JP6488774B2 - 破断分離後の破断面同士の嵌合性に優れた鋼部品用の熱間圧延鋼材および鋼部品 - Google Patents

Description

本発明は、破断分割した後に再び破断面同士を嵌合して使用する鋼部品およびその素材である熱間圧延鋼材に関わるものである。特に、熱間鍛造で部品成形した鋼部品用途に関わる。

自動車エンジン用部品および足廻り用部品は、熱間鍛造で成形を行い、焼入れ焼き戻しといった熱処理（以降、調質とする）、あるいは、熱処理を適用せず(以降、非調質とする)のいずれかで、適用する部品に必要な機械特性を確保する。

自動車エンジン用部品の事例としてコネクティングロッド(以降、コンロッドとする)が挙げられる。この部品はエンジン内でピストン往復運動をクランクシャフトによる回転運動に変換する際に動力を伝達する部品である。コンロッドはクランクシャフトのピン部と称する偏芯部位にコンロッドのキャップ部とロッド部を挟み込んで締結し、ピン部と回転摺動する機構で動力を伝達する。このキャップ部とロッド部を締結するに際して、近年、破断分離型コンロッドが多く採用されている。

破断分離型コンロッドとは熱間鍛造等でキャップ部とロッド部が一体となった形状に成形した後、キャップ部とロッド部との境界に相当する部分に切欠きを入れて、破断分離する工法を採用したものである。この工法はキャップ部、ロッド部の合わせ面を破断分離した破面同士を嵌合させるため、合わせ面の機械加工が不要な上に、位置合わせのために施す加工も必要に応じて寮略できる。これらから、部品の加工工程を大幅に削減でき、部品製造時の経済効率性は大幅に向上する。

破断分離型コンロッドに供する鋼材として、欧米で普及しているのは、ＤＩＮ規格のＣ７０Ｓ６である。これは０．７ｍａｓｓ％のＣを含む高炭素非調質鋼であり、破断分離時の寸法変化を抑えるため、延性、及び靭性の低いパーライト組織としたものである。Ｃ７０Ｓ６は破断時の破断面近傍の塑性変形量が小さいので破断分離性に優れる一方、現行のコンロッド用鋼である中炭素非調質鋼のフェライト−パーライト組織に比べて組織が粗大であるので、降伏比（降伏強さ/引張強さ）が低く、高い座屈強度が要求される高強度コンロッドには適用できないという問題がある。

降伏比を高めるためには、炭素量を低く抑さえ、フェライト分率を増加させることが必要である。しかしながら、フェライト分率を増加させると延性が向上して、破断分離時に塑性変形量が大きくなり、クランクシャフトのピン部に締結されるコンロッド摺動部の形状変形が増大し、真円度が低下するといった部品性能上の問題が発生する。

また、近年は高出力ディーゼルエンジンあるいはターボエンジンの普及によるエンジン出力増大に伴い、コンロッドのキャップ部とロッド部のずれ防止、すなわち、嵌合性向上、締結力向上といったニーズがある。このうち、嵌合性向上については破断分離させた面の凹凸を顕著にする鋼材の組織制御が有効である。

高強度の破断分離型コンロッドに好適な鋼材としていくつかの非調質鋼が提案されている。特許文献１および特許文献２には、ＳｉまたはＰのような脆化元素を多量に添加し、材料自体の延性及び靭性を低下させることによって破断分離性を改善する技術が記載されている。特許文献３および特許文献４には、第二相粒子の析出強化を利用してフェライトの延性、および靭性を低下させることによって破断分離性を改善する技術が記載されている。さらに、特許文献５〜７には、Ｍｎ硫化物の携帯を制御することによって破断分離性を改善する技術が記載されている。

これらの技術は破断分離した部位の変形量を小さくする一方で、材料を脆くするので、破断分離時、あるいは破断面同士を嵌合させたときに欠けが生じる。破断面の欠けが生じると、嵌合部の位置ずれが生じ、精度よく嵌合できないといった問題が発生する。特に破断面の凹凸を大きくすると、破断時に欠けやひびが発生する頻度が高くなるため、破断面凹凸の確保と、破断時の欠け及びひびの発生防止との両立が求められていた。欠け、ひびの発生防止の解決策としては、特許文献８に示されるようにＶの偏析を低減することが挙げられる。なお、Ｖは高強度化を目的として添加する化学成分である。

しかしながら、Ｖの偏析の他にも欠け、ひびの原因がある。実際には、破断面の凹凸が過度に大きい場合、欠け、ひびの発生頻度が高くなる傾向にある。これは、破断面の引張方向の凹凸が形成されると同時に一部に破面方向にもき裂もしくは凹部が形成され、嵌合して破面同士を締結した際に、破面方向に応力印加され、き裂もしくは凹部が応力集中部となって、微細な破壊を起こすと考えられる。一方、破面同士の嵌合性を高めるためには、破断面の凹凸を大きくする必要がある。以上から、破断面凹凸の顕著化と欠け及びひびの発生防止とは背反の関係があり、その両立は現行の工法では解決できなかった。

特許第３６３７３７５号公報 特許第３７５６３０７号公報 特許第３３５５１３２号公報 特許第３９８８６６１号公報 特許第４３１４８５１号公報 特許第３６７１６８８号公報 特許第４２６８１９４号公報 特許第５５２２３２１号公報

本発明は上記の事情に鑑み、破断分離時の破断面近傍変形量を小さくし、かつ、破断面の凹凸を大きくして嵌合性を高める一方で、破断面の欠けを抑制した熱間圧延鋼材および鋼部品を提供することを目的とする。

本発明者は、従来技術と比較して鋼中に存在するＭｎ硫化物の形状を制御することにより、破断時の破断面の凹凸および欠けの防止を制御する点に特徴があることを知見した。

その具体的内容は以下のとおりである。Ｍｎ硫化物は鋼材が棒材として熱間圧延で製造される際に圧延方向である長手方向に伸長化されて分布する。長手方向とほぼ垂直な方向に破断分離する際、この伸長化されたＭｎ硫化物にき裂が到達すると、き裂の方向は大きく変化し、Ｍｎ硫化物と母層の界面に沿って長手方向に伝播する。き裂がＭｎ硫化物端部を過ぎると応力方向に従って、再び長手方向とほぼ垂直な方向にき裂が伝播することにより破断分離が進む。この繰り返しにより破断面に凹凸が形成される機構を知見した。

破断面の凹凸形状はＭｎ硫化物の伸長化程度、分布頻度により変化し、破断面同士の嵌合性へ影響を及ぼす。すなわち、Ｍｎ硫化物の伸長化が著しい場合は凹凸形状が顕著になることに加えて、過度に凹凸が著しくなると、欠けやひびが発生し、破断面同士を嵌合する際に空隙が生じて嵌合精度が低下する。また、伸長化されたＭｎ硫化物の分布頻度が増加すると破断面の凹凸の頻度が増加し、嵌合性が向上する。

他方、Ｍｎ硫化物の伸長化程度、分布頻度等の形態を制御するには、従来はＣａ、ＺｒあるいはＭｇを添加することが有効であるが、これらの元素を添加せずともＭｎ濃度を低減することにより、同様の形態に制御することが可能である。ただし、Ｍｎ濃度が低くなり、かつ、Ｓ濃度が高くなると高温域での割れが発生しやすくなり、特に連続鋳造で鋳片を製造する際に連続鋳造設備での湾曲部および曲げ戻し部で表面割れが高い頻度で発生する。このため、低Ｍｎ濃度、高Ｓ濃度の鋼材を製造するには、鋳片割れの防止策についても検討が必要であった。
以上の知見をもとに、本発明を完成させた。本発明の要旨は以下のとおりである。

（１） 化学成分が
Ｃ：０．３５〜０．４５ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：１．０〜１．９ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：０．１０〜０．２０ｍａｓｓ％、
Ｐ：０．０１０〜０．０３５ｍａｓｓ％、
Ｓ：０．０６〜０．１０ｍａｓｓ％、
Ｃｒ：０．２５ｍａｓｓ％以下、
Ｖ：０．２０〜０．４０ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．００６０〜０．０１５０ｍａｓｓ％、
Ｂ：０．００５０ｍａｓｓ％以下を含有し、
残部が鉄及び不純物からなる
ことを特徴とする、破断分離後の破断面同士の嵌合性に優れた鋼部品用の熱間圧延鋼材。
（２） 前記化学成分にさらに、
Ｔｉ：０．０５０ｍａｓｓ％以下、
Ｎｂ：０．０３０ｍａｓｓ％以下
のうちの１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）記載の破断分離後の破断面同士の嵌合性に優れた鋼部品用の熱間圧延鋼材。
（３） 上記（１）または（２）に記載された熱間圧延鋼材からなるとともに、破断面を有する鋼部品であり、
前記破断面が、引張応力方向に向けて８０μｍの高さで突出する凹凸が前記破断面上の任意の方向長さ１０ｍｍあたり２箇所以上の比率で形成され、かつ、前記破断面における脆性破壊破面が面積率にして９８％以上であり、更に、破断面方向に沿って長さ８０μｍ以上に渡って形成されたき裂または凹部の数が、前記破断面の任意の方向長さ１０ｍｍあたり３箇所未満であることを特徴とする破断分離後の破断面同士の嵌合性に優れた鋼部品。

本発明の鋼材及び鋼部品は、破断分離した際に、破断面近傍の塑性変形量が小さく、かつ、破断面の欠け発生が少なくなる。このため、破断面の嵌合をさせた場合、位置ずれが生じず、精度よく嵌合でき、鋼部品の精度向上、歩留向上を同時に実現できる。また、本発明の鋼材及び鋼部品を
いることにより、欠けを振るい落とす工程を省略することができ、製造コストを低減でき、これにより、産業上の経済効率性の向上に大きな効果がある。

図１は、破断分離性評価用試験片を示す平面図及び側面図である。 図２は、破断面の凹凸状況を観察した破断面の断面写真である。

以下、本発明の実施形態である破断分離後の破断面同士の嵌合性に優れた鋼部品用の熱間圧延鋼材及び破断分離後の破断面同士の嵌合性に優れた鋼部品について説明する。

本実施形態の熱間圧延鋼材は、化学成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎ及びＢを所定の含有率で含む鋼材である。本実施形態の熱間圧延鋼材は、以下に説明する化学成分を含むことで、鋼の延性を低下させて引張破面における脆性破壊破面の割合を向上させ、かつ、ＭｎＳを析出させて破断面の凹凸を大きくすることができ、破断面同士の嵌合性を高めることができる。また、本実施形態の熱間圧延鋼材は、化学成分として更に、Ｔｉ、Ｎｂのうちの１種または２種を含有してもよい。

以下、本実施形態の熱間圧延鋼材の化学成分の限定理由について述べる。
Ｃ：０．３５〜０．４５ｍａｓｓ％
Ｃは本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品の引張り強さを確保する効果、および、破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし良好な破断分離性を実現する効果を有する。Ｃの増加に伴いパーライト組織の体積分率が上昇することにより、引張強さが上昇し延性および靭性が低下する。これらの効果を最大限に発揮させるため鋼中のＣ濃度の適正な範囲を０．３５〜０．４５ｍａｓｓ％に設定した。この範囲の上限濃度を超えるとパーライト分率が過大となり破断時の欠けの発生頻度が高くなる。また、下限濃度に満たない場合は破断面近傍の塑性変形量が増加し嵌合性が低下する。なお、Ｃ濃度に関しては０．３５〜０．３８ｍａｓｓ％であればより好ましい。

Ｓｉ：１．０〜１．９ｍａｓｓ％
Ｓｉは固溶強化によってフェライトを強化させ延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし破断分離性を向上させる。この効果を得るためにはＳｉ含有量の下限を１．０ｍａｓｓ％にする必要がある。他方、Ｓｉが過剰に含有すると破断面の欠けが発生する頻度が上昇するので、上限は１．９ｍａｓｓ％とする。なお、Ｓｉ濃度に関しては１．０〜１．４ｍａｓｓ％がより好ましい。

Ｍｎ：０．１０〜０．２０ｍａｓｓ％
ＭｎはＳと結合してＭｎ硫化物を形成する。Ｍｎ濃度が０．１０〜０．２０ｍａｓｓ％の範囲であれば、Ｍｎ硫化物の大半が固相域で生成されるので、微細かつ高密度で分布する。他方、一部のＭｎ硫化物は鋼を鋳造で凝固させる際に固相と液相の界面で生成し、比較的大きなサイズとなる。このＭｎ硫化物は後続の熱間圧延で圧延方向に伸長化して鋼中に分布する。本実施形態の熱間圧延鋼材からなる鋼部品を破断させた場合にこれらの微細二分したＭｎ硫化物と伸長化したＭｎ硫化物に沿ってき裂が進展することになり、良好な破断分離性と顕著な破断面の凹凸形状の形成が実現する。本発明は、Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ等のＭｎ硫化物の形態を制御する合金元素を添加することなく、上記に示すＭｎ硫化物の形態を制御するものである。Ｍｎ濃度が０．１０ｍａｓｓ％未満の場合は伸長化されたＭｎ硫化物の個数が減少し、破断面の凹凸形状を顕著にすることができない。また、Ｍｎ濃度が０．２０ｍａｓｓ％を超えると微細なＭｎ硫化物の個数が足らず、破断分離性が低下するとともに、破断面方向に欠け、ひびの発生が顕著となり、嵌合性が低下する。なお、より好ましいＭｎ濃度の範囲は０．１５〜０．２０ｍａｓｓ％である。

Ｐ：０．０１０〜０．０３５ｍａｓｓ％
Ｐはフェライト及びパーライトの延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし破断分離性を向上させる効果を有する。ただし、Ｐは同時に結晶粒界の脆化を引き起こし破断面の欠けを発生しやすくする効果が顕著である。従って、Ｐの添加を利用して延性及び靭性を低下させる方法は欠け防止の観点から積極的に活用すべきではない。以上を考慮すればＰ濃度の好適な範囲は０．０１０〜０．０３５ｍａｓｓ％であり、さらに、０．０１０〜０．０２５ｍａｓｓ％がより好ましい。

Ｓ：０．０６〜０．１０ｍａｓｓ％
ＳはＭｎと結合してＭｎ硫化物を形成する。本実施形態の熱間圧延鋼材からなる鋼部品を破断分割させる際に圧延方向に伸長したＭｎ硫化物に沿ってき裂が伝播するので、Ｓの含有は破断面の凹凸を大きくし破断面を嵌合する際に位置ずれを防止する効果がある。その効果を得るためにはＳ含有量の下限を０．０６ｍａｓｓ％にする必要がある。他方、Ｓが過剰に含有すると破断分割時の破断面近傍の塑性変形量が増大し破断分離性が低下する場合が発生することに加えて破断面の欠けを助長することがある。以上から、Ｓの好適な範囲を０．０６〜０．１０ｍａｓｓ％とする。さらにより好ましい範囲として０．０７〜０．０９ｍａｓｓ％の濃度に限定する。

Ｃｒ：０．２５ｍａｓｓ％以下
ＣｒはＭｎと同様に固溶強化によってフェライトを強化し延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし破断分離性を向上させる。しかし、Ｃｒを過剰に含有するとパーライトのラメラー間隔が小さくなり、かえってパーライトの延性及び靭性が高くなる。そのため、破断時の破断面近傍の塑性変形量が大きくなり破断分離性が低下する。さらに、Ｃｒを過剰に含有するとベイナイト組織が生成しやすくなり破断分離性が大幅に低下する場合がある。従って、Ｃｒを含有させる場合、その濃度を０．２５ｍａｓｓ％以下とする。上述の効果を鑑みた場合、より好ましくは０．１２ｍａｓｓ％以下である。

Ｖ：０．２０〜０．４０ｍａｓｓ％
Ｖは熱間鍛造後の冷却時に主に炭化物又は炭窒化物を形成してフェライトを強化し延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくして熱間圧延鋼材からなる鋼部品の破断分離性を良好にする。また、Ｖは炭化物又は炭窒化物の析出強化により熱間圧延鋼材の降伏比を高めるという効果がある、これら効果を得るためにはＶ含有量の下限を０．２０ｍａｓｓ％にする必要がある。Ｖ含有量の下限は好ましくは０．２３ｍａｓｓ％である。一方、Ｖを過剰に含有してもその効果は飽和するのでＶ含有量の上限は０．４０ｍａｓｓ％である。好ましくはＶ含有量の上限は０．３５ｍａｓｓ％である。

Ｎ：０．００６０〜０．０１５０ｍａｓｓ％
Ｎは熱間鍛造後の冷却時に主にＶ窒化物又はＶ炭窒化物を形成してフェライトの変態核として働くことによってフェライト変態を促進する。これにより熱間圧延鋼材からなる鋼部品の破断分離性を大幅に損なうベイナイト組織の生成を抑制する効果がある。この効果を得るにはＮ含有量の下限を０．００６０ｍａｓｓ％とする。Ｎを過剰に含有すると熱間延性が低下し熱間加工時に割れ又は疵が発生しやすくなる場合があるため、Ｎ含有量の上限を０．０１５０ｍａｓｓ％とする。なお、Ｎ濃度に関しては０．００８０〜０．０１２０ｍａｓｓ％がより好ましい。

Ｂ：０．００５０ｍａｓｓ％以下
Ｂは焼入れ性を向上させる元素として代表的な化学成分である。本発明の特徴であるＭｎが低濃度であることに伴い、鋼材の焼入れ性が低下するがその低下代を補う元素として添加するものである。Ｂ相度に関して微量添加でも効果が認められるが好ましい下限は０．０００８ｍａｓｓ％以上である。また、Ｂによる焼入れ性向上効果は飽和するので上限については０．００５０ｍａｓｓ％とした。ただし、好ましい上限は０．００３５ｍａｓｓ％である。

本実施形態に係る熱間圧延鋼材は、発明の効果をさらに顕著にするために、更に、Ｔｉ：０．０５０ｍａｓｓ％以下、及び、Ｎｂ：０．０３０ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種を選択して含有することができる。

Ｔｉ：０．０５０ｍａｓｓ％以下
Ｔｉは熱間鍛造後の冷却時に主に炭化物又は炭窒化物を形成して析出強化によりフェライトを強化し延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし破断分離性を向上させる効果がある。しかし、Ｔｉを過剰に含有するとその効果が飽和するので上述の効果を得るためにＴｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量の上限を０．０５０ｍａｓｓ％とする。Ｔｉの効果を十分に発揮させるためにはＴｉ含有量の下限を０．００５ｍａｓｓ％とすることが好ましい。より好適なＴｉ含有量の範囲は０．０１５〜０．０３０ｍａｓｓ％である。

Ｎｂ：０．０３０ｍａｓｓ％以下
Ｎｂは熱間鍛造後の冷却時に主に炭化物又は炭窒化物を形成して析出強化によりフェライトを強化し延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし良好な破断分離性を得る効果がある。しかし、Ｎｂを過剰に含有するとその効果が飽和するので上述の効果を得るためにＮｂを含有させる場合、Ｎｂ含有量の上限を０．０３０ｍａｓｓ％とする。Ｎｂの効果を十分に発揮させるにためはＮｂ含有量の下限を０．００５ｍａｓｓ％とすることが好ましい。より好適なＮｂ含有量の範囲は０．０１０〜０．０３０ｍａｓｓ％である。

本実施形態に係る熱間圧延鋼材の残部は、鉄及び不純物である。不純物とは、鉱石やスクラップ等の原材料及び製造環境から混入するものをいう。さらに、本実施形態に係る熱間圧延鋼材は、上記成分の他、本実施形態に係る鋼の効果を損なわない範囲で、Ｔｅ、Ｚｎ、及びＳｎ等を含有することができる。

また、本実施形態の熱間圧延鋼材には、鋼内部にＭｎＳが形成される。ＭｎＳは、熱間圧延鋼材の圧延方向に沿って伸長化していることが好ましい。伸長化されたＭｎＳは、鋼部品を引っ張り破断させた破断面に凹凸形状を形成するために必須である。ＭｎＳの伸長化は、その実現方法として、鋼材を熱間圧延で製造する際のビレットから棒鋼までの減面率を少なくとも８０％以上にする必要がある。

鋼中のＭｎＳの伸長化の程度は、圧延方向を長軸側としてアスペクト比が１０以上の伸長化されたＭｎＳが１ｍｍ^２あたり５０個以上分布することが望ましい。なお、伸長化されたＭｎＳのなかには分断されて圧延方向に列状に凝集して分布するものも観察されるが、それらも１つの伸長ＭｎＳとして計上する。

次に、本実施形態の熱間圧延鋼材の製造方法について説明する。
上記の化学成分を有する鋼を転炉で溶製し、インゴットプロセスによって鋳造する。鋳造品は、更に分塊圧延工程等を経てビレットとする。得られたビレットをさらに熱間圧延によって丸棒とする。このようにして本実施形態の熱間圧延鋼材を製造する。なお、ビレットから丸棒形状までの圧延減面率は８０％以上とすることが好ましい。これにより、鋼中のＭｎＳを伸長化させることができる。

インゴットプロセスは、連続鋳造プロセスとは異なり、通常採用される湾曲型連続鋳造機による鋳造時の曲げ応力等、高温割れの原因となる応力が発生しないので、高温割れ対策が不要になる。インゴットプロセスと同様に高温割れ対策が不要なプロセスとしては、垂直型連続鋳造機による鋳造が挙げられる。また、湾曲型連続鋳造機を使用する場合であっても、鋳片の表層部の化学成分を高温割れが抑制できるような成分とし、鋳片の内部の成分を本発明成分とする複層型鋳片とすれば、高温割れの抑制が可能になる。

また、得られた熱間圧延鋼材から鋼部品を製造するには、熱間圧延鋼材を例えば１１５０〜１２８０℃に加熱して熱間鍛造し、空冷（大気中での放冷）もしくは一部もしくは衝風冷却（試験片へ風を送り冷却）によって室温まで冷却する。冷却後の鍛造材を切削加工することにより、所定の形状の鋼部品とする。熱間圧延鋼材を鍛造する際は、熱間鍛造に限らず、冷間鍛造してもよい。

本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品は、引張破断させた際の破断面に、引張応力方向に向けて８０μｍの高さで突出する凹凸が破断面上の任意の方向長さ１０ｍｍあたり２箇所以上の比率で形成される。また、破断面における脆性破壊破面が面積率にして９８％以上になる。更に、破断面方向に沿って長さ８０μｍ以上に渡って形成されたき裂または凹部の数が、破断面の任意の方向長さ１０ｍｍあたり３箇所未満になる。

破断面の性状について規定した理由を述べる。引張破断により分離した破断面同士を嵌合させ、破断面と水平方向に応力を加えると、その抵抗力は破断面の凹凸により水平方向および２つの法線方向(面内で９０°の傾き方向、および、破断面と垂直方向)に３次元的に分散される。この場合、印加された応力は破断面の凹凸が顕著であるほど分散される。また、破断面の欠けが生じない前提条件で、破断面の凹凸が顕著であることは応力印加時の位置ずれを防ぐ観点からも明らかである。

欠けを生じない範囲で破断面の凹凸を最大化するためには、特にＭｎＳの形態および分散状態が破断面形状に大きな影響を及ぼすので、ＭｎＳの形態と分散状態を制御することが重要である。より具体的には、き裂伝播の経路となるＭｎＳを多量に分散させること、その一部が適正に伸長化されていることが、破断面の凹凸を顕著にさせることに寄与する。
そこで、本発明では破断時に破断面の欠けを発生させない範囲で実験的に実現可能である顕著な破断面凹凸形状を上記の通りに規定した。

なお、引張応力方向の凹凸は、破断面の断面での段差の方向が引張方向に対して４５°以下の角度のものを対象とし、凹凸の長さは対象とする段差を引張方向に投影した長さとして定義する。また、破断面方向のき裂または凹部は、破断面の断面でのき裂または凹部の方向が引張方向に対して４５°超の角度で内部に進展するものを対象とし、き裂または凹部の長さは開始点から、内部の終了点までの距離として定義する。

また、破断面の凹凸形状の評価方法は、実施例において述べることとする。

本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品は、破断分離した際に、破断面近傍の塑性変形量が小さく、かつ、破断面の欠け発生が少なくなる。このため、破断面の嵌合をさせた場合、位置ずれが生じず、精度よく嵌合でき、鋼部品の精度向上、歩留向上を同時に実現できる。また、本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品を用いることにより、欠けを振るい落とす工程を省略することができ、製造コストを低減でき、これにより、産業上の経済効率性の向上に大きな効果がある。

本発明を実施例によって以下に詳述する。なお、これら実施例は本発明の技術的意義、及び効果を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。

表１に示す組成を有する、転炉で溶製した鋼をインゴットプロセスで鋳造したのち、分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角のビレットとし、さらに熱間圧延によって直径が５６ｍｍの棒鋼形状とした。このときのビレットから丸棒形状までの圧延減面率は９０％である。なお、表中の「−」との記号は、記号が記載された箇所に係る元素の含有量が検出限界値以下であることを示している。Ｘ分塊圧延前のブルームの加熱温度および加熱時間は、それぞれ１２７０℃、および１４０ｍｉｎであり、熱間圧延前のビレットの加熱温度および加熱時間は、それぞれ１２４０℃、および９０ｍｉｎであった。表１の比較鋼の下線部分は、本発明の範囲外であることを示す。

次に、破断分離性を調べるために、鍛造コンロッド相当の試験片を熱間鍛造で作成した。具体的には、直径５６ｍｍ、長さ１００ｍｍの素材棒鋼を、１１５０〜１２８０℃に加熱後、棒鋼の長さ方向に垂直に鍛造して厚さ２０ｍｍとし、油焼入れ、衝風冷却（試験片へ風を送り冷却）、もしくは空冷（大気中での放冷）のいずれかによって室温まで冷却した。冷却後の鍛造材から、ＪＩＳ４号引張試験片と、コンロッド大端部相当形状の破断分離性評価用試験片とを切削加工した。ＪＩＳ４号引張試験片は、鍛造材側面から３０ｍｍ位置で長手方向に沿って採取した。破断分離性評価用試験片は、図１に示すとおり、８０ｍｍ×８０ｍｍかつ厚さ１８ｍｍの板形状の中央部に、直径５０ｍｍの穴を開けたものであり、直径５０ｍｍの穴の内面上には、鍛造前の素材である棒鋼の長さ方向に対して±９０度の位置２ヶ所に、深さ１ｍｍかつ、先端曲率０．５ｍｍの４５度のＶノッチ加工を施した。更に、ボルト穴として直径８ｍｍの貫通穴を、その中心線がノッチ加工側の側面から８ｍｍの箇所に位置するように開けた。

破断分離性評価の試験装置は、割型と落錘試験機とから構成されている。割型は長方形の鋼材上に成型した直径４６．５ｍｍの円柱を中心線に沿って２分割した形状で、片方が固定され、片方がレール上を移動する。２つの半円柱の合わせ面にはくさび穴が加工されている。破断試験時には、試験片の直径５０ｍｍの穴をこの割型の直径４６．５ｍｍの円柱にはめ込み、くさびを入れて落錘の上に設置する。落錘は質量２００ｋｇであり、ガイドに沿って落下する仕組みである。落錘を落とすと、くさびが打ち込まれ、試験片は２つに引張破断される。なお、破断時に試験片が割型から遊離しないように、試験片は割型に押し付けられるように周囲を固定されている。

本試験では、落錘高さ１００ｍｍで破断を行い、破断後の試験片をつき合わせてボルト締めし、破断方向の内径と、破断方向に垂直な方向の内径との差を測定し、これを破断分割による変形量とした。その後、破断面をつき合わせて２０Ｎ・ｍのトルクでボルト締めして組み付ける作業とボルトを緩めて破断面を放す作業とを１０回繰り返し、これにより脱落した破片の総重量を破断面の欠け発生量と定義した。この欠け発生量は破断面の破断面方向のき裂もしくは凹部の存在と相関がある。すなわち、ある一定の大きさ以上の破断面方向のき裂もしくは凹部の箇所が多いほど、欠けの発生量が増加する。これらから、破断面を嵌合する際に破断面方向のき裂もしくは凹部がボルト締結時に応力集中部として作用し微細に破断することにより欠けが発生すると考えられる。破断面の欠け発生量が１．０ｍｇを超えるものを不合格とした場合、破断面方向のき裂もしくは凹部の箇所を最小限に抑えることが必要であることを知見し、その基準を８０μｍ以上のき裂または凹部の発生が破断面方向に破断面長さ１０ｍｍあたり３箇所未満であることとした。上記に示す破断面の凹凸状況の評価に用いた断面観察写真の事例を図２に示す。

破断分離性については破断面の破壊形態が脆性的であること、および、破断分離による破断面近傍の変形量が小さいことが望ましい。具体的には、破断面形態に関して、へき開割れ、擬へき開割れもしくは粒界割れなどで構成される脆性破面の面積率が９８％となること、破断面近傍の変形量は１００μｍ以下であることを良好な破断分離性を確保するための基準とした。

破断面同士の嵌合性を高めるためには破断面の引張方向の凹凸が顕著となること、高い頻度で存在することが同時に達成されることが必要である。その基準として、破断面の長さ１０ｍｍあたり引張応力方向の凹凸が８０μｍ以上の凹凸が２箇所以上の比率で凹凸が形成されることを基準とした。

破断面の凹凸形状の測定は試験片を引張方向に切断し、破断面の断面を観察することにより引張方向の凹凸、破断面方向の凹凸を測定した。なお、測定は任意の５視野で実施した。具体的には１０ｍｍあたりの引張方向の凹凸、破断面方向の凹凸、き裂の大きさを測定し、それぞれ８０μｍ以上の凹凸もしくはき裂に関してはその測定された箇所数を数え、１０ｍｍあたりの発生頻度として各サンプルで平均値を求めた。

表２に示すように、製造Ｎｏ．１〜１７の本発明例はいずれも目標を達成しており、破断分離性に優れ、同時に嵌合性が良好であることがわかった。また、製造Ｎｏ．１〜１７については、鋼中のＭｎＳのうち、圧延方向を長軸側としてアスペクト比が１０以上の伸長化されたＭｎＳは、１ｍｍ^２あたり５０個以上分布していた。

一方、製造Ｎｏ．１８〜３１は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎの濃度が本発明の範囲から外れている。これらは以下の理由により、本発明の要件を満たしていない。

製造Ｎｏ．１８、２０、２２、２４、２７、３１はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎの濃度が本発明の範囲の下限未満であり、破断分離時の塑性変形量が良好な破断分離性の条件である１００μｍを超える。
製造Ｎｏ．１９、２１、２３、２５、２６、２８はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒの濃度が本発明の範囲の上限を超えており、破断時の欠け発生が１．０ｍｇを超える。
製造Ｎｏ．２９はＶの濃度が本発明の範囲の下限未満であり、脆性破壊面積率が９８％未満になる。
製造Ｎｏ．３０はＮの濃度が本発明の範囲の上限を超えており、製造時の鋼材疵が多発し、特性評価が行えなかった。

実施例の鋼材は、熱間鍛造後に空冷または衝風冷却した後破断分割を行った際に、破断面近傍の塑性変形量が小さく且つ破断面の欠け発生が少ない、優れた破断分離性を有する。破断面の塑性変形量が小さく、さらに欠け発生が少ないという特徴により、破断面の嵌合時に位置ずれが生じることなく精度良く破断面を嵌合させることができ、部品製造の歩留まりを向上させる。また、この特徴により、欠けを振るい落とす工程を省略することができ、製造コストの低減につながり、このことは産業上極めて効果が大きい。

１…試験片、２…穴、３…Ｖノッチ、４…貫通穴。

Claims (3)

1. 化学成分が
   Ｃ：０．３５〜０．４５ｍａｓｓ％、
   Ｓｉ：１．０〜１．９ｍａｓｓ％、
   Ｍｎ：０．１０〜０．２０ｍａｓｓ％、
   Ｐ：０．０１０〜０．０３５ｍａｓｓ％、
   Ｓ：０．０６〜０．１０ｍａｓｓ％、
   Ｃｒ：０．２５ｍａｓｓ％以下、
   Ｖ：０．２０〜０．４０ｍａｓｓ％、
   Ｎ：０．００６０〜０．０１５０ｍａｓｓ％、
   Ｂ：０．００５０ｍａｓｓ％以下を含有し、
   残部が鉄及び不純物からなる
   ことを特徴とする、破断分離後の破断面同士の嵌合性に優れた鋼部品用の熱間圧延鋼材。
2. 前記化学成分にさらに、
   Ｔｉ：０．０５０ｍａｓｓ％以下、
   Ｎｂ：０．０３０ｍａｓｓ％以下
   のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１記載の破断分離後の破断面同士の嵌合性に優れた鋼部品用の熱間圧延鋼材。
3. 請求項１または２に記載された熱間圧延鋼材からなるとともに、破断面を有する鋼部品であり、
   前記破断面が、引張応力方向に向けて８０μｍの高さで突出する凹凸が前記破断面上の任意の方向長さ１０ｍｍあたり２箇所以上の比率で形成され、かつ、前記破断面における脆性破壊破面が面積率にして９８％以上であり、更に、破断面方向に沿って長さ８０μｍ以上に渡って形成されたき裂または凹部の数が、前記破断面の任意の方向長さ１０ｍｍあたり３箇所未満であることを特徴とする破断分離後の破断面同士の嵌合性に優れた鋼部品。