(57)【要約】      （修正有）【課題】機械強度を犠牲にすることなく製造性に優れた軟窒化クランクシャフト及びその製造方法を提供する。【解決手段】必須添加元素として、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．０５〜０．４０％を含み、任意添加元素として、質量％で、Ｓ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ａｌ：０．００１〜０．０３％、Ｃｒ：≦０．５０％、Ｃｕ：≦０．５％、Ｎｉ：≦０．５％を含み得て、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるベイナイト型非調質鋼を鍛造及び機械加工し少なくとも歪解放熱処理した後に軟窒化処理して得られる軟窒化クランクシャフトである。なお、不可避的不純物としてのＰを少なくとも０．０２５％以下に抑え、残留γ量を５．０％未満とし心部硬さを２７０Ｈｖ以上とした。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
必須添加元素として、質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．４０％、
Ｓｉ：０．１０〜１．０％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、
Ｖ：０．０５〜０．４０％を含み、
任意添加元素として、質量％で、
Ｓ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ａｌ：０．００１〜０．０３％、
Ｃｒ：≦０．５０％、
Ｃｕ：≦０．５％、
Ｎｉ：≦０．５％を含み得て、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるベイナイト型非調質鋼を鍛造及び機械加工し少なくとも歪解放熱処理した後に軟窒化処理して得られる軟窒化クランクシャフトの製造方法であって、
前記不可避的不純物としてのＰを少なくとも０．０２５％以下に抑えつつ、
元素Ｍの質量％を［Ｍ］とすると、
［Ｃ］＋０．２７［Ｍｎ］＋０．３２［Ｃｒ］＋０．２７［Ｍｏ］＋０．３８［Ｖ］≧０．７２、
［Ｃ］＋０．０１［Ｓｉ］＋０．０９［Ｍｎ］＋０．１３［Ｃｒ］＋０．１２［Ｍｏ］＋０．２８［Ｖ］＜０．６５、且つ、
［Ｃ］＋０．１１［Ｓｉ］＋０．１１［Ｍｎ］＋０．０９［Ｃｒ］＋０．２１［Ｍｏ］＋０．６０［Ｖ］≧０．５４
となるように前記非調質鋼を選択した上で、
前記歪解放熱処理は、保持温度Ｔ（℃）及び保持時間ｔ（時間）について、
２１．６＋１４．２［Ｃ］＋１．５［Ｓｉ］＋２．６［Ｍｎ］＋６．５［Ｃｒ］＋２．７［Ｍｏ］＋１．６［Ｖ］＋１０−７×γｈ１２−３．７×１０−３×γｈ１＜０．７０、且つ、
γｈ１＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋Ｌｏｇ（ｔ））
を満たすようになされることを特徴とする軟窒化クランクシャフトの製造方法。
【請求項２】
前記鍛造加工は、１１５０℃以上１３５０℃未満に加熱した後に行われ、少なくとも炭素拡散温度域を０．２５〜１．５℃／ｓｅｃで冷却し、３３．０ＨＲＣ未満の硬さとすることを特徴とする請求項１記載の軟窒化クランクシャフトの製造方法。
【請求項３】
前記歪解放熱処理は、前記保持温度Ｔ及び前記保持時間ｔをそれぞれ４００℃から６００℃及び０．５時間から５．０時間の範囲内とすることで残留γ量を５．０％未満とすることを特徴とする請求項１又は２に記載の軟窒化クランクシャフトの製造方法。
【請求項４】
前記軟窒化処理は、５５０℃から６５０℃の温度範囲のガス雰囲気内で０．５時間以上行いつつ、２７０ＨＶ以上の心部硬さとすることを特徴とする請求項１乃至３のうちの１つに記載の軟窒化クランクシャフトの製造方法。
【請求項５】
必須添加元素として、質量％で、
Ｃ：０．１０〜０．４０％、
Ｓｉ：０．１０〜１．０％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、
Ｖ：０．０５〜０．４０％を含み、
任意添加元素として、質量％で、
Ｓ：０．０１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．２％、
Ａｌ：０．００１〜０．０３％、
Ｃｒ：≦０．５０％、
Ｃｕ：≦０．５％、
Ｎｉ：≦０．５％を含み得て、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるベイナイト型非調質鋼を鍛造及び機械加工し少なくとも歪解放熱処理した後に軟窒化処理して得られる軟窒化クランクシャフトであって、
前記不可避的不純物としてのＰを少なくとも０．０２５％以下に抑えつつ、
元素Ｍの質量％を［Ｍ］とすると、
［Ｃ］＋０．２７［Ｍｎ］＋０．３２［Ｃｒ］＋０．２７［Ｍｏ］＋０．３８［Ｖ］≧０．７２、
［Ｃ］＋０．０１［Ｓｉ］＋０．０９［Ｍｎ］＋０．１３［Ｃｒ］＋０．１２［Ｍｏ］＋０．２８［Ｖ］＜０．６５、及び、
［Ｃ］＋０．１１［Ｓｉ］＋０．１１［Ｍｎ］＋０．０９［Ｃｒ］＋０．２１［Ｍｏ］＋０．６０［Ｖ］≧０．５４
を満たす成分組成を有し、残留γ量を５．０％未満とし心部硬さを２７０Ｈｖ以上としたことを特徴とする軟窒化クランクシャフト。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、非調質鋼を軟窒化処理して得られる軟窒化クランクシャフト及びその製造方法に関し、特に、ベイナイト型非調質鋼を軟窒化処理して得られる軟窒化クランクシャフト及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車のレシプロエンジンなどに使用されるクランクシャフトでは、炭素鋼や低合金鋼からなる鋼材を熱間鍛造して粗成形し、調質などの熱処理を行ってから長手方向に沿って屈曲したクランクシャフトの形状に機械加工する。更に、軟窒化などの表面硬化処理を施して提供される。また、非調質鋼を用いることで熱間鍛造後の熱処理を省略して、直接、機械加工を行う場合もある。特に、ベイナイトを主体としたミクロ金属組織を与えるベイナイト型非調質鋼を用いて、熱間鍛造時の熱履歴を制御して調質などの熱処理を省略しつつ、クランクシャフトとしての疲労強度を向上させ得る。
【０００３】
例えば、特許文献１では、ベイナイト型非調質鋼を用いて熱間鍛造後の熱処理を省略したクランクシャフトなどの軟窒化機械部品の製造方法を開示している。非調質鋼の成分組成を調整し、熱間鍛造前の加熱温度及び鍛造後の冷却速度を最適化することで、熱間鍛造品のミクロ金属組織におけるベイナイト組織の比率を５０％以上にして疲労強度を高め得るとしている。これとともに、軟窒化処理条件を最適化することで、熱間鍛造後の熱処理を省略しても、切削等の機械加工が工業生産的に可能な程度の機械的性質を備え、且つ、疲労強度が高い軟窒化機械部品を得られるとしている。詳細には、非調質鋼の成分組成の調整で、焼入性の指標となるＤＩ値及びパーライト発生の臨界冷却温度の指標となるＫｐ値を所定の範囲に制限し、含有元素の炭素当量を制限することで、機械部品として必要とされる硬さを確保しつつ切削加工性（被削性）を確保すること、Ｓｉ及びＭｎの含有量により更に疲労強度を向上させ得ることなどを述べている。
【０００４】
また、長手方向に沿って屈曲した形状を有するクランクシャフトでは、表面硬化処理時に曲がりを生じやすく、これを矯正するための曲げ矯正処理を表面加工処理後に必要とする場合もある。一方で、クランクシャフトとしての疲労強度の高い鋼材では、一般的に機械強度も高く、かかる曲げ矯正処理が困難な場合も多い。
【０００５】
例えば、特許文献２では、少なくともＭｏ及びＶを添加したベイナイト型非調質鋼を使用し、軟窒化処理工程の前に加工歪みを解放する歪解放熱処理を与えることで、軟窒化処理による曲がりを抑制し、軟窒化処理後の曲げ矯正処理を省略し得る軟窒化クランクシャフトの製造方法を開示している。かかる歪開放熱処理は、加工歪みの開放と過時効による強度低下とを考慮し、３００〜６５０℃において１０〜１８０分間行うことが好ましいと述べている。さらに、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの含有量を調整し、ベイナイト生成安定化の指標となるＫｆ値、熱間鍛造品硬度の指標であるＨｆ値及び窒化処理後の内部硬度の指標となるＨｇ値を所定の範囲に制限することで、ベイナイト組織の比率を７０％以上とすること、熱間鍛造後の硬さを制御して被削性を確保しつつ軟窒化処理後の内部硬さを高め得ることなどが開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００７−１４６２３２号公報
【特許文献２】特開２０１１−０９４２０３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
軟窒化クランクシャフトの製造において、ベイナイト型非調質鋼を用いて熱間鍛造後の熱処理を省略でき、しかも軟窒化処理による曲がりを抑制して曲げ矯正処理を省略できるなら、製造性の観点で非常に好ましい。一方で、軟窒化処理による曲がりを抑制することで、クランクシャフトとしての機械強度を犠牲にしてしまうことは好ましくない。
【０００８】
本発明はかかる状況に鑑みてなされたものであって、その目的とするところは、クランクシャフトとしての機械強度を犠牲にすることなく、製造性に優れた軟窒化クランクシャフト及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明による軟窒化クランクシャフトの製造方法は、必須添加元素として、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．０５〜０．４０％を含み、任意添加元素として、質量％で、Ｓ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ａｌ：０．００１〜０．０３％、Ｃｒ：≦０．５０％、Ｃｕ：≦０．５％、Ｎｉ：≦０．５％を含み得て、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるベイナイト型非調質鋼を鍛造及び機械加工し少なくとも歪解放熱処理した後に軟窒化処理して得られる軟窒化クランクシャフトの製造方法であって、前記不可避的不純物としてのＰを少なくとも０．０２５％以下に抑えつつ、元素Ｍの質量％を［Ｍ］とすると、［Ｃ］＋０．２７［Ｍｎ］＋０．３２［Ｃｒ］＋０．２７［Ｍｏ］＋０．３８［Ｖ］≧０．７２、［Ｃ］＋０．０１［Ｓｉ］＋０．０９［Ｍｎ］＋０．１３［Ｃｒ］＋０．１２［Ｍｏ］＋０．２８［Ｖ］＜０．６５、且つ、［Ｃ］＋０．１１［Ｓｉ］＋０．１１［Ｍｎ］＋０．０９［Ｃｒ］＋０．２１［Ｍｏ］＋０．６０［Ｖ］≧０．５４となるように前記非調質鋼を選択した上で、前記歪解放熱処理は、保持温度Ｔ（℃）及び保持時間ｔ（時間）について、２１．６＋１４．２［Ｃ］＋１．５［Ｓｉ］＋２．６［Ｍｎ］＋６．５［Ｃｒ］＋２．７［Ｍｏ］＋１．６［Ｖ］＋１０−７×γｈ１２−３．７×１０−３×γｈ１＜０．７０、且つ、γｈ１＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋Ｌｏｇ（ｔ））を満たすようになされることを特徴とする。
【００１０】
かかる発明によれば、クランクシャフトとしての機械強度を犠牲にすることなく、加工歪みとともに、残留オーステナイトを起因とする軟窒化処理による曲がりを抑制してその後の曲げ矯正処理を省略できる。つまり、優れた機械的性質を確保しつつ製造性にも優れた軟窒化クランクシャフトの製造方法を提供できる。
【００１１】
上記した発明において、前記鍛造加工は、１１５０℃以上１３５０℃未満に加熱した後に行われ、少なくとも炭素拡散温度域を０．２５〜１．５℃／ｓｅｃで冷却し、３３．０ＨＲＣ未満の硬さとすることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、優れた機械的性質を確保しつつ製造性にも優れた軟窒化クランクシャフトの製造方法を提供できる。
【００１２】
上記した発明において、前記歪解放熱処理は、前記保持温度Ｔ及び前記保持時間ｔをそれぞれ４００℃から６００℃及び０．５時間から５．０時間の範囲内とすることで残留γ量を５．０％未満とすることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、優れた機械的性質を確保しつつ製造性にも優れた軟窒化クランクシャフトの製造方法を提供できる。
【００１３】
上記した発明において、前記軟窒化処理は、５５０℃から６５０℃の温度範囲のガス雰囲気内で０．５時間以上行いつつ、２７０ＨＶ以上の心部硬さとすることを特徴としてもよい。かかる発明によれば、優れた機械的性質を確保しつつ製造性にも優れた軟窒化クランクシャフトの製造方法を提供できる。
【００１４】
本発明による軟窒化クランクシャフトは、必須添加元素として、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｖ：０．０５〜０．４０％を含み、任意添加元素として、質量％で、Ｓ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ａｌ：０．００１〜０．０３％、Ｃｒ：≦０．５０％、Ｃｕ：≦０．５％、Ｎｉ：≦０．５％を含み得て、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるベイナイト型非調質鋼を鍛造及び機械加工し少なくとも歪解放熱処理した後に軟窒化処理して得られる軟窒化クランクシャフトであって、前記不可避的不純物としてのＰを少なくとも０．０２５％以下に抑えつつ、元素Ｍの質量％を［Ｍ］とすると、［Ｃ］＋０．２７［Ｍｎ］＋０．３２［Ｃｒ］＋０．２７［Ｍｏ］＋０．３８［Ｖ］≧０．７２、［Ｃ］＋０．０１［Ｓｉ］＋０．０９［Ｍｎ］＋０．１３［Ｃｒ］＋０．１２［Ｍｏ］＋０．２８［Ｖ］＜０．６５、及び、［Ｃ］＋０．１１［Ｓｉ］＋０．１１［Ｍｎ］＋０．０９［Ｃｒ］＋０．２１［Ｍｏ］＋０．６０［Ｖ］≧０．５４を満たす成分組成を有し、残留γ量を５．０％未満とし心部硬さを２７０Ｈｖ以上としたことを特徴とする。
【００１５】
かかる発明によれば、優れた機械的性質を有し、しかも製造性にも優れた軟窒化クランクシャフトを提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】本発明によるクランクシャフトの製造方法を示すフロー図である。
【図２】実施例及び比較例の成分組成及び歪開放熱処理条件を示す図である。
【図３】実施例及び比較例の各種試験結果及び測定結果を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明の対象とするクランクシャフトの製造方法は、ベイナイト型非調質鋼を鍛造及び機械加工し少なくとも歪解放熱処理した後に軟窒化処理して得られる軟窒化クランクシャフトの製造方法である。本発明においては、（１）ベイナイト型非調質鋼を用いることでマルテンサイトの焼き戻しのための熱処理を省略し、（２）特定の成分組成のベイナイト型非調質鋼により鍛造後の残留γ量を調整し機械加工後の歪解放熱処理によって、続く軟窒化処理における「曲がり」を抑制でき且つクランクシャフトの心部となる部分の機械強度を調整し、（３）軟窒化処理による表面硬化処理でクランクシャフトとしての疲労強度を向上せしめようとするのである。特に、歪解放熱処理後の残留γ量を低減させることで軟窒化処理における「曲がり」を抑制できてその後の歪み矯正のための工程を不要とするから、歪解放熱処理でクランクシャフト本体の機械強度を従来以上に高く硬化処理させ得るのである。
【００１８】
まず、本願で対象とする典型的な軟窒化クランクシャフトの製造方法について図１に沿って説明する。各工程におけるパラメータ、例えば、熱処理における温度や保持時間、冷却速度などは鋼材の成分組成に依存し、これについては実証実験でも述べる。
【００１９】
まず、図１に示すように、所定の成分組成の鋼材を加熱し、略クランクシャフト形状に熱間鍛造で粗成形する（Ｓ１）。加熱温度は、概ね１１００℃以上であるが、後述する成分組成の鋼材においては、１１５０〜１３５０℃の範囲内の温度であることが好ましい。
【００２０】
粗成形後の熱間鍛造体は、ミクロ金属組織としてベイナイト組織を断面積率で高い比率、例えば、７０％以上、好ましくは８０％以上となるように冷却する（Ｓ２）。例えば、少なくとも炭素拡散温度域において、冷却速度を０．２５〜１．５０℃／ｓｅｃに制御して冷却する。
【００２１】
続いて、冷却した熱間鍛造体をクランクシャフト形状に機械加工する（Ｓ３）。熱間鍛造体の機械加工のし易さは、熱間鍛造後の鋼材の硬さに依存する。かかる硬さが３３．０ＨＲＣ未満であると機械加工が容易である。
【００２２】
機械加工後の熱間鍛造体に歪解放熱処理を施す（Ｓ４）。かかる熱処理では、機械加工の終了までに蓄積された残留応力を解放するとともに、残留γ（残留オーステナイト）を分解する。残留γの分解は、熱処理の温度と時間、及び、鋼材の成分組成に依存するが、処理温度Ｔ（℃）は、４００〜６００℃の範囲内、処理時間ｔ（時間）は０．５〜５．０時間の範囲内で定められることが好ましい。
【００２３】
表面を研削加工し（Ｓ５）、軟窒化処理による表面硬化処理を施す（Ｓ６）。かかる軟窒化処理では、アンモニアガス雰囲気下において５５０〜６５０℃の範囲内で少なくとも０．５時間だけ加熱保持して表層に硬化層を形成させる。かかる処理温度では、鋼材が時効硬化若しくは軟化する。
【００２４】
次に、図２に示す実施例１乃至１６及び比較例１乃至１７の成分組成を有する鋼について、図１に示した製造方法により得た各種試験片を製造し、更に、同製造方法により得られる軟窒化クランクシャフトについての試験を行った。この試験について説明する。
【００２５】
まず、所定の成分組成のインゴットを１２５０±５０℃の範囲内の温度で加熱保持し、直径４５ｍｍ×長さ２５０ｍｍの略円柱形状の丸棒に鍛造し、０．２５〜１．５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却した。この丸棒からは、熱間鍛造後の硬さ及びベイナイト組織面積率を測定するための熱間鍛造後硬さ等測定試験片（以下、「試験片Ａ」と称する。）を切り出し、また、歪開放熱処理後における疲労強度及び残留γ量を測定するための回転曲げ疲労試験片及び組織試験片（以下、「試験片Ｂ」と称する。）を機械加工した。また、同様に鍛造し冷却した鍛造体を機械加工し、直径２０ｍｍ、長さ２００ｍｍの曲がり量測定試験片を作成した。回転曲げ疲労試験片、試験片Ｂ、及び、曲がり量測定試験片は、それぞれ複数用意し、それぞれ図２の歪解放熱処理の欄に示す温度及び時間だけ加熱保持する歪解放熱処理を施した。
【００２６】
回転曲げ疲労試験片及び曲がり量測定試験片には研削加工を施し、アンモニアガス雰囲気下において６００℃で２時間加熱保持するガス軟窒化処理を施した。回転曲げ疲労試験片は後述する回転曲げ疲労試験及び軟窒化処理後の硬さ試験に供され、曲がり量測定試験片は軟窒化処理における曲がり量の測定に供される。
【００２７】
まず、ベイナイト組織面積率は、試験片Ａの断面を光学顕微鏡で観察、画像解析により測定し評価した。ここでは、フェライト組織以外の組織をベイナイト組織として、全組織に対するベイナイト組織の面積の比率を算出し、７０％以上の場合に良好な組織であると評価した。
【００２８】
熱間鍛造後の機械加工性、特に切削加工性は、試験片Ａのロックウェル硬さを測定し、かかる硬さを用いて評価した。すなわち、熱間鍛造後硬さが３３．０ＨＲＣ未満の場合、良好な機械加工性であると評価した。
【００２９】
クランクシャフトとしての機械強度は、回転曲げ疲労試験片の回転曲げ疲労強度及び同試験片の硬さを測定し評価した。回転曲げ疲労強度については、小野式回転曲げ疲労試験装置により、ＳＮ曲線を求め、１０７回の繰り返し数で破断しない限界応力を測定し、これを疲れ限度とした。また、硬さについては、回転曲げ疲労試験片の肩部横断面の心部硬さをビッカース硬さ試験装置を用いて測定した。ここで、回転曲げ疲労強度及び心部硬さがそれぞれ５３５ＭＰａ以上及び２７０Ｈｖ以上の場合、良好な機械強度であるとして評価した。
【００３０】
残留γ量は、試験片Ｂについて、歪解放熱処理後の残留γ量をＸ線回折装置を用いて測定した。
【００３１】
軟窒化処理後のクランクシャフトの真直性は、複数本の曲がり量測定試験片の曲がり量を計測し、その平均値及び標準偏差（σ）を求めて評価した。この際、曲がり量測定試験片を両端に設けたセンター穴で支持し、その長手方向の中心位置においてダイヤルゲージにて曲がり量の計測を行い、曲がり量の平均値＋３σが５０μｍ以下の場合、真直性を良好と評価した。
【００３２】
次に、上記した試験結果について、図３を用いて説明する。
【００３３】
実施例１乃至１６では、ベイナイト組織面積率を７０％以上として内部（心部）硬さを２７０ＨＶ以上、回転曲げ疲労強度を５３５ＭＰａ以上と従来品よりも高い機械強度とさせ得る。一方、熱間鍛造後硬さで３３．０ＨＲＣ未満であってクランクシャフト形状への機械加工が容易であり、且つ、歪解放熱処理後の残留γ量を低減できて軟窒化処理後に曲がりを生じないため歪み矯正のための工程が不要であって、製造性にも優れるのである。
【００３４】
なお、元素Ｍの質量％を［Ｍ］とするとき、下記の式１乃至式４のそれぞれにより与えられる値を図３に示した。
［Ｃ］＋０．２７［Ｍｎ］＋０．３２［Ｃｒ］＋０．２７［Ｍｏ］＋０．３８［Ｖ］  （式１）
［Ｃ］＋０．０１［Ｓｉ］＋０．０９［Ｍｎ］＋０．１３［Ｃｒ］＋０．１２［Ｍｏ］＋０．２８［Ｖ］  （式２）
［Ｃ］＋０．１１［Ｓｉ］＋０．１１［Ｍｎ］＋０．０９［Ｃｒ］＋０．２１［Ｍｏ］＋０．６０［Ｖ］  （式３）
２１．６＋１４．２［Ｃ］＋１．５［Ｓｉ］＋２．６［Ｍｎ］＋６．５［Ｃｒ］＋２．７［Ｍｏ］＋１．６［Ｖ］＋１０−７×γｈ１２−３．７×１０−３×γｈ１  （式４）
ただし、歪解放熱処理における加熱保持温度をＴ（℃）、保持時間をｔ（ｈｒ）、γｈ１＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋Ｌｏｇ（ｔ））とする。
【００３５】
ところで、実施例１に対し、Ｃの含有量の少ない比較例１では、ベイナイト組織面積率は６９％、軟窒化処理後内部硬さは２５６Ｈｖ、回転曲げ疲労強度は５０９ＭＰａと目標値を下回った。また、実施例１乃至１６に比べて、式１の値が０．６９と小さく、式３の値が０．４８と小さかった。一方、実施例２に対し、Ｃの含有量の多い比較例２では、熱間鍛造後硬さは３６．９ＨＲＣと目標値の上限を超え、歪解放熱処理後残留γ量は１４．１％と実施例１乃至１６に比べて多く、曲がり量も８１μｍと目標値の上限を超えた。歪解放熱処理の条件が実施例２と同一であることから、歪解放熱処理前における残留γ量が多く、歪解放熱処理で残留γが十分に分解されなかったと考える。また、実施例１乃至１６に比べて、式２の値が０．７３と大きく、式４の値が２．７３と大きかった。
【００３６】
実施例３に対し、Ｓｉの含有量の少ない比較例３では、軟窒化処理後内部硬さは２６５Ｈｖ、回転曲げ疲労強度は５２０ＭＰａと目標値を下回った。また、実施例１乃至１６に比べて、式３の値が０．５２と小さかった。一方、実施例４に対し、Ｓｉの含有量の多い比較例４では、歪解放熱処理後残留γ量は７．３％と実施例１乃至１６に比べて多く、曲がり量も５５μｍと目標値の上限を超えた。歪解放熱処理の条件が実施例４と同一であることから、歪解放熱処理前における残留γ量が多く、歪解放熱処理で残留γが十分に分解されなかったと考える。また、実施例１乃至１６に比べて、式４の値が１．２３と大きかった。
【００３７】
実施例５に対し、Ｍｎの含有量の少ない比較例５では、ベイナイト組織面積率は６７％と目標値を下回り、軟窒化処理後内部硬さは２５９Ｈｖ、回転曲げ疲労強度は５２３ＭＰａと目標値を下回った。また、実施例１乃至１６に比べて、式１の値が０．６７と小さく、式３の値が０．５３と小さかった。一方、実施例６に対し、Ｍｎの含有量の多い比較例６では、熱間鍛造後硬さは３５．３ＨＲＣと目標値の上限を超え、歪解放熱処理後残留γ量は６．７％と多く、曲がり量も５３μｍと目標値の上限を超えた。歪解放熱処理の条件が実施例６と同一であることから、歪解放熱処理前における残留γ量が多く、歪解放熱処理で残留γが十分に分解されなかったと考える。また、実施例１乃至１６に比べて、式２の値が０．６５と大きく、式４の値が１．３０と大きかった。
【００３８】
実施例８に対し、Ｃｒの含有量の多い比較例７では、熱間鍛造後硬さは３３．４ＨＲＣと目標値の上限を超え、歪解放熱処理後残留γ量は１２．５％と多く、曲がり量も７６μｍと目標値の上限を超えた。歪解放熱処理の条件が実施例８と同一であることから、歪解放熱処理前における残留γ量が多く、歪解放熱処理で残留γが十分に分解されなかったと考える。また、実施例１乃至１６に比べて、式２の値が０．６５と大きく、式４の値が２．２６と大きかった。
【００３９】
実施例９に対し、Ｍｏの含有量の少ない比較例８では、ベイナイト組織面積率は６８％と目標値を下回り、軟窒化処理後内部硬さは２６８Ｈｖ、回転曲げ疲労強度は５２４ＭＰａと目標値を下回った。また、実施例１乃至１６に比べて、式１の値が０．７１と小さく、式３の値が０．５３と小さかった。一方、実施例１０に対し、Ｍｏの含有量の多い比較例９では、熱間鍛造後硬さは３３．５ＨＲＣと目標値の上限を超え、歪解放熱処理後残留γ量は１０．９％と多く、曲がり量も６７μｍと目標値の上限を超えた。歪解放熱処理の条件が実施例１０と同一であることから、歪解放熱処理前における残留γ量が多く、歪解放熱処理で残留γが十分に分解されなかったと考える。また、実施例１乃至１６に比べて、式２の値が０．６５と大きく、式４の値が２．００と大きかった。
【００４０】
実施例１１に対し、Ｖの含有量の少ない比較例１０では、ベイナイト組織面積率は６９％と目標値を下回り、軟窒化処理後内部硬さは２４０Ｈｖ、回転曲げ疲労強度は５０４ＭＰａと目標値を下回った。また、実施例１乃至１６に比べて、式１の値が０．６９と小さく、式３の値が０．４７と小さかった。一方、実施例１２に対し、Ｖの含有量の多い比較例１１では、熱間鍛造後硬さは３３．７ＨＲＣと目標値の上限を超え、歪解放熱処理後残留γ量は８．５％と多く、曲がり量も６３μｍと目標値の上限を超えた。歪解放熱処理の条件が実施例１２と同一であることから、歪解放熱処理前における残留γ量が多く、歪解放熱処理で残留γが十分に分解されなかったと考える。また、実施例１乃至１６に比べて、式２の値が０．６６と大きく、式４の値が１．３５と大きかった。
【００４１】
実施例１３に対し、歪解放熱処理温度を減じて歪解放熱処理時間を延長した比較例１２では、歪解放熱処理後残留γ量は１７．２％と多く、曲がり量も９０μｍと目標値の上限を超えた。歪解放熱処理の保持時間が長かったものの温度が低く、歪解放熱処理において残留γが十分に分解されなかったと考える。また、実施例１乃至１６に比べて、式４の値が３．１８と大きかった。一方、実施例１４に対し、歪解放熱処理温度を高めて歪解放熱処理時間を短縮した比較例１３では、軟窒化処理後内部硬さは２６１Ｈｖ、回転曲げ疲労強度は５１３ＭＰａと目標値を下回った。歪解放熱処理の保持時間が短かったものの温度が高く、軟窒化処理後において過時効となり、軟窒化処理後内部硬さ及び回転曲げ疲労強度を低下させたものと考える。
【００４２】
各成分の含有量を実施例１乃至１６と同等とする成分組成を有する比較例１４では、歪解放熱処理後残留γ量は８．４％と多く、曲がり量も６４μｍと目標値の上限を超えた。歪解放熱処理前における残留γ量が多く、歪解放熱処理で残留γが十分に分解されなかったと考える。また、実施例１乃至１６に比べて、式４の値が０．８６と大きかった。
【００４３】
各成分の含有量を実施例１乃至１６と同等とする成分組成を有する比較例１５では、熱間鍛造後硬さは３４．４ＨＲＣと目標値の上限を超え、歪解放熱処理後残留γ量は５．４％と多く、曲がり量も５２μｍと目標値の上限を超えた。歪解放熱処理前における残留γ量が多く、歪解放熱処理で残留γが十分に分解されなかったと考える。また、実施例１乃至１６に比べて、式２の値が０．６５と大きく、式４の値が１．２５と大きかった。
【００４４】
各成分の含有量を実施例１乃至１６と同等とする成分組成を有する比較例１６ではベイナイト組織面積率は６６％と目標値を下回り、軟窒化処理後内部硬さは２４３Ｈｖ、回転曲げ疲労強度は５００ＭＰａと目標値を下回った。また、実施例１乃至１６に比べて、式１の値が０．６８と小さく、式３の値が０．４６と小さかった。
【００４５】
各成分の含有量を実施例１乃至１６と同等とする成分組成を有する比較例１７では、歪解放熱処理後残留γ量は６．１％と多く、曲がり量も５５μｍと目標値の上限を超えた。歪解放熱処理前における残留γ量が多く、歪解放熱処理で残留γが十分に分解されなかったと考える。また、実施例１乃至１６に比べて、式４の値が０．８０と大きかった。
【００４６】
以上より、実施例１乃至１６に対して、式１の値がより小さくなった比較例１、５、８、１０及び１６を参照すれば、式１の値の目標値は０．７２以上である。
【００４７】
また、実施例１乃至１６に対して、式２の値がより大きくなった比較例２、６、７、９、１１及び１５を参照すれば、式２の値の目標値は、０．６５未満である。
【００４８】
また、実施例１乃至１６に対して、式３の値がより小さくなった比較例１、３、５、８、１０及び１６を参照すれば、式３の値の目標値は０．５４以上である。
【００４９】
また、実施例１乃至１６に対して、式４の値がより大きくなった比較例２、４、６、７、９、１１、１２、１４、１５及び１７を参照すれば、式４の値の目標値は０．７０未満である。
【００５０】
また、実施例１乃至１６に対して、歪解放熱処理後残留γ量がより多くなり、曲がり量も大きくなった比較例２、４、６、７、９、１１、１２、１４、１５及び１７を参照すれば、歪解放熱処理後残留γ量の目標値は５．０％未満である。なお、かかる目標値を満たす場合、軟窒化熱処理により残留γ量が増加することはなく、軟窒化熱処理後においても５．０％未満である。
【００５１】
なお、実施例において、曲がり量が小さいと、同様の製造条件で製造した実体のクランクシャフトでも曲がり量が小さくなる傾向にあることを確認した。すなわち、実体のクランクシャフトにおいても、上記の通り、歪解放熱処理後の残留γ量を低減させることで軟窒化処理における曲がりを抑制でき、曲げ矯正加工を不要とできる。なお、実体のクランクシャフトとして、全長約４５０ｍｍ、ジャーナル径約５５ｍｍの４気筒エンジン用クランクシャフトにおいて確認した。
【００５２】
以上、述べてきたように、本実施例によれば、（１）ベイナイト型非調質鋼を用いることでマルテンサイトの焼き戻しのための熱処理を省略し、（２）特定の成分組成のベイナイト型非調質鋼により鍛造後の残留γ量を調整し機械加工後の歪解放熱処理によって、続く軟窒化処理における「曲がり」を抑制でき且つクランクシャフトの心部となる部分の機械強度を調整し、（３）軟窒化処理による表面硬化処理でクランクシャフトとしての疲労強度を向上せしめることができる。特に、軟窒化処理における「曲がり」を抑制することでその後の歪み矯正のための工程を不要とするから、歪解放熱処理でクランクシャフト本体の機械強度を従来以上に高く硬化処理させ得る。すなわち、クランクシャフトとしての機械強度を犠牲にすることなく、製造性に優れた軟窒化クランクシャフトを得ることができる。
【００５３】
ここまで述べてきたベイナイト型非調質鋼として考慮される成分組成の範囲は、以下のような指針で定められる。まず、必須添加元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ及びＶについて説明する。
【００５４】
Ｃは、クランクシャフトとしての機械強度を確保するとともに、歪解放熱処理及び軟窒化処理において析出硬化に寄与する。一方、Ｃは過剰に含まれると、熱間鍛造体としての硬さを過度に高め、熱間鍛造体としての機械加工性を悪化させるとともに、歪解放熱処理後における残留γ量を増加させ、クランクシャフトとしての曲がり量を高め、真直性を低下させる。そこで、Ｃの含有量は、質量％で、０．１０〜０．４０％の範囲内であり、好ましくは０．１５〜０．３０％の範囲内である。
【００５５】
Ｓｉは、鋼材の溶製時に脱酸させるとともに、クランクシャフトとしての硬さを高める。一方、Ｓｉは過剰に含まれると、熱間変形抵抗を過度に高め、鋼材としての熱間鍛造性を悪化させる。そこで、Ｓｉの含有量は、質量％で、０．１０〜１．０％の範囲内であり、好ましくは０．３０〜０．７０％の範囲内である。
【００５６】
Ｍｎは、焼入れ性を高めて、ベイナイト組織の安定化及び強化を与える。一方、Ｍｎは過剰に含まれると、熱間鍛造体の硬さを過度に高めて熱間鍛造体としての機械加工性を悪化させる。そこで、Ｍｎの含有量は、質量％で、１．０〜２．０％の範囲内であり、好ましくは１．４〜２．０％の範囲内である。
【００５７】
Ｍｏは、焼入れ性を高めて、ベイナイト組織の安定化及び強化を与える。一方、Ｍｏは過剰に含まれると、熱間変形抵抗を過度に高めて熱間鍛造性を悪化させるとともに、熱間鍛造体の硬さを過度に高めて熱間鍛造体としての機械加工性を悪化させる。そこで、Ｍｏの含有量は、質量％で、０．０５〜０．４０％の範囲内であり、好ましくは０．１５〜０．３５％の範囲内である。
【００５８】
Ｖは、焼入れ性を高めて、ベイナイト組織の安定化及び強化を与える。一方、Ｖは過剰に含まれると、熱間変形抵抗を過度に高めて熱間鍛造性を悪化させるとともに、熱間鍛造体の硬さを過度に高めて熱間鍛造体としての機械加工性を悪化させる。そこで、Ｖの含有量は、質量％で、０．０５〜０．４０の範囲内であり、好ましくは０．１０〜０．３０％の範囲内である。
【００５９】
次に、任意添加元素としてＳ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの成分範囲をそれぞれ定めた理由及び不純物元素としてＰの成分範囲を定めた理由について説明する。
【００６０】
Ｓは、硫化物を形成し、熱間鍛造体としての機械加工性を高める。一方、Ｓは過剰に含まれると、介在物を発生させて、クランクシャフトとしての疲労強度を低下させる。そこで、Ｓの含有量は質量％で０．０１〜０．１％の範囲内である。
【００６１】
Ｔｉは、熱間鍛造体のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、クランクシャフトとしての機械強度を高める。一方、Ｔｉは過剰に含まれると、軟窒化処理ステップにおいて窒化物を生成する。この窒化物が応力集中源となって、クランクシャフトとしての疲労強度を低下させ得る。そこで、Ｔｉの含有量は、質量％で、０．００５〜０．２％の範囲内である。
【００６２】
Ａｌは、鋼材溶製時の脱酸剤である。一方、Ａｌは過剰に含まれると、軟窒化処理ステップにおいて窒化物を生成し、窒化拡散深さを減じ、クランクシャフトとしての疲労強度を低下させる。そこで、Ａｌの含有量は、質量％で、０．００１〜０．０３％の範囲内である。
【００６３】
Ｃｒは、焼入れ性を高めて、ベイナイト組織の安定化及び強化を与える。一方、Ｃｒは過剰に含まれると、熱間鍛造体の硬さを過度に高めて、熱間鍛造体としての機械加工性を悪化させる。そこで、Ｃｒの含有量は、質量％で、０．５０％以下の範囲内であり、好ましくは０．３５％以下の範囲内である。
【００６４】
Ｃｕは、ベイナイト組織の強化を与える。一方、Ｃｕは過剰に含まれると、熱間変形抵抗を過度に高めて熱間鍛造性を悪化させる。そこで、Ｃｕの含有量は、質量％で０．５％以下の範囲内である。
【００６５】
Ｎｉは、ベイナイト組織の安定化及び強化を与えるとともに、クランクシャフトとしての機械強度を高める。また、Ｃｕの添加による熱間圧延傷の発生を防止する。一方、Ｎｉは過剰に含まれると、熱間鍛造体の硬さを過度に高めて熱間鍛造体としての機械加工性を悪化させる。そこで、Ｎｉの含有量は、質量％で０．５％以下の範囲内である。
【００６６】
Ｐは結晶粒界の強度を低下させる。一方、Ｐは、過度に含有量を抑制すると、精錬プロセスに必要な時間を延長させコストを増大させてしまう。そこで、Ｐの含有量は、質量％で０．０２５％以下とした。
【００６７】
ここまで本発明による代表的実施例及びこれに基づく改変例について説明したが、本発明は必ずしもこれらに限定されるものではない。当業者であれば、添付した特許請求の範囲を逸脱することなく、種々の代替実施例を見出すことができるだろう。
【図１】
2014218683.tif 000002
【図２】
2014218683.tif 000003
【図３】
2014218683.tif 000004