JP5916553B2

JP5916553B2 - コネクティングロッド用鋼及びコネクティングロッド

Info

Publication number: JP5916553B2
Application number: JP2012165460A
Authority: JP
Inventors: 国男橋口; 長谷川　達也; 達也長谷川; 松本　斉; 斉松本; 松浦　弘和; 弘和松浦; 茂和田; 和田　　茂; 正明岡川
Original assignee: Mazda Motor Corp; Nippon Steel Corp
Current assignee: Mazda Motor Corp; Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-07-26
Filing date: 2012-07-26
Publication date: 2016-05-11
Anticipated expiration: 2032-07-26
Also published as: JP2014025105A

Description

本発明は、コネクティングロッド用鋼に関し、さらに詳しくは、エンジンを構成するコネクティングロッドに利用されるコネクティングロッド用鋼に関する。

最近、地球温暖化防止のため、自動車や船舶に代表される輸送機器の二酸化炭素の排出量を削減する規制が世界的に厳しくなりつつある。このような規制に対応するため、輸送機器に利用される部品（以下、機械構造用部品という）の軽量化やエンジンの効率化に関する技術開発が進められている。

また、近年の経済情勢を反映して、各種自動車部品の製造コスト低減の動きが活発化しており、この動きはエンジン部品であるコネクティングロッド（以下、コンロッドという）においても例外ではなくなってきている。このため、製造コストが嵩む焼入れ‐焼戻しの調質処理を行うことなく、つまり非調質で、機械構造用炭素鋼を調質処理した場合と同等の疲労強度が得られるコンロッドに対する要望が大きくなり、一部の車種では採用されている。

機械構造用部品の軽量化及び非調質鋼化については、機械構造用部品の素材の引張強度及び疲労強度を高める方法が研究されている。特開２０１０−５３４３０号公報（特許文献１）は、非調質であっても高い強度を有する熱間鍛造用鋼を開示する。特許文献１では、Ｓｉが０．５質量％以下であり、Ｖを含有する非調質鋼を、Ｃ及びＶ含有量に応じた加熱温度で加熱し、熱間鍛造する。そして、熱間鍛造後、７２０℃〜５５０℃まで１．５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、４００℃まで０．１℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。以上の工程により製造された鋼は、フェライトパーライト組織を有し、フェライトと、パーライト内のラメラフェライトとに微細なＶ炭化物が生成される。そのため、優れた強度が得られると特許文献１に記載されている。

最近では、非調質鋼化に加えて、更に一層の製造コスト低減のために、コンロッド本体とコンロッドキャップの両者を熱間鍛造で一体成形した後、大端部でコンロッド本体とコンロッドキャップにクラッキングする、いわゆる「クラッキングコンロッド」が採用され始めている。

クラッキングコンロッドは、その破断面が平滑な脆性破面であれば、クランクシャフトを挟む部分である合わせ面の切削加工が不要になって製造コストを低減することができる。さらに、破断面で連結が行われるために締結剛性、すなわち強度に優れている。

特開２００２−２５６３９４号公報（特許文献２）は、破断分離した場合に破面に塑性変形が生じず、かつ、高い疲労強度及び耐力を有する、破断分離型のコネクティングロッド（熱間鍛造用非調質鋼）を開示する。特許文献２では、Ａｌ含有量と酸素（Ｏ）含有量との関係式、及び、Ｎ含有量とＯ含有量との関係式に基づいて、鋼中のＡｌＮの生成量を調整する。ＡｌＮにより結晶粒を微細化することができると記載されている。なお、特許文献２では、回転曲げ試験片により疲労強度を評価している。特許文献２ではさらに、燐（Ｐ）を積極的に含有することで、破断時の破面の変形が抑えられ、破面の密着性が高まると記載されている。

特開２００４−２７７８４１号公報（特許文献３）は、被削性、破断分割性及び耐疲労特性に優れ、クラッキングコンロッドの素材として好適な鋼を開示する。特許文献３には、フェライトパーライト組織におけるフェライトの割合を大きくすることで被削性を良好にするとともに、ＴｉとＶとを複合添加することでフェライトを大幅に強化し、破断分割性と耐疲労特性とを確保することができると記載されている。

特開２０１０−５３４３０号公報特開２００２−２５６３９４号公報特開２００４−２７７８４１号公報

特許文献１〜３に開示された鋼は、上述のとおり、高い強度を有する。したがって、これらの文献は、機械構造用部品の軽量化に寄与し得る鋼を開示する。しかしながら、これらの文献は、エンジンの高効率化に寄与する鋼について提案していない。

エンジン効率（燃費性能）を高める方法の一つは、エンジン内部の摩擦損失を低減することである。コンロッドの大端部には、すべり軸受を介してクランクシャフトのクランクピンが回転可能に挿入されている。コンロッドとクランクピンとの間には、エンジンオイルが供給されている。エンジンオイルは、コンロッドとクランクピンとの間に油膜を形成し、すべり軸受と油膜とによりコンロッドとクランクピンとの摩擦損失を低減する。

エンジンオイルの粘性は一般的に、温度の上昇に伴い低下する。低粘性であれば、エンジオイルの流動性が高まり、コンロッドとクランクピンとの間の摩擦係数が小さくなる。したがって、エンジン始動後、エンジンオイルの温度が速やかに上昇すれば、エンジンオイルの粘性が速やかに低下して、コンロッドとクランクピンとの摩擦損失が低減する。その結果、エンジン効率（燃費性能）が高まる。

エンジン始動後、エンジンオイルの粘性を速やかに低下するためには、エンジン始動時に発生した熱がエンジン外部に放散するのを抑制すればよい。コンロッドとクランクピンとの間で発生する摩擦熱の大部分は、コンロッドを伝わって外部に放散する。コンロッドの熱伝導率が低ければ、エンジン内で発生する熱の放熱を抑制でき、エンジン始動時にエンジンオイルの粘性を速やかに低下することができる。その結果、コンロッドとクランクピンとの摩擦損失が低減し、エンジン効率（燃費性能）が高まる。したがって、コンロッド用鋼の熱伝導率は低い方が好ましい。

さらに、上述のとおり、コンロッドは高い強度（降伏強度、引張強度及び疲労強度）を求められる。特許文献２は、回転曲げ疲労試験によりクラッキングコンロッドの疲労強度を評価している。しかしながら、コンロッドは動作中、回転曲げ応力よりも、軸方向の引張及び圧縮の繰り返し応力を主として受ける。したがって、コンロッドにおいては、回転曲げ疲労強度よりも、軸方向の引張及び圧縮の繰り返し応力に対する疲労強度が要求される。

クラッキングコンロッドにおいてはさらに、優れたクラッキング性（破断分離性）が求められる。特許文献２に開示された鋼は、クラッキング性が十分とは言えない。

本発明の目的は、低い熱伝導率、高い降伏強度、高い引張強度、軸方向の引張及び圧縮の繰り返し応力に対する高い疲労強度、及び優れたクラッキング性を有するコンロッド用鋼を提供することである。

本発明によるコンロッド用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓｉ：０．９０％を超えて２．０％以下、Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、Ｐ：０．０２０〜０．１５％、Ｓ：０．０１０〜０．１２％、Ｃｒ：０．０５〜０．４０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｔｉ：０．０５０〜０．３０％、Ｖ：０．０５０〜０．３５％、Ｎ：０．００２０〜０．０２０％、Ｏ：０．００５０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下（０を含む）、Ｎｉ：０．５０％以下（０を含む）及びＭｏ：０．５０％以下（０を含む）を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義されるｆｎ１が５７．１以上であり、式（２）で定義されるｆｎ２が０．４５以上であり、式（３）で定義されるｆｎ３が０．１６以上であり、式（４）で定義されるｆｎ４が１．２０以下である。
ｆｎ１＝６．７×（４２［Ｓｉ％］＋２５［Ｍｎ％］＋１４［Ｃｕ％］＋１２［Ｎｉ％］＋１６［Ｃｒ％］＋１２［Ｍｏ％］＋４２［Ａｌ％］＋１８［Ｔｉ％］＋１４［Ｖ％］）^０．５・・・（１）
ｆｎ２＝［Ｃ％］＋［Ｓｉ％］／７＋［Ｍｎ％］／５＋［Ｃｒ％］／９＋［Ｖ％］／２−５［Ｓ％］／７・・・（２）
ｆｎ３＝［Ｔｉ％］＋［Ｖ％］・・・（３）
ｆｎ４＝［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］・・・（４）
ここで、式（１）〜式（４）中の［元素記号％］には、対応する元素の含有量（質量％
）が代入される。対応する元素が含有されていない場合、［元素記号％］に「０」が代入
される。

本発明によるコンロッド用鋼は、低い熱伝導率、高い降伏強度、高い引張強度、軸方向の引張及び圧縮の繰り返し応力に対する高い疲労強度、及び優れたクラッキング性を有する。

本発明によるコンロッドは、上述のコンロッド用鋼を用いて熱間鍛造により製造される。

図１は、式（１）で定義されたｆｎ１と鋼の熱伝導率との関係を示す図である。図２は、コンロッドの側面図である。図３は、実施例で用いた熱伝導試験片の平面図及び側面図である。図４は、実施例で用いた疲労試験片の側面図である。

以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。なお、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。

本発明者らは、コンロッド用鋼の降伏強度、引張強度、疲労強度、クラッキング性及び熱伝導率について検討した。その結果、本発明者らは、以下の知見を得た。

（ａ）上述のとおり、コンロッドの熱伝導率が低ければ、エンジン内で発生する熱の放熱を抑制でき、エンジン始動時にエンジンオイルの粘性を速やかに低下することができる。その結果、コンロッドとクランクシャフトとの摩擦損失が低減し、エンジン効率（燃費性能）が高まる。

Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ及びＶは、鋼の熱伝導率を低下し、特に、Ｓｉ、Ｍｎ及びＡｌは鋼の熱伝導率を顕著に低下する。具体的には、式（１）で定義されるｆｎ１が５０．０以上であれば、コンロッド用鋼の熱伝導率を低く抑えることができる。
ｆｎ１＝６．７×（４２［Ｓｉ％］＋２５［Ｍｎ％］＋１４［Ｃｕ％］＋１２［Ｎｉ％］＋１６［Ｃｒ％］＋１２［Ｍｏ％］＋４２［Ａｌ％］＋１８［Ｔｉ％］＋１４［Ｖ％］）^０．５・・・（１）

図１は、ｆｎ１と熱伝導率との関係を示す図である。図１中の横軸は、ｆｎ１の値を示す。縦軸は、熱伝導率（Ｗ／（ｍ・Ｋ））を示す。図１は、後述する熱伝導率測定試験を実施することにより得られた。

図１を参照して、ｆｎ１が大きくなると、熱伝導率はｆｎ１に比例して低くなる。そして、ｆｎ１が５０．０以上になれば、鋼の熱伝導率は３８Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下になり、従来のコンロッド用鋼よりも低くなる。

（ｂ）コンロッド用鋼はさらに、高い引張強度及び高い疲労強度を要求される。コンロッド用鋼に要求される疲労強度は、軸方向の引張及び圧縮の繰り返し応力に対する疲労強度である。主に周方向に回転曲げ応力が掛かるクランクシャフトと異なり、コンロッドでは、主に軸方向に引張および圧縮の繰り返し応力が掛かる。クランクシャフトのような回転曲げによる応力分布では、鋼材（クランクシャフト）の表層の応力が最大となる。一方、図２に示すコンロッド１のうち、大端部１０と小端部２０とをつなぐレール部３０の横断面（軸方向に対して垂直な断面）での応力分布は、ほとんど均一である。したがって、コンロッドでは、回転曲げ疲労強度よりも、軸方向の引張及び圧縮の繰り返し応力に対する疲労強度を高めることが要求される。

コンロッド用鋼の引張強度は、式（２）で定義されるｆｎ２と相関を有する。ｆｎ２は炭素当量である。ｆｎ２が大きくなると引張強度が高くなる。引張強度が高くなれば、疲労強度も高くなる。また、引張強度が高くなれば、クラッキング性も良好になる。具体的には、ｆｎ２が０．４５以上であれば、高い引張強度が得られ、これにより高い疲労強度及び良好なクラッキング性が得られる。
ｆｎ２＝［Ｃ％］＋［Ｓｉ％］／７＋［Ｍｎ％］／５＋［Ｃｒ％］／９＋［Ｖ％］／２−５［Ｓ％］／７・・・（２）

（ｃ）クラッキング性を確保するにはさらに、ＴｉとＶとを複合して含有させ、フェライト中に炭窒化物を析出させて、フェライトを強化する必要がある。そのためには、式（３）で定義されるｆｎ３を０．１６以上にすれば良い。
ｆｎ３＝［Ｔｉ％］＋［Ｖ％］・・・（３）

（ｄ）クラッキング性を得るためにＴｉ、Ｖを含有させると、熱間鍛造後の冷却時にベイナイトが生成しやすくなる。ベイナイトが生成すると、降伏強度及び引張強度が低下し、そのため疲労強度も低下する。ベイナイトの生成を抑制するには焼入れ性を高める元素の含有量を小さくすれば良く、具体的には式（４）で定義されるｆｎ４を１．２０以下とすれば良い。
ｆｎ４＝［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］・・・（４）

以上の知見に基づいて、本発明者らは本発明を完成した。以下、本発明によるコンロッド用鋼について説明する。

［化学組成］
本発明によるコンロッド用鋼は、以下の化学組成を有する。

Ｃ：０．２０〜０．５０％
炭素（Ｃ）は、鋼の引張強度を高める。一方、Ｃが過剰に含有されれば、引張強度が過剰に高くなり、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．２０〜０．５０％である。好ましいＣ含有量の下限は０．２０％よりも高く、さらに好ましくは、０．２５％よりも高く、さらに好ましくは、０．２７％以上である。好ましいＣ含有量の上限は、０．５０％未満であり、さらに好ましくは、０．４８％以下であり、さらに好ましくは、０．４５％以下である。

Ｓｉ：０．９０％を超えて２．０％以下
珪素（Ｓｉ）は、鋼の熱伝導率を低下する。一方、Ｓｉが過剰に含有されれば、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．９０％を超えて２．０％以下である。好ましいＳｉ含有量の下限は、１．０％以上であり、さらに好ましくは、１．２％以上である。好ましいＳｉ含有量の上限は、２．０％未満であり、さらに好ましくは、１．８％以下であり、さらに好ましくは、１．７％以下である。

Ｍｎ：０．５０〜１．２０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の熱伝導率を低下する。Ｍｎはさらに、鋼の引張強度を高める。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、鋼の熱間加工性が低下する。Ｍｎが過剰に含有されればさらに、引張強度が過剰に高くなり、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５０〜１．２０％である。好ましいＭｎ含有量の下限は、０．５０％よりも高く、さらに好ましくは、０．６０％以上であり、さらに好ましくは、０．７０％以上である。好ましいＭｎ含有量の上限は、１．２０％未満であり、さらに好ましくは、１．１０％以下であり、さらに好ましくは、１．００％以下である。

Ｐ：０．０２０〜０．１５％
燐（Ｐ）はコンロッドのクラッキングの際の破面を平滑な脆性破面にするのに有効である。一方、Ｐが過剰に含有されれば、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２０〜０．１５％である。好ましいＰ含有量の下限は、０．０２０％よりも高く、さらに好ましくは、０．０３０％以上であり、さらに好ましくは、０．０４０％以上である。好ましいＰ含有量の上限は、０．１５％未満であり、さらに好ましくは、０．１３％以下であり、さらに好ましくは、０．１０％以下である。

Ｓ：０．０１０〜０．１２％
硫黄（Ｓ）は、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、鋼の被削性を高める。一方、Ｓが過剰に含有されれば、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓ含有量は、０．０１０〜０．１２％である。好ましいＳ含有量の下限は、０．０１０％よりも高く、さらに好ましくは、０．０１５％以上であり、さらに好ましくは、０．０４０％以上である。好ましいＳ含有量の上限は、０．１２％未満であり、さらに好ましくは、０．１１％以下であり、さらに好ましくは、０．１０％以下である。

Ｃｒ：０．０５〜０．４０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の熱伝導率を低下する。Ｃｒはさらに、パーライト中のセメンタイトを強化して鋼の降伏強度を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、引張強度が過剰に高くなり、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は、０．０５〜０．４０％である。好ましいＣｒ含有量の下限は、０．０５％よりも高く、さらに好ましくは、０．１０％以上であり、さらに好ましくは、０．１５％以上である。好ましいＣｒ含有量の上限は、０．４０％未満であり、さらに好ましくは、０．３５％以下であり、さらに好ましくは、０．３０％以下である。

Ａｌ：０．００５〜０．０８％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の熱伝導率を低下する。一方、Ａｌが過剰に含有されても、その効果は飽和し、かつ、製造コストが上がる。したがって、Ａｌ含有量は、０．００５〜０．０８％である。なお、本発明におけるＡｌ含有量は、いわゆる酸可溶Ａｌの含有量（ｓｏｌ．Ａｌ）である。好ましいＡｌ含有量の下限は、０．００５％よりも高く、さらに好ましくは、０．００６％以上であり、さらに好ましくは、０．００７％以上である。好ましいＡｌ含有量の上限は、０．０８％未満であり、さらに好ましくは、０．０７％以下であり、さらに好ましくは、０．０６％以下である。

Ｔｉ：０．０５０〜０．３０％
チタン（Ｔｉ）は、鋼の熱伝導率を低下する。さらに、Ｔｉは、フェライト中に炭窒化物として析出して強度を高める。ＴｉはＶと複合して含有させることによってフェライトを大幅に強化する。フェライトの強化により、優れたクラッキング性が得られる。さらに、フェライトの強化は降伏強度及び引張強度を高め、さらに疲労亀裂発生の抑制につながるため、優れた疲労強度を得ることができる。また、Ｔｉは窒化物として析出して結晶粒の粗大化を抑制する。さらに、Ｔｉは硫化物を形成して、鋼の被削性を向上させる。一方、Ｔｉが過剰に含有されれば、粗大なＴｉ窒化物が生成する。粗大なＴｉ窒化物は疲労破壊の起点となるため、鋼の疲労強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は、０．０５０〜０．３０％である。好ましいＴｉ含有量の下限は、０．０５０％よりも高く、さらに好ましくは、０．０７０％以上である。好ましいＴｉ含有量の上限は、０．３０％未満であり、さらに好ましくは、０．２５％以下であり、さらに好ましくは、０．２０％以下である。

Ｖ：０．０５０〜０．３５％
バナジウム（Ｖ）は、鋼の熱伝導率を低下する。また、Ｖは、フェライト中に炭化物及び／又は炭窒化物として析出して強度を高める。ＶはＴｉと複合して含有させることによってフェライトを大幅に強化する。フェライトの強化により、優れたクラッキング性が得られる。さらに、フェライトの強化は降伏強度及び引張強度を高め、さらに疲労亀裂発生の抑制につながるため、優れた疲労強度を得ることができる。一方、Ｖが過剰に含有されれば、その効果は飽和し、かつ、製造コストが上がる。したがって、Ｖ含有量は、０．０５０〜０．３５％である。好ましいＶ含有量の下限は、０．０５０％よりも高く、さらに好ましくは、０．０８０％以上であり、さらに好ましくは、０．１０％以上である。好ましいＶ含有量の上限は、０．３５％未満であり、さらに好ましくは、０．２５％以下であり、さらに好ましくは、０．２０％以下である。

Ｎ：０．００２０〜０．０２０％
窒素（Ｎ）は、上述のとおり、Ｃ、Ｔｉ、及びＶと結合してフェライト中に炭窒化物を析出させて引張強度及び疲労強度を高める。また、Ｎは窒化物として析出して結晶粒の粗大化を抑制する。一方、Ｎが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、Ｎ含有量は、０．００２０〜０．０２０％である。好ましいＮ含有量の下限は、０．００２０％よりも高く、さらに好ましくは、０．００４０％以上であり、さらに好ましくは、０．００５０％以上である。好ましいＮ含有量の上限は、０．０２０％未満であり、さらに好ましくは、０．０１５％以下であり、さらに好ましくは、０．０１２％以下である。

Ｏ：０．００５０％以下
酸素（Ｏ）は、不純物である。Ｏは、鋼中で酸化物系介在物を形成し、鋼の疲労強度を低下する。したがって、Ｏ含有量は少ない方が好ましい。Ｏ含有量は０．００５０％以下である。好ましいＯ含有量は、０．００５０％未満であり、さらに好ましくは、０．００４０％以下である。

本発明によるコンロッド用鋼の残部は、Ｆｅ及び不純物である。不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。

本発明によるコンロッド用鋼はさらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。つまり、これらの元素は選択元素である。これらの元素はいずれも、鋼の熱伝導率を低下する。

Ｃｕ：０．３０％以下（０を含む）
銅（Ｃｕ）は選択元素であり、含有しなくてもよい。Ｃｕは、鋼の熱伝導率を低下するため含有させてもよい。但し、Ｃｕが過剰に含有されれば、鋼の熱間加工性が低下する。そのため、熱間圧延時や熱間鍛造時に鋼に割れが発生する場合がある。したがって、Ｃｕ含有量は０．３０％以下（０を含む）である。好ましいＣｕ含有量の上限は、０．３０％未満であり、さらに好ましくは、０．２５％以下であり、さらに好ましくは、０．２０％以下である。Ｃｕを含有させて熱伝導率を低下させる場合には、Ｃｕの含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。

Ｎｉ：０．５０％以下（０を含む）
ニッケル（Ｎｉ）は選択元素であり、含有しなくてもよい。Ｎｉは、鋼の熱伝導率を低下するため含有させてもよい。但し、Ｎｉが過剰に含有されれば、ベイナイトが生成し、降伏強度及び引張強度が低下し、そのため疲労強度も低下する。したがって、Ｎｉ含有量は、０．５０％以下（０を含む）である。好ましいＮｉ含有量の上限は、０．５０％未満であり、さらに好ましくは、０．３０％以下であり、さらに好ましくは、０．２０％以下である。Ｎｉを含有させて熱伝導率を低下させる場合には、Ｎｉの含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。

Ｍｏ：０．５０％以下（０を含む）
モリブデン（Ｍｏ）は選択元素であり、含有しなくてもよい。Ｍｏは、鋼の熱伝導率を低下するため含有させてもよい。但し、Ｍｏが過剰に含有されれば、引張強度が過剰に高くなり、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、０．５０％以下（０を含む）である。好ましいＭｏ含有量の上限は、０．５０％未満であり、さらに好ましくは、０．３０％以下であり、さらに好ましくは、０．２０％以下である。Ｍｏを含有させて熱伝導率を低下させる場合には、Ｍｏの含有量は０．０３％以上とするのが好ましい。

［ｆｎ１〜ｆｎ４について］
本発明によるコンロッド用鋼においてはさらに、式（１）〜（４）で定義されたｆｎ１〜ｆｎ４が、以下の条件を満たす。

［ｆｎ１について］
式（１）で定義されるｆｎ１は５７．１以上である。
ｆｎ１＝６．７×（４２［Ｓｉ％］＋２５［Ｍｎ％］＋１４［Ｃｕ％］＋１２［Ｎｉ％］＋１６［Ｃｒ％］＋１２［Ｍｏ％］＋４２［Ａｌ％］＋１８［Ｔｉ％］＋１４［Ｖ％］）^０．５・・・（１）
式（１）中の［元素記号％］には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。対応する元素が含有されていない場合、［元素記号％］に「０」が代入される。

たとえば、選択元素であるＣｕ、Ｎｉ及びＭｏが含有されていない場合、換言すれば、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏが不純物レベルである場合、式（１）中の［Ｃｕ％］、［Ｎｉ％］及び［Ｍｏ％］には「０」が代入される。したがって、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏが含有されていない場合、ｆｎ１は以下のとおりとなる。
ｆｎ１＝６．７×（４２［Ｓｉ％］＋２５［Ｍｎ％］＋１６［Ｃｒ％］＋４２［Ａｌ％］＋１８［Ｔｉ％］＋１４［Ｖ％］）^０．５

ｆｎ１は、コンロッド鋼の熱伝導率に関する指標である。ｆｎ１中のＳｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ａｌ及びＶはいずれも、鋼の熱伝導率を低下する。図１に示すとおり、熱伝導率はｆｎ１に比例して低くなる。ｆｎ１が５０．０以上であれば、コンロッド用鋼の熱伝導率が十分に低くなり、具体的には、熱伝導率が３８Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下になる。

［ｆｎ２について］
式（２）で定義されるｆｎ２は、０．４５以上である。
ｆｎ２＝［Ｃ％］＋［Ｓｉ％］／７＋［Ｍｎ％］／５＋［Ｃｒ％］／９＋［Ｖ％］／２−５［Ｓ％］／７・・・（２）
式（２）中の［元素記号％］には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

ｆｎ２は炭素当量である。ｆｎ２は引張強度と相関を有し、ｆｎ２が大きくなると引張強度が高くなる。引張強度が高くなれば、疲労強度も高くなる。また、引張強度が高くなれば、クラッキング性も良好になる。したがって、ｆｎ２は０．４５以上である。一方、ｆｎ２が過剰に大きくなると、引張強度が過剰に高くなり、被削性が低下する。したがって、ｆｎ２の上限は、好ましくは、１．００以下である。

［ｆｎ３について］
式（３）で定義されるｆｎ３は、０．１６以上である。
ｆｎ３＝［Ｔｉ％］＋［Ｖ％］・・・（３）
式（３）中の［元素記号％］には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

クラッキング性を確保するためには、ＴｉとＶとを複合して含有させる必要があり、かつ、ＴｉとＶとの含有量の合計を一定以上にする必要がある。したがって、ｆｎ３は０．１６以上である。

［ｆｎ４について］
式（４）で定義されるｆｎ４は、１．２０以下である。
ｆｎ４＝［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］・・・（４）
式（４）中の［元素記号％］には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

ｆｎ４は、熱間鍛造後の冷却時にベイナイトが生成するのを抑制するための指標である。本発明では、クラッキング性を得るためにＴｉ及びＶを複合して含有させる。しかし、Ｔｉ及びＶが複合して含有されると、ベイナイトが生成されやすくなる。ベイナイトが生成すると、コンロッドの降伏強度、引張強度、及び疲労強度が低下する。鋼の焼入れ性を高めるＭｎ及びＣｒの含有量の合計を制限することにより、ベイナイトの生成を抑制することができる。したがって、ｆｎ４は１．２０以下である。

本発明によるコンロッド用鋼では、上述のｆｎ１が５７．１以上であり、かつ、ｆｎ２が０．４５以上であり、かつ、ｆｎ３が０．１６以上であり、かつ、ｆｎ４が１．２０以下である。そのため、本発明によるコンロッド用鋼は、低い熱伝導率、高い降伏強度、高い引張強度、高い疲労強度、及び優れたクラッキング性を有する。

［製造方法］
本発明によるコンロッド用鋼及びコンロッドの製造方法の一例を説明する。初めに、コンロッドの構成について説明する。図２は、コンロッドの側面図である。図２を参照して、コンロッド１は一般的に、ロッド４０とキャップ５０とを備える。ロッド４０は、小端部２０と、レール部３０と、大端部１０の上半分とを備える。キャップ５０は、大端部１０の下半分に相当し、クランクシャフトのクランクピンを挟んだ後に、一対のコンロッドボルト６０でロッド４０と締結される。

上述のコンロッドの製造に用いられるコンロッド用鋼及びコンロッドの製造方法の一例は、以下のとおりである。

上述の化学組成の範囲内であり、かつ、ｆｎ１〜ｆｎ４が上述の条件を満たす溶鋼を製造する。溶鋼を連続鋳造法によりブルームにする。溶鋼を造塊法によりインゴット（鋼塊）にしてもよい。以上の工程によりコンロッド用鋼が製造される。製造されたブルーム又はインゴットを熱間加工して、ビレット（鋼片）を製造する。ビレットを熱間圧延して、棒鋼を製造する。製造された棒鋼を加熱する。そして、加熱された棒鋼に対して、熱間鍛造を実施してコンロッドを製造する。熱間鍛造時の好ましい加熱温度は１１５０〜１３００℃であり、好ましい仕上げ温度は、９００〜１１５０℃である。

熱間鍛造後のコンロッドを、常温になるまで放冷又は風冷する。冷却後のコンロッドに対して、必要に応じて機械加工を実施する。以上の工程により、コンロッドが製造される。熱間鍛造により図２に示すロッド４０とキャップ５０とが一体成型される。上述のとおり、本発明によるコンロッド用鋼は、クラッキングコンロッドとして利用される。そのため、大端部１０でロッド４０とキャップ５０とにクラッキングする。クラッキングには、一体成型材の分割したい部位である大端部１０の穴（例えば図２におけるＮ部）に治具を挿入し、応力を付加して破断させる方法が適用される。

上述の製造方法では、棒鋼を用いてコンロッドを製造する。しかしながら、インゴットを熱間鍛造してコンロッドを製造してもよい。要するに、熱間鍛造によりコンロッドを製造できれば、熱間鍛造以前のコンロッド用鋼の製造工程は特に限定されない。

本発明によるコンロッドは、熱間鍛造後の調質処理（焼入れ及び焼戻し）を実施せずとも、高い引張強度、降伏強度及び疲労強度を得ることができる。

異なる化学組成を有する複数のコンロッド用鋼を製造した。そして、製造された各鋼の熱伝導率、降伏強度、引張強度、疲労強度、及びシャルピー衝撃値を調査した。

［調査方法］
表１に示す化学組成を有する番号１〜１８の鋼を真空溶解炉によって溶解し、インゴットを製造した。

表１中の各元素記号欄（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎ、Ｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ）には、各鋼種番号の鋼中の対応する元素の含有量（質量％）が記入されている。各鋼種番号の化学組成の表１に記載された元素以外の残部は、Ｆｅ及びＯ以外の不純物である。表中の「−」は、対応する元素含有量が不純物レベルであることを示す。

表１中の「ｆｎ１」欄には、式（１）で定義されたｆｎ１の値が記入されている。「ｆｎ２」欄には、式（２）で定義されたｆｎ２の値が記入されている。「ｆｎ３」欄には、式（３）で定義されたｆｎ３の値が記入されている。

番号１〜１３の化学組成は、いずれも本発明の化学組成の範囲内であった。さらに、番号１〜５、７〜１１、１３のｆｎ１は５７．１以上であり、ｆｎ２は０．４５以上であり、ｆｎ３は、０．１６以上であり、ｆｎ４は１．２０以下であった。

一方、番号１４のＳｉ含有量は、本発明のＳｉ含有量の下限未満であり、また番号１４のｆｎ１は、本発明のｆｎ１の下限（５７．１）未満であった。

番号１５〜番号１８の化学組成は、本発明の化学組成の範囲内であった。しかしながら、番号１５〜番号１８はいずれも、ｆｎ１〜ｆｎ４のいずれかが本発明の範囲から外れた。具体的には、番号１５のｆｎ１は、本発明のｆｎ１の下限（５７．１）未満であった。番号１６のｆｎ２は、本発明のｆｎ２の下限（０．４５）未満であった。番号１７のｆｎ３は、本発明のｆｎ３の下限（０．１６）未満であった。番号１８のｆｎ４は、本発明のｆｎ４の上限（１．２０）を超えた。

製造された各インゴットを、１２００℃に加熱した。その後、仕上げ温度が１０００℃となるように各インゴットを熱間鍛造（鍛伸）して、直径２０ｍｍの丸棒を製造した。熱間鍛造終了後の丸棒を、大気中で放冷した。

製造された丸棒は、鍛伸時の温度分布の不均一性を解消するため、１２５０℃に加熱して３０分保持した後、大気中で放冷する焼ならしを実施し、丸棒の組織を均質化した。焼きならし後の丸棒を利用して、次に示す複数の試験を実施した。

［熱伝導率測定試験］
各番号の丸棒のＲ／２部（丸棒の切断面（円形状）の中心点と外周との間を２等分する点を含む部分）から図３に示す形状の円板状の試験片を採取した。図３中の数値は、対応する部分の寸法（単位はｍｍ）を示す。ＪＩＳＨ７８０１（２００５）に規定されるレーザフラッシュ法により、常温（２５℃）で各試験片の熱伝導率（Ｗ／（ｍ・Ｋ））を測定した。熱伝導率は３８Ｗ／（ｍ・Ｋ）を評価基準とした。

［引張試験］
各番号の丸棒のＲ／２部から、ＪＩＳＺ２２０１（１９９８）に規定される１４Ａ号試験片を採取した。試験片の平行部の横断形状は円形状であり、直径は５ｍｍであった。採取された試験片を用いて常温（２５℃）大気中で引張試験を実施し、降伏強度（ＭＰａ）と引張強度（ＭＰａ）とを得た。降伏強度は５５０ＭＰａを、引張強度は８００ＭＰａを評価基準とした。

［疲労試験］
各番号の丸棒のＲ／２部から、丸棒の長手方向に沿って、図４に示す形状の試験片を採取した。図４中の数値は、対応する部分の寸法（単位はｍｍ）を示す。油圧サーボ式試験機を利用して、試験片に対して軸方向に引張及び圧縮を繰り返す疲労試験を実施した。試験は、常温（２５℃）大気中で実施し、周波数３０Ｈｚの完全両振りで引張及び圧縮を繰り返した。各番号において、１．０×１０^７回まで破断しなかった試験片のうち、最も高い振幅応力を、その番号の疲労強度（ＭＰａ）と定義した。疲労強度は３５０ＭＰａを評価基準とした。

［衝撃試験］
衝撃特性は、各丸棒の中心からＪＩＳＺ２２４２（２００５）に規定される幅１０ｍｍのＶノッチ標準衝撃試験片（ただし、ノッチ深さ２ｍｍ）を切り出し、通常の方法により室温でシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値を測定した。この幅１０ｍｍのＶノッチ試験片を用いた室温でのシャルピー衝撃値は、クラッキング性を評価する１つの指標となり得るもので、その値が小さいほどクラッキング性が良好といえる。シャルピー衝撃値は７．０Ｊ／ｃｍ^２を評価基準とした。

［試験結果］
試験結果を表１に示す。表１中の「熱伝導率」欄には、各番号の丸棒の熱伝導率（Ｗ／（ｍ・Ｋ））が記入されている。「降伏強度」欄には、各番号の丸棒の０．２％耐力（ＭＰａ）を降伏強度として記入される。「引張強度」欄には、各番号の丸棒の引張強度（ＭＰａ）が記入されている。「疲労強度」欄には、各番号の疲労強度（ＭＰａ）が記入されている。「衝撃値」欄には、各番号のシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ^２）が記入される。

表１を参照して、番号１〜番号５、番号７〜番号１１、及び番号１３の化学組成、ｆｎ１〜ｆｎ４はいずれも、本発明の範囲内であった。そのため、番号１〜番号５、番号７〜番号１１、及び番号１３の丸棒の熱伝導率は低く、いずれも３８Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下であった。さらに、番号１〜番号５、番号７〜番号１１、及び番号１３の降伏強度はいずれも、５５０ＭＰａ以上であり、引張強度はいずれも、８００ＭＰａ以上であった。さらに、番号１〜番号５、番号７〜番号１１、及び番号１３の疲労強度はいずれも、３５０ＭＰａ以上であった。さらに、番号１〜番号５、番号７〜番号１１、及び番号１３のシャルピー衝撃値はいずれも、７．０Ｊ／ｃｍ^２以下であった。したがって、番号１〜番号５、番号７〜番号１１、及び番号１３の丸棒は、いずれも、低い熱伝導率、高い降伏強度、高い引張強度、高い疲労強度、及び優れたクラッキング性を有した。

一方、番号１４のＳｉ含有量は、本発明のＳｉ含有量の下限未満であった。また、ｆｎ１も本発明の下限未満であった。そのため、番号１４の熱伝導率は３８Ｗ／（ｍ・Ｋ）を超えた。

番号１５の化学組成、ｆｎ２、ｆｎ３、およびｆｎ４は本発明の範囲内であったものの、ｆｎ１が本発明の下限未満であった。そのため、番号１５の熱伝導率が３８Ｗ／（ｍ・Ｋ）を超えた。

番号１６の化学組成、ｆｎ１、ｆｎ３、およびｆｎ４は本発明の範囲内であったものの、ｆｎ２が本発明の下限未満であった。そのため、番号１６の引張強度は８００ＭＰａ未満であり、疲労強度は３５０Ｍｐａ未満であった。

番号１７の化学組成、ｆｎ１、ｆｎ２、及びｆｎ４は本発明の範囲内であったものの、ｆｎ３が本発明の下限未満であった。そのため、番号１７のシャルピー衝撃値は７．０Ｊ／ｃｍ^２を超え、クラッキング性に劣っていた。

番号１８の化学組成、ｆｎ１、ｆｎ２、及びｆｎ３は本発明の範囲内であったものの、ｆｎ４が本発明の上限を超えた。そのため、番号１８はベイナイトが生成し、降伏強度は５５０ＭＰａ未満であり、引張強度は８００ＭＰａ未満であり、疲労強度は３５０ＭＰａ未満であった。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

本発明は、機械構造用部品に広く適用可能であり、好ましくは、エンジンに利用される機械構造用部品に適用可能である。特に、クラッキングコンロッドに適用可能である。

１コネクティングロッド
１０大端部
２０小端部
３０レール部
４０ロッド
５０キャップ
６０ボルト

Claims

質量％で、
Ｃ：０．２０〜０．５０％、
Ｓｉ：０．９０％を超えて２．０％以下、
Ｍｎ：０．５０〜１．２０％、
Ｐ：０．０２０〜０．１５％、
Ｓ：０．０１０〜０．１２％、
Ｃｒ：０．０５〜０．４０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０８％、
Ｔｉ：０．０５０〜０．３０％、
Ｖ：０．０５０〜０．３５％、
Ｎ：０．００２０〜０．０２０％、
Ｏ：０．００５０％以下、
Ｃｕ：０．３０％以下（０を含む）、
Ｎｉ：０．５０％以下（０を含む）、
Ｍｏ：０．５０％以下（０を含む）、
を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
式（１）で定義されるｆｎ１が５７．１以上であり、
式（２）で定義されるｆｎ２が０．４５以上であり、
式（３）で定義されるｆｎ３が０．１６以上であり、
式（４）で定義されるｆｎ４が１．２０以下である、コネクティングロッド用鋼。
ｆｎ１＝６．７×（４２［Ｓｉ％］＋２５［Ｍｎ％］＋１４［Ｃｕ％］＋１２［Ｎｉ％
］＋１６［Ｃｒ％］＋１２［Ｍｏ％］＋４２［Ａｌ％］＋１８［Ｔｉ％］＋１４［Ｖ％］
）^０．５・・・（１）
ｆｎ２＝［Ｃ％］＋［Ｓｉ％］／７＋［Ｍｎ％］／５＋［Ｃｒ％］／９＋［Ｖ％］／２
−５［Ｓ％］／７・・・（２）
ｆｎ３＝［Ｔｉ％］＋［Ｖ％］・・・（３）
ｆｎ４＝［Ｍｎ％］＋［Ｃｒ％］・・・（４）
ここで、式（１）〜式（４）中の［元素記号％］には、対応する元素の含有量（質量％
）が代入される。対応する元素が含有されていない場合、［元素記号％］に「０」が代入
される。
請求項１に記載のコネクティングロッド用鋼を熱間鍛造して製造される、コネクティン
グロッド。