JP2007197812A

JP2007197812A - 軟窒化非調質鋼部材

Info

Publication number: JP2007197812A
Application number: JP2006138299A
Authority: JP
Inventors: Tetsuya Asai; 鉄也浅井; Yoshihiro Takitani; 善弘瀧谷; Masaki Amano; 政樹天野; Makoto Hobo; 保母　　誠; Kazuyoshi Kimura; 和良木村; Katsunori Takada; 勝典高田
Original assignee: Honda Motor Co Ltd; Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd; Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2005-12-28
Filing date: 2006-05-17
Publication date: 2007-08-09
Also published as: EP1803831A2; CN101008069A; EP1803831A3; EP1803831B1; CN101008069B; US20070144619A1

Abstract

【課題】熱間鍛造後の焼準処理を省略しても軟窒化後の矯正処理を容易に行なえる程度に硬さの上昇を抑制しつつ、かつ曲げ疲労強度も十分に確保できる軟窒化非調質鋼部材を提供する。
【解決手段】表面に軟窒化処理層を有し、該層を除く鋼断面がフェライト＋パーライト組織を有する非調質鋼からなり、かつ、組成（以下単位：質量％）が、Ｆｅを主成分としてＣ：０．３０％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．３０％以下、Ｍｎ：０．５０％以上１．００％以下、Ｓ：０．０３％以上０．２０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上０．６０％以下、Ｎｉ：０．０２％以上１．００％以下、Ｃｒ：０．０５％以上０．３０％以下を含有し、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒの各含有率をそれぞれＷCu、ＷNi及びＷCrとして、組成パラメータＦ１及びＦ２をそれぞれ、Ｆ１＝１８５ＷCr＋５０ＷCu、Ｆ２＝８＋４ＷNi＋１．５ＷCu−４４ＷCrとしたとき、Ｆ１＞２０及びＦ２＞０を充足する。
【選択図】図１

Description

本発明は、表面に軟窒化処理層が形成された非調質鋼部材に関するものである。

特開平０９−０３０６３２号公報特開平０６−１２８６９０号公報特開平０５−２７９７９５公報特開平０５−２７９７９４号公報特開平０９−３２４２５８号公報特開２００２−２２６９３９号公報特開２００５−２６４２７０号公報

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、自動車用の大形エンジン部品、例えばクランクシャフトの量産に適している。

ところで、軟窒化処理を用いたクランクシャフトでは、鍛造時または軟窒化時に発生する曲りを修正するために、軟窒化後の矯正工程が不可欠である。従来は、良好な曲げ矯正性を確保するために、鋼組織の整粒および歪み除去を目的とした焼準処理（いわゆる焼きならし処理）を熱間鍛造後に施していたが、焼準処理が追加される分だけ工数が増え、コストの増大を招いていた。そこで、特許文献５〜７では、この焼準処理を省略しても十分な曲げ矯正性を確保できる非調質鋼が開示されている。

しかしながら、曲げ矯正性を向上させた上記従来の非調質鋼では、いずれも曲げ疲労強度が不足しやすい欠点がある。また、強度向上のために軟窒化層の硬さを増大させると、当初の目的である曲げ矯正性が損なわれてしまうジレンマがある。

本発明の課題は、熱間鍛造後の焼準処理を省略しても軟窒化後の矯正処理を容易に行なうことができる程度に硬さの上昇を抑制しつつ、かつ曲げ疲労強度も十分に確保することができる軟窒化非調質鋼部材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

上記の課題を解決するために、本発明の軟窒化非調質鋼部材は、
表面に軟窒化処理層を有するとともに、軟窒化処理層を除く鋼断面組織がフェライト＋パーライト組織を有する非調質鋼からなり、かつ、鋼の組成が、Ｆｅを主成分として
Ｃ：０．３０質量％以上０．５０質量％以下、
Ｓｉ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下、
Ｍｎ：０．５０質量％以上１．００質量％以下、
Ｓ：０．０３質量％以上０．２０質量％以下、
Ｃｕ：０．０５質量％以上０．６０質量％以下、
Ｎｉ：０．０２質量％以上１．００質量％以下、
Ｃｒ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下を含有し、
Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒの各含有率（単位：質量％）をそれぞれＷCu、ＷNi及びＷCrとして、組成パラメータＦ１及びＦ２をそれぞれ、Ｆ１＝１８５ＷCr＋５０ＷCu、Ｆ２＝８＋４ＷNi＋１．５ＷCu−４４ＷCrとしたとき、
Ｆ１＞２０ ‥（１）
Ｆ２＞０ ‥（２）
を充足することを特徴とする。
なお、本発明において「Ｆｅを主成分とする鋼」とは、本明細書に記載した含有可能な種々の添加元素を除く鋼の残部組成がＦｅ及び不可避不純物とからなることを意味する。

上記の鋼組成を採用して熱間鍛造後、空冷すれば、その組織はフェライト＋パーライト組織を必然的に呈するものとなり、熱間鍛造後の焼準処理を省略しても軟窒化後の矯正処理を容易に行なうことができる。かつ、上記Ｆ１，Ｆ２の値を（１）及び（２）式を充足するよう、Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒを上記範囲内で含有させることにより、表面に形成した軟窒化処理層の硬さが過度に上昇することを抑制しつつ、曲げ疲労強度も十分に確保することができるようになる。

本発明において採用する非調質鋼の組成において、特に重要な添加元素はＣｒ，Ｃｕ及びＮｉである。このうち、Ｃｒは、高硬さのＣｒ窒化物を形成し、軟窒化処理層の硬さを増大させる。この場合、Ｃｒ添加量を過度に増大させるとＣｒ窒化物の形成量が過剰となり、軟窒化処理層の硬さが過度に増大して、部材の曲げ矯正性を著しく損ねることにつながる。しかしながら、本発明者は、Ｃｕ及びＮｉを上記の（１）及び（２）を充足するよう新たに添加することで、曲げ矯正性の低下につながる硬さ上昇を抑制しつつも疲労強度を著しく高めること（あるいは、一定レベルの疲労強度を確保しつつ、良好な曲げ矯正性を実現できること）を見出し、本発明を完成させるに至ったものである。

上記の（１）及び（２）式は本発明者が実験的に見出したものであり、（１）式、すなわち、
１８５ＷCr＋５０ＷCu＞２０ ‥（１）’
は、疲労強度を確保するためのＣｒ及びＣｕの添加条件を、（２）式、すなわち、
８＋４ＷNi＋１．５ＷCu−４４ＷCr＞０ ‥（２）’
は、曲げ矯正性を確保するためのＮｉ、Ｃｕ及びＣｒの添加条件を示すものである。Ｃｒ添加量ＷCrに対する係数が、（１）’式では非常に大きな正の値を示すのに対し、（２）’式では、負の大きな値を示している。これは、Ｃｒ窒化物形成による硬さ上昇が疲労強度確保には大きく貢献するものの（（１）’）、曲げ矯正性に関しては、逆にこれを大きく悪化させる方向に寄与していることが明らかである。従って、（１）’式と（２）’とが両立するようにＷCu、ＷCr及びＷNiを定めれば、疲労強度と曲げ矯正性との双方を両立できること、つまり、疲労強度を一定レベルに確保しつつ十分な曲げ矯正性を具備した鋼部材を実現することができる。

ここで着目すべきは、第一に、Ｃｕ添加による効果である。ＷCuの係数は、ＷCrと異なり（１）'式及び（２）’式のいずれにおいても正であり、Ｃｕの添加が疲労強度の向上とともに、曲げ矯正性の改善にも効果を有していることを意味する。これは、ＣｕがＣｒとは異なる機構で疲労強度の向上に寄与するためであると考えられる。すなわち、曲げ矯正加工の際にはバルクの鋼素材とともに表面軟窒化層にも、加工荷重を取り除いたあとも矯正に必要な変形が残留すること、すなわち塑性変形を生ずることが必要である。図２は、材料の応力−歪曲線を模式的に示すものであり、材料の硬さは、該応力−歪曲線に現われる最大到達応力すなわち引張強さσ_Ｔを反映するものであることが知られている。硬さすなわち引張強さσ_Ｔが増大することは、同じ塑性変形歪を生ずるためにより大きな加工応力が必要となることに対応し、曲げ矯正性が悪化することを意味する（図中、破線Ａにて示す）。しかし、硬さの上昇を抑制しつつ、降伏応力σ_Ｙを上昇させることが可能であれば（図中、一点鎖線Ｂにて示す）、曲げ矯正性をそれ程損ねることなく、疲労強度を向上すること（あるいは、同じ降伏応力をより低い硬さレベルで実現すること：つまり、一定レベルの降伏応力（あるいは疲労強度）を確保しつつ、曲げ矯正性を向上させること）ができる。本発明者は、鋼に添加されたＣｕが、軟窒化処理層の鋼マトリックスの塑性変形（つまり、転位の移動及び増殖）を何らかの形で阻害し（例えば、マトリックスの固溶強化）、その降伏応力を上昇させていると考えている。

他方、Ｎｉは、（１）’式にパラメータとして現われていないことからも明らかな通り、疲労強度の改善にはほとんど寄与しないが、（２）’式の係数から、曲げ矯正性の改善についてはＣｕの倍以上の効果を有していることがわかる。Ｎｉは鋼のオーステナイト安定化元素であり（オーステナイトはフェライトよりも塑性変形が容易である）、鋼に添加されたＮｉが、軟窒化処理層の鋼マトリックスの延性を向上させ、疲労クラックの伝播を抑制するためではないか、と考えられる。

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：０．３０質量％以上０．５０質量％以下
Ｃは強度を確保するために必要な元素であるが、０．３０質量％未満では強度が確保されない。一方、０．５０質量％を超えると硬さが過剰となり、切削加工性を劣化させる。Ｃは、より望ましくは０．３１質量％以上０．４５質量％以下とするのがよい。

Ｓｉ：０．０５質量％以上０．３０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、０．３０質量％を超えて多量に添加されるとフェライト相を硬化させて、矯正性を悪化させる。Ｓｉは、より望ましくは０．０６質量％以上０．２８質量％以下とするのがよい。

Ｍｎ：０．５０質量％以上１．０質量％以下
Ｍｎは疲労強度を上昇させるとともに、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。０．５０質量％未満ではＭｎ系硫化物の生成量が不足して被削性が不十分となる。他方、１．０質量％を超えるとパーライトの形成体積率が過剰となり、曲げ矯正性の悪化につながる。Ｍｎは、より望ましくは０．５５質量％以上０．９５質量％以下とするのがよい。

Ｓ：０．０３質量％以上０．２０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。０．０３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、０．２０質量％を超えると鋼の靭性と延性が損なわれるほか、熱間鍛造時に割れ等が発生しやすくなり、また、疲労強度の低下にもつながる。Ｓは、より望ましくは０．０４質量％以上０．１５質量％以下とするのがよい。

Ｃｕ：０．０５質量％以上０．６０質量％以下
上記のごとく、疲労強度に貢献するとともに、曲げ矯正性の改善にも効果がある。０．０５質量％未満では効果が顕著でなく、他方、０．６０質量％を超えると鋼の熱間加工性の悪化につながる。Ｃｕは、より望ましくは０．１０質量％以上０．５０質量％以下とするのがよい。

Ｎｉ：０．０２質量％以上１．００質量％以下
上記のごとく、曲げ矯正性の改善に大きな効果がある。０．０２質量％未満では効果が顕著でなく、他方、１．００質量％を超えるとベイナイトを生成して硬さを増加させるため、曲げ矯正性改善効果が却って損なわれるとともに、被削性が悪化することにもつながる。Ｎｉは、より望ましくは０．０５質量％以上０．６０質量％以下とするのがよい。

Ｃｒ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下
Ｃｒは内部固さ及び窒化後の表層固さを効果的に高め、疲労強度を向上させる働きをする。０．０５質量％未満では効果が顕著でなく、他方、０．３０質量％を超えると表層硬さが著しく増大し、曲げ矯正性が損なわれることにつながる。Ｃｒは、より望ましくは０．０８質量％以上０．２５質量％以下とするのがよい。

Ｆ１＝１８５ＷCr＋５０ＷCu＞２０
Ｆ２＝８＋４ＷNi＋１．５ＷCu−４４ＷCr＞０
Ｆ１については、疲労強度確保のために上記範囲に定める。Ｆ２については、曲げ矯正性確保のために上記範囲に定める。図３は、横軸をＣｕ含有率、縦軸をＣｒ含有率、紙面と直角な軸をＮｉ含有率と定めた３次元座標に、Ｃｕ−Ｃｒ−Ｎｉの３つの成分範囲を立体表示したものである（Ｎｉ軸側からの投影で示している）。この成分範囲は、上記三次元座標空間にて、
８＋４ＷNi＋１．５ＷCu−４４ＷCr＝０
１８５ＷCr＋５０ＷCu−２０＝０
ＷCu＝０．０５
ＷCu＝０．６
ＷNi＝０．０２
ＷNi＝１．０
の６つの平面にて取り囲まれた立体図形の内側領域として表される。線形計画法により求められるＦ１の上限値は８４．２１（ＷCr＝０．２９３、ＷCu＝０．６）、同じくＦ２の上限値は１０．５（ＷNi＝１．０、ＷCu＝０．６、ＷCr＝０．０５）である。

以下、鋼組成にさらに含有可能な種々の成分について説明する。
Ｔｉ：０．００２０質量％以上０．０１２０質量％
Ｎ：０．００５０質量％以上０．０２５０質量％以下
微細なＴｉ窒化物（あるいはＴｉ炭窒化物）を形成し、これがクランクシャフトの熱間鍛造時のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止し、冷却後のフェライト＋パーライト組織においてフェライトの析出を促進し、パーライト結晶粒を微細化させる作用がある。これにより材料の曲げ矯正性を損ねることなく疲労強度の向上を図ることができる。Ｔｉが０．００２０質量％未満あるいはＮが０．００５０質量％未満ではこの効果が発揮されず、Ｔｉが０．０１２０質量％あるいはＮが０．０２５０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。Ｔｉは、より望ましくは０．００３０質量％以上０．０１０質量％以下とするのがよい。また、Ｎは、より望ましくは０．００７質量％以上０．０２０質量％以下とするのがよい。他方、要求される疲労強度レベルに応じて、ＴｉないしＮの含有量を上記組成範囲の下限値未満とすること（例えば、積極添加を省略すること）はもちろん可能であり、一定レベルの降伏応力（あるいは疲労強度）を確保しつつ、曲げ矯正性を向上させる効果は当然に享受できる。

Ｏ：０．０００５質量％以上０．００８質量％以下
鋼中のＴｉ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｃａと酸化物を形成し、ＭｎＳの析出核となることによりＭｎＳを鋼中に微細かつ均一に分散させ、またこのＭｎＳが熱間鍛造後の冷却時に旧オーステナイト粒内に析出する粒内フェライトの析出を促進させ、パーライトブロックの大きさを均一に小さくして、曲げ矯正性を向上させる効果を有する。Ｏが０．０００５質量％未満ではこの効果が発揮されず、Ｏが０．００８質量％を超えると、適正な酸化物組成が得られなくなることにつながる。Ｏは、より望ましくは０．００１質量％以上０．００５質量％以下とするのがよい。

なお、Ｏ、Ｎ及びＴｉの各含有率（単位：質量％）をそれぞれＷO、ＷN及びＷTiとした場合、
０．１２ＷTi＜ＷO＜２．５ＷTi ‥（３）
０．０４ＷN＜ＷO＜０．７ＷN ‥（４）
とすることが望ましい。（３）（４）式とも、ＯＷOが下限値以下では、ＭｎＳの析出核となる酸化物の量が少なくなってＭｎＳを鋼中に微細かつ均一に分散できなくなる場合がある。また上限値以上ではＴｉの酸化物が多くなり過ぎ、窒化物が少なくなって熱間鍛造時の旧オーステナイト粒の成長を抑制し切れなくなる場合がある。ただし、前述のごとくＴｉないしＮを積極的に含有させない場合はこの限りではない。

Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下
被削性の向上に効果がある。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、被削性の改善がそれほど求められない場合は、Ｃａの積極添加が省略可能であることはもちろんである。

Ｂｉ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下
Ｔｅ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下
Ｐｂ：．０１質量％以上０．１０質量％以下
Ｃａと同様、被削性向上元素として使用することができる。ただし、被削性の改善がそれほど求められない場合は、これら元素の積極添加を省略可能であることはもちろんである。

以下、不純物元素の許容範囲について説明する（なお、不純物元素は、上記本発明の効果発現に影響のない範囲で含有が許容される上記以外の副成分の総称であり、製造上不可避的に混入する不可避不純物のほか、意図的に添加する元素も含む）。

Ａｌ（鋼バルクへの固溶濃度）：０．０４５質量％以下（０質量％含む）
軟窒化処理層に窒化物を析出し、表面硬さを著しく高め、曲げ矯正性を低下させることにつながるので、含有量はなるべく低くするのがよく、望ましくは０．０２５質量％以下、さらに望ましくは０．０１０質量％以下とするのがよい。
Ｐ：０．１０質量％以下（０質量％含む）。
衝撃値を低下させるので含有量はなるべく低いことが望ましい。
Ｍｏ：０．０５質量％以下（０質量％含む）
曲げ矯正性を劣化させるので、なるべく少ないほうがよい。
Ｈ：０．０１質量％以下
遅れ破壊等の要因となるので、含有量はなるべく低いことが望ましい。

その他の各元素の含有許容量は以下の通りである（希ガス元素、人工元素及び放射性元素の含有は現実的でないので除外してある）。
Ｌｉ、Ｎａ、Ｋ、Ｒｂ、Ｃｓ、Ｆｒ：各１ｐｐｍ以下
Ｂｅ、Ｍｇ、Ｓｒ、Ｂａ：各１ｐｐｍ以下
Ｓｃ、Ｙ、Ｒａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｂ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕ：各０．１質量％以下
Ｚｒ、Ｈｆ：各０．１質量％以下
Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ：各０．１質量％以下
Ｗ：各０．１質量％以下
Ｔｃ、Ｒｅ：各０．０１質量％以下
Ｒｕ、Ｏｓ：各０．０１質量％以下
Ｃｏ：０．１質量％以下
Ｒｈ、Ｐｄ、Ａｇ、Ｉｒ、Ｐｔ、Ａｕ：各０．０１質量％以下
Ｚｎ、Ｃｄ、Ｍｇ：各０．０１質量％以下
Ｂ：０．００５質量％以下
Ｇａ、Ｉｎ、Ｔｌ：各０．０１質量％以下
Ｇｅ、Ｓｎ：０．１質量％以下
Ａｓ、Ｓｂ：各０．１質量％以下
Ｓｅ、Ｐｏ：各０．１質量％以下
Ｆ、Ｃｌ、Ｂｒ、Ｉ、Ａｔ：各０．１質量％以下

次に、本発明の軟窒化非調質鋼部材は、軟窒化処理層の最表面から０．０５ｍｍ位置でのビッカース硬さが２８０Ｈｖ以上３８０Ｈｖ以下であることが望ましい。該硬さが２８０Ｈｖ未満では疲労強度が十分に確保できず、３８０Ｈｖを超えると曲げ矯正性が不十分となる。該硬さは、より望ましくは３００Ｈｖ以上３７５Ｈｖ以下であるのがよい。なお、軟窒化層の形成厚さは、０．１ｍｍ以上２．０ｍｍ以下、望ましくは０．５ｍｍ以上１．５ｍｍ以下とするのがよい。

また、本発明の軟窒化非調質鋼部材は、その組織におけるフェライト面積率が２０％以上６０％以下であるのがよい。フェライト面積率を２０％以上とすることで曲げ矯正性の向上を図ることができる。しかし、該フェライト面積率が６０％を超えると疲労強度が不十分となる場合がある。フェライト面積率は、より望ましくは３０％以上５５％以下であるのがよい。

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。

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、以下のようにして形成される。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。常圧大気中での空冷により、フェライト＋パーライト組織が得られる。その後、焼準処理を施すことなく、切削によりクランクシャフト形状に加工する。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。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。本発明にて採用する鋼は、前述の組成を使用することで、軟窒化後の矯正処理を、焼準処理を省略しても容易に行なうことができる。また、このように曲げ矯正性が良好であるにも拘わらず、疲労強度にも優れている。

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。
まず、表１（実施例）及び表２（比較例）に示す組成が得られるように原料を配合し、電気炉で５ｔｏｎの鋼塊を溶製した。なお、Ｏ量とＮ量とはＯ_２、Ｎ_２、Ａｒの混合ガスの溶湯中へのバブリング量により調整した。この鋼塊を熱間圧延にて断面が７０ｍｍ角の圧延棒鋼とし、１２００℃で６０分間加熱保持した後熱間鍛造し、放冷して断面が４０ｍｍ角の鋼材を製造した。これらより試験材を切り出して下記方法で表層硬さ、曲げ矯正性、フェライト面積率及び疲労強度を試験した。疲労強度は、上記鋼材から、特許文献６の図１に開示された形状の長さ２１０ｍｍの試験片を作製し、５８０℃で１．５時間のガス軟窒化処理を施した後、小野式回転曲げ試験を実施して測定した。この試験は最大負荷荷重を種々に変えて行ない、回転１０００万回にて破壊を生じない最大負荷荷重を疲労強度として求めた。また、硬さは、上記疲労強度の測定に用いた試験片と同様な試験片を作成し、該試験片のＲ部から硬さ測定用の資料を切り出して表層から０．０５ｍｍの位置をビッカース硬度計（荷重３００ｇ）にて測定した。フェライト面積率は、組織を鏡面研磨した後ピクリン酸にてエッチングし、該エッチング組織上にてフェライト相とパーライト相とを画像解析により識別して算出した。さらに、曲げ矯正性は、上記鋼材の両端部を支点間距離１８２ｍｍにて支えながら、中央部に集中荷重を加えることにより３点曲げ試験を行った。この試験において、中央部に亀裂が発生するまで荷重を加え、亀裂発生までの最大たわみ量（亀裂発生ストローク）をそのクランクシャフトの曲げ矯正性として求めた。以上の結果を表１及び表２に示す（なお、表２においてＦ１及びＦ２の欄が空欄となっている鋼種は、成分範囲が本発明の範囲を外れているためにＦ１ないしＦ２の各式の適用が不能であることを示している）。

この結果からも明らかなように、比較例の鋼を用いたクランクシャフトは、曲げ矯正性及び疲労強度のいずれかが、必要なレベルに届いていないのに対し、実施例の鋼を用いたクランクシャフトは、いずれも曲げ矯正性及び疲労強度ともに優れていることがわかる。なお、実施例の各鋼種はいずれもＴｉ，Ｎ及びＣａを積極添加したものであるが、前述のごとくこれらの元素の含有（積極的なもの：不可避不純物レベルとして含有されるものは除く）を省略することももちろん可能である。Ｔｉ，Ｎに関しては添加を省略した場合、表１に示した結果と比較して、各実施例鋼の疲労強度は多少下がるものの実用上問題のないレベルであり、曲げ矯正性はほぼ同程度に達成される。なお、Ｃａは被削性に影響するのみであって、その積極添加を省略しても疲労強度及び曲げ矯正性への影響はほとんどない。なお、図４は、各組成のＦ１の値に対し、試験結果として得られた疲労強度の値をプロットしたものである。また、図５は、各組成のＦ２の値に対し、試験結果として得られた亀裂発生ストロークの値をプロットしたものである。いずれも、Ｆ１ないしＦ２の値と試験結果との間に相関関係が認められる。

クランクシャフトの一例を示す正面図。応力−歪曲線の模式図。本発明にて採用する非調質鋼の、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉの組成範囲を示す投影図。Ｆ１の値に対し、試験結果として得られた疲労強度の値をプロットしたグラフ。Ｆ２の値に対し、試験結果として得られ亀裂発生ストロークの値をプロットしたグラフ。

Claims

表面に軟窒化処理層を有するとともに、軟窒化処理層を除く鋼断面組織がフェライト＋パーライト組織を有する非調質鋼からなり、かつ、前記鋼の組成が、Ｆｅを主成分として
Ｃ：０．３０質量％以上０．５０質量％以下、
Ｓｉ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下、
Ｍｎ：０．５０質量％以上１．００質量％以下、
Ｓ：０．０３質量％以上０．２０質量％以下、
Ｃｕ：０．０５質量％以上０．６０質量％以下、
Ｎｉ：０．０２質量％以上１．００質量％以下、
Ｃｒ：０．０５質量％以上０．３０質量％以下を含有し、
Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒの各含有率（単位：質量％）をそれぞれＷCu、ＷNi及びＷCrとして、組成パラメータＦ１及びＦ２をそれぞれ、Ｆ１＝１８５ＷCr＋５０ＷCu、Ｆ２＝８＋４ＷNi＋１．５ＷCu−４４ＷCrとしたとき、
Ｆ１＞２０ ‥（１）
Ｆ２＞０ ‥（２）
を充足することを特徴とする軟窒化非調質鋼部材。
Ｔｉ：０．００２０質量％以上０．０１２０質量％以下、
Ｎ：０．００５０質量％以上０．０２５０質量％以下、及び、
Ｏ：０．０００５質量％以上０．００８質量％以下、
をさらに含有する請求項１記載の軟窒化非調質鋼部材。
Ｏ、Ｎ及びＴｉの各含有率（単位：質量％）をそれぞれＷO、ＷN及びＷTiとして、
０．１２ＷTi＜ＷO＜２．５ＷTi ‥（３）
０．０４ＷN＜ＷO＜０．７ＷN ‥（４）
を充足する請求項２記載の軟窒化非調質鋼部材。
Ｃａ：０．０００５質量％以上０．００５０質量％以下をさらに含有する請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の軟窒化非調質鋼部材。
前記軟窒化処理層の最表面から０．０５ｍｍ位置でのビッカース硬さが２８０Ｈｖ以上３８０Ｈｖ以下である請求項１ないし請求項４のいずれか１項に記載の軟窒化非調質鋼部材。
前記組織におけるフェライト面積率が２０％以上６０％以下である請求項１ないし請求項５のいずれか１項に記載の軟窒化非調質鋼部材。