JP2007277705A - 破断分離性に優れた破断分離型コネクティングロッド用圧延材、破断分離性に優れた破断分離型コネクティングロッド用熱間鍛造部品、及び破断分離型コネクティングロッド - Google Patents

Abstract

【課題】クランクシャフトに組み付けるための貫通孔部分が略半円に破断分離されたコネクティングロッドの製造に好適な、破断分離性に優れた圧延材を提供する。
【解決手段】規定の成分を満たし、棒状圧延材の長手方向に対して平行な断面におけるＤ／４部（Ｄは圧延材の直径）を観察したときに硫化物系介在物の平均アスペクト比が１０．０以下であると共に、下記式（１）で示されるＰｃが０．４１〜０．７５で、かつ下記式（２）で示されるＶｅｑが０．１８質量％以上であることを特徴とする破断分離性に優れた破断分離型コネクティングロッド用圧延材。
Ｐｃ＝Ｃ／（１−α／１００） …（１）
｛式（１）中、Ｃは鋼中炭素含有量（質量％）を示し、αはフェライト分率（面積％）を示す｝
Ｖｅｑ＝Ｖ＋Ｔｉ／２＋Ｓｉ／２０ …（２）
｛式（２）中、Ｖ、Ｔｉ、Ｓｉは鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す｝
【選択図】なし

Description

本発明は、破断分離性に優れた破断分離型コネクティングロッド用圧延材、破断分離性に優れた破断分離型コネクティングロッド用熱間鍛造部品、及び破断分離型コネクティングロッドに関するものであり、特に、クランクシャフトに組み付けるための貫通孔部分が略半円に破断分離されたコネクティングロッドの製造に好適な圧延材、該圧延材を用いて得られる熱間鍛造部品、更には、該熱間鍛造部品を用いて得られる破断分離型コネクティングロッドに関するものである。

ガソリンエンジンやディーゼル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（以下、「コンロッド」ということがある）が用いられている。コンロッドは、クランクシャフトに組み付けるための貫通孔（略円形）を備えた部品であり、この組み付けや保守のための取り外しを容易にすべく、貫通孔部分が２つの略半円に分離するよう構成されている。分離したコンロッドのうちピストンと直結する側はコンロッド本体と称され、残りはコンロッドキャップと称される。

上記コンロッドは、従来、コンロッド本体とコンロッドキャップを別個に熱間鍛造した後、合わせ面を切削加工することによって製造され、必要に応じてズレを防止するためノックピン加工が施される場合があった。しかしこうした加工を施すと、材料の歩留まり量が低下する他、多数の工程を経るためコストが上昇するという問題があった。

そこでコンロッドを一体で熱間鍛造し、機械加工［クランクシャフトに組み付けるための貫通孔形成加工（穴開け加工）やボルト穴加工等］を施した後、貫通孔部分が２つの略半円となるよう冷間で破断分割する方法が行われている。該方法によれば、合わせ面がランダムな凹凸を有しているので、コンロッド本体とコンロッドキャップの合わせ面に隙間を生じさせずに精度よくクランクシャフトに組み付けることができる。

上記破断分離加工によるコンロッドの製造用材料として、欧州ではＤＩＮ規格のＣ７０Ｓ６が用いられている。該材料は、上記破断分離加工には適しているが、より高レベルの疲労強度や耐力の要求には応じ難く、更に被削性も十分とは言い難いといった問題がある。よって疲労強度、耐力により優れ、更には良好な被削性も確保することのできる破断分離型コンロッド用鋼種の実現が望まれている。

これまでにも種々の鋼材が開発されており、特許文献１には、破断分離可能な高強度非調質鋼及びその中間製品について開示されている。上記公報では、ＭｎＳを主体とした硫化物のアスペクト比とパーライトの面積率を制御することで、破面にランダムな凹凸が得られ、勘合させた際にずれが生じ難くなる旨開示されている。しかし、上記パーライトの面積率は４０％以下と規定されており、パーライト以外がフェライトであるとすれば６０％以上をフェライトが占めることになる。フェライトは軟質な相であるため、フェライト面積率が大きいと破断時の変形を招く場合があると考えられる。

一方、特許文献２には、Ｃ量を０．２５〜０．７０％とすると共にフェライトの面積率を１０％以下に抑えた高強度で低延性且つ被削性に優れた非調質鋼が開示されている。しかし該技術では、靱性の高い硬質層が形成され、破断分離時の荷重が高くなり変形が大き
くなるものと思われる。

特許文献３には、Ｃ量を０．５〜０．７％にすると共にフェライト面積率を５〜１５％として、コンロッドの製造に用いる熱間鍛造用鋼の被削性と低延性を確保する技術が開示されている。また特許文献４には、Ｃ量を０．２〜０．６％とし、ＶやＴｉを添加して破断分離特性を確保することが開示されている。更に特許文献５〜７には、Ｃ量を抑えると共にフェライト分率を抑えることによって、被削性と嵌合性を確保した破断分割型コンロッド用鋼が開示されている。しかし上記特許文献３〜７の技術では、ＭｎＳ等といった硫化物系介在物の形態が制御されておらず、破断時の変形が十分に抑えられているとは限らない。尚、上記特許文献４〜７には、ＭｎＳの形態制御に有効であると考えられているＣａ添加の記載があるが、その具体的な添加方法まで記載されておらず、ＭｎＳを主体とする硫化物系介在物の形態を制御して破断分離性を十分高めたものとは言い難い。

一方、特許文献８には、硫化物系介在物のアスペクト比を１０以下とすることで破断分離性を改善した熱間非調質鋼が開示されている。しかし、Ｓ量が比較的多いと、たとえＭｎＳを球状化しても該ＭｎＳを起点としたボイドが破断時に多量に発生すると考えられる。そして、これに起因してフェライト部の延性破壊が生じやすくなり、コンロッド本体とコンロッドキャップの破面が合わなくなるため、破断時の変形が見かけ上大きくなるものと思われる。
特開２００３−３４２６７１号公報 特開２００２−３５６７４３号公報 特開２００４−３５９１６号公報 特開２００４−２７７８１７号公報 特開２００２−２７５５７８号公報 特開２００４−２７７８４８号公報 特開２００３−１９３１８４号公報 特開２０００−７３１４１号公報

本発明はこの様な事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、クランクシャフトに組み付けるための貫通孔部分が略半円に破断分離されたコネクティングロッドの製造に好適な圧延材、該圧延材を用いて得られる熱間鍛造部品、更には、該熱間鍛造部品を用いて得られる破断分離型コネクティングロッドを提供することにある。

本発明に係る破断分離性に優れた破断分離型コネクティングロッド用圧延材とは、
化学成分組成が、質量％で（以下、成分について同じ）、
Ｃ ：０．２５〜０．６０％、
Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０５〜０．２％、
Ｓｉ：１．５％以下（０％を含まない）、
Ｖ ：０．０５〜０．３％、
Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、
Ｎ ：０．０３％以下（０％を含まない）、および
Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）
を満たし、
更に、Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｔｅ：０．１％以下（０％を含まない）、及びＲＥＭ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される少なくとも１種を含み、
残部鉄および不可避的不純物からなるものであり、
フェライトとパーライトが合計で全体の９５面積％以上を占め、
棒状圧延材の長手方向に対して平行な断面におけるＤ／４部（Ｄは圧延材の直径）を観察したときに、硫化物系介在物の平均アスペクト比が１０．０以下であると共に、
下記式（１）で示されるＰｃが０．４１〜０．７５で、かつ下記式（２）で示されるＶｅｑが０．１８質量％以上であるところに特徴を有する。
Ｐｃ＝Ｃ／（１−α／１００） …（１）
｛式（１）中、Ｃは鋼中炭素含有量（質量％）を示し、αはフェライト分率（面積％）を示す｝
Ｖｅｑ＝Ｖ＋Ｔｉ／２＋Ｓｉ／２０ …（２）
｛式（２）中、Ｖ、Ｔｉ、Ｓｉは鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す｝

また上記圧延材は、更に、下記式（３）で示されるＣｅｑが０．８０質量％以上で、かつ下記式（４）で示されるＰＭが５００質量％以下を満たすものがよい。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．２８Ｍｎ−１．０Ｓ＋０．３２Ｃｒ＋１．７Ｖ＋１．３Ｔｉ…（３）
ＰＭ＝５５４Ｃ＋７１Ｍｎ−２６２Ｓ＋８２Ｃｒ＋４２９Ｖ …（４）
｛式（３）（４）中、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉは鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す｝
上記圧延材は、更に他の元素として、
（ａ）Ｓｅ：０．１％以下（０％を含まない）、及び／又は、Ｂｉ及び／又はＰｂ：合計で０．２％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｂ：０．００４％以下（０％を含まない）
を含んでいてもよい。

本発明は、上記圧延材に熱間鍛造を施して得られる破断分離性に優れた破断分離型コネクティングロッド用熱間鍛造部品、更には、該熱間鍛造部品を用いて得られる破断分離型コネクティングロッドも含むものである。

尚、上記硫化物系介在物の平均アスペクト比は、後述する実施例に示す方法で測定した値をいうものとする。

本発明によれば、コネクティングロッドの貫通孔部分を略半円に良好に破断分離することができるため、分離加工のコストを低減できると共に、欧州で用いられているＣ７０Ｓ６に比べて高強度で、かつ優れた被削性も発揮するコネクティングロッド用圧延材、該圧延材を用いて得られる熱間鍛造部品、更には熱間鍛造部品を用いて得られる破断分離型コネクティングロッドを実現できる。

本発明者らは、クランクシャフトに組み付けるための貫通孔部分を２つの略半円に分離する際に、良好に破断分離させることのできるコンロッド用圧延材を得るべく、加工性（特に被削性）を確保することのできる低Ｃ量でかつＳ量を高めた鋼材を対象に鋭意研究を行った。その結果、フェライト分率と上記Ｃ量の関係を制御すると共に、硫化物系介在物のアスペクト比を制御すれば、破断分離で大きな歪の生じやすい上記低Ｃ量かつ高Ｓ量の鋼材において、被削性に優れると共に破断分離性の十分に高められたコンロッド用圧延材を実現できる、との着想のもとでその具体的方法を見出した。以下、本発明について詳述する。

〈Ｐｃ＝０．４１〜０．７５
但し、Ｐｃ＝Ｃ／（１−α／１００） …（１）
｛式（１）中、Ｃは鋼中炭素含有量（質量％）を示し、αはフェライト分率（面積％）を示す｝〉
Ｓ量が比較的高い鋼材では、ＭｎＳ等の硫化物系介在物の形態を制御しても破断分離時に延性破壊が生じる場合がある。延性破壊が生じると、コンロッド本体とコンロッドキャップの破面が合わなくなり、クランクシャフトに組み付ける際にこれらを精度よく勘合できない。また、精度よく勘合できずに、コンロッド本体とコンロッドキャップの合わせ面に隙間が生じると、コンロッドの強度を確保することも難しくなる。そこで本発明では、上記延性破壊を防止するため、該延性破壊に影響を及ぼす因子について種々検討を行った。その結果、規定Ｃ量の範囲において、全組織に占めるフェライト分率と鋼中Ｃ量の関係を示したＰｃ：Ｃ／（１−α／１００）を一定範囲内とすればよいことを見出した。

図１は、破断分離により生じる歪と上記Ｐｃの関係を示したグラフであり、後述する実施例の実験結果（硫化物系介在物のアスペクト比はいずれも規定範囲内）を整理したものである（尚、図１では、Ｃ量が０．３３％の場合について傾向を示す線を引いている）。この図１より、硫化物系介在物を後述する規定範囲内に制御するのみならず、Ｐｃを制御することによって、分離歪を確実に抑制できることがわかる。具体的には、いずれのＣ量の場合にもＰｃが０．５付近で破断分離時の歪が極小値をとり、分離歪を２００μｍ以下（前記Ｃ７０Ｓ６の分離歪が最大で２００μｍ程度であることから、２００μｍ以下を目標とする）に抑えるには、Ｐｃの下限を０．４１とする必要があることがわかる。分離歪を１５０μｍ以下とより小さくするにはＰｃを０．４５以上とするのがよい。またＰｃの上限については０．７５とする必要がある。分離歪を１００μｍ以下とより小さくするにはＰｃを０．４７〜０．６０とするのがよい。

本発明では、後述する硫化物系介在物の形態を制御して破断分離時の破面進展を促進させると共に、上記の通りフェライト分率とＣ量の関係を制御することで、優れた破断分離性を確保でき、更には、硫化物系介在物量が増加した際に生じるキリカキ付近のボイドを抑制できるため、優れた被削性も確保できる。

〈棒状圧延材の長手方向に対して平行な断面におけるＤ／４部（Ｄは圧延材の直径）を観察したときの硫化物系介在物の平均アスペクト比：１０．０以下〉
製造過程での展伸により形成されるアスペクト比の大きな硫化物系介在物は、破断分離時の亀裂進展を阻害する。その結果、分離破断に加わる負荷が大きくなるため、破断分離した際の変形（歪）が大きくなる。

図２は、破断分離により生じた歪（分離歪）と硫化物系介在物の平均アスペクト比の関係を示したグラフであり、後述する実施例の実験結果（上記Ｐｃはいずれも規定範囲内）を整理したものである。この図２より、分離歪を２００μｍ以下に抑えるには、上記硫化物系介在物の平均アスペクト比を１０．０以下とする必要がある。分離歪を１５０μｍ以下とより小さくするには上記アスペクト比を９．５以下とすることが好ましい。

尚、本発明における「硫化物系介在物」とは、主にＭｎＳを意味するが、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｅ、Ｔｅ、ＲＥＭ等の各硫化物の他、これらの複合硫化物や、酸化物を核とした上記硫化物や複合硫化物との複合化合物も包含される。

〈Ｖｅｑ≧０．１８
但し、Ｖｅｑ＝Ｖ＋Ｔｉ／２＋Ｓｉ／２０ …（２）
｛式（２）中、Ｖ、Ｔｉ、Ｓｉは鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す｝〉
ＭｎＳ等の様な介在物が存在しなくてもボイドが発生し、破断分離時の延性破壊を招く場合があるが、その原因として、フェライトの硬さが低すぎる場合が考えられる。そこで本発明者らは、フェライトの硬さに影響を及ぼす元素について調べたところ、Ｖ、Ｔｉ、Ｓｉがフェライトの硬さに影響を及ぼす元素であり、種々の実験から該Ｖ、Ｔｉ、Ｓｉを含む上記Ｖｅｑがフェライトの硬さと相関があることを見出した。

図３は、上記Ｖｅｑと破断分離により生じる歪との関係を示したグラフであり、後述する実施例の実験結果を整理したものであるが、この図３より、分離歪を２００μｍ以下に抑えて優れた破断分離性を確保するには、Ｖｅｑを０．１８質量％以上とする必要があることがわかる。好ましくは０．２２質量％以上である。尚、Ｖｅｑを０．４０質量％以上としても効果が飽和するので、コストの観点から上記Ｖｅｑを０．４０質量％以下とすることが好ましい。

〈Ｃｅｑ≧０．８０
但し、Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．２８Ｍｎ−１．０Ｓ＋０．３２Ｃｒ＋１．７Ｖ＋１．３Ｔｉ
…（３）
｛式(３)中、Ｃ、Mn、Ｓ、Cr、Ｖ、Tiは鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す｝〉
Ｃｅｑは、鋼材の硬さと相関のあるパラメータであり、コンロッドとして使用可能な強度を確保するには、Ｃｅｑを０．８０質量％以上（より好ましくは０．９０質量％以上）に制御するのがよい。一方、Ｃｅｑが高すぎても被削性が劣るため、その上限は１．５０質量％とすることが好ましい。

〈ＰＭ≦５００
但し、ＰＭ＝５５４Ｃ＋７１Ｍｎ−２６２Ｓ＋８２Ｃｒ＋４２９Ｖ …（４）
｛式(４)中、Ｃ、Mn、Ｓ、Cr、Ｖは鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す｝〉
ＰＭは、被削性と相関のあるパラメータであり、量産可能なレベルの切削性を確保するには、５００質量％以下（より好ましくは４００質量％以下）とするのがよい。

次に、本発明の各化学成分等の限定理由を以下に詳述する。

〈Ｃ：０．２５〜０．６０％〉
Ｃは、強度の確保と共に破断時の歪を小さくするのに必要な元素である。また、パーライト等の組織を形成し、フェライト部における硫化物系介在物を核としたボイドの生成を抑制する効果もある。従って、Ｃ量は０．２５％以上とする必要がある。好ましくは０．３０％以上である。しかしＣ量が過剰になると、被削性が劣化するため０．６０％以下とする。好ましくは０．５５％以下である。

〈Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）〉
Ｍｎは、鋼材の強度を高めるとともに焼入性を向上させ、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脆い熱影響層を生成させて、破断分離を容易にする。該効果を発揮させるには、Ｍｎ量を０．５％以上とすることが好ましい。しかしＭｎ量が過剰であると、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が低下する。また、ベイナイトは可動転位を多く含むため、コンロッドに重要な特性である耐力が低下する。よって本発明ではＭｎ量を２％以下とする。好ましくは１．５％以下である。

〈Ｓ：０．０５〜０．２％〉
Ｓは、Ｍｎと硫化物（ＭｎＳ）を生成し、被削性を改善するのに有効な元素である。本発明では、該効果を発揮させるためＳ量を０．０５％以上とする。好ましくは０．０８％以上、より好ましくは０．１０％以上である。上記ＭｎＳが、製造過程における圧延等で細長く伸びた形状になると、これが、破断分離時の破面進展を阻害する原因となる。本発明では、硫化物系介在物を球状化することにより上記問題を解決するが、Ｓ量が過剰になると該硫化物系介在物も過剰となり、フェライト部でのボイド発生の起点が増加して、延性破壊が生じ易くなる。よってＳ量は０．２％以下とする。好ましくは０．１２％以下である。

〈Ｓｉ：１．５％以下（０％を含まない）〉
Ｓｉは、鋼溶製時の脱酸元素として有用であると共に、フェライト中に固溶して、破断分離時の塑性変形の主な原因である軟質相（フェライト）の強度を向上させ、耐力や疲労強度を向上させるのに有効な元素でもある。また、破断分離時の変形（真円度変化）を抑制し、破断面の勘合性を向上させるのにも有効である。これらの効果を十分発揮させるには、Ｓｉ量を０．１５％以上とすることが好ましい。しかしＳｉ量が多過ぎると、必要以上に硬さが増加し被削性が劣化するため、１．５％以下とする。好ましくは０．５％以下である。

〈Ｖ：０．０５〜０．３％〉
Ｖは、Ｓｉと同様にフェライトの強度を高めて破断分離時の変形を抑制する効果がある。該効果を十分発揮させるにはＶ量を０．０５％以上とすることが好ましい。一方、Ｖを過剰に含有させても上記効果は飽和するので、その上限を０．３％とする。

〈Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）〉
本発明において、Ｐは、破断時の変形を抑制し、破断面の勘合性を向上させるのに有効であり、該効果を発揮させるため０．０２％以上と積極的に含有させてもよい。しかしＰは、連続鋳造時の鋳造欠陥を誘発しやすい元素でもあるので、０．１５％以下（好ましくは０．０８％以下）とする。

〈Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）〉
Ａｌは、鋼溶解時に脱酸作用を発揮する元素であり、溶鋼中の酸素濃度が低下することで硫化物系介在物が球状化し易くなるため、硫化物系介在物の球状化にも寄与する元素である。この様な効果を発揮させるには、０．０１０％以上含有させることが好ましい。しかしＡｌ等が過剰となってもその効果は飽和し、溶鋼中の酸素濃度が低下し過ぎて硫化物系介在物の球状化が却って阻害される。よってＡｌ量は０．０６％以下（より好ましくは０．０２０％以下）とする。

〈Ｎ：０．０３％以下（０％を含まない）〉
Ｎは、不可避的に鋼中に含有される元素であり、多量に含まれていると鋳造欠陥の原因になるため０．０３％以下（より好ましくは０．０２％以下）に抑える。

〈Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）〉
Ｃｒを添加すれば、上記Ｍｎと同様に鋼材の強度を高めるとともに焼入性を向上させ、また、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脆い熱影響層を生成させて、破断分離を容易にする。該効果を発揮させるには、好ましくは０．１％以上（より好ましくは０．１５％以上）含有させるのがよい。しかしながら、Ｃｒが多量に含まれ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が低下する。またベイナイトは可動転位を多く含むため、コンロッドに重要な特性である耐力を低下させる。よって本発明ではＣｒ量を２％以下（より好ましくは１．０％以下）に抑える。

〈Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ｔｅ：０．１％以下（０％を含まない）、及び
ＲＥＭ：０．３％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される少なくとも１種〉
これらの元素は、硫化物系介在物の形態を制御して、破断分離時の変形を抑制する効果を有している。Ｚｒは、硫化物系介在物の球状化に有効な元素であり、該効果を期待するには、Ｚｒ量を０．０５％以上とすることが好ましい。しかしＺｒ量が多過ぎると、硬くなりすぎて被削性が劣化するため０．２％以下（より好ましくは０．１０％以下）とするのがよい。

Ｔｉは、硫化物系介在物の球状化に寄与すると共に、Ｓｉ、Ｖと同様にフェライトの強度を高めて破断分離時の変形を抑制する効果も有する。該効果を発揮させるには、Ｔｉ量を０．０５％以上とするのが好ましい。しかし、Ｔｉ量が過剰になると被削性が低下するため０．１％を上限とするのがよい。より好ましくは０．０８％以下である。

Ｍｇは、硫化物系介在物を微細化させるのに有用な元素である。硫化物系介在物が存在すると機械的性質が損なわれるが、微細化することで機械的性質の劣化を抑えることができる。該効果を発揮させるには、Ｍｇ量を０．０００３％以上とすることが好ましい。しかしＭｇが多量になると、酸化物が過剰に存在し機械的性質が却って損なわれるため、０．０１％以下（より好ましくは０．００４０％以下）とする。

Ｃａは、硫化物系介在物を球状化させる効果がある。該効果を発揮させるには、Ｃａを０．０００５％以上含有させることが好ましい。尚、Ｃａを添加する際、Ｃａ酸化物が形成されるのを抑制し、硫化物系介在物中にＣａを固溶させて硫化物系介在物の球状化を図るには、Ａｌ等をＣａ添加の直前に添加して溶鋼中の酸素量を下げてからＣａを添加するのがよい。

一方、Ｃａ量が過剰になると、Ｍｇ同様に酸化物が多量に形成され機械的性質が却って損なわれる。よって、Ｃａ量は０．０１％以下（より好ましくは０．００３０％以下）とするのがよい。

Ｔｅも硫化物系介在物の球状化効果を有する元素であり、該効果を発揮させるには０．００１０％以上含有させることが好ましい。しかし多量に含まれると熱間変形能が劣化するため、０．１％以下（好ましくは０．０１％以下）とするのがよい。

ＲＥＭ（希土類元素；例えばミッシュメタル）も、Ｍｇ同様に硫化物系介在物を微細化する効果を有しており、機械的性質の改善効果に寄与する。該効果を期待してＲＥＭを添加する場合、０．００１０％以上とするのがよい。しかし多量に添加しすぎると、酸化物が多量に形成され機械的性質が却って損なわれる。よってＲＥＭは０．３％以下（より好ましくは０．０１０％以下）とするのがよい。

本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄および不可避的不純物であり、該不可避的不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。また、破断分離性をより向上させるため、下記元素を規定範囲内で積極的に含有させることも可能である。

〈Ｓｅ：０．１％以下（０％を含まない）、及び／又は
Ｂｉ及び／又はＰｂ：合計で０．２％以下（０％を含まない）〉
Ｓｅ、Ｂｉ、Ｐｂはいずれも被削性改善の効果を有する元素である。該効果を発揮させるには、Ｓｅの場合、０．００１０％以上含有させることが好ましい。また、Ｂｉ及び／又はＰｂを含有させる場合、合計で０．０１％以上とすることが好ましい。しかしＳｅを多量に含有させると熱間変形能が劣化するので、０．１％以下（より好ましくは０．０３％以下）とするのがよい。また、Ｂｉ及び／又はＰｂを多量に含有させると、鋼材の鋳造欠陥、圧延時の疵を誘発するため、Ｂｉ及び／又はＰｂは合計で０．２％以下（より好ましくは０．１５％以下）とするのがよい。

〈Ｂ：０．００４％以下（０％を含まない）〉
Ｂは、焼入れ性を改善してフェライト分率を低減し、硫化物系介在物によるボイドの発生を抑制する効果を有している。該効果を発揮させるには、Ｂ量を０．０００５％以上とすることが好ましい。しかしＢが多量に含まれていると、鉄との共晶溶液を生じ熱間変形能が低下するため、０．００４％以下とする。より好ましくは０．００２％以下である。

本発明の圧延材は、組織がフェライトおよびパーライトの２相組織であって、フェライトとパーライトが合計で全体の９５面積％以上を占める。フェライトとパーライト以外の組織（例えばベイナイト）は、面積率で５％以下であれば許容できる。

本発明は、上記圧延材の製造方法まで規定するものではないが、熱間圧延に際して行う加熱の温度を９５０℃以上とすれば、上記硫化物系介在物の平均アスペクト比を容易に規定範囲内とすることができるので好ましい。一方、上記温度が高すぎるとスケールによる不良やキズが生じるため、１２００℃以下とすることが好ましい。また、硫化物系介在物の形態を制御するには上記の通りＣａやＺｒ、Ｔｅ等を添加することが有効であるが、該元素を添加するには、溶製段階において、上記Ｃａ等を添加する直前にＡｌ等の脱酸元素を添加して溶鋼中の酸素量を低減させてから上記Ｃａ等を添加するのがよい。

上記Ｐｃを制御するには、Ｃ量を調整すると共にフェライト分率を制御する必要がある。フェライト分率は、鍛造直後の鋼材温度や鍛造後の冷却速度の調整、Ｃ以外の合金元素量の調整等の公知手段で調整可能である。具体的には次の様な方法挙げられる。即ち、適当な条件で鍛造を実施し、フェライト分率を測定してＰｃを算出する。Ｐｃが本発明で規定の範囲になく、例えばフェライト分率を下げることでＰｃを規定の範囲内とすることができる場合には、冷却速度を下げたり、鍛造直後の鋼材温度を下げたり、またＭｎ等の合金成分を規定の範囲内で下げる等の調整を実施する。この様にＰｃが概ね０．５付近となるよう試行錯誤を繰り返すことでＰｃの調整が可能である。

尚、本発明の圧延材は、該圧延材を用いた熱間鍛造部品の製造において、鍛造した後、機械的性質の特性確保のために、焼入れおよび焼戻しといった熱処理を施す必要がなく、冷却ままで使用することのできる非調質鋼である。上記圧延材の形状は棒状であればよく、その大きさは特に限定されないが、一般的には直径２５〜５０ｍｍ程度である。

本発明の破断分離型コネクティングロッド用熱間鍛造部品は、上記圧延材を用い、公知の方法で熱間鍛造してコンロッドの外形を形成することによって得られる。また、破断分離型コネクティングロッドを得るには、上記鍛造部品に成形加工等の加工を施して、クランクシャフトに組み付けるための貫通孔を形成し、その後、貫通孔部分が２つの略半円に分離するよう破断分離することにより得ることができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

棒鋼製造例
表１、２に示す化学成分の鋼を通常の溶製方法に従って溶解・鋳造後、分塊、圧延を行って７０ｍｍφの棒鋼を得た。次に、これを熱間鍛造により２５ｍｍ厚に鍛造した。尚、上記製造方法において、Ｐｃの調整は、成分と熱間鍛造後の８００〜６００℃の平均冷却速度を調整して行った。また、硫化物系介在物の平均アスペクト比は、圧延直前の鋼材温度を変えたり、硫化物系介在物を球状化させるＣａやＺｒ、Ｔｅ等の添加により制御した。これらの元素は全てＡｌ添加後に添加した。

得られた棒鋼を用いて、フェライト分率の測定、硫化物系介在物の平均アスペクト比の測定、および破断分離性の評価を下記の要領で行った。

〈フェライト分率（α）の測定〉
得られた棒鋼のＤ／４部が観察できるよう長手方向に平行な断面からサンプルを採取し（図４参照）、表面を鏡面研磨した後、ナイタールで腐食させて組織観察用試験片を用意した。そして光学顕微鏡を用いて１００倍で撮影し（１視野の写真サイズ：９ｃｍ×７ｃｍ）、得られた写真の画像解析を行って求めた。上記測定を、サンプル表面における任意の３視野で同様に行い、その平均値をフェライト分率（面積％）とした。

また前記画像解析に基づき、フェライトとパーライトの面積率の合計を求めた。

〈硫化物系介在物のアスペクト比（Ｌ／Ｗ）の測定〉
棒鋼の長手方向に対して平行な断面でのＤ／４部（図４参照）における１平方ミリメートルを光学顕微鏡で観察した。そして、幅が１μｍ以上の介在物について、各介在物の長径Ｌおよび幅Ｗ（幅は、長径に対し最も広い幅）を測定し、Ｌ／Ｗを求め、その算術平均値を算出した。上記介在物には、硫化物系介在物のみならず酸化物のみからなるものも含まれ得るが、その可能性は非常に小さいため、上記方法により求めたＬ／Ｗを硫化物系介在物の平均アスペクト比とみなした。

〈破断分離性の評価〉
上記７０φの棒鋼に対し、棒鋼の圧延方向に垂直な方向に熱間鍛造を施して２５ｍｍ厚とした後、図５に示す試験片に加工した。図５中、（ａ）は試験片の上面図、（ｂ）は試験片の側面図を夫々示しており、ａは切欠、ｂはボルト穴、ｃは圧延方向であることを示す矢印を夫々示している。試験片は、６５ｍｍ×６５ｍｍ×厚み２２ｍｍの板状で、中央はφ４０ｍｍの円筒状に抜き取られている。抜き取り部の端部には、ノッチが設けられている。また、試験片には圧延方向に沿ってボルト穴ｂ（φ８．３ｍｍ）が設けられている。

上記試験片を用いて、図６に示す要領で、プレス試験機（１６００ｔプレス、プレス速度：２７０ｍｍ／ｓ［治具接触時（治具高さ１１０ｍｍ）の速度、くさび４およびくさび５のくさび角が３０°であるからＴＰ破断速度は約１５０ｍｍ／ｓ］）にセットして試験片の破断分離を行った。そして図７に示す要領で破断分離前後の穴径差（Ｌ２−Ｌ１）を分離歪として測定し、この分離歪が２００ｍｍ以下のものを破断分離性に優れていると評価した。

これらの結果を表３，４に示す。

表１〜４から次のように考察できる（尚、下記記号は、表１〜４の実験記号を示す）。ａ０１〜ａ１２は、圧延後の冷却速度を変化させてフェライト分率を変動させ、またＣ量を変化させてＰｃを変動させたものである。このうち、Ｐｃが本発明の規定範囲内にないものは、分離歪が大きく破断分離性に劣っている。

ｂ０１〜ｂ０３は、硫化物系介在物の平均アスペクト比を圧延直前の鋼材温度および鍛造直後の鋼材温度を変えて制御した例である。これらの例から分かるように、Ｃａといった硫化物系介在物を球状化する元素を添加してもアスペクト比は必ずしも規定範囲内になく、圧延直前の鋼材温度および鍛造直後の鋼材温度の影響を受けることがわかる。ｂ０３の様にアスペクト比が１０．０を超えると、分離歪が２００μｍ（Ｃ７０Ｓ６の最大破断歪）を超えるため、優れた破断分離性を確保できない。

ｃ０１以降は、各化学成分を変動させたものである。このうちｃ０１〜ｃ０５はＣ量を変動させたものであり、ｃ０１はＣ量が不足し、Ｐｃが下限値を下回っているため、破断分離性に劣っている。またｃ０５より、被削性を確保するにはＰＭを規定範囲内とするのがよいことがわかる。

ｅ０１〜ｅ０４は、Ｍｎ量を変動させたものであるが、ｅ０１は、Ｍｎ量が比較的少なくフェライトの生成が促進されてＰｃが規定範囲を上回っている。またｅ０４は、Ｍｎ量が比較的多くフェライトがあまり生成されず、Ｐｃが規定範囲を下回っている。そのためｅ０１とｅ０４は、破断分離性に劣っている。

ｇ０１〜ｇ０７は、Ｓ量を変動させた例であるが、Ｓ量を０．２％にまで高めても優れた破断分離性を確保できることがわかる。一方、ｇ０１〜ｇ０３から、破断分離性を高めるには一定量のＣｒを含有させることが好ましいことがわかる。

ｉ０１〜ｉ０４は、Ｖ量を変動させた例であり、ｉ０１は硫化物系介在物の平均アスペクト比が１０．０以下に抑えられ、かつフェライト分率が規定範囲内にあるが、Ｖｅｑが低いためボイドが発生し、破断分離性に劣っている。

ｍ０１〜ｍ１６は、Ｔｉ、Ｚｒ等のいわゆる選択元素を添加した例であるが、ｍ０１は、上記ｉ０１と同様にＶｅｑが低いため、ボイドが発生して破断分離性に劣っている。ｍ０４はＢを添加した例であるが、この様にＢを添加しても破断分離性に悪影響を及ぼさないことがわかる。ｍ１０は、Ｃａが比較的少なく、また硫化物系介在物を球状化させるためのその他の元素の添加や製造条件の制御を行なわなかったので、硫化物系介在物の平均アスペクト比が大きくなり、分離歪が大きくなった。

本発明の条件を満たす圧延材は、分離歪が欧州で使用されているＣ７０Ｓ６の最大歪２００μｍ以下に収まっており、破断分離型コネクティングロッドの製造に適している。特に、Ｃ量が上記Ｃ７０Ｓ６より低くかつＳ量を十分に添加することができるため、優れた被削性も兼備させることができる。

コンロッド製造例
表１のａ０１〜０７に示す化学成分の鋼を通常の溶製方法に従って溶解・鋳造後、分塊、圧延（圧延直前の鋼材温度９５０℃）を行って３２ｍｍφの棒鋼を得た。次に、これを表５に示す条件で熱間鍛造し、さらに機械加工することによって、コンロッドの外形を有する熱間鍛造部品（厚さ１８ｍｍ）を製造した。この熱間鍛造部品は、ピストンとの連結軸とクランクシャフトに組み付けるための半円部とを有するコンロッド本体部と、このコンロッド本体部と一緒になって貫通孔を形成する半円部を有するコンロッドキャップ部とが一体となった形態をしており、前記連結軸は圧延方向に沿って形成されている。この熱間鍛造部品にレーザーでノッチを入れ、機械力を作用させて破断することによって、コンロッド本体部とコンロッドキャップ部に分離した。ノッチは、破断面が圧延方向と直交するように形成した。

得られた破断分離型コンロッドについて、フェライト分率と硫化物系介在物の平均アスペクト比を前記と同様にして測定した。また破断分離前後の貫通孔の穴径差（Ｌ２−Ｌ１）を分離歪として測定した。

結果を表５に示す。

表５から明らかなようにＰｃの値が適切な例（ｘ０１、ｘ０２）は、Ｐｃの値が不適切な例（ｘ０３）よりも分離歪が小さい。

Ｐｃと破断分離により生じた歪（分離歪）の関係を示すグラフである。 硫化物系介在物の平均アスペクト比（Ｌ／Ｗ）と破断分離により生じた歪（分離歪）の関係を示すグラフである。 Ｖｅｑと破断分離により生じた歪（分離歪）との関係を示すグラフである。 硫化物系介在物の観察部位を説明するための概略斜視図である。 破断分離性の評価に用いた試験片の形状を模式的に示した（ａ）上面図および（ｂ）側面図である。 プレス試験機での破断分離の状態を模式的に示した断面側面図である。 破断分離性の評価に用いた試験片の破断分離前後（試験前後）の状態を示した上面図である。

符号の説明

１ プレス
２ 支持台
３，３’ ホルダー
４，５ くさび
６ 試験片

Claims (6)

1. 化学成分組成が、質量％で（以下、成分について同じ）、
   Ｃ ：０．２５〜０．６０％、
   Ｍｎ：２％以下（０％を含まない）、
   Ｓ ：０．０５〜０．２％、
   Ｓｉ：１．５％以下（０％を含まない）、
   Ｖ ：０．０５〜０．３％、
   Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
   Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、
   Ｎ ：０．０３％以下（０％を含まない）、および
   Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）
   を満たし、
   更に、
   Ｚｒ：０．２％以下（０％を含まない）、
   Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
   Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含まない）、
   Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、
   Ｔｅ：０．１％以下（０％を含まない）、及び
   ＲＥＭ：０．３％以下（０％を含まない）
   よりなる群から選択される少なくとも１種を含み、
   残部鉄および不可避的不純物からなるものであり、
   フェライトとパーライトが合計で全体の９５面積％以上を占め、
   棒状圧延材の長手方向に対して平行な断面におけるＤ／４部（Ｄは圧延材の直径）を観察したときに、硫化物系介在物の平均アスペクト比が１０．０以下であると共に、
   下記式（１）で示されるＰｃが０．４１〜０．７５で、かつ下記式（２）で示されるＶｅｑが０．１８質量％以上であることを特徴とする破断分離性に優れた破断分離型コネクティングロッド用圧延材。
   Ｐｃ＝Ｃ／（１−α／１００） …（１）
   ｛式（１）中、Ｃは鋼中炭素含有量（質量％）を示し、αはフェライト分率（面積％）を示す｝
   Ｖｅｑ＝Ｖ＋Ｔｉ／２＋Ｓｉ／２０ …（２）
   ｛式（２）中、Ｖ、Ｔｉ、Ｓｉは鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す｝
2. 更に、下記式（３）で示されるＣｅｑが０．８０質量％以上で、かつ下記式（４）で示されるＰＭが５００質量％以下である請求項１に記載の破断分離型コネクティングロッド用圧延材。
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋０．２８Ｍｎ−１．０Ｓ＋０．３２Ｃｒ＋１．７Ｖ＋１．３Ｔｉ…（３）
   ＰＭ＝５５４Ｃ＋７１Ｍｎ−２６２Ｓ＋８２Ｃｒ＋４２９Ｖ …（４）
   ｛式（３）（４）中、Ｃ、Ｍｎ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉは鋼中の各元素の含有量（質量％）を示す｝
3. 更に、
   Ｓｅ：０．１％以下（０％を含まない）、及び／又は
   Ｂｉ及び／又はＰｂ：合計で０．２％以下（０％を含まない）
   を含む請求項１または２に記載の破断分離型コネクティングロッド用圧延材。
4. 更に、Ｂ：０．００４％以下（０％を含まない）を含む請求項１〜３のいずれかに記載の破断分離型コネクティングロッド用圧延材。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載の破断分離型コネクティングロッド用圧延材に熱間鍛造を施して得られる破断分離性に優れた破断分離型コネクティングロッド用熱間鍛造部品。
6. 請求項５に記載の熱間鍛造部品を用いて得られる破断分離型コネクティングロッド。

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