JP2813917B2

JP2813917B2 - 高疲労強度構造用鋼

Info

Publication number: JP2813917B2
Application number: JP18290090A
Authority: JP
Inventors: 一衛野村; 英久加藤; 善美青山; 泰介宮本
Original assignee: Toyota Motor Corp; Aichi Steel Corp
Current assignee: Toyota Motor Corp; Aichi Steel Corp
Priority date: 1990-07-06
Filing date: 1990-07-06
Publication date: 1998-10-22
Anticipated expiration: 2013-10-22
Also published as: JPH0466646A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、特に軟窒化、ガス窒化等の窒化処理を施し
た場合に優れた疲労強度を有する高疲労強度構造用鋼に
関するものである。

（従来の技術）自動車用クランクシャフトおよびカムシャフト、ある
いは産業機械用シャフトおよびギャー等の中でも、特に
優れた疲労強度を要求され、かつ高精度の形状が要求さ
れる部品には、焼入焼もどし処理により高硬度が得られ
るJISSNCM439、SNCM630、DIN30CrMoV9、En40等の比較的
合金量の多い低合金鋼が用いられ、さらに疲労強度を向
上させるあるいは耐摩耗性を向上させるために比較的熱
処理ひずみが小さな窒化処理（ガス軟窒化、ガス窒化
等）が施こされている。

特に近年、上述のような用途に使用される部品に対し
て、小型軽量化あるいは大荷重化を目指した設計が行わ
れるようになり、それに伴い従来に比べ非常に苛酷な条
件下で使用されるようになってきている。

（発明が解決すべき問題点）しかしながら、上述の従来鋼においては今日設計上要
求される疲労強度を充分満足することができない。ま
た、疲労強度のすぐれた鋼としてマルエージング鋼が現
在製造されているが、コストが極めて高い、あるいは部
品製造性が悪い等の問題により、対象としている部品に
はほとんど使われていない。

従って本発明は、部品製造性あるいはコストを従来鋼
とあまり変えることなく従来鋼では得ることができなか
った高い疲労強度を有する高疲労強度構造用鋼を提供す
るものである。

（問題を解決するための手段）上記問題点を解決するために、本発明者等は、疲労破
壊機構の解明および鋼の組成がそれらに及ぼす影響等に
ついて鋭意研究を進めた結果、以下の知見をなし本発明
を得た。

第１に鋼の硬さと窒化処理後の疲労強度の関係につい
て研究した結果、硬さの増加とともに疲労強度は向上す
るが、Hv500以上になるとかえって疲労強度が低下する
ことがわかり、また好ましい硬さ範囲はHv300〜500であ
り、特にHv450付近が最も良好な疲労強度を示すことが
わかった。通常窒化処理は500〜600℃程度の温度にて処
理されるため、窒化後のひずみおよび軟化を防止するた
めには600℃以上にて焼もどしする必要がある。したが
って鋼の組成としては、600℃以上の焼もどし温度にてH
v300以上、望ましくはHv400以上の硬さを得るにはＣ量
が0.35％以上、Cr量が1.7％以上、Moが0.80％以上、Ｖ
を0.15％以上添加すれば良いと言う知見を得た。さらに
Hv400以上の硬さでは切削加工が著しく困難となるた
め、あらかじめ切削加工にて所定の形成にした後、焼
入、焼戻し処理を行うことが考えられるが、一般的な油
焼入等ではひずみが発生し必要な寸法精度を得ることが
できないために、例えば真空中にて加熱後、ガス冷却に
て焼入れすることが考えられる。そこで本発明鋼の焼入
性としては空冷相当の冷却速度にても充分に焼きが入る
ことが求められるが、上記のＣ量、Cr量、Mo量にて、場
合によりさらにNi量3.5％以下の添加によりこれが満足
できる。

第２に窒化硬さと疲労強度の関係について研究した結
果、窒素硬さはタフトライド、ガス軟窒化等の軟窒化の
場合Hv600〜800が、イオン窒化、ガス窒化等の窒化の場
合はHv700〜900が最も良好な疲労強度を示すことがわか
り、下限硬さを確保するためにCr量が1.7％以上必要と
なり、上限硬さを越えないために、Cr量が2.3％以下、A
l量を0.040％以下とする必要がある。また窒化硬さにつ
いては深い方が疲労強度を向上させ、特に効果のある元
素はＶであることがわかった。

第３に鋼の焼入焼もどしされたミクロ組織と疲労強度
の関係を研究した結果、焼もどしにより、析出する炭化
物を微細化することにより疲労強度が向上することがわ
かった。鋼中における鉄炭化物はFe₃C、Fe₂₃C₆等の型で
存在するが、これら炭化物は比較的大きく、また結晶粒
界に析出して疲労強度上好ましくない。これに対してM
o、Ｖの添加により得られるMo₂C、V₄C₃等の炭化物は微
細であり、疲労強度を向上することができる。したがっ
て疲労強度向上にはMoおよびＶの添加が効果的である。

第４にHv300以上望ましくはHv400以上を有する鋼にい
ては微小な欠陥が疲労強度低下の原因となりやすいため
に、有害な不純物元素を極力低下させることが必要であ
る。したがって現在の製鋼能力を加味して、Ｐ量は0.01
0％以下、Ｏ量は0.0015％以下とする。またＳ量は望ま
しくは0.005％以下にする必要があるが切削加工性を劣
化させる可能性があり、0.015％以下とする。

すなはち本発明は、重量比でC:0.35〜0.45％、Si:0.0
5〜1.00％、Mn:0.20〜0.80％、P:0.010％以下、S:0.015
％以下、Cr:1.70〜2.30％、Mo:0.80〜1.10％、V:0.15〜
0.30％、Al:0.001〜0.040％、N:0.0050〜0.0200％、O:
0.0015％以下であり、必要に応じてさらにNi:3.5％以下
を添加しても良く、残部実質的にFeよりなる高疲労強度
構造用鋼である。

（作用）次に本発明鋼の化学組成の限定理由を示す。

C:Cは強度を決める最も基本的な元素である。0.35％未
満では所望の強度を得るのが困難となるため下限値は0.
35％とする。一方0.45％を越えると靭性の低下を招くた
め上限値を0.45％とする。

Si:Siは脱酸および焼入性に効果がある。0.05％未満で
はその効果が十分に期待されないがまた1.0％を越える
とかえって粒界脆化を生じるためにSi含有量は0.05〜1.
0％とした。

Mn:Mnは脱酸および焼入性に効果がある。0.20％未満で
はその効果が十分に期待されないがまた0.80％を越える
とかえって粒界脆化を生じるためにMn含有量は0.20〜0.
80％とした。

P:Pは有害な不純物元素であり、特に本発明鋼の様な高
硬度域にて疲労強度に対して大きな影響をおよぼすため
に0.010％以下とした。

S:Sは有害な不純物元素であり、特に本発明鋼の様な高
硬度域にて疲労強度に対して大きな影響をおよぼすため
に0.015％以下とした。ただし切削加工時において問題
なき場合は0.005％以下が望ましい。

Cr:Crは焼入性を向上させ、また窒化硬化性を向上させ
るために必要な元素であり、その効果は1.70％未満では
不充分であり、一方2.30％を越えると窒化硬さを増加さ
せすぎて疲労強度低下させるために、Cr含有量は1.70〜
2.30％とした。

Mo:Moは焼入性を向上させるとともに、焼もどし軟化抵
抗を増加させる効果があるために、本発明鋼の様な高い
焼もどし温度にて強度を確保するために必要な元素であ
る。0.80％未満では不充分であり、一方1.10％を越える
と通常の焼入加熱温度では未固溶の巨大なMo炭化物が残
存し、疲労強度を低下させるために、Mo含有量は0.80〜
1.10％とした。

V:Vは焼もどし軟化抵抗を高めるとともに、もどし過程
で析出する炭化物を微細化させ疲労強度を向上させる効
果がある。さらに窒化硬化深さを増加させる効果があ
る。その効果は0.15％未満では不充分であり、一方0.30
％を越えて含有しても、通常の焼入加熱温度では固溶し
きれないために、その効果は飽和する。したがってＶ含
有量は0.15〜0.30％とした。

Al:Alは脱酸材としての効果のある元素である。0.001％
未満ではその効果は不充分である。一方0.040％を越え
ると、窒化硬さを増加させすぎて疲労強度を低下させる
ため、Al含有量は0.001〜0.040％とした。

N:NはAlと結合して、AlNとなり結晶粒度を微細化する効
果がある。0.0050％未満ではその効果は不充分でるが、
一方0.0200％を越えると熱間変形能を低下させ熱間圧
延、熱間鍛造等の工程にて割れを生じやすくする。した
がってＮ含有量は0.0050〜0.0200％とした。

O:Oは酸化物を生成し、特に疲労強度に対して有害な元
素であるため、極力低くする必要があるめ、0.0015％以
下とした。望しくは、真空溶解法等を用いて0.0010％以
下にすると良い。

Ni:Niは焼入性を向上させる元素である。特に部品重量
が大きくなりさらに焼入性の向上が望まれる場合、その
添加は有効である。一方3.5％を越えると、焼入時の残
留オーステナイト量が極めて増大するために、上限を3.
5％とした。

（実施例）次に本発明をその実施例によってさらに具体的に説明
するが、それらは単に本発明の例示であって、それによ
って特に本発明が制限されるものではない。

第１表に示す組成を有する７種類の鋼を供試材とし
た。ここで発明鋼１〜３は、本発明の組成範囲の鋼であ
る。また、比較鋼１は、本発明に対してCr量が上限値を
越えるものである。比較鋼２はAl量が上限値を越えるも
のである。さらに従来鋼１はJIS SNCM439相当鋼、従来
鋼２はEn40C相当鋼である。これら供試材の鍛伸材を第
２表に示す条件にて熱処理を行った。鍛伸材の寸法とし
ては発明鋼1,2、比較鋼１、比較鋼２、従来鋼１および
従来鋼２については25φ丸棒とした。発明鋼３について
は質量効果に対するNi添加の効果を調べるために100φ
丸棒とした。すなわち焼入は油冷と大気放冷の２条件、
焼もどし温度は620℃と680℃の２条件にて行った。その
後これら鍛伸材の中心部より第１図に示す小野式回転曲
げ疲労試験片を機械加工により作製した。さらにその加
工の影響を除くために、600℃にてひずみ取り焼鈍を行
い供試試験片とした。

第３表に、窒化処理等の表面処理を行わない状態、す
なわち焼入焼もどし状態での試験結果を示す。ここで硬
さは試験片表面のビッカース硬さ、疲れ限度は小野式回
転曲げ疲労試験により得られた疲れ限度を表す。これら
の試験結果より本発明鋼は父角処理がない状態でも従来
鋼に比べて良好な疲れ限度を有することがわかる。

第４表は供試試験片にガス軟窒化処理を行った場合の
試験結果を示す。ガス軟窒化条件は570℃×４時間であ
り、また窒化硬さは表面より0.05mm深さのビッカース硬
さを表わす。これら試験結果より本発明鋼は従来鋼に比
べてすぐれた疲れ限度有することがわかる。また比較鋼
１および比較鋼２は窒化硬さHv800以上と高いために疲
れ限度は本発明鋼に及ばない。

第５表は供試試験片にイオン窒化処理を行った場合の
試験結果を示す。イオン窒化条件は550℃×50時間であ
る。これらの試験結果は上記のガス軟窒化処理の場合と
同様な結果となった。すなわち本発明鋼は従来鋼に比べ
てすぐれた疲れ限度を有し、また比較鋼１および比較鋼
２は窒化硬さがHv900以上あり疲れ限度は本発明鋼に及
ばない。

以上これらの試験結果より、本発明鋼は従来鋼では考
えられない程度の良好な疲労強度を有することがわか
る。さらに本発明鋼は大気放冷の様な遅い焼入条件にて
も充分その特性を発揮し、部品重量が大きな場合でも適
量のNiを添加することにより充分その特性を発揮する。
また焼もどし温度の違い、あるいは窒化処理方法の違い
にかかわらず本発明鋼は従来鋼に比べてすぐれた疲労強
度を有することがわかる。

本発明鋼は窒化処理を前提としているが第３表から明
らかなように、窒化処理を行わない用途に用いても従来
鋼に比べすぐれた疲労強度を有する。

以上に説明した如く本発明鋼は従来鋼では達成困難で
あった極めてすぐれた疲労強度を得ることができる高疲
労強度構造様鋼であり、従って近年の部品の小型軽量化
あるいは大荷重化を目指した設計上要求される疲労強度
を充分満足するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図（イ），（ロ）は小野式回転曲げ疲労試験片の形
状を示したものである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者宮本泰介愛知県豊田市トヨタ町１番地トヨタ自動車株式会社内審査官長者義久 (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量比％で、C:0.35〜0.45％、Si:0.05〜
1.00％、Mn:0.20〜0.80％、P:0.010％以下、S:0.015％
以下、Cr:1.70〜2.30％、Mo:0.80〜1.10％、V:0.15〜0.
30％、Al:0.001〜0.040％、N:0.0050〜0.0200％、O:0.0
015％以下を含有し、残部が実質的にFeおよび不純物元
素からなることを特徴とする高疲労強度構造用鋼。
【請求項２】重量比％で、C:0.35〜0.45％、Si:0.05〜
1.00％、Mn:0.20〜0.80％、P:0.010％以下、S:0.015％
以下、Cr:1.70〜2.30％、Mo:0.80〜1.10％、V:0.15〜0.
30％、Al:0.001〜0.040％、N:0.0050〜0.0200％、O:0.0
015％以下を含有し、さらにNi:3.5％以下を含有し残部
が実質的にFeおよび不純物元素からなることを特徴とす
る高疲労強度構造用鋼。