(57)【要約】  本発明の鋼部品は、質量％で、Ｃ：０．５０〜０．６５％、Ｓｉ：０．６０〜１．２０％、Ｍｎ：０．６０〜１．００％、Ｐ：０．０４０〜０．０６０％、Ｓ：０．０６０〜０．１００％、Ｃｒ：０．０５〜０．２０％、Ｖ：０．２５〜０．４０％、Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、鋼組織がフェライト・パーライトであり、そのうちフェライト組織の面積率が２０％以上であることを特徴とする。
2017110910.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分が、単位質量％で、
Ｃ：０．５０〜０．６５％、
Ｓｉ：０．６０〜１．２０％、
Ｍｎ：０．６０〜１．００％、
Ｐ：０．０４０〜０．０６０％、
Ｓ：０．０６０〜０．１００％、
Ｃｒ：０．０５〜０．２０％、
Ｖ：０．２５〜０．４０％、
Ｂｉ：０．０００１０〜０．００５００％、
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、
Ｔｉ：０〜０．１０％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｚｒ：０〜０．００５％、及び
Ｍｇ：０〜０．００５％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
鋼組織が合計９８面積％以上のフェライト及びパーライトを含み、
前記フェライトの面積率が２０面積％以上であり、
円相当径が０．５〜２．０μｍのＭｎ硫化物の個数密度が５００〜１４００個／ｍｍ２である
ことを特徴とする鋼部品。
【請求項２】
前記化学成分が、単位質量％で、
Ｃ：０．５５〜０．６５％
を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼部品。
【請求項３】
前記円相当径が０．５〜２．０μｍの前記Ｍｎ硫化物の前記個数密度が７００〜１４００個／ｍｍ２である
ことを特徴とする請求項１または２に記載の鋼部品。
【請求項４】
前記化学成分が、単位質量％で、
Ｔｉ：０．０５〜０．１０％、及び
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
からなる群から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼部品。
【請求項５】
前記化学成分が、単位質量％で、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
Ｚｒ：０．００１〜０．００５％、及び
Ｍｇ：０．００１〜０．００５％
からなる群から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の鋼部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼部品に関するものである。
本願は、２０１５年１２月２５日に、日本に出願された特願２０１５−２５３５６２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
自動車エンジン用部品および足廻り用部品では、熱間鍛造で成形を行い、次いで焼入れ焼戻しといった熱処理を行い（以降、熱処理が行われる部品を調質部品と称する）、または、熱処理を適用することなく（以降、熱処理が行われない部品を非調質部品と称する）、適用する部品に必要な機械特性を確保する。最近は製造工程における経済効率性の観点から、調質を省略して製造された部品、すなわち、非調質部品が多く普及している。【０００３】
自動車エンジン用部品の事例としてコネクティングロッド（以降、コンロッドと称する）が挙げられる。この部品は、エンジン内でピストンの往復運動をクランクシャフトによる回転運動に変換する際に、動力を伝達する部品である。コンロッドは、クランクシャフトのピン部と称される偏芯部位をコンロッドのキャップ部とロッド部とで挟み込んで締結し、ピン部とコンロッドの締結部とが回転摺動する機構によって動力を伝達する。このキャップ部とロッド部との締結を効率化するために、近年、破断分離型コンロッドが多く採用されている。【０００４】
破断分離型コンロッドとは、熱間鍛造等でキャップ部とロッド部とが一体となった形状に鋼材を成形した後、キャップ部とロッド部との境界に相当する部分に切欠きを入れて、破断分離する工法を採用したものである。この工法では、キャップ部及びロッド部の合わせ面において破断分離した破面同士を嵌合させるので、合わせ面の機械加工が不要な上に、位置合わせのために施す加工も必要に応じて省略できる。これらから、部品の加工工程を大幅に削減でき、部品製造時の経済効率性は大幅に向上する。このような工法で製造される破断分離型コンロッドには、破断面の破壊形態が脆性的であり、破断分離による破面近傍の変形量が小さいこと、すなわち破断分離性が良好であることが求められる。【０００５】
破断分離型コンロッドに供する鋼材として、欧米で普及しているのは、ＤＩＮ規格のＣ７０Ｓ６である。これは０．７質量％のＣを含む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に、その金属組織を延性及び靭性の低いパーライト組織としたものである。Ｃ７０Ｓ６は、破断時の破断面近傍の塑性変形量が小さいので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ので、降伏比（＝降伏強さ／引張強さ）が低く、高い座屈強度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。【０００６】
鋼材の降伏比を高めるためには、炭素量を低減し、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させると鋼材の延性が向上して、破断分離時に塑性変形量が大きくなり、クランクシャフトのピン部に締結されるコンロッド摺動部の形状変形が増大し、コンロッド摺動部の真円度が低下するといった部品性能上の問題が発生する。【０００７】
高強度の破断分離型コンロッドに好適な鋼材としていくつかの非調質鋼が提案されている。例えば、特許文献１および特許文献２には、鋼材にＳｉまたはＰのような脆化元素を多量に添加し、材料自体の延性および靭性を低下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。特許文献３および特許文献４には、第二相粒子の析出強化を利用してフェライトの延性および靭性を低下させることによって鋼材の破断分離性を改善する技術が記載されている。さらに、特許文献５〜７には、Ｍｎ硫化物の形態を制御することによって鋼材の破断分離性を改善する技術が記載されている。【０００８】
一方、近年は高出力ディーゼルエンジンあるいはターボエンジンの普及によるエンジン出力増大に伴い、コンロッドの高強度化ニーズが高まっている。この高強度化手段の一つとして、例えば特許文献１〜７に記載の技術では、Ｖを多量添加し、微細なＶＣによる鋼の析出強化が利用されてきた。合金炭化物を生成する元素の中でもＶは、熱間鍛造前の加熱（１２５０℃前後）で鋼材への固溶量が多く、析出強化量が多く得られる。しかしながら、鋼材においてＶの固溶量には限界がありＶＣの析出強化によるより一層の高強度化は難しい。【０００９】
以上のように、近年のコンロッドの高強度化要求に対応可能な、優れた強度を有する破断分離型コンロッドを製造可能な鋼は、現状では得られていないのが実情である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】日本国特許第３６３７３７５号公報
【特許文献２】日本国特許第３７５６３０７号公報
【特許文献３】日本国特許第３３５５１３２号公報
【特許文献４】日本国特許第３９８８６６１号公報
【特許文献５】日本国特許第４３１４８５１号公報
【特許文献６】日本国特許第３６７１６８８号公報
【特許文献７】日本国特許第４２６８１９４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は上記の実情に鑑み、優れた強度、優れた降伏強さ及び降伏比、並びに優れた破断分離性の全てを有する非調質鋼部品を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上述の課題を解決するために、本発明者は破断分離型高強度コンロッドを実現する方策について鋭意検討した。その結果得られた本発明の要旨とするところは、次の通りである。
（１）本発明の一態様に係る鋼部品は、化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．５０〜０．６５％、Ｓｉ：０．６０〜１．２０％、Ｍｎ：０．６０〜１．００％、Ｐ：０．０４０〜０．０６０％、Ｓ：０．０６０〜０．１００％、Ｃｒ：０．０５〜０．２０％、Ｖ：０．２５〜０．４０％、Ｂｉ：０．０００１０〜０．００５００％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｚｒ：０〜０．００５％、及びＭｇ：０〜０．００５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、鋼組織が合計９８面積％以上のフェライト及びパーライトを含み、前記フェライトの面積率が２０面積％以上であり、円相当径が０．５〜２．０μｍのＭｎ硫化物の個数密度が５００〜１４００個／ｍｍ２である。
（２）上記（１）に記載の鋼部品は、前記化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．５５〜０．６５％を含有してもよい。
（３）上記（１）又は（２）に記載の鋼部品は、前記円相当径が０．５〜２．０μｍの前記Ｍｎ硫化物の前記個数密度が７００〜１４００個／ｍｍ２であってもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の鋼部品は、前記化学成分が、単位質量％で、Ｔｉ：０．０５〜０．１０％、及びＮｂ：０．０１〜０．０５％からなる群から選択される１種又は２種を含有してもよい。
（５）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の鋼部品は、前記化学成分が、単位質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｚｒ：０．００１〜０．００５％、及びＭｇ：０．００１〜０．００５％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
【発明の効果】
【００１３】
本発明により、優れた強度、優れた降伏強さ及び降伏比、並びに優れた破断分離性の全てを有する破断分離型高強度コンロッドなどの熱間鍛造非調質鋼部品を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】Ｂｉ含有量と、円相当径が０．５〜２．０μｍのＭｎ硫化物の個数密度との関係を示すグラフである。
【図２】円相当径が０．５〜２．０μｍのＭｎ硫化物の個数密度と、フェライト面積率との関係を示すグラフである。
【図３】本実施形態に係る鋼部品の一例である破断分離型コンロッドを示す分解斜視図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明者らは、優れた強度、優れた降伏強さ及び降伏比、並びに優れた破断分離性の全てを有する鋼部品を実現する方策について鋭意検討した結果、以下の（ａ）〜（ｅ）の知見を得た。
【００１６】
（ａ）フェライト・パーライト組織の鋼の引張強さを増大させるためにＣ含有量を増大させると、降伏比が低下する。何故なら、Ｃ含有量増大に伴う引張強さの増大量に対して、降伏強さの増大量は小さいからである。これは、フェライト主体のフェライト・パーライト組織を有する比較的Ｃ含有量が低い鋼は、引張破断時に降伏点現象（不連続降伏）が生じるのに対して、パーライト主体のフェライト・パーライト組織を有する比較的Ｃ含有量が高い鋼は、引張破断時の降伏の形態が、弾性変形から塑性変形への遷移がなめらかである連続降伏となるからである。本発明者らが目標とする引張強さを非調質鋼部品に付与するためには、Ｃ含有量を０．５０質量％以上にすることが必要であるが、通常の手段でＣ含有量０．５０質量％以上の鋼を製造した場合、その金属組織にはほとんどフェライトが含まれない。引張強さと降伏比との両方を高めるためには、Ｃ含有量０．５０質量％以上としながらフェライト量の減少を抑制することが必要になる。
【００１７】
（ｂ）本発明者らは、Ｃ含有量を増大させながらフェライト量の減少を抑制する手段について検討を重ねた。その結果、フェライト変態の核となるＭｎ硫化物を鋼中に微細分散させることにより、鋼の製造中にフェライト変態を促進させ、フェライト・パーライト組織中のフェライト組織の量を増加させることができることを知見した。
【００１８】
しかしながら、上述の検討の結果、Ｍｎ硫化物の個数密度を増大させるための手段として、Ｍｎ及びＳの含有量の増大、及び熱処理条件の制御だけでは十分ではないことも明らかになった。ＭｎおよびＳの含有量を増大させると、Ｍｎ及びＳの個数密度は増大する。しかし、Ｍｎ含有量が過剰である場合、フェライトが硬くなりすぎて破断時に欠けが発生する頻度が増加する。Ｓ含有量が過剰である場合、破断分離時の破断面近傍の塑性変形量が増大して破断分離性が低下し、さらに、破断時に欠けが発生する頻度が増加する。従って、破断分離して用いられる機械構造用非調質鋼部品において、Ｍｎ及びＳの含有量には上限がある。Ｍｎ及びＳの含有量の許容範囲内で、製造条件の最適化によってＭｎ硫化物個数密度を増大させることも検討されたが、これによって、降伏比を必要な水準まで引き上げることは困難であった。
【００１９】
（ｃ）本発明者らは、ＭｎおよびＳの含有量を所定範囲内として破断分離性を保ちながら、Ｍｎ硫化物の個数密度を高めるための別の手段について検討を重ねた。その結果、本発明者らは、Ｍｎ硫化物の個数密度を高めるために、微量のＢｉを鋼中に含有させることがきわめて有効であることを見出した。
【００２０】
（ｄ）さらに本発明者らは、鋼に微量のＢｉを含有させたうえで製造条件を最適化することで、一層のＭｎ硫化物個数密度の増大と、フェライト量の増大とが達成されることを知見した。
【００２１】
（ｅ）本発明者らは、Ｃ含有量を高め、且つフェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率を高めることに加えて、ＶＣによる析出強化を組み合わせることで、降伏比が向上し、さらに降伏強さが向上することを見出した。
【００２２】
以上のような（ａ）〜（ｅ）の知見に基づき、鋼中に微量Ｂｉ添加によりＭｎ硫化物を微細分散させることにより、Ｃ含有量が０．５０％以上の高炭素組成でありながらフェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率を非調質鋼部品全体に対して２０％以上とすれば鋼の降伏比が向上し、さらに降伏強さを向上させ得ることを見出し、本発明をなすに至った。
【００２３】
＜成分＞
先ず本実施形態に係る非調質鋼部品の成分組成の限定理由について説明する。以下の説明において、合金元素の含有量の単位「質量％」は、以下「％」と記載する。
【００２４】
Ｃ：０．５０〜０．６５％
Ｃは、非調質鋼部品の引張強さを確保する効果を有する。必要な強度を得るには、Ｃ含有量の下限を０．５０％にする必要がある。なお、Ｃ含有量を０．５０％以上とした場合、通常であれば非調質鋼部品の金属組織（鋼組織）に含まれるフェライト量が２０面積％未満となり、非調質鋼部品の降伏比が低くなる。しかし、本実施形態に係る非調質鋼部品は、後述されるように所定範囲内のＭｎ、Ｓ、およびＢｉを含むことによりＭｎ硫化物が微細分散されているので、Ｃ含有量を０．５０％以上としながらフェライト量を２０面積％以上とすることができる。Ｃ含有量の好ましい下限は、０．５２％、０．５５％、または０．５６％である。
【００２５】
しかし、Ｃ含有量が０．６５％を超えた場合、Ｍｎ硫化物が本実施形態に係る非調質鋼部品の如く微細分散されていても、非調質鋼部品のフェライト量が不足する。フェライト量の不足は、引張強さに対する降伏強さの比（降伏比）の低下を招く。従って、Ｃ含有量の上限は０．６５％とする。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．６３％、０．６０％、または０．５９％である。
【００２６】
なお、本実施形態において、元素の含有量に関し、０．５０〜０．６５％のように範囲を記載した場合、特に記載しない限り上限及び下限の数値を含む範囲とする。よって、０．５０〜０．６５％は０．５０％以上、０．６５％以下の範囲を意味する。
【００２７】
Ｓｉ：０．６０〜１．２０％
Ｓｉは、固溶強化によってフェライトを強化し、非調質鋼部品の延性及び靭性を低下させる。非調質鋼部品の延性及び靭性の低下は破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし破断分離性を向上させる。この効果を得るためにはＳｉ含有量の下限を０．６０％にする必要がある。一方、Ｓｉを過剰に含有すると破断面の欠けが発生する頻度が上昇するので、上限は１．２０％とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は、０．７０％、０．８０％、または０．８５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は、１．００％、０．９５％、または０．９０％とする。
【００２８】
Ｍｎ：０．６０〜１．００％
Ｍｎは、固溶強化によってフェライトを強化し、非調質鋼部品の延性及び靭性を低下させる。非調質鋼部品の延性及び靭性の低下は、破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし、破断分離性を向上させる。また、Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎ硫化物を形成する。このＭｎ硫化物は、熱間鍛造による部品成形後の冷却過程においてフェライト変態の核となり、フェライト量を増大させる効果がある。一方、Ｍｎを過剰に含有する場合、フェライトが硬くなりすぎて、破断時の欠けが発生する頻度が増加する。これらに鑑みて、Ｍｎ含有量の範囲は０．６０〜１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．７０％、０．８０％、又は０．８５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は、０．９５％、０．９２％、又は０．９０％である。
【００２９】
Ｐ：０．０４０〜０．０６０％
Ｐは、フェライト及びパーライトの延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は、非調質鋼部品の破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし、破断分離性を向上させる効果を有する。ただし、Ｐは上述の効果を生じさせると同時に、結晶粒界の脆化を引き起こし破断面の欠けを発生しやすくする効果も顕著に生じさせる。以上を考慮すれば、Ｐ含有量の範囲は０．０４０〜０．０６０％である。Ｐ含有量の好ましい下限は０．０４２％、０．０４５％、又は０．０４８％である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０５５％、０．０５３％、又は０．０５０％である。
【００３０】
Ｓ：０．０６０〜０．１００％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎ硫化物を形成する。このＭｎ硫化物は、熱間鍛造による部品成形後の冷却過程においてフェライト変態の核となり、フェライト量を増大させる効果がある。その効果を得るためには、Ｓ含有量の下限を０．０６０％にする必要がある。他方、Ｓを過剰に含有させると、破断分離時の破断面近傍の塑性変形量が増大し破断分離性が低下する場合が発生することがある。これに加えて、Ｓを過剰に含有させると、破断面の欠けを助長することがある。以上から、Ｓ含有量の範囲を０．０６０〜０．１００％とする。Ｓ含有量の好ましい下限は、０．０７０％、０．０７２％、又は０．０７５％である。Ｓ含有量の好ましい上限は、０．０９５％、０．０９０％、又は０．０８５％とする。
【００３１】
なお、微細なＭｎ硫化物は、熱間鍛造による部品成形後の冷却過程においてフェライト変態の核となるので、微細なＭｎ硫化物を析出させることには、フェライト組織生成に寄与する効果がある。非調質鋼部品中に析出するＭｎ硫化物の総量は、本実施形態の非調質鋼部品の組成範囲において大きく変動はしないが、微細なＭｎ硫化物が析出している状況は鍛造による加工により延ばされて微細化したＭｎ硫化物の平均アスペクト比が小さいことで表現できる。
【００３２】
Ｍｎ硫化物のアスペクト比とは、Ｍｎ硫化物の長軸の長さをＭｎ硫化物の短軸の長さで割って得られる値である。鋼中にあるＭｎ硫化物の平均アスペクト比の測定は、鋼の断面を鏡面に研磨後、光学顕微鏡にて研磨面の１０００倍の組織写真を１０枚撮影し、各組織写真における円相当径０．１μｍ以上のＭｎ硫化物のアスペクト比を画像解析ソフトウェア（例えばＬｕｚｅｘ：ルーゼックス：株式会社ニレコ商品名）を用いて解析することによって求め、各組織写真における円相当径０．１μｍ以上のＭｎ硫化物のアスペクト比の平均値を算出することにより行うことができる。この意味から円相当径０．１μｍ以上のＭｎ硫化物の平均アスペクト比は、１．１〜１．４程度の範囲であることが望ましい。
【００３３】
Ｃｒ：０．０５〜０．２０％
Ｃｒは、Ｍｎと同様に固溶強化によってフェライトを強化し、延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は、破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし、破断分離性を向上させる。しかし、Ｃｒを過剰に含有すると、パーライトのラメラー間隔が小さくなり、かえってパーライトの延性及び靭性が高くなる。そのため、Ｃｒを過剰に含有すると、破断時の破断面近傍の塑性変形量が大きくなり破断分離性が低下する。さらに、Ｃｒを過剰に含有すると、ベイナイト組織が生成しやすくなり、降伏比の低下による降伏強さの低下や破断分離性の顕著な低下が見られる。従って、Ｃｒ含有量の範囲を０．０５〜０．２０％とする。上述の効果に鑑みた場合、Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．１７％、０．１５％、又は０．１３％である。また、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０７％、０．０８％、又は０．１０％である。
【００３４】
Ｖ：０．２５〜０．４０％
Ｖは、熱間鍛造後の冷却時に主に炭化物又は炭窒化物を形成してフェライトを強化し、非調質鋼部品の延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は、破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくして、熱間鍛造部品の破断分離性を良好にする。また、Ｖは、炭化物又は炭窒化物の析出強化により熱間鍛造部品の降伏比を高めるという効果がある、これら効果を得るためには、Ｖ含有量の下限を０．２５％にする必要がある。Ｖ含有量の下限は好ましくは０．２７％、０．２８％、又は０．３０％である。一方、Ｖを過剰に含有してもその効果は飽和するので、Ｖ含有量の上限は０．４０％である。好ましくはＶ含有量の上限は０．３５％、０．３３％、又は０．３１％である。
【００３５】
Ｂｉ：０．０００１０〜０．００５００％
Ｂｉは本実施形態に係る非調質鋼材において特に重要な元素である。上述されたように、Ｃ含有量を０．５０％以上とし、且つフェライト量を２０面積％以上とするためには、フェライト変態の核として働くことによりフェライト量を増大させるＭｎ硫化物を微細分散させることが必須とされる。しかし、Ｍｎ及びＳを過剰に含有させた場合、上述された悪影響が生じる。許容されるＭｎ及びＳの含有量の範囲内で、フェライト量を２０面積％にすることができる程度にＭｎ硫化物を微細分散させるために、Ｂｉが必須である。
【００３６】
本発明者らは、Ｂｉの効果を確認するために、以下に説明する実験を行った。まず本発明者らは、Ｃ：０．６５％、Ｓｉ：０．６０％、Ｍｎ：１．００％、Ｐ：０．０４１％、Ｓ：０．０６０％、Ｃｒ：０．１１％、Ｖ：０．２６％、及びＮ：０．００２３％であって、Ｂｉ含有量が０．００００５〜０．００８５０％の範囲内にある種々の鋼を、同一の製造条件で製造した。Ｂｉ含有量以外の化学成分は、本実施形態に係る鋼の化学成分の範囲内において、最もフェライトが得られにくい値として選択された。次に本発明者らは、これら鋼における円相当径が０．５〜２．０μｍのＭｎ硫化物（以下「Ｍｎ硫化物」と略す）の個数密度及びフェライト量を測定した。これにより得られた、Ｂｉ含有量とＭｎ硫化物個数密度及びフェライト量との関係を示すグラフを図１に示す。図１は、Ｂｉ含有量を示す横軸を対数表示した片対数グラフである。図１に記載の「Ｍｎ硫化物個数密度」とは、円相当径が０．５〜２．０μｍのＭｎ硫化物の個数密度を示す。
【００３７】
図１に示されるように、０．０００１０％以上のＢｉを含有することによって、鋼の凝固組織の微細化に伴い、Ｍｎ硫化物が微細分散し、フェライト量が増大する。Ｂｉ含有量以外の条件が、本実施形態に係る鋼の化学成分の範囲内において最もフェライトが得られにくい条件である上述の実験において、フェライト量を２０面積％以上にするためには、０．０００１０％以上のＢｉが必要とされた。従って、本発明者らは、フェライト量を確実に２０面積％以上にするために、Ｂｉ含有量の下限を０．０００１０％と定めた。しかし、図１に示されるように、Ｂｉの含有量が０．００５００％を超えると、ＢｉがＭｎ硫化物上に析出し、フェライト変態の核としての効果を失うことにより、フェライト量が２０面積％未満となることも明らかになった。従って、本発明者らは、Ｂｉ含有量の上限を０．００５００％と定めた。これらのことから、本実施形態に係る非調質鋼部品では、Ｂｉ含有量は０．０００１０％〜０．００５００％とする。Ｂｉ含有量の下限値を、０．０００１５％、０．０００２０％、０．０００３０％、０．００１００％、又は０．００２００％としても良い。Ｂｉ含有量の上限値を、０．００４５０％、０．００４２０％、又は０．００４００％としても良い。
【００３８】
Ｎ：０．００２０〜０．００８０％
Ｎは、熱間鍛造後の冷却時に主にＶ窒化物又は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する。これによりＮには、熱間鍛造部品の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効果がある。この効果を得るには、Ｎ含有量の下限を０．００２０％とする。Ｎを過剰に含有すると熱間延性が低下し、熱間加工時に割れ又は疵が発生しやすくなる場合があるので、Ｎ含有量の上限を０．００８０％とする。Ｎ含有量の下限値を０．００４０％、０．００４２％、又は０．００４５％としても良い。Ｎ含有量の上限値を０．００７５％、０．００７０％、又は０．００６０％としても良い。
【００３９】
本実施形態に係る非調質鋼部品はさらに、Ｔｉ及びＮｂからなる群から選択される１種以上を化学成分として含んでも良い。本実施形態に係る非調質鋼部品はさらに、Ｃａ、Ｚｒ、及びＭｇからなる群から選択される１種以上を化学成分として含んでも良い。ただし、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｚｒ、及びＭｇが含まれない場合でも本実施形態に係る非調質鋼部品はその課題を解決できるので、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃａ、Ｚｒ、及びＭｇそれぞれの含有量の下限値は０％である。
【００４０】
Ｔｉ：０〜０．１０％
Ｎｂ：０〜０．０５％
Ｔｉ、及びＮｂは、熱間鍛造後の冷却時に主に炭化物又は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、非調質鋼部品の延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は、破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし破断分離性を向上させる効果がある。従って、上述の効果を得るためにＴｉ含有量の下限を０．０５％としても良く、Ｎｂ含有量の下限を０．０１％としても良い。しかし、これら元素を過剰に含有するとその効果が飽和するので、Ｔｉ含有量の上限を０．１０％とし、Ｎｂ含有量の上限を０．０５％とする。
【００４１】
Ｃａ：０〜０．００５％
Ｚｒ：０〜０．００５％
Ｍｇ：０〜０．００５％
Ｃａ、Ｚｒ、及びＭｇはいずれも酸化物を形成し、Ｍｎ硫化物の晶出核となりＭｎ硫化物を均一微細分散する効果がある。従って、Ｃａ、Ｚｒ、及びＭｇそれぞれの下限値を０．００１％としても良い。一方、いずれの元素も０．００５％を超えると、熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、Ｃａ、Ｚｒ、及びＭｇそれぞれの上限は０．００５％とする。
【００４２】
本実施形態に係る非調質鋼部品の化学成分の残部は鉄（Ｆｅ）及び不純物を含む。不純物とは、非調質鋼部品を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る非調質鋼部品に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００４３】
次に上述した組織の限定理由について説明する。
【００４４】
＜鋼組織が合計９８面積％以上のフェライト及びパーライトを含み、且つフェライト組織の面積率が２０％以上＞
本実施形態に係る非調質鋼部品の組織は、合計で９８面積％以上のフェライト及びパーライトを含む、いわゆるフェライト・パーライト組織とする必要がある。フェライト及びパーライト以外の組織（マルテンサイト、ベイナイト等）は、本実施形態に係る非調質鋼部品に不測の悪影響を及ぼす恐れがあるので、２面積％未満に制限される。フェライト及びパーライトの合計量は、好ましくは９９面積％以上、９９．５面積％以上、又は１００面積％である。なお本実施形態に係る非調質鋼部品では、合計で９８面積％以上のフェライト及びパーライトを含む組織を、フェライト・パーライト組織と称する。
【００４５】
通常のフェライト・パーライト組織の鋼は、Ｃ含有量が増すほど降伏比が低下する。Ｃ含有量増大に伴う引張強さの上昇幅に対して、Ｃ含有量増大に伴う降伏強さの上昇幅は小さいからである。これは、Ｃ含有量が少ないフェライト主体のフェライト・パーライト組織では降伏点現象（不連続降伏）が生じるのに対して、Ｃ含有量が多いパーライト主体のフェライト・パーライト組織では、降伏が弾性変形から塑性変形への遷移がなめらかである連続降伏となるためである。
【００４６】
一方、本実施形態に係る非調質鋼部品では、フェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率を、Ｂｉによって微細分散されたＭｎ硫化物を用いて高めている。本発明者らは、フェライト組織の面積率を非調質鋼部品全体に対して２０面積％以上にすることにより、高炭素組成でも降伏点現象が生じ、高い降伏比が得られることを知見した。したがって、非調質鋼部品全体に対するフェライト組織の面積率の下限を２０面積％とする。非調質鋼部品全体に対するフェライト組織の面積率の下限を２２面積％、２３面積％、又は２５面積％としても良い。
【００４７】
なお、本実施形態の非調質鋼部品の組織は、フェライト組織を除くと残部がほぼパーライト組織であり、ベイナイト組織などの他の組織は生成していないことが好ましい。ただし、２面積％未満の範囲内であれば、フェライト及びパーライト以外の組織（例えばベイナイト、マルテンサイト、及びオーステナイト等）の含有は許容される。また、フェライト組織の量は多い方が好ましいので、非調質鋼部品全体に対するフェライト組織の面積率の上限値は特に限定されないが、本実施形態に係る非調質鋼部品の化学成分の範囲内では、フェライト組織の面積率の上限値は約５０面積％となることが通常である。非調質鋼部品全体に対するフェライト組織の面積率の上限を３５面積％、３０面積％、又は２８面積％としても良い。
【００４８】
＜円相当径０．５〜２．０μｍのＭｎ硫化物の個数密度が５００個／ｍｍ２以上＞
上述されたように、必要な引張強さを非調質鋼部品に付与するためには、Ｃ含有量を０．５０％以上とする必要がある。しかし、Ｃ含有量を０．５０％以上とした場合、通常であれば非調質鋼部品の金属組織が実質的にパーライトのみからなるものとなり、非調質鋼部品の降伏比が低くなる。従って、フェライト変態を促進し、フェライト量を２０面積％以上とするために、フェライトの生成核として働く円相当径０．５〜２．０μｍのＭｎ硫化物の個数密度を増大させる必要がある。以下、特に断りが無い限り、「Ｍｎ硫化物」とは円相当径０．５〜２．０μｍのＭｎ硫化物を意味する。
【００４９】
本発明者らは、Ｍｎ硫化物の効果を確認するために、以下に説明する実験を行った。まず本発明者らは、Ｃ：０．６２％、Ｓｉ：０．９２％、Ｍｎ：０．８６％、Ｐ：０．０５１％であり、その他の化学成分および製造条件が異なる種々の鋼を作成した。次に本発明者らは、これら鋼のＭｎ硫化物の個数密度及びフェライト量を測定した。これにより得られた、Ｍｎ硫化物個数密度とフェライト量との関係を示すグラフを図２に示す。
【００５０】
図２に示されるように、フェライト量を２０面積％とするために５００個／ｍｍ２以上のＭｎ硫化物が必要とされた。従って本発明者らは、Ｍｎ硫化物の個数密度の下限を５００個／ｍｍ２と定めた。また、７００個／ｍｍ２以上のＭｎ硫化物が含まれる場合、フェライト量が一層増大することが明らかになった。この場合、鋳込み後の冷却速度を上げることにより一層の効果が得られる。従って、一層の効果を得るために、Ｍｎ硫化物の個数密度の下限を７００個／ｍｍ２とすることが好ましい。また、Ｍｎ硫化物の個数密度の下限を６３０個／ｍｍ２、６５０個／ｍｍ２、又は７５０個／ｍｍ２としてもよい。なお、Ｍｎ硫化物の個数密度の上限を定める必要はないが、上述された化学成分の範囲内では、Ｍｎ硫化物の個数密度の実質的な上限は約１４００個／ｍｍ２になると推定される。
【００５１】
なお、円相当径０．５μｍ未満のＭｎ硫化物（以下「超微細Ｍｎ硫化物」と称する）について考慮する必要は無い。超微細Ｍｎ硫化物の個数密度が非調質鋼部品に及ぼす影響は十分に明らかにはなっていないが、少なくとも、Ｍｎ硫化物の個数密度が上述の範囲内である限り、フェライト量及び降伏値を規定範囲内にすることが可能であると確認されたからである。また、円相当径２．０μｍ超のＭｎ硫化物（以下「粗大Ｍｎ硫化物」と称する）について考慮する必要は無い。粗大Ｍｎ硫化物は、破断分離性などに悪影響を及ぼす可能性が有るが、Ｍｎ及びＳの含有量及びＭｎ硫化物の個数密度が上述の範囲内である限り、粗大Ｍｎ硫化物の発生が抑制され、破断分離性が目標値を下回ることはない。
【００５２】
個数制御の対象となる円相当径０．５〜２．０μｍのＭｎ硫化物に関し、平均粒径等を規定する必要は無い。フェライトの核となりうる円相当径０．５〜２．０μｍのＭｎ硫化物の個数密度が上記範囲内である限り、Ｍｎ硫化物の個数密度が多いほどフェライトの面積率が高くなる。円相当径がこの範囲外であるＭｎ硫化物はフェライト面積率向上に寄与しない。さらに、Ｍｎ硫化物の平均粒径とフェライトの面積率との間には相関関係がない。以上の事項に鑑みて、Ｍｎ硫化物の平均粒径を規定する必要が無い。
【００５３】
本実施形態に係る非調質鋼部品の組織及びＭｎ硫化物の個数密度の測定方法は以下の通りである。
フェライト及びパーライトの面積率は、常法に従って測定すればよい。例えば、非調質鋼部品を切断し、断面を鏡面研磨及びナイタール腐食液でエッチングすることにより組織を現出させ、断面の２００倍の組織拡大写真を光学顕微鏡で撮影し、拡大写真を画像解析ソフトウェア（例えば、Ｌｕｚｅｘ：株式会社ニレコ商品名）を用いて解析することにより、フェライト及びパーライトの面積率が求められる。拡大写真の撮影箇所も特に限定されない。ただし、測定精度を向上させるために、少なくとも５つの測定箇所で上述の測定を行い、各測定箇所でのフェライト及びパーライトの面積率測定値の平均値を、非調質鋼部品の組織のフェライト及びパーライトの面積率とみなすことが好ましい。
非調質鋼部品中のＭｎ硫化物のサイズ分布（円相当径、個数密度）は、非調質鋼部品を長手方向に平行な断面を切断し、断面を鏡面研磨後、光学顕微鏡にて１０００倍の組織写真を撮影し、画像解析ソフトウェア（Ｌｕｚｅｘ：株式会社ニレコ商品名）を用いて組織写真を解析することにより求められる。この解析結果に基づけば、組織写真における円相当径０．５〜２．０μｍのＭｎ硫化物の個数密度が求められる。拡大写真の撮影箇所は特に限定されない。ただし、測定精度を向上させるために、少なくとも１０の測定箇所で上述の測定を行い、各測定箇所での円相当径０．５〜２．０μｍのＭｎ硫化物の個数密度の平均値を、非調質鋼部品の円相当径０．５〜２．０μｍのＭｎ硫化物の個数密度とみなすことが好ましい。
【００５４】
本実施形態の非調質鋼部品としての破断分離型コンロッド１であれば、突き合わせ面の新たな加工や位置決めピンが不要となり、大幅な製造工程の簡略化をなし得る。
【００５５】
本実施形態に係る非調質鋼部品の製造方法は、上述の本実施形態に係る非調質鋼部品の化学成分を有する鋼を、鋳造、熱間圧延、及び熱間鍛造する工程を含む。
【００５６】
鋳造条件は特に限定されず、通常の条件とすればよい。しかしながら、鋳込み後の１３００℃〜１５００℃の範囲内での平均冷却速度を７℃／分以上とすることが好ましい。これにより、Ｍｎ硫化物を一層微細分散させ、Ｍｎ硫化物の個数密度を６００個／ｍｍ２以上とすることができる。熱間圧延条件も特に限定されず、通常の条件とすればよい。
【００５７】
熱間鍛造においては、鍛造後の冷却速度を小さくする必要がある。本実施形態に係る非調質鋼部品のフェライト組織の面積率は、鍛造後の冷却時、即ち放冷による空冷時又は衝風冷却装置による衝風冷却時に冷却速度を変えることで変化する。例えば、１３００℃〜１５００℃の範囲内での平均冷却速度を３．５℃／秒以上の範囲まで速くすることで、フェライト組織の面積率が２０％面積未満になる。従って、鍛造後の冷却時には１３００℃〜１５００℃の範囲内での平均冷却速度を３．５℃／秒未満とする必要があり、鍛造後の冷却の手段を自然放冷とすることが好ましい。自然放冷をした場合、１３００℃〜１５００℃の範囲内での平均冷却速度は３．５℃／秒未満となることが通常である。鍛造後の冷却の手段を水冷等のいわゆる強制冷却とすることは好ましくない。
【００５８】
本実施形態に係る非調質鋼部品の用途は特に限定されないが、破断分離して用いられる機械部品、例えば破断分離型コンロッドに適用された場合、特に好適な効果を奏する。
【００５９】
図３は本発明に係る破断分離型コンロッド（非調質鋼部品）の一例を示す分解斜視図である。この例の破断分離型コンロッド１は、図３に示すように上下に分割されたロッド付半円弧状のアッパ側半割体２と、半円弧状のロア側半割体３とから構成されている。アッパ側半割体２の半円弧部２Ａの両端側にはそれぞれロア側半割体３に固定するためのねじ溝を有するねじ孔５が形成され、ロア側半割体３の半円弧部３Ａの両端側にはそれぞれアッパ側半割体２に固定するための挿通孔６が形成されている。
【００６０】
アッパ側半割体２の半円弧部２Ａとロア側半割体３の半円弧部３Ａとを円環状に合わせて相互の両端側の挿通孔６とねじ孔５に結合ボルト７を挿通し、螺合することで円環状のビッグエンド部８が構成されている。アッパ側半割体２のロッド部２Ｂの上端側には円環状のスモールエンド部９が形成されている。
【００６１】
図３に示す構造の破断分離型コンロッド１は、自動車エンジン等の内燃機関のピストンの往復運動を回転運動に変換するために内燃機関に組み込まれ、スモールエンド部９が図示略のピストンに接続され、ビッグエンド部８が内燃機関のコネクティングロッドジャーナル（図示略）に接続される。
【００６２】
本実施形態の破断分離型コンロッド１は上述された成分、組織、及びＭｎ硫化物分散状態を備える非調質鋼から形成され、アッパ側半割体２の半円弧部２Ａとロア側半割体３の半円弧部３Ａとは、元々１つの円環状部品であった部分を脆性破断して形成される。一例として、熱間鍛造品の一部に切欠きを設けてその切欠きを起点として脆性的に破断分離して、アッパ側半割体２の半円弧部２Ａの突き合わせ面２ａとロア側半割体３の半円弧部３Ａの突き合わせ面３ａとを形成する。これらの突き合わせ面２ａ、３ａは元々１つの部材を破断分離して形成しているので、良好な位置合わせ精度で突合せが可能となる。
【００６３】
この構造の破断分離型コンロッド１は突き合わせ面の新たな加工や位置決めピンが不要となり、大幅な製造工程の簡略化がなされる。
【００６４】
破断分離型コンロッド１は、一例として、質量％で、Ｃ：０．５０〜０．６５％、Ｓｉ：０．６０〜１．２０％、Ｍｎ：０．６０〜１．００％、Ｐ：０．０４０〜０．０６０％、Ｓ：０．０６０〜０．１００％、Ｃｒ：０．０５〜０．２０％、Ｖ：０．２５〜０．４０％、Ｂｉ：０．０００１０〜０．００５００％、Ｎ：０．００２０〜０．００８０％、Ｔｉ：０〜０．１０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｚｒ：０〜０．００５％、及びＭｇ：０〜０．００５％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、鋼組織が合計９８面積％以上のフェライト及びパーライトを含み、そのうちフェライト組織の面積率が鋼全体に対して２０面積％以上であり、円相当径が０．５〜２．０μｍのＭｎ硫化物の個数密度が５００〜１２００個／ｍｍ２である鋼からなる。この組成の鋼を熱間鍛造して空冷し、非調質鋼とすることで、上述の目的特性の非調質鋼製品が得られる。
【実施例】
【００６５】
本発明を実施例によって以下に詳述する。なお、これら実施例は本発明の技術的意義、効果を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。【００６６】
以下の表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。１３００℃〜１５００℃の範囲内での鋳込み後の平均冷却速度（「鋳込後冷却速度」）は、表１に記載された通りとした。次に熱間圧延によって、鋼を直径が４５ｍｍの棒鋼形状とした。表１の下線が付された値は、本発明の範囲外の値であることを示す。また、表１の記号「−」は、その記号に係る元素が添加されていないことを示す。【００６７】
次に、組織、機械的性質を調べるため、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棒鋼を鍛造して、棒鋼の厚さを２０ｍｍとした。熱間鍛造後の棒鋼（鍛造材）を、自然放冷（放冷）による空冷、又は衝風冷却装置による衝風冷却によって室温まで冷却した。熱間鍛造後の冷却方法（「熱鍛後冷却方法」）は、表１に記載された通りとした。衝風冷却を実施した鍛造材の平均冷却速度は１３００℃〜１５００℃の範囲内で約３．８℃／秒であった。このように冷却速度を変えることによって、フェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率を造り分けた。冷却後の鍛造材から、ＪＩＳ４号引張試験片を加工した。【００６８】
引張試験はＪＩＳＺ２２４１に準拠して常温で２０ｍｍ／ｍｉｎの速度にて実施した。引張強さが１１３０ＭＰａ未満、又は降伏強さが９００ＭＰａ未満となる試験片は強度が劣ると判断した。また、降伏比（＝降伏強さ／引張強さ）が、小数点以下第３位で四捨五入して０．８０未満となる試験片は強度が劣ると判断した。【００６９】
上記引張試験片と同一部位から１０ｍｍ角サンプルを切り出し、長手方向の垂直方向から鋼中にあるＭｎ硫化物の形態やフェライト・パーライト組織を観察した。【００７０】
鋼中にある円相当径が０．５〜２．０μｍのＭｎ硫化物の個数密度（「Ｍｎ硫化物個数密度」）、及び鋼中にある円相当径０．１μｍ以上のＭｎ硫化物の平均アスペクト比（「Ｍｎ硫化物アスペクト比」）を、以下の手順で測定した。鋼の断面を鏡面に研磨後、光学顕微鏡にて研磨面の倍率１０００倍の組織写真を１０枚撮影し、各組織写真におけるＭｎ硫化物個数密度及びＭｎ硫化物アスペクト比を、画像解析ソフトウェア（Ｌｕｚｅｘ：ルーゼックス：株式会社ニレコ商品名）を用いて解析することによって求めた。各組織写真におけるＭｎ硫化物個数密度及びＭｎ硫化物アスペクト比の平均値を、鋼のＭｎ硫化物個数密度及びＭｎ硫化物アスペクト比とみなした。Ｍｎ硫化物の短軸長さは鍛錬成形比で決まり、またＭｎ硫化物の量はＳ量で決まるため、Ｍｎ硫化物のアスペクト比が１に近い方がＭｎ硫化物の大きさは小さく、個数密度は多い。
また、フェライト及びパーライトの合計面積率（「フェライト＋パーライト合計面積率」）、及びフェライトの面積率（「フェライト面積率」）を測定するために、ナイタール腐食液で研磨面の腐食を行い、光学顕微鏡で腐食面の２００倍の組織写真を５枚撮影し、各組織写真におけるフェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率を画像解析ソフトウェア（Ｌｕｚｅｘ：株式会社ニレコ商品名）を用いた解析によって求め、各組織写真におけるフェライト組織の面積率を平均した。
さらに、鋼の破断分離性を評価するために、Ｘ方向破面変形量及びＹ方向破面変形量の測定を行った。破断分離後の破断面をつき合わせてボルト締めし、破断方向と垂直方向をＸ方向、破断方向をＹ方向として内径の変化量を測定した。Ｘ方向破面変形量及びＹ方向破面変形量の少なくとも片方が１００μｍ以上となった試料は、破断分離性が不良であると見なされた。【００７１】
【表１】
2017110910.tif 000003
【００７２】
【表２】
2017110910.tif 000004
【００７３】
表１及び表２において、鋼Ｎｏ．Ａ〜Ｖの本発明例は、いずれも化学成分及びフェライト量が本発明の規定範囲内とされたものである。これら本発明例は、Ｍｎ硫化物個数密度が適切に制御されたので、降伏強さが９００ＭＰａ以上となった。本発明例を非調質鋼部品とした場合、優れた強度、優れた降伏強さ及び降伏比、並びに優れた破断分離性の全てを有する非調質鋼部品が得られる。【００７４】
これに対して、比較例Ｗは、フェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率が２０％以下のため、降伏比が低く、降伏強さが低くなった。
比較例Ｘは、Ｃの含有量が不足したので、必要な降伏強さが得られなかった。
比較例Ｙは、Ｃの含有量が多すぎたので、フェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率が２０％以下となった。このため、比較例Ｙは降伏比が低く、必要な降伏強さが得られなかった。
比較例Ｚは、Ｍｎの含有量が不足したので、Ｍｎ硫化物の量が不足してＭｎ硫化物個数密度が不足した。このため、比較例Ｚはフェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率が２０％以下となり、降伏比が低く、必要な降伏強さが得られなかった。
比較例ＡＡは、Ｓの含有量が不足したので、Ｍｎ硫化物の量が不足してＭｎ硫化物個数密度が不足した。このため、比較例ＡＡはフェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率が２０％以下となり、降伏比が低く、必要な降伏強さが得られなかった。
比較例ＡＢ、ＡＥはＣｒの含有量が多い、またはＮの含有量が少ないためベイナイト組織が発生した。このため比較例ＡＢ、ＡＥは降伏比が低く、必要な降伏強さが得られなかった。
比較例ＡＣはＢｉを含有していないため、ＢｉによるＭｎ硫化物の微細分散効果がなく、フェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率が２０％以下となった。このため、比較例ＡＣは降伏比が低く、必要な降伏強さが得られなかった。
比較例ＡＤはＢｉの含有量が多く、かえってＢｉによるＭｎ硫化物微細分散効果が低減しフェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率が２０％以下となった。このため比較例ＡＤは降伏比が低く、必要な降伏強さが得られなかった。
【符号の説明】
【００７５】
１…破断分離型コンロッド（非調質鋼部品）
２…アッパ側半割体
２Ａ…半円弧部
２Ｂ…ロッド部
２ａ…突き合わせ面
３…ロア側半割体
３Ａ…半円弧部
３ａ…突き合わせ面
５…ねじ孔
６…挿通孔
７…結合ボルト
８…ビッグエンド部
９…スモールエンド部
【図１】
2017110910.tif 000005
【図２】
2017110910.tif 000006
【図３】
2017110910.tif 000007
【国際調査報告】
2017110910.tif 000008
2017110910.tif 000009
2017110910.tif 000010
2017110910.tif 000011