(57)【要約】【課題】従来の自動車部品用非調質鋼と同等以上の強度と低コストを保ちつつ、破断・分割加工可能な低延性非調質鋼を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５５％、Ｓｉ：０．５０〜１．３０％、Ｍｎ：０．２５〜１．００％、Ｓ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０３５％、Ｖ：０．０３〜０．３０％、Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％を含有し、Ｔｉ：０．０１〜０．１５％およびＮｂ：０．０１〜０．２０％の１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、部品への熱間鍛造加熱温度が１１００〜１３００℃、鍛造温度が８５０〜１２５０℃で、熱間鍛造後のミクロ組織は、破断分割する断面中央部分１ｍｍ２の被検面積において最大頻度を持つパーライト粒断面積の１０倍以上の断面積を持つパーライト粒面積率が１５％以上存在する破断分割性に優れた非調質鋼。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５５％、Ｓｉ：０．５０〜１．３０％、Ｍｎ：０．２５〜１．００％、Ｓ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０３５％、Ｖ：０．０３〜０．３０％、Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１５％およびＮｂ：０．０１〜０．２０％の１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、部品に熱間鍛造する際の熱間鍛造加熱温度が１１００〜１３００℃かつ鍛造温度が８５０〜１２５０℃で、熱間鍛造後のミクロ組織は、破断分割する断面中央部分１ｍｍ２の被検面積において、最大頻度を持つパーライト粒断面積の１０倍以上の断面積を持つパーライト粒が面積率で１５％以上存在することを特徴とする破断分割性に優れる機械構造用非調質鋼。
【請求項２】
請求項１に記載の機械構造用非調質鋼において、成分組成が、さらに、質量％で、Ｐ：０．０２５〜０．１８０％、Ｃｕ：０．１０〜０．２５％、Ｓｎ：０．０１０〜０．２０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする破断分割性に優れる機械構造用非調質鋼。
【請求項３】
請求項１または２に記載の機械構造用非調質鋼において、成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００１〜０．２０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５５％から選択的に１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする破断分割性に優れる機械構造用非調質鋼。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の機械構造用非調質鋼において、成分組成が、さらに、質量％で、Ｂｉ：０．００５〜０．３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．１５０％、Ｃａ：０．０００２〜０．１５０％、Ｔｅ：０．０００２〜０．１５０％、Ｚｒ：０．０００２〜０．１５０％から選択的に１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする破断分割性に優れる機械構造用非調質鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、例えば、自動車などのエンジン部品であるコネクティングロッド（コンロッド）などのように、熱間鍛造により成型し、組付けのため分断・接合の必要がある自動車などの部品に用いる機械構造用非調質鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来の自動車部品など、例えばコンロッドなど二物体が一体的に組み合わされて使用される部品の製造では、高強度、低延性の非調質鋼を熱間鍛造により一体成型し、切削によって分断し、分断面を接合面に仕上げ加工し、再度接合する方法や、あるいは、熱間鍛造時に予め分離成型しておき、接合面を仕上げ加工した後に接合する方法などがある。これらはいずれにしても接合面の仕上げ加工に高い精度が要求されコストアップの要因となっていた。
【０００３】
そこで、上記の破断後の接合面の仕上げ加工を省略する工法として、コンロッドなどの部品を一体成型しておき、接合面となる部分を破断分離し、その破断面の凸凹をそのまま利用し、高精度の仕上げ加工を必要とせずに精度よく接合する方法がある（特許文献１、特許文献２参照）。
【０００４】
しかし、これらの工法を採用するためには、非調質鋼材料の延性が低く、かつ破断面の変形を伴わずに分離できることが必要である。このような材料として、粉末を焼結した材料は、延性が低く、破断面が比較的平坦であるため、この工法に適している。しかし、粉末焼結材料は、材料コストそのものが高価であり、大量生産には不向きである問題がある。
【０００５】
一方、自動車部品は大量生産が必要で、安価な鋼材が使用されるのが一般的である。その例として、中炭素鋼にバナジウムを添加して熱間鍛造ままで必要な強度が得られる非調質鋼ＪＡＳＯ−ＡＳＶａ４５Ｃなどの非調質鋼がある。しかし、これらの非調質鋼は、粉末焼結材などより延性が高く、破断分割した際に破面の凹凸が延性変形するため、再度接合することが不可能であった。
【０００６】
他方、高強度化および破断分割性を高める場合に高炭素化が有効である。欧米の破断分割（カチワリ）コンロッド用鋼として使用されているＣ７０Ｓ６のようにＣを０．７質量％とした鋼種が存在する。しかしこの鋼種は被削性が悪いため、破断分割化による製造コスト削減のメリットを相殺してしまう問題があった。
【０００７】
【特許文献１】
特開平８−２９１３７３号公報
【特許文献２】
特開平１０−２１９３８９号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明が解決しようとする課題は、従来の自動車部品用の非調質鋼と同等以上の強度と低コストを保ちつつ、破断分割加工が可能な低延性な非調質鋼材を提供することである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記の課題を解決するための本発明の手段は、請求項１の発明では、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．５５％、Ｓｉ：０．５０〜１．３０％、Ｍｎ：０．２５〜１．００％、Ｓ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０３５％、Ｖ：０．０３〜０．３０％、Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％を含有し、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．１５％およびＮｂ：０．０１〜０．２０％の１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、部品に熱間鍛造する際の熱間鍛造加熱温度が１１００〜１３００℃かつ鍛造温度が８５０〜１２５０℃で、熱間鍛造後のミクロ組織は、破断分割する断面中央部分１ｍｍ２の被検面積において、最大頻度を持つパーライト粒断面積の１０倍以上の断面積を持つパーライト粒が面積率で１５％以上存在することを特徴とする破断分割性に優れる機械構造用非調質鋼である。
【００１０】
請求項２の発明では、請求項１の手段の機械構造用非調質鋼において、成分組成が、さらに、質量％で、Ｐ：０．０２５〜０．１８０％、Ｃｕ：０．１０〜０．２５％、Ｓｎ：０．０１０〜０．２０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする破断分割性に優れる機械構造用非調質鋼である。
【００１１】
請求項３の発明では、請求項１または２の手段の機械構造用非調質鋼において、成分組成が、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００１〜０．２０％、Ｃｒ：０．０１〜０．５５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５５％から選択的に１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする破断分割性に優れる機械構造用非調質鋼である。
【００１２】
請求項４の発明では、請求項１〜３のいずれか１項の手段の機械構造用非調質鋼において、成分組成が、さらに、質量％で、Ｂｉ：０．００５〜０．３０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．１５０％、Ｃａ：０．０００２〜０．１５０％、Ｔｅ：０．０００２〜０．１５０％、Ｚｒ：０．０００２〜０．１５０％から選択的に１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする破断分割性に優れる機械構造用非調質鋼である。
【００１３】
本発明の機械構造用非調質鋼の成分限定理由を以下に記載する。なお、％は質量％を示す。
【００１４】
Ｃ：０．３０〜０．５５％
Ｃは、強度を確保するために必要な元素であるが、０．３０％未満では低延性が損なわれて延性が高くなり、破断分割性が損なわれる。０．５５％を超えると被削性を阻害する。そこでＣは０．３０〜０．５５％とする。
【００１５】
Ｓｉ：０．５０〜１．３０％
Ｓｉは、脱酸剤として必要な元素であり、強度を向上させる元素であるが、０．５０％未満では脱酸の効果は十分でなく、１．３０％を超えると被削性を阻害する。そこでＳｉは０．５０〜１．３０％とする。
【００１６】
Ｍｎ：０．２５〜１．００％、好ましくは０．４０〜０．８０％
Ｍｎは、靱性を高め強度確保に必要な元素であり、かつ硫化物生成に必須の元素であり、Ｓの添加と共にＭｎＳを鋼中に大量に存在させて応力集中源とし、上記のＣ添加量とすることで、組織をフェライト−パーライトとして切削時に変形し易くすることと相俟って被削性を確保する。さらに大量のＭｎＳは０．２５％未満では強度が十分でなく、１．００％を超えると被削性が阻害され、かつ、低延性が損なわれる。そこで、Ｍｎは０．２５〜１．００％とする。好ましくはＭｎは０．４０〜０．８０％とする。
【００１７】
Ｓ：０．０５〜０．３０％、好ましくは０．１０〜０．２５％
Ｓは、微細ＭｎＳによる被削性確保と低延性を確保するために必要な元素であり、０．０５％未満ではその効果は十分でなく、０．３０％を超えると熱間加工性を損なう。そこでＳは０．０５〜０．３０％とする。好ましい範囲は０．１０〜０．２５％とする。
【００１８】
Ａｌ：０．００５〜０．０３５％、好ましくは０．０１０〜０．０３０％
Ａｌは、脱酸剤として必要な元素であり、０．００５％未満では十分でなく、通常の電気炉レベルで含有される上限は０．０３５％とする。好ましくは０．０１０〜０．０３０％とする。
【００１９】
Ｖ：０．０３〜０．３０％、好ましくは０．０１０〜０．２５％
Ｖは、微細な炭化物や窒化物を析出して降伏応力を高め、強度を高める元素で、０．０３未満ではそれらの効果は十分でない。一方、高価でありコスト的に不利であるので上限は０．３０％とする。好ましくは０．０１０〜０．２５％とする。
【００２０】
Ｔｉ：０．０１〜０．１５％、好ましくは０．０２〜０．０８％
Ｎｂ：０．０１〜０．２０％
Ｔｉは、強度要求に対して適宜添加する元素であり、さらに熱間鍛造時のオーステナイト粒をＴｉＣにより部分的にピンニングしてわざと混粒状態にし、破断分割性を確保するために必要な元素であり、０．０１％未満ではそれらの効果は十分でない。しかし、０．１５％を超えると被削性を阻害し、ＴｉＣが過剰に存在することとなると熱間鍛造時のオーステナイト粒が整粒となり、破断分割性を阻害する。そこでＴｉは０．０１〜０．１５％とする。好ましくは０．０２〜０．０８％とする。ＮｂはＴｉと同様に低延性（＝破断分割性）確保に必要な元素であり、０．０１％未満では、その効果は十分でなく、０．２０％を超えるとリサイクル性を損なう。そこでＮｂは０．０１〜０．２０％とする。したがって、ＴｉおよびＮｂはどちらか一方、あるいは両方を添加してもよい。
【００２１】
Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％、好ましくは０．００５０〜０．０１５０％
Ｎは、Ｖ窒化物を形成してフェライト面積率を上昇させ被削性を確保し、一般疲労強度の向上に必要な元素で、０．００３０％未満ではそれらの効果は十分でなく、一方、０．０２５０％を超えるとＴｉＮ生成により、被削性や破断分割性を阻害する。そこでＮは０．００３０〜０．０２５０％とする。好ましくは０．００５０〜０．０１５０％とする。
【００２２】
Ｐ：０．０２５〜０．１８０％
Ｐは低延性（＝破断分割性）確保に有効な元素であり、Ｐが０．０２５％未満ではその効果は十分でなく、０．１８０％を超えるとリサイクル性を損ない、さらにフェライト面積率が増加し、破断分割性が低下する。そこでＰは０．０２５〜０．１８０％とする。
【００２３】
Ｃｕ：０．１０〜０．２５％
Ｃｕは低延性（＝破断分割性）確保に有効な元素であり、０．１０％未満では、その効果は十分でなく、０．２０％を超えるとリサイクル性を損なう。そこでＣｕは０．１０〜０．２５％とする。
【００２４】
Ｓｎ：０．０１０〜０．２０％、好ましくは０．０３０〜０．１５％
Ｓｎは被削性と低延性（＝破断分割性）確保に有効な元素であり、０．０１０％未満ではその効果は十分でなく、０．２０％を超えると熱間加工性とリサイクル性を損なう。そこで、Ｓｎは０．０１０〜０．２０％とする。好ましくは０．０３０〜０．１５％とする。
【００２５】
Ｃｒ：０．０１〜０．５５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５５％、Ｍｏ：０．０１〜０．５５％を選択的に１種または２種以上
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏは強度確保に必要な元素であり、０．０１％未満ではその効果は十分でなく、０．５５％を超えると被削性を阻害する。そこでＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏはそれぞれ０．０１〜０．５５％とする。さらにＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏは選択的に１種または２種以上を添加しても良い。
【００２６】
Ｂｉ：０．００５〜０．３０％好ましくは０．０３〜０．２０％、Ｍｇ：０．０００２〜０．１５０％、Ｃａ：０．０００２〜０．１５０％、Ｔｅ：０．０００２〜０．１５０％、Ｚｒ：０．０００２〜０．１５０％から選択的に１種または２種以上
Ｂｉは被削性確保に必要な元素であり、０．００５％未満では、その効果は十分でなく、０．３０％超えると熱間加工性を阻害する。そこでＢｉは０．００５〜０．３０％とし、好ましくは０．０３〜０．２０％とする。Ｍｇ、Ｃａ、Ｔｅ、Ｚｒは同様に被削性確保に必要な元素であり、それぞれ０．０００２％未満ではその効果は十分でなく、０．１５０％を超えて添加しても効果は飽和しコスト的に不利である。そこでＭｇ、Ｃａ、Ｔｅ、Ｚｒはそれぞれとする。さらにＢｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｔｅ、Ｚｒは選択的に１種または２種以上を添加しても良い。
【００２７】
上記のとおり、本発明ではＴｉ添加量を０．０１〜０．１５質量％に規定している。ＴｉはＴｉＣとして析出し、熱間鍛造時のオーステナイト結晶粒をピンニングするが、この範囲のＴｉ量では不十分であるために、オーステナイト結晶粒は混粒状態となる。そのオーステナイト組織を冷却（主に空冷）して得られたフェライト・パーライト組織におけるパーライト組織は、当然、部分的に粒径が異なる。そこで、最大頻度を持つパーライト粒断面積の１０倍以上の断面積を持つパーライト粒の面積率をパーライト混粒率と定義すると、パーライト混粒率が１５％以上になると破面遷移温度が大きく上昇する。その結果、常温での破断分割（カチワリ）時に延性および靭性が低下し、破断分割性の上昇が可能となる。さらに、Ｔｉを添加しているため、ＴｉＣの析出強化により高強度化が可能となる。つまり、Ｔｉは高強度化に有効であり、高価なＶや、被削性を阻害するＣ、破断分割性を阻害するＭｎやＣｒなどの合金元素を低く抑えることができる。また、本発明ではＮｂを０．０１〜０．２０質量％に規定している。ＮｂはＮｂ（Ｃ，Ｎ）として析出し、Ｔｉの場合のＴｉＣと同じ効果を示す。したがって、Ｔｉの代わりにＮｂを用いることができ、また、ＴｉとＮｂを同時に添加することによっても同様の効果を得ることができる。
【００２８】
熱間加熱温度を１１００〜１３００℃とする理由
熱間鍛造前加熱温度は、ＴｉＣによる析出硬化とオーステナイト結晶粒が混粒状態となる温度範囲に制御する必要がある。これが１３００℃を超えるとＴｉＣがオーステナイト中への溶け込むため、ピンニング効果が無くなり、ミクロ組織は整粗粒となる。１１００℃以下になると少量のＴｉＣでも整細粒となり遷移温度が低下し、かつＴｉＣによる析出硬化が得られなくなる。したがって、鍛造前加熱温度を１１００〜１３００℃にすると、上述のＴｉＣによるパーライト混粒率の確保と析出強化を有効に利用することができる。
【００２９】
熱間鍛造温度８５０〜１２５０℃とする理由
熱間鍛造温度は、熱間鍛造前加熱温度によってほぼ決定されるが、材料温度が低下した状態で鍛造すると、鍛造後のミクロ組織のフェライト・パーライトが微細化するため、破断分割性が低下する。したがって、８５０〜１２５０℃の範囲で鍛造する必要がある。
【００３０】
【発明の実施の形態】
本発明の実施の形態を以下の実施例を通じて説明する。表１に示す化学成分を含有する本発明の発明鋼の供試材と比較鋼の供試材を、それぞれ１００ｋｇ真空溶解炉で溶製して鋼塊とし、これらの鋼塊を表３に示す熱間鍛造前の加熱温度で加熱し、次いで表２に示す鍛造温度で熱間鍛造してφ２０ｍｍの棒材に成型した後、放冷した。
【００３１】
【実施例】
【表１】
2005002367.tif 000002
【００３２】
上記の熱間鍛造して放冷した棒材から、ＪＩＳで規定する２ｍｍＵノッチのシャルピー衝撃試験片とＪＩＳ４号で規定する引張試験片を作製した。これらを０．２％耐力を用いて強度の評価をし、さらに、破断分割性（カチワリ性）の評価として、室温でのシャルピー衝撃性値、伸び、絞りを試験し、これらの結果を表２に示す。
表２における各性能の本発明の目標値は、０．２％耐力で６００ＭＰａ以上、シャルピー衝撃値で２５Ｊ／ｃｍ２以下、伸びで２０％以下、絞りで２５％以下、ドリル寿命で１２０穴以上である。
【００３３】
【表２】
2005002367.tif 000003
【００３４】
なお、被削性の評価として示す上記表２のドリル寿命は、表３に示す切削条件のドリル寿命試験条件により行った。
【００３５】
【表３】
2005002367.tif 000004
【００３６】
本発明の鋼材からなるＮｏ．１〜１０はいずれも上記の各性能の本発明の目標値を満足するものであった。
【００３７】
【発明の効果】
以上に説明したとおり、本発明の機械構造用非調質鋼は、自動車などのエンジン部品のコネクティングロッドなどの部品として、熱間鍛造により成型した後、組付けのために得られた成型品を分断し、再び接合して自動車などの部品として従来の自動車部品用の非調質鋼と同等以上の強度と低コストを有して用いることができる優れた効果を有する機械構造用非調質鋼である。