(57)【要約】【課題】鍛造後の機械加工時には軟らかくて被削性にすぐれているが、その後の窒化処理により表面のみならず内部も硬くなり、高強度の製品を与える軟窒化鋼を提供し、自動車エンジンのクランクシャフトを、有利に製造すること。【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：１〜３％、Ａｌ：０．００１〜０．３％およびＮ：０．００５〜０．０２５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる合金組成を有し、Ｍｏ／１０≧Ｃ≧Ｍｏ／１６、かつ、ベイナイト変態開始温度Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏが５４０℃以上である軟窒化鋼を、９５０℃以下の温度で熱間鍛造−焼きならし後空冷して［フェライト＋ベイナイト］組織とすることによって、芯部硬さが３００ＨＶ以下のクランクシャフト素材を得、軟窒化処理の後、必要な仕上げ加工を施してクランクシャフトとする。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：１〜３％、Ａｌ：０．００１〜０．３％およびＮ：０．００５〜０．０２５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる合金組成を有し、ただし、Ｃ量とＭｏ量の間に、式１で表される関係が成り立ち、
（式１）Ｍｏ／１０≧Ｃ≧Ｍｏ／１６
かつ、式２により決定されるベイナイト変態開始温度Ｂｓ（℃）
（式２）Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏが５４０℃以上である高強度軟窒化鋼。
【請求項２】
請求項１に記載した合金成分に加えて、重量％で、Ｃｕ：０．０１〜０．５％およびＮｉ：０．０１〜０．５％の１種または２種を含有する合金組成を有し、合金成分の割合が式１および式２の条件を満たす請求項１の高強度軟窒化鋼。
【請求項３】
請求項１または２に記載した合金成分に加えて、重量％で、Ｐｂ：０．３０％以下、Ｓ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１％以下およびＢｉ：０．３０％以下の１種または２種以上を含有する合金組成を有し、合金成分の割合が式１および式２の条件を満たす請求項１の高強度軟窒化鋼。
【請求項４】
請求項１ないし３のいずれかに記載した合金成分に加えて、重量％で、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．０２％以下およびＭｇ：０．０１％以下の１種または２種以上を含有する合金組成を有し、合金成分の割合が式１および式２の条件を満たす請求項１の高強度軟窒化鋼。
【請求項５】
請求項１ないし４のいずれかに記載した合金成分において、重量％で、Ｖ：０．１％未満である合金組成を有し、合金成分の割合が式１および式２の条件を満たす請求項１の高強度軟窒化鋼。
【請求項６】
請求項１ないし５のいずれかに規定した合金組成をもつ高強度軟窒化鋼を、９５０℃以下の温度における熱間鍛造によりクランクシャフトの形状に成形し、焼きならし後空冷して［フェライト＋ベイナイト］組織とすることによって、焼きならし後の芯部硬さが３００ＨＶ以下のクランクシャフト素材を得、軟窒化処理の後、必要な仕上げ加工を施してなるクランクシャフト。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、高強度軟窒化鋼と、それを材料として製造したクランクシャフトに関する。本発明の軟窒化鋼は、鍛造後の機械加工時には軟らかくて被削性にすぐれ、その後の窒化処理により表面のみならず芯部も硬くなり、高強度の部品を与える。
【０００２】
【従来の技術】
塩浴窒化処理やガス軟窒化処理などの窒化処理は、表面硬化処理法の一つとして、耐摩耗性や疲れ特性を改善する目的で、幅広く利用されており、今日では、歯車やシャフト類、クランクシャフト、コネクティングロッドなどの機械部品の製造に適用されている。これらの部品のなかでも、とくにクランクシャフトは、高い疲労強度が要求される部品であり、軟窒化後に高疲労強度が得られる材料が要望されている。
【０００３】
一般に、軟窒化処理した部品の疲労強度を向上させるには、窒化深さの増大と心部硬さの向上が有効であることが知られている。しかし、窒化深さを増加させるためには窒化処理の時間を非常に長くする必要があり、これは生産性の著しい低下を招くから、好ましい手段ではない。一方、心部硬さの向上は、被削性を低下させるから、これも製造コストを高めるという問題がある。
【０００４】
こうした問題を解決する方策として、特開平１１−１２４６５３号には、多量のＭｏ，ＣｒおよびＶを添加するとともにＣ量を低減して、熱間鍛造後の硬さは低く抑えて被削性を高く保つが、軟窒化中に、Ｍｏ，ＣｒおよびＶの炭化物を析出させて心部硬さを高めるという手法が提案されている。しかし、被削性を確保するためにＣ量を低減すると、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖの炭化物を生成するために必要なＣが不足する。このため、高価な材料であるＭｏ，Ｃｒ，Ｖを多量に添加したにもかかわらず、窒化時に、それらの添加量に見合った炭化物析出量が得られず、軟窒化の前後で心部硬さの向上は、ＨＶにして３０以上を確保するが、よくて４０台である。
【０００５】
上記した先行技術にみるような、多量のＭｏやＣｒを含有する鋼では、組織はベイナイトまたは［フェライト＋ベイナイト］になる。そこで発明者は、ベイナイト組織の硬さおよび軟窒化時の析出効果量に及ぼす合金元素の影響を詳細に調査した結果、以下のことを知った。すなわち、通常、軟窒化鋼には表面硬さを確保するためにＶが添加されるところ、Ｖは軟窒化中にＶＮとして軟窒化後の表面硬さを増大させるものの、軟窒化前の素材鍛造時に、冷却過程でＶ炭窒化物として析出し、これが素材硬さを大きく増大させる。従って、鍛造後の素材硬さを低くしたい場合には、Ｖの添加は好ましくないということである。
【０００６】
発明者が見出したいまひとつの事実は、ベイナイトの硬さはベイナイト変態開始温度（Ｂｓ）によって変化し、Ｂｓが低いほど硬さが高く、Ｂｓが高いほど硬さが低い、という関係である。この種の合金鋼のＢｓは、一般に下記の計算式で表され、
（式２）Ｂｓ（℃）＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ
このＢｓを５４０℃以上に調整することにより、鍛造後または焼きならし後の素材硬さを、３００ＨＶ以下に低減することができる。
【０００７】
上記のＢｓの式からも明らかなように、Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏの存在はＢｓを低下させるから、それらの量は低減することが好ましい。しかし、軟窒化時に炭化物を析出させて時効硬化を起こさせるためには、ある程度のＭｏ含有量が必要である。また、ＣはＭｏと炭化物を形成させる必要があるから、Ｍｏ合有量に応じて、必要最低限の量を添加しなければならない。ＣおよびＭｏのある程度の添加によりＢｓの値は低下するから、それを向上させるために、残るＭｎ，ＣｒおよびＮｉの量は、通常の軟窒化鋼にくらべて低減する必要がある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の一般的な目的は、上述した発明者の知見にもとづき、鍛造後の機械加工時には軟らかくて被削性にすぐれ、その後の窒化処理により表面のみならず内部も硬くなることによって、高強度の部品を与えることができるような、高強度軟窒化鋼を提供することである。
【０００９】
本発明の特定的な目的は、この高強度軟窒化鋼を材料として、クランクシャフト、代表的には自動車エンジンのクランクシャフトを、有利に製造する技術を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明の一般的な目的を達成する高強度軟窒化鋼は、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．３％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：１〜３％、Ａｌ：０．００１〜０．３％およびＮ：０．００５〜０．０２５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる合金組成を有し、ただし、Ｃ量とＭｏ量の間に、式１で表される関係が成り立ち
（式１）Ｍｏ／１０≧Ｃ≧Ｍｏ／１６
かつ、式２により決定されるベイナイト変態開始温度Ｂｓ
（式２）Ｂｓ＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏが５４０℃以上である軟窒化鋼である。
【００１１】
本発明の特定的な目的を達成するクランクシャフトは、上記した合金組成をもつ高強度軟窒化鋼を、９５０℃以下の温度における熱間鍛造によりクランクシャフトの形状に成形し、焼きならし後空冷して［フェライト＋ベイナイト］組織とすることによって、焼きならし後の芯部硬さが３００ＨＶ以下のクランクシャフト素材を得、軟窒化処理の後、必要な仕上げ加工を施してなるクランクシャフトである。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明の高強度軟窒化鋼は、上記の基本的な合金組成に加えて、下記のＩ〜ＩＩＩのグループに属する任意添加元素の、ひとつまたはふたつ以上を含有することができる。重量％で、
Ｉ）Ｃｕ：０．５％以下およびＮｉ：０．５％以下の１種または２種
ＩＩ）Ｐｂ：０．３０％以下、Ｓ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１％以下およびＢｉ：０．３０％以下の１種または２種以上
ＩＩＩ）Ｔｉ：０．０２％以下、Ｚｒ：１０．０２％以下およびＭｇ：０．０１％以下の１種または２種以上
もちろんこの場合も、合金成分の量の間に、前記の式１および式２の条件が成り立つ必要がある。
【００１３】
本発明にしたがう高強度軟窒化鋼の合金組成の、通常の軟窒化鋼に対する特徴を要約すれば、つぎのとおりである。
１）Ｍｏ含有量を増加させるとともに、それに対応して適切な量のＣを存在させ、両者の間に特定の関係（式１）を維持することにより、Ｍｏ炭化物を析出させ、軟窒化後の心部硬さを高くしたこと、
２）ＣｒおよびＭｎの量を低減し、Ｍｏ量の増加に伴うＢｓの低下を防いで５４０℃以上として（式２）、鍛造後の硬さを低く抑えることにより、機械加工性を良好にしたこと、
３）Ｖを実質上無添加としたこと、および
４）軟窒化後に表面硬さが不足する場合にそなえて、Ａｌを適量添加すること。
【００１４】
本発明の軟窒化鋼を構成する必須合金元素および任意添加元素が示す作用と、組成範囲の限定理由を以下に説明し、つづいて操作条件の意義を説明する。
【００１５】
Ｃ：０．０５〜０．３％
Ｃは鍛造後の強度を確保するのに有効な元素であるとともに、軟窒化中にＭｏの炭化物を析出させて、心部の強度を高める。この効果を得るには、少なくとも０．０５％以上のＣを含有させることが必要である。しかし、Ｃが多すぎると鍛造後の硬さが高くなりすぎ、被削性が低下するので、０．３％以下とする必要がある。
【００１６】
Ｓｉ：０．０１〜０．３％
Ｓｉは鋼の溶製時に脱酸元素として用いられる。この目的にとって、その含有量が０．０１％以上であることを要する。多量に添加すると、鍛造後の硬さが増加して被削性を低くするから、その上限を０．３％とした。
【００１７】
Ｍｎ：０．０１〜０．５％
ＭｎもＣと同様に強度を確保するために有効な元素である。しかしながら多量の添加は、Ｂｓを大きく低下させる。Ｂｓの低下はベイナイト組織の硬さを増すから、熱間鍛造後の硬さが高くなって被削性が低下するという結果を招く。このような観点から、Ｍｎ量の範囲を０．０１〜０．５％に規定した。
【００１８】
Ｃｒ：０．０１〜０．５％
ＣｒはＭｎと同様、心部硬さを確保すると同時に、窒化後の表面硬さを有効に向上させる元素であるため、通常の軟窒化鋼では多量に添加する。しかし、Ｍｎと同様にＢｓを大きく低下させ、結果として熱間鍛造後の硬さを高め、被削性を低くする。そこで本発明では、通常の軟窒化鋼にくらべて、Ｃｒの含有量を低く抑えることを特徴としている。適切な範囲は、０．０１〜０．５％である。
【００１９】
Ｍｏ：１〜３％
Ｍｏは軟窒化時にＣと結合し、炭化物として鋼中に微細析出することにより、心部硬さを向上させる。１％に満たない添加では析出硬化量が少なく、軟窒化温度で生じる焼戻しとの競合で、析出硬化による硬さ上昇がほとんど得られない。一方、３％を超えて添加すると、鍛造または焼きならし後の硬さが硬くなりすぎる。
【００２０】
Ａｌ：０．００１〜０．３％
Ａｌは、鋼の溶製時に脱酸元素として作用させるため、０．００１％以上の添加が必要である。Ａｌの存在は軟窒化後の表面硬さを増加させるが、Ｂｓへの影響が小さいため、鍛造後の硬さを増加させる度合いは低い。本発明では、通常の軟窒化鋼に表面硬さ向上のために添加されているＣｒの含有量を低減し、さらにＶは実質上無添加としているため、軟窒化後に表面硬さが不足することが少なくない。その場合には、必要に応じてＡｌを増量すれば、表面硬さを確保することができる。ただし、過大な量のＡｌを添加すると、表面硬さが高くなりすぎるだけでなく、硬化層深さが浅くなるため、上限値として０．３％を設けた。
【００２１】
Ｎ：０．００５〜０．０２５％
前述のように、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する。このような効果を得るためには、０．００５％以上の添加が必要である。多量に添加してもその効果は飽和するので、０．０２５％までの添加に止める。
【００２２】
Ｃｕ：０．０１〜０．５％およびＮｉ：０．０１〜０．５％の１種または２種
ＣｕおよびＮｉは、通常、製鋼に際して不純物として混入する成分であり、少なくとも０．０１％は必然的に含有される。積極的な意義としては、心部の強度を向上させる効果があるから、適量を添加することが好ましい。多量の添加は経済的に不利となるため、それぞれ０．５％以下の添加量を選ぶのが得策である。
【００２３】
Ｐｂ：０．３０％以下，Ｓ：０．２０％以下，Ｃａ：０．０１％以下およびＢｉ：０．３０％以下の１種または２種以上
Ｐｂ、Ｓ、Ｃａ、Ｂｉ、はいずれも被削性を向上させる元素であって、鍛造後の機械加工時に高い被削性が要求される場合には、必要に応じて１種または２種以上を適量添加することが推奨される。ただし、添加量が多すぎると熱間加工性や疲れ限度を低下させるので、添加する場合も、Ｐｂは０．３０％、Ｓは０．２０％、Ｃａは０．０１％、Ｂｉは０．３０％をそれぞれの限度とする。
【００２４】
Ｔｉ：０．０２％以下，Ｚｒ：０．０２％以下およびＭｇ：０．０１％以下の１種または２種以上
鋼の溶製時にＴｉ，ＺｒまたはＭｇの微量を添加すると、溶鋼中でそれらの酸化物が生成し、この酸化物によりＭｎＳが微細に分散して、被削性が向上する。その上、微細に分散したＭｎＳは、鍛造後または焼きならし後の組織を微細化し、疲労強度の向上に寄与する。過剰に添加してもその効果は飽和するため、Ｔｉは０．０２％、Ｚｒは０．０２％、Ｍｇは０．０１％をそれぞれの添加量の限度とする。
【００２５】
Ｖ：０．１％未満
Ｖは鍛造後の硬さを増す成分であるから、その存在は好ましいものではない。０．１％未満、できれば０．０５％未満になるよう、不純物をコントロールすべきである。本発明の鋼を製造するに当り、電気炉でスクラップを溶解するときに混入するおそれがあるから、原料を吟味する必要がある。
【００２６】
（式１）Ｍｏ／１０≧Ｃ≧Ｍｏ／１６
熱間鍛造または焼きならし後の硬さは合金元素の添加量できまり、前記した合金組成の範囲内でも、その組み合わせによっては熱間鍛造または焼きならし後の硬さが３００ＨＶを超えて、被削性に問題を生じることがある。本発明では、軟窒化時に炭化物の析出による時効硬化を起こさせるために、ある程度のＭｏ合有量が必須であるし、ＣはＭｏと炭化物を形成させる成分であるため、Ｍｏ含有量に応じて適量を添加する必要がある。この、Ｍｏ量とＣ量と間に成立すべき関係が、上記した式１である。
【００２７】
（式２）Ｂｓ（℃）＝８３０−２７０Ｃ−９０Ｍｎ−３７Ｎｉ−７０Ｃｒ−８３Ｍｏ
本発明においては、ＣおよびＭｏの添加により高まったベイナイト組織の硬さを低くする必要があり、上述のように、Ｍｎ，ＣｒおよびＮｉの量を通常の軟窒化鋼にくらべて低減している。時効硬化をもたらす量のＭｏとＣを添加した上で、なお焼きならし硬さを３００ＨＶ以下に抑えるには、上記した式２のベイナイト変態開始温度Ｂｓが５４０℃以上であることを要する。
【００２８】
９５０℃以上の熱間鍛造または焼きならし後の空冷：
本発明では軟窒化時にＭｏの炭化物による時効析出を利用しているため軟窒化前には添加したＭｏの大部分はフェライト中に固溶している必要がある。このためには９５０℃以上の温度に加熱した後に適当な速さで冷却する必要がある。この条件を満たすために鍛造素材は９５０℃以上での熱間鍛造後空冷または９５０℃以上での焼きならし後空冷で製造される必要がある。
【００２９】
【実施例】
表１に示す合金組成をもつ、本発明鋼および比較鋼を溶製した。これらの鋼には、通常の鋼に含まれる、Ｐ：０．０３０％以下、Ｏ：０．００３％以下の不純物が含有されている。各鋼のインゴットに対し熱間鍛造を行なって直径２２ｍｍの丸棒とし、これを１０００℃で３０分加熱保持した後、室温まで放冷する焼きならし処理を施した。焼きならし処理を施した直径２２ｍｍの丸棒から、最小部の径が１０ｍｍで、応力集中係数１．５の試験片を機械加工により製造し、６００℃で３００分間のガス軟窒化処理を施した。ガス軟窒化処理後の焼入は、油焼入れである。
【００３０】
この試験片の表面からの硬さ分布を、荷重１００ｇのビッカース硬さとして測定し、表層（深さ０．０５ｍｍ）硬さおよび心部（深さ２ｍｍ）硬さを求めた。さらに同じ形状の試験片に同様の窒化処理を施し、回転曲げ疲労試験により疲労強度を測定した。試験の結果を、Ｂｓの値とともに表２に示す。
【００３１】
2004332018.tif 000002
【００３２】
表２  試験結果
2004332018.tif 000003
【００３３】
表２のデータから、本発明の実施例は、いずれも焼きならし後の硬さが３００ＨＶ以下であって機械加工に好適であり、軟窒化処理後の時効硬化により心部硬さが大きく増加し、高い疲労強度が得られていることがわかる。硬化量は、ＨＶにして、低くとも５０近くであって９０に達する例もあり、前掲の従来技術をしのぐ成績が得られている。一方、比較例については、それぞれ下記のような問題が明らかである。
【００３４】
比較鋼ａ〜ｃ：
合金の組成は本発明の範囲内であるが，Ｂｓが５４０℃未満であるため、焼きならし硬さが３００ＨＶを超えている。この硬さでは低い被削性が問題になる。
【００３５】
比較鋼ｄ：
Ｃ含有量がＭｏ／１０の上限を超えており、しかも、Ｂｓが５４０℃未満である。このため、Ｃ量以外はほぼ同じ組成の実施例Ｎｏ．７に比べて焼きならし硬さが高い。一方、硬化量すなわち心部の焼きならし硬さに対して軟窒化後の硬さがどの程度増大したかという値は、実施例Ｎｏ．７と同程度に止まり、疲労強度も大差がない。被削性と強度のバランスを良好に得るためには、Ｃ含有量をＭｏ／１０以下にすべきことが明らかである。
【００３６】
比較鋼ｅ：
Ｃ含有量が、Ｍｏ／１６の下限を下回っているため、同じＭｏ含有量である実施例Ｎｏ．７にくらべて、軟窒化時の時効硬化量が小さく、疲労強度も低い。Ｍｏとの関連で適量のＣを存在させるべきことを、この比較例は示している。
【００３７】
比較鋼ｆ：
Ａｌ合有量が高すぎるため、軟窒化後の表面硬さは非常に高くなっている。Ａｌ含有量を高めて疲労強度を向上させた実施例Ｎｏ．５とくらべると、この比較例は表面硬さがより高いにもかかわらず、疲労強度は低下している。これは、Ａｌを過剰に添加したために、表面硬さは増加したが、窒化深さが減少したためと解される。このような疲労強度低下を避けるために、Ａ１含有量は０．３％以下にする必要がある。
【００３８】
比較鋼ｇ：
許容量を超えるＶを含有するため、焼きならし硬さが増大し、機械加工に不適切な鋼になっている。
【００３９】
【発明の効果】
本発明の高強度軟窒化鋼は、適切な合金組成の選択により、焼きならし後の心部硬さはＨＶ３００以下の低い値であって、機械加工を有利に行なうことができ、しかも、軟窒化後の時効硬化により表面および心部の硬さが顕著に増加し、高い強度をもった製品を得ることができる。
【００４０】
このような高強度軟窒化鋼を材料としてクランクシャフトを製造すれば、鍛造−焼きならし後の切削加工は容易に行なえ、軟窒化によって得られる最終製品はきわめて高強度のものになる。