(57)【要約】【課題】Ｖを含有する熱間鍛造用非調質鋼を用いつつ、Ｖ系析出物の形成状態をより最適化し、ひいては添加したＶを有効活用することにより、さらに高耐力化を図ることができるコンロッドの製造方法を提供する。【解決手段】最終的な素材状態がＶ系析出物に基づく析出強化状態とされる熱間鍛造非調質鋼を、コンロッドを構成する鋼材として用いる。該鋼材を１１００℃以上１３００℃以下の温度域で熱間鍛造することにより、コンロッドの母形状を有する鍛造体を得る。次いで、鍛造体を８００℃から５００℃までの第一温度域の平均冷却速度が１℃／秒以上となるように中間冷却する。そして、該中間冷却工程が終了後、鍛造体を５００℃以上７００℃以下の第二温度域でＶ系析出物を時効析出させる。【選択図】  図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
最終的な素材状態がＶ系析出物に基づく析出強化状態とされる熱間鍛造非調質鋼を、コンロッドを構成する鋼材として用い、
前記鋼材を１１００℃以上１３００℃以下の温度域で熱間鍛造することにより、コンロッドの母形状を有する鍛造体を得る熱間鍛造工程と、
該熱間鍛造工程が終了後、前記鍛造体を８００℃から５００℃までの第一温度域の平均冷却速度が１℃／秒以上となるように中間冷却する中間冷却工程と、
該中間冷却工程が終了後、前記鍛造体を５００℃以上７００℃以下の第二温度域でＶ系析出物を時効析出させる時効熱処理工程と、を有することを特徴とするコンロッドの製造方法。
【請求項２】
前記中間冷却工程において前記第一温度域における冷却を、ベイナイト発生臨界冷却速度以下で行なう請求項１記載のコンロッドの製造方法。
【請求項３】
前記鋼材は、Ｃ、Ｖ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃ及びＮのうち、ＶとＣとＮとを必須とする２種以上を含有するものであり、Ｃの含有率をＷＣ（質量％）、Ｓｉの含有率をＷＳｉ（質量％）、Ｍｎの含有率をＷＭｎ（質量％）、Ｃｕの含有率をＷＣｕ（質量％）、Ｎｉの含有率をＷＮｉ（質量％）、
Ｃｒの含有率をＷＣｒ（質量％）として、前記ベイナイト発生臨界冷却速度ｖｃ（℃／秒）を、
ｖｃ≡（４０９−３１９×ＷＣ）／ｅｘｐ（−１．２×ＷＣ＋０．０５×ＷＳｉ＋３．０×ＷＭｎ＋１．６×ＷＣｕ＋１．４×ＷＮｉ＋２．０×ＷＣｒ＋１．２）
により定める請求項２記載のコンロッドの製造方法。
【請求項４】
前記時効熱処理工程を、前記第二温度域内に設定された一定の保持温度で前記鍛造体を等温保持することにより行なう請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載のコンロッドの製造方法。
【請求項５】
前記鋼材のＶの含有率をＷＶ（質量％）として、前記等温保持の前記保持温度をΘ（℃）、保持時間をｔ（秒）としたとき、
３×１０−８≧（ｔ×ＷＶ×Ｄ）１／２  
Ｄ＝３．１×１０−４×ｅｘｐ（−２３９０００／（８．３１４×（Θ＋２７３））
を充足するように前記保持時間ｔを定める請求項４記載のコンロッドの製造方法。
【請求項６】
前記鋼材として、Ｆｅの含有率が９５質量％以上であり、
Ｃ：０．１５質量％以上０．４５質量％以下；
Ｓｉ：０．１質量％以上１．５質量％以下；
Ｍｎ：０．５質量％以上１．５質量％以下；
Ｐ：０．０３質量％以上０．１５質量％以下；
Ｃｕ：０．０１質量％以上０．５質量％以下；
Ｎｉ：０．０１質量％以上０．５質量％以下；
Ｃｒ：０．０１質量％以上１質量％以下；
Ｖ：０．１質量％以上０．４質量％以下；及び
Ｎ：０．００５質量％以上０．０３５質量％以下
を含有するものが使用される請求項３ないし請求項５のいずれか１項に記載のコンロッドの製造方法。
【請求項７】
前記鋼材として、さらに、
Ｐｂ：０．００１質量％以上０．３質量％以下；
Ｂｉ：０．００１質量％以上０．３質量％以下；
Ｓ：０．００１質量％以上０．１５質量％以下；
Ｃａ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下；
Ｔｉ：０．００１質量％以上０．０２質量％以下；
Ｚｒ：０．００１質量％以上０．０２質量％以下；及び
Ｍｇ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下
の１種以上を含有するものが使用される請求項６記載のコンロッドの製造方法。
【請求項８】
最終的な素材状態がＶ系析出物に基づく析出強化状態とされる熱間鍛造非調質鋼により構成されるコンロッドであって、コンロッドを構成する鋼材が、Ｖの含有率をＷＶ（質量％）、引張応力をσＵＴＳ、０．２％耐力をσ０．２として、σ０．２／σＵＴＳにて表される耐力比Ｒｐｓが、Ｒｐｓ０＝０．６８＋０．４×ＷＶにて表される基準値Ｒｐｓ０よりも大きいことを特徴とするコンロッド。
【請求項９】
請求項６又は請求項７に記載された組成の鋼材を用いて構成され、両端部にコンロッドによる連結対象物の連結部が形成され、それら連結部の少なくとも一方が、一体鍛造成形された予備体を破断することにより、コンロッド本体側に一体的に残留する第一部分と、該第一部分から分離された第二部分とに分割形成されてなり、該第一部分と第二部分との間に前記連結対象物を挟み込み、それら第一部分と第二部分とを破断面同士を密着させた形で締結部材により結合される分離連結部とされてなる請求項８記載のコンロッド。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、Ｖ炭窒化物等のＶ系析出物により析出強化した非調質鋼からなるコンロッドの製造方法と、それにより得られるコンロッドに関する。
【０００２】
【従来の技術】
【特許文献１】
特開２００３−２７１７８号公報
【特許文献２】
特開２００２−３５６７４３号公報
【特許文献３】
特開２００２−２７５５７８号公報
【特許文献４】
特開２００２−２５６３９４号公報
【特許文献５】
特開平１１−１９９９２４号公報
【特許文献６】
特開平９−１７６７８７号公報
【特許文献７】
特開平９−３５８９号公報
【特許文献８】
特開平８−２９１３７３号公報
【特許文献９】
特開平５−３３１５３６号公報
【特許文献１０】
特開平９−３１０１４６号公報
【特許文献１１】
特開２００２−３１６２３１号公報
【特許文献１２】
特開平７−２３３４３５号公報
【０００３】
従来、自動車エンジン用等に使用されるコンロッドは、特許文献１〜特許文献８に開示されているごとく、鍛造後、焼入れ焼き戻しを省略しても目的とした硬さが得られる熱間鍛造用非調質鋼により製造されている。熱間鍛造用非調質鋼としては、中炭素鋼に微量のＶを添加することにより、熱間鍛造後の冷却時にＶ炭窒化物等からなる析出物を鋼中に微細に析出させ、目的とする硬さを得るようにしている（特許文献１〜１１）。該熱間鍛造用非調質鋼は、鍛造後の組織がフェライト・パーライト組織とになる。フェライト・パーライト組織は、軟質相である初析フェライト部の強度が弱いため、ソルバイト単一組織となる調質鋼に比べると、同程度の硬さレベルであっても、耐力や疲労強度は相対的に不足する傾向にある。エンジン部品であるコンロッドは高耐力ひいては高疲労強度が要求される部品であるが、上記従来の非調質鋼により調質鋼と同じ耐力を得るには硬さを相当高くしななければならず、そうすると材料の被削性が大きく低下し、生産性が大幅に低下してしまう問題があった。
【０００４】
そこで、上記問題を解決するために、特許文献１２には、Ｖ含有量を従来の非調質鋼よりも高め、初析フェライト部へのＶ系析出部の析出量を高めてより高耐力化を図った非調質鋼が提案されている。
【０００５】
また、このようにＶ、Ｐ、Ｓｉを多量に含有する熱間鍛造用非調質鋼は高強度化のみならず、やわらかくて靭性の高い初析フェライト部が強化されて靭性が適度に低下しているため、これを利用して「かち割りコンロッド」と通称される連結部構造が採用されている（特許文献１〜８）。クランクシャフトが連結されるコンロッドの一方の連結部は、通常、コンロッド側の受け部と、これと分離されたキャップ部とのキャップ部との２部分からなるが、かち割りコンロッドでは、この２部分を熱間鍛造時点では一体の予備部として形成しておき、該予備部に適当な切り欠きを付与して衝撃力を加えることにより、キャップ部と受け部との２部分に破断分離する（つまり、「かち割る」）。このため、従来の材質では、連結部を一体成形するにしても、その分離は機械加工によって切断する必要があったが、かち割りコンロッドでは分離処理が衝撃力付与により一瞬で終わるためコストメリットが大きく、しかも、脆性破壊的な破面の嵌合もよく、連結部の機械的精度の確保も容易である。このため、近年では上記かち割りコンロッドの適用が拡大しつつある。
【０００６】
ところで、Ｖ含有量を増加させた非調質鋼は、鍛造後の冷却中に通常の非調質鋼よりも多量のＶ系析出物（例えばＶ炭窒化物）が析出することにより、高耐力あるいは良好な破断分離特性が実現する。しかし、こうしたＶ含有非調質鋼は従来、鍛造が終了した後は空冷などにより室温まで単純に冷却されるだけであり（例えば特許文献９）、Ｖ系析出物が十分に形成される前に室温付近まで冷却される結果、添加したＶの全てが析出物形成に必ずしも有効に活用されず、過飽和固溶のまま室温まで持ちきたされる無駄なＶ成分が多くなってしまう難点があった。このような過飽和固溶Ｖ成分は、鋼中の総Ｖ添加量が高くなればより増加する傾向にあり、せっかく多量に添加した高価なＶの多くが、期待した高耐力化あるいは破断分離特性向上に結びつくことなく、無駄に消費されてしまうというのが実状であった。そこで、特許文献１１及び１２では、図３に示すように、熱間鍛造後に６００〜８００℃の温度まで冷却した後、そのまま５００〜７００℃の炉内に３０〜６０ｍｉｎ保持する時効熱処理を行ってＶ系析出物の形成を促進し、添加したＶをより有効に活用して高耐力化を図る手法が提案されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
Ｖ系析出物による耐力向上効果は、Ｖ系析出物の量だけではなく、Ｖ析出物の寸法や分布状態によっても大きな影響を受ける。耐力向上効果は、Ｖ系析出物の分布状態が高密度であるほど（つまり、単位堆積あたりの析出物の形成個数（数密度）が多いほど）高められる。他方、析出物が同じ数密度で形成されている場合、図４に示すように、析出物の寸法がある臨界寸法に到達するまでは、材料の耐力は析出物寸法とともに増加するが、ある臨界寸法を超えると耐力は逆に低下する。これは、析出物が小さい間は、析出物の結晶がマトリックスの結晶と格子整合し、転位移動を妨げる整合歪が析出物寸法の増大とともに大きくなるが、臨界寸法を超えると、析出物とマトリックスとの界面にミスフィット転位が導入されて整合歪が開放されてしまうからである（整合歪が開放される寸法にまで析出物成長が進行する時効熱処理状態を「過時効」と称している）。
【０００８】
前述の特許文献１１及び特許文献１２に開示されている非調質鋼の製造方法では、Ｖ系析出物の量は確かに増加させることができるが、析出物の数密度が不足しがちであり、また、上記の過時効状態に陥りやすく、時効熱処理による耐力向上効果が必ずしも顕著でない欠点がある。
【０００９】
本発明の課題は、Ｖを含有する熱間鍛造用非調質鋼を用いつつ、Ｖ系析出物の形成状態をより最適化し、ひいては添加したＶを有効活用することにより、さらに高耐力化を図ることができるコンロッドの製造方法と、それにより得られるコンロッドとを提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段及び作用・効果】
上記の課題を解決するために本発明のコンロッドの製造方法は、
最終的な素材状態がＶ系析出物に基づく析出強化状態とされる熱間鍛造非調質鋼を、コンロッドを構成する鋼材として用い、
鋼材を１１００℃以上１３００℃以下の温度域で熱間鍛造することにより、コンロッドの母形状を有する鍛造体を得る熱間鍛造工程と、
該熱間鍛造工程が終了後、鍛造体を８００℃から５００℃までの第一温度域の平均冷却速度が１℃／秒以上となるように中間冷却する中間冷却工程と、
該中間冷却工程が終了後、鍛造体を５００℃以上７００℃以下の第二温度域でＶ系析出物を時効析出させる時効熱処理工程と、
を有することを特徴とする。
【００１１】
Ｖ系析出物により析出強化を行う熱間鍛造非調質鋼において、析出強化に有効なＶ系析出物を現実的な時間の範囲で顕著に形成できる時効熱処理の温度範囲は５００℃以上８００℃以下（第一温度域）である。本発明のコンロッドの製造方法においては、熱間鍛造後、該第一温度域を１℃／秒以上の冷却速度で一旦急冷通過させ（中間冷却処理）、その後再び５００℃以上７００℃以下の第二温度域に加熱して時効熱処理を行なうようにした。特許文献１１及び１２に開示されている従来の工程では、鍛造後６００〜８００℃まで冷却し、その後５００〜７００℃の炉内に保持するような工程になっており、熱間鍛造温度から第一温度域にいわば直接移行させるため、析出物が顕著に形成される第一温度域での冷却速度が遅くなり、Ｖを固溶したマトリックスの過冷度が不十分となる。図５に示すように、析出物の核生成数は過冷度が大きいほど増加するので、過冷度が小さいと、図７に示すようにＶ系析出物の核発生が不十分となり、そのまま時効熱処理しても、析出物サイズは大きくなるが数密度が低くなる。従って、析出量は増加しても耐力向上にはあまり寄与しなくなる。この場合、時効熱処理時間を延長しても、数密度が小さいまま個々の析出物が成長するだけなので、過時効状態を招きやすくなり、耐力の顕著な向上はますます望めなくなる。
【００１２】
これに対し本発明の方法によると、図２に示すように、熱間鍛造後に上記第一温度域を１℃／秒以上の冷却速度で中間冷却処理することによりマトリックスの過冷度が高められ、図６に示すようにＶ系析出物の核発生が促進される。そして、該中間冷却処理により十分な数の析出核を発生させた後、第二温度域で時効熱処理を行うことにより、Ｖ系析出物の数密度を増加させつつ、その数密度を維持したまま個々の析出物のサイズを、整合ひずみが開放されない範囲で十分に大きくすることができる。すなわち、時効熱処理により添加したＶを無駄なくＶ系析出物の形成に活用でき、かつ、中間冷却処理による核生成促進により析出物の数密度も十分に高めることができるので、極めて高耐力のコンロッドを得ることができる。
【００１３】
また、本発明のコンロッドは、最終的な素材状態がＶ系析出物に基づく析出強化状態とされる熱間鍛造非調質鋼にて構成されたコンロッドであって、コンロッドを構成する鋼材が、Ｖの含有率をＷＶ（質量％）、引張応力をσＵＴＳ、０．２％耐力をσ０．２として、σ０．２／σＵＴＳにて表される耐力比Ｒｐｓが、Ｒｐｓ０＝０．６８＋０．４×ＷＶにて表される基準値Ｒｐｓ０（より望ましくは、０．７＋０．４×ＷＶにて表される基準値Ｒｐｓ０’）よりも大きいことを特徴とする。該本発明のコンロッドは、上記本発明の製造方法により、添加したＶ量に応じて、当該Ｖ添加量において従来のいかなる非調質鋼系コンロッドも至り得なかった、上記高耐力比を有するものとして、はじめて実現可能となったものである。これにより、自動車用等の高負荷環境で使用されるコンロッドとして、疲労強度等に格段に優れた製品が得られるようになる。
【００１４】
Ｖの析出制御により分布状態を最適化するためには、鍛造時においてＶがマトリックスに固溶した状態であることが必要である。鍛造温度が１１００℃未満になると十分なＶの固溶状態が得られなくなり、時効熱処理時において材料強化に寄与するＶ析出物を十分に形成できなくなる。他方、鍛造温度が１３００℃を超えると材料の酸化が著しくなる。以上の理由により鍛造温度は１１００℃以上１３００℃以下に設定するのがよく、より望ましくは１１５０℃以上１２５０℃以下に設定するのがよい。
【００１５】
Ｖ系析出物の数密度を向上させるためには、鍛造後の冷却速度を大きくする必要があり、このため鍛造後、Ｖ系析出物の析出温度範囲である第一温度域（５００℃以上８００℃以下）を１℃／秒以上で冷却する必要がある。５００℃未満の温度域ではＶの拡散速度が非常に遅くなり、Ｖ系析出物がほとんど生じなくなるので、冷却速度は５００℃まで１℃／秒以上に制御する必要がある。他方、８００℃以上の温度域ではＶはマトリックスに固溶したままであり、冷却速度を大きくする意味があまりない。したがって、冷却速度を制御する第一温度域は５００℃以上８００℃以下に設定する。なお、第一温度域を通過後の冷却条件については特に制限はなく、例えば５００℃以下まで冷却した後はそのま第二温度域にて時効熱処理してもよいし、室温まで冷却した後に第二温度域まで再昇温して時効熱処理してもよい。
【００１６】
また、中間冷却工程における冷却速度の上限として、該中間冷却工程での第一温度域における冷却を、ベイナイト発生臨界冷却速度以下で行なうことが望ましい。すなわち、過剰に冷却速度を増加するとベイナイトが発生し、硬さが高くなりすぎて被削性等が大幅に劣化することにつながるためである。
【００１７】
また、使用する鋼材は、Ｃ、Ｖ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃ、Ｎのうち、ＶとＣとＮとを必須とする２種以上を含有するものを使用するとよい。Ｖ以外にＣとＮとＣとを含有することにより、時効熱処理時にＶ系析出物として微細なＶ炭窒化物を析出させることができ、耐力比向上効果が特に顕著となる。この場合、ベイナイト発生臨界冷却速度ｖｃ（℃／秒）は、Ｃの含有率をＷＣ（質量％）、Ｓｉの含有率をＷＳｉ（質量％）、Ｍｎの含有率をＷＭｎ（質量％）、Ｃｕの含有率をＷＣｕ（質量％）、Ｎｉの含有率をＷＮｉ（質量％）、Ｃｒの含有率をＷＣｒ（質量％）として、
ｖｃ≡（４０９−３１９×ＷＣ）／ｅｘｐ（−１．２×ＷＣ＋０．０５×ＷＳｉ＋３．０×ＷＭｎ＋１．６×ＷＣｕ＋１．４×ＷＮｉ＋２．０×ＷＣｒ＋１．２）‥（１）
により、実験的に定まることがわかっており、該臨界冷却速度ｖｃ以上にて第一温度域を冷却することにより中間冷却処理を行なうことが、当該中間冷却処理におけるベイナイト発生を防止する上で望ましい（なお、ベイナイト発生臨界冷却速度ｖｃにＮ含有量はほとんど影響を及ぼさない）。
【００１８】
次に、時効熱処理工程は、鍛造後の冷却中に析出できず過飽和に固溶しているＶを強制的に析出させる処理である。本発明ではＶ系析出物の数密度を高めるため、鍛造後の冷却時において、前記の第一温度域での冷却速度を高めることを骨子としている。しかし、冷却後の状態では冷却速度が高いため、Ｖ系析出物が析出する温度での保持時間は当然短くなり、添加したＶの大半は過飽和固溶状態のままである。そこで、時効熱処理工程では、５００℃以上７００℃以下の第二温度域で適切な時間保持することにより、過飽和なＶをＶ系析出物として過時効にならない範囲で析出成長させ、添加したＶを最大限有効に用いるようにする。時効熱処理が５００℃未満ではＶ拡散速度が小さいため、Ｖ系析出物の形成を促進できない。また、７００℃を超えるとＶ系析出物の析出成長速度が大きくなりすぎ、過時効を招きやすくなる。
【００１９】
時効熱処理工程は、上記第二温度域内に設定された一定の保持温度で鍛造体を等温保持することにより行なうことが望ましい。時効熱処理工程における処理時間が過度に長くなると、前述した過時効により、析出物の形成量は増加するが析出物サイズが過剰に大きくなって、却って耐力比が低下することにつながる。この場合、時効熱処理工程を等温保持処理とすれば、過時効を生じないための保持時間の管理等がきわめて容易となる。析出物の形成にはＶの拡散が必要であり、Ｖ含有量と保持温度に応じて、過時効とならないための適正な保持時間は異なるものとなる。具体的には、鋼材のＶの含有率をＷＶ（質量％）、等温保持の保持温度をΘ（℃）、保持時間をｔ（秒）として、
３×１０−８≧（ｔ×ＷＶ×Ｄ）１／２  ‥（２）
Ｄ＝３．１×１０−４×ｅｘｐ（−２３９０００／（８．３１４×（Θ＋２７３））‥（３）
を充足するように、保持温度Θ（℃）と保持時間ｔ（秒）とを定めることが望ましい。（３）式は温度ΘにおけるＦｅ中のＶの拡散係数であり、（２）式において等号が成り立つときの保持時間ｔを限界保持時間ｔ０としたとき、保持時間ｔが該限界保持時間ｔ０を超えると過時効となって、耐力比の十分な向上が望めなくなる。
【００２０】
また、本発明の適用対象として、前述のかち割りコンロッドが好適である。図１はかち割りコンロッド１の一例を示すもので、両端部にコンロッドによる連結対象物の連結部３，４が形成されている。それら連結部３，４の少なくとも一方、本実施形態ではクランクシャフトが接続される大端部側をなす連結部４が、一体鍛造成形された予備体を破断することにより、コンロッド本体２側に一体的に残留する第一部分４ａと、該第一部分４ａから分離された第二部分４ｂとに分割形成されてなる。該連結部４は、該第一部分４ａと第二部分４ｂとの間に連結対象物を挟み込み、それら第一部分と第二部分とを破断面同士を密着させた形で、ボルトナット等の締結部材６，６により結合される分離連結部とされている。このようなかち割りコンロッドへの適用により、コンロッドの耐力比向上とともに、予備体の破断・分離工程がより容易となる利点も新たに生ずる。また、破断時においてカップコーン的な延性破断挙動が生じにくくなり、ひいては分離面（破断面）ＳＰの嵌合精度を高めることができる。予備体の破断は、予備体に形成された軸挿通用の貫通孔４ｈの内周面に切欠５，５を形成しておき、該貫通孔４ｈにこれよりも径大の割型７，７を嵌め込んで、楔８等を介して油圧プレス機等により割型７，７を貫通孔４ｈに圧入することにより、切欠５，５を起点として破断面ＳＰを形成することができる。なお、該かち割りコンロッドの基本構成自体は周知であるため、簡略な説明に留めた。
【００２１】
かち割りコンロッドに適した熱間鍛造非調質鋼としては、Ｖの他に、ＰとＳｉとを含有する鋼材を採用することが望ましい。熱間鍛造用非調質鋼においては、初析フェライト部が比較的硬度が低く靭性も大きいが、適量のＰとＳｉとを含有させておくと、初析フェライト部が強化されて靭性が適度に下がり、衝撃力による破断加工が容易となる上、カップコーン的な延性破壊も抑制される。具体的にな鋼材組成としては、
Ｆｅの含有率が９５質量％以上であり、
Ｃ：０．１５質量％以上０．４５質量％以下；
Ｓｉ：０．１質量％以上１．５質量％以下；
Ｍｎ：０．５質量％以上１．５質量％以下；
Ｐ：０．０３質量％以上０．１５質量％以下；
Ｃｕ：０．０１質量％以上０．５質量％以下；
Ｎｉ：０．０１質量％以上０．５質量％以下；
Ｃｒ：０．０１質量％以上１質量％以下；
Ｖ：０．１質量％以上０．４質量％以下；及び
Ｎ：０．００５質量％以上０．０３５質量％以下
を含有するものを使用することができる。
【００２２】
組成限定理由は以下の通りである。
（１）Ｃ：０．１５質量％以上０．４５質量％以下
Ｃは強度を確保するために必要な元素であり、Ｖ系炭窒化物の必須元素である。このため、０．１５質量％以上の添加が必要である。一方、０．４５質量％を超えて添加すると熱間鍛造後の硬さが過剰となり、被削性が低下するので０．４５質量％以下にする必要がある。
【００２３】
（２）Ｓｉ：０．１質量％以上１．５質量％以下
Ｓｉは鋼溶製時において脱酸作用を有しているとともに、破断分離時の塑性変形の主な原因である軟質相であるフェライトの強度を向上させて、耐力や疲労強度を向上させるとともに、破断分離時の変形（真円度変化）を抑制し、破断面の密着性を向上させる効果がある。このような効果を得るためにＳｉは０．１質量％以上含有させることが必要である。しかし、含有量が多すぎると不必要に硬さを増加させ被削性を劣化させるので１．５質量％以下とすることが必要である。
【００２４】
（３）Ｍｎ：０．５質量％以上１．８質量％以下、Ｃｒ：０．０１質量％以上１質量％以下
Ｍｎ及びＣｒは鍛造材の強度を高めるとともに焼入れ性を向上させ、炭素含有量が高い場合には、レーザー加工した切欠き底にもろい熱影響層を生成させ破断分離を容易にする。しかしながら多量に添加すると鍛造後にベイナイトが生成し、硬さが著しく増加して被削性を低下させるためそれぞれの範囲をＭｎ：０．５質量％〜１．８質量％、Ｃｒ：０．０１〜１質量％とした。
【００２５】
（４）Ｐ：０．０３質量％以上０．１５質量％以下
Ｐは不可避な不純物であるが、粒界への偏析により靭性を低下させる元素としてできるだけ低く抑えられるのが一般的である。しかしながら破断分離を行うかち割りコンロッドにおいては、破断時の変形を抑制し、破断面の密着性を向上させる元素として非常に有効に作用するため、０．０３質量％以上に積極添加を行っている。また、ＰはＳｉと同様にフェライト中に固溶しフェライトの強度を向上させるため耐力や疲労強度の向上に有効である。しかし、多量に添加してもその効果が飽和したり、熱間加工性を阻害するために、添加量は０．１５質量％以下に留める。
【００２６】
（５）Ｃｕ及びＮｉ：０．０１質量％以上０．５質量％以下
Ｃｕ、Ｎｉは不可避な不純物であり、０．０１質量％以下にすることは多大な努力を必要とし経済的に不利である。一方、Ｍｎ、Ｃｒと同様に強度を高めるためには有効な元素であるが多量の添加も同様に経済的に不利となるためその上限を０．５質量％以下にする。
【００２７】
（６）Ｖ：０．１質量％以上０．４質量％以下
ＶはＣ及びＮと微細な炭窒化物を生成し、鍛造後の強度を高める元素である。
特に耐力、疲労強度の向上には有効である。このような効果を得るためにも０．１質量％以上の添加が必要である。しかしながら０．４質量％以上添加しても高強度化の効果は飽和し、さらに被削性を低下させるので上限を０．４質量％にした。特にＶ添加量が０．１６質量％以上の組成を採用したとき、多量のＶが添加されているにもかかわらずこれを有効活用できる結果、耐力比が０．８以上に大幅に高められたコンロッドを実現することが可能となる。
【００２８】
（７）Ｎ：０．００５質量％以上０．０３５質量％以下
Ｎは不可避な不純物であるが、炭窒化物形成の必須元素として捉えることもできる。Ｎ含有量を０．００５質量％以下にすることは経済的に不利であり、また、多量に添加すると鋳造欠陥の原因になるため、その範囲を０．００５〜０．０３５質量％とする。
【００２９】
なお、脱酸剤としてＡｌが添加される場合は、Ｎの含有により、微細な窒化物が鋼中に分散形成され、熱間鍛造時の結晶粒粗大化を抑制する効果を発現する。この場合、Ａｌの含有量は０．００１質量％以上０．０１質量％以下とするのがよい。Ａｌを上記上限値を超えて多量に添加してもその効果が飽和するとともに、過度の結晶粒微細化作用により材料の延性が向上して破断分離後の破面の密着性を低下することにつながる。
【００３０】
また、鋼材としては、さらに、
Ｐｂ：０．００１質量％以上０．３質量％以下；
Ｂｉ：０．００１質量％以上０．３質量％以下；
Ｓ：０．００１質量％以上０．１５質量％以下；及び
Ｃａ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下；
の１種以上を含有するものを使用することもできる。Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓ、Ｃａはいずれも被削性を向上させるのに有効な元素であるので、鍛造品において被削性がさらに良好であることが要求される場合に、必要に応じてこれらのうちから選ばれる１種または２種以上を適量添加できる（いずれも、添加量が０．００１質量％未満では被削性向上効果が顕著でない）。なお、これら元素の添加量が多すぎると、強度や熱間加工性を低下させるので、各々上記下限値以下にて添加する必要がある。
【００３１】
また、鋼材には、
Ｔｉ：０．００１質量％以上０．０２質量％以下；
Ｚｒ：０．００１質量％以上０．０２質量％以下；及び
Ｍｇ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下
の１種以上を含有するものを使用することもできる。Ｔｉ、Ｚｒ及びＭｇは炭窒化物を形成し鍛造後の結晶粒を微細化して強度を向上させるとともに、ＭｎＳの分布状態を微細化して、被削性を改善する効果がある（いずれも、添加量が０．００１質量％未満では被削性向上効果が顕著でない）。しかしながら多量に添加してもその効果が飽和するのでそれぞれ、各々上記上限値以下にて添加する必要がある。
【００３２】
【実施例】
以下、本発明の効果を確認するために行なった実験結果について説明する。
表１に示す組成が得られるように原料を配合し、電気炉で１５０ｋｇの鋼塊を溶製した。この鋼塊を、熱間加工シミュレータを用いて、表２に示す条件で熱間加工と等温保持を行った後、ＪＩＳ４号縮小引張試験片を加工して引張特性を調査した。その結果を表２に示す。
【００３３】
【表１】
2005029825.tif 000003
【００３４】
【表２】
2005029825.tif 000004
【００３５】
本発明の要件を満たす条件１〜４にて鍛造後の中間冷却及び時効熱処理を行うと、鍛造後冷却しただけの比較条件に比べて、いずれも高い耐力比が得られていることがわかる。他方、本発明の要件を満たさない条件５〜１２は、以下のような結果に終わっている。
条件５：鍛造温度が低く、加熱時のＶ固溶が不十分で耐力比低下。
条件６：冷却速度が遅いためＶ炭窒化物が粗大化し耐力比低下。
条件７：冷却速度が臨界冷却速度より大きいため、鍛造後にベイナイトが発生して耐力比低下。
条件８：冷却終了温度が高すぎるため、Ｖ炭窒化物が粗大化し耐力比低下。
条件９：等温保持温度が低すぎるために長時間保持しても耐力比の向上が見られない。
条件１０：等温保持温度が高すぎるため、等温保持中、一部オーステナイトが生成しＶ炭窒化物が再固溶、粗大化したため耐力比が大幅低下。
条件１１、１２：（２）で計算される臨界保持時間値ｔ０に対し、保持時間が長すぎるため過時効状態となり耐力比低下。
【００３６】
次に、表３に示す各種組成の鋼を同様に溶製し、これを用いて図１の形状を有するコンロッド実体の試作を実施した。このときの熱間加工条件は、加熱温度１２３０℃で鍛造した後、中間冷却処理として、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を衝風冷却により１．８℃／秒で冷却した。その後、室温まで一旦冷却した後、５８０℃で３．６ｋｓの等温保持により時効熱処理を施した。そして、時効熱処理後は室温まで冷却し、本体部から平板引張試験を切り出して試験に供した。
【００３７】
【表３】
2005029825.tif 000005
【００３８】
これによると、組成Ｇではベイナイト生成臨界冷却速度ｖｃが低くなりすぎ、鍛造後ベイナイトが生成して耐力比が低下しているが、それ以外の組成ではｖｃは十分に高く、良好な耐力比が得られていることがわかる。
【００３９】
また、表３のＡ〜Ｅ（及び比較例として、市販鋼材のＸＣ７０Ｓ）の各組成を用いてコンロッド実体を鍛造後、等温保持条件を表４に示すように変化させて時効熱処理を行った後機械加工し、さらにレーザー加工により予備体の貫通孔４ｈに深さ０．５ｍｍの切り欠きを施して破断分離し、貫通孔４ｈの破断分離後の真円度変化を測定した。以上の結果を表４に示す。
【００４０】
【表４】
2005029825.tif 000006
【００４１】
組成Ｄ及びＥに対する条件設定では、臨界保持時間を超えて時効熱処理されたため、過時効状態となり耐力が低下したと考えられる。また、破断分離後の真円度変化が大きくなり破断分離特性の低下が見られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の適用対象となるコンロッドの一例を示す説明図。
【図２】本発明のコンロッドの製造方法に係る熱間鍛造後の熱履歴を模式的に示す図。
【図３】従来のコンロッドの製造方法に係る熱間鍛造後の熱履歴を模式的に示す図。
【図４】析出物寸法と耐力との関係を模式的に示す図。
【図５】析出物数密度と過冷度との関係を模式的に示す図。
【図６】本発明の中間冷却処理と時効熱処理とを関連付けて効果説明する概念図。
【図７】従来のコンロッドの製造方法の問題点を説明する図。
【符号の説明】
１  かち割りコンロッド
２  コンロッド本体
３，４  連結部
４ａ  第一部分
４ｂ  第二部分
６，６  締結部材
【図１】
2005029825.tif 000007
【図２】
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【図３】
2005029825.tif 000009
【図４】
2005029825.tif 000010
【図５】
2005029825.tif 000011
【図６】
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【図７】
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