WO2012164710A1 - 非調質コネクティングロッド用棒鋼 - Google Patents

非調質コネクティングロッド用棒鋼 Download PDF

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WO2012164710A1
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connecting rod
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長谷川　達也
安則 小那覇
勇 斎藤
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新日鐵住金株式会社
本田技研工業株式会社
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    • F16C9/045—Connecting-rod bearings; Attachments thereof the bearing cap of the connecting rod being split by fracturing

Definitions

  • the present invention relates to a steel bar for non-tempered connecting rod containing Cu, Ni and Mo. More specifically, the present invention is a non-tempered connecting rod for automobile engines and the like that can be easily cut and hot forged and requires good machinability, fracture splitting property and fatigue resistance. It relates to the steel bar used for the material.
  • a connecting rod 1 such as an automobile engine shown in FIG. 1 is an engine component that connects a piston and a crankshaft, and plays a role of transmitting explosive force to a drive shaft. ing. For this reason, the connecting rod is required to have high fatigue strength. In particular, with the recent increase in engine output, fatigue strength required for connecting rods is increasing.
  • Carbon steels for machine structural use such as S48C specified in JIS are stable and have a large fatigue limit ratio (fatigue strength in terms of tensile strength) when subjected to quenching and tempering heat treatment (hereinafter referred to as “tempering treatment”). (Value divided by) can be secured. For this reason, the conventional connecting rod has been manufactured by tempering a carbon steel material for mechanical structure such as S48C.
  • the basic chemical composition is 0.35% C-0.4% Si-0.95% Mn-0.04% S-0.5% Cr-0.1% V in mass%.
  • Non-tempered connecting rod made of steel is used.
  • the connecting rod 1 is conventionally processed by cutting the bolt hole 9 and finishing the rod 2 and the cap 3 that have been hot forged in separate processes, respectively.
  • the crankshaft (not shown) is sandwiched, and the rod 2 and the cap 3 are assembled together by bolts 4. Therefore, although the tempering process can be omitted, it is not as satisfactory in terms of cost reduction as the “cracking connecting rod” described below.
  • both the rod 2 and the cap 3 are integrally formed by hot forging, and then the bolt hole 9 A so-called “cracking connecting rod” that is processed and then cracked (broken and split) into the rod 2 and the cap 3 at the large end portion 5 is employed in some vehicle types.
  • a method is applied in which a jig is inserted into a portion (for example, the N portion in FIG. 1) of the large end hole 7 of the integrally formed material and stress is applied to cause fracture.
  • cracked connecting rod 1 that is, “cracking connecting rod”
  • the rod 2 and the cap 3 are used to connect the crankshaft. It is only necessary to match the fracture surfaces after clamping and to connect the rod 2 and the cap 3 with the bolt 4.
  • the fracture surface of the cracking connecting rod is a brittle fracture surface
  • the cutting process of the mating surface, which is the part sandwiching the crankshaft becomes unnecessary, and the manufacturing cost can be reduced, and the cracking connecting rod is connected at the fracture surface. Therefore, it has excellent fastening rigidity (that is, strength).
  • the non-refined cracking connecting rod of Patent Document 1 has a high C content and is inferior in machinability as compared with a connecting rod obtained by tempering a conventional carbon steel material for mechanical structure. For this reason, the industry's request to improve machinability for bolt hole machining cannot always be met. Furthermore, the fatigue strength of the non-refined cracking connecting rod of Patent Document 1 is 0.35% C-0.4% in terms of the fatigue strength of the connecting rod obtained by tempering the carbon steel material for mechanical structure and the aforementioned mass%. It is inferior to the fatigue strength of a non-tempered connecting rod having a basic chemical composition of Si-0.95% Mn-0.04% S-0.5% Cr-0.1% V.
  • Non-tempered connecting rod with a basic chemical composition of 0.04% S-0.5% Cr-0.1% V has fatigue resistance equal to or better than non-tempered connecting rods, and has excellent machinability. The demand for tempered connecting rods is extremely high.
  • Patent Document 2 a non-tempered connecting rod made of Pb-free steel and excellent in machinability, cracking properties and fatigue resistance and its A manufacturing method was proposed.
  • the “electric furnace” method contains Cu, Ni and Mo as impurities in the main raw material scrap. Therefore, when the content of the Cu, Ni and Mo in the steel bar is increased, the hot forgeability when processing into a connecting rod shape (decrease in ductility during hot forging) and bolt hole processing, etc. There is concern about a decrease in machinability.
  • the non-tempered connecting rod can secure the desired strength in the state that the steel bar as the raw material is formed into a predetermined shape by hot forging. It is manufactured by hot rolling a molten steel. Therefore, the steel bar that is the material also becomes hard in the state of being hot-rolled.
  • hot forging the connecting rod the steel bar is first cut to a predetermined length. If the steel bar is hard, the life of a cutting tool such as a saw blade, a cutting grindstone or a shear is shortened. Therefore, when the content of Cu, Ni, and Mo is increased in the steel bar that is the material, there is a concern that the life of the cutting tool when cutting the steel bar is shortened.
  • Patent Document 3 and Patent Document 4 shown below are disclosed as techniques for using non-tempered steel containing Cu, Ni and Mo as a material for “cracking connecting rod”.
  • Patent Document 3 contains specific amounts of C, Si, Mn, S, P, Cu, Ni, Cr, V, Ti, sol-Al, and N, and if necessary, Pb, Te, Ca , “High-strength non-heat treated steel” is disclosed that contains one or more of Bi, Nb, Zr, and B, the balance being inevitable impurities and Fe, and having a ferrite pearlite structure.
  • the non-tempered steel proposed in Patent Document 3 has not been sufficiently considered for hot forgeability.
  • Patent Document 4 contains specific amounts of C, Si, Mn, Cr, S, P, V, sol-Al, N, and O, and if necessary, Pb, Te, Ca, Bi, Cu "Non-tempered steel for hot forging that is easy to break and separate" is disclosed which contains one or more of Ni, Mo, Ti, Nb and Zr, and the balance is Fe and impurities.
  • the non-tempered steel proposed in Patent Document 4 does not contain Ti as an essential element, so that the ferrite is not strengthened by Ti carbide and is inferior in cracking properties.
  • the non-tempered steel proposed in Patent Document 4 may contain Ti as an optional element, the disclosed steel has a low Ti content, so that the strengthening of ferrite by Ti carbide is insufficient. Inferior in cracking property.
  • the present invention has been made in view of the above situation, and its purpose is to perform cutting and hot forging easily even if it contains Cu, Ni and Mo in order to use scrap as a steelmaking raw material. It is possible to provide a steel bar for a non-tempered connecting rod, which is used for a non-tempered connecting rod such as an automobile engine, which requires good machinability, cracking properties and fatigue resistance.
  • the gist of the present invention resides in the steel rods for non-tempered connecting rods shown in (1) and (2) below.
  • a steel bar for non-tempered connecting rod % By mass C: 0.25 to 0.35%, Si: 0.40 to 0.70%, Mn: more than 0.65% and 0.90% or less, P: 0.040 to 0.070%, S: 0.040 to 0.130%, Cr: 0.10 to 0.30%, Cu: 0.05 to 0.40%, Ni: 0.05-0.30%, Mo: 0.01 to 0.15%, V: 0.12 to 0.20%, Ti: more than 0.150% and 0.200% or less, Al: 0.002 to 0.100% and N: 0.020% or less,
  • the balance consists of Fe and impurities, Fn1 represented by the following formula ⁇ 1> is a chemical composition satisfying 0.60 to 0.80 and Fn2 represented by the following formula ⁇ 2> is 7 or more, 90% or more of the structure is a ferrite pearlite structure, and the ratio of ferrite in the ferrite pearlite structure is 40% or more.
  • Fn1 C + (Si / 10) + (Mn / 5) + (5Cr / 22) + 1.65V- (5S / 7) + (Cu / 33) + (Ni / 20) + (Mo / 10) ... ⁇ 1>
  • Fn2 (Mn + Ti) / S ... ⁇ 2>
  • the element symbols in the ⁇ 1> and ⁇ 2> formulas represent the content (mass%) of the element in steel.
  • Impurity in “Fe and impurities” as the remainder refers to those mixed from raw materials or production environment when industrially producing steel materials.
  • “Ferrite / pearlite structure” refers to a mixed structure of ferrite and pearlite. Each phase described above can be identified by observation using an optical microscope or an electron microscope.
  • the steel bar for non-tempered connecting rod of the present invention can be easily cut and hot forged, and is required to have good machinability, cracking property and fatigue resistance, such as an automobile engine. Suitable as a material for quality connecting rods.
  • FIG. 1 It is a figure which shows an example of a connecting rod. It is a figure explaining the dimension measurement location for derivation
  • “A” in the figure is the inner diameter of the large end hole 7 of the connecting rod measured in the longitudinal direction of the connecting rod, and “b” and “c” are 87 ° with respect to “a”, respectively. And an inner diameter when measured at an angle of 93 °.
  • C 0.25 to 0.35%
  • C has the effect
  • the C content is preferably 0.30% or less.
  • Si 0.40 to 0.70% Si is effective for deoxidizing steel and has an effect of increasing the strength of the steel by solid solution strengthening. However, if the content is less than 0.40%, the above effect is poor. On the other hand, even if Si is contained in excess of 0.70%, the above effect is saturated and the cost is increased. Moreover, the hot forgeability of steel is reduced. Therefore, the Si content is set to 0.40 to 0.70%.
  • the Si content is preferably 0.50% or more.
  • Mn More than 0.65% and 0.90% or less Mn has a deoxidizing action of steel and an action of improving the strength of steel. In order to obtain these effects, it is necessary to contain Mn in an amount exceeding 0.65%. However, when the content of Mn exceeds 0.90%, the hot forgeability of the steel decreases. Further, the hardenability becomes too high to form a bainite structure, resulting in a decrease in cracking properties and machinability. Therefore, the Mn content is more than 0.65% and not more than 0.90%. The Mn content is preferably 0.70% or more, and preferably 0.85% or less. The content of Mn is more preferably 0.80% or less.
  • P 0.040 to 0.070% P segregates at the grain boundaries to embrittle the steel, and has a function of making the fracture surface during cracking of the connecting rod a brittle fracture surface.
  • the P content needs to be 0.040% or more. However, if the content exceeds 0.070%, the hot forgeability of the steel decreases. Therefore, the P content is set to 0.040 to 0.070%.
  • S 0.040 to 0.130%
  • S is one of the important elements for the present invention, and has the effect of increasing the machinability of steel by forming sulfides with Mn and Ti.
  • the S content needs to be 0.040% or more.
  • the S content is set to 0.040 to 0.130%.
  • the present invention aims to further reduce the material cost by using scrap as a raw material. Therefore, it must be avoided that the reduction in hot ductility due to Cu, Ni and Mo contained in the scrap overlaps with the reduction in hot ductility due to the inclusion of a large amount of S. Therefore, in the present invention, as will be described later, the balance between the “Mn + Ti” amount that is the sum of the Mn and Ti contents and the S content is optimized.
  • Cr 0.10 to 0.30% Cr has an effect of increasing strength. In order to obtain this effect sufficiently, the Cr content needs to be 0.10% or more. However, if the Cr content exceeds 0.30%, a bainite structure is formed, and cracking properties and machinability are lowered. Therefore, the Cr content is set to 0.10 to 0.30%.
  • the Cr content is preferably 0.20% or less.
  • V 0.12 to 0.20%
  • V is one of the important elements in the present invention. That is, V has the effect of precipitating as a carbide in ferrite and improving the strength. In order to obtain this effect, the V content needs to be 0.12% or more. However, even if V is contained in an amount exceeding 0.20%, the above-described effect is hardly increased, and the cost is extremely increased. Therefore, the V content is set to 0.12 to 0.20%.
  • the V content is preferably 0.13% or more, and preferably 0.18% or less.
  • Ti more than 0.150% and 0.200% or less
  • the present invention is characterized by containing Ti in addition to V, and Ti is one of the important elements in the present invention. That is, similarly to the above V, Ti precipitates as a carbide in the ferrite to increase the strength, and further has a function of significantly strengthening the ferrite by containing it in combination with V. By strengthening the ferrite, it is possible to ensure a good cracking property in the ferrite / pearlite structure. Furthermore, the strengthening of ferrite leads to the suppression of the occurrence of fatigue cracks, so that the fatigue strength can be increased. Ti also has the effect of forming sulfides to improve machinability and increase hot ductility.
  • TiN nitride
  • Al 0.002 to 0.100%
  • Al is an element effective as a deoxidizer for steel.
  • Ti and V are contained in combination as described above.
  • Ti preferentially bonds with N to form TiN.
  • Ti forms an oxide because of its strong deoxidizing power.
  • Al is contained in order to deoxidize the steel with Al to stabilize the deoxidation, and at the same time, to form Ti and ensure Ti effective for strengthening the ferrite.
  • the Al content is set to 0.002 to 0.100%.
  • the Al content is preferably 0.050% or less.
  • Ti is added after deoxidizing sufficiently with Al, that is, addition
  • a predetermined amount of Al and Ti is preferably contained in the order of Al and Ti.
  • N 0.020% or less
  • Ti and V are contained in combination, and the ferrite is greatly strengthened by precipitation of carbides.
  • N preferentially forms Ti and nitride.
  • an upper limit is set for the N content to 0.020% or less.
  • the N content is preferably 0.012% or less, and the smaller the better.
  • Fn1 0.60 to 0.80
  • the content of each element is in the above range, and Fn1 represented by the following formula ⁇ 1> needs to satisfy 0.60 to 0.80.
  • Fn1 C + (Si / 10) + (Mn / 5) + (5Cr / 22) + 1.65V- (5S / 7) + (Cu / 33) + (Ni / 20) + (Mo / 10) ... ⁇ 1>.
  • the element symbol in the above formula ⁇ 1> represents the content (mass%) of the element in steel.
  • Fn2 7 or more
  • the hot ductility decreases as the S content increases.
  • the scrap used as a raw material contains Cu, Ni and Mo, and the hot ductility is lowered by these elements.
  • Fn2 represented by the following ⁇ 2> formula needs to satisfy 7 or more.
  • the element symbol in the above formula ⁇ 2> represents the content (mass%) of the element in steel.
  • Fn2 represented by the formula ⁇ 2> is preferably 22 or less.
  • One of the steel bars of the present invention includes the above elements, the balance being Fe and impurities, and Fn1 represented by the above formula ⁇ 1> represented by 0.60 to 0.80 and the above formula ⁇ 2> Fn2 has a chemical composition satisfying 7 or more.
  • Another one of the steel bars of the present invention has a chemical composition containing at least one element selected from Pb and Te instead of a part of Fe of the steel bar.
  • Pb 0.30% or less
  • Pb has an action of enhancing the machinability of steel, and therefore Pb may be contained to obtain this effect.
  • the Pb content exceeds 0.30%, the hot forgeability is reduced. Therefore, when Pb is contained, the content is set to 0.30% or less.
  • the Pb content is preferably 0.02% or more.
  • Pb is not included.
  • Te 0.30% or less Te has an effect of improving the machinability of steel, and therefore Te may be contained to obtain this effect. However, if the Te content exceeds 0.30%, the hot forgeability is reduced. Therefore, when Te is contained, the content is set to 0.30% or less.
  • the Te content is preferably 0.10% or less.
  • the Te content is preferably set to 0.002% or more.
  • (B) Structure of steel bar for non-tempered connecting rod In the steel bar of the present invention, 90% or more of the structure must be a ferrite / pearlite structure, and the ferrite ratio in the ferrite / pearlite structure must be 40% or more. This is to facilitate the cutting of a steel bar, which is a material for hot forging the connecting rod, into a predetermined length and to extend the life of a cutting tool such as a saw blade, a cutting grindstone, or a shear.
  • the steel bar becomes hard and difficult to cut. Specifically, when the steel bar is cut with the cutting tool, the tool is damaged or / and worn, resulting in deterioration of productivity or being unable to cut to a predetermined length. For this reason, it is necessary to make 90% or more of the structure of the bar steel into a ferrite pearlite structure so that the bainite structure and the martensite structure can be substantially ignored.
  • the pearlite contains cementite, so if the percentage of hard pearlite increases and exceeds 60%, it is difficult to cut the steel bar to the specified length. There is. Therefore, in order to make it easy to cut the steel bar to a predetermined length, the pearlite ratio in the ferrite pearlite structure must be suppressed to 60% or less, that is, the ferrite ratio needs to be 40% or more.
  • the non-heat treated connecting rod steel bar according to the present invention can be manufactured, for example, through the following steps (a) to (c).
  • a scrap is used as a melting raw material, and a steel having the chemical composition described in the above item (A) is melted to obtain a steel ingot or slab.
  • the steel ingot and cast slab are subjected to ingot rolling as necessary to form a steel slab.
  • a steel ingot, slab or steel slab is heated to 1000-1300 ° C. and hot-rolled to obtain a predetermined steel bar (round bar or square bar) size.
  • “Temperature” and “average cooling rate” in the above steps (b) and (c) indicate the temperature and average cooling rate on the surface of the material to be treated in each step, respectively.
  • the steel ingot, slab or steel slab may be heated to 1000 ° C. or higher in order to improve the efficiency of hot rolling by processing in the austenite region.
  • the heating temperature is more preferably 1100 ° C. or higher. If the heating temperature is too high, austenite grains grow, the interfacial area of grains forming ferrite formation nuclei becomes small, and the ferrite area ratio becomes low. For this reason, the upper limit of the heating temperature of the steel ingot, slab or steel slab may be 1300 ° C.
  • a temperature range of 800 to 500 ° C. at which ferrite-pearlite transformation occurs is cooled at an average cooling rate of 0.8 ° C./second or less. Therefore, generation of bainite and martensite can be easily suppressed. Furthermore, the pearlite ratio in the ferrite-pearlite structure can be suppressed to 60% or less.
  • the average cooling rate in the above temperature range is more preferably 0.6 ° C./second or less. In an industrial mass production process, the average cooling rate in the above temperature range is preferably 0.2 ° C./second or more from the viewpoint of productivity.
  • the cooling in the temperature range below 500 ° C. may be any cooling pattern.
  • the steel bar of the present invention is used as a raw material, a non-tempered connecting rod having good machinability, cracking properties and fatigue resistance can be easily produced by a normal hot forging method.
  • Steels 1 to 22 having the chemical composition shown in Table 1 were melted by a normal method using a 3 ton electric furnace to obtain steel ingots.
  • Steels 3 to 8 and Steel 22 are steels that satisfy the chemical composition defined in the present invention.
  • Steel 1, Steel 2 and Steels 9 to 21 are comparative steels outside the range of the chemical composition defined in the present invention.
  • Steel 1 and Steel 2 are steels substantially equivalent to cracking connecting rod steels disclosed in Patent Document 1 and already put into practical use in Europe, and non-adjustments used in some vehicle models.
  • the above steel ingot was heated to 1250 ° C. and then hot rolled to obtain a steel piece of 180 mm ⁇ 180 mm. Next, it was hot-rolled into a round bar with a diameter of 30 mm under the conditions shown in Table 2 assuming that a hot forging material was produced.
  • Table 2 specifically shows the heating temperature of hot rolling, the finishing temperature of hot rolling, and the average cooling rate in the temperature range of 800 to 500 ° C. after finishing of hot rolling.
  • the average cooling rate in the above temperature range was adjusted by changing the air cooling conditions. Cooling in the temperature range below 500 ° C. was allowed to cool in the atmosphere.
  • a cutting test was performed by cutting each steel bar having a diameter of 30 mm with a cutting grindstone using a high-speed cutting machine. Specifically, a cutting test was conducted by installing a normal cutting grindstone having an outer diameter of 455 mm, an inner diameter of 30 mm, and a thickness of 3.5 mm in a normal automatic high-speed cutting machine having a grindstone rotational speed of 1650 rpm.
  • Steel 2 is steel based on non-tempered steel for connecting rods used in some vehicle types.
  • the steel 2 could be cut 500 times with one cutting grindstone. For this reason, it was judged that it is industrially equivalent if the life of the cutting wheel is ⁇ 10% with respect to the above 500 times. That is, if the life of the cutting wheel is less than 450 times (90%), it is difficult to cut from steel 2. If it is 450 to 550 times (90 to 110%), it is equivalent to steel 2 and 550 times (110%). Each test number was evaluated so that it was easier to cut than steel 2 if it exceeded.
  • a cylindrical test piece having a diameter of 15 mm and a length of 22.5 mm was collected from the central part of the steel bar having a diameter of 30 mm, and the hot forgeability was investigated. Specifically, the columnar test piece is heated to 1250 ° C., cooled in the air, and heated to 1100 ° C. until the length becomes 30% (6.75 mm) in the axial direction. I did. After the above installation, the presence or absence of cracks on the surface of the test piece was visually examined. The above investigation was conducted five times for each test number, and the crack occurrence frequency was displayed as a percentage.
  • the crack occurrence frequency was 60% (that is, cracks were recognized in 3 out of 5 hot upsets), so the evaluation criteria for hot forgeability were “Crack occurrence frequency is 60%”. In the case of the crack occurrence frequency exceeding 60%, the hot forgeability was inferior, and it was judged unsuitable as a material for non-tempered connecting rods such as automobile engines. For this reason, the investigation which manufactures the following actual connecting rod was not conducted.
  • a connecting rod was manufactured and investigated in order to make it an evaluation standard for cracking properties.
  • a steel bar having a diameter of 30 mm and a length of 300 mm was heated to 1250 ° C., and an integrally formed material of a rod 2 and a cap 3 having a total length of 170 mm shown in FIG. 1 was produced by hot forging. Cooling after hot forging was allowed to cool in the atmosphere.
  • HV Vickers hardness
  • the diameter of the parallel part shown in FIG. 3 from the flange part 6 (the central part of the large end part 5 and the small end part 8) of the rod 2 of the integrally formed material is 3 mm
  • the length of the parallel part is 11 mm
  • the grip part diameter A 6mm-shaped fatigue test piece was cut out and subjected to a fatigue test by load-controlled tension and compression using an electrohydraulic servo-type fatigue tester in a room temperature atmosphere with a stress ratio of -1 and a repetition rate of 10 to 20 Hz. Fatigue strength (hereinafter referred to as “ ⁇ w”) was measured. The maximum intensity of the number of repetitions is not broken in 10 seven times and the fatigue strength.
  • Machinability was evaluated by bolt hole machining. That is, the bolt hole 9 (through hole) of FIG. 1 is drilled in the large end portion 5 of each integrally formed material with a drill, and the corner wear amount (wear amount of the outermost drill portion) after drilling 300 pieces is measured. And evaluated. In addition, the above-mentioned corner wear amount in the case of test number 2 made of steel 2 is used as a reference value. If the wear amount is within 110% of the reference value, the machinability is “good” and exceeds 110% of the reference value. In this case, the machinability was evaluated as “bad”.
  • the machinability of steel that does not contain Pb and Ca which are free machinability imparting elements, is superior to the machinability of steel 2 containing Pb and Ca. Even if it is inferior, if the degree is 10%, it is determined that productivity on an industrial scale is equivalent.
  • the wear amount may be smaller than 90% of the reference value. In that case, the machinability was “excellent”.
  • Drill 8mm diameter straight shank drill with P20 carbide, Rotation speed: 1200rpm, Feed: 0.15mm / rev, Lubrication: Water-soluble lubricant.
  • cracking is shown in FIG. 6 was performed in the same manner using the apparatus described in 6. That is, first, a jig was inserted into the large end hole 7 of FIG. Next, the jig was operated so that a tensile load was applied in an impact direction in the direction of the arrow a in FIG. 2, and the rod 2 and the cap 3 were cracked by a notch provided in the N part. Note that the integrally formed material of test number 2 made of steel 2 and the integrally formed material of test number 13 made of steel 13 not containing Ti can be cracked to the rod 2 and the cap 3. There wasn't.
  • Test number 1 is made of steel 1 corresponding to cracking connecting rod steel that has already been put to practical use in Europe. The cracking property was determined to be good when the fracture surface was of the same level and the amount of fracture strain was smaller than the value of test number 1 (0.15 mm).
  • the above-mentioned breaking strain amount refers to “a ⁇ ⁇ (b + c) / 2 ⁇ ” after cracking when the cracked rod 2 and cap 3 are matched at the fracture surface and the values a to c shown in FIG. 2 are measured. Minus the value of “a ⁇ ⁇ (b + c) / 2 ⁇ ” before cracking.
  • a is the inner diameter of the large end hole 7 of the connecting rod when measured in the longitudinal direction of the connecting rod
  • b and c are 87 ° with respect to “a”, respectively.
  • an inner diameter when measured at an angle of 93 °.
  • the steel bar having the chemical composition and structure defined in the present invention can be easily cut and hot forged.
  • the connecting rod manufactured by hot forging using a steel bar having the chemical composition and structure defined in the present invention has good machinability, cracking properties and fatigue resistance.
  • the steel bar for non-tempered connecting rod of the present invention can be easily cut and hot forged, and is required to have good machinability, cracking property and fatigue resistance, such as an automobile engine. Suitable as a material for quality connecting rods.

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Abstract

　C：0.25～0.35％、Si：0.40～0.70％、Mn：0.65％超～0.90％、P：0.040～0.070％、S：0.040～0.130％、Cr：0.10～0.30％、Cu：0.05～0.40％、Ni：0.05～0.30％、Mo：0.01～0.15％、V：0.12～0.20％、Ti：0.150％超～0.200％、Al：0.002～0.100％、N≦0.020％を含み、必要に応じてさらに、Pb≦0.30％とTe≦0.30％の1種以上を含み、〔0.60≦C+(Si/10)+(Mn/5)+(5Cr/22)+1.65V-(5S/7)+(Cu/33)+(Ni/20)+(Mo/10)≦0.80〕および〔(Mn+Ti)/S≧7〕を満たす化学組成で、組織の90％以上がフェライト・パーライト組織で、かつ該フェライト・パーライト組織におけるフェライトの割合が40％以上である非調質コネクティングロッド用棒鋼は、容易に切断および熱間鍛造を行うことができ、良好な、被削性、クラッキング性および耐疲労特性が必要とされる、自動車エンジンなどの非調質コネクティングロッドの素材として好適である。

Description

非調質コネクティングロッド用棒鋼
　本発明は、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏを含有する非調質コネクティングロッド用棒鋼に関する。詳しくは、本発明は、容易に切断および熱間鍛造を行うことができるとともに、良好な、被削性、破断分割性および耐疲労特性が必要とされる、自動車エンジンなどの非調質コネクティングロッドの素材に用いる棒鋼に関する。
　図１に一例を示す自動車エンジンなどのコネクティングロッド１（以下、「コンロッド」ということがある。）は、ピストンとクランクシャフトを連結するエンジン部品であり、爆発力を駆動軸に伝達する役割を担っている。このため、コンロッドには高い疲労強度が要求される。特に、近年のエンジンの高出力化にともなって、コンロッドに要求される疲労強度はますます大きくなっている。
　コンロッドのボルト穴９ならびに、ピストンおよびクランクシャフトと連結する部分は切削加工される。このため、コンロッドの素材には良好な被削性が要求される。
　ＪＩＳに規定されたＳ４８Ｃなどの機械構造用炭素鋼鋼材は、焼入れ－焼戻しの熱処理（以下、「調質処理」という。）を施せば、安定して大きな疲労限度比（疲労強度を引張強度で除した値）が確保できる。このため、従来のコンロッドは、Ｓ４８Ｃなどの機械構造用炭素鋼鋼材を調質処理して製造されてきた。
　しかしながら、最近の厳しい経済情勢を反映して、各種自動車部品の製造コスト低減の動きが活発化しており、この動きはエンジン部品であるコンロッドにおいても例外ではなくなってきている。このため、製造コストが嵩む調質処理を行うことなく、前記機械構造用炭素鋼鋼材を調質処理した場合と同等の疲労限度比が得られる非調質のコンロッドに対する要望が大きくなっている。一部の車種では、質量％で、０．３５％Ｃ－０．４％Ｓｉ－０．９５％Ｍｎ－０．０４％Ｓ－０．５％Ｃｒ－０．１％Ｖを基本の化学組成とする鋼を素材とする非調質のコンロッドが採用されている。
　一方、コンロッド１は、従来、別々の工程で熱間鍛造されたロッド２とキャップ３に対して、各々切削加工によるボルト穴９の加工と仕上げ加工を施した後、ロッド２とキャップ３とでクランクシャフト（図示せず）を挟み、ロッド２とキャップ３とをボルト４によって結合して組み立てられている。したがって、調質処理を省略することは達成できるが、次に述べる、「クラッキングコンロッド」ほどにはコスト低減の点で満足のいくものではない。
　このため、最近では、素材である鋼の非調質鋼化に加えて、さらに一層の製造コスト低減のために、ロッド２とキャップ３の両者を熱間鍛造で一体成形した後、ボルト穴９加工を施し、その後に大端部５でロッド２とキャップ３にクラッキング（破断分割）するいわゆる「クラッキングコンロッド」が一部の車種で採用されている。
　上記のクラッキングには、一体成形材の大端部の穴７の分割したい部位（例えば、図１におけるＮ部）に治具を挿入し、応力を負荷して破断させる方法が適用される。
　クラッキングされたコンロッド１（つまり、「クラッキングコンロッド」）は、クラッキングした際の破断面が脆性破面であれば、それをクランクシャフトと連結する際には、ロッド２とキャップ３とでクランクシャフトを挟み込んだ後、破断面を合わせ、ロッド２とキャップ３とをボルト４によって結合するだけでよい。
　したがって、クラッキングコンロッドは、その破断面が脆性破面であれば、クランクシャフトを挟む部分である合わせ面の切削加工が不要になって製造コストを低減することができるし、破断面で連結が行われるので、締結剛性（すなわち、強度）に優れている。
　上記のクラッキングコンロッドについては、特許文献１に開示された、質量％で０．７％程度のＣ（炭素）を含む非調質鋼を素材とするものが欧州で既に実用化されている。しかし、特許文献１の非調質のクラッキングコンロッドは、Ｃの含有量が高く従来の機械構造用炭素鋼鋼材を調質処理したコンロッドに比べて被削性が劣る。このため、ボルト穴加工のための被削性を高めたいという産業界の要望には必ずしも応えきれていない。さらに、特許文献１の非調質のクラッキングコンロッドの疲労強度は、機械構造用炭素鋼鋼材を調質処理したコンロッドの疲労強度および、前記の質量％で、０．３５％Ｃ－０．４％Ｓｉ－０．９５％Ｍｎ－０．０４％Ｓ－０．５％Ｃｒ－０．１％Ｖを基本の化学組成とする非調質のコンロッドの疲労強度と比較して劣っている。
　そこで、特許文献１と同等以上の破断分割性（以下、「クラッキング性」という。）を有するとともに、前記の質量％で、０．３５％Ｃ－０．４％Ｓｉ－０．９５％Ｍｎ－０．０４％Ｓ－０．５％Ｃｒ－０．１％Ｖを基本の化学組成とする非調質のコンロッドと同等以上の耐疲労特性を有し、かつ、被削性にも優れた非調質のコンロッドに対する要望が極めて大きくなっている。
　上記産業界からの要望に応えて、本発明者等は、特許文献２において、被削性、クラッキング性および耐疲労特性に優れた、Ｐｂ非添加鋼を素材とする非調質のコンロッドとその製造方法を提案した。
　特許文献２に開示された技術に基づいて、「高炉－転炉」法によって溶製した鋼を、熱間圧延して棒鋼を得、該棒鋼を熱間鍛造して製造した非調質のコンロッドは、被削性、クラッキング性および耐疲労特性に優れるという産業界の要望を満足するものであった。このため、特許文献２の非調質のコンロッドは、一部の自動車の「クラッキングコンロッド」に採用され、日本国にて実用化されている。
　しかしながら、クラッキングコンロッドの需要が増えるにつれ、原料としてスクラップを利用し、「電気炉」法で溶製した鋼を素材とすることでコストを一層低減して、非調質のコンロッドを製造したいという要望が高まってきた。
　鉄鉱石を主原料とする「高炉－転炉」法の場合とは異なり、「電気炉」法の場合には、主原料であるスクラップにＣｕ、ＮｉおよびＭｏが不純物として含有される。したがって、素材である棒鋼において、このＣｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量が多くなると、コンロッド形状に加工する際の熱間鍛造性の低下（熱間鍛造時の延性低下）およびボルト穴加工などの際の被削性の低下が懸念される。
　また、非調質のコンロッドは、素材である棒鋼を熱間鍛造によって所定形状に成形したままの状態で、所望の強度を確保できるものであるが、既に述べたように、素材である棒鋼は、溶製した鋼を、熱間圧延することによって製造される。したがって、素材である棒鋼についても、熱間圧延したままの状態では硬くなる。コンロッドを熱間鍛造する際には、まず棒鋼を所定長さに切断するが、棒鋼が硬いと、鋸刃、切断砥石またはシャーなどの切断工具の寿命が短くなる。そのため、素材である棒鋼において、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量が多くなると、棒鋼を切断する際の切断工具の寿命が短くなることも懸念される。
　Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏを含有する非調質鋼を「クラッキングコンロッド」の素材に用いる技術としては、次に示す特許文献３および特許文献４が開示されている。
　特許文献３には、特定量の、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ｐ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、ｓｏｌ－ＡｌおよびＮを含有し、必要に応じてさらに、Ｐｂ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｎｂ、ＺｒおよびＢのうちの１種以上を含有し、残部が不可避的不純物およびＦｅから成り、フェライトパーライト組織を有する「高強度非調質鋼」が開示されている。しかしながら、特許文献３で提案された非調質鋼は、熱間鍛造性について十分な配慮がなされたものではない。
　特許文献４には、特定量の、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｓ、Ｐ、Ｖ、ｓｏｌ－Ａｌ、ＮおよびＯを含有し、必要に応じてさらに、Ｐｂ、Ｔｅ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒのうちの１種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる「破断分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼」が開示されている。しかしながら、特許文献４で提案された非調質鋼は、必須元素としてＴｉを含まないため、Ｔｉ炭化物によるフェライトの強化がなされずクラッキング性に劣る。また、特許文献４で提案された非調質鋼は、任意元素としてＴｉを含んでもよいものの、その開示されている鋼のＴｉ含有量は少ないため、Ｔｉ炭化物によるフェライトの強化が不十分であり、クラッキング性に劣る。
米国特許第５１３５５８７号公報 特開２００４－３０１３２４号公報 特開２００４－２７７８１７号公報 特開２００２－２５６３９４号公報
Ｚ．Ｉｉｄａ　ｅｔ　ａｌ．：Ｒｅｖｉｅｗ　ｏｆ　Ａｕｔｏｍｏｔｉｖｅ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ、２７（２００６）ｐｐ．４３９－４４３
　本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、製鋼原料としてスクラップを利用するために、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏを含有していても、容易に切断および熱間鍛造を行うことができるとともに、良好な、被削性、クラッキング性および耐疲労特性が必要とされる、自動車エンジンなどの非調質コネクティングロッドに用いる、非調質コネクティングロッド用棒鋼を提供することである。
　本発明の要旨は、下記（１）および（２）に示す非調質コネクティングロッド用棒鋼にある。
　（１）非調質コネクティングロッド用棒鋼であって、
質量％で、
Ｃ：０．２５～０．３５％、
Ｓｉ：０．４０～０．７０％、
Ｍｎ：０．６５％を超えて０．９０％以下、
Ｐ：０．０４０～０．０７０％、
Ｓ：０．０４０～０．１３０％、
Ｃｒ：０．１０～０．３０％、
Ｃｕ：０．０５～０．４０％、
Ｎｉ：０．０５～０．３０％、
Ｍｏ：０．０１～０．１５％、
Ｖ：０．１２～０．２０％、
Ｔｉ：０．１５０％を超えて０．２００％以下、
Ａｌ：０．００２～０．１００％および
Ｎ：０．０２０％以下を含み、
残部はＦｅおよび不純物からなり、
下記＜１＞式で表わされるＦｎ１が０．６０～０．８０および下記＜２＞式で表わされるＦｎ２が７以上を満たす化学組成であり、
組織の９０％以上がフェライト・パーライト組織で、かつ該フェライト・パーライト組織におけるフェライトの割合が４０％以上である、
ことを特徴とする非調質コネクティングロッド用棒鋼。
  Ｆｎ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ－（５Ｓ／７）＋（Ｃｕ／３３）＋（Ｎｉ／２０）＋（Ｍｏ／１０）・・・＜１＞
　Ｆｎ２＝（Ｍｎ＋Ｔｉ）／Ｓ・・・＜２＞
ここで、＜１＞式および＜２＞式中の元素記号は、その元素の鋼中含有量（質量％）を表す。
　（２）化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
Ｐｂ：０．３０％以下および
Ｔｅ：０．３０％以下
のうちから選ばれる１種以上を含有する、
ことを特徴とする上記（１）に記載の非調質コネクティングロッド用棒鋼。
　残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料または製造環境などから混入するものを指す。
　「フェライト・パーライト組織」とは、フェライトとパーライトの混合組織をいう。前記した各相は、光学顕微鏡または電子顕微鏡を用いた観察によって同定することができる。
　本発明の非調質コネクティングロッド用棒鋼は、容易に切断および熱間鍛造を行うことができ、良好な、被削性、クラッキング性および耐疲労特性が必要とされる、自動車エンジンなどの非調質コネクティングロッドの素材として好適である。
コンロッドの一例を示す図である。 コンロッドの破断歪量の導出のための寸法測定箇所を説明する図である。図中の「ａ」は、コンロッドの大端部の穴７について、コンロッドの長手方向に測定した場合の内径であり、「ｂ」および「ｃ」は、「ａ」に対してそれぞれ、８７°の角度で測定した場合の内径および９３°の角度で測定した場合の内径である。 実施例で用いた疲労試験片の形状を示す図である。図中の数値は寸法（単位：ｍｍ）を示す。
　以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　（Ａ）非調質コネクティングロッド用棒鋼の化学組成：
　以下の説明において、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．２５～０．３５％
　Ｃは、鋼の強度を高める作用を有し、０．２５％以上含有させることで効果が得られる。しかし、その含有量が０．３５％を超えると、強度が高くなりすぎて被削性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．２５～０．３５％とした。Ｃの含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．４０～０．７０％
　Ｓｉは、鋼の脱酸に有効であるとともに固溶強化によって鋼の強度を高める効果を有する。しかし、その含有量が０．４０％未満では上記の効果に乏しい。一方、Ｓｉを０．７０％を超えて含有させても上記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。しかも、鋼の熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｓｉの含有量を０．４０～０．７０％とした。Ｓｉの含有量は０．５０％以上とすることが好ましい。
　Ｍｎ：０．６５％を超えて０．９０％以下
　Ｍｎは、鋼の脱酸作用を有するとともに、鋼の強度を向上させる作用を有する。これらの効果を得るためには、０．６５％を超える量のＭｎを含有させる必要がある。しかし、Ｍｎの含有量が０．９０％を超えると、鋼の熱間鍛造性が低下する。さらに、焼入れ性が高くなりすぎてベイナイト組織を生じ、クラッキング性および被削性の低下をきたす。したがって、Ｍｎの含有量を０．６５％を超えて０．９０％以下とした。Ｍｎの含有量は０．７０％以上とすることが好ましく、また０．８５％以下とすることが好ましい。Ｍｎの含有量は、０．８０％以下とすることがさらに好ましい。
　Ｐ：０．０４０～０．０７０％
　Ｐは、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させ、コンロッドのクラッキングの際の破面を脆性破面とする作用を有する。この効果を得るには、Ｐの含有量を０．０４０％以上とする必要がある。しかし、その含有量が０．０７０％を超えると、鋼の熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｐの含有量を０．０４０～０．０７０％とした。
　Ｓ：０．０４０～０．１３０％
　Ｓは、本発明にとって重要な元素の一つであり、ＭｎおよびＴｉとともに硫化物を形成して鋼の被削性を高める作用を有する。この効果を得るには、Ｓの含有量を０．０４０％以上とする必要がある。しかし、Ｓの含有量が０．１３０％を超えると、鋼の熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｓの含有量を０．０４０～０．１３０％とした。優れた被削性を確保するためには、０．０７０％を超える量のＳを含有させることが好ましい。
　Ｓについては、その含有量が多くなるほど熱間延性が低下することが知られている。本発明は、原料にスクラップを用いることで素材コストの一層の低減を目指している。したがって、スクラップ中に含まれるＣｕ、ＮｉおよびＭｏによる熱間延性の低下と、多量のＳ含有による熱間延性の低下とが重畳することは、是非とも避けなければならない。このため、本発明においては、後述するように、ＭｎとＴｉの含有量の和である「Ｍｎ＋Ｔｉ」量とＳ含有量とのバランスを適正化する。
　Ｃｒ：０．１０～０．３０％
　Ｃｒは、強度を高める作用を有する。この効果を十分に得るには、Ｃｒの含有量を０．１０％以上とする必要がある。しかし、Ｃｒの含有量が０．３０％を超えると、ベイナイト組織を生じ、クラッキング性および被削性の低下をきたす。したがって、Ｃｒの含有量を０．１０～０．３０％とした。Ｃｒの含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。
　Ｖ：０．１２～０．２０％
　Ｖは、本発明において重要な元素の一つである。すなわち、Ｖは、フェライト中に炭化物として析出して強度を向上させる作用を有する。この効果を得るには、Ｖの含有量を０．１２％以上とする必要がある。しかし、Ｖを０．２０％を超えて含有させても前記した効果の増大はほとんどなく、コストが極めて大きくなってしまう。したがって、Ｖの含有量を０．１２～０．２０％とした。Ｖの含有量は０．１３％以上とすることが好ましく、また０．１８％以下とすることが好ましい。
　Ｔｉ：０．１５０％を超えて０．２００％以下
　本発明は、Ｖに加えてＴｉを含有することを特徴としており、Ｔｉは、本発明において重要な元素の一つである。すなわち、上記のＶと同様に、Ｔｉは、フェライト中に炭化物として析出して強度を高め、さらに、Ｖと複合して含有させることによってフェライトを大幅に強化する作用を有する。このフェライトの強化によって、フェライト・パーライト組織における良好なクラッキング性を確保することができる。さらに、フェライトの強化は疲労亀裂発生の抑制につながるため、疲労強度を高めることもできる。また、Ｔｉには硫化物を形成して被削性を改善するとともに熱間延性を高める作用もある。しかしながら、Ｔｉは、Ｎと優先的に結合して窒化物（ＴｉＮ）を形成するので、上記の各作用効果を得るには、窒化物を形成した後に、鋼中に多量のフリーＴｉが存在していることが必要不可欠となる。このため、Ｔｉを０．１５０％を超えて含有させる必要がある。しかし、Ｔｉの含有量が０．２００％を超えると、却って熱間鍛造性の低下を招く。したがって、Ｔｉの含有量を０．１５０％を超えて０．２００％以下とした。
　Ａｌ：０．００２～０．１００％
　Ａｌは、鋼の脱酸剤として有効な元素である。本発明の特徴の一つは、上述したようにＴｉとＶを複合して含有させることである。しかしながら、上述のとおり、Ｔｉは、Ｎと優先的に結合してＴｉＮを形成する。さらに、Ｔｉは、脱酸力が強いため酸化物を形成する。このため、炭化物を形成するＴｉの割合が相対的に減少して、Ｖとともにフェライトを強化するのに有効なＴｉの歩留りが低下して製造コストの上昇を招くことが懸念される。そこで、本発明においては、Ａｌで鋼を脱酸して脱酸の安定化を図ると同時に、炭化物を形成してフェライトの強化に効くＴｉを確保するために、Ａｌを含有させる。しかしながら、Ａｌの含有量が０．００２％未満では所望の効果が得られない。一方、０．１００％を超える量のＡｌを含有させても上記の効果が飽和するのでコストが嵩む。したがって、Ａｌの含有量を０．００２～０．１００％とした。Ａｌの含有量は０．０５０％以下とすることが好ましい。
　Ａｌで鋼を脱酸して脱酸の安定化を図ると同時に、ＴｉがＶとともにフェライトを強化する作用を確保するためには、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、所定量のＡｌとＴｉを含有させるのがよい。
　Ｎ：０．０２０％以下
　上述したように、本発明の特徴の一つは、ＴｉとＶを複合して含有させ、炭化物の析出によってフェライトを大幅に強化することである。ＴｉとＶが複合含有された状態では、Ｎは、優先的にＴｉと窒化物を形成する。上記炭化物の析出によるフェライトの大幅強化のためには、窒化物を形成した後に、鋼中に多量のフリーＴｉが存在していることが必要不可欠となる。このため、Ｎの含有量に上限を設けて０．０２０％以下とした。Ｎの含有量は０．０１２％以下とすることが好ましく、少なければ少ないほどよい。
　Ｃｕ：０．０５～０．４０％
　Ｎｉ：０．０５～０．３０％
　Ｍｏ：０．０１～０．１５％
　本発明においては、産業界からの一層のコスト低減という要望に応えるために、スクラップを原料として使用することを前提としている。スクラップには、不純物としてＣｕ、ＮｉおよびＭｏが含有される。不純物としてのＣｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量が多い場合には、コンロッド形状に加工する際の熱間鍛造性が低下するとともにボルト穴加工などの際の被削性が低下する。このため、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量に上限を設けて、それぞれの含有量を、０．４０％以下、０．３０％以下および０．１５％以下とした。一方、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの各含有量の下限を厳しく管理することは、高価なスクラップを使う必要が生じ、却って製造コストの上昇を招く。したがって、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏの含有量に下限を設けて、それぞれの含有量を、０．０５％以上、０．０５％以上および０．０１％以上とした。
　Ｆｎ１：０．６０～０．８０
　本発明の棒鋼は、個々の元素の含有量が前記の範囲にあって、しかも、下記の＜１＞式で表されるＦｎ１が０．６０～０．８０を満たす必要がある。
  Ｆｎ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ－（５Ｓ／７）＋（Ｃｕ／３３）＋（Ｎｉ／２０）＋（Ｍｏ／１０）・・・＜１＞。
　Ｆｎ１が、０．８０を超える場合にはコンロッドの被削性が低下し、一方、０．６０未満の場合には強度が低くなって疲労強度も低くなるからである。
　既に述べたとおり、上記の＜１＞式中の元素記号は、その元素の鋼中含有量（質量％）を表す。
　Ｆｎ２：７以上
　０．０４０～０．１３０％のＳを含有させて被削性を高める本発明において、Ｓの含有量が多くなるほど熱間延性が低下する。さらに、原料として用いるスクラップ中には、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏが含まれ、これらの元素による熱間延性の低下が生じる。このため、個々の元素の含有量および上記のＦｎ１が所定の範囲を満たすだけでは、Ｓの含有による熱間延性の低下と、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏによる熱間延性の低下とが重畳して、良好な熱間鍛造性が確保できないことがある。したがって、本発明の棒鋼は、さらに下記の＜２＞式で表わされるＦｎ２が７以上を満たす必要がある。この条件を満たすことで、Ｓによる被削性改善効果を確保したうえで良好な熱間鍛造性が得られるので、容易に所定のコンロッド形状に加工することができる。
  Ｆｎ２＝（Ｍｎ＋Ｔｉ）／Ｓ・・・＜２＞。
　既に述べたとおり、上記の＜２＞式中の元素記号は、その元素の鋼中含有量（質量％）を表す。
　＜２＞式で表わされるＦｎ２は、２２以下であることが好ましい。
　本発明の棒鋼の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつ、前記＜１＞式で表わされるＦｎ１が０．６０～０．８０および前記＜２＞式で表わされるＦｎ２が７以上を満たす化学組成を有するものである。
　本発明の棒鋼の他の一つは、上記棒鋼のＦｅの一部に代えて、ＰｂおよびＴｅのうちから選ばれる１種以上の元素を含有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ＰｂおよびＴｅの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
　Ｐｂ：０．３０％以下
　Ｐｂは、鋼の被削性を高める作用を有するので、この効果を得るためにＰｂを含有してもよい。しかしながら、Ｐｂの含有量が０．３０％を超えると、熱間鍛造性の低下を招く。したがって、Ｐｂを含有させる場合には、その含有量を０．３０％以下とした。
　一方、前記したＰｂの被削性向上効果を安定して得るためには、Ｐｂの含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。
　地球環境保全などの理由でＰｂの使用が制限される場合には、Ｐｂを非含有とする。
　Ｔｅ：０．３０％以下
　Ｔｅは、鋼の被削性を高める作用を有するので、この効果を得るためにＴｅを含有してもよい。しかしながら、Ｔｅの含有量が０．３０％を超えると、熱間鍛造性の低下を招く。したがって、Ｔｅを含有させる場合には、その含有量を０．３０％以下とした。Ｔｅの含有量は０．１０％以下とすることが望ましい。
　一方、前記したＴｅの被削性向上効果を安定して得るためには、Ｔｅの含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。
　（Ｂ）非調質コネクティングロッド用棒鋼の組織：
　本発明の棒鋼においては、組織の９０％以上がフェライト・パーライト組織で、かつ該フェライト・パーライト組織におけるフェライトの割合が４０％以上でなければならない。これは、コンロッドを熱間鍛造する際の素材となる棒鋼の所定長さへの切断を行いやすくし、鋸刃、切断砥石またはシャーなどの切断工具の寿命を延長するためである。
　組織がベイナイトまたは／およびマルテンサイトの場合、棒鋼の硬さが高くなり切断しにくくなる。具体的には、上記切断工具により棒鋼を切断する場合に、工具に損傷または／および摩耗が生じて、生産性の悪化を招いたり、所定長さへの切断ができなくなってしまう。このために、実質的にベイナイト組織やマルテンサイト組織を無視できるレベルとして、棒鋼の組織の９０％以上をフェライト・パーライト組織にする必要がある。
　棒鋼の組織の９０％以上がフェライト・パーライト組織であっても、パーライトにはセメンタイトを含むために、硬いパーライトの割合が多くなって６０％を超えると、棒鋼を所定長さに切断し難い場合がある。したがって棒鋼を所定長さに切断しやすくするために、上記のフェライト・パーライト組織におけるパーライトの割合を６０％以下に抑える、つまり、フェライトの割合を４０％以上とする必要がある。
　本発明に係る非調質コネクティングロッド用棒鋼は、例えば、次の（ａ）～（ｃ）の工程を経ることで製造することができる。
　（ａ）溶解原料にスクラップを使用して、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼を溶製した後に鋼塊または鋳片とする。鋼塊および鋳片は、必要に応じ分塊圧延を行い、鋼片とする。
　（ｂ）鋼塊、鋳片または鋼片を１０００～１３００℃に加熱して、熱間圧延を施して、所定の棒鋼（丸棒または角棒）サイズとする。
　（ｃ）所定の棒鋼サイズに熱間圧延して仕上げた後、８００～５００℃の温度域を０．８℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する。
　上記の（ｂ）および（ｃ）の工程における「温度」および「平均冷却速度」はそれぞれ、各工程での被処理材の表面での温度および平均冷却速度を指す。
　上記（ｂ）の工程において、オーステナイト域で加工して熱間圧延の効率を高めるために、鋼塊、鋳片または鋼片を１０００℃以上に加熱すればよい。上記の加熱温度は、１１００℃以上とすることがより好ましい。加熱温度が高すぎると、オーステナイト粒が成長し、フェライト生成核となる粒界面積が小さくなってフェライト面積率が低くなる。このため、該鋼塊、鋳片または鋼片の加熱温度の上限は１３００℃にすればよい。
　上記（ｃ）の工程において、所定の棒鋼サイズに熱間圧延して仕上げた後、フェライト・パーライト変態が生じる８００～５００℃の温度域を０．８℃／秒以下の平均冷却速度で冷却することによって、容易に、ベイナイトおよびマルテンサイトの発生を抑制することができる。さらに、フェライト・パーライト組織におけるパーライトの割合を６０％以下に抑えることができる。上記の温度域における平均冷却速度は、０．６℃／秒以下とすればより好ましい。工業的な量産工程においては、生産性の観点から、上記の温度域における平均冷却速度は、０．２℃／秒以上とするのがよい。
　５００℃では、既にフェライト・パーライト変態が実質的に完了している。このため、５００℃を下回る温度域での冷却は、どのような冷却パターンであってもよい。
　本発明の棒鋼を素材とすれば、通常の熱間鍛造方法によって、良好な、被削性、クラッキング性および耐疲労特性を有する非調質のコンロッドを容易に製造することができる。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す化学組成を有する鋼１～２２を通常の方法で３トン電気炉を用いて溶製し、鋼塊とした。
　表１において、鋼３～８および鋼２２は、本発明で規定される化学組成を満足する鋼である。一方、鋼１、鋼２および鋼９～２１は、本発明で規定される化学組成の範囲を外れる比較例の鋼である。
　比較例の鋼のうち鋼１および鋼２はそれぞれ、特許文献１で開示され欧州で既に実用化されているクラッキングコンロッド用鋼にほぼ相当する鋼および、一部の車種で採用されている非調質のコンロッド用の、０．３５％Ｃ－０．４％Ｓｉ－０．９５％Ｍｎ－０．０４％Ｓ－０．５％Ｃｒ－０．１％Ｖを基本の化学組成とする鋼に被削性改善の目的でＰｂとＣａを添加した鋼である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記の鋼塊を１２５０℃に加熱した後熱間圧延し、１８０ｍｍ×１８０ｍｍの鋼片とした。次いで、熱間鍛造用素材を製作することを想定して、表２の条件で直径３０ｍｍの丸棒に熱間圧延した。
　表２に、熱間圧延の加熱温度、熱間圧延の仕上げ温度および、熱間圧延の仕上げ後の８００～５００℃の温度域での平均冷却速度を具体的に示す。上記温度域での平均冷却速度は風冷条件を変化することにより調整した。５００℃を下回る温度域の冷却は、大気中での放冷とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　このようにして得た直径３０ｍｍの棒鋼から各種の試験片を採取して、ミクロ組織、ロックウェルＣ硬さ（以下、「ＨＲＣ」という。）および熱間鍛造性を調査した。また、直径３０ｍｍの棒鋼の切断試験も行った。
　先ず、前記した直径３０ｍｍの各棒鋼から、長さ方向に垂直な面全面を観察面とするミクロ試験片を切り出し、鏡面研磨してナイタル腐食した後、倍率を４００倍とした光学顕微鏡で表面近傍（表面から３ｍｍの位置）を５視野、Ｒ／２（「Ｒ」は、棒鋼の半径）近傍（表面から７．５ｍｍの位置）を５視野、合計１０視野観察して、ミクロ組織における相の判定を行った。さらに、同じ観察視野のミクロ組織を写真撮影し、通常の方法で画像解析して、フェライト・パーライト組織の割合、フェライト・パーライト組織におけるフェライトの割合を測定した。そして、１０視野の算術平均値を求めた。
　また、長さ方向に垂直な面を試験面とする試験片を切り出して研磨した後、Ｒ／２部を９０°間隔で４点のＨＲＣを測定し、その４点の算術平均値を求めた。
　直径３０ｍｍの各棒鋼を高速切断機を用いて切断砥石で切断して切断試験を行った。具体的には、砥石回転数１６５０ｒｐｍの通常の自動高速切断機に、外径４５５ｍｍ、内径３０ｍｍ、厚さ３．５ｍｍの通常の切断砥石を設置して切断試験を行った。
　既に述べたように、鋼２は、一部の車種で採用されている非調質のコンロッド用鋼をベースとする鋼である。該鋼２については、一枚の切断砥石で５００回切断することができた。このため、上記の５００回に対して±１０％の切断砥石の寿命であれば工業的に同等であると判断した。すなわち、切断砥石の寿命が、４５０回（９０％）未満であれば鋼２より切断され難く、４５０～５５０回（９０～１１０％）であれば鋼２と同等、５５０回（１１０％）を超えれば鋼２より切断されやすい、という位置づけで各試験番号の評価を行った。
　さらに、直径３０ｍｍの棒鋼中心部から、長さ方向に平行に、直径が１５ｍｍで長さが２２．５ｍｍの円柱状の試験片を採取し、熱間鍛造性を調査した。具体的には、上記円柱状の試験片を１２５０℃に加熱し、大気中で冷却して１１００℃になった時点で軸方向に３０％の長さ（６．７５ｍｍ）になるまで熱間据込みを行った。上記の据込みを行った後、試験片表面での割れ発生の有無を目視で調査した。上記の調査を各試験番号について５回行い、割れ発生頻度を百分率で表示した。
　上述の鋼２については、割れ発生頻度が６０％（つまり、５回の熱間据込みのうちで、３回において割れが認められた。）であったので、熱間鍛造性の評価基準を「割れ発生頻度６０％」とした。上記６０％を超える割れ発生頻度の場合には、熱間鍛造性が劣るとして、自動車エンジンなどの非調質のコンロッドの素材として不適と判断した。このため、次に述べる実際のコンロッドを製造する調査は行わなかった。ただし、特許文献１のクラッキングコンロッド用鋼にほぼ相当する鋼１については、クラッキング性の評価基準とするためにコンロッドを製造して調査を行った。
　熱間鍛造性の調査において、割れ発生頻度が６０％以下であった試験番号については、実際のコンロッドを製造し、必要な特性が得られているかどうかを判定した。
　先ず、前記直径３０ｍｍで長さ３００ｍｍの棒鋼を１２５０℃に加熱して、図１に示す全長１７０ｍｍのロッド２とキャップ３の一体成形材を熱間鍛造で作製した。熱間鍛造後の冷却は大気中放冷とした。
　次いで、大端部５のＮ部に応力集中係数３を有する切り欠きを設けた。
　このようにして得た切り欠きのついた一体成形材を用いてビッカース硬さ（以下、「ＨＶ」という。）、耐疲労特性、被削性およびクラッキング性を調査した。
　すなわち、前記した各一体成形材の大端部５のＮ部（切り欠きを設けた箇所）から、素材である直径３０ｍｍの棒鋼の長さ方向に垂直であった面を切り出して鏡面研磨した後、９８．０７Ｎの試験力でＨＶを測定した。
　また、一体成形材のロッド２の桿部６（大端部５と小端部８の中央部）から図３に示す平行部の直径が３ｍｍ、平行部の長さが１１ｍｍ、つかみ部の直径が６ｍｍの形状の疲労試験片を切り出し、電気油圧サーボ式疲労試験機を用いて、室温大気中で、応力比を－１、繰り返し速度を１０～２０Ｈｚとして、荷重制御引張圧縮による疲労試験を行い、疲労強度（以下、「σｗ」という。）を測定した。繰り返し数が１０７回において破断しない最大の強度を疲労強度とした。
　鋼２を素材とする試験番号２のσｗの値（３７５ＭＰａ）を基準性能とし、これ以上のσｗが得られた場合に耐疲労特性が良好と判断した。
　被削性は、ボルト穴加工で評価した。すなわち、各一体成形材の大端部５に図１のボルト穴９（貫通孔）をドリルで穿孔し、３００個穿孔した後のドリルのコーナー摩耗量（ドリル最外周部の摩耗量）を測定して評価した。なお、鋼２を素材とする試験番号２の場合の上記コーナー摩耗量を基準値とし、摩耗量が前記基準値の１１０％以内なら被削性は「良好」、前記基準値の１１０％を超える場合は被削性が「不良」と評価した。これは、快削性付与元素であるＰｂやＣａを含まない鋼の被削性が、ＰｂとＣａを含む鋼２の被削性に比べて優れるとは考え難く、摩耗量が前記基準値より劣ってもその程度が１０％であれば工業的な規模での生産性が同等と判断したことによる。なお、Ｐｂまたは／およびＴｅを含有させた本発明鋼においては、摩耗量が前記基準値の９０％より小さくなる場合がある。その場合は被削性が「優良」とした。
　穿孔条件は次に示すとおりである。
  ドリル：Ｐ２０超硬の直径８ｍｍのストレートシャンクドリル、
　回転数：１２００ｒｐｍ、
　送り：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ、
　潤滑：水溶性潤滑剤。
　また、クラッキングは、非特許文献１のＦｉｇ．６に記載の装置を用い、同様の方法で行った。すなわち、まず前記一体成形材の図１の大端部の穴７の中に治具を挿入した。次に、図２のａの矢印の方向に引張荷重が衝撃的に加わるように治具を作動させ、Ｎ部に設けた切り欠きで、ロッド２とキャップ３にクラッキングした。なお、鋼２を素材とする試験番号２の一体成形材、およびＴｉを含有していない鋼１３を素材とする試験番号１３の一体成形材については、ロッド２とキャップ３にクラッキングすることができなかった。
　クラッキング後、破断面を観察するとともに破断歪量を測定してクラッキング性を評価し、その破断面が欧州で既に実用化されているクラッキングコンロッド用鋼に相当する鋼１を素材とする試験番号１と同程度の破面で、かつ、破断歪量が試験番号１の値（０．１５ｍｍ）よりも小さい場合にクラッキング性が良好であるとした。上記の破断歪量とは、クラッキング後のロッド２とキャップ３を破断面で合わせ、図２に示すａ～ｃの値を測定した場合、クラッキング後の「ａ－｛（ｂ＋ｃ）／２｝」の値からクラッキング前の「ａ－｛（ｂ＋ｃ）／２｝」の値を引いたものをいう。ここで、「ａ」は、コンロッドの大端部の穴７について、コンロッドの長手方向に測定した場合の内径であり、「ｂ」および「ｃ」は、「ａ」に対してそれぞれ、８７°の角度で測定した場合の内径および９３°の角度で測定した場合の内径である。
　表３に、上記の各試験結果をまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３から明らかなように、本発明で定める化学組成と組織を有する棒鋼は、容易に切断および熱間鍛造することができる。
　さらに、本発明で定める化学組成と組織を有する棒鋼を用いて熱間鍛造で製造したコンロッドは、良好な、被削性、クラッキング性および耐疲労特性を有していることも明らかである。
　本発明の非調質コネクティングロッド用棒鋼は、容易に切断および熱間鍛造を行うことができ、良好な、被削性、クラッキング性および耐疲労特性が必要とされる、自動車エンジンなどの非調質コネクティングロッドの素材として好適である。
　１：コンロッド、 
　２：ロッド、 
　３：キャップ、 
　４：ボルト、 
　５：大端部、 
　６：桿部 
　７：大端部の穴
　８：小端部
　９：ボルト穴

Claims (2)

  1. 　非調質コネクティングロッド用棒鋼であって、
    質量％で、
    Ｃ：０．２５～０．３５％、
    Ｓｉ：０．４０～０．７０％、
    Ｍｎ：０．６５％を超えて０．９０％以下、
    Ｐ：０．０４０～０．０７０％、
    Ｓ：０．０４０～０．１３０％、
    Ｃｒ：０．１０～０．３０％、
    Ｃｕ：０．０５～０．４０％、
    Ｎｉ：０．０５～０．３０％、
    Ｍｏ：０．０１～０．１５％、
    Ｖ：０．１２～０．２０％、
    Ｔｉ：０．１５０％を超えて０．２００％以下、
    Ａｌ：０．００２～０．１００％および
    Ｎ：０．０２０％以下を含み、
    残部はＦｅおよび不純物からなり、
    下記＜１＞式で表わされるＦｎ１が０．６０～０．８０および下記＜２＞式で表わされるＦｎ２が７以上を満たす化学組成であり、
    組織の９０％以上がフェライト・パーライト組織で、かつ該フェライト・パーライト組織におけるフェライトの割合が４０％以上である、
    ことを特徴とする非調質コネクティングロッド用棒鋼。
    　Ｆｎ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ－（５Ｓ／７）＋（Ｃｕ／３３）＋（Ｎｉ／２０）＋（Ｍｏ／１０）・・・＜１＞
    　Ｆｎ２＝（Ｍｎ＋Ｔｉ）／Ｓ・・・＜２＞
    ここで、＜１＞式および＜２＞式中の元素記号は、その元素の鋼中含有量（質量％）を表す。
  2. 　化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、
    Ｐｂ：０．３０％以下および
    Ｔｅ：０．３０％以下
    のうちから選ばれる１種以上を含有する、
    ことを特徴とする請求項１に記載の非調質コネクティングロッド用棒鋼。
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