JP2017171977A - クランクシャフト及びその製造方法並びにクランクシャフト用鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】熱間鍛造時の加熱温度を高めに設定することなく製造可能であり、被削性を十分に確保し、疲労強度に優れたクランクシャフト、その製造方法並びにクランクシャフト用鋼を提供する。【解決手段】クランクシャフト５０は、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：１．００〜２．００％、Ｓ：０．０４０〜０．１５０％、Ｃｒ：０．５０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．０５〜０．１５％、Ｎ：０．０１００〜０．０２００％、Ｃａ：０．０１００％以下を含有し、下記式を満たし、Ｆｅ母相中にＶ炭窒化物が分散された鋼から構成されている。母材部Ｂはフェライト面積率２０％以上のフェライト・パーライト組織からなる。ピン部５１及びジャーナル部５２の表面にはマルテンサイト組織からなる硬化層Ｈが形成されている。下記式における［Ｘ］は元素Ｘの含有率（質量％）を表す。【選択図】図１
Description
本発明は、高周波焼入れ後に高い疲労強度を安定して得ることができ、製造時の被削性にも優れたクランクシャフト及びその製造方法並びにこのクランクシャフトの製造に用いられるクランクシャフト用鋼に関する。
従来、自動車用エンジンのクランクシャフトの多くは、炭素鋼や若干の合金元素を添加した低合金鋼を熱間鍛造することにより製造されている。また、クランクシャフトにおけるジャーナル部及びピン部の外周面には、疲労強度の向上を目的として、高周波焼入れにより硬化層が形成されることがある。
この種のクランクシャフトとして、例えば特許文献１には、母材にベイナイトおよび／またはマルテンサイトを析出させることにより、高周波焼入れ後の結晶粒の微細化を図ったクランクシャフトが記載されている。また、特許文献２には、Ｔｉ（チタン）を含有する化学成分を有するクランクシャフトが記載されている。このクランクシャフトにおいては、熱間鍛造後の冷却時にＴｉ炭窒化物を析出させ、その後の高周波焼入れ時にピン止め効果により結晶粒を微細化することを図っている。
そして、これらのクランクシャフトにおいては、硬化層の結晶粒を微細化することにより、クランクシャフトに要求される疲労強度の確保を図っている。
しかし、特許文献１のクランクシャフトは、母材組織にベイナイト組織やマルテンサイト組織が含まれているため、局所的に硬度が高くなるおそれがある。そのため、機械加工を行う際に、工具の摩耗量の増大や加工精度の悪化を招くおそれがある。
また、特許文献２のクランクシャフトにおいては、上述したように、疲労強度を確保するために、Ｔｉ炭窒化物によるピン止め効果を利用して結晶粒の微細化を図っている。Ｔｉ炭窒化物によるピン止め効果を十分に得るためには、熱間鍛造時の加熱により、鋼材中に存在するピン止め効果に寄与しない粗大なＴｉ炭窒化物を一度固溶させた後、熱間鍛造後の冷却時に、ピン止め効果に寄与できる微細なＴｉ炭窒化物を析出させる必要がある。
しかし、Ｔｉ炭窒化物を十分に、かつ確実に鋼材中に固溶させようとすると、一般的な条件に比べて熱間鍛造時の加熱温度を高めに設定する必要があるため、製造プロセスの省エネルギー化の点で問題が生じる。また、Ｔｉの添加量によっては、熱間鍛造後の冷却によりベイナイト組織が生成され、被削性の低下を招くおそれがある。
このように、ピン止め効果を得るためにＴｉ炭窒化物を利用しようとすると、製造プロセスの省エネルギー化や被削性の観点で問題が生じるおそれがある。
このように、ピン止め効果を得るためにＴｉ炭窒化物を利用しようとすると、製造プロセスの省エネルギー化や被削性の観点で問題が生じるおそれがある。
一方、ピン止め効果を得るためには、Ｖ（バナジウム）炭窒化物を利用する方法も考えられる。しかし、Ｖ炭窒化物は、比較的低温で鋼材中に固溶しやすいため、高周波焼入れ時の加熱によって鋼材中に固溶し易いという問題がある。そのため、従来は、ピン止め効果を得るためにＶ炭窒化物を利用した場合に、期待する効果が得られないことがあった。
本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、熱間鍛造時の加熱温度を高めに設定することなく製造可能であり、製造時に必要な水準の被削性を十分に確保し、高周波焼入れ後の疲労強度に優れたクランクシャフト及びその製造方法ならびにこのクランクシャフトを製造するためのクランクシャフト用鋼を提供しようとするものである。
本発明の一態様は、複数のピン部及び複数のジャーナル部を有するクランクシャフトであって、
質量％で、Ｃ（炭素）：０．３５％以上０．５０％以下、Ｓｉ（シリコン）：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｎ（マンガン）：１．００％以上２．００％以下、Ｓ（硫黄）：０．０４０％以上０．１５０％以下、Ｃｒ（クロム）：０．５０％以下（但し、０％を除く）、Ａｌ（アルミニウム）：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｖ（バナジウム）：０．０５％以上０．１５％以下、Ｎ（窒素）：０．０１００％以上０．０２００％以下、Ｃａ（カルシウム）：０．０１００％以下（但し、０％を除く）を含有し、残部がＦｅ（鉄）及び不可避的不純物からなるとともに、下記式（１）により算出されるピン止め性指数Ｒが０．０１０以上である化学成分を有し、
金属組織がフェライト面積率２０％以下のフェライト・パーライト組織である母材部と、
金属組織がマルテンサイト組織であり、結晶粒度が７番以上であり、上記複数のピン部及び上記複数のジャーナル部における上記母材部の表面に形成された硬化層とを有しており、
上記母材部及び上記硬化層におけるＦｅ母相中にＶ炭窒化物が分散していることを特徴とするクランクシャフトにある。
但し、上記式（１）において、［Ｘ］は元素Ｘの含有率（質量％）の値を表す。
質量％で、Ｃ（炭素）：０．３５％以上０．５０％以下、Ｓｉ（シリコン）：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｎ（マンガン）：１．００％以上２．００％以下、Ｓ（硫黄）：０．０４０％以上０．１５０％以下、Ｃｒ（クロム）：０．５０％以下（但し、０％を除く）、Ａｌ（アルミニウム）：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｖ（バナジウム）：０．０５％以上０．１５％以下、Ｎ（窒素）：０．０１００％以上０．０２００％以下、Ｃａ（カルシウム）：０．０１００％以下（但し、０％を除く）を含有し、残部がＦｅ（鉄）及び不可避的不純物からなるとともに、下記式（１）により算出されるピン止め性指数Ｒが０．０１０以上である化学成分を有し、
金属組織がフェライト面積率２０％以下のフェライト・パーライト組織である母材部と、
金属組織がマルテンサイト組織であり、結晶粒度が７番以上であり、上記複数のピン部及び上記複数のジャーナル部における上記母材部の表面に形成された硬化層とを有しており、
上記母材部及び上記硬化層におけるＦｅ母相中にＶ炭窒化物が分散していることを特徴とするクランクシャフトにある。
本発明の他の態様は、複数のピン部及び複数のジャーナル部を有するクランクシャフトの製造方法であって、
質量％で、Ｃ：０．３５％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、Ｓ：０．０４０％以上０．１５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下（但し、０％を除く）、Ａｌ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｖ：０．０５％以上０．１５％以下、Ｎ：０．０１００％以上０．０２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下（但し、０％を除く）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるとともに、上記式（１）により得られるピン止め性指数Ｒが０．０１０以上である化学成分を有する鍛造用鋼材を準備し、
該鍛造用鋼材を１１００℃以上１３５０℃以下の温度に加熱して熱間鍛造を行うことにより、上記複数のピン部及び上記複数のジャーナル部を有する鍛造部品を作製し、
該鍛造部品を冷却して、金属組織をフェライト面積率が２０％以下のフェライト・パーライト組織にするとともに、Ｆｅ母相中にＶ炭窒化物を析出させ、
上記複数のピン部及び上記複数のジャーナル部にオーステナイト化温度以上１０５０℃以下の加熱温度で高周波焼入れを施すことにより、これらの外周面に結晶粒度が７番以上である硬化層を形成することを特徴とするクランクシャフトの製造方法にある。
質量％で、Ｃ：０．３５％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、Ｓ：０．０４０％以上０．１５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下（但し、０％を除く）、Ａｌ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｖ：０．０５％以上０．１５％以下、Ｎ：０．０１００％以上０．０２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下（但し、０％を除く）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるとともに、上記式（１）により得られるピン止め性指数Ｒが０．０１０以上である化学成分を有する鍛造用鋼材を準備し、
該鍛造用鋼材を１１００℃以上１３５０℃以下の温度に加熱して熱間鍛造を行うことにより、上記複数のピン部及び上記複数のジャーナル部を有する鍛造部品を作製し、
該鍛造部品を冷却して、金属組織をフェライト面積率が２０％以下のフェライト・パーライト組織にするとともに、Ｆｅ母相中にＶ炭窒化物を析出させ、
上記複数のピン部及び上記複数のジャーナル部にオーステナイト化温度以上１０５０℃以下の加熱温度で高周波焼入れを施すことにより、これらの外周面に結晶粒度が７番以上である硬化層を形成することを特徴とするクランクシャフトの製造方法にある。
本発明の更に他の態様は、上記の態様のクランクシャフトを作製するためのクランクシャフト用鋼にある。
上記クランクシャフトは、上記特定の化学成分及び金属組織を有する上記母材部及び上記硬化層を有している。上記クランクシャフトは、上記母材部の金属組織がフェライト面積率が２０％以下のフェライト・パーライト組織であるので、製造時に要求される水準の被削性を確保することができる。
そして、上記母材部及び上記硬化層におけるＦｅ母相中には、熱間鍛造後の冷却時に析出したＶ炭窒化物が、微細に分散した状態で存在している。上述したように、従来は、高周波焼入れの際にＶ炭窒化物の大半が鋼材中に固溶することがあり、Ｖ炭窒化物によるピン止め効果を得ることができない場合があった。しかし、本発明者は、検討を重ねた結果、ＶとＮとの含有量のバランスを適正な範囲に調整することにより、高周波焼入れ時の加熱によるピン止めに効果的なＶ炭窒化物の固溶を抑制し、鋼材中に確実に残存させることができることを見出した。
即ち、上記クランクシャフトは、単にＶとＮとを含んでいるだけではなく、上記式（１）により算出されるピン止め指数Ｒが上記特定の範囲内となる化学成分を有している。これにより、高周波焼入れ時の加熱の際にピン止めに効果的なＶ炭窒化物を鋼材中に確実に残存させることができる。そして、上記クランクシャフトは、Ｖ炭窒化物のピン止め効果により、上記硬化層の結晶粒度を上記特定の範囲とすることができる。その結果、疲労強度のバラつきを小さくし、クランクシャフトに要求される水準の疲労強度を容易に確保することができる。
また、上記クランクシャフトにおいては、ピン止め効果を得るために、固溶温度の高いＴｉ炭窒化物ではなく、Ｖ炭窒化物を利用している。そのため、熱間鍛造時の加熱温度を高めに設定することなく、上記鍛造用鋼材中の粗大なＶ炭窒化物を容易に固溶させることができる。それ故、優れた疲労強度を確保しつつ、上記クランクシャフトの製造性を大きく向上させることができる。
上記クランクシャフトにおける化学成分の限定理由を以下に説明する。
・Ｃ（炭素）：０．３５％以上０．５０％以下
Ｃは、母材部、即ち高周波焼入れの影響が及ばない部分に必要な強度を確保するとともに、硬化層の硬さを高くする作用を有している。Ｃ含有量を上記特定の範囲とすることにより、母材部の強度及び硬化層の硬さを、クランクシャフトとして好適な範囲にすることができる。Ｃ含有量が０．３５％未満の場合には、母材部の強度及び／または硬化層の硬さが不足するおそれがある。一方、Ｃ含有量が０．５０％を超える場合には、高周波焼入れ前の鍛造部品の硬さが上昇し、被削性が悪化するおそれがある。
Ｃは、母材部、即ち高周波焼入れの影響が及ばない部分に必要な強度を確保するとともに、硬化層の硬さを高くする作用を有している。Ｃ含有量を上記特定の範囲とすることにより、母材部の強度及び硬化層の硬さを、クランクシャフトとして好適な範囲にすることができる。Ｃ含有量が０．３５％未満の場合には、母材部の強度及び／または硬化層の硬さが不足するおそれがある。一方、Ｃ含有量が０．５０％を超える場合には、高周波焼入れ前の鍛造部品の硬さが上昇し、被削性が悪化するおそれがある。
・Ｓｉ（シリコン）：０．０５％以上１．００％以下
Ｓｉは、製鋼時の脱酸材として不可欠な元素である。Ｓｉ含有量を上記特定の範囲とすることにより、必要とする脱酸効果を得ることができる。Ｓｉ含有量が０．０５％未満の場合には、上述の効果が十分に得られないおそれがある。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超える場合には、フェライト組織へのＳｉの固溶量が多くなり、母材部の硬さが過度に高くなるおそれがある。その結果、被削性の悪化を招くおそれがある。
Ｓｉは、製鋼時の脱酸材として不可欠な元素である。Ｓｉ含有量を上記特定の範囲とすることにより、必要とする脱酸効果を得ることができる。Ｓｉ含有量が０．０５％未満の場合には、上述の効果が十分に得られないおそれがある。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超える場合には、フェライト組織へのＳｉの固溶量が多くなり、母材部の硬さが過度に高くなるおそれがある。その結果、被削性の悪化を招くおそれがある。
・Ｍｎ（マンガン）：１．００％以上２．００％以下
Ｍｎは、焼入性向上に有効な元素である。また、Ｍｎは、Ｓと結合することによりＭｎＳを生成し、被削性を向上させることができる。Ｍｎ含有量を上記特定の範囲とすることにより、焼入性及び被削性を向上させることができる。Ｍｎ含有量が１．００％未満の場合には、上述の効果が十分に得られないおそれがある。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超える場合には、残留オーステナイトが増加することにより、強度の低下を招くおそれがある。
Ｍｎは、焼入性向上に有効な元素である。また、Ｍｎは、Ｓと結合することによりＭｎＳを生成し、被削性を向上させることができる。Ｍｎ含有量を上記特定の範囲とすることにより、焼入性及び被削性を向上させることができる。Ｍｎ含有量が１．００％未満の場合には、上述の効果が十分に得られないおそれがある。一方、Ｍｎ含有量が２．００％を超える場合には、残留オーステナイトが増加することにより、強度の低下を招くおそれがある。
・Ｓ（硫黄）：０．０４０％以上０．１５０％以下
Ｓは、被削性を向上させる作用を有している。Ｓ含有量を上記特定の範囲とすることにより、製造時に必要な被削性を容易に確保することができる。Ｓ含有量が０．０４０％未満の場合には、被削性が不十分となるおそれがある。一方、Ｓ含有量が０．１５０％を超える場合には、添加量に見合った効果が得られなくなるおそれがある。
Ｓは、被削性を向上させる作用を有している。Ｓ含有量を上記特定の範囲とすることにより、製造時に必要な被削性を容易に確保することができる。Ｓ含有量が０．０４０％未満の場合には、被削性が不十分となるおそれがある。一方、Ｓ含有量が０．１５０％を超える場合には、添加量に見合った効果が得られなくなるおそれがある。
・Ｃｒ（クロム）：０．５０％以下（但し、０％を除く）
Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入性向上に有効な元素である。上記クランクシャフトにおいては、主にＭｎの添加によって必要な焼入性を確保している。Ｃｒは、上記クランクシャフトのサイズに応じてその含有量を調整することにより、必要とされる水準の焼入性を容易に確保することができる。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超える場合には、硬いＣｒ炭化物が生成されることにより、疲労強度や被削性の低下を招くおそれがある。
Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入性向上に有効な元素である。上記クランクシャフトにおいては、主にＭｎの添加によって必要な焼入性を確保している。Ｃｒは、上記クランクシャフトのサイズに応じてその含有量を調整することにより、必要とされる水準の焼入性を容易に確保することができる。一方、Ｃｒ含有量が０．５０％を超える場合には、硬いＣｒ炭化物が生成されることにより、疲労強度や被削性の低下を招くおそれがある。
・Ａｌ（アルミニウム）：０．００１％以上０．０５０％以下
Ａｌは、脱酸材として必要な元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満の場合には、脱酸が不十分となるおそれがある。一方、Ａｌ含有量が０．０５０％を越える場合には、アルミナ系介在物の増加により、被削性の悪化を招くおそれがある。
Ａｌは、脱酸材として必要な元素である。Ａｌ含有量が０．００１％未満の場合には、脱酸が不十分となるおそれがある。一方、Ａｌ含有量が０．０５０％を越える場合には、アルミナ系介在物の増加により、被削性の悪化を招くおそれがある。
・Ｖ（バナジウム）：０．０５％以上０．１５％以下
Ｖは、熱間鍛造の後、鍛造部品を冷却する際に炭窒化物となってＦｅ母相中に微細に析出する。このＶ炭窒化物は、結晶粒界の移動を阻害する、いわゆるピン止め効果により、高周波焼入れ時の加熱に伴う結晶粒の粗大化を抑制することができる。
Ｖは、熱間鍛造の後、鍛造部品を冷却する際に炭窒化物となってＦｅ母相中に微細に析出する。このＶ炭窒化物は、結晶粒界の移動を阻害する、いわゆるピン止め効果により、高周波焼入れ時の加熱に伴う結晶粒の粗大化を抑制することができる。
Ｖ含有量を０．０５％以上とすることにより、硬化層の結晶粒の粗大化を抑制し、上記特定の範囲の結晶粒度を容易に実現することができる。その結果、疲労強度のバラつきを小さくすることができ、ひいてはバラつきを考慮した疲労強度の下限値を高くすることができる。しかし、Ｖ含有量が過度に多くなると、原料コストが増加する一方で、添加量に見合った効果が得られなくなる。従って、疲労強度を向上させる効果と原料コストとのバランスの観点から、Ｖ含有量は０．１５％以下とする。
・Ｎ（窒素）：０．０１００％以上０．０２００％以下
Ｎは、熱間鍛造の後、鍛造部品を冷却する際にＶと結合し、Ｆｅ母相中に微細なＶ炭窒化物を析出させる。そして、Ｆｅ母相中に微細に析出したＶ炭窒化物は、ピン止め効果により、その後の高周波焼入れ時に結晶粒が粗大化することを抑制する作用を有する。
Ｎは、熱間鍛造の後、鍛造部品を冷却する際にＶと結合し、Ｆｅ母相中に微細なＶ炭窒化物を析出させる。そして、Ｆｅ母相中に微細に析出したＶ炭窒化物は、ピン止め効果により、その後の高周波焼入れ時に結晶粒が粗大化することを抑制する作用を有する。
Ｎは、不純物として不可避に含有される元素であるが、Ｎ含有量を不可避的不純物としての量よりも多めに調整し、確実に０．０１００％以上とすることにより、硬化層の結晶粒の粗大化を抑制することができる。その結果、疲労強度のバラつきを小さくすることができ、ひいてはバラつきを考慮した疲労強度の下限値を高くすることができる。しかし、Ｎ含有量が過度に多くなると、製造コストが増加する一方で、添加量に見合った効果が得られなくなる。従って、疲労強度を向上させる効果とコストとのバランスの観点から、Ｎ含有量は０．０２００％以下とする。
・Ｃａ（カルシウム）：０．０１００％以下（但し、０％を除く）
Ｃａは、不純物として鋼材中に少量含まれている元素であるが、必要に応じて積極的に添加することにより、被削性を向上させることができる。しかし、Ｃａ含有量が過度に多くなると、原料コストが増加する一方で、添加量に見合った効果が得られなくなる。従って、被削性向上の効果と原料コストとのバランスの観点から、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。
Ｃａは、不純物として鋼材中に少量含まれている元素であるが、必要に応じて積極的に添加することにより、被削性を向上させることができる。しかし、Ｃａ含有量が過度に多くなると、原料コストが増加する一方で、添加量に見合った効果が得られなくなる。従って、被削性向上の効果と原料コストとのバランスの観点から、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。
上記クランクシャフトは、上述した必須成分の含有量を上記特定の範囲とした上で、さらに、下記式（１）により算出されるピン止め性指数Ｒが０．０１０以上となる化学成分を有している。
上述したように、高周波焼入れ時の加熱の際にピン止めに有効なＶ炭窒化物が固溶してピン止め効果が得られなくなることを防止するためには、単にＶとＮとを含んでいるだけでなく、ＶとＮとの含有量のバランスを適正な範囲に調整することが重要である。上記式（１）は、このような観点に基づいて多数の実験を行った結果、Ｖ含有量及びＮ含有量とピン止め効果の大小との関係を見出したことにより決定された式である。そして、ピン止め効果をより高めるための条件を詳細に検討した結果、上記式（１）により算出されるピン止め性指数Ｒを０．０１０以上にすることにより、Ｖ炭窒化物によるピン止め効果を十分に得ることができることが見出されたものである。
即ち、ピン止め性指数Ｒの値を０．０１０以上とすることにより、高周波焼入れ時の加熱の際に、ピン止めに有効なＶ炭窒化物が完全に固溶することを抑制し、Ｖ炭窒化物を残留させ易くすることができる。これにより、Ｖ炭窒化物によるピン止め効果を確実に得ることができ、高周波焼入れ中の結晶粒の粗大化を抑制することができる。その結果、疲労強度のバラつきを小さくし、ひいてはバラつきを考慮した疲労強度の下限値を高くすることができる。ピン止め性指数Ｒの値が０．０１０未満の場合には、高周波焼入れ時の加熱の際に必要とする量のＶ炭窒化物を確保することができなくなるため、ピン止め効果を十分に得られなくなるおそれがある。その結果、硬化層の結晶粒が粗大になり、クランクシャフトの疲労強度が低下するおそれがある。
・硬化層
上記硬化層の結晶粒度は、７番以上とする。この場合には、硬化層の結晶粒が十分に微細化されているため、クランクシャフトの疲労強度のバラつきをより小さくすることができる。なお、硬化層の結晶粒度を示す粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３（ＩＳＯ ６４３：２００３）に規定された方法により決定することができる。
上記硬化層の結晶粒度は、７番以上とする。この場合には、硬化層の結晶粒が十分に微細化されているため、クランクシャフトの疲労強度のバラつきをより小さくすることができる。なお、硬化層の結晶粒度を示す粒度番号は、ＪＩＳ Ｇ０５５１：２０１３（ＩＳＯ ６４３：２００３）に規定された方法により決定することができる。
硬化層の深さは、１．０〜５．０ｍｍであることが好ましい。硬化層の深さを１．０ｍｍ以上とすることにより、ピン部及びクランク部における母材部の影響を軽減し、母材部を起点とする折損の発生をより効果的に抑制することができる。また、硬化層の深さを５．０ｍｍ以下とすることにより、高周波焼入れ時の曲がりの発生をより容易に回避することができる。なお、硬化層の深さは、ＪＩＳ Ｇ０５５９に記載された高周波焼入硬化層深さ測定方法に基づいて測定することができる。
・母材部
上記母材部においては、高周波焼入れ前の金属組織が維持されている。母材部の金属組織、即ち高周波焼入れ前の鍛造部品の金属組織は、フェライト・パーライト組織である。これにより、クランクシャフトの被削性を向上させることができる。製造上問題のない水準の被削性を確保する観点からは、母材部のビッカース硬さを３００ＨＶ以下とすることが好ましい。
上記母材部においては、高周波焼入れ前の金属組織が維持されている。母材部の金属組織、即ち高周波焼入れ前の鍛造部品の金属組織は、フェライト・パーライト組織である。これにより、クランクシャフトの被削性を向上させることができる。製造上問題のない水準の被削性を確保する観点からは、母材部のビッカース硬さを３００ＨＶ以下とすることが好ましい。
また、母材部のフェライト面積率は、２０％以下とする。高周波焼入れにおいては短時間で加熱を行うため、短時間でオーステナイト化が可能な前組織とする必要がある。しかし、母材部のフェライト面積率が過度に高くなると、短時間の加熱では、母材部の表面のオーステナイト化が不完全になりやすくなる。その結果、焼入れ後の組織にフェライト組織が残留し、強度の低下を招くおそれがある。母材部のフェライト面積率を２０％以下とすることにより、かかる問題を容易に回避することができる。なお、フェライト面積率は、母材部の断面にナイタール腐食を施した後、当該断面にＪＩＳ Ｇ０５５５に準拠した点算法を適用することにより算出することができる。
また、母材部には、ベイナイト組織が生成されることがある。しかし、ベイナイト組織が過度に多くなると、被削性の悪化を招くおそれがある。被削性の悪化を回避する観点からは、金属組織中のベイナイト面積率は０％であることが最も好ましいが、ベイナイト面積率が５％以下であれば、製造上問題のない水準の被削性を確保することができる。なお、ベイナイト面積率は、フェライト面積率と同様に、母材部の断面にナイタール腐食を施した後、当該断面にＪＩＳ Ｇ０５５５に準拠した点算法を適用することにより算出することができる。
上記クランクシャフトは、上述したように、疲労強度のバラつきを小さくすることができ、その結果、バラつきを考慮した疲労強度の下限値を高くすることができる。それ故、疲労強度のバラつきを考慮しても、上記ピン部及び上記ジャーナル部において７５０ＭＰａ以上の曲げ疲労強度を容易に確保することができる。上記特定の範囲の曲げ疲労強度を有するクランクシャフトは、優れた耐久性を有しているため、種々の自動車エンジンに好適である。
・製造方法
上記クランクシャフトを製造するに当たっては、少なくとも、電気炉等で原料を溶解し、上記特定の化学成分を有する鋳造片を作製し、これに熱間圧延等の熱間加工を加えて鍛造用鋼材を準備する工程と、鍛造用鋼材に対して熱間鍛造を施す工程と、鍛造部品を冷却する冷却工程と、ピン部及びジャーナル部の外周面に硬化層を形成する高周波焼入れ工程とを行う。
上記クランクシャフトを製造するに当たっては、少なくとも、電気炉等で原料を溶解し、上記特定の化学成分を有する鋳造片を作製し、これに熱間圧延等の熱間加工を加えて鍛造用鋼材を準備する工程と、鍛造用鋼材に対して熱間鍛造を施す工程と、鍛造部品を冷却する冷却工程と、ピン部及びジャーナル部の外周面に硬化層を形成する高周波焼入れ工程とを行う。
熱間鍛造時の加熱温度は１１００℃以上１３５０℃以下とする。鍛造用鋼材中には、ピン止め効果を有しない粗大なＶ炭窒化物が析出している。熱間鍛造時の加熱温度を１１００℃以上とすることにより、これらのＶ炭窒化物を十分に固溶させることができる。また、上記Ｖ炭窒化物は、ピン止め効果を得るためにＴｉ炭窒化物を利用する場合に比べて低い温度で鋼材中に固溶する。それ故、Ｔｉ炭窒化物を利用する場合に比べて、製造プロセスの省エネルギー化の点で有利である。
Ｖ炭窒化物を十分に固溶させる観点から、熱間鍛造時の加熱温度は１１５０℃以上であることが好ましい。また、加熱温度を高くしても製造上問題はないが、省エネルギー化の観点から、加熱温度は１３５０℃以下とする。省エネルギー化を重視する場合には、加熱温度を１３００℃以下とすることが好ましい。
熱間鍛造の後、鍛造部品を冷却することにより、金属組織がフェライト・パーライト組織である鍛造部品を得ることができる。また、この冷却の際に、熱間鍛造時の加熱により固溶させたＶ炭窒化物が、Ｆｅ母相中に微細かつ多量に析出する。このように、熱間鍛造において一度Ｖを固溶させた後、冷却時にＶ炭窒化物として析出させることにより、ピン止め効果を有する微細なＶ炭窒化物を生じさせることができる。鍛造部品の冷却は、例えば、空冷処理等の公知の手段により行うことができる。
その後、複数のピン部及び複数のジャーナル部にオーステナイト化温度以上１０５０℃以下の加熱温度で加熱、急冷する高周波焼入れを施すことにより、これらの外周面に硬化層を形成する。高周波焼入れにおける加熱は、短時間の加熱によりオーステナイト化が可能であり、かつ、オーステナイト組織中でのＣの拡散が十分に行われる温度で行う必要がある。より具体的には、高周波焼入れ時の加熱温度は９００℃以上であることが好ましい。
一方、高周波焼入れ時の加熱温度を１０５０℃以下とすることにより、Ｖ炭窒化物の再固溶を抑制しつつ、焼入れを行うことができる。これにより、Ｖ炭窒化物によるピン止め効果を確実に得ることができる。その結果、硬化層の結晶粒の粗大化を抑制することができ、ひいては疲労強度のバラつきを低減することができる。また、高周波焼入れ時の加熱温度は、１０００℃以下であることが好ましい。この場合には、Ｖ炭窒化物の再固溶をより効果的に抑制することができる。その結果、疲労強度のバラつきをより低減することができる。
高周波焼入れ時の加熱時間は、加熱温度に応じて適宜調整することができる。生産の効率化の観点からは、Ｖ炭窒化物の再固溶を抑制できる範囲で加熱温度を高くした上で、加熱時間を３０秒以下とすることが好ましい。また、加熱温度が１０００℃以下の場合には、オーステナイト化が十分に行われるように、加熱時間を若干長く設定することが望ましい。
上記クランクシャフト及びその製造方法の実施例を、図を用いて説明する。図１に一例を示すように、クランクシャフト５０は、複数のピン部５１と、複数のジャーナル部５２とを有している。ピン部５１及びジャーナル部５２は、カウンターウェイト部５３と一体化されたアーム部５４を介して互いに連結されている。
図１及び図２に示すように、ピン部５１及びジャーナル部５２の外周面には、硬化層Ｈが形成されている。また、クランクシャフト５０における、ピン部５１及びジャーナル部５２を除く部分の外周面には、母材部Ｂが露出している。硬化層Ｈの金属組織はマルテンサイト組織であり、母材部Ｂの金属組織はフェライト・パーライト組織である。なお、図２に例示したように、ピン部５１及びジャーナル部５２における硬化層Ｈよりも内部は、母材部Ｂより構成されている。
本例では、図１に例示されるクランクシャフト５０を作製する場合を想定して種々の加工を加えた試験材を作製し、各種評価を行った。なお、各試験材の製造方法は、公知の種々の方法に変更可能である。表１に、試験材に用いた合金Ａ〜Ｖの化学成分を示す。なお、表１中のＶ（バナジウム）の欄、Ｃａ（カルシウム）の欄及びＴｉ（チタン）の欄に示した記号「−」は、当該元素が積極的に添加されていないことを示す。また、表１中に具体的な値は記載しないが、合金Ａ〜Ｈ及び合金Ｌ〜Ｖは、１〜５ｐｐｍ程度のＣａを不可避的不純物として含んでいる。また、Ｐ（リン）については、合金Ａ〜Ｖのいずれにも積極的な添加を行っていない。表１中のＰ（リン）の欄には、不純物として含まれている量を記載した。
＜母材部の金属組織観察及び硬さ測定＞
電気炉にて溶解して作製した鋳造片に熱間圧延を加えて棒鋼とし、この棒鋼を鍛伸して鍛造用鋼材としての直径φ２０ｍｍの丸棒を作製した。次いで、この丸棒を、実際の熱間鍛造における加熱温度に相当する１１００℃、１２００℃または１３５０℃のいずれかの温度まで加熱し、この温度を３０分間保持した。その後、通常の空冷処理（自然放冷）により、丸棒を室温まで冷却した。以上により、鍛造部品に相当する試験片を作製した。
電気炉にて溶解して作製した鋳造片に熱間圧延を加えて棒鋼とし、この棒鋼を鍛伸して鍛造用鋼材としての直径φ２０ｍｍの丸棒を作製した。次いで、この丸棒を、実際の熱間鍛造における加熱温度に相当する１１００℃、１２００℃または１３５０℃のいずれかの温度まで加熱し、この温度を３０分間保持した。その後、通常の空冷処理（自然放冷）により、丸棒を室温まで冷却した。以上により、鍛造部品に相当する試験片を作製した。
得られた試験片を用い、以下の項目について評価を行った。
・金属組織：ナイタール腐食を施した試験片の断面を、光学顕微鏡を用いて観察した。その結果、断面にフェライト組織が存在した場合には表２及び表３中の「金属組織」欄に記号Ｆを、パーライト組織が存在した場合には同欄に記号Ｐを、ベイナイト組織が存在した場合には同欄に記号Ｂを記載した。
・フェライト面積率：ＪＩＳ Ｇ０５５５に準拠した点算法により、上記の断面におけるフェライト面積率を算出した。
・硬さ測定：ＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠してビッカース硬さを測定した。
・金属組織：ナイタール腐食を施した試験片の断面を、光学顕微鏡を用いて観察した。その結果、断面にフェライト組織が存在した場合には表２及び表３中の「金属組織」欄に記号Ｆを、パーライト組織が存在した場合には同欄に記号Ｐを、ベイナイト組織が存在した場合には同欄に記号Ｂを記載した。
・フェライト面積率：ＪＩＳ Ｇ０５５５に準拠した点算法により、上記の断面におけるフェライト面積率を算出した。
・硬さ測定：ＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠してビッカース硬さを測定した。
＜疲労強度評価＞
ＪＩＳ Ｚ２２７３の規定に従い、上記により得られた丸棒から平行部がφ８ｍｍである回転曲げ疲労試験片を作製した。この試験片に、加熱温度１０００℃、加熱時間１０〜３０秒間の条件で高周波焼入れを施した。本実施例においては、試験片の直径が細いため、高周波焼入れにより試験片全体がマルテンサイト組織となった。しかし、疲労強度の値は試験片表面の状態よりほぼ決定されるため、本例の試験片により、実際のクランクシャフトにおける疲労強度が模擬されている。
ＪＩＳ Ｚ２２７３の規定に従い、上記により得られた丸棒から平行部がφ８ｍｍである回転曲げ疲労試験片を作製した。この試験片に、加熱温度１０００℃、加熱時間１０〜３０秒間の条件で高周波焼入れを施した。本実施例においては、試験片の直径が細いため、高周波焼入れにより試験片全体がマルテンサイト組織となった。しかし、疲労強度の値は試験片表面の状態よりほぼ決定されるため、本例の試験片により、実際のクランクシャフトにおける疲労強度が模擬されている。
その後、ステアケース法に基づいて回転曲げ疲労試験を実施した。具体的には、繰り返し数を１０7回とし、以下のように応力を変化させながら、１５本の試験片について順次回転曲げ疲労試験を行った。まず、過去の試験結果から予想される適当な試験応力ｓ1［ＭＰａ］で、１本目の試験片の回転曲げ疲労試験を行った。
２本目以降の試験片における試験応力ｓk（但し、ｋ＝２、３、・・・）は、直前の試験における試験結果に応じて、以下のように変化させた。即ち、直前の試験において繰り返し数が１０7回に到達するまで試験片の破壊が起こらなかった場合には、試験応力ｓk-1に予め設定した応力階差ｄ［ＭＰａ］を加えたｓk-1＋ｄ［ＭＰａ］を新たな試験応力ｓk［ＭＰａ］とした。一方、直前の試験において繰り返し数が１０7回に到達する前に試験片の破壊が起こった場合には、試験応力ｓk-1から予め設定した応力階差ｄ［ＭＰａ］を差し引いたｓk-1−ｄ［ＭＰａ］を新たな試験応力ｓk［ＭＰａ］とした。
全ての試験片について回転曲げ疲労試験を行った後、得られた結果を以下のように整理した。まず、各試験片に加えた試験応力ｓのうち、最小の試験応力ｓminをＳ0［ＭＰａ］とし、Ｓi［ＭＰａ］＝Ｓ0＋ｉｄ（但し、ｉ＝０、１、２、・・・）とおいた。そして、試験応力Ｓiで試験を行った試験片の数をｆi（本）とし、下記の式（２）〜式（６）に基づいて疲労強度の平均値ＳN［ＭＰａ］及び標準偏差σ［ＭＰａ］を算出した。また、得られたＳNの値及びσの値から、バラつきを考慮した疲労強度の下限値に相当するＳN−３σの値を算出した。これらの結果は、表２及び表３に示したとおりであった。
＜硬化層の結晶粒度評価及び硬さ測定＞
・結晶粒度評価：疲労強度評価を行った試験片における、高周波焼入れがされている平行部の適当な位置を切断して断面を露出させた。この断面に存在する硬化層から無作為に２０視野を選択して光学顕微鏡像を取得し、ＪＩＳ Ｇ０５５１に基づき、各視野での粒度番号を決定した。そして、２０視野のうち最も小さい粒度番号を表２及び表３中の「結晶粒度の最小値」の欄に示した。
・硬さ測定：ＪＩＳ Ｚ２２４４の規定に準拠し、結晶粒度評価を行った断面における、試験片の表面からの深さが０．１ｍｍの位置にてビッカース硬さを測定した。
・結晶粒度評価：疲労強度評価を行った試験片における、高周波焼入れがされている平行部の適当な位置を切断して断面を露出させた。この断面に存在する硬化層から無作為に２０視野を選択して光学顕微鏡像を取得し、ＪＩＳ Ｇ０５５１に基づき、各視野での粒度番号を決定した。そして、２０視野のうち最も小さい粒度番号を表２及び表３中の「結晶粒度の最小値」の欄に示した。
・硬さ測定：ＪＩＳ Ｚ２２４４の規定に準拠し、結晶粒度評価を行った断面における、試験片の表面からの深さが０．１ｍｍの位置にてビッカース硬さを測定した。
＜被削性試験＞
被削性試験に用いる試験片は次のように作製した。まず、電気炉にて各試料の原料の溶解、精錬及び鋳込みを行い、鍛造用鋼材を得た。この鋼材を１２００℃に加熱して熱間鍛造を施し、次いで空冷処理を行い、鍛造部品としての丸棒を作製した。
被削性試験に用いる試験片は次のように作製した。まず、電気炉にて各試料の原料の溶解、精錬及び鋳込みを行い、鍛造用鋼材を得た。この鋼材を１２００℃に加熱して熱間鍛造を施し、次いで空冷処理を行い、鍛造部品としての丸棒を作製した。
その後、丸棒に切削加工を施して、直径６０ｍｍφ×長さ３９０ｍｍの試験片を得た。なお、熱間鍛造時の加熱温度は、実際のクランクシャフトにおける熱間鍛造時の温度と同程度である。また、空冷処理においては、８００℃から５００℃までの間の平均冷却速度が約３０℃／分であった。
被削性は、旋盤により切削する場合の切削工具の摩耗量によって評価した。上記旋盤としては、森精機製ＳＬ−２５旋盤を用い、上記切削工具としては、タンガロイ製ＳＮＭＧ１２０４０８−サーメットＮＳ５３０を用いた。試験条件は、切削速度２００ｍ／ｓｅｃ、送り速度０．３ｍｍ／ｓｅｃ、切り込み：１．５ｍｍ、切削時間：８分の条件とした。試験後の切削工具の摩耗量が０．３ｍｍ以下の場合には合格と判定し、表２及び表３中の「被削性」の欄に記号Ａを記載した。一方、摩耗量が０．３ｍｍを超える場合には不合格と判定し、同欄に記号Ｂを記載した。
表２及び表３に示したように、試験材１〜２６は、上記特定の化学成分を有する鋳造片に、上記特定の条件にて熱間鍛造及び高周波加熱を行うことにより、作製されている。そのため、これらの試験片には、高いピン止め効果を有するＶ炭窒化物が生成された。そして、Ｖ炭窒化物により結晶粒の粗大化が抑制された結果、これらの試験体は、疲労強度のバラつきが小さくなるとともに、ＳN−３σの値が高くなった。また、これらの試験片は、製造時に要求される水準の被削性を確保することができた。
表３に示すように、試験材２７、２８は、Ｖではなく、Ｔｉを含有している。即ち、これらの試験材は、Ｔｉ炭窒化物によるピン止め効果を得ることを図った試験材である。しかし、これらの試験材においては、熱間鍛造時の加熱温度を一般的な条件である１２００℃に設定したため、鍛造用鋼材へのＴｉ炭窒化物の固溶が不十分となった。そのため、ピン止め効果が不十分となり、高周波焼入れ後に結晶粒の粗大化を招いた。そして、結晶粒が粗大化した結果、疲労強度の標準偏差σの増大を招き、ＳN−３σの値も小さくなった。
また、試験材２８は、Ｃ含有量が少なく、高周波焼入れ前のフェライト・パーライト組織におけるフェライト面積率が高かったため、高周波焼入れ時の短時間の加熱ではフェライト組織が完全にオーステナイト化されなかった。そして、焼入れ後の組織に残留したフェライト組織の影響と、Ｃ含有量が少ないことによる強度低下の影響とにより、疲労強度の平均値ＳNが低下した。
また、試験材２８は、Ｃ含有量が少なく、高周波焼入れ前のフェライト・パーライト組織におけるフェライト面積率が高かったため、高周波焼入れ時の短時間の加熱ではフェライト組織が完全にオーステナイト化されなかった。そして、焼入れ後の組織に残留したフェライト組織の影響と、Ｃ含有量が少ないことによる強度低下の影響とにより、疲労強度の平均値ＳNが低下した。
また、試験材２７と試験材３５との比較及び試験材２８と試験材３６との比較から、Ｔｉ炭窒化物のピン止め効果を利用する場合には一般的な条件よりも高温に加熱する必要があり、一般的な条件である１２００℃程度の加熱では十分なピン止め効果が得られないことが理解できる。
これに対し、Ｖ炭窒化物のピン止め効果を利用する場合には、試験材１〜１４及び試験材２１〜２６のように、一般的な条件である１２００℃程度の加熱を行うことにより十分なピン止め効果を得ることができる。また、試験材１５〜２０のように比較的高温に加熱しても製造上問題はなく、Ｖ炭窒化物によるピン止め効果を十分に得ることができる。
試験材２９は、試験材２７、２８、３５及び３６に比べてＴｉ含有量が多かったため、熱間鍛造時の加熱温度が１２００℃の場合でも、熱間鍛造時の加熱により、Ｔｉ炭窒化物の全てではないが、ピン止め効果に必要となる量を固溶させることができた。そして、Ｔｉ炭窒化物のピン止め効果により、結晶粒の粗大化を抑制することができた。しかし、試験材２９を構成する合金Ｑは、Ｔｉ含有量が多くなったため、ベイナイト組織が生成し易い鋼となった。それ故、熱間鍛造後の冷却時に、試験材２９の母材部にベイナイト組織が生成し、被削性の悪化を招いた。試験材２９のベイナイト面積率は１６％であった。
試験材３０は、Ｎ含有量が少なかったことに加え、Ｖが含まれていなかったため、Ｖ炭窒化物が生成されなかった。そのため、ピン止め効果が得られず、高周波焼入れ後に結晶粒の粗大化を招いた。そして、高周波焼入れ後に結晶粒が粗大化した結果、疲労強度の標準偏差σの増大を招き、ＳN−３σの値も小さくなった。
試験材３１は、Ｖ含有量が少なかったため、Ｖ炭窒化物が不足した。そのため、ピン止め効果が不十分となり、高周波焼入れ後に結晶粒の粗大化を招いた。そして、高周波焼入れ後に結晶粒が粗大化した結果、疲労強度の標準偏差σの増大を招き、ＳN−３σの値も小さくなった。
試験材３２は、各元素の含有量は上記特定の範囲内であったが、ＶとＮとの含有量のバランスが悪く、ピン止め性指数Ｒが上記特定の範囲よりも小さかったため、高周波焼入れ時の加熱によりＶ炭窒化物の大部分が鋼材中に固溶した。そのため、ピン止め効果が不十分となり、高周波焼入れ後に結晶粒の粗大化を招いた。そして、高周波焼入れ後に結晶粒が粗大化した結果、疲労強度の標準偏差σの増大を招き、ＳN−３σの値も小さくなった。
試験材３２は、各元素の含有量は上記特定の範囲内であったが、ＶとＮとの含有量のバランスが悪く、ピン止め性指数Ｒが上記特定の範囲よりも小さかったため、高周波焼入れ時の加熱によりＶ炭窒化物の大部分が鋼材中に固溶した。そのため、ピン止め効果が不十分となり、高周波焼入れ後に結晶粒の粗大化を招いた。そして、高周波焼入れ後に結晶粒が粗大化した結果、疲労強度の標準偏差σの増大を招き、ＳN−３σの値も小さくなった。
試験材３３は、Ｃ含有量が少なかったため、硬化層の硬さが低くなった。その結果、疲労強度の平均値ＳNが低下した。
試験材３４は、Ｃ含有量が多かったため、母材部の硬さが過度に高くなった。その結果、被削性が悪化した。
試験材３４は、Ｃ含有量が多かったため、母材部の硬さが過度に高くなった。その結果、被削性が悪化した。
図３〜図５に、疲労強度の評価結果を整理した図を示す。図３に、疲労強度の平均値ＳNが同程度であるが、ピン止め効果の程度に応じて結晶粒度の最小値が異なる３種の試験材（試験材１、６及び３０）の疲労強度の評価結果を示す。図３における縦軸は、疲労強度（ＭＰａ）である。また、図３中には、各試験材における結晶粒度の最小値を示した。さらに、図３中には、各試験材の疲労強度の平均値ＳN（ＭＰａ）をプロットするとともに、標準偏差σ（ＭＰａ）の３倍に相当する長さのエラーバーを記載した。即ち、エラーバーの下端は、バラつきを考慮した疲労強度の下限値に相当するＳN−３σ（ＭＰａ）の値を示している。
図４は、縦軸を疲労強度の標準偏差σ（ＭＰａ）、横軸を結晶粒度の最小値とし、全ての試験材の評価結果をプロットした図である。
図３及び図４から、結晶粒度の最小値の値が大きくなるほど、疲労強度の標準偏差σが小さくなる傾向があることが理解できる。また、図３に示したように、試験材１、試験材６及び試験材３０は、疲労強度の平均値ＳNが同程度であるにも関わらず、結晶粒度の最小値が大きくなるほど標準偏差σが小さくなり、ＳN−３σの値が大きくなった。これらの結果から、結晶粒を微細化することにより、バラつきを考慮した疲労強度の下限値を高くできることが理解できる。そして、結晶粒を微細化することにより、高い疲労強度を有するクランクシャフトを安定して製造できることが容易に理解できる。
また、図５に、表２及び表３に示した結果のうち、熱間鍛造時の加熱温度を１２００℃とした場合における結晶粒度とピン止め性指数Ｒとの相関関係をまとめた結果を示す。なお、図５には、Ｔｉ添加の影響を除くために、Ｔｉを含有する試験材の結果を除いてプロットを行った。図５の縦軸は結晶粒度の最小値であり、横軸はピン止め性指数Ｒである。図５から、ピン止め性指数Ｒを０．０１０以上とすることにより、粒度番号７番以上の結晶粒度が得られることが容易に理解できる。
上述した種々の評価結果は全て試験片での結果であるが、表１に示す合金Ｆに相当する試験材を用いて実際にクランクシャフトを作製し、硬化層の結晶粒度を評価した。その結果、試験片による評価と同様に、粒度番号７番以上の結晶粒度が得られたことを確認できた。さらに、このクランクシャフトを用いて疲労試験を行った結果、優れた耐久性を有することを確認できた。
５０ クランクシャフト
５１ ピン部
５２ ジャーナル部
Ｂ 母材部
Ｈ 硬化層
５１ ピン部
５２ ジャーナル部
Ｂ 母材部
Ｈ 硬化層
Claims (5)
- 複数のピン部及び複数のジャーナル部を有するクランクシャフトであって、
質量％で、Ｃ：０．３５％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、Ｓ：０．０４０％以上０．１５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下（但し、０％を除く）、Ａｌ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｖ：０．０５％以上０．１５％以下、Ｎ：０．０１００％以上０．０２００％以下、Ｃａ：０．０１００％（但し、０％を除く）以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるとともに、下記式（１）により得られるピン止め性指数Ｒが０．０１０以上である化学成分を有し、
金属組織がフェライト面積率２０％以下のフェライト・パーライト組織である母材部と、
金属組織がマルテンサイト組織であり、結晶粒度が７番以上であり、上記複数のピン部及び上記複数のジャーナル部における上記母材部の表面に形成された硬化層とを有しており、
上記母材部及び上記硬化層におけるＦｅ母相中にＶ炭窒化物が分散していることを特徴とするクランクシャフト。
- 複数のピン部及び複数のジャーナル部を有するクランクシャフトの製造方法であって、
質量％で、Ｃ：０．３５％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、Ｓ：０．０４０％以上０．１５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下（但し、０％を除く）、Ａｌ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｖ：０．０５％以上０．１５％以下、Ｎ：０．０１００％以上０．０２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下（但し、０％を除く）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるとともに、下記式（１）により算出されるピン止め性指数Ｒが０．０１０以上である化学成分を有する鍛造用鋼材を準備し、
該鍛造用鋼材を１１００℃以上１３５０℃以下の温度に加熱して熱間鍛造を行うことにより、上記複数のピン部及び上記複数のジャーナル部を有する鍛造部品を作製し、
該鍛造部品を冷却して、金属組織をフェライト面積率が２０％以下のフェライト・パーライト組織にするとともに、Ｆｅ母相中にＶ炭窒化物を析出させ、
上記複数のピン部及び上記複数のジャーナル部にオーステナイト化温度以上１０５０℃以下の加熱温度で高周波焼入れを施すことにより、これらの外周面に結晶粒度が７番以上である硬化層を形成することを特徴とするクランクシャフトの製造方法。
- 上記高周波焼入れにおける加熱温度は９００℃以上１０００℃以下であることを特徴とする請求項２に記載のクランクシャフトの製造方法。
- 上記高周波焼入れにおける加熱時間は３０秒以下であることを特徴とする請求項２または３に記載のクランクシャフトの製造方法。
- 請求項１に記載のクランクシャフトを作製するためのクランクシャフト用鋼であって、
質量％で、Ｃ：０．３５％以上０．５０％以下、Ｓｉ：０．０５％以上１．００％以下、Ｍｎ：１．００％以上２．００％以下、Ｓ：０．０４０％以上０．１５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下（但し、０％を除く）、Ａｌ：０．００１％以上０．０５０％以下、Ｖ：０．０５％以上０．１５％以下、Ｎ：０．０１００％以上０．０２００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下（但し、０％を除く）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるとともに、下記式（１）により算出されるピン止め性指数Ｒが０．０１０以上である化学成分を有することを特徴とするクランクシャフト用鋼。
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