JP5068087B2 - 破断分割性および被削性に優れた破断分割型コネクティングロッド用鋼 - Google Patents
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Description
本発明は、自動車エンジン等の部品として用いられるコネクティングロッド（以下、「コンロッド」と省略することがある）の製造に好適に用いられる鋼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などの内燃機関には、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ンロッドが用いられている。このコンロッドは、クランクシャフトに組み付けるための略円形の貫通孔を備えた部品であり、この組み付けや保守での取り外しを容易にするために、貫通孔部分が２つの略半円に分離（分割）するように構成されている。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。
このようなコンロッドは、例えばコンロッド本体とコンロッドキャップとを別個に熱間鍛造した後、切削による合わせ面の加工を施すことによって製造することができる。なおこの場合、必要に応じてズレを防止するために、ノックピン加工が施されることもある。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に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に冷間で破断分割（かち割り加工）し、最後にクランクシャフトを挟んで破断面を嵌合し、ボルトで締結して組立てる方法が行われている。この方法によれば、破断面に対して、切削による合わせ面の加工を施す必要がなくなる。
またコンロッド用鋼については被削性の改善要求が高まってきている。しかし、被削性と破断分割性の両立は一般的に困難である。被削性を向上させる為には合金成分を少なくして鋼の硬さを下げることが考えられるが、合金成分を少なくすると鋼の延性が高まり、破断分割性が低下する。これらはトレードオフの関係にあり、その両立は難しい。
例えば破断分割性に優れたコンロッド用鋼として、特許文献１〜３が知られている。特許文献１は、Ｓｉ、Ｖ、Ｐ、Ｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎ、Ｂなどの量をコントロールして脆性破壊を促進することを提案しており、特許文献２は、Ｓｉ、Ｖ、Ｐなどの量をコントロールして脆性破壊を促進することを提案しており、特許文献３はＡｌ、Ｎなどの量をコントロールして脆性破壊を促進することを提案している。さらにこれら特許文献１〜３は、Ｔｉを添加すると脆性破壊を促進できるとしている。しかしこれらコンロッド用鋼は、被削性が悪い。例えば特許文献１について言えば、Ｃが０．３５％以上であったり、０．Ｍｏが０．３８％以上であったるなど合金成分が過剰に使用されている実施例が殆どである。またＣなどの含有量が抑えられている場合には、逆にＴｉを０．１０を超えて使用することによって破断分割性を確保している。また特許文献２及び３も実施例ではＴｉは０．１０％を超えて使用されており、被削性が劣る。
特開平９−１７６７８５号公報
特開平１１−１９９９６７号公報
特開平１１−２８６７４６号公報
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、破断分割性と被削性とを両立し得る破断分割型コンロッド用鋼を提供することにある。
０．３％以下のＣ量の鋼では、Ｔｉなどの合金元素を添加しないと、破断分割性が極めて悪くなる（図１のＴｉ無添加例参照）。鋼の脆性を高めて破断分割性を高める為には、低いＣ量に代わり得る合金元素の添加が重要である。そのためか特許文献１〜３ではＴｉが０．１０％を超えて使用されている（図１のＴｉ０．１５０％添加例参照）。しかし、しかしＴｉを添加すると、被削性が低下する。従来技術から考えれば、破断分割性と被削性とはトレードオフの関係にあり、これらを両立するための具体策は示されていなかった。
ところが本発明者らが、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、有効Ｔｉ（窒化物を形成していないＴｉ）の観点からＴｉ量を整理したとき、極めて微量の有効Ｔｉで破断分割性が急激に高まり、その後、直ちに効果が飽和すること、一方、被削性の低下はなだらかであって有効Ｔｉ量が極めて微量な場合には被削性は殆ど低下しないこと（図２参照）、従って有効Ｔｉ量の観点からＴｉ量を制御すれば破断分割性と被削性とを両立できること（図１参照）を見出し、本発明を完成した。
すなわち、本発明に係る破断分割性および被削性に優れた破断分割型コネクティングロッド用鋼は、Ｃ：０．１５〜０．３％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．６〜２％、Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．２０％超、０．５％以下、Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、およびＮ：０．００７％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、下記式（１）で表されるｆ値が０．０００以上であり、鋼表面からＤ／４（Ｄは鋼の厚さ又は直径）の位置の縦断面において、幅１μｍ以上の硫化物系介在物が１ｍｍ2当たり１００個以上存在すると共に、この幅１μｍ以上の硫化物系介在物の平均アスペクト比（長さ／幅）が１５以下である点に要旨を有する。
ｆ＝［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４ … （１）
［式中、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、それぞれ鋼中におけるＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。］
ｆ＝［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４ … （１）
［式中、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、それぞれ鋼中におけるＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。］
前記鋼は、さらにＣａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、及びＺｒ：０．１％以下（０％を含まない）の１種以上や、Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２％以下（０％を含まない）、及びＮｉ：０．２％以下（０％を含まない）の１種以上などを含有していてもい。なおＣａを含有する場合、Ａｌは０．０１％以下にすることが推奨される。
本発明の鋼は、最も好ましい態様では、Ｔｉが０．０３％以下であり、ｆ値が０．０１０以下である。
本発明によればＣ量が０．３％以下程度の鋼において、Ｔｉ量、Ｎ量、有効Ｔｉ量などを適切に制御しているため、コンロッド用鋼の破断分割性と被削性の両方の特性を高めることができる。
本発明の鋼について、まずその化学成分組成から説明する。本発明の鋼の化学成分組成は、以下の通りである。
Ｃ：０．１５〜０．３％
Ｃは、強度を確保するため、および破断分割性を高めるために必要な元素である。そこでＣ量を０．１５％以上と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．１７％以上、より好ましくは０．１８％以上である。しかしＣ量が過剰であると被削性が低下する。そこでＣ量を、０．３％以下と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．２８％以下、より好ましくは０．２５％以下である。
Ｃは、強度を確保するため、および破断分割性を高めるために必要な元素である。そこでＣ量を０．１５％以上と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．１７％以上、より好ましくは０．１８％以上である。しかしＣ量が過剰であると被削性が低下する。そこでＣ量を、０．３％以下と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．２８％以下、より好ましくは０．２５％以下である。
Ｓｉ：２％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、鋼を溶製する際の脱酸元素として有用である。この効果を充分に発揮させるためにＳｉ量は、好ましくは０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上である。しかしＳｉ量が過剰であると被削性が低下する。そこでＳｉ量を２％以下と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは１％以下、より好ましくは０．５％以下である。
Ｓｉは、鋼を溶製する際の脱酸元素として有用である。この効果を充分に発揮させるためにＳｉ量は、好ましくは０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上である。しかしＳｉ量が過剰であると被削性が低下する。そこでＳｉ量を２％以下と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは１％以下、より好ましくは０．５％以下である。
Ｍｎ：０．６〜２％
Ｍｎは、溶製時に脱酸および脱硫元素として作用すると共に、鋳造時の割れを防止する元素である。さらにＭｎは、Ｓと結合して硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳ等）を形成して、破断分割性を向上させる。これらの効果を充分に発揮させるために、Ｍｎ量を０．６％以上と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは０．７％以上、より好ましくは０．８％以上である。しかしＭｎ量が過剰であると、金属組織中にベイナイトが生成し、被削性および破断分割性が低下する。そこでＭｎ量を２％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．５％以下である。
Ｍｎは、溶製時に脱酸および脱硫元素として作用すると共に、鋳造時の割れを防止する元素である。さらにＭｎは、Ｓと結合して硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳ等）を形成して、破断分割性を向上させる。これらの効果を充分に発揮させるために、Ｍｎ量を０．６％以上と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは０．７％以上、より好ましくは０．８％以上である。しかしＭｎ量が過剰であると、金属組織中にベイナイトが生成し、被削性および破断分割性が低下する。そこでＭｎ量を２％以下と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．５％以下である。
Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）
Ａｌは、脱酸および結晶粒微細化に有用な元素である。これらの効果を充分に発揮させるために、Ａｌ量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００３％以上である。しかしＡｌは多すぎてもその効果は飽和する。またＡｌ量が過剰であると、溶製時において溶製鍋のノズル詰まりが起こり得る。そこでＡｌ量を０．０６％以下と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０３％以下である。なお本発明では後述するように鋼にＣａを添加する場合がある。Ｃａを添加するとノズルが詰まりやすくなるため、Ａｌ量は、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下にすることが望ましい。
Ａｌは、脱酸および結晶粒微細化に有用な元素である。これらの効果を充分に発揮させるために、Ａｌ量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００３％以上である。しかしＡｌは多すぎてもその効果は飽和する。またＡｌ量が過剰であると、溶製時において溶製鍋のノズル詰まりが起こり得る。そこでＡｌ量を０．０６％以下と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０３％以下である。なお本発明では後述するように鋼にＣａを添加する場合がある。Ｃａを添加するとノズルが詰まりやすくなるため、Ａｌ量は、好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００５％以下にすることが望ましい。
Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）
Ｐは、鋼材に不可避的に含まれる不純物であり、その量が多いと鋼の熱間加工性が低下する。そこでＰ量を０．１５％以下と定めた。Ｐ量は、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０７％以下である。一方、Ｐは、粒界に偏析して靱延性を低下させるため、破断分割性を向上させる効果を有する。この効果を充分に発揮させるため、Ｐを０．００１％以上の量で含有させてもよい。Ｐ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。
Ｐは、鋼材に不可避的に含まれる不純物であり、その量が多いと鋼の熱間加工性が低下する。そこでＰ量を０．１５％以下と定めた。Ｐ量は、好ましくは０．１０％以下、より好ましくは０．０７％以下である。一方、Ｐは、粒界に偏析して靱延性を低下させるため、破断分割性を向上させる効果を有する。この効果を充分に発揮させるため、Ｐを０．００１％以上の量で含有させてもよい。Ｐ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上である。
Ｓ ：０．１５％以下（０％を含まない）
Ｓは、硫化物系介在物（例えばＭｎＳ等）を形成して、破断分割性を向上させると共に、被削性を向上させる元素である。これらの効果を充分に発揮させるために、Ｓ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。しかしＳ量が過剰になると、熱間加工性が低下する。そこでＳ量を０．１５％以下と定めた。Ｓ量は、好ましくは０．１３％以下、より好ましくは０．１２％以下である。
Ｓは、硫化物系介在物（例えばＭｎＳ等）を形成して、破断分割性を向上させると共に、被削性を向上させる元素である。これらの効果を充分に発揮させるために、Ｓ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。しかしＳ量が過剰になると、熱間加工性が低下する。そこでＳ量を０．１５％以下と定めた。Ｓ量は、好ましくは０．１３％以下、より好ましくは０．１２％以下である。
Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）
Ｃｒは、Ｍｎと同様に、強度上昇に寄与する元素である。この効果を充分に発揮させるには、Ｃｒ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上である。しかしＣｒ量が過剰になると、鋼の被削性が低下する。そこでＣ量を２％以下と定めた。Ｃｒ量は、好ましくは１％以下、より好ましくは０．７％以下である。
Ｃｒは、Ｍｎと同様に、強度上昇に寄与する元素である。この効果を充分に発揮させるには、Ｃｒ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上である。しかしＣｒ量が過剰になると、鋼の被削性が低下する。そこでＣ量を２％以下と定めた。Ｃｒ量は、好ましくは１％以下、より好ましくは０．７％以下である。
Ｖ：０．２０％超、０．５％以下
Ｖは、鋼の強度を確保するため、および破断分割性を向上させるために有用な元素である。そこでＶ量を０．２０％超と定めた。Ｖ量は、好ましくは０．２１％以上、より好ましくは０．２３％以上である。しかしＶ量が多すぎてもその効果は飽和し、また過剰添加はコスト上昇を招く。そこでＶ量を０．５％以下と定めた。Ｖ量は、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。
Ｖは、鋼の強度を確保するため、および破断分割性を向上させるために有用な元素である。そこでＶ量を０．２０％超と定めた。Ｖ量は、好ましくは０．２１％以上、より好ましくは０．２３％以上である。しかしＶ量が多すぎてもその効果は飽和し、また過剰添加はコスト上昇を招く。そこでＶ量を０．５％以下と定めた。Ｖ量は、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％
Ｔｉは、鋼の破断分割性を向上させるために重要な元素である。この効果を充分に発揮させるためにＴｉ量を０．０１％以上と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．０１８％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。しかしＴｉ量を多くすると、鋼の被削性が低下する。さらに後述する有効Ｔｉ量が高まるようにしておけば、Ｔｉを僅かに添加しただけで急激に破断分割性が向上してしまい、さらに添加量を増やしても破断分割性は向上しない。従ってＴｉは、後述の有効Ｔｉ量を確保できる限り、極力少なくするのが望ましい。そこでＴｉを０．１０％以下と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下、特に０．０３％以下である。
Ｔｉは、鋼の破断分割性を向上させるために重要な元素である。この効果を充分に発揮させるためにＴｉ量を０．０１％以上と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．０１８％以上、より好ましくは０．０２０％以上である。しかしＴｉ量を多くすると、鋼の被削性が低下する。さらに後述する有効Ｔｉ量が高まるようにしておけば、Ｔｉを僅かに添加しただけで急激に破断分割性が向上してしまい、さらに添加量を増やしても破断分割性は向上しない。従ってＴｉは、後述の有効Ｔｉ量を確保できる限り、極力少なくするのが望ましい。そこでＴｉを０．１０％以下と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０５％以下、特に０．０３％以下である。
なお破断分割性と被削性とを両立できる添加量が存在するのは、有効Ｔｉ量を確保しながらＴｉを添加する場合に特有の現象である。本発明者らが別途実験を行ったところ、０．０１％程度の微量添加を行った場合の破断分割性向上効果（後述の寸法変化の低減値）は、従来の破断分割性向上元素（Ｃ、Ｐ、Ｖ、Ｔｉなど）のいずれを添加した場合でも０．０１０〜０．０２０ｍｍ程度であった。ところが有効Ｔｉ量を確保しながらＴｉを添加すると、０．０１％程度の微量添加であっても寸法変化の低減値は０．０６０ｍｍにも達し、従来の３倍以上にも向上した。その結果、Ｔｉ添加量を低減することができ、被削性も改善できるようになった。
Ｎ：０．００７％以下（０％を含まない）
本発明は、被削性改善のためにＴｉ添加量を低減する一方、この少量のＴｉを有効に利用して破断分割性も効果的に改善しようとするものである。鋼中のＮ量を制限することによってＴｉＮの形成を抑制でき、少量のＴｉを有効利用できる。そこでＮ量を０．００７％以下と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００５％以下である。なおＮは鋼中に不可避的に混入される元素であり、工業的にその量を０％にすることはできない。
本発明は、被削性改善のためにＴｉ添加量を低減する一方、この少量のＴｉを有効に利用して破断分割性も効果的に改善しようとするものである。鋼中のＮ量を制限することによってＴｉＮの形成を抑制でき、少量のＴｉを有効利用できる。そこでＮ量を０．００７％以下と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００５％以下である。なおＮは鋼中に不可避的に混入される元素であり、工業的にその量を０％にすることはできない。
本発明のコンロッド用鋼の基本成分組成は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは、当然に許容される。さらに本発明のコンロッド用鋼は、必要に応じて、以下の任意元素を含有していても良い。
Ｃａ：０．００５％以下（０％を含まない）、
Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、又は
Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｃａ、ＭｇおよびＺｒは、硫化物系介在物（ＭｎＳ等）を球状化して、破断分割性を向上させるのに有用な元素であり、必要に応じて鋼に含有させてもよい。特にＭｎが多くなるほど破断分割性が低下し易くなるため、この影響を極力避けるためには、Ｃａ、Ｍｇ、又はＺｒなどを添加することが推奨される。この効果を充分に発揮させるために、Ｃａ量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．００１％以上であり、Ｍｇ量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．００１％以上であり、Ｚｒ量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．０１％以上である。しかしこれらの量が多すぎてもその効果は飽和する。またＣａまたはＭｇ量が過剰であると、酸化物系介在物が増加して、鋼の疲労強度が低下する。一方Ｚｒ量が過剰であると、被削性が低下する。そこでこれらの元素を含有させる場合、その上限を上記のように定めた。Ｃａ量は、好ましくは０．０１％以下（特に０．００５％以下）であり、Ｍｇ量は、好ましくは０．０１％以下（特に０．００５％以下）であり、Ｚｒ量は、好ましくは０．１％以下（特に０．０７％以下）である。なおＣａ、Ｍｇ、及びＺｒはそれぞれを単独で添加してもよく、組み合わせて添加してもよい。
Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、又は
Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｃａ、ＭｇおよびＺｒは、硫化物系介在物（ＭｎＳ等）を球状化して、破断分割性を向上させるのに有用な元素であり、必要に応じて鋼に含有させてもよい。特にＭｎが多くなるほど破断分割性が低下し易くなるため、この影響を極力避けるためには、Ｃａ、Ｍｇ、又はＺｒなどを添加することが推奨される。この効果を充分に発揮させるために、Ｃａ量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．００１％以上であり、Ｍｇ量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．００１％以上であり、Ｚｒ量は、好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．０１％以上である。しかしこれらの量が多すぎてもその効果は飽和する。またＣａまたはＭｇ量が過剰であると、酸化物系介在物が増加して、鋼の疲労強度が低下する。一方Ｚｒ量が過剰であると、被削性が低下する。そこでこれらの元素を含有させる場合、その上限を上記のように定めた。Ｃａ量は、好ましくは０．０１％以下（特に０．００５％以下）であり、Ｍｇ量は、好ましくは０．０１％以下（特に０．００５％以下）であり、Ｚｒ量は、好ましくは０．１％以下（特に０．０７％以下）である。なおＣａ、Ｍｇ、及びＺｒはそれぞれを単独で添加してもよく、組み合わせて添加してもよい。
Ｎｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．２％以下（０％を含まない）、又は
Ｎｉ：０．２％以下（０％を含まない）
Ｎｂ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、鋼の強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて鋼に含有させてもよい。この効果を充分に発揮させるために、Ｎｂ量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上であり、Ｍｏ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上であり、Ｃｕ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上であり、Ｎｉ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ＮｂまたはＭｏ量が過剰になると鋼の被削性が低下する。またＣｕ量が過剰になると、製造時に鋼表面に疵が発生する。さらにＮｉ量は多すぎてもその効果は飽和し、過剰添加はコスト上昇を招く。そこでこれらの元素を含有させる場合、その上限を上記のように定めた。Ｎｂ量は、好ましくは０．０１％以下、Ｍｏ量は、好ましくは０．０３％以下、Ｃｕ量は、好ましくは０．１％以下、およびＮｉ量は、好ましくは０．１％以下である。
Ｍｏ：０．０５％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．２％以下（０％を含まない）、又は
Ｎｉ：０．２％以下（０％を含まない）
Ｎｂ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮｉは、鋼の強度向上に寄与する元素であり、必要に応じて鋼に含有させてもよい。この効果を充分に発揮させるために、Ｎｂ量は、好ましくは０．０００１％以上、より好ましくは０．０００５％以上であり、Ｍｏ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０２％以上であり、Ｃｕ量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上であり、Ｎｉ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ＮｂまたはＭｏ量が過剰になると鋼の被削性が低下する。またＣｕ量が過剰になると、製造時に鋼表面に疵が発生する。さらにＮｉ量は多すぎてもその効果は飽和し、過剰添加はコスト上昇を招く。そこでこれらの元素を含有させる場合、その上限を上記のように定めた。Ｎｂ量は、好ましくは０．０１％以下、Ｍｏ量は、好ましくは０．０３％以下、Ｃｕ量は、好ましくは０．１％以下、およびＮｉ量は、好ましくは０．１％以下である。
そして本発明の特徴は、鋼組成を前記範囲に調製した上で、有効Ｔｉ量も適切に制御する点にある。有効Ｔｉ量とは、鋼中のＴｉ量からＴｉＮを差し引いた残りのＴｉ量を意味し、本明細書ではｆ値という場合もある。破断分割性を有効Ｔｉ量の観点から整理すると、極めて微量の有効Ｔｉで破断分割性が急激に高まり、その後、直ちに効果が飽和する。一方、被削性の低下はなだらかであって有効Ｔｉ量が極めて微量な場合には被削性は殆ど低下しない。従って破断分割性が急激に高まるのに必要な有効Ｔｉ量を確保できるだけのＴｉを、必要最低限の範囲で用いることで、破断分割性と被削性の両方を向上できる。
有効Ｔｉ量（ｆ値）は、下記式（１）で与えられる。破断分割性を確実に改善するには、有効Ｔｉ量（ｆ値）は、０．０００以上、好ましくは０．００１以上、さらに好ましくは０．００２以上である。しかし有効Ｔｉ量（ｆ値）が大きくなると、Ｔｉの添加量が増大し、被削性が低下し易くなる。従って有効Ｔｉ量（ｆ値）は、好ましくは０．１以下、さらに好ましくは０．０５以下、特に０．０３以下である。
ｆ＝［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４ … （１）
［式中、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、それぞれ鋼中におけるＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。］
ｆ＝［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４ … （１）
［式中、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、それぞれ鋼中におけるＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。］
最も好ましい態様では、有効Ｔｉ量（ｆ値）の前記下限値を確実に満足して破断分割性を確保した上で、有効Ｔｉ量（ｆ値）の上限及び鋼中Ｔｉ含有量の上限が可能な限り絞られる。このようにすることで破断分割性を確実に高めながら、被削性を最も高めることができる。有効Ｔｉ量（ｆ値）と鋼中Ｔｉ含有量を最も絞り込んだ場合、有効Ｔｉ量（ｆ値）は０．０１０以下（特に０．００８以下）、鋼中Ｔｉ含有量は０．０３％以下（特に０．０２５％以下）である。
さらに本発明のコンロッド用鋼では、硫化物系介在物（例えばＭｎＳなど）のアスペクト比を小さくすることが好ましい。硫化物系介在物は、圧延や熱間鍛造によって圧延方向や鍛造方向に延伸する。この延伸した硫化物系介在物が、鋼の破断分割時に縦目（破断分割面に対して垂直方向に延伸）に存在すると、クラックの進展に伴い、硫化物系介在物と金属マトリックスとの間が剥離し、応力の緩和が起こる。その結果、脆性的な破断が阻害されて靱延性値が向上し、破断分割性の低下をもたらす。これに対し、硫化物系介在物の延伸を抑制し、アスペクト比を小さくして球状化させた場合は、縦目で破断分割するに際し、硫化物系介在物の周辺に発生するクラック先端での応力が増大し、脆性的な破断が促進される。その結果、塑性変形量を低くでき、鋼の破断分割性が向上する。またこの硫化物系介在物の球状化による破断分割性向上効果は、硫化物系介在物の幅が１μｍ以上である場合に発揮される。硫化物系介在物の幅が小さすぎると、硫化物系介在物自体が破断してしまい、鋼の脆性的な破断を促進できなくなる。
好ましい硫化物系介在物の大きさと形態を定量的に表現すると、以下の通りである。すなわち本発明の鋼では、鋼表面からＤ／４（Ｄは鋼の厚さ又は直径）の位置の縦断面において、幅１μｍ以上の硫化物系介在物が１ｍｍ2当たり１００個以上存在しており、この幅１μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比（長さ／幅）の算術平均値（平均アスペクト比）が１５以下である。
平均アスペクト比は、好ましく１０以下、より好ましくは８以下、特に６以下である。平均アスペクト比は１に近いほど望ましく、下限は特に限定されないが、２以上（又は３以上）であってもよい。
幅１μｍ以上の硫化物系介在物の個数は、１ｍｍ2当たり、好ましくは３００個以上、より好ましくは４００個以上である。しかし硫化物系介在物の個数が多くなると、圧延時や熱間鍛造時に割れ等の弊害が生じ易くなる。従って幅１μｍ以上の硫化物系介在物は、１ｍｍ2当たり、例えば、４０００個以下、好ましくは３０００個以下、より好ましくは２５００個以下とするのが推奨される。
なお本発明における「硫化物系介在物」とは、主にＭｎＳを意味するものであるが、その他の硫化物および複合硫化物も包含する。また硫化物系介在物の幅および平均アスペクト比（長さ／幅）、並びにその個数の値は、鋼表面からＤ／４（Ｄは鋼の厚さ又は直径）の位置の縦断面において、１ｍｍ2の観察視野を観察倍率１０００倍で光学顕微鏡を観察することにより求めた値である。
なお硫化物系介在物の大きさと形態は、Ｍｎ、Ｓ、及び介在物球状化元素（Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒなど）の添加量に応じて圧延条件を適切に設定することで、所定範囲内に制御できる。圧延条件に関して言えば、圧延開始温度を１０００℃以上の範囲から選択し、圧延終了温度を８５０℃以上の範囲から選択することが推奨される。圧延開始温度及び圧延終了温度を高くするほど、硫化物系介在物のアスペクト比が小さくなり易く、所定値を満足し易くなる。
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。
実験例１
表１に示す化学組成の鋼を通常の溶製方法に従って溶解し、鋳造、分塊した後、開始温度１０５０℃、終了温度９００℃の圧延を行って５０ｍｍφの棒鋼を得た。
得られた棒鋼の特性を以下の様にして調べた。
表１に示す化学組成の鋼を通常の溶製方法に従って溶解し、鋳造、分塊した後、開始温度１０５０℃、終了温度９００℃の圧延を行って５０ｍｍφの棒鋼を得た。
得られた棒鋼の特性を以下の様にして調べた。
（１）硫化物系介在物
棒鋼表面からＤ／４（Ｄは直径）の位置の縦断面において、１ｍｍ2の視野を光学顕微鏡（１０００倍）で観察し、幅が１μｍ以上の硫化物系介在物の個数を数えた。またこの幅が１μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比を測定し、その算術平均値を求めた。
棒鋼表面からＤ／４（Ｄは直径）の位置の縦断面において、１ｍｍ2の視野を光学顕微鏡（１０００倍）で観察し、幅が１μｍ以上の硫化物系介在物の個数を数えた。またこの幅が１μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比を測定し、その算術平均値を求めた。
（２）破断分割性（寸法変化）
実験例で得られた棒鋼を適当な長さに切断した後、温度１２００℃に加熱し、厚さ２５ｍｍに平潰し鍛造加工した後、空冷処理した。得られた平板体を切削し、図３に示すような試験片に加工した。図３中、（ａ）は試験片の上面図、（ｂ）は試験片の側面図を示し、ａはノッチ、ｂはボルト穴、ｃは圧延方向を示す矢印である。試験片は、６５ｍｍ×６５ｍｍ×厚さ２２ｍｍの板状で、中央はφ４３ｍｍの円筒状の孔が抜き取られている。中央の孔の端部には、ノッチａ（Ｒ０．２ｍｍ、深さ０．５ｍｍ）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孔ｂ（φ８．３ｍｍ）が設けられている。
実験例で得られた棒鋼を適当な長さに切断した後、温度１２００℃に加熱し、厚さ２５ｍｍに平潰し鍛造加工した後、空冷処理した。得られた平板体を切削し、図３に示すような試験片に加工した。図３中、（ａ）は試験片の上面図、（ｂ）は試験片の側面図を示し、ａはノッチ、ｂはボルト穴、ｃは圧延方向を示す矢印である。試験片は、６５ｍｍ×６５ｍｍ×厚さ２２ｍｍの板状で、中央はφ４３ｍｍの円筒状の孔が抜き取られている。中央の孔の端部には、ノッチａ（Ｒ０．２ｍｍ、深さ０．５ｍｍ）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孔ｂ（φ８．３ｍｍ）が設けられている。
図４に示すように、試験片６の中央の孔にホルダー３ａ、３ｂを通してプレス試験機（１６００ｔプレス）にセットし、プレス速度：２７０ｍｍ／ｓで、試験片の破断分割を行った。なお試験片の破断速度は、くさび４および５のくさび角が３０°であるので、約１５０ｍｍ／ｓと計算される。そして図５に示すように、破断分割前後の孔径差（Ｌ２−Ｌ１）を寸法変化として測定し、この寸法変化が０．１５ｍｍ以下のものを破断分割性に優れると評価した。なお寸法変化０．１５ｍｍ以下という基準は、欧州で使用されているＤＩＮ規格のＣ７０５６のものと同等である。
（３）被削性（工具寿命）
実験例で得られた棒鋼の切断面にフライス加工した後、該フライス加工面に、下記の条件で穴空け加工し、工具が折損または溶損するまでに加工した距離（合計長さ）を測定した。
切削工具：ＳＫＨ５１（φ１０ストレートドリル）
切削速度：３０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
穴深さ：３０ｍｍ
潤滑状態：乾式
穴空け位置：Ｄ／４（Ｄは、棒鋼の直径）
実験例で得られた棒鋼の切断面にフライス加工した後、該フライス加工面に、下記の条件で穴空け加工し、工具が折損または溶損するまでに加工した距離（合計長さ）を測定した。
切削工具：ＳＫＨ５１（φ１０ストレートドリル）
切削速度：３０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ
穴深さ：３０ｍｍ
潤滑状態：乾式
穴空け位置：Ｄ／４（Ｄは、棒鋼の直径）
各棒鋼の加工距離Ｌを、表１のＡ１鋼の加工距離ＬA1を基準とした時の相対値として整理し、工具寿命を評価した。
工具寿命＝Ｌ／ＬA1
結果を表１及び図１、図２に示す。
工具寿命＝Ｌ／ＬA1
結果を表１及び図１、図２に示す。
表１、図１、図２から明らかな様に、有効Ｔｉ量を確保しつつＴｉ添加量を低減すれば、破断分割性と被削性の両方を高めることができる。
実験例２
表２及び表３に示す化学組成の鋼を用いる以外は、実験例１と同様にした。
結果を表２、表３に示す。
表２及び表３に示す化学組成の鋼を用いる以外は、実験例１と同様にした。
結果を表２、表３に示す。
鋼種Ｂ１はＣ量が少なすぎる為に破断分割性（寸法変化）が悪化したが、他の鋼種は成分が適切なため、破断分割性と被削性の両方を高めることができた。
実験例３
表１に示す鋼種Ａ５を用い、圧延開始温度及び圧延終了温度を下記表４に示す通りにする以外は、実験例１と同様にした。
結果を表４に示す。
表１に示す鋼種Ａ５を用い、圧延開始温度及び圧延終了温度を下記表４に示す通りにする以外は、実験例１と同様にした。
結果を表４に示す。
表４より明らかなように、圧延開始温度及び圧延終了温度を高くするほど、硫化物系介在物のアスペクト比を小さくできる。
１ プレス
２ 支持台
３ａ，３ｂ ホルダー
４，５ くさび
６ 試験片
２ 支持台
３ａ，３ｂ ホルダー
４，５ くさび
６ 試験片
Claims (5)
- Ｃ ：０．１５〜０．３％（質量％の意味、以下同じ）、
Ｓｉ：２％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．６〜２％、
Ａｌ：０．０６％以下（０％を含まない）、
Ｐ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．１５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、
Ｖ：０．２０％超、０．５％以下、
Ｔｉ：０．０１〜０．１０％、および
Ｎ：０．００７％以下（０％を含まない）
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、
下記式（１）で表されるｆ値が０．０００以上であり、
鋼表面からＤ／４（Ｄは鋼の厚さ又は直径）の位置の縦断面において、幅１μｍ以上の硫化物系介在物が１ｍｍ2当たり１００個以上存在すると共に、この幅１μｍ以上の硫化物系介在物の平均アスペクト比（長さ／幅）が１５以下であることを特徴とする破断分割性および被削性に優れた破断分割型コネクティングロッド用鋼。
ｆ＝［Ｔｉ］−［Ｎ］×４８／１４ … （１）
［式中、［Ｔｉ］および［Ｎ］は、それぞれ鋼中におけるＴｉおよびＮの含有量（質量％）を示す。］ - Ｔｉが０．０３％以下であり、ｆ値が０．０１０以下である請求項１に記載の破断分割型コネクティングロッド用鋼。
- さらにＣａ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｍｇ：０．００５％以下（０％を含まない）、およびＺｒ：０．１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１又は２に記載の破断分割型コネクティングロッド用鋼。
- ０．００５％以下（０％を含まない）のＣａと０．０１％以下（０％を含まない）のＡｌとを含有する請求項１〜３のいずれかに記載の破断分割型コネクティングロッド用鋼。
- さらにＮｂ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．２％以下（０％を含まない）、およびＮｉ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の破断分割型コネクティングロッド用鋼。
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