JP2017171978A - 鍛造部品及びその製造方法並びにコンロッド - Google Patents

Abstract

【課題】強度、被削性、製造性、破断分割性に優れ、原料コストの増大を回避できる鍛造部品及びその製造方法並びにコンロッドを提供する。【解決手段】鍛造部品は、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０％、Ｍｎ：０．３０〜１．６０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０４０〜０．１５０％、Ｃｒ：０．５０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０７０％、Ｖ：０．２５〜０．３５％、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｎ：０．０１５０％以下を含有し、指数Ｒ１：７．０〜８．５である化学成分を有する鉄基合金からなる。Ｖノッチによるシャルピー衝撃値が１０〜２０Ｊ／ｃｍ2である。０．２％耐力が６００ＭＰａ以上である。Ｒ１＝１２．６×［Ｃ］＋１６×［Ｐ］＋０．１４×［Ｓ］＋１２×［Ｖ］上記式中［Ｘ］は元素Ｘの含有率を表す。【選択図】図１

Description

本発明は、鍛造部品及びその製造方法並びにこの鋼からなるコンロッドに関する。

例えばコンロッドなどの自動車部品においては、燃費向上のための軽量化が要求されている。軽量化には、素材となる鋼の強度を高めて薄肉化することが有効である。しかしながら、一般的に、鋼の高強度化は被削性の悪化につながる。そのため、高強度化と被削性維持の両方を満足する鋼の開発が望まれていた。

また、２つの部品を組み合わせて一組の部品を構成する場合に、その２つの部品を連結した状態で成形した後に、最終的に破断分割して２つの部品に仕上げることが検討されている。この製造方法を採用すれば、製造工程の合理化を図ることができると共に、破断分割後の２つの部品の組み付け性が向上する。このような製造方法を可能にするには、少なくとも破断分割を容易に行える鋼が必要となる。また、組み付け性の観点からは、破断分割後の各部品に、適度に大きな凹凸を有する破面が形成されていることが好ましい。

鋼の破断分割を容易に行うために、鋼を脆化する技術が種々提案されている（例えば、特許文献１〜４）。

特開平１１−２８６７５０号公報 特開平１１−２７９６９８号公報 特開平１１−１９９９６８号公報 特許第３８５４４６２号

特許文献１には、Ｃ（炭素）の含有量が多い共析鋼や過共析鋼とすることにより、フェライト組織を減らして脆化を図る技術が記載されている。しかし、フェライト組織を少なくすると、被削性の悪化を招くという問題がある。

特許文献２には、Ｐ（リン）を添加することにより粒界の脆化を図る技術が記載されている。しかし、特許文献２のようにＰの添加量を増やした鋼は、Ｐ添加の影響により熱間加工性が低下し、熱間圧延等の工程における生産性に悪影響が生じるおそれがある。

特許文献３には、Ｔｉ（チタン）を添加することによりＴｉ炭硫化物を形成して脆化を図る技術が記載されている。しかし、Ｔｉを添加すると、熱間鍛造後の冷却時にベイナイト組織が生成され易くなるため、被削性が悪化しやすい。また、Ｔｉの添加は、原料コストの増大を招くおそれがある。

特許文献４には、特定成分からなる鋼を熱間鍛造した後、特定の条件で冷却を行うことにより、得られる鋼部品の破断エネルギーを特定の値以下にする技術が記載されている。しかし、特許文献４の鋼部品は、破断エネルギーの値が低く、脆すぎるため、破断分割自体は容易であるものの、破断分割の際に欠けが発生しやく、かつ、破断分割により形成された破面が平滑になりやすい。それ故、破断分割後に一組の部品を組み合わせる作業において、部品同士の組み合わせ精度を高くすることが難しい。

本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、高い強度を確保しつつ、被削性及び熱間加工性等の製造性に優れ、破断分割後に一組の部品を精度よく組み合わせることができ、原料コストの増大を回避することができる鍛造部品及びその製造方法並びにこの鍛造部品からなるコンロッドを提供しようとするものである。

本発明の一態様は、質量％で、Ｃ（炭素）：０．２０％以上０．４０％以下、Ｓｉ（シリコン）：０．０１％以上０．２０％以下、Ｍｎ（マンガン）：０．３０％以上１．６０％以下、Ｐ（リン）：０．０３０％以下（但し、０％を除く）、Ｓ（硫黄）：０．０４０％以上０．１５０％以下、Ｃｒ（クロム）：０．５０％以下（但し、０％を除く）、Ａｌ（アルミニウム）：０．００１％以上０．０７０％以下、Ｖ（バナジウム）：０．２５％以上０．３５％以下、Ｃａ（カルシウム）：０．０１００％以下（但し、０％を除く）、Ｎ（窒素）：０．０１５０％以下（但し、０％を除く）を含有し、残部がＦｅ（鉄）及び不可避的不純物からなり、下記式（１）により得られる指数Ｒ１が７．０以上８．５以下である化学成分を有し、
金属組織がフェライト面積率３０％以上のフェライト・パーライト組織であり、
Ｖノッチによるシャルピー衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ²以上２０Ｊ／ｃｍ²以下であり、
０．２％耐力が６００ＭＰａ以上であることを特徴とする鍛造部品にある。
式（１）：Ｒ１＝１２．６×［Ｃ］＋１６×［Ｐ］＋０．１４×［Ｓ］＋１２×［Ｖ］
（但し、上記式（１）において、［Ｘ］は元素Ｘの含有率（質量％）の値を表す。）

本発明の他の態様は、上記の態様の鍛造部品から構成されていることを特徴とするコンロッドにある。

本発明の更に他の態様は、Ｃ：０．２０％以上０．４０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｍｎ：０．３０％以上１．６０％以下、Ｐ：０．０３０％以下（但し、０％を除く）、Ｓ：０．０４０％以上０．１５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下（但し、０％を除く）、Ａｌ：０．００１％以上０．０７０％以下、Ｖ：０．２５％以上０．３５％以下、Ｃａ：０．０１００％以下（但し、０％を除く）、Ｎ：０．０１５０％以下（但し、０％を除く）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、上記式（１）により得られる指数Ｒ１が７．０以上８．５以下である化学成分を有する鍛造用鋼材を準備し、
該鍛造用鋼材を加熱した後、温度１１５０〜１３００℃で熱間鍛造を施して鍛造部品を作製し、
上記熱間鍛造の直後に、８００℃から６００℃までの平均冷却速度が１５０〜２５０℃／分となるように上記鍛造部品を冷却することを特徴とする鍛造部品の製造方法にある。

上記鍛造部品は、上記特定の化学成分及び金属組織を有しているとともに、０．２％耐力で表される特性が上記特定の範囲内にある。これにより、優れた強度を確保しつつ、被削性及び熱間加工性等の製造性について、鍛造部品に要求される水準を維持することができる。また、上記鍛造部品は、Ｔｉを添加していないため、原料コストの増大を回避することができる。さらに、上記鍛造部品は、破断分割に適した範囲となるようにシャルピー衝撃値が調整されているため、破断分割時の欠けを抑制することができるとともに、適度な凹凸を有する破面を形成することができる。その結果、破断分割後に一組の部品を精度よく組み合わせることができる。

このように、上記鍛造部品は、高い強度を確保しつつ、被削性及び熱間加工性等の製造性に優れ、破断分割後に一組の部品を精度よく組み合わせることができる。それ故、上記鍛造部品から構成されたコンロッドは、優れた特性を有している。

また、上記特定の化学成分を有する鍛造用鋼材に、上記特定の条件で熱間鍛造及び冷却を行うことにより、得られる鍛造部品のシャルピー衝撃値を破断分割に適した範囲に調整することができる。その結果、破断分割性に優れた鍛造部品を得ることができる。

実施例における、破断分割性評価用試験片の（ａ）平面図、（ｂ）正面図。 実施例における、破断分割性評価の結果を示す説明図。

上記鍛造部品における化学成分の限定理由を説明する。

・Ｃ（炭素）：０．２０％以上０．４０％以下
Ｃ（炭素）は、強度を確保するための基本元素である。適度な強度及びシャルピー衝撃値を得ると共に適度な被削性を確保するためには、Ｃ含有量を上記範囲内に収めることが重要である。Ｃ含有量が０．２０％未満の場合には、強度等を確保することが困難となると共に破断分割時に変形が生じるおそれがある。Ｃ含有量が０．４０％を超える場合には、被削性の悪化、破断分割時の欠けの問題等が懸念される。

・Ｓｉ（シリコン）：０．０１％以上０．２０％以下
Ｓｉは、製鋼時の脱酸剤として有効であり、この効果を得るためには、Ｓｉ含有量を０．０１％以上とすることが必要である。一方、破断分割性を向上させるために従来添加されていたＰを添加することなく、上記鍛造部品の破断分割性を向上させるためには、Ｓｉ含有量を従来よりも低めに調整する必要がある。かかる観点から、Ｓｉ含有量を０．２０％以下とした。また、Ｓｉ含有量が多すぎると、脱炭が増加し疲労強度に悪影響が生じるおそれもある。破断分割性をより向上させるためには、Ｓｉ含有量を０．１５％以下とすることが好ましい。

・Ｍｎ（マンガン）：０．３０％以上１．６０％以下
Ｍｎは、製鋼時の脱酸ならびに鍛造部品の強度、靱性バランスを調整するために有効な元素である。強度、靱性バランス調整に加え、金属組織の最適化、被削性及び破断分割性向上のためには、Ｍｎ含有量を上記特定の範囲内にすることが必要である。Ｍｎの含有量が０．３０％未満の場合には、強度と靭性とのバランスを適正な範囲に調整することが難しくなる。一方、Ｍｎ含有量が１．６０％を超える場合には、パーライト組織の増加やベイナイト組織の生成の可能性が高まり、０．２％耐力の低下や被削性の悪化を招くおそれがある。

・Ｐ（リン）：０．０３０％以下（但し、０％を除く）
Ｐは、製造上不純物としての含有が避けられない元素であるが、Ｐ含有量を０．０３０％以下とすることにより、Ｐ含有量の増加による熱間加工性の悪化を回避することができる。

・Ｓ：０．０４０〜０．１５０％
Ｓは上記鍛造部品の被削性を向上させるために必要な元素であり、その効果を得るためには、Ｓ含有量を０．０４０％以上とすることが必要である。一方、Ｓ含有量が多すぎる場合には、鍛造時に割れが生じやすくなる。Ｓ含有量を０．１５０％以下とすることにより、鍛造時の割れを抑制することができる。

・Ｃｒ（クロム）：０．５０％以下（但し、０％を除く）
Ｃｒは、Ｍｎと同様に鍛造部品の強度、靱性バランスを調整するために有効な元素である。上記鍛造部品中にＣｒが含まれていれば、これらの作用効果を得ることができる。Ｃｒによる作用効果をより高める観点からは、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｃｒ含有量が過度に多い場合には、Ｍｎ含有量が過度に多い場合と同様に、パーライト組織の増加やベイナイト組織の生成の可能性が高まり、０．２％耐力の低下や被削性の悪化を招くおそれがある。これらの問題を回避する観点から、Ｃｒ含有量は０．５０％以下とする。

・Ａｌ（アルミニウム）：０．００１％以上０．０７０％以下
Ａｌ含有量を０．００１％以上とすることにより、製鋼時の脱酸を促進することができる。一方、Ａｌ含有量が過度に多い場合には、アルミナ系介在物の増加により、被削性の悪化を招くおそれがある。被削性の悪化を回避する観点から、Ａｌ含有量は０．０７０％以下とする。

・Ｖ（バナジウム）：０．２５％以上０．３５％以下
Ｖは、鍛造部品の製造過程において、熱間鍛造後の冷却時に炭窒化物となってフェライト中に微細に析出し、析出強化により強度を向上させる作用を有している。Ｖ含有量を０．２５％以上とすることにより、鍛造部品の強度を向上させることができる。Ｖ含有量が過度に多くなると、原料コストが増加する一方で、添加量に見合った強度向上効果が得られなくなる。従って、強度向上効果と原料コストとのバランスの観点から、Ｖ含有量は０．３５％以下とする。

・Ｎ（窒素）：０．０１５０％以下（但し、０％を除く）
Ｎは、大気中に最も多く含まれる元素であり、大気溶解をする場合には製造上不純物としての含有が避けられない。しかしながら、Ｎ含有量が０．０１５０％を超えると、鋼中においてＶと結合して、強度向上に寄与しない比較的大きい炭窒化物が多く形成され、Ｖ添加による強度向上効果を阻害するおそれがある。なお、上記のＮ含有範囲においても、Ｎ含有量が高いほど、強度向上に寄与しない比較的粗大な炭窒化物が鋼中において多くなる可能性がある。これを回避して鍛造部品の強度を確保するためには、熱間鍛造時により高めの温度に加熱して比較的粗大な炭窒化物を固溶させることが好ましい。

・Ｃａ（カルシウム）：０．０１００％以下（但し、０％を除く）
Ｃａは、鍛造部品の被削性向上に有効な元素ある。Ｃａは、不純物として鍛造部品中に少量含まれる元素であるが、被削性をより向上させるために、必要に応じて積極的に添加してもよい。なお、Ｃａ含有量が過度に多い場合には、添加量に見合った被削性向上の効果を得ることが難しい。従って、被削性向上の効果と添加量とのバランスの観点から、Ｃａ含有量を０．０１００％以下とすることが好ましい。

・不可避的不純物
上記鋼に含まれる不可避的不純物としては、例えば、Ｃｕ（銅）、Ｎｉ（ニッケル）、Ｍｏ（モリブデン）等がある。

上記鍛造部品は、上述した必須成分の含有量を上記特定の範囲とした上で、さらに、下記式（１）により算出される指数Ｒ１が７．０以上８．５以下となる化学成分を有している。
式（１）：Ｒ１＝１２．６×［Ｃ］＋１６×［Ｐ］＋０．１４×［Ｓ］＋１２×［Ｖ］
但し、上記式（１）において、［Ｘ］は元素Ｘの含有率（質量％）の値を表す。

指数Ｒ１の値が上記特定の範囲内である鍛造用鋼材に、上記特定の条件で熱間鍛造及びその後の冷却を行うことにより、上記特定の範囲のシャルピー衝撃値を容易に実現することができる。指数Ｒ１が７．０未満の場合には、シャルピー衝撃値が上記特定の範囲よりも大きくなるおそれがある。その結果、破断分割時に部品の変形が起きやすくなるおそれがある。一方、指数Ｒ１が８．５を超える場合には、シャルピー衝撃値が上記特定の範囲よりも小さくなるおそれがある。その結果、破断分割時に欠けが発生する、あるいは破面の凹凸が過度に小さくなることにより、破面の噛み合わせが悪くなる等の問題が起こりやすくなるおそれがある。

また、上記鍛造部品は、上述した必須成分の含有量及び上記式（１）により算出される指数Ｒ１を上記特定の範囲とした上で、さらに、下記式（２）により算出される指数Ｒ２の値が２．１５以上２．６１以下となるように化学成分が調整されていることが好ましい。
式（２）：Ｒ２＝４×［Ｃ］−［Ｓｉ］＋０．２×［Ｍｎ］＋７×［Ｃｒ］−［Ｖ］
但し、上記式（２）において、［Ｘ］は元素Ｘの含有率（質量％）の値を表す。

上述した必須成分の含有量及び指数Ｒ１の値を上記特定の範囲とした上で指数Ｒ２の値を上記特定の範囲内にすることにより、フェライト面積率が３０％以上であるフェライト・パーライト組織を確実に得ることができるため、より好ましい。その結果、製造時に要求される水準の被削性をより容易に確保することができる。なお、指数Ｒ２が上記特定の範囲外となる場合であっても、フェライト面積率を３０％以上にすることができる場合もある。そのため、本条件は任意条件とする。

なお、上記式（１）及び上記式（２）は、種々の化学成分からなる鋼材を多数準備し、これらの鋼材のシャルピー衝撃値及びフェライト面積率を測定した上で、これらの値と、上記式（１）及び上記式（２）において選択された元素の含有率との関係を重回帰分析で分析することにより設定した。また、指数Ｒ１の範囲はシャルピー衝撃値が上記特定の範囲となる閾値から設定し、指数Ｒ２の範囲はフェライト面積率３０％以上のフェライト・パーライト組織が確実に得られる閾値から設定した。上記式（１）及び上記式（２）において特定の元素を選択した理由は、多数のデータを用いて行った重回帰分析により、これらの元素が他元素と比べてシャルピー衝撃値及びフェライト面積率への影響が大きいという結果が得られたためである。

・金属組織
上記鍛造部品の金属組織は、フェライト面積率３０％以上のフェライト・パーライト組織である。金属組織中のフェライト面積率を３０％以上とすることにより、鍛造部品に要求される水準の被削性を確保することができる。上記鍛造部品の被削性をより向上させるためには、フェライト面積率は５０％以上であることが好ましい。なお、上記鍛造部品のフェライト面積率は、通常、９５％以下である。また、フェライト面積率は、鍛造部品の断面にナイタール腐食を施した後、当該断面にＪＩＳ Ｇ０５５５に準拠した点算法を適用することにより算出することができる。

また、例えばＭｎ量やＣｒ量が多すぎる場合、あるいは熱間鍛造後の平均冷却速度が速すぎる場合には、金属組織中にベイナイト組織が生成されることがある。優れた被削性を得るためには金属組織中のベイナイト面積率が０％であることが好ましいが、ベイナイト面積率が５％以下であれば、実用上問題のない水準の被削性を確保することができる。なお、ベイナイト面積率は、フェライト面積率と同様に、鍛造部品の断面にナイタール腐食を施した後、当該断面にＪＩＳ Ｇ０５５５に準拠した点算法を適用することにより算出することができる。

・シャルピー衝撃値：１０Ｊ／ｃｍ²以上２０Ｊ／ｃｍ²以下
上記鍛造部品は、Ｖノッチによるシャルピー衝撃値が上記特定の範囲内にある。これにより、破断分割時の変形や欠けを抑制することができるとともに、破断分割後に、適度な凹凸を有する破面を形成することができる。その結果、分割後の部品を精度よく噛み合わせることができる。

シャルピー衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ²未満の場合には、破断分割時に欠けが発生する、あるいは、破面の凹凸が過度に小さくなる等の問題が生じるおそれがある。一方、シャルピー衝撃値が２０Ｊ／ｃｍ²を超える場合には、破断分割時の変形が大きくなるおそれがある。

・０．２％耐力：６００ＭＰａ以上
上記鍛造部品の０．２％耐力は６００ＭＰａ以上とし、好ましくは７００ＭＰａ以上とする。０．２％耐力が６００ＭＰａ以上である鍛造部品は、十分に高い強度を有しているため、強度を確保しつつ軽量化をより容易に行うことができる。

上記鍛造部品は、上記の優れた特性を活かし、様々な態様の部品として構成することができる。例えば、上記鍛造部品をコンロッドとして構成することにより、破断分割を利用した製造方法の実施が可能となる。

・製造方法
上記鍛造部品を製造するに当たっては、少なくとも、電気炉等で原料を溶解し、上記特定の化学成分を有する鋳造片を作製し、これに熱間圧延等の熱間加工を加えて鍛造用鋼材を準備する工程と、鍛造用鋼材に対して熱間鍛造を施す工程と、熱間鍛造後の鍛造品を冷却する冷却工程とを行う。

熱間鍛造における温度は１１５０〜１３００℃とする。熱間鍛造時の温度を上記特定の範囲とすることにより、所望の金属組織を有する上記鍛造部品を得ることができる。熱間鍛造における温度が１１５０℃未満の場合には、成形性の悪化を招くおそれがある。一方、熱間鍛造における温度が１３００℃を超える場合には、結晶粒の粗大化を招き、上記鍛造部品の機械的特性に悪影響を及ぼすおそれがある。

熱間鍛造により得られた鍛造部品は、８００℃から６００℃までの平均冷却速度が１５０〜２５０℃／分となるようにして冷却される。これにより、上記特定の範囲のシャルピー衝撃値及び０．２％耐力を容易に実現することができる。なお、鍛造部品の冷却方法は、上記特定の範囲の平均冷却速度となるように、鍛造部品のサイズに応じて適切な方法を選択する必要がある。例えば、空気中での放冷処理では平均冷却速度が小さくなる場合には、ファン空冷を採用するとともに、ファンの強さを調節することにより平均冷却速度を上記特定の範囲内に調整することができる。また、８００〜６００℃の範囲で冷却速度の範囲を設定したのは、鍛造部品の機械的性質がこの温度範囲の冷却速度によってほぼ決定されるためである。

上記平均冷却速度が１５０℃／分未満の場合には、０．２％耐力が上記特定の範囲よりも低くなるとともに、シャルピー衝撃値が上記特定の範囲よりも高くなるおそれがある。一方、上記平均冷却速度が２５０℃／分を超える場合には、ベイナイト組織の生成により、硬さが高い割に０．２％耐力が低めとなるという影響が生じるとともに、被削性が低下する、及びシャルピー衝撃値が上記特定の範囲よりも低くなる等の問題が生じるおそれがある。

（実施例１）
上記鍛造部品に係る実施例につき説明する。本例では、化学成分組成が異なる複数種類の合金（表１、合金Ａ〜Ｘ）からなる試験材（表２、試験材１〜２４）を準備して、コンロッドを作製する場合を想定した加工を加えて各種評価を行った。ここで、合金Ａ〜Ｌは、上記特定の化学成分を有する鋼であり、合金Ｍ〜Ｘは、各元素の含有量及び指数Ｒ１の値のうち少なくとも１つが上記特定の範囲から外れている、比較用の鋼である。また、合金Ｋ及び合金Ｌは、指数Ｒ２の値が上記特定の範囲から外れているが、フェライト面積率が３０％以上のフェライト・パーライト組織が得られている鋼である。

表１に記載したうち、Ｃａ量が０．０００３％を超える合金については、Ｃａの添加を意図的に行っている。Ｃａ量が０．０００３％以下の合金については、不純物として含まれていたＣａの量を記載した。また、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏについては積極的な添加を行っていない。表１中のこれらの元素の欄には、不純物として含まれていた量を記載した。また、表１中のＴｉの欄に示した記号「−」は、Ｔｉが積極的に添加されていないことを示す。なお、各試験材の製造方法は、公知の種々の方法に変更可能である。

＜強度評価試験＞
強度評価用試験片は、以下の手順により作製した。まず、電気炉にて溶解して作製した鋳造片に熱間圧延を加えて棒鋼とし、この棒鋼を鍛伸して鍛造用鋼材としての直径φ２０ｍｍの丸棒を作製した。次いで、この丸棒を、実際の熱間鍛造における標準的な処理温度に相当する１２００℃まで加熱し、この温度を３０分間保持した。その後、ファン空冷により、丸棒の温度が室温になるまで冷却を行った。このとき、空冷時のファンの強さを調節し、丸棒表面の温度が８００℃となってから６００℃に到達するまでの平均冷却速度がおよそ１９０℃／分となるようにして冷却を行った。以上により、強度評価用試験片を作製した。

強度評価は、次の項目について行った。
・硬さ測定：ＪＩＳ Ｚ２２４４に準拠してビッカース硬さを測定した。
・０．２％耐力の測定：ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験を実施し、その結果に基づいて０．２％耐力を算出した。
・シャルピー衝撃値：強度評価用試験片にＶノッチを形成し、ＪＩＳ Ｚ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を実施した。その結果に基づき、シャルピー衝撃値を算出した。

＜金属組織評価＞
また、強度評価用試験片を用い、以下の方法により金属組織の評価を行った。
・組織観察：ナイタール腐食を施した試験片の断面を、光学顕微鏡を用いて観察した。その結果、断面にフェライト組織が存在した場合には表２中の「金属組織」欄に記号Ｆを、パーライト組織が存在した場合には同欄に記号Ｐを、ベイナイト組織が存在した場合には同欄に記号Ｂを記載した。
・フェライト面積率：ＪＩＳ Ｇ０５５５に準拠した点算法により、上記の断面におけるフェライト面積率を算出した。
・ベイナイト面積率：ベイナイト組織が生成された試験材について、ＪＩＳ Ｇ０５５５に準拠した点算法により、上記の断面におけるベイナイト面積率を算出した。

＜被削性評価試験＞
被削性評価用試験片は、以下の手順により作製した。まず、電気炉にて溶解して作製した鋳造片に熱間圧延を加えて棒鋼とし、該棒鋼を鍛伸して鍛造用鋼材としての一辺２５ｍｍの断面正方形の角棒を作製した。次いで、この角棒を、実際の熱間鍛造における標準的な処理温度に相当する１２００℃まで加熱し、この温度を３０分間保持した。その後、ファン空冷により角棒の温度が室温になるまで冷却を行った。このとき、空冷時のファンの強さを調節し、角棒表面の温度が８００℃となってから６００℃に到達するまでの平均冷却速度がおよそ１９０℃／分となるようにして冷却を行った。冷却後、一辺２０ｍｍの正方形断面となるように角棒を切削した。以上により、被削性評価用試験片を作製した。

被削性評価試験においては、以下の条件により試験片にドリルによる穴あけ加工を施した後、ドリルの摩耗量を測定することにより被削性の評価を行った。
・使用ドリル：直径φ８ｍｍのハイスドリル
・ドリル回転数：８００ｒｐｍ
・送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ
・加工深さ：１１ｍｍ
・加工穴数：３００穴（未貫通）

ドリル摩耗量の測定は、３００穴加工後のドリルの逃げ面コーナー部において行った。そして、各試験片のドリル摩耗量を基準材のドリル摩耗量で除した値を被削性指数とし、表２に記載した。基準材としては、Ｃ：０．２３％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：０．８０％、Ｃｒ：０．２０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、ビッカース硬さが２５０ＨＶである鋼を用いた。この基準材は、後述の表２及び表３に示した結果との比較から明らかなように、本発明に係る鍛造部品と比べて硬さが低く、かつ、過去の評価結果から製造上問題のない被削性を有していることがわかっているため、基準材として適当である。なお、この基準材は、ＪＩＳ Ｇ４０５１に規定される機械構造用炭素鋼に相当する鋼材である。

被削性評価においては、上記の基準材よりも若干劣るものの、実用上問題のない水準である被削性指数１．２０を基準として被削性の良否を判定した。具体的には、被削性指数１．２０以下の試験材を合格と判定した。

＜破断分割性評価試験＞
破断分割性評価用試験片は、以下の手順により作製した。まず、電気炉にて溶解して作製した鋳造片に熱間圧延を加えて棒鋼とし、該棒鋼を鍛伸して鍛造用鋼材としての長さ７５ｍｍ、幅７５ｍｍ、厚み２５ｍｍの板材を作製した。次いで、この板材を、実際の熱間鍛造における標準的な処理温度に相当する１２００℃まで加熱し、この温度を３０分間保持した。その後、ファン空冷により板材の温度が室温になるまで冷却を行った。このとき、空冷時のファンの強さを調節し、板材表面の温度が８００℃となってから６００℃に達するまでの平均冷却速度がおよそ１９０℃／分となるようにして冷却を行った。

冷却が完了した後、コンロッドの大端部を想定した形状に板材を加工し、図１に示す破断分割性評価用試験片８０を作製した。この試験片８０の外径寸法は、長さＬ７０ｍｍ、幅Ｗ７０ｍｍ、厚みＴ２０ｍｍである。また、試験片８０の中央には、試験片８を厚みＴ方向に貫通する貫通穴８１が形成されている。貫通穴８１の直径Ｄ１はφ４５ｍｍとした。

さらに、試験片８０における貫通穴８１の外側には、試験片８０を長さＬ方向に貫通する一対のボルト挿通穴８２が形成されている。一対のボルト挿通穴８２は長さＬ方向と平行な方向に伸びている。また、ボルト挿通穴８２の直径Ｄ２はφ８ｍｍとした。

また、貫通穴８１の周壁面における、ボルト挿通穴８２に最も近い２箇所の位置、即ち、長さＬ方向を基準としたときの角度が９０度となる位置には、一対の切り欠き８３が形成されている。切り欠き８３の形成は、レーザ加工により行った。また、切り欠き８３の深さｄは１ｍｍとした。

得られた試験片８０を用い、以下の手順により破断分割性の評価を行った。まず、上記の構成を有する試験片８０の貫通穴８１に治具（図示略）を挿入し、図１に示すごとく、矢印Ｆ方向に衝撃荷重を加えることにより、試験片８０の破断分割（クラッキング）を行った。そして、分割された一組の部品を再度分割前の状態に組み合わせ、ボルト挿通穴８２にボルトを挿通した。このボルトを３５Ｎ・ｍのトルクで締め付けることにより、ボルトを介して一組の部品を締結した。この状態において長さＬ方向における貫通穴８１の内径を測定し、予め測定した破断分割前の貫通穴８１の内径からの寸法変化量を算出した。

各試験材について１０個（ｎ＝１０）の試験片８０を作製し、それぞれの試験片８０について破断分割及び寸法変化量の測定を行った。その結果、全ての試験片８０が、（１）寸法変化量１０μｍ以下である、（２）破断面に欠けが発生していない、及び、（３）一組の部品を組み合わせた際に、貫通孔８１の位置を容易に合わせることができる、の３点を満たした場合には、表２中の「破断分割性」の欄に記号Ａを記載した。また、上記３点のいずれかを満たさない試験片８０が１個以上発生した場合には、同欄に記号Ｂを記載した。

各評価結果を表２に示す。

表１及び表２に示したように、試験材１〜１２は、上記特定の化学成分を有し、金属組織がフェライト・パーライト組織であるとともに、０．２％耐力及びシャルピー衝撃値で表される特性が上記特定の範囲内にある。また、試験材１〜１２におけるベイナイト面積率は０％であり、ベイナイト組織が生じなかった。そのため、すべての評価項目において良好な結果が得られ、強度及び破断分割性に優れていた。ここで、試験材１１及び試験材１２は、指数Ｒ２の値が好ましい範囲から外れているものの、３０％以上のフェライト面積率を有しており、良好な結果が得られている。

また、表２には示さないが、試験材１〜１２の被削性指数は０．９０〜１．１５であり、基準値である１．２０以下となった。なお、以降に説明する試験材のうち、被削性について特に言及していない試験材の被削性指数は、基準値である１．２０以下であった。

試験材１３及び試験材１４は、Ｓｉ含有量が多すぎるため、シャルピー衝撃値が上記特定の範囲よりも大きくなった。その結果、これらの試験材においては、破断分割性評価試験後の変形量が大きくなった。

試験材１５は、Ｓｉ過多によるシャルピー衝撃値の増加をＰの添加により抑制しているため、破断分割性は良好であった。しかし、Ｐ添加の影響により、試験材１５の熱間加工性は試験材１〜１２に比べて低下した。
試験材１６は、Ｓｉ過多によるシャルピー衝撃値への影響に比べてＴｉの添加によるシャルピー衝撃値への影響が大きかったため、シャルピー衝撃値が上記特定の範囲よりも小さくなった。その結果、破断分割性評価試験後に欠けが発生した。さらに、Ｔｉの添加により試験材１６の原料コストが増大した。

また、Ｔｉの添加は、ベイナイト組織を生成しやすくする。表２及び表３には記載しないが、試験材１６と同一の合金Ｐを用い、８００℃から６００℃までの平均冷却速度を２５０℃／分に変更して試験材の作成を行ったところ、得られた試験材にはベイナイト組織が存在していることを確認した。また、この試験材は、ベイナイト組織の存在により、強度、被削性及び破断分割性が悪化することを確認した。

試験材１７は、Ｃ含有量が少なすぎたため、指数Ｒ１の値が上記特定の範囲よりも小さくなった。さらに、試験材１７のＳｉ含有量は、上記特定の範囲よりも多かった。これらの結果、シャルピー衝撃値が上記特定の範囲よりも大きくなり、破断分割性評価試験後の変形の増大を招いた。
試験材１８は、Ｃ含有量が多すぎたため、指数Ｒ１の値が上記特定の範囲よりも大きくなった。その結果、シャルピー衝撃値が上記特定の範囲よりも小さくなり、破断分割性評価試験後に欠けが発生した。また、試験材１８は、Ｃ含有量の増加によって指数Ｒ２の値が上記特定の範囲よりも大きくなったため、フェライト面積率が低くなるとともに硬さが過度に高くなった。その結果、被削性の悪化を招いた。なお、試験材１８の被削性指数は１．４８であり、試験材１〜１２に比べて劣っていた。

試験材１９及び試験材２４は、個々の元素の含有量は上記特定の範囲内であったが、指数Ｒ１の値が上記特定の範囲よりも小さかった。その結果、これらの試験材においては、シャルピー衝撃値が上記特定の範囲よりも大きくなり、破断分割性評価試験後の変形量が大きくなった。
試験材２０は、個々の元素の含有量は上記特定の範囲内であったが、指数Ｒ１の値が上記特定の範囲よりも大きかったため、シャルピー衝撃値が上記特定の範囲よりも小さくなった。その結果、破断分割性評価試験後に、破面の凹凸が過度に小さくなり、噛み合わせ精度が悪化した。
これらの試験材１９、２０及び２４の結果から明らかなように、シャルピー衝撃値を上記特定の範囲内に調整するためには、個々の元素の含有量を上記特定の範囲にするだけでなく、指数Ｒ１の値が上記特定の範囲となるように各成分の含有量を調整する必要があることが理解できる。

試験材２１及び試験材２３は、Ｐ含有量が多すぎた結果、指数Ｒ１の値が上記特定の範囲よりも大きくなり、シャルピー衝撃値が上記特定の範囲よりも小さくなった。その結果、破断分割性評価試験後に、破面の凹凸が過度に小さくなり、噛み合わせ精度が悪化した。

試験材２２は、Ｃ含有量及びＰ含有量が多すぎた結果、指数Ｒ１の値が上記特定の範囲よりも大きくなり、シャルピー衝撃値が上記特定の範囲よりも小さくなった。その結果、破断分割性評価試験後に、破面の凹凸が過度に小さくなり、噛み合わせ精度が悪化した。

図２に、破断分割性評価試験の結果をまとめて示す。図２の縦軸はシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ²）であり、横軸は指数Ｒ１の値である。図２には、各元素の含有量が上記特定の範囲内である試験材（試験材１〜１２、１９〜２０及び２４）と、指数Ｒ１に影響する元素のみが上記特定の範囲外である試験材（試験材２１〜２３）とを示した。また、破断分割性評価の結果が良好であった試験材は、図２中に記号「○」でプロットし、破断分割性評価の結果が悪かった試験材は、図２中に記号「×」でプロットした。

図２に示すように、各元素の含有量が上記特定の範囲内であるが指数Ｒ１の値が上記特定の範囲から外れている試験材１９、２０及び２４、並びに、指数Ｒ１の値に影響するＣ量及びＰ量が上記特定の範囲から外れている試験材２１〜２３は、シャルピー衝撃値が上記特定の範囲外となり、破断分割性評価の結果が悪かった。この結果から、強度、被削性及び破断分割性の３つの特性を高いレベルで満足する鍛造部品を得るためには、単に各元素の含有量を上記特定の範囲内にするだけでなく、指数Ｒ１の値を上記特定の範囲内にする必要があることが容易に理解できる。

（実施例２）
本例は、熱間鍛造後の冷却条件を種々変更した試験材の例である。本例においては、各元素の含有量が上記特定の範囲内であるとともに、指数Ｒ１及び指数Ｒ２が上記特定の範囲内である合金Ａ〜Ｅ（表１参照）を用い、冷却速度を表３に示すように種々変更した以外は実施例と同様の方法により試験材の作製を行った。そして、得られた試験材を用い、実施例１と同様の評価を行った。表３に評価結果を示す。

なお、本例におけるいくつかの試験材には、ベイナイト組織が生成された。ベイナイト組織が生成された試験材には、表３の「金属組織」欄に記号Ｂを記載した。また、ベイナイト組織が生成された試験材については、ＪＩＳ Ｇ０５５５に準拠した点算法により、上記の断面におけるベイナイト面積率を算出した。

表３に示したように、試験材３０〜４４は、各元素の含有量が上記特定の範囲内であるとともに、指数Ｒ１及び指数Ｒ２が上記特定の範囲内である化学成分を有しており、８００℃から６００℃までの平均冷却速度が１５０〜２５０℃／分の範囲内となるように作製されている。そのため、これらの試験材は、金属組織がフェライト・パーライト組織であるとともに、０．２％耐力及びシャルピー衝撃値で表される特性が上記特定の範囲内となった。その結果、すべての評価項目において良好な結果が得られ、強度及び破断分割性に優れていた。また、試験材３０〜４４の被削性指数は０．９５〜１．１８であり、基準値である１．２０以下となった。

試験材２５〜２９は、平均冷却速度が上記特定の範囲よりも小さかったため、０．２％耐力が上記特定の範囲よりも低くなった。また、試験材２６及び２８については、シャルピー衝撃値が上記特定の範囲よりも大きくなり、破断分割性評価試験において変形の増大を招いた。

試験材４５〜４９は、平均冷却速度が上記特定の範囲よりも大きかった。冷却後の試験材４５〜４９を調査した結果、面積率で１０〜２０％のベイナイト組織が存在していることが確認された。そして、このベイナイト組織の影響により、被削性が低下した。なお、試験材４５〜４９の被削性指数は１．２５〜１．３５であった。

また、これらの試験材は、ベイナイト組織の生成により、シャルピー衝撃値が上記特定の範囲よりも小さくなった。その結果、破断分割性評価試験後に、欠けが発生する、あるいは噛み合わせが悪化するなどの問題が発生した。

また、試験材４０〜４４と試験材４５〜４９との比較から、ベイナイト組織が多く生成されると、硬さに大きな差異がないにもかかわらず０．２％耐力が大きく低下することが分かる。

以上の結果から、ベイナイト組織の生成は強度、被削性及び破断分割性の低下につながるため、ベイナイト組織の生成を抑制すべきであることが理解できる。なお、詳細な記載は省略するが、ベイナイト面積率が５％以下であれば、ベイナイト組織の影響を十分に抑制できることを確認している。

上述した種々の評価結果は全て試験片での結果であるが、表１に示す合金Ａに相当する試験材を用い、実際にコンロッド部品を作製してその性能を評価した。その結果、上述した試験片による評価結果と同様に、優れた性能を得られることを確認できた。

８０ 破断分割性評価用試験片
８１ 貫通穴
８２ ボルト挿通穴
８３ 切り欠き

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．４０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｍｎ：０．３０％以上１．６０％以下、Ｐ：０．０３０％以下（但し、０％を除く）、Ｓ：０．０４０％以上０．１５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下（但し、０％を除く）、Ａｌ：０．００１％以上０．０７０％以下、Ｖ：０．２５％以上０．３５％以下、Ｃａ：０．０１００％以下（但し、０％を除く）、Ｎ：０．０１５０％以下（但し、０％を除く）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記式（１）により得られる指数Ｒ１が７．０以上８．５以下である化学成分を有し、
   金属組織がフェライト面積率３０％以上のフェライト・パーライト組織であり、
   Ｖノッチによるシャルピー衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ²以上２０Ｊ／ｃｍ²以下であり、
   ０．２％耐力が６００ＭＰａ以上であることを特徴とする鍛造部品。
   式（１）：Ｒ１＝１２．６×［Ｃ］＋１６×［Ｐ］＋０．１４×［Ｓ］＋１２×［Ｖ］
   （但し、上記式（１）において、［Ｘ］は元素Ｘの含有率（質量％）の値を表す。）
2. 下記式（２）により得られる指数Ｒ２が２．１５以上２．６１以下である化学成分を有していることを特徴とする請求項１に記載の鍛造部品。
   式（２）：Ｒ２＝４×［Ｃ］−［Ｓｉ］＋０．２×［Ｍｎ］＋７×［Ｃｒ］−［Ｖ］
   （但し、上記式（２）において、［Ｘ］は元素Ｘの含有率（質量％）の値を表す。）
3. 上記金属組織におけるベイナイト面積率は５％以下であることを特徴とする請求項１または２に記載の鍛造部品。
4. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鍛造部品からなることを特徴とするコンロッド。
5. 質量％で、Ｃ：０．２０％以上０．４０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上０．２０％以下、Ｍｎ：０．３０％以上１．６０％以下、Ｐ：０．０３０％以下（但し、０％を除く）、Ｓ：０．０４０％以上０．１５０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下（但し、０％を除く）、Ａｌ：０．００１％以上０．０７０％以下、Ｖ：０．２５％以上０．３５％以下、Ｃａ：０．０１００％以下（但し、０％を除く）、Ｎ：０．０１５０％以下（但し、０％を除く）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記式（１）により得られる指数Ｒ１が７．０以上８．５以下である化学成分を有する鍛造用鋼材を準備し、
   該鍛造用鋼材を加熱した後、温度１１５０〜１３００℃で熱間鍛造を施して鍛造部品を作製し、
   上記熱間鍛造の直後に、８００℃から６００℃までの平均冷却速度が１５０〜２５０℃／分となるように上記鍛造部品を冷却することを特徴とする鍛造部品の製造方法。
   式（１）：Ｒ１＝１２．６×［Ｃ］＋１６×［Ｐ］＋０．１４×［Ｓ］＋１２×［Ｖ］
   （但し、上記式（１）において、［Ｘ］は元素Ｘの含有率（質量％）の値を表す。）
6. 上記鍛造用鋼材は、下記式（２）により得られる指数Ｒ２が２．１５以上２．６１以下である化学成分を有していることを特徴とする請求項５に記載の鍛造部品の製造方法。
   式（２）：Ｒ２＝４×［Ｃ］−［Ｓｉ］＋０．２×［Ｍｎ］＋７×［Ｃｒ］−［Ｖ］
   （但し、上記式（２）において、［Ｘ］は元素Ｘの含有率（質量％）の値を表す。）

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