JPWO2014148456A1 - 鍛造部品及びその製造方法、並びにコンロッド - Google Patents

鍛造部品及びその製造方法、並びにコンロッド Download PDF

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Abstract

化学成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０〜０．０７０％、Ｓ：０．０４０〜０．０７０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．２５〜０．３５％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｎ：０．０１５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に式１を満足する鋼よりなる鍛造部品である。金属組織がフェライト・パーライト組織であると共に、フェライトの面積率が３０％以上である。ビッカース硬さが３２０〜３８０ＨＶの範囲にある。０．２％耐力が８００ＭＰａ以上である。Ｖノッチによるシャルピー衝撃値が７〜１５Ｊ／ｃｍ2の範囲にある。

Description

本発明は、鍛造部品及びその製造方法、並びにコンロッドに関する。
例えばコンロッドなどの自動車に用いられる鍛造部品においては、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る。
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。
高強度化と低コスト化を目的として開発された鋼としては、例えば特許文献１に記載されている。また、高強度化と被削性向上を目的として開発された鋼としては、例えば特許文献２に記載されている。
特開２０１１−３２５４５号公報 特開２０１１−１９５８６２号公報
特許文献１に記載された鋼は、低コスト化と高強度化をある程度実現しているものの、上述した破断分割性については全く考慮されていない。また、特許文献２に記載された鋼は、高強度化をある程度実現し、破断分割可能な特性を有している。しかしながらこの鋼の被削性は、従来よりも向上しているものの、未だ十分とは言えない。さらに、破断分割性を脆性破面率による変形について評価しているものの、脆すぎることにより発生する欠けについては全く考慮されていない。そのため、特許文献１の鋼は、破断分割時に発生する変形や欠けが問題である。
また、シャルピー衝撃値は、破断分断性に関する観点からだけでなく、部品として長期間安定的に使用する観点からも、極端に低いのは問題であり、耐久性に必要な最低限の値を確保する必要がある。
本発明は、このような背景に基づき、高強度化、被削性向上、及び破断分割性向上という３つの特性向上を全て実現可能な鋼材からなる破断分割可能な鍛造部品及びその製造方法を提供しようとするものである。なお、本発明において得ようとする鍛造部品は、破断分割可能なものではあるが、その用途上、破断分割を行うことなく使用しても当然よい。
本発明の一態様は、化学成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０〜０．０７０％、Ｓ：０．０４０〜０．０７０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．２５〜０．３５％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｎ：０．０１５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１を満足し、
式１：［Ｃ］−４×［Ｓ］＋［Ｖ］−２５×［Ｃａ］＜０．４４
（ここで、［Ｘ］は、元素Ｘの含有量（質量％）の値を意味する。）
金属組織がフェライト・パーライト組織であると共に、フェライトの面積率が３０％以上であり、
ビッカース硬さが３２０〜３８０ＨＶの範囲にあり、
０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であり、
Ｖノッチによるシャルピー衝撃値が７〜１５Ｊ／ｃｍ2の範囲にあることを特徴とする鍛造部品にある。
本発明の他の態様は、化学成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０〜０．０７０％、Ｓ：０．０４０〜０．０７０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．２５〜０．３５％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｎ：０．００９０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１を満足する鍛造用鋼材を準備する工程と、
式１：［Ｃ］−４×［Ｓ］＋［Ｖ］−２５×［Ｃａ］＜０．４４
（ここで、［Ｘ］は、元素Ｘの含有量（質量％）の値を意味する。）
上記鍛造用鋼材に対して１１５０℃〜１３００℃の熱間鍛造温度にて熱間鍛造を施して鍛造部品を得る工程と、
上記熱間鍛造後の上記鍛造部品を８００〜６００℃における平均冷却速度が１５０〜２５０℃／ｍｉｎとなるよう冷却する冷却工程と、
を有することを特徴とする鍛造部品の製造方法にある。
本発明のさらに別の態様は、化学成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０〜０．０７０％、Ｓ：０．０４０〜０．０７０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．２５〜０．３５％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｎ：０．００９０超〜０．０１５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１を満足する鍛造用鋼材を準備する工程と、
式１：［Ｃ］−４×［Ｓ］＋［Ｖ］−２５×［Ｃａ］＜０．４４
（ここで、［Ｘ］は、元素Ｘの含有量（質量％）の値を意味する。）
上記鍛造用鋼材に対して１２３０℃〜１３００℃の熱間鍛造温度にて熱間鍛造を施して鍛造部品を得る工程と、
上記熱間鍛造後の上記鍛造部品を８００〜６００℃における平均冷却速度が１５０〜２５０℃／ｍｉｎとなるよう冷却する冷却工程と、
を有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組成を有していると共に、ビッカース硬さ、０．２％耐力、金属組織、及びシャルピー衝撃値で表される特性が、すべて上記の特定の範囲内にある。これにより、高強度を維持しながら被削性がよく破断分割時の欠けや変形がないという優れた特性の実現、すなわち、高強度化、被削性向上、及び破断分割性向上という３つの特性全ての向上を、高いレベルで実現することができる。なお、上記鍛造部品は、用途に応じて、破断分割を実施することなく製造してもよい。そして、上記鍛造部品は、破断分離の有無にかかわらず、上記シャルピー衝撃値等の特性を確保していることによって、長期にわたって安心して使用することが可能である。
実施例１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１における、Ｐ含有量とシャルピー衝撃値との関係を示す説明図。 実施例１における、硬さとシャルピー衝撃値との関係を示す説明図。 実施例１における、硬さと０．２％耐力との関係を示す説明図。 実施例１における、硬さと被削性指数との関係を示す説明図。 実施例１における、式１の値と被削性指数との関係を示す説明図。 実施例２における、Ｎ含有量及び加熱温度と０．２％耐力との関係を示す説明図。
上記鍛造部品における化学成分組成の限定理由を説明する。
Ｃ：０．３０〜０．４５％、
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、硬度、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含有量が上記下限値を下回る場合には、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してしまうおそれがでてくる。Ｃ含有量が上記上限値を超える場合には、被削性の低下、破断分割時の欠けの問題等が懸念される。なお、１１００ＭＰａ超えの引張強さを獲得するには、Ｃを０．３５％以上含有させることが好ましい。
Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、
Ｓｉ（ケイ素）は、製鋼時の脱酸剤として有効であると共に、強度と破断分割性の向上に有効な元素である。これらの効果を得るためには、Ｓｉの上記下限値以上の添加が必要である。一方、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があるため、Ｓｉ含有量は上記上限値以下とする。
Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、
Ｍｎ（マンガン）は、製鋼時の脱酸ならびに鋼の強度、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含有量を上記範囲内にすることが必要である。Ｍｎ含有量が上記下限値を下回る場合には、強度低下及び破断分割時の変形が生じるおそれがある。Ｍｎ含有量が上記上限値を超える場合には、パーライトの増加やベイナイトの析出によって被削性が低下するおそれがある。
Ｐ：０．０３０〜０．０７０％、
Ｐ（リン）は、破断分割性に影響を与える元素であり、上記範囲に限定することによって、適度なシャルピー衝撃値が得やすくなり、破断分割時の変形抑制及び欠け抑制を図ることができる。Ｐ含有量が上記下限値未満の場合には、破断分割時の変形の問題が生じるおそれがある。一方、Ｐ含有量が上記上限値を超える場合には、破断分割時に欠けの問題が生じるおそれがある。
Ｓ：０．０４０〜０．０７０％、
Ｓ（硫黄）は、被削性向上に有効な元素である。この効果を得るために、Ｓは上記下限値以上含有させる。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ため、上記上限値以下に制限する。
Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、
Ｃｒ（クロム）は、Ｍｎと同様に鋼の強度、靱性バランスを調整するために有効な元素であるため上記下限値以上添加する。一方、Ｃｒ含有量が多くなりすぎるとＭｎの場合と同様にパーライトの増加やベイナイトの析出によって被削性が低下するおそれがあるため、上記上限値以下に制限する。
Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、
Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸処理に有効な元素であるため、上記下限値以上添加する。一方、Ａｌの増加は、アルミナ系介在物の増加による被削性低下を招くおそれがあるため、上記上限値以下に制限する。
Ｖ：０．２５〜０．３５％、
Ｖ（バナジウム）は、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元素であるため、上記下限値以上添加する。一方、Ｖはコストに大きく影響するため、上記上限値以下に制限する。
Ｃａ：０〜０．０１００％（０％の場合を含む）、
Ｃａ（カルシウム）は、被削性の改善に有効であるため必要に応じて添加することができる。Ｃａをほとんど含有させない場合には、当然Ｃａによる被削性向上効果は得られないが、式１を満足する限り、必要な被削性を確保することが可能である。したがって、Ｃａは必須元素ではなく、任意元素である。一方、Ｃａ添加による被削性向上効果は、添加量が多すぎても飽和してしまうため、Ｃａ添加量は上記上限値以下に制限する。
Ｎ：０．０１５０％以下、
Ｎ（窒素）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含有量が上記上限値を超えると、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ため、上記上限値以下に制限する。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後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。
上記化学成分組成の内、不可避的不純物としては、例えば、後述する表１にもあるように、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ等がある。
上記化学成分組成は、上述した各元素の含有範囲を規制した上で、さらに、式１：［Ｃ］−４×［Ｓ］＋［Ｖ］−２５×［Ｃａ］＜０．４４を満足する必要がある。なお、［Ｘ］は、元素Ｘの質量％の値を意味するものであり、例えば、［Ｃ］は、Ｃの含有量（質量％）の値を意味する。他の元素の場合も同様である。また、後述する式２においても同様である。
被削性向上には、上述したようにＣａの添加が有効である。一方、Ｃａ以外の元素の含有量が上記範囲であると共に上記式１が満足されることによって、Ｃａの添加の有無に関係なく、良好な被削性を得ることができる。すなわち、式１を満足すれば、Ｃａを０．０００５％以上含有する場合は勿論であるが、Ｃａ未添加の場合であっても良好な被削性を確保することができる。したがって、式１を必須要件とすることにより、許容できるＣａの添加量の範囲を広くすることが可能となる。
なお、式１は、種々の化学成分からなる鋼材を多数準備し、被削性指数のデータを取得し、これらと、Ｃ、Ｓ、Ｖ、Ｃａの元素の含有量との関係を重回帰分析で分析し、基準材と同程度以上の被削性が得られる閾値から式１の関係式を導いた。Ｃ、Ｓ、Ｖ、Ｃａという特定の元素を選択した理由は、上記４元素が他元素と比べて被削性への影響が大きいという過去の知見に基づくものである。上記４元素からなる式１を導いた後には、その妥当性についての検証を行った。
また、上記鍛造部品を構成する鋼は、ビッカース硬さが３２０〜３８０ＨＶの範囲にある。これにより、高強度特性と、上述した成分調整による優れた被削性との両立を図ることができる。ビッカース硬さが上記下限値より低い場合には、十分な高強度化を図ることが困難であり、一方、上記上限値を超える場合には、被削性が低下するおそれがある。
また、上記鍛造部品を構成する鋼は、０．２％耐力が８００ＭＰａ以上である。これにより、十分な高強度化を図ることができ、部材の軽量化に寄与することができる。
また、Ｖノッチによるシャルピー衝撃値が７〜１５Ｊ／ｃｍ2の範囲にある。これにより、破断分割時の変形の抑制と欠けの抑制を図ることができ、非常に優れた破断分割性を得ることができる。上記シャルピー衝撃値が上記下限値よりも低い場合には、破断分割時に欠けが発生するおそれがあり、一方、上記上限値よりも高い場合には、破断分割時に変形が大きくなるおそれがある。
また、上記鍛造部品を構成する鋼の金属組織がフェライト・パーライト組織であると共に、フェライトの面積率が３０％以上である状態にある。これにより、非常に優れた被削性を得ることができる。
このフェライト面積率３０％以上のフェライト・パーライト組織を得るには、上記特定の化学成分組成における個々の成分範囲を満足した上で、さらに下記式２を満足することが好ましい。
式２：２．１５≦４×［Ｃ］−［Ｓｉ］＋（１／５）×［Ｍｎ］＋７×［Ｃｒ］−［Ｖ］≦２．６１
上記特定の化学成分組成における個々の成分範囲を満足している場合であっても、上記式２を満足しない場合には、フェライト面積率が３０％未満となる場合が生じうる。そのため、上記式２を満足するように個々の化学成分組成の組み合わせを調整することが有効である。なお、フェライト面積率は、熱間鍛造の条件や熱間鍛造後の冷却速度などの製造条件にも左右される。熱間鍛造の条件や熱間鍛造後の冷却条件については後述するが、これらの条件だけでなく、上記式２の満足の有無が、フェライト面積率の制御に大きく影響する。それ故、上記式２を満足することは重要である。
なお、式２は、種々の化学成分からなる鋼材を多数準備し、フェライト面積率のデータを取得し、これらと、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖの元素の含有量との関係を重回帰分析で分析し、フェライト面積率が３０％以上となるように式２の関係式を導いた。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖという特定の元素を選択した理由は、上記５元素が他元素と比べて鍛造後の金属組織への影響が大きいという過去の知見に基づくものである。上記５元素からなる式２を導いた後には、その妥当性についての検証を行った。
また、上記の優れた特性を有する鍛造部品は、様々な部材に適用可能である。特に、コンロッドは、破断分割を利用した製造方法の実施が可能であり、上記鋼の適用が非常に有効である。
また、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。この際、Ｎの含有率が高いと、鍛造用鋼材中において比較的粗大なＶ炭窒化物がより多く析出した状態となるため、熱間鍛造後の鍛造品の冷却途中に強度向上に寄与する微細な炭窒化物を析出させるために、Ｎ含有率が高いほど、熱間鍛造温度を高めに調整して、前述した比較的粗大な炭窒化物を固溶させる必要がある。
具体的には、Ｎ含有量が０．００９０％以下の場合には、従来の熱間鍛造と特に差異はなく、熱間鍛造温度を１１５０℃以上とすればよい。一方、Ｎ含有量が０．００９０％を超える場合には、熱間鍛造温度を１２３０℃以上と高めに設定して、鍛造用鋼材中のＶ炭窒化物がより多く固溶できるようにすることが好ましい。なお、Ｎ含有量が０．００９０％以下の場合であっても、熱間鍛造温度を１２３０℃以上とするのは問題ない。但し、熱間鍛造温度を高くしすぎると、結晶粒が粗大化し、機械的性質に悪影響が生じるため、上限温度は１３００℃とすることが好ましい。
また、狙いとする高強度、硬さ、及び破断分割に適した衝撃値を得るためには熱間鍛造後の冷却速度も注意する必要がある。具体的には、８００〜６００℃の間の平均冷却速度を１５０〜２５０℃／分となるように冷却することが好ましい。平均冷却速度の下限を１５０℃／分とするのは、冷却速度が遅くなると狙いとする高強度、硬さ、衝撃値を得ることが困難となるためである。また、上限を２５０℃／分とするのは、これ以上に早い冷却にするとベイナイト組織が生成するおそれが生じ、やはり狙いとする機械的性質が得られなくなるためである。８００〜６００℃の範囲で冷却速度の範囲を設定したのは、この温度範囲の冷却速度が最も機械的性質への影響が大きいためである。
（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、表１に示すごとく、化学成分組成が異なる複数種類の試料を準備して、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。なお、各試料の製造方法は、公知の種々の方法に変更可能である。
Figure 2014148456
＜強度評価試験＞
強度評価用試験片としては、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直径φ２０ｍｍの丸棒を作製し、その後、この丸棒に対し、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℃まで加熱して３０分間保持した後、ファン空冷して８００〜６００℃の間の平均冷却速度がおよそ１９０℃／分となる条件で室温まで冷却したものを用いた。
強度評価は、次の項目について行った。
・硬さ測定：ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠してビッカース硬さを測定した。
・引張強さ及び０．２％耐力の測定：ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した引張試験を実施して求めた。
・フェライト面積率：試験片の断面をナイタール腐食させた後、光学顕微鏡を用いて観察した。面積率は、ＪＩＳ Ｇ０５５１に準拠した点算法により求めた。
・シャルピー衝撃値：ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠したＶノッチによるシャルピー衝撃試験を実施して求めた。
硬さは、ビッカース硬さが３２０〜３８０ＨＶの範囲にある場合に良好、それ以外の場合を不良と判定した。０．２％耐力は、８００ＭＰａ以上の場合を良好、それ以外の場合を不良と判定した。Ｖノッチによるシャルピー衝撃値は、７〜１５Ｊ／ｃｍ2の範囲にある場合を良好、それ以外の場合を不良と判定した。
＜被削性評価試験＞
被削性評価用試験片としては、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、その後、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℃まで加熱して３０分間保持した後、ファン空冷して８００〜６００℃の間の平均冷却速度がおよそ１９０℃／分となる条件で室温まで冷却し、さらに一辺２０ｍｍの断面正方形の角棒に切削したものを用いた。
被削性試験はドリルによる穴あけにより行った。試験条件は、以下の通りである。
・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。
被削性指数は、基準材のドリル摩耗量を１とし、各試料のドリル摩耗量を基準材との比率によって算出した。基準材は、従来のＪＩＳ機械の炭素鋼である、化学成分組成が、Ｃ：０．２３％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：０．８０％、Ｃｒ：０．２％、残部がＦｅ及び不可避的不純物の鋼（硬さ２５０ＨＶ）を用いた。この従来鋼は、本願における鋼と比べて硬さが著しく低く、Ｓ等の被削性向上元素を添加していなくても製造上問題のない被削性を有しているので基準材として用いた。そして、被削性指数が１．２０以下の場合を良好、１．２０超えの場合を不良と判定した。
＜破断分割性評価試験＞
破断分割性評価用試験片としては、次のように作製したものを用いた。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℃まで加熱して３０分間保持した後、ファン空冷して８００〜６００℃の間の平均冷却速度がおよそ１９０℃／分となる条件で室温まで冷却した。その後、図１に示すごとく、コンロッドの大端部を想定し、外形が長さＬ７０ｍｍ×Ｗ幅７０ｍｍ×厚みＴ２０ｍｍであり、中央において厚み方向に貫通する直径Ｄ１＝φ４５ｍｍの貫通穴８１を有する形状となるよう上記板材を加工して破断分割性評価用試験片８を得た。この破断分割性評価用試験片８には、同図に示すごとく、平行な一対の外形線に沿って、長さ方向に貫通する直径Ｄ２＝φ８ｍｍの一対の平行な貫通穴８２を設けると共に、貫通穴８１の内周壁に、一対の切り欠き８３を設けた。切り欠き８３は、レーザによって切り欠いたものであり、深さｄは１ｍｍとした。また、切り欠き８３は、長さ方向に対して９０度の２箇所の位置、つまり、上記貫通穴８２に最も近い２箇所の位置とした。
破断分割（クラッキング）は、図示しない治具を貫通穴８１に挿入し、図１に示すごとく、矢印Ｆ方向に衝撃荷重を加えるという方法で行った。
破断分割性の評価は、破断分割後に再度分割前の状態に組み合わせて、上記貫通穴８２を利用してボルト締結し、破断分割前後の貫通穴８１の内径寸法を測定して寸法変化量を求めて行った。各試料において、それぞれ１０回（ｎ＝１０）の試験を行い、全ての試験において寸法変化が１０μｍ以下であり、かつ、破断面に欠けが発生していなかった場合を良好、それ以外は不良と判定した。
各評価結果を表２に示す。
Figure 2014148456
表２から知られるように、試料Ｅ１〜Ｅ１７については、すべての評価項目において良好な結果が得られ、強度、被削性、及び破断分割性の３つ全てにおいて優れた特性を発揮することがわかる。このうち試料Ｅ１４〜Ｅ１７は、Ｃａを不純物としてしか含有していないが、Ｃａ以外の成分の最適化で式１を満足するよう成分調整されたことにより、必要な被削性を満足することがわかる。
また、試料Ｅ１〜Ｅ１７は、破断分割性に優れるだけでなく、他の特性も全て優れ、かつ、シャルピー衝撃値も７Ｊ／ｃｍ2以上の値を確保しているので、破断分割の有無に関わらず、長期にわたって安心して使用することができる。したがって、破断分離が必要な部品だけでなく、破断分離が不要な部品にも好適に使用可能である。
一方、試料Ｃ１は、Ｃ含有量が少なすぎるために、硬さ、０．２％耐力等の強度特性が低く、かつシャルピー衝撃値の値が高く破断分割性評価において変形が大きいという結果になった。
同様に、試料Ｃ２は、Ｍｎ含有量が少なすぎるために、硬さ、０．２％耐力等の強度特性が低く、かつシャルピー衝撃値の値が高く破断分割性評価において変形が大きいという結果になった。
試料Ｃ３は、Ｃｒ含有量が多すぎるために金属組織におけるフェライト面積率が低くなったことによりシャルピー衝撃値の値が低くなり、破断分割性評価において欠けが発生すると共に、被削性が低い結果となった。
試料Ｃ４は、Ｐ含有量が少なすぎ、衝撃値の値が高くなって破断分割性評価において変形が大きいという結果となった。
試料Ｃ５は、Ｍｎ含有量が多すぎるために金属組織におけるフェライト面積率が低くなったことでシャルピー衝撃値の値が低くなり、破断分割性評価において欠けが発生すると共に、被削性が低い結果となった。
試料Ｃ６は、Ｐ含有量が多すぎるために、シャルピー衝撃値の値が低くなって破断分割性評価において欠けが発生した。
試料Ｃ７は、Ｃ含有量が多すぎるために、シャルピー衝撃値の値が低くなって破断分割性評価において欠けが発生し、また、金属組織におけるフェライト面積率が低くなって被削性が低い結果となった。
試料Ｃ８は、Ｓ含有量が少なすぎ、式１を満足しないために、被削性が低い結果となった。
試料Ｃ９は、式１を満足しないため、被削性が低い結果となった。
試料Ｃ１０は、Ｖ含有量が少なすぎるために、０．２％耐力が低い結果となった。
試料Ｃ１１は、Ｖ含有量が多すぎるために、シャルピー衝撃値の値が低く破断分割性評価において欠けが発生し、また、硬さが高くなりすぎて被削性が低い結果となった。
試料Ｃ１２は、個々の化学成分が本願発明の範囲内に含まれているものの、式２の関係を満たしていないものである。そして、これによりフェライト面積率が３０％を下回り、その結果、被削性の低下が生じ、かつ、シャルピー衝撃値の値が低く破断分割性評価において欠けも発生した。この結果から、少なくとも本例の製造方法を採用する場合には、個々の化学成分を規制するだけでなく、式２の関係を満足することがフェライト面積率を最適化するために有効であることがわかる。
次に、図２には、Ｐ含有量とシャルピー衝撃値との関係を示す。同図の横軸にはＰ含有量（質量％）を、縦軸にはシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）をとった。そして、試料Ｅ１〜Ｅ１７と、試料Ｃ４及びＣ６のデータをプロットした。同図から知られるごとく、上記シャルピー衝撃値を７〜１５Ｊ／ｃｍ2の範囲に規制するには、少なくとも、Ｐ含有量を０．０３０〜０．０７０％の範囲に制限することが有効であることがわかる。
図３には、硬さとシャルピー衝撃値との関係を示す。同図の横軸には硬さ（ＨＶ１０）を、縦軸にはシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）をとった。そして、試料Ｅ１〜Ｅ１７と、試料Ｃ１〜Ｃ７及びＣ１１のデータをプロットした。同図から知られるごとく、上記シャルピー衝撃値を７〜１５Ｊ／ｃｍ2の範囲に規制するには、硬さを規制するだけでは困難であり、試料Ｃ１からはＣ含有量の適正化、試料Ｃ２からはＭｎ含有量の適正化、試料Ｃ４及び試料Ｃ６からはＰ含有量の適正化、試料Ｃ３、Ｃ５及びＣ７からはフェライト面積率の適正化、試料Ｃ１１からはＶ含有量の適正化がそれぞれ必要であることがわかる。
図４には、硬さと０．２％耐力との関係を示す。同図の横軸には硬さ（ＨＶ１０）を、縦軸には０．２％耐力（ＭＰａ）をとった。そして、試料Ｅ１〜Ｅ１７と、試料Ｃ１〜Ｃ３、Ｃ５、Ｃ７及びＣ１０のデータをプロットした。同図からは、硬さが３２０ＨＶ未満では、０．２％耐力が８００ＭＰａ未満となることがわかる一方、硬さが３２０ＨＶ以上でも、Ｖが０．２５％未満では０．２％耐力が８００ＭＰａ未満となり、Ｎが０．００９０％を超えると０．２％耐力が８００ＭＰａ未満となることがわかる。
図５には、硬さと被削性指数との関係を示す。同図の横軸には硬さ（ＨＶ１０）を、縦軸には被削性指数をとった。そして、試料Ｅ１〜Ｅ１７と、試料Ｃ３、Ｃ５、Ｃ７〜Ｃ９及びＣ１１のデータをプロットした。同図からは、３８０ＨＶを超える硬度では、被削性が悪化することがわかり、かつ、硬度が３８０ＨＶ以下であっても、フェライト面積率が３０％未満の場合には被削性が悪化し、Ｓが０．０４０％未満の場合も被削性が悪化することがわかる。
図６には、式１の値と被削性指数との関係を示す。同図の横軸には式１の値を、縦軸には被削性指数をとった。そして、試料Ｅ１４〜Ｅ１７と、試料Ｃ９のデータをプロットした。すなわち、Ｃａ含有量が少なくても式１を満足すれば、被削性を満足することを確認するため、本実施例で実験を行った試料のうち、Ｃａ含有量が０．０００５％未満のものであって、各成分の含有範囲が適正なものに限定してプロットしたものである。プロットしたデータのうち、試料Ｃ９のみが式１を満足しておらず、他の試料は式１を満足している。同図からは、Ｃａ含有量が０．０００５％未満の場合であっても、式１を満足することによって被削性を確保できることがわかる。
（実施例２）
本実施例では、表３に示す複数の試料を準備し、Ｎ含有量及びＶ含有量が鋼の特性に及ぼす影響について調べた。さらに、熱間鍛造時の加熱温度による影響についても調べた。表３に示すごとく、試料Ｅ２１、Ｅ２２及びＣ２１は、Ｖ含有量がすべて０．３２％であり、Ｎ量がそれぞれ異なる試料である。試料Ｅ３１、Ｅ３２及びＣ３１は、Ｖ含有量がすべて０．２８％であり、Ｎ量がそれぞれ異なる試料である。なお、Ｖ、Ｎ以外の成分はＥ２１、Ｅ２２、Ｃ２１の３試料とＥ３１、Ｅ３２、Ｃ３１の３試料間においてほぼ同レベルとなるよう調整している。
Figure 2014148456
各試料の製造方法は、上述した実施例１の場合と基本的に同じであり、熱間鍛造時の加熱温度は、表４に示す温度に設定した。得られた試料の試験方法も、上述した実施例１の場合と同じとした。試験結果を表４に示す。さらに、図７には、Ｎ含有量及び加熱温度と０．２％耐力との関係を示した。
Figure 2014148456
表４及び図７より知られるごとく、Ｎ含有量が０．００９０％以下の場合は、熱間鍛造温度が１２００℃の場合でも８００ＭＰａ以上の０．２％耐力を確保できているが、０．００９０％を超えると、８００ＭＰａ以上の０．２％耐力を確保できない場合が生じる。しかしながら、Ｎが０．００９０％超えの場合であっても、熱間鍛造温度を１２３０℃以上とすることによって、０．２％耐力を８００ＭＰａ以上にすることができることがわかる。一方、Ｎ含有量が０．０１５％を超える場合（試料Ｃ２１、Ｃ３１の場合）には、熱間鍛造温度を１２５０℃まで上げても０．２％耐力を８００ＭＰａ以上にすることができなかった。
（実施例３）
以上説明した実施例では、熱間鍛造後の冷却工程を８００〜６００℃の間の平均冷却速度が１９０℃／分となる条件で行った。この冷却速度の影響をより詳しく把握するため、本例では、ファン空冷のファンの強さを調整し、８００〜６００℃の平均冷却速度１００℃／分と３００℃／分の場合について、試料Ｅ１を用いて実験を行った。冷却速度以外の条件は、実施例１と同様とした。
実験の結果、冷却速度１００℃／分とした場合は、硬さが３１２ＨＶ、耐力が７６９ＭＰａとなって両方とも低めとなったが、一方で、衝撃値は１７．６５Ｊ／ｃｍ2と高くなりすぎ、破断分割性が低下し変形大となった。
また、冷却速度を３００℃／分とした場合は、ベイナイト組織が生成して、冷却速度１００℃／分の場合に０．７９９であった降伏比が０．７３２まで低下し、かつ、衝撃値が６．４４Ｊ／ｃｍ2に低下し、破断分割時に欠けの発生が認められた。
以上の実験結果より、熱間鍛造後の冷却速度の調整も重要であることがわかる。
本発明の他の態様は、金属組織がフェライト・パーライト組織であると共に、フェライトの面積率が３０％以上であり、ビッカース硬さが３２０〜３８０ＨＶの範囲にあり、０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であり、Ｖノッチによるシャルピー衝撃値が７〜１５Ｊ／ｃｍ 2 の範囲にある鍛造部品を製造する方法であって、
化学成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０〜０．０７０％、Ｓ：０．０４０〜０．０７０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．２５〜０．３５％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｎ：０．００９０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１を満足する鍛造用鋼材を準備する工程と、
式１：［Ｃ］−４×［Ｓ］＋［Ｖ］−２５×［Ｃａ］＜０．４４
（ここで、［Ｘ］は、元素Ｘの含有量（質量％）の値を意味する。）
上記鍛造用鋼材に対して１１５０℃〜１３００℃の熱間鍛造温度にて熱間鍛造を施して鍛造部品を得る工程と、
上記熱間鍛造後の上記鍛造部品を８００〜６００℃における平均冷却速度が１５０〜２５０℃／ｍｉｎとなるよう冷却する冷却工程と、
を有することを特徴とする鍛造部品の製造方法にある。
本発明のさらに別の態様は、金属組織がフェライト・パーライト組織であると共に、フェライトの面積率が３０％以上であり、ビッカース硬さが３２０〜３８０ＨＶの範囲にあり、０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であり、Ｖノッチによるシャルピー衝撃値が７〜１５Ｊ／ｃｍ 2 の範囲にある鍛造部品を製造する方法であって、
化学成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０〜０．０７０％、Ｓ：０．０４０〜０．０７０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．２５〜０．３５％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｎ：０．００９０超〜０．０１５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１を満足する鍛造用鋼材を準備する工程と、
式１：［Ｃ］−４×［Ｓ］＋［Ｖ］−２５×［Ｃａ］＜０．４４
（ここで、［Ｘ］は、元素Ｘの含有量（質量％）の値を意味する。）
上記鍛造用鋼材に対して１２３０℃〜１３００℃の熱間鍛造温度にて熱間鍛造を施して鍛造部品を得る工程と、
上記熱間鍛造後の上記鍛造部品を８００〜６００℃における平均冷却速度が１５０〜２５０℃／ｍｉｎとなるよう冷却する冷却工程と、
を有することを特徴とする鍛造部品の製造方法にある。
本発明の一態様は、化学成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０〜０．０７０％、Ｓ：０．０４０〜０．０７０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．２５〜０．３５％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｎ：０．０１５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１及び下記式２を満足し、
式１：［Ｃ］−４×［Ｓ］＋［Ｖ］−２５×［Ｃａ］＜０．４４
式２：２．１５≦４×［Ｃ］−［Ｓｉ］＋（１／５）×［Ｍｎ］＋７×［Ｃｒ］−［Ｖ］≦２．６１
（ここで、［Ｘ］は、元素Ｘの含有量（質量％）の値を意味する。）
金属組織がフェライト・パーライト組織であると共に、フェライトの面積率が３０％以上であり、
ビッカース硬さが３２０〜３８０ＨＶの範囲にあり、
０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であり、
Ｖノッチによるシャルピー衝撃値が７〜１５Ｊ／ｃｍ2の範囲にあることを特徴とする鍛造部品にある。
本発明の他の態様は、金属組織がフェライト・パーライト組織であると共に、フェライトの面積率が３０％以上であり、ビッカース硬さが３２０〜３８０ＨＶの範囲にあり、０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であり、Ｖノッチによるシャルピー衝撃値が７〜１５Ｊ／ｃｍ2の範囲にある鍛造部品を製造する方法であって、
化学成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０〜０．０７０％、Ｓ：０．０４０〜０．０７０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．２５〜０．３５％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｎ：０．００９０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１及び下記式２を満足する鍛造用鋼材を準備する工程と、
式１：［Ｃ］−４×［Ｓ］＋［Ｖ］−２５×［Ｃａ］＜０．４４
式２：２．１５≦４×［Ｃ］−［Ｓｉ］＋（１／５）×［Ｍｎ］＋７×［Ｃｒ］−［Ｖ］≦２．６１
（ここで、［Ｘ］は、元素Ｘの含有量（質量％）の値を意味する。）
上記鍛造用鋼材に対して１１５０℃〜１３００℃の熱間鍛造温度にて熱間鍛造を施して鍛造部品を得る工程と、
上記熱間鍛造後の上記鍛造部品を８００〜６００℃における平均冷却速度が１５０〜２５０℃／ｍｉｎとなるよう冷却する冷却工程と、
を有することを特徴とする鍛造部品の製造方法にある。
本発明のさらに別の態様は、金属組織がフェライト・パーライト組織であると共に、フェライトの面積率が３０％以上であり、ビッカース硬さが３２０〜３８０ＨＶの範囲にあり、０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であり、Ｖノッチによるシャルピー衝撃値が７〜１５Ｊ／ｃｍ2の範囲にある鍛造部品を製造する方法であって、
化学成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０〜０．０７０％、Ｓ：０．０４０〜０．０７０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．２５〜０．３５％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｎ：０．００９０超〜０．０１５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１及び下記式２を満足する鍛造用鋼材を準備する工程と、
式１：［Ｃ］−４×［Ｓ］＋［Ｖ］−２５×［Ｃａ］＜０．４４
式２：２．１５≦４×［Ｃ］−［Ｓｉ］＋（１／５）×［Ｍｎ］＋７×［Ｃｒ］−［Ｖ］≦２．６１
（ここで、［Ｘ］は、元素Ｘの含有量（質量％）の値を意味する。）
上記鍛造用鋼材に対して１２３０℃〜１３００℃の熱間鍛造温度にて熱間鍛造を施して鍛造部品を得る工程と、
上記熱間鍛造後の上記鍛造部品を８００〜６００℃における平均冷却速度が１５０〜２５０℃／ｍｉｎとなるよう冷却する冷却工程と、
を有することを特徴とする鍛造部品の製造方法にある。

Claims (5)

  1. 化学成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０〜０．０７０％、Ｓ：０．０４０〜０．０７０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．２５〜０．３５％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｎ：０．０１５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１を満足し、
    式１：［Ｃ］−４×［Ｓ］＋［Ｖ］−２５×［Ｃａ］＜０．４４
    （ここで、［Ｘ］は、元素Ｘの含有量（質量％）の値を意味する。）
    金属組織がフェライト・パーライト組織であると共に、フェライトの面積率が３０％以上であり、
    ビッカース硬さが３２０〜３８０ＨＶの範囲にあり、
    ０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であり、
    Ｖノッチによるシャルピー衝撃値が７〜１５Ｊ／ｃｍ2の範囲にあることを特徴とする鍛造部品。
  2. 下記式２を満足することを特徴とする請求項１に記載の鍛造部品。
    式２：２．１５≦４×［Ｃ］−［Ｓｉ］＋（１／５）×［Ｍｎ］＋７×［Ｃｒ］−［Ｖ］≦２．６１
  3. 請求項１又は２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。
  4. 化学成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０〜０．０７０％、Ｓ：０．０４０〜０．０７０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．２５〜０．３５％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｎ：０．００９０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１を満足する鍛造用鋼材を準備する工程と、
    式１：［Ｃ］−４×［Ｓ］＋［Ｖ］−２５×［Ｃａ］＜０．４４
    （ここで、［Ｘ］は、元素Ｘの含有量（質量％）の値を意味する。）
    上記鍛造用鋼材に対して１１５０℃〜１３００℃の熱間鍛造温度にて熱間鍛造を施して鍛造部品を得る工程と、
    上記熱間鍛造後の上記鍛造部品を８００〜６００℃における平均冷却速度が１５０〜２５０℃／ｍｉｎとなるよう冷却する冷却工程と、
    を有することを特徴とする鍛造部品の製造方法。
  5. 化学成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０〜０．０７０％、Ｓ：０．０４０〜０．０７０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｖ：０．２５〜０．３５％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｎ：０．００９０超〜０．０１５０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１を満足する鍛造用鋼材を準備する工程と、
    式１：［Ｃ］−４×［Ｓ］＋［Ｖ］−２５×［Ｃａ］＜０．４４
    （ここで、［Ｘ］は、元素Ｘの含有量（質量％）の値を意味する。）
    上記鍛造用鋼材に対して１２３０℃〜１３００℃の熱間鍛造温度にて熱間鍛造を施して鍛造部品を得る工程と、
    上記熱間鍛造後の上記鍛造部品を８００〜６００℃における平均冷却速度が１５０〜２５０℃／ｍｉｎとなるよう冷却する冷却工程と、
    を有することを特徴とする鍛造部品の製造方法。
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