JP5499974B2

JP5499974B2 - 非調質型窒化クランクシャフト

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Publication number: JP5499974B2
Application number: JP2010166728A
Authority: JP
Inventors: 誠江頭; 幹高須賀; 成史西谷; 将人祐谷; 英介中山; 斉松本
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2010-07-26
Filing date: 2010-07-26
Publication date: 2014-05-21
Anticipated expiration: 2030-07-26
Also published as: JP2012026005A

Description

本発明は、非調質型の窒化処理が施されたクランクシャフトに関する。より詳しくは、自動車、産業機械、建設機械などに用いられる、所要の形状に鍛造および機械加工した後で、焼入れ−焼戻しの調質処理を行うことなく、窒化処理を施して製造されるクランクシャフトに関する。

以下、上記の「窒化処理が施されたクランクシャフト」を「窒化クランクシャフト」という。焼入れ−焼戻しの調質処理を受けず、生地の組織がフェライトとパーライトの混合組織である窒化クランクシャフトを「非調質型窒化クランクシャフト」と称する。

高い耐摩耗性および高い疲労強度（なかでも、高い曲げ疲労強度）が要求されるクランクシャフトには、鍛造と機械加工の後に高周波焼入れ処理、窒化処理などの表面硬化処理が施される。

窒化処理は、Ａ₁点以下の温度で窒素、または窒素と炭素を拡散浸透処理するものであり、熱処理温度が低い。このため、窒化処理では、高周波焼入れ処理などに比べて、熱処理ひずみが小さくなるので、近年、窒化処理が適用されるクランクシャフトが増えている。窒化処理を施したクランクシャフトの表面には、ナイタル腐食により白く観察される数μｍから４０μｍ深さの化合物層（おもに、Ｆｅ₃Ｎなどの窒化物が生成した層）が、さらに、化合物層と生地の間には浸透した窒素、または窒素と炭素により硬化された数１００μｍ深さの拡散層が形成される。

上述のように、窒化処理した場合の熱処理ひずみは、高周波焼入れ処理した場合に比べて小さいが、皆無ではない。したがって、回転軸部品であるクランクシャフトでは、軽微な熱処理ひずみによる寸法精度の低下が問題となることがある。そのため、窒化処理後に曲げ矯正を行って寸法精度を高める必要がある。

ところが、窒化クランクシャフトに曲げ矯正を行うと、表層からき裂が発生する場合がある。このようなき裂は応力が集中するため曲げ疲労強度を低下させる。したがって、窒化クランクシャフトには、曲げ矯正を行った場合にもき裂が発生しないこと、すなわち、曲げ矯正性にも優れることが求められる。

さらに、近年、環境に対する配慮が要求されるようになり、窒化クランクシャフトも例外ではなく軽量小型化が志向され、例えば、７００ＭＰａ以上という高い曲げ疲労強度が求められるようになっている。このような高い曲げ疲労強度を得るためには、拡散層の最表層部の硬さ（以下、「表層硬さ」ともいう。）が、ビッカース硬さ（以下、「ＨＶ硬さ」という。）で少なくとも３８０以上であることが必要である。「拡散層の最表層部」とは、具体的には、窒化処理後の、表面から深さ０．０５ｍｍの位置を意味する。

しかしながら、表層硬さが、ＨＶ硬さで３８０以上になると、窒化クランクシャフトに曲げ矯正を行った際に、き裂が発生しやすくなる。

加えて、近年、低コスト化、省資源化、排出ＣＯ₂の削減のため、製造時の熱処理を簡略化することも求められている。したがって、窒化クランクシャフトの素材となる鋼として、焼入れ−焼戻しの調質処理を施さない、フェライトとパーライトの混合組織（以下、「フェライト・パーライト組織」という。）を有する非調質鋼が使用されている。

しかし、一般に、フェライト・パーライト組織は、焼入れ−焼戻し組織に比べて粗大である。このため、非調質鋼は、調質処理した鋼に比べて、曲げ疲労強度および曲げ矯正性に劣る。

このような状況の下、７００ＭＰａ以上という高い曲げ疲労強度と十分な曲げ矯正性を有する非調質型窒化クランクシャフトに対する要望がきわめて大きくなり、例えば、次のような技術が開示されている。

すなわち、特許文献１に、
質量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．２５〜１．０％、Ｓ：０．０３〜０．２％、Ｃｒ：０．２％以下、ｓ−Ａｌ：０．０４５％以下、Ｔｉ：０．００２〜０．０１０％、Ｎ：０．００５〜０．０２５％およびＯ：０．００１〜０．００５％を含有し、必要に応じてさらに、Ｐｂ：０．０１〜０．４０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％およびＢｉ：０．００５〜０．４０％のうちの１種または２種以上を含有し、かつ０．１２×Ｔｉ％＜Ｏ％＜２．５×Ｔｉ％および０．０４×Ｎ％＜Ｏ％＜０．７×Ｎ％の条件を満たし、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
熱間鍛造後の組織がフェライトとパーライトの混合組織であること、
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２に、
表面に窒化処理または軟窒化処理が施された鋼よりなる、ピン部およびジャーナル部を有するクランクシャフトであって、
前記鋼が合金成分として、Ｃ：０．０７質量％以上０．１２質量％以下、Ｓｉ：０．０５質量％以上０．２５質量％以下、Ｍｎ：０．１質量％以上０．５質量％以下、Ｃｕ：０．８質量％以上１．５質量％以下、Ｎｉ：２．４質量％以上４．５質量％以下、Ａｌ：０．８質量％以上１．５質量％以下、Ｔｉ：０．５質量％以上１．５質量％以下を含有し、必要に応じてさらに、Ｓ：０．０１質量％以上０．１０質量％、Ｃａ：０．００１０質量％以上０．００５０質量％のうちの１種または２種を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
かつ、窒化処理の影響を受けていない中心部から採片した鋼試料を１２００℃にて１時間溶体化した後、９００℃以上３００℃以下までの温度範囲を０．３℃／秒以上１．５℃／秒以下に設定される適当な冷却速度にて冷却することにより、鋼組織に占めるベイナイトの比率を８０％以上、ＨＶ硬さを２００以上３００以下とすることができ、
前記窒化処理又は軟窒化処理が施された前記ピン部および前記ジャーナル部の内部硬さがＨＶ硬さで３５０以上５００以下であり、かつ表面から０．０５ｍｍの位置におけるＨＶ硬さが６５０以上９５０以下であること、
を特徴とする「クランクシャフト」が開示されている。

特開２００２−２２６９３９号公報特開２００７−１７７３０９号公報

特許文献１に開示されている技術によって、非調質型窒化クランクシャフトを得ることができる。しかしながら、得られた窒化クランクシャフトは、表層硬さが低いため、曲げ疲労強度が低く、７００ＭＰａに達しない。

特許文献２に開示されている技術によって、高い疲労強度を有する窒化クランクシャフトを得ることができる。しかしながら、得られた窒化クランクシャフトは、表層硬さが高くなりすぎる。したがって、窒化処理時に生じた熱処理ひずみを解消するために曲げ矯正を行うと、表層からき裂が発生することを避けがたい。

さらに、窒化部品の化合物層はＨＶ硬さで５００以上という硬い層であり、従来は窒化部品の摺動面の耐摩耗性を高める効果があるといわれてきた。しかしながら、化合物層が耐摩耗性に優れるのは摺動面の面圧の小さい場合であり、７００ＭＰａ以上という曲げ疲労強度が求められるような面圧の高い環境下では化合物層が剥離して粉状になり、粉状の化合物層は窒化部品の摺動面においてむしろ研磨剤のように作用し、窒化部品の耐摩耗性を著しく低下させることが問題となってきた。

特許文献１および特許文献２では、このような高い面圧下で使用する窒化部品において生じる化合物層の剥離についても何ら考慮されていない。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、７００ＭＰａ以上という高い曲げ疲労強度および十分な曲げ矯正性を有し、かつ化合物層の耐剥離性に優れた、非調質型窒化クランクシャフトを提供することを目的とする。

本発明者らは、前記した課題を解決するために種々の検討を実施した結果、下記（Ａ）〜（Ｋ）の知見を得た。

（Ａ）窒化処理した鋼材の表層から薄板試験片を採取して引張試験を行ったところ、化合物層を除去した試験片では化合物層を除去していない試験片に比べ、引張試験の伸びが大幅に向上する。

（Ｂ）上記引張試験後の薄板試験片の破面を観察した結果、化合物層を除去していない試験片では化合物層が脆性破壊して割れの起点となっているのに対して、化合物層を除去した試験片では延性破面である。

（Ｃ）窒化処理した鋼材の表層の化合物層を除去することにより、曲げ矯正時の破壊形態が化合物層を起点とした脆性破壊から延性破壊へと変化し、このため窒化クランクシャフトの曲げ矯正性を改善することができる。

（Ｄ）窒化部品の表層の化合物層を除去すれば、窒化処理後の表層硬さをＨＶ硬さで３８０以上としても、実用上十分な曲げ矯正性を得ることができる。

（Ｅ）但し、窒化クランクシャフトの表層硬さが、ＨＶ硬さで６００以上と過剰に高くなった場合には、たとえ化合物層を除去しても、実用上十分な曲げ矯正性を得ることができない。

（Ｆ）曲げ疲労強度は、化合物層除去前後でほとんど変化がなく、表層硬さがＨＶ硬さで３８０以上であれば、７００ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度を得ることができる。

（Ｇ）しかしながら、化合物層を除去しようとしても、ＨＶ硬さで３８０以上の表層硬さを付与した拡散層を除去せずに、化合物層だけを完全に除去することは難しい。

（Ｈ）そして、化合物層が除去されずに残ってしまうと、７００ＭＰａ以上という曲げ疲労強度が求められるような面圧の高い環境下では、前述のように化合物層が剥離して粉状になり、研磨剤のように作用し窒化クランクシャフトの耐摩耗性を著しく低下させてしまう。

（Ｉ）化合物層は上記（Ｂ）のように脆性破壊するものの、意外にも化合物層はその硬さが高いほど化合物層の耐剥離性が向上する。

（Ｊ）そして、生地の鋼材のＣ、Ｃｒ、ＭｎおよびＭｏの含有量を適正に制御すれば化合物層の硬さは高くなる。

（Ｋ）生地の鋼材のＣ、Ｃｒ、ＭｎおよびＭｏの含有量を適正に制御し、かつ、化合物層の深さを５μｍ以下に制御することにより、化合物層の耐剥離性にも優れた窒化クランクシャフトを得ることができる。

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）に示す非調質型窒化クランクシャフトにある。

（１）生地の鋼材が、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．６０％、Ｓｉ：０．１０〜１．０％、Ｍｎ：０．６０〜２．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．２０〜１．０％およびＮ：０．００３０〜０．０２５０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、下記の(1)式を満たす非調質型窒化クランクシャフトであって、表面から深さ０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さが３８０〜６００であり、かつ、少なくともピンフィレット部、ジャーナルフィレット部およびピン部の化合物層深さが５μｍ以下であることを特徴とする非調質型窒化クランクシャフト。
４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ≧４３．０・・・(1)
上記の(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。

「非調質型窒化クランクシャフト」とは、焼入れ−焼戻しの調質処理を受けず、生地の組織がフェライトとパーライトの混合組織である窒化クランクシャフトを指す。

残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。

化合物層深さは、クランクシャフトのピンフィレット部、ジャーナルフィレット部およびピン部において５μｍ以下であれば十分であり、少なければ少ないほど望ましい。また、表面から深さ０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さが３８０〜６００を確保できていれば、化合物層はなくても構わない。

本発明の非調質型窒化クランクシャフトは、焼入れ−焼戻しによる調質処理を必要とせず、７００ＭＰａ以上の曲げ疲労強度および十分な曲げ矯正性を有するとともに、化合物層の耐剥離性にも優れる。このため、本発明の非調質型窒化クランクシャフトは、自動車、産業機械、建設機械などのクランクシャフトとして用いることができ、クランクシャフトの軽量小型化という要求に応えることが可能である。

化合物層の深さ方向の中央位置におけるＨＶ硬さと「４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ」または「４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ＋２６Ｍｏ」との関係を示す図である。なお、図では、「４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ」と「４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ＋２６Ｍｏ」をまとめて「ｆｎ１」として表記した。クランクシャフトの要部を示す模式図である。実施例で用いた溝付き小野式回転曲げ疲労試験片の形状を示す図である。図における寸法の単位は「ｍｍ」である。実施例で用いた４点曲げ試験片の形状を示す図である。図における寸法の単位は「ｍｍ」である。実施例で用いたスクラッチ試験片の形状を示す図である。図における寸法の単位は「ｍｍ」である。図５のスクラッチ試験片の表面を、７０Ｎの荷重をかけたビッカース圧子で直径２０ｍｍの円状に１周スクラッチし、形成された溝を走査電子顕微鏡で観察して化合物層の剥離状況を調査した結果のうちで、化合物層に剥離が生じた場合の一例を模式的に示す図である。図５のスクラッチ試験片の表面を、７０Ｎの荷重をかけたビッカース圧子で直径２０ｍｍの円状に１周スクラッチし、形成された溝を走査電子顕微鏡で観察して化合物層の剥離状況を調査した結果のうちで、化合物層に剥離が生じなかった場合の一例を模式的に示す図である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、以下の説明における各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。

＜生地の鋼材の化学組成＞
Ｃ：０．２５〜０．６０％
Ｃは、表層硬さを高めることによって曲げ疲労強度を高める効果を有する。この効果を得るためには、０．２５％以上のＣを含有する必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が０．６０％を超えると、表層硬さがあまりにも大きくなって曲げ矯正性が低下し、さらに、表面の化合物層の硬さが低くなって、化合物層の耐剥離性も低下する。したがって、Ｃの含有量を０．２５〜０．６０％とした。Ｃの含有量は０．２７％以上、０．５０％以下とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．１０〜１．０％
Ｓｉは、溶製時の脱酸用として必要な元素であり、また、曲げ疲労強度を高める効果を有する。このような効果を得るためには少なくとも０．１０％の含有量とする必要がある。しかしながら、Ｓｉの含有量が１．０％を超えると、表層硬さがあまりにも高くなって、曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量を０．１０〜１．０％とした。なお、Ｓｉの含有量は、０．１５％以上、０．８０％以下とすることが望ましい。

Ｍｎ：０．６０〜２．０％
Ｍｎは、窒化した場合の表層硬さを高めることによって、曲げ疲労強度を高める効果を有する。Ｍｎは、表面の化合物層の硬さを高め、化合物層の耐剥離性を高める作用も有する。このような効果を得るためには、少なくとも０．６０％のＭｎを含有させる必要がある。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、表層硬さがあまりにも高くなって、曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．６０〜２．０％とした。なお、Ｍｎの含有量は、０．６５％以上、１．８％以下とすることが望ましい。

Ｐ：０．０８％以下
Ｐは、不純物として含有される元素であり、曲げ疲労強度を低下させてしまう。特に、その含有量が０．０８％を超えると、曲げ疲労強度の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．０８％以下とした。なお、Ｐの含有量は、０．０４％以下とすることが望ましい。

Ｓ：０．１０％以下
Ｓは、不純物として含有される元素である。また、Ｓは、積極的に含有させると、被削性を高める作用を有する。その含有量が多くなりすぎ、０．１０％を超えると、曲げ疲労強度および曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｓの含有量を０．１０％以下とした。なお、Ｓの含有量は、０．０８％以下とすることが望ましい。被削性向上効果を得たい場合には、０．０２％以上のＳを積極的に含有させることが望ましい。

Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌは、不純物として含有される元素である。また、Ａｌは、脱酸のため添加する場合のある元素である。その含有量が多くなりすぎ、０．０５％を超えると、曲げ矯正性が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．０５％以下とした。なお、Ａｌの含有量は、０．０４％以下とすることが望ましい。脱酸効果を得たい場合には、０．０２％以上のＡｌを積極的に含有させることが望ましい。

Ｃｒ：０．２０％〜１．０％
Ｃｒは、表層硬さを高めることによって、曲げ疲労強度を高める作用を有する。Ｃｒは、表面の化合物層の硬さを高め、化合物層の耐剥離性を高める作用も有する。このような効果を得るためには、０．２０％以上のＣｒを含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が１．０％を超えると、表層硬さがいたずらに高くなって、曲げ矯正性が低下する。このため、Ｃｒの含有量を０．２０〜１．０％とした。なお、Ｃｒの含有量は、０．２５％以上、０．９％以下とすることが望ましい。

Ｎ：０．００３０％〜０．０２５０％
Ｎは、曲げ疲労強度および曲げ矯正性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、０．００３０％以上のＮを含有させる必要がある。しかしながら、Ｎを０．０２５０％を超えて含有させてもその効果は飽和するばかりか、製造コストがいたずらに高くなる。したがってＮの含有量を０．００３０〜０．０２５０％とした。なお、Ｎの含有量は０．００４０％以上、０．０２２０％以下とすることが望ましい。

本発明の非調質型窒化クランクシャフトは、生地の鋼材が、上述のＣからＮまでの元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、かつ、前記の(1)式を満足するものである。

既に述べたように、不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。

(1)式については、(1')式とともに後述する。

本発明の非調質型窒化クランクシャフトには、生地の鋼材が、上述のＣからＮまでの元素を含有するとともに、前記〈１〉から〈３〉までに掲げた元素から選択される１種以上を含有させてもよい。但し、その場合、前記の(1')式を満足するものとする。

以下、〈１〉〜〈３〉のそれぞれに属する元素の作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

〈１〉Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下およびＶ：０．３％以下
〈１〉に属する元素であるＣｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＶは、いずれも、曲げ疲労強度を高める作用を有する。したがって、上記の効果を得たい場合には、これらの元素を以下に述べる範囲で含有させてもよい。

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＣｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が１．０％を超えると、熱間加工性の低下をきたす。したがって、含有させる場合のＣｕの量を１．０％以下とした。含有させる場合のＣｕの量は、０．４％以下とすることが望ましく、０．３％以下とすることが一層望ましい。一方、前記したＣｕの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣｕの量は、０．０５％以上とすることが望ましい。

Ｎｉ：０．５％以下
Ｎｉは、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＮｉを含有させてもよい。しかしながら、０．５％以上のＮｉを含有させても、上記の効果が飽和するので経済性を損なう。したがって、含有させる場合のＮｉの量を０．５％以下とした。含有させる場合のＮｉの量は、０．３％以下とすることが望ましく、０．２％以下とすることが一層望ましい。一方、前記したＮｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｉの量は、０．０５％以上とすることが望ましい。

Ｍｏ：０．５％以下
Ｍｏは、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。Ｍｏは、表面の化合物層の硬さを高め、化合物層の耐剥離性を高める作用も有する。このため、必要に応じてＭｏを含有させてもよい。しかしながら、０．５％以上のＭｏを含有させても、上記の効果が飽和するので経済性を損なう。したがって、含有させる場合のＭｏの量を０．５％以下とした。含有させる場合のＭｏの量は、０．４％以下とすることが望ましい。一方、前記したＭｏの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＭｏの量は、０．０５％以上とすることが望ましく、０．１０％以上とすることがさらに望ましい。

Ｖ：０．３％以下
Ｖは、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＶを含有させてもよい。しかしながら、Ｖの含有量が０．３％を超えると、曲げ矯正性が低下する。したがって、含有させる場合のＶの量を０．３％以下とした。含有させる場合のＶの量は、０．２５％以下とすることが望ましい。一方、前記したＶの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＶの量は、０．０５％以上とすることが望ましく、０．１％以上とすることが一層望ましい。

上記のＣｕ、Ｎｉ、ＭｏおよびＶは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。含有させる場合、上記元素の合計含有量は、Ｃｕが１．０％、ＮｉとＭｏがそれぞれ０．５％で、Ｖが０．３％の場合の２．３％であっても構わないが、０．８％以下とすることが望ましい。

〈２〉Ｔｉ：０．０５０％以下
Ｔｉは、窒化物を形成し、結晶粒を微細化して、曲げ矯正性を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＴｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０５０％を超えると、窒化物が粗大となり、曲げ疲労強度が低下する。したがって、含有させる場合のＴｉの量を０．０５０％以下とした。含有させる場合のＴｉの量は、０．０３５％以下とすることが望ましい。一方、前記したＴｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＴｉの量は、０．００５％以上とすることが望ましい。

〈３〉Ｃａ：０．０１０％以下
Ｃａは、被削性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じてＣａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が０．０１０％を超えると、粗大介在物が生じることが避けられないので、曲げ疲労強度が低下する。したがって、含有させる場合のＣａの量を０．０１０％以下とした。含有させる場合のＣａの量は、０．００５％以下とすることが望ましい。一方、前記したＣａの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣａの量は、０．０００３％以上とすることが望ましく、０．０００５％以上とすることが一層望ましい。

〔４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ〕または〔４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ＋２６Ｍｏ〕：４３．０以上
本発明の非調質型窒化クランクシャフトは、生地の鋼材が、前記ＣｕからＣａまでの元素から選択される１種以上を含まない場合には、〔４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ〕が４３．０以上、つまり、
４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ≧４３．０・・・(1)
で表される(1)式を、前記ＣｕからＣａまでの元素から選択される１種以上を含む場合には、〔４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ＋２６Ｍｏ〕が４３．０以上、つまり、
４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ＋２６Ｍｏ≧４３．０・・・(1')
で表される(1')式を、それぞれ、満たす必要がある。上記の各式におけるＣ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏは、その元素の質量％での含有量を意味する。

窒化処理した場合、化合物層の硬さが高いほど化合物層の耐剥離性が高くなる。

ＣからＣａまでの各元素が前述した範囲内にある生地の鋼材を窒化処理した場合、(1)式と(1')式の左辺をまとめて「ｆｎ１」と表記すれば、図１に示すように、化合物層のＨＶ硬さはｆｎ１と正の相関関係を有する。なお、図１は、化合物層の深さ方向の中央位置におけるＨＶ硬さとｆｎ１との関係を示す図である。

〔４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ〕または〔４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ＋２６Ｍｏ〕が４３．０を下回る場合には、後述の化合物層深さを満たす場合であっても、化合物層の耐剥離性が低下する。したがって、〔４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ〕または〔４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ＋２６Ｍｏ〕が４３．０以上を満たす必要がある。〔４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ〕および〔４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ＋２６Ｍｏ〕は４３．２以上であることが好ましい。一方、〔４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ〕および〔４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ＋２６Ｍｏ〕の上限は、Ｃの下限値、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏのそれぞれの上限値から求められる値である。

＜表層硬さ＞
生地の鋼材が前述の元素からなる非調質型窒化クランクシャフトは、表層硬さ（つまり、表面から深さ０．０５ｍｍ位置の硬さ）がＨＶ硬さで３８０〜６００でなければならない。

表層硬さがＨＶ硬さで３８０以上であれば、７００ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度を得ることができる。しかしながら、表層硬さがＨＶ硬さで６００を超える場合には、実用上十分な曲げ矯正性を得ることができない。表層硬さはＨＶ硬さで４００以上であることが望ましく、５５０以下であることが望ましい。

＜化合物層深さ＞
生地の鋼材が前述の元素からなる非調質型窒化クランクシャフトは、さらに、少なくとも応力集中部および摺動面の化合物層深さが５μｍ以下でなければならない。

応力集中部とは、クランクシャフトのピンフィレット部およびジャーナルフィレット部であり、応力集中部の化合物層深さを５μｍ以下とすることにより、曲げ疲労強度を低下させることなく、曲げ矯正性を向上させることができる。ピンフィレット部およびジャーナルフィレット部とは、図２に例示したクランクシャフトの要部の模式図のそれぞれ、１および２の部分をいう。

摺動面とは、すべり軸受および潤滑油を介してコネクティングロッドと摺動するクランクシャフトのピン部であり、摺動面についても、化合物層深さが５μｍ以下であれば、７００ＭＰａ以上という高い曲げ疲労荷重がかかる状況においても、化合物層が剥離しない。このため、上記のような過酷な環境下でも耐摩耗性が低下することがない。ピン部とは、図２に例示したクランクシャフトの模式図の３の部分をいう。

クランクシャフトのピンフィレット部、ジャーナルフィレット部およびピン部の化合物層深さは、好ましくは４μｍ以下であり、少なければ少ないほど望ましい。また、表面から深さ０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さが３８０〜６００を確保できていれば、化合物層はなくても構わない。

所望の表層硬さと化合物層深さは、例えば、次の（i）〜（iv）の処理によって得ることができる。

（i）本発明で規定する化学組成を満たす鋼を熱間鍛造して、または、熱間鍛造後、さらに焼きならし処理を行って、フェライト・パーライト組織を有する鋼材を作製する。

（ii）次いで、上記のフェライト・パーライト組織を有する鋼材を所定形状のクランクシャフトに機械加工する。

（iii）上記の機械加工して得たクランクシャフトを、ＲＸガスとアンモニアガスを１：１に混合した、温度が６００℃の雰囲気中で２時間保持して軟窒化処理し、その後９０℃の油中に冷却する。

（iv）その後、ピンフィレット部、ジャーナルフィレット部およびピン部をラッピングなどの機械加工によって研磨する。

なお、上記の「ＲＸガス」は変成ガスの一種で、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に示す化学組成の鋼Ａ〜Ｍを、真空溶解炉にて１５０ｋｇ溶製した後、熱間鍛造して直径９０ｍｍの棒鋼に加工した。熱間鍛造後は、大気中で放冷して室温まで冷却した。

表１における鋼ＡおよびＧ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Ｉ〜Ｍは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。また、鋼Ｂ〜ＦおよびＨは、参考例の鋼である。

なお、表１には、ＣｕからＣａまでの任意元素を含まない場合の(1)式の左辺である「４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ」と、ＣｕからＣａまでの任意元素を１種以上含む場合の(1')式の左辺である「４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ＋２６Ｍｏ」を「ｆｎ１」として併記した。以下、(1)式の左辺と(1')式の左辺をまとめて「ｆｎ１」という。

このようにして得た各鋼の直径９０ｍｍの棒鋼を、１２００℃に加熱し、１０５０〜１０００℃の仕上温度で熱間鍛造して、直径５０ｍｍの棒鋼を作製した。熱間鍛造後は、大気中で放冷して室温まで冷却した。

鋼Ｇおよび鋼Ｈについては、上記の直径５０ｍｍの棒鋼をさらに、９００℃に加熱して１時間保持した後、大気中で放冷して室温まで冷却した。

鋼Ａ〜Ｆおよび鋼Ｉ〜Ｍの熱間鍛造した直径５０ｍｍの棒鋼ならびに、鋼Ｇおよび鋼Ｈの９００℃で熱処理した直径５０ｍｍの棒鋼のＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）から鍛錬軸に平行に、図３に示す形状の溝付き小野式回転曲げ疲労試験片、図４に示す形状の４点曲げ試験片および図５に示す形状のスクラッチ試験片を切り出した。図３の試験片においては３Ｒの溝底が応力集中部となる。同様に、図４の試験片においては３Ｒのノッチ底が応力集中部となる。なお、図３〜５に示した前述の各試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」である。

上記のようにして得た３種類の試験片を、ＲＸガスとアンモニアガスを１：１に混合した、温度が６００℃の雰囲気中で２時間保持して軟窒化処理し、その後９０℃の油中に冷却した。なお、既に述べたように、上記の「ＲＸガス」は変成ガスの１種で、ガスの商標名である。

上記の軟窒化処理と油冷の後（以下、単に「軟窒化後」という。）、スクラッチ試験片を用いて、化合物層の硬さを調査した。

具体的には、スクラッチ試験片の縦断面が被検面になるようにして樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、ＳＨＩＭＡＤＺＵ社製ダイナミック超微小硬度計を用いて、化合物層の深さ方向の中央位置のダイナミック硬度を測定した。測定は１５点実施し、それらの算術平均値を、標準硬さ試料によって作成した検量線を用いてビッカース硬さに換算し、これを化合物層の硬さとした。

表２に、上記のようにして求めた化合物層の硬さを示す。

溝付き小野式回転曲げ疲労試験片の溝底、４点曲げ試験片のノッチ底およびスクラッチ試験片のスクラッチ面について、化合物層を５μｍ以下にするために、電解研磨法を用いた。電解研磨法は研磨面表面積によって研磨時間が異なるため、所望の研磨量を得るためには各試験片の研磨面積に適した研磨時間で実施する必要がある。そこで、下記の条件で各試験片ごとに研磨時間を変えながら電解研磨を実施し、化合物層深さが５μｍ以下となるのに十分な電解研磨時間をあらかじめ求めた。

・電解液：過塩素酸（ＨＣｌＯ₄）：酢酸（ＣＨ₃ＣＯＯＨ）＝１：９、
・電流値：０．１４Ａ、
・研磨面積：小野式回転曲げ疲労試験片の場合：１６０ｍｍ²、
４点曲げ試験片の場合：９６ｍｍ²、
スクラッチ試験片の場合：５５２ｍｍ²。

その結果、小野式回転曲げ疲労試験片の場合には９７０秒、４点曲げ試験片の場合には５９０秒、スクラッチ試験片の場合には、３３５０秒の研磨時間で電解研磨を行えば、全ての鋼について化合物層深さが５μｍ以下となるのに十分であることが判った。

そこで、軟窒化後の各鋼の溝付き小野式回転曲げ疲労試験片の溝底、４点曲げ試験片のノッチ底およびスクラッチ試験片のスクラッチ面について、上記条件によって、上記の研磨時間で電解研磨を実施し、
・小野式回転曲げ疲労試験による曲げ疲労強度の調査、
・４点曲げ試験による曲げ矯正性の調査、
・スクラッチ試験による化合物層の耐剥離性の調査、
を実施した。

また、溝付き小野式回転曲げ疲労試験片、４点曲げ試験片およびスクラッチ試験片を用いて、表層硬さ（つまり、試験片の表面から深さ０．０５ｍｍ位置の硬さ）と化合物層深さを調査した。

鋼Ａおよび鋼Ｂについては、軟窒化後の電解研磨を行わないものについても上記の各調査を実施した。

以下、上記各調査の内容について説明する。

〈１〉曲げ疲労強度の調査：
溝付き小野式回転曲げ疲労試験を、室温、大気中、回転数３０００ｒｐｍの両振りの条件で行い、曲げ疲労強度（以下、「σｗ」という。）を調査した。σｗの目標は、７００ＭＰａ以上であることとした。

〈２〉曲げ矯正性の調査：
４点曲げ試験片のノッチ底に２ｍｍの歪ゲージを接着し、ゲージが断線するまで曲げ矯正歪を付与した。ゲージが断線した時点でのゲージの読みを曲げ矯正性として評価した。曲げ矯正性の目標は、ゲージの読みが１００００μ（曲げ矯正歪１．０％に相当）以上であることとした。

〈３〉化合物層の耐剥離性の調査
スクラッチ試験片の表面を、７０Ｎの荷重をかけたビッカース圧子で直径２０ｍｍの円状に１周スクラッチし、得られた溝を走査電子顕微鏡にて詳細に観察した。

図６に化合物層に剥離が生じた場合の一例を、図７に化合物層に剥離が生じなかった場合の一例を、それぞれ模式的に示す。

図６に示すように、化合物層の剥離はスクラッチ溝の縁から発生しており、最大幅が５０μｍを超える化合物層剥離の存在の有無によって化合物層の耐剥離性を評価した。化合物層の耐剥離性の目標は、最大幅が５０μｍを超える化合物層剥離が生じないこととした。

〈４〉表層硬さ：
溝付き小野式回転曲げ疲労試験片の溝底縦断部位、４点曲げ試験片のノッチ底縦断部位およびスクラッチ試験片の縦断面が被検面になるようにして樹脂に埋め込んだ後、前記の面が鏡面仕上げになるように研磨し、ビッカース硬さ計を使用して表層硬さを調査した。

具体的には、ＪＩＳＺ２２４４に記載の「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、溝付き小野式回転曲げ疲労試験片の溝底部表面および４点曲げ試験片のノッチ底部の表面から、それぞれ深さ０．０５ｍｍの位置における任意の６点でのＨＶ硬さを、試験力を２．９４Ｎとしてビッカース硬さ計で測定し、その値を算術平均して表層硬さとした。

〈５〉化合物層深さ：
前記〈４〉で用いた樹脂埋めした試験片を再度鏡面研磨した試料を、ナイタールで腐食した。次いで、溝付き小野式回転曲げ疲労試験片は溝底部、４点曲げ試験片はノッチ底部、スクラッチ試験片は任意の表面部を、４００倍の倍率で５視野光学顕微鏡を用いて撮影した。各視野で撮影した白く観察された部分を「化合物層」として、それぞれの深さを測定し、その値を算術平均して化合物層深さとした。

表３に、上記の各調査結果をまとめて示す。表３の「化合物層の耐剥離性」欄における「○」および「×」は、それぞれ、最大幅が５０μｍを超える化合物層剥離が生じなかったこと、および生じたことを示す。

表３から、生地の鋼材が本発明で規定する化学組成条件を満たし、かつ、表層硬さ、化合物層深さが本発明で規定する条件を満たす試験番号１および７の場合、目標とする曲げ疲労強度、曲げ矯正性および化合物層の耐剥離性を有することが明らかである。

これに対して、試験番号９の場合、生地の鋼材は本発明で規定する化学組成条件を満足するが、化合物層深さが本発明で規定する条件を満たさないため、化合物層の耐剥離性、あるいは曲げ矯正性と化合物層の耐剥離性が目標に達していない。

試験番号１１〜１５の場合は、鋼Ｉ〜Ｍの化学組成が本発明で規定する条件から外れているので、曲げ疲労強度、曲げ矯正性あるいは化合物層の耐剥離性のいずれかに劣っている。

すなわち、試験番号１１の場合は、生地の鋼材である鋼ＩのＣｒ含有量が本発明で規定する範囲を下回り、このため表層硬さも規定の硬さを下回り、曲げ疲労強度に劣っている。さらに、鋼Ｉのｆｎ１が本発明で規定する範囲を下回り、このため化合物層の硬さが低く、化合物層の耐剥離性にも劣っている。

試験番号１２の場合は、生地の鋼材である鋼ＪのＣ含有量が本発明で規定する範囲を下回り、このため表層硬さも規定の硬さを下回り、曲げ疲労強度に劣っている。

試験番号１３の場合は、生地の鋼材である鋼ＫのＭｎ含有量が本発明で規定する範囲を下回り、このため表層硬さが規定の硬さを下回り、曲げ疲労強度に劣っている。さらに、鋼Ｋのｆｎ１が本発明で規定する範囲を下回り、このため化合物層の硬さが低く、化合物層の耐剥離性にも劣っている。

試験番号１４の場合は、生地の鋼材である鋼ＬのＣｒ含有量が本発明で規定する範囲を上回り、このため表層硬さも規定の硬さを超え、曲げ矯正性に劣っている。

試験番号１５の場合は、生地の鋼材である鋼Ｍのｆｎ１が本発明で規定する範囲を下回り、このため化合物層の硬さが低く、化合物層の耐剥離性が劣っている。

１：ピンフィレット部
２：ジャーナルフィレット部
３：ピン

Claims

生地の鋼材が、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．６０％、Ｓｉ：０．１０〜１．０％、Ｍｎ：０．６０〜２．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．２０〜１．０％およびＮ：０．００３０〜０．０２５０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、下記の(1)式を満たす非調質型窒化クランクシャフトであって、表面から深さ０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さが３８０〜６００であり、かつ、少なくともピンフィレット部、ジャーナルフィレット部およびピン部の化合物層深さが５μｍ以下であることを特徴とする非調質型窒化クランクシャフト。
４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ≧４３．０・・・(1)
上記の(1)式中の元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。