JP4314851B2

JP4314851B2 - High strength non-tempered steel suitable for fracture separation

Info

Publication number: JP4314851B2
Application number: JP2003071093A
Authority: JP
Inventors: 進一郎加藤
Original assignee: Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2003-03-14
Filing date: 2003-03-14
Publication date: 2009-08-19
Anticipated expiration: 2023-03-14
Also published as: JP2004277817A

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は鍛造後に２個以上に破断分離されるコネクティングロッド等の素材として好適な高強度非調質鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】
例えば図３に示す内燃往復エンジンのコネクティングロッド（以下コンロッド）２００は、従来、図３に示しているようにその全体を鍛造で一体に成形加工し、そして仕上げの機械加工を施した後に分離部Ｐで機械加工により切断分離し、これにより小端部２０２とロッド部（Ｉセクション部）２０４と大端部２０６の半体２０６Ａとを一体に有する本体側の第１部品と、大端部２０６の半体２０６Ｂからなる第２部品とに分離し、製造していた。
【０００３】
しかしながらこの製造方法の場合、切断部分に切代として余分な材料を要するとともに、切断後に分離面を切削加工または研磨加工等によって仕上げる必要があり、多大な時間の浪費と価格の上昇をもたらしていた。
更に接合面の平面度や強度を確保するために、ある程度の表面積が必要となり、重量が増える問題があった。
更にこのような方法ではいくらクランクシャフト組付前に精度良く加工を施したとしても、加工後に分解してクランクシャフトに組付けるときに接合面で横滑りが生じ、組付精度即ち真円度が悪化する問題があった。
【０００４】
このためノックピンを入れたり案内パイプを使用したりして横滑りを防止しているが、それでも十分な組付精度ないし組付状態での形状精度を確保できているわけではない。
またノックピンや案内パイプを設けることは価格の上昇をもたらすので好ましい方法とは言えない。
【０００５】
そこで欧州ではノックピン等の廃止を目的とし、コンロッドを最終形状に一体に鍛造加工した後、破断分離によって上記の第１部品と第２部品とに分割する手法が用いられている。
このようにして得られたコンロッドの分割面即ち組付接合面は、機械加工面とは異なってランダムな凹凸を有する破断面であるので接合面での横滑りが生じず、従って精度良くこれを組付けることができる。
【０００６】
現在欧州ではこのような破断分離加工によってコンロッドを製造するための材料としてXC70（フランス基準）型の鋼が用いられている。この鋼は米国特許5,135,587号等に紹介されており、ほぼ100％パーライト単一組織の鋼であって、重量％で0.6〜0.75％のCと0.2〜0.5％のMn、0.04〜0.12％のＳ（Ｍn/Ｓ＞３）とを含み、残部は鉄と不可避不純物であり、不純物の含有率は1.2％を超えない化学組成のものである。
しかしながらこの鋼種は、専ら破断分離のし易さを主眼として開発された鋼種であり、従って上記のような破断分離加工には適しているものの、コンロッドとして必要な疲労強度や耐力が低く、更に被削性も悪いといった問題があり、自動車用部品としては適していない。
このため疲労強度，耐力に優れ、また被削性も良好で破断分離に適した鋼種の開発が求められている。
【０００７】
これまでも破断分離が可能な非調質鋼は開発されており、例えば下記特許文献１には、高強度で破断分離が可能なコンロッド用非調質鋼が提案されている。
しかしながらこれらの求めるところは、機械加工で付与した切欠きを起点に破断分離してフラットな破面を得ることであり、破断面が適度な凹凸を有していないために、エンジンへの組付時やエンジン回転中に接合面での横滑りが生じ、真円度が劣化する恐れがある問題がある。
【０００８】
以上コンロッドを例として説明したが、かかるコンロッドのように鍛造後に２個以上の個別部品に分離してクランクシャフトに連接する部品或いは鍛造後に破断分離して製造されるその他の部品においても事情はほぼ同様である。
【０００９】
【特許文献１】
特開平７−３３８６５０号公報
【００１０】
【課題を解決するための手段】
本発明の破断分離に適した高強度非調質鋼はこのような課題を解決するために案出されたものである。
而して請求項１のものは、質量％で、C ：0.2〜0.6％，Si：0.1〜2％，Mn：0.1〜1.5％，S ：0.03〜0.2％，P ：0.02〜0.15％，Cu：0.03〜1％，Ni：0.03〜1％，Cr：0.05〜1％，V ：0.02〜0.4％，Ti：0.01〜0.8％，s-Al：0.005〜0.045％，N ：0.008〜0.035％，残部不可避的不純物及びFeから成り、鋼中のTiN介在物のうち、最大直径が５μｍ以上のTiN介在物が数密度で５個/mm ² 以上で、破断分離後の破面の表面粗さＲａが１０μｍ以上である、熱間鍛造後において破断により２個以上に分離される鍛造部品用のフェライトパーライト組織を有することを特徴とする。
【００１１】
請求項２のものは、請求項１において、パーライト面積率が２０％以上であることを特徴とする。
【００１２】
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、以下の式(１)及び式(２)を満たすことを特徴とする。
式(１)：0.65≦C-0.125Ti+0.428N+0.07Si+0.16Mn-0.27S+0.61P+0.19Cu+0.17Ni+0.2Cr+V≦0.96
式(２)：134C-3.6Si+24Mn+22Cu+32Ni+30Cr-12Ti+41N≧31
（但し式（１），式（２）中の各元素記号は各元素の質量％を表す）
【００１３】
請求項４のものは、請求項１〜３の何れかにおいて、下記Ａ群の成分の何れか１種若しくは２種以上及び／又は下記Ｂ群の成分の何れか１種若しくは２種以上を質量％で下記量で更に含有することを特徴とする。
Ａ群 Pb：≦0.3％，Te：≦0.3％，Ca：≦0.01％，Bi：≦0.3％
Ｂ群 Nb：≦0.2％，Zr：≦0.5％，B ：≦0.01％
【００１４】
請求項５のものは、請求項１〜４の何れかにおいて、前記鍛造部品が内燃エンジン用のコネクティングロッドであることを特徴とする。
【００１５】
【作用】
以上の本発明は、非調質鋼にTi，N，Sを所定量含有させることで鋼中に主としてTiN介在物を析出させ、かかるTiN介在物を所定の存在確率で存在させて、破断分離の際の亀裂の進行方向をTiN介在物で変化させることにより破面に凹凸を付与するものである。
また添加したTiはC及びSと結合してチタン炭硫化物を生成し、その生成によってドリル加工時の被削性を高めることができる。
【００１６】
かかる本発明によれば、高強度で被削性も良く、また破断分離性能にも優れていて、なお且つ破面に良好な凹凸を形成することのできる高強度非調質鋼を提供することができる。
【００１７】
TiN介在物による効果、即ち亀裂の進行方向を変化させる効果はTiN介在物が大きく且つ密度が高いほど大となる。
この意味において、本発明ではTiN介在物のうち、最大直径が５μｍ以上のTiN介在物を数密度で５個/mm²以上としておくことが必要である。
また本発明の非調質鋼は、熱間鍛造後において鍛造品を破断分離したとき、破面の表面粗さＲａが１０μｍ以上となるようにしておく。
このように破面の表面粗さＲａを１０μｍ以上となしておくことで、再組付けの際の組付精度を高めることができるとともに再組付けをしたとき若しくはその後の横滑りを良好に防止することができる。
【００１８】
更に本発明においては、請求項２に従いパーライト面積率を２０％以上としておくことが望ましい。
破断分離の際の亀裂の進行方向は、亀裂がパーライトブロックに当ることによっても変化する。
而してパーライトブロックが一定以上の確率で存在していることによって、亀裂の進行方向を変化させる作用も大となり、この意味においてパーライト面積率は２０％以上としておくことが望ましい。
【００１９】
本発明では、請求項３に従って式（１），式（２）を満たすように各成分を調整しておくことが望ましい。
ここで式（１）は硬さを規定する式であり、また式（２）はパーライト面積率を規定する式である。
【００２０】
本発明では、更に請求項４に規定する各成分を選択的元素として添加することができる。
【００２１】
また本発明は特に内燃エンジン用のコネクティングロッドに適用して効果的なものである（請求項５）。
【００２２】
次に本発明における各化学成分等の限定理由を以下に詳述する。
C：0.2〜0.6％
Cは強度を確保するために必要な元素であるとともに、適度な凹凸を有する破面を得るために必要な元素である。
本発明鋼のようなフェライト・パーライト組織の場合、脆性的な破壊を生じる場合の破面はフェライト・パーライト組織境界のみならず、パーライトブロックの境界で亀裂進展方向が変化する。
よって適度なパーライト量、即ちパーライトブロックサイズを有することは、亀裂を直線的に進行させず、ある程度のばらつきで亀裂進行させることができるために必要で、これにより適度な凹凸を有する破面を得ることができる。
周知の通りパーライト量はC含有量の影響を大きく受けるため、適度な破面の凹凸を得るためにも0.2％以上のC含有が必要である。
しかし過剰に添加すると硬さが高くなり被削性が低下するので、0.6％以下とする必要がある。
【００２３】
Si：0.1〜２％
Siは鋼溶製時において脱酸作用および脱硫作用を有しているとともに、フェライト中に固溶し、破断分離時の塑性変形の主な原因である軟質相のフェライトの強度を向上させることによる脆性破面率を高め、破断面の密着性を向上させる。
このような効果を得るためには0.1％以上含有させることが必要である。
しかし多量の含有は硬さを高くし過ぎて被削性を低下させるので2％以下とする。
【００２４】
Mn：0.1〜1.5％，Cr：0.05〜１％
Mn，Crは部品の強度を確保するのに有効な元素であるとともにパーライト量を増加させるため、破断分離時の適度な破面の凹凸を確保するためには必須な元素である。
このような効果を得るためにはMn：0.1％以上，Cr：0.05％以上含有させることが必要である。
しかしながら多量に添加するとパーライトラメラ間隔を小さくして延性向上，破断分離性の悪化を招くとともに鍛造後にベイナイトを発生させ、硬さを著しく増加させて被削性を低下させてしまうため、それぞれの上限をMn：1.5％，Cr：１％とする。
【００２５】
P：0.02〜0.15％
Pは通常粒界への偏析により靭性を低下させる元素として低く抑えるのが一般的であるが、破断分離を行う本発明においては脆性破面率を高め、破断面の密着性を向上させる元素として非常に有効に作用するため、積極的な添加を行う。
しかし多量に添加してもその効果が飽和する上、熱間加工性を阻害してしまうため0.02〜0.15％とした。
【００２６】
S：0.03〜0.2％
一般にSはMnと硫化物を生成し、被削性を改善するために添加される。
またSは、添加された全量又はその一部がCとともにTiと結合してTiの炭硫化物系介在物を形成し、ドリル被削性を向上させる効果がある。
更に適度なSの添加はPと同様粒界脆化を起こし、脆性破面率を高め、破断面の密着性を向上させる上で有用である。
しかし必要以上に添加しても熱間加工性を劣化させるため、上限を0.2％とする。
【００２７】
Cu，Ni：0.03〜１％
Cu，Niは不可避的に鋼に含まれて来る元素であり、0.03％以下にすることは多大な努力を必要とし経済的に不利である。
一方Mn，Crと同様に強度を高めるためには有効な元素であるが多量の添加も同様に経済的に不利となるのみならずベイナイトの発生を招き、被削性を大幅に低下させるためその上限を１％以下にする。
【００２８】
V：0.02〜0.4％
VはCやNと化合して微細な炭窒化物を形成し、鍛造後の強度を高くするので、そのために含有させる元素である。その効果を得るためには0.02％以上含有させる。
但し多くなると効果が飽和し、更に硬さ増加により被削性を低下させるので上限を0.4％とする。
【００２９】
Ti：0.01〜0.8％
TiはVと同様、炭素や窒素と微細な炭（窒）化物を生成し、鍛造後の強度を高める元素である。
またTiは添加された全量又はその一部がC，Sと結合してTiの炭硫化物系介在物を形成することにより、ドリル被削性を向上させる効果がある。
更にTiは適度な破面を得るために有効なTiNの生成に必要な元素である。適度なTiNの晶出は、亀裂の発生及び亀裂進展方向の変化のために重要な働きをなす。
その効果を得るためためには0.01％以上の含有が必要である。
一方0.8％を超えて含有させてもその効果が飽和し、経済的に不利であるのみならず過度の添加は熱間加工性を阻害するため上限を0.8％とする。
【００３０】
sol-Al：0.005〜0.045％
酸溶解性Alは鋼中のNと窒化物を形成し、微細に分散して熱間鍛造時の結晶粒成長を抑制する。
この効果を確実にするためには0.005％以上の存在が必要である。
一方多量に存在しても効果が飽和するのみでなく、結晶粒微細化により材料の延性が向上し、破断分離後の破面の密着性低下につながるため0.045％以下にする必要がある。
【００３１】
N：0.008〜0.035％
Nは適度な破面の凹凸を形成するために必要なTiN介在物の形成のために必須な元素である。
また適度な大きさ且つ適度な量で晶出したTiN介在物は適度な凹凸を有する破面の確保には非常に有効となる。
このような効果を得るためにはNは0.008％以上の添加が必要である。
しかし過度に添加するとTiN介在物の過度の晶出の原因となり、而して過度のTiN介在物はドリル被削性低下の原因となるため上限を0.035％とする。
また微細析出したTi炭(窒)化物はフェライト強化によりマトリックスの強度を増し、鍛造後の強度を高める効果も有するため、この意味でも適量のN添加が必要である。
【００３２】
本発明鋼には、上記成分に加え、被削性向上のためにPb，Te，Ca，Biのうちから選ばれる１種又は２種以上を含んでいても良い。
更にはこれに加えてNb，Zr，Bの１種又は２種以上を含んでいても良い。
これらの合金元素の効果と含有量を限定する理由について説明する。
【００３３】
Pb：0.3％以下，Te：0.3％以下，Ca：0.01％以下，Bi：0.3％以下
Pb，Te，Ca，Biは何れも被削性を向上させるのに有効な元素であるので、鍛造品において被削性が更に良好であることが要求される場合には必要に応じてこれらのうちから選ばれる１種又は２種以上を適量添加する。
しかしながら添加量が多過ぎると強度や熱間加工性を低下させるので、添加するとしてもPbは0.3％以下、Teは0.3％以下、Caは0.01％以下、Biは0.3％以下とする。
【００３４】
Nb：0.2％以下，Zr：0.5％以下，B：0.01％以下
Nb，Zrは高温における結晶粒の過度の粗大化を防ぐのに有効な元素であるが、過剰に添加すると粗大な炭窒化物が凝固時晶出し、部品強度を著しく低下してしまうため、添加するとしてもNbは0.2％以下、Zrは0.5％以下とする。
Bは焼入性を向上させ強度を高めるのに有効な元素であるが、過剰に添加すると熱間加工性の悪化を招くため0.01％以下とする。
【００３５】
鋼中TiN介在物の最大直径が５μm以上且つその量が数密度で5個/mm²以上
本発明鋼は適度な量のTiを添加するため、Ti炭（窒）化物が微細析出する。
微細析出したTi炭（窒）化物はフェライト強化によりマトリックスの強度を増すため鍛造後の強度を高めるには有効であるが、破断分離時の亀裂進展は直線的となり、破面は凹凸の少ない、フラットな脆性破面となる原因となる。
しかし適度な大きさで晶出したTiN介在物は破断分離時の亀裂進行方向を変える効果を有する。
よってある程度の大きさを有し且つ適度な量で晶出したTiN介在物の存在は、適度な凹凸を有する破面の確保には非常に有効となる。
またTiN晶出介在物は弾性率が低く且つマトリックスとの密着性が良いため亀裂を効果的に進展させる効果もあり、脆性破面率を高め、破断面の密着性を向上させる効果も有する。
このような効果を得るためにはTiN介在物の大きさは最大直径で５μm以上且つその量が数密度で5個/mm²以上である必要がある。
また上記を得るためにはTi及びNが質量％で0.01％以上，0.008％以上であることが必要で、製造時の鋼塊の凝固速度は５℃/min以上であることが望ましい。
【００３６】
式（１）：0.65≦C-0.125Ti+0.428N+0.07Si+0.16Mn-0.27S+0.61P+0.19Cu+0.17Ni+0.2Cr+V≦0.96
上式はコンロッド等として適切な強度を得るために必要な炭素当量（Ceq）を規定している。
一般に自動車エンジンに用いられるコンロッドの硬さは20〜35HRCであり、20HRC以下では十分な強度が得られないとともに破断分離時の変形が大きく、破断分離工程を適用できない。
一方35HRC以上では被削性が低下するためコンロッドの加工に多大なコストを要する。
このため20〜35HRCに硬さを調整するのが望ましい。
このような硬さを得るために炭素当量（Ceq）を0.65〜0.96とする。
【００３７】
式（２）：134C-3.6Si+24Mn+22Cu+32Ni+30Cr-12Ti+41Ｎ≧31
前述のように、本発明鋼のようなフェライト・パーライト組織の場合、脆性的な破壊を生じる際の破面はフェライト・パーライト組織境界のみならず、パーライトブロックの境界で亀裂進行方向が変化する。
よって適度なパーライト量、即ちパーライトブロックサイズを有することは、亀裂の直線的な進行ではなく、ある程度の亀裂進行方向の変化による破面の適度な凹凸のため望ましい。
そのためにはパーライト面積率を２０％以上にすることが望ましい。
このパーライト面積率はCだけではなくSi，Mn，Cu，Ni，Cr含有量の影響を受けて変化する。そこでパーライト面積率を２０％以上にするため、式（２）を満足させることが望ましい。
【００３８】
破断分離後の表面粗さRaが１０μｍ以上
破断分離後の表面粗さが小さいと、コンロッド等組付時の横ずれの原因となり、製造工程内での能率低下及び精度低下の原因となる。
このため高能率で精度良く組付けを行うためには、破断分離によって得られる表面粗さRaが10μｍ以上であることが望ましい。
この表面粗さは、適度なパーライト面積率を有し且つ適度な大きさ且つ適度な量のTiN介在物の晶出により達成することができる。
【００３９】
【実施例】
次に本発明の実施例を以下に詳述する。
表１及び表２に示す化学組成の本発明鋼及び比較鋼を溶製した後造塊し、熱間鍛造を行って５０mm角の鍛造素材とし、これを1200℃で６０分加熱保持した後、６５×６５×２０mmの板に熱間鍛造を行い、適当な間隔をおいて床に放置し室温まで放冷した。
この板材より、図１に示しているようなコンロッドの大端部を模擬した試験片１０を切出し、試験に供した。
図１において１２は試験片１０の中央穴であり、１４はボルトを挿入して破断分離後の一対の分離体を締結するためのボルト締結孔である。
【００４０】
また一部の供試材についてドリル加工能率を測定し、被削性の評価を行った。
硬さは各鍛造品の中心部の硬さをロックウェル硬度計で測定した。
またパーライト面積率は100倍で撮影した光学顕微鏡組織写真を用い画像解析装置で求めた。
【００４１】
更に鋼中TiN介在物は、熱間鍛造材より試料を鍛造方向と平行に切り出し、鏡面研磨を行った後、倍率400倍で光学顕微鏡観察を６０視野観察し、他の介在物と区分しながらその個数を測定した後、その個数を測定面積で除した値を数密度（個／mm²）と定義し調査を行った。
また介在物最大直径も同様に倍率400倍の光学顕微鏡観察を６０視野実施し調査した。
【００４２】
破断分離特性は、大端部を模した試験片１０に機械加工で深さ0.5mm，先端Ｒ0.1mmの形状の切欠１６を施した後、室温で破断分離を行い、その時の真円度変化で評価した。
ここで真円度変化は靭性を表す指標としての意味を有している。即ち靭性が低く脆い材料は破断分離がし易く、且つ破断分離後において変形の程度も小さくなって真円度変化は小さくなる。
一方で靭性の高い材料は破断分離の際の破面の凹凸が靭性の低い材料に比べて大きくなる一方で、破断分離の際に割れ難いためにその際の変形の程度が大きくなって、真円度変化が大きくなる。
そこでここでは破断分離特性を調べるため、真円度変化を調査してその評価を行った。
【００４３】
また破断後の破面２２（図２（Ｂ）参照）を接触式粗さ計で測定し、Ｒａを求めて破面の凹凸度合いを定量化した。
ここで破断分離は、図２（Ａ）に示しているように試験片１０の中央穴１２に２分割の割型１８を挿入し、その割型１８の間にクサビ２０を挿入して、これを油圧プレスで押し込むことにより実施した。
【００４４】
更に鍛造材より引張試験片を切り出し、コンロッドの座屈強度の評価に用いられる0.2％耐力の測定を行った。
更に工具寿命は、以下の表５に示す条件によるドリル試験を行って測定した。
これらの結果を、発明鋼No.１を100とした場合の相対的な値でドリル加工能率として表３及び表４に示している。
また比較のために、従来鋼として欧州で破断分離工程が適用されるコンロッド用非調質鋼XC70の試験結果も併せて示した。
【００４５】
尚本発明例及び比較例の各鋼には、表１及び表２に示す成分の他に、鋼に通常含まれるMo：≦0.05％，O：≦0.005％の不純物が含まれている。
また今回の試験では発明鋼，比較鋼とも、その鋼塊の凝固速度は５℃/min以上であった。
【００４６】
【表１】

【００４７】
【表２】

【００４８】
【表３】

【００４９】
【表４】

【００５０】
【表５】

【００５１】
これらの表の結果に見られるように、本発明の条件を満たす成分のNo.１〜15では何れも高い強度を有しており、しかも破断分離後の真円度変化が小さいにも拘らず破面の凹凸が大きく、優れた破断分離特性を有している。
尚各実施例ではフェライトブロックのサイズが何れも１５μｍ以上であった。
【００５２】
これに対して比較例のものは以下のような問題点を有している。
先ず比較例Ａは、C含有量が本発明の下限値である0.2％よりも低い0.11％であり、このため硬さが低く強度低下，破断後の真円度変化の増大に繋がっている。
またパーライト面積率が小さいため、破断粗さも小さく最組付性が悪いものとなっている。
【００５３】
比較例Ｂは、逆にCの含有量が本発明の上限値である0.6％よりも高い0.65％であり、このため硬さが硬く被削性の点で問題がある。
【００５４】
比較例Ｃは、Siの含有量が本発明の上限値である２％よりも多い2.80％であり、このため硬さが硬く被削性が悪化している。
【００５５】
比較例Ｄは、Sの含有量が本発明の下限値である0.03％よりも低い0.005％であり、そのため被削性が悪化している。また真円度変化もやや大きい。
【００５６】
比較例Ｅは、Sの含有量が高く、熱間鍛造時に割れが発生している。
【００５７】
次に比較例Ｆは、Mn含有量が本発明の下限値である0.1％よりも低い0.03％であり強度不足となっている。
【００５８】
比較例Ｇは、逆にMn含有量が本発明の上限値である1.5％よりも多い1.73％であり、そのため鍛造後にベイナイトが発生し、硬さが非常に高く、被削性が悪くなっている。
【００５９】
比較例Ｈは、P含有量が低いため、破断分離後の真円度変化が大きくなっている。
【００６０】
比較例Ｉは、P含有量が0.19％となっており、本発明の上限値の0.15％よりも高過ぎるため鍛造時に割れが発生している。
【００６１】
比較例Ｊは、Cr含有量が1.52％と本発明の上限値である１％よりも高過ぎるため、鍛造後にベイナイトが発生し、硬さが非常に高くなり被削性が悪い。
【００６２】
比較例Ｋは、V含有量が0.01％で本発明の下限値である0.02％よりも低いため、硬さが低く強度不足である。また真円度変化の値も悪い。
【００６３】
比較例Ｌは、V含有量が0.44％と本発明の上限値である0.4％よりも高過ぎるため、硬さが高く被削性が悪くなっている。
【００６４】
比較例Ｍは、Tiが無添加であるため、同一硬さの実施例と比べ強度が低下しているとともに、TiN生成量が実質的に無いため破断分離後の粗さが小さくなっている。また被削性も悪化している。
【００６５】
比較例Ｎは、Ti含有量が0.852％と本発明の上限値である0.8％よりも高過ぎるため、熱間鍛造時に割れが発生している。
【００６６】
比較例Ｏは、Al含有量が0.003％と本発明の下限値である0.005％よりも少なく、脱酸が不十分で鋳造欠陥が発生した。
【００６７】
比較例Ｐは、N含有量が0.006％と本発明の下限値である0.008％よりも少ないため、破断分離後の適度な破面粗さに必要な数密度及び大きさのTiNが形成されず再組付性が悪い。
【００６８】
比較例Ｑは、逆にN含有量が0.036％と本発明の上限値である0.035％よりも高いため鋳造欠陥が発生している。
【００６９】
比較例Ｒは、快削元素を過剰に添加しているため熱間鍛造時割れが発生している。
【００７０】
比較例Ｓは、快削元素を過剰に添加しているため熱間鍛造時割れが発生している。
【００７１】
比較例Ｔは、Cuが1.12％と本発明の上限値である１％よりも高過ぎ、熱間鍛造後空冷ままでもベイナイトが発生し、硬さが著しく高く被削性も悪化している。
【００７２】
比較例Ｕは、Niが1.23％と本発明の上限値の１％よりも高過ぎるため、熱間鍛造後空冷ままでもベイナイトが発生し、硬さが著しく高く被削性も悪化している。
【００７３】
以上のように本実施例のものは、相反する特性であるところの真円度変化と表面粗さの両特性が共に良好となっている。また併せて優れたドリル加工性を備えている。
更に従来材（XC70）との比較からも明らかなように、かかるXC70に対し高い強度を保持している。
【００７４】
以上本発明の実施例を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【００７５】
【発明の効果】
以上の本発明によれば、高強度でしかも破断分離特性が良好であり、破断分離の際の歪みないし変形が小さくしかも破面に良好な凹凸を付与し得て、再組付時の組付精度が高く保持でき、更にその後における横ずれも良好に防止することのできる破断分離用の高強度非調質鋼を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例において作成した試験片の形状を示す図である。
【図２】（Ａ）図１の試験片の破断分離方法の説明図である。
（Ｂ）上記試験片の破断状態及び再組付状態を示す図である。
【図３】従来のコンロッドの一例を示す図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
This invention relates to the suitable high strength non-heat treated steel as a material for such connecting rod is fractured separated into two or more after forging.
[0002]
[Prior art and problems to be solved by the invention]
For example, a connecting rod (hereinafter referred to as a connecting rod) 200 of an internal combustion reciprocating engine shown in FIG. 3 has been conventionally formed integrally by forging as shown in FIG. P is cut and separated by machining, so that the first part on the main body side integrally including the small end portion 202, the rod portion (I section portion) 204, and the half body 206A of the large end portion 206, and the large end portion 206 It was separated into the second part made of the half body 206B.
[0003]
However, in the case of this manufacturing method, an extra material is required as a cutting allowance for the cut portion, and it is necessary to finish the separation surface by cutting or polishing after cutting, resulting in a great waste of time and an increase in price. .
Furthermore, in order to ensure the flatness and strength of the joint surface, a certain amount of surface area is required, which increases the weight.
Furthermore, in such a method, no matter how much the machining is performed before assembling the crankshaft, skidding occurs on the joint surface when disassembling after assembling and assembling to the crankshaft, and the assembling accuracy, that is, the roundness deteriorates. There was a problem to do.
[0004]
For this reason, a side pin is prevented by inserting a knock pin or using a guide pipe. However, sufficient assembling accuracy or shape accuracy in an assembled state is not ensured.
In addition, providing a knock pin or a guide pipe is not a preferable method because it increases the price.
[0005]
Therefore, in Europe, for the purpose of eliminating knock pins and the like, a method is used in which the connecting rod is integrally forged into a final shape and then divided into the first part and the second part by breakage separation.
Unlike the machined surface, the split surface of the connecting rod obtained in this way, that is, the assembled joint surface, is a fractured surface having random irregularities, so no side slip occurs on the joint surface. Can be attached.
[0006]
In Europe, steel of the XC70 (French standard) type is currently used as a material for manufacturing connecting rods by such fracture separation processing. This steel is introduced in US Pat. No. 5,135,587, etc., and is almost 100% pearlite single structure steel, 0.6 to 0.75% C by weight, 0.2 to 0.5% Mn, 0.04 to 0.12% S. (Mn / S> 3), the balance being iron and unavoidable impurities, and the content of impurities not exceeding 1.2%.
However, this steel type was developed mainly for ease of fracture separation, and is therefore suitable for the fracture separation process as described above. There is a problem that the machinability is bad, and it is not suitable as an automotive part.
For this reason, there is a need for the development of a steel grade that is excellent in fatigue strength and proof stress, has good machinability, and is suitable for fracture separation.
[0007]
Non-tempered steel that can be separated by fracture has been developed so far. For example, Patent Document 1 listed below proposes a non-tempered steel for connecting rods that can be fractured and separated at high strength.
However, these demands are to obtain a flat fracture surface by breaking and separating from the notch provided by machining, and since the fracture surface does not have moderate irregularities, it is attached to the engine. There is a problem that the skid at the joint surface may occur at times or during engine rotation, and the roundness may deteriorate.
[0008]
Although the connecting rod has been described as an example, the situation is almost the same in the case of such a connecting rod that is separated into two or more individual parts after forging and connected to the crankshaft or other parts that are manufactured by breaking and separating after forging. It is the same.
[0009]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Laid-Open No. 7-338650
[Means for Solving the Problems]
The high-strength non-tempered steel suitable for fracture separation according to the present invention has been devised to solve such problems.
Thus , the content of claim 1 is by mass , C: 0.2-0.6%, Si: 0.1-2%, Mn: 0.1-1.5%, S: 0.03-0.2%, P: 0.02-0.15%, Cu : 0.03-1%, Ni: 0.03-1%, Cr: 0.05-1%, V: 0.02-0.4%, Ti: 0.01-0.8%, s-Al: 0.005-0.045%, N: 0.008-0.035%, Of the TiN inclusions in the steel consisting of the balance inevitable impurities and Fe , the TiN inclusions with a maximum diameter of 5 μm or more have a number density of 5 pieces / mm ² or more, and the surface roughness Ra of the fracture surface after fracture separation Is a ferrite pearlite structure for forged parts that is separated into two or more by fracture after hot forging .
[0011]
According to a second aspect of the present invention, in the first aspect , the pearlite area ratio is 20% or more.
[0012]
Those of claim 3, in any one of claims 1, and satisfies the following formula (1) and (2).
Formula (1): 0.65 ≦ C-0.125Ti + 0.428N + 0.07Si + 0.16Mn-0.27S + 0.61P + 0.19Cu + 0.17Ni + 0.2Cr + V ≦ 0.96
Formula (2): 134C-3.6Si + 24Mn + 22Cu + 32Ni + 30Cr-12Ti + 41N ≧ 31
(However, each element symbol in Formula (1) and Formula (2) represents mass% of each element)
[0013]
In a fourth aspect of the present invention, in any one of the first to third aspects, any one or more of the following group A components and / or any one or two or more of the following group B components in mass: It is further contained in the following amount in % .
Group A Pb: ≤0.3%, Te: ≤0.3%, Ca: ≤0.01%, Bi: ≤0.3%
Group B Nb: ≤0.2%, Zr: ≤0.5%, B: ≤0.01 %
[0014]
According to a fifth aspect of the present invention, in any one of the first to fourth aspects , the forged part is a connecting rod for an internal combustion engine.
[0015]
[Action]
In the present invention described above, non-tempered steel contains Ti, N, and S in a predetermined amount so that TiN inclusions are mainly precipitated in the steel, and such TiN inclusions are present at a predetermined existence probability, so that fracture separation occurs. By changing the progress direction of cracks at the time of TiN inclusions, irregularities are imparted to the fracture surface.
The added Ti combines with C and S to produce titanium carbon sulfide, which can enhance the machinability during drilling.
[0016]
According to the present invention, it is possible to provide a high-strength non-heat treated steel that has high strength, good machinability, is excellent in fracture separation performance, and can form good irregularities on the fracture surface. Can do.
[0017]
The effect of TiN inclusions, that is, the effect of changing the direction of crack propagation increases as the TiN inclusions are larger and the density is higher.
In this sense, in the present invention, among the TiN inclusions, it is necessary to keep the number of TiN inclusions having a maximum diameter of 5 μm or more at a number density of 5 / mm ² or more.
The non-heat treated steel of the present invention is such that when the forged product is broken and separated after hot forging, the surface roughness Ra of the fracture surface is 10 μm or more.
In this way, by setting the surface roughness Ra of the fracture surface to 10 μm or more, it is possible to improve the assembling accuracy at the time of reassembling and to prevent side slip after reassembling or afterwards. be able to.
[0018]
Furthermore, in the present invention, it is desirable to set the pearlite area ratio to 20% or more according to claim 2 .
The direction of crack propagation during fracture separation also changes when the crack hits the pearlite block.
Thus, the presence of a pearlite block with a certain probability increases the action of changing the direction of crack propagation. In this sense, the pearlite area ratio is preferably 20% or more.
[0019]
In the present invention, it is desirable to adjust each component so as to satisfy the expressions (1) and (2) according to the third aspect .
Here, the expression (1) is an expression that defines the hardness, and the expression (2) is an expression that defines the pearlite area ratio.
[0020]
In the present invention, each component defined in claim 4 can be added as a selective element .
[0021]
The present invention is effective in particular applied to a connecting rod for an internal combustion engine (claim 5).
[0022]
Next, the reasons for limiting each chemical component and the like in the present invention will be described in detail below.
C: 0.2-0.6%
C is an element necessary for ensuring strength and an element necessary for obtaining a fracture surface having moderate irregularities.
In the case of a ferrite-pearlite structure such as the steel of the present invention, the crack propagation direction changes not only at the ferrite-pearlite structure boundary but also at the boundary of the pearlite block when brittle fracture occurs.
Therefore, having an appropriate amount of pearlite, that is, having a pearlite block size, is necessary in order not to cause the crack to progress linearly but to allow the crack to progress with a certain degree of variation, thereby obtaining a fracture surface with appropriate irregularities. be able to.
As is well known, since the amount of pearlite is greatly affected by the C content, it is necessary to contain 0.2% or more of C in order to obtain moderate fracture surface irregularities.
However, if added excessively, the hardness increases and the machinability decreases, so it is necessary to make it 0.6% or less.
[0023]
Si: 0.1-2%
Si has deoxidation and desulfurization when steel is melted, and is dissolved in ferrite to improve the strength of soft phase ferrite, which is the main cause of plastic deformation during fracture separation. Increase the brittle fracture surface rate and improve the adhesion of the fracture surface.
In order to acquire such an effect, it is necessary to make it contain 0.1% or more.
However, if a large amount is contained, the hardness becomes too high and the machinability is lowered.
[0024]
Mn: 0.1-1.5%, Cr: 0.05-1%
Mn and Cr are effective elements for ensuring the strength of the parts and increase the amount of pearlite. Therefore, Mn and Cr are indispensable elements for ensuring appropriate irregularities on the fracture surface during fracture separation.
In order to obtain such an effect, it is necessary to contain Mn: 0.1% or more and Cr: 0.05% or more.
However, if added in a large amount, the pearlite lamella spacing is reduced, resulting in improved ductility and deterioration in fracture separability, as well as generating bainite after forging, significantly increasing hardness and reducing machinability. Is Mn: 1.5% and Cr: 1%.
[0025]
P: 0.02 to 0.15%
P is generally kept low as an element that lowers toughness due to segregation at grain boundaries, but in the present invention where fracture separation is performed, it is an element that increases the brittle fracture surface ratio and improves the adhesion of the fracture surface. Since it works very effectively, it is actively added.
However, even if added in a large amount, the effect is saturated and hot workability is hindered, so 0.02 to 0.15%.
[0026]
S: 0.03-0.2%
In general, S is added to improve the machinability by forming Mn and sulfide.
Further, the total amount of S or a part of S is combined with Ti together with C to form Ti carbosulfide inclusions, and has an effect of improving drill machinability.
Further, moderate addition of S is useful for causing grain boundary embrittlement as in the case of P, increasing the brittle fracture surface ratio, and improving the adhesion of the fracture surface.
However, even if it is added more than necessary, the hot workability deteriorates, so the upper limit is made 0.2%.
[0027]
Cu, Ni: 0.03-1%
Cu and Ni are elements inevitably contained in steel, and making it 0.03% or less requires great efforts and is economically disadvantageous.
On the other hand, it is an effective element for increasing the strength, as with Mn and Cr, but adding a large amount is not only economically disadvantageous but also causes bainite, which greatly reduces machinability. Set the upper limit to 1% or less.
[0028]
V: 0.02-0.4%
V combines with C and N to form fine carbonitrides, increasing the strength after forging, and is therefore an element to be contained. In order to obtain the effect, 0.02% or more is contained.
However, if the amount increases, the effect becomes saturated, and further the machinability is lowered by increasing the hardness, so the upper limit is made 0.4%.
[0029]
Ti: 0.01-0.8%
Ti, like V, is an element that generates fine carbon (nitride) carbon and nitrogen and increases the strength after forging.
Further, the total amount of Ti added or a part thereof is combined with C and S to form Ti carbon sulfide-based inclusions, thereby improving the drill machinability.
Furthermore, Ti is an element necessary for the production of TiN effective for obtaining an appropriate fracture surface. Moderate TiN crystallization plays an important role for the initiation of cracks and the change of crack propagation direction.
In order to acquire the effect, 0.01% or more must be contained.
On the other hand, if the content exceeds 0.8%, the effect is saturated and not only is economically disadvantageous, but excessive addition inhibits hot workability, so the upper limit is made 0.8%.
[0030]
sol-Al: 0.005-0.045%
Acid-soluble Al forms N and nitride in steel and is finely dispersed to suppress grain growth during hot forging.
In order to ensure this effect, the presence of 0.005% or more is necessary.
On the other hand, not only does the effect saturate even if it is present in a large amount, but also the ductility of the material is improved by refining crystal grains, leading to a decrease in the adhesion of the fracture surface after fracture separation, so it is necessary to make it 0.045% or less.
[0031]
N: 0.008-0.035%
N is an essential element for the formation of TiN inclusions necessary to form moderate irregularities on the fracture surface.
In addition, TiN inclusions crystallized in an appropriate size and in an appropriate amount are very effective in securing a fracture surface having appropriate irregularities.
In order to obtain such an effect, N needs to be added in an amount of 0.008% or more.
However, excessive addition causes excessive crystallization of TiN inclusions, and excessive TiN inclusions cause a decrease in drill machinability, so the upper limit is made 0.035%.
Further, finely precipitated Ti charcoal (nitride) has the effect of increasing the strength of the matrix by strengthening the ferrite and increasing the strength after forging. Therefore, in this sense, an appropriate amount of N must be added.
[0032]
In addition to the above components, the steel of the present invention may contain one or more selected from Pb, Te, Ca, and Bi in order to improve machinability.
In addition to this, one or more of Nb, Zr, and B may be contained.
The reason for limiting the effects and contents of these alloy elements will be described.
[0033]
Pb: 0.3% or less, Te: 0.3% or less, Ca: 0.01% or less, Bi: 0.3% or less
Pb, Te, Ca, and Bi are all effective elements for improving the machinability. Therefore, when it is required that the machinability is further improved in the forged product, these elements are necessary as required. An appropriate amount of one or more selected from among them is added.
However, if the addition amount is too large, the strength and hot workability are lowered, so even if added, Pb is 0.3% or less, Te is 0.3% or less, Ca is 0.01% or less, and Bi is 0.3% or less.
[0034]
Nb: 0.2% or less, Zr: 0.5% or less, B: 0.01% or less
Nb and Zr are effective elements to prevent excessive coarsening of crystal grains at high temperatures. However, if added excessively, coarse carbonitrides crystallize during solidification and the strength of the parts is significantly reduced. Even so, Nb is 0.2% or less and Zr is 0.5% or less.
B is an element effective for improving the hardenability and increasing the strength, but if added in excess, the hot workability is deteriorated, so the content is made 0.01% or less.
[0035]
The maximum diameter of TiN inclusions in the steel is 5 μm or more and the amount is 5 / mm ² or more in number density. Since the present steel adds an appropriate amount of Ti, Ti char (nitride) precipitates finely.
Finely precipitated Ti char (nitride) is effective in increasing the strength after forging because it increases the strength of the matrix by strengthening ferrite, but the crack growth during break separation becomes linear, and the fracture surface has few irregularities. Causes a flat brittle fracture surface.
However, TiN inclusions crystallized at an appropriate size have the effect of changing the crack propagation direction during fracture separation.
Therefore, the presence of TiN inclusions having a certain size and crystallized in an appropriate amount is very effective for securing a fracture surface having appropriate irregularities.
TiN crystallization inclusions also have an effect of effectively developing cracks because of low elasticity and good adhesion to the matrix, and also have an effect of increasing the brittle fracture surface ratio and improving the adhesion of the fracture surface.
In order to obtain such an effect, the size of the TiN inclusions needs to be 5 μm or more at the maximum diameter and the amount is 5 pieces / mm ² or more at the number density.
In order to obtain the above, Ti and N must be 0.01% or more and 0.008% or more by mass%, and the solidification rate of the steel ingot during production is desirably 5 ° C./min or more.
[0036]
Formula (1): 0.65 ≦ C-0.125Ti + 0.428N + 0.07Si + 0.16Mn-0.27S + 0.61P + 0.19Cu + 0.17Ni + 0.2Cr + V ≦ 0.96
The above formula specifies the carbon equivalent (Ceq) necessary to obtain an appropriate strength as a connecting rod.
Generally, the connecting rod used in an automobile engine has a hardness of 20 to 35 HRC, and if it is 20 HRC or less, sufficient strength cannot be obtained, and deformation at break separation is large, so that the break separation process cannot be applied.
On the other hand, if it is 35HRC or higher, the machinability is reduced, so that a great deal of cost is required for machining the connecting rod.
For this reason, it is desirable to adjust the hardness to 20 to 35 HRC.
In order to obtain such hardness, the carbon equivalent (Ceq) is set to 0.65 to 0.96.
[0037]
Formula (2): 134C-3.6Si + 24Mn + 22Cu + 32Ni + 30Cr-12Ti + 41N ≧ 31
As described above, in the case of a ferrite / pearlite structure such as the steel of the present invention, the fracture surface when brittle fracture occurs changes not only the ferrite / pearlite structure boundary but also the crack progress direction at the boundary of the pearlite block.
Therefore, having an appropriate amount of pearlite, that is, a pearlite block size, is desirable because of the moderate unevenness of the fracture surface due to a certain change in the crack progress direction, rather than the linear progression of cracks.
For this purpose, the pearlite area ratio is desirably 20% or more.
This pearlite area ratio varies depending not only on C but also on the contents of Si, Mn, Cu, Ni, and Cr. Therefore, in order to make the pearlite area ratio 20% or more, it is desirable to satisfy the formula (2).
[0038]
If the surface roughness Ra after break separation is 10 μm or more, if the surface roughness after break separation is small, it will cause a lateral shift when assembling the connecting rod, etc., which will cause a reduction in efficiency and accuracy in the manufacturing process.
For this reason, in order to perform high-efficiency and accurate assembly, it is desirable that the surface roughness Ra obtained by fracture separation is 10 μm or more.
This surface roughness can be achieved by crystallization of TiN inclusions having an appropriate pearlite area ratio and an appropriate size and an appropriate amount.
[0039]
【Example】
Next, examples of the present invention will be described in detail below.
After inventing steels of the present invention and comparative steels having the chemical compositions shown in Table 1 and Table 2 and ingot-making, performing hot forging to form a 50 mm square forging material, and heating and holding this at 1200 ° C. for 60 minutes, A 65 × 65 × 20 mm plate was hot forged, left on the floor at an appropriate interval, and allowed to cool to room temperature.
A test piece 10 simulating the large end of a connecting rod as shown in FIG. 1 was cut out from this plate material and used for the test.
In FIG. 1, reference numeral 12 denotes a central hole of the test piece 10, and reference numeral 14 denotes a bolt fastening hole for fastening a pair of separated bodies after breaking and separating by inserting bolts.
[0040]
Further, drilling efficiency was measured for some of the test materials, and machinability was evaluated.
The hardness was measured with a Rockwell hardness meter at the center of each forged product.
The pearlite area ratio was obtained with an image analyzer using an optical microscopic structure photograph taken at 100 times.
[0041]
Furthermore, TiN inclusions in steel are cut out from the hot forging material in parallel with the forging direction, mirror-polished, and then observed with 60 optical microscope observations at a magnification of 400 times while distinguishing from other inclusions. After measuring the number, the value obtained by dividing the number by the measurement area was defined as the number density (pieces / mm ² ) and investigated.
In addition, the maximum diameter of inclusions was similarly investigated by carrying out 60 optical microscope observations at 400 times magnification.
[0042]
The fracture separation characteristics are as follows: The test piece 10 simulating the large end is machined with a notch 16 having a depth of 0.5 mm and a tip R of 0.1 mm, and then fractured and separated at room temperature. It was evaluated with.
Here, the roundness change has a meaning as an index representing toughness. That is, a brittle material with low toughness is easily broken and separated, and the degree of deformation is reduced after the breaking and the change in roundness is reduced.
On the other hand, a material with high toughness has larger irregularities on the fracture surface during fracture separation than a material with low toughness. On the other hand, since it is difficult to break during fracture separation, the degree of deformation at that time increases, The change in circularity increases.
Therefore, in order to investigate the fracture separation characteristics, the roundness change was investigated and evaluated.
[0043]
Further, the fracture surface 22 after fracture (see FIG. 2B) was measured with a contact-type roughness meter, and Ra was obtained to quantify the degree of unevenness of the fracture surface.
Here, as shown in FIG. 2A, the fracture separation is performed by inserting a split mold 18 into the center hole 12 of the test piece 10 and inserting a wedge 20 between the split molds 18. Was carried out by pushing in with a hydraulic press.
[0044]
Further, a tensile test piece was cut out from the forged material, and 0.2% proof stress used for evaluation of the buckling strength of the connecting rod was measured.
Further, the tool life was measured by performing a drill test under the conditions shown in Table 5 below.
These results are shown in Tables 3 and 4 as drilling efficiency in terms of relative values when the invention steel No. 1 is set to 100.
For comparison, the test results of non-tempered steel for connecting rods XC70, to which the fracture separation process is applied in Europe, are also shown.
[0045]
In addition to the components shown in Tables 1 and 2, each steel of the present invention example and the comparative example contains impurities of Mo: ≦ 0.05% and O: ≦ 0.005% that are usually contained in the steel.
In this test, the solidification rate of the steel ingot was 5 ° C./min or more for both the inventive steel and the comparative steel.
[0046]
[Table 1]

[0047]
[Table 2]

[0048]
[Table 3]

[0049]
[Table 4]

[0050]
[Table 5]

[0051]
As can be seen from the results of these tables, the components Nos. 1 to 15 satisfying the conditions of the present invention all have high strength, and the roundness change after breaking and separation is small. The fracture surface has large irregularities and has excellent fracture separation characteristics.
In each example, the ferrite block size was 15 μm or more.
[0052]
On the other hand, the comparative example has the following problems.
First, in Comparative Example A, the C content is 0.11%, which is lower than the lower limit of 0.2% of the present invention. Therefore, the hardness is low, the strength is reduced, and the roundness after breakage is increased.
Moreover, since the pearlite area ratio is small, the fracture roughness is small and the best assemblability is poor.
[0053]
In Comparative Example B, conversely, the C content is 0.65%, which is higher than the upper limit of 0.6% of the present invention. Therefore, the hardness is hard and there is a problem in machinability.
[0054]
In Comparative Example C, the Si content is 2.80%, which is higher than 2%, which is the upper limit of the present invention. Therefore, the hardness is hard and the machinability is deteriorated.
[0055]
In Comparative Example D, the S content is 0.005%, which is lower than the lower limit of 0.03% of the present invention, and therefore machinability is deteriorated. The roundness change is also slightly large.
[0056]
Comparative Example E has a high content of S, and cracks are generated during hot forging.
[0057]
Next, in Comparative Example F, the Mn content is 0.03%, which is lower than the lower limit of 0.1% of the present invention, and the strength is insufficient.
[0058]
In Comparative Example G, conversely, the Mn content is 1.73%, which is higher than the upper limit of 1.5% of the present invention. Therefore, bainite is generated after forging, the hardness is very high, and the machinability is deteriorated. Yes.
[0059]
Since Comparative Example H has a low P content, the change in roundness after fracture separation is large.
[0060]
In Comparative Example I, the P content is 0.19%, which is too higher than the upper limit of 0.15% of the present invention, and therefore cracks are generated during forging.
[0061]
In Comparative Example J, the Cr content is 1.52%, which is higher than the upper limit of 1% of the present invention, so that bainite is generated after forging, the hardness becomes very high, and the machinability is poor.
[0062]
In Comparative Example K, the V content is 0.01%, which is lower than 0.02%, which is the lower limit of the present invention. Therefore, the hardness is low and the strength is insufficient. Also, the value of the roundness change is bad.
[0063]
In Comparative Example L, the V content is 0.44%, which is higher than the upper limit of 0.4% of the present invention, so that the hardness is high and the machinability is poor.
[0064]
In Comparative Example M, since Ti is not added, the strength is lower than that of the Example of the same hardness, and the roughness after fracture separation is small because there is substantially no TiN generation amount. In addition, machinability has also deteriorated.
[0065]
In Comparative Example N, the Ti content is 0.852%, which is higher than the upper limit of 0.8% of the present invention, and therefore cracks are generated during hot forging.
[0066]
In Comparative Example O, the Al content was 0.003%, which was less than the lower limit of 0.005% of the present invention, and the deoxidation was insufficient and casting defects occurred.
[0067]
In Comparative Example P, since the N content is less than 0.006%, which is the lower limit of the present invention, 0.008%, TiN having a number density and size required for an appropriate fracture surface roughness after fracture separation is not formed. Reassembly is poor.
[0068]
In Comparative Example Q, conversely, the N content is 0.036%, which is higher than the upper limit of 0.035% of the present invention, and therefore casting defects are generated.
[0069]
In Comparative Example R, free-cutting elements are excessively added, so that cracks occur during hot forging.
[0070]
In Comparative Example S, cracks occurred during hot forging because of the excessive addition of free-cutting elements.
[0071]
In Comparative Example T, Cu is 1.12%, which is higher than the upper limit of 1% of the present invention, and bainite is generated even after air forging after hot forging, the hardness is remarkably high, and the machinability is also deteriorated.
[0072]
In Comparative Example U, Ni is 1.23%, which is higher than 1% of the upper limit of the present invention. Therefore, bainite is generated even in the air cooling after hot forging, the hardness is remarkably high, and the machinability is also deteriorated.
[0073]
As described above, in the present example, both the characteristics of the roundness change and the surface roughness, which are contradictory characteristics, are good. It also has excellent drillability.
Furthermore, as is clear from the comparison with the conventional material (XC70), it has high strength against such XC70.
[0074]
Although the embodiment of the present invention has been described in detail above, this is merely an example, and the present invention can be implemented in various modifications without departing from the spirit of the present invention.
[0075]
【The invention's effect】
According to the present invention as described above, it has high strength and good fracture separation characteristics, can be imparted with good irregularities on the fracture surface with little distortion or deformation during fracture separation, and can be assembled during reassembly. It is possible to provide a high-strength non-tempered steel for fracture separation that can be maintained with high accuracy and that can prevent the lateral displacement after that.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a view showing the shape of a test piece prepared in an example of the present invention.
2A is an explanatory diagram of a method for breaking and separating the test piece of FIG. 1. FIG.
(B) It is a figure which shows the fracture | rupture state and reassembly state of the said test piece.
FIG. 3 is a view showing an example of a conventional connecting rod.

Claims

% By mass
C: 0.2-0.6%
Si: 0.1-2%
Mn: 0.1-1.5%
S: 0.03-0.2%
P: 0.02 to 0.15%
Cu: 0.03-1%
Ni: 0.03-1%
Cr: 0.05-1%
V: 0.02 to 0.4%
Ti: 0.01-0.8%
s-Al: 0.005-0.045%
N: 0.008 to 0.035%
Of the TiN inclusions in the steel consisting of the balance inevitable impurities and Fe , the TiN inclusions with a maximum diameter of 5 μm or more have a number density of 5 pieces / mm ² or more, and the surface roughness Ra of the fracture surface after fracture separation Is a high-strength non-tempered steel suitable for fracture separation having a ferrite pearlite structure for forged parts that is separated into two or more by fracture after hot forging.

The high-strength non-tempered steel suitable for fracture separation according to claim 1, wherein the pearlite area ratio is 20% or more.

The high-strength non-tempered steel suitable for fracture separation according to any one of claims 1 and 2 , wherein the following formulas (1) and (2) are satisfied.
Formula (1): 0.65 ≦ C-0.125Ti + 0.428N + 0.07Si + 0.16Mn-0.27S + 0.61P + 0.19Cu + 0.17Ni + 0.2Cr + V ≦ 0.96
Formula (2): 134C-3.6Si + 24Mn + 22Cu + 32Ni + 30Cr-12Ti + 41N ≧ 31
(However, each element symbol in Formula (1) and Formula (2) represents mass% of each element)

In any one of Claims 1-3 , any 1 type (s) or 2 or more types of the component of following A group, and / or any 1 type or 2 types or more of the component of the following B group are further contained in the following quantity by the mass%. A high-strength non-tempered steel suitable for fracture separation.
Group A
Pb: ≤0.3%
Te: ≤0.3%
Ca: ≤0.01%
Bi: ≤0.3%
Group B
Nb: ≤ 0.2%
Zr: ≤ 0.5%
B: ≤0.01%

The high-strength non-tempered steel suitable for fracture separation according to any one of claims 1 to 4 , wherein the forged part is a connecting rod for an internal combustion engine.