(57)【要約】【課題】金属組織を焼戻しマルテンサイトとすることによって強度を高めたうえで、焼入れ時に焼割れを発生させることなく、破断分離性を改善した破断分離型コネクティングロッド、および該破断分離型コネクティングロッドを製造する素材となる破断分離型コネクティングロッド用鋼、並びにこれらの製造方法を提供する。【解決手段】下記式（１）で算出されるＤＩ値が５５〜２００ｍｍであり、金属組織全体に対して、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が８０面積％以上である破断分離型コネクティングロッド用鋼。下記式（１）において、［  ］は、各元素の質量％での含有量を示す。ＤＩ（ｍｍ）＝１．１６×（［Ｃ］／１０）１／２×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×〔５．１×｛［Ｍｎ］−１．２−（５５／３２×［Ｓ］）｝＋５〕×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×２５．４  ・・・（１）【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．５％、
Ｓｉ：０％超０．７％以下、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ｐ  ：０．００１〜０．２％、
Ｓ  ：０％超０．２％以下、
Ｃｒ：０．０１〜３％、
Ａｌ：０％超０．１％以下、および
Ｎ  ：０％超０．０３％以下を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物であり、
下記式（１）で算出されるＤＩ値が５５〜２００ｍｍであり、
金属組織全体に対して、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が８０面積％以上であることを特徴とする破断分離型コネクティングロッド用鋼。
ＤＩ（ｍｍ）＝１．１６×（［Ｃ］／１０）１／２×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×〔５．１×｛［Ｍｎ］−１．２−（５５／３２×［Ｓ］）｝＋５〕×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×２５．４  ・・・（１）
上記式（１）において、［  ］は、各元素の質量％での含有量を示す。
【請求項２】
更に、他の元素として、質量％で、
Ｃｕ：０％超０．２％以下、
Ｎｉ：０％超０．２％以下、および
Ｍｏ：０％超０．２％以下から選択される少なくとも１種を含有する請求項１に記載の鋼。
【請求項３】
更に、他の元素として、質量％で、
Ｐｂ：０％超０．２％以下、
Ｂｉ：０％超０．２％以下、
Ｔｅ：０％超０．２％以下、および
Ｃａ：０％超０．００５％以下から選択される少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の鋼。
【請求項４】
更に、他の元素として、質量％で、
Ｍｇ：０％超０．０１％以下、
Ｚｒ：０％超０．０１％以下、
ＲＥＭ：０％超０．０１％以下、
Ｓｎ：０％超０．２０％以下、および
Ｂ：下記式（２）を満足する量から選択される少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鋼。
０＜［Ｂ］／［Ｎ］×１４／１０．８≦１  ・・・（２）
上記式（２）において、［  ］は、各元素の質量％での含有量を示す。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載の鋼を用いた破断分離型コネクティングロッド。
【請求項６】
請求項１〜４のいずれかに記載の成分組成を満足する鋼材を、熱間鍛造した後、焼入れ温度７００℃以上で焼入れを行い、次いで焼戻し温度２００〜４００℃で焼戻しを行うことを特徴とする破断分離型コネクティングロッド用鋼の製造方法。
【請求項７】
請求項６に記載の製造方法で得られた破断分離型コネクティングロッド用鋼を、切削加工した後、破断分離することを特徴とする破断分離型コネクティングロッドの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、破断分離型コネクティングロッド用鋼、該鋼を用いた破断分離型コネクティングロッド、およびこれらの製造方法に関する。なお、本発明の破断分離型コネクティングロッド用鋼は、調質処理を施すことを前提とした調質鋼である。
【背景技術】
【０００２】
自動車エンジン等の内燃機関には、ピストンとクランクシャフトとの間を連結し、ピストンの往復運動をクランクシャフトに伝えて回転運動に変換する部品としてコネクティングロッドが用いられている。このコネクティングロッドは、コネクティングロッド本体とコネクティングロッドキャップから構成され、これらがクランクシャフトを挟むようにしてクランクシャフトに取り付けられる。
【０００３】
従来、コネクティングロッド本体とコネクティングロッドキャップは別々に製造されていた。しかし、別々に製造されたコネクティングロッドでは、コネクティングロッド本体とコネクティングロッドキャップの嵌合性を高めるために、嵌合面を切削などによって精密加工する必要があり、また嵌合面がずれないようにノックピン加工を施すのが一般的であった。こうした製造方法では、材料の歩留まりが低下したり、製造が煩雑となるといった問題があった。
【０００４】
そこで、近年では、コネクティングロッド本体とコネクティングロッドキャップを熱間鍛造によって一体的に成型し、クランクシャフトを挿入するための貫通孔またはボルトを挿入するための穴等を切削加工した後、貫通孔部分が２つの略半円になるように、冷間加工によってコネクティングロッド本体とコネクティングロッドキャップに破断分離する方法が採用されている。このようにして得られたコネクティングロッド本体とコネクティングロッドキャップは、クランクシャフトを挟んでコネクティングロッド本体とコネクティングロッドキャップの破面同士を嵌合し、ボルトで締結して組み立てられ、コネクティングロッドとされる。こうした製造方法では、嵌合面となる破面を切削などによって精密加工することも、ノックピン加工を施す必要もなくなる。このようにして製造されるコネクティングロッドを、以下では破断分離型コネクティングロッドと呼ぶ。
【０００５】
自動車用内燃機関部品等に用いられる熱間鍛造部品に関し、レーザー等によるノッチを設けた際に良好な破断分割性を確保できる熱間鍛造部品を提供する技術が特許文献１に提案されている。特許文献１に記載の熱間鍛造部品は、Ｖを０．０３〜０．２０％未満、Ｔｉを０．０１５〜０．１％含有し、フェライト組織とパーライト組織の合計面積率が全組織に対して９０％以上であるとともに、（フェライト粒度番号Ｆ）−（旧オーステナイト粒度番号Ａ）≧３を満たすところに特徴がある。しかし上記特許文献１では、高価なＶおよびＴｉなどの元素を含有させているためコストが高くなる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０１０−２７０３５８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
ところで、自動車の燃費向上のため、上記コネクティングロッドには高強度化が求められている。しかし、上記特許文献１に開示されている熱間鍛造部品は、フェライト組織とパーライト組織の合計面積率が全組織に対して９０％以上であるため、高強度化するには限界があった。
【０００８】
コネクティングロッドを高強度化する方法として、金属組織を焼戻しマルテンサイトとすることが考えられる。しかし、金属組織を焼戻しマルテンサイトにすると、靭性が高くなり、破断分離性が悪化することが分かった。そこで、破断分離性を改善するには、Ｃの含有量を多くすることが考えられる。しかし、Ｃ量を過剰に高めると、焼入れ時に焼割れ発生のリスクが高くなる。また、強度が過剰に高くなるため、部品形状への加工性が劣化するおそれがある。
【０００９】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、金属組織を焼戻しマルテンサイトとすることによって強度を高めたうえで、焼入れ時に焼割れを発生させることなく、破断分離性を改善した破断分離型コネクティングロッド、および該破断分離型コネクティングロッドを製造する素材となる破断分離型コネクティングロッド用鋼、並びにこれらの製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記課題を解決することのできた本発明に係る破断分離型コネクティングロッド用鋼は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．５％、Ｓｉ：０％超０．７％以下、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ｓ：０％超０．２％以下、Ｃｒ：０．０１〜３％、Ａｌ：０％超０．１％以下、およびＮ：０％超０．０３％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物である。そして、下記式（１）で算出されるＤＩ値が５５〜２００ｍｍであり、金属組織全体に対して、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が８０面積％以上である点に要旨を有する。下記式（１）において、［  ］は、各元素の質量％での含有量を示す。
ＤＩ（ｍｍ）＝１．１６×（［Ｃ］／１０）１／２×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×〔５．１×｛［Ｍｎ］−１．２−（５５／３２×［Ｓ］）｝＋５〕×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×２５．４  ・・・（１）
【００１１】
更に、他の元素として、質量％で、
（ａ）Ｃｕ：０％超０．２％以下、Ｎｉ：０％超０．２％以下、およびＭｏ：０％超０．２％以下から選択される少なくとも１種、
（ｂ）Ｐｂ：０％超０．２％以下、Ｂｉ：０％超０．２％以下、Ｔｅ：０％超０．２％以下、およびＣａ：０％超０．００５％以下から選択される少なくとも１種、
（ｃ）Ｍｇ：０％超０．０１％以下、Ｚｒ：０％超０．０１％以下、ＲＥＭ：０％超０．０１％以下、Ｓｎ：０％超０．２０％以下、およびＢ：下記式（２）を満足する量から選択される少なくとも１種、
等を含有してもよい。下記式（２）において、［  ］は、各元素の質量％での含有量を示す。
０＜［Ｂ］／［Ｎ］×１４／１０．８≦１  ・・・（２）
【００１２】
本発明には、上記破断分離型コネクティングロッド用鋼を用いた破断分離型コネクティングロッドも包含される。
【００１３】
上記破断分離型コネクティングロッド用鋼は、上記成分組成を満足する鋼材を、熱間鍛造した後、焼入れ温度７００℃以上で焼入れを行い、次いで焼戻し温度２００〜４００℃で焼戻しを行うことによって製造できる。
【００１４】
上記破断分離型コネクティングロッドは、上記破断分離型コネクティングロッド用鋼を、切削加工した後、破断分離することによって製造できる。
【００１５】
なお、焼戻しマルテンサイトは、後述するようにベイナイトと区別がつきにくいため、本発明に係る破断分離型コネクティングロッド用鋼では、金属組織全体に対する焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を規定している。破断分離型コネクティングロッドについても同じである。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、金属組織を焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトとしているため高強度化できる。また、成分組成を適切に制御しているため、焼入れ時に焼割れが発生するのを防止でき、更に焼入れ性指数であるＤＩ値を適切に制御しているため、靭性を低くできる。その結果、破断分離性を改善した高強度の破断分離型コネクティングロッド用鋼を提供できる。この鋼を用いた破断分離型コネクティングロッドは、高強度で、しかも破断分離性に優れている。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】図１は、ＤＩ値とシャルピー衝撃値との関係を示すグラフである。
【図２】図２は、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率と、シャルピー衝撃値との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明者らは、強度を高めたうえで、焼入れ時に焼割れが発生するのを防止しつつ、破断分離性を改善した破断分離型コネクティングロッドを実現するために、鋭意検討を重ねた。その結果、金属組織は、焼戻しマルテンサイトとベイナイトの複合組織を主体とすれば、強度を高めることができること、こうした複合組織であっても、成分組成を適切に制御すれば、焼入れ時の焼割れ発生リスクを低減できること、焼入れ性指数であるＤＩ値を適切に制御すれば破断分離性を改善できることを見出し、本発明を完成した。
【００１９】
まず、本発明に係る破断分離型コネクティングロッドの素材となる破断分離型コネクティングロッド用鋼について説明する。
【００２０】
上記コネクティングロッド用鋼は、金属組織全体に対して、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が８０面積％以上である。上記合計面積率を８０面積％以上とすることによって、コネクティングロッド用鋼の強度を高めることができるため、コネクティングロッドを高強度化できる。
【００２１】
なお、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は、後記する実施例の項で説明するように、金属組織に対するフェライト、パーライト、および残留オーステナイトの合計面積率を求め、これを金属組織全体（１００％）から引いた残部として求めればよい。また、焼戻しマルテンサイトとベイナイトは区別しにくいため、本発明では、これらを区別せずに合計量として算出すればよい。
【００２２】
上記焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は、金属組織全体に対して、好ましくは８５面積％以上、より好ましくは９０面積％以上である。上記合計面積率の上限は特に限定されないが、最も好ましくは１００面積％である。
【００２３】
上記焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率は、後述するＤＩ値を５５〜２００ｍｍの範囲に調整することによって制御できる。
【００２４】
次に、上記コネクティングロッド用鋼の成分組成について説明する。以下、％は、質量％を意味する。
【００２５】
Ｃは、強度を確保すると共に、靭性を小さくするために必要な元素である。また、Ｃ量が少なくなると、マルテンサイト変態開始温度が上昇し、鋼材に焼きが入りにくくなり、強度が低下する。こうした観点から、Ｃ量は０．０１％以上とする必要がある。Ｃ量は、好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｃ量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて被削性が劣化する。また、焼入れ時における焼割れの主要因にもなる。こうした観点からＣ量は０．５％以下とする必要がある。Ｃ量は、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３５％以下である。
【００２６】
Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素であり、また、焼入れ性を高め、強度を向上させることにより耐力および疲労強度を向上させるのに作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｓｉ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０４％以上である。しかし、Ｓｉ量が過剰になると、強度が高くなり過ぎて被削性が劣化する。また、過剰なＳｉは、焼戻し脆化を抑制し、靭性を高め、破断分離性を劣化する原因となる。従って、本発明では、Ｓｉ量は０．７％以下とする必要がある。Ｓｉ量は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下である。
【００２７】
Ｍｎは、焼入れ性を高め、強度を確保するために必要な元素である。Ｍｎ量が少なすぎると、強度が低下すると共に、焼戻し脆化が抑制される。従って、本発明では、Ｍｎ量は、０．０１％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．３％以上、より好ましくは１．０％以上である。しかし、Ｍｎは、オーステナイトを安定化させる元素であるため、Ｍｎ量が過剰になると、調質後に残留オーステナイトが生成する。その結果、強度が却って低下し、靭性が高くなり、破断分離性を改善できない。こうした観点からＭｎ量は、３％以下とする必要がある。Ｍｎ量は、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．３％以下である。
【００２８】
Ｐは、靭性を抑え、切削加工して得られたコネクティングロッドを破断分離するときの変形を抑制するために必要な元素である。こうした観点からＰ量は、０．００１％以上とする。Ｐ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｐを過剰に含有すると、連続鋳造時に鋳造欠陥の発生が誘発される。こうした観点からＰ量は０．２％以下とする必要がある。Ｐ量は、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．０８％以下である。
【００２９】
Ｓは、鋼中にほとんど固溶せず、切り屑へ応力集中させることによって被削性を高めるのに寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｓ量は、０．０１％以上とすることが好ましい。Ｓ量は、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｓを過剰に含有すると、連鋳割れ、熱間鍛造割れ、疲労強度低下の原因となる。従って、本発明では、Ｓ量は、０．２％以下とする必要がある。Ｓ量は、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１２％以下である。
【００３０】
Ｃｒは、焼入れ性を高め、強度を確保するために必要な元素である。Ｃｒ量が少なすぎると、焼戻し脆化が抑制される。従って、本発明では、Ｃｒ量は、０．０１％以上とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．５％以上である。しかし、Ｃｒを過剰に含有すると、焼戻し脆化が抑制されるため、靭性が高くなり過ぎ、破断分離性を改善できない。こうした観点からＣｒ量は、３％以下とする必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．３％以下である。
【００３１】
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ａｌ量は、０．０００１％以上が好ましい。Ａｌ量は、より好ましくは０．００１％以上、更に好ましくは０．００２％以上である。しかし、Ａｌ量が過剰になると、熱間加工性が悪くなるため、製造することが困難になる。こうした観点からＡｌ量は、０．１％以下とする必要がある。Ａｌ量は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
【００３２】
Ｎは、不可避的不純物であり、Ｎ量が過剰になると、熱間加工性が悪くなるため、製造することが困難になる。こうした観点からＮ量は、０．０３％以下とする必要がある。Ｎ量は、好ましくは０．０２５％以下、より好ましくは０．０２０％以下である。Ｎは、できるだけ少ない方が好ましいが、通常の製鋼技術では０％にすることは困難であり、通常、０．００５％程度は含有する。
【００３３】
上記鋼の残部は、実質的に鉄である。但し、原材料、資材または製造設備等から持ち込まれる不可避的不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。
【００３４】
本発明に係る破断分離型コネクティングロッド用鋼は、上記元素に加え、更に、他の元素として、
（ａ）Ｃｕ：０％超０．２％以下、Ｎｉ：０％超０．２％以下、およびＭｏ：０％超０．２％以下から選択される少なくとも１種、
（ｂ）Ｐｂ：０％超０．２％以下、Ｂｉ：０％超０．２％以下、Ｔｅ：０％超０．２％以下、およびＣａ：０％超０．００５％以下から選択される少なくとも１種、
（ｃ）Ｍｇ：０％超０．０１％以下、Ｚｒ：０％超０．０１％以下、ＲＥＭ：０％超０．０１％以下、Ｓｎ：０％超０．２０％以下、およびＢ：下記式（２）で表される量以下から選択される少なくとも１種、
等を含有してもよい。下記式（２）において、［  ］は、各元素の質量％での含有量を示す。
０＜［Ｂ］／［Ｎ］×１４／１０．８≦１  ・・・（２）
【００３５】
（ａ）Ｃｕ、Ｎｉ、およびＭｏは、いずれも焼入れ性を向上させる元素であり、強度を高めることができる。Ｃｕ、Ｎｉ、およびＭｏは、単独で、あるいは２種以上を併用できる。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｃｕ量は、好ましくは０．０５％超、より好ましくは０．０６％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。Ｎｉ量は、好ましくは０．０５％超、より好ましくは０．０６％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。Ｍｏ量は、好ましくは０．０５％超、より好ましくは０．０６％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。
【００３６】
しかし、Ｃｕ量が過剰になると、熱間加工性が悪くなり、製造することが困難になるため、Ｃｕ量は、０．２％以下が好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは０．１５％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。Ｎｉ量が過剰になると、靭性が高くなりすぎるため、破断分離性が劣化する。従って、本発明では、Ｎｉ量は０．２％以下が好ましい。Ｎｉ量は、より好ましくは０．１５％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。Ｍｏ量が過剰になると、焼戻し脆化が抑制され、靭性が高くなりすぎるため、破断分離性が劣化する。従って、本発明では、Ｍｏ量は、０．２％以下が好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは０．１５％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。
【００３７】
（ｂ）Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、およびＣａは、被削性を高める元素である。Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、およびＣａは、単独で、あるいは２種以上を併用できる。
【００３８】
これらの元素のうち、特にＰｂ、Ｂｉ、およびＴｅは、鋼中にほとんど固溶せず、溶融脆化などの効果によって被削性を高める作用を有する。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｐｂは、０．０１％以上含有することが好ましい。Ｐｂ量は、より好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．１％以上である。Ｂｉは、０．０１％以上含有することが好ましい。Ｂｉ量は、より好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．１％以上である。Ｔｅは、０．０１％以上含有することが好ましい。Ｔｅ量は、より好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｐｂ、Ｂｉ、およびＴｅを過剰に含有すると、連鋳割れ、熱間鍛造割れ、または疲労強度低下の原因となる。こうした観点からＰｂ量は、０．２％以下が好ましい。Ｐｂ量は、より好ましくは０．１５％以下、更に好ましくは０．１２％以下である。Ｂｉ量は、０．２％以下が好ましい。Ｂｉ量は、より好ましくは０．１５％以下、更に好ましくは０．１２％以下である。Ｔｅ量は、０．２％以下が好ましい。Ｔｅ量は、より好ましくは０．１５％以下、更に好ましくは０．１２％以下である。
【００３９】
Ｃａは、ベラーグ（工具保護膜）生成などの効果によって被削性を高める元素である。また、硫化物系介在物を球状化して脆化を促進する効果も有する。こうした効果を発揮させるには、Ｃａは、０．０００１％以上含有することが好ましい。Ｃａ量は、より好ましくは０．０００５％以上、更に好ましくは０．００１０％以上である。Ｃａはできるだけ含有する方が良いが、過剰に含有しても効果が飽和し、コスト上昇を招く。従って、本発明では、Ｃａ量は、０．００５％以下が好ましい。Ｃａ量は、より好ましくは０．００４％以下、更に好ましくは０．００３％以下である。
【００４０】
（ｃ）Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭおよびＳｎは快削性元素である。また、Ｂは、Ｎが十分にあるとＢＮを形成し、ＢＮが工具との潤滑作用をもたらすため、快削性元素となる。Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、ＳｎおよびＢは、単独で、あるいは２種以上を併用できる。
【００４１】
これらの元素のうち、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭは、鋼中にほとんど固溶せず、硫化物系介在物などに溶け込み、硫化物系介在物を球状化して脆化を促進する効果も持つ。良好な被削性を得るために、Ｍｇは０．０００１％以上積極的に含有させてもよく、より好ましくは０．００１％以上である。Ｚｒは０．０００１％以上積極的に含有させてもよく、より好ましくは０．００１％以上である。ＲＥＭは０．０００１％以上積極的に含有させてもよく、より好ましくは０．００１％以上である。しかし、Ｍｇ、ＺｒまたはＲＥＭを過剰に含有すると、製造コストの上昇を招く。従って、Ｍｇ量は０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。Ｚｒ量は０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。ＲＥＭ量は０．０１％以下であることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下、さらに好ましくは０．００５％以下である。
【００４２】
Ｓｎは、鋼中にほとんど固溶せず、溶融脆化などの効果により被削性を高める効果を持つ。良好な被削性を得るために、Ｓｎは０．０１％以上積極的に含有させてもよく、より好ましくは０．０３％以上である。しかし、Ｓｎを過剰に含有すると、連鋳割れ、熱間鍛造割れ、または疲労強度低下の原因となる。従って、Ｓｎ量は０．２０％以下であることが好ましく、より好ましくは０．１５％以下、さらに好ましくは０．１２％以下である。
【００４３】
Ｂは、上述のように、Ｎが十分にある場合にＢＮを形成し、ＢＮが工具との潤滑作用をもたらすため、快削性元素となる。良好な被削性を得るために、Ｂは０．０００１％以上積極的に含有させてもよく、より好ましくは０．０００５％以上である。しかし、Ｂを過剰に含有すると、Ｂが固溶してしまい、靱性向上の原因となる。従って、Ｂ量は、下記式（２）を満足することが好ましい。下記式（２）において、［  ］は、各元素の質量％での含有量を示す。
０＜［Ｂ］／［Ｎ］×１４／１０．８≦１  ・・・（２）
上記式（２）の上限は、より好ましくは０．９５以下、さらに好ましくは０．９０以下である。
【００４４】
本発明に係るコネクティングロッド用鋼は、上記成分組成を満足したうえで、下記式（１）で算出されるＤＩ値が５５〜２００ｍｍを満足することが重要である。上記ＤＩ値は、焼入れ性指数と呼ばれており、焼入れしたときに焼きが入る深さを表している。ＤＩ値が大きいほど、マルテンサイトが生成しやすくなる。マルテンサイトは、脆化が生じる主要因となるため、ＤＩ値が大きいほど良好な脆性と安定した強度を両立できる。
【００４５】
上記ＤＩ値は、「Ｒ＆Ｄ、神戸製鋼技法、Ｖｏｌ．６１、Ｎｏ．２、２０１１年８月」に掲載されている「ＨＡＺ靭性に優れた建築構造用低ＹＲ型７８０ＭＰａ級円形鋼管の特性と組織制御技術（１６〜１９頁）」に記載の下記式（ａ）を変形して設計した下記式（１）に基づいて算出した値である。即ち、下記式（ａ）では、Ｓ量が多くなった場合に、ＭｎＳの生成によって固溶Ｍｎ量が減少することが考慮されていない。そこで、本発明では、下記式（ａ）に対して、Ｍｎの原子量５５とＳの原子量３２の原子量比からＭｎＳ生成による固溶Ｍｎ量の減少分を加味し、下記式（１）を設計した。なお、下記式（ａ）、（１）において、［  ］は、各元素の質量％での含有量を意味する。また、本発明では、ＶとＢは含有しないため、下記式（ａ）で規定するＶとＢの項は削除した。また、単位をｉｎｃｈからｍｍに換算するために、下記式（１）では２５．４を掛けた。
ＤＩ（ｉｎｃｈ）＝１．１６×（［Ｃ］／１０）１／２×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×〔５．１×｛［Ｍｎ］−１．２｝＋５〕×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×（１．７５×［Ｖ］＋１）×（２００×［Ｂ］＋１）  ・・・（ａ）
ＤＩ（ｍｍ）＝１．１６×（［Ｃ］／１０）１／２×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×〔５．１×｛［Ｍｎ］−１．２−（５５／３２×［Ｓ］）｝＋５〕×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×２５．４  ・・・（１）
【００４６】
上記ＤＩ値が５５ｍｍを下回ると、靭性が高くなり、破断分離時に変形が発生するため、破断分離性を改善できない。従って、本発明では、上記ＤＩ値は、５５ｍｍ以上とする。上記ＤＩ値は、好ましくは６０ｍｍ以上、より好ましくは７０ｍｍ以上である。しかし、上記ＤＩ値が過剰に大きくなると、焼入れ時に焼割れ発生のリスクが増大する。また、強度が高くなり過ぎて部品形状への加工性が悪化する。従って、本発明では、上記ＤＩ値は、２００ｍｍ以下とする。上記ＤＩ値は、好ましくは１９０ｍｍ以下、より好ましくは１８０ｍｍ以下である。
【００４７】
以上、本発明に係るコネクティングロッド用鋼について説明した。
【００４８】
本発明には、上記コネクティングロッド用鋼を用いて得られた破断分離型コネクティングロッドも含まれる。このコネクティングロッドは、上記コネクティングロッド用鋼で規定した成分組成、ＤＩ値、および金属組織の要件を全て満足している。なお、本発明に係るコネクティングロッドは、金属組織を焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトとしているため、高強度化できており、その強度は、おおよそ８００〜１４００ＭＰａ程度である。
【００４９】
次に、本発明に係るコネクティングロッド用鋼の製造方法について説明する。上記コネクティングロッド用鋼は、常法に従って調製した上記成分組成を満足する鋼材を、熱間鍛造した後、焼入れ温度７００℃以上で焼入れを行い、次いで焼戻し温度２００〜４００℃で焼戻しを行う調質処理を施すことによって製造できる。
【００５０】
上記焼入れ温度を７００℃以上とすることによって、鋼材の金属組織を完全にオーステナイト化できる。上記焼入れ温度は、好ましくは８００℃以上、より好ましくは８５０℃以上である。上記焼入れ温度の上限は特に限定されないが、溶融させないために、１３００℃以下とすることが好ましい。上記焼入れ温度は、より好ましくは１２００℃以下、更に好ましくは１１００℃以下、特に好ましくは１０００℃以下である。
【００５１】
上記焼入れは、水焼入れでもよいし、油焼入れでもよい。焼入れ時の平均冷却速度は、好ましくは２０℃／秒以上、より好ましくは１００℃／秒以上である。上記焼入れ時の平均冷却速度の上限は特に限定されないが、冷却速度が大きすぎると、焼割れ発生のリスクが高まるため、上限は、好ましくは５００℃／秒以下である。上記焼入れ時の平均冷却速度は、より好ましくは４００℃／秒以下、更に好ましくは３００℃／秒以下である。
【００５２】
上記焼入れした後は、脆化を促進するために、焼戻しを行う。上記焼戻し温度が２００℃を下回ると、可動転位が多量に残留するため、耐力比が著しく下がり、脆化が充分に得られないことがある。従って、本発明では、焼戻し温度は２００℃以上とし、好ましくは２５０℃以上である。脆化を最も促進するには、３００℃付近の温度域で焼き戻すことが望ましい。しかし、焼戻し温度が高すぎると、靭性が向上し、脆化が充分に得られないことがある。従って、本発明では、焼戻し温度は４００℃以下とし、好ましくは３７５℃以下である。
【００５３】
上記焼入れ焼戻しして得られたコネクティングロッド用鋼は、破断分離を行う大端部の貫通孔を除いた部分の片側の太さが、おおよそ１０〜５０ｍｍ程度である。得られた棒鋼を、常法に従って切削加工し、破断分離することによって、破断分離性に優れたコネクティングロッドが得られる。
【実施例】
【００５４】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記および後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００５５】
下記表１に示す成分組成（残部は、鉄および不可避的不純物）の鋼を、常法に従って溶製し、鋳造し、分塊した後、加熱温度を１２００℃として鍛伸し、直径１８ｍｍの棒鋼を製造した。下記表１に示した成分組成および上記式（１）に基づいて算出したＤＩ値を、下記表２に示す。なお、下記表１に示したＣｕ、Ｎｉ、およびＭｏ量のうち、本発明では、０．０５％以下を不可避的不純物として扱い、０．０５％超を積極添加元素として扱う。
【００５６】
得られた棒鋼を長手方向に対して垂直に切断し、長さ９０ｍｍの棒鋼を製造した。
【００５７】
得られた長さ９０ｍｍの棒鋼を、９００℃で３０分間保持した後、焼入れ温度９００℃で水焼入れを行った。水焼入れ時の平均冷却速度は約１００℃／秒であった。
【００５８】
水焼入れ後、焼割れ発生の有無を目視で観察した。焼割れは、割れの他、ヒビも含む意味である。サンプル数は、７本ずつとし、焼割れが全く発生しなかった場合を「焼割れ無し」、１本でも焼割れが発生した場合を「焼割れ有り」と判定した。下記表２に、判定結果を示す。焼割れ無しの場合を合格、焼割れ有りの場合を不合格とした。
【００５９】
次に、水焼入れして得られた長さ９０ｍｍの棒鋼のうち、下記表２に示したＮｏ．１〜１６、１９については、焼戻し温度３００℃で３時間保持して焼戻しを行った。
【００６０】
一方、下記表２に示したＮｏ．１７、１８は、切断して得られた長さ９０ｍｍの棒鋼を、９００℃で３０分間保持した後、焼入れせず、放冷して常温まで冷却した。その後、焼戻し温度３００℃で３時間保持して焼戻しを行った。
【００６１】
次に、焼戻しして得られた棒鋼について、下記手順で金属組織の観察を行った。即ち、焼戻しして得られた棒鋼の長手方向の中央部で、且つ直径方向の中心位置を観察できるように棒鋼を樹脂に埋め込み、表面を鏡面研磨し、ナイタールで腐食させて金属組織観察用試験片を製造した。得られた試験片について、光学顕微鏡を用い、１視野の写真サイズを９ｃｍ×７ｃｍとして４００倍で撮影し、撮影した写真を画像解析し、金属組織全体に対するフェライトおよびパーライトの合計面積率を測定した。
【００６２】
次に、ナイタールで腐食させて金属組織を観察した上記試験片の表面を、電解研磨にて１００μｍ研磨し、Ｘ線回折装置を用いて、金属組織全体（１００体積％）に対する残留オーステナイトの割合（体積率）を測定した。残留オーステナイトの体積率を面積率と見なして金属組織全体に対するフェライト、パーライト、および残留オーステナイトの合計面積率（面積％）を求めた。
【００６３】
金属組織全体を１００面積％としたとき、全体（１００面積％）からフェライト、パーライト、および残留オーステナイトの合計面積率（面積％）を引いた残りを、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率（面積％）とした。
【００６４】
次に、焼戻しして得られた棒鋼のうち、焼入れ時に焼割れが発生したＮｏ．１、７以外について、下記手順でシャルピー衝撃値を測定した。即ち、焼戻しして得られた棒鋼を切削し、ＪＩＳ  Ｚ２２４２（２００５年）で規定される１０ｍｍ角のシャルピー衝撃試験片に加工した。ノッチは長手方向に対して垂直方向に深さ２ｍｍのＵノッチとした。シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ  Ｚ２２４２（２００５年）に従い、常温で行った。サンプル数は３個とし、平均値を求めた。結果を下記表２に併せて示す。
【００６５】
本発明では、シャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以下の場合を破断分離性に優れ、合格と評価した。シャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以下であると、破断分離時の変形を充分に抑制できる。
【００６６】
下記表１、表２から次のように考察できる。
【００６７】
Ｎｏ．２〜５、８、１０〜１６、１９〜２４は、いずれも本発明で規定する要件を満足する例であり、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が８０％以上であるにもかかわらず、成分組成およびＤＩ値を適切に制御しているため、焼入れ時に焼割れが発生せず、破断分離性に優れている。
【００６８】
一方、Ｎｏ．１、６、７、９、１７、１８は、いずれも本発明で規定するいずれかの要件を満足しない例である。
【００６９】
これらのうち、Ｎｏ．１は、Ｃ量が過剰な例であり、焼入れ時に焼割れが発生した。
【００７０】
Ｎｏ．６は、ＤＩ値が本発明で規定する範囲を下回る例であり、シャルピー衝撃値が大きくなり、破断分離時に変形が発生するため、破断分離性を改善できていない。
【００７１】
Ｎｏ．７は、ＤＩ値が本発明で規定する範囲を超える例であり、焼入れ時に焼割れが発生した。
【００７２】
Ｎｏ．９は、Ｍｏを過剰に含有するため、シャルピー衝撃値が大きくなり、破断分離時に変形が発生し、破断分離性を改善できていない。
【００７３】
Ｎｏ．１７、１８は、焼入れを行っていないため、金属組織全体に対して、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が８０面積％を下回った例である。その結果、シャルピー衝撃値が大きくなり、破断分離性を改善できていない。
【００７４】
次に、ＤＩ値とシャルピー衝撃値の関係を図１に示す。図１には、本発明で規定する要件を満足するＮｏ．２〜５、８、１０〜１６、１９〜２４を◆、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない例のうち、成分組成は本発明で規定する要件を満足するが、ＤＩ値が本発明で規定する範囲を満足しないＮｏ．６を◇でプロットした。なお、Ｎｏ．７も成分組成は本発明で規定する要件を満足するにもかかわらず、ＤＩ値が本発明で規定する範囲を満足しない例に該当するが、焼入れ時に焼割れが発生し、シャルピー衝撃値を測定しなかったため、プロットしなかった。
【００７５】
図１から明らかなように、ＤＩ値を５５〜２００ｍｍに制御することによって、シャルピー衝撃値を３０Ｊ／ｃｍ２以下に抑制できるため、破断分離性を改善できることが分かる。
【００７６】
次に、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率と、シャルピー衝撃値の関係を図２に示す。図２には、本発明で規定する要件を満足するＮｏ．２〜５、８、１０〜１６、１９〜２４を◆、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない例のうち、成分組成およびＤＩ値は本発明で規定する要件を満足するが、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が本発明で規定する範囲を満足しないＮｏ．１７、１８を◇でプロットした。
【００７７】
図２から明らかなように、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率を８０面積％以上に制御することによって、シャルピー衝撃値を３０Ｊ／ｃｍ２以下に抑制できるため、破断分離性を改善できることが分かる。
【００７８】
【表１】
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【００７９】
【表２】
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【図１】
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【図２】
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