高周波焼入れ用非調質鋼
【課題】高周波焼入れするための加熱温度が高くなった場合に生じる溶融割れを抑制することができ、しかも、クランクシャフト等の機械構造部品に高い疲労強度を具備させることが可能な、高周波焼入れ用非調質鋼の提供。
【解決手段】C：0.35〜0.45％、Si：0.30％を超えて0.70％以下、Mn：1.00〜1.50％、P≦0.030％、S：0.010〜0.035％、Cr：0.10〜0.30％、Al：0.005〜0.050％、V：0.100〜0.200％およびN：0.0040〜0.0200％を含有するとともに、〔80C2＋55C＋13Si＋4.8Mn＋30P＋30S＋1.5Cr〕が50以下、かつ〔C＋（Si／10）＋（Mn／5）−（5S／7）＋（5Cr／22）＋1.65V〕が0.80〜1.00の範囲であり、残部はＦｅおよび不純物からなる高周波焼入れ用非調質鋼。
【解決手段】C：0.35〜0.45％、Si：0.30％を超えて0.70％以下、Mn：1.00〜1.50％、P≦0.030％、S：0.010〜0.035％、Cr：0.10〜0.30％、Al：0.005〜0.050％、V：0.100〜0.200％およびN：0.0040〜0.0200％を含有するとともに、〔80C2＋55C＋13Si＋4.8Mn＋30P＋30S＋1.5Cr〕が50以下、かつ〔C＋（Si／10）＋（Mn／5）−（5S／7）＋（5Cr／22）＋1.65V〕が0.80〜1.00の範囲であり、残部はＦｅおよび不純物からなる高周波焼入れ用非調質鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高周波焼入れが施されるクランクシャフト等の機械構造部品の素材として好適に使用できる非調質鋼に関する。詳しくは、高周波焼入れによる硬化層深さを大きくするために加熱温度が高くなった場合に生じる「溶融割れ」を抑制することが可能な高周波焼入れ用非調質鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車、建設車両のクランクシャフト等の機械構造部品には、例えば、疲労強度、耐摩耗性等の特性向上のために表面硬化処理が施されている。以下、この明細書においては、「機械構造部品」を「クランクシャフト」で代表させて説明する。
【０００３】
種々の表面硬化処理のうちで、高周波焼入れは、必要な部位のみ硬化できる。このため、クランクシャフトには高周波焼入れが施されることが多い。
【０００４】
例えば、クランクシャフトの疲労強度を向上させるために、図１に示すフィレットのＲ部を高周波焼入れする技術が実用化されている。
【０００５】
しかしながら、近年、産業界から、クランクシャフトをさらに高強度化、特にさらなる疲労強度向上の要望が大きくなっている。
【０００６】
なお、上記のクランクシャフトのさらなる高強度化という要望を達成するためには、高周波焼入れによる硬化層深さをより大きくする必要がある。
【０００７】
しかしながら、高周波焼入れによる硬化層深さを大きくするためには、出力や加熱時間の増加が必要となるため、加熱温度が高くなってしまう。しかも、図１に示すような、クランクシャフトのエッジ部では、より一層高温に加熱されやすくなる。このため、加熱温度が素材鋼の融点を超えることになって、クランクシャフトの表層あるいは内部が一部溶融して割れが発生することがある。そして、上記の「溶融割れ」が生じたクランクシャフトは実用に耐えないものとなるので、製品歩留りの低下をきたし、コスト上昇につながってしまう。
【０００８】
したがって、高周波焼入れによる硬化層深さを大きくするために加熱温度が高くなった場合には、上記の「溶融割れ」を防止することが極めて重要になる。
【０００９】
高周波焼入れ用鋼に関する技術の一例が、特許文献１および特許文献２に開示されている。
【００１０】
すなわち、特許文献１には、質量基準で、Ｃ：０．４０〜０．５２％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：１．００〜１．５０％、Ｓ：０．０１０〜０．０７０％、Ｃｒ：０．４０〜０．７０％、Ｐｂ：０．０２〜０．３５％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．００４０％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｎ：０．００５〜０．０１５％、残部実質的にＦｅから成る高周波焼入れクランクシャフト用非調質鋼が提案されている。
【００１１】
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜２．５０％、Ｓ：０．０１５〜０．３５％、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％を含有し、さらにＮｉ：０．１〜３．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％から選択した元素を１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、鋼中の硫化物の大きさが長径３０μｍ以下であり、素材を切削後あるいは鍛造後、部品の一部を高周波焼入れして使用することを特徴とする機械構造用快削鋼が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】特開平５−３３１０１号公報
【特許文献２】特開２００４−２７２５９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
前述の特許文献１で開示された技術は、焼入れ−焼戻し処理が不要で、寸法差に基づく冷却速度の違いによって硬さの差が大きくならず、かつ加工性に優れた非調質鋼を提供できるものである。しかしながら、この技術では高周波焼入れによる硬化層深さを大きくするために高周波で加熱処理する時の加熱温度が高くなった場合に生じる溶融割れの抑制については検討されていない。
【００１４】
特許文献２で開示された技術は、高周波焼入れ時に生じる焼割れ低減については考慮されているものの、前記した特許文献１の場合と同様に溶融割れの抑制については検討されていない。
【００１５】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、高周波焼入れによる硬化層深さを大きくするために加熱温度が高くなった場合に生じる「溶融割れ」を抑制することができ、しかも、クランクシャフト等の機械構造部品に高い疲労強度を具備させるのに必要な内部硬さを有する高周波焼入れ用非調質鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者らは、前記した課題を解決するために、まず、高周波焼入れを施したクランクシャフトにおいて溶融割れが発生した部位を詳細に調査した。その結果、下記（ａ）の事項が明らかになった。
【００１７】
（ａ）高周波焼入れを施したクランクシャフトにおいて溶融割れが発生した部位には脱炭が生じていない。一方、脱炭している部位は溶融していない。
【００１８】
上記のことから、本発明者らは、高周波焼入れした場合の溶融割れにはＣ含有量が影響を及ぼし、Ｃ含有量の低減が溶融割れの抑制に効果があると結論した。
【００１９】
そこで、さらに種々の元素の含有量が溶融割れの発生に及ぼす影響と機械的性質、なかでも疲労強度に及ぼす影響について詳細な検討を実施した。
【００２０】
その結果、下記（ｂ）〜（ｄ）の知見を得た。
【００２１】
（ｂ）Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、ＳおよびＣｒの含有量を低減することによって、高周波焼入れのための加熱時に生じる溶融割れを抑制することができる。
【００２２】
（ｃ）溶融割れの発生を抑制することができても、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＣｒの含有量を減らすと、焼入れ性および生地の硬さである内部硬さが低下するので、必ずしも高い疲労強度が得られないことがある。
【００２３】
（ｄ）したがって、高周波焼入れのための加熱時に発生する溶融割れを抑制しつつ、かつ、高い疲労強度も確保するためには、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、ＳおよびＣｒの含有量を適正に制御する必要がある。
【００２４】
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）〜（３）に示す高周波焼入れ用非調質鋼にある。
【００２５】
（１）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４５％、Ｓｉ：０．３０％を超えて０．７０％以下、Ｍｎ：１．００〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．０３５％、Ｃｒ：０．１０〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｖ：０．１００〜０．２００％およびＮ：０．００４０〜０．０２００％を含有するとともに、下記の式（１）で表されるｆｎ１が５０以下、かつ下記の式（２）で表されるｆｎ２が０．８０〜１．００の範囲であり、残部はＦｅおよび不純物からなることを特徴とする高周波焼入れ用非調質鋼。
ｆｎ１＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ・・・・・（１）
ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ・・・・・（２）
ただし、各式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【００２６】
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．０２０％以下を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高周波焼入れ用非調質鋼。
【００２７】
（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｐｂ：０．３０％以下を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高周波焼入れ用非調質鋼。
【００２８】
なお、「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップあるいは環境などから混入するものを指す。
【発明の効果】
【００２９】
本発明の高周波焼入れ用非調質鋼を用いれば、クランクシャフト等の機械構造部品を高周波焼入れするための加熱時に発生する溶融割れを抑制することができ、これによって製品歩留りが向上する。さらに、この高周波焼入れ用非調質鋼を用いれば、クランクシャフト等の機械構造部品に高い疲労強度を具備させるために必要な内部硬さを確保することも可能である。
【図面の簡単な説明】
【００３０】
【図１】クランクシャフトを模式的に示す図であり、特に、クランクシャフトのフィレットのＲ部とエッジ部について説明する図である。
【図２】実施例において２５℃／秒の昇温速度で１３５０℃まで加熱し、３０秒間保持した後、Ｈｅガスにて急冷した試験片の横断面に観察された「溶融割れ」の典型例を示す図である。なお、ピクラール試薬にて腐食し、粒界が数μｍの幅で明瞭に腐食された組織を「溶融割れ」と判定した。
【図３】実施例において２５℃／秒の昇温速度で１３５０℃まで加熱し、３０秒間保持した後、Ｈｅガスにて急冷した試験片における「正常組織」（溶融割れが生じていない組織）を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００３２】
Ｃ：０．３５〜０．４５％
Ｃは、高周波焼入れした部位の硬さおよび生地の硬さである内部硬さを確保するために必須の元素であり、０．３５％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｃの含有量が多くなると、高周波加熱時の溶融割れが発生しやすくなるため、Ｃ含有量の上限を０．４５％とした。
【００３３】
なお、Ｃの含有量は０．４２％以下とすることが好ましい。
【００３４】
Ｓｉ：０．３０％を超えて０．７０％以下
Ｓｉは、フェライトを強化し、生地の硬さである内部硬さを確保するために必要な元素であり、この効果を得るために、０．３０％を超える量のＳｉを含有させる。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．７０％を超えると、内部硬さが高くなりすぎて被削性が低下するので、Ｓｉ含有量の上限を０．７０％とした。
【００３５】
なお、Ｓｉの含有量は０．５０％以上とすることが好ましい。
【００３６】
Ｍｎ：１．００〜１．５０％
Ｍｎは、製鋼時の溶鋼の脱酸に必要な元素である。Ｍｎは、焼入れ性および内部硬さを向上させる効果も有する。これらの効果を得るには、１．００％以上のＭｎを含有させることが必要である。しかしながら、Ｍｎを１．５０％を超えて含有すると、内部硬さが高くなりすぎて被削性が低下するので、Ｍｎ含有量の上限を１．５０％とした。
【００３７】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは不純物元素であり、その含有量が多くなり０．０３０％を超えると、熱間鍛造性が低下し、高周波加熱時の溶融割れも発生しやすくなるので、Ｐの含有量を０．０３０％以下とした。
【００３８】
Ｓ：０．０１０〜０．０３５％
Ｓは、硫化物系介在物を生成し、被削性を向上させる元素である。この被削性向上の効果を得るためには、Ｓを０．０１０％以上含有させることが必要である。しかしながら、Ｓの含有量が０．０３５％を超えると、熱間鍛造性が低下し、高周波加熱時の溶融割れも発生しやすくなるので、Ｓ含有量の上限を０．０３５％とした。
【００３９】
なお、Ｓの含有量は０．０１５％以上、０．０３０％以下とすることが好ましい。
【００４０】
Ｃｒ：０．１０〜０．３０％
Ｃｒは、焼入れ性および生地の硬さである内部硬さを確保するために必須の元素であり、０．１０％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｃｒを０．３０％を超えて含有すると、内部硬さが高くなりすぎて被削性が低下するので、Ｃｒ含有量の上限を０．３０％とした。
【００４１】
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌは、製鋼時の溶鋼の脱酸に必要な元素であり、この効果を得るために、０．００５％以上の量のＡｌを含有させる。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０５０％を超えると、Ａｌ2Ｏ3系介在物が粗大化し、疲労強度を低下させる場合があるので、Ａｌ含有量の上限を０．０５０％とした。
【００４２】
なお、Ａｌの含有量は０．０３０％以下とすることが好ましい。
【００４３】
Ｖ：０．１００〜０．２００％
Ｖは、鋼を熱間鍛造した後の冷却過程でＶ炭窒化物としてフェライト中に析出し、フェライトの硬さを高めて生地の硬さである内部硬さを確保するのに必要な元素である。上記の効果を十分に得るために、Ｖを０．１００％以上含有させる。しかしながら、Ｖを０．２００％を超えて含有させても、上記の効果が飽和してコストが嵩むばかりであるので、Ｖ含有量の上限を０．２００％とした。
【００４４】
Ｎ：０．００４０〜０．０２００％
Ｎは、窒化物や炭窒化物を形成して組織の微細化あるいは析出強化に寄与する。これらの効果はＮの含有量が０．００４０％以上で得られる。しかしながら、０．０２００％を超えてＮを含有させると、熱間鍛造性が低下するので、Ｎ含有量の上限を０．０２００％とした。
【００４５】
なお、Ｎの含有量は０．０６０％以上、０．０１５％以下とすることが好ましい。
【００４６】
ｆｎ１：５０以下
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、ＳおよびＣｒは鋼の融点を低下させて、高周波加熱時の溶融割れを生じやすくする元素であり、前記の式（１）、つまり、
〔８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ〕
の式で表されるｆｎ１が５０を超える場合には、溶融割れが生じることを避けがたくなる。したがって、ｆｎ１は５０以下であることが必要である。
【００４７】
なお、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量を減らすと焼入れ性が低下し、高周波焼入れ深さが不足する場合があるため、焼入れ性確保の観点から、ｆｎ１は４０以上であることが好ましい。
【００４８】
ｆｎ２：０．８０〜１．００
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、ＣｒおよびＶは熱間鍛造後の生地の硬さ（内部硬さ）に影響を及ぼす元素であり、前記の式（２）、つまり、
〔Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ〕の式で表されるｆｎ２が０．８０未満では、内部硬さが低くなり、疲労強度の低下を招いてしまう。一方、ｆｎ２が１．００を超える場合には、内部硬さが高くなって、被削性の低下を招いてしまう。したがって、ｆｎ２は０．８０〜１．００の範囲であることが必要である。
【００４９】
なお、ｆｎ２は０．８４以上、０．９８以下であることが好ましい。
【００５０】
本発明の高周波焼入れ用非調質鋼の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からなるものである。
【００５１】
本発明の高周波焼入れ用非調質鋼の他の一つは、Ｆｅの一部に代えて、ＴｉおよびＰｂのうちから選んだ１種以上の元素を含有するものである。
【００５２】
以下、任意元素である上記ＴｉおよびＰｂの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
【００５３】
Ｔｉ：０．０２０％以下
Ｔｉは、炭窒化物を形成して熱間鍛造時におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を防止し、パーライト組織を微細にして生地の靱性を高める作用を有する。このため、生地の靱性向上のためにＴｉを含有してもよい。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させても前記作用による効果は飽和して、コストが嵩むばかりであるので、含有させる場合のＴｉ含有量の上限を０．０２０％とした。
【００５４】
一方、前記したＴｉの靱性向上効果を確実に得るためには、Ｔｉの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．００８％以上とすれば一層好ましい。
【００５５】
Ｐｂ：０．３０％以下
Ｐｂは、被削性を向上させる効果がある。このため、被削性向上のためにＰｂを含有してもよい。しかしながら、Ｐｂを０．３０％を超えて含有させると、熱間鍛造性が低下する場合があるので、含有させる場合のＰｂ含有量の上限を０．３０％とした。
【００５６】
前記したＰｂの被削性向上効果を確実に得るためには、Ｐｂの含有量は０．１０％以上とすることが好ましく、０．１５％以上とすれば一層好ましい。
【００５７】
以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。
【実施例】
【００５８】
７０トン転炉および二次精錬して表１に示す化学組成に調整した鋼１〜１１の連続鋳造機によって製造した３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片を、１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片に分塊圧延し、さらにその後、１２５０℃に加熱して、直径８０ｍｍの棒鋼に熱間圧延した。
【００５９】
表１中の鋼１〜７は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であり、一方、鋼８〜１３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。
【００６０】
【表１】
上記のようにして作製した直径８０ｍｍの棒鋼のＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）から、直径８ｍｍで長さ１２ｍｍの試験片を機械加工し、溶融割れ発生状況の確認試験に供した。
【００６１】
すなわち、上記の直径８ｍｍで長さ１２ｍｍの試験片を、まず、富士電波工機製「Ｔｈｅｒｍｅｃｍａｓｔｅｒ」を用いて、２５℃／秒の昇温速度で１３５０℃まで加熱し、３０秒間保持した後に、Ｈｅガスにて急冷し、高周波焼入れを模擬する実験を行い、次いで、上記熱処理後の試験片の横断面を、ピクラール試薬にて腐食し、光学顕微鏡で観察して溶融割れの有無を調査した。
【００６２】
なお、粒界が数μｍの幅で明瞭に腐食された組織を「溶融割れ」と判定し、溶融割れが生じていないことを目標とした。
【００６３】
図２に、上記試験片の横断面に観察された「溶融割れ」の典型例を示す。また、図３に、上記試験片の横断面に溶融割れが生じていない「正常組織」を示す。
【００６４】
また、前記の直径８０ｍｍの棒鋼を、１１００℃に加熱して３０分保持後、大気中で放冷して、熱間鍛造後の冷却を模擬する実験を行い、次いで、棒鋼の横断面Ｒ／２部について４点のロックウェルＣ硬さ（以下、「ＨＲＣ硬さ」という。）を測定してその平均値を求め、これを生地の硬さである内部硬さとして評価した。なお、ＨＲＣ硬さで２０〜２８を内部硬さの目標とした。これは、生地の硬さである内部硬さが上記の範囲にあれば、十分な疲労強度および被削性を確保できることが判明しているためである。
【００６５】
表２に、溶融割れの有無および内部硬さの調査結果を示す。
【００６６】
【表２】
表２から、本発明で規定する条件を満たす鋼１〜７を用いた試験番号１〜７の場合、溶融割れの発生は生じておらず、かつ、内部硬さもＨＲＣ硬さで２２．３〜２６．５で目標値を満足している。このため、これらの場合には十分な疲労強度および被削性を確保できることが予想できる。
【００６７】
これに対して、鋼８〜１０を用いた試験番号８〜１０の場合には、いずれの鋼のｆｎ１も本発明で規定する上限の５０を超えているため、溶融割れが発生した。
【００６８】
また、鋼１１を用いた試験番号１１の場合には、鋼１１のｆｎ２が本発明で規定する上限の１．００を超えているため、内部硬さが目標値のＨＲＣ硬さ範囲の上限を超えている。このため、被削性に劣ることが予想される。
【００６９】
鋼１２を用いた試験番号１２の場合には、鋼１２のｆｎ２が本発明で規定する下限の０．８０より小さいため、内部硬さが目標値のＨＲＣ硬さ範囲の下限を下回っている。このため、疲労強度が劣ることが予想される。
【００７０】
鋼１３を用いた試験番号１３の場合には、鋼１３のＳｉ含有量が本発明で規定する範囲を下回り、しかも、ｆｎ２が本発明で規定する下限の０．８０より小さいため、内部硬さが目標値のＨＲＣ硬さ範囲の下限を下回っている。このため、疲労強度が劣ることが予想される。
【産業上の利用可能性】
【００７１】
本発明の高周波焼入れ用非調質鋼を用いれば、クランクシャフト等の機械構造部品を高周波焼入れするための加熱時に発生する溶融割れを抑制することができ、これによって製品歩留りが向上する。さらに、この高周波焼入れ用非調質鋼を用いれば、クランクシャフト等の機械構造部品に高い疲労強度を具備させるために必要な内部硬さを確保することも可能である。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高周波焼入れが施されるクランクシャフト等の機械構造部品の素材として好適に使用できる非調質鋼に関する。詳しくは、高周波焼入れによる硬化層深さを大きくするために加熱温度が高くなった場合に生じる「溶融割れ」を抑制することが可能な高周波焼入れ用非調質鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車、建設車両のクランクシャフト等の機械構造部品には、例えば、疲労強度、耐摩耗性等の特性向上のために表面硬化処理が施されている。以下、この明細書においては、「機械構造部品」を「クランクシャフト」で代表させて説明する。
【０００３】
種々の表面硬化処理のうちで、高周波焼入れは、必要な部位のみ硬化できる。このため、クランクシャフトには高周波焼入れが施されることが多い。
【０００４】
例えば、クランクシャフトの疲労強度を向上させるために、図１に示すフィレットのＲ部を高周波焼入れする技術が実用化されている。
【０００５】
しかしながら、近年、産業界から、クランクシャフトをさらに高強度化、特にさらなる疲労強度向上の要望が大きくなっている。
【０００６】
なお、上記のクランクシャフトのさらなる高強度化という要望を達成するためには、高周波焼入れによる硬化層深さをより大きくする必要がある。
【０００７】
しかしながら、高周波焼入れによる硬化層深さを大きくするためには、出力や加熱時間の増加が必要となるため、加熱温度が高くなってしまう。しかも、図１に示すような、クランクシャフトのエッジ部では、より一層高温に加熱されやすくなる。このため、加熱温度が素材鋼の融点を超えることになって、クランクシャフトの表層あるいは内部が一部溶融して割れが発生することがある。そして、上記の「溶融割れ」が生じたクランクシャフトは実用に耐えないものとなるので、製品歩留りの低下をきたし、コスト上昇につながってしまう。
【０００８】
したがって、高周波焼入れによる硬化層深さを大きくするために加熱温度が高くなった場合には、上記の「溶融割れ」を防止することが極めて重要になる。
【０００９】
高周波焼入れ用鋼に関する技術の一例が、特許文献１および特許文献２に開示されている。
【００１０】
すなわち、特許文献１には、質量基準で、Ｃ：０．４０〜０．５２％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：１．００〜１．５０％、Ｓ：０．０１０〜０．０７０％、Ｃｒ：０．４０〜０．７０％、Ｐｂ：０．０２〜０．３５％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１００％、Ｏ：０．００４０％以下、Ａｌ：０．０２５％以下、Ｎ：０．００５〜０．０１５％、残部実質的にＦｅから成る高周波焼入れクランクシャフト用非調質鋼が提案されている。
【００１１】
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜２．５０％、Ｓ：０．０１５〜０．３５％、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％を含有し、さらにＮｉ：０．１〜３．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％から選択した元素を１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、鋼中の硫化物の大きさが長径３０μｍ以下であり、素材を切削後あるいは鍛造後、部品の一部を高周波焼入れして使用することを特徴とする機械構造用快削鋼が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】特開平５−３３１０１号公報
【特許文献２】特開２００４−２７２５９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
前述の特許文献１で開示された技術は、焼入れ−焼戻し処理が不要で、寸法差に基づく冷却速度の違いによって硬さの差が大きくならず、かつ加工性に優れた非調質鋼を提供できるものである。しかしながら、この技術では高周波焼入れによる硬化層深さを大きくするために高周波で加熱処理する時の加熱温度が高くなった場合に生じる溶融割れの抑制については検討されていない。
【００１４】
特許文献２で開示された技術は、高周波焼入れ時に生じる焼割れ低減については考慮されているものの、前記した特許文献１の場合と同様に溶融割れの抑制については検討されていない。
【００１５】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、高周波焼入れによる硬化層深さを大きくするために加熱温度が高くなった場合に生じる「溶融割れ」を抑制することができ、しかも、クランクシャフト等の機械構造部品に高い疲労強度を具備させるのに必要な内部硬さを有する高周波焼入れ用非調質鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者らは、前記した課題を解決するために、まず、高周波焼入れを施したクランクシャフトにおいて溶融割れが発生した部位を詳細に調査した。その結果、下記（ａ）の事項が明らかになった。
【００１７】
（ａ）高周波焼入れを施したクランクシャフトにおいて溶融割れが発生した部位には脱炭が生じていない。一方、脱炭している部位は溶融していない。
【００１８】
上記のことから、本発明者らは、高周波焼入れした場合の溶融割れにはＣ含有量が影響を及ぼし、Ｃ含有量の低減が溶融割れの抑制に効果があると結論した。
【００１９】
そこで、さらに種々の元素の含有量が溶融割れの発生に及ぼす影響と機械的性質、なかでも疲労強度に及ぼす影響について詳細な検討を実施した。
【００２０】
その結果、下記（ｂ）〜（ｄ）の知見を得た。
【００２１】
（ｂ）Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、ＳおよびＣｒの含有量を低減することによって、高周波焼入れのための加熱時に生じる溶融割れを抑制することができる。
【００２２】
（ｃ）溶融割れの発生を抑制することができても、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＰおよびＣｒの含有量を減らすと、焼入れ性および生地の硬さである内部硬さが低下するので、必ずしも高い疲労強度が得られないことがある。
【００２３】
（ｄ）したがって、高周波焼入れのための加熱時に発生する溶融割れを抑制しつつ、かつ、高い疲労強度も確保するためには、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、ＳおよびＣｒの含有量を適正に制御する必要がある。
【００２４】
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）〜（３）に示す高周波焼入れ用非調質鋼にある。
【００２５】
（１）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４５％、Ｓｉ：０．３０％を超えて０．７０％以下、Ｍｎ：１．００〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．０３５％、Ｃｒ：０．１０〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｖ：０．１００〜０．２００％およびＮ：０．００４０〜０．０２００％を含有するとともに、下記の式（１）で表されるｆｎ１が５０以下、かつ下記の式（２）で表されるｆｎ２が０．８０〜１．００の範囲であり、残部はＦｅおよび不純物からなることを特徴とする高周波焼入れ用非調質鋼。
ｆｎ１＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ・・・・・（１）
ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ・・・・・（２）
ただし、各式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【００２６】
（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．０２０％以下を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高周波焼入れ用非調質鋼。
【００２７】
（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｐｂ：０．３０％以下を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高周波焼入れ用非調質鋼。
【００２８】
なお、「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップあるいは環境などから混入するものを指す。
【発明の効果】
【００２９】
本発明の高周波焼入れ用非調質鋼を用いれば、クランクシャフト等の機械構造部品を高周波焼入れするための加熱時に発生する溶融割れを抑制することができ、これによって製品歩留りが向上する。さらに、この高周波焼入れ用非調質鋼を用いれば、クランクシャフト等の機械構造部品に高い疲労強度を具備させるために必要な内部硬さを確保することも可能である。
【図面の簡単な説明】
【００３０】
【図１】クランクシャフトを模式的に示す図であり、特に、クランクシャフトのフィレットのＲ部とエッジ部について説明する図である。
【図２】実施例において２５℃／秒の昇温速度で１３５０℃まで加熱し、３０秒間保持した後、Ｈｅガスにて急冷した試験片の横断面に観察された「溶融割れ」の典型例を示す図である。なお、ピクラール試薬にて腐食し、粒界が数μｍの幅で明瞭に腐食された組織を「溶融割れ」と判定した。
【図３】実施例において２５℃／秒の昇温速度で１３５０℃まで加熱し、３０秒間保持した後、Ｈｅガスにて急冷した試験片における「正常組織」（溶融割れが生じていない組織）を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００３２】
Ｃ：０．３５〜０．４５％
Ｃは、高周波焼入れした部位の硬さおよび生地の硬さである内部硬さを確保するために必須の元素であり、０．３５％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｃの含有量が多くなると、高周波加熱時の溶融割れが発生しやすくなるため、Ｃ含有量の上限を０．４５％とした。
【００３３】
なお、Ｃの含有量は０．４２％以下とすることが好ましい。
【００３４】
Ｓｉ：０．３０％を超えて０．７０％以下
Ｓｉは、フェライトを強化し、生地の硬さである内部硬さを確保するために必要な元素であり、この効果を得るために、０．３０％を超える量のＳｉを含有させる。しかしながら、Ｓｉの含有量が０．７０％を超えると、内部硬さが高くなりすぎて被削性が低下するので、Ｓｉ含有量の上限を０．７０％とした。
【００３５】
なお、Ｓｉの含有量は０．５０％以上とすることが好ましい。
【００３６】
Ｍｎ：１．００〜１．５０％
Ｍｎは、製鋼時の溶鋼の脱酸に必要な元素である。Ｍｎは、焼入れ性および内部硬さを向上させる効果も有する。これらの効果を得るには、１．００％以上のＭｎを含有させることが必要である。しかしながら、Ｍｎを１．５０％を超えて含有すると、内部硬さが高くなりすぎて被削性が低下するので、Ｍｎ含有量の上限を１．５０％とした。
【００３７】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは不純物元素であり、その含有量が多くなり０．０３０％を超えると、熱間鍛造性が低下し、高周波加熱時の溶融割れも発生しやすくなるので、Ｐの含有量を０．０３０％以下とした。
【００３８】
Ｓ：０．０１０〜０．０３５％
Ｓは、硫化物系介在物を生成し、被削性を向上させる元素である。この被削性向上の効果を得るためには、Ｓを０．０１０％以上含有させることが必要である。しかしながら、Ｓの含有量が０．０３５％を超えると、熱間鍛造性が低下し、高周波加熱時の溶融割れも発生しやすくなるので、Ｓ含有量の上限を０．０３５％とした。
【００３９】
なお、Ｓの含有量は０．０１５％以上、０．０３０％以下とすることが好ましい。
【００４０】
Ｃｒ：０．１０〜０．３０％
Ｃｒは、焼入れ性および生地の硬さである内部硬さを確保するために必須の元素であり、０．１０％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｃｒを０．３０％を超えて含有すると、内部硬さが高くなりすぎて被削性が低下するので、Ｃｒ含有量の上限を０．３０％とした。
【００４１】
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌは、製鋼時の溶鋼の脱酸に必要な元素であり、この効果を得るために、０．００５％以上の量のＡｌを含有させる。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０５０％を超えると、Ａｌ2Ｏ3系介在物が粗大化し、疲労強度を低下させる場合があるので、Ａｌ含有量の上限を０．０５０％とした。
【００４２】
なお、Ａｌの含有量は０．０３０％以下とすることが好ましい。
【００４３】
Ｖ：０．１００〜０．２００％
Ｖは、鋼を熱間鍛造した後の冷却過程でＶ炭窒化物としてフェライト中に析出し、フェライトの硬さを高めて生地の硬さである内部硬さを確保するのに必要な元素である。上記の効果を十分に得るために、Ｖを０．１００％以上含有させる。しかしながら、Ｖを０．２００％を超えて含有させても、上記の効果が飽和してコストが嵩むばかりであるので、Ｖ含有量の上限を０．２００％とした。
【００４４】
Ｎ：０．００４０〜０．０２００％
Ｎは、窒化物や炭窒化物を形成して組織の微細化あるいは析出強化に寄与する。これらの効果はＮの含有量が０．００４０％以上で得られる。しかしながら、０．０２００％を超えてＮを含有させると、熱間鍛造性が低下するので、Ｎ含有量の上限を０．０２００％とした。
【００４５】
なお、Ｎの含有量は０．０６０％以上、０．０１５％以下とすることが好ましい。
【００４６】
ｆｎ１：５０以下
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、ＳおよびＣｒは鋼の融点を低下させて、高周波加熱時の溶融割れを生じやすくする元素であり、前記の式（１）、つまり、
〔８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ〕
の式で表されるｆｎ１が５０を超える場合には、溶融割れが生じることを避けがたくなる。したがって、ｆｎ１は５０以下であることが必要である。
【００４７】
なお、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｒの含有量を減らすと焼入れ性が低下し、高周波焼入れ深さが不足する場合があるため、焼入れ性確保の観点から、ｆｎ１は４０以上であることが好ましい。
【００４８】
ｆｎ２：０．８０〜１．００
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、ＣｒおよびＶは熱間鍛造後の生地の硬さ（内部硬さ）に影響を及ぼす元素であり、前記の式（２）、つまり、
〔Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ〕の式で表されるｆｎ２が０．８０未満では、内部硬さが低くなり、疲労強度の低下を招いてしまう。一方、ｆｎ２が１．００を超える場合には、内部硬さが高くなって、被削性の低下を招いてしまう。したがって、ｆｎ２は０．８０〜１．００の範囲であることが必要である。
【００４９】
なお、ｆｎ２は０．８４以上、０．９８以下であることが好ましい。
【００５０】
本発明の高周波焼入れ用非調質鋼の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からなるものである。
【００５１】
本発明の高周波焼入れ用非調質鋼の他の一つは、Ｆｅの一部に代えて、ＴｉおよびＰｂのうちから選んだ１種以上の元素を含有するものである。
【００５２】
以下、任意元素である上記ＴｉおよびＰｂの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
【００５３】
Ｔｉ：０．０２０％以下
Ｔｉは、炭窒化物を形成して熱間鍛造時におけるオーステナイト結晶粒の粗大化を防止し、パーライト組織を微細にして生地の靱性を高める作用を有する。このため、生地の靱性向上のためにＴｉを含有してもよい。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させても前記作用による効果は飽和して、コストが嵩むばかりであるので、含有させる場合のＴｉ含有量の上限を０．０２０％とした。
【００５４】
一方、前記したＴｉの靱性向上効果を確実に得るためには、Ｔｉの含有量は０．００５％以上とすることが好ましく、０．００８％以上とすれば一層好ましい。
【００５５】
Ｐｂ：０．３０％以下
Ｐｂは、被削性を向上させる効果がある。このため、被削性向上のためにＰｂを含有してもよい。しかしながら、Ｐｂを０．３０％を超えて含有させると、熱間鍛造性が低下する場合があるので、含有させる場合のＰｂ含有量の上限を０．３０％とした。
【００５６】
前記したＰｂの被削性向上効果を確実に得るためには、Ｐｂの含有量は０．１０％以上とすることが好ましく、０．１５％以上とすれば一層好ましい。
【００５７】
以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。
【実施例】
【００５８】
７０トン転炉および二次精錬して表１に示す化学組成に調整した鋼１〜１１の連続鋳造機によって製造した３００ｍｍ×４００ｍｍの鋳片を、１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片に分塊圧延し、さらにその後、１２５０℃に加熱して、直径８０ｍｍの棒鋼に熱間圧延した。
【００５９】
表１中の鋼１〜７は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であり、一方、鋼８〜１３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。
【００６０】
【表１】
上記のようにして作製した直径８０ｍｍの棒鋼のＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）から、直径８ｍｍで長さ１２ｍｍの試験片を機械加工し、溶融割れ発生状況の確認試験に供した。
【００６１】
すなわち、上記の直径８ｍｍで長さ１２ｍｍの試験片を、まず、富士電波工機製「Ｔｈｅｒｍｅｃｍａｓｔｅｒ」を用いて、２５℃／秒の昇温速度で１３５０℃まで加熱し、３０秒間保持した後に、Ｈｅガスにて急冷し、高周波焼入れを模擬する実験を行い、次いで、上記熱処理後の試験片の横断面を、ピクラール試薬にて腐食し、光学顕微鏡で観察して溶融割れの有無を調査した。
【００６２】
なお、粒界が数μｍの幅で明瞭に腐食された組織を「溶融割れ」と判定し、溶融割れが生じていないことを目標とした。
【００６３】
図２に、上記試験片の横断面に観察された「溶融割れ」の典型例を示す。また、図３に、上記試験片の横断面に溶融割れが生じていない「正常組織」を示す。
【００６４】
また、前記の直径８０ｍｍの棒鋼を、１１００℃に加熱して３０分保持後、大気中で放冷して、熱間鍛造後の冷却を模擬する実験を行い、次いで、棒鋼の横断面Ｒ／２部について４点のロックウェルＣ硬さ（以下、「ＨＲＣ硬さ」という。）を測定してその平均値を求め、これを生地の硬さである内部硬さとして評価した。なお、ＨＲＣ硬さで２０〜２８を内部硬さの目標とした。これは、生地の硬さである内部硬さが上記の範囲にあれば、十分な疲労強度および被削性を確保できることが判明しているためである。
【００６５】
表２に、溶融割れの有無および内部硬さの調査結果を示す。
【００６６】
【表２】
表２から、本発明で規定する条件を満たす鋼１〜７を用いた試験番号１〜７の場合、溶融割れの発生は生じておらず、かつ、内部硬さもＨＲＣ硬さで２２．３〜２６．５で目標値を満足している。このため、これらの場合には十分な疲労強度および被削性を確保できることが予想できる。
【００６７】
これに対して、鋼８〜１０を用いた試験番号８〜１０の場合には、いずれの鋼のｆｎ１も本発明で規定する上限の５０を超えているため、溶融割れが発生した。
【００６８】
また、鋼１１を用いた試験番号１１の場合には、鋼１１のｆｎ２が本発明で規定する上限の１．００を超えているため、内部硬さが目標値のＨＲＣ硬さ範囲の上限を超えている。このため、被削性に劣ることが予想される。
【００６９】
鋼１２を用いた試験番号１２の場合には、鋼１２のｆｎ２が本発明で規定する下限の０．８０より小さいため、内部硬さが目標値のＨＲＣ硬さ範囲の下限を下回っている。このため、疲労強度が劣ることが予想される。
【００７０】
鋼１３を用いた試験番号１３の場合には、鋼１３のＳｉ含有量が本発明で規定する範囲を下回り、しかも、ｆｎ２が本発明で規定する下限の０．８０より小さいため、内部硬さが目標値のＨＲＣ硬さ範囲の下限を下回っている。このため、疲労強度が劣ることが予想される。
【産業上の利用可能性】
【００７１】
本発明の高周波焼入れ用非調質鋼を用いれば、クランクシャフト等の機械構造部品を高周波焼入れするための加熱時に発生する溶融割れを抑制することができ、これによって製品歩留りが向上する。さらに、この高周波焼入れ用非調質鋼を用いれば、クランクシャフト等の機械構造部品に高い疲労強度を具備させるために必要な内部硬さを確保することも可能である。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４５％、Ｓｉ：０．３０％を超えて０．７０％以下、Ｍｎ：１．００〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．０３５％、Ｃｒ：０．１０〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｖ：０．１００〜０．２００％およびＮ：０．００４０〜０．０２００％を含有するとともに、下記の式（１）で表されるｆｎ１が５０以下、かつ下記の式（２）で表されるｆｎ２が０．８０〜１．００の範囲であり、残部はＦｅおよび不純物からなることを特徴とする高周波焼入れ用非調質鋼。
ｆｎ１＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ・・・・・（１）
ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ・・・・・（２）
ただし、各式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．０２０％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の高周波焼入れ用非調質鋼。
【請求項３】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｐｂ：０．３０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高周波焼入れ用非調質鋼。
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４５％、Ｓｉ：０．３０％を超えて０．７０％以下、Ｍｎ：１．００〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．０３５％、Ｃｒ：０．１０〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｖ：０．１００〜０．２００％およびＮ：０．００４０〜０．０２００％を含有するとともに、下記の式（１）で表されるｆｎ１が５０以下、かつ下記の式（２）で表されるｆｎ２が０．８０〜１．００の範囲であり、残部はＦｅおよび不純物からなることを特徴とする高周波焼入れ用非調質鋼。
ｆｎ１＝８０Ｃ2＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ・・・・・（１）
ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ・・・・・（２）
ただし、各式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．０２０％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の高周波焼入れ用非調質鋼。
【請求項３】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｐｂ：０．３０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高周波焼入れ用非調質鋼。
【図１】
【図２】
【図３】
【図２】
【図３】
【公開番号】特開２０１１−２６６４１（Ｐ２０１１−２６６４１Ａ）
【公開日】平成２３年２月１０日（２０１１．２．１０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−１７１７３１（Ｐ２００９−１７１７３１）
【出願日】平成２１年７月２３日（２００９．７．２３）
【出願人】（０００００２１１８）住友金属工業株式会社 (2,544)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２３年２月１０日（２０１１．２．１０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年７月２３日（２００９．７．２３）
【出願人】（０００００２１１８）住友金属工業株式会社 (2,544)
【Ｆターム（参考）】
[ Back to top ]