JP4205167B2 - 高い疲労強度特性を有する高周波焼入れされた微量合金鋼 - Google Patents

Description

関連出願についてのクロス・リファレンス
本出願は、仮出願Ｎo．６０/０２１，１７７号（出願日：１９９６年７月２日、発明の名称「高周波焼入れされた微量合金鋼における改善された疲労強度特性」）の利益を主張する。
発明の背景
本発明は、概略的に言えば、微量合金鋼に関し、より詳細に言えば、鍛造しその後誘導加熱によって表面硬化させることのできる微量合金鋼に関する。鍛造微量合金鋼は、多くの分野においてその用途が増大しているが、最も急速に成長している国内の微量合金の用途は、ガソリンエンジン及びディーゼルエンジンのクランクシャフトの用途である。最も新しいクランクシャフトの用途は、微量合金鋼を特定しており、現在の多くの用途は、鋳鉄、あるいは、鍛造され熱処理された普通炭素鋼又は合金鋼から鍛造したままの微量合金鋼に転換されている。上記エンジンは、小型自動車用エンジンから大型のディーゼルエンジンまでの範囲である。誘導加熱は、ベアリング（軸受）及びクランクピンのフィレットの疲労強度を高めるために、大型のディーゼルエンジンの範囲で主として応用されている。微量合金鋼は、従来、大型ディーゼルエンジンのクランクシャフトの鍛造したままの状態における必要なコア特性を均一に達成することができないと言われていた。しかしながら、現在まで、鍛造したままの微量合金のクランクシャフトの高周波焼入れ特性、並びに、その結果としての疲労寿命は、完全には研究されていない。
高周波焼入れは、選択的な焼入れプロセスであって、普通炭素鋼及び合金鋼の部品に伝統的に応用されて、その部品の高い応力を受ける領域における局部的な硬度を高めていた。高周波焼入れ作業の間に、誘導コイルの近くの部品の表面領域が、オーステナイト形態の範囲内まで急速に加熱され、短時間にわたってその温度に維持され、その後、急速に焼入れされる。その目的は、加熱された領域を特定の深さまで完全にオーステナイト化し、その後、上記焼入れ作業の間に上記加熱された領域にマルテンサイト構造を形成することである。上記部品は、その後、所望の表面硬度まで焼きもどしされる。この高周波焼入れされた領域の最終的な強度／硬度は、部品の寿命を予測する又は達成するために使用される主要な設計基準であった。一般的に、疲労強度は、焼入れされた領域の引張強度の約１/２であると考えられている。この一般的な法則は、部品の性能特性の良好な基準値を与えるが、高周波焼入れされた部品の疲労強度を最適化するためには、多くの金属学的なファクタが疲労にどのように影響を与えるかを理解する必要がある。焼入れされた領域の強度に加えて、鋼の清浄度、及び、その結果生ずる高い応力を受けた領域の残留応力の状態が、疲労性能に影響を与えることになる。また、高周波焼入れプロセスが母材の微量合金の析出物の分布にどのように影響を与えるかを理解することも重要である。
近年清浄な鋼が進歩するに従って、曲げ疲労に対する材料の清浄度の効果が疲労特性に関して関与する全体的な役割が小さくなる傾向にある。酸化物濃度は急激に減少しているが、機械加工性を促進するために何等かの濃度の硫黄を用いることが、多くの用途に関する技術において依然として広く受け入れられている。特にクランクシャフトは、種々の鍛造作業及びその後の機械加工作業を受ける。従って、硫黄を用いることは、完成されたクランクシャフトに必要とされる種々の穴の生産的な穿孔を可能にするために重要である。鋼の中に硫化物が存在すると、この種の夾雑物の周囲の応力場が不十分であるために、疲労に関して不十分な関与を行うことが知られている。現在まで、硫化物は、より有害な酸化物タイプの夾雑物を排除又は被覆するように作用した場合に、疲労抵抗を実際に改善することができることが証明されている。しかしながら、極めて清浄な鋼においては、硫化物は、疲労を開始させると報告されており、硫化物濃度を低減させると、浸炭鋼及び焼き入れ鋼（through-hardened steel）の疲労限度を共に改善することが証明されている。従って、超清浄空気中で融解された鋼における硫黄の役割を特性化して、重要な用途における機械加工性と疲労強度との間の適正なバランスを見い出すことは、有益である。
高周波焼入れを行って部品の疲労限界領域の硬度を高めると、その結果生ずる残留応力の状態にも影響を与える。誘導加熱された表面領域におけるオーステナイトからマルテンサイトへの変態に伴う膨張は、通常、焼入れされた表面に高い残留圧縮応力を生じさせる。この圧縮応力は、増大された硬度と組み合わされて、部品の疲労強度を更に高める。疲労亀裂を開始させるためには引張応力が必要とされるので、与えられた応力は、表面に存在する残留圧縮応力及び鋼の固有強度の両方に打ち勝って亀裂を開始させなければならない。従来の研究者であるＫosterは、Ｔechnical Ｒeport ＡＦＭＬ-ＴＲ-６０（１９７４）の”Ｓurface Ｉntegrity of Ｍachined Ｍaterials”と題する論文において、広範な表面残留応力状態にわたって５０ＨＲＣまで焼入れされたＳＡＥ４３４０鋼について研究した結果、残留応力値と曲げ疲労強度との間にほぼ直線的な関係が存在することを報告している。また、従来技術においては、焼なまし作業によって有害な残留引張応力を解放すると、完成された部品の疲労強度が改善されることも報告されている。
発明の概要
高周波焼入れされた微量合金鋼のクランクシャフトから得た部品の曲げ疲労の結果は、クランクピンの高周波焼入れされた領域の硬度及び／又は強度を超えたファクタが疲労強度に影響を与えることを示している。母材の炭素濃度及び硫黄濃度、並びに、高周波焼入れされたケースに存在する残留応力値は共に、その結果生ずる部品の疲労強度に大きな影響を与える。一方、残留応力の解放は、一次的には焼きもどし温度の関数であり、二次的には鋼の組成の関数であることが分かっている。これらの結果は、ＴＭＳ-８０（登録商標：Ｔhe Ｔimken Ｃompanyの商品名）の如き低炭素微量合金鋼を高周波焼入れされた部品に付与し、その後焼きもどし温度で還元させる（これに応じて、ケースの残留圧縮応力値が増大する）と、通常の高炭素グレードのものに比較して、曲げ疲労強度が十分に高くなることを裏づけている。そのような鋼の硫黄含有率は、例えば、０．００１wt．％程度まで可能な限り低く維持され、これにより、完成された部品の疲労強度を更に高めている。
本発明に採用される微量合金鋼は、以下のような全体的に好ましい成分範囲を有している。
０．１５％〜０．４５％の炭素、
０．５０％〜１．６０％のマンガン、
０．０％〜０．２０％のバナジウム、
０．００１％〜０．１０％の硫黄、
残りは実質的に鉄である。
より好ましい成分範囲は以下の通りである。
０．２０％〜０．３５％の炭素、
１．００％〜１．５０％のマンガン、
０．０５％〜０．１５％のバナジウム、
０．００１％〜０．０６％の硫黄、
残りは実質的に鉄である。
製造作業及び表面高周波焼入れ作業の後に、製造された部品に低温乃至中程度の温度（約２００℃（４００°Ｆ）と約２９０℃（５５０°Ｆ）との間であるのが好ましい）の焼きもどし処理を施して、優れた曲げ疲労強度特性を得る。上記焼きもどし温度は、約３５０℃（６６０°Ｆ）まで高くすることができる。そうではなく、特に所要温度が高い場合には、製造された部品を焼きもどし処理を施さずに高周波焼入れ作業の後に直接使用することができる。そのような用途においては、部品は、使用中にその場で焼きもどし処理を受けることになる。
添付図面を参照して以下の説明を読むことにより、本発明は完全に理解されよう。
【図面の簡単な説明】
図１は、低硫黄ＴＭＳ-８０のヒート（heat）１２６７４及び基準１５４８ヒートＸ８８１４からの疲労試験を行ったクランクピン部分に関するＳ/Ｎ曲線のグラフであって、白い記号は心振れ条件を表しており、
図２は、中硫黄（中濃度の硫黄）ＴＭＳ-８０のヒートＴ１４９８及び基準１５４８ヒートＴ０５０９からの疲労試験を行ったクランクピン部分に関するＳ/Ｎ曲線のグラフであって、白い記号は心振れ条件を表しており、
図３は、高硫黄ＴＭＳ-８０のヒートＴ１０４４及び基準１５４８ヒートＴ０５０９からの疲労試験を行ったクランクピン部分に関するＳ/Ｎ曲線のグラフであって、白い記号は心振れ条件を表しており、
図４は、３つの総てのＴＭＳ-８０ヒート（１２６７４、Ｔ１４９８及びＴ１０４４）からの疲労試験を行ったクランクピン部分に関するＳ/Ｎ曲線のグラフであって、白い記号は心振れ条件を表しており、
図５は、ヒート１２６７４からの一つのＴＭＳ-８０のクランクピン軸受部分、及び、ヒートＸ８８１４からの一つの１５４８のクランクピン軸受部分に関するロックウエル硬度Ｃ対深度のグラフであり（Ｗilson Ｒockwell Ｍicroficial値がＨＲＣに変換されている）、
図６は、一つのＴＭＳ-８０（Ｔ１４９８）及び一つの１５４８（Ｔ０５０９）のクランクピン軸受の表面部分に関して円周方向及び軸方向において測定されたＸ線回折残留応力値対対表面下深度のグラフであり、
図７は、２４６℃（４７５°Ｆ）の温度で試験された総ての鋼に関する残留応力対深度のグラフであり、
図８は、各タイプの鋼に関する１２７μｍ（０．００５インチ）における残留応力に対する焼きもどし温度の効果を示すグラフであって、残留応力の比は、各焼きもどし温度における残留応力（応力_T）を焼入れしたままの残留応力（応力₀）で除したものであり、
図９は、各焼きもどし温度及び各タイプの鋼に関する焼入れ深度の平均ロックウエルＣ硬度（１０００ｇ Ｍicroficial又はＶicker数から変換した値）を示すグラフであり、
図１０は、Ｋosterによる従来技術の研究において焼入れ、焼きもどし、及び、５０ＨＲＣまでの研磨を行った４３４０鋼に関する残留応力の関数としての曲げ疲労強度、並びに、上記研究のクランクシャフトの２つのデータ点を表すグラフであって、ＴＭＳ-８０のデータ点及び１５４８のデータ点は、２４６℃（４７４°Ｆ）及び３５７℃（６７５°Ｆ）の温度においてそれぞれ４６/４８ＨＲＣまで焼きもどしされたヒートＴ１４９８、及び、ヒートＴ０５０９からのものであり、
図１１は、各タイプの鋼及び各焼きもどし温度に関する１２７μｍ（０．００５インチ）の深度における残留応力対ロックウエルＣ硬度の結果を示すグラフである。
発明の詳細な説明
本発明に導いた研究は、高周波焼入れされた微量合金鋼の疲労強度に影響を与えるファクタ、並びに、普通炭素鋼に関して現在得られるクランクシャフトの疲労寿命を微量合金鋼において増大させることができるか否かを判定するために行われた。この研究は、主として微量合金鋼の製造技術及びクランクシャフトの処理技術を用いており、疲労結果は、クランクシャフトのクランクピン部分で判定した。種々の硫黄濃度を有する鍛造したままのＴＭＳ-８０（登録商標）微量合金鋼から製造されたクランクシャフトを、通常のＳＡＥ１５４８焼きならし鋼から製造されたクランクシャフトと比較した。
手 順： 製造用クランクシャフトは、ＳＡＥ１５４８の２つのヒート、及び、ＴＭＳ-８０の３つのヒートから製造された。上記ＴＭＳ-８０の３つのヒートはそれぞれ、０．００７％、０．０２０％、及び、０．０３９％の硫黄含有率を有しており、以下においては、それぞれ、低硫黄、中硫黄及び高硫黄と称することにする。鋼ヒートの化学組成が、表Ｉに示されている。これら鋼は総て、アーク炉の中で空気融解され、インゴットは、下注ぎ鋳造されて７１１ｍｍ（２８インチ）角のインゴットにされたが、ヒート１２６７４は、上注ぎ鋳造されて５０８ｍｍ（２０インチ）角のインゴットにされた。次に、上記インゴットを圧延して１５２ｍｍ（６インチ）の丸かどを有する正方形の鍛造ビレット（鋼片）にした。これらビレットを約１３１５℃（２４００°Ｆ）まで誘導加熱し、１６０００トンの機械的なスクリュープレスで鍛造した。その後、アーク炉の中で９００℃（１６５０°Ｆ）のオーステナイト化温度で４時間にわたってＳＡＥ１５４８の部品の焼きならしを行った。ＴＭＳ-８０微量合金鋼から形成された部品を冷却し、その後、約２８℃/分（５０°Ｆ/分）の平均速度で鍛造を行った。

クランクシャフト鍛造物の機械加工、高周波焼入れ、研磨及びラップ作業を製造設備で行った。フィレット、並びに、メインの及びクランクピンの軸受の両方の外周の焼入れを行って、約２２秒間の高周波焼入れサイクル時間で約１０１０℃〜１０４０℃（１８５０°Ｆ〜１９００°Ｆ）の最大表面温度を得た。ＳＡＥ１５４８及びＴＭＳ-８０の鋼に関して、それぞれ３５７℃（６７０°Ｆ）及び２４６℃（４７５°Ｆ）で３時間にわたって焼きもどしを行った。上述の焼きもどし温度の違いを除いて、他の総ての製造手順は２つの材料に関して同じであった。また、両方の材料のバッチを同じ時間で処理して、あらゆる意図しない変動の影響を最小限にした。
クランクピンのフィレットの重要な領域に完全に逆転した曲げを与えて、クランクシャフトの部分の疲労試験を行った。与えられた応力は、較正サンプルのフィレットの中にひずみゲージを入れることによって決定した。それぞれの試験は、サンプルが曲がった時に、あるいは、１０⁷サイクルで心振れ条件に達した時に終了した。
結 果： 各硫黄濃度のＴＭＳ-８０微量合金鋼に関するＴＭＳ-８０対基準ＳＡＥ１５４８のデータのＳ/Ｎ型の疲労曲線（応力対破断サイクル数のプロット）が、図１〜図３に示されている。３つの総ての硫黄濃度のＴＭＳ-８０微量合金鋼に関して組み合わされたプロットが、図４に示されている。各々の試験から評価された疲労限度も各プロットに示されている。この試験の結果は、ＴＭＳ-８０微量合金鋼から製造されたクランクシャフトは、ＳＡＥ１５４８から製造されたクランクシャフトに比較して、特に低い硫黄濃度において十分に大きな疲労限度を有していることを明らかに示している。ＴＭＳ-８０鋼に関して評価された疲労限度は、７９３〜９１０Ｍpa（１１５〜１３２ksi）の範囲であり、一方、１５４８鋼の疲労限度は、７２４〜７７２Ｍpa（１０５〜１１２ksi）であった。種々の硫黄濃度のＴＭＳ-８０ヒートの間の疲労限度は、硫黄濃度が高くなると、疲労強度に悪影響を及ぼすことを示している。低濃度、中濃度及び高濃度硫黄のＴＭＳ-８０に関して評価された疲労限度は、それぞれ、９１０Ｍpa（１３２ksi）、８４１Ｍpa（１２２ksi）及び７９３Ｍpa（１１５ksi）であった。
疲労試験を行ったサンプルを臨界（高い応力）のフィレット領域に切断し、表面硬度、硬化深度及びミクロ組織に関して金属顕微鏡で評価した。代表的な微小硬度が図５に示されている。部品を処理する目的は、４５ＨＲＣまでの同じ硬化深度及び表面硬度の値を有する両方の材料から部品を製造することであったが、ＴＭＳ-８０のサンプルは、ＳＡＥ１５４８のサンプルと同じ性質を一貫して達成しなかった。ＴＭＳ-８０のサンプルを評価すると、ケースのミクロ組織に問題となる程度の濃度の未溶解フェライト及びベイナイトが存在することが分かった。その理由は、それぞれ、コアのミクロ組織が粗く、ＴＭＳ-８０材料の焼入性が低いからである。コアの機械的性質も各ヒートのクランクシャフトについて測定し、その結果を表IIに示している。

硬度及びミクロ組織のデータは、鋼のタイプの間の部品の疲労強度の違いに関する理由を明らかにしなかったので、試験を行っていないクランクピンの疲労試験片について残留応力を測定した。ＴＥＣ Ｍodel １６１０Ｘ線回折計を用いて、ＴＭＳ-８０及びＳＡＥ１５４８の鋼の両方に関してクランクピンのＯ．Ｄ．（外周）から深度プロフィールを得た（図６）。クランクピンのフィレット領域において表面付近の残留応力も測定したが、Ｏ．Ｄ．の値からの大きな差は認められなかった。表面付近の残留応力は、両方の材料に関してほぼ同じであり、その理由は、恐らく、そのような応力は、基本的には、研磨プロセス及びラッププロセスの関数であり、材料の性質の比較的小さな差に対して幾分感応性を有していないからであると思われる。しかしながら、約２５μｍ（０．００１インチ）よりも大きな深度における残留応力は、大きく異なっていた。材料の熱処理応答性によって大きく影響を受けるそのような領域においては、ＴＭＳ-８０微量合金鋼は、１５４８鋼の残留圧縮応力の４〜５倍の残留圧縮応力を有していた（それぞれの材料に関して、約５３８Ｍpa（７８ksi）対１１０Ｍpa（１６ksi）である）。
実験的なＶＩＭマトリックス
真空誘導溶融（ＶＩＭ）された一連のヒートを溶融して、その結果生ずる高周波焼入れされた鋼の残留応力の状態に対する炭素濃度、バナジウム濃度及び焼きもどし温度の役割を判定した。
手 順： この研究に関するヒートマトリックスの組成が、表IIIに示されており、この表は、ＴＭＳ-８０の組成、ＴＭＳ-８０の非バナジウムバージョン、及び、現在の生産用ＳＡＥ１５４８の組成を含んでいる。これらの鋼は、４５ｋｇ（１００ポンド）の実験用ＶＩＭ炉の中で溶融され、約１０１ｍｍ（４インチ）角のモールドの中で鋳造された。その鋳造物を１２３２℃（２２５０°Ｆ）まで加熱して１．０２ｍ（４０インチ）の長さを有する７０ｍｍ（２．７５インチ）の丸鋼に鍛造し、その後、室温まで空冷した。上記鍛造プロセスは、鍛造したままのクランクシャフトのクランクピン部分と同様の寸法の鍛造されたままの断面、ミクロ組織及び硬度を得ることを意図している。その後、熱処理を行う前に、上記丸鋼を６６．７ｍｍ（２．６２５インチ）の円形の直径まで機械加工した。

Inductoheat Ｓtatipowerの商品名の装置を用い、クランクシャフトのクランクピンフィレットに与えた時間／温度サイクルを再現するような電力／時間サイクルで、高周波焼入れ及び焼きもどしを行った。高周波焼入れ装置は、１０ＫＨｚの周波数を発生し、幅２３ｍｍ（０．９インチ）でＩ．Ｄ．（内径）８２．５ｍｍ（３．２５インチ）のコイルを用いて、４２．５kＷの電力で２２．５秒間にわたってサイクルを実行し、その後、４パーセントのポリマー溶液を含む一体型の水クエンチで焼入れした。各々の丸鋼は、その長さに沿う８つの箇所で焼入れされた。その後、上記丸鋼を高周波焼入れされた領域の間で切断し、これにより、各鋼のタイプ当たり８つの高周波焼入れされたサンプルを形成した。その後、高周波焼入れされた丸鋼のサンプルは、各鋼当たり一つの焼入れされたままのサンプルを除いて、１７７℃（３５０°Ｆ）、２４６℃（４７４°Ｆ）、２７４℃（５２５°Ｆ）、３５７℃（６７５°Ｆ）、４６８℃（８７５°Ｆ）、５１０℃（９５０°Ｆ）、又は、５７９℃（１０７５°Ｆ）の温度で３時間にわたって、炉の中で焼きもどしされた。
Ｘ線回折による残留応力測定を、高周波焼入れされて焼きもどしされた丸鋼に関して、３つの別の実験室で行った。各々の実験室は、ＣrＫα放射線及び３ｍｍの丸いコリメータを用いて、高周波焼入れされたバンド（帯材）の中央の円周方向における応力を測定した。応力は、表面において、また、各サンプル当たり１つの位置における２５．４ｍｍ（０．００１インチ）及び１２７μｍ（０．００５インチ）の公称深度（電解研磨により得られた深度）において測定した。焼入れしたままのサンプル、及び、２４６℃（４６５°Ｆ）及び３５７℃（６７５°Ｆ）で焼きもどしされたサンプルを、第１の実験室のＴＥＣ Ｍodel １６３０-３装置で測定し、また、１７７℃（３５０°Ｆ）、２７４℃（５２５°Ｆ）及び５７９℃（１０７５°Ｆ）で焼きもどしされたサンプルを、第２の実験室のＴＥＣ Ｍodel １６１０装置で測定し、更に、４６８℃（８７５°Ｆ）及び５１０℃（９５０°Ｆ）で焼きもどしされたサンプルを第３の実験室のＡＳＴ Ｍodel Ｘ２００２装置で測定した。各実験室からの結果を標準化して一般的な弾性係数（Ｅ/（１＋ν））＝１７０１３５Ｍpa（２４６７６ksi）にした。また、上記サンプルは、Ｘ線装置の間の整合性を検証するために、それぞれの実験室で測定した。第１及び第２の実験室の間の値の差は、３パーセント未満であり、良好な一致を示した。第１及び第３の実験室の間の差は若干大きかったが、その値はゼロに近いので、全体的な傾向は大きく異なることはなかった。
その後、丸鋼の部分を切断して金属顕微鏡のサンプルを取り出し、硬度プロフィールの測定及びミクロ組織の特性化を行った。コア領域まで高周波焼入れされた表面を含む長手方向の一つの部分を、各サンプルに関して準備した。１０００ｇの荷重を有するＷilson Ｒockwell Ｍicroficial硬度試験機、あるいは、ビッカース圧子及び１０００ｇの荷重を有するＬeco Ｍ-４００-Ｇ硬度試験機を用いて、各々のサンプルに関して硬度プロフィールを実行した。これらのサンプルは、表面からケースの中までの１２７μｍ（０．００５インチ）の増分で測定された。その後、上記サンプルを金属顕微鏡で検査した。
結 果： 残留応力のデータが、各鋼のタイプ、焼きもどし温度及び測定深度に関して表IVに示されている。各々の焼きもどし温度における結果は、表面応力の値は、２７４℃（５２５°Ｆ）前後の表面の下の値よりも十分に低い圧縮であることを示している。上記温度よりも高い温度では、所与のサンプルの総ての深度に関する値はかなり均一であり、試験誤差の範囲内であった。図７に２４６℃（４７５°Ｆ）で焼きもどしされた各々の鋼について示すように、上記値は、２５．４μｍ（０．００１インチ）の深度の下では減少する傾向を有している。上記サンプル（及び、他の多数のサンプル）を２５４μｍ（０．０１０インチ）の深度まで実際に試験して、それ以上の深度で応力の値が変化しないことを検証した。これらの結果に基づき、１２７μｍ（０．００５インチ）の深度における応力の値を別の分析のために選択し、各サンプルに関するケース表面下の残留応力の代表値とした。

残留応力のデータは、図８にグラフで総括されており、このグラフは、３つの総ての鋼に関する１２７μｍ（０．００５インチ）における正規化された残留応力対焼きもどし温度のプロットである。上記データは、各々の焼きもどし温度における応力の値の焼入れしたままの応力の値に対する比を計算することにより正規化されている。このプロットは、応力緩和の焼きもどし温度に対する強い依存性を示しており、圧縮応力の大きさは、焼きもどし温度が増大するにつれて減少する。１７７℃（３５０°Ｆ）までの低い温度における焼きもどしの後に、残留応力の小さな損失が生じ、１７７℃（３５０°Ｆ）と４６８℃（８７５°Ｆ）との間の焼きもどし温度において急速な応力緩和が生じ、４６８℃（８７５°Ｆ）よりも高い温度では、残留応力はゼロに近づく。１５４８鋼は、高い焼きもどし温度において焼入れしたままの残留圧縮応力よりも若干高い値を示す（０．３０％の炭素鋼に関して、約９３１Ｍpa（１３５ksi）対８６２Ｍpa（１２５ksi）である）が、３つの鋼の中で最も急速な応力緩和を行う。これは、５１０℃（９５０°Ｆ）の焼きもどし条件までの２７４℃（５２５°Ｆ）の焼きもどし条件において最も顕著であり、１５３０鋼及びＴＭＳ-８０鋼は、１５４８鋼に比較して、より高い圧縮応力の分数を維持する。
表面硬化のトラバース（traverse）から得た平均硬度は、表IVに含まれている。各々の鋼のタイプの硬度に対する焼きもどし温度の効果が、図９に示されており、図９は、焼きもどし温度の増大に伴って硬度が減少する一般的な傾向を示している。１５４８鋼は、５１０℃（９５０°Ｆ）の焼きもどし条件までの焼入れしたままの条件において最も高い硬度を示し、一方、１５３０鋼及びＴＭＳ-８０鋼は、上記範囲と同じ範囲にわたってほぼ同じであるが低い値を示す。５７９℃（１０７５°Ｆ）の焼きもどし条件において、ＴＭＳ-８０は、この品質においては炭化バナジウムの焼きもどしに対する抵抗が存在するので、１５４８又は１５３０の鋼よりも十分に高い硬度の値を示す。上記３つの総ての鋼の鍛造したままのコア領域のミクロ組織は、フェライトに包まれた粗いパーライトから構成されていた。ケースのミクロ組織は、焼きもどし温度に応じて種々の程度まで焼きもどしされたマルテンサイトから主として構成されていた。０．３０％の炭素鋼も、これら鋼は１５４８に比較して硬化性すなわち焼入性が低いので、ケースのミクロ組織に高い濃度の未溶解フェライト及びベイナイトを示した。上述のミクロ組織、並びに、鋼のタイプの間で観察された差は、クランクシャフトで観察されたものと一致した。
この研究は、硫黄濃度は、曲げ疲労強度に影響を与え、鋼の基準硫黄濃度を減少させることにより、疲労性能を改善することができることを証明した。これらの結果は、曲げ疲労が超清浄空気溶融鋼の硫黄濃度及び硫化物の形態によって影響を受けることを示す、Ｅrven、Ｃollins他、及びＳandersの従来の幾つかの研究と一致する。この研究において観察された疲労強度に対する硫黄濃度の強い効果は、硫化物が疲労の開始に関与することを示唆している。従って、部品の疲労寿命を最適化するために、鋼の硫黄濃度は可能な限り低く維持する必要がある。その結果、コアの硬度及びミクロ組織を最適化して、そのような低い硫黄濃度における機械加工を容易にする必要がある。早期のプロトタイプの生産クランクシャフトの結果、並びに、１５４８鋼及びＴＭＳ-８０鋼の実験室そとの機械加工性の比較が、低硫黄バージョンのＴＭＳ-８０の機械は、公称硫黄濃度の１５４８鋼と同じかあるいはそれよりも良好であることを示した。
上記２つの材料の間の部品の疲労強度の差は、表面下の残留応力値の測定された差に一致した。その結果生ずる高周波焼入れされた領域の残留応力値は、上記２つの鋼のタイプから製造されたクランクシャフトの間で観察された大きな差でしかない。他の従来技術の研究は、存在する残留応力の値と曲げ疲労強度との間の明らかな傾向を示している。上述のＫosterによる研究においては、５０ＨＲＣまで焼入れされたＳＡＥ４３４０鋼のサンプルの曲げ疲労強度が、高い引張力から圧縮力までのある範囲の残留応力値にわたって測定されている。図１０に示すその結果は、圧縮応力の値が増大するに伴って疲労強度が増大する直線的な傾向を示している。あるＴＭＳ-８０の条件及びある１５４８の条件（共に、約０．０２０％の硫黄濃度である）からの疲労結果も図１０のプロットに含まれている。この観察の疲労試験を行った部品の硬度の値は、Ｋosterの曲線よりも僅かに下に存在するが、疲労強度対残留応力値の全体的な傾向はＫosterの曲線のものと一致している。Ｋosterの研究との比較に基づくと、ＴＭＳ-８０及び１５４８のクランクシャフトの間の疲労強度の差は、恐らく、測定された残留応力値の差に起因するものである。本発明者等は、上記クランクシャフトの間の残留応力値の差は、主として、同じ最終硬度の値を得るために与えられた焼きもどし温度の差に起因することを見い出した。図８は、残留応力の緩和に対する焼きもどし温度の強い効果を示している。ここに示す焼きもどし温度の範囲にわたる残留応力の減少の大きさは、種々の中程度の炭素鋼に関して、他の多くの研究者によって証明されている。その結果も、２００℃（３９２°Ｆ）前後の焼きもどし温度よりも低い温度において残留応力の損失が低い傾向を示し、また、２００℃（３９２°Ｆ）と４５０℃（８４２°Ｆ）前後との間で応力が急速に損失することを示している。上記温度よりも高い温度では、維持される応力は極く僅かである。１５４８は、ＴＭＳ-８０よりも高い焼入れしたままの硬度を有しているので、同じ最終硬度の値を得るためにはより高い焼きもどし温度を必要とする。従って、高周波焼入れされて焼きもどしされた１５４８に関する最終的な圧縮応力の値は、同じ硬度の値において、ＴＭＳ-８０に関する値よりも低い。
硬度及び残留応力に対する焼きもどしの効果を組み合わせた結果が、図１１に示されている。図１１は、焼きもどし範囲全体にわたる各々の鋼に関する硬度の値の関数として、残留応力を示している。１５３０及びＴＭＳ-８０のデータは、最も高い焼きもどし条件における硬度を除いて、ほぼ同一であり、また、１５４８鋼は、０．３０％の炭素鋼に比較して顕著に異なる傾向を示していることを理解する必要がある。１５４８鋼は、１５３０鋼の右側に移動しており、このグラフ上のＴＭＳ-８０のプロットは、所与の硬度の値を示しており、１５４８鋼の圧縮応力の値は常に低い。一例として、０．３０％及び０．４８％の炭素鋼は共に、２４６℃（４７５°Ｆ）及び３５７℃（６７５°Ｆ）においてそれぞれ焼きもどし処理を受けた後に、４６〜４７ＨＲＣの硬度の値を達成したが、０．３０％の炭素鋼は、４８０Ｍpa（７０ksi）前後の圧縮応力を維持し、一方、１５４８の圧縮応力の値は１１２Ｍpa（１６ksi）まで減少した。クランクシャフトに関して上に述べたように、種々の炭素濃度の鋼に関する所与の硬度の値において残留応力が上述のように変動する主要な理由は、焼きもどし応答性の差に起因する。また、図８は、０．３０％の炭素鋼は共に、２７４℃（５２５°Ｆ）と５１０℃（９５０°Ｆ）との間の総ての焼きもどし温度において、１５４８鋼よりも高い圧縮応力の分数を維持することを示している。上記鋼の組成は、存在する炭素及びマンガンの量だけが大きく変動した。０．３０％の炭素鋼は共に、約１．４％のマンガン濃度を有しており、一方、１５４８鋼は、１．１５％のマンガン濃度を有していた。残留応力の緩和は、変態プロセスの間に形成される高密度の転位の移動及び消滅を含む、回収メカニズムに関係する。従って、炭素及び／又はマンガンが応力緩和特性の上述の差の原因であると結論づけることは合理的である。
本発明は、高周波焼入れされて焼きもどしされた部品の高い曲げ疲労強度に繋がる種々の実際的な暗示を呈示する。そのような利益の大部分は、部品に適正な材料を選択することにより実現される。基本的に、炭素濃度は、低い焼きもどし温度、及び、最大の残留応力の値を許容するように最適化されなければならない。理想的には、鋼は、高周波焼入れ、及び、約１７７℃（３５０°Ｆ）における低温の焼きもどしの後に、必要とされる表面硬度の値に達するのに丁度十分な炭素（例えば、０．１５wt．％）を含むべきである。また、鋼の硫黄濃度は、疲労強度を更に高めるために、可能な限り低い値に維持されるべきであり、そのような硫黄濃度は、０．１０wt．％未満であるのが好ましく、０．０２wt．％未満にするのが差に好ましい。多くの微量合金又は他の炭素鋼は、形成されたままの状態で所要のコア特性を達成することができ、同時に、硫黄濃度が低く機械加工可能なフェライト及びパーライトのミクロ組織を維持する。従って、本発明は、現在の又は可能性のある高周波焼入れされた多くの部品の疲労性能を最適化するのに有益である。
ここに示すデータは、製造された生産クランクシャフトに与えられたＴＭＳ-８０鋼の硫黄濃度の減少は、部品の高い曲げ疲労寿命に関係することを示している。また、本発明者等は、高周波焼入れされたクランクシャフトのクランクピンの残留圧縮応力の値の増大は、部品の高い曲げ疲労寿命に関係することを証明した。ＴＭＳ-８０鋼から製造されたクランクシャフトは、１５４８のクランクシャフトに比較して、試験された臨界領域において、高い疲労限度、並びに、高い残留圧縮応力の値を有していることを証明した。
本発明者等はまた、高周波焼入れ作業及び焼きもどし作業の後に存在する最終的な残留応力の値は、基本的には焼きもどし温度の関数であり、残留応力は、焼きもどし温度が高くなるに伴って減少することも見い出した。応力緩和は、１７７℃（３５０°Ｆ）〜４６８℃（８７５°Ｆ）の温度範囲にわたって、最も促進される。上に述べた本発明者等の研究は、更に、焼きもどし温度の増大に伴う残留応力の減少も化学組成によって影響を受けることを示している。検討された低炭素高マンガンの鋼（１５３０及びＴＭＳ-８０）は、高炭素低マンガンの鋼（１５４８）に比較して、緩和速度対温度の値が低いことを示した。研究した低炭素鋼は、焼きもどし温度の増大に伴って同様な硬度の低下を示しており、そのような低炭素鋼は共に、所与の焼きもどし温度の１５４８鋼に比較して、低い硬度を有していた。この傾向の例外は、バナジウムを含むＴＭＳ-８０が最も高い硬度の値を有する、最も高い５７９℃（１０７５°Ｆ）の焼きもどし温度で生じた。高周波焼入れ及び焼きもどしの後の硬度対残留応力を組み合わせた結果は、低炭素鋼は、所与の硬度の値において高い圧縮応力を維持することを示している。これは、主として、高炭素鋼（１５４８）は、低炭素鋼に比較して同じ硬度の値を得るために、高い温度で焼きもどし処理を受ける必要がある（大きな応力緩和を生ずる）という事実の結果である。
上の説明に開示された概念から逸脱することなく、本発明に変更を加えることができることは、当業者には容易に理解されよう。そのような変更は、以下の請求の範囲において文言で明確に述べられない限り、以下の請求の範囲に含まれるものと見なすべきである。従って、本明細書で詳細に説明した特定の実施の形態は、単なる例示であって、本発明の範囲を限定するものではなく、本発明の範囲には、添付の請求の範囲の全範囲並びにその総ての等価物が与えられるべきである。

Claims (8)

1. 耐曲げ疲労性の鋼クランクシャフトを製造する方法であって、
   （ａ） ０．１５〜０．３５重量％の炭素（Ｃ）、０．５０〜１．６０重量％のマンガン（Ｍｎ）、最大０．２０重量％のバナジウム（Ｖ）、０．００１〜０．１０重量％の硫黄（Ｓ）、及び、残りの鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物を含む組成を有する鋼を準備する工程と、
   （ｂ） 前記鋼クランクシャフトのフィレット、並びにメイン軸受及びクランクピン軸受の両方の外周から選択された少なくとも１つの表面を高周波焼入れする工程と、
   （ｃ） 前記高周波焼入れされた鋼クランクシャフトを１７５〜３５７℃の温度で焼きもどしする工程とを備えること、
   を特徴とする方法。
2. 請求項１に記載の方法において、前記焼きもどし温度は、１７５℃と３５０℃との間の温度であること、を特徴とする方法。
3. ０．１５〜０．４５重量％の炭素（Ｃ）、０．５０〜１．６０重量％のマンガン（Ｍｎ）、最大０．２０重量％のバナジウム（Ｖ）、０．００１〜０．１０重量％の硫黄（Ｓ）、及び、残りの鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物の成分を含む組成を有する鋼クランクシャフトであって、
   当該鋼クランクシャフトは、フィレット、並びにメイン軸受及びクランクピン軸受の両方の外周から選択された少なくとも１つの高周波焼入れされた表面を有しており、また、当該鋼クランクシャフトは、高周波焼入れの後に１７５〜３５７℃の温度で焼きもどしされていること、を特徴とする鋼クランクシャフト。
4. 請求項３に記載の鋼クランクシャフトにおいて、前記焼きもどし温度は、３５０℃を超えないこと、を特徴とする鋼クランクシャフト。
5. 耐曲げ疲労性の鋼クランクシャフトを製造する方法であって、
   （ａ） ０．２０〜０．３５重量％の炭素（Ｃ）、１．００〜１．５０重量％のマンガン（Ｍｎ）、０．０５〜０．１５重量％のバナジウム（Ｖ）、０．００１〜０．０６重量％の硫黄（Ｓ）、及び残りの鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物を含む組成を有する鋼を準備する工程と、
   （ｂ） 前記鋼からクランクシャフトを製造する工程と、
   （ｃ） 前記鋼クランクシャフトのフィレット、並びにメイン軸受及びクランクピン軸受の両方の外周から選択された少なくとも１つの表面を高周波焼入れする工程と、
   （ｄ） 前記高周波焼入れされた鋼クランクシャフトを１７５〜３５７℃の温度で焼きもどしする工程とを備えること、
   を特徴とする方法。
6. 請求項５に記載の方法において、前記焼きもどし温度は１７５℃と３５０℃との間の温度であること、を特徴とする方法。
7. ０．２０〜０．３５重量％の炭素（Ｃ）、１．００〜１．５０重量％のマンガン（Ｍｎ）、０．０５〜０．１５重量％のバナジウム（Ｖ）、０．００１〜０．００８重量％の硫黄（Ｓ）、及び、残りの鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物の成分を含む組成を有する耐疲労破壊性の鋼クランクシャフトであって、
   当該鋼クランクシャフトは、フィレット、並びにメイン軸受及びクランクピン軸受の両方の外周から選択された少なくとも１つの高周波焼入れされた表面を有しており、
   当該鋼クランクシャフトは、高周波焼入れの後に１７５℃と３５０℃との間の温度で焼きもどしされていること、を特徴とする鋼クランクシャフト。
8. 耐曲げ疲労性のクランクシャフトを製造する方法であって、
   （ａ） ０．２０〜０．３５重量％の炭素（Ｃ）、１．００〜１．５０重量％のマンガン（Ｍｎ）、０．０５〜０．１５重量％のバナジウム（Ｖ）、０．００１〜０．０６重量％の硫黄（Ｓ）、及び、残りの鉄（Ｆｅ）及び不可避不純物を含む組成を有する微量合金鋼を準備する工程と、
   （ｂ） 前記鋼からクランクシャフトを製造する工程と、
   （ｃ） 前記クランクシャフトのフィレット、並びにメイン軸受及びクランクピン軸受の両方の外周から選択された少なくとも１つの表面を高周波焼入れする工程と、
   （ｄ） 前記クランクシャフトを２００℃〜２９０℃の温度で焼きもどしする工程とを備えること、を特徴とする方法。

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