JP5454740B2 - 非調質鋼および非調質鋼部材 - Google Patents
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Description
本発明は、非調質鋼およびその鋼を用いた非調質鋼部材に関する。より詳しくは、本発明は、熱間鍛造して所定の形状に成形された後で破断分割され、高い疲労強度が要求される自動車エンジン用のコネクティングロッドなど非調質鋼部材の素材として好適な非調質鋼、およびその鋼を用いた上記コネクティングロッドのような非調質鋼部材に関する。
自動車エンジン用のコネクティングロッド(以下、「コンロッド」という。)の製造方法として、破断分割工法が利用されている。
コンロッドはクランクシャフトに連結される大端部側で二つに分割されており、一般に、ピストンに連結する棹部がある部分は「ロッド本体」、大端部側の半円状の部分は「キャップ」等と呼ばれている。
破断分割工法は、クラッキング工法とも呼ばれ、ロッド本体とキャップが一体になった形状、すなわち、クランクシャフトに組みつけられる時の形状と同じ形に熱間鍛造で成形し、あとでロッド本体とキャップの二つの部分(部品)に分割する。二部品への分割は衝撃的な荷重を負荷することによって、あたかも破断させるがごとくに行われるので、「破断分割」と呼ばれている。
破断分割工法によれば、ロッド本体とキャップを別々に熱間鍛造しなくてすむ上、分割したときの脆性的な破断面に存在する微小な凹凸が互いにぴったりと嵌合するので、ロッド本体とキャップの相互の位置がずれないように埋め込んでいた「位置決めピン」が廃止できる。すなわち、破断分割工法では、大幅な工程省略が可能となり製造コストを大きく低減できる。
破断分割工法が適用できるためには、衝撃的な荷重を負荷した際に脆性的に分断されるという特性が必要となる。一般に、破断させたい部分で応力集中が起こるように切欠きを導入するので、部品の変形は破断部近傍に集中するが、破断までの塑性変形の度合いが大きいと、分割後に二部品が破断面でうまく嵌合できなくなる。破断面に、延性破壊に特有のボイドが多数発生すると嵌合は困難となるため、平らな破断面が得られやすい「へき開破壊」的な脆性破壊が好ましい。すなわち、衝撃的な応力に対してはエネルギーを殆ど吸収しないで分断されることが好ましい。
コンロッドには高い疲労強度も求められるので、熱間鍛造ままで高強度が得られるような非調質鋼が求められる。
そこで、破断分割性に優れる低靱性で、かつ高強度の非調質鋼が永年にわたって研究されてきた。特に、クラッキングコンロッド用として初めて欧州で実用化された特許文献1に記載の、質量%で、0.7%程度の炭素を含むパーライト組織の非調質鋼の欠点を改良した、フェライトとパーライトの混合組織(以下、「フェライト+パーライト組織」という。)を有する高強度低靱性非調質鋼の探索が進められてきた。パーライトはフェライトに比べて硬いのでもともと靱性が低いため、破断分割には好適であるが、耐久比(引張り強度と疲労限度の比)が小さいために高疲労強度が達成し難く、さらに、硬さも大きいのでボルト穴をあけるためのドリル加工性に劣るという問題があったためである。
フェライト+パーライト組織を有し、高強度の非調質鋼として代表的なものにバナジウムを添加したV系非調質鋼がある。V系非調質鋼は、高強度高靱性が要求される機械構造用部品に広く適用されているが、そのままではクラッキングコンロッドに適した低靱性は得られない。そこで、V系非調質鋼を低靱化させるための種々の方法が提案、開示されている。
特許文献2に記載の発明では、粒界に偏析して脆化を促進させるリンを積極的に添加し、その含有量を規定することで破断分割性の向上を達成している。特許文献3に記載の発明は、硫化物系介在物の形態と個数を制御することで破断分割性の向上を目指している。特許文献4〜6に記載の発明は、チタンを添加して高強度低靱性の非調質鋼を得ようとするものである。特許文献4には、直径が5μm以上のTiN介在物を分散させることでクラッキング性が向上し、適度な凹凸の破面が得られると記載されている。特許文献5には、硫化物系介在物の形態と個数を制御することに加えて、チタンおよび窒素の含有量から定義される「有効Ti量」、すなわち、「鋼中のTi量からTiNを差し引いた残りのTi量」を、質量%で、0.003%以上とすることで、破断分割性が改善されると記載されている。特許文献6に記載の発明は、Tiを添加し、さらに必要に応じZrを複合添加し、さらに0.0005〜0.01%のCaを含有させて、Tiまたは、TiおよびZrがSと結合して硫化物を形成したあとでも十分なMnとCaの複合硫化物である(Mn、Ca)Sが生成されるように、鋼中のTi、ZrおよびS量のバランスを規定することで低靱延性快削性非調質鋼を得ようとするものである。
W.J.Liuら:Metall.Trans.A、20A(1989)1907
前述のように、V系非調質鋼をベースとして破断分割性に優れた高強度非調質鋼を得るために種々の技術が開示されている。
しかしながら、特許文献2で開示された「P含有量が0.070%を超える」鋼では、熱間加工性を安定して確保するという点では懸念される。
また、特許文献3で開示された「幅1μm以上の硫化物系介在物が100〜4000個/mm2存在すると共に、この硫化物系介在物の平均アスペクト比が10以下である」鋼では、こうした硫化物系介在物の個数および形態を実現するための製造方法が必ずしも明らかとはなっておらず、工業的に再現性よく製造するには問題があった。
特許文献4で開示された「最大直径が5μm以上のTiN介在物が数密度で5個/mm2以上存在する」鋼では、TiN介在物は著しく硬度が高いために被削性、特にドリル加工性が劣化しがちである、という問題があった。
特許文献5で開示された「f=[Ti]−[N]×48/14で定義される有効Ti量が、質量%で、0.003%以上であって、幅1μm以上の硫化物系介在物が100〜4000個/mm2存在すると共に、この硫化物の平均アスペクト比が15以下である」鋼では、TiがSと結合してTiの硫化物(TiS)を形成して、実質的に有効Ti量が減少することが考慮されておらず、Tiによる効果を必ずしも得ることができない、という問題があった。
特許文献6で開示された鋼は、TiおよびZrがSと結合してTiSおよびZrの硫化物(ZrS)を形成することを考慮しているが、被削性改善の主たる担い手は(Mn、Ca)Sであり、そのためにCaの含有が必須となっている。Caは、しばしば鋳造工程でノズル閉塞の問題を発生させることがあり、実生産では円滑な製造を阻害するという問題があった。
また、最近の経済情勢および世界情勢を見ると、V、Tiといったレアメタルの価格が著しく高騰したり、安定的な入手確保が困難になっているのが現状である。したがって、これらの元素の含有量をできるだけ低減させても、具体的には、Vに対しては含有量の上限を0.150%を超えない値にするとともに、Tiに対しては含有量の上限を0.200%としても、破断分割工法が適用できるような低靱性高強度非調質鋼が望まれていた。
本発明は、上記現状に鑑みてなされたものであって、熱間鍛造して所定の形状に成形された後で破断分割され、高い疲労強度が要求される自動車エンジン用のコンロッドなど非調質鋼部材の素材として好適な非調質鋼、およびその鋼を用いた上記コンロッドのような非調質鋼部材を提供することを目的とする。
本発明者らは、種々の成分のTi−V系の非調質鋼を作製して、成分と強度、靱性および被削性との関係を詳細に調査した。
その結果、下記(a)〜(f)の知見を得た。
(a)強化および低靱化に効くTiは有効Ti量の考え方で整理できる。ただし、鋼中のTiはTiNによって消費されるだけでなく、TiSによっても消費される。このため、「有効Ti量」としては、前述の特許文献5に規定されているような、鋼中に含まれるTi量からTiNの形成に消費された残りのTi量ではなく、鋼中に含まれるTi量からTiNおよびTiSの形成に使われるTi量を差し引いた残りのTi量で定義する必要がある。
(b)上記(a)項の定義になる有効Ti量(以下、単に「有効Ti量」という。)の値が負であれば、再現性よく安定して、高強度かつ低靱性を得ることができる。これに対して、有効Ti量の値が0以上であると、強度および靱性は熱間鍛造工程のわずかな条件変化に敏感に反応して変化し、再現性よく安定して高強度かつ低靱性を得ることが難しくなる。
(c)有効Ti量の値が負であることは、化学成分的にはフリーな固溶Tiが存在しないことを意味する。しかしながら、コンロッドが熱間鍛造で製造されることを考えると、例えば、素材鋼が熱間鍛造前に1423〜1523K(1150〜1250℃)程度の温度に加熱保持されると、TiSの粒子が部分的に溶解して、オーステナイト母相中には固溶Tiが存在するようになり、その固溶Ti量はTiSの溶解度積の式から算定することができる。
(d)熱間鍛造のための加熱保持の際(以下、簡単のために「熱間鍛造時」ということがある。)に、TiS粒子の部分溶解によってオーステナイト母相中に生じる固溶Tiが、熱間鍛造後の冷却工程で、Vをともに含む複合炭化物として析出すれば、VのみまたはTiのみを含む単独の炭化物が析出する場合に比べて、強度の増大および破断分割性の向上に対して極めて大きな効果が生じる。
(e)有効Ti量は、上記(d)項の、熱間鍛造時に、TiS粒子の部分溶解によってオーステナイト母相中に生じる固溶Ti量に影響を及ぼす。そして、有効Ti量を適正に管理すれば、V含有量の上限を0.150%を超えない値にし、さらに、Ti含有量の上限を0.200%に制限しても、V含有量が0.150%以上の現用の高強度低靱性非調質鋼と同程度の特性が再現性よく安定して得られる。
(f)フェライト+パーライト組織を呈する鋼材の被削性および疲労強度は鋼材の硬さで一元的に整理でき、炭素当量と相関がある。炭素当量を求めるには、従来から用いられている回帰式が適用できる。炭素当量の値を適正な値の範囲に管理すれば、高い疲労強度と優れた被削性が両立できる。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記(1)および(2)に示す非調質鋼、ならびに(3)に示す上記非調質鋼を用いた非調質鋼部材にある。
(1)質量%で、C:0.27〜0.40%、Si:0.15〜0.70%、Mn:0.55〜1.50%、P:0.010〜0.070%、S:0.05〜0.15%、Cr:0.10〜0.60%、V:0.030%以上で0.150%未満、Ti:0.100%を超えて0.200%以下、Al:0.002〜0.050%およびN:0.002〜0.020%を含み、残部はFeおよび不純物からなり、下記の〈1〉式で表されるEtが0未満であり、かつ〈2〉式で表されるCeqが0.60を超えて0.80未満である化学組成を有することを特徴とする、非調質鋼。
Et=[Ti]−3.4[N]−1.5[S]・・・〈1〉
Ceq=[C]+([Si]/10)+([Mn]/5)+(5[Cr]/22)+(33[V]/20)−(5[S]/7)・・・〈2〉
ただし、〈1〉式および〈2〉式中の[]で囲まれた元素記号は、その元素の質量%での鋼中含有量を表す。
Et=[Ti]−3.4[N]−1.5[S]・・・〈1〉
Ceq=[C]+([Si]/10)+([Mn]/5)+(5[Cr]/22)+(33[V]/20)−(5[S]/7)・・・〈2〉
ただし、〈1〉式および〈2〉式中の[]で囲まれた元素記号は、その元素の質量%での鋼中含有量を表す。
(2)Feの一部に代えて、質量%で、Cu:0.40%以下およびNi:0.30%以下のうちの1種以上を含有することを特徴とする、上記(1)に記載の非調質鋼。
(3)上記(1)または(2)に記載の化学組成を有し、室温でのシャルピー衝撃値が1.0〜7.0J/cm2で、かつ疲労強度が450MPa以上であることを特徴とする、非調質鋼部材。
本発明の非調質鋼は、熱間鍛造して所定の形状に成形された後で破断分割され、高い疲労強度が要求される自動車エンジン用のコンロッドなど非調質鋼部材の素材として好適に使用することができる。また、本発明の非調質鋼部材は、クラッキング性および耐疲労特性に優れたものであり、自動車エンジンなどのコンロッドとして利用することができる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
(A)鋼の化学組成について:
以下に示す各元素の含有量の「%」は「質量%」を意味する。
以下に示す各元素の含有量の「%」は「質量%」を意味する。
C:0.27〜0.40%
Cは、鋼材の強度を決定するのに最も重要な元素であり、本発明のように、熱間鍛造で部材に成形された後、熱処理を施さない非調質の状態で使われる機械部品の強度を確保するために、0.27%以上含有させる必要がある。一方、その含有量が0.40%を超えると、パーライト組織の割合が多くなって、耐久比が低下するために耐疲労特性が劣化したり、被削性が低下したりする。したがって、Cの含有量を0.27〜0.40%とした。なお、Cの含有量は0.30%以上とすることが望ましい。
Cは、鋼材の強度を決定するのに最も重要な元素であり、本発明のように、熱間鍛造で部材に成形された後、熱処理を施さない非調質の状態で使われる機械部品の強度を確保するために、0.27%以上含有させる必要がある。一方、その含有量が0.40%を超えると、パーライト組織の割合が多くなって、耐久比が低下するために耐疲労特性が劣化したり、被削性が低下したりする。したがって、Cの含有量を0.27〜0.40%とした。なお、Cの含有量は0.30%以上とすることが望ましい。
Si:0.15〜0.70%
Siは、固溶強化元素として強度の増大に寄与するとともに、鋼の脱酸を有効に実施する効果がある元素である。これらの効果は、Siの含有量が0.15%以上で得られる。しかしながら、Siの含有量が多くなると、熱間鍛造性を始めとする熱間加工性が劣化するとともに、被削性も劣化する上、0.70%を超えて含有させても上記の効果は飽和していくので、その上限は0.70%とするのがよい。したがって、Siの含有量を0.15〜0.70%とした。なお、Siの含有量は0.20%以上とすることが望ましく、また、0.60%以下とすることが望ましい。
Siは、固溶強化元素として強度の増大に寄与するとともに、鋼の脱酸を有効に実施する効果がある元素である。これらの効果は、Siの含有量が0.15%以上で得られる。しかしながら、Siの含有量が多くなると、熱間鍛造性を始めとする熱間加工性が劣化するとともに、被削性も劣化する上、0.70%を超えて含有させても上記の効果は飽和していくので、その上限は0.70%とするのがよい。したがって、Siの含有量を0.15〜0.70%とした。なお、Siの含有量は0.20%以上とすることが望ましく、また、0.60%以下とすることが望ましい。
Mn:0.55〜1.50%
Mnは、固溶強化元素として強度の増大に寄与する。また、Mnには、SとともにMnSを形成して、被削性を高める作用もある。これらの効果を得るためには、0.55%以上のMn含有量が必要である。しかしながら、Mnを1.50%を超えて含有させてもその効果は飽和してコストが嵩むし、焼入れ性が高まりすぎて、破断分割性および被削性の劣化を招くベイナイト組織を生じさせることがある。したがって、Mnの含有量を0.55〜1.50%とした。なお、Mnの含有量は0.60%以上とすることが望ましく、また、1.40%以下とすることが望ましい。
Mnは、固溶強化元素として強度の増大に寄与する。また、Mnには、SとともにMnSを形成して、被削性を高める作用もある。これらの効果を得るためには、0.55%以上のMn含有量が必要である。しかしながら、Mnを1.50%を超えて含有させてもその効果は飽和してコストが嵩むし、焼入れ性が高まりすぎて、破断分割性および被削性の劣化を招くベイナイト組織を生じさせることがある。したがって、Mnの含有量を0.55〜1.50%とした。なお、Mnの含有量は0.60%以上とすることが望ましく、また、1.40%以下とすることが望ましい。
P:0.010〜0.070%
Pは、固溶強化元素として強度の増大に寄与するが、結晶粒界に偏析しやすい元素であり、鋼の靱性を劣化させる。この性質は破断分割性にとって好ましい効果である。こうした効果を得るためには、0.010%以上のP含有量が必要である。しかし、その含有量が多くなると熱間鍛造性を始めとする熱間加工性が低下し、0.070%を超えると熱間加工性の低下が顕著になる。したがって、Pの含有量を0.010〜0.070%とした。なお、Pの含有量は0.030%以上とすることが望ましく、また、0.060%以下とすることが望ましい。
Pは、固溶強化元素として強度の増大に寄与するが、結晶粒界に偏析しやすい元素であり、鋼の靱性を劣化させる。この性質は破断分割性にとって好ましい効果である。こうした効果を得るためには、0.010%以上のP含有量が必要である。しかし、その含有量が多くなると熱間鍛造性を始めとする熱間加工性が低下し、0.070%を超えると熱間加工性の低下が顕著になる。したがって、Pの含有量を0.010〜0.070%とした。なお、Pの含有量は0.030%以上とすることが望ましく、また、0.060%以下とすることが望ましい。
S:0.05〜0.15%
Sは、通常、鋼に含有される不純物であるが、MnおよびTiと結合してMnSおよびTiSといった硫化物を形成して、被削性を高める作用があるので積極的に添加する。また、TiSは後述するように、有効Ti量を決定づけたり、熱間加工される温度において一部分が溶解してオーステナイト母相中の固溶Ti量を決定づけるので、十分な量のTiSが形成されるだけのSを添加する必要がある。そのためには、0.05%以上のS含有量が必要である。しかしながら、Sを過剰に含有して、特にその量が0.15%を超えると、鋼片内で偏析欠陥が発生したり、熱間鍛造性を始めとする熱間加工性の低下を招く。したがって、Sの含有量を0.05〜0.15%とした。なお、Sの含有量は0.07%以上とすることが望ましく、また、0.13%以下とすることが望ましい。
Sは、通常、鋼に含有される不純物であるが、MnおよびTiと結合してMnSおよびTiSといった硫化物を形成して、被削性を高める作用があるので積極的に添加する。また、TiSは後述するように、有効Ti量を決定づけたり、熱間加工される温度において一部分が溶解してオーステナイト母相中の固溶Ti量を決定づけるので、十分な量のTiSが形成されるだけのSを添加する必要がある。そのためには、0.05%以上のS含有量が必要である。しかしながら、Sを過剰に含有して、特にその量が0.15%を超えると、鋼片内で偏析欠陥が発生したり、熱間鍛造性を始めとする熱間加工性の低下を招く。したがって、Sの含有量を0.05〜0.15%とした。なお、Sの含有量は0.07%以上とすることが望ましく、また、0.13%以下とすることが望ましい。
Cr:0.10〜0.60%
Crは、固溶強化元素として強度の増大に寄与する。この効果は、Crの含有量が0.10%以上で得られる。しかしながら、Crを0.60%を超えて含有させるとベイナイト組織を生じて、破断分割性および被削性の劣化を招くことがある。したがって、Crの含有量を0.10〜0.60%とした。なお、Crの含有量は0.15%以上とすることが望ましく、また、0.50%以下とすることが望ましい。
Crは、固溶強化元素として強度の増大に寄与する。この効果は、Crの含有量が0.10%以上で得られる。しかしながら、Crを0.60%を超えて含有させるとベイナイト組織を生じて、破断分割性および被削性の劣化を招くことがある。したがって、Crの含有量を0.10〜0.60%とした。なお、Crの含有量は0.15%以上とすることが望ましく、また、0.50%以下とすることが望ましい。
V:0.030%以上で0.150%未満
Vは、析出強化元素としてフェライト地に炭化物として析出して強度の増大に寄与したり、破断分割性を向上させる効果がある。Tiと複合して添加すると、VおよびTiの両方を含んだ炭化物が生成して、強度の増大および破断分割性の向上により一層の効果がある。こうした効果を得るためには、Vの含有量を0.030%以上にする必要がある。一方、Vはレアメタル元素であって、鋼に添加する合金元素の中では特段、価格が高い上、市場での価格が著しく高騰したり、また安定的な入手確保が困難になっているのが現状である。したがって、Vの含有量はできるだけ低減させることが好ましく、本発明ではVの含有量の上限を、従来の主たるV含有非調質鋼におけるV含有量上限値の1/2程度にまで低下させた0.150%未満とする。なお、Vの含有量は0.050%以上とすることが望ましい。
Vは、析出強化元素としてフェライト地に炭化物として析出して強度の増大に寄与したり、破断分割性を向上させる効果がある。Tiと複合して添加すると、VおよびTiの両方を含んだ炭化物が生成して、強度の増大および破断分割性の向上により一層の効果がある。こうした効果を得るためには、Vの含有量を0.030%以上にする必要がある。一方、Vはレアメタル元素であって、鋼に添加する合金元素の中では特段、価格が高い上、市場での価格が著しく高騰したり、また安定的な入手確保が困難になっているのが現状である。したがって、Vの含有量はできるだけ低減させることが好ましく、本発明ではVの含有量の上限を、従来の主たるV含有非調質鋼におけるV含有量上限値の1/2程度にまで低下させた0.150%未満とする。なお、Vの含有量は0.050%以上とすることが望ましい。
Ti:0.100%を超えて0.200%以下
Tiは、窒素と結合してTiNを形成し、TiNは熱間加工時の結晶粒粗大化を抑えるためのピンニング粒子として機能する。また、Tiは、Sと結合してTiSを形成し、TiSは被削性を高める効果がある。TiSは熱間加工される温度において一部分が溶解し、これによって、オーステナイト母相中に固溶Tiと固溶Sが生じる。この固溶Tiおよび固溶Sの量は、TiSの溶解度積により決まる。TiSの溶解度積の式については後述するが、当該温度での溶解度積を超える量のTiとSが、TiS粒子を形成する。溶解度積は温度の増大とともに大きくなるので、室温ではTiSの粒子として存在していたTiおよびSが、熱間鍛造の温度に保持されると、TiSの粒子が表面から部分的に溶解して、オーステナイト母相中に固溶するTiおよびSの量が増大する。すなわち、TiS粒子は熱間鍛造の温度で分解して固溶Ti量を増大させる効果を有する。この固溶Tiは熱間鍛造後の冷却工程で析出するが、Vが存在していると、Vと複合した炭化物として析出しやすい。VおよびTiの両方を含んだ炭化物はVのみまたはTiのみを含んだ単独の炭化物よりも、強度の増大および破断分割性の向上により一層の効果がある。こうした効果を得るためには、0.100%を超える量のTiを含有させる必要がある。一方、TiはVと同様に、レアメタル元素であって、鋼に添加する合金元素の中では高価なものの部類に入り、市況の影響を受けやすいために安定した価格での入手確保が困難な元素でもある。したがって、Tiの含有量はできるだけ低減させることが好ましく、本発明ではTiの含有量の上限を、0.200%とする。なお、Tiの含有量は0.110%以上とすることが望ましく、また、0.190%以下とすることが望ましい。
Tiは、窒素と結合してTiNを形成し、TiNは熱間加工時の結晶粒粗大化を抑えるためのピンニング粒子として機能する。また、Tiは、Sと結合してTiSを形成し、TiSは被削性を高める効果がある。TiSは熱間加工される温度において一部分が溶解し、これによって、オーステナイト母相中に固溶Tiと固溶Sが生じる。この固溶Tiおよび固溶Sの量は、TiSの溶解度積により決まる。TiSの溶解度積の式については後述するが、当該温度での溶解度積を超える量のTiとSが、TiS粒子を形成する。溶解度積は温度の増大とともに大きくなるので、室温ではTiSの粒子として存在していたTiおよびSが、熱間鍛造の温度に保持されると、TiSの粒子が表面から部分的に溶解して、オーステナイト母相中に固溶するTiおよびSの量が増大する。すなわち、TiS粒子は熱間鍛造の温度で分解して固溶Ti量を増大させる効果を有する。この固溶Tiは熱間鍛造後の冷却工程で析出するが、Vが存在していると、Vと複合した炭化物として析出しやすい。VおよびTiの両方を含んだ炭化物はVのみまたはTiのみを含んだ単独の炭化物よりも、強度の増大および破断分割性の向上により一層の効果がある。こうした効果を得るためには、0.100%を超える量のTiを含有させる必要がある。一方、TiはVと同様に、レアメタル元素であって、鋼に添加する合金元素の中では高価なものの部類に入り、市況の影響を受けやすいために安定した価格での入手確保が困難な元素でもある。したがって、Tiの含有量はできるだけ低減させることが好ましく、本発明ではTiの含有量の上限を、0.200%とする。なお、Tiの含有量は0.110%以上とすることが望ましく、また、0.190%以下とすることが望ましい。
Al:0.002〜0.050%
Alは、鋼の脱酸に有効な元素であるので、その効果を得るために、0.002%以上含有させる。しかしながら、Alを0.050%を超えて含有させると硬質のアルミナ粒子を過剰に生成して被削性の劣化が著しくなる。したがって、Alの含有量を0.002〜0.050%とした。なお、Alの含有量は0.004%以上とすることが望ましく、また、0.040%以下とすることが望ましい。
Alは、鋼の脱酸に有効な元素であるので、その効果を得るために、0.002%以上含有させる。しかしながら、Alを0.050%を超えて含有させると硬質のアルミナ粒子を過剰に生成して被削性の劣化が著しくなる。したがって、Alの含有量を0.002〜0.050%とした。なお、Alの含有量は0.004%以上とすることが望ましく、また、0.040%以下とすることが望ましい。
N:0.002〜0.020%
Nは、Tiと結合して熱間加工時の結晶粒粗大化を抑えるためのピンニング粒子となるTiNを形成させるのに有用な元素である。この効果を得るためには、0.002%以上のNを含有する必要がある。一方、TiNは硬質であるために、Nの含有量が0.020%を超えるとTiN粒子が過剰に生成して、被削性が著しく劣化する上、TiNの生成によって鋼に含まれるTiがTiSを形成する前に、TiNとして消費されてしまう。本発明では、熱間鍛造時に、TiSを部分的に溶解させて固溶Tiを生じさせることが必要なため、TiSの形成が必須であり、TiSに先んじてTiNが大量に生成するのは好ましくない。したがって、Nの含有量を0.002〜0.020%とした。なお、Nの含有量は0.015%以下とすることが望ましい。
Nは、Tiと結合して熱間加工時の結晶粒粗大化を抑えるためのピンニング粒子となるTiNを形成させるのに有用な元素である。この効果を得るためには、0.002%以上のNを含有する必要がある。一方、TiNは硬質であるために、Nの含有量が0.020%を超えるとTiN粒子が過剰に生成して、被削性が著しく劣化する上、TiNの生成によって鋼に含まれるTiがTiSを形成する前に、TiNとして消費されてしまう。本発明では、熱間鍛造時に、TiSを部分的に溶解させて固溶Tiを生じさせることが必要なため、TiSの形成が必須であり、TiSに先んじてTiNが大量に生成するのは好ましくない。したがって、Nの含有量を0.002〜0.020%とした。なお、Nの含有量は0.015%以下とすることが望ましい。
本発明の非調質鋼の一つは、上述のCからNまでの元素を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、かつ後述するEtおよびCeqについての条件を満足する化学組成を有するものである。
なお、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。
本発明の非調質鋼の他の一つは、上述のFeの一部に代えて、CuおよびNiのうちの1種以上の元素を含有し、かつEtおよびCeqについての条件を満足する化学組成を有するものである。
以下、任意元素である上記CuおよびNiの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
Cu:0.40%以下
Cuは、固溶強化元素として強度の増大に寄与するので、上記の効果を得るためにCuを含有させてもよい。しかしながら、Cuを0.40%を超えて含有させると、熱間割れが発生しやすくなったり、ベイナイト組織を生じさせやすくしたりして、破断分割性および被削性の劣化を招くことがある。したがって、含有させる場合のCuの量を0.40%以下とした。含有させる場合のCuの量は0.30%以下とすることが望ましい。
Cuは、固溶強化元素として強度の増大に寄与するので、上記の効果を得るためにCuを含有させてもよい。しかしながら、Cuを0.40%を超えて含有させると、熱間割れが発生しやすくなったり、ベイナイト組織を生じさせやすくしたりして、破断分割性および被削性の劣化を招くことがある。したがって、含有させる場合のCuの量を0.40%以下とした。含有させる場合のCuの量は0.30%以下とすることが望ましい。
一方、Cuによる固溶強化効果を安定して得るためには、含有させる場合のCuの量は0.05%以上とすることが望ましく、0.10%以上とすることがより望ましい。
Ni:0.30%以下
Niは、固溶強化元素として強度の増大に寄与し、また、Cuを含有することで発生する熱間割れを抑制する効果を有するので、こうした効果を得るためにNiを含有させてもよい。しかしながら、Niを0.30%を超えて含有させてもコストが嵩むだけである。したがって、含有させる場合のNiの量を0.30%以下とした。含有させる場合のNiの量は0.20%以下とすることが望ましい。
Niは、固溶強化元素として強度の増大に寄与し、また、Cuを含有することで発生する熱間割れを抑制する効果を有するので、こうした効果を得るためにNiを含有させてもよい。しかしながら、Niを0.30%を超えて含有させてもコストが嵩むだけである。したがって、含有させる場合のNiの量を0.30%以下とした。含有させる場合のNiの量は0.20%以下とすることが望ましい。
一方、Niによる固溶強化効果を安定して得るためには、含有させる場合のNiの量は0.05%以上とすることが望ましく、0.10%以上とすることがより望ましい。また、Cuを含有することで発生する熱間割れを抑制するためにCuと複合して含有させる場合のNiの量は、Cuの量の1/2以上とすることが望ましい。
CuおよびNiは、上記の範囲で、いずれか1種のみを単独で、または2種を複合で含有させることができる。なお、CuおよびNiを複合して含有させる場合の合計量は、CuおよびNiのそれぞれの上限値の場合の0.70%であってもよいが、0.50%以下とするのが望ましく、0.35%以下とするのがより望ましい。
Et:0未満
本発明の非調質鋼は、下記の〈1〉式で表されるEtが0未満でなければならない。既に述べたとおり、〈1〉式中の[]で囲まれた元素記号は、その元素の質量%での鋼中含有量を意味する。
Et=[Ti]−3.4[N]−1.5[S]・・・〈1〉。
本発明の非調質鋼は、下記の〈1〉式で表されるEtが0未満でなければならない。既に述べたとおり、〈1〉式中の[]で囲まれた元素記号は、その元素の質量%での鋼中含有量を意味する。
Et=[Ti]−3.4[N]−1.5[S]・・・〈1〉。
以下、このことについて説明する。
本発明は、V系非調質鋼をベースに、これにTiを含有させて、かつ、VとTiの合計の含有量はせいぜい0.3%程度に留めておき、Vを含有することに加えて、有効Ti量を制御した化学組成とし、熱間鍛造時に加熱保持することで、オーステナイト母相中に存在する固溶Tiを、TiS粒子の部分的溶解によって供給し、破断分割性に優れ、かつ疲労強度の高い高強度非調質鋼を得ることを骨子とする。以下、まず、有効Ti量を表す〈1〉式のEtについて説明する。
既に述べたように、本発明における上記「有効Ti量」とは、特許文献5で規定されるような、鋼中に含まれるTi量からTiN形成に消費された残りのTi量を意味するのではなく、鋼中に含まれるTi量からTiNおよびTiSの形成に使われるTi量を差し引いた残りのTi量を意味する。これは、鋼中に含まれるTiはTiNによって消費されるだけでなく、TiS硫化物によっても消費されるからである。
NおよびSの原子量を考慮すると、TiNおよびTiSの形成に使われるTi量は、それぞれ、N含有量の3.4(=48/14)倍、およびS含有量の1.5(=48/32)倍となる。したがって、有効Ti量(Et)を上記の〈1〉式で定義する。
Etが0未満(以下、「Et<0」と表記する。)とは、有効Ti量が負、すなわち、化学成分的にはフリーな固溶Tiが存在しないこと、換言すれば、鋼中のTiがすべてNおよびSと結合してTiNおよびTiSを形成していることを意味する。そして、再現性よく安定して高強度かつ低靱性を得るためには、まさにこの条件を満たすことが必須である。
強化および低靱化に寄与するVとTiの両方を含んだ炭化物を、熱間鍛造後の冷却工程で生成させるためには、オーステナイト母相中に固溶Tiが存在することが必要である。Et<0であれば、一見、固溶Tiが存在しないように思われるが、熱間鍛造前に素材鋼が、例えば、1423〜1523K(1150〜1250℃)程度の温度に加熱保持されると、その際にTiSの粒子が部分的に溶解して、オーステナイト母相中には固溶Tiが存在するようになり、このTiがVとTiの両方を含んだ炭化物の形成に寄与することとなる。TiNの溶解度積はTiSに比べると著しく小さいので、TiN粒子の溶解はTiS粒子の溶解に対して、無視できる程度のものである。
なお、Et<0であれば、鋼中に含まれるTiは、上記熱間鍛造の加熱の前の室温の状態では、すべてTiNおよびTiSとして固定されている。このため、熱間鍛造時の加熱保持によって容易に、TiS粒子の部分溶解によりオーステナイト母相中に生じる固溶Ti量を適正化することができて、高強度と低靱性が安定的に再現性よく得られるようになる。これに対して、Et≧0であると、オーステナイト母相中における固溶Ti量が多すぎて、まずは、ベイナイトが生成しやすくなって低靱化が阻害されるという問題が起こることがある。さらに、固溶Tiの量が多くなっているので、VCに溶け込む以外にもTiはそれ自身で単独の炭化物(TiC)を形成するようになる。TiCは、VCとは対照的に、オーステナイト中にも容易に析出し、加工誘起析出の影響を強く受けるので、すなわち、熱間鍛造の温度範囲および加工率の影響を受けて、析出するTiC粒子の大きさおよび分布状態が変化し、コンロッド部品での強度ばらつきが大きくなりやすくなる。したがって、Et<0であることとした。
Ceq:0.60を超えて0.80未満
本発明の非調質鋼は、下記の〈2〉式で表されるCeqが0.60を超えて0.80未満(以下、「0.60<Ceq<0.80」と表記する。)でなければならない。既に述べたとおり、〈2〉式中の[]で囲まれた元素記号は、その元素の質量%での鋼中含有量を表す。
Ceq=[C]+([Si]/10)+([Mn]/5)+(5[Cr]/22)+(33[V]/20)−(5[S]/7)・・・〈2〉。
本発明の非調質鋼は、下記の〈2〉式で表されるCeqが0.60を超えて0.80未満(以下、「0.60<Ceq<0.80」と表記する。)でなければならない。既に述べたとおり、〈2〉式中の[]で囲まれた元素記号は、その元素の質量%での鋼中含有量を表す。
Ceq=[C]+([Si]/10)+([Mn]/5)+(5[Cr]/22)+(33[V]/20)−(5[S]/7)・・・〈2〉。
以下、このことについて説明する。
上記の〈2〉式で定義されるCeqは、非調質鋼の硬さを主要な添加元素の含有量の回帰式で表した経験式であり、一般に、「炭素当量」と呼ばれるものである。
Ceqの値が大きい場合には素材の硬さが大きくなるので、被削性が低下する。一方、Ceqの値が小さい場合には素材の硬さが小さくなるので、疲労強度が低下する。前記した量のTiとVを含有するような非調質鋼では、VとTiの両方を含んだ炭化物によってフェライト地が強化されるので、Ceqが0.80未満であっても十分な疲労強度が得られ、被削性を確保するためには、Ceqは0.80未満である必要がある。一方、Ceqが0.60以下になると、疲労強度の低下が顕著になる。したがって、0.60<Ceq<0.80であることとした。なお、Ceqは0.65以上であることが望ましく、0.67以上であればより望ましい。
なお、本発明の非調質鋼は、Alで鋼を脱酸して脱酸の安定化を図ると同時に、TiがVとともに複合炭化物を形成するようにし、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の順として溶製することによって製造することができる。
(B)非調質鋼部材について:
本発明の非調質鋼部材は、上記(A)項で述べた化学組成を有し、室温でのシャルピー衝撃値が1.0〜7.0J/cm2で、かつ疲労強度が450MPa以上のものである。ただし、上記のシャルピー衝撃値は、JIS Z 2242(2005)に記載のVノッチ試験片を用いた場合の値を指し、以下、「vERT」と表記する。また、疲労強度は、後述の実施例に詳細を示す条件の下で、平滑試験片を用いて、小野式回転曲げ疲労試験を行った場合の、応力付加繰返し回数107回において破断しない最大の応力を指し、以下、「σw」と表記する。
本発明の非調質鋼部材は、上記(A)項で述べた化学組成を有し、室温でのシャルピー衝撃値が1.0〜7.0J/cm2で、かつ疲労強度が450MPa以上のものである。ただし、上記のシャルピー衝撃値は、JIS Z 2242(2005)に記載のVノッチ試験片を用いた場合の値を指し、以下、「vERT」と表記する。また、疲労強度は、後述の実施例に詳細を示す条件の下で、平滑試験片を用いて、小野式回転曲げ疲労試験を行った場合の、応力付加繰返し回数107回において破断しない最大の応力を指し、以下、「σw」と表記する。
vERTは、破断の際に塑性変形の仕事として消費される1cm2当たりのエネルギーの大きさを表すので、破断分割性を評価するひとつの指標となる。部材が上記(A)項で述べた化学組成を有する場合、vERTが7.0J/cm2を超えると、破断分割した際に延性破面が生じて嵌合が困難となることがある。なお、vERTが小さいほど脆性破壊しやすいので、破断分割性およびその後の嵌合という点からはvERTは小さいほど望ましいが、1.0J/cm2以上であれば搬送時等に支障が生じることはない。
450MPa以上のσwを有しておれば、自動車エンジン用のコンロッドなどに要求される十分な耐疲労特性が確保できる。σwは大きいほど好ましいが、上記(A)項で述べた化学組成を有する部材の場合、その値は550MPa程度が上限になる。
vERTが1.0〜7.0J/cm2で、かつσwが450MPa以上である本発明の非調質鋼部材は、上記(A)項で述べた化学組成を有する鋼を素材として、例えば、下記の〈3〉式および〈4〉式を用いて表されるyの値が0.001を超えて0.020以下となる温度Tで保持してから熱間鍛造して成形することによって製造することができる。
y={Et+(Et2+6×α(T))0.5}/2・・・〈3〉
α(T)=10{−(17640/T)+8.20}・・・〈4〉
ただし、α(T)は温度Tの関数を表し、温度は絶対温度(単位:K)表示である。
y={Et+(Et2+6×α(T))0.5}/2・・・〈3〉
α(T)=10{−(17640/T)+8.20}・・・〈4〉
ただし、α(T)は温度Tの関数を表し、温度は絶対温度(単位:K)表示である。
本発明においては、鋼の化学組成を「Et<0」であるように調整して、熱間鍛造を行う前の室温の状態では、鋼中のTiはすべてTiNおよびTiSとして固定されるようにしておき、所定の形状に成形するための熱間鍛造時の加熱保持によって、TiS粒子が部分的に溶解してオーステナイト母相中に固溶Tiを溶出させ、この固溶Tiが熱間鍛造後の冷却工程で、VとTiの両方を含んだ炭化物の形成に寄与することを利用することである。
前記の〈3〉式および〈4〉式は、上記熱間鍛造時の加熱保持で、TiSの粒子が部分的に溶解して、オーステナイト母相中に存在する固溶Tiの量を規定するものであって、「y」が上記固溶Tiの量を表す。なお、固溶Ti量の単位は、質量%であるので、質量%で表したときのTi濃度と同義である。
TiS粒子がオーステナイト中でどの程度溶けるか、言い換えると、どの程度の固溶Ti量と平衡関係になるかは溶解度積によって計算できる。TiSの溶解度積について代表的な式には非特許文献1に示された次の〈5〉式で表されるものがある。
log[Ti][S]=−(17640/T)+8.20・・・〈5〉。
なお、ここでの[Ti]および[S]は、いずれもTiSの形成に関与するTiおよびSの質量%での鋼中含有量を意味する。
log[Ti][S]=−(17640/T)+8.20・・・〈5〉。
なお、ここでの[Ti]および[S]は、いずれもTiSの形成に関与するTiおよびSの質量%での鋼中含有量を意味する。
上記の〈5〉式は次の〈6〉式のように変形できる。
[Ti]=10{−(17640/T)+8.20}/[S]・・・〈6〉。
[Ti]=10{−(17640/T)+8.20}/[S]・・・〈6〉。
また、[Ti][S]=α(T)とおけば、〈5〉式に代入して、〈4〉式が得られ、また、次の〈7〉式のように変形できる。
[Ti]=α(T)/[S]・・・〈7〉。
[Ti]=α(T)/[S]・・・〈7〉。
α(T)は温度Tが決まれば定数になるので、[Ti]と[S]の関係で見ると、双曲線を与える関係になる。
以下、1523K(1250℃)および1423K(1150℃)におけるTiSの溶解度積を示す図1を用いて、さらに詳しく説明する。
[S]をx軸に、[Ti]−3.4[N]をy軸にとって、一例として、T=1523Kおよび1423Kの場合について〈7〉式を描くと、図1に示すような第1象限の二つの双曲線となる。ここで、y軸を[Ti]ではなく、[Ti]−3.4[N]とした理由は、TiSが形成される前にTiNが形成されると考えているので、TiSの形成に関与する質量%で表したTi量は、鋼中に含まれるTi量からTiNとして消費されてしまうTiの量を差し引いたものとなるからである。〈5〉式に現われる[Ti]および[S]は、いずれもTiSの形成に関与するTiおよびSの鋼中含有量を意味しているので、こうした扱いが必要になる。なお、[S]に関しては、Sが消費される可能性がある粒子としてMnSが挙げられるが、TiSの方がMnSよりも先に形成されると考えるのが妥当であるので、ここでは、鋼中に含有されるすべてのSが、まずはTiSの形成に関与すると仮定している。
TiSの化学量論比は1:1であり、これを質量比にすると1.5:1であるので、図1には、傾きが1.5で原点を通る直線を描いてある。TiとSがTiSを形成したり、TiSからTiとSが溶け出したりする場合には、この1.5:1の比率が守られるので、この直線に沿って図1中を移動すると考えることができる。
今、鋼中のTi量(TiSの形成に関与するTiの質量%での含有量)とS量(TiSの形成に関与するSの質量%での含有量)が、図1中の点A0で表されるとすれば、点A0は二つのいずれの双曲線よりも上側にあるので、すなわち、鋼中のTi量とS量の積は、いずれの温度での溶解度積よりも大きい値となるので、1523Kでも、1423KでもTiSが形成されている。一方、双曲線よりも下側の部分に相当する領域はオーステナイトに固溶できるTi量およびS量の範囲を示しているから、点A0を通って傾きが1.5となるような直線を引き、これが1523Kでの溶解度積を表す双曲線と交わる点をA1、および1423Kでの溶解度積を表す双曲線と交わる点をA2、とすれば、それぞれの点の座標が、それぞれの温度でのオーステナイトに固溶できるTi量およびS量を示すことになる。今は、固溶Tiに着目しているので、点A1および点A2のy座標の値を知ることが必要になる。点A0を通って傾きが1.5の直線と、1523Kあるいは1423Kの溶解度積を表す第一象限での双曲線の交点を求める方法は、この直線と双曲線の方程式を等しいとおいて、交点の座標を求める算術的な手続きに他ならない。なお、方程式を解いた場合には、yの値として、根号の前が±となるので、二つの値がでてくるが、物理的に意味があるのは第一象限でのyの値であるので、根号の前の符号がプラスとなる解を採用する。
[Ti]−3.4[N]−1.5[S]=Etであることを考慮すると、交点のy座標であるyは〈3〉式で与えられることがわかる。
上記yの値、すなわち、質量%で表した、オーステナイト母相中の固溶Ti量が、0.001を超え、かつ0.020以下となるような温度Tで保持してから熱間鍛造して成形すれば、上記(A)項で述べた化学組成を有する非調質鋼部材に、安定的に再現性よくvERTが1.0〜7.0J/cm2で、かつσwが450MPa以上という特性を具備させることができる。
〈3〉式および〈4〉式を用いて表されるyの値が0.001を超えない場合(つまり、0.001以下の場合)には、オーステナイト母相中の固溶Ti量が少なすぎてvERTが1.0〜7.0J/cm2とσwが450MPa以上という特性を同時に満たすことができないことがある。一方、yの値が0.020を超えると、固溶Ti量が多すぎて、前述したように、ベイナイト組織の発達を促進したり、単独でTiC炭化物が析出したりして強度ばらつきが大きくなる、という問題が起こることがある。
なお、熱間鍛造時に被処理材である鋼を保持する上記の温度Tは、該被処理材の中心部の温度を指す。
温度Tでの保持時間は、被処理材の温度が均質になるような時間で十分であり、加熱する方法、加熱設備の熱容量などによって様々に変化し得るが、例えば、高周波誘導加熱でビレットを加熱保持する場合には1分以上、炉内で加熱保持する場合には15分以上が望ましい。そして、上記の温度Tは1423〜1523K(1150〜1250℃)の範囲とすることが望ましい。
熱間鍛造後は、例えば、大気中で放冷するのがよい。熱間鍛造後の水または油を用いた急冷は、本発明では好ましくない。ファンを用いて熱間鍛造部材に風をかける風冷(強制空冷)を実施してもよいが、冷却速度が過度に高くなってベイナイト組織が多く生成しないように注意する必要がある。多少のベイナイト組織の生成は破断分割性に甚大な影響を与えないので、ベイナイト組織が面積率で10%までは、フェライト+パーライト組織に混在しても構わない。ベイナイト組織が生成するかどうかの臨界の冷却速度は鋼の化学組成の選択に依存して変化するが、本発明の範囲内であれば、熱間鍛造後の冷却速度を概ね10〜100℃/分の間に調整すれば、ベイナイト組織の混在が問題とならない、実質的にフェライト+パーライト組織を得ることができる。
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
表1に示す化学組成を有する鋼1〜20を50kg真空溶解炉によって溶解し、インゴットを作製した。なお、表1には、〈1〉式および〈2〉式で表される「Et」および「Ceq」を併記した。
表1における鋼1〜11は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼12〜20は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼であり、鋼20はすでに欧州で実用化されている特許文献1に記載のクラッキングコンロッド用鋼に相当する鋼である。
上記のインゴットを、一辺が55mm角の角棒に一旦、熱間鍛造して室温まで冷却した。次いで、上記55mm角の角棒を再び、1523K(1250℃)に加熱した後、1時間保持してから、仕上げ温度が1273K(1000℃)を下回らないように熱間鍛造して、直径35mmの丸棒とした。なお、熱間鍛造終了後は、大気中で放冷した。
鋼1、鋼5および鋼7については、これとは別に、55mm角の角棒を、1423K(1150℃)に加熱した後、1時間保持してから、仕上げ温度が1223K(950℃)を下回らないように熱間鍛造して、直径35mmの丸棒とした。なお、熱間鍛造終了後は、大気中で放冷した。
このようにして作製した直径35mmの丸棒から各種の試験片を採取して、ミクロ組織、引張り特性、疲労特性、衝撃特性および被削性を調査した。
ミクロ組織は各丸棒の鍛錬軸と平行な面(縦断面)を観察面とする試験片を切り出し、樹脂埋めして鏡面研磨したのち、ナイタール液で腐食してから、R/2部(ただし、「R」は丸棒の半径を表す。)を倍率100倍および400倍で光学顕微鏡観察した。
引張り試験片、疲労試験片および衝撃試験片は、各試験片の長手方向が各丸棒の鍛錬軸と平行になるように、引張り試験片と衝撃試験片は各丸棒のR/2部から、疲労試験片は各丸棒の中心部から切り出し、それぞれ、図2、図3および図4のような形状となるように機械加工した。
引張り試験は、図2の引張り試験片を用いて、室温、大気中においてクロスヘッド制御で行い、ひずみ速度は10−3〜10−4/sの範囲で調整した。得られた「荷重−伸び」のデータから、引張り強度(TS)を求めた。
疲労試験は、図3の平滑試験片を用いて、室温、大気中において小野式回転曲げ疲労試験機を用いて実施した。回転数は3400rpmとし、応力付加繰返し回数107回において破断しない最大の応力を疲労強度(σw)とした。
衝撃試験は、図4に示すJIS Z 2242(2005)に記載のVノッチ試験片を用いて、室温、大気中において通常の方法によりシャルピー衝撃試験機を用いて実施した。
被削性は、丸棒の中央部から厚さ10mm、幅30mm、長さ300mmの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、100個の孔を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で、ドリルの二つの切れ刃にできた、それぞれの摩耗面の幅の平均値を指す。)を測定して評価した。
なお、炭素含有量が0.7%である特許文献1に記載のクラッキングコンロッド用鋼に相当する鋼20をドリルで穿孔した場合のコーナー摩耗量は0.53mmであったので、この値を基準とし、コーナー摩耗量が該基準値の50%未満、すなわち、0.265mm未満の場合に目標とする良好な被削性を有すると判断した。
穿孔試験条件は次に示すとおりである。
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。
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。
表2に、上記の各試験の結果をまとめて示す。表2における「y」は、55mm角の角棒の保持温度について、〈1〉式、〈3〉式および〈4〉式を用いて計算した値である。
表2から明らかなように、本発明で規定する化学組成を有する鋼1〜11を用いて作製した試験番号1〜11および試験番号21〜23の直径35mmの丸棒はいずれも、vERTが1.0〜7.0J/cm2で、σwが450MPa以上という規定を満たすクラッキング性および耐疲労特性に優れたものであり、さらに、被削性も良好である。
なお、試験番号11は、0.27%のCuと0.15%のNiを含んだ鋼11の直径35mmの丸棒を用いて試験したものであるが、上記含有量のCuおよびNiを含有することで、強度の向上の効果が認められている。
これに対して、試験番号12の直径35mmの丸棒の場合では、鋼12のCeqの値が本発明で規定する下限値よりも小さいので、σwが450MPa以上という規定を満たさず、耐疲労特性が劣っている。
試験番号13は、用いた鋼13が本発明で規定する化学組成の条件のうちV含有量、Et、およびCeqが範囲から外れていて、Ceqは下限よりも小さな値となっているので、σwが450MPa以上という規定を満たさず、耐疲労特性に劣る上、vERTも規定上限値を超えて高く、破断分割性も劣っている。
試験番号14は、用いた鋼14が本発明で規定する化学組成の条件のうちEtが範囲から外れているため、vERTが規定上限値を超えて高く、破断分割性が劣っている。
試験番号15は、用いた鋼15が本発明で規定する化学組成の条件のうちS含有量およびEtが範囲から外れているため、vERTが規定上限値を超えて高く、破断分割性が劣っている。
試験番号16は、用いた鋼16が本発明で規定する化学組成の条件のうちCeqが範囲から外れていて、Ceqは上限よりも大きな値となっているので、ドリルコーナー摩耗量が目標の0.265mmよりも大きく、被削性が劣っている。
試験番号17は、用いた鋼17が本発明で規定する化学組成の条件のうちS含有量、Et、およびCeqが範囲から外れている。Etが範囲から外れているので、vERTが規定上限値を超えて高く、破断分割性が劣っている上、Ceqは上限よりも大きな値となっているので、ドリルコーナー摩耗量が目標の0.265mmよりも大きく、被削性も劣っている。
試験番号18は、用いた鋼18が本発明で規定する化学組成の条件のうちV含有量およびCeqが範囲から外れていて、Ceqは上限よりも大きな値となっているので、ドリルコーナー摩耗量が目標の0.265mmよりも大きく、被削性が劣っている。
試験番号19は、用いた鋼19が本発明で規定する化学組成の条件のうちTi含有量、Et、およびCeqが範囲から外れている。Etが範囲から外れているので、vERTが規定上限値を超えて高く、破断分割性が劣っている上、Ceqは上限よりも大きな値となっているので、ドリルコーナー摩耗量が目標の0.265mmよりも大きく、被削性も劣っている。
試験番号20は、用いた鋼が、特許文献1に記載のクラッキングコンロッド用鋼に相当する鋼20であり、化学組成の条件のうちC含有量、P含有量、Ti含有量、およびCeqが範囲から外れている。Tiを含有していないので、本発明で規定しているEtの概念は適用できないが、試験番号20が本発明と比べて、耐疲労特性が劣っており、被削性も劣っていることがわかる。
本発明の非調質鋼は、熱間鍛造して所定の形状に成形された後で破断分割され、高い疲労強度が要求される自動車エンジン用のコンロッドなど非調質鋼部材の素材として好適に使用することができる。また、本発明の非調質鋼部材は、クラッキング性および耐疲労特性に優れたものであり、自動車エンジンなどのコンロッドとして利用することができる。
Claims (3)
- 質量%で、C:0.27〜0.40%、Si:0.15〜0.70%、Mn:0.55〜1.50%、P:0.010〜0.070%、S:0.05〜0.15%、Cr:0.10〜0.60%、V:0.030%以上で0.150%未満、Ti:0.100%を超えて0.200%以下、Al:0.002〜0.050%およびN:0.002〜0.020%を含み、残部はFeおよび不純物からなり、下記の〈1〉式で表されるEtが0未満であり、かつ〈2〉式で表されるCeqが0.60を超えて0.80未満である化学組成を有することを特徴とする、非調質鋼。
Et=[Ti]−3.4[N]−1.5[S]・・・〈1〉
Ceq=[C]+([Si]/10)+([Mn]/5)+(5[Cr]/22)+(33[V]/20)−(5[S]/7)・・・〈2〉
ただし、〈1〉式および〈2〉式中の[]で囲まれた元素記号は、その元素の質量%での鋼中含有量を表す。 - Feの一部に代えて、質量%で、Cu:0.40%以下およびNi:0.30%以下のうちの1種以上を含有することを特徴とする、請求項1に記載の非調質鋼。
- 請求項1または2に記載の化学組成を有し、室温でのシャルピー衝撃値が1.0〜7.0J/cm2で、かつ疲労強度が450MPa以上であることを特徴とする、非調質鋼部材。
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