WO2013114553A1 - 鍛造品の製造方法 - Google Patents

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吉田　純
大輔 金子
範之 岩田
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日産自動車株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a forged product.
  • the present invention has been made in order to solve the problems associated with the above-described prior art, and an object thereof is to provide a method for producing a forged product having good strength and low cost.
  • the present invention provides a forging process at a site requiring at least fatigue strength of an intermediate forged product having a ferrite pearlite structure obtained by hot forging a steel having N inevitable solid solution amount or less.
  • the forging process is performed in a temperature range of 350 to 600 ° C. by improving the strength of the forged product.
  • the forging process is performed at 600 ° C. or less, even if heat is generated by the forging process, the temperature at which austenite precipitates is not reached, and coarsening of pearlite grains is suppressed. It is possible to obtain target strengths (proof stress and fatigue strength) by forging.
  • the forging process is performed at a temperature of 350 ° C or higher, the temperature is higher than the blue heat brittle region (temperature range where blue heat brittleness occurs: less than about 200 to 350 ° C), and no heat treatment is required for recovery from embrittlement. Thus, the manufacturing cost can be reduced.
  • N is an unavoidable steel having an amount of solid solution or less, hydrogen embrittlement of the forged product is suppressed, and the target strength can be obtained. That is, it is possible to provide a method for producing a forged product having good strength and low cost.
  • FIG. 5 It is a perspective view for demonstrating the forged product which concerns on embodiment of this invention. It is process drawing for demonstrating the manufacturing method of the forged product which concerns on embodiment of this invention. It is a time chart for demonstrating the forge process shown by FIG. It is a perspective view for demonstrating the partial process of the flange part to which the forge process shown by FIG. 3 is applied. It is a perspective view for demonstrating the partial process of the gear shaft part to which the forge process shown by FIG. 3 is applied. It is a top view for demonstrating the test piece which concerns on the flange part to which the forge process which concerns on FIG. 5 is applied. 6 is a graph showing a correlation between internal hardness and relative strain before and after forging according to FIG. 5.
  • the intermediate forged product having a ferrite and pearlite structure obtained by hot forging steel is subjected to a temperature range of 350 to 600 ° C. at least at a site requiring fatigue strength.
  • N is unavoidably less than the solid solution amount, which is completely different from the conventional method. It was made based on technical ideas.
  • AlN is combined with Al to precipitate, so that an additive such as lime nitrogen or NMn is used, or N reflux gas for securing the yield.
  • an additive such as lime nitrogen or NMn
  • N reflux gas for securing the yield.
  • the steel material in which N is inevitably less than the solid solution amount is different from the steel material in which the solid solution amount of N is intentionally added and increased as in the past, and N is unavoidable.
  • Steel material that can be dissolved in a solid and non-additive state For example, a steel material in which N is not detected by an active gas dissolution-thermal conductivity method (TDC method) compliant with JIS can be mentioned.
  • TDC method active gas dissolution-thermal conductivity method
  • forging is performed in a temperature range of 350 to 600 ° C. at least in a region requiring intermediate fatigue strength in the intermediate forged product, and N is unavoidable.
  • a manufacturing method technique known in the field of forgings can be appropriately applied as long as it uses steel having a solid solution amount or less.
  • FIG. 1 is a perspective view for explaining a forged product according to an embodiment of the present invention.
  • the forged product according to the embodiment of the present invention is a crankshaft 100 that is a large component having a complicated shape.
  • the crankshaft 100 has a flange portion 110, a gear shaft portion 120, a crankpin 130, and a journal 140.
  • a component for an internal combustion engine such as an automobile engine that converts a reciprocating motion of a piston in a reciprocating engine into a rotational motion. As applied.
  • the flange portion 110 is a rear end of the crankshaft 100, and, for example, a flywheel or a torque converter is attached to the flange portion 110.
  • the gear shaft portion 120 is a front end of the crankshaft 100, and, for example, a crank gear or a crank pulley is attached to the gear shaft portion 120.
  • the crankpin 130 has a circular cross section, is disposed at a position eccentric from the axis of the journal 140, and is slidably connected to a connecting rod (connecting rod) of the piston.
  • the journal 140 has a circular cross section, and has a number of crank portions corresponding to the number of cylinders of the engine, and is rotatably supported.
  • FIG. 2 is a process diagram for explaining a method for manufacturing a forged product according to an embodiment of the present invention
  • FIG. 3 is a time chart for explaining the forging process shown in FIG. 2
  • FIG. 4 and FIG. FIG. 4 is a perspective view for explaining partial processing of a flange portion and a gear shaft portion to which the forging processing shown in FIG. 3 is applied.
  • the method for manufacturing a forged product according to the embodiment of the present invention generally includes a cutting process, a forging process, and a machining process.
  • a carbon steel material for machine structure is cut to obtain a crankshaft material.
  • the crankshaft material is subjected to hot forging and forging, and the strength (proof strength and fatigue strength) of the portion (target portion) that requires fatigue strength is improved.
  • the target portion is, for example, the flange portion 110 (see FIG. 4) or the gear shaft portion 120 (see FIG. 5).
  • the intermediate forged product at room temperature that has undergone the forging process is subjected to cutting and grinding to obtain a finished crankshaft 100.
  • the cutting process for example, protruding burrs and the like are removed.
  • the grinding process for example, the outer peripheral surfaces of the crankpin 130 and the journal 140 having a circular cross section are processed.
  • the crankshaft material introduced from the cutting process is heated and heated to about 1200 ° C., and then hot forging is performed within 1 minute, for example, not below the transformation point. Thereafter, an intermediate forged product having a ferrite / pearlite structure is obtained by controlled cooling at a predetermined cooling rate.
  • forging is performed on the target site in the intermediate forged product. Forging is, for example, 1 minute, and a relative strain of 0.1 mm / mm or more is applied.
  • the forging process is performed at 600 ° C. or lower, even if the target portion of the intermediate forged product generates heat by the forging process, it does not reach 727 ° C., which substantially matches the Ac 1 transformation point and the Ar 1 transformation point. In other words, intermediate forgings do not reach the temperature at which austenite precipitates, and coarsening of pearlite grains is suppressed, so it is possible to obtain target strength (proof stress and fatigue strength) by forging. It is.
  • the target portion of the intermediate forged product is the flange portion 110 of the crankshaft 100
  • the flange strength is improved. Therefore, it is possible to reduce the weight of the crankshaft 100 by reducing the size of the flange portion 110. .
  • the target portion of the intermediate forged product is the gear shaft portion 120 of the crankshaft 100
  • the gear shaft strength is improved. Therefore, it is possible to reduce the weight of the crankshaft by reducing the diameter of the gear shaft portion 120. It is.
  • the target part of the intermediate forged product is made to reach the temperature range by using the residual heat of hot forging, and it is possible to reduce (save) thermal energy.
  • the intermediate forged product that has been roughly forged is cooled to room temperature and put into the machining process.
  • the cooling time is, for example, 2 to 3 hours.
  • crankshaft Since the crankshaft has a complicated shape, it is hot forged at 1000 ° C. to 1250 ° C. for the purpose of reducing the material deformability and the deformation resistance at the time of molding, and immediately after that, the ferrite shaft is cooled at a cooling rate of 5 ° C./second or less. It is preferable to carry out controlled cooling to obtain a pearlite mixed structure. This is because at 5 ° C./second or more, a bainite structure is formed and the machinability is significantly impaired.
  • the temperature of the forging process applied to the intermediate forged product is relatively low and the material thermal expansion coefficient is small, so that the dimensional accuracy can be improved.
  • the material deformation resistance in the forging process is smaller than that in the cold, it is possible to reduce the equipment scale and increase the deformation amount (for example, strong processing capable of imparting strain to the core).
  • FIG. 6 is a plan view for explaining a test piece related to a flange portion to which forging is applied
  • FIG. 7 shows a correlation between internal hardness and relative strain before and after forging according to FIG.
  • FIG. 8 is a graph showing the influence of temperature on the correlation between the internal hardness and the relative strain by the forging process according to FIG. The strength is evaluated by hardness (HRC: Rockwell hardness).
  • the target part of the intermediate forged product is the flange portion 110 of the crankshaft 100
  • a cut model test piece shown in FIG. 6 was created.
  • the material of the test piece is S40C in which N is inevitable or less than the solid solution amount.
  • the C amount is a lower limit value that satisfies the crankshaft strength, and an alloy component used for improving the material strength is excluded.
  • the forging process is performed in a temperature range of 300 to 600 ° C., and is formed from an elliptical shape to a circular shape.
  • a relative strain of a certain level for example, 0.05 mm / mm or more, preferably It was necessary to introduce 0.1 mm / mm or more). Therefore, it is essential to design a shape that can introduce the relative strain.
  • the portion where the strain is introduced is the internal hardness.
  • the internal hardness also tends to increase as the strain increases and as the introduced strain increases (relative strain increases).
  • the Ac 1 temperature is below (600 ° C. or below) and the blue heat brittle region (about 200 to 350 ° C. or below).
  • the internal hardness of the site where strain is introduced is improved, and the internal hardness tends to increase as the introduced strain increases (relative strain increases).
  • the structure that has been transformed is strained (dislocation) and hardened, and is aged by the retained heat during the forging and has strength without embrittlement. Will improve. It can be read that the retained heat is related to the change in the hardness level with the forging temperature.
  • FIG. 9 is a perspective view for explaining a test piece related to a gear shaft portion to which forging is applied
  • FIG. 10 shows the influence of temperature on the correlation between internal hardness and relative strain by the forging according to FIG. It is a graph.
  • the target part of the intermediate forged product is the gear shaft portion 120 of the crankshaft 100
  • a cut model test piece shown in FIG. 9 was created.
  • the material of the test piece is the same as that of the test piece according to the flange portion 110.
  • FIG. 10 which shows the influence of temperature on the correlation between internal hardness and relative strain by forging
  • an increase in internal hardness is observed as the amount of strain introduced increases.
  • the forging process at 600 ° C. has a difference in internal hardness (average 5 HRC) as compared with the case of FIG. This is because the test piece related to the gear shaft portion is sufficiently cooled as compared with the test piece related to the flange portion, so that there is less untransformed (metastable austenite) after forging, pearlite grain growth and This is because ferrite precipitation does not occur.
  • FIG. 11 is a process diagram for explaining a modification according to the embodiment of the present invention.
  • This modification has the 1st forging process which concerns on hot forging, and the 2nd forging process which concerns on a forging process independently, and cools the temperature of an intermediate forging product to normal temperature after hot forging, Then, the temperature of the part requiring intermediate fatigue strength in the intermediate forged product is raised to a temperature range of 350 to 600 ° C. (heating), and forging with a relative strain of 0.1 mm / mm or more is performed.
  • forging is a partial process for a part (target part) that requires fatigue strength in an intermediate forged product, so the energy required is higher than that of a normal tempering process that requires heating and maintaining isothermal temperature. Can be reduced. Moreover, the strength reduction (annealing effect) of parts other than the target part is suppressed.
  • the forging process is performed at 600 ° C. or lower, even if heat is generated by the forging process, the temperature does not reach the temperature at which austenite precipitates, and the pearlite grains are coarse. Therefore, target strength (yield strength and fatigue strength) can be obtained by forging.
  • target strength yield strength and fatigue strength
  • the forging process is performed at a temperature of 350 ° C. or higher, the temperature is higher than that of the blue heat brittle region, and the heat treatment for embrittlement recovery is not required, thereby reducing the manufacturing cost. That is, it is possible to provide a method for producing a forged product having good strength and low cost.
  • the temperature of the portion requiring fatigue strength is set to a temperature of 350 to 600 ° C. when the temperature of the portion requiring fatigue strength is made to reach the pre-temperature range using the residual heat of hot forging. It is possible to reduce (save) the heat energy for reaching the area.
  • forging is a partial process for a part (target part) that requires fatigue strength in an intermediate forged product, so the energy required is higher than that of a normal tempering process that requires heating and maintaining isothermal temperature. Can be reduced. Moreover, the strength reduction (annealing effect) of parts other than the target part is suppressed.
  • the flange strength is improved. Therefore, it is possible to reduce the weight of the crankshaft by reducing the size of the flange portion. Moreover, it is possible to reduce the weight of the engine by reducing the diameter of the flywheel fastening bolt.
  • the gear shaft strength is improved, so the diameter of the gear shaft portion can be reduced to reduce the weight of the crankshaft. It is.
  • part which requires the fatigue strength in an intermediate forging product is not limited to the flange part and gear shaft part of a crankshaft.
  • the crankshaft pin strength is improved, so that the crankshaft can be reduced in weight by reducing the diameter of the pin. It is possible to reduce the weight of the engine and the sliding friction by reducing the size of the connecting rod to be attached.
  • the journal shaft of the crankshaft improves the strength of the crankshaft. It is possible to reduce friction.
  • the content of each chemical component of the forged steel can be set in various ranges.
  • C 0.20 to 0.60%
  • Si 0.05 to 1.50%
  • Mn 0.30 to 2.0%
  • Cr 1.5% or less
  • Al 0.001 to 0.06% is preferable, and since expensive V or the like is not included, the material cost can be reduced.
  • C is an important component as a strength-enhancing element, and if it is less than 0.20%, the strength may be insufficient. If it exceeds 0.60%, the toughness deteriorates and the tensile strength becomes excessively large. , There is a possibility that the machinability is lowered. Accordingly, the C content is preferably 0.20 to 0.60%.
  • the Si acts as a deacidifying element, and is effective in improving the yield strength and fatigue strength by dissolving in ferrite ground, and if it is less than 0.05%, the effect is not significant, and if it exceeds 1.50%, There is a risk of reduced machinability and increased decarburization after hot forging. Therefore, the Si content is preferably 0.05 to 1.50%.
  • Mn is an element that enhances the strength and toughness after hot forging. If it is less than 0.30%, the effect is not remarkable, and if it exceeds 2.00%, bainite is generated and the machinability may be reduced. . Therefore, the Mn content is preferably 0.30 to 2.0%.
  • the Cr acts as a strength-enhancing element, and also reduces the pearlite lamellar spacing to improve ductility and proof stress, and exerts an effect of increasing fatigue strength. However, when it exceeds 1.5%, bainite is generated and cut. It has a tendency to reduce the nature. Therefore, the Cr content is preferably 1.5% or less.
  • Al acts as a deoxidizing element.
  • AlN when combined with an unavoidable amount of solid solution N, AlN is formed to suppress coarsening of austenite grains during hot working, and contribute to improvement of the yield ratio by promoting refinement of the structure. If it is less than 0.001, the effect is not remarkable, and if it exceeds 0.06%, Al 2 O 3 which is an oxide inclusion increases, leading to a decrease in machinability. Therefore, the Al content is preferably 0.001 to 0.06%.
  • Ni is an element useful as a toughness improving element, and is contained in an amount of 0.02% or more. Preferably it is 0.2% or more. However, if the amount of Ni becomes excessive, the cost increases, so it is 3.5% or less, preferably 3.0% or less.
  • Cu is an element that is inevitably contained as an impurity or may be added as a toughness improving element (in the case where Cu is contained as a toughness improving element, the amount of Cu is 0.05% or more. And more preferably 0.1% or more). However, if the amount of Cu exceeds 1.0%, it may cause a cost increase and hot cracking may occur. Therefore, the Cu content is 1.0% or less, preferably 0.5% or less.
  • the material steel of the forged product is selected from the group consisting of S: 0.10% or less and Bi: 0.30% or less (excluding 0%) as other elements. It is preferable to contain at least one selected from the above, and since it does not contain Pb, it is possible to reduce the environmental load. Examples of inevitable impurities include P in addition to N, and P is preferably 0.03% or less, and more preferably 0.02% or less.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.20 to 0.60%, Si: 0.05 to 1.50%, Mn: 0.30 to 2.0%, P: 0.03% or less (Excluding 0%), S: 0.10% or less (not including 0%), Cu: 1.0% or less (not including 0%), Ni: 3.5% or less (including 0%) No), Cr: 1.5% or less (excluding 0%), the experimental results using the test pieces (AE) of the material and CAE (Computer Aided Engineering) analysis results will be described.
  • FIG. 12 is a graph showing the influence of the chemical component content on the correlation between the forging process strength (internal hardness and tensile strength) according to FIG. 5 and the forging process temperature. The strength is evaluated by hardness (HRC: Rockwell hardness).
  • the target part of the intermediate forged product is the gear shaft portion 120 of the crankshaft 100
  • a cut model test piece shown in FIG. 5 was created.
  • the material of the test piece is S40C, S25C, or S45C in which N is inevitably less than the solid solution amount, and the chemical components are defined as shown in Table 1 below.
  • the forging process is the same as in the above experiments.
  • the P content, the Cu content, the Ni content, the Cr content in the test pieces B and C, and the S content in the test pieces A, C, and D in Table 1 below are scraps, etc. These are derived from the above raw materials, are not intentionally added, and all correspond to inevitable impurities.
  • nitrogen is not added to each of the above test pieces A to E, and the N content is any of the results analyzed by the active gas dissolution-thermal conductivity method (TDC method) in accordance with JIS. It was confirmed that it was less than 0.0030%.
  • test pieces A to E are forged in a temperature range of 350 to 600 ° C., it is possible to obtain target strengths (proof stress and fatigue strength). , B, it can be read that good results were obtained.
  • the present invention is not limited to the above-described embodiment, and various modifications can be made within the scope of the claims.
  • the forged product is not limited to a crankshaft, and can be applied to a connecting rod for an internal combustion engine.
  • carbon steel for machine structures other than S40C can be applied to the forged steel.

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Abstract

　Ｎが不可避的固溶量以下である鋼を熱間鍛造して得られるフェライト・パーライト組織を有する中間鍛造品における少なくとも疲労強度を必要とする部位に、３５０～６００℃の温度域で鍛造加工を施して、前記疲労強度を必要とする部位の強度を向上させる。これにより、良好な強度を有しかつ安価な鍛造品を提供する。

Description

鍛造品の製造方法
　本発明は、鍛造品の製造方法に関する。
　鍛造品の強度（耐力および疲労強度）を向上させるためや熱処理を省略するため、材料に元素Ｖが添加されるが、Ｖの資源枯渇による価格変動や、添加コストに問題を有している。
　そのため、高レベルの強度が要求される部位を、熱間鍛造後の冷却過程でＡｒ1変態点以下～２００℃の温度域で鍛造加工を施すことにより、良好な強度を確保している（例えば、特許文献１参照。）。
　しかし、鍛造加工が青熱脆性域で施される場合、脆化回復のための熱処理が必要となり、製造コストの低減が困難である。一方、６００℃以上の温度域が適用される場合、Ａｒ1変態点に近い加熱となるため、先に得られたフェライト＋パーライト組織が成長を始め、パーライト粒の粗大化が始まり、また、加工後の歪を基点にパーライト粒内にフェライト析出が起こることにより、目標とする強度を得ることが難しい。
日本国の公開特許公報である特開２００３－０５５７１４号公報
　本発明は、上記従来技術に伴う課題を解決するためになされたものであり、良好な強度を有しかつ安価な鍛造品の製造方法を提供することを目的とする。
　上記目的を達成するための本発明は、Ｎが不可避的固溶量以下の鋼を熱間鍛造して得られるフェライト・パーライト組織を有する中間鍛造品の少なくとも疲労強度を必要とする部位に鍛造加工を施すことにより、その強度を向上させる鍛造品の製造方法であり、前記鍛造加工は、３５０～６００℃の温度域で実施される。
　本発明によれば、６００℃以下での鍛造加工であるため、当該鍛造加工によって発熱しても、オーステナイトが析出する温度に到達することはなく、また、パーライト粒の粗大化が抑制されるため、鍛造加工により目標とする強度（耐力および疲労強度）を得ることが可能である。また、３５０℃以上の温度での鍛造加工であるため、青熱脆性域（青熱脆性が発生する温度域：約２００～３５０℃未満）より高温であり、脆化回復のための熱処理を不要とすることで製造コストを低減することができる。さらに、Ｎが不可避的固溶量以下の鋼であるため、鍛造品の水素脆化が抑制され、目標とする強度を得ることが可能となる。つまり、良好な強度を有しかつ安価な鍛造品の製造方法を提供することが可能である。
本発明の実施の形態に係る鍛造品を説明するための斜視図である。 本発明の実施の形態に係る鍛造品の製造方法を説明するための工程図である。 図２に示される鍛造工程を説明するためのタイムチャートである。 図３に示される鍛造加工が適用されるフランジ部の部分加工を説明するための斜視図である。 図３に示される鍛造加工が適用されるギアシャフト部の部分加工を説明するための斜視図である。 図５に係る鍛造加工が適用されるフランジ部に係るテストピースを説明するための平面図である。 図５に係る鍛造加工前および鍛造加工後の内部硬さと相対歪との相関を示しているグラフである。 図５に係る鍛造加工による内部硬さと相対歪との相関における温度の影響を示しているグラフである。 鍛造加工が適用されるギアシャフト部に係るテストピースを説明するための斜視図である。 図９に係る鍛造加工による内部硬さと相対歪との相関における温度の影響を示しているグラフである。 本発明の実施の形態に係る変形例を説明するための工程図である。 図５に係る鍛造加工による強度（内部硬さ及び引張強度）と鍛造加工温度との相関における化学成分含有量の影響を示しているグラフである。
　本発明の実施の形態による鍛造品の製造方法は、鋼を熱間鍛造して得られるフェライト・パーライト組織を有する中間鍛造品における少なくとも疲労強度を必要とする部位に３５０～６００℃の温度域で鍛造加工を施し、かつ、従来の製造方法のように化学成分としてＮが含まれた鋼を用いるのではなく、Ｎが不可避的固溶量以下の鋼を用いるものであり、従来とは全く異なる技術的思想に基づいてなされたものである。
　従来の鍛造品の技術分野では、Ｎが含まれた鋼材が時効硬化し易く、高強度の鍛造品が得られるとみなされていたが、この時効硬化後のＮには水素が吸着して水素脆化を引き起こす虞があった。鍛造品に水素脆化した部位が多くなると、亀裂が発生して破壊され易くなる。
　また、例えば脱酸材としてＡｌを添加する場合には、そのＡｌとＮが結合してＡｌＮが析出されるため、石灰窒素やＮＭｎ等の添加物を用いたり、歩留まり確保のためのＮ還流ガスによるＲＨ脱ガス時間を長く設定することにより、鋼材中のＮの固溶量が不可避的固溶量よりも多くなるようにする手法が採られてきたが、更なる水素脆化を引き起こすだけでなく、製造コストの上昇を招いていた。
　本発明の実施の形態において、Ｎが不可避的固溶量以下の鋼材とは、従来のようにＮの固溶量を意図的に添加して多くした鋼材とは異なるものであり、Ｎが不可避的かつ無添加で固溶し得る程度の鋼材を示す。例えば、ＪＩＳに準拠した活性ガス溶解‐熱伝導度法（ＴＤＣ法）でＮが検出されない鋼材が挙げられる。
　本発明の実施の形態の鍛造品の製造方法は、前記のように中間鍛造品における少なくとも疲労強度を必要とする部位に３５０～６００℃の温度域で鍛造加工を施し、かつ、Ｎが不可避的固溶量以下の鋼を用いるものであれば、鍛造品の分野で知られている製造方法技術を適宜適用できる。
　図１は、本発明の実施の形態に係る鍛造品を説明するための斜視図である。
　本発明の実施の形態に係る鍛造品は、複雑な形状を有する大型部品であるクランクシャフト１００である。クランクシャフト１００は、フランジ部１１０、ギアシャフト部１２０、クランクピン１３０およびジャーナル１４０を有しており、例えば、レシプロエンジン内のピストンの往復運動を回転運動に変換する自動車エンジン等の内燃機関用部品として適用される。
　フランジ部１１０は、クランクシャフト１００の後端であり、例えば、フライホイールやトルクコンバータが取り付けられる。ギアシャフト部１２０は、クランクシャフト１００の前端であり、例えば、クランクギアやクランクプーリが取り付けられる。クランクピン１３０は、円形状の断面を有しており、ジャーナル１４０の軸心と偏心した位置に配置されて、ピストンのコネクティングロッド（コンロッド）と摺動可能に連結される。ジャーナル１４０は、円形状の断面を有しており、エンジンの気筒数に相当する数のクランク部が配置され、回転自在に軸支される。
　図２は、本発明の実施の形態に係る鍛造品の製造方法を説明するための工程図、図３は、図２に示される鍛造工程を説明するためのタイムチャート、図４および図５は、図３に示される鍛造加工が適用されるフランジ部およびギアシャフト部の部分加工を説明するための斜視図である。
　本発明の実施の形態に係る鍛造品の製造方法は、切断工程、鍛造工程および機械加工工程を概して有する。
　切断工程においては、例えば、機械構造用炭素鋼鋼材が切断されてクランクシャフト素材が得られる。
　鍛造工程においては、クランクシャフト素材に対して熱間鍛造および鍛造加工が施されて、疲労強度を必要とする部位（目的部位）の強度（耐力および疲労強度）が向上させられる。目的部位は、例えば、フランジ部１１０（図４参照）やギアシャフト部１２０（図５参照）である。
　機械加工工程においては、鍛造工程を経た常温の中間鍛造品に対して、切削加工および研削加工が施されて、完成品のクランクシャフト１００が得られる。切削加工においては、例えば、張り出しているバリ等が除去される。研削加工においては、例えば、円形状の断面を有するクランクピン１３０およびジャーナル１４０の外周面が処理される。
　次に、図２および図３を参照して鍛造工程を詳述する。
　鍛造工程においては、まず、切断工程から投入されるクランクシャフト素材が加熱され、約１２００℃に昇温したのち、変態点を下回らない、例えば、１分の間で熱間鍛造が施される。その後、所定の冷却速度によって制御冷却されることによりフェライト・パーライト組織を有する中間鍛造品が得られる。
　そして、５～１０分経過して３５０～６００℃の温度域に到達すると、中間鍛造品における目的部位に鍛造加工が施される。鍛造加工は、例えば、１分であり、０．１ｍｍ／ｍｍ以上の相対歪が付与される。
　鍛造加工は６００℃以下で施されるため、鍛造加工によって中間鍛造品の目的部位が発熱しても、Ａｃ1変態点およびＡｒ1変態点に略一致する７２７℃に到達することはない。つまり、中間鍛造品は、オーステナイトが析出する温度に到達することはなく、また、パーライト粒の粗大化は抑制されるため、鍛造加工により目標とする強度（耐力および疲労強度）を得ることが可能である。
　一方、鍛造加工は３５０℃以上の温度で施されるため、青熱脆性域より高温であり、脆化回復の熱処理（例えば、焼戻しやサブゼロ処理）を不要とすることで、製造コストを低減することができる。
　したがって、中間鍛造品の目的部位が、クランクシャフト１００のフランジ部１１０である場合、フランジ強度が向上するため、フランジ部１１０を小型化することによって、クランクシャフト１００を軽量化することが可能である。また、フライホイール締結ボルトを小径化することによって、エンジン質量を軽量化することが可能である。また、中間鍛造品の目的部位が、クランクシャフト１００のギアシャフト部１２０である場合、ギアシャフト強度が向上するため、ギアシャフト部１２０を小径化することによって、クランクシャフトを軽量化することが可能である。
　なお、中間鍛造品の目的部位は、熱間鍛造の余熱を利用して、前記温度域に到達させており、熱エネルギーを削減（節約）することが可能である。
　その後、概鍛造加工を施した中間鍛造品は、常温まで冷却され、機械加工工程に投入される。冷却時間は、例えば、２～３時間である。
　なお、クランクシャフトは複雑な形状を有するため、材料変形能および成形時の変形抵抗を下げる目的で１０００℃～１２５０℃で熱間鍛造し、直後に５℃／秒以下となる冷却速度でフェライトとパーライト混合組織が得られる制御冷却を実施することが好ましい。５℃／秒以上では、ベイナイト組織となり機械加工性を著しく損ねてしまうためである。
　部分的な強度の向上を必要としているため、冷却時に目的部位の冷却速度を上げる必要がある。表面から３ｍｍ未満の範囲では焼入れなどによりマルテンサイト化し強度を向上することが可能であるが、機械加工性を損ない、また、必要部分が表面から３ｍｍ以上内部に及ぶ場合、内部まで表面と均一な冷却速度を与えることは困難である。
　中間鍛造品に施す鍛造加工の温度は、相対的に低く、材料熱膨張率が小さいため、寸法精度を向上させることが可能である。また、鍛造加工における材料変形抵抗は、冷間に比べて小さくなるため、設備規模を縮小したり、変形量を上げること（例えば、芯部まで歪付与できる強加工）が可能となる。
　次に、フランジ部に係るテストピースによる実験結果およびＣＡＥ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ　Ａｉｄｅｄ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ）解析結果を説明する。
　図６は、鍛造加工が適用されるフランジ部に係るテストピースを説明するための平面図、図７は、図５に係る鍛造加工前および鍛造加工後の内部硬さと相対歪との相関を示しているグラフ、図８は、図５に係る鍛造加工による内部硬さと相対歪との相関における温度の影響を示しているグラフである。なお、強度は、硬さ（ＨＲＣ：ロックウェル硬さ）によって評価している。
　中間鍛造品の目的部位が、クランクシャフト１００のフランジ部１１０であることを想定し、図６に示されるカットモデルのテストピースを作成した。テストピースの材質は、Ｎが不可避的固溶量以下のＳ４０Ｃである。なお、Ｃ量は、クランクシャフト強度を満足する下限値であり、かつ、材料強度向上のために用いられる合金成分が除かれている。鍛造加工は、３００～６００℃の温度域で施され、楕円形状から円形状へ成形されている。
　後工程である機械加工工程において切削加工および研削加工によって除去される部位より内部および芯部まで、鍛造加工の効果を残すため、一定以上の相対歪（例えば、０．０５ｍｍ／ｍｍ以上、好ましくは０．１ｍｍ／ｍｍ以上）を導入することが必要であった。したがって、前記相対歪を導入できる形状を設計することが必須である。
　また、各温度条件における鍛造加工前と鍛造加工後の内部硬さを、相対歪で相関を取った結果を示している図７から理解されるように、歪が導入された部位は、内部硬さが向上し、かつ、導入された歪が大きくなるほど（相対歪が大きくなるほど）内部硬さも上昇する傾向を示している。
　鍛造加工による内部硬さと相対歪との相関における温度の影響を示している図８から理解されるように、Ａｃ1温度以下（６００℃以下）かつ青熱脆性域（約２００～３５０℃未満）を超える温度域においては、歪が導入された部位の内部硬さが向上し、かつ、導入された歪が大きくなるほど（相対歪が大きくなるほど）内部硬さも上昇する傾向を示している。つまり、３５０～６００℃の温度域で鍛造加工を施すことより、変態完了した組織に歪（転位）を与えて硬化するとともに、鍛造加工時の保有熱により時効され、脆化することなく強度が向上することになる。このことは鍛造加工温度に伴う硬さ水準の変化から保有熱が関係していることが読み取ることができる。
　なお、熱間鍛造後に鍛造加工なしで常温まで冷却された中間鍛造品を、その後、３５０～６００℃の温度域まで加熱し、鍛造加工を施したところ、同様の効果（現象）が得られた。しかし、６００℃以上での鍛造加工においては、パーライト粒成長とパーライト粒内にフェライトが析出することにより、加工前の値との差異が生じなかった。
　次に、テストピースによる実験結果およびＣＡＥ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ　Ａｉｄｅｄ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ）解析結果を説明する。
　図９は、鍛造加工が適用されるギアシャフト部に係るテストピースを説明するための斜視図、図１０は、図９に係る鍛造加工による内部硬さと相対歪との相関における温度の影響を示しているグラフである。
　中間鍛造品の目的部位が、クランクシャフト１００のギアシャフト部１２０であることを想定し、図９に示されるカットモデルのテストピースを作成した。テストピースの材質は、フランジ部１１０に係るテストピースと同様である。
　鍛造加工による内部硬さと相対歪との相関における温度の影響を示している図１０から理解されるように、歪の導入量が大きくなるに従い、内部硬さの上昇が認められる。また、６００℃での鍛造加工は、図８の場合に比べて、内部硬さに差（平均５ＨＲＣ）が生じている。これは、ギアシャフト部に係るテストピースは、フランジ部に係るテストピースの場合に比べて、十分な冷却が行われるため、鍛造後の未変態（準安定オーステナイト）が少なくなり、パーライト粒成長やフェライト析出が発生しないためである。
　図１１は、本発明の実施の形態に係る変形例を説明するための工程図である。
　本変形例は、熱間鍛造に係る第１鍛造工程と鍛造加工に係る第２鍛造工程とを独立して有しており、熱間鍛造後、中間鍛造品の温度を常温まで冷却し、その後、中間鍛造品における疲労強度を必要とする部位の温度を、３５０～６００℃の温度域まで昇温し（加熱）、相対歪０．１ｍｍ／ｍｍ以上の鍛造加工が施される。
　この場合、鍛造加工を熱間鍛造後において連続的に実施する必要がないため、工程上の自由度が向上する。また、鍛造加工は、中間鍛造品における疲労強度を必要とする部位（目的部位）に対する部分的な処理であるため、全体を加熱して等温保持が必要となる通常の焼戻し処理に比べ、所要エネルギーを削減することが可能である。また、目的部位以外の部位の強度低下（焼きなまし効果）が抑制される。
　以上のように、本実施の形態においては、６００℃以下での鍛造加工であるため、当該鍛造加工によって発熱しても、オーステナイトが析出する温度に到達することはなく、また、パーライト粒の粗大化は抑制されるため、鍛造加工により目標とする強度（耐力および疲労強度）を得ることが可能である。また、３５０℃以上の温度での鍛造加工であるため、青熱脆性域より高温であり、脆化回復の熱処理を不要とすることで、製造コストを低減することができる。つまり、良好な強度を有しかつ安価な鍛造品の製造方法を提供することが可能である。
　鍛造加工を施す際、熱間鍛造の余熱を利用して、疲労強度を必要とする部位の温度を前温度域に到達させる場合、疲労強度を必要とする部位の温度を３５０～６００℃の温度域に到達させるための熱エネルギーを削減（節約）することが可能である。
　熱間鍛造後、中間鍛造品の温度を常温まで低下させ、その後、中間鍛造品における疲労強度を必要とする部位の温度を、３５０～６００℃の温度域に上昇させて、鍛造加工を施す場合、鍛造加工を熱間鍛造後において連続的に実施する必要がないため、工程上の自由度が向上する。また、鍛造加工は、中間鍛造品における疲労強度を必要とする部位（目的部位）に対する部分的な処理であるため、全体を加熱して等温保持が必要となる通常の焼戻し処理に比べ、所要エネルギーを削減することが可能である。また、目的部位以外の部位の強度低下（焼きなまし効果）が抑制される。
　中間鍛造品における疲労強度を必要とする部位が、クランクシャフトのフランジ部である場合、フランジ強度が向上するため、フランジ部を小型化することによって、クランクシャフトを軽量化することが可能である。また、フライホイール締結ボルトを小径化することによって、エンジン質量を軽量化することが可能である。
　中間鍛造品における疲労強度を必要とする部位が、クランクシャフトのギアシャフト部である場合、ギアシャフト強度が向上するため、ギアシャフト部を小径化することによって、クランクシャフトを軽量化することが可能である。
　なお、中間鍛造品における疲労強度を必要とする部位は、クランクシャフトのフランジ部およびギアシャフト部に限定されない。例えば、中間鍛造品における疲労強度を必要とする部位としてクランクシャフトのピン部を適用する場合、クランクシャフトのピン強度が向上するため、ピンを小径化することによって、クランクシャフトを軽量化することが可能であり、また、取り付けられるコンロッドを小型化することによって、エンジン質量の軽量化および摺動フリクションを低減することが可能である。例えば、中間鍛造品における疲労強度を必要とする部位としてクランクシャフトのジャーナル部を適用する場合、クランクシャフトのジャーナル強度が向上するため、ジャーナルを小径化することによって、クランクシャフトの軽量化および摺動フリクションを低減することが可能である。
　また、強度の向上等の良好な物性を広い温度範囲で発揮させるために、鍛造品の素材鋼の各化学成分の含有量を種々の範囲に設定することができる。その一例としては、質量％で、Ｃ：０．２０～０．６０％、Ｓｉ：０．０５～１．５０％、Ｍｎ：０．３０～２．０％、Ｃｒ：１．５％以下（０％は含まない）、Ａｌ：０．００１～０．０６％を含むものであることが好ましく、また、高価なＶなどを含まないため、材料コストを低減することが可能である。
　つまり、Ｃは、強度向上元素として重要な成分であり、０．２０％未満では強度不足となる虞があり、０．６０％を超えると、靱延性が低下すると共に引張強度が過度に大きくなり、切削性の低下を招く虞がある。したがって、Ｃの含有量は、０．２０～０．６０％が好ましい。
　Ｓｉは、脱酸性元素として作用し、また、フェライト地に固溶して耐力や疲労強度の向上に有効であり、０．０５％未満では効果が顕著でなく、１．５０％を超えると、切削性の低下や熱間鍛造後の脱炭を増加させる虞がある。したがって、Ｓｉの含有量は、０．０５～１．５０％が好ましい。
　Ｍｎは、熱間鍛造後の強度や靱性を高める元素であり、０．３０％未満では効果が顕著でなく、２．００％を超えると、ベイナイトが生成して切削性が低下する虞がある。したがって、Ｍｎの含有量は、０．３０～２．０％が好ましい。
　Ｃｒは、強度向上元素として作用し、また、パーライトラメラー間隔を小さくして延性や耐力を向上させ、疲労強度を高める作用を発揮するが、１．５％を超えると、ベイナイトが生成し、切削性を低下させる傾向を有する。したがって、Ｃｒの含有量は、１．５％以下が好ましい。
　Ａｌは、脱酸性元素として作用するものである。また、不可避的固溶量のＮと結合した場合には、ＡｌＮを形成して熱間加工時におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、組織微細化を促して耐力比の向上にも寄与するが、０．００１未満では効果が顕著でなく、０．０６％を超えると、酸化物系介在物であるＡｌ2Ｏ3が増加して切削性低下を招く。したがって、Ａｌの含有量は、０．００１～０．０６％が好ましい。
　その他の元素として、Ｎｉは、靭性向上元素として有用な元素であり、０．０２％以上含有させる。好ましくは０．２％以上である。しかし、Ｎｉ量が過剰になるとコストアップとなるので、３．５％以下、好ましくは３．０％以下とする。
　Ｃｕは、不可避的に不純物として含まれるか、または、靭性向上元素として添加することのある元素である（尚、靭性向上元素としてＣｕを含有させる場合には、Ｃｕ量を０．０５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１％以上である）。しかし、Ｃｕ量が１．０％を超えると、コストアップの原因になると共に熱間割れが生じるおそれがある。よってＣｕ量は、１．０％以下、好ましくは０．５％以下とする。
　さらに、切削性を向上させるためには、鍛造品の素材鋼は、他の元素として、Ｓ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．３０％以下（０％は含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種以上を含有することが好ましく、また、Ｐｂを含まないため、環境負荷を低減することが可能である。不可避的不純物の一例としては、Ｎの他にＰなどが挙げられ、Ｐは、０．０３％以下であることが好ましく、０．０２％以下であることがより好ましい。
　次に、化学成分が質量％で、Ｃ：０．２０～０．６０％、Ｓｉ：０．０５～１．５０％、Ｍｎ：０．３０～２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％は含まない）、Ｓ：０．１０％以下（０％は含まない）、Ｃｕ：１．０％以下（０％は含まない）、Ｎｉ：３．５％以下（０％は含まない）、Ｃｒ：１．５％以下（０％は含まない）に規定された材質のテストピース（Ａ～Ｅ）による実験結果およびＣＡＥ（Ｃｏｍｐｕｔｅｒ　Ａｉｄｅｄ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ）解析結果を説明する。
　図１２は、図５に係る鍛造加工による強度（内部硬さ及び引張強度）と鍛造加工温度との相関における化学成分含有量の影響を示しているグラフである。なお、強度は、硬さ（ＨＲＣ：ロックウェル硬さ）によって評価している。
　中間鍛造品の目的部位が、クランクシャフト１００のギアシャフト部１２０であることを想定し、図５に示されるカットモデルのテストピースを作成した。テストピースの材質は、Ｎが不可避的固溶量以下のＳ４０Ｃ、Ｓ２５Ｃ、Ｓ４５Ｃであって化学成分が下記表１で示されるように規定されたものである。鍛造加工は、前記の各実験と同様である。
　なお、下記表１のテストピースＡ～ＥにおけるＰ含有量，Ｃｕ含有量，Ｎｉ含有量、テストピースＢ，ＣにおけるＣｒ含有量、テストピースＡ，Ｃ，ＤにおけるＳ含有量については、スクラップ等の原料に由来するものであって、意図的に添加したものではなく、何れも不可避的不純物に該当するものである。また、上記の各テストピースＡ～Ｅには、窒素を添加しておらず、Ｎ含有量については、ＪＩＳに準拠した活性ガス溶解‐熱伝導度法（ＴＤＣ法）により分析した結果が何れも０．００３０％未満であることを確認した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　図１２から理解されるように、テストピースＡ～Ｅにおいて３５０～６００℃の温度域で鍛造加工した場合、目標とする強度（耐力および疲労強度）を得ることが可能であり、特にテストピースＡ、Ｂを用いた場合は良好な結果が得られたことを読み取れる。
　本発明は、上述した実施の形態に限定されるものではなく、特許請求の範囲で種々改変することができる。例えば、鍛造品は、クランクシャフトに限定されず、内燃機関用コンロッドに適用することも可能である。また、鍛造品の素材鋼は、Ｓ４０Ｃ以外の機械構造用炭素鋼を適用することも可能である。

Claims (10)

  1. 　Ｎが不可避的固溶量以下である鋼を熱間鍛造して得られるフェライト・パーライト組織を有する中間鍛造品の少なくとも疲労強度を必要とする部位に、３５０～６００℃の温度域で鍛造加工を施すことにより、前記疲労強度を必要とする部位の強度を向上させる鍛造品の製造方法。
  2. 　前記鋼は、化学成分が質量％で、Ｃ：０．２０～０．６０％、Ｓｉ：０．０５～１．５０％、Ｍｎ：０．３０～２．０％、Ｃｒ：１．５％以下（０％は含まない）およびＡｌ：０．００１～０．０６％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる請求項１記載の鍛造品の製造方法。
  3. 　前記鋼は、化学成分が質量％で、Ｃ：０．２０～０．６０％、Ｓｉ：０．０５～１．５０％、Ｍｎ：０．３０～２．０％、Ｐ：０．０３％以下（０％は含まない）、Ｓ：０．１０％以下（０％は含まない）、Ｃｕ：１．０％以下（０％は含まない）、Ｎｉ：３．５％以下（０％は含まない）、Ｃｒ：１．５％以下（０％は含まない）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる請求項１記載の鍛造品の製造方法。
  4. 　前記鋼は、他の元素として、Ｓ：０．１０％以下（０％は含まない）およびＢｉ：０．３０％以下（０％は含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種以上を含有する請求項２に記載の鍛造品の製造方法。
  5. 　前記鍛造加工を施す際、前記熱間鍛造の余熱を利用して、前記疲労強度を必要とする部位の温度を前記温度域に到達させる請求項１～４のいずれか１項に記載の鍛造品の製造方法。
  6. 　前記熱間鍛造後、前記中間鍛造品の温度を常温まで低下させ、その後、前記中間鍛造品における疲労強度を必要とする部位の温度を、前記温度域に上昇させて、前記鍛造加工を施す請求項１～４のいずれか１項に記載の鍛造品の製造方法。
  7. 　前記中間鍛造品における疲労強度を必要とする部位は、クランクシャフトのフランジ部である請求項１～６のいずれか１項に記載の鍛造品の製造方法。
  8. 　前記中間鍛造品における疲労強度を必要とする部位は、クランクシャフトのギアシャフト部である請求項１～６のいずれか１項に記載の鍛造品の製造方法。
  9. 　前記中間鍛造品における疲労強度を必要とする部位は、クランクシャフトのピン部である請求項１～６のいずれか１項に記載の鍛造品の製造方法。
  10. 　前記中間鍛造品における疲労強度を必要とする部位は、クランクシャフトのジャーナル部である請求項１～６のいずれか１項に記載の鍛造品の製造方法。
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