WO2024127969A1 - クランクシャフト及びクランクシャフトの製造方法 - Google Patents

Abstract

耐割れ性及び疲労強度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：０．３５～０．６５％、Ｓｉ：０．０１～０．６０％、Ｍｎ：１．００～２．００％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ａｌ：０．００１～０．０５０％、Ｓ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．０１０～０．０３０％、Ｔｉ：０～０．０２０％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、前記化学組成が下記の式（１）を満たし、表面の少なくとも一部に硬化層を有し、前記硬化層は、９．０体積％以上のフェライトを含み、残部がマルテンサイト及びベイナイトの少なくとも一方である組織を有し、前記硬化層のビッカース硬さが５２０以上である。　（［Ｃ］－０．０５）／［Ｎ］－３００×［Ｔｉ］≦３０．０　（１）　式（１）の［Ｃ］及び［Ｎ］には、それぞれＣ含有量及びＮ含有量が質量％で代入される。

Description

クランクシャフト及びクランクシャフトの製造方法

　本発明は、クランクシャフト及びクランクシャフトの製造方法に関する。

　クランクシャフトは一般的に、鋼材を熱間鍛造によって素形材にした後、切削、研削等の機械加工を施し、疲労強度を向上させるために高周波焼入れを行った後、仕上げ加工を施して製造される。このとき、高周波焼入れから仕上げ加工までの間で長時間放置すると割れる、あるいは、仕上げ加工において割れることがあり、材料の割れ易さが問題となっている。

　国際公開第２０２０／００４０６０号には、高周波焼入れクランクシャフトが開示されている。この高周波焼入れクランクシャフトは、非高周波焼入れ部の組織がフェライト・パーライトを主体とする組織からなり、高周波焼入れ部の組織がマルテンサイト又は焼戻しマルテンサイトを主体とする組織からなり、かつ旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下である。

　特開２０１８－１１２２２２号公報には、表面を高周波焼入れしたクランク軸が開示されている。この高周波焼入れクランク軸は、ピン又はジャーナルのフィレットＲ部とスラスト部の接続位置から頂上部のトップ部までの距離をＨ（ｍｍ）、接続位置からピン又はジャーナルの肩部表面における焼入れ硬化層までの距離をＬ（ｍｍ）、ピン又はジャーナルの直径をＤ（ｍｍ）とした場合に、ピン又はジャーナルの肩部の頂上部側における距離Ｌが、（－０．０３２Ｄ＋６．６５２１）×Ｈ^１／３（ｍｍ）以上である。

　特開２００８－１２７６２０号公報には、少なくとも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が開示されている。このクランクシャフトは、クランクピンのボトムＲ部における表面圧縮残留応力が６００ＭＰａ以上である。

　クランクシャフトに関するものではないが、国際公開第２０１８／００８７０３号には、冷間鍛造前の球状化焼鈍を省略又は短時間化しても、冷間鍛造時の割れ発生が効果的に抑制された圧延線材が開示されている。この圧延線材は、フェライトとパーライトとの混合組織であり、最表層からＤ／８位置（Ｄは圧延線材の直径）までの範囲に存在する硫化物の平均面積が６μｍ^２以下であり、硫化物の平均アスペクト比が５以下である。

国際公開第２０２０／００４０６０号 特開２０１８－１１２２２２号公報 特開２００８－１２７６２０号公報 国際公開第２０１８／００８７０３号

　国際公開第２０２０／００４０６０号には、所定量のＮｂを含有させて焼入れ組織の結晶粒を微細化することで、焼割れを抑制できることが開示されている。一方、研削等の製造プロセスで応力が加わった際に生じる割れについては、同公報では検討されていない。

　本発明の課題は、耐割れ性及び疲労強度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：０．３５～０．６５％、Ｓｉ：０．０１～０．６０％、Ｍｎ：１．００～２．００％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ａｌ：０．００１～０．０５０％、Ｓ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．０１０～０．０３０％、Ｔｉ：０～０．０２０％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、前記化学組成が下記の式（１）を満たし、表面の少なくとも一部に硬化層を有し、前記硬化層は、９．０体積％以上のフェライトを含み、残部がマルテンサイト及びベイナイトの少なくとも一方である組織を有し、前記硬化層のビッカース硬さが５２０以上である。
　　（［Ｃ］－０．０５）／［Ｎ］－３００×［Ｔｉ］≦３０．０　　　（１）
　式（１）の［Ｃ］及び［Ｎ］には、それぞれＣ含有量及びＮ含有量が質量％で代入される。

　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：０．３５～０．６５％、Ｓｉ：０．０１～０．６０％、Ｍｎ：１．００～２．００％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ａｌ：０．００１～０．０５０％、Ｓ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．０１０～０．０３０％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、前記化学組成が下記の式（１）を満たし、表面の少なくとも一部に硬化層を有し、前記硬化層は、９．０体積％以上のフェライトを含み、残部がマルテンサイト及びベイナイトの少なくとも一方である組織を有し、前記硬化層のビッカース硬さが５２０以上であってもよい。
　　（［Ｃ］－０．０５）／［Ｎ］≦３０．０　　　（１）
　式（１）の［Ｃ］及び［Ｎ］には、それぞれＣ含有量及びＮ含有量が質量％で代入される。

　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：０．３５～０．６５％、Ｓｉ：０．０１～０．６０％、Ｍｎ：１．００～２．００％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ａｌ：０．００１～０．０５０％、Ｓ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．０１０～０．０３０％であり、さらに、Ｔｉ：０．０２０％以下を含有し、残部：Ｆｅ及び不純物であり、前記化学組成が下記の式（１）を満たし、表面の少なくとも一部に硬化層を有し、前記硬化層は、９．０体積％以上のフェライトを含み、残部がマルテンサイト及びベイナイトの少なくとも一方である組織を有し、前記硬化層のビッカース硬さが５２０以上であってもよい。
　　（［Ｃ］－０．０５）／［Ｎ］－３００×［Ｔｉ］≦３０．０　　　（１）
　式（１）の［Ｃ］及び［Ｎ］には、それぞれＣ含有量及びＮ含有量が質量％で代入される。

　本発明の一実施形態によるクランクシャフトの製造方法は、上記のクランクシャフトを製造する方法であって、クランクシャフトの中間品を準備する工程と、前記中間品の硬化層を形成する領域である対象領域を９２０～９８０℃の温度である加熱温度に加熱する工程と、前記対象領域を前記加熱温度から７１０～７６０℃の温度である等温保持温度まで８０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、前記等温保持温度で８０秒以上保持する工程と、前記対象領域を前記等温保持温度からＭｓ点以下の温度まで８０℃／秒以上の冷却速度で冷却する工程と、を備える。

　本発明によれば、耐割れ性及び疲労強度に優れたクランクシャフトが得られる。

図１は、実施例で行った熱処理のヒートパターンである。 図２は、表２のＮｏ．２の鋼材の組織の二値化後の画像である。 図３は、表２のＮｏ．４の鋼材の組織の二値化後の画像である。 図４は、硬度とフェライトの体積率との関係を示す散布図である。 図５は、曲げ疲労強度とフェライトの体積分率との関係を示す散布図である。

　本発明者は、耐割れ性に優れたクランクシャフトを開発するため、鋼材の組織及び硬度と耐割れ性との関係を調査した。なお、本明細書における「耐割れ性」とは、疲労による割れではなく、硬化層を形成後、研削等を施した際に生じる割れ（遅れ割れ）を意味する。

　クランクシャフトは一般的に疲労強度が重要であるため、疲労強度を確保するために高硬度が要求される。一方、耐割れ性の観点からは硬度が高すぎるのは好ましくない。本発明者は、鋼材の組織を制御することで遅れ割れを抑制できないかを調査した。

　具体的には、種々の鋼材に対して希塩酸浸漬下で４点曲げ試験を実施して耐割れ性を評価し、耐割れ性に優れた組織を探索した。その結果、マルテンサイト又はベイナイトを主体とする組織中に適量のフェライトを析出させた組織が、耐割れ性に優れていることが分かった。組織がマルテンサイトやベイナイトのような高硬度組織のみからなる場合や、フェライトが析出していても量が少ない場合、高硬度組織に応力が集中する。高硬度組織は亀裂に敏感であり、応力負荷が高まることで割れやすくなる。適量のフェライトを析出させることで、組織中のフェライトが均一化し、高硬度組織への応力集中を防ぎ、耐割れ性を向上させることができる。また、硬度とのバランスを適正化することで、疲労強度を保ったまま耐割れ性を向上させることができる。

　耐割れ性を確保するためには、高硬度組織の結晶粒を微細化することも有効である。結晶粒を微細化するためには、Ｎ含有量を高くすることが有効である。

　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及びその製造方法について詳述する。

　［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、質量％を意味する。

　Ｃ：０．３５～０．６５％
　炭素（Ｃ）は、鋼の硬度を向上させ、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０．３５～０．６５％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．３７％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５５％である。

　Ｓｉ：０．０１～０．６０％
　シリコン（Ｓｉ）は、脱酸作用及びフェライトを強化する作用を有する。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、被削性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～０．６０％である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．５８％であり、さらに好ましくは０．５５％である。

　Ｍｎ：１．００～２．００％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の硬度の向上に寄与する。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると、熱間鍛造後の冷却過程においてベイナイトが生成し、被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．００～２．００％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは１．１０％であり、さらに好ましくは１．２０％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは１．６０％である。

　Ｃｒ：０．０１～０．５０％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の硬度の向上に寄与する。一方、Ｃｒ含有量が高すぎると、熱間鍛造後の冷却過程においてベイナイトが生成し、被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．０１～０．５０％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０．０８％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。

　Ａｌ：０．００１～０．０５０％
　アルミニウム（Ａｌ）は、脱酸作用を有する。一方、Ａｌ含有量が高すぎると、アルミナ系介在物の生成量が過大となり、被削性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１～０．０５０％である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。

　Ｓ：０．０１０～０．１００％
　硫黄（Ｓ）は、ＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｓ含有量が高すぎると、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０～０．１００％である。Ｓ含有量の下限は、好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｓ含有量の上限は、好ましくは０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。

　Ｎ：０．０１０～０．０３０％
　窒素（Ｎ）は、窒化物や炭窒化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与して耐割れ性を向上する。また、結晶粒の微細化だけではなく、窒化物や炭窒化物自体が微細に分散することによっても鋼の強度を高め、耐割れ性を向上する。一方、Ｎ含有量が高すぎると、鋼の熱間延性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０～０．０３０％である。Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．０１１％であり、さらに好ましくは０．０１２％である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１８％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。

　本実施形態によるクランクシャフトの化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ：０．０２０％以下を含有してもよい。Ｔｉは任意元素である。すなわち、本実施形態によるクランクシャフトは、Ｔｉを含有していなくてもよい。

　Ｔｉ：０～０．０２０％
　チタン（Ｔｉ）は、窒化物や炭窒化物を形成し、結晶粒の微細化に寄与する。Ｔｉが少しでも含有されていればこの効果が得られる。一方、Ｔｉ含有量を過剰に高くしても効果が飽和する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．０２０％である。Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．０１８％である。

　［式（１）について］
　Ｃ含有量が高い程、鋼の硬度が高くなり疲労強度が大きくなる一方、遅れ割れが起こりやすくなる傾向がある。そのため、Ｃ含有量に応じて、Ｎ含有量及びＴｉ含有量を調整する必要がある。具体的には、本実施形態によるクランクシャフトの化学組成は、下記の式（１）を満たす。
　　（［Ｃ］－０．０５）／［Ｎ］－３００×［Ｔｉ］≦３０．０　（１）
　式（１）の［Ｃ］、［Ｎ］及び［Ｔｉ］には、それぞれＣ含有量、Ｎ含有量及びＴｉ含有量が質量％で代入される。

　クランクシャフトがＴｉを含有しない場合には、式（１）の［Ｔｉ］には０が代入される。すなわち、Ｔｉを含有しない場合、式（１）は下記のようになる。
　　（［Ｃ］－０．０５）／［Ｎ］≦３０．０　（１）
　式（１）の［Ｃ］及び［Ｎ］には、それぞれＣ含有量及びＮ含有量が質量％で代入される。

　式（１）の左辺が３０．０以下であれば、より耐割れ性の高いクランクシャフトが得られる。式（１）の左辺の上限は、好ましくは２８．０であり、さらに好ましくは２６．０である。式（１）の左辺の下限は、特に限定されないが、例えば２０．０である。

　［組織］
　本実施形態によるクランクシャフトは、表面の少なくとも一部に硬化層（焼入れ硬化層）を有する。硬化層は、例えば高周波焼入れによって形成される。硬化層が形成される箇所は、例えばクランクシャフトのピン部やジャーナル部である。硬化層は、ピン部及びジャーナル部の一方だけに形成されていてもよいし、両方に形成されていてもよい。硬化層は、ピン部及びジャーナル部以外の場所に形成されていてもよいし、表面の全体に形成されていてもよい。硬化層はまた、クランクシャフトの表面だけでなく、芯部まで形成されていてもよい。

　この硬化層は、９．０体積％以上のフェライトを含み、残部がマルテンサイト及びベイナイトの少なくとも一方である組織を有する。

　組織がマルテンサイトやベイナイトのような高硬度組織のみからなる場合や、フェライトが析出していても量が少ない場合、高硬度組織に応力が集中する。高硬度組織は亀裂に敏感であり、応力負荷が高まることで割れやすくなる。適量のフェライトを析出させることで、組織中のフェライトが均一化し、高硬度組織への応力集中を防ぎ、耐割れ性を向上させることができる。硬化層の組織のフェライトの体積率の下限は、好ましくは１０．０％であり、さらに好ましくは１０．５％である。一方、フェライトの体積率が高すぎると、疲労強度が低下する可能性がある。硬化層の組織のフェライトの体積率の上限は、好ましくは１６．０％であり、さらに好ましくは１４．０％である。

　硬化層の組織のフェライトを除いた残部は、マルテンサイト及びベイナイトの少なくとも一方である。すなわち、硬化層の残部は、マルテンサイト、ベイナイト、及びマルテンサイトとベイナイトとの混合組織のいずれかである。

　この硬化層において、好ましくは、マルテンサイト及びベイナイトの旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下である。マルテンサイト及びベイナイトの旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下であれば、より優れた疲労強度及び耐割れ性が得られる。旧オーステナイト粒径の上限は、より好ましくは２８μｍであり、さらに好ましくは２６μｍである。旧オーステナイト粒径の下限は、特に限定されないが、例えば１５μｍである。

　硬化層は、ビッカース硬さが５２０Ｈｖ以上である。ビッカース硬さを５２０Ｈｖ以上にすることで、疲労強度がより向上する。硬化層のビッカース硬さの下限は、好ましくは５３０Ｈｖであり、さらに好ましくは５４０Ｈｖであり、さらに好ましくは５５０Ｈｖである。一方、硬化層のビッカース硬さが高すぎると、割れが起こりやすくなる。硬化層のビッカース硬さの上限は、好ましくは７５０Ｈｖであり、より好ましくは７００Ｈｖであり、さらに好ましくは６５０Ｈｖである。

　硬化層のビッカース硬さが高い程、鋼の疲労強度が大きくなる一方、遅れ割れが起こりやすくなる傾向がある。そのため、ビッカース硬さの大きさに応じて、硬化層中のフェライトの体積率を調整することが好ましい。具体的には、硬化層のビッカース硬さと、フェライトの体積率とが、下記の式（２）を満たすことが好ましい。
　　［α］≧０．０２５９×Ｈｖ－４．３６　　　（２）
　式（２）の［α］にはフェライトの体積率が％で代入され、Ｈｖには硬化層のビッカース硬さが代入される。

　同様に、疲労強度が大きいほど、遅れ割れが起こりやすくなる傾向がある。そのため、疲労強度の大きさに応じて、硬化層中のフェライトの体積率を調整することが好ましい。具体的には、前記硬化層の曲げ疲労強度と、フェライトの体積率とが、下記の式（３）を満たすことが好ましい。
　　［α］≧０．００２８×［Ｍ］＋６．８６　　　（３）
　式（３）の［α］にはフェライトの体積率が％で代入され、［Ｍ］には曲げ疲労強度がＭＰａで代入される。

　本実施形態によるクランクシャフトにおいて、硬化層以外の部分の組織は任意である。本実施形態によるクランクシャフトの化学組成の範囲では、硬化層以外の組織は通常、フェライト・パーライトを主体とする組織となる。本実施形態によるクランクシャフトの硬化層以外の部分の組織は、好ましくはフェライト・パーライトが９０体積％以上であり、さらに好ましくは９５体積％以上である。

　［製造方法］
　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飽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はこれに限定されない。

　クランクシャフトの中間品を準備する。クランクシャフトの中間品は、例えば次のように製造することができる。

　上述した化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造又は分塊圧延を実施して鋼片にする。鋼片を熱間鍛造してクランクシャフトの粗形状にする。熱間鍛造の条件は、これに限定されないが、加熱温度は例えば１０００～１３００℃であり、保持時間は例えば１秒～２０分である。熱間鍛造は、複数回に分けて実施してもよい。また、熱間鍛造の前後に焼鈍し等の熱処理を実施してもよい。熱間鍛造後、必要に応じて機械加工を実施する。これによって、クランクシャフトの中間品が製造される。

　クランクシャフトの中間品に、以下に詳述する熱処理を行って硬化層（焼入れ硬化層）を形成する。硬化層は、クランクシャフトの中間品の特定の箇所だけに形成してもよいし、クランクシャフトの中間品の全体に形成してもよい。以下の説明では、硬化層を形成する領域を「対象領域」という。

　まず、対象領域を９２０～９８０℃の温度である加熱温度に加熱する。この加熱によって、対象領域の組織がオーステナイト化する。加熱温度が低すぎると、均一なオーステナイトの組織とならず、冷却後に均一な組織が得られなくなる。一方、加熱温度が高すぎると、オーステナイト粒が粗大化し、冷却後の組織の旧オーステナイト粒径が大きくなる。加熱温度の下限は、好ましくは９３０℃であり、さらに好ましくは９４０℃である。加熱温度の上限は、好ましくは９７０℃であり、さらに好ましくは９６０℃である。加熱温度での保持時間は、特に限定されないが、例えば１０秒～３０分である。

　対象領域を加熱温度に加熱した後、加熱温度から７１０～７６０℃の温度である等温保持温度まで８０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、等温保持温度で８０秒以上保持する。その後、等温保持温度からＭｓ点（マルテンサイト変態開始温度）以下の温度まで８０℃／秒以上の温度で冷却する。

　等温保持温度で８０秒以上保持することによって、オーステナイト中にフェライトが析出する。等温保持温度が７１０～７６０℃の範囲から外れたり、等温保持温度での保持時間が短すぎたりすると、十分な量のフェライトが得られない場合がある。等温保持温度での保持時間の下限は、好ましくは９０秒であり、さらに好ましくは１００秒である。

　加熱温度から等温保持温度までの冷却速度が小さすぎると、フェライト以外の組織が生成したり、十分な量のフェライトが得られなくなったりする場合がある。加熱温度から等温保持温度までの冷却速度の下限は、好ましくは１００℃／秒であり、さらに好ましくは１２０℃／秒である。加熱温度から等温保持温度までの冷却速度の上限は、特に限定されないが、冷却速度が大きすぎると等温保持温度に保持することが困難になる場合がある。加熱温度から等温保持温度までの冷却速度の上限は、好ましくは２５０℃であり、さらに好ましくは２００℃である。

　同様に、等温保持温度からＭｓ点までの冷却速度が小さすぎると、フェライト以外の組織（例えばパーライト）が生成する場合がある。等温保持温度からＭｓ点までの冷却速度の下限は、好ましくは１００℃／秒であり、さらに好ましくは１２０℃／秒である。等温保持温度からＭｓ点までの冷却速度の上限は、特に限定されないが、例えば４００℃／秒である。

　これによって、９．０体積％以上のフェライトを含み、残部がマルテンサイト及びベイナイトの少なくとも一方である組織を有する焼入れ硬化層が得られる。焼入れ硬化層を形成後、必要に応じて研削等の仕上げ加工を施す。以上の工程によって、クランクシャフトが製造される。

　以上、本発明の一実施形態によるクランクシャフト及びその製造方法を説明した。本実施形態によれば、耐割れ性及び疲労強度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５０ｋｇ真空誘導溶解炉によって溶製し、インゴットを作製した。このインゴットを１０００℃以上の温度で熱間鍛造し、厚さ３０ｍｍ、幅９０ｍｍ、長さ２０００ｍｍにした後、長さ１００ｍｍに切断して鋼片を製造した。この鋼片を１０００℃以上の温度で熱間圧延し、空冷して厚さ１０ｍｍ、幅１００ｍｍの素材にした。これらの素材は、いずれもフェライト・パーライトを主体とする組織を有していた。

　この素材に対して、図１に示す熱処理を実施した。具体的には、素材を加熱温度Ｔ１まで加熱した後、冷却速度ＣＲ１で等温保持温度Ｔ２まで冷却し、等温保持温度Ｔ２に保持時間ｔ１だけ保持した後、冷却速度ＣＲ２で室温まで冷却した。

　熱処理後の鋼材のビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さは、１ｋｇ荷重で５点測定し、その平均を求めた。

　熱処理後の鋼材から組織観察用の試験片を採取した。組織観察用の試験片の表面を鏡面仕上げにした後、ナイタール腐食を行い、ＳＥＭ観察を行った。組織の体積分率は、ＳＥＭ観察によって得られた凹凸像（各試験片３視野）をペイントソフトで塗り分けし、画像解析ソフトウェアＩｍａｇｅＪを使って画像を二値化し、同ソフトウェアの粒子解析機能を使って粒子を検出することで面積率を算出し、面積率を体積率と見なした。図２は、後掲の表２のＮｏ．２の鋼材の組織の二値化後の画像（倍率１０００倍）であり、図３は、Ｎｏ．４の組織の二値化後の画像（倍率１０００倍）である。図２及び図３において、白い部分がフェライトであり、黒い部分がマルテンサイト及び／又はベイナイトである。

　旧オーステナイト粒径は、次のように測定した。熱処理後の鋼材から採取した試験片の表面を鏡面仕上げにした後、ピクリン酸飽和水溶液でエッチングして旧オーステナイト粒界を現出させ、切片法によって旧オーステナイト粒径を算出した。具体的には、全長Ｌの直線を引き、この直線を横切った結晶粒の数ｎ_Ｌを求め、切片長さ（Ｌ／ｎ_Ｌ）を求めた。５本以上の直線について切片長さ（Ｌ／ｎ_Ｌ）を求め、その算術平均を旧オーステナイト粒径とした。

　表２に、熱処理条件、並びに熱処理後の鋼材の硬度、旧オーステナイト粒径（旧γ粒径）及び組織の一覧を示す。表２において、「Ｍ＋Ｂ分率」はマルテンサイトの体積率とベイナイトの体積率の合計であり、「Ｐ分率」はパーライトの体積率であり、「Ｆ分率」はフェライトの体積率である。なおＮｏ．３、４、１１では、等温保持を行わず、加熱温度Ｔ１から室温まで冷却速度ＣＲ１で冷却した。

　熱処理後の鋼材から１０ｍｍ×７５ｍｍ×２ｍｍの試験片を複数採取し、塩酸浸漬４点曲げ応力腐食試験を行って耐割れ性を評価した。試験条件は下記のとおりである。
　　試験法：４点曲げ、全数ゲージ法にて応力負荷
　　溶液：４．１質量％塩酸溶液
　　温度：室温
　　試験時間：２４時間

　各応力負荷条件で２回試験を行い、２回のうち２回割れたら不合格とし、１回でも割れなければ合格とした。負荷する応力を代えて試験を行い、合格となる最大の応力を「割れ試験臨界応力」とした。割れ試験臨界応力が７５０ＭＰａ以上を合格とした。

　回転曲げ疲労試験片による曲げ疲労強度の測定を行った。試験片は、熱間圧延前の鋼片（厚さ３０ｍｍ、幅９０ｍｍ、長さ２０００ｍｍ）を切り出して試験片形状に加工し、表２と同じ熱処理を施した後、仕上げ加工を行って作製した。試験条件は下記のとおりである。疲労強度（疲労限度）７００ＭＰａ以上を合格とした。
　　試験法：小野式疲労試験
　　試験片サイズ：φ１２ｍｍ、切りかけ部φ８ｍｍの試験片
　　打ち切り回数：１×１０^７回
　　温度：室温
　　回転数：３６００ｒｐｍ

　結果を表３に示す。図４に、硬度とフェライトの体積率との関係を示し、図５に、曲げ疲労強度とフェライトの体積率との関係を示す。図４及び図５において、白抜きのマークは割れ試験臨界応力が７５０ＭＰａ以上であることを示し、中実のマークは割れ試験臨界応力が７５０ＭＰａ未満であることを示す。

　表３に示すように、Ｎｏ．１、２、及び７～１０の鋼材は、割れ試験臨界応力が７５０ＭＰａ以上であり、曲げ疲労強度が７００ＭＰａ以上であった。

　Ｎｏ．３、Ｎｏ４及びＮｏ．１１の鋼材は、曲げ疲労強度は高かったものの、割れ試験臨界応力が低かった。これは、フェライトの体積率が低かったためと考えられる。フェライトの体積率が低かったのは、等温保持を行わなかったためと考えられる。なお、Ｎｏ．３の鋼材は旧オーステナイト粒径も大きかったが、これは加熱温度Ｔ１が高すぎたためと考えられる。

　Ｎｏ．５の鋼材は、曲げ疲労強度が低かった。これは、Ｃ含有量が低すぎたためと考えられる。

　Ｎｏ．１２の鋼材は、曲げ疲労強度及び割れ試験臨界応力の両方が低かった。これは、フェライトの体積率が低かったためと考えられる。フェライトの体積率が低かったのは、等温保持温度が低かったためと考えられる。

　Ｎｏ．１３の鋼材は、曲げ疲労強度は高かったものの、割れ試験臨界応力が低かった。これは、フェライトの体積率が低かったためと考えられる。フェライトの体積率が低かったのは、等温保持温度での保持時間が短かったためと考えられる。

　Ｎｏ．１４の鋼材は、曲げ疲労強度は高かったものの、割れ試験臨界応力が低かった。これは、旧オーステナイト粒径が大きかったためと考えられる。旧オーステナイト粒径が大きかったのは、Ｎ含有量が低すぎたためと考えられる。

　Ｎｏ．１５及びＮｏ．１６の鋼材は、曲げ疲労強度は高かったものの、割れ試験臨界応力が低かった。これは、式（１）を満たさなかったためと考えられる。

　以上、本発明の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、発明の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 (5)

1. 　化学組成が、質量％で、
   　Ｃ　：０．３５～０．６５％、
   　Ｓｉ：０．０１～０．６０％、
   　Ｍｎ：１．００～２．００％、
   　Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
   　Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
   　Ｓ　：０．０１０～０．１００％、
   　Ｎ　：０．０１０～０．０３０％、
   　Ｔｉ：０～０．０２０％、
   　残部：Ｆｅ及び不純物であり、
   　前記化学組成が下記の式（１）を満たし、
   　表面の少なくとも一部に硬化層を有し、
   　前記硬化層は、９．０体積％以上のフェライトを含み、残部がマルテンサイト及びベイナイトの少なくとも一方である組織を有し、
   　前記硬化層のビッカース硬さが５２０以上である、クランクシャフト。
   　　（［Ｃ］－０．０５）／［Ｎ］－３００×［Ｔｉ］≦３０．０　　　（１）
   　式（１）の［Ｃ］及び［Ｎ］には、それぞれＣ含有量及びＮ含有量が質量％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、
   　前記硬化層のビッカース硬さと、前記フェライトの体積率とが、下記の式（２）を満たす、クランクシャフト。
   　　［α］≧０．０２５９×Ｈｖ－４．３６　　　（２）
   　式（２）の［α］には前記フェライトの体積率が％で代入され、Ｈｖには前記硬化層のビッカース硬さが代入される。
3. 　請求項１に記載のクランクシャフトであって、
   　前記マルテンサイト及びベイナイトの旧オーステナイト粒径が３０μｍ以下である、クランクシャフト。
4. 　請求項１に記載のクランクシャフトであって、
   　前記硬化層の曲げ疲労強度と、前記フェライトの体積率とが、下記の式（３）を満たす、クランクシャフト。
   　　［α］≧０．００２８×［Ｍ］＋６．８６　　　（３）
   　式（３）の［α］には前記フェライトの体積率が％で代入され、［Ｍ］には前記曲げ疲労強度がＭＰａで代入される。
5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載のクランクシャフトを製造する方法であって、
   　クランクシャフトの中間品を準備する工程と、
   　前記中間品の硬化層を形成する領域である対象領域を９２０～９８０℃の温度である加熱温度に加熱する工程と、
   　前記対象領域を前記加熱温度から７１０～７６０℃の温度である等温保持温度まで８０℃／秒以上の冷却速度で冷却し、前記等温保持温度で８０秒以上保持する工程と、
   　前記対象領域を前記等温保持温度からＭｓ点以下の温度まで８０℃／秒以上の冷却速度で冷却する工程と、を備える、クランクシャフトの製造方法。
    

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