JPH0466646A - 高疲労強度構造用鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

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ヤー等の中でも、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
Ｊ　Ｉ　Ｓ　ＳＮＣＭ４３９、Ｓ　Ｎ　ＣＭ６３０　、
Ｄ　Ｉ　Ｎ３０ＣＮ３０Ｃｒ　、Ｅｎ４０Ｃ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〈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
機構の解明および綱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５００〜６０
０°Ｃ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°Ｃ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°Ｃ以上の焼もど
し温度にてＨｖ３００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、■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、焼もどし
処理を行うことが考えられるが、−船釣な油焼入等では
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Ｍｉ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
、窒化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、ＡＩ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■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ＦｅｚＣ，Ｆｅｚ３Ｃａ
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Ｍｏ、　Ｖの添加により得られるＭｏｚＣ１Ｖ４
（，１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。したかって疲労強度向上にはＭｏおよび■
の添加が効果的である。

第４に）Ｉｖ３００以上望ましくはＨｖ４００以上を有
する鋼にお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０．０１０％以下、０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　：　０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．２０〜
０．８０％、Ｐ：０．旧Ｏ％以下、Ｓ　：　０．０１５
％以下、Ｃｒ：１．７０〜２．３０％Ｍｏ：０．８０〜
１．１０％、Ｖ　：　０．１５〜０．３０％、＾１：Ｏ
，ＯＯ１〜０．０４０％、Ｎ　：　０．００５０〜０．
０２００％、Ｏ：　０．００１５％以下であり、必要に
応じてさらにＭｉ：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。

ＣＴＣ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０６４５％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Ｍ
ｎ含有量は０．２０〜０．８０％とした。

ＦＤＰ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。

ＳＯ３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る。その効果は１゜７
０％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。

■：■は焼もどし軟化抵抗を高めるとともに、焼もどし
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■含有量は０．１５〜０．３０％とした。

ＡＩ：Ａｌは脱酸材として効果のある元素である。０６
００１％未満ではその効果は不充分である。一方０゜０
４０％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、＾１含有量は０．００１〜０゜０４
０％とした。

Ｎ：ＮはＡＩと結合して、ＡＩＮ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
不充分であるが、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、０．００
１５％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。

Ｍｉ　：　Ｍｉ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１１２はＥｎ４０Ｃ相当綱である。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ｌ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Ｍｉ添加の効果を
調べるために１００　φ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°Ｃと６
８０℃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″Ｃ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窒化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°Ｃ×４時間で
あり、また窒化硬さは表面より０．０５ａ＋ｍ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は窒化硬さが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°Ｃ×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
比べてずく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
Ｍｉ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
かかわらす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
強度構造用鋼であり、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。

（以下余白）

【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。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （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：０．００１〜０．０
   ４０％、Ｎ：０．００５０〜０．０２００％、０：０．
   ００１５％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
   。
2. （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：０．００１〜０．０
   ４０％、Ｎ：０．００５０〜０．０２００％、Ｏ：０．
   ００１５％以下を含有し、さらにＭｉ：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。