WO2017119224A1 - 大型クランク軸 - Google Patents

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WO2017119224A1
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less
large crankshaft
crankshaft
pin fillet
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PCT/JP2016/085924
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宏行 高岡
真理子 山田
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株式会社神戸製鋼所
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Definitions

  • the present invention relates to a large crankshaft.
  • General internal combustion engines convert thermal energy generated by combustion into rotational energy of the crankshaft.
  • a diesel engine that is an internal combustion engine used for ships, generators, and the like includes a large crankshaft to obtain a large output.
  • Such a large crankshaft is usually made of forged steel, and there are an integral type and an assembled type.
  • the large crankshaft is designed to have a relatively large load compared to its size. Specifically, a large crankshaft is required to have a high tensile strength of 900 MPa or more, preferably 1000 MPa or more.
  • NiCrMo-based high-strength steel As a steel for large forged steel products for forming a large crankshaft for a marine diesel engine, which is an example of a large crankshaft having a large tensile strength, NiCrMo-based high-strength steel has been put into practical use (for example, JP 2010-248540 A and JP 2005-344149 A).
  • a member that repeatedly receives a load such as a large crankshaft is required to have a high fatigue strength (breaking stress during a fatigue test).
  • the fatigue strength usually increases in proportion to the tensile strength of the material, but generally, when the tensile strength increases to some extent, the susceptibility to defects such as inclusions inevitably present in the material increases.
  • a steel material having a relatively high tensile strength such as the steel materials described in the above publications, has a low fatigue limit ratio (fatigue strength / tensile strength), and thus the fatigue strength is limited.
  • the conventional large crankshaft has a problem in that the fatigue strength cannot be increased, which limits the reduction in size and output of the internal combustion engine.
  • an object of the present invention is to provide a large crankshaft having a relatively high fatigue strength.
  • the large crankshaft according to one aspect of the present invention is a large crankshaft having a pin fillet portion, and an average initial compressive stress in a surface region from the surface of the pin fillet portion to a depth of 500 ⁇ m is 500 MPa or more,
  • the average Vickers hardness of the surface of the pin fillet part is 600 or more, the arithmetic average roughness Ra of the surface of the pin fillet part is 1.0 ⁇ m or less, and the prior austenite average particle diameter of the metal structure is 100 ⁇ m or less.
  • the large crankshaft of the present invention has a relatively high fatigue strength.
  • FIG. 1 is a schematic front view showing a large crankshaft according to an embodiment of the present invention.
  • symbol in the figure means the following: 1 journal, 2 crankpins, 3 webs, 4 pin fillet parts.
  • a large-sized crankshaft according to an embodiment of the present invention shown in FIG. 1 includes a plurality of journals 1 arranged side by side on the same axis, and a crankpin 2 arranged eccentrically between a pair of adjacent journals 1. And a plate-like web 3 that connects between the adjacent crankpin 2 and the journal 1, and has a pin fillet portion 4 that connects the surface of the crankpin 2 and the surface of the web 3 with a certain degree of curvature.
  • the large crankshaft of this embodiment is formed from forging steel having a composition that will be described in detail later, and is mainly composed of martensite.
  • the large crankshaft can be manufactured by mold forging.
  • the lower limit of the average initial compressive stress (compressive residual stress at the start of use) of the surface layer region from the surface of the pin fillet portion 4 of the large crankshaft of the present embodiment to a depth of 500 ⁇ m is 500 MPa, preferably 550 MPa, 600 MPa Is more preferable.
  • the upper limit of the average initial compressive stress of the surface layer region of the pin fillet portion 4 is not particularly limited, but is considered to be 800 MPa as a technical limit in consideration of other conditions, and more realistically 700 MPa.
  • the average initial compressive stress in the surface layer region of the pin fillet portion 4 exceeds the upper limit, the occurrence of cracks in the pin fillet portion 4 cannot be sufficiently suppressed, and the fatigue strength may be insufficient.
  • the reason why the range of the surface layer region is from the surface of the pin fillet portion 4 to a depth of 500 ⁇ m is that the compressive residual stress in this range greatly contributes to the improvement of fatigue strength.
  • the compressive residual stress in the surface layer region of the pin fillet portion 4 gradually decreases with use, but by measuring the compressive residual stress in the surface layer region of the portion that does not receive large stress in the use state of the web 3 or the like, for example, The average initial compressive stress in the surface layer region of the pin fillet portion 4 can be estimated.
  • the lower limit of the average Vickers hardness (Hv) of the surface of the pin fillet portion 4 is usually about 600, preferably 650, and more preferably 700.
  • the upper limit of the average Vickers hardness of the surface of the pin fillet portion 4 is not particularly limited, but is considered to be about 1000 as a technical limit in consideration of other conditions, and more practically about 900.
  • the average Vickers hardness of the surface of the pin fillet portion 4 is less than the lower limit, there is a fear that the fatigue strength that is approximately proportional to the hardness is insufficient.
  • the lower limit of the arithmetic average roughness Ra of the surface of the pin fillet portion 4 is preferably 0.005 ⁇ m, and more preferably 0.01 ⁇ m.
  • the upper limit of the arithmetic average roughness Ra of the surface of the pin fillet portion 4 is usually about 1.0 ⁇ m, preferably 0.8 ⁇ m, and more preferably 0.6 ⁇ m.
  • the arithmetic average roughness Ra of the surface of the pin fillet portion 4 is less than the lower limit, the production cost may be unnecessarily increased.
  • the arithmetic average roughness Ra of the surface of the pin fillet portion 4 exceeds the upper limit, the fatigue strength may be insufficient because cracks are easily generated due to microscopic stress concentration.
  • the inventors of the present invention have found that in the metal structure of the large crankshaft of this embodiment, the smaller the prior austenite average particle size, the easier it is to improve the fatigue characteristics by nitriding treatment.
  • the lower limit of the prior austenite average particle diameter in the metal structure of the large crankshaft obtained as a result of further research based on this new knowledge is preferably 10 ⁇ m, more preferably 20 ⁇ m.
  • the upper limit of the prior austenite average particle diameter in the metal structure of the large crankshaft is usually about 100 ⁇ m, preferably 80 ⁇ m, and more preferably 70 ⁇ m.
  • the fatigue strength may be insufficient due to an increase in proeutectoid ferrite. Conversely, if the prior austenite average particle size in the metal structure of the large crankshaft exceeds the above upper limit, the fatigue strength may be insufficient.
  • the lower limit of the tensile strength of the large crankshaft of this embodiment is preferably 900 MPa, more preferably 950 MPa, and further preferably 1000 MPa.
  • the “tensile strength” is measured according to JIS-Z2241 (2011).
  • the lower limit of the Charpy impact value (absorbed energy) of the large crankshaft of this embodiment is preferably 50J, and more preferably 80J.
  • the “Charpy impact value” is measured in accordance with JIS-Z2242 (2005). *
  • the forging steel forming the large crankshaft of the present embodiment is C (carbon): 0.2 mass% to 0.4 mass%, Si (silicon): 0 mass% to 1.0 mass%, Mn (Manganese): 0.2 mass% or more and 2.0 mass% or less, Al (aluminum): 0.005 mass% or more and 0.1 mass% or less, and N (nitrogen): 0.001 mass% or more and 0.02 mass% It is preferable to have a composition containing not more than mass%, with the balance being Fe (iron) and inevitable impurities.
  • the forging steel forming the large crankshaft of the present embodiment includes Cu (copper): 0.1 mass% to 2 mass%, Ni (nickel): 0.1 mass% to 2 mass%. % By mass or less, Cr (chromium): 0.1% by mass or more and 2.5% by mass or less, Mo (molybdenum): 0.1% by mass or more and 1% by mass or less, and V (vanadium): 0.01% by mass or more It is good to contain at least 1 sort (s) of 0.5 mass% or less further.
  • the upper limit of the carbon content is preferably 0.4% by mass, and more preferably 0.39% by mass. Carbon contributes to strength improvement while improving hardenability. When the carbon content is less than the lower limit, it may be difficult to obtain sufficient hardenability and strength. On the contrary, when the carbon content exceeds the above upper limit, the toughness is extremely lowered, and the large ingot may promote reverse V segregation.
  • Si 0% by mass to 1.0% by mass
  • the upper limit of the silicon content is preferably 1.0% by mass, and more preferably 0.5% by mass. Silicon contributes to deoxidation and strength improvement. If the silicon content is less than the above lower limit, this effect may not be sufficiently exhibited. On the other hand, when the silicon content exceeds the above upper limit, reverse V uniprecipitation becomes remarkable and the toughness may be lowered.
  • manganese 0.2 mass% or more and 2.0 mass% or less
  • the upper limit of the manganese content is preferably 2.0% by mass, and more preferably 1.5% by mass. Manganese improves hardenability and strength. If the manganese content is less than the lower limit, this effect may not be exhibited. Conversely, when the manganese content exceeds the above upper limit, temper embrittlement may be promoted and toughness may be reduced.
  • the upper limit of the aluminum content is preferably 0.1% by mass, and more preferably 0.03% by mass.
  • Aluminum is used as a deoxidizing element. Further, for example, aluminum generates a fine compound such as AlN, and the aluminum N can make the crystal fine by stopping the growth of crystal grains. If the aluminum content is less than the above lower limit, these effects may not be exhibited sufficiently. On the other hand, when the aluminum content exceeds the above upper limit, aluminum may combine with other elements such as oxygen to generate an oxide or an intermetallic compound, thereby reducing machinability.
  • N 0.001% by mass or more and 0.02% by mass or less
  • 0.001 mass% is preferred and 0.003 mass% is more preferred.
  • the upper limit of the nitrogen content is preferably 0.02 mass%, more preferably 0.01 mass%. Nitrogen improves strength by generating and precipitating various carbonitrides. When content of nitrogen is less than the said minimum, there exists a possibility that the said effect cannot fully be exhibited. On the other hand, when the nitrogen content exceeds the above upper limit, the toughness may be reduced, thereby reducing the fatigue strength.
  • the upper limit of the copper content is preferably 2% by mass, and more preferably 1% by mass. Copper improves strength by densifying the structure. When the copper content is less than the above lower limit, the above effects may not be sufficiently exhibited. On the other hand, when the copper content exceeds the above upper limit, fatigue strength may be insufficient due to a decrease in toughness.
  • Ni 0.1% by mass or more and 2% by mass or less
  • 0.1 mass% is preferred and 0.2 mass% is more preferred.
  • the upper limit of the nickel content is preferably 2% by mass, and more preferably 1.5% by mass. Nickel improves strength by densifying the structure. If the nickel content is less than the above lower limit, the above effects may not be sufficiently exhibited. On the other hand, when the nickel content exceeds the above upper limit, the fatigue strength may be insufficient due to a decrease in toughness.
  • the upper limit of the chromium content is preferably 2.5% by mass, and more preferably 2.2% by mass. Chromium improves hardenability, strength and toughness. When the chromium content is less than the above lower limit, the above effects may not be sufficiently exhibited. Conversely, when the chromium content exceeds the above upper limit, reverse V segregation is promoted and the toughness may be reduced.
  • molybdenum As a minimum of content of molybdenum, 0.1 mass% is preferred and 0.2 mass% is more preferred.
  • the upper limit of the molybdenum content is preferably 1% by mass, and more preferably 0.6% by mass. Molybdenum improves hardenability, strength and toughness. When molybdenum content is less than the said minimum, there exists a possibility that the said effect cannot fully be exhibited, or there exists a possibility of promoting reverse V homogenization. On the other hand, when the molybdenum content exceeds the above upper limit, there is a possibility that the toughness may be lowered by promoting micro-homogeneity in the steel ingot or easily causing weight-homogenization.
  • V 0.01 mass% or more and 0.5 mass% or less
  • a minimum of content of vanadium 0.01 mass% is preferable and 0.05 mass% is more preferable.
  • an upper limit of vanadium content 0.5 mass% is preferable and 0.3 mass% is more preferable.
  • Vanadium improves the hardenability and strength by generating and precipitating nitrides and carbides.
  • vanadium content is less than the said minimum, there exists a possibility that sufficient intensity
  • the vanadium content exceeds the above upper limit, the toughness may be lowered by promoting the occurrence of microtissue.
  • the forging steel forming the large forging steel crankshaft of the present embodiment may further contain other elements within a range that does not adversely affect the operational effects of the above elements.
  • examples of such other elements include Ti, Ca, and Mg.
  • the upper limit of the total content of these other elements is preferably 0.5% by mass, more preferably 0.3% by mass. When the total content of other elements exceeds the above upper limit, coarse inclusions may be generated to reduce the strength.
  • the forging steel that forms the large crankshaft of the present embodiment is preferably iron (Fe) except for the above elements.
  • Fe iron
  • phosphorus (P), sulfur (S), tin (Sn), lead (Pb) ) Etc. are not excluded in trace amounts as inevitable impurities.
  • the large crankshaft of the present embodiment is a step of casting steel prepared to the above composition, a step of forging a steel ingot obtained in the casting step, and a tempering treatment (quenching) of the forged product (workpiece) obtained in the forging step And tempering), a step of nitriding the workpiece after the tempering step a plurality of times, and a step of grinding the surface of the workpiece after the nitriding treatment.
  • the cast steel obtained in the forging process may be forged into a round bar shape and then forged into multiple stages forging into the shape of an integral crankshaft. Specifically, after heating the part of the cast steel obtained in the forging process, it is forged using, for example, a free forging press machine, and after heating the obtained round bar-shaped workpiece, for example, CGF (Continuous Grain Flow) It is good to shape
  • CGF Continuous Grain Flow
  • the heating temperature of the cast steel is 1,150 ° C. or higher, more preferably 1,200 ° C. or higher in order to perform forging in a range where the deformability of the steel is good. When this heating temperature is low, an increase in deformation resistance is caused and the production efficiency is lowered.
  • the heating time is preferably 3 hours or longer. This heating time is necessary to make the temperature of the steel ingot surface uniform. This heating time is generally proportional to the square of the diameter of the workpiece, and in the case of manufacturing the large crankshaft of this embodiment, it is desirable to set it to 3 hours or more as described above.
  • the CGF forging method is a forging process in which the shaft center of the steel ingot becomes the shaft center portion of the integrated crankshaft, and the portion where the characteristics are likely to deteriorate due to center segregation is defined as all the shaft center portions of the integrated crankshaft. This is a method of integrally forging so as to be.
  • Examples of the CGF forging include an RR forging method and a TR forging method both defined in JIS-B0112 (1994). These are preferable because the surface side of the crankshaft can be occupied by a portion with high cleanliness, and an integrated crankshaft excellent in strength and fatigue characteristics can be easily obtained.
  • the forging method will be specifically described by taking the RR forging method as an example.
  • the obtained workpiece is heated and each srobe is hot-formed.
  • the round bar-shaped workpiece obtained by the above-described procedure is machined to obtain a workpiece for RR forging.
  • the journal 1, the crankpin 2 and the pair of webs 3 corresponding to one cylinder are partially heated, and the pressing force of the press is converted into a lateral force by a wedge mechanism, whereby a lateral compressive force and eccentricity are applied to the workpiece.
  • a cylinder is forged by applying force simultaneously. This operation is repeated several times as necessary to complete a single crankshaft.
  • a treatment for decomposing residual austenite ( ⁇ ) contained in the forged product may be performed before refining treatment (quenching and tempering treatment).
  • the phase transformation during the tempering treatment is utilized for refining the structure, but when the retained austenite existing after forging is stable, the retained austenite during the tempering treatment exceeds the Ac1 transformation point.
  • This retained austenite is the one in which austenite during forging heat treatment remains, and has the same orientation in the former austenite grains after forging. Therefore, when the austenite transformation proceeds and the retained austenite comes into contact with each other, the interface cannot be a grain boundary, and the austenite grain size at the completion of the austenite transformation becomes coarse as the original austenite grain size. For this reason, the process which decomposes
  • Examples of the method for decomposing the retained austenite include an aging treatment in which heat is maintained at a temperature not higher than the Ac1 transformation point (550 ° C. or higher and 680 ° C. or lower). The heating and holding time at this time is 5 hours or more, preferably 10 hours or more. By such an aging treatment, the retained austenite is decomposed, and the retained austenite can be reduced to 1% or less by volume ratio.
  • sub-zero treatment can be used as a method for decomposing residual austenite.
  • the tempering treatment step first, before quenching, the material is gradually heated to a temperature not lower than the Ac3 transformation point (840 ° C. or higher and 950 ° C. or lower) (temperature increase rate: 30 ° C./hour or higher and 70 ° C./hour or lower) for a certain time (3 Hold for at least 9 hours). From the viewpoint of suppressing the coarsening of the prior austenite crystal grains, the quenching is preferably performed at a relatively low temperature of Ac3 or higher.
  • the material is gradually heated to the heating temperature before quenching, and is maintained for a certain period of time in order to make the temperature of the steel surface uniform with that inside.
  • the necessary holding time depends on the steel material diameter and the like, and the holding time becomes longer for larger materials. For this reason, a sufficient holding time is taken and the following quenching is performed after the temperature becomes uniform to the inside of the steel material.
  • Quenching is performed using a refrigerant such as oil or polymer to obtain a structure mainly composed of martensite.
  • the lower limit of the average cooling rate in quenching is preferably 3 ° C / min, more preferably 5 ° C / min, and even more preferably 10 ° C / min.
  • the upper limit of the average cooling rate in quenching is preferably 100 ° C./min, and more preferably 60 ° C./min.
  • quenching of the large crankshaft is generally performed by oil quenching or polymer quenching.
  • the cooling rate during quenching varies depending on the size of the forged steel product, the average cooling rate between 800 ° C. and 500 ° C. is about 20 ° C./minute in the case of oil, and about 20 ° C./min in the case of oil. In this case, the cooling rate is about 50 ° C./minute, and the cooling rate becomes smaller when the diameter becomes larger (for example, 1,000 mm).
  • Tempering is performed by gradually heating to a predetermined tempering temperature (550 ° C. or more and 620 ° C. or less) (temperature increase rate: 30 ° C./hour or more and 70 ° C. or less or less) and holding for a certain time (5 hours or more and 20 hours or less).
  • This tempering is performed at 550 ° C. or higher in order to adjust the balance between strength and toughness and to remove internal stress (residual stress) during quenching.
  • the tempering temperature is too high, it becomes softer due to coarsening of carbides, recovery of dislocation structure, etc., and sufficient strength cannot be ensured.
  • nitriding process In the nitriding treatment step, the work after the tempering step is heated in an ammonia (NH 3) gas atmosphere, the temperature is maintained for a certain time, and then the cooling step is repeated twice or more. Thereby, compressive stress can be given to the surface layer region of the work by introducing nitrogen generated by the decomposition of ammonia into the surface of the work. By performing this nitrogen introduction step twice or more, more nitrogen can be introduced and a larger compressive stress can be applied, and the fatigue strength of the large crankshaft can be improved more reliably.
  • NH 3 ammonia
  • nitriding treatment for example, a workpiece is accommodated, a large container filled with ammonia gas is placed in a heating furnace and heated to a predetermined nitriding temperature, and this nitriding temperature is maintained for a certain time, Repeat the furnace cooling process.
  • the lower limit of the nitriding temperature is preferably 470 ° C, more preferably 500 ° C.
  • the upper limit of the nitriding temperature is preferably 580 ° C, more preferably 550 ° C. If the nitriding temperature is less than the above lower limit, ammonia cannot be pyrolyzed, and nitrogen may not be introduced into the workpiece. On the other hand, when the nitriding temperature exceeds the above upper limit, the structure of the workpiece may become austenite and the strength may be impaired.
  • the lower limit of the nitriding temperature holding time is preferably 15 hours, and more preferably 20 hours.
  • the upper limit of the retention time of the nitriding temperature is preferably 60 hours, and more preferably 40 hours. If the retention time of the nitriding temperature is less than the lower limit, the fatigue strength may not be sufficiently improved due to insufficient introduction of nitrogen. On the other hand, if the retention time of the nitriding temperature exceeds the above upper limit, the manufacturing cost may be unnecessarily increased.
  • the grinding process In the grinding process, finishing machining is performed to grind the surface of, for example, the pin fillet portion 4 of the workpiece after nitriding. Accordingly, by setting the arithmetic average roughness Ra of the surface of the pin fillet portion 4 within the above range, it is possible to prevent microscopic stress concentration from occurring, and thus the fatigue strength of the large crankshaft is further improved. .
  • the thickness of the workpiece surface removed in this grinding step is such that the compressive residual stress of the surface layer region imparted by introducing nitrogen in the nitriding step can be substantially retained, and the specific upper limit is as follows: It is about 10 ⁇ m.
  • the large crankshaft of this embodiment may include a plurality of crankpins and a plurality of pairs of webs.
  • the large crankshaft of the present embodiment may be an integrated type in which the crankpin, the web and the journal are integrally forged, or an assembly in which the journal is shrink-fitted into the crankpin and the web which are integrally forged. It may be a mold.
  • the large crankshaft according to one aspect of the present invention is a large crankshaft having a pin fillet portion, and an average initial compressive stress in a surface region from the surface of the pin fillet portion to a depth of 500 ⁇ m is 500 MPa or more,
  • the average Vickers hardness of the surface of the pin fillet part is 600 or more, the arithmetic average roughness Ra of the surface of the pin fillet part is 1.0 ⁇ m or less, and the prior austenite average particle diameter of the metal structure is 100 ⁇ m or less.
  • the large crankshaft has a large fatigue limit ratio even when the tensile strength is large because the average initial compressive stress in the surface layer region from the surface of the pin fillet part where the stress is most likely to concentrate to the depth of 500 ⁇ m is equal to or more than the above lower limit. Since cracks are unlikely to occur in the pin fillet portion, the fatigue strength when viewed as a whole becomes relatively large. Further, the large crankshaft has an average initial Vickers hardness and an arithmetic average roughness Ra of the surface of the pin fillet part, and an average initial grain size of the surface layer region when the old austenite average particle diameter of the metal structure is within the above range.
  • Fatigue strength can be further increased by a synergistic effect that the compressive stress is equal to or higher than the lower limit.
  • the “large crankshaft” means a pin (excluding a fillet portion) having a diameter of 200 mm or more.
  • the “average initial compressive stress” is a value measured by a strain gauge method for an unused product. “Surface average Vickers hardness” is measured in accordance with JIS-Z2244 (2009). “Arithmetic mean roughness” is measured in accordance with JIS-B0601 (2001). “Old austenite average particle diameter” is measured in accordance with JIS-G0551 (2013).
  • the large crankshaft is C: 0.2% by mass to 0.4% by mass, Si: 0% by mass to 1.0% by mass, Mn: 0.2% by mass to 2.0% by mass, Al : 0.005% by mass to 0.1% by mass and N: 0.001% by mass to 0.02% by mass, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the large crankshaft can have higher tensile strength and toughness.
  • the large crankshaft includes Cu: 0.1% by mass to 2% by mass, Ni: 0.1% by mass to 2% by mass, Cr: 0.1% by mass to 2.5% by mass, Mo : 0.1 mass% or more and 1 mass% or less, and V: It is preferable to further contain at least 1 sort (s) of 0.01 mass% or more and 0.5 mass% or less. By having such a composition, the large crankshaft is further improved in tensile strength and toughness.
  • a test piece simulating a pin fillet portion of a large crankshaft was made in the following manner, and various physical properties were measured as described later to confirm the effects of the present invention.
  • each workpiece was heated from 850 ° C. to 950 ° C. at a heating rate of 50 ° C./hour and held for 4 hours, and then the average cooling rate from the quenching temperature to 500 ° C. was 20 ° C./min (axial center position). ). Then, as a tempering process, it heated at 600 degreeC, hold
  • the surface of the test piece for rotating bending test was polished using a circular positive chip “RCMT 10003MON-RX” manufactured by Sumitomo Electric Industries, Ltd.
  • the arithmetic average roughness Ra of the surface was set to a value shown in Table 2 by adjusting the feed amount (mm / rev) of the positive tip with respect to the rotating crankshaft.
  • the compressive residual stress (residual stress) in the surface layer region, the Vickers hardness (surface hardness) of the surface, the prior austenite average particle size (old ⁇ particle size) and Fatigue strength was measured (see Table 2).
  • the arithmetic average roughness Ra was measured according to JIS-B0601 (2001).
  • the compressive residual stress was measured by a strain gauge method. Specifically, a strain gauge is attached to the surface of the test piece, a small piece including the part where the strain gauge is attached is cut out to release the residual stress, and the strain change measured by the strain gauge before and after the cutting is cut. was measured to calculate the compressive residual stress.
  • the fatigue strength was measured according to JIS-Z2274 (1978) using an Ono rotary bending tester.
  • the large crankshaft has an average initial compressive stress in the surface layer region of 500 MPa or more, an average surface Vickers hardness of 600 or more, and an arithmetic average roughness Ra of the surface of 1.0 ⁇ m or less.
  • a sufficient fatigue strength of 500 MPa or more can be obtained for the first time when the prior austenite average particle diameter is 100 ⁇ m or less.
  • the large crankshaft can be suitably used for, for example, a marine diesel engine.

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Abstract

本発明は、ピンフィレット部を有する大型クランク軸であって、上記ピンフィレット部の表面から深さ５００μｍまでの表層領域の平均初期圧縮応力が５００ＭＰａ以上であり、上記ピンフィレット部の表面の平均ビッカース硬さが６００以上であり、上記ピンフィレット部の表面の算術平均粗さＲａが１．０μｍ以下であり、金属組織の旧オーステナイト平均粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする大型クランク軸に関する。また、当該大型クランク軸は、Ｃ：０．２質量％以上０．４質量％以下、Ｓｉ：０質量％以上１．０質量％以下、Ｍｎ：０．２質量％以上２．０質量％以下、Ａｌ：０．００５質量％以上０．１質量％以下、及びＮ：０．００１質量％以上０．０２質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である組成を有することが好ましい。

Description

大型クランク軸
　本発明は、大型クランク軸に関する。
　一般的な内燃機関は、燃焼により生じる熱エネルギーをクランク軸の回転エネルギーに変換する。例えば船舶、発電機等に用いられる内燃機関であるディーゼル機関等は、大きな出力を得るために大型のクランク軸を備える。このような大型クランク軸は、通常、鍛鋼から形成され、一体型のものや組立型のものがある。
　このような大型のディーゼル機関には出力向上及び小型化が求められているため、大型クランク軸にはその大きさに比して比較的大きな負荷がかかる設計とされる。具体的には、大型クランク軸には、９００ＭＰａ以上、好ましくは１０００ＭＰａ以上の大きい引張強度が要求される。
　このように引張強度の大きい大型クランク軸の一例である船舶用ディーゼルエンジン用大型クランク軸を形成するための大型鍛鋼品用鋼としては、ＮｉＣｒＭｏ系の高強度鋼が実用化されている（例えば、特開２０１０－２４８５４０号公報及び特開２００５－３４４１４９号公報参照）。
　また、大型クランク軸のように繰り返し負荷を受ける部材は、疲労強度（疲労試験時の破断応力）が大きいことも要求される。疲労強度は通常、材料の引張強度に比例して増大するが、一般に、引張強度がある程度大きくなると材料内に不可避的に存在する介在物等の欠陥感受性が大きくなる。このため、上記各公報に記載の鋼材のように、引張強度が比較的大きい鋼材では、疲労限度比（疲労強度／引張強度）が小さくなるため、疲労強度が制限される。つまり、従来の大型クランク軸では、疲労強度を大きくできないことにより、内燃機関の小型化や大出力化が制限されるという問題がある。
特開２０１０－２４８５４０号公報 特開２００５－３４４１４９号公報
　上記問題に鑑みて、本発明は、疲労強度が比較的大きい大型クランク軸を提供することを課題とする。
　本発明の一局面である大型クランク軸は、ピンフィレット部を有する大型クランク軸であって、上記ピンフィレット部の表面から深さ５００μｍまでの表層領域の平均初期圧縮応力が５００ＭＰａ以上であり、上記ピンフィレット部の表面の平均ビッカース硬さが６００以上であり、上記ピンフィレット部の表面の算術平均粗さＲａが１．０μｍ以下であり、金属組織の旧オーステナイト平均粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする大型クランク軸である。
　以上のように、本発明の大型クランク軸は、疲労強度が比較的大きい。
図１は、本発明の一実施形態の大型クランク軸を示す模式的正面図である。
　以下、適宜図面を参照しつつ、本発明の実施の形態を詳説する。ただし、本発明はこれらの実施形態に限定されるわけではない。なお、図中各符号は以下を意味する：１　ジャーナル、２　クランクピン、３　ウェブ、４　ピンフィレット部。
［大型クランク軸］
　図１に示す本発明の一実施形態の大型クランク軸は、同一軸心上に並設される複数のジャーナル１と、隣り合う一対のジャーナル１間に偏心状態で配設されるクランクピン２と、隣接するクランクピン２及びジャーナル１間を連結する板状のウェブ３とを備え、クランクピン２の表面とウェブ３の表面とをある程度大きい曲率で接続するピンフィレット部４を有している。
　本実施形態の大型クランク軸は、後で詳しく説明する組成を有する鍛造用鋼から形成され、マルテンサイトを主体とする。当該大型クランク軸は、型入れ鍛造によって製造することができる。
　本実施形態の大型クランク軸のピンフィレット部４の表面から深さ５００μｍまでの表層領域の平均初期圧縮応力（使用開始時の圧縮残留応力）の下限としては、５００ＭＰａであり、５５０ＭＰａが好ましく、６００ＭＰａがより好ましい。一方、ピンフィレット部４の上記表層領域の平均初期圧縮応力の上限としては、特に限定されないが、その他の条件を考慮した技術的限界として８００ＭＰａ、より現実的には７００ＭＰａと考えられる。ピンフィレット部４の上記表層領域の平均初期圧縮応力が上記上限を超える場合、ピンフィレット部４における亀裂の発生を十分に抑制できず、疲労強度が不十分となるおそれがある。なお、表層領域の範囲をピンフィレット部４の表面から深さ５００μｍまでとするのは、この範囲の圧縮残留応力が疲労強度の向上に対する寄与が大きいことによる。また、ピンフィレット部４の表層領域の圧縮残留応力は、使用によって徐々に減少するが、例えばウェブ３等の使用状態で大きな応力を受けない部分の表層領域の圧縮残留応力を測定することによって、ピンフィレット部４の表層領域の平均初期圧縮応力を類推することができる。
　ピンフィレット部４の表面の平均ビッカース硬さ（Ｈｖ）の下限としては、通常６００程度であり、６５０が好ましく、７００がより好ましい。一方、ピンフィレット部４の表面の平均ビッカース硬さの上限としては、特に限定されないが、その他の条件を考慮した技術的限界として１０００程度、より現実的には９００程度と考えられる。ピンフィレット部４の表面の平均ビッカース硬さが上記下限に満たない場合、この硬さと略比例関係にある疲労強度が不十分となるおそれがある。
　ピンフィレット部４の表面の算術平均粗さＲａの下限としては、０．００５μｍが好ましく、０．０１μｍがより好ましい。一方、ピンフィレット部４の表面の算術平均粗さＲａの上限としては、通常１．０μｍ程度であり、０．８μｍが好ましく、０．６μｍがより好ましい。ピンフィレット部４の表面の算術平均粗さＲａが上記下限に満たない場合、不必要に製造コストが増大するおそれがある。逆に、ピンフィレット部４の表面の算術平均粗さＲａが上記上限を超える場合、微視的な応力集中によりクラックが生じ易くなることで疲労強度が不十分となるおそれがある。
　本発明者らは、本実施形態の大型クランク軸の金属組織において、旧オーステナイト平均粒径が小さいほど、窒化処理により疲労特性を向上し易いことを見いだした。この新しい知見に基づいてさらに研究した結果得られた、当該大型クランク軸の金属組織における旧オーステナイト平均粒径の下限としては、１０μｍが好ましく、２０μｍがより好ましい。一方、当該大型クランク軸の金属組織における旧オーステナイト平均粒径の上限としては、通常１００μｍ程度であり、８０μｍが好ましく、７０μｍがより好ましい。当該大型クランク軸の金属組織における旧オーステナイト平均粒径が上記下限に満たない場合、初析フェライトの増加により却って疲労強度が不十分となるおそれがある。逆に、当該大型クランク軸の金属組織における旧オーステナイト平均粒径が上記上限を超える場合、疲労強度が不十分となるおそれがある。
　本実施形態の大型クランク軸の引張強度の下限としては、９００ＭＰａが好ましく、９５０ＭＰａがより好ましく、１０００ＭＰａがさらに好ましい。当該大型クランク軸の引張強度が上記下限に満たない場合、機械的強度が不十分であり、当該大型クランク軸を用いるエンジンの信頼性が不十分となるおそれがある。なお、「引張強度」は、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して測定される。
　本実施形態の大型クランク軸のシャルピー衝撃値（吸収エネルギー）の下限としては、５０Ｊが好ましく、８０Ｊがより好ましい。当該大型クランク軸のシャルピー衝撃値が上記下限に満たない場合、靱性が不十分であり、当該大型クランク軸を用いるエンジンの信頼性が不十分となるおそれがある。なお、「シャルピー衝撃値」は、ＪＩＳ－Ｚ２２４２（２００５）に準拠して測定される。　
　本実施形態の大型クランク軸の疲労強度の下限としては、５００ＭＰａが好ましく、５５０ＭＰａがより好ましい。当該大型クランク軸の疲労強度が上記下限に満たない場合、当該大型クランク軸を用いるエンジンの耐久性が不十分となるおそれがある。なお、「疲労強度」は、ＪＩＳ－Ｚ２２７４（１９７８）に準拠して測定される。
　以下、本実施形態の大型クランク軸を形成する鍛造用鋼の各構成について説明する。
＜鍛造用鋼＞
　本実施形態の大型クランク軸を形成する鍛造用鋼は、Ｃ（炭素）：０．２質量％以上０．４質量％以下、Ｓｉ（ケイ素）：０質量％以上１．０質量％以下、Ｍｎ（マンガン）：０．２質量％以上２．０質量％以下、Ａｌ（アルミニウム）：０．００５質量％以上０．１質量％以下、及びＮ（窒素）：０．００１質量％以上０．０２質量％以下を含有し、残部がＦｅ（鉄）及び不可避的不純物である組成を有することが好ましい。
　また、本実施形態の大型クランク軸を形成する鍛造用鋼は、上記組成に加え、Ｃｕ（銅）：０．１質量％以上２質量％以下、Ｎｉ（ニッケル）：０．１質量％以上２質量％以下、Ｃｒ（クロム）：０．１質量％以上２．５質量％以下、Ｍｏ（モリブデン）：０．１質量％以上１質量％以下、及びＶ（バナジウム）：０．０１質量％以上０．５質量％以下の少なくとも１種をさらに含有するとよい。
　次に、本実施形態の大型クランク軸を形成する鍛造用鋼の一例となる金属成分組成の数値範囲とその限定理由について説明する。
（Ｃ：０．２質量％以上０．４質量％以下）
　炭素の含有量の下限としては、０．２質量％が好ましく、０．３質量％がより好ましい。一方、炭素の含有量の上限としては、０．４質量％が好ましく、０．３９質量％がより好ましい。炭素は、焼入性を高めると共に強度向上に寄与する。炭素含有量が上記下限に満たない場合、十分な焼入性と強度とを得ることが困難になるおそれがある。逆に、炭素含有量が上記上限を超える場合、靭性が極端に低下すると共に大型鋳塊では逆Ｖ偏析を助長するおそれがある。
（Ｓｉ：０質量％以上１．０質量％以下）
　ケイ素の含有量の下限としては、特に限定されず、０質量％であり、０．１質量％が好ましい。一方、ケイ素の含有量の上限としては、１．０質量％が好ましく、０．５質量％がより好ましい。ケイ素は、脱酸及び強度向上に寄与する。ケイ素の含有量が上記下限に満たない場合、この効果を十分に発揮させることができないおそれがある。逆に、ケイ素の含有量が上記上限を超える場合、逆Ｖ遍析が著しくなり靱性が低下するおそれがある。
（Ｍｎ：０．２質量％以上２．０質量％以下）
　マンガンの含有量の下限としては、０．２質量％が好ましく、０．５質量％がより好ましい。一方、マンガンの含有量の上限としては、２．０質量％が好ましく、１．５質量％がより好ましい。マンガンは、焼入性及び強度を向上させる。マンガンの含有量が上記下限に満たない場合、この効果を発揮できないおそれがある。逆に、マンガンの含有量が上記上限を超える場合、焼戻し脆化を助長して靱性が低下するおそれがある。
（Ａｌ：０．００５質量％以上０．１質量％以下）
　アルミニウムの含有量の下限としては、０．００５質量％が好ましく、０．００８質量％がより好ましい。一方、アルミニウムの含有量の上限としては、０．１質量％が好ましく、０．０３質量％がより好ましい。アルミニウムは、脱酸元素として用いられる。また、例えばアルミニウムはＡｌＮ等の微細な化合物を生成させ、このアルミニウムＮが、結晶粒の成長を止めることで結晶を細粒化させることができる。アルミニウムの含有量が上記下限に満たない場合、これらの効果を十分に発揮させることができないおそれがある。逆に、アルミニウムの含有量が上記上限を超える場合、アルミニウムが例えば酸素等の他の元素とも結合して酸化物や金属間化合物を生成して被削性を低下させるおそれがある。
（Ｎ：０．００１質量％以上０．０２質量％以下）
　窒素の含有量の下限としては、０．００１質量％が好ましく、０．００３質量％がより好ましい。一方、窒素の含有量の上限としては、０．０２質量％が好ましく、０．０１質量％がより好ましい。窒素は、各種炭窒化物を生成して析出することによって強度を向上する。窒素の含有量が上記下限に満たない場合、上記効果を十分に発揮できないおそれがある。逆に、窒素の含有量が上記上限を超える場合、靭性のが低下することで疲労強度を低下させるおそれがある。
（Ｃｕ：０．１質量％以上２質量％以下）
　銅の含有量の下限としては、０．１質量％が好ましく、０．２質量％がより好ましい。一方、銅の含有量の上限としては、２質量％が好ましく、１質量％がより好ましい。銅は、組織を緻密化することによって強度を向上する。銅の含有量が上記下限に満たない場合、上記効果を十分に発揮できないおそれがある。逆に、銅の含有量が上記上限を超える場合、靱性が低下することで疲労強度が不十分となるおそれがある。
（Ｎｉ：０．１質量％以上２質量％以下）
　ニッケルの含有量の下限としては、０．１質量％が好ましく、０．２質量％がより好ましい。一方、ニッケルの含有量の上限としては、２質量％が好ましく、１．５質量％がより好ましい。ニッケルは、組織を緻密化することによって強度を向上する。ニッケルの含有量が上記下限に満たない場合、上記効果を十分に発揮できないおそれがある。逆に、ニッケルの含有量が上記上限を超える場合、靱性が低下することで疲労強度が不十分となるおそれがある。
（Ｃｒ：０．１質量％以上２．５質量％以下）
　クロムの含有量の下限としては、０．１質量％が好ましく、０．５質量％がより好ましい。一方、クロムの含有量の上限としては、２．５質量％が好ましく、２．２質量％がより好ましい。クロムは、焼入れ性、強度及び靱性を向上する。クロムの含有量が上記下限に満たない場合、上記効果を十分に発揮できないおそれがある。逆に、クロムの含有量が上記上限を超える場合、逆Ｖ偏析を助長して却って靱性を低下させるおそれがある。
（Ｍｏ：０．１質量％以上１質量％以下）
　モリブデンの含有量の下限としては、０．１質量％が好ましく、０．２質量％がより好ましい。一方、モリブデンの含有量の上限としては、１質量％が好ましく、０．６質量％がより好ましい。モリブデンは、焼入れ性、強度及び靭性を向上させる。モリブデン含有量が上記下限に満たない場合、上記効果を十分に発揮することができないおそれや、逆Ｖ遍析を助長するおそれがある。逆に、モリブデン含有量が上記上限を超える場合、鋼塊中のミクロ遍析を助長したり重量遍析が生じ易くなることによって却って靱性を低下させるおそれがある。
（Ｖ：０．０１質量％以上０．５質量％以下）
　バナジウムの含有量の下限としては、０．０１質量％が好ましく、０．０５質量％がより好ましい。一方、バナジウムの含有量の上限としては、０．５質量％が好ましく、０．３質量％がより好ましい。バナジウムは、窒化物や炭化物を生成して析出することで焼入れ性及び強度を向上させる。バナジウム含有量が上記下限に満たない場合、十分な強度を確保することができないおそれがある。逆に、バナジウム含有量が上記上限を超える場合、ミクロ遍析の発生を助長することによって靱性を低下させるおそれがある。
（その他の元素）
　また、本実施形態の鍛造用鋼大型クランク軸を形成する鍛造用鋼は、上記各元素の作用効果に悪影響を与えない範囲で、さらに他の元素を積極的に含有していてもよい。このような他の元素としては、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ等が挙げられる。これらの他の元素の合計含有量の上限としては、０．５質量％が好ましく、０．３質量％がより好ましい。他の元素の合計含有量が上記上限を超える場合、粗大介在物が生成されて強度を低下させるおそれがある。
（不可避的不純物）
　本実施形態の大型クランク軸を形成する鍛造用鋼は、上記各元素以外が鉄（Ｆｅ）であることが好ましいが、例えばリン（Ｐ）、硫黄（Ｓ）、スズ（Ｓｎ）、鉛（Ｐｂ）等の元素が不可避的不純物として微量に含まれることを排除しない。
＜製造方法＞
　本実施形態の大型クランク軸は、上記組成に調製した鋼を鋳造する工程と、鋳造工程で得られる鋼塊を鍛造する工程と、鍛造工程で得られる鍛造品（ワーク）を調質処理（焼入れ及び焼き戻し）する工程と、調質工程後のワークを複数回に亘り窒化処理する工程と、窒化処理後のワークの表面を研削する工程とを備える方法によって製造することができる。
（鋳造工程）
　鋳造工程では、先ず、電気炉、高周波熔解炉、転炉などを用いて上述した所定成分組成に調製した鋼を熔解する。この後、真空精錬等により不純物（硫黄、酸素等）の除去（低減）を行う。不純物の除去後、この鋼を鋳造により造塊する。
（鍛造工程）
　鍛造工程では、鍛造工程で得られる鋳鋼を丸棒状に鍛造した後、一体型クランク軸の形状に鍛造する多段階の鍛造を行うとよい。具体的には、鍛造工程で得られる鋳鋼の押湯部分を切除したものを加熱した後、例えば自由鍛造プレス機等を用いて鍛造し、得られた丸棒状のワークを加熱した後、例えばＣＧＦ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｇｒａｉｎ　Ｆｌｏｗ）鍛造法により所望のクランク軸の形状に成形するとよい。
　上記鋳鋼の加熱温度としては、鋼の変形能が良好な範囲で鍛造を行うために１，１５０℃以上、より好ましくは１，２００℃以上とするとよい。この加熱温度が低い場合は、変形抵抗の増大を招来し、製造効率が低下する。また、加熱時間としては３時間以上とするとよい。この加熱時間は、鋼塊の表面と内部との温度を均一化するために必要である。この加熱時間は、一般的に被加工物の直径の二乗に比例するとされ、本実施形態の大型クランク軸の製造の場合は、上記のように３時間以上とすることが望ましい。
　鋳鋼から丸棒状へのワークの鍛造は、好ましくはＣＧＦ鍛造法により行うことができる。ＣＧＦ鍛造法とは、鋼塊の軸心が一体型クランク軸の軸心部となるように鍛造加工し、中心偏析により特性の劣化を起こし易い部分を一体型クランク軸の全ての軸心部となるように一体に鍛造加工する方法である。上記ＣＧＦ鍛造としては、例えば共にＪＩＳ－Ｂ０１１２（１９９４）に規定されるＲＲ鍛造法及びＴＲ鍛造法が挙げられる。これらは、クランク軸表層側を清浄度の高い部分で占めさせることができ、強度や疲労特性に優れた一体型クランク軸が得られ易いので好ましい。
　以下、ＲＲ鍛造法を例に具体的に鍛造方法を説明する。
　ＲＲ鍛造においては、得られたワークを加熱して、各スローブを熱間成形する。具体的手順としては、先ず、上述の手順で得られた丸棒状のワークを機械加工し、ＲＲ鍛造用ワークとする。その後、一気筒分に相当するジャーナル１、クランクピン２及び一対のウェブ３を部分加熱し、プレスの圧下力をくさび機構により横方向の力に変換することで、ワークに横圧縮力と偏芯力とを同時に加えて一気筒を鍛造する。この作業を必要な気筒数回繰り返して、一本のクランク軸に仕上げる。
　ＲＲ鍛造後、調質処理（焼入れ、焼戻し処理）を行う前に、鍛造物に含まれる残留オーステナイト（γ）を分解する処理を行ってもよい。組織微細化のためには調質処理の際の相変態が活用されるが、鍛造後に存在する残留オーステナイトが安定である場合は、調質処理での加熱時に残留オーステナイトはＡｃ１変態点を超えるまで存在し続ける。この残留オーステナイトは鍛造熱処理中のオーステナイトが残ったものであり、鍛造後の旧オーステナイト粒内ではそもそも同一方位を有する。そのため、オーステナイト変態が進行し残留オーステナイト同士が接すると、その界面は粒界となりえず、オーステナイト変態完了時のオーステナイト粒径は元のオーステナイト粒径と同様に粗大なものとなる。このため、残留オーステナイトを分解する処理を行う。
　残留オーステナイトを分解する方法として、例えば、Ａｃ１変態点以下の温度（５５０℃以上６８０℃以下）で加熱保持する時効処理等を挙げることができる。この際の加熱保持時間としては、５時間以上であり、好ましくは１０時間以上とするとよい。このような時効処理により、残留オーステナイトが分解され、残留オーステナイトを体積率で１％以下にすることができる。その他、残留オーステナイトを分解する方法として、サブゼロ処理を用いることができる。
（調質処理工程）
　調質処理工程では、先ず、焼入れ前に、Ａｃ３変態点以上の温度（８４０℃以上９５０℃以下）まで徐加熱（昇温速度３０℃／時間以上７０℃／時間以下）し、一定時間（３時間以上９時間以下）保持する。旧オーステナイト結晶粒の粗大化抑制の観点から、焼入れはＡｃ３以上の比較的低温で処理することが好ましい。また、大型品の場合、加熱時に材料の内外で温度差が生じるため、焼入れ前の加熱温度まで徐加熱し、鋼材の表面と内部との温度を均一にするために一定時間保持する。なお、必要な保持時間は、鋼材直径等に依存し、大型材ほど保持時間は長くなる。このため、十分な保持時間をとり、鋼材内部まで温度が均一になってから以下の焼入れを行う。
　焼入れは、油又はポリマー等の冷媒を使用して行ない、マルテンサイトを主体とする組織を得る。このような組織を得るためには、焼入れにおける平均冷却速度の下限としては、３℃／分が好ましく、５℃／分がより好ましく、１０℃／分がさらに好ましい。一方、焼入れにおける平均冷却速度の上限としては、１００℃／分が好ましく、６０℃／分がさらに好ましい。
　大型鍛鋼品では、水焼入れを行うと割れる危険性があることから、当該大型クランク軸の焼入れは油焼入れや、ポリマー焼入れ等が一般的である。焼入れの際の冷却速度は鍛鋼品のサイズによって異なるが、直径５００ｍｍクラスのクランク軸においては、８００℃から５００℃までの間の平均冷却速度は、油の場合約２０℃／分程度、ポリマーの場合約５０℃／分となり、それよりさらに大きい直径（例えば、１，０００ｍｍ）になると冷却速度はさらに小さなものとなる。
　また、焼入れに際しては、２００℃以下まで冷却後、焼戻しすることが好ましい。このように２００℃以下まで冷却することで、完全に変態を完了させることができる。冷却が不十分である場合、未変態の残留オーステナイトが残存し、特性がばらつく原因となる。
　焼戻しは、所定の焼戻し温度（５５０℃以上６２０℃以下）まで徐加熱（昇温速度３０℃／時間以上７０℃／時間以下）し、一定時間保持（５時間以上２０時間以下）する。この焼戻しは、強度と靭性とのバランスを調整すると共に、焼入れ時の内部応力（残留応力）を除去するために、５５０℃以上で行う。一方、焼戻し温度は、高過ぎると、炭化物の粗大化、転位組織の回復等により軟化して十分な強度が確保できないため、６２０℃以下にする。
（窒化処理工程）
　窒化処理工程では、上記調質工程後のワークをアンモニア（ＮＨ３）ガス雰囲気中で加熱し、一定時間温度を保持してから冷却する工程を２回以上繰り返す。これにより、アンモニアが分解して生じる窒素をワークの表面に導入することでワークの表層領域に圧縮応力を付与することができる。この窒素の導入工程を２回以上行うことによって、より多くの窒素を導入してより大きな圧縮応力を付与することができ、当該大型クランク軸の疲労強度をより確実に向上できる。
　窒化処理の具体的な方法としては、例えばワークを収容し、アンモニアガスを封入した大型容器を加熱炉の中に配置して所定の窒化温度まで加熱し、この窒化温度を一定時間保持した後、炉冷する工程を繰り返して行う。
　上記窒化温度の下限としては、４７０℃が好ましく、５００℃がより好ましい。一方、上記窒化温度の上限としては、５８０℃が好ましく、５５０℃がより好ましい。窒化温度が上記下限に満たない場合、アンモニアを熱分解することができず、窒素をワークに導入できないおそれがある。逆に、窒化温度が上記上限を超える場合、ワークの組織がオーステナイト化して強度が損なわれるおそれがある。
　上記窒化温度の保持時間の下限としては、１５時間が好ましく、２０時間がより好ましい。一方、窒化温度の保持時間の上限としては、６０時間が好ましく、４０時間がより好ましい。窒化温度の保持時間が上記下限に満たない場合、窒素の導入が不十分となることで疲労強度を十分に向上できないおそれがある。逆に、窒化温度の保持時間が上記上限を超える場合、不必要に製造コストが増大するおそれがある。
（研削工程）
　研削工程では、窒化処理後のワークの例えばピンフィレット部４等の表面を研削する仕上げ機械加工を施す。これによって、ピンフィレット部４表面の算術平均粗さＲａを上記範囲とすることで、微視的な応力集中が生じ難いようにすることができるので、当該大型クランク軸の疲労強度がさらに向上する。この研削工程において除去されるワーク表面の厚さとしては、上記窒化工程において窒素を導入することで付与した表層領域の圧縮残留応力を実質的に保持できる程度とされ、具体的な上限としては、１０μｍ程度とされる。
［その他の実施形態］
　上記実施形態は、本発明の構成を限定するものではない。従って、上記実施形態は、本明細書の記載及び技術常識に基づいて上記実施形態各部の構成要素の省略、置換又は追加が可能であり、それらは全て本発明の範囲に属するものと解釈されるべきである。
　本実施形態の大型クランク軸は、複数のクランクピン及び複数対のウェブを備えてもよい。
　また、本実施形態の大型クランク軸は、クランクピン、ウェブ及びジャーナルが一体に鍛造成形された一体型であってもよく、クランクピン及びウェブを一体に鍛造成形したものにジャーナルを焼嵌めした組立型であってもよい。
　本明細書は、上述したように様々な態様の技術を開示しているが、そのうち主な技術を以下に纏める。
　本発明の一局面である大型クランク軸は、ピンフィレット部を有する大型クランク軸であって、上記ピンフィレット部の表面から深さ５００μｍまでの表層領域の平均初期圧縮応力が５００ＭＰａ以上であり、上記ピンフィレット部の表面の平均ビッカース硬さが６００以上であり、上記ピンフィレット部の表面の算術平均粗さＲａが１．０μｍ以下であり、金属組織の旧オーステナイト平均粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする大型クランク軸である。
　当該大型クランク軸は、最も応力集中しやすいピンフィレット部の表面から深さ５００μｍまでの表層領域の平均初期圧縮応力が上記下限以上であることによって、引張強度が大きい場合にも疲労限度比を大きくすることができ、ピンフィレット部にクラックが生じ難いので全体として見たときの疲労強度が相対的に大きくなる。さらに、当該大型クランク軸は、ピンフィレット部の表面の平均ビッカース硬さ及び算術平均粗さＲａ、並びに金属組織の旧オーステナイト平均粒径がそれぞれ上記範囲内であることによって、上記表層領域の平均初期圧縮応力が上記下限以上であることとの相乗効果により疲労強度をより大きくできる。なお、「大型クランク軸」とは、ピン（フィレット部を除く）の直径が２００ｍｍ以上であるものを意味する。また、「平均初期圧縮応力」は、未使用品について歪みゲージ法によって測定される値とされる。「表面平均ビッカース硬さ」は、ＪＩＳ－Ｚ２２４４（２００９）に準拠して測定される。「算術平均粗さ」は、ＪＩＳ－Ｂ０６０１（２００１）に準拠して測定される。「旧オーステナイト平均粒径」は、ＪＩＳ－Ｇ０５５１（２０１３）に準拠して測定される。
　当該大型クランク軸は、Ｃ：０．２質量％以上０．４質量％以下、Ｓｉ：０質量％以上１．０質量％以下、Ｍｎ：０．２質量％以上２．０質量％以下、Ａｌ：０．００５質量％以上０．１質量％以下、及びＮ：０．００１質量％以上０．０２質量％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である組成を有することが好ましい。このような組成を有することによって、当該大型クランク軸は、引張強度及び靱性をより大きくすることができる。　
　さらに、当該大型クランク軸は、Ｃｕ：０．１質量％以上２質量％以下、Ｎｉ：０．１質量％以上２質量％以下、Ｃｒ：０．１質量％以上２．５質量％以下、Ｍｏ：０．１質量％以上１質量％以下、及びＶ：０．０１質量％以上０．５質量％以下の少なくとも１種をさらに含有することが好ましい。このような組成を有することによって、当該大型クランク軸は、引張強度及び靱性がより向上する。
　以下、実施例に基づき本発明を詳述するが、この実施例の記載に基づいて本発明が限定的に解釈されるものではない。
　以下の要領で大型クランク軸のピンフィレット部を模した試験片を試作し、後述するように、各種の物性を測定することにより、本発明の効果を確認した。
　下記表１に示す化学成分組成を示す各種溶鋼を、通常の溶製法によって溶製し、この溶鋼を冷却して１００トン鋼塊とした。得られた各鋼塊の押湯部分を切除し、１２３０℃に加熱して５時間乃至１０時間保持した後、自由鍛造プレス機を用いて高さ比で１／２まで圧縮し、さらに鋼塊中心線を９０°回転させて鍛造して直径６００ｍｍ、長さ２００００ｍｍの円柱状に引き伸ばした後、最終鍛造温度が表２に示す温度となるよう鍛造し、その後大気中で放冷した。室温にまで放冷した各ワークを、焼入れ処理前に５５０℃乃至６５０℃に加熱し（５００℃以上では５０℃／時間以下で加熱）、１０時間以上保持してから炉冷した。
　その後、熱処理炉にて焼入れ処理を施した。なお焼入れ処理は、各ワークを昇温速度５０℃／時間で８５０℃乃至９５０℃まで昇温して４時間保持した後、焼入れ温度から５００℃までの平均冷却速度２０℃／ｍｉｎ（軸中心位置）で冷却した。その後、焼戻し処理として、６００℃に加熱し、５時間乃至１５時間保持してから空冷した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　熱処理した鍛造品から、引張試験用試験片及びシャルピー衝撃試験用試験片を切り出して、引張強度及びシャルピー衝撃値（吸収エネルギー）を測定した（表２参照）。
（引張強度）
　引張強度は、ＪＩＳ－Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して測定した。
（シャルピー衝撃値）
　シャルピー衝撃値は、ＪＩＳ－Ｚ２２４２（２００５）に準拠して測定した。
　引張強度が９００Ｎ／ｃｍ２以上であり、かつシャルピー衝撃値が５０Ｊ以上であった試作品については、上記鍛造品から、ピンフィレット部を模した環状半円溝付き小野式回転曲げ試験用試験片を切り出した。回転曲げ試験用試験片の軸径は６ｍｍ、環状半円溝の曲率は０．５ｍｍ、溝部の軸径は５ｍｍとした。この回転曲げ試験用試験片を、アンモニアガス雰囲気中で、表２に示す温度に加熱して、２０時間乃至４０時間保持してから炉冷することによって表面を窒化した。さらに、回転曲げ試験用試験片の表面を、住友電工社の円形ポジチップ「ＲＣＭＴ　１０００３ＭＯＮ－ＲＸ」を用いて研磨した。このとき、回転するクランク軸に対してのポジチップの送り量（ｍｍ／ｒｅｖ）を調整することによって表面の算術平均粗さＲａを表２に示す値とした。この上記表面を研磨した小野式回転曲げ試験用試験片について、表層領域の圧縮残留応力（残留応力）、表面のビッカース硬さ（表面硬さ）、旧オーステナイト平均粒径（旧γ粒径）及び疲労強度を測定した（表２参照）。一方、引張強度又はシャルピー衝撃値が上記基準に満たないものは、表面硬さ等も不十分となると予想されるため、これらの測定は省略した。なお、表中の窒化温度における「なし」は、窒化処理を行っていないことを意味する。
（算術平均粗さ）
　算術平均粗さＲａは、ＪＩＳ－Ｂ０６０１（２００１）に準拠して測定した。
（圧縮残留応力）
　圧縮残留応力は、歪みゲージ法によって測定した。具体的には、試験片の表面に歪みゲージを貼着し、この歪みゲージを貼着した部分を含む小片を切り出して残留応力を開放し、この切り出し前後で歪みゲージによって測定される歪みの変化を測定することで、圧縮残留応力を算出した。
（ビッカース硬さ）
　ビッカース硬さは、ＪＩＳ－Ｚ２２４４（２００９）に準拠して測定した。
（旧オーステナイト粒径）
　結晶粒度の測定は、ＪＩＳ－Ｇ０５５１（２０１３）に準拠して測定した。
（疲労強度）
　疲労強度は、小野式回転曲げ試験機を用い、ＪＩＳ－Ｚ２２７４（１９７８）に準拠して測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表に示すように、大型クランク軸は、表層領域の平均初期圧縮応力が５００ＭＰａ以上であり、表面の平均ビッカース硬さが６００以上であり、表面の算術平均粗さＲａが１．０μｍ以下であり、かつ旧オーステナイト平均粒径が１００μｍ以下であることによって、初めて５００ＭＰａ以上の十分な疲労強度を有することができると考えられる。
　この出願は、２０１６年１月８日に出願された日本国特許出願特願２０１６－００３０１２を基礎とするものであり、その内容は、本願に含まれるものである。
　本発明を表現するために、前述において図面等を参照しながら実施形態を通して本発明を適切かつ十分に説明したが、当業者であれば前述の実施形態を変更及び／又は改良することは容易になし得ることであると認識すべきである。したがって、当業者が実施する変更形態又は改良形態が、請求の範囲に記載された請求項の権利範囲を離脱するレベルのものでない限り、当該変更形態又は当該改良形態は、当該請求項の権利範囲に包括されると解釈される。
　当該大型クランク軸は、例えば船舶用ディーゼルエンジン等に好適に利用することができる。

 

Claims (3)

  1. 　ピンフィレット部を有する大型クランク軸であって、
    　上記ピンフィレット部の表面から深さ５００μｍまでの表層領域の平均初期圧縮応力が５００ＭＰａ以上であり、
    　上記ピンフィレット部の表面の平均ビッカース硬さが６００以上であり、
    　上記ピンフィレット部の表面の算術平均粗さＲａが１．０μｍ以下であり、
    　金属組織の旧オーステナイト平均粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする大型クランク軸。
  2. 　Ｃ：０．２質量％以上０．４質量％以下、
    　Ｓｉ：０質量％以上１．０質量％以下、
    　Ｍｎ：０．２質量％以上２．０質量％以下、
    　Ａｌ：０．００５質量％以上０．１質量％以下、及び
    　Ｎ：０．００１質量％以上０．０２質量％以下
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である組成を有する、請求項１に記載の大型クランク軸。
  3. 　Ｃｕ：０．１質量％以上２質量％以下、
    　Ｎｉ：０．１質量％以上２質量％以下、
    　Ｃｒ：０．１質量％以上２．５質量％以下、
    　Ｍｏ：０．１質量％以上１質量％以下、及び
    　Ｖ：０．０１質量％以上０．５質量％以下
    の少なくとも１種をさらに含有する、請求項２に記載の大型クランク軸。

     
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