(57)【要約】【課題】  大きな加工率を採用することができて製造能率が高く、しかも高耐力を確保できる非調質鋼部品とその製造方法を提供する。【解決手段】  Ｆｅ：９５質量％以上、Ｃ：０．１８質量％以上０．４５質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以上２.００質量％以下、Ｍｎ：０．４０質量％以上１．８０質量％以下、Ｃｒ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、Ａｌ：０．００３質量％以上０．０４０質量％以下、Ｎ：０．００５質量％以上０．０２０質量％以下を含有した鋼材を、１０００℃以上１３００℃以下に加熱してオーステナイト化を行う。その後、予備加工温度をＴｐ、予備加工時の平均歪をεとして、１−ｅｘｐ（−ε×（７５０÷Ｔｐ）−１０）＞０．８の条件を満たすようにＴｐ及びεを設定して予備加工を実施する。そして、該予備加工にて得られる予備加工体を、６８０℃以上８５０℃以下にて鍛造することにより部品形状を得る本加工を行なうとともに、本加工の加工率を圧縮加工率にて３０％以上となす。【選択図】  図１
2005171334.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｆｅ：９５質量％以上、Ｃ：０．１８質量％以上０．４５質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以上２.００質量％以下、Ｍｎ：０．４０質量％以上１.８０質量％以下、Ｃｒ：０．０５質量％以上０.５０質量％以下、Ａｌ：０．００３質量％以上０．０４０質量％以下、Ｎ：０．００５質量％以上０．０２０質量％以下を含有した鋼材を、１０００℃以上１３００℃以下に加熱してオーステナイト化を行い、その後、Ｆｅ系相がオーステナイト単相となり、かつ１３００℃以下に設定される予備加工温度をＴｐ、予備加工時の平均歪をεとして、
１−ｅｘｐ（−ε×（７５０÷Ｔｐ）−１０）＞０．８
の条件を満たすようにＴｐ及びεを設定して予備加工を実施し、さらに該予備加工で得られる予備加工体を、６８０℃以上８５０℃以下にて鍛造することにより部品形状を得る本加工を行なうとともに、前記本加工の加工率を、圧縮加工率にて３０％以上となすことを特徴とする非調質鋼部品の製造方法。
【請求項２】
Ｆｅ：９５質量％以上、Ｃ：０．１８質量％以上０．４５質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以上２.００質量％以下、Ｍｎ：０．４０質量％以上１．８０質量％以下、Ｃｒ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、Ａｌ：０．００３質量％以上０．０４０質量％以下、Ｔｉ：０．０２質量％以上０．１０質量％以下、Ｎ：０．００５質量％以上０．０３０質量％以下、を含有した鋼材を、１０００℃以上１３００℃以下に加熱してオーステナイト化を行い、その後、Ｆｅ系相がオーステナイト単相となり、かつ１３００℃以下に設定される予備加工温度をＴｐ、予備加工時の平均歪をεとして、
１−ｅｘｐ（−ε×（７５０÷Ｔｐ）−１０）＞０．８
の条件を満たすようにＴｐ及びεを設定して予備加工を実施し、さらに該予備加工にて得られる予備加工体を、６８０℃以上８５０℃以下にて鍛造することにより部品形状を得る本加工を行なうとともに、前記本加工の加工率を、圧縮加工率にて３０％以上となすことを特徴とする非調質鋼部品の製造方法。
【請求項３】
前記鋼材として、Ｖ：０．０５質量％以上０．４０質量％以下を含有したものを使用する請求項１又は２に記載の非調質鋼部品の製造方法。
【請求項４】
前記鋼材として、Ｐ：０．０３質量％以上０．１５質量％以下を含有したものを使用する請求項１ないし３のいずれか１項に記載の非調質鋼部品の製造方法。
【請求項５】
前記鋼材として、Ｎｂ：０．０２質量％以上０．１０質量％以下を含有したものを使用する請求項１ないし４のいずれか１項に記載の非調質鋼部品の製造方法。
【請求項６】
前記鋼材として、Ｓ：０．０３質量％以上０．２０質量％以下、Ｃａ：０．００１質量％以上０．０１０質量％以下、Ｂｉ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下、Ｐｂ：０．０２質量％以上０．２０質量％以下から選んだ１種又は２種以上を含有したものを使用する請求項１ないし５のいずれか１項に記載の非調質鋼部品の製造方法。
【請求項７】
前記予備加工は、Ｖ炭化物の析出温度より高温にて行う請求項３ないし６のいずれか１項に記載の非調質鋼部品の製造方法。
【請求項８】
請求項１ないし７のいずれか１項に記載の製造方法によって製造された非調質鋼部品であって、平均結晶粒径が５μｍ以下のフェライト＋パーライト組織からなることを特徴とする非調質鋼部品。
【請求項９】
断面組織中に観察されるパーライトの面積率が３０％以上６５％以下である請求項８に記載の非調質鋼部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、非調質鋼部品の製造方法及びそれを用いた非調質鋼部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
【特許文献１】特開２００３−５５７１４号公報
【０００３】
自動車や建設機械などの機械構造用部品は、強度や靭性が求められ、従来、熱間鍛造後に焼入れ・焼戻し処理を施して製造されてきた。例えば、自動車用のエンジン部品や足回り部品、あるいはその他の構造用部品等などは、機械構造用炭素鋼や合金鋼を用いて熱間鍛造により成形した後、機械加工と調質処理とを施して所望の形状や強度を得ていた。
【０００４】
しかし、調質処理は、焼入れ焼き戻し処理などの熱処理の回数が増えるばかりでなく、歪や焼割れも生じやすいため、部品寸法精度が低下しやすく、また、熱処理後の加工ないし矯正などの余分な工程も必要になり不経済である。そこで近年、このような調質処理に要するエネルギーの節約やコストの低減、製造工程の簡略化のため、熱間鍛造のままで使用できる非調質鋼の開発が行われてきた。このような非調質型熱間鍛造用鋼の多くは、中炭素鋼にいわゆる析出硬化型合金元素のＶ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ等を微量に添加した析出硬化型非調質鋼であり、熱間鍛造後の冷却工程においてこれらを炭化物、窒化物あるいは炭窒化物などの形で析出させ、その析出硬化によって高強度を得ようとするものである。
【０００５】
特に中炭素鋼（Ｃ含有量０．２〜０．５質量％）に微量のＶなどを添加したフェライト＋パーライト型非調質鋼は、比較的高い被削性を有し、加工コスト低減を図る上で有利なので、機械構造用部品に広く用いられている。この非調質鋼は、熱間鍛造後に冷却してフェライト＋パーライト組織とし、そのフェライト部にＶやＮｂの炭化物または窒化物（あるいは炭窒化物）を微細析出させ、所望の強度を得るものである。これは、熱間鍛造後の焼入れ・焼戻し処理を必要とせず、また矯正加工を簡略することができ、さらに焼割れによる不良品が減る等の利点があり、製造コストの大幅な低減を可能とする。
【０００６】
フェライト＋パーライト型非調質鋼を鍛造加工して、自動車部品等を製造する場合、１１００〜１２００℃程度の高温で熱間鍛造加工する。例えば、自動車用エンジンに使用されるコネクティングロッドは、Ｖ添加非調質鋼（Ｓ４０ＶＣ）を熱間鍛造（約１２００℃）により成形している。しかしながらこのような高温の熱間加工では、再結晶による結晶粒粗大化が進行しやすく、耐力や靭性が低下する問題があり、例えば耐力の場合、実質的に５００〜７００Ｐａが限界となる。また鍛造加工温度を低下させれば、フェライト＋パーライト組織がより微細になるが、フェライト分率が増大するため硬さが低下しやすく、軽量化が要求される小断面積のコネクティングロッドでは信頼性の低下につながる場合がある。
【０００７】
そこで、特許文献１においては、鋼を熱間鍛造してフェライト＋パーライト組織を有する中間鍛造加工品を得たのち、Ａｒ１点以下〜２００℃の温度領域でさらに鍛造加工し、高耐力・鋼疲労度を有する非調質鋼の鍛造加工品が開示されている。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、上記特許文献１の非調質鋼の鍛造加工品は、鍛造温度が低いため加工率を大きくすることが難しく、より軽量・高強度化が求められる近年の自動車向けの用途では、耐力や靭性の不足が問題となりやすい欠点がある。また、無理に加工率を高くしようとすると、加工割れなどの不良増加につながる問題を生ずる。
【０００９】
本発明の課題は、大きな加工率を採用することができて製造能率が高く、しかも高耐力を確保できる非調質鋼部品の製造方法、及びこれを用いた非調質鋼部品を提供することにある。
【課題を解決するための手段及び発明の効果】
【００１０】
上記課題を解決するために、本発明の非調質鋼部品の製造方法の第一は、
Ｆｅ：９５質量％以上、Ｃ：０．１８質量％以上０．４５質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以上２.００質量％以下、Ｍｎ：０．４０質量％以上１.８０質量％以下、Ｃｒ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、Ａｌ：０．００３質量％以上０．０４０質量％以下、Ｎ：０．００５質量％以上０．０２０質量％以下を含有した鋼材を、１０００℃以上１３００℃以下に加熱してオーステナイト化を行い、その後、Ｆｅ系相がオーステナイト単相となり、かつ１３００℃以下に設定される予備加工温度をＴｐ、予備加工時の平均歪をεとして、
Ｘｒ≡１−ｅｘｐ（−ε×（７５０／Ｔｐ）−１０）＞０．８  ‥(1)
の条件を満たすようにＴｐ及びεを設定して予備加工を実施し、さらに該予備加工にて得られる予備加工体を、６８０℃以上８５０℃以下にて鍛造することにより部品形状を得る本加工を行なうとともに、前記本加工の加工率を、圧縮加工率にて３０％以上となすことを特徴とする。
【００１１】
上記本発明の方法では、炭化物、特にＶ炭化物（最終的な部材の析出強化に寄与する）を十分マトリックスに固溶させるため、鋼材のオーステナイト化を１０００℃以上１３００℃以下の高温で行う。熱処理は、低すぎるとオーステナイト化できず、また、炭化物などの析出物を十分に固溶させることができない。また熱処理が高すぎると、オーステナイト粒が粗大化しやすくなる。したがって熱処理温度は１０００℃以上１３００℃以下（望ましくは１０００℃以上１２５０℃以下）とする。
【００１２】
次に、鋼材の合金組成を上記のごとく規制し、さらに予備加工における鍛造条件を、前記(1)式を充足するＸｒ値が得られるように最適化することにより、再結晶の核発生数密度と成長速度とが適度にバランスし、予備加工後のオーステナイト組織を微細化することができる。ここで、予備加工の平均歪εは、予備加工に供する丸棒状素材を該予備加工により断面減少させたとき、その最も細径となった部分の減面率をＱ（％）として、ε≡（Ｑ／１００）１／２にて定義する。なお、丸棒状素材の鍛造前の断面積をＡ、鍛造後の最小断面部のバリを除いた面積をＢとして、減面率Ｑ（％）は、
Ｑ＝（Ａ−Ｂ）／Ａ×１００
で定義される。
【００１３】
Ｘｒ値は、(1)式のごとく、平均歪εと予備加工温度Ｔｐによって決まる値であり、材料の再結晶程度を反映した指標としての意味をもつ。具体的には、Ｘｒ＞０．８の範囲で、再結晶によるオーステナイト粒の微細化を顕著なものとすることができる。予備加工のより適正な温度は、平均歪εの値にもよるが、例えばε＝０．４程度にした場合、予備加工温度Ｔｐは９００〜１０５０℃程度である。図２は、種々の予備加工温度Ｔｐにおいて、平均歪εによりＸｒ値がどのように変化するかを示すグラフである。０．８以上のＸｒ値を実現するには、概ね９００℃以上での予備加工が必要である。なお、予備加工中にＶ等の炭化物が析出すると、予備加工自体がある程度高温で行なわれるため炭化物が急速に成長して粗大化し（これらは析出強化には寄与しない）、本加工後の冷却時に十分な炭化物を析出できなくなるので耐力の低下につながる。従って、予備加工温度Ｔｐは該炭化物の析出温度以上（例えば９３０℃以上）に設定することが必要である。また、粗大な炭化物析出を抑制するため、オーステナイト化温度から予備加工温度へは、直接変化させることが望ましく、少なくとも炭化物の析出温度より下げない。
【００１４】
次に、予備加工体に施す本加工は、加工率３０％以上の圧縮加工にて行なう。圧縮加工を施す理由は、４５°方向に剪断歪が入るため結晶粒が分断されてさらに微細化するためである。そして、圧縮加工率を３０％以上とすることで、結晶粒の顕著な微細化（温度にもよるが、適度な加工硬化が寄与することもある）等により、耐力を従来比にて例えば３０％以上も高めることができる。ここで圧縮加工率とは、予備加工にて最も細径となった断面において、圧縮方向に最も変化した直径の変化率で定義する。すなわち最も細径の断面の直径をＣとし、圧縮後の長さをＤとして、（Ｃ−Ｄ）／Ｃ×１００（％）である。
【００１５】
なお、表記組成の鋼材の場合、３０％以上もの高い加工率にて圧縮加工を行なうことは、冷間加工では割れ発生等により非常に困難であり、加工の均質性と変形抵抗低減のため加工温度を６８０℃以上に設定することが必須である。特に、パーライト変態点を超える温度域（例えば７３０℃以上）では、オーステナイト相が主体となるため、変形抵抗低減と剪断歪による結晶粒分断ひいては結晶粒の微細化効果を一層顕著とすることができる。しかし、鍛造温度が８５０℃を超えると、回復により加工歪が抜けやすく十分な耐力を得ることができなくなる。
【００１６】
次に本発明においては、前述の鋼材にＶ：０．０５質量％以上０．４０質量％以下を含有させることができる。Ｖの添加により、部材の耐力を向上することができる。
【００１７】
また、前述の鋼材に、Ｐ：０．０３質量％以上０．１５質量％以下を含有させることができる。Ｐを添加することにより、フェライト相の強度が増すので、部材の耐力を向上することができる。
【００１８】
さらに前述の鋼材には、Ｎｂ：０．０２質量％以上０．１０質量％以下を含有させることもできる。Ｎｂを添加することにより結晶粒を微細化することができ、耐力がより向上する。
【００１９】
さらに本発明においては、前述の鋼材組成にさらに、Ｓ：０．０３質量％以上０．２０質量％以下、Ｃａ：０．００１質量％以上０．０１０質量％以下、Ｂｉ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下、Ｐｂ：０．０２質量％以上０．２０質量％以下から選んだ１種または２種以上を含有させることもできる。Ｓ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｐｂを添加することにより、鋼材の被削性を向上することができる。これにより製造された非調質鋼部品の加工性をあげることができる。
【００２０】
以下、本発明における鋼材の組成限定理由を述べる。
Ｃ：０．１８質量％以上０．４５質量％以下
Ｃは添加量によって強度を決定する元素であり、本発明では、高強度を得るため０．１８質量％以上含有させる。しかし０．４５質量％を超えて含有させると、パーライト粒が粗大となって靭性が大幅に低下するため、上限を０．４５質量％とする。
【００２１】
Ｓｉ：０．１０質量％以上２.００質量％以下
脱酸素剤として作用するとともに、フェライト組織に固溶して耐力や疲労強度の向上にも有効に作用する。このため０．１０質量％以上含有させる必要がある。しかし多すぎると、冷却時にベイナイト組織を生じやすくなり、切削性の低下を招くほか、熱間鍛造後の脱炭量も増加しやすいので２.００質量％以下とする。好ましくは、１．８０質量％とする。
【００２２】
Ｍｎ：０．４０質量％以上１.８０質量％以下
Ｍｎは変態温度を低下させて、パーライトのラメラー間隔を細かくし、パーライトの硬度を向上させ、熱間鍛造後の強度や靭性を高める作用も有するので、強度確保のため０．４０質量％以上含有させる。しかし過度に含まれると、冷却時にベイナイト組織を生じやすくなり切削性が低下する。したがって１．８０質量％以下とする。好ましくは、１．５０質量％とする。
【００２３】
Ｃｒ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下
Ｃｒは、鋼表面の炭素濃度を増加させる作用を有し、部材の耐摩耗性改善等に作用する。しかし過度に含有されると冷却時にベイナイト組織が生成しやすくなり、切削性が低下するので０．５０質量％以下とする。好ましくは、０．３０質量％とする。
【００２４】
Ａｌ：０．００３質量％以上０．０４０質量％以下
脱酸素原子として作用し、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、組織の微細化に寄与する。しかし過度に含有しても効果は飽和し、Ａｌ２Ｏ３が増加することで、切削性低下を招くので０．０４０質量％以下とする。なお、脱酸剤等による不可避不純物として含有される場合がある。
【００２５】
Ｎ：０．００５質量％以上０．０２０質量％以下
Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、組織の微細化に寄与する。またＶ、Ｔｉ、Ｎｂ等と窒化物あるいは、炭窒化物を形成しフェライトの強化に寄与する。０．０２０質量％以上は添加自体が困難である。他方、不可避不純物として含有される場合もある。
【００２６】
Ｖ：０．０５質量％以上０．４０質量％以下
Ｖは、オーステナイトから変態したフェライト中に炭化物、窒化物ないし炭窒化物として析出し、フェライトを強化する。また結晶粒を微細化する。しかし過度に含有しても効果が飽和するうえ、靭性を低下させるので０．４０質量％以下とする。
【００２７】
Ｐ：０．０３質量％以上０．１５質量％以下
Ｐは、フェライト相の強度を確保し、被削性を向上させるのに有効な元素であるが、過度に添加すると靭性が劣化し、衝撃強度を低下させる上、粒界偏析の原因ともなるので、０．１５質量％を上限とする。他方、不可避不純物として含有される場合もある。
【００２８】
Ｎｂ：０．０２質量％以上０．１０質量％以下
Ｎｂは、オーステナイトから変態したフェライト中に炭窒化物として析出し、フェライトを強化する。また結晶粒を微細化する。しかしＮｂは、過度に含有しても効果が飽和する上、固溶度が低いため、強度低下につながる場合があるので、０．１０質量％を上限とする。
【００２９】
Ｓ：０．０３質量％以上０．２０質量％以下
Ｓは被削性を高める作用のある元素であるが、過度に含有すると疲労強度が低下し、鍛造性を阻害するので、０．２０質量％を上限とする。他方、不可避不純物として含有される場合もある。
【００３０】
Ｃａ：０．００１質量％以上０．０１０質量％以下
Ｃａは被削性を向上する元素であるが、過度に含有しても効果は飽和するので、０．０１０質量％を上限とする。
【００３１】
Ｂｉ：０．０１質量％以上０．１０質量％以下
Ｂｉは被削性を向上する元素であるが、過度の添加は靭性を劣化させるし、効果も飽和するので、０．１０質量％を上限とする。
【００３２】
Ｐｂ：０．０２質量％以上０．２０質量％以下
Ｐｂは被削性を向上する元素であるが、過度に含有しても効果は飽和するので、０．２０質量％を上限とする。
【００３３】
また、本発明の製造方法の第二は、
Ｆｅ：９５質量％以上、Ｃ：０．１８質量％以上０．４５質量％以下、Ｓｉ：０．１０質量％以上２.００質量％以下、Ｍｎ：０．４０質量％以上１.８０質量％以下、Ｃｒ：０．０５質量％以上０．５０質量％以下、Ａｌ：０．００３質量％以上０．０４０質量％以下、Ｔｉ：０．０２質量％以上０．１０質量％以下、Ｎ：０．００５質量％以上０．０３０質量％以下、を含有した鋼材を、１０００℃以上１３００℃以下に加熱してオーステナイト化を行い、その後、Ｆｅ系相がオーステナイト単相となり、かつ１３００℃以下に設定される予備加工温度をＴｐ、予備加工時の平均歪をεとして、
１−ｅｘｐ（−ε×（７５０÷Ｔｐ）−１０）＞０．８
の条件を満たすようにＴｐ及びεを設定して予備加工を実施し、さらに該予備加工にて得られる予備加工体を、６８０℃以上８５０℃以下にて鍛造することにより部品形状を得る本加工を行なうとともに、前記本加工の加工率を、圧縮加工率にて３０％以上となすことを特徴とする。
【００３４】
高耐力非調質鋼部品を製造するために、結晶粒を微細化することが有効である。第二の製造方法においては、Ｔｉを添加する。ＴｉとＮはＴｉＮを形成するため、Ｔｉを添加する場合は、添加するＮを増やす方が望ましい。そこでＮを０．００５質量％以上０．０３０質量％以下添加する。ＴｉやＮを添加することにより、結晶粒を微細化したり、ＡｌＮによる結晶粒微細化を確保することができる。他の点については、第一の製造方法と同様なので省略する。
【００３５】
Ｔｉ：０．０２質量％以上０．１０質量％以下
ＴｉはＮと化合してＴｉＮを形成し、これを核とした結晶粒微細化効果を有するので、耐力のさらなる向上に寄与する。しかし、多量に添加すると鋼の清浄度を害するし、効果も飽和するので０．１０質量％を上限とする。
【００３６】
Ｎ：０．００５質量％以下０．０３０質量％以下
Ｔｉ添加により固定化される窒素を生ずるため、第一発明よりも多い０．０３０質量％まで添加可能である。
【００３７】
本発明の非調質鋼部品は、前述のいずれかの製造方法によって実現可能であり、平均結晶粒径が５μｍ以下のフェライト＋パーライト組織からなる。これにより、特許文献１等に開示された従来の非調質鋼部品よりも高耐力の部品が実現する（常識的な熱間鍛造工程条件で達成できる平均結晶粒径の下限値は５０μｍ程度である）。平均結晶粒径とは、鍛伸方向と直交する断面における各結晶粒の最大長さの平均を意味する。またパーライト相は硬質のため耐力向上に寄与し、フェライト相は軟質のため被削性改善に寄与するので、両者のバランスを最適化する観点にて、本発明の非調質鋼は、パーライトの面積比を３０％以上６５％以下とすること（特にフェライトとパーライトの面積比が５０：５０程度とすること）が望ましい。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３８】
本発明の実施例を詳述する。まず本発明の非調質鋼材の製造方法及び試験方法について説明する。表１に示す化学組成の発明鋼１〜１１、比較鋼Ａ〜Ｃをそれぞれ溶製後、熱間圧延により図１（ａ）に示すように直径４２ｍｍの丸棒１０を製造した。この丸棒１０から、（ｃ）に示す非調質鋼鍛造部品であるコンロッド３０を製造する。該コンロッド３０は、大端部３３（シャフト挿通孔３３ｈを有する）、小端部３１（シャフト挿通孔３１ｈを有する）及び両者を連結する竿部３２とを有する。
【００３９】
コンロッド３０の形状を得るのに先立って、丸棒１０には予備加工が施され、図１に示す予備加工体２０とされる。該予備加工体２０は、コンロッド３０の小端部３１、竿部３２及び大端部３３にそれぞれ対応した円形断面形状の第一軸部２１、第二軸部２２及び第三軸部２３を有する（断面外径は、第三軸部２３、第一軸部２１、第二軸部２２の順に縮小する）。予備加工は、図３の鍛造金型１を用いて圧縮加工によりなされる。鍛造金型１は、対をなす鍛造ロール２，２を備え、図中の外周面展開図及び深さ方向プロファイル図に示すように、各ロール２の外周面には、第一軸部２１、第二軸部２２及び第三軸部２３に対応した幅及び深さの鍛造キャビティ３ａ，３ｂ，３ｃが周方向にこの順で形成されている。これら２つのロール２，２は、鍛造キャビティ３ａ，３ｂ，３ｃの位相を合わせた状態で外周面にて対向配置される。
【００４０】
丸棒１０はオーステナイト化後、そのまま予め定められた予備加工温度まで降温し、両ロール２，２を回転させながら、鍛造キャビティ３ａ（第一軸部２１）の開始位相にて両ロール２，２間に挿入される。そして、鍛造キャビティ３ａ→３ｂ→３ｃの順で順次圧縮鍛造され、予備加工体２０となる。そして、その予備加工体２０を、予め定められた鍛造温度にて本加工の鍛造を行ない、（ｃ）に示すように、コンロッド３０の形状を得る（シャフト挿通孔３１ｈ、３３ｈは後加工により穿設する）。各加熱は高周波加熱を用いて行うことができる。本加工後の冷却条件は、衝風冷却あるいは空冷である。
【００４１】
表１に本発明の発明鋼１ないし１１の各組成を示す。また比較のために使用した比較鋼ＡないしＣについても同様に示す。表１に示すように、比較鋼Ａは、Ｍｎが０．２２質量％と発明鋼に対し、少なくなっている。比較鋼Ｂは、Ｓｉが０．０５質量％と発明鋼に対し少なくなっている。さらに比較鋼Ｃは、Ｃが０．５５質量％と発明鋼に対し多くなっている。
【００４２】
【表１】
2005171334.tif 000003
【００４３】
上記予備加工及び本加工の条件を表２に示す。前述のごとく、平均歪εは、図１において、（ａ）の丸棒１０に（ｂ）の予備加工を行った場合に、予備加工によって最も細径となった部位で（第二軸部２２）バリ部を除いた部分の、丸棒１０に対する減面率をＱ（％）として、（Ｑ／１００）１／２にて定義する。Ｘｒ値は、この平均歪εと予備加工温度Ｔｐとによって(1)式にて決まる値である。また、圧縮加工率は、予備加工にて最も細径となる第二軸部２２の断面において、圧縮方向に最も変化した直径の、丸棒１０の直径に対する変化率で定義する。すなわち（ｂ）において最も細径の断面の直径をＣとし、（ｃ）において圧縮後の長さをＤとして、（Ｃ−Ｄ）／Ｃ×１００％である。
【００４４】
【表２】
2005171334.tif 000004
【００４５】
比較工程Ａは、比較鋼Ａを用いてＸｒ値が０．５３４と小さい場合である。比較工程Ｂは、比較鋼Ｂを用いて同様にＸｒ値が０．５３４と小さい場合である。比較工程Ｃは、比較鋼Ｃを用いて、オーステナイト化処理温度が１２８０℃と高く、鍛造温度も１２００℃と高い場合である。比較工程Ｄは、比較鋼Ｂを用いて、オーステナイト化処理温度が１２８０℃と高い場合である。比較工程Ｅは、発明鋼１を用いて、オーステナイト化処理温度が６００℃と低く、Ｘｒ値が０．０１８と小さく、鍛造温度も５００℃と低い場合である。比較工程Ｆは、比較鋼Ａを用いている点を除き、他の条件は、他の発明工程と同様である。
【００４６】
以上のように製造された非調質鋼のコンロッドから、耐力測定を行うための試験片を切り出し、中央の平滑部の直径が２．５ｍｍで、両端を試験機に取り付けられるようにＭ４のネジを切削加工した引張り試験片に加工した。これを用いて、油圧サーボに変位計とロードセルを取り付けた試験機により毎分１０ｍｍの速度で引張試験を行い、変位―荷重線図から耐力（０．２％）を求めた。結果を表２に示す。発明鋼１〜１１を用いた発明工程１〜１３では、耐力が、７００ＭＰａ以上となった。比較工程Ａ〜Ｈでは、耐力が７００ＭＰａ未満となった。比較工程Ｆでは、比較鋼Ａを用いて、オーステナイト化処理温度、予備加工温度、予備加工における平均歪、Ｘｒ値、鍛造温度、鍛造加工率をすべて発明工程と同条件で行なった。すなわち比較工程Ｆでは、Ｍｎの添加量が発明工程と異なる。この結果、耐力は５２８ＭＰａとなった。さらに比較鋼Ａを用いた比較工程Ａでは、Ｘｒ値を小さくした場合であるが、耐力は、さらに小さい値を示した。
【００４７】
比較工程Ｂでは、比較鋼Ｂを用い、かつＸｒ値が小さいため、耐力が小さくなっている。比較工程Ｄでは、比較鋼Ｂを用いオーステナイト化処理温度を高くした場合であるが、耐力は６３６ＭＰａと多少大きくなったものの、大幅な改善は見られなかった。比較工程Ｃでは、比較鋼Ｃを用いて、オーステナイト化処理温度、鍛造温度を上げた場合であるが、大きな耐力は得られない。比較工程Ｅでは、発明鋼１を用いて、オーステナイト化処理温度、鍛造温度を下げ、Ｘｒ値を小さくした場合であるが、やはり耐力は大きな値を示さない。比較工程Ｇは、Ｘｒ値が小さく、比較工程Ｈは、鍛造加工率が小さい場合だが、大きな耐力は得られない。しかし、発明鋼に発明工程を組み合わせた場合には、耐力が７００ＭＰａ以上となり、大きな耐力を示すことが分かる。
【００４８】
図６は、発明工程の一例にて得られたコンロッドの、竿部３２（図１）の垂直断面にて観察した光学顕微鏡組織画像である（倍率１０００倍）。具体的な条件は、発明鋼７の組成を採用し、１０００℃でオーステナイト化し、９７０℃で予備加工し、７５０℃で本加工の鍛造を行った場合である。Ｘｒ値は１．０、圧縮加工率は７０％である。パーライト面積率は、４０％である。非常に微細なパーライト結晶粒が得られており、平均結晶粒径は約４μｍである。平均結晶粒径は、図４に示すように、鍛造により延伸した各パーライト結晶粒４１の軸垂直断面において最大長さＥを計測したときの、該Ｅの平均値にて求めたものである。一方、図７は、従来の工程にて得られたコンロッドの、同様の組織画像である。具体的な条件は、発明鋼７の組成を採用し、１２００℃でオーステナイト化し、１１００℃で予備加工し、１０２０℃で本加工の鍛造を行った場合である。Ｘｒ値は１．０、圧縮加工率は７０％である。平均結晶粒径は約１５μｍと粗大である。パーライト面積率は、３５％である。
【００４９】
本発明の工程にてパーライト結晶粒が微細化できるメカニズムを、図５に模式的に示す。（ａ）はオーステナイト熱処理後の組織を示し、再結晶及びオストワルト成長の進行により比較的大きな結晶粒が形成されている。これに、前記Ｘｒ値の範囲を満たす予備加工を施すことにより、（ｂ）に示すように、転位などの多数の格子欠陥が導入される。この格子欠陥は再結晶の核生成サイトとして振舞いやすいので、導入された格子欠陥の数が多ければ発生する核の数も多くなり、結果として再結晶粒の微細化が進み、（ｃ）に示すように、微細化したオーステナイト結晶粒となる。更に６８０℃以上８５０℃以下で３０％以上の圧縮加工を加えると、（ｄ）に示すようにオーステナイト粒がつぶれて、転位が導入される。ここでは、オストワルト成長が進むような高温ではないため微細粒のままである。その後、（ｅ）に示すようにＡ３変態点以下になると、転位欠陥からフェライトに変態し、オーステナイト粒を分断するために微細化された形で形成される。そして、Ａ１変態点以下に冷却されると、残留したオーステナイト相がパーライト変態し、（ｆ）に示すように微細化したパーライト組織が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００５０】
【図１】本発明の一例を示す工程説明図。
【図２】予備加工温度、予備加工平均歪とＸｒ値との関係を示す図。
【図３】予備加工に使用する鍛造ロールの一例を示す模式図。
【図４】結晶粒径の概念を説明する図。
【図５】本発明による組織微細化のメカニズムを説明する図。
【図６】発明工程にて得られる部材の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像。
【図７】比較工程にて得られる部材の断面組織を示す光学顕微鏡観察画像。
【符号の説明】
【００５１】
１０  丸棒
２０  予備加工体
３０  コンロッド
【図１】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図２】
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【図６】
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【図７】
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