JP2003119545A - Low ductility non-heat treated steel superior in machinability - Google Patents

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a low ductility non-heat treated steel containing no added Pb for hot forging, which has high fatigue strength and excellent machinability in as-rolled or as-normalized state after hot forging, and has extremely little change of a shape before and after forced rupturing separation. SOLUTION: The low ductility non-heat treated steel superior in machinability comprises, by weight ratio, 0.18-0.45% C, 0.10-0.40% Si, 0.40-1.50% Mn, 0.04-0.20% P, 0.13-0.30% S, 0.10-0.35% Cr, less than 0.010% Al, 0.18-1.00% V, 0.0003-0.0060% B, 0.01-0.06% Ti, 0.0090% or less N, less than 0.0020% O, 0.0005-0.0200% Ca, 0.0005-0.0200% Mg, and the balance Fe with unavoidable impurities.

Description

【発明の詳細な説明】 【０００１】 【発明の属する技術分野】本発明は、熱間鍛造時に一体
で鍛造され、その後強制破断分離して製造されるコネク
ティングロッド用の材料として好適であり、Ｐｂを添加
することなく被削性に優れた低延性非調質鋼に関する。 【０００２】 【従来の技術】自動車のエンジン部品には、数多くの部
品が熱間鍛造により製造されている。これらの部品に要
求される主な基本特性は、使用中の負荷に耐えられる強
度を有していることと、鍛造後に高い生産性を維持しつ
つ機械加工することができる優れた被削性を有している
ことである。 【０００３】従来、コネクティングロッド（以下コンロ
ッドと記す）等の熱間鍛造部品は炭素鋼や合金鋼を熱間
鍛造後に焼入焼もどし（調質）して使用されていた。し
かしながら、このような熱処理は莫大なエネルギーを必
要とし、多大な熱処理コストがかかるため、コスト低減
の強い要求に対応するため、熱間鍛造のままで熱処理す
ることなく必要な強度が得られる非調質鋼の開発が活発
に行われ、現在では多くの非調質鋼が使用されるように
なっている。 【０００４】この非調質鋼の開発によって熱処理を省略
して鍛造部品を製造することが可能となり、コストダウ
ンに大きな効果を挙げてきた。しかし、コストダウンへ
の要求はさらに厳しくなってきており、大幅にコストダ
ウンできる他の画期的な製造方法の開発が強く望まれて
いた。そんな中で最近注目されている方法がコンロッド
の鍛造時における一体成形方法である。 【０００５】コンロッドは、本体とキャップ部の２つの
大きな部品から成っている。従来コンロッドは本体とキ
ャップ部を全く別々に熱間鍛造して製造していた。それ
に対し、最近試みられている新しい製造方法では本体部
分とキャップ部を同時に一体部品として製造し、その後
２つの部品に強制的に破断分離するという方法がとられ
る。この方法を採用すると、本体とキャップとの合わせ
面の加工簡略化および合わせ面の剛性向上により低コス
ト化と軽量化のメリットがあるが、従来の製造方法で行
う場合には問題とならなかった別の新たな特性が優れて
いることが要求される。すなわち、強制的に破断分離を
行うため、この破断分離が容易にでき、かつ分離した面
が変形のない脆性破面（すなわち低延性であること）に
なっていることが必要となるのである。 【０００６】また、鍛造のみで最終形状まで成形するこ
とは困難であるため、鍛造後必ず機械加工が施される。
従来優れた被削性を有していないと機械加工が困難な鍛
造部品に対しては、被削性向上元素であるＰｂが添加さ
れた鋼が最も多く使用されていた。しかし、Ｐｂは地球
環境に悪影響を与えかねないという心配から、最近Ｐｂ
快削鋼からＰｂを含有しない鋼（Ｐｂフリー鋼）への転
換が盛んに進んでいる。 【０００７】従って、前記したコンロッドの一体成形を
可能にするには、低コストを達成するために、鍛造まま
で熱処理することなく疲労強度が優れていることは勿論
であるが、さらに地球環境に優しい鋼を提供しようとす
るとＰｂを添加することなく優れた被削性を達成するこ
とが不可欠であり、かつ低延性で強制破断が容易という
複数の特性が同時に優れた鋼を開発しなければならな
い。 【０００８】このように複数の特性に対する要求を同時
に満足することは困難を伴うことが多い。実際に、従来
多数開発された熱間鍛造用非調質鋼は、前記した一体成
形に要求される特性に関して何らの考慮もされずに開発
された鋼がほとんどであり、鍛造による一体成形は可能
であるが、その後の強制破断を行うと破断面が変形し、
脆性破面にならず、修正加工が必要となるため、一体成
形を行っても期待したほどのコストダウン効果が得られ
ない。 【０００９】以上説明した問題を解決するため、最近一
体成形後強制破断しやすい低延性非調質鋼の開発が行わ
れるようになり、数年前から特許も少しずつ公開される
ようになった。例えば特開平１１−４３７３８号に示さ
れる発明が新規に提案されている。この発明は、Ｖ、
Ｐ、ｓｏｌ−Ｂを０．２３≦Ｖ＋２Ｐ＋１００ｓｏｌ−
Ｂ≦１．０の関係を満たすように３つの元素を複合添加
することによってフェライト・パーライト相の脆化を図
り、強制破断分離性を向上させたことを特徴としてい
る。この発明にはＰｂ添加鋼も含まれているが、Ｐｂ未
添加鋼も同時に開示されており、優れた被削性が得られ
ることが示されている。 【００１０】 【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記し
た開発鋼には以下の点で問題がある。前記開発鋼はその
公開公報に記載されている通り確かに従来の多くの非調
質鋼に比べ強制破断分離性に優れ、ある程度優れた被削
性をも有している。しかしながら、実際にコンロッドを
試作し強制破断させ、その前後の形状を比較してみると
目視ではほとんど変化のないかのようにみえるが、その
穴径の破断前後の変化を正確に測定してみると0.2ｍｍ
以上の径変化が認められることがわかった。この径変化
は後で修正加工せずにエンジンを組み立てて使用した際
には、クランクシャフトのピン部との接触部で問題が生
じる可能性があり、変形量をできるだけ低減しないと長
期間の使用に安心して使用できなくなる可能性がある。 【００１１】また、被削性についてもＰｂ未添加鋼とし
てはかなり改善されているが、ドリルによる穴加工性に
ついて詳しく評価すると、Ｐｂ含有鋼よりもドリルが早
期に摩耗する場合があることが判明した。 【００１２】本発明は以上説明した問題を解決するため
に成されたものであり、強制破断分離前後の穴径の変化
を小さく抑えられ、穴加工性に関してもＰｂを含有した
非調質鋼と同等の優れた被削性を有する新規な低延性非
調質鋼を提案することを目的とするものである。 【００１３】 【課題を解決するための手段】前記課題を解決するため
の本発明である被削性の優れた低延性非調質鋼は、重量
比にしてC：０．１８〜０．４５％、Ｓｉ:０．１０〜
０．４０％、Ｍｎ：０．４０〜１．５０％、Ｐ：０．０
４〜０．２０％、Ｓ：０．１３〜０．３０％、Ｃr：
０．１０〜０．３５％、Ａｌ：０．０１０％未満、Ｖ：
０．１８〜１．００％、Ｂ：０．０００３〜０．００６
０％、Ｔｉ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００９０
％以下、Ｏ：０．００２０％未満、Ｃa：０．０００５
〜０．０２００％、Ｍg：０．０００５〜０．０２００
％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなること
を特徴とする。 【００１４】本発明において注目すべきことは、コンロ
ッドの熱間鍛造後における強制破断分離時に生じる変形
がＳの増量によって低減できること、Ｐｂを添加しない
状態での被削性のうち特にドリルによる穴加工性にＭｇ
の添加が有効であること、Ｍｇを添加しても前記強制破
断分離時に生じる変形量を増加させないことを新規に見
出した点にある。 【００１５】被削性の改善のためにＭｇを添加したこと
を特徴とする熱間鍛造用非調質鋼は過去にも既に出願さ
れている。しかしながら、Ｍｇ添加鋼であって、かつ強
制破断分離性に優れた鋼の提案は非常に少なく、特開２
０００−７３１４１号にて公開されているが、この特許
は硫化物系介在物の個数及びアスペクト比の範囲を指定
したことを特徴とするものであって、化学成分のみでは
発明が成立せず、この特許だけではＭｇ添加鋼が強制破
断分離性に優れているかどうかは明確でない。すなわ
ち、硫化物系介在物の存在状態に関係なく強制破断分離
性に優れたＭｇ添加鋼の成分範囲がこの特許では示され
ていないからである。 【００１６】また、最近提案されている低延性非調質鋼
における強制破断分離性の評価は、その公報の実施例の
記載から明らかなように、破断後の破面が延性破壊をし
ているか脆性破壊をしているかという点のみで評価され
ている。すなわち、破面を目視で判断できる範囲内の評
価しかされていなかったのである。本発明ではさらに厳
しい評価をするため、強制破断分離前後のコンロッドの
穴径の変化を測定し、破断分離時に起きるわずかな変形
をも測定できる評価方法で試験を実施した。その結果、
見掛け上破面が100％脆性破面であるかにみえる場合で
あっても、穴径に変化が認められること、その変化がＢ
を添加し、さらにＳを増量した場合に大きく低減できる
ことを新規に見出したものである。 【００１７】すなわち、今まで提案されている低延性非
調質鋼では、Ｓはただ漠然と被削性に効果があるとか、
脆性破面を得るのに有効であるとの記載はあったが、そ
の添加範囲は積極添加しなくても不純物として含有され
てしまう範囲まで含まれている場合が多く、強制破断分
離前後の穴径の変化量を小さくするためのＳの範囲につ
いて全く考慮されていなかった。本発明では、Ｂと複合
添加した場合における穴径の変形量を小さく抑えられる
Ｓの範囲を新規に見出したものである。 【００１８】以下、本発明である被削性に優れた低延性
非調質鋼の各成分の添加範囲の限定理由について説明す
る。 Ｃ：０．１８〜０．４５％ Ｃは固溶強化により鋼の強度を高める効果を有する元素
であるが、添加しすぎると被削性が低下するため上限を
０．４５％とした。一方、添加量が少なすぎると鍛造の
ままで製品に必要な強度が得られなくなるため、下限を
０．１８％とした。 【００１９】Ｓｉ：０．１０〜０．４０％ Ｓｉは溶製時に脱酸のために必要な元素であり、０．１
０％以上の添加が必要である。一方、Ｓｉの過剰添加は
被削性を低下させてしまうため、その添加量は０．４０
％以下とする。 【００２０】Ｍｎ：０．４０〜１．５０％ Ｍｎは必要な強度を確保するための基本元素であり、
０．４０％以上の添加が必要である。しかしながら、添
加しすぎると被削性が低下し、Ｐｂ添加鋼に劣らない被
削性を得ることが困難となるため、上限を１．５０％と
した。 【００２１】Ｐ：０．０４〜０．２０％ Ｐは鋼を脆化させて、強制破断分離性を改善するために
必要な元素であり、Ｐを不純物としてしか含有しない鋼
に比べて明確な改善効果を得るためには、０．０４％以
上含有させる必要がある。一方、Ｐ量が過剰となると熱
間加工性が低下し、圧延、鍛造等で所定の加工を安定し
て正常に実施することが難しくなるので、添加量の上限
を０．２０％とした。 【００２２】Ｓ：０．１３〜０．３０％ Ｓは本発明にとって重要な元素であり、被削性を改善す
ることは勿論であるが、強制破断分離時の形状変化を小
さくするために不可欠な元素である。強制破断時の破面
を脆性破面にするだけであれば、Ｂ、Ｐ等が添加されて
いればＳ量がわずかであっても容易に達成されるが、破
断前後の形状変化を小さく抑えようとすると、Ｓ量を通
常の不純物量レベルに比較してかなり高めとしないと達
成されない。本発明では強制破断前後の形状変化を小さ
く抑えることを目的としているので、不純物レベルの量
に比べかなり多量に添加する必要があり、その下限を
０．１３％とした。しかし、あまり過剰に添加しすぎる
と熱間加工性が低下し、熱間圧延、熱間鍛造で所定の形
状に加工することが難しくなるので、上限を０．３０％
とした。 【００２３】Ｃｒ：０．１０〜０．３５％ ＣｒもＭｎと同様に必要な強度を確保するための基本元
素であり、０．１０％以上の含有が必要である。しか
し、添加しすぎると優れた被削性の確保が難しくなるた
め、上限を０．３５％とした。 【００２４】Ａｌ：０．０１０％未満 Ａｌは脱酸のために有効な元素であるが、添加すると、
そのかなりの割合が鋼中でＡｌ_２Ｏ_３となって存在す
る。このＡｌ_２Ｏ_３は、高硬度であるため被削性に悪影
響を及ぼすとともに、疲労破壊の起点となって、疲労強
度の低下を招くため、強度と被削性が共に優れた特性を
得るためには、できるだけ添加量を抑える必要があり、
その上限を０．０１０％未満とした。０．００５％未満
とするとより好ましい。 【００２５】Ｖ：０．１８〜１．００％ ＶはＳ、Ｂ及びＰとの複合添加により、鋼の脆化を促し
て強制破断分離性を向上させるとともに、疲労強度向上
にも寄与する元素である。従って、その効果を得るため
に少なくとも０．１８％以上の含有が必要である。しか
しながら、添加しすぎても前記効果が飽和し、かつコス
ト高となるので、上限を１．００％とした。 【００２６】Ｂ：０．０００３〜０．００６０％ Ｂは、Ｓ、Ｐ、Ｖと同様に鋼を脆化させ、強制破断分離
性の向上に効果のある元素であり、その効果を得るため
に０．０００３％以上含有させることが必要である。一
方、Ｂは少量で強制破断分離性向上に効果が得られ、多
量に添加しすぎても発揮される効果が飽和し、コスト増
加を招くだけとなるので、その上限を０．００６０％と
した。 【００２７】Ｔｉ：０．０１〜０．０６％ Ｔｉを添加しないとＮと結合しやすいＢがＢＮとなっ
て、前記したＢの強制破断分離性向上への効果が得られ
なくなる。従って、Ｂの添加効果を確実に得るために
は、焼入性を向上のためにＢを添加する場合と同様に、
Ｔｉを少量添加することによりＢがＮと結合し、ＢＮが
生成されるのを防止する必要がある。そのためには、Ｔ
ｉは最低でも０．０１％以上含有させる必要がある。し
かし、多量に添加しても効果が飽和し、コスト高となる
ので、上限を０．０６％とした。 【００２８】Ｎ：０．００９０％以下 Ｎは、鋼中で炭窒化物となって存在し、この炭窒化物に
よって鋼の結晶粒を微細化し、鋼の強度を高める元素で
ある。しかしながら、Ｎが多量に存在するとＴｉを添加
してもＢＮの生成を十分に防止できなくなり、Ｂの強制
破断分離性向上効果が十分に得られなくなるので、その
上限を０．００９０％とした。 【００２９】Ｏ：０．００２０％未満 Ｏが多量に存在すると、Ａｌ_２Ｏ_３等の酸化物系介在物
が増加する。酸化物系介在物の存在は疲労破壊の起点と
なるため、疲労特性の低下につながるとともに、被削性
にも悪影響を及ぼすため、極力低減することが望まし
く、その上限を０．００２０％未満とした。 【００３０】Ｃａ：０．０００５〜０．０２００％ Ｃａは後述のＭｇと同様に硫化物を生成し、被削性向上
に効果のある元素である。また、Ｍｇと複合添加した場
合にはＣａ、Ｍｇの硫化物であるＣａＳ、ＭｇＳの生成
だけでなく、ＣａとＭｇの複合硫化物である（Ｃａ、Ｍ
ｇ）Ｓを生成し、被削性の大幅な向上に効果のある元素
である。これらの効果を十分に得るためには、最低でも
０．０００５％以上の含有が必要である。しかしなが
ら、必要以上に含有させても効果が飽和し、コスト高に
なるだけであるので、上限を０．０２００％とした。 【００３１】Ｍｇ：０．０００５〜０．０２００％ ＭｇはＣａと同様の効果を示し、Ｃａと複合添加した場
合に複合硫化物を形成し、大きな被削性向上効果を有
し、Ｐｂ添加鋼に近い優れた被削性を確保するために不
可欠な元素である。本発明者等が詳細に調査した結果、
Ｍｇ以外の成分を優れた強制破断分離性を考慮して本明
細書にて説明している範囲内に決定した上で、その鋼に
Ｍｇを添加した場合には、強制破断分離性を悪化させる
ことなく被削性を向上させるのに最も適した添加元素で
あることを見出したものである。これらの効果を十分に
得るためには、最低でも０．０００５％以上含有させる
ことが必要である。一方、多量に含有させてもＣａと同
様に効果が飽和し、コスト高になるだけであるので、上
限を０．０２００％とした。 【００３２】次に、本発明の作用につき説明する。本発
明では、被削性向上のため、Ｍｇを有効利用するととも
に、鋼の脆化に効果のあるＰ、Ｖ、Ｂを添加したうえ
で、さらにＳの下限値をかなり高めに設定している。そ
のため、鍛造ままで熱処理することなく高い強度を確保
できるのは勿論であるが、従来の低延性非調質鋼に比べ
優れた被削性と強制破断分離性を得ることができる。ま
た、人体に有害なＰbを使用せずに優れた被削性を確保
しているので、Ｐbフリーでコンロッドの一体成形を可
能にできる非調質鋼を提供することができる。さらに、
強制破断分離前後の変形を極めて小さく抑えられるの
で、長期間安心して使用できるコンロッドの製造を強制
破断後の修正加工なしに提供することができる。 【００３３】 【実施例】次に本発明鋼を使用した場合に得られる効果
について、実施例を示すことにより説明する。表１は供
試材として用いた鋼の化学成分を示すものである。 【００３４】 【表１】 【００３５】表1に示す鋼のうち、１〜５鋼は、本発明
の成分範囲の条件を満足する鋼であり、６〜１０鋼は、
一部の成分が本発明の範囲外である比較鋼、１１〜１３
鋼は従来からコンロッド用非調質鋼として使用されてき
た従来鋼である。 【００３６】供試材は、表1に示される鋼を３０ｋｇＶ
ＩＭ溶解炉にて溶解し製造された直径約１２０ｍｍの鋼
塊を１２００℃に３０分加熱保持した後、直径４０ｍｍ
の丸棒に鍛伸し、さらにこれを１２００℃にて３０分間
加熱保持した後、１５mm厚みの板状体に鍛伸し、空冷す
ることにより準備した。そして、得られた供試材を機械
加工して試験片を作製し、後述の試験により評価した。 【００３７】強制破断分離性の評価はシャルピー衝撃試
験により行った。試験片は、上記した板状体からＪＩＳ
４号Ｖノッチシャルピー衝撃試験片に加工したものを用
いた。そして、常温においてシャルピー衝撃試験を行
い、衝撃値、脆性破面率を測定した。また、本発明では
さらに正確な強制破断分離性を評価するための別の試験
を実施した。これは、上記１５ｍｍの厚さの板状体を用
い、これから縦横共５０ｍｍ、厚さが１０ｍｍの正方形
の試験片を準備し、この中心に直径３０ｍｍの穴をあけ
て、穴の左右対称の位置に深さ１ｍｍ、角度４５度の切
欠（切欠部の半径は０．２ｍｍ）をつけた試験片を用意
した。この試験片の穴部にくさびを入れて、油圧プレス
で１２０００ｍｍ／ｍｉｎの速度で両側共に切欠部から
破壊するまで荷重を負荷した。破壊後破面を合わせて当
接させて元の形状を再現した状態で固定し、破面に対し
直角方向の穴径を測定し、破断分離前に測定しておいた
直径との差によって強制破断分離性を評価した。 【００３８】また、疲労特性については、疲れ限度及び
耐久比を測定した。耐久比を求めるために必要な引張強
度は上記の板状体からＪＩＳ４号引張試験片を作製し、
１ｍｍ／ｍｉｎの引張速度で試験した結果を示した。疲
労強度は同様に上記板状体から平行部直径８ｍｍ（切欠
なし）の小野式回転曲げ疲労試験片を作製し、１０^７回
転での疲労限度を測定することにより評価した。そし
て、引張強度に対する疲労強度の比を耐久比として、後
述の表２に結果を示した。 【００３９】被削性の評価はドリル穿孔試験により評価
した。ドリル穿孔試験は、加工する穴深さが深い方が切
り屑が排出されにくく、ドリル寿命が低下する傾向があ
るため、深い穴加工試験の方がより厳しい評価となる。
特開平１１−４３７３８号では、被削性の評価を１５ｍ
ｍ厚みの板状体を用いて評価しており、当然穴深さは１
５ｍｍとあまり深くなく、厳しい条件での評価方法とは
言えない。しかし、本発明では特開平１１−４３７３８
号に示された鋼よりも優れた被削性の達成を目的として
いるので、短時間の試験で被削性の差が明確になるよう
な条件に変更して評価を行った。具体的には、前記した
強制破断分離性、疲労特性の評価とは供試材を変えて、
３０ｋｇ鋼塊から鍛伸したφ４０の丸棒を切断し、長さ
が６０ｍｍとなるようの端面を平滑に機械加工したもの
を試験材とした。そして、φ５ｍｍのストレートシャン
クドリル（材質ＳＫＨ５９）を用い、深さ６０ｍｍの穴
加工試験を実施し、その穿孔距離により評価した。な
お、試験はドリル回転数１７１０r.p.m.、切削油なし、
荷重７５ｋｇの条件で実施した。試験により得られた各
穿孔距離は、従来鋼である１１鋼の穿孔距離を１００と
し、それぞれの鋼の穿孔距離を整数比で示した。結果を
表２に示す。 【００４０】 【表２】【００４１】表２からわかるように、まず従来鋼である
１１鋼は衝撃値が高く、脆性破面率が低いことから、強
制破断性に劣っていることがわかる。また疲労強度、被
削性も大きく劣っている。また、１２鋼については、脆
性破面率が１００％、穴径の変化も０．０４ｍｍと強制
破断分離性に優れているものの、疲労強度、被削性が著
しく劣る。１３鋼については、疲労強度、被削性は優れ
ているが、衝撃値が高く、強制破断分離性が大きく劣
る。 【００４２】また、一部の成分が本発明の範囲外である
比較鋼のうち、６、７鋼はそれぞれＰ、Ｓの含有率が低
いため、強制破断分離性が若干劣り、脆性破面率は１０
０％であるが、穴径の変化が本発明鋼に比べ大きくなっ
たものである。さらに、７鋼についてはＳ含有率が低い
ため被削性も劣っている。８鋼は、Bが未添加であるた
め鋼の脆化が不十分となり、強制破断分離性が劣るもの
であり、９鋼はMgが未添加であるため、強制破断分離
性、疲労特性は優れるが、被削性が本発明に比べ若干劣
るものである。また、１０鋼はＡｌ含有率が高いため、
Ａｌ_２Ｏ_３が増加し、被削性、疲労特性が劣るものであ
る。 【００４３】これに対し、本発明鋼である１〜５鋼は、
Ｍｇを有効利用してＣa、Ｍｇの複合硫化物を生成させ
て優れた被削性を確保するとともに、Ｐ、Ｂ等の鋼の脆
化元素の添加に加え、強制破断分離性をより向上させる
ため、Ｓを０．１３％以上添加させたことによって、疲
労特性を劣化させることなく、強制破断前後の穴径の変
化を０．０３mm以下と従来の低延性非調質鋼に比べても
小さい値に抑えることができた。 【００４４】以上試験片で評価した結果を示したが、実
際のコンロッドを製造した場合に強制破断分離性に関し
て同様の結果が得られるかどうかを確認するため、表１
の１鋼とＳ含有率が本発明の範囲に比べ低い鋼である７
鋼とほぼ同一の成分からなる鋼を２ｔｏｎＶＩＭ溶解炉
で溶製し、熱間圧延で鍛造母材となる棒鋼を製造した
後、１２００℃に加熱保持後鍛造し、自然空冷するとい
う条件で本体部とキャップ部を一体化した１５００ｃｃ
小型乗用車用コンロッド（ガソリンエンジン）を成形し
た。その後所定形状に機械加工した後、穴部の内周面に
強制破断分離するための溝状のノッチを設け、強い衝撃
を与えることにより本体部とキャップ部に強制破断分離
させた。そして、破面の観察及び破断分離後の穴径を測
定し、あらかじめ測定しておいた破断分離前の穴径との
比較を行った。その結果、どちらも脆性破面率が１００
％で目視で比較する限り破面に差は認められなかった
が、強制破断前後の径の変化が、１鋼が０．０５ｍｍと
小さく抑えられていたのに対し、７鋼は、０．２４ｍｍ
と１鋼に比べ大きく、試験片で評価した結果と同様の結
果が得られた。この結果より強制破断分離時の変形量を
小さくするためには、Ｓ含有率を高くする必要があるこ
とが確認できた。 【００４５】 【発明の効果】上述のごとく、本発明により高い疲労強
度と優れた被削性を確保しつつ、強制破断時の変形が小
さく抑えることができ、従来の低延性非調質鋼に比べ強
制破断を実施した場合でも元の形状、寸法をより忠実に
再現できる熱間鍛造用低延性非調質鋼を提供することが
できる。Description: BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention is suitable as a material for a connecting rod which is integrally forged at the time of hot forging and then manufactured by forcible fracture separation. The present invention relates to a low-ductility non-heat treated steel excellent in machinability without adding steel. 2. Description of the Related Art Many engine parts for automobiles are manufactured by hot forging. The main basic characteristics required for these parts are that they have the strength to withstand the load during use and the excellent machinability that enables machining after forging while maintaining high productivity. Is to have. Conventionally, hot forged parts such as connecting rods (hereinafter, referred to as connecting rods) have been used by quenching and tempering (tempering) carbon steel or alloy steel after hot forging. However, such heat treatment requires enormous energy and requires a large amount of heat treatment cost. In order to respond to strong demands for cost reduction, non-adjustment that can obtain the required strength without heat treatment without hot forging is required. The development of high quality steel has been active and many non-heat treated steels are now being used. [0004] The development of this non-heat treated steel has made it possible to produce forged parts without the need for heat treatment, which has had a great effect on cost reduction. However, the demand for cost reduction has become more severe, and there has been a strong demand for the development of another innovative manufacturing method capable of significantly reducing cost. A method that has recently attracted attention is an integral molding method when forging a connecting rod. [0005] The connecting rod is composed of two large parts, a main body and a cap part. Conventionally, the connecting rod has been manufactured by hot forging the main body and the cap part completely separately. On the other hand, in a new manufacturing method which has been recently attempted, the main body portion and the cap portion are manufactured at the same time as an integral part, and then the two parts are forcibly broken and separated. When this method is adopted, there is an advantage of cost reduction and weight reduction by simplifying the processing of the mating surface of the main body and the cap and improving the rigidity of the mating surface, but there was no problem when performing with the conventional manufacturing method. Another new property is required to be excellent. That is, since the fracture separation is forcibly performed, it is necessary that the fracture separation can be easily performed and the separated surface be a brittle fracture surface without deformation (that is, low ductility). Further, since it is difficult to form a final shape only by forging, machining is always performed after forging.
Conventionally, for forged parts which are difficult to machine without having excellent machinability, steel to which Pb which is a machinability improving element is added has been most often used. However, recently, Pb has been worried that Pb may adversely affect the global environment.
The conversion from free-cutting steel to Pb-free steel (Pb-free steel) is actively progressing. Therefore, in order to achieve the above-mentioned integral molding of the connecting rod, it is of course to have excellent fatigue strength without heat treatment as it is forged in order to achieve low cost. In order to provide a gentle steel, it is essential to achieve excellent machinability without adding Pb, and a steel excellent in multiple properties such as low ductility and easy forcible fracture must be developed at the same time. . It is often difficult to satisfy the requirements for a plurality of characteristics at the same time. Actually, most of the non-heat treated steels for hot forging that have been developed in the past are mostly developed without any consideration regarding the characteristics required for the above-mentioned integral forming, and the integral forming by forging is possible. However, when a subsequent forced fracture is performed, the fracture surface is deformed,
Since a brittle fracture surface does not occur and a correction process is required, the expected cost reduction effect cannot be obtained even when the integral molding is performed. In order to solve the above-described problems, recently, a low-ductility non-heat treated steel which is easily broken after being integrally formed has been developed, and patents have been gradually published several years ago. . For example, the invention disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-43838 has been newly proposed. The present invention provides V,
P, sol-B is 0.23 ≦ V + 2P + 100sol−
By combining three elements so as to satisfy the relationship of B ≦ 1.0, the embrittlement of the ferrite / pearlite phase is achieved, and the forcible fracture separation is improved. Although the present invention includes Pb-added steels, Pb-free steels are also disclosed at the same time, indicating that excellent machinability can be obtained. [0010] However, the above-described developed steel has the following problems. As described in the official gazette, the developed steel is certainly superior in forced break separation and has some excellent machinability as compared with many conventional non-heat treated steels. However, when a connecting rod is actually made and forcibly fractured, and the shapes before and after the comparison are compared visually, it seems that there is almost no change, but accurately measure the change in the hole diameter before and after the fracture. And 0.2mm
It was found that the above diameter change was observed. This change in diameter may cause problems at the point of contact with the pin of the crankshaft when the engine is assembled and used later without correction processing. May be unsafe to use. Although the machinability of the steel without Pb has been significantly improved, a detailed evaluation of the drilling workability revealed that the drill may wear earlier than the Pb-containing steel. did. The present invention has been made in order to solve the above-described problems, and it is possible to suppress a change in the hole diameter before and after forced fracture separation to be small, and to improve the hole workability with a non-heat treated steel containing Pb. It is an object of the present invention to propose a novel low-ductility non-heat treated steel having the same excellent machinability. [0013] The low ductility non-heat treated steel excellent in machinability according to the present invention for solving the above problems is C: 0.18 to 0.45 in terms of weight ratio. %, Si: 0.10
0.40%, Mn: 0.40 to 1.50%, P: 0.0
4-0.20%, S: 0.13-0.30%, Cr:
0.10 to 0.35%, Al: less than 0.010%, V:
0.18-1.00%, B: 0.0003-0.006
0%, Ti: 0.01 to 0.06%, N: 0.0090
%, O: less than 0.0020%, Ca: 0.0005
0.0200%, Mg: 0.0005 to 0.0200
%, With the balance being Fe and unavoidable impurities. It should be noted in the present invention that deformation of the connecting rod at the time of forcible fracture separation after hot forging can be reduced by increasing the amount of S, and among drilling properties in the state where Pb is not added, drilling is particularly important. Mg in the nature
It is newly found that the addition of Mg is effective, and that the addition of Mg does not increase the amount of deformation generated during the forced fracture separation. A non-heat treated steel for hot forging characterized by adding Mg for improving machinability has already been filed in the past. However, there are very few proposals of steels which are Mg-added steel and have excellent forced break separation properties.
000-73141, this patent is characterized by specifying the number of sulfide-based inclusions and the range of aspect ratio, the invention can not be established only by chemical components, It is not clear from this patent alone whether or not Mg-added steel is excellent in forced fracture separation. That is, this patent does not show the component range of the Mg-added steel excellent in the forced rupture separability irrespective of the state of the sulfide-based inclusions. [0016] In addition, the evaluation of forced fracture separation of a low-ductility non-heat treated steel proposed recently has revealed that the fracture surface after fracture has undergone ductile fracture, as is apparent from the description in the examples of the publication. It is evaluated only for brittle fracture. That is, only the evaluation within the range in which the fracture surface can be visually judged has been performed. In the present invention, in order to perform a more severe evaluation, a change in the hole diameter of the connecting rod before and after the forced fracture separation was measured, and a test was performed by an evaluation method capable of measuring even a slight deformation occurring at the time of fracture separation. as a result,
Even when the fracture surface appears to be a 100% brittle fracture surface, a change in the hole diameter is observed.
It has been newly found that when S is added and S is further increased, the amount can be greatly reduced. That is, in the low-ductility non-heat-treated steels proposed so far, S has a vague effect on machinability,
Although it was described that it was effective for obtaining a brittle fracture surface, the range of addition was often included to the extent that it was included as an impurity without active addition, and the holes before and after forced fracture separation were often included. No consideration was given to the range of S for reducing the amount of change in diameter. In the present invention, a new range of S in which the amount of deformation of the hole diameter when combined with B is suppressed has been found out. Hereinafter, the reason for limiting the addition range of each component of the low ductility non-heat treated steel excellent in machinability according to the present invention will be described. C: 0.18 to 0.45% C is an element having the effect of increasing the strength of steel by solid solution strengthening. However, if added too much, the machinability decreases, so the upper limit was made 0.45%. On the other hand, if the addition amount is too small, the strength required for the product cannot be obtained as it is forged, so the lower limit was made 0.18%. Si: 0.10 to 0.40% Si is an element necessary for deoxidation at the time of smelting.
It is necessary to add 0% or more. On the other hand, excessive addition of Si lowers the machinability, so the added amount is 0.40
% Or less. Mn: 0.40 to 1.50% Mn is a basic element for securing necessary strength.
It is necessary to add 0.40% or more. However, if added too much, the machinability decreases and it becomes difficult to obtain machinability not inferior to Pb-added steel, so the upper limit was set to 1.50%. P: 0.04 to 0.20% P is an element necessary for embrittlement of the steel to improve the forced rupture separation property, and is clearer than steel containing only P as an impurity. In order to obtain the improvement effect, it is necessary to contain 0.04% or more. On the other hand, if the amount of P is excessive, the hot workability is reduced, and it becomes difficult to perform predetermined processing stably and normally by rolling, forging, and the like. Therefore, the upper limit of the addition amount is set to 0.20%. S: 0.13 to 0.30% S is an important element in the present invention, and it is indispensable to improve the machinability, but to reduce the shape change at the time of forced fracture separation. Element. If the fracture surface at the time of forced fracture is merely a brittle fracture surface, it can be easily achieved even if the amount of S is small if B, P, etc. are added, but the shape change before and after fracture is kept small. This is not achieved unless the amount of S is set to be considerably higher than the normal impurity level. Since the purpose of the present invention is to suppress the change in shape before and after forced fracture, it is necessary to add a considerably large amount in comparison with the amount of the impurity level, and the lower limit is set to 0.13%. However, if it is added too much, the hot workability deteriorates, and it becomes difficult to work into a predetermined shape by hot rolling or hot forging.
And Cr: 0.10 to 0.35% Like Cr, Cr is also a basic element for securing necessary strength, and must be contained at 0.10% or more. However, if it is added too much, it becomes difficult to ensure excellent machinability, so the upper limit was made 0.35%. Al: less than 0.010% Al is an effective element for deoxidation.
A significant proportion of it is present in the steel as Al ₂ O ₃ . Since Al ₂ O ₃ has a high hardness, it adversely affects the machinability, and also serves as a starting point of fatigue fracture, resulting in a decrease in fatigue strength. Must be added as little as possible,
The upper limit was made less than 0.010%. More preferably, it is less than 0.005%. V: 0.18 to 1.00% V is an element which contributes to the embrittlement of steel to improve the forced fracture separation and to contribute to the improvement of the fatigue strength by the complex addition with S, B and P. It is. Therefore, in order to obtain the effect, the content needs to be at least 0.18% or more. However, the effect is saturated and the cost is increased even if too much is added. Therefore, the upper limit is set to 1.00%. B: 0.0003% to 0.0060% B is an element which, like S, P, and V, embrittles steel and is effective in improving forced break separation. It is necessary to contain 0.0003% or more. On the other hand, B has an effect of improving the forced break separation property with a small amount, and the effect exerted when added in a large amount is saturated, and only increases the cost. Therefore, the upper limit is set to 0.0060%. . Ti: 0.01 to 0.06% Unless Ti is added, B that easily bonds to N becomes BN, and the effect of improving the forced break separation of B cannot be obtained. Therefore, in order to surely obtain the effect of adding B, as in the case of adding B for improving hardenability,
By adding a small amount of Ti, it is necessary to prevent B from bonding with N and generating BN. For that, T
i needs to be contained at least 0.01% or more. However, even if it is added in a large amount, the effect is saturated and the cost increases, so the upper limit was made 0.06%. N: 0.0090% or less N is an element which exists as carbonitride in steel, and refines the crystal grains of the steel by the carbonitride to increase the strength of the steel. However, if a large amount of N is present, the formation of BN cannot be sufficiently prevented even when Ti is added, and the effect of improving the forced fracture separation of B cannot be sufficiently obtained. Therefore, the upper limit is set to 0.0090%. O: less than 0.0020% When O is present in a large amount, oxide inclusions such as Al ₂ O ₃ increase. Since the presence of oxide-based inclusions is a starting point of fatigue fracture, it leads to deterioration of fatigue properties and also has a bad effect on machinability. Therefore, it is desirable to reduce the content as much as possible. did. Ca: 0.0005% to 0.0200% Ca is an element that produces sulfide similarly to Mg described later and is effective in improving machinability. Further, when added in combination with Mg, not only is the sulfide of Ca and Mg, CaS and MgS, but also a sulfide of Ca and Mg (Ca, M
g) An element that produces S and is effective in significantly improving machinability. In order to obtain these effects sufficiently, the content must be at least 0.0005% or more. However, even if it is contained more than necessary, the effect is saturated and only the cost is increased. Therefore, the upper limit is set to 0.0200%. Mg: 0.0005 to 0.0200% Mg exhibits the same effect as Ca, forms a complex sulfide when added in combination with Ca, has a large machinability improving effect, and has a Pb-added steel. It is an indispensable element for ensuring excellent machinability close to. As a result of a detailed investigation by the present inventors,
After determining the components other than Mg within the range described in consideration of the excellent forced break separation property, when adding Mg to the steel, the forced break separation property is deteriorated. It has been found that it is the most suitable additive element for improving machinability without any problem. In order to obtain these effects sufficiently, it is necessary to contain at least 0.0005% or more. On the other hand, even if Ca is contained in a large amount, the effect is saturated as in Ca and only the cost is increased. Therefore, the upper limit is set to 0.0200%. Next, the operation of the present invention will be described. In the present invention, in order to improve machinability, Mg is effectively used, and P, V, and B, which are effective for steel embrittlement, are added, and the lower limit value of S is set to be considerably higher. . Therefore, it is of course possible to secure high strength without heat treatment as it is forged, but it is possible to obtain excellent machinability and forced fracture separation as compared with conventional low-ductility non-heat treated steel. Further, since excellent machinability is ensured without using Pb which is harmful to the human body, it is possible to provide a non-heat-treated steel which is Pb-free and enables integral molding of a connecting rod. further,
Since deformation before and after forced rupture separation can be suppressed to a very small level, it is possible to provide a manufacturing of a connecting rod that can be used for a long period of time without any modification after forced rupture. Next, the effect obtained when the steel of the present invention is used will be described with reference to examples. Table 1 shows the chemical composition of the steel used as the test material. [Table 1] Of the steels shown in Table 1, 1 to 5 steels satisfy the condition of the component range of the present invention, and 6 to 10 steels are:
Comparative steels, some components of which are outside the scope of the invention, 11-13
Steel is a conventional steel that has been used as a non-heat treated steel for connecting rods. [0036] The test materials were 30 kgV of the steel shown in Table 1.
A steel ingot having a diameter of about 120 mm produced by melting in an IM melting furnace was heated and maintained at 1200 ° C. for 30 minutes, and then a diameter of 40 mm
And then heated and held at 1200 ° C. for 30 minutes, and then forged into a plate having a thickness of 15 mm and air-cooled. Then, the obtained test material was machined to prepare a test piece, which was evaluated by a test described later. The forcible break separation was evaluated by a Charpy impact test. The test piece was made from the plate
A No. 4 V-notch Charpy impact test piece was used. Then, a Charpy impact test was conducted at room temperature to measure an impact value and a brittle fracture ratio. Further, in the present invention, another test for evaluating the more accurate forced break separation was performed. This is to use a plate-like body having a thickness of 15 mm, prepare a square test piece of 50 mm in length and width, and 10 mm in thickness, make a hole with a diameter of 30 mm in the center, and symmetrically position the hole. A test piece having a notch of 1 mm in depth and an angle of 45 degrees (the radius of the notch was 0.2 mm) was prepared. A wedge was inserted into the hole of this test piece, and a load was applied by a hydraulic press at a speed of 12000 mm / min on both sides to break from the notch. After breaking, the fracture surface is brought into contact and fixed in a state that reproduces the original shape, the hole diameter in the direction perpendicular to the fracture surface is measured, and forced by the difference from the diameter measured before fracture separation The break separation was evaluated. As for fatigue characteristics, the fatigue limit and the durability ratio were measured. The tensile strength required to determine the durability ratio was determined by preparing a JIS No. 4 tensile test piece from the plate
The results of the test at a tensile speed of 1 mm / min are shown. Fatigue strength was prepared Ono type rotating bending fatigue test piece similarly the plate-shaped parallel portion from the body diameter 8 mm (unnotched) was evaluated by measuring the fatigue limit at ¹⁰⁷ rotation. The results are shown in Table 2 below, with the ratio of the fatigue strength to the tensile strength as the durability ratio. The machinability was evaluated by a drilling test. In the drill drilling test, chips having a deeper depth to be processed are more difficult to discharge chips, and the life of the drill tends to be shortened. Therefore, the deep hole drilling test is more severely evaluated.
In Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-43737, the evaluation of machinability is 15 m.
The evaluation is performed using a plate-shaped body with a thickness of m.
It is not so deep as 5 mm, and cannot be said to be an evaluation method under severe conditions. However, in the present invention, Japanese Patent Application Laid-Open No.
Since the aim was to achieve better machinability than the steel indicated in No. 2, the conditions were changed so that the difference in machinability became clear in a short test. Specifically, the above-mentioned forced rupture separability and the evaluation of fatigue properties are different from the test materials,
A test piece was obtained by cutting a φ40 round bar that was forged from a 30 kg steel ingot, and machined the end surface so that the length became 60 mm. Then, a hole shaving test having a depth of 60 mm was performed using a straight shank drill (material: SKH59) having a diameter of 5 mm, and the drilling distance was evaluated. The test was performed at a drill rotation speed of 1710 rpm and no cutting oil.
The test was performed under the condition of a load of 75 kg. Each piercing distance obtained by the test was set to 100, taking the piercing distance of 11 steel, which is a conventional steel, as 100 and the piercing distance of each steel in an integer ratio. Table 2 shows the results. [Table 2] As can be seen from Table 2, first, the conventional steel No. 11 has a high impact value and a low brittle fracture rate, indicating that it is inferior in forced rupture property. Also, the fatigue strength and machinability are greatly inferior. Twelve steels have a brittle fracture ratio of 100% and a change in hole diameter of 0.04 mm, which is excellent in forcible fracture separation, but is extremely poor in fatigue strength and machinability. Thirteen steel is excellent in fatigue strength and machinability, but has a high impact value and is inferior in forced break separation. Further, among the comparative steels, some of which are out of the range of the present invention, the steels 6 and 7 have low contents of P and S, respectively, so that their forcible fracture separation is slightly inferior and the brittle fracture surface ratio Is 10
Although it is 0%, the change in the hole diameter is larger than that of the steel of the present invention. Furthermore, since the 7 steels have a low S content, the machinability is also inferior. Steel No. 8 does not have B added, so that the steel is insufficiently embrittled and is inferior in forced fracture separation, and Steel No. 9 is excellent in forced fracture separation and fatigue properties since Mg is not added. However, the machinability is slightly inferior to the present invention. Also, since 10 steel has a high Al content,
Al ₂ O ₃ increases, resulting in poor machinability and fatigue properties. On the other hand, the steels 1 to 5 of the present invention are:
Effective use of Mg to generate Ca and Mg complex sulfides to ensure excellent machinability, and to improve the forced fracture separation in addition to the addition of brittle elements such as P and B. Therefore, by adding S in an amount of 0.13% or more, the change in hole diameter before and after forced fracture is 0.03 mm or less, which is smaller than that of a conventional low-ductility non-heat treated steel, without deteriorating fatigue characteristics. Value was able to be suppressed. The results of the evaluation using the test pieces are shown above. Table 1 was used to confirm whether or not the same results were obtained with respect to the forced break separation when an actual connecting rod was manufactured.
No. 1 steel and a steel whose S content is lower than the range of the present invention 7
Steel consisting of almost the same components as steel is melted in a 2 ton VIM melting furnace, and a steel bar to be a forged base metal is manufactured by hot rolling, then heated to 1200 ° C., forged, and naturally cooled by air. 1500cc integrated with cap part
Molded connecting rods (gasoline engine) for small passenger cars. Then, after machining into a predetermined shape, a groove-shaped notch for forcibly breaking and separating was provided on the inner peripheral surface of the hole, and a strong impact was applied to forcibly break and separate the main body and the cap. Then, the fracture surface was observed and the hole diameter after fracture separation was measured, and compared with the measured hole diameter before fracture separation in advance. As a result, in both cases, the brittle fracture ratio was 100
%, No change was observed in the fractured surface as far as visual comparison was made, but the change in diameter before and after forced fracture was suppressed to as small as 0.05 mm for 1 steel, whereas 0.24 mm for 7 steel.
And larger than 1 steel, and the same result as the result evaluated with the test piece was obtained. From these results, it was confirmed that the S content had to be increased in order to reduce the amount of deformation at the time of forced fracture separation. As described above, according to the present invention, high fatigue strength and excellent machinability can be ensured, while deformation at the time of forced rupture can be suppressed to a small level. A low ductility non-heat treated steel for hot forging, which can reproduce the original shape and dimensions more faithfully even when the forced fracture is performed, can be provided.

Claims (1)

【特許請求の範囲】 【請求項１】 重量比にしてC：０．１８〜０．４５
％、Ｓｉ:０．１０〜０．４０％、Ｍｎ：０．４０〜
１．５０％、Ｐ：０．０４〜０．２０％、Ｓ：０．１３
〜０．３０％、Ｃr：０．１０〜０．３５％、Ａｌ：
０．０１０％未満、Ｖ：０．１８〜１．００％、Ｂ：
０．０００３〜０．００６０％、Ｔｉ：０．０１〜０．
０６％、Ｎ：０．００９０％以下、Ｏ：０．００２０％
未満、Ｃa：０．０００５〜０．０２００％、Ｍg：０．
０００５〜０．０２００％を含有し、残部はＦｅ及び不
可避不純物からなることを特徴とする被削性の優れた低
延性非調質鋼。[Claim 1] C: 0.18 to 0.45 in weight ratio
%, Si: 0.10 to 0.40%, Mn: 0.40 to
1.50%, P: 0.04 to 0.20%, S: 0.13
-0.30%, Cr: 0.10-0.35%, Al:
Less than 0.010%, V: 0.18 to 1.00%, B:
0.0003-0.0060%, Ti: 0.01-0.
06%, N: 0.0090% or less, O: 0.0020%
, Ca: 0.0005-0.0200%, Mg: 0.
A low-ductility non-heat-treated steel having excellent machinability, containing 0005 to 0.0200%, with the balance being Fe and unavoidable impurities.