JP5030695B2

JP5030695B2 - 破断分離性に優れる高炭素鋼およびその製造方法

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Publication number: JP5030695B2
Application number: JP2007187790A
Authority: JP
Inventors: 和則松永; 斉松本; 達也長谷川; 大介諸冨; 卓哉星野; 浩一中川
Original assignee: Komatsu Ltd; Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Komatsu Ltd; Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2007-07-19
Filing date: 2007-07-19
Publication date: 2012-09-19
Anticipated expiration: 2027-07-19
Also published as: JP2009024213A

Description

本発明は、破断分離性に優れる高炭素鋼およびその製造方法に関し、詳しくは、鍛造、切削などによって成形部品にした後、破断させて使用する部品、例えばクラッキングコンロッドなどの素材として好適な破断分離性に優れる高炭素鋼およびその製造方法に関する。より詳しくは、軽自動車や小型乗用車等に使用される硬さ（強度）レベルの低いコンロッドなどのようなクラッキング製品の素材として好適な、破断分離性に優れるとともに成分コストの低い高炭素鋼およびその製造方法に関する。

クラッキングコンロッド、なかでも、軽自動車や小型乗用車等に使用されるクラッキングコンロッドに代表されるような製品の素材鋼として、成分コストが低く、しかも、加工コストを低減するために、優れた破断分離性を有する鋼材に対する要望が大きい。

軽自動車や小型乗用車等に使用されるコンロッドの場合、その硬さ（強度）レベルとして、ブリネル硬さ（以下、「ＨＢ硬さ」ともいう。）で３００以下の低いものが用いられる場合がある。

しかしながら、一般に、硬さ（強度）が低い場合には延性や靱性が高くなる。このため、軽自動車や小型乗用車等に使用される硬さ（強度）レベルの低いコンロッドを、加工コスト低減の目的から破断分離させて「クラッキングコンロッド」として製造することは難しい。

一方、延性や靱性を低くして破断分離性を高めるために、例えば、ＴｉやＶなどの元素を添加して低靱性化や低延性化を行った場合には、硬さ（強度）の上昇をきたすので、被削性などの加工性が著しく低下してしまう。しかも、この場合には成分コストも嵩んでしまう。

破断分離性に優れた鋼材に関する技術は、特許文献１や特許文献２などに提案されている。

具体的には、特許文献１に、鋼の化学成分を規定することにより、延性および靱性が低く、破断分離可能な非調質鋼に関する技術が開示されている。

また、特許文献２には、鋼の化学成分を規定することにより、被削性と破断分離性を両立させた技術が開示されている。

特開平９−１７６７８５号公報特開２００３−２７１７８号公報

前述の特許文献１で開示された技術は、８００ＭＰａ以上の引張強度を有する鋼を狙っており、実施例を見ると実質的には１０００ＭＰａ、すなわちＨＢ硬さ換算で約３００を超える高い硬さ（強度）となっている。このため、ＨＢ硬さで３００以下という低い硬さ（強度）レベルの場合にも、十分な破断分離性を確保することができるとは必ずしもいえない。

特許文献２で開示された技術の場合、ＶおよびＴｉを含有させる必要があるため、成分コストが嵩んでしまう。しかも、その実施例に示されているように、靱性としてのシャルピー衝撃値や延性としての伸びが高く、このため、必ずしも十分な破断分離性が確保できるとはいえない。

そこで、本発明の目的は、ＴｉやＶなどの合金元素を含まないために成分コストが低く、しかも、ＨＢ硬さで３００以下という低い硬さ（強度）レベルであっても、十分な破断分離性を具備させることができる高炭素鋼とその製造方法を提供することである。

より具体的には、本発明の目的は、ＴｉやＶなどの合金元素を含まないために成分コストが低く、しかも、上記のＨＢ硬さで３００以下という低い硬さ（強度）レベルであっても、ＪＩＳＺ２２０２（１９９８）で規定されるＵノッチシャルピー衝撃試験片を用いた場合の室温における衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ²以下で靱性が低く、さらに、室温での引張試験における伸びが１０％以下で延性も低い破断分離性に優れる高炭素鋼とその製造方法を提供することである。

本発明者らは、前記した課題を解決するために、鋼の化学成分、加熱温度や冷却速度などを種々変化させて検討を行った。その結果、下記（ａ）〜（ｄ）の知見を得た。

（ａ）高炭素鋼をオーステナイト域から遅い冷却速度で冷却した場合に粒界に析出する初析セメンタイトを積極的に活用することによって、延性と靱性を低下させることができる。

（ｂ）旧オーステナイト粒径が２００μｍ以上である場合、延性と靱性が著しく低下する。

（ｃ）旧オーステナイト粒径を２００μｍ以上とするには、特定の化学組成を有する高炭素鋼の場合には、１１５０℃以上で３０分以上保持する加熱処理を行えばよい。

（ｄ）上記特定の化学組成を有する高炭素鋼の場合、前記条件での加熱処理後の冷却過程において、７３０〜７００℃の温度域を１時間当たり２０℃以下の速度で徐冷することによって、硬さがＨＢ硬さで３００以下の低い値となって、良好な被削性を備えたものとなる。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）に示す破断分離性に優れる高炭素鋼および（２）に示す破断分離性に優れる高炭素鋼の製造方法にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．７０〜１．２０％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．９％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．５〜２．０％およびＡｌ：０．０５％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、旧オーステナイト粒径が２００μｍ以上、硬さがブリネル硬さで３００以下であることを特徴とする破断分離性に優れる高炭素鋼。

（２）質量％で、Ｃ：０．７０〜１．２０％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．９％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．５〜２．０％およびＡｌ：０．０５％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼を部品形状に加工した後、１１５０℃以上の温度域で３０分以上加熱し、その後さらに、７３０〜７００℃の温度域を２０℃／時以下の冷却速度で冷却することを特徴とする破断分離性に優れる高炭素鋼の製造方法。

以下、上記（１）の破断分離性に優れる高炭素鋼に係る発明および（２）の破断分離性に優れる高炭素鋼の製造方法に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」および「本発明（２）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明の鋼は、ＴｉやＶなどの合金元素を含まないために成分コストが低く、しかも、ＨＢ硬さで３００以下という低い硬さ（強度）レベルであっても十分な破断分離性を有しており、さらに硬さ（強度）レベルが低いために良好な被削性も備えているので、軽自動車や小型乗用車等に使用される硬さ（強度）レベルの低いコンロッドなどのようなクラッキング製品の素材として利用することができる。この鋼は、本発明の方法によって製造することができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成
Ｃ：０．７０〜１．２０％
粒界に析出する初析セメンタイトを積極的に活用することによって、延性と靱性を低下させるためには、Ｃの含有量を０．７０％以上とする必要がある。Ｃの含有量が０．７０％を下回ると、たとえ後述する旧オーステナイト粒径が２００μｍ以上であっても粒界に初析セメンタイトが析出しないため、延性は低下しても靭性が低下しないことがある。一方、Ｃの含有量が１．２０％を超えると、硬さが高くなって被削性などの加工性が著しく低下してしまう。したがって、Ｃの含有量を０．７０〜１．２０％とした。なお、Ｃの含有量は０．９０〜１．１０％とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．４％以下
Ｓｉは、脱酸作用を有する元素である。しかしながら、Ｓｉの多量の含有は熱間加工性の低下を招くとともに成分コストも高くなり、特に、Ｓｉの含有量が０．４％を超えると、熱間加工性の低下が著しくなるとともに成分コストの上昇も大きくなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．４％以下とした。なお、脱酸作用を確実に発揮させるために、Ｓｉの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。

Ｍｎ：０．９％以下
Ｍｎも、上記Ｓｉと同様に脱酸作用を有する元素である。しかしながら、Ｍｎの含有量が多くなると熱間加工性の低下を招くことに加えて成分コストも高くなり、特に、Ｍｎの含有量が０．９％を超えると、熱間加工性の低下が著しくなるとともに成分コストの上昇も大きくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．９％以下とした。なお、脱酸作用を十分に発揮させるために、Ｍｎの含有量は０．１％以上とすることが好ましい。

Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、鋼中に不純物として存在する元素である。しかしながら、不純物であるＰの含有量が多すぎる場合には、熱間加工性の低下を招き、特に、その含有量が０．１０％を超えると、熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．１０％以下とした。

Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは、Ｍｎとともに硫化物を形成して、被削性を改善する作用を有する。しかしながら、Ｓの含有量が多くなるとＭｎＳの量も多くなり、特に、Ｓの含有量が０．０１５％を超えるとＭｎＳの量が極めて多くなるので、粗粒化させるために高温での焼ならし処理を施した場合であっても、多量に存在するＭｎＳのピンニング作用によって、粗粒化の程度は小さくなってしまう。そして、粗粒化の程度が小さい場合には、延性としての伸びが大きくなるので、破断分離性に劣るものとなる。したがって、Ｓの含有量を０．０１５％以下とした。なお、Ｓの被削性改善作用を発揮させるためには、Ｓの含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。

Ｃｒ：０．５〜２．０％
旧オーステナイト粒界に網状の初析セメンタイトを安定して析出させて、延性と靱性を低下させるためには、Ｃｒの含有量を０．５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、硬さが高くなって被削性などの加工性が著しく低下してしまう。したがって、Ｃｒの含有量を０．５〜２．０％とした。なお、Ｃｒの含有量は０．９〜１．６％とすることが好ましい。

Ａｌ：０．０５％以下
Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。しかしながら、Ａｌを０．０５％を超えて含有させても前記の効果は飽和し、成分コストが嵩むばかりである。したがって、Ａｌの含有量を０．０５％以下とした。なお、脱酸作用を確実に発揮させるために、Ａｌの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。

上記の理由から、本発明（１）の破断分離性に優れる高炭素鋼は、上述した範囲のＣからＡｌまでの元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなることと規定した。

また、本発明（２）の破断分離性に優れる高炭素鋼の製造方法においては、上述した範囲のＣからＡｌまでの元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼を素材として用いることとした。

（Ｂ）旧オーステナイト粒径
前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼は、旧オーステナイト粒径が２００μｍ以上である場合、延性と靱性が著しく低下して、室温での引張試験における伸びが１０％以下となり、また、ＪＩＳＺ２２０２（１９９８）で規定されるＵノッチシャルピー衝撃試験片を用いた場合の室温における衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ²以下となって、優れた破断分離性を備えるものとなる。

したがって、本発明（１）の破断分離性に優れる高炭素鋼は、旧オーステナイト粒径が２００μｍ以上であることと規定した。なお、より一層優れた破断分離性を確保するためには、旧オーステナイト粒径は４００μｍ以上であることが好ましい。

高温で長時間熱処理すれば旧オーステナイト粒径は大きくなり、旧オーステナイト粒径が大きければ大きいほど破断分離性が良好になるが、熱処理コストが嵩むことに加えて生産性が低下し、さらに、炉壁が劣化するなど設備面における問題も生じる。このため、上記旧オーステナイト粒径の現実的な最大値は２０００μｍ程度である。

なお、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼の場合、旧オーステナイト粒界に網状の初析セメンタイトが析出している。このため、上記の旧オーステナイト粒径は、例えば次の〈１〉に述べるような方法によって、初析セメンタイトの網状組織を観察することによって容易に測定することができる。また、〈２〉に述べるような焼入れ処理材を用いてオーステナイト粒界を現出させることによって、旧オーステナイト粒径を測定することもできる。

〈１〉樹脂に埋め込んだ試験片を鏡面研磨した後、研磨面をアルカリ性ピクリン酸ナトリウム溶液で腐食し、倍率を５０倍または１００倍として、４視野について光学顕微鏡写真を撮影して画像解析し、初析セメンタイトで囲まれた領域を１つの旧オーステナイト粒として、ＪＩＳＧ０５５１（２００５）に記載された「切断法」に準じて、それぞれの視野における旧オーステナイトの粒径を測定する。そして、上記のようにして測定した各視野の旧オーステナイト粒径を算術平均して、「旧オーステナイト粒径」を求める。

〈２〉所定の熱処理を施した後に水焼入れまたは油焼入れした試験片を樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、研磨面を界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食し、倍率を５０倍または１００倍として、４視野について光学顕微鏡写真を撮影して画像解析し、ＪＩＳＧ０５５１（２００５）に記載された「切断法」に準じて、それぞれの視野における旧オーステナイトの粒径を測定する。そして、〈１〉の場合と同様に、上記のようにして測定した各視野の旧オーステナイト粒径を算術平均して、「旧オーステナイト粒径」を求める。

（Ｃ）ブリネル硬さ
前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼は、硬さがＨＢ硬さで３００以下の低い値であれば、良好な被削性を備えたものとなる。したがって、本発明（１）の破断分離性に優れる高炭素鋼は、硬さがブリネル硬さで３００以下であることと規定した。なお、硬さが低くなりすぎると却って被削性が低下するので、ＨＢ硬さの下限は１５０程度とするのがよい。

（Ｄ）製造方法
次に本発明（２）の破断分離性に優れる高炭素鋼の製造方法について述べる。

（Ｄ−１）部品形状への加工
本発明（２）の破断分離性に優れる高炭素鋼の製造方法においては、前記（Ａ）項で述べた範囲のＣからＡｌまでの元素を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼を素材として用い、これを所望の部品形状に加工する。なお、この部品形状への加工の方法は特に限定されるものではなく、熱間鍛造、切削加工など通常の方法でよい。

（Ｄ−２）部品形状に加工した後の熱処理
前記部品形状に加工した後は、１１５０℃以上の温度域で３０分以上加熱する処理を行う必要がある。

上記の加熱温度が１１５０℃よりも低い場合には、前記（Ｂ）項で述べた２００μｍ以上という旧オーステナイト粒径が得られないので、所望の低延性および低靱性、すなわち、室温での引張試験における伸びが１０％以下という低延性およびＪＩＳＺ２２０２（１９９８）で規定されるＵノッチシャルピー衝撃試験片を用いた場合の室温における衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ²以下という低靱性が得られず、このために破断分離性が低下してしまう。

また、加熱温度が１１５０℃以上であっても、加熱の保持時間が３０分未満の場合には、前記（Ｂ）項で述べた２００μｍ以上という旧オーステナイト粒径が得難くなるので、所望の低延性および低靱性、すなわち、室温での引張試験における伸びが１０％以下という低延性およびＪＩＳＺ２２０２（１９９８）で規定されるＵノッチシャルピー衝撃試験片を用いた場合の室温における衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ²以下という低靱性を確実に得ることが困難になる。

したがって、本発明（２）の破断分離性に優れる高炭素鋼の製造方法においては、前記した鋼を部品形状に加工した後、１１５０℃以上の温度域で３０分以上加熱することとした。

なお、通常の熱処理炉の能力や実生産における生産性および熱処理コストなどの観点から、加熱温度の上限は１３００℃、また、加熱温度域での保持時間の上限は１２０分とすることが望ましい。

（Ｄ−３）熱処理後の冷却
本発明（２）の破断分離性に優れる高炭素鋼の製造方法においては、前記（Ｄ−２）項の熱処理を行った後、パーライト変態が生じる温度の近傍を徐冷すること、具体的には、７３０〜７００℃の温度域を、１時間当たり２０℃以下の冷却速度で冷却することが必要である。

前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼は、（Ｄ−２）項で述べた熱処理後に上記の条件で冷却することによって、その硬さがＨＢ硬さで３００以下の低い値となって、良好な被削性を備えたものとなる。

なお、前記７３０〜７００℃の温度域における冷却速度は１時間当たり１５℃以下とすることが好ましい。しかしながら、冷却速度が遅くなりすぎると、生産性が低下するので、コストの上昇をきたす。したがって、前記温度域での現実的な冷却速度の下限は、１時間当たり５℃程度である。

以上の理由で、本発明（２）の破断分離性に優れる高炭素鋼の製造方法は、前記（Ａ）項で述べた化学組成を有する鋼を部品形状に加工した後、１１５０℃以上の温度域で３０分以上加熱し、その後さらに、７３０〜７００℃の温度域を２０℃／時以下の冷却速度で冷却することとした。

なお、上記において、７３０〜７００℃の温度域を、１時間当たり２０℃以下の冷却速度で冷却しさえすれば、ＨＢ硬さで３００以下の低い硬さが得られるので、７３０℃を上回る温度域および７００℃を下回る温度域の冷却は特に規定する必要はない。このため、例えば、（Ｄ−２）項で述べた熱処理を行った後の７３０℃に至るまでの高温域および７００℃を下回る低温域での冷却として、強制風冷など冷却速度が大きくなる手段を採用することによって、生産性を高めることができる。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

表１に示す化学組成を有する鋼１〜７を７０トン転炉溶製−連続鋳造して得た鋳片を分塊圧延して一辺が１８０ｍｍの角材とした。

上記のようにして得た一辺が１８０ｍｍの角材を素材として、１２００℃加熱、１０００℃仕上げの熱間鍛造によって、直径２５ｍｍの丸棒を作製した。

次いで、上記の直径が２５ｍｍの丸棒を、１１００℃または１２００℃で３０分保持した後大気中で放冷し、放冷途中で一旦低温炉に装入し、低温炉の中で７３０〜７００℃の温度域での冷却速度を制御した。なお、７００℃を下回る温度域の冷却は、再度大気中での放冷とした。

表２に、熱処理とその後の冷却の詳細を示す。

上記のようにして得た直径が２５ｍｍの丸棒から各種の試験片を採取して、ＨＢ硬さ、旧オーステナイト粒径、引張特性および衝撃特性を調査した。

ＨＢ硬さは、各丸棒から鍛錬軸に垂直な面（以下「横断面」という。）を試験面とする試験片を１条件あたり３個ずつ切り出し、Ｒ／２部位（ただし、「Ｒ」は丸棒の半径を表す。）１点、計３点について、ＪＩＳＺ２２４３（１９９８）に記載の方法で、直径が１０ｍｍの圧子を用いて２９．４２ｋＮの試験力で測定し、これらの値を算術平均することによって求めた。

旧オーステナイト粒径は、次のようにして求めた。すなわち、各丸棒から横断面が被検面になるようにミクロ試験片を切り出し、樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、研磨面をアルカリ性ピクリン酸ナトリウム溶液で腐食し、倍率を５０倍または１００倍として、Ｒ／２部位の４視野について光学顕微鏡写真を撮影した。そして画像解析し、初析セメンタイトで囲まれた領域を１つの旧オーステナイト粒として、ＪＩＳＧ０５５１（２００５）に記載された「切断法」に準じて、それぞれの視野における旧オーステナイトの粒径を測定し、各視野の旧オーステナイト粒径を算術平均することによって求めた。

なお、鋼５に熱処理を施した試験番号１２については上記の方法では粒界のセメンタイトが現出できなかった。したがって、試験番号１２については、鋼５の直径２５ｍｍの熱間鍛造材より別途丸棒試験片を作製し、表２の加熱温度、すなわち１２００℃に３０分保持した後、水焼入れした。そして、丸棒試験片から横断面が被検面になるようにミクロ試験片を切り出し、樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、研磨面を界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食し、倍率を５０倍または１００倍として、Ｒ／２部位の４視野について光学顕微鏡写真を撮影した。そして画像解析し、ＪＩＳＧ０５５１（２００５）に記載された「切断法」に準じて、それぞれの視野における旧オーステナイトの粒径を測定し、各視野の旧オーステナイト粒径を算術平均することによって旧オーステナイト粒径を求めた。

引張特性は、各丸棒の中心の部位から、ＪＩＳＺ２２０１（１９９８）に記載の１４Ａ号試験片（ただし、平行部は直径と長さがそれぞれ、６ｍｍと４２ｍｍ）を切り出し、標点距離を３０ｍｍとして室温で引張試験を行って、伸びを測定した。なお、室温での伸びの目標は１０％以下とした。

衝撃特性は、各丸棒の中心の部位から、ＪＩＳＺ２２０２（１９９８）で規定されるＵノッチシャルピー衝撃試験片を切り出し、室温でシャルピー衝撃試験を行って、衝撃値を測定した。なお、室温でのシャルピー衝撃値の目標は１０Ｊ／ｃｍ²以下とした。

表２に、旧オーステナイト粒径、ＨＢ硬さ、伸びおよびシャルピー衝撃試験の衝撃値の結果を併せて示した。また、図１に、旧オーステナイト粒径と伸びの関係を整理して示した。

表２から、「本発明例」とした試験番号、つまり、本発明（１）で規定する条件を満たす試験番号１、試験番号６、試験番号８および試験番号１０は、ＨＢ硬さで３００以下という低い硬さレベルを有するにもかかわらず、室温での伸びおよびＪＩＳＺ２２０２（１９９８）で規定されるＵノッチシャルピー衝撃試験片を用いた室温での衝撃値がそれぞれ、１０％以下および１０Ｊ／ｃｍ²以下という目標を達成しており、低延性かつ低靱性であることが明らかである。

これに対して、「比較例」とした試験番号のうちＨＢ硬さが３００を超えるものは、被削性に劣ると考えられ、また、室温での伸びが１０％以下およびＪＩＳＺ２２０２（１９９８）で規定されるＵノッチシャルピー衝撃試験片を用いた室温での衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ²以下という目標の少なくとも一方が未達のものはＨＢ硬さで３００以下という低い硬さレベルの下では破断分離性に劣るものである。

具体的には、試験番号２、試験番号３および試験番号５は、上記室温での伸びおよびＵノッチシャルピー衝撃試験片を用いた室温での衝撃値はそれぞれ、１０％以下および１０Ｊ／ｃｍ²以下という目標を達成を達成しているものの、ＨＢ硬さはそれぞれ、３０９、３１４および３０７で、本発明（１）で規定する３００というＨＢ硬さの上限値を超えている。したがって、被削性に劣ると考えられる。

試験番号４、試験番号７、試験番号９および試験番号１１は、旧オーステナイト粒径がそれぞれ、８３．０５μｍ、１４１．６０μｍ、１６８．４１μｍおよび１４６．１２μｍで、本発明（１）で規定する旧オーステナイト粒径の２００μｍという下限値を下回っている。したがって、室温での伸びが目標とする値を超えている。このため、本発明（１）で規定するＨＢ硬さで３００以下という低い硬さレベルの下では破断分離性に劣るものである。

試験番号１２は、鋼５のＣ含有量が本発明で規定する０．７０％というＣ含有量の下限値を下回るため、旧オーステナイト粒径は２００μｍ以上であるものの、粒界に初析セメンタイトが析出せず、Ｕノッチシャルピー衝撃試験片を用いた室温での衝撃値が目標とする値を超えている。このため、本発明（１）で規定するＨＢ硬さで３００以下という低い硬さレベルの下では破断分離性に劣るものである。

試験番号１３は、鋼６のＣ含有量が本発明で規定する１．２０％というＣ含有量の上限値を超えるため、室温での伸びおよびＵノッチシャルピー衝撃試験片を用いた室温での衝撃値はともに目標を達成を達成しているもののＨＢ硬さが３１４で、本発明（１）で規定する３００というＨＢ硬さの上限値を超えている。したがって、被削性に劣ると考えられる。

試験番号１４は、鋼７のＣｒ含有量が本発明で規定する０．５０％というＣｒ含有量の下限値を下回るため、Ｕノッチシャルピー衝撃試験片を用いた室温での衝撃値が目標とする値を超えている。このため、本発明（１）で規定するＨＢ硬さで３００以下という低い硬さレベルの下では破断分離性に劣るものである。

実施例の試験番号１〜１４における旧オーステナイト粒径と伸びの関係を整理して示す図である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．７０〜１．２０％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．９％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．５〜２．０％およびＡｌ：０．０５％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、旧オーステナイト粒径が２００μｍ以上、硬さがブリネル硬さで３００以下であることを特徴とする破断分離性に優れる高炭素鋼。
質量％で、Ｃ：０．７０〜１．２０％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．９％以下、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｒ：０．５〜２．０％およびＡｌ：０．０５％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼を部品形状に加工した後、１１５０℃以上の温度域で３０分以上加熱し、その後さらに、７３０〜７００℃の温度域を２０℃／時以下の冷却速度で冷却することを特徴とする破断分離性に優れる高炭素鋼の製造方法。