WO2005100626A1 - 曲げ疲労強度に優れるクランクシャフト - Google Patents

曲げ疲労強度に優れるクランクシャフト Download PDF

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WO2005100626A1
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less
mass
hardened layer
fatigue strength
crankshaft
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Akihiro Matsuzaki
Tohru Hayashi
Yasuhiro Omori
Takaaki Toyooka
Koki Mizuno
Hideki Matsuda
Seiji Kobayashi
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Honda Motor Co Ltd
JFE Steel Corp
Original Assignee
Honda Motor Co Ltd
JFE Steel Corp
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C3/00—Shafts; Axles; Cranks; Eccentrics
    • F16C3/04—Crankshafts, eccentric-shafts; Cranks, eccentrics
    • F16C3/06—Crankshafts
    • F16C3/08—Crankshafts made in one piece

Definitions

  • the present invention relates to a crankshaft having a hardened layer formed by induction hardening on the surface of a crankpin portion and a journal portion, and particularly to an advantageous improvement of its bending fatigue strength.
  • a crankshaft is used as a component to change the reciprocating motion of biston into rotary motion in an internal combustion engine such as an automobile engine.
  • the crankshaft 1 has a journal portion 2 for a cylinder, a crankpin portion 3 which is a bearing portion of a connecting port for a piston, a crank web portion 4, and a counterweight portion 5.
  • the journal 2 and the crank pin 3 are subjected to induction hardening to improve their fatigue strength.
  • journal portion 2 and the crankpin portion 3 particularly the boundary between the journal portion 2 and the counterweight portion 5 and the crank web of the crankpin portion 3 are used. It is effective to increase the fatigue strength at the fillet r7, which is the boundary point with the part4.
  • Patent Document 1 proposes a technique for dispersing TiC to reduce the prior austenite grain size.
  • Patent Document 1 In the technique described in Patent Document 1 described above, a large amount of fine TiC is dispersed at the time of induction quenching heating to reduce the grain size of the prior austenite. It is necessary to have a solution heated in the hot rolling process. Therefore, it is necessary to increase the heating temperature during hot rolling, and the productivity is poor. There was a problem.
  • CDZR average Vickers hardness Hf up to induction hardened
  • this part does not take into account the prior austenite grain size over the entire thickness of the quench-hardened layer. For this reason, it was not possible to obtain the bending fatigue strength as good as expected in the present invention.
  • Patent Document 3 discloses that after forming, the surface y grain size is made 10 or more in JIS G0551 grain size by two-stage induction hardening and the rolling fatigue strength is improved by finely dispersing carbides. Technology has been proposed.
  • Patent Document 1 JP-A-2000-154819 (Claims, paragraph [0000])
  • Patent Document 2 JP-A-8-53714 (Claims)
  • Patent Document 3 JP-A-7-118791 (Claims) Disclosure of the Invention
  • the present invention has been developed in view of the above situation, and an object of the present invention is to propose a cranta-shaft having better bending fatigue strength than before.
  • the present inventors have conducted intensive studies to effectively improve the bending fatigue strength of the crankshaft.
  • the structure of the base material of the crankshaft that is, the structure before quenching
  • the structure before quenching is a structure containing bainite structure and Z or martensite structure at a specific fraction
  • the bainite structure or martensite structure becomes ferrite.
  • the carbide is finely dispersed, so that the area of the ferrite / carbide interface, which is the nucleation site of austenite, increases during quenching and heating, and the generated austenite is refined.
  • the grain size of the quench-hardened layer becomes fine, thereby improving the grain boundary strength and the bending fatigue strength.
  • the gist configuration of the present invention is as follows.
  • crank shaft having a quenched and hardened layer on the surface of the crank pin portion and the journal portion
  • A1 0.040 mass% or less (including zero), Ti: 0.005 to 0.06 mass%,
  • the balance is composed of Fe and unavoidable impurities
  • the base metal structure has a payinite structure and / or a martensite structure
  • the total structure fraction of the bainite structure and the martensite structure is 10% or more
  • the former austenite grain size of the surface hardened layer after induction hardening is less than lOiim over the entire thickness of the hardened layer
  • the bending fatigue limit of the fillet r of the crankpin and the original part A crankshaft with excellent flexural fatigue strength characterized by a strength of 800 MPa or more.
  • V 0.5111333% or less
  • a crankshaft with excellent bending fatigue strength characterized in that it has a composition containing one or more selected from the group consisting of:
  • a crankshaft with excellent bending fatigue strength characterized in that it has a composition containing one or more selected from the group consisting of:
  • crankshaft having a hardened and hardened layer on the surface of the crankpin portion and the journal portion
  • the balance is composed of Fe and unavoidable impurities, and the base metal structure has a payinite structure and / or a martensite structure, and the total structure of the bainite structure and the martensite structure Rate is 10% or more, and the former austenite grain size of the surface hardened layer after induction hardening is 5 / m or less over the entire thickness of the hardened layer, and the bending fatigue of the crank pin part and the fillet r part of the journal part A crankshaft with excellent bending fatigue strength characterized by a limit strength of 800 MPa or more.
  • V 0.5 mass% or less
  • a crankshaft with excellent bending fatigue strength characterized in that it has a composition containing one or more selected from the group consisting of: Brief Description of Drawings
  • Figure 1 is a schematic diagram of a crankshaft.
  • FIG. 2 is a schematic diagram for explaining the thickness of the hardened layer of the fillet r portion and the shaft smooth portion.
  • FIG. 3 is a diagram showing the position of induction hardening of the crankshaft.
  • FIG. 4 is a diagram showing an outline of a durability test according to the present invention.
  • C is the element that has the greatest effect on hardenability and increases the hardness and depth of the hardened hardened layer, effectively contributing to the improvement of fatigue strength.
  • the quench hardening depth must be drastically increased in order to secure the required fatigue strength. Is notable, and the formation of a bainite structure is also difficult. Therefore, 0.40 mass% or more is added.
  • the content exceeds 0.51 mass%, the grain boundary strength is reduced, and accordingly, the bending fatigue strength is reduced, and the machinability, the cold forgeability and the quenching crack resistance are also reduced. For this reason, C was limited to the range of 0.40 to 0.51 mass%. Note that 0.45 mass% or more is a more preferable range.
  • Si has the effect of increasing the number of nucleation sites of austenite during quenching heating, suppressing the growth of austenite grains, and reducing the grain size of the hardened hardened layer. It also suppresses the formation of carbides and suppresses the decrease in grain boundary strength due to carbides. In addition, it is a useful element for the formation of bainite structure, which improves bending fatigue strength.
  • Si is a very important element in the present invention, and it is essential that Si is contained in an amount of 0.30 niass% or more. This is because by setting the Si content to 0.30 mass% or more, it is possible to reduce the particle size to 10 ini or less over the entire thickness of the hardened layer.
  • Si content exceeds 0.80 mass%, the hardness increases due to solid solution hardening of the ferrite, and the machinability and the cold forgeability decrease. Therefore, Si was limited to the range of 0.30 to 0.80 mass%. Note that a more preferable Si amount is 0.040 mass% or more.
  • Mn is an indispensable component for improving hardenability and securing the hardening depth during quenching, so Mn is actively added.However, if the content is less than 0.50 mass%, its effect is poor. And set it to 0.50 mass% or more. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 1.50 mass%, the base material becomes hard and the machinability becomes disadvantageous. Therefore, the Mn content is set to 1.50 mass% or less. A more preferred amount of Mn is 0.70 mass% or less.
  • A1 0.040 mass% or less (including zero)
  • A1 is an element effective for deoxidation.
  • it is a useful element for suppressing the growth of austenite grains during quenching and heating to reduce the grain size of the quenched and hardened layer.
  • it is preferably contained at 0.005 mass% or more. it can.
  • the content exceeds 0.040 mass%, the effect saturates, and there is a possibility that the fatigue strength may decrease due to an increase in oxides. Therefore, A1 is limited to the range of 0.0040 mass% or less.
  • the content of at least 0.005 mass% is required.However, if the content exceeds 0.06 mass%, coarsening of TiN and generation of oxides are caused. Since Ti becomes a starting point of fatigue fracture and causes a significant decrease in bending fatigue strength, Ti is limited to the range of 0.005 to 0.06 mass%. A more preferred range is 0.030 mass% or less.
  • Mo has the effect of promoting the formation of a bainite structure, thereby reducing the austenite grain size during quenching and heating, and reducing the grain size of the hardened hardened layer. In addition, by suppressing the growth of austenite grains during quenching heating, it has the effect of reducing the grain size of the hardened hardened layer. Further, since it is a useful element for improving hardenability, it is used to adjust hardenability. In addition, Mo is an element that suppresses the formation of carbides and effectively prevents the reduction in grain boundary strength due to carbides.
  • Mo is a very important element in the present invention, and if the content is less than 0.15 mass%, the particle size can be reduced over the entire thickness of the hardened layer even if manufacturing conditions and quenching conditions are adjusted. Cannot be made into fine particles of less than 10 m. However, if the content exceeds 0.50 mass%, the hardness of the rolled material increases significantly, resulting in a decrease in workability. Therefore, Mo was limited to the range of 0.15 to 0.50 mass%. A more preferable Mo amount is in a range of 0.30 to 0.50 mass%.
  • B has an effect of promoting the formation of a bainite structure or a martensite structure.
  • B has the effect of improving the quenchability by adding a small amount and increasing the bending fatigue strength by increasing the quenching depth during quenching.
  • B preferentially biases the grain boundaries, reduces the concentration of P that biases the grain boundaries, improves the grain boundary strength, and thus has the effect of improving the bending fatigue strength.
  • B is positively added, but if the content is less than 0.0005 mass%, the effect of the addition is poor, while if the content exceeds 0.0030 mass%, the effect is saturated.
  • B is limited to the range of 0.0005 to 0.0030 mass%, because the increase in the amount of the boron compound causes a decrease in fatigue strength.
  • Mn S is a useful element that forms Mn S in steel and improves machinability, but if it is contained in excess of 0.06 mass%, it will bend into grain boundaries and reduce grain boundary strength. Limited to 0.06 mass% or less.
  • P biases the austenite grain boundaries and reduces the bending fatigue strength by reducing the grain boundary strength. In addition, there is an adverse effect that promotes burning cracks. Therefore, it is desirable to reduce the content of P as much as possible, but it is permissible up to 0.02 mass%.
  • Cr stabilizes carbides, promotes the formation of residual carbides, lowers grain boundary strength and lowers bending fatigue strength. Therefore, it is desirable to reduce the content of as much as possible, but it is acceptable up to 0.2 mass%.
  • Cu is effective in improving the hardenability and also forms a solid solution in the fluoride.
  • This solid solution strengthening improves the bending fatigue strength.
  • the reduction in grain boundary strength due to carbides is suppressed, and the bending fatigue strength is improved.
  • the content exceeds 1.0 mass%, cracks occur during hot working, so the addition should be 1.0 mass ° / o or less.
  • M is an element that improves hardenability, and is used for adjusting hardenability. It is also an element that suppresses the formation of carbides, suppresses the reduction in grain boundary strength due to carbides, and improves the bending fatigue strength. However,! ⁇ Is an extremely expensive element, and adding more than 3.5 mass% increases the cost of the steel material. In addition, if the addition is less than 0.05 mass%, the effect of improving the hardenability and the effect of suppressing the decrease in the grain boundary strength are small, so it is preferable to contain 0.05 mass% or more.
  • Co is an element that suppresses the formation of carbides, suppresses the decrease in grain boundary strength due to carbides, and improves the bending fatigue strength.
  • Co is an extremely expensive element, and if added in excess of 1.0 mass%, the cost of the steel material will increase. If the addition is less than 0.01 mass%, the effect of suppressing the decrease in the grain boundary strength is small. Therefore, it is desirable to add 0.01 mass% or more.
  • Nb not only has the effect of improving hardenability, but also combines with C and N in steel and acts as a precipitation strengthening element. It is also an element that improves the resistance to tempering and softening, and improves the bending fatigue strength by these effects. However, even if the content exceeds 0.1 lmass%, the effect is saturated, so the upper limit is 0.1 lmass%. If the addition is less than 0.005 %, the effect of strengthening the precipitation and the effect of improving the resistance to temper softening is small, so it is desirable to add 0.0005 % maSS % or more.
  • V 0.5 mass% or less
  • V combines with C and N in steel and acts as a precipitation strengthening element. It is also an element that improves the tempering softening resistance, and improves the bending fatigue strength by these effects. However, if the content exceeds 0.5 mass%, the effect saturates. Below. If the addition is less than 0.01 mass%, the effect of improving the bending fatigue strength is small, so it is desirable to add 0.01 mass% or more. Preferably it is 0.03-0.3 mass%.
  • Te and Se combine with Mn to form MnTe and MnSe, respectively, which improve machinability by acting as a chip breaker.
  • the content of each is set to 0.2 mass% or less.
  • the preferred range is 0.1 lmass% or less.
  • Te 0. 003mas S% or more in the case of Se is preferably contained more than 0. 003mass%.
  • Ca REM and Zr each form a sulfide with MnS, which improves machinability by acting as a chip breaker.
  • Ca, REM and Zr are contained in excess of 0.02 mass%, 0.03 mass% and 0.2 niass%, respectively, the effect is saturated and the component cost rises. It was contained in the above range. More preferably, it is in the range of Ca: 0.01 mass% or less, REM: 0.015 mass% or less, and Zr: 0.1 lmass% or less.
  • Ca contains 0.0001 mass% or more
  • REM contains 0.0001 mass% or more
  • Zr contains 0.003 mass% or more.
  • Sn and Sb are both elements that improve machinability by embrittlement.
  • adding more than Sn: 0.3 mass% and Sb: 0.2 niass% saturates the effect, increases the cost, and is economically disadvantageous. It was made to be done. More preferably, it is in the range of Sn: 0.15 mass% or less and Sb: 0.1 lmass% or less.
  • Sn contains 0.005 mass% or more and Sb contains 0.0005 mass% or more.
  • Mg and Hf are not only deoxidizing elements, but also become sources of stress concentration and improve machinability. It has the effect of improving, so it can be added as needed. However, an excessive addition saturates the effect and increases the cost of the components. More preferably, Mg: 0.01 mass% or less, Hf: 0.05 mass% or less. In order to improve machinability, it is preferable that Mg is contained at 0.0001 mass% or more and Hf is contained at 0.005 mass% or more.
  • the range of the suitable component composition has been described. However, in the present invention, it is not sufficient to limit the component composition to the above range, and the adjustment of the copper structure is also important.
  • the base metal structure of the crank shaft that is, the structure before quenching (corresponding to a structure other than the hardened layer after induction hardening) has a bainite structure Z or a martensite structure, and The total structural fraction of these bainite and martensite structures must be at least 10% in volume fraction (vol%).
  • the bainite or martensite braid has a structure in which carbides are finely dispersed as compared with the ferrite-perlite structure, and thus the nucleation site of austenite during quenching heating, ferrite / carbide.
  • the interface area increases and the generated austenite is refined, which effectively contributes to the refinement of the grain size of the quenched and hardened layer.
  • the grain boundary strength increases and the bending fatigue strength improves.
  • the total structure fraction of the bainite structure and the martensite structure is more preferably 20 vol% or more.
  • the remaining organization other than the bainite organization or martensite organization may be any of ferrite, pearlite, etc., and is not particularly specified.
  • the martensite structure has the same effect as the bainite structure in reducing the grain size of the hardened layer after quenching, but from an industrial point of view, the martensite coarse fiber has a higher effect than the martensite coarse fiber.
  • the microstructure is advantageous in production because it requires less addition of alloying elements and can be produced at a low cooling rate.
  • the crankshaft of the present invention it is also important to adjust the former austenite grain size of the hardened layer after induction hardening. That is, for the hardened layer after induction hardening, it is necessary to keep the prior austenite grain size at lOm or less over the entire thickness. This is because if the grain size over the entire thickness of the quenched hardened layer exceeds, sufficient grain boundary strength cannot be obtained, and as a result, satisfactory improvement in bending fatigue strength cannot be expected. Preferably, it is 5 / im or less, more preferably 2 / im or less.
  • the measurement of the prior austenite grain size over the entire thickness of the quench hardened layer is performed as follows.
  • the outermost layer of the induction hardened portion has a martensite structure with an area ratio of 100%. Then, as going from the surface to the inside, a region of 100% martensite structure continues at a certain depth, but the area ratio of the martensite structure sharply decreases from a certain depth.
  • the depth region from the steel surface to the area ratio of martensite structure reduced to 98% is defined as the hardened layer in the induction hardened portion.
  • the average old austenite particle size was measured at each of the 1/5 position, 1/2 position, 4 position and 5 position of the hardened layer thickness from the surface.
  • the particle size is also ⁇ or less
  • the old austenite particle size over the entire thickness of the quench hardened layer is assumed to be 10 m or less.
  • the average prior austenite grain size was measured using an optical microscope by a factor of 400 (area of one field of view: 0.25 thigh x 0.225 ⁇ ) to 1000 times the force (area of one field of view: 0.1 lOmrn X 0. In this case, the observation is carried out by observing 5 visual fields at each position, and measuring the average particle size with an image analyzer.
  • crankshaft of the present invention it is necessary that the bending fatigue limit strength of the crank pin portion and the journal portion of the journal portion be 800 MPa or more. This is because this makes it possible to reduce the size and weight of the engine.
  • Fig. 2 is a diagram schematically showing the cross section of the pin portion or the journal portion.
  • Fillet The hardened layer thickness of the r portion is, as shown in Fig. 2, the closest firing from the fillet r portion 7 The distance L to the border is referred to as L.
  • L The distance L to the border.
  • the thickness M of the hardened layer of the shaft flat portion 8 of the pin portion and the journal portion is 2.0 or more. This is because if the thickness of the hardened layer of the shaft flat portion 8 is not sufficiently ensured, internal blasting occurs from the burning boundary of the shaft flat portion 8.
  • the thickness of the hardened layer of the shaft smooth portion refers to the distance from the surface of the shaft smooth portion to the nearest burning boundary.
  • a steel material adjusted to a predetermined composition is formed into a round bar by hot rolling, cut into a predetermined length, and then formed into a crankshaft by hot forging, and then, if necessary, normalized. , And then subjected to cutting, then induction hardening and tempering, and then finishing or shot peening as required to obtain a product.
  • the base metal structure that is, the structure before quenching, has a bainite structure or a martensite structure, and The fraction between the martensite structure and the martensite structure should be 10% or more.
  • the hot forging temperature should be 800 ° C or higher, and cooling should be performed at a cooling rate of 0.2 V / s or more after hot forging.
  • the maximum temperature during induction hardening must be 800 to 1050 ° C, and the heating rate must be 200 ° C / s or more. . If the maximum temperature is lower than 800 ° C, a hardened layer cannot be formed by quenching. On the other hand, if the maximum temperature is higher than 1050 ° C or the heating rate is lower than 200 ° CZs, the former austenite grain size of the hardened layer becomes more than 10 m, and the bending fatigue limit strength cannot be secured.
  • the maximum temperature during high frequency quenching is more preferably 950 ° C or less, and if it is 950 ° C or less, an ultrafine hardened layer with a prior austenite particle size of 5 / zm or less can be obtained. be able to. '
  • a steel material having the composition shown in Table 1 was melted by a converter and cut into pieces by continuous forming.
  • the size of the piece was 300 X 400 pieces. These pieces were rolled into 90-bar steel bars by hot rolling. Then, after cutting this steel bar to a predetermined length, heating it to 1200 ° C, performing each hot forging from bending to finishing, further performing paring and forming into a crankshaft shape, Cooled at 0.7 t / s.
  • steel symbol C for comparison, a sample was also prepared under the condition that the cooling after forming was 0.08 ° CZs. In addition, it was finished in a crankshaft shape by oil drilling and finishing cutting.
  • the finishing temperature of hot forging was set to over 900 ° C from the viewpoint of formation of bainite or martensite structure.
  • the surface of the crankpin and journal of the crankshaft was subjected to induction hardening (heating rate 250 ° ⁇ s, maximum heating temperature 890 ° C (Table (No. 1 to 33, 39 to 42 in Table 2) or 1030 ° C (No holding time at No. 34 to 38 in Table 2) to form a hardened layer 6 and then use a heating furnace. After tempering for 170 or 30 minutes, the product was finished and finished. The depth of the hardened layer is It was adjusted by adjusting the output conditions.
  • Table 2 shows the results of examining the bending fatigue strength of the crankshaft thus obtained.
  • the bending fatigue strength of the crankshaft was evaluated as follows.
  • a durability test was performed in which a connecting rod was attached to the crankpin of the crankshaft, and a fixed repetitive load was applied to each connecting opening with the end of the crankshaft fixed. the number of repetitions until the pin portion or the journal portion at that time damaged calculated, the maximum stress which does not damage even more than 10 7 times, and the bending fatigue limit strength.
  • the load stress of the fillet r under the above load condition was determined by a finite element method analysis, and evaluated.
  • the base metal structure, the thickness of the hardened layer in the smooth portion of the shaft after quenching and the r portion of the fillet, and the average hardened layer particle size (former austenite particle size) obtained over the entire thickness of the hardened layer was performed using an optical microscope.
  • the thickness of the hardened layer was, as described above, a depth from the steel surface to a depth at which the area ratio of the martensite tissue was reduced to 98%.
  • the average old austenite particle size was measured at each of the 1-5 position, 1-2 position, and 4 Z5 position of the hardened layer thickness from the surface, and the maximum value was shown.
  • the maximum value was shown.
  • the particle size of the hardened layer was measured in a cross section cut in the thickness direction of the hardened layer, in a picric acid aqueous solution in which 50 g of picric acid was dissolved in 500 g of water, and sodium dodecylbenzenesulfonate: llg, Ferrous chloride: 1 g and oxalic acid: 1.5 g were added to the solution to act as a corrosive liquid, and the old austenite grain boundaries were revealed.
  • crankshafts satisfying the component composition range and structure specified in the present invention all have the former austenite grains of the hardened layer satisfying 5 ⁇ or less over the entire thickness. As a result, it was possible to obtain excellent bending fatigue strength with a bending fatigue limit strength of 800 MPa or more at the fillet r stress.
  • No. 9 is a comparative example in which the cooling rate after hot forging was reduced to 0.08 ° CZ seconds, but the total microstructure fraction of bainite and martensite was less than 10%. As a result, the grain size of the hardened layer becomes coarse and the bending fatigue strength is low.
  • Nos. 19.20, and 21 each have a C, Si, and Mo content lower than the proper range of the present invention, so that the hardened layer particle size is coarse and the bending fatigue strength is inferior.
  • No. 22 has B content
  • No. 23 has Mn content
  • No. 24 has S and P content
  • No. 25 has A1 content
  • No. 26 has Cr content. Since they are outside the proper range of the invention, all of them cause a decrease in grain boundary strength and are inferior in bending fatigue strength.
  • No. 27 has poor bending fatigue strength because the Ti content exceeds the proper range of the present invention, and No. 28 has a low Ti content, and consequently the hardened layer particle size becomes coarse, Poor fatigue strength.

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Abstract

従来よりも曲げ疲労強度に優れるクランクシャフトを提案する。クランクピン部およびジャーナル部の表面に焼入れ硬化層を有するクランクシャフトであって、Ｃ：0.40～0.51mass％、Si：0.30～0.80mass％、Mn：0.50～1.50mass％、Al：0.040mass％以下（ゼロを含む）、Ti：0.005～0.06mass％、Mo：0.15～0.50mass％、Ｂ：0.0005～0.0030mass％、Ｓ：0.06mass％以下、Ｐ：0.02mass％以下およびCr：0.2mass％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、母材組織が、べイナイト組織およびまたはマルテンサイト組織を有し、かつこれらベイナイト組織とマルテンサイト組織の合計の組織分率が10％以上であり、さらに高周波焼入れ後の表面硬化層の旧オーステナイト粒径が硬化層全厚にわたり10μm以下であり、クランクピン部およびジャーナル部のフィレットr部分の曲げ疲労限強度が800MPa以上であることを特徴とする、曲げ疲労強度に優れるクランクシャフト。

Description

明細書
曲げ疲労強度に優れるクランクシャフト 技術分野
本発明は、 クランクピン部おょぴジャーナル部の表面に高周波焼入れによる硬化層 をそなえるクランクシャフトに関し、 特に、 その曲げ疲労強度の有利な向上を図ろう とするものである。 背景技術
自動車エンジンなどの内燃機関におけるビストンの往復運動を回転運動に変更する 部品として、 クランクシャフトが用いられている。
このクランクシャフト 1 は、 図 1に示すように、 シリンダーへのジャーナル部 2、 ビストン用コネクティング口ッドの軸受け部であるクランクピン部 3、 クランクゥェ ブ部 4およびカウンタウェイ ト部 5を備えていて、 特にジャーナル部 2およびクラン クピン部 3には高周波焼入れを施して、 その疲労強度の向上を図っている。
しかしながら、 最近の内燃機関の高出力化に伴い、 クランクシャフトのさらなる強 化、 特に曲げ疲労強度の向上が要請されている。 ここに、 クランクシャフトの曲げ疲 労強度を向上させるには、 上記したジャーナル部 2およぴクランクピン部 3、 とくに ジャーナル部 2のカウンタウェイ ト部 5との境界並びにクランクピン部 3のクランク ウェブ部 4との境界点である、 フィレツト r部 7における疲労強度を高めることが有 効である。
なぜなら、 この部位は形状的に応力が集中する部分であり、 クランクシャフトの疲 労破損の起点となりやすいためである。
疲労強度を向上させるためには、 粒界強度の向上が有効であり、 この観点から Ti Cを分散させることによって旧オーステナイト粒径を微細化する技術が、 例えば特許 文献 1に提案されている。
上記の特許文献 1に記載された技術では、 高周波焼入れ加熱時に微細な Ti Cを多量 に分散させることで、 旧オーステナイ ト粒径の徽細化を図るものであるため、 焼入れ 前に T i Cを溶体化しておく必要があり、 熱間圧延工程で llOOt以上に加熱する工程 を採用している。 そのため、 熱延時に加熱温度を高くする必要があり、 生産性に劣る という問題があった。
また、 上記の特許文献 1に開示された技術をもってしても、 クランクシャフトの曲 げ疲労強度に対する要求には十分に応えることができなった。
また、 特許文献 2には、 硬化層深さ CDと高周波焼入れ軸物部品の半径 Rとの比 （CD /R) を 0. 3〜0. 7に制限した上で、 この CDZRと高周波焼入れ後の表面から 1讓ま でのオーステナイト結晶粒径 y f 、高周波焼入れままの （CDZR ) '=0. 1までの平均ビ ッカース硬さ Hf および高周波焼入れ後の軸中心部の平均ビッカース硬さ Heで規定さ れる値 Aを、 C量に応じて所定の範囲に制御することによって、 ねじり疲労強度を向 上させた機械構造用軸物部品が提案されている。
しかしながら、 この部品では、 焼入れ硬化層の全厚にわたる旧オーステナイ ト粒径 に考慮が払われていない。 このため、 やはり本発明で所期したほど良好な曲げ疲労強 度を得ることはできなかった。
さらに、 特許文献 3には、 成形加工後、 二段の高周波焼入れにより、 表面 y粒度を JIS G0551 の粒度 No.で 10以上とし、 かつ炭化物を微細に分散させることによって 転動疲労強度を改善する技術が提案されている。
しかしながら、 この技術は、 焼入れ硬化層深さが浅いこともあって、 やはり本発明 で所期したほど良好な曲げ疲労強度を得ることはできなかった。 特許文献 1 ： 特開 2000— 154819号公報 （特許請求の範囲、 段落 [ 0 0 0 8 ]) 特許文献 2 ： 特開平 8— 53714号公報 （特許請求の範囲）
特許文献 3 ： 特開平 7— 118791号公報 （特許請求の範囲） 発明の開示
本発明は、 上記の現状に鑑み開発されたもので、 従来よりも曲げ疲労強度に優れる クランタシャ.フトについて、 提案することを目的とする。
さて、 発明者らは、 クランクシャフトの曲げ疲労強度を効果的に向上させるベく、 鋭意検討を行った。
その結果、 以下に述べるように、 クランクシャフ トの化学組成、 組織おょぴ焼入れ 後の硬化層全厚にわたる旧オーステナイ ト粒径を最適化することにより、 優れた曲げ 疲労強度を有するクランクシャフトが得られるとの、 以下の （ i ) ないし（iii)の知見 を得た。
( i ) 適正な化学組成に調整したクランクシャフトの必要部位に、 焼入れを施し、 焼 入れ硬化層全厚にわたる旧オーステナイト粒径を 10 /ί πι以下好ましくは 5 以下と することによって、 曲げ疲労強度が顕著に向上する。 具体的には、 化学組成に関して は、 特に Siおよび Moを適正な範囲で添加することで、 高周波焼入れ加熱時における オーステナイ トの核生成サイ ト数が増加し、 またオーステナイ ト粒の成長が抑制され ることにより、 焼入れ硬化層の粒経が効果的に微細化し、 その結果曲げ疲労強度が顕 著に向上する。
(ii) クランクシャフ トの母材の組織、 すなわち焼入れ前の組織を、 ベイナイト組織 および Zまたはマルテンサイ ト組織 特定の分率で含有された組織にすると、 ベイナ ィト組織あるいはマルテンサイ ト組織がフェライ ト一パーライト組織に比べて炭化物 が微細に分散した組織であるため、 焼入れ加熱時にオーステナイ トの核生成サイトで あるフェライ ト /炭化物の界面の面積が増えて、 生成したオーステナイトが微細化す る。 その結果、 焼入れ硬化層の粒径が微細となり、 これにより粒界強度が向上し、 曲 げ疲労強度が向上する。
(iii) さらに、 クランクシャフトにおける焼入部の必要箇所について検討を行ったと ころ、 クランクシャフトの使用環境下ではピン部おょぴジャーナル部のフィレツト r 部に応力が集中するため、 この部分の焼入深さを十分に確保する必要のあることがわ かった。 そして、 この部分の焼入れ深さ （硬化層厚） が 2. 0mmより浅い場合には、 内 部の焼き境 （硬化層と非硬化層との境目位置)' を起点に早期の疲労破壌を起こすこと が判明した。 従って、 フィレツト r部の硬化層の厚みを 2. 0mm以上として内部起点の 早期破壌を抑制することが曲げ瘃労強度の向上に特に有効であることがわかった。 本発明は、 上記の知見に立脚するものである。
すなわち、 本発明の要旨構成は次のとおりである。
( 1 ) クランクピン部おょぴジャーナル部の表面に焼入れ硬化層を有するクランクシ ャフトであって、
C ： 0. 40〜0. 51mass%、
Si： 0. 30〜0. 80mass% ,
Mn： 0. 50〜1. 50mass%、
A1： 0. 040mass%以下 （ゼロを含む）、 Ti： 0. 005〜0. 06mass%、
Mo： 0. 15〜0. 50mass%、
B ： 0. 0005〜0. 0030mass%、
S ： 0. 06mass%以下、
P ： 0. 02mass%以下おょぴ
■Ϊ
Cr： 0. 2mass%以下
を含有し、 残部は Feおよび不可避的不純物の組成になり、 母材組織が、 ペイナイト組 織および/またはマルテンサイ ト組織を有し、 かつこれらべイナィト組織とマルテン サイト組織の合計の組織分率が 10%以上であり、 さらに高周波焼入れ後の表面硬化層 の旧オーステナイ ト粒径が硬化層全厚にわたり lO ii m以下であり、 クランクピン部お ょぴジ ーナル部のフィレツト r部分の曲げ疲労限強度が 800MPa以上であることを特 徴とする、 曲げ疲労強度に優れるクランクシャフト。
( 2 ) 上記 （1 ) において、 鋼材の成分組成が、 さらに
Cu： 1. 0mass%以下、
Ni： 3. 5mass%以下、
Co： 1. 0mass%以下、
Nb： 0. lmass%以下おょぴ
V： 0. 5111333%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有する組成になることを特徴とする、 曲げ 疲労強度に優れるクランクシャフト。
( 3 ) 上記 （1 ) または （2 ) において、 鋼材の成分組成が、 さらに
Te： 0. 2mass%以下、
Se： 0. 2mass%以下、
Ca： 0. 02mass%以下、
REM： 0. 03mass%以下、
Zr： 0. 2mass%以下、
Sn： 0. 3mass%以下、
Sb： 0. 2mass%以下、
Mg： 0. 02mass%以下おょぴ
Hf ： 0. lmass%以下 のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有する組成になることを特徴とする、 曲げ 疲労強度に優れるクランクシャフト。
( 4 ) クランクピン部おょぴジャーナル部の表面に焼入れ硬化層を有するクランクシ ャフトであって、
C ： 0. 45〜0. 51mass%、
Si： 0. 40〜0. 80mass%、
Mn： 0. 50〜0. 70mass%、
A1： 0. 005〜0. 040mass%以下、
Ti： 0. 005~0. 030mass% ,
Mo： 0. 3P〜0. 50mass%、
B ： 0. 0005~0. 0030masso/o、
S ： 0. 06mass%以下、
P ： 0. 02mass%以下おょぴ
Cr： 0. 2mass%以下
を含有し、 残部は Feおよび不可避的不純物の組成になり、 母材組織が、 ペイナイ ト組 織および/またはマルテンサイ ト組織を有し、 かつこれらべイナィ ト組織とマルテン サイト組織の合計の組織分率が 10%以上であり、 さらに高周波焼入れ後の表面硬化層 の旧オーステナイ ト粒径が硬化層全厚にわたり 5 / m以下であり、クランクピン部およ ぴジャーナル部のフィレツト r部分の曲げ疲労限強度が 800MPa以上であることを特徴 とする、 曲げ疲労強度に優れるクランクシャフト。
( 5 ) 上記 （4 ) において、 鋼材の成分組成が、 さらに
Cu： 1. 0mass%以下、
Ni： 3. 5mass%以下、
Co： 1. 0mass%以下、
b： 0. lmass%以下おょぴ
V ： 0. 5mass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有する組成になることを特徴とする、 曲げ 疲労強度に優れるクランクシャフト。 図面の簡単な説明 図 1は、 クランクシャフトの模式図ある。
図 2は、 フィレツト r部および軸平滑部の硬化層厚を説明する模式図である。
図 3は、 クランクシャフトの高周波焼入れの位置を示した図である。
図 4は、 本発明に従う耐久試験の概要を示した図である。
図 1から 4の中で使用されている符号の説明は以下のとおりである。
1 クランクシャフト、 2 ジャーナル部、 3 クランクピン部、 4 クラン クウエブ部、 . 5 カウンタウェイト部、 6 硬化層、 7 フィレット r部、 8 軸平滑部。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明を具体的に説明する。
まず、 本発明において、 クランクシャフ トの成分組成を上記の範囲に限定した理由 について説明する。
C ： 0. 40〜0. 51mass%
Cは、 焼入れ性への影響が最も大きい元素であり、 焼入れ硬化層の硬さおよぴ深ざ を高めて疲労強度の向上に有効に寄与する。 しかしながら、 含有量が 0. 40mass%に満 たないと、 必要とされる疲労強度を確保するためには焼き入れ硬化深さを飛躍的に深 くしなくてはならず、 その際焼割れの発生が顕著となり、 またべイナイ ト組織も生成 し難くなるため、 0. 40mass%以上を添加する。 一方、 0. 51mass%を超えて含有させる と粒界強度が低下し、 それに伴い曲げ疲労強度が低下し、 また切削性、 冷間鍛造性お よぴ耐焼割れ性も低下する。 このため Cは、 0. 40〜0. 51mass%の範囲に限定した。 な お、 0. 45mass%以上がより好ましい範囲である。
Si： 0. 30~0. 80mass%
Siは、 焼入れ加熱時にオーステナイトの核生成サイト数を増加させると共に、 ォー ステナイ トの粒成長を抑制し、焼入れ硬化層の粒径を微細化する作用を有する。また、 炭化物生成を抑制し、 炭化物による粒界強度の低下を抑制する。 さらに、 ベイナイ ト 組織の生成にも有用な元素であり、 これらのことにより曲げ疲労強度を向上させる。 このように、 Siは、 本発明において非常に重要な元素であり、 0. 30niass%以上の含 有を必須とする。 というのは、 Si量を 0. 30mass%以上とすることによって、 硬化層全 厚にわたって粒径を 10 i ni以下の微細粒とすることができるからである。 しかしなが ら、 Si量が 0. 80mass%を超えると、 フェライトの固溶硬化により硬さが上昇し、 切削 性およぴ冷間鍛造性の低下を招く。 従って、 Siは、 0. 30〜0. 80mass%の範囲に限定し た。 なお、 より好ましい Si量は.0. 40mass%以上である。
Mn： 0. 50〜1. 50mass%
Mnは、 焼入れ性を向上させ、 焼入れ時の硬化深さを確保する上で不可欠の成分であ るため、 積極的に添加するが、 含有量が 0. 50mass%未満ではその添加効果に乏しいの で、 0. 50mass%以上とした。 一方、 Mn量が 1. 50mass%を超えると、 母材の硬質化を招 き、 被削性に不利となるので、 Mn は 1. 50mass%以下とした。 より好ましい Mn 量は 0. 70mass%以下である。
A1： 0. 040mass%以下 （ゼロを含む）
A1は、 脱酸に有効な元素である。 また、 焼入れ加熱時におけるオーステナイ ト粒成 長を抑制することによって焼入れ硬化層の粒径を微細化する上でも有用な元素であり、 必要に応じて好ましくは 0. 005mass%以上で含有させることができる。 しかしながら 0. 040mass%を超えて含有させてもその効果は飽和し、むしろ酸化物の増加により疲労 強度の低下を招くおそれがあるため、 A1は 0. 040mass%以下の範囲に限定した。
Ti： 0. 005〜0. 06mass%
Ti ,は、不可避的不純物として混入する Νと結合することで、 Βが ΒΝとなって Βの焼 入れ性向上効果が消失するのを防止し、 Βの焼入れ性向上効果を十分に発揮させる作 用を有する。
この効果を得るためには、 少なく とも 0. 005mass %の含有を必要とするが、 0. 06mass%を超えて含有されると、 TiNの粗大化や、酸化物の生成をまねく結果、 これ らが疲労破壊の起点となって曲げ疲労強度の著しい低下を招くことから、 Ti は 0. 005 〜0. 06mass%の範囲に限定した。 より好ましい範囲は 0. 030mass%以下である。
Mo： 0. 15〜0. 50mass%
Moは、 べィナイ ト組織の生成を促進することにより、 焼入れ加熱時のオーステナイ ト粒径を微細化し、 焼入れ硬化層の粒径を細粒化する作用がある。 また、 焼入れ加熱 時におけるオーステナイ トの粒成長を抑制することにより、 焼入れ硬化層の粒径を微 細化する作用がある。 さらに、 焼入れ性の向上に有用な元素であるため、 焼入れ性を 調整するために用いられる。 加えて、 Moは、 炭化物の生成を抑制し、 炭化物による粒 界強度の低下を有効に阻止する元素でもある。 このように、 Moは、 本発明において非常に重要な元素であり、 含有量が 0. 15mass% に満たないと、 製造条件や焼入れ条件をいかように調整しても硬化層全厚にわたって 粒径が lO m以下の微細粒とすることができない。 しかしながら、 0. 50mass%を超え て含有させると、 圧延材の硬さが著しく上昇し、 加工性の低下を招く。 従って、 Moは 0. 15〜0. 50mass%の範囲に限定した。 より好ましい Mo量は、 0. 30〜0. 50mass%の範囲 である。
B ： 0. 0005~0. 0030mass%
Bは、べィナイト組織あるいはマルテンサイト組織の生成を促進する効果を有する。 また、 Bは、 微量の添加によって焼入れ性を向上させ、 焼入れ時の焼入れ深さを高め ることにより曲げ疲労強度を向上させる効果がある。 さらに、 Bは、 粒界に優先的に 偏祈して、 粒界に偏祈する Pの濃度を低減し、 粒界強度を向上させ、 もって曲げ疲労 強度を向上させる作用もある。
このため、 本発明では、 Bを積極的に添加するが、 含有量が 0. 0005mass%に満たな いとその添加効果に乏レく、 一方 0. 0030mass%を超えて含有させるとその効果は飽和 し、ポロン化合物の増加により疲労強度の低下を招くため、 Bは 0. 0005〜0· 0030mass% の範囲に限定した。
S ： 0. 06mass%以下
Sは、 鋼中で Mn Sを形成し、 切削性を向上させる有用元素であるが、 0. 06mass%を 超えて含有させると粒界に偏折して粒界強度を低下させるため、 Sは 0. 06mass%以下 に制限した。
P ： 0. 02mass%以下
Pは、 オーステナイ トの粒界に偏祈し、 粒界強度を低下させることにより、 曲げ疲 労強度を低下させる。 また、 焼割れを助長する弊害もある。 従って、 Pの含有は極力 低減することが望ましいが、 0. 02mass%までは許容される。
Cr： 0. 2mass%以下
Crは、 炭化物を安定化させて残留炭化物の生成を助長し、 粒界強度を低下させて曲 げ疲労強度を低下させる。 従って、 の含有は極力低減することが望ましいが、 0. 2mass%までは許容できる。
以上、 基本成分について説明したが、 本発明ではその他にも、 以下に述べる元素を 適宜含有させることができる。 Cu： 1. Omass%以下
Cuは、 焼入れ性の向上に有効であり、 またフヱライト中に固溶し、 この固溶強化に よって、 曲げ疲労強度を向上させる。 また、 炭化物の生成を抑制することにより.、 炭 化物による粒界強度の低下を抑制し、 曲げ疲労強度を向上させる。 しかしながら、 含 有量が 1. 0mass%を超えると熱間加工時に割れが発生するため、 1. 0mass°/o以下の添加 とする。 '
Ni： 3. 5mass%以下
Mは、 焼入れ性を向上させる元素であるので、 焼入れ性を調整する場合に用いる。 また、 炭化物の生成を抑制し、 炭化物による粒界強度の低下を抑制して、 曲げ疲労強 度を向上させる元素でもある。しかしながら、!^は極めて高価な元素であり、 3. 5mass% を超えて添加すると鋼材のコストが上昇するので、 3. 5mass%以下の添加とする。なお、 0. 05mass%未満の添加では、 焼入れ性の向上効果おょぴ粒界強度の低下抑制効果が小 さいため、 0. 05mass%以上含有させることが望ましい。
Co： 1. 0mass%以下
Coは、 炭化物の生成を抑制して、 炭化物による粒界強度の低下を抑制し、 曲げ疲労 強度を向上させる元素である。しかしながら、 Coは極めて高価な元素であり、 1. 0mass% を超えて添加すると鋼材のコストが上昇するため、 1. 0mass%以下の添加とする。なお、 0. 01mass%未満の添加では、 粒界強度の低下抑制効果が小さいため、 0. 01mass%以上 添加することが望ましい。
Nb： 0. lmass%以下
Nbは、 焼入れ性の向上効果があるだけでなく、 鋼中で C， Nと結合し析出強化元素 として作用する。 また、 焼もどし軟化抵抗性を向上させる元素でもあり、 これらの効 果によって曲げ疲労強度を向上させる。 しカゝしながら、 0. lmass%を超えて含有させて もその効果は飽和するので、 0. lmass%を上限とする。 なお、 0. 005%未満の添加では、 析出強化用および焼もどし軟化抵抗性の向上効果が小さいため、 0. 005maSS%以上添加 することが望ましい。
V： 0. 5mass%以下
Vは、 鋼中で C， Nと結合し析出強化元素として作用する。 また、 焼もどし軟化抵 抗性を向上させる元素でもあり、 これらの効果により曲げ疲労強度を向上させる。 し かしながら、 0. 5mass%を超えて含有させてもその効果は飽和するので、 0. 501 3 %以 下とする。なお、 0. 01mass%未満の添加では、曲げ疲労強度の向上効果が小さいので、 0. 01mass%以上添加することが望ましい。 好ましくは 0. 03〜0. 3mass%である。
Te： 0. 2mass%以下
Se： 0. 2mass%以下
Teおよび Seは、 それぞれ Mnと結合して MnTeおよび MnSeを形成し、 これらがチッ プブレーカ一として作用することにより被削性を改善する。 しかしながら、 含有量が それぞれ 0. 2mass%を超えると、効果が飽和する上、成分コストの上昇を招くので、 い ずれも 0. 2mass%以下で含有させるものとした。 なお、 好適範囲は 0. lmass%以下であ る。 また、 被削性の改善のためには、 Te の場合は 0. 003masS%以上、 Se の場合は 0. 003mass%以上含有させることが好ましい。
Ca： 0. 02mass%以下
REM： 0. 03mass%以下
Zr： 0. 2mass%以下
Ca REMおよび Zrはそれぞれ MnSと共に硫化物を形成し、 これがチップブレーカー として作用することにより被削性を改善する。 しかしながら、 Ca、 REMおよび Zrをそ れぞれ、 0. 02mass%、 0. 03mass%および 0. 2niass%を超えて含有させても、効果が飽和 する上、成分コストの上昇を招くので、それぞれ上記の範囲で含有させるものとした。 より好ましくは Ca： 0. 01mass%以下、 REM： 0. 015mass%以下、 Zr： 0. lmass%以下の範 囲である。なお、被削性の改善のためには、 Caは 0. 0001mass%¾上、 REMは 0. 0001mass% 以上、 Zrは 0. 003mass%以上含有させることが好ましい。
Sn： 0. 3mass%以下
Sb： 0. 2mass%以下
Snおよび Sbはいずれも、脆化作用により被削性を向上させる元素である。 しかしな がら、 Sn： 0. 3mass%および Sb： 0. 2niass%を超えて添加しても、 効果が飽和する上、 コストが上昇し、 経済的に不利となるため、 それぞれ上記の範囲で含有させるものと した。 より好ましくは、 Sn： 0. 15mass%以下、 Sb： 0. lmass%以下の範囲である。 なお、 被削性改善のためには、 Snは 0. 005mass%以上、 Sbは 0. 0005mass%以上含有させるこ とが好ましい。
Mg： 0. 02mass%以下、 Hf ： 0. lmass%以下
Mgおよび Hf はいずれも、脱酸元素であるだけでなく、応力集中源となって被削性を 改善する効果があるので、 必要に応じて添加することができる。 しかしながら、 過剰 に添加すると効果が飽和する上、 成分コストが上昇するため、 それぞれ上記の範囲で 含有させるものとした。 より好ましくほ、 Mg： 0. 01mass %以下、 Hf ： 0. 05mass%以下 の範囲である。 なお、 被削性の改善のためには、 Mg は 0. 0001mass %以上、 Hf は 0. 005mass%以上含有させることが好ましい。
以上、 好適成分組成の範囲について説明したが、 本発明では、 成分組成を上記の範 囲に限定するだけでは不十分で、 銅組織の調整も重要である。
すなわち、 本発明においては、 クランクシャフ トの母材組織すなわち焼入れ前の組 織 （高周波焼入れ後の硬化層以外の組織に相当） が、 ベイナイト組織おょぴ Zまたは マルテンサイト組織を有し、 かつこれらべイナィト組織とマルテンサイト組織の合計 の組織分率を体積分率 （vol%) で 10%以上とする必要がある。 この理由は、 べィナイ ト組織あるいはマルテンサイ ト組繊は、 フェライトーパーライ ト組織に比べて炭化物 が微細に分散した組織であるため、 焼入れ加熱時にオーステナイトの核生成サイトで ある、 フェライ ト /炭化物界面の面積が増加し、 生成したオーステナイ トが微細化す るため、 焼入れ硬化層の粒径を微細化するのに有効に寄与するからである。 そして、 焼入れ硬化層の粒径の微細化により、 粒界強度が上昇し、 曲げ疲労強度が向上する。 ここに、べィナイ ト組織とマルテンサイト組織の合計の組織分率は 20vol%以上とす ることがより好ましい。
なお、べィナイ ト組織あるいはマルテンサイト組織以外の残部組織は、フェライ ト、 パーライト等いずれでもよく、 特に規定しない。
また、 焼入れ後の硬化層の粒径の微細化に関しては、 マルテンサイト組織もべイナ イト組織と同程度の効果を有するが、 工業的な観点からは、 マルテンサイト粗繊に比 ぺてべイナィ ト組織の方がより合金元素の添加量が少なくて済み、 また低冷却速度で 生成させることが可能であるため、 製造上有利となる。
また、 本発明のクランクシャフ トでは、 高周波焼入れ後の硬化層の旧オーステナイ ト粒径の調整も重要である。 すなわち、 高周波焼入れ後の硬化層に関し、 その全厚に わたって旧オーステナイ ト粒径を lO m以下とする必要がある。 というのは、 焼入れ 硬化層の全厚にわたる粒径が を超えると、 十分な粒界強度が得られず、 その結 果満足行くほどの曲げ疲労強度の向上が望めないからである。 なお、 好ましくは、 5 /i m以下、 さらに好ましくは 2 /i m以下である。 ここに、 焼入れ硬化層の全厚にわたる旧オーステナイ ト粒径の測定は、 次のように して行う。
高周波焼入れ後の本発明のクランクシャフトでは、 高周波焼入れした部分の最表層 は面積率で 100%のマルテンサイト組織を有する。そして、表面から内部にいくに従い、 ある深さまでは 100%マルテンサイト組織の領域が続くが、ある深さから急激にマルテ ンサイト組織の面積率が減少する。
本発明では、 高周波焼入れした部分について、 鋼材表面から、 マルテンサイト組織 の面積率が 98%に減少するまでの深さ領域を硬化層と定義する。
そして、 この硬化層について、 表面から硬化層厚の 1/5位置、 1/2位置おょぴ 4ノ 5位置それぞれの位置における平均旧オーステナイ ト粒径を測定し、いずれの平均旧ォ ーステナイ ト粒径も ΙΟ μ ηι以下である場合に、 焼入れ硬化層の全厚にわたる旧オース テナイ ト粒径が 10 m以下であるとする。
なお、 平均旧オーステナイト粒径の測定は、 光学顕微鏡により、 400倍 （1視野の面 積： 0. 25腿 X 0. 225應） 力 ら 1000倍 （ 1視野の面積： 0. lOmrn X 0. 09讓） で、 各位置毎 に 5視野観察し、 画像解析装置により平均粒径を測定することにより行う。
さらに、 本発明のクランクシャフトでは、 特にクランクピン部おょぴジャーナル部 のフィレツト r部分では、その曲げ疲労限強度が 800MPa以上であることが必要である。 なぜなら、 これにより、 エンジンのコンパクト化または軽量化が実現できるためであ る。
フィレツト r部の曲げ疲労限強度を 800MPa以上とするには、 フィレッ ト r部の硬化 層厚を 2. 0應以上とする必要がある。 図 2は、 ピン部またはジャーナル部の断面を模 式的に示す図であるが、 フィレット ： r部の硬化層厚とは、 図 2に示すように、 フィレ ット r部 7から最も近い焼き境までの距離 Lのことを言う。 クランクシャフトの使用 環境下ではピン部おょぴジャーナル部のフィ レツト r部に応力が集中するため、 この 部分の焼入深さを十分に確保する必要がある。 フィレッ ト r部の硬化層厚が 2. 0mm未 満では、 曲げ疲労限強度 800MPa以上を確保することが困難となる。
また、 ピン部おょぴジャーナル部の軸平滑部 8の硬化層厚 Mについても、 2. 0腿以上 を確保する必要がある。 軸平滑部 8の硬化層厚を十分に確保しないと軸平滑部 8の焼 き境から内部破壌が発生するようになるためである。なお、軸平滑部の硬化層厚とは、 軸平滑部表面から、 最も近い焼き境までの距離のことを言う。 次に、 本発明の製造条件について説明する。
本発明では、 所定の成分組成に調整した鋼材を、 熱間圧延により丸棒としたのち、 所定の長さに切断し、 ついで熱間鍛造によりクランクシャフトに成形後、 必要に応じ て焼ならしを施したのち、 切削加工を施し、 その後高周波焼入れ，焼戻し処理を施し たのち、 必要に応じて仕上げ加工またはショットピーニングを施して、 製品とする。 熱間鍛造おょぴその後の冷却を適性な条件とすることで、 上述の母材組織、 すなわ ち焼入れ前の組織をべイナィト組織おょぴノまたはマルテンサイ ト組織を有し、 かつ これらべィナイト組織とマルテンサイト組織との分率を 10%以上とする。 熱間鍛造温 度は 800°C以上とし、 熱間鍛造後 0. 2V/s以上の冷却速度で冷却すればよい。
また、 硬化層の旧オーステナイト粒径を 10 /z m以下とするために、 高周波焼入時の 最高到達温度は 800~1050°Cとし、 また加熱速度は 200°C/s以上とする必要がある。 最高到達温度が 800°C未満では焼入れによる硬化層を形成させることができない。一方、 最高到達温度が 1050°C超であったり、加熱速度が 200°CZs未満では、硬化層の旧ォー ステナイ ト粒径が 10 m超となり、 曲げ疲労限強度が確保できなくなる。 なお、 高周 波焼入時の最高到達温度は 950°C以下とすることがより好ましく、 950°C以下とすれば、 旧オーステナイ ト粒径が 5 /z m以下の超微細な硬化層を得ることができる。'
実施例 '''
表 1に示す成分組成になる鋼素材を、 転炉により溶製し、 連続鎳造により鎵片とし た。铸片サイズは 300 X 400讓であった。 この鎳片を、熱間圧延により 90腿 ^の棒鋼に 圧延した。 ついで、 この棒鋼を所定の長さに切断後、 1200°Cに加熱した後に、 曲げか ら仕上げまでの各熱間鍛造を行い、 さらにパリ取りを行ってクランクシャフ ト形状に 成形後、 約' 0. 7t/ sで冷却した。 なお、 鋼記号 Cについては、 比較のため、 成形後の 冷却を 0. 08°CZ sの条件としたも..のも作製した。 さらに、 オイル穴あけ加工おょぴ仕 上げ切削加工によりクランクシャフト形状に仕上げた。 なお、 熱間鍛造の仕上温度は べィナイトあるいはマルテンサイト組織生成の観点から 900°C超とした。
ついで、 図 3にクランクシャフ トの断面図を示すように、 クランクシャフトのクラ ンクピン部おょぴジャーナル部の表面に、 高周波焼入れ （加熱速度 250°〇 s、最高加 熱温度 890°C (表 2中の No. 1 〜33, 39〜42) 又は 1030°C (表 2中の No. 34〜38) で保 持時間なし） を行って硬化層 6を形成させたのち、 加熱炉を用いて 170 、 30分の焼 戻しを行い、 さらに仕上げ加工を施して、 製品とした。 なお、 硬化層深さは、 高周波 の出力条件の調整により、 調整した。
かくして得られたクランクシャフトの曲げ疲労強度について調べた結果を、 表 2に 示す。 ここに、 クランクシャフトの曲げ疲労強度は、 次のようにして評価した。
すなわち、 図 4に示すように、 クランクシャフトのクランクピン部にコネクティン グロッドを取り付け、 クランクシャフトの端部は固定した状態で、 各コネクティング 口ッドに一定の繰り返し荷重を負荷する耐久試験を行い、 その時のピン部またはジャ ーナル部が破損するまでの繰り返し数を求め、 107回以上でも破損しない上限応力を、 曲げ疲労限強度とした。
なお、 曲げ強度としては、 上記の負荷状態におけるフィレツト r部の負荷応力を、 有限要素法解析により求めた.値で評価した。
また、 同じクランクシャフトについて、 母材組織、 焼入れ後の軸平滑部及ぴフィレ ット r部の硬化層厚み、 硬化層の全厚にわたって得られる平均硬化層粒径 （旧オース テナイト粒径） を、 光学顕微鏡を用いて測定した。
これらの結果も表 2に併記する。
ここで、 硬化層厚みについては、 前述したように、 鋼材表面からマルテンサイト組 織の面積率が 98%に減少する深さまでとした。
さらに、 硬化層粒径については、 表面から硬化層厚の 1ノ 5位置、 1ノ 2位置おょぴ 4 Z5位置それぞれの位置における平均旧オーステナイ ト粒径を測定し、それらの最大値 を示した。
なお、硬化層粒径の測定は、硬化層の厚さ方向に切断した断面について、水 500 gに 対しピクリン酸： 50 gを溶解させたピクリン酸水溶液に、 ドデシルベンゼンスルホン 酸ナトリウム： ll g、 塩化第 1鉄： 1 gおよぴシユウ酸： 1. 5gを添加したものを腐食 液として作用させ、 旧オーステナイ ト粒界を現出させて行った。
鋼番号 C Si Mn P S Al Cr Mo Ti B N Cu Ni Co Nb V その他
A 0.48 0.51 0.60 0.010 0.023 0.025 0.04 0.40 0.018 0.0017 0.0044 - ― 一 - 一 - 適合例
B 0.47 0.70 0.55 0.010 0.015 0.025 0.02 0.42 0.017 0.0014 0.0042 - 一 - 一 - - 適合例
C 0.49 0.78 0.65 0.008 0.020 0.027 0.03 0.41 0.016 0.0016 0.0044 - ― 一 ― - - 適合例
D 0.48 0.62 0.65 0.009 0.038 0.025 0.03 0.38 0.019 0.0017 0.0048 - 一 - 一 - - 適合例
E 0.48 0.75 0.60 0.012 0.020 0.024 0.18 0.38 0.020 0.0016 0.0043 - - 一 ― 一 一 適合例
F 0.48 0.75 0.59 0.012 0.020 0.024 0.04 0.38 0.019 0.0016 0.0045 - 一 ― - ― - 適合例
G 0.49 0.74 0.59 0.013 0.021 0.025 0.04 0.39 0.019 0.0017 0.0044 一 一 一 0.05 一 一 .適合例
H 0.46 0.70 0.60 0.012 0.020 0.024 0.04 0.40 0.020 0.0015 0.0050 - ― 一 一 0.21 - 適合例
I 0.50 0.68 0.60 0.012 0.021 0.024 0.04 0.38 0.020 0.0015 0.0038 0.4 一 一 - 一 - 適合例
J 0.49 0.55 0.61 0.012 0.020 0.025 0.03 0.39 0.019 0.0016 0.0041 ― 1.5 一 一 一 - 適合例
K 0.48 0.71 0.60 0.013 0.020 0.025 0.03 0.39 0.021 0.0018 0.0040 - 一 0.45 一 - 適合例 し 0.B4 0.65 0.68 0.012 0.019 0.024 0.03 0.40 0.017 0.0018 0.0040 - - - 一 ― - 比較例
M 0.26 0.68 0.65 0.013 0.022 0.022 0.03 0.42 0.018 0.0022 0.0044 一 一 ― 一 - - 比較例
N 0.46 0.06 0.67 0.012 0.023 0.025 0.01 0.34 0.018 0.0021 0.0032 一 一 ― ― - - 比較例
O 0.50 0.76 0.65 0.018 0.019 0.022 0.02 一 0.018 0.0020 0.0041 - 一 ― 一 - 一 比較例
P 0.49 0.58 0.65 0.013 0.014 0.022 0.04 0.38 0.020 0.0045 0.0037 - 一 ― 一 - - 比較例
Q 0.48 0.65 2.59 0.007 0.018 0.022 0.02 0.38 0.020 0.0020 0.0056 - - 一 一 一 - 比較例
R 0.47 0.60 0.64 0.039 0.083 0.022 0.02 0.40 0.021 0.0018 0.0049 - ― 一 - 一 ― 比較例
S 0.47 0.59 0.63 0.008 0.015 0.070 0.02 0.41 0.022 0.0018 0.0049 - ― - 一 - 一 比較例 丁 0.48 0.70 0.58 0.009 0.018 0.020 0.31 0.41 0.018 0.0019 0.0045 - 一 - 一 - - 比較例 u 0.48 0.72 0.64 0.012 0.018 0.018 0.03 0.37 0.080 0.0018 0.0045 - 一 一 一 - ' 比較例
V 0.48 0.74 0.63 0.013 0.014 0.018 0.04 0.38 0.004 0.0018 0.0040 - 一 一 一 - - 比較例 w 0.46 0.45 0.65 0.015 0.040 0.002 0.01 0.38 0.030 0.0020 0.0045 - 一 一 - - Ga : 0.002 適合例
X 0.47 0.47 0.70 0.018 0.035 0.001 0.01 0.35 0.040 0.0021 0.0040 Te : 0.05 適合例
Se : 0.05
Sn : 0.01
Y 0.46 0.50 0.67 0.014 0.050 0.002 0.01 0.33 0.028 0.0018 0.0047 Zr: 0.02 適合例
REM : 0.005 Sb : 0.005 z 0.44 0.45 0.70 0.012 0.048 0.001 0.01 0.35 0.030 0.0021 0.0046 ― 一 一 一 一 Mg: 0.0020 適合例
Hf: 0.05
AA 0.44 0.51 0.68 0.015 0.038 <0.001 0.01 0.38 0.025 0.0022 0.0048 ― 一 一 ― 一 Ga : 0.0018 適合例
AB 0.41 0.32 1.30 0.015 0.030 0.003 0.01 0.18 0.056 0.0022 0.0048 0.05 ― 一 一 一 Ga : 0.0020 適合例
表 2
ベイナイト マルテンサイト 軸平滑部のフィレット r¾5の 硬化層粒径フィレット r¾5の
No. 鋼記号 組織分率 組織分率 硬化層厚み 硬化層厚み (. M m) 曲げ疲労限強度 備考
(vol%) (vol%) (mm) (mm) (MPa)
1 A 81 0 5.0 3.9 3.1 930 発明例
2 A 81 0 4.3 3.2 3.1 880 発明例
3 A 81 0 6.5 4.5 3.1 950 発明例
4 A 81 0 3.2 2.4 3.1 865 発明例
5 B 65 0 4.1 3.1 2.5 925 発明例
6 B 9 91 4.2 3.2 2.2 900 発明例
7 C 88 0 3.8 2.9 1.8 920 発明例
8 C 88 0 6.7 4.6 1.8 990 発明例
9 c 6 0 3.8 2.8 15.0 630 比較例
10 D 28 0 4.0 3.0 3.8 880 発明例
11 E 63 0 4.0 2.9 3.8 890 発明例
12 F 63 0 4.2 3.2 3.6 890 発明例
13 G 61 0 3.8 3.0 2.9 900 発明例
14 H 64 0 3.8 2.8 3.8 885 発明例
15 I 67 0 4.1 3.1 3.7 890 発明例
16 J 87 0 4.3 3.1 3.4 895 発明例
17 K 71 0 3.8 2.9 3.0 900 発明例
18 し 33 0 3.7 2.7 3.2 440 比較例
19 8 0 4.0 3.0 14.0 420 比較例
20 N 35 0 4.2 2.8 13.5 580 比較例
21 O 12 0 3.8 2.7 13.7 550 比較例
22 P 7 0 4.0 2.9 4.4 620 比較例
23 Q 87 0 4.0 2.8 3.2 580 比較例
24 R 69 0 3.8 2.9 3.0 620 比較例
25 S 69 0 3.7 2.7 3.1 620 比較例
26 T 24 0 4.0 2.9 2.9 610 比較例
27 u 80 0 4.1 3.0 4.0 640 比較例
28 V 7 0 4.0 3.0 15.3 620 比較例
29 w 80 0 4.8 2.7 4.2 910 発明例
30 X 81 0 5.2 2.6 4.3 960 発明例
31 Y 80 0 4.7 2.6 4.8 905 発明例
32 z 82 0 4.7 2.6 4.8 900 発明例
33 AA 80 0 4.9 2.7 4.2 910 発明例
34 W 80 0 5.5 2.7 5.5 860 発明例
35 X 81 0 5.1 2.6 7.2 850 発明例
36 Y 80 0 5.3 2.7 6.5 840 発明例
37 z 82 0 5.5 2.7 5.8 855 発明例
38 AA 80 0 5.7 2.8 8.0 835 発明例
39 A 81 0 4.5 1.5 3.1 660 比較例
40 A 81 0 1.9 2.9 3.1 665 比較例
41 B 80 0 5.3 1.7 2.5 640 比較例
42 B 82 0 1.9 3.0 2.5 655 比較例
43 AB 80 0 5.2 3.0 4.8 945 発明例 表 2から明らかなように、 本発明で規定した成分組成範囲並びに組織を満足 るク ランクシャフトはいずれも、 硬化層の旧オーステナイ ト粒铎が全厚にわたって 5 μ ηι 以下を満たしており、 その結果、 フィレッ ト r部応力で曲げ疲労限強度が 800MPa以上 という、 優れた曲げ疲労強度を得ることができた。
これに対して， No . 9 は、 熱間鍛造後の冷却速度を 0. 08°C Z秒と小さくした比較例 であるが、 べィナイトとマルテンサイトの合計組織分率が 10%未満となっており、 そ の結果、 硬化層粒径が粗大となり、 曲げ疲労強度が低い。
No. 18は硬化層粒径は微細であるものの、 C含有量が本発明の範囲より高いため、 粒界強度の低下を招き、 そのため曲げ疲労強度が劣っている。
No, 19. 20、 21はそれぞれ C， S i , Moの含有量が本発明の適正範囲よりも低いため、 硬化層粒径が粗大となり、 曲げ疲労強度が劣っている。
No. 22は B含有量が、また No . 23は Mn含有量が、 No. 24は Sおよび P含有量が、 No . 25は A1含有量が、 No. 26は Cr含有量が、 それぞれ本発明の適正範囲を超えているた め、 いずれも粒界強度の低下を招き、 曲げ疲労強度が劣っている。
No. 27は、 Ti含有量が本発明の適正範囲を超えているため、 曲げ疲労強度が劣って おり、 逆に No . 28は Ti含有量が低いため、 硬化層粒径が粗大となり、 曲げ疲労強度 が劣っている。
No. 39および 41は、 フィレット r部の硬化層厚みが十分でなく、 No. 40および 42は 軸平滑部の硬化層厚みが十分でなく、 曲げ疲労強度が劣っている。 産業上の利用可能性
かくして、 本発明によれば、 従来に比べて、 格段に優れた曲げ疲労強度を有するク ランクシャフトを安定して得ることができ、 その結果、 自動車用部品の軽量化の要求 に対して偉功を奏する。

Claims

請求の範囲
1 . クランクピン部おょぴジャーナル部の表面に焼入れ硬化層を有するクランクシャ フトであって、
C ： 0. 40~0. 51nmss%、
Si： ： 0. 30〜0. 80mass% ,
Mn： ： 0. 50〜1. 50mass%、
A1： ： 0. 040mass%以下 （ゼロを含む）、
Ti： ： 0. 005〜0. 06mass%、
Mo： ： 0. 15〜0. 50mass%、
B ： ： 0. 0005~0. 0030mass%、
S ： ： 0. 06mass%以下、
P ： ： 0. 02mass%以下おょぴ
Cr： ： 0. 2mass%以下
を含有し、 残部は Feおよび不可避的不純物の組成になり、 母材組織が、 ペイナイ ト組 織おょぴノまたはマルテンサイ ト組織を有し、 かつこれらべイナィ ト組織とマルテン サイト組織の合計の組織分率が 10%以上であり、 さらに高周波焼入れ後の表面硬化層 の旧オーステナイト粒径が硬化層全厚にわたり 10 / πι以下であり、 クランクピン部お ょぴジャーナル部のフィレツト r部分の曲げ疲労限強度が 800MPa以上であることを特 徴とする、 曲げ疲労強度に優れるクランクシャフ ト。
2 . 請求項 1において、 鋼材の成分組成が、 さちに
Cu： 1. 0mass%以下、
Ni ： 3. 5mass%以下、
Co： 1. 0mass%以下、
Nb： 0. lmass%以下おょぴ
V ： 0. 5mass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有する組成になることを特徴とする、 曲げ 疲労強度に優れるクランクシャフト。
3 . 請求項 1または 2において、 鋼材の成分組成が、 さらに Te： 0. 2mass%以下、
Se： 0. 2mass%以下、
Ca： 0. 02mass%以下、
REM： 0. 0301333%以下、
Zr： 0. 2mass%以下、 '
Sn： 0. 3mass%以下、
Sb： 0. 2mass%以下、
Mg： 0. 02mass%以下およぴ
Hf ： 0. lmass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有する組成になることを特徴とする、 曲げ 疲労強度に優れるクランクシャフト。
4 . クランクピン部およぴジャ一ナル部の表面に焼入れ硬化層を有するクランクシ ャフトであって、
C ： 0. 45~0. 51mass%、
Si ： 0. 40〜0. 80mass%、
Mn ： 0. 50~0. 70mass%、
Al ： 0. 005〜0. 040mass%以下、
Ti ： 0. 005~0. 030mass% ,
Mo ： 0. 30~0. 50mass%、
B ： 0. 0005~0. 0030mass%、
S ： 0. 06mass%以下、
P ： 0. 02mass%以下おょぴ
Cr ： 0. 2mass%以下
を含有し、 残部は Feおよび不可避的不純物の組成になり、 母材組織が、 ペイナイ ト組 織おょぴ またはマルテンサイ ト組織を有し、 かつこれらべイナィ ト組織とマルテン サイト組織の合計の組織分率が 10%以上であり、 さらに高周波焼入れ後の表面硬化層 の旧オーステナイト粒径が硬化層全厚にわたり 5 以下であり、クランクピン部およ ぴジャーナル部のフィレツト r部分の曲げ疲労限強度が 800MPa以上であることを特徴 とする、 曲げ疲労強度に優れるクランクシャフト。
5 . 請求項 4において、 鋼材の成分組成が、 さらに
Cu： ί. Omass%以下、
Ni： 3. 5mass%以下、
Co： 1. Omass%以下、
N ： 0. lmass%以下おょぴ
V： 0. 5mass%以下
のうちから選んだ 1種または 2種以上を含有する組成になることを特徴とする、 曲げ 疲労強度に優れるクランクシャフト。
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