一体型クランク軸およびその製造方法
【課題】多気筒エンジン用一体型クランク軸の高強度化及び高靭性化を同時に実現する。
【解決手段】 多気筒エンジン用一体型クランク軸であって、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．２０〜１．２％、Ｎｉ：２．５〜４．０％、Ｃｒ：１．０〜３．０％、Ｍｏ：０．２０〜０．７０％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ａｌ：０．２％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒の結晶粒度をＡＳＴＭによる粒度番号で６以上とし、引張強度を１０００ＭＰａ以上とする。
【解決手段】 多気筒エンジン用一体型クランク軸であって、Ｃ：０．３０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．２０〜１．２％、Ｎｉ：２．５〜４．０％、Ｃｒ：１．０〜３．０％、Ｍｏ：０．２０〜０．７０％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ａｌ：０．２％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒の結晶粒度をＡＳＴＭによる粒度番号で６以上とし、引張強度を１０００ＭＰａ以上とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶用や発電機に使用されるディーゼルエンジン等に用いられる一体型クランク軸に関するものであり、殊に、多気筒エンジン用の一体型クランク軸に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
一体型クランク軸は、小型・中型用船舶のエンジンや、船舶用あるいは陸上での発電用ディーゼルエンジン等において、エンジンからの往復動力を回転動力に変換するに用いられるエンジン部品である。昨今ディーゼルエンジンのエネルギー効率向上等の要望により、一体型クランク軸に加わる負荷が大きくなり、高強度かつ高靭性化が望まれている。
【０００３】
厚板等の鋼材においては、強度と靭性を向上させる添加元素としてＮｉがよく知られており、大型鍛鋼品においても強度や靭性を確保する観点から、Ｎｉの活用が検討されてきた（特許文献１）。しかしＮｉ濃度が１．５％を超えると鍛鋼品の結晶粒が粗大化しはじめ、２．５％を超えるとかなり粗大化の程度が大きくなるために、鋼材の靭性が却って低下するという問題があった（特許文献１の図１）。そのため、高強度・高靭性を目指す場合には、Ｎｉの添加量を高くとも２．５％とせざるを得なかった。
【０００４】
また、シャルピー衝撃試験における吸収エネルギー値のような靭性を示す特性値が高いことは勿論必要であるが、靭性の信頼性をより確実なものにするためには、靭性（吸収エネルギー値）と関連の深い旧オーステナイト（以下、「γ」と記載する場合がある。）粒の結晶粒径自体を小さくしておくことも望まれる。ところが、結晶粒径を微細化しようとしても、上記のようにＮｉ濃度を増やすことに伴い、旧γ粒が粗大になってしまう。
【０００５】
一方、２．５％以上のＮｉを含有する鋼材（例えば、特許文献２、特許文献３）も知られている。しかし、これらの特許文献では、旧γ粒径については何ら記載されていない。また、特許文献２に記載されているのはプレス鍛造機用のクランクシャフトの用途であり、特許文献３に記載されているのは減速装置の減速歯車の用途であり、いずれにも本発明の多気筒エンジン用の一体型クランク軸に関するものではなく、鋼部品としての用途および必要とされる特性レベルが異なるものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００５−３４４１４９号公報
【特許文献２】特開平５−９６６２号公報
【特許文献３】特開昭５５−８４８６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記したように、特許文献１の大型クランク軸では、Ｎｉの添加量を２．５％以上にすると旧γ粒が粗大化してしまうという問題がある。他方、例えば自動車のエンジンに用いられる小さなクランク軸（例えば直径１５ｍｍ程度）であれば、Ｎｉの添加量を２．５％以上とした鋼材（以下「高Ｎｉ材」と記載し、その他のＮｉ材を「低Ｎｉ材」と記載する場合がある）であっても、クランク軸が細いことから、大型の鍛鋼品とは異なり、熱履歴および塑性変形量の観点から、もともと組織の微細化を図りやすい。より詳細には、大型鍛鋼品の場合、自動車用のエンジン等の小型のクランク軸に比較して、大型であるが故に、熱間塑性加工時には高温かつ長時間の加熱が必要となり、その結果オーステナイト組織は粒成長して粗大になりやすい。また加工時に導入される歪もプレスの能力の関係により大型鍛鋼品では大きくすることができず、大歪を付与することによる再結晶によっての組織微細化も望めない。
【０００８】
また、自動車用の小型のクランク軸と、大型クランク軸とでは、熱間塑性加工のプロセスも異なる。すなわち、自動車用等の小型のクランク軸ではクランク全体を丸棒などの鋼材から各スロー部を同時に成型していくのに対し、本発明が対象としている大型クランク軸では、各スロー部を１個ずつ成型するものであり、その過程で、隣のスロー部等に余分な熱が加わることになるため、工程的にも組織の微細化が難しい。
【０００９】
さらに、大型クランク軸の場合、質量効果により熱処理の際の冷却に長時間を要し、冷却過程においても粒成長が続いてしまうという問題がある。この点が、自動車用等の小型のクランク軸では存在しない課題である。
【００１０】
すなわち、本発明における一体型クランク軸は、自動車用等の小型のクランク軸ではなく、船舶の推進用のディーゼルエンジンや、船舶用あるいは陸上での発電用ディーゼルエンジン等に用いられる一体型クランク軸である。特に、一体型クランク軸の回転軸の部分（ジャーナル）の軸径が１００ｍｍ以上の大型のものでは、組織の微細化が困難であるという特有の課題が存在しており、本発明は、これを解決しようとするものである。
【００１１】
また、多気筒エンジン用の一体型クランク軸は、１つの鍛鋼品からスロー部を２箇所以上形成するという複雑な鍛造工程（熱間塑性加工）を必要とする。スロー部が多くなると、鍛鋼品から一体型クランク軸の形状に鍛造加工する時間がかかるため、鍛鋼品を十分に前加熱しておく必要がある。例えば、１１５０℃以上で５時間以上の前加熱が必要である。このような場合、γ粒粗大化の現象は一層深刻であり、現在のところこれを解決する手段はみあたらない。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記課題を解決し得た本発明の一体型クランク軸は、Ｃ：０．３０〜０．５０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．２０〜１．２％、Ｎｉ：２．５〜４．０％、Ｃｒ：１．０〜３．０％、Ｍｏ：０．２０〜０．７０％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ａｌ：０．２％以下（０％を含まない）、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒の結晶粒度がＡＳＴＭによる粒度番号で６以上であり、引張強度が１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする多気筒エンジン用一体型クランク軸である。
【００１３】
本発明において、「多気筒エンジン」とは２気筒以上の機関を指すものであり、このような用途に対応できる一体型クランク軸は、２箇所以上のスロー部（クランク軸の回転軸から偏心している部分）を有するものである。
【００１４】
上記一体型クランク軸は、ジャーナル径が１００ｍｍ以上である態様をとることができる。また上記一体型クランク軸は、ディーゼルエンジン部品に好ましく用いられる。
【００１５】
また、本発明の上記一体型クランク軸の好ましい製造方法は、上記化学成分を有する鋼材を１１５０℃以上で５時間以上加熱し、２箇所以上にスロー部を成形する熱間塑性加工した後、サブゼロ処理を施すことにより残留オーステナイトを１体積％以下とし、次に焼入れ・焼戻し処理を行うものである。また、上記サブゼロ処理は、Ａ１変態点以下の温度で加熱保持する時効処理に置き換えてもよい。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、従来の多気筒エンジン用一体型クランク軸において、Ｎｉ添加量を高めることにより鋼材の強度を高めつつ旧オーステナイト粒の粗大化の問題を克服するものであり、多気筒エンジン用一体型クランク軸の高強度化及び高靭性化を同時に実現できるものである。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】図１の（ａ）〜（ｃ）は、熱間塑性加工後の一体型クランク軸のＸＲＤ解析結果を示すものである。
【図２】図２の（ａ）及び（ｂ）は、熱間塑性加工後の一体型クランク軸のＥＢＳＰ解析結果を示すものである。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
上述したように、高Ｎｉ材では熱間塑性加工（クランク軸の形状への鍛造）後に旧γ粒が粗大化してしまい、旧γ粒が粗大化するとシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー値が低下する。例えば、日本鉄鋼協会、金属学会発行、「鋼の強靭性」，Ｋｙｏｔｏ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ Ｈａｌｌ，Ｏｃｔｏｂｅｒ ２５，２６，１９７１のｐ，６０には旧オーステナイト粒径と靭性値の一つであるｖＴｒｓの関係が記載されており、また同文献のＰ１０７にはｖＴｒｓとシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーの関係が記載されている。これらのことからも、旧γ粒が粗大化するとシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー値が低下する。ところが、旧γ粒がどのようなメカニズムで粗大化するかについては従来明らかではなかった。本発明者らは、旧γ粒の粗大化の問題を解決するためには、まずは旧γ粒の粗大化のメカニズムを明らかにする必要があると考え、その解明に取り組んだ。
【００１９】
上述したように、大型の鍛鋼品では質量効果により、熱処理の際の冷却に長時間を要し、冷却過程（オーステナイト→フェライト）において粒成長が続いてしまうという問題がある。一方加熱過程に関し、本発明者らは、高Ｎｉ材と、通常の低Ｎｉ材の加熱過程における逆変態（フェライト→オーステナイト）のγ粒生成サイトを丹念に解析した。その結果、高Ｎｉ材では、低Ｎｉ材に比べて逆変態時にγ粒が大きくなることを見出した。そしてこれが高Ｎｉ材で組織が粗大化する原因であることを突き止めた。すなわち、焼入れ・焼戻し処理での加熱過程においても、通常の低Ｎｉ材では残留γは炭化物（セメンタイト）に熱分解するのであるが、２．５％を超える高Ｎｉ材においては当該加熱過程においても残留γが分解せず、これがオーステナイトの逆変態過程まで残存することが判明した。一つの原因として、Ｎｉがオーステナイト形成元素であるため、高Ｎｉ材では熱間鍛造後の組織に残留オーステナイトとして残りやすいことによるものと考えられる。逆に、低Ｎｉ材ではこのような課題は存在していない。
【００２０】
本発明者らは実験的なアプローチからも本発明の課題を確認している。すなわち、低Ｎｉ材と高Ｎｉ材、高Ｎｉ材の中でも、小型のものと比較的大型のものとの間で熱間塑性加工後の組織に違いがあるかどうか検証した。図１は、（ａ）低Ｎｉ材（Ｎｉ：０．４％、軸径：約１５０ｍｍ）、（ｂ）高Ｎｉ材（Ｎｉ：３％、軸径：約８０ｍｍ）、（ｃ）高Ｎｉ材（Ｎｉ：３％、軸径：約１５０ｍｍ）のＸ線結晶構造解析（ＸＲＤ：Ｘ−Ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）の結果を示すものである。図１に示される「α」は、フェライト組織、γはオーステナイト組織、「θ」はセメンタイトを示す。図１から明らかなように、低Ｎｉ材に比べると、高Ｎｉ材では熱間塑性加工後のクランク軸の組織に残留オーステナイトが多く確認され、特に大型の高Ｎｉ材では多数の残留オーステナイトが観察されている。このような残留オーステナイトが次工程の焼入れ・焼戻し処理まで残存すると、この残留オーステナイトが逆変態時のオーステナイトの成長核として作用する。
【００２１】
成長核として作用するこの残留オーステナイトは、質量効果により組織が粗大化しやすい大型鍛鋼品において生成するオーステナイト（鍛造工程での加熱によるもの）に由来している。この観点から本発明者らは、図２に示すように鍛造後の残留オーステナイトの結晶方位を電子後方散乱パターン（ＥＢＳＰ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）による解析を行った。図２（ａ）は鍛鋼品の残留オーステナイト組織、（ｂ）はフェライト組織をそれぞれ示すものであり、同一視野の解析組織である。図２（ａ）において黒く映っており、（ｂ）において黒以外で映っている箇所が残留オーステナイト組織に相当する。特に、図２（ａ）から観察エリア内に３つの旧オーステナイト粒界が存在し、（ｂ）より、それぞれのエリア内で残留オーステナイト粒の結晶方位が一方向に揃っていることがわかる。これら図２（ａ）、（ｂ）により、粗大な旧オーステナイト粒内に残っている残留オーステナイトが概ね同一方位に揃っていることが明らかとなった。
【００２２】
同一方位の残留オーステナイトが逆変態時のオーステナイトの成長核として作用する場合、元々同一方位であるため、残留オーステナイトから成長したオーステナイト粒は、焼入れ・焼戻し処理等、次の加熱工程で大きく成長するとともに、その成長過程で、結晶方向が同一である隣接するオーステナイト粒と互いに合体し、粗大なオーステナイト粒となってしまう。これが高Ｎｉ材で、粗大なオーステナイトが形成する原因である。本発明者らは、この同一方位の残留オーステナイトが互いに合体する結果、前記した旧オーステナイト粒と同程度の大きさの粗大なオーステナイト粒にまで成長してしまうことを見出した。その結果、逆変態（焼入れ・焼戻し処理）の前の段階で残留オーステナイトを分解しておけば、焼入れ・焼戻し処理によって粗大なオーステナイト粒が形成されることを防止できると考え、本発明を完成させたものである。
【００２３】
残留オーステナイトの分解方法には大きく分けて二つあり、一つはサブゼロ処理により不安定な残留オーステナイトをマルテンサイト変態させ、残留オーステナイトを分解するものである。またもう一つは、Ａ１変態点以下の加熱を一定時間持続させることによって残留オーステナイトを炭化物に分解する時効処理である。上記の通り、焼入れ・焼戻し過程の前に、残留オーステナイトを分解することにより、残留オーステナイトの逆変態過程での成長・合体を阻止し、粗大なオーステナイト粒の生成を防止できる。
【００２４】
本発明は、以上のような検討のもとになされたものであり、Ｎｉ濃度が２．５％以上であり、他の化学成分も所定の範囲に制限され、引張強度が１０００ＭＰａ以上である一体型クランク軸において、旧オーステナイト粒をＡＳＴＭによる粒度番号で６以上となるようにしたものである。
【００２５】
（クランク軸の化学成分）
本発明は、以上説明したように、Ｎｉ濃度を２．５％以上とし、旧オーステナイト粒をＡＳＴＭによる粒度番号で６以上としたところに特徴を有しており、鋼の基本組成は特に制限されないが、一体型クランク軸として求められる強度や靭性を満足するには、鋼材の一般的技術水準に照らして下記基本組成を満たすことが望ましい。
【００２６】
Ｃ：０．３０〜０．５０％
Ｃは焼き入れ性を高めると共に強度向上に寄与する元素であり、十分な強度と焼き入れ性を確保するには０．３０％以上（好ましくは０．３２％以上、さらに好ましくは０．３４％以上）含有させる必要がある。しかしながらＣ含有量が過剰になると靭性を極端に低下させると共に、大型鋳塊では逆Ｖ偏析を助長するので、０．５０％以下（好ましくは０．４８％以下、さらに好ましくは０．４６％以下）に抑えるのがよい。
【００２７】
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％
Ｓｉは強度向上元素として作用し、十分な強度を確保するために０．０５％以上（好ましくは０．０７％以上、さらに好ましくは０．０９％以上）含有させる必要がある。しかしながら、多すぎると逆Ｖ偏析が著しくなって清浄な鋼塊が得られなくなるので、０．４０％以下（好ましくは０．３７％以下、さらに好ましくは０．３４％以下）にする必要がある。
【００２８】
Ｍｎ：０．２０〜１．２％
Ｍｎも焼き入れ性を高めると共に強度向上に寄与する元素であり、十分な強度と焼き入れ性を確保するには０．２０％以上（好ましくは０．２５％以上、さらに好ましくは０．３０％以上）含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると逆Ｖ偏析を助長するので、１．２％以下（好ましくは１．１％以下、さらに好ましくは１．０％以下）にする必要がある。
【００２９】
Ｎｉ：２．５〜４．０％
Ｎｉは鍛鋼品用鋼として汎用されているＣｒ−Ｍｏ系鋼の強度や靭性を高めると共に、焼き入れ性の向上にも有効な元素であり、引張強度１０００ＭＰａ以上の高級Ｃｒ−Ｍｏ系鍛造用鋼に必須な元素であり、２．５％以上（好ましくは２．６％以上、さらに好ましくは２．７％以上）含有させる必要がある。しかし、Ｎｉは高価な元素であることから、工業的な観点から４．０％以下（好ましくは３．８％以下、さらに好ましくは３．６％以下）にする。
【００３０】
Ｃｒ：１．０〜３．０％
Ｃｒは焼き入れ性を高めると共に靭性を向上させる有効な元素であり、それらの効果を発揮させるには１．０％以上（好ましくは１．２％以上、さらに好ましくは１．４％以上）含有させる。しかしながら、過剰に含有させると逆Ｖ偏析を助長して高清浄鋼の製造を困難にするので、３．０％以下（好ましくは２．８％以下、さらに好ましくは２．６％以下）とする。
【００３１】
Ｍｏ：０．２０〜０．７０％
Ｍｏは焼き入れ性、強度、靭性の向上に有効に作用する元素であり、それらの作用を有効に発揮するには０．２０％以上（好ましくは０．２５％以上、さらに好ましくは０．３０％以上）含有させることが望ましく、これよりも少なくなると逆Ｖ偏析を助長することになるので好ましくない。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、鋼塊中のミクロ偏析を助長することになり、またＭｏは重い元素であり、重量偏析が発生しやすくなるので、０．７０％以下（好ましくは０．６５％以下、さらに好ましくは０．６０％以下）とする。
【００３２】
Ｖ：０．０５〜０．２５％
Ｖは少量で焼き入れ性、強度を向上させるのに有効に作用する元素であり、こうした効果を発揮させるためには０．０５％以上（好ましくは０．０６％以上、さらに好ましくは０．０７％以上）含有させる。しかしながら、Ｖは平衡分配係数が低いので、過剰に含有させるとミクロ偏析（正常偏析）が発生しやすくなるので、０．２５％以下（好ましくは０．２２％以下、さらに好ましくは０．１９％以下）とする。
【００３３】
Ａｌ：０．２％以下（０％を含まない）
Ａｌは、製鋼工程における脱酸元素として用いる元素である。しかし、Ａｌは、ＡｌＮ等の形態でＮを固定し、ＮおよびＶ等の配合による鋼の強化作用を阻害する他、種々の元素とも結合し、非金属介在物や金属間化合物を生成し、鋼の靭性を低下させる場合もあるので、好ましくは、例えば０．１％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。０．０１〜０．０３％であることが多い。
【００３４】
本発明で使用される一体型クランク軸の好ましい基本成分は上記の通りであり、残部成分は実質的に鉄であるが、該一体型クランク軸には微量の不可避的不純物（例えば、Ｐ，Ｓ，Ｏ，Ｎ等）の含有が許容される。
【００３５】
（引張強度１０００ＭＰａ以上）
一体型クランク軸に要求される強度を満足するため、引張強度を１０００ＭＰａ以上とする。好ましくは１０２０ＭＰａ以上、さらに好ましくは１０４０ＭＰａ以上である。このような高強度化は、基本的には、Ｎｉ濃度を２．５％以上とすることにより達成し得るが、上述したように多気筒エンジン用一体型クランク軸においては、高濃度Ｎｉの存在と相俟って旧γ粒の粗大化（靭性の低下）を招きやすくなる強度領域である。
【００３６】
（旧γ粒の粒度番号で６以上）
一体型クランク軸において、シャルピー衝撃試験における吸収エネルギー値が高いことは勿論必要であるが、靭性の信頼性をより高めるためには、靭性と関連の深い旧オーステナイト粒の結晶粒径を小さくしておくことが望ましい。従来の多気筒エンジン用一体型クランク軸では、上述したように、高濃度Ｎｉの存在の下ではオーステナイト粒が粗大化していた。本発明では、例えば上記したような焼入れ・焼戻し処理前の残留オーステナイト粒の分解により、一体型クランク軸における旧オーステナイト粒の結晶粒度をＡＳＴＭによる粒度番号で６以上、好ましくは６．５以上、より好ましくは７以上とすることができるものである。
【００３７】
（製造例）
本発明に係る一体型クランク軸の製法として、例えば次の方法が説明される。まず電気炉などで上記の所定成分組成の鋼を溶製する工程→真空精錬などによりＳ（硫黄）等の不純元素やＯ（酸素）等のガス成分を除去する工程→造塊する工程→鋼塊を加熱してから素材鍛造を行なう工程→加熱して多気筒エンジン用一体型クランク軸の形状に鍛造（２箇所以上にスロー部を成形）する工程→残留オーステナイト粒を分解する工程→焼入れ・焼戻し処理して硬質化する工程→仕上げ機械加工工程を順次実施すればよい。
【００３８】
鋳造は、大型の鍛造用鋼の場合は主としてインゴット鋳造が採用されるが、大きさによっては連続鋳造法を採用することも可能である。
【００３９】
多気筒エンジン用一体型クランク軸への鍛造加工法としては、自由鍛造法（クランクアームとクランクピンを一体としたブロックとして鍛造し、ガス切断および機械加工によって一体型クランク軸形状に仕上る方法）と、Ｒ．Ｒ．およびＴ．Ｒ．鍛造法（鋼塊の軸心が一体型クランク軸の軸心部となる様に鍛造加工し、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様に一体に鍛造加工する方法）が例示されるが、特に後者の鍛造法を採用すれば、シャフト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。こうして得られた一体型クランク軸は、船舶用または発電機に使用される多気筒エンジン用一体型クランク軸として有用である。
【００４０】
上記のように、一体型クランク軸への鍛造加工後、焼入れ・焼戻し処理前に、一体型クランク軸に含まれる残留γを分解する工程を実施することが重要なポイントであるが、残留γの分解方法には例えば次の２つが挙げられる。
【００４１】
１．サブゼロ処理
一体型クランク軸の形状への鍛造加工後、焼入れ・焼戻し処理前に、サブゼロ処理を施すことにより、一体型クランク軸に残存する不安定な残留オーステナイトをマルテンサイト変態させることができる。残留オーステナイトを分解することが目的であり、サブゼロ処理の温度や時間は特に制限されないが、温度は例えばマイナス５０℃以下、好ましくはマイナス１００℃以下、より好ましくはマイナス１５０℃以下である。処理時間は、例えば２０分以上、好ましくは４０分以上、より好ましくは１時間以上である。
【００４２】
２．時効処理
一体型クランク軸の形状への鍛造加工後、焼入れ・焼戻し工程前に、Ａ１変態点以下の加熱処理（時効処理）を行うことにより、残留オーステナイトをセメンタイトに分解することができる。サブゼロ処理と同様に、残留オーステナイトを分解することが目的であり、時効処理の温度や時間は特に制限されないが、例えば６００℃以上、好ましくは６２５℃以上、より好ましくは６５０℃以上で、例えば２０分以上、好ましくは４０分以上、より好ましくは１時間以上保持する。
【実施例】
【００４３】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００４４】
実施例
下記表１に示した成分の鋼種Ａ（高Ｎｉ材）を溶製し、クランク軸の鍛造工程を模擬して１２８０℃で９時間の加熱処理を行い、これを炉冷することにより多数の試料片を作製した。その後、焼入れ・焼戻し処理の前に、下記表２に示す通り一部試料については時効処理（実験番号１〜９）、他の一部試料についてはサブゼロ処理（実験番号１０〜１５）、残りの試料については時効処理もサブゼロ処理も行わず、そのまま焼入れ・焼戻し処理を行った（実験番号１６〜１８）。なお、実験番号１０〜１２は、液体窒素を用いてサブゼロ処理を行っており、表２の残留γの分解工程の温度を「−１９６℃」と表示している。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】
時効処理又はサブゼロ処理の後であって焼入れ・焼戻し処理の前（時効処理もサブゼロ処理も行わなかった試料片については、焼入れ・焼戻し処理の前）、Ｘ線結晶構造解析により試料内に存在する相の解析を行った。解析結果の中で、特に残留オーステナイトの有無について表２に記した。なお、Ｘ線結晶構造解析は、「Ｘ線回折ハンドブック」（株式会社リガク発行，１９９８年２月２１日，初版）に記載された方法に従い、残留オーステナイトの検出量が１体積％超であれば残留オーステナイト「有り」と判断し、検出量が１体積％以下であれば、残留オーステナイト「無し」と判定した。
【００４８】
その後にクランク軸の強度を確保するための調質処理（焼入れ・焼戻し処理）を行った。焼入れ条件については、表２に併せて記している。
【００４９】
焼入れ・焼戻し処理の後に実験番号１〜１８の試料の各々から更に一部試料については組織観察を行い、旧オーステナイト粒径をＡＳＴＭ（Ｅ １１２）による粒度番号で評価した。
【００５０】
また試料の他の一部は、６００℃で１０時間の焼戻しの後、引張試験を行い、引張強度を測定して、強度が１０００ＭＰａ以上確保されているかを評価した。試験方法は、２０００年発行のＪＩＳハンドブックに記載の「ＪＩＳ Ｚ２２４１」に基づく。試験片形状は「ＪＩＳ Ｚ２２０１」の１４号試験片である。
【００５１】
また一部の実験においてシャルピー衝撃試験を行い吸収エネルギー（ｖＥ）の測定を行った（単位はＪ）。試験方法は２０００年発行のＪＩＳハンドブックに記載の「ＪＩＳ Ｚ２２４２」に基づく。試験片形状は「ＪＩＳ Ｚ２２０２」の２ｍｍＶノッチである。吸収エネルギー値は、３０Ｊ以上を合格の基準とした。
【００５２】
比較例
上記表１に示した成分の鋼種Ｂ（低Ｎｉ材）を溶製し、その後は上記実施例と同様の試験片の作製、及び特性評価を行った。但し、熱処理等の諸条件は表２の試験番号１９〜２１として示した通りである。
【００５３】
［考察］
表２から、本発明の高Ｎｉ材（実験番号１〜６，１０〜１２）においては、１０５０ＭＰａ以上の強度が確保され、しかも旧オーステナイト粒の結晶粒度がＡＳＴＭ粒度番号で６以上であり、多気筒エンジン用一体型クランク軸においては従来可能ではなかった組織の微細化が実現した。
【００５４】
一方、高Ｎｉ材でも、旧オーステナイト粒の結晶粒度がＡＳＴＭ粒度番号で６未満のもの（実験番号７〜９，１３〜１８）では、吸収エネルギー値がいずれも３０Ｊ未満であり、要求される靭性特性が得られなかった。
【００５５】
他方、低Ｎｉ材（実験番号１９〜２１）では、クランク軸の強度１０００ＭＰａ以上の要件がそもそも達成されなかった。そのため、シャルピー衝撃試験については実施しなかった。
【００５６】
表２に示したように残留オーステナイトの分解には、時効処理およびサブゼロ処理を挙げたが、残留オーステナイトを分解できればよいのであって、応力導入による応力誘起変態による残留オーステナイトの分解も、旧オーステナイト粒の微細化には効果があると考えられる。
【００５７】
また、時効処理において、上記実施例よりも低温であっても、その分長時間化すれば残留オーステナイトを分解させることはできる。また、仮にある条件で時効処理した際、残留オーステナイトが分解しなかったとしても、時効処理後にＸＲＤ等で、残留オーステナイトの分解の有無を評価し、分解が十分でなければ、さらに時効処理を追加して、残留オーステナイトが分解するまで熱処理を繰り返せば、その後の焼入れ・焼戻し処理によって粗大な旧オーステナイト粒の生成を防止できる。このように、時効条件については、１回に限らず多様な条件でこれを達成することができる。残留オーステナイトが分解したかどうかは、上記したように、ＸＲＤによる残留オーステナイトの検出量が１％超であれば残留オーステナイト「有り」と判断し、検出量が１％以下であれば、残留オーステナイト「無し」と判定する。サブゼロ処理についても時効処理と同様に、残留オーステナイトが「無し」と判断できる範囲で、温度或いは時間を適宜調整することができる。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶用や発電機に使用されるディーゼルエンジン等に用いられる一体型クランク軸に関するものであり、殊に、多気筒エンジン用の一体型クランク軸に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
一体型クランク軸は、小型・中型用船舶のエンジンや、船舶用あるいは陸上での発電用ディーゼルエンジン等において、エンジンからの往復動力を回転動力に変換するに用いられるエンジン部品である。昨今ディーゼルエンジンのエネルギー効率向上等の要望により、一体型クランク軸に加わる負荷が大きくなり、高強度かつ高靭性化が望まれている。
【０００３】
厚板等の鋼材においては、強度と靭性を向上させる添加元素としてＮｉがよく知られており、大型鍛鋼品においても強度や靭性を確保する観点から、Ｎｉの活用が検討されてきた（特許文献１）。しかしＮｉ濃度が１．５％を超えると鍛鋼品の結晶粒が粗大化しはじめ、２．５％を超えるとかなり粗大化の程度が大きくなるために、鋼材の靭性が却って低下するという問題があった（特許文献１の図１）。そのため、高強度・高靭性を目指す場合には、Ｎｉの添加量を高くとも２．５％とせざるを得なかった。
【０００４】
また、シャルピー衝撃試験における吸収エネルギー値のような靭性を示す特性値が高いことは勿論必要であるが、靭性の信頼性をより確実なものにするためには、靭性（吸収エネルギー値）と関連の深い旧オーステナイト（以下、「γ」と記載する場合がある。）粒の結晶粒径自体を小さくしておくことも望まれる。ところが、結晶粒径を微細化しようとしても、上記のようにＮｉ濃度を増やすことに伴い、旧γ粒が粗大になってしまう。
【０００５】
一方、２．５％以上のＮｉを含有する鋼材（例えば、特許文献２、特許文献３）も知られている。しかし、これらの特許文献では、旧γ粒径については何ら記載されていない。また、特許文献２に記載されているのはプレス鍛造機用のクランクシャフトの用途であり、特許文献３に記載されているのは減速装置の減速歯車の用途であり、いずれにも本発明の多気筒エンジン用の一体型クランク軸に関するものではなく、鋼部品としての用途および必要とされる特性レベルが異なるものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００５−３４４１４９号公報
【特許文献２】特開平５−９６６２号公報
【特許文献３】特開昭５５−８４８６号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記したように、特許文献１の大型クランク軸では、Ｎｉの添加量を２．５％以上にすると旧γ粒が粗大化してしまうという問題がある。他方、例えば自動車のエンジンに用いられる小さなクランク軸（例えば直径１５ｍｍ程度）であれば、Ｎｉの添加量を２．５％以上とした鋼材（以下「高Ｎｉ材」と記載し、その他のＮｉ材を「低Ｎｉ材」と記載する場合がある）であっても、クランク軸が細いことから、大型の鍛鋼品とは異なり、熱履歴および塑性変形量の観点から、もともと組織の微細化を図りやすい。より詳細には、大型鍛鋼品の場合、自動車用のエンジン等の小型のクランク軸に比較して、大型であるが故に、熱間塑性加工時には高温かつ長時間の加熱が必要となり、その結果オーステナイト組織は粒成長して粗大になりやすい。また加工時に導入される歪もプレスの能力の関係により大型鍛鋼品では大きくすることができず、大歪を付与することによる再結晶によっての組織微細化も望めない。
【０００８】
また、自動車用の小型のクランク軸と、大型クランク軸とでは、熱間塑性加工のプロセスも異なる。すなわち、自動車用等の小型のクランク軸ではクランク全体を丸棒などの鋼材から各スロー部を同時に成型していくのに対し、本発明が対象としている大型クランク軸では、各スロー部を１個ずつ成型するものであり、その過程で、隣のスロー部等に余分な熱が加わることになるため、工程的にも組織の微細化が難しい。
【０００９】
さらに、大型クランク軸の場合、質量効果により熱処理の際の冷却に長時間を要し、冷却過程においても粒成長が続いてしまうという問題がある。この点が、自動車用等の小型のクランク軸では存在しない課題である。
【００１０】
すなわち、本発明における一体型クランク軸は、自動車用等の小型のクランク軸ではなく、船舶の推進用のディーゼルエンジンや、船舶用あるいは陸上での発電用ディーゼルエンジン等に用いられる一体型クランク軸である。特に、一体型クランク軸の回転軸の部分（ジャーナル）の軸径が１００ｍｍ以上の大型のものでは、組織の微細化が困難であるという特有の課題が存在しており、本発明は、これを解決しようとするものである。
【００１１】
また、多気筒エンジン用の一体型クランク軸は、１つの鍛鋼品からスロー部を２箇所以上形成するという複雑な鍛造工程（熱間塑性加工）を必要とする。スロー部が多くなると、鍛鋼品から一体型クランク軸の形状に鍛造加工する時間がかかるため、鍛鋼品を十分に前加熱しておく必要がある。例えば、１１５０℃以上で５時間以上の前加熱が必要である。このような場合、γ粒粗大化の現象は一層深刻であり、現在のところこれを解決する手段はみあたらない。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記課題を解決し得た本発明の一体型クランク軸は、Ｃ：０．３０〜０．５０％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．２０〜１．２％、Ｎｉ：２．５〜４．０％、Ｃｒ：１．０〜３．０％、Ｍｏ：０．２０〜０．７０％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ａｌ：０．２％以下（０％を含まない）、を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒の結晶粒度がＡＳＴＭによる粒度番号で６以上であり、引張強度が１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする多気筒エンジン用一体型クランク軸である。
【００１３】
本発明において、「多気筒エンジン」とは２気筒以上の機関を指すものであり、このような用途に対応できる一体型クランク軸は、２箇所以上のスロー部（クランク軸の回転軸から偏心している部分）を有するものである。
【００１４】
上記一体型クランク軸は、ジャーナル径が１００ｍｍ以上である態様をとることができる。また上記一体型クランク軸は、ディーゼルエンジン部品に好ましく用いられる。
【００１５】
また、本発明の上記一体型クランク軸の好ましい製造方法は、上記化学成分を有する鋼材を１１５０℃以上で５時間以上加熱し、２箇所以上にスロー部を成形する熱間塑性加工した後、サブゼロ処理を施すことにより残留オーステナイトを１体積％以下とし、次に焼入れ・焼戻し処理を行うものである。また、上記サブゼロ処理は、Ａ１変態点以下の温度で加熱保持する時効処理に置き換えてもよい。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、従来の多気筒エンジン用一体型クランク軸において、Ｎｉ添加量を高めることにより鋼材の強度を高めつつ旧オーステナイト粒の粗大化の問題を克服するものであり、多気筒エンジン用一体型クランク軸の高強度化及び高靭性化を同時に実現できるものである。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】図１の（ａ）〜（ｃ）は、熱間塑性加工後の一体型クランク軸のＸＲＤ解析結果を示すものである。
【図２】図２の（ａ）及び（ｂ）は、熱間塑性加工後の一体型クランク軸のＥＢＳＰ解析結果を示すものである。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
上述したように、高Ｎｉ材では熱間塑性加工（クランク軸の形状への鍛造）後に旧γ粒が粗大化してしまい、旧γ粒が粗大化するとシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー値が低下する。例えば、日本鉄鋼協会、金属学会発行、「鋼の強靭性」，Ｋｙｏｔｏ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ Ｈａｌｌ，Ｏｃｔｏｂｅｒ ２５，２６，１９７１のｐ，６０には旧オーステナイト粒径と靭性値の一つであるｖＴｒｓの関係が記載されており、また同文献のＰ１０７にはｖＴｒｓとシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーの関係が記載されている。これらのことからも、旧γ粒が粗大化するとシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー値が低下する。ところが、旧γ粒がどのようなメカニズムで粗大化するかについては従来明らかではなかった。本発明者らは、旧γ粒の粗大化の問題を解決するためには、まずは旧γ粒の粗大化のメカニズムを明らかにする必要があると考え、その解明に取り組んだ。
【００１９】
上述したように、大型の鍛鋼品では質量効果により、熱処理の際の冷却に長時間を要し、冷却過程（オーステナイト→フェライト）において粒成長が続いてしまうという問題がある。一方加熱過程に関し、本発明者らは、高Ｎｉ材と、通常の低Ｎｉ材の加熱過程における逆変態（フェライト→オーステナイト）のγ粒生成サイトを丹念に解析した。その結果、高Ｎｉ材では、低Ｎｉ材に比べて逆変態時にγ粒が大きくなることを見出した。そしてこれが高Ｎｉ材で組織が粗大化する原因であることを突き止めた。すなわち、焼入れ・焼戻し処理での加熱過程においても、通常の低Ｎｉ材では残留γは炭化物（セメンタイト）に熱分解するのであるが、２．５％を超える高Ｎｉ材においては当該加熱過程においても残留γが分解せず、これがオーステナイトの逆変態過程まで残存することが判明した。一つの原因として、Ｎｉがオーステナイト形成元素であるため、高Ｎｉ材では熱間鍛造後の組織に残留オーステナイトとして残りやすいことによるものと考えられる。逆に、低Ｎｉ材ではこのような課題は存在していない。
【００２０】
本発明者らは実験的なアプローチからも本発明の課題を確認している。すなわち、低Ｎｉ材と高Ｎｉ材、高Ｎｉ材の中でも、小型のものと比較的大型のものとの間で熱間塑性加工後の組織に違いがあるかどうか検証した。図１は、（ａ）低Ｎｉ材（Ｎｉ：０．４％、軸径：約１５０ｍｍ）、（ｂ）高Ｎｉ材（Ｎｉ：３％、軸径：約８０ｍｍ）、（ｃ）高Ｎｉ材（Ｎｉ：３％、軸径：約１５０ｍｍ）のＸ線結晶構造解析（ＸＲＤ：Ｘ−Ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）の結果を示すものである。図１に示される「α」は、フェライト組織、γはオーステナイト組織、「θ」はセメンタイトを示す。図１から明らかなように、低Ｎｉ材に比べると、高Ｎｉ材では熱間塑性加工後のクランク軸の組織に残留オーステナイトが多く確認され、特に大型の高Ｎｉ材では多数の残留オーステナイトが観察されている。このような残留オーステナイトが次工程の焼入れ・焼戻し処理まで残存すると、この残留オーステナイトが逆変態時のオーステナイトの成長核として作用する。
【００２１】
成長核として作用するこの残留オーステナイトは、質量効果により組織が粗大化しやすい大型鍛鋼品において生成するオーステナイト（鍛造工程での加熱によるもの）に由来している。この観点から本発明者らは、図２に示すように鍛造後の残留オーステナイトの結晶方位を電子後方散乱パターン（ＥＢＳＰ：Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）による解析を行った。図２（ａ）は鍛鋼品の残留オーステナイト組織、（ｂ）はフェライト組織をそれぞれ示すものであり、同一視野の解析組織である。図２（ａ）において黒く映っており、（ｂ）において黒以外で映っている箇所が残留オーステナイト組織に相当する。特に、図２（ａ）から観察エリア内に３つの旧オーステナイト粒界が存在し、（ｂ）より、それぞれのエリア内で残留オーステナイト粒の結晶方位が一方向に揃っていることがわかる。これら図２（ａ）、（ｂ）により、粗大な旧オーステナイト粒内に残っている残留オーステナイトが概ね同一方位に揃っていることが明らかとなった。
【００２２】
同一方位の残留オーステナイトが逆変態時のオーステナイトの成長核として作用する場合、元々同一方位であるため、残留オーステナイトから成長したオーステナイト粒は、焼入れ・焼戻し処理等、次の加熱工程で大きく成長するとともに、その成長過程で、結晶方向が同一である隣接するオーステナイト粒と互いに合体し、粗大なオーステナイト粒となってしまう。これが高Ｎｉ材で、粗大なオーステナイトが形成する原因である。本発明者らは、この同一方位の残留オーステナイトが互いに合体する結果、前記した旧オーステナイト粒と同程度の大きさの粗大なオーステナイト粒にまで成長してしまうことを見出した。その結果、逆変態（焼入れ・焼戻し処理）の前の段階で残留オーステナイトを分解しておけば、焼入れ・焼戻し処理によって粗大なオーステナイト粒が形成されることを防止できると考え、本発明を完成させたものである。
【００２３】
残留オーステナイトの分解方法には大きく分けて二つあり、一つはサブゼロ処理により不安定な残留オーステナイトをマルテンサイト変態させ、残留オーステナイトを分解するものである。またもう一つは、Ａ１変態点以下の加熱を一定時間持続させることによって残留オーステナイトを炭化物に分解する時効処理である。上記の通り、焼入れ・焼戻し過程の前に、残留オーステナイトを分解することにより、残留オーステナイトの逆変態過程での成長・合体を阻止し、粗大なオーステナイト粒の生成を防止できる。
【００２４】
本発明は、以上のような検討のもとになされたものであり、Ｎｉ濃度が２．５％以上であり、他の化学成分も所定の範囲に制限され、引張強度が１０００ＭＰａ以上である一体型クランク軸において、旧オーステナイト粒をＡＳＴＭによる粒度番号で６以上となるようにしたものである。
【００２５】
（クランク軸の化学成分）
本発明は、以上説明したように、Ｎｉ濃度を２．５％以上とし、旧オーステナイト粒をＡＳＴＭによる粒度番号で６以上としたところに特徴を有しており、鋼の基本組成は特に制限されないが、一体型クランク軸として求められる強度や靭性を満足するには、鋼材の一般的技術水準に照らして下記基本組成を満たすことが望ましい。
【００２６】
Ｃ：０．３０〜０．５０％
Ｃは焼き入れ性を高めると共に強度向上に寄与する元素であり、十分な強度と焼き入れ性を確保するには０．３０％以上（好ましくは０．３２％以上、さらに好ましくは０．３４％以上）含有させる必要がある。しかしながらＣ含有量が過剰になると靭性を極端に低下させると共に、大型鋳塊では逆Ｖ偏析を助長するので、０．５０％以下（好ましくは０．４８％以下、さらに好ましくは０．４６％以下）に抑えるのがよい。
【００２７】
Ｓｉ：０．０５〜０．４０％
Ｓｉは強度向上元素として作用し、十分な強度を確保するために０．０５％以上（好ましくは０．０７％以上、さらに好ましくは０．０９％以上）含有させる必要がある。しかしながら、多すぎると逆Ｖ偏析が著しくなって清浄な鋼塊が得られなくなるので、０．４０％以下（好ましくは０．３７％以下、さらに好ましくは０．３４％以下）にする必要がある。
【００２８】
Ｍｎ：０．２０〜１．２％
Ｍｎも焼き入れ性を高めると共に強度向上に寄与する元素であり、十分な強度と焼き入れ性を確保するには０．２０％以上（好ましくは０．２５％以上、さらに好ましくは０．３０％以上）含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると逆Ｖ偏析を助長するので、１．２％以下（好ましくは１．１％以下、さらに好ましくは１．０％以下）にする必要がある。
【００２９】
Ｎｉ：２．５〜４．０％
Ｎｉは鍛鋼品用鋼として汎用されているＣｒ−Ｍｏ系鋼の強度や靭性を高めると共に、焼き入れ性の向上にも有効な元素であり、引張強度１０００ＭＰａ以上の高級Ｃｒ−Ｍｏ系鍛造用鋼に必須な元素であり、２．５％以上（好ましくは２．６％以上、さらに好ましくは２．７％以上）含有させる必要がある。しかし、Ｎｉは高価な元素であることから、工業的な観点から４．０％以下（好ましくは３．８％以下、さらに好ましくは３．６％以下）にする。
【００３０】
Ｃｒ：１．０〜３．０％
Ｃｒは焼き入れ性を高めると共に靭性を向上させる有効な元素であり、それらの効果を発揮させるには１．０％以上（好ましくは１．２％以上、さらに好ましくは１．４％以上）含有させる。しかしながら、過剰に含有させると逆Ｖ偏析を助長して高清浄鋼の製造を困難にするので、３．０％以下（好ましくは２．８％以下、さらに好ましくは２．６％以下）とする。
【００３１】
Ｍｏ：０．２０〜０．７０％
Ｍｏは焼き入れ性、強度、靭性の向上に有効に作用する元素であり、それらの作用を有効に発揮するには０．２０％以上（好ましくは０．２５％以上、さらに好ましくは０．３０％以上）含有させることが望ましく、これよりも少なくなると逆Ｖ偏析を助長することになるので好ましくない。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、鋼塊中のミクロ偏析を助長することになり、またＭｏは重い元素であり、重量偏析が発生しやすくなるので、０．７０％以下（好ましくは０．６５％以下、さらに好ましくは０．６０％以下）とする。
【００３２】
Ｖ：０．０５〜０．２５％
Ｖは少量で焼き入れ性、強度を向上させるのに有効に作用する元素であり、こうした効果を発揮させるためには０．０５％以上（好ましくは０．０６％以上、さらに好ましくは０．０７％以上）含有させる。しかしながら、Ｖは平衡分配係数が低いので、過剰に含有させるとミクロ偏析（正常偏析）が発生しやすくなるので、０．２５％以下（好ましくは０．２２％以下、さらに好ましくは０．１９％以下）とする。
【００３３】
Ａｌ：０．２％以下（０％を含まない）
Ａｌは、製鋼工程における脱酸元素として用いる元素である。しかし、Ａｌは、ＡｌＮ等の形態でＮを固定し、ＮおよびＶ等の配合による鋼の強化作用を阻害する他、種々の元素とも結合し、非金属介在物や金属間化合物を生成し、鋼の靭性を低下させる場合もあるので、好ましくは、例えば０．１％以下、より好ましくは０．０５％以下とする。０．０１〜０．０３％であることが多い。
【００３４】
本発明で使用される一体型クランク軸の好ましい基本成分は上記の通りであり、残部成分は実質的に鉄であるが、該一体型クランク軸には微量の不可避的不純物（例えば、Ｐ，Ｓ，Ｏ，Ｎ等）の含有が許容される。
【００３５】
（引張強度１０００ＭＰａ以上）
一体型クランク軸に要求される強度を満足するため、引張強度を１０００ＭＰａ以上とする。好ましくは１０２０ＭＰａ以上、さらに好ましくは１０４０ＭＰａ以上である。このような高強度化は、基本的には、Ｎｉ濃度を２．５％以上とすることにより達成し得るが、上述したように多気筒エンジン用一体型クランク軸においては、高濃度Ｎｉの存在と相俟って旧γ粒の粗大化（靭性の低下）を招きやすくなる強度領域である。
【００３６】
（旧γ粒の粒度番号で６以上）
一体型クランク軸において、シャルピー衝撃試験における吸収エネルギー値が高いことは勿論必要であるが、靭性の信頼性をより高めるためには、靭性と関連の深い旧オーステナイト粒の結晶粒径を小さくしておくことが望ましい。従来の多気筒エンジン用一体型クランク軸では、上述したように、高濃度Ｎｉの存在の下ではオーステナイト粒が粗大化していた。本発明では、例えば上記したような焼入れ・焼戻し処理前の残留オーステナイト粒の分解により、一体型クランク軸における旧オーステナイト粒の結晶粒度をＡＳＴＭによる粒度番号で６以上、好ましくは６．５以上、より好ましくは７以上とすることができるものである。
【００３７】
（製造例）
本発明に係る一体型クランク軸の製法として、例えば次の方法が説明される。まず電気炉などで上記の所定成分組成の鋼を溶製する工程→真空精錬などによりＳ（硫黄）等の不純元素やＯ（酸素）等のガス成分を除去する工程→造塊する工程→鋼塊を加熱してから素材鍛造を行なう工程→加熱して多気筒エンジン用一体型クランク軸の形状に鍛造（２箇所以上にスロー部を成形）する工程→残留オーステナイト粒を分解する工程→焼入れ・焼戻し処理して硬質化する工程→仕上げ機械加工工程を順次実施すればよい。
【００３８】
鋳造は、大型の鍛造用鋼の場合は主としてインゴット鋳造が採用されるが、大きさによっては連続鋳造法を採用することも可能である。
【００３９】
多気筒エンジン用一体型クランク軸への鍛造加工法としては、自由鍛造法（クランクアームとクランクピンを一体としたブロックとして鍛造し、ガス切断および機械加工によって一体型クランク軸形状に仕上る方法）と、Ｒ．Ｒ．およびＴ．Ｒ．鍛造法（鋼塊の軸心が一体型クランク軸の軸心部となる様に鍛造加工し、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様に一体に鍛造加工する方法）が例示されるが、特に後者の鍛造法を採用すれば、シャフト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。こうして得られた一体型クランク軸は、船舶用または発電機に使用される多気筒エンジン用一体型クランク軸として有用である。
【００４０】
上記のように、一体型クランク軸への鍛造加工後、焼入れ・焼戻し処理前に、一体型クランク軸に含まれる残留γを分解する工程を実施することが重要なポイントであるが、残留γの分解方法には例えば次の２つが挙げられる。
【００４１】
１．サブゼロ処理
一体型クランク軸の形状への鍛造加工後、焼入れ・焼戻し処理前に、サブゼロ処理を施すことにより、一体型クランク軸に残存する不安定な残留オーステナイトをマルテンサイト変態させることができる。残留オーステナイトを分解することが目的であり、サブゼロ処理の温度や時間は特に制限されないが、温度は例えばマイナス５０℃以下、好ましくはマイナス１００℃以下、より好ましくはマイナス１５０℃以下である。処理時間は、例えば２０分以上、好ましくは４０分以上、より好ましくは１時間以上である。
【００４２】
２．時効処理
一体型クランク軸の形状への鍛造加工後、焼入れ・焼戻し工程前に、Ａ１変態点以下の加熱処理（時効処理）を行うことにより、残留オーステナイトをセメンタイトに分解することができる。サブゼロ処理と同様に、残留オーステナイトを分解することが目的であり、時効処理の温度や時間は特に制限されないが、例えば６００℃以上、好ましくは６２５℃以上、より好ましくは６５０℃以上で、例えば２０分以上、好ましくは４０分以上、より好ましくは１時間以上保持する。
【実施例】
【００４３】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００４４】
実施例
下記表１に示した成分の鋼種Ａ（高Ｎｉ材）を溶製し、クランク軸の鍛造工程を模擬して１２８０℃で９時間の加熱処理を行い、これを炉冷することにより多数の試料片を作製した。その後、焼入れ・焼戻し処理の前に、下記表２に示す通り一部試料については時効処理（実験番号１〜９）、他の一部試料についてはサブゼロ処理（実験番号１０〜１５）、残りの試料については時効処理もサブゼロ処理も行わず、そのまま焼入れ・焼戻し処理を行った（実験番号１６〜１８）。なお、実験番号１０〜１２は、液体窒素を用いてサブゼロ処理を行っており、表２の残留γの分解工程の温度を「−１９６℃」と表示している。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】
時効処理又はサブゼロ処理の後であって焼入れ・焼戻し処理の前（時効処理もサブゼロ処理も行わなかった試料片については、焼入れ・焼戻し処理の前）、Ｘ線結晶構造解析により試料内に存在する相の解析を行った。解析結果の中で、特に残留オーステナイトの有無について表２に記した。なお、Ｘ線結晶構造解析は、「Ｘ線回折ハンドブック」（株式会社リガク発行，１９９８年２月２１日，初版）に記載された方法に従い、残留オーステナイトの検出量が１体積％超であれば残留オーステナイト「有り」と判断し、検出量が１体積％以下であれば、残留オーステナイト「無し」と判定した。
【００４８】
その後にクランク軸の強度を確保するための調質処理（焼入れ・焼戻し処理）を行った。焼入れ条件については、表２に併せて記している。
【００４９】
焼入れ・焼戻し処理の後に実験番号１〜１８の試料の各々から更に一部試料については組織観察を行い、旧オーステナイト粒径をＡＳＴＭ（Ｅ １１２）による粒度番号で評価した。
【００５０】
また試料の他の一部は、６００℃で１０時間の焼戻しの後、引張試験を行い、引張強度を測定して、強度が１０００ＭＰａ以上確保されているかを評価した。試験方法は、２０００年発行のＪＩＳハンドブックに記載の「ＪＩＳ Ｚ２２４１」に基づく。試験片形状は「ＪＩＳ Ｚ２２０１」の１４号試験片である。
【００５１】
また一部の実験においてシャルピー衝撃試験を行い吸収エネルギー（ｖＥ）の測定を行った（単位はＪ）。試験方法は２０００年発行のＪＩＳハンドブックに記載の「ＪＩＳ Ｚ２２４２」に基づく。試験片形状は「ＪＩＳ Ｚ２２０２」の２ｍｍＶノッチである。吸収エネルギー値は、３０Ｊ以上を合格の基準とした。
【００５２】
比較例
上記表１に示した成分の鋼種Ｂ（低Ｎｉ材）を溶製し、その後は上記実施例と同様の試験片の作製、及び特性評価を行った。但し、熱処理等の諸条件は表２の試験番号１９〜２１として示した通りである。
【００５３】
［考察］
表２から、本発明の高Ｎｉ材（実験番号１〜６，１０〜１２）においては、１０５０ＭＰａ以上の強度が確保され、しかも旧オーステナイト粒の結晶粒度がＡＳＴＭ粒度番号で６以上であり、多気筒エンジン用一体型クランク軸においては従来可能ではなかった組織の微細化が実現した。
【００５４】
一方、高Ｎｉ材でも、旧オーステナイト粒の結晶粒度がＡＳＴＭ粒度番号で６未満のもの（実験番号７〜９，１３〜１８）では、吸収エネルギー値がいずれも３０Ｊ未満であり、要求される靭性特性が得られなかった。
【００５５】
他方、低Ｎｉ材（実験番号１９〜２１）では、クランク軸の強度１０００ＭＰａ以上の要件がそもそも達成されなかった。そのため、シャルピー衝撃試験については実施しなかった。
【００５６】
表２に示したように残留オーステナイトの分解には、時効処理およびサブゼロ処理を挙げたが、残留オーステナイトを分解できればよいのであって、応力導入による応力誘起変態による残留オーステナイトの分解も、旧オーステナイト粒の微細化には効果があると考えられる。
【００５７】
また、時効処理において、上記実施例よりも低温であっても、その分長時間化すれば残留オーステナイトを分解させることはできる。また、仮にある条件で時効処理した際、残留オーステナイトが分解しなかったとしても、時効処理後にＸＲＤ等で、残留オーステナイトの分解の有無を評価し、分解が十分でなければ、さらに時効処理を追加して、残留オーステナイトが分解するまで熱処理を繰り返せば、その後の焼入れ・焼戻し処理によって粗大な旧オーステナイト粒の生成を防止できる。このように、時効条件については、１回に限らず多様な条件でこれを達成することができる。残留オーステナイトが分解したかどうかは、上記したように、ＸＲＤによる残留オーステナイトの検出量が１％超であれば残留オーステナイト「有り」と判断し、検出量が１％以下であれば、残留オーステナイト「無し」と判定する。サブゼロ処理についても時効処理と同様に、残留オーステナイトが「無し」と判断できる範囲で、温度或いは時間を適宜調整することができる。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ ：０．３０〜０．５０％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．０５〜０．４％、
Ｍｎ：０．２０〜１．２％、
Ｎｉ：２．５〜４．０％、
Ｃｒ：１．０〜３．０％、
Ｍｏ：０．２０〜０．７０％、
Ｖ ：０．０５〜０．２５％、
Ａｌ：０．２％以下（０％を含まない）、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒の結晶粒度がＡＳＴＭによる粒度番号で６以上であり、引張強度が１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする多気筒エンジン用一体型クランク軸。
【請求項２】
ジャーナル径が１００ｍｍ以上である請求項１に記載の一体型クランク軸。
【請求項３】
ディーゼルエンジンに用いられる請求項１または２に記載の一体型クランク軸。
【請求項４】
請求項１に記載の化学成分を有する鋼材を１１５０℃以上で５時間以上加熱し、２箇所以上にスロー部を成形する熱間塑性加工をした後、サブゼロ処理を施すことにより残留オーステナイトを１体積％以下とし、次に焼入れ・焼戻し処理を行う多気筒エンジン用一体型クランク軸の製造方法。
【請求項５】
請求項１に記載の化学成分を有する鋼材を１１５０℃以上で５時間以上加熱し、２箇所以上にスロー部を成形する熱間塑性加工をした後、Ａ１変態点以下の温度で時効処理を施すことにより残留オーステナイトを１体積％以下とし、次に焼入れ・焼戻し処理を行う多気筒エンジン用一体型クランク軸の製造方法。
【請求項１】
Ｃ ：０．３０〜０．５０％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：０．０５〜０．４％、
Ｍｎ：０．２０〜１．２％、
Ｎｉ：２．５〜４．０％、
Ｃｒ：１．０〜３．０％、
Ｍｏ：０．２０〜０．７０％、
Ｖ ：０．０５〜０．２５％、
Ａｌ：０．２％以下（０％を含まない）、
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、旧オーステナイト粒の結晶粒度がＡＳＴＭによる粒度番号で６以上であり、引張強度が１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする多気筒エンジン用一体型クランク軸。
【請求項２】
ジャーナル径が１００ｍｍ以上である請求項１に記載の一体型クランク軸。
【請求項３】
ディーゼルエンジンに用いられる請求項１または２に記載の一体型クランク軸。
【請求項４】
請求項１に記載の化学成分を有する鋼材を１１５０℃以上で５時間以上加熱し、２箇所以上にスロー部を成形する熱間塑性加工をした後、サブゼロ処理を施すことにより残留オーステナイトを１体積％以下とし、次に焼入れ・焼戻し処理を行う多気筒エンジン用一体型クランク軸の製造方法。
【請求項５】
請求項１に記載の化学成分を有する鋼材を１１５０℃以上で５時間以上加熱し、２箇所以上にスロー部を成形する熱間塑性加工をした後、Ａ１変態点以下の温度で時効処理を施すことにより残留オーステナイトを１体積％以下とし、次に焼入れ・焼戻し処理を行う多気筒エンジン用一体型クランク軸の製造方法。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開２０１０−２４８５４０（Ｐ２０１０−２４８５４０Ａ）
【公開日】平成２２年１１月４日（２０１０．１１．４）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−９６３００（Ｐ２００９−９６３００）
【出願日】平成２１年４月１０日（２００９．４．１０）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２２年１１月４日（２０１０．１１．４）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年４月１０日（２００９．４．１０）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
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