曲轴和曲轴用坯料的制造方法与流程

1.本发明涉及曲轴和曲轴用坯料的制造方法。


背景技术：

2.曲轴如下制造：通过热锻将钢材制成坯料后，实施切削、磨削、开孔等机械加工，进而根据需要实施感应淬火等表面硬化处理，从而制造。
3.为了提高经感应淬火而使用的曲轴的疲劳强度，不仅是要进行感应淬火的部分(以下称为“感应淬火部”)的硬度需要提高，不进行感应淬火的部分(以下称为“非感应淬火部”)的硬度也需要提高。为了提高感应淬火部和非感应淬火部这两者的硬度，提高钢材的c含量是有效的。但是，若提高c含量，则存在切削性降低、加工成本变高的问题。
4.作为提高硬度而不依赖于增加c含量的方法，已知的是：向钢材中添加v，利用由vc实现的析出强化的方法。但是，v是比较昂贵的元素，价格变动的风险也大，因此，从商业观点出发，优选不使用v。
5.国际公开第2010/140596号中公开了通过使n、ti、b和al这四种元素以满足特定关系的方式保持平衡，从而改善切削性和热加工性的机械结构用钢。此外，国际公开第2011/155605号中公开了通过根据钢中包含的c量来适当控制金属组织中包含的贝氏体的面积率，从而改善切削性的高强度钢。
6.日本特开2009-30160号公报中公开了含有规定量al的机械结构钢。国际公开第2010-116670号公报中公开了含有规定量al的渗碳钢部件。日本特开2012-162780号公报中公开了能够以非调质的形式在一个部件内形成要进行高强度化的部分和要进行低强度化的部分的锻造部件的制造方法。
7.现有技术文献
8.专利文献
9.专利文献1：国际公开第2010/140596号
10.专利文献2：国际公开第2011/155605号
11.专利文献3：日本特开2009-30160号公报
12.专利文献4：国际公开第2010-116670号
13.专利文献5：日本特开2012-162780号公报
14.非专利文献
15.非专利文献1：中名悟等人、“切削性优异的高强度感应淬火用钢(被削性
に
優
れた
高強度高周波焼入
れ
用鋼)”、sanyo technical report vol.11(2004)no.1,pp57-60
16.非专利文献2：藤原正尚等人、“使用了加工热处理的材质控制锻造技术(加工熱処理
を
用
いた
材質制御鍛造技術)”、大同特殊钢技报、第82卷第2号(2011)、pp.157-163


技术实现要素：

17.发明要解决的问题
18.上述国际公开第2010/140596号和国际公开第2011/155605号的技术中，将齿轮设想为具体的应用对象，关于对曲轴要求的疲劳强度(弯曲疲劳强度)，并未进行充分研究。
19.本发明的课题是提供疲劳强度和切削性优异的曲轴。
20.用于解决问题的方案
21.本发明的一个实施方式的曲轴为具有销和轴颈的曲轴，化学组成以质量％计为c：0.40～0.60％、si：0.01～1.50％、mn：0.4～2.0％、cr：0.01～0.50％、al：0.20～0.50％、n：0.001～0.02％、p：0.03％以下、s：0.005～0.20％、nb：0.005～0.060％、ti：0～0.060％、余量：fe和杂质，在前述销和轴颈各自中，距表层的距离为各自直径的1/4深度的位置的硬度高于hv245，该位置的组织是以铁素体/珠光体为主体的组织，且铁素体分数为16％以上。
22.本发明的一个实施方式的曲轴用坯料的制造方法具有如下工序：准备化学组成以质量％计为c：0.40～0.60％、si：0.01～1.50％、mn：0.4～2.0％、cr：0.01～0.50％、al：0.20～0.50％、n：0.001～0.02％、p：0.03％以下、s：0.005～0.20％、nb：0.005～0.060％、ti：0～0.060％、余量：fe和杂质的钢材的工序；以即将精锻前的温度超过800℃且小于1100℃的方式对前述钢材进行热锻的工序；以及，在前述热锻后，以800～650℃的温度区域的平均冷却速度成为2.5℃/秒以下的方式对前述钢材进行冷却的工序。
23.本发明的一个实施方式的曲轴用坯料的制造方法具有如下工序：准备化学组成以质量％计为c：0.40～0.60％、si：0.01～1.50％、mn：0.4～2.0％、cr：0.01～0.50％、al：0.20～0.50％、n：0.001～0.02％、p：0.03％以下、s：0.005～0.20％、nb：0.005～0.060％、ti：0.005～0.060％、余量：fe和杂质的钢材的工序；以即将精锻前的温度超过800℃且为1180℃以下的方式对前述钢材进行热锻的工序；以及，在前述热锻后，以800～650℃的温度区域的平均冷却速度成为0.07℃/秒以下的方式对前述钢材进行冷却的工序。
24.发明的效果
25.根据本发明，能够得到疲劳强度和切削性优异的曲轴。
附图说明
26.图1是本发明的一个实施方式的曲轴用坯料的制造方法的流程图。
27.图2是热锻模拟实验的加热模式之一。
28.图3是热锻模拟实验的加热模式之一。
29.图4是热锻模拟实验的加热模式之一。
30.图5是热锻模拟实验的加热模式之一。
31.图6是热锻模拟实验的加热模式之一。
32.图7是热锻模拟实验的加热模式之一。
具体实施方式
33.本发明人等对改善曲轴的疲劳强度和切削性的手段加以研究，并得到以下的见解。
34.如上所述，经感应淬火而使用的曲轴具有感应淬火部和非感应淬火部(母材)。感应淬火部包含以马氏体或回火马氏体为主体的组织，非感应淬火部包含以铁素体/珠光体为主体的组织。
35.关于因高c化而使切削性降低的原因，除了因高c化而使硬度提高之外，还有铁素体/珠光体中的铁素体分数降低。另一方面，有报告称：在c含量相同的钢材之间进行对比时，即便提高铁素体分数，疲劳强度也为同等或反而提高(中名悟等人、“切削性优异的高强度感应淬火用钢(被削性
に
優
れた
高強度高周波焼入
れ
用鋼)”、sanyo technical report vol.11(2004)no.1,pp57-60)。考虑这是因为：通过铁素体分数变高，从而晶粒实质上进行了微细化。
36.因此，如果与c含量同等时的通常的铁素体/珠光体钢相比提高铁素体分数，则能够兼顾切削性和疲劳强度这两者。c含量为0.40～0.60质量％时，如果将铁素体分数设为16％以上，则能够得到疲劳强度与切削性的平衡优异的钢材。
37.有报告称：通过使热锻工序的精锻温度低温化，从而能够提高铁素体分数(藤原正尚等人、“使用了加工热处理的材质控制锻造技术(加工熱処理
を
用
いた
材質制御鍛造技術)”、大同特殊钢技报、第82卷第2号(2011)、pp.157-163)。但是，若使锻造温度低温化，则模具的寿命显著降低。从生产率的观点出发，优选能够在不使锻造温度过度低温化的条件下提高铁素体分数。
38.本发明人等发现：通过向钢材中复合添加适量的al和nb，从而即便不使锻造温度过度低温化，也能够提高铁素体分数。考虑这是因为以下的机理。
39.因热锻而承受加工的奥氏体晶粒(以下称为“γ晶粒”)为了释放由加工而导入的形变而发生重结晶。此时，因γ晶粒内析出的nbc、nbn和nb(cn)而抑制重结晶后的γ晶粒的晶粒生长。由此，能够使γ晶粒微细化。通过γ晶粒发生微细化，从而成为铁素体的晶核生成位点的每单位面积的晶界增加，铁素体分数增加。
40.al是铁素体形成元素，其使a3点显著上升，将先共析铁素体的生成区域向高温侧扩大。此外，al具有使共析碳浓度增加的效果，使由平衡状态预测的最大先共析铁素体分数增加。含有适量al的钢在热锻后的冷却过程中的先共析铁素体的析出区域大，由平衡状态预测的最大先共析铁素体分数也高，因此，热锻后的铁素体分数变高。
41.像这样，nb因γ晶粒的微细化而使铁素体分数增加，al因先共析铁素体的析出区域的扩大和由al自身带来的先共析铁素体增加效果而使铁素体分数增加。通过复合添加al和nb，从而这些效果发生叠加，能够使铁素体分数显著增加。
42.本发明人等还发现：通过在al和nb的基础上使钢材含有适量的ti，并且减小800～650℃的温度区域的平均冷却速度，从而也能够进一步提高铁素体分数。并且发现：通过向钢材中复合添加适量的al、nb和ti，并将800～650℃的温度区域的平均冷却速度设为0.07℃/秒以下，从而即便进一步提高锻造温度，也能够确保规定的铁素体量。
43.本发明是基于以上的见解而完成的。以下，针对本发明的一个实施方式的曲轴和曲轴用坯料的制造方法进行详述。
44.[曲轴]
[0045]
[化学组成]
[0046]
本实施方式的曲轴具有以下说明的化学组成。以下的说明中，元素含量的“％”是指质量％。
[0047]
c：0.40～0.60％
[0048]
碳(c)使感应淬火部和非感应淬火部的硬度提高，有助于疲劳强度的提高。另一方
面，若c含量过高，则耐淬火裂纹性和切削性降低。因此，c含量为0.40～0.60％。c含量的下限优选为0.45％，进一步优选为0.48％。c含量的上限优选为0.55％，进一步优选为0.52％。
[0049]
si：0.01～1.50％
[0050]
硅(si)具有脱氧作用和强化铁素体的作用。另一方面，若si含量过高，则切削性降低。因此，si含量为0.01～1.50％。si含量的下限优选为0.05％，进一步优选为0.40％。si含量的上限优选为1.00％，进一步优选为0.60％。
[0051]
mn：0.4～2.0％
[0052]
锰(mn)会提高钢的淬火性，有助于感应淬火部的硬度的提高。另一方面，若mn含量过高，则在热锻后的冷却过程中生成贝氏体，切削性降低。因此，mn含量为0.4～2.0％。mn含量的下限优选为1.0％，进一步优选为1.2％。mn含量的上限优选为1.8％，进一步优选为1.6％。
[0053]
cr：0.01～0.50％
[0054]
铬(cr)会提高钢的淬火性，有助于感应淬火部的硬度的提高。另一方面，若cr含量过高，则在热锻后的冷却过程中生成贝氏体，切削性降低。因此，cr含量为0.01～0.50％。cr含量的下限优选为0.05％，进一步优选为0.10％。cr含量的上限优选为0.30％，进一步优选为0.20％。
[0055]
al：0.20～0.50％
[0056]
铝(al)是铁素体形成元素，使a3点显著上升，将先共析铁素体的生成区域向高温侧扩大。al还具有使共析碳浓度增加的效果，使由平衡状态预测的最大先共析铁素体分数增加。另一方面，若al含量过高，则氧化铝系夹杂物的生成量变得过大，切削性降低。因此，al含量为0.20～0.50％。al含量的下限优选为0.25％。al含量的上限优选为0.45％，进一步优选为0.40％。
[0057]
n：0.001～0.02％
[0058]
氮(n)会形成氮化物、碳氮化物，有助于晶粒的微细化。另一方面，若n含量过高，则钢的热延性降低。因此，n含量为0.001～0.02％。n含量的下限优选为0.002％。n含量的上限优选为0.015％，进一步优选为0.01％。
[0059]
p：0.03％以下
[0060]
磷(p)为杂质。p使钢的耐淬火裂纹性降低。因此，p含量为0.03％以下。p含量优选为0.025％以下，进一步优选为0.02％以下。
[0061]
s：0.005～0.20％
[0062]
硫(s)会形成mns，提高钢的切削性。另一方面，若s含量过高，则钢的热加工性降低。因此，s含量为0.005～0.20％。s含量的下限优选为0.010％，进一步优选为0.030％，进一步优选为0.035％。s含量的上限优选为0.15％，进一步优选为0.10％。
[0063]
nb：0.005～0.060％
[0064]
铌(nb)会形成nbc、nbn和nb(cn)，使γ晶粒微细化。由此，使成为铁素体的晶核生成位点的每单位面积的粒界增加，使铁素体分数增加。此外，nb还有助于感应淬火后的组织、即感应淬火部的组织的微细化。另一方面，即便过度提高nb含量，由于在热锻的加热时无法固溶在基质中的nb会形成粗大的未固溶nbc，因此，也无助于细粒化。此外，过量添加的nb会成为浇铸阶段中的裂纹的原因。因此，nb含量为0.005～0.060％。nb含量的下限优选为
0.008％，进一步优选为0.010％。nb含量的上限优选为0.050％，进一步优选为0.030％。
[0065]
本实施方式的曲轴的化学组成的余量为fe和杂质。此处提及的杂质是指：从作为钢的原料而利用的矿石、废料中混入的元素或者从制造过程的环境等中混入的元素。
[0066]
本实施方式的曲轴的化学组成中，也可以含有ti来代替一部分fe。ti为选择元素。即，本实施方式的曲轴的化学组成可以不含ti。
[0067]
ti：0～0.060％
[0068]
钛(ti)会形成tic、tin和ti(cn)而使γ晶粒微细化。由此，使成为铁素体的核生成位点的每单位面积的粒界增加，使铁素体分数增加。尤其是，若与nb一同含有，则γ晶粒的微细化效果变大。另一方面，即便过度提高ti含量，其效果也会饱和。因此，ti含量为0～0.060％。ti含量的下限优选为0.005％，进一步优选为0.020％。ti含量的上限优选为0.050％，进一步优选为0.030％。
[0069]
[组织和硬度]
[0070]
关于本实施方式的曲轴，在销和轴颈各自中，距表层的距离为各自直径的1/4深度的位置(以下称为“1/4深度位置”)的硬度高于hv245，该位置的组织是以铁素体/珠光体为主体的组织，且铁素体分数为16％以上。将1/4深度位置设为测定位置是因为这对于将未受到感应淬火影响的母材的硬度和组织加以规定而言是适合的。
[0071]
1/4深度位置的硬度高于hv245。1/4深度位置的硬度为hv245以下时，难以得到必要的疲劳强度。1/4深度位置的硬度的下限优选为hv250，进一步优选为hv255。另一方面，若1/4深度位置的硬度过高，则切削性降低。1/4深度位置的硬度的上限优选为hv350，进一步优选为hv300，进一步优选为hv280。
[0072]
1/4深度位置的硬度如下测定：以与轴向垂直的面成为试验面的方式从销和轴颈中采取试样，按照jis z 2244(2009)进行测定。试验力设为300gf(2.942n)。
[0073]
1/4深度位置的组织是以铁素体/珠光体为主体的组织。1/4深度位置的铁素体/珠光体的面积率优选为90％以上，进一步优选为95％以上。
[0074]
进而，1/4深度位置的组织中的铁素体分数为16％以上。1/4深度位置的组织的铁素体分数的下限优选为18％，更优选为20％，进一步优选为22％。铁素体分数的上限没有特别设定，也可认为：若铁素体分数变得过高，则得不到必要的疲劳强度。1/4深度位置的组织的铁素体分数的上限优选为30％。
[0075]
1/4深度位置的组织的铁素体分数如下测定。以与轴向垂直的面成为观察面的方式，从销和轴颈中采取试样。对观察面进行研磨，使用乙醇与硝酸的混合溶液(nital)进行蚀刻。使用光学显微镜(观察倍率为100～200倍)，应用图像分析来测定蚀刻面中的铁素体的面积率。将所测得的铁素体的面积率(％)定义为铁素体分数。
[0076]
本实施方式的曲轴优选在销和轴颈的表面具有感应淬火层，所述感应淬火层具有以马氏体或回火马氏体为主体的组织。感应淬火层中的马氏体或回火马氏体的面积率优选为90％以上，进一步优选为95％以上。感应淬火层的厚度优选为2mm以上，进一步优选为4mm以上。
[0077]
[曲轴的制造方法]
[0078]
本实施方式的曲轴不限定于此，可通过对以下说明的曲轴用坯料实施切削、磨削、开孔等机械加工来制造。在机械加工后，可根据需要而实施感应淬火。此外，在感应淬火后，
可根据需要而实施回火。
[0079]
[曲轴用坯料的制造方法]
[0080]
以下，说明对于本实施方式的曲轴而言适合的曲轴用坯料的制造方法。
[0081]
图1是本实施方式的曲轴用坯料的制造方法的流程图。该制造方法具有：准备钢材的工序(步骤s1)、对钢材进行热锻的工序(步骤s2)、以及对经热锻的钢材进行冷却的工序(步骤s3)。
[0082]
首先，准备上述化学组成的钢材(步骤s1)。例如，将具有上述化学组成的钢熔炼，实施连铸或初轧而制成钢片。钢片在连铸或初轧的基础上，还可以实施热加工、冷加工、热处理等。
[0083]
接着，将钢材热锻而加工成曲轴的大致形状(步骤s2)。
[0084]
热锻的加热条件不限定于此，加热温度例如为1000～1300℃，保持时间例如为1秒～20分钟。加热温度优选为1220～1280℃，进一步优选为1240～1260℃。
[0085]
本实施方式中，使即将精锻前的温度(更详细而言，即将精锻前的钢材的表面温度)超过800℃且低于1100℃。需要说明的是，在特定条件下可以使即将精锻前的温度为更高温度，对此将在后面叙述，先针对使即将精锻前的温度超过800℃且低于1100℃的情况进行说明。
[0086]
热锻可以分多次实施。此时，最终的即将精锻前的温度超过800℃且低于1100℃即可。
[0087]
若即将精锻前的温度(以下简称为“精锻温度”)达到1100℃以上，则γ晶粒粗大化，在冷却后难以得到铁素体分数高的组织。另一方面，若精锻温度为800℃以下，则变形阻力显著增大，因此，模具寿命显著降低，虽不至于无法工业生产，但也变得困难。此外，珠光体相变温度上升，层状间隔增大，因此，有时得不到必要的硬度。精锻温度的下限优选为850℃，进一步优选为900℃。精锻温度的上限优选为1075℃，进一步优选为1025℃。
[0088]
将热锻后的钢材冷却(步骤s3)。此时，使800～650℃的温度区域的平均冷却速度为2.5℃/秒以下。若使800～650℃的温度区域的平均冷却速度大于2.5℃/秒，则有时生成贝氏体，得不到以铁素体/珠光体为主体的组织。如果使800～650℃的温度区域的平均冷却速度为2.5℃/秒以下，则能够得到以铁素体/珠光体为主体且具有16％以上的铁素体分数的组织。
[0089]
需要说明的是，在热锻和冷却之前，优选不对钢材进行再加热。若对热锻后的钢材进行再加热，则因热锻而微细化的γ晶粒发生粗大化。由此，有时成为铁素体的核生成位点的每单位面积的晶界减少，得不到具有16％以上的铁素体分数的组织。
[0090]
越是减小800～650℃的温度区域的平均冷却速度，则铁素体的析出量越会增加，能够提高冷却后的铁素体分数。此时，可通过在800～650℃的温度区域内缓慢冷却而减小平均冷却速度，也可通过以800～650℃的任意温度将钢材保持规定时间的保留处理而减小平均冷却速度。800～650℃的温度区域的平均冷却速度优选为1.0℃/秒以下，进一步优选为0.5℃/秒以下，进一步优选为0.07℃/秒以下。需要说明的是，低于650℃的温度区域的冷却速度是任意的。
[0091]
如果使钢材含有0.005～0.060％的ti且使800～650℃的温度区域的平均冷却速度为0.07℃/秒以下，则即便使精锻温度为更高温度，也能够使冷却后的组织的铁素体分数
为16％以上。具体而言，即便使即将精锻前的温度为1100℃以上且1180℃以下，也能够使冷却后的组织的铁素体分数为16％以上。使钢材含有0.005～0.060％的ti且使800～650℃的温度区域的平均冷却速度为0.07℃/秒以下时的即将精锻前的温度的上限优选为1150℃，进一步优选为1120℃。
[0092]
通过以上的工序来制造曲轴用坯料。通过本实施方式而制造的曲轴用坯料的硬度高于hv245，组织是以铁素体/珠光体为主体的组织，且铁素体分数为16％以上。
[0093]
以上，说明了本发明的一个实施方式的曲轴和曲轴用坯料的制造方法。根据本实施方式，能够得到疲劳强度和切削性优异的曲轴。
[0094]
实施例
[0095]
以下，通过实施例更具体地说明本发明。本发明不限定于这些实施例。
[0096]
将具有表1所示化学组成的钢用150kg真空感应熔炼炉(vim)进行熔炼，制作铸锭。将该铸锭通过热锻而加工成外径35mm的圆棒。对该圆棒实施以950℃保持30分钟后再进行空气冷却的正火处理，制成试验用的坯料。需要说明的是，表1中的
“‑”
表示该元素的含量为杂质水平。
[0097]
[表1]
[0098][0099]
从该坯料中采取外径8mm、高度12mm的试验片，进行基于加工相变仪的热锻模拟实验。图2～图6中示出热锻模拟实验的加热模式。
[0100]
图2的加热模式模拟了通常的锻造条件。该加热模式中，将试验片以1250℃保持10秒钟后，以1100℃进行模拟锻造的热压缩加工，加工至高度6mm，空气冷却至室温。
[0101]
图3的加热模式中，在图2的热锻后，施加700℃下的保留处理。在该加热模式中，在图2的热锻后，进行以700℃保持30分钟的保留处理后，空气冷却至室温。
[0102]
图4的加热模式中，使精锻温度低温化。在该加热模式中，将试验片在1250℃保持10秒钟后，以1100℃进行模拟粗锻的第一阶段的热压缩加工，加工至高度9mm，进而以1000℃进行模拟精锻的第二阶段的热压缩加工，加工至高度6mm。
[0103]
图5的加热模式使精锻温度低温化，且施加了700℃下的保留处理。在该加热模式中，将试验片在1250℃保持10秒钟后，以1100℃进行模拟粗锻的第一阶段的热压缩加工，加工至高度9mm，进而以1000℃或780℃进行模拟精锻的第二阶段的热压缩加工，加工至高度6mm。其后，在进行以700℃保持30分钟的保留处理后，空气冷却至室温。
[0104]
图6的加热模式中，将图4的热锻后的冷却速度增大。
[0105]
图7的加热模式中，将试验片在1250℃保持10秒钟后，以1200℃进行模拟粗锻的第一阶段的热压缩加工，加工至高度9mm，进而以1150℃进行模拟精锻的第二阶段的热压缩加工，加工至高度6mm。其后，在进行以700℃保持30分钟的保留处理后，空气冷却至室温。
[0106]
将锻造模拟实验的条件示于表2。
[0107]
[表2]
[0108]
表2
[0109][0110]
从冷却后的试验片中采取试样，测定试验片的中心部附近的铁素体分数和维氏硬度。将试验结果示于表3。
[0111]
[表3]
[0112]
表3
[0113][0114]
表3的“组织”一栏的“f/p”表示试验片的组织是以铁素体/珠光体为主体的组织。同栏的“f/p/b”表示试验片的组织是铁素体/珠光体与贝氏体的混合组织。表3的“fα”栏的数值是试验片的组织的铁素体分数。
[0115]
表3的“钻头寿命推测值”的值是利用外径5mm、skh51制的钻头，在切削速度为50m/分钟、进给为0.2mm/rev、无切削油、穿孔深度为15mm的条件下穿孔时至无法穿孔为止的孔数的推测值。该钻头寿命推测值是由其它实验结果推测的值。
[0116]
试验编号1a、1b、2a、2b、2d、1g和2h的试验片的硬度高于hv245，铁素体分数为16％以上。尤其是，试验编号2d和2h的试验片中，尽管即将精锻前的温度分别为1100℃和1150℃，温度较高，但仍然能够得到铁素体分数为16％以上的组织。
[0117]
试验编号3b、4b、5b、6a、7b、8a的试验片中，铁素体分数低于16％。考虑这是因为：钢编号3～8的钢的al含量和nb含量中的至少一者过少。
[0118]
试验编号9b、10a、10b和9c的试验片的硬度为hv245以下。考虑这是因为：钢编号9和10的钢的c含量过低。
[0119]
试验编号1c、1d、2c的试验片中，铁素体分数低于16％。考虑这是因为：即将精锻前的温度过高。
[0120]
试验编号3c和7c的试验片中，铁素体分数低于16％。考虑这是因为：钢编号3和7的钢材的al含量和nb含量过少，且即将精锻前的温度过高。
[0121]
试验编号1e的试验片的硬度为hv245以下。考虑这是因为：即将精锻前的温度过低。
[0122]
试验编号1f的试验片中，铁素体分数低于16％，进而，在组织中混入有贝氏体。考
虑这是因为：850～600℃的温度区域的平均冷却速度过大。
[0123]
以上，说明了本发明的一个实施方式，但上述实施方式只不过是用于实施本发明的例示。因而，本发明不限定于上述实施方式，可以在不超出其主旨的范围内，对上述实施方式进行适当变形来实施。