WO2020179800A1 - クランクシャフト - Google Patents

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WO2020179800A1
WO2020179800A1 PCT/JP2020/009004 JP2020009004W WO2020179800A1 WO 2020179800 A1 WO2020179800 A1 WO 2020179800A1 JP 2020009004 W JP2020009004 W JP 2020009004W WO 2020179800 A1 WO2020179800 A1 WO 2020179800A1
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less
crankshaft
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hardened layer
mass
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PCT/JP2020/009004
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English (en)
French (fr)
Inventor
達彦 安部
久保田　学
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Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/06—Surface hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/30—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for crankshafts; for camshafts
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a crankshaft, and more particularly to a crankshaft having a quench hardening layer.
  • crankshafts with a hardened layer formed on the surface to improve wear resistance and fatigue strength are known.
  • Japanese Patent No. 4910654 discloses a crankshaft having a hardened layer on the surface of the crank pin and having a surface residual compressive stress of 600 MPa or more at the bottom R portion of the crank pin. ..
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-217649 discloses an induction hardening steel material having both cold workability and high strength characteristics.
  • International Publication No. 2004/035848 discloses a steel material for machine structure having excellent rolling property, shrinkage resistance and torsional property.
  • Japanese Patent No. 4589885 contains Si: 0.15% or less, Mn: more than 1.0% and 2.0% or less, has a thermal conductivity of 40 W/mK or more, and is induction hardened.
  • a crankshaft is disclosed in which the surface hardness Hv and the thermal conductivity ⁇ later satisfy the relationship of Hv> 2.7 ⁇ ⁇ + 420.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2017-61747 contains Si: less than 0.50%, Mn: less than 0.70%, Mo: 0.5 to 3.5%, S: 0.05 to 0.1%, and the like. Sliding parts to be used are disclosed.
  • the crankshaft is required to be even lighter, and it is expected that the sliding conditions will become even more severe.
  • An object of the present invention is to provide a crankshaft having excellent seizure resistance.
  • the crankshaft according to an embodiment of the present invention has a chemical composition, in mass %, of C: 0.35 to 0.50%, Si: 0.55% or less, Mn: 0.01 to 0.55%, Cr. : 0.10 to 0.50%, P: 0.03% or less, S: 0.10% or less, Mo: 0.10 to 0.30%, B: 0.0020 to 0.0050%, Ti: 0.020 to 0.10%, N: 0.020% or less, Al: 0.10% or less, balance: Fe and impurities, having a quenching hardened layer on the surface and solidifying into the quenching hardened layer.
  • Si, Mn, Cr, and Mo satisfy the following formula (1).
  • crankshaft having excellent seizure resistance can be obtained.
  • FIG. 1 is a flow chart of a method for analyzing Mn, Cr, Mo, Ti, and Si from an electrolytic extraction residue.
  • FIG. 2 is a flow chart of a method for analyzing S from an electrolytic extraction residue.
  • FIG. 3 is a flow chart of a method for analyzing B from the electrolytic extraction residue.
  • FIG. 4 is a flow chart of a method for analyzing N from the electrolytic extraction residue.
  • FIG. 5 is a flow chart of a method for analyzing C from the electrolytic extraction residue.
  • FIG. 6 is a heat pattern of the test shaft produced in the example.
  • FIG. 7 is a schematic view of the evaluation device used in the seizure test.
  • FIG. 8 is a schematic view of the time change of the surface pressure applied to the test shaft.
  • FIG. 9 is a diagram showing the seizure surface pressure of the test shaft in relation to the room temperature thermal conductivity of the quench hardened layer.
  • the present inventors have studied to further increase the thermal conductivity of the crankshaft to improve seizure resistance.
  • the present inventors have focused on the fact that the smaller the amount of the solid solution element, the higher the thermal conductivity, and if the total amount of the solid solution amount of the alloy element in the quenching hardened layer is limited to a predetermined value or less, the present inventors will be more than before. It was clarified that excellent seizure resistance can be obtained.
  • Mn is an element that improves the hardenability of steel, so if the Mn content is reduced, the fatigue strength cannot be guaranteed.
  • the inventors of the present invention can obtain excellent seizure resistance while ensuring hardenability by containing a small amount of Mo and B instead of reducing the Mn content and further containing an appropriate amount of Ti. Found.
  • crankshaft according to this embodiment has the chemical composition described below.
  • "%" of elemental content means% by mass, unless otherwise noted.
  • C 0.35 to 0.50% Carbon (C) improves the hardness of steel and contributes to the improvement of fatigue strength. On the other hand, if the C content is too high, the shrinkage resistance and machinability are lowered. Therefore, the C content is 0.35 to 0.50%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.36%, more preferably 0.37%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.45%, more preferably 0.40%.
  • Si Silicon
  • the Si content is preferably as low as possible and is limited to 0.55% or less in this embodiment. Since Si has a smaller atomic weight than Mn, it has a greater effect on thermal conductivity than Mn.
  • the Si content is preferably 0.20% or less, more preferably 0.10% or less, more preferably 0.05% or less, still more preferably 0.02% or less.
  • Mn 0.01 to 0.55%
  • Mn Manganese
  • the Mn content is preferably as low as possible in order to improve the thermal conductivity.
  • the Mn content is very low, S may react with Fe to cause brittle cracking. Therefore, the Mn content is 0.01 to 0.55%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.20%, more preferably 0.30%, further preferably 0.40%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 0.52%, more preferably 0.50%, still more preferably 0.48%, still more preferably 0.45%.
  • Chromium (Cr) enhances the hardenability of steel. On the other hand, if the Cr content is too high, the thermal conductivity of the steel will decrease. Therefore, the Cr content is 0.10 to 0.50%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 0.05%, more preferably 0.10%.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 0.40%, more preferably 0.30%, further preferably 0.25%, further preferably 0.20%.
  • P 0.03% or less Phosphorus (P) is an impurity. P reduces the quench cracking resistance of steel. Therefore, the lower the P content, the more preferable, and in the present embodiment, the P content is limited to 0.03% or less.
  • the P content is preferably 0.025% or less, more preferably 0.02% or less.
  • S 0.10% or less Sulfur (S) reduces the hot workability of steel. Further, when the Mn content is very low, S may react with Fe to cause brittle cracking. Therefore, in this embodiment, the S content is limited to 0.10% or less. On the other hand, S forms MnS and MnS 2 in the steel to reduce the amount of solid solution Mn. Further, since MnS is soft and brittle, it has an effect of improving the machinability of the crankshaft, particularly the machinability. Therefore, depending on the Mn content, a small amount of S may be positively contained.
  • the lower limit of the S content is preferably 0.010%, more preferably 0.020%, further preferably 0.030%, still more preferably 0.040%, still more preferably 0. It is 0.045%.
  • the upper limit of the S content is preferably 0.070%, more preferably 0.065%.
  • Mo 0.10 to 0.30% Molybdenum (Mo) improves the hardenability of steel.
  • 0.10% or more of Mo is contained in order to compensate for the decrease in hardenability due to the limitation of the Mn content. Since Mo has a larger atomic weight than Mn, its influence on thermal conductivity is smaller than that of Mn. However, if it is contained in excess of 0.30%, it becomes difficult to secure the required thermal conductivity. Therefore, the Mo content is 0.10 to 0.30%.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.12%, more preferably 0.14%.
  • the upper limit of the Mo content is preferably 0.25%, more preferably 0.20%, further preferably 0.18%.
  • B 0.0020 to 0.0050% Boron (B) improves the hardenability of steel.
  • B Boron (B) improves the hardenability of steel.
  • 0.0020% or more of B is contained in order to compensate for the decrease in hardenability due to the limitation of the Mn content.
  • the B content is 0.0020 to 0.0050%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0023%, more preferably 0.0025%.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.0040%, more preferably 0.0030%.
  • Ti 0.020-0.10% Titanium (Ti) forms TiN and fixes N in steel. As a result, B is suppressed from forming BN, and the hardenability improving effect of B is ensured. On the other hand, if the Ti content is too high, TiN is excessively formed and the machinability is lowered. Therefore, the Ti content is 0.020 to 0.10%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.023%, more preferably 0.025%.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.050%, more preferably 0.040%, still more preferably 0.030%.
  • N 0.020% or less Nitrogen (N) is an impurity. N reacts with B and hinders the hardenability improving effect of B. N further forms a nitride to reduce machinability and fatigue strength. Therefore, the lower the N content, the more preferable, and in the present embodiment, the N content is limited to 0.020% or less.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.010%, more preferably 0.005%, still more preferably 0.004%. On the other hand, if the N content is extremely reduced, the cost will increase.
  • the lower limit of the N content is preferably 0.001%.
  • Al 0.10% or less
  • Aluminum (Al) is an impurity. Al forms inclusions and nitrides, and reduces machinability and fatigue strength. Therefore, the smaller the Al content, the more preferable, and in this embodiment, the content is limited to 0.10% or less.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.010%, more preferably 0.005%, further preferably 0.004%. On the other hand, if the Al content is extremely reduced, the cost will increase.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.001%.
  • the balance of the chemical composition of the crankshaft according to the present embodiment is Fe and impurities.
  • the impurities referred to here are elements mixed from ores and scraps used as raw materials for steel, or elements mixed from the environment of the manufacturing process.
  • the crankshaft according to the present embodiment has a quench hardening layer on its surface.
  • the quench-hardened layer preferably has a martensite ratio of 80% by volume or more.
  • the martensite here includes tempered martensite.
  • the crankshaft according to the present embodiment may have a hardened hardened layer formed only on the surface, or may be hardened to the core.
  • the thickness of the region where the martensite ratio is 80% by volume or more is preferably 1.0 mm or more.
  • the proportion of martensite in the region from the surface of the crankshaft to 1.0 mm is preferably 90% by volume or more, more preferably 95% by volume or more, and further preferably 99% by volume or more.
  • the thickness of the region where the proportion of martensite is 80% by volume or more is more preferably 2.0 mm or more, still more preferably 3.0 mm or more.
  • the hardened layer does not have to be formed on the entire crankshaft, but may be formed only on a part (for example, a pin or a journal part).
  • Si, Mn, Cr, and Mo solid-dissolved in the quench-hardened layer satisfy the following formula (1). 1.960Si M +1.002 Mn M +1.059Cr M +0.574Mo M ⁇ 0.75 (1) The amounts of Si, Mn, Cr, and Mo dissolved in the hardened layer are substituted in mass% for Si M , Mn M , Cr M , and Mo M in the formula (1), respectively.
  • Si, Mn, Cr, Mo, C, S, B, Ti, and N solidly dissolved in the hardened layer preferably satisfy the following formula (2). 1.960Si M +1.002Mn M +1.059Cr M +0.574Mo M +4.585C M +1.717S M +5.094B M +1.150Ti M +3.930N M ⁇ 2.00 (2) Si M in the formula (2), Mn M, Cr M, Mo M, C M, S M, B M, Ti M, and N each of the M, Si solid-solved into the quench hardened layer, Mn, Cr , Mo, C, S, B, Ti, and N are substituted in% by mass.
  • a , S A , B A , Ti A , and N A can be approximately expressed as follows.
  • the atomic weights of Si, Mn, Cr, Mo, C, S, B, Ti, and N are 28.09, 54.94, 52.00, 95.94, 12.01, 32.07, and 10, respectively. Calculated as .81, 47.88, and 14.01.
  • the value on the left side of the formula (1) is set to 0.75 or less, high thermal conductivity can be obtained and excellent seizure resistance can be obtained.
  • the value on the left side of the formula (1) is preferably 0.73 or less, more preferably 0.71 or less, still more preferably 0.70 or less, still more preferably 0.68 or less.
  • the left side of Expression (2) is set to 2.00 or less.
  • the value on the left side of the formula (2) is more preferably 1.98 or less, still more preferably 1.95 or less, further preferably 1.93 or less, and further preferably 1.90 or less.
  • Si M, Mn M, Cr M , Mo M, C M, S M, B M, Ti M, and N M is measured as follows.
  • FIG. 1 is a flow chart of a method for analyzing Mn, Cr, Mo, Ti, and Si from the electrolytic extraction residue.
  • a sample for measuring the electrolytic extraction residue is collected from the portion where the quenching hardened layer is formed.
  • the sample to be collected can have a cylindrical shape with a height of 12.0 mm and a diameter of 47.9 mm obtained by cutting out a part of the sample.
  • the cross section of this sample is masked to dissolve only the surface layer.
  • AA solution acetylacetone-1% by mass tetramethylammonium chloride / methanol solution
  • AA electrolysis a 10% by mass acetylacetone-1% by mass tetramethylammonium chloride / methanol solution
  • the solution is filtered through a filter with a pore size of 0.2 ⁇ m. Dissolve the filter with acid and collect the residue.
  • the recovered residue is decomposed by an acid decomposition method. Specifically, a mixed acid containing H 2 SO 4 , HNO 3 , H 3 PO 4 , HCl O 4 and H 2 O is used, and the mixture is heated at 350 ° C. for 1 hour.
  • the masses of Mn, Cr, Mo, and Ti are quantified by ICP emission spectroscopy.
  • Fig. 2 is a flow chart of the method for analyzing S from the electrolytic extraction residue.
  • the measurement of Mn, Cr, Mo, and Ti is the same as the measurement of the residue obtained by filtering the AA-electrolyzed solution with a filter having a pore size of 0.2 ⁇ m to recover the residue and subjecting the recovered residue to acid decomposition.
  • the acid-decomposed solution is further filtered through a filter having a pore size of 0.2 ⁇ m, the residue not decomposed by acid decomposition is recovered, and the mass of S is quantified by distillation separation methylene blue absorptiometry.
  • the distillative separation methylene blue absorption method shall be performed in accordance with JIS G 1215.
  • FIG. 3 is a flow chart of the method for analyzing B from the electrolytic extraction residue.
  • the measurement of Mn, Cr, Mo, and Ti is the same as the measurement of the residue obtained by filtering the AA-electrolyzed solution with a filter having a pore size of 0.2 ⁇ m to recover the residue and subjecting the recovered residue to acid decomposition.
  • the acid-decomposed solution is further distilled. Distillation shall be performed in accordance with JIS G 1227, Annex 2. After distillation, the mass of B is quantified by ICP emission spectroscopy, not according to JIS G 1227.
  • FIG. 4 is a flow chart of the method for analyzing N from the electrolytic extraction residue.
  • the measurement of Mn, Cr, Mo, and Ti is the same as the measurement of the residue obtained by filtering the AA-electrolyzed solution with a filter having a pore size of 0.2 ⁇ m to recover the residue and subjecting the recovered residue to acid decomposition.
  • the mass of N is quantified by distillative separation amide-sulfuric acid titration method for the acid decomposed solution. This method shall be performed in accordance with JIS G 1228 Annex 1.
  • FIG. 5 is a flow chart of a method for analyzing C from the electrolytic extraction residue.
  • the AA-electrolyzed solution is filtered through a glass filter having a pore size of 0.2 ⁇ m to recover the residue, and the mass of C is quantified by the high frequency combustion infrared absorption method.
  • the high-frequency combustion infrared absorption method is performed according to b) of 8.2 (quantitative operation) of JIS G 1211-3: 2018 (iron and steel-carbon quantification method-).
  • JIS Z 2615 2015 8.13. (Add pure iron)) to burn to CO and CO 2 carbon on the glass filter.
  • the detected amounts of CO and CO 2 are integrated, and the integrated amount is compared with a calibration curve obtained in advance to obtain the carbon amount.
  • Si M, Mn M, Cr M , Mo M, C M, S M, B M, Ti M, and N M, respectively, can be adjusted by the chemical composition of the steel material. That, Si in the steel, Mn, Cr, Mo, C , S, B, if lowering the content of Ti, and N, Si M, Mn M, Cr M, Mo M, C M, S M, B M, Ti M, and also N M decreases.
  • Si M , Mn M , Cr M , and Mo M also vary with precipitates and inclusions. Therefore, it varies depending on the content of C, N, S that reacts with these elements and the heat treatment. For example, when the S content is high, Mn and S react with each other to precipitate MnS and MnS 2 , and Mn M tends to be small. Further, for example, if the residence time at around 600 ° C. is lengthened during cooling from hot working, or if tempering is performed in this temperature range, carbides are precipitated and Cr M and Mo M are reduced. Further, when cementite is precipitated, Mn and Cr form a solid solution with cementite, so that the values of Mn M and Cr M become small.
  • crankshaft according to the present embodiment preferably has an ideal critical diameter Di of 1.7 or more calculated from the chemical composition according to ASTM A255-67.
  • the ideal critical diameter Di is the critical diameter (50% martensite in the center) when quenching with a quenching solution having ideal cooling capacity (a quenching solution in which the surface temperature of steel becomes the temperature of the solution at the moment of quenching).
  • the diameter of the steel material to be used. The unit is inch.) and is used as an index of hardenability.
  • the ideal critical diameter Di is 1.7 or more, the hardenability required to secure the fatigue strength required for the crankshaft can be obtained.
  • the ideal critical diameter Di is more preferably 1.9 or more, more preferably 2.0 or more, more preferably 2.1 or more, and even more preferably 2.2 or more.
  • the ideal critical diameter Di is calculated from the crankshaft chemical composition according to ASTM A255-67 as follows.
  • Di the product of Di (provisional) and the following boron factor (Bolon F) is defined as Di.
  • Di provisional
  • Bolon F 2.616-1.6 ⁇ C
  • the C content is substituted into C in the above formula in mass%.
  • the crankshaft according to this embodiment preferably has a hardened hardened layer having a thermal conductivity of 45 W / m ⁇ K or more at room temperature.
  • Thermal conductivity is measured as follows. A disk-shaped sample having an outer diameter of 10 mm and a thickness of 1 mm is taken from the quench-hardened layer. The density of the sample is calculated from the volume and mass of the sample. The specific heat and thermal diffusivity of the sample are obtained by the laser flash method specified in JIS R 1611. The thermal conductivity of the sample is determined as the product of density, specific heat and thermal diffusivity.
  • crankshaft manufacturing method Hereinafter, an example of the method for manufacturing the crankshaft according to the present embodiment will be described.
  • the manufacturing method described below is merely an example, and does not limit the manufacturing method of the crankshaft according to the present embodiment.
  • the material is, for example, steel bar.
  • the raw material can be produced, for example, by continuously casting or slabbing molten steel having the above chemical composition.
  • the material is hot forged to give a rough shape to the crankshaft.
  • the hot forging may be performed separately in rough forging and finish forging. If necessary, heat treatment such as normalizing may be performed on the rough crankshaft product manufactured by hot forging.
  • Machining rough crankshaft products. Machining includes cutting, grinding, and drilling. By this process, an intermediate product having a shape close to that of the final product is produced.
  • a hardened layer is formed on the surface. Specifically, it is heated to a predetermined heating temperature and then rapidly cooled.
  • the high-frequency induction heating device may be used to locally heat the intermediate product, or the heat treatment furnace may be used to heat the entire intermediate product.
  • the heating temperature is preferably Ac 3 points or more, and more preferably 900 ° C. or more.
  • tempering may be carried out if necessary. Quenching and tempering may be performed a plurality of times, and other heat treatments may be performed in addition to the quenching and tempering.
  • finish processing is performed on the intermediate product on which the quench-hardened layer has been formed.
  • the journal and pins of the crankshaft are ground and wrapped to adjust the surface shape.
  • the crankshaft according to the present embodiment can be manufactured through the above steps.
  • crankshaft according to the embodiment of the present invention has been described above. According to this embodiment, a crankshaft having excellent seizure resistance can be obtained.
  • a test shaft for a seizure test was made from steel having the chemical composition shown in Table 1.
  • FIG. 6 shows a heat pattern when the test shaft is manufactured.
  • the material was heated at 1250 ° C. for 1 hour, then hot forged at 1100 to 850 ° C., and after the forging was completed, allowed to cool to room temperature. Then, after normalizing by heating at 1250 ° C. for 20 minutes and then air-cooling, the outer diameter was adjusted to 47.9 mm by machining (cutting). Then, induction hardening was carried out to form a hardened layer having a surface hardness of HV650.
  • the hardenability of the material was evaluated by the ideal critical diameter Di. Specifically, if the ideal critical diameter Di is 1.7 or more, which is about 90% of the conventional steel (Di ⁇ 1.98), it is determined that the crankshaft has the necessary hardenability. In the calculation of Di, Si of less than 0.002% by mass, Mn of less than 0.002% by mass, and Mo of less than 0.002% by mass were all treated as 0%. Table 2 shows the calculation progress of Di.
  • Si Mn, Cr, Mo, C, S, B, Ti, and N were measured. If the Si content is less than 0.002% by mass, Si M is 0%, if the Mn content is less than 0.002% by mass, Mn M is 0%, and if the Mo content is less than 0.002% by mass. was treated Mo M 0%, is the B M 0% that of the B content is less than 0.0002 mass%, 0% is Ti M those of Ti content is less than 0.002 mass%. On the other hand, with respect to a small atomic weight N, to determine the N M without treating even 0% that of 0.0040 wt%.
  • the thermal conductivity of the base material (portion other than the quench-hardened layer) and the quench-hardened layer was measured.
  • test shafts 4 and 5 had an ideal critical diameter Di equivalent to that of the conventional steel (No. 1), and had a high thermal conductivity of 45 W / mK or more.
  • test shaft of No. 2 had a hardenability within the allowable range, but No.
  • the thermal conductivity was inferior to that of 4 and 5. This is probably because the amount of solute Mn was too large.
  • test shaft of No. 3 had high thermal conductivity, but was inferior in hardenability. This is No. It is probable that the test shaft of No. 6 did not contain Mo and B.
  • test shaft of No. 6 had high thermal conductivity, but was inferior in hardenability. This is No. It is probable that the test shaft of No. 6 did not contain B.
  • test shaft of No. 7 had high thermal conductivity, but was inferior in hardenability. This is No. It is considered that the test shaft of No. 7 did not contain Mo.
  • test shaft of No. 8 had high thermal conductivity, but was inferior in hardenability. This is No. It is probable that the Mn content of the test shaft of No. 8 was too low.
  • test shafts No. A seizure test was performed using 2, 4, and 5 test shafts.
  • the test shaft to be subjected to the seizure test was ground and wrapped so that the arithmetic average height Pa of the cross-sectional curve was 0.07 to 0.09 ⁇ m as a finishing process.
  • the outer diameter of the test shaft was adjusted so that the clearance with the bearing used in the seizure test described later was about 0.090 mm.
  • the seizure test was performed using a crank metal wear and seizure resistance evaluation device manufactured by Shinko Machinery Co., Ltd.
  • a schematic diagram of the evaluation device 20 is shown in FIG.
  • the test shaft TP was inserted into a plurality of bearings 21, and the test shaft TP was rotated at 8000 rpm by a motor (not shown) while lubricating the bearings 21.
  • As the metal of the bearing an Al alloy of HV40 to 50 was used.
  • the lubricating oil was 0W-20, the oil supply temperature was 140° C., and the oil pressure was 0.8 MPa.
  • FIG. 8 schematically shows the time change of the surface pressure applied to the test axis TP.
  • the holding time at the same surface pressure was 3 minutes, the increase width of the surface pressure per step was 4.35 MPa, and the time taken to increase the surface pressure was 15 seconds. It was determined that seizure occurred when the surface temperature of the test shaft TP was 280 ° C. or higher or the torque applied to the test shaft was 25 Nm or higher. The test was carried out three times on each test shaft, and the average value was taken as the seizure surface pressure.
  • FIG. 9 is a diagram showing the seizure surface pressure of the test shaft in relation to the room temperature thermal conductivity of the quench hardened layer. As shown in FIG. 9, No. 1 having high thermal conductivity. The test axes of Nos. 4 and 5 are No. It was confirmed to have excellent seizure resistance as compared with the No. 2 test shaft.
  • the above-described embodiment is merely an example for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and the above-described embodiment can be appropriately modified and implemented within a range that does not deviate from the gist thereof.

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Abstract

耐焼付き性に優れたクランクシャフトを提供する。クランクシャフトは、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３５～０．５０％、Ｓｉ：０．５５％以下、Ｍｎ：０．０１～０．５５％、Ｃｒ：０．１０～０．５０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．１０～０．３０％、Ｂ：０．００２０～０．００５０％、Ｔｉ：０．０２０～０．１０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、残部：Ｆｅ及び不純物であり、焼入れ硬化層を表面に有し、焼入れ硬化層へ固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、及びＭｏが、下記の式（１）を満たす。　１．９６０ＳｉＭ＋１．００２ＭｎＭ＋１．０５９ＣｒＭ＋０．５７４ＭｏＭ≦０．７５　（１）　式（１）中のＳｉＭ、ＭｎＭ、ＣｒＭ、及びＭｏＭにはそれぞれ、焼入れ硬化層へ固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、及びＭｏの量が質量％で代入される。

Description

クランクシャフト
　本発明は、クランクシャフトに関し、より詳しくは、焼入れ硬化層を有するクランクシャフトに関する。
　耐摩耗性や疲労強度を向上させるため、表面に焼入れ硬化層を形成したクランクシャフトが知られている。例えば特許第４９１０６５４号公報には、クランク・ピン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、クランク・ピンのボトムＲ部における表面残留圧縮応力が６００ＭＰａ以上であるクランクシャフトが開示されている。
　クランクシャフトに関するものではないが、高周波焼入れされて使用される鋼材に関する文献として、特開平１１－２１７６４９号公報には、冷間加工性と高強度特性とを兼備した高周波焼入れ用鋼材が開示されている。また、国際公開第２００４／０３５８４８号には、転造性、耐焼割性及びねじり特性に優れた機械構造用鋼材が開示されている。
　近年、自動車の省燃費化ニーズを背景に、クランクシャフトの軽量化や潤滑油の低粘度化が進んでいる。そのため、クランクシャフトと軸受けとの摺動条件は過酷になっており、クランクシャフトには従来よりも優れた耐焼付き性が求められている。
　クランクシャフトの熱伝導率を高くすることで、潤滑油の温度上昇に伴う粘度の低下を抑制して、耐焼付き性を向上できることが知られている。また、Ｓｉ含有量を低減することで、クランクシャフトの熱伝導率を高くできることも知られている。
　特許第４５８９８８５号公報には、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：１．０％を超えて２．０％以下等を含有し、熱伝導率が４０Ｗ／ｍＫ以上であって、かつ高周波焼入れ後の表面硬さＨｖと熱伝導率κとがＨｖ＞２．７×κ＋４２０の関係を満足するクランクシャフトが開示されている。
　国際公開第２０１２／０２９３９５号には、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｍｎ：０．７５～２．０％、Ｃｒ：０．０５～１．２％等を含有し、さらにＭｎ及びＣｒ含有量の合計を１．２０～２．１０％にした高周波焼入れ用鋼が開示されている。
　特開２０１７－６１７４７号公報には、Ｓｉ：０．５０％未満、Ｍｎ：０．７０％未満、Ｍｏ：０．５～３．５％、Ｓ：０．０５～０．１％等を含有する摺動部品が開示されている。
　クランクシャフトには一層の軽量化が求められており、摺動条件はさらに過酷になることが予測される。本発明の目的は、耐焼付き性に優れたクランクシャフトを提供することである。
　本発明の一実施形態によるクランクシャフトは、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３５～０．５０％、Ｓｉ：０．５５％以下、Ｍｎ：０．０１～０．５５％、Ｃｒ：０．１０～０．５０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．１０～０．３０％、Ｂ：０．００２０～０．００５０％、Ｔｉ：０．０２０～０．１０％、Ｎ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、残部：Ｆｅ及び不純物であり、焼入れ硬化層を表面に有し、前記焼入れ硬化層へ固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、及びＭｏが、下記の式（１）を満たす。
　１．９６０ＳｉＭ＋１．００２ＭｎＭ＋１．０５９ＣｒＭ＋０．５７４ＭｏＭ≦０．７５　（１）
　式（１）中のＳｉＭ、ＭｎＭ、ＣｒＭ、及びＭｏＭにはそれぞれ、前記焼入れ硬化層へ固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、及びＭｏの量が質量％で代入される。
　本発明によれば、耐焼付き性に優れたクランクシャフトが得られる。
図１は、電解抽出残渣からＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、及びＳｉを分析する方法のフロー図である。 図２は、電解抽出残渣からＳを分析する方法のフロー図である。 図３は、電解抽出残渣からＢを分析する方法のフロー図である。 図４は、電解抽出残渣からＮを分析する方法のフロー図である。 図５は、電解抽出残渣からＣを分析する方法のフロー図である。 図６は、実施例で作製した試験軸のヒートパターンである。 図７は、焼付き試験で使用した評価装置の模式図である。 図８は、試験軸に加えた面圧の時間変化の模式図である。 図９は、試験軸の焼付き面圧を焼入れ硬化層の室温の熱伝導率との関係で示した図である。
　本発明者らは、クランクシャフトの熱伝導率をさらに高めて、耐焼付き性を向上させることを検討した。本発明者らは、固溶元素の量が少ないほど熱伝導率が向上することに着目し、焼入れ硬化層への合金元素の固溶量の総和を所定値以下に制限すれば、従来よりも優れた耐焼付き性が得られることを明らかにした。
　一方、Ｍｎは鋼材の焼入れ性を向上させる元素であるため、Ｍｎ含有量を低減すると、疲労強度を担保できない。本発明者らは、Ｍｎ含有量を低減する代わりに、少量のＭｏ及びＢを含有させ、さらに適量のＴｉを含有させることで、焼入れ性を確保しつつ、優れた耐焼付き性が得られることを見出した。
　本発明は、以上の知見に基づいて完成された。以下、本発明の一実施形態によるクランクシャフトについて詳述する。
　［化学組成］
　本実施形態によるクランクシャフトは、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、他に断りがない限り、質量％を意味する。
　Ｃ：０．３５～０．５０％
　炭素（Ｃ）は、鋼の硬さを向上させ、疲労強度の向上に寄与する。一方、Ｃ含有量が高すぎると、耐焼割れ性及び被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３５～０．５０％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．３６％であり、さらに好ましくは０．３７％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
　Ｓｉ：０．５５％以下
　シリコン（Ｓｉ）は、マトリクスに固溶して鋼の熱伝導率を低下させる。Ｓｉ含有量はできるだけ低くすることが好ましく、本実施形態では０．５５％以下に制限する。Ｓｉは、Ｍｎに比べて原子量が小さいため、熱伝導率への影響がＭｎに比べて大きい。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．２０％以下であり、より好ましくは０．１０％以下であり、より好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
　Ｍｎ：０．０１～０．５５％
　マンガン（Ｍｎ）は、マトリクスに固溶して鋼の熱伝導率を低下させる。Ｍｎ含有量は、熱伝導率を向上させるためにはできるだけ低くすることが好ましい。一方、Ｍｎ含有量が低すぎると、オーステナイトが形成されにくくなり、焼入れ性を確保することが難しくなるため、焼入れ硬化層が形成されなくなる可能性がある。また、Ｍｎ含有量が非常に低い場合、ＳがＦｅと反応して脆性割れを起こす可能性がある。したがって、Ｍｎ含有量は、０．０１～０．５５％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは０．５２％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４８％であり、さらに好ましくは０．４５％である。
　Ｃｒ：０．１０～０．５０％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高める。一方、Ｃｒ含有量が高すぎると、鋼の熱伝導率が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０～０．５０％である。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
　Ｐ：０．０３％以下
　リン（Ｐ）は、不純物である。Ｐは、鋼の耐焼割れ性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は低いほど好ましく、本実施形態では０．０３％以下に制限する。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２５％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
　Ｓ：０．１０％以下
　硫黄（Ｓ）は、鋼の熱間加工性を低下させる。また、Ｍｎ含有量が非常に低い場合、ＳがＦｅと反応して脆性割れを起こす可能性がある。そのため本実施形態では、Ｓ含有量を０．１０％以下に制限する。一方でＳは、鋼中にＭｎＳやＭｎＳ２を形成し、固溶Ｍｎ量を低減させる。さらに、ＭｎＳは柔らかくて脆いため、クランクシャフトの機械加工性、特に被削性を向上させる効果を持つ。そのため、Ｍｎ含有量によっては、少量のＳを積極的に含有させてもよい。Ｓ含有量の下限は、好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０４５％である。Ｓ含有量の上限は、好ましくは０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０６５％である。
　Ｍｏ：０．１０～０．３０％
　モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を向上させる。本実施形態ではＭｎ含有量を制限することによる焼入れ性の低下を補うため、０．１０％以上のＭｏを含有させる。Ｍｏは、Ｍｎに比べて原子量が大きいため、熱伝導率への影響がＭｎと比べて小さい。しかし、０．３０％を超えて含有させると、必要な熱伝導率を確保することが困難になる。したがって、Ｍｏ含有量は、０．１０～０．３０％である。Ｍｏ含有量の下限は、好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１４％である。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１８％である。
　Ｂ：０．００２０～０．００５０％
　ホウ素（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を向上させる。本実施形態ではＭｎ含有量を制限することによる焼入れ性の低下を補うため、０．００２０％以上のＢを含有させる。一方、０．００５０％を超えて含有させても、焼入れ性向上効果が飽和するとともに、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は、０．００２０～０．００５０％である。Ｂ含有量の下限は、好ましくは０．００２３％であり、さらに好ましくは０．００２５％である。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。
　Ｔｉ：０．０２０～０．１０％
　チタン（Ｔｉ）は、ＴｉＮを形成して鋼中のＮを固定する。これによって、ＢがＢＮを形成するのを抑制して、Ｂによる焼入れ性向上効果を担保する。一方、Ｔｉ含有量が高すぎると、ＴｉＮが過剰に形成されて被削性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０２０～０．１０％である。Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０．０２３％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
　Ｎ：０．０２０％以下
　窒素（Ｎ）は、不純物である。Ｎは、Ｂと反応してＢによる焼入れ性向上効果を妨げる。Ｎはさらに、窒化物を形成して被削性や疲労強度を低下させる。したがって、Ｎ含有量は低いほど好ましく、本実施形態では０．０２０％以下に制限する。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００４％である。一方、Ｎ含有量を極端に低減しようとするとコストの上昇を招く。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。
　Ａｌ：０．１０％以下
　アルミニウム（Ａｌ）は、不純物である。Ａｌは、介在物や窒化物を形成し、被削性や疲労強度を低下させる。したがって、Ａｌ含有量は少ないほど好ましく、本実施形態では０．１０％以下に制限する。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００４％である。一方、Ａｌ含有量を極端に低減しようとするとコストの上昇を招く。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。
　本実施形態によるクランクシャフトの化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入する元素、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。
　［焼入れ硬化層］
　本実施形態によるクランクシャフトは、焼入れ硬化層を表面に有する。焼入れ硬化層は、マルテンサイトの割合が８０体積％以上であることが好ましい。ここでいうマルテンサイトは、焼戻しマルテンサイトを含む。
　本実施形態によるクランクシャフトは、焼入れ硬化層が表面だけに形成されたものであってもよいし、芯部まで焼入れたものであってもよい。焼入れ硬化層を表面だけに形成する場合、マルテンサイトの割合が８０体積％以上である領域の厚さが１.０ｍｍ以上であることが好ましい。この場合、クランクシャフトの表面から１．０ｍｍまでの領域のマルテンサイトの割合は、好ましくは９０体積％以上であり、より好ましくは９５体積％以上であり、さらに好ましくは９９体積％以上である。マルテンサイトの割合が８０体積％以上である領域の厚さは、より好ましくは２.０ｍｍ以上であり、さらに好ましくは３.０ｍｍ以上である。焼入れ硬化層は、クランクシャフトの全体に形成されている必要はなく、一部（例えばピンやジャーナルの部分）だけに形成されていてもよい。
　［焼入れ硬化層への固溶量］
　本実施形態によるクランクシャフトは、焼入れ硬化層へ固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、及びＭｏが、下記の式（１）を満たす。
　１．９６０ＳｉＭ＋１．００２ＭｎＭ＋１．０５９ＣｒＭ＋０．５７４ＭｏＭ≦０．７５　（１）
　式（１）中のＳｉＭ、ＭｎＭ、ＣｒＭ、及びＭｏＭにはそれぞれ、焼入れ硬化層へ固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、及びＭｏの量が質量％で代入される。
　本実施形態によるクランクシャフトは、好ましくは、焼入れ硬化層へ固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃ、Ｓ、Ｂ、Ｔｉ、及びＮが、下記の式（２）を満たす。
　１．９６０ＳｉＭ＋１．００２ＭｎＭ＋１．０５９ＣｒＭ＋０．５７４ＭｏＭ＋４．５８５ＣＭ＋１．７１７ＳＭ＋５．０９４ＢＭ＋１．１５０ＴｉＭ＋３．９３０ＮＭ≦２．００　（２）
　式（２）中のＳｉＭ、ＭｎＭ、ＣｒＭ、ＭｏＭ、ＣＭ、ＳＭ、ＢＭ、ＴｉＭ、及びＮＭにはそれぞれ、前記焼入れ硬化層へ固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃ、Ｓ、Ｂ、Ｔｉ、及びＮの量が質量％で代入される。
　焼入れ硬化層に固溶している元素の量が多いほど、焼入れ硬化層の熱伝導率は低くなる。固溶による熱伝導率への影響は、固溶する原子の数に比例する。そのため、同じ質量であっても、原子量が小さい元素ほど熱伝導率への影響が大きくなる。したがって、固溶している元素の量は、質量％ではなく、原子％で評価することが適切である。上記の式中の１．９６０、１．００２、１．０５９、０．５７４、４．５８５、１．７１７、５．０９４、１．１５０、及び３．９３０は、質量％から原子％への変換係数である。
　すなわち、質量％で表されたＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃ、Ｓ、Ｂ、Ｔｉ、及びＮの固溶量ＳｉＭ、ＭｎＭ、ＣｒＭ、ＭｏＭ、ＣＭ、ＳＭ、ＢＭ、ＴｉＭ、及びＮＭと、原子％で表されたＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃ、Ｓ、Ｂ、Ｔｉ、及びＮの固溶量ＳｉＡ、ＭｎＡ、ＣｒＡ、ＭｏＡ、ＣＡ、ＳＡ、ＢＡ、ＴｉＡ、及びＮＡとの関係は、近似的に次のように表すことができる。
　ＳｉＡ＋ＭｎＡ＋ＣｒＡ＋ＭｏＡ＝１．９６０ＳｉＭ＋１．００２ＭｎＭ＋１．０５９ＣｒＭ＋０．５７４ＭｏＭ
　ＳｉＡ＋ＭｎＡ＋ＣｒＡ＋ＭｏＡ＋ＣＡ＋ＳＡ＋ＢＡ＋ＴｉＡ＋ＮＡ＝１．９６０ＳｉＭ＋１．００２ＭｎＭ＋１．０５９ＣｒＭ＋０．５７４ＭｏＭ＋４．５８５ＣＭ＋１．７１７ＳＭ＋５．０９４ＢＭ＋１．１５０ＴｉＭ＋３．９３０ＮＭ
　なお、原子％で表された固溶量を算出するためには、厳密には鋼材に含まれる全ての元素の物質量の総和を分母とする必要がある。しかし、本実施形態では化学組成の大部分はＦｅであり、他の元素の含有量が変わっても物質量の総和は大きくは変動しない。上記の係数を求めるに当たっては、鋼材１００ｇ中に含まれる物質量の総和を１．８１６に固定し、［原子％で表された固溶量］＝１００／｛［各元素の原子量］×１．８１６｝×［質量％で表された固溶量］とした。また、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃ、Ｓ、Ｂ、Ｔｉ、及びＮの原子量は、それぞれ２８．０９、５４．９４、５２．００、９５．９４、１２．０１、３２．０７、１０．８１、４７．８８、及び１４．０１として計算した。
　式（１）の左辺の値を０．７５以下にすれば、高い熱伝導率が得られ、優れた耐焼付き性が得られる。式（１）の左辺の値は、好ましくは０．７３以下であり、より好ましくは０．７１以下であり、さらに好ましくは０．７０以下であり、さらに好ましくは０．６８以下である。本実施形態によるクランクシャフトは、より好ましくは、式（２）の左辺を２．００以下にする。式（２）の左辺の値は、より好ましくは１．９８以下であり、さらに好ましくは１．９５以下であり、さらに好ましくは１．９３以下であり、さらに好ましくは１．９０以下である。
　ＳｉＭ、ＭｎＭ、ＣｒＭ、ＭｏＭ、ＣＭ、ＳＭ、ＢＭ、ＴｉＭ、及びＮＭは、以下のように測定する。
　まず、電解抽出残渣測定によって、焼入れ硬化層中の非固溶状態のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃ、Ｓ、Ｂ、Ｔｉ、及びＮの割合（質量％）を求める。図１～図５は、電解抽出残渣の分析のフロー図である。
　図１は、電解抽出残渣からＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、及びＳｉを分析する方法のフロー図である。まず、焼入れ硬化層が形成された箇所から、電解抽出残渣測定用の試料を採取する。例えば、測定対象の鋼材が直径４７．９ｍｍの円柱形状の場合、採取する試料は、この一部を切り出した高さ１２．０ｍｍ×直径４７．９ｍｍの円柱形状とすることができる。この試料の断面をマスクして、表層部だけを溶解する。具体的には、１０質量％アセチルアセトン－１質量％テトラメチルアンモニウムクロライド／メタノール溶液（ＡＡ溶液）を電解液として用いた定電流電解法によって、電流密度２０ｍＡ／ｃｍ２で、表面から４０μｍまでの部分を陽極溶解する（ＡＡ電解）。溶液を孔径０．２μｍのフィルタでろ過する。酸でフィルタを溶解し、残渣を回収する。
　非固溶状態のＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＴｉの割合（質量％）を求めるため、回収した残渣を酸分解法で分解する。具体的には、Ｈ２ＳＯ４、ＨＮＯ３、Ｈ３ＰＯ４、ＨＣｌＯ４及びＨ２Ｏを含有する混酸を用いて、３５０℃で１時間加熱する。ＩＣＰ発光分光分析法によってＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＴｉの質量を定量する。
　非固溶状態のＳｉの割合（質量％）を求めるため、回収した残渣をガスバーナーで１０００℃以上に加熱して溶融させる。ＩＣＰ発光分光分析法によって、溶融した残渣中のＳｉの質量を定量する。
　図２は、電解抽出残渣からＳを分析する方法のフロー図である。ＡＡ電解した溶液を孔径０．２μｍのフィルタでろ過して残渣を回収し、回収した残渣を酸分解するところまではＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＴｉの測定と同じである。Ｓの測定では、酸分解した溶液をさらに孔径０．２μｍのフィルタでろ過し、酸分解で分解されなかった残渣を回収し、蒸留分離メチレンブルー吸光光度法によってＳの質量を定量する。蒸留分離メチレンブルー吸光光度法は、ＪＩＳ　Ｇ　１２１５に準拠して行うものとする。
　図３は、電解抽出残渣からＢを分析する方法のフロー図である。ＡＡ電解した溶液を孔径０．２μｍのフィルタでろ過して残渣を回収し、回収した残渣を酸分解するところまではＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＴｉの測定と同じである。Ｂの測定では、酸分解した溶液をさらに蒸留する。蒸留は、ＪＩＳ　Ｇ　１２２７　附属書２に準拠して行うものとする。蒸留後は、ＪＩＳ　Ｇ　１２２７には従わず、ＩＣＰ発光分光分析法によってＢの質量を定量する。
　図４は、電解抽出残渣からＮを分析する方法のフロー図である。ＡＡ電解した溶液を孔径０．２μｍのフィルタでろ過して残渣を回収し、回収した残渣を酸分解するところまではＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、及びＴｉの測定と同じである。Ｎの測定では、酸分解した溶液を蒸留分離アミド硫酸滴定法によってＮの質量を定量する。この方法は、ＪＩＳ　Ｇ　１２２８　附属書１に準拠して行うものとする。
　図５は、電解抽出残渣からＣを分析する方法のフロー図である。Ｃの測定では、ＡＡ電解した溶液を孔径０．２μｍのガラスフィルタでろ過して残渣を回収し、高周波燃焼赤外線吸収法によってＣの質量を定量する。高周波燃焼赤外吸収法は、ＪＩＳ　Ｇ　１２１１－３：２０１８（鉄及び鋼－炭素定量方法－）の８．２（定量操作）のｂ）に準じて行う。具体的には、ガラスフィルタごと炉に入れて助燃剤（タングステンとすずの混合物（タングステン：すず＝９：１）。ただし、高周波がかかりにくい場合にはＪＩＳ　Ｚ　２６１５：２０１５の８．１３に準じて純鉄を加える。）と共に燃やし、ガラスフィルタ上の炭素をＣＯ及びＣＯ２にする。このＣＯ、ＣＯ２の検出量を積算して、積算量を予め取得しておいた検量線と比較して炭素量を求める。
　これらの質量を、電解した試料の質量で除して、非固溶状態のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃ、Ｓ、Ｂ、Ｔｉ、及びＮの割合（質量％）を求める。鋼材の化学組成のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃ、Ｓ、Ｂ、Ｔｉ、及びＮのそれぞれの含有量（質量％）と上記の値との差から、ＳｉＭ、ＭｎＭ、ＣｒＭ、ＭｏＭ、ＣＭ、ＳＭ、ＢＭ、ＴｉＭ、及びＮＭを求める。
　ＳｉＭ、ＭｎＭ、ＣｒＭ、ＭｏＭ、ＣＭ、ＳＭ、ＢＭ、ＴｉＭ、及びＮＭはそれぞれ、鋼材の化学組成によって調整することができる。すなわち、鋼材中のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃ、Ｓ、Ｂ、Ｔｉ、及びＮの含有量を低くすれば、ＳｉＭ、ＭｎＭ、ＣｒＭ、ＭｏＭ、ＣＭ、ＳＭ、ＢＭ、ＴｉＭ、及びＮＭも小さくなる。
　ＳｉＭ、ＭｎＭ、ＣｒＭ、及びＭｏＭは、析出物や介在物によっても変動する。そのため、これらの元素と反応するＣ、Ｎ、Ｓの含有量や、熱処理によっても変動する。例えば、Ｓ含有量が高いと、ＭｎとＳとが反応してＭｎＳやＭｎＳ２が析出してＭｎＭは小さくなる傾向がある。また、例えば熱間加工からの冷却時に６００℃付近での滞留時間を長くしたり、この温度域で焼戻しを実施したりすれば、炭化物が析出することによってＣｒＭ及びＭｏＭが小さくなる。また、セメンタイトを析出させれば、Ｍｎ及びＣｒがセメンタイトへ固溶するため、ＭｎＭ及びＣｒＭの値は小さくなる。
　［理想臨界直径］
　本実施形態によるクランクシャフトは、好ましくは、ＡＳＴＭ　Ａ２５５－６７に準拠して化学組成から算出される理想臨界直径Ｄｉが１．７以上である。
　理想臨界直径Ｄｉは、理想的な冷却能を持った焼入れ液（焼入れした瞬間に鋼の表面温度が液の温度になる焼入れ液）で焼入れをした際の臨界直径（中心部が５０％マルテンサイトになる鋼材の直径。単位はｉｎｃｈ。）であり、焼入れ性の指標として用いられる。理想臨界直径Ｄｉが１．７以上であれば、クランクシャフトとして要求される疲労強度を確保するために必要な焼入れ性が得られる。理想臨界直径Ｄｉは、より好ましくは１．９以上であり、より好ましくは２．０以上であり、より好ましくは２．１以上であり、より好ましくは２．２以上である。
　理想臨界直径Ｄｉは、クランクシャフトの化学組成から、ＡＳＴＭ　Ａ２５５－６７にしたがって下記のように算出する。
　ＡＳＴＭ　Ａ２５５－６７の表から、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、及びＴｉの各含有量（質量％）に対応する数値ＣＤ、ＭｎＤ、ＳｉＤ、ＣｒＤ、ＭｏＤ、ＰＤ、ＳＤ、ＡｌＤ、及びＴｉＤを求める。炭素については、結晶粒度Ｎｏ．８のものを使用する。ＡＳＴＭ　Ａ２５５－６７の表の数値は、一次近似を適用して補間する。補間式は、下記のとおりとする。
　　ＣＤ＝０．６×Ｃ＋０．０５６
　　ＭｎＤ＝０．３５２×Ｍｎ＋０．２７４
　　ＳｉＤ＝０．２２９×Ｓｉ＋０．００９
　　ＣｒＤ＝０．７２７×Ｃｒ＋０．０１３
　　ＭｏＤ＝０．９×Ｍｏ＋０．０２６
　　ＰＤ＝１．１×Ｐ
　　ＳＤ＝－０．３×Ｓ＋０．００１
　　ＡｌＤ＝２×Ａｌ
　　ＴｉＤ＝－０．８５×Ｔｉ
　ここで、上記各式のＣ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、及びＴｉには、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　算出した数値ＣＤ、ＭｎＤ、ＳｉＤ、ＣｒＤ、ＭｏＤ、ＰＤ、ＳＤ、ＡｌＤ、及びＴｉＤの総和ＳＵＭを求める。ＡＳＴＭ　Ａ２５５－６７の表から、総和ＳＵＭに対応するＤｉ（仮）を求める。ＡＳＴＭ　Ａ２５５－６７の表の数値は、一次近似を適用して補間する。補間式は、下記のとおりとする。
　　Ｄｉ（仮）＝２．４０８×ＳＵＭ－１．３０
　Ｂ含有量が０．００１０％以上のクランクシャフトについては、Ｄｉ（仮）と下記のボロン因子（Ｂｏｌｏｎ　Ｆ）との積をＤｉとする。Ｂ含有量が０．００１０％未満のクランクシャフトについては、Ｄｉ（仮）をそのままＤｉとする。
　　Ｂｏｌｏｎ　Ｆ＝２．６１６－１．６×Ｃ
　上記式のＣには、Ｃ含有量が質量％で代入される。
　［熱伝導率］
　本実施形態によるクランクシャフトは、好ましくは、焼入れ硬化層の室温の熱伝導率が４５Ｗ／ｍ・Ｋ以上である。
　熱伝導率は、次のように測定する。焼入れ硬化層から、外径１０ｍｍ、厚さ１ｍｍの円盤状の試料を採取する。試料の体積と質量とから、試料の密度を算出する。ＪＩＳ　Ｒ　１６１１に規定されたレーザーフラッシュ法によって、試料の比熱及び熱拡散率を求める。試料の熱伝導率を、密度、比熱、及び熱拡散率の積として求める。
　［クランクシャフトの製造方法］
　以下、本実施形態によるクランクシャフトの製造方法の一例を説明する。以下に説明する製造方法は、あくまでも例示であって、本実施形態によるクランクシャフトの製造方法を限定するものではない。
　上述した化学組成を有する素材を準備する。素材は、例えば棒鋼である。素材は例えば、上記の化学組成を有する溶鋼を連続鋳造又は分塊圧延して製造することができる。
　素材を熱間鍛造してクランクシャフトの粗形状にする。熱間鍛造は、粗鍛造と仕上鍛造とに分けて実施してもよい。熱間鍛造によって製造されたクランクシャフトの粗形品に対して、必要に応じて焼ならし等の熱処理を実施してもよい。
　クランクシャフトの粗形品を機械加工する。機械加工は、切削加工や研削加工、孔開け加工等である。この工程により、最終製品に近い形状を有する中間品が製造される。
　機械加工されたクランクシャフトの中間品を焼入れする。これによって、表面に焼入れ硬化層が形成される。具体的には、所定の加熱温度に加熱した後、急冷する。このとき、高周波誘導加熱装置によって局所的に加熱してもよいし、熱処理炉によって中間品全体を加熱してもよい。加熱温度は、好ましくはＡｃ３点以上であり、より好ましくは９００℃以上である。焼入れ後、必要に応じて焼戻しを実施してもよい。焼入れや焼戻しは複数回実施してもよく、焼入れや焼戻しに加えて他の熱処理を実施してもよい。
　焼入れ硬化層が形成された中間品に対して、必要に応じて仕上加工を実施する。例えばクランクシャフトのジャーナルやピンに研削やラッピングを施して表面形状を調整する。以上の工程によって、本実施形態によるクランクシャフトを製造することができる。
　以上、本発明の一実施形態によるクランクシャフトを説明した。本実施形態によれば、耐焼付き性に優れたクランクシャフトが得られる。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明はこれらの実施例に限定されない。
　表１に示す化学組成を有する鋼を素材として、焼付き試験用の試験軸を作製した。図６に、試験軸作製時のヒートパターンを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　具体的には、素材を１２５０℃で１時間加熱した後、１１００～８５０℃で熱間鍛造を実施し、鍛造終了後、室温まで放冷した。その後、１２５０℃で２０分間加熱した後空冷する焼ならしを実施した後、機械加工（切削加工）によって外径を４７．９ｍｍにした。その後、高周波焼入れを実施して、表層部硬さＨＶ６５０の焼入れ硬化層を形成した。
　素材の焼入れ性を理想臨界直径Ｄｉによって評価した。具体的には、理想臨界直径Ｄｉが、従来鋼（Ｄｉ≒１．９８）の約９割である１．７以上であれば、クランクシャフトに必要な焼入れ性を有していると判断した。Ｄｉの計算にあたっては、０．００２質量％未満のＳｉ、０．００２質量％未満のＭｎ、０．００２質量％未満のＭｏは、いずれも０％として扱った。表２に、Ｄｉの計算経過を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　実施形態で説明した方法にしたがって、焼入れ硬化層に固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃ、Ｓ、Ｂ、Ｔｉ、及びＮの量（ＳｉＭ、ＭｎＭ、ＣｒＭ、ＭｏＭ、ＣＭ、ＳＭ、ＢＭ、ＴｉＭ、及びＮＭ）を測定した。Ｓｉ含有量が０．００２質量％未満のものはＳｉＭが０％、Ｍｎ含有量が０．００２質量％未満のものはＭｎＭが０％、Ｍｏ含有量が０．００２質量％未満のものはＭｏＭが０％、Ｂ含有量が０．０００２質量％未満のものはＢＭが０％、Ｔｉ含有量が０．００２質量％未満のものはＴｉＭが０％として扱った。一方、原子量の小さいＮに関しては、０．００４０質量％のものも０％とは扱わずにＮＭを求めた。
　実施形態に説明した方法にしたがって、母材（焼入れ硬化層以外の部分）及び焼入れ硬化層の熱伝導率を測定した。
　結果を表３に示す。表３のＦ１、及びＦ２の欄には、それぞれ式（１）、及び式（２）の左辺の値が記載されている。また、各欄の「－」は、該当する測定を実施していないことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、Ｎｏ．４及び５の試験軸は、従来鋼（Ｎｏ．１）と同程度の理想臨界直径Ｄｉを有しつつ、４５Ｗ／ｍＫ以上の高い熱伝導率を有していた。
　Ｎｏ．２の試験軸は、焼入れ性は許容範囲であったものの、Ｎｏ．４及び５と比較して熱伝導率が劣っていた。これは、固溶Ｍｎの量が多すぎたためと考えられる。
　Ｎｏ．３の試験軸は、高い熱伝導率を有していたものの、焼入れ性が劣っていた。これは、Ｎｏ．６の試験軸がＭｏ及びＢを含有していなかったためと考えられる。
　Ｎｏ．６の試験軸は、高い熱伝導率を有していたものの、焼入れ性が劣っていた。これは、Ｎｏ．６の試験軸がＢを含有していなかったためと考えられる。
　Ｎｏ．７の試験軸は、高い熱伝導率を有していたものの、焼入れ性が劣っていた。これは、Ｎｏ．７の試験軸がＭｏを含有していなかったためと考えられる。
　Ｎｏ．８の試験軸は、高い熱伝導率を有していたものの、焼入れ性が劣っていた。これは、Ｎｏ．８の試験軸のＭｎ含有量が低すぎたためと考えられる。
　次に、Ｎｏ．２、４、及び５の試験軸を使用して、焼付き試験を実施した。焼付き試験に供する試験軸には、仕上加工として、断面曲線の算術平均高さＰａが０．０７～０．０９μｍになるように、研削及びラッピングを施した。試験軸の外径は、後述する焼付き試験に用いる軸受とのクリアランスが約０．０９０ｍｍになるように調整した。
　焼付き試験は、神鋼造機株式会社製クランクメタル耐摩耗焼付き性評価装置を用いて実施した。評価装置２０の模式図を図７に示す。試験軸ＴＰを複数の軸受２１に挿入し、軸受２１に給油しながら、モータ（不図示）によって試験軸ＴＰを８０００ｒｐｍで回転させた。軸受のメタルは、ＨＶ４０～５０のＡｌ合金を使用した。潤滑油は０Ｗ－２０、給油温度は１４０℃、油圧は０．８ＭＰａとした。
　この状態で、軸受２１の一つを引き下げて試験軸ＴＰに加わる面圧を段階的に増加させながら、焼付きが発生するまで運転した。図８に、試験軸ＴＰに加えた面圧の時間変化を模式的に示す。同一面圧での保持時間は３分間、１ステップあたりの面圧増加幅は４．３５ＭＰａ、面圧増加にかける時間は１５秒間とした。試験軸ＴＰの表面温度が２８０℃以上になるか、試験軸にかかるトルクが２５Ｎｍ以上になったときに焼付きが発生したと判定した。各試験軸に対して３回の試験を実施し、その平均値を焼付面圧とした。
　結果を前掲の表３及び図９に示す。図９は、試験軸の焼付き面圧を焼入れ硬化層の室温の熱伝導率との関係で示した図である。図９に示すように、熱伝導率の高いＮｏ．４及び５の試験軸は、Ｎｏ．２の試験軸と比較して、優れた耐焼付き性を有することが確認された。
　以上、本発明の一実施形態を説明したが、上述した実施形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施形態を適宜変形して実施することが可能である。

Claims (4)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０．３５～０．５０％、
    　Ｓｉ：０．５５％以下、
    　Ｍｎ：０．０１～０．５５％、
    　Ｃｒ：０．１０～０．５０％、
    　Ｐ　：０．０３％以下、
    　Ｓ　：０．１０％以下、
    　Ｍｏ：０．１０～０．３０％、
    　Ｂ　：０．００２０～０．００５０％、
    　Ｔｉ：０．０２０～０．１０％、
    　Ｎ　：０．０２０％以下、
    　Ａｌ：０．１０％以下、
    　残部：Ｆｅ及び不純物であり、
    　焼入れ硬化層を表面に有し、
    　前記焼入れ硬化層へ固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、及びＭｏが、下記の式（１）を満たす、クランクシャフト。
    　１．９６０ＳｉＭ＋１．００２ＭｎＭ＋１．０５９ＣｒＭ＋０．５７４ＭｏＭ≦０．７５　（１）
    　式（１）中のＳｉＭ、ＭｎＭ、ＣｒＭ、及びＭｏＭにはそれぞれ、前記焼入れ硬化層へ固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、及びＭｏの量が質量％で代入される。
  2. 　請求項１に記載のクランクシャフトであって、
    　前記焼入れ硬化層へ固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃ、Ｓ、Ｂ、Ｔｉ、及びＮが、下記の式（２）を満たす、クランクシャフト。
    　１．９６０ＳｉＭ＋１．００２ＭｎＭ＋１．０５９ＣｒＭ＋０．５７４ＭｏＭ＋４．５８５ＣＭ＋１．７１７ＳＭ＋５．０９４ＢＭ＋１．１５０ＴｉＭ＋３．９３０ＮＭ≦２．００　（２）
    　式（２）中のＳｉＭ、ＭｎＭ、ＣｒＭ、ＭｏＭ、ＣＭ、ＳＭ、ＢＭ、ＴｉＭ、及びＮＭにはそれぞれ、前記焼入れ硬化層へ固溶したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃ、Ｓ、Ｂ、Ｔｉ、及びＮの量が質量％で代入される。
  3. 　請求項１又は２に記載のクランクシャフトであって、
    　ＡＳＴＭ　Ａ２５５－６７に準拠して前記化学組成から算出される理想臨界直径Ｄｉが１．７以上である、クランクシャフト。
  4. 　請求項１～３のいずれか一項に記載のクランクシャフトであって、
    　前記焼入れ硬化層の室温の熱伝導率が４５Ｗ／ｍＫ以上である、クランクシャフト。
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