(57)【要約】      （修正有）【課題】破断分離性及び被削性が良好で、かつ鍛造後硬さを十分に確保できる鍛造終了温度の低温化を図ることができ、ひいては部品耐力のばらつきが少なく鍛造能率も良好な破断分離型コンロッドを提供する。【解決手段】破断分離型コンロッド１の構成素材となる非調質鋼の組成においてＣ、Ｖ、Ｐ及びＴｉの含有量を適正化することにより、十分な耐力と破断分離性（かち割り性）とを確保する。Ｔｉ含有量ついては、従来の破断分離型コンロッド用非調質鋼の含有量レベルよりも削減することにより、鍛造後硬さが十分確保可能となるための鍛造終了温度を、より低温化することができ、部品耐力のばらつきが少なく鍛造能率も良好な破断分離型コンロッドが実現する。一方、Ｍｎ含有量とＳ含有量とを適正化することにより、被削性向上に貢献する鋼組織中のＭｎＳ形成量を高めることができ、鍛造後におけるコンロッド形状への切削加工も能率よく実施できる。【選択図】図１
2009221590.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
コンロッド本体の両端部に連結対象物との連結部が形成された非調質鋼部材として構成され、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、前記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るとともに、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破断分離型コンロッドであって、前記非調質鋼の組成が、
Ｃ：０．１６質量％以上０．３５質量％以下；
Ｓｉ：０．１０質量％以上１．００質量％以下；
Ｍｎ：０．３０質量％以上１．００質量％以下；
Ｐ：０．０４０質量％以上０．０７０質量％以下；
Ｓ：０．０８質量％以上０．１３質量％以下；
Ｖ：０．１０質量％以上０．３５質量％以下；
Ｔｉ：０．０８質量％以上０．１５質量％以下；
ｓ−Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０４５質量％以下；
Ｎ：０．００５質量％以上０．０２５質量％以下；
残部：Ｆｅ及び不可避不純物；
Ｆ１≡Ｖ＋Ｔｉ≦０．４５；
Ｆ２≡Ｓ−０．３３５Ｔｉ＋１．１４Ｎ≧０．０４０；
Ｆ３≡（α−５００）／β≧１６．０
ただし、α≡９１２−２３１Ｃ＋３２Ｓｉ−２０Ｍｎ−４０Ｃｕ
−１８Ｎｉ−１５Ｃｒ＋１７Ｍｏ＋３４．３×Ｆ２
β≡１０λ
λ≡０．０１８Ｓｉ＋１．２９４×（Ｍｎ−１．７１３×Ｆ２）
＋０．６９３Ｃｕ＋０．６０９Ｎｉ＋０．８４７Ｃｒ
＋４．９６３Ｍｏ−０．５３８Ｃ＋０．３２２
−２．２１７×Ｆ２；
（ただし、式Ｆ１，Ｆ２，Ｆ３，α，β中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す）
を充足することを特徴とする破断分離型コンロッド。
【請求項２】
前記非調質鋼が、
Ｃｕ：０．５０質量％以下；
Ｎｉ：０．５０質量％以下；
Ｃｒ：０．５０質量％以下；
Ｍｏ：０．０５質量％以下；
の１種以上を合計で０．０５質量％以上１．５５質量％以下にて、前記Ｆｅを置換する形でさらに含有する請求項１記載の破断分離型コンロッド。
【請求項３】
前記非調質鋼が、
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；
Ｔｅ：０．００１質量％以上０．３質量％以下；
Ｃａ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下；
の１種以上を、前記Ｆｅを置換する形でさらに含有する請求項１又は請求項２に記載の破断分離型コンロッド。
【請求項４】
請求項１記載の破断分離型コンロッドを構成する非調質鋼であって、その組成が、
Ｃ：０．１６質量％以上０．３５質量％以下；
Ｓｉ：０．１０質量％以上１．００質量％以下；
Ｍｎ：０．３０質量％以上１．００質量％以下；
Ｐ：０．０４０質量％以上０．０７０質量％以下；
Ｓ：０．０８質量％以上０．１３質量％以下；
Ｖ：０．１０質量％以上０．３５質量％以下；
Ｔｉ：０．０８質量％以上０．１５質量％以下；
ｓ−Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０４５質量％以下；
Ｎ：０．００５質量％以上０．０２５質量％以下；
残部：Ｆｅ及び不可避不純物；
Ｆ１≡Ｖ＋Ｔｉ≦０．４５；
Ｆ２≡Ｓ−０．３３５Ｔｉ＋１．１４Ｎ≧０．０４０；
Ｆ３≡（α−５００）／β≧１６．０
ただし、α≡９１２−２３１Ｃ＋３２Ｓｉ−２０Ｍｎ−４０Ｃｕ
−１８Ｎｉ−１５Ｃｒ＋１７Ｍｏ＋３４．３×Ｆ２
β≡１０λ
λ≡０．０１８Ｓｉ＋１．２９４×（Ｍｎ−１．７１３×Ｆ２）
＋０．６９３Ｃｕ＋０．６０９Ｎｉ＋０．８４７Ｃｒ
＋４．９６３Ｍｏ−０．５３８Ｃ＋０．３２２
−２．２１７×Ｆ２；
（ただし、式Ｆ１，Ｆ２，Ｆ３，α，β中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す）
を充足することを特徴とする破断分離型コンロッド用非調質鋼。
【請求項５】
Ｃｕ：０．５０質量％以下；
Ｎｉ：０．５０質量％以下；
Ｃｒ：０．５０質量％以下；
Ｍｏ：０．０５質量％以下；
の１種以上を合計で０．０５質量％以上１．５５質量％以下にて、前記Ｆｅを置換する形でさらに含有する請求項４記載の破断分離型コンロッド用非調質鋼。
【請求項６】
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；
Ｔｅ：０．００１質量％以上０．３質量％以下；
Ｃａ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下；
の１種以上を、前記Ｆｅを置換する形でさらに含有する請求項４又は請求項５に記載の破断分離型コンロッド用非調質鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、破断分離型コンロッドと、それに用いる非調質鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
【特許文献１】特開平９−１７６７８５号公報
【特許文献２】特開２００４−２７７８４１号公報
【特許文献３】特開２００４−３０１３２４号公報
【特許文献４】特開２００３−１１３４１９号公報
【特許文献５】特開平１１−２３６６４３号公報
【特許文献６】特開２００４−２７７８４８号公報
【特許文献７】特開２００２−３１６２３１号公報
【特許文献８】特開平１１−３１５３４０号公報
【特許文献９】特開２００３−２７１７８号公報
【特許文献１０】特開２００３−３０１２３８号公報
【特許文献１１】特開２００３−２７１７８号公報
【特許文献１２】特開２００４−２７７８３８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１２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及びＴｉを添加することにより、熱間鍛造後の冷却時にＶないしＴｉの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。該熱間鍛造用非調質鋼は、鍛造後の組織がフェライト・パーライト組織になる。
【０００４】
また、Ｖ、Ｔｉ、Ｐ、Ｓｉを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、これを利用して破断分離型コンロッド（「かち割りコンロッド」と通称される）が採用されている（特許文献１〜１２）。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２部分からなるが、破断分離型コンロッドでは、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、破断分離型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、近年では上記破断分離型コンロッドの適用が拡大しつつある。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
ところで、Ｖ及びＴｉを含有させた非調質鋼は、鍛造後の冷却中に通常の非調質鋼よりも多量の析出物（例えばＶないしＴｉの炭窒化物）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、熱間鍛造によりコンロッドを製造する場合、部品耐力を支配する鍛造後の素材硬さが鍛造終了温度に鋭敏に依存する結果、比較的高温で鍛造を終了しても鍛造後硬さが極度に低下したり、部品耐力のばらつきと鍛造能率の低下を招いたりする問題があった。
【０００６】
本発明の課題は、破断分離性及び被削性が良好で、かつ鍛造後硬さを十分に確保できる鍛造終了温度の低温化を図ることができ、ひいては部品耐力のばらつきが少なく鍛造能率も良好な破断分離型コンロッドと、それに用いる鋼とを提供することにある。
【課題を解決するための手段及び作用・効果】
【０００７】
上記の課題を解決するために本発明の破断分離型コンロッドは、
コンロッド本体の両端部に連結対象物との連結部が形成された非調質鋼部材として構成され、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るとともに、該第一部分と第二部分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締結部材により結合される分離連結部とされてなる破断分離型コンロッドであって、非調質鋼の組成が、
Ｃ：０．１６質量％以上０．３５質量％以下；
Ｓｉ：０．１０質量％以上１．００質量％以下；
Ｍｎ：０．３０質量％以上１．００質量％以下；
Ｐ：０．０４０質量％以上０．０７０質量％以下；
Ｓ：０．０８質量％以上０．１３質量％以下；
Ｖ：０．１０質量％以上０．３５質量％以下；
Ｔｉ：０．０８質量％以上０．１５質量％以下；
ｓ−Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０４５質量％以下；
Ｎ：０．００５質量％以上０．０２５質量％以下；
残部：Ｆｅ及び不可避不純物；
Ｆ１≡：Ｖ＋Ｔｉ≦０．４５；
Ｆ２≡Ｓ−０．３３５Ｔｉ＋１．１４Ｎ≧０．０４０；
Ｆ３≡（α−５００）／β≧１６．０
ただし、α≡９１２−２３１Ｃ＋３２Ｓｉ−２０Ｍｎ−４０Ｃｕ
−１８Ｎｉ−１５Ｃｒ＋１７Ｍｏ＋３４．３×Ｆ２
β≡１０λ
λ≡０．０１８Ｓｉ＋１．２９４×（Ｍｎ−１．７１３×Ｆ２）
＋０．６９３Ｃｕ＋０．６０９Ｎｉ＋０．８４７Ｃｒ
＋４．９６３Ｍｏ−０．５３８Ｃ＋０．３２２
−２．２１７×Ｆ２；
（ただし、式Ｆ１，Ｆ２，Ｆ３，α，β中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す）
を充足することを特徴とする。
【０００８】
また、本発明の破断分離型コンロッド用非調質鋼は、上記本発明の破断分離型コンロッドを構成する非調質鋼であって、その組成が、
Ｃ：０．１６質量％以上０．３５質量％以下；
Ｓｉ：０．１０質量％以上１．００質量％以下；
Ｍｎ：０．３０質量％以上１．００質量％以下；
Ｐ：０．０４０質量％以上０．０７０質量％以下；
Ｓ：０．０８質量％以上０．１３質量％以下；
Ｖ：０．１０質量％以上０．３５質量％以下；
Ｔｉ：０．０８質量％以上０．１５質量％以下；
ｓ−Ａｌ：０．０１０質量％以上０．０４５質量％以下；
Ｎ：０．００５質量％以上０．０２５質量％以下；
残部：Ｆｅ及び不可避不純物；
Ｆ１≡：Ｖ＋Ｔｉ≦０．４５；
Ｆ２≡Ｓ−０．３３５Ｔｉ＋１．１４Ｎ≧０．０４０；
Ｆ３≡（α−５００）／β≧１６．０
ただし、α≡９１２−２３１Ｃ＋３２Ｓｉ−２０Ｍｎ−４０Ｃｕ
−１８Ｎｉ−１５Ｃｒ＋１７Ｍｏ＋３４．３×Ｆ２
β≡１０λ
λ≡０．０１８Ｓｉ＋１．２９４×（Ｍｎ−１．７１３×Ｆ２）
＋０．６９３Ｃｕ＋０．６０９Ｎｉ＋０．８４７Ｃｒ
＋４．９６３Ｍｏ−０．５３８Ｃ＋０．３２２
−２．２１７×Ｆ２；
（ただし、式Ｆ１，Ｆ２，Ｆ３，α，β中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す）
を充足することを特徴とする。
【０００９】
上記本発明によると、破断分離型コンロッドの構成素材となる非調質鋼の組成においてＣ、Ｖ、Ｐ及びＴｉの含有量を適正化することにより、十分な耐力と破断分離性（かち割り性）とを確保することができる。このうち、Ｔｉ含有量ついては、従来の破断分離型コンロッド用非調質鋼の含有量レベルよりも削減することにより、鍛造後硬さが十分確保可能となるための鍛造終了温度を、より低温化することができ、部品耐力のばらつきが少なく鍛造能率も良好な破断分離型コンロッドが実現する。また、Ｔｉ含有量を削減する一方、Ｍｎ含有量とＳ含有量とを適正化することにより、被削性向上に貢献する鋼組織中のＭｎＳ形成量を高めることができ、鍛造後におけるコンロッド形状への切削加工も能率よく実施できる。
【００１０】
以下、本発明にて採用する破断分離型コンロッド用非調質鋼の組成限定理由について詳細に説明する。
（１）Ｃ：０．１６質量％以上０．３５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、０．１６質量％以上の添加が必要である。一方、０．３５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０．３５質量％以下にする必要がある。Ｃ含有量は、好ましくは、０．２０質量％以上０．３０質量％以下とするのがよい。
（２）Ｓｉ：０．１０質量％以上１．００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０．１０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熱間加工性が劣化するので１．００質量％以下とすることが必要である。耐力向上のため、Ｓｉ含有量は、より好ましくは、０．５０質量％以上１．００質量％以下とするのがよい。
【００１１】
（３）Ｖ：０．１０質量％以上０．３５質量％以下
ＶはＶ炭化物を形成し、母相フェライトのマトリックスに整合析出することにより、硬さと破断分離性（かち割り性）を確保するのに有効な元素である。また、上記Ｖ炭化物の整合析出によりマトリックスの強度を高め、耐力を確保する上で最も有効な元素の一つである。ただし、Ｖ含有量が０．１０質量％未満であると上記効果が不十分となり、０．３５質量％を超えると、マトリックス硬さが過剰となり被削性を害することにつながる。Ｖ含有量は、より望ましくは０．１０質量％以上０．３０質量％以下とするのがよい。
【００１２】
（４）Ｔｉ：０．０８質量％以上０．１５質量％以下
ＴｉはＴｉ炭化物を形成し、母相フェライトのマトリックスに整合析出して硬さと破断分離性（かち割り性）を確保するのに有効な元素である。ただし、Ｔｉ含有量が０．０８質量％未満になると上記効果が不十分となり、０．１５質量％を超えると硬さ安定性が低下して、特に低温鍛造時の硬さが不足する不具合につながる。また、Ｔｉの炭硫化物の形成により、被削性が著しく低下する問題を生ずる。Ｔｉ含有量は、より望ましくは０．１０質量％以上０．１５質量％以下とするのがよい。
【００１３】
また、ＶとＴｉとの合計含有量Ｆ１≡Ｖ＋Ｔｉが０．４５質量％を超えると低温鍛造後の表層と内部の硬さの差が大きくなり、破断分離後の寸法のばらつきにつながるので、該Ｆ１は０．４５質量％以下とする（コンロッド形状等に応じ、より高い被削性が要求される場合は、０．４０質量％以下とすることが望ましい）。
【００１４】
（５）Ｐ：０．０４０質量％以上０．０７０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破断分離型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、０．０４０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０．０７０質量％以下に留める。
【００１５】
（６）ｓ−Ａｌ（全Ａｌ含有量からＡｌ酸化物を除いたもの）：０．０１０質量％以上０．０４５質量％以下
Ａｌは脱酸剤として添加され、０．０１０質量％以上は含有される。他方、ｓ−Ａｌ含有量が０．０４５質量％を超えるとＡｌ窒化物が多量に形成され、被削性の悪化につながる。ｓ−Ａｌ含有量は、より望ましくは０．０１０質量％以上０．０４０質量％以下とするのがよい。
【００１６】
（７）Ｎ：０．００５質量％以上０．０２５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Ｔｉ窒化物の形成により、母相フェライトのマトリックスに対するＴｉ炭化物の析出が阻害され、効果を損ねることにつながる。Ｎ含有量は、より望ましくは０．００５質量％以上０．０２０質量％以下とするのがよい。
【００１７】
（８）Ｍｎ：０．３０質量％以上１．００質量％以下
（９）Ｓ：０．０８質量％以上０．１３質量％以下
（１０）Ｆ２≡Ｓ−０．３３５Ｔｉ＋１．１４Ｎ≧０．０４０（質量％）
ＭｎとＳとは互いに結合してＭｎＳを生成し、被削性を確保するのに有効な元素である。十分な被削性向上効果を得るには、Ｓを０．０８質量％以上添加する必要がある。他方、Ｓ含有量が多くなりすぎると熱間加工性を悪化して、特に表層割れをはじめとする製品品質の安定性を害するので、Ｓ添加量は０．１３質量％以下に留める必要がある。被削性をさらに向上させる観点において、Ｓ添加量は、０．１０質量％以上０．１３質量％以下とするのがよい。
【００１８】
本発明の非調質鋼における主要添加元素のうち、Ｓと化合物を形成する金属元素はＴｉ（炭硫化物）とＭｎ（硫化物）である。他方、Ｔｉは窒化物形成により固定され、窒化物に取り込まれたＴｉは硫化物形成には寄与しない。従って、Ｍｎとの硫化物形成に寄与するＳ量（有効Ｓ量）をＦ２≡Ｓ−０．３３５Ｔｉ＋１．１４Ｎとして定義することができる。
【００１９】
有効Ｓ量のうちＭｎとの硫化物（ＭｎＳ）形成に寄与しない過剰Ｓ成分は、低融点の遊離相を形成して熱間加工性を悪化させ、表層割れ等の原因となる。これを防ぐためには、有効Ｓ量が過不足なくＭｎＳ形成に消費される必要がある。本発明において有効Ｓ量が最大となるのは、Ｓ含有量が上限値である０．１３質量％となり、Ｔｉ含有量が下限値である０．０８質量％となり、Ｎ含有量が上限値である０．０２５質量％となる場合であり、このときの有効Ｓと過不足なくＭｎＳを形成するＭｎ量は、１．７１３×Ｆ２（Ｓ＝０．１３，Ｔｉ＝０．０８，Ｎ＝０．０２５）＝０．２２５（質量％）で計算される。Ｍｎ含有量の下限値を０．３０質量％とすることで、前述の過剰Ｓ成分を生じないことは明らかであり、熱間加工性を良好に確保できる。他方、Ｍｎ含有量が１．００質量％を超えると、ベイナイト生成が促進されて被削性を害することにつながる。Ｍｎ含有量は、より望ましくは０．３０質量％以上０．８５質量％以下とするのがよい。
【００２０】
（１１）Ｆ３≡（α−５００）／β≧１６．０
ただし、α≡９１２−２３１Ｃ＋３２Ｓｉ−２０Ｍｎ−４０Ｃｕ
−１８Ｎｉ−１５Ｃｒ＋１７Ｍｏ＋３４．３×Ｆ２
β≡１０λ
λ≡０．０１８Ｓｉ＋１．２９４×（Ｍｎ−１．７１３×Ｆ２）
＋０．６９３Ｃｕ＋０．６０９Ｎｉ＋０．８４７Ｃｒ
＋４．９６３Ｍｏ−０．５３８Ｃ＋０．３２２
−２．２１７×Ｆ２；
（ただし、式Ｆ１，Ｆ２，Ｆ３，α，β中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を表す）
上記Ｆ３はベイナイト発生臨界冷却速度（単位：℃／秒）として実験的に定められたものであり、フェライト＋パーライト組織を確保するためには該Ｆ３の値が１６．０以上確保されるよう、各成分の含有量が定められていることが必要である。該Ｆ３の値が１６．０未満では、ベイナイトが生成しやすくなり耐力が低下する不具合につながる。Ｆ３の値は、より望ましくは１８．０以上であることが望ましい。
【００２１】
次に、本発明の破断分離型コンロッド用非調質鋼においては、必要に応じて以下の成分をさらに添加することができる。
（１２）Ｃｕ：０．５０質量％以下
Ｎｉ：０．５０質量％以下
Ｃｒ：０．５０質量％以下
Ｍｏ：０．０５質量％以下
Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≧０．０５質量％
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏは、硬さの向上に有効に寄与する元素群である。ただし、いずれの元素も上限値を超えて含有されると、ベイナイト生成が促進されて被削性を害する惧れがある。他方、硬さ向上効果が顕著に発揮されるためには、Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏが０．０５質量％以上に確保されている必要がある。また、さらに積極的な硬さ向上が求められる場合は、Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏが０．２０質量％以上に確保されていることが望ましい。
【００２２】
（１３）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；
Ｔｅ：０．００１質量％以上０．３質量％以下；
Ｃａ：０．００１質量％以上０．０１質量％以下；
Ｐｂ、Ｂｉ、Ｔｅ、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。
【発明の実施の形態】
【００２３】
図１は破断分離型コンロッド１の一例を示すもので、全体が上記本発明の非調質鋼にて構成され、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。このような破断分離型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、該破断分離型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。
【実施例】
【００２４】
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。各鋼塊は熱間圧延により、φ３５（ｍｍ）、φ５０（ｍｍ）の丸断面棒状の圧延材に加工した。
【００２５】
【表１】
2009221590.tif 000003
【００２６】
これらの圧延材を用いて以下の各試験を行なった。
(i)加工フォーマスタ試験：φ３５圧延材から切り出した加工フォーマスタ試験片（φ８×１２）を用い、１２５０℃に約６０秒加熱後、種々の温度にて高さ６ｍｍまで圧縮加工し、１．５℃／ｓｅｃの冷却速度で室温まで冷却した。試験後の組織観察およびＨｖ硬さ測定（３００ｇｆ）は、試験片の横断面中心部にて行った。
【００２７】
(ii)引張試験：φ５０圧延材を１２５０℃に約１ｈ加熱後、９５０℃の鍛造終了温度までφ２２に非調質鍛造し、鍛造後の素材より標点間距離５５ｍｍの引張試験片を切り出して行なった。得られた応力−歪曲線から０．２％耐力を求めた。
【００２８】
(iii)ドリル被削性試験：各組成の鋼を用いて図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１２５０℃、鍛造終了温度１２００℃で鍛造した後、８００℃から５００℃までの平均冷却速度を衝風冷却により２．０℃／秒で冷却した。その後、これを用いて実体コンロッドにおけるドリル加工を模擬して被削性試験を行った。各鋼種の被削性は、ドリルの切削距離が１９９８０ｍｍとなった際のドリルコーナー摩耗量を１００として相対評価した。
【００２９】
(iv)シャルピー衝撃試験：φ５０圧延材を１２５０℃に約１ｈ加熱後、９５０℃〜１２００℃の種々の鍛造終了温度までφ２２に非調質鍛造し、鍛造後の素材からノッチ深さ２ｍｍのＵノッチ試験片を切り出して行った。
【００３０】
(v)表層割れ評価試験：φ５０圧延材を１２５０℃にて約１ｈ加熱後、φ２２に非調質鍛造した材料の縦断面の表層部を光学顕微鏡で観察し、割れの有無を目視判定した。
以上の結果を表２に示す。
【００３１】
【表２】
2009221590.tif 000004
【００３２】
本発明の組成要件を満たす実施例の試験品は、いずれもベイナイトの生成が抑制されたフェライト＋パーライトの２相組織となり、シャルピー衝撃値も１０未満であって、破断分離性（かち割り性）が良好である。また、鍛造終了温度が９５０℃まで低下しても、鍛造後の硬さをＨｖ２２５以上の高い値に確保できている。また、被削性も良好であり、表層割れも生じていないことがわかる。
【図面の簡単な説明】
【００３３】
【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。
【符号の説明】
【００３４】
１  破断分離型コンロッド
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】
2009221590.tif 000005