(57)【要約】      （修正有）【課題】  表面に軟窒化処理が施されているにも拘わらず、優れた機械加工性を備え、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窒化処理又は軟窒化処理が施され、該鋼が合金成分として、Ｃ：０．０７質量％以上０．１２質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．２５質量％以下、Ｍｎ：０．１質量％以上０．５質量％以下、Ｃｕ：０．８質量％以上１．５質量％以下、Ｎｉ：２．４質量％以上４．５質量％以下、Ａｌ：０．８質量％以上１．５質量％以下、Ｔｉ：０．５質量％以上１．５質量％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、窒化処理の影響を受けていない中心部を１２００℃にて１時間溶体化した後、９００℃以上３００℃以下までを０．３℃／秒以上１．５℃／秒以下で冷却することにより、ベイナイトの比率８０％以上、ビッカース硬さ１８０Ｈｖ以上２８０Ｈｖ以下にできる。【選択図】  図１
2007177309.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
表面に窒化処理又は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するクランクシャフトであって、前記鋼が合金成分として、
Ｃ：０．０７質量％以上０．１２質量％以下、
Ｓｉ：０．０５質量％以上０．２５質量％以下、
Ｍｎ：０．１質量％以上０．５質量％以下、
Ｃｕ：０．８質量％以上１．５質量％以下、
Ｎｉ：２．４質量％以上４．５質量％以下、
Ａｌ：０．８質量％以上１．５質量％以下、
Ｔｉ：０．５質量％以上１．５質量％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
かつ、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時間溶体化した後、９００℃以上３００℃以下までの温度範囲を０．３℃／秒以上１．５℃／秒以下に設定される適当な冷却速度にて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、ビッカース硬さを２００Ｈｖ以上３００Ｈｖ以下とすることができ、
前記窒化処理又は軟窒化処理が施された前記ピン部及び前記ジャーナル部の内部硬さが３５０Ｈｖ以上５００Ｈｖ以下であり、かつ表面から０．０５ｍｍの位置における硬さが６５０Ｈｖ以上９５０Ｈｖ以下であることを特徴とす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、
Ｓ：０．０１質量％以上０．１０質量％、
Ｃａ：０．００１０質量％以上０．００５０質量％の１種又は２種を含有する請求項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１．５℃／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、ビッカース硬さを２００Ｈｖ以上３００Ｈｖ以下とし、
その後、該ピン部及びジャーナル部を切削加工し、さらに表面に窒化処理又は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及び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
【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、非常に大形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。自動車用のクランクシャフトは高速回転体であるために、高い精度が要求されているが、上記軟窒化処理は、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、クランクシャフトの量産に適している。また、窒素のみを固溶させる窒化処理は、処理温度は軟窒化処理と同程度であるが、同じ窒化深さを得るために軟窒化よりは長時間の処理が必要となる。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
ところで、クランクシャフトの疲労強度を向上するには、表面硬さと心部硬さも高く、かつ、硬化層の深さが大きいことが有利である。しかしながら、上記の窒化処理あるいは軟窒化処理は、５００℃以上６００℃以下程度の温度域で実施されるので、鋼材の軟化を招き、疲労強度確保の観点からは不利に作用する。このように、一般の機械構造用鋼では、表層硬さと内部の硬さとの両方を向上することが困難であり、高強度化が難しい問題があった。
【０００５】
クランクシャフトの製造においては一般に、鋼材を熱間鍛造した後、切削加工等の機械加工によって部品形状を得るようにしている。そのため、軟窒化処理前の硬さは、機械加工性確保の観点から、ビッカース硬さで３００Ｈｖ以下の比較的低レベルに留めるのが望ましいとされている。そこで、軟窒化処理後の内部硬さを高めるために、軟窒化処理前に事前に焼入れを行い、さらには、軟窒化処理温度よりも高目の温度で焼戻し処理を施すことなどが検討されている。しかし、機械加工後に焼入れ焼戻し処理を行った場合には、熱処理による変形などが生じるために、部品の矯正や熱処理により生じたスケールの除去、歪修正のための追加機械加工などが必要となり、大幅なコストアップが避け難い。
【０００６】
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、優れた機械加工性を備え、高い疲労強度を両立させたクランクシャフトと、その製造方法と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】
【０００７】
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、
表面に窒化処理又は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するクランクシャフトであって、鋼が合金成分として、
Ｃ：０．０７質量％以上０．１２質量％以下、
Ｓｉ：０．０５質量％以上０．２５質量％以下、
Ｍｎ：０．１質量％以上０．５質量％以下、
Ｃｕ：０．８質量％以上１．５質量％以下、
Ｎｉ：２．４質量％以上４．５質量％以下、
Ａｌ：０．８質量％以上１．５質量％以下、
Ｔｉ：０．５質量％以上１．５質量％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
かつ、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時間溶体化した後、９００℃以上３００℃以下までの温度範囲を０．３℃／秒以上１．５℃／秒以下に設定される適当な冷却速度にて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、ビッカース硬さを２００Ｈｖ以上３００Ｈｖ以下とすることができ、
窒化処理又は軟窒化処理が施されたピン部及びジャーナル部の内部硬さが３５０Ｈｖ以上５００Ｈｖ以下であり、かつ表面から０．０５ｍｍの位置における硬さが６５０Ｈｖ以上９５０Ｈｖ以下であることを特徴とする。
【０００８】
また、本発明のクランクシャフトの製造方法は、上記本発明のクランクシャフトの製造方法であって、前記鋼を、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、ピン部及びジャーナル部にて冷却速度が０．３℃／秒以上１．５℃／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、ビッカース硬さを２００Ｈｖ以上３００Ｈｖ以下とし、
その後、該ピン部及びジャーナル部を切削加工し、さらに表面に窒化処理又は軟窒化処理を施すことを特徴とする
【０００９】
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。
【００１０】
上記本発明のクランクシャフトにおいては、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り鋼材内部に金属間化合物を析出させ、その時効硬化によって内部硬度を増加させることができ、さらには、軟窒化処理、窒化処理時の窒素の侵入によって高い表面硬さを得ることにより、大幅な疲労強度の改善を達成することができる。
【００１１】
本発明のクランクシャフトは、熱間鍛造後ないし溶体化処理後の冷却速度を規定することで素材の硬さが３００Ｈｖ以下に抑制され、機械加工性を確保できるととともに、軟窒化処理時の加熱保持によって金属間化合物が析出し、内部硬さを増加できる鋼組成を採用している。このうち、Ａｌ及びＴｉは、軟窒化後の表層硬さを高める効果も有し、疲労強度の大幅な向上にも貢献する。
【００１２】
具体的には、熱間鍛造後ないし溶体化処理後の冷却速度は、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を想定しており、鋼マトリックスの組織が具体的にはベイナイト組織となるように鋼組成が調整される。例えば、窒化処理前ない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。しかし、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、窒化処理前ないし軟窒化処理前の状態で良好な加工性を確保しつつ、窒化処理又は軟窒化処理後でも内部硬さを十分に確保でき、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。
【００１３】
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２００Ｈｖ以上３００Ｈｖ以下の硬さとなるように組成調整される。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１．５℃／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、これを９００℃以上鋼の融点未満で熱間鍛造又は溶体化処理した後に、９００℃以上３００℃以下までの温度範囲を、０．３℃／秒以上１．５℃／秒以下に設定される適当な冷却速度にて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％以上とでき、かつ、断面にて測定したビッカース硬さが２００Ｈｖ以上３００Ｈｖ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。
【００１４】
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：０．０７質量％以上０．１２質量％
Ｃは鍛造後又は溶体化処理後の硬さと、軟窒化処理又は窒化処理後の内部硬さに影響し部品強度に影響する元素である。部品加工の観点からは加工時の硬さが低いほど有利でありＣ量は低いほど好ましいが、０．０７質量％よりも低いＣ量では軟窒化処理、窒化処理時の加熱による時効硬化を適用しても３５０Ｈｖ以上の硬さを得ることが困難になる一方、０．１２質量％を超えると、切削加工前の素材（熱間鍛造後、焼準処理後、あるいは溶体化後の素材）の硬さが過剰となり、切削加工性を劣化させる。
【００１５】
Ｓｉ：０．０５質量％以上０．２５質量％
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させる元素である。０．０５質量％未満では所望の効果が得られず、０．２５質量％を超えて多量に添加されると軟窒化性が低下し、所定の表面硬さを得ることができなくなる。より望ましくは０．０５質量％以上０．２０質量％以下とするのがよい。
【００１６】
Ｍｎ：０．１質量％以上０．５質量％
Ｍｎは硫化物形成により被削性を改善する元素であり、０．１質量％未満では所望の効果が得られず、０．５質量％を超えると鋼の硬さを大きくして被削性を却って低下させる。より望ましくは０．１質量％以上０．４質量％以下とするのがよい。
【００１７】
Ｃｕ：０．８質量％以上１．５質量％
本発明においてＣｕは重要な役割を果たす合金元素であり、軟窒化処理又は窒化処理時の加熱によって鋼材中に金属間化合物を析出させるために不可欠の元素である。素材状態の硬さ（３００Ｈｖ）から析出強化によって３５０Ｈｖ以上の硬さを得るために、Ｃｕは０．８質量％以上添加する必要がある。しかし、１．５質量％を超えて添加してもその効果は飽和すると同時に、熱間加工性を劣化させるので、上限を１．５質量％に規定した。より望ましくは０．９質量％以上１．４質量％以下とするのがよい。
【００１８】
Ｎｉ：２．４質量％以上４．５質量％
ＮｉもＣｕ同様に本発明において重要な役割を果たす合金元素であり、軟窒化処理又は窒化処理時の加熱によって鋼材中に金属間化合物を析出させるために不可欠の元素である。析出による硬度向上効果を顕著なものとするためには２．４質量％以上の添加が必要であるが、４．５質量％を超えて多量に添加してもその効果は飽和する上、鋼材コストの上昇も招く。より望ましくは２．５質量％以上３．５質量％以下とするのがよい。また、析出強化の効果をより顕著なものとするためには、Ｎｉの含有量はＣｕの含有量に対して１．０倍以上３．０倍以下（例えば３倍）の質量％比率で添加することが望ましい。
【００１９】
Ａｌ：０．８質量％以上１．５質量％
ＡｌもＣｕ、Ｎｉと同様に、本発明において重要な役割を果たす合金元素であり、鋼材中に金属間化合物を析出させるために不可欠の元素である。目標とする３５０Ｈｖ以上の硬さを得るためには０．８質量％以上の添加が必要であるが、１．５質量％を超えて多量に添加してもその効果は飽和する上、熱間加工性を著しく低下させることにもつながる。また、析出強化の効果をより顕著なものとするためには、Ａｌ含有量はＮｉ含有量に対して１／３倍以上２／３倍以下（例えば１／３倍）の質量％比率で添加することが望ましい。
【００２０】
Ｔｉ：０．５質量％以上１．５質量％
ＴｉはＮｉ、Ａｌ及びＣｕと複合添加することにより、軟窒化処理又は窒化処理時の加熱による硬度向上効果が飛躍的に改善される。Ｔｉ添加量は微量であってもその効果を得ることが出来るが、安定した効果を得るため０．５質量％以上は添加する。しかし、１．５質量％を超えて含有されると熱間加工性が低下する。より望ましくは０．５質量％以上１．３質量％以下とするのがよい。
【００２１】
熱間鍛造後又は溶体化処理後において、鋼組織に占めるベイナイトの比率が８０％以上、ビッカース硬さを２００Ｈｖ以上３００Ｈｖ以下：
通常のクランクシャフトの製造工程は、定尺寸法に切断された鋼材を熱間鍛造して素形を製造した後、機械加工によって所定の形状に加工し、表面処理などを施している。熱間鍛造後は大気中に放置冷却されることが多いが、鍛造品では部位による硬さや組織の差異が著しく被削性が劣化することがあるので、焼準処理などを追加して組織・硬さを調整し被削性を改善する場合がある。本発明においても被削性を維持しつつ、時効硬化を活用して高強度化を得るための適正条件について検討した。なお、本発明では軟窒化処理、窒化処理時の加熱が時効処理と同様の処理に該当するため、一般の焼準処理を溶体化処理として定義している。
【００２２】
そして、本発明者らが検討を行なった結果、軟窒化処理又は窒化処理時の加熱によって金属間化合物を析出させ、素材状態から７０Ｈｖ以上の硬化（つまり、上限値３００Ｈｖであった硬さを、３５０Ｈｖ以上とする）を安定して得るためには、素材組織をベイナイト面積で８０％以上、望ましくはベイナイト単相組織とすることが必要であることが判明した。ベイナイト面積が８０％未満となる組織では、フェライト・パーライトの面積率が増えるので、軟窒化処理又は窒化処理前の素材硬さは低下するものの、熱処理後の硬化量も不足して、最終的に必要とする硬さ（３５０Ｈｖ以上）が得られない。一方、素材の組織形態をマルテンサイト組織とした場合、素材硬さは著しく増加して被削性を劣化させ、加えて、熱処理後の硬さ増加量も大幅に低下してしまうことになる。
【００２３】
また、本発明者らは、熱間鍛造又は溶体化処理後の組織をベイナイト主体の組織とし、かつ、機械加工性が維持できる３００Ｈｖ硬さとするための条件についても検討した。実部品では部品の大きさや位置によって冷却速度が異なるため、一般には一つの部品中の組織や硬さは大きく変動している。そこで詳細な調査を実施した結果、９００℃以上３００℃以下までの平均冷却速度を０．３℃／秒以上１．５℃／秒以下（特に、強度が必要とされるピン部及びャーナル部での値）に抑制することによって、目的とする硬さと組織が得られることを見出した。
【００２４】
窒化処理又は軟窒化処理が施されたピン部及びジャーナル部の内部硬さが３５０Ｈｖ以上５００Ｈｖ以下であり、かつ表面から０．０５ｍｍの位置における硬さが６５０Ｈｖ以上９５０Ｈｖ以下：
クランクシャフトの疲労強度を向上するには、層硬さを増加すること、内部硬さを増加すること、及び硬化層を深くすることの３点が重要である。しかし、軟窒化処理又は窒化処理は、高周波焼入れ処理や損鍛処理などと異なり、硬化層を深くすることは困難である。従って、軟窒化処理又は窒化処理を適用する場合には、表層硬さと心部硬さを増加させることが必要である。本発明者らは疲労強度の目標値を量産製造されているクランクシャフトの１．５倍以上として研究を行った結果、現状のクランクシャフトの表層硬さは３５０Ｈｖ以上４５０Ｈｖであり、内部硬さは２００Ｈｖ以上３００Ｈｖであり、１．５倍の疲労強度を得るには、表層硬さ（表面から０．０５ｍｍ深さの位置での硬さ）が６５０Ｈｖ以上９５０Ｈｖ以下、内部の硬さが３５０Ｈｖ以上５００Ｈｖ以下（特に、強度が必要とされるピン部及びャーナル部での値）とすることが必要であることを見出した。
【００２５】
本発明のクランクシャフトに採用する鋼には、さらに以下の元素を含有させることができる。
Ｓ：０．０１質量％以上０．１質量％以下
Ｃａ：０．００１０質量％以上０．００５０質量％以下
Ｓ、Ｃａは機械加工における被削性を改善するために用いる元素であり、ＭｎＳやＣａ酸化物、Ｃａ硫化物を素地に分散させることによって、被削性の改善を図る。いずれも上記下限値未満では被削性改善の効果が顕著でなく、上限値を超えると鋼の靭性低下を招く。
【００２６】
なお、本発明にて使用する鋼には、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ＰやＯなどが含有されていてもよい。ＰやＯは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０．００３０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】
【００２７】
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。
【００２８】
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なり、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１．５℃／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２００Ｈｖ以上３００Ｈｖ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、例えばアンモニアガスと浸炭性ガスとを含んだ雰囲気中で軟窒化処理を施すか、あるいはアンモニアガスを含んだ雰囲気中で窒化処理を施す。いずれの処理も５００℃以上６００℃以下（例えば６００℃）で行なわれるが、前述のごとく、規定量のＣｕ、Ｎｉ、Ａｌ及びＴｉを含有することで、該熱処理中にこれらを主成分とする微細な金属間化合物が顕著に析出し、鋼内部の強度が向上する。窒化処理又は軟窒化処理が施されたピン部及びジャーナル部の内部硬さは３５０Ｈｖ以上５００Ｈｖ以下であり、かつ表面から０．０５ｍｍの位置における硬さは６５０Ｈｖ以上９５０Ｈｖ以下とする。その後、必要に応じて矯正ロール等を用いた周知の冷間矯正加工を施し、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】
【００２９】
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に示す化学組成を有する鋼を５ｔｏｎアーク炉、或いは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、或いは鍛造し、それぞれ熱処理後に調査に供した。
【００３０】
【表１】
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【００３１】
表２に熱間鍛造後の冷却速度を変化させた場合の硬さについて、表３に組織面積率の調査結果を示した。調査には９０ｍｍ丸棒を４０ｍｍ丸棒に熱間鍛造した後に、９００℃に再加熱して６０分保持し、冷却速度を変化させた場合の組織と硬さを調査したものである。硬さはビッカースの硬度計により５点の測定を行い、平均値を求めた。組織観察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。また、一部の試料については軟窒化前の被削性の評価を、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にて行った。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。この結果を表４に示す。
【００３２】
【表２】
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【００３３】
【表３】
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【００３４】
【表４】
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【００３５】
表５に軟窒化処理後の硬化特性と疲労試験結果について示した。試験片は９０ｍｍ丸棒を４０ｍｍ丸棒に熱間鍛造し、９００℃で６０分保持した後、０．５℃／秒の冷却速度を狙って３００℃まで冷却した。冷却中の温度は放射温度計で９００℃以上３００℃までの間を計測したが、いずれのサンプルも０．４５℃／秒以上０．５５℃／秒以下の範囲にあることを確認した。溶体化処理後の素材から直径１５ｍｍ、長さ２１０ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片を作製した。なお、試験片は中央部にノッチ定１Ｒの切欠を有し、切欠部の直径は８ｍｍの切欠試験片である。この小野式回転曲げ試験片を５８０℃で１５０分の軟窒化処理を施して疲労試験に供し、１０７回の疲労限度を求めた。
【００３６】
【表５】
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【００３７】
表６に発明１、発明６を用いて実際のクランクシャフトを製造し評価した結果を示した。クランクシャフトは、図１に示す直列４気筒のクランクシャフトである。疲労強度はクランク単体の第１ジャーナルと第３ジャーナルを支点とし、第２ジャーナルに繰り返し負荷を与え、１０７回で破壊しない強度を疲労強度と定義して強度特性を評価した。クランクシャフトの製造は、熱間鍛造によって素形を製造し、量産の加工ラインで部品加工した後に、同様に量産炉で軟窒化処理を施した。ベイナイトの面積率は、冷却速度の調整により種々の値に設定した。
【００３８】
【表６】
2007177309.tif 000008
【００３９】
表２に冷却後の硬さを示したが、発明鋼では広い範囲で３００Ｈｖ以下の硬さを得ることが可能であるが、比較鋼では１℃／秒以上の冷却速度では３００Ｈｖの硬さを維持することが困難な場合が発生している。また、比較鋼は冷却速度を遅くすることによって硬さを下げることは可能となるが、ベイナイト組織を得ることが困難となり、硬さと組織の両方を満足することができない。
【００４０】
表５には、各試験片の軟窒化処理後の試験片硬さも示しているがが、発明鋼では軟窒化処理前の硬さはいずれの場合にも３００Ｈｖ以下の硬さであり、かつ、軟窒化処理後の内部の硬さは３５０Ｈｖ以上が得られていることが分かる。一方、比較鋼を用いた試験片では内部硬さが３００Ｈｖ以下の場合は、軟窒化処理後の内部硬さは増加していないことが明らかである。同時に、表層下０．０５ｍｍ位置の硬さを比較すると、発明鋼はいずれのサンプルも６５０Ｈｖ以上を有しているが、比較鋼ではＡｌ、Ｃｒが添付された比較例８の材料を除いて、４００Ｈｖ以下の硬さしか得られていない。疲労強度を比較すると、発明鋼では５５０ＭＰａ以上の疲労強度が得られており、基準とした比較６の３５０ＭＰａと対比すると１．５倍以上の強度が得られている。
【００４１】
表７に発明１、発明５、比較６を用いてクランクシャフトを製造し、鍛造後（軟窒化前）の硬さ、軟窒化後の表層硬さ、内部硬さの測定結果と疲労試験(表５と同じ試験方法による）の結果を示した。疲労試験の結果は比較６のデータを基準として、指数で標記した。発明鋼では目標とする心部硬さ３５０Ｈｖ以上の値を有し、かつ、表層硬さも７００Ｈｖ以上の高硬度が両立しており、実部品による強度評価の結果でも１．５倍以上の高強度化が図られている。
【００４２】
【表７】
2007177309.tif 000009
【図面の簡単な説明】
【００４３】
【図１】クランクシャフトの一例を示す正面図。
【図１】
2007177309.tif 000010