コネクティングロッド用鋼及びコネクティングロッド
【課題】高い引張強度と降伏強度とを有し、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に優れ、かつ、熱伝導率の低いコネクティングロッド用鋼を提供する
【解決手段】本発明によるコネクティングロッド用鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎ、Ｏを含有し、選択元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏを含有し、ｆｎ１が４７以上であり、ｆｎ２が０．６０以上であり、ｆｎ３が０．０００２〜０．００８０である。
ｆｎ１＝６．７×（４２［Ｓｉ％］＋２５［Ｍｎ％］＋１４［Ｃｕ％］＋１２［Ｎｉ％］＋１６［Ｃｒ％］＋１２［Ｍｏ％］＋４２［Ａｌ％］＋１４［Ｖ％］）０．５・・・（１）
ｆｎ２＝［Ｃ％］＋［Ｓｉ％］／７＋［Ｍｎ％］／５＋［Ｃｒ％］／９＋［Ｖ％］／２−５［Ｓ％］／７・・・（２）
ｆｎ３＝［Ｔｉ％］−０．５９９［Ｏ％］・・・（３）
【解決手段】本発明によるコネクティングロッド用鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎ、Ｏを含有し、選択元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏを含有し、ｆｎ１が４７以上であり、ｆｎ２が０．６０以上であり、ｆｎ３が０．０００２〜０．００８０である。
ｆｎ１＝６．７×（４２［Ｓｉ％］＋２５［Ｍｎ％］＋１４［Ｃｕ％］＋１２［Ｎｉ％］＋１６［Ｃｒ％］＋１２［Ｍｏ％］＋４２［Ａｌ％］＋１４［Ｖ％］）０．５・・・（１）
ｆｎ２＝［Ｃ％］＋［Ｓｉ％］／７＋［Ｍｎ％］／５＋［Ｃｒ％］／９＋［Ｖ％］／２−５［Ｓ％］／７・・・（２）
ｆｎ３＝［Ｔｉ％］−０．５９９［Ｏ％］・・・（３）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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。
【背景技術】
【０００２】
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。
【０００３】
機械構造用部品の軽量化については、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。
【０００４】
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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１０−５３４３０号公報
【特許文献２】特開２００２−２５６３９４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
特許文献１及び２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。
【０００７】
エンジン効率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。コネクティングロッド（以下、コンロッドという）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。
【０００８】
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、エンジン効率が高まる。
【０００９】
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。
【００１０】
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。
【００１１】
本発明の目的は、高い引張強度と降伏強度とを有し、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に優れ、熱伝導率の低いコンロッド用鋼を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明によるコンロッド用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．４８％、Ｓｉ：０．５０〜２．００％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０６０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．１２０％、Ｃｒ：０．０５〜０．４０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｔｉ：０．００１０〜０．０１００％、Ｖ：０．０２０〜０．３００％、Ｎ：０．００５０〜０．０２００％、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４７以上であり、式（２）で定義されるｆｎ２が０．６０以上であり、式（３）で定義されるｆｎ３が０．０００２〜０．００８０である。
ｆｎ１＝６．７×（４２［Ｓｉ％］＋２５［Ｍｎ％］＋１４［Ｃｕ％］＋１２［Ｎｉ％］＋１６［Ｃｒ％］＋１２［Ｍｏ％］＋４２［Ａｌ％］＋１４［Ｖ％］）０．５・・・（１）
ｆｎ２＝［Ｃ％］＋［Ｓｉ％］／７＋［Ｍｎ％］／５＋［Ｃｒ％］／９＋［Ｖ％］／２−５［Ｓ％］／７・・・（２）
ｆｎ３＝［Ｔｉ％］−０．５９９［Ｏ％］・・・（３）
ここで、式（１）〜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。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。
【００１３】
本発明によるコンロッド用鋼は、高い引張強度と降伏強度とを有し、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に優れ、低い熱伝導率を有する。
【００１４】
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。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】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】図２は、コンロッドの側面図である。
【図３】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】図４は、実施例で用いた疲労試験片の側面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
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。
【００１７】
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。
【００１８】
（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、エンジン効率が高まる。
【００１９】
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４７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％］＋１４［Ｖ％］）０．５・・・（１）
【００２０】
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。
【００２１】
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４７以上になれば、鋼の熱伝導率は４０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下になり、従来のコンロッド用鋼よりも低くなる。
【００２２】
（ｂ）コンロッド用鋼はさらに、高い強度（降伏強度及び引張強度）を要求される。コンロッド用鋼の降伏強度及び引張強度は、式（２）で定義されるｆｎ２の値に比例する。そして、ｆｎ２が０．６０以上であれば、５５０ＭＰａ以上の降伏強度と、７５０ＭＰａ以上の引張強度とが得られる。
ｆｎ２＝［Ｃ％］＋［Ｓｉ％］／７＋［Ｍｎ％］／５＋［Ｃｒ％］／９＋［Ｖ％］／２−５［Ｓ％］／７・・・（２）
なお、本明細書において、降伏強度は、０．２％耐力で定義される。
【００２３】
（ｃ）クランクシャフトには主として、周方向に回転曲げ応力が掛かる。一方、コンロッドには主として、軸方向に引張及び圧縮の繰り返し応力が掛かる。したがって、クランクシャフトとコンロッドとは、動作中に掛かる応力が異なる。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になる。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。
【００２４】
疲労強度を高めるには、結晶粒を微細化するのが好ましい。結晶粒を微細化するために、Ｔｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物をピンニング粒子として利用する。コンロッドは熱間鍛造により製造される。Ｔｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物は熱間鍛造中でも固溶してしまわずに鋼中に残存するため、微細なＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物は、いわゆるピン止め効果により、コンロッドの結晶粒を微細化する。
【００２５】
Ｔｉは、窒素（Ｎ）及び炭素（Ｃ）よりも酸素（Ｏ）と優先的に結合しやすい。したがって、微細なＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物を生成するためには、Ｔｉ含有量及びＯ含有量を考慮する必要がある。
【００２６】
一方、粗大なＴｉ窒化物は、疲労破壊の起点となり得る。上述のとおり、回転曲げ疲労における応力分布では、鋼材の表層部分の応力が最大となる。したがって、鋼材内部に粗大なＴｉ窒化物が存在しても、回転曲げ疲労強度に対する影響は小さい。これに対して、軸方向の引張及び圧縮の繰り返し応力による鋼材の横断面（軸方向に対して垂直な断面）の応力分布は、上述のとおり、ほぼ一定である。したがって、鋼材内部に粗大なＴｉ窒化物が存在すれば、疲労破壊の起点となり得る。以上より、微細なＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物を生成するためには、Ｏ含有量に対してＴｉ含有量が過剰に多くならないように考慮する必要がある。
【００２７】
式（３）で定義されるｆｎ３が０．０００２〜０．００８０であれば、粗大なＴｉ窒化物の生成を抑えつつ、微細なＴｉ窒化物及びＴｉ炭窒化物が生成される。その結果、ピン止め効果により結晶粒が微細化され、疲労強度に優れたコンロッドが得られる。
ｆｎ３＝［Ｔｉ％］−０．５９９［Ｏ％］・・・（３）
【００２８】
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。
【００２９】
［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。
【００３０】
Ｃ：０．２５〜０．４８％
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、鋼の被削性と靭性とが低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．２５〜０．４８％である。好ましいＣ含有量の下限は、０．２５％よりも高く、さらに好ましくは、０．３０％以上であり、さらに好ましくは、０．３８％以上である。好ましいＣ含有量の上限は、０．４８％未満であり、さらに好ましくは、０．４６％以下であり、さらに好ましくは、０．４５％以下である。
【００３１】
Ｓｉ：０．５０〜２．００％
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、０．５０〜２．００％である。好ましいＳｉ含有量の下限は、０．５０％よりも高く、さらに好ましくは、０．７０％以上であり、さらに好ましくは、０．８０％以上である。好ましいＳｉ含有量の上限は、２．００％未満であり、さらに好ましくは、１．６０％以下であり、さらに好ましくは、１．３０％以下である。
【００３２】
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％
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、鋼の焼入れ性が高くなりすぎて、ベイナイトが生成する。その結果、鋼の引張強度が高くなり過ぎて、鋼の被削性と靭性とが低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５０〜１．５０％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、０．７０％以上であり、さらに好ましくは０．８０％以上である。好ましいＭｎ含有量の上限は、１．５０％未満であり、さらに好ましくは、１．３０％以下であり、さらに好ましくは１．２０％以下である。
【００３３】
Ｐ：０．０６０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の熱間加工性及び靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は、０．０６０％以下である。好ましいＰ含有量は、０．０６０％未満であり、さらに好ましくは、０．０５０％以下であり、さらに好ましくは、０．０３０％以下である。
【００３４】
Ｓ：０．０１０〜０．１２０％
（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、鋼の熱間加工性及び靭性が低下する。したがって、Ｓ含有量は、０．０１０〜０．１２０％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、０．１２０％未満であり、さらに好ましくは、０．１１０％以下であり、さらに好ましくは、０．１００％以下である。
【００３５】
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、ベイナイトが生成して鋼の降伏強度及び靭性が低下する。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、０．３０％以上であり、さらに好ましくは、０．２５％以下である。
【００３６】
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％
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、０．００５〜０．０８０％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、０．０８０％未満であり、さらに好ましくは０．０７０％以下であり、さらに好ましくは、０．０６５％以下である。
【００３７】
Ｔｉ：０．００１０〜０．０１００％
チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮと結合してＴｉ窒化物（ＴｉＮ）及び／又はＴｉ炭窒化物（Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））を形成する。Ｔｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物はピンニング粒子として機能し、ピン止め効果により結晶粒を微細化する。具体的には、熱間鍛造工程において１２００℃を超える温度に鋼材を加熱した場合であっても、Ｔｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物はオーステナイト粒の粗大化を抑制する。その結果、鋼の疲労強度を高める。
【００３８】
一方、Ｔｉ含有量が０．０１００％を超えれば、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、０．００１０〜０．０１００％である。好ましいＴｉ含有量の下限は、０．００１０％よりも高く、さらに好ましくは、０．００１６％以上である。好ましいＴｉ含有量の上限は、０．０１００％未満であり、さらに好ましくは、０．００５０％以下であり、さらに好ましくは０．００４０％以下である。
【００３９】
Ｖ：０．０２０〜０．３００％
バナジウム（Ｖ）は、鋼の熱伝導率を低下する。Ｖはさらに、Ｖ炭化物（ＶＣ）及び／又はＶ炭窒化物（Ｖ（Ｃ，Ｎ））を形成する。Ｖ炭化物及び／又はＶ炭窒化物は鋼の降伏強度及び引張強度を高める。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、０．０２０〜０．３００％である。好ましいＶ含有量の下限は、０．０２０％よりも高く、さらに好ましくは、０．０５０％以上であり、さらに好ましくは、０．０７０％以上である。好ましいＶ含有量の上限は、０．３００％未満であり、さらに好ましくは、０．１５０％以下であり、さらに好ましくは、０．１２０％以下である。
【００４０】
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
窒素（Ｎ）は、上述のとおり、Ｔｉと結合してＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物を形成し、オーステナイト粒を微細化する。その結果、熱間鍛造後の鋼の疲労強度が向上する。Ｎはさらに、Ｖ炭窒化物を形成して鋼の降伏強度及び引張強度を高める。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、０．００５０〜０．０２００％である。好ましいＮ含有量の下限は、０．００５０％よりも高く、さらに好ましくは、０．００６０％以上であり、さらに好ましくは、０．００７０％以上である。好ましいＮ含有量の上限は、０．０２００％未満であり、さらに好ましくは、０．０１５０％以下であり、さらに好ましくは、０．０１２０％以下である。
【００４１】
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。
【００４２】
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。
【００４３】
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。
【００４４】
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。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、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。
【００４５】
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。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｎｉが過剰に含有されれば、鋼の靭性が低下する。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。
【００４６】
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。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｍｏが過剰に含有されれば、鋼の靭性が低下する。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。
【００４７】
［ｆｎ１〜ｆｎ３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）〜（３）で定義されたｆｎ１〜ｆｎ３が、以下の条件を満たす。
【００４８】
［ｆｎ１について］
式（１）で定義されるｆｎ１は４７以上である。
ｆｎ１＝６．７×（４２［Ｓｉ％］＋２５［Ｍｎ％］＋１４［Ｃｕ％］＋１２［Ｎｉ％］＋１６［Ｃｒ％］＋１２［Ｍｏ％］＋４２［Ａｌ％］＋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。
【００４９】
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％］＋１４［Ｖ％］）０．５
【００５０】
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４７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４０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下になる。
【００５１】
［ｆｎ２について］
式（２）で定義されるｆｎ２は、０．６０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。
【００５２】
ｆｎ２は、コンロッド鋼の降伏強度及び引張強度の指標である。ｆｎ２が０．６０以上である場合、高い降伏強度及び引張強度が得られる。具体的には、ｆｎ２が０．６０以上であれば、コンロッド用鋼の降伏強度は５５０ＭＰａ以上となり、引張強度は７５０ＭＰａ以上となる。
【００５３】
［ｆｎ３について］
式（３）で定義されるｆｎ３は、０．０００２〜０．００８０である。
ｆｎ３＝［Ｔｉ％］−０．５９９［Ｏ％］・・・（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。
【００５４】
ｆｎ３は、ピンニング粒子として機能するＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物の量を示す指標である。鋼中のＴｉはＮ及びＣよりもＯと優先的に結合しやすい。ｆｎ３が過剰に小さければ、ＴｉがＯと優先的に結合した結果、Ｎ及びＣと結合するＴｉが欠乏する。そのため、熱間鍛造時の微細なＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物の量が少なくなる。この場合、ピン止め効果が得られず、結晶粒が粗大化して鋼の疲労強度が低下する。一方、ｆｎ３が過剰に大きければ、粗大なＴｉ窒化物が生成する。粗大なＴｉ窒化物はピンニング粒子として機能せず、かえって疲労破壊の起点となり、鋼の疲労強度を低下する。
【００５５】
ｆｎ３が０．０００２〜０．００８０であれば、微細なＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物が適量生成される。その結果、コンロッド用鋼の疲労強度が高まる。
【００５６】
本発明によるコンロッド用鋼では、上述のｆｎ１が４７以上であり、かつ、ｆｎ２が０．６０以上であり、かつ、ｆｎ３が０．０００２〜０．００８０である。そのため、本発明によるコンロッド用鋼は、高い引張強度と降伏強度とを有し、疲労強度に優れ、かつ、低い熱伝導率を有する。
【００５７】
［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。
【００５８】
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。
【００５９】
上述の化学組成の範囲内であり、かつ、ｆｎ１〜ｆｎ３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。この温度範囲において熱間鍛造を実施する場合、Ａｌ窒化物は固溶してしまう。そのため、Ａｌ窒化物は熱間鍛造時における結晶粒の微細化には寄与しにくい。一方、微細なＴｉ窒化物及びＴｉ炭窒化物は、上述の温度範囲での熱間鍛造時においても固溶してしまわず、鋼中に残存する。そのため、微細なＴｉ窒化物及びＴｉ炭窒化物は、結晶粒を微細化する。
【００６０】
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。上述のとおり、本発明によるコンロッド用鋼は、通常のコンロッドの製造に用いられる。したがって、熱間鍛造により図２に示すロッド４０とコンロッドキャップ６０とが別個に製造され、その後、ロッド４０とコンロッドキャップ６０とが結合される。
【００６１】
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。
【００６２】
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。
【実施例】
【００６３】
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、引張強度及び疲労強度を調査した。
【００６４】
［調査方法］
表１に示す化学組成を有する番号１〜１７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】
【００６５】
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及び不純物である。表中の「−」は、対応する元素含有量が不純物であることを示す。
【００６６】
表１中の「ｆｎ１」欄には、式（１）で定義されたｆｎ１の値が記入される。「ｆｎ２」欄には、式（２）で定義されたｆｎ２の値が記入される。「ｆｎ３」欄には、式（３）で定義されたｆｎ３の値が記入される。
【００６７】
番号１〜１１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１〜１１のｆｎ１は４７以上であり、ｆｎ２は０．６０以上であり、ｆｎ３は、０．０００２〜０．００８０の範囲内であった。一方、番号１２のＴｉ含有量は、本発明のＴｉ含有量の下限未満であった。また、番号１７のＳｉ含有量は、本発明のＳｉ含有量の下限値未満であった。そのため、番号１７のｆｎ１値は、本発明のｆｎ１の下限（４７）未満であった。
【００６８】
番号１３〜番号１６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１３〜番号１６はいずれも、ｆｎ１〜ｆｎ３のいずれかが本発明の範囲から外れた。具体的には、番号１３のｆｎ１値は、本発明のｆｎ１の下限未満であった。番号１４のｆｎ２値は、本発明のｆｎ２の下限（０．６０）未満であった。番号１５のｆｎ３値は、本発明のｆｎ３の上限（０．００８０）を超えた。番号１６のｆｎ３値は、本発明のｆｎ３の下限（０．０００２）未満であった。
【００６９】
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（鍛伸鍛造）して、直径３０ｍｍ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。
【００７０】
製造された丸棒を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。
【００７１】
［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。ＪＩＳ Ｈ ７８０１（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を測定した。
【００７２】
［引張試験］
各番号の丸棒のＲ／２部から、ＪＩＳ Ｚ ２２０１（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０．２％耐力で定義した。
【００７３】
［疲労強度試験］
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強度試験を実施した。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、１．０×１０７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。
【００７４】
［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））が記入される。「降伏強度」欄には、各番号の丸棒の０．２％耐力（ＭＰａ）が記入される。「引張強度」欄には、各番号の丸棒の引張強度（ＭＰａ）が記入される。「疲労強度」欄には、各番号の疲労強度（ＭＰａ）が記入される。
【００７５】
表１を参照して、番号１〜番号１１の化学組成、ｆｎ１値、ｆｎ２値及びｆｎ３値はいずれも、本発明の範囲内であった。そのため、番号１〜番号１１の丸棒の熱伝導率は低く、いずれも４０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下であった。さらに、番号１〜番号１１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、７５０ＭＰａ以上であった。さらに、番号１〜番号１１の疲労強度はいずれも、３２０ＭＰａ以上であった。したがって、番号１〜番号１１の丸棒は、いずれも、高い引張強度と降伏強度とを有し、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に優れ、かつ、低い熱伝導率を有した。
【００７６】
一方、番号１２のＴｉ含有量は、本発明のＴｉ含有量の下限未満であった。そのため、疲労強度が３２０ＭＰａ未満であった。Ｔｉ含有量が少なすぎたため、ピンニング粒子として機能するＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物の生成量が少なかったと考えられる。
【００７７】
番号１３の化学組成、ｆｎ２値及びｆｎ３値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、熱伝導率が４０Ｗ／（ｍ・Ｋ）を超えた。番号１４の化学組成、ｆｎ１値及びｆｎ３値は本発明の範囲内であったものの、ｆｎ２値が本発明の下限未満であった。そのため、番号１４の降伏強度は５５０ＭＰａ未満であり、引張強度は７５０ＭＰａ未満であった。
【００７８】
番号１５の化学組成、ｆｎ１値及びｆｎ２値は本発明の範囲内であったものの、ｆｎ３値が本発明の上限を超えた。そのため、番号１５の疲労強度は３２０ＭＰａ未満であった。番号１６の化学組成、ｆｎ１値及びｆｎ２値は本発明の範囲内であったものの、ｆｎ３値が本発明の下限未満であった。そのため、番号１６の疲労強度は３２０ＭＰａ未満であった。
【００７９】
番号１７のＳｉ含有量は本発明の下限未満であり、その結果、ｆｎ１値も本発明の下限未満であった。そのため、番号１７の熱伝導率は４０Ｗ／（ｍ・Ｋ）を超えた。
【００８０】
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。
【産業上の利用可能性】
【００８１】
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、コネクティングロッドに適用可能である。
【符号の説明】
【００８２】
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
【技術分野】
【０００１】
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。
【背景技術】
【０００２】
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。
【０００３】
機械構造用部品の軽量化については、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。
【０００４】
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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開２０１０−５３４３０号公報
【特許文献２】特開２００２−２５６３９４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
特許文献１及び２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。
【０００７】
エンジン効率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。コネクティングロッド（以下、コンロッドという）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。
【０００８】
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、エンジン効率が高まる。
【０００９】
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。
【００１０】
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。
【００１１】
本発明の目的は、高い引張強度と降伏強度とを有し、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に優れ、熱伝導率の低いコンロッド用鋼を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明によるコンロッド用鋼は、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．４８％、Ｓｉ：０．５０〜２．００％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０６０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．１２０％、Ｃｒ：０．０５〜０．４０％、Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、Ｔｉ：０．００１０〜０．０１００％、Ｖ：０．０２０〜０．３００％、Ｎ：０．００５０〜０．０２００％、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４７以上であり、式（２）で定義されるｆｎ２が０．６０以上であり、式（３）で定義されるｆｎ３が０．０００２〜０．００８０である。
ｆｎ１＝６．７×（４２［Ｓｉ％］＋２５［Ｍｎ％］＋１４［Ｃｕ％］＋１２［Ｎｉ％］＋１６［Ｃｒ％］＋１２［Ｍｏ％］＋４２［Ａｌ％］＋１４［Ｖ％］）０．５・・・（１）
ｆｎ２＝［Ｃ％］＋［Ｓｉ％］／７＋［Ｍｎ％］／５＋［Ｃｒ％］／９＋［Ｖ％］／２−５［Ｓ％］／７・・・（２）
ｆｎ３＝［Ｔｉ％］−０．５９９［Ｏ％］・・・（３）
ここで、式（１）〜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。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。
【００１３】
本発明によるコンロッド用鋼は、高い引張強度と降伏強度とを有し、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に優れ、低い熱伝導率を有する。
【００１４】
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。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】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】図２は、コンロッドの側面図である。
【図３】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】図４は、実施例で用いた疲労試験片の側面図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
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。
【００１７】
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。
【００１８】
（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、エンジン効率が高まる。
【００１９】
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４７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％］＋１４［Ｖ％］）０．５・・・（１）
【００２０】
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。
【００２１】
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４７以上になれば、鋼の熱伝導率は４０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下になり、従来のコンロッド用鋼よりも低くなる。
【００２２】
（ｂ）コンロッド用鋼はさらに、高い強度（降伏強度及び引張強度）を要求される。コンロッド用鋼の降伏強度及び引張強度は、式（２）で定義されるｆｎ２の値に比例する。そして、ｆｎ２が０．６０以上であれば、５５０ＭＰａ以上の降伏強度と、７５０ＭＰａ以上の引張強度とが得られる。
ｆｎ２＝［Ｃ％］＋［Ｓｉ％］／７＋［Ｍｎ％］／５＋［Ｃｒ％］／９＋［Ｖ％］／２−５［Ｓ％］／７・・・（２）
なお、本明細書において、降伏強度は、０．２％耐力で定義される。
【００２３】
（ｃ）クランクシャフトには主として、周方向に回転曲げ応力が掛かる。一方、コンロッドには主として、軸方向に引張及び圧縮の繰り返し応力が掛かる。したがって、クランクシャフトとコンロッドとは、動作中に掛かる応力が異なる。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になる。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。
【００２４】
疲労強度を高めるには、結晶粒を微細化するのが好ましい。結晶粒を微細化するために、Ｔｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物をピンニング粒子として利用する。コンロッドは熱間鍛造により製造される。Ｔｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物は熱間鍛造中でも固溶してしまわずに鋼中に残存するため、微細なＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物は、いわゆるピン止め効果により、コンロッドの結晶粒を微細化する。
【００２５】
Ｔｉは、窒素（Ｎ）及び炭素（Ｃ）よりも酸素（Ｏ）と優先的に結合しやすい。したがって、微細なＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物を生成するためには、Ｔｉ含有量及びＯ含有量を考慮する必要がある。
【００２６】
一方、粗大なＴｉ窒化物は、疲労破壊の起点となり得る。上述のとおり、回転曲げ疲労における応力分布では、鋼材の表層部分の応力が最大となる。したがって、鋼材内部に粗大なＴｉ窒化物が存在しても、回転曲げ疲労強度に対する影響は小さい。これに対して、軸方向の引張及び圧縮の繰り返し応力による鋼材の横断面（軸方向に対して垂直な断面）の応力分布は、上述のとおり、ほぼ一定である。したがって、鋼材内部に粗大なＴｉ窒化物が存在すれば、疲労破壊の起点となり得る。以上より、微細なＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物を生成するためには、Ｏ含有量に対してＴｉ含有量が過剰に多くならないように考慮する必要がある。
【００２７】
式（３）で定義されるｆｎ３が０．０００２〜０．００８０であれば、粗大なＴｉ窒化物の生成を抑えつつ、微細なＴｉ窒化物及びＴｉ炭窒化物が生成される。その結果、ピン止め効果により結晶粒が微細化され、疲労強度に優れたコンロッドが得られる。
ｆｎ３＝［Ｔｉ％］−０．５９９［Ｏ％］・・・（３）
【００２８】
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。
【００２９】
［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。
【００３０】
Ｃ：０．２５〜０．４８％
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、鋼の被削性と靭性とが低下する。したがって、Ｃ含有量は、０．２５〜０．４８％である。好ましいＣ含有量の下限は、０．２５％よりも高く、さらに好ましくは、０．３０％以上であり、さらに好ましくは、０．３８％以上である。好ましいＣ含有量の上限は、０．４８％未満であり、さらに好ましくは、０．４６％以下であり、さらに好ましくは、０．４５％以下である。
【００３１】
Ｓｉ：０．５０〜２．００％
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、０．５０〜２．００％である。好ましいＳｉ含有量の下限は、０．５０％よりも高く、さらに好ましくは、０．７０％以上であり、さらに好ましくは、０．８０％以上である。好ましいＳｉ含有量の上限は、２．００％未満であり、さらに好ましくは、１．６０％以下であり、さらに好ましくは、１．３０％以下である。
【００３２】
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％
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、鋼の焼入れ性が高くなりすぎて、ベイナイトが生成する。その結果、鋼の引張強度が高くなり過ぎて、鋼の被削性と靭性とが低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．５０〜１．５０％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、０．７０％以上であり、さらに好ましくは０．８０％以上である。好ましいＭｎ含有量の上限は、１．５０％未満であり、さらに好ましくは、１．３０％以下であり、さらに好ましくは１．２０％以下である。
【００３３】
Ｐ：０．０６０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、鋼の熱間加工性及び靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は、０．０６０％以下である。好ましいＰ含有量は、０．０６０％未満であり、さらに好ましくは、０．０５０％以下であり、さらに好ましくは、０．０３０％以下である。
【００３４】
Ｓ：０．０１０〜０．１２０％
（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、鋼の熱間加工性及び靭性が低下する。したがって、Ｓ含有量は、０．０１０〜０．１２０％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、０．１２０％未満であり、さらに好ましくは、０．１１０％以下であり、さらに好ましくは、０．１００％以下である。
【００３５】
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、ベイナイトが生成して鋼の降伏強度及び靭性が低下する。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、０．３０％以上であり、さらに好ましくは、０．２５％以下である。
【００３６】
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％
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、０．００５〜０．０８０％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、０．０８０％未満であり、さらに好ましくは０．０７０％以下であり、さらに好ましくは、０．０６５％以下である。
【００３７】
Ｔｉ：０．００１０〜０．０１００％
チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮと結合してＴｉ窒化物（ＴｉＮ）及び／又はＴｉ炭窒化物（Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））を形成する。Ｔｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物はピンニング粒子として機能し、ピン止め効果により結晶粒を微細化する。具体的には、熱間鍛造工程において１２００℃を超える温度に鋼材を加熱した場合であっても、Ｔｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物はオーステナイト粒の粗大化を抑制する。その結果、鋼の疲労強度を高める。
【００３８】
一方、Ｔｉ含有量が０．０１００％を超えれば、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、０．００１０〜０．０１００％である。好ましいＴｉ含有量の下限は、０．００１０％よりも高く、さらに好ましくは、０．００１６％以上である。好ましいＴｉ含有量の上限は、０．０１００％未満であり、さらに好ましくは、０．００５０％以下であり、さらに好ましくは０．００４０％以下である。
【００３９】
Ｖ：０．０２０〜０．３００％
バナジウム（Ｖ）は、鋼の熱伝導率を低下する。Ｖはさらに、Ｖ炭化物（ＶＣ）及び／又はＶ炭窒化物（Ｖ（Ｃ，Ｎ））を形成する。Ｖ炭化物及び／又はＶ炭窒化物は鋼の降伏強度及び引張強度を高める。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、０．０２０〜０．３００％である。好ましいＶ含有量の下限は、０．０２０％よりも高く、さらに好ましくは、０．０５０％以上であり、さらに好ましくは、０．０７０％以上である。好ましいＶ含有量の上限は、０．３００％未満であり、さらに好ましくは、０．１５０％以下であり、さらに好ましくは、０．１２０％以下である。
【００４０】
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
窒素（Ｎ）は、上述のとおり、Ｔｉと結合してＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物を形成し、オーステナイト粒を微細化する。その結果、熱間鍛造後の鋼の疲労強度が向上する。Ｎはさらに、Ｖ炭窒化物を形成して鋼の降伏強度及び引張強度を高める。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、０．００５０〜０．０２００％である。好ましいＮ含有量の下限は、０．００５０％よりも高く、さらに好ましくは、０．００６０％以上であり、さらに好ましくは、０．００７０％以上である。好ましいＮ含有量の上限は、０．０２００％未満であり、さらに好ましくは、０．０１５０％以下であり、さらに好ましくは、０．０１２０％以下である。
【００４１】
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。
【００４２】
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。
【００４３】
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。
【００４４】
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。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、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。
【００４５】
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。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｎｉが過剰に含有されれば、鋼の靭性が低下する。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。
【００４６】
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。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｍｏが過剰に含有されれば、鋼の靭性が低下する。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。
【００４７】
［ｆｎ１〜ｆｎ３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）〜（３）で定義されたｆｎ１〜ｆｎ３が、以下の条件を満たす。
【００４８】
［ｆｎ１について］
式（１）で定義されるｆｎ１は４７以上である。
ｆｎ１＝６．７×（４２［Ｓｉ％］＋２５［Ｍｎ％］＋１４［Ｃｕ％］＋１２［Ｎｉ％］＋１６［Ｃｒ％］＋１２［Ｍｏ％］＋４２［Ａｌ％］＋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。
【００４９】
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％］＋１４［Ｖ％］）０．５
【００５０】
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４７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４０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下になる。
【００５１】
［ｆｎ２について］
式（２）で定義されるｆｎ２は、０．６０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。
【００５２】
ｆｎ２は、コンロッド鋼の降伏強度及び引張強度の指標である。ｆｎ２が０．６０以上である場合、高い降伏強度及び引張強度が得られる。具体的には、ｆｎ２が０．６０以上であれば、コンロッド用鋼の降伏強度は５５０ＭＰａ以上となり、引張強度は７５０ＭＰａ以上となる。
【００５３】
［ｆｎ３について］
式（３）で定義されるｆｎ３は、０．０００２〜０．００８０である。
ｆｎ３＝［Ｔｉ％］−０．５９９［Ｏ％］・・・（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。
【００５４】
ｆｎ３は、ピンニング粒子として機能するＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物の量を示す指標である。鋼中のＴｉはＮ及びＣよりもＯと優先的に結合しやすい。ｆｎ３が過剰に小さければ、ＴｉがＯと優先的に結合した結果、Ｎ及びＣと結合するＴｉが欠乏する。そのため、熱間鍛造時の微細なＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物の量が少なくなる。この場合、ピン止め効果が得られず、結晶粒が粗大化して鋼の疲労強度が低下する。一方、ｆｎ３が過剰に大きければ、粗大なＴｉ窒化物が生成する。粗大なＴｉ窒化物はピンニング粒子として機能せず、かえって疲労破壊の起点となり、鋼の疲労強度を低下する。
【００５５】
ｆｎ３が０．０００２〜０．００８０であれば、微細なＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物が適量生成される。その結果、コンロッド用鋼の疲労強度が高まる。
【００５６】
本発明によるコンロッド用鋼では、上述のｆｎ１が４７以上であり、かつ、ｆｎ２が０．６０以上であり、かつ、ｆｎ３が０．０００２〜０．００８０である。そのため、本発明によるコンロッド用鋼は、高い引張強度と降伏強度とを有し、疲労強度に優れ、かつ、低い熱伝導率を有する。
【００５７】
［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。
【００５８】
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。
【００５９】
上述の化学組成の範囲内であり、かつ、ｆｎ１〜ｆｎ３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。この温度範囲において熱間鍛造を実施する場合、Ａｌ窒化物は固溶してしまう。そのため、Ａｌ窒化物は熱間鍛造時における結晶粒の微細化には寄与しにくい。一方、微細なＴｉ窒化物及びＴｉ炭窒化物は、上述の温度範囲での熱間鍛造時においても固溶してしまわず、鋼中に残存する。そのため、微細なＴｉ窒化物及びＴｉ炭窒化物は、結晶粒を微細化する。
【００６０】
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。上述のとおり、本発明によるコンロッド用鋼は、通常のコンロッドの製造に用いられる。したがって、熱間鍛造により図２に示すロッド４０とコンロッドキャップ６０とが別個に製造され、その後、ロッド４０とコンロッドキャップ６０とが結合される。
【００６１】
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。
【００６２】
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。
【実施例】
【００６３】
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、引張強度及び疲労強度を調査した。
【００６４】
［調査方法］
表１に示す化学組成を有する番号１〜１７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】
【００６５】
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及び不純物である。表中の「−」は、対応する元素含有量が不純物であることを示す。
【００６６】
表１中の「ｆｎ１」欄には、式（１）で定義されたｆｎ１の値が記入される。「ｆｎ２」欄には、式（２）で定義されたｆｎ２の値が記入される。「ｆｎ３」欄には、式（３）で定義されたｆｎ３の値が記入される。
【００６７】
番号１〜１１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１〜１１のｆｎ１は４７以上であり、ｆｎ２は０．６０以上であり、ｆｎ３は、０．０００２〜０．００８０の範囲内であった。一方、番号１２のＴｉ含有量は、本発明のＴｉ含有量の下限未満であった。また、番号１７のＳｉ含有量は、本発明のＳｉ含有量の下限値未満であった。そのため、番号１７のｆｎ１値は、本発明のｆｎ１の下限（４７）未満であった。
【００６８】
番号１３〜番号１６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１３〜番号１６はいずれも、ｆｎ１〜ｆｎ３のいずれかが本発明の範囲から外れた。具体的には、番号１３のｆｎ１値は、本発明のｆｎ１の下限未満であった。番号１４のｆｎ２値は、本発明のｆｎ２の下限（０．６０）未満であった。番号１５のｆｎ３値は、本発明のｆｎ３の上限（０．００８０）を超えた。番号１６のｆｎ３値は、本発明のｆｎ３の下限（０．０００２）未満であった。
【００６９】
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（鍛伸鍛造）して、直径３０ｍｍ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。
【００７０】
製造された丸棒を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。
【００７１】
［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。ＪＩＳ Ｈ ７８０１（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を測定した。
【００７２】
［引張試験］
各番号の丸棒のＲ／２部から、ＪＩＳ Ｚ ２２０１（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０．２％耐力で定義した。
【００７３】
［疲労強度試験］
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強度試験を実施した。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、１．０×１０７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。
【００７４】
［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））が記入される。「降伏強度」欄には、各番号の丸棒の０．２％耐力（ＭＰａ）が記入される。「引張強度」欄には、各番号の丸棒の引張強度（ＭＰａ）が記入される。「疲労強度」欄には、各番号の疲労強度（ＭＰａ）が記入される。
【００７５】
表１を参照して、番号１〜番号１１の化学組成、ｆｎ１値、ｆｎ２値及びｆｎ３値はいずれも、本発明の範囲内であった。そのため、番号１〜番号１１の丸棒の熱伝導率は低く、いずれも４０Ｗ／（ｍ・Ｋ）以下であった。さらに、番号１〜番号１１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、７５０ＭＰａ以上であった。さらに、番号１〜番号１１の疲労強度はいずれも、３２０ＭＰａ以上であった。したがって、番号１〜番号１１の丸棒は、いずれも、高い引張強度と降伏強度とを有し、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に優れ、かつ、低い熱伝導率を有した。
【００７６】
一方、番号１２のＴｉ含有量は、本発明のＴｉ含有量の下限未満であった。そのため、疲労強度が３２０ＭＰａ未満であった。Ｔｉ含有量が少なすぎたため、ピンニング粒子として機能するＴｉ窒化物及び／又はＴｉ炭窒化物の生成量が少なかったと考えられる。
【００７７】
番号１３の化学組成、ｆｎ２値及びｆｎ３値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、熱伝導率が４０Ｗ／（ｍ・Ｋ）を超えた。番号１４の化学組成、ｆｎ１値及びｆｎ３値は本発明の範囲内であったものの、ｆｎ２値が本発明の下限未満であった。そのため、番号１４の降伏強度は５５０ＭＰａ未満であり、引張強度は７５０ＭＰａ未満であった。
【００７８】
番号１５の化学組成、ｆｎ１値及びｆｎ２値は本発明の範囲内であったものの、ｆｎ３値が本発明の上限を超えた。そのため、番号１５の疲労強度は３２０ＭＰａ未満であった。番号１６の化学組成、ｆｎ１値及びｆｎ２値は本発明の範囲内であったものの、ｆｎ３値が本発明の下限未満であった。そのため、番号１６の疲労強度は３２０ＭＰａ未満であった。
【００７９】
番号１７のＳｉ含有量は本発明の下限未満であり、その結果、ｆｎ１値も本発明の下限未満であった。そのため、番号１７の熱伝導率は４０Ｗ／（ｍ・Ｋ）を超えた。
【００８０】
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。
【産業上の利用可能性】
【００８１】
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、コネクティングロッドに適用可能である。
【符号の説明】
【００８２】
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
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．２５〜０．４８％、
Ｓｉ：０．５０〜２．００％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、
Ｐ：０．０６０％以下、
Ｓ：０．０１０〜０．１２０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．４０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、
Ｔｉ：０．００１０〜０．０１００％、
Ｖ：０．０２０〜０．３００％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％、
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４７以上であり、
式（２）で定義されるｆｎ２が０．６０以上であり、
式（３）で定義されるｆｎ３が０．０００２〜０．００８０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％］＋１４［Ｖ％］）０．５・・・（１）
ｆｎ２＝［Ｃ％］＋［Ｓｉ％］／７＋［Ｍｎ％］／５＋［Ｃｒ％］／９＋［Ｖ％］／２−５［Ｓ％］／７・・・（２）
ｆｎ３＝［Ｔｉ％］−０．５９９［Ｏ％］・・・（３）
ここで、式（１）〜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。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２】
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。
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．２５〜０．４８％、
Ｓｉ：０．５０〜２．００％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、
Ｐ：０．０６０％以下、
Ｓ：０．０１０〜０．１２０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．４０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０８０％、
Ｔｉ：０．００１０〜０．０１００％、
Ｖ：０．０２０〜０．３００％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％、
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４７以上であり、
式（２）で定義されるｆｎ２が０．６０以上であり、
式（３）で定義されるｆｎ３が０．０００２〜０．００８０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％］＋１４［Ｖ％］）０．５・・・（１）
ｆｎ２＝［Ｃ％］＋［Ｓｉ％］／７＋［Ｍｎ％］／５＋［Ｃｒ％］／９＋［Ｖ％］／２−５［Ｓ％］／７・・・（２）
ｆｎ３＝［Ｔｉ％］−０．５９９［Ｏ％］・・・（３）
ここで、式（１）〜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。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２】
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。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図２】
【図３】
【図４】
【公開番号】特開２０１３−３２５６５（Ｐ２０１３−３２５６５Ａ）
【公開日】平成２５年２月１４日（２０１３．２．１４）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−１６８７６８（Ｐ２０１１−１６８７６８）
【出願日】平成２３年８月１日（２０１１．８．１）
【出願人】（０００００６６５５）新日鐵住金株式会社 (6,474)
【出願人】（０００００３１３７）マツダ株式会社 (6,115)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年２月１４日（２０１３．２．１４）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年８月１日（２０１１．８．１）
【出願人】（０００００６６５５）新日鐵住金株式会社 (6,474)
【出願人】（０００００３１３７）マツダ株式会社 (6,115)
【Ｆターム（参考）】
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