JP3416868B2 - High-strength, low-ductility non-heat treated steel with excellent machinability - Google Patents
High-strength, low-ductility non-heat treated steel with excellent machinabilityInfo
- Publication number
- JP3416868B2 JP3416868B2 JP00185498A JP185498A JP3416868B2 JP 3416868 B2 JP3416868 B2 JP 3416868B2 JP 00185498 A JP00185498 A JP 00185498A JP 185498 A JP185498 A JP 185498A JP 3416868 B2 JP3416868 B2 JP 3416868B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- less
- strength
- content
- connecting rod
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Shafts, Cranks, Connecting Bars, And Related Bearings (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は、被削性に優れた高
強度・低延性非調質鋼材に関し、より詳しくは、高い強
度が要求されるものの延性は必要とせず、むしろ常温で
の冷間分割加工が可能でその破断面がフラットな脆性破
面を呈し、自動車エンジンなどのコネクティングロッド
やコネクティングロッドキャップ用の材料として好適な
被削性に優れた高強度・低延性非調質鋼材に関する。
【0002】
【従来の技術】自動車エンジンなどの部品である図1に
示すコネクティングロッド(通称コンロッド)の本体1
及びコネクティングロッドキャプ(通称コンロッドキャ
ップ)2は、従来、別の工程で熱間鍛造された後で焼入
れ焼戻しの調質処理が施され、次いで、切削加工による
ボルト穴の加工と仕上げ整形加工を受け、その後でボル
ト3によって形状の複雑なクランクシャフトに結合して
組み立てられていた。
【0003】しかしながら、最近、厳しい経済情勢を反
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においても例外で
はなくなってきている。
【0004】このため、前記のコネクティングロッド本
体1及びコネクティングロッドキャプ2に関しては、製
造コスト低減対策として、両者を熱間鍛造にて一体成形
しこれに焼入れ焼戻しの熱処理を施すか、あるいは熱間
鍛造後放冷し、その後でコネクティングロッド本体1及
びコネクティングロッドキャプ2に分割し、接合部(接
合面どうし)に対する仕上げ整形のための機械加工は施
すことなく、ボルト3でクランクシャフトに結合して組
み立てるという方法が検討されている。この方法では、
ボルト穴の切削加工は前記の一体成形材を分割する前あ
るいは後に行われる。
【0005】上記の一体成形したコネクティングロッド
本体1及びコネクティングロッドキャプ2を分割する方
法としては、例えば治具を挿入することによって図1中
に矢印で示した方向に働く力を与えて分割する方法が考
えられる。この方法ではコネクティングロッド本体1及
びコネクティングロッドキャプ2に分割した分割面をフ
ラットにすることが極めて重要となる。
【0006】しかしながら、従来使用されてきた鋼(J
IS規格のS45CやS48C相当鋼など)をそのまま
用いて熱間鍛造で一体成形し、その後常温でコネクティ
ングロッド本体1及びコネクティングロッドキャプ2に
分割すると、分割面がアメやガムを千切ったような所謂
「延性破断面」となってフラットな「脆性破面」が得ら
れず、切削加工による仕上げ整形加工を行わなければな
らないという問題がある。上記の分割を低温(例えば液
体窒素温度)で行えば脆性破壊が生じて容易にフラット
な脆性破面が得られるが、大量の製品が流れる実操業ラ
インにおいて低温状態とすることは技術的に容易ではな
く、更に設備を建設し維持する費用が嵩むため必ずしも
コスト低減には結びつかないといった問題がある。
【0007】一方、熱間鍛造で一体成形した後の熱処理
はコストが嵩むため、熱処理を省略できる新しいタイプ
の鋼に対する要望も生じている。
【0008】熱間圧延や熱間鍛造後に行う熱処理として
の調質処理を省略できる非調質鋼としては、例えば特開
平5−195140号公報に「非調質高強度鋼」が提案
されている。しかし、この公報に記載された非調質鋼
は、連続鋳造時にブルーム表面に生ずる割れを防止した
タイプの高強度非調質鋼である。そのため、上記の提案
鋼をコネクティングロッド本体1及びコネクティングロ
ッドキャプ2用鋼として用いた場合、所望の強度は得ら
れるものの、前記した一体成形した後でコネクティング
ロッド本体1及びコネクティングロッドキャプ2に常温
で分割する方法に対しては、延性が大き過ぎて脆性破面
が得られない。したがって、切削加工による仕上げ整形
加工を行う必要がある。
【0009】更に最近では、急発進の様な厳しい条件で
エンジンを稼働させた場合でも、コネクティングロッド
に座屈を生じることがないように、座屈強度に優れた非
調質鋼に対する要望も大きくなっている。
【0010】こうした状況の下、本発明者らは、特開平
9−176785号公報、特開平9−176786号公
報及び特開平9−176787号公報で高強度・低延性
非調質鋼を提案した。しかし、上記の各公報で提案した
鋼はいずれも800MPa以上の引張強度を有するもの
であるため、Pbを添加した場合でも必ずしも充分な被
削性が得られず、ボルト穴の切削加工が困難なこともあ
った。更に、Te、BiやCaなどの快削元素として知
られている元素を単独あるいは複合添加した場合にも充
分な被削性が得られず、ボルト穴の切削加工が困難なこ
とがあった。
【0011】鉄と鋼(vol.57(1971年)S4
84)には、脱酸調整快削鋼にTiを添加すれば被削性
が高まる場合のあることが報告されている。しかし、T
iの多量の添加はTiNが多量に生成することもあって
工具摩耗を増大させ、被削性の点からは好ましくないこ
とも述べられている。例えば、C:0.45%、Si:
0.29%、Mn:0.78%、P:0.017%、
S:0.041%、Al:0.006%、N:0.00
87%、Ti:0.228%、O:0.004%及びC
a:0.001%を含有する鋼では却ってドリル寿命が
低下して被削性が劣っている。このように、鋼に単にT
iを添加するだけでは被削性は向上するものではない。
【0012】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、引張強度は
従来鋼と同等以上であって、且つ熱間鍛造した一体成形
材を前記したような方法によって常温で分割した時の破
面が、フラットな脆性破面を呈する被削性に優れた高強
度・低延性非調質鋼材を提供することを目的とする。本
発明にあっては前記の特性に加えて、更に、高い座屈強
度を有する非調質鋼材を提供することをも目的とする。
【0013】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記の
被削性に優れた高強度・低延性非調質鋼材にある。
【0014】すなわち、「重量%で、C:0.20〜
0.70%、Si:1.50%以下、Mn:0.3〜
2.0%、P:0.15%以下、S:0.002〜0.
2%、Cu:0.2%以下、Ni:0.5%以下、C
r:0.02〜2.0%、Mo:0.50%以下、V:
0.50%以下、Nb:0.17%以下、Ti:0.2
0%を超えて0.50%以下、B:0.010%以下、
Al:0.10%以下、N:0.008%以下、Pb:
0.01〜0.30%、式中の元素記号をその元素の重
量%での含有量として下記の〜式で表されるfn1
〜fn3に関して、fn1≧0及びfn2≧0の少なく
とも一つを満たすとともにfn3≧0をも満たし、残部
はFe及び不可避不純物の化学組成で、鋼中のTi炭硫
化物の最大直径が10μm以下で、且つ、その量が清浄
度で0.05%以上であることを特徴とする被削性に優
れた高強度・低延性非調質鋼材。fn1=Si+2V−
0.5・・・・・、fn2=Si+2V+5P−0.
8・・・・・、fn3=C+(Si/10)+(Mn
/5)+(5Cr/22)+1.65V−(5S/7)
−0.8・・・・・」である。
【0015】なお、本発明でいう「Ti炭硫化物」には
単なるTi硫化物をも含むものとする。又、「(Tiの
炭硫化物の)最大直径」とは「個々のTiの炭硫化物に
おける最も長い径」のことを指す。Ti炭硫化物の清浄
度は、光学顕微鏡の倍率を400倍として、JIS G 0555
に規定された「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方法」に
よって60視野測定した値をいう。
【0016】本発明者らは、鋼の強度、常温における破
壊形態及び被削性に関する課題を解決するため種々検討
を重ねた。その結果、下記(a)〜(h)の強度、常温
における破壊形態に関する知見に加えて、(i)の被削
性に関する知見を得た。
【0017】(a)鋼の化学組成が特定の条件範囲にあ
る非調質鋼材の常温における破壊形態は、前記、式
で表されるfn1、fn2と相関を有する。そして、
「fn1≧0」、「fn2≧0」の少なくとも一つを満
たす場合に脆性破壊が促進される。
【0018】(b)上記のfn1≧0及びfn2≧0の
少なくとも一つを満たし、且つ、常温引張試験した時の
鋼材の伸び値が10%以下である場合に、熱間鍛造した
一体成形材の常温分割面はフラットな脆性破面となる。
【0019】(c)上記の(b)(fn1≧0及びfn
2≧0の少なくとも一つを満たし、且つ、常温引張試験
した時の鋼材の伸び値が10%以下)に加えて、熱間鍛
造した一体成形材の分割したい部位の少なくとも一部に
0.5mmR以下の切り欠きを設けておけば、僅かな力
を加えるだけで容易に当該一体成形材の常温分割が可能
で、且つその分割面は一層確実にフラットな脆性破面と
なる。
【0020】(d)鋼の化学組成が特定の条件範囲にあ
る時、非調質鋼材の引張強度は前記式で表されるfn
3で整理でき、この値が0以上の場合に800MPa以
上の引張強度が得られる。
【0021】(e)鋼の化学組成を厳密に調整した上
で、上記(b)のfn1≧0及びfn2≧0の少なくと
も一つと常温引張試験した時の鋼材の伸び値≦10%、
並びに上記(d)で述べたfn3≧0の条件を満足でき
れば、常温での分割でフラットな脆性破面となり、且つ
高強度が得られる。したがって、前記した新しいプロセ
スによって所望強度である800MPa以上の引張強度
を有するコネクティングロッド本体1及びコネクティン
グロッドキャプ2を製造することができる。この場合、
(c)の一体成形材の分割したい部位である大端部穴の
内側(図1におけるN部)の少なくとも一部に0.5m
mR以下の切り欠きを設けておけば、上記のコネクティ
ングロッド本体1及びコネクティングロッドキャプ2を
一層容易、且つ、確実に製造することができる。
【0022】(f)座屈強度を高めるには、鋼材の降伏
強度を高めることが有効である。
【0023】(g)特定の化学組成を有する鋼が上記
(a)に記載したfn2≧0を満たせば、鋼材の脆性破
壊が促進されるだけでなく降伏比(降伏強度/引張強
度)が高まり、非調質鋼材でも0.7以上の降伏比が得
られる。
【0024】(h)したがって、鋼の化学組成を厳密に
調整した上で、fn2≧0と常温引張試験した時の鋼材
の伸び値が10%以下、並びにfn3≧0の条件を満足
できれば、高い降伏比が得られると共に常温での分割で
フラットな脆性破面となり、且つ高強度が得られる。こ
の場合、引張強度が800MPa以上であるため560
MPa以上の高い降伏強度が得られることとなって、前
記した新しいプロセスによって座屈強度にも優れたコネ
クティングロッド本体1及びコネクティングロッドキャ
プ2を製造することができる。
【0025】(i)鋼に適正量のTiを添加し、鋼中の
介在物制御として硫化物をTi炭硫化物に変え、Ti炭
硫化物を鋼材に微細に分散させれば、鋼材の被削性が飛
躍的に向上する。そこで、更に研究を続けた結果、下記
の事項を見いだした。
【0026】(j)Sとのバランスを考慮して鋼にTi
を積極的に添加して行くと、鋼中にTi炭硫化物が形成
される。
【0027】(k)鋼中に上記のTi炭硫化物が生成す
ると、MnSの生成量が減少する。
【0028】(l)鋼中のS含有量が同じ場合には、T
i炭硫化物はMnSよりも大きな被削性改善効果を有す
る。これは、Ti炭硫化物の融点がMnSのそれよりも
低いため、切削加工時に工具のすくい面での潤滑作用が
大きくなることに基づく。
【0029】(m)Ti炭硫化物の効果を充分発揮させ
るためには、N含有量を低く制限することが重要であ
る。これは、N含有量が多いとTiNとしてTiが固定
されてしまい、Ti炭硫化物の生成が抑制されてしまう
ためである。
【0030】(n)製鋼時に生成したTi炭硫化物は、
通常の熱間加工のための加熱温度及び調質処理や表面硬
化処理における通常の加熱温度では基地に固溶しない。
したがって、オーステナイト領域において所謂「ピン止
め作用」が発揮されるので、オーステナイト粒の粗大化
防止がなされて均質な組織が得られる。
【0031】(o)Ti炭硫化物によって被削性を高め
るためには、Ti炭硫化物のサイズと、その清浄度で表
される量(以下、単に「清浄度」という)を適正化して
おくことが重要である。
【0032】本発明は、上記の知見に基づいて完成され
たものである。
【0033】
【発明の実施の形態】以下、本発明の各要件について詳
しく説明する。なお、化学成分の含有量の「%」は「重
量%」を意味する。
【0034】(A)素材鋼の化学組成
C:Cは、SとともにTiと結合してTi炭硫化物を形
成し、被削性を高める作用を有する。更に、Cは、鋼に
所望の強度を付与するのに必要な元素であるが、反面熱
間加工性を低下させる元素でもある。最低限の静的強度
(引張強度で800MPa以上)とTi炭硫化物形成に
よる被削性向上効果を得るには、Cの含有量は0.20
%以上が必要である。一方、0.70%を超えて含有さ
せると、鋼の熱間加工性が低下して、成分系によっては
熱間での加工時に割れを生じる場合がある。したがっ
て、Cの含有量を、0.20〜0.70%とした。な
お、より安定した強度(引張強度や座屈強度)を確保す
るために、Cの含有量は0.25%以上とすることが好
ましい。C含有量が0.30%以上であれば一層好まし
い。
【0035】Si:Siは添加しなくても良い。添加す
れば鋼の脱酸を促進するとともに、焼入れ性を向上させ
る作用も有する。これらの効果を確実に得るには、Si
は0.05%以上の含有量とすることが好ましい。しか
し、その含有量が1.50%を超えると熱間加工性が極
めて低下し、熱間での加工時に割れが生じ易くなる。し
たがって、Siの含有量を1.50%以下とした。な
お、一層の安定した熱間加工性を確保するために、Si
含有量の上限は1.00%とすることが望ましい。
【0036】Mn:Mnは脱酸に必要であるとともに、
鋼の焼入れ性を高めて静的強度を向上させる作用があ
る。しかし、その含有量が0.3%未満では所望の効果
が得られず、2.0%を超えると熱間加工性が劣化する
ようになる。したがって、Mnの含有量を0.3〜2.
0%とした。
【0037】P:Pは添加しなくても良い。添加すれば
粒界脆化を引き起こし延性を低下させる作用があるの
で、前記したような常温での分割方法でフラットな脆性
破面を得るのに有効である。この効果を確実に得るに
は、Pは0.005%以上の含有量とすることが好まし
い。しかし、その含有量が0.15%を超えると熱間加
工性が著しく劣化する。したがって、Pの含有量は0.
15%以下とした。なお、安定した熱間加工性確保のた
めに、Pの含有量は0.10%以下とすることがより好
ましい。
【0038】S:SはCとともにTiと結合してTiの
炭硫化物を形成し、被削性を高める作用を有する。しか
し、その含有量が0.002%未満では所望の効果が得
られない。
【0039】従来、快削鋼にSを添加する目的は、Mn
Sを形成させて被削性を改善させることにあった。しか
し、本発明者らの検討によると、上記のMnSの被削性
向上作用は、切削時の切り屑と工具表面との潤滑性を高
める機能に基づくことが判明した。しかもMnSは巨大
化し、鋼材本体の地疵を大きくし、欠陥となる場合があ
る。本発明におけるSの被削性改善作用は、適正量のC
とTiとの複合添加によってTiの炭硫化物を形成させ
ることで初めて得られる。このためには、上記したよう
に0.002%以上のSの含有量が必要である。一方、
Sを0.2%を超えて含有させても被削性に与える効果
に変化はないが、鋼中に粗大なMnSが再び生じるよう
になり、地疵等の問題が生じる。更に、熱間での加工性
が著しく劣化し熱間加工が困難になる。したがって、S
の含有量を0.002〜0.2%とした。なお、Sの好
ましい含有量は0.02〜0.1%である。
【0040】Cu:Cuは添加しなくても良い。添加す
れば焼入れ性を高めて静的強度を向上させる効果を有す
る。この効果を確実に得るには、Cuは0.01%以上
の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が
0.2%を超えると熱間加工性の劣化をもたらし、熱間
圧延時や熱間鍛造時に割れの発生を招く。したがって、
Cuの含有量は0.2%以下とした。
【0041】Ni:Niは添加しなくても良い。添加す
れば焼入れ性を高めて静的強度を向上させる効果を有す
る。この効果を確実に得るには、Niは0.01%以上
の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が
0.5%を超えると延性と靭性の増加をきたして、フラ
ットな脆性破面が得られなくなる。したがって、Niの
含有量を0.5%以下とした。
【0042】Cr:Crは焼入れ性を向上させて静的強
度を高める効果がある。しかし、その含有量が0.02
%未満では所望の効果が得られず、2.0%を超えて含
有させてもその効果は飽和し、コストのみが上昇し経済
性を損うことになるので、その含有量を0.02〜2.
0%とした。なお、Cr含有量は0.1%以上とするこ
とが好ましい。
【0043】Mo:Moは添加しなくても良い。添加す
れば焼入れ性を高めて強度を向上させる効果を有する。
この効果を確実に得るには、Moは0.01%以上の含
有量とすることが好ましい。しかし、Moを0.50%
を超えて含有させても前記の効果は飽和するのでコスト
のみが上昇し、経済性を損うことになる。したがって、
Moの含有量を0.50%以下とした。なお、Moを添
加する場合、その含有量は0.05%以上とすることが
一層好ましい。
【0044】V:Vも添加しなくても良い。添加すれば
強度を高める効果を有する。この効果を確実に得るに
は、Vは0.005%以上の含有量とすることが好まし
い。しかし、0.50%を超えて含有させても前記の効
果は飽和し、コストのみが上昇して経済性を損う。更
に、熱間加工性の劣化を招く。したがって、Vの含有量
を0.50%以下とした。
【0045】Nb:Nbは添加しなくても良い。添加す
れば強度を高める効果を有する。この効果を確実に得る
には、Nbは0.003%以上の含有量とすることが好
ましい。しかし、0.17%を超えて含有させても前記
の効果は飽和し、コストのみが上昇し経済性を損うこと
になる。更に、熱間加工性の劣化を招くようになる。し
たがって、Nbの含有量を0.17%以下とした。な
お、安定した熱間加工性を確保するためには、Nb含有
量の上限を0.10%とすることが好ましい。
【0046】Ti:Tiは、本発明において介在物を制
御するための重要な合金元素である。その含有量が0.
20%を超えると前記の作用が充分に発揮されて被削性
が大きく高まるとともに、熱間鍛造した一体成形材の常
温分割面を容易にフラットな脆性破面とすることができ
る。一方、0.50%を超えて含有させても、被削性改
善効果は高まるものの、常温での破壊特性に変化が見ら
れずコストが嵩む。したがって、Ti含有量を0.20
%を超えて0.50%以下とした。
【0047】B:Bは添加しなくても良い。添加すれば
鋼の焼入れ性を向上させて強度を高める効果がある。こ
の効果を確実に得るには、Bは0.0003%以上の含
有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が0.
010%を超えると、焼入れ性向上効果が飽和するばか
りか、熱間加工性が著しく劣化するようになる。したが
って、Bの含有量を0.010%以下とした。
【0048】Al:Alは添加しなくても良い。添加す
れば鋼の脱酸の安定化及び均質化を図るとともに、窒化
物を生成して結晶粒を微細化し、強度を高める作用を有
する。この効果を確実に得るには、Alは0.005%
以上の含有量とすることが望ましい。しかし、0.10
%を超えて含有させると、熱間加工性の劣化を招くよう
になる。したがって、Alの含有量を0.10%以下と
した。なお、Ti炭硫化物のサイズと清浄度を所定の値
とするためにはTiの酸化物が過剰に生成することを防
ぐことが重要であるので、Siを添加しない場合には、
少なくとも0.005%のAlを含有させることとする
のが良い。
【0049】N:本発明においてはNの含有量を低く制
御することが極めて重要である。すなわち、NはTiと
の親和力が大きいために容易にTiと結合してTiNを
形成し、Tiを固定してしまうので、Nを多量に含有す
る場合には前記したTiの炭硫化物の被削性向上効果が
充分に発揮できないこととなる。更に、粗大なTiNは
靭性及び被削性を低下させてしまう。したがって、N含
有量を0.008%以下とした。
【0050】Pb:Pbは、ボルト穴加工時の被削性を
高める効果を有する。しかし、その含有量が0.01%
未満では充分な効果が得られない場合がある。一方、P
bを0.30%を超えて含有させると熱間加工性が劣化
して熱間圧延時や熱間鍛造時に割れの発生を招く。した
がって、Pbの含有量を0.01〜0.30%とした。
【0051】fn1、fn2:0.20%以上のC、
0.30%以上のMn及び0.02%以上のCrを含有
する非調質鋼材の常温における破壊形態は前記、式
で表されるfn1、fn2で整理でき、fn1≧0及び
fn2≧0の少なくとも一つを満たす場合に脆性破壊が
促進される。そしてfn1≧0及びfn2≧0の少なく
とも一つを満たし、且つ常温引張試験した時の鋼材の伸
び値が10%以下の場合に、熱間鍛造した一体成形材の
常温分割破面がフラットな脆性破面となって、前記した
ような新しいプロセスによって、所望強度である800
MPa以上の引張強度を有するコネクティングロッド本
体及びコネクティングロッドキャプを製造することがで
きる。したがって、fn1≧0及びfn2≧0の少なく
とも一つを満たすように規定する。
【0052】なお、fn2≧0の場合には脆性破壊が促
進されるだけでなく0.7以上の降伏比が安定して得ら
れる。したがって、fn2≧0、且つ常温引張試験した
時の鋼材の伸び値が10%以下の場合には、降伏強度も
高い、換言すれば座屈強度にも優れた、800MPa以
上の引張強度を有するコネクティングロッド本体及びコ
ネクティングロッドキャプを製造することができる。
【0053】fn1の値の上限は特に制限されるもので
はなく、前記式で表されるfn1から求められる上限
値の2.0であっても良い。
【0054】fn2の値の上限も特に制限されるもので
はなく、前記式で表されるfn2から求められる上限
値の2.45であっても良い。
【0055】fn3:鋼の化学組成を厳密に調整し、且
つ、前記fn3の値を0以上とした場合に始めて、コネ
クティングロッド本体及びコネクティングロッドキャプ
として必要な800MPa以上の引張強度を非調質鋼材
に付与できる。したがって、fn3≧0とする。この値
の上限には特に制限はなく、fn3から求められる最大
値(1.73に近い値)であっても良い。
【0056】(B)Ti炭硫化物のサイズと清浄度
上記の化学組成を有する鋼材の被削性をTi炭硫化物に
よって高めるとともに、熱間鍛造した一体成形材の常温
分割面を容易にフラットな脆性破面とするためには、T
i炭硫化物のサイズと清浄度を適正化しておくことが重
要である。
【0057】Ti炭硫化物の最大粒径が10μmを超え
ると熱間鍛造した一体成形材の常温分割面がフラットな
脆性破面とならない場合がある。なお、Ti炭硫化物の
最大直径は7μm以下とすることが好ましい。このTi
炭硫化物の最大直径が小さすぎると被削性向上効果が小
さくなってしまうので、Ti炭硫化物の最大直径の下限
値は0.5μm程度とすることが好ましい。
【0058】最大直径が10μm以下のTi炭硫化物の
量が清浄度で0.05%未満の場合には、Ti炭硫化物
による被削性向上効果が発揮できない。前記の清浄度は
0.08%以上とすることが好ましい。上記のTi炭硫
化物の清浄度の値が大きすぎると熱間加工性が低下する
場合があるので、上記のTi炭硫化物の清浄度の上限値
は2.0%程度とすることが好ましい。
【0059】Ti炭硫化物のサイズと清浄度を前記の値
とするためには、Tiの酸化物が過剰に生成することを
防ぐことが重要である。このための製鋼法としては、例
えば、Si及びAlで充分脱酸し、最後にTiを添加す
る方法がある。
【0060】なお、Ti炭硫化物は、鋼材から採取した
試験片を鏡面研磨し、その研磨面を被検面として倍率4
00倍以上で光学顕微鏡観察すれば、色と形状から容易
に他の介在物と識別できる。すなわち、前記の条件で光
学顕微鏡観察すれば、Ti炭硫化物の「色」は極めて薄
い灰色で、「形状」はJISのB系介在物に相当する粒
状(球状)として認められる。Ti炭硫化物の詳細判定
は前記の被検面をEDX(エネルギ−分散型X線分析装
置)などの分析機能を備えた電子顕微鏡で観察すること
によって行うこともできる。
【0061】前記のTi炭硫化物の清浄度は、既に述べ
たように、光学顕微鏡の倍率を400倍として、JIS G
0555に規定された「鋼の非金属介在物の顕微鏡試験方
法」によって60視野測定した値をいう。
【0062】(A)に記載の化学組成を有する鋼は、例
えば、上記したような方法で溶製された後、通常の方法
による熱間での圧延及び鍛造によって、コネクティング
ロッド本体1とコネクティングロッドキャプ2がつなが
った一体物に成形された後、切削加工によるボルト穴の
加工が施される。その後、コネクティングロッド本体1
及びコネクティングロッドキャプ2に前記したような方
法によって常温で分割される。なお、必要に応じて当該
一体物の分割しようとする部位である大端部穴の内側
(図1におけるN部)の少なくとも一部に0.5mmR
以下の切り欠きが設けられることもある。次いで、分割
されたコネクティングロッド本体1及びコネクティング
ロッドキャプ2はボルト3でクランクシャフトに結合さ
れて組み立てられる。
【0063】
【実施例】表1、表2に示す化学組成を有する鋼を通常
の方法により試験炉を用いて真空溶製した。なお、Ti
酸化物の生成を防ぐために、Si及びAlで充分脱酸し
種々の元素を添加した最後にTiを添加して、Ti炭硫
化物のサイズと清浄度を調整するようにした。
【0064】表1における鋼1〜11は化学組成が本発
明で規定する範囲内にある本発明例の鋼であり、表2に
おける鋼12〜24はその化学組成のいずれかが本発明
で規定する含有量の範囲から外れた比較例の鋼である。
【0065】
【表1】【0066】
【表2】
【0067】次いで、これらの本発明例の鋼及び比較例
の鋼を通常の方法によって鋼片とした後、1250℃に
加熱してから1200〜950℃の温度で直径30mm
の丸棒及び厚さ12mmで幅が60mmの鋼板に熱間鍛
造し、その後常温まで空冷した。
【0068】こうして得られた熱間鍛造ままの丸棒から
JIS4号試験片を切り出し、常温で引張試験を行っ
た。更に、常温引張試験後の破面の状態を走査型電子顕
微鏡(SEM)で観察した。
【0069】上記の熱間鍛造ままの丸棒からは、JIS G
0555の図1に則って試験片を採取し、鏡面研磨した幅が
15mmで高さが20mmの被検面を、倍率が400倍
の光学顕微鏡で60視野観察して、Ti炭硫化物を他の
介在物と区分しながらその清浄度も測定した。Ti炭硫
化物の最大直径も、倍率が400倍の光学顕微鏡で60
視野観察して調査した。
【0070】被削性評価のためのドリル穿孔試験も実施
した。すなわち、前記した熱間鍛造した厚さ12mmで
幅が60mmの鋼板を用いて、その厚さ方向に貫通孔を
開け、刃先摩損により穿孔不能となったときの貫通孔の
個数を数え、被削性の評価を行った。貫通孔の個数が1
000個に達したものはその時点で穿孔試験を中止し
た。穿孔条件は、JIS高速度工具鋼SKH51のφ8
mmストレ−トシャンクドリルを使用し、水溶性の潤滑
剤を用いて、穴の中心間隔10mm、送り0.15mm
/rev、回転数745rpmの条件で行った。
【0071】なお、熱間鍛造した直径30mmの丸棒及
び厚さ12mmで幅が60mmの鋼板の表面は目視で観
察して鍛造割れの有無を確認した。
【0072】表3に各種試験の結果を示す。
【0073】
【表3】
【0074】表3から、化学組成及び最大直径が10μ
m以下のTi炭硫化物の清浄度が本発明で規定する範囲
内にある本発明例の鋼1〜11を素材とするものにあっ
ては、いずれも鍛造割れを生ずることもなく、良好な被
削性とともに、所望の800MPa以上の引張強度と1
0%以下の伸びとが得られており、常温引張試験後の破
面はすべてフラットな脆性破面であった。本発明例の鋼
のうちでもfn2≧0を満たすものは0.7以上の降伏
比を有し、降伏強度が高いことがわかる。
【0075】これに対して、成分のいずれかが本発明で
規定する含有量の範囲から外れた比較鋼のうち、C量と
fn3がそれぞれ規定値から低目に外れた鋼12及び鋼
24では引張強度が800MPaに達していない。
【0076】又、Si量、Mn量、P量、S量、V量、
Nb量、B量、Al量及びPb量がそれぞれ規定値に対
して高目に外れた鋼13〜16、鋼18〜22には熱間
での鍛造割れが認められた。
【0077】Ni量が本発明の規定値に対して高めに外
れた鋼17では常温伸びが10%を超え、常温引張試験
後の破面は延性破面であった。
【0078】鋼23においてはfn1及びfn2の値が
いずれも本発明で規定した条件から外れ、且つ、常温伸
びが10%を超えるため、常温引張試験後の破面は延性
破面であった。
【0079】Tiを添加していない鋼13、鋼15、鋼
23、及び、Nの含有量が本発明で規定する量を上回る
鋼14、鋼18の被削性は劣るものであった。更に、T
iの含有量が本発明で規定する量を下回るとともにNの
含有量が本発明で規定する量を上回る鋼20の被削性も
劣るものであった。
【0080】次いで、前記の表1に記載した本発明鋼で
ある鋼3及び鋼11を素材として通常の熱間鍛造法によ
って、コネクティングロッド本体1とコネクティングロ
ッドキャプ2がつながった一体物を各々20体ずつ熱間
成形した。なお、各20体のうち5体には熱間成形の
後、図1のN部に0.3mmRの切り欠きを付けた。次
いで、前記した方法によって常温でコネクティングロッ
ド本体1及びコネクティングロッドキャプ2への分割テ
ストを行った。この結果、両方の鋼とも20体すべてに
フラットな脆性破面が得られ、切削加工による仕上げ整
形なしで使用できることが分かった。なお、両方の鋼と
も切り欠きを付けた各5体の分割は特に容易であった。
【0081】
【発明の効果】本発明による被削性に優れた高強度・低
延性非調質鋼材を用いれば、コネクティングロッド本体
及びコネクティングロッドキャプをコストの低い新プロ
セスで製造することが可能で、産業上の効果は大きい。Description: BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a high-quality
For more information on high-strength, low-ductility non-heat treated steel,
Although ductility is required, ductility is not required.
Brittle fracture with a flat fracture surface
Connected rods such as automobile engines
And material for connecting rod cap
The present invention relates to a high-strength, low-ductility non-heat treated steel excellent in machinability. 2. Description of the Related Art FIG. 1 shows parts such as an automobile engine.
Main body 1 of connecting rod (commonly known as connecting rod) shown
And connecting rod caps (commonly known as connecting rod caps)
2) Conventionally, quenching after hot forging in another process
Tempering and then tempering
After bolt hole processing and finishing shaping processing,
To the crankshaft with a complicated shape
Had been assembled. [0003] However, recently, severe economic
Reflecting movements in reducing production costs for various automotive parts
This movement is an exception in engine parts as well.
Is gone. For this reason, the connecting rod
Regarding the body 1 and the connecting rod cap 2,
As a measure to reduce manufacturing costs, the two are integrally formed by hot forging
Heat treatment such as quenching and tempering, or hot
Allow to cool after forging, then connect the connecting rod body 1
And connecting rod cap 2
Machining for finish shaping is not performed
Without connecting to the crankshaft with bolts 3
A method of standing up is being considered. in this way,
Before cutting the integrally formed material, cut the bolt holes.
Or later. The above integrally formed connecting rod
For splitting the main body 1 and connecting rod cap 2
As a method, for example, by inserting a jig into FIG.
Consider a method of applying a force acting in the direction indicated by the arrow to the
available. In this method, the connecting rod body 1 and
And the connecting surface divided into connecting rod cap 2
Being a rat is extremely important. However, conventionally used steels (J
IS standard S45C or S48C equivalent steel)
Using hot forging, then connect at room temperature.
To the connecting rod body 1 and connecting rod cap 2
When you divide it, the so-called dividing surface is like shredded candy and gum
A flat brittle fracture surface is obtained as a “ductile fracture surface”
Not be able to perform finish shaping by cutting.
There is a problem that not. The above division is performed at low temperature (for
(Temperature of body nitrogen), brittle fracture occurs and easily flat
Actual brittle fracture, but a large amount of product flows
It is not technically easy for
And the cost of building and maintaining the equipment increases
There is a problem that it does not lead to cost reduction. On the other hand, heat treatment after integrally forming by hot forging
Is a new type that can omit heat treatment due to high cost
There is also a demand for steel. [0008] As heat treatment performed after hot rolling or hot forging
Non-heat treated steels that can omit the tempering treatment of
"Non-tempered high-strength steel" proposed in Japanese Unexamined Patent Publication No. 5-195140
Have been. However, the non-heat treated steel described in this publication
Has prevented cracks from occurring on the bloom surface during continuous casting
Type of high-strength non-heat treated steel. Therefore, the above suggestions
Connecting rod body 1 and connecting rod
When used as a steel for headcap 2, the desired strength is not obtained.
However, after the above-mentioned integral molding, connecting
Room temperature for rod body 1 and connecting rod cap 2
Is too brittle because of the ductility
Can not be obtained. Therefore, finish shaping by cutting
Processing must be performed. More recently, under severe conditions such as sudden start
Even when the engine is running, the connecting rod
The buckling strength of the non-
The demand for tempered steel is also increasing. Under these circumstances, the present inventors have disclosed in
JP-A-9-176785, JP-A-9-176786
High strength and low ductility in Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 9-176787
A non-heat treated steel was proposed. However, as proposed in each of the above publications
All steels have a tensile strength of 800 MPa or more
Therefore, even if Pb is added, sufficient
It may not be possible to obtain machinability, making it difficult to cut bolt holes.
Was. Furthermore, it is known as a free-cutting element such as Te, Bi and Ca.
It is also applicable when the specified elements are added alone or in combination.
It is difficult to machine bolt holes because
There was. Iron and steel (vol. 57 (1971) S4)
84), if Ti is added to the deoxidized adjusted free-cutting steel, the machinability
Have been reported to increase. But T
The addition of a large amount of i may produce a large amount of TiN
This increases tool wear and is undesirable in terms of machinability.
It is also stated. For example, C: 0.45%, Si:
0.29%, Mn: 0.78%, P: 0.017%,
S: 0.041%, Al: 0.006%, N: 0.00
87%, Ti: 0.228%, O: 0.004% and C
a: On the contrary, drill life is long in steel containing 0.001%
It is poor and the machinability is inferior. Thus, simply adding T to the steel
Just adding i does not improve machinability. SUMMARY OF THE INVENTION The present invention provides a tensile strength
Integral molding that is equal to or better than conventional steel and hot forged
Breaking when wood is split at room temperature by the method described above
High strength with excellent machinability with flat brittle fracture surface
It is intended to provide a low-ductility non-heat treated steel material. Book
In the invention, in addition to the above characteristics, furthermore, a high buckling strength
It is another object of the present invention to provide a non-heat treated steel material having a high degree of hardness. [0013] The gist of the present invention is as follows.
High strength, low ductility non-heat treated steel with excellent machinability. That is, "in weight%, C: 0.20
0.70%, Si: 1.50% or less, Mn: 0.3 to
2.0%, P: 0.15% or less, S: 0.002-0.
2%, Cu: 0.2% or less, Ni: 0.5% or less, C
r: 0.02 to 2.0%, Mo: 0.50% or less, V:
0.50% or less, Nb: 0.17% or less, Ti: 0.2
More than 0% and 0.50% or less, B: 0.010% or less,
Al: 0.10% or less, N: 0.008% or less, Pb:
0.01 to 0.30%, the symbol of the element in the formula is the weight of the element.
Fn1 represented by the following formula as a content in% by mass:
Fn3 ≧ fn1 ≧ 0 and fn2 ≧ 0
Satisfies one and also satisfies fn3 ≧ 0, and the rest
Is the chemical composition of Fe and unavoidable impurities.
The maximum diameter of the compound is 10 μm or less and the amount is clean
Excellent machinability characterized by being at least 0.05% in degree
High strength, low ductility non-heat treated steel. fn1 = Si + 2V−
..., Fn2 = Si + 2V + 5P-0.
8, fn3 = C + (Si / 10) + (Mn
/5)+(5Cr/22)+1.65V-(5S/7)
-0.8 ... ". In the present invention, “Ti carbosulfide” includes
It also includes simple Ti sulfide. Also, "(Ti
"Maximum diameter of carbon sulfide"
The longest diameter in the field. Purification of Ti carbosulfide
As for the degree, JIS G 0555
"Microscopic test method for non-metallic inclusions in steel"
Therefore, it refers to a value measured in 60 visual fields. The present inventors have determined that the strength of steel and the fracture at room temperature
Various studies to solve issues related to fracture morphology and machinability
Was piled up. As a result, the following strengths (a) to (h) and room temperature
In addition to the knowledge on the fracture mode in
Obtained knowledge about sex. (A) The chemical composition of the steel falls within a specific condition range.
The form of fracture of non-heat treated steel at room temperature is
Has a correlation with fn1 and fn2 represented by And
At least one of “fn1 ≧ 0” and “fn2 ≧ 0” is satisfied
In the case of brittleness, brittle fracture is promoted. (B) When fn1 ≧ 0 and fn2 ≧ 0
When at least one is satisfied, and the room temperature tensile test
Hot forging was performed when the elongation value of the steel material was 10% or less.
The cold split surface of the integrally formed material becomes a flat brittle fracture surface. (C) The above (b) (fn1 ≧ 0 and fn
Satisfies at least one of 2≥0 and tensile test at room temperature
The elongation value of the steel material when subjected to hot forging is 10% or less).
At least a part of the part of the integrally molded material
If a notch of 0.5mmR or less is provided, slight force
Easy splitting of the integrally molded material at room temperature simply by adding
And the split surface is more reliably flat brittle fracture surface
Become. (D) The chemical composition of the steel falls within a specified range.
The tensile strength of the non-heat treated steel is fn represented by the above equation.
3, and when this value is 0 or more, 800 MPa or less
The above tensile strength is obtained. (E) After strictly adjusting the chemical composition of the steel,
Then, at least fn1 ≧ 0 and fn2 ≧ 0 in (b) above
Elongation value of steel material at room temperature tensile test ≦ 10%,
And the condition of fn3 ≧ 0 described in (d) can be satisfied.
If it splits at room temperature, it becomes a flat brittle fracture surface, and
High strength is obtained. Therefore, the new process described above
Tensile strength of 800 MPa or more, which is the desired strength
Connecting rod body 1 having connection and connecting
Grod cap 2 can be manufactured. in this case,
(C) of the large end hole which is the portion of the integrally formed material to be divided
0.5 m on at least a part of the inside (N part in FIG. 1)
If a notch of less than mR is provided,
Connecting rod body 1 and connecting rod cap 2
It can be manufactured more easily and reliably. (F) To increase the buckling strength, the yield of steel
It is effective to increase the strength. (G) The steel having a specific chemical composition is as described above.
If fn2 ≧ 0 described in (a) is satisfied, brittle fracture of steel
Not only is the fracture promoted, but also the yield ratio (yield strength / tensile strength)
Degree), and a yield ratio of 0.7 or more is obtained even with non-heat treated steel.
Can be (H) Therefore, the chemical composition of the steel must be strictly
After adjusting, the steel material at the time of normal temperature tensile test with fn2 ≧ 0
Satisfies the conditions of elongation of 10% or less and fn3 ≧ 0
If possible, obtain a high yield ratio and split at room temperature.
It becomes a flat brittle fracture surface and high strength is obtained. This
In the case of the above, since the tensile strength is 800 MPa or more, 560
A high yield strength of over MPa is obtained.
The new process has excellent buckling strength
Connecting rod body 1 and connecting rod cap
Can be manufactured. (I) An appropriate amount of Ti is added to steel,
Change the sulfide to Ti carbosulfide as an inclusion control
If sulfides are finely dispersed in steel, the machinability of steel
Improve dramatically. Therefore, as a result of further research,
Was found. (J) Considering the balance with S, Ti
Aggressively adds Ti carbosulfide in steel
Is done. (K) The above-mentioned Ti carbosulfide is formed in steel.
Then, the amount of generated MnS decreases. (L) When the S content in steel is the same, T
i Carbosulfide has greater machinability improvement effect than MnS
You. This is because the melting point of Ti carbosulfide is higher than that of MnS.
Low lubrication on the rake face of the tool during cutting
Based on getting bigger. (M) To sufficiently exert the effect of Ti carbosulfide
Therefore, it is important to limit the N content low.
You. This is because Ti is fixed as TiN when N content is large.
And the formation of Ti carbosulfide is suppressed.
That's why. (N) Ti carbosulfide generated during steelmaking is
Heating temperature and tempering treatment and surface hardness for normal hot working
Does not form a solid solution in the matrix at the normal heating temperature in the chemical treatment.
Therefore, the so-called "pinning"
Effect is exhibited, so that austenite grains are coarsened.
Prevention results in a homogeneous tissue. (O) Machinability is enhanced by Ti carbosulfide
To achieve this, the size of Ti carbosulfide and its cleanliness
Amount (hereinafter simply referred to as “cleanliness”)
It is important to keep. The present invention has been completed based on the above findings.
It is a thing. Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail.
I will explain it. In addition, “%” of the content of chemical components is
%). (A) Chemical composition C of material steel: C combines with Ti together with S to form Ti carbosulfide.
And has the effect of enhancing machinability. In addition, C is
It is an element necessary to give the desired strength, but heat
It is also an element that lowers workability. Minimum static strength
(800MPa or more in tensile strength) and Ti carbosulfide formation
In order to obtain the effect of improving machinability, the content of C should be 0.20
% Or more is required. On the other hand, the content exceeds 0.70%.
The hot workability of the steel decreases, and depending on the component system
Cracking may occur during hot working. Accordingly
Thus, the content of C was set to 0.20 to 0.70%. What
Contact, to secure more stable strength (tensile strength and buckling strength)
Therefore, the content of C is preferably set to 0.25% or more.
Good. It is more preferable that the C content is 0.30% or more.
No. Si: Si need not be added. Add
Promotes the deoxidation of steel and improves the hardenability
It also has the function of To ensure these effects, Si
Is preferably 0.05% or more. Only
However, if the content exceeds 1.50%, the hot workability becomes extremely poor.
And tends to crack during hot working. I
Therefore, the content of Si is set to 1.50% or less. What
In order to secure more stable hot workability,
It is desirable that the upper limit of the content be 1.00%. Mn: Mn is necessary for deoxidation,
It has the effect of increasing the hardenability of steel and improving the static strength.
You. However, if the content is less than 0.3%, the desired effect is obtained.
Cannot be obtained, and if it exceeds 2.0%, hot workability deteriorates.
Become like Therefore, the content of Mn is set to 0.3 to 2.
0%. P: P need not be added. If you add
Has the effect of causing grain boundary embrittlement and reducing ductility
And flat brittleness by the above-mentioned splitting method at normal temperature.
It is effective for obtaining a broken surface. To ensure this effect
It is preferable that the content of P is 0.005% or more.
No. However, if its content exceeds 0.15%,
Workability deteriorates remarkably. Therefore, the content of P is 0.1.
15% or less. It should be noted that stable hot workability was ensured.
For this reason, the content of P is more preferably set to 0.10% or less.
Good. S: S combines with C together with Ti to form Ti
It has the effect of forming carbosulfides and increasing machinability. Only
However, if the content is less than 0.002%, the desired effect is obtained.
I can't. Conventionally, the purpose of adding S to free-cutting steel is to add Mn
The purpose is to improve the machinability by forming S. Only
However, according to the study of the present inventors, the machinability of the above MnS was
The improved action increases the lubricity between the chip and the tool surface during cutting.
It turned out that it was based on the function of And MnS is huge
And the ground flaws of the steel material body become large,
You. In the present invention, the machinability improving action of S is based on an appropriate amount of C
To form a carbosulfide of Ti
Can be obtained for the first time. For this, as described above
Requires an S content of 0.002% or more. on the other hand,
Effect on machinability even if S is contained in excess of 0.2%
Does not change, but as coarse MnS reappears in the steel
And problems such as ground flaws occur. In addition, hot workability
Deteriorates significantly and hot working becomes difficult. Therefore, S
Was made 0.002 to 0.2%. In addition, S
The preferred content is 0.02-0.1%. Cu: Cu need not be added. Add
It has the effect of increasing the hardenability and improving the static strength
You. In order to ensure this effect, Cu must be at least 0.01%.
Is preferable. However, its content
Exceeding 0.2% causes deterioration of hot workability,
Cracking occurs during rolling or hot forging. Therefore,
The content of Cu was set to 0.2% or less. Ni: Ni may not be added. Add
It has the effect of increasing the hardenability and improving the static strength
You. In order to ensure this effect, Ni should be 0.01% or more.
Is preferable. However, its content
If it exceeds 0.5%, ductility and toughness increase, and
A weak brittle fracture surface cannot be obtained. Therefore, Ni
The content was set to 0.5% or less. Cr: Cr improves the hardenability and increases the static strength.
It has the effect of increasing the degree. However, the content is 0.02
%, The desired effect cannot be obtained.
Even if it has it, its effect saturates, only the cost rises and the economy
Therefore, the content is reduced to 0.02 to 2.
0%. The Cr content should be 0.1% or more.
Is preferred. Mo: Mo may not be added. Add
This has the effect of increasing the hardenability and improving the strength.
In order to ensure this effect, Mo contains 0.01% or more.
It is preferable to have a certain amount. However, 0.50% of Mo
The effect is saturated even if the content exceeds
Only rises, losing economy. Therefore,
The content of Mo was set to 0.50% or less. In addition, add Mo
If added, its content should be 0.05% or more
More preferred. V: V may not be added. If you add
It has the effect of increasing the strength. To ensure this effect
It is preferable that V has a content of 0.005% or more.
No. However, even if the content exceeds 0.50%, the above-mentioned effect is obtained.
Fruits saturate, raising costs only and damaging economics. Change
In addition, deterioration of hot workability is caused. Therefore, the content of V
Was set to 0.50% or less. Nb: Nb may not be added. Add
This has the effect of increasing the strength. Get this effect reliably
It is preferable that the content of Nb is 0.003% or more.
Good. However, even if the content exceeds 0.17%,
Effect saturates, only costs rise and economics suffer
become. Further, deterioration of hot workability is caused. I
Therefore, the content of Nb was set to 0.17% or less. What
In order to ensure stable hot workability, Nb-containing
Preferably, the upper limit of the amount is 0.10%. Ti: Ti controls inclusions in the present invention.
It is an important alloying element to control. The content is 0.
If it exceeds 20%, the above-mentioned effects are sufficiently exhibited and the machinability
Is greatly increased, and the
The hot split surface can be easily made into a flat brittle fracture surface
You. On the other hand, even if the content exceeds 0.50%,
Although the positive effect increases, the fracture characteristics at room temperature change
Cost increases. Therefore, the Ti content is set to 0.20
% To 0.50% or less. B: B may not be added. If you add
This has the effect of improving the hardenability of steel and increasing the strength. This
In order to reliably obtain the effect of B, B should contain 0.0003% or more.
It is preferable to have a certain amount. However, when its content is 0.1.
When the content exceeds 010%, the effect of improving the hardenability is saturated.
On the contrary, the hot workability is remarkably deteriorated. But
Therefore, the content of B was set to 0.010% or less. Al: Al may not be added. Add
Stabilization and homogenization of steel deoxidation,
Has the effect of producing fines and refining crystal grains to increase strength.
I do. To ensure this effect, Al is 0.005%
It is desirable to set the content as described above. However, 0.10
% May cause deterioration of hot workability.
become. Therefore, the content of Al is set to 0.10% or less.
did. In addition, the size and cleanliness of Ti
To prevent Ti oxide from being generated excessively,
Since it is important to add Si,
Al should be contained at least 0.005%.
Is good. N: In the present invention, the content of N is controlled to be low.
It is extremely important to control. That is, N and Ti
Has a high affinity for TiN and easily binds to Ti to form TiN.
Form and fix Ti, so it contains a large amount of N
In this case, the effect of improving the machinability of
It will not be able to fully demonstrate. Furthermore, coarse TiN
It reduces toughness and machinability. Therefore, N
The amount was made 0.008% or less. Pb: Pb indicates the machinability when drilling a bolt hole.
Has the effect of increasing. However, its content is 0.01%
If less than the above, a sufficient effect may not be obtained. On the other hand, P
If b is contained in excess of 0.30%, hot workability deteriorates
This causes cracking during hot rolling or hot forging. did
Accordingly, the content of Pb was set to 0.01 to 0.30%. Fn1, fn2: C of 0.20% or more;
Contains 0.30% or more Mn and 0.02% or more Cr
The fracture mode of a non-heat treated steel material at room temperature
Fn1 and fn2 represented by fn1 ≧ 0 and
Brittle fracture occurs when at least one of fn2 ≧ 0 is satisfied
Promoted. And the smaller of fn1 ≧ 0 and fn2 ≧ 0
Elongation of steel material at room temperature tensile test
When the value is less than 10%, the hot-forged
The room temperature split fracture surface became a flat brittle fracture surface,
With such a new process, the desired strength of 800
Connecting rod with tensile strength over MPa
Can manufacture body and connecting rod caps
Wear. Therefore, fn1 ≧ 0 and fn2 ≧ 0
It is stipulated that both are satisfied. When fn2 ≧ 0, brittle fracture is promoted.
As well as a stable yield ratio of 0.7 or more
It is. Therefore, fn2 ≧ 0 and room temperature tensile test
When the elongation value of the steel at the time is 10% or less, the yield strength
High, in other words, excellent in buckling strength, 800 MPa or less
Connecting rod body and connector having high tensile strength
A connecting rod cap can be manufactured. The upper limit of the value of fn1 is particularly limited.
But not the upper limit obtained from fn1 represented by the above equation
The value may be 2.0. The upper limit of the value of fn2 is also particularly limited.
But not the upper limit obtained from fn2 expressed by the above equation
The value may be 2.45. Fn3: The chemical composition of the steel is strictly adjusted, and
First, when the value of fn3 is set to 0 or more, the connection
Cutting rod body and connecting rod cap
Non-heat treated steel material with a required tensile strength of 800 MPa or more
Can be given to Therefore, fn3 ≧ 0. This value
There is no particular upper limit, and the maximum obtained from fn3
It may be a value (a value close to 1.73). (B) Size and cleanliness of Ti carbosulfide The machinability of steel having the above chemical composition is changed to
Therefore, while increasing the temperature, the temperature of the
In order to easily make the split surface a flat brittle fracture surface, T
It is important to optimize the size and cleanliness of carbosulfides.
It is important. The maximum particle size of Ti carbosulfide exceeds 10 μm
The hot-forged one-piece material has a flat
It may not be a brittle fracture. In addition, Ti carbosulfide
The maximum diameter is preferably 7 μm or less. This Ti
If the maximum diameter of the carbon sulfide is too small, the effect of improving machinability will be small.
Lower limit of the maximum diameter of Ti carbosulfide
The value is preferably about 0.5 μm. The maximum diameter of Ti carbosulfide having a maximum diameter of 10 μm or less
If the amount is less than 0.05% in cleanliness, Ti carbosulfide
Cannot improve the machinability. The cleanliness is
It is preferable to set it to 0.08% or more. The above-mentioned Ti carbon sulfur
If the cleanliness value of the compound is too large, the hot workability will decrease
In some cases, the upper limit of cleanliness of the above-mentioned Ti carbosulfide
Is preferably about 2.0%. The size and cleanliness of Ti carbosulfide were determined by the above values.
In order to achieve this, it is necessary that the oxide of Ti be excessively formed.
It is important to prevent. Examples of steelmaking methods for this
For example, sufficiently deoxidize with Si and Al, and finally add Ti.
There is a method. The Ti carbosulfide was collected from steel.
The test piece is mirror-polished, and the polished surface is used as a surface to be inspected.
Easier from color and shape when observed with an optical microscope at 00x or higher
Can be distinguished from other inclusions. That is, light under the above conditions
According to microscopic observation, the “color” of Ti carbosulfide is extremely faint.
It is gray and the “shape” is the grain corresponding to JIS B-based inclusions.
(Spherical). Detailed determination of Ti carbosulfide
Describes an EDX (energy dispersive X-ray analyzer)
Observation with an electron microscope equipped with analytical functions such as
Can also be done. The cleanliness of the above-mentioned Ti carbosulfide is as described above.
As shown in FIG.
Microscopic examination of nonmetallic inclusions in steel specified in 0555
Method "means a value measured in 60 visual fields. The steel having the chemical composition described in (A) is an example
For example, after being melted by the method described above,
Connecting by hot rolling and forging by
Connecting rod body 1 and connecting rod cap 2
After being formed into a solid body, the bolt holes
Processing is performed. Then, the connecting rod body 1
And connecting rod cap 2 as described above
It is divided at room temperature by the method. In addition, if necessary
Inside the large end hole, which is the part to be divided
(N portion in FIG. 1)
The following notches may be provided. Then split
Connecting rod body 1 and connecting
The rod cap 2 is connected to the crankshaft with bolts 3.
And assembled. EXAMPLES Steels having the chemical compositions shown in Tables 1 and 2 were prepared as follows.
Was vacuum-melted using a test furnace according to the above method. Note that Ti
Deoxidize sufficiently with Si and Al to prevent oxide formation
At the end of adding various elements, Ti is added,
The size and cleanliness of the compound were adjusted. The steels 1 to 11 in Table 1 have the chemical composition of the present invention.
The steel of the present invention within the range specified by
Steels 24 to 24 have any of the chemical compositions according to the present invention.
This is a steel of a comparative example out of the range of the content specified in the above. [Table 1] [Table 2] Next, the steel of the present invention and the comparative example
After turning the steel into a billet by the usual method,
30mm in diameter at a temperature of 1200-950 ° C after heating
Hot forging into round bars and steel plates 12mm thick and 60mm wide
And then air-cooled to room temperature. From the thus obtained hot forged round bar
Cut out JIS No. 4 test piece and conduct tensile test at room temperature
Was. In addition, the state of the fracture surface after the room temperature tensile test was
Observed with a microscope (SEM). From the above-mentioned hot forged round bar, JIS G
A specimen was collected according to FIG.
A test surface with a height of 15 mm and a height of 20 mm with a magnification of 400 times
Observation of 60 visual fields with an optical microscope of
The cleanliness was also measured while distinguishing from inclusions. Ti carbon sulfur
The maximum diameter of the compound was 60
The field of view was examined. Drill drilling test for machinability evaluation
did. That is, with the hot forged thickness of 12 mm
Using a steel plate with a width of 60 mm, a through hole is formed in the thickness direction.
Opening, when the penetration becomes impossible due to wear of the cutting edge
The number was counted and the machinability was evaluated. 1 through hole
When the number reached 000, the drilling test was stopped at that point.
Was. Drilling conditions are φ8 of JIS high speed tool steel SKH51.
Water soluble lubrication using mm straight shank drill
Using agent, center distance of hole 10mm, feed 0.15mm
/ Rev, the number of rotations was 745 rpm. A hot forged round bar having a diameter of 30 mm was used.
The surface of a steel plate 12 mm thick and 60 mm wide is visually inspected.
It was confirmed that there was no forging crack. Table 3 shows the results of various tests. [Table 3] As shown in Table 3, the chemical composition and the maximum diameter were 10 μm.
m, the cleanliness of Ti carbosulfide is within the range specified in the present invention.
Of steel 1 to 11 of the present invention in
No forging cracks occur in any
Along with the machinability, the desired tensile strength of 800 MPa or more and 1
Elongation of 0% or less was obtained.
All surfaces were flat brittle fractures. Steel of the present invention example
Among them, those satisfying fn2 ≧ 0 are yields of 0.7 or more
It has a high yield ratio. On the other hand, any of the components according to the present invention
Of the comparative steels outside the specified content range, the C content
Steel 12 and steel with fn3 deviated from specified values to lower values, respectively
In No. 24, the tensile strength did not reach 800 MPa. The amount of Si, the amount of Mn, the amount of P, the amount of S, the amount of V,
The Nb amount, B amount, Al amount and Pb amount respectively correspond to the specified values.
Steel 13-16 and steel 18-22, which are not high
Forging cracking was observed. The Ni content is higher than the specified value of the present invention.
Steel 17 has a room temperature elongation exceeding 10% and a room temperature tensile test.
The later fracture surface was a ductile fracture surface. In steel 23, the values of fn1 and fn2 are
All deviate from the conditions specified in the present invention and
The fracture surface after room temperature tensile test is ductile because
It was a broken surface. Steel 13, Steel 15, Steel without Ti
23, and the content of N exceeds the amount specified in the present invention.
The machinability of steel 14 and steel 18 was inferior. Further, T
When the content of i is less than the amount specified in the present invention,
The machinability of steel 20 whose content exceeds the amount specified in the present invention is also
It was inferior. Next, the steel of the present invention described in Table 1 was used.
Steel 3 and Steel 11 are used as raw materials by the normal hot forging method.
The connecting rod body 1 and the connecting rod
20 units each of which is connected to the cap 2
Molded. It should be noted that five of the twenty bodies were hot-formed.
Thereafter, a notch of 0.3 mmR was provided in the N portion of FIG. Next
The connecting lock at room temperature is
Divided into the main body 1 and the connecting rod cap 2.
Strike. As a result, both steels had all 20
A flat brittle fracture surface can be obtained, and finishing by cutting
It has been found that it can be used without a shape. Note that both steel and
It was particularly easy to divide each of the five cutouts. According to the present invention, high strength and low strength excellent in machinability are obtained.
If ductile non-heat treated steel is used, the connecting rod body
New connecting rod cap with low cost
It can be manufactured by process and has a great industrial effect.
【図面の簡単な説明】 【図1】コネクティングロッドの詳細を示す図である。[Brief description of the drawings] FIG. 1 is a diagram showing details of a connecting rod.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7,DB名) C22C 38/00 - 38/60 ──────────────────────────────────────────────────続 き Continued on front page (58) Field surveyed (Int. Cl. 7 , DB name) C22C 38/00-38/60
Claims (1)
i:1.50%以下、Mn:0.3〜2.0%、P:
0.15%以下、S:0.002〜0.2%、Cu:
0.2%以下、Ni:0.5%以下、Cr:0.02〜
2.0%、Mo:0.50%以下、V:0.50%以
下、Nb:0.17%以下、Ti:0.20%を超えて
0.50%以下、B:0.010%以下、Al:0.1
0%以下、N:0.008%以下、Pb:0.01〜
0.30%、下記の〜式で表されるfn1〜fn3
に関して、fn1≧0及びfn2≧0の少なくとも一つ
を満たすとともにfn3≧0をも満たし、残部はFe及
び不可避不純物の化学組成で、鋼中のTi炭硫化物の最
大直径が10μm以下で、且つ、その量が清浄度で0.
05%以上であることを特徴とする被削性に優れた高強
度・低延性非調質鋼材。 fn1=Si+2V−0.5・・・・・ fn2=Si+2V+5P−0.8・・・・・ fn3=C+(Si/10)+(Mn/5)+(5Cr/22)+1.65V −(5S/7)−0.8・・・・・ なお、上記式中の元素記号はその元素の重量%での含有
量を表す。(57) [Claims 1] C: 0.20 to 0.70% by weight, S
i: 1.50% or less, Mn: 0.3 to 2.0%, P:
0.15% or less, S: 0.002 to 0.2%, Cu:
0.2% or less, Ni: 0.5% or less, Cr: 0.02-
2.0%, Mo: 0.50% or less, V: 0.50% or less, Nb: 0.17% or less, Ti: more than 0.20% to 0.50% or less, B: 0.010% Hereinafter, Al: 0.1
0% or less, N: 0.008% or less, Pb: 0.01 to
0.30%, fn1 to fn3 represented by the following formulas
With respect to at least one of fn1 ≧ 0 and fn2 ≧ 0 and also satisfy fn3 ≧ 0, the balance is a chemical composition of Fe and unavoidable impurities, the maximum diameter of Ti carbosulfide in steel is 10 μm or less, and , The amount of which is 0.
A high-strength, low-ductility non-heat treated steel excellent in machinability, characterized by being at least 05%. fn1 = Si + 2V-0.5 ... fn2 = Si + 2V + 5P-0.8 ... fn3 = C + (Si / 10) + (Mn / 5) + (5Cr / 22) + 1.65V- (5S) /7)-0.8 ···························································································%
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP00185498A JP3416868B2 (en) | 1998-01-07 | 1998-01-07 | High-strength, low-ductility non-heat treated steel with excellent machinability |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP00185498A JP3416868B2 (en) | 1998-01-07 | 1998-01-07 | High-strength, low-ductility non-heat treated steel with excellent machinability |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH11199967A JPH11199967A (en) | 1999-07-27 |
JP3416868B2 true JP3416868B2 (en) | 2003-06-16 |
Family
ID=11513140
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP00185498A Expired - Fee Related JP3416868B2 (en) | 1998-01-07 | 1998-01-07 | High-strength, low-ductility non-heat treated steel with excellent machinability |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP3416868B2 (en) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2009072445A1 (en) | 2007-12-03 | 2009-06-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Steel for fracture split connecting rods |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1605071B1 (en) | 2003-03-18 | 2008-10-15 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Non-quenched/tempered connecting rod and method of producing the same |
CN109312434B (en) * | 2016-06-07 | 2021-05-11 | 日本制铁株式会社 | Rolled steel bar for hot forging |
-
1998
- 1998-01-07 JP JP00185498A patent/JP3416868B2/en not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2009072445A1 (en) | 2007-12-03 | 2009-06-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Steel for fracture split connecting rods |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH11199967A (en) | 1999-07-27 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
WO1998023784A1 (en) | Steel having excellent machinability and machined component | |
KR100740414B1 (en) | Non-refined steel being reduced in anisotropy of material and excellent in strength, toughness and machinability | |
KR20180019740A (en) | volt | |
JP3416869B2 (en) | Low ductility non-heat treated steel with excellent machinability | |
CN109790602B (en) | Steel | |
JP2636816B2 (en) | Alloy tool steel | |
JP6620490B2 (en) | Age-hardening steel | |
JPH11293390A (en) | High strength free cutting non-heat treated steel | |
JP2000034538A (en) | Steel for machine structure excellent in machinability | |
JP3235442B2 (en) | High strength, low ductility non-heat treated steel | |
JP5050515B2 (en) | Non-tempered steel containing V for crankshaft | |
JP3988661B2 (en) | Non-tempered steel | |
JP4752800B2 (en) | Non-tempered steel | |
JP3416868B2 (en) | High-strength, low-ductility non-heat treated steel with excellent machinability | |
JP3900690B2 (en) | Age-hardening high-strength bainitic steel and method for producing the same | |
JP3489656B2 (en) | High-strength, high-toughness tempered steel with excellent machinability | |
JP3890724B2 (en) | Ferritic / pearlite non-heat treated steel with excellent machinability | |
JP3988662B2 (en) | Non-tempered steel | |
EP3805418B1 (en) | Steel material for steel piston | |
JP3456375B2 (en) | High strength, low ductility non-heat treated steel | |
KR20180082543A (en) | High strength bolt | |
JP3395642B2 (en) | Coarse-grained case hardened steel material, surface-hardened part excellent in strength and toughness, and method for producing the same | |
JP3494271B2 (en) | Free-cutting non-heat treated steel with excellent strength and toughness | |
JP2017179475A (en) | Molding component for breaking separation type connecting rod, connecting rod and manufacturing method of the connecting rod | |
JP3489655B2 (en) | High-strength, high-toughness free-cut non-heat treated steel |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080411 Year of fee payment: 5 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090411 Year of fee payment: 6 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100411 Year of fee payment: 7 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110411 Year of fee payment: 8 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120411 Year of fee payment: 9 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120411 Year of fee payment: 9 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130411 Year of fee payment: 10 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130411 Year of fee payment: 10 |
|
S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130411 Year of fee payment: 10 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140411 Year of fee payment: 11 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |