热锻品的制作方法

本发明涉及一种热锻品，更详细地，涉及一种省略热锻后的调质处理和表面硬化热处理的热锻品。

背景技术：

最近，提供了一种省略了调质处理的热锻品(例如锻造曲轴)。调质处理指的是改善强度等钢的机械特性的淬火处理和回火处理。以下将省略了调质处理的热锻品称为非调质热锻品。

构成非调质热锻品的钢材通常含有钒(v)。通过将钢热锻，在大气中放冷，从而制造非调质热锻品。构成非调质热锻品的钢材的组织为铁素体-珠光体组织。钢中的v在热锻后的冷却过程中在钢中形成微细的碳化物，提高钢的疲劳强度。总而言之，即使省略调质处理，含有v的非调质热锻品也具有优异的疲劳强度。对于含有v的热锻用非调质钢，例如公开了日本特开平9-143610号公报(专利文献1)。专利文献1中公开的非调质钢由铁素体-珠光体组织构成，通过v析出强化铁素体。因此，公开了能够获得高的疲劳强度。

但是，由于v价格昂贵，导致非调质热锻品的制造成本增加。因此，要求一种即使不含有v也具有优异的疲劳强度的非调质热锻品。

日本特开平10-226847号公报(专利文献2)和日本特开昭61-264129号公报(专利文献3)提出了一种不含v、具有高的疲劳强度的热锻用非调质钢和热锻品。

专利文献2中公开的非调质钢以质量％计，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％，余量为fe和杂质，热锻后的硬度为30hrc以下，组织为铁素体+珠光体，珠光体片层间距为0.80μm以下，且先共析铁素体面积率为30％以下。专利文献2中公开了对具有上述化学组成的非调质钢进行热锻并放冷，则珠光体的片层间距变得微细，且先共析铁素体的面积率降低，因此，疲劳强度提高。

专利文献3中将以质量％计含有c：0.25～0.60％、si：0.10～1.00％、mn：1.00～2.00％和cr：0.30～1.00％的钢加热至ac3相变点以上且1050℃以下的温度来进行热锻，然后冷却，从而制成先共析铁素体量f(％)为f≤85～140c％(％)、珠光体的片层间距d(μm)为d≤0.20(μm)的铁素体-珠光体组织。专利文献3中通过含有至少1.00％的mn、至少0.30％的cr，从而使先共析铁素体量f和片层间距d落入上述范围内。公开了由此能够获得优异的强度和韧性的平衡。

但是，热锻品除了要求疲劳强度，还要求耐磨耗性。例如，作为热锻品的曲轴的曲柄销被插入到连杆的大端部。曲轴旋转时，曲柄销与连杆的大端部的内表面隔着滑动轴承而旋转。因此，曲柄销的表面要求优异的耐磨耗性。

日本特开2000-328193号公报(专利文献4)和日本特开2002-256384号公报(专利文献5)公开了一种不含v、目的在于提高耐磨耗性的非调质钢。

专利文献4中公开的热锻用非调质钢为铁素体-珠光体组织。进而，专利文献4中公开的热锻用非调质钢通过si、mn固溶在铁素体中来强化铁素体。由此，实现了耐磨耗性的提高。

专利文献5中公开的非调质曲轴用钢具有先共析铁素体比例小于3％的珠光体主体的组织，且含有厚度为20μm以下的硫化物系夹杂物。进而，si含量为0.60％以下，al含量小于0.005％。由此，实现了耐磨耗性和切削性的提高。

为了提高热锻品的耐磨耗性，通常对热锻品实施表面硬化热处理。表面硬化热处理例如指的是高频淬火处理或氮化处理。通过高频淬火处理在热锻品的表面形成淬硬层。另外，通过氮化处理在热锻品的表面形成氮化层。淬硬层和氮化层具有高的硬度。因此，热锻品的表面的耐磨耗性提高。

但是，如果实施表面硬化热处理，则制造成本增加。因此，谋求一种即使不含有v且省略了表面硬化热处理，也具有优异的耐磨耗性的非调质热锻品。

利用专利文献2～专利文献5中公开的非调质钢而制造的热锻品在省略了表面硬化热处理的情况下，耐磨耗性有可能降低。

日本特开2012-1763号公报(专利文献6)中公开了有一种锻造曲轴，其在热锻后既未实施调质处理且也未实施表面硬化热处理而使用时，也具有优异的耐磨耗性。

专利文献6中公开的锻造曲轴由满足1.1c+mn+0.2cr＞2.0(式中的各元素符号中代入各元素的含量(质量％))、先共析铁素体的面积率小于10％的铁素体-珠光体组织或珠光体组织的非调质钢材构成。

但是，专利文献6并未研究疲劳强度。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平9-143610号公报

专利文献2：日本特开平10-226847号公报

专利文献3：日本特开昭61-264129号公报

专利文献4：日本特开2000-328193号公报

专利文献5：日本特开2002-256384号公报

专利文献6：日本特开2012-1763号公报

技术实现要素：

本发明的目的在于，提高一种即使省略热锻后的调质处理和表面硬化热处理也具有优异的耐磨耗性和疲劳强度的热锻品。

本发明的一实施方式的热锻品的化学组成以质量％计含有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％、n：0.003～0.02％、ca：0～0.01％、cu：0～0.15％、和ni：0～0.15％，余量为fe和杂质。距离未切削表面深度500μm～5mm的基体由先共析铁素体的面积率为3％以下的铁素体-珠光体组织或珠光体组织构成，距离未切削表面深度500μm～5mm的珠光体组织的珠光体团的平均直径为5.0μm以下。

本发明的一实施方式的热锻品即使省略热锻后的调质处理和表面硬化热处理，也具有优异的耐磨耗性和疲劳强度。

附图说明

图1为表示先共析铁素体率与耐磨耗性的关系的图。

图2为示出珠光体团的大小与疲劳强度的关系的图。

图3为示出作为热锻品例子的曲轴的主要部分的图。

图4为用于说明各圆棒横截面中的显微组织的采集位置以及显微组织调查中的观察位置的图。

图5为从各圆棒采集的旋转弯曲疲劳试验片的示意图。

图6为用于说明脱碳深度的测定方法的一个例子的照片图像。

图7为实施例中的本发明例的供试材料的显微组织照片。

具体实施方式

以下参照附图对本发明的实施方式进行详细说明。对图中相同或相当部分附上相同附图标记，不重复其说明。

[本实施方式的热锻品的概要]

本发明人等为了提高省略了调质处理和表面硬化热处理的热锻品的耐磨耗性和疲劳强度而进行了调查和研究。其结果，本发明人等得到了以下见解。

(a)如果热锻品的被切削表面的基体为先共析铁素体的面积率小的铁素体-珠光体组织或珠光体组织，则具有优异的耐磨耗性。贝氏体和马氏体比铁素体-珠光体组织或珠光体组织的耐磨耗性差。其中，“先共析铁素体”指的是冷却钢时在共析转变之前从奥氏体析出的铁素体。另外，“铁素体-珠光体组织”指的是由先共析铁素体和珠光体构成的组织，“珠光体组织”指的是先共析铁素体的面积率为0％的实质为珠光体单相的组织。以下的说明中，将先共析铁素体的面积率称为“先共析铁素体率”。

先共析铁素体比珠光体柔软，先共析铁素体的耐磨耗性低。因此，如果先共析铁素体率为规定值以下，则热锻品具有优异的耐磨耗性。

图1为针对具有铁素体-珠光体组织或珠光体组织的热锻品，表示出先共析铁素体率与耐磨耗性的关系的图。图1是根据以下方法得到的。改变化学组成和热锻后的冷却条件，从而制造化学组成和制造条件不同的多种热锻品。从所制造的热锻品采集耐磨耗性调查用试验片。进行耐磨耗性调查并测定试验片的磨耗量。图1的横轴为热锻品的组织的先共析铁素体率。热锻品的化学组成和热锻后的冷却条件、先共析铁素体率的测定方法以及耐磨耗性调查的细节将在后面阐述。

如图1所示，如果先共析铁素体率为3％以下，则磨耗量为0.0080g以下。

(b)在上述铁素体-珠光体组织或珠光体组织中，珠光体组织的珠光体团的大小越小，热锻品的疲劳强度越高。

珠光体组织具有铁素体和渗碳体以层状排列的片层结构。在珠光体组织中，将铁素体的晶体取向基本相同的区域称为珠光体块。另外，珠光体块中，将铁素体的晶体取向进一步集中的区域称为珠光体团。

在本说明书中，将珠光体组织中被铁素体的晶体取向差为15°以上的边界所包围的区域定义为珠光体块。换言之，在同一珠光体块内，铁素体的晶体取向差小于15°。另外，将珠光体组织中被铁素体的取向差为2°以上且小于15°的边界所包围的区域定义为珠光体团。换言之，在同一珠光体团内，铁素体的晶体取向差小于2°。

图2是针对满足后述化学组成并具有铁素体-珠光体组织或珠光体组织的热锻品，示出珠光体团的大小与疲劳强度的关系的图。图2是如下得到的。与图1相同地，制造各种热锻品。从所制造的热锻品采集旋转弯曲疲劳试验片。进行疲劳试验并测定该旋转弯曲疲劳试验片的疲劳强度。图2的横轴为热锻品的组织的珠光体团的平均直径。珠光体团的的直径指的是与珠光体团面积相等的圆的直径(当量圆直径)。以下将珠光体团的平均直径称为团径。珠光体团的面积的测定方法和疲劳试验的细节将在后面阐述。

如图2所示，如果团径变小，则疲劳强度变高。团径越小，珠光体团彼此的边界增加。可认为边界的增加会抑制疲劳龟裂的发展。

如图2所示，如果团径为5.0μm以下，则疲劳强度为400mpa以上。

(c)可以通过化学组成和热锻后的冷却速度来控制团径。如果增大热锻后的冷却速度，则团径变小，热锻品的疲劳强度增大。另一方面，当热锻后的冷却速度过大时，热锻品的表面组织中生成马氏体、贝氏体，热锻品的表面的硬度变得过高。热锻品有时会进行切削加工。如果由于马氏体、贝氏体的生成导致表面硬度变高，则热锻品的切削性降低。

基于以上见解完成的本实施方式的热锻品，其化学组成以质量％计含有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％、n：0.003～0.02％、ca：0～0.01％、cu：0～0.15％、和ni：0～0.15％，余量为fe和杂质。距离未切削表面深度500μm～5mm的基体由先共析铁素体的面积率为3％以下的铁素体-珠光体组织或珠光体组织构成，距离未切削表面深度500μm～5mm的珠光体组织的珠光体团的平均直径为5.0μm以下。

上述化学组成也可以含有ca：0.0005～0.01％。

上述化学组成也可以含有选自由cu：0.02～0.15％和ni：0.02～0.15％组成的组中的1种以上。

本实施方式的热锻品例如是曲轴。

以下对本实施方式的热锻品进行详细说明。

[热锻品的结构]

图3为示出作为本实施方式的热锻品的一个例子的曲轴1的主要部分的图。曲轴1具有曲柄销2、曲轴轴颈3、曲柄臂4以及配重6。曲柄臂4配置在曲柄销2与曲轴轴颈3之间，曲柄销2与曲轴轴颈3连接。配重6与曲柄臂4连接。曲轴1还具备圆角部5。圆角部5相当于曲柄销2与曲柄臂4的连接点部分。

曲柄销2以相对于未图示的连杆能够旋转的方式安装。曲柄销2以偏离曲轴1的旋转轴地配置。曲轴轴颈3以与曲轴1的旋转轴同轴地配置。

曲柄销2被插入到连杆的大端部。曲轴旋转时，曲柄销2与连杆的大端部的内表面隔着滑动轴承而旋转。因此，曲柄销2的表面要求耐磨耗性。

另外，曲轴1的表面存在被切削部分和未被切削部分(省略切削的部分)。例如，曲柄臂4的侧面部分41有时未被切削。配重6的表面有时也未被切削。

如上所述，通常的热锻品要实施表面硬化热处理。表面硬化热处理例如为高频淬火处理或氮化处理。通过表面硬化热处理，曲柄销的表面硬化，耐磨耗性提高。

但是，本实施方式的曲轴1则未对曲柄销2实施表面硬化热处理。由此，制造成本降低。需要说明的是，可以对曲柄销2和曲轴轴颈3一起省略表面硬化热处理，也可以对曲轴1整体省略表面硬化热处理。

本实施方式的热锻品包括切削加工前的所谓的中间品(表面整体未切削的热锻品)以及作为切削加工后的最终产品的热锻品(表面的一部分未切削，剩余部分被切削的热锻品)。

[化学组成]

本实施方式的热锻品具有以下的化学组成。涉及元素的％如无特殊说明指的是质量％。

c：0.45～0.70％

碳(c)降低钢中的先共析铁素体率，增大钢中的珠光体的面积率。由此，钢的强度和硬度提高，耐磨耗性也提高。如果c含量过少，则钢的组织中先共析铁素体率变得过高。另一方面，如果c含量过多，则钢过度硬化，钢的切削性降低。因此，c含量为0.45～0.70％。c含量的优选下限为0.48％、进一步优选为0.50％。c含量的优选上限为0.60％、进一步优选为0.58％。

si：0.01～0.70％

硅(si)固溶在珠光体内的铁素体中而强化铁素体。因此，si提高钢的强度和硬度。si还将钢脱氧。如果si含量过少，则钢的强度和硬度降低。另一方面，如果si含量过多，则在热锻时钢脱碳。这种情况下，热锻后的切削加工量增加。因此，si含量为0.01～0.70％。si含量的优选下限为0.20％。si含量的优选上限为0.65％。

mn：1.0～1.7％

锰(mn)固溶在钢中而提高钢的强度和硬度。mn还抑制先共析铁素体的生成。如果mn含量过少，则先共析铁素体率变得过高。另外，如果mn含量过少，则无法提高强度和硬度。另一方面，如果mn含量过多，则会生成马氏体、贝氏体。马氏体、贝氏体会降低钢的耐磨耗性和切削性。所以，生成马氏体、贝氏体是不优选的。因此，mn含量为1.0～1.7％。mn含量的优选下限为1.2％、进一步优选为1.3％。mn含量的优选上限为1.65％、进一步优选为1.6％。

s：0.01～0.1％

硫(s)生成mns等硫化物，提高钢的切削性。另一方面，如果s含量过多，则钢的热加工性降低。因此，s含量为0.01～0.1％。s含量的优选下限为0.03％、进一步优选为0.04％。s含量的优选上限为0.07％、进一步优选为0.06％。

cr：0.05～0.25％

铬(cr)提高钢的强度和硬度。cr还抑制钢中的先共析铁素体的生成。如果cr含量过少，则先共析铁素体率变得过高。另一方面，如果cr含量过多，则会生成马氏体、贝氏体。因此，cr含量为0.05～0.25％。cr含量的优选下限为0.08％，优选上限为0.20％。

al：0.003～0.050％

铝(al)将钢脱氧。al还生成氮化物，抑制晶粒的粗大化。因此，抑制了钢的强度、硬度和韧性的明显降低。另一方面，如果al含量过多，则生成al2o3夹杂物。al2o3夹杂物会降低钢的切削性。因此，al含量为0.003～0.050％。al含量的优选下限为0.010％，优选上限为0.040％。本实施方式中的al含量为酸可溶al(sol.al)的含量。

n：0.003～0.02％

氮(n)生成氮化物、碳氮化物。氮化物、碳氮化物会抑制晶粒的粗大化，防止钢的强度、硬度和韧性的明显降低。另一方面，如果n含量过多，则钢中容易产生空隙等缺陷。因此，n含量为0.003～0.02％。n含量的优选下限为0.005％、进一步优选为0.008％、进一步优选为0.012％。n含量的优选上限为0.018％。

热锻品的化学组成的余量为fe和杂质。这里所说的杂质指的是从用作钢的原料的矿石、废料或者制造过程的环境等混入的元素。杂质例如为磷(p)、氧(o)等。

本实施方式的热锻品的化学组成还可以含有ca来替代一部分fe。

ca：0～0.01％

钙(ca)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，ca提高钢的切削性。具体来说，al系氧化物中含ca而低熔点化。因此，高温切削时钢的切削性提高。但是，如果ca含量过高，则钢的韧性降低。因此，ca含量为0～0.01％。ca含量优选下限为0.0005％。

本实施方式的热锻品的化学组成还可以含有选自由cu和ni组成的组中的1种以上来替代一部分fe。这些元素均固溶强化钢。

cu：0～0.15％、

ni：0～0.15％

铜(cu)、镍(ni)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，cu和ni均固溶在钢中而有助于钢的强化。但是，如果cu含量过高，则淬透性提高，容易生成贝氏体组织、马氏体组织。ni含量过高同样淬透性提高，容易生成贝氏体组织、马氏体组织。因此，cu含量为0～0.15％，ni含量为0～0.15％。cu含量的优选下限为0.02％。ni含量的优选下限为0.02％。

[组织]

热锻品的表面中，距离未切削表面深度500μm～5mm的基体由先共析铁素体率为3％以下的铁素体-珠光体组织或珠光体组织构成。以下，将热锻品的表面中距离未切削表面深度500μm～5mm的范围称为“表层区域”。

表层区域的基体可以为先共析铁素体率为3％以下的铁素体-珠光体组织，也可以为先共析铁素体率为0％的珠光体组织。贝氏体和马氏体比铁素体-珠光体组织或珠光体组织的耐磨耗性差。

其中，对先共析铁素体的面积率(先共析铁素体率)进行如下定义。首先，采集观察面中包含热锻品的表层区域的显微组织观察用样品。将该样品的观察面镜面研磨，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀。然后，在这一观察面内，观察20个视野的各(150μm×200μm/视野)0.03mm²的区域。对该显微镜照片进行图像处理，求出各视野中先共析铁素体的面积率，并以其平均值作为先共析铁素体的面积率。

如果表层区域的基体为先共析铁素体的面积率3％以下的铁素体-珠光体组织或珠光体组织，则热锻品的耐磨耗性提高。优选的先共析铁素体的面积率小于3％。

另外，对于热锻品，热锻品的表层区域的铁素体-珠光体组织或珠光体组织的珠光体团的平均直径(团径)为5.0μm以下。

其中，如下定义团径。采集观察面中包含热锻品的表层区域的试验片。使用该试验片，利用fei社制造的电子显微镜quanta(商品名)和oxford社制造的ebsd电子束背散射衍射(ebsd)装置hkl(商品名)测定电子束衍射图像。基于电子束衍射图像来确定组织的珠光体团的边界。基于珠光体团的边界计算出珠光体团的面积。基于算出的面积求出珠光体团的直径(当量圆直径)。从相当于热锻品表层区域的试验片的4个部位分别求出珠光体团的直径，以其平均值作为团径。需要注意的是，将珠光体组织中被铁素体的取向差为2°以上且小于15°的边界所包围的区域作为珠光体团。

如果团径小，则珠光体团的边界增加。边界的增加会抑制疲劳龟裂的传播并提高热锻品的疲劳强度。

本实施方式的热锻品由于在表层区域具有上述组织，因此即使省略表面硬化热处理，也具有优异的耐磨耗性和优异的疲劳强度。

[制造方法]

对热锻品的制造方法的一个例子进行说明。

制造上述化学组成的钢水。通过连续铸造法将钢水制成铸坯。还可以通过铸锭法将钢水制成铸锭(钢锭)。还可以将铸坯或铸锭热加工而制成条型钢(钢坯)、棒钢。

用加热炉加热铸坯、铸锭、条型钢或棒钢。加热温度优选为1200℃以上。将加热后的铸坯、铸锭、条型钢或棒钢热锻，从而制造中间品。热锻的最终温度优选为900℃以上。

以规定速度对热锻后的中间品进行控制冷却。具体来说，将中间品的表面温度为800～500℃期间的冷却速度设定为100～300℃/分钟。如果这一冷却速度过小，则珠光体团变大，无法获得高的疲劳强度。另外，如果冷却速度过小，则先共析铁素体率变高。另一方面，如果该冷却速度过大，则生成马氏体、贝氏体。因此，中间品的表面温度为800～500℃期间的冷却速度为100～300℃/分钟。

这一冷却可以通过例如利用空气和水的混合流体的喷雾冷却、使用压缩空气的强空冷或者利用鼓风机的强空冷来实现。需要说明的是，在高于800℃的温度区域和低于500℃的温度区域的冷却速度是任意的。

这样一来，可制造作为中间品的热锻品。通过对上述化学组成的钢进行热锻，以上述冷却速度进行冷却，热锻品的表层区域的基体成为先共析铁素体的面积率为3％以下的铁素体-珠光体组织或珠光体组织。并且，表层区域的珠光体组织内的团径成为5.0μm以下。上述热锻品未实施调质处理，为非调质。

通过机械加工对上述热锻品的表面的一部分进行切削加工，制造作为最终产品的热锻品即曲轴1。通过切削加工去除的厚度(切削量)为距离作为上述中间品的热锻品的表面深度500μm～5mm左右。因此，为了使例如切削加工后的曲轴1的从表面到约几mm的深度为止成为上述这样的组织，切削加工前的热锻品(中间品)中，距离表面500μm～5mm深度位置的基体为先共析铁素体率为3％以下的铁素体-珠光体组织或珠光体组织即可。同样地，切削加工前的热锻品中，距离表面500μm～5mm深度位置的珠光体组织的团径为5.0μm以下即可。

所制造的曲轴1的表面也存在未切削表面。距离该表面深度500μm～5mm位置处的基体为先共析铁素体率为3％以下的铁素体-珠光体组织或珠光体组织，距离表面深度500μm～5mm的位置处的珠光体组织的团径为5.0μm以下。

所制造的曲轴1中，至少曲柄销2省略了表面硬化热处理。也就是说，至少曲柄销2的表面不实施高频淬火处理、氮化处理。需要说明的是，对于圆角部5可以实施圆角滚压加工，通过加工硬化进一步提高圆角部5的表面硬度。圆角滚压加工中，边旋转热锻品1，边对圆角部5的表面按压辊。由此，对圆角部5的表面进行塑性加工，使其加工硬化。圆角部5也可以不实施圆角滚压加工。

通过以上工序制造的热锻品，无论是中间品还是最终产品(曲轴1)，距离未切削表面深度500μm～5mm的基体都由先共析铁素体率为3％以下的铁素体-珠光体组织或珠光体组织构成。并且，距离表面深度500μm～5mm的珠光体组织的团径为5.0μm以下。

作为最终产品的热锻品的表面中，被切削表面的基体由先共析铁素体率为3％以下的铁素体-珠光体组织或珠光体组织构成，表面的珠光体组织的团径为5.0μm以下。

由于具有上述组织，即使不含有v且省略了调质处理和表面硬化热处理，本实施方式的热锻品也具有优异的耐磨耗性和优异的疲劳强度。并且，由于本实施方式的热锻品的si含量为适量，因而可以抑制形成于作为中间品的热锻品表面的脱碳层的深度。因此，可以抑制热锻后的热锻品的切削加工量。

实施例

将表1中示出的化学组成的钢(试验编号1～7和a～i)用真空感应加热炉熔解，形成钢水。将钢水铸锭，制造柱状的铸锭。所制造的铸锭分别的重量为25kg，外径为75mm。

[表1]

表1中各元素符号栏中记载了对应元素的含量(质量％)。表1中，“-”表示对应元素为杂质水平。各钢的余量为fe和杂质。

将由各钢制造的铸锭热锻而制造锻造品。具体来说，用加热炉将各铸锭加热至1250℃。将加热后的铸锭热锻，从而制造具有15mm的外径的圆棒锻造品(以下仅称为圆棒)。热锻时的最终温度为950℃。

热锻后，以表1中记载的冷却速度将各圆棒冷却至室温(23℃)。表面温度为800℃～500℃期间的冷却速度(℃/分钟)如表1。具体来说，试验编号1～7、b、c、d、e、g、h和i中，在800℃～500℃下实施喷雾冷却。试验编号a中，在800℃～500℃下实施利用鼓风机的空气冷却。试验编号f中，在800℃～500℃下实施放冷。

[显微组织调查]

从各圆棒采集微型试样，观察组织。图4为用于说明各圆棒横截面中的显微组织的采集位置以及显微组织调查中的观察位置的图。如图4中以点划线所示地，从各圆棒每隔90°地采集4个包含各圆棒表面的微型试样。

将各微型试样的表面镜面研磨，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀研磨表面。用400倍的光学显微镜观察腐蚀后的表面。

如图4中所示，对于各微型试样，在距离圆棒表面500μm深度位置和距离表面5mm深度位置即用圆围住的位置，分别对每1处观察5个视野、总计20个视野的各(150μm×200μm/视野)0.03mm²的区域。对各区域的显微镜照片进行图像处理，求出各视野中先共析铁素体所占的面积率。将在距离表面500μm深度位置处观察的20个视野中的先共析铁素体的面积率的平均值作为该微型试样的距离表面500μm深度位置处的先共析铁素体率。将距离表面5mm深度位置处观察的20个视野中的先共析铁素体的面积率的平均值作为该微型试样的距离表面5mm深度位置处的先共析铁素体率。

[珠光体团调查]

使用ebsd装置，测定各微型试样的观察位置中珠光体组织的团径。更具体地，利用fei社制造的电子显微镜quanta(商品名)和oxford社制造的ebsd分析装置hkl(商品名)测定电子束衍射图像。基于电子束衍射图像分析晶体取向等从而确定珠光体团的边界，由此计算出各珠光体团的面积。分析是利用hkl(商品名)进行的。

与显微组织调查时同样地，对于各微型试样，在距离表面500μm深度位置和距离表面5mm深度位置分别测定团径。其中，电子束的束径为1μm，1个映射区域为100μm×200μm，将4处映射区域的平均值作为团径。

[表面硬度调查]

使用各微型试样，利用根据jisz2244(2009)的维氏硬度试验测定圆棒的横截面的硬度。试验力设定为98.07n(10kgf)。对于各微型试样，从圆棒的表面向圆棒内部以1mm间距测定总计5处的硬度，以平均后的硬度作为该微型试样的平均硬度。

[疲劳强度调查]

从各圆棒采集旋转弯曲疲劳试验片。图5为从各圆棒采集的旋转弯曲疲劳试验片的示意图。旋转弯曲试验片的平行部的直径为8mm，抓取部的直径为12mm。以旋转弯曲疲劳试验片的中心轴与圆棒的中心轴一致的方式制作旋转弯曲疲劳强度试验片。具体来说，通过车床加工切削至距离圆棒表面3.5mm的深度，从而制作平行部。因此，平行部的表面至少相当于距离圆棒表面深度5mm的范围内。也就是说，将旋转弯曲疲劳强度试验片设想为切削中间品之后的曲轴1。

对旋转弯曲疲劳强度试验片的平行部实施精研磨，调整表面粗糙度。具体来说，使表面的中心线平均粗糙度(ra)为3.0μm以内，使最大高度(rmax)为9.0μm以内。

使用实施了精研磨的旋转弯曲疲劳强度试验片，在室温(23℃)、大气气氛下，以转速3600rpm的交变条件进行小野式旋转弯曲疲劳试验。改变对多个试验片施加的应力来实施疲劳试验，将10⁷个循环后未断裂的最高应力作为疲劳强度(mpa)。

[耐磨耗性调查]

以距离各圆棒表面深度500μm～1000μm的位置为下述主面中心的方式采集1.5mm×2.0mm×3.7mm的耐磨耗性调查用试验片。各试验片的2.0mm×3.7mm的表面(以下称为主面)与圆棒的横截面平行。也就是说，各试验片的主面的法线与圆棒的中心轴平行。

对各试验片进行利用自动研磨机的销盘式摩擦磨损试验。具体来说，在自动研磨机的转盘的表面粘附800#(粒度)的砂纸。然后，在将试验片的主面以26gf/mm²的表面压力按压到砂纸上的状态下以圆周速度39.6m/分钟旋转转盘50分钟。旋转50分钟后，将试验前后的试验片的重量的差值定义为磨耗量(g)。

[脱碳深度调查]

通过以下的方法求出各试验编号的圆棒的脱碳深度。垂直于圆棒的轴向切断圆棒，采集以切断面作为被检面的微型试样。将各微型试样的表面镜面研磨，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀研磨面。用400倍的光学显微镜观察腐蚀后的表面。然后，生成包含圆棒表面的表层部分的任意1个视野(800μm×550μm)的照片图像。图6为所生成的照片图像的一个例子。

使用所生成的照片图像，按照以下的方法求出脱碳深度(μm)。将连接照片图像内的圆棒表面的两端50的线段(550μm)定义为基准表面60。设定具有与基准表面60平行的2边且宽度为10μm的测定区域100。从基准表面60沿深度方向以1μm为单位移动测定区域100。每移动1μm都计算出测定区域100内的先共析铁素体率。将先共析铁素体率不为4％以上的值的深度(从基准表面60到测定区域100的宽度中央为止的距离)定义为脱碳深度(μm)。“先共析铁素体率不为4％以上的值的深度”指的是在比该深度更深的位置中先共析铁素体率均小于4％的深度。

[调查结果]

调查结果示于表2。

[表2]

表2中记载了由各钢制造的圆棒的、距离表面500μm深度位置和距离表面5mm深度位置处的组织、先共析铁素体率、团径。

“组织”栏中记载了通过显微组织调查得到的组织。表2中的“f+p”表示铁素体-珠光体组织，“p”表示珠光体组织，“m”表示马氏体组织，“b+p”表示贝氏体-珠光体组织，“m+b+p”表示马氏体-贝氏体-珠光体组织。“先共析铁素体率(％)”栏中记载了在显微组织调查中每隔90°采集的4处、共计20个视野的微型试样的先共析铁素体率的平均值。“团径(μm)”栏中记载了在显微组织调查中每隔90°采集的4处的微型试样的团径的平均值。表2中的“-”表示团径未测定。

“平均硬度(hv)”栏中记载了在表面硬度调查中每隔90°采集的4个微型试样的平均硬度的平均值(即总计20个点的平均值)。需要说明的是，如果平均硬度小于300hv，则无法获得高的疲劳强度。另一方面，如果平均硬度超过400hv，则切削加工变得困难。

“疲劳强度(mpa)”栏中记载了通过疲劳强度调查得到的疲劳强度。疲劳强度优选为400mpa以上。

“磨耗量(g)”栏中记载了通过耐磨耗试验得到的磨耗量。磨耗量优选为0.0080g以下。

“脱碳深度(μm)”栏中记载了通过脱碳深度调查得到的至先共析铁素体率小于4％为止的脱碳深度(μm)。小于4％脱碳深度优选小于500μm。表2中的“-”表示脱碳深度未测定。

参照表1，试验编号1～7的供试材料的化学组成在本发明的范围内，热锻后的冷却速度也适合。参照表2，试验编号1～7中，距离表面500μm深度位置和距离表面5mm深度位置的组织为先共析铁素体率3％以下的铁素体-珠光体组织或珠光体组织。图7为试验编号2的距离表面5mm位置处的供试材料的显微组织照片。参照图7，显微组织的大部分是珠光体p，先共析铁素体f以面积率计为2％。需要说明的是，在图7的组织照片中，横向延伸的是mns。

进而，在试验编号1～7中，距离表面500μm深度位置和距离表面5mm深度位置的组织的团径为5.0μm以下。其结果，试验编号1～7的疲劳强度为400mpa以上，磨耗量为0.0080g以下。另外，试验编号1～7的平均硬度为300hv以上。且试验编号1～7的平均硬度为能够获得优异切削性的400hv以下。且试验编号2和3的脱碳深度小于500μm。

在试验编号a中，mn含量少，且含有v。mn是抑制铁素体生成的元素，v是有助于铁素体生成的元素。因此，在试验编号a中，距离表面500μm深度位置和距离表面5mm深度位置的组织为先共析铁素体率超过3％的铁素体-珠光体组织。其结果，试验编号a的磨耗量超过0.0080g。另外，试验编号a的平均硬度小于300hv。

在试验编号b中，c含量少。c是抑制铁素体生成的元素。因此，试验编号b中距离表面500μm深度位置和距离表面5mm深度位置的组织为先共析铁素体率超过3％的铁素体-珠光体组织。其结果，试验编号b的磨耗量超过0.0080g。另外，试验编号b的平均硬度小于300hv。

在试验编号c中，c含量少且mn含量少，并且cr含量多。cr是有助于马氏体生成的元素。因此，试验编号c中距离表面500μm深度位置和距离表面5mm深度位置的组织为马氏体组织。马氏体、贝氏体比珠光体更容易磨耗，其结果，试验编号c的磨耗量超过0.0080g。另外，试验编号c的平均硬度超过400hv。

试验编号d的si含量多。因此，脱碳深度深，测定至可观察视野的600μm深度为止而结束。脱碳深度比600μm更深。

试验编号e的化学组成虽然是合适的，但热锻后的冷却速度过大。因此，距离表面500μm深度位置和距离表面5mm深度位置的组织不仅含有珠光体，还含有以面积率计约30％的马氏体和贝氏体。因此，试验编号i的平均硬度超过400hv。

试验编号f的化学组成虽然是合适的，但热锻后的冷却速度过小。因此，距离表面500μm深度位置和距离表面5mm深度位置的珠光体组织的团径超过5.0μm。其结果，试验编号e的疲劳强度小于400mpa。

试验编号g的cr含量过高。因此，距离表面500μm深度位置和距离表面5mm深度位置的组织不仅含有珠光体，还含有马氏体和贝氏体。因此，试验编号i的平均硬度超过400hv。

在试验编号h中，mn含量少。mn是抑制铁素体生成的元素。因此，试验编号h中距离表面500μm深度位置和距离表面5mm深度位置的组织为先共析铁素体率超过3％的铁素体-珠光体组织。其结果，试验编号h的磨耗量超过0.0080g。另外，试验编号h的平均硬度小于300hv，疲劳强度小于400mpa。

在试验编号i中，mn含量过高。mn是有助于贝氏体生成的元素。因此，试验编号i中距离表面500μm深度位置和距离表面5mm深度位置的组织为贝氏体-珠光体组织。马氏体、贝氏体比珠光体更容易磨耗，其结果，试验编号i的磨耗量超过0.0080g。另外，试验编号i的平均硬度超过400hv。

在上述实施方式中对作为热锻品的曲轴的情况进行了说明。但是，本发明也可以作为曲轴以外的热锻品使用。

以上对本发明的实施方式进行了说明，但是上述实施方式只不过是用于实施本发明的例示。由此，本发明不被上述实施方式所限定，可以在不脱离其宗旨的范围内将上述实施方式适当变形来实施。