JP3893889B2 - 破断による分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼 - Google Patents
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Description
【発明の属する技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間鍛造により部品形状に成形し、その後に衝撃を与えて２個以上の部品に分離して使用する、破断による分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼と、その中間製品に関する。
【従来の技術】
【０００２】
たとえば自動車エンジンのコネクティングロッドは、最終製品の形状をもったものを鍛造により一体に製作し、必要により仕上げの機械加工を行なった後、機械加工により大端部と小端−ロッド部とを切断分離する、という手順に従って製作されていた。二つの部分を機械的に切断するということは、切り代として失われる部分がある上に、切断後の切削や研磨を必要とし、工数が多くかかる。そのため、以前のコネクティングロッドの製造コストは、高いものであった。
【０００３】
この種の機械部品を製造するには、常用の溶製品の熱間鍛造のほかに、粉末燒結鍛造による技術もあるが、粉末燒結鍛造自体が複雑なプロセスであり、生産性が低いから、問題の解決には役立たない。
【０００４】
コネクティングロッドを低コストで製造する方策として、非調質鋼を使用することと並んで、機械的な切断に代えて破断分離を行なうことが提案された。これは、鍛造部品の分離を行ないたい部分に機械加工で切欠きを設けておき、衝撃を与えて、この切欠きを起点とする破断を起こさせるという手法である（特許文献１、特許文献２、特許文献３）。
【特許文献１】
特開平０９−００３５８９号
【特許文献２】
特開平０９−１７６７８７号
【特許文献３】
特開平０９−１７８７８５号
【０００５】
破断の起点となる切欠きを設ける手段として、その後、機械加工に代わってレーザー加工が採用されるようになった。レーザー加工による切欠きは、単なる物理的な切欠きと違って、レーザーが当たった部位が熱影響により変質してマルテンサイト化しているため、一般に割れやすくて、破断分離にとっては有利になる。いずれにせよ、レーザー加工により切欠きを設けたときは、割れの発生と進行の状況が、機械加工による切欠きを利用する場合と異なるので、熱間鍛造用非調質鋼も、それに適したものであることが望ましい。
【０００６】
一方、常用の熱間鍛造用非調質鋼の溶製材を熱間鍛造して得られる部品は、機械構造用部品として用いられるものが通常示す、硬さ２０〜３２ＨＲＣの範囲では十分な靭性を有しているため、破断により分離すると、破断面の一部が大きく塑性変形し（衝撃試験時に見られるシアーリップのようなものが生じ）、分離したものの破面を合わせても、正確には合わないという悩みがあった。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
また、一般にコネクティングロッドの製造に当たっては、熱間鍛造後に鍛造精度を向上させるために、冷間でコイニングまたはサイジングを行なう。しかし、冷間のコイニングやサイジングは、加工製品に大きな残留歪みを与える。このため、破断分離を行なうと、残留歪みが解放される結果として変形が生じ、分離した破面を突き合わせたとき正確に合わないという問題がある。
【０００８】
本発明の一般的な目的は、破断により分離して使用する部品に関する上述の問題を解決し、レーザー加工による切欠きを起点とする破断が好適に進行し、破面に塑性変形が実質上生じることがなく、破面を合わせたときに密着性が高い破面が得られるような熱間鍛造用非調質鋼を提供することにある。
【０００９】
本発明の特定的な目的は、この非調質鋼で製造した機械部品、とくに自動車用エンジンのコネクティングロッドを製造するための中間製品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の一般的な目的を達成する、破断による分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼は、重量で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｐ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｖ：０．４％以下、Ａｌ：０．０５％以下およびＮ：０．００８〜０．０３％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、ただし、Ｃ、ＭｎおよびＣｒの含有量がつぎの条件
１．４０［Ｃ％］＋０．２８［Ｍｎ％］＋０．５０［Ｃｒ％］≧０．７５
を満たす合金組成を有し、熱間鍛造後にパーライト面積率が５０％以上であって、レーザー、電子ビーム、プラズマアーク、ＴＩＧのいずれかの熱源を用いた加工により与えた切欠きを起点とする破断による分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼である。熱源を用いて切欠きを与える手段としては、レーザーが最もよく用いられるので、以下の記載においては、レーザーに電子ビーム、プラズマアークおよびＴＩＧを加えた諸手段を、レーザーをもって代表させる。
【００１１】
本発明の特定的な目的を達成する機械部品製造の中間製品は、上記の合金組成をもつ非調質鋼を熱間鍛造して得た鍛造製品であって、２個以上の部品が連結した形状を有し、分離すべき部分にレーザー加工による切欠きを有し、衝撃を与えたとき、その切欠きを起点にして容易に破断して２個以上の部品とすることができる中間製品である。その代表は、上述のとおり、自動車用エンジンのコネクティングロッドへの中間製品である。
【発明の効果】
【００１２】
本発明の熱間鍛造用非調質鋼は、特定の合金組成を選択することによって、熱間鍛造後のパーライト面積率を５０％以上としたから、レーザー加工により与えた切欠きを破断の起点とする手法を採用したとき、切欠き底部の熱影響部が脆くて割れやすく、したがって破断が快適に進行する。このため破断時の塑性変形は実質上ゼロであり、破面はよく密着する。このような本発明は、自動車エンジンのコネクティングロッドの製作などに適用したとき、とくに有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
本発明の破断による分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼は、上記した基本的な合金成分に加えて、Ｓ：０．２％以下、Ｃａ：０．１％以下およびＢｉ：０．３％以下の１種または２種以上を含有することができる。この合金組成は、とくに部品への機械加工に当たって、高い被削性を要求される場合に採用するとよい。
【００１４】
本発明の熱間鍛造用非調質鋼において、合金組成を上記のように選択した理由を、以下に説明する。
【００１５】
Ｃ：０．３０〜０．４５％
前述したように、レーザー加工により金属に切欠きを与えると、熱エネルギーを受けた加工部位が変質する。鋼の場合は、急加熱・急冷却のため硬質のマルテンサイトへの変態が起こる。マルテンサイトの延性に対してはＣ量の影響が大きく、Ｃ量が少ないときは延性が高く、Ｃ量が多くなると延性が低くなる。このため、物理的な切欠きと違って、Ｃ量をある程度以上に多くしないと、破断の際に塑性変形が生じる。
【００１６】
発明者らの経験によれば、Ｃ量が低いとマルテンサイトの延性が高く、破面を正確に密着させることができない。０．３０％以上にすると、この問題は解決することが確認された。一方、Ｃ量を高めるほど切欠きの熱影響部の靭性が低くなり、破断による分離は容易になるが、素材の硬さが高くなりすぎて被削性を損なう。これも実施データにもとづいて、０．４５％の上限を置いた。
【００１７】
Ｓｉ：０．１〜２．０％、好ましくは０．５〜１．５％
Ｓｉは鋼の溶製時に脱酸剤として働くほか、フェライト中に固溶してその強度を高める。フェライト相は軟質相であって、破断分離のときに塑性変形が生じる主な原因になるが、十分なＳｉの存在によりフェライトを硬くしておけば、破面の密着性が高く得られる。このような効果を確実にするには、０．１％以上の添加が必要である。ただし、Ｓｉ含有量が多すぎると不必要に硬さが増し、被削性が悪くなるから、２．０％を添加の限度とする。好ましい範囲は、０．５〜１．５％である。
【００１８】
Ｍｎ：０．３〜１．５％，Ｃｒ：０〜１．０％
ＭｎもＣｒも、鍛造製品の強度を高めるとともに焼入れ性を向上させる。とくにＭｎは、耐力および靭性の両面から必須の元素であって、少なくとも０．３％を添加する。Ｃｒは、添加したほうがよいが、しなくてもよい。ＭｎやＣｒが存在すれば、Ｃ含有量が高い場合にはとくに、レーザー加工した切欠きの底部にもろい熱影響部が生成して、破断分離が容易になる。しかし、過大な添加は鍛造後のベイナイトの生成を招き、その結果、硬さが著しく増大して被削性が悪くなる。そこで、上限を、Ｍｎは１．５％、Ｃｒは１．０％と定めた。
【００１９】
Ｐ：０．０１〜０．１５％
Ｐは鋼にとって不可避な不純物であるが、粒界に偏析して靭性を低下させる脆化元素であるから、その含有量は通常、なるべく低く抑えられる。しかし、破断分離を行なう本発明の場合、破断時の変形を抑制して破面の密着性を高める上では有用な成分であるから、０．０１％を下限として、むしろ積極的に添加する。しかし、その効果は多量になると飽和するし、熱間加工性を損なうという欠点も現れてくるから、０．３％を上限とする。Ｐの適切な添加量は、Ｃ量によって異なる。具体的には、０．４〜０．５％Ｃの場合は０．０５〜０．１５％Ｐが適切であり、０．５〜０．８％Ｃの場合は０．０１〜０．０５％Ｐが適切である。
【００２０】
Ｖ：０〜０．４％以下
Ｖは、ＣやＮと結合して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り、非調質鋼、とくに高強度を要求されるものでは、添加することが常識のようになっている。本発明においても、高強度を意図する場合は適量を添加するとよい。ただし、この効果は添加量を増すと飽和するし、被削性の低下が起こるので、上限として０．４％を置いた。Ｖは、レーザー加工による切欠きを利用した破断分離の特性に対しては、あまり影響を与えないので、高強度を意図しない場合は、添加しないでも間に合う。
【００２１】
Ａｌ：０〜０．０５％以下
この種の鋼はアルミキルド鋼として製造されることが多いから、その場合は必ずＡｌが存在する。Ａｌは、脱酸作用のほかに、微細な窒化物を形成して熱間鍛造時の結晶粒粗大化を抑制することを通じて、強度を高める。しかし、多量に添加してもその効果が飽和するだけでなく、延性を高めて塑性変形を可能にし、破断分離後の破面の密着性を悪くする。そのため、０．０５％を添加の限度と定めた。強度よりも破断分離性を重視する場合は、むしろＡｌ無添加のほうがよい。
【００２２】
Ｎ：０．００８〜０．０３０％
Ｎも不可避な不純物であり、通常の製鋼技術によるときは、０．００５％程度は混入する。Ａｌに関して述べたように、ＮはＡｌと結合して微細な窒化物を形成し、それが鋼中に分散することを通じて熱間鍛造時の結晶粒粗大化を防ぐという、積極的な存在意義もあるから、０．００８％以上のＮが存在することが好ましい。しかし、多量に入れようとしても、鋳造欠陥を生じることがあるので、その心配の少ない０．０３０％までの添加に止めるのが得策である。
【００２３】
Ｓ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１％以下、およびＢｉ：０．３０％以下の１種または２種以上
これらの元素はいずれも被削性を向上させる快削元素であり、鍛造製品により高い被削性が要求される場合は、必要に応じてＳ、ＣａおよびＢｉの中から、１種または２種以上をえらんで適量を添加するとよい。ただし、いずれも熱間加工性にとっては好ましくない成分であるから、それぞれ上記した限界内の添加に止める。
【００２４】
パーライト面積率５０％以上
破断分離の起点となる切欠きをレーザー加工により設ける場合、前述のように、切欠きの底部の熱影響部がマルテンサイト化することにより脆くなり、破断分離を容易にすると、一般にいえる。とはいえ、レーザー加工のように、エネルギー投入量が多くても、時間が短いと、通常の焼入れと違って、フェライト部へのＣの拡散が十分に行われないままであるから、熱影響部にも、ミクロにみたとき、Ｃ含有量のムラが生じる。
【００２５】
これも前述したように、低Ｃ量のマルテンサイトは延性が高く、破断分離特性がよくない。熱間鍛造後にパーライト面積率が低い組織であると、Ｃ含有量の少ない初析フェライトの部分が、レーザー加工後に延性に富んだマルテンサイトとなり、レーザー加工による破断分離の有利さを享受できない。このため、熱間鍛造後のパーライト面積率を５０％以上とし、フェライトに対してパーライトが優勢であるようにしなければならない。前述した、Ｃ、ＭｎおよびＣｒのそれぞれの含有量が特定の条件を満たす関係にあれば、このようなパーライトリッチな組織が得られる。
【００２６】
熱間鍛造に当たって、６００℃以上の熱間でコイニングまたはサイジングを行なえば、鍛造精度を向上させることができ、かつ、冷間のコイニングやサイジングと違って、鍛造品にほとんど歪みが残留しないから、破断分離後も残留歪みの解放による鍛造部品の変形が実質上なく、破断後の部品同士の密着性が高い。
【実施例】
【００２７】
表１に記載の合金組成を有する非調質鋼を溶製してインゴットに鋳造し、各インゴットを熱間鍛造して、５０mm角の鍛造素材とした。
【００２８】
表１ 合金組成（重量％、残部Ｆｅおよび不純物）
No. Ｃ Ｓｉ Ｍｎ Ｐ Ｃｒ Ｖ Ａｌ Ｎ その他
実施例
１ 0.35 0.60 1.10 0.102 0.50 0.10 0.021 0.010 −
２ 0.45 1.00 1.20 0.102 0.15 - 0.025 0.013 −
３ 0.45 0.25 0.80 0.050 0.30 - 0.045 0.008 −
４ 0.43 0.60 0.80 0.098 0.10 0.10 0.021 0.011 −
５ 0.40 0.31 0.35 0.142 0.85 0.32 0.012 0.021 −
６ 0.45 1.00 1.25 0.103 0.10 - 0.005 0.013 S:0.05 Ca:0.002
７ 0.45 1.11 1.20 0.102 0.10 - 0.005 0.015 S:0.05
Ca:0.0018 Bi:0.05
比較例
Ａ 0.35 1.20 1.10 0.130 0.50 - 0.021 0.011 −
Ｂ 0.85 0.25 0.80 0.030 0.30 - 0.012 0.008 −
Ｃ 0.55 2.50 1.20 0.120 0.60 - 0.027 0.009 −
Ｄ 0.48 1.01 1.80 0.103 0.30 - 0.019 0.014 −
Ｅ 0.52 0.82 0.81 0.061 1.21 - 0.021 0.009 −
Ｆ 0.50 1.00 1.23 0.180 0.10 - 0.022 0.018 −
Ｇ 0.55 0.90 1.11 0.050 0.52 0.45 0.020 0.021 −
Ｈ 0.46 1.01 1.21 0.110 0.15 - 0.023 0.045 −
Ｉ 0.46 1.29 1.18 0.098 0.21 - 0.022 0.018 S:0.05 Bi:0.38
Ｊ 0.43 1.54 0.42 0.103 0.11 0.11 0.021 0.015 −
従来鋼
Ｋ 0.40 0.25 0.80 0.015 0.10 0.10 0.025 0.008 −
【００２９】
この素材を１２００℃に６０分間保持してから熱間鍛造し、直径２２mmの、丸棒にした。非調質鋼の製造条件に似せて、適宜の間隔で床上に放置し、室温に冷却した。この丸棒材から試験片を切り出し、試験に供した。試験結果を、表２に示す。
【００３０】
試験法は、つぎのとおりである。
［硬 さ］
鍛造品の中心部の硬さを、ロックウエル硬度計で測定した。
［パーライト面積率］
光学顕微鏡組織写真（１００倍）を撮影し、画像解析装置にかけた。
［破断分離特性］
ＪＩＳ４号に準拠した平行部径８mmの引張り試験片の中央部に深さ約１mmの環状切欠きをレーザーにより与えた後、室温で引張り試験にかけ、破断時の伸びを記録して評価した。
［工具寿命］
つぎの条件でドリル試験を行ない、実施例No.１のデータを１００として、相対的に評価した。
工具： ＳＫＨ５１ 送り： ０．１mm／rev 穴深さ： １０mm
切削油： なし 寿命判定： 切削不能
【００３１】
表２ 試験結果
No. パーライト 硬さ 破断伸び ドリル 備 考
面積率 ( ％ ) ( ＨＲＣ ) (mm) 加工能率
実施例
１ ７５ ２０．２ ０．０４ ３２５
２ ７５ ２２．２ ０．００ １００
３ ８６ ２２．７ ０．００ ９８
４ ５９ ２１．３ ０．０２ １１２
５ ７９ ３１．７ ０．００ ５１
６ ７３ ２２．１ ０．００ ３８０
７ ７５ ２０．８ ０．２１ ７２０
比較例
Ａ ７５ ２０．８ ０．２１ １２１
Ｂ １００ ３５．４ ０．００ ３２
Ｃ １１２ ３４．８ ０．００ ４１
Ｄ − ４２．３ ０．００ ２５ ベイナイト発生
Ｅ − ４０．１ ０．００ ２７ ベイナイト発生
Ｆ − − − − 鍛造割れ発生
Ｇ １００ ４７．８ ０．００ １２
Ｈ − − − − 鋳造欠陥発生
Ｉ − − − − 鍛造割れ発生
Ｊ ４９ ２２．１ ０．３１ −
【００３２】
実施例No.１〜７は、実用的な硬さ、すなわちＨＲＣ２０〜３２の範囲で、破断伸びがゼロであるか、またはあってもごく小さく、実質上無視できるレベルにある。つまり、破面の密着性がきわめて高いといえる。No.５および６の快削元素を添加したものは、ドリル加工能率が格段に改善されている。
【００３３】
これに対し比較例Ａは、Ｃ含有量が低く破断時の伸びが大きいから、破面の密着性がよくない。比較例ＢおよびＣは、それぞれＣまたはＳｉの量が過大で、被削性が劣る。比較例ＤおよびＥは、ＭｎまたはＣｒの量が高く、鍛造後、ベイナイトの生成が理由と思われる高い硬さと、低い被削性とのため、実用性がない。比較例ＦはＰ含有量が高く、鍛造時にワレが生じた。比較例Ｇは、Ｖ量が高すぎて硬く、被削性が悪い。比較例ＨはＮ量が高すぎたため、鋳造時すでに欠陥が生じた。比較例Ｉは、快削元素の添加量が過大であったため、鍛造時に割れが生じた。比較例Ｊは合金組成が前掲の条件を満たしていない（Ｃ，ＭｎおよびＣｒの式の価が０．７３であって、０．７５に至らない）ため、パーライト面積率が不足で、破断伸びが大きい。
【００３４】
別に、実施例No.２および従来鋼Ｋの５０mm角の素材を１２００℃で鍛造して、断面２０mm×６５mmの平板にした。これらを、非調質鋼の鍛造後の条件に合わせて、適宜の間隔をもって床上に放置して室温まで冷却した。この平板に、熱間コイニングのシミュレーションとして、温度７００℃で板厚方向に１０％の加工を加えた。比較のため、冷間コイニングのシミュレーションとして、室温で、やはり板厚方向に１０％の加工を加えた。
【００３５】
これらの材料を用いて、コンロッドの大端部を模した図１および図２に示す形状の試験片を製造し、機械的に応力集中係数（Ｋｔ）３．８の切欠き与えた試験片と、深さ１mmの切欠きをレーザーで与えた試験片との２種類を準備して、室温で荷重を加えることにより破断分離させた。破断により得た二つの部品を組み合わせ、ボルトを通して、２９．４Ｎ・ｍのトルクで締結した。締結体の真円度を測定した結果を、表３に示す。なお、破断前の試験片の真円度は、いずれも３μｍ以下であった。
【００３６】
表 ３ 真円度測定結果
機械切欠き レーザー切欠き
コイニング 冷 間 熱 間 冷 間 熱 間
実施例No.１（μｍ） ５２．１ ４２．１ ３６．３ ２５．３
従来鋼Ｋ（μｍ） 破断せず 破断せず １２０．２ ９２．４
【００３７】
上の結果から、本発明の鋼は、切欠きを機械的に設けたものでも、従来鋼にくらべて破断後の真円度がすぐれており、レーザー切欠きを与えたものでは、さらにすぐれた真円度が得られることがわかる。コンロッドの鍛造精度向上のため行なわれる冷間コイニングを施しても、従来鋼に比べて破断後の真円度がすぐれ、破面の密着性が高いこともわかる。本発明の鋼に熱間コイニングを施して鍛造精度向上を図った場合は、冷間コイニングの場合と比べて、破断分離後の真円度がいっそう良好であって、破面の密着性がますます向上している。
【図面の簡単な説明】
【００３８】
【図１】 本発明の実施例において、コネクティングロッドの大端部を模して製造した試験片の形状・寸法を示す側面図。
【図２】 図１の試験片の平面図。
【０００１】
本発明は、熱間鍛造により部品形状に成形し、その後に衝撃を与えて２個以上の部品に分離して使用する、破断による分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼と、その中間製品に関する。
【従来の技術】
【０００２】
たとえば自動車エンジンのコネクティングロッドは、最終製品の形状をもったものを鍛造により一体に製作し、必要により仕上げの機械加工を行なった後、機械加工により大端部と小端−ロッド部とを切断分離する、という手順に従って製作されていた。二つの部分を機械的に切断するということは、切り代として失われる部分がある上に、切断後の切削や研磨を必要とし、工数が多くかかる。そのため、以前のコネクティングロッドの製造コストは、高いものであった。
【０００３】
この種の機械部品を製造するには、常用の溶製品の熱間鍛造のほかに、粉末燒結鍛造による技術もあるが、粉末燒結鍛造自体が複雑なプロセスであり、生産性が低いから、問題の解決には役立たない。
【０００４】
コネクティングロッドを低コストで製造する方策として、非調質鋼を使用することと並んで、機械的な切断に代えて破断分離を行なうことが提案された。これは、鍛造部品の分離を行ないたい部分に機械加工で切欠きを設けておき、衝撃を与えて、この切欠きを起点とする破断を起こさせるという手法である（特許文献１、特許文献２、特許文献３）。
【特許文献１】
特開平０９−００３５８９号
【特許文献２】
特開平０９−１７６７８７号
【特許文献３】
特開平０９−１７８７８５号
【０００５】
破断の起点となる切欠きを設ける手段として、その後、機械加工に代わってレーザー加工が採用されるようになった。レーザー加工による切欠きは、単なる物理的な切欠きと違って、レーザーが当たった部位が熱影響により変質してマルテンサイト化しているため、一般に割れやすくて、破断分離にとっては有利になる。いずれにせよ、レーザー加工により切欠きを設けたときは、割れの発生と進行の状況が、機械加工による切欠きを利用する場合と異なるので、熱間鍛造用非調質鋼も、それに適したものであることが望ましい。
【０００６】
一方、常用の熱間鍛造用非調質鋼の溶製材を熱間鍛造して得られる部品は、機械構造用部品として用いられるものが通常示す、硬さ２０〜３２ＨＲＣの範囲では十分な靭性を有しているため、破断により分離すると、破断面の一部が大きく塑性変形し（衝撃試験時に見られるシアーリップのようなものが生じ）、分離したものの破面を合わせても、正確には合わないという悩みがあった。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
また、一般にコネクティングロッドの製造に当たっては、熱間鍛造後に鍛造精度を向上させるために、冷間でコイニングまたはサイジングを行なう。しかし、冷間のコイニングやサイジングは、加工製品に大きな残留歪みを与える。このため、破断分離を行なうと、残留歪みが解放される結果として変形が生じ、分離した破面を突き合わせたとき正確に合わないという問題がある。
【０００８】
本発明の一般的な目的は、破断により分離して使用する部品に関する上述の問題を解決し、レーザー加工による切欠きを起点とする破断が好適に進行し、破面に塑性変形が実質上生じることがなく、破面を合わせたときに密着性が高い破面が得られるような熱間鍛造用非調質鋼を提供することにある。
【０００９】
本発明の特定的な目的は、この非調質鋼で製造した機械部品、とくに自動車用エンジンのコネクティングロッドを製造するための中間製品を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明の一般的な目的を達成する、破断による分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼は、重量で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｐ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｖ：０．４％以下、Ａｌ：０．０５％以下およびＮ：０．００８〜０．０３％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、ただし、Ｃ、ＭｎおよびＣｒの含有量がつぎの条件
１．４０［Ｃ％］＋０．２８［Ｍｎ％］＋０．５０［Ｃｒ％］≧０．７５
を満たす合金組成を有し、熱間鍛造後にパーライト面積率が５０％以上であって、レーザー、電子ビーム、プラズマアーク、ＴＩＧのいずれかの熱源を用いた加工により与えた切欠きを起点とする破断による分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼である。熱源を用いて切欠きを与える手段としては、レーザーが最もよく用いられるので、以下の記載においては、レーザーに電子ビーム、プラズマアークおよびＴＩＧを加えた諸手段を、レーザーをもって代表させる。
【００１１】
本発明の特定的な目的を達成する機械部品製造の中間製品は、上記の合金組成をもつ非調質鋼を熱間鍛造して得た鍛造製品であって、２個以上の部品が連結した形状を有し、分離すべき部分にレーザー加工による切欠きを有し、衝撃を与えたとき、その切欠きを起点にして容易に破断して２個以上の部品とすることができる中間製品である。その代表は、上述のとおり、自動車用エンジンのコネクティングロッドへの中間製品である。
【発明の効果】
【００１２】
本発明の熱間鍛造用非調質鋼は、特定の合金組成を選択することによって、熱間鍛造後のパーライト面積率を５０％以上としたから、レーザー加工により与えた切欠きを破断の起点とする手法を採用したとき、切欠き底部の熱影響部が脆くて割れやすく、したがって破断が快適に進行する。このため破断時の塑性変形は実質上ゼロであり、破面はよく密着する。このような本発明は、自動車エンジンのコネクティングロッドの製作などに適用したとき、とくに有用である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
本発明の破断による分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼は、上記した基本的な合金成分に加えて、Ｓ：０．２％以下、Ｃａ：０．１％以下およびＢｉ：０．３％以下の１種または２種以上を含有することができる。この合金組成は、とくに部品への機械加工に当たって、高い被削性を要求される場合に採用するとよい。
【００１４】
本発明の熱間鍛造用非調質鋼において、合金組成を上記のように選択した理由を、以下に説明する。
【００１５】
Ｃ：０．３０〜０．４５％
前述したように、レーザー加工により金属に切欠きを与えると、熱エネルギーを受けた加工部位が変質する。鋼の場合は、急加熱・急冷却のため硬質のマルテンサイトへの変態が起こる。マルテンサイトの延性に対してはＣ量の影響が大きく、Ｃ量が少ないときは延性が高く、Ｃ量が多くなると延性が低くなる。このため、物理的な切欠きと違って、Ｃ量をある程度以上に多くしないと、破断の際に塑性変形が生じる。
【００１６】
発明者らの経験によれば、Ｃ量が低いとマルテンサイトの延性が高く、破面を正確に密着させることができない。０．３０％以上にすると、この問題は解決することが確認された。一方、Ｃ量を高めるほど切欠きの熱影響部の靭性が低くなり、破断による分離は容易になるが、素材の硬さが高くなりすぎて被削性を損なう。これも実施データにもとづいて、０．４５％の上限を置いた。
【００１７】
Ｓｉ：０．１〜２．０％、好ましくは０．５〜１．５％
Ｓｉは鋼の溶製時に脱酸剤として働くほか、フェライト中に固溶してその強度を高める。フェライト相は軟質相であって、破断分離のときに塑性変形が生じる主な原因になるが、十分なＳｉの存在によりフェライトを硬くしておけば、破面の密着性が高く得られる。このような効果を確実にするには、０．１％以上の添加が必要である。ただし、Ｓｉ含有量が多すぎると不必要に硬さが増し、被削性が悪くなるから、２．０％を添加の限度とする。好ましい範囲は、０．５〜１．５％である。
【００１８】
Ｍｎ：０．３〜１．５％，Ｃｒ：０〜１．０％
ＭｎもＣｒも、鍛造製品の強度を高めるとともに焼入れ性を向上させる。とくにＭｎは、耐力および靭性の両面から必須の元素であって、少なくとも０．３％を添加する。Ｃｒは、添加したほうがよいが、しなくてもよい。ＭｎやＣｒが存在すれば、Ｃ含有量が高い場合にはとくに、レーザー加工した切欠きの底部にもろい熱影響部が生成して、破断分離が容易になる。しかし、過大な添加は鍛造後のベイナイトの生成を招き、その結果、硬さが著しく増大して被削性が悪くなる。そこで、上限を、Ｍｎは１．５％、Ｃｒは１．０％と定めた。
【００１９】
Ｐ：０．０１〜０．１５％
Ｐは鋼にとって不可避な不純物であるが、粒界に偏析して靭性を低下させる脆化元素であるから、その含有量は通常、なるべく低く抑えられる。しかし、破断分離を行なう本発明の場合、破断時の変形を抑制して破面の密着性を高める上では有用な成分であるから、０．０１％を下限として、むしろ積極的に添加する。しかし、その効果は多量になると飽和するし、熱間加工性を損なうという欠点も現れてくるから、０．３％を上限とする。Ｐの適切な添加量は、Ｃ量によって異なる。具体的には、０．４〜０．５％Ｃの場合は０．０５〜０．１５％Ｐが適切であり、０．５〜０．８％Ｃの場合は０．０１〜０．０５％Ｐが適切である。
【００２０】
Ｖ：０〜０．４％以下
Ｖは、ＣやＮと結合して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り、非調質鋼、とくに高強度を要求されるものでは、添加することが常識のようになっている。本発明においても、高強度を意図する場合は適量を添加するとよい。ただし、この効果は添加量を増すと飽和するし、被削性の低下が起こるので、上限として０．４％を置いた。Ｖは、レーザー加工による切欠きを利用した破断分離の特性に対しては、あまり影響を与えないので、高強度を意図しない場合は、添加しないでも間に合う。
【００２１】
Ａｌ：０〜０．０５％以下
この種の鋼はアルミキルド鋼として製造されることが多いから、その場合は必ずＡｌが存在する。Ａｌは、脱酸作用のほかに、微細な窒化物を形成して熱間鍛造時の結晶粒粗大化を抑制することを通じて、強度を高める。しかし、多量に添加してもその効果が飽和するだけでなく、延性を高めて塑性変形を可能にし、破断分離後の破面の密着性を悪くする。そのため、０．０５％を添加の限度と定めた。強度よりも破断分離性を重視する場合は、むしろＡｌ無添加のほうがよい。
【００２２】
Ｎ：０．００８〜０．０３０％
Ｎも不可避な不純物であり、通常の製鋼技術によるときは、０．００５％程度は混入する。Ａｌに関して述べたように、ＮはＡｌと結合して微細な窒化物を形成し、それが鋼中に分散することを通じて熱間鍛造時の結晶粒粗大化を防ぐという、積極的な存在意義もあるから、０．００８％以上のＮが存在することが好ましい。しかし、多量に入れようとしても、鋳造欠陥を生じることがあるので、その心配の少ない０．０３０％までの添加に止めるのが得策である。
【００２３】
Ｓ：０．２０％以下、Ｃａ：０．０１％以下、およびＢｉ：０．３０％以下の１種または２種以上
これらの元素はいずれも被削性を向上させる快削元素であり、鍛造製品により高い被削性が要求される場合は、必要に応じてＳ、ＣａおよびＢｉの中から、１種または２種以上をえらんで適量を添加するとよい。ただし、いずれも熱間加工性にとっては好ましくない成分であるから、それぞれ上記した限界内の添加に止める。
【００２４】
パーライト面積率５０％以上
破断分離の起点となる切欠きをレーザー加工により設ける場合、前述のように、切欠きの底部の熱影響部がマルテンサイト化することにより脆くなり、破断分離を容易にすると、一般にいえる。とはいえ、レーザー加工のように、エネルギー投入量が多くても、時間が短いと、通常の焼入れと違って、フェライト部へのＣの拡散が十分に行われないままであるから、熱影響部にも、ミクロにみたとき、Ｃ含有量のムラが生じる。
【００２５】
これも前述したように、低Ｃ量のマルテンサイトは延性が高く、破断分離特性がよくない。熱間鍛造後にパーライト面積率が低い組織であると、Ｃ含有量の少ない初析フェライトの部分が、レーザー加工後に延性に富んだマルテンサイトとなり、レーザー加工による破断分離の有利さを享受できない。このため、熱間鍛造後のパーライト面積率を５０％以上とし、フェライトに対してパーライトが優勢であるようにしなければならない。前述した、Ｃ、ＭｎおよびＣｒのそれぞれの含有量が特定の条件を満たす関係にあれば、このようなパーライトリッチな組織が得られる。
【００２６】
熱間鍛造に当たって、６００℃以上の熱間でコイニングまたはサイジングを行なえば、鍛造精度を向上させることができ、かつ、冷間のコイニングやサイジングと違って、鍛造品にほとんど歪みが残留しないから、破断分離後も残留歪みの解放による鍛造部品の変形が実質上なく、破断後の部品同士の密着性が高い。
【実施例】
【００２７】
表１に記載の合金組成を有する非調質鋼を溶製してインゴットに鋳造し、各インゴットを熱間鍛造して、５０mm角の鍛造素材とした。
【００２８】
表１ 合金組成（重量％、残部Ｆｅおよび不純物）
No. Ｃ Ｓｉ Ｍｎ Ｐ Ｃｒ Ｖ Ａｌ Ｎ その他
実施例
１ 0.35 0.60 1.10 0.102 0.50 0.10 0.021 0.010 −
２ 0.45 1.00 1.20 0.102 0.15 - 0.025 0.013 −
３ 0.45 0.25 0.80 0.050 0.30 - 0.045 0.008 −
４ 0.43 0.60 0.80 0.098 0.10 0.10 0.021 0.011 −
５ 0.40 0.31 0.35 0.142 0.85 0.32 0.012 0.021 −
６ 0.45 1.00 1.25 0.103 0.10 - 0.005 0.013 S:0.05 Ca:0.002
７ 0.45 1.11 1.20 0.102 0.10 - 0.005 0.015 S:0.05
Ca:0.0018 Bi:0.05
比較例
Ａ 0.35 1.20 1.10 0.130 0.50 - 0.021 0.011 −
Ｂ 0.85 0.25 0.80 0.030 0.30 - 0.012 0.008 −
Ｃ 0.55 2.50 1.20 0.120 0.60 - 0.027 0.009 −
Ｄ 0.48 1.01 1.80 0.103 0.30 - 0.019 0.014 −
Ｅ 0.52 0.82 0.81 0.061 1.21 - 0.021 0.009 −
Ｆ 0.50 1.00 1.23 0.180 0.10 - 0.022 0.018 −
Ｇ 0.55 0.90 1.11 0.050 0.52 0.45 0.020 0.021 −
Ｈ 0.46 1.01 1.21 0.110 0.15 - 0.023 0.045 −
Ｉ 0.46 1.29 1.18 0.098 0.21 - 0.022 0.018 S:0.05 Bi:0.38
Ｊ 0.43 1.54 0.42 0.103 0.11 0.11 0.021 0.015 −
従来鋼
Ｋ 0.40 0.25 0.80 0.015 0.10 0.10 0.025 0.008 −
【００２９】
この素材を１２００℃に６０分間保持してから熱間鍛造し、直径２２mmの、丸棒にした。非調質鋼の製造条件に似せて、適宜の間隔で床上に放置し、室温に冷却した。この丸棒材から試験片を切り出し、試験に供した。試験結果を、表２に示す。
【００３０】
試験法は、つぎのとおりである。
［硬 さ］
鍛造品の中心部の硬さを、ロックウエル硬度計で測定した。
［パーライト面積率］
光学顕微鏡組織写真（１００倍）を撮影し、画像解析装置にかけた。
［破断分離特性］
ＪＩＳ４号に準拠した平行部径８mmの引張り試験片の中央部に深さ約１mmの環状切欠きをレーザーにより与えた後、室温で引張り試験にかけ、破断時の伸びを記録して評価した。
［工具寿命］
つぎの条件でドリル試験を行ない、実施例No.１のデータを１００として、相対的に評価した。
工具： ＳＫＨ５１ 送り： ０．１mm／rev 穴深さ： １０mm
切削油： なし 寿命判定： 切削不能
【００３１】
表２ 試験結果
No. パーライト 硬さ 破断伸び ドリル 備 考
面積率 ( ％ ) ( ＨＲＣ ) (mm) 加工能率
実施例
１ ７５ ２０．２ ０．０４ ３２５
２ ７５ ２２．２ ０．００ １００
３ ８６ ２２．７ ０．００ ９８
４ ５９ ２１．３ ０．０２ １１２
５ ７９ ３１．７ ０．００ ５１
６ ７３ ２２．１ ０．００ ３８０
７ ７５ ２０．８ ０．２１ ７２０
比較例
Ａ ７５ ２０．８ ０．２１ １２１
Ｂ １００ ３５．４ ０．００ ３２
Ｃ １１２ ３４．８ ０．００ ４１
Ｄ − ４２．３ ０．００ ２５ ベイナイト発生
Ｅ − ４０．１ ０．００ ２７ ベイナイト発生
Ｆ − − − − 鍛造割れ発生
Ｇ １００ ４７．８ ０．００ １２
Ｈ − − − − 鋳造欠陥発生
Ｉ − − − − 鍛造割れ発生
Ｊ ４９ ２２．１ ０．３１ −
【００３２】
実施例No.１〜７は、実用的な硬さ、すなわちＨＲＣ２０〜３２の範囲で、破断伸びがゼロであるか、またはあってもごく小さく、実質上無視できるレベルにある。つまり、破面の密着性がきわめて高いといえる。No.５および６の快削元素を添加したものは、ドリル加工能率が格段に改善されている。
【００３３】
これに対し比較例Ａは、Ｃ含有量が低く破断時の伸びが大きいから、破面の密着性がよくない。比較例ＢおよびＣは、それぞれＣまたはＳｉの量が過大で、被削性が劣る。比較例ＤおよびＥは、ＭｎまたはＣｒの量が高く、鍛造後、ベイナイトの生成が理由と思われる高い硬さと、低い被削性とのため、実用性がない。比較例ＦはＰ含有量が高く、鍛造時にワレが生じた。比較例Ｇは、Ｖ量が高すぎて硬く、被削性が悪い。比較例ＨはＮ量が高すぎたため、鋳造時すでに欠陥が生じた。比較例Ｉは、快削元素の添加量が過大であったため、鍛造時に割れが生じた。比較例Ｊは合金組成が前掲の条件を満たしていない（Ｃ，ＭｎおよびＣｒの式の価が０．７３であって、０．７５に至らない）ため、パーライト面積率が不足で、破断伸びが大きい。
【００３４】
別に、実施例No.２および従来鋼Ｋの５０mm角の素材を１２００℃で鍛造して、断面２０mm×６５mmの平板にした。これらを、非調質鋼の鍛造後の条件に合わせて、適宜の間隔をもって床上に放置して室温まで冷却した。この平板に、熱間コイニングのシミュレーションとして、温度７００℃で板厚方向に１０％の加工を加えた。比較のため、冷間コイニングのシミュレーションとして、室温で、やはり板厚方向に１０％の加工を加えた。
【００３５】
これらの材料を用いて、コンロッドの大端部を模した図１および図２に示す形状の試験片を製造し、機械的に応力集中係数（Ｋｔ）３．８の切欠き与えた試験片と、深さ１mmの切欠きをレーザーで与えた試験片との２種類を準備して、室温で荷重を加えることにより破断分離させた。破断により得た二つの部品を組み合わせ、ボルトを通して、２９．４Ｎ・ｍのトルクで締結した。締結体の真円度を測定した結果を、表３に示す。なお、破断前の試験片の真円度は、いずれも３μｍ以下であった。
【００３６】
表 ３ 真円度測定結果
機械切欠き レーザー切欠き
コイニング 冷 間 熱 間 冷 間 熱 間
実施例No.１（μｍ） ５２．１ ４２．１ ３６．３ ２５．３
従来鋼Ｋ（μｍ） 破断せず 破断せず １２０．２ ９２．４
【００３７】
上の結果から、本発明の鋼は、切欠きを機械的に設けたものでも、従来鋼にくらべて破断後の真円度がすぐれており、レーザー切欠きを与えたものでは、さらにすぐれた真円度が得られることがわかる。コンロッドの鍛造精度向上のため行なわれる冷間コイニングを施しても、従来鋼に比べて破断後の真円度がすぐれ、破面の密着性が高いこともわかる。本発明の鋼に熱間コイニングを施して鍛造精度向上を図った場合は、冷間コイニングの場合と比べて、破断分離後の真円度がいっそう良好であって、破面の密着性がますます向上している。
【図面の簡単な説明】
【００３８】
【図１】 本発明の実施例において、コネクティングロッドの大端部を模して製造した試験片の形状・寸法を示す側面図。
【図２】 図１の試験片の平面図。
Claims (5)
- 重量で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｐ：０．０１〜０．１５％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｖ：０．４％以下、Ａｌ：０．０５％以下およびＮ：０．００８〜０．０３％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、ただし、Ｃ、ＭｎおよびＣｒの含有量がつぎの条件
１．４０［Ｃ％］＋０．２８［Ｍｎ％］＋０．５０［Ｃｒ％］≧０．７５
を満たす合金組成を有し、熱間鍛造後にパーライト面積率が５０％以上であって、レーザー、電子ビーム、プラズマアーク、ＴＩＧのいずれかの熱源を用いた加工により与えた切欠きを起点とする破断による分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼。 - 請求項１に規定した合金成分に加えて、Ｓ：０．２％以下、Ｃａ：０．１％以下およびＢｉ：０．３％以下の１種または２種以上を含有する合金組成を有し、熱間鍛造後にパーライト面積率が５０％以上であって、レーザー、電子ビーム、プラズマアーク、ＴＩＧのいずれかの熱源を用いた加工により与えた切欠きを起点とする破断による分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼。
- 請求項１または２に規定する合金組成の非調質鋼を熱間鍛造して得た鍛造製品であって、２個以上の部品が連結した形状を有し、分離すべき部分に、レーザー、電子ビーム、プラズマアーク、ＴＩＧのいずれかの熱源を用いた加工により与えた切欠きを有し、荷重を加えることにより、その切欠きを起点にして容易に破断が生じて２個以上の部品に分離することができる非調質鋼の中間製品。
- 請求項１または２に規定する合金組成の非調質鋼を熱間鍛造して得、鍛造の際、６００℃以上の温度において熱間コイニングまたは熱間サイジングを行なうことにより鍛造精度を向上させた鍛造製品であって、２個以上の部品が連結した形状を有し、分離すべき部分に、レーザー、電子ビーム、プラズマアーク、ＴＩＧのいずれかの熱源を用いた加工による切欠きを有し、衝撃を与えたとき、その切欠きを起点にして容易に破断が生じて２個以上の部品に分離することができる非調質鋼の中間製品。
- 連結した２個以上の部品が、内燃往復動エンジンのコネクティングロッドの大端部および小端−ロッド部である請求項３または４の中間製品。
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