JP4010023B2

JP4010023B2 - Soft nitrided non-tempered crankshaft and manufacturing method thereof

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Publication number: JP4010023B2
Application number: JP22149297A
Authority: JP
Inventors: 真人栗田; 光男宇野
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 1997-08-18
Filing date: 1997-08-18
Publication date: 2007-11-21
Anticipated expiration: 2017-08-18
Also published as: JPH1162943A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、鍛造後の「焼入れ焼もどし」や「焼ならし」などの調質処理を行わずに軟窒化処理を施しても、高い疲労強度および優れた曲げ矯正性をもつ鋼を素材とする軟窒化非調質クランク軸、およびそのクランク軸を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
高い疲労強度が要求される自動車用等のクランク軸では、鍛造および機械加工の後に高周波焼入れや軟窒化処理などの表面処理を行うことが多い。軟窒化処理は、疲労強度向上の点では高周波焼入れに若干劣るものの、表面に硬質の化合物層が生成し、耐焼付き性や耐かじり性を向上させるという点では著しく優れるため、軟窒化処理を施したクランク軸（以下「軟窒化クランク軸」と記す）も広く使用されている。
【０００３】
図１は、従来の調質鋼および後述する本発明のクランク軸の素材となる鋼（以下、これを便宜的に「本発明鋼」という）を使用する軟窒化クランク軸の製造法を比較した工程の略図である。ここで（ａ）は従来鋼を、また（ｂ）は本発明鋼を素材とした場合の製品までの工程を示す。
【０００４】
近年、図１（ｂ）に示すように、コスト削減や生産リードタイムの縮小のために調質処理を省略して鍛造のままで製品化する、いわゆる「非調質化」が多くの自動車部品に対して検討されており、軟窒化クランク軸でも同様である。しかしながら、調質処理を省略することによって劣化する性能があり、このために非調質化ができない部品がある。
【０００５】
まず第一に、鍛造後に調質処理を行わずに軟窒化処理を施した部品（以下「非調質軟窒化鋼部品」と呼ぶ）の疲労限度は、同一組成の鋼を鍛造後に調質処理してから軟窒化処理を施した部品（以下「調質軟窒化鋼部品」と呼ぶ）のそれよりも低い。
【０００６】
第二に、非調質軟窒化鋼部品では軟窒化処理後の曲げ矯正時に大きな亀裂を生じる。軟窒化処理によって生じた変形は、逆方向の曲げ変形を加えることによって矯正するが、その曲げにより非調質軟窒化鋼部品に亀裂が発生する限界のひずみ量（以下「曲げ矯正可能ひずみ量」と呼ぶ）は、調質軟窒化鋼のそれよりも小さい。一般に、曲げ矯正可能ひずみ量が小さいほど、その部分が自動車に組み込まれて使用されたとき、部品の疲労限度が低下する。
【０００７】
上記のように、非調質軟窒化鋼部品は、曲げ矯正可能ひずみ量が調質軟窒化鋼部品に比べ小さいので、軟窒化処理によるひずみが大きい場合に曲げ矯正を行うクランクシャフトには使用できない。
【０００８】
非調質鋼は、1100℃以上に加熱した後、1000℃以上で鍛造を終了し放冷したままなので、その組織は巨大な旧オーステナイト粒界に沿った薄いネット状フェライトとその残りの部分のパーライトから構成される。それに比べて調質鋼の組織は、微細なオーステナイトから変態した、 (a)微細なフェライトとパーライトの混合組織（焼準の場合）、または (b)きわめて微細なラスと炭化物からなるマルテンサイトまたはベイナイト（焼入れ焼戻しの場合）、のいずれかである。また非調質鋼のフェライト体積率は、焼準した鋼のそれに比較して小さい。これは、非調質鋼のオーステナイト粒径が大きい分だけ焼入れ性が大きく、それだけフェライト変態が抑制されることを反映するものである。
【０００９】
これまでにも非調質軟窒化鋼部品の疲労限度および曲げ矯正性を同時に改善する試みはなされたことはあるが、十分に目的を達成した例はない。例えば、析出硬化元素を高濃度に添加することによって、鍛造のままで、調質処理も軟窒化処理も施さずに高い疲労限度を得るという発明がなされている。特開平７−102340号公報および特開平４−193931号公報などにそのような発明が開示されている。
【００１０】
また、特開平８−144018号公報には窒化後の硬さのみを考慮した発明が開示されている。これらの発明の鋼は、いずれも強力な析出硬化元素であるバナジウム（Ｖ）を高濃度に含有する鋼であり、高価である。また、耐焼付き性などが問題になる場合は、これらの高Ｖ鋼に軟窒化処理を施さなければならないが、高Ｖ鋼の軟窒化処理後の曲げ矯正性はきわめて劣る。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、調質処理を行わないで軟窒化処理を施しても、繰り返し曲げにより、あるいは曲げ矯正時に応力・ひずみが集中するフィレットのＲ部の疲労限度が高く、かつ、曲げ矯正時に発生する亀裂が実際上問題とならない程度にまで小さいか、あるいは亀裂が発生する限界のひずみ量が高い軟窒化非調質クランク軸とその製造方法を提供することにある。
【００１２】
具体的には、焼準処理を行った代表的なＪＩＳのＳ４８Ｃ鋼製の軟窒化調質クランク軸以上の性能、即ち、高い疲労限度および曲げ矯正性（曲げ矯正可能ひずみ量）を同時に満足する性能、を持つクランク軸およびその製造方法を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、次の(1) および(2) のクランク軸、ならびに(3) のその製造方法にある。
【００１４】
(1) 重量％で、Ｃ：0.25〜0.35％、Si：0.05〜1.50％、Mn：0.80〜1.20％、Ti：0.005 〜0.03％、Al：0.0005〜0.01％、Ｎ：0.010 〜0.030 ％、Ｓ: 0.10％以下、Ca：0.0030以下を含有し、残部がFeおよび不可避不純物から成り、不純物としてのＰが0.03％以下、Crが0.15％以下、Ｖが0.02％以下である鋼から製造され軟窒化処理されている非調質クランク軸。
【００１５】
(2) 上記(1) の成分に加えて、さらに0.05〜0.20％のPbを含有する鋼から製造され、軟窒化処理されている非調質クランク軸。
【００１６】
(3) 上記(1) または(2) に記載の化学組成の鋼をクランク軸に鍛造した後、自然放冷し、その後は熱処理をすることなく機械加工および軟窒化処理を施すことを特徴とする軟窒化非調質クランク軸の製造方法。
【００１７】
なお、上記(3) の方法における軟窒化処理は、次の条件で行うのが望ましい。
【００１８】
窒化ガス雰囲気・・・・ＲＸガス：アンモニア＝ 0.8〜1.2 の雰囲気
窒化処理温度・・・・570 〜600 ℃
窒化処理時間・・・・60〜120 分
窒化処理後の冷却・・・油冷
【００１９】
【発明の実施の形態】
一般に、窒化処理によって形成される窒化層は、最表面の化合物層とその下の拡散層とからなる。非調質軟窒化鋼部品で疲労破壊が発生する起点は、拡散層内あるいは拡散層と母材の境界部であり、また曲げ矯正で問題となる亀裂は拡散層での亀裂である。即ち、疲労破壊および曲げ矯正時の割れを支配するのは拡散層の性質である。そこで、以下の説明で「表面」というときは、化合物層を除いた拡散層の表面側を意味するものとする。
【００２０】
従来の非調質軟窒化鋼部品の疲労限度が低い原因は、次のように考えられる。
【００２１】
非調質軟窒化鋼部品では、拡散層と母材部の境界付近には引張応力が残留する。
【００２２】
疲労限度の改善のためには、この引張残留応力を減少させるか、さらに望ましくは圧縮残留応力とすることが必要である。
【００２３】
非調質軟窒化鋼部品では、素材が析出硬化元素を含まない鋼であっても、硬さは表面で著しく高くなり、内部に向かって急勾配で低下する。このために、表面には高い圧縮残留応力が発生するものの、境界付近ではそれと均衡する引張残留応力が生じるものと推測される。
【００２４】
非調質軟窒化鋼部品において、表面のみ硬さが著しく高く、かつ硬化層深さが小さいということは、非調質軟窒化鋼部品では外部から入った窒素が内部に入りにくく表面にとどまっていることを意味する。亀裂起点となる境界部の高い引張残留応力を低減するには、内部にまで窒素原子を拡散させることによって、硬さ勾配をなだらかにして、硬さを奥まで分布させることが必要である。
【００２５】
窒素の拡散速度はフェライト中では大きく、パーライト中では層状セメンタイトに拡散を阻害されるために著しく小さい。非調質鋼ではフェライトが旧オーステナイト粒界に薄く集中しているために、窒素の内部への拡散はそのフェライトを通ってしかできない。これに対して、焼準処理を行った組織では微細なフェライトが粒界に限らず組織全体に分布しているので、組織全体にわたって拡散経路が存在する。このために、調質鋼では窒化処理を施すと表面から内部にまで緩やかな硬度分布ができるものと推定される。更に、非調質鋼の組織が粗いこと自体も、疲労限度を低下させる要因として挙げられる。
【００２６】
次に、曲げ矯正による亀裂の発生およびその大きさについて述べる。
【００２７】
鋼の表面硬さが高いほど曲げ矯正の際、亀裂を生じやすく、亀裂長さは大きくなる。しかし、亀裂長さは表面硬さだけでは一義的に決まらない。また、亀裂はパーライト粒を一単位として進展する。したがって、パーライト粒が小さいほど小さくなる傾向がある。
【００２８】
以上の事実および推測をまとめると、（ａ）非調質鋼の組織自体が前記の問題点の解決を困難にしている、（ｂ）窒化処理後の表面硬さを上昇させる元素の使用は好ましくない、という結論が得られる。
【００２９】
そこで、組織等を改善する具体的な方法を確認するために、本発明者らは以下に述べる実験を行った。
【００３０】
0.30％のＣを含有する中炭素鋼を基本組成として、各種元素の含有量を変えた24鋼種を素材として、図２に示すクランク軸を模擬した試験体１を作製し、軟窒化処理後の疲労試験および曲げ試験を行った。表１に24種類の素材鋼の化学組成を示す。
【００３１】
表１の最上欄の鋼No. Ｘ１が基本組成である。それに対応して鋼No. Ｘ２以下の鋼はＣ、Mn、Cr、Ti、ＮおよびＶの影響を知るため、これらの含有量を変化させた組成の鋼である。これらの実験室溶製による素材棒鋼を1200℃に加熱して熱間鍛造し、自然空冷し、調質処理を行うことなく、図２に示した試験体に加工し、ガス軟窒化処理 (ＲＸガス：NH₃＝１：１の雰囲気中で 585℃に1.5 時間保持した後に油冷) を施した。なお、比較のために、クランク軸用として一般に用いられるＳ４８Ｃ鋼を鍛造した後、焼準処理 (860 ℃に再加熱し15分間保持後に空冷) を行い、同じ窒化処理を施した後に、同じ試験を行った。
【００３２】
【表１】

【００３３】
疲労試験は室温大気中、試験片のジャーナル部２の端部およびピン部３の中央部を支持した３点曲げにて荷重制御両振りにて繰返し速度５Ｈzで実施し、破断繰返し数が10⁷回となる応力振幅を疲労限度と定義した。
【００３４】
ここで応力は、疲労亀裂が発生するピン部フィレットＲ部（図２に符号４で示す）での応力（長さ１mmのひずみゲージにより測定、算出）である。一方、曲げ矯正性は、同じ試験体による静的曲げ試験により評価した。疲労試験時にひずみゲージを貼付した場所と同一の場所にひずみゲージを貼付し、室温大気中にて曲げを負荷し、ひずみゲージの断線を亀裂の発生と見なし、その時のひずみ量を曲げ矯正可能ひずみ量とした。曲げ矯正可能ひずみ量はばらつきが大きいため、１鋼種につき４個の試験片による試験を行いその平均値で評価した。
【００３５】
図３に疲労限度および曲げ矯正可能ひずみ量に及ぼすＣ、Mn、Crの影響（図３ (a)）およびTi、Ｎ、Ｖの影響（図３(b)) を示す。 (a)図の左端に前記のＳ４８Ｃの焼準材の疲労限度および曲げ矯正可能ひずみ量を目安として示す。
【００３６】
上記の試験結果および組織の観察から次のような対策が前記の目的達成に有効であることが確認された。
【００３７】
▲１▼微量Tiによる鍛造加熱時のオーステナイト粒成長の抑制
▲２▼Ｃ含有量低減によるフェライトの粒内粒界にわたる均一分布化
▲３▼Ti含有量の適正化による固溶窒素量の確保
▲４▼Ｖ、Crの制限による窒化後の表面硬さの抑制
本発明は、上記の基本的な知見と、各合金成分および不純物の作用ならびに軟窒化処理の条件に関する詳細な検討とを総合してなされたものである。
【００３８】
I．本発明の軟窒化非調質クランク軸について
本発明の軟窒化クランク軸の素材となる鋼（本発明鋼）の各構成元素の作用および各元素の含有量を限定した理由は次のとおりである (成分含有量の％は全て重量％である) 。
【００３９】
Ｃ：0.25〜0.35％
Ｃは、引張り強度を確保するのに有効な元素であり、そのためには0.25％以上の含有量が必要である。図３に示すように、0.25％未満では疲労限度も低い。しかし、0.35％を超える過大な含有量になると、粒内からフェライトが発生しにくくなり、非調質鋼の組織を調質鋼のそれに近づけることができなくなる。その結果として、図３に示したように曲げ矯正性が低下するので上限は0.35％以下とする。
【００４０】
Si：0.05〜1.50％
Siは溶製時の脱酸剤として必要であり、その効果を得るには少なくとも0.05％が必要である。しかし、Si含有量が過剰になると鍛造時の脱炭を促すので含有量の上限は 1.50 ％とした。
【００４１】
Mn：0.80〜1.20％
Mnは、図３にも示すように疲労限度向上のために効果的な元素である。その効果を確実に得るためには、下限を0.80％としなければならない。しかし、過剰な添加はパーライト体積率を増加させるため曲げ矯正性が低下する。従って、Mn含有量の適正範囲は0.80〜1.20％である。
【００４２】
Ti：0.005 〜0.03％
微量のTiは、鍛造に先立つ加熱時のオーステナイト粒も成長を抑制することにより、フェライトパーライト組織を微細化する。その結果、非調質鋼の組織を焼準鋼のそれに近づけることができ、曲げ矯正時に発生する亀裂を小さくすることができる。フェライト体積率が高い成分系では微細化により曲げ矯正性への寄与は小さいが、本発明鋼の組成範囲内でも高Ｃ−高Mnの成分系では、Ti添加は曲げ矯正性改善に寄与する。この効果を得るためには 0.005％以上が必要である。一方、Tiの含有量が0.03％を超えると鋼中の固溶Ｎが減少し、図３に示すように疲労限度が低下する。従って、Ti含有量の適正範囲は 0.005〜0.03％である。
【００４３】
Al：0.0005〜0.01％
Alも溶製時の脱酸剤として必要であり、その効果を得るには少なくとも0.0005％が必要である。しかし、Alが過剰になると硬質の介在物が増えて、鋼の耐久性および被削性がともに低下する。従って、Alの含有は0.01％までに抑えるべきである。
【００４４】
Ｎ：0.010 〜0.030 ％
図３からも明らかなように、Ｎは疲労限度向上に有効な元素である。この効果を得るためには 0.010％以上は必要である。しかしながら 0.030％を超えて含有してもその効果は飽和するとともに曲げ矯正性が低下するので、0.010 〜0.030 ％とする。
【００４５】
Ｓ：0.10％以下
Ｓは、積極的に添加しなくてもよい。即ち、その含有量は不可避不純物の範囲でもよい。しかし、Ｓには被削性の向上の効果があるので、積極的に添加してもよい。その効果を得るには、含有量を0.04％以上とするのが望ましい。ただし、Ｓが0.10％を超えると連続鋳造スラブに欠陥を生じるから、上限は0.10％とする。
【００４６】
Ca：0.0030％以下
Caも、Ｓと同様に、積極的に添加しなくてもよい。従って、その含有量は不可避不純物の範囲でもよい。しかし、Caは、被削性向上を狙う場合に積極的に添加することができる成分である。被削性の向上に効果があるCaは 0.0003 ％以上であるから、添加する場合は、これ以上の含有量を確保するのが望ましい。一方、Caが0.0030％を超えると鋼中への大型介在物の混入が避けられない。従って、Caを添加する場合でも、その含有量は0.0030％までにとどめるべきである。
【００４７】
本発明のクランク軸の素材鋼の一つは、上記の成分の外、残部がFeと不可避不純物からなるものである。他の一つは、特に良好な被削性を重視したもので、前記の成分に加えて、次のPbを含有する鋼である。
【００４８】
Pb：0.05〜0.20％
Pbの添加による非削性の向上効果は、その含有量が0.05％以上のときに顕著になる。しかし、Pbが過剰になると鋼中の介在物が多くなり疲労限度が著しく低下する。従って、Pbを添加する場合は、その含有量は0.03〜0.20％とすべきである。なお、前述のＳおよびCaを積極的に添加した上で、さらにPbを添加すれば、これらの元素の複合効果によって、被削性向上の効果が著しく大きくなる。
【００４９】
本発明鋼は、次に述べるＰ、CrおよびＶを不純物として抑制することにも大きな特徴がある。
【００５０】
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、鋼の衝撃値および破壊靱性値を低下させるので、可及的に少ないことが望ましい。ただし、ごく少量の含有量ではその影響は小さい上、Ｐを極低レベルに下げるには精錬コストが嵩むので 0.03 ％を許容上限値とした。
【００５１】
Cr：0.15％以下
図３に示したとおり、Crは疲労限界の向上には効果があるが、曲げ矯正性を劣化させる。これはCrが窒化処理により窒化物を生成し硬さを高めるからである。
【００５２】
従って、本発明鋼では、Crの積極的な添加はせず、不純物としてその上限を0.15％に抑える。0.15％までは弊害が比較的小さく、またCrの含有量を極端に低くするには精錬コストが大幅に増大するので、0.15％までの含有量は許容することとした。この上限値以下で、できるだけ少ない方がよい。
【００５３】
Ｖ：0.02％以下
図３からも明らかなように、ＶもCrと同様に窒化処理後の表面硬さを上昇させ、曲げ矯正性を著しく低下させる。従って、Ｖは不可避不純物として混入する以上に添加しない。不可避不純物としても0.020 ％以下としなければならない。
【００５４】
II.本発明の軟窒化非調質クランク軸の製造方法について
本発明の軟窒化非調質クランク軸は次に述べる方法で製造することができる。
【００５５】
即ち、前記組成の素材 (本発明鋼) を加熱し、鍛造加工を行い目的の形状とする。この時の加熱温度は、低ければ低いほど好ましいが、低温鍛造には大きなプレス能力が必要となるため、一般的な条件として1200℃を標準とし、プレスの能力に応じて1150〜1250℃の範囲で決める。鍛造後は、製造コストの点から自然放冷 (空冷) とする。ただし、製造時間短縮のために送風等による強制空冷を行ってもなんら問題はない。
【００５６】
目的とする形状に整えた後に、一般に行われる焼準または焼入れ焼もどしなどの調質処理を行うことなく、軟窒化処理を施す。軟窒化条件は、ＲＸガス：アンモニア＝0.8 〜1.2 の雰囲気で、温度 570〜600 ℃、時間60〜120 分とし、その後は直接油冷する。ここでガス組成比、環境温度および時間を上記のように定めるのは、耐焼付き性の改善のための適正な化合物層と十分な深さの拡散層を得るためである。
【００５７】
【実施例１】
表２は、試験に供した本発明鋼10種類、比較鋼13種類、およびＳ４８Ｃ相当鋼２種類の化学組成を示す一覧表である。これらの鋼を各 150kg、大気中溶解炉で溶製した後に、1200℃まで加熱し、図２に示した形状および寸法のクランク形の試験体に熱間鍛造し放冷した。その後若干の機械加工を行い、軟窒化処理を施した。
【００５８】
ガス軟窒化は、ガス比をＲＸガス：NH₃＝１：１とし、その雰囲気中で試験片を 585℃に加熱し、90分保持した後、150 ℃の油中に油冷した。窒化した各試験体をそのまま各試験に供した。
【００５９】
疲労試験は前述のとおりで、破断繰り返し数が10⁷回となる応力振幅を疲労限度と定義した。一方、曲げ矯正性も前述した方法と同様の方法で評価した。非削性についても全ての鋼に対して工具寿命の試験を行った。被削性の評価は、Ｓ４８Ｃ鋼にPbを0.05％添加した鋼 (表２の No.Ｚ２５) に調質処理を施したものを基準とする相対比較によって行った。
【００６０】
【表２】

【００６１】
表３に、疲労、曲げおよび非削性の各試験の結果を示す。同表から明らかなように、本発明の軟窒化非調質クランク軸（本発明例）は、疲労限度および曲げ矯正可能ひずみ量の両方において、目標値(No.Ｚ２４のＳ４８Ｃ鋼を素材とする軟窒化調質クランク軸の性能。即ち、疲労限度が 60kgf/mm²、曲げ矯正可能ひずみ量が 3.5％) を達成している。それに対して比較例の中には目標値の疲労限度と曲げ矯正可能ひずみ量を同時に達成するものは存在しない。
【００６２】
表３の被削性は、Ｓ４８ＣにPbを添加した No.Ｚ２５と同等以上の工具寿命となったものを良好として○印を付し、これより工具寿命の短いものを×としてある。本発明例のうちPbを添加したものは、疲労限度と曲げ矯正性を同時に満たしたうえで良好な被削性をもつことがわかる。
【００６３】
【表３】

【００６４】
図４には、表１に示したＸ１の鋼を素材として作製した試験片を用いて、疲労限度に及ぼす軟窒化処理の温度と処理時間の影響を調べた結果を示す。なお、窒化処理のガス組成は前記のとおりである。図示のとおり、目標の疲労限度（Ｓ４８Ｃを素材とする軟窒化調質クランク軸の疲労限度) を得るためには、処理温度は 570℃以上、処理時間は60分以上が必要である。また処理温度 600℃以上、処理時間 120分でその効果はほぼ飽和している。
【００６５】
【発明の効果】
本発明の軟窒化非調質クランク軸は、熱間鍛造後、調質処理を行わずに軟窒化窒化処理を施しても、素材鋼の組織改善効果により、従来の調質処理を行った軟窒化クランク軸と同等以上の優れた疲労限度および曲げ矯正性を確保できる。このクランク軸を製造する本発明方法は、調質処理の工程が不用なものであるから、大きなコスト削減と製造時間短縮の効果がある。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１の (a)は従来の軟窒化クランク軸（調質材）の製造工程、(b) は本発明の軟窒化クランク軸（非調質材）の製造工程をそれぞれ示す図である。
【図２】図２は、疲労試験および曲げ試験に供したクランク軸を模擬した試験体の形状を示す図面で、 (a)が正面図、(b) が側面図である。
【図３】図３は、疲労限度および曲げ矯正可能ひずみ量に及ぼすＣ、Mn、Cr、Ｖ、Ti、およびＮの影響を示す図面である。
【図４】図４は、疲労限度および曲げ矯正可能ひずみ量に及ぼす軟窒化処理の温度と処理時間の影響を示す図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention uses a steel having high fatigue strength and excellent bend straightening as a raw material even if soft nitriding treatment is performed without performing tempering treatment such as “quenching tempering” and “normalizing” after forging. The present invention relates to a soft nitrided non-heat treated crankshaft and a method of manufacturing the crankshaft.
[0002]
[Prior art]
In crankshafts for automobiles and the like that require high fatigue strength, surface treatment such as induction hardening and soft nitriding is often performed after forging and machining. Soft nitriding is slightly inferior to induction hardening in terms of improving fatigue strength, but it is extremely superior in terms of forming a hard compound layer on the surface and improving seizure resistance and galling resistance. Crankshafts (hereinafter referred to as “soft-nitriding crankshafts”) are also widely used.
[0003]
FIG. 1 shows a comparison of a method of manufacturing a nitrocarburized crankshaft using conventional tempered steel and steel (hereinafter referred to as “present invention steel” for convenience) used as a material for a crankshaft of the present invention to be described later. 1 is a schematic diagram of a process. Here, (a) shows a conventional steel, and (b) shows a process up to a product when the steel of the present invention is used as a raw material.
[0004]
In recent years, as shown in FIG. 1B, so-called “non-tempering”, in which the tempering process is omitted to reduce the cost and the production lead time is reduced and the product is produced as it is forged, is a lot of automobile parts. The same applies to nitrocarburized crankshafts. However, there is a performance that deteriorates by omitting the tempering treatment, and for this reason, there are parts that cannot be tempered.
[0005]
First of all, the fatigue limit of parts that have been subjected to soft nitriding without tempering after forging (hereinafter referred to as “non-tempered nitrocarburized steel parts”) Then, it is lower than that of the parts subjected to soft nitriding (hereinafter referred to as “tempered soft nitrided steel parts”).
[0006]
Second, non-tempered nitrocarburized steel parts cause large cracks during bending straightening after soft nitriding. Deformation caused by nitrocarburizing is corrected by applying bending deformation in the opposite direction, but the limit amount of strain that causes cracks in non-tempered nitrocarburized steel parts by bending (hereinafter referred to as “bend correctable strain”). Is smaller than that of tempered nitrocarburized steel. In general, the smaller the amount of strain that can be corrected, the lower the fatigue limit of the part when that part is incorporated into an automobile.
[0007]
As mentioned above, non-tempered nitrocarburized steel parts cannot be used for crankshafts that perform bending straightening when the strain due to nitrocarburizing is large because the amount of strain that can be bent is smaller than tempered nitrocarburized steel parts. .
[0008]
Non-tempered steel is heated to 1100 ° C or higher, then forged at 1000 ° C or higher and left to cool, so the structure is composed of thin net-like ferrite along the huge old austenite grain boundary and the rest Composed of perlite. In contrast, the structure of tempered steel is transformed from fine austenite, (a) a mixed structure of fine ferrite and pearlite (in the case of normalization), or (b) martensite consisting of very fine lath and carbide or One of bainite (in the case of quenching and tempering). Moreover, the ferrite volume fraction of non-tempered steel is smaller than that of normalized steel. This reflects the fact that the hardenability is increased by the larger austenite grain size of the non-tempered steel and the ferrite transformation is suppressed accordingly.
[0009]
There have been attempts to improve the fatigue limit and bend straightening properties of non-tempered soft nitrided steel parts at the same time, but there has been no example of achieving the purpose sufficiently. For example, by adding a precipitation hardening element at a high concentration, an invention has been made in which a high fatigue limit is obtained without being subjected to a tempering process and a soft nitriding process while being forged. JP-A-7-102340 and JP-A-4-193931 disclose such inventions.
[0010]
Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-144018 discloses an invention considering only the hardness after nitriding. All of the steels of these inventions are steels containing a high concentration of vanadium (V), which is a strong precipitation hardening element, and are expensive. Further, when seizure resistance or the like becomes a problem, these high-V steels must be subjected to soft nitriding treatment, but the bending straightness of the high-V steel after soft nitriding treatment is extremely poor.
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
The object of the present invention is that even if soft nitriding is performed without tempering, the fatigue limit of the R part of the fillet where stress and strain concentrate during repeated bending or bending correction is high, and during bending correction. An object of the present invention is to provide a nitrocarburized non-tempered crankshaft having a crack that is so small that cracks do not actually become a problem, or has a high strain limit at which cracks are generated, and a manufacturing method thereof.
[0012]
Specifically, it satisfies the performance of the JIS S48C steel soft nitrided tempered crankshaft, which has been subjected to normalization, at the same time, ie, high fatigue limit and bend straightness (bend straightening strain). An object of the present invention is to provide a crankshaft having performance, and a manufacturing method thereof.
[0013]
[Means for Solving the Problems]
The gist of the present invention resides in the following crankshafts (1) and (2) and the manufacturing method thereof (3).
[0014]
(1) By weight, C: 0.25 to 0.35%, Si: 0.05 to 1.50%, Mn: 0.80 to 1.20%, Ti: 0.005 to 0.03%, Al: 0.0005 to 0.01%, N: 0.010 to 0.030%, S : Soft nitriding manufactured from steel containing 0.10% or less, Ca: 0.0030 or less, the balance being Fe and inevitable impurities, P as impurities being 0.03% or less, Cr being 0.15% or less, and V being 0.02% or less Non-tempered crankshaft being processed.
[0015]
(2) A non-tempered crankshaft manufactured from a steel containing 0.05 to 0.20% Pb in addition to the component (1) and subjected to soft nitriding.
[0016]
(3) The steel having the chemical composition described in the above (1) or (2) is forged into a crankshaft and then naturally cooled, and thereafter subjected to machining and soft nitriding without heat treatment. A method of manufacturing a soft nitrided non-tempered crankshaft.
[0017]
The soft nitriding treatment in the method (3) is preferably performed under the following conditions.
[0018]
Nitriding gas atmosphere ··· RX gas: Ammonia = 0.8 to 1.2 atmosphere nitriding temperature · · · 570 to 600 ° C
Nitriding time ... 60-120 minutes Cooling after nitriding ... Oil cooling
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
In general, a nitride layer formed by nitriding treatment is composed of an outermost compound layer and a diffusion layer therebelow. The starting point at which fatigue failure occurs in a non-tempered soft nitrided steel part is in the diffusion layer or the boundary between the diffusion layer and the base material, and cracks that are problematic in bending straightening are cracks in the diffusion layer. That is, it is the nature of the diffusion layer that dominates fatigue fracture and cracking during bending correction. Therefore, the “surface” in the following description means the surface side of the diffusion layer excluding the compound layer.
[0020]
The reason why the fatigue limit of conventional non-tempered soft nitrided steel parts is low is considered as follows.
[0021]
In non-tempered soft nitrided steel parts, tensile stress remains near the boundary between the diffusion layer and the base material.
[0022]
In order to improve the fatigue limit, it is necessary to reduce this tensile residual stress or, more desirably, compressive residual stress.
[0023]
In non-tempered soft nitrided steel parts, even if the material is steel that does not contain precipitation hardening elements, the hardness is remarkably increased on the surface and decreases steeply toward the inside. For this reason, although a high compressive residual stress is generated on the surface, it is presumed that a tensile residual stress balanced with the compressive residual stress is generated near the boundary.
[0024]
In non-tempered nitrocarburized steel parts, the hardness of the surface is extremely high and the hardened layer depth is small. In non-tempered nitrocarburized steel parts, nitrogen entered from the outside is difficult to enter and stays on the surface. Means that In order to reduce the high tensile residual stress at the boundary that becomes the crack starting point, it is necessary to make the hardness gradient gentle and to distribute the hardness to the back by diffusing nitrogen atoms to the inside.
[0025]
The diffusion rate of nitrogen is large in ferrite and is extremely small in pearlite because it is inhibited by layered cementite. In non-tempered steel, ferrite is thinly concentrated at the prior austenite grain boundaries, so that diffusion of nitrogen can only occur through the ferrite. On the other hand, in the structure subjected to the normalizing treatment, fine ferrite is distributed not only at the grain boundaries but throughout the entire structure, and therefore there is a diffusion path throughout the entire structure. For this reason, it is presumed that tempered steel can have a gentle hardness distribution from the surface to the inside when nitriding is applied. Furthermore, the fact that the structure of the non-tempered steel is rough is itself a factor that lowers the fatigue limit.
[0026]
Next, the occurrence and size of cracks caused by bending correction will be described.
[0027]
The higher the surface hardness of the steel, the easier it is to crack during bending correction, and the crack length increases. However, the crack length is not uniquely determined only by the surface hardness. In addition, cracks propagate with pearlite grains as a unit. Therefore, the smaller the pearlite grains, the smaller the tendency.
[0028]
Summarizing the above facts and assumptions, (a) the structure of the non-tempered steel itself makes it difficult to solve the above problems, and (b) the use of an element that increases the surface hardness after nitriding is preferable. The conclusion can be obtained.
[0029]
Therefore, in order to confirm a specific method for improving the structure and the like, the present inventors conducted the following experiments.
[0030]
A specimen 1 simulating the crankshaft shown in FIG. 2 was prepared using a medium carbon steel containing 0.30% C as a basic composition and 24 steel types with varying contents of various elements as raw materials. A fatigue test and a bending test were performed. Table 1 shows the chemical composition of 24 types of material steel.
[0031]
Steel No. X1 in the uppermost column of Table 1 is the basic composition. Correspondingly, steels with steel No. X2 or less are steels having a composition in which their contents are changed in order to know the effects of C, Mn, Cr, Ti, N and V. These steel bars made by melting in the laboratory are heated to 1200 ° C, hot forged, naturally air-cooled, processed into the specimen shown in Fig. 2 without any tempering treatment, and gas soft nitriding treatment (RX The mixture was kept at 585 ° C. for 1.5 hours in an atmosphere of gas: NH ₃ = 1: 1 and then oil cooled. For comparison, after forging S48C steel, which is generally used for crankshafts, normalizing treatment (reheating to 860 ° C and holding for 15 minutes, then air cooling), after performing the same nitriding treatment, the same test Went.
[0032]
[Table 1]

[0033]
The fatigue test was carried out at room temperature in the atmosphere at a repetition rate of 5 Hz with a three-point bend supported by the end of the journal part 2 of the specimen and the center part of the pin part 3 with a load control swing and a repetition rate of 10 ^7. The stress amplitude at the time was defined as the fatigue limit.
[0034]
Here, the stress is a stress (measured and calculated by a strain gauge having a length of 1 mm) at a pin portion fillet R portion (indicated by reference numeral 4 in FIG. 2) where a fatigue crack occurs. On the other hand, the bending straightness was evaluated by a static bending test using the same specimen. Attach the strain gauge to the same location where the strain gauge was applied during the fatigue test, apply bending in the air at room temperature, consider the strain gauge disconnection to be a crack, and the amount of strain at that time can be corrected by bending. The amount. Since the amount of strain that can be corrected by bending greatly varies, a test was performed using four test pieces per steel type, and the average value was evaluated.
[0035]
Fig. 3 shows the effects of C, Mn, and Cr (Fig. 3 (a)) and the effects of Ti, N, and V (Fig. 3 (b)) on the fatigue limit and the amount of bending correctable strain. (a) At the left end of the figure, the fatigue limit and the amount of strain that can be bent are shown as a guideline.
[0036]
From the above test results and observation of the structure, it was confirmed that the following measures were effective for achieving the above-mentioned purpose.
[0037]
(1) Suppression of austenite grain growth during forging heating with a small amount of Ti (2) Uniform distribution across grain boundaries of ferrite by reducing C content (3) Ensuring solid solution nitrogen content by optimizing Ti content (1) 4 ▼ Suppression of surface hardness after nitriding by limiting V and Cr The present invention combines the above basic knowledge and detailed examination on the action of each alloy component and impurities and the conditions of soft nitriding treatment. It was made.
[0038]
I. The reason for limiting the action of each constituent element and the content of each element of steel (present invention steel) that is the material of the nitrocarburized crankshaft of the present invention for the nitrocarburized non-tempered crankshaft of the present invention is as follows. (All component contents are in weight percent).
[0039]
C: 0.25-0.35%
C is an element effective for securing tensile strength, and for that purpose, a content of 0.25% or more is necessary. As shown in FIG. 3, if it is less than 0.25%, the fatigue limit is also low. However, if the content exceeds 0.35%, ferrite is less likely to be generated from within the grains, and the structure of the non-tempered steel cannot be brought close to that of the tempered steel. As a result, as shown in FIG. 3, the bend straightening property is lowered, so the upper limit is made 0.35% or less.
[0040]
Si: 0.05 to 1.50%
Si is necessary as a deoxidizing agent at the time of melting, and at least 0.05% is necessary to obtain the effect. However, if the Si content is excessive, decarburization during forging is promoted, so the upper limit of the content was set to 1.50%.
[0041]
Mn: 0.80 to 1.20%
As shown in FIG. 3, Mn is an effective element for improving the fatigue limit. In order to ensure the effect, the lower limit must be 0.80%. However, excessive addition increases the pearlite volume ratio, so that the bend straightening property is lowered. Therefore, the appropriate range of Mn content is 0.80 to 1.20%.
[0042]
Ti: 0.005 to 0.03%
A trace amount of Ti refines the ferrite pearlite structure by suppressing the growth of austenite grains during heating prior to forging. As a result, the structure of the non-tempered steel can be brought close to that of the normalizing steel, and cracks generated during bending correction can be reduced. In the component system with a high ferrite volume fraction, the contribution to bend straightening is small due to the refinement, but in the component system of high C-high Mn even within the composition range of the steel of the present invention, Ti addition contributes to the improvement of bend straightening. In order to obtain this effect, 0.005% or more is necessary. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.03%, the solid solution N in the steel decreases, and the fatigue limit decreases as shown in FIG. Therefore, the proper range of Ti content is 0.005 to 0.03%.
[0043]
Al: 0.0005-0.01%
Al is also necessary as a deoxidizer during melting, and at least 0.0005% is necessary to obtain the effect. However, when Al is excessive, hard inclusions increase, and both the durability and machinability of the steel decrease. Therefore, the Al content should be limited to 0.01%.
[0044]
N: 0.010 to 0.030%
As is apparent from FIG. 3, N is an element effective for improving the fatigue limit. To obtain this effect, 0.010% or more is necessary. However, even if the content exceeds 0.030%, the effect is saturated and the bend straightening property is lowered, so 0.010 to 0.030%.
[0045]
S: 0.10% or less S may not be positively added. That is, the content may be in the range of inevitable impurities. However, since S has an effect of improving machinability, it may be added positively. In order to obtain the effect, the content is preferably 0.04% or more. However, if S exceeds 0.10%, defects occur in the continuous cast slab, so the upper limit is made 0.10%.
[0046]
Ca: 0.0030% or less
Like S, Ca does not need to be positively added. Therefore, the content may be in the range of inevitable impurities. However, Ca is a component that can be positively added in order to improve machinability. Since Ca which is effective in improving the machinability is 0.0003% or more, it is desirable to secure a content higher than this when it is added. On the other hand, if Ca exceeds 0.0030%, the inclusion of large inclusions in the steel is inevitable. Therefore, even when Ca is added, its content should be limited to 0.0030%.
[0047]
One of the material steels for the crankshaft of the present invention is one in which the balance consists of Fe and inevitable impurities in addition to the above components. The other one emphasizes particularly good machinability, and is steel containing the following Pb in addition to the above components.
[0048]
Pb: 0.05-0.20%
The effect of improving machinability due to the addition of Pb becomes significant when the content is 0.05% or more. However, when Pb is excessive, the inclusions in the steel increase and the fatigue limit is significantly reduced. Therefore, when Pb is added, its content should be 0.03-0.20%. If Pb is further added after positively adding the aforementioned S and Ca, the effect of improving the machinability is remarkably increased by the combined effect of these elements.
[0049]
The steel of the present invention also has a great feature in suppressing P, Cr, and V described below as impurities.
[0050]
P: 0.03% or less P is desirably as small as possible because it lowers the impact value and fracture toughness value of steel. However, if the content is very small, the effect is small, and the refining cost increases to lower P to an extremely low level, so 0.03% was made the allowable upper limit.
[0051]
Cr: 0.15% or less As shown in FIG. 3, Cr is effective in improving the fatigue limit, but deteriorates the bend straightening property. This is because Cr increases the hardness by forming nitrides by nitriding.
[0052]
Therefore, in the steel of the present invention, Cr is not actively added, and the upper limit is suppressed to 0.15% as an impurity. Up to 0.15%, the adverse effects are relatively small, and refining costs increase significantly to make the Cr content extremely low. Therefore, the content up to 0.15% is allowed. Less than this upper limit and as little as possible is better.
[0053]
V: 0.02% or less As is apparent from FIG. 3, V also increases the surface hardness after nitriding as in the case of Cr and remarkably decreases the bending straightness. Therefore, V is not added beyond being mixed as an inevitable impurity. As an inevitable impurity, it must be 0.020% or less.
[0054]
II. Manufacturing Method of Soft Nitrided Non-Tempered Crankshaft of the Present Invention The soft nitrided non-tempered crankshaft of the present invention can be manufactured by the following method.
[0055]
That is, the material (the steel of the present invention) having the above composition is heated and forged to obtain the desired shape. The heating temperature at this time is preferably as low as possible. However, since low-temperature forging requires a large pressing capability, 1200 ° C is standard as a general condition, and a range of 1150 to 1250 ° C depending on the pressing capability. Decide on. After forging, natural cooling (air cooling) is used from the viewpoint of manufacturing cost. However, there is no problem even if forced air cooling is performed by blowing air or the like to shorten the manufacturing time.
[0056]
After adjusting to the target shape, soft nitriding treatment is performed without performing tempering treatment such as normalizing or quenching tempering that is generally performed. Soft nitriding conditions are: RX gas: ammonia = 0.8 to 1.2, temperature 570 to 600 ° C., time 60 to 120 minutes, and then oil cooling directly. Here, the gas composition ratio, the environmental temperature and the time are determined as described above in order to obtain a proper compound layer for improving seizure resistance and a diffusion layer having a sufficient depth.
[0057]
[Example 1]
Table 2 is a list showing the chemical compositions of the present invention steel, the comparative steel, and the S48C equivalent steel. After 150 kg of each of these steels was melted in an atmospheric melting furnace, the steel was heated to 1200 ° C., hot forged into a crank-shaped specimen having the shape and dimensions shown in FIG. 2, and allowed to cool. After that, some machining was performed and soft nitriding was performed.
[0058]
In the gas soft nitriding, the gas ratio was set to RX gas: NH ₃ = 1: 1, and the test piece was heated to 585 ° C. in the atmosphere and held for 90 minutes, and then cooled in oil at 150 ° C. Each nitrided specimen was used for each test as it was.
[0059]
The fatigue test was as described above, and the stress amplitude rupture repetition number becomes 10 ⁷ times was defined as the fatigue limit. On the other hand, the bending straightness was also evaluated by the same method as described above. For non-machinability, all steels were tested for tool life. The machinability was evaluated by a relative comparison based on a tempered steel (No. Z25 in Table 2) obtained by adding 0.05% Pb to S48C steel.
[0060]
[Table 2]

[0061]
Table 3 shows the results of fatigue, bending and non-machinability tests. As is apparent from the table, the soft nitrided non-tempered crankshaft of the present invention (example of the present invention) is made of a target value (No. Z24 S48C steel) in both the fatigue limit and the bending correctable strain amount. The performance of nitrocarburized tempered crankshaft, that is, the fatigue limit is 60kgf / mm ² and the bend straightening strain is 3.5%). On the other hand, none of the comparative examples achieves the target fatigue limit and the bending correctable strain at the same time.
[0062]
The machinability shown in Table 3 is marked with a mark indicating that the tool life is equal to or greater than that of No. Z25 obtained by adding Pb to S48C, and marked with x when the tool life is shorter. It can be seen that the Pb-added examples of the present invention have good machinability while simultaneously satisfying the fatigue limit and the bending straightening property.
[0063]
[Table 3]

[0064]
FIG. 4 shows the results of investigating the influence of the temperature of nitrocarburizing treatment and the treatment time on the fatigue limit, using a test piece made of steel of X1 shown in Table 1. Note that the gas composition of the nitriding treatment is as described above. As shown in the figure, in order to obtain the target fatigue limit (the fatigue limit of the nitrocarburized tempered crankshaft made of S48C), the processing temperature is 570 ° C. or higher and the processing time is 60 minutes or longer. The effect is almost saturated at a processing temperature of 600 ° C or higher and a processing time of 120 minutes.
[0065]
【The invention's effect】
The nitrocarburized non-tempered crankshaft of the present invention is a soft nitrided non-tempered crankshaft that has been subjected to the conventional tempering treatment due to the effect of improving the structure of the material steel even when the nitrocarburizing treatment is performed without performing the tempering treatment after hot forging. Excellent fatigue limit and bend straightness equivalent to or better than nitrided crankshaft can be secured. Since the method of the present invention for manufacturing the crankshaft does not require a tempering process, it has the effect of greatly reducing costs and manufacturing time.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 (a) is a diagram showing a process for manufacturing a conventional nitrocarburized crankshaft (tempered material), and FIG. 1 (b) is a diagram showing a process for manufacturing a nitrocarburized crankshaft (non-tempered material) according to the present invention. It is.
FIG. 2 is a drawing showing the shape of a specimen simulating a crankshaft subjected to a fatigue test and a bending test, where (a) is a front view and (b) is a side view.
FIG. 3 is a drawing showing the influence of C, Mn, Cr, V, Ti, and N on the fatigue limit and the amount of bending correctable strain.
FIG. 4 is a diagram showing the influence of the temperature and treatment time of nitrocarburizing treatment on the fatigue limit and the amount of bending correctable strain.

Claims

By weight, C: 0.25 to 0.35%, Si: 0.05 to 1.50%, Mn: 0.80 to 1.20%, Ti: 0.005 to 0.03%, Al: 0.0005 to 0.01%, N: 0.010 to 0.030%, S: 0.10% Hereinafter, it is manufactured from a steel containing Ca: 0.0030 or less, the balance being Fe and inevitable impurities, P as impurities being 0.03% or less, Cr being 0.15% or less, and V being 0.02% or less. Has non-tempered crankshaft.

By weight, C: 0.25 to 0.35%, Si: 0.05 to 1.50%, Mn: 0.80 to 1.20%, Ti: 0.005 to 0.03%, Al: 0.0005 to 0.01%, N: 0.010 to 0.030%, S: 0.10% Hereinafter, steel containing Ca: 0.0030 or less and Pb: 0.05 to 0.20%, the balance being Fe and inevitable impurities, P as impurities being 0.03% or less, Cr being 0.15% or less, and V being 0.02% or less Non-tempered crankshaft manufactured from soft nitriding.

A nitrocarburized non-tempered crank characterized in that after the steel having the composition according to claim 1 or 2 is forged into a crankshaft, it is naturally cooled and thereafter subjected to machining and soft nitriding without heat treatment. Shaft manufacturing method.

The soft nitriding non-tempered crankshaft according to claim 3, wherein the soft nitriding is performed by a method of heating at 570 to 600 ° C. for 60 to 120 minutes in an atmosphere of RX gas: ammonia = 0.8 to 1.2, followed by oil cooling. Production method.