(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ  ：０．３５〜０．６５％、
Ｓｉ：０．５０％未満、
Ｍｎ：０．１０％以上０．８０％未満、
Ｐ  ：０．０１％を超え０．１％以下、
Ｓ  ：０．０６％以下、
Ｃｒ：０．２〜１．５％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５％、
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５０〜１４０ｎｍ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】
請求項１又は２に記載の熱間鍛造部品の製造方法であって、
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：０．１０％以上０．８０％未満、Ｐ：０．０１％を超え０．１％以下、Ｓ：０．０６％以下、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、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］−０．５×［Ｃｒ］−５．８×［Ｖ］＋２．２
ｙ＝０．６×［Ｓｉ］＋１．７×［Ｍｎ］＋４６×［Ｐ］＋６６×［Ｓ］＋１７×［Ｖ］＋１．２×［Ａｌ］＋０．２×［Ｃｒ］−１．９
ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｃｒ］、［Ｖ］、［Ｐ］、［Ｓ］には前記素材のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ、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。
【発明の詳細な説明】
【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、高周波焼入れや軟窒化等の表面硬化処理が実施される場合が多い。一方、低コスト化の要請から、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、初析フェライトの面積率が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を背景に、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の表面硬さ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、焼付きの支配因子は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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特許第５３７０２８１号公報
【特許文献２】特許第４１４０２８３号公報
【特許文献３】特許第４５８９８８５号公報
【発明の概要】
【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。）を高くすることが有効である。ナノ硬さを高くすれば、内部が軟質であっても、優れた耐焼付き性を得ることができる。
【０００９】
本発明者らの調査の結果、長時間摺動後の摺動部品は、表面に焼戻し組織や再結晶組織が観察されるなど、従来考えられていた以上に熱の影響を受けていることがわかった。再結晶組織が生成すると、局所的な軟化領域が選択的に摩耗するため、耐焼付き性が著しく低下する。
【００１０】
本発明の課題は、表面硬化処理を省略しても使用でき、かつ摺動面の熱的安定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：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：０．１０％以上０．８０％未満、Ｐ：０．０１％を超え０．１％以下、Ｓ：０．０６％以下、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、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５０〜１４０ｎｍ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：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：０．１０％以上０．８０％未満、Ｐ：０．０１％を超え０．１％以下、Ｓ：０．０６％以下、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、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。
［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］−０．５×［Ｃｒ］−５．８×［Ｖ］＋２．２
ｙ＝０．６×［Ｓｉ］＋１．７×［Ｍｎ］＋４６×［Ｐ］＋６６×［Ｓ］＋１７×［Ｖ］＋１．２×［Ａｌ］＋０．２×［Ｃｒ］−１．９
ここで、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ａｌ］、［Ｃｒ］、［Ｖ］、［Ｐ］、［Ｓ］には前記素材のＳｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃｒ、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、かつ摺動面の熱的安定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】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】図２は、合金元素の添加量と熱伝導率との関係を示すグラフである。
【図３】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】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５】図５は、ピンオンディスク型摩耗試験の模式図である。
【図６】図６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７】図７は、摩耗試験後のナノ硬さの分布を示すグラフである。
【図８】図８は、熱処理の加熱温度とナノ硬さの関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【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、加工硬化や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。
【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）熱的安定性の向上、（３）熱伝導率の向上による摩擦熱散逸が有効である。
【００１８】
なお、使用中のクランクシャフトの表面温度は従来、高くても１５０℃程度と考えられていた。しかし、再結晶組織の粒径から推算すると、約５００℃まで表面温度が上昇する場合があることがわかった。そのため、組織の変質については、５００℃までの温度域での組織の熱的安定性を考慮しておくことが好ましい。
【００１９】
（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。
【００２０】
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が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。
【００２１】
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。
【００２２】
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、粒界に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。
【００２３】
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、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って、かえって耐摩耗性が低下する。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。
【００２４】
（２）熱的安定性の向上
パーライトは、マルテンサイトやベイナイトと比較して、蓄積歪が小さいため熱的安定性が高い。したがって、摺動面の熱的安定性を向上させる観点からも、パーライト分率の高い組織とすることが好ましい。
【００２５】
ナノ結晶化層は、炭素が過飽和に固溶した非平衡状態であること、転位密度が極めて高い層であることから、熱的に不安定である。ナノ結晶化層以外の母材の場合、高温加熱時の組織は、炭素や合金元素の体拡散律速にしたがう。そのため、摺動により温度上昇し５００℃以下の温度域に短時間保持されても、組織の大きな変化は生じない。一方、ナノ結晶化層の場合には、温度が上昇すると、炭素や合金元素の転位拡散や粒界拡散にしたがう。そのため、５００℃以下の温度域でも大きな組織変化を起こし、短時間でセメンタイトの析出、粗大化、再結晶が進行する。
【００２６】
ナノ結晶化層の熱的安定性を向上させるためには、（ａ）セメンタイトの粗大化を抑制すること、（ｂ）ナノ結晶化層の結晶粒の粗大化を抑制すること、（ｃ）摩擦熱による温度上昇を抑制すること、が有効である。
【００２７】
Ｃｒは、セメンタイトの析出形態を制御して、セメンタイトの粗大化を抑制する。したがって、セメンタイトの粗大化を抑制するためには、Ｃｒを適量含有させることが好ましい。
【００２８】
Ｐは、ナノ結晶化層の結晶粒の粗大化を抑制する。したがって、ナノ結晶化層の結晶粒の粗大化を抑制するためには、Ｐ含有量を高くすることが好ましい。
【００２９】
（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、中高炭素鋼を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。
【００３０】
従来は、摩擦熱の影響により摺動面で炭化物が粗大化しやすいという問題があった。しかしながら、ＳｉやＭｎの低減により炭化物の粗大化が抑えられ、その結果、微細な炭化物によるピンニング効果によりナノ結晶化層の結晶粒の粗大化が抑制されることを確認した。
【００３１】
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の含有量を高くし、Ｃｒを適量含有させ、Ｓｉ及びＭｎの含有量を低くする。さらに、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５０〜１４０ｎｍになるようにすれば、表面硬化処理を省略しても使用でき、かつ摺動面の熱的安定性に優れた熱間鍛造部品が得られる。
［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。
【００３２】
上記の化学組成において、面積率が９０％以上のパーライトを含み、かつパーライトの平均ラメラ間隔が５０〜１４０ｎｍである組織は、（４）化学組成に応じた冷却条件を選択することで得られる。
【００３３】
（４）化学組成に応じた冷却条件の選択
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が先行し、パーライト分率の高い組織が得られない。一方、熱間鍛造後の冷却速度が小さすぎると、適切な平均ラメラ間隔を有するパーライトが得られない。したがって、パーライト分率が高く、かつパーライトの平均ラメラ間隔が５０〜１４０ｎｍである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。
【００３４】
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５０〜１４０ｎｍ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］−０．５×［Ｃｒ］−５．８×［Ｖ］＋２．２
ｙ＝０．６×［Ｓｉ］＋１．７×［Ｍｎ］＋４６×［Ｐ］＋６６×［Ｓ］＋１７×［Ｖ］＋１．２×［Ａｌ］＋０．２×［Ｃｒ］−１．９
ここで、［Ａｌ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｖ］、［Ｐ］、［Ｓ］にはＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、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。
【００３５】
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。
【００３６】
［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。
【００３７】
Ｃ：０．３５〜０．６５％
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０．６５％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０．３５〜０．６５％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０．６％であり、さらに好ましくは０．５８％である。
【００３８】
Ｓｉ：０．５０％未満
シリコン（Ｓｉ）は、不純物として鋼中に含有される。Ｓｉは、パーライト組織を得るために積極的に含有することができる。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。一方、Ｓｉは鋼の熱伝導率を低下させる。そのため、Ｓｉ含有量が０．５０％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０．５０％未満である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．１０％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
【００３９】
Ｍｎ：０．１０％以上０．８０％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０．１０％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は鋼の熱伝導率を低下させる。そのため、Ｍｎ含有量が０．８０％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０．１０％以上０．８０％未満である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは０．７８％である。
【００４０】
Ｐ：０．０１％を超え０．１％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とともに、組織の熱的安定性を向上させる。Ｐ含有量が０．０１％以下では、これらの効果が得られない。一方、Ｐ含有量が０．１％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０．０１％を超え０．１％以下である。Ｐ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０２％以上であり、さらに好ましくは０．０２％よりも高い。Ｐ含有量の上限は、好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
【００４１】
Ｓ：０．０６％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物として鋼中に含有される。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。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０．０５５％である。
【００４２】
Ｃｒ：０．２〜１．５％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の強度を高める。Ｃｒはさらに、セメンタイトの析出形態を制御して、ナノ結晶化層の熱的安定性を向上させる。Ｃｒ含有量が０．２％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．５％を超えると、マルテンサイトやベイナイトが生成しやすくなる。したがって、Ｃｒ含有量は０．２〜１．５％である。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０．２５％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは１．４％であり、さらに好ましくは１．３％である。
【００４３】
Ａｌ：０．００５〜０．０５％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００５％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．０５％を超えると鋼の被削性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０５％である。Ａｌ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０．０２０％である。Ａｌ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。
【００４４】
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％であり、さらに好ましくは０．０１％である。
【００４５】
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。
【００４６】
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。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。
【００４７】
［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。
【００４８】
Ｓｉ及びＭｎは、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。
【００４９】
［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。パーライトはまた、熱的安定性に優れる。鋼材にマルテンサイトやベイナイト等が含まれていると、組織の熱的安定性が低下する。パーライトの面積率は、好ましくは９５％以上である。
【００５０】
パーライトの面積率は、次のように測定する。
【００５１】
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を採取する。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。
【００５２】
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、５０〜１４０ｎｍである。平均ラメラ間隔が１４０ｎｍを超えると、摺動中に分断されたセメンタイトが粗大化しやすくなり、摺動面の熱的安定性が低下する。一方、平均ラメラ間隔が５０ｎｍ未満になると、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５５ｎｍである。平均ラメラ間隔の上限は、好ましくは１３５ｎｍである。
【００５３】
パーライトの平均ラメラ間隔は、次のように測定する。
【００５４】
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。
【００５５】
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）
【００５６】
［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。
【００５７】
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。
【００５８】
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。
【００５９】
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、素材を製品の粗形状に加工する。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。
【００６０】
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］−０．５×［Ｃｒ］−５．８×［Ｖ］＋２．２
ｙ＝０．６×［Ｓｉ］＋１．７×［Ｍｎ］＋４６×［Ｐ］＋６６×［Ｓ］＋１７×［Ｖ］＋１．２×［Ａｌ］＋０．２×［Ｃｒ］−１．９
ここで、［Ａｌ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｖ］、［Ｐ］、［Ｓ］には素材のＡｌ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、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。
【００６１】
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５０ｎｍ以上である組織を得ることができる。
【００６２】
上記に加えて、パーライトの平均ラメラ間隔を１４０ｎｍ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。
【００６３】
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。
【００６４】
以上、本発明の実施形態を説明した。本実施形態によれば、表面硬化処理を省略しても使用でき、かつ摺動面の熱的安定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。
【実施例】
【００６５】
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。
【００６６】
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。
【００６７】
【表１】
0006610131.tif 000002
【００６８】
［組織観察］
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。
【００６９】
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」は、パーライトの面積率が９０％以上で、平均ラメラ間隔が５０〜１４０ｎｍであったことを示す。「Ｐ’」は、パーライトの面積率が９０％以上で、平均ラメラ間隔が５０ｎｍ未満であったことを示す。「Ｐ”」は、パーライトの面積率が９０％以上で、平均ラメラ間隔が１４０ｎｍよりも大きかったことを示す。「△」は、パーライトの面積率が９０％未満であったことを示す。「／」の横の数字は、後述する熱的安定性評価において測定された、５００℃での熱処理後の炭化物の平均粒子間隔である。括弧内の数字は、後述する表３における試験番号である。「−」は、未測定であることを示す。
【００７０】
【表２】
0006610131.tif 000003
【００７１】
表２に示すように、鋼種Ｃ、Ｄ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５０〜１４０ｎｍである組織が得られることがわかった。
【００７２】
［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。
【００７３】
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５に示すピンオンディスク型摩耗試験を実施した。
【００７４】
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の面圧で押しつけたまま、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。
【００７５】
試験片３０の表面に熱電対（不図示）を装着して摩耗試験中の表面の温度を計測した。摩耗試験開始後の数秒で表面温度は約５０℃まで上昇したが、その後の温度変化は小さいことを確認した。
【００７６】
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。
【００７７】
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６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。
【００７８】
［熱的安定性評価］
摺動面の熱的安定性を評価するため、摩耗試験後の試験片を２００℃及び５００℃で１時間保持する熱処理を加えた。より具体的には、表面の酸化及び脱炭を防止するため、表面をＮｉフラッシュメッキ及び無電解メッキ層で保護し、真空熱処理炉で熱処理した。
【００７９】
熱処理前、並びに２００℃及び５００℃で熱処理した試験片の各々について、摺動面から１００ｎｍ位置のナノ硬さを、ナノインデンテーション法によって測定した。この測定は、耐焼付き評価試験におけるナノ硬さの測定とは異なり、摺動面と垂直な断面を電界研磨し、摺動面から１００ｎｍの深さの位置に圧子を押し込むことで測定した。
【００８０】
さらに、５００℃で熱処理した試験片の組織を観察し、下記のように炭化物の平均粒子間隔、及び再結晶粒の平均粒径を測定した。
【００８１】
まず、５００℃で熱処理した試験片の摺動面近傍から、摺動面と垂直な断面が観察面となるように、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）用薄膜試料を採取した。ＴＥＭによって観察面を１０００００倍で観察し、明視野像を得た。観察視野は３視野とした。
【００８２】
各視野について、摺動面から２００ｎｍ以内の領域における炭化物の平均粒子間隔を測定した。具体的には、明視野画像を画像処理によって二値化した炭化物の２次元分布像から、以下の手順で導出した。各視野の平均粒子間隔を平均した値を、その供試材における炭化物の平均粒子間隔とした。
（１）２次元分布像から、単位面積当たりの粒子数ＰＡを測定する。
（２）２次元平面上での平均粒子間隔Δ２を、下式で導出する。
Δ２＝０．５００ＰＡ−１／２
（参考文献）佐久間、西澤：日本金属学会報，１０，（１９７１），Ｐ．２７９−２８９
【００８３】
各視野について、切片法によって、摺動面から２００ｎｍ以内の領域における再結晶粒の平均粒径を測定した。具体的には、摺動面から２００ｎｍ以内の領域に全長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）を求めた。３本以上の直線について切片長さ（Ｌ／ｎＬ）を求め、その算術平均をその視野の平均粒径とした。各視野で測定した平均粒径を平均した値を、その供試材の再結晶粒の平均粒径とした。
【００８４】
各供試材の冷却条件、組織、パーライトの面積率、平均ラメラ間隔及び表層から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３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。
【００８５】
【表３】
0006610131.tif 000004
【００８６】
表３の「組織」の欄において、「Ｍ」はマルテンサイト組織を示す。「Ｐ」はパーライト組織を、「Ｐ＋Ｂ＋α」はパーライト、ベイナイト、及びフェライトの混合組織を、「Ｐ＋Ｍ」はパーライト及びマルテンサイトの混合組織をそれぞれ示す。「平均ラメラ間隔」の欄の「−」は、平均ラメラ間隔を測定していないことを示す。
【００８７】
表４及び図７に、一部の供試材におけるナノ硬さの分布を示す。
【００８８】
【表４】
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【００８９】
熱処理前、並びに２００℃及び５００℃で熱処理した試験片の摺動面から１００ｎｍの位置におけるナノ硬さ、並びに５００℃で熱処理した試験片における炭化物の平均粒子間隔及び再結晶粒の平均粒径を表５に示す。また、熱処理の加熱温度とナノ硬さとの関係を図８に示す。
【００９０】
【表５】
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【００９１】
表３に示すように、試験番号３〜５の供試材は、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５０〜１４０ｎｍであった。試験番号３〜５の供試材は、パーライトを主体とする組織であるにもかかわらず、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。
【００９２】
また、表５に示すように、試験番号３〜５の供試材は、５００℃で熱処理した後も、摺動面から１００ｎｍの位置において６ＧＰａ以上のナノ硬さを有し、摺動面の熱的安定性が優れていた。試験番号３〜５の供試材はさらに、５００℃で熱処理した後の再結晶粒の平均粒径が０．３０μｍ以下であった。試験番号３〜５の供試材は、５００℃で熱処理した後の炭化物の平均粒子間隔が０．５０μｍ以下であり、微細な炭窒化物のピンニング効果によって、再結晶粒の粗大化抑制に寄与したと考えられる。
【００９３】
試験番号２の供試材は、表層ナノ硬さは高かったものの、熱的安定性は低かった。これは、鋼種ＢのＳｉ含有量が高かったため、又はＰ含有量が低かったためと考えられる。
【００９４】
試験番号６の供試材は、表層ナノ硬さは高かったものの、熱的安定性は低かった。これは、パーライトの平均ラメラ間隔が小さすぎたためと考えられる。
【００９５】
試験番号７の供試材は、表層ナノ硬さは高かったものの、熱的安定性は低かった。これは、鋼種ＦのＳｉ含有量が高かったため、又はパーライトの平均ラメラ間隔が小さすぎたためと考えられる。
【００９６】
試験番号８の供試材は、表層ナノ硬さが低かった。これは、鋼種ＧのＰ含有量が低く、加工硬化性が十分ではなかったためと考えられる。
【００９７】
試験番号９の供試材は、表層ナノ硬さは高かったものの、熱的安定性は低かった。これは、鋼種ＨのＳｉ含有量が高かったためと考えられる。
【００９８】
試験番号１０の供試材は、表層ナノ硬さは高かったものの、熱的安定性は低かった。これは、鋼種ＩのＣｒ含有量が低かったためと考えられる。
【００９９】
試験番号１１の供試材は、表層ナノ硬さは高かったものの、熱的安定性は低かった。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。
【０１００】
試験番号１２の供試材は、表層ナノ硬さが低かった。これは、鋼種ＫのＳｉ及びＭｎの含有量の合計が多すぎたためと考えられる。
【０１０１】
試験番号１３の供試材は、表層ナノ硬さは高かったものの、熱的安定性は低かった。これは、パーライトのラメラ間隔が大きすぎたためと考えられる。
【０１０２】
以上の結果から、表面硬化処理を省略しても使用でき、かつ摺動面の熱的安定性に優れた熱間鍛造部品が得られることが確認された。
【図１】
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【図２】
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【図３】
0006610131.tif 000009
【図４】
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【図５】
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【図６】
0006610131.tif 000012
【図７】
0006610131.tif 000013
【図８】
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