(57)【要約】  本発明の一態様に係る鋼は、化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５５％、Ｓｉ：０．２０〜１．３０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０１０〜０．２００％、Ｓ：０．０１０〜０．１００％、Ｃｒ：０〜１．２０％、Ｖ：０．２５〜０．４０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０７０％、Ｍｏ：０〜０．１５％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、Ａｌ：０〜０．２００％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｚｒ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、Ｂｉ：０〜０．００５０％、Ｐｂ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃｕ：０〜０．０５％、及びＮｉ：０〜０．０５％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、０．００２＜Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０．０５０を満たす。
2019203348.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分が、単位質量％で、
Ｃ：０．２５〜０．５５％、
Ｓｉ：０．２０〜１．３０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、
Ｐ：０．０１０〜０．２００％、
Ｓ：０．０１０〜０．１００％、
Ｃｒ：０〜１．２０％、
Ｖ：０．２５〜０．４０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０７０％、
Ｍｏ：０〜０．１５％、
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、
Ａｌ：０〜０．２００％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｚｒ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
Ｂｉ：０〜０．００５０％、
Ｐｂ：０〜０．５０％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｃｕ：０〜０．０５％、及び
Ｎｉ：０〜０．０５％、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
Ｔｉ含有量及びＮ含有量が下記式１を満たす
ことを特徴とする鋼。
０．００２＜Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０．０５０  （式１）
【請求項２】
前記化学成分が、単位質量％で、
Ｍｏ：０．００５〜０．１５％を含有することを特徴とする請求項１に記載の鋼。
【請求項３】
前記化学成分が、単位質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．２００％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
Ｚｒ：０．００１〜０．００５％、
Ｍｇ：０．００１〜０．００５％、
Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｐｂ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｃｕ：０．０１〜０．０５％、及び
Ｎｉ：０．０１〜０．０５％、
からなる群から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の鋼。
【請求項４】
前記化学成分が、単位質量％で、
Ａｌ：０〜０．０５０％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項５】
前記化学成分が、単位質量％で、
Ａｌ：０．０５０％超０．２００％以下を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項６】
化学成分が、単位質量％で、
Ｃ：０．２５〜０．５５％、
Ｓｉ：０．２０〜１．３０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、
Ｐ：０．０１０〜０．２００％、
Ｓ：０．０１０〜０．１００％、
Ｃｒ：０〜１．２０％、
Ｖ：０．２５〜０．４０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０７０％、
Ｍｏ：０〜０．１５％、
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、
Ａｌ：０〜０．２００％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｚｒ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
Ｂｉ：０〜０．００５０％、
Ｐｂ：０〜０．５０％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｃｕ：０〜０．０５％、及び
Ｎｉ：０〜０．０５％、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼よりなり、
表面から１．０ｍｍ以上内部のミクロ組織におけるフェライト・パーライト組織の面積分率が９５％以上であり、
Ｔｉ含有量及びＮ含有量が下記式２を満たす
ことを特徴とする機械部品。
０．００２＜Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０．０５０  （式２）
【請求項７】
引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、降伏比が０．８５以上であることを特徴とする請求項６に記載の機械部品。
【請求項８】
化学成分が、単位質量％で、
Ｃ：０．２５〜０．５５％、
Ｓｉ：０．２０〜１．３０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、
Ｐ：０．０１０〜０．２００％、
Ｓ：０．０１０〜０．１００％、
Ｃｒ：０〜１．２０％、
Ｖ：０．２５〜０．４０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０７０％、
Ｍｏ：０〜０．１５％、
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、
Ａｌ：０〜０．２００％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｚｒ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
Ｂｉ：０〜０．００５０％、
Ｐｂ：０〜０．５０％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｃｕ：０〜０．０５％、及び
Ｎｉ：０〜０．０５％、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼よりなるコネクティングロッドであって、
ロッド部において、表面から１．０ｍｍ以上内部のミクロ組織におけるフェライト・パーライト組織の面積分率が９５％以上であり、
Ｔｉ含有量及びＮ含有量が下記式３を満たす
ことを特徴とするコネクティングロッド。
０．００２＜Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０．０５０  （式３）
【請求項９】
前記ロッド部における引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、降伏比が０．８５以上であることを特徴とする請求項８に記載のコネクティングロッド。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼、機械部品、およびコネクティングロッドに関するものである。
本願は、２０１８年４月２０日に、日本に出願された特願２０１８−０８１５３６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
【背景技術】
【０００２】
自動車エンジン用部品および足廻り用部品では、熱間鍛造で成形を行い、次いで焼入れ焼戻しといった熱処理を行い（以降、熱処理が行われる部品を調質鋼部品と称する）、または、熱処理を適用することなく（以降、熱処理が行われない部品を非調質鋼部品と称する）、適用する部品に必要な機械特性を確保する。最近は製造工程における経済効率性の観点から、調質を省略して製造された部品、すなわち、非調質鋼部品が多く普及している。【０００３】
自動車エンジン用部品の事例としてコネクティングロッド（以降、コンロッドと称する）が挙げられる。この部品は、エンジン内でピストンの往復運動をクランクシャフトによる回転運動に変換する際に、動力を伝達する部品である。コンロッドは、クランクシャフトのピン部と称される偏芯部位をコンロッドのキャップ部とロッド部とで挟み込んで締結し、ピン部とコンロッドの締結部とが回転摺動する機構によって動力を伝達する。このキャップ部とロッド部との締結を効率化するために、近年、破断分離型コンロッドが多く採用されている。【０００４】
破断分離型コンロッドとは、熱間鍛造等でキャップ部とロッド部とが一体となった形状に鋼材を成形した後、キャップ部とロッド部との境界に相当する部分に切欠きを入れて、破断分離する工法を採用したものである。この工法では、キャップ部及びロッド部の合わせ面において破断分離した破断面同士を嵌合させるので、合わせ面の機械加工が不要な上に、位置合わせのために施す加工も必要に応じて省略できる。これらから、部品の加工工程を大幅に削減でき、部品製造時の経済効率性は大幅に向上する。このような工法で製造される破断分離型コンロッドには、破断面の破壊形態が脆性的であり、破断分離による破断面近傍の変形量が小さいこと、すなわち破断分離性が良好であることが求められる。【０００５】
破断分離型コンロッドに供する鋼材として、欧米で普及しているのは、ＤＩＮ規格のＣ７０Ｓ６であり、０．７質量％のＣを含む。この高炭素非調質鋼コンロッドは、破断分離時の寸法変化を抑えるために、その金属組織を延性及び靱性の低いパーライト組織としたものである。Ｃ７０Ｓ６は、破断時の破断面近傍の塑性変形量が小さいので破断分離性に優れる一方、現行の中炭素非調質鋼コンロッドのフェライト・パーライト組織に比べて組織が粗大であるので、降伏比（＝０．２％耐力／引張強度）が低く、高い座屈強度が要求される高強度コンロッドには適用できないという問題がある。【０００６】
鋼材の降伏比を高めるためには、炭素量を低減し、フェライト分率を増加させることが必要である。しかしながら、フェライト分率を増加させると鋼材の延性が向上して、破断分離時に塑性変形量が大きくなり、クランクシャフトのピン部に締結されるコンロッド摺動部の形状変形が増大し、コンロッド摺動部の真円度が低下するといった部品性能上の問題が発生する。【０００７】
高強度の破断分離型コンロッドに好適な鋼材としていくつかの鋼が提案されている。例えば、特許文献１および特許文献２には、鋼材にＳｉまたはＰのような脆化元素を多量に添加し、材料自体の延性および靱性を低下させることによって破断分離性を改善する技術が記載されている。特許文献３〜５には、第二相粒子の析出強化を利用してフェライトの延性および靱性を低下させることによって鋼材の破断分離性を改善する技術が記載されている。さらに、特許文献６〜８には、Ｍｎ硫化物の形態を制御することによって鋼材の破断分離性を改善する技術が記載されている。【０００８】
一方、近年は高出力ディーゼルエンジンあるいはターボエンジンの普及によるエンジン出力増大に伴い、コンロッドの高強度化ニーズが高まっている。この高強度化手段の一つとして、例えば特許文献１〜７に記載の技術では、Ｖを多量添加し、微細なＶ炭化物による鋼の析出強化が利用されてきた。合金炭化物を生成する元素の中でもＶは、熱間鍛造前の加熱（１２５０℃前後）で鋼材への固溶量が多く、析出強化量が多く得られる。しかしながら、鋼材においてＶの固溶量には限界がありＶの含有量の増大だけではより一層の高強度化は難しい。【０００９】
また、これら高強度化技術は、破断分離した部位の変形量を小さくすると同時に、破断面の凹凸を小さくするため、破断面同士を嵌合させた時に位置ずれが生じる。例えば、特許文献９には、Ｍｎ硫化物の形態を制御することによって破断面の嵌合性を改善する技術が記載されている。しかしながら、より一層の高強度化において、高強度化と破断面の嵌合性の両立は現行の工法では解決できなかった。【００１０】
以上のように、近年のコンロッドの高強度化要求に対応可能な、高い引張強度及び降伏比と、優れた破断分離性と、優れた破断面の嵌合性の全てを有する破断分離型コンロッドを製造可能な鋼は、現状では得られていないのが実情である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】日本国特許第３６３７３７５号公報
【特許文献２】日本国特許第３７５６３０７号公報
【特許文献３】日本国特許第３３５５１３２号公報
【特許文献４】日本国特許第３９８８６６１号公報
【特許文献５】日本国特許第５３４０２９０号公報
【特許文献６】日本国特許第４３１４８５１号公報
【特許文献７】日本国特許第３６７１６８８号公報
【特許文献８】日本国特許第４２６８１９４号公報
【特許文献９】国際公開第２０１６／１４３８１２号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明は上記の実情に鑑み、高い引張強度と、高い降伏比と、優れた破断分離性と、優れた破断面の嵌合性の全てを有する機械部品およびコネクティングロッド、ならびにこのような機械部品及びコネクティングロッドを製造可能な鋼を提供することを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上述の課題を解決するために、本発明者は破断分離型高強度コネクティングロッド用の鋼及びその部品を実現する方策について鋭意検討した。その結果得られた本発明の要旨とするところは、次の通りである。【００１４】
（１）本発明の一態様に係る鋼は、化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５５％、Ｓｉ：０．２０〜１．３０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０１０〜０．２００％、Ｓ：０．０１０〜０．１００％、Ｃｒ：０〜１．２０％、Ｖ：０．２５〜０．４０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０７０％、Ｍｏ：０〜０．１５％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、Ａｌ：０〜０．２００％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｚｒ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、Ｂｉ：０〜０．００５０％、Ｐｂ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃｕ：０〜０．０５％、及びＮｉ：０〜０．０５％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、Ｔｉ含有量及びＮ含有量が下記式１を満たす。
０．００２＜Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０．０５０（式１）
（２）上記（１）に記載の鋼では、前記化学成分が、単位質量％で、Ｍｏ：０．００５〜０．１５％を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の鋼では、前記化学成分が、単位質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．２００％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｚｒ：０．００１〜０．００５％、Ｍｇ：０．００１〜０．００５％、Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０％、Ｐｂ：０．０１〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｃｕ：０．０１〜０．０５％、及びＮｉ：０．０１〜０．０５％、からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載の鋼では、前記化学成分が、単位質量％で、Ａｌ：０〜０．０５０％を含有してもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載の鋼では、前記化学成分が、単位質量％で、Ａｌ：０．０５０％超０．２００％以下を含有してもよい。
（６）本発明の別の態様に係る機械部品は、化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５５％、Ｓｉ：０．２０〜１．３０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０１０〜０．２００％、Ｓ：０．０１０〜０．１００％、Ｃｒ：０〜１．２０％、Ｖ：０．２５〜０．４０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０７０％、Ｍｏ：０〜０．１５％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、Ａｌ：０〜０．２００％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｚｒ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、Ｂｉ：０〜０．００５０％、Ｐｂ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃｕ：０〜０．０５％、及びＮｉ：０〜０．０５％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼よりなり、表面から１．０ｍｍ以上内部のミクロ組織におけるフェライト・パーライト組織の面積分率が９５％以上であり、Ｔｉ含有量及びＮ含有量が下記式２を満たす。
０．００２＜Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０．０５０（式２）
（７）上記（６）に記載の機械部品では、引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、降伏比が０．８５以上であってもよい。
（８）本発明の別の態様に係るコネクティングロッドは、化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５５％、Ｓｉ：０．２０〜１．３０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０１０〜０．２００％、Ｓ：０．０１０〜０．１００％、Ｃｒ：０〜１．２０％、Ｖ：０．２５〜０．４０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０７０％、Ｍｏ：０〜０．１５％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、Ａｌ：０〜０．２００％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｚｒ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、Ｂｉ：０〜０．００５０％、Ｐｂ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃｕ：０〜０．０５％、及びＮｉ：０〜０．０５％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼よりなるコネクティングロッドであって、ロッド部において、表面から１．０ｍｍ以上内部のミクロ組織におけるフェライト・パーライト組織の面積分率が９５％以上であり、Ｔｉ含有量及びＮ含有量が下記式３を満たす。
０．００２＜Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０．０５０（式３）
（９）上記（８）に記載のコネクティングロッドでは、前記ロッド部における引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、降伏比が０．８５以上であってもよい。
【発明の効果】
【００１５】
本発明により、高い引張強度、高い降伏比、優れた破断分離性、及び、優れた破断面の嵌合性の全てを有する鋼、機械部品およびコネクティングロッドを提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】Ｔｉを含有した鋼材と含有していない鋼材について、それぞれのＶ含有量と降伏比（＝０．２％耐力／引張強度）との関係を示すグラフである。
【図２】０．２５％Ｖを含有した鋼材のＴｉ含有量と降伏比（＝０．２％耐力／引張強度）との関係を示すグラフである。
【図３】本実施形態に係る機械部品の一例である破断分離型のコネクティングロッドを示す分解斜視図である。
【図４】破断評価用試験片を示す模式図であって、（ａ）は正面図であり、（ｂ）は側面図である。
【図５】破断分離性及び破断面の嵌合性を評価するための試験装置を示す模式図。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
本発明者らは、高い引張強度及び降伏比、並びに優れた破断分離性及び破断面の嵌合性の全てを有する機械部品、特にコンロッドを実現する方策について鋭意検討した結果、以下の（ａ）、（ｂ）、（ｃ）の知見を得た。
【００１８】
（ａ）本発明者らは、鋼中のＶ、Ｎの含有量を調整することによって、フェライト・パーライト組織中の初析フェライトにＶ炭化物を析出させ、さらにパーライトラメラ間のフェライトにもＶ炭化物を析出させることによって、機械部品の引張強度、降伏比及び破断分離性並びに破断面の嵌合性が顕著に向上することを見出した。パーライトにＶ炭化物を析出させることでこれらの特性が向上する理由は、Ｖ炭化物の析出量が増えるだけでなく、初析フェライト中よりパーライトラメラ間で析出させた方が微細かつ多量にＶ炭化物が析出するためと推測される。
【００１９】
（ｂ）さらに、本発明者らは、Ｖ炭化物等の合金炭化物を微細かつ多量に析出させる手段について検討を重ねた。その結果、Ｖに加えて微量のＴｉを鋼中に含有させることによって、引張強度、降伏比及び破断分離性並びに破断面の嵌合性がさらに向上することを見出した。微量のＴｉを含有させることで、Ｔｉ炭化物が先に析出してＴｉ炭化物がＶ炭化物の核となることで、単独でＶ炭化物を析出させるよりも、微細かつ多量にＶ炭化物が析出するためと推測される。
【００２０】
（ｃ）加えて本発明者らは、Ｔｉ含有量とＮ含有量とから算出される「Ｔｉ−３．４×Ｎ」を所定範囲内とすることが、合金炭化物の微細分散を一層促進することを知見した。Ｔｉ−３．４×Ｎは、Ｔｉ及びＮが全てＴｉＮを形成した場合の余剰Ｔｉ量にあたる。余剰Ｔｉが形成するＴｉ炭化物が、Ｖ炭化物などの合金炭化物の析出核となり、これらの微細分散を一層促進すると推測される。
【００２１】
上述の手段により、高い引張強度と、高い降伏比と、優れた破断分離性と、優れた破断面の嵌合性の全てを有する鋼、機械部品およびコネクティングロッドを提供することができる。また、任意にＡｌを鋼中に含有させることによって、高い引張強度や降伏比、破断分離性を維持したまま、一層優れた破断面の嵌合性を確保可能であることも見いだされた。これは、多量のＡｌ酸化物がき裂進展方向を変える起点となることで破断面凹凸を大きくし、破断面同士の嵌合性を向上させるためと推測される。
【００２２】
以下、本発明の実施形態である鋼、機械部品およびコネクティングロッドについて説明する。なお、本実施形態における「鋼」とは、機械部品及びコネクティングロッドの素材となる、熱鍛鍛造に供される鋼材を意味する。機械部品及びコネクティングロッドは、例えば鋼を熱間鍛造することによって得られる。本実施形態に係る鋼は、熱間鍛造に供される鋼（即ち熱間鍛造用鋼）を含む概念であり、例えば、棒鋼である。
本実施形態の鋼は、化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５５％、Ｓｉ：０．２０〜１．３０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０１０〜０．２００％、Ｓ：０．０１０〜０．１００％、Ｃｒ：０〜１．２０％、Ｖ：０．２５〜０．４０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０７０％、Ｍｏ：０〜０．１５％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、Ａｌ：０〜０．２０％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｚｒ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、Ｂｉ：０〜０．００５０％、及びＰｂ：０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、Ｔｉ含有量及びＮ含有量が下記式１を満たす鋼である。
０．００２＜Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０．０５０  （式１）
【００２３】
また、本実施形態の機械部品は、本実施形態に係る鋼を素材とするものであって、上記の化学成分を有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼よりなり、表面から１．０ｍｍ以上内部のミクロ組織におけるフェライト・パーライト組織の面積分率が９５％以上である。
また、本実施形態の機械部品は、圧延方向と平行に採取した丸棒試験片（１４Ａ号）をＪＩＳ  Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して測定した引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、降伏比（＝０．２％耐力／引張強度）が０．８５以上であることが好ましい。
【００２４】
更に、本実施形態のコネクティングロッドは、本実施形態に係る鋼を素材とするものであって、上記の化学成分を有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼よりなり、ロッド部において、表面から１．０ｍｍ以上内部のミクロ組織においてフェライト・パーライト組織の面積分率が９５％以上である。
本実施形態のコネクティングロッドは、ロッド部から長手方向と平行に採取した丸棒試験片（１４Ａ号）をＪＩＳ  Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して測定した引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、降伏比（＝０．２％耐力／引張強度）が０．８５以上であることが好ましい。
【００２５】
＜化学成分＞
以下、本実施形態の鋼、機械部品およびコネクティングロッドの鋼の化学成分について説明する。なお、以下の説明において、機械部品およびコネクティングロッドを総称して「非調質鋼部品」と言う場合がある。非調質鋼部品とは、本実施形態に係る鋼を熱間鍛造等することによって得られる熱間鍛造品である。また、以下の説明において、合金元素の含有量の単位「質量％」は、以下「％」と記載する。以下の説明において、合金元素の作用効果として機械特性（引張強さ、降伏比、破断分離性、及び破断面の嵌合性など）を挙げることがあるが、これらは熱間鍛造後の鋼（即ち機械部品及びコンロッド）の機械特性を意味する。さらに以下の説明において、本実施形態に係る機械部品についての説明は、特に断りがない限り、本実施形態に係るコンロッドにも適用される。
【００２６】
Ｃ：０．２５〜０．５５％
Ｃは非調質鋼部品の強度を確保する効果を有する。非調質鋼部品において必要な引張強度を得るには、Ｃ含有量の下限を０．２５％にする必要がある。一方、Ｃを過剰に含有すると、引張強度は高いが降伏比が低いため、破断分離時の二次き裂が長く、二次き裂の先端では塑性変形が生じる。このため非調質鋼部品の破断分離性及び破断面の嵌合性が顕著に低下する。これらにより、Ｃ含有量の上限は０．５５％とする。Ｃ含有量の好ましい下限は、０．２７％、０．２９％、または０．３１％である。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．５３％、０．５１％、または０．４９％である。
【００２７】
Ｓｉ：０．２０〜１．３０％
Ｓｉは、固溶強化によってフェライトを強化し、非調質鋼部品の延性及び靱性を低下させる。非調質鋼部品の延性及び靱性の低下は破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし破断分離性を向上させる。この効果を得るためにはＳｉ含有量の下限を０．２０％にする必要がある。一方、Ｓｉを過剰に含有すると非調質鋼の延性及び靱性が顕著に低下し破断分離性は良好であるものの、破断面の凹凸が小さく組付け時の嵌合性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量の上限を１．３０％とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は、０．２５％、０．３０％、または０．３５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は、１．２５％、１．２０％、または１．１５％である。
【００２８】
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％
Ｍｎは、セメンタイトに多く固溶しパーライトの成長速度を遅くする。パーライトの成長速度の遅延には、パーライトラメラ間にＶ炭化物等の合金炭化物を多量析出させることにより、非調質鋼部品の引張強度、降伏比を高める効果がある。また、Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎ硫化物を形成する。鋼から得られる非調質鋼部品を破断分割させる際に、圧延方向に伸長したＭｎ硫化物に沿ってき裂が伝播するので、Ｍｎ硫化物は破断面の凹凸の破断面垂直方向のサイズを大きくし、破断面を嵌合する際に位置ずれを防止する効果がある。これらの効果を得るためにはＭｎ含有量の下限を０．５０％にする必要がある。一方、Ｍｎを過剰に含有すると、熱間鍛造後の冷却過程でベイナイト組織が生成しやすくなり、非調質鋼部品の引張強度や降伏比、破断分離性が顕著に低下する。そのため、Ｍｎ含有量の上限を１．５０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、０．５５％、０．６０％、または０．６５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は、１．４５％、１．４０％、または１．３５％である。
【００２９】
Ｐ：０．０１０〜０．２００％
Ｐは、フェライト及びパーライトの延性及び靱性を低下させる。延性及び靱性の低下は、非調質鋼部品の破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし、破断分離性を向上させる効果がある。この効果を得るためにはＰ含有量の下限を０．０１０％にする必要がある。一方、Ｐを過剰に含有すると非調質鋼部品の延性及び靱性が顕著に低くなり、破断分離性は良好であるものの、破断面の凹凸が小さく組付け時の嵌合性が低下する。そのため、Ｐ含有量の上限を０．２００％とする。Ｐ含有量の好ましい下限は、０．０１５％、０．０２０％、または０．０２５％である。Ｐ含有量の好ましい上限は、０．１８０％、０．１６０％、または０．１４０％である。
【００３０】
Ｓ：０．０１０〜０．１００％
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎ硫化物を形成する。鋼から得られる非調質鋼部品を破断分割させる際に、圧延方向に伸長したＭｎ硫化物に沿ってき裂が伝播するので、Ｍｎ硫化物は破断面の凹凸の破断面垂直方向のサイズを大きくし、破断面を嵌合する際に位置ずれを防止する効果がある。この効果を得るためにはＳ含有量の下限を０．０１０％にする必要がある。一方、Ｓを過剰に含有すると、非調質鋼部品の破断時の破断面近傍の塑性変形量が増大し破断分離性が低下する。そのため、Ｓ含有量の上限を０．１００％とする。Ｓ含有量の好ましい下限は、０．０１５％、０．０２０％、または０．０２５％である。Ｓ含有量の好ましい上限は、０．０９５％、０．０９０％、または０．０８５％である。
【００３１】
Ｃｒ：０〜１．２０％
Ｃｒが含まれない場合でも本実施形態に係る鋼及び非調質鋼部品はその課題を解決できるので、Ｃｒの含有量の下限値は０％である。一方、Ｃｒは、セメンタイトに多く固溶しパーライトの成長速度を遅くする。パーライトの成長速度の遅延には、パーライトラメラ間にＶ炭化物等の合金炭化物を多量析出させることにより、非調質鋼部品の引張強度、降伏比を高める効果がある。この効果を得るためにＣｒ含有量の下限を０．０５％にすることが好ましい。一方、Ｃｒを過剰に含有すると、熱間鍛造後の冷却過程でベイナイト組織が生成しやすくなり、非調質鋼部品の引張強度や降伏比、破断分離性が顕著に低下する。そのため、Ｃｒ含有量の上限を１．２０％とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限は、０．０６％、０．０７％、または０．０８％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は、１．１０％、１．００％、または０．９０％である。
【００３２】
Ｖ：０．２５〜０．４０％
Ｔｉ：０．０１０〜０．０７０％
Ｖは、鋼を熱間鍛造した後の冷却時に炭化物を形成する。Ｖ炭化物が初析フェライトやパーライトラメラ間に多量析出することで、非調質鋼部品の引張強度及び降伏比を顕著に向上させ、かつこれら組織の延性及び靱性を著しく低下させる。延性及び靱性の低下は、非調質鋼部品の破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし、破断分離性を向上させる効果がある。
【００３３】
Ｔｉは、窒化物又は炭化物を形成する。その中でも、Ｔｉ炭化物はパーライト変態過程においてパーライトとオーステナイトの界面でＶ炭化物より先に析出し核となることで単独でＶ炭化物が析出するより微細かつ多量に析出する。これにより、単独でＶ炭化物が析出するよりも、非調質鋼部品の引張強度や降伏比、及び破断分離性を向上させる効果がある。
【００３４】
本発明者らは、Ｖ及びＴｉの効果を確認するために、以下に説明する実験を行った。まず本発明者らは、Ｃ：０．４３％、Ｓｉ：０．７５％、Ｍｎ：０．９０％、Ｐ：０．０５５％、Ｓ：０．０２５％、Ｃｒ：０．１２％、及びＮ：０．００３５％であって、Ｖの含有量が０．１１〜０．６３％、Ｔｉの含有量が０〜０．１４０％の範囲内にある種々の組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造により製造し、必要に応じて、均熱拡散処理、分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。このあと熱間圧延によって、鋼を直径が５６ｍｍの棒鋼形状とした。  
【００３５】
次に、機械的性質を調べるため、鍛造コネクティングロッド相当の試験片を熱間鍛造で作製した。具体的には、直径５６ｍｍの素材棒鋼を１２５０℃に加熱後、棒鋼の長手方向と垂直に棒鋼を鍛造し平板として、この平板の厚さを２０ｍｍとした。熱間鍛造後の鍛造材を自然放冷（放冷）によって室温まで冷却した。冷却後の鍛造材から、ＪＩＳ１４Ａ号引張試験片とコネクティングロッド大端部相当形状の破断分離性評価用試験片を切削加工した。ＪＩＳ１４Ａ号引張試験片は、鍛造材の側面から３０ｍｍ位置で、鍛造材の長手方向に沿って採取した。引張試験はＪＩＳＺ２２４１に準拠して２５℃常温で５ｍｍ／ｍｉｎ．の速度にて実施した。図１にＴｉを０．０１０％含有した鋼材とＴｉを含有していない鋼材について、それぞれのＶ含有量と降伏比（＝０．２％耐力／引張強度）との関係を示す。また図２に０．２５％のＶを含有した鋼材のＴｉ含有量と降伏比（＝０．２％耐力／引張強度）との関係を示す。なお、図２中の×印は、低応力で破断したことを示す。
実験の対象としたのは、化学成分が、Ｃ：０．３２％、Ｓｉ：０．６８％、Ｍｎ：０．８５％、Ｐ：０．０４５％、Ｓ：０．０６５％、Ｃｒ：０．２０％、Ｎ：０．００１０〜０．００２０％をベースとし、Ｖ：０．１１〜０．６３％、およびＴｉ：０〜０．１３９％を添加した４９水準の鋼である。
【００３６】
図１に示されるように、Ｔｉを含有する、しないに係らず、Ｖ含有量の増加にともなって降伏比は向上する。またＶに加えてＴｉを鋼中に含有させることにより、降伏比が顕著に向上する。Ｖのみ含有した場合、降伏比は０．８５未満であり、これより高い降伏比を得るためには、０．２５％以上のＶ及び０．０１０％以上のＴｉの両方を含有する必要がある。したがって、本発明者らは、降伏比を０．８５以上にするために、Ｖ含有量の下限を０．２５％、Ｔｉ含有量の下限を０．０１０％と定めた。
【００３７】
その一方、図１及び図２に示されるように、Ｖの含有量が０．４０％を超え、Ｔｉの含有量が０．０７０％を超えても降伏比はほとんど向上しないか、もしくは塑性変形することなく低応力破断することが明らかになった。したがって、本発明者らは、Ｖ含有量の上限を０．４０％、Ｔｉ含有量の上限を０．０７０％と定めた。
【００３８】
これらのことから、本実施形態に係る鋼及び非調質鋼部品では、Ｖ含有量は０．２５〜０．４０％、Ｔｉ含有量は０．０１０〜０．０７０％とする。Ｖ含有量の下限値は、０．２６％、０．２７％、または０．２８％としてもよい。Ｖ含有量の上限値は、０．３８％、０．３６％、または０．３４％としてもよい。Ｔｉ含有量の下限値は、０．０２０％、または０．０３０％としてもよい。Ｔｉ含有量の上限値は、０．０６０％、０．０５０％、または０．０４０％としてもよい。
【００３９】
Ｍｏ：０〜０．１５％
Ｍｏは、ＭｎやＣｒと同様に、セメンタイトに多く固溶しパーライトの成長速度を遅くする。パーライトの成長速度の遅延は、パーライトラメラ間でＶ炭化物等の合金炭化物を多量析出させることにより、非調質鋼部品の引張強度、降伏比を高める効果がある。Ｍｏによる効果を得るためには、Ｍｏを０．００５％以上含有するとよい。ただし、Ｍｏが含まれない場合でも本実施形態に係る鋼及び非調質鋼部品はその課題を解決できるので、Ｍｏの含有量の下限値は０％である。一方、Ｍｏを過剰に含有すると、熱間鍛造後の冷却過程でベイナイト組織が生成しやすくなり、非調質鋼部品の引張強度や降伏比、破断分離性が顕著に低下する。そのため、Ｍｏ含有量の上限を０．１５％とする。Ｍｏ含有量の好ましい上限は、０．１３％、０．１１％、または０．０９％である。
【００４０】
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％
Ｎは、ＴｉやＶと結合し窒化物を形成する。窒化物はフェライト・パーライト変態前のオーステナイト組織の粗大化を抑制し焼入れ性を低下させる。これによりＮには、非調質鋼部品の引張強度や降伏比、破断分離性を大幅に損なうベイナイト組織の生成を抑制する効果がある。この効果を得るには、Ｎ含有量の下限を０．００１０％とする。Ｎを過剰に含有すると、窒化物が増大し、熱間鍛造後の冷却時に生成するＶ炭化物等の合金炭化物の析出量が減少するので、降伏比が低く、また０．２％耐力も低下する。これにより非調質鋼部品の破断分離性が顕著に低下する。そのため、Ｎ含有量の上限は０．００６０％とする。Ｎ含有量の好ましい下限は、０．００１５％、０．００２０％、または０．００２５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は、０．００５５％、０．００５０％、または０．００４５％である。
【００４１】
本実施形態に係る鋼及び非調質鋼部品はさらに、Ａｌ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｂｉ、及びＰｂからなる群から選択される１種以上を化学成分として含んでもよい。ただし、Ａｌ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｂｉ、及びＰｂが含まれない場合でも本実施形態に係る鋼及び非調質鋼部品はその課題を解決できるので、Ａｌ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｇ、Ｂｉ、及びＰｂのそれぞれの含有量の下限値は０％である。
【００４２】
Ａｌ：０〜０．２００％
Ａｌ含有量は、０〜０．２００％の範囲内で適宜選択することができる。例えば、破断分離性を一層向上させることが求められる場合、Ａｌ含有量を０〜０．０５０％としてもよく、破断面の嵌合性を一層向上させることが求められる場合、Ａｌ含有量を０．０５０％超０．２００％以下としてもよい。
具体的には、Ａｌは、酸素と結合し酸化物を形成する。Ａｌ酸化物を鋼中に多量に分散させると、このＡｌ酸化物がき裂進展方向を変える起点となり、破断面の凹凸を大きくし、破断面の嵌合性を一層向上させる。この効果を得るためには、Ａｌ含有量の下限を０．０５０％超にすることが好ましい。ただし、本実施形態に係る鋼によれば、Ａｌ含有量が０％であっても熱間鍛造後に良好な破断面の嵌合性が得られるので、Ａｌ含有量の下限値を０％としてもよい。
一方、Ａｌを過剰に含有すると材料が脆くなり、破断分離時、あるいは破断面同士を嵌合させた時に欠けが生じる。破断面の欠けが生じると、かえって嵌合部の位置ずれが生じ、精度よく嵌合できないといった問題が生じる。そのため、上限は０．２００％とする。破断分離性を一層向上させる観点からは、Ａｌ含有量の上限を０．０５０％としてもよい。Ａｌ含有量の好ましい下限は、０．００１％、０．０７０％、０．０９０％、または０．１１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は、０．１８０％、０．１６０％、０．１４０％、または０．０５０％である。
【００４３】
Ｃａ：０〜０．００５％
Ｚｒ：０〜０．００５％
Ｍｇ：０〜０．００５％
Ｂｉ：０〜０．００５０％
Ｐｂ：０〜０．５０％
Ｃａ、Ｚｒ、及びＭｇは酸素と結合し鋼中に酸化物として存在することにより、フェライト及びパーライトの延性及び靱性を低下させる。Ｂｉは鋼中に固溶状態として存在することにより、フェライト及びパーライトの延性及び靱性を低下させる。Ｐｂは鋼中に単独で存在することにより、フェライト及びパーライトの延性及び靱性を低下させる。延性及び靱性の低下は、非調質鋼部品の破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし、破断分離性を向上させる効果がある。したがって、Ｃａ、Ｚｒ、及びＭｇそれぞれの下限値を０．００１％としてもよい。またＢｉの下限値を０．０００１％としてもよい。Ｐｂの下限値を０．０１％としてもよい。一方、Ｃａ、Ｚｒ、及びＭｇはそれぞれ０．００５％超えると、熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。Ｂｉは０．００５０％超えると、熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。Ｐｂは０．５０％を超えると、熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、Ｃａ、Ｚｒ、及びＭｇそれぞれの上限は０．００５％とし、Ｂｉの上限は０．００５０％とし、Ｐｂの上限は０．５０％とする。
【００４４】
Ｎｂ：０〜０．０５％
Ｎｂは、Ｃ及び／又はＮと結合して炭化物又は炭窒化物を生成し析出することで、非調質鋼部品の引張強度及び降伏比を顕著に向上させ、かつこれら組織の延性及び靱性を著しく低下させる。延性及び靱性の低下は、非調質鋼部品の破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし、破断分離性を向上させる効果がある。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰であると、熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となることから、その上限は０．０５％である。
【００４５】
Ｃｕ：０〜０．０５％
Ｃｕは、鋼中に単独で存在することにより、フェライト及びパーライトの延性及び靭性を低下させる。延性及び靱性の低下は、非調質鋼部品の破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし、破断分離性を向上させる効果がある。しかしながら、Ｃｕ含有量が過剰であると、熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となることから、その上限は０．０５％である。
【００４６】
Ｎｉ：０〜０．０５％
Ｎｉは、鋼中に単独で存在することにより、フェライト及びパーライトの延性及び靭性を低下させる。延性及び靱性の低下は、非調質鋼部品の破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし、破断分離性を向上させる効果がある。しかしながら、Ｎｉ含有量が過剰であると、熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となることから、その上限は０．０５％である。
【００４７】
本実施形態に係る鋼及び非調質鋼部品の化学成分の残部は、鉄（Ｆｅ）及び不純物である。不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石もしくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る鋼及び非調質鋼部品に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。不純物元素の例として、Ｏ（酸素）などがある。Ｏが不純物として含まれる場合、例えば、その含有量は０．００３０％以下である。
【００４８】
本実施形態に係る鋼及び非調質鋼部品の化学成分においては、さらにＴｉ含有量及びＮ含有量が下記式１を満たす。
０．００２＜Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０．０５０  （式１）
式１におけるＮ含有量の項の係数「３．４」は、Ｔｉ窒化物を構成するＴｉ及びＮの質量数比である。Ｔｉ−３．４×Ｎが０を超える場合、Ｎに対してＴｉが過剰に添加されており、過剰なＴｉは硫化物（Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２、及びＴｉ２Ｓ等）、及び炭化物（ＴｉＣ）等を形成する。
本実施形態に係る鋼及び非調質鋼部品では、微細且つ多量にＶ炭化物を生成することによって、高い降伏比を確保しているが、このＶ炭化物の微細分散のためには、Ｖ炭化物の析出核となるＴｉ炭化物が必要である。従って、Ｔｉ−３．４×Ｎは０．００２超と規定される。一方、Ｔｉ−３．４×Ｎが０．０５０以上になると、Ｔｉ硫化物の量が過剰となり、Ｍｎ硫化物が減少し、破断面の嵌合性が損なわれる。従って、Ｔｉ−３．４×Ｎは０．０５０未満と規定される。Ｔｉ−３．４×Ｎの下限値を０．００５、０．０１０、０．０１５、又は０．０２０としてもよい。Ｔｉ−３．４×Ｎの上限値を０．０４５、０．０４０、０．０３５、又は０．０３０としてもよい。
【００４９】
＜非調質鋼部品のミクロ組織＞
フェライト・パーライト組織
フェライト・パーライト組織とは、フェライト・パーライトを主体とする組織であり、初析フェライトとパーライトとからなる組織である。ここで、フェライト・パーライト主体の組織とは、非調質鋼部品のミクロ組織において、フェライト・パーライトの面積分率が９５％以上、換言するとフェライト・パーライト組織以外の残部組織が０〜５％であることを意味する。なお、本実施形態に係る非調質鋼部品のフェライト・パーライト組織では、パーライトの面積分率が初析フェライトの面積分率より多いか、またはパーライトの面積分率と初析フェライトの面積分率とが同程度である。
主にフェライト・パーライト組織から構成される鋼では、初析フェライトやパーライトの成長時に、オーステナイトとの界面でＶ炭化物等の合金炭化物が析出する相界面析出が起こりうる。つまり、熱間鍛造後の冷却過程で、オーステナイトから初析フェライトへの変態またはオーステナイトからパーライトへの変態と、Ｖ炭化物の析出とが同時に起こりうる。一方、ベイナイト組織やマルテンサイト組織は、変態した後、Ｖ炭化物等の合金炭化物が析出する温度に改めて加熱する必要がある。したがって、非調質鋼部品においてＶ炭化物等の合金炭化物を多量に析出するために、非調質鋼部品の、表面から１．０ｍｍ以上内部のミクロ組織はフェライト・パーライト組織とする。なお、熱間鍛造に供する前の鋼の金属組織は限定されない。熱間鍛造は例えばＡｃ３点以上の高温で実施されるので、熱間鍛造前の鋼の組織は、熱間鍛造後の鋼部品の特性に何ら影響を及ぼさないからである。
【００５０】
非調質鋼部品の表面から１．０ｍｍ以上内部のミクロ組織（以下、単に「ミクロ組織」と略する場合がある）に含まれるフェライト・パーライト組織の面積分率は、９５％以上であり、好ましくは９６％以上、より好ましくは９７％以上である。非調質鋼部品の残部組織としてはベイナイト組織が含まれ得るが、ベイナイト組織が生成すると降伏比が低下してしまうので、非調質鋼部品の残部組織は極力少ないことが好ましい。非調質鋼部品の残部組織は５％以下であり、好ましくは４％以下、さらに好ましくは３％以下であり、０％であってもよい。すなわち非調質鋼部品はフェライト・パーライト組織が１００％であってもよい。なお、熱間鍛造に供する前の鋼の組織におけるベイナイト量は特に限定されない。上述のように、熱間鍛造は例えば１２５０℃程度の高温で実施されるので、熱間鍛造前の鋼に含まれるベイナイトは熱間鍛造時に消失し、熱間鍛造後の機械部品の特性に何ら影響を及ぼさないからである。
【００５１】
非調質鋼部品のミクロ組織の確認方法は、以下の通りである。非調質鋼部品から１０ｍｍ角のサイズの試験片を切り出し、ミクロ組織を観察する。切り出した試験片を樹脂埋めし、鏡面研磨仕上げした後、ナイタール腐食液（３％硝酸アルコール）で研磨面をエッチングする。そして、エッチングにより腐食した面を観察面として任意の１０箇所を特定し、観察倍率を４００倍とし光学顕微鏡で観察する。光学顕微鏡写真におけるフェライト及びパーライトを通常の手段により特定し、これらが写真に占める面積分率を通常の画像解析により測定する。そして、１０か所におけるフェライト及びパーライトの合計面積率の平均値を、非調質機械部品のミクロ組織におけるフェライト・パーライト組織の面積分率とする。なお、上記手段によって得られたフェライト・パーライト組織の面積分率は、その体積分率と実質的に同一である。
なお、非調質鋼部品のミクロ組織は、表面から１．０ｍｍより深い位置から試験片を切り出して観察する。上述のように、表面から１．０ｍｍ未満の深さの領域におけるミクロ組織は特に限定されないからである。
【００５２】
＜非調質鋼部品の機械特性＞
引張強度が１０００ＭＰａ以上、かつ降伏比が０．８５以上
非調質鋼部品の引張強度を１０００ＭＰａ以上にすることで、非調質鋼部品がコネクティングロッドとして使用された場合でも、十分な強度を確保できる。また、非調質鋼部品の降伏比が０．８５以上であれば、破断分離時の二次き裂が短くなり、二次き裂の先端で塑性変形が生じにくく、破断分離性及び破断面の嵌合性が向上する。よって、本実施形態に係る非調質鋼部品の引張強度は、例えば、１０００ＭＰａ以上、１４００ＭＰａ以下であり、好ましくは１０５０ＭＰａ以上、より好ましくは１１００ＭＰａ以上である。また、本実施形態に係る非調質鋼部品の降伏比は、例えば、０．８５以上であり、好ましくは０．８７以上であり、より好ましくは０．９０以上である。なお、本実施形態における降伏比は、引張強度と０．２％耐力の比（０．２％耐力／引張強度）をいう。
【００５３】
また、本実施形態の非調質鋼部品は、０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上であってもよい。非調質鋼部品の０．２％耐力が８５０ＭＰａ以上であれば、破断分離時の二次き裂が短くなり、二次き裂の先端で塑性変形が生じにくくなり、非調質鋼部品の破断分離性及び破断面の嵌合性がより向上する。
【００５４】
非調質鋼部品の引張強度、０．２％耐力及び降伏比の測定は次の通りである。機械部品の場合は試験片の長手方向が圧延方向と一致するように、またコネクティングロッドの場合は試験片の長手方向がロッド部の長手方向と一致するように丸棒試験片（ＪＩＳ１４Ａ号試験片）を切り出す。丸棒試験片は、機械部品またはコネクティングロッドの表面から深さ１．０ｍｍ以上内部から切り出す。また、コネクティングロッドの場合はロッド部から切り出す。そして、試験片を用いてＪＩＳ  Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して測定する。測定温度は２５℃とし、ひずみ速度は５ｍｍ／ｍｉｎ．とする。
【００５５】
なお、熱間鍛造前の鋼の機械特性は特に限定されない。金属組織と同様に、例えばＡｃ３点以上の温度に加熱して行われる熱間鍛造より前の鋼の機械特性は、熱間鍛造後の機械部品の機械特性に実質的に影響しないからである。熱間鍛造後の機械部品の機械特性は、化学成分及び熱間鍛造条件に応じて定まることとなる。即ち、本実施形態に係る鋼の作用効果は、熱間鍛造に供した後に優れた機械特性を発揮しうるという点にある。
ただし、本実施形態に係る鋼は、熱間鍛造用途に用いた場合に優れた効果を発揮するものの、その用途は熱間鍛造に限定されない。例えば、本実施形態に係る鋼を冷間加工することによって、優れた強度、高い降伏比、優れた破断分離性、及び、優れた破断面の嵌合性を有する機械部品を製造することも可能である。この場合、本実施形態に係る鋼の組織を、非調質鋼部品と同様に、表面から１．０ｍｍ以上内部の組織がフェライト・パーライト組織であり、フェライト・パーライト組織の面積分率が９５％以上であるものとすることは有益である。さらに本実施形態に係る鋼は、例えば、直径２０〜８０ｍｍの棒鋼であるが、用途が限定されないので、その形状も任意である。
【００５６】
＜鋼及び非調質鋼部品の製法＞
本実施形態の鋼は、上記の化学成分を有する鋼片を連続鋳造により鋳造し、必要に応じて、均熱拡散処理、分塊圧延工程を経て圧延素材とする。次に圧延素材を熱間圧延してから冷却することで、鋼を得る。熱間圧延はＡｒ３点以上の温度で熱間圧延を終了し、熱間圧延後の冷却条件は特に限定する必要はなく、放冷でも水冷でもよい。熱間圧延の温度範囲は、例えば、９２０℃〜９８０℃とする。熱間圧延後は焼入れ焼戻し等の調質熱処理を行う必要はない。
【００５７】
また、本実施形態の非調質鋼部品は、鋼をＡｃ３点以上の温度に加熱し、熱間鍛造を行って所望の部品形状に加工し、その後、冷却することにより製造する。熱間鍛造後の冷却条件は、フェライト・パーライト組織が得られる条件であれば特に限定する必要はなく、放冷でも水冷でもよい。例えば、加熱温度の温度範囲は１２２０℃〜１２８０℃とし、加熱時間は５ｍｉｎ．〜１５ｍｉｎ．とする。また、熱間鍛造後に更に切削等の後加工を行って部品形状を調整してもよい。熱間鍛造後は焼入れ焼戻し等の調質熱処理を行う必要はない。
【００５８】
本実施形態に係る鋼及び非調質鋼部品の用途は特に限定されないが、破断分離して用いられる機械部品、例えば破断分離型のコネクティングロッドに適用された場合に、特に好適な効果を奏する。
【００５９】
図３は、本実施形態に係る破断分離型のコネクティングロッド（以下、コンロッドと言う場合がある）の一例を示す分解斜視図である。この例の破断分離型のコンロッド１は、図３に示すように上下に分割されたロッド付半円弧状のアッパ側半割体２と、半円弧状のロア側半割体３とから構成されている。アッパ側半割体２の半円弧部２Ａの両端側にはそれぞれロア側半割体３に固定するためのねじ溝を有するねじ孔５が形成され、ロア側半割体３の半円弧部３Ａの両端側にはそれぞれアッパ側半割体２に固定するための挿通孔６が形成されている。
【００６０】
アッパ側半割体２の半円弧部２Ａとロア側半割体３の半円弧部３Ａとを円環状に合わせて相互の両端側の挿通孔６とねじ孔５に結合ボルト７を挿通し、螺合することで円環状のビッグエンド部８が構成されている。アッパ側半割体２のロッド部２Ｂの上端側には円環状のスモールエンド部９が形成されている。
【００６１】
図３に示す構造の破断分離型のコンロッド１は、自動車エンジン等の内燃機関のピストンの往復運動を回転運動に変換するために内燃機関に組み込まれ、スモールエンド部９が図示略のピストンに接続され、ビッグエンド部８が内燃機関のコネクティングロッドジャーナル（図示略）に接続される。
【００６２】
本実施形態の破断分離型のコンロッド１は上述された化学成分、ミクロ組織を備える鋼から形成され、アッパ側半割体２の半円弧部２Ａとロア側半割体３の半円弧部３Ａとは、元々１つの円環状部品であった部分を脆性破断して形成される。一例として、熱間鍛造品の一部に切欠きを設けてその切欠きを起点として脆性的に破断分離して、アッパ側半割体２の半円弧部２Ａの突き合わせ面２ａとロア側半割体３の半円弧部３Ａの突き合わせ面３ａとを形成する。これらの突き合わせ面２ａ、３ａは元々１つの部材を破断分離して形成しているので、良好な位置合わせ精度で突き合わせが可能となる。
【００６３】
この構造の破断分離型のコンロッド１は、突き合わせ面の新たな加工や位置決めピンが不要となり、大幅な製造工程の簡略化がなされる。
【００６４】
破断分離型のコンロッド１は、一例として、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５５％、Ｓｉ：０．２０〜１．３０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０１０〜０．２００％、Ｓ：０．０１０〜０．１００％、Ｃｒ：０〜１．２０％、Ｖ：０．２５〜０．４０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０７０％、Ｍｏ：０〜０．１５％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、Ａｌ：０〜０．２０％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｚｒ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、Ｂｉ：０〜０．００５０％、及びＰｂ：０〜０．５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼からなり、ロッド部において、表面から１．０ｍｍ以上内部のミクロ組織におけるフェライト・パーライト組織の面積分率が９５％以上であり、Ｔｉ含有量及びＮ含有量が下記式３を満たす。
０．００２＜Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０．０５０  （式３）
上述の組成の鋼を熱間鍛造して冷却し、鋼とすることで、上述の目的特性のコンロッドが得られる。コンロッドのフェライト・パーライト組織の面積分率、及び種々の機械特性の測定方法は、上述した機械部品におけるこれらの測定方法と同じである。
【実施例】
【００６５】
本発明を実施例によって以下に詳述する。なお、これら実施例は本発明の技術的意義、効果を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。【００６６】
以下の表１−１及び表１−２に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造により製造し、必要に応じて、均熱拡散処理、分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。次に、圧延素材を９５０℃に加熱した後、熱間圧延によって、鋼を直径が５６ｍｍの棒鋼形状とした。表１−１及び表１−２の下線が付された値は、本発明の範囲外の値であることを示す。また、表１−１及び表１−２の記号「−」は、その記号に係る元素が添加されていないことを示す。【００６７】
次に、ミクロ組織、機械特性を調べるため、コンロッド相当の試験片を熱間鍛造で作製した。具体的には、直径５６ｍｍの素材棒鋼を１２５０℃に加熱し５分間保持した後、１２００℃で、棒鋼の長手方向に対して垂直方向に棒鋼を鍛造し、厚さ２０ｍｍの平板とした。熱間鍛造後の鍛造材（平板）を自然放冷（放冷）によって室温まで冷却した。【００６８】
次いで、冷却後の鍛造材から、ＪＩＳ１４Ａ号引張試験片と、コンロッド大端部相当形状の破断評価用試験片を切削加工により製造した。ＪＩＳ１４Ａ号引張試験片は、鍛造材の側面から３０ｍｍ位置で、鍛造材の長手方向に沿って採取した。また、破断評価用試験片５１は、図４に示すように、８０ｍｍ×８０ｍｍかつ厚さ１８ｍｍの板形状の中央部に、直径５０ｍｍの穴５２を開けたものとした。また、直径５０ｍｍの穴５２の内面には、鍛造前の素材である棒鋼の長手方向に対して±９０度の位置の２か所に、深さ１ｍｍかつ、先端曲率０．５ｍｍの４５度のＶノッチ５３を設けた。さらに、ボルト穴として直径８ｍｍの貫通穴５４を、その中心線がノッチ加工側の側面から８ｍｍの位置に開けた。図４中の矢印のＸ方向及びＹ方向については後述する。【００６９】
引張試験はＪＩＳＺ２２４１に準拠して２５℃で５ｍｍ／ｍｉｎ．のひずみ速度にて実施した。引張強度が１０００ＭＰａ未満、または降伏比（＝０．２％耐力／引張強度）が、小数点以下第３位で四捨五入して０．８５未満となる試験片は強度が劣ると判断した。【００７０】
また、上記引張試験片と同一部位から１０ｍｍ角サンプル（ただし、表面から１．０ｍｍ深さの位置）を２個切り出し、ミクロ組織を観察した。切り出したサンプルを樹脂埋めし、鏡面研磨仕上げした後、ナイタール腐食液（３％硝酸アルコール）で研磨面をエッチングした。エッチングされた研磨面を観察面として、光学顕微鏡で観察倍率を４００倍として観察し、任意の１０視野の写真画像を得た。フェライト、パーライト、およびベイナイトの各相は、相ごとにコントラストが異なるため、組織観察では、コントラストに基づいて各相を特定し、その面積分率を求めた。ここでは、フェライト・パーライト以外の残部組織をベイナイトと定義する。ベイナイトにはマルテンサイトを含むが、区別が困難であるため、本明細書では総称してベイナイトという。したがって、各視野において、フェライト及びパーライト以外の領域を、ベイナイトと特定した。そして、得られた１０か所におけるフェライト及びパーライトの合計面積率の平均値を、ミクロ組織におけるフェライト・パーライト組織の面積分率とした。表２−１及び表２−２において、ミクロ組織が実質的にフェライト及びパーライトのみからなる、即ちフェライト及びパーライトの合計面積率が１００％の試料は、「ミクロ組織」の列に「Ｆ／Ｐ」と記載した。また、フェライト及びパーライト以外の組織が含まれた試料は、「ミクロ組織」の列に、フェライト・パーライト以外の残部組織、すなわちベイナイトを示す記号「Ｂ」を記載した。【００７１】
破断分離性及び破断面の嵌合性評価は、図５に示す試験装置により評価した。図５に示す試験装置は、割型１０１と落錘試験機とから構成されている。割型１０１は、長方形の鋼材１０１ａ上に直径４６．５ｍｍの円柱部１０１ｂが形成されたものであり、中心線１０１ｃに沿って２分割した形状とされている。片方の割型１０１ｄは固定され、もう片方の割型１０１ｅは図示略のレール上を図中水平方向に移動可能とされている。円柱部１０１ｂの上面には、くさび穴１０１ｆが設けられており、くさび穴１０１ｆは割型１０１の分割面１０１ｃに通じている。【００７２】
破断試験時には、図４に示した破断評価用試験片５１の直径５０ｍｍの穴５２を、割型１０１の直径４６．５ｍｍの円柱部１０１ｂにはめ込み、くさび穴１０１ｆにくさび１０３を入れて落錘１０２の下に設置する。落錘１０２は質量２００ｋｇであり、ガイドに沿って落下する仕組みである。落錘１０２を落とすと、くさび１０３が打ち込まれて割型１０１ｄ、１０１ｅが離間され、破断評価用試験片５１はＶノッチ５３を起点にして２つに引張破断される。なお、破断時に試験片５１が割型から遊離しないように、破断評価用試験片５１は割型１０１に押し付けられるように周囲を固定されている。【００７３】
鋼の破断分離性及び破断面の嵌合性を評価するために、破断後の破断評価用試験片のＸ方向破断面変形量及びＹ方向破断面変形量の測定を行った。破断分離後の破断面をつき合せてボルト締めし、破断方向と垂直方向をＸ方向（図４のＸ方向）、破断方向をＹ方向（図４のＹ方向）として内径を測定し、破断分離前の内径と破断分離後の内径の差を変形量とした。Ｘ方向破断面変形量及びＹ方向破断面変形量の少なくとも片方が８０μｍ以上となった試料は、破断分離性及び破断面の嵌合性が不良であると見なした。またＸ方向破断面変形量が１０μｍ以下（マイナスの値も含む）となった試料は、破断面をつき合せた時にＹ方向にずれが生じており、この場合は破断面の嵌合性が不良であるとした。【００７４】
【表１−１】
2019203348.tif 000003
【００７５】
【表１−２】
2019203348.tif 000004
【００７６】
【表２−１】
2019203348.tif 000005
【００７７】
【表２−２】
2019203348.tif 000006
【００７８】
表１−１において、鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ３４の本発明例は、いずれも化学成分が本発明の規定範囲内とされたものである。これら本発明例Ａ１〜Ａ３４は、Ｖ炭化物等の合金炭化物が初析フェライトに加えてパーライトラメラ間に微細かつ多量に析出された。このため、表２−１に示すように、これら本発明例Ａ１〜Ａ３４は、引張強度が１０００ＭＰａ以上となり、降伏比が０．８５以上となった。また、これら本発明例Ａ１〜Ａ３４は、０．２％耐力も８５０ＭＰａ以上になった。また、これら本発明例Ａ１〜Ａ３４は、破断分離性が良好であり、破断面の嵌合性も良好だった。本発明例Ａ１〜Ａ３４を非調質鋼部品とした場合には、高い引張強度及び降伏比を有し、また、優れた０．２％耐力を備え、更には、優れた破断分離性並びに破断面の嵌合性を有する非調質鋼部品になる。【００７９】
これに対して、表１−２及び表２−２に示すように、比較例Ｂ１は、Ｃの含有量が少ないため、必要な引張強度が得られず、０．２％耐力も十分でなかった。
比較例Ｂ２は、Ｃの含有量が多いため、十分な引張強度を有するものの、降伏比が０．８５未満と低くなり、長く伸びた二次き裂が生じるため、破断分離性及び破断面の嵌合性が不良となった。【００８０】
比較例Ｂ３、Ｂ７は、Ｓｉ、Ｐの含有量が少ないため、延性及び靱性の低下が不十分で降伏比が低く塑性変形量が大きい。これにより比較例Ｂ３、Ｂ７では、破断分離性及び破断面の嵌合性が不良となった。
比較例Ｂ４、Ｂ８、Ｂ１３は、Ｓｉ、Ｐ、Ｖの含有量が多いため、十分な強度を有し、破断分離性は良好なものの、破断面の凹凸が小さく組付け時にずれが生じ、破断面の嵌合性が不良となった。【００８１】
比較例Ｂ５は、Ｍｎの含有量が少ないため、パーライトの成長速度が速く、Ｖ炭化物等の合金炭化物がパーライトラメラ間で析出しなかった。これにより比較例Ｂ５では、降伏比が低く、また、０．２％耐力も低下した。
比較例Ｂ６、Ｂ１１、Ｂ１６は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏの含有量が多いため、また比較例Ｂ１７は、Ｎの含有量が少ないため、フェライト・パーライト組織以外の組織、すなわちベイナイト組織が生成している。これにより比較例Ｂ６、Ｂ１１、Ｂ１６、Ｂ１７では、降伏比が低く、十分な０．２％耐力が得られなかった。また、比較例Ｂ６、Ｂ１１、Ｂ１６、Ｂ１７では、破断分離性及び破断面の嵌合性も不良となった。【００８２】
比較例Ｂ９は、Ｓの含有量が少なく、十分な引張強度及び降伏比を有し、破断分離性は良好なものの、破断面の凹凸が小さく組付け時にずれが生じ、破断面の嵌合性が不良となった。
比較例Ｂ１０は、Ｓの含有量が多いため、延性及び靱性の低下が不十分で降伏比が低く塑性変形量が大きい。これにより比較例Ｂ１０では、破断分離性及び破断面の嵌合性が不良となった。【００８３】
比較例Ｂ１２、Ｂ１４は、Ｖ、Ｔｉの含有量が少ないため、降伏比が低く、また、０．２％耐力も低下した。
比較例Ｂ１５は、Ｔｉの含有量が多いため、塑性変形をすることなく低応力破断が生じ、引張強度が不十分だった。
比較例Ｂ１８は、Ｎの含有量が多いため、窒化物が増大し、熱間鍛造後の冷却時に生成するＶ炭化物等の合金炭化物の析出量が減少したため、降伏比が低く、また、０．２％耐力も低下した。
比較例Ｂ１９及びＢ２０は、各合金元素は発明範囲内であったが、Ｔｉ−３．４×Ｎが不足していたので、降伏比が劣った。
比較例Ｂ２１及びＢ２２は、各合金元素は発明範囲内であったが、Ｔｉ−３．４×Ｎが過剰であったので、Ｍｎ硫化物が不足し、破断面の嵌合性が劣った 。
【符号の説明】
【００８４】
１…コネクティングロッド（非調質鋼部品）、２…アッパ側半割体、２Ａ…半円弧部、２Ｂ…ロッド部、２ａ…突き合わせ面、３…ロア側半割体、３Ａ…半円弧部、３ａ…突き合わせ面、５…ねじ孔、６…挿通孔、７…結合ボルト、８…ビッグエンド部、９…スモールエンド部。
【図１】
2019203348.tif 000007
【図２】
2019203348.tif 000008
【図３】
2019203348.tif 000009
【図４】
2019203348.tif 000010
【図５】
2019203348.tif 000011
【手続補正書】
【提出日】令和2年1月9日(2020.1.9)
【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】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分が、単位質量％で、
Ｃ：０．２５〜０．５５％、
Ｓｉ：０．２０〜１．３０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、
Ｐ：０．０１０〜０．０７３％、
Ｓ：０．０１０〜０．１００％、
Ｃｒ：０〜１．２０％、
Ｖ：０．２５〜０．４０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０７０％、
Ｍｏ：０〜０．１５％、
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、
Ａｌ：０〜０．２００％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｚｒ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
Ｐｂ：０〜０．５０％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｃｕ：０〜０．０５％、及び
Ｎｉ：０〜０．０５％、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、
Ｔｉ含有量及びＮ含有量が下記式１を満たす
ことを特徴とするコネクティングロッド用鋼材。
０．００２＜Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０．０５０  （式１）
【請求項２】
前記化学成分が、単位質量％で、
Ｍｏ：０．００５〜０．１５％を含有することを特徴とする請求項１に記載のコネクティングロッド用鋼材。
【請求項３】
前記化学成分が、単位質量％で、
Ａｌ：０．００１〜０．２００％、
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
Ｚｒ：０．００１〜０．００５％、
Ｍｇ：０．００１〜０．００５％、
Ｐｂ：０．０１〜０．５０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｃｕ：０．０１〜０．０５％、及び
Ｎｉ：０．０１〜０．０５％、
からなる群から選択される１種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のコネクティングロッド用鋼材。
【請求項４】
前記化学成分が、単位質量％で、
Ａｌ：０〜０．０５０％を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載のコネクティングロッド用鋼材。
【請求項５】
前記化学成分が、単位質量％で、
Ａｌ：０．０５０％超０．２００％以下を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載のコネクティングロッド用鋼材。
【請求項６】
化学成分が、単位質量％で、
Ｃ：０．２５〜０．５５％、
Ｓｉ：０．２０〜１．３０％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、
Ｐ：０．０１０〜０．０７３％、
Ｓ：０．０１０〜０．１００％、
Ｃｒ：０〜１．２０％、
Ｖ：０．２５〜０．４０％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０７０％、
Ｍｏ：０〜０．１５％、
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、
Ａｌ：０〜０．２００％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｚｒ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
Ｐｂ：０〜０．５０％、
Ｎｂ：０〜０．０５％、
Ｃｕ：０〜０．０５％、及び
Ｎｉ：０〜０．０５％、
を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼よりなるコネクティングロッドであって、
ロッド部において、表面から１．０ｍｍ以上内部のミクロ組織におけるフェライト・パーライト組織の面積分率が９５％以上であり、
Ｔｉ含有量及びＮ含有量が下記式３を満たす
ことを特徴とするコネクティングロッド。
０．００２＜Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０．０５０  （式３）
【請求項７】
前記ロッド部における引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、降伏比が０．８５以上であることを特徴とする請求項６に記載のコネクティングロッド。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１４
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１４】
（１）本発明の一態様に係るコネクティングロッド用鋼材は、化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５５％、Ｓｉ：０．２０〜１．３０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０１０〜０．０７３％、Ｓ：０．０１０〜０．１００％、Ｃｒ：０〜１．２０％、Ｖ：０．２５〜０．４０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０７０％、Ｍｏ：０〜０．１５％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、Ａｌ：０〜０．２００％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｚｒ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、Ｐｂ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃｕ：０〜０．０５％、及びＮｉ：０〜０．０５％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、Ｔｉ含有量及びＮ含有量が下記式１を満たす。
０．００２＜Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０．０５０（式１）
（２）上記（１）に記載のコネクティングロッド用鋼材では、前記化学成分が、単位質量％で、Ｍｏ：０．００５〜０．１５％を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載のコネクティングロッド用鋼材では、前記化学成分が、単位質量％で、Ａｌ：０．００１〜０．２００％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｚｒ：０．００１〜０．００５％、Ｍｇ：０．００１〜０．００５％、Ｐｂ：０．０１〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｃｕ：０．０１〜０．０５％、及びＮｉ：０．０１〜０．０５％、からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。
（４）上記（１）又は（２）に記載のコネクティングロッド用鋼材では、前記化学成分が、単位質量％で、Ａｌ：０〜０．０５０％を含有してもよい。
（５）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載のコネクティングロッド用鋼材では、前記化学成分が、単位質量％で、Ａｌ：０．０５０％超０．２００％以下を含有してもよい。
（６）本発明の別の態様に係るコネクティングロッドは、化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．２５〜０．５５％、Ｓｉ：０．２０〜１．３０％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０１０〜０．０７３％、Ｓ：０．０１０〜０．１００％、Ｃｒ：０〜１．２０％、Ｖ：０．２５〜０．４０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０７０％、Ｍｏ：０〜０．１５％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、Ａｌ：０〜０．２００％、Ｃａ：０〜０．００５％、Ｚｒ：０〜０．００５％、Ｍｇ：０〜０．００５％、Ｐｂ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｃｕ：０〜０．０５％、及びＮｉ：０〜０．０５％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼よりなるコネクティングロッドであって、ロッド部において、表面から１．０ｍｍ以上内部のミクロ組織におけるフェライト・パーライト組織の面積分率が９５％以上であり、Ｔｉ含有量及びＮ含有量が下記式３を満たす。
０．００２＜Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０．０５０（式３）
（７）上記（６）に記載のコネクティングロッドでは、前記ロッド部における引張強度が１０００ＭＰａ以上であり、降伏比が０．８５以上であってもよい。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００７４
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００７４】
【表１−１】
2019203348.tif 000012
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００７６
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００７６】
【表２−１】
2019203348.tif 000013
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００７８
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００７８】
表１−１において、鋼Ｎｏ．Ａ１〜Ａ７、Ａ９〜Ａ１７、Ａ１９、Ａ２０、及びＡ２２〜Ａ３４の本発明例は、いずれも化学成分が本発明の規定範囲内とされたものである。これら本発明例Ａ１〜Ａ７、Ａ９〜Ａ１７、Ａ１９、Ａ２０、及びＡ２２〜Ａ３４は、Ｖ炭化物等の合金炭化物が初析フェライトに加えてパーライトラメラ間に微細かつ多量に析出された。このため、表２−１に示すように、これら本発明例Ａ１〜Ａ７、Ａ９〜Ａ１７、Ａ１９、Ａ２０、及びＡ２２〜Ａ３４は、引張強度が１０００ＭＰａ以上となり、降伏比が０．８５以上となった。また、これら本発明例Ａ１〜Ａ７、Ａ９〜Ａ１７、Ａ１９、Ａ２０、及びＡ２２〜Ａ３４は、０．２％耐力も８５０ＭＰａ以上になった。また、これら本発明例Ａ１〜Ａ７、Ａ９〜Ａ１７、Ａ１９、Ａ２０、及びＡ２２〜Ａ３４は、破断分離性が良好であり、破断面の嵌合性も良好だった。本発明例Ａ１〜Ａ７、Ａ９〜Ａ１７、Ａ１９、Ａ２０、及びＡ２２〜Ａ３４を非調質鋼部品とした場合には、高い引張強度及び降伏比を有し、また、優れた０．２％耐力を備え、更には、優れた破断分離性並びに破断面の嵌合性を有する非調質鋼部品になる。
【国際調査報告】
2019203348.tif 000014
2019203348.tif 000015
2019203348.tif 000016
2019203348.tif 000017