(57)【要約】      （修正有）【課題】焼入れ−焼戻しの熱処理を省略でき、しかも、軟窒化後に高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を有し、軟窒化部品の素材として好適な軟窒化用鋼の提供。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．４５％を超えて０．６０％以下、Ｓｉ＜０．５０％、Ｍｎ：１．３０％を超えて１．７０％以下、Ｐ≦０．０５％、Ｓ：０．０２〜０．１０％、Ｃｒ≦０．３０％およびＮ：０．００７％を超えて０．０３０％以下を含むとともに、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．１０％以下およびＴｉ：０．００５％を超えて０．０３５％以下のうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＶが０．０１０％以下で、さらに、〔１．２５Ｃ＋Ｍｎ−０．１Ｃｒ≧１．９０〕および〔Ｎ−０．４５Ａｌ−（１／２２）Ｔｉ＞０〕の２つの式を満たす軟窒化用鋼。Ｃａ、ＣｕおよびＮｉの１種以上を含んでもよい。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．４５％を超えて０．６０％以下、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：１．３０％を超えて１．７０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２〜０．１０％、Ｃｒ：０．３０％以下およびＮ：０．００７％を超えて０．０３０％以下を含むとともに、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．１０％以下およびＴｉ：０．００５％を超えて０．０３５％以下のうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＶが０．０１０％以下で、さらに、下記の（１）式で表されるｆｎ１が１．９０以上であり、かつ、下記の（２）式で表されるｆｎ２が０を超える軟窒化用鋼。
ｆｎ１＝１．２５Ｃ＋Ｍｎ−０．１Ｃｒ・・・（１）
ｆｎ２＝Ｎ−０．４５Ａｌ−（１／２２）Ｔｉ・・・（２）
ただし、（１）式および（２）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】
質量％で、さらに、Ｃａ：０．００５％以下を含有する請求項１に記載の軟窒化用鋼。
【請求項３】
質量％で、さらに、Ｃｕ：０．３％以下およびＮｉ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有する請求項１または２に記載の軟窒化用鋼。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．４５％を超えて０．６０％以下、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：１．３０％を超えて１．７０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２〜０．１０％、Ｃｒ：０．３０％以下およびＮ：０．００７％を超えて０．０３０％以下を含むとともに、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．１０％以下およびＴｉ：０．００５％を超えて０．０３５％以下のうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＶが０．０１０％以下で、さらに、下記の（１）式で表されるｆｎ１が１．９０以上であり、かつ、下記の（２）式で表されるｆｎ２が０を超える化学成分を有し、ミクロ組織がフェライトの割合が１０％以下のフェライト−パーライト組織である軟窒化用鋼材。
ｆｎ１＝１．２５Ｃ＋Ｍｎ−０．１Ｃｒ・・・（１）
ｆｎ２＝Ｎ−０．４５Ａｌ−（１／２２）Ｔｉ・・・（２）
ただし、（１）式および（２）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５】
化学成分が、質量％で、さらに、Ｃａ：０．００５％以下を含有するものである請求項４に記載の軟窒化用鋼材。
【請求項６】
化学成分が、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．３％以下およびＮｉ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有するものである請求項４または５に記載の軟窒化用鋼材。
【請求項７】
請求項４に記載の軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフト。
【請求項８】
請求項５に記載の軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフト。
【請求項９】
請求項６に記載の軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフト。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、軟窒化用鋼、軟窒化用鋼材およびその軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフトに関する。詳しくは、高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を有し、自動車、産業機械および建設機械用などのクランクシャフト、コネクティングロッドなど、所要の形状に熱間鍛造などの方法で加工された後で焼ならしを施され、さらにその後、軟窒化を施されて使用される機械部品の素材となる軟窒化用鋼、その鋼を各種の方法で所要の形状に加工した軟窒化用鋼材およびその軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフトに関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、自動車、産業機械および建設機械用などのクランクシャフトやコネクティングロッドなどは、熱間鍛造などの方法で鋼を所要の形状に加工した後、焼入れ−焼戻しの熱処理を行って組織を微細化し、その後、主として疲労強度を高める目的で軟窒化処理を施して製造されてきた。
【０００３】
上記の「軟窒化処理」は、一般に、５００〜６００℃の温度域でＮとＣを同時に侵入・拡散させて表面を硬化させる手法である。主に耐摩耗性を向上させることを目的とする「窒化処理」に対して、「軟窒化処理」は特に疲労強度を向上させる手法として秀でており、急速に普及している。
【０００４】
なお、軟窒化処理を施すと歪みが発生して部品の寸法精度が低下する。したがって、特にクランクシャフト、コネクティングロッドなどの部品においては、軟窒化処理後に曲げ矯正が行われることが多いので、軟窒化を施された部品（以下、「軟窒化部品」という。）には曲げ矯正性が優れていることも要求される。
【０００５】
一方、近年では、熱処理コストの削減要求が強くなり、このため、熱間鍛造のままで使用できる鋼、すなわち非調質鋼の使用が増えている。
【０００６】
しかしながら、一般に、非調質鋼材の組織は、粗大なフェライト−パーライト組織（パーライトとフェライトの混合組織）で、軟質なフェライトが現れる。このため、非調質鋼材を用いた軟窒化部品の場合には、高い疲労強度を確保できないことが多い。
【０００７】
したがって、このような非調質鋼においては、様々な合金元素を含有させて組織を微細にし、かつ、軟質なフェライトを硬化することにより、軟窒化部品の疲労強度を高める努力がなされている。しかしながら、いたずらに合金元素の含有量を多くするだけでは、軟窒化処理後の表層硬さが高くなりすぎるので、曲げ矯正性の劣化を避けることができない。
【０００８】
しかも、近年においては、特に、排出ＣＯ2量の削減の観点から自動車の軽量化が求められ、このため、従来にもまして高い疲労強度を有するクランクシャフトに対する要求が強まっている。しかしながら、非調質鋼はこのような要求に十分応えられるものではなかった。
【０００９】
上記のような背景から、焼入れ−焼戻しの熱処理コストを抑えることができ、しかも、次に示すような、非調質鋼では得られない「高い疲労強度」と「優れた曲げ矯正性」を同時に備えた軟窒化用鋼に対する要望が極めて大きくなっている。
【００１０】
「高い疲労強度」：クランクシャフトなど複雑な形状の部品の疲労強度を評価するのに適切な、切欠き付き疲労試験片を用いた室温、大気中での小野式回転曲げ疲労試験で、４６０ＭＰａ以上の疲労強度を有すること。
【００１１】
「優れた曲げ矯正性」：大きな曲げ変位量まで部品の表面に亀裂が入らないか、亀裂が入った場合でもその長さが十分に短いこと。具体的には、後述する直径２０ｍｍの試験片を用いた室温、大気中での曲げ矯正試験で、亀裂が入らないか、あるいは、亀裂長さが０．１ｍｍ以下であること。
【００１２】
そこで、前記した要望に応えるべく、特許文献１〜４に、種々の軟窒化用鋼が提案されている。また、特許文献５〜７には、クランクなどのエンジン部品に適した非調質鋼が提案されている。
【００１３】
具体的には、特許文献１に、「重量％で、Ｃ：０．４〜０．７％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｃｒ：０．２％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ＋Ｖ：０．０２％以上かつ（Ｃ含有量／６）％以下を含有し、さらに必要に応じて、
〔ａ〕Ｐ：０．０１５％以下
および／または
〔ｂ〕Ｓ：０．１５％以下、Ｐｂ：０．３％以下、Ｂｉ：０．３％以下、Ｓｅ：０．１％以下およびＣａ：０．０００５〜０．０１００％から選択された少なくとも１種
を含み、残部実質的にＦｅよりなり、不純物中のＮを０．００７％以下まで許容する軟窒化処理後に高強度および高靭性が得られることを特徴とする低合金軟窒化鋼」が開示されている。
【００１４】
特許文献２には、「重量比で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜２．００％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｃｒ：０．３０％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．０１〜０．０２％を含有し、さらに必要に応じて、Ｐ：０．０２〜０．０７％、Ｓ：０．０４〜０．１０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３％、Ｐｂ：０．０１〜０．２０％からなる群から選んだ少なくとも１種を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物元素、ただし、不純物としてのＶの含有量は０．０１％以下、から成る鋼組成を有する軟窒化非調質鍛造用鋼」が開示されている。
【００１５】
特許文献３には、「重量％で、Ｆｅの含有率が９０％以上で、Ｃ：０．３５〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．６〜１．８％、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．０ １〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％を含み、さらに必要に応じて、Ｐｂ：０．３０％以下、Ｓ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂｉ：０．３０％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の１種または２種以上を含む機械部品用鋼」が開示されている。
【００１６】
なお、上記の「機械部品」とは、「軟窒化処理による表面硬化処理が施された機械部品であって、該機械部品の部材表面から深さ５０μｍに対応した基準位置での表層部のビッカース硬さが３４０〜４６０ＨＶ、軟窒化の影響が及んでいない略一定硬さを示す内層部のビッカース硬さが１９０〜２６０ＨＶ、さらに、ビッカース硬さが２７０ＨＶとされる部材表面からの有効硬化層深さが０．３ｍｍ以上に調整されてなることを特徴とする機械部品」である。
【００１７】
特許文献４には、「重量比で、Ｃ：０．２２〜０．５５％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０４〜０．０８％、Ｎｉ：０．１５％以下、Ｃｒ：０．１５％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．１５％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０１８％、Ｔｉ：０．００３０％以下、Ｖ：０．０１〜０．０６％、Ｎｂ：０．００３０％以下、Ｂ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００８０〜０．０２００％を含有し、さらに必要に応じて、Ｃａ：０．００１０〜０．０１２０％、Ｐｂ：０．０４〜０．４０％、Ｂｉ：０．０５〜０．５０％、Ｔｅ：０．０５〜０．３５％、Ｓｅ：０．０５〜０．３５％の１種または２種以上を含有し、かつＮｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕ≦０．２５％、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｂ≦０．００４０％であり、残部がＦｅおよび不純物元素からなる鋼に軟窒化処理を施し、表面に平均で１２μｍ以上の化合物層を有することを特徴とする耐焼付性および疲労強度に優れた機械構造用鋼」が開示されている。
【００１８】
特許文献５には、「重量基準で、Ｃ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．９０〜１．８０％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、ｓ−Ａｌ：０．０１０〜０．０４５％、およびＮ：０．００５〜０．０２５％を含有し、さらに必要に応じて、Ｐｂ：０．０３０％以下、Ｓ：０．２０％以下、Ｔｅ：０．０３０％以下、Ｃａ：０．０１％以下およびＢｉ：０．３０％以下から選んだ１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、熱間鍛造後の組織がフェライト＋パーライトであり、初析フェライト面積率が１０％以下であることを特徴とする耐摩耗性にすぐれた熱間鍛造用非調質鋼」が開示されている。
【００１９】
特許文献６には、「質量％で、Ｃ：０．３〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．０％およびＳｉ：０．５〜２．５％を含み、さらに必要に応じて、
〔ａ〕Ｖ：０．４％以下、Ｎｂ：０．１５％以下およびＴｉ：０．１５％以下よりなる群から選択される１種以上、
〔ｂ〕Ｃｒ：１．５％以下、
〔ｃ〕Ａｌ：０．０４％以下、
〔ｄ〕Ｓ：０．１２％以下、Ｐｂ：０．３％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｔｅ：０．１％以下およびＢｉ：０．１％以下よりなる群から選択される１種以上、
から選んだ１種以上の元素を含有し、
Ｆ＝Ｓｉ＋（Ｍｎ／３．５）＋３Ｖ＋２．５Ｎｂ＋２．５Ｔｉ
で規定されるＦ値が１．０以上で、かつ任意の縦断面における、被検面積３００ｍｍ2当たりの平均粒径２０μｍ以上の酸化物系介在物が１０個以下である耐摩耗性に優れた熱間鍛造用非調質鋼」が開示されている。
【００２０】
特許文献７には、「質量％で、Ｃ：０．３０〜０．８０％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ：０．００５〜０．１０％、Ｐ：０．３０％以下、Ｓ：０．１２％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下を含み、さらに必要に応じて、Ｐｂ：０．３％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｔｅ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．１％以下の１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ、
Ｓｉ＋３．４Ｍｎ＋１９．５Ｐ−１３．４Ｓ＋２．７Ｃｒ≧３．５
Ｃ＋１．１Ｍｎ−１．９Ｓｉ＋１．５Ｃｕ＋１．８Ｎｉ＋０．６Ｃｒ≦２．６
の関係を満たし、引張強さが６００〜９００Ｎ／ｍｍ2である熱間鍛造用非調質鋼」が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００２１】
【特許文献１】特開昭６４−２５９４９号公報
【特許文献２】特開平８−１７０１４６号公報
【特許文献３】特開２００４−１６２１６１号公報
【特許文献４】特開平７−１８３７９号公報
【特許文献５】特開２０００−２６５２４２号公報
【特許文献６】特開２０００−３２８１９３号公報
【特許文献７】特開平９−３１０１５２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００２２】
前述の特許文献１に記載された技術は、曲げ矯正性を低下させるＣｒ、Ａｌ、ＶおよびＴｉの含有量を極力抑え、これによる強度低下をＭｎを添加することにより補って、軟窒化後の表面硬化層の靱性を確保するとともに心部の強度を向上させ、疲労強度と曲げ矯正性を両立させるものである。しかしながら、この特許文献１における「曲げ矯正性」は、厚さがわずか５ｍｍの試験片で曲げ試験を行い、粗大クラックが発生した時の曲げ撓み量で評価されたものである。このため、特許文献１で提案された鋼は、前述の「高い疲労強度」と「優れた曲げ矯正性」を同時に備えることが要求される場合には、特に、「曲げ矯正性」を確保できるものではなかった。
【００２３】
特許文献２で開示された技術によれば、Ｎ、ＣｒおよびＶの含有量を制限することによって、調質処理を施さなくても調質処理した場合と同等の疲労強度と曲げ矯正性を同時に確保することが可能である。しかしながら、この特許文献２における「疲労強度」は、平滑疲労試験片を用いて評価されたものである。このため、特許文献２で提案された鋼は、排出ＣＯ2量の削減の観点から自動車の軽量化が求められ、従来にもまして高い疲労強度を有するクランクシャフトに対する要求が強まっている状況下にあって、前述の「高い疲労強度」と「優れた曲げ矯正性」を同時に備えることが要求される場合には、特に、「疲労強度」の確保が難しいことがあった。
【００２４】
特許文献３で提案された技術は、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉの含有量を制御することによって軟窒化後の硬さ分布を制御することにより、疲労強度と曲げ矯正性の両立を図ろうとするものである。しかしながら、この特許文献３で提案された鋼を用いても、前述した「高い疲労強度」と「優れた曲げ矯正性」を同時に確保することができるものではなかった。
【００２５】
特許文献４で開示された鋼は、Ｎｉ、Ｃｕ、ＭｏおよびＶの含有量を低減することによって、軟窒化後に生成する化合物層の厚みを増し、耐焼付性と疲労強度の両立を図ろうとするものである。しかしながら、この特許文献４で提案された鋼の場合、軟窒化後の曲げ矯正性については全く考慮されていない。このため、特許文献４で開示された鋼は、前述の「高い疲労強度」と「優れた曲げ矯正性」を同時に備えることが要求される場合には、特に、「曲げ矯正性」を確保できるものではなかった。
【００２６】
特許文献５で開示された鋼は、高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略しても、熱間鍛造ままで高い耐摩耗性を得ることを目的とする非調質鋼である。したがって、この特許文献５で提案された鋼に軟窒化を施しても、前述した所望の曲げ矯正性はいうまでもなく、所望の疲労強度も得ることができるものではなかった。
【００２７】
特許文献６で開示された技術は、ＳｉおよびＭｎをフェライトに固溶させ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉなどの炭窒化物をフェライト中に微細析出させることによって、耐摩耗性に優れたフェライト−パーライト組織を有する熱間鍛造用非調質鋼を提供することを目的とするものである。このように、特許文献６で提案された鋼の場合、軟窒化を施すことに対して何ら配慮されていない。このため、この鋼に軟窒化を施した場合には前述の「優れた曲げ矯正性」を確保することはできず、さらに、前述した所望の疲労強度を得ることもできるものではなかった。
【００２８】
特許文献７で開示された技術は、耐力を高めるように鋼の化学組成を制御することにより、非調質のままでＶなどを添加した鋼と同等の高耐力と疲労特性を有し、さらには被削性も良好な熱間鍛造用非調質鋼を提供することを目的とするものである。しかしながら、特許文献７で提案された鋼も、軟窒化を施すことに対して何ら配慮されたものではない。このため、この鋼に軟窒化を施した場合にも前述の「優れた曲げ矯正性」を確保することはできず、しかも、前述した所望の疲労強度を得ることもできるものではなかった。
【００２９】
そこで、本発明は、コストの高い焼入れ−焼戻しの熱処理を省略でき、しかも、軟窒化後の疲労強度と曲げ矯正性に優れ、自動車、産業機械および建設機械用などのクランクシャフト、コネクティングロッドなど軟窒化部品の素材として好適な軟窒化用鋼、その鋼を各種の方法で所要の形状に加工した軟窒化用鋼材およびその軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフトを提供することを目的とする。
【００３０】
なお、本発明が目標とする軟窒化後の疲労特性と曲げ矯正性の具体的な内容は次のとおりである。
【００３１】
疲労特性：図１に示す切欠き付き疲労試験片を用いた室温、大気中での小野式回転曲げ疲労試験で、４６０ＭＰａ以上の疲労強度を有すること。
【００３２】
曲げ矯正性：試験片の長手方向中央部に歪みゲージを貼付した直径２０ｍｍの試験片を用い、支点間距離が７０ｍｍとなるように二つの支点を設け、室温、大気中で三点曲げの手法で前記試験片に歪みゲージの読みが１７０００μ（曲げ矯正歪み１．７％に相当）になるところまで負荷をかけた場合に、亀裂が入らないか、あるいは、亀裂長さが０．１ｍｍ以下であること。
【課題を解決するための手段】
【００３３】
本発明者らは、前記した課題を解決するために、先ず、焼入れ−焼戻しの熱処理を省略する手段について検討した。
【００３４】
（ａ）焼入れ−焼戻しの熱処理を省略した鋼材であっても、ミクロ組織に含まれる軟質なフェライトの析出を極力抑えるとともに微細な組織とすることによって、高い疲労強度を確保することができる。
【００３５】
（ｂ）しかしながら、熱間鍛造ままの状態、すなわち非調質鋼では軟質なフェライトが多量に析出してしまうし、微細な組織も得られない。
【００３６】
（ｃ）焼入れ−焼戻しの熱処理に代えて、焼きならしを採用すれば、熱処理コストを焼入れ−焼戻しの場合の約１／２に低減することができる。この場合、非調質鋼に比べると軟質なフェライトの析出を多少抑え、ある程度微細な組織を得ることはできるが、その程度は十分とはいえない。
【００３７】
そこで、本発明者らは、種々の鋼を溶製してミクロ組織について詳細に調査するとともに、軟窒化後の疲労強度と曲げ矯正性の評価を行い、疲労強度と曲げ矯正性に及ぼす影響を調査した。その結果、下記（ｄ）〜（ｈ）の知見を得た。
【００３８】
（ｄ）炭化物を形成するのに不可欠なＣの含有量を高めるだけでは、焼きならしの際のオーステナイト温度域からの冷却中に初析フェライトが生成することを十分に避けることができない。しかしながら、Ｃの含有量を高めることに加えて、オーステナイト形成元素であるＭｎの含有量を高め、かつ、フェライト形成元素であるＣｒの含有量を制限することによって、初析フェライトの生成を抑えることができる。
【００３９】
（ｅ）Ｃ、ＭｎおよびＣｒの含有量を、
ｆｎ１＝１．２５Ｃ＋Ｍｎ−０．１Ｃｒ・・・（１）
の式で表されるｆｎ１の値で１．９０以上に制御すれば、フェライトの割合を１０％以下に抑えることができる。
【００４０】
（ｆ）さらに、焼きならしの際のオーステナイト（以下、「旧オーステナイト」という。）の粒径が粗大な場合、冷却後に生成するフェライト−パーライト組織も粗大になるので高い疲労強度を確保することができないが、旧オーステナイトの粒径が微細な場合には、微細なフェライト−パーライト組織が得られるので、疲労強度と曲げ矯正性が極めて向上する。
【００４１】
（ｇ）熱間鍛造などの方法で鋼を所要の形状に加工した後、焼ならしを行うとともに、その焼きならしの際に、Ｔｉおよび／またはＡｌの窒化物によるピンニング効果を利用することによって、旧オーステナイト粒径の粗大化を抑制することができる。特に、焼きならしの温度域が８００〜９００℃であれば、旧オーステナイト粒径を、例えば、５〜４５μｍ程度と十分に微細にすることができる。
【００４２】
（ｈ）質量％で、０．００７％を超えて０．０３０％以下のＮとともに、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．１０％以下およびＴｉ：０．００５％を超えて０．０３５％以下のうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上含有したうえで、さらに、Ｎ、ＡｌおよびＴｉの含有量が、
ｆｎ２＝Ｎ−０．４５Ａｌ−（１／２２）Ｔｉ・・・（２）
の式で表されるｆｎ２の値で０を超えるようにすれば、上記（ｇ）のＴｉおよび／またはＡｌの窒化物によるピンニング効果を得ることができる。すなわち、Ａｌおよび／またはＴｉとピンニング効果を得るのに十分な量の窒化物を形成するための十分なＮを含むためには、適正量のＮ、ＡｌおよびＴｉを含有するだけではなく、さらに、ｆｎ２の値が０を超えるようにする必要がある。
【００４３】
上記のように、熱間鍛造後の熱処理として「焼ならし」を採用すれば、熱処理コストを「焼入れ−焼戻し」の場合の約１／２に低減することができる。
【００４４】
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）に示す軟窒化用鋼、（４）〜（６）に示す軟窒化用鋼材、および（７）〜（９）に示すクランクシャフトにある。
【００４５】
（１）質量％で、Ｃ：０．４５％を超えて０．６０％以下、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：１．３０％を超えて１．７０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２〜０．１０％、Ｃｒ：０．３０％以下およびＮ：０．００７％を超えて０．０３０％以下を含むとともに、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．１０％以下およびＴｉ：０．００５％を超えて０．０３５％以下のうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＶが０．０１０％以下で、さらに、下記の（１）式で表されるｆｎ１が１．９０以上であり、かつ、下記の（２）式で表されるｆｎ２が０を超える軟窒化用鋼。
ｆｎ１＝１．２５Ｃ＋Ｍｎ−０．１Ｃｒ・・・（１）
ｆｎ２＝Ｎ−０．４５Ａｌ−（１／２２）Ｔｉ・・・（２）
ただし、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【００４６】
（２）質量％で、さらに、Ｃａ：０．００５％以下を含有する上記（１）に記載の軟窒化用鋼。
【００４７】
（３）質量％で、さらに、Ｃｕ：０．３％以下およびＮｉ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有する上記（１）または（２）に記載の軟窒化用鋼。
【００４８】
（４）質量％で、Ｃ：０．４５％を超えて０．６０％以下、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：１．３０％を超えて１．７０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２〜０．１０％、Ｃｒ：０．３０％以下およびＮ：０．００７％を超えて０．０３０％以下を含むとともに、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．１０％以下およびＴｉ：０．００５％を超えて０．０３５％以下のうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＶが０．０１０％以下で、さらに、下記の（１）式で表されるｆｎ１が１．９０以上であり、かつ、下記の（２）式で表されるｆｎ２が０を超える化学成分を有し、ミクロ組織がフェライトの割合が１０％以下のフェライト−パーライト組織である軟窒化用鋼材。
ｆｎ１＝１．２５Ｃ＋Ｍｎ−０．１Ｃｒ・・・（１）
ｆｎ２＝Ｎ−０．４５Ａｌ−（１／２２）Ｔｉ・・・（２）
ただし、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
【００４９】
（５）化学成分が、質量％で、さらに、Ｃａ：０．００５％以下を含有するものである上記（４）に記載の軟窒化用鋼材。
【００５０】
（６）化学成分が、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．３％以下およびＮｉ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有するものである上記（４）または（５）に記載の軟窒化用鋼材。
【００５１】
（７）上記（４）に記載の軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフト。
【００５２】
（８）上記（５）に記載の軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフト。
【００５３】
（９）上記（６）に記載の軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフト。
【００５４】
なお、残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「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。
【００５５】
また、「フェライト−パーライト組織」とはフェライトとパーライトの混合組織を指す。そして、ミクロ組織における「割合」で１０％以下のフェライトとは、パーライトとともに上記の「フェライト−パーライト組織」を形成するフェライトを指し、セメンタイトとともにパーライトを形成するフェライトは含まない。
【００５６】
以下、上記（１）〜（３）に示す軟窒化用鋼に係る発明、（４）〜（６）に示す軟窒化用鋼材に係る発明、および（７）〜（９）に示すクランクシャフトに係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（９）」という。また、総称して「本発明」ということがある。
【発明の効果】
【００５７】
本発明の軟窒化用鋼は、コストの高い焼入れ−焼戻しの熱処理を省略でき、しかも、軟窒化後に高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を有するので、自動車、産業機械および建設機械用などのクランクシャフト、コネクティングロッドなど軟窒化部品の素材として適している。
【図面の簡単な説明】
【００５８】
【図１】実施例の室温、大気中での小野式回転曲げ疲労試験に用いた切欠き付き疲労試験片の形状を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００５９】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
【００６０】
（Ａ）化学成分
Ｃ：０．４５％を超えて０．６０％以下
Ｃは、Ｆｅと結合してセメンタイトとして析出し、ラメラー状のパーライトを形成して軟質なフェライトの割合を低減するため、疲労強度を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには、０．４５％を超える量のＣが必要である。しかしながら、Ｃの含有量が多くなり、特に、０．６０％を超えると、鋼材の硬さが高くなって被削性を劣化させてしまう。したがって、Ｃの含有量を０．４５％を超えて０．６０％以下とした。なお、Ｃ含有量の好ましい下限は０．４８％である。
【００６１】
Ｓｉ：０．５０％未満
Ｓｉは、鋼中に不純物として含有される元素であり、表層硬さを高くして曲げ矯正性の低下を招き、その含有量が０．５０％以上になると、曲げ矯正性の劣化が著しくなる。また、Ｓｉの含有量が０．５０％以上の場合には、ミクロ組織におけるフェライトの割合が増加して疲労強度の低下をきたす。したがって、Ｓｉは０．５０％未満の含有量とする必要がある。なお、Ｓｉの含有量が、０．５０％未満であればミクロ組織におけるフェライトの割合にはほとんど影響しないが、より安定かつ確実にフェライトの割合の増加を抑止するために、０．４５％以下とすることが好ましい。
【００６２】
Ｍｎ：１．３０％を超えて１．７０％以下
Ｍｎは、オーステナイト形成元素としてミクロ組織におけるフェライトの割合を下げることによって、さらに、固溶強化元素として母材硬さを高めることによって、高い疲労強度を確保する作用を有する。この効果を得るには、１．３０％を超える量のＭｎを含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎの含有量が多くなり、特に、１．７０％を超えると鋼材の硬さが高くなりすぎるため、曲げ矯正性および被削性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量を１．３０％を超えて１．７０％以下とした。なお、Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．３５％である。また、好ましい上限は１．６５％である。
【００６３】
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、鋼に含有される不純物であり、粒界に偏析して粒界脆化割れを助長し、特に、その含有量が０．０５％を超えると粒界脆化割れの発生が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０５％以下とした。なお、Ｐの含有量は０．０４５％以下とすることが好ましい。
【００６４】
Ｓ：０．０２〜０．１０％
Ｓは、鋼の被削性の向上に有効な元素であり、この効果を得るためには０．０２％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓの含有量が多すぎると熱間加工性および疲労強度の低下を招き、特に、その含有量が０．１０％を超えると熱間加工性および疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．０２〜０．１０％とした。なお、Ｓ含有量の好ましい上限は０．０７％である。
【００６５】
Ｃｒ：０．３０％以下
Ｃｒは鋼中に不純物として含有され、軟窒化後の表層硬さを高めて曲げ矯正性を劣化させ、しかも、フェライト形成元素であるのでミクロ組織におけるフェライトの割合の増加を招いて疲労強度を低下させる。特に、Ｃｒの含有量が０．３０％を超えると、曲げ矯正性および疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｃｒの含有量を０．３０％以下とした。なお、Ｃｒの含有量は少なければ少ないほどよい。
【００６６】
Ｎ：０．００７％を超えて０．０３０％以下
Ｎは、Ａｌおよび／またはＴｉと結合してＡｌおよび／またはＴｉの微細な窒化物を形成し、旧オーステナイト粒径の微細化に寄与して疲労強度および曲げ矯正性を向上させる作用を有する。この効果を得るには、０．００７％を超える量のＮを含有する必要がある。しかしながら、Ｎを含有量で０．０３０％を超えて添加するのは工業的な困難を伴ううえ、例えば、インゴット中で気泡欠陥を生成して材質を損なうことがある。このため、Ｎの含有量を０．００７％を超えて０．０３０％以下とした。なお、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。また、好ましい上限は０．０２５％である。
【００６７】
Ａｌ：０．０１０％を超えて０．１０％以下およびＴｉ：０．００５％を超えて０．０３５％以下のうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上
ＡｌおよびＴｉは、鋼中に窒化物として析出し、これらの窒化物のピンニング作用によって、旧オーステナイト粒径を微細にすることができるので、疲労強度および曲げ矯正性が向上する。これらの効果を得るためには、０．０１０％を超えるＡｌおよび０．００５％を超えるＴｉのうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上含有させる必要がある。
【００６８】
しかしながら、Ａｌの含有量が多すぎると、軟窒化の際に窒化物の析出によって表層硬さが高くなって曲げ矯正性が損なわれ、特に、Ａｌの含有量が０．１０％を超えると曲げ矯正性の劣化が著しくなる。また、Ｔｉの含有量が０．０３５％を超えると、Ｔｉの炭窒化物が粗大化して曲げ矯正性の低下をきたすばかりでなく、旧オーステナイト粒径の微細化作用が得られなくなって疲労強度も低下する。
【００６９】
したがって、本発明においては、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．１０％以下およびＴｉ：０．００５％を超えて０．０３５％以下のうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上含有させることとした。
【００７０】
なお、本発明におけるＡｌ＋Ｔｉの値の上限は、Ａｌの含有量が０．１０％でＴｉの含有量が０．０３５％の場合の０．１３５％であっても構わない。
【００７１】
本発明においては、ＡｌとＴｉは必ずしも複合して含有させる必要はなく、ＡｌとＴｉのいずれか一方のみを０．０１５％以上含有させても構わない。
【００７２】
本発明において少なくともＡｌを含有させる場合、その好ましい下限は０．０１５％であり、好ましい上限は０．０７０％である。
【００７３】
なお、本発明においては、０．０１０％を超えて０．１０％以下のＡｌと０．００５％を超えて０．０３５％以下のＴｉを複合してＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上含有させることがもっとも好ましい。
【００７４】
ｆｎ１の値：１．９０以上
Ｃ、ＭｎおよびＣｒの含有量が前述した範囲、つまり、Ｃ：０．４５％を超えて０．６０％以下、Ｍｎ：１．３０％を超えて１．７０％以下およびＣｒ：０．３０％以下を満たしても、前記の（１）式、つまり、
ｆｎ１＝１．２５Ｃ＋Ｍｎ−０．１Ｃｒ・・・（１）
で表されるｆｎ１の値が１．９０を下回る場合には、フェライト−パーライト組織におけるフェライトの割合が多くなって１０％を超えるため、所望の高い疲労強度を得ることができない。したがって、前記の（１）式で表されるｆｎ１の値が１．９０以上であることとした。ｆｎ１の値は１．９３以上であることが好ましい。なお、ｆｎ１の値の上限はＣおよびＭｎの含有量がそれぞれの上限の０．６０％と１．７０％でＣｒの含有量が０に近い場合の２．４５に近い値であっても構わない。
【００７５】
ｆｎ２の値：０を超える
Ｎ、ＡｌおよびＴｉの含有量が前述した範囲、つまり、Ｎ：０．００７％を超えて０．０３０％以下、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．１０％以下およびＴｉ：０．００５％を超えて０．０３５％以下のうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上を満たしても、前記の（２）式、つまり、
ｆｎ２＝Ｎ−０．４５Ａｌ−（１／２２）Ｔｉ・・・（２）
で表されるｆｎ２の値が０以下の場合には、Ａｌおよび／またはＴｉの窒化物によるピンニング効果を得ることができず、旧オーステナイト粒径が粗大になるので、所望の高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を得ることができない。したがって、前記の（２）式で表されるｆｎ２の値が０を超えることとした。ｆｎ２の値は０．０００５以上であることが好ましい。なお、ｆｎ２の値の上限はＮの含有量がその上限の０．０３０％であって、Ａｌを含有せず、Ｔｉの含有量が０．０１５％の場合の０．０２９３であっても構わない。
【００７６】
本発明においては、不純物中のＶの含有量について次のとおり制限する。
【００７７】
Ｖ：０．０１０％以下
Ｖは、表層硬さを高くして曲げ矯正性の低下を招き、特に、その含有量が０．０１０％を超える場合には、曲げ矯正性の低下が著しくなる。また、Ｖの含有量が０．０１０％を超える場合には、ミクロ組織におけるフェライトの割合が増加して疲労強度の低下をきたす。したがって、不純物中のＶの含有量を０．０１０％以下とした。
【００７８】
上記の理由から、本発明（１）に係る軟窒化用鋼について、上述した範囲のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉを含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＶが０．０１０％以下で、前記の（１）式で表されるｆｎ１が１．９０以上であり、かつ、前記の（２）式で表されるｆｎ２が０を超えることと規定した。
【００７９】
本発明（４）に係る軟窒化用鋼材の化学成分についても、上述した範囲のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉを含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＶが０．０１０％以下で、前記の（１）式で表されるｆｎ１が１．９０以上であり、かつ、前記の（２）式で表されるｆｎ２が０を超えることと規定した。
【００８０】
なお、本発明に係る軟窒化用鋼は、必要に応じてさらに、Ｃａを含有するものであってもよい。また、本発明に係る軟窒化用鋼材の化学成分についても、必要に応じてさらに、Ｃａを含有するものであってもよい。
【００８１】
以下、任意元素としてのＣａに関して説明する。
【００８２】
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、鋼の被削性を高める作用を有するので、この効果を得るためにＣａを含有してもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が過剰になると熱間加工性および疲労強度の低下をきたし、特に、０．００５％を超えると熱間加工性および疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｃａの含有量を０．００５％以下とした。
【００８３】
一方、前記したＣａの被削性改善効果を十分に得るためには、Ｃａ含有量の下限を０．０００５％とすることが好ましい。
【００８４】
上記の理由から、本発明（２）に係る軟窒化用鋼は、本発明（１）の軟窒化用鋼に、さらに、Ｃａ：０．００５％以下を含有することとした。
【００８５】
また、本発明（５）に係る軟窒化用鋼材の化学成分についても、本発明（４）の軟窒化用鋼材の化学成分に、さらに、Ｃａ：０．００５％以下を含有することとした。
【００８６】
なお、本発明に係る軟窒化用鋼は、必要に応じてさらに、Ｃｕおよび／またはＮｉを含有するものであってもよい。また、本発明に係る軟窒化用鋼材の化学成分についても、必要に応じてさらに、Ｃｕおよび／またはＮｉを含有するものであってもよい。
【００８７】
以下、任意元素としてのＣｕとＮｉに関して説明する。
【００８８】
Ｃｕ：０．３％以下
Ｃｕは、固溶強化元素として母材硬さを高めることによって、疲労強度をさらに高くする作用を有するので、この効果を得るためにＣｕを含有してもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が過剰になると鋼材の硬さが高くなりすぎて被削性を低下させてしまう。特に、Ｃｕの含有量が０．３％を超えると、被削性の低下が著しくなる。したがって、Ｃｕを含有させる場合、その含有量を０．３％以下とした。
【００８９】
前記したＣｕの疲労強度向上効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましい。
【００９０】
Ｎｉ：０．２％以下
Ｎｉは、固溶強化元素として母材硬さを高めることによって、疲労強度をさらに高くする作用を有するので、この効果を得るためにＮｉを含有してもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が過剰になると鋼材の硬さが高くなりすぎて被削性を低下させてしまう。特に、Ｎｉの含有量が０．２％を超えると、被削性の低下が著しくなる。したがって、Ｎｉを含有させる場合、その含有量を０．２％以下とした。
【００９１】
前記したＮｉの疲労強度向上効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましい。
【００９２】
なお、上記のＣｕおよびＮｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量の上限は０．５％であってもよい。上記の合計含有量の上限は０．４％であることがより好ましい。
【００９３】
上記の理由から、本発明（３）に係る軟窒化用鋼は、本発明（１）または（２）の軟窒化用鋼に、さらに、Ｃｕ：０．３％以下およびＮｉ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することとした。
【００９４】
また、本発明（６）に係る軟窒化用鋼材の化学成分についても、本発明（４）または（５）の軟窒化用鋼材の化学成分に、さらに、Ｃｕ：０．３％以下およびＮｉ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することとした。
【００９５】
（Ｂ）ミクロ組織
前記（Ａ）項で述べた化学成分規定を満たす鋼を熱間鍛造などによって所要の形状に加工した後、焼きならしを行うことによって、旧オーステナイト粒径の粗大化を抑制することができる。そして、鋼材のミクロ組織を粗大化させることなく、フェライトの割合が１０％以下のフェライト−パーライト組織とすることができるので、所望の高い疲労強度を得ることが可能となる。
【００９６】
したがって、本発明（４）〜（６）に係る軟窒化用鋼材について、そのミクロ組織を、フェライトの割合が１０％以下のフェライト−パーライト組織と規定した。
【００９７】
既に述べたように、「フェライト−パーライト組織」とはフェライトとパーライトの混合組織を指す。そして、ミクロ組織における「割合」で１０％以下のフェライトとは、パーライトとともに上記の「フェライト−パーライト組織」を形成するフェライトを指し、セメンタイトとともにパーライトを形成するフェライトは含まない。高い疲労強度を得るため、ミクロ組織におけるフェライトの割合は、少なければ少ないほどよいが、焼ならしによる工業的な規模での製造においては、１％程度が限界である。
【００９８】
そして、上記の理由で、本発明（７）〜（９）に係るクランクシャフトはそれぞれ、本発明（４）〜（６）に係る軟窒化用鋼材を用いて製造されたものと規定した。
【００９９】
なお、上記の「焼ならし」の際の加熱温度を８００〜９００℃とすれば、確実にフェライトの割合が１０％以下の微細なフェライト−パーライト組織からなるミクロ組織にすることができ、この場合には、疲労強度と曲げ矯正性が極めて向上する。
【０１００】
また、「焼ならし」の場合には、熱処理コストを「焼入れ−焼戻し」の場合の約１／２に低減することが可能である。
【０１０１】
なお、本発明（７）〜（９）に係るクランクシャフトを始めとして、自動車、産業機械および建設機械用などのクランクシャフト、コネクティングロッドなど軟窒化部品は、本発明の軟窒化用鋼を各種の方法で所要の形状に加工した軟窒化用鋼材を用いて製造することができる。
【０１０２】
具体的には、例えば、先ず、本発明の軟窒化用鋼の鋳片もしくは鋼塊、または、その鋳片もしくは鋼塊から作製した鋼片を所要の形状に熱間加工した後、これに焼ならしを行って本発明の軟窒化用鋼材とし、次いで所定の形状に機械加工した後、その軟窒化用鋼材に、軟窒化処理を施すことによって得ることができる。
【０１０３】
なお、上記において、所要の形状への熱間加工条件は特に規定する必要はない。ただし、所要の形状に熱間加工する前の加熱温度を１１００〜１３００℃とし、１１００〜９００℃で熱間加工を終了し、熱間加工後の冷却は大気中で放冷することが好ましい。
【０１０４】
また、焼ならしの条件も特に規定する必要はないが、オーステナイト化の際の加熱温度を８００〜９００℃とすることが好ましい。
【０１０５】
さらに、軟窒化の条件も特に規定する必要はなく、ガス軟窒化、塩浴軟窒化、プラズマ軟窒化など通常の方法を適宜用いればよい。いずれの方法を用いても、軟窒化部品の表面に、厚さほぼ２０μｍの化合物層とその直下の拡散層を安定かつ均質に形成させることができる。
【０１０６】
ガス軟窒化して、所望の軟窒化部品を得るためには、例えば、吸熱型変成ガス（ＲＸガス）とアンモニアガスを１：１に混合した温度が５７０℃の雰囲気中で３時間程度処理し、さらにその後、１００℃の油中に冷却すればよい。
【０１０７】
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】
【０１０８】
表１に示す化学組成を有する鋼１〜１８を真空炉溶製して１８０ｋｇ鋼塊を作製した。
【０１０９】
表１中の鋼１〜６、鋼１７および鋼１８は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼７〜１６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。
【０１１０】
【表１】
2010013729.tif 000002
【０１１１】
このようにして得た鋼塊を、１２００℃に加熱した後、仕上げ温度が１０５０〜１０００℃となるように熱間鍛造して直径６０ｍｍの丸棒とした。熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。
【０１１２】
次いで、鋼１〜１８の上記直径６０ｍｍの各丸棒を、８８０℃に加熱して１時間保持した後空冷する焼ならしを行った。
【０１１３】
上記の焼ならしを施した直径６０ｍｍの各丸棒のＲ／２部（「Ｒ」は丸棒の半径を表す。）から、長手方向に平行に、断面が１０ｍｍ×１０ｍｍで長さが５ｍｍのミクロ組織観察用の試験片を採取し、１０ｍｍ×１０ｍｍの面が被検面になるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、ナイタールで腐食し、倍率を１００倍として光学顕微鏡で観察してミクロ組織とフェライトの割合（面積率）を調べた。
【０１１４】
なお、フェライトは旧オーステナイト粒界に「初析フェライト」として析出する。そこで、次に、初析フェライトに囲まれたパーライトを旧オーステナイト粒とみなし、ｍｍ2単位での旧オーステナイト粒の平均面積を求め、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１（２００５）の「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に記載された定義から旧オーステナイト粒の平均粒径を算出することも行った。
【０１１５】
さらに、上記の焼ならしを施した直径６０ｍｍの各丸棒のＲ／２部（「Ｒ」は丸棒の半径を表す。）から、長手方向に平行に、図１に示す切欠き付の小野式回転曲げ疲労試験片および直径２０ｍｍで長さが３００ｍｍの曲げ矯正性評価用の試験片を採取した。
【０１１６】
次いで、上記２種類の試験片をＲＸガスとアンモニアガスを１：１に混合した温度が５７０℃の雰囲気中で３時間保持して軟窒化を行い、その後１００℃の油中に冷却した。
【０１１７】
上記軟窒化した図１に示す形状の試験片を用いて、室温、大気中で小野式回転曲げ疲労試験を行い、疲労強度を測定した。
【０１１８】
なお、４６０ＭＰａ以上の疲労強度を有することを目標とした。
【０１１９】
また、軟窒化した直径２０ｍｍで長さが３００ｍｍの試験片を用いて曲げ矯正試験を行い、曲げ矯正性を調査した。なお、曲げ矯正試験は、支点間距離が７０ｍｍとなるように二つの支点を設け、室温、大気中で三点曲げの手法で前記試験片に歪みゲージの読みが１７０００μ（曲げ矯正歪み１．７％に相当）になるところまで負荷をかけた後、亀裂長さを測定した。なお、亀裂が大きく、歪みゲージで歪みが測定できなくなった場合は、１７０００μに達する前に試験を中断した。
【０１２０】
なお、亀裂が入らないか、あるいは、亀裂長さが０．１ｍｍ以下であることを目標とした。
【０１２１】
表２に、上記のようにして求めた、ミクロ組織、フェライトの割合、旧オーステナイト粒径、疲労強度、曲げ矯正性の評価基準としての歪み量と亀裂長さを示す。なお、表２における試験番号９および試験番号１４は、歪みゲージの読みがそれぞれ、１５０００μおよび１４５００μになったところで曲げ矯正試験を中断したことを示す。
【０１２２】
【表２】
2010013729.tif 000003
【０１２３】
表２から、鋼１〜６、鋼１７および鋼１８の本発明に係る軟窒化用鋼を用いた試験番号１〜６、試験番号１７および試験番号１８の場合、いずれも、曲げ矯正試験で歪みゲージの読みが１７０００μになるところまで負荷をかけた後も亀裂が認められず、良好な曲げ矯正性を有していることが明らかである。また、上記の各試験番号における疲労強度は、４６０ＭＰａを超える５０５〜５６０ＭＰａであって、疲労強度にも優れていることが明らかである。
【０１２４】
これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号７〜１６の場合、優れた曲げ矯正性と高い疲労強度の両立を果たすことができない。
【０１２５】
すなわち、試験番号７は、鋼７のＭｎ含有量が０．７９％で、本発明で規定する値より低い。このため、フェライト−パーライト組織におけるフェライトの割合が２８％と高くなっている。そして、その疲労強度は３９０ＭＰａと低く目標に達していない。
【０１２６】
試験番号８は、鋼８のＡｌとＴｉの合計含有量が０．００７％で、本発明で規定する値より低い。しかも、前記（１）式で表されるｆｎ１の値が１．１４９であって、本発明で規定する条件を満たしていない。このため、疲労強度と曲げ矯正性の双方とも本発明の目標に達していない。
【０１２７】
試験番号９は、鋼９のＶの含有量が０．０５１％で、本発明で規定する値を超えている。また、フェライト−パーライト組織におけるフェライトの割合が１１％と高くなっている。そして、歪みゲージの読みが１５０００μになるところまで負荷をかけた時点で０．４５ｍｍの亀裂が生じ、曲げ矯正性が極めて劣っている。
【０１２８】
試験番号１０は、鋼１０の個々の化学成分は本発明で規定する範囲内にあるが、前記（２）式で表されるｆｎ２の値が−０．００１９であって、本発明で規定する条件を満たしていない。このため、疲労強度と曲げ矯正性の双方とも本発明の目標に達していない。
【０１２９】
試験番号１１は、鋼１１の個々の化学成分は本発明で規定する範囲内にあるが、前記（１）式で表されるｆｎ１の値が１．８９８であって、本発明で規定する条件を満たしていない。このため、フェライト−パーライト組織におけるフェライトの割合が２６％と高くなっている。そして、その疲労強度は３６０ＭＰａと低く、本発明の目標に達していない。
【０１３０】
試験番号１２は、鋼１２のＣ含有量が０．３０％で、本発明で規定する値を下回り、しかも、前記（１）式で表されるｆｎ１の値が１．７７６であって、本発明で規定する条件を満たしていない。このため、フェライト−パーライト組織におけるフェライトの割合が３５％と高くなっている。そして、その疲労強度は３６０ＭＰａと低く、本発明の目標に達していない。
【０１３１】
試験番号１３は、鋼１３のＭｎ含有量が１．２０％で、本発明で規定する値より低い。このため、疲労強度は４４０Ｍｐａで、本発明の目標に達していない。
【０１３２】
試験番号１４は、鋼１４のＭｎ含有量が１．８２％で、本発明で規定する値を上回るものである。このため、歪みゲージの読みが１４５００μになるところまで負荷をかけた時点で０．２３ｍｍの亀裂が生じ、曲げ矯正性が極めて劣っている。
【０１３３】
試験番号１５は、鋼１５のＡｌとＴｉの合計含有量が０．０１３％で、本発明で規定する値より低い。このため、疲労強度と曲げ矯正性の双方とも本発明の目標に達していない。
【０１３４】
試験番号１６は、鋼１６のＳｉ含有量が０．７５％で、本発明で規定する値を上回るものである。このため、フェライト−パーライト組織におけるフェライトの割合が１９％と高くなっている。そして、その疲労強度は４３０ＭＰａ、また、歪みゲージの読みが１７０００μになるところまで負荷をかけた場合の亀裂長さは０．１６ｍｍで、双方とも、本発明の目標に達していない。
【産業上の利用可能性】
【０１３５】
本発明の軟窒化用鋼は、コストの高い焼入れ−焼戻しの熱処理を省略でき、しかも、軟窒化後に高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を有するので、自動車、産業機械および建設機械用などのクランクシャフト、コネクティングロッドなど軟窒化部品の素材として適している。
【図１】
2010013729.tif 000004