JP2004277817A - 破断分離に適した高強度非調質鋼及びこれを用いた鍛造部品 - Google Patents
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Abstract
【課題】高強度でしかも破断分離特性が良く、破断分離による変形の程度が小さい上に破断面に適度な凹凸を付与することのできる破断分離用の高強度非調質鋼を提供することを目的とする。
【解決手段】熱間鍛造後において破断により２個以上に分離される鍛造部品用のフェライト・パーライト組織を有する非調質鋼を、重量％でＣ：０．２〜０．６％，Ｓｉ：０．１〜２％，Ｍｎ：０．１〜１．５％，Ｓ：０．０３〜０．２％，Ｐ：０．０２〜０．１５％，Ｃｕ：０．０３〜１％，Ｎｉ：０．０３〜１％，Ｃｒ：０．０５〜１％，Ｖ：０．０２〜０．４％，Ｔｉ：０．０１〜０．８％，ｓ−Ａｌ：０．００５〜０．０４５％，Ｎ：０．００８〜０．０３５％，残部不可避的不純物及びＦｅから成る組成とする。
【選択図】 なし
【解決手段】熱間鍛造後において破断により２個以上に分離される鍛造部品用のフェライト・パーライト組織を有する非調質鋼を、重量％でＣ：０．２〜０．６％，Ｓｉ：０．１〜２％，Ｍｎ：０．１〜１．５％，Ｓ：０．０３〜０．２％，Ｐ：０．０２〜０．１５％，Ｃｕ：０．０３〜１％，Ｎｉ：０．０３〜１％，Ｃｒ：０．０５〜１％，Ｖ：０．０２〜０．４％，Ｔｉ：０．０１〜０．８％，ｓ−Ａｌ：０．００５〜０．０４５％，Ｎ：０．００８〜０．０３５％，残部不可避的不純物及びＦｅから成る組成とする。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は鍛造後に２個以上に破断分離されるコネクティングロッド等の素材として好適な高強度非調質鋼及びこれを用いた鍛造部品に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
例えば図３に示す内燃往復エンジンのコネクティングロッド（以下コンロッド）２００は、従来、図３に示しているようにその全体を鍛造で一体に成形加工し、そして仕上げの機械加工を施した後に分離部Ｐで機械加工により切断分離し、これにより小端部２０２とロッド部（Ｉセクション部）２０４と大端部２０６の半体２０６Ａとを一体に有する本体側の第１部品と、大端部２０６の半体２０６Ｂからなる第２部品とに分離し、製造していた。
【０００３】
しかしながらこの製造方法の場合、切断部分に切代として余分な材料を要するとともに、切断後に分離面を切削加工または研磨加工等によって仕上げる必要があり、多大な時間の浪費と価格の上昇をもたらしていた。
更に接合面の平面度や強度を確保するために、ある程度の表面積が必要となり、重量が増える問題があった。
更にこのような方法ではいくらクランクシャフト組付前に精度良く加工を施したとしても、加工後に分解してクランクシャフトに組付けるときに接合面で横滑りが生じ、組付精度即ち真円度が悪化する問題があった。
【０００４】
このためノックピンを入れたり案内パイプを使用したりして横滑りを防止しているが、それでも十分な組付精度ないし組付状態での形状精度を確保できているわけではない。
またノックピンや案内パイプを設けることは価格の上昇をもたらすので好ましい方法とは言えない。
【０００５】
そこで欧州ではノックピン等の廃止を目的とし、コンロッドを最終形状に一体に鍛造加工した後、破断分離によって上記の第１部品と第２部品とに分割する手法が用いられている。
このようにして得られたコンロッドの分割面即ち組付接合面は、機械加工面とは異なってランダムな凹凸を有する破断面であるので接合面での横滑りが生じず、従って精度良くこれを組付けることができる。
【０００６】
現在欧州ではこのような破断分離加工によってコンロッドを製造するための材料としてＸＣ７０（フランス基準）型の鋼が用いられている。この鋼は米国特許５，１３５，５８７号等に紹介されており、ほぼ１００％パーライト単一組織の鋼であって、重量％で０．６〜０．７５％のＣと０．２〜０．５％のＭｎ、０．０４〜０．１２％のＳ（Ｍｎ／Ｓ＞３）とを含み、残部は鉄と不可避不純物であり、不純物の含有率は１．２％を超えない化学組成のものである。
しかしながらこの鋼種は、専ら破断分離のし易さを主眼として開発された鋼種であり、従って上記のような破断分離加工には適しているものの、コンロッドとして必要な疲労強度や耐力が低く、更に被削性も悪いといった問題があり、自動車用部品としては適していない。
このため疲労強度，耐力に優れ、また被削性も良好で破断分離に適した鋼種の開発が求められている。
【０００７】
これまでも破断分離が可能な非調質鋼は開発されており、例えば下記特許文献１には、高強度で破断分離が可能なコンロッド用非調質鋼が提案されている。
しかしながらこれらの求めるところは、機械加工で付与した切欠きを起点に破断分離してフラットな破面を得ることであり、破断面が適度な凹凸を有していないために、エンジンへの組付時やエンジン回転中に接合面での横滑りが生じ、真円度が劣化する恐れがある問題がある。
【０００８】
以上コンロッドを例として説明したが、かかるコンロッドのように鍛造後に２個以上の個別部品に分離してクランクシャフトに連接する部品或いは鍛造後に破断分離して製造されるその他の部品においても事情はほぼ同様である。
【０００９】
【特許文献１】
特開平７−３３８６５０号公報
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明の破断分離に適した高強度非調質鋼及びこれを用いた鍛造部品はこのような課題を解決するために案出されたものである。
而して請求項１は高強度非調質鋼に関するもので、重量％で、Ｃ ：０．２〜０．６％，Ｓｉ：０．１〜２％，Ｍｎ：０．１〜１．５％，Ｓ ：０．０３〜０．２％，Ｐ ：０．０２〜０．１５％，Ｃｕ：０．０３〜１％，Ｎｉ：０．０３〜１％，Ｃｒ：０．０５〜１％，Ｖ ：０．０２〜０．４％， Ｔｉ：０．０１〜０．８％，ｓ−Ａｌ：０．００５〜０．０４５％，Ｎ ：０．００８〜０．０３５％残部不可避的不純物及びＦｅから成り、熱間鍛造後において破断により２個以上に分離される鍛造部品用のフェライトパーライト組織を有することを特徴とする。
【００１１】
請求項２のものは、請求項１において、鋼中のＴｉＮ介在物の最大直径が５μｍ以上且つその量が数密度で５個／ｍｍ２以上であることを特徴とする。
【００１２】
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、パーライト面積率が２０％以上であることを特徴とする。
【００１３】
請求項４のものは、請求項１〜３の何れかにおいて、以下の式（１）及び式（２）を満たすことを特徴とする。
式（１）：０．６５≦Ｃ−０．１２５Ｔｉ＋０．４２８Ｎ＋０．０７Ｓｉ＋０．１６Ｍｎ−０．２７Ｓ＋０．６１Ｐ＋０．１９Ｃｕ＋０．１７Ｎｉ＋０．２Ｃｒ＋Ｖ≦０．９６
式（２）：１３４Ｃ−３．６Ｓｉ＋２４Ｍｎ＋２２Ｃｕ＋３２Ｎｉ＋３０Ｃｒ−１２Ｔｉ＋４１Ｎ≧３１
【００１４】
請求項５のものは、請求項１〜４の何れかにおいて、下記Ａ群の成分の何れか１種若しくは２種以上及び／又は下記Ｂ群の成分の何れか１種若しくは２種以上を重量％で下記量で更に含有することを特徴とする。
Ａ群 Ｐｂ：≦０．３％，Ｔｅ：≦０．３％，Ｃａ：≦０．０１％，Ｂｉ：≦０．３％
Ｂ群 Ｎｂ：≦０．２％，Ｚｒ：≦０．５％，Ｂ ：≦０．０１％
【００１５】
請求項６は鍛造部品に関するもので、請求項１〜５の非調質鋼を熱間鍛造して成り、破断分離後の破面の表面粗さＲａが１０μｍ以上であることを特徴とする。
【００１６】
請求項７のものは、請求項６において、前記鍛造部品が内燃エンジン用のコネクティングロッドであることを特徴とする。
【００１７】
【作用】
以上の本発明は、非調質鋼にＴｉ，Ｎ，Ｓを所定量含有させることで鋼中に主としてＴｉＮ介在物を析出させ、かかるＴｉＮ介在物を所定の存在確率で存在させて、破断分離の際の亀裂の進行方向をＴｉＮ介在物で変化させることにより破面に凹凸を付与するものである。
また添加したＴｉはＣ及びＳと結合してチタン炭硫化物を生成し、その生成によってドリル加工時の被削性を高めることができる。
【００１８】
かかる本発明によれば、高強度で被削性も良く、また破断分離性能にも優れていて、なお且つ破面に良好な凹凸を形成することのできる高強度非調質鋼を提供することができる。
【００１９】
ＴｉＮ介在物による効果、即ち亀裂の進行方向を変化させる効果はＴｉＮ介在物が大きく且つ密度が高いほど大となる。
この意味においてＴｉＮ介在物は最大直径が５μｍ以上で且つその量が数密度で５個／ｍｍ２以上としておくことが望ましい（請求項２）。
【００２０】
更に本発明においては、請求項３に従いパーライト面積率を２０％以上としておくことが望ましい。
破断分離の際の亀裂の進行方向は、亀裂がパーライトブロックに当ることによっても変化する。
而してパーライトブロックが一定以上の確率で存在していることによって、亀裂の進行方向を変化させる作用も大となり、この意味においてパーライト面積率は２０％以上としておくことが望ましい。
【００２１】
本発明では、請求項４に従って式（１），式（２）を満たすように各成分を調整しておくことが望ましい。
ここで式（１）は硬さを規定する式であり、また式（２）はパーライト面積率を規定する式である。
【００２２】
本発明では、更に請求項５に規定する各成分を選択的元素として添加することができる。
また本発明の非調質鋼は、熱間鍛造後において鍛造品を破断分離したとき、破面の表面粗さＲａが１０μｍ以上となるようにしておくことが望ましい（請求項６）。
このように破面の表面粗さＲａを１０μｍ以上となしておくことで、再組付けの際の組付精度を高めることができるとともに再組付けをしたとき若しくはその後の横滑りを良好に防止することができる。
【００２３】
本発明は特に内燃エンジン用のコネクティングロッドに適用して効果的なものである（請求項７）。
【００２４】
次に本発明における各化学成分等の限定理由を以下に詳述する。
Ｃ：０．２〜０．６％
Ｃは強度を確保するために必要な元素であるとともに、適度な凹凸を有する破面を得るために必要な元素である。
本発明鋼のようなフェライト・パーライト組織の場合、脆性的な破壊を生じる場合の破面はフェライト・パーライト組織境界のみならず、パーライトブロックの境界で亀裂進展方向が変化する。
よって適度なパーライト量、即ちパーライトブロックサイズを有することは、亀裂を直線的に進行させず、ある程度のばらつきで亀裂進行させることができるために必要で、これにより適度な凹凸を有する破面を得ることができる。
周知の通りパーライト量はＣ含有量の影響を大きく受けるため、適度な破面の凹凸を得るためにも０．２％以上のＣ含有が必要である。
しかし過剰に添加すると硬さが高くなり被削性が低下するので、０．６％以下とする必要がある。
【００２５】
Ｓｉ：０．１〜２％
Ｓｉは鋼溶製時において脱酸作用および脱硫作用を有しているとともに、フェライト中に固溶し、破断分離時の塑性変形の主な原因である軟質相のフェライトの強度を向上させることによる脆性破面率を高め、破断面の密着性を向上させる。
このような効果を得るためには０．１％以上含有させることが必要である。
しかし多量の含有は硬さを高くし過ぎて被削性を低下させるので２％以下とする。
【００２６】
Ｍｎ：０．１〜１．５％，Ｃｒ：０．０５〜１％
Ｍｎ，Ｃｒは部品の強度を確保するのに有効な元素であるとともにパーライト量を増加させるため、破断分離時の適度な破面の凹凸を確保するためには必須な元素である。
このような効果を得るためにはＭｎ：０．１％以上，Ｃｒ：０．０５％以上含有させることが必要である。
しかしながら多量に添加するとパーライトラメラ間隔を小さくして延性向上，破断分離性の悪化を招くとともに鍛造後にベイナイトを発生させ、硬さを著しく増加させて被削性を低下させてしまうため、それぞれの上限をＭｎ：１．５％，Ｃｒ：１％とする。
【００２７】
Ｐ：０．０２〜０．１５％
Ｐは通常粒界への偏析により靭性を低下させる元素として低く抑えるのが一般的であるが、破断分離を行う本発明においては脆性破面率を高め、破断面の密着性を向上させる元素として非常に有効に作用するため、積極的な添加を行う。
しかし多量に添加してもその効果が飽和する上、熱間加工性を阻害してしまうため０．０２〜０．１５％とした。
【００２８】
Ｓ：０．０３〜０．２％
一般にＳはＭｎと硫化物を生成し、被削性を改善するために添加される。
またＳは、添加された全量又はその一部がＣとともにＴｉと結合してＴｉの炭硫化物系介在物を形成し、ドリル被削性を向上させる効果がある。
更に適度なＳの添加はＰと同様粒界脆化を起こし、脆性破面率を高め、破断面の密着性を向上させる上で有用である。
しかし必要以上に添加しても熱間加工性を劣化させるため、上限を０．２％とする。
【００２９】
Ｃｕ，Ｎｉ：０．０３〜１％
Ｃｕ，Ｎｉは不可避的に鋼に含まれて来る元素であり、０．０３％以下にすることは多大な努力を必要とし経済的に不利である。
一方Ｍｎ，Ｃｒと同様に強度を高めるためには有効な元素であるが多量の添加も同様に経済的に不利となるのみならずベイナイトの発生を招き、被削性を大幅に低下させるためその上限を１％以下にする。
【００３０】
Ｖ：０．０２〜０．４％
ＶはＣやＮと化合して微細な炭窒化物を形成し、鍛造後の強度を高くするので、そのために含有させる元素である。その効果を得るためには０．０２％以上含有させる。
但し多くなると効果が飽和し、更に硬さ増加により被削性を低下させるので上限を０．４％とする。
【００３１】
Ｔｉ：０．０１〜０．８％
ＴｉはＶと同様、炭素や窒素と微細な炭（窒）化物を生成し、鍛造後の強度を高める元素である。
またＴｉは添加された全量又はその一部がＣ，Ｓと結合してＴｉの炭硫化物系介在物を形成することにより、ドリル被削性を向上させる効果がある。
更にＴｉは適度な破面を得るために有効なＴｉＮの生成に必要な元素である。適度なＴｉＮの晶出は、亀裂の発生及び亀裂進展方向の変化のために重要な働きをなす。
その効果を得るためためには０．０１％以上の含有が必要である。
一方０．８％を超えて含有させてもその効果が飽和し、経済的に不利であるのみならず過度の添加は熱間加工性を阻害するため上限を０．８％とする。
【００３２】
ｓｏｌ−Ａｌ：０．００５〜０．０４５％
酸溶解性Ａｌは鋼中のＮと窒化物を形成し、微細に分散して熱間鍛造時の結晶粒成長を抑制する。
この効果を確実にするためには０．００５％以上の存在が必要である。
一方多量に存在しても効果が飽和するのみでなく、結晶粒微細化により材料の延性が向上し、破断分離後の破面の密着性低下につながるため０．０４５％以下にする必要がある。
【００３３】
Ｎ：０．００８〜０．０３５％
Ｎは適度な破面の凹凸を形成するために必要なＴｉＮ介在物の形成のために必須な元素である。
また適度な大きさ且つ適度な量で晶出したＴｉＮ介在物は適度な凹凸を有する破面の確保には非常に有効となる。
このような効果を得るためにはＮは０．００８％以上の添加が必要である。
しかし過度に添加するとＴｉＮ介在物の過度の晶出の原因となり、而して過度のＴｉＮ介在物はドリル被削性低下の原因となるため上限を０．０３５％とする。
また微細析出したＴｉ炭（窒）化物はフェライト強化によりマトリックスの強度を増し、鍛造後の強度を高める効果も有するため、この意味でも適量のＮ添加が必要である。
【００３４】
本発明鋼には、上記成分に加え、被削性向上のためにＰｂ，Ｔｅ，Ｃａ，Ｂｉのうちから選ばれる１種又は２種以上を含んでいても良い。
更にはこれに加えてＮｂ，Ｚｒ，Ｂの１種又は２種以上を含んでいても良い。
これらの合金元素の効果と含有量を限定する理由について説明する。
【００３５】
Ｐｂ：０．３％以下，Ｔｅ：０．３％以下，Ｃａ：０．０１％以下，Ｂｉ：０．３％以下
Ｐｂ，Ｔｅ，Ｃａ，Ｂｉは何れも被削性を向上させるのに有効な元素であるので、鍛造品において被削性が更に良好であることが要求される場合には必要に応じてこれらのうちから選ばれる１種又は２種以上を適量添加する。
しかしながら添加量が多過ぎると強度や熱間加工性を低下させるので、添加するとしてもＰｂは０．３％以下、Ｔｅは０．３％以下、Ｃａは０．０１％以下、Ｂｉは０．３％以下とする。
【００３６】
Ｎｂ：０．２％以下，Ｚｒ：０．５％以下，Ｂ：０．０１％以下
Ｎｂ，Ｚｒは高温における結晶粒の過度の粗大化を防ぐのに有効な元素であるが、過剰に添加すると粗大な炭窒化物が凝固時晶出し、部品強度を著しく低下してしまうため、添加するとしてもＮｂは０．２％以下、Ｚｒは０．５％以下とする。
Ｂは焼入性を向上させ強度を高めるのに有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間加工性の悪化を招くため０．０１％以下とする。
【００３７】
鋼中ＴｉＮ介在物の最大直径が５μｍ以上且つその量が数密度で５個／ｍｍ２以上
本発明鋼は適度な量のＴｉを添加するため、Ｔｉ炭（窒）化物が微細析出する。
微細析出したＴｉ炭（窒）化物はフェライト強化によりマトリックスの強度を増すため鍛造後の強度を高めるには有効であるが、破断分離時の亀裂進展は直線的となり、破面は凹凸の少ない、フラットな脆性破面となる原因となる。
しかし適度な大きさで晶出したＴｉＮ介在物は破断分離時の亀裂進行方向を変える効果を有する。
よってある程度の大きさを有し且つ適度な量で晶出したＴｉＮ介在物の存在は、適度な凹凸を有する破面の確保には非常に有効となる。
またＴｉＮ晶出介在物は弾性率が低く且つマトリックスとの密着性が良いため亀裂を効果的に進展させる効果もあり、脆性破面率を高め、破断面の密着性を向上させる効果も有する。
このような効果を得るためにはＴｉＮ介在物の大きさは最大直径で５μｍ以上且つその量が数密度で５個／ｍｍ２以上である必要がある。
また上記を得るためにはＴｉ及びＮが質量％で０．０１％以上，０．００８％以上であることが必要で、製造時の鋼塊の凝固速度は５℃／ｍｉｎ以上であることが望ましい。
【００３８】
式（１）：０．６５≦Ｃ−０．１２５Ｔｉ＋０．４２８Ｎ＋０．０７Ｓｉ＋０．１６Ｍｎ−０．２７Ｓ＋０．６１Ｐ＋０．１９Ｃｕ＋０．１７Ｎｉ＋０．２Ｃｒ＋Ｖ≦０．９６
上式はコンロッド等として適切な強度を得るために必要な炭素当量（Ｃｅｑ）を規定している。
一般に自動車エンジンに用いられるコンロッドの硬さは２０〜３５ＨＲＣであり、２０ＨＲＣ以下では十分な強度が得られないとともに破断分離時の変形が大きく、破断分離工程を適用できない。
一方３５ＨＲＣ以上では被削性が低下するためコンロッドの加工に多大なコストを要する。
このため２０〜３５ＨＲＣに硬さを調整するのが望ましい。
このような硬さを得るために炭素当量（Ｃｅｑ）を０．６５〜０．９６とする。
【００３９】
式（２）：１３４Ｃ−３．６Ｓｉ＋２４Ｍｎ＋２２Ｃｕ＋３２Ｎｉ＋３０Ｃｒ−１２Ｔｉ＋４１Ｎ≧３１
前述のように、本発明鋼のようなフェライト・パーライト組織の場合、脆性的な破壊を生じる際の破面はフェライト・パーライト組織境界のみならず、パーライトブロックの境界で亀裂進行方向が変化する。
よって適度なパーライト量、即ちパーライトブロックサイズを有することは、亀裂の直線的な進行ではなく、ある程度の亀裂進行方向の変化による破面の適度な凹凸のため望ましい。
そのためにはパーライト面積率を２０％以上にすることが望ましい。
このパーライト面積率はＣだけではなくＳｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ含有量の影響を受けて変化する。そこでパーライト面積率を２０％以上にするため、式（２）を満足させることが望ましい。
【００４０】
破断分離後の表面粗さＲａが１０μｍ以上
破断分離後の表面粗さが小さいと、コンロッド等組付時の横ずれの原因となり、製造工程内での能率低下及び精度低下の原因となる。
このため高能率で精度良く組付けを行うためには、破断分離によって得られる表面粗さＲａが１０μｍ以上であることが望ましい。
この表面粗さは、適度なパーライト面積率を有し且つ適度な大きさ且つ適度な量のＴｉＮ介在物の晶出により達成することができる。
【００４１】
【実施例】
次に本発明の実施例を以下に詳述する。
表１及び表２に示す化学組成の本発明鋼及び比較鋼を溶製した後造塊し、熱間鍛造を行って５０ｍｍ角の鍛造素材とし、これを１２００℃で６０分加熱保持した後、６５×６５×２０ｍｍの板に熱間鍛造を行い、適当な間隔をおいて床に放置し室温まで放冷した。
この板材より、図１に示しているようなコンロッドの大端部を模擬した試験片１０を切出し、試験に供した。
図１において１２は試験片１０の中央穴であり、１４はボルトを挿入して破断分離後の一対の分離体を締結するためのボルト締結孔である。
【００４２】
また一部の供試材についてドリル加工能率を測定し、被削性の評価を行った。
硬さは各鍛造品の中心部の硬さをロックウェル硬度計で測定した。
またパーライト面積率は１００倍で撮影した光学顕微鏡組織写真を用い画像解析装置で求めた。
【００４３】
更に鋼中ＴｉＮ介在物は、熱間鍛造材より試料を鍛造方向と平行に切り出し、鏡面研磨を行った後、倍率４００倍で光学顕微鏡観察を６０視野観察し、他の介在物と区分しながらその個数を測定した後、その個数を測定面積で除した値を数密度（個／ｍｍ２）と定義し調査を行った。
また介在物最大直径も同様に倍率４００倍の光学顕微鏡観察を６０視野実施し調査した。
【００４４】
破断分離特性は、大端部を模した試験片１０に機械加工で深さ０．５ｍｍ，先端Ｒ０．１ｍｍの形状の切欠１６を施した後、室温で破断分離を行い、その時の真円度変化で評価した。
ここで真円度変化は靭性を表す指標としての意味を有している。即ち靭性が低く脆い材料は破断分離がし易く、且つ破断分離後において変形の程度も小さくなって真円度変化は小さくなる。
一方で靭性の高い材料は破断分離の際の破面の凹凸が靭性の低い材料に比べて大きくなる一方で、破断分離の際に割れ難いためにその際の変形の程度が大きくなって、真円度変化が大きくなる。
そこでここでは破断分離特性を調べるため、真円度変化を調査してその評価を行った。
【００４５】
また破断後の破面２２（図２（Ｂ）参照）を接触式粗さ計で測定し、Ｒａを求めて破面の凹凸度合いを定量化した。
ここで破断分離は、図２（Ａ）に示しているように試験片１０の中央穴１２に２分割の割型１８を挿入し、その割型１８の間にクサビ２０を挿入して、これを油圧プレスで押し込むことにより実施した。
【００４６】
更に鍛造材より引張試験片を切り出し、コンロッドの座屈強度の評価に用いられる０．２％耐力の測定を行った。
更に工具寿命は、以下の表５に示す条件によるドリル試験を行って測定した。
これらの結果を、発明鋼Ｎｏ．１を１００とした場合の相対的な値でドリル加工能率として表３及び表４に示している。
また比較のために、従来鋼として欧州で破断分離工程が適用されるコンロッド用非調質鋼ＸＣ７０の試験結果も併せて示した。
【００４７】
尚本発明例及び比較例の各鋼には、表１及び表２に示す成分の他に、鋼に通常含まれるＭｏ：≦０．０５％，Ｏ：≦０．００５％の不純物が含まれている。
また今回の試験では発明鋼，比較鋼とも、その鋼塊の凝固速度は５℃／ｍｉｎ以上であった。
【００４８】
【表１】
【００４９】
【表２】
【００５０】
【表３】
【００５１】
【表４】
【００５２】
【表５】
【００５３】
これらの表の結果に見られるように、本発明の条件を満たす成分のＮｏ．１〜１５では何れも高い強度を有しており、しかも破断分離後の真円度変化が小さいにも拘らず破面の凹凸が大きく、優れた破断分離特性を有している。
尚各実施例ではフェライトブロックのサイズが何れも１５μｍ以上であった。
【００５４】
これに対して比較例のものは以下のような問題点を有している。
先ず比較例Ａは、Ｃ含有量が本発明の下限値である０．２％よりも低い０．１１％であり、このため硬さが低く強度低下，破断後の真円度変化の増大に繋がっている。
またパーライト面積率が小さいため、破断粗さも小さく最組付性が悪いものとなっている。
【００５５】
比較例Ｂは、逆にＣの含有量が本発明の上限値である０．６％よりも高い０．６５％であり、このため硬さが硬く被削性の点で問題がある。
【００５６】
比較例Ｃは、Ｓｉの含有量が本発明の上限値である２％よりも多い２．８０％であり、このため硬さが硬く被削性が悪化している。
【００５７】
比較例Ｄは、Ｓの含有量が本発明の下限値である０．０３％よりも低い０．００５％であり、そのため被削性が悪化している。また真円度変化もやや大きい。
【００５８】
比較例Ｅは、Ｓの含有量が高く、熱間鍛造時に割れが発生している。
【００５９】
次に比較例Ｆは、Ｍｎ含有量が本発明の下限値である０．１％よりも低い０．０３％であり強度不足となっている。
【００６０】
比較例Ｇは、逆にＭｎ含有量が本発明の上限値である１．５％よりも多い１．７３％であり、そのため鍛造後にベイナイトが発生し、硬さが非常に高く、被削性が悪くなっている。
【００６１】
比較例Ｈは、Ｐ含有量が低いため、破断分離後の真円度変化が大きくなっている。
【００６２】
比較例Ｉは、Ｐ含有量が０．１９％となっており、本発明の上限値の０．１５％よりも高過ぎるため鍛造時に割れが発生している。
【００６３】
比較例Ｊは、Ｃｒ含有量が１．５２％と本発明の上限値である１％よりも高過ぎるため、鍛造後にベイナイトが発生し、硬さが非常に高くなり被削性が悪い。
【００６４】
比較例Ｋは、Ｖ含有量が０．０１％で本発明の下限値である０．０２％よりも低いため、硬さが低く強度不足である。また真円度変化の値も悪い。
【００６５】
比較例Ｌは、Ｖ含有量が０．４４％と本発明の上限値である０．４％よりも高過ぎるため、硬さが高く被削性が悪くなっている。
【００６６】
比較例Ｍは、Ｔｉが無添加であるため、同一硬さの実施例と比べ強度が低下しているとともに、ＴｉＮ生成量が実質的に無いため破断分離後の粗さが小さくなっている。また被削性も悪化している。
【００６７】
比較例Ｎは、Ｔｉ含有量が０．８５２％と本発明の上限値である０．８％よりも高過ぎるため、熱間鍛造時に割れが発生している。
【００６８】
比較例Ｏは、Ａｌ含有量が０．００３％と本発明の下限値である０．００５％よりも少なく、脱酸が不十分で鋳造欠陥が発生した。
【００６９】
比較例Ｐは、Ｎ含有量が０．００６％と本発明の下限値である０．００８％よりも少ないため、破断分離後の適度な破面粗さに必要な数密度及び大きさのＴｉＮが形成されず再組付性が悪い。
【００７０】
比較例Ｑは、逆にＮ含有量が０．０３６％と本発明の上限値である０．０３５％よりも高いため鋳造欠陥が発生している。
【００７１】
比較例Ｒは、快削元素を過剰に添加しているため熱間鍛造時割れが発生している。
【００７２】
比較例Ｓは、快削元素を過剰に添加しているため熱間鍛造時割れが発生している。
【００７３】
比較例Ｔは、Ｃｕが１．１２％と本発明の上限値である１％よりも高過ぎ、熱間鍛造後空冷ままでもベイナイトが発生し、硬さが著しく高く被削性も悪化している。
【００７４】
比較例Ｕは、Ｎｉが１．２３％と本発明の上限値の１％よりも高過ぎるため、熱間鍛造後空冷ままでもベイナイトが発生し、硬さが著しく高く被削性も悪化している。
【００７５】
以上のように本実施例のものは、相反する特性であるところの真円度変化と表面粗さの両特性が共に良好となっている。また併せて優れたドリル加工性を備えている。
更に従来材（ＸＣ７０）との比較からも明らかなように、かかるＸＣ７０に対し高い強度を保持している。
【００７６】
以上本発明の実施例を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【００７７】
【発明の効果】
以上の本発明によれば、高強度でしかも破断分離特性が良好であり、破断分離の際の歪みないし変形が小さくしかも破面に良好な凹凸を付与し得て、再組付時の組付精度が高く保持でき、更にその後における横ずれも良好に防止することのできる破断分離用の高強度非調質鋼を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例において作成した試験片の形状を示す図である。
【図２】（Ａ） 図１の試験片の破断分離方法の説明図である。
（Ｂ） 上記試験片の破断状態及び再組付状態を示す図である。
【図３】従来のコンロッドの一例を示す図である。
【発明の属する技術分野】
この発明は鍛造後に２個以上に破断分離されるコネクティングロッド等の素材として好適な高強度非調質鋼及びこれを用いた鍛造部品に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
例えば図３に示す内燃往復エンジンのコネクティングロッド（以下コンロッド）２００は、従来、図３に示しているようにその全体を鍛造で一体に成形加工し、そして仕上げの機械加工を施した後に分離部Ｐで機械加工により切断分離し、これにより小端部２０２とロッド部（Ｉセクション部）２０４と大端部２０６の半体２０６Ａとを一体に有する本体側の第１部品と、大端部２０６の半体２０６Ｂからなる第２部品とに分離し、製造していた。
【０００３】
しかしながらこの製造方法の場合、切断部分に切代として余分な材料を要するとともに、切断後に分離面を切削加工または研磨加工等によって仕上げる必要があり、多大な時間の浪費と価格の上昇をもたらしていた。
更に接合面の平面度や強度を確保するために、ある程度の表面積が必要となり、重量が増える問題があった。
更にこのような方法ではいくらクランクシャフト組付前に精度良く加工を施したとしても、加工後に分解してクランクシャフトに組付けるときに接合面で横滑りが生じ、組付精度即ち真円度が悪化する問題があった。
【０００４】
このためノックピンを入れたり案内パイプを使用したりして横滑りを防止しているが、それでも十分な組付精度ないし組付状態での形状精度を確保できているわけではない。
またノックピンや案内パイプを設けることは価格の上昇をもたらすので好ましい方法とは言えない。
【０００５】
そこで欧州ではノックピン等の廃止を目的とし、コンロッドを最終形状に一体に鍛造加工した後、破断分離によって上記の第１部品と第２部品とに分割する手法が用いられている。
このようにして得られたコンロッドの分割面即ち組付接合面は、機械加工面とは異なってランダムな凹凸を有する破断面であるので接合面での横滑りが生じず、従って精度良くこれを組付けることができる。
【０００６】
現在欧州ではこのような破断分離加工によってコンロッドを製造するための材料としてＸＣ７０（フランス基準）型の鋼が用いられている。この鋼は米国特許５，１３５，５８７号等に紹介されており、ほぼ１００％パーライト単一組織の鋼であって、重量％で０．６〜０．７５％のＣと０．２〜０．５％のＭｎ、０．０４〜０．１２％のＳ（Ｍｎ／Ｓ＞３）とを含み、残部は鉄と不可避不純物であり、不純物の含有率は１．２％を超えない化学組成のものである。
しかしながらこの鋼種は、専ら破断分離のし易さを主眼として開発された鋼種であり、従って上記のような破断分離加工には適しているものの、コンロッドとして必要な疲労強度や耐力が低く、更に被削性も悪いといった問題があり、自動車用部品としては適していない。
このため疲労強度，耐力に優れ、また被削性も良好で破断分離に適した鋼種の開発が求められている。
【０００７】
これまでも破断分離が可能な非調質鋼は開発されており、例えば下記特許文献１には、高強度で破断分離が可能なコンロッド用非調質鋼が提案されている。
しかしながらこれらの求めるところは、機械加工で付与した切欠きを起点に破断分離してフラットな破面を得ることであり、破断面が適度な凹凸を有していないために、エンジンへの組付時やエンジン回転中に接合面での横滑りが生じ、真円度が劣化する恐れがある問題がある。
【０００８】
以上コンロッドを例として説明したが、かかるコンロッドのように鍛造後に２個以上の個別部品に分離してクランクシャフトに連接する部品或いは鍛造後に破断分離して製造されるその他の部品においても事情はほぼ同様である。
【０００９】
【特許文献１】
特開平７−３３８６５０号公報
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明の破断分離に適した高強度非調質鋼及びこれを用いた鍛造部品はこのような課題を解決するために案出されたものである。
而して請求項１は高強度非調質鋼に関するもので、重量％で、Ｃ ：０．２〜０．６％，Ｓｉ：０．１〜２％，Ｍｎ：０．１〜１．５％，Ｓ ：０．０３〜０．２％，Ｐ ：０．０２〜０．１５％，Ｃｕ：０．０３〜１％，Ｎｉ：０．０３〜１％，Ｃｒ：０．０５〜１％，Ｖ ：０．０２〜０．４％， Ｔｉ：０．０１〜０．８％，ｓ−Ａｌ：０．００５〜０．０４５％，Ｎ ：０．００８〜０．０３５％残部不可避的不純物及びＦｅから成り、熱間鍛造後において破断により２個以上に分離される鍛造部品用のフェライトパーライト組織を有することを特徴とする。
【００１１】
請求項２のものは、請求項１において、鋼中のＴｉＮ介在物の最大直径が５μｍ以上且つその量が数密度で５個／ｍｍ２以上であることを特徴とする。
【００１２】
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、パーライト面積率が２０％以上であることを特徴とする。
【００１３】
請求項４のものは、請求項１〜３の何れかにおいて、以下の式（１）及び式（２）を満たすことを特徴とする。
式（１）：０．６５≦Ｃ−０．１２５Ｔｉ＋０．４２８Ｎ＋０．０７Ｓｉ＋０．１６Ｍｎ−０．２７Ｓ＋０．６１Ｐ＋０．１９Ｃｕ＋０．１７Ｎｉ＋０．２Ｃｒ＋Ｖ≦０．９６
式（２）：１３４Ｃ−３．６Ｓｉ＋２４Ｍｎ＋２２Ｃｕ＋３２Ｎｉ＋３０Ｃｒ−１２Ｔｉ＋４１Ｎ≧３１
【００１４】
請求項５のものは、請求項１〜４の何れかにおいて、下記Ａ群の成分の何れか１種若しくは２種以上及び／又は下記Ｂ群の成分の何れか１種若しくは２種以上を重量％で下記量で更に含有することを特徴とする。
Ａ群 Ｐｂ：≦０．３％，Ｔｅ：≦０．３％，Ｃａ：≦０．０１％，Ｂｉ：≦０．３％
Ｂ群 Ｎｂ：≦０．２％，Ｚｒ：≦０．５％，Ｂ ：≦０．０１％
【００１５】
請求項６は鍛造部品に関するもので、請求項１〜５の非調質鋼を熱間鍛造して成り、破断分離後の破面の表面粗さＲａが１０μｍ以上であることを特徴とする。
【００１６】
請求項７のものは、請求項６において、前記鍛造部品が内燃エンジン用のコネクティングロッドであることを特徴とする。
【００１７】
【作用】
以上の本発明は、非調質鋼にＴｉ，Ｎ，Ｓを所定量含有させることで鋼中に主としてＴｉＮ介在物を析出させ、かかるＴｉＮ介在物を所定の存在確率で存在させて、破断分離の際の亀裂の進行方向をＴｉＮ介在物で変化させることにより破面に凹凸を付与するものである。
また添加したＴｉはＣ及びＳと結合してチタン炭硫化物を生成し、その生成によってドリル加工時の被削性を高めることができる。
【００１８】
かかる本発明によれば、高強度で被削性も良く、また破断分離性能にも優れていて、なお且つ破面に良好な凹凸を形成することのできる高強度非調質鋼を提供することができる。
【００１９】
ＴｉＮ介在物による効果、即ち亀裂の進行方向を変化させる効果はＴｉＮ介在物が大きく且つ密度が高いほど大となる。
この意味においてＴｉＮ介在物は最大直径が５μｍ以上で且つその量が数密度で５個／ｍｍ２以上としておくことが望ましい（請求項２）。
【００２０】
更に本発明においては、請求項３に従いパーライト面積率を２０％以上としておくことが望ましい。
破断分離の際の亀裂の進行方向は、亀裂がパーライトブロックに当ることによっても変化する。
而してパーライトブロックが一定以上の確率で存在していることによって、亀裂の進行方向を変化させる作用も大となり、この意味においてパーライト面積率は２０％以上としておくことが望ましい。
【００２１】
本発明では、請求項４に従って式（１），式（２）を満たすように各成分を調整しておくことが望ましい。
ここで式（１）は硬さを規定する式であり、また式（２）はパーライト面積率を規定する式である。
【００２２】
本発明では、更に請求項５に規定する各成分を選択的元素として添加することができる。
また本発明の非調質鋼は、熱間鍛造後において鍛造品を破断分離したとき、破面の表面粗さＲａが１０μｍ以上となるようにしておくことが望ましい（請求項６）。
このように破面の表面粗さＲａを１０μｍ以上となしておくことで、再組付けの際の組付精度を高めることができるとともに再組付けをしたとき若しくはその後の横滑りを良好に防止することができる。
【００２３】
本発明は特に内燃エンジン用のコネクティングロッドに適用して効果的なものである（請求項７）。
【００２４】
次に本発明における各化学成分等の限定理由を以下に詳述する。
Ｃ：０．２〜０．６％
Ｃは強度を確保するために必要な元素であるとともに、適度な凹凸を有する破面を得るために必要な元素である。
本発明鋼のようなフェライト・パーライト組織の場合、脆性的な破壊を生じる場合の破面はフェライト・パーライト組織境界のみならず、パーライトブロックの境界で亀裂進展方向が変化する。
よって適度なパーライト量、即ちパーライトブロックサイズを有することは、亀裂を直線的に進行させず、ある程度のばらつきで亀裂進行させることができるために必要で、これにより適度な凹凸を有する破面を得ることができる。
周知の通りパーライト量はＣ含有量の影響を大きく受けるため、適度な破面の凹凸を得るためにも０．２％以上のＣ含有が必要である。
しかし過剰に添加すると硬さが高くなり被削性が低下するので、０．６％以下とする必要がある。
【００２５】
Ｓｉ：０．１〜２％
Ｓｉは鋼溶製時において脱酸作用および脱硫作用を有しているとともに、フェライト中に固溶し、破断分離時の塑性変形の主な原因である軟質相のフェライトの強度を向上させることによる脆性破面率を高め、破断面の密着性を向上させる。
このような効果を得るためには０．１％以上含有させることが必要である。
しかし多量の含有は硬さを高くし過ぎて被削性を低下させるので２％以下とする。
【００２６】
Ｍｎ：０．１〜１．５％，Ｃｒ：０．０５〜１％
Ｍｎ，Ｃｒは部品の強度を確保するのに有効な元素であるとともにパーライト量を増加させるため、破断分離時の適度な破面の凹凸を確保するためには必須な元素である。
このような効果を得るためにはＭｎ：０．１％以上，Ｃｒ：０．０５％以上含有させることが必要である。
しかしながら多量に添加するとパーライトラメラ間隔を小さくして延性向上，破断分離性の悪化を招くとともに鍛造後にベイナイトを発生させ、硬さを著しく増加させて被削性を低下させてしまうため、それぞれの上限をＭｎ：１．５％，Ｃｒ：１％とする。
【００２７】
Ｐ：０．０２〜０．１５％
Ｐは通常粒界への偏析により靭性を低下させる元素として低く抑えるのが一般的であるが、破断分離を行う本発明においては脆性破面率を高め、破断面の密着性を向上させる元素として非常に有効に作用するため、積極的な添加を行う。
しかし多量に添加してもその効果が飽和する上、熱間加工性を阻害してしまうため０．０２〜０．１５％とした。
【００２８】
Ｓ：０．０３〜０．２％
一般にＳはＭｎと硫化物を生成し、被削性を改善するために添加される。
またＳは、添加された全量又はその一部がＣとともにＴｉと結合してＴｉの炭硫化物系介在物を形成し、ドリル被削性を向上させる効果がある。
更に適度なＳの添加はＰと同様粒界脆化を起こし、脆性破面率を高め、破断面の密着性を向上させる上で有用である。
しかし必要以上に添加しても熱間加工性を劣化させるため、上限を０．２％とする。
【００２９】
Ｃｕ，Ｎｉ：０．０３〜１％
Ｃｕ，Ｎｉは不可避的に鋼に含まれて来る元素であり、０．０３％以下にすることは多大な努力を必要とし経済的に不利である。
一方Ｍｎ，Ｃｒと同様に強度を高めるためには有効な元素であるが多量の添加も同様に経済的に不利となるのみならずベイナイトの発生を招き、被削性を大幅に低下させるためその上限を１％以下にする。
【００３０】
Ｖ：０．０２〜０．４％
ＶはＣやＮと化合して微細な炭窒化物を形成し、鍛造後の強度を高くするので、そのために含有させる元素である。その効果を得るためには０．０２％以上含有させる。
但し多くなると効果が飽和し、更に硬さ増加により被削性を低下させるので上限を０．４％とする。
【００３１】
Ｔｉ：０．０１〜０．８％
ＴｉはＶと同様、炭素や窒素と微細な炭（窒）化物を生成し、鍛造後の強度を高める元素である。
またＴｉは添加された全量又はその一部がＣ，Ｓと結合してＴｉの炭硫化物系介在物を形成することにより、ドリル被削性を向上させる効果がある。
更にＴｉは適度な破面を得るために有効なＴｉＮの生成に必要な元素である。適度なＴｉＮの晶出は、亀裂の発生及び亀裂進展方向の変化のために重要な働きをなす。
その効果を得るためためには０．０１％以上の含有が必要である。
一方０．８％を超えて含有させてもその効果が飽和し、経済的に不利であるのみならず過度の添加は熱間加工性を阻害するため上限を０．８％とする。
【００３２】
ｓｏｌ−Ａｌ：０．００５〜０．０４５％
酸溶解性Ａｌは鋼中のＮと窒化物を形成し、微細に分散して熱間鍛造時の結晶粒成長を抑制する。
この効果を確実にするためには０．００５％以上の存在が必要である。
一方多量に存在しても効果が飽和するのみでなく、結晶粒微細化により材料の延性が向上し、破断分離後の破面の密着性低下につながるため０．０４５％以下にする必要がある。
【００３３】
Ｎ：０．００８〜０．０３５％
Ｎは適度な破面の凹凸を形成するために必要なＴｉＮ介在物の形成のために必須な元素である。
また適度な大きさ且つ適度な量で晶出したＴｉＮ介在物は適度な凹凸を有する破面の確保には非常に有効となる。
このような効果を得るためにはＮは０．００８％以上の添加が必要である。
しかし過度に添加するとＴｉＮ介在物の過度の晶出の原因となり、而して過度のＴｉＮ介在物はドリル被削性低下の原因となるため上限を０．０３５％とする。
また微細析出したＴｉ炭（窒）化物はフェライト強化によりマトリックスの強度を増し、鍛造後の強度を高める効果も有するため、この意味でも適量のＮ添加が必要である。
【００３４】
本発明鋼には、上記成分に加え、被削性向上のためにＰｂ，Ｔｅ，Ｃａ，Ｂｉのうちから選ばれる１種又は２種以上を含んでいても良い。
更にはこれに加えてＮｂ，Ｚｒ，Ｂの１種又は２種以上を含んでいても良い。
これらの合金元素の効果と含有量を限定する理由について説明する。
【００３５】
Ｐｂ：０．３％以下，Ｔｅ：０．３％以下，Ｃａ：０．０１％以下，Ｂｉ：０．３％以下
Ｐｂ，Ｔｅ，Ｃａ，Ｂｉは何れも被削性を向上させるのに有効な元素であるので、鍛造品において被削性が更に良好であることが要求される場合には必要に応じてこれらのうちから選ばれる１種又は２種以上を適量添加する。
しかしながら添加量が多過ぎると強度や熱間加工性を低下させるので、添加するとしてもＰｂは０．３％以下、Ｔｅは０．３％以下、Ｃａは０．０１％以下、Ｂｉは０．３％以下とする。
【００３６】
Ｎｂ：０．２％以下，Ｚｒ：０．５％以下，Ｂ：０．０１％以下
Ｎｂ，Ｚｒは高温における結晶粒の過度の粗大化を防ぐのに有効な元素であるが、過剰に添加すると粗大な炭窒化物が凝固時晶出し、部品強度を著しく低下してしまうため、添加するとしてもＮｂは０．２％以下、Ｚｒは０．５％以下とする。
Ｂは焼入性を向上させ強度を高めるのに有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間加工性の悪化を招くため０．０１％以下とする。
【００３７】
鋼中ＴｉＮ介在物の最大直径が５μｍ以上且つその量が数密度で５個／ｍｍ２以上
本発明鋼は適度な量のＴｉを添加するため、Ｔｉ炭（窒）化物が微細析出する。
微細析出したＴｉ炭（窒）化物はフェライト強化によりマトリックスの強度を増すため鍛造後の強度を高めるには有効であるが、破断分離時の亀裂進展は直線的となり、破面は凹凸の少ない、フラットな脆性破面となる原因となる。
しかし適度な大きさで晶出したＴｉＮ介在物は破断分離時の亀裂進行方向を変える効果を有する。
よってある程度の大きさを有し且つ適度な量で晶出したＴｉＮ介在物の存在は、適度な凹凸を有する破面の確保には非常に有効となる。
またＴｉＮ晶出介在物は弾性率が低く且つマトリックスとの密着性が良いため亀裂を効果的に進展させる効果もあり、脆性破面率を高め、破断面の密着性を向上させる効果も有する。
このような効果を得るためにはＴｉＮ介在物の大きさは最大直径で５μｍ以上且つその量が数密度で５個／ｍｍ２以上である必要がある。
また上記を得るためにはＴｉ及びＮが質量％で０．０１％以上，０．００８％以上であることが必要で、製造時の鋼塊の凝固速度は５℃／ｍｉｎ以上であることが望ましい。
【００３８】
式（１）：０．６５≦Ｃ−０．１２５Ｔｉ＋０．４２８Ｎ＋０．０７Ｓｉ＋０．１６Ｍｎ−０．２７Ｓ＋０．６１Ｐ＋０．１９Ｃｕ＋０．１７Ｎｉ＋０．２Ｃｒ＋Ｖ≦０．９６
上式はコンロッド等として適切な強度を得るために必要な炭素当量（Ｃｅｑ）を規定している。
一般に自動車エンジンに用いられるコンロッドの硬さは２０〜３５ＨＲＣであり、２０ＨＲＣ以下では十分な強度が得られないとともに破断分離時の変形が大きく、破断分離工程を適用できない。
一方３５ＨＲＣ以上では被削性が低下するためコンロッドの加工に多大なコストを要する。
このため２０〜３５ＨＲＣに硬さを調整するのが望ましい。
このような硬さを得るために炭素当量（Ｃｅｑ）を０．６５〜０．９６とする。
【００３９】
式（２）：１３４Ｃ−３．６Ｓｉ＋２４Ｍｎ＋２２Ｃｕ＋３２Ｎｉ＋３０Ｃｒ−１２Ｔｉ＋４１Ｎ≧３１
前述のように、本発明鋼のようなフェライト・パーライト組織の場合、脆性的な破壊を生じる際の破面はフェライト・パーライト組織境界のみならず、パーライトブロックの境界で亀裂進行方向が変化する。
よって適度なパーライト量、即ちパーライトブロックサイズを有することは、亀裂の直線的な進行ではなく、ある程度の亀裂進行方向の変化による破面の適度な凹凸のため望ましい。
そのためにはパーライト面積率を２０％以上にすることが望ましい。
このパーライト面積率はＣだけではなくＳｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ含有量の影響を受けて変化する。そこでパーライト面積率を２０％以上にするため、式（２）を満足させることが望ましい。
【００４０】
破断分離後の表面粗さＲａが１０μｍ以上
破断分離後の表面粗さが小さいと、コンロッド等組付時の横ずれの原因となり、製造工程内での能率低下及び精度低下の原因となる。
このため高能率で精度良く組付けを行うためには、破断分離によって得られる表面粗さＲａが１０μｍ以上であることが望ましい。
この表面粗さは、適度なパーライト面積率を有し且つ適度な大きさ且つ適度な量のＴｉＮ介在物の晶出により達成することができる。
【００４１】
【実施例】
次に本発明の実施例を以下に詳述する。
表１及び表２に示す化学組成の本発明鋼及び比較鋼を溶製した後造塊し、熱間鍛造を行って５０ｍｍ角の鍛造素材とし、これを１２００℃で６０分加熱保持した後、６５×６５×２０ｍｍの板に熱間鍛造を行い、適当な間隔をおいて床に放置し室温まで放冷した。
この板材より、図１に示しているようなコンロッドの大端部を模擬した試験片１０を切出し、試験に供した。
図１において１２は試験片１０の中央穴であり、１４はボルトを挿入して破断分離後の一対の分離体を締結するためのボルト締結孔である。
【００４２】
また一部の供試材についてドリル加工能率を測定し、被削性の評価を行った。
硬さは各鍛造品の中心部の硬さをロックウェル硬度計で測定した。
またパーライト面積率は１００倍で撮影した光学顕微鏡組織写真を用い画像解析装置で求めた。
【００４３】
更に鋼中ＴｉＮ介在物は、熱間鍛造材より試料を鍛造方向と平行に切り出し、鏡面研磨を行った後、倍率４００倍で光学顕微鏡観察を６０視野観察し、他の介在物と区分しながらその個数を測定した後、その個数を測定面積で除した値を数密度（個／ｍｍ２）と定義し調査を行った。
また介在物最大直径も同様に倍率４００倍の光学顕微鏡観察を６０視野実施し調査した。
【００４４】
破断分離特性は、大端部を模した試験片１０に機械加工で深さ０．５ｍｍ，先端Ｒ０．１ｍｍの形状の切欠１６を施した後、室温で破断分離を行い、その時の真円度変化で評価した。
ここで真円度変化は靭性を表す指標としての意味を有している。即ち靭性が低く脆い材料は破断分離がし易く、且つ破断分離後において変形の程度も小さくなって真円度変化は小さくなる。
一方で靭性の高い材料は破断分離の際の破面の凹凸が靭性の低い材料に比べて大きくなる一方で、破断分離の際に割れ難いためにその際の変形の程度が大きくなって、真円度変化が大きくなる。
そこでここでは破断分離特性を調べるため、真円度変化を調査してその評価を行った。
【００４５】
また破断後の破面２２（図２（Ｂ）参照）を接触式粗さ計で測定し、Ｒａを求めて破面の凹凸度合いを定量化した。
ここで破断分離は、図２（Ａ）に示しているように試験片１０の中央穴１２に２分割の割型１８を挿入し、その割型１８の間にクサビ２０を挿入して、これを油圧プレスで押し込むことにより実施した。
【００４６】
更に鍛造材より引張試験片を切り出し、コンロッドの座屈強度の評価に用いられる０．２％耐力の測定を行った。
更に工具寿命は、以下の表５に示す条件によるドリル試験を行って測定した。
これらの結果を、発明鋼Ｎｏ．１を１００とした場合の相対的な値でドリル加工能率として表３及び表４に示している。
また比較のために、従来鋼として欧州で破断分離工程が適用されるコンロッド用非調質鋼ＸＣ７０の試験結果も併せて示した。
【００４７】
尚本発明例及び比較例の各鋼には、表１及び表２に示す成分の他に、鋼に通常含まれるＭｏ：≦０．０５％，Ｏ：≦０．００５％の不純物が含まれている。
また今回の試験では発明鋼，比較鋼とも、その鋼塊の凝固速度は５℃／ｍｉｎ以上であった。
【００４８】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
これらの表の結果に見られるように、本発明の条件を満たす成分のＮｏ．１〜１５では何れも高い強度を有しており、しかも破断分離後の真円度変化が小さいにも拘らず破面の凹凸が大きく、優れた破断分離特性を有している。
尚各実施例ではフェライトブロックのサイズが何れも１５μｍ以上であった。
【００５４】
これに対して比較例のものは以下のような問題点を有している。
先ず比較例Ａは、Ｃ含有量が本発明の下限値である０．２％よりも低い０．１１％であり、このため硬さが低く強度低下，破断後の真円度変化の増大に繋がっている。
またパーライト面積率が小さいため、破断粗さも小さく最組付性が悪いものとなっている。
【００５５】
比較例Ｂは、逆にＣの含有量が本発明の上限値である０．６％よりも高い０．６５％であり、このため硬さが硬く被削性の点で問題がある。
【００５６】
比較例Ｃは、Ｓｉの含有量が本発明の上限値である２％よりも多い２．８０％であり、このため硬さが硬く被削性が悪化している。
【００５７】
比較例Ｄは、Ｓの含有量が本発明の下限値である０．０３％よりも低い０．００５％であり、そのため被削性が悪化している。また真円度変化もやや大きい。
【００５８】
比較例Ｅは、Ｓの含有量が高く、熱間鍛造時に割れが発生している。
【００５９】
次に比較例Ｆは、Ｍｎ含有量が本発明の下限値である０．１％よりも低い０．０３％であり強度不足となっている。
【００６０】
比較例Ｇは、逆にＭｎ含有量が本発明の上限値である１．５％よりも多い１．７３％であり、そのため鍛造後にベイナイトが発生し、硬さが非常に高く、被削性が悪くなっている。
【００６１】
比較例Ｈは、Ｐ含有量が低いため、破断分離後の真円度変化が大きくなっている。
【００６２】
比較例Ｉは、Ｐ含有量が０．１９％となっており、本発明の上限値の０．１５％よりも高過ぎるため鍛造時に割れが発生している。
【００６３】
比較例Ｊは、Ｃｒ含有量が１．５２％と本発明の上限値である１％よりも高過ぎるため、鍛造後にベイナイトが発生し、硬さが非常に高くなり被削性が悪い。
【００６４】
比較例Ｋは、Ｖ含有量が０．０１％で本発明の下限値である０．０２％よりも低いため、硬さが低く強度不足である。また真円度変化の値も悪い。
【００６５】
比較例Ｌは、Ｖ含有量が０．４４％と本発明の上限値である０．４％よりも高過ぎるため、硬さが高く被削性が悪くなっている。
【００６６】
比較例Ｍは、Ｔｉが無添加であるため、同一硬さの実施例と比べ強度が低下しているとともに、ＴｉＮ生成量が実質的に無いため破断分離後の粗さが小さくなっている。また被削性も悪化している。
【００６７】
比較例Ｎは、Ｔｉ含有量が０．８５２％と本発明の上限値である０．８％よりも高過ぎるため、熱間鍛造時に割れが発生している。
【００６８】
比較例Ｏは、Ａｌ含有量が０．００３％と本発明の下限値である０．００５％よりも少なく、脱酸が不十分で鋳造欠陥が発生した。
【００６９】
比較例Ｐは、Ｎ含有量が０．００６％と本発明の下限値である０．００８％よりも少ないため、破断分離後の適度な破面粗さに必要な数密度及び大きさのＴｉＮが形成されず再組付性が悪い。
【００７０】
比較例Ｑは、逆にＮ含有量が０．０３６％と本発明の上限値である０．０３５％よりも高いため鋳造欠陥が発生している。
【００７１】
比較例Ｒは、快削元素を過剰に添加しているため熱間鍛造時割れが発生している。
【００７２】
比較例Ｓは、快削元素を過剰に添加しているため熱間鍛造時割れが発生している。
【００７３】
比較例Ｔは、Ｃｕが１．１２％と本発明の上限値である１％よりも高過ぎ、熱間鍛造後空冷ままでもベイナイトが発生し、硬さが著しく高く被削性も悪化している。
【００７４】
比較例Ｕは、Ｎｉが１．２３％と本発明の上限値の１％よりも高過ぎるため、熱間鍛造後空冷ままでもベイナイトが発生し、硬さが著しく高く被削性も悪化している。
【００７５】
以上のように本実施例のものは、相反する特性であるところの真円度変化と表面粗さの両特性が共に良好となっている。また併せて優れたドリル加工性を備えている。
更に従来材（ＸＣ７０）との比較からも明らかなように、かかるＸＣ７０に対し高い強度を保持している。
【００７６】
以上本発明の実施例を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【００７７】
【発明の効果】
以上の本発明によれば、高強度でしかも破断分離特性が良好であり、破断分離の際の歪みないし変形が小さくしかも破面に良好な凹凸を付与し得て、再組付時の組付精度が高く保持でき、更にその後における横ずれも良好に防止することのできる破断分離用の高強度非調質鋼を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例において作成した試験片の形状を示す図である。
【図２】（Ａ） 図１の試験片の破断分離方法の説明図である。
（Ｂ） 上記試験片の破断状態及び再組付状態を示す図である。
【図３】従来のコンロッドの一例を示す図である。
Claims (7)
- 重量％で、
Ｃ ：０．２〜０．６％
Ｓｉ：０．１〜２％
Ｍｎ：０．１〜１．５％
Ｓ ：０．０３〜０．２％
Ｐ ：０．０２〜０．１５％
Ｃｕ：０．０３〜１％
Ｎｉ：０．０３〜１％
Ｃｒ：０．０５〜１％
Ｖ ：０．０２〜０．４％
Ｔｉ：０．０１〜０．８％
ｓ−Ａｌ：０．００５〜０．０４５％
Ｎ ：０．００８〜０．０３５％
残部不可避的不純物及びＦｅから成り、熱間鍛造後において破断により２個以上に分離される鍛造部品用のフェライトパーライト組織を有する破断分離に適した高強度非調質鋼。 - 請求項１において、鋼中のＴｉＮ介在物の最大直径が５μｍ以上且つその量が数密度で５個／ｍｍ２以上であることを特徴とする破断分離に適した高強度非調質鋼。
- 請求項１，２の何れかにおいて、パーライト面積率が２０％以上であることを特徴とする破断分離に適した高強度非調質鋼。
- 請求項１〜３の何れかにおいて、以下の式（１）及び式（２）を満たすことを特徴とする破断分離に適した高強度非調質鋼。
式（１）：０．６５≦Ｃ−０．１２５Ｔｉ＋０．４２８Ｎ＋０．０７Ｓｉ＋０．１６Ｍｎ−０．２７Ｓ＋０．６１Ｐ＋０．１９Ｃｕ＋０．１７Ｎｉ＋０．２Ｃｒ＋Ｖ≦０．９６
式（２）：１３４Ｃ−３．６Ｓｉ＋２４Ｍｎ＋２２Ｃｕ＋３２Ｎｉ＋３０Ｃｒ−１２Ｔｉ＋４１Ｎ≧３１ - 請求項１〜４の何れかにおいて、下記Ａ群の成分の何れか１種若しくは２種以上及び／又は下記Ｂ群の成分の何れか１種若しくは２種以上を重量％で下記量で更に含有することを特徴とする破断分離に適した高強度非調質鋼。
Ａ群
Ｐｂ：≦０．３％
Ｔｅ：≦０．３％
Ｃａ：≦０．０１％
Ｂｉ：≦０．３％
Ｂ群
Ｎｂ：≦０．２％
Ｚｒ：≦０．５％
Ｂ ：≦０．０１％ - 請求項１〜５の非調質鋼を熱間鍛造して成り、破断分離後の破面の表面粗さＲａが１０μｍ以上であることを特徴とする鍛造部品。
- 請求項６において、前記鍛造部品が内燃エンジン用のコネクティングロッドであることを特徴とする鍛造部品。
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