JP2010013729A - Steel for nitrocarburizing use, steel product for nitrocarburizing use and crankshaft - Google Patents

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Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a steel for nitrocarburizing use which has high fatigue strength and excellent straightenability after the nitrocarburizing treatment, without performing the heat treatment of quenching and tempering, and consequently, suitable as raw materials for nitrocarburized components. <P>SOLUTION: Disclosed is a steel for nitrocarburizing use, which contains by mass percent, >0.45% to ≤0.60% C, <0.50% Si, >1.30% to ≤1.70% Mn, ≤0.05% P, 0.02 to 0.10% S, ≤0.30% Cr and >0.007% to ≤0.030% N, and which further contains one or two elements selected from >0.010% to ≤0.10% Al and >0.005% to ≤0.035% Ti, with Al+Ti being ≥0.015%, with the balance being Fe and impurities, wherein V in the impurities is not more than 0.010%, and further satisfies the following 2 formulas: [1.25C+Mn-0.1Cr≥1.90] and [N-0.45Al-(1/22)Ti>0]. The steel may contain one or more selected from Ca, Cu and Ni. <P>COPYRIGHT: (C)2010,JPO&INPIT

Description

本発明は、軟窒化用鋼、軟窒化用鋼材およびその軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフトに関する。詳しくは、高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を有し、自動車、産業機械および建設機械用などのクランクシャフト、コネクティングロッドなど、所要の形状に熱間鍛造などの方法で加工された後で焼ならしを施され、さらにその後、軟窒化を施されて使用される機械部品の素材となる軟窒化用鋼、その鋼を各種の方法で所要の形状に加工した軟窒化用鋼材およびその軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフトに関する。   The present invention relates to a steel for soft nitriding, a steel material for soft nitriding, and a crankshaft manufactured using the steel material for soft nitriding. Specifically, it has high fatigue strength and excellent bend straightening, and after being processed into a required shape by a method such as hot forging, such as crankshafts and connecting rods for automobiles, industrial machinery and construction machinery, etc. Steel for soft nitriding, which is used as a material for machine parts to be used after being leveled and then soft-nitrided, and steel for soft-nitriding obtained by processing the steel into a required shape by various methods and its soft-nitriding The present invention relates to a crankshaft manufactured using a steel material.

従来、自動車、産業機械および建設機械用などのクランクシャフトやコネクティングロッドなどは、熱間鍛造などの方法で鋼を所要の形状に加工した後、焼入れ−焼戻しの熱処理を行って組織を微細化し、その後、主として疲労強度を高める目的で軟窒化処理を施して製造されてきた。   Conventionally, crankshafts and connecting rods for automobiles, industrial machinery and construction machinery, etc. are processed into a required shape by a method such as hot forging, and then subjected to heat treatment of quenching and tempering to refine the structure, Thereafter, it has been produced by applying a soft nitriding treatment mainly for the purpose of increasing the fatigue strength.

上記の「軟窒化処理」は、一般に、５００〜６００℃の温度域でＮとＣを同時に侵入・拡散させて表面を硬化させる手法である。主に耐摩耗性を向上させることを目的とする「窒化処理」に対して、「軟窒化処理」は特に疲労強度を向上させる手法として秀でており、急速に普及している。   The above-mentioned “soft nitriding treatment” is generally a method of hardening the surface by simultaneously invading and diffusing N and C in a temperature range of 500 to 600 ° C. In contrast to “nitriding” which mainly aims to improve wear resistance, “soft nitriding” is particularly excellent as a technique for improving fatigue strength, and is rapidly spreading.

なお、軟窒化処理を施すと歪みが発生して部品の寸法精度が低下する。したがって、特にクランクシャフト、コネクティングロッドなどの部品においては、軟窒化処理後に曲げ矯正が行われることが多いので、軟窒化を施された部品（以下、「軟窒化部品」という。）には曲げ矯正性が優れていることも要求される。   When soft nitriding is performed, distortion occurs and the dimensional accuracy of the component decreases. Therefore, especially in parts such as crankshafts and connecting rods, bending straightening is often performed after soft nitriding, and therefore, bending straightening is applied to soft-nitrided parts (hereinafter referred to as “soft-nitrided parts”). It is also required to have excellent properties.

一方、近年では、熱処理コストの削減要求が強くなり、このため、熱間鍛造のままで使用できる鋼、すなわち非調質鋼の使用が増えている。   On the other hand, in recent years, demands for reducing heat treatment costs have increased, and therefore, the use of steel that can be used as it is in hot forging, that is, non-tempered steel is increasing.

しかしながら、一般に、非調質鋼材の組織は、粗大なフェライト−パーライト組織（パーライトとフェライトの混合組織）で、軟質なフェライトが現れる。このため、非調質鋼材を用いた軟窒化部品の場合には、高い疲労強度を確保できないことが多い。   However, in general, the structure of the non-tempered steel material is a coarse ferrite-pearlite structure (mixed structure of pearlite and ferrite), and soft ferrite appears. For this reason, in the case of a nitrocarburized part using a non-tempered steel material, it is often impossible to ensure high fatigue strength.

したがって、このような非調質鋼においては、様々な合金元素を含有させて組織を微細にし、かつ、軟質なフェライトを硬化することにより、軟窒化部品の疲労強度を高める努力がなされている。しかしながら、いたずらに合金元素の含有量を多くするだけでは、軟窒化処理後の表層硬さが高くなりすぎるので、曲げ矯正性の劣化を避けることができない。   Therefore, in such non-heat treated steel, efforts are made to increase the fatigue strength of the nitrocarburized parts by containing various alloy elements to refine the structure and hardening soft ferrite. However, if the alloy element content is increased unnecessarily, the surface layer hardness after the soft nitriding process becomes too high, so that deterioration of the bending straightness cannot be avoided.

しかも、近年においては、特に、排出ＣＯ2量の削減の観点から自動車の軽量化が求められ、このため、従来にもまして高い疲労強度を有するクランクシャフトに対する要求が強まっている。しかしながら、非調質鋼はこのような要求に十分応えられるものではなかった。 Moreover, in recent years, in particular, there has been a demand for weight reduction of automobiles from the viewpoint of reducing the amount of exhausted CO 2. For this reason, there is an increasing demand for a crankshaft having higher fatigue strength than before. However, non-tempered steel has not been able to meet such requirements sufficiently.

上記のような背景から、焼入れ−焼戻しの熱処理コストを抑えることができ、しかも、次に示すような、非調質鋼では得られない「高い疲労強度」と「優れた曲げ矯正性」を同時に備えた軟窒化用鋼に対する要望が極めて大きくなっている。   From the above background, the heat treatment costs of quenching and tempering can be suppressed, and at the same time, "high fatigue strength" and "excellent bend straightening" that cannot be obtained with non-tempered steel as shown below There is a great demand for the soft nitriding steel provided.

「高い疲労強度」：クランクシャフトなど複雑な形状の部品の疲労強度を評価するのに適切な、切欠き付き疲労試験片を用いた室温、大気中での小野式回転曲げ疲労試験で、４６０ＭＰａ以上の疲労強度を有すること。   “High fatigue strength”: 460 MPa or more in the Ono-type rotating bending fatigue test in the air at room temperature using notched fatigue test pieces suitable for evaluating the fatigue strength of parts with complex shapes such as crankshafts Have fatigue strength of

「優れた曲げ矯正性」：大きな曲げ変位量まで部品の表面に亀裂が入らないか、亀裂が入った場合でもその長さが十分に短いこと。具体的には、後述する直径２０ｍｍの試験片を用いた室温、大気中での曲げ矯正試験で、亀裂が入らないか、あるいは、亀裂長さが０．１ｍｍ以下であること。   “Excellent bend straightening”: The surface of the part does not crack up to a large amount of bending displacement, or the length is sufficiently short even if there is a crack. Specifically, in a bending correction test at room temperature and in the air using a test piece having a diameter of 20 mm, which will be described later, cracks do not occur or the crack length is 0.1 mm or less.

そこで、前記した要望に応えるべく、特許文献１〜４に、種々の軟窒化用鋼が提案されている。また、特許文献５〜７には、クランクなどのエンジン部品に適した非調質鋼が提案されている。   Therefore, various steels for soft nitriding have been proposed in Patent Documents 1 to 4 in order to meet the above-described demand. Patent Documents 5 to 7 propose non-heat treated steel suitable for engine parts such as a crank.

具体的には、特許文献１に、「重量％で、Ｃ：０．４〜０．７％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｃｒ：０．２％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｔｉ＋Ｖ：０．０２％以上かつ（Ｃ含有量／６）％以下を含有し、さらに必要に応じて、
〔ａ〕Ｐ：０．０１５％以下
および／または
〔ｂ〕Ｓ：０．１５％以下、Ｐｂ：０．３％以下、Ｂｉ：０．３％以下、Ｓｅ：０．１％以下およびＣａ：０．０００５〜０．０１００％から選択された少なくとも１種
を含み、残部実質的にＦｅよりなり、不純物中のＮを０．００７％以下まで許容する軟窒化処理後に高強度および高靭性が得られることを特徴とする低合金軟窒化鋼」が開示されている。 Specifically, in Patent Document 1, “in weight%, C: 0.4 to 0.7%, Si: 1.0% or less, Mn: 0.8 to 2.0%, Cr: 0.2 % Or less, Al: 0.05% or less, Ti + V: 0.02% or more and (C content / 6)% or less, further, if necessary,
[A] P: 0.015% or less and / or [b] S: 0.15% or less, Pb: 0.3% or less, Bi: 0.3% or less, Se: 0.1% or less, and Ca: High strength and high toughness are obtained after soft nitriding treatment including at least one selected from 0.0005% to 0.0100%, the balance being substantially made of Fe, and allowing N in impurities to be 0.007% or less. A low alloy nitrocarburized steel characterized by the above-mentioned.

特許文献２には、「重量比で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜２．００％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｃｒ：０．３０％以下、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎ：０．０１〜０．０２％を含有し、さらに必要に応じて、Ｐ：０．０２〜０．０７％、Ｓ：０．０４〜０．１０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３％、Ｐｂ：０．０１〜０．２０％からなる群から選んだ少なくとも１種を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物元素、ただし、不純物としてのＶの含有量は０．０１％以下、から成る鋼組成を有する軟窒化非調質鍛造用鋼」が開示されている。   Patent Document 2 states that “by weight, C: 0.30 to 0.60%, Si: 0.05 to 1.50%, Mn: 0.20 to 2.00%, P: 0.02%. In the following, S: 0.04% or less, Cr: 0.30% or less, Al: 0.005% or less, N: 0.01 to 0.02%, and further, if necessary, P: 0.0. Including at least one selected from the group consisting of 02 to 0.07%, S: 0.04 to 0.10%, Ca: 0.0003 to 0.003%, Pb: 0.01 to 0.20% And the balance is Fe and inevitable impurity elements, but the content of V as an impurity is 0.01% or less, and the steel for soft nitriding non-tempered forging having a steel composition is disclosed.

特許文献３には、「重量％で、Ｆｅの含有率が９０％以上で、Ｃ：０．３５〜０．５％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．６〜１．８％、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．０ １〜０．５％、Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％を含み、さらに必要に応じて、Ｐｂ：０．３０％以下、Ｓ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｂｉ：０．３０％以下、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．０１％以下の１種または２種以上を含む機械部品用鋼」が開示されている。   Patent Document 3 states that, “Weight%, Fe content is 90% or more, C: 0.35 to 0.5%, Si: 0.01 to 0.3%, Mn: 0.6 to 1”. 0.8%, Cu: 0.01-0.5%, Ni: 0.01-0.5%, Cr: 0.01-0.5%, Al: 0.001-0.01%, N : 0.005 to 0.025%, and further, if necessary, Pb: 0.30% or less, S: 0.20% or less, Ca: 0.01% or less, Bi: 0.30% or less, Steel for machine parts containing one or more of Ti: 0.02% or less, Zr: 0.02% or less, and Mg: 0.01% or less is disclosed.

なお、上記の「機械部品」とは、「軟窒化処理による表面硬化処理が施された機械部品であって、該機械部品の部材表面から深さ５０μｍに対応した基準位置での表層部のビッカース硬さが３４０〜４６０ＨＶ、軟窒化の影響が及んでいない略一定硬さを示す内層部のビッカース硬さが１９０〜２６０ＨＶ、さらに、ビッカース硬さが２７０ＨＶとされる部材表面からの有効硬化層深さが０．３ｍｍ以上に調整されてなることを特徴とする機械部品」である。   The above-mentioned “mechanical part” means “a mechanical part that has been subjected to surface hardening treatment by soft nitriding treatment, and has a surface layer Vickers at a reference position corresponding to a depth of 50 μm from the member surface of the mechanical part. Effective hardened layer depth from the surface of the member whose hardness is 340 to 460 HV, Vickers hardness of the inner layer portion showing substantially constant hardness not affected by soft nitriding is 190 to 260 HV, and further, Vickers hardness is 270 HV Is a machine part characterized by being adjusted to 0.3 mm or more.

特許文献４には、「重量比で、Ｃ：０．２２〜０．５５％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０４〜０．０８％、Ｎｉ：０．１５％以下、Ｃｒ：０．１５％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．１５％以下、Ａｌ：０．００２〜０．０１８％、Ｔｉ：０．００３０％以下、Ｖ：０．０１〜０．０６％、Ｎｂ：０．００３０％以下、Ｂ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００８０〜０．０２００％を含有し、さらに必要に応じて、Ｃａ：０．００１０〜０．０１２０％、Ｐｂ：０．０４〜０．４０％、Ｂｉ：０．０５〜０．５０％、Ｔｅ：０．０５〜０．３５％、Ｓｅ：０．０５〜０．３５％の１種または２種以上を含有し、かつＮｉ＋Ｍｏ＋Ｃｕ≦０．２５％、Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｂ≦０．００４０％であり、残部がＦｅおよび不純物元素からなる鋼に軟窒化処理を施し、表面に平均で１２μｍ以上の化合物層を有することを特徴とする耐焼付性および疲労強度に優れた機械構造用鋼」が開示されている。   Patent Document 4 states that “C. 0.22 to 0.55%, Si: 0.05 to 0.80%, Mn: 0.50 to 1.50%, P: 0.025% by weight ratio. Hereinafter, S: 0.04 to 0.08%, Ni: 0.15% or less, Cr: 0.15% or less, Mo: 0.05% or less, Cu: 0.15% or less, Al: 0.002 -0.018%, Ti: 0.0030% or less, V: 0.01-0.06%, Nb: 0.0030% or less, B: 0.0005% or less, N: 0.0080-0.0200 Further, if necessary, Ca: 0.0010 to 0.0120%, Pb: 0.04 to 0.40%, Bi: 0.05 to 0.50%, Te: 0.05 to Contains 0.35%, Se: 0.05 to 0.35% or two or more, and Ni + Mo + Cu ≦ 0.25%, Ti + Nb + B A mechanical structure excellent in seizure resistance and fatigue strength, characterized in that the steel is 0.0040% and the balance is subjected to soft nitriding treatment on steel composed of Fe and impurity elements, and has an average compound layer of 12 μm or more on the surface. Steel "is disclosed.

特許文献５には、「重量基準で、Ｃ：０．４０〜０．７０％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．９０〜１．８０％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、ｓ−Ａｌ：０．０１０〜０．０４５％、およびＮ：０．００５〜０．０２５％を含有し、さらに必要に応じて、Ｐｂ：０．０３０％以下、Ｓ：０．２０％以下、Ｔｅ：０．０３０％以下、Ｃａ：０．０１％以下およびＢｉ：０．３０％以下から選んだ１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、熱間鍛造後の組織がフェライト＋パーライトであり、初析フェライト面積率が１０％以下であることを特徴とする耐摩耗性にすぐれた熱間鍛造用非調質鋼」が開示されている。   In Patent Document 5, “C: 0.40 to 0.70%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.90 to 1.80%, Cr: 0.05 to 1.00, based on weight. %, S-Al: 0.010 to 0.045%, and N: 0.005 to 0.025%, and if necessary, Pb: 0.030% or less, S: 0.20% Hereinafter, it contains one or more selected from Te: 0.030% or less, Ca: 0.01% or less, and Bi: 0.30% or less, with the balance being Fe and impurities, after hot forging Non-tempered steel for hot forging with excellent wear resistance, characterized in that the structure of the above is ferrite + pearlite and the pro-eutectoid ferrite area ratio is 10% or less is disclosed.

特許文献６には、「質量％で、Ｃ：０．３〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．０％およびＳｉ：０．５〜２．５％を含み、さらに必要に応じて、
〔ａ〕Ｖ：０．４％以下、Ｎｂ：０．１５％以下およびＴｉ：０．１５％以下よりなる群から選択される１種以上、
〔ｂ〕Ｃｒ：１．５％以下、
〔ｃ〕Ａｌ：０．０４％以下、
〔ｄ〕Ｓ：０．１２％以下、Ｐｂ：０．３％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｃａ：０．０１％以下、Ｔｅ：０．１％以下およびＢｉ：０．１％以下よりなる群から選択される１種以上、
から選んだ１種以上の元素を含有し、
Ｆ＝Ｓｉ＋（Ｍｎ／３．５）＋３Ｖ＋２．５Ｎｂ＋２．５Ｔｉ
で規定されるＦ値が１．０以上で、かつ任意の縦断面における、被検面積３００ｍｍ2当たりの平均粒径２０μｍ以上の酸化物系介在物が１０個以下である耐摩耗性に優れた熱間鍛造用非調質鋼」が開示されている。 Patent Document 6 includes "in mass%, C: 0.3 to 0.8%, Mn: 0.3 to 2.0%, and Si: 0.5 to 2.5%. And
[A] one or more selected from the group consisting of V: 0.4% or less, Nb: 0.15% or less, and Ti: 0.15% or less,
[B] Cr: 1.5% or less,
[C] Al: 0.04% or less,
[D] S: 0.12% or less, Pb: 0.3% or less, Zr: 0.2% or less, Ca: 0.01% or less, Te: 0.1% or less, and Bi: 0.1% or less One or more selected from the group consisting of:
Contains one or more elements selected from
F = Si + (Mn / 3.5) + 3V + 2.5Nb + 2.5Ti
The F value specified by the above is 1.0 or more, and in any longitudinal section, the number of oxide inclusions having an average particle size of 20 μm or more per 300 mm 2 of the test area is excellent in wear resistance. Non-tempered steel for hot forging "is disclosed.

特許文献７には、「質量％で、Ｃ：０．３０〜０．８０％、Ｓｉ：０．１〜２．５％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｎ：０．００５〜０．１０％、Ｐ：０．３０％以下、Ｓ：０．１２％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下を含み、さらに必要に応じて、Ｐｂ：０．３％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｔｅ：０．１０％以下、Ｂｉ：０．１％以下の１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ、
Ｓｉ＋３．４Ｍｎ＋１９．５Ｐ−１３．４Ｓ＋２．７Ｃｒ≧３．５
Ｃ＋１．１Ｍｎ−１．９Ｓｉ＋１．５Ｃｕ＋１．８Ｎｉ＋０．６Ｃｒ≦２．６
の関係を満たし、引張強さが６００〜９００Ｎ／ｍｍ2である熱間鍛造用非調質鋼」が開示されている。 Patent Document 7 states that “in mass%, C: 0.30 to 0.80%, Si: 0.1 to 2.5%, Mn: 0.30 to 2.0%, Al: 0.001 to 1. 0.06%, N: 0.005 to 0.10%, P: 0.30% or less, S: 0.12% or less, Cr: 1.0% or less, Cu: 0.3% or less, Ni: 0.3% or less, and if necessary, Pb: 0.3% or less, Zr: 0.2% or less, Ca: 0.010% or less, Te: 0.10% or less, Bi: 0.0. Containing 1 or more of 1% or less, the balance consisting of Fe and inevitable impurities, and
Si + 3.4Mn + 19.5P-13.4S + 2.7Cr ≧ 3.5
C + 1.1Mn-1.9Si + 1.5Cu + 1.8Ni + 0.6Cr ≦ 2.6
And a non-heat treated steel for hot forging having a tensile strength of 600 to 900 N / mm 2 is disclosed.

特開昭６４−２５９４９号公報JP-A 64-25949 特開平８−１７０１４６号公報JP-A-8-170146 特開２００４−１６２１６１号公報JP 2004-162161 A 特開平７−１８３７９号公報Japanese Patent Laid-Open No. 7-18379 特開２０００−２６５２４２号公報JP 2000-265242 A 特開２０００−３２８１９３号公報JP 2000-328193 A 特開平９−３１０１５２号公報JP-A-9-310152

前述の特許文献１に記載された技術は、曲げ矯正性を低下させるＣｒ、Ａｌ、ＶおよびＴｉの含有量を極力抑え、これによる強度低下をＭｎを添加することにより補って、軟窒化後の表面硬化層の靱性を確保するとともに心部の強度を向上させ、疲労強度と曲げ矯正性を両立させるものである。しかしながら、この特許文献１における「曲げ矯正性」は、厚さがわずか５ｍｍの試験片で曲げ試験を行い、粗大クラックが発生した時の曲げ撓み量で評価されたものである。このため、特許文献１で提案された鋼は、前述の「高い疲労強度」と「優れた曲げ矯正性」を同時に備えることが要求される場合には、特に、「曲げ矯正性」を確保できるものではなかった。   The technique described in the above-mentioned Patent Document 1 suppresses the content of Cr, Al, V and Ti, which lowers the bending straightness, and compensates for the strength reduction by adding Mn. While ensuring the toughness of the hardened surface layer, the strength of the core is improved, and both fatigue strength and bend correction are achieved. However, the “bend straightening” in Patent Document 1 is evaluated by a bending deflection when a coarse crack occurs when a bending test is performed with a test piece having a thickness of only 5 mm. For this reason, the steel proposed in Patent Document 1 can ensure “bending correctability” particularly when it is required to have the above-mentioned “high fatigue strength” and “excellent bending correctability” at the same time. It was not a thing.

特許文献２で開示された技術によれば、Ｎ、ＣｒおよびＶの含有量を制限することによって、調質処理を施さなくても調質処理した場合と同等の疲労強度と曲げ矯正性を同時に確保することが可能である。しかしながら、この特許文献２における「疲労強度」は、平滑疲労試験片を用いて評価されたものである。このため、特許文献２で提案された鋼は、排出ＣＯ2量の削減の観点から自動車の軽量化が求められ、従来にもまして高い疲労強度を有するクランクシャフトに対する要求が強まっている状況下にあって、前述の「高い疲労強度」と「優れた曲げ矯正性」を同時に備えることが要求される場合には、特に、「疲労強度」の確保が難しいことがあった。 According to the technique disclosed in Patent Document 2, by limiting the contents of N, Cr, and V, fatigue strength and bend straightness equivalent to those obtained when tempering treatment is performed at the same time without tempering treatment are simultaneously performed. It is possible to secure. However, the “fatigue strength” in Patent Document 2 is evaluated using a smooth fatigue test piece. For this reason, the steel proposed in Patent Document 2 is required to reduce the weight of an automobile from the viewpoint of reducing the amount of exhausted CO 2 , and there is an increasing demand for a crankshaft having higher fatigue strength than before. In the case where it is required to simultaneously provide the above-mentioned “high fatigue strength” and “excellent bending straightness”, it is sometimes difficult to ensure “fatigue strength”.

特許文献３で提案された技術は、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、ＣｕおよびＮｉの含有量を制御することによって軟窒化後の硬さ分布を制御することにより、疲労強度と曲げ矯正性の両立を図ろうとするものである。しかしながら、この特許文献３で提案された鋼を用いても、前述した「高い疲労強度」と「優れた曲げ矯正性」を同時に確保することができるものではなかった。   The technique proposed in Patent Document 3 is compatible with fatigue strength and bending straightness by controlling the hardness distribution after soft nitriding by controlling the content of C, Mn, Si, Cr, Cu and Ni. It is going to plan. However, even when the steel proposed in Patent Document 3 is used, the above-mentioned “high fatigue strength” and “excellent bending straightness” cannot be ensured at the same time.

特許文献４で開示された鋼は、Ｎｉ、Ｃｕ、ＭｏおよびＶの含有量を低減することによって、軟窒化後に生成する化合物層の厚みを増し、耐焼付性と疲労強度の両立を図ろうとするものである。しかしながら、この特許文献４で提案された鋼の場合、軟窒化後の曲げ矯正性については全く考慮されていない。このため、特許文献４で開示された鋼は、前述の「高い疲労強度」と「優れた曲げ矯正性」を同時に備えることが要求される場合には、特に、「曲げ矯正性」を確保できるものではなかった。   The steel disclosed in Patent Document 4 increases the thickness of the compound layer formed after soft nitriding by reducing the contents of Ni, Cu, Mo, and V, and attempts to achieve both seizure resistance and fatigue strength. Is. However, in the case of the steel proposed in Patent Document 4, bending straightness after soft nitriding is not considered at all. For this reason, the steel disclosed in Patent Document 4 can ensure the “bending correctability” especially when it is required to have the above-mentioned “high fatigue strength” and “excellent bending correctability” at the same time. It was not a thing.

特許文献５で開示された鋼は、高周波焼入れや軟窒化などの表面硬化処理を省略しても、熱間鍛造ままで高い耐摩耗性を得ることを目的とする非調質鋼である。したがって、この特許文献５で提案された鋼に軟窒化を施しても、前述した所望の曲げ矯正性はいうまでもなく、所望の疲労強度も得ることができるものではなかった。   The steel disclosed in Patent Document 5 is a non-tempered steel intended to obtain high wear resistance as hot forging even if surface hardening treatment such as induction hardening or soft nitriding is omitted. Therefore, even if soft nitriding is performed on the steel proposed in Patent Document 5, it is not possible to obtain the desired fatigue strength, not to mention the above-described desired bending correctability.

特許文献６で開示された技術は、ＳｉおよびＭｎをフェライトに固溶させ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉなどの炭窒化物をフェライト中に微細析出させることによって、耐摩耗性に優れたフェライト−パーライト組織を有する熱間鍛造用非調質鋼を提供することを目的とするものである。このように、特許文献６で提案された鋼の場合、軟窒化を施すことに対して何ら配慮されていない。このため、この鋼に軟窒化を施した場合には前述の「優れた曲げ矯正性」を確保することはできず、さらに、前述した所望の疲労強度を得ることもできるものではなかった。   The technology disclosed in Patent Document 6 is a ferrite-pearlite structure having excellent wear resistance by dissolving Si and Mn in ferrite and finely depositing carbonitrides such as V, Nb and Ti in the ferrite. It aims at providing the non-heat-treated steel for hot forging which has these. Thus, in the case of the steel proposed in Patent Document 6, no consideration is given to applying soft nitriding. For this reason, when this steel is soft-nitrided, the above-mentioned “excellent bend straightening” cannot be ensured, and furthermore, the above-mentioned desired fatigue strength cannot be obtained.

特許文献７で開示された技術は、耐力を高めるように鋼の化学組成を制御することにより、非調質のままでＶなどを添加した鋼と同等の高耐力と疲労特性を有し、さらには被削性も良好な熱間鍛造用非調質鋼を提供することを目的とするものである。しかしながら、特許文献７で提案された鋼も、軟窒化を施すことに対して何ら配慮されたものではない。このため、この鋼に軟窒化を施した場合にも前述の「優れた曲げ矯正性」を確保することはできず、しかも、前述した所望の疲労強度を得ることもできるものではなかった。   The technique disclosed in Patent Document 7 has high proof stress and fatigue characteristics equivalent to steel to which V or the like is added while remaining untempered by controlling the chemical composition of the steel so as to increase the proof stress, Is intended to provide non-tempered steel for hot forging with good machinability. However, the steel proposed in Patent Document 7 is not considered at all for soft nitriding. For this reason, even when soft nitriding is performed on this steel, the above-mentioned “excellent bend straightening” cannot be ensured, and the desired fatigue strength described above cannot be obtained.

そこで、本発明は、コストの高い焼入れ−焼戻しの熱処理を省略でき、しかも、軟窒化後の疲労強度と曲げ矯正性に優れ、自動車、産業機械および建設機械用などのクランクシャフト、コネクティングロッドなど軟窒化部品の素材として好適な軟窒化用鋼、その鋼を各種の方法で所要の形状に加工した軟窒化用鋼材およびその軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフトを提供することを目的とする。   Therefore, the present invention can omit the expensive quenching-tempering heat treatment, and is excellent in fatigue strength and bend straightening after soft nitriding, and can be used for crankshafts, connecting rods, etc. for automobiles, industrial machinery and construction machinery. An object of the present invention is to provide a soft nitriding steel suitable as a material for nitriding parts, a soft nitriding steel material obtained by processing the steel into a required shape by various methods, and a crankshaft manufactured using the soft nitriding steel material. To do.

なお、本発明が目標とする軟窒化後の疲労特性と曲げ矯正性の具体的な内容は次のとおりである。   In addition, the concrete contents of the fatigue characteristics after soft nitriding and the bending straightness targeted by the present invention are as follows.

疲労特性：図１に示す切欠き付き疲労試験片を用いた室温、大気中での小野式回転曲げ疲労試験で、４６０ＭＰａ以上の疲労強度を有すること。   Fatigue properties: Having a fatigue strength of 460 MPa or more in an Ono-type rotating bending fatigue test in the air at room temperature using the notched fatigue test piece shown in FIG.

曲げ矯正性：試験片の長手方向中央部に歪みゲージを貼付した直径２０ｍｍの試験片を用い、支点間距離が７０ｍｍとなるように二つの支点を設け、室温、大気中で三点曲げの手法で前記試験片に歪みゲージの読みが１７０００μ（曲げ矯正歪み１．７％に相当）になるところまで負荷をかけた場合に、亀裂が入らないか、あるいは、亀裂長さが０．１ｍｍ以下であること。   Bending correction: Using a test piece with a diameter of 20 mm with a strain gauge attached to the center of the test piece in the longitudinal direction, providing two fulcrums so that the distance between the fulcrums is 70 mm. When a load is applied to the test piece until the strain gauge reading reaches 17000 μ (corresponding to 1.7% of bending correction strain), no cracks occur or the crack length is 0.1 mm or less. There is.

本発明者らは、前記した課題を解決するために、先ず、焼入れ−焼戻しの熱処理を省略する手段について検討した。   In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors first examined means for omitting the quenching-tempering heat treatment.

（ａ）焼入れ−焼戻しの熱処理を省略した鋼材であっても、ミクロ組織に含まれる軟質なフェライトの析出を極力抑えるとともに微細な組織とすることによって、高い疲労強度を確保することができる。   (A) Even if it is a steel material in which the heat treatment of quenching and tempering is omitted, high fatigue strength can be secured by minimizing the precipitation of soft ferrite contained in the microstructure and making it a fine structure.

（ｂ）しかしながら、熱間鍛造ままの状態、すなわち非調質鋼では軟質なフェライトが多量に析出してしまうし、微細な組織も得られない。   (B) However, in the state of hot forging, that is, in a non-tempered steel, a large amount of soft ferrite is precipitated, and a fine structure cannot be obtained.

（ｃ）焼入れ−焼戻しの熱処理に代えて、焼きならしを採用すれば、熱処理コストを焼入れ−焼戻しの場合の約１／２に低減することができる。この場合、非調質鋼に比べると軟質なフェライトの析出を多少抑え、ある程度微細な組織を得ることはできるが、その程度は十分とはいえない。   (C) If normalizing is adopted instead of the quenching-tempering heat treatment, the heat treatment cost can be reduced to about ½ that of the quenching-tempering. In this case, the precipitation of soft ferrite can be suppressed to some extent compared with non-tempered steel and a fine structure can be obtained to some extent, but the degree is not sufficient.

そこで、本発明者らは、種々の鋼を溶製してミクロ組織について詳細に調査するとともに、軟窒化後の疲労強度と曲げ矯正性の評価を行い、疲労強度と曲げ矯正性に及ぼす影響を調査した。その結果、下記（ｄ）〜（ｈ）の知見を得た。   Therefore, the present inventors have investigated the microstructure in detail by melting various steels, and evaluated fatigue strength and bend straightening after soft nitriding to determine the effects on fatigue strength and bend straightening. investigated. As a result, the following findings (d) to (h) were obtained.

（ｄ）炭化物を形成するのに不可欠なＣの含有量を高めるだけでは、焼きならしの際のオーステナイト温度域からの冷却中に初析フェライトが生成することを十分に避けることができない。しかしながら、Ｃの含有量を高めることに加えて、オーステナイト形成元素であるＭｎの含有量を高め、かつ、フェライト形成元素であるＣｒの含有量を制限することによって、初析フェライトの生成を抑えることができる。   (D) It is not possible to sufficiently avoid the formation of pro-eutectoid ferrite during cooling from the austenite temperature range during normalization only by increasing the C content essential for forming carbides. However, in addition to increasing the content of C, suppressing the generation of proeutectoid ferrite by increasing the content of Mn, which is an austenite-forming element, and limiting the content of Cr, which is a ferrite-forming element. Can do.

（ｅ）Ｃ、ＭｎおよびＣｒの含有量を、
ｆｎ１＝１．２５Ｃ＋Ｍｎ−０．１Ｃｒ・・・（１）
の式で表されるｆｎ１の値で１．９０以上に制御すれば、フェライトの割合を１０％以下に抑えることができる。 (E) the contents of C, Mn and Cr,
fn1 = 1.25C + Mn−0.1Cr (1)
If the value of fn1 represented by the formula is controlled to be 1.90 or more, the ratio of ferrite can be suppressed to 10% or less.

（ｆ）さらに、焼きならしの際のオーステナイト（以下、「旧オーステナイト」という。）の粒径が粗大な場合、冷却後に生成するフェライト−パーライト組織も粗大になるので高い疲労強度を確保することができないが、旧オーステナイトの粒径が微細な場合には、微細なフェライト−パーライト組織が得られるので、疲労強度と曲げ矯正性が極めて向上する。   (F) Furthermore, when the grain size of austenite at the time of normalization (hereinafter referred to as “old austenite”) is coarse, the ferrite-pearlite structure produced after cooling also becomes coarse, so that high fatigue strength is ensured. However, when the grain size of the prior austenite is fine, a fine ferrite-pearlite structure is obtained, so that the fatigue strength and the bending straightness are remarkably improved.

（ｇ）熱間鍛造などの方法で鋼を所要の形状に加工した後、焼ならしを行うとともに、その焼きならしの際に、Ｔｉおよび／またはＡｌの窒化物によるピンニング効果を利用することによって、旧オーステナイト粒径の粗大化を抑制することができる。特に、焼きならしの温度域が８００〜９００℃であれば、旧オーステナイト粒径を、例えば、５〜４５μｍ程度と十分に微細にすることができる。   (G) After processing the steel into the required shape by a method such as hot forging, perform normalization and use the pinning effect of Ti and / or Al nitride during the normalization. Thus, coarsening of the prior austenite grain size can be suppressed. In particular, if the normalizing temperature range is 800 to 900 ° C., the prior austenite grain size can be made sufficiently fine, for example, about 5 to 45 μm.

（ｈ）質量％で、０．００７％を超えて０．０３０％以下のＮとともに、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．１０％以下およびＴｉ：０．００５％を超えて０．０３５％以下のうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上含有したうえで、さらに、Ｎ、ＡｌおよびＴｉの含有量が、
ｆｎ２＝Ｎ−０．４５Ａｌ−（１／２２）Ｔｉ・・・（２）
の式で表されるｆｎ２の値で０を超えるようにすれば、上記（ｇ）のＴｉおよび／またはＡｌの窒化物によるピンニング効果を得ることができる。すなわち、Ａｌおよび／またはＴｉとピンニング効果を得るのに十分な量の窒化物を形成するための十分なＮを含むためには、適正量のＮ、ＡｌおよびＴｉを含有するだけではなく、さらに、ｆｎ２の値が０を超えるようにする必要がある。 (H) By mass%, more than 0.007% and 0.030% or less N, Al: more than 0.010% and 0.10% or less, and Ti: more than 0.005% and 0.035% % Containing 1 or 2 of 0.01% or more of Al + Ti, and further, the contents of N, Al and Ti are
fn2 = N−0.45Al− (1/22) Ti (2)
If the value of fn2 represented by the above formula exceeds 0, the pinning effect by the Ti and / or Al nitride of the above (g) can be obtained. That is, in order to contain sufficient N to form a sufficient amount of nitride to obtain a pinning effect with Al and / or Ti, not only does it contain the proper amount of N, Al and Ti, , Fn2 needs to exceed 0.

上記のように、熱間鍛造後の熱処理として「焼ならし」を採用すれば、熱処理コストを「焼入れ−焼戻し」の場合の約１／２に低減することができる。   As described above, if “normalization” is adopted as the heat treatment after hot forging, the heat treatment cost can be reduced to about ½ that of “quenching-tempering”.

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（３）に示す軟窒化用鋼、（４）〜（６）に示す軟窒化用鋼材、および（７）〜（９）に示すクランクシャフトにある。   The present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is the steel for soft nitriding shown in the following (1) to (3), the steel for soft nitriding shown in (4) to (6), And (7) to the crankshaft shown in (9).

（１）質量％で、Ｃ：０．４５％を超えて０．６０％以下、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：１．３０％を超えて１．７０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２〜０．１０％、Ｃｒ：０．３０％以下およびＮ：０．００７％を超えて０．０３０％以下を含むとともに、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．１０％以下およびＴｉ：０．００５％を超えて０．０３５％以下のうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＶが０．０１０％以下で、さらに、下記の（１）式で表されるｆｎ１が１．９０以上であり、かつ、下記の（２）式で表されるｆｎ２が０を超える軟窒化用鋼。
ｆｎ１＝１．２５Ｃ＋Ｍｎ−０．１Ｃｒ・・・（１）
ｆｎ２＝Ｎ−０．４５Ａｌ−（１／２２）Ｔｉ・・・（２）
ただし、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。 (1) By mass%, C: more than 0.45% to 0.60% or less, Si: less than 0.50%, Mn: more than 1.30% to 1.70% or less, P: 0.05 %: S: 0.02-0.10%, Cr: 0.30% or less and N: more than 0.007% and 0.030% or less, and Al: more than 0.010% and 0 .10% or less and Ti: more than 0.005% and 0.035% or less of one or two of Al + Ti containing 0.015% or more, with the balance being Fe and impurities, V in the impurities being V The steel for soft nitriding which is 0.010% or less, fn1 represented by the following formula (1) is 1.90 or more, and fn2 represented by the following formula (2) exceeds 0.
fn1 = 1.25C + Mn−0.1Cr (1)
fn2 = N−0.45Al− (1/22) Ti (2)
However, the element symbols in the formulas (1) and (2) represent the content in mass% of the element.

（２）質量％で、さらに、Ｃａ：０．００５％以下を含有する上記（１）に記載の軟窒化用鋼。   (2) The steel for soft nitriding as described in (1) above, further containing, by mass%, Ca: 0.005% or less.

（３）質量％で、さらに、Ｃｕ：０．３％以下およびＮｉ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有する上記（１）または（２）に記載の軟窒化用鋼。   (3) Soft nitriding as described in (1) or (2) above, containing 1% or 2% selected from Cu: 0.3% or less and Ni: 0.2% or less by mass% Steel.

（４）質量％で、Ｃ：０．４５％を超えて０．６０％以下、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：１．３０％を超えて１．７０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２〜０．１０％、Ｃｒ：０．３０％以下およびＮ：０．００７％を超えて０．０３０％以下を含むとともに、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．１０％以下およびＴｉ：０．００５％を超えて０．０３５％以下のうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＶが０．０１０％以下で、さらに、下記の（１）式で表されるｆｎ１が１．９０以上であり、かつ、下記の（２）式で表されるｆｎ２が０を超える化学成分を有し、ミクロ組織がフェライトの割合が１０％以下のフェライト−パーライト組織である軟窒化用鋼材。
ｆｎ１＝１．２５Ｃ＋Ｍｎ−０．１Ｃｒ・・・（１）
ｆｎ２＝Ｎ−０．４５Ａｌ−（１／２２）Ｔｉ・・・（２）
ただし、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。 (4) By mass%, C: more than 0.45% to 0.60% or less, Si: less than 0.50%, Mn: more than 1.30% to 1.70% or less, P: 0.05 %: S: 0.02-0.10%, Cr: 0.30% or less and N: more than 0.007% and 0.030% or less, and Al: more than 0.010% and 0 .10% or less and Ti: more than 0.005% and 0.035% or less of one or two of Al + Ti containing 0.015% or more, with the balance being Fe and impurities, V in the impurities being V 0.010% or less, fn1 represented by the following formula (1) is 1.90 or more, and fn2 represented by the following formula (2) has a chemical component exceeding 0 The steel for soft nitriding whose microstructure is a ferrite-pearlite structure with a ferrite ratio of 10% or less
fn1 = 1.25C + Mn−0.1Cr (1)
fn2 = N−0.45Al− (1/22) Ti (2)
However, the element symbols in the formulas (1) and (2) represent the content in mass% of the element.

（５）化学成分が、質量％で、さらに、Ｃａ：０．００５％以下を含有するものである上記（４）に記載の軟窒化用鋼材。   (5) The steel material for soft nitriding as described in the above (4), wherein the chemical component is mass% and further contains Ca: 0.005% or less.

（６）化学成分が、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．３％以下およびＮｉ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有するものである上記（４）または（５）に記載の軟窒化用鋼材。   (6) The above (4) or (4), wherein the chemical component contains 1% or 2 types selected from Cu: 0.3% or less and Ni: 0.2% or less in terms of mass%. The steel material for soft nitriding as described in 5).

（７）上記（４）に記載の軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフト。   (7) A crankshaft manufactured using the steel for soft nitriding as described in (4) above.

（８）上記（５）に記載の軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフト。   (8) A crankshaft manufactured using the steel for soft nitriding as described in (5) above.

（９）上記（６）に記載の軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフト。   (9) A crankshaft manufactured using the steel for soft nitriding described in (6) above.

なお、残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップあるいは環境などから混入するものを指す。   The “impurities” in the remaining “Fe and impurities” refers to those mixed from ore, scrap, or the environment as raw materials when industrially producing steel materials.

また、「フェライト−パーライト組織」とはフェライトとパーライトの混合組織を指す。そして、ミクロ組織における「割合」で１０％以下のフェライトとは、パーライトとともに上記の「フェライト−パーライト組織」を形成するフェライトを指し、セメンタイトとともにパーライトを形成するフェライトは含まない。   The “ferrite-pearlite structure” refers to a mixed structure of ferrite and pearlite. The ferrite having a “ratio” of 10% or less in the microstructure refers to ferrite that forms the above “ferrite-pearlite structure” together with pearlite, and does not include ferrite that forms pearlite together with cementite.

以下、上記（１）〜（３）に示す軟窒化用鋼に係る発明、（４）〜（６）に示す軟窒化用鋼材に係る発明、および（７）〜（９）に示すクランクシャフトに係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（９）」という。また、総称して「本発明」ということがある。   Hereinafter, the invention related to the soft nitriding steel shown in the above (1) to (3), the invention related to the soft nitriding steel shown in (4) to (6), and the crankshaft shown in (7) to (9) Such inventions are referred to as “present invention (1)” to “present invention (9)”, respectively. Also, it may be collectively referred to as “the present invention”.

本発明の軟窒化用鋼は、コストの高い焼入れ−焼戻しの熱処理を省略でき、しかも、軟窒化後に高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を有するので、自動車、産業機械および建設機械用などのクランクシャフト、コネクティングロッドなど軟窒化部品の素材として適している。   The soft nitriding steel of the present invention can eliminate the costly quenching and tempering heat treatment, and has high fatigue strength and excellent bend straightening after soft nitriding, so that it can be used in cranks for automobiles, industrial machinery and construction machinery. Suitable as a material for soft nitrided parts such as shafts and connecting rods.

実施例の室温、大気中での小野式回転曲げ疲労試験に用いた切欠き付き疲労試験片の形状を示す図である。It is a figure which shows the shape of the fatigue test piece with a notch used for the Ono type | formula rotation bending fatigue test in the room temperature and the atmosphere of an Example.

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。   Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, “%” of the content of the chemical component means “mass%”.

（Ａ）化学成分
Ｃ：０．４５％を超えて０．６０％以下
Ｃは、Ｆｅと結合してセメンタイトとして析出し、ラメラー状のパーライトを形成して軟質なフェライトの割合を低減するため、疲労強度を向上させる作用を有する。このような効果を得るためには、０．４５％を超える量のＣが必要である。しかしながら、Ｃの含有量が多くなり、特に、０．６０％を超えると、鋼材の硬さが高くなって被削性を劣化させてしまう。したがって、Ｃの含有量を０．４５％を超えて０．６０％以下とした。なお、Ｃ含有量の好ましい下限は０．４８％である。 (A) Chemical component C: more than 0.45% to 0.60% or less C is combined with Fe to precipitate as cementite, forming lamellar pearlite and reducing the proportion of soft ferrite, Has the effect of improving fatigue strength. In order to obtain such an effect, an amount of C exceeding 0.45% is required. However, if the content of C increases, especially when it exceeds 0.60%, the hardness of the steel material increases and the machinability deteriorates. Therefore, the C content is set to more than 0.45% and not more than 0.60%. In addition, the minimum with preferable C content is 0.48%.

Ｓｉ：０．５０％未満
Ｓｉは、鋼中に不純物として含有される元素であり、表層硬さを高くして曲げ矯正性の低下を招き、その含有量が０．５０％以上になると、曲げ矯正性の劣化が著しくなる。また、Ｓｉの含有量が０．５０％以上の場合には、ミクロ組織におけるフェライトの割合が増加して疲労強度の低下をきたす。したがって、Ｓｉは０．５０％未満の含有量とする必要がある。なお、Ｓｉの含有量が、０．５０％未満であればミクロ組織におけるフェライトの割合にはほとんど影響しないが、より安定かつ確実にフェライトの割合の増加を抑止するために、０．４５％以下とすることが好ましい。 Si: Less than 0.50% Si is an element contained as an impurity in the steel. When the surface hardness is increased to cause a decrease in bending straightness, and the content becomes 0.50% or more, bending occurs. Degradation of correction becomes significant. In addition, when the Si content is 0.50% or more, the ratio of ferrite in the microstructure increases and the fatigue strength decreases. Therefore, it is necessary to make Si content less than 0.50%. Note that if the Si content is less than 0.50%, the ferrite ratio in the microstructure is hardly affected, but in order to suppress the increase in the ferrite ratio more stably and reliably, 0.45% or less. It is preferable that

Ｍｎ：１．３０％を超えて１．７０％以下
Ｍｎは、オーステナイト形成元素としてミクロ組織におけるフェライトの割合を下げることによって、さらに、固溶強化元素として母材硬さを高めることによって、高い疲労強度を確保する作用を有する。この効果を得るには、１．３０％を超える量のＭｎを含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎの含有量が多くなり、特に、１．７０％を超えると鋼材の硬さが高くなりすぎるため、曲げ矯正性および被削性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量を１．３０％を超えて１．７０％以下とした。なお、Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．３５％である。また、好ましい上限は１．６５％である。 Mn: more than 1.30% and not more than 1.70% Mn increases fatigue by reducing the proportion of ferrite in the microstructure as an austenite forming element and further by increasing the hardness of the base metal as a solid solution strengthening element Has the effect of securing strength. In order to obtain this effect, it is necessary to contain Mn in an amount exceeding 1.30%. However, if the Mn content increases, especially when it exceeds 1.70%, the hardness of the steel material becomes too high, so that the bending straightness and machinability are lowered. Therefore, the Mn content is more than 1.30% and not more than 1.70%. In addition, the minimum with preferable Mn content is 1.35%. Moreover, a preferable upper limit is 1.65%.

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、鋼に含有される不純物であり、粒界に偏析して粒界脆化割れを助長し、特に、その含有量が０．０５％を超えると粒界脆化割れの発生が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０５％以下とした。なお、Ｐの含有量は０．０４５％以下とすることが好ましい。 P: 0.05% or less P is an impurity contained in steel and segregates at grain boundaries to promote grain boundary embrittlement cracking. In particular, when the content exceeds 0.05%, grain boundary embrittlement occurs. The occurrence of cracking becomes remarkable. Therefore, the content of P is set to 0.05% or less. Note that the P content is preferably 0.045% or less.

Ｓ：０．０２〜０．１０％
Ｓは、鋼の被削性の向上に有効な元素であり、この効果を得るためには０．０２％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓの含有量が多すぎると熱間加工性および疲労強度の低下を招き、特に、その含有量が０．１０％を超えると熱間加工性および疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．０２〜０．１０％とした。なお、Ｓ含有量の好ましい上限は０．０７％である。 S: 0.02-0.10%
S is an element effective for improving the machinability of steel. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.02% or more. However, when the content of S is too large, the hot workability and fatigue strength are reduced. In particular, when the content exceeds 0.10%, the hot workability and fatigue strength are significantly reduced. Therefore, the content of S is set to 0.02 to 0.10%. In addition, the upper limit with preferable S content is 0.07%.

Ｃｒ：０．３０％以下
Ｃｒは鋼中に不純物として含有され、軟窒化後の表層硬さを高めて曲げ矯正性を劣化させ、しかも、フェライト形成元素であるのでミクロ組織におけるフェライトの割合の増加を招いて疲労強度を低下させる。特に、Ｃｒの含有量が０．３０％を超えると、曲げ矯正性および疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｃｒの含有量を０．３０％以下とした。なお、Ｃｒの含有量は少なければ少ないほどよい。 Cr: 0.30% or less Cr is contained as an impurity in the steel and increases the hardness of the surface layer after soft nitriding to deteriorate the bending straightness. Moreover, since it is a ferrite-forming element, the proportion of ferrite in the microstructure increases. Causes fatigue strength to decrease. In particular, when the Cr content exceeds 0.30%, the bending straightness and fatigue strength are significantly reduced. Therefore, the Cr content is set to 0.30% or less. The smaller the Cr content, the better.

Ｎ：０．００７％を超えて０．０３０％以下
Ｎは、Ａｌおよび／またはＴｉと結合してＡｌおよび／またはＴｉの微細な窒化物を形成し、旧オーステナイト粒径の微細化に寄与して疲労強度および曲げ矯正性を向上させる作用を有する。この効果を得るには、０．００７％を超える量のＮを含有する必要がある。しかしながら、Ｎを含有量で０．０３０％を超えて添加するのは工業的な困難を伴ううえ、例えば、インゴット中で気泡欠陥を生成して材質を損なうことがある。このため、Ｎの含有量を０．００７％を超えて０．０３０％以下とした。なお、Ｎ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。また、好ましい上限は０．０２５％である。 N: more than 0.007% and 0.030% or less N combines with Al and / or Ti to form fine nitrides of Al and / or Ti, contributing to refinement of the prior austenite grain size. It has the effect of improving fatigue strength and bending straightness. In order to obtain this effect, it is necessary to contain N in an amount exceeding 0.007%. However, adding N in an amount exceeding 0.030% is accompanied by industrial difficulties and, for example, may cause bubble defects in the ingot and damage the material. For this reason, content of N exceeded 0.007% and was 0.030% or less. In addition, the minimum with preferable N content is 0.010%. Moreover, a preferable upper limit is 0.025%.

Ａｌ：０．０１０％を超えて０．１０％以下およびＴｉ：０．００５％を超えて０．０３５％以下のうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上
ＡｌおよびＴｉは、鋼中に窒化物として析出し、これらの窒化物のピンニング作用によって、旧オーステナイト粒径を微細にすることができるので、疲労強度および曲げ矯正性が向上する。これらの効果を得るためには、０．０１０％を超えるＡｌおよび０．００５％を超えるＴｉのうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上含有させる必要がある。 One or two of Al: more than 0.010% and 0.10% or less and Ti: more than 0.005% and 0.035% or less are Al + Ti 0.015% or more Al and Ti are: Precipitation austenite grain size can be made fine by the precipitation of nitrides in the steel and the pinning action of these nitrides, so that fatigue strength and bend straightening are improved. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.015% or more of Al + Ti in one or two of Al exceeding 0.010% and Ti exceeding 0.005%.

しかしながら、Ａｌの含有量が多すぎると、軟窒化の際に窒化物の析出によって表層硬さが高くなって曲げ矯正性が損なわれ、特に、Ａｌの含有量が０．１０％を超えると曲げ矯正性の劣化が著しくなる。また、Ｔｉの含有量が０．０３５％を超えると、Ｔｉの炭窒化物が粗大化して曲げ矯正性の低下をきたすばかりでなく、旧オーステナイト粒径の微細化作用が得られなくなって疲労強度も低下する。   However, if the Al content is too high, the surface layer hardness increases due to precipitation of nitride during soft nitriding, and the bending straightening property is impaired. In particular, if the Al content exceeds 0.10%, bending occurs. Degradation of correction becomes significant. Further, if the Ti content exceeds 0.035%, the Ti carbonitrides coarsen and decrease the bending straightening property, and the effect of refining the prior austenite grain size cannot be obtained, resulting in fatigue strength. Also decreases.

したがって、本発明においては、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．１０％以下およびＴｉ：０．００５％を超えて０．０３５％以下のうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上含有させることとした。   Therefore, in the present invention, one or two of Al: more than 0.010% and 0.10% or less and Ti: more than 0.005% and 0.035% or less is 0.015 in Al + Ti. % Or more.

なお、本発明におけるＡｌ＋Ｔｉの値の上限は、Ａｌの含有量が０．１０％でＴｉの含有量が０．０３５％の場合の０．１３５％であっても構わない。   In the present invention, the upper limit of the value of Al + Ti may be 0.135% when the Al content is 0.10% and the Ti content is 0.035%.

本発明においては、ＡｌとＴｉは必ずしも複合して含有させる必要はなく、ＡｌとＴｉのいずれか一方のみを０．０１５％以上含有させても構わない。   In the present invention, Al and Ti are not necessarily combined and contained, and either one of Al and Ti may be contained by 0.015% or more.

本発明において少なくともＡｌを含有させる場合、その好ましい下限は０．０１５％であり、好ましい上限は０．０７０％である。   In the present invention, when at least Al is contained, the preferable lower limit is 0.015%, and the preferable upper limit is 0.070%.

なお、本発明においては、０．０１０％を超えて０．１０％以下のＡｌと０．００５％を超えて０．０３５％以下のＴｉを複合してＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上含有させることがもっとも好ましい。   In addition, in this invention, more than 0.010% and 0.10% or less of Al and 0.005% and 0.035% or less of Ti are combined, and Al + Ti is contained at 0.015% or more. Is most preferred.

ｆｎ１の値：１．９０以上
Ｃ、ＭｎおよびＣｒの含有量が前述した範囲、つまり、Ｃ：０．４５％を超えて０．６０％以下、Ｍｎ：１．３０％を超えて１．７０％以下およびＣｒ：０．３０％以下を満たしても、前記の（１）式、つまり、
ｆｎ１＝１．２５Ｃ＋Ｍｎ−０．１Ｃｒ・・・（１）
で表されるｆｎ１の値が１．９０を下回る場合には、フェライト−パーライト組織におけるフェライトの割合が多くなって１０％を超えるため、所望の高い疲労強度を得ることができない。したがって、前記の（１）式で表されるｆｎ１の値が１．９０以上であることとした。ｆｎ１の値は１．９３以上であることが好ましい。なお、ｆｎ１の値の上限はＣおよびＭｎの含有量がそれぞれの上限の０．６０％と１．７０％でＣｒの含有量が０に近い場合の２．４５に近い値であっても構わない。 fn1 value: 1.90 or more C, Mn and Cr contents are in the above-described range, that is, C: more than 0.45% and 0.60% or less, Mn: more than 1.30% and 1.70. % Or less and Cr: 0.30% or less, the above formula (1), that is,
fn1 = 1.25C + Mn−0.1Cr (1)
When the value of fn1 represented by is less than 1.90, the ratio of ferrite in the ferrite-pearlite structure increases and exceeds 10%, so that a desired high fatigue strength cannot be obtained. Therefore, the value of fn1 represented by the above formula (1) is set to 1.90 or more. The value of fn1 is preferably 1.93 or more. The upper limit of the value of fn1 may be a value close to 2.45 when the contents of C and Mn are 0.60% and 1.70% of the respective upper limits and the content of Cr is close to 0. Absent.

ｆｎ２の値：０を超える
Ｎ、ＡｌおよびＴｉの含有量が前述した範囲、つまり、Ｎ：０．００７％を超えて０．０３０％以下、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．１０％以下およびＴｉ：０．００５％を超えて０．０３５％以下のうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上を満たしても、前記の（２）式、つまり、
ｆｎ２＝Ｎ−０．４５Ａｌ−（１／２２）Ｔｉ・・・（２）
で表されるｆｎ２の値が０以下の場合には、Ａｌおよび／またはＴｉの窒化物によるピンニング効果を得ることができず、旧オーステナイト粒径が粗大になるので、所望の高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を得ることができない。したがって、前記の（２）式で表されるｆｎ２の値が０を超えることとした。ｆｎ２の値は０．０００５以上であることが好ましい。なお、ｆｎ２の値の上限はＮの含有量がその上限の０．０３０％であって、Ａｌを含有せず、Ｔｉの含有量が０．０１５％の場合の０．０２９３であっても構わない。 fn2 value: more than 0 N, Al and Ti contents are in the above-mentioned range, that is, N: more than 0.007% and 0.030% or less, Al: more than 0.010% and 0.10% Even if Ti and Ti: more than 0.005% and 0.035% or less of Al + Ti satisfy 0.015% or more, the above formula (2), that is,
fn2 = N−0.45Al− (1/22) Ti (2)
When the value of fn2 represented by the formula (1) is 0 or less, the pinning effect due to the nitride of Al and / or Ti cannot be obtained, and the prior austenite grain size becomes coarse, so that the desired high fatigue strength and excellent Bending straightness cannot be obtained. Therefore, the value of fn2 represented by the above equation (2) is determined to exceed zero. The value of fn2 is preferably 0.0005 or more. The upper limit of the value of fn2 may be 0.0293 when the N content is 0.030% of the upper limit, Al is not contained, and the Ti content is 0.015%. Absent.

本発明においては、不純物中のＶの含有量について次のとおり制限する。   In the present invention, the content of V in the impurities is limited as follows.

Ｖ：０．０１０％以下
Ｖは、表層硬さを高くして曲げ矯正性の低下を招き、特に、その含有量が０．０１０％を超える場合には、曲げ矯正性の低下が著しくなる。また、Ｖの含有量が０．０１０％を超える場合には、ミクロ組織におけるフェライトの割合が増加して疲労強度の低下をきたす。したがって、不純物中のＶの含有量を０．０１０％以下とした。 V: 0.010% or less V increases the hardness of the surface layer and causes a decrease in bending straightness. In particular, when the content exceeds 0.010%, the bending straightness decreases significantly. On the other hand, when the V content exceeds 0.010%, the proportion of ferrite in the microstructure increases, resulting in a decrease in fatigue strength. Therefore, the content of V in the impurities is set to 0.010% or less.

上記の理由から、本発明（１）に係る軟窒化用鋼について、上述した範囲のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉを含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＶが０．０１０％以下で、前記の（１）式で表されるｆｎ１が１．９０以上であり、かつ、前記の（２）式で表されるｆｎ２が０を超えることと規定した。   For the reasons described above, the steel for soft nitriding according to the present invention (1) contains C, Si, Mn, P, S, Cr, N, Al, Ti in the above-mentioned range, and the balance consists of Fe and impurities. V in the impurity is 0.010% or less, fn1 represented by the above formula (1) is 1.90 or more, and fn2 represented by the above formula (2) exceeds 0. Stipulated.

本発明（４）に係る軟窒化用鋼材の化学成分についても、上述した範囲のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉを含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＶが０．０１０％以下で、前記の（１）式で表されるｆｎ１が１．９０以上であり、かつ、前記の（２）式で表されるｆｎ２が０を超えることと規定した。   The chemical component of the steel for soft nitriding according to the present invention (4) also includes C, Si, Mn, P, S, Cr, N, Al, and Ti in the above-described range, and the balance is made of Fe and impurities. V is 0.010% or less, fn1 represented by the above formula (1) is 1.90 or more, and fn2 represented by the above formula (2) exceeds 0. did.

なお、本発明に係る軟窒化用鋼は、必要に応じてさらに、Ｃａを含有するものであってもよい。また、本発明に係る軟窒化用鋼材の化学成分についても、必要に応じてさらに、Ｃａを含有するものであってもよい。   The nitrocarburizing steel according to the present invention may further contain Ca as necessary. Further, the chemical components of the steel for soft nitriding according to the present invention may further contain Ca as necessary.

以下、任意元素としてのＣａに関して説明する。   Hereinafter, Ca as an arbitrary element will be described.

Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、鋼の被削性を高める作用を有するので、この効果を得るためにＣａを含有してもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が過剰になると熱間加工性および疲労強度の低下をきたし、特に、０．００５％を超えると熱間加工性および疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｃａの含有量を０．００５％以下とした。 Ca: 0.005% or less Since Ca has an action of enhancing the machinability of steel, Ca may be contained to obtain this effect. However, when the Ca content is excessive, the hot workability and fatigue strength are lowered. In particular, when the Ca content exceeds 0.005%, the hot workability and fatigue strength are significantly lowered. Therefore, the Ca content is set to 0.005% or less.

一方、前記したＣａの被削性改善効果を十分に得るためには、Ｃａ含有量の下限を０．０００５％とすることが好ましい。   On the other hand, in order to sufficiently obtain the above-described effect of improving the machinability of Ca, the lower limit of the Ca content is preferably set to 0.0005%.

上記の理由から、本発明（２）に係る軟窒化用鋼は、本発明（１）の軟窒化用鋼に、さらに、Ｃａ：０．００５％以下を含有することとした。   For the above reasons, the soft nitriding steel according to the present invention (2) further contains Ca: 0.005% or less in the soft nitriding steel of the present invention (1).

また、本発明（５）に係る軟窒化用鋼材の化学成分についても、本発明（４）の軟窒化用鋼材の化学成分に、さらに、Ｃａ：０．００５％以下を含有することとした。   In addition, regarding the chemical component of the nitrocarburizing steel material according to the present invention (5), the chemical component of the nitrocarburizing steel material of the present invention (4) further contains Ca: 0.005% or less.

なお、本発明に係る軟窒化用鋼は、必要に応じてさらに、Ｃｕおよび／またはＮｉを含有するものであってもよい。また、本発明に係る軟窒化用鋼材の化学成分についても、必要に応じてさらに、Ｃｕおよび／またはＮｉを含有するものであってもよい。   The steel for soft nitriding according to the present invention may further contain Cu and / or Ni as necessary. Further, the chemical components of the steel for soft nitriding according to the present invention may further contain Cu and / or Ni as necessary.

以下、任意元素としてのＣｕとＮｉに関して説明する。   Hereinafter, Cu and Ni as optional elements will be described.

Ｃｕ：０．３％以下
Ｃｕは、固溶強化元素として母材硬さを高めることによって、疲労強度をさらに高くする作用を有するので、この効果を得るためにＣｕを含有してもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が過剰になると鋼材の硬さが高くなりすぎて被削性を低下させてしまう。特に、Ｃｕの含有量が０．３％を超えると、被削性の低下が著しくなる。したがって、Ｃｕを含有させる場合、その含有量を０．３％以下とした。 Cu: 0.3% or less Cu has the effect of further increasing the fatigue strength by increasing the hardness of the base metal as a solid solution strengthening element. Therefore, Cu may be contained to obtain this effect. However, if the Cu content is excessive, the hardness of the steel material becomes too high and the machinability is lowered. In particular, when the Cu content exceeds 0.3%, the machinability deteriorates remarkably. Therefore, when Cu is contained, its content is set to 0.3% or less.

前記したＣｕの疲労強度向上効果を十分に得るためには、Ｃｕ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましい。   In order to sufficiently obtain the effect of improving the fatigue strength of Cu described above, the lower limit of the Cu content is preferably set to 0.05%.

Ｎｉ：０．２％以下
Ｎｉは、固溶強化元素として母材硬さを高めることによって、疲労強度をさらに高くする作用を有するので、この効果を得るためにＮｉを含有してもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が過剰になると鋼材の硬さが高くなりすぎて被削性を低下させてしまう。特に、Ｎｉの含有量が０．２％を超えると、被削性の低下が著しくなる。したがって、Ｎｉを含有させる場合、その含有量を０．２％以下とした。 Ni: 0.2% or less Ni has the effect of further increasing the fatigue strength by increasing the hardness of the base metal as a solid solution strengthening element, so Ni may be included to obtain this effect. However, if the Ni content is excessive, the hardness of the steel material becomes too high and the machinability is lowered. In particular, when the Ni content exceeds 0.2%, the machinability is significantly reduced. Therefore, when Ni is contained, the content is set to 0.2% or less.

前記したＮｉの疲労強度向上効果を十分に得るためには、Ｎｉ含有量の下限を０．０５％とすることが好ましい。   In order to sufficiently obtain the effect of improving the fatigue strength of Ni described above, the lower limit of the Ni content is preferably set to 0.05%.

なお、上記のＣｕおよびＮｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量の上限は０．５％であってもよい。上記の合計含有量の上限は０．４％であることがより好ましい。   In addition, said Cu and Ni can be contained only in any 1 type of them, or 2 types of composites. The upper limit of the total content of these elements may be 0.5%. The upper limit of the total content is more preferably 0.4%.

上記の理由から、本発明（３）に係る軟窒化用鋼は、本発明（１）または（２）の軟窒化用鋼に、さらに、Ｃｕ：０．３％以下およびＮｉ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することとした。   For the above reason, the soft nitriding steel according to the present invention (3) is further added to the soft nitriding steel according to the present invention (1) or (2) with Cu: 0.3% or less and Ni: 0.2%. It was decided to contain one or two selected from the following.

また、本発明（６）に係る軟窒化用鋼材の化学成分についても、本発明（４）または（５）の軟窒化用鋼材の化学成分に、さらに、Ｃｕ：０．３％以下およびＮｉ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有することとした。   In addition, regarding the chemical component of the nitrocarburizing steel material according to the present invention (6), the chemical component of the nitrocarburizing steel material of the present invention (4) or (5) is further Cu: 0.3% or less and Ni: It was decided to contain one or two selected from 0.2% or less.

（Ｂ）ミクロ組織
前記（Ａ）項で述べた化学成分規定を満たす鋼を熱間鍛造などによって所要の形状に加工した後、焼きならしを行うことによって、旧オーステナイト粒径の粗大化を抑制することができる。そして、鋼材のミクロ組織を粗大化させることなく、フェライトの割合が１０％以下のフェライト−パーライト組織とすることができるので、所望の高い疲労強度を得ることが可能となる。 (B) Microstructure After processing the steel that satisfies the chemical composition provisions described in the above (A) to a required shape by hot forging, etc., it suppresses the coarsening of the prior austenite grain size by performing normalization. can do. And since it can be set as the ferrite pearlite structure | tissue where the ratio of a ferrite is 10% or less, without making the microstructure of steel materials coarse, it becomes possible to obtain desired high fatigue strength.

したがって、本発明（４）〜（６）に係る軟窒化用鋼材について、そのミクロ組織を、フェライトの割合が１０％以下のフェライト−パーライト組織と規定した。   Therefore, regarding the steel for soft nitriding according to the present invention (4) to (6), the microstructure is defined as a ferrite-pearlite structure having a ferrite ratio of 10% or less.

既に述べたように、「フェライト−パーライト組織」とはフェライトとパーライトの混合組織を指す。そして、ミクロ組織における「割合」で１０％以下のフェライトとは、パーライトとともに上記の「フェライト−パーライト組織」を形成するフェライトを指し、セメンタイトとともにパーライトを形成するフェライトは含まない。高い疲労強度を得るため、ミクロ組織におけるフェライトの割合は、少なければ少ないほどよいが、焼ならしによる工業的な規模での製造においては、１％程度が限界である。   As already described, the “ferrite-pearlite structure” refers to a mixed structure of ferrite and pearlite. The ferrite having a “ratio” of 10% or less in the microstructure refers to ferrite that forms the above “ferrite-pearlite structure” together with pearlite, and does not include ferrite that forms pearlite together with cementite. In order to obtain high fatigue strength, the smaller the proportion of ferrite in the microstructure, the better. However, in the production on an industrial scale by normalization, about 1% is the limit.

そして、上記の理由で、本発明（７）〜（９）に係るクランクシャフトはそれぞれ、本発明（４）〜（６）に係る軟窒化用鋼材を用いて製造されたものと規定した。   For the reasons described above, the crankshafts according to the present inventions (7) to (9) are defined as those manufactured using the steel for soft nitriding according to the present inventions (4) to (6), respectively.

なお、上記の「焼ならし」の際の加熱温度を８００〜９００℃とすれば、確実にフェライトの割合が１０％以下の微細なフェライト−パーライト組織からなるミクロ組織にすることができ、この場合には、疲労強度と曲げ矯正性が極めて向上する。   In addition, if the heating temperature at the time of the above “normalization” is 800 to 900 ° C., it can be surely made into a microstructure composed of a fine ferrite-pearlite structure with a ferrite ratio of 10% or less. In some cases, fatigue strength and bend straightening are greatly improved.

また、「焼ならし」の場合には、熱処理コストを「焼入れ−焼戻し」の場合の約１／２に低減することが可能である。   In the case of “normalizing”, the heat treatment cost can be reduced to about ½ of that in the case of “quenching-tempering”.

なお、本発明（７）〜（９）に係るクランクシャフトを始めとして、自動車、産業機械および建設機械用などのクランクシャフト、コネクティングロッドなど軟窒化部品は、本発明の軟窒化用鋼を各種の方法で所要の形状に加工した軟窒化用鋼材を用いて製造することができる。   In addition to the crankshafts according to the present inventions (7) to (9), the nitrocarburized parts such as crankshafts and connecting rods for automobiles, industrial machines and construction machines, etc. It can be produced by using a steel for soft nitriding processed into a required shape by the method.

具体的には、例えば、先ず、本発明の軟窒化用鋼の鋳片もしくは鋼塊、または、その鋳片もしくは鋼塊から作製した鋼片を所要の形状に熱間加工した後、これに焼ならしを行って本発明の軟窒化用鋼材とし、次いで所定の形状に機械加工した後、その軟窒化用鋼材に、軟窒化処理を施すことによって得ることができる。   Specifically, for example, first, a slab or steel ingot of soft nitriding steel of the present invention or a steel slab made from the slab or steel ingot is hot-worked into a required shape, and then fired into this. The steel material for soft nitriding of the present invention is performed by performing leveling, and after machining into a predetermined shape, the steel material for soft nitriding can be obtained by performing a soft nitriding treatment.

なお、上記において、所要の形状への熱間加工条件は特に規定する必要はない。ただし、所要の形状に熱間加工する前の加熱温度を１１００〜１３００℃とし、１１００〜９００℃で熱間加工を終了し、熱間加工後の冷却は大気中で放冷することが好ましい。   In the above, it is not necessary to specify the conditions for hot working into a required shape. However, it is preferable that the heating temperature before hot working into a required shape is 1100 to 1300 ° C., the hot working is finished at 1100 to 900 ° C., and the cooling after hot working is allowed to cool in the air.

また、焼ならしの条件も特に規定する必要はないが、オーステナイト化の際の加熱温度を８００〜９００℃とすることが好ましい。   Moreover, although it is not necessary to prescribe | regulate especially the conditions of normalization, it is preferable that the heating temperature in the case of austenitization shall be 800-900 degreeC.

さらに、軟窒化の条件も特に規定する必要はなく、ガス軟窒化、塩浴軟窒化、プラズマ軟窒化など通常の方法を適宜用いればよい。いずれの方法を用いても、軟窒化部品の表面に、厚さほぼ２０μｍの化合物層とその直下の拡散層を安定かつ均質に形成させることができる。   Furthermore, the conditions for soft nitriding need not be particularly defined, and ordinary methods such as gas soft nitriding, salt bath soft nitriding, and plasma soft nitriding may be used as appropriate. Whichever method is used, a compound layer having a thickness of approximately 20 μm and a diffusion layer directly therebelow can be stably and uniformly formed on the surface of the soft nitrided component.

ガス軟窒化して、所望の軟窒化部品を得るためには、例えば、吸熱型変成ガス（ＲＸガス）とアンモニアガスを１：１に混合した温度が５７０℃の雰囲気中で３時間程度処理し、さらにその後、１００℃の油中に冷却すればよい。   In order to obtain a desired soft-nitrided part by gas soft nitriding, for example, it is processed for about 3 hours in an atmosphere in which endothermic metamorphic gas (RX gas) and ammonia gas are mixed at a temperature of 1: 1 at 570 ° C. After that, it may be cooled in oil at 100 ° C.

以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。   Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples.

表１に示す化学組成を有する鋼１〜１８を真空炉溶製して１８０ｋｇ鋼塊を作製した。   Steels 1 to 18 having the chemical composition shown in Table 1 were melted in a vacuum furnace to produce a 180 kg steel ingot.

表１中の鋼１〜６、鋼１７および鋼１８は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼７〜１６は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。   Steels 1 to 6, Steel 17 and Steel 18 in Table 1 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention. On the other hand, Steels 7 to 16 are comparative steels whose chemical compositions deviate from the conditions defined in the present invention.

Figure 2010013729
Figure 2010013729

このようにして得た鋼塊を、１２００℃に加熱した後、仕上げ温度が１０５０〜１０００℃となるように熱間鍛造して直径６０ｍｍの丸棒とした。熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。   The steel ingot thus obtained was heated to 1200 ° C., and then hot forged so that the finishing temperature was 1050 to 1000 ° C. to obtain a round bar having a diameter of 60 mm. Cooling after hot forging was allowed to cool in the atmosphere.

次いで、鋼１〜１８の上記直径６０ｍｍの各丸棒を、８８０℃に加熱して１時間保持した後空冷する焼ならしを行った。   Next, each round bar of steel 1-18 having a diameter of 60 mm was heated to 880 ° C. and held for 1 hour, and then air-cooled.

上記の焼ならしを施した直径６０ｍｍの各丸棒のＲ／２部（「Ｒ」は丸棒の半径を表す。）から、長手方向に平行に、断面が１０ｍｍ×１０ｍｍで長さが５ｍｍのミクロ組織観察用の試験片を採取し、１０ｍｍ×１０ｍｍの面が被検面になるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、ナイタールで腐食し、倍率を１００倍として光学顕微鏡で観察してミクロ組織とフェライトの割合（面積率）を調べた。   From the R / 2 part ("R" represents the radius of the round bar) of each round bar having a diameter of 60 mm subjected to the above normalization, the cross section is 10 mm x 10 mm and the length is 5 mm in parallel to the longitudinal direction. Samples for microstructural observation were collected, embedded in a resin so that the 10 mm × 10 mm surface was the test surface, mirror-polished, then corroded with nital, and observed with an optical microscope at a magnification of 100 times. The ratio (area ratio) of the microstructure and ferrite was examined.

なお、フェライトは旧オーステナイト粒界に「初析フェライト」として析出する。そこで、次に、初析フェライトに囲まれたパーライトを旧オーステナイト粒とみなし、ｍｍ2単位での旧オーステナイト粒の平均面積を求め、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２００５）の「鋼−結晶粒度の顕微鏡試験方法」に記載された定義から旧オーステナイト粒の平均粒径を算出することも行った。 Ferrite precipitates as “predeposited ferrite” at the prior austenite grain boundaries. Then, next, the pearlite surrounded by proeutectoid ferrite is regarded as prior austenite grains, and the average area of the prior austenite grains in mm 2 units is determined. The average grain size of the prior austenite grains was also calculated from the definition described in the above.

さらに、上記の焼ならしを施した直径６０ｍｍの各丸棒のＲ／２部（「Ｒ」は丸棒の半径を表す。）から、長手方向に平行に、図１に示す切欠き付の小野式回転曲げ疲労試験片および直径２０ｍｍで長さが３００ｍｍの曲げ矯正性評価用の試験片を採取した。   Further, from the R / 2 portion (“R” represents the radius of the round bar) of each round bar having a diameter of 60 mm subjected to the above normalization, the notched portion shown in FIG. An Ono-type rotating bending fatigue test piece and a test piece for evaluation of bending straightness having a diameter of 20 mm and a length of 300 mm were collected.

次いで、上記２種類の試験片をＲＸガスとアンモニアガスを１：１に混合した温度が５７０℃の雰囲気中で３時間保持して軟窒化を行い、その後１００℃の油中に冷却した。   Next, the above two types of test pieces were soft-nitrided by holding RX gas and ammonia gas in a 1: 1 mixture at a temperature of 570 ° C. for 3 hours, and then cooled in 100 ° C. oil.

上記軟窒化した図１に示す形状の試験片を用いて、室温、大気中で小野式回転曲げ疲労試験を行い、疲労強度を測定した。   Using the soft-nitrided test piece having the shape shown in FIG. 1, an Ono-type rotary bending fatigue test was performed in the atmosphere at room temperature, and the fatigue strength was measured.

なお、４６０ＭＰａ以上の疲労強度を有することを目標とした。   The target was to have a fatigue strength of 460 MPa or more.

また、軟窒化した直径２０ｍｍで長さが３００ｍｍの試験片を用いて曲げ矯正試験を行い、曲げ矯正性を調査した。なお、曲げ矯正試験は、支点間距離が７０ｍｍとなるように二つの支点を設け、室温、大気中で三点曲げの手法で前記試験片に歪みゲージの読みが１７０００μ（曲げ矯正歪み１．７％に相当）になるところまで負荷をかけた後、亀裂長さを測定した。なお、亀裂が大きく、歪みゲージで歪みが測定できなくなった場合は、１７０００μに達する前に試験を中断した。   Further, a bending straightening test was conducted using a soft-nitrided test piece having a diameter of 20 mm and a length of 300 mm, and the bending straightness was investigated. In the bending correction test, two fulcrums were provided so that the distance between the fulcrums was 70 mm, and the strain gauge reading on the test piece was 17000 μm (bending correction strain 1.7) by the three-point bending method at room temperature and in the atmosphere. The crack length was measured after applying a load up to a point equivalent to%). When the crack was large and the strain gauge could not measure the strain, the test was interrupted before reaching 17000 μm.

なお、亀裂が入らないか、あるいは、亀裂長さが０．１ｍｍ以下であることを目標とした。   The target was that no cracks occurred or the crack length was 0.1 mm or less.

表２に、上記のようにして求めた、ミクロ組織、フェライトの割合、旧オーステナイト粒径、疲労強度、曲げ矯正性の評価基準としての歪み量と亀裂長さを示す。なお、表２における試験番号９および試験番号１４は、歪みゲージの読みがそれぞれ、１５０００μおよび１４５００μになったところで曲げ矯正試験を中断したことを示す。   Table 2 shows the amount of strain and crack length as evaluation criteria for the microstructure, ferrite ratio, prior austenite grain size, fatigue strength, and bending straightness obtained as described above. Test number 9 and test number 14 in Table 2 indicate that the bending correction test was interrupted when the strain gauge readings reached 15000 μ and 14500 μ, respectively.

Figure 2010013729
Figure 2010013729

表２から、鋼１〜６、鋼１７および鋼１８の本発明に係る軟窒化用鋼を用いた試験番号１〜６、試験番号１７および試験番号１８の場合、いずれも、曲げ矯正試験で歪みゲージの読みが１７０００μになるところまで負荷をかけた後も亀裂が認められず、良好な曲げ矯正性を有していることが明らかである。また、上記の各試験番号における疲労強度は、４６０ＭＰａを超える５０５〜５６０ＭＰａであって、疲労強度にも優れていることが明らかである。   From Table 2, in the case of Test Nos. 1 to 6, Test No. 17 and Test No. 18 using the steels for soft nitriding according to the present invention of Steel 1 to 6, Steel 17 and Steel 18, all were strained in the bending straightening test. It is clear that cracks are not recognized even after the load is applied to the point where the gauge reading is 17000 μm, and that there is good bend correction. Further, the fatigue strength in each of the above test numbers is 505 to 560 MPa exceeding 460 MPa, and it is clear that the fatigue strength is also excellent.

これに対して、本発明で規定する条件から外れた比較例の試験番号７〜１６の場合、優れた曲げ矯正性と高い疲労強度の両立を果たすことができない。   On the other hand, in the case of test numbers 7 to 16 of comparative examples that deviate from the conditions defined in the present invention, it is impossible to achieve both excellent bending straightness and high fatigue strength.

すなわち、試験番号７は、鋼７のＭｎ含有量が０．７９％で、本発明で規定する値より低い。このため、フェライト−パーライト組織におけるフェライトの割合が２８％と高くなっている。そして、その疲労強度は３９０ＭＰａと低く目標に達していない。   That is, in Test No. 7, the Mn content of Steel 7 is 0.79%, which is lower than the value specified in the present invention. For this reason, the ferrite ratio in the ferrite-pearlite structure is as high as 28%. And the fatigue strength is as low as 390 MPa and does not reach the target.

試験番号８は、鋼８のＡｌとＴｉの合計含有量が０．００７％で、本発明で規定する値より低い。しかも、前記（１）式で表されるｆｎ１の値が１．１４９であって、本発明で規定する条件を満たしていない。このため、疲労強度と曲げ矯正性の双方とも本発明の目標に達していない。   In Test No. 8, the total content of Al and Ti in Steel 8 is 0.007%, which is lower than the value specified in the present invention. Moreover, the value of fn1 represented by the above formula (1) is 1.149, which does not satisfy the condition defined in the present invention. For this reason, neither the fatigue strength nor the bend straightness has reached the target of the present invention.

試験番号９は、鋼９のＶの含有量が０．０５１％で、本発明で規定する値を超えている。また、フェライト−パーライト組織におけるフェライトの割合が１１％と高くなっている。そして、歪みゲージの読みが１５０００μになるところまで負荷をかけた時点で０．４５ｍｍの亀裂が生じ、曲げ矯正性が極めて劣っている。   In test number 9, the V content of steel 9 is 0.051%, which exceeds the value specified in the present invention. Further, the ratio of ferrite in the ferrite-pearlite structure is as high as 11%. Then, when a load is applied until the strain gauge reading reaches 15000 μm, a crack of 0.45 mm occurs, and the bending straightness is extremely inferior.

試験番号１０は、鋼１０の個々の化学成分は本発明で規定する範囲内にあるが、前記（２）式で表されるｆｎ２の値が−０．００１９であって、本発明で規定する条件を満たしていない。このため、疲労強度と曲げ矯正性の双方とも本発明の目標に達していない。   The test number 10 is that the individual chemical components of the steel 10 are within the range defined by the present invention, but the value of fn2 represented by the formula (2) is -0.0019, and is defined by the present invention. The condition is not met. For this reason, neither the fatigue strength nor the bend straightness has reached the target of the present invention.

試験番号１１は、鋼１１の個々の化学成分は本発明で規定する範囲内にあるが、前記（１）式で表されるｆｎ１の値が１．８９８であって、本発明で規定する条件を満たしていない。このため、フェライト−パーライト組織におけるフェライトの割合が２６％と高くなっている。そして、その疲労強度は３６０ＭＰａと低く、本発明の目標に達していない。   The test number 11 is that the individual chemical components of the steel 11 are within the range defined by the present invention, but the value of fn1 represented by the above formula (1) is 1.898, and the conditions defined by the present invention. Does not meet. For this reason, the ratio of ferrite in the ferrite-pearlite structure is as high as 26%. And the fatigue strength is as low as 360 MPa and does not reach the target of the present invention.

試験番号１２は、鋼１２のＣ含有量が０．３０％で、本発明で規定する値を下回り、しかも、前記（１）式で表されるｆｎ１の値が１．７７６であって、本発明で規定する条件を満たしていない。このため、フェライト−パーライト組織におけるフェライトの割合が３５％と高くなっている。そして、その疲労強度は３６０ＭＰａと低く、本発明の目標に達していない。   In test number 12, the C content of steel 12 is 0.30%, which is lower than the value specified in the present invention, and the value of fn1 represented by the above formula (1) is 1.776. The conditions specified in the invention are not satisfied. For this reason, the ratio of ferrite in the ferrite-pearlite structure is as high as 35%. And the fatigue strength is as low as 360 MPa and does not reach the target of the present invention.

試験番号１３は、鋼１３のＭｎ含有量が１．２０％で、本発明で規定する値より低い。このため、疲労強度は４４０Ｍｐａで、本発明の目標に達していない。   In test number 13, the Mn content of steel 13 is 1.20%, which is lower than the value specified in the present invention. For this reason, fatigue strength is 440 Mpa and does not reach the target of the present invention.

試験番号１４は、鋼１４のＭｎ含有量が１．８２％で、本発明で規定する値を上回るものである。このため、歪みゲージの読みが１４５００μになるところまで負荷をかけた時点で０．２３ｍｍの亀裂が生じ、曲げ矯正性が極めて劣っている。   In Test No. 14, the Mn content of Steel 14 is 1.82%, which exceeds the value specified in the present invention. For this reason, when a load is applied until the strain gauge reading reaches 14500 μm, a crack of 0.23 mm is generated, and the bending straightness is extremely inferior.

試験番号１５は、鋼１５のＡｌとＴｉの合計含有量が０．０１３％で、本発明で規定する値より低い。このため、疲労強度と曲げ矯正性の双方とも本発明の目標に達していない。   In test number 15, the total content of Al and Ti in steel 15 is 0.013%, which is lower than the value specified in the present invention. For this reason, neither the fatigue strength nor the bend straightness has reached the target of the present invention.

試験番号１６は、鋼１６のＳｉ含有量が０．７５％で、本発明で規定する値を上回るものである。このため、フェライト−パーライト組織におけるフェライトの割合が１９％と高くなっている。そして、その疲労強度は４３０ＭＰａ、また、歪みゲージの読みが１７０００μになるところまで負荷をかけた場合の亀裂長さは０．１６ｍｍで、双方とも、本発明の目標に達していない。   In test number 16, the Si content of steel 16 is 0.75%, which exceeds the value specified in the present invention. For this reason, the ferrite ratio in the ferrite-pearlite structure is as high as 19%. The fatigue strength is 430 MPa, and the crack length is 0.16 mm when a strain gauge reading is 17000 μm, both of which do not reach the target of the present invention.

本発明の軟窒化用鋼は、コストの高い焼入れ−焼戻しの熱処理を省略でき、しかも、軟窒化後に高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を有するので、自動車、産業機械および建設機械用などのクランクシャフト、コネクティングロッドなど軟窒化部品の素材として適している。   The soft nitriding steel of the present invention can eliminate the costly quenching and tempering heat treatment, and has high fatigue strength and excellent bend straightening after soft nitriding, so that it can be used in cranks for automobiles, industrial machinery and construction machinery. Suitable as a material for soft nitrided parts such as shafts and connecting rods.

Claims (9)

質量％で、Ｃ：０．４５％を超えて０．６０％以下、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：１．３０％を超えて１．７０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２〜０．１０％、Ｃｒ：０．３０％以下およびＮ：０．００７％を超えて０．０３０％以下を含むとともに、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．１０％以下およびＴｉ：０．００５％を超えて０．０３５％以下のうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＶが０．０１０％以下で、さらに、下記の（１）式で表されるｆｎ１が１．９０以上であり、かつ、下記の（２）式で表されるｆｎ２が０を超える軟窒化用鋼。
ｆｎ１＝１．２５Ｃ＋Ｍｎ−０．１Ｃｒ・・・（１）
ｆｎ２＝Ｎ−０．４５Ａｌ−（１／２２）Ｔｉ・・・（２）
ただし、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。 In mass%, C: more than 0.45% to 0.60% or less, Si: less than 0.50%, Mn: more than 1.30% to 1.70% or less, P: 0.05% or less, S: 0.02-0.10%, Cr: 0.30% or less and N: more than 0.007% and 0.030% or less, Al: more than 0.010% and 0.10% And Ti: more than 0.005% and not more than 0.035%, one or two of Al + Ti is contained 0.015% or more, the balance is Fe and impurities, and V in the impurities is 0.010% % Or less, and fn1 represented by the following formula (1) is 1.90 or more and fn2 represented by the following formula (2) exceeds 0.
fn1 = 1.25C + Mn−0.1Cr (1)
fn2 = N−0.45Al− (1/22) Ti (2)
However, the element symbols in the formulas (1) and (2) represent the content in mass% of the element. 質量％で、さらに、Ｃａ：０．００５％以下を含有する請求項１に記載の軟窒化用鋼。   The steel for soft nitriding according to claim 1, further comprising Ca: 0.005% or less by mass%. 質量％で、さらに、Ｃｕ：０．３％以下およびＮｉ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有する請求項１または２に記載の軟窒化用鋼。   The steel for soft nitriding according to claim 1 or 2, further comprising one or two kinds selected from Cu: 0.3% or less and Ni: 0.2% or less in terms of mass%. 質量％で、Ｃ：０．４５％を超えて０．６０％以下、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：１．３０％を超えて１．７０％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２〜０．１０％、Ｃｒ：０．３０％以下およびＮ：０．００７％を超えて０．０３０％以下を含むとともに、Ａｌ：０．０１０％を超えて０．１０％以下およびＴｉ：０．００５％を超えて０．０３５％以下のうちの１種または２種をＡｌ＋Ｔｉで０．０１５％以上含み、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＶが０．０１０％以下で、さらに、下記の（１）式で表されるｆｎ１が１．９０以上であり、かつ、下記の（２）式で表されるｆｎ２が０を超える化学成分を有し、ミクロ組織がフェライトの割合が１０％以下のフェライト−パーライト組織である軟窒化用鋼材。
ｆｎ１＝１．２５Ｃ＋Ｍｎ−０．１Ｃｒ・・・（１）
ｆｎ２＝Ｎ−０．４５Ａｌ−（１／２２）Ｔｉ・・・（２）
ただし、（１）式および（２）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。 In mass%, C: more than 0.45% to 0.60% or less, Si: less than 0.50%, Mn: more than 1.30% to 1.70% or less, P: 0.05% or less, S: 0.02-0.10%, Cr: 0.30% or less and N: more than 0.007% and 0.030% or less, Al: more than 0.010% and 0.10% And Ti: more than 0.005% and not more than 0.035%, one or two of Al + Ti is contained 0.015% or more, the balance is Fe and impurities, and V in the impurities is 0.010% %, Fn1 represented by the following formula (1) is 1.90 or more, and fn2 represented by the following formula (2) has a chemical component exceeding 0, and has a microstructure. Is a steel for soft nitriding having a ferrite-pearlite structure with a ferrite content of 10% or less.
fn1 = 1.25C + Mn−0.1Cr (1)
fn2 = N−0.45Al− (1/22) Ti (2)
However, the element symbols in the formulas (1) and (2) represent the content in mass% of the element. 化学成分が、質量％で、さらに、Ｃａ：０．００５％以下を含有するものである請求項４に記載の軟窒化用鋼材。   The steel material for soft nitriding according to claim 4, wherein the chemical component is mass% and further contains Ca: 0.005% or less. 化学成分が、質量％で、さらに、Ｃｕ：０．３％以下およびＮｉ：０．２％以下のうちから選ばれる１種または２種を含有するものである請求項４または５に記載の軟窒化用鋼材。   The soft component according to claim 4 or 5, wherein the chemical component further contains, by mass%, one or two selected from Cu: 0.3% or less and Ni: 0.2% or less. Steel for nitriding. 請求項４に記載の軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフト。   A crankshaft manufactured using the steel for soft nitriding according to claim 4. 請求項５に記載の軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフト。   A crankshaft manufactured using the steel for soft nitriding according to claim 5. 請求項６に記載の軟窒化用鋼材を用いて製造されたクランクシャフト。   A crankshaft manufactured using the steel for soft nitriding according to claim 6.
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