高强度钢、以及使用上述高强度钢的曲轴

摘要

本发明的目的在于提供强度和韧性得到提高的同时，具有高疲劳强度的高强度钢、以及使用上述高强度钢的曲轴。本发明的高强度钢含有C：0.30质量％以上且0.50质量％以下、Si：大于0质量％且0.15质量％以下、Mn：0.80质量％以上且1.5质量％以下、Ni：0.8质量％以上且2.4质量％以下、Cr：1.0质量％以上且3.0质量％以下、Mo：0.35质量％以上且0.70质量％以下、V：0.10质量％以上且0.25质量％以下、Al：0.001质量％以上且0.040质量％以下，余部为铁和不可避免的杂质，以马氏体为主体，渗碳体中的Mn浓度为0.90质量％以上且1.80质量％以下，Mn含量相对于Si含量的比值为5.50以上。

说明书

技术领域

本发明涉及一种高强度钢、以及使用上述高强度钢的曲轴。本发明的曲轴适合用 于例如船舶或发电机等的柴油机。

背景技术

对于在船舶或发电机中使用的柴油机，要求提高输出功率、提高耐久性、提高紧凑 化等性能。因此对于形成柴油机中所用曲轴的钢锻件用钢，要求高强度和高韧性。具体而 言，要求钢锻件用钢具有1000MPa以上的抗拉强度。

作为抗拉强度为1000MPa以上的钢锻件用钢，开发了NiCrMo系高强度钢。例如，专 利文献1中公开了用作船舶或发电机的柴油机用曲轴的高强度和高韧性的钢锻件用钢。此 外，专利文献2中公开了能以较低成本制造的高强度的钢锻件用钢。

此外，对于上述柴油机的曲轴用锻件用钢还要求高疲劳强度。众所周知，疲劳强度 通常与材料的强度(硬度)成比例地提高，但是如果达到高强度则材料内不可避免地存在的 夹杂物等的缺陷敏感性变大。因此，以往的钢锻件用钢中难以得到抗拉强度为1000MPa以上 且疲劳强度高的锻件用钢。因此，期望提供强度和韧性得到提高的同时，具有高疲劳强度的 高强度钢。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2010-248540号公报

专利文献2：日本专利第4332070号公报。

发明内容

发明要解决的技术问题

本发明是着眼于上述状况而完成的发明，其目的在于提供强度和韧性得到提高的 同时，具有高疲劳强度的高强度钢、以及使用上述高强度钢的曲轴。

解决技术问题用的手段

能够解决上述技术问题的本发明的高强度钢含有C：0.30质量％以上且0.50质 量％以下、Si：大于0质量％且0.15质量％以下、Mn：0.80质量％以上且1.5质量％以下、Ni： 0.8质量％以上且2.4质量％以下、Cr：1.0质量％以上且3.0质量％以下、Mo：0.35质量％以 上且0.70质量％以下、V：0.10质量％以上且0.25质量％以下、Al：0.001质量％以上且0.040 质量％以下，余部为铁和不可避免的杂质，以马氏体为主体，渗碳体中的Mn浓度为0.90质 量％以上且1.80质量％以下，Mn含量相对于Si含量的比值为5.50以上。

本发明的高强度钢，通过使钢材组成为上述范围，具有以马氏体为主体的金属组 织，且使Mn含量相对于Si含量的比值为5.50以上，从而可提高强度和韧性，并且发挥高疲劳 强度。详细而言，本发明的高强度钢通过使钢材组成为上述范围，形成马氏体主体的金属组 织，从而可提高淬透性、强度和韧性。此外认为本发明的高强度钢通过使Mn含量相对于Si含 量的比值达到5.50以上，从而可抑制金属组织中部分生成的粗大旧奥氏体晶粒，可发挥高 疲劳强度。

本发明的高强度钢中，渗碳体中的Mn浓度为0.90质量％以上且1.80质量％以下。 认为通过使渗碳体中的Mn浓度为上述范围，从而在认为是疲劳裂纹形成源的一个因素的渗 碳体周围呈现出适当柔软的区域，该区域具有缓和疲劳裂纹形成的应力的作用，可以大幅 改善疲劳特性。其结果可得到发挥更高疲劳强度的高强度高韧性钢。

本发明的高强度钢优选进一步以大于0质量％且2质量％以下的范围含有Cu。此 外，本发明的高强度钢中，下述式(1)所示的X值优选为690以上。本发明人们发现：通过使下 述式(1)的X为一定值以上，可改善大型锻件的淬透性。如果X值为上述下限以上，则可得到 具备优异的淬透性，具有更高强度的钢。应予说明，下述式(1)中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V分别 是以质量％表示C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V的含量的值。

X＝1026.4×C-75.4×Si+37.7×Mn+50.6×Ni+31.7×Cr+82.5×Mo+838.4×V(1)

此外，能够解决上述技术问题的本发明的曲轴是使用上述高强度钢而得到的。本 发明的曲轴由于使用上述高强度钢而得到，因此如上述那样具有高的强度和韧性，并且疲 劳强度优异。本发明的曲轴例如在用于船舶或发电机等的柴油机中有用。

发明的效果

本发明的高强度钢，使强度和韧性提高的同时，发挥高疲劳强度。因此，本发明的 高强度钢例如作为用于船舶或发电机等的柴油机用曲轴的原材料有用。

附图说明

图1是表示用于疲劳试验的疲劳试验片的形状的侧面图。

图2是用于疲劳试验的疲劳试验片中的微孔的放大截面图。

图3是表示基于本发明中规定的式(1)计算出的X值与抗拉强度TS的关系的图。

具体实施方式

以下对于本发明的高强度钢的实施方式进行说明。

<金属组织>

本发明中的高强度钢的金属组织以马氏体为主体。在此，“以马氏体为主体”是指 马氏体相对于整个金属组织的比率为95面积％以上。马氏体以外的余部组织例如可列举贝 氏体、珠光体等。

马氏体分率优选为98面积％，更优选为100面积％。通过形成马氏体主体的金属组 织，可得到具有高强度的钢，曲轴的强度也得到提高。

马氏体以外的余部组织为5面积％以下，优选为2面积％以下，最优选为0面积％。

马氏体分率例如可如下进行测定：用光学显微镜对实施了奈塔尔腐蚀的钢的截面 拍摄照片，用目测观察该显微镜照片，区分马氏体和其以外的金属组织，求出马氏体相对于 整个金属组织的面积比率。

(渗碳体中的Mn浓度)

如上所述，本发明的高强度钢的金属组织以马氏体为主体，但该马氏体包含渗碳 体，该渗碳体中的Mn浓度为0.90质量％以上且1.80质量％以下。渗碳体中的Mn浓度的下限 更优选为1.0质量％。另一方面，Mn浓度的上限更优选为1.5质量％。如果渗碳体中的Mn浓度 小于上述下限，则认为在渗碳体周围作为疲劳裂纹形成的原因的应力集中，疲劳特性降低。 相反，如果渗碳体中的Mn浓度超过上述上限，则渗碳体周围过于软化而疲劳特性降低。推测 通过使渗碳体中的Mn浓度为上述范围，从而在认为是疲劳裂纹形成源的一个因素的渗碳体 周围呈现出适当柔软的区域，该区域起到缓和疲劳裂纹形成的应力的作用，可以大幅改善 疲劳特性。其结果是，根据本发明，可得到高强度、高韧性而且具有更高疲劳强度的钢。应予 说明，渗碳体中的合金元素的浓度分析可以采用扫描型电子显微镜(ScanningElectron Microscope；SEM)附带的EDX(EnergydispersiveX-rayspectrometry，能量色散X射线光 谱)进行定量分析。EDX是检测由电子束照射而产生的特性X射线，用能量进行分光，由此进 行元素分析和组成分析的方法。

<钢的成分组成>

C含量的下限为0.30质量％，优选为0.32质量％，更优选为0.34质量％。另一方面， C含量的上限为0.50质量％，优选为0.48质量％，更优选为0.46质量％。如果C含量低于上述 下限，则可能无法确保充分的淬透性和强度。相反，如果C含量超过上述上限，则可能导致韧 性极度降低，在大型铸块中促进倒V形偏析，使韧性和疲劳特性降低。通过使C含量为上述范 围，可恰当地确保钢的淬透性和强度。

Si含量的下限大于0质量％。另一方面，Si含量的上限为0.15质量％，优选为0.12 质量％，更优选为0.1质量％。如果Si含量为0质量％，则钢的淬透性变得不足。相反，如果Si 含量超过上述上限，则有时韧性、疲劳强度降低。此外，如果Si含量变多而使下述的Mn/Si比 变小，则可能会促进旧奥氏体晶粒的粗大化而使韧性、疲劳强度降低。通过使Si含量为上述 范围，可恰当地确保钢的淬透性。

Mn含量的下限为0.80质量％。另一方面，Mn含量的上限为1.5质量％，优选为1.3质 量％，更优选为1质量％。如果Mn含量低于上述下限，则可能无法确保充分的强度和淬透性， 无法抑制旧奥氏体晶粒的粗大化。相反，如果Mn含量超过上述上限，则可能会促进倒V形偏 析，使韧性降低。通过使Mn含量为上述范围，可恰当地确保钢的淬透性和强度。

Ni含量的下限为0.8质量％，优选为1质量％。另一方面，Ni含量的上限为2.4质 量％，优选为2质量％，更优选为1.7质量％。如果Ni含量低于上述下限，则可能会使强度和 韧性降低。相反，如果Ni含量超过上述上限，则可能导致强度过度上升，使韧性降低。通过使 Ni含量为上述范围，可恰当地确保钢的强度和韧性。

Cr含量的下限为1.0质量％，优选为1.2质量％。另一方面，Cr含量的上限为3.0质 量％，优选为2质量％，更优选为1.7质量％。如果Cr含量低于上述下限，则可能无法确保充 分的淬透性。相反，如果Cr含量超过上述上限，则可能会促进倒V形偏析，使韧性降低。通过 使Cr含量为上述范围，可恰当地确保钢的淬透性和韧性。

Mo含量的下限为0.35质量％，优选为0.45质量％。另一方面，Mo含量的上限为0.70 质量％，优选为0.6质量％。如果Mo含量低于上述下限，则有时淬透性降低并且强度降低，可 能会促进倒V形偏析。相反，如果Mo含量超过上述上限，则会促进钢块中的微观偏析。此外， 由于Mo为重元素，因此可能会发生重量偏析。其结果是，有时韧性会降低。通过使Mo含量为 上述范围，可恰当地确保钢的淬透性、强度和韧性。

V含量的下限为0.10质量％。另一方面，V含量的上限为0.25质量％，优选为0.2质 量％，更优选为0.17质量％。如果V含量低于上述下限，则淬透性和强度变得不足。相反，由 于V的平衡分布系数低，因此如果V含量超过上述上限，则可能会发生微观偏析。其结果有时 会使韧性降低。通过使V含量为上述范围，可恰当地确保钢的淬透性和强度。

Al含量的下限为0.001质量％。另一方面，Al含量的上限为0.040质量％。如果Al含 量低于上述下限，则可能无法有效地发挥作为脱氧元素的减少氧量的作用。其结果是，生成 大量氧化物而韧性降低。相反，如果Al含量超过上述上限，则可能导致氧化物粗大化，反而 使韧性、疲劳特性降低。通过使Al含量为上述范围，可恰当地发挥钢的减少氧量效果。

本发明的高强度钢含有上述成分，余部为铁和不可避免的杂质。作为上述不可避 免的杂质，例如可列举根据原料、物资、制造设备等的状況而带入的P、S、N、Sn、As、Pb、Ti等 元素。

上述不可避免的杂质中，P含量的上限优选为0.15质量％，更优选为0.1质量％，进 一步优选为0.05质量％。如果P含量超过上述上限，则可能会促进因晶界偏析导致的晶界断 裂。

此外，S含量的上限优选为0.02质量％，更优选为0.01质量％，进一步优选为0.005 质量％，特别优选为0.0025质量％。如果S含量超过上述上限，则硫化物系夹杂物可能会增 大而使强度变差。

此外，N含量的上限优选为0.008质量％，更优选为0.007质量％，进一步优选为 0.0065质量％。如果N含量超过上述上限，则可能会使韧性变差。

本发明的高强度钢的成分组成如上所述，但进一步积极地含有其它合金元素也是 有效的。根据所含有的合金元素的种类来进一步改善钢的特性。

例如，从提高淬透性的观点考虑，本发明的高强度钢优选含有Cu。Cu以大于0质 量％的量添加而发挥其效果，但Cu含量的下限优选为0.1质量％。另一方面，Cu含量的上限 优选为2质量％。相反，如果Cu含量超过上述上限，则韧性可能会降低。Cu含量更优选为1.5 质量％以下，进一步优选为1质量％以下。

(Mn含量相对于Si含量的比值)

进而，本发明的高强度钢中的Mn含量相对于Si含量的比值(以下也称为“Mn/Si”) 满足5.50以上。如果Mn/Si小于5.50则可能会生成粗大的旧奥氏体晶粒，使疲劳强度、韧性 降低。本发明中，将Mn/Si控制为5.50以上，因此可抑制在金属组织中生成粗大的旧奥氏体 晶粒。Mn/Si的下限优选为10，更优选为20。另一方面，Mn/Si的上限可基于前述的Si量和Mn 量来决定，例如优选为30以下，更优选为28以下，进一步优选为25以下。

上述旧奥氏体晶粒的粒径上限优选为100μm，更优选为80μm，进一步优选为50μm。 具有以马氏体为主体金属组织，优选使金属组织中的旧奥氏体晶粒的粒径为上述上限以 下，由此可以缓和旧奥氏体晶粒的粗大部中的应力集中，不仅可提高韧性，还可以提高疲劳 特性。旧奥氏体晶粒的粒径下限没有特别限定，例如优选为20μm以上，更优选为25μm以上， 进一步优选为30μm以上。

此处，旧奥氏体晶粒的粒径是指用光学显微镜以100倍在5个视野内观测的旧奥氏 体晶粒的最大粒径。旧奥氏体晶粒的粒径可以按照JIS-G-0551中记载的“钢的铁素体和旧 奥氏体晶粒边界呈现方法”进行测定。

(式(1)所示的X值)

本发明的高强度钢中，下述式(1)所示的X值的下限优选为690，更优选为695，进一 步优选为700。本发明人们发现：通过使下述式(1)的X值为上述下限以上，从而改善钢的淬 透性，提高曲轴等大型锻件的强度。即，如果X值为上述下限以上，则钢具备优异的淬透性， 具有更高强度。另一方面，下述式(1)的上限基于成分组成而决定，例如优选为1000以下，更 优选为900以下，进一步优选为800以下。应予说明，下述式(1)中，C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V分别 是以质量％表示C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、V的含量的值。

X＝1026.4×C-75.4×Si+37.7×Mn+50.6×Ni+31.7×Cr+82.5×Mo+838.4×V(1)

如果本发明中规定的X值变大则锻件的抗拉强度TS也变大，采用图3来对此进行说 明。图3是对后述的实施例中仅含必须成分、在600℃的回火温度下制造的实验例的结果进 行作图而得的图。图3中，■表示表2中实施例1～3、8、9的结果；◇表示表2中比较例1～17、 19的结果。由图3可知，如果X值变大则抗拉强度TS也成比例地变大。

<机械性质>

本发明的高强度钢中的抗拉强度TS的下限优选为1050MPa，更优选为1100MPa。如 果抗拉强度为上述下限以上，则可以满足曲轴所要求的强度。强度例如可通过按照JIS-Z- 2241的拉伸试验来进行评价。

本发明的高强度钢的室温下的吸收能(vE)的下限优选为50J，更优选为80J。如果 吸收能(vE)为上述下限以上，则可满足曲轴所要求的韧性。韧性例如在基于JIS-Z-2242的 夏比冲击试验中测定室温下的吸收能(vE)来进行评价。

本发明的高强度钢的耐久极限比的下限优选为0.45，更优选为0.5，进一步优选为 0.52，特别优选为0.54。如果耐久极限比为上述下限以上，则可以满足曲轴所要求的疲劳强 度。耐久极限比用疲劳试验中测定的断裂应力除以拉伸试验的最大应力而求出。断裂应力 例如可通过按照JIS-Z-2274的金属材料的旋转弯曲疲劳试验来进行测定。

<制造方法>

本发明的高强度钢的制造方法没有特别的限定，可以按照常规方法进行熔炼→成 分调节→铸造。具体而言，首先，例如使用高频熔化炉或电炉、转炉等对具有所定化学成分 的钢进行熔炼。接着，利用真空精炼等除去S等杂质元素、O等气体成分来进行成分调节，进 行铸造得到铸块。其中，通过将Mn/Si特意控制为5.50以上，从而还可以适当地控制粗大的 旧奥氏体晶粒的最大粒径，因此可抑制粗大晶粒的生成。此外，对于渗碳体中的Mn浓度，可 通过控制钢中的Mn量来进行调节。铸造方法没有特别的限定，大型锻造用钢的情况下主要 采用铸锭，但较小型的钢锻件的情况下也可以采用连续铸造法。

本发明还包含使用上述钢而得到的曲轴。曲轴的制造方法没有特别的限定，例如 可以如下制造：将上述钢进行加热→原材料锻造→原材料锻造后的不合格品通过中间检查 而除去，然后进行加热，锻造成曲轴的形状→由热处理进行均质化→由淬火处理、回火处理 进行硬质化→精机械加工。

上述工序中，锻造成曲轴形状的方法没有特别限定，可采用常规的方法。例如可列 举：作为将曲柄臂与曲柄销一体化而成的铸块(block)进行锻造，通过气割和机械加工而精 加工成曲轴形状的自由锻造法；锻造加工成曲轴的形状的R.R.锻造法和T.R.锻造法。其中， 如果特意采用后者的锻造法即R.R.锻造法和T.R.锻造法，则可以用清洁度高的钢构成曲轴 中的轴表层侧，因此容易得到强度和疲劳特性优异的曲轴。

上述工序中，由热处理进行的均质化有时被称为奥氏体化处理。奥氏体化处理优 选例如以30～100℃/hr的平均升温速度从室温加热至820～950℃的温度范围，在820～950 ℃的温度区域保持3～20小时。

保持后，如上述那样进行淬火处理、回火处理。淬火处理优选例如以5～50℃/min 的平均冷却速度将870℃～500℃的温度范围进行冷却。此外，回火处理优选例如加热至550 ℃～680℃的温度范围，在该温度区域保持5～20hr，然后进行炉内冷却。如果提高回火温 度，则抗拉强度容易降低，但可使韧性和疲劳特性提高。

本申请基于2013年8月27日申请的日本国专利申请第2013-176113号要求优先权 的利益。将日本国专利申请第2013-176113号说明书的全部内容引入本申请中用于参考。

实施例

以下通过实施例更详细地说明本发明，但本发明不受这些实施例的限定。

[试验试样的制作]

(实施例1～3、8～10、比较例1～19)

将具有表1所示成分组成、余部由铁和不可避免的杂质构成的原料利用高频炉进 行熔炼、铸造，得到了直径150mm、长323mm的钢块50kg。切除所得钢块的冒口部分，在1230℃ 下加热10小时后，使用自由锻造压力机，从压缩前高度320mm以高度比计压缩至1/2，进行了 原材料锻造。接着，使钢块中心线旋转90°进行锻造，拉伸至90mm×90mm×450mm后，在大气 中放冷了。然后，放冷至室温后，使用小型模拟炉实施了奥氏体化处理。奥氏体化处理是以 平均升温速度50℃/hr从室温升温至870℃，保持3小时。保持后，将870℃～500℃的温度区 域以50℃/min的平均冷却速度冷却，进行了淬火。淬火后，在600℃下保持13hr进行回火处 理，然后进行炉内冷却，制作了各试验试样。应予说明，表1中“-”表示检测限以下。

(实施例4、5)

除了使在1230℃下的加热时间为5小时、使回火温度为580℃以外，采用与上述实 施例1同样的步骤制作了试验试样。

(实施例6、7)

除了使在1230℃下的加热时间为5小时、使回火温度为560℃以外，采用与上述实 施例1同样的步骤制作了试验试样。

[机械特性的测定]

通过拉伸试验来测定了上述试验试样的抗拉强度TS。拉伸试验基于JIS-Z-2241来 实施了。试验片的形状基于JIS-Z-2201的14号试验片为应予说明，G.30mm 是指平行部的长度为30mm。

通过夏比冲击试验来测定上述试验试样在室温下的吸收能(vE)，评价了韧性。夏 比冲击试验基于JIS-Z-2242在室温下实施了。试验片的形状采用了JIS-Z-2202的2mmV缺 口。

通过以下的疲劳试验，以耐久极限比(疲劳试验中测定的断裂应力/拉伸试验的最 大应力)作为指标来进行了疲劳强度的评价。疲劳试验中所用的疲劳试验片1的形状示于图 1。疲劳试验片1是将试验试样加工成在两个圆柱部2、4之间连接有缩颈部3的形状的试验 片。在轴向用砂纸进行了研磨，以使圆柱部2、4成为光滑的加工表面、使缩颈部3成为精密加 工表面。疲劳试验片1的整体长度W₁为90mm、圆柱部2的长度W₂为30mm、缩颈部3的长度W₃为 30mm、圆柱部4的长度W₄为30mm、圆柱部2、4以及缩颈部3的两端的直径D₁为12mm、缩颈部3的 中央的直径D₂为6mm。缩颈部3以曲率半径R₁39mm向着中央部变细。此外，疲劳试验片1中，在 疲劳试验片1的中央位置5，作为模拟夹杂物的人工缺陷，使用钻头以直角形成了图2所示截 面形状的微孔11。微孔11为在圆柱下部连接有圆锥的形状。疲劳试验片1的微孔11的直径D₃为68μm、到圆锥顶点的深度H₁为68μm、圆锥截面顶点的角度r₁为120°。

疲劳试验使用株式会社岛津制作所的小野式旋转弯曲疲劳试验机“H7型”进行了。 试验条件设为负荷10kgfm、转速3000rpm、应力比-1，将疲劳试验的初期应力设为440MPa开 始试验，使上述疲劳试验片1旋转3×10⁶转。将应力逐次增加20MPa，重复疲劳试验，将即使 旋转3×10⁶转而疲劳试验片1也未断裂时的标称应力中的最大值作为断裂应力。换言之，将 在旋转3×10⁶转之前疲劳试验片1断裂时所施加的应力的最小值减去20MPa所得的值作为 断裂应力。

[马氏体分率]

如下求出了马氏体分率，即：将上述试验试样的L(长度)方向的截面进行奈塔尔腐 蚀，用光学显微镜观察截面中的深度1/4位置，以100倍拍摄照片，对于该显微镜照片用目测 区分马氏体和其以外的金属组织，求出面积比率。

[旧奥氏体晶粒的粒径]

对于上述试验试样的深度1/4位置，用光学显微镜以观察倍率100倍，将观察视野 设为860μm×700μm，测定了旧奥氏体晶粒的粒径。将观察视野数设为5个视野，将5个视野内 所观察的旧奥氏体晶粒中粒径最大的值作为最大粒径。应予说明，表2的“旧奥氏体晶粒的 最大粒径”栏中标记为“不能测定”的例子是指旧奥氏体晶粒过于粗大而无法测定最大粒 径。

[渗碳体中的Mn浓度]

对于上述试验试样的深度1/4位置，以观察倍率8000倍、观察视野15μm×15μm进行 了SEM观察。用SEM附带的EDX对所观察的渗碳体中的Mn浓度进行定量分析，由此来测定了。 观察视野数设为5个视野，求出平均值。

基于上述式(1)求出的X值、通过上述测定得到的马氏体分率、最大粒径、渗碳体中 的Mn浓度、抗拉强度TS、室温下的吸收能(vE)以及耐久极限比的结果示于表2。

[测定结果]

实施例1～10都是满足本发明的要件的例子，具有所定的成分组成，同时Mn/Si为 5.50以上，而且具有马氏体主体的金属组织。此外，由于将Mn/Si控制为5.50以上，因此可以 将旧奥氏体的最大粒径抑制为100μm以下。其结果是，这些例子中，抗拉强度TS均为1050MPa 以上、室温下的吸收能(vE)均为50J以上、耐久极限比均为0.45以上，均可确保高强度、高韧 性和高疲劳强度。

上述例子中，特别是实施例2～10，由于将上述式(1)所示的X值控制为690以上，因 此与X值小于690的实施例1相比，抗拉强度TS变高。

此外，上述例子中，实施例2、4、6是成分组成相同但仅回火温度改变而进行制造的 例子。按照实施例2、4、6的顺序，回火温度变高，抗拉强度TS随之变低，但室温下的吸收能和 耐久极限比均可看出变大的趋势。对于实施例3、5、7也可看出同样的趋势。

相对于此，比较例1～19是不满足本发明中规定的任一要件的例子。

比较例1是C量较少的例子，马氏体分率降低。此外，上述X值也低于690。其结果是 抗拉强度降低。

比较例2是C量过剰的例子，韧性和疲劳特性降低。

比较例3是Si量过剰的例子，韧性和疲劳特性变差。

比较例4是Mn量过剰、而且渗碳体中的Mn浓度也较高的例子。其结果是韧性和疲劳 强度降低。

比较例5是Ni量较少、马氏体分率降低，同时X值低于690的例子。其结果是强度和 韧性降低。

比较例6是Ni量过剰的例子，韧性降低。

比较例7是Cr量较少、马氏体分率降低，同时X值低于690的例子。其结果是强度降 低。

比较例8是Cr量过剰的例子，韧性降低。

比较例9是Mo量较少、马氏体分率降低，同时X值低于690的例子。其结果是强度降 低。

比较例10是Mo量过剰的例子，韧性降低。

比较例11是V量较少、马氏体分率降低，同时X值低于690的例子。其结果是强度降 低。

比较例12是V量过剰的例子，韧性降低。

比较例13是Al量较少的例子，比较例14是Al量过剰的例子，韧性均降低。

比较例15和比较例16均是Mn/Si较小的例子，在金属组织中生成粗大的旧奥氏体 晶粒，韧性和疲劳特性降低。

比较例17是，由于钢中的Mn量较低，因而Mn/Si较小、渗碳体中的Mn浓度较低的例 子，在金属组织中生成粗大的旧奥氏体晶粒，韧性和疲劳特性降低。

比较例18是模拟上述专利文献2的钢种I的例子。该例子中，以0.22％过量含有Si， Mn/Si变小。其结果是，旧奥氏体晶粒粗大化，疲劳特性降低。

比较例19是模拟上述专利文献1的钢种A的例子。该例子中，过量含有N，Mn量较少， Mn/Si也较小，因此疲劳特性降低。

产业上的可利用性

本发明的高强度钢以及使用该高强度钢的曲轴，使强度和韧性提高的同时，具有 高疲劳强度。因此，本发明的曲轴可适用于例如船舶或发电机等的柴油机。

符号说明

1疲劳试验片

2圆柱部

3缩颈部

4圆柱部

5中央位置

11微孔