JP2010090457A - 軟窒化用非調質鋼 - Google Patents

Abstract

【課題】調質処理を行わずに軟窒化処理を施しても、高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を有するＶ含有量の少ない低コストの軟窒化用非調質鋼の提供。
【解決手段】Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０％以上０．８０％未満、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％及びＮ：０．００７〜０．０３０％を含有し、残部はＦｅと不純物からなり、不純物中のＣｒ、Ａｌ及びＰｂがそれぞれ、Ｃｒ＜０．１０％、Ａｌ≦０．００５％及びＰｂ≦０．０２％で、かつ、０≦Ｎ−０．６３×Ｔｉ≦０．０２０を満足する軟窒化用非調質鋼。Ｍｏ≦０．３０％とＣａ≦０．００５０％のいずれか一方又は双方を含んでもよい。
【選択図】なし

Description

本発明は、軟窒化用非調質鋼に関し、詳しくは、調質処理（焼入れ−焼戻し処理）を行わずに軟窒化処理を施しても、高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を有する自動車、産業機械および建設機械用などのクランクシャフトなど軟窒化機械部品の素材となるＶ含有量の少ない低コストの軟窒化用非調質鋼に関する。

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などは、熱間鍛造などの方法で素材鋼片を所望の形状に熱間加工した後、調質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。

しかしながら、コスト削減や省エネルギーの観点から調質処理を省略することが望まれており、近年その要求は特に強まっている。

一般に、調質処理を省略すると、結晶粒径の調節がなされないため、熱間加工中および熱間加工後の冷却工程で発達した結晶組織がそのまま最終製品に引き継がれてしまう。例えば、通常のクランクシャフトは、素材を１２５０℃程度というオーステナイト単相領域に保持した後、数回の熱間鍛造によって仕上げられるが、一般に、その鍛造終了温度は１０００℃を超えている。この場合、上記のオーステナイト単相領域での保持により、オーステナイト粒径は粗大化し、その結果、冷却中のフェライトへの変態の際にフェライト核生成サイトが減少し、このため、低温へ持ちきたされるオーステナイトが増える。そして、上記のオーステナイトが共析変態すればパーライトになるが、旧オーステナイト粒径が大きいため、フェライトに囲まれたパーライトコロニー群を「パーライト粒」とした場合のいわゆる「パーライト粒径」が大きくなってしまう。このため、軟窒化処理しても高い疲労強度を確保できないことが多い。

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、軟窒化用鋼には軟窒化処理後の曲げ矯正性が優れていることも要求される。しかしながら、調質処理を省略した場合の曲げ矯正性は著しく劣っている。

このため、調質処理を省略しても高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を備えた軟窒化用非調質鋼に対する要望が大きい。

ここで、上記の「優れた曲げ矯正性」とは、大きな曲げ変位量まで部品の表面に亀裂が入らないか、あるいは、亀裂長さが十分に短いことを指す。具体的には、後述する直径２０ｍｍ×長さ３００ｍｍの試験片を用いた支点間距離２００ｍｍの３点曲げ矯正試験において、亀裂が入らない（ゲージアウトとならない）ストローク量が３．０ｍｍ以上であることを指す。

なお、「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。

前記した要望に応えるべく、特許文献１〜３に、種々の軟窒化用鋼が提案されている。また、特許文献４および５には、窒化用非調質鋼が提案されている。

具体的には、特許文献１に、重量％で、Ｃ：０．２０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．３〜１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５〜０．１０％、Ｃｒ：０．３％以下、Ａｌ：０．０８％以下、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｎ：０．００８〜０．０２０％、Ｃａ：０．００５％以下、Ｐｂ：０．３０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｍｏ：０．３０％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．０５％以下など特定の元素を含み、〔２２１Ｃ（％）＋９９．５Ｍｎ（％）＋５２．５Ｃｒ（％）−３０４Ｔｉ（％）＋５７７Ｎ（％）＋２５〕で表される式の値が１５０以上を満たし、残部はＦｅおよび不可避不純物の化学組成であって、組織が、フェライトおよびパーライトからなりそのフェライト分率が１０％以上であることを特徴とする「軟窒化用鋼材」が開示されている。

特許文献２には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、酸可溶ＡｌおよびＮなど特定元素の含有量を適正化した「軟窒化用非調質鋼」が開示されている。

また、本発明者らが提案した特許文献３には、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜０．８％、Ｐ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．２％を超えて０．３％以下およびＮ：０．００５〜０．０３０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＣｒが０．１０％未満であることを特徴とする「軟窒化用非調質鋼」が開示されている。

特許文献４には、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ≦０．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％など特定の元素を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、熱間加工後の組織が実質上フェライト・パーライト組織、すなわち、「フェライト」と「パーライト」との混合組織であり、フェライト面積率が３０％以上かつフェライト粒度番号が５番以上の粒度であり、パーライト平均寸法が５０μｍ以下である「窒化鋼」が開示されている。

特許文献５には、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｖ：０．０９〜０．２５％、原子％比でＭｎ／Ｓ：０．６〜１．４など特定の元素を含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、熱間加工後の調質処理を省略し、微細ＭｎＳを主成分とする硫化物系介在物を５０００個／ｍｍ²以上含有する「窒化用高強度非調質鋼」が開示されている。

特開平９−３２４２４１号公報 特開２０００−３０９８４６号公報 特開２００７−２２９２号公報 特開平９−２９１３３９号公報 特開２００５−１１３１６３号公報

前述した特許文献１で開示された技術によれば、鋼成分を適正化し、フェライト分率を１０％以上とすることによって引張強度、疲労強度および曲げ特性に優れる軟窒化用鋼材を提供できる。この技術で開示されている疲労強度は３８１．８〜４４０．９ＭＰａであった。

特許文献２で開示された技術によれば、軟窒化処理後に矯正を行うことができる優れた曲げ矯正性を有し、かつ、軟窒化処理によって優れた疲労強度を示す「軟窒化用非調質鋼」を提供することができるとはいうものの、曲げ矯正性を５ｍｍ×１０ｍｍの断面積の板を用いた支点間距離１００ｍｍの３点曲げ試験で評価したものに過ぎない。このため、必ずしも十分な曲げ矯正性が得られているとはいえない。

本発明者らが特許文献３で提案した軟窒化用非調質鋼は、高い疲労強度と良好な曲げ矯正性を有するものである。しかしながら、合金コストの上昇が著しいＶを質量％で、０．２％を超えて０．３％以下含むものである。このため、Ｖの含有量をできるだけ低減して合金コストを抑制したいという産業界の要望に対しては、必ずしも十分応えることができていない。

特許文献４で開示された技術によれば、Ｃ、ＭｎおよびＣｒの含有量を適正化してフェライト面積率を増加させ、かつ微細化することによって疲れ特性と曲げ特性を良化させた窒化鋼が提供できるとはいうものの、曲げ矯正性（曲げ特性）は、直径１０ｍｍの円柱状試験片を用いて、支点間距離１００ｍｍの３点曲げ試験で評価したものに過ぎず、しかも、割れが発生するまでの最大変位量は、高々５９８μｍである。このため、必ずしも十分な曲げ矯正性を有しているとはいえない。

特許文献５で開示された技術によれば、Ｍｎ／Ｓ比を規定し鋼中の微細硫化物系介在物量を制御することで矯正時の亀裂深さが抑制されるとしている。しかしながら、この特許文献５で提案された鋼は窒化用鋼であり、軟窒化処理や疲労強度の検討がなされたものではない。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、調質処理を行わずに軟窒化処理を施しても、高い疲労強度と優れた曲げ矯正性を有するＶ含有量の少ない低コストの軟窒化用非調質鋼、具体的には、図１に示す形状の試験片を用いて室温で小野式回転曲げ疲労試験をした場合の４６０ＭＰａ以上の疲労強度および、直径２０ｍｍ×長さ３００ｍｍの試験片を用いた支点間距離２００ｍｍの３点曲げ矯正試験において、亀裂が入らない（ゲージアウトとならない）ストローク量が３．０ｍｍ以上の曲げ矯正性を有するＶ含有量の少ない低コストの軟窒化用非調質鋼を提供することを目的とする。

ここで、「ゲージアウトとなる」とは、試験片にひずみゲージを貼付した位置に亀裂が入ることによりひずみゲージがはがれる、あるいは、測定可能範囲を超えてしまうことを指す。なお、き裂が入った場合には物理的に必ずゲージアウトするため、ゲージアウトが起こることは試験片にき裂が入ったことと同義となる。

本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の軟窒化用鋼を作製して軟窒化後の疲労強度と曲げ矯正性を調査するとともに、ミクロ組織についても詳細に研究を行い、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（ａ）および（ｂ）の基礎的な知見を得た。

（ａ）非調質鋼は軟質なフェライトを含む「フェライト・パーライト組織」であるため、母相の強度が低く、高い疲労強度が得られない。また、粗粒な「フェライト・パーライト組織」であるため、良好な曲げ矯正性が得られない。

（ｂ）軟窒化後、フェライト地が過度に強化されて表層部の硬さが高すぎる場合にも曲げ矯正性の劣化が生じる。

そこで、上記の知見を踏まえて、種々の合金元素について疲労強度と曲げ矯正性に対する効果について詳細な研究を行った。その結果、下記（ｃ）〜（ｈ）に示す重要な知見を得た。

（ｃ）質量％で、０．０５％以上のＶを含有すれば、熱間加工後の冷却過程でＶ炭化物が微細析出し、このＶ炭化物の析出強化作用によって母材（生地）の硬さが高くなり、高い疲労強度を確保することができる。

（ｄ）一方、Ｖは、従来、窒化物形成能が高いＡｌ、Ｃｒ、Ｍｎなどと同様に軟窒化時に表層部に微細窒化物を形成して、表層部の硬さを過度に高めるため曲げ矯正性を害すると考えられてきた。

（ｅ）しかしながら、不純物中のＣｒの含有量を０．１０％未満に、Ａｌの含有量を０．００５％以下に制限しておけば、Ｖは、軟窒化によりフェライト地を過度に強化することなく、表層部の硬さを適度に高める作用を有する。このため、０．０５質量％以上の量のＶを含有させても、曲げ矯正性の著しい低下は起こらない。

（ｆ）さらに、Ｖに対し、その１オーダー程度低い含有量のＴｉを複合して含有する場合には、ＶとＴｉの原子比が同じオーダーのＶとＴｉの複合炭窒化物（以下、「（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物」という。）が鋼の凝固後の冷却過程で生成する。この（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物は熱間加工時の１０００℃を超える温度域での加熱でも固溶せず、オーステナイト粒をピン止めして組織を微細化するだけではなく、Ｂａｋｅｒ−Ｎｕｔｔｉｎｇの関係から有能なフェライト核生成サイトとなることができるため、フェライトの生成サイトを増加させ、得られる母材の「フェライト・パーライト組織」をさらに微細にすることができ、これによって曲げ矯正性の低下をさらに抑えることが可能である。なお、上記の効果を得るためには、質量％で、０．００５％以上の量のＴｉをＶと複合して含有させる必要がある。ただし、０．０５質量％以上のＶと０．００５質量％以上のＴｉを複合して含有させただけでは、優れた疲労強度と曲げ矯正性との両立を図ることができない場合がある。

（ｇ）質量％で、０．０５％以上のＶと０．００５％以上のＴｉが含まれる場合に、上記（ｆ）のような（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物が「フェライト・パーライト組織」を微細化する効果を得てこれによって高い曲げ矯正性を確保するためには、下記の（１）式で表されるｆｎ１の値が、「０≦ｆｎ１」を満たす必要がある。すなわち、「ｆｎ１＜０」の場合には、Ｎが不足して十分な量の（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物が生成しないため、「フェライト・パーライト組織」を微細にすることができず、良好な曲げ矯正性が得られない。
ｆｎ１＝Ｎ−０．６３×Ｔｉ・・・（１）
ここで、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。

（ｈ）一方、前記（ｃ）のＶ炭化物による析出強化作用によって高い疲労強度を確保するためには、上記の（１）式で表されるｆｎ１の値が、「ｆｎ１≦０．０２０」を満たす必要がある。すなわち、「０．０２０＜ｆｎ１」の場合には、Ｎの量が過剰となるため、鋼の凝固後の冷却過程で（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物だけでなく、Ｖ窒化物も生成してしまう。このＶ窒化物は熱間加工時の１０００℃を超える温度域での加熱でも固溶しないため、析出強化作用を有する微細なＶ炭化物の析出に寄与するＶ量が不足し、熱間加工後の冷却過程で微細析出するＶ炭化物の析出量が減少してしまう。このため、十分な母材（生地）の硬さが確保されず、疲労強度が低下してしまう。

本発明者らはさらに、質量％で、０．０５％のＶが含まれる場合に、他の元素が曲げ矯正性と疲労強度に及ぼす影響をミクロ組織および硬さプロファイルの観点から詳細に検討した。その結果、下記（ｉ）および（ｊ）の重要な知見を得た。

（ｉ）質量％で、０．０５％以上のＶが含まれている場合には、ＡｌおよびＣｒは微量であっても表層部の硬さを高くして曲げ矯正性を著しく低下させてしまう。このため、Ａｌの含有量は０．００５％以下に、また、Ｃｒの含有量は０．１０％未満に制限しなければならない。

（ｊ）質量％で、０．０５％以上のＶが含まれている場合に、０．０２％を超えるＰｂが含まれていると、母材（生地）中に軟質部が形成され、その軟質部を起点として疲労破壊が起こるために、疲労強度が低下してしまう。

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）に示す軟窒化用非調質鋼にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０％以上０．８０％未満、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％およびＮ：０．００７〜０．０３０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＣｒ、ＡｌおよびＰｂがそれぞれ、Ｃｒ：０．１０％未満、Ａｌ：０．００５％以下およびＰｂ：０．０２％以下で、かつ下記の（１）式で表されるｆｎ１の値が、０≦ｆｎ１≦０．０２０を満足することを特徴とする軟窒化用非調質鋼。
ｆｎ１＝Ｎ−０．６３×Ｔｉ・・・（１）
ここで、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。

（２）Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．３０％以下を含有することを特徴とする上記（１）に記載の軟窒化用非調質鋼。

（３）Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００５０％以下を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の軟窒化用非調質鋼。

本発明の軟窒化用非調質鋼は、調質処理を行わずに軟窒化処理を施しても、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など軟窒化機械部品の素材として用いることができる。この軟窒化用非調質鋼はＶ含有量が少ないので、合金コストを抑制することができる。

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。

Ｃ：０．３０〜０．６０％
Ｃは、熱間加工後の冷却過程でＶと結合して微細なＶ炭化物を形成し、析出強化に寄与して疲労強度を向上させる作用を有する。また、Ｃは、クランクシャフトなど機械部品に耐摩耗性を付与するのに有効な元素である。さらに、Ｃは、凝固後の冷却過程でＮとともにＶおよびＴｉと結合して（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物を形成し、この（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物が、熱間加工時の加熱の際にオーステナイト粒のピン止め作用を有するとともに、熱間加工後の冷却過程でフェライト核生成サイトになるので、「フェライト・パーライト組織」を微細化することができ、この組織微細化によって高い曲げ矯正性を確保するのにも効果を有する元素である。これらの効果を得るには、０．３０％以上のＣ含有量が必要である。しかしながら、Ｃを過剰に含有するとパーライトの量が増加して曲げ矯正性が損なわれ、特に、Ｃの含有量が０．６０％を超えると曲げ矯正性の劣化が著しくなる。したがって、Ｃの含有量を０．３０〜０．６０％とした。なお、Ｃ含有量の望ましい下限は０．３５％であり、また、望ましい上限は０．５５％である。

Ｓｉ：０．０５〜０．８０％
Ｓｉは、脱酸作用を有するとともにフェライト中に固溶して固溶強化作用を有する。しかしながら、その含有量が０．０５％未満では効果に乏しい。一方、Ｓｉを過剰に含有すると曲げ矯正性が損なわれ、特に、Ｓｉの含有量が０．８０％を超えると曲げ矯正性の劣化が著しくなる。したがって、本発明においては、フェライトの固溶強化に必要かつ十分な０．８０％をその含有量の上限として、Ｓｉの含有量を０．０５〜０．８０％とした。なお、Ｓｉ含有量の望ましい下限は０．１０％であり、また、望ましい上限は０．６０％である。

Ｍｎ：０．２０％以上０．８０％未満
Ｍｎは、固溶強化元素であり、母材硬さを高めて疲労強度を向上させる作用を有する。この効果を得るには、０．２０％以上のＭｎ含有量が必要である。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有すると曲げ矯正性が損なわれ、特に、Ｍｎの含有量が０．８０％以上になると曲げ矯正性の劣化が著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．２０％以上０．８０％未満とした。なお、Ｍｎ含有量の望ましい下限は０．３０％であり、また、望ましい上限は０．７５％である。

Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、不可避的に含有される不純物である。また、強化元素としての作用効果も有する。このような作用効果を得る場合には、０．００５％以上含有させることが望ましい。しかしながら、過剰のＰは粒界に偏析して粒界の脆化割れを助長し、特に、その含有量が０．０５０％を超えると、粒界の脆化割れが著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０５０％以下とした。なお、Ｐ含有量の望ましい上限は０．０４５％である。

Ｓ：０．００５〜０．１０％
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０．００５％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や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０．００５〜０．１０％とした。なお、Ｓ含有量の望ましい下限は０．０１０％であり、また、望ましい上限は０．０８０％である。

Ｖ：０．０５〜０．２０％
Ｖは、本発明において最も重要な元素の一つである。すなわち、Ｖは、熱間加工後の冷却過程でＣと結合し、Ｖ炭化物の析出強化作用を通じて高い疲労強度を確保する作用を有する。Ｖは、また、凝固後の冷却過程でＴｉとともにＣ、Ｎと結合して（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物を形成し、この（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物が、熱間加工時の加熱の際にオーステナイト粒のピン止め作用を有するとともに、熱間加工後の冷却過程におけるフェライト核生成サイトになるので、組織（「フェライト・パーライト組織」）を微細化することができ、この組織微細化によって曲げ矯正性を高める効果も併せ持つ元素である。こうした効果を得るためには、０．０５％以上の量のＶを含有させる必要がある。しかしながら、Ｖの過度の添加は合金コストの増大につながる。したがって、本発明においては、０．２０％をその含有量の上限として、Ｖの含有量を０．０５〜０．２０％とした。なお、Ｖ含有量の望ましい下限は０．０８％である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｔｉは、本発明において最も重要な元素の一つである。すなわち、Ｔｉは、凝固後の冷却過程でＶとともにＣ、Ｎと結合して（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物を形成し、この（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物が、熱間加工時の加熱の際にオーステナイト粒のピン止め作用を有するとともに、熱間加工後の冷却過程におけるフェライト核生成サイトになるので、「フェライト・パーライト組織」を微細化することができ、この組織微細化によって高い曲げ矯正性を確保するのに効果を有する元素である。こうした効果を得るためには、０．００５％以上のＴｉ含有量が必要である。一方、Ｔｉの含有量が多くなり、特に、０．０３０％を超えると、（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物が粗大化してその効果が飽和するばかりか、介在物として疲労破壊の起点となって、疲労強度を低下させることがある。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０３０％とした。なお、Ｔｉ含有量の望ましい下限は０．０１０％であり、また、望ましい上限は０．０２５％である。

Ｎ：０．００７〜０．０３０％
Ｎは、凝固後の冷却過程でＣとともにＶおよびＴｉと結合して（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物を形成し、この（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物が、熱間加工時の加熱の際のオーステナイト粒のピン止め作用を有するとともに、熱間加工後の冷却過程におけるフェライト核生成サイトになるので、「フェライト・パーライト組織」が微細化し、曲げ矯正性を高めるのに効果を有する。前記の効果を得るには、０．００７％以上のＮ含有量が必要である。しかしながら、Ｎを含有量で０．０３０％を超えた量とするのは工業的な困難を伴う上、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０．００７〜０．０３０％とした。なお、Ｎ含有量の望ましい下限は０．０１０％を超える量であり、また、望ましい上限は０．０２５％である。

本発明においては、さらに、不純物中のＣｒ、ＡｌおよびＰｂの含有量について、次のとおり規定する。

Ｃｒ：０．１０％未満
０．０５％以上のＶを含む本発明に係る軟窒化用非調質鋼の場合、Ｃｒは微量でも著しい曲げ矯正性の低下を招き、特に、その含有量が０．１０％以上になると、曲げ矯正性の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＣｒの含有量を０．１０％未満とした。

Ａｌ：０．００５％以下
０．０５％以上のＶを含む本発明に係る軟窒化用非調質鋼の場合、Ａｌは微量でも著しい曲げ矯正性の低下を招き、特に、その含有量が０．００５％を超えると、曲げ矯正性の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＡｌの含有量を０．００５％以下とした。

Ｐｂ：０．０２％以下
０．０５％以上のＶを含む本発明に係る軟窒化用非調質鋼の場合、Ｐｂは母材（生地）中に軟質部を形成して疲労強度の低下を招き、特に、その含有量が０．０２％を超えると、疲労強度の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＰｂの含有量を０．０２％以下とした。

本発明においては、さらに、ＴｉおよびＮの含有量に関する前記（１）式、つまり、〔ｆｎ１＝Ｎ−０．６３×Ｔｉ〕の式で表されるｆｎ１の値についても次のとおり規定する。以下、このことについて説明する。

０≦ｆｎ１≦０．０２０
Ｖに対し、その１オーダー程度低い含有量のＴｉを複合して含有する場合には、鋼の凝固後の冷却過程でＶとＴｉの原子比がほぼ等しいＶとＴｉの複合炭窒化物、つまり、（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物が生成する。この（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物は熱間加工時の１０００℃を超える温度域での加熱でも固溶せず、オーステナイト粒をピン止めして組織を微細化するだけではなく、熱間加工後の冷却過程においてフェライトの生成サイトを増加させ、得られる母材の「フェライト・パーライト組織」をさらに微細にすることができる。

Ｖの含有量がＴｉより１オーダー程度多い本発明の軟窒化用非調質鋼において、このような（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物を得るためには、Ｔｉの含有量に対して同じオーダーの量のＶからなる（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物を形成させるためのＮが必要となる。（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物はＴｉ炭窒化物のＴｉの一部がＶに置き換わったものであり、含まれるＶ量が最大の場合、原子比でＶ：Ｔｉ＝１：１となる。したがって、含まれるＴｉをすべて（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物にするために必要なＮ量が以下のように計算できる。

Ｖ、Ｔｉ、Ｎ、（Ｖ＋Ｔｉ）の原子量をそれぞれ、Ｍ（Ｖ）、Ｍ（Ｔｉ）、Ｍ（Ｎ）、Ｍ（Ｖ＋Ｔｉ）で表すと、Ｍ（Ｖ）／Ｍ（Ｔｉ）＝５０．９４／４７．８８≒１．１であることから、Ｍ（Ｖ＋Ｔｉ）は２．１×Ｍ（Ｔｉ）となる。同様に、Ｍ（Ｎ）／Ｍ（Ｔｉ）＝１４．０１／４７．８８≒０．３である。

したがって、質量％で、（２．１×Ｔｉ）をすべて窒化物とするために必要なＮの量は、（２．１×Ｔｉ）×０．３となり、Ｎの量が、少なくとも（２．１×Ｔｉ）×０．３＝０．６３×Ｔｉより多ければ、Ｔｉはすべて（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物となるのに十分である。

すなわち、前記（１）式で表されるｆｎ１の値が０より小さければ、十分な量の（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物が得られないのに対して、ｆｎ１の値が０以上であるときには、所望の（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物が得られるので、高い曲げ矯正性を確保することが可能である。

一方、前記（１）式で表されるｆｎ１の値が０．０２０を超える場合には、Ｎの量が過剰となるため、鋼の凝固後の冷却過程で（Ｖ＋Ｔｉ）炭窒化物だけでなく、Ｖ窒化物が生成してしまう。このＶ窒化物は熱間加工時の１０００℃を超える温度域での加熱でも固溶しないため、析出強化作用を有する微細なＶ炭化物の析出に寄与するＶ量が不足し、熱間加工後の冷却過程で微細析出するＶ炭化物の析出量が減少してしまう。このため、十分な母材（生地）の硬さが確保されず、疲労強度が低下してしまう。

以上の理由から、前記（１）式で表されるｆｎ１の値が、０≦ｆｎ１≦０．０２０を満足することと規定した。

本発明の軟窒化用非調質鋼の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅと不純物からなるものである。なお、本発明に係る軟窒化用非調質鋼における不純物中のＣｕとＮｉについては、Ｃｕが０．３％以下、Ｎｉが０．２％以下の範囲で許容できる。

本発明の軟窒化用非調質鋼の他の一つは、上記の元素に加えてさらに、ＭｏおよびＣａのうちから選んだ１種以上の元素を含有するものである。以下、これらの元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

Ｍｏ：０．３０％以下
Ｍｏは、固溶強化元素としてフェライトの強度を上げ、これによって疲労強度を高める作用を有するので、こうした効果を得るためにＭｏを含有してもよい。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．３０％を超えるとコストがかさむ。したがって、添加する場合のＭｏの含有量を０．３０％以下とした。なお、Ｍｏの含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。

一方、前記したＭｏの疲労強度向上効果を確実に得るためには、Ｍｏ含有量の下限を０．０１％とすることが好ましく、０．０３％とすれば一層好ましい。

Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは、鋼の被削性を高める作用を有する。しかしながら、Ｃａの過度の添加は熱間加工性および疲労強度の低下をきたし、特に、Ｃａの含有量が０．００５０％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、添加する場合のＣａの含有量を０．００５０％以下とした。なお、Ｃａの含有量は０．００４５％以下とすることが好ましい。

一方、前記したＣａの被削性向上効果を確実に得るためには、Ｃａ含有量の下限を０．０００５％とすることが好ましく、０．０００８％とすれば一層好ましい。

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など軟窒化機械部品は、本発明の軟窒化用非調質鋼からなる鋳片や鋼塊、あるいは、その鋳片や鋼塊から作製した鋼片を所望の形状に熱間加工した後、これに調質処理を行うことなく軟窒化処理を施すことによって得ることができる。

なお、上記所望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、所望の形状に熱間加工する前の加熱温度を１１００〜１２５０℃とし、加工温度は加工中にＶ炭化物が析出しない９００℃以上とし、熱間加工後の冷却は大気中での放冷とすることが好ましい。

また、軟窒化処理条件も特に規定する必要はなく、ガス軟窒化、塩浴軟窒化やプラズマ軟窒化などを適宜用いればよい。いずれの処理であっても、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。例えば、ガス軟窒化の場合には、通常行われるように、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時間程度処理すればよい。なお、上記の「ＲＸガス」は変性ガスの１種で、ガスの商標名である。

以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。

表１に示す化学組成を有する鋼１〜２０を真空炉溶製して１８０ｋｇ鋼塊を作製した。

表１中の鋼１〜１０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１１〜２０は、成分元素のいずれかの含有量、あるいは、前記の（１）式で表されるｆｎ１の値が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

このようにして得た鋼塊を、１２００℃に加熱した後、鋼材の温度が１０００℃を下回らない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。

鋼１〜２０の上記直径６０ｍｍの各丸棒のＲ／２部（「Ｒ」は半径を意味する。）から、図１に示す小野式回転曲げ疲労試験片および直径２０ｍｍ×長さ３００ｍｍの曲げ矯正性試験片を採取した。

次いで、上記の各試験片を、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処理し、その後１００℃の油中に冷却した。

軟窒化処理した図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。

小野式回転曲げ疲労試験は、試験数を各８、回転数を３０００ｒｐｍとして行い、繰り返し数１．０×１０⁷回まで破断しなかったうちの最も高い応力を「疲労強度」とし、４６０ＭＰａ以上の疲労強度が得られた場合に耐疲労特性に優れているとした。

また、軟窒化処理した直径２０ｍｍ×長さ３００ｍｍの試験片を用いて、曲げ矯正性試験を行い、曲げ矯正性を調査した。

曲げ矯正性試験は、三点曲げの手法で支点間を２００ｍｍとして行い、試験片の中央部に歪みゲージを貼付し、ゲージアウトとなったときのストローク量を記録し、そのストローク量が３．０ｍｍ以上であるときに曲げ矯正性が良好であるとした。なお、ストローク量が３．３ｍｍに達した場合には、試験打ち切りとした。

なお、既に説明したとおり、「ゲージアウトとなる」とは、試験片にひずみゲージを貼付した位置に亀裂が入ることによりひずみゲージがはがれる、あるいは、測定可能範囲を超えてしまうこと、すなわち試験片にき裂が入ったことを指す。

表２に、各供試鋼について、疲労強度および曲げ矯正性の評価基準としてのストローク量をまとめて示す。

表２から、本発明に係る鋼１〜１０の軟窒化用非調質鋼を用いた試験番号１〜１０の場合は、いずれも、曲げ矯正試験した場合のストロークは３．０ｍｍ以上で、良好な曲げ矯正性を有することが明らかである。また、疲労強度は全て４６０ＭＰａを超えた値で、高い疲労強度を有していることが明らかである。
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鋼を用いた試験番号１１〜２０の場合は、疲労強度と曲げ矯正性のいずれかが劣っている。

すなわち、試験番号１１の場合、鋼１１のＳｉの含有量が０．８０％を超えているため、ストロークは２．９ｍｍで３．０ｍｍに達しておらず、曲げ矯正性に劣っている。

試験番号１２の場合は、鋼１２のＶの含有量が０．０５％に満たないため、疲労強度が４３９ＭＰａと低く目標に達していない。

試験番号１３の場合は、鋼１３のＣｒの含有量が０．１０％以上であるため、ストロークは２．３ｍｍと小さく、曲げ矯正性に劣っている。

試験番号１４の場合は、鋼１４の（１）式で表されるｆｎ１の値が０に満たないため、ストロークは２．２ｍｍと小さく、曲げ矯正性に劣っている。

試験番号１５の場合は、鋼１５のＣの含有量が０．６０％を超えているため、ストロークは２．９ｍｍで３．０ｍｍに達しておらず、曲げ矯正性に劣っている。

試験番号１６の場合は、鋼１６のＡｌの含有量が０．０１５％で０．００５％を超えるため、ストロークは２．１ｍｍと小さく、曲げ矯正性に劣っている。

試験番号１７の場合は、鋼１７の（１）式で表されるｆｎ１の値が０．０２０を超えているため、疲労強度が４５０ＭＰａと低く目標に達していない。

試験番号１８の場合は、鋼１８のＴｉの含有量が０．００５％に満たないため、ストロークは２．８ｍｍで３．０ｍｍに達しておらず、曲げ矯正性に劣っている。

試験番号１９の場合は、鋼１９のＭｎの含有量が０．８０％以上であるため、ストロークは２．５ｍｍと小さく、曲げ矯正性に劣っている。

試験番号２０の場合は、鋼２０のＰｂの含有量が０．０２％を超えるため、疲労強度が３９５ＭＰａと低く目標に達していない。

本発明の軟窒化用非調質鋼は、調質処理を行わずに軟窒化処理を施しても、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など軟窒化機械部品の素材として用いることができる。この軟窒化用非調質鋼はＶ含有量が少ないので、合金コストを抑制することができる。

実施例で用いた小野式回転曲げ疲労試験片の形状を示す図である。

Claims (3)

1. 質量％で、Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．０５〜０．８０％、Ｍｎ：０．２０％以上０．８０％未満、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００５〜０．１０％、Ｖ：０．０５〜０．２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％およびＮ：０．００７〜０．０３０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＣｒ、ＡｌおよびＰｂがそれぞれ、Ｃｒ：０．１０％未満、Ａｌ：０．００５％以下およびＰｂ：０．０２％以下で、かつ下記の（１）式で表されるｆｎ１の値が、０≦ｆｎ１≦０．０２０を満足することを特徴とする軟窒化用非調質鋼。
   ｆｎ１＝Ｎ−０．６３×Ｔｉ・・・（１）
   ここで、（１）式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を表す。
2. Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．３０％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の軟窒化用非調質鋼。
3. Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００５０％以下を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の軟窒化用非調質鋼。

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