JP2017110247A - クランクシャフト及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
図1は、本実施の形態によるクランクシャフトの要部の一例を示す模式図である。クランクシャフト1は、ピン部2と、ジャーナル部3と、アーム部4と、フィレット部5とを備える。ジャーナル部3はクランクシャフトの回転軸と同軸に配置される。ピン部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。アーム部4は、ピン部2とジャーナル部3との間に配置され、ピン部2とジャーナル部3とにつながる。フィレット部5は、ピン部2とアーム部4とのつなぎ目部分、及び、ジャーナル部3とアーム部4とのつなぎ目部分に相当する。ピン部2には、図示しないコンロッドが回転可能に取付けられる。ジャーナル部3は、図示しない軸受により回転可能に支持される。ピン部2はコンロッドと接触しながら回転し、ジャーナル部3は、軸受と接触しながら回転する。そのため、ピン部2、ジャーナル部3には優れた耐焼き付き性が、応力集中が生じるフィレット部5には優れた曲げ疲労強度が求められる。以下、ピン部2、ジャーナル部3を摺動部とも称する。
上述の本実施形態のクランクシャフトの化学組成は、次の元素を含有する。
炭素(C)は、鋼の強度を高め、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、鋼の強度が高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、C含有量は0.35〜0.60%である。C含有量の好ましい下限は0.36%であり、さらに好ましくは0.37%である。C含有量の好ましい上限は0.55%であり、さらに好ましくは0.50%である。
シリコン(Si)は含有されなくてもよい。含有される場合、Siは、鋼の焼入れ性を高め、マルテンサイトの焼戻し軟化抵抗を高める。しかしながら、Si含有量が高すぎれば、鋼の強度が高くなりすぎ、被削性が低下する。また、Siが高くなると熱伝導率が低くなるため、熱の放散が起こりにくくなり、耐焼付き性を低下する。したがって、Si含有量は0〜1.50%である。上記効果をより有効に得るためのSi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%である。Si含有量の好ましい上限は0.50%であり、さらに好ましくは0.30%である。
マンガン(Mn)は鋼の焼入れ性を高め、高周波焼入れ処理によりクランクシャフトの表層組織をマルテンサイトにする。Mn含有量が低すぎればこの効果は得られない。一方、Mn含有量が高すぎれば、鋼の強度が高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、Mn含有量は0.50〜2.0%である。Mn含有量の好ましい下限は0.60%であり、さらに好ましくは0.70%である。Mn含有量の好ましい上限は1.7%であり、さらに好ましくは1.5%である。
燐(P)は不純物である。Pはマルテンサイト中の旧オーステナイト粒界を脆化する。したがって、P含有量は0.025%以下である。P含有量の好ましい上限は0.015%である。P含有量はなるべく低い方が好ましい。
硫黄(S)は、主としてMnと結合してMnSを形成し、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、粗大な硫化物系介在物(MnSも含む)が多量に生成し、焼割れの起点となる。したがって、S含有量は0.010〜0.10%である。S含有量の好ましい下限は0.012%であり、さらに好ましくは0.014%である。S含有量の好ましい上限は0.070%であり、さらに好ましくは0.065%である。
クロム(Cr)は窒化処理時において、拡散層中の窒素含有量を増加する。そのため、高周波焼入れ処理により得られるマルテンサイト中の窒素含有量が高まる。これにより、マルテンサイトの高温強度が高まり、クランクシャフトの摺動部(ピン部及びジャーナル部)の耐焼付き性が高まる。Crはさらに、鋼の焼入れ性を高める。Cr含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Cr含有量が高すぎれば、鋼の強度が高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、Cr含有量は0.05〜2.0%である。Cr含有量の好ましい下限は0.07%であり、さらに好ましくは0.09%である。Cr含有量の好ましい上限は1.5%であり、さらに好ましくは1.2%である。
アルミニウム(Al)は任意元素であり、脱酸のために含有される場合がある。しかしながら、Si等の他の脱酸元素が含有される場合、含有されなくてもよい。また、含有される場合、Alは窒化物を形成し、ピン止め粒子として焼入れ加熱時にオーステナイト粒の粗大化を抑制する。しかしながら、Al含有量が高すぎれば、粗大な介在物が生成して鋼の靱性が低下する。したがって、Al含有量は0〜0.050%である。Al含有量の好ましい下限は0.010%であり、さらに好ましくは0.015%であり、さらに好ましくは0.020%である。Al含有量の好ましい上限は0.045%であり、さらに好ましくは0.040%である。
窒素(N)は、各種の窒化物を形成して、ピン止め粒子として焼入れ加熱時にオーステナイト粒の粗大化を抑制する。しかしながら、N含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下する。したがって、N含有量は0.0030〜0.020%である。オーステナイト粒の粗大化を抑制するためのN含有量の好ましい下限は0.0060%である。N含有量の好ましい上限は0.016%である。
バナジウム(V)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、Vは、微細な炭窒化物を形成して鋼の強度を高め、かつ、高周波焼入れ処理時におけるオーステナイトの粗粒化を抑制する。Vはさらに、窒化処理での拡散層中の窒素含有量を増加する。そのため、高周波焼入れ処理によって得られるマルテンサイト中の窒素含有量が増加する。窒素含有量の増加により、マルテンサイトの高温強度が高まり、クランクシャフトの摺動部(ピン部及びジャーナル部)の耐焼付き性が高まる。しかしながら、V含有量が高すぎれば、鋼の強度が高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、V含有量は0〜0.20%である。上記効果をより有効に得るためのV含有量の好ましい下限は0.02%であり、さらに好ましくは0.05%である。V含有量の好ましい上限は0.15%であり、さらに好ましくは0.12%である。
チタン(Ti)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、Tiは、微細な炭窒化物を形成して鋼の強度を高め、かつ、高周波焼入れ時におけるオーステナイトの粗粒化を抑制する。しかしながら、Ti含有量が高すぎれば、炭窒化物が粗大化して鋼が脆化する。したがって、Ti含有量は0〜0.050%である。上記効果をより有効に得るためのTi含有量の好ましい下限は0.010%であり、さらに好ましくは0.015%である。Ti含有量の好ましい上限は0.045%であり、さらに好ましくは0.040%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は鋼の耐食性を高める。しかしながら、Cu含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下し、連続鋳造時の鋳片の製造性が低下する。したがって、Cu含有量は0〜0.20%である。上記効果をより有効に得るためのCu含有量の好ましい下限は0.02%であり、さらに好ましくは0.05%である。Cu含有量の好ましい上限は0.15%であり、さらに好ましくは0.12%である。
ニッケル(Ni)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、Niは鋼の耐食性及び靱性を高める。しかしながら、Niは高価であるため、Ni含有量が高すぎれば、製造コストが高まる。したがって、Ni含有量は0〜0.20%である。上記効果をより有効に得るためのNi含有量の好ましい下限は0.02%であり、さらに好ましくは0.05%である。Ni含有量の好ましい上限は0.15%であり、さらに好ましくは0.12%である。
本実施形態のクランクシャフトのピン部、ジャーナル部及びフィレット部において、HV550以上のビッカース硬さDHV550が得られる表面からの深さが1.0mm以上である。
本実施形態において、ピン部、ジャーナル部及びフィレット部における表層組織は主として高窒素マルテンサイトからなる。したがって、ピン部、ジャーナル部及びフィレット部における表面から50μm深さまでの領域での平均窒素濃度CNaveは0.10〜0.80%である。平均窒素濃度CNaveが0.10%以上であれば、マルテンサイトが十分な量の窒素を含有するため、優れた耐焼付き性が得られる。一方、平均窒素濃度CNaveが0.80%を超えれば、残留オーステナイト量が過剰に増加する。残留オーステナイトは軟質であるため、曲げ疲労強度を低下する。したがって、平均窒素濃度CNaveは0.10〜0.80%である。平均窒素濃度CNaveの好ましい下限は0.12%であり、好ましい上限は0.60%である。
ピン部、ジャーナル部及びフィレット部の表面から50μm深さまでの領域のマトリクス組織は、主としてマルテンサイトからなる。「主として」とはマトリクス中のマルテンサイトの総面積率が80%以上であることを意味する。ここでの「マルテンサイト」は、焼戻しマルテンサイトも含む。
本実施形態のクランクシャフトのピン部、ジャーナル部及びフィレット部の表面から50μm深さの領域では、円換算直径で1μm以上の鉄窒化物(以下、粗大鉄窒化物という)の個数TNFeが1個/1000μm2未満である。ここで、本明細書における鉄窒化物は、ε(Fe2-3N)及びγ’(Fe4N)を意味する。
上述のとおり、本実施形態では、窒化処理後に高周波焼入れ処理を実施する。このとき、化合物層が、鉄窒化物及び酸化物を含有するポーラスな元化合物層へと変化する。酸化物は、高周波焼入れ処理の加熱時に大気中の酸素が表面から鋼材内部に侵入及び拡散して、内部の合金元素(Fe、Mn、Si及びCr等)と結合して形成される。円換算直径が2μm以上の粗大な酸化物(以下、粗大酸化物という)は曲げ疲労強度を低下する。
上述のクランクシャフトの製造方法の一例について説明する。
上述の化学組成を有するクランクシャフト用鋼材を準備する。クランクシャフト用鋼材はたとえば、次の方法で製造される。
クランクシャフト用鋼材を熱間鍛造してクランクシャフトの形状を有する中間材を製造する。製造された中間材を冷却(たとえば大気中で放冷)する。冷却された中間材に対してショットブラストを実施して、熱間鍛造時に発生した酸化スケールを除去する。必要に応じて、冷却後の中間材又は酸化スケールを除去された中間材に対して機械加工を実施して、より製品に近いクランクシャフト形状に研削する。
鍛造工程後の中間材に対して、窒化処理を実施する。上述のとおり、本実施形態の窒化処理は、狭義の窒化処理だけでなく、軟窒化処理も含む。
窒化処理後の中間材の最表層には化合物層が形成され、化合物層下(化合物層と母材との間)には拡散層が形成される。つまり、中間材の内部から表面に向かって、母材、拡散層、化合物層の順に配置される。
窒化処理後に形成される拡散層は、母材に窒素が固溶した層、又は、窒素の固溶及び微細な窒化物が分散析出した層である。この拡散層は、次工程の高周波焼入れ処理により、高窒素マルテンサイトとなる。高窒素マルテンサイトは、曲げ疲労強度に優れる。さらに、摺動による発熱が生じても微細な窒化物が析出して強度を維持するため、耐焼付き性にも優れる。
窒化処理後の中間材に対して、周知の高周波焼入れを実施する。高周波焼入れの焼入れ温度はAc3変態点以上である。高周波焼入れでは、求める硬化層深さに応じて焼入れ温度を調整する。焼入れ温度はたとえば、950℃以上である。
高周波焼入れ処理後の中間材のうち、元化合物層及び残留オーステナイトは、曲げ疲労強度を低下する。したがって、高周波焼入れ後の中間材の表層に対して研削処理を実施して、元化合物層及び残留オーステナイトを除去する。
[準備工程]
表1に示す化学組成を有する溶鋼を転炉により製造した。
棒鋼を1000〜1280℃程度の温度に加熱した後、熱間鍛造(鍛伸)を実施して、直径65mmの丸棒材を製造した。丸棒材を大気中で放冷して室温まで冷却した。
直径65mmの丸棒材のR/2部から、機械加工により小野式回転曲げ疲労試験片を複数作製した。R/2部とは、丸棒の横断面(円形状)の中心と外周との間を2等分する部分である。小野式回転曲げ疲労試験片の平行部の直径は9mmであり、平行部の長手中央部に、周方向に延びる切り欠きを形成した。切り欠きの断面形状は円弧であった。切り欠き底の形状は、後述する研削処理の後に切り欠き底の直径が6.72mm、切り欠き底の曲率半径が1.14mmとなるように、予定されている研削加工量の分を考慮した形状とした。さらに、直径65mmの丸棒材を旋盤加工にて、長さ282mmの円柱状の焼付き試験片を複数作製した。焼付試験片の試験面の直径は、研削処理の後に直径が48mmとなるように、予定されている研削加工量の分を考慮した値とした。
作製された小野式回転曲げ疲労試験片及び焼付き試験片(以下、これらを総称して単に試験片という)に対して、表2及び表3に示す製造工程(窒化処理、高周波焼入れ処理、及び研削加工)を実施した。上述のとおり、各試験番号において、複数の小野式回転曲げ疲労試験片及び焼付き試験片を作製した。
窒化処理後であって高周波焼入れ前の各試験番号の試験片に対して、上述の方法により化合物層の厚さ(μm)及び拡散層の厚さ(μm)を求めた。なお、試験番号16及び17では、研削処理後の試験片の化合物層及び拡散層の厚さを求めた。また、試験番号8では軟窒化処理を実施しなかっため、化合物層及び拡散層を測定しなかった。さらに、試験番号9〜11では軟窒化処理後に高周波焼入れを実施しなかったため、化合物層及び拡散層を測定しなかった。得られた結果を表3に示す。
第3工程実施後の試験片を用いて、ミクロ組織観察を行った。試験片を切断し、表面近傍部分を含む断面を観察面とするサンプルを採取した。サンプルを用いて、上述の方法により、組織(マルテンサイト、残留オーステナイト)を特定し、各相の面積率を算出した。得られた結果をを表3に示す。
ミクロ組織観察試験で用いたサンプルを用いて、上述の方法より、表面から50μm深さまでの領域の平均窒素濃度CNave(%)を求めた。得られた結果を表3に示す。
ミクロ組織観察試験で用いたサンプルを用いて、上述の方法により、表面から50μm深さまでの領域での粗大窒化物の個数TNFe(個/1000μm2)、及び、表面から20μm深さまでの領域での粗大酸化物個数TNO(個/1000μm2)を求めた。得られた結果を表3に示す。
硬さ試験は、ミクロ組織観察用と同じ試験片を用いて、上述の方法で表層の硬さプロファイルを作成した。得られた硬さプロファイルに基づいて、HV550以上のビッカース硬さが得られる表面からの深さDHV550(mm)を求めた。
表3の製造条件により製造された小野式回転曲げ疲労強度試験片を用いて、室温(25℃)、大気雰囲気にて、回転数3000rpmの両振りの条件で疲労試験を行い、107サイクル後に破断しなかった最も高い応力を、曲げ疲労強度(MPa)と定義した。本実施例では、曲げ疲労強度が550MPa以上であれば、優れた曲げ疲労強度を有すると判断した。
焼付試験は、図2に示す高面圧試験機を用いて、次の条件で行った。図2を参照して、高面圧試験機は、3つのハウジング50と、複数のすべり軸受10、20とを備えた。各ハウジングには円筒状の貫通孔が形成され、3つのハウジングは同軸に配列された。両端のハウジングの貫通孔には、一対のすべり軸受10が嵌め込まれ、中央のハウジング50には、焼付き試験用のすべり軸受20が配置された。すべり軸受20は、市販のものを採用した。すべり軸受は、幅15.5mm、厚さ1.2mmの鋼に厚さ0.3mmのAl合金層を形成したものであった。
試験結果を表3に示す。試験番号1〜7の鋼の化学組成は適切であった。さらに、製造工程も適切であり、軟窒化処理後の化合物層の厚さ及び拡散層の厚さは適切であった。そのため、試験片の表層の平均窒素濃度CNave、HV550以上のビッカース硬さが得られる表面からの深さDHV550、マルテンサイト面積率、残留オーステナイト面積率、粗大鉄窒化物の個数TNFe、及び粗大酸化物の個数TNOはいずれも適切であった。その結果、試験番号1〜7の試験片では、曲げ疲労強度が550MPa以上であり、焼付き面圧も80MPa以上であった。
2 ピン部
3 ジャーナル部
5 フィレット部
Claims (4)
- ピン部、ジャーナル部及びフィレット部を備えるクランクシャフトであって、
質量%で、
C:0.35%〜0.60%、
Si:0%〜1.50%、
Mn:0.50%〜2.0%、
P:0.025%以下、
S:0.010%〜0.10%、
Cr:0.05%〜2.0%、
Al:0%〜0.050%、
N:0.0030%〜0.020%、
V:0〜0.20%、
Ti:0〜0.050%、
Cu:0〜0.20%、及び、
Ni:0〜0.20%を含有し、残部はFe及び不純物からなる化学組成を有し、
前記ピン部、ジャーナル部及びフィレット部において、HV550以上のビッカース硬さが得られる表面からの深さが1.0mm以上であり、
前記表面から50μm深さまでの領域において、平均窒素濃度が0.10%〜0.80%であり、マトリクス組織は面積率で80%以上のマルテンサイトと0〜20%の残留オーステナイトとからなり、円換算直径で1μm以上の鉄窒化物が1個/1000μm2未満であり、
前記表面から20μm深さまでの領域において、円換算直径で2μm以上の酸化物が3個/1000μm2未満であることを特徴とするクランクシャフト。 - 請求項1に記載のクランクシャフトであって、
前記化学組成は、
V:0.02〜0.20%、及び、
Ti:0.010〜0.050%からなる群から選択される1種以上を含有することを特徴とする、クランクシャフト。 - 請求項1又は請求項2に記載のクランクシャフトであって、
前記化学組成は、
Cu:0.02%〜0.20%、及び、
Ni:0.02%〜0.20%からなる群から選択される1種以上を含有することを特徴とする、クランクシャフト。 - 請求項1〜請求項3のいずれか1項に記載の化学組成を有する鋼材を熱間鍛造してクランクシャフト形状の中間材を製造する工程と、
中間材に対して窒化処理を実施して、前記中間材の表層に厚さ6μm以上の化合物層と、厚さ50μm以上の拡散層とを形成する工程と、
前記窒化処理後の前記中間材に対して高周波焼入れ処理を実施する工程と、
前記中間材のうち、前記高周波焼入れ処理により前記化合物層が変化したものであり酸化物を含む元化合物層と、元化合物層下に形成された残留オーステナイトとを除去する工程とを備えることを特徴とする、請求項1〜請求項3のいずれか1項に記載のクランクシャフトの製造方法。
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