲気中でＡ１変態点以下の温度（５００℃〜６５０℃程）に加熱することにより、鋼材表面に窒素および炭素を浸入させ、窒素の固溶または微細な炭窒化物の析出により表層を硬化させる方法である。かかるガス軟窒化処理は、高周波焼入れや調質処理（焼入、焼戻し処理）に比べて、熱処理温度が低く熱処理歪みが小さいという特徴がある。しかしながら、ガス軟窒化処理においてもクランクシャフトのような部品では曲がりが生じ易く、その結果、真直性が確保出来なくなった場合には、曲り矯正加工を行うこととなる。 In the gas soft nitriding treatment, nitrogen and carbon are infiltrated into the surface of the steel material by heating to a temperature below the A1 transformation point (about 500 ° C to 650 ° C) in an atmosphere containing NH 3, and the nitrogen is solid-solved or finely divided. This is a method of curing the surface layer by precipitating a large amount of carbonitride. Such gas nitrocarburizing treatment is characterized in that the heat treatment temperature is low and the heat treatment strain is small as compared with induction hardening and tempering treatment (quenching and tempering treatment). However, even in the gas nitrocarburizing treatment, bending is likely to occur in a part such as a crankshaft, and as a result, if straightness cannot be ensured, bending correction processing is performed.
このため、クランクシャフトの製造に用いられる鋼材には、強度とともに十分な曲げ矯正性が求められる。ここで曲げ矯正性とは、軟窒化処理を施すことで生じる変形（曲り）の矯正加工（元の形状に戻す加工）を、容易且つ厳密に行うことができることを意味する。矯正性が低い場合、変形矯正の際に、元の形状に戻らなかったり、部品表面に疲労強度の低下に繋がる亀裂が入ったりする。 Therefore, the steel material used for manufacturing the crankshaft is required to have sufficient bending straightness as well as strength. Here, the bending straightness means that the straightening process (processing to return to the original shape) of the deformation (bending) caused by the soft nitriding treatment can be easily and strictly performed. If the correctability is low, the original shape may not be restored or cracks may occur on the surface of the part, which leads to a decrease in fatigue strength, during deformation correction.
しかしながら、一般的に強度（疲労強度）と曲げ矯正性はトレードオフの関係にあり、疲労強度を高めるために表層の硬度を高くすると、曲げ矯正性は逆に低下する傾向が認められ、例えば７００ＭＰａ以上といった高い疲労強度が求められるクランクシャフトでは、特に曲げ矯正性が悪化してしまう問題があった。 However, in general, there is a trade-off relationship between strength (fatigue strength) and bending straightness, and when the hardness of the surface layer is increased in order to increase fatigue strength, bending straightness tends to decrease, for example, 700 MPa. In the crank shaft that requires high fatigue strength as described above, there is a problem that the bending correctability is particularly deteriorated.
なお、このような問題を解決するため、下記特許文献１では「非調質型窒化クランクシャフト」についての発明が示され、そこにおいて表面から０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さを３８０〜６００とし、かつ、ピンフィレット部、ジャーナルフィレット部およびピン部の化合物層深さを５μｍ以下とすることで、高い曲げ疲労強度とともに十分な曲げ矯正性を得るようになした点が開示されている。しかしながらこの特許文献１に記載のものは、生地の組織がフェライト・パーライト組織であり本発明とは異なるものである。
In order to solve such a problem, the following
また、ベイナイト組織を備えた軟窒化クランクシャフトとして下記特許文献２〜５に記載されたものがあるが、本発明の化学組成を具体的に満たした例は開示されていない。 Further, although there are soft nitride crankshafts having a bainite structure described in Patent Documents 2 to 5 below, an example specifically satisfying the chemical composition of the present invention is not disclosed.
本発明は以上のような事情を背景とし、非調質にて所定の疲労強度を確保しつつ十分な曲げ矯正性を確保することが可能なエンジン部品用鋼材およびこれを用いたエンジン部品を提供することを目的としてなされたものである。 Against the background of the above circumstances, the present invention provides a steel material for engine parts capable of ensuring sufficient bending straightness while ensuring a predetermined fatigue strength without tempering, and an engine part using the same. It was made for the purpose of doing so.
而して本発明のエンジン部品用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．３４％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．８０〜３．５０％、Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．４０％以下を含むとともに、更に、Ｔｉ：０．００２〜０．０４０％、Ｎ：０．００５〜０．０４０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００１〜０．２０％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｃａ：０．０００３〜０．００６０％、および、Ｐｂ：０．３００％以下、から選択される１種もしくは２種以上を含み、且つ、下記式（１），式（２）を満たし、残部をＦｅ及び不可避的不純物とする組成の非調質鋼からなり、熱間鍛造し、その後、室温まで空冷処理を行ったときに、ベイナイト組織の面積率が８０％以上であることを特徴とする。
１．００≦Ｆｓ≦１．９５・・式(１)
１８≦Ｆｃ≦３０・・式(２)
但しＦｓ＝-0.42[C]＋0.13[Si]＋0.51[Mn]＋0.22[Cu]＋0.08[Ni]＋[Cr]＋0.47[Mo]
Ｆｃ＝32.1[C]+2.6[Si]＋3.1[Mn]＋3.3[Cu]＋3.2[Ni]+5.0[Cr]＋5.0[Mo]
（Ｆｓ，Ｆｃの式中[ ]は、[ ]内元素の含有質量％を表す）
Thus, the steel material for engine parts of the present invention has a mass% of C: 0.20 to 0.34%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 1.80 to 3.50%, Cu. : 0.50% or less, Ni: 0.50% or less, Cr: 0.50% or less, Mo: 0.40% or less, Ti: 0.002 to 0.040%, N: 0 .005 to 0.040%, P: 0.030% or less, S: 0.001 to 0.20%, Al: 0.050% or less, Ca: 0.0003 to 0.0060%, and Pb: From non-tamed steel having a composition containing one or more selected from 0.300% or less, satisfying the following formulas (1) and (2), and using the balance as Fe and unavoidable impurities. It is characterized in that the area ratio of the bainite structure is 80% or more when it is hot forged and then air-cooled to room temperature.
1.00 ≤ Fs ≤ 1.95 ... Equation (1)
18 ≤ Fc ≤ 30 ... Equation (2)
However, Fs = -0.42 [C] +0.13 [Si] +0.51 [Mn] +0.22 [Cu] +0.08 [Ni] + [Cr] +0.47 [Mo]
Fc = 32.1 [C] +2.6 [Si] +3.1 [Mn] +3.3 [Cu] +3.2 [Ni] +5.0 [Cr] +5.0 [Mo]
([] In the formula of Fs and Fc represents the content mass% of the element in [])
本発明者等は、上記の課題を解決するために鋭意検討を重ねた結果、鋼材の組織を、同じ硬さのフェライト・パーライト組織よりも高い靭性を示すベイナイト組織とすることで、従来のフェライト・パーライト組織対比で曲げ矯正性を高めることが可能であることを見出した。本発明は、このような知見に基づいてなされたもので、エンジン部品用鋼材の母材組織をベイナイト（詳しくは、熱間鍛造し、その後、室温まで空冷処理を行ったときに、ベイナイト組織の面積率が８０％以上）としたものである。 As a result of diligent studies to solve the above problems, the present inventors have made the structure of the steel material a bainite structure showing higher toughness than the ferrite pearlite structure of the same hardness, thereby making the conventional ferrite.・ It was found that it is possible to improve the bending straightness in comparison with the pearlite structure. The present invention has been made based on such findings, and when the base material structure of the steel material for engine parts is hot forged (specifically, hot forged and then air-cooled to room temperature, the bainite structure is formed. The area ratio is 80% or more).
また本発明のエンジン部品用鋼材は、鋼の組成を上記特定の組成となし、軟窒化処理後の表層硬さに影響を与える指数Ｆｓおよび心部硬さに影響を与える指数Ｆｃを上記特定範囲に規定して、曲げ矯正性と疲労強度の両立を図っている。 Further, in the steel material for engine parts of the present invention, the composition of the steel is set to the above-mentioned specific composition, and the index Fs affecting the surface hardness after the soft nitriding treatment and the index Fc affecting the core hardness are in the above-mentioned specific range. In order to achieve both bending straightness and fatigue strength.
例えばエンジン部品は、熱間鍛造→機械加工→研削仕上→軟窒化処理の各工程を経て製造される。本発明のエンジン部品用鋼材は、曲げ矯正性に優れているため、軟窒化処理にて曲がりが生じた場合であっても、室温での曲げ矯正加工を経て真直性を確保することが容易である。 For example, engine parts are manufactured through the steps of hot forging → machining → grinding finish → soft nitriding. Since the steel material for engine parts of the present invention has excellent bending straightness, it is easy to ensure straightness through bending straightening at room temperature even when bending occurs in the soft nitriding treatment. be.
ところで、上記軟窒化処理によりエンジン部品（もしくはエンジン部品用鋼材）の表面には軟窒化処理層が形成される。軟窒化処理層は、主としてFe2〜3Ｎ（ε相）およびFe4Ｎ（γ′相）から成る化合物層と、その直下に形成されマトリックス中に窒素が拡散している窒素拡散層（以下、単に拡散層と称する）から成る。
ここで、曲げ矯正性を向上させるためには、化合物層の厚さを５μｍ以下とすることが望ましい。曲げ矯正の際に表層で生じる亀裂を抑制するのに有効だからである。曲げ矯正性向上のため化合物層の厚さを５μｍ以下とすることは、上記特許文献１等に記載されている。なお、化合物層の厚さは、軟窒化処理の際に窒化ポテンシャルを制御することにより調整可能である。また場合によっては、軟窒化処理の後に追加工により、表面に形成された化合物層を除去することも可能である。
By the way, a soft nitriding treatment layer is formed on the surface of an engine component (or a steel material for an engine component) by the soft nitriding treatment. The soft nitriding layer is a compound layer mainly composed of Fe 2 to 3 N (ε phase) and Fe 4 N (γ'phase), and a nitrogen diffusion layer (hereinafter, nitrogen diffusion layer) formed directly under the compound layer in which nitrogen is diffused in the matrix. , Simply referred to as the diffusion layer).
Here, in order to improve the bending correctability, it is desirable that the thickness of the compound layer is 5 μm or less. This is because it is effective in suppressing cracks that occur on the surface layer during bending correction. It is described in
而して本発明のエンジン部品は、前記エンジン部品用鋼材から成り、表層に軟窒化処理層を有し、化合物層の厚さが５μｍ以下とされ、表層硬さが３５０〜５００ＨＶ、心部硬さが２００〜３５０ＨＶであることを特徴とする。
本発明のエンジン部品によれば、７００ＭＰａ以上の高い疲労強度とともに十分な曲げ矯正性を確保することができる。
Thus, the engine component of the present invention is made of the steel material for the engine component, has a soft nitriding treatment layer on the surface layer, has a compound layer thickness of 5 μm or less, has a surface layer hardness of 350 to 500 HV, and has a core hardness. It is characterized by having a hardness of 200 to 350 HV.
According to the engine component of the present invention, it is possible to secure sufficient bending straightness as well as high fatigue strength of 700 MPa or more.
本発明のエンジン部品で、表層硬さを３５０〜５００ＨＶとしたのは、７００ＭＰａ以上の曲げ疲労強度を得るためには、表層硬さを３５０ＨＶ以上とすることが必要だからである。一方、過度に表層硬さを高めた場合には所望の曲げ矯正性が得られなくなってしまうため、表層硬さの上限を５００ＨＶとしている。
なお本発明では、部品の表面から０．０５ｍｍの位置での硬さを、表層硬さとしている。
In the engine parts of the present invention, the surface hardness is set to 350 to 500 HV because it is necessary to set the surface hardness to 350 HV or more in order to obtain a bending fatigue strength of 700 MPa or more. On the other hand, if the surface hardness is excessively increased, the desired bending straightness cannot be obtained. Therefore, the upper limit of the surface hardness is set to 500 HV.
In the present invention, the hardness at a position of 0.05 mm from the surface of the component is defined as the surface hardness.
また本発明のエンジン部品で、心部硬さを２００〜３５０ＨＶとしたのは、内部を起点とした疲労破壊を抑制し７００ＭＰａ以上の曲げ疲労強度を得るためには、心部硬さを２００ＨＶ以上とすることが必要だからである。一方、過度に心部硬さを高めた場合には機械加工性や曲げ矯正性が悪化してしまうため、心部硬さの上限を３５０ＨＶとしている。
なお本発明では、軟窒化処理の影響を受けない位置での硬さを心部硬さとしている。
Further, in the engine component of the present invention, the core hardness is set to 200 to 350 HV in order to suppress fatigue fracture starting from the inside and obtain a bending fatigue strength of 700 MPa or more, the core hardness is set to 200 HV or more. Because it is necessary to. On the other hand, if the core hardness is excessively increased, the machinability and bending correctability deteriorate. Therefore, the upper limit of the core hardness is set to 350 HV.
In the present invention, the hardness at a position not affected by the soft nitriding treatment is defined as the core hardness.
次に本発明における各化学成分等の限定理由を以下に詳述する。なお以降の説明では、特にことわりがない限り「％」は「質量％」を意味するものとする。
Ｃ：０．２０〜０．３４％
Ｃは、ベイナイト組織の確保および強度を確保するために必要な元素である。またＣは曲げ矯正性にも関与する元素である。必要な強度を得るには０．２０％以上の添加を必要とする。但し、過剰に添加すると鍛造硬度が高くなり過ぎて機械加工性が悪化する。また曲げ矯正性も悪化する。このため、その上限を０．３４％とする。好適なＣの範囲は、０．２５〜０．３４％である。
Next, the reasons for limiting each chemical component and the like in the present invention will be described in detail below. In the following description, "%" means "mass%" unless otherwise specified.
C: 0.20 to 0.34%
C is an element necessary for securing the bainite structure and ensuring the strength. C is also an element involved in bending correctability. Addition of 0.20% or more is required to obtain the required strength. However, if it is added in excess, the forging hardness becomes too high and the machinability deteriorates. Bending straightness also deteriorates. Therefore, the upper limit is set to 0.34%. A suitable range of C is 0.25 to 0.34%.
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、鋼の脱酸元素として有効な元素である。また硬度を高める効果もある。その効果を得るため０．０５％以上の添加が必要である。但し、過剰に添加すると曲げ矯正性の悪化を招くため、その上限を０．５０％とする。好適なＳｉの範囲は、０．１０〜０．４０％である。
Si: 0.05 to 0.50%
Si is an effective element as a deoxidizing element for steel. It also has the effect of increasing hardness. In order to obtain the effect, it is necessary to add 0.05% or more. However, if it is added in an excessive amount, the bending straightness is deteriorated, so the upper limit is set to 0.50%. A suitable range of Si is 0.10 to 0.40%.
Ｍｎ：１．８０〜３．５０％
Ｍｎは、ベイナイト組織の確保および強度を高めるのに有効な元素である。またＭｎ系硫化物を形成し被削性を向上させる効果もある。
１．８０％より少ないと疲労強度が低下し、３．５０％より多いと高硬度化により機械加工性の悪化を招き、また曲げ矯正性が悪化する。このためＭｎの含有量は１．８０〜３．５０％とする。好適なＭｎの範囲は、２．００〜３．３０％である。
Mn: 1.80 to 3.50%
Mn is an element effective for securing a bainite structure and increasing its strength. It also has the effect of forming Mn-based sulfides and improving machinability.
If it is less than 1.80%, the fatigue strength is lowered, and if it is more than 3.50%, the hardness is increased and the machinability is deteriorated, and the bending correctability is deteriorated. Therefore, the Mn content is set to 1.80 to 3.50%. A suitable range of Mn is 2.00 to 3.30%.
Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、耐力を高めるのに有効な元素である。また化合物層の厚さ・構造を変化させ曲げ矯正性を高める効果もある。但し、過剰に添加すると熱間鍛造後の硬さが高くなり被削性の低下を招くほか、コストアップの要因にもなることから、その上限を０．５０％とする。好適なＣｕの範囲は、０．０５〜０．３０％である。
Cu: 0.50% or less Cu is an element effective for increasing the yield strength. It also has the effect of changing the thickness and structure of the compound layer to improve bending straightness. However, if it is added in an excessive amount, the hardness after hot forging becomes high, which causes a decrease in machinability and a factor of cost increase. Therefore, the upper limit is set to 0.50%. A suitable Cu range is 0.05 to 0.30%.
Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、窒化層におけるパーライト延性を高めて曲げ矯正性を向上させるために有効な元素である。但し、過剰に添加すると熱間鍛造後の硬さが高くなり被削性の低下を招くほか、コストアップの要因にもなることから、その上限を０．５０％とする。好適なＮｉの範囲は、０．０５〜０．３０％である。
Ni: 0.50% or less Ni is an element effective for enhancing the pearlite ductility in the nitrided layer and improving the bending straightness. However, if it is added in an excessive amount, the hardness after hot forging becomes high, which causes a decrease in machinability and a factor of cost increase. Therefore, the upper limit is set to 0.50%. A suitable Ni range is 0.05 to 0.30%.
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、ベイナイト組織の確保および疲労強度向上に寄与する元素である。但し、過剰に添加すると窒化物が多量に生成し曲げ矯正性の悪化を招くため、その上限を０．５０％とする。好適なＣｒの範囲は、０．０５〜０．３０％である。
Cr: 0.50% or less Cr is an element that contributes to securing a bainite structure and improving fatigue strength. However, if it is added in an excessive amount, a large amount of nitride is generated and the bending correctability is deteriorated. Therefore, the upper limit is set to 0.50%. A suitable Cr range is 0.05 to 0.30%.
Ｍｏ：０．４０％以下
Ｍｏは、ベイナイト組織の確保および強度向上に寄与する元素である。但し、過剰に添加すると硬度が高くなり被削性が悪化するため、その上限を０．４０％以下とする。好適なＭｏの範囲は、０．０１〜０．３０％である。
Mo: 0.40% or less Mo is an element that contributes to securing the bainite structure and improving the strength. However, if it is added excessively, the hardness becomes high and the machinability deteriorates, so the upper limit thereof is set to 0.40% or less. A suitable Mo range is 0.01 to 0.30%.
１．００≦Ｆｓ≦１．９５・・式(１)
但しＦｓ＝-0.42[C]＋0.13[Si]＋0.51[Mn]＋0.22[Cu]＋0.08[Ni]＋[Cr]＋0.47[Mo]
Ｆｓは、軟窒化処理後の表層硬さに影響を与える指数である。本発明では、Ｆｓの値を１．００〜１．９５の範囲内とすることで、軟窒化処理後に表層硬さ３５０〜５００ＨＶを安定的に得ることができる。
1.00 ≤ Fs ≤ 1.95 ... Equation (1)
However, Fs = -0.42 [C] +0.13 [Si] +0.51 [Mn] +0.22 [Cu] +0.08 [Ni] + [Cr] +0.47 [Mo]
Fs is an index that affects the surface hardness after the soft nitriding treatment. In the present invention, by setting the value of Fs in the range of 1.00 to 1.95, the surface hardness of 350 to 500 HV can be stably obtained after the soft nitriding treatment.
１８≦Ｆｃ≦３０・・式(２)
但しＦｃ＝32.1[C]+2.6[Si]＋3.1[Mn]＋3.3[Cu]＋3.2[Ni]+5.0[Cr]＋5.0[Mo]
Ｆｃは、心部硬さに影響を与える指数である。本発明では、Ｆｃの値を１８〜３０の範囲内とすることで、心部硬さ２００〜３５０ＨＶを安定的に得ることができる。
18 ≤ Fc ≤ 30 ... Equation (2)
However, Fc = 32.1 [C] +2.6 [Si] +3.1 [Mn] +3.3 [Cu] +3.2 [Ni] +5.0 [Cr] +5.0 [Mo]
Fc is an index that affects core stiffness. In the present invention, the core hardness of 200 to 350 HV can be stably obtained by setting the Fc value in the range of 18 to 30.
Ｔｉ：０．００２〜０．０４０％
Ｔｉは、鍛造時のオーステナイト粒の粗大化を防止し、曲げ矯正性向上に寄与する元素である。その効果を得るため０．００２％以上添加することができる。但し、過剰な添加はコストアップの要因となるため、その上限を０．０４０％とする。より好適なＴｉの範囲は、０．０１０〜０．０３０％である。
Ti: 0.002 to 0.040%
Ti is an element that prevents coarsening of austenite grains during forging and contributes to improvement of bending straightness. To obtain the effect, 0.002% or more can be added. However, since excessive addition causes an increase in cost, the upper limit is set to 0.040%. A more suitable Ti range is 0.010 to 0.030%.
Ｎ：０．００５〜０．０４０％
Ｎは、鍛造時のオーステナイト粒の粗大化を防止し、曲げ矯正性向上に寄与する元素である。その効果を得るため０．００５％以上添加することができる。但し、過剰な添加は粗大な炭窒化物を生成し、疲労強度低下の要因となるため、その上限を０．０４０％とする。より好適なＮの範囲は、０．０１０〜０．０３５％である。
N: 0.005 to 0.040%
N is an element that prevents coarsening of austenite grains during forging and contributes to improvement in bending straightness. To obtain the effect, 0.005% or more can be added. However, since excessive addition produces coarse carbonitride and causes a decrease in fatigue strength, the upper limit is set to 0.040%. A more preferred range of N is 0.010 to 0.035%.
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、不純物として含有される元素であるが鋼材溶製時に不可避的に存在する。鋼材の脆化を促進し、曲げ矯正性低下の要因となるため、Ｐの含有量は０．０３０％以下とすることが望ましい。
P: 0.030% or less P is an element contained as an impurity, but is inevitably present during melting of steel materials. The content of P is preferably 0.030% or less because it promotes embrittlement of the steel material and causes a decrease in bending straightness.
Ｓ：０．００１〜０．２０％
Ｓは、鋼材中で硫化物を形成し機械加工性を向上させる効果がある。その効果を得るため０．００１％以上添加することができる。但し、過剰な添加は介在物量を増加させ疲労強度の低下を招くため、その上限を０．２０％とする。より好適なＳの範囲は、０．０２０〜０．１５％である。
S: 0.001 to 0.20%
S has the effect of forming sulfide in the steel material and improving machinability. To obtain the effect, 0.001% or more can be added. However, since excessive addition increases the amount of inclusions and causes a decrease in fatigue strength, the upper limit is set to 0.20%. A more preferred range of S is 0.020 to 0.15%.
Ａｌ：０．０５０％以下
Ａｌは、溶製時の脱酸剤として使用される場合がある。場合によっては不可避的に入る量を超えて意図的に添加しても良いが、軟窒化時に窒化物が生成し、曲げ矯正性を悪化させるため、その上限を０．０５０％とする。
Al: 0.050% or less Al may be used as a deoxidizing agent during melting. In some cases, the amount may be intentionally added in excess of the amount that is unavoidably contained, but the upper limit is set to 0.050% because nitrides are formed during soft nitriding and the bending correctability is deteriorated.
Ｃａ：０．０００３〜０．００６０％
Ｃａは、被削性を向上させる効果を有する元素である。その効果を得るためには０．０００３％以上添加することができる。但し、過剰に添加しても効果は飽和するため、上限を０．００６０％とする。より好適なＣａの範囲は、０．０００５〜０．００４０％である。
Ca: 0.0003 to 0.0060%
Ca is an element having an effect of improving machinability. In order to obtain the effect, 0.0003% or more can be added. However, since the effect is saturated even if it is added excessively, the upper limit is set to 0.0060%. A more suitable range of Ca is 0.0005 to 0.0040%.
Ｐｂ：０．３０％以下
Ｐｂは、被削性を向上させる効果がある。但し、０．３０％より多く添加しても効果は飽和するため、積極的に添加する場合であってもその上限を０．３０％とする。より好適なＰｂの範囲は、０．０５〜０．２０％である。
Pb: 0.30% or less Pb has the effect of improving machinability. However, since the effect is saturated even if more than 0.30% is added, the upper limit is set to 0.30% even when positively added. A more preferred range of Pb is 0.05 to 0.20%.
次に本発明の実施例を以下に説明する。ここでは、溶解・鋳造→粗鍛造→熱間模擬鍛造→機械加工→ガス軟窒化処理の工程を経て製造された試験片を用いて、組織観察、表層および心部の硬さ測定、曲げ疲労強度および曲げ矯正性について評価した。 Next, examples of the present invention will be described below. Here, using a test piece manufactured through the processes of melting / casting → rough forging → hot simulated forging → machining → gas soft nitriding, structure observation, surface and core hardness measurement, bending fatigue strength And the bend correctability was evaluated.
１．試験片の製造
真空誘導溶解炉にて下記表１に示す化学成分の鋼塊１５０ｋｇを溶製し、熱間で粗鍛造してΦ７０ｍｍの丸棒に加工し、その後大気中で放冷して室温まで冷却した。その後、熱間模擬鍛造では、Φ７０ｍｍの丸棒材を図１に示すように１２５０℃に加熱し、１０００〜１１５０℃の温度で鍛造し、４５ｍｍ角の棒状片を作製した。その後は大気中で放冷して室温まで冷却した。次に、４５ｍｍ角の棒状片に機械加工を施し、図２に示す形状の試験片１０を作製した。
1. 1. Manufacture of test pieces In a vacuum induction melting furnace, 150 kg of steel ingots with the chemical components shown in Table 1 below are melted, roughly forged hot, processed into a round bar of Φ70 mm, and then allowed to cool in the air at room temperature. Cooled down to. Then, in the hot simulated forging, a round bar having a diameter of 70 mm was heated to 1250 ° C. as shown in FIG. 1 and forged at a temperature of 1000 to 1150 ° C. to prepare a 45 mm square bar-shaped piece. After that, it was allowed to cool in the air and cooled to room temperature. Next, a 45 mm square rod-shaped piece was machined to prepare a
２．ガス軟窒化処理
上記のようにして作製した試験片１０に対しガス軟窒化処理を行った。
ガス軟窒化処理は、オリエンタルエンヂニアリング(株)製の多目的表面改質装置を使用し、（ＮＨ3＋ＣＯ2＋Ｎ2）の混合ガスを用いて、図３で示すように６００℃で１２０分保持し、試験片１０の表層に軟窒化処理層を形成した。このとき、表面に形成される化合物層の厚みが５μｍ以下となるように窒化ポテンシャルを制御し、その後、試験片１０を１２０℃の油中にて冷却した。
2. Gas soft nitriding treatment Gas soft nitriding treatment was performed on the
For the gas nitrocarburizing treatment, a multipurpose surface modifier manufactured by Oriental Engineering Co., Ltd. was used, and a mixed gas of (NH 3 + CO 2 + N 2 ) was used, and the gas was held at 600 ° C. for 120 minutes as shown in FIG. , A soft nitriding treatment layer was formed on the surface layer of the
３．評価
作製された試験片１０を用いて、以下で示すように組織観察、表層および心部硬さ測定、曲げ疲労強度および曲げ矯正性について評価した。
＜組織観察＞
組織観察については、熱間模擬鍛造後に室温まで冷却された試験片１０を用い、試験片１０の内部の組織をナイタール腐食後、光学顕微鏡（倍率４００倍）にて観察し、ベイナイト率を測定した。ベイナイト率については、ベイナイト組織の面積率が８０％以上であった場合を「○」、８０％未満であった場合を「×」、として評価を行った。評価結果は下記表２に示す通りである。
3. 3. Evaluation Using the
<Tissue observation>
For microstructure observation, a
＜表層および心部硬さ測定＞
硬さ測定は、軟窒化後の試験片１０を用いて行った。ビッカース硬さ試験機を用い、ＪＩＳ Ｚ２２４４に規定された試験方法により、試験片のＲ部分（図２のＲ２ｍｍの部分）における表面下０．０５ｍｍの位置の硬さの５点平均を表層硬さとして測定した。なお、図９は実施例１にかかる軟窒化処理層の組織を示した図である。同図において最表層は試料保護のためのＮｉメッキで、その下に主にベイナイトを呈する拡散層が認められる。
また試験片のＲ部分（図２のＲ２ｍｍの部分）における表面下３ｍｍの位置（軟窒化処理の影響を受けない位置）の硬さの５点平均を心部硬さとして測定した。なお、試験荷重は３００ｇとした。これらの評価結果は下記表２に示す通りである。
<Measurement of surface and core hardness>
The hardness was measured using the
Further, the 5-point average of the hardness at the position 3 mm below the surface (the position not affected by the soft nitriding treatment) in the R portion (R2 mm portion in FIG. 2) of the test piece was measured as the core hardness. The test load was 300 g. The results of these evaluations are shown in Table 2 below.
＜曲げ疲労強度評価＞
軟窒化後の試験片１０を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２７４に準拠した方法で小野式回転曲げ疲労試験を行った。試験条件は回転数２５００ｒｐｍ，試験温度は室温の条件である。
疲労強度の評価は、繰返し数１０7回で破断しない最大応力を疲労限度とし、疲労限度が７００ＭＰａ以上であった場合を「○」、７００ＭＰａ未満であった場合を「×」とした。その結果が表２に示してある。尚、表中ではこれら○、×の評価と併せて、括弧書きで実際に測定された疲労限度（単位：ＭＰａ）も併せて示してある。
<Bending fatigue strength evaluation>
The Ono-type rotary bending fatigue test was performed using the
Evaluation of the fatigue strength, the maximum stress, which does not break with repeated several 10 7 times the fatigue limit, the case fatigue limit is greater than or equal to 700MPa "○", and the case was less than 700MPa as "×". The results are shown in Table 2. In the table, in addition to the evaluations of ○ and ×, the fatigue limit (unit: MPa) actually measured in parentheses is also shown.
また図５は、各実施例および比較例の表層硬さ（ＨＶ）と疲労限度との関係を示した図である。同図によれば、表層硬さと疲労限度との間には一定の相関が認められ、表層硬さを３５０ＨＶ以上とすることで７００ＭＰａ以上の疲労限度が得られていることが分かる。 Further, FIG. 5 is a diagram showing the relationship between the surface hardness (HV) and the fatigue limit of each Example and Comparative Example. According to the figure, a certain correlation is observed between the surface hardness and the fatigue limit, and it can be seen that the fatigue limit of 700 MPa or more is obtained by setting the surface hardness to 350 HV or more.
＜曲げ矯正性評価＞
曲げ疲労強度の評価と同様に、軟窒化後の試験片１０を用いて曲げ矯正性を評価した。図４に示すように試験片１０の平行部１４両側のＲ部１２，１２に歪ゲージを接着した後、試験片１０の両端部を支点間距離１８２ｍｍで支持した状態で、平行部１４に治具を用いて下向きの荷重を加え、Ｒ部１２，１２に接着した何れかの歪ゲージが断線した時点での平行部１４の下向きの変位量δ（ｍｍ）を測定した。
そして曲げ矯正性の評価は、変位量δが８ｍｍ以上の場合を「○」、８ｍｍ未満の場合を「×」とした。その結果が下記表２に示してある。尚、表中ではこれら○、×の評価と併せて、括弧書きで実際に測定された変位量δ（単位：ｍｍ）も併せて示してある。
ここで評価基準となる変位量δの値を８ｍｍとしたのは、変位量δがこれ以上あれば、実際のクランクシャフト製造工程において、亀裂の発生なく矯正加工を行なうことができるとの知見に基づいている。
<Bending correctability evaluation>
Similar to the evaluation of bending fatigue strength, the bending correctability was evaluated using the
The bending correctability was evaluated as "◯" when the displacement amount δ was 8 mm or more and "x" when it was less than 8 mm. The results are shown in Table 2 below. In the table, in addition to the evaluations of ○ and ×, the displacement amount δ (unit: mm) actually measured in parentheses is also shown.
Here, the value of the displacement amount δ, which is the evaluation standard, is set to 8 mm because it is found that if the displacement amount δ is larger than this, the straightening process can be performed without the occurrence of cracks in the actual crankshaft manufacturing process. Is based.
図６は、各実施例および比較例の表層硬さ（ＨＶ）と変位量δ（ｍｍ）との関係を示した図である。同図によれば、変位量δと試験片１０の表層硬さとの間には一定の相関が認められ（一部の比較例を除く）、表層硬さを５００ＨＶ以下とすることで８ｍｍ以上の変位量が得られていることが分かる。 FIG. 6 is a diagram showing the relationship between the surface hardness (HV) and the displacement amount δ (mm) of each Example and Comparative Example. According to the figure, a certain correlation was observed between the displacement amount δ and the surface hardness of the test piece 10 (excluding some comparative examples), and the surface hardness was set to 500 HV or less to be 8 mm or more. It can be seen that the amount of displacement is obtained.
表１および表２に示す評価結果によれば、以下のことが分かる。
比較例１は、表層硬さに関連する指数Ｆｓの値が本発明の上限値を上回るとともに表層硬さが上限５００ＨＶを超えており、曲げ矯正性の評価が「×」であった。
According to the evaluation results shown in Tables 1 and 2, the following can be seen.
In Comparative Example 1, the value of the index Fs related to the surface hardness exceeded the upper limit of the present invention, the surface hardness exceeded the upper limit of 500 HV, and the evaluation of bending straightness was “x”.
比較例２は、Ｍｎ量が本発明の下限値を下回っており、鋼組織がベイナイト単一組織ではなく、フェライト・パーライトとの混合組織（フェライト・パーライトの面積率が約５０％の混合組織）が生じている例であり、曲げ矯正性の評価が「×」であった。 In Comparative Example 2, the amount of Mn was less than the lower limit of the present invention, and the steel structure was not a bainite single structure but a mixed structure with ferrite pearlite (a mixed structure in which the area ratio of ferrite pearlite was about 50%). Was generated, and the evaluation of bending correctability was "x".
比較例３は、表層硬さに関連する指数Ｆｓの値および心部硬さに関連する指数Ｆｃの値がともに本発明の下限値を下回っており、表層硬さが３３９ＨＶで本発明の下限値３５０ＨＶよりも低く、心部硬さも１９１ＨＶで本発明の下限値２００ＨＶよりも低い。このため比較例３では、疲労強度の評価が「×」であった。 In Comparative Example 3, the value of the index Fs related to the surface hardness and the value of the index Fc related to the core hardness were both below the lower limit of the present invention, and the surface hardness was 339 HV, which was the lower limit of the present invention. It is lower than 350 HV, and the core hardness is 191 HV, which is lower than the lower limit of 200 HV of the present invention. Therefore, in Comparative Example 3, the evaluation of fatigue strength was “x”.
比較例４は、Ｍｎ量が本発明の上限値を上回っており、鋼組織がベイナイト単一組織ではなく、マルテンサイトとの混合組織（マルテンサイトの面積率が約５０％の混合組織）であった。表層硬さに関連する指数Ｆｓの値が本発明の上限値を上回るとともに表層硬さが上限５００ＨＶを超えており、曲げ矯正性の評価は「×」であった。 In Comparative Example 4, the amount of Mn exceeded the upper limit of the present invention, and the steel structure was not a bainite single structure but a mixed structure with martensite (a mixed structure in which the area ratio of martensite was about 50%). rice field. The value of the index Fs related to the surface hardness exceeded the upper limit of the present invention, and the surface hardness exceeded the upper limit of 500 HV, and the evaluation of bending correctability was “x”.
比較例５は、Ｃｒ量が本発明の上限値を上回っている例である。この例ではＣｒが窒化物を形成し単位硬さ当りの矯正性が低下するため、曲げ矯正性の評価が「×」であった。
以上のように比較例１〜５は、疲労強度もしくは曲げ矯正性の何れか一方の評価が「×」であった。
Comparative Example 5 is an example in which the amount of Cr exceeds the upper limit of the present invention. In this example, Cr forms a nitride and the correctability per unit hardness is lowered, so that the bending correctability was evaluated as “x”.
As described above, in Comparative Examples 1 to 5, either the fatigue strength or the bending correctability was evaluated as “x”.
これに対し、指数Ｆｓ，Ｆｃを含めて各元素が本発明の成分範囲を満たし且つ表層硬さおよび心部硬さについても本発明の範囲内にある実施例１〜１７は、疲労強度および曲げ矯正性の評価がともに「○」で、疲労強度と曲げ矯正性の両立が図られている。かかる本実施例の鋼材であれば、７００ＭＰａ以上の疲労強度を確保しつつ十分な曲げ矯正性を確保されているため、軟窒化処理の後に曲げ矯正加工により真直性を確保することが可能である。 On the other hand, in Examples 1 to 17, in which each element including the indices Fs and Fc satisfies the component range of the present invention and the surface hardness and the core hardness are also within the range of the present invention, fatigue strength and bending Both evaluations of correctability are "○", and both fatigue strength and bending correctability are achieved. In the case of the steel material of this embodiment, since sufficient bending straightness is ensured while ensuring fatigue strength of 700 MPa or more, it is possible to secure straightness by bending straightening after soft nitriding treatment. ..
以上、本発明について詳しく説明したが、本発明は上記実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。 Although the present invention has been described in detail above, the present invention is not limited to the above examples, and various modifications can be made without departing from the spirit of the present invention.
Claims (2)
Ｃ：０．２０〜０．３４％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：１．８０〜３．５０％、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．４０％以下を含むとともに、
更に、
Ｔｉ：０．００２〜０．０４０％、
Ｎ：０．００５〜０．０４０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．００１〜０．２０％、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｃａ：０．０００３〜０．００６０％、および、
Ｐｂ：０．３０％以下、から選択される１種もしくは２種以上を含み、且つ、
下記式（１），式（２）を満たし、
残部をＦｅ及び不可避的不純物とする組成の非調質鋼からなり、熱間鍛造し、その後、室温まで空冷処理を行ったときに、ベイナイト組織の面積率が８０％以上である、エンジン部品用鋼材。
１．００≦Ｆｓ≦１．９５・・式(１)
１８≦Ｆｃ≦３０・・式(２)
但しＦｓ＝-0.42[C]＋0.13[Si]＋0.51[Mn]＋0.22[Cu]＋0.08[Ni]＋[Cr]＋0.47[Mo]
Ｆｃ＝32.1[C]+2.6[Si]＋3.1[Mn]＋3.3[Cu]＋3.2[Ni]+5.0[Cr]＋5.0[Mo]
（Ｆｓ，Ｆｃの式中[ ]は、[ ]内元素の含有質量％を表す） By mass%
C: 0.20 to 0.34%,
Si: 0.05 to 0.50%,
Mn: 1.80 to 3.50%,
Cu: 0.50% or less,
Ni: 0.50% or less,
Cr: 0.50% or less,
Mo: Contains 0.40% or less and
In addition
Ti: 0.002-0.040%,
N: 0.005 to 0.040%,
P: 0.030% or less,
S: 0.001 to 0.20%,
Al: 0.050% or less,
Ca: 0.0003 to 0.0060%, and
Pb: Contains one or more selected from 0.30% or less, and
Satisfy the following equations (1) and (2),
For engine parts, which consists of non-tempered steel with a composition of Fe and unavoidable impurities as the balance, and has a bainite structure area ratio of 80% or more when hot forged and then air-cooled to room temperature. Steel material.
1.00 ≤ Fs ≤ 1.95 ... Equation (1)
18 ≤ Fc ≤ 30 ... Equation (2)
However, Fs = -0.42 [C] +0.13 [Si] +0.51 [Mn] +0.22 [Cu] +0.08 [Ni] + [Cr] +0.47 [Mo]
Fc = 32.1 [C] +2.6 [Si] +3.1 [Mn] +3.3 [Cu] +3.2 [Ni] +5.0 [Cr] +5.0 [Mo]
([] In the formula of Fs and Fc represents the content mass% of the element in [])
表層に軟窒化処理層を有し、化合物層の厚さが５μｍ以下とされ、
表層硬さが３５０〜５００ＨＶ、心部硬さが２００〜３５０ＨＶである、エンジン部品。 It is made of the steel material according to claim 1.
The surface layer has a soft nitriding treatment layer, and the thickness of the compound layer is 5 μm or less.
An engine component having a surface hardness of 350 to 500 HV and a core hardness of 200 to 350 HV.
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