JP2005068460A

JP2005068460A - 低延性および被削性に優れた非調質型熱間鍛造部品およびこの部品の製造方法

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Publication number: JP2005068460A
Application number: JP2003296683A
Authority: JP
Inventors: Tetsuo Shiragami; 哲夫白神; Kazuaki Fukuoka; 和明福岡
Original assignee: NKK Bars and Shapes Co Ltd
Current assignee: JFE Bars and Shapes Corp
Priority date: 2003-08-20
Filing date: 2003-08-20
Publication date: 2005-03-17
Anticipated expiration: 2023-08-20
Also published as: JP4020842B2

Abstract

【課題】コンロッド等の熱間鍛造部品の製造に当たり、必要な強度を確保しながら材料を適切に低延性化させると共に、その素材を一体物で熱間鍛造し、得られた材料を常温で引張破断させた場合に平らな脆性破面が得られ、こうして破断分割されたもの同士を再度一体化させるときにその噛み合わせを容易に行なうことができ、さらにＰｂ等の地球環境に影響を与える元素を用いずにボルト孔等の切削加工が行なえる。
【解決手段】フェライト単相組織を有し、フェライト相中に粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物が分散析出し、鋼組成が質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．３５％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、降伏応力が６００Ｎ／ｍｍ²以上で０．８５以上の降伏比を有し、且つ、引張破断による破面が脆性破面である。
【選択図】図２

Description

この発明は、熱間鍛造後破断分離が容易で、且つ、被削性に優れた自動車のエンジン用コネクティングロッド等の部品およびこの部品の製造方法に関するものである。

自動車のエンジン部品であるコネクティングロッド（以下、コンロッドという）は、ピストンの往復運動を回転運動に変えてクランクシャフトに伝達する機能を持つ重要な部品である。

図１に、コンロッドの組み立て概略斜視図を示す。同図に示すように、コンロッドは、コンロッド本体１とコンロッドキャップ２とに分かれている。

従来、Ｓ４５Ｃ等の機械構造用鋼を用いて、コンロッド本体１とコンロッドキャップ２との二つの部品を別々に鍛造した後、コンロッドのクランクシャフト側の大端部４を構成するこれら両部品１、２にボルト孔７の加工を施し、更に両部品１、２の接合面１ａ、２ａを切削加工により仕上げて、一体の物（部品）に構成するという製造方法がとられてきた。

このように、機械構造用鋼等を素材として用い、本来一体となる部品を二つの部品に分けて鍛造し、後で一体の部品に構成する方法では、加工工程を煩雑にするだけでなく、高度の切削加工精度が要求される。更に、強度を確保するための焼入れ焼戻し処理が不可欠であり、コスト高となる。

一方、近年の厳しい経済状況を反映したコスト低減や省エネルギー・省資源の要請に応えるべく、コンロッド本体１とコンロッドキャップ２とを一体物として鍛造加工後、引張応力を加え両者を破断分離し、更に調質等の熱処理を省略したまま使用に供する方法が検討されている。

図２に、コンロッド本体部分とコンロッドキャップ部分とが一体物で鍛造されたコンロッドの概略斜視図を示す。この方法は、例えば、同図において、大端部４の破断させるべき位置に、予め切欠きを形成しておき、素材のボルト孔７を切削加工により開けた後、適切な冶具等を用い、切欠きを起点に引張破断させて、コンロッド本体部分１Ａとコンロッドキャップ２Ｂとに分割するというものである。この方法で重要な点は、破断された面が平らで変形が極めて小さく、噛み合わせが良好なことである。このようにすれば、鍛造加工工程が簡素化されるのみならず、コンロッド本体部分１Ａとコンロッドキャップ部分２Ｂとのボルト孔７のずれもなく、従来のようにコンロッドボルト５を通すボルト孔７を極めて高い精度で切削加工する手間も省ける。なお、図１および図２において、３は、ピストン側の小端部、６は、コンロッドナットである。

このように、素材を一体物で鍛造した後、２分割してコンロッドを製造する（以下、分割型コンロッドの製造という）との観点から従来技術を概観する。コンロッドの素材としてＳ４５Ｃ等の機械構造用鋼を用いた場合には、前述したごとく、材料の機械的性質の特性確保のため、鍛造した後に焼入れおよび焼戻しを施さなければならない。この熱処理コストを低減するために、近年、材料を熱間鍛造後の冷却ままで使用する非調質鋼が広く採用されてきた。

このような非調質鋼として、ＶやＮｂを添加したフェライト・パーライト組織の非調質鋼が広く採用されてきている。一般にフェライト・パーライト系の非調質鋼は、従来の焼入れおよび焼戻し鋼に比べて、絞り値や衝撃値等の延性や靭性が低いのが特徴であるにもかかわらず、その引張破断による破面は、なおディンプルを伴う延性破断を呈する。

このように破断面が、変形の大きい延性破面を有する材料を用いて、分割型コンロッドを製造する場合には、コンロッド本体とコンロッドキャップとに引張破断したときの破面同士の噛み合わせがうまく行かない。この噛み合わせをうまく行かせるためには、上記破断面が劈開破壊のような平らな脆性破面となる材料を用いる必要がある。従って、従来コンロッド用に使用されてきた非調質鋼を、分割型のコンロッド製造方法に用いることはできなかった。

一方、鉄系粉末を用いた場合には、これを焼結後、一体物でコンロッドに熱間鍛造した後、上記と同様に引張破断させて、コンロッド本体とコンロッドキャップとに分割すると、平らな脆性破面が得られる。これは、鉄系粉末の焼結材が極めて靭性が低いことを利用したものである。従って、両者の接合面をうまく噛み合わせることができるという点においては、鉄系粉末をコンロッド素材として用いるのは、分割型コンロッドの製造方法に適している。しかしながら、粉末の焼結、鍛造工程では製造コストが高くなるという問題がある。

以上のような問題に対して、特開平９−３５８９号公報（特許文献１）あるいは特開平１１−１９９９２４号公報（特許文献２）には、非調質鋼をコンロッド素材として用いることが開示されている。特許文献１に開示された技術を従来技術１といい、特許文献２に開示された技術を従来技術２という。

しかし、従来技術１は、フェライト・パーライト組織の非調質鋼であり、延性破壊し易い上に、その延性を低減するためにフェライトを硬くする方法としてＳｉ含有量を高めてＭｎ含有量を低める方法を使用しているが、そのＳｉ含有率が１．０％以下と低く、且つＭｎが０．３０％を超えており、延性破壊が完全に無くならない範囲である。更に、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ等を含有するため、結晶粒が微細化して鋼の靭性を向上させること等の理由によって脆性破面がさらに得られ難い。

従来技術２は、以上のような問題点を解決すべく、Ｓｉを１．０％超え、Ｍｎを０．３％以下、Ａｌを０．０１０％以下に調整したものである。しかし、この発明鋼は高強度非調質鋼であるため、コンロッド素材として欠かせない孔開け性等の被削性が不十分であった。被削性を改善するため、従来技術１のようにＰｂを添加する方法もあるが、Ｐｂは近年、地球環境の問題から使用を制限する動きが出てきている。

特開平９−３５８９号公報特開平１１−１９９９２４号公報

上述した通り、コンロッドの製造に当たり、従来法のＳ４５Ｃ等の機械構造用鋼を素材として用いた場合には、コンロッド本体とコンロッドキャップとを別々に鍛造すること、および、熱間鍛造後の焼入れ、焼戻しを必要とすることによる製造コストの上昇が避けられない。

また、熱間鍛造後の冷却ままで材料を供するための従来型の非調質鋼は、熱処理費用の削減による効果はあるが、コンロッド本体とコンロッドキャップとの接合技術に問題があり、鍛造工程の簡略化を図るための分割型コンロッドの製造方法に採用するには不適当である。そして、鉄系粉末の焼結材の適用では製造コストが嵩む。

一方、従来技術１に開示された非調質鋼を使用する方法においても、脆性破面が得られず延性破面を有するので、分割型コンロッドの製造方法に適用するには問題がある。また、従来技術２は、ドリル孔加工性等の被削性が不十分である。さらに、Ｐｂを添加し被削性を付与することは、昨今唱えられている、地球環境保全を重視する社会的趨勢に逆行することになる。

従って、この発明の目的は、コンロッド等の熱間鍛造部品の製造に当たり、必要な強度を確保しながら材料を適切に低延性化させると共に、その素材を一体物で熱間鍛造し、得られた材料を常温で引張破断させた場合に平らな脆性破面が得られ、こうして破断分割されたもの同士を再度一体化させるときにその噛み合わせを容易に行なうことができ、さらにＰｂ等の地球環境に影響を与える元素を用いずにボルト孔等の切削加工が行なえる、低延性と被削性とに優れた非調質型熱間鍛造部品およびこの部品の製造方法を提供することにある。

本発明者等は、上述した観点から、高強度で低延性且つ被削性に優れた非調質型熱間鍛造部品およびこの部品の製造方法を開発すべく鋭意研究を重ねた。この結果、下記のような知見を得た。

脆性破面を得るためには、軟質なフェライト組織を強化させることが重要となる。但し、従来のようなＳｉを添加するようなフェライト内に添加元素を固溶させて強化する方法では、脆性破面が得られる添加量では鋼材が硬くなりすぎるために、加工できなくなる。

そこで、従来のＳｉ添加等の固溶強化よりも、析出物を利用したフェライト強化方法を行うことにより、従来の方法よりも硬さが低くても脆性破面が得られることを見出した。

また、硬さが低いと従来の非調質鋼ではコンロッドで必要とする降伏強度が得られないが、この強化方法では硬さが低くても降伏比が従来に比べて高いために、従来の非調質鋼と同等の降伏強度が得られる。よって、硬さが従来品並に抑えられるため、切削加工が可能であることも分かった。

この発明は、上記知見に基づきなされたものであり、下記を特徴とするものである。

請求項１記載の発明は、フェライト単相組織を有し、フェライト相中に粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物が分散析出していることにより、降伏応力６００Ｎ／ｍｍ²以上で０．８５以上の降伏比を有し、且つ、引張破断による破面が脆性破面であることに特徴を有するものである。

請求項２記載の発明は、請求項１記載の発明において、鋼組成が質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなることに特徴を有するものである。

請求項３記載の発明は、請求項２記載の発明において、鋼組成として、更に、下記（１）式、
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５・・・・（１）
但し、各元素は、含有量（質量％）である。
を満足することに特徴を有するものである。

請求項４記載の発明は、請求項１から３の何れか１つに記載の発明において、微細析出物は、ＴｉとＭｏとの炭化物であることに特徴を有するものである。

請求項５記載の発明は、請求項２記載の発明において、鋼組成として、更に、質量％で、Ｎｂ：０．０８％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｗ：１．５％以下の少なくとも１つを含有することに特徴を有するものである。

請求項６記載の発明は、請求項５記載の発明において、鋼組成として、更に、下記（２）式、
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１９２）｝≦１．５・・・・（２）
但し、各元素は含有量（質量％）とし、含まれないものは０とする。
を満足することに特徴を有するものである。

請求項７記載の発明は、請求項１、５または６記載の発明において、微細析出物がＴｉとＭｏと、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの内の少なくとも１つとを含む炭化物であることに特徴を有するものである。

請求項８記載の発明は、請求項２、３、５または６に記載の発明において、鋼組成として、更に、質量％で、Ｓ：０．０３〜０．１％、Ｐｂ：０．２％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂ：０．０２％以下の少なくとも１つを含有することに特徴を有するものである。

請求項９記載の発明は、鋼組成が請求項２、３、５、６、８の何れか１つに記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、９００から１２００℃の温度で熱間鍛造し、その後の冷却過程において、５５０から７００℃の温度域を０．５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする、降伏応力６００Ｎ／ｍｍ²以上で０．８５以上の降伏比を有し、且つ、引張破断による破面が脆性破面であることに特徴を有するものである。

請求項１０記載の発明は、鋼組成が請求項２、３、５、６、８の何れか１つに記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、９００から１２００℃の温度で熱間鍛造し、その後の冷却過程において、５５０から７００℃の温度に１０から６０分間保持することを特徴とする、降伏応力６００Ｎ／ｍｍ²以上で０．８５以上の降伏比を有し、且つ、引張破断による破面が脆性破面であることに特徴を有するものである。

請求項１１記載の発明は、鋼組成が請求項２、３、５、６、８の何れか１つに記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、９００から１２００℃の温度で熱間鍛造し、５５０から７００℃に加熱し、１０から６０分間保持することに特徴を有するものである。

この発明によれば、コンロッド等の熱間鍛造部品の製造に当たり、必要な強度を確保しながら材料を適切に低延性化させると共に、その素材を一体物で熱間鍛造し、得られた材料を常温で引張破断させた場合に平らな脆性破面が得られ、こうして破断分割されたもの同士を再度一体化させるときにその噛み合わせを容易に行なうことができ、さらにＰｂ等の地球環境に影響を与える元素を用いずにボルト孔等の切削加工が行なえる。

この発明のミクロ組織、成分組成および製造条件について、以下に詳細に説明する。

１．ミクロ組織
この発明に関わる熱間鍛造部品は、そのミクロ組織を、フェライト単相組織に粒径１０ｎｍの微細析出物を分散析出させた組織とする。

目的とする０．８５以上の降伏比を非調質により得るためには、従来のフェライト・パーライト組織では析出物の量が不足する。よって、組織をフェライト単相として析出量を増やす必要がある。また、析出物が１０ｎｍ以上の粒径で十分に析出させても、必要とする降伏比が得られないだけでなく、破面は延性破面を有するようになる。

よって、フェライト単相で、且つその中に析出させる析出物は、１０ｎｍ未満の粒径でなければ、０．８５以上の降伏比で、且つ引張破面が脆性破面を有する熱間鍛造部品は得られなくなる。

析出物の粒径は、小さいほど強度鋼には有効で、望ましくは５ｎｍ、さらに望ましくは３ｎｍ以下とし、そのような微細析出物として、Ｔｉ、Ｍｏを複合含有した炭化物、またそれらに更にＮｂ、Ｖ、Ｗの少なくとも１つを含む炭化物が望ましい。

これらの微細析出物の形態は特に規定しないが、母相中に均一分散（分散析出）することが望ましい。

また、この発明において、微細析出物の大きさは、全析出物の９０％以上で満足すれば、目的とする引張強さ７００ＭＰａ以上が得られる。但し、１０ｎｍ以上の大きさの析出物は、析出物形成元素を消費し、強度に悪影響を与えるため、５０ｎｍ以下とすることが望ましい。

上述した析出物とは別に少量のＦｅ炭化物を含有しても、この発明の効果は損なわれないが、平均粒径が１μｍ以上のＦｅ炭化物を多量に含むと降伏比の低下を招くため、この発明においては、含有されるＦｅ炭化物の大きさの上限は１μｍ、含有率は全体の１％以下とすることが望ましい。

微細析出物の全析出物に対する割合は、以下の方法により求める。電子顕微鏡資料を、ツインジェットを用いた電解研磨で作成し、加速電圧２００ｋＶで観察する。その際、微細析出物が母相に対して計測可能なコントラストになるように母相の結晶方位を制御し、析出物の数え落としを最低限にするために焦点を正焦点からずらしたデフォーカス法で観察を行う。

また、析出物粒子の計測を行った領域の試料の厚さは電子エネルギー損失分光法を用いて、弾性散乱ピークと非弾性散乱ピーク強度とを測定することで評価する。

この方法により、粒子数の計測と試料厚さの計測を同じ領域について実行した。

２．成分組成
Ｃ：０．１５質量％以下
Ｃ含有量が０．１５質量％を超えて含有すると、微細析出物が粗大化し、十分な析出強化が得られない。そのため目標とする降伏比が得られず、また、引張破断面が延性破面になりやすい。よって、Ｃ含有量は、０．１５質量％以下が適当である。より好ましくは、０．０３〜０．１２質量％である。

Ｓｉ：１．００質量％以下
Ｓｉは、フェライトに固溶して硬度を高め、フェライトの延性を低下させる。しかし、Ｓｉ含有量が１．００質量％を超えると、鋼材の鍛造加熱時の脱炭が多くなって、疲労強度が低下する。また、熱間延性が低下して鍛造時の割れ発生の原因となる。よって、Ｓｉ含有量は、１．００質量％以下に限定する。より好ましくは０．１５質量％以下である。

Ｍｎ：２．００質量％以下
Ｍｎは、鋼中のＳと結合してＭｎＳを形成して鋼材の延性を高める。よって、引張破断において脆性破面を得るためには、Ｍｎ含有量を２．００質量％以下にする必要がある。より好ましくは０．５〜１．８質量％である。

Ｔｉ：０．０３〜０．５０質量％
Ｔｉは、Ｔｉ系炭化物、Ｍｏと共にＴｉ−Ｍｏ系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、強度を向上させるために添加する。０．０３質量％以上添加しなければその効果は得られず、一方、０．５０質量％を超えて添加すると析出物が粗大化し、強度が低下するだけでなく、０．８５以上の降伏比が得られない。よって、Ｔｉ含有量は、０．０３〜０．５０質量％とする。より好ましくは０．０３〜０．２０質量％である。

Ｍｏ：０．０５〜０．８質量％
Ｍｏは、Ｍｏ系炭化物、Ｔｉと共にＴｉ−Ｍｏ系炭化物を含む析出物を微細に析出させ、強度を向上させるために添加する。その効果を得るには、０．０５質量％以上の添加が必要であり、一方、０．８質量％を超えて添加するとベイナイト等の低温変態相を形成し、微細析出物による析出強化が不足する。よって、Ｍｏ含有量は、０．０５〜０．８質量％とする。より好ましくは０．１５〜０．４５質量％である。なお、Ｍｏは、拡散速度が遅く、Ｔｉと共に析出する場合、析出物の成長速度が低下し、微細な析出物が得られやすい。

（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝：０．５〜１．５
このパラメーターは、析出物の大きさに影響を与えるもので、０．５〜１．５とした場合、粒径１０ｎｍ未満の微細析出物の形成が容易となり、好ましい。さらに好ましくは、０．７〜１．３である。

微細なＴｉ−Ｍｏ系炭化物では、炭化物中のＴｉ、Ｍｏは、原子比で０．２≦Ｔｉ／Ｍｏ≦２．０、さらに微細な炭化物では０．７≦Ｔｉ／Ｍｏ≦１．５であることが確認された。さらに特性を向上させる場合、Ｎｂ、ＶおよびＷの少なくとも１つを添加することが好ましい。

Ｎｂ：０．０８質量％以下
Ｎｂは、Ｔｉと共に微細析出物を形成して強度上昇に寄与するが、０．０８質量％を超えるとその効果が飽和するため、０．０８質量％以下とする。より好ましくは０．０４質量％以下である。

Ｖ：０．１５質量％以下
Ｖは、Ｔｉと微細析出物とを形成するが、０．１５質量％を超えると析出物が粗大化するようになるため、０．１５質量％以下とする。より好ましくは０．１０質量％以下である。

Ｗ：１．５質量％以下
Ｗは、Ｔｉと微細析出物とを形成するが、１．５質量％を超えると析出物が粗大化するようになるため、１．５質量％以下とする。より好ましくは１．０質量％以下である。

これらの元素の添加においては、Ｃ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｎｂ、ＶおよびＷの原子比を規定することが炭化物の微細化に有効で、（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１９２）｝を０．５〜１．５とした場合、粒径１０ｎｍ未満の微細析出物の形成が容易となる。さらに好ましくは、０．７〜１．３である。

Ｎｂ、ＶおよびＷの少なくとも１つを含む微細な炭化物の場合は、（Ｔｉ＋Ｎｂ＋Ｖ）／（Ｍｏ＋Ｗ）が０．２〜２．０、さらに微細な炭化物の場合は０．７〜１．５であることが確認された。

また、この発明では、上記添加元素以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物とするが、脱酸材としてＡｌを０．１質量％以下添加することができる。

強度、延性を向上させる場合、ＮｉおよびＣｒの少なくとも１つを、Ｎｉ≦２質量％、Ｃｒ≦２質量％の範囲で添加しても良い。

部品形成時の被削性を向上させる場合、Ｓ：０．０３〜０．１質量％とし、Ｐｂ≦０．２質量％、Ｃａ≦０．００５質量％、Ｂ≦０．０２質量％の少なくとも１つを添加することができる。

なお、これらの元素含有量や添加の有無により、この発明の効果が損なわれることはない。

３．製造条件
図３は、この発明に係る熱間鍛造部品の概略製造工程図であり、Ｓ１は、棒鋼製造工程、Ｓ２は、搬送工程、そして、Ｓ３は、製品仕上工程を示す。図３に示すように、棒鋼製造工程（Ｓ１）において鋼塊を熱間圧延して棒鋼とし、このようにして調製した棒鋼を搬送工程（Ｓ２）によって製品仕上工程（Ｓ３）に搬送し、ここで棒鋼を熱間鍛造加工し、所望の部品形状とした後、析出処理により微細析出物を析出させて降伏比０．８５以上とする。なお、製品仕上工程（Ｓ３）において、熱間鍛造後の冷却速度を調整し、析出処理を省略することも可能である。

以下に、製品仕上工程（Ｓ３）における望ましい製造条件について詳細に説明する。

鍛造加熱温度
鍛造加熱温度は、１１００℃以上とする。この発明では鍛造後の析出処理等により微細析出物を析出させるため、鍛造時に溶解時から残存する炭化物を固溶させる。

鍛造加熱温度を１１００℃未満とした場合、溶解時から残存するＴｉ−Ｍｏ系炭化物が固溶しないため１１００℃以上とする。

鍛造温度
鍛造温度は、９００〜１２００℃とする。鍛造後の析出処理により微細析出物を析出させるが、その析出促進のために１２００℃以下の温度で鍛造する必要がある。また、９００℃未満になると鍛造荷重が高くなりすぎるために熱間では鍛造が難しい。よって、鍛造温度は、９００〜１２００℃に限定する。

鍛造後の冷却速度の調整または、冷却後の析出処理により所望のミクロ組織とする。冷却速度の調整による場合は、微細析出物の析出温度範囲の５５０〜７００℃を、微細析出物が得られる臨界冷却速度の０．５℃／ｓｅｃ以下で冷却する。０．５℃／ｓｅｃ以下で冷却するためには、炉に入れて炉冷することが望ましい。

また、炉の温度を５５０〜７００℃の温度に保持し、１０〜６０分保持することも可能である。この場合、母相はフェライト単相組織となる。また、保持時間は、６０分で十分フェライト単相となるため、６０分を超えて保持しても変わらない。よって、１０〜６０分保持する。

再加熱による析出処理では母相をフェライト単相とし、強度向上に寄与する微細析出物を析出させることが必要で、加熱温度がベイナイトが生成しないよう５５０℃以上とする。７００℃を超えると微細析出物が粗大化するため５５０〜７００℃とする。

また、微細なＴｉ、Ｍｏ等の炭化物を生成、析出させるために、当該温度域において１０分以上保持する。この場合、母相は、フェライト単相組織となる。また、保持時間は、６０分で十分フェライト単相となるため、６０分を超えて保持しても変わらない。よって、１０〜６０分保持する。

次に、この発明を実施例によってさらに詳細に説明する。

表１に示す各種化学成分組成を有す鋼種Ｎｏ．１〜１６を真空溶解炉によって溶製し、造塊した後、それぞれをφ６５ｍｍの棒鋼に圧延した。

当該棒鋼を厚さ２５ｍｍ×幅７０ｍｍの板形状に熱間鍛造し、Ｎｏ．１〜１５については熱間鍛造後の冷却速度の調整、恒温保持による析出処理を種々の条件で行った。Ｎｏ．１６は、従来のフェライト・パーライト型非調質鋼であり、従来の方法で加熱・鍛造・冷却を実施した。得られた板材からＪＩＳ４号引張試験片を切り出し、引張試験並びに破断面の状況の確認をした。さらに、同鍛造材の被削性を評価するため、ドリルによる孔明け加工試験を実施した。孔明けにはＳＫＨ４、φ８ｍｍのドリルを用い孔明け総深さが１０００ｍｍで切削不能となる切削速度（ドリル寿命速度）を求め、工具寿命の指標とした。さらに鋼種Ｎｏ．１６の切り屑処理性を標準とし、他鋼種の切り屑処理性を評価した。

さらに、前記φ６５ｍｍ棒鋼を素材とし、上記と同じ鍛造条件にて、図２に示したコンロッド本体部分１Ａとコンロッドキャップ部分２Ｂとが一体物となった形態で、大端部４中央の相対する内面２箇所に０．５ｍｍＲの切欠きを有する鍛造品を調製した。次いで、大端部４の両側部のそれぞれに、縦のボルト孔７をドリル加工で明けた後、大端部４に冶具を挟み、前記切欠きを起点に引張破断させて、コンロッドのキャップ部と本体部とに分割した。さらに分割した両者を突き合わせ、破断面の噛み合わせの状況を確認、評価した。

これらの試験結果を、表２に示す。

なお、表２において、※１は、「Ｎｏ．１、８、１６は、鍛造後に各冷却速度にて室温まで冷却、Ｎｏ．２〜４、９〜１３は、鍛造後に直接各温度で保持、Ｎｏ．５〜７、１４、１５は、鍛造後、室温まで空冷した後、再加熱」であり、※２は、「Ｆ：フェライト単相、Ｆ+Ｐ：フェライト・パーライト、Ｂ：ベイナイト、Ｆ+Ｍ：フェライト・マルテンサイト」である。

表２から明らかなように、この発明例１〜７は、何れも、鍛造時の割れの発生はなく、所望の降伏強度６００Ｎ／ｍｍ²以上、降伏比０．８５以上を満足し、ミクロ組織がフェライト単相組織であったので、引張破断面（以下、破面という）は平らな脆性破面であった。また、ドリルによる孔明け加工においても工具寿命および切粉の粉砕性に問題はなく、良好な結果が得られた。さらには、コンロッド大端部を破断した破断面の噛み合わせ状況（以下、大端部の噛み合わせという）も、良好だった。

これに対して、この発明の範囲外にある比較例８〜１５は、下記の問題があった。

比較例８は、鍛造後の冷却速度が本発明範囲外であるために、析出物が得られず、そのためフェライト単相化せず、降伏比は、０．８５に達しなかった。また、強度が上がりすぎて硬くなっており、そのためドリル工具寿命が悪く、切り屑処理性も悪かった。

比較例９は、析出保持温度が本発明範囲よりも高く、このため析出物は粗大化し、母相中にパーライトが析出した。そのため降伏応力が６００Ｎ／ｍｍ²よりも低くなり、降伏比も０．８５に達せず、破面は、延性破面を有しており、大端部の噛み合わせも不良であった。

比較例１０は、鍛造後の保持温度が本発明範囲より低いためにベイナイトが発生した。微細析出物による析出強化量が低下し、降伏比が０．８５に達しなかった。また、強度が高くなかったためにドリル工具寿命も短く切り屑処理性も悪かった。

比較例１１は、鍛造前加熱温度が本発明範囲より低いので、Ｔｉ−Ｍｏ系炭化物が固溶せず、そのため析出物の粒径が大きいので降伏応力が６００Ｎ／ｍｍ²よりも低くなり、降伏比が０．８５に達しなかった。また、破面は、延性破面であり、大端部の噛み合わせも不良であった。

比較例１２は、Ｃ含有量が本発明範囲よりも高く、そのために母相組織がフェライト・パーライトで、析出物粒径が大きく、降伏応力が６００Ｎ／ｍｍ²に達せず、降伏比が０．８５よりも低かった。また、破面は、延性破面であり、大端部噛み合わせも不良であった。

比較例１３は、Ｍｏ無添加の組成のため、母相組織がフェライト・マルテンサイトとなり、降伏比が０．８５よりも低かった。また、強度が高くドリル工具寿命が短かった。

比較例１４は、鍛造温度が本発明範囲より高いために、十分な析出物が得られず、母相中にパーライトが析出して、降伏比が０．８５よりも低かった。破面も延性であり、大端部の噛み合わせも不良であった。

比較例１５は、鋼組成が本発明の範囲外であり、そのため組織および析出物粒径が本発明を満足せず、降伏比が０．８５よりも低くなった。また、強度が高くなったためにドリル工具寿命が短く、切り屑処理性も悪かった。

コンロッドの組み立て概略斜視図である。コンロッド本体部分とコンロッドキャップ部分とが一体物で鍛造されたコンロッドを示す概略斜視図である。この発明の製造工程の１例を示す図である。

符号の説明

１：コンロッド本体
１Ａ：コンロッド本体部分
１ａ：コンロッド本体の接合面
２：コンロッドキャップ
２Ｂ：コンロッドキャップ部分
２ｂ：コンロッドキャップの接合面
３：小端部
４：大端部
５：コンロッドボルト
６：コンロッドナット
７：ボルト孔

Claims

フェライト単相組織を有し、フェライト相中に粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物が分散析出していることを特徴とする、降伏応力６００Ｎ／ｍｍ²以上で０．８５以上の降伏比を有し、且つ、引張破断による破面が脆性破面であることを特徴とする、被削性に優れた非調質型熱間鍛造部品。
鋼組成が質量％で、
Ｃ：０．１５％以下、
Ｓｉ：１％以下、
Ｍｎ：２％以下、
Ｔｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．８％、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
からなることを特徴とする、請求項１記載の、被削性に優れた非調質型熱間鍛造部品。
鋼組成として、更に、下記（１）式、
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）｝≦１．５・・・・（１）
但し、各元素は、含有量（質量％）である。
を満足することを特徴とする、請求項２記載の、被削性に優れた非調質型熱間鍛造部品。
前記微細析出物は、ＴｉとＭｏとの炭化物であることを特徴とする、請求項１から３の何れか１つに記載の、被削性に優れた非調質型熱間鍛造部品。
鋼組成として、更に、質量％で、
Ｎｂ：０．０８％以下、
Ｖ：０．１５％以下、
Ｗ：１．５％以下
の少なくとも１つを含有する、請求項２記載の、被削性に優れた非調質型熱間鍛造部品。
鋼組成として、更に、下記（２）式、
０．５≦（Ｃ／１２）／｛（Ｔｉ／４８）＋（Ｍｏ／９６）＋（Ｎｂ／９３）＋（Ｖ／５１）＋（Ｗ／１９２）｝≦１．５・・・・（２）
但し、各元素は含有量（質量％）とし、含まれないものは０とする。
を満足することを特徴とする、請求項５記載の、被削性に優れた非調質型熱間鍛造部品。
前記微細析出物がＴｉとＭｏと、Ｎｂ、Ｖ、Ｗの内の少なくとも１つとを含む炭化物であることを特徴とする、請求項１、５または６記載の、被削性に優れた非調質型熱間鍛造部品。
鋼組成として、更に、質量％で、
Ｓ：０．０３〜０．１％、
Ｐｂ：０．２％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、
Ｂ：０．０２％以下
の少なくとも１つを含有することを特徴とする、請求項２、３、５または６に記載の、被削性に優れた非調質型熱間鍛造部品。
鋼組成が請求項２、３、５、６および８の何れか１つに記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、９００から１２００℃の温度で熱間鍛造し、その後の冷却過程において、５５０から７００℃の温度域を０．５℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することを特徴とする、降伏応力６００Ｎ／ｍｍ²以上で０．８５以上の降伏比を有し、且つ、引張破断による破面が脆性破面であることを特徴とする、被削性に優れた非調質型熱間鍛造部品の製造方法。
鋼組成が請求項２、３、５、６および８の何れか１つに記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、９００から１２００℃の温度で熱間鍛造し、その後の冷却過程において、５５０から７００℃の温度に１０から６０分間保持することを特徴とする、降伏応力６００Ｎ／ｍｍ²以上で０．８５以上の降伏比を有し、且つ、引張破断による破面が脆性破面であることを特徴とする、被削性に優れた非調質型熱間鍛造部品の製造方法。
鋼組成が請求項２、３、５、６および８の何れか１つに記載の鋼を１１００℃以上に加熱後、９００から１２００℃の温度で熱間鍛造し、５５０から７００℃に加熱し、１０から６０分間保持することを特徴とする、降伏応力６００Ｎ／ｍｍ²以上で０．８５以上の降伏比を有し、且つ引張破断による破面が脆性破面であることを特徴とする、被削性に優れた非調質型熱間鍛造部品の製造方法。