JPWO2009107282A1 - 破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼及び熱間圧延鋼材、並びに熱間鍛造非調質鋼部品 - Google Patents

破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼及び熱間圧延鋼材、並びに熱間鍛造非調質鋼部品 Download PDF

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Abstract

本発明は、製造性や機械的性質を損なうことなしに、かつ、Ｐｂ等を添加することなしに、破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼及び熱間圧延鋼材、並びに熱間鍛造非調質鋼部品を提供する。質量％で、Ｃ：０．３５％超〜０．６０％、Ｓｉ：０．５０〜２．５０％、Ｍｎ：０．２０〜２．００％、Ｐ：０．０１０〜０．１５０％、Ｓ：０．０４０〜０．１５０％、Ｖ：０．１０〜０．５０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜０．０２００％を含有し、Ａｌ：０．０１０％未満に制限し、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物よりなる熱間鍛造用非調質鋼。

Description

本発明は破断分割して使用する鋼部品に使用される、破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼及び熱間圧延鋼材、並びに熱間鍛造非調質鋼部品に関するものである。
最近の自動車エンジン用鍛造部品及び足廻り用鍛造部品は、調質処理（焼入れ−焼戻し処理）の省略が可能な熱間鍛造用非調質鋼が適用されている。非調質鋼は熱間鍛造後、空冷又は風冷のままで優れた機械的性質を実現するように成分設計された鋼である。
非調質鋼が広く適用されている部品の一つとして、エンジン用コネクティングロッド（以下、コンロッドと呼ぶ）がある。コンロッドとは、エンジンのピストンの動きをクランクシャフトに伝える部品であり、キャップとロッドの２つの部品から構成されている。コンロッドはクランクシャフトを挟んで、キャップとロッドをはめ合わせて大端部とし、両者をボルトで締結することによってクランクシャフトに取り付けられている。従来、コンロッドはキャップとロッドを別々に鍛造した後、あるいは一体の形に鍛造したものを機械的に切断した後、キャップとロッドの合わせ面を機械加工によって高精度に加工することによって作成されてきた。また、合わせ面がずれないようにピン加工が行われることが多く、加工工程が更に煩雑となり、製造コストが高いという問題があった。
このため近年、キャップとロッドが一体の形に鍛造した後、大端部の内側に切り欠き加工を施し、冷間で衝撃引張応力を与えてキャップとロッドに破断分割し、その破断面をそのまま合わせ面として利用することによってクランクシャフトに取り付ける工法が採用されるようになっている。この工法は合わせ面の機械加工工程を省略でき、また破面の凹凸を利用することによって、ずれ防止のためのピン加工も不要になることから、部品の加工コストを削減することができる。更にピンの廃止によって合わせ面の面積が削減できるため、コンロッド自体の小型・軽量化を図ることも可能となる。
このような破断分割コンロッドが広く普及した欧米において、破断分割コンロッド用鋼として普及しているのは、ＤＩＮ規格のＣ７０Ｓ６である。これは０．７％Ｃの高炭素非調質鋼であり、破断分離時の寸法変化を抑えるため、組織のほぼ全てを延性・靭性が低い、パーライト組織としたものである。Ｃ７０Ｓ６は破断時の変形が小さいため破断分離性に優れる一方、現行のコンロッド用鋼である中炭素非調質鋼のフェライト・パーライト組織に比べて組織が粗大であるため降伏比（降伏強さ／引張強さ）が低く、高い降伏強さが要求される高強度コンロッドには適用できないという問題がある。加えてパーライト組織は被削性にも劣るため、普及が進まなかった。
降伏比を高めるためには炭素量を低く抑え、フェライト分率を増加させることが必要である。しかしながらフェライト分率を増加すると延性・靭性が向上して、破断分割時に破面近傍の塑性変形量が大きくなり、コンロッド大端部の内径の形状変化量が増大し、破断分離性が低下するという問題が生じる。一方、高強度の非調質コンロッド用鋼は被削性を確保するためＰｂが添加されていることが多いが、Ｐｂは環境に負荷を与える物質であり、近年はその使用が制限されているためＰｂが添加された鋼は実用化できないという問題がある。すなわち、破断分割コンロッド用鋼の課題は、低炭素化（高降伏強さ）と破断分離性の両立、及びＰｂ等の環境負荷物質の添加に代わる被削性を満足しうる技術の開発にある。
上記の要求に応えるため、破断分割部品用の材料が提案されている。例えば特開２００２−２５６３９４号公報にはＯとＡｌ、かつＯとＮのバランスを調整することによって組織を微細化する技術が記載されている。しかしながら、被削性を確保するための手段としてＰｂ等を使用しているため問題がある。特開２００３−１９３１８４号公報にはＣとＶ量とフェライト面積比を規定することによって破断分離性と被削性を改善する技術が記載されている。しかしながら、フェライト面積比が２０％以下と低いため、降伏比が低く、高強度コンロッドには適用できない。また、パーライト組織の分率が多いため被削性の改善が十分ではなく、被削性を確保する手段としてＰｂ等を使用しているため問題がある。特開２００３−３０１２３８号公報にはＭｎＳの数を規定することによって組織を微細化して降伏強さを高め、また同時に破断分離性を改善する技術が記載されている。この技術は円相当径が１μｍ程度のＭｎＳを多量に分散させるものである。しかしながらこのような多量のＳの添加は、必然的に圧延方向や鍛造方向に伸長した、粗大でアスペクト比の大きい伸長ＭｎＳの生成を伴う。このような伸長した粗大ＭｎＳが存在すると、セパレーションと呼ばれるＭｎＳの伸長方向と平行に剥離するような亀裂が生じ、その結果破断分割時の変形量が増加し、かえって破断分離性が低下する。また被削性を確保する手段としてＰｂ等を使用しているため問題がある。特開２０００−７３１４１号公報には幅１μｍ以上の硫化物系介在物の数を規定し、更にアスペクト比を規定することによって延性・靭性を低下させ、破断分離性を改善する技術が記載されている。しかしながら幅１μｍ以上の粗大なＭｎＳが多量に分散しているため、熱間鍛造時の割れ発生確率の増加や、疲労特性の低下を招く。また被削性を確保する手段としてＰｂ等を使用しているため問題がある。特開２００５−５４２２８号公報には鋼材を固相線、液相線に近い超高温に加熱することによって組織を顕著に粗大化させることによって破断分離性を改善する技術が記載されている。しかしながらこのような超高温域での鍛造は、加熱のための新規の設備投資を要するのみならず、歩留りの低下、脱炭やスケールの増加を招くため、その実現性には大きな課題を残している。
本発明は上記の実情に鑑み、製造性や機械的性質を損なうことなく、かつ、Ｐｂ等を添加することなく、破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼及び熱間圧延鋼材、並びに熱間鍛造非調質鋼部品を提供することを目的とする。
本発明は、Ｃ、Ｖ量を適正化して破断分離性を高め、更にＺｒ、Ｃａ、及びＡｌの３成分の添加量を同時に制御することによってＭｎＳ系介在物を多量、微細に分散させ、これにより機械的性質や製造性を損なうことなしに破断分離性を従来技術よりも更に高め、同時にＰｂ等を添加することなしに被削性を改善できることを知見し、本発明を完成したものであり、その要旨は、次のとおりである。なお、本発明でいうＭｎＳ系介在物とは、ＭｎＳの他、ＭｎＳを主体とし、その他にＣａ、Ｍｇ等の硫化物形成元素や、Ｃ、及びＴｉ、Ｚｒ等の炭硫化物形成元素を含有する介在物を指す。
（１）質量％で、Ｃ：０．３５％超〜０．６０％、Ｓｉ：０．５０〜２．５０％、Ｍｎ：０．２０〜２．００％、Ｐ：０．０１０〜０．１５０％、Ｓ：０．０４０〜０．１５０％、Ｖ：０．１０〜０．５０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜０．０２００％
を含有し、Ａｌ：０．０１０％未満に制限し、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物よりなる破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼。
（２）更に、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％の内の１種または２種以上を含有する（１）に記載の破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼。
（３）更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％を含有することを特徴とする（１）または（２）記載の破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造非調質鋼。
（４）前記（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼成分からなり、熱間圧延鋼材の１／４径の位置における、幅１μｍ以上のＭｎＳ系介在物の全ＭｎＳ系介在物に対する存在個数の割合が１０％以下（０％を含む）であり、ＭｎＳ系介在物の平均アスペクト比が１０以下であることを特徴とする、破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼熱間圧延鋼材。
（５）前記（１）〜（３）のいずれかに記載の鋼成分からなり、鋼組織が、ベイナイト組織分率が３％以下（０％を含む）であり、残部組織がフェライト・パーライト組織からなることを特徴とする、破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造非調質鋼部品。
図１は鋼中でのＭｎＳ系介在物の存在状態を示す図で、（ａ）は比較例；（ｂ）は本発明例のＭｎＳ系介在物の存在状態を示す。
本発明者らは、破断分割部品用非調質鋼の破断分離性及び被削性に及ぼす各種因子について鋭意検討し、以下の知見を見出した。即ち、
（ａ）ベイナイトが生成すると破断分離性が大幅に低下するため、ベイナイトの生成を防止し、組織のほぼ全てフェライト・パーライト組織とする必要がある。
（ｂ）Ｃ量を適正化することによって破断分離性と降伏比の向上を両立することができる。すなわち、Ｃ量が多すぎる場合は粗大なパーライト組織の分率が増加して降伏比が低下し、Ｃ量が少なすぎる場合は延性・靭性の高いフェライト組織が増加すると共に組織が過度に微細化して破断分離性が低下する。
（ｃ）Ｖを比較的多量に添加することによって破断分離性と降伏比の向上を両立することができる。すなわち、熱間鍛造後の冷却時にＶの炭化物、炭窒化物が析出し、析出強化によってフェライトが強化され、フェライトの強化によって延性・靭性が低下することによって良好な破断分離性が得られるとともに、降伏比を高めることができる。
（ｄ）アスペクト比が小さいＭｎＳ系介在物を鋼中に多量・微細分散させることによって、ＭｎＳ系介在物が破断分割時に亀裂の伝播経路となり、破断分離性が向上する。多量・微細分散した幅１μｍ未満のＭｎＳ系介在物を経由した亀裂は、分岐や屈曲が少なく直線的に成長するため、破断分離時の変形量が少ないので破断分離性に対して有利である。一方、幅１μｍ以上の粗大なＭｎＳ系介在物の量が多いとセパレーションが発生し、ＭｎＳ系介在物の伸長方向と平行な亀裂が発生することによって破断分離時の変形量が増大し、破断分離性が低下する。
（ｅ）また、アスペクト比が小さいＭｎＳ系介在物を鋼中に多量・微細分散させることによって、Ｓ量を増加しても疲労特性等の機械的特性を損なうことなしに被削性を改善することができる。
（ｆ）アスペクト比が小さいＭｎＳ系介在物を鋼中に多量・微細分散させ、それによる破断分離性、及び被削性向上の効果を効果的に得るためには、Ｚｒ、Ｃａ、及びＡｌの３成分の添加量を同時に制御することが重要である。すなわち、Ｓ量の増加と共に微量のＺｒ、Ｃａを添加し、なおかつＡｌ量を制限することが極めて有効である。具体的には、微量のＺｒ添加によって溶鋼中でＺｒＯ２又はＺｒを含む酸化物（以下Ｚｒ酸化物という）が形成され、ＭｎＳ系介在物の晶出、析出核となる。このＺｒ酸化物の析出核としての効果は、Ｚｒ酸化物中にＣａ酸化物が複合されることによって最大となる。従って、Ｚｒ、及びＣａの同時微量添加によって有効なＭｎＳ系介在物の晶出、析出サイトが増加し、ＭｎＳ系介在物を均一・微細に分散させることが可能となる。また、Ｚｒ、ＣａはＭｎＳ系介在物中に固溶して複合硫化物を形成してその変形能を低下させることによって、圧延時や熱間鍛造時のＭｎＳ系介在物の延伸を抑制する。一方、Ａｌが添加されると溶鋼中でＡｌ２Ｏ３が優先的に形成されるため溶鋼中のＯが減少し、ＭｎＳ系介在物を均一・微細に分散させる効果を持つＺｒ酸化物の生成を阻害するため、Ａｌ量は可能な限り制限する必要がある。
一方、過剰なＺｒ、Ｃａの添加は硬質なＺｒＮ、ＺｒＳ、ＣａＯ等の硬質介在物及びそのクラスターを多量に生成し、かえって被削性や疲労特性等の機械的性質を低下させるため、その添加量を微量の範囲に制御する必要がある。このことにより、Ｚｒ、Ｃａ、Ａｌの添加量を同時に制御することはＭｎＳ系介在物の多量、微細分散化に対して極めて効果的であり、これによって破断分離性と被削性を同時に向上することができる。
以下、本発明について詳細に説明する。まず、成分の限定理由について説明する。なお、成分の含有量％は質量％を意味する。
Ｃ：０．３５％超〜０．６０％
Ｃは部品の引張強さを確保し、かつ延性・靭性の低いパーライト組織分率を増加して良好な破断分離性を得るために添加するが、過剰に添加するとパーライト組織分率が過大となり、組織が粗大化して降伏比が低下するので０．３５％超〜０．６０％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．３５％超〜０．４８％である。
Ｓｉ：０．５０〜２．５０％
Ｓｉは固溶強化によってフェライトを強化し、延性・靭性を低下させることによって良好な破断分離性を得るために添加するが、過剰に添加するとフェライト組織分率が過大となり、かえって破断分離性が低下するので０．５０〜２．５０％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．６０％〜１．５０％である。
Ｍｎ：０．２０〜２．００％
Ｍｎは固溶強化によってフェライトを強化し、延性・靭性を低下させることによって良好な破断分離性を得るために添加するが、過剰に添加するとパーライトのラメラー間隔が小さくなり、パーライトの延性・靭性が増加して破断分離性が低下するのみならず、ベイナイト組織が生成しやすくなり、破断分離性が大幅に低下することから０．２０〜２．００％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．３０〜１．００％である。
Ｐ：０．０１０〜０．１５０％
Ｐはフェライト、及びパーライトの延性・靭性を低下させることによって良好な破断分離性を得るために添加するが、過剰に添加すると熱間延性が低下し、熱間加工時に割れ、キズが発生しやすくなるので０．０１０〜０．１５０％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．０３０〜０．０７０％である。
Ｓ：０．０４０〜０．１５０％
ＳはＭｎと結合してＭｎＳ（ＭｎＳ系介在物）を形成し、添加量を増加するほど被削性を向上させる効果を持つため、Ｐｂの被削性向上効果を代替するため積極的に添加する。更に、後述するように微量のＺｒ、及びＣａを添加し、かつＡｌ量を制限した場合にアスペクト比が小さいＭｎＳ系介在物が鋼中に多量・微細分散し、これが破断分割時に亀裂の伝播経路となることによって破断分離性が向上する効果がある。その一方、過剰に添加すると熱間延性が低下し、熱間加工時に割れ、キズが発生しやすくなるので０．０４０〜０．１５０％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．０６０〜０．１２０％である。
Ｖ：０．１０〜０．５０％
Ｖは熱間鍛造後の冷却時に主に炭化物、炭窒化物を形成して、析出強化によりフェライトを強化し、延性・靭性を低下させることによって良好な破断分離性を得るとともに、降伏比を高める効果があるため添加するが、過剰に添加してもその効果は飽和するので０．１０〜０．５０％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．２０〜０．３５％である。
Ｚｒ：０．０００５〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．０１０％未満
Ｚｒ、Ｃａ、Ａｌの添加量を同時に制御することによってアスペクト比が小さいＭｎＳ系介在物を鋼中に多量・微細分散させることができる。これによって、ＭｎＳ系介在物が破断分割時に亀裂の伝播経路となり、破断分離性が向上する。このような微細なＭｎＳ系介在物を経由した亀裂は、分岐や屈曲が少なく直線的に成長するため、破断分離時の変形量が少ないので破断分離性に対して有利である。一方、粗大なＭｎＳ系介在物の量が多いとセパレーションが発生し、ＭｎＳ系介在物の伸長方向と平行な亀裂が発生することによって破断分離時の変形量が増大し、破断分離性が低下する。また、アスペクト比が小さいＭｎＳ系介在物を鋼中に多量・微細分散させることによって、Ｓ量を増加しても疲労特性等の機械的特性を損なうことなしに被削性を改善することができるため、Ｚｒ、Ｃａ、Ａｌの添加量を同時に制御することは破断分離性、被削性向上の両方において極めて重要な効果をもたらす。
Ｚｒは脱酸元素であり、Ｚｒ酸化物を形成する。Ｚｒ酸化物はＭｎＳ系介在物の晶出、析出核となるので、ＭｎＳ系介在物の晶出、析出サイトを増やし、ＭｎＳ系介在物を均一・微細に分散させる効果がある。またＺｒはＭｎＳ系介在物に固溶して複合硫化物を形成し、その変形能を低下させることによって、圧延時や熱間鍛造時のＭｎＳ系介在物の延伸を抑制する効果がある。従って、ＺｒはＭｎＳ系介在物の微細分散化、並びに異方性の改善に極めて有効な元素である。一方、過剰に添加すると硬質なＺｒＳ、ＺｒＮ等の酸化物以外の硬質介在物及びそのクラスターを多量に生成し、かえって被削性や疲労特性等の機械的性質を低下させるため、０．０００５〜０．００５０％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．０００５〜０．００３０％、更に好ましい範囲は０．００１０〜０．００３０、更に好ましい範囲は０．００１５〜０．００２５％である。
Ｃａは脱酸元素であり、軟質酸化物を生成して被削性を向上させるのみならず、ＭｎＳ系介在物に固溶して複合硫化物を形成し、その変形能を低下させることによって、圧延時や熱間鍛造時のＭｎＳ系介在物の延伸を抑制する効果がある。さらにまた、微量のＣａの添加によってＺｒ酸化物中にＣａ酸化物が複合されることによって、前記Ｚｒ酸化物のＭｎＳ系介在物の晶出、析出核としての効果が最大となる。従って、ＣａはＺｒとともに特定の量を添加したときにＭｎＳ系介在物の異方性の改善に有効な元素である。一方、過剰に添加すると硬質のＣａＯを大量に生成し、かえって被削性を低下させるため、０．０００５〜０．００５０％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．０００５〜０．００３０％、更に好ましい範囲は０．０００７〜０．００２５、更に好ましい範囲は０．００１０〜０．００２０％である。
Ａｌは強い脱酸元素であり、Ａｌ２Ｏ３を形成する。Ｚｒ、Ｃａ添加鋼においてＡｌが添加されると、Ａｌ２Ｏ３が優先的に形成されるため、ＭｎＳ系介在物を均一、微細に分散させる効果を持つＺｒ、Ｃａ系の酸化物の生成を阻害する。その結果、破断分離性や、疲労等の機械的性質を損なう粗大なＭｎＳ系介在物が多く生成するため、Ａｌは極力低減すべきである。また、Ａｌ２Ｏ３は硬質なので、切削時に工具損傷の原因となり、工具の磨耗を促進させる。従ってＡｌ量は可能な限り制限する必要があり、０．０１０％未満に制限する必要がある。好適範囲は０．００７％未満である。より好ましくは、０．００４％以下である。なお、Ａｌの分析可能な下限量は０．００１％である。
以上により、Ｚｒ、Ｃａ、及びＡｌのいずれの成分範囲が外れてもアスペクト比が小さいＭｎＳ系介在物を鋼中に多量・微細分散させることができず、破断分離性、被削性を向上することができない。
Ｎ：０．００２０〜０．０２００％
Ｎは熱間鍛造後の冷却時に主にＶ窒化物、Ｖ炭窒化物を形成してフェライトの変態核として働くことによってフェライト変態を促進し、破断分離性を大幅に損なうベイナイト組織の生成を抑制するために添加するが、過剰に添加すると熱間延性が低下し、熱間加工時に割れ、キズが発生しやすくなるので０．００２０〜０．０２００％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．００４０〜０．０１００％である。
本発明では、更に、フェライトを強化し、延性・靭性を低下させることによって良好な破断分離性を得る場合に、Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、及び、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％の内の１種または２種以上を必要に応じて添加する。
Ｃｒ：０．０５〜０．２５％
ＣｒはＭｎと同様に固溶強化によってフェライトを強化し、延性・靭性を低下させることによって良好な破断分離性を得る効果があり、この効果を得るには、０．０５％以上の添加が必要である。一方、過剰に添加するとパーライトのラメラー間隔が小さくなり、パーライトの延性・靭性が増加して破断分離性が低下するのみならず、ベイナイト組織が生成しやすくなり、破断分離性が大幅に低下することから０．２５％以下にする必要がある。好適範囲は０．０５〜０．１０％である。
Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｎｂは熱間鍛造後の冷却時に主に炭化物、炭窒化物を形成して、析出強化によりフェライトを強化し、延性・靭性を低下させることによって良好な破断分離性を得るために添加するが、過剰に添加してもその効果は飽和するので０．００５〜０．０５０％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．０１０〜０．０３０％である。
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
Ｔｉ：Ｔｉは熱間鍛造後の冷却時に主に炭化物、炭窒化物を形成して、析出強化によりフェライトを強化し、延性・靭性を低下させることによって良好な破断分離性を得るために添加するが、過剰に添加してもその効果は飽和するのみならず、かえって被削性が低下する場合があるので０．００５〜０．０５０％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．０１０〜０．０３０％である。
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％
Ｍｇは脱酸元素であり、Ｍｇ酸化物を形成する。Ｍｇ酸化物はＭｎＳ系介在物の晶出、析出核となるので、ＭｎＳ系介在物の晶出、析出サイトを増やし、ＭｎＳ系介在物を均一・微細に分散させる効果がある。またＭｇはＭｎＳ系介在物に固溶して複合硫化物を形成し、その変形能を低下させることによって、圧延時や熱間鍛造時のＭｎＳ系介在物の延伸を抑制する効果がある。従って、ＭｇはＭｎＳ系介在物の微細分散化、並びに異方性の改善に有効な元素である。一方、過剰に添加すると大型の介在物及びそのクラスターを多量に生成し、かえって疲労特性等の機械的性質を低下させるため、０．０００５〜０．００５０％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．００１０〜０．００３０％である。
本発明では、上記成分の他、本発明の効果を損なわない範囲で、Ｔｅ、Ｚｎ、Ｓｎ等を添加することができる。
熱間圧延鋼材の１／４径の位置における、幅１μｍ以上のＭｎＳ系介在物の全ＭｎＳ系介在物に対する存在個数の割合が１０％以下（０％を含む）であり、ＭｎＳ系介在物の平均アスペクト比が１０以下とした理由を説明する。
ＭｎＳ系介在物の形態は、鋼の破断分離性、及び被削性等に影響を及ぼす。図１にＭｎＳ系介在物の観察例を示す。図１（ａ）に示す比較例は幅１μｍ以上のＭｎＳ系介在物が多く存在しており、またアスペクト比が１０を超えるものが多い。これに対して図１（ｂ）に示す本発明例はＭｎＳ系介在物が微細であり、幅１μｍ以上のものは非常に少なく、またアスペクト比の小さなものが圧倒的に多い。アスペクト比が小さいＭｎＳ系介在物を鋼中に多量・微細分散させることによって、ＭｎＳ系介在物が破断分割時に亀裂の伝播経路となり、破断分離性が向上する。このような幅１μｍ未満の微細なＭｎＳ系介在物を経由した亀裂は、分岐や屈曲が少なく直線的に成長するため、破断分離時の変形量が少ないので破断分離性に対して有利である。一方、アスペクト比が１０を越えるＭｎＳ系介在物の量が多いか、幅１μｍ以上のＭｎＳ系介在物の量が多いとセパレーションが発生し、ＭｎＳ系介在物の伸長方向と平行に亀裂が発生することによって破断分離時の変形量が増大し、破断分離性が低下する。また、アスペクト比が小さいＭｎＳ系介在物を鋼中に多量・微細分散させることによって、Ｓ量を増加しても疲労特性等の機械的特性を損なうことなしに被削性を改善することができる。一方、アスペクト比が１０を越えるＭｎＳ系介在物が多く存在するか、幅１μｍ以上のＭｎＳ系介在物が多いと疲労特性等の機械的特性を損なう。従って熱間圧延後の棒鋼の中心と表面との中央部の位置において、幅１μｍ以上であるＭｎＳ系介在物の全ＭｎＳ系介在物の存在個数の割合を１０％以下、ＭｎＳ系介在物の平均アスペクト比を１０以下に制限する必要がある。好適範囲はそれぞれ５％以下、８以下である。より好ましいＭｎＳ系介在物の平均アスペクト比の範囲は４．５以下である。尚、熱間圧延鋼材中のＭｎＳ系介在物は、熱間鍛造に先立つ加熱で成長することはない。
鋼組織が、ベイナイト組織分率が３％以下（０％を含む）であり、残部組織がフェライト・パーライト組織とした理由を説明する。
本発明の鋼は、基本的に通常の温度で熱間鍛造し空冷した後の部品の組織がフェライト・パーライト組織になるものであり、成分を本発明の範囲に規定したフェライト・パーライト組織は、延性・靭性を低くすることができるため破断分離性に優れるが、熱間鍛造後の冷却条件等によってベイナイト組織が混入すると実質的に組織が微細化し、延性・靭性が高くなることによって破断分離性が大幅に低下するので、ベイナイト組織は少ない方が好ましく、熱間鍛造後の冷却条件等を適正にしてベイナイトの生成を抑制し、ベイナイトの面積率を３％以下（０％を含む）にすることが必要である。ベイナイト組織が３％以下の場合は、その悪影響はほとんど現れない。ここで、フェライト組織とは、鏡面研磨の後、組織現出のためナイタール腐食を行ったとき、１００−１０００倍の光学顕微鏡観察で隣の組織との境界が比較的明瞭な白色の組織であり、内部に鉄炭化物がほとんど観察されないものを指す。パーライト組織とは光学顕微鏡観察で黒色、又は灰色の組織であり、１０００−２００００倍の電子顕微鏡観察で層状のラメラー組織を呈しているものを指す。ベイナイト組織は上記以外の組織であって、多くの場合光学顕微鏡観察で白色の組織であり、微量の鉄炭化物が析出した不定形の粒を指す。
本発明の鋼については、熱間鍛造部品でベイナイト組織が３％を超えない限り、熱間鍛造後に、空冷に限らず、衝風冷等の加速冷却を施しても差し支えないのは勿論である。
尚、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏは微量であれば本発明の非調質鋼の材質に対して特段の影響は及ぼさないが、いずれもその添加量に応じてベイナイト組織が発生しやすくする効果がある。ベイナイト組織の発生を防止する上で、不可避的不純物としてのＣｕ、Ｎｉはともに０．１５％以下、Ｍｏは０．０１％以下に制限することが望ましい。また、Ｏは過剰に鋼中に存在しているとＳｉ、Ａｌ、Ｚｒと結びついて硬質酸化物を生成し、またその量が多くなることによって被削性を低下させると共に、Ｚｒ酸化物の微細分散ができなくなるため０．０２％以下に制限することが望ましい。
以下に、実施例により本発明を更に説明する。
表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造により製造し、必要に応じて、均熱拡散処理、分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。次に熱間圧延によって直径が４５ｍｍの棒鋼形状とした。表１の比較鋼の網掛け、下線部分は本発明の範囲外であることを示す。
次に、熱間圧延鋼材中のＭｎＳ系介在物の分散状態を調査するため、熱間圧延後の棒鋼の中心と表面との中央部の位置から組織観察用の試験片を切り出した。観察面は、ＭｎＳ系介在物の延伸状況を測定するため、圧延方向に平行な断面とした。観察面を鏡面研磨後、画像処理装置によってＭｎＳ系介在物を抽出した。抽出した個々のＭｎＳ系介在物について、圧延方向長さ、半径方向厚さ、アスペクト比（圧延方向長さ／半径方向厚さ）を数値化した。測定視野は５００倍、１視野面積を９０００μｍ２とし、５０視野について測定を行った。得られたデータから平均アスペクト比、及び幅１μｍ以上のＭｎＳ系介在物の全ＭｎＳ系介在物に対する存在個数割合を算出した。
次に、破断分離性、組織、機械的特性を調べるため、鍛造コンロッド相当の試験片を熱間鍛造で作成した。具体的には、直径４５ｍｍの素材棒鋼を１１５０〜１２８０℃に加熱後、棒鋼の長さ方向と垂直に鍛造して厚さ２０ｍｍとし、放冷による空冷、又は衝風冷却装置による衝風冷によって室温まで冷却した。製造Ｎｏ．５は緩衝風冷を、製造Ｎｏ．２４は強衝風冷を行った。冷却後の鍛造材から、ＪＩＳ４号引張試験片、被削性評価用試験片、及びコンロッド大端部相当形状の、破断分離性評価用試験片を加工した。破断分離性評価用試験片は８０ｍｍ×８０ｍｍ、厚さ１８ｍｍの板形状の中央部に、直径５０ｍｍの穴を開けたものであり、直径５０ｍｍの穴の内面上には、鍛造前の素材棒鋼の長さ方向と垂直な方向に１８０度で相対する２ヶ所に、深さ１ｍｍ、先端曲率０．５ｍｍの４５度のＶノッチ加工を施した。更に、直径８ｍｍの貫通穴を中心線がノッチ加工側の側面から８ｍｍの位置となるように開けた。
破断分離性評価の試験装置は割型と落錘試験機から構成されている。割型は長方形の鋼材上に成型した円柱を中心線に沿って２分割した形状で、片方が固定され、片方がレール上を移動する。２つの半円柱の合わせ面にはくさび穴が加工されている。破断試験時には、試験片をこの割型にはめ込み、くさびを入れて落錘の上に設置する。落錘は重さ２００ｋｇであり、ガイドに沿って落下する仕組みである。落錘を落とすと、くさびが打ち込まれ、試験片は２つに引張破断される。なお、破断時に試験片が割型から遊離しないように、試験片は割型に押しつけられるように周囲を固定されている。
本実施例では、落錘高さ１００ｍｍで破断を行い、破断後の試験片をつき合わせてボルト締めし、破断方向及び破断方向と垂直方向の内径の変化を測定した。
また、破断面から５ｍｍ離れた断面に鋼組織観察のためナイタール腐食を施し、組織観察を行った。組織観察は光学顕微鏡で２００倍の倍率で行い、白色で微量の炭化物が析出した不定形の粒をベイナイト組織として計数し、面積率を求めた。
被削性の評価として、ドリルによる工具寿命特性を用いた。ドリル外周速度を変化させてドリル折損までの累積穴深さを測定した。更に累積穴深さ１０００ｍｍ穿孔可能な最大外周速度、いわゆるＶＬ１０００（ｍ／ｍｉｎ．）を被削性の指標とした。具体的な評価条件を表３に示す。
上記の各種特性の評価結果を表２に示す。降伏比については、０．７５に満たないものは目標未達とした。破断分離性については、変形量が１００μｍを超えるものは目標未達とした。被削性については、ＶＬ１０００が４０ｍ／ｍｉｎ．に満たないものは製造Ｎｏ．２２（鋼Ｎｏ．２２）のＰｂ添加鋼よりも被削性が大幅に低下すると判定し、目標未達とした。
これらの評価結果を表２に示す。表２の「ＭｎＳ幅」「ＭｎＳ平均アスペクト比」の欄におけるＭｎＳとは、ＭｎＳ系介在物を指すものであり、表中では便宜的にＭｎＳと表記した。製造Ｎｏ．１〜１３の本発明例はいずれも目標を達成しており、優れた破断分離性と被削性を有していることが分かる。一方、製造Ｎｏ．１４〜１７はＺｒ、Ａｌ、Ｃａ、Ｓ量が本発明の範囲から外れているためＭｎＳ系介在物の微細分散化ができず、ＭｎＳ系介在物の平均アスペクト比が全て本発明の要件を満たしていないため、破断分離性が悪い。Ｎｏ．１４はＺｒが添加されていないため、Ｎｏ．１５はＡｌが多く添加されているため微細なＺｒ酸化物が生成されず、幅１μｍ以上の粗大なＭｎＳ系介在物が多く生成しており、破断分離性が悪い。加えて製造Ｎｏ．１５、１７はそれぞれ硬質介在物であるＡｌ２Ｏ３、ＺｒＮ等が多く生成し、工具磨耗を促進しているため、被削性が悪い。製造Ｎｏ．１８はＰ量が本発明の範囲から外れているため、破断分離性が目標未達である。製造Ｎｏ．１９はＳ量が本発明の範囲から外れているため微細ＭｎＳ系介在物の量が不足し、破断分離性、被削性ともに目標未達である。製造Ｎｏ．２０はＣ量が本発明の範囲から外れているため延性・靭性が大きくなり、破断分離性が目標未達である。製造Ｎｏ．２１はＶ量が本発明の範囲から外れているためＶ炭窒化物による析出強化量が不足し、降伏比、及び破断分離性が目標未達である。製造Ｎｏ．２２はＣｒ量が本発明の範囲から外れているためベイナイト組織が混入し、破断分離性が目標未達である。製造Ｎｏ．２３はＰｂが添加されているため被削性には優れるが、Ｓ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｃａ量が本発明の範囲から外れているため、破断分離性が目標未達である。製造Ｎｏ．２４の成分は本発明の範囲内であるが、強衝風冷却で冷却速度を速くしたため、ベイナイト組織分率が３％を超えており、破断分離性が目標未達である。
本発明の破断分割して使用する鋼部品に使用される、破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼及び熱間圧延鋼材によれば、破断分割工法が可能となり、かつ被削性に優れるため、例えば自動車用コンロッドの製造工程の大幅な簡略化、コストダウン、及び部品の軽量化が可能となる。

Claims (5)

  1. 質量％で、Ｃ：０．３５％超〜０．６０％、Ｓｉ：０．５０〜２．５０％、Ｍｎ：０．２０〜２．００％、Ｐ：０．０１０〜０．１５０％、Ｓ：０．０４０〜０．１５０％、Ｖ：０．１０〜０．５０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜０．０２００％
    を含有し、
    Ａｌ：０．０１０％未満に制限し、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物よりなる破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼。
  2. 更に、質量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．２５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％の内の１種または２種以上を含有する請求項１に記載の破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼。
  3. 更に、質量％で、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造非調質鋼。
  4. 請求項１〜３のいずれかに記載の鋼成分からなり、熱間圧延鋼材の１／４径の位置における、幅１μｍ以上のＭｎＳ系介在物の全ＭｎＳ系介在物に対する存在個数の割合が１０％以下（０％を含む）であり、ＭｎＳ系介在物の平均アスペクト比が１０以下であることを特徴とする、破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造用非調質鋼熱間圧延鋼材。
  5. 請求項１〜３のいずれかに記載の鋼成分からなり、鋼組織が、ベイナイト組織分率が３％以下（０％を含む）であり、残部組織がフェライト・パーライト組織からなることを特徴とする破断分離性及び被削性に優れた熱間鍛造非調質鋼部品。
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