JP6299864B2 - 非調質クランクシャフト用鋼及び非調質クランクシャフト - Google Patents
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Description
本発明は、クランクシャフト用鋼及びクランクシャフトに関し、さらに詳しくは、熱間鍛造後の調質処理（焼入れ及び焼戻し）が省略される非調質のクランクシャフト用鋼及び非調質クランクシャフトに関する。
従来から、調質処理が省略された鍛造クランクシャフトが提供されている。調質処理とは、強度等の鋼の機械的特性を改善する焼入れ及び焼戻し処理を意味する。調質処理が省略されたクランクシャフト用鋼を、非調質クランクシャフト用鋼と称する。非調質クランクシャフト用鋼では、調質処理が実施されないため、製造コストを抑えることができる。
図１はクランクシャフトの要部の正面図である。図１を参照して、クランクシャフト１は、クランクピン２と、クランクジャーナル３と、クランクアーム４とを備える。クランクアーム４は、クランクピン２とクランクジャーナル３との間に配置され、クランクピン２とクランクジャーナル３とにつながっている。クランクシャフト１はさらに、ピンフィレット部２１及びジャーナルフィレット部３１を備える。ピンフィレット部２１は、クランクピン２とクランクアーム４との間に配置され、クランクピン２とクランクアーム４とのつなぎ目部分に相当する。ジャーナルフィレット部３１は、クランクジャーナル３とクランクアーム４との間に配置され、クランクジャーナル３とクランクアーム４とのつなぎ目部分に相当する。
クランクピン２は、図示しないコネクティングロッドに対して回転可能に取り付けられる。クランクピン２は、クランクシャフト１の回転軸からずれて配置される。クランクジャーナル３は、クランクシャフト１の回転軸と同軸に配置される。クランクピン２は、図示しないコネクティングロッドの大端部の内面に対して、すべり軸受を介して回転する。そのため、クランクピン２の表面には、耐摩耗性が求められる。クランクピン２と同様に、クランクジャーナル３の表面にも、耐摩耗性が求められる。
このようなクランクシャフトの耐摩耗性を高めるために、熱間鍛造及び機械加工（例えば切削加工）後の鋼材（以下、中間品という）に対して、表面硬化熱処理が実施される場合がある。表面硬化熱処理はたとえば、高周波焼入れである。高周波焼入れでは、高周波の電磁波による電磁誘導を起こして中間品の表面を加熱して焼入れする。この場合、中間品の表面には高硬度の焼入れ層が形成される。焼入れ層により、クランクシャフトの耐摩耗性が高まる。
クランクシャフト１のピンフィレット部２１及びジャーナルフィレット部３１を、フィレット部と総称する。フィレット部には、フィレットロール加工が実施される。フィレットロール加工は、フィレット部の曲げ疲労強度を高めるために実施される。具体的には、フィレット部をロール加工により塑性加工して、フィレット部の表層を加工硬化する。
クランクシャフトの曲げ疲労強度を高めるためには、フィレットロール加工を実施するだけでなく、母材の強度を高める方が好ましい。しかしながら、クランクシャフトは上述のとおり、熱間鍛造後の中間品を切削加工して製造される。そのため、母材の強度が高すぎれば、中間品の被削性が低下する。さらに、母材の強度を高めるために合金元素が過剰に含有されれば、クランクシャフトに対して高周波焼入れを実施する場合に、焼割れが発生しやすくなる。したがって、フィレットロール加工が実施されるクランクシャフト用鋼では、高い曲げ疲労強度及び被削性が要求され、さらに、高周波焼入れによる焼割れの発生の抑制も要求される。
最近、環境に対する配慮が要求されていることに基づいて、クランクシャフトの軽量小型化が要求されている。そのため、クランクシャフトには、例えば、フィレットロール加工後において、７５０ＭＰａ以上という高い曲げ疲労強度が要求され始めている。
特開２００５−１７１３１１号公報（特許文献１）及び特開２００５−１７９７５３号公報（特許文献２）は、高い強度及び高い被削性を有するクランクシャフト用鋼を提案する。
特許文献１に開示された非調質のクランクシャフト用鋼は、重量％で、Ｃ：０．２７〜０．４３％、Ｓｉ：０．８０〜２．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．２０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０４％以下、Ｃｒ：０．２０〜１．００％、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｍｏ：０．０５％以下、残部実質的にＦｅからなり、かつ、０．７８≦Ｃ＋１／６×Ｓｉ＋１／４．５×Ｍｎ＋１／１５×Ｎｉ＋１／４×Ｃｒ≦０．８４の式を満足し、熱間鍛造した後空冷した状態でフェライト＋パーライト混合組織である。上記クランクシャフト鋼は、Ｖを含有せずに８００ＭＰａ以上の引張強度を有し、被削性にも優れる、と特許文献１には記載されている。
特許文献２に開示されたクランクシャフト用非調質鋼は、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．５５％、Ｓｉ：０．４〜２％、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｐ：０．０１〜０．１％、Ｃｕ：０．０５〜１％、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｃｒ：０．０１〜１％、ｓ−Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００５〜０．０３０％を含有し、残部が実質的にＦｅから成り、熱間鍛造後の組織がフェライト＋パーライトである。上記クランクシャフト用非調質鋼は、Ｖを含有せずに高い強度及び高い被削性を有する、と特許文献２には記載されている。
しかしながら、特許文献１及び特許文献２のクランクシャフト用鋼では、曲げ疲労強度が低く、いずれの特許文献でも、実施例において、クランクシャフトの曲げ疲労強度が７５０ＭＰａ未満である（特許文献１の表１、特許文献２の表２参照）。
本発明の目的は、フィレットロール加工後の曲げ疲労強度が高く、被削性に優れ、高周波焼入れを実施しても焼割れの発生が抑制される、非調質クランクシャフト用鋼及び非調質クランクシャフトを提供することである。
本実施形態による非調質クランクシャフト用鋼は、質量％で、Ｃ：０．３７〜０．５０％、Ｓｉ：０．１５〜０．７９％、Ｍｎ：１．１５〜１．４０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０４０〜０．１０％、Ｃｒ：０．１０〜０．３０％、Ａｌ：０．０２２〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｖ：０．２０〜０．３０％、Ｎ：０．００８０〜０．０１８０％、Ｍｏ：０〜０．３０％、Ｃｕ：０〜０．８％、及び、Ｎｉ：０〜０．５０％を含有し、式（１）〜式（３）を満たす。
０．８６≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／４＋Ｖ≦１．１０ （１）
Ｔｉ／Ｎ≦１．５ （２）
５２１−３５３Ｃ−２２．０Ｓｉ−２４．３Ｍｎ−７．７Ｃｕ−１７．３Ｎｉ−１７．７Ｃｒ−２５．８Ｍｏ≧３０５ （３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。元素が含有されない場合、対応する元素記号には、「０」が代入される。
０．８６≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／４＋Ｖ≦１．１０ （１）
Ｔｉ／Ｎ≦１．５ （２）
５２１−３５３Ｃ−２２．０Ｓｉ−２４．３Ｍｎ−７．７Ｃｕ−１７．３Ｎｉ−１７．７Ｃｒ−２５．８Ｍｏ≧３０５ （３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。元素が含有されない場合、対応する元素記号には、「０」が代入される。
上記非調質クランクシャフト用鋼は、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％を含有してもよい。上記非調質クランクシャフト用鋼は、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、及び、Ｎｉ：０．０１〜０．５０％を含有してもよい。
本実施形態による非調質クランクシャフトは、上記非調質クランクシャフト用鋼を熱間鍛造し、さらに、熱間鍛造後に切削加工を実施し、切削加工後に高周波焼入れを実施し、高周波焼入れ後にフィレットロール加工を実施して製造される。
本実施形態による非調質クランクシャフト用鋼及び非調質クランクシャフトでは、フィレットロール加工後の曲げ疲労強度が高く、被削性に優れ、高周波焼入れ後の焼割れの発生が抑制される。
以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。本発明者らは、上述の課題を解決するために、種々の検討を行った。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。
（Ａ）鋼の硬さが高ければ、曲げ疲労強度も高まる。鋼の硬さを高める元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶを適量含有すれば、鋼の硬さが適切に高まり、曲げ疲労強度が高まる。一方、これらの元素含有量の総量が高すぎれば、鋼の硬さが高くなりすぎる。この場合、鋼の被削性が低下する。
ｆｎ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／４＋Ｖと定義する。後述の化学組成を有し、かつ、ｆｎ１が０．８６〜１．１０であれば、適切な鋼の硬さが得られ、高い曲げ疲労強度が得られる。さらに、鋼の硬さが高くなりすぎず、高い被削性も得られる。
（Ｂ）クランクシャフトを模擬した疲労試験片に対して、フィレットロール加工を実施してフィレット部を形成した。フィレット部が形成された疲労試験片に対して曲げ疲労試験を実施した。曲げ疲労試験を耐久した（つまり、曲げ疲労試験で破断しなかった）疲労試験片のフィレット部に対して、顕微鏡観察を実施した。その結果、フィレット部において、微細な疲労き裂が発生しているものの、疲労き裂の進展は途中で止まっていた。疲労試験片のフィレット部の表層をさらに観察した。その結果、疲労き裂の伝播の多くが、結晶粒界で止まっていた。
以上の結果より、フィレットロール加工が実施されたクランクシャフトの場合、結晶粒界が多ければ、疲労き裂が発生しても、その進展を抑制できる。その結果、クランクシャフトの疲労強度が高まる。結晶粒を微細化すれば、結晶粒界が多くなる。そこで、鋼中に適切な量の微細なＴｉ窒化物（ＴｉＮ）を生成する。Ｔｉ窒化物は、鋳込み時又は造塊時において、溶鋼中に晶出する。Ｔｉ窒化物は、その後の熱間鍛造等の熱間加工での加熱により溶解せず、鋼中に存在する。そのため、鋼中にＴｉ窒化物が形成されていれば、熱間加工での加熱条件に依存することなく、鋼中の結晶粒を微細化することができる。
一方で、Ｎ含有量に対してＴｉ含有量が高すぎれば、粗大なＴｉ窒化物が形成されたり、粗大なＴｉ炭窒化物が形成される。この場合、粗大なＴｉ窒化物及びＴｉ炭窒化物が疲労き裂の起点となる。そのため、鋼の疲労強度はかえって低下する。
ｆｎ２＝Ｔｉ／Ｎと定義する。後述の化学組成を有し、かつ、ｆｎ２が１．５以下であれば、粗大なＴｉ窒化物及びＴｉ炭窒化物の生成が抑制される。そのため、クラックの起点の発生が抑制される。さらに、微細なＴｉ窒化物により結晶粒が微細化され、クラックの伝播が抑制される。したがって、フィレット部において、曲げ疲労強度が高まる。
（Ｃ）ｆｎ１に含まれる元素のうち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、及び、Ｍｏはいずれも、鋼の焼入れ性を高めて鋼の硬さを高める。したがって、これらの元素含有量の総量が過剰に高ければ、高周波焼入れにより焼割れが発生する場合がある。
ｆｎ３＝５２１−３５３Ｃ−２２．０Ｓｉ−２４．３Ｍｎ−７．７Ｃｕ−１７．３Ｎｉ−１７．７Ｃｒ−２５．８Ｍｏと定義する。後述の化学組成を有し、かつ、ｆｎ３が３０５以上であれば、これらの元素含有量は適切であり、高周波焼入れによる焼割れの発生が抑制される。
以上の知見に基づいて完成した本実施形態による非調質クランクシャフト用鋼及び非調質クランクシャフトについて詳述する。
［化学組成］
本実施形態の非調質クランクシャフト用鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
本実施形態の非調質クランクシャフト用鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．３７〜０．５０％
炭素（Ｃ）は、鋼（つまり、クランクシャフトの母材）の硬さを高め、クランクシャフトの曲げ疲労強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、クランクシャフト用鋼の硬さが高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、Ｃの含有量は０．３７〜０．５０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．３７％よりも高く、さらに好ましくは０．３９％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．５０％未満であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４４％である。
炭素（Ｃ）は、鋼（つまり、クランクシャフトの母材）の硬さを高め、クランクシャフトの曲げ疲労強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、クランクシャフト用鋼の硬さが高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、Ｃの含有量は０．３７〜０．５０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．３７％よりも高く、さらに好ましくは０．３９％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．５０％未満であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４４％である。
Ｓｉ：０．１５〜０．７９％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、固溶して鋼中のフェライトの硬さを高め、鋼の硬さを高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の硬さが高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１５〜０．７９％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％よりも高く、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２４％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．７９％未満であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６７％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、固溶して鋼中のフェライトの硬さを高め、鋼の硬さを高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の硬さが高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１５〜０．７９％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％よりも高く、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２４％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．７９％未満であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６７％である。
Ｍｎ：１．１５％〜１．４０％
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼の硬さを高め、強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、クランクシャフト用鋼の硬さが高くなり過ぎ、被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．１５％〜１．４０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．１５％よりも高く、さらに好ましくは１．１８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．４０％未満であり、さらに好ましくは１．３５％であり、さらに好ましくは１．３０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、Ｓｉと同様に鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼の硬さを高め、強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、クランクシャフト用鋼の硬さが高くなり過ぎ、被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．１５％〜１．４０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．１５％よりも高く、さらに好ましくは１．１８％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．４０％未満であり、さらに好ましくは１．３５％であり、さらに好ましくは１．３０％である。
Ｐ：０．０４０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の曲げ疲労強度を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４０％未満であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の曲げ疲労強度を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０４０％未満であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。
Ｓ：０．０４０〜０．１０％
硫黄（Ｓ）は鋼の被削性を高める。Ｓ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓ含有量が高すぎれば、鋼の曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０４０〜０．１０％である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．０４０％よりも高く、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０５５％であり、さらに好ましくは０．０６０％を超える。Ｓ含有量の好ましい上限は０．１０％未満であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。
硫黄（Ｓ）は鋼の被削性を高める。Ｓ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓ含有量が高すぎれば、鋼の曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０４０〜０．１０％である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．０４０％よりも高く、さらに好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０５５％であり、さらに好ましくは０．０６０％を超える。Ｓ含有量の好ましい上限は０．１０％未満であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。
Ｃｒ：０．１０〜０．３０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の硬さを高めて曲げ疲労強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼の硬さが高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０〜０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１０％よりも高く、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２２％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．３０％未満であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２７％である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の硬さを高めて曲げ疲労強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼の硬さが高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０〜０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１０％よりも高く、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２２％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．３０％未満であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２７％である。
Ａｌ：０．０２２〜０．０５０％
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｓｉと同様に鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼中に粗大な酸化物が形成され、鋼の曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０２２〜０．０５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２２％よりも高く、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％未満であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３８％である。本明細書におけるＡｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｓｉと同様に鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼中に粗大な酸化物が形成され、鋼の曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０２２〜０．０５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２２％よりも高く、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％未満であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３８％である。本明細書におけるＡｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％
チタン（Ｔｉ）は、窒素と結合してＴｉ窒化物を形成する。Ｔｉ窒化物は、結晶粒の粗大化を抑制し、結晶粒を微細化する。フィレットロール加工が実施されたフィレット部（ピンフィレット部２１及びジャーナルフィレット部３１）の表面近傍にて、仮に、疲労き裂が発生した場合、フィレット部の結晶粒が微細であれば、疲労き裂の伝播は結晶粒界により阻止される。したがって、Ｔｉはクランクシャフトの曲げ疲労強度を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、粗大なＴｉ窒化物又は粗大な炭窒化物が形成される。粗大なＴｉ窒化物及びＴｉ炭窒化物は破壊の起点となり、鋼の曲げ疲労強度を低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２５％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．００７％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０２５％未満であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
チタン（Ｔｉ）は、窒素と結合してＴｉ窒化物を形成する。Ｔｉ窒化物は、結晶粒の粗大化を抑制し、結晶粒を微細化する。フィレットロール加工が実施されたフィレット部（ピンフィレット部２１及びジャーナルフィレット部３１）の表面近傍にて、仮に、疲労き裂が発生した場合、フィレット部の結晶粒が微細であれば、疲労き裂の伝播は結晶粒界により阻止される。したがって、Ｔｉはクランクシャフトの曲げ疲労強度を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、粗大なＴｉ窒化物又は粗大な炭窒化物が形成される。粗大なＴｉ窒化物及びＴｉ炭窒化物は破壊の起点となり、鋼の曲げ疲労強度を低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２５％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．００７％であり、さらに好ましくは０．００８％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０２５％未満であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。
Ｖ：０．２０〜０．３０％
バナジウム（Ｖ）は、Ｖ炭化物又はＶ炭窒化物を形成して、鋼の硬さを高め、曲げ疲労強度を高める。Ｖ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼の硬さが高くなりすぎ、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．２０〜０．３０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．２０％よりも高く、さらに好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２４％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．３０％未満であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２６％である。
バナジウム（Ｖ）は、Ｖ炭化物又はＶ炭窒化物を形成して、鋼の硬さを高め、曲げ疲労強度を高める。Ｖ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼の硬さが高くなりすぎ、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．２０〜０．３０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．２０％よりも高く、さらに好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２４％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．３０％未満であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２６％である。
Ｎ：０．００８０〜０．０１８０％
窒素（Ｎ）は、Ｔｉと結合してＴｉ窒化物を形成し、結晶粒を微細化する。そのため、Ｎは鋼の曲げ疲労強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｎ含有量は０．００８０〜０．０１８０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００８０％よりも高く、さらに好ましくは０．０８５％であり、さらに好ましくは０．００９０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１８０％未満であり、さらに好ましくは０．０１６０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％である。
窒素（Ｎ）は、Ｔｉと結合してＴｉ窒化物を形成し、結晶粒を微細化する。そのため、Ｎは鋼の曲げ疲労強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｎ含有量は０．００８０〜０．０１８０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００８０％よりも高く、さらに好ましくは０．０８５％であり、さらに好ましくは０．００９０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１８０％未満であり、さらに好ましくは０．０１６０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％である。
本実施形態の非調質クランクシャフト用鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。
本実施形態の非調質クランクシャフト用鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏを含有してもよい。
Ｍｏ：０〜０．３０％
モリブデン（Ｍｏ）任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは固溶して鋼中のフェライトの硬さを高める。この場合、鋼の硬さが高まり、曲げ疲労強度が高まる。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．３０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．３０％未満であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
モリブデン（Ｍｏ）任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｍｏは固溶して鋼中のフェライトの硬さを高める。この場合、鋼の硬さが高まり、曲げ疲労強度が高まる。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和し、製造コストが高くなる。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．３０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．３０％未満であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
本実施形態の非調質クランクシャフト用鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ及びＮｉを含有してもよい。
Ｃｕ：０〜０．８％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の硬さを高め、鋼の曲げ疲労強度を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．８％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．８％未満であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｕは鋼の硬さを高め、鋼の曲げ疲労強度を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．８％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．１％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．８％未満であり、さらに好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％である。
Ｎｉ：０〜０．５０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｃｕが含有される場合、「Ｃｕチェッキング」と称される熱間割れが発生しやすくなる。Ｎｉが含有されれば、Ｃｕチェッキングの発生が抑制される。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、この効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは．０８％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．５０％未満であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｎｉ含有量は好ましくはさらに、Ｎｉ／Ｃｕ≧０．５を満足する。
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。Ｃｕが含有される場合、「Ｃｕチェッキング」と称される熱間割れが発生しやすくなる。Ｎｉが含有されれば、Ｃｕチェッキングの発生が抑制される。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、この効果が飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは．０８％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．５０％未満であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｎｉ含有量は好ましくはさらに、Ｎｉ／Ｃｕ≧０．５を満足する。
［式（１）〜式（３）について］
本発明による非調質クランクシャフト用鋼は、さらに、式（１）〜式（３）を満たす。
０．８６≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／４＋Ｖ≦１．１０ （１）
Ｔｉ／Ｎ≦１．５ （２）
５２１−３５３Ｃ−２２．０Ｓｉ−２４．３Ｍｎ−７．７Ｃｕ−１７．３Ｎｉ−１７．７Ｃｒ−２５．８Ｍｏ≧３０５ （３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。元素が含有されていない場合、対応する元素記号には「０」が代入される。
本発明による非調質クランクシャフト用鋼は、さらに、式（１）〜式（３）を満たす。
０．８６≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／４＋Ｖ≦１．１０ （１）
Ｔｉ／Ｎ≦１．５ （２）
５２１−３５３Ｃ−２２．０Ｓｉ−２４．３Ｍｎ−７．７Ｃｕ−１７．３Ｎｉ−１７．７Ｃｒ−２５．８Ｍｏ≧３０５ （３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。元素が含有されていない場合、対応する元素記号には「０」が代入される。
［式（１）について］
ｆｎ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／４＋Ｖと定義する。ｆｎ１は、非調質クランクシャフト用鋼の硬さに関する指標である。上述のとおり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶはいずれも、鋼の硬さを高める。ｆｎ１が低すぎれば、鋼の硬さが低く、曲げ疲労強度が低い。一方、ｆｎ１が高すぎれば、鋼の硬さが高くなりすぎ、被削性が低下する。
ｆｎ１＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／４＋Ｖと定義する。ｆｎ１は、非調質クランクシャフト用鋼の硬さに関する指標である。上述のとおり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶはいずれも、鋼の硬さを高める。ｆｎ１が低すぎれば、鋼の硬さが低く、曲げ疲労強度が低い。一方、ｆｎ１が高すぎれば、鋼の硬さが高くなりすぎ、被削性が低下する。
ｆｎ１が０．８６〜１．１０であれば、鋼の硬さが高く、高い曲げ疲労強度が得られる。さらに、鋼の硬さが高くなりすぎず、高い被削性も得られる。ｆｎ１の好ましい下限は０．８６よりも高く、さらに好ましくは０．９０であり、さらに好ましくは０．９４である。ｆｎ１の好ましい上限は１．１０未満であり、さらに好ましくは１．０７であり、さらに好ましくは１．０５である。
［式（２）について］
ｆｎ２＝Ｔｉ／Ｎと定義する。ｆｎ２が高すぎれば、Ｎ含有量に対してＴｉ含有量が高すぎる。この場合、粗大なＴｉ窒化物及び粗大なＴｉ炭窒化物が形成される。そのため、鋼の曲げ疲労強度が低下する。ｆｎ２が１．５以下であれば、粗大なＴｉ窒化物及び粗大なＴｉ炭窒化物の生成が抑制される。そのため、疲労き裂の起点の発生が抑制される。さらに、微細なＴｉ窒化物により結晶粒が微細化され、疲労き裂の伝播が、結晶粒界により阻止される。そのため、フィレットロール加工されたクランクシャフトの曲げ疲労強度が高まる。ｆｎ２の好ましい上限は、１．５未満であり、さらに好ましくは１．４０であり、さらに好ましくは１．３０である。
ｆｎ２＝Ｔｉ／Ｎと定義する。ｆｎ２が高すぎれば、Ｎ含有量に対してＴｉ含有量が高すぎる。この場合、粗大なＴｉ窒化物及び粗大なＴｉ炭窒化物が形成される。そのため、鋼の曲げ疲労強度が低下する。ｆｎ２が１．５以下であれば、粗大なＴｉ窒化物及び粗大なＴｉ炭窒化物の生成が抑制される。そのため、疲労き裂の起点の発生が抑制される。さらに、微細なＴｉ窒化物により結晶粒が微細化され、疲労き裂の伝播が、結晶粒界により阻止される。そのため、フィレットロール加工されたクランクシャフトの曲げ疲労強度が高まる。ｆｎ２の好ましい上限は、１．５未満であり、さらに好ましくは１．４０であり、さらに好ましくは１．３０である。
［式（３）について］
ｆｎ３＝５２１−３５３Ｃ−２２．０Ｓｉ−２４．３Ｍｎ−７．７Ｃｕ−１７．３Ｎｉ−１７．７Ｃｒ−２５．８Ｍｏと定義する。ｆｎ３は、クランクピン２及びクランクジャーナル３に対して高周波焼入れが実施された場合における、焼割れの発生に関する指標である。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏはいずれも、鋼に固溶して鋼の焼入れ性を高める。ｆｎ３が低すぎれば、鋼の焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、クランクピン及びクランクジャーナルに相当する部分に高周波焼入れを実施すれば、焼割れが発生する。ｆｎ３が３０５以上であれば、焼割れの発生が抑制される。ｆｎ３の好ましい下限は３０５よりも高く、さらに好ましくは３１５であり、さらに好ましくは３２０である。
ｆｎ３＝５２１−３５３Ｃ−２２．０Ｓｉ−２４．３Ｍｎ−７．７Ｃｕ−１７．３Ｎｉ−１７．７Ｃｒ−２５．８Ｍｏと定義する。ｆｎ３は、クランクピン２及びクランクジャーナル３に対して高周波焼入れが実施された場合における、焼割れの発生に関する指標である。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏはいずれも、鋼に固溶して鋼の焼入れ性を高める。ｆｎ３が低すぎれば、鋼の焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、クランクピン及びクランクジャーナルに相当する部分に高周波焼入れを実施すれば、焼割れが発生する。ｆｎ３が３０５以上であれば、焼割れの発生が抑制される。ｆｎ３の好ましい下限は３０５よりも高く、さらに好ましくは３１５であり、さらに好ましくは３２０である。
［製造方法］
上述の本実施形態のクランクシャフト用鋼及び非調質クランクシャフトの製造方法の一例を説明する。
上述の本実施形態のクランクシャフト用鋼及び非調質クランクシャフトの製造方法の一例を説明する。
上記化学組成及び式（１）〜式（３）を満たす溶鋼を製造する。溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする。溶鋼を造塊法によりインゴット（鋼塊）にしても良い。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレット（鋼片）や棒鋼にしても良い。以上の製造工程により、本実施形態のクランクシャフト用鋼が製造される。
鋳片、インゴット、ビレット又は棒鋼を加熱炉で加熱する。加熱された鋳片、インゴット、ビレット又は棒鋼を熱間鍛造して、中間品を製造する。熱間鍛造後の中間品を冷却する。
クランクシャフトの中間品に対して、調質処理（焼入れ及び焼戻し）を実施しない。つまり、本実施形態では、中間品は非調質である。
中間品を切削加工して、最終形状にする。切削加工後の中間品のうち、クランクピン及び／又はクランクジャーナルに相当する部分に対して、高周波焼入れを実施する。高周波焼入れにより、クランクピン及びクランクジャーナルの耐摩耗性を高める。
高周波焼入れを実施した後、フィレット部（ピンフィレット部２１及びジャーナルフィレット部３１）に対して、フィレットロール加工を実施する。フィレットロール加工では、切削加工後の中間品を回転しながら、フィレット部の表面にローラを押しつける。これにより、フィレット部の表面は塑性加工され、加工硬化する。
以上の製造工程により、本実施形態の非調質クランクシャフトが製造される。製造された非調質クランクシャフトの化学組成は上述のとおりであり、式（１）〜式（３）を満たす。そのため、フィレット部においても結晶粒は微細である。したがって、本実施形態の非調質クランクシャフトは、高い強度及び高い曲げ疲労強度を有し、優れた被削性も有する。さらに、高周波焼入れによる焼割れが発生しにくい。
［試験方法］
表１に示す化学組成を有する試験番号１〜２６の溶鋼を、７０トン転炉を用いて製造した。
表１に示す化学組成を有する試験番号１〜２６の溶鋼を、７０トン転炉を用いて製造した。
溶鋼を連続鋳造してブルームを製造した。ブルームを分塊圧延して、横断面寸法が１８０ｍｍ×１８０ｍｍのビレットを製造した。
ビレットを１２００℃に加熱した。加熱されたビレットに対して熱間鍛造を実施して、直径９０ｍｍの棒鋼（上述の中間品に相当）を製造した。熱間鍛造での仕上げ温度は１０００〜１０５０℃であった。熱間鍛造後の棒鋼を、大気中で放冷して、室温（２５℃）まで冷却した。なお、棒鋼に対して、調質処理（焼入れ及び焼戻し）を実施しなかった。つまり製造された棒鋼は非調質であった。
［被削性評価試験］
製造された直径９０ｍｍの棒鋼に対してピーリング加工を実施して、直径８０ｍｍの棒鋼の試験材を製造した。製造された試験材に対して、切削加工の一種である旋削加工を実施した。切削工具として、コーティング処理されていないＰ種超硬工具を使用した。切削速度：１６０ｍ／ｍｉｎ、送り速度：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、切込み：２．０ｍｍ、及び、潤滑油無しでの条件で旋削加工を実施した。上記の条件で３０分間旋削加工を実施して、旋削加工後の切削工具のフランク摩耗量（ｍｍ）を測定した。
製造された直径９０ｍｍの棒鋼に対してピーリング加工を実施して、直径８０ｍｍの棒鋼の試験材を製造した。製造された試験材に対して、切削加工の一種である旋削加工を実施した。切削工具として、コーティング処理されていないＰ種超硬工具を使用した。切削速度：１６０ｍ／ｍｉｎ、送り速度：０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、切込み：２．０ｍｍ、及び、潤滑油無しでの条件で旋削加工を実施した。上記の条件で３０分間旋削加工を実施して、旋削加工後の切削工具のフランク摩耗量（ｍｍ）を測定した。
[焼割れ性評価試験]
直径９０ｍｍの棒鋼の横断面において、棒鋼の外周面と中心軸との間の距離Ｒ（半径）を二等分する位置を、Ｒ／２位置と定義した。直径９０ｍｍの棒鋼のＲ／２位置を中心とした、直径３０ｍｍ、長さ７０ｍｍの丸棒試験片を、直径９０ｍｍの棒鋼から採取した。丸棒試験片の長さ方向は、直径９０ｍｍの棒鋼の軸方向と平行とした。丸棒試験片の長さ中央位置の外周面において、円周方向に延びる溝（深さ５ｍｍ、幅１０ｍｍ）を形成した。
直径９０ｍｍの棒鋼の横断面において、棒鋼の外周面と中心軸との間の距離Ｒ（半径）を二等分する位置を、Ｒ／２位置と定義した。直径９０ｍｍの棒鋼のＲ／２位置を中心とした、直径３０ｍｍ、長さ７０ｍｍの丸棒試験片を、直径９０ｍｍの棒鋼から採取した。丸棒試験片の長さ方向は、直径９０ｍｍの棒鋼の軸方向と平行とした。丸棒試験片の長さ中央位置の外周面において、円周方向に延びる溝（深さ５ｍｍ、幅１０ｍｍ）を形成した。
上述の丸棒試験片を、各試験番号ごとに１０本作製した。１０本の丸棒試験片に対して高周波焼入れを実施した。具体的には、丸棒試験片を高周波誘導炉内に配置した後、周波数４０ｋＨｚ、電圧６ｋＶ、加熱時間３．０秒、及び冷却時間５．０秒（水溶性熱処理油使用）の条件で高周波焼入れを実施した。
高周波焼入れを実施した１０本の丸棒試験片に対して、磁粉探傷を実施して、丸棒試験片の溝に焼割れが発生したか否かを目視観察した。目視で焼割れが確認された丸棒試験片の本数をカウントした。
[曲げ疲労強度評価試験]
図２に示すとおり、直径９０ｍｍの棒鋼のＲ／２位置を中心軸として有し、その中心軸が鍛錬軸に平行である、小野式回転曲げ疲労試験片（以下、単に疲労試験片という）を、直径９０ｍｍの棒鋼から採取した。図２を参照して、疲労試験片の横断面は円形状であり、疲労試験片は、環状溝を含む直径１０ｍｍの平行部を有していた。環状溝は平行部の中央に形成され、環状溝の断面は、半径１．５ｍｍの半円弧であった。図２中の数値は、寸法を意味する。
図２に示すとおり、直径９０ｍｍの棒鋼のＲ／２位置を中心軸として有し、その中心軸が鍛錬軸に平行である、小野式回転曲げ疲労試験片（以下、単に疲労試験片という）を、直径９０ｍｍの棒鋼から採取した。図２を参照して、疲労試験片の横断面は円形状であり、疲労試験片は、環状溝を含む直径１０ｍｍの平行部を有していた。環状溝は平行部の中央に形成され、環状溝の断面は、半径１．５ｍｍの半円弧であった。図２中の数値は、寸法を意味する。
図３及び図４に示すフィレットロール加工装置を用いて、疲労試験片の環状溝に対してフィレットロール加工を実施した。図３及び図４を参照して、一対のバックアップローラ１０の間に、疲労試験片２０を配置した。このとき、一対のバックアップローラ１０上に疲労試験片２０が配置された。バックアップローラ１０の直径は２８ｍｍであった。さらに、ＪＩＳ Ｇ４４０３（２００６）に定義されたＳＫＨ５１に相当する化学組成を有する大ローラ３０を、疲労試験片２０の上方から、荷重４．９ｋＮで、疲労試験片２０の環状溝に押し当てた。大ローラの直径は４０ｍｍであり、外周面の凸部の曲率半径は１．３ｍｍであった。大ローラ３０を押し当てながら、疲労試験片２０を回転して、フィレットロール加工を実施した。回転数は１０回で実施した。
フィレットロール加工が実施された疲労試験片に対して、室温（２５℃）、大気中、回転数３０００ｒｐｍの両振りの条件で、小野式回転曲げ疲労試験を実施した。１０7サイクル後でも破断しなかった試験結果のうち最大の応力を、その試験番号の曲げ疲労強度（ＭＰａ）と定義した。
［試験結果］
試験結果を表２に示す。
試験結果を表２に示す。
表２を参照して、試験番号１〜１１では、化学組成が適切であり、ｆｎ１〜ｆｎ３が式（１）〜式（３）を満たした。そのため、これらの試験番号のフランク摩耗量はいずれも０．４０ｍｍ以下であり、高い被削性を示した。さらに、これらの試験番号の焼割れ本数はいずれも０本であり、高周波焼入れによる焼割れの発生が抑制された。さらに、これらの試験番号の曲げ疲労強度はいずれも７５０ＭＰａ以上であり、優れた曲げ疲労強度を有した。
一方、試験番号１２のＣ含有量が高すぎた。そのため、フランク摩耗量が０．４０ｍｍを超え、被削性が低かった。Ｃ含有量が高すぎ、母材の硬さが高くなり過ぎたためと考えられる。
試験番号１３のＣ含有量は低すぎた。そのため、曲げ疲労強度が７５０ＭＰａ未満であった。
試験番号１４のＳｉ含有量は高すぎた。そのため、フランク摩耗量が０．４０ｍｍを超え、被削性が低かった。Ｓｉ含有量が高すぎ、母材の硬さが高くなり過ぎたためと考えられる。
試験番号１５のＭｎ含有量は高すぎた。そのため、フランク摩耗量が０．４０ｍｍを超え、被削性が低かった。Ｍｎ含有量が高すぎ、母材の硬さが高くなり過ぎたためと考えられる。
試験番号１６のＳ含有量は低すぎた。そのため、フランク摩耗量が０．４０ｍｍを超え、被削性が低かった。
試験番号１７のＣｒ含有量は高すぎた。そのため、フランク摩耗量が０．４０ｍｍを超え、被削性が低かった。Ｃｒ含有量が高すぎ、母材の硬さが高くなり過ぎたためと考えられる。
試験番号１８のＡｌ含有量は高すぎた。そのため、曲げ疲労強度が７５０ＭＰａ未満であった。Ａｌ含有量が高すぎたため、割れの起点となる粗大な酸化物が生成し、これにより、曲げ疲労強度が低かったと考えられる。
試験番号１９のＴｉ含有量は低すぎた。そのため、曲げ疲労強度が７５０ＭＰａ未満であった。Ｔｉ含有量が低すぎたため、結晶粒の微細化効果が得られず、き裂進展の抑制効果が得られなかった為、曲げ疲労強度が低かったと考えられる。
試験番号２０のＶ含有量は高すぎた。そのため、そのため、フランク摩耗量が０．４０ｍｍを超え、被削性が低かった。Ｖ含有量が高すぎ、鋼の硬さが高くなり過ぎたためと考えられる。
試験番号２１のＶ含有量は低すぎた。そのため、曲げ疲労強度が７５０ＭＰａ未満であった。Ｖ含有量が低すぎたため、鋼の硬さが低すぎたと考えられる。
試験番号２２では、ｆｎ１が式（１）の下限未満であった。そのため、曲げ疲労強度が７５０ＭＰａ未満であった。ｆｎ１が式（１）の下限未満であったため、鋼の硬さが低すぎたと考えられる。
試験番号２３では、ｆｎ１が式（１）の上限を超えた。そのため、フランク摩耗量が０．４０ｍｍを超え、被削性が低かった。ｆｎ１が式（１）の上限を超え、鋼の硬さが高くなりすぎたためと考えられる。
試験番号２４では、ｆｎ２が式（２）を満たさなかった。そのため、曲げ疲労強度が７５０ＭＰａ未満であった。ｆｎ２が式（２）を満たさず、粗大なＴｉ窒化物又は粗大なＴｉ炭窒化物が生成したため、曲げ疲労強度が低かったと考えられる。
試験番号２５及び試験番号２６では、ｆｎ３が式（３）を満たさなかった。そのため、焼割れが発生した。ｆｎ３が式（３）を満たさず、鋼の焼入れ性が高くなりすぎたためと考えられる。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
本実施形態の非調質クランクシャフト用鋼は、高い曲げ疲労強度及び高い被削性を有し、高周波焼入れ時に焼き割れが発生しにくい。そのため、本実施形態の非調質クランクシャフト用鋼は、自動車、産業機械および建設機械などのクランクシャフトとして広く利用することができる。さらに、本実施形態の非調質クランクシャフト用鋼を用いれば、最近の環境への配慮に基づくクランクシャフトの軽量小型化にも対応可能である。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ：０．３７〜０．５０％、
Ｓｉ：０．１５〜０．７９％、
Ｍｎ：１．１５〜１．４０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０４０〜０．１０％、
Ｃｒ：０．１０〜０．３０％、
Ａｌ：０．０２２〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｖ：０．２０〜０．３０％、
Ｎ：０．００８０〜０．０１８０％、
Ｍｏ：０〜０．３０％、
Ｃｕ：０〜０．８％、及び、
Ｎｉ：０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）〜式（３）を満たす、非調質クランクシャフト用鋼。
０．８６≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／４＋Ｖ≦１．１０ （１）
Ｔｉ／Ｎ≦１．５ （２）
５２１−３５３Ｃ−２２．０Ｓｉ−２４．３Ｍｎ−７．７Ｃｕ−１７．３Ｎｉ−１７．７Ｃｒ−２５．８Ｍｏ≧３０５ （３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。元素が含有されない場合、対応する元素記号には、「０」が代入される。 - 請求項１に記載の非調質クランクシャフト用鋼であって、
Ｍｏ：０．０５〜０．３０％を含有する、非調質クランクシャフト用鋼。 - 請求項１又は請求項２に記載の非調質クランクシャフト用鋼であって、
Ｃｕ：０．０５〜０．８％、及び、
Ｎｉ：０．０１〜０．５０％を含有する、非調質クランクシャフト用鋼。 - 質量％で、
Ｃ：０．３７〜０．５０％、
Ｓｉ：０．１５〜０．７９％、
Ｍｎ：１．１５〜１．４０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０４０〜０．１０％、
Ｃｒ：０．１０〜０．３０％、
Ａｌ：０．０２２〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｖ：０．２０〜０．３０％、
Ｎ：０．００８０〜０．０１８０％、
Ｍｏ：０〜０．３０％、
Ｃｕ：０〜０．８％、及び、
Ｎｉ：０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）〜式（３）を満たす化学組成を有し、クランクピン、クランクジャーナル、クランクアーム、ピンフィレット部及びジャーナルフィレット部を備える、非調質クランクシャフト。
０．８６≦Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ／９＋Ｍｏ／４＋Ｖ≦１．１０ （１）
Ｔｉ／Ｎ≦１．５ （２）
５２１−３５３Ｃ−２２．０Ｓｉ−２４．３Ｍｎ−７．７Ｃｕ−１７．３Ｎｉ−１７．７Ｃｒ−２５．８Ｍｏ≧３０５ （３）
ここで、式（１）〜式（３）の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。元素が含有されない場合、対応する元素記号には、「０」が代入される。
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