JP5050515B2 - クランクシャフト用ｖ含有非調質鋼 - Google Patents

Description

本発明は、自動車などのクランクシャフトの素材として好適なクランクシャフト用Ｖ含有非調質鋼に関する。

従来、自動車などのクランクシャフトは、中炭素鋼を素材として鍛造などの方法によって所望の形状に熱間で加工した後、調質処理（焼き入れ−焼き戻し処理）を施すことによって、その組織を焼戻しマルテンサイト組織として硬さを高め、所望の疲労強度が確保されていた。

しかしながら、コスト削減や省エネルギーの観点から調質処理を省略することが望まれ、近年ではその要求が特に大きくなっている。

一方、調質処理を省略すると、中炭素鋼の組織は一般にフェライト−パーライト組織となるため、従来の調質処理によって得られる組織（焼戻しマルテンサイト組織）と比較して硬さが低くなり、所望の疲労強度を確保することができない。

このため、昭和５０年代後半から、調質処理を施さずとも所望の硬さを確保することができる各種の非調質鋼が提案され、例えば、特許文献１〜５には、代表的な析出強化元素であるＶを添加し、１０００℃以下の温度域で析出するＶ系の析出物の析出強化によって、調質処理の省略を可能にしたＶ含有非調質鋼に関する技術が提案されている。

具体的には、特許文献１に、重量％で、Ｓｉ：２％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｎ：０．０２％以下、Ｏ ：０．０１０％以下及び不可避的不純物を含む鋼において、更にＣ：０．１０〜０．６％、Ｍｎ：０．３ 〜２．５％、Ｃｒ：０．０５〜２．５％、Ｖ：０．０３〜０．５％、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を含有し、更に必要に応じて、特定量のＰｂ、Ｃａ、Ｔｅ及びＢのうちの１種以上及び／又は特定量のＺｒ、Ｈｆ、Ｙ、希土類元素及びＭｇのうちの１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物元素からなると共に、平均粒径が０．１〜５μｍである介在物を１×１０²〜１×１０⁶個／ｍｍ²含有し、上記介在物がＴｉ酸・窒化物、ＭｎＳ、及び該Ｔｉ酸・窒化物とＭｎＳを主体とする複合化合物であることを特徴とする「熱間鍛造用高強度高靱性非調質鋼」が開示されている。

特許文献２に、重量比として、Ｃ ：０.１０〜０.６０％、Ｓｉ：０.００５〜２.００％、Ｍｎ：０.５５〜２.００％、Ｓ ：０.０１〜０.１０％、Ａｌ：０.０００５〜０.０５％、Ｖ：０.３０％超０.７０％以下、Ｔｉ：０.００３〜０.０５０％、を含有し、更に、必要に応じて、(i)Ｎｂ：０.００５〜０.１０％、(ii)Ｃｒ：０.１０〜１.５０％、Ｍｏ：０.０５〜１.００％、のうち一種又は二種、(iii)Ｃａ：０.０００５〜０.００５％、Ｐｂ：０.０４〜０.３０％、のうち一種又は二種及び(iv)Ｔｅ：０.０１〜０.１５％、Ｓｅ：０.０１〜０.１５％、Ｂｉ：０.０４〜０.３％のうち一種又は二種以上、のうちの一群以上の元素を含み、更にＮ：０.００８％未満、Ｐ：０.０３５％以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする「疲労強度に優れた熱間鍛造用非調質鋼材」が開示されている。

特許文献３に、熱間鍛造時に一体で鍛造され、その後に強制破断分離して製造されるコネクティングロッド（以下、「コンロッド」という。）用の材料として、ＴｉとＶを複合して含有させて靱性を下げた破断分離性の良い非調質鋼、具体的には、重量比にしてＣ：０．１８〜０．４５％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、Ｐ：０．０４〜０．２０％、Ｓ：０．１３〜０．３０％、Ｃｒ：０．１０〜０．３５％、Ａｌ：０．０１０％未満、Ｖ：０．１８〜１．００％、Ｂ：０．０００３〜０．００６０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００９０％以下、Ｏ：０．００２０％未満、Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる化学組成の、熱間鍛造後非調質で高い疲労強度と優れた被削性が得られ、かつ強制破断分離前後の形状変化が極めて小さい「被削性の優れた低延性非調質鋼」が開示されている。

特許文献４及び特許文献５に、それぞれ、Ｖを含有し、常温での冷間分割加工が可能でその破断面がフラットな脆性破面を呈し、自動車などのエンジンのコンロッドやコンロッドキャップ用の材料として好適な「高強度・低延性非調質鋼」及び「高強度・高降伏比・低延性非調質鋼」が開示されている。

また、特許文献６には、必要に応じてＶを含有する非調質鋼に関する技術が提案されている。すなわち、特許文献６に、常温での冷間分割加工が可能でその破断面がフラットな脆性破面を呈し、自動車などのエンジンのコンロッドやコンロッドキャップ用の材料として好適な、必要に応じてＶを含有する「高強度・低延性非調質鋼」が開示されている。

特開平８−９２６８７号公報

特開平７−３３８６号公報 特開２００３−１１９５４５号公報 特開平９−３１５９４号公報 特開平９−１１１４１２号公報 特開平９−１７６７８５号公報

前記の特許文献１及び特許文献２で開示された非調質鋼を素材としてクランクシャフトを鍛造した場合、製造ロット間で硬さにばらつきが発生して性能がばらつくことがあり、また、一本のクランクシャフト内においても、ピンフィレット部とジャーナル部との硬さに差が生じ、クランクシャフトとしての所望の性能が得られないことがあった。

また、特許文献３〜６で開示された、所謂「クラッキングコンロッド」用の素材となる非調質鋼は、破断分離性を高めるために、例えば、ＪＩＳ４号Ｖノッチシャルピー衝撃試験片（JIS Z 2202(1998)に記載された幅が１０ｍｍのＶノッチ試験片）を用いた場合の室温での衝撃値を５Ｊ／ｃｍ²程度にまで下げて靱性を低めたものである。このため、これらの非調質鋼をクランクシャフトの素材として用いた場合には、加えられた衝撃荷重に耐えることができずに破断してしまうことがあった。

そこで、本発明の目的は、熱間加工後の調質処理を省略しても、ばらつきの小さい安定した硬さ分布が得られるとともに、前記JIS Z 2202(1998)に記載された幅が１０ｍｍのＶノッチ試験片を用いた場合の室温での衝撃値として少なくとも１２Ｊ／ｃｍ²程度の靱性が得られ、製造ロット間は勿論のこと、一本のクランクシャフト内においても硬さのばらつきが少なく安定した硬さ分布が得られるとともに、クランクシャフトに衝撃荷重が加わった場合でもその衝撃荷重に耐えることができるクランクシャフト用Ｖ含有非調質鋼を提供することである。

本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の非調質鋼を用いて熱間加工を模擬した試験を実施し、加熱温度に伴う硬さの変化、加熱温度が微細組織や各種析出物の析出挙動に及ぼす影響について詳細に検討した。その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。

（ａ）従来の非調質鋼を素材とした場合、熱間加工する際の加熱温度が低めの製造ロットでは硬さが低くなる。また、一本のクランクシャフト内においても、鍛造前の鋼片の加熱時に鋼片表層と内部の温度差が大きくなった場合、製品となるクランクシャフトのピンフィレット部とジャーナルフィレット部とで硬さの差が生じて所望の性能が得られなくなる。特に高周波加熱で鋼片を加熱する場合には、鋼片表層に比べ内部の温度が低くなる傾向があり、このような場合には鋼片表層部で形成されるジャーナルフィレット部に比べ、鋼片内部に相当する部分で形成されるピンフィレット部の硬さが低くなる。このように、従来の非調質鋼を素材とする場合に生じる硬さばらつきは、いわゆる「硬さの加熱温度依存性」が大きいことに起因する。

（ｂ）Ｖ含有非調質鋼の硬さは、マトリックスであるフェライト−パーライト組織のフェライト率と、冷却過程で微細析出するＶ系微細析出物の析出量に依存する。したがって、「硬さの加熱温度依存性」を小さくするには、第一にマトリックスであるフェライト−パーライト組織のフェライト率の加熱温度依存性と、第二に冷却過程で微細析出するＶ系微細析出物の析出量の加熱温度依存性を小さくすればよい。

（ｃ）Ｖ含有非調質鋼においてマトリックスであるフェライト−パーライト組織のフェライト率の加熱温度依存性を小さくするには、オーステナイト粒のピン止めに作用するＮ、Ｔｉ、Ａｌの鋼中含有量を減じることが有効である。

すなわち、組織や硬さを調節するための熱処理である調質処理を施す必要がない非調質鋼の場合には、熱間加工中及び熱間加工後の冷却過程で発達した結晶組織がそのまま鋼の組織となる。

上記の熱間加工は、オーステナイト単相領域である、例えば１０００℃以上という、高い温度に加熱保持してから行われる。Ｎ、Ｔｉ、Ａｌの含有量が高いと、１０００℃以上の高温に加熱した場合、オーステナイト中に比較的粗大な複合析出物（炭窒化物）が析出する。この様な比較的粗大な析出物は析出強化には寄与しないものの、オーステナイト粒界をピン止めする作用がある。このため、熱間加工前の加熱温度に差が生じると、オーステナイト単相域で存在するこの比較的粗大な析出物の量が変動し、オーステナイト粒界に対するピン止め力に差が生じ、その結果オーステナイト粒径が変動する。

そして、オーステナイト粒界はフェライトの生成サイトとなるため、オーステナイト粒径が変動すると、これによって冷却後の組織に占めるフェライト−パーライト組織のフェライト率も変動し、結果的にフェライト率の加熱温度依存性が大きくなる。

すなわち、加熱温度が低い場合には、オーステナイト中に存在する比較的粗大な析出物の量が増え、その析出物にピン止めされてオーステナイト粒は成長しない。よって、冷却後のマトリックスであるフェライト−パーライト組織のフェライト率が高くなり、硬さが低下してしまう。一方、加熱温度が高い場合には、オーステナイト中に存在する比較的粗大な析出物の量が減り、析出物のピン止め力は小さくなりオーステナイト粒は成長する。よって、冷却後のマトリックスであるフェライト−パーライト組織のフェライト率が低くなり、硬さが上昇してしまう。

以上のように、オーステナイト中で比較的粗大な複合析出物（炭窒化物）を形成するＮ、Ｔｉ、Ａｌの含有量が高いことが、加熱温度により硬さにばらつきを生じてしまう原因となる。

したがって、「硬さの加熱温度依存性」を小さくするには、Ｎ、Ｔｉ、Ａｌの鋼中含有量を減じることが先ず第一に有効である。

（ｄ）Ｖ含有非調質鋼において、冷却過程で微細析出するＶ系微細析出物の析出量の加熱温度依存性を小さくするには、ＶとＮの含有量が、質量％で、Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）≦０．３７５％を満たすように制御する必要がある。

すなわち、硬さを調節するための熱処理である調質処理を施す必要がない非調質鋼の場合には、熱間加工後の冷却過程で微細析出するＶ系の析出物の析出強化により強化を図る必要がある。そのためには、冷却前の状態においてマトリックスに十分Ｖを固溶させておくことが重要である。

しかしながら、Ｖ含有非調質鋼においてＶに対するＮの含有量が多い場合には、熱間鍛造を行う１０００℃以上の高温では粗大なＶ窒化物が析出してしまい、このような粗大なＶ窒化物は、析出強化に寄与しないだけでなく、冷却前のＶの固溶量を減らすので、析出強化元素であるＶの本来の作用効果を発揮させることができない。

上記の粗大なＶ窒化物は、加熱温度が高ければマトリックスであるオーステナイト中に固溶するので、析出強化に寄与する微細なＶ系の析出物が冷却過程において析出するうえで問題を生じないが、加熱温度が低くなるとオーステナイト中に固溶しないため、オーステナイト中での固溶Ｖ（フリーのＶ）が少なくなり析出強化に寄与するＶ系の微細析出物が冷却過程において十分析出することができず、このため析出強化の程度が不十分となる。よって、Ｖに対するＮの含有量が多い場合には、硬さの加熱温度依存性が現れる原因となる。

しかしながら、ＶとＮの含有量が、質量％で、「Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）≦０．３７５％」を満たすように制御することにより、前記のＶを含む窒化物を１０００℃以上の温度域で析出させないようにすることが可能となり、冷却過程で微細析出するＶ系微細析出物の析出量の加熱温度依存性を小さくし、硬さの加熱温度依存性を低減することができる。

したがって、「硬さの加熱温度依存性」を小さくするには、「Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）≦０．３７５％」を満たすように制御することが更に必要である。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）に示すクランクシャフト用Ｖ含有非調質鋼にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．２６〜０．７％、Ｍｎ：０．７〜２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００５〜０．１０％、Ｃｒ：０．０７〜０．５％、Ａｌ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｖ：０．０５〜０．４０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、ＶとＮの含有量がＶ（％）＋３０Ｎ（％）≦０．３７５％を満たし、不純物におけるＴｉが０．００５％未満であることを特徴とするクランクシャフト用Ｖ含有非調質鋼。

以下、上記（１）のクランクシャフト用Ｖ含有非調質鋼に係る発明を「本発明」という。

本発明のＶ含有非調質鋼は、鍛造を始めとする熱間加工後の調質処理を省略しても、熱間加工の際の加熱温度によらず、ばらつきの小さい安定した硬さ分布が得られるとともに、JIS Z 2202(1998)に記載された幅が１０ｍｍのＶノッチ試験片を用いた場合の室温での衝撃値として少なくとも１２Ｊ／ｃｍ²程度の靱性を有するので、熱間加工の際の加熱温度及び加熱時間を厳しい範囲で制御する必要がなく、操業コスト及び操業効率の面で有利である。なお、本発明のＶ含有非調質鋼を、例えばクランクシャフトの素材として用いた場合、製造ロット間は勿論のこと、一本のクランクシャフト内においても硬さのばらつきが少なく安定した硬さ分布が得られるとともに、クランクシャフトに衝撃荷重が加わった場合でもその衝撃荷重に耐えることができるので、クランクシャフトの製造コスト削減に大きく寄与する。

以下、本発明において化学成分を前記のように定める理由について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．３０〜０．６０％
Ｃは、鋼の強度を確保するのに有効であり、また、クランクシャフトなどの機械部品においては、耐摩耗性を確保するのにも非常に有効である。これらの効果を得るためには、Ｃは０．３０％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が多くなり、特に、０．６０％を超えると、強度が高くなりすぎ被削性が劣化する。したがって、Ｃの含有量を、０．３０〜０．６０％とした。なお、Ｃ含有量の望ましい範囲は０．３５〜０．５１％である。

Ｓｉ：０．０５〜０．７％
Ｓｉは、脱酸材として製鋼工程で添加されるが、フェライトの固溶強化に有効であるので、０．０５％以上含有させる。しかしながら、Ｓｉの含有量が過剰になると靱性が低下し、特に、０．７％を超えると、靱性の低下が著しくなるうえに、フェライト固溶強化作用も飽和する。したがって、Ｓｉの含有量を、０．０５〜０．７％とした。なお、Ｓｉ含有量の望ましい範囲は０．２６〜０．７％である。

Ｍｎ：０．７〜２．０％
Ｍｎは、固溶強化元素であり、素材の硬さを高めて疲労限度を向上させる作用を有する。この効果を得るためには、Ｍｎは０．７％以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になると靱性が低下し、特に、２．０％を超えると、靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．７〜２．０％とした。なお、Ｍｎ含有量の望ましい範囲は０．８〜１．７％である。

Ｐ：０．０３５％以下
Ｐは、粒界に偏析して粒界脆化割れを助長して靱性を損ね、特に、その含有量が０．０３５％を超えると、靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０３５％以下とした。なお、Ｐの含有量は少なければ少ないほどよい。

Ｓ：０．００５〜０．１０％
Ｓは、鋼の被削性を向上させる作用を有するので、０．００５％以上含有させる。しかしながら、Ｓの含有量が過剰になると熱間加工性や疲労強度を低下させ、特に、０．１０％を超えると、熱間加工性や疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００５〜０．１０％とした。なお、Ｓ含有量の上限は０．０７％とすることが望ましい。

Ｃｒ：０．０７〜０．５％
Ｃｒは、鋼の強度を確保するために、０．０７％以上含有させる。しかしながら、Ｃｒの含有量が過剰になると熱間延性を損い、特に、０．５％を超えると、熱間延性の低下が著しくなる。したがって、Ｃｒの含有量を、０．０７〜０．５％とした。なお、Ｃｒ含有量の望ましい範囲は０．１〜０．４％である。

Ａｌ：０．０２０％以下
Ａｌは、脱酸に用いられる元素であるが、オーステナイト単相域で析出物として存在するため、その温度域でピン止め効果を示し、加熱温度が変動すると、オーステナイト粒径を変化させて硬さのばらつきを招く。特に、その含有量が０．０２０％を超えると、硬さのばらつきが大きくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０２０％以下とした。なお、Ａｌ含有量の上限は０．０１５％とすることが望ましい。

Ｎ：０．００６％以下
Ｎは、鋼中に含有される元素であるが、オーステナイト単相域で析出物を生成するため、その温度域でピン止め効果を示し、加熱温度が変動すると、オーステナイト粒径を変化させて硬さのばらつきを招く。特に、その含有量が０．００６％を超えると、硬さのばらつきが大きくなる。したがって、Ｎの含有量を０．００６％以下とした。

なお、Ｎの含有量は上記の範囲において、後述する「Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）≦０．３７５％」をも満たす必要がある。

Ｖ：０．０５〜０．４０％
Ｖは、析出強化作用を有する元素である。この効果を得るためには、Ｖの含有量は０．０５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｖの含有量が０．４０％を超えると効果が飽和しコスト増加となり経済性を失う。更に、熱間加工性の劣化を招く。したがって、Ｖの含有量を０．０５〜０．４０％とした。Ｖ含有量の望ましい範囲は０．０５〜０．３０％である。

なお、Ｖの含有量は上記の範囲において、下記の「Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）≦０．３７５％」をも満たす必要がある。

Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）：０．３７５％以下
既に述べたように、Ｖに対するＮの含有量が多い場合には、１０００℃以上の高温域でＶ窒化物が析出する。この温度域で生成するＶ窒化物は粗大なため析出強化に寄与せず、析出強化元素であるＶの本来の作用効果を発揮させることができない。しかし、この粗大なＶ窒化物は加熱温度が高いと固溶するため、このような場合には冷却過程でＶ系の微細析出物が析出し、析出強化を図ることができる。このように、１０００℃以上の高温域で析出するＶ窒化物は、析出強化に寄与するＶ量を変化させて、硬さの加熱温度依存性が現れる原因となる。

しかしながら、ＶとＮの含有量が、「Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）」の値で０．３７５％以下であれば、前記の粗大なＶ窒化物を１０００℃以上の温度域で析出させないようにすることができ、鋼が含有するＶを全て析出強化に寄与させることが可能となる。したがって、Ｎ及びＶは、それぞれ、前述の含有量範囲で、しかも、「Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）」の値で０．３７５％以下を満たすこと、つまり「Ｖ（％）＋３０Ｎ（％）≦０．３７５％」とした。

不純物中のＴｉ：０．００５％未満
Ｔｉは、本発明においては望ましくない元素である。オーステナイト単相域で析出物として存在するため、その温度域でピン止め効果を示し、加熱温度が変動すると、オーステナイト粒径を変化させて硬さのばらつきを招く。特に、その含有量が０．００５％以上になると、硬さのばらつきが大きくなる。したがって、不純物におけるＴｉの含有量を０．００５％未満とした。不純物におけるＴｉの含有量は少なければ少ないほどよい。

上記の理由から、本発明は、その化学組成が、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．２６〜０．７％、Ｍｎ：０．７〜２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００５〜０．１０％、Ｃｒ：０．０７〜０．５％、Ａｌ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｖ：０．０５〜０．４０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、ＶとＮの含有量がＶ（％）＋３０Ｎ（％）≦０．３７５％を満たし、不純物におけるＴｉが０．００５％未満であるクランクシャフト用Ｖ含有非調質鋼とした。

なお、本発明のクランクシャフト用Ｖ含有非調質鋼は、製造ロット間は勿論のこと、一本のクランクシャフト内においても硬さのばらつきが少なく安定した硬さ分布が得られ、しかも、クランクシャフトに衝撃荷重が加わった場合でもその衝撃荷重に耐えることができる。

なお、以上に述べた元素以外は、本発明に係るＶ含有非調質鋼においては不純物であり、意図的には添加しない。ここで、不純物中のＣｕ及びＮｉの含有量は、それぞれ、次の範囲で許容できる。

Ｃｕ：０．５％
Ｃｕは、過度に含まれると熱間延性を損なうため積極的に添加することは行わないが、熱間延性を損なわない限り不純物として含まれていてもよい。例えば、スクラップを原料とする場合の鋼には０．５％程度までのＣｕが含まれていることが多く、この程度の含有量のＣｕは、熱間延性を損なうことがないので、０．５％までのＣｕは不純物として許容できる。

Ｎｉ：０．５％
Ｎｉは、過度に含まれると熱間延性を損なうため積極的に添加することは行わないが、熱間延性を損なわない限り不純物として含まれていてもよい。例えば、スクラップを原料とする場合の鋼には０．５％程度までのＮｉが含まれていることが多く、この程度の含有量のＮｉは、熱間延性を損なうことがないので、０．５％までのＮｉは不純物として許容できる。

なお、クランクシャフトなど所望の非調質鋼製品は、本発明のＶ含有非調質鋼からなる鋼塊や鋳片、或いは、その鋼塊や鋳片から作製した鋼片を所定の形状に熱間加工した後で室温まで冷却することによって、調質処理を行うことなく容易に得ることができる。

上記所定の形状への熱間加工に際しては、加熱温度を１０００〜１３５０℃とし、熱間加工後の冷却は大気中での放冷とすることが好ましい。熱間加工後に水スプレー冷却や水焼入れなどのような方法で冷却すると、冷却速度が大きくなりすぎて、マルテンサイトが混在するようになって焼戻しする必要が生じ、「非調質」という特徴を活用できないこととなる。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

〔実施例１〕
表１に示す化学組成を有する鋼１〜９を真空溶解炉によって溶解し、インゴットを作製した。

なお、表１中の鋼１〜３は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼４〜９は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

上記のインゴットに、１２５０℃で６０分保持の加熱処理を施した後、熱間鍛造を行って直径１００ｍｍの丸棒とした。なお、熱間鍛造の仕上げ温度は１０００℃を下回らないようにし、熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。

次いで、上記の直径１００ｍｍの丸棒の中心からＤ／４（「Ｄ」は丸棒の直径を表す。）の位置から、丸棒の鍛伸軸方向が試験片の高さ方向となるように、直径が８ｍｍで高さが１２ｍｍの円柱状試験片である所謂「加工フォーマスタ試験片」を採取して、熱間加工を模擬した試験を実施し、硬さの加熱温度依存性、すなわち加熱温度による硬さのばらつきを調査した。

すなわち、先ず、実クランクシャフトを製造する際の加熱温度のばらつき範囲に相当する１１５０〜１３００℃に、「加工フォーマスタ試験片」を加熱して１５分保持した後、鍛造温度に相当する１１００℃まで２０℃／分で冷却し、１１００℃に至った時点で高さで５０％の圧縮加工を施し、次いで、２０℃／分の冷却速度で５００℃まで冷却した後、アルゴン雰囲気中で放冷する熱間加工試験を実施した。

次いで、上記のようにして得た「加工フォーマスタ試験片」を用いて、ビッカース硬さ（ＨＶ）を測定した。なお、ビッカース硬さの測定は、JIS Z 2244(2003)における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、鏡面研磨した断面の中心の位置で代表させて、試験力を９８Ｎとして実施し、各温度毎のＨＶ硬さを測定した。

表２に上記の試験結果を示す。なお、表２においては、加熱温度１１５０〜１２５０℃の間の最大硬さと最小硬さの差、加熱温度１２００〜１３００℃の間の最大硬さと最小硬さの差、加熱温度１１５０〜１３００℃の間の最大硬さと最小硬さの差をΔＨＶとして示した。

表２から、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１〜３においては、加熱温度１１５０〜１２５０℃に対して、ΔＨＶは１０以下であり、硬さの加熱温度依存性が小さいことが明らかである。

これに対して、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼５〜９においては、加熱温度１１５０〜１２５０℃に対して、ΔＨＶは１５以上であり、硬さの加熱温度依存性が大きい。

加熱温度１２００〜１３００℃、又は、加熱温度１１５０〜１３００℃で比較しても、本発明で規定する範囲内の鋼は比較例の鋼より、硬さの加熱温度依存性、すなわち加熱温度による硬さのばらつきが小さいことが明らかである。

〔実施例２〕
前記表１中の鋼１〜７について、実施例１で作製した直径１００ｍｍの丸棒の一部を用いて、１２５０℃で６０分保持の加熱を行った後、熱間鍛造を行って図１に示す寸法・形状のクランクシャフトを型鍛造で製造した。なお、熱間鍛造の仕上げ温度は１０００℃を下回らないようにし、熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。加熱温度及び熱間鍛造の仕上げ温度は表面の温度を測定した。

次いで、上記のようにして得たクランクシャフトの図２にＡとして示す部位から、すなわち、フランジ部表面からＲ／２位置（「Ｒ」はフランジ部の半径を表す。）を基準にして、JIS Z 2202(1998)に記載された幅が１０ｍｍのＶノッチ試験片を切り出し、室温でシャルピー衝撃試験を実施し、衝撃値を測定した。

表３に、シャルピー衝撃試験による室温での衝撃値を示す。

表３から、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１〜３は、JIS Z 2202(1998)に記載された幅が１０ｍｍのＶノッチ試験片を用いて室温でシャルピー衝撃試験を実施した場合の衝撃値として、１２Ｊ／ｃｍ²以上の値を有しており、クランクシャフトとして充分な靱性を備えていることが明らかである。

〔実施例３〕
前記表１中の鋼１及び鋼４について、実施例２で作製したクランクシャフトを用いて、図２に示すようにピンフィレット部８箇所及びジャーナルフィレット部１６箇所の合計２４箇所についてブリネル硬さ（ＨＢＷ）を測定した。

ここで、ピンフィレット部はジャーナルフィレット部と比較すると、クランクシャフトの中心軸から大きく偏芯しており、型鍛造の際の大きな鋼の塑性流動により、直径１００ｍｍの丸棒の中心部がクランクシャフトのピンフィレット部の表面に現れる。一方、ジャーナルフィレット部の表面は丸棒の外表面から形成される。

なお、ブリネル硬さの測定は、具体的には、図２に示すピンフィレット部８箇所（図２中に●印で示した８箇所）及びジャーナルフィレット部１６箇所（図２中に○印で示した１６箇所）からブロックを切り出し、ピンフィレット部及びジャーナルフィレット部とも表層から約２ｍｍの位置が測定位置となるようにして、JIS Z 2243(1998)における「ブリネル硬さ試験−試験方法」に準拠して、直径１０ｍｍの圧子を用いて、試験力を３０ｋＮで実施した。

表４に上記のようにして測定したブリネル硬さ、すなわち、丸棒の外表面から形成されるジャーナルフィレット部１６箇所におけるブリネル硬さ及び丸棒の中心部が現れるピンフィレット部８箇所におけるブリネル硬さを示す。

なお、表４の「部位」欄においてＪＦ１〜ＪＦ５とした部位は、図２に示すクランクシャフトのジャーナルについて、フランジの反対側から１〜５の番号を付けた場合の、それぞれのジャーナルフィレット部を示す。同様に、ＰＦ１〜ＰＦ４とした部位は、図２に示すクランクシャフトのピンについて、フランジの反対側から１〜４の番号を付けた場合の、それぞれのピンフィレット部を示す。そして、ＪＦ２〜ＪＦ４の部位ではそれぞれ、４箇所のブリネル硬さを測定したことを、また、その他の部位ではそれぞれ、２箇所のブリネル硬さを測定したことを示す（図２参照）。

表４から、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１においては、クランクシャフトのジャーナルフィレット部のブリネル硬さＨＢＷは３０２〜３２０、ピンフィレット部のブリネル硬さＨＢＷは２９４〜３０４であり、ジャーナルフィレット部とピンフィレット部の硬さの差は小さかった。

一方、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼４においては、クランクシャフトのジャーナルフィレット部のブリネル硬さＨＢＷは３０２〜３２６、ピンフィレット部のブリネル硬さＨＢＷは２８１〜２９８であり、ジャーナルフィレット部とピンフィレット部の硬さの差は大きかった。

なお、表５に、前記の表４中での各クランクシャフトのジャーナルフィレット部におけるブリネル硬さの最大値とピンフィレット部におけるブリネル硬さの最小値とともに、それらの差を「ΔＨＢＷ」として示した。

表５から、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼１においてはΔＨＢＷは２６であり、クランクシャフトのピンフィレット部とジャーナルフィレット部との硬さの差が小さいことが明らかである。

これに対して、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼４においては、ΔＨＢＷは４５であって、クランクシャフトのピンフィレット部とジャーナルフィレット部との硬さの差が大きい。

本発明のクランクシャフト用Ｖ含有非調質鋼は、鍛造を始めとする熱間加工後の調質処理を省略しても、熱間加工の際の加熱温度によらず、ばらつきの小さい安定した硬さ分布が得られるとともに、JIS Z 2202(1998)に記載された幅が１０ｍｍのＶノッチ試験片を用いた場合の室温での衝撃値として少なくとも１２Ｊ／ｃｍ2程度の靱性を有するので、熱間加工の際の加熱温度及び加熱時間を厳しい範囲で制御する必要がなく、操業コスト及び操業効率の面で有利である。なお、本発明のクランクシャフト用Ｖ含有非調質鋼は、製造ロット間は勿論のこと、一本のクランクシャフト内においても硬さのばらつきが少なく安定した硬さ分布が得られるとともに、クランクシャフトに衝撃荷重が加わった場合でもその衝撃荷重に耐えることができるので、クランクシャフトの製造コスト削減に大きく寄与する。

実施例で型鍛造したクランクシャフトの寸法・形状を示す図である。 実施例で型鍛造したクランクシャフトから幅が１０ｍｍのシャルピーＶノッチ試験片を採取した位置（Ａ部）と、そのクランクシャフトにおけるブリネル硬さを測定した位置（○印：ジャーナルフィレット部の１６箇所、●印：ピンフィレット部の８箇所）を示す図である。

Claims (1)

1. 質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．２６〜０．７％、Ｍｎ：０．７〜２．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００５〜０．１０％、Ｃｒ：０．０７〜０．５％、Ａｌ：０．０１５％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｖ：０．０５〜０．４０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、ＶとＮの含有量がＶ（％）＋３０Ｎ（％）≦０．３７５％を満たし、不純物におけるＴｉが０．００５％未満であることを特徴とするクランクシャフト用Ｖ含有非調質鋼。
   

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