(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．４５〜０．７０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．７０％、
Ｍｎ：１．０〜１．７％、
Ｓ：０．０１〜０．１％、
Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、
Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、及び
Ｎ：０．００３〜０．０２％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
切削されていない表面から深さ５００μｍ〜５ｍｍのマトリックスは、初析フェライトの面積率が３％以下であるフェライト・パーライト組織又はパーライト組織からなり、
前記切削されていない表面から深さ５００μｍ〜５ｍｍのパーライト組織のパーライトコロニーの平均直径が５．０μｍ以下である、熱間鍛造品。
【請求項２】
請求項１に記載の熱間鍛造品であって、
前記化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃａ：０．０１％以下を含有する、熱間鍛造品。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載の熱間鍛造品であって、
前記化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０．１５％以下、及び、
Ｎｉ：０．１５％以下、
からなる群から選択される１種以上を含有する、熱間鍛造品。
【請求項４】
請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の熱間鍛造品であって、
前記熱間鍛造品はクランクシャフトである、熱間鍛造品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間鍛造品に関し、さらに詳しくは、熱間鍛造後の調質処理及び表面硬化熱処理が省略される熱間鍛造品に関する。
【背景技術】
【０００２】
最近、調質処理が省略された熱間鍛造品（例えば、鍛造クランクシャフト）が提供されている。調質処理とは、強度等の鋼の機械的特性を改善する焼入れ処理及び焼戻し処理である。以降、調質処理が省略された熱間鍛造品を、非調質の熱間鍛造品という。
【０００３】
非調質の熱間鍛造品を構成する鋼材は通常、バナジウム（Ｖ）を含有する。非調質の熱間鍛造品は、鋼を熱間鍛造し、大気中で放冷することにより製造される。非調質の熱間鍛造品を構成する鋼材の組織は、フェライト・パーライト組織である。鋼中のＶは、熱間鍛造後の冷却過程で鋼中に微細な炭化物を形成し、鋼の疲労強度を向上させる。要するに、調質処理が省略されても、Ｖを含有する非調質の熱間鍛造品は、優れた疲労強度を有する。Ｖを含有する熱間鍛造用非調質鋼はたとえば、特開平９−１４３６１０号公報（特許文献１）に開示されている。特許文献１に開示された非調質鋼は、フェライト・パーライト組織からなり、Ｖにより、フェライトを析出強化する。そのため、高い疲労強度が得られる、と記載されている。
【０００４】
しかしながら、Ｖは高価なため、非調質の熱間鍛造品の製造コストは高くなる。したがって、Ｖを含有しなくても、優れた疲労強度を有する非調質の熱間鍛造品が求められている。
【０００５】
特開平１０−２２６８４７号公報（特許文献２）、及び、特開昭６１−２６４１２９号公報（特許文献３）は、Ｖを含有せずに高い疲労強度を有する熱間鍛造用非調質鋼及び熱間鍛造品を提案する。
【０００６】
特許文献２に開示された非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：０．９０〜１．８０％、Ｃｒ：０．１０〜１．００％、ｓ−Ａｌ：０．０１０〜０．０４５％、Ｎ ：０．００５〜０．０２５％、残部Ｆｅおよび不純物からなり、熱間鍛造後の硬さが３０ＨＲＣ以下で、組織がフェライト＋パーライトであり、パーライトラメラ間隔が０．８０μｍ以下、さらに初析フェライト面積率が３０％以下である。特許文献２では、上記化学組成を有する非調質鋼を熱間鍛造し、放冷すれば、パーライトのラメラ間隔が微細になり、かつ、初析フェライトの面積率が低くなるため、疲労強度が高まる、と記載されている。
【０００７】
特許文献３では、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．６０％、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：１．００〜２．００％、及び、Ｃｒ：０．３０〜１．００％を含有する鋼をＡｃ３変態点以上であって、かつ、１０５０℃以下の温度に加熱して熱間鍛造を行った後、冷却して、初析フェライト量Ｆ（％）がＦ≦８５−１４０Ｃ％（％）、パーライトのラメラ間隔Ｄ（μｍ）がＤ≦０．２０（μｍ）であるフェライト・パーライト組織とする。特許文献３では、Ｍｎを少なくとも１．００％、Ｃｒを少なくとも０．３０％含有することにより、初析フェライト量Ｆ及びラメラ間隔Ｄを上記範囲内にする。これにより、優れた強度及び靭性バランスが得られる、と記載されている。
【０００８】
ところで、熱間鍛造品には、疲労強度だけでなく、耐摩耗性も要求される。例えば、熱間鍛造品であるクランクシャフトのクランクピンは、コンロッドの大端部に挿入される。クランクシャフトが回転するとき、クランクピンは、コンロッドの大端部の内面とすべり軸受を介して回転する。そのため、クランクピンの表面には、優れた耐摩耗性が要求される。
【０００９】
特開２０００−３２８１９３号公報（特許文献４）及び特開２００２−２５６３８４号公報（特許文献５）は、Ｖを含有せず、耐摩耗性の向上を目的とした非調質鋼を開示する。
【００１０】
特許文献４に開示された熱間鍛造用非調質鋼は、フェライト・パーライト組織である。さらに、特許文献４に開示された熱間鍛造用非調質鋼は、ＳｉやＭｎがフェライトに固溶することによりフェライトを強化する。これにより、耐摩耗性の向上が図られている。
【００１１】
特許文献５に開示された非調質のクランクシャフト用鋼は、初析フェライト分率が３％未満のパーライト主体の組織を有し、かつ、厚みが２０μｍ以下の硫化物系介在物を含有する。さらに、Ｓｉ含有量は０．６０％以下であり、Ａｌ含有量は０．００５％未満である。これにより、耐摩耗性及び被削性の向上が図られている。
【００１２】
通常、熱間鍛造品の耐摩耗性を向上させるために、熱間鍛造品には、表面硬化熱処理が実施される。表面硬化熱処理とは例えば、高周波焼入れ処理、又は窒化処理である。高周波焼入れ処理により、熱間鍛造品の表面には、焼入れ層が形成される。また、窒化処理により、熱間鍛造品の表面には、窒化層が形成される。焼入れ層や窒化層は、高い硬度を有する。そのため、熱間鍛造品の表面の耐摩耗性が向上する。
【００１３】
しかしながら、表面硬化熱処理を実施すれば、製造コストが高くなる。したがって、Ｖを含有せず、かつ、表面硬化熱処理を省略しても、優れた耐摩耗性を有する非調質の熱間鍛造品が求められる。
【００１４】
特許文献２〜特許文献５に開示された非調質鋼を利用して製造された熱間鍛造品では、表面硬化熱処理が省略された場合、耐摩耗性が低下する可能性がある。
【００１５】
特開２０１２−１７６３号公報（特許文献６）には、熱間鍛造後に調質処理が施されず、かつ表面硬化熱処理も施されずに用いても、優れた耐摩耗性を有する鍛造クランクシャフトが記載されている。
【００１６】
特許文献６に開示された鍛造クランクシャフトは、１．１Ｃ＋Ｍｎ＋０．２Ｃｒ＞２．０を満たし（式中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される）、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。
【００１７】
しかしながら、特許文献６では、疲労強度については検討されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１８】
【特許文献１】特開平９−１４３６１０号公報
【特許文献２】特開平１０−２２６８４７号公報
【特許文献３】特開昭６１−２６４１２９号公報
【特許文献４】特開２０００−３２８１９３号公報
【特許文献５】特開２００２−２５６３８４号公報
【特許文献６】特開２０１２−１７６３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１９】
本発明の目的は、熱間鍛造後の調質処理及び表面硬化熱処理が省略されても、優れた耐摩耗性と疲労強度とを有する熱間鍛造品を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００２０】
本発明の一実施の形態による熱間鍛造品は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４５〜０．７０％、Ｓｉ：０．０１〜０．７０％、Ｍｎ：１．０〜１．７％、Ｓ：０．０１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、Ａｌ：０．００３〜０．０５０％及びＮ：０．００３〜０．０２％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。切削されていない表面から深さ５００μｍ〜５ｍｍのマトリックスは、初析フェライトの面積率が３％以下であるフェライト・パーライト組織又はパーライト組織からなり、切削されていない表面から深さ５００μｍ〜５ｍｍのパーライト組織におけるパーライトコロニーの平均直径が５．０μｍ以下である。
【００２１】
本発明の一実施の形態による熱間鍛造品の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．０１％以下を含有してもよい。
【００２２】
本発明の一実施の形態による熱間鍛造品の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．１５％以下、及び、Ｎｉ：０．１５％以下からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
【００２３】
本発明の一実施の形態による熱間鍛造品は、熱間鍛造後の調質処理及び表面硬化熱処理が省略されても、優れた耐摩耗性と疲労強度とを有する。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】図１は、初析フェライト率と耐摩耗性の関係を表すグラフである。
【図２】図２は、パーライトコロニーの大きさと疲労強度の関係を示すグラフである。
【図３】図３は、熱間鍛造品の例であるクランクシャフトの要部を示す図である。
【図４】図４は、各丸棒の横断面におけるミクロ組織の採取位置、及びミクロ組織調査における観察位置を説明するための図である。
【図５】図５は、各丸棒から採取した回転曲げ疲労試験片の模式図である。
【図６】図６は、脱炭深さの測定方法の一例を説明するための写真画像である。
【図７】図７は、実施例中の本発明例の供試材のミクロ組織写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。
【００２６】
［本実施の形態による熱間鍛造品の概要］
本発明者らは、調質処理及び表面硬化熱処理が省略された熱間鍛造品の耐摩耗性及び疲労強度を向上させるために、調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは、以下の知見を得た。
【００２７】
（Ａ）熱間鍛造品は、切削された表面のマトリックスが、初析フェライトの面積率が小さいフェライト・パーライト組織、又はパーライト組織であれば、優れた耐摩耗性を有する。ここで、「初析フェライト」とは、鋼を冷却するとき、共析変態に先立ってオーステナイトから析出するフェライトを意味する。また、「フェライト・パーライト組織」とは、初析フェライトとパーライトからなる組織を意味し、「パーライト組織」とは、初析フェライトの面積率が０％の、実質的にパーライト単相の組織を意味する。以降の説明では、初析フェライトの面積率を、「初析フェライト率」という。
【００２８】
初析フェライトは、パーライトと比較して軟らかく、初析フェライトの耐摩耗性は低い。したがって、初析フェライト率が所定値以下であれば、熱間鍛造品は優れた耐摩耗性を有する。
【００２９】
図１は、初析フェライト率と耐摩耗性との関係を表すグラフである。図１は、次の様にして得られた。化学組成及び熱間鍛造後の冷却条件を変えて、化学組成及び製造条件が異なる種々の熱間鍛造品を製造した。製造した熱間鍛造品から耐摩耗性調査用の試験片を採取した。耐摩耗性調査を行って試験片の摩耗量を測定した。図１の横軸は、熱間鍛造品の組織の初析フェライト率である。熱間鍛造品の化学組成及び熱間鍛造後の冷却条件、初析フェライト率の測定方法、並びに耐摩耗性調査の詳細は後述する。
【００３０】
図１に示すように、初析フェライト率が３％以下であれば、摩耗量が０．００８ｇ以下になる。
【００３１】
（Ｂ）上記のフェライト・パーライト組織又はパーライト組織において、パーライト組織のパーライトコロニーの大きさが小さければ、熱間鍛造品の疲労強度は高くなる。
【００３２】
パーライト組織は、フェライトとセメンタイトとが層状に並んだラメラ構造を有する。
パーライト組織において、フェライトの結晶方位がほぼ同一の領域をパーライトブロックと呼ぶ。また、パーライトブロックの中で、フェライトの結晶方位がさらに揃っている領域をパーライトコロニーと呼ぶ。
【００３３】
本明細書では、パーライト組織において、フェライトの結晶方位の差が１５°以上の境界で囲まれた領域をパーライトブロックと定義する。換言すれば、同一のパーライトブロック内では、フェライトの結晶方位の差は１５°未満である。また、パーライト組織において、フェライトの方位差が２°〜１５°の境界で囲まれた領域をパーライトコロニーと定義する。換言すれば、同一のパーライトコロニー内では、フェライトの結晶方位の差は２°未満である。
【００３４】
図２は、パーライトコロニーの大きさと疲労強度との関係を示すグラフである。図２は、次の様にして得られた。図１と同様に、種々の熱間鍛造品を製造した。製造した熱間鍛造品から回転曲げ疲労試験片を採取した。疲労試験を行って当該回転曲げ疲労試験片の疲労強度を測定した。図２の横軸は、熱間鍛造品の組織のパーライトコロニーの平均直径である。パーライトコロニーの直径とは、パーライトコロニーの面積と等しくなる円の直径（円相当径）である。以下、パーライトコロニーの平均直径をコロニー径という。パーライトコロニーの面積の測定方法、及び疲労試験の詳細は後述する。
【００３５】
図２に示すように、コロニー径が小さくなると、疲労強度が高くなる。コロニー径が小さいほど、パーライトコロニー同士の境界が増加する。境界の増加が、疲労亀裂の伸展を抑制すると考えられる。
【００３６】
図２に示すように、コロニー径が５．０μｍ以下であれば、疲労強度が４００ＭＰａ以上になる。
【００３７】
（Ｃ）コロニー径は、化学組成と、熱間鍛造後の冷却速度とによって制御することができる。熱間鍛造後の冷却速度を大きくすれば、コロニー径が小さくなり、熱間鍛造品の疲労強度が大きくなる。一方、熱間鍛造後の冷却速度が大きすぎると、熱間鍛造品の表面組織にマルテンサイトやベイナイトが生成し、熱間鍛造品の表面の硬度が過剰に高くなる。熱間鍛造品は、切削加工される場合がある。マルテンサイトやベイナイトの生成により表面硬度が高くなれば、熱間鍛造品の被削性が低下する。
【００３８】
以上の知見に基づいて、本発明者らは、本実施の形態による熱間鍛造品を完成した。以下、本実施の形態による熱間鍛造品について詳述する。
【００３９】
［熱間鍛造品の構成］
図３は、本実施の形態による熱間鍛造品の一例であるクランクシャフト１の要部を示す図である。クランクシャフト１は、クランクピン２と、クランクジャーナル３と、クランクアーム４と、カウンターウェイト６とを備えている。クランクアーム４は、クランクピン２とクランクジャーナル３との間に配置され、クランクピン２とクランクジャーナル３とにつながっている。カウンターウェイト６は、クランクアーム４とつながっている。クランクシャフト１はさらに、フィレット部５を備えている。フィレット部５は、クランクピン２とクランクアーム４とのつなぎ目部分に相当する。
【００４０】
クランクピン２は、図示しないコンロッドに対して回転可能に取り付けられる。クランクピン２は、クランクシャフト１の回転軸からずれて配置される。クランクジャーナル３は、クランクシャフト１の回転軸と同軸に配置される。
【００４１】
クランクピン２は、コンロッドの大端部の内面とすべり軸受を介して回転する。そのため、クランクピン２の表面には、耐摩耗性が求められる。
【００４２】
なお、クランクシャフト１の表面では、切削される部分と、切削されない部分（切削が省略される部分）とが存在する。たとえば、クランクアーム４の側面部分４１では、切削されない場合がある。カウンターウェイト６の表面も、切削されない場合がある。
【００４３】
既述の通り、通常の熱間鍛造品では、表面硬化熱処理が実施される。表面硬化熱処理は例えば、高周波焼入れ処理又は窒化処理である。表面硬化熱処理により、クランクピンの表面が硬化し、耐摩耗性が向上する。
【００４４】
しかしながら、本実施の形態によるクランクシャフト１では、クランクピン２に対し、表面硬化熱処理が実施されない。これにより、製造コストが低減する。なお、クランクピン２とともに、クランクジャーナル３に対しても、表面硬化熱処理が省略されても良いし、クランクシャフト１全体に対して、表面硬化熱処理が省略されても良い。
【００４５】
本実施形態による熱間鍛造品は、切削加工前のいわゆる中間品（表面全体が切削されていない熱間鍛造品）と、切削加工後の最終製品である熱間鍛造品（表面の一部が切削されておらず、残部は切削されている熱間鍛造品）とを含む。
【００４６】
［化学組成］
本実施形態による熱間鍛造品は、以下の化学組成からなる。以降、元素に関する％は質量％を意味する。
【００４７】
Ｃ：０．４５〜０．７０％
炭素（Ｃ）は、鋼中の初析フェライト率を低減し、鋼中のパーライトの面積率を増大させる。これにより、鋼の強度及び硬度が高まり、耐摩耗性も高まる。Ｃ含有量が少なすぎれば、鋼の組織において、初析フェライト率が高くなりすぎる。一方、Ｃ含有量が多すぎれば、鋼が過剰に硬化し、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．４５〜０．７０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．４８％であり、さらに好ましくは０．５０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．６０％であり、さらに好ましくは０．５８％である。
【００４８】
Ｓｉ：０．０１〜０．７０％
シリコン（Ｓｉ）は、パーライト内のフェライトに固溶してフェライトを強化する。したがって、Ｓｉは鋼の強度及び硬度を高める。Ｓｉはまた、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が少なすぎれば、鋼の強度及び硬度が低くなる。一方、Ｓｉ含有量が多すぎれば、熱間鍛造時に鋼が脱炭される。この場合、熱間鍛造後の切削加工代が大きくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．７０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．６５％である。
【００４９】
Ｍｎ：１．０〜１．７％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼に固溶して鋼の強度及び硬度を高める。Ｍｎはさらに、初析フェライトの生成を抑制する。Ｍｎ含有量が少なすぎれば、初析フェライト率が高くなりすぎる。一方、Ｍｎ含有量が多すぎれば、マルテンサイトやベイナイトが生成される。マルテンサイトやベイナイトは鋼の耐摩耗性及び被削性を低下させる。そのため、マルテンサイトやベイナイトが生成されることは好ましくない。したがって、Ｍｎ含有量は１．０〜１．７％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．２％であり、さらに好ましくは１．３％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．６５％であり、さらに好ましくは１．６％である。
【００５０】
Ｓ：０．０１〜０．１％
硫黄（Ｓ）は、ＭｎＳ等の硫化物を生成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｓ含有量が多すぎれば、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓ含有量は、０．０１〜０．１％である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０４％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０７％であり、さらに好ましくは０．０６％である。
【００５１】
Ｃｒ：０．０５〜０．２５％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の強度及び硬度を高める。Ｃｒはさらに、鋼中の初析フェライトの生成を抑制する。Ｃｒ含有量が少なすぎれば、初析フェライト率が高くなりすぎる。一方、Ｃｒ含有量が多すぎれば、マルテンサイトやベイナイトが生成される。したがって、Ｃｒ含有量は０．０５〜０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０８％であり、好ましい上限は０．２０％である。
【００５２】
Ａｌ：０．００３〜０．０５０％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。Ａｌはさらに、窒化物を生成し結晶粒の粗大化を抑制する。そのため、鋼の強度、硬度及び靭性の著しい低下が抑制される。一方、Ａｌ含有量が多すぎれば、Ａｌ2Ｏ3介在物が生成される。Ａｌ2Ｏ3介在物は、鋼の被削性を低下させる。したがって、Ａｌ含有量は、０．００３〜０．０５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、好ましい上限は０．０４０％である。本実施の形態におけるＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（Ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量である。
【００５３】
Ｎ：０．００３〜０．０２％
窒素（Ｎ）は窒化物や炭窒化物を生成する。窒化物や炭窒化物は結晶粒の粗大化を抑制し、鋼の強度、硬度及び靭性の著しい低下を防止する。一方、Ｎ含有量が多すぎれば、鋼中にボイド等の欠陥が発生しやすくなる。したがって、Ｎ含有量は、０．００３〜０．０２％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１８％である。
【００５４】
熱間鍛造品の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。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、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。不純物は例えば、燐（Ｐ）や酸素（Ｏ）等である。
【００５５】
熱間鍛造品は、実質的にＶを含有しない。Ｖは、鋼中の初析フェライトの生成に寄与する。熱間鍛造品において、Ｖは不純物であり、好ましくは、Ｖは含有されない。
【００５６】
本実施形態の熱間鍛造品の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａを含有してもよい。
【００５７】
Ｃａ：０．０１％以下
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは、鋼の被削性を高める。具体的には、Ａｌ系酸化物にＣａが含まれ、低融点化する。そのため、高温切削時に鋼の被削性が高まる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０１％以下である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％である。
【００５８】
本実施形態の熱間鍛造品の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ及びＮｉからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼を固溶強化する。
【００５９】
Ｃｕ：０．１５％以下、
Ｎｉ：０．１５％以下
銅（Ｃｕ）、ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕ及びＮｉはいずれも、鋼に固溶して鋼の強化に寄与する。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、焼入れ性が向上し、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が生じやすくなる。Ｎｉ含有量も高すぎれば、焼入れ性が向上し、ベイナイト組織やマルテンサイト組織が生じやすくなる。したがって、Ｃｕ含有量は０．１５％以下であり、Ｎｉ含有量は０．１５％以下である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０２％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０２％である。
【００６０】
［組織］
熱間鍛造品の表面のうち、切削されていない表面から深さ５００μｍ〜５ｍｍのマトリックスは初析フェライト率が３％以下であるフェライト・パーライト組織又はパーライト組織からなる。以下、熱間鍛造品の表面のうち、切削されていない表面から深さ５００μｍ〜５ｍｍの範囲を、「表層域」という。
【００６１】
表層域のマトリックスは、初析フェライト率が３％以下であるフェライト・パーライト組織であってもよいし、初析フェライト率が０％のパーライト組織であっても良い。
【００６２】
ここで、初析フェライトの面積率（初析フェライト率）を、次の様に定義する。まず、熱間鍛造品の表層域を観察面に含むミクロ組織観察用の試料を採取する。この試料の観察面を鏡面研磨し、ナイタル腐食液で腐食する。そしてその観察面内で、２０視野、各々（１５０μｍ×２００μｍ／視野）０．０３ｍｍ２の領域を観察する。この顕微鏡写真を画像処理し、各視野における初析フェライトの面積率を求め、その平均値を初析フェライトの面積率とする。
【００６３】
表層域のマトリックスが、初析フェライトの面積率が３％以下であるフェライト・パーライト組織又はパーライト組織であれば、熱間鍛造品の耐摩耗性が高まる。好ましい初析フェライトの面積率は３％未満である。
【００６４】
熱間鍛造品はさらに、熱間鍛造品の表層域のフェライト・パーライト組織又はパーライト組織のパーライトコロニーの平均直径（コロニー径）が、５．０μｍ以下である。
【００６５】
ここで、コロニー径を、次の様に定義する。熱間鍛造品の表層域を観察面に含む試験片を採取する。この試験片を用いて、ＦＥＩ社製電子顕微鏡Ｑｕａｎｔａ（商品名）及びＯｘｆｏｒｄ社製ＥＢＳＤ電子線後方散乱回折（ＥＢＳＤ）装置ＨＫＬ（商品名）によって電子線回折像を測定する。電子線回折像から、組織のパーライトコロニーの境界を決定する。パーライトコロニーの境界からパーライトコロニーの面積を算出する。算出された面積からパーライトコロニーの直径（円相当径）を求める。熱間鍛造品の表層域に相当する試験片の４箇所からそれぞれパーライトコロニーの直径を求め、その平均値をコロニー径とする。なお、パーライト組織においてフェライトの方位差が２°〜１５°の境界で囲まれた領域をパーライトコロニーとする。
【００６６】
コロニー径が小さければ、パーライトコロニーの境界が増加する。境界の増加は、疲労亀裂の伝播を抑制し、熱間鍛造品の疲労強度を高める。
【００６７】
本実施形態による熱間鍛造品は、表層域に上記組織を有するため、表面硬化熱処理が省略されても、優れた耐摩耗性と優れた疲労強度とを有する。
【００６８】
［製造方法］
熱間鍛造品の製造方法の一例を説明する。
【００６９】
上記化学組成の溶鋼を製造する。溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする。溶鋼を造塊法によりインゴット（鋼塊）にしても良い。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレット（鋼片）や棒鋼にしても良い。
【００７０】
鋳片、インゴット、ビレット又は棒鋼を加熱炉で加熱する。加熱温度は、好ましくは１２００℃以上である。加熱した鋳片、インゴット、ビレット又は棒鋼を熱間鍛造して、中間品を製造する。熱間鍛造の仕上げ温度は、好ましくは９００℃以上である。
【００７１】
熱間鍛造後の中間品を、所定の速度で制御冷却する。具体的には、中間品の表面温度が８００〜５００℃における冷却速度を、１００〜３００℃／分にする。この冷却速度が小さすぎると、パーライトコロニーが大きくなり、高い疲労強度が得られなくなる。また、冷却速度が小さすぎると、初析フェライト率が高くなる。一方、この冷却速度が大きすぎると、マルテンサイトやベイナイトが生成する。したがって、中間品の表面温度が８００〜５００℃における冷却速度は、１００〜３００℃／分である。
【００７２】
この冷却は、例えば、空気と水との混合流体によるミスト冷却、圧縮空気を用いた強空冷、又はブロアによる強空冷によって実現することができる。なお、８００℃よりも高い温度領域、及び５００℃よりも低い温度領域における冷却速度は任意である。
【００７３】
このようにして、中間品である熱間鍛造品が製造される。上記化学組成の鋼を熱間鍛造し、上記の冷却速度で冷却することによって、熱間鍛造品の表層域のマトリックスは、初析フェライトの面積率が３％以下であるフェライト・パーライト組織又はパーライト組織となる。さらに、表層域のパーライト組織内のコロニー径が５．０μｍ以下になる。上記熱間鍛造品は、調質処理が実施されず、非調質である。
【００７４】
上記熱間鍛造品の表面の一部を機械加工により切削加工して、最終製品としての熱間鍛造品であるクランクシャフト１を製造する。切削加工によって除去される厚さ（削り代）は、上記中間品としての熱間鍛造品の表面から深さ５００μｍ〜５ｍｍ程度である。したがって、例えば切削加工後のクランクシャフト１の表面から数ｍｍ程度の深さまでを上記の様な組織にするためには、切削加工前の熱間鍛造品（中間品）において、表面から５００μｍ〜５ｍｍ深さ位置におけるマトリックスが、初析フェライト率が３％以下であるフェライト・パーライト組織又はパーライト組織であれば良い。同様に、切削加工前の熱間鍛造品において、表面から５００μｍ〜５ｍｍ深さ位置におけるパーライト組織のコロニー径が５．０μｍ以下であれば良い。
【００７５】
製造されたクランクシャフト１の表面には、切削されていない表面も存在する。この表面から深さ５００μｍ〜５ｍｍ位置でのマトリックスは、初析フェライト率が３％以下のフェライト・パーライト組織又はパーライト組織であり、表面から深さ５００μｍ〜５ｍｍの位置でのパーライト組織のコロニー径は５．０μｍ以下である。
【００７６】
製造されたクランクシャフト１のうち、少なくともクランクピン２は、表面硬化熱処理が省略される。つまり、少なくともクランクピン２の表面には、高周波焼入れ処理や窒化処理が実施されない。なお、フィレット部５は、フィレットロール加工を実施され、加工硬化によりフィレット部５の表面硬度をより高めても良い。フィレットロール加工では、熱間鍛造品１を回転しながら、フィレット部５の表面にローラを押しつける。これにより、フィレット部５の表面は塑性加工され、加工硬化する。フィレット部５は、フィレットロール加工を実施されなくても良い。
【００７７】
以上の工程により製造された熱間鍛造品では中間品であっても、最終製品（クランクシャフト１）であっても、切削されていない表面から深さ５００μｍ〜５ｍｍのマトリックスが、初析フェライト率が３％以下であるフェライト・パーライト組織又はパーライト組織からなる。さらに、表面から深さ５００μｍ〜５ｍｍのパーライト組織のコロニー径が５．０μｍ以下である。
【００７８】
最終製品として熱間鍛造品の表面のうち、切削された表面のマトリックスは、初析フェライト率が３％以下であるフェライト・パーライト組織又はパーライト組織からなり、表面のパーライト組織のコロニー径は５．０μｍ以下である。
【００７９】
上記組織を有するため、Ｖを含有せず、調質処理及び表面硬化熱処理が省略されても、熱間鍛造品は、優れた耐摩耗性と優れた疲労強度とを有する。さらに、本実施形態の熱間鍛造品のＳｉ含有量は適量であるため、中間品である熱間鍛造品の表面に形成される脱炭層の深さを抑えることができる。そのため、熱間鍛造後の熱間鍛造品の切削加工代を抑制できる。
【実施例】
【００８０】
表１に示す化学組成の鋼（試験番号１〜７及びａ〜ｇ）を真空誘導加熱炉で溶解し、溶鋼にした。溶鋼を造塊して、柱状のインゴットを製造した。製造されたインゴットはそれぞれ、重量が２５ｋｇ、外径が７５ｍｍであった。
【００８１】
【表１】
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【００８２】
表１中の各元素記号の欄には、対応する元素の含有量（質量％）が記載されている。表１中、「−」は対応する元素が不純物レベルであったことを示す。各鋼の残部はＦｅ及び不純物であった。
【００８３】
各鋼から製造されたインゴットを熱間鍛造して鍛造品を製造した。具体的には、各インゴットを加熱炉で１２５０℃に加熱した。加熱されたインゴットを熱間鍛造して１５ｍｍの外径を有する丸棒の鍛造品（以下、単に丸棒という）を製造した。熱間鍛造時の仕上げ温度は９５０℃であった。
【００８４】
熱間鍛造後、各丸棒を表１に記載の冷却速度で室温（２３℃）まで冷却した。表面温度が８００℃〜５００℃における冷却速度（℃／分）は、表１の通りであった。具体的には、試験番号１〜７、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ及びｇでは、８００℃〜５００℃においてミスト冷却を実施した。試験番号ａでは、８００℃〜５００℃においてブロアを用いたエア冷却を実施した。試験番号ｆでは、８００℃〜５００℃において放冷を実施した。
【００８５】
［ミクロ組織調査］
各丸棒からミクロ試料を採取し、組織を観察した。図４は、各丸棒の横断面におけるミクロ組織の採取位置、及びミクロ組織調査における観察位置を説明するための図である。図４中に一点鎖線によって示すように、各丸棒から、各丸棒の表面を含むミクロ試料を９０°おきに４箇所採取した。
【００８６】
各ミクロ試料の表面を鏡面研磨し、研磨した表面をナイタル腐食液で腐食した。腐食した表面を４００倍の光学顕微鏡で観察した。
【００８７】
図４中に丸で囲って示すように、各ミクロ試料について、丸棒の表面から５００μｍ深さ位置及び表面から５ｍｍ深さ位置において、それぞれ１箇所あたり５視野、合計２０視野、各々（１５０μｍ×２００μｍ/視野）０．０３ｍｍ２の領域を観察した。各領域の顕微鏡写真を画像処理し、各領域中に占める初析フェライトの面積率を求めた。表面から５００μｍ深さ位置で観察した２０視野における初析フェライトの面積率の平均値を、そのミクロ試料の表面から５００μｍ深さ位置の初析フェライト率とした。表面から５ｍｍ深さ位置で観察した２０視野における初析フェライトの面積率の平均値を、そのミクロ試料の表面から５ｍｍ深さ位置での初析フェライト率とした。
【００８８】
［パーライトコロニー調査］
ＥＢＳＤ装置を用いて、各ミクロ試料の観察位置におけるパーライト組織のコロニー径を測定した。より具体的には、ＦＥＩ社製電子顕微鏡Ｑｕａｎｔａ（商品名）、及びＯｘｆｏｒｄ社製ＥＢＳＤ解析装置ＨＫＬ（商品名）によって、電子線回折像を測定した。電子線回折像から結晶方位等を解析してパーライトコロニーの境界を決定し、そこから各パーライトコロニーの面積を算出した。解析は、ＨＫＬ（商品名）によって行った。
【００８９】
ミクロ組織調査の場合と同様に、各ミクロ試料について、表面から５００μｍ深さ位置及び表面から５ｍｍ深さ位置において、それぞれコロニー径を測定した。なお、電子線のビーム径は１μｍ、１つのマッピング領域は１００μｍ×２００μｍであり、４箇所のマッピング領域の平均値をコロニー径とした。
【００９０】
［表面硬さ調査］
各ミクロ試料を用いて丸棒の横断面の硬さを、ＪＩＳ  Ｚ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験によって測定した。試験力は９８．０７Ｎ（１０ｋｇｆ）とした。各ミクロ試料について、丸棒の表面から丸棒内部へ向かって、１ｍｍピッチで計５箇所の硬さを測定し、平均したものをそのミクロ試料の平均硬さとした。
【００９１】
［疲労強度調査］
各丸棒から、回転曲げ疲労試験片を採取した。図５は、各丸棒から採取した回転曲げ疲労試験片の模式図である。回転曲げ試験片は、平行部の直径が８ｍｍ、掴み部の直径が１２ｍｍであった。回転曲げ疲労試験片の中心軸が丸棒の中心軸と一致するように、回転曲げ疲労強度試験片を作製した。具体的には、旋盤加工により、丸棒の表面から３．５ｍｍの深さまで切削して、平行部を作製した。したがって、平行部の表面は、少なくとも、丸棒の表面から深さ５ｍｍの範囲内に相当した。つまり、回転曲げ疲労強度試験片は、中間品を切削した後のクランクシャフト１を想定した。
【００９２】
回転曲げ疲労強度試験片の平行部には仕上げ研磨を実施し、表面粗さを調整した。具体的には、表面の中心線平均粗さ（Ｒａ）を３．０μｍ以内とし、最大高さ（Ｒｍａｘ）を９．０μｍ以内にした。
【００９３】
仕上げ研磨を実施した回転曲げ疲労強度試験片を用いて、室温（２３℃）、大気雰囲気にて、回転数３６００ｒｐｍの両振りの条件で小野式回転曲げ疲労試験を行った。複数の試験片に対して加える応力を変えて疲労試験を実施し、１０7サイクル後に破断しなかった最も高い応力を疲労強度（ＭＰａ）とした。
【００９４】
［耐摩耗性調査］
各丸棒の表面から深さ５００μｍ〜１０００μｍの位置が、下記主面の中心となるように、１．５ｍｍ×２．０ｍｍ×３．７ｍｍの耐摩耗性調査用試験片を採取した。各試験片の２．０ｍｍ×３．７ｍｍの表面（以下、主面という）は、丸棒の横断面と平行であった。つまり、各試験片の主面の法線は、丸棒の中心軸と平行であった。
【００９５】
各試験片に対して、自動研磨機によるピンオンディスク摩耗試験を行った。具体的には、自動研磨機の回転ディスクの表面に、番号（ｇｒｉｔ）８００のエメリーペーパを貼り付けた。そして、エメリーペーパ上に試験片の主面を２６ｇｆ／ｍｍ２の面圧で押しつけたまま、回転ディスクを、周速３９．６ｍ／ｍｉｎで５０分間回転した。５０分間回転した後、試験前後の試験片の重量の差分を、摩耗量（ｇ）と定義した。
【００９６】
［脱炭深さ調査］
各試験番号の丸棒の脱炭深さを、次の方法により求めた。丸棒の軸方向対して垂直に、丸棒を切断し、切断面を被検面とするミクロ試料を採取した。各ミクロ試料の表面を鏡面研磨し、研磨面をナイタル腐食液で腐食した。腐食した表面を４００倍の光学顕微鏡で観察した。そして、丸棒の表面含む表層部分の任意の１視野（８００μｍ×５５０μｍ）の写真画像を生成した。図６は、生成された写真画像の一例である。
【００９７】
生成された写真画像を用いて、脱炭深さ（μｍ）を次の方法で求めた。写真画像内の丸棒の表面の両端５０を結ぶ線分（５５０μｍ）を、基準表面６０と定義した。基準表面６０に平行な２辺を有し、幅が１０μｍの測定領域１００を設けた。測定領域１００を、基準表面６０から深さ方向に１μｍ単位で移動させた。１μｍ移動させるごとに、測定領域１００内の初析フェライト率を算出した。初析フェライト率が４％以上の値とならなくなった深さ（基準表面６０から測定領域１００の幅中央までの距離）を、脱炭深さ（μｍ）と定義した。「初析フェライト率が４％以上の値とならなくなった深さ」とは、その深さよりも深い位置ではいずれも、初析フェライト率が４％未満となる深さを意味する。
【００９８】
［調査結果］
表２に調査結果を示す。
【００９９】
【表２】
0006394319.tif 000003
【０１００】
表２には、各鋼から製造された丸棒の、表面から５００μｍ深さ位置及び表面から５ｍｍ深さ位置における、組織、フェライト率、コロニー径が記載されている。
【０１０１】
「組織」の欄には、ミクロ組織調査によって得られた組織が記載されている。表２中の、「Ｆ＋Ｐ」は、フェライト・パーライト組織を表し、「Ｐ」はパーライト組織を表し、「Ｍ」はマルテンサイト組織を表し、「Ｍ＋Ｂ＋Ｐ」は、マルテンサイト・ベイナイト・パーライト組織を示す。「フェライト率（％）」の欄には、ミクロ組織調査において、９０°おきに採取した４箇所、合計２０視野のミクロ試料の初析フェライト率の平均値が記載されている。「コロニー径（μｍ）」の欄には、ミクロ組織調査において、９０°おきに採取した４箇所のミクロ試料のコロニー径の平均値が記載されている。表２中の「−」は、コロニー径が未測定であることを示している。
【０１０２】
「平均硬さ（ＨＶ）」の欄には、表面硬さ調査において、９０°おきに採取した４つのミクロ試料の平均硬さの平均値（すなわち、計２０点の平均値）が記載されている。なお、平均硬さが３００ＨＶ未満であると高い疲労強度が得られない。一方、平均硬さが４００ＨＶを超えると切削加工が困難になる。
【０１０３】
「疲労強度（ＭＰａ）」の欄には、疲労強度調査によって得られた疲労強度が記載されている。疲労強度は、４００ＭＰａ以上であることが好ましい。
【０１０４】
「摩耗量（ｇ）」の欄には、耐摩耗試験によって得られた摩耗量が記載されている。摩耗量は、０．００８０ｇ以下であることが好ましい。
【０１０５】
「脱炭深さ（μｍ）」の欄には、脱炭深さ調査によって得られた初析フェライト率が４％未満となるまでの脱炭深さ（μｍ）が記載されている。４％未満脱炭深さは５００μｍ未満であることが好ましい。表２中の「−」は、脱炭深さが未測定であることを示している。
【０１０６】
表１を参照して、試験番号１〜７の供試材の化学組成は本発明の範囲内であり、熱間鍛造後の冷却速度も適切であった。表２を参照して、試験番号１〜７では、表面から５００μｍ深さ位置及び表面から５ｍｍ深さ位置の組織が、初析フェライト率３％以下のフェライト・パーライト組織又はパーライト組織であった。図７は、試験番号２の表面から５ｍｍ位置での供試材のミクロ組織写真である。図７を参照して、ミクロ組織のほとんどはパーライトＰであり、初析フェライトＦは面積率で２％であった。
【０１０７】
さらに、試験番号１〜７では、表面から５００μｍ深さ位置及び表面から５ｍｍ深さ位置の組織のコロニー径が５．０μｍ以下であった。その結果、試験番号１〜７の疲労強度は４００ＭＰａ以上であり、摩耗量は０．００８０ｇ以下であった。また、試験番号１〜７の平均硬さは３００ＨＶ以上であった。さらに、試験番号１〜７の平均硬さは、優れた被削性が得られる４００ＨＶ以下であった。さらに、試験番号１〜７の脱炭深さは５００μｍ未満であった。
【０１０８】
試験番号ａでは、Ｍｎ含有量が少なく、また、Ｖが含有された。Ｍｎはフェライトの生成を抑制する元素であり、Ｖはフェライトの生成に寄与する元素である。そのため、試験番号ａでは、表面から５００μｍ深さ位置及び表面から５ｍｍ深さ位置の組織が、フェライト率が３％を超えるフェライト・パーライト組織であった。その結果、試験番号ａの摩耗量は０．００８０ｇを超えた。また、試験番号ａの平均硬さは３００ＨＶ未満であった。
【０１０９】
試験番号ｂでは、Ｃ含有量が少なかった。Ｃはフェライトの生成を抑制する元素である。そのため、試験番号ｂは、表面から５００μｍ深さ位置及び表面から５ｍｍ深さ位置の組織が、フェライト率が３％を超えるフェライト・パーライト組織であった。その結果、試験番号ｂの摩耗量は０．００８０ｇを超えた。また、試験番号ｂの平均硬さは３００ＨＶ未満であった。
【０１１０】
試験番号ｃでは、Ｃ含有量が少なく、また、Ｍｎ含有量が少なく、さらに、Ｃｒ含有量が多かった。Ｃｒは、マルテンサイトの生成に寄与する元素である。そのため、試験番号ｃは、表面から５００μｍ深さ位置及び表面から５ｍｍ深さ位置の組織が、マルテンサイト組織であった。マルテンサイトやベイナイトは、パーライトより摩耗しやすく、その結果、試験番号ｃの摩耗量は０．００８０ｇを超えた。また、試験番号ｃの平均硬さは４００ＨＶを超えた。
【０１１１】
試験番号ｄのＳｉ含有量は高すぎた。そのため、脱炭深さが深く、観察できる視野である６００μｍ深さまで測定し、終了した。脱炭深さは６００μｍよりも深かった。
【０１１２】
試験番号ｅの化学組成は適切だったものの、熱間鍛造後の冷却速度は大きすぎた。そのため、表面から５００μｍ深さ位置及び表面から５ｍｍ深さ位置の組織が、パーライトだけでなく、面積率で約３０％のマルテンサイト及びベイナイトを含んだ。そのため、試験番号ｉの平均硬さは４００ＨＶを超えた。
【０１１３】
試験番号ｆの化学組成は適切だったものの、熱間鍛造後の冷却速度が小さすぎた。そのため、面から５００μｍ深さ位置及び表面から５ｍｍ深さ位置のパーライト組織のコロニー径が５．０μｍを超えた。その結果、試験番号ｅの疲労強度は４００ＭＰａ未満であった。
【０１１４】
試験番号ｇのＣｒ含有量が高すぎた。そのため、表面から５００μｍ深さ位置及び表面から５ｍｍ深さ位置の組織が、パーライトだけでなく、マルテンサイト及びベイナイトを含んだ。そのため、試験番号ｉの平均硬さは４００ＨＶを超えた。
【０１１５】
上述の実施の形態では、熱間鍛造品がクランクシャフトである場合を説明した。しかし、本発明は、クランクシャフト以外の熱間鍛造品としても用いることができる。
【０１１６】
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の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の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の形態を適宜変形して実施することが可能である。
【図１】
0006394319.tif 000004
【図２】
0006394319.tif 000005
【図３】
0006394319.tif 000006
【図４】
0006394319.tif 000007
【図５】
0006394319.tif 000008
【図６】
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【図７】
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