JP3988661B2

JP3988661B2 - Non-tempered steel

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Publication number: JP3988661B2
Application number: JP2003072989A
Authority: JP
Inventors: 達也長谷川; 宏二渡里
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2003-03-18
Filing date: 2003-03-18
Publication date: 2007-10-10
Anticipated expiration: 2023-03-18
Also published as: JP2004277838A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、非調質鋼に関し、詳しくは、被削性及び破断分割性に優れるとともに耐疲労特性も良好で、自動車エンジンなどのコネクティングロッドの素材として好適な被削性、破断分割性及び耐疲労特性に優れた非調質鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車エンジンなどのコネクティングロッド（以下、コンロッドという）は、ピストンとクランクシャフトを連結するエンジン部品であり、爆発力を駆動軸に伝達する役割を担っている。このため、コンロッドには高い疲労限度（以下、疲労強度ともいい、σｗの記号で表す）が要求される。特に、近年のエンジンの高出力化にともなって、コンロッドに要求される疲労強度はますます大きくなっている。また、コンロッドのボルト穴及び、ピストンやクランクシャフトと連結する部分は切削加工されるため、その素材には良好な被削性が要求される。
【０００３】
ＪＩＳに規定されたＳ４８Ｃ等の機械構造用炭素鋼は、これに焼入れ−焼戻しのいわゆる調質処理を施せば、安定して大きな疲労限度比（疲労限度σｗを引張強さＴＳで除した値で、以下、耐久比ともいい、σｗ／ＴＳの記号で表す）が確保できる。このため、従来のコンロッドは、Ｓ４８Ｃ等の機械構造用炭素鋼を調質処理して製造されてきた。
【０００４】
しかしながら、最近の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であるコンロッドにおいても例外ではなくなってきている。このため、製造コストが嵩む焼入れ−焼戻しの調質処理を行うことなく、つまり非調質で、前記機械構造用炭素鋼を調質処理した場合と同等の耐久比が得られるコンロッドに対する要望が大きくなり、一部の車種では採用され始めた。
【０００５】
図１にコンロッドを示すが、従来のコンロッド１は、別の工程で熱間鍛造されたコンロッド本体２とコンロッドキャップ３に対して、切削加工によるボルト穴の加工と仕上げ整形加工を施し、その後でボルト４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るという工程を経る必要がある。したがって、非調質化は達成できても、次に述べる「クラッキングコンロッド」ほどにはコスト低減の点で満足のいくものではない。
【０００６】
つまり、最近では、非調質鋼化に加えて、更に一層の製造コスト低減のために、コンロッド本体２とコンロッドキャップ３の両者を熱間鍛造で一体成形した後、大端部５でコンロッド本体２とコンロッドキャップ３にクラッキング（分割）するいわゆる「クラッキングコンロッド」が検討されている。
【０００７】
なお、上記のクラッキングには、一体成形材の分割したい部位である大端部５の穴（例えば図１におけるＮ部）に治具を挿入し、応力を負荷して破断させる方法が適用される。
【０００８】
クラッキングされたコンロッド１（つまり、クラッキングコンロッド）は、クラッキングした際の破断面が平滑な脆性破面であれば、それをクランクシャフトと連結する際には、コンロッド本体２とコンロッドキャップ３とでクランクシャフトを挟み込んだ後、破断面を合わせ、コンロッド本体２とコンロッドキャップ３とをボルト４で連結するだけでよい。
【０００９】
したがって、クラッキングコンロッドは、その破断面が平滑な脆性破面であれば、クランクシャフトを挟む部分である合わせ面の切削加工が不要になって製造コストを低減することができるし、破断面で連結が行われるために締結剛性すなわち強度に優れている。
【００１０】
上記のクラッキングコンロッドについては、特許文献１に開示された質量％で０．７％程度のＣ（炭素）を含む非調質鋼を素材とするものが欧州で既に実用化されている。しかし、上記の欧州で実用化されたコンロッドは従来の機械構造用炭素鋼を調質処理したコンロッドに比べて耐久比が劣り、耐疲労特性の面では必ずしも産業界の要望に応えきれていない。
【００１１】
そこで、欧州で実用化されているものと同等以上の破断分割性（以下、クラッキング性という）を有するとともに、非調質の状態で、調質処理したコンロッドと少なくとも同等の耐久比を有し、且つ、被削性にも優れたコンロッド用鋼に対する要望が極めて大きくなっている。
【００１２】
特許文献２〜１５には、鋼の化学組成を制御してクラッキング性を高めた「低延性非調質鋼」、或いは、化学組成と炭硫化物を制御してクラッキング性と被削性を高めた「低延性非調質鋼」が開示されている。しかし、この特許文献２〜１５で提案されたいずれの非調質鋼も、必ずしも耐疲労特性に対する配慮がなされたものではない。
【００１３】
特許文献１６には、Ｃ含有量が重量％で０．２〜０．３５％未満の低炭素域で、Ｍｎの含有量を低減するとともに高Ｖ組成として延性の大きなフェライトを脆化させ、更に、粗大なＴｉＣ粒子を分散させることによって破断分離性を高めた「破断分離性と耐久強さに優れた機械構造用鋼」が開示されている。しかし、この公報で提案された機械構造用鋼は、被削性向上のために単にＳを重量％で、０．０１〜０．２％含有させただけのものであり、したがって、必ずしもコンロッドに要求される被削性を満足できるものではない。
【００１４】
【特許文献１】
米国特許第５１３５５８７号公報
【特許文献２】
特開平９−３５８９号公報
【特許文献３】
特開平９−３１５９４号公報
【特許文献４】
特開平９−１１１４１２号公報
【特許文献５】
特開平９−１７６７８５号公報
【特許文献６】
特開平９−１７６７８６号公報
【特許文献７】
特開平９−１７６７８７号公報
【特許文献８】
特開平１１−５０１８４号公報
【特許文献９】
特開平１１−１９９９６７号公報
【特許文献１０】
特開平１１−１９９９６８号公報
【特許文献１１】
特開平１１−２３６６４３号公報
【特許文献１２】
特開平１１−２８６７４６号公報
【特許文献１３】
特開平１１−２８６７５０号公報
【特許文献１４】
特開平１１−３０２７７８号公報
【特許文献１５】
特開２０００−３４５２９８号公報
【特許文献１６】
特開平１１−３１５３４０号公報
【００１５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、被削性及び破断分割性に優れるとともに耐疲労特性も良好で、自動車エンジンなどのコンロッドの素材として好適な非調質鋼を提供することである。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記（１）〜（４）に示す非調質鋼にある。
【００１７】
（１）質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｐ：０．０４０％未満、Ｓ：０．０４０〜０．１３０％、Ｖ：０．１０〜０．５０％、Ｔｉ：０．１０％を超えて０．５０％まで、Ａｌ：０．００２〜０．１００％及びＮ：０．００２〜０．０２０％を含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記▲１▼式で表されるＣeqの値が０．８０未満の化学組成で、組織がフェライトの割合が４０％以上であるフェライト・パーライト組織で、更に、フェライトの硬さがビッカース硬さで２５０以上、且つ、フェライトの硬さと全硬さの比が０．８０以上であることを特徴とする非調質鋼。
【００１８】
Ｃeq＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ−（５Ｓ／７）・・・・・▲１▼、ここで、▲１▼式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
【００１９】
（２）質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｐ：０．０４０％未満、Ｓ：０．０４０〜０．１３０％、Ｖ：０．１０〜０．５０％、Ｔｉ：０．１０％を超えて０．５０％まで、Ａｌ：０．００２〜０．１００％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％及びＣｒ：０．５０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、前記▲１▼式で表されるＣeqの値が０．８０未満の化学組成で、組織がフェライトの割合が４０％以上であるフェライト・パーライト組織で、更に、フェライトの硬さがビッカース硬さで２５０以上、且つ、フェライトの硬さと全硬さの比が０．８０以上であることを特徴とする非調質鋼。
【００２０】
（３）質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｐ：０．０４０％未満、Ｓ：０．０４０〜０．１３０％、Ｖ：０．１０〜０．５０％、Ｔｉ：０．１０％を超えて０．５０％まで、Ａｌ：０．００２〜０．１００％及びＮ：０．００２〜０．０２０％を含むとともに、Ｐｂ：０．３０％以下、Ｔｅ：０．３０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下及びＢｉ：０．３０％以下から選択される１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、前記▲１▼式で表されるＣeqの値が０．８０未満の化学組成で、組織がフェライトの割合が４０％以上であるフェライト・パーライト組織で、更に、フェライトの硬さがビッカース硬さで２５０以上、且つ、フェライトの硬さと全硬さの比が０．８０以上であることを特徴とする非調質鋼。
【００２１】
（４）質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｐ：０．０４０％未満、Ｓ：０．０４０〜０．１３０％、Ｖ：０．１０〜０．５０％、Ｔｉ：０．１０％を超えて０．５０％まで、Ａｌ：０．００２〜０．１００％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％及びＣｒ：５０％以下を含むとともに、Ｐｂ：０．３０％以下、Ｔｅ：０．３０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下及びＢｉ：０．３０％以下から選択される１種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、前記▲１▼式で表されるＣeqの値が０．８０未満の化学組成で、組織がフェライトの割合が４０％以上であるフェライト・パーライト組織で、更に、フェライトの硬さがビッカース硬さで２５０以上、且つ、フェライトの硬さと全硬さの比が０．８０以上であることを特徴とする非調質鋼。
【００２２】
ここで、フェライト・パーライト組織とは、フェライトとパーライトの混合組織をいう。前記した各相は、光学顕微鏡や電子顕微鏡を用いた観察によって確認することができる。
【００２３】
フェライトの硬さとしてのビッカース硬さは、０．０９８０７Ｎの試験力で測定した値をいい、全硬さとしてのビッカース硬さは、９８．０７Ｎの試験力で測定した値をいう。
【００２４】
また、全硬さとはランダムに４箇所測定した場合の平均値を指す。
【００２５】
なお、本発明でいうフェライトには、セメンタイトとともにパーライトを形成するフェライトは含まない。
【００２６】
以下、上記（１）〜（４）の非調質鋼に係る発明をそれぞれ（１）〜（４）の発明という。
【００２７】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、前記した目的を達成するために種々検討を行い、下記(イ)〜（ヘ）の知見を得た。
【００２８】
（イ）クラッキング性と被削性がともに良好になる場合の鋼の組織はフェライト・パーライト組織である。
【００２９】
（ロ）フェライト・パーライト組織におけるフェライトの硬さはクラッキング性、被削性及び耐疲労特性に影響する。
【００３０】
（ハ）フェライト・パーライト組織におけるフェライトの割合を大きくすれば耐久比が高くなって耐疲労特性が向上する。
【００３１】
（ニ）フェライト・パーライト組織におけるフェライトの硬さと全硬さの比が大きい場合のクラッキング性は良好であるし、耐久比も大きく耐疲労特性に優れ、更に、被削性も良好である。
【００３２】
（ホ）適正量のＴｉとＶを複合添加することによって、従来のＶを単独添加する非調質鋼に比べてフェライトを大幅に強化することができる。しかも、ＴｉとＶの複合添加によるフェライトの強化は、フェライト・パーライト組織における全硬さとフェライトの硬さとの差を小さくするので、上記したフェライトの硬さと全硬さの比が大きくなって、クラッキング性、被削性及び耐疲労特性がいずれも向上する。
【００３３】
（ヘ）適正量のＴｉとＶの複合添加によるフェライトの大幅な強化によって、前記▲１▼式で表されるＣ当量（つまりＣeq）の値が小さい場合にも大きな強度が得られる。したがって、小さいＣeqの値で大きな疲労強度が確保でき、更に、フェライトの強度が大きい分被削性は良好になる。
【００３４】
前記（１）〜（４）の本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００３５】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）鋼の化学組成
Ｃ：０．２０〜０．４０％、
Ｃは、鋼の強度を高める作用を有し、０．２０％以上含有させることで効果が得られる。しかし、その含有量が０．４０％を超えると、フェライト・パーライト組織におけるフェライトの割合が少なくなって、高い耐久比が得られず耐疲労特性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．２０〜０．４０％とした。なお、Ｃの含有量は０．２０〜０．３５％とすることが好ましい。
【００３６】
Ｓｉ：０．０５〜１．５０％
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効であるとともに固溶強化によって鋼の強度を高める作用を有する。しかし、その含有量が０．０５％未満では添加効果に乏しい。一方、Ｓｉを１．５０％を超えて含有させても上記の効果は飽和しコストが嵩むばかりである。しかも、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５〜１．５０％とした。なお、Ｓｉの含有量は０．１５〜０．９０％とすることが好ましい。
【００３７】
Ｍｎ：０．３０〜２．００％
Ｍｎは、鋼の脱酸作用を有するとともに、焼入れ性を高めて鋼の強度を向上させる作用を有する。これらの効果を得るためにはＭｎの含有量を０．３０％以上とする必要がある。しかし、Ｍｎの含有量が２．００％を超えると鋼の熱間加工性が低下する。更に、焼入れ性が高くなりすぎてベイナイト組織を生じ、クラッキング性及び被削性の低下をきたす。したがって、Ｍｎの含有量を０．３０〜２．００％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．３０〜１．４０％とすることが好ましく、０．６０〜１．２０％とすることが一層好ましい。
【００３８】
Ｐ：０．０４０％未満
Ｐは、結晶粒界に偏析して熱間加工性を低下させてしまう。特に、その含有量が０．０４０％以上になると熱間加工性の低下が大きくなる場合がある。したがって、Ｐの含有量を０．０４０％未満とした。
【００３９】
Ｓ：０．０４０〜０．１３０％
Ｓは、ＭｎやＴｉとともに硫化物を形成して鋼の被削性を高める作用を有する。この効果を得るには、Ｓの含有量を０．０４０％以上とする必要がある。しかし、Ｓの含有量が０．１３０％を超えると、鋼の熱間加工性が低下することがある。したがって、Ｓの含有量を０．０４０〜０．１３０％とした。なお、大きな被削性と十分な熱間加工性とを確保するためには、Ｓの含有量は０．０７０％を超えて０．１３０％までとすることが好ましい。
【００４０】
Ｖ：０．１０〜０．５０％
Ｖは、本発明において重要な元素である。すなわち、Ｖはフェライト中に炭窒化物として析出して強度を向上させる作用を有する他に、後述するＴｉと複合して添加することによってクラッキング性を高める作用を有する。こうした効果を得るには、Ｖの含有量を０．１０％以上とする必要がある。しかし、Ｖを０．５０％を超えて含有させても前記した効果の増大はほとんどなく、コストが極めて大きくなってしまう。したがって、Ｖの含有量を０．１０〜０．５０％とした。なお、Ｖの含有量は０．１０〜０．３５％とすることが好ましく、０．１５〜０．３５％とすることが一層好ましい。
【００４１】
Ｔｉ：０．１０％を超えて０．５０％まで
Ｔｉは、本発明において重要な元素である。すなわち、ＴｉはＶと同様にフェライト中に炭窒化物として析出して強度を高め、更に、Ｖと複合して添加することによってフェライトを大幅に強化する作用を有する。このフェライトの強化は、フェライト・パーライト組織における全硬さとフェライトの硬さとの差を小さくするので、良好なクラッキング性が確保でき、更に、フェライトの強化は疲労亀裂発生の抑制につながるため大きな耐久比を確保することもできる。また、Ｔｉには硫化物を形成して被削性を改善する作用もある。前記した効果を顕著に得るためには、Ｔｉを０．１０％を超えて含有させる必要がある。しかし、Ｔｉの含有量が０．５０％を超えると熱間加工性の低下を招く。したがってＴｉの含有量を０．１０％を超えて０．５０％までとした。なお、Ｔｉの含有量は０．１０％を超えて０．３０％までとすることが好ましい。
【００４２】
Ａｌ：０．００２〜０．１００％
Ａｌは、鋼の脱酸剤として有効な元素である。本発明の特徴のひとつは上述したようにＴｉとＶの複合添加であるが、Ｔｉは脱酸力が強いため酸化物を形成してしまい、炭窒化物を形成する割合が相対的に減少してしまう。そのため、ＴｉがＶとともにフェライトを強化する作用が低下する。また、Ｔｉの歩留りを低下させて製造コストの上昇を招くことが懸念される。Ａｌを添加する理由は、Ａｌで鋼を脱酸して脱酸の安定化を図ると同時に、炭窒化物を形成してフェライトの強化に効くＴｉを確保し、Ｔｉの歩留まり低下を防ぐという意味も兼ねている。そのために必要なＡｌの含有量は０．００２％以上であるが、０．１００％でその効果は飽和する。したがってＡｌの含有量を０．００２〜０．１００％とした。Ａｌの含有量は０．００２〜０．０５０％とすることが好ましい。
【００４３】
なお、上述のＡｌで鋼を脱酸して脱酸の安定化を図ると同時に、ＴｉがＶとともにフェライトを強化する作用を確保し、また、Ｔｉの歩留まり低下を防ぐためには、例えば、Ａｌで十分脱酸してからＴｉを添加する、すなわち、添加順序をＡｌ、Ｔｉの順とするのがよい。
【００４４】
Ｎ：０．００２〜０．０２０％
Ｎは、Ｖ及びＴｉと炭窒化物を形成して鋼の強化に寄与する。この効果を得るには、Ｎは０．００２％以上の含有量が必要である。しかし、Ｎを０．０２０％を超えて含有させても上記の効果は飽和する。したがって、Ｎの含有量を０．００２〜０．０２０％とした。
【００４５】
Ｃeqの値：０．８０未満
一般に、前記▲１▼式で表されるＣeqの値（つまり、Ｃ当量の値）が大きい場合にはコンロッドの被削性が低下し、Ｃeqの値が小さい場合には強度が小さくなって疲労強度も小さくなるが、前記した量のＴｉとＶを含有させた非調質鋼の場合には、フェライトが大幅に強化されるため前記▲１▼式で表されるＣeqの値が小さい場合にも大きな強度が得られ、更に、フェライトの強度が大きい分被削性は良好になる。しかし、前記した量のＴｉとＶを含有させてフェライトを強化させた本発明に係る非調質鋼の場合にも、Ｃeqの値が０．８０以上になると大きな疲労強度が確保できるものの被削性が低下することがある。したがって、前記▲１▼式で表されるＣeqの値を０．８０未満とした。なお、コンロッドに要求される強度にもよるが、Ｃeqの下限値はほぼ０．６０程度である。
【００４６】
前記（１）の発明に係る非調質鋼は、上記のＣからＮまでの元素と、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記▲１▼式で表されるＣeqの値が０．８０未満の化学組成を有する鋼である。
【００４７】
前記（２）の発明に係る非調質鋼は、強度を高めることを目的として、前記（１）の発明の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｃｒ：０．５０％以下を含有させた化学組成を有する鋼である。
【００４８】
上記のＣｒは鋼の焼入れ性を向上させて強度を高める作用を有するので、以下に述べる範囲内で含有させてもよい。
【００４９】
Ｃｒ：０．５０％以下
Ｃｒは、添加すれば、鋼の焼入れ性を向上させて強度を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃｒは０．０２％以上の含有量とすることが望ましい。しかし、その含有量が０．５０％を超えるとベイナイト組織を生じ、クラッキング性及び被削性の低下をきたす。したがって、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を０．５０％以下とするのが好ましい。Ｃｒの含有量を０．３０％以下とするのが更に好ましい。
【００５０】
前記（３）の発明に係る非調質鋼は、被削性を一層高めることを目的として、前記（１）の発明の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｐｂ：０．３０％以下、Ｔｅ：０．３０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下及びＢｉ：０．３０％以下から選択される１種以上を含有させた化学組成を有する鋼である。
【００５１】
上記のＰｂからＢｉまでのいずれの元素も鋼の被削性を高める作用を有するので、ＰｂからＢｉまでの元素は、以下に述べる範囲内でそれぞれを単独で含有させてもよいし、２種以上を複合して含有させてもよい。
【００５２】
Ｐｂ：０．３０％以下
Ｐｂは、鋼の被削性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｐｂは０．０２％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０．３０％を超えると熱間加工性の低下を招く。したがって、Ｐｂを添加する場合には、その含有量を０．３０％以下とするのがよい。
【００５３】
Ｔｅ：０．３０％以下
Ｔｅは、鋼の被削性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｔｅは０．００２％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０．３０％を超えると熱間加工性の低下を招く。したがって、添加する場合のＴｅの含有量は０．３０％以下とするのがよい。
【００５４】
Ｃａ：０．０１０％以下
Ｃａは、鋼の被削性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｃａは０．０００５％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％を超えると熱間加工性の低下を招く。したがって、Ｃａを添加する場合には、その含有量を０．０１０％以下とするのがよい。
【００５５】
Ｂｉ：０．３０％以下
Ｂｉは、鋼の被削性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｂｉは０．０３％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０．３０％を超えると熱間加工性の低下を招く。したがって、添加する場合のＢｉの含有量は０．３０％以下とするのがよい。
【００５６】
前記（４）の発明に係る非調質鋼は、強度を高めること、及び被削性を一層高めることを目的として、前述の（１）の発明の鋼のＦｅの一部に代えて、Ｃｒ：０．５０％以下とともに、Ｐｂ：０．３０％以下、Ｔｅ：０．３０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下及びＢｉ：０．３０％以下から選択される１種以上を含有させた化学組成を有する鋼である。
（Ｂ）非調質鋼の組織
本発明に係る非調質鋼の組織は、フェライトの割合が４０％以上であるフェライト・パーライト組織とする必要がある。
【００５７】
先ず、フェライト・パーライト組織とするのは、クラッキング性と被削性をともに良好にするためである。マルテンサイト、ベイナイトやオーステナイトを含む組織のクラッキング性は低く、更に、フェライト・パーライト組織に比べて被削性にも劣る。ここで、既に述べたように、「フェライト・パーライト組織」とはフェライトとパーライトの混合組織を指す。
【００５８】
フェライト・パーライト組織において、固溶及び／又は析出によって強化されたフェライトの割合を４０％以上とすることで、耐久比が高くなって耐疲労特性を高めることができる。
【００５９】
したがって、本発明に係る非調質鋼においては、その組織をフェライトの割合が４０％以上であるフェライト・パーライト組織とした。なお、フェライト・パーライト組織におけるフェライトの割合の上限は９０％程度である。
【００６０】
ここで、或る相の体積割合は面積割合に等しいことが知られており、したがって、上記フェライトが組織に占める割合は、例えば、通常の２次元的な評価方法、すなわち、光学顕微鏡や電子顕微鏡を用いた観察によって求めたフェライトの割合から決定すればよい。
（Ｃ）フェライトの硬さ及びフェライトの硬さと全硬さの比
本発明に係る非調質鋼は、その硬さに関し、フェライトの硬さがビッカース硬さで２５０以上、且つ、フェライトの硬さと全硬さの比が０．８０以上でなければならない。
【００６１】
すなわち、フェライト・パーライト組織におけるフェライトの硬さはクラッキング性、被削性及び耐疲労特性に影響し、フェライトの硬さをＨｖ２５０以上とすることが良好な、クラッキング性、被削性及び耐疲労特性を確保するための条件となる。また、フェライト・パーライト組織における全硬さとフェライトの硬さとの差を小さくすること、換言すればフェライトの硬さと全硬さの比を大きくすること、特に、上述の比を０．８０以上と大きくすること、によって良好なクラッキング性、大きな耐久比（したがって、良好な耐疲労特性）及び、良好な被削性を確保することができる。
【００６２】
したがって、本発明に係る非調質鋼においては、フェライト・パーライト組織におけるフェライトの硬さをビッカース硬さで２５０以上、且つ、フェライトの硬さと全硬さの比を０．８０以上とした。
【００６３】
ここで、フェライトの硬さとしてのビッカース硬さは、０．０９８０７Ｎの試験力で測定した値をいい、全硬さとしてのビッカース硬さは、９８．０７Ｎの試験力で測定した値をいうこと、また、全硬さがランダムに４箇所測定した場合の平均値を指すことは既に述べたとおりである。
【００６４】
ここで、本発明におけるフェライトには、セメンタイトとともにパーライトを形成するフェライトは含まないことも既に述べたとおりである。
【００６５】
前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼は、Ａｌで鋼を脱酸して脱酸の安定化を図ると同時に、ＴｉがＶとともにフェライトを強化する作用を確保し、また、Ｔｉの歩留まり低下を防ぐために、例えば、Ａｌで十分脱酸してからＴｉを添加する、すなわち、添加順序をＡｌ、Ｔｉの順として溶製された後に鋼塊や鋼片とされる。そして次に、鋼塊や鋼片のままで、或いは更に通常の方法で熱間での圧延及び／又は鍛造を施された後で、例えば、鍛造のための加熱温度を１２００〜１３５０℃、鍛造仕上げ温度を８００℃を超えて１３００℃まで、鍛造後の８００〜６００℃における冷却速度を１００〜１５０℃／分とした熱間鍛造と冷却によって、コンロッド本体２とコンロッドキャップ３がつながった一体物に成形され、更に、ボルト穴加工を施された後、大端部５でコンロッド本体２とコンロッドキャップ３にクラッキングされる。次いで、分割されたコンロッド本体２及びコンロッドキャップ３はボルト４でクランクシャフトに結合されて組み立てられる。
【００６６】
なお、上述の熱間鍛造条件における温度と冷却速度は鋼片や一体物成形材の表面における値であり、８００〜６００℃の温度域を上記のように冷却した後の冷却は特に制限されるものではない。
【００６７】
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
【００６８】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する鋼を真空溶解炉を用いて溶製し、鋼塊とした。なお、鋼１〜１４については、Ａｌで十分脱酸してからＴｉを添加（つまり、ＡｌとＴｉの添加順序はＡｌ、Ｔｉの順）して溶製した後、鋳造した。一方、鋼１５は、成分調整した最後にＡｌを添加（つまり、添加順序がＴｉ、Ａｌの順）し、その後直ちに鋳造した。表１において、鋼１〜７及び鋼１３〜１５は化学組成が本発明で規定する範囲内の本発明例の鋼であり、鋼８〜１２、鋼１６及び鋼１７は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例の鋼である。なお、比較例の鋼のうち鋼１６と鋼１７はそれぞれ、ＪＩＳのＳ４８Ｃに相当する鋼と特許文献１で開示され欧州で既に実用化されているクラッキングコンロッド用鋼に相当する鋼である。
【００６９】
【表１】

【００７０】
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、鋼１〜１２及び鋼１７については鍛造のための加熱温度を１２５０℃、鍛造仕上げ温度を１０５０℃として直径２０ｍｍの丸棒に熱間鍛造し、鍛造終了後は８００〜６００℃における冷却速度を１１０℃／分として冷却し、６００℃を下回る温度域は通常の大気中放冷とした。
【００７１】
一方、鋼１３及び鋼１４については鍛造のための加熱温度を１３００℃、鍛造仕上げ温度を１２００℃として直径２０ｍｍの丸棒に熱間鍛造し、鍛造終了後は８００〜６００℃における冷却速度を１１０℃／分として冷却し、６００℃を下回る温度域は通常の大気中放冷とした。また、鋼１５については鍛造のための加熱温度を１１５０℃、鍛造仕上げ温度を１０００℃として直径２０ｍｍの丸棒に熱間鍛造し、鍛造終了後は８００〜６００℃における冷却速度を１１０℃／分として冷却し、６００℃を下回る温度域は通常の大気中放冷とした。
【００７２】
なお、比較例の鋼のうちＪＩＳのＳ４８Ｃに相当する鋼である鋼１６については、１２５０℃に加熱後通常の方法で熱間鍛造して得た直径２０ｍｍの丸棒に、１１００℃に加熱して油焼入れ後５００℃で焼戻しする調質処理を施した。
【００７３】
このようにして得た直径が２０ｍｍの丸棒から各種の試験片を採取して、ミクロ組織、ビッカース硬さ（以下、Ｈｖ硬さという）、引張特性、耐疲労特性、衝撃特性及び被削性を調査した。
【００７４】
すなわち、前記した各丸棒から鍛錬軸に垂直な面を観察面とするミクロ試験片を切り出し、鏡面研磨してナイタル腐食した後、倍率を４００倍とした光学顕微鏡で観察して、ミクロ組織の判定を行った。
【００７５】
上記のようにして観察した組織がフェライト・パーライトであったものについて、更に、通常の方法で画像解析し、フェライト・パーライト組織におけるフェライトの割合を測定した。組織がフェライト・パーライトであったものについては、フェライトのＨｖ硬さ（αＨｖ）を０．０９８０７Ｎの試験力で測定した。
【００７６】
また、各丸棒から鍛錬軸に垂直な面を試験面とする試験片を切り出して鏡面研磨した後、全硬さとしてのＨｖ硬さ（ＴＨｖ）を９８．０７Ｎの試験力で測定した。
【００７７】
引張特性は、各丸棒から平行部の直径が７ｍｍのＪＩＳ１４Ａ号引張試験片を切り出し、通常の方法により室温で引張試験を行い、引張強さ（ＴＳ）を測定した。
【００７８】
耐疲労特性は、各丸棒から平行部の直径が８ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片を切り出し、通常の方法により室温で回転曲げ疲労試験を行い、疲労強度（σｗ）を測定した。このσｗと前記のＴＳとから耐久比（σｗ／ＴＳ）を求めた。なお、調質処理したＪＩＳのＳ４８Ｃ相当鋼である鋼１６を用いた試験番号１６の耐久比である「０．４７９」を基準性能とし、これ以上の耐久比が得られた場合に耐疲労特性が良好と判断した。
【００７９】
衝撃特性は、各丸棒からJIS Z 2202(1998)に記載の幅１０ｍｍのＶノッチ試験片を切り出し、通常の方法により室温でシャルピー衝撃試験を行い、衝撃値を測定した。この幅１０ｍｍのＶノッチ試験片を用いた室温でのシャルピー衝撃値（ｖＥ_RT）は、クラッキング性を評価する１つの指標となり得るもので、その値が小さいほどクラッキング性が良好といえる。このため、欧州で既に実用化されているクラッキングコンロッド用鋼に相当する鋼である鋼１７を用いた試験番号１７の衝撃値である「７．０Ｊ／ｃｍ² 」を基準性能とし、これ以下の衝撃値が得られた場合に衝撃特性が低く、したがって、クラッキング性が良好と判断した。
【００８０】
被削性は、丸棒から１０ｍｍ×１０ｍｍの断面を有する板状試験片を切り出し、深さ１０ｍｍの貫通孔をドリルで穿孔し、孔を１００個あけた後のドリルのコーナー摩耗量（ドリル最外周部の摩耗量）を測定して評価した。なお、欧州で既に実用化されているクラッキングコンロッド用鋼に相当する鋼である鋼１７を用いて穿孔試験した試験番号１７の場合の上記コーナー摩耗量を基準性能とし、その５０％未満のコーナー摩耗量の場合に被削性が良好と判断した。
【００８１】
穿孔試験条件は次に示すとおりである。
【００８２】
ドリル：ＳＫＨ５１の直径８ｍｍのストレートシャンクドリル、
回転数：７５４ｒｐｍ、
送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、
潤滑：水溶性潤滑剤。
【００８３】
なお、調質処理したＪＩＳのＳ４８Ｃ相当鋼である鋼１６の丸棒については被削性試験を行わなかった。
【００８４】
表２に上記の各試験結果をまとめて示す。表２におけるαＨｖ及びＴＨｖはそれぞれ、ビッカース硬さでのフェライトの硬さ及び全硬さを表し、また、ｖＥ_RTが幅１０ｍｍのＶノッチ試験片を用いた室温でのシャルピー衝撃値を表すことは既に述べたとおりである。被削性の欄における「◎」、「○」、「△」及び「×」はそれぞれ、コーナー摩耗量が鋼１７を穿孔試験した場合のコーナー摩耗量の２５％未満、２５％以上５０％未満、５０〜１００％及び１００％を超えることを示す。
【００８５】
なお、試験番号９においては、フェライト面積率が小さいため０．０９８０７Ｎの試験力では圧子がパーライトにもかかってフェライト単独の硬さを測定することができなかった。
【００８６】
【表２】

【００８７】
表２から明らかなように、本発明で定める化学組成、組織、フェライトの硬さ及びフェライトの硬さと全硬さの比を有する試験番号１〜７の場合は、いずれも目標とする被削性、クラッキング性及び耐疲労特性が得られている。すなわち、ドリルのコーナー摩耗量は、鋼１７を用いて穿孔試験した試験番号１７の場合の摩耗量の５０％未満（マークで「◎」又は「○」）であり、被削性は良好である。クラッキング性を評価する１つの指標となり得るｖＥ_RTは、同じく鋼１７を用いた試験番号１７の場合のｖＥ_RTである７．０Ｊ／ｃｍ² を下回り、したがって、クラッキング性は良好である。更に、耐疲労特性は、ＪＩＳのＳ４８Ｃ相当鋼である鋼１６を調質処理した試験番号１６の場合の耐久比である０．４７９を上回り、耐疲労特性も良好である。
【００８８】
上記試験番号のうちでも、試験番号３〜７の被削性は一段と良好なことが明らかである。
【００８９】
これに対して、試験番号８〜１２の場合は、少なくとも化学組成が本発明で規定する条件から外れているため、被削性、クラッキング性及び耐疲労特性のいずれか１つ以上において目標に達していない。
【００９０】
ＪＩＳのＳ４８Ｃ相当鋼である鋼１６を調質処理した試験番号１６の場合は、ｖＥ_RTが鋼１７を用いた試験番号１７の場合のｖＥ_RTである７．０Ｊ／ｃｍ² を上回り、少なくともクラッキング性に劣る。
【００９１】
また、欧州で既に実用化されているクラッキングコンロッド用鋼に相当する鋼である鋼１７を用いた試験番号１７の場合は、上記ＪＩＳのＳ４８Ｃ相当鋼である鋼１６を調質処理した試験番号１６の場合の耐久比である０．４７９を下回り、耐疲労特性に劣る。
【００９２】
一方、試験番号１３及び試験番号１４の場合は、鋼１３及び鋼１４は本発明で定める化学組成を有するものの、組織が本発明で規定する条件から外れている。このため、試験番号１３の場合は、被削性に劣るし、耐久比が低くて耐疲労特性も低い。また、試験番号１４の場合は、被削性、クラッキング性及び耐疲労特性のいずれの特性にも劣っている。
【００９３】
試験番号１５の場合、鋼１５は本発明で定める化学組成を有するものの、Ｔｉ及びＶによる十分なフェライトの強化がなされておらず、ビッカース硬さでのフェライトの硬さ（αＨｖ）及びフェライトの硬さと全硬さの比（αＨｖ／ＴＨｖ）が本発明で規定する条件から外れている。このためｖＥ_RTが７．０Ｊ／ｃｍ² を上回り、クラッキング性に劣る。
【００９４】
【発明の効果】
本発明の非調質鋼は、被削性、破断分割性（クラッキング性）及び耐疲労特性に優れているので、自動車エンジンなどのクラッキングコンロッドの素材として利用することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】コンロッドの詳細を示す図である。
【符号の説明】
１：コンロッド、
２：コンロッド本体、
３：コンロッドキャップ、
４：ボルト、
５：大端部[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a non-heat treated steel, and in particular, it has excellent machinability and fracture splitting properties, and also has good fatigue resistance, and is suitable as a material for connecting rods such as automobile engines. The present invention relates to non-heat treated steel having excellent fatigue characteristics.
[0002]
[Prior art]
A connecting rod (hereinafter referred to as a connecting rod) such as an automobile engine is an engine component that connects a piston and a crankshaft, and plays a role of transmitting explosive force to a drive shaft. For this reason, the connecting rod is required to have a high fatigue limit (hereinafter also referred to as fatigue strength, represented by the symbol σw). In particular, with the recent increase in engine output, fatigue strength required for connecting rods is increasing. Moreover, since the bolt hole of a connecting rod and the part connected with a piston and a crankshaft are cut, the material requires good machinability.
[0003]
If the carbon steel for mechanical structure such as S48C specified in JIS is subjected to so-called tempering treatment of quenching and tempering, it will stably have a large fatigue limit ratio (the value obtained by dividing the fatigue limit σw by the tensile strength TS). In the following, it is also referred to as the durability ratio, which is represented by the symbol of σw / TS). For this reason, the conventional connecting rod has been manufactured by tempering carbon steel for mechanical structures such as S48C.
[0004]
However, reflecting the recent severe economic situation, the movement of reducing the manufacturing cost of various automobile parts has become active, and this movement is no exception in the connecting rod which is an engine part. For this reason, there is a great demand for a connecting rod that can achieve the same durability ratio as the case of tempering the carbon steel for mechanical structure without performing tempering treatment of tempering and tempering, which increases manufacturing costs. It has begun to be adopted in some car models.
[0005]
Although the connecting rod is shown in FIG. 1, the conventional connecting rod 1 is subjected to bolt hole processing and finish shaping by cutting on the connecting rod body 2 and the connecting rod cap 3 that have been hot-forged in another process, It is necessary to go through a process of connecting and assembling a crankshaft having a complicated shape with the bolt 4. Therefore, even though non-tempering can be achieved, it is not as satisfactory in terms of cost reduction as the “cracking connecting rod” described below.
[0006]
That is, recently, in order to further reduce manufacturing costs in addition to non-heat treated steel, both the connecting rod body 2 and the connecting rod cap 3 are integrally formed by hot forging, and then the connecting rod body is formed at the large end 5. So-called “cracking connecting rods” that are cracked (divided) into 2 and connecting rod caps 3 are being studied.
[0007]
For the above cracking, a method is applied in which a jig is inserted into a hole (for example, the N portion in FIG. 1) of the large end portion 5 which is a portion to be divided of the integrally molded material, and a fracture is caused by applying stress. .
[0008]
If the cracked connecting rod 1 (that is, the cracking connecting rod) is a brittle fracture surface with a smooth fracture surface when cracked, the connecting rod body 2 and the connecting rod cap 3 are cranked when connected to the crankshaft. After sandwiching the shaft, it is only necessary to match the fracture surfaces and connect the connecting rod body 2 and the connecting rod cap 3 with the bolts 4.
[0009]
Therefore, if the cracking connecting rod has a brittle fracture surface with a smooth fracture surface, cutting of the mating surface, which is the part sandwiching the crankshaft, is unnecessary, and the manufacturing cost can be reduced, and the cracking connecting rod can be connected at the fracture surface. Therefore, the fastening rigidity, that is, the strength is excellent.
[0010]
As for the above-mentioned cracking connecting rod, a material made of non-heat treated steel containing about 0.7% by mass of C (carbon) disclosed in Patent Document 1 has already been put into practical use in Europe. However, the connecting rods put into practical use in Europe are inferior in durability ratio to conventional connecting rods tempered with carbon steel for machine structural use, and are not always able to meet the demands of the industry in terms of fatigue resistance.
[0011]
Therefore, it has a fracture splitting property (hereinafter referred to as cracking property) equal to or higher than that practically used in Europe, and has at least the same durability ratio as a tempered connecting rod in a non-tempered state, In addition, there is an increasing demand for steel for connecting rods having excellent machinability.
[0012]
In Patent Documents 2 to 15, “low ductility non-tempered steel” with improved cracking property by controlling the chemical composition of steel, or improved cracking property and machinability by controlling the chemical composition and carbon sulfide. In addition, “low ductility non-tempered steel” is disclosed. However, none of the non-heat treated steels proposed in Patent Documents 2 to 15 has been considered for fatigue resistance.
[0013]
In Patent Document 16, in a low carbon region having a C content of 0.2% to less than 0.35% by weight, the content of Mn is reduced, and ferrite having high ductility as a high V composition is further embrittled. In addition, “steel for machine structure excellent in break separation property and durability” in which break separation property is improved by dispersing coarse TiC particles is disclosed. However, the steel for machine structural use proposed in this publication simply contains S in an amount of 0.01 to 0.2% by weight in order to improve machinability. It does not satisfy the required machinability.
[0014]
[Patent Document 1]
US Pat. No. 5,135,587
[Patent Document 2]
JP-A-9-3589
[Patent Document 3]
JP-A-9-31594
[Patent Document 4]
Japanese Patent Laid-Open No. 9-111412
[Patent Document 5]
JP-A-9-176785
[Patent Document 6]
JP-A-9-176786
[Patent Document 7]
JP-A-9-176787
[Patent Document 8]
Japanese Patent Laid-Open No. 11-50184
[Patent Document 9]
Japanese Patent Laid-Open No. 11-199967
[Patent Document 10]
Japanese Patent Laid-Open No. 11-199968
[Patent Document 11]
JP-A-11-236643
[Patent Document 12]
JP-A-11-286746
[Patent Document 13]
JP-A-11-286750
[Patent Document 14]
JP-A-11-302778
[Patent Document 15]
JP 2000-345298 A
[Patent Document 16]
JP 11-315340 A
[0015]
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made in view of the above situation, and its purpose is to provide a non-heat treated steel that is excellent in machinability and fracture splitting properties and has good fatigue resistance, and is suitable as a material for a connecting rod of an automobile engine or the like. Is to provide.
[0016]
[Means for Solving the Problems]
The gist of the present invention resides in the non-heat treated steel shown in the following (1) to (4).
[0017]
(1) By mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.05 to 1.50%, Mn: 0.30 to 2.00%, P: less than 0.040%, S: 0.040 to 0.130%, V: 0.10 to 0.50%, Ti: more than 0.10% to 0.50%, Al: 0.002 to 0.100%, and N: 0.00. 002-0.020%, the balance is Fe and impurities, and the chemical composition with a Ceq value of less than 0.80 expressed by the following formula (1) is less than 0.80 and the ratio of ferrite is 40% or more. A non-tempered steel having a ferrite-pearlite structure, further having a ferrite hardness of 250 or more in terms of Vickers hardness and a ratio of ferrite hardness to total hardness of 0.80 or more.
[0018]
Ceq = C + (Si / 10) + (Mn / 5) + (5Cr / 22) + 1.65V− (5S / 7) (1) where the element symbol in the formula (1) is Represents the content in steel in mass% of the element.
[0019]
(2) By mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.05 to 1.50%, Mn: 0.30 to 2.00%, P: less than 0.040%, S: 0.040 to 0.130%, V: 0.10 to 0.50%, Ti: more than 0.10% to 0.50%, Al: 0.002 to 0.100%, N: 0.00. 002-0.020% and Cr: 0.50% or less, with the balance being Fe and impurities, with a chemical composition having a Ceq value of less than 0.80 represented by the formula (1), Ferrite / pearlite structure with a ferrite ratio of 40% or more, further, the ferrite hardness is 250 or more in terms of Vickers hardness, and the ratio of ferrite hardness to total hardness is 0.80 or more. Non-tempered steel.
[0020]
(3) By mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.05 to 1.50%, Mn: 0.30 to 2.00%, P: less than 0.040%, S: 0.040 to 0.130%, V: 0.10 to 0.50%, Ti: more than 0.10% to 0.50%, Al: 0.002 to 0.100%, and N: 0.00. 002 to 0.020%, Pb: 0.30% or less, Te: 0.30% or less, Ca: 0.010% or less, and Bi: 0.30% or less The balance is Fe and impurities, the chemical composition having a Ceq value of less than 0.80 expressed by the above formula (1), and the structure is a ferrite pearlite structure in which the ratio of ferrite is 40% or more. The hardness of the ferrite is 250 or more in terms of Vickers hardness, and the ratio of the hardness of the ferrite to the total hardness is 0. Microalloyed steels, wherein greater than or equal to zero.
[0021]
(4) By mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.05 to 1.50%, Mn: 0.30 to 2.00%, P: less than 0.040%, S: 0.040 to 0.130%, V: 0.10 to 0.50%, Ti: more than 0.10% to 0.50%, Al: 0.002 to 0.100%, N: 0.00. 002-0.020% and Cr: 50% or less, Pb: 0.30% or less, Te: 0.30% or less, Ca: 0.010% or less, and Bi: 0.30% or less 1 or more, the balance being Fe and impurities, the chemical composition having a Ceq value of less than 0.80 represented by the above formula (1), and the structure having a ferrite ratio of 40% or more -It is a pearlite structure, and the hardness of ferrite is more than 250 in terms of Vickers hardness, and the hardness of ferrite Microalloyed steel ratio of total hardness, characterized in that at least 0.80.
[0022]
Here, the ferrite-pearlite structure refers to a mixed structure of ferrite and pearlite. Each phase described above can be confirmed by observation using an optical microscope or an electron microscope.
[0023]
The Vickers hardness as the hardness of ferrite refers to a value measured with a test force of 0.09807N, and the Vickers hardness as a total hardness refers to a value measured with a test force of 98.07N.
[0024]
Moreover, total hardness refers to the average value when four places are measured at random.
[0025]
In addition, the ferrite referred to in the present invention does not include ferrite that forms pearlite together with cementite.
[0026]
Hereinafter, the inventions related to the non-heat treated steels (1) to (4) are referred to as inventions (1) to (4), respectively.
[0027]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present inventors have made various studies in order to achieve the above-described object, and obtained the following findings (a) to (f).
[0028]
(B) The structure of steel when both cracking and machinability are good is a ferrite pearlite structure.
[0029]
(B) Ferrite hardness in the ferrite-pearlite structure affects cracking properties, machinability and fatigue resistance.
[0030]
(C) Increasing the proportion of ferrite in the ferrite-pearlite structure increases the durability ratio and improves fatigue resistance.
[0031]
(D) When the ratio of the ferrite hardness to the total hardness in the ferrite / pearlite structure is large, the cracking property is good, the durability ratio is large, the fatigue resistance is excellent, and the machinability is also good.
[0032]
(E) By adding a proper amount of Ti and V in combination, ferrite can be significantly strengthened compared to conventional non-heat treated steel to which V is added alone. Moreover, the strengthening of ferrite by the combined addition of Ti and V reduces the difference between the total hardness and the hardness of ferrite in the ferrite and pearlite structure, so the ratio of the hardness of the ferrite and the total hardness is increased, and cracking occurs. , Machinability and fatigue resistance are all improved.
[0033]
(F) A large strength can be obtained even when the value of C equivalent (that is, Ceq) represented by the formula (1) is small due to the significant strengthening of ferrite by the combined addition of appropriate amounts of Ti and V. Therefore, a large fatigue strength can be ensured with a small Ceq value, and the machinability becomes better due to the higher strength of ferrite.
[0034]
The present inventions (1) to (4) have been completed based on the above findings.
[0035]
Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, "%" display of the content of each element means "mass%".
(A) Chemical composition of steel
C: 0.20 to 0.40%,
C has the effect | action which raises the intensity | strength of steel and an effect is acquired by making it contain 0.20% or more. However, if its content exceeds 0.40%, the proportion of ferrite in the ferrite-pearlite structure decreases, and a high durability ratio cannot be obtained, resulting in a decrease in fatigue resistance. Therefore, the content of C is set to 0.20 to 0.40%. The C content is preferably 0.20 to 0.35%.
[0036]
Si: 0.05 to 1.50%
Si is effective for deoxidizing steel and has an effect of increasing the strength of the steel by solid solution strengthening. However, if the content is less than 0.05%, the effect of addition is poor. On the other hand, even if Si is contained exceeding 1.50%, the above effect is saturated and the cost is increased. Moreover, the hot workability of steel is reduced. Therefore, the Si content is set to 0.05 to 1.50%. The Si content is preferably 0.15 to 0.90%.
[0037]
Mn: 0.30 to 2.00%
Mn has a deoxidizing action of steel and has an action of improving hardenability and improving the strength of steel. In order to obtain these effects, the Mn content needs to be 0.30% or more. However, if the Mn content exceeds 2.00%, the hot workability of the steel is lowered. Further, the hardenability becomes too high to form a bainite structure, resulting in a decrease in cracking properties and machinability. Therefore, the content of Mn is set to 0.30 to 2.00%. Note that the Mn content is preferably 0.30 to 1.40%, and more preferably 0.60 to 1.20%.
[0038]
P: Less than 0.040%
P segregates at the crystal grain boundaries and reduces hot workability. In particular, when the content is 0.040% or more, the decrease in hot workability may increase. Therefore, the P content is less than 0.040%.
[0039]
S: 0.040 to 0.130%
S has the effect of enhancing the machinability of steel by forming a sulfide together with Mn and Ti. In order to obtain this effect, the S content needs to be 0.040% or more. However, if the S content exceeds 0.130%, the hot workability of the steel may be reduced. Therefore, the content of S is set to 0.040 to 0.130%. In order to secure large machinability and sufficient hot workability, the S content is preferably more than 0.070% and up to 0.130%.
[0040]
V: 0.10 to 0.50%
V is an important element in the present invention. That is, V precipitates as a carbonitride in ferrite and has the effect of improving strength, and also has the effect of increasing cracking properties by adding it in combination with Ti described later. In order to obtain these effects, the V content needs to be 0.10% or more. However, even if V is contained in excess of 0.50%, the above-described effect is hardly increased, and the cost is extremely increased. Therefore, the content of V is set to 0.10 to 0.50%. The V content is preferably 0.10 to 0.35%, more preferably 0.15 to 0.35%.
[0041]
Ti: Over 0.10% to 0.50%
Ti is an important element in the present invention. That is, Ti, like V, precipitates as a carbonitride in the ferrite to increase the strength, and further has a function of significantly strengthening the ferrite when added in combination with V. This strengthening of ferrite reduces the difference between the total hardness and the hardness of ferrite in the ferrite-pearlite structure, so that good cracking properties can be secured.Further, since strengthening ferrite leads to suppression of fatigue cracking, it has a large durability ratio. Can also be secured. Ti also has the effect of improving the machinability by forming sulfides. In order to obtain the above-described effects remarkably, it is necessary to contain Ti exceeding 0.10%. However, when the Ti content exceeds 0.50%, the hot workability is reduced. Therefore, the Ti content is more than 0.10% and up to 0.50%. The Ti content is preferably more than 0.10% and up to 0.30%.
[0042]
Al: 0.002 to 0.100%
Al is an element effective as a deoxidizer for steel. One of the features of the present invention is the combined addition of Ti and V as described above, but Ti forms an oxide because of its strong deoxidizing power, and the ratio of forming carbonitride is relatively reduced. End up. Therefore, the effect | action which Ti strengthens a ferrite with V reduces. In addition, there is a concern that the yield of Ti may be reduced to increase the manufacturing cost. The reason for adding Al is to deoxidize the steel with Al to stabilize the deoxidation, and at the same time, to secure Ti that strengthens the ferrite by forming carbonitrides and to prevent a decrease in the yield of Ti. Also serves. The Al content necessary for that is 0.002% or more, but the effect is saturated at 0.100%. Therefore, the Al content is set to 0.002 to 0.100%. The Al content is preferably 0.002 to 0.050%.
[0043]
In addition, in order to stabilize the deoxidation by deoxidizing the steel with the above-mentioned Al, while ensuring the action of Ti strengthening the ferrite together with V, and to prevent the decrease in the yield of Ti, for example, with Al Ti should be added after sufficient deoxidation, that is, the order of addition should be Al and Ti.
[0044]
N: 0.002 to 0.020%
N contributes to strengthening of steel by forming carbonitride with V and Ti. In order to acquire this effect, N needs to contain 0.002% or more. However, the above effect is saturated even if N is contained in excess of 0.020%. Therefore, the N content is set to 0.002 to 0.020%.
[0045]
Ceq value: Less than 0.80
In general, when the value of Ceq represented by the formula (1) (that is, the value of C equivalent) is large, the machinability of the connecting rod decreases, and when the value of Ceq is small, the strength decreases and fatigue occurs. Although the strength is reduced, in the case of the non-tempered steel containing Ti and V in the amounts described above, the ferrite is greatly strengthened, so that the value of Ceq represented by the above formula (1) is small. In addition, a large strength can be obtained, and further, the machinability becomes better due to the larger strength of ferrite. However, even in the case of the non-heat treated steel according to the present invention containing Ti and V in the amounts described above and strengthening the ferrite, a large fatigue strength can be secured when the value of Ceq is 0.80 or more. May decrease. Therefore, the value of Ceq represented by the formula (1) is set to less than 0.80. Although it depends on the strength required for the connecting rod, the lower limit value of Ceq is about 0.60.
[0046]
The non-heat treated steel according to the invention of (1) is composed of the above elements C to N, the balance being Fe and impurities, and the value of Ceq represented by the formula (1) is less than 0.80. Steel with chemical composition.
[0047]
The non-heat treated steel according to the invention of (2) contains Cr: 0.50% or less instead of a part of Fe of the steel of the invention of (1) for the purpose of increasing the strength. Steel with chemical composition.
[0048]
Since the above Cr has the effect of improving the hardenability of the steel and increasing the strength, it may be contained within the range described below.
[0049]
Cr: 0.50% or less
When added, Cr has the effect of improving the hardenability of the steel and increasing the strength. In order to reliably obtain this effect, the Cr content is desirably 0.02% or more. However, when the content exceeds 0.50%, a bainite structure is formed, and cracking properties and machinability are deteriorated. Therefore, when adding Cr, the content is preferably 0.50% or less. More preferably, the Cr content is 0.30% or less.
[0050]
The non-tempered steel according to the invention of (3) is replaced with a part of Fe of the steel of the invention of (1) for the purpose of further improving machinability, Pb: 0.30% or less, Steel having a chemical composition containing at least one selected from Te: 0.30% or less, Ca: 0.010% or less, and Bi: 0.30% or less.
[0051]
Since any of the elements from Pb to Bi has an effect of enhancing the machinability of the steel, the elements from Pb to Bi may be contained alone or in the range described below. The above may be combined and contained.
[0052]
Pb: 0.30% or less
Pb has the effect | action which improves the machinability of steel. In order to reliably obtain this effect, the Pb content is preferably 0.02% or more. However, when the content exceeds 0.30%, the hot workability is lowered. Therefore, when Pb is added, the content is preferably 0.30% or less.
[0053]
Te: 0.30% or less
Te has the effect | action which improves the machinability of steel. In order to reliably obtain this effect, Te is preferably contained in a content of 0.002% or more. However, when the content exceeds 0.30%, the hot workability is lowered. Therefore, the Te content when added is preferably 0.30% or less.
[0054]
Ca: 0.010% or less
Ca has the effect | action which improves the machinability of steel. In order to reliably obtain this effect, the Ca content is preferably 0.0005% or more. However, when the content exceeds 0.010%, the hot workability is lowered. Therefore, when adding Ca, the content is preferably 0.010% or less.
[0055]
Bi: 0.30% or less
Bi has the effect | action which improves the machinability of steel. In order to reliably obtain this effect, it is preferable that Bi is contained in an amount of 0.03% or more. However, when the content exceeds 0.30%, the hot workability is lowered. Therefore, the Bi content when added is preferably 0.30% or less.
[0056]
The non-tempered steel according to the invention of (4) is Cr instead of a part of Fe of the steel of the invention of (1) described above for the purpose of increasing strength and further improving machinability. : 0.50% or less, Pb: 0.30% or less, Te: 0.30% or less, Ca: 0.010% or less, and Bi: 0.30% or less are included. Steel with chemical composition.
(B) Non-tempered steel structure
The structure of the non-heat treated steel according to the present invention needs to be a ferrite pearlite structure having a ferrite ratio of 40% or more.
[0057]
First, the ferrite / pearlite structure is used to improve both cracking and machinability. The cracking property of the structure containing martensite, bainite and austenite is low, and in addition, the machinability is inferior to that of the ferrite / pearlite structure. Here, as already described, the “ferrite / pearlite structure” refers to a mixed structure of ferrite and pearlite.
[0058]
In the ferrite-pearlite structure, by setting the ratio of ferrite strengthened by solid solution and / or precipitation to 40% or more, the durability ratio can be increased and the fatigue resistance can be enhanced.
[0059]
Therefore, in the non-heat treated steel according to the present invention, the structure is a ferrite pearlite structure having a ferrite ratio of 40% or more. The upper limit of the ferrite ratio in the ferrite / pearlite structure is about 90%.
[0060]
Here, it is known that the volume ratio of a certain phase is equal to the area ratio. Therefore, the ratio of the ferrite to the structure is, for example, a normal two-dimensional evaluation method, that is, an optical microscope or an electron microscope. What is necessary is just to determine from the ratio of the ferrite calculated | required by observation using.
(C) Ferrite hardness and the ratio of ferrite hardness to total hardness
Regarding the hardness of the non-heat treated steel according to the present invention, the hardness of the ferrite must be 250 or more in terms of Vickers hardness, and the ratio of the hardness of the ferrite to the total hardness must be 0.80 or more.
[0061]
That is, the hardness of ferrite in the ferrite-pearlite structure affects cracking properties, machinability and fatigue resistance, and it is preferable that the hardness of ferrite is Hv 250 or more. Cracking properties, machinability and fatigue resistance properties It is a condition to ensure. Further, the difference between the total hardness and the hardness of the ferrite in the ferrite-pearlite structure should be reduced, in other words, the ratio of the hardness of the ferrite to the total hardness should be increased. In particular, the above ratio should be increased to 0.80 or more. By doing so, it is possible to ensure good cracking properties, a large durability ratio (and therefore good fatigue resistance) and good machinability.
[0062]
Therefore, in the non-heat treated steel according to the present invention, the ferrite hardness in the ferrite / pearlite structure is 250 or more in terms of Vickers hardness, and the ratio of the ferrite hardness to the total hardness is 0.80 or more.
[0063]
Here, the Vickers hardness as the hardness of the ferrite means a value measured with a test force of 0.09807N, and the Vickers hardness as a total hardness means a value measured with a test force of 98.07N. Moreover, as already stated, it indicates the average value when the total hardness is measured at four points at random.
[0064]
Here, as already described, the ferrite in the present invention does not contain ferrite that forms pearlite together with cementite.
[0065]
The steel having the chemical composition described in the above item (A) is intended to stabilize the deoxidation by deoxidizing the steel with Al, and at the same time, ensure that Ti strengthens ferrite together with V. In order to prevent a decrease in yield, for example, Ti is added after sufficient deoxidation with Al, that is, the ingot is made into an ingot or steel piece after melting in the order of Al and Ti. Then, after the steel ingots and steel slabs are left, or after being subjected to hot rolling and / or forging by a usual method, for example, the heating temperature for forging is 1200 to 1350 ° C., forging The integrated body in which the connecting rod body 2 and the connecting rod cap 3 are connected by hot forging and cooling with a finishing temperature exceeding 800 ° C. to 1300 ° C. and a cooling rate at 800 to 600 ° C. after forging at 100 to 150 ° C./min. Then, after the bolt hole processing, the connecting rod body 2 and the connecting rod cap 3 are cracked at the large end portion 5. Next, the divided connecting rod body 2 and connecting rod cap 3 are assembled by being connected to the crankshaft by bolts 4.
[0066]
In addition, the temperature and cooling rate in the above-mentioned hot forging conditions are values on the surface of the steel slab or the integral molded material, and cooling after cooling the temperature range of 800 to 600 ° C. as described above is particularly limited. It is not a thing.
[0067]
Hereinafter, the present invention will be described in more detail with reference to examples.
[0068]
【Example】
Steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted using a vacuum melting furnace to form a steel ingot. In addition, about steels 1-14, after fully deoxidizing with Al, Ti was added (that is, the order of addition of Al and Ti was Al and Ti in this order), and then casted. On the other hand, steel 15 was casted immediately after Al was added at the end of the component adjustment (that is, the order of addition was Ti and Al). In Table 1, steels 1 to 7 and steels 13 to 15 are steels according to examples of the present invention within the range defined by the present invention in chemical composition, and steels 8 to 12, steel 16 and steel 17 are any of the components. It is the steel of the comparative example which remove | deviated from the range of content prescribed | regulated by invention. Of the comparative steels, steel 16 and steel 17 are steel corresponding to JIS S48C and steel corresponding to cracking connecting rod steel disclosed in Patent Document 1 and already put into practical use in Europe.
[0069]
[Table 1]

[0070]
Then, after these steels of the present invention and the steel of the comparative example were made into slabs by a normal method, the heating temperature for forging was 1250 ° C. and the forging finishing temperature was 1050 ° C. As described above, hot forging was performed on a round bar having a diameter of 20 mm, and after completion of forging, cooling was performed at a cooling rate of 800 to 600 ° C. at 110 ° C./min, and a temperature range below 600 ° C. was allowed to cool in the normal atmosphere.
[0071]
On the other hand, the steel 13 and the steel 14 were hot forged into a round bar having a diameter of 20 mm at a heating temperature for forging of 1300 ° C. and a forging finishing temperature of 1200 ° C., and the cooling rate at 800 to 600 ° C. was 110 after finishing forging. Cooling was performed at a rate of ° C./min, and the temperature range below 600 ° C. was allowed to cool in the normal atmosphere. Further, the steel 15 was hot forged into a round bar having a diameter of 20 mm at a heating temperature for forging of 1150 ° C. and a forging finishing temperature of 1000 ° C., and the cooling rate at 800 to 600 ° C. was 110 ° C./min after the forging was completed. The temperature range below 600 ° C. was set as normal air cooling.
[0072]
Of the comparative steels, steel 16 corresponding to JIS S48C was heated to 1100 ° C. on a round bar with a diameter of 20 mm obtained by heating to 1250 ° C. and hot forging by a normal method. After the oil quenching, a tempering treatment was performed by tempering at 500 ° C.
[0073]
Various test pieces were collected from the round bar having a diameter of 20 mm thus obtained, and the microstructure, Vickers hardness (hereinafter referred to as Hv hardness), tensile characteristics, fatigue resistance characteristics, impact characteristics, and machinability. investigated.
[0074]
That is, a micro test piece having a surface perpendicular to the forging axis as an observation surface was cut out from each of the above-described round bars, mirror-polished and subjected to nitral corrosion, and then observed with an optical microscope with a magnification of 400 times. Judgment was made.
[0075]
The structure observed as described above was ferrite / pearlite, and image analysis was further performed by a usual method to measure the ratio of ferrite in the ferrite / pearlite structure. In the case where the structure was ferrite pearlite, the Hv hardness (αHv) of the ferrite was measured with a test force of 0.09807N.
[0076]
Moreover, after cutting out the test piece which made a surface perpendicular | vertical to a forge axis | shaft a test surface from each round bar and carrying out mirror surface polishing, Hv hardness (THv) as a total hardness was measured with the test force of 98.07N.
[0077]
Tensile properties were determined by cutting a JIS No. 14A tensile test piece having a parallel portion diameter of 7 mm from each round bar, performing a tensile test at room temperature by a normal method, and measuring the tensile strength (TS).
[0078]
For fatigue resistance, an Ono-type rotating bending fatigue test piece having a parallel part diameter of 8 mm was cut out from each round bar, and a rotating bending fatigue test was performed at room temperature by a normal method to measure fatigue strength (σw). The durability ratio (σw / TS) was determined from this σw and the TS. In addition, when the tempered steel of JIS S48C equivalent steel 16, which is the durability ratio of test number 16 using “0.479” as the standard performance, and a durability ratio higher than this is obtained, fatigue resistance characteristics are obtained. Was judged to be good.
[0079]
For impact characteristics, a V-notch test piece having a width of 10 mm described in JIS Z 2202 (1998) was cut out from each round bar, and a Charpy impact test was performed at room temperature by an ordinary method to measure the impact value. Charpy impact value (vE) at room temperature using a V-notch specimen having a width of 10 mm. _RT ) Can be one index for evaluating the cracking property, and the smaller the value, the better the cracking property. For this reason, the impact value of test number 17 using steel 17 which is steel corresponding to cracking connecting rod steel already in practical use in Europe is “7.0 J / cm”. ² ”As the standard performance, and impact values lower than this were obtained, the impact characteristics were low, and therefore the cracking properties were judged to be good.
[0080]
The machinability is determined by cutting a plate-shaped test piece having a cross section of 10 mm × 10 mm from a round bar, drilling a through hole with a depth of 10 mm with a drill, and drilling 100 corners of the drill after drilling 100 holes. The amount of wear on the outer periphery was measured and evaluated. Note that the corner wear amount in the case of test number 17 in which a drilling test was performed using steel 17, which is a steel corresponding to cracking connecting rod steel already in practical use in Europe, was used as a standard performance, and corner wear of less than 50% thereof. In the case of quantity, it was judged that machinability was good.
[0081]
The drilling test conditions are as follows.
[0082]
Drill: SKH51 straight shank drill with a diameter of 8 mm,
Rotation speed: 754 rpm,
Feed: 0.15mm / rev,
Lubrication: Water-soluble lubricant.
[0083]
In addition, the machinability test was not performed on the round bar of steel 16 which is tempered JIS S48C equivalent steel.
[0084]
Table 2 summarizes the above test results. ΑHv and THv in Table 2 represent the hardness and total hardness of ferrite in Vickers hardness, respectively, and vE _RT Represents a Charpy impact value at room temperature using a V-notch specimen having a width of 10 mm, as already described. “◎”, “○”, “△”, and “×” in the machinability column indicate that the corner wear amount is less than 25% and less than 25% and less than 50% when the steel 17 is subjected to a piercing test. , 50-100% and exceeding 100%.
[0085]
In Test No. 9, since the ferrite area ratio was small, the hardness of the ferrite alone could not be measured with the indenter applied to the pearlite with the test force of 0.09807N.
[0086]
[Table 2]

[0087]
As is apparent from Table 2, in the case of test numbers 1 to 7 having the chemical composition, structure, hardness of ferrite and ratio of ferrite hardness to total hardness defined in the present invention, all of the target machinability Cracking properties and fatigue resistance properties are obtained. That is, the amount of corner wear of the drill is less than 50% of the amount of wear in the case of test number 17 drilled using steel 17 (marked with “マーク” or “◯”), and the machinability is good. . VE can be an index to evaluate cracking _RT Is the vE in the case of test number 17 using the same steel 17 _RT 7.0 J / cm ² Therefore, the cracking property is good. Furthermore, the fatigue resistance is higher than 0.479 which is the durability ratio in the case of test number 16 in which the steel 16 which is JIS S48C equivalent steel is tempered, and the fatigue resistance is also good.
[0088]
Among the above test numbers, it is clear that the machinability of test numbers 3 to 7 is much better.
[0089]
On the other hand, in the case of test numbers 8 to 12, since the chemical composition is at least out of the conditions defined in the present invention, the target is reached in any one or more of machinability, cracking property and fatigue resistance. Not.
[0090]
In the case of the test number 16 in which the steel 16 which is JIS S48C equivalent steel is tempered, _RT Is the test number 17 using steel 17 _RT 7.0 J / cm ² And at least inferior in cracking properties.
[0091]
Further, in the case of the test number 17 using the steel 17, which is a steel corresponding to cracking connecting rod steel that has already been put to practical use in Europe, the test number 16 obtained by tempering the steel 16 corresponding to the steel of JIS S48C. The durability ratio is lower than 0.479, which is inferior in fatigue resistance.
[0092]
On the other hand, in the case of the test number 13 and the test number 14, although the steel 13 and the steel 14 have the chemical composition defined in the present invention, the structure deviates from the conditions defined in the present invention. For this reason, in the case of test number 13, the machinability is inferior, the durability ratio is low, and the fatigue resistance is low. Moreover, in the case of the test number 14, it is inferior to all the characteristics of machinability, cracking property, and fatigue resistance.
[0093]
In the case of test number 15, although steel 15 has the chemical composition defined in the present invention, the ferrite is not sufficiently strengthened by Ti and V, and the hardness (αHv) of ferrite in Vickers hardness and the hardness of ferrite And the total hardness ratio (αHv / THv) deviate from the conditions defined in the present invention. For this reason, vE _RT Is 7.0 J / cm ² The cracking property is inferior.
[0094]
【The invention's effect】
The non-heat treated steel of the present invention is excellent in machinability, fracture splitability (cracking property) and fatigue resistance, and can be used as a material for cracking connecting rods such as automobile engines.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a view showing details of a connecting rod.
[Explanation of symbols]
1: Connecting rod,
2: Connecting rod body,
3: Connecting rod cap,
4: Bolt,
5: Large end

Claims

In mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.05 to 1.50%, Mn: 0.30 to 2.00%, P: less than 0.040%, S: 0.040 -0.130%, V: 0.10-0.50%, Ti: more than 0.10% to 0.50%, Al: 0.002-0.100% and N: 0.002-0 Ferrite and pearlite containing .020%, the balance being Fe and impurities, having a chemical composition with a Ceq value of less than 0.80 expressed by the following formula (1), and a ratio of ferrite of 40% or more A non-tempered steel having a structure, wherein the ferrite hardness is 250 or more in terms of Vickers hardness, and the ratio of the hardness to the total hardness of the ferrite is 0.80 or more.
Ceq = C + (Si / 10) + (Mn / 5) + (5Cr / 22) + 1.65V− (5S / 7) (1)
Here, the element symbol in the formula (1) represents the content in steel in mass% of the element.

In mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.05 to 1.50%, Mn: 0.30 to 2.00%, P: less than 0.040%, S: 0.040 -0.130%, V: 0.10-0.50%, Ti: more than 0.10% to 0.50%, Al: 0.002-0.100%, N: 0.002-0 .020% and Cr: 0.50% or less, with the balance being Fe and impurities, the chemical composition having a Ceq value of less than 0.80 represented by the following formula (1), and the structure being a ratio of ferrite Is a ferrite-pearlite structure having a hardness of 40% or more, a ferrite hardness of 250 or more in terms of Vickers hardness, and a ratio of the hardness of the ferrite to the total hardness of 0.80 or more. Tempered steel.
Ceq = C + (Si / 10) + (Mn / 5) + (5Cr / 22) + 1.65V− (5S / 7) (1)
Here, the element symbol in the formula (1) represents the content in steel in mass% of the element.

In mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.05 to 1.50%, Mn: 0.30 to 2.00%, P: less than 0.040%, S: 0.040 -0.130%, V: 0.10-0.50%, Ti: more than 0.10% to 0.50%, Al: 0.002-0.100% and N: 0.002-0 0.020%, Pb: 0.30% or less, Te: 0.30% or less, Ca: 0.010% or less, and Bi: 0.30% or less Is composed of Fe and impurities, and has a chemical composition with a Ceq value of less than 0.80 expressed by the following formula (1), and the structure is a ferrite / pearlite structure in which the ratio of ferrite is 40% or more. The hardness is 250 or more in terms of Vickers hardness and the ratio of ferrite hardness to total hardness is 0.80 or more. Microalloyed steels, characterized in that it.
Ceq = C + (Si / 10) + (Mn / 5) + (5Cr / 22) + 1.65V− (5S / 7) (1)
Here, the element symbol in the formula (1) represents the content in steel in mass% of the element.

In mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.05 to 1.50%, Mn: 0.30 to 2.00%, P: less than 0.040%, S: 0.040 -0.130%, V: 0.10-0.50%, Ti: more than 0.10% to 0.50%, Al: 0.002-0.100%, N: 0.002-0 0.020% and Cr: 50% or less, Pb: 0.30% or less, Te: 0.30% or less, Ca: 0.010% or less, and Bi: 0.30% or less Ferrite / pearlite structure containing the above, with the balance being Fe and impurities, having a chemical composition with a Ceq value of less than 0.80 expressed by the following formula (1), and having a ferrite ratio of 40% or more Furthermore, the hardness of the ferrite is 250 or more in terms of Vickers hardness, and the hardness and the total hardness of the ferrite Microalloyed steel ratio is equal to or is less than 0.80.
Ceq = C + (Si / 10) + (Mn / 5) + (5Cr / 22) + 1.65V− (5S / 7) (1)
Here, the element symbol in the formula (1) represents the content in steel in mass% of the element.