(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.20〜0.30％、Si：0.40〜1.00％、Mn：0.50〜1.30％、Ｓ：0.04〜0.12％、Ｐ：0.04〜0.08％、Cr：0.20％以下、Ｖ：0.15〜0.40％、Ti：0.30％以下、Nb：0.10％以下、残部：Feおよび不純物からなり、下記(1)式で定義されるf1の値が0.90％以上である鋼を下記(a)〜(c)の工程で処理することを特徴とするコネクティングロッドの製造方法。
f1＝Ｃ＋（Si/10）＋（Mn/5）＋（5Cr/22）＋1.65Ｖ-（5Ｓ/7）・・・(1)
(a)素材を1100〜1300℃で加熱し、950℃を超える仕上げ温度で鍛錬比４以上に鍛造する工程。
(b)鍛造後、600℃以下に冷却する工程。
(c)500〜700℃で保持する工程。
ただし、(1)式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を示し、鍛錬比は（鍛造後の断面積／鍛造前の断面積）を示す。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：0.20〜0.30％、Si：0.40〜1.00％、Mn：0.50〜1.30％、Ｓ：0.04〜0.12％、Ｐ：0.04〜0.08％、Cr：0.20％以下、Ｖ：0.15〜0.40％、Ti：0.30％以下、Nb：0.10％以下、残部：Feおよび不純物からなり、下記(1)式で定義されるf1の値が0.90％以上である鋼を素材として、下記(a)〜(c)の工程を経て製造されることを特徴とするクラッキング特性に優れたコネクティングロッド。
f1＝Ｃ＋（Si/10）＋（Mn/5）＋（5Cr/22）＋1.65Ｖ-（5Ｓ/7）・・・(1)
(a)素材を1100〜1300℃で加熱し、950℃を超える仕上げ温度で鍛錬比４以上に鍛造する工程。
(b)鍛造後、600℃以下に冷却する工程。
(c)500〜700℃で保持する工程。
ただし、(1)式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を示し、鍛錬比は（鍛造後の断面積／鍛造前の断面積）を示す。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
この発明は、エンジン部品としてのコネクティングロッドであって、非調質鋼製のコネクティングロッド（本明細書では、コンロッドと略記する）の製造方法およびその製造方法を用いて製造されるコンロッドに関するものであり、特に降伏比および降伏強度が大きく、被削性に優れ、またクラッキング特性にも優れたコンロッドを安価に製造する方法およびそれによって製造されたコンロッドに関する。
【０００２】
【従来の技術】
熱間鍛造用機械構造用鋼で製造される自動車部品等は、従来、熱間鍛造後に焼入れおよび焼戻しの調質処理を施し、それによって所定の機械的性質が付与されていた。しかし、熱間鍛造後の調質処理を省略できる非調質鋼が開発され、上記のような部品の製造コストの削減が可能になってきた。自動車等のエンジンでピストンとクランクシャフトを連結するコネクティングロッド（通称、コンロッド）としても、この非調質鋼製のものが採用されつつある。
【０００３】
コンロッドには強い圧縮応力がかかるので、座屈強度の高いことが要求される。座屈強度は降伏強度（0.2％耐力）とよい相関が認められるが、一般に非調質鋼製のコンロッドは、調質鋼製のものに較べて降伏比、即ち、降伏強度と引張り強度の比が0.65程度と小さい。従って、引張強度を一定水準にすると降伏強度が低くなってコンロッドの耐座屈性が小さくなる。そこで、降伏強度を高めようとすると、引張強度が高くなりすぎて被削性が悪化してしまう。
【０００４】
コンロッドにはクラッキングタイプと称されるものがある。図２はそれを概念的に説明する図である。まず、図２(a)のようにコンロッドを熱間鍛造により一体成形し、その大端部１を(b)のようにキャップ1-2と本体２に分割する（これをクラッキングという）のである。コンロッドをクランクシャフトと連結する際にはキャップと本体とでクランクシャフトを挟み、両者をボルトで連結する。
【０００５】
上記のクラッキングには、大端部の穴に治具を挿入して応力を負荷して端部を破断させる方法、いわゆる「かち割り」が適用される。このとき、破断面が平滑な脆性破面であれば、分割されたキャップと本体とでクランクシャフトを挟み込んだ後、破断面を合わせて連結するだけでよい。
【０００６】
特開平10-235447号公報には750〜1050℃という温度域で熱間鍛造を行って高降伏比の非調質鋼鍛造品を製造する方法が開示されている。しかし、このような低温域での鍛造では鍛造時の変形抵抗が大きくなるため、鍛造に要するエネルギーも大きくなり、能力の高い設備が必要になる。さらに鍛造用金型の寿命が大きく短縮する。また、この方法で製造される部品として、コンロッドも例示されているが、それはクラッキングタイプのものではない。
【０００７】
特開平7-157824号公報には仕上げ温度が750〜900℃という亜熱間鍛造を行い、その後に200〜700℃で時効処理を施す非調質鋼材の製造方法が開示されている。しかし、この方法で製造されるのは機械構造部品というだけで、コンロッドに関しては何の記載もない。また、この方法によれば、降伏強度や靱性に優れたものが製造できるというのであるが、これも低温鍛造であるために、前記のように変形抵抗の増大に対する設備能力の増強や金型寿命の短縮という問題がある。
【０００８】
特開平9-111412号公報にはコンロッド用として好適な非調質鋼が開示されている。この鋼は、クラッキング特性も備えたものである。しかし、その製造方法は、通常の方法であり、具体的には熱間鍛造後に常温まで空冷するという方法である。この方法は降伏比が0.7以上のコンロッドの製造を目的としているが、実施例に示されているように0.8以上の降伏比が確実に得られるわけではない。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、降伏比が0.80以上で、降伏強度（0.2％耐力）が790MPa以上であり、かつクラッキング特性に優れた非調質鋼製のコンロッドを製造する方法およびその製造方法を用いて製造されるコンロッドを提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明の製造方法は、下記１の素材鋼を下記に２の工程で加工熱処理することを特徴とし、本発明のコンロッドは、下記１の素材鋼から下記２の工程で加工熱処理を経て製造することを特徴とする。
【００１１】
１．素材鋼
素材鋼は、下記の組成を持つ鋼である。
質量％で、Ｃ：0.20〜0.30％、Si：0.40〜1.00％、Mn：0.50〜1.30％、Ｓ：0.04〜0.12％、Ｐ：0.04〜0.08％、Cr：0.20％以下、Ｖ：0.15〜0.40％、Ti：0.30％以下、Nb：0.10％以下、残部：Feおよび不純物からなり、下記(1)式で定義されるf1の値が0.90％以上である鋼。
f1＝Ｃ＋（Si/10）＋（Mn/5）＋（5Cr/22）＋1.65Ｖ-（5Ｓ/7）・・・(1)
ただし、(1)式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。
【００１２】
２．加工熱処理
これは、下記(a)〜(c)の工程を含むものである。
(a)素材を1100〜1300℃で加熱し、950℃を超える仕上げ温度で鍛錬比４以上に鍛造する工程。
(b)鍛造後、600℃以下に冷却する工程。
(c)500〜700℃で保持する工程。
ただし、鍛錬比は（鍛造後の断面積／鍛造前の断面積）を示す。
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明方法では、化学組成を調整した素材鋼に特殊な加工熱処理を施すことによって、加工性に優れるフェライト・パーライト組織を維持しながら降伏比を大きくする。以下、まず素材鋼の組成を限定した理由を説明する。なお、成分含有量についての「％」は「質量％」である。
【００１４】
Ｃ：0.20〜0.30％
Ｃは、鋼の強化に有効なので0.20％以上含有させる。しかし、0.30％を超えると、フェライト−パーライト変態後のフェライト体積率が小さくなり、後述するＶおよびTiの析出硬化の効果が小さくなるので、上限は0.30％とする。
【００１５】
Si：0.40〜1.00％
Siは、鋼の脱酸に有効であるとともに固溶体硬化の作用によって鋼の強度を高める。0.40％未満ではその効果が小さい。しかし、1.00％を超えると固溶体硬化の作用が飽和し、また鋼の熱間加工性が悪化する。
【００１６】
Mn：0.50〜1.30％
Mnは鋼の脱酸剤として有効であるとともに焼入れ性を高めて鋼の強度向上に寄与する。これらの効果を得るには0.50％以上が必要である。しかし、Mn含有量が1.30％を超えると鋼の熱間加工性が悪化し、また焼入れ性が高くなりすぎてベイナイト組織になりやすい。ベイナイト組織が生じると被削性が悪化するので、上限は1.30％とする。
【００１７】
Ｓ：0.04〜0.12％
Ｓは、MnとともにMnＳを形成し鋼の被削性を改善する。この効果を得るには0.04％以上の含有が必要である。ただし、Ｓ含有量が0.12％を超えると上記の効果は飽和する。また、鋼の熱間加工性も劣化する。従って、Ｓの適正含有量は0.04〜0.12％である。
【００１８】
Ｐ：0.04〜0.08％
Ｐは、一般には鋼の靱性等を劣化させる不純物として好ましくないものとされる。しかし、本発明では、前述のクラッキング特性を向上させるために積極的に利用する。即ち、Ｐは結晶粒界に偏析して鋼を脆化させるから、コンロッド大端部の分割（かち割り）の際の破面を平滑な脆性破面とするのに有効である。また、鋼の降伏強度を高める作用もある。これらの効果を得るには0.04％以上の含有が必要である。しかし、0.08％を超えるＰは、鋼の熱間加工性を悪化させるので、上限は0.08％とする。
【００１９】
Cr：0.20％以下
Crは無添加でもよい。しかし、Crは鋼の焼入れ性を向上させ、強度を高める元素であるから必要に応じて含有させればよい。その効果は0.02％以上で顕著になるので、添加する場合には Cr含有量は0.02％以上とするのが望ましい。ただし、0.20％を超えると鋼の経済性が損なわれるので上限は0.20％とする。
【００２０】
Ｖ：0.15〜0.40％
Ｖは、後述する時効処理によってフェライト中に炭窒化物として析出し、鋼の強度を高める。この効果を得るには0.15％以上の含有が必要である。しかし、0.40％を超えると効果の増大はほとんどなく鋼の経済性が損なわれる。
【００２１】
Ti：0.30％以下
Tiは無添加でもよい。しかし、Tiは、Ｖと同様に時効処理によって炭窒化物として析出し、鋼を強化するので必要に応じて添加することができる。その場合、上記の効果が顕著になる0.06％以上の含有が望ましい。しかし、Ti含有量が0.30％を超えると鋼の熱間加工性が悪化するので上限は0.30％とする。
【００２２】
Nb：0.10％以下
Nbも無添加でもよい。しかし、Nbは、ＶおよびTiと同様に炭窒化物として析出し、鋼を強化するので必要に応じて添加することができる。その含有量は、0.01％未満では効果が小さく、0.10％を超えると鋼の熱間加工性が損なわれる。従って、Nbを添加する場合にはその含有量を0.01〜0.10％とするのが望ましい。
【００２３】
上記の素材鋼は、下記(1)式で定義されるf1の値が0.90％以上であることが望ましい。(1)式は炭素当量を表す式で、熱間鍛造後の鋼の引張強度と良い相関がある。1000MPa以上の引張強度を得るためには、f1の値が0.90％以上になる必要がある。1000MPa以上の引張強度を得られれば、降伏比が0.8以上の場合に、790MPa以上の降伏強度が得られることになる。
f1＝Ｃ＋（Si/10）＋（Mn/5）＋（5Cr/22）＋1.65Ｖ−（5Ｓ/7）・・・(1)
ただし、(1)式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を示す。
【００２４】
次に加工熱処理条件について説明する。
降伏比は、引張強度に対する降伏強度の比、即ち、「降伏強度／引張強度」である。この降伏比を大きくする方法としては、フェライト中に微細な析出物を分散させて析出硬化させる方法がある。例えば、Ｖ、Tiのような元素を含有させて、これらの炭窒化物を析出させるのである。しかし、析出物が微細に分布していれば析出硬化による強化が期待できるが、析出が過度に進行して析出物が粗大化すると析出硬化の効果は減少する。また、含有される成分元素に応じて、析出が起きる温度や冷却速度には相違がある。従って、析出硬化によるフェライトの強化は、合金成分だけでなく加工熱処理の条件にも依存する。
【００２５】
図１は、本発明方法の原理を説明するための加工熱処理のパターンとその各工程で得られる金属組織を示す図である。なお、素材はＶを含有する鋼である。
【００２６】
図１において、素材の加熱時にはＶはオーステナイト中に固溶している。これを鍛造するとオーステナイトは微細化しかつ再結晶するが、Ｖは依然としてオーステナイトに固溶したままである。鍛造後に変態点以下に冷却するとオーステナイトはフェライトとパーライトに変態する。
【００２７】
この変態の過程でも幾分かの炭窒化物が析出するが、その量は少なく析出硬化の効果は不十分である。しかし、その後に変態点よりも低い温度で保持すれば、フェライト中での炭窒化物の析出が促進されてフェライトが強化され、充分な析出硬化が得られ、降伏比が大きくなる。
【００２８】
以上が本発明方法による降伏比を高める原理であるが、ここで重要なのは素材の加熱温度（Ｔ１）、鍛造後の冷却停止温度（Ｔ２）ならびに再加熱温度（Ｔ３）およびその温度での保持時間である。そこで、これらの影響を確認すべく多数の試験を行って、本発明を完成した。
【００２９】
１．素材の加熱温度（Ｔ１）について
鍛造前の素材の加熱温度が1300℃を超えると結晶粒が粗大化する。一方、1100℃より低温での加熱では析出硬化に有効なＶ、Ti等の固溶が十分でなく、また素材の変形抵抗が大きく、鍛造金型等の寿命低下を招く。従って、加熱温度は1100〜1300℃が適当である。
【００３０】
２．鍛造温度について
鍛造はオーステナイト温度域で行うが、ここで重要なのは鍛造仕上げ温度である。仕上げ温度が950℃以下の場合には、素材の変形抵抗が大きく、鍛造用金型の寿命短縮を招く。従って、鍛造の仕上げ温度は950℃を超える温度とする。仕上げ温度の上限には特に制約はないが、素材の加熱温度を前記範囲の上限近くにしても、加熱炉から取り出して鍛造を開始するまでの温度低下等があるので、実際には1200℃程度が上限になる。
【００３１】
３．鍛錬比について
鍛錬比は（鍛造後の断面積／鍛造前の断面積）で示される。鍛造時の鍛錬比が４未満だと、オーステナイトの微細化が不十分であり、フェライト・パーライト変態後に微細組織を得られず、充分な降伏強度を得ることができない。このため、鍛錬比を４以上にする必要がある。
【００３２】
４．鍛造後の冷却停止温度（Ｔ２）および冷却速度について
鍛造終了後はオーステナイトからフェライト−パーライト組織への変態が完了する温度以下まで冷却する。変態完了温度は鋼種および冷却速度等によって多少異なるが、本発明の素材鋼を用いたコンロッドの製造では、冷却速度を約45〜150℃／分として600℃以下まで冷却すれば変態は完了する。
【００３３】
５．時効処理の温度（Ｔ３）および保持時間について
時効処理は保熱炉内で所定時間保持し、変態によって生成したフェライト中にＶの炭窒化物および素材がTiまたは／およびNbを含む場合はそれらの炭窒化物を充分に析出させる処理である。処理温度は、オーステナイトへの変態温度以下でできるだけ高い方が処理時間が短くなって有利である。具体的には500〜700℃で15〜60分保持すればよい。500℃よりも低温では析出硬化が不十分である。なお、時効処理温度の上限の700℃は、オーステナイトへの逆変態が起きない温度である。
【００３４】
前記４の冷却の停止温度が上記の時効温度の範囲内にあれば、図１に破線で示すように、そのまま熱処理炉内で保持すればよいが、冷却停止温度が低い場合、あるいは鍛造後に長時間経過して鍛造製品の温度が（例えば常温まで）下がっている場合には再加熱して時効処理を行うことになる。なお、時効処理の保持温度は一定である必要はなく、上記の温度範囲内で変動しても差し支えはない。時効処理後の冷却方法は任意であるが、炉から出して自然放冷するのが実際的である。
【００３５】
以上の熱処理の後、機械加工によってコンロッドの形状となし、クラッキングを行う場合はこの状態で前記のクラッキングを行う。
【００３６】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する鋼を真空溶解炉を用いて溶製した。表１における鋼ａ〜ｅが本発明で規定する条件を満たす鋼（以下「本発明の素材鋼」という）であり、鋼イ〜ホは、本発明で規定する条件から外れた鋼（以下「比較鋼」という）である。
【００３７】
これらの鋼を1200〜1250℃に加熱して直径35mmの丸棒に成形し、表面の凹凸や脱炭層をピーリングで除去し、直径33mmの鍛造用素材とした。
上記の鍛造用素材を1250℃に加熱し、仕上げ温度1100℃で図２(a)に示すコンロッドの形状に熱間鍛造して、自然冷却によって600℃まで冷却した。次いで、600℃に保った熱処理炉に装入して30分間保持する時効処理を施し、常温まで自然冷却した。なお、鋼種イだけは、焼入れ温度1000℃、焼戻し温度500℃で調質処理を施した。さらに、鋼種ａについては、鍛錬比の効果を確認するため、鍛錬比６および２の２種形状のコンロッドに鍛造した。
【００３８】
(A)引張試験
上記コンロッドのレール部（図２の符号３の部分）から平行部の直径3mm、標点距離15mmの引張試験片を切り出して室温で引張試験を行い引張強度と降伏強度を測定した。
【００３９】
(B)被削性試験
コンロッドの大端部（図２の符号１の部分）に深さ15mmのブラインドホールをドリルで穿孔する試験を行って被削性を評価した。この試験は、高速度工具鋼（SKH51）の８mm径のストレートシャンクドリルを回転数754rpm、送り0.15mm/revの条件で水溶性潤滑剤を用いて行った。
【００４０】
被削性は次のようにしての評価した。即ち、100穴穿孔した後のドリルのコーナー摩耗量（ドリル最外周部の摩耗量）を測定し、その値を表１の鋼イ（JIS S48C鋼）を同じ条件で穿孔したときの摩耗量を100とした相対量に換算した。なお、被削性に影響する引張強度（即ち、硬度）の影響をなくするため、鋼イと強度差のある鋼ロ（S30C）、鋼ニ（低炭素鋼）および鋼ホ（高炭素鋼）については試験を行わなかった。
【００４１】
(C)クラッキング性試験
熱処理後のコンロッドの各10本を図２(b)に示すようにコンロッド本体２とキャップ1-2に破断分割し、破面が脆性破面であるものをクラッキング性良好と判定した。
以上の試験結果を表２に示す。
【００４２】
【表１】
0003720750.tif 000002
【００４３】
【表２】
0003720750.tif 000003
【００４４】
表２の試験結果から、下記の結論が得られる。
(1)本発明例に相当する試験No.１〜５では、時効処理後の降伏比はすべて0.80以上で、790MPa以上の降伏強度が得られ、被削性、クラッキング特性ともに良好である。
【００４５】
(2)試験No.１は、Ｖを含み、Ｐ含有量の高い鋼を素材としたものである。時効処理によって降伏比の上昇が見られ、被削性およびクラッキング特性ともに良好である。しかし、Ｐの含有量が少ない鋼を用いた試験No.８では、クラッキング特性が不良である。
【００４６】
(3)試験No２および３は、Ｖに加えてそれぞれTi、またはNbを含む鋼を素材としてものである。いずれも時効処理後の降伏比はNo.１よりも大きい。
【００４７】
(4)試験No.４はNo.１〜３よりもS含有量が大きい素材綱を用いたものである。時効処理後の降伏比が高くクラッキング特性も良好である上に、被削性はNo.１〜３よりも更に向上している。
【００４８】
(5)試験No.５は、Crを含まない鋼ｅを素材としたものである。強度はやや低いが時効硬化しており、降伏比、被削性およびクラッキング特性ともに良好である。
【００４９】
(6)試験No.６は、被削性評価の標準試料として作製したものである。素材はJISのS48C相当鋼で、熱処理は焼入れ−焼戻しである。引張強度を本発明例に合わせるために1000MPaに調整してある。
【００５０】
(7)試験No.７は、Ｖを含まないJISのS30C相当鋼を素材としたものである。時効硬化性がなく、降伏比も小さい。
【００５１】
(8)試験No.８は、前記のとおりクラッキング特性が悪い。
【００５２】
(9)試験No.９は、Ｖを含む低炭素鋼を素材としている。これにはわずかながら時効硬化がみられるが、時効処理後も強度が低く、降伏比も0.8には達しない。クラッキング特性も不良である。
【００５３】
(10)試験No.10の素材鋼はＣが約0.5％の高炭素鋼である。Ｖを含むので時効硬化はしているが、Ｃ含有量が多いのでフェライト分率が小さく降伏強度の上昇率が低く降伏比は小さい。
【００５４】
(11)試験No.11は、本発明の素材鋼を用いているが、鍛錬比が２と低いために、降伏強度、降伏比ともに小さい。
【００５５】
【発明の効果】
実施例でも明らかにしたように、本発明方法によれば降伏比が0.80以上で、790MPa以上の降伏強度が得られ、被削性に優れ、さらにクラッキング特性にも優れたコンロッドが製造できる。この方法は、熱間鍛造、その後の冷却および時効処理を一連の工程で実施できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明方法の原理を説明する図である。
【図２】クラッキング型のコンロッドを説明する図である。
【符号の説明】
１…コンロッドの大端部、  1-2…クラッキング後のキャップ、
２…本体、  ３…レール部
【図１】
0003720750.tif 000004
【図２】
0003720750.tif 000005