JP6717398B1

JP6717398B1 - 鍛造部品及びその製造方法、並びにコンロッド

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Publication number: JP6717398B1
Application number: JP2019046809A
Authority: JP
Inventors: 道紀福山; 健之上西
Original assignee: Aichi Steel Corp
Current assignee: Aichi Steel Corp
Priority date: 2019-03-14
Filing date: 2019-03-14
Publication date: 2020-07-01
Anticipated expiration: 2039-03-14
Also published as: US20220074028A1; JP2020147798A; WO2020184009A1; CN113474478A; KR20210137048A

Abstract

【課題】高強度化、被削性向上、及び破断分割性向上を実現可能であるとともに、破断分割面での再当接位置の位置合わせが容易な鍛造部品及びその製造方法を提供すること。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．０５〜０．３５％、Ｍｎ：０．５０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、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〜式３を満足する。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、ビッカース硬さが３２０〜３８０ＨＶ、０．２％耐力が８００ＭＰａ以上、Ｖノッチによるシャルピー衝撃値が１５〜２５Ｊ／ｃｍ²、破断後のシャルピー試験片の破面凹凸（表面積／断面積）が１．４７〜１．６０である。
【選択図】図１

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、少なくとも熱間鍛造後に破断分割を容易に行える特性の得られる鋼が必要となる。

このような高強度特性、被削性及び破断分割性を確保した鋼としては、例えば、特許文献１に記載されたものがある。

特許５６８１３３３号公報

特許文献１に記載された鋼は、高強度特性、被削性及び破断分割性については、現在の技術において高いレベルに維持されていると考えられる。一方において、破断分割後の組み付け性については、さらに向上させることが求められている。すなわち、鍛造部品を破断分割して２つの部品片を形成した後に、再度、その２つの部品を破断分割面で当接させて一体的に組み付ける際に、当接位置が元の位置からずれてしまうことをより確実に防止する特性が求められるようになってきた。

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であるとともに、さらに、破断分割面での再当接位置の位置合わせが容易な、すなわち、組み付け性に優れた鍛造部品及びその製造方法、並びにコンロッドを提供しようとするものである。

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％以下、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、下記式２及び下記式３を満足し、
式１：２４＜８×［Ｃ］＋７×［Ｓｉ］＋１０×［Ｍｎ］＋２２０×［Ｐ］＋４５×［Ｖ］＜３３
式２：［Ｃ］−４×［Ｓ］＋［Ｖ］−２５×［Ｃａ］＜０．４４
式３：２．１５≦４×［Ｃ］−［Ｓｉ］＋（１／５）×［Ｍｎ］＋７×［Ｃｒ］−［Ｖ］≦２．６１
（ここで、式１〜３における［Ｘ］は、元素Ｘの含有率（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１５〜２５Ｊ／ｃｍ²の範囲にあり、
破断後のシャルピー試験片の破面凹凸（表面積／断面積）が１．４７〜１．６０の範囲である鍛造部品にある。

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、上記の特定の範囲内にあり、さらに、破断後のシャルピー試験片の破面凹凸（表面積／断面積）が１．４７〜１．６０の範囲にあるという特性を有している。これにより、高強度を維持しながら被削性に優れ、かつ、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。これらに加え、さらに、上記破面凹凸の値が上記特定の範囲内にあることによって、破断分割面での再当接位置の位置合わせを従来よりも容易とすることができ、優れた組み付け性を得ることができる。

実験例１における、式１の値と破面凹凸との関係を示す説明図。実験例１における、シャルピー衝撃値と破面凹凸との関係を示す説明図。実験例１における、Ｐ含有率とシャルピー衝撃値との関係を示す説明図。実験例１における、硬さと０．２％耐力との関係を示す説明図。実験例１における、硬さと被削性指数との関係を示す説明図。実験例１における、式２の値と被削性指数との関係を示す説明図。実験例２における、Ｎ含有率と０．２％耐力との関係を示す説明図。実験例２における、シャルピー衝撃値と破面凹凸との関係を示す説明図。実験例３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。実験例３における、０．２％耐力とシャルピー衝撃値との関係を示す説明図。実験例１における試料Ｅ１の凹凸形状を示す説明図。実験例１における試料Ｃ１の凹凸形状を示す説明図。

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含有率を上記範囲内に収めることが重要である。Ｃ含有率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含有率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り、好ましくは、０．１０％以上添加するのが良い。一方、Ｓｉ含有率が高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含有率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含有率を上記範囲内にすることが必要である。Ｍｎ含有率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含有率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％以下、
Ｐ（リン）は、破断分割性に影響を与える元素であるが、上記範囲に限定することによって、破断後のシャルピー試験片の破面凹凸（表面積／断面積）を適切な範囲内に納めることができ、破断分割面での再当接位置の位置合わせを従来よりも容易とする効果が得られる。

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含有率が高すぎる場合には、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含有率が高くなりすぎると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含有率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含有率が高いほど、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、式２及び式３を全て満足する必要がある。

本発明では、後述する通り、破断分割性をシャルピー衝撃試験片を破断させた際に得られる破面の凹凸状況により評価することとしている。そして、式１は、シャルピー衝撃試験片を破断させた際の破面凹凸（表面積／断面積）を適切な範囲とするために必要な条件である。式１を満たさない場合には、シャルピー衝撃値等の破面凹凸の値を適切な範囲に制御するための機械的特性が最適範囲からはずれることにより、破面凹凸（表面積／断面積）を適切な範囲に制御することが困難となる。

式２：［Ｃ］−４×［Ｓ］＋［Ｖ］−２５×［Ｃａ］＜０．４４

式２を満足することは、Ｃａ含有の有無に関わらず優れた被削性を確保するために必要な条件となる。より具体的には、上記フェライトの面積率が３０％以上であって、ビッカース硬さが３８０ＨＶ以下の範囲にあり、かつ、式２を満たすことによって、熱間鍛造品としては比較的高硬度であるにもかかわらず、Ｃａ含有の有無に関わらず製造上問題のない被削性を確保することができる。

式３：２．１５≦４×［Ｃ］−［Ｓｉ］＋（１／５）×［Ｍｎ］＋７×［Ｃｒ］−［Ｖ］≦２．６１

式３は、本発明の上記した成分範囲内の鋼において、上記フェライトの面積率を３０％以上とするために必要な条件であり、式３が満たされない場合には、フェライトの面積率が３０％未満となる場合が生じうる。式３が満たされないと、フェライト面積率が全く３０％以上を確保できないというわけではないが、式３を満たすように成分の最適化を行うことにより、より確実にフェライト面積率３０％以上を確保することができる。

そして、本願の鍛造部品は、以下の特性を具備している。

金属組織は、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％以上とする。これにより、降伏比を高くすることができると共に、被削性を向上させることができる。

ビッカース硬さは、３２０〜３８０ＨＶの範囲とする。後述する０．２％耐力を確保するためには、少なくともビッカース硬さが３２０ＨＶ以上であることが必要である。一方、被削性を確保するためには、ビッカース硬さを３８０ＨＶ以下とすることが必要である。

０．２％耐力は、８００ＭＰａ以上とする。この特性を確保することにより、高強度化による軽量化を実現することが可能となる。

Ｖノッチによるシャルピー衝撃値は、１５〜２５Ｊ／ｃｍ²の範囲とする。衝撃値が低すぎると、破面が平坦となり過ぎ、破面凹凸（表面積／断面積）の値が小さくなりすぎるおそれがある。一方、衝撃値が高すぎると、破断分割時の変形が大きくなり、組み付けにより所定の形状とならず、部品としての機能を満足できなくなるおそれがある。

破断後のシャルピー試験片の破面凹凸（表面積／断面積）は、１．４７〜１．６０の範囲とする。破面凹凸（表面積／断面積）の値が上記特定の範囲よりも小さい場合には、破面が平坦となり過ぎ、破断分割面での再当接位置の位置合わせの容易性（組み付け性）が確保できない。一方、破面凹凸（表面積／断面積）の値が上記特定の範囲よりも大きい場合には、破断分割時の変形も大きくなるので、前記した通り組み付け後に部品としての機能を満足できなくなるおそれがある。

次に、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、鍛造用の鋼材に対して熱間鍛造を施して鍛造部品を得る工程と、熱間鍛造後の鍛造品を冷却する冷却工程とを行う。

より具体的には、上記化学成分組成を有する鋼材に対して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を行う。熱間鍛造温度をこの特定の範囲内に設定することによって、鍛造時の加熱により比較的粗大なＶ炭窒化物を固溶させ、冷却時に強度向上に寄与する微細なＶ炭窒化物として析出させ、耐力等狙いの機械的特性を得ることができる。一方、熱間鍛造温度が１２３０℃未満の場合には、粗大なＶ炭窒化物の固溶量が減少し、その後の冷却時の微細なＶ炭窒化物の析出量が減少して、８００ＭＰａ以上の耐力を確保することが難しくなるおそれがあり、一方、１３００℃を超える場合には、脱炭、スケール発生による表面性状の悪化により、部品機能が低下するおそれがある。

また、熱間鍛造後においては、上記鍛造部品を８００〜６００℃の範囲における平均冷却速度が１５０〜２５０℃／分となるよう冷却する冷却工程を行う。平均冷却速度の下限を１５０℃／分とするのは、冷却速度が遅くなり過ぎると狙いとする強度、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。

（実験例１）
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。表１のうち、試料Ｅ１〜Ｅ２１が本発明の成分、式１〜３の条件を全て満足する供試材であり、試料Ｃ１〜Ｃ１６は、一部の成分又は式１〜３の少なくとも一つが、本発明の条件を満足しない比較例である。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。また、この表１に示されたＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏについては、本発明の化学成分としては積極的に添加するものではないが、スクラップを用いた溶解による製造では、不純物として不可避に含有するため、その分析値を記載した。また、Ｃａについても、積極添加せず不純物としてのみ含有する場合も含め、その分析値を記載した。

＜強度評価試験等＞
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処理温度に相当する１２３０℃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。

強度評価試験片を用いた評価は、次の項目について行った。
・硬さ測定：ＪＩＳＺ２２４４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：ＪＩＳＺ２２４１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、ＪＩＳＧ０５５１に準拠した点算法により求めた。
・シャルピー衝撃値：ＪＩＳＺ２２４２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。
・破面凹凸：シャルピー衝撃試験片の破面を３次元非接触形状測定器にて測定し、表面積（破面の凹凸を考慮した表面積）／断面積（破面の凹凸を考慮せず平面とした場合の面積）の比率を算出した。

上記３次元非接触形状測定器は、光切断法と呼ばれる縞状光を対象物に当て、表面の凹凸形状に応じて折れ曲がった光を別の角度から結像・演算し、３次元情報を取得する手法を用いた装置である。なお、３次元非接触形状測定は、レーザー光を用いた装置による測定でも可能だが、上述した光切断法での測定のほうが広範囲かつ短時間撮影が可能である。

金属組織は、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％以上である場合を合格、それ以外の場合を不合格と判定した。硬さは、ビッカース硬さが３２０〜３８０ＨＶの範囲にある場合を合格、それ以外の場合を不合格と判定した。０．２％耐力は、８００ＭＰａ以上の場合を合格、それ以外の場合を不合格と判定した。Ｖノッチによるシャルピー衝撃値は、１５〜２５Ｊ／ｃｍ²の範囲にある場合を合格、それ以外の場合を不合格と判定した。破面凹凸（表面積／断面積）は、１．４７〜１．６０の範囲にある場合を合格、それ以外の場合を不合格と判定した。なお、破面凹凸と組み付け性との関係等については、後述の（破面凹凸の影響について）の欄において説明する。

＜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、実際の熱間鍛造の処理温度に相当する１２３０℃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規格の炭素鋼である、化学成分組成が、Ｃ：０．２３％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：０．８０％、Ｃｒ：０．２０％、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以下であれば、鍛造後の機械加工に支障が生じることはないので、合格と判断し、１．２０超えの場合を不合格と判断した。

各評価結果を表２に示す。

表２から知られるように、試料Ｅ１〜Ｅ２１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、シャルピー衝撃値（破断分割性）及び破面凹凸の全てにおいて優れた特性を発揮することがわかる。

一方、試料Ｃ１は、Ｐ含有率が高すぎ、式１を満足せず、シャルピー衝撃値及び破面凹凸が低くなりすぎた。

試料Ｃ２は、Ｖ含有率が高すぎ、式１及び式２を満足せず、硬さが高くなりすぎ、被削性が悪化し、シャルピー衝撃値及び破面凹凸が低くなりすぎた。

試料Ｃ３は、Ｓｉ及びＭｎの含有率が高すぎ、式１を満足せず、硬さが低くなりすぎ、シャルピー衝撃値及び破面凹凸が低くなりすぎた。

試料Ｃ４は、Ｃ含有率が低すぎ、Ｓｉ及びＭｎの含有率が高すぎ、式１を満足せず、硬さ及び０．２％耐力が低くなりすぎ、シャルピー衝撃値及び破面凹凸も低くなりすぎた。

試料Ｃ５は、Ｓｉ、Ｍｎ及びＰの含有率が高すぎ、式１及び式３を満足せず、フェライト面積率が低くなりすぎ、被削性が低下し、シャルピー衝撃値及び破面凹凸も低くなりすぎた。

試料Ｃ６は、Ｓｉ及びＶの含有率が高すぎ、全ての式を満足せず、フェライト面積率が低くなりすぎ、被削性が低下し、シャルピー衝撃値及び破面凹凸も低くなりすぎた。

試料Ｃ７は、Ｓｉ、Ｍｎ及びＰの含有率が高すぎ、式１及び式３を満足せず、フェライト面積率が低くなりすぎ、被削性が低下し、シャルピー衝撃値及び破面凹凸も低くなりすぎた。

試料Ｃ８は、Ｖ含有率が低すぎ、式１を満足せず、硬さ及び０．２％耐力が低くなりすぎ、シャルピー衝撃値及び破面凹凸が高くなりすぎた。

試料Ｃ９は、Ｃの含有率が高く、Ｖの含有率が低すぎ、式１及び式３を満足せず、フェライト面積率が低くなりすぎ、硬さ及び０．２％耐力が低くなりすぎ、シャルピー衝撃値及び破面凹凸が高くなりすぎた。

試料Ｃ１０及び試料Ｃ１１は、Ｎ含有率が高すぎ、０．２％耐力が低くなりすぎた。

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１を満足していないため、硬さ及び０．２％耐力が低くなりすぎ、シャルピー衝撃値及び破面凹凸が高くなりすぎた。

試料Ｃ１３は、Ｓｉ含有率が高すぎ、式１を満足せず、０．２％耐力が低くなりすぎ、シャルピー衝撃値及び破面凹凸が高くなりすぎた。

試料Ｃ１４〜Ｃ１６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１を満足していないため、試料Ｃ１４は、硬さ及び０．２％耐力が低くなりすぎ、さらに試料Ｃ１４〜Ｃ１６は、シャルピー衝撃値及び破面凹凸が高くなりすぎた。

図１には、横軸に式１の値をとり、縦軸に破面凹凸をとり、全ての試験結果をプロットして両者の関係を示した。同図からわかるように、破面凹凸の値の範囲を適正な範囲にするためには、少なくとも、式１の要件を満足することが重要であることがわかる。

図２には、横軸にシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ²）をとり、縦軸に破面凹凸をとり、全ての試験結果をプロットして両者の関係を示した。同図からわかるように、破面凹凸の値の範囲を適正な範囲にするためには、シャルピー衝撃値を１５〜２５Ｊ／ｃｍ²の範囲に制御することが重要であることがわかる。

図３には、横軸にＰ含有率（％）をとり、縦軸にシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ²）をとり、試料Ｅ１〜Ｅ２１及びＰ含有率が高い試料Ｃ１、Ｃ５及びＣ７の結果をプロットした。同図からわかるように、シャルピー衝撃値を適正な範囲にするためには、少なくともＰ含有率を０．０３％以下に制限する必要があることがわかる。

図４には、横軸に硬さ（Ｈｖ）をとり、縦軸に０．２％耐力（ＭＰａ）をとり、試料Ｅ１〜Ｅ２１、Ｃ含有率が低い試料Ｃ４、Ｖ含有率が低い試料Ｃ８及びＣ９、Ｎ含有率が高い試料Ｃ１０及びＣ１１、フェライト面積率が低い試料Ｃ５〜Ｃ７の結果をプロットした。同図からわかるように、硬さと０．２％耐力の両方を向上させるためには、少なくとも、化学成分組成を適正な範囲に制御することが必要であることがわかる。

図５には、横軸に硬さ（Ｈｖ）をとり、縦軸に被削性指数をとり、試料Ｅ１〜Ｅ２１、Ｖ含有率が高い試料Ｃ２、フェライト面積率が低い試料Ｃ５〜Ｃ７の結果をプロットした。同図からわかるように、フェライト面積率が低い場合及び硬さが３８０Ｈｖを超える場合には、被削性が悪化することがわかる。

図６には、横軸に式２の値をとり、縦軸に被削性指数をとり、試料Ｅ１〜Ｅ２１、Ｖ含有率が高い試料Ｃ２、フェライト面積率が低い試料Ｃ５〜Ｃ７の結果をプロットした。同図からわかるように、少なくとも式２を満足し、かつ、フェライト面積率３０％以上を満足した場合には、Ｃａの積極添加の有無にかかわらず、被削性を確保できることがわかる。

（実験例２）
本例では、上述した表１に示した試料Ｅ１４、Ｅ１５、Ｃ１０及びＣ１１を代表として選択し、熱間鍛造温度による各種特性への影響を調べた。具体的には、強度評価用試験片及び被削性評価用試験片について、熱間鍛造温度を、１２００℃、１２３０℃、１２６０℃のいずれかの条件とし、その他の製造条件は実験例１の場合と同様とした。また、各種特性の評価方法も実験例１の場合と同様とした。評価結果を表３に示す。

図７には、表３に示した結果に基づき、横軸にＮ含有率（％）をとり、縦軸に０．２％耐力（ＭＰａ）をとり、熱間鍛造温度が１２００℃と１２３０℃の場合の結果をプロットした。表３及び同図からわかるように、少なくともＮ含有率が０．０１５％以下の場合には、熱間鍛造温度を１２３０℃以上とした場合に８００ＭＰａ以上の０．２％耐力を確保可能であるが、Ｎ含有率が０．０１５％を超える場合には、熱間鍛造温度を１２３０℃、１２６０℃の高い温度に設定しても、８００ＭＰａ以上の０．２％耐力を確保することができないことがわかる。

図８には、横軸にシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ²）をとり、縦軸に破面凹凸をとり、熱間鍛造温度が１２００℃と１２３０℃の場合の結果をプロットした。表３及び同図からわかるように、少なくともシャルピー衝撃値と破面凹凸の両方を適正な範囲にするためには、熱間鍛造温度を１２３０℃以上とすることが必要条件であることがわかる。

（実験例３）
本例では、熱間鍛造後の冷却速度の影響をより詳しく把握する実験を行った。具体的には、上述した表１に示した試料Ｅ１を代表として選択し、強度評価用試験片及び被削性評価用試験片の製造の際に、熱間鍛造の冷却時における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、１９０℃／分、３００℃／分の何れかの条件とし、その他の条件は実験例１の場合と同様とした。また、各種特性の評価方法も実験例１の場合と同様とした。評価結果を表４に示す。

図９には、横軸に硬さ（Ｈｖ）をとり、縦軸にシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ²）をとり、表４の全ての結果をプロットした。

図１０には、横軸に０．２％耐力（ＭＰａ）をとり、縦軸にシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ²）をとり、表４の全ての結果をプロットした。

表４、図９及び図１０からわかるように、８００〜６００℃の範囲における冷却速度を適正な１５０〜２５０℃／分の範囲内である１９０℃／分とすることにより、全ての特性が良好となることがわかる。

一方、冷却速度１００℃／分とした場合は、硬さ及び０．２％耐力が低すぎ、シャルピー衝撃値、破面凹凸が高すぎる結果となった。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、適正な金属組織が得られず、シャルピー衝撃値、被削性、破面凹凸の全てが狙いの特性を得られなくなることがわかる。

（破面凹凸の影響について）
まず、前述した実験例１における試料Ｅ１とＣ１について、シャルピー衝撃試験片の破面の破面凹凸を測定する際に採取した情報から、破断面における任意の直線上における凹凸形状を図形化したものを、図１１及び図１２に示す。図１１は試料Ｅ１の破面の凹凸形状を示すものであり、図１２は試料Ｃ１の破面の凹凸形状を示すものであって、いずれも、横軸に任意の直線上の距離（ｍｍ）をとり、縦軸に凹凸の変位（ｍｍ）をとったものである。前述した表２に示されているように、破面凹凸（表面積／断面積）は、試料Ｅ１が１．５４、試料Ｃ１が１．３９である。

図１１及び図１２から理解できるように、破面凹凸（表面積／断面積）が１．４７〜１．６０の範囲にある試料Ｅ１は、適度な振幅のある凹凸形状を有している一方、破面凹凸（表面積／断面積）が１．４７未満の試料Ｃ１については、振幅の小さい比較的フラットに近い凹凸形状であることがわかる。

これらの形状の相違点から容易に理解できるように、適度な振幅のある凹凸形状を有している場合には、破断分割面での再当接位置の位置合わせが少しでもずれてしまうと、比較的大きな隙間が生じ、直ちに位置ずれが把握でき、常に、適正な位置での位置合わせが行われるようになる。一方、振幅の小さいフラットに近い凹凸形状の場合には、破断分割面での再当接位置の位置合わせが僅かにずれてしまっても、外観上違和感がでない場合もあり、組付けの段階でその不具合が露呈しないおそれがある。

なお、前述したように、破面凹凸（表面積／断面積）が１．６０を超えるような場合には、破断面の凹凸形状は試料Ｅ１の場合よりもさらに振幅の大きい凹凸形状となるものの、１．６０を超える場合には、図２から明らかな通りシャルピー衝撃値が高くなりすぎる傾向となり、破断分割時に変形が大きくなりすぎるという問題がある。そのため、破面凹凸（表面積／断面積）は１．６０以下に抑える必要がある。

以上のように、破断分割を行った後再度当接させる製品、例えば破断分割により製造するコンロッドなどにおいては、破面凹凸（表面積／断面積）を１．４７〜１．６０の範囲に制御することが非常に有効である。

そして、上記の結果より、破面凹凸を上記範囲に制御しつつ、耐力等優れた特性を確保するには、前記した通りＰ含有率を０．０３０％以下とする等、個々の成分を前記した範囲に調整するだけでは不十分であり、式１〜式３（破面凹凸に関しては特に式１が重要）が満足するように成分の最適化を図った上で、適切な鍛造条件（熱間鍛造温度、鍛造後の冷却速度）で製造することが非常に重要であることがわかる。なお、実際のコンロッド部品に対し、以上得られた知見を活かし、本発明を適用したところ、熱間鍛造部品のシャルピー衝撃試験による破面凹凸の値が本発明の条件を満足する場合には、破断後の組み付け性が良好であることを確認することができた。

Claims

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％以下、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、下記式２及び下記式３を満足し、
式１：２４＜８×［Ｃ］＋７×［Ｓｉ］＋１０×［Ｍｎ］＋２２０×［Ｐ］＋４５×［Ｖ］＜３３
式２：［Ｃ］−４×［Ｓ］＋［Ｖ］−２５×［Ｃａ］＜０．４４
式３：２．１５≦４×［Ｃ］−［Ｓｉ］＋（１／５）×［Ｍｎ］＋７×［Ｃｒ］−［Ｖ］≦２．６１
（ここで、式１〜３における［Ｘ］は、元素Ｘの含有率（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１５〜２５Ｊ／ｃｍ²の範囲にあり、
破断後のシャルピー試験片の破面凹凸（表面積／断面積）が１．４７〜１．６０の範囲である鍛造部品。
請求項１に記載の鍛造部品からなるコンロッド。
請求項１に記載の鍛造部品を製造する方法であって、
上記化学成分組成を有する鋼材に対して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、
上記鍛造部品を８００〜６００℃の範囲における平均冷却速度が１５０〜２５０℃／分となるよう冷却する冷却工程と、を有する鍛造部品の製造方法。