(57)【要約】【課題】使用温度範囲内では適度な靱性を有し、従来の低温で破断するものが必要とした液体窒素冷却等による極低温領域はもちろんのこと、安価に到達可能な低温領域で破断分離が容易な非調質鋼及び低温で破断分離する勘合部材を提供すること。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０３〜０．１５％、Ｓ：０．０１〜０．１５％、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、ｓ−Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００５〜０．０３５％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％及びＯ：０．００１〜０．０１％を含有し、０．６≦Ｃeq≦０．８５及び０≦ＴTr≦１．５を満たし、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする低温で破断分離が容易な非調質鋼。【選択図】図２
2004183094.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で（以下同じ）、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０３〜０．１５％、Ｓ：０．０１〜０．１５％、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、ｓ−Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００５〜０．０３５％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％及びＯ：０．００１〜０．０１％を含有し、かつ下記式１及び式２を満たし、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする低温で破断分離が容易な非調質鋼。
式１・・・０．６≦Ｃeq≦０．８５
ただし、Ｃeq＝Ｃ＋0.07×Si＋0.16×Mn＋0.61×Ｐ
＋0.19×Cu＋0.17×Ni＋0.2 ×Cr
式２・・・０≦ＴTr≦１．５
ただし、ＴTr＝（Ｃ＋0.8 ×Si＋5 ×Ｐ）−0.５×（Mn＋Cr＋Cu＋Ni）
【請求項２】
上記残部のＦｅの一部に代えてＴｉ：０．０２％以下及びＺｒ：０．０２％以下のうらの１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１記載の低温で破断分離が容易な非調質鋼。
【請求項３】
上記残部のＦｅの一部に代えてＰｂ：０．３％以下及びＢｉ：０．３％以下のうらの１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１又は請求項２記載の低温で破断分離が容易な非調質鋼。
【請求項４】
Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０３〜０．１５％、Ｓ：０．０１〜０．１５％、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、ｓ−Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００５〜０．０３５％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％及びＯ：０．００１〜０．０１％を含有し、かつ下記式１及び式２を満たし、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする低温で破断分離する勘合部材。
式１・・・０．６≦Ｃeq≦０．８５
ただし、Ｃeq＝Ｃ＋0.07×Si＋0.16×Mn＋0.61×Ｐ
＋0.19×Cu＋0.17×Ni＋0.2 ×Cr
式２・・・０≦ＴTr≦１．５
ただし、ＴTr＝（Ｃ＋0.8 ×Si＋5 ×Ｐ）−0.５×（Mn＋Cr＋Cu＋Ni）
【請求項５】
上記残部のＦｅの一部に代えてＴｉ：０．０２％以下及びＺｒ：０．０２％以下のうらの１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１記載の低温で破断分離する勘合部材。
【請求項６】
上記残部のＦｅの一部に代えてＰｂ：０．３％以下及びＢｉ：０．３％以下のうらの１種又は２種を含有することを特徴とする請求項４又は請求項５記載の低温で破断分離する勘合部材。
【請求項７】
上記勘合部材がエンジン用コンロッドであることを特徴とする請求項４乃至請求項６のいずれか１項記載の低温で破断分離する勘合部材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鍛造後に二個以上の部品に破断分離して用いる勘合部材などに適した低温で破断分離が容易な非調質鋼及びこの非調質鋼からなる低温で破断分離するエンジン用コンロッドなどの勘合部材に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、エンジン用コンロッド（コネクティングロッド）のような鍛造後に二個の部品に分離してクランクシャフトに連接する部品等のような勘合部材では、最終形状に一体鍛造後、仕上げの機械加工を施し、その後機械加工によって二個に分割して使用していた。しかし、この製造方法は、切断部分に切り代として余分な材料を要するとともに、切断後に分離面を切削加工し、研磨などによって仕上げる必要があるため、コストの上昇の原因となっている。
【０００３】
これらの問題を解決するため、コンロッドの場合には、コンロッドを最終形状に加工した後、破断分離によって分割する方法が提案されている。この破断分離は、図１（Ａ）に示すようにコンロッド１の大端部２に切り欠き溝４を形成した後に室温で荷重を加えることにより図１（Ｂ）に示すように大端部をキャップ部５とロッド部６に破断させて分割する方法である。この方法を実施するためには、破断分離時の変形を抑制するとともに容易に分割できるようにするため、室温で低延性の材料が要求されている。この要求を満たすためにＳｉ、Ｖ及びＰの含有量を調整して室温の靱延性を抑制させた材料（図２の室温で破断分離する鋼参照）が開発されている（例えば、特許文献１及び特許文献２参照。）。  
【０００４】
しかし、一般にコンロッドのような部品を上記切り欠き溝を形成しただけで変形せず容易に破断できるような鋼で設計、加工する場合には、存在する僅かな切り欠などの欠陥の影響を十分考慮しなければならず、結果として重量増を招くという問題がある。また高価なＶを多量に添加する必要があるため、コストを低減するメリットが減少するという問題もある。
【０００５】
そこで、合金の成分組成によらず、鋼の低温脆性現象を利用して低温で破断分離する方法が提案されている（例えば、特許文献３参照。）。この方法によればコンロッドの使用温度では十分な靱性を有し、破断分離時のみコンロッドを脆化させることが可能である。  しかし、通常の鉄鋼材料では破断分離を実施するためには−１３０℃以下に冷却をする必要があり（図２参照）、その冷却のための冷媒として液体窒素（−１９６℃）を用いる必要があるので、冷却するためのコストが非常に高くなるという問題がある。
【特許文献１】特開平９−１１１４１２号公報
【特許文献２】特開平１０−２１９３８９号公報
【特許文献３】特開２００１−３９２４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、使用温度範囲内では適度な靱性を有し、従来の低温で破断するものが必要とした液体窒素冷却等による極低温領域はもちろんのこと、安価に到達可能な低温領域で破断分離が容易な非調質鋼及び低温で破断分離する勘合部材を提供することを課題としている。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記課題を解決するため、本発明者らは、コンロッドなどの破断分離して使用する機械部品に必要な靱性値、変形なく容易に破断分離することができる靱性値、これらの靱性値を満たし、かつ液体窒素より高い温度の冷媒で冷却しても破断分離が容易な鋼の成分組成などについて鋭意研究したところ、─６０℃以下で変形なく容易に破断分離することができれば、冷媒としてドライアイス＋エタノール寒剤を用いることができるので、コストが低くかつ冷却が容易であること、コンロッドなどの破断分離して使用する機械部品に必要な靱性は、シャルピー衝撃値（２ｍｍＶノッチの試験片によるもの、以下同じ。）で１０Ｊ／ｃｍ2 以上であること、変形なく容易に破断分離することができる靱性は、シャルピー衝撃値で５Ｊ／ｃｍ2 以下であること、これらの衝撃値を満たし、かつ─６０℃以下で変形なく容易に破断分離をすることができる鋼の成分組成は、Ｃ，Ｓｉ，Ｐ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｃｕ及びＮｉ含有量を特許請求の範囲に記載したように適正にすることによって達成できること等の知見を得た。
本発明は、これらの知見に基づいて発明をされたものである。
【０００８】
すなわち、本発明の低温で破断分離が容易な非調質鋼においては、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０３〜０．１５％、Ｓ：０．０１〜０．１５％、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、ｓ−Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００５〜０．０３５％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％及びＯ：０．００１〜０．０１％を含有し、更に必要に応じてＴｉ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．０２％以下、Ｐｂ：０．３％以下及びＢｉ：０．３％以下のうらの１種又は２種以上を含有し、また下記式１及び式２を満たし、残部をＦｅ及び不可避不純物からなるものとすることである。
式１・・・０．６≦Ｃeq≦０．８５
ただし、Ｃeq＝Ｃ＋0.07×Si＋0.16×Mn＋0.61×Ｐ
＋0.19×Cu＋0.17×Ni＋0.2 ×Cr
式２・・・０≦ＴTr≦１．５
ただし、ＴTr＝（Ｃ＋0.8 ×Si＋5 ×Ｐ）−0.５×（Mn＋Cr＋Cu＋Ni）
【０００９】
また、本発明の低温で破断分離する勘合部材においては、使用する非調質鋼をＣ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０３〜０．１５％、Ｓ：０．０１〜０．１５％、Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．０％、ｓ−Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００５〜０．０３５％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％及びＯ：０．００１〜０．０１％を含有し、更に必要に応じてＴｉ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．０２％以下、Ｐｂ：０．３％以下及びＢｉ：０．３％以下のうらの１種又は２種以上を含有し、また下記式１及び式２を満たし、残部をＦｅ及び不可避不純物からなるものとすることである。
式１・・・０．６≦Ｃeq≦０．８５
ただし、Ｃeq＝Ｃ＋0.07×Si＋0.16×Mn＋0.61×Ｐ
＋0.19×Cu＋0.17×Ni＋0.2 ×Cr
式２・・・０≦ＴTr≦１．５
ただし、ＴTr＝（Ｃ＋0.8 ×Si＋5 ×Ｐ）−0.５×（Mn＋Cr＋Cu＋Ni）
【発明の効果】
【００１０】
本発明の低温で破断分離が容易な非調質鋼及び低温で破断分離する勘合部材は、上記構成にしたことにより、次のような優れた効果を奏する。
（１）図２の本発明鋼に示すように通常の使用温度範囲内ではコンロッドなどの機械部品に必要な靱性（シャルピー衝撃値で１０Ｊ／ｃｍ2 ）より高くなるとともに、破断分離するために冷却する温度の−６０℃以下では変形なく容易に破断分離することができる靱性（がシャルピー衝撃値で５Ｊ／ｃｍ2 ）より低くなる。
（２）従来提案されているものより高い温度の−６０℃以下で破断分離が変形なく容易に実施することができる。
（３）高価を元素を含有していないので、安価である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
次に、本発明の低温で破断分離が容易な非調質鋼及び低温で破断分離する勘合部材の成分組成、Ｃeq及びＴTrを上記のように特定している理由を説明する。
Ｃ：０．１５〜０．３５％
Ｃは、強度を高くするとともに、最適な衝撃遷移曲線を得るために必要な元素である。Ｃ含有量が低い鋼では図３に示すように上部棚エネルギーと下部棚エネルギーの差が大きく、その遷移も急激であるが、遷移温度は低くなる。他方、Ｃ含有量が高い鋼では上部棚エネルギーと下部棚エネルギーの差が小さく、その遷移も緩やかであるが、遷移温度は上昇する。本発明のように−６０℃以下に冷却して破断分離を行う場合には、上部棚エネルギーはできるだけ高く、−１０〜−６０℃で急激に衝撃値が低下し、−６０℃以下では下部棚エネルギーとなっている必要がある。そのため、本発明ではＣ含有量の上限を０．３５％とする。他方、Ｃ含有量を低下させ過ぎると十分な強度が得られないので、その下限を０．１５％とする。
【００１２】
Ｓｉ：０．５〜２．０％
Ｓｉは、鋼溶製時において脱酸作用を有しているとともに、Ｖの代替元素としてフエライト中に固溶し、破断分離時の塑性変形の主な原因である軟質相であるフエライトの強度、耐力及び疲労強度を向上させて破断分離時の変形を抑制し、破断面の密着性を向上させる元素である。また遷移温度を上昇させて低温での破断分離特性を向上させる元素でもある。それらの作用効果を得るためには０．５％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると硬さが著しく増加して被削性を低下させるので、その上限を２％とする。
【００１３】
Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｍｎは、基地に固溶して強度を高めるとともに、衝撃遷移温度を低下させて室温での靱性を向上させるので、そのために含有させる元素である。本発明では、Ｓｉ、Ｐによる衝撃遷移温度の大きな上昇を抑制する働きがあるものである。これらの作用効果を得るためには０．５％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると鍛造後にベイナイトが生成し、硬さが著しく増加して被削性を低下させるので、その上限を１．５％とする。
【００１４】
Ｐ：０．０３〜０．１５％
Ｐは、不可避な不純物であり、粒界に偏析して靱性を低下させるので、できるだけ低く抑えるのが一般的であるが、破断分離を行う本発明では破断時の変形を抑制し、破断面の密着性を向上させるために非常に有効であるので、積極的に含有させる元素である。またＰは、Ｓｉと同様にＶの代替元素としてフェライト中に固溶してフェライトの強度を向上させることによって耐力及び疲労強度を向上させるのに有効であり、また衝撃遷移温度を大きく上昇させるので、それらのためにも含有させる元素でもある。それらの作用効果を得るためには０．０３％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると室温での衝撃値も著しく低下させるので、その上限を０．１５％とする。
【００１５】
Ｓ：０．０１〜０．１５％
Ｓは、Ｍｎと硫化物を生成して被削性を改善するので、そのために含有させる元素である。その作用効果を得るためには０．０１％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると熱間加工性を劣化せさるので、その上限を０．１５％以下とする。
【００１６】
Ｃｕ：０．０１〜０．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％
ＣｕとＮｉは、Ｍｎ、Ｃｒと同様に室温の衝撃値を向上させるとともに、遷移温度を低下させるので、それらのために含有させる元素である。それらの作用効果を得るには０．０１％以上含有させる必要があるが、多くなるとコストが高くなる（Ｍｎ及びＣｒに比較して高価であるため）ので、その上限を０．５％とする。なお、スクラップを主原料とする電気炉溶解材は、Ｃｕ及びＮｉが０．０５〜０．２％混入しているので、この範囲で使用するのが、コスト的には有利である。
【００１７】
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは、基地に固溶し強度を高めるとともに、衝撃遷移温度を低下させて室温での靱性を高くするので、それらのために含有させる元素である。本発明では、Ｓｉ、Ｐによる衝撃遷移温度の大きな上昇を抑制する働きがある。これらの作用効果を得るためには０．０１％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると鍛造後にベイナイトが生成し、硬さが著しく増加して被削性を低下させるので、その上限を１．０％とする。
【００１８】
ｓ−Ａｌ：０．００１〜０．０１％
ｓ−Ａｌ（酸可溶性Ａｌ）は、鋼溶製時において脱酸作用を有しているとともに、微細な窒化物を形成して熱間鍛造時の結晶粒の粗大化を抑制し、強度を向上させるので、それらのために含有させる元素である。それらの作用効果を得るためには０．００１％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎるとその効果が飽和するので、その上限を０．０１％とする。
【００１９】
Ｎ：０．００５〜０．０３５％
Ｎは、不可避な不純物でもあるが、Ａｌと化合して微細な窒化物を形成して鋼中に分散することにより熱間鍛造時の結晶粒の粗大化を抑制する元素である。この作用効果は０．００５％以下でもあるが、０．００５％以下にすることは経済でないのでその下限を０．００５％とする。また、多量に含有させると鋳造欠陥の原因となるので、その上限を０．０３５％とする。
【００２０】
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％
Ｃａは、ＭｎＳ中のＭｎの一部と置換してＣａが固溶したＭｎＳを形成し、これが切削加工時の工具に付着して被削性を改善するので、そのために含有させる元素である。その作用効果を得るためには０．０００１％以上含有させる必要があるが、多量に添加しても効果が飽和するので、その上限を０．０１％とする。
【００２１】
Ｏ：０．００１〜０．０１％
上記Ｃａが固溶したＭｎＳを得るためには隣接してＣａの酸化物が存在する必要がる。Ｏは、不可避な不純物でもあるが、上記Ｃａの酸化物を生成するために必要な元素である。その作用効果を得るためには０．００１％以上含有させる必要があるが、多くなり過ぎると酸化物系の介在物が多くなって熱間加工時の割れを発生し易くなるので、その上限を０．０１％とする。
【００２２】
Ｔｉ：０．０２％以下、Ｚｒ：０．０２％以下
ＴｉとＺｒは、ＭｎＳの分布状態を微細化し、機械加工時の切り屑の破砕性を向上させるので、そのために含有させる元素である。しかし、過剰に含有させても効果が飽和するとともに経済的に不利となるので、その上限を０．０２％とする。
【００２３】
Ｐｂ：０．３％以下、Ｂｉ：０．３％以下  
ＰｂとＢｉは、いずれも被削性を向上させるので、被削性をさらに向上させる場合に必要に応じて含有させる元素である。しかし、過剰に含有させると強度や熱間加工性を低下させるので、その上限を０．３％以下とする。
【００２４】
０．６≦Ｃeq≦０．８５
ただし、Ｃeq＝Ｃ＋0.07×Si＋0.16×Mn＋0.61×Ｐ
＋0.19×Cu＋0.17×Ni＋0.2 ×Cr
Ｃeqは、非調質鋼の鍛造後硬さを指標する値であり、この値を調節することにより鍛造後の硬さを管理することができるものである。このＣeqを０．６以上にするのは、０．６未満では硬さが低過ぎるて強度が不足するとともに、衝撃遷移温度が低下して−６０℃以下での破断分離特性が低下するからである。またその上限を０．８５とするのは、Ｃeqが高過ぎると室温での靱性が低下するとともに、硬くなり過ぎて被削性も低下するからである。
【００２５】
０≦ＴTr≦１．５
ただし、ＴTr＝（Ｃ＋0.8 ×Si＋5 ×Ｐ）−0.５×（Mn＋Cr＋Cu＋Ni）
衝撃遷移温度は、上記のように硬さだけでなく合金元素の影響を受けて変化するものであり、Ｃ、Ｓｉ及びＰの含有量の増加によって上昇し、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃｕ及びＮｉの増加によって低下するものである。ＴTrを０以上にするのは、０未満では衝撃遷移温度が低下して─６０℃以下で破断分離特性が低下するからである。すなわち、シャルピー衝撃値が５Ｊ／ｃｍ2 以下にならないからである。またその上限を１．５とするのは、ＴTrが高過ぎると衝撃遷移温度が高くなり過ぎて室温での靱性が低下するからである。すなわちシャルピー衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ2 以上にならないからである。
【００２６】
本発明の低温で破断分離が容易な非調質鋼及び低温で破断分離する勘合部材は、上記理由により上記成分組成の範囲内であり、かつ上記２つの式を満たし、残部をＦｅ及び不可避不純物とすものである。
【実施例】
【００２７】
次に、本発明の実施例を説明する。
実施例１
下記表１に示す成分組成の本発明例及び比較例の鋼を溶製したのち造塊し、熱間鍛造を行って５０ｍｍ角の鍛造素材とし、これを１２００℃で６０分加熱した後直径２２ｍｍの丸棒に熱間鍛造を行い、重ね合わないように適当な間隔をおいて床に放置して室温まで冷却した。この丸棒より硬さ試験片、平行部径８ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片及びＪＩＳ４号衝撃試験片を切り出し試験に供した。
【００２８】
硬さは、鍛造した２２ｍｍの丸棒の１／２Ｒ部の硬さをロックウェル硬度計を用いて室温で測定した。その結果を表２に示す。
疲労試験は、上記試験片を用いて小野式回転曲げ疲労試験機を用いて室温で実施した。その結果を表２に示す。
衝撃試験は、上記試験片を用いてシャルピー衝撃試験機を用いて室温と−６０℃で実施した。その結果を表２に示す。
【００２９】
【表１】
2004183094.tif 000003
【００３０】
【表２】
2004183094.tif 000004
【００３１】
表２の結果によると、本発明例は、硬さが９７．３〜１０３．３ＨＲＢ、疲れ限度が４１１〜５５９ＭＰａ、またシャルピー衝撃値（以下、「衝撃値」という。）が室温で１３〜２０Ｊ／ｃｍ2 、−６０℃で２〜５Ｊ／ｃｍ2 であった。これらは、いずれも硬さが１００ＨＲＢ前後であり、疲れ限度が４１０ＭＰａ以上であり、また衝撃値がコンロッドなどに必要な室温の衝撃値である１０Ｊ／ｃｍ2 以上であり、かつ−６０℃で変形なく容易に破断分離できる５Ｊ／ｃｍ2 以下であった。
【００３２】
これに対して、Ｃ又はＳｉ含有量が本発明より少ない比較例Ａ及びＣは、室温での衝撃値が本発明例より高いが、硬さ及び疲れ限度が本発明例より低く、また−６０℃での衝撃値が変形なく容易に破断分離できる衝撃値（５Ｊ／ｃｍ2 ）より高い８Ｊ／ｃｍ2 又は９Ｊ／ｃｍ2 であった。
Ｃ含有量が本発明より多く、Ｃeqが本発明より高い比較例Ｂは、硬さ及び疲れ限度が本発明例と同程度であり、−６０℃での衝撃値が変形なく容易に破断分離できる衝撃値以下であったが、室温での衝撃値がコンロッドなどに必要な衝撃値（１０Ｊ／ｃｍ2 ）以下の９Ｊ／ｃｍ2 であった。
【００３３】
Ｓｉ又はＰ含有量が本発明より多く、Ｃeq及びＴTrが本発明より高い比較例Ｄ及びＧは、硬さ及び疲れ限度が本発明例より高く、−６０℃での衝撃値が変形なく容易に破断分離できる衝撃値以下であったが、室温での衝撃値がコンロッドなどに必要な衝撃値以下の８Ｊ／ｃｍ2 又は９Ｊ／ｃｍ2 であった。
Ｍｎ又はＣｒ含有量が本発明より多い比較例Ｅ及びＩは、硬さが本発明例より高く、組織がベイナイトであるため、硬さが高く、また被削性も著しく低下するので、コンロッドなどの機械部品には適していなことが明らかであるので、疲れ限度及び衝撃値を測定しなかった。
【００３４】
Ｐ含有量が本発明より少ない比較例Ｆは、硬さが本発明例と同程度であり、室温での衝撃値が本発明例より高いが、疲れ限度が本発明例より低く、また−６０℃での衝撃値が変形なく容易に破断分離できる衝撃値より高い１２Ｊ／ｃｍ2 であった。
Ｓ含有量が本発明より多い比較例Ｈは、硬さが本発明例と同程であり、また室温での衝撃値がコンロッドなどに必要な衝撃値以上であり、かつ−６０℃で変形なく容易に破断分離できる衝撃値以下であったが、疲れ限度が本発明例より低かった。
【００３５】
ｓ−Ａｌ又はＮ含有量が本発明より少ない比較例Ｊ及びＫは、硬さが本発明例と同程であり、−６０℃での衝撃値が変形なく容易に破断分離できる衝撃値以下であったが、疲れ限度が本発明例より低く、また室温での衝撃値がコンロッドなどに必要な衝撃値以下の９Ｊ／ｃｍ2 又は８Ｊ／ｃｍ2 であった。
ＴTrが本発明より高い比較例Ｌは、硬さ及び疲れ限度が本発明例と同程度であり、また−６０℃での衝撃値が変形なく容易に破断分離できる衝撃値以下であったが、室温での衝撃値がコンロッドなどに必要な衝撃値以下の８Ｊ／ｃｍ2 であった。
【００３６】
ＴTrが本発明より低い比較例Ｍは、室温での衝撃値がコンロッドなどに必要な衝撃値以上であったが、硬さ及び疲れ限度が本発明例より低く、−６０℃での衝撃値も変形なく容易に破断分離できる衝撃値以上の１０Ｊ／ｃｍ2 であった。
Ｃ含有量が高く、Ｏ含有量が本発明例より少なく、Ｃａを含有しない従来鋼（JIS S45C) の比較例Ｎは、室温での衝撃値がコンロッドなどに必要な衝撃値以上であり、硬さが本発明例と同程度であったが、疲れ限度が本発明例より低く、また−６０℃での衝撃値が変形なく容易に破断分離できる衝撃値以上の８Ｊ／ｃｍ2 であった。
【００３７】
ＴTrが本発明より低く、Ｖを含有し、またＣａを含有しない従来鋼（S35VC)の比較例Ｏは、室温での衝撃値がコンロッドなどに必要な衝撃値以上であり、また硬さも本発明例と同程度であったが、疲れ限度が本発明例より低く、また−６０℃での衝撃値が変形なく容易に破断分離できる衝撃値以上の１１Ｊ／ｃｍ2 であった。
【００３８】
実施例２
本発明例１及び比較例Ｏの非調質鋼を用いてコンロッドを熱間鍛造をした後、機械加工で製品に仕上げ、大端部の破断分離させる位置に深さ０．５ｍｍ、先端Ｒ０．２ｍｍ、ノッチ角度６０°の切り欠きを設けて液体窒素温度、−６０℃及び室温で破断分離を実施し、その前後で測定した真円度の変化を表３に示す。
【００３９】
【表３】
2004183094.tif 000005
【００４０】
本発明例11は、液体窒素温度はもちろんのこと、−６０℃での破断分離でも真円度変化は非常に小さかった。さらに室温では靱性が向上しているため今回付与したようなノッチでは容易に分離することができず、真円度変化は大きかった。これに対して、比較例Ｐは、液体窒素温度まで冷却しても破断分離後の真円度変化が大きく、室温では破断しなかった。
【産業上の利用可能性】
【００４１】
本発明の非調質鋼及び勘合部材は、冷媒として安価なドライアイス＋エタノール寒剤を用い冷却することができる─６０℃以下で冷却後破断分離することができるため、冷却のコストが大幅に低下し、産業上利用することができるようになった。
【図面の簡単な説明】
【００４２】
【図１】コンロッドの形状及び破断分離して製造する方法を説明するためのコンロッドの斜視図である。
【図２】本発明の低温で破断分離が容易な非調質鋼、一般鋼及び上記特許文献１の発明鋼の靱性と温度の関係を示すグラフである。
【図３】Ｃ含有量が低い鋼と高い鋼の靱性と温度の関係を示すグラフである。
【符号の説明】
【００４３】
１  熱間鍛造コンロッド
２  大端部
３  小端部
４  切り欠き溝
５  キャップ部
６  ロッド部
【図１】
2004183094.tif 000006
【図２】
2004183094.tif 000007
【図３】
2004183094.tif 000008
【手続補正書】
【提出日】平成15年10月16日(2003.10.16)
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２９】
【表１】
2004183094.tif 000009
【手続補正書】
【提出日】平成15年10月27日(2003.10.27)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】請求項５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【請求項５】
上記残部のＦｅの一部に代えてＴｉ：０．０２％以下及びＺｒ：０．０２％以下のうらの１種又は２種を含有することを特徴とする請求項４記載の低温で破断分離する勘合部材。