WO2020004060A1 - 高周波焼入れクランクシャフト及び高周波焼入れクランクシャフト用素形材の製造方法 - Google Patents

高周波焼入れクランクシャフト及び高周波焼入れクランクシャフト用素形材の製造方法 Download PDF

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久保田　学
健人 前島
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日本製鉄株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method of manufacturing an induction hardened crankshaft and a shaped material for the induction hardened crankshaft.
  • the crankshaft is manufactured by forming a steel material into a shaped material by hot forging, then performing machining such as cutting, grinding and drilling, and performing a surface hardening treatment such as induction hardening as necessary.
  • crankshaft that has been subjected to the surface hardening treatment by induction hardening is referred to as “induction hardened crankshaft”, and the crankshaft used for the induction hardened crankshaft is referred to as “stock for induction hardened crankshaft”.
  • induction hardened part In order to improve the fatigue strength of the induction hardened crankshaft, not only the part subjected to induction hardening (hereinafter referred to as “induction hardened part”) but also the part not subjected to induction hardening (hereinafter referred to as “non-induction hardened part”). ) Also needs to be improved. In order to improve the hardness of both the induction hardened part and the non-induction hardened part, it is effective to increase the C content of the steel material. However, when the C content is increased, there are problems that the machinability is reduced and that quenching cracks are easily generated.
  • V is a relatively expensive element and has a high risk of price fluctuation, it is preferable not to use V from a commercial viewpoint.
  • Japanese Patent No. 4699341 and Japanese Patent No. 4699342 disclose that it is possible to improve the tensile strength and the fatigue limit ratio of a steel part by precipitating ultra-fine precipitates (particle size of 15 nm or less) of Nb, Ti, and V. Has been described.
  • Japanese Patent No. 4699341 discloses that after hot forging, the range up to 650 ° C. is cooled at an average cooling rate of 60 ° C./min or more, and from 650 ° C. to 500 ° C. Is cooled at an average cooling rate of 10 ° C./min or less.
  • the range up to 650 ° C. is cooled at an average cooling rate of 120 ° C./min or more, and the range from 650 ° C. to 500 ° C. is 60 ° C./min or less. Cooling at an average cooling rate is described.
  • Japanese Patent No. 4699341 and Japanese Patent No. 4699342 relate to a non-heat-treated steel part and do not take into account the fire cracking resistance.
  • the induction hardened crankshaft according to one embodiment of the present invention is an induction hardened crankshaft having a non-induction hardened part and an induction hardened part, and has a chemical composition of 0.30 to 0.60% by mass%. , Si: 0.01 to 1.50%, Mn: 0.4 to 2.0%, Cr: 0.01 to 0.50%, Al: 0.001 to 0.06%, N: 0.001 To 0.02%, P: 0.03% or less, S: 0.005 to 0.20%, Nb: 0.005 to 0.060%, balance: Fe and impurities.
  • the structure is composed mainly of ferrite / pearlite, and the ferrite fraction F ⁇ satisfies the following formula (1), and the structure of the induction hardened portion is composed mainly of martensite or tempered martensite. , And the old Austenai The particle size is 30 ⁇ m or less. F ⁇ ⁇ ⁇ 150 ⁇ [C%] + 84 (1) In [C%], the C content of the induction hardened crankshaft is substituted by mass%.
  • the chemical composition is represented by mass%, C: 0.30 to 0.60%, Si: 0.01 to 1.50%, Mn: 0.4 to 2.0%, Cr: 0.01 to 0.50%, Al: 0.001 to 0.06%, N: 0.001 to 0.02%, P: 0.03%
  • Hot forging the steel material so that the average cooling rate in a temperature range of 800 to 650 ° C. after the hot forging is 0.07 ° C./sec or less; Is provided.
  • an induction hardened crankshaft excellent in fatigue strength, machinability, and resistance to squeeze cracking can be obtained.
  • FIG. 1 is a flowchart of a method for manufacturing a cast material for an induction hardened crankshaft according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a heat pattern of a hot forging simulation experiment using a processing for master.
  • FIG. 3 is another heat pattern of the hot forging simulation experiment by the working for master.
  • FIG. 4A is a microstructure of a test piece in a structure observation test.
  • FIG. 4B is a microstructure of a test piece in a structure observation test.
  • FIG. 4C is a microstructure of a test piece in a structure observation test.
  • FIG. 5A is a microstructure of a test piece in a structure observation test.
  • FIG. 5B is a microstructure of a test piece for a structure observation test.
  • FIG. 5C is a microstructure of a test piece for a structure observation test.
  • FIG. 6A is a graph showing the relationship between the finish forging temperature and the ferrite fraction in steel type C.
  • FIG. 6B is a graph showing the relationship between the finish forging temperature and the ferrite fraction in steel type D.
  • FIG. 6C is a graph showing the relationship between the finish forging temperature and the ferrite fraction in steel type E.
  • FIG. 7A is a graph showing the relationship between the finish forging temperature and Vickers hardness in steel type C.
  • FIG. 7B is a graph showing the relationship between the finish forging temperature and Vickers hardness in steel type D.
  • FIG. 7C is a graph showing the relationship between the finish forging temperature and Vickers hardness in steel type E.
  • FIG. 9A is a microstructure of a test piece obtained by hot forging a steel type C at 1100 ° C. after an induction hardening simulated heat treatment.
  • FIG. 9B is a microstructure of a test piece obtained by hot forging a steel type C at 1000 ° C. after an induction hardening simulated heat treatment.
  • FIG. 9C is a microstructure of a test piece obtained by hot forging a steel type C at 900 ° C. after an induction hardening simulated heat treatment.
  • FIG. 9D is a microstructure of a test piece obtained by hot forging a steel type C at 800 ° C. after an induction hardening simulated heat treatment.
  • FIG. 9A is a microstructure of a test piece obtained by hot forging a steel type C at 1100 ° C. after an induction hardening simulated heat treatment.
  • FIG. 9B is a microstructure of a test piece obtained by hot forging a steel type C at 1000 ° C. after
  • FIG. 10A is a microstructure of a test piece obtained by hot forging a steel type D at 1100 ° C. after an induction hardening simulated heat treatment.
  • FIG. 10B is a microstructure of a test piece obtained by hot forging steel type D at 1000 ° C. after the induction heat treatment simulated heat treatment.
  • FIG. 10C is a microstructure of a test piece obtained by hot forging a steel type D at 900 ° C. after an induction hardening simulated heat treatment.
  • FIG. 10D is a microstructure of a test piece obtained by hot forging a steel type D at 800 ° C. after an induction hardening simulated heat treatment.
  • FIG. 10A is a microstructure of a test piece obtained by hot forging a steel type D at 1100 ° C. after an induction hardening simulated heat treatment.
  • FIG. 10B is a microstructure of a test piece obtained by hot forging steel type D at 1000 ° C. after the induction heat treatment
  • FIG. 11A is a microstructure of a test piece obtained by hot forging a steel type E at 1100 ° C. after an induction hardening simulated heat treatment.
  • FIG. 11B is a microstructure of a test piece obtained by hot forging steel type E at 1000 ° C. after an induction hardening simulated heat treatment.
  • FIG. 11C is a microstructure of a test piece obtained by hot forging a steel type E at 900 ° C. after an induction hardening simulated heat treatment.
  • FIG. 11D is a microstructure of a test piece obtained by hot forging a steel type E at 800 ° C. after an induction hardening simulated heat treatment.
  • the present inventors studied means for improving the fatigue strength, machinability, and quenching crack resistance of an induction hardened crankshaft, and obtained the following knowledge.
  • the induction hardened crankshaft has an induction hardened part and a non-induction hardened part (base material).
  • the induction hardened portion has a structure mainly composed of martensite or tempered martensite, and the non-induction hardened portion has a structure mainly composed of ferrite / pearlite.
  • the ferrite fraction can be increased by lowering the finish forging temperature in the hot forging process (Masataka Fujiwara et al., "Material Control Forging Technology Using Thermomechanical Treatment", Daido Special Steel Technical Report, No. 82, No. 2 (2011), pp. 157-163).
  • the finish forging temperature in the hot forging process
  • the life of the mold is significantly reduced. From the viewpoint of productivity, it is preferable that the ferrite fraction can be increased without excessively lowering the forging temperature.
  • the present inventors have found that by adding an appropriate amount of Nb to a steel material, the ferrite fraction can be increased without excessively lowering the forging temperature. This is considered to be due to the following mechanism.
  • ⁇ grains ⁇ ⁇ Austenite grains (hereinafter referred to as “ ⁇ grains”) processed by hot forging undergo recrystallization in order to release the strain introduced by the processing.
  • Nb (C, N) precipitated in the ⁇ grains suppresses the grain growth of the ⁇ grains after recrystallization.
  • the ⁇ grains can be refined. As the ⁇ grains are refined, the number of crystal grain boundaries per unit area serving as ferrite nucleation sites increases, and the ferrite fraction increases.
  • Nb also contributes to the refinement of the structure after induction hardening. That is, by containing an appropriate amount of Nb, the structure of the induction hardened portion can be fined. Thereby, the fatigue strength and the resistance to quenching cracking of the induction hardened portion can also be improved.
  • the present inventors have further found that the ferrite fraction can be further increased by setting the average cooling rate in the temperature range of 800 to 650 ° C. to 0.07 ° C./sec or less after hot forging.
  • the present invention has been completed based on the above findings.
  • a method of manufacturing the induction hardened crankshaft and the cast material for the induction hardened crankshaft according to one embodiment of the present invention will be described in detail.
  • the induction hardened crankshaft according to the present embodiment has a chemical composition described below.
  • “%” of the content of an element means mass%.
  • C 0.30 to 0.60% Carbon (C) improves the hardness of the induction hardened part and the non-induction hardened part and contributes to the improvement of the fatigue strength. On the other hand, if the C content is too high, the resistance to burn cracking and machinability will be reduced. Therefore, the C content is 0.30 to 0.60%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.35%, and more preferably 0.37%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.55%, more preferably 0.51%.
  • Si 0.01-1.50% Silicon (Si) has a deoxidizing action and an action of strengthening ferrite. On the other hand, if the Si content is too high, the machinability decreases. Therefore, the Si content is 0.01 to 1.50%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.05%, and more preferably 0.40%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 1.00%, and more preferably 0.60%.
  • Mn 0.4-2.0%
  • Manganese (Mn) enhances the hardenability of steel and contributes to the improvement of the hardness of the induction hardened part.
  • Mn content is 0.4 to 2.0%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 1.0%, and more preferably 1.2%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 1.8%, more preferably 1.6%.
  • Chromium (Cr) enhances the hardenability of steel and contributes to the improvement of the hardness of the induction hardened portion.
  • Cr Chromium
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.05%, and more preferably 0.10%.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 0.30%, and more preferably 0.20%.
  • Al 0.001 to 0.06%
  • Aluminum (Al) has a deoxidizing effect. On the other hand, if the Al content is too high, the amount of alumina-based inclusions will be excessive, and the machinability will decrease. Therefore, the Al content is 0.001 to 0.06%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.002%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.05%, and more preferably 0.04%.
  • N 0.001 to 0.02% Nitrogen (N) forms nitrides and carbonitrides and contributes to refinement of crystal grains. On the other hand, if the N content is too high, the hot ductility of the steel decreases. Therefore, the N content is 0.001 to 0.02%.
  • the lower limit of the N content is preferably 0.002%.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.015%, and more preferably 0.01%.
  • P 0.03% or less Phosphorus (P) is an impurity. P lowers the steel's resistance to fire cracking. Therefore, the P content is 0.03% or less.
  • the P content is preferably 0.025% or less, more preferably 0.02% or less.
  • S 0.005 to 0.20% Sulfur (S) forms MnS and enhances machinability of steel.
  • S sulfur
  • the lower limit of the S content is preferably 0.010%, and more preferably 0.030%.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.15%, and more preferably 0.10%.
  • Niobium (Nb) forms Nb (C, N) to refine ⁇ grains.
  • Nb also contributes to the refinement of the structure after induction hardening, that is, the structure of the induction hardened portion. Thereby, the fatigue strength and quenching crack resistance of the induction hardened portion are improved.
  • the Nb content is 0.005 to 0.060%.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.008%, and more preferably 0.010%.
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.050%, and more preferably 0.030%.
  • the balance of the chemical composition of the induction hardened crankshaft according to the present embodiment is Fe and impurities.
  • the impurities referred to here are elements mixed from ore and scrap used as a raw material of steel, or elements mixed from the environment in the manufacturing process.
  • the induction hardened crankshaft according to the present embodiment has an induction hardened part and a non-induction hardened part.
  • ⁇ Induction hardening of the crankshaft is generally applied only to the surface layer of the crankshaft. That is, the core of the crankshaft typically remains unhardened.
  • heat treatment for high-period quenching may be performed only in places where fatigue strength and wear resistance are particularly required (such as a journal portion), and in places where heat treatment is not performed, the surface layer portion is also non-treated. It remains a quenched structure.
  • the “non-induction hardened portion” in the present embodiment means both of these.
  • the non-induction hardened part has a structure mainly composed of ferrite and pearlite.
  • the area ratio of ferrite / pearlite in the non-induction hardened portion is preferably 90% or more, and more preferably 95% or more.
  • the ferrite fraction F ⁇ in ferrite / pearlite satisfies the following expression (1).
  • [C%] the C content of the induction hardened crankshaft is substituted by mass%.
  • Ferrite fraction is measured as follows. A sample is collected from the non-induction hardened part such that a cross section including a direction perpendicular to the surface of the crankshaft is an observation surface. The observation surface is polished and etched using a mixed solution of ethanol and nitric acid (Nital). Using an optical microscope (observation magnification: 100 to 200 times), the area ratio of ferrite on the etched surface is measured using image analysis. The measured ferrite area ratio (%) is defined as a ferrite fraction.
  • the induction hardened part is composed of a structure mainly composed of martensite or tempered martensite.
  • the area ratio of martensite or tempered martensite in the induction hardened portion is preferably 90% or more, and more preferably 95% or more.
  • the martensite or tempered martensite has a prior austenite grain size (hereinafter referred to as “old ⁇ grain size”) of 30 ⁇ m or less. If the prior ⁇ particle size is 30 ⁇ m or less, excellent fatigue strength and fire cracking resistance can be obtained.
  • the prior ⁇ particle size is preferably 25 ⁇ m or less, more preferably 20 ⁇ m or less.
  • the old ⁇ particle size is measured as follows. A sample is collected from the induction hardened part such that a cross section including a direction perpendicular to the surface of the crankshaft is an observation surface. The observation surface is polished and etched with a saturated aqueous solution of picric acid to reveal old austenite grain boundaries. The average particle size is calculated by the intercept method. Specifically, a straight line is drawn in the entire length L, determine the number n L of the crystal grains across this line determines the intercept length (L / n L). The intercept length (L / n L ) is determined for five or more straight lines, and the arithmetic average thereof is defined as the average particle size.
  • the induction hardened crankshaft according to the present embodiment is not limited to this, but may be manufactured by performing mechanical processing such as cutting, grinding, drilling, or the like on a cast material of a crankshaft described later, and then performing induction hardening. it can. After induction hardening, tempering may be performed if necessary.
  • FIG. 1 is a flowchart of a method for manufacturing a cast material for an induction hardened crankshaft according to the present embodiment.
  • This manufacturing method includes a step of preparing a steel material (Step S1), a step of hot forging the steel material (Step S2), and a step of cooling the hot forged steel material (Step S3).
  • a steel material having the above-described chemical composition is prepared (Step S1).
  • steel having the above-described chemical composition is melted, and continuously cast or slab-rolled to form a billet.
  • the steel slab may be subjected to hot working, cold working, heat treatment, or the like in addition to continuous casting or slab rolling.
  • step S2 the steel material is hot forged and processed into a rough shape of the crankshaft.
  • the heating conditions for hot forging are not limited to these, but the heating temperature is, for example, 1000 to 1300 ° C., and the holding time is, for example, 1 second to 20 minutes.
  • the heating temperature is preferably from 1220 to 1280 ° C, more preferably from 1240 to 1260 ° C.
  • the temperature immediately before the finish forging (more specifically, the surface temperature of the steel material immediately before the finish forging) is set to be more than 800 ° C. and less than 1100 ° C.
  • the hot forging may be performed in a plurality of times. In this case, the temperature just before the final finishing hot forging may be higher than 800 ° C. and lower than 1100 ° C.
  • the finish forging temperature When the temperature immediately before the finish forging (hereinafter, simply referred to as “the finish forging temperature”) is 1100 ° C. or higher, the ⁇ grains are coarsened and a structure having a high ferrite fraction cannot be obtained after cooling. On the other hand, when the finish forging temperature is 800 ° C. or lower, the deformation resistance is remarkably increased, so that the life of the mold is significantly reduced, and industrial production is not impossible but difficult.
  • the lower limit of the finish forging temperature is preferably 850 ° C, more preferably 900 ° C.
  • the upper limit of the finish forging temperature is preferably 1075 ° C, more preferably 1025 ° C.
  • step S3 Cool the steel material after hot forging (step S3).
  • the average cooling rate in the temperature range of 800 to 650 ° C. is set to 0.07 ° C./sec or less.
  • ferrite precipitates at austenite grain boundaries, and the ferrite fraction after cooling can be increased.
  • the average cooling rate in the temperature range of 800 to 650 ° C. may be 0.07 ° C./sec or less, the temperature range of 800 to 650 ° C. may be gradually cooled, or the temperature in the range of 800 to 650 ° C.
  • a holding process for holding the steel material at the above temperature for a predetermined time may be performed.
  • the cooling rate in a temperature range lower than 650 ° C. is arbitrary.
  • the material for induction hardening crankshaft manufactured according to the present embodiment has a structure mainly composed of ferrite / pearlite and has a high ferrite fraction.
  • FIG. 2 and FIG. 3 show heat patterns of a simulation test of hot forging using a working for master.
  • the heat pattern in FIG. 2 simulates general forging conditions.
  • the test piece was held at 1250 ° C. for 10 seconds, then hot-pressed at 1100 ° C. to simulate forging, processed to a height of 6 mm, and air-cooled to room temperature.
  • the heat pattern in FIG. 3 is obtained by lowering the finish forging temperature and adding a holding treatment at 700 ° C. or 650 ° C.
  • the test piece was held at 1250 ° C. for 10 seconds, then hot-pressed at 1100 ° C. to simulate rough forging, processed to a height of 9 mm, and further processed at 1000 ° C., 900 ° C. or 800 ° C.
  • a second stage of hot compression processing simulating finish forging at °C was performed to a height of 6 mm. Thereafter, the temperature was maintained at 700 ° C. or 650 ° C. for 30 minutes, and then air-cooled to room temperature.
  • All the test pieces after cooling had a structure mainly composed of ferrite and pearlite. Specifically, the area ratio of ferrite / pearlite was 95% or more.
  • test pieces were collected from the cooled test pieces, and the ferrite fraction and Vickers hardness near the center of the test piece were measured.
  • the test results are shown in Tables 2 and 3.
  • the numerical values in the column of “old ⁇ particle size after induction hardening” in Tables 2 and 3 are estimated values from test results (described later) of the same type of steel material.
  • No. 13, 23, 29, 30, and 35 are test pieces to which the heat pattern of FIG. 2 is applied. Each of these test pieces had a low ferrite fraction and did not satisfy Formula (1).
  • test pieces 20, 21, 22, 32, 34, 36, 38, and 39 all had a ferrite fraction satisfying the expression (1).
  • the finish forging temperature is low, application to actual production is considered to be difficult if not impossible.
  • test pieces 13 to 18 and 23 to 28 are expected to have an old ⁇ particle size after induction hardening larger than 30 ⁇ m because the Nb content is too low.
  • FIG. 23 is the microstructure of 23 test pieces.
  • FIG. 4B is a microstructure of a test piece which was kept at 700 ° C. for 30 minutes at a finish forging temperature of 800 ° C. using the same steel material as in FIG. 4A.
  • FIG. 9 is the microstructure of the test piece No. 9. In the figure, the part that looks white is ferrite.
  • the ferrite fraction can be increased by lowering the finish forging temperature. Also, as shown in FIG. 4C, by including Nb in the steel material, even when the finish forging temperature is increased to 1000 ° C., a ferrite fraction equivalent to that of the test piece in FIG. 4B in which the finish forging temperature is 800 ° C. is obtained. It is understood that it can be done.
  • FIG. 13 is a microstructure of 13 test pieces.
  • FIG. 5B is a microstructure of a test piece which was made of the same steel material as in FIG. 5A, the finishing forging temperature was 800 ° C., and the temperature was maintained at 700 ° C. for 30 minutes.
  • FIG. 1 shows the microstructure of a test piece.
  • the part that looks white is ferrite.
  • the ferrite fraction equivalent to that of the test piece when the finish forging temperature is 800 ° C. can be obtained by adding Nb to the steel material.
  • FIGS. 6A to 6C are graphs showing the relationship between the finish forging temperature and the ferrite fraction in steel types C to E, respectively. From FIGS. 6A to 6C, it can be seen that, by increasing the Nb content, the finish forging temperature at which a large ferrite fraction is obtained shifts to a higher temperature side.
  • 7A to 7C are graphs showing the relationship between the finish forging temperature and Vickers hardness in steel types C to E, respectively. 7A to 7C that the Vickers hardness is greatly affected by the retention temperature.
  • the softening due to the 700 ° C. retention is considered to be due to an increase in the ferrite fraction. It is considered that the softening due to the retention at 650 ° C. is due to an increase in the lamella spacing of pearlite in addition to an increase in the ferrite fraction.
  • the ferrite fraction and the Vickers hardness can be controlled to some extent independently by selecting a combination of the chemical composition, the forging temperature, and the retention temperature.
  • This ingot was processed into a plate-like rolling material having a thickness of 40 mm by hot forging.
  • This rolling material was hot-rolled under the conditions shown in Table 5.
  • condition 1 After heating to 1250 ° C., rough rolling was started from 1100 ° C., processed to a thickness of 20 mm in 5 passes, and then air-cooled to room temperature.
  • condition 2 after being heated to 1250 ° C., rough rolling was started from 1100 ° C., processed to a thickness of 30 mm in three passes, finish rolling was started from 1000 ° C., and processed to a thickness of 20 mm in four passes. Then, after performing a holding process of holding at 700 ° C. for 30 minutes, it was air-cooled to room temperature.
  • Condition 3 is the same as condition 2 except that the finish rolling start temperature is 850 ° C.
  • Ono-type rotary bending fatigue test pieces (length: 106 mm, outer diameter of parallel portion: 8 mm, outer diameter of grip portion: 15 mm) were sampled from the rolled steel plate, and subjected to a rotary bending fatigue test.
  • FIG. 8 is a graph showing the relationship between Vickers hardness and durability ratio (fatigue strength / tensile strength). From FIG. 8, it can be seen that the pearlite fraction satisfies the formula (1).
  • the steel sheets of Nos. 3, 6, and 8 do not satisfy Formula (1). It turns out that it has a high durability ratio compared with the steel plates of Nos. 1, 4, and 7.
  • test piece having an outer diameter of 8 mm and a height of 12 mm was sampled from this steel material, and a hot forging simulation experiment was performed using a processing for master. Specifically, after holding the test specimen at 1250 ° C. for 10 minutes, the specimen was hot-compressed at 1100 ° C., 1000 ° C., 900 ° C., or 800 ° C. to a height of 6 mm, and air-cooled to room temperature. did. In this test, no holding or slow cooling was performed after hot pressing. This is because the influence on the structure after induction hardening is considered to be small.
  • heat treatment was performed by simulating induction hardening, heating to 1000 ° C. at a heating rate of 40 ° C./sec, holding at 1000 ° C. for 40 sec, and then cooling to room temperature at a cooling rate of about 40 ° C./sec. .
  • FIGS. 9A to 9D, FIGS. 10A to 10D, and FIGS. 11A to 11D show the microstructures of the test pieces after the induction hardening simulated heat treatment.
  • test piece with a forging temperature of 800 ° C. has an old ⁇ particle size of about 30 ⁇ m and is slightly finer than other test pieces.
  • Nb reduces the prior ⁇ particle size to 30 ⁇ m or less, and significantly reduces the size.
  • the structure tends to become finer.
  • FIGS. 11A to 11D From FIGS. 11A to 11D, it can be seen that the structure is made finer by increasing the Nb content than in FIGS. 10A to 10D. Also, as in the case of FIG. 10A to FIG. 10D, it can be seen that the lower the forging temperature, the more the structure tends to be fine. In particular, it can be seen that when the forging temperature is 1000 ° C. or less, the old ⁇ grain size is reduced to 20 ⁇ m or less.

Abstract

疲労強度、被削性、及び耐焼割れ性のバランスに優れた高周波焼入れクランクシャフトを提供する。高周波焼入れクランクシャフトは、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３０～０．６０％、Ｓｉ：０．０１～１．５０％、Ｍｎ：０．４～２．０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ａｌ：０．００１～０．０６％、Ｎ：０．００１～０．０２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、非高周波焼入れ部の組織が、フェライト・パーライトを主体とする組織からなり、かつフェライト分率Ｆαが下記の式（１）を満たし、高周波焼入れ部の組織が、マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトを主体とする組織からなり、かつ旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下である。　Ｆα≧－１５０×［Ｃ％］＋８４　（１）　［Ｃ％］には、高周波焼入れクランクシャフトのＣ含有量が質量％で代入される。

Description

高周波焼入れクランクシャフト及び高周波焼入れクランクシャフト用素形材の製造方法
　本発明は、高周波焼入れクランクシャフト及び高周波焼入れクランクシャフト用素形材の製造方法に関する。
　クランクシャフトは、鋼材を熱間鍛造によって素形材にした後、切削、研削や孔開け等の機械加工を施し、さらに必要に応じて高周波焼入れ等の表面硬化処理を施して製造される。
　以下、高周波焼入れによる表面硬化処理がされたクランクシャフトを「高周波焼入れクランクシャフト」と呼び、高周波焼入れクランクシャフトに用いられるクランクシャフトの素形材を「高周波焼入れクランクシャフト用素形材」と呼ぶ。
　高周波焼入れクランクシャフトの疲労強度を向上させるためには、高周波焼入れされている部分（以下「高周波焼入れ部」という。）だけではなく、高周波焼入れされていない部分（以下「非高周波焼入れ部」という。）の硬さも向上させる必要がある。高周波焼入れ部及び非高周波焼入れ部の両方の硬さを向上させるためには、鋼材のＣ含有量を高くすることが有効である。しかし、Ｃ含有量を高くすると、被削性が低下する、焼割れが発生しやすくなる、といった問題がある。
　Ｃ含有量の増加によらずに硬さを向上させる方法として、鋼材にＶを添加し、ＶＣによる析出強化を利用する方法が知られている。しかし、Ｖは比較的高価な元素であり価格変動のリスクも大きいため、商業的な観点からはＶを用いないことが好ましい。
　特許第４６９９３４１号公報及び特許第４６９９３４２号公報には、Ｎｂ、Ｔｉ、及びＶの超微細析出物（粒径１５ｎｍ以下）を析出させることで、鋼部品の引張強度及び疲労限度比を向上できることが記載されている。
　この超微細析出物を生成させる方法として、前掲特許第４６９９３４１号公報には、熱間鍛造後、６５０℃までの範囲を６０℃／分以上の平均冷却速度で冷却し、６５０℃から５００℃までの範囲を１０℃／分以下の平均冷却速度で冷却することが記載されている。同様に、前掲特許第４６９９３４２号公報には、熱間圧延後６５０℃までの範囲を１２０℃／分以上の平均冷却速度で冷却し、６５０℃から５００℃までの範囲を６０℃／分以下の平均冷却速度で冷却することが記載されている。
　特許第４６９９３４１号公報及び特許第４６９９３４２号公報は、非調質鋼部品に関するものであり、耐焼割れ性は考慮されていない。
　本発明の目的は、疲労強度、被削性、及び耐焼割れ性のバランスに優れた高周波焼入れクランクシャフトを提供することである。本発明の他の目的は、疲労強度、被削性、及び高周波焼入れがされたときの耐焼割れ性のバランスに優れた高周波焼入れクランクシャフト用素形材の製造方法を提供することである。
　本発明の一実施形態による高周波焼入れクランクシャフトは、非高周波焼入れ部と高周波焼入れ部とを有する高周波焼入れクランクシャフトであって、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３０～０．６０％、Ｓｉ：０．０１～１．５０％、Ｍｎ：０．４～２．０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ａｌ：０．００１～０．０６％、Ｎ：０．００１～０．０２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、前記非高周波焼入れ部の組織が、フェライト・パーライトを主体とする組織からなり、かつフェライト分率Ｆαが下記の式（１）を満たし、前記高周波焼入れ部の組織が、マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトを主体とする組織からなり、かつ旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下である。
　　Ｆα≧－１５０×［Ｃ％］＋８４　（１）
　［Ｃ％］には、高周波焼入れクランクシャフトのＣ含有量が質量％で代入される。
　本発明の一実施形態による高周波焼入れクランクシャフト用素形材の製造方法は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３０～０．６０％、Ｓｉ：０．０１～１．５０％、Ｍｎ：０．４～２．０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ａｌ：０．００１～０．０６％、Ｎ：０．００１～０．０２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、残部：Ｆｅ及び不純物である鋼材を準備する工程と、仕上鍛造直前の温度が８００℃超１１００℃未満となるように前記鋼材を熱間鍛造する工程と、前記熱間鍛造後、８００～６５０℃の温度域の平均冷却速度が０．０７℃／秒以下になるように前記鋼材を冷却する工程とを備える。
　本発明によれば、疲労強度、被削性、及び耐焼割れ性に優れた高周波焼入れクランクシャフトが得られる。
図１は、本発明の一実施形態による高周波焼入れクランクシャフト用素形材の製造方法のフロー図である。 図２は、加工フォーマスターによる熱間鍛造模擬実験のヒートパターンである。 図３は、加工フォーマスターによる熱間鍛造模擬実験の他のヒートパターンである。 図４Ａは、組織観察試験の試験片のミクロ組織である。 図４Ｂは、組織観察試験の試験片のミクロ組織である。 図４Ｃは、組織観察試験の試験片のミクロ組織である。 図５Ａは、組織観察試験の試験片のミクロ組織である。 図５Ｂは、組織観察試験の試験片のミクロ組織である。 図５Ｃは、組織観察試験の試験片のミクロ組織である。 図６Ａは、鋼種Ｃにおける、仕上鍛造温度とフェライト分率との関係を示すグラフである。 図６Ｂは、鋼種Ｄにおける、仕上鍛造温度とフェライト分率との関係を示すグラフである。 図６Ｃは、鋼種Ｅにおける、仕上鍛造温度とフェライト分率との関係を示すグラフである。 図７Ａは、鋼種Ｃにおける、仕上鍛造温度とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。 図７Ｂは、鋼種Ｄにおける、仕上鍛造温度とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。 図７Ｃは、鋼種Ｅにおける、仕上鍛造温度とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。 図８は、ビッカース硬さと耐久比との関係を示すグラフである。 図９Ａは、鋼種Ｃを１１００℃で熱間鍛造した試験片の高周波焼入れ模擬熱処理後のミクロ組織である。 図９Ｂは、鋼種Ｃを１０００℃で熱間鍛造した試験片の高周波焼入れ模擬熱処理後のミクロ組織である。 図９Ｃは、鋼種Ｃを９００℃で熱間鍛造した試験片の高周波焼入れ模擬熱処理後のミクロ組織である。 図９Ｄは、鋼種Ｃを８００℃で熱間鍛造した試験片の高周波焼入れ模擬熱処理後のミクロ組織である。 図１０Ａは、鋼種Ｄを１１００℃で熱間鍛造した試験片の高周波焼入れ模擬熱処理後のミクロ組織である。 図１０Ｂは、鋼種Ｄを１０００℃で熱間鍛造した試験片の高周波焼入れ模擬熱処理後のミクロ組織である。 図１０Ｃは、鋼種Ｄを９００℃で熱間鍛造した試験片の高周波焼入れ模擬熱処理後のミクロ組織である。 図１０Ｄは、鋼種Ｄを８００℃で熱間鍛造した試験片の高周波焼入れ模擬熱処理後のミクロ組織である。 図１１Ａは、鋼種Ｅを１１００℃で熱間鍛造した試験片の高周波焼入れ模擬熱処理後のミクロ組織である。 図１１Ｂは、鋼種Ｅを１０００℃で熱間鍛造した試験片の高周波焼入れ模擬熱処理後のミクロ組織である。 図１１Ｃは、鋼種Ｅを９００℃で熱間鍛造した試験片の高周波焼入れ模擬熱処理後のミクロ組織である。 図１１Ｄは、鋼種Ｅを８００℃で熱間鍛造した試験片の高周波焼入れ模擬熱処理後のミクロ組織である。
　本発明者らは、高周波焼入れクランクシャフトの疲労強度、被削性、及び耐焼割れ性を改善する手段を検討し、以下の知見を得た。
　高周波焼入れクランクシャフトは、高周波焼入れ部と非高周波焼入れ部（母材）とを有している。高周波焼入れ部はマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトを主体とする組織からなり、非高周波焼入れ部はフェライト・パーライトを主体とする組織からなる。
　高Ｃ化で被削性が低下するのは、高Ｃ化で硬さが向上することに加えて、フェライト・パーライト中のフェライト分率が低下することにも起因する。一方、Ｃ含有量が同じ鋼材間で比較した場合、フェライト分率を高くしても、疲労強度は同等かむしろ向上するという報告がある（中名悟ほか、「被削性に優れた高強度高周波焼入れ用鋼」、Sanyo Technical Report Vol. 11 (2004) No.1, pp57-60）。これは、フェライト分率が高くなることで、実質的に結晶粒が微細化されるためと考えられる。
　したがって、Ｃ含有量が同等の場合における通常のフェライト・パーライトと比較してフェライト分率を高くすれば、被削性及び疲労強度の両方を向上させることができる。具体的には、フェライト分率Ｆαが下記の式（１）を満たせば、疲労強度及び被削性のバランスに優れた鋼材が得られる。
　　Ｆα≧－１５０×［Ｃ％］＋８４　（１）
　［Ｃ％］には、高周波焼入れクランクシャフトのＣ含有量が質量％で代入される。
　熱間鍛造工程の仕上鍛造温度を低温化することで、フェライト分率を高くできることが報告されている（藤原正尚ほか、「加工熱処理を用いた材質制御鍛造技術」、大同特殊鋼技報、第８２巻第２号（２０１１）、pp.157-163）。しかし、鍛造温度を低温化すると、金型の寿命が顕著に低下する。生産性の観点からは、鍛造温度を過度に低温下せずに、フェライト分率を高くできることが好ましい。
　本発明者らは、鋼材に適量のＮｂを含有させることで、鍛造温度を過度に低温下しなくても、フェライト分率を高くできることを見出した。これは、以下の機構によるものと考えられる。
　熱間鍛造によって加工を受けたオーステナイト粒（以下「γ粒」という。）は、加工によって導入された歪みを解放するために再結晶を起こす。このとき、γ粒内に析出したＮｂ（Ｃ，Ｎ）によって、再結晶後のγ粒の粒成長が抑制される。これによって、γ粒を微細化することができる。γ粒が微細化することで、フェライトの核生成サイトとなる単位面積あたりの結晶粒界が増加し、フェライト分率が増加する。
　Ｎｂは、高周波焼入れ後の組織の微細化にも寄与する。すなわち、適量のＮｂを含有させることで、高周波焼入れ部の組織も微細化することができる。これによって、高周波焼入れ部の疲労強度及び耐焼割れ性も向上させることができる。
　本発明者らはさらに、熱間鍛造後、８００～６５０℃の温度域の平均冷却速度を０．０７℃／秒以下にすることで、フェライト分率をさらに高くできることを見出した。
　本発明は、以上の知見に基づいて完成された。以下、本発明の一実施形態による高周波焼入れクランクシャフト及び高周波焼入れクランクシャフト用素形材の製造方法について詳述する。
　［高周波焼入れクランクシャフト］
　［化学組成］
　本実施形態による高周波焼入れクランクシャフトは、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．３０～０．６０％
　炭素（Ｃ）は、高周波焼入れ部及び非高周波焼入れ部の硬さを向上させ、疲労強度の向上に寄与する。一方、Ｃ含有量が高すぎると、耐焼割れ性及び被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３０～０．６０％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３７％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５１％である。
　Ｓｉ：０．０１～１．５０％
　シリコン（Ｓｉ）は、脱酸作用及びフェライトを強化する作用を有する。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、被削性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～１．５０％である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
　Ｍｎ：０．４～２．０％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、高周波焼入れ部の硬さの向上に寄与する。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると、熱間鍛造後の冷却過程においてベイナイトが生成し、被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．４～２．０％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは１．２％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．８％であり、さらに好ましくは１．６％である。
　Ｃｒ：０．０１～０．５０％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高め、高周波焼入れ部の硬さの向上に寄与する。一方、Ｃｒ含有量が高すぎると、熱間鍛造後の冷却過程においてベイナイトが生成し、被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０１～０．５０％である。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
　Ａｌ：０．００１～０．０６％
　アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸作用を有する。一方、Ａｌ含有量が高すぎると、アルミナ系介在物の生成量が過大となり、被削性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１～０．０６％である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．００２％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０４％である。
　Ｎ：０．００１～０．０２％
　窒素（Ｎ）は、窒化物や炭窒化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与する。一方、Ｎ含有量が高すぎると、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００１～０．０２％である。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．００２％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。
　Ｐ：０．０３％以下
　リン（Ｐ）は、不純物である。Ｐは、鋼の耐焼割れ性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下である。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２５％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
　Ｓ：０．００５～０．２０％
　硫黄（Ｓ）は、ＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｓ含有量が高すぎると、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５～０．２０％である。Ｓ含有量の下限は、好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｓ含有量の上限は、好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｎｂ：０．００５～０．０６０％
　ニオブ（Ｎｂ）は、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）を形成してγ粒を微細化する。これによって、フェライトの核生成サイトとなる単位面積当たりの粒界が増加し、フェライト分率が増加する。その結果、非高周波焼入れ部の疲労強度及び被削性が向上する。Ｎｂはまた、高周波焼入れ後の組織、すなわち高周波焼入れ部の組織の微細化にも寄与する。これによって、高周波焼入れ部の疲労強度及び耐焼割れ性が向上する。一方、Ｎｂ含有量を過剰に高くしても、熱間鍛造の加熱時にマトリックス中に固溶できないＮｂが粗大な未固溶ＮｂＣを形成するため、細粒化に寄与しない。また、過剰なＮｂの添加は鋳込み段階での割れの原因になる。したがって、Ｎｂ含有量は、０．００５～０．０６０％である。Ｎｂ含有量の下限は、好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の上限は、好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
　本実施形態による高周波焼入れクランクシャフトの化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入する元素、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。
　［組織］
　本実施形態による高周波焼入れクランクシャフトは、高周波焼入れ部と、非高周波焼入れ部とを有している。
　クランクシャフトの高周波焼入れは一般的に、クランクシャフトの表層部だけに施される。すなわち、クランクシャフトの芯部は通常、非焼入れ組織のままである。また、高周焼入れのための加熱処理は、疲労強度や耐摩耗性が特に要求される箇所（ジャーナル部等）だけに施される場合があり、加熱処理がされていない箇所は表層部も非焼入れ組織のままである。本実施形態における「非高周波焼入れ部」は、これらの両方を意味するものとする。
　非高周波焼入れ部は、フェライト・パーライトを主体とする組織からなる。非高周波焼入れ部におけるフェライト・パーライトの面積率は、好ましくは９０％以上であり、さらに好ましくは９５％以上である。
　本実施形態による高周波焼入れクランクシャフトは、フェライト・パーライト中のフェライト分率Ｆαが、下記の式（１）を満たす。
　　Ｆα≧－１５０×［Ｃ％］＋８４　（１）
　［Ｃ％］には、高周波焼入れクランクシャフトのＣ含有量が質量％で代入される。
　フェライト分率は、次のように測定する。非高周波焼入れ部から、クランクシャフトの表面と垂直な方向を含む断面が観察面となるように試料を採取する。観察面を研磨し、エタノールと硝酸との混合溶液（ナイタール）を用いてエッチングする。光学顕微鏡（観察倍率１００～２００倍）を用いて、エッチングされた面におけるフェライトの面積率を、画像解析を用いて測定する。測定されたフェライトの面積率（％）をフェライト分率と定義する。
　高周波焼入れ部は、マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトを主体とする組織からなる。高周波焼入れ部におけるマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトの面積率は、好ましくは９０％以上であり、さらに好ましくは９５％以上である。
　本実施形態による高周波焼入れクランクシャフトは、マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトの旧オーステナイト粒径（以下「旧γ粒径」という。）が、３０μｍ以下である。旧γ粒径が３０μｍ以下であれば、優れた疲労強度及び耐焼割れ性が得られる。旧γ粒径は、好ましくは２５μｍ以下であり、さらに好ましくは２０μｍ以下である。
　旧γ粒径は、次のように測定する。高周波焼入れ部から、クランクシャフトの表面と垂直な方向を含む断面が観察面となるように試料を採取する。観察面を研磨し、ピクリン酸飽和水溶液でエッチングして旧オーステナイト粒界を現出させる。切片法によって平均粒径を算出する。具体的には、全長Ｌの直線を引き、この直線を横切った結晶粒の数ｎＬを求め、切片長さ（Ｌ／ｎＬ）を求める。５本以上の直線について切片長さ（Ｌ／ｎＬ）を求め、その算術平均を平均粒径とする。
　［高周波焼入れクランクシャフトの製造方法］
　本実施形態による高周波焼入れクランクシャフトは、これに限定されないが、後述するクランクシャフトの素形材に切削、研削や孔開け等の機械加工を施した後、高周波焼入れを施すことで製造することができる。高周波焼入れ後、必要に応じて焼戻しを施してもよい。
　［高周波焼入れクランクシャフト用素形材の製造方法］
　以下、本実施形態による高周波焼入れクランクシャフトに好適な高周波焼入れクランクシャフト用素形材の製造方法を説明する。
　図１は、本実施形態による高周波焼入れクランクシャフト用素形材の製造方法のフロー図である。この製造方法は、鋼材を準備する工程（ステップＳ１）、鋼材を熱間鍛造する工程（ステップＳ２）、及び熱間鍛造した鋼材を冷却する工程（ステップＳ３）を備えている。
　まず、上述した化学組成の鋼材を準備する（ステップＳ１）。例えば、上述した化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造又は分塊圧延を実施して鋼片にする。鋼片は、連続鋳造又は分塊圧延に加えて、熱間加工や冷間加工、熱処理等を施したものであってもよい。
　次に、鋼材を熱間鍛造してクランクシャフトの粗形状に加工する（ステップＳ２）。
　熱間鍛造の加熱条件は、これに限定されないが、加熱温度は例えば１０００～１３００℃であり、保持時間は例えば１秒～２０分である。加熱温度は、好ましくは１２２０～１２８０℃であり、さらに好ましくは１２４０～１２６０℃である。
　本実施形態では、仕上鍛造直前の温度（より詳しくは、仕上鍛造直前の鋼材の表面温度）を８００℃超１１００℃未満にする。熱間鍛造は、複数回に分けて実施してもよい。この場合、最終の仕上熱間鍛造の直前の温度が８００℃超１１００℃未満になるようにすればよい。
　仕上鍛造直前の温度（以下、単に「仕上鍛造温度」と呼ぶ。）が１１００℃以上になると、γ粒が粗大化し、冷却後にフェライト分率の高い組織を得ることができない。一方、仕上鍛造温度が８００℃以下になると、変形抵抗が著しく増大するので金型の寿命が著しく低下し、工業的な生産が不可能ではないものの困難になる。仕上鍛造温度の下限は、好ましくは８５０℃であり、さらに好ましくは９００℃である。仕上鍛造温度の上限は、好ましくは１０７５℃であり、さらに好ましくは１０２５℃である。
　熱間鍛造後の鋼材を冷却する（ステップＳ３）。このとき、８００～６５０℃の温度域の平均冷却速度を０．０７℃／秒以下にする。これによって、オーステナイト粒界にフェライトが析出し、冷却後のフェライト分率を高くすることができる。
　この冷却は、８００～６５０℃の温度域の平均冷却速度が０．０７℃／秒以下であればよく、８００～６５０℃の温度域を徐冷してもよいし、８００～６５０℃の任意の温度で鋼材を所定時間保持する保定処理をしてもよい。また、６５０℃より低い温度域での冷却速度は任意である。
　以上の工程によって、高周波焼入れクランクシャフト用素形材が製造される。本実施形態によって製造される高周波焼入れクランクシャフト用素形材は、フェライト・パーライトを主体とする組織からなり、かつ、高いフェライト分率を有する。
　以上、本発明の一実施形態による高周波焼入れクランクシャフト及び高周波焼入れクランクシャフト用素形材の製造方法を説明した。本実施形態によれば、疲労強度、被削性、及び耐焼割れ性のバランスに優れた高周波焼入れクランクシャフトが得られる。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明はこれらの実施例に限定されない。
　［組織観察試験］
　まず、鋼材の化学組成及び鍛造条件と、鋼材の組織との関係を調査した。
　表１に示す化学組成を有する鋼を１５０ｋｇ真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）によって溶製し、インゴットを作製した。このインゴットを熱間鍛造によって外径３５ｍｍの丸棒に加工した。この丸棒を９５０℃で３０分間保持後、空冷する焼準処理を施して試験用の素材とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　この素材から外径８ｍｍ、高さ１２ｍｍの試験片を採取し、加工フォーマスターによる熱間鍛造模擬実験を行った。図２及び図３に、加工フォーマスターによる熱間鍛造模擬実験のヒートパターンを示す。
　図２のヒートパターンは、一般的な鍛造条件を模擬したものである。このヒートパターンでは、試験片を１２５０℃に１０秒間保持後、１１００℃で鍛造を模擬した熱間圧縮加工を行って高さ６ｍｍまで加工し、室温まで空冷した。
　図３のヒートパターンは、仕上鍛造温度を低温化し、かつ７００℃又は６５０℃での保定処理を加えたものである。このヒートパターンでは、試験片を１２５０℃に１０秒間保持後、１１００℃で粗鍛造を模擬した１段目の熱間圧縮加工を行って高さ９ｍｍまで加工し、さらに１０００℃、９００℃又は８００℃で仕上鍛造を模擬した２段目の熱間圧縮加工を行って高さ６ｍｍまで加工した。その後、７００℃又は６５０℃で３０分間保持した後、室温まで空冷した。
　冷却後の試験片は、いずれもフェライト・パーライトを主体とする組織を有していた。具体的には、フェライト・パーライトの面積率が９５％以上であった。
　冷却後の試験片から観察用試験片を採取し、試験片の中心部近傍におけるフェライト分率及びビッカース硬さを測定した。試験結果を表２及び表３に示す。なお、表２及び表３の「高周波焼入れ後の旧γ粒径」の欄の数値は、同種の鋼材の試験結果（後述）からの予想値である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表２に示すように、Ｎｏ．１～１２の試験片は、いずれもフェライト分率が式（１）を満たしていた。
　Ｎｏ．１３、２３、２９、３０、及び３５は、図２のヒートパターンを適用した試験片である。これらの試験片は、いずれもフェライト分率が低く、式（１）を満たさなかった。
　Ｎｏ．１５、１７、２７、３１、３３、及び３７の試験片は、いずれもフェライト分率が低く、式（１）を満たさなかった。これは、仕上鍛造温度が高すぎたためと考えられる。
　Ｎｏ．２０、２１、２２、３２、３４、３６、３８、及び３９の試験片は、いずれもフェライト分率が式（１）を満たしていた。ただし、仕上鍛造温度が低いため、実生産への適用は不可能ではないものの困難と考えられる。
　Ｎｏ．１３～１８及び２３～２８の試験片は、Ｎｂ含有量が低すぎるため、高周波焼入れ後の旧γ粒径が３０μｍよりも大きくなると予想される。
　図４Ａは、Ｎｏ．２３の試験片のミクロ組織である。図４Ｂは、図４Ａと同じ鋼材で仕上鍛造温度を８００℃とし、かつ７００℃で３０分間保定した試験片のミクロ組織である。図４Ｃは、Ｎｏ．９の試験片のミクロ組織である。図中、白く見える部分がフェライトである。
　図４Ａと図４Ｂとを比較して、仕上鍛造温度を低くすることで、フェライト分率を増加できることが分かる。また、図４Ｃに示すように、鋼材にＮｂを含有させることで、仕上鍛造温度を１０００℃まで上げても、仕上鍛造温度が８００℃である図４Ｂの試験片と同等のフェライト分率が得られることが分かる。
　図５Ａは、Ｎｏ．１３の試験片のミクロ組織である。図５Ｂは、図５Ａと同じ鋼材で仕上鍛造温度を８００℃とし、かつ７００℃で３０分間保定した試験片のミクロ組織である。図５Ｃは、Ｎｏ．１の試験片のミクロ組織である。図４Ａ～図４Ｃの場合と同様、白く見える部分がフェライトである。この場合もやはり、鋼材にＮｂを含有させることで、仕上鍛造温度を１０００℃まで上げても、仕上鍛造温度が８００℃のときの試験片と同等のフェライト分率が得られることが分かる。
　図６Ａ～図６Ｃはそれぞれ、鋼種Ｃ～鋼種Ｅにおける、仕上鍛造温度とフェライト分率との関係を示すグラフである。図６Ａ～図６Ｃから、Ｎｂ含有量を増加させることで、大きなフェライト分率が得られる仕上鍛造温度が高温側へシフトしていくことが分かる。
　なお、鋼種Ｄ、Ｅでは、仕上鍛造温度を８００℃にすると、仕上鍛造温度が９００℃のときよりもフェライト分率が低下している。これは、未再結晶オーステナイトが増加したためと考えられる。再結晶したオーステナイト粒は仕上鍛造前のオーステナイト粒よりも微細化される。一方、未再結晶オーステナイトは元の粗大なオーステナイト粒の組織単位を引き継ぐため、フェライトの主要な核生成サイトとなる、単位面積あたりの結晶粒界が増加しないので、フェライト分率が低下する。
　図７Ａ～図７Ｃはそれぞれ、鋼種Ｃ～鋼種Ｅにおける、仕上鍛造温度とビッカース硬さとの関係を示すグラフである。図７Ａ～図７Ｃから、ビッカース硬さは、保定温度の影響を大きく受けることが分かる。７００℃保定による軟化は、フェライト分率の増加によるものと考えられる。６５０℃保定による軟化は、フェライト分率の増加に加えて、パーライトのラメラ間隔の増加によるものと考えられる。
　図６Ａ～図６Ｃ、及び図７Ａ～図７Ｃから、フェライト分率とビッカース硬さとは、化学組成、仕上鍛造温度、及び保定温度の組合せを選ぶことで、ある程度独立して制御できることが分かる。
　以上の結果から、Ｎｂを含有させることで、仕上鍛造温度を過度に低温化させなくても、フェライト分率の高い組織が得られることを確認した。
　［疲労試験］
　次に、鋼材の組織と疲労特性との関係を調査した。
　表４に示す化学組成を有する鋼を１５０ｋｇ真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）によって溶製し、インゴットを作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　このインゴットを熱間鍛造によって厚さ４０ｍｍの板状の圧延用素材に加工した。この圧延用素材を表５に示す条件で熱間圧延した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　具体的には、条件１では、１２５０℃に加熱後、１１００℃から粗圧延を開始し、５パスで厚さ２０ｍｍまで加工した後、室温まで空冷した。条件２では、１２５０℃に加熱後、１１００℃から粗圧延を開始し、３パスで厚さ３０ｍｍまで加工した後、１０００℃から仕上圧延を開始し、４パスで厚さ２０ｍｍまで加工した。その後、７００℃で３０分間保持する保定処理を行った後、室温まで空冷した。条件３は、仕上圧延開始温度を８５０℃とした他は、条件２と同じである。
　圧延後の鋼板から観察用試験片を採取し、フェライト分率及びビッカース硬さを測定した。
　圧延後の鋼板からＪＩＳ　Ｚ　２２４１に規定される１４Ａ号試験片（外径８ｍｍ、標点距離４０ｍｍ）を採取し、引張試験を実施した。
　圧延後の鋼板から小野式回転曲げ疲労試験片（長さ１０６ｍｍ、平行部外径８ｍｍ、つかみ部外径１５ｍｍ）を採取し、回転曲げ疲労試験を実施した。
　結果を表６に示す。表６の「０．２％ＰＳ」は０．２％耐力、「ＴＳ」は引張強度を表す。表６の「－」は、該当する鋼板で疲労試験を実施していないことを表す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　図８は、ビッカース硬さと耐久比（疲労強度／引張強度）との関係を示すグラフである。図８から、パーライト分率が式（１）を満たしているＮｏ．３、６、及び８の鋼板は、式（１）を満たしていないＮｏ．１、４、及び７の鋼板と比較して、高い耐久比を有していることが分かる。
　以上の結果から、パーライト分率が式（１）を満たすことで、疲労強度及び被削性のバランスに優れた鋼材が得られることを確認した。
　［高周波焼入れ模擬試験］
　最後に、鋼材の化学組成と、高周波焼入れ後の組織との関係を調査した。
　表１の鋼種Ｃ～Ｅと同じ化学組成を有する鋼を１５０ｋｇ真空誘導溶解炉（ＶＩＭ）によって溶製し、インゴットを作製した。このインゴットを熱間鍛造によって外径３５ｍｍの丸棒に加工した。この丸棒を９５０℃で３０分間保持後、空冷する焼準処理を施して鋼材とした。
　この鋼材から外径８ｍｍ、高さ１２ｍｍの試験片を採取し、加工フォーマスターによる熱間鍛造模擬実験を行った。具体的には、試験片を１２５０℃に１０分間保持後、１１００℃、１０００℃、９００℃、又は８００℃で鍛造を模擬した熱間圧縮加工を行って高さ６ｍｍまで加工し、室温まで空冷した。なお、この試験では熱間圧縮加工後に保定や徐冷をしていない。高周波焼入れ後の組織への影響は少ないと考えられるためである。
　その後、高周波焼入れを模擬して、４０℃／秒の昇温速度で１０００℃まで加熱し、１０００℃で４０秒間保持した後、約４０℃／秒の冷却速度で室温まで冷却する熱処理を施した。
　図９Ａ～図９Ｄ、図１０Ａ～図１０Ｄ、及び図１１Ａ～図１１Ｄは、高周波焼入れ模擬熱処理後の試験片のミクロ組織である。
　図９Ａ～図９Ｄから、鍛造温度を８００℃にした試験片は、他の試験片と比較して、旧γ粒径が３０μｍ程度であり、やや微細化していることが分かる。一方、鍛造温度を１１００℃、１０００℃、及び９００℃にした試験片の間では、大きな差は見られず、全て旧γ粒径が３０μｍ以上に粗大化していることが分かる。
　図１０Ａ～図１０Ｄから、Ｎｂを含有させることで、旧γ粒径が３０μｍ以下となり、大幅に微細化することが分かる。また、Ｎｂを含有した試験片では、鍛造温度が低くなるほど、組織が微細化する傾向があることが分かる。
　図１１Ａ～図１１Ｄから、Ｎｂ含有を増やすことで、図１０Ａ～図１０Ｄよりも組織がより微細化していることが分かる。また、図１０Ａ～図１０Ｄの場合と同様、鍛造温度が低くなるほど、組織が微細化する傾向があることが分かる。特に鍛造温度が１０００℃以下の場合には旧γ粒径が２０μｍ以下に微細化していることが分かる。
　以上の結果から、Ｎｂを含有させることで、高周波焼入れ部の旧オーステナイト粒径を微細化できることを確認した。
　以上、本発明の一実施形態を説明したが、上述した実施形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施形態を適宜変形して実施することが可能である。

Claims (2)

  1. 　非高周波焼入れ部と高周波焼入れ部とを有する高周波焼入れクランクシャフトであって、
    　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０．３０～０．６０％、
    　Ｓｉ：０．０１～１．５０％、
    　Ｍｎ：０．４～２．０％、
    　Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
    　Ａｌ：０．００１～０．０６％、
    　Ｎ　：０．００１～０．０２％、
    　Ｐ　：０．０３％以下、
    　Ｓ　：０．００５～０．２０％、
    　Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、
    　残部：Ｆｅ及び不純物であり、
    　前記非高周波焼入れ部の組織が、フェライト・パーライトを主体とする組織からなり、かつフェライト分率Ｆαが下記の式（１）を満たし、
    　前記高周波焼入れ部の組織が、マルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトを主体とする組織からなり、かつ旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下である、高周波焼入れクランクシャフト。
    　　Ｆα≧－１５０×［Ｃ％］＋８４　（１）
    　［Ｃ％］には、高周波焼入れクランクシャフトのＣ含有量が質量％で代入される。
  2. 　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３０～０．６０％、Ｓｉ：０．０１～１．５０％、Ｍｎ：０．４～２．０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ａｌ：０．００１～０．０６％、Ｎ：０．００１～０．０２％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５～０．２０％、Ｎｂ：０．００５～０．０６０％、残部：Ｆｅ及び不純物である鋼材を準備する工程と、
    　仕上鍛造直前の温度が８００℃超１１００℃未満となるように前記鋼材を熱間鍛造する工程と、
    　前記熱間鍛造後、８００～６５０℃の温度域の平均冷却速度が０．０７℃／秒以下になるように前記鋼材を冷却する工程とを備える、高周波焼入れクランクシャフト用素形材の製造方法。
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