JP2007177309A - Crankshaft and method for producing the same - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、表面に軟窒化層を有した鋼からなるクランクシャフト及びその製造方法に関する。 The present invention relates to a crankshaft made of steel having a nitrocarburized layer on the surface and a method for manufacturing the crankshaft.
自動車用のクランクシャフトは、大きなねじり負荷と曲げ負荷とが繰り返し作用する環境下で使用されるため、静的強度と疲労強度とに優れていることが要求される。他方、非常に大形で形状も複雑な部材なので、基本的には熱間鍛造後、焼入焼戻しを行なわない非調質鋼にて製造するのが一般的である。この場合、強度確保のため最終的には鋼表面の硬化処理が必要であるが、特許文献１〜４には、その表面効果処理として軟窒化処理を用いる方法が開示されている。軟窒化処理は、Ａ１変態点以下、一般には５７０℃程度の温度で、例えばアンモニアガス雰囲気中で被処理物を処理して、窒素とともに一部の炭素を鋼中に浸入させ、窒化物や炭窒化物を生成させて表層部を硬化させるものである。自動車用のクランクシャフトは高速回転体であるために、高い精度が要求されているが、上記軟窒化処理は、浸炭焼入法のように被処理物に歪を生じることが少なく、クランクシャフトの量産に適している。また、窒素のみを固溶させる窒化処理は、処理温度は軟窒化処理と同程度であるが、同じ窒化深さを得るために軟窒化よりは長時間の処理が必要となる。 A crankshaft for an automobile is required to be excellent in static strength and fatigue strength because it is used in an environment where a large torsional load and a bending load repeatedly act. On the other hand, since it is a very large and complicated member, it is generally manufactured from non-tempered steel that is not subjected to quenching and tempering after hot forging. In this case, in order to ensure strength, the steel surface must be finally hardened, but Patent Documents 1 to 4 disclose a method using soft nitriding as the surface effect treatment. The soft nitriding treatment is performed at a temperature below the A1 transformation point, generally at a temperature of about 570 ° C., for example, in an ammonia gas atmosphere, so that a part of carbon is infiltrated into the steel together with nitrogen, and nitride or carbon is treated. The surface layer portion is hardened by generating nitride. Since the crankshaft for automobiles is a high-speed rotating body, high accuracy is required. However, the soft nitriding treatment causes less distortion to the workpiece as in the case of the carburizing and quenching method. Suitable for mass production. In addition, the nitriding treatment in which only nitrogen is dissolved is at the same processing temperature as the soft nitriding treatment, but a longer time treatment is required than soft nitriding in order to obtain the same nitriding depth.
ところで、クランクシャフトの疲労強度を向上するには、表面硬さと心部硬さも高く、かつ、硬化層の深さが大きいことが有利である。しかしながら、上記の窒化処理あるいは軟窒化処理は、５００℃以上６００℃以下程度の温度域で実施されるので、鋼材の軟化を招き、疲労強度確保の観点からは不利に作用する。このように、一般の機械構造用鋼では、表層硬さと内部の硬さとの両方を向上することが困難であり、高強度化が難しい問題があった。 By the way, in order to improve the fatigue strength of the crankshaft, it is advantageous that the surface hardness and the core hardness are high and the depth of the hardened layer is large. However, since the above nitriding or soft nitriding is performed in a temperature range of about 500 ° C. or more and 600 ° C. or less, the steel material is softened and acts disadvantageously from the viewpoint of ensuring fatigue strength. Thus, in general machine structural steel, it was difficult to improve both surface hardness and internal hardness, and there was a problem that it was difficult to increase strength.
クランクシャフトの製造においては一般に、鋼材を熱間鍛造した後、切削加工等の機械加工によって部品形状を得るようにしている。そのため、軟窒化処理前の硬さは、機械加工性確保の観点から、ビッカース硬さで３００Ｈｖ以下の比較的低レベルに留めるのが望ましいとされている。そこで、軟窒化処理後の内部硬さを高めるために、軟窒化処理前に事前に焼入れを行い、さらには、軟窒化処理温度よりも高目の温度で焼戻し処理を施すことなどが検討されている。しかし、機械加工後に焼入れ焼戻し処理を行った場合には、熱処理による変形などが生じるために、部品の矯正や熱処理により生じたスケールの除去、歪修正のための追加機械加工などが必要となり、大幅なコストアップが避け難い。 In manufacturing a crankshaft, generally, after hot forging a steel material, a part shape is obtained by machining such as cutting. For this reason, it is desirable that the hardness before the nitrocarburizing treatment is kept at a relatively low level of 300 Hv or less in terms of Vickers hardness from the viewpoint of ensuring machinability. Therefore, in order to increase the internal hardness after the soft nitriding treatment, quenching is performed in advance before the soft nitriding treatment, and further, a tempering treatment is performed at a temperature higher than the soft nitriding treatment temperature. Yes. However, when quenching and tempering is performed after machining, deformation due to heat treatment occurs, so it is necessary to correct parts, remove scales caused by heat treatment, and additional machining to correct distortion. Cost increase is difficult to avoid.
本発明の課題は、表面に軟窒化処理が施されているにも拘わらず、優れた機械加工性を備え、高い疲労強度を両立させたクランクシャフトと、その製造方法とを提供することにある。 An object of the present invention is to provide a crankshaft that has excellent machinability and has both high fatigue strength and a method for manufacturing the crankshaft, despite the fact that the surface is soft-nitrided. .
上記の課題を解決するために、本発明のクランクシャフトは、
表面に窒化処理又は軟窒化処理が施された鋼よりなる、ピン部及びジャーナル部を有するクランクシャフトであって、鋼が合金成分として、
Ｃ：０．０７質量％以上０．１２質量％以下、
Ｓｉ：０．０５質量％以上０．２５質量％以下、
Ｍｎ：０．１質量％以上０．５質量％以下、
Ｃｕ：０．８質量％以上１．５質量％以下、
Ｎｉ：２．４質量％以上４．５質量％以下、
Ａｌ：０．８質量％以上１．５質量％以下、
Ｔｉ：０．５質量％以上１．５質量％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
かつ、窒化処理の影響を受けていない中心部から採片した鋼試料を１２００℃にて１時間溶体化した後、９００℃以上３００℃以下までの温度範囲を０．３℃／秒以上１．５℃／秒以下に設定される適当な冷却速度にて冷却することにより、鋼組織に占めるベイナイトの比率を８０％以上、ビッカース硬さを２００Ｈｖ以上３００Ｈｖ以下とすることができ、
窒化処理又は軟窒化処理が施されたピン部及びジャーナル部の内部硬さが３５０Ｈｖ以上５００Ｈｖ以下であり、かつ表面から０．０５ｍｍの位置における硬さが６５０Ｈｖ以上９５０Ｈｖ以下であることを特徴とする。
In order to solve the above problems, the crankshaft of the present invention is
A crankshaft having a pin part and a journal part, made of steel having a surface subjected to nitriding or soft nitriding, wherein steel is an alloy component,
C: 0.07% by mass to 0.12% by mass,
Si: 0.05 mass% or more and 0.25 mass% or less,
Mn: 0.1% by mass or more and 0.5% by mass or less,
Cu: 0.8 mass% or more and 1.5 mass% or less,
Ni: 2.4 mass% or more and 4.5 mass% or less,
Al: 0.8 mass% or more and 1.5 mass% or less,
Ti: 0.5% by mass or more and 1.5% by mass or less,
And the balance consists of Fe and inevitable impurities,
In addition, after a steel sample taken from the center not affected by the nitriding treatment is melted at 1200 ° C. for 1 hour, the temperature range from 900 ° C. to 300 ° C. is 0.3 ° C./second or more. By cooling at an appropriate cooling rate set to 5 ° C./second or less, the ratio of bainite in the steel structure can be 80% or more, and the Vickers hardness can be 200 Hv or more and 300 Hv or less,
The internal hardness of the pin portion and the journal portion subjected to nitriding treatment or soft nitriding treatment is 350 Hv or more and 500 Hv or less, and the hardness at a position of 0.05 mm from the surface is 650 Hv or more and 950 Hv or less. .
また、本発明のクランクシャフトの製造方法は、上記本発明のクランクシャフトの製造方法であって、前記鋼を、ピン部及びジャーナル部を有した形状に、９００℃以上鋼の融点未満で熱間鍛造後又は該熱間鍛造に続いて溶体化処理した後に、ピン部及びジャーナル部にて冷却速度が０．３℃／秒以上１．５℃／秒以下となるように冷却することにより、鋼組織に占めるベイナイトの比率を８０％以上、ビッカース硬さを２００Ｈｖ以上３００Ｈｖ以下とし、
その後、該ピン部及びジャーナル部を切削加工し、さらに表面に窒化処理又は軟窒化処理を施すことを特徴とする
The crankshaft manufacturing method of the present invention is the above-described crankshaft manufacturing method of the present invention, wherein the steel is hot in a shape having a pin portion and a journal portion at a temperature of 900 ° C. or more and less than the melting point of the steel. After forging or after solution treatment following the hot forging, steel is cooled by cooling so that the cooling rate is 0.3 ° C./second or more and 1.5 ° C./second or less at the pin portion and the journal portion. The proportion of bainite in the structure is 80% or more, the Vickers hardness is 200Hv or more and 300Hv or less,
Thereafter, the pin portion and the journal portion are cut, and the surface is further subjected to nitriding treatment or soft nitriding treatment.
クランクシャフトは、回転軸線方向に所定の間隔にて配置されたクランクアームを、前記回転軸線と中心軸線が一致するように配置されるクランクジャーナルと、前記回転軸線から半径方向に一定距離隔たった位置に中心軸線を有するクランクピンとにより、交互に連結した構造を有するものとして構成できる。 The crankshaft is a crank arm disposed at a predetermined interval in the rotation axis direction, a crank journal disposed so that the rotation axis and the center axis coincide with each other, and a position spaced apart from the rotation axis by a certain distance in the radial direction. And a crankpin having a central axis line, and can be configured to have a structure of being alternately connected.
上記本発明のクランクシャフトにおいては、軟窒化処理前の素材硬さを低減して機械加工性を確保することができ、かつ、軟窒化処理によって高い表面硬さが得られるとともに、軟窒化処理時の加熱保持により鋼材内部に金属間化合物を析出させ、その時効硬化によって内部硬度を増加させることができ、さらには、軟窒化処理、窒化処理時の窒素の侵入によって高い表面硬さを得ることにより、大幅な疲労強度の改善を達成することができる。 In the crankshaft of the present invention, the material hardness before soft nitriding can be reduced to ensure machinability, and high surface hardness can be obtained by soft nitriding, and at the time of soft nitriding By heating and holding the intermetallic compound inside the steel material, the internal hardness can be increased by its age hardening, and furthermore, by obtaining a high surface hardness by intrusion of nitrogen during soft nitriding treatment and nitriding treatment , Significant fatigue strength improvement can be achieved.
本発明のクランクシャフトは、熱間鍛造後ないし溶体化処理後の冷却速度を規定することで素材の硬さが３００Ｈｖ以下に抑制され、機械加工性を確保できるととともに、軟窒化処理時の加熱保持によって金属間化合物が析出し、内部硬さを増加できる鋼組成を採用している。このうち、Ａｌ及びＴｉは、軟窒化後の表層硬さを高める効果も有し、疲労強度の大幅な向上にも貢献する。 The crankshaft of the present invention has a material hardness suppressed to 300 Hv or less by regulating the cooling rate after hot forging or solution treatment, ensuring machinability, and heating during soft nitriding A steel composition that can increase the internal hardness by precipitation of intermetallic compounds by holding is adopted. Among these, Al and Ti also have an effect of increasing the surface hardness after soft nitriding, and contribute to a significant improvement in fatigue strength.
具体的には、熱間鍛造後ないし溶体化処理後の冷却速度は、クランクシャフト形状を得るために熱間鍛造後に空冷した場合を想定しており、鋼マトリックスの組織が具体的にはベイナイト組織となるように鋼組成が調整される。例えば、窒化処理前ないし軟窒化処理前の素材状態を、焼入れ焼戻し処理によるマルテンサイト組織にすると、素材状態での硬さが増大しすぎて加工性に問題を生ずる上、焼入れ歪による問題も生じやすい。しかし、ベイナイト組織はマルテンサイト組織と比較すると低硬度であり、切削加工も含めた機械的加工も比較的容易である。その結果、窒化処理前ないし軟窒化処理前の状態で良好な加工性を確保しつつ、窒化処理又は軟窒化処理後でも内部硬さを十分に確保でき、疲労強度の向上を図ることができる。さらに、ベイナイト組織となることで、切削切り屑の連続化を抑制でき、クランクシャフト形状に切削加工する際も、切り屑が加工治具に巻き付く等の不具合を効果的に抑制できる。 Specifically, the cooling rate after hot forging or after solution treatment assumes the case of air cooling after hot forging to obtain the crankshaft shape, and the steel matrix structure is specifically a bainite structure. The steel composition is adjusted so that For example, if the material state before nitriding treatment or soft nitriding treatment is changed to a martensite structure by quenching and tempering treatment, the hardness in the material state will increase too much, causing problems in workability, and also causing problems due to quenching strain. Cheap. However, the bainite structure has a lower hardness than the martensite structure, and mechanical processing including cutting is relatively easy. As a result, while ensuring good workability in the state before nitriding treatment or soft nitriding treatment, the internal hardness can be sufficiently secured even after nitriding treatment or soft nitriding treatment, and the fatigue strength can be improved. Furthermore, by having a bainite structure, it is possible to suppress the continuity of cutting chips, and when cutting into a crankshaft shape, it is possible to effectively suppress problems such as chip wrapping around the processing jig.
クランクシャフトは熱間鍛造などによって素形を製造されるが熱間鍛造後の冷却速度は、クランクの寸法や形状によって異なり、広い冷却範囲でベイナイト組織が得られることが望ましい。本発明のクランクシャフトに採用する鋼は、軟窒化処理前の組織に占めるベイナイトの比率（面積）が８０％以上であり、かつ、硬さが２００Ｈｖ以上３００Ｈｖ以下の硬さとなるように組成調整される。しかし、最終的に軟窒化処理を施したクランクシャフトにおいては、軟窒化処理前の組織を直接特定することはできない。他方、実部品での冷却速度を求めた結果、クランク熱間鍛造後に空冷した場合の平均の冷却速度は強度が必要とされるピン部、ジャーナル部で０．３℃／秒以上１．５℃／秒以下の範囲にあることが確認された。そこで、軟窒化後の鋼の、該軟窒化処理の影響を受けていない中心部から鋼試料を採片し、これを９００℃以上鋼の融点未満で熱間鍛造又は溶体化処理した後に、９００℃以上３００℃以下までの温度範囲を、０．３℃／秒以上１．５℃／秒以下に設定される適当な冷却速度にて冷却することにより、鋼組織に占めるベイナイトの比率を８０％以上とでき、かつ、断面にて測定したビッカース硬さが２００Ｈｖ以上３００Ｈｖ以下であれば、熱間鍛造後に空冷するクランクシャフトの製造工程において、軟窒化前においてほぼ同様の範囲のベイナイト比率及び硬さレベルを達成することができる。 The crankshaft is manufactured by hot forging or the like, but the cooling rate after hot forging varies depending on the dimensions and shape of the crank, and it is desirable to obtain a bainite structure in a wide cooling range. The composition of the steel employed in the crankshaft of the present invention is adjusted so that the proportion (area) of bainite in the structure before soft nitriding is 80% or more and the hardness is 200 Hv or more and 300 Hv or less. The However, in the crankshaft that has been finally subjected to soft nitriding, the structure before the soft nitriding cannot be directly specified. On the other hand, as a result of obtaining the cooling rate of actual parts, the average cooling rate when air-cooled after crank hot forging is 0.3 ° C / second or more 1.5 ° C at the pin portion and journal portion where strength is required. / Second or less was confirmed. Therefore, after taking a steel sample from the central part of the steel after soft nitriding that is not affected by the soft nitriding treatment, and hot forging or solution treatment at 900 ° C. or more and below the melting point of the steel, 900 The ratio of bainite in the steel structure is 80% by cooling at a suitable cooling rate set to 0.3 ° C./sec or more and 1.5 ° C./sec or less in the temperature range from ℃ to 300 ℃. If the Vickers hardness measured in the cross section is 200 Hv or more and 300 Hv or less, the bainite ratio and hardness in the same range before soft nitriding in the manufacturing process of the crankshaft that is air-cooled after hot forging. Level can be achieved.
以下、本発明にて採用する鋼組成及び数値パラメータの限定理由について説明する。
Ｃ：０．０７質量％以上０．１２質量％
Ｃは鍛造後又は溶体化処理後の硬さと、軟窒化処理又は窒化処理後の内部硬さに影響し部品強度に影響する元素である。部品加工の観点からは加工時の硬さが低いほど有利でありＣ量は低いほど好ましいが、０．０７質量％よりも低いＣ量では軟窒化処理、窒化処理時の加熱による時効硬化を適用しても３５０Ｈｖ以上の硬さを得ることが困難になる一方、０．１２質量％を超えると、切削加工前の素材（熱間鍛造後、焼準処理後、あるいは溶体化後の素材）の硬さが過剰となり、切削加工性を劣化させる。
Hereinafter, the reasons for limiting the steel composition and numerical parameters employed in the present invention will be described.
C: 0.07 mass% or more 0.12 mass%
C is an element which affects the hardness after forging or solution treatment and the internal hardness after soft nitriding or nitriding, and affects the strength of the parts. From the viewpoint of parts processing, the lower the hardness during processing, the more advantageous and the lower the amount of C, the better. However, when the amount of C is lower than 0.07% by mass, age hardening by heating during soft nitriding and nitriding is applied Even if it becomes difficult to obtain a hardness of 350 Hv or more, if it exceeds 0.12% by mass, the material before cutting (after hot forging, after normalization, or after solution treatment) Hardness becomes excessive and the machinability deteriorates.
Ｓｉ：０．０５質量％以上０．２５質量％
Ｓｉは鋼溶製時の脱酸剤として含有され、また疲労強度を向上させる元素である。０．０５質量％未満では所望の効果が得られず、０．２５質量％を超えて多量に添加されると軟窒化性が低下し、所定の表面硬さを得ることができなくなる。より望ましくは０．０５質量％以上０．２０質量％以下とするのがよい。
Si: 0.05 mass% or more and 0.25 mass%
Si is an element that is contained as a deoxidizing agent during steel melting and improves fatigue strength. If it is less than 0.05% by mass, the desired effect cannot be obtained, and if it is added in a large amount exceeding 0.25% by mass, the soft nitriding property is lowered, and a predetermined surface hardness cannot be obtained. More preferably, it is 0.05 mass% or more and 0.20 mass% or less.
Ｍｎ：０．１質量％以上０．５質量％
Ｍｎは硫化物形成により被削性を改善する元素であり、０．１質量％未満では所望の効果が得られず、０．５質量％を超えると鋼の硬さを大きくして被削性を却って低下させる。より望ましくは０．１質量％以上０．４質量％以下とするのがよい。
Mn: 0.1% by mass or more and 0.5% by mass
Mn is an element that improves machinability by forming sulfides. If less than 0.1% by mass, the desired effect cannot be obtained. If it exceeds 0.5% by mass, the hardness of the steel is increased and the machinability is increased. Instead of lowering. More desirably, the content is 0.1% by mass or more and 0.4% by mass or less.
Ｃｕ：０．８質量％以上１．５質量％
本発明においてＣｕは重要な役割を果たす合金元素であり、軟窒化処理又は窒化処理時の加熱によって鋼材中に金属間化合物を析出させるために不可欠の元素である。素材状態の硬さ（３００Ｈｖ）から析出強化によって３５０Ｈｖ以上の硬さを得るために、Ｃｕは０．８質量％以上添加する必要がある。しかし、１．５質量％を超えて添加してもその効果は飽和すると同時に、熱間加工性を劣化させるので、上限を１．５質量％に規定した。より望ましくは０．９質量％以上１．４質量％以下とするのがよい。
Cu: 0.8% by mass or more and 1.5% by mass
In the present invention, Cu is an alloying element that plays an important role, and is an indispensable element for precipitating intermetallic compounds in steel by heating during soft nitriding or nitriding. In order to obtain a hardness of 350 Hv or more by precipitation strengthening from the hardness in the raw material state (300 Hv), Cu needs to be added by 0.8 mass% or more. However, even if added over 1.5% by mass, the effect is saturated and the hot workability is deteriorated at the same time, so the upper limit is defined as 1.5% by mass. More desirably, the content is 0.9% by mass or more and 1.4% by mass or less.
Ｎｉ：２．４質量％以上４．５質量％
ＮｉもＣｕ同様に本発明において重要な役割を果たす合金元素であり、軟窒化処理又は窒化処理時の加熱によって鋼材中に金属間化合物を析出させるために不可欠の元素である。析出による硬度向上効果を顕著なものとするためには２．４質量％以上の添加が必要であるが、４．５質量％を超えて多量に添加してもその効果は飽和する上、鋼材コストの上昇も招く。より望ましくは２．５質量％以上３．５質量％以下とするのがよい。また、析出強化の効果をより顕著なものとするためには、Ｎｉの含有量はＣｕの含有量に対して１．０倍以上３．０倍以下（例えば３倍）の質量％比率で添加することが望ましい。
Ni: 2.4 mass% or more 4.5 mass%
Ni, like Cu, is an alloy element that plays an important role in the present invention, and is an indispensable element for precipitating intermetallic compounds in steel by soft nitriding or heating during nitriding. In order to make the hardness improvement effect due to precipitation remarkable, addition of 2.4% by mass or more is necessary. However, even if it is added in a large amount exceeding 4.5% by mass, the effect is saturated and the steel material. Costs will increase. More preferably, it is good to set it as 2.5 to 3.5 mass%. In order to make the precipitation strengthening effect more prominent, the Ni content is added at a mass% ratio of 1.0 to 3.0 times (for example, 3 times) the Cu content. It is desirable to do.
Ａｌ：０．８質量％以上１．５質量％
ＡｌもＣｕ、Ｎｉと同様に、本発明において重要な役割を果たす合金元素であり、鋼材中に金属間化合物を析出させるために不可欠の元素である。目標とする３５０Ｈｖ以上の硬さを得るためには０．８質量％以上の添加が必要であるが、１．５質量％を超えて多量に添加してもその効果は飽和する上、熱間加工性を著しく低下させることにもつながる。また、析出強化の効果をより顕著なものとするためには、Ａｌ含有量はＮｉ含有量に対して１／３倍以上２／３倍以下（例えば１／３倍）の質量％比率で添加することが望ましい。
Al: 0.8 mass% or more and 1.5 mass%
Al, like Cu and Ni, is an alloy element that plays an important role in the present invention, and is an indispensable element for precipitating intermetallic compounds in steel materials. In order to obtain the target hardness of 350 Hv or more, addition of 0.8% by mass or more is necessary, but even if added in excess of 1.5% by mass, the effect is saturated and hot It also leads to a significant decrease in workability. Moreover, in order to make the precipitation strengthening effect more remarkable, the Al content is added at a mass% ratio of 1/3 to 2/3 (for example, 1/3) of the Ni content. It is desirable to do.
Ｔｉ：０．５質量％以上１．５質量％
ＴｉはＮｉ、Ａｌ及びＣｕと複合添加することにより、軟窒化処理又は窒化処理時の加熱による硬度向上効果が飛躍的に改善される。Ｔｉ添加量は微量であってもその効果を得ることが出来るが、安定した効果を得るため０．５質量％以上は添加する。しかし、１．５質量％を超えて含有されると熱間加工性が低下する。より望ましくは０．５質量％以上１．３質量％以下とするのがよい。
Ti: 0.5% by mass or more and 1.5% by mass
When Ti is added in combination with Ni, Al and Cu, the effect of improving the hardness by heating during soft nitriding or nitriding is drastically improved. The effect can be obtained even if the amount of Ti added is small, but 0.5% by mass or more is added in order to obtain a stable effect. However, when it exceeds 1.5 mass%, hot workability will fall. More desirably, the content is 0.5% by mass or more and 1.3% by mass or less.
熱間鍛造後又は溶体化処理後において、鋼組織に占めるベイナイトの比率が８０％以上、ビッカース硬さを２００Ｈｖ以上３００Ｈｖ以下：
通常のクランクシャフトの製造工程は、定尺寸法に切断された鋼材を熱間鍛造して素形を製造した後、機械加工によって所定の形状に加工し、表面処理などを施している。熱間鍛造後は大気中に放置冷却されることが多いが、鍛造品では部位による硬さや組織の差異が著しく被削性が劣化することがあるので、焼準処理などを追加して組織・硬さを調整し被削性を改善する場合がある。本発明においても被削性を維持しつつ、時効硬化を活用して高強度化を得るための適正条件について検討した。なお、本発明では軟窒化処理、窒化処理時の加熱が時効処理と同様の処理に該当するため、一般の焼準処理を溶体化処理として定義している。
After hot forging or solution treatment, the proportion of bainite in the steel structure is 80% or more, and the Vickers hardness is 200 Hv or more and 300 Hv or less:
In an ordinary crankshaft manufacturing process, a steel material cut to a standard size is hot forged to produce a base, and then processed into a predetermined shape by machining and subjected to surface treatment. After hot forging, it is often left and cooled in the atmosphere, but forged products have significant differences in hardness and structure depending on the part, and machinability may deteriorate. In some cases, the machinability is improved by adjusting the hardness. In the present invention, the proper conditions for obtaining high strength by using age hardening while maintaining machinability were examined. In the present invention, the soft nitriding treatment and the heating during the nitriding treatment correspond to the same treatment as the aging treatment, so that a general normalizing treatment is defined as a solution treatment.
そして、本発明者らが検討を行なった結果、軟窒化処理又は窒化処理時の加熱によって金属間化合物を析出させ、素材状態から７０Ｈｖ以上の硬化（つまり、上限値３００Ｈｖであった硬さを、３５０Ｈｖ以上とする）を安定して得るためには、素材組織をベイナイト面積で８０％以上、望ましくはベイナイト単相組織とすることが必要であることが判明した。ベイナイト面積が８０％未満となる組織では、フェライト・パーライトの面積率が増えるので、軟窒化処理又は窒化処理前の素材硬さは低下するものの、熱処理後の硬化量も不足して、最終的に必要とする硬さ（３５０Ｈｖ以上）が得られない。一方、素材の組織形態をマルテンサイト組織とした場合、素材硬さは著しく増加して被削性を劣化させ、加えて、熱処理後の硬さ増加量も大幅に低下してしまうことになる。 And as a result of investigations by the present inventors, an intermetallic compound is precipitated by heating during soft nitriding treatment or nitriding treatment, and curing of 70 Hv or more from the material state (that is, the hardness that was the upper limit value of 300 Hv) In order to stably obtain a material structure of 350 Hv or more, it has been found that the material structure needs to be 80% or more, preferably a bainite single-phase structure in terms of bainite area. In the structure where the bainite area is less than 80%, the area ratio of ferrite and pearlite increases, so although the material hardness before nitrocarburizing or nitriding decreases, the amount of hardening after heat treatment is also insufficient. The required hardness (350 Hv or more) cannot be obtained. On the other hand, when the structure of the material is a martensite structure, the material hardness is remarkably increased and the machinability is deteriorated. In addition, the amount of increase in hardness after the heat treatment is significantly decreased.
また、本発明者らは、熱間鍛造又は溶体化処理後の組織をベイナイト主体の組織とし、かつ、機械加工性が維持できる３００Ｈｖ硬さとするための条件についても検討した。実部品では部品の大きさや位置によって冷却速度が異なるため、一般には一つの部品中の組織や硬さは大きく変動している。そこで詳細な調査を実施した結果、９００℃以上３００℃以下までの平均冷却速度を０．３℃／秒以上１．５℃／秒以下（特に、強度が必要とされるピン部及びャーナル部での値）に抑制することによって、目的とする硬さと組織が得られることを見出した。 The present inventors also examined conditions for making the structure after hot forging or solution treatment a bainite-based structure and having a hardness of 300 Hv that can maintain machinability. In actual parts, the cooling rate varies depending on the size and position of the parts, and therefore the structure and hardness in one part generally vary greatly. As a result of detailed investigation, the average cooling rate from 900 ° C. to 300 ° C. was 0.3 ° C./second to 1.5 ° C./second (especially in the pin portion and the journal portion where strength is required) It has been found that the desired hardness and structure can be obtained by suppressing to a value of.
窒化処理又は軟窒化処理が施されたピン部及びジャーナル部の内部硬さが３５０Ｈｖ以上５００Ｈｖ以下であり、かつ表面から０．０５ｍｍの位置における硬さが６５０Ｈｖ以上９５０Ｈｖ以下：
クランクシャフトの疲労強度を向上するには、層硬さを増加すること、内部硬さを増加すること、及び硬化層を深くすることの３点が重要である。しかし、軟窒化処理又は窒化処理は、高周波焼入れ処理や損鍛処理などと異なり、硬化層を深くすることは困難である。従って、軟窒化処理又は窒化処理を適用する場合には、表層硬さと心部硬さを増加させることが必要である。本発明者らは疲労強度の目標値を量産製造されているクランクシャフトの１．５倍以上として研究を行った結果、現状のクランクシャフトの表層硬さは３５０Ｈｖ以上４５０Ｈｖであり、内部硬さは２００Ｈｖ以上３００Ｈｖであり、１．５倍の疲労強度を得るには、表層硬さ（表面から０．０５ｍｍ深さの位置での硬さ）が６５０Ｈｖ以上９５０Ｈｖ以下、内部の硬さが３５０Ｈｖ以上５００Ｈｖ以下（特に、強度が必要とされるピン部及びャーナル部での値）とすることが必要であることを見出した。
The internal hardness of the pin portion and the journal portion subjected to nitriding treatment or soft nitriding treatment is 350 Hv or more and 500 Hv or less, and the hardness at a position of 0.05 mm from the surface is 650 Hv or more and 950 Hv or less:
In order to improve the fatigue strength of the crankshaft, three points are important: increasing the layer hardness, increasing the internal hardness, and deepening the hardened layer. However, soft nitriding treatment or nitriding treatment is difficult to deepen the hardened layer, unlike induction hardening treatment or loss forging treatment. Therefore, when soft nitriding or nitriding is applied, it is necessary to increase the surface layer hardness and the core hardness. As a result of studying the target value of fatigue strength as 1.5 times or more that of a crankshaft that is mass-produced, the present inventors have found that the surface hardness of the current crankshaft is 350 Hv or more and 450 Hv, and the internal hardness is 200Hv or more and 300Hv, and in order to obtain 1.5 times fatigue strength, the surface layer hardness (hardness at a depth of 0.05 mm from the surface) is 650Hv or more and 950Hv or less, and the internal hardness is 350Hv or more and 500Hv It was found that it is necessary to make the following (particularly, values at the pin portion and the journal portion where strength is required).
本発明のクランクシャフトに採用する鋼には、さらに以下の元素を含有させることができる。
Ｓ：０．０１質量％以上０．１質量％以下
Ｃａ：０．００１０質量％以上０．００５０質量％以下
Ｓ、Ｃａは機械加工における被削性を改善するために用いる元素であり、ＭｎＳやＣａ酸化物、Ｃａ硫化物を素地に分散させることによって、被削性の改善を図る。いずれも上記下限値未満では被削性改善の効果が顕著でなく、上限値を超えると鋼の靭性低下を招く。
The steel employed in the crankshaft of the present invention can further contain the following elements.
S: 0.01% by mass or more and 0.1% by mass or less Ca: 0.0010% by mass or more and 0.0050% by mass or less S and Ca are elements used for improving the machinability in machining, such as MnS and The machinability is improved by dispersing Ca oxide and Ca sulfide in the substrate. In any case, if the amount is less than the above lower limit value, the effect of improving the machinability is not remarkable, and if the upper limit value is exceeded, the toughness of the steel is reduced.
なお、本発明にて使用する鋼には、本発明の前述の効果が損なわれない範囲にて上記必須成分以外の成分、例えばＰやＯなどが含有されていてもよい。ＰやＯは製鋼工程上の不可避不純物として混入しうる元素であるが、Ｐは鋼の靭性を低下させるので、その含有率は０．００３０質量％以下とするのがよい。 The steel used in the present invention may contain components other than the above essential components, for example, P and O, as long as the effects of the present invention are not impaired. P and O are elements that can be mixed as inevitable impurities in the steel making process, but P decreases the toughness of the steel, so the content is preferably 0.0030% by mass or less.
図１は、本発明のクランクシャフトの一例を示すものである。該クランクシャフト１は、回転軸線Ｏの方向に所定の間隔にて配置されたクランクアーム２を、回転軸線Ｏと中心軸線が一致するように配置されるクランクジャーナル４と、回転軸線Ｏから半径方向に一定距離隔たった位置に中心軸線を有するクランクピン５とにより、交互に連結した構造を有してなる。クランクピン５には、注油用の孔部８が形成されている。クランクアーム２は、隣接するクランクアーム２と対向する面が平面状の基面２ａとされた基面形成部を形成する。クランクジャーナル４及びクランクピン５（軸状部）の突出基端部には、基面２ａ側に向かうほど外径を漸増させるフィレット部７が形成されている。突出基端縁は凹状であり、曲げ負荷が作用したときに応力集中しやすいが、上記のようなフィレット部７を形成しておくと、応力集中が緩和され、曲げ強度を高めることができる。 FIG. 1 shows an example of the crankshaft of the present invention. The crankshaft 1 includes a crank arm 2 disposed at a predetermined interval in the direction of the rotational axis O, a crank journal 4 disposed so that the central axis coincides with the rotational axis O, and a radial direction from the rotational axis O. And a crankpin 5 having a central axis at a predetermined distance from each other. The crankpin 5 is formed with a hole 8 for lubrication. The crank arm 2 forms a base surface forming portion in which the surface facing the adjacent crank arm 2 is a flat base surface 2a. A fillet portion 7 that gradually increases the outer diameter toward the base surface 2a side is formed at the protruding proximal end portions of the crank journal 4 and the crank pin 5 (shaft-shaped portion). The protruding base end edge is concave and tends to concentrate stress when a bending load is applied. However, if the fillet portion 7 as described above is formed, the stress concentration is relaxed and the bending strength can be increased.
クランクジャーナル４及びクランクピン５はいずれも円形断面の軸状に形成されてなり、既に説明した組成の鋼を熱間鍛造後、その外周面全体に軟窒化処理層が形成されている。このようなクランクシャフト１は、以下のようにして製造される。まず、既に詳しく説明した組成の鋼が得られるように原料を溶解・鋳造後、分塊された鋼素材を熱間鍛造後、空冷する。空冷により、クランクジャーナル４及びクランクピン５での冷却速度は０．３℃／秒以上１．５℃／秒以下の範囲となるが、上記の組成の採用により、軟窒化前の鋼素材は窒化処理前の組織に占めるベイナイトの比率（面積）が８０％以上となり、かつ、硬さが２００Ｈｖ以上３００Ｈｖ以下となる。組織が主としてベイナイトになっていることで、切削によりクランクシャフト形状に容易に加工できる。該切削加工後、部材には、例えばアンモニアガスと浸炭性ガスとを含んだ雰囲気中で軟窒化処理を施すか、あるいはアンモニアガスを含んだ雰囲気中で窒化処理を施す。いずれの処理も５００℃以上６００℃以下（例えば６００℃）で行なわれるが、前述のごとく、規定量のＣｕ、Ｎｉ、Ａｌ及びＴｉを含有することで、該熱処理中にこれらを主成分とする微細な金属間化合物が顕著に析出し、鋼内部の強度が向上する。窒化処理又は軟窒化処理が施されたピン部及びジャーナル部の内部硬さは３５０Ｈｖ以上５００Ｈｖ以下であり、かつ表面から０．０５ｍｍの位置における硬さは６５０Ｈｖ以上９５０Ｈｖ以下とする。その後、必要に応じて矯正ロール等を用いた周知の冷間矯正加工を施し、軟窒化処理時に生じた部材の変形や歪等を矯正する。 Each of the crank journal 4 and the crankpin 5 is formed in a shaft shape having a circular cross section, and after the hot forging of the steel having the composition described above, a soft nitriding layer is formed on the entire outer peripheral surface. Such a crankshaft 1 is manufactured as follows. First, the raw materials are melted and cast so that a steel having the composition already described in detail is obtained. The cooling rate at the crank journal 4 and the crankpin 5 is in the range of 0.3 ° C./second or more and 1.5 ° C./second or less by air cooling. By adopting the above composition, the steel material before soft nitriding is nitrided The ratio (area) of bainite in the structure before the treatment is 80% or more, and the hardness is 200 Hv or more and 300 Hv or less. Since the structure is mainly bainite, it can be easily processed into a crankshaft shape by cutting. After the cutting process, the member is subjected to soft nitriding treatment in an atmosphere containing ammonia gas and carburizing gas or nitriding treatment in an atmosphere containing ammonia gas, for example. All the treatments are performed at 500 ° C. or more and 600 ° C. or less (for example, 600 ° C.). As described above, these contain the specified amounts of Cu, Ni, Al, and Ti so that they are mainly contained during the heat treatment. Fine intermetallic compounds are significantly precipitated and the strength inside the steel is improved. The internal hardness of the pin portion and the journal portion subjected to nitriding treatment or soft nitriding treatment is 350 Hv to 500 Hv, and the hardness at a position 0.05 mm from the surface is 650 Hv to 950 Hv. Thereafter, a known cold straightening process using a straightening roll or the like is performed as necessary to correct the deformation or distortion of the member generated during the soft nitriding treatment.
以下、本発明の効果を確認するために行なった実験結果について説明する。
表１に示す化学組成を有する鋼を５ｔｏｎアーク炉、或いは１５０ｋｇ高周波真空誘導炉にて溶製した。得られた鋼塊は、直径９０ｍｍの丸棒に圧延、或いは鍛造し、それぞれ熱処理後に調査に供した。
Hereinafter, experimental results performed to confirm the effects of the present invention will be described.
Steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a 5 ton arc furnace or a 150 kg high frequency vacuum induction furnace. The obtained steel ingot was rolled or forged into a round bar having a diameter of 90 mm and subjected to investigation after heat treatment.
表２に熱間鍛造後の冷却速度を変化させた場合の硬さについて、表３に組織面積率の調査結果を示した。調査には９０ｍｍ丸棒を４０ｍｍ丸棒に熱間鍛造した後に、９００℃に再加熱して６０分保持し、冷却速度を変化させた場合の組織と硬さを調査したものである。硬さはビッカースの硬度計により５点の測定を行い、平均値を求めた。組織観察はミクロ観察用の試料を製造して、１質量％ナイタル試薬で組織を腐食して顕微鏡観察を行い、画像解析装置によって光学顕微鏡５視野（各視野の寸法：１．０×１．５ｍｍ）における平均のベイナイトの面積率を算出した。また、一部の試料については軟窒化前の被削性の評価を、クランクシャフトの加工の中で最も重要とされておる油孔の加工を模擬したガンドリル加工性の評価にて行った。ガンドリル穴あけ加工の評価は、異音や工具折損による切削不能になるまでの加工穴数を切削性の指標として評価した。なお、切削条件は、直径６ｍｍの超硬製ガンドリルで、切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ、送り：０．０４ｍｍ／ｒｅｖ、穴深さ：６０ｍｍとした。この結果を表４に示す。 Table 3 shows the results of the investigation of the structure area ratio with respect to the hardness when the cooling rate after hot forging is changed in Table 2. In the investigation, a 90 mm round bar was hot forged into a 40 mm round bar, then reheated to 900 ° C. and held for 60 minutes, and the structure and hardness when the cooling rate was changed were investigated. The hardness was measured at 5 points using a Vickers hardness meter, and the average value was obtained. Microscopic observation produces a sample for micro observation, and the microscopic observation is performed by corroding the tissue with a 1% by mass night reagent, and 5 fields of an optical microscope (size of each field: 1.0 × 1.5 mm) by an image analyzer. ) The average area ratio of bainite was calculated. For some samples, machinability before soft nitriding was evaluated by gun drill workability simulating oil hole machining, which is regarded as the most important in crankshaft machining. In the evaluation of gun drilling, the number of drilled holes until cutting became impossible due to abnormal noise or tool breakage was evaluated as an index of machinability. The cutting conditions were a carbide gun drill with a diameter of 6 mm, cutting speed: 150 m / min, feed: 0.04 mm / rev, and hole depth: 60 mm. The results are shown in Table 4.
表５に軟窒化処理後の硬化特性と疲労試験結果について示した。試験片は９０ｍｍ丸棒を４０ｍｍ丸棒に熱間鍛造し、９００℃で６０分保持した後、０．５℃／秒の冷却速度を狙って３００℃まで冷却した。冷却中の温度は放射温度計で９００℃以上３００℃までの間を計測したが、いずれのサンプルも０．４５℃／秒以上０．５５℃／秒以下の範囲にあることを確認した。溶体化処理後の素材から直径１５ｍｍ、長さ２１０ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片を作製した。なお、試験片は中央部にノッチ定１Ｒの切欠を有し、切欠部の直径は８ｍｍの切欠試験片である。この小野式回転曲げ試験片を５８０℃で１５０分の軟窒化処理を施して疲労試験に供し、１０７回の疲労限度を求めた。 Table 5 shows the curing characteristics and fatigue test results after the soft nitriding treatment. The test piece was hot forged from a 90 mm round bar to a 40 mm round bar and held at 900 ° C. for 60 minutes, and then cooled to 300 ° C. with a cooling rate of 0.5 ° C./second. The temperature during cooling was measured between 900 ° C. and 300 ° C. with a radiation thermometer, and it was confirmed that all samples were in the range of 0.45 ° C./sec to 0.55 ° C./sec. An Ono-type rotating bending fatigue test piece having a diameter of 15 mm and a length of 210 mm was produced from the solution-treated material. The test piece has a notch with a constant notch 1R at the center, and the notch has a diameter of 8 mm. The Ono type rotating bending test pieces were subjected to the fatigue test by applying soft nitriding treatment at 150 minutes at 580 ° C., it was determined 10 7 times fatigue limit.
表６に発明１、発明６を用いて実際のクランクシャフトを製造し評価した結果を示した。クランクシャフトは、図１に示す直列４気筒のクランクシャフトである。疲労強度はクランク単体の第１ジャーナルと第３ジャーナルを支点とし、第２ジャーナルに繰り返し負荷を与え、１０７回で破壊しない強度を疲労強度と定義して強度特性を評価した。クランクシャフトの製造は、熱間鍛造によって素形を製造し、量産の加工ラインで部品加工した後に、同様に量産炉で軟窒化処理を施した。ベイナイトの面積率は、冷却速度の調整により種々の値に設定した。 Table 6 shows the results of manufacturing and evaluating actual crankshafts using Inventions 1 and 6. The crankshaft is an inline 4-cylinder crankshaft shown in FIG. Fatigue strength as a fulcrum of the first journal and the third journal crank alone, give cyclic loading to the second journal, to evaluate the strength characteristics of strength does not break by 10 7 times is defined as the fatigue strength. The crankshaft was manufactured by hot forging, producing a base shape, processing parts on a mass production line, and similarly applying a soft nitriding treatment in a mass production furnace. The area ratio of bainite was set to various values by adjusting the cooling rate.
表２に冷却後の硬さを示したが、発明鋼では広い範囲で３００Ｈｖ以下の硬さを得ることが可能であるが、比較鋼では１℃／秒以上の冷却速度では３００Ｈｖの硬さを維持することが困難な場合が発生している。また、比較鋼は冷却速度を遅くすることによって硬さを下げることは可能となるが、ベイナイト組織を得ることが困難となり、硬さと組織の両方を満足することができない。 The hardness after cooling is shown in Table 2, but it is possible to obtain a hardness of 300 Hv or less in the wide range of the invention steel, but in the comparative steel, the hardness of 300 Hv is obtained at a cooling rate of 1 ° C./second or more. There are cases where it is difficult to maintain. Moreover, although it is possible to reduce the hardness of the comparative steel by slowing the cooling rate, it becomes difficult to obtain a bainite structure, and both the hardness and the structure cannot be satisfied.
表５には、各試験片の軟窒化処理後の試験片硬さも示しているがが、発明鋼では軟窒化処理前の硬さはいずれの場合にも３００Ｈｖ以下の硬さであり、かつ、軟窒化処理後の内部の硬さは３５０Ｈｖ以上が得られていることが分かる。一方、比較鋼を用いた試験片では内部硬さが３００Ｈｖ以下の場合は、軟窒化処理後の内部硬さは増加していないことが明らかである。同時に、表層下０．０５ｍｍ位置の硬さを比較すると、発明鋼はいずれのサンプルも６５０Ｈｖ以上を有しているが、比較鋼ではＡｌ、Ｃｒが添付された比較例８の材料を除いて、４００Ｈｖ以下の硬さしか得られていない。疲労強度を比較すると、発明鋼では５５０ＭＰａ以上の疲労強度が得られており、基準とした比較６の３５０ＭＰａと対比すると１．５倍以上の強度が得られている。 Table 5 also shows the test piece hardness after the soft nitriding treatment of each test piece, but in the invention steel, the hardness before the soft nitriding treatment is a hardness of 300 Hv or less in any case, and It can be seen that the internal hardness after soft nitriding is 350 Hv or more. On the other hand, in the test piece using the comparative steel, when the internal hardness is 300 Hv or less, it is clear that the internal hardness after the soft nitriding treatment does not increase. At the same time, when comparing the hardness of the 0.05 mm position below the surface layer, all the samples of the invention steel have 650 Hv or more, but in the comparative steel, except for the material of Comparative Example 8 to which Al and Cr are attached, Only a hardness of 400 Hv or less is obtained. Comparing the fatigue strength, the inventive steel has a fatigue strength of 550 MPa or more, and a strength of 1.5 times or more is obtained when compared with 350 MPa of the comparison 6 as a reference.
表７に発明１、発明５、比較６を用いてクランクシャフトを製造し、鍛造後（軟窒化前）の硬さ、軟窒化後の表層硬さ、内部硬さの測定結果と疲労試験(表５と同じ試験方法による）の結果を示した。疲労試験の結果は比較６のデータを基準として、指数で標記した。発明鋼では目標とする心部硬さ３５０Ｈｖ以上の値を有し、かつ、表層硬さも７００Ｈｖ以上の高硬度が両立しており、実部品による強度評価の結果でも１．５倍以上の高強度化が図られている。 In Table 7, crankshafts were manufactured using Invention 1, Invention 5 and Comparative 6, and the hardness and hardness test results after forging (before soft nitriding), surface hardness after soft nitriding, and internal hardness (Table The result of the same test method as in No. 5) is shown. The results of the fatigue test are indicated by an index based on the data of Comparative 6. The invention steel has a target core hardness value of 350 Hv or higher, and a high hardness of 700 Hv or higher for the surface layer. It is planned.
Claims (3)
Ｃ：０．０７質量％以上０．１２質量％以下、
Ｓｉ：０．０５質量％以上０．２５質量％以下、
Ｍｎ：０．１質量％以上０．５質量％以下、
Ｃｕ：０．８質量％以上１．５質量％以下、
Ｎｉ：２．４質量％以上４．５質量％以下、
Ａｌ：０．８質量％以上１．５質量％以下、
Ｔｉ：０．５質量％以上１．５質量％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
かつ、窒化処理の影響を受けていない中心部から採片した鋼試料を１２００℃にて１時間溶体化した後、９００℃以上３００℃以下までの温度範囲を０．３℃／秒以上１．５℃／秒以下に設定される適当な冷却速度にて冷却することにより、鋼組織に占めるベイナイトの比率を８０％以上、ビッカース硬さを２００Ｈｖ以上３００Ｈｖ以下とすることができ、
前記窒化処理又は軟窒化処理が施された前記ピン部及び前記ジャーナル部の内部硬さが３５０Ｈｖ以上５００Ｈｖ以下であり、かつ表面から０．０５ｍｍの位置における硬さが６５０Ｈｖ以上９５０Ｈｖ以下であることを特徴とすることを特徴とするクランクシャフト。 A crankshaft having a pin part and a journal part made of steel having a surface subjected to nitriding or soft nitriding, wherein the steel is an alloy component,
C: 0.07% by mass to 0.12% by mass,
Si: 0.05 mass% or more and 0.25 mass% or less,
Mn: 0.1% by mass or more and 0.5% by mass or less,
Cu: 0.8 mass% or more and 1.5 mass% or less,
Ni: 2.4 mass% or more and 4.5 mass% or less,
Al: 0.8 mass% or more and 1.5 mass% or less,
Ti: 0.5% by mass or more and 1.5% by mass or less,
And the balance consists of Fe and inevitable impurities,
In addition, after a steel sample taken from the center not affected by the nitriding treatment is melted at 1200 ° C. for 1 hour, the temperature range from 900 ° C. to 300 ° C. is 0.3 ° C./second or more. By cooling at an appropriate cooling rate set to 5 ° C./second or less, the ratio of bainite in the steel structure can be 80% or more, and the Vickers hardness can be 200 Hv or more and 300 Hv or less,
The internal hardness of the pin part and the journal part subjected to the nitriding treatment or soft nitriding treatment is 350 Hv or more and 500 Hv or less, and the hardness at a position 0.05 mm from the surface is 650 Hv or more and 950 Hv or less. Crankshaft characterized by being characterized.
Ｓ：０．０１質量％以上０．１０質量％、
Ｃａ：０．００１０質量％以上０．００５０質量％の１種又は２種を含有する請求項１記載のクランクシャフト。 The steel is
S: 0.01% by mass or more and 0.10% by mass,
The crankshaft according to claim 1, comprising one or two of Ca: 0.0010 mass% or more and 0.0050 mass%.
前記鋼を、前記ピン部及びジャーナル部を有した形状に、９００℃以上鋼の融点未満で熱間鍛造後又は該熱間鍛造に続いて溶体化処理した後に、前記ピン部及びジャーナル部にて冷却速度が０．３℃／秒以上１．５℃／秒以下となるように冷却することにより、鋼組織に占めるベイナイトの比率を８０％以上、ビッカース硬さを２００Ｈｖ以上３００Ｈｖ以下とし、
その後、該ピン部及びジャーナル部を切削加工し、さらに表面に窒化処理又は軟窒化処理を施すことを特徴とするクランクシャフトの製造方法。 A crankshaft manufacturing method according to claim 1 or 2,
After the steel is subjected to a solution treatment after hot forging at a temperature of 900 ° C. or higher and lower than the melting point of the steel in the shape having the pin portion and the journal portion, By cooling so that the cooling rate is 0.3 ° C./second or more and 1.5 ° C./second or less, the ratio of bainite in the steel structure is 80% or more, the Vickers hardness is 200 Hv or more and 300 Hv or less,
Thereafter, the pin portion and the journal portion are cut and further subjected to nitriding treatment or soft nitriding treatment on the surface.
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