(57)【要約】      （修正有）【課題】表面に軟窒化処理が施され、優れた機械加工性と高い疲労強度を両立させたクランクシャフトを提供する。【解決手段】クランクシャフトをなす鋼の表面に軟窒化処理が施され、該鋼が合金成分として、Ｃ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上１．００質量％以下、Ｍｎ：０．３０質量％以上１．５０質量％以下、Ｍｏ：０．６０質量％以上１．７０質量％以下、Ｃｒ：０．１０質量％以上１．００質量％以下、Ｖ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下、Ｎｂ：０．０１０質量％以上０．０５０質量％以下、Ｓ：０．０１０質量％以上０．１８０質量％以下、Ｔｉ：０．００３質量％以上０．０１２質量％以下、Ａｌ：０．００１質量％以上０．０１２質量％以下、Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下、及び、Ｏ：０．０００５質量％以上０．０１００質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。【選択図】図１
2008223083.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
表面に軟窒化処理が施された鋼よりなるピン部及びジャーナル部を有したクランクシャフトであって、前記鋼が合金成分として、
Ｃ  ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下、
Ｓｉ：０．３０質量％以上１．００質量％以下、
Ｍｎ：０．３０質量％以上１．５０質量％以下、
Ｃｒ：０．１０質量％以上１．００質量％以下、
Ｍｏ：０．６０質量％以上１．２０質量％以下、
Ｖ  ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下、
Ｎｂ：０．０１０質量％以上０．０５０質量％以下、
Ｓ  ：０．０１０質量％以上０．１８０質量％以下、
Ｔｉ：０．００３質量％以上０．０２０質量％以下、
Ａｌ：０．００１質量％以上０．０２０質量％以下、
Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下、及び、
Ｏ  ：０．０００５質量％以上０．０１００質量％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
Ｓｉ＋４Ｍｏ＋Ｖ≦５．０質量％
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≧１．７質量％
Ｃ＋Ｓｉ＋４Ｍｏ＋９Ｖ＋１２Ｎｂ≧６．２質量％
−Ｓｉ＋９Ｃｒ＋４Ｍｏ＋１０Ｖ＋１４Ｎｂ≧９．０質量％
５Ｃ＋Ｓｉ＋２Ｍｎ＋３Ｃｒ＋２Ｍｏ＋４Ｖ＋２Ｎｂ＋２Ｔｉ≦８．３質量％
の各範囲にあり、合金中の成分Ｘの質量含有率を［Ｘ］として、
［Ｓ］／［Ｏ］：８以上５０以下、
［Ｃａ］／［Ｓ］：０．０１以上０．２０以下を充足するとともに、
軟窒化処理の影響を受けていない中心部から採片した鋼試料を１２００℃にて１時間オーステナイト化した後、９００℃〜３００℃までの温度範囲を通過する際の冷却速度が０．５℃／秒となるように室温まで冷却したときの、鋼組織に占めるベイナイトの比率が８０％以上であり、かつ、断面にて測定したビッカース硬さが２６０Ｈｖ以上３３０Ｈｖ以下であり、
さらに、前記ピン部及びジャーナル部にて、前記軟窒化層の表面硬さが６５０Ｈｖ以上、軟窒化層の形成深さが０．３ｍｍ以上であり、中心部硬さが３４０Ｈｖ以上であることを特徴とするクランクシャフト。
【請求項２】
前記鋼は、
Ｃｕ：０．０１質量％以上０．５０質量％以下、
Ｎｉ：０．０１質量％以上０．５０質量％以下、
Ｎ  ：０．００５質量％以上０．０２５質量％以下、
をさらに含有する請求項１記載のクランクシャフト。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載のクランクシャフトの製造方法であって、
前記鋼を、前記ピン部及びジャーナル部を有した形状に、９００℃以上鋼の融点未満で熱間鍛造後又は該熱間鍛造に続いて溶体化処理した後に、前記ピン部及びジャーナル部にて冷却速度が０．３℃／秒以上２℃／秒以下となるように冷却することにより、鋼組織に占めるベイナイトの比率を８０％以上とし、
その後、該ピン部及びジャーナル部を切削加工し、さらに表面に軟窒化処理を施すことを特徴とするクランクシャフトの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、表面に軟窒化層を有した鋼からなるクランクシャフトと、その製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
【特許文献１】特開平１０−０３０６３２号公報
【特許文献２】特開平０６−１２８６９０号公報
【特許文献３】特開平０５−２７９７９５公報
【特許文献４】特開平０５−２７９７９４号公報
【特許文献５】特開２００６−２９１３１０号公報
【０００３】
自動車用のクランクシャフトは、大きなねじり負荷と曲げ負荷とが繰り返し作用する環境下で使用されるため、静的強度と疲労強度とに優れていることが要求される。他方、非常に大型で形状も複雑な部材なので、基本的には熱間鍛造後、焼入焼き戻しを行なわない非調質鋼にて製造するのが一般的である。この場合、強度確保のため最終的には鋼表面の硬化処理が必要であるが、特許文献１〜４には、その表面効果処理として軟窒化処理を用いる方法が開示されている。軟窒化処理は、Ａ１変態点以下、一般には５７０℃程度の温度で、例えばアンモニアガス雰囲気中で被処理物を処理して、窒素とともに一部の炭素を鋼中に浸入させ、窒化物や炭窒化物を生成させて表層部を硬化させるものである。このような軟窒化処理は、浸炭焼入法のように被処理物に歪を生じることが少なく、また窒化法のように処理に長時間を要することもないため、自動車用の大型エンジン部品であるクランクシャフトの量産に適している。
【０００４】
ところで、軟窒化処理においては、クランクシャフト表層部は窒素の侵入によって大幅な硬さの増加が期待されるが、一般的に実施されている数時間の軟窒化処理では、０．５ｍｍ以上の深さで窒素拡散させることは難しく、クランクシャフト内部を強化することはできない。むしろ、軟窒化処理では、鋼が６００℃前後で加熱保持されることになるため、窒素の侵入しない内部は軟窒化の熱履歴により軟化し、処理前よりも却って低硬度となることが一般的である。
【０００５】
他方、軟窒化処理前の鋼内部の強度を鋼への成分添加等により高めようとした場合、鋼の機械加工性が大幅に損なわれ、軟窒化前に実施するクランクシャフト形状への加工の能率が下がって、工業的な部品生産が困難となる。また、機械加工後に焼入れ処理などを施して、軟窒化前の硬さを高めることもできるが、焼入れ処理によって部品に変形が生じたり、焼入れ時のスケール除去などの工程も必要となるなど、品質を低下させる上、加工コストを大幅に増加させることになる。
【０００６】
また、一般的なクランクシャフトは形状が複雑であり、熱間鍛造後の切削加工が必須である。ここで、従来のクランクシャフトでは、焼準処理後の切削加工工程において、発生する切屑が製品に巻き付いたり、あるいは工具磨耗を低減する観点から、切屑破砕性向上元素としてＰｂを含有させることが一般的に行なわれていた。しかしながら、Ｐｂは、環境保護に対する関心が地球規模で高まりつつある近年では次第に敬遠されるようになっており、その使用も制限されつつある。そこで、特許文献５には、表面に軟窒化処理を施こす前提で、機械加工性と疲労強度とを両立し、かつ被削性も高めたクランクシャフトが提案されている。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかし、特許文献５のクランクシャフトに採用されている鋼は、耐疲労強度と被削性は良好であるが、軟窒化後の表層硬さを増して耐疲労強度を高めるために、炭化物を（例えば軟窒化処理時に）時効析出させるＭｏ及びＶの含有量が比較的高レベルに設定されており、クランクシャフト形状に鍛造する際の熱間加工性に劣る難点があった。しかし、この熱間加工性を改善するためにＭｏ及びＶの組成範囲を単純に低含有量側にシフトしたのでは、炭化物の時効析出量が不足し、耐疲労強度が損なわれてしまうジレンマがある。
【０００８】
本発明の課題は、表面に軟窒化処理が施されているにも拘わらず、高い疲労強度と被削性とを有し、かつ熱間加工性をさらに向上させた鋼からなるクランクシャフトと、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及び作用・効果】
【０００９】
上記の課題を解決するために、本発明のクランクシャフトは、
表面に軟窒化処理が施された鋼よりなるピン部及びジャーナル部を有したクランクシャフトであって、前記鋼が合金成分として、
Ｃ  ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下、
Ｓｉ：０．３０質量％以上１．００質量％以下、
Ｍｎ：０．３０質量％以上１．５０質量％以下、
Ｃｒ：０．１０質量％以上１．００質量％以下、
Ｍｏ：０．６０質量％以上１．２０質量％以下、
Ｖ  ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下、
Ｎｂ：０．０１０質量％以上０．０５０質量％以下、
Ｓ  ：０．０１０質量％以上０．１８０質量％以下、
Ｔｉ：０．００３質量％以上０．０２０質量％以下、
Ａｌ：０．００１質量％以上０．０２０質量％以下、
Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下、及び、
Ｏ  ：０．０００５質量％以上０．０１００質量％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
Ｓｉ＋４Ｍｏ＋Ｖ≦５．０質量％
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≧１．７質量％
Ｃ＋Ｓｉ＋４Ｍｏ＋９Ｖ＋１２Ｎｂ≧６．２質量％
−Ｓｉ＋９Ｃｒ＋４Ｍｏ＋１０Ｖ＋１４Ｎｂ≧９．０質量％
５Ｃ＋Ｓｉ＋２Ｍｎ＋３Ｃｒ＋２Ｍｏ＋４Ｖ＋２Ｎｂ＋２Ｔｉ≦８．３質量％
の各範囲にあり、合金中の成分Ｘの質量含有率を［Ｘ］として、
［Ｓ］／［Ｏ］：８以上５０以下、
［Ｃａ］／［Ｓ］：０．０１以上０．２０以下を充足するとともに、
軟窒化処理の影響を受けていない中心部から採片した鋼試料を１２００℃にて１時間オーステナイト化した後、９００℃〜３００℃までの温度範囲を通過する際の冷却速度が０．５℃／秒となるように室温まで冷却したときの、鋼組織に占めるベイナイトの比率が８０％以上であり、かつ、断面にて測定したビッカース硬さが２６０Ｈｖ以上３３０Ｈｖ以下であり、
さらに、前記ピン部及びジャーナル部にて、前記軟窒化層の表面硬さが６５０Ｈｖ以上、軟窒化層の形成深さが０．３ｍｍ以上であり、中心部硬さが３４０Ｈｖ以上であることを特徴とする。
【００１０】
クランクシャフトは、回転軸線方向に所定の間隔にて配置されたクランクアームを、前記回転軸線と中心軸線が一致するように配置されるクランクジャーナルと、前記回転軸線から半径方向に一定距離隔たった位置に中心軸線を有するクランクピンとにより、交互に連結した構造を有するものとして構成できる。
【００１１】
上記本発明のクランクシャフト及びその製造方法においては、軟窒化処理前の素材硬さを低減して機械加工性を確保することができ、かつ、軟窒化処理によって高い表面硬さが得られるとともに、軟窒化処理時の加熱保持によって、鋼内部も硬化させることができ、優れた疲労強度も両立することができる。
【００１２】
本発明のクランクシャフトは、軟窒化処理時の加熱保持によって内部硬さを増加できる鋼組成を採用している。該鋼は、必須合金成分としてＭｏ、Ｖ及びＮｂを含有する。これらの元素は、炭化物生成元素として知られているが、本発明のクランクシャフトの構成素材となる鋼においては、これらは、内層部を時効析出強化する炭化物生成元素として機能させるに留まらず、クランクシャフト形状を得るために熱間鍛造後に空冷した場合の、鋼マトリックスの組織制御、具体的にはベイナイト組織に制御するための元素としても機能するように、その添加量が調整される。
【００１３】
Ｍｏ、Ｖ及びＮｂの添加により、軟窒化処理温度前後で鋼を保持すると、これら元素の炭化物による内層部の２次析出強化が期待できる。しかし、軟窒化処理前の素材状態を、焼入れ焼戻し処理によるマルテンサイト組織にすると、素材状態での硬さが増大しすぎて加工性に問題を生ずる上、焼入れ歪による問題も生じやすいし、炭化物析出による硬さ向上効果も顕著でなくなり、高価な炭化物析出元素を敢えて添加する意義も明確でなくなる。本発明では、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂの含有量を適切に調整することで、軟窒化処理前の鋼の素材状態をベイナイト組織とする。ベイナイト組織はマルテンサイト組織と比較すると低硬度であり、切削加工も含めた機械的加工も比較的容易である。その結果、軟窒化処理前の良好な加工性を確保しつつ、軟窒化処理により内部硬さを十分に増加でき、疲労強度の向上を図ることができる。さらに、ベイナイト組織となることで、切削切り屑の連続化を抑制でき、クランクシャフト形状に切削加工する際も、切り屑が加工治具に巻き付く等の不具合を効果的に抑制できる。なお、Ｔｉも本発明の必須合金成分であり炭化物ないし炭窒化物の生成元素であるが、後述のごとく、Ｔｉ系の炭化物ないし炭窒化物の生成は本発明においてはなるべく抑制するようにする。
【００１４】
クランクシャフトは熱間鍛造などによって素形を製造されるが熱間鍛造後の冷却速度は、クランクの寸法や形状によって異なり、広い冷却範囲でベイナイト組織が得られることが望ましい。本発明のクランクシャフトに採用する鋼は、軟窒化処理前の組織に占めるベイナイトの比率（面積）が８０％以上であり、かつ、硬さが２６０Ｈｖ以上３３０Ｈｖ以下の硬さとなるように組成が調整される。しかし、最終的に軟窒化処理を施したクランクシャフトにおいては、軟窒化処理前の組織を直接特定することはできない。他方、実部品での冷却速度を求めた結果、クランク熱間鍛造後に空冷した場合の平均の冷却速度は強度が必要とされるピン部、ジャーナル部で０．３℃／秒以上２℃／秒以下の範囲にあることが確認された。そこで、軟窒化後の鋼の、該軟窒化処理の影響を受けていない中心部から鋼試料を採片し、軟窒化処理の影響を受けていない中心部から採片した鋼試料を１２００℃にて１時間オーステナイト化した後、９００℃〜３００℃までの温度範囲を通過する際の冷却速度が０．５℃／秒となるように冷却する。これにより、鋼組織に占めるベイナイトの比率が８０％以上であり、かつ、断面にて測定したビッカース硬さが２６０Ｈｖ以上３３０Ｈｖ以下であれば、熱間鍛造後に空冷するクランクシャフトの製造工程において、軟窒化前においてほぼ同様の範囲のベイナイト比率及び硬さレベルを達成することができる。
【００１５】
ここで、上記本発明のクランクシャフトにおいては、採用する鋼のＭｏ及びＶの組成範囲を低含有量側にシフトすることで熱間加工性を向上させる。しかし、Ｍｏ及びＶの削減に伴い、軟窒化処理時において、内層部については炭化物の時効析出量が減少し表層部については炭窒化物の生成量が減少するので、内層部と表層部とは双方ともに硬さが低下する。このうち、表層部硬さについては窒化物形成元素であるＮｂの積極添加により補う。他方、Ｓｉの組成範囲を高含有量側にシフトすることにより、鍛造後の軟窒化処理によるベイナイトの硬さ低下が抑制される。このことは、軟窒化後の表層硬さの向上にはそれほど寄与しないが、内層部についてはベイナイト硬さ低下の抑制分が結果的に硬さ向上に寄与し、Ｍｏ及びＶ減少分による疲労強度の低下代を補うことができる。
【００１６】
また、Ｍｏ及びＶ含有量が減少すると、鋼組織をベイナイト単相とすることが次第に困難となる。ベイナイト量が減少すればフェライトの生成比率が増大し、時効処理時の炭化物析出が阻害されるので、この点も内部硬さの不足要因となる（また、ベースとなる内部硬さが減少すれば、軟窒化後の表面硬さも不足することにつながる）。この場合、鋼にＭｎないしＣｒを適量含有させておくと、フェライトの生成が抑制されベイナイト単相組織をより得やすくなり、炭化物をスムーズに析出させることができるので、軟窒化後の内部硬さを確保しやすくなる。また、Ｃｒは、ベイナイト単相化に寄与するだけでなく炭窒化物形成元素でもあり、軟窒化後の表面硬さ向上ひいては疲労強度向上にも寄与する。
【００１７】
Ｍｏ及びＶは、６００℃でベイナイトが軟化する際に炭化物を時効析出させ、その硬化代によってベイナイトの軟化分を補なう（あるいは、軟化分を上回って硬化させる）ことにより、軟窒化処理の影響が及ばない内層部の硬さ（強度）を向上する効果を有する。しかしＭｏ及びＶ含有量が減少すると、軟窒化処理の影響が及ばない内層部の硬さ（強度）の増加代が低下する。そこで、本発明においては、Ｓｉの添加によりＭｏ及びＶ削減に由来した上記内層部の硬さ（強度）の増加代不足を補う。また、Ｎｂ添加により表層部及び内層部を含めた鋼全体の時効析出硬化を促進し、Ｓｉ添加では不十分だった軟窒化後の表層部硬さの増加代を補う。また、ベイナイトを安定に生成させるためＣｒ及びＭｎの添加量を高める。しかし、Ｃｒ及びＭｎの添加量増加はベース硬さの増大を招き、被削性を損ねる結果につながるので被削性改善介在物を形成することが必要となる。本発明では、この被削性改善介在物として、芯部がＣａ、Ｍｇ、ＳｉないしＡｌの酸化物であり、その周囲を、ＣａＳを含有するＭｎＳが取り囲んだ二重構造粒子を形成する。このため、該介在物の形成源及び硫化物析出の核発生源となるＳ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ及びＯを上記の範囲で適量添加し、被削性も良好に確保される。かくして、表面に軟窒化処理が施されているにも拘わらず、高い疲労強度と被削性とを有し、かつ熱間加工性をさらに向上させた鋼からなるクランクシャフトが実現する。
【００１８】
以下、本発明にて採用する鋼組成及び数値パラメータの限定理由について説明する。
Ｃ：０．１０質量％以上０．３０質量％以下
Ｃは強度を確保するために必要な元素であるとともに軟窒化中にＭｏ、Ｖ、Ｎｂの炭化物を析出させて芯部の強度を高める．０．１０質量％未満では強度が確保されない。一方、０．３０質量％を超えると、切削加工前の素材（熱間鍛造後）の硬さが過剰となり、切削加工性を劣化させる。なお、より好ましい範囲は０．１５質量％以上０．２５質量％以下である。
【００１９】
Ｓｉ：０．３０質量％以上１．００質量％以下
Ｓｉは鋼溶製時の脱酸剤として含有され、また疲労強度を向上(ベイナイト軟化抵抗性向上)させる元素である。０．３０質量％未満では所望の効果が得られない。また、１．００質量％を超えて多量に添加されると熱間鍛造性が低下し量産性が悪化するとともに、軟窒化性が低下し所定の表面硬さを得ることができないため強度が確保されない。なお、より好ましい範囲は０．３５質量％以上０．８０質量％以下である。
【００２０】
Ｍｎ：０．３０質量％以上１．５０質量％以下
Ｍｎは本発明において重要な役割を果たす元素であり、軟窒化前の素材の組織においてベイナイト組織を生成させるために不可欠な元素である。また、Ｍｎは被削性向上に寄与するＭｎ系硫化物を形成させるために必須の元素である。しかし、０．３０質量％未満ではベイナイト組織を安定に生成できず、また、Ｍｎ系硫化物の生成量が不足して被削性が不十分となる。一方、１．５０質量％を超えると鋼のＢｓ点が大きく低下し、熱間鍛造後のベイナイト組織の硬さが過剰になるので被削性の低下を招く。また、軟窒化処理後の内部硬さの増加が期待できなくなる。なお、より好ましい範囲は０．４０質量％以上１．００質量％以下である。
【００２１】
Ｃｒ：０．１０質量％以上１．００質量％以下
ＣｒもＭｎ同様、ベイナイト組織を生成させるために不可欠な元素であり、かつ、軟窒化処理後の表面硬さを安定させ６５０Ｈｖ以上の硬さを得るために添加する。０．１０質量％以下の添加量では軟窒化処理後の硬さが十分に得られないばかりでなくベイナイト組織も安定に生成できない。１．００質量％を超えて含有させてもその効果は飽和し、また、熱間鍛造後の硬さが高くなって被削性の低下を招く。なお、より好ましい範囲は０．３０質量％以上０．８０質量％以下である。
【００２２】
Ｍｏ：０．６０質量％以上１．２０質量％以下、
Ｖ  ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下、
Ｎｂ：０．０１０質量％以上０．０５０質量％以下
Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂは本発明において重要な役割を果たす元素であり、軟窒化処理時の加熱によって内部硬さを増加させ、さらに軟窒化処理後の表面硬さを安定させ６５０Ｈｖ以上の硬さを得るために積極的に添加する。また、Ｍｏはベイナイト組織を生成させるために不可欠な元素である。軟窒化処理時の加熱によって内部硬さを増加させ、かつ軟窒化処理後の表面硬さを安定させ６５０Ｈｖ以上の硬さを得るためには、Ｍｏは０．６０質量％以上、Ｖは０．１０質量％以上、Ｎｂは０．０１０質量％以上含有させることが必要である。他方、Ｍｏは１．２０質量％、Ｖは０．５０質量％、Ｎｂは０．０５０質量％を超えて含有させると内部硬さの増加は達成されるものの、素材状態でのベイナイトの硬さが過剰となり、被削性が低下する。なお、より好ましい範囲は、Ｍｏについては０．７０質量％以上１．００質量％以下、Ｖについては０．２０質量％以上０．４５質量％以下、Ｎｂについては０．０１５質量％以上０．０４０質量％以下である。
【００２３】
Ｓ：０．０１質量％以上０．１８質量％以下
ＳはＭｎとともに、被削性向上に寄与するＭｎ系硫化物の必須形成元素である。０．０１質量％未満では硫化物の生成量が不足して被削性が不十分となる。他方、０．１８質量％を超えると鋼の靭性と延性が損われるほか、熱間鍛造時に割れ等が発生しやすくなる。また、軟窒化後の芯部硬さが４００Ｈｖを超える高強度鋼においては介在物が疲労破壊の起点となるため好ましくは０．１２質量％する。なお、より好ましい範囲は０．０４０質量％以上０．１００質量％以下である。
【００２４】
Ｔｉ：０．００３質量％以上０．０２０質量％以下
Ｔｉは鋼中のＯと結合して、微細な酸化物を形成する。これがＭｎ系硫化物の析出に対し核として働くので、後述のごとくＭｎ系硫化物を微細に分散させるのに役立つ。また、Ｔｉは鋼中のＣ、Ｎとも結合して、微細な窒化物あるいは炭窒化物を形成し、クランクシャフトの熱間鍛造時におけるオーステナイト結晶粒の粗大化防止に寄与することもあるが、冷却時にフェライト生成の核となることがあり、ベイナイト組織比率を高めることを目的とする本発明においては、上記作用をもたらすＴｉ窒化物あるいは炭窒化物はなるべく低減することが望ましい。Ｔｉ含有量が０．００３質量％未満ではＭｎ系硫化物の析出に対し核として効果が発揮されず、０．０２０質量％を超えると、粗大なＴｉ窒化物を生成し、これが応力集中源となって部品の疲労強度を却って低下させることにつながる。また、フェライトを生成させやすくなり時効硬化特性を低下させ強度低下を招くことにつながる。なお、より好ましい範囲は０．００５質量％以上０．０１２質量％以下である。
【００２５】
Ａｌ：０．００１質量％以上０．０２０質量％以下
Ａｌは鋼の溶製時に脱酸元素として作用させるため０．００１質量％以上の添加が必要である。しかし、０．０２０質量％を超えると硬質のアルミナクラスターを生成し、これが鋼の被削性を損なうことにつながる。なお、より好ましい範囲は０．００３質量％以上０．０１５質量％以下である。
【００２６】
Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下
本発明で採用する鋼は、被削性向上元素として従来積極添加していたＰｂを低減し、具体的には不可避不純物レベルの０．０３質量％以下に留めるようにする。Ｃａは、それによる被削性低下を補うために添加するものであり、効果を顕著なものとするには０．０００５質量％以上の含有が必須である。一方、０．００５０質量％を超える過剰なＣａの添加は、高融点のＣａＳを多量に生成し、溶鋼の鋳造工程に多大な障害をもたらすことにつながる。なお、被削性向上元素としては、ＢｉやＴｅも知られているが、Ｃａはその一部がＭｎＳ中に固溶し、熱間鍛造時の硫化物の変形を抑制するので、被削性向上効果がより顕著である。
【００２７】
Ｏ：０．０００５質量％以上０．００７質量％
非調質快削鋼の内部に存在する介在物としては、芯部がＣａ、Ｍｇ、ＳｉないしＡｌの酸化物であり、その周囲を、ＣａＳを含有するＭｎＳが取り囲んだ二重構造粒子とすることが、鋼の被削性を改善する観点において望ましい。この場合、鋼の酸素含有量が０．０００５質量％未満では、二重構造粒子の芯部（核）となる酸化物が不足し、ひいては該二重構造粒子形成による被削性向上効果が顕著でなくなる。他方、鋼のＯ含有量が０．００７質量％を超えると、形成される酸化物の融点が下がり、二重構造粒子の芯部として機能しない遊離形態の酸化物を多く生ずるので、同様に被削性向上効果が顕著でなくなる。なお、より好ましい範囲は０．００１５質量％以上０．００５０質量％以下である。
【００２８】
次に、本発明においては、軟窒化処理時の加熱保持によって内部硬さを増加させる(時効硬化)ことを特徴としているが、炭化物生成元素としてＭｏ、Ｖ及びＮｂを単純に添加しても十分な効果は達成できない。炭化物の二次析出は６００℃前後の温度域で認められる現象であり、焼入れ焼戻し処理では一般に用いられている技術である。しかし、焼入れ焼戻し処理のように素材状態をマルテンサイト組織とした場合には、炭化物の析出によって内部硬さを高めることは困難であり、焼入れ硬さよりも高い硬さを得ることはできない。本発明においては、素材状態をベイナイト組織とすることで、素材状態では低硬度であり、６００℃程度の温度で加熱保持を行うことで内部硬さを増加でき、素材状態よりも硬さを増加できるようにするのである。
【００２９】
Ｓｉ＋４Ｍｏ＋Ｖ≦５．０質量％
熱間鍛造温度は、脱炭抑制を図りつつ変形抵抗を十分に低減し、所望のクランクシャフト形状への加工を効率よく行なう観点から、１０００℃以上１３５０℃以下（当然、Ａ１変態点以上である）にて施すのがよい。時効硬化特性を得るためにＭｏ、Ｖを多量添加すると、この熱間変形抵抗が高くなり加工効率を落とすことにつながる。従って、これら元素を低減しつつ必要な時効硬化量を得るためにＮｂを添加する。また、６００℃軟窒化処理でマトリックス組織の硬さを低減させないために、Ｓｉを添加して軟化抵抗性を向上させる方法がある。しかし、ＳｉもＭｏ程ではないが、熱間変形抵抗を高める傾向にある。従って、鋼の熱間変形抵抗を十分低減し、良好な熱間加工性を得るために、Ｓｉ＋４Ｍｏ＋Ｖ≦５．０質量％（より好ましくは、≦４．６質量％）とすることが必要である。
【００３０】
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≧１．７質量％
クランクシャフトは熱間鍛造などによって素形を製造されるが熱間鍛造後の冷却速度は、クランクの寸法や形状によって異なり、広い冷却範囲でベイナイト組織が得られることが望ましい（クランクシャフト形状に熱間鍛造後に空冷した場合の平均の冷却速度は、強度が必要とされるピン部、ジャーナル部で、例えば０．３℃／秒以上２℃／秒以下である）。このような状況下で、安定してベイナイト組織を得る（ベイナイトの生成割合が８０％以上）ためには、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≧１．７質量％（より好ましくは、≦１．９質量％）とする必要がある。
【００３１】
Ｃ＋Ｓｉ＋４Ｍｏ＋９Ｖ＋１２Ｎｂ≧６．２質量％
軟窒化処理時の加熱で硬度を適度に増加(時効硬化)させるには、Ｃ＋Ｓｉ＋４Ｍｏ＋９Ｖ＋１２Ｎｂ≧６．２質量％（より好ましくは、≦６．４質量％）とすることが必要である。６．２質量％＞Ｃ＋Ｓｉ＋４Ｍｏ＋９Ｖ＋１２Ｎｂでは加熱保持による硬度の増加代が不十分となり、疲労強度を確保することができない。
【００３２】
−Ｓｉ＋９Ｃｒ＋４Ｍｏ＋１０Ｖ＋１４Ｎｂ≧９．０質量％
窒化により表面硬度を適度に増加させるには、−Ｓｉ＋９Ｃｒ＋４Ｍｏ＋１０Ｖ＋１４Ｎｂ≧９．０質量％（より好ましくは、≦１０．０質量％）とすることが必要である。９．００質量％＞−Ｓｉ＋９Ｃｒ＋４Ｍｏ＋１０Ｖ＋１４Ｎｂでは窒化による硬度の増加代が不十分となり、疲労強度を確保することができない。
【００３３】
軟窒化処理前の組織に占めるベイナイト組織の比率を８０％以上（より好ましくは８５％以上（１００％含む））、ビッカース硬さを３３０Ｈｖ以下（より好ましくは２６０Ｈｖ以上３２０Ｈｖ以下）とするのは、以下の通りである。軟窒化処理と同時に内部硬さを増加させるためには、軟窒化前の組織状態をベイナイト組織とすることが必要である。その理由は、軟窒化前の組織形態に関係なく６００℃程度の温度域に鋼を加熱保持すると炭化物が析出するが、析出強化による硬度の向上を顕著とするためには、素材状態の組織をベイナイト組織とすることが必要だからである。また、熱間鍛造後の組織を焼きなまし処理などによって軟化させて機械加工した後に、再度、加熱冷却して組織調整・硬さ調整をすることは可能であるが、熱処理の追加によるコストの増加を生じ、また、加熱冷却による酸化スケールの発生などの課題が発生する。そこで、熱間鍛造ままの状態で所定の組織、硬さに調整することが望ましいといえる。この際、熱間鍛造後の状態で機械加工されるので被削性の確保が必要であり、強度とのバランスを考慮して上記のビッカース硬さを３３０Ｈｖ以下とする。
【００３４】
そして、熱間鍛造後の上記のビッカース硬さを３３０Ｈｖ以下とするために、鋼の組成は具体的には、
５Ｃ＋Ｓｉ＋２Ｍｎ＋３Ｃｒ＋２Ｍｏ＋４Ｖ＋２Ｎｂ＋２Ｔｉ≦８．３質量％
を充足するように、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ及びＴｉの各成分の含有量を調整する必要がある。上記不等式の左辺が８．３質量％を超えると、熱間鍛造後のビッカース硬さを３３０Ｈｖ以下に確保することが困難となる。
【００３５】
また、軟窒化処理後の表面硬さが６５０Ｈｖ以上（より好ましくは６５０Ｈｖ以上１１００Ｈｖ以下）、全硬化層深さ０．３ｍｍ以上（より好ましくは０．４ｍｍ以上１ｍｍ以下）、かつ、芯部部硬さが３４０Ｈｖ以上（より好ましくは３５０Ｈｖ以上５００Ｈｖ以下）とする理由は以下の通りである。すなわち、クランクには曲げ応力やねじり応力が繰返し作用するので、曲げ疲労強度とねじり疲労強度が必要とされる。いずれの疲労現象においても最大の負荷応力は最表面に作用するので、疲労強度を改善するには表層硬さを増加することが重要であり表層硬さが硬いほど有利であるといえる。軟窒化処理においてはＣｒ、Ａｌなどの添加によって表面硬さが増加することが確認されているが、これらの元素が添加されると硬化層深さが浅くなる傾向にある。実部品による強度評価を行った結果、表層硬度を高めても硬化層深さが浅い場合には強度が低下することが確認された。そこで、十分な疲労強度を確保するための最適な表層硬さと硬化層深さのバランスについて検討した結果、表層硬さを６５０Ｈｖ以上とし、全硬化層深さ０．３ｍｍ以上、さらに芯部の硬さを３４０Ｈｖ以上とすることが好適であることが判明した。また、芯部硬さが４００Ｈｖ以上になると巨大介在物(例えばＮｂ晶出物、ＭｎＳ)が疲労破壊の起点となり、疲労強度の低下を招くことが判明した。
【００３６】
［Ｓ］／［Ｏ］：８以上５０以下
［Ｃａ］／［Ｓ］：０．０１以上０．２０以下
［Ｓ］／［Ｏ］を上記の範囲に調整することで、二重構造粒子を主体とした介在物の形成形態が適正化され、従来の鉛系快削鋼に匹敵する被削性を達成することができるようになる。［Ｓ］／［Ｏ］＜８ではＣａがアノルサイト又はゲーレナイトとなり、二重構造介在物が得にくくなる。また、５０＜［Ｓ］／［Ｏ］になると、核となるＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３が少なくなり、この場合も二重構造介在物が得にくくなる。また、［Ｃａ］／［Ｓ］＜０．０１になると核となるＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３が少なくなり、二重構造介在物が得にくくなる。他方、０．２＜［Ｃａ］／［Ｓ］になると鋳造性が困難となる。
【００３７】
硫化物個数：視野面積１６０ｍｍ２当たり１２０００個以上３１０００個以下
硫化物を形成するＭｎ量が０．３０質量％以上含有される場合、硫化物総体積はＳ含有量に依存する。総体積量が一定であることを前提とすると、硫化物の数の増大は、硫化物の微細化を意味する。硫化物は、切削時には応力集中源となって、切屑の破砕性向上に寄与する。硫化物数が増大するに従い、応力集中源の数が増大し、切屑の破砕性を向上させる。観察視野面積１６０ｍｍ２当たり１２０００個未満では、切屑の破砕が十分でなく、生成した長い切屑がクランクシャフト自身にからみついたり、あるいは詰まりを生じて、切削工程の進行を阻害することにつながる。他方、硫化物個数が３１０００個を超えると、硫化物が微細化しすぎて切削工具の磨耗を増大させることにつながる。
【００３８】
二重構造介在物を含む鋼組織が良好な被削性を示す理由として、二重構造介在物による工具表面の保護機能および潤滑機能が考えられる。二重構造介在物は、芯部がＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３系の複合酸化物であり、その周りを（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓ系の複合硫化物が取り巻いている。この酸化物は、ＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３系の中では低融点のものであり、一方、複合硫化物は、単純な硫化物ＭｎＳよりも高融点である。この二重構造介在物は、酸化物をＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３系の低融点のものにすることにより、確実に硫化物が酸化物を取り巻く形で析出する。切削にあたって硫化物系介在物が軟化して工具表面を被覆し、保護するという作用はよく知られているが、硫化物だけしか存在しないと該被膜の生成および維持は安定しない。硫化物系介在物にＣａＯ・Ａｌ２Ｏ３系の低融点酸化物が共存すると、被膜が安定に生成する上、（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓ系の複合硫化物は、単純なＭｎＳよりも潤滑性能が高い。（Ｃａ，Ｍｎ）Ｓ系の複合硫化物が工具表面に被膜を形成する意義は、「熱拡散摩耗」とよばれる超硬工具の摩耗を抑制する効果にある。このような二重構造介在物の生成は、低融点の複合酸化物を用意することから始まるので、まず［Ａｌ］量が重要であって、少なくとも０．００１％の存在が必要である。［Ａｌ］が過剰になると複合酸化物の融点が上昇してしまうので、上限を０．０１２％とする。そして、ＣａＳの生成量を調節するために、［Ｃａ］／［Ｓ］を前記した値に調整する。
【００３９】
なお、本発明の前述の効果が損なわれない範囲にて上記必須成分以外の成分、例えばＣｕ、Ｎｉ、Ｎが含有されていてもよい。Ｃｕ及びＮｉは、Ｃｒ及びＭｎと同様に、固溶強化元素としてベース硬さを向上する働きがある。しかし、いずれも０．５０質量％を超えて含有させると熱間加工性の低下を招き、また、被削性も低下させるので添加の上限はそれぞれ０．５０質量％とする。ＮはＡｌと結合して窒化物を形成し、この窒化物が微細に析出して熱間鍛造時の結晶粒成長を抑制して強度向上に寄与する。このような効果を得るためには０．００５質量％以上の添加が必要である。しかし、多量に添加してもその効果は飽和し、却って粗大な炭窒化物が核となりフェライトを生成させやすくなり時効硬化特性を低下させ強度低下を招いてしまうので、その上限を０．０２５質量％とする。なお、Ｐも製鋼工程上の不可避不純物として混入しうる元素であるが、Ｐは鋼の靭性を低下させるので、その含有率は０．０４質量％以下とするのがよい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００４０】
図１は、本発明のクランクシャフトの一例を示すものである。該クランクシャフト１は、回転軸線Ｏの方向に所定の間隔にて配置されたクランクアーム２を、回転軸線Ｏと中心軸線が一致するように配置されるクランクジャーナル４と、回転軸線Ｏから半径方向に一定距離隔たった位置に中心軸線を有するクランクピン５とにより、交互に連結した構造を有してなる。クランクピン５には、注油用の孔部８が形成されている。クランクアーム２は、隣接するクランクアーム２と対向する面が平面状の基面２ａとされた基面形成部を形成する。クランクジャーナル４及びクランクピン５（軸状部）の突出基端部には、基面２ａ側に向かうほど外径を漸増させるフィレット部７が形成されている。突出基端縁は凹状であり、曲げ負荷が作用したときに応力集中しやすいが、上記のようなフィレット部７を形成しておくと、応力集中が緩和され、曲げ強度を高めることができる。
【００４１】
クランクジャーナル４及びクランクピン５はいずれも円形断面の軸状に形成されており、既に説明した組成の鋼を熱間鍛造後、その外周面全体に軟窒化処理層が形成されている。このようなクランクシャフト１は、以下のようにして製造される。まず、既に詳しく説明した組成の鋼が得られるように原料を溶解・鋳造後、分塊された鋼素材を熱間鍛造後、空冷する。空冷により、クランクジャーナル４及びクランクピン５での冷却速度は０．３℃／秒以上２℃／秒以下の範囲となるが、上記の組成の採用により、軟窒化前の鋼素材は窒化処理前の組織に占めるベイナイトの比率（面積）が８０％以上となり、かつ、硬さが２６０Ｈｖ以上３３０Ｈｖ以下となる。組織が主としてベイナイトになっていることで、切削によりクランクシャフト形状に容易に加工できる。該切削加工後、部材にはアンモニアガス雰囲気中で軟窒化処理を施す。軟窒化処理は５５０℃以上７００℃以上（例えば６００℃）で行なわれるが、内部がベイナイト組織になっているため、マルテンサイトからなる焼入れ組織と異なり、該軟窒化処理中に微細な炭化物が顕著に析出し、鋼内部の強度が向上する。軟窒化処理後の表面硬さは６５０Ｈｖ以上、全硬化層深さは０．３ｍｍ以上、
かつ、心部硬さは３４０Ｈｖ以上とする。その後、矯正ロール等を用いた周知の冷間矯正加工を施して、軟窒化処理時に生じた部材の変形や歪等を矯正する。
【実施例】
【００４２】
以下、本発明の効果を確認するために行なった実験結果について説明する。
表１（発明例）及び表２（比較例）に示す化学組成を有する鋼を５ｔｏｎアーク炉、又は１５０ｋｇ高周波真空誘導炉にて溶製した。得られた鋼塊は、直径９０ｍｍの丸棒に圧延又は鍛造した。なお、表中、組成欄に「−」が記入されている成分は、積極添加が行なわれず分析もなされなかったことを示す（ただし、不可避不純物レベルの含有を妨げるものではない）。
【００４３】
【表１】
2008223083.tif 000003
【００４４】
【表２】
2008223083.tif 000004
【００４５】
まず、発明鋼の基礎特性を求めるために９０ｍｍ丸棒を熱間鍛造し、４５ｍｍ丸棒を製造した。続いて、長さ２５０ｍｍに切断し、大気炉中に装入して９００℃に加熱して６０分保持し、０．５℃／秒の冷却速度で常温まで冷却して評価用の素材とした。通常のクランクシャフトの製造工程では熱間鍛造ままの状態で用いることも有るが、ここでは、鍛造時のバラツキなどを極力抑える目的から焼準処理を追加した。なお、汎用のクランクシャフトのピン部、ジャーナル部の直径が４０ｍｍ以上５０ｍｍ程度であり、熱間鍛造後に空冷された場合の冷却速度が０．４℃以上０．７℃／秒の範囲にあることが確認されたので、焼準処理時の冷却速度も上記の範囲に制御した。また、熱間変形抵抗は以下の方法により測定・評価した。すなわち、寸法φ８ｍｍ×１２ｍｍの丸棒試験片を作製し、１２００℃に加熱して５分保持した後、歪速度５／秒にて加工率７０％まで圧縮加工を加え、そのときの変形抵抗を測定した。量産性判断は、従来の高強度非調質鋼の熱間変形抵抗が１５５ＭＰａ程度であることを考慮し、該変形抵抗応力が１５５ＭＰａ未満なら可（ＯＫ）、１５５ＭＰａ以上ならば不良とした。以上の結果は、表１及び表２に示す。
【００４６】
次に、鍛造後硬さとして、直径４５ｍｍ、長さ２５０ｍｍの丸棒中央部の横断面で表層下１０ｍｍ位置の硬さをビッカース硬度計で５点測定した。また、同一位置における組織観察を行ってベイナイト組織の面積率を画像解析装置によって求めた。また、本発明鋼では、疲労強度の改善と同時に機械加工性を維持させることも目的としているので、４５ｍｍ丸棒の被削性の評価を行った。被削性の評価は、クランクシャフトの加工の中で最も重要とされておる油孔の加工を模擬したガンドリル加工性の評価を行った。ガンドリル穴あけ加工の評価は、異音や工具折損による切削不能になるまでの加工穴数を切削性の指標として評価した。なお、切削条件は、直径６ｍｍの超硬製ガンドリルで、切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ、送り：０．０４ｍｍ／ｒｅｖ、穴深さ：６０ｍｍとした。
【００４７】
次に、軟窒化処理後の硬化特性と疲労強度の評価を行った。上記で得られた直径４５ｍｍ、長さ２５０ｍｍの丸棒から機械加工によって直径１５ｍｍ、長さ２１０ｍｍに試験片素材を採取し、さらに、機械加工で切欠を有する小野式回転曲げ疲労試験片を作製した。切欠は試験片中央部にノッチ底１Ｒ、ノッチ底直径８ｍｍにて形成した（該切欠のノッチ底における応力集中係数（α）は約１．８である）。この小野式回転曲げ試験片を量産に適用されているガス軟窒化炉に装入し、６００℃、１２０分の軟窒化処理を施した。各試験片について、軟窒化後の表層硬さ、全硬化層深さ、内部硬さ（芯部硬さ：試験片断面の中心位置）をビッカース硬度計で測定した。また、丸棒素材については、ミクロ観察用の試料を製造して、１質量％ナイタル試薬で組織を腐食して顕微鏡観察を行い、画像解析装置によって光学顕微鏡５視野（各視野の寸法：１．０×１．５ｍｍ）における平均のベイナイトの面積率を算出した。なお、このベイナイト比率は、軟窒化後において、軟窒化の影響を受けていない心部から寸法１０×１０×７０ｍｍの小寸法の試験片を切り出し、これを１２００℃にて１時間オーステナイト化した後、９００℃〜３００℃までの温度範囲を通過する際の冷却速度が０．５℃／秒となるように冷却したときの、鋼組織に占めるベイナイトの比率とほぼ一致した。さらに、小野式回転曲げ疲労試験機により、１０７回で破壊しない繰り返し応力を測定し、これを疲労限度とした。以上の結果を表３及び表４に示す。なお、比較例の各試料に生じた不具合理由を表５に示す。
【００４８】
【表３】
2008223083.tif 000005
【００４９】
【表４】
2008223083.tif 000006
【００５０】
【表５】
2008223083.tif 000007
【００５１】
すなわち、本発明の要件を充足するクランクシャフトは、表面に軟窒化処理が施されているにも拘わらず、熱間鍛造特性及び被削性の双方に優れ、高い疲労強度も同時に達成できていることがわかる。
【図面の簡単な説明】
【００５２】
【図１】クランクシャフトの一例を示す正面図。
【図１】
2008223083.tif 000008