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技術 熱間鍛造部品及び熱間鍛造部品の製造方法

出願人 日本製鉄株式会社
発明者 河野佳織來村和潔松本圭司
出願日 2015年9月30日 (5年7ヶ月経過) 出願番号 2015-192584
公開日 2017年4月6日 (4年1ヶ月経過) 公開番号 2017-066474
状態 特許登録済
技術分野 鍛造 鋼の加工熱処理
主要キーワード 試験線 粗形状 エメリーペーパー 加工硬化性 ナノ結晶化 ピンオンディスク試験 焼付き現象 初析フェライト面積率
関連する未来課題
重要な関連分野

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図面 (10)

課題

耐焼付き性に優れた熱間鍛造部品を提供する。

解決手段

熱間鍛造部品は、化学組成が、質量%で、C:0.35〜0.6%、Si:0.1%以上1.2%未満、Mn:0.1%以上1.2%未満、P:0.02%を超え0.05%以下、S:0.06%以下、Al:0.05%を超え0.8%以下、N:0.001〜0.02%、V:0〜0.2%、残部:Fe及び不純物であり、化学組成が、下記の式(1)を満たし、面積率で90%以上のパーライトを含む組織を有し、パーライトの平均ラメラ間隔が35nmを超え100nm以下である鋼材からなる。 [Si]+[Mn]≦1.2・・・式(1) ここで、[Si]、[Mn]にはSi、Mnの各含有量が質量%で代入される。

概要

背景

クランクシャフトに代表される摺動部品には、耐摩耗性及び疲労強度が求められる。耐摩耗性及び疲労強度を高めるために、摺動部品には、高周波焼入れ軟窒化等の表面硬化処理が実施される場合が多い。一方、低コスト化要請から、表面硬化処理を省略しても使用可能な摺動部品が求められている。

特許第5370281号公報には、初析フェライト面積率が10%未満であるフェライトパーライト組織、又はパーライト組織の非調質鋼材からなる鍛造クランクシャフトが開示されている。同文献には、初析フェライト面積率が10%未満であれば、表面硬化処理が省略されても、優れた耐摩耗性が得られると記載されている。

特許第4140283号公報には、表層から200nmまでの領域における組織が、面積率で5%以下の初析フェライトとラメラ間隔が30nm以下のパーライトとの混合組織であることを特徴とする非調質鋼クランクシャフトが開示されている。同文献には、耐摩耗性に影響するのは表層から200nmまでの領域における硬さであり、ナノインデンテーション装置を用いてこの領域を測定した硬さが10GPa以上であれば、優れた耐摩耗性が得られると記載されている。

摺動部品には、上記の特性に加えて、優れた耐焼付き性が求められる。自動車の軽量化ニーズ背景に、クランクシャフトの細軸化及び狭幅化に対する要求が高まっている。そのため、クランクシャフトと軸受けと間の摺動条件は過酷になっている。したがって、クランクシャフトには、従来よりも優れた耐焼付き性が求められている。

特許第4589885号公報には、熱伝導率κが40W/mK以上であって、かつ高周波焼入れ後表面硬さHvが(2.7×κ+420)よりも大きいことを特徴とするクランクシャフトが開示されている。同文献には、焼付きの支配因子摺動面の温度上昇であると記載されている。温度上昇を抑制するためには、熱伝導率を高くすること、及び、摩擦係数を低減することが有効であると記載されている。

概要

耐焼付き性に優れた熱間鍛造部品を提供する。熱間鍛造部品は、化学組成が、質量%で、C:0.35〜0.6%、Si:0.1%以上1.2%未満、Mn:0.1%以上1.2%未満、P:0.02%を超え0.05%以下、S:0.06%以下、Al:0.05%を超え0.8%以下、N:0.001〜0.02%、V:0〜0.2%、残部:Fe及び不純物であり、化学組成が、下記の式(1)を満たし、面積率で90%以上のパーライトを含む組織を有し、パーライトの平均ラメラ間隔が35nmを超え100nm以下である鋼材からなる。 [Si]+[Mn]≦1.2・・・式(1) ここで、[Si]、[Mn]にはSi、Mnの各含有量が質量%で代入される。

目的

本発明の課題は、表面硬化処理を省略しても使用できる、耐焼付き性に優れた熱間鍛造部品を提供する

効果

実績

技術文献被引用数
0件
牽制数
0件

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請求項1

化学組成が、質量%で、C:0.35〜0.6%、Si:0.1%以上1.2%未満、Mn:0.1%以上1.2%未満、P:0.02%を超え0.05%以下、S:0.06%以下、Al:0.05%を超え0.8%以下、N:0.001〜0.02%、V:0〜0.2%、残部:Fe及び不純物であり、前記化学組成が、下記の式(1)を満たし、面積率で90%以上のパーライトを含む組織を有し、前記パーライトの平均ラメラ間隔が35nmを超え100nm以下である、鋼材からなる熱間鍛造部品。[Si]+[Mn]≦1.2・・・式(1)ここで、[Si]、[Mn]にはSi、Mnの各含有量が質量%で代入される。

請求項2

請求項1に記載の熱間鍛造部品であって、前記化学組成が、質量%で、V:0.05〜0.2%、を含有する熱間鍛造部品。

請求項3

化学組成が、質量%で、C:0.35〜0.6%、Si:0.1%以上1.2%未満、Mn:0.1%以上1.2%未満、P:0.02%を超え0.05%以下、S:0.06%以下、Al:0.05%を超え0.8%以下、N:0.001〜0.02%、V:0〜0.2%、残部:Fe及び不純物である素材を準備する工程と、前記素材を1000〜1250℃に加熱する工程と、前記加熱された素材を熱間鍛造する工程と、前記熱間鍛造された素材を冷却する工程とを備え、前記化学組成が、下記の式(1)を満たし、前記冷却する工程において、900℃から400℃までの平均冷却速度を、下記の式(2)で定義される冷却速度指数CI以下にし、かつ、下記の式(3)で定義されるパーライト冷却速度指数PIよりも大きくする、熱間鍛造部品の製造方法。[Si]+[Mn]≦1.2・・・式(1)CI=10x・・・式(2)PI=500×10−y・・・式(3)ただし、x=0.1×[Al]−[Si]−[Mn]−5.8×[V]+2.2y=0.6×[Si]+1.7×[Mn]+46×[P]+66×[S]+22×[V]+1.2×[Al]−1.9ここで、[Si]、[Mn]、[Al]、[V]、[P]、[S]には前記素材のSi、Mn、Al、V、P、Sの各含有量が質量%で代入される。冷却速度指数CI及びパーライト冷却速度指数PIの単位は℃/秒である。

技術分野

0001

本発明は、摺動部品として好適な熱間鍛造部品及び熱間鍛造部品の製造方法に関する。

背景技術

0002

クランクシャフトに代表される摺動部品には、耐摩耗性及び疲労強度が求められる。耐摩耗性及び疲労強度を高めるために、摺動部品には、高周波焼入れ軟窒化等の表面硬化処理が実施される場合が多い。一方、低コスト化要請から、表面硬化処理を省略しても使用可能な摺動部品が求められている。

0003

特許第5370281号公報には、初析フェライト面積率が10%未満であるフェライトパーライト組織、又はパーライト組織の非調質鋼材からなる鍛造クランクシャフトが開示されている。同文献には、初析フェライト面積率が10%未満であれば、表面硬化処理が省略されても、優れた耐摩耗性が得られると記載されている。

0004

特許第4140283号公報には、表層から200nmまでの領域における組織が、面積率で5%以下の初析フェライトとラメラ間隔が30nm以下のパーライトとの混合組織であることを特徴とする非調質鋼クランクシャフトが開示されている。同文献には、耐摩耗性に影響するのは表層から200nmまでの領域における硬さであり、ナノインデンテーション装置を用いてこの領域を測定した硬さが10GPa以上であれば、優れた耐摩耗性が得られると記載されている。

0005

摺動部品には、上記の特性に加えて、優れた耐焼付き性が求められる。自動車の軽量化ニーズ背景に、クランクシャフトの細軸化及び狭幅化に対する要求が高まっている。そのため、クランクシャフトと軸受けと間の摺動条件は過酷になっている。したがって、クランクシャフトには、従来よりも優れた耐焼付き性が求められている。

0006

特許第4589885号公報には、熱伝導率κが40W/mK以上であって、かつ高周波焼入れ後表面硬さHvが(2.7×κ+420)よりも大きいことを特徴とするクランクシャフトが開示されている。同文献には、焼付きの支配因子摺動面の温度上昇であると記載されている。温度上昇を抑制するためには、熱伝導率を高くすること、及び、摩擦係数を低減することが有効であると記載されている。

先行技術

0007

特許第5370281号公報
特許第4140283号公報
特許第4589885号公報

発明が解決しようとする課題

0008

上記の特許文献に記載されているように、耐焼付き性を向上させるためには、表面(摺動面)から数100nm以内の領域の硬さ(以下、「ナノ硬さ」という。また、通常のビッカース硬さを、ナノ硬さと区別して「母材硬さ」と呼ぶ場合がある。)を高くすることが有効である。ナノ硬さを高くすれば、母材硬さが低くても、優れた耐焼付き性を得ることができる。

0009

本発明者らは、摺動部品のナノ硬さが、長時間摺動することによって変化することを見いだした。上記の特許文献では、長時間摺動後のナノ硬さについては検討されていない。

0010

本発明の課題は、表面硬化処理を省略しても使用できる、耐焼付き性に優れた熱間鍛造部品を提供することである。

課題を解決するための手段

0011

本発明の一実施形態による熱間鍛造部品は、化学組成が、質量%で、C:0.35〜0.6%、Si:0.1%以上1.2%未満、Mn:0.1%以上1.2%未満、P:0.02%を超え0.05%以下、S:0.06%以下、Al:0.05%を超え0.8%以下、N:0.001〜0.02%、V:0〜0.2%、残部:Fe及び不純物であり、前記化学組成が、下記の式(1)を満たし、面積率で90%以上のパーライトを含む組織を有し、前記パーライトの平均ラメラ間隔が35nmを超え100nm以下である鋼材からなる。
[Si]+[Mn]≦1.2・・・式(1)
ここで、[Si]、[Mn]にはSi、Mnの各含有量が質量%で代入される。

0012

本発明の一実施形態による熱間鍛造部品の製造方法は、化学組成が、質量%で、C:0.35〜0.6%、Si:0.1%以上1.2%未満、Mn:0.1%以上1.2%未満、P:0.02%を超え0.05%以下、S:0.06%以下、Al:0.05%を超え0.8%以下、N:0.001〜0.02%、V:0〜0.2%、残部:Fe及び不純物である素材を準備する工程と、前記素材を1000〜1250℃に加熱する工程と、前記加熱された素材を熱間鍛造する工程と、前記熱間鍛造された素材を冷却する工程とを備える。前記化学組成が、下記の式(1)を満たし、前記冷却する工程において、900℃から400℃までの平均冷却速度を、下記の式(2)で定義される冷却速度指数CI以下にし、かつ、下記の式(3)で定義されるパーライト冷却速度指数PIよりも大きくする。
[Si]+[Mn]≦1.2・・・式(1)
CI=10x・・・式(2)
PI=500×10−y・・・式(3)
ただし、x=0.1×[Al]−[Si]−[Mn]−5.8×[V]+2.2
y=0.6×[Si]+1.7×[Mn]+46×[P]+66×[S]+22×[V]+1.2×[Al]−1.9
ここで、[Si]、[Mn]、[Al]、[V]、[P]、[S]には前記素材のSi、Mn、Al、V、P、Sの各含有量が質量%で代入される。冷却速度指数CI及びパーライト冷却速度指数PIの単位は℃/秒である。

発明の効果

0013

本発明によれば、表面硬化処理を省略しても使用できる、耐焼付き性に優れた熱間鍛造部品が得られる。

図面の簡単な説明

0014

図1は、パーライト鋼の摺動面の組織を示す断面図である。
図2は、合金元素添加量と熱伝導率との関係を示すグラフである。
図3は、パーライトの平均ラメラ間隔を測定するための試験線の引き方の具体例である。
図4は、本発明の一実施形態による熱間鍛造部品の製造方法の一例を示すフロー図である。
図5Aは、900℃から400℃までの平均冷却速度と、組織及び母材硬さとの関係を示す散布図である。
図5Bは、900℃から400℃までの平均冷却速度と、組織及び母材硬さとの関係を示す散布図である。
図6は、ピンオンディスク摩耗試験の模式図である。
図7は、ナノインデンテーション法によるナノ硬さ測定の模式図である。
図8は、摩耗試験後のナノ硬さの分布を示すグラフである。

0015

本発明者らは、主に自動車用のクランクシャフトを対象として、焼付き現象について検討した。通常、クランクシャフトと軸受けとは、油膜を挟んで対向する流体潤滑の状態で摺動している。しかし、本発明者らの調査によって、長時間の摺動中には、流体潤滑から境界潤滑に至る局面が少なからずあることがわかった。一般的に境界潤滑環境下で鋼が長時間摺動を受けると、加工硬化摩擦熱による軟化が生じ、摺動面近傍(表面から20nm以内)の硬さが変化することが明らかになった。

0016

組織観察の結果、摺動面では、摺動による加工層の形成と、摩擦熱による組織の変質焼戻し回復、及び再結晶)とが重畳的に起こっていることがわかった。このうち、摺動による加工層の形成はナノ硬さを向上させる因子であり、摩擦熱による組織の変質はナノ硬さを低下させる因子である。また、摺動面で剥離が生じると、摩耗が助長されて摩擦熱が大きくなるため、ナノ硬さが低下する原因となる。

0017

したがって、摺動面のナノ硬さを向上させるためには、(1)加工硬化性の向上、(2)摺動面での剥離の抑制、(3)熱伝導率の向上による摩擦熱散逸が有効である。

0018

(1)加工硬化性の向上
本発明者らは、適正に組織制御されたパーライトを有する鋼材は、摺動によって大きく加工硬化し、表面硬化処理された材料と同等以上のナノ硬さを示すことを見いだした。

0019

図1は、パーライト鋼の摺動面の組織を示す断面図である。図1に示すように、摺動面ではパーライトのラメラが大きく塑性変形している。最表層では、パーライトを形成するセメンタイト分断されて微細化し、パーライトがナノ結晶化している。ナノ結晶化した層(以下、ナノ結晶化層という。)では、セメンタイトの一部が分解してフェライトに固溶している。摺動後のパーライトが高いナノ硬さを示す要因は、摺動による強加工によってセメンタイトが微細化すること、及び微細化したセメンタイトが分解することによってフェライト中の固溶炭素量が増加すること、にあると考えられる。

0020

Si及びMnは、セメンタイトの分解を抑制する。そのため、Si及びMnは、パーライトの加工硬化性を低下させる。したがって、加工硬化性を高めるためには、Si及びMnの含有量を低くすることが好ましい。

0021

Pは、パーライト内のフェライトに固溶し、パーライトの加工硬化性を高める。Pは一般的には、粒界偏析して鋼の強度を低下させるが、ナノ結晶化層では粒界の面積が大きいため、Pが偏析しにくい。したがって、加工硬化性を高めるためには、P含有量を高くすることが好ましい。

0022

パーライトのラメラ間隔が微細なほど、ナノ結晶化しやすく、加工硬化性が高くなる。一方、鋼材にマルテンサイトベイナイト等の硬質な組織が含まれていると、パーライトの塑性変形が阻害され、加工硬化性が低くなる。したがって、加工硬化性を高めるためには、微細なラメラを有し、かつパーライト分率の高い組織とすることが好ましい。

0023

(2)摺動面での剥離の抑制
上述のとおり、適量のナノ結晶化層は、摺動面のナノ硬さの向上に寄与する。一方、ナノ結晶化層が厚くなりすぎると、ナノ結晶化層内で割れや剥離が生じやすくなり、かえってナノ硬さが低下する。

0024

パーライトのラメラ間隔が小さすぎると、ナノ結晶化層が厚くなりすぎ、ナノ結晶化層内で割れや剥離が生じやすくなる。加工硬化の効果を得つつ、摺動面での剥離を抑制するためには、パーライトのラメラ間隔を適切に制御する必要がある。

0025

ナノ結晶化層の過度発達は、AlやVの添加によって抑制することができる。このメカニズムは明らかではないが、Vは炭化物を生成することによってフェライト中の固溶炭素量の増加を抑制し、Alはフェライト中に固溶してフェライトの変形形態を変えることによってナノ結晶化層の生成を抑制する効果があるためと考えられる。

0026

(3)熱伝導率の向上による摩擦熱散逸
熱伝導率の向上には、Si含有量の低減が有効であることが従来から知られている。本発明者らは、他の元素の影響を明らかにするため、中高炭素鋼ベースとして合金元素の添加量を変化させて、その熱伝導率を測定した。結果を図2に示す。図2に示すとおり、C、Siに加えて、Mnも熱伝導率に大きく影響を与える元素であり、Mn含有量の低減によって熱伝導率を向上できることがわかった。したがって、熱伝導率を向上させるためには、Si及びMnの含有量を低くすることが好ましい。

0027

以上のとおり、上記(1)〜(3)によって摺動面のナノ硬さを向上させるためには、P及びAlの含有量を高くし、Si及びMnの含有量を低くするとともに、パーライト分率の高い組織とし、かつパーライトのラメラ間隔を適切に制御すればよい。より具体的には、熱間鍛造部品を構成する鋼材の化学組成が下記の式(1)を満たし、面積率で90%以上のパーライトを含む組織とし、かつパーライトの平均ラメラ間隔が35nmを超え100nm以下になるようにすれば、表面硬化処理をしなくても、表面硬化処理された材料と同等以上のナノ硬さが得られる。
[Si]+[Mn]≦1.2・・・式(1)
ここで、[Si]、[Mn]にはSi、Mnの各含有量が質量%で代入される。

0028

表面硬化処理には、表面の硬化だけではなく、表面に圧縮歪みを与えて疲労破壊を抑制する効果もある。表面硬化処理を省略しても使用可能な摺動部品とするためには、摺動面のナノ硬さだけではなく、母材の強度も高くしておくことが好ましい。高強度のパーライトを得るためには、(4)化学組成に応じた冷却条件の選択が必要である。

0029

(4)化学組成に応じた冷却条件の選択
パーライトの強度を高くするためには、熱間鍛造後の冷却速度を大きくすればよい。一方、熱間鍛造後の冷却速度が大きすぎると、化学組成によってはマルテンサイト変態又はベイナイト変態先行し、パーライト分率の高い組織が得られない。したがって、高強度でかつパーライト分率の高い組織を得るためには、適切な化学組成を選択するとともに、化学組成に応じた冷却条件を選択する必要がある。

0030

種々の検討の結果、熱間鍛造後に冷却する工程において、900℃から400℃までの平均冷却速度を、下記の式(2)で定義される冷却速度指数CI以下にし、かつ、下記の式(3)で定義されるパーライト冷却速度指数PIよりも大きくすれば、鋼材を、面積率で90%以上のパーライトを含む組織とし、かつパーライトの平均ラメラ間隔を35nmを超え100nm以下にできることがわかった。
CI=10x・・・式(2)
PI=500×10−y・・・式(3)
ただし、x=0.1×[Al]−[Si]−[Mn]−5.8×[V]+2.2
y=0.6×[Si]+1.7×[Mn]+46×[P]+66×[S]+22×[V]+1.2×[Al]−1.9
ここで、[Si]、[Mn]、[Al]、[V]、[P]、[S]にはSi、Mn、Al、V、P、Sの各含有量が質量%で代入される。冷却速度指数CI及びパーライト冷却速度指数PIの単位は℃/秒である。

0031

以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、本発明の一実施形態による熱間鍛造部品について詳述する。

0032

[化学組成]
本実施形態による熱間鍛造部品を構成する鋼材は、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。

0033

C:0.35〜0.6%
炭素(C)は、パーライト組織を得るために必要な元素である。C含有量が0.35%未満では、パーライト分率の高い組織が得られない。一方、C含有量が0.6%を超えると、鋼の被削性が低下する。したがって、C含有量は0.35〜0.6%である。C含有量の下限は、好ましくは0.4%であり、さらに好ましくは0.5%である。C含有量の上限は、好ましくは0.58%である。

0034

Si:0.1%以上1.2%未満
シリコン(Si)は、パーライト組織を得るために必要な元素である。Siはまた、パーライト内のフェライトに固溶してパーライトを強化する。Si含有量が0.1%未満では、パーライト分率の高い組織が得られない。一方、Siはセメンタイトの固溶を抑制し、パーライトの加工硬化性を低下させる。Siはまた、鋼の熱伝導率を低下させる。そのため、Si含有量が1.2%以上になると、十分な耐焼付き性が得られない。したがって、Si含有量は0.1%以上1.2%未満である。Si含有量の下限は、好ましくは0.2%である。Si含有量の上限は、好ましくは1.0%であり、さらに好ましくは0.9%である。

0035

Mn:0.1%以上1.2%未満
マンガン(Mn)は、パーライト組織を得るために必要な元素である。Mn含有量が0.1%未満では、パーライト分率の高い組織が得られない。一方、Mnはセメンタイトの固溶を抑制し、パーライトの加工硬化性を低下させる。Mnはまた、鋼の熱伝導率を低下させる。そのため、Mn含有量が1.2%以上になると、十分な耐焼付き性が得られない。したがって、Mn含有量は0.1%以上1.2%未満である。Mn含有量の下限は、好ましくは0.2%である。Mn含有量の上限は、好ましくは1.1%であり、さらに好ましくは1.0%である。

0036

P:0.02%を超え0.05%以下
リン(P)は、パーライト内のフェライトに固溶してパーライトを強化する。Pはまた、パーライトの加工硬化性を向上させる。P含有量が0.02%以下では、これらの効果が得られない。一方、P含有量が0.05%を超えると、過剰なPが粒界に偏析して、鋼の疲労強度が低下する。したがって、P含有量は0.02%を超え0.05%以下である。P含有量の下限は、好ましくは0.022%である。P含有量の上限は、好ましくは0.045%であり、さらに好ましくは0.04%である。

0037

S:0.06%以下
硫黄(S)は、不純物として鋼中に含有される。また、Sは、積極的に含有させると、硫化物系介在物を形成し、鋼の被削性を向上させる。一方、S含有量が0.06%を超えると、熱間加工性が低下する。したがって、S含有量は0.06%以下である。被削性の向上効果を得るためには、S含有量の下限は、好ましくは0.01%であり、さらに好ましくは0.02%である。S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。

0038

Al:0.05%を超え0.8%以下
アルミニウム(Al)は、鋼を脱酸する。Alはさらに、ナノ結晶化層の過度の発達を抑制する。Al含有量が0.05%以下では、これらの効果が十分に得られない。一方、Al含有量が0.8%を超えると、オーステナイトとフェライトとの熱力学的相安定性が変化することにより、パーライトのラメラ間隔が大きくなり、パーライトの強度が低下する。したがって、Al含有量は0.05%を超え0.8%以下である。Al含有量の下限は、好ましくは0.055%である。Al含有量の上限は、好ましくは0.7%であり、さらに好ましくは0.6%である。

0039

N:0.001〜0.02%
窒素(N)は、鋼の強度を高める。N含有量が0.001%未満では、この効果が十分に得られない。一方、N含有量が0.02%を超えると、鋼の靱性が低下する。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0.0015%であり、さらに好ましくは0.002%である。N含有量の上限は、好ましくは0.015%である。

0040

本実施形態による熱間鍛造部品を構成する鋼材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。

0041

V:0〜0.2%
本実施形態による熱間鍛造部品を構成する鋼材の化学組成は、Feの一部に代えて、バナジウム(V)を含有してもよい。Vは、鋼の強度を高める。Vはさらに、ナノ結晶化層の過度の発達を抑制する。一方、V含有量が0.2%を超えると、鋼の被削性が低下する。したがって、V含有量は0〜0.2%である。V含有量が0.05%以上であれば、上記の効果が顕著に得られる。V含有量の下限は、さらに好ましくは0.08%である。V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0.12%である。

0042

[式(1)について]
本実施形態による熱間鍛造部品を構成する鋼材の化学組成は、下記の式(1)を満たす。
[Si]+[Mn]≦1.2・・・式(1)
ここで、[Si]、[Mn]にはSi、Mnの各含有量が質量%で代入される。

0043

Si及びMnは、セメンタイトの分解を抑制し、パーライトの加工硬化性を低下させる。Si及びMnはまた、鋼の熱伝導性を低下させる。そのため、これらの元素の含有量が多すぎると、十分な耐焼付き性が得られない。Si及びMnの含有量は、それぞれの上限を制限するのに加えて、その合計量も1.2%以下に制限する。Si及びMnの含有量の合計は、好ましくは1.1%以下である。

0044

[組織]
本実施形態による熱間鍛造部品を構成する鋼材は、面積率で90%以上のパーライトを含む組織を有する。パーライトは、摺動によって大きく加工硬化する。鋼材にマルテンサイトやベイナイト等の硬質な組織が含まれていると、パーライトの塑性変形が阻害され、加工硬化性が低下する。また、初析フェライトが多いと、強度が不足する。パーライトの面積率は、好ましくは95%以上である。

0045

パーライトの面積率は、次のように測定する。

0046

表面から100μmの深さの位置を含むように、熱間鍛造部品から試料採取する。このとき、熱間鍛造部品の表面と垂直な面が観察面となるように試料を採取する。観察面を機械研磨した後、電解研磨して組織を現出させる。観察面を走査型電子顕微鏡(SEM)により倍率1000倍で5視野観察する。画像処理によって各視野のパーライトの面積率を求める。5視野について平均したものを、鋼材のパーライトの面積率とする。

0047

本実施形態による熱間鍛造部品を構成する鋼材は、パーライトの平均ラメラ間隔が、35nmを超え100nm以下である。平均ラメラ間隔が100nmを超えると、加工硬化性が低くなる。また、十分な母材硬さが得られない。一方、平均ラメラ間隔が35nm以下になると、ナノ結晶化層が厚くなり、ナノ結晶化層内で割れや剥離が生じやすくなる。平均ラメラ間隔の下限は、好ましくは40nmである。平均ラメラ間隔の上限は、好ましくは90nmである。

0048

パーライトの平均ラメラ間隔は、次のように測定する。

0049

パーライトの面積率の測定と同様に、熱間鍛造部品の表面と垂直な面が観察面となるように試料を採取する。観察面を機械研磨した後、電解研磨して組織を現出させる。観察面をSEMにより倍率5000倍で5視野観察する。

0050

各視野において、長さLの試験線と交差するセメンタイトの数nを求める。図3は、試験線の引き方の具体例である。図3に示すように、各視野において、表面に平行及び垂直な試験線をそれぞれ5μm間隔で3本引き、各試験線について平均ラメラ間隔lavを、下記の式(A)から求める。さらに、5視野×6試験線の平均値をパーライトの平均ラメラ間隔とする。
lav=0.5×(L/n)・・・(A)

0051

本実施形態による熱間鍛造部品は、好ましくはHv300以上の母材硬さを有する。

0052

[製造方法]
以下、本実施形態による熱間鍛造部品の製造方法の一例を説明する。本実施形態による熱間鍛造部品の製造方法は、これに限定されない。

0053

図4は、本実施形態による熱間鍛造部品の製造方法の一例を示すフロー図である。この製造方法は、素材を準備する工程(ステップS1)と、素材を加熱する工程(ステップS2)と、加熱された素材を熱間鍛造する工程(ステップS3)と、熱間鍛造された素材を冷却する工程(ステップS4)とを備えている。

0054

まず、上述した化学組成の素材を準備する(ステップS1)。例えば、上述した化学組成の鋼を溶製し、連続鋳造及び分塊圧延によってビレットを製造する。

0055

素材を1000〜1250℃に加熱する(ステップS2)。続いて、加熱された素材を熱間鍛造する(ステップS3)。熱間鍛造によって、素材を製品粗形状に加工する。熱間鍛造の条件は特に限定されないが、仕上げ温度は例えば900℃である。

0056

熱間鍛造された素材を冷却する(ステップS4)。このとき、900℃から400℃までの平均冷却速度を、下記の式(2)で定義される冷却速度指数CI以下にし、かつ、下記の式(3)で定義されるパーライト冷却速度指数PIよりも大きくする。
CI=10x・・・式(2)
PI=500×10−y・・・式(3)
ただし、x=0.1×[Al]−[Si]−[Mn]−5.8×[V]+2.2
y=0.6×[Si]+1.7×[Mn]+46×[P]+66×[S]+22×[V]+1.2×[Al]−1.9
ここで、[Al]、[Si]、[Mn]、[V]、[P]、[S]には素材のAl、Si、Mn、V、P、Sの各含有量が質量%で代入される。冷却速度指数CIの単位は℃/秒である。

0057

本実施形態で規定する化学組成の素材を、900℃から400℃までの平均冷却速度が冷却速度指数CI以下になるように冷却すれば、パーライトの面積率が90%以上であり、パーライトの平均ラメラ間隔が35nmよりも大きい組織を得ることができる。

0058

上記に加えて、パーライトの平均ラメラ間隔を100nm以下にするためには、900℃から400℃までの平均冷却速度を、パーライト冷却速度指数PIよりも大きくする必要がある。

0059

冷却手段は特に限定されないが、冷却速度に応じて、断熱材を用いた緩空冷、通常の空冷、送風機による強制空冷油冷水冷氷水冷等を用いることができる。

0060

以上、本発明の実施形態を説明した。本実施形態によれば、耐焼付き性に優れた熱間鍛造部品が得られる。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。

0061

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。

0062

表1に示す化学組成の鋼を150kg真空誘導溶解炉(VIM)によって溶製し、素材とした。各素材を1200℃に加熱後、1100℃で減面率40%の熱間鍛造を実施した。熱間鍛造された素材の厚さは、7.2mmであった。熱間鍛造された素材を、冷却速度を変えて室温まで冷却して供試材とした。なお、表1の「−」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであることを示す。

0063

0064

7.2mmの厚さの素材より、寸法:2.7mm×2.0mm×2.0mmのブロックを複数個採取した。このブロックを用い、各供試材のパーライトの面積率、及びパーライトの平均ラメラ間隔を実施形態で説明した方法によって測定した。

0065

900℃から400℃までの平均冷却速度と、組織との関係を表2に示す。表2において、「P/数字」は、パーライトの面積率が90%以上であったことを示し、数字はパーライトの平均ラメラ間隔(nm)を示す。「P/−」は、パーライトの面積率が90%以上であったことを示し、パーライトの平均ラメラ間隔は未測定であることを示す。「P+B」は、パーライトの面積率が60%以上90%未満であり、かつ、残部がベイナイトを含む組織であったことを示す。「P+α」は、パーライトの面積率が60%以上90%未満であり、かつ、残部がフェライトを含む組織であったことを示す。「×」は、パーライトの面積率が60%未満であったことを示す。「−」は、未測定であることを示す。

0066

0067

表2に示すように、鋼種C、E、Iでは、900℃から400℃までの平均冷却速度が冷却速度指数CI以下であり、かつパーライト冷却速度指数PIよりも大きければ、パーライトの面積率が90%以上であり、かつ平均ラメラ間隔が35nmよりも大きく100nm以下である組織が得られることがわかった。

0068

前記ブロックを用い、各供試材の母材硬さ(ビッカース硬さ)を測定した。900℃から400℃までの平均冷却速度と、母材硬さとの関係を表3に示す。表3において、「−」は、未測定であることを示す。

0069

0070

表3から、900℃から400℃までの平均冷却速度がパーライト冷却速度指数PIよりも大きければ、母材硬さをHv300以上にできることがわかる。

0071

図5A及び図5Bは、900℃から400℃までの平均冷却速度と、組織及び母材硬さとの関係を示す散布図である。図5A及び図5Bにおいて、中実マーク(◆、■、●等)は、パーライトの面積率が90%以上であり、かつ平均ラメラ間隔が35nmよりも大きく100nm以下であったことを示す。白抜きのマーク(◇、□、○等)は、パーライトの面積率が90%未満であるか、平均ラメラ間隔が35nm以下又は100nm超であったことを示す。

0072

以上のとおり、本実施形態で規定する化学組成の素材を、900℃から400℃までの平均冷却速度が冷却速度指数CI以下であり、かつパーライト冷却速度指数PIよりも大きい冷却速度で冷却すれば、母材硬さがHv300以上であって、母材の組織が、パーライトの面積率が90%以上であり、かつ平均ラメラ間隔が35nmよりも大きく100nm以下である熱間鍛造部品が得られる。

0073

[耐焼付き性評価]
長時間摺動後のナノ硬さを評価するため、以下に説明するように、各供試材に対して摩耗試験を実施し、摩耗試験後のナノ硬さを測定した。

0074

まず、表面の凹凸を除去するため、前記ブロックの2.7mm×2.0mmの面に対して、ペーパー研磨及びコロイダルシリカを用いた研磨を実施した。さらに、ペーパー研磨及びコロイダルシリカを用いた研磨によって生成した加工層を除去するため、電解研磨を実施した。除去した加工層の厚さは、約3μmであった。加工層を除去した試験片に対して、図6に示すピンオンディスク型摩耗試験を実施した。

0075

ピンオンディスク型摩耗試験は、より具体的には、次のように実施した。ピンオンディスク試験機の回転ディスク10の表面に、800番のエメリーペーパー20を貼り付けた。そして、エメリーペーパー20に試験片(ブロック)30の2.7mm×2.0mmの面を0.3MPaの面圧押しつけたまま、摺動距離が2000mになるように回転ディスク10を回転させた。摩耗試験後、摺動面(2.7mm×2.0mmの面)のナノ硬さをナノインデテーション法によって測定した。

0076

ナノ硬さの測定は、Agilent Technology社製ナノインデンター、XP/DCM型を用いた。図7に示すように、ナノインデンターの探針40を試験片30の摺動面30aに接触させて測定した。より具体的には、ダイアモンド製のバーコビッチ型針を摺動面30aに連続剛性方式(CSM式)で押し込んだ。連続剛性方式の条件は、振動数を45Hz、振幅を2nm、押し込み深さを250nmとした。

0077

各供試材の冷却条件、組織、パーライトの面積率、母材硬さ、及び表層から20nm以内の位置でのナノ硬さ(以下、表層ナノ硬さという。)を表4にまとめて示す。なお、試験番号1の供試材は、熱間鍛造後に高周波焼入れ相当の熱処理を実施し、マルテンサイト組織としたものである。

0078

0079

表4の「組織」の欄において、「M」はマルテンサイト組織を示す。「P+α」はフェライト・パーライト組織を、「P」はパーライト組織を、「B+M」はベイナイト及びマルテンサイトの混合組織を、「P+B」はパーライト及びベイナイトの混合組織をそれぞれ示す。

0080

表4に示すように、試験番号5、9〜11、及び17の供試材は、パーライトの面積率が90%以上であり、かつパーライトの平均ラメラ間隔が35nmを超え100nm以下であった。これらの供試材は、母材硬さがHv300以上であり、高周波焼入れ相当の熱処理を実施した試験番号1の供試材と同等以上のナノ硬さを示した。

0081

試験番号2の供試材は、母材硬さ及び表層ナノ硬さが低かった。これは、パーライトの面積率が低かったためと考えられる。

0082

試験番号3、4、6、及び8の供試材は、母材硬さ及び表層ナノ硬さが低かった。これは、パーライトの平均ラメラ間隔が大きすぎたためと考えられる。

0083

試験番号7、12〜14及び18は、母材硬さは高かったものの、表層ナノ硬さが低かった。これは、パーライトの面積率が低くナノ結晶化による加工硬化が進まなかったためと考えられる。

0084

試験番号15及び16は、母材硬さは高かったものの、表層ナノ硬さが低かった。これは、パーライトの平均ラメラ間隔が小さすぎ、摺動面で割れや剥離が生じたためと考えられる。

0085

表5及び図8に、一部の供試材におけるナノ硬さの分布を示す。

0086

0087

試験番号5及び10の供試材は、母材硬さが高周波焼入れ処理材(試験番号1の供試材)の母材硬さの約半分であるにもかかわらず、表層の加工硬化量が大きく、高周波焼入れ処理材と同等以上の表層ナノ硬さを示している。一方、試験番号13の供試材は、加工硬化量が不十分であり、表層ナノ硬さは低位である。

実施例

0088

以上の結果から、表面硬化処理を省略しても、高周波焼入れ処理材と同等以上の耐焼付き性を有する熱間鍛造部品が得られることが確認された。

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