WO2012157455A1 - 非調質鋼および非調質鋼部材 - Google Patents

非調質鋼および非調質鋼部材 Download PDF

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WO2012157455A1
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PCT/JP2012/061648
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佐野　直幸
長谷川　達也
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住友金属工業株式会社
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    • F16C7/02—Constructions of connecting-rods with constant length
    • F16C7/023—Constructions of connecting-rods with constant length for piston engines, pumps or the like

Definitions

  • the present invention relates to a non-heat treated steel and a non-heat treated steel member using the steel. More specifically, the present invention is suitable as a material for non-tempered steel members such as a connecting rod for an automobile engine that is hot-forged and formed into a predetermined shape and then fractured and divided and requires high fatigue strength.
  • the present invention relates to non-tempered steel and a non-tempered steel member such as the connecting rod using the steel.
  • connecting rod As a manufacturing method of a connecting rod for an automobile engine (hereinafter referred to as “connecting rod”), a fracture splitting method is used.
  • the connecting rod is divided into two parts on the large end side connected to the crankshaft.
  • the part with the flange connected to the piston is the ⁇ rod body ''
  • the semicircular part on the large end side is ⁇ It is called a “cap” or the like.
  • the fracture split method also called cracking method, is formed by hot forging into a shape in which the rod body and cap are integrated, that is, the shape when assembled to the crankshaft, and later the rod body and cap Is divided into two parts (parts).
  • the division into two parts is called “breaking division” because it is performed as if it is broken by applying an impact load.
  • the rod body and cap do not have to be hot forged separately, and the minute irregularities present on the brittle fracture surface when split are closely fitted to each other. “Positioning pins” embedded so that the caps are not misaligned can be eliminated. That is, in the fracture splitting method, it is possible to omit a significant step and greatly reduce the manufacturing cost.
  • V-type non-tempered steel with vanadium added is a typical high-strength non-tempered steel having a ferrite + pearlite structure.
  • V-type non-tempered steel is widely applied to machine structural parts that require high strength and high toughness, but low toughness suitable for cracking connecting rods cannot be obtained as it is. Therefore, various methods for reducing the toughness of V-type non-heat treated steel have been proposed and disclosed.
  • Patent Document 2 phosphorus that segregates at grain boundaries and promotes embrittlement is positively added, and the content of fracture is improved by improving the fracture splitting property.
  • the invention described in Patent Document 3 aims to improve break splitting by controlling the form and number of sulfide inclusions.
  • the inventions described in Patent Documents 4 to 6 are intended to obtain non-tempered steel with high strength and low toughness by adding titanium.
  • Patent Document 4 describes that by dispersing TiN inclusions having a diameter of 5 ⁇ m or more, cracking properties are improved, and a moderately rough surface can be obtained.
  • the “effective Ti amount” defined from the contents of titanium and nitrogen, that is, “TiN is determined from the Ti amount in steel”. It is described that the fracture splitting property is improved by setting the “subtracted Ti amount subtracted” to 0.003% or more by mass%.
  • Ti is added, and if necessary, Zr is added in combination, and 0.0005 to 0.01% of Ca is contained, and Ti or Ti and Zr are combined with S.
  • sufficient (Mn, Ca) S which is a complex sulfide of Mn and Ca, is produced even after the sulfide is formed. It is intended to obtain a tough ductile free-cutting non-tempered steel.
  • Patent Document 2 P content exceeds 0.070%”, there is a concern in terms of stably securing hot workability.
  • Patent Document 3 with sulfide inclusions than width 1 ⁇ m of 100 to 4000 / mm 2 is present, the average aspect ratio of the sulfide inclusions is 10 or less" in the steel, A manufacturing method for realizing the number and form of such sulfide inclusions has not necessarily been clarified, and there is a problem in industrially reproducible manufacturing.
  • TiN inclusions having a maximum diameter of 5 ⁇ m or more exist at a number density of 5 / mm 2 or more” the TiN inclusions have extremely high hardness, and therefore machinability, particularly drilling. There was a problem that the property tends to deteriorate.
  • Ti combines with S to form Ti sulfide (TiS).
  • TiS Ti sulfide
  • Patent Document 6 considers that Ti and Zr combine with S to form a sulfide of TiS and Zr (ZrS), but the main player for improving machinability is (Mn, Ca) S, and therefore, the inclusion of Ca is essential. Ca often causes the problem of nozzle clogging in the casting process, and there is a problem that smooth production is hindered in actual production.
  • the prices of rare metals such as V and Ti have risen remarkably, and it has become difficult to ensure stable availability. Therefore, even if the content of these elements is reduced as much as possible, specifically, the upper limit of the content with respect to V is set to a value not exceeding 0.150%, and the content of Ti with respect to the content. Even when the upper limit is 0.200%, a low toughness and high strength non-heat treated steel that can be applied to the fracture splitting method has been desired.
  • the present invention has been made in view of the above-described situation, and is not tempered, such as a connecting rod for an automobile engine, which is hot-forged and formed into a predetermined shape and then fractured and divided to require high fatigue strength. It is an object of the present invention to provide a non-heat treated steel suitable as a material for the steel member, and a non-heat treated steel member such as the connecting rod using the steel.
  • the present inventors produced Ti-V non-heat treated steels of various components, and investigated in detail the relationship between the components and strength, toughness, and machinability.
  • Ti effective for strengthening and low toughening can be organized by the concept of effective Ti amount.
  • Ti in steel is consumed not only by TiN but also by TiS.
  • the “effective Ti amount” is included in the steel, not the remaining Ti amount consumed in the formation of TiN from the Ti amount contained in the steel as defined in the above-mentioned Patent Document 5. It is necessary to define the amount of Ti remaining by subtracting the amount of Ti used for forming TiN and TiS from the amount of Ti formed.
  • a negative value of the effective Ti amount means that there is no free solid solution Ti in terms of chemical composition.
  • the connecting rod is manufactured by hot forging, for example, if the material steel is heated and held at a temperature of about 1423 to 1523 K (1150 to 1250 ° C.) before hot forging, the particles of TiS are partially In the austenite matrix, dissolved Ti comes to exist, and the amount of dissolved Ti can be calculated from the solubility product equation of TiS.
  • the effective amount of Ti affects the amount of solid solution Ti generated in the austenite matrix due to partial dissolution of TiS particles during hot forging in the above item (d). If the effective Ti amount is properly managed, the upper limit of the V content is set to a value not exceeding 0.150%, and even if the upper limit of the Ti content is limited to 0.200%, the V content is The same properties as those of the existing high-strength, low-toughness non-tempered steel of 0.150% or more can be stably obtained with good reproducibility.
  • the machinability and fatigue strength of a steel material exhibiting a ferrite + pearlite structure can be centrally arranged by the hardness of the steel material and correlate with the carbon equivalent. Conventionally used regression equations can be applied to determine the carbon equivalent. If the carbon equivalent value is controlled within the appropriate range, both high fatigue strength and excellent machinability can be achieved.
  • the present invention has been completed on the basis of the above findings, and the gist thereof is the use of the non-heat treated steel shown in the following (1) and (2) and the non-heat treated steel shown in (3).
  • Non-tempered steel member is the use of the non-heat treated steel shown in the following (1) and (2) and the non-heat treated steel shown in (3).
  • the non-heat treated steel of the present invention is suitable for use as a material for non-heat treated steel members such as connecting rods for automobile engines that are required to have high fatigue strength after being hot forged and formed into a predetermined shape and then fractured. Can be used. Moreover, the non-heat treated steel member of the present invention is excellent in cracking property and fatigue resistance, and can be used as a connecting rod for an automobile engine or the like.
  • C 0.27 to 0.40%
  • C is the most important element for determining the strength of the steel material, and as in the present invention, after being formed into a member by hot forging, it is a mechanical part used in an untempered state without heat treatment. In order to ensure the strength, it is necessary to contain 0.27% or more. On the other hand, when the content exceeds 0.40%, the ratio of the pearlite structure increases, and the durability ratio is lowered, so that the fatigue resistance is deteriorated or the machinability is lowered. Therefore, the C content is set to 0.27 to 0.40%.
  • the C content is preferably 0.30% or more.
  • Si 0.15 to 0.70%
  • Si is an element that contributes to an increase in strength as a solid solution strengthening element and has an effect of effectively deoxidizing steel. These effects are obtained when the Si content is 0.15% or more. However, when the Si content increases, the hot workability including hot forgeability deteriorates, and the machinability also deteriorates. Further, even if the content exceeds 0.70%, the above effect is obtained. Since it is saturated, the upper limit is preferably 0.70%. Therefore, the Si content is set to 0.15 to 0.70%. Note that the Si content is desirably 0.20% or more, and desirably 0.60% or less.
  • Mn 0.55 to 1.50% Mn contributes to an increase in strength as a solid solution strengthening element. Mn also has the effect of improving the machinability by forming MnS together with S. In order to obtain these effects, a Mn content of 0.55% or more is necessary. However, even if Mn is contained in excess of 1.50%, the effect is saturated, the cost is increased, the hardenability is excessively increased, and a bainite structure that causes breakage splitting and machinability deterioration is generated. There is. Therefore, the Mn content is set to 0.55 to 1.50%. Note that the Mn content is desirably 0.60% or more, and desirably 1.40% or less.
  • P 0.010 to 0.070%
  • P contributes to an increase in strength as a solid solution strengthening element, but is an element that easily segregates at grain boundaries and degrades the toughness of steel. This property is a favorable effect for break splitting.
  • a P content of 0.010% or more is necessary.
  • the P content is set to 0.010 to 0.070%.
  • the P content is preferably 0.030% or more, and is preferably 0.060% or less.
  • S 0.05 to 0.15%
  • S is an impurity usually contained in steel, but it is added positively because it has an action of combining with Mn and Ti to form sulfides such as MnS and TiS to improve machinability.
  • TiS determines the effective Ti amount, or a part of the TiS dissolves at the hot working temperature to determine the solid solution Ti amount in the austenite matrix, so that a sufficient amount of TiS is formed. It is necessary to add only S. For this purpose, an S content of 0.05% or more is necessary. However, when S is contained excessively and its amount exceeds 0.15%, segregation defects occur in the steel slab, or hot workability such as hot forgeability is deteriorated. Therefore, the S content is set to 0.05 to 0.15%. Note that the S content is preferably 0.07% or more, and more preferably 0.13% or less.
  • Cr 0.10 to 0.60% Cr contributes to an increase in strength as a solid solution strengthening element. This effect is obtained when the Cr content is 0.10% or more. However, if Cr is contained in excess of 0.60%, a bainite structure is formed, which may lead to deterioration of fracture splitting property and machinability. Therefore, the Cr content is set to 0.10 to 0.60%. Note that the Cr content is desirably 0.15% or more, and desirably 0.50% or less.
  • V 0.030% or more and less than 0.150%
  • V has the effect of precipitating as a carbide on the ferrite ground as a precipitation strengthening element and contributing to an increase in strength or improving fracture splitting.
  • carbides containing both V and Ti are produced, and there is a further effect by increasing the strength and improving the fracture splitting property.
  • the V content needs to be 0.030% or more.
  • V is a rare metal element, and it is particularly expensive among alloy elements added to steel, and the price in the market has risen remarkably, and it is difficult to ensure stable availability. Currently. Therefore, it is preferable to reduce the V content as much as possible.
  • the upper limit of the V content is reduced to about 1 ⁇ 2 of the upper limit of the V content in the conventional main V-containing non-heat treated steel. Less than 0.150%.
  • the V content is preferably 0.050% or more.
  • Ti More than 0.100% and 0.200% or less Ti combines with nitrogen to form TiN, and TiN functions as pinning particles for suppressing crystal grain coarsening during hot working. Ti combines with S to form TiS, and TiS has the effect of improving machinability. A part of TiS is melted at the temperature at which hot working is performed, whereby solid solution Ti and solid solution S are generated in the austenite matrix. The amount of this solute Ti and solute S is determined by the solubility product of TiS. The formula for the solubility product of TiS will be described later, but Ti and S in amounts exceeding the solubility product at the temperature form TiS particles.
  • Ti like V
  • Ti is a rare metal element, an element that is expensive among alloy elements added to steel, and is easily affected by market conditions, so it is difficult to ensure availability at a stable price. But there is. Therefore, it is preferable to reduce the Ti content as much as possible.
  • the upper limit of the Ti content is 0.200%. Note that the Ti content is desirably 0.110% or more, and desirably 0.190% or less.
  • Al 0.002 to 0.050%
  • Al is an element effective for deoxidation of steel, so 0.002% or more is contained in order to obtain the effect.
  • the Al content is set to 0.002 to 0.050%. Note that the Al content is desirably 0.004% or more, and desirably 0.040% or less.
  • N 0.002 to 0.020%
  • N is an element useful for forming TiN which is bonded to Ti and serves as pinning particles for suppressing crystal grain coarsening during hot working. In order to obtain this effect, it is necessary to contain 0.002% or more of N.
  • TiN since TiN is hard, if the content of N exceeds 0.020%, TiN particles are excessively generated, and machinability is remarkably deteriorated, and Ti contained in the steel due to the generation of TiN. Before forming TiS, it will be consumed as TiN. In the present invention, at the time of hot forging, it is necessary to partially dissolve TiS to form solid solution Ti, so formation of TiS is essential, and it is preferable that TiN be produced in a large amount prior to TiS. Absent. Therefore, the N content is set to 0.002 to 0.020%. The N content is preferably 0.015% or less.
  • One of the non-heat treated steels of the present invention contains the above-described elements C to N, the balance is Fe and impurities, and has a chemical composition that satisfies the conditions for Et and Ceq described later. is there.
  • impurities refer to materials mixed from ore, scrap, or production environment as raw materials when steel is industrially produced.
  • Another one of the non-tempered steels of the present invention is a chemical that contains one or more elements of Cu and Ni instead of a part of the above-mentioned Fe and satisfies the conditions for Et and Ceq. It has a composition.
  • Cu 0.40% or less Since Cu contributes to an increase in strength as a solid solution strengthening element, Cu may be contained in order to obtain the above effect. However, when Cu is contained in excess of 0.40%, hot cracking is likely to occur or a bainite structure is likely to be generated, which may lead to deterioration of break splitting property and machinability. . Therefore, the amount of Cu when contained is set to 0.40% or less. When Cu is contained, the amount of Cu is preferably 0.30% or less.
  • the amount of Cu in the case of inclusion is desirably 0.05% or more, and more desirably 0.10% or more.
  • Ni 0.30% or less Ni contributes to an increase in strength as a solid solution strengthening element and has an effect of suppressing hot cracking caused by containing Cu. May be included. However, even if Ni is contained in excess of 0.30%, the cost is increased. Therefore, the amount of Ni in the case of inclusion is set to 0.30% or less. When Ni is contained, the amount of Ni is preferably 0.20% or less.
  • the amount of Ni in the case of inclusion is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.10% or more.
  • the quantity of Ni in the case of making it contain in combination with Cu is 1/2 or more of the quantity of Cu.
  • Cu and Ni can be contained alone in the above range, or two in combination.
  • the total amount in the case of containing Cu and Ni in combination may be 0.70% of the upper limit values of Cu and Ni, but is preferably 0.50% or less, It is more desirable to set it to 0.35% or less.
  • the present invention is based on non-tempered V-based steel, containing Ti, and keeping the total content of V and Ti at most 0.3% and containing V.
  • it has a chemical composition in which the effective Ti amount is controlled, and is heated and held during hot forging, so that solid solution Ti present in the austenite matrix is supplied by partial dissolution of TiS particles, and has excellent fracture splitting properties.
  • the main point is to obtain a high strength non-tempered steel with high fatigue strength.
  • Et in the formula ⁇ 1> representing the effective Ti amount will be described first.
  • the “effective Ti amount” in the present invention means the remaining Ti amount consumed for TiN formation from the Ti amount contained in the steel, as defined in Patent Document 5. Instead, it means the amount of Ti remaining after subtracting the amount of Ti used to form TiN and TiS from the amount of Ti contained in the steel. This is because Ti contained in the steel is consumed not only by TiN but also by TiS sulfide.
  • Et ⁇ 0 Et less than 0
  • Et ⁇ 0 the amount of effective Ti is negative, that is, there is no solid solution Ti in terms of chemical composition, in other words, in steel. It means that Ti is all bonded to N and S to form TiN and TiS. In order to obtain high strength and low toughness stably with good reproducibility, it is essential to satisfy this condition.
  • Et ⁇ 0 Ti contained in the steel is all fixed as TiN and TiS in the room temperature state before the heating for the hot forging. For this reason, the amount of solid solution Ti generated in the austenite matrix due to partial dissolution of TiS particles can be optimized easily by heating and holding during hot forging, and high strength and low toughness can be stably and reproducibly. You can get well.
  • Et ⁇ 0 the amount of dissolved Ti in the austenite matrix is too large, and firstly, a problem may occur in that bainite is easily generated and low toughness is inhibited. Furthermore, since the amount of solid solution Ti increases, Ti itself forms a single carbide (TiC) in addition to being dissolved in VC.
  • TiC In contrast to VC, TiC easily precipitates in austenite and is strongly affected by work-induced precipitation, that is, TiC particles that precipitate due to the influence of the temperature range of hot forging and the work rate. The size and distribution state of the metal rod changes, and the strength variation among the connecting rod parts tends to increase. Therefore, Et ⁇ 0.
  • Ceq defined by the above formula (2) is an empirical expression that represents the hardness of the non-heat treated steel by a regression equation of the content of the main additive element, and is generally called “carbon equivalent”. .
  • Ceq When the value of Ceq is large, the hardness of the material increases, so that the machinability decreases. On the other hand, when the value of Ceq is small, the hardness of the material becomes small, so that the fatigue strength decreases. In the non-tempered steel containing Ti and V in the amounts described above, since the ferrite ground is strengthened by the carbide containing both V and Ti, sufficient fatigue strength is obtained even if Ceq is less than 0.80. In order to secure machinability, Ceq needs to be less than 0.80. On the other hand, when Ceq is 0.60 or less, the fatigue strength is significantly reduced. Therefore, 0.60 ⁇ Ceq ⁇ 0.80. Ceq is desirably 0.65 or more, and more desirably 0.67 or more.
  • the non-tempered steel of the present invention aims to stabilize the deoxidation by deoxidizing the steel with Al, and at the same time, Ti forms a composite carbide with V, and also prevents a decrease in the yield of Ti.
  • it can be manufactured by sufficiently deoxidizing with Al and then adding Ti, that is, by melting in the order of addition of Al and Ti.
  • Non-heat treated steel member has the chemical composition described in the above section (A), has a Charpy impact value at room temperature of 1.0 to 7.0 J / cm 2 and a fatigue strength of 450 MPa or more. Is. However, the Charpy impact value described above refers to a value when a V-notch test piece described in JIS Z 2242 (2005) is used, and is hereinafter referred to as “vE RT ”.
  • vE RT Since represents the magnitude of the energy per 1 cm 2, which is consumed as the work of the plastic deformation during fracture, and one of the indexes for evaluating the fracture splitting property. If the member has a chemical composition described in the above item (A), the vE RT exceeds 7.0J / cm 2, ductile fracture upon fracture division may be difficult fitting occurs. Note that the smaller the vE RT , the easier the brittle fracture is. Therefore, the smaller vE RT is desirable from the viewpoint of fracture splitting and subsequent fitting. However, if it is 1.0 J / cm 2 or more, troubles occur during transportation. There is nothing.
  • ⁇ w is preferably as large as possible, but in the case of a member having the chemical composition described in the above item (A), the upper limit is about 550 MPa.
  • vE RT is 1.0 ⁇ 7.0J / cm 2
  • ⁇ w is microalloyed steel member of the present invention that are more than 450MPa as material a steel having a chemical composition described in the above item (A), for example,
  • ⁇ (T) 10 ⁇ (17640 / T) +8.20 ⁇ (4)
  • ⁇ (T) represents a function of the temperature T, and the temperature is expressed in absolute temperature (unit: K).
  • the chemical composition of the steel is adjusted so that “Et ⁇ 0”, and in the state of room temperature before hot forging, all Ti in the steel is fixed as TiN and TiS.
  • the TiS particles are partially dissolved by the heating and holding during the hot forging to be molded into a predetermined shape, so that the solid solution Ti is eluted in the austenite matrix.
  • this cooling step it is utilized to contribute to the formation of carbide containing both V and Ti.
  • FIG. 1 showing the solubility product of TiS at 1523K (1250 ° C.) and 1423K (1150 ° C.).
  • the amount of Ti in steel (content in terms of mass% of Ti involved in the formation of TiS) and the amount of S (content in mass% of S involved in the formation of TiS) are point A in FIG. If represented by 0 , the point A 0 is above the two hyperbola, that is, the product of Ti and S in the steel is greater than the solubility product at any temperature. Therefore, TiS is formed in both 1523K and 1423K.
  • the method for obtaining the intersection of a straight line with a slope of 1.5 through the point A 0 and the hyperbola in the first quadrant representing the solubility product of 1523K or 1423K is that the equation of the straight line and the hyperbola is equal, It is nothing but an arithmetic procedure to find When the equation is solved, the value before y is ⁇ as the value of y, so two values appear, but what is physically meaningful is the value of y in the first quadrant Therefore, a solution in which the sign before the root sign is positive is adopted.
  • said temperature T holding the steel which is a to-be-processed material at the time of hot forging points out the temperature of the center part of this to-be-processed material.
  • the holding time at the temperature T is sufficient for the temperature of the material to be treated to be uniform, and may vary depending on the heating method, the heat capacity of the heating equipment, etc. In the case of holding by heating, it is desirable that the time is 1 minute or longer, and in the case of holding by heating in a furnace, 15 minutes or longer is desirable.
  • the temperature T is preferably in the range of 1423 to 1523 K (1150 to 1250 ° C.).
  • Steels 1 to 11 in Table 1 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention.
  • the steels 12 to 20 are steels whose chemical compositions deviate from the conditions defined in the present invention, and the steel 20 is a steel corresponding to the steel for cracking connecting rods described in Patent Document 1 already put into practical use in Europe. is there.
  • the above ingot was once hot-forged into a square bar with a side of 55 mm square and cooled to room temperature.
  • the 55 mm square bar was again heated to 1523 K (1250 ° C.), held for 1 hour, and then hot forged so that the finishing temperature did not fall below 1273 K (1000 ° C.).
  • a round bar was used.
  • finish of hot forging it stood to cool in air
  • test pieces were collected from the round bar having a diameter of 35 mm thus prepared, and the microstructure, tensile properties, fatigue properties, impact properties and machinability were investigated.
  • the microstructure was cut from a test piece whose surface (longitudinal section) parallel to the forging axis of each round bar was cut, filled with resin, mirror-polished, corroded with nital liquid, and then R / 2 part (however, , “R” represents the radius of the round bar.) was observed with an optical microscope at 100 ⁇ and 400 ⁇ magnification.
  • Tensile test pieces, fatigue test pieces, and impact test pieces are separated from the R / 2 part of each round bar so that the longitudinal direction of each test piece is parallel to the forging axis of each round bar.
  • the fatigue test pieces were cut out from the center of each round bar and machined so as to have shapes as shown in FIGS. 2, 3, and 4, respectively.
  • the tensile test was performed using the tensile test piece shown in FIG. 2 under the control of a crosshead at room temperature and in the atmosphere, and the strain rate was adjusted in the range of 10 ⁇ 3 to 10 ⁇ 4 / s.
  • Tensile strength (TS) was determined from the obtained “load-elongation” data.
  • the fatigue test was performed using the smooth test piece of FIG. 3 using an Ono type rotating bending fatigue tester at room temperature and in the atmosphere.
  • the speed of rotation of the stirrer was 3400 rpm, the maximum stress which does not break in stressing repeat count 10 7 times was fatigue strength (.sigma.w).
  • the impact test was carried out using a Charpy impact tester in a normal manner at room temperature and in the atmosphere using a V-notch test piece described in JIS Z 2242 (2005) shown in FIG.
  • the machinability is obtained by cutting out a plate-shaped test piece having a thickness of 10 mm, a width of 30 mm, and a length of 300 mm from the center of a round bar, drilling a through hole having a depth of 10 mm with a drill, and making 100 holes.
  • the amount of wear at the corner of the drill (the amount of wear at the outermost periphery of the drill, which is the average value of the width of each wear surface formed on the two cutting edges of the drill) was measured and evaluated.
  • Drill SKH51 straight shank drill with a diameter of 8 mm, Rotation speed: 754 rpm, Feed: 0.15mm / rev, Lubrication: Water-soluble lubricant.
  • Table 2 summarizes the results of each of the above tests. “Y” in Table 2 is a value calculated using the ⁇ 1>, ⁇ 3>, and ⁇ 4> formulas for the holding temperature of a 55 mm square bar.
  • both round rods of diameter 35mm steel 1 Test No. 1 fabricated using the 1-11 to 11 and Test No. 21 to 23 having the chemical composition defined in the present invention is vE RT It has excellent cracking and fatigue resistance properties satisfying the requirement of 1.0 to 7.0 J / cm 2 and ⁇ w of 450 MPa or more, and also has good machinability.
  • the test number 11 was tested using a round bar with a diameter of 35 mm of steel 11 containing 0.27% Cu and 0.15% Ni, and contained Cu and Ni with the above contents. By doing so, the effect of improving the strength is recognized.
  • the value of Ceq of steel 12 is smaller than the lower limit value defined in the present invention, so ⁇ w does not satisfy the requirement of 450 MPa or more, and fatigue resistance characteristics Is inferior.
  • Test No. 13 shows that the V content, Et, and Ceq out of the range of the chemical composition conditions specified in the present invention for the steel 13 used are out of the range, and Ceq is smaller than the lower limit. There does not qualify as a standard of more than 450 MPa, on inferior in fatigue resistance, vE RT even higher than the predetermined upper limit value, are inferior fracture splitting property.
  • the test number 16 is that the steel 16 used is out of the range of the chemical composition conditions defined in the present invention, and the Ceq is larger than the upper limit. It is larger than 265 mm and the machinability is inferior.
  • the S content, Et, and Ceq are out of the range among the chemical composition conditions defined in the present invention by the steel 17 used. Since Et is out of range, high vE RT exceeds the predetermined upper limit value, on the fracture splitting resistance is inferior, Ceq since has become a value larger than the upper limit, the drill corner wear amount of the target 0 Larger than .265 mm and inferior in machinability.
  • Test No. 18 shows that the V content and Ceq out of the range of the chemical composition conditions specified by the present invention for the steel 18 used are out of the range, and Ceq is larger than the upper limit. Is larger than the target of 0.265 mm, and the machinability is inferior.
  • Ti content, Et, and Ceq are out of the range among the conditions of the chemical composition of steel 19 used in the present invention. Since Et is out of range, high vE RT exceeds the predetermined upper limit value, on the fracture splitting resistance is inferior, Ceq since has become a value larger than the upper limit, the drill corner wear amount of the target 0 Larger than .265 mm and inferior in machinability.
  • Test No. 20 is a steel 20 corresponding to the steel for cracking connecting rods described in Patent Document 1, and the C content, P content, Ti content, and Ceq are in the range of chemical composition. It is off. Since it does not contain Ti, the concept of Et defined in the present invention is not applicable, but test number 20 is inferior in fatigue resistance and machinability as compared with the present invention. Recognize.
  • the non-heat treated steel of the present invention is suitable for use as a material for non-heat treated steel members such as connecting rods for automobile engines that are required to have high fatigue strength after being hot forged and formed into a predetermined shape and then fractured. Can be used. Moreover, the non-heat treated steel member of the present invention is excellent in cracking property and fatigue resistance, and can be used as a connecting rod for an automobile engine or the like.

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Abstract

　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：0.10％を超えて0.200％以下、Al：0.002～0.050％及びN：0.002～0.020％を含み、必要に応じてCu≦0.40％及びNi≦0.30％のうちの1種以上を含有し、残部はFe及び不純物からなり、［Ti］－3.4［N］－1.5［S］＜0、かつ、0.60＜［C］＋（［Si］／10）＋（［Mn］／5）＋（5［Cr］／22）＋（33［V］／20）－（5［S］／7）＜0.80である化学組成を有する非調質鋼は、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、上記化学組成を有し、vEＲＴ：1.0～7.0J／cm２でσw≧450MPaの非調質鋼部材は、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。

Description

非調質鋼および非調質鋼部材
　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。
米国特許第５１３５５８７号公報 特開２００４－２７７８４０号公報 特開２０００－７３１４１号公報 特開２００４－２７７８１７号公報 特開２００９－１５５７２４号公報 特開２００５－２４０１４９号公報
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。
　（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。
熱間鍛造時にオーステナイト中に固溶するＴｉおよびＳの濃度を説明するための一例として、１５２３Ｋ（１２５０℃）および１４２３Ｋ（１１５０℃）におけるＴｉＳの溶解度積を示す双曲線と、ＴｉＳの化学量論比に対応する直線を示した図である。なお、図中の横軸［Ｓ］は、Ｓの質量％での含有量、すなわちＳの濃度（質量％）を意味し、縦軸の［Ｔｉ］は、Ｔｉの質量％での含有量、すなわちＴｉの濃度（質量％）を意味する。 実施例の引張り試験に用いた試験片の形状を示す図である。なお、寸法の単位はｍｍである。 実施例の小野式回転曲げ疲労試験に用いた試験片の形状を示す図である。なお、寸法の単位はｍｍである。 実施例の衝撃試験に用いた試験片の形状を示す図である。なお、寸法の単位はｍｍである。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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〉。
　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〉。
　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。
　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。
　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。
　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〉。
　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〉。
　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。
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　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３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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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)

  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。
  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、請求項１に記載の非調質鋼。
  3. 　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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