JP5023410B2 - 破断分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
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、破断面どうしを組み合わせて使用する、破断分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼と、その製品である機械部品に関する。
【０００２】
【従来の技術】
たとえば自動車エンジンのコネクティングロッド（以下、「コンロッド」と略称する）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、従来のコンロッドの製造コストは、高いものであった。
【０００３】
コンロッドのような機械部品を製造するには、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、コスト問題の解決には役立たない。
【０００４】
コン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り欠きを設けておき、衝撃を与えて、この切り欠きを起点とする破断を起こさせるという手法である（特開平９−３５８９号、特開平９−１７６７８７号、特開平９−１７８７８５号）。この技術においては、コンロッドに求められる基礎特性のうちで最も重要な疲労強度や耐力は、合金成分系の選択・調整により、所望のレベルを得るようにしている。
【０００５】
一般に、熱間鍛造用非調質鋼の疲労強度および耐力を向上させるには、熱間鍛造時のオーステナイト組織の結晶粒を微細化（換言すれば粗大化を防止）することが有効であるとされている。ところが、溶製材を熱間鍛造して得られる、結晶粒が微細な部品は、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。それゆえ、疲労強度や耐力と破断分離性とは、両立し難い特性であるとされていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
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、高い疲労強度および耐力を有し、しかも破断分離したときに破面に塑性変形が実質上生じることがなく、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。
【０００７】
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ンロッドを提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の一般的な目的を達成する、破断分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼は、重量で、Ｃ：０．２〜０．７％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｓ：０．０１〜０．２０％、Ｐ：０．０２９〜０．２０％、Ｖ：０．５０％以下、sol-Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００５〜０．０３０％およびＯ：０．０００５〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、ただし、sol-Ａｌ、ＮおよびＯの含有量が、つぎの条件を満たす熱間鍛造用非調質鋼である。
式１ ０．０１［sol-Ａｌ％］≦［Ｏ％］≦１．５［sol-Ａｌ％］および、
式２ ０．０３［Ｎ％］≦［Ｏ％］≦１．６［Ｎ％］
【０００９】
本発明の特定的な目的を達成する機械部品製造の製品は、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、製造後に破断分離し、ついで破断面どうしを組み合わせて使用する製品である。その代表は、上述のとおり、自動車用エンジンのコンロッドの大端部および小端−ロッド部である。
【００１０】
【発明の実施形態】
本発明の破断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、下記の任意添加成分のグループに属する合金成分を単独で、または複数組み合わせて、含有することができる。
（I）Ｐｂ：０．３％以下、Ｔｅ：０．３％以下、Ｃａ：０．０１％以下およびＢｉ：０．３％以下の１種または２種以上
（II）Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下およびＭｏ：０．０５％以下の１種または２種以上
（III）Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下およびＺｒ：０．５％以下の１種または２種以上
【００１１】
上記いずれの組成の合金においても、Ｐ含有量は、下記の条件を満たすことが好ましい。
式３ Ｐ≧０．００７Ｇｆ−０．０２
（ここで、「Ｇｆ」はオーステナイト結晶粒度番号をあらわし、通常６〜１０、代表的には７または８の数字である。）
【００１２】
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。
【００１３】
Ｃ：０．２〜０．７％
Ｃは、鍛造品の強度を確保するのに役立つ元素であり、十分な強度を得るためには０．２％以上の含有が必要である。多すぎると硬さが高くなりすぎて被削性が低下するので、０．７％までの添加に止めなければならない。
【００１４】
Ｓｉ：０．１〜２．０％
Ｓｉは鋼の溶製時に脱酸剤および脱硫剤として働くほか、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を存在させてフェライトを硬くしておくことにより、脆性破面率を高め、破面の密着性を高めることができる。この効果を確実に得るには、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。
【００１５】
Ｍｎ：０．１〜２．０％
Ｍｎは、鍛造製品の疲労強度を確保するのに有効な成分であり、さらに、被削性にとって重要な介在物であるＭｎＳを生成する元素であって、少なくとも０．１％を添加する。しかし、過大な添加はパーライトの面積率を増大させ、硬さを引き下げるので、２．０％以下の添加量とする。
【００１６】
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｃｒは、パーライト部の靱性を増し、耐力を高める作用をする。しかし、破断分離にとっては、パーライト部の靱性があまり高くない方が、破断時の組成変形が少なくて好ましいので、０．０５〜１．０％の範囲内の添加量を選ぶ。
【００１７】
Ｐ：０．０２９〜０．２０％
Ｐは粒界に偏析して靭性を低下させる元素であるから、一般にその含有量は、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、０．０２９％を下限として、むしろ積極的に添加する。常用の機械構造用鋼においては、Ｐは好ましくない不純物としてその含有量は０．０３％が上限とされている。これと区別する意味で、「０．０３０％超過」という下限を設けてもよい。Ｐを添加する効果は多量になると飽和するし、硬さを高くしてしまうから、０．２０％を上限とする。
【００１８】
Ｐの適切な添加量は、非調質鋼製品に要求される疲労強度や耐力のレベルによって、つまり所望する結晶粒の微細化の程度、具体的にはＧｆすなわちオーステナイト結晶粒度番号によって異なる。コンロッドのような製品に望ましい結晶粒度番号は、通常、６番以上９番までの細粒ないし微細粒、代表的には７番、８番である。結晶粒度が微細であるほど、破断性能を確保するためには、多量のＰを存在させなければならない。この関係を表したのが、前記した
式３ Ｐ≧０．００７Ｇｆ−０．０２
の式である。通常のＧｆ＝４〜１０の範囲において、Ｐ量の下限値は０．００８〜０．０５％、代表的なＧｆ＝７または８において、０．０２９％または０．０３６％ということになる。
【００１９】
sol-Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌは、Ｎと結合して微細な窒化物を形成し、これが鋼中に分散して、熱間鍛造時の結晶粒成長を抑制する。この効果を得るには、少なくとも０．００５％のＡｌが必要である。多量に添加してもその効果が飽和するだけでなく、疲労強度を低下させるから、０．０５０％を添加の限度と定めた。
【００２０】
Ｎ：０．００５〜０．０３０％
ＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成し、上記のように熱間鍛造時の結晶粒粗大化を防ぐ。このためには、０．００５％以上の存在を要する。その効果は、Ａｌと同様に、多量になると飽和するし、疲労強度の低下を招くから、０．０３０％までの添加に止める。
【００２１】
Ｏ：０．０００５〜０．０１０％
Ｏは鋼中のＡｌおよびＳｉと、存在する場合はさらにＣａと、それらの酸化物を形成し、この酸化物がＭｎＳ析出の核となることにより、ＭｎＳを鋼中に微細かつ均一に分散させる。ＭｎＳは熱間鍛造後の冷却時に旧オーステナイト粒内に析出する粒内フェライトの析出を促進し、それによって結晶粒の粗大化が防止され、微細かつ均一な組織が得られる。この効果は、０．０００５％という微量の存在で認められる。
【００２２】
一方、Ｏが多量に存在すると、Ａｌのうち酸化物を形成するものの割合が高くなり、窒化物の形成が抑制される。その結果、上記したＡｌＮによる熱間鍛造時の結晶粒成長抑制の作用が不十分になるから、上限値０．０１０％までの存在に止めなければならない。
【００２３】
こうした作用から理解されるように、Ｏ量とＡｌ量の間には適切な存在比があり、かつ、Ｏ量とＮ量との間にはバランスが必要である、この関係を表したのが、前掲の二つの式
式１ ０．０１［sol-Ａｌ％］≦［Ｏ％］≦１．５［sol-Ａｌ％］および、
式２ ０．０３［Ｎ％］≦［Ｏ％］≦１．６［Ｎ％］
にほかならない。
【００２４】
本発明の熱間鍛造用非調質鋼の好ましい態様において添加する合金成分の作用と、組成範囲の限定理由はつぎのとおりである。
【００２５】
Ｖ：０．５０％以下
Ｖは、Ｓｉと同様にフェライトを強化する元素であるから、添加することにより、破断分離した面の密着性をよくするし、疲労強度を大きく向上させる。この効果は、０．００５％程度の添加量で明確に認められる。多量に添加しても意義が薄いので、０．５０％以下の量を選択するのが賢明である。
【００２６】
Ｐｂ：０．３０％以下、Ｔｅ：０．３０％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、より高い被削性を鍛造製品に要求する場合は、必要に応じてこれらの中から、１種または２種以上を選んで適量添加するとよい。ただし、いずれも多量の添加は疲労強度を低下させるので、それぞれ上記した限界内の添加に止める。
【００２７】
Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下、およびＭｏ：０．０５％以下の１種または２種以上
これらは、いずれも組織を緻密化して強度を確保するのに有用な元素であるから、適量を添加するとよい。添加量が多すぎると、鍛造後の冷却中にベイナイトが生成して硬さが高くなりすぎ、被削性が損なわれるので、それぞれについて上記した限度内の添加量を選ぶ。
【００２８】
Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下およびＺｒ：０．５％以下の１種または２種以上
これらは、高温における結晶粒の粗大化を防ぐのに有効なの元素であるから、１種または２種以上添加することが好ましい。多量に添加すると、凝固時に粗大な炭窒化物が析出するから、上に記した限度以下の添加量を選択する。
【００２９】
【実施例】
表１（実施例）および表２（比較例）に記載した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。
【００３０】
【００３１】
【００３２】
これらの素材を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、結晶粒度を決定するとともに、種々の試験に供した。試験法は、つぎのとおりである。
【００３３】
［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。
【００３４】
［破断分離性］
破断時の伸びを指標とした。ＪＩＳ４号に準拠した平行部直径１０mmの引張り試験片の中央部に、底部の半径が０．２mm、深さが１mmの環状の切り欠きを設けた後、室温において、引張速度１０mm／秒で引張って破断させたときの伸びを記録した。波面の密着性が良好というためには、伸びが０．２５mm以下であることが必要であり、なるべくは０．２０mm以下にしたい。
【００３５】
［疲労強度］
平行部直径８mmの平滑回転曲げ試験片を用意して、疲れ限度を測定した。
【００３６】
［工具寿命］
つぎの条件でドリル試験を行ない、実施例No.２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
【００３７】
以上の結果を、表３（実施例）および表４（比較例）に示す。
【００３８】
【００３９】
【００４０】
実施例の鋼はいずれも、実用上十分低い硬さ，すなわちＨＲＣ２３〜３１未満の範囲で、破断伸びがごく小さく、実質上無視できるレベルにあるから、破面の密着性がきわめて高いといえる。No.１２〜１４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。No.１５〜１７の、組織緻密化に有効な元素を添加したもの、または高温における結晶粒粗大化を防止したものは、結晶粒度が微細であり、高い疲労強度と小さい破断伸びとが両立している。
【００４１】
これに対し比較例の各鋼は、下記の点で本発明の範囲を逸脱しているため、それぞれ下記の欠点を有する。
Ａ鋼：Ｃ含有量が低く硬さが低いため、疲れ限度が低い。また、破断時の伸びが大きいから、破面の密着性がよくない。
Ｂ鋼：Ｃ含有量が過大であるため、硬さが高すぎる。
Ｃ鋼：Ｓｉの含有量が過大で、硬さが高く被削性が劣る。
Ｄ鋼およびＥ鋼：ＭｎまたはＣｒの含有量が過大であるため、硬さが高いにもかかわらずパーライトの靱性が高く、破断伸びが大きい。
Ｆ鋼：Ｐ含有量が低すぎ、破断伸びが大きい。
Ｇ鋼：Ｐ含有量が高すぎ、硬くなりすぎている。
Ｈ鋼およびＩ鋼：sol-ＡｌまたはＮの添加量が多すぎ、疲労強度が不足。
Ｊ鋼：Ｏ含有量が高く、結晶粒が粗大化した。
Ｋ鋼：Ｏ含有量が高く、［Ｏ％］≦１．５［sol-Ａｌ％］の条件を満たしていないため、結晶粒の粗大化傾向がみられる。
Ｌ鋼：Ｏ含有量が高く、［Ｏ％］≦１．６［Ｎ％］の条件を満たしていないために、結晶粒の粗大化傾向がみられる。
Ｍ鋼：Ｓ含有量が高すぎ、疲労強度が低い。
Ｎ鋼およびＯ鋼：被削性を改善するための成分の添加量が多すぎ、そのため疲労強度が低い。
Ｐ鋼およびＱ鋼：組織を緻密化するための元素の添加量が過大であるため、硬さが高すぎたり（Ｐ）、疲労強度が低かったりする（Ｑ）。
【００４２】
【発明の効果】
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、破断時の塑性変形がきわめて小さい部品を製造することができ、中間製品を破断して得た破面は、よく密着する。このような本発明は、自動車エンジンのコンロッドの製作に適用したとき、とりわけ有用である。
【発明の属する技術分野】
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、破断面どうしを組み合わせて使用する、破断分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼と、その製品である機械部品に関する。
【０００２】
【従来の技術】
たとえば自動車エンジンのコネクティングロッド（以下、「コンロッド」と略称する）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、従来のコンロッドの製造コストは、高いものであった。
【０００３】
コンロッドのような機械部品を製造するには、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、コスト問題の解決には役立たない。
【０００４】
コン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り欠きを設けておき、衝撃を与えて、この切り欠きを起点とする破断を起こさせるという手法である（特開平９−３５８９号、特開平９−１７６７８７号、特開平９−１７８７８５号）。この技術においては、コンロッドに求められる基礎特性のうちで最も重要な疲労強度や耐力は、合金成分系の選択・調整により、所望のレベルを得るようにしている。
【０００５】
一般に、熱間鍛造用非調質鋼の疲労強度および耐力を向上させるには、熱間鍛造時のオーステナイト組織の結晶粒を微細化（換言すれば粗大化を防止）することが有効であるとされている。ところが、溶製材を熱間鍛造して得られる、結晶粒が微細な部品は、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。それゆえ、疲労強度や耐力と破断分離性とは、両立し難い特性であるとされていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
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、高い疲労強度および耐力を有し、しかも破断分離したときに破面に塑性変形が実質上生じることがなく、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。
【０００７】
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ンロッドを提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の一般的な目的を達成する、破断分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼は、重量で、Ｃ：０．２〜０．７％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｓ：０．０１〜０．２０％、Ｐ：０．０２９〜０．２０％、Ｖ：０．５０％以下、sol-Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００５〜０．０３０％およびＯ：０．０００５〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、ただし、sol-Ａｌ、ＮおよびＯの含有量が、つぎの条件を満たす熱間鍛造用非調質鋼である。
式１ ０．０１［sol-Ａｌ％］≦［Ｏ％］≦１．５［sol-Ａｌ％］および、
式２ ０．０３［Ｎ％］≦［Ｏ％］≦１．６［Ｎ％］
【０００９】
本発明の特定的な目的を達成する機械部品製造の製品は、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、製造後に破断分離し、ついで破断面どうしを組み合わせて使用する製品である。その代表は、上述のとおり、自動車用エンジンのコンロッドの大端部および小端−ロッド部である。
【００１０】
【発明の実施形態】
本発明の破断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、下記の任意添加成分のグループに属する合金成分を単独で、または複数組み合わせて、含有することができる。
（I）Ｐｂ：０．３％以下、Ｔｅ：０．３％以下、Ｃａ：０．０１％以下およびＢｉ：０．３％以下の１種または２種以上
（II）Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下およびＭｏ：０．０５％以下の１種または２種以上
（III）Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下およびＺｒ：０．５％以下の１種または２種以上
【００１１】
上記いずれの組成の合金においても、Ｐ含有量は、下記の条件を満たすことが好ましい。
式３ Ｐ≧０．００７Ｇｆ−０．０２
（ここで、「Ｇｆ」はオーステナイト結晶粒度番号をあらわし、通常６〜１０、代表的には７または８の数字である。）
【００１２】
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。
【００１３】
Ｃ：０．２〜０．７％
Ｃは、鍛造品の強度を確保するのに役立つ元素であり、十分な強度を得るためには０．２％以上の含有が必要である。多すぎると硬さが高くなりすぎて被削性が低下するので、０．７％までの添加に止めなければならない。
【００１４】
Ｓｉ：０．１〜２．０％
Ｓｉは鋼の溶製時に脱酸剤および脱硫剤として働くほか、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を存在させてフェライトを硬くしておくことにより、脆性破面率を高め、破面の密着性を高めることができる。この効果を確実に得るには、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。
【００１５】
Ｍｎ：０．１〜２．０％
Ｍｎは、鍛造製品の疲労強度を確保するのに有効な成分であり、さらに、被削性にとって重要な介在物であるＭｎＳを生成する元素であって、少なくとも０．１％を添加する。しかし、過大な添加はパーライトの面積率を増大させ、硬さを引き下げるので、２．０％以下の添加量とする。
【００１６】
Ｃｒ：０．０５〜１．０％
Ｃｒは、パーライト部の靱性を増し、耐力を高める作用をする。しかし、破断分離にとっては、パーライト部の靱性があまり高くない方が、破断時の組成変形が少なくて好ましいので、０．０５〜１．０％の範囲内の添加量を選ぶ。
【００１７】
Ｐ：０．０２９〜０．２０％
Ｐは粒界に偏析して靭性を低下させる元素であるから、一般にその含有量は、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、０．０２９％を下限として、むしろ積極的に添加する。常用の機械構造用鋼においては、Ｐは好ましくない不純物としてその含有量は０．０３％が上限とされている。これと区別する意味で、「０．０３０％超過」という下限を設けてもよい。Ｐを添加する効果は多量になると飽和するし、硬さを高くしてしまうから、０．２０％を上限とする。
【００１８】
Ｐの適切な添加量は、非調質鋼製品に要求される疲労強度や耐力のレベルによって、つまり所望する結晶粒の微細化の程度、具体的にはＧｆすなわちオーステナイト結晶粒度番号によって異なる。コンロッドのような製品に望ましい結晶粒度番号は、通常、６番以上９番までの細粒ないし微細粒、代表的には７番、８番である。結晶粒度が微細であるほど、破断性能を確保するためには、多量のＰを存在させなければならない。この関係を表したのが、前記した
式３ Ｐ≧０．００７Ｇｆ−０．０２
の式である。通常のＧｆ＝４〜１０の範囲において、Ｐ量の下限値は０．００８〜０．０５％、代表的なＧｆ＝７または８において、０．０２９％または０．０３６％ということになる。
【００１９】
sol-Ａｌ：０．００５〜０．０５０％
Ａｌは、Ｎと結合して微細な窒化物を形成し、これが鋼中に分散して、熱間鍛造時の結晶粒成長を抑制する。この効果を得るには、少なくとも０．００５％のＡｌが必要である。多量に添加してもその効果が飽和するだけでなく、疲労強度を低下させるから、０．０５０％を添加の限度と定めた。
【００２０】
Ｎ：０．００５〜０．０３０％
ＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成し、上記のように熱間鍛造時の結晶粒粗大化を防ぐ。このためには、０．００５％以上の存在を要する。その効果は、Ａｌと同様に、多量になると飽和するし、疲労強度の低下を招くから、０．０３０％までの添加に止める。
【００２１】
Ｏ：０．０００５〜０．０１０％
Ｏは鋼中のＡｌおよびＳｉと、存在する場合はさらにＣａと、それらの酸化物を形成し、この酸化物がＭｎＳ析出の核となることにより、ＭｎＳを鋼中に微細かつ均一に分散させる。ＭｎＳは熱間鍛造後の冷却時に旧オーステナイト粒内に析出する粒内フェライトの析出を促進し、それによって結晶粒の粗大化が防止され、微細かつ均一な組織が得られる。この効果は、０．０００５％という微量の存在で認められる。
【００２２】
一方、Ｏが多量に存在すると、Ａｌのうち酸化物を形成するものの割合が高くなり、窒化物の形成が抑制される。その結果、上記したＡｌＮによる熱間鍛造時の結晶粒成長抑制の作用が不十分になるから、上限値０．０１０％までの存在に止めなければならない。
【００２３】
こうした作用から理解されるように、Ｏ量とＡｌ量の間には適切な存在比があり、かつ、Ｏ量とＮ量との間にはバランスが必要である、この関係を表したのが、前掲の二つの式
式１ ０．０１［sol-Ａｌ％］≦［Ｏ％］≦１．５［sol-Ａｌ％］および、
式２ ０．０３［Ｎ％］≦［Ｏ％］≦１．６［Ｎ％］
にほかならない。
【００２４】
本発明の熱間鍛造用非調質鋼の好ましい態様において添加する合金成分の作用と、組成範囲の限定理由はつぎのとおりである。
【００２５】
Ｖ：０．５０％以下
Ｖは、Ｓｉと同様にフェライトを強化する元素であるから、添加することにより、破断分離した面の密着性をよくするし、疲労強度を大きく向上させる。この効果は、０．００５％程度の添加量で明確に認められる。多量に添加しても意義が薄いので、０．５０％以下の量を選択するのが賢明である。
【００２６】
Ｐｂ：０．３０％以下、Ｔｅ：０．３０％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、より高い被削性を鍛造製品に要求する場合は、必要に応じてこれらの中から、１種または２種以上を選んで適量添加するとよい。ただし、いずれも多量の添加は疲労強度を低下させるので、それぞれ上記した限界内の添加に止める。
【００２７】
Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下、およびＭｏ：０．０５％以下の１種または２種以上
これらは、いずれも組織を緻密化して強度を確保するのに有用な元素であるから、適量を添加するとよい。添加量が多すぎると、鍛造後の冷却中にベイナイトが生成して硬さが高くなりすぎ、被削性が損なわれるので、それぞれについて上記した限度内の添加量を選ぶ。
【００２８】
Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下およびＺｒ：０．５％以下の１種または２種以上
これらは、高温における結晶粒の粗大化を防ぐのに有効なの元素であるから、１種または２種以上添加することが好ましい。多量に添加すると、凝固時に粗大な炭窒化物が析出するから、上に記した限度以下の添加量を選択する。
【００２９】
【実施例】
表１（実施例）および表２（比較例）に記載した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。
【００３０】
これらの素材を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、結晶粒度を決定するとともに、種々の試験に供した。試験法は、つぎのとおりである。
【００３３】
［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。
【００３４】
［破断分離性］
破断時の伸びを指標とした。ＪＩＳ４号に準拠した平行部直径１０mmの引張り試験片の中央部に、底部の半径が０．２mm、深さが１mmの環状の切り欠きを設けた後、室温において、引張速度１０mm／秒で引張って破断させたときの伸びを記録した。波面の密着性が良好というためには、伸びが０．２５mm以下であることが必要であり、なるべくは０．２０mm以下にしたい。
【００３５】
［疲労強度］
平行部直径８mmの平滑回転曲げ試験片を用意して、疲れ限度を測定した。
【００３６】
［工具寿命］
つぎの条件でドリル試験を行ない、実施例No.２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
【００３７】
以上の結果を、表３（実施例）および表４（比較例）に示す。
【００３８】
実施例の鋼はいずれも、実用上十分低い硬さ，すなわちＨＲＣ２３〜３１未満の範囲で、破断伸びがごく小さく、実質上無視できるレベルにあるから、破面の密着性がきわめて高いといえる。No.１２〜１４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。No.１５〜１７の、組織緻密化に有効な元素を添加したもの、または高温における結晶粒粗大化を防止したものは、結晶粒度が微細であり、高い疲労強度と小さい破断伸びとが両立している。
【００４１】
これに対し比較例の各鋼は、下記の点で本発明の範囲を逸脱しているため、それぞれ下記の欠点を有する。
Ａ鋼：Ｃ含有量が低く硬さが低いため、疲れ限度が低い。また、破断時の伸びが大きいから、破面の密着性がよくない。
Ｂ鋼：Ｃ含有量が過大であるため、硬さが高すぎる。
Ｃ鋼：Ｓｉの含有量が過大で、硬さが高く被削性が劣る。
Ｄ鋼およびＥ鋼：ＭｎまたはＣｒの含有量が過大であるため、硬さが高いにもかかわらずパーライトの靱性が高く、破断伸びが大きい。
Ｆ鋼：Ｐ含有量が低すぎ、破断伸びが大きい。
Ｇ鋼：Ｐ含有量が高すぎ、硬くなりすぎている。
Ｈ鋼およびＩ鋼：sol-ＡｌまたはＮの添加量が多すぎ、疲労強度が不足。
Ｊ鋼：Ｏ含有量が高く、結晶粒が粗大化した。
Ｋ鋼：Ｏ含有量が高く、［Ｏ％］≦１．５［sol-Ａｌ％］の条件を満たしていないため、結晶粒の粗大化傾向がみられる。
Ｌ鋼：Ｏ含有量が高く、［Ｏ％］≦１．６［Ｎ％］の条件を満たしていないために、結晶粒の粗大化傾向がみられる。
Ｍ鋼：Ｓ含有量が高すぎ、疲労強度が低い。
Ｎ鋼およびＯ鋼：被削性を改善するための成分の添加量が多すぎ、そのため疲労強度が低い。
Ｐ鋼およびＱ鋼：組織を緻密化するための元素の添加量が過大であるため、硬さが高すぎたり（Ｐ）、疲労強度が低かったりする（Ｑ）。
【００４２】
【発明の効果】
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、破断時の塑性変形がきわめて小さい部品を製造することができ、中間製品を破断して得た破面は、よく密着する。このような本発明は、自動車エンジンのコンロッドの製作に適用したとき、とりわけ有用である。
Claims (8)
- 質量％で、Ｃ：０．２〜０．７％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｓ：０．０１〜０．２０％、Ｐ：０．０２９〜０．２０％、Ｖ：０．５０％以下、sol-Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００５〜０．０３０％およびＯ：０．０００５〜０．０１００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、ただし、sol-Ａｌ、ＮおよびＯの含有量が、つぎの条件を満たすことにより、
式１ ０．０１［sol-Ａｌ％］≦［Ｏ％］≦１．５［sol-Ａｌ％］および、
式２ ０．０３［Ｎ％］≦［Ｏ％］≦１．６［Ｎ％］
熱間鍛造後に鍛造部品の破断分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼。 - 請求項１に記載した合金組成において、Ｐ：０．０２９〜０．２０％（ただし、０．０３０％以下を除く）である熱間鍛造後に鍛造部品の破断分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼。
- 請求項１に記載した合金成分に加えて、さらにＰｂ：０．３％以下、Ｔｅ：０．３％以下、Ｃａ：０．０１％以下およびＢｉ：０．３％以下の１種または２種以上を含有する熱間鍛造後に鍛造部品の破断分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼。
- 請求項１ないし３のいずれかに記載した合金成分に加えて、さらに、Ｃｕ：０．３％以下、Ｎｉ：０．３％以下およびＭｏ：０．０５％以下の１種または２種以上を含有する熱間鍛造後に鍛造部品の破断分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼。
- 請求項１ないし４のいずれかに記載した合金成分に加えて、さらに、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．２％以下およびＺｒ：０．５％以下の１種または２種以上を含有する熱間鍛造後に鍛造部品の破断分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼。
- 請求項１ないし５のいずれかに規定した合金組成において、Ｐ含有量が下記の条件を満たす熱間鍛造後に鍛造部品の破断分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼。
式３ Ｐ≧０．００７Ｇｆ−０．０２
（ただし、「Ｇｆ」はオーステナイト結晶粒度番号をあらわす） - 請求項１ないし６のいずれか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、製造後に破断分離し、ついで破断面どうしを組み合わせて使用する製品。
- 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７の製品。
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