JPWO2016035519A1 - 非調質型軟窒化部品 - Google Patents

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Abstract

生地の鋼材の化学組成が、質量％で、C：0.35〜0.50％、Si：0.10〜0.35％、Mn：2.3〜2.8％、S≦0.10％、N：0.0030〜0.0250％、Cu：0〜1.0％、Mo：0〜0.3％、Ni：0〜0.5％、Ti：0〜0.020％、残部：Feおよび不純物で、3.10≦（0.316C＋0.122）×（0.7Si＋1）×（5.1Mn−1.12）×（0.364Ni＋1）×（2.16Cr＋1）×（3Mo＋1）≦6.00であり、不純物中のP、AlおよびCrがそれぞれ、P≦0.08％、Al≦0.05％およびCr＜0.20％であり、応力集中部において、表面から0.05mm位置のHV硬さが410〜480であり、表面から1.0mm位置のHV硬さが200以上であり、化合物層深さが5μm以下であり、かつ生地の金属組織がベイナイト組織である、非調質型軟窒化部品。この非調質型軟窒化部品は、優れた曲げ矯正性と高い疲労強度を有する。

Description

本発明は、非調質型軟窒化部品に関する。より詳しくは、高い曲げ疲労強度と優れた曲げ矯正性を有する非調質型軟窒化部品に関する。
「非調質型軟窒化部品」とは、機械加工後に、いわゆる「調質処理」である「焼入れ−焼戻し処理」を受けることなく軟窒化処理が施された部品を指す。以下、上記の「軟窒化処理が施された部品」を単に「軟窒化部品」と称する。
自動車、産業機械および建設機械などに用いられるクランクシャフト、コネクティングロッドなどは、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、軟窒化処理を施して製造される。特に、高い疲労強度、耐摩耗性などが要求される自動車部品の製造では、鍛造と機械加工の後に表面硬化処理である高周波焼入れ処理、軟窒化処理などの処理が施されることが多い。
上記の「軟窒化処理」は、Ａ１変態点以下の温度で窒素と炭素を拡散浸透処理するものであり、熱処理温度が低く、「高周波焼入れ処理」に比べて熱処理歪が小さいことを大きな特徴としている。軟窒化処理を施した部品の表層には、ナイタールで腐食すると白く観察される「化合物層」（Ｆｅ３Ｎ等の窒化物が析出した層）が形成される。上記の化合物層と生地（以下、「母材」ともいう。）の間には「拡散層」が形成される。
軟窒化処理での熱処理歪は、小さいものの、皆無とはならず、少なからず寸法精度に悪影響を及ぼす。特に、回転軸部品であるクランクシャフトなどにおいては、寸法精度の低下は軽微であっても問題となる。したがって、軟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、軟窒化部品に曲げ矯正を行なうと表層から亀裂が発生する場合がある。このため、クランクシャフトのような軟窒化部品には、曲げ疲労強度の高いことに加えて、曲げ矯正を行なった場合にも亀裂が生じないこと、すなわち、曲げ矯正性に優れることも要求される。
以下の説明においては、上記の軟窒化部品を「クランクシャフト」で代表させて説明することがある。
近年、環境に対する配慮が要求されるようになって、エンジンの主要部品であるクランクシャフトも例外なく軽量小型化が志向され、例えば、８００ＭＰａ以上という極めて高い曲げ疲労強度が要求されるようになっている。
さらに、低コスト化、省資源化などの観点から、製造時に「焼入れ−焼戻し処理」（調質処理）を施さない非調質型クランクシャフトに対する要望も大きくなっている。
非調質型のクランクシャフトに上記の８００ＭＰａ以上という曲げ疲労強度を確保させるためには、部品表面から０．０５ｍｍ位置の硬さ（以下、「表層硬さ」ということがある。）を軟窒化処理後に少なくともビッカース硬さ（以下、「ＨＶ硬さ」という。）で４１０以上とする必要がある。
しかしながら、クランクシャフトの表面から０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さを４１０以上とした場合には、曲げ矯正を行なうと表層に亀裂が発生する。このようなクランクシャフトに曲げ疲労試験を実施すると、その亀裂を起点として疲労破壊が生じる。
しかも、上述のとおり、クランクシャフトにもさらなる軽量化への要求が大きくなっており、クランクシャフト形状の設計にもこれまで以上の自由度が求められている。そのため、クランクシャフト用綱材には、軟窒化時に従来よりも大きな曲がりが生じやすい形状のクランクシャフトに対しても曲げ矯正できること、すなわち、高い曲げ矯正性が求められている。
このため、８００ＭＰａ以上という曲げ疲労強度に加えて十分な曲げ矯正性を有するクランクシャフトに対する要望が極めて大きくなっている。
前記した要望に応えるべく、例えば、特開２００２−２２６９３９号公報（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、「軟窒化用非調質鋼」が開示されている。
特開２００７−１７７３０９号公報（特許文献２）には、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が開示されている。前記鋼は、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および不可避不純物からなる。前記クランクシャフトは、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。
本発明者らは、特開２０１２−２６００５号公報（特許文献３）において、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、４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ≧４３．０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、「非調質型窒化クランクシャフト」を提案している。
この非調質型窒化クランクシャフトは、さらにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、ＴｉおよびＣａから選択される１種以上を含んでもよいが、その場合は、〔４０−Ｃ＋２Ｍｎ＋５．５Ｃｒ＋２６Ｍｏ≧４３．０〕を満たす必要がある。
本発明者らは、さらに、特開２０１１−４２８４６号公報（特許文献４）において、生地の鋼材が、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０〜０．３５％、Ｍｎ：０．６０〜１．０％、Ｐ：０．０８％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．３０〜１．１０％およびＮ：０．００３０〜０．０２５０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる調質型軟窒化部品であって、表面から０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さが４００〜６００であり、かつ応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下である、「調質型軟窒化部品」を提案している。
この調質型窒化部品は、さらにＣｕ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｉおよびＴｉから選択される１種以上を含んでもよい。
特開２００２−２２６９３９号公報 特開２００７−１７７３０９号公報 特開２０１２−２６００５号公報 特開２０１１−４２８４６号公報
特許文献１に記載の化学組成では、十分な表層硬さが得られない。このため、特許文献１の実施例に示されているように、曲げ疲労強度が低く、８００ＭＰａに達していない。
特許文献２に記載の化学組成では、その実施例に示されているように軟窒化処理後の表層硬さが高くなりすぎる。このため、曲げ矯正処理を実施した際に十分な曲げ矯正性を有しているとはいえない。
特許文献３に記載の化学組成では、その実施例に示されるように高い疲労強度および曲げ矯正性が得られる。しかしながら、クランクシャフトも軽量小型化が志向され、より厳しい疲労強度および曲げ矯正性が要求されてきている。
特許文献４で開示された調質型軟窒化部品は、軟窒化処理後の曲げ矯正性に優れ、しかも、曲げ疲労試験において８００ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度を有する。このため、自動車、産業機械および建設機械などの部品、例えばクランクシャフトとして用いることができ、軽量小型化に対処することが可能である。しかしながら、特許文献４の発明は、機械加工した後、軟窒化処理の前に、焼入れ−焼戻しの調質処理を行う必要がある。
本発明は、上記の問題を解決するためになされたもので、優れた曲げ矯正性を有し、かつ曲げ疲労試験において８００ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度を有する非調質型軟窒化部品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、種々の検討を行った。その結果、下記の１）〜７）の事項が明らかになった。
１）軟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ない試験片に比べ、引張試験の伸びが大幅に向上する。
２）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の破面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の場合には延性破面となっている。
３）軟窒化処理した鋼材の表層の化合物層を除去すれば、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する。このため軟窒化部品の曲げ矯正性を改善することができる。
４）一方、曲げ疲労強度に関しては、化合物層除去前後でほとんど変化がない。非調質型軟窒化部品の場合には、部品表面から０．０５ｍｍ位置の硬さが、ＨＶ硬さで４１０以上であり、かつ部品表面から１．０ｍｍ位置の硬さ（以下、「内部硬さ」ということがある。）が、ＨＶ硬さで２００以上であり、生地の金属組織（以下「母材組織」ともいう。）がベイナイト組織であれば、８００ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度を安定して得ることができる。
５）非調質型部品は、調質型部品と比べて母材の耐久比（疲労強度／引張強度）が低い。そのため非調質型部品は、調質型部品と同等の内部硬さを有していても、母材の疲労強度は調質型部品に比べ低くなる。特に、非調質型軟窒化部品の内部硬さがＨＶ硬さで２００未満と低く、母材組織が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。）が主体である場合には、ＨＶ硬さで４１０以上の高い表層硬さを有していても、疲労試験時に内部を起点とした破壊が起こり、８００ＭＰａ以上という高い疲労強度を得ることが難しくなることがある。
６）軟窒化処理後の表層硬さをＨＶ硬さで４１０以上としても、軟窒化部品の表層の化合物層を除去すれば、実用上十分な曲げ矯正性を得ることができる。
７）但し、高い曲げ矯正性が求められるクランクシャフトの場合には、軟窒化部品の表層硬さがＨＶ硬さで４８０を超えると、たとえ化合物層を除去しても十分な曲げ矯正性を得ることができないことがある。
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、下記に示す非調質型軟窒化部品にある。
（１）生地の鋼材の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．５０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．３５％、
Ｍｎ：２．３〜２．８％、
Ｓ：０．１０％以下、
Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｍｏ：０〜０．３％、
Ｎｉ：０〜０．５％、
Ｔｉ：０〜０．０２０％、
残部：Ｆｅおよび不純物で、
下記の式［１］で表されるＦｎ１が３．１０≦Ｆｎ１≦６．００であり、
不純物中のＰ、ＡｌおよびＣｒがそれぞれ、Ｐ：０．０８％以下、Ａｌ：０．０５％以下およびＣｒ：０．２０％未満であり、
応力集中部において、
表面から０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さが４１０〜４８０であり、
表面から１．０ｍｍ位置のＨＶ硬さが２００以上であり、
化合物層深さが５μｍ以下であり、かつ
生地の金属組織がベイナイト組織である、
非調質型軟窒化部品。
Ｆｎ１＝（０．３１６Ｃ＋０．１２２）×（０．７Ｓｉ＋１）×（５．１Ｍｎ−１．１２）×（０．３６４Ｎｉ＋１）×（２．１６Ｃｒ＋１）×（３Ｍｏ＋１）・・・［１］
ただし、式［１］中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
（２）前記生地の鋼材の化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％および
Ｍｏ：０．０５〜０．３％
から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載の非調質型軟窒化部品。
（３）前記生地の鋼材の化学組成が、質量％で、
Ｎｉ：０．０５〜０．５％および
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
から選択される１種以上を含有する、上記（１）または（２）に記載の非調質型軟窒化部品。
「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。
「応力集中部」とは、曲げによる疲労破壊および曲げ矯正を行った際に亀裂が発生する部位を指す。具体的な例を挙げれば、「非調質型軟窒化部品」が図１に示す形状のクランクシャフトである場合、「応力集中部」とは「ピンフィレット部」または「ジャーナルフィレット部」を指す。
本発明の非調質型軟窒化部品は、軟窒化処理後の曲げ矯正性に優れ、しかも、曲げ疲労試験において８００ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度を有するので、自動車、産業機械および建設機械などの部品、例えば、クランクシャフトとして用いることができ、これらの部品の軽量小型化を実現することが可能である。
非調質型軟窒化部品としてクランクシャフトの一部を例示し、その「応力集中部」となる「ピンフィレット部」および「ジャーナルフィレット部」を説明する図である。 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４点曲げ試験片の被検面形状を示す図である。 実施例で用いた４点曲げ試験片におけるビッカース硬さ試験における硬さの測定位置を模式的に示す図である。 実施例で用いた４点曲げ試験片における化合物層深さの測定位置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、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
（Ａ）生地の鋼材の化学組成について：
Ｃ：０．３５〜０．５０％
Ｃは、内部硬さを高めて、曲げ疲労強度を高める作用を有する。所望の曲げ疲労強度を得るためには、０．３５％以上のＣを含有する必要がある。しかしながら、Ｃの含有量が多くなりすぎると、表層硬さがあまりにも大きくなって、応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下であっても十分な曲げ矯正性を得ることができない。このため、Ｃの含有量を０．３５〜０．５０％とした。Ｃの含有量は、０．３８％以上とすることが好ましく、また、０．４５％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：０．１０〜０．３５％
Ｓｉは、溶製時の脱酸用として必要な元素であり、かかる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の含有量が多くなりすぎると、応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下であっても曲げ矯正性の過度な低下を招く。このため、Ｓｉの含有量を０．１０〜０．３５％とした。Ｓｉの含有量は、０．１５％以上とすることが好ましく、また、０．３０％以下とすることが好ましい。
Ｍｎ：２．３〜２．８％
Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸作用を有する元素である。Ｍｎは、軟窒化時に表層の固溶窒素量を増加させて表層硬さを向上させることにより、曲げ疲労強度を高める作用がある。このような効果を発揮させるためには、２．３％以上のＭｎを含有させる必要がある。一方、Ｍｎの含有量が２．８％を超えると、表層硬さが過剰に高くなって、応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下であっても曲げ矯正性が過度に低下する。したがって、Ｍｎの含有量は２．３〜２．８％とした。Ｍｎの含有量は、２．４％以上とすることが好ましく、また、２．７％以下とすることが好ましい。
Ｓ：０．１０％以下
Ｓは、積極的に含有させれば、被削性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｓの含有量が０．１０％を超えると、曲げ疲労強度と曲げ矯正性の著しい低下をきたす。したがって、Ｓの含有量を０．１０％以下とした。Ｓの含有量は０．０８％以下とすることが好ましい。被削性の向上効果を得る場合には、Ｓの含有量は、０．０４％以上とすることが好ましい。
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％以上の量のＮを含有させる必要がある。一方、０．０２５０％を超えるＮを含有させてもその効果は飽和する。したがって、Ｎの含有量は０．００３０〜０．０２５０％とした。Ｎの含有量は、０．００８０％以上とすることが好ましく、また、０．０２２０％以下とすることが好ましい。
Ｃｕ：０〜１．０％
Ｃｕは、内部硬さを高めて、曲げ疲労強度を向上させる元素である。したがって、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。Ｃｕの量は、０．４％以下とすることが好ましく、０．３％以下とすれば一層好ましい。
一方、前記の効果を安定して得るためには、Ｃｕの量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１％以上とすれば一層好ましい。
Ｍｏ：０〜０．３％
Ｍｏは、フェライトを強化し、内部硬さを高めて、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、必要に応じてＭｏを含有させてもよい。しかしながら、０．３％を超える量のＭｏを含有させても上記の効果が飽和して、経済性が損なわれるばかりである。したがって、含有させる場合のＭｏの量を０．３％以下とした。Ｍｏの量は、０．２％以下とすることが好ましい。
一方、前記の効果を安定して得るためには、Ｍｏの量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．１％以上とすれば一層好ましい。
上記のＣｕおよびＭｏは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種の複合で含有させることができる。複合して含有させる場合の合計量は、１．３％であっても構わないが、０．３％以下とすることが好ましい。
Ｎｉ：０〜０．５％
Ｎｉは、靱性を高めて、曲げ矯正性を向上させる元素である。したがって、必要に応じてＮｉを含有させてもよい。しかしながら、０．５％を超える量のＮｉを含有させても上記の効果が飽和して、経済性が損なわれるばかりである。したがって、含有させる場合のＮｉの量を０．５％以下とした。Ｎｉの量は、０．３％以下とすることが好ましく、０．２％以下とすれば一層好ましい。
一方、前記の効果を安定して得るためには、Ｎｉの量は、０．０５％以上とすることが好ましく、０．０８％以上とすれば一層好ましい。
なお、Ｃｕを含有させる場合には、「Ｃｕチェッキング」と称される熱間割れが生じやすいので、これを防止するために、Ｎｉ／Ｃｕ≧０．５を満足するようにＮｉを複合して含有させることが好ましい。
Ｔｉ：０〜０．０２０％
Ｔｉは、窒化物を形成し、結晶粒を微細化して曲げ矯正時にクラックを進展させにくくすることで曲げ矯正性を向上させる元素である。したがって、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０．０２０％を超えると、窒化物が粗大になり、逆に、応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下であっても曲げ矯正性が著しく低下する。したがって、含有させる場合のＴｉの量を０．０２０％以下とした。Ｔｉの量は、０．０１５％以下とすることが好ましい。
一方、前記の効果を安定して得るためには、Ｔｉの量は、０．００５％以上とすることが好ましい。
なお、上記のＮｉおよびＴｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種の複合で含有させることができる。複合して含有させる場合の合計量は、０．５２０％であっても構わないが、０．３０％以下とすることが好ましい。
Ｆｎ１：３．１０〜６．００の範囲内
本発明に係る非調質型軟窒化部品は、式中の元素記号を、その元素の質量％での鋼中含有量として、
Ｆｎ１＝（０．３１６Ｃ＋０．１２２）×（０．７Ｓｉ＋１）×（５．１Ｍｎ−１．１２）×（０．３６４Ｎｉ＋１）×（２．１６Ｃｒ＋１）×（３Ｍｏ＋１）・・・［１］
で表されるＦｎ１が、３．１０〜６．００の範囲内であるものである。
Ｆｎ１は、母材組織に関する指標である。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏは、いずれも鋼の焼入れ性を向上させる。Ｆｎ１が３．１０以上であれば、鋼材の焼入れ性が十分に高くなり、母材組織がベイナイト組織となることで、母材に高い耐久比を付与することができる。しかしながら、６．００を超えると母材組織がマルテンサイト組織となり、硬度が過度に高くなり、曲げ矯正性に悪影響を及ぼす。したがって、３．１０≦Ｆｎ１≦６．００とした。Ｆｎ１は、３．５０以上であることが好ましく、また、５．００以下であることが好ましい。
本発明に係る非調質型軟窒化部品は、生地の鋼材の化学組成が、上述の各元素と残部がＦｅおよび不純物で、不純物中のＰ、ＡｌおよびＣｒがそれぞれ、Ｐ：０．０８％以下、Ａｌ：０．０５％以下およびＣｒ：０．２０％未満であるものである。
Ｐ：０．０８％以下
Ｐは、鋼に含有される不純物であり、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。Ｐの含有量は、０．０４％以下とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌは、鋼に含有される不純物である。Ａｌの含有量が多くなると、曲げ矯正性の低下をきたす。特に、その含有量が０．０５％を超えると、応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下であっても曲げ矯正性の低下が著しくなる。したがって、Ａｌの含有量を０．０５％以下とした。Ａｌの含有量は、０．０３％以下とすることが好ましい。
Ｃｒ：０．２０％未満
Ｃｒは、鋼に含有される不純物である。Ｃｒを、含有すると表層硬さが過度に高くなり、曲げ矯正性を低下させるため、Ｃｒの含有量はできるだけ低くすることが望ましい。したがって、Ｃｒの含有量を０．２０％未満とした。Ｃｒの含有量は、０．１０％以下とすることが好ましい。
（Ｂ）硬さ、化合物層深さおよび組織について：
本発明に係る非調質型軟窒化部品は、<1>応力集中部において、表面から０．０５ｍｍ位置、すなわち表層のＨＶ硬さが４１０〜４８０であり、表面から１．０ｍｍ位置、すなわち内部のＨＶ硬さが２００以上であり、化合物層深さが５μｍ以下であり、かつ<2>生地の金属組織がベイナイト組織であるものである。
（Ｂ−１）応力集中部の表層硬さについて：
８００ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度を得るためには、応力集中部の表層のＨＶ硬さを４１０以上にする必要がある。一方、応力集中部の表層のＨＶ硬さが４８０を超える場合には、軟窒化時に従来よりも大きな曲がりが生じやすいクランクシャフト形状に対しては、たとえ応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下であっても、実用上十分な曲げ矯正性を得ることができないことがある。
したがって、本発明に係る非調質型軟窒化部品は、応力集中部の表面から０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さが４１０〜４８０であることとした。なお、応力集中部の表面から０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さは、４２０以上であることが好ましく、また、４７０以下であることが好ましい。
（Ｂ−２）応力集中部の内部硬さについて：
非調質型軟窒化部品の場合、調質型軟窒化部品と比べて母材の耐久比が低いので、応力集中部において、調質型軟窒化部品と同等の内部硬さを有していても、母材の疲労強度は調質型軟窒化部品に比べ低くなる。このため、非調質型軟窒化部品では、応力集中部において、内部のＨＶ硬さが２００を下回る場合には、たとえ内部硬さが調質型部品と同等で、しかも、ＨＶ硬さで４１０以上の高い表層硬さを有していても、内部を起点とした疲労破壊が起こり、８００ＭＰａ以上という高い疲労強度を得ることが難しくなることがある。
したがって、本発明に係る非調質型軟窒化部品は、応力集中部の表面から１．０ｍｍ位置のＨＶ硬さが２００以上であることとした。応力集中部の表面から１．０ｍｍ位置のＨＶ硬さは、２１０以上であることが好ましく、また、被削性の点から３２０以下であることが好ましい。
（Ｂ−３）応力集中部の化合物層深さについて：
応力集中部における化合物層を薄くすることで、曲げ疲労強度を低下させることなく、曲げ矯正性を改善することができる。深さ５μｍを超える化合物層が残っておれば曲げ矯正性の大きな改善が期待できない。
したがって、本発明に係る非調質型軟窒化部品は、応力集中部の化合物層深さが５μｍ以下であることとした。なお、応力集中部の化合物層深さは、３μｍ以下であることが好ましく、化合物層が全く無いこと、つまり、化合物層深さが０μｍであることが最も好ましい。
（Ｂ−４）生地の金属組織について：
上述のように、生地の鋼材が、前記（Ａ）項で述べた化学組成である本発明に係る非調質型軟窒化部品は、生地の金属組織（母材組織）がベイナイト組織である。本発明においてベイナイト組織とは、生地の金属組織の８０％以上がベイナイト組織であるものをいう。
前述したように非調質型軟窒化部品は調質型軟窒化部品と比べて母材の耐久比が低いので、応力集中部において調質型軟窒化部品と同等の内部硬さを有していても、母材の疲労強度は調質型軟窒化部品に比べ低くなる。しかしながら、非調質型軟窒化部品の母材組織がベイナイト組織である場合は、フェライト・パーライト組織である場合に比べ、母材の耐久比が高くなる。したがって、ベイナイト非調質鋼は、応力集中部において同じ内部硬度を有するフェライト・パーライト非調質鋼に比べ、高い疲労強度を得ることができる。
なお、上記（Ｂ−１）〜（Ｂ−４）を満足する部品は、例えば、本発明で規定される化学組成を満たす鋼材を１０００℃以上の温度で熱間鍛造し、軸の直径が８〜８０ｍｍの熱間鍛造品とした後に放冷し、機械加工を行った後、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、９０℃の油中に冷却し、その後、応力集中部をラッピング等の機械加工によって研磨することで得られる。
なお、上記の「ＲＸガス」は変性ガスの１種で、ガスの商標名である。
より具体的に、非調質型軟窒化部品の一例として「クランクシャフト」を挙げれば、例えば、本発明で規定される化学組成条件を満たす素材を熱間鍛造して作製されたクランクシャフトに機械加工を実施した後、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、９０℃の油中に冷却し、その後、ピンフィレット部およびジャーナルフィレット部をラッピング等の機械加工によって研磨することで得られる。
以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｎを７０トン転炉で溶製し、連続鋳造を行い、さらに断面の寸法が１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片に分塊圧延した。
次いで、各鋼片を加熱温度１２００℃、仕上温度１０００〜１０５０℃の条件で熱間鍛造して直径９０ｍｍの棒鋼に加工した。熱間鍛造後の棒鋼は大気中で放冷して室温まで冷却した。
表１中の鋼Ａ〜Ｈは、化学組成が本発明で規定される範囲内の鋼であり、鋼Ｉ〜Ｎは、化学組成が本発明で規定される範囲外の鋼である。
Figure 2016035519
このようにして得た直径９０ｍｍの棒鋼を、１２００℃に加熱し、１０００〜１０５０℃の仕上温度で熱間鍛造して、直径５０ｍｍの棒鋼を作製した。仕上げ後の棒鋼はいずれも大気中で放冷して室温まで冷却した。
鋼Ａ〜Ｎについて熱間鍛造したままの直径５０ｍｍの棒鋼のＤ／４部位（「Ｄ」は棒鋼の直径を表す。）から、鍛錬軸に平行に図２に示す形状の溝付き小野式回転曲げ疲労試験片および図３に示す形状の４点曲げ試験片を切り出した。
図２の試験片においてはＲ３の溝底が応力集中部となる。同様に、図３の試験片においてはＲ３のノッチ底が応力集中部となる。
上記のようにして得た溝付き小野式回転曲げ疲労試験片および４点曲げ試験片を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。
試験番号１〜１４については、上記の軟窒化処理後さらに、溝付き小野式回転曲げ疲労試験片の溝底および４点曲げ試験片のノッチ底について、目標研磨深さを０．０３ｍｍとして、下記の条件で電解研磨した。
・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、
・研磨時間：小野式回転曲げ疲労試験片の場合：９７０秒、
４点曲げ試験片の場合：５９０秒。
試験番号１５および１６については、上記の軟窒化処理後さらに、溝付き小野式回転曲げ疲労試験片の溝底および４点曲げ試験片のノッチ底について、目標研磨深さを０．０１５ｍｍとして、下記の条件で電解研磨した。
・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、
・研磨時間：小野式回転曲げ疲労試験片の場合：４９０秒、
４点曲げ試験片の場合：３００秒。
上記のようにして得た軟窒化処理ままの試験片（試験番号１７）および軟窒化処理後さらに電解研磨した試験片（試験番号１〜１６）を用いて、小野式回転曲げ疲労試験による曲げ疲労強度の調査および４点曲げ試験による曲げ矯正性の調査を行った。
また、軟窒化処理まま（試験番号１７）あるいは軟窒化処理後さらに電解研磨した小野式回転曲げ疲労試験片および４点曲げ試験片（試験番号１〜１６）を用いて、応力集中部である溝底とノッチ底における、表層硬さ（つまり、試験片の表面から０．０５ｍｍ位置の硬さ）、内部硬さ（つまり、試験片の表面から１．０ｍｍ位置の硬さ）および化合物層深さを調査した。さらに、母材組織も調査した。
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：
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、８００ＭＰａ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２２０００μ（曲げ矯正歪２．２％に相当）以上であることとした。
〈３〉応力集中部の表層硬さおよび内部硬さ：
小野式回転曲げ疲労試験片については、試験片の中心部を通り試験片の長さ方向に平行な断面が表れるように切断した。また、４点曲げ試験片については、試験片の長さ方向に平行でかつ溝の方向に垂直な断面が表れるように切断した。そして、各々の切断面が被検面となるよう、小野式回転曲げ疲労試験片のＲ３の溝近傍および４点曲げ試験片のＲ３のノッチ近傍を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、ビッカース硬度計を使用して応力集中部の表面硬さ（以下、単に「表面硬さ」という。）および応力集中部の内部硬さ（以下、単に「内部硬さ」という。）を調査した。４点曲げ試験片の被検面を図４に示す。小野式回転曲げ疲労試験片の被検面についても同様である（図示は省略）。
硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に記載の「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、Ｒ３の溝底およびＲ３のノッチ底から０．０５ｍｍの位置および１．０ｍｍの位置におけるそれぞれ任意の６点でのＨＶ硬さを、試験力を２．９４Ｎとしてビッカース硬度計で測定し、その値を算術平均して表層硬さおよび内部硬さを評価した。図５に、４点曲げ試験片における硬さの測定位置を模式的に示す。小野式回転曲げ疲労試験片の被検面についても同様である（図示は省略）。
〈４〉応力集中部の化合物層深さ：
前記〈３〉で用いた樹脂埋めした試験片を使用して、応力集中部の化合物層深さ（以下、単に「化合物層深さ」という。）の調査を行った。
具体的には、上記の樹脂埋めした試験片を再度研磨し、ナイタールで腐食し、４００倍の倍率で光学顕微鏡によってＲ３の溝底およびＲ３のノッチ底をそれぞれ任意に５視野観察して、白く観察される部分を「化合物層」とし、それらの深さを測定し、算術平均して化合物層深さとした。図６に、４点曲げ試験片における化合物層深さの測定位置を模式的に示す。小野式回転曲げ疲労試験片の被検面についても同様である（図示は省略）。
〈５〉母材組織：
前記〈３〉で用いた樹脂埋めした試験片を使用して、母材組織の調査を行った。
具体的には、上記でナイタール腐食した試験片を用いて、４００倍の倍率で光学顕微鏡によって母材組織を観察した。
表２に、上記の各調査結果をまとめて示す。表２において、「ベイナイト」と記載したものはベイナイト組織が８０％以上を占め、「フェライト・パーライト」と記載したものはフェライト・パーライト組織が８０％以上を占め、「マルテンサイト」と記載したものはマルテンサイト組織が８０％以上を占めていた。
Figure 2016035519
表２に示すように、生地の鋼材の化学組成、表層硬さ、内部硬さおよび化合物層深さ、ならびに母材組織が本発明で規定する条件を満たす試験番号１〜８の場合、σｗおよび曲げ矯正性の目標を満足しており、曲げ疲労特性および曲げ矯正性に優れていることが明らかである。
一方、試験番号９〜１４の場合は、鋼Ｉ〜Ｎ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、曲げ疲労特性あるいは曲げ矯正性に劣っている。
すなわち、試験番号９の場合は、生地の鋼材である鋼ＩのＣ含有量が本発明で規定する範囲を下回っている。このため、小野式回転曲げ疲労試験片の内部硬さがＨＶ硬さで１９５と低く、σｗが８００ＭＰａ以上という目標に達しておらず、曲げ疲労特性に劣っている。
試験番号１０の場合は、生地の鋼材である鋼ＪのＭｎ含有量が本発明で規定する範囲を下回っている。このため、小野式回転曲げ疲労試験片の表層硬さがＨＶ硬さで４０５と低く、σｗが８００ＭＰａ以上という目標に達しておらず、曲げ疲労特性に劣っている。
試験番号１１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上回っている。このため、化合物層深さは３μｍと小さいにも拘わらず、４点曲げ試験片の表層硬さがＨＶ硬さで５１２と高く、曲げ矯正性がゲージの読みで２２０００μ以上という目標に達しておらず、曲げ矯正性に劣っている。
試験番号１２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っている。このため、化合物層深さは２μｍと小さいにも拘わらず、４点曲げ試験片の表層硬さがＨＶ硬さで５０５と高く、曲げ矯正性がゲージの読みで２２０００μ以上という目標に達しておらず、曲げ矯正性に劣っている。
試験番号１３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っている。このため、母材組織がフェライト・パーライト組織となり、小野式回転曲げ疲労試験片の表層硬さがＨＶ硬さで４１２と高く、内部硬さがＨＶ硬さで２１０を有しているにも拘わらず、σｗが８００ＭＰａ以上という目標に達しておらず、曲げ疲労特性に劣っている。
試験番号１４の場合は、生地の鋼材である鋼ＮのＦｎ１が本発明で規定する範囲を上回っている。このため、母材組織がマルテンサイト組織となり、化合物層深さは１μｍと小さいにも拘わらず、４点曲げ試験片の表層硬さがＨＶ硬さで５４２と高く、曲げ矯正性がゲージの読みで２２０００μ以上という目標に達しておらず、曲げ矯正性に劣っている。
試験番号１５〜１７の場合は、４点曲げ試験片の化合物層深さが本発明で規定する条件から外れているので、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Ａの化学組成は本発明で規定する範囲内であるが、４点曲げ試験片の化合物層深さが１２μｍと大きく、曲げ矯正性がゲージの読みで２２０００μ以上という目標に達しておらず、曲げ矯正性に劣っている。
試験番号１６の場合は、生地の鋼材である鋼Ｂの化学組成は本発明で規定する範囲内であるが、４点曲げ試験片の化合物層深さが９μｍと大きく、曲げ矯正性がゲージの読みで２２０００μ以上という目標に達しておらず、曲げ矯正性に劣っている。
試験番号１７の場合は、生地の鋼材である鋼Ｃの化学組成は本発明で規定する範囲内であるが、４点曲げ試験片の化合物層深さが２０μｍと大きく、曲げ矯正性がゲージの読みで２２０００μ以上という目標に達しておらず、曲げ矯正性に劣っている。
本発明の非調質型軟窒化部品は、軟窒化処理後の曲げ矯正性に優れ、しかも、曲げ疲労試験において８００ＭＰａ以上の高い曲げ疲労強度を有するので、自動車、産業機械および建設機械などの部品、例えば、クランクシャフトとして用いることができ、軽量小型化に対処することが可能である。

Claims (3)

  1. 生地の鋼材の化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．３５〜０．５０％、
    Ｓｉ：０．１０〜０．３５％、
    Ｍｎ：２．３〜２．８％、
    Ｓ：０．１０％以下、
    Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％、
    Ｃｕ：０〜１．０％、
    Ｍｏ：０〜０．３％、
    Ｎｉ：０〜０．５％、
    Ｔｉ：０〜０．０２０％、
    残部：Ｆｅおよび不純物で、
    下記の式［１］で表されるＦｎ１が３．１０≦Ｆｎ１≦６．００であり、
    不純物中のＰ、ＡｌおよびＣｒがそれぞれ、Ｐ：０．０８％以下、Ａｌ：０．０５％以下およびＣｒ：０．２０％未満であり、
    応力集中部において、
    表面から０．０５ｍｍ位置のＨＶ硬さが４１０〜４８０であり、
    表面から１．０ｍｍ位置のＨＶ硬さが２００以上であり、
    化合物層深さが５μｍ以下であり、かつ
    生地の金属組織がベイナイト組織である、
    非調質型軟窒化部品。
    Ｆｎ１＝（０．３１６Ｃ＋０．１２２）×（０．７Ｓｉ＋１）×（５．１Ｍｎ−１．１２）×（０．３６４Ｎｉ＋１）×（２．１６Ｃｒ＋１）×（３Ｍｏ＋１）・・・［１］
    ただし、式［１］中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
  2. 前記生地の鋼材の化学組成が、質量％で、
    Ｃｕ：０．０５〜１．０％および
    Ｍｏ：０．０５〜０．３％
    から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の非調質型軟窒化部品。
  3. 前記生地の鋼材の化学組成が、質量％で、
    Ｎｉ：０．０５〜０．５％および
    Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％
    から選択される１種以上を含有する、請求項１または２に記載の非調質型軟窒化部品。
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