(57)【要約】【課題】熱間鍛造後の調質処理を省略しても高い耐力，疲労強度を確保でき且つ高価なＶを添加しないで安価な元素のみで構成したコンロッド用の熱間鍛造用非調質鋼を低コストで提供する。【解決手段】コンロッド用の熱間鍛造用非調質鋼を、重量％でＣ：０．１５〜０．３５％未満，Ｓｉ：１．２超〜２％，Ｍｎ：０．５〜１．５％，Ｐ：０．０５超〜０．２％，Ｃｕ：０．０１〜０．５％，Ｎｉ：０．０１〜０．５％，Ｃｒ：０．０１〜１％，ｓ−Ａｌ：０．００１〜０．０１％，Ｎ：０．００５〜０．０３５％残部はＦｅ及び不可避不純物からなる組成とし、且つ式１・・・０．６≦Ｃｅｑ≦０．８５（但しＣｅｑ＝Ｃ＋０．０７×Ｓｉ＋０．１６×Ｍｎ＋０．６１×Ｐ＋０．１９×Ｃｕ＋０．１７×Ｎｉ＋０．２×Ｃｒ），式２・・・α＞０．２５（但しα＝１／１０×Ｓｉ＋３／５×Ｐ＋６×Ｎ）及び式３・・・β＜０．７（但しβ＝Ｃ＋０．１８×Ｓｉ＋０．５２×Ｐ）を満たすようにする。【選択図】        なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃ  ：０．１５〜０．３５％未満
Ｓｉ：１．２超〜２％
Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｐ  ：０．０５超〜０．２％
Ｃｕ：０．０１〜０．５％
Ｎｉ：０．０１〜０．５％
Ｃｒ：０．０１〜１％
ｓ−Ａｌ：０．００１〜０．０１％
Ｎ  ：０．００５〜０．０３５％
残部Ｆｅ及び不可避不純物から成り且つ下記式１，式２及び式３を満たすコンロッド用の熱間鍛造用非調質鋼。
式１・・・０．６≦Ｃｅｑ≦０．８５
但しＣｅｑ＝Ｃ＋０．０７×Ｓｉ＋０．１６×Ｍｎ＋０．６１×Ｐ＋０．１９×Ｃｕ＋０．１７×Ｎｉ＋０．２×Ｃｒ
式２・・・α＞０．２５
但しα＝１／１０×Ｓｉ＋３／５×Ｐ＋６×Ｎ
式３・・・β＜０．７
但しβ＝Ｃ＋０．１８×Ｓｉ＋０．５２×Ｐ
【請求項２】
請求項１において、
Ｓ  ：≦０．１５％
Ｐｂ：≦０．３％
Ｂｉ：≦０．３％
Ｔｉ：≦０．０２％
Ｚｒ：≦０．０２％
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％
Ｏ  ：０．００１〜０．０１％
の１種又は２種以上を更に含有するコンロッド用の熱間鍛造用非調質鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明はコンロッド（コネクティングロッド）の素材として用いられる熱間鍛造用非調質鋼に関し、詳しくは高価な元素であるＶが無添加で、しかも調質処理（焼入れ・焼戻し処理）を省略しても高い耐力，疲労強度が得られ、安価に高強度のコンロッドを得ることのできるＶ無添加のコンロッド用の熱間鍛造用非調質鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車のエンジン部品として用いられるコンロッドは、従来、機械構造用炭素鋼を熱間鍛造した後に調質処理（焼入れ・焼戻し処理）を施し、強度を調整して製造されてきた。
しかしながらコンロッドをこのような調質鋼で構成する場合には焼入れ・焼戻し処理のために所要の加工コストが高くなり、またリードタイムが長くなってしまう問題が生ずる。
【０００３】
そこで近年では省コスト化及びリードタイムの短縮を目的として、調質処理が省略可能な熱間鍛造用非調質鋼をコンロッド用鋼として用いるようになってきている。
即ち非調質鋼を用いて、熱間鍛造ままでコンロッドを構成することが一般的に行われるようになってきている。
【０００４】
そのような熱間鍛造用非調質鋼として、従来、機械構造用炭素鋼又は機械構造用マンガン鋼に０．１％程度のＶを含有させたＶ添加鋼が代表的なものとして用いられている。
このＶ添加の熱間鍛造用非調質鋼は、熱間鍛造後の冷却時にＶの炭窒化物を微細に析出させ、その析出硬化によって目的とする強度を発現させるものである。
このＶ添加の非調質鋼の主目的は、調質処理の省略による省コスト化であるが、そのために添加するＶは高価な元素であり、かかるＶを添加することによって材料のコストアップを招き、調質処理の省略によるコストメリットを十分に活かせない問題があった。
【０００５】
一方において単純に機械構造用炭素鋼や機械構造用マンガン鋼を熱間鍛造ままで使用しコンロッドを構成した場合、強度特に疲労強度がＶ添加の非調質鋼に比べて低くなってしまう。
【０００６】
この問題を解決するための熱間鍛造用非調質鋼が、下記特許文献１に開示されている。
この特許文献１に開示の熱間鍛造用非調質鋼は、Ｖを添加する代りに安価なＰやＳｉを添加し、疲労強度を高めるようにしたものである。
【０００７】
【特許文献１】
特開平９−３１０１５２号公報
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながらこの特許文献１に開示の熱間鍛造用非調質鋼は、自動車のエンジン部品のみならず足廻り部品等をも含む、広範な機械構造用部品を適用対象として、即ち広範な目的に向けて開発されたものであって、そのために靭性をできるだけ低下させないことを発明の主眼の１つとしている。
そのためこの特許文献１に開示の熱間鍛造用非調質鋼では、その実施例に示されているように靭性（衝撃値）の低下や熱間加工性の低下を防止するため、Ｐ含有量を０．０５％以下、Ｓｉ含有量を１．２％以下にそれぞれ抑えている。
【０００９】
一方本発明が対象とするエンジン部品としてのコンロッドは、足廻り部品に要求されるような高い靭性（衝撃値）は特に要求されず、それよりはより高い耐力，疲労強度の要求される部品であり、特許文献１に開示の熱間鍛造用非調質鋼では、その要求を十分に満たすことができない。
【００１０】
ここにおいて本発明は高価な元素であるＶを添加することなく、熱間鍛造ままでＶ添加の高強度非調質鋼並みの疲労強度が得られる、コンロッド用の熱間鍛造用非調質鋼を安価に提供することを目的としてなされたものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
而して請求項１の熱間鍛造用非調質鋼は、重量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％未満，Ｓｉ：１．２超〜２％，Ｍｎ：０．５〜１．５％，Ｐ：０．０５超〜０．２％，Ｃｕ：０．０１〜０．５％，Ｎｉ：０．０１〜０．５％，Ｃｒ：０．０１〜１％，ｓ−Ａｌ：０．００１〜０．０１％，Ｎ：０．００５〜０．０３５％残部Ｆｅ及び不可避不純物から成り且つ下記式１，式２及び式３を満たす。
式１・・・０．６≦Ｃｅｑ≦０．８５
但しＣｅｑ＝Ｃ＋０．０７×Ｓｉ＋０．１６×Ｍｎ＋０．６１×Ｐ＋０．１９×Ｃｕ＋０．１７×Ｎｉ＋０．２×Ｃｒ
式２・・・α＞０．２５
但しα＝１／１０×Ｓｉ＋３／５×Ｐ＋６×Ｎ
式３・・・β＜０．７
但しβ＝Ｃ＋０．１８×Ｓｉ＋０．５２×Ｐ
【００１２】
請求項２のものは、請求項１において、Ｓ：≦０．１５％，Ｐｂ：≦０．３％，Ｂｉ：≦０．３％，Ｔｉ：≦０．０２％，Ｚｒ：≦０．０２％，Ｃａ：０．０００１〜０．０１％，Ｏ：０．００１〜０．０１％の１種又は２種以上を更に含有する。
【００１３】
【作用及び発明の効果】
本発明の熱間鍛造用非調質鋼はコンロッド用に向けて構成されたものであり、フェライトを固溶強化する元素としてのＳｉ，Ｐ，Ｎを多量に含有させて、疲労破壊の起点となるフェライトの高強度化を図るとともに、それらの添加にも拘わらず所望の熱間加工性を確保すべくＳｉ，Ｐ，Ｎの含有量の上限を見出し、定めるとともに、併せて必要な硬さを確保すべく、Ｃを含めた各合金成分の添加量を適正添加量範囲に設定したことを骨子とする。
【００１４】
一般にＰは多量に含有させると靭性（衝撃値）を低下させる。従って特に靭性の要求される足廻り部品を対象とした熱間鍛造用非調質鋼ではＰを多量に含有させることは困難である。
然るにエンジン部品としてのコンロッドは、上記のようにそれ程高い靭性は要求されず、Ｐを多量に含有させることが可能である。
【００１５】
図１に合金元素含有量変化と耐久比（疲れ限度／引張強さ）変化量の関係を示す。
この耐久比は疲れ限度を引張強さで除した値で、この値が高いほど同じ静的強度においての疲労強度が高いことを意味する。
この図よりも明らかなようにＰ，ＳｉはＶと同様に耐久比を向上させる元素であることが分る。
一方Ｐｂ，Ｃは耐久比を低下させる。
本発明は、この点に着眼してＣ含有量を低減するとともにＰとＳｉを多く含有させて高い疲労強度を得ようとしたものである。
【００１６】
ＰとＳｉは、Ｃとともに融点を大きく下げる元素であり、これらＰやＳｉが多量に含有されていると、熱間鍛造時の凝固時にそれら成分が偏析して部分的に濃化した部分を生じる。
その濃化した部分は融点が低いことから、分塊圧延等の際に同部分が溶融し割れを発生させる原因となる。
【００１７】
そこで本発明ではＳｉ，Ｐを多く含有させる一方で、Ｃの含有量を調整し、詳しくはＣの含有量を一定以下に低く規制することで熱間加工性の低下を防ぎ、他方でＣの含有量を一定以下に規制しつつ他の成分の添加及び成分バランスを図って、所要の硬さを実現するようになしたものである。
更にＣの含有量低下は耐久比の向上にも有効である。
そして本発明の熱間鍛造用非調質鋼によって、エンジン部品としてのコンロッドを調質処理することなく安価に製造できるようになり、加えてそのコンロッドに必要な耐力，疲労強度を付与することが可能となる。
【００１８】
本発明においては、必要に応じてＳ，Ｐｂ，Ｂｉ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｃａ，Ｏ等の快削成分を１種若しくは２種以上、所定の含有量で含有させておくことができる（請求項２）。
【００１９】
次に本発明における各化学成分の添加及び限定理由を以下に詳述する。
Ｃ：０．１５〜０．３５％未満
Ｃは強度を確保するために必要な元素であり、０．１５％以上の添加が必要である。
一方でＣは耐久比を低下させるとともに鋼の融点を低下させる。通常の機械構造用鋼では０．３５％以上Ｃを添加しても、鋼の融点が低下して熱間加工性を阻害することはないが、多量のＰやＳｉを含有する鋼では、これらが造塊時に凝固偏析した部位で濃化し、部分的に融点の非常に低い領域を生成させる。
更にこの部位で融点を低下させるＣも濃化するため、このような凝固偏析部が分塊圧延時に溶融し割れの発生原因となる。
通常の鋼でも凝固偏析は生じるがＰ，Ｓｉが多量に添加されていなければ前述したような現象は生じない。
またそのＣ含有量を低減することにより、耐久比の向上が図れる。
このようなＰ，Ｓｉ含有量が高い鋼特有の熱間加工性低下を抑制するため、またＶ無添加による耐久比低下を防止するため、本発明ではＣ含有量の上限を０．３５％とする。
【００２０】
Ｓｉ：１．２超〜２％
Ｓｉは鋼溶製時において脱酸作用を有しているとともに、Ｖの代替元素としてフェライト中に固溶し、固溶強化により軟質相であるフェライトの強度を向上させて疲労強度を向上させる。
このためＶ無添加鋼ではできるだけ多量のＳｉを添加することが好ましいが、あまり多量に添加すると被削性や熱間加工性を低下させるため、その範囲を１．２超〜２％とする。
【００２１】
Ｍｎ：０．５〜１．５％，Ｃｒ：０．０１〜１％
Ｍｎ，Ｃｒは鍛造材の強度を高めるとともに、パーライトのラメラを微細化して耐力や疲労強度を向上させる元素である。
しかしながら多量に添加すると鍛造後にベイナイトが生成し、硬さが著しく増加して被削性を低下させるため、それぞれの範囲をＭｎ：０．５〜１．５％，Ｃｒ：０．０１〜１％とする。
【００２２】
Ｐ：０．０５超〜０．２％
Ｐは不可避的に含有される成分で、従来粒界への偏析により靭性を低下させる不純物元素として、できるだけ低く抑えられるのが一般的である。
しかしながらＰはＳｉと同様にフェライトを固溶強化し、疲労強度を大きく向上させる有効な元素である。
自動車の足廻り部品のように高い靭性が要求される部品では、Ｐを多量に添加して高強度化を図ることは難しいが、コンロッドのようにあまり高い靭性は要求されず、より高い疲労強度が要求される部品には積極的に添加しても問題がない。
【００２３】
しかしながらＰは鋼の融点を大きく低下させ、熱間加工性を劣化させる元素であり、多量に添加すると分塊圧延時に凝固偏析部で局部溶融を生じて割れが発生する。
このためＰ含有量の範囲は０．０５超〜０．２％とする必要がある。
【００２４】
Ｃｕ：０．０１〜０．５％，Ｎｉ：０．０１〜０．５％
Ｃｕ，Ｎｉは、Ｍｎ，Ｃｒと同様に鍛造後の強度を高めるとともにパーライトのラメラを微細化し、耐力と疲労強度を向上させる元素である。
但しＣｕ，ＮｉはＭｎ，Ｃｒに比べて高価な元素であるため、積極的に多量添加することはコスト的に不利である。
このためその添加量をＣｕ：０．０１〜０．５％，Ｎｉ：０．０１〜０．５％とする。
【００２５】
ｓ−Ａｌ：０．００１〜０．０１％
ｓ−Ａｌは鋼溶解時に脱酸作用を有するとともに微細な窒化物を生成し、熱間鍛造時の結晶粒粗大化を抑制することにより強度を向上させる。
しかし多量に添加してもその効果が飽和するため、０．０１％以下とする。
【００２６】
Ｎ：０．００５〜０．０３５％
ＮはＳｉ，Ｐと同様にフェライトを固溶強化する元素であり、疲労強度の向上に有効である。
また含有するＮの一部はＡｌと微細な窒化物を形成して鋼中に分散することにより、熱間鍛造時の結晶粒粗大化を抑制する。
但しＮ含有量を０．００５％未満とすることは経済的に不利であり、また多量に添加すると鋳造欠陥の原因になるため、その範囲を０．００５〜０．０３５％とした。
【００２７】
Ｐｂ：≦０．３％，Ｂｉ≦０．３％
Ｐｂ，Ｂｉは何れも被削性を向上させるのに有効な元素であるので、鍛造品において被削性が更に良好であることが要求される場合には、必要に応じてこれらのうちから選ばれる１種又は２種を適量添加するのも良い。
しかしながら添加量が多過ぎると、強度や熱間加工性を低下させるので、添加するとしてもそれぞれＰｂ：≦０．３％，Ｂｉ：≦０．３％とする。
【００２８】
Ｓ  ：≦０．１５％
ＳはＭｎＳを形成し、被削性を向上させるのに有効な元素であり、被削性の向上が要求される場合には、必要に応じて適量添加するのも良い。
しかしながら多量に添加すると、疲労強度や熱間加工性を低下させるので０．１５％以下とする。
【００２９】
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％
ＣａはＭｎＳ中のＭｎと一部置換してＣａを含むＭｎＳを形成する。
このようなＣａを固溶したＭｎＳは切削加工時に工具に付着し、工具摩耗を抑制して被削性を改善する。
このような効果を得るためにもＣａは０．０００１％以上の添加が必要である。
しかしながら多量に添加してもその効果が飽和するため０．０１％以下とする。
【００３０】
Ｔｉ：≦０．０２％，Ｚｒ≦０．０２％
Ｔｉ，ＺｒはＭｎＳの分布状態を微細化する効果を有する。微細化したＭｎＳは機械加工時の切屑破砕性を向上させる。
但し過剰に添加してもその効果が飽和するとともに経済的に不利となるため、それぞれＴｉ：≦０．０２％，Ｚｒ≦０．０２％とした。
また何れも０．０００５％以上添加することが好ましい。
【００３１】
Ｏ：０．００１〜０．０１％
Ｃａが固溶したＭｎＳを得るためには、そのＭｎＳに隣接してＣａの酸化物が存在することが必要である。
このような効果を得るために０．００１〜０．０１％のＯが必要である。
【００３２】
０．６≦Ｃｅｑ≦０．８５
但しＣｅｑ＝Ｃ＋０．０７×Ｓｉ＋０．１６×Ｍｎ＋０．６１×Ｐ＋０．１９×Ｃｕ＋０．１７×Ｎｉ＋０．２×Ｃｒ
Ｃｅｑは非調質鋼の鍛造後硬さを代表する値であり、この値を調整することにより、鍛造後硬さを管理することができる。
また硬さは耐力，疲労強度，被削性に影響を及ぼす因子であり、硬さが低過ぎると目的の疲労強度を得ることができず、逆に硬さが高過ぎると被削性の劣化を招き好ましくない。
このようなことが生じないようにするためにも適切な硬さ範囲に調整することが必要である。
このためＣｅｑの範囲を０．６〜０．８５とした。
【００３３】
α＞０．２５
但しα＝１／１０×Ｓｉ＋３／５×Ｐ＋６×Ｎ
αはフェライトの強化度を表す指数であり、この値が大きいほど疲労強度が向上する。
Ｖ添加型の高強度非調質鋼と同様の耐力，疲労強度を得るためにはαを０．２５より大きくする必要がある。
【００３４】
β＜０．７
但しβ＝Ｃ＋０．１８×Ｓｉ＋０．５２×Ｐ
βは熱間加工性を示す指数である。
前述したように造塊時に生じる凝固偏析部にはＣ，Ｓｉ，Ｐが濃化し凝固偏析部の融点を大幅に低下させる。
このため凝固偏析部が分塊圧延時に局部溶融し、熱間加工性を著しく低下させることがある。
このような現象を抑制するためにはＣ，Ｓｉ，Ｐ含有量から計算されるβが０．７未満であることが必要で、これにより凝固偏析部へのＣ，Ｓｉ，Ｐの濃化量を少なくして熱間加工性を良好に保持することができる。
【００３５】
【実施例】
表１に示す本発明鋼及び比較鋼を溶製した後に造塊し、熱間鍛造を行って５０ｍｍ角の鍛造素材とし、これを１２００℃で６０分加熱保持した後、直径２２ｍｍの丸棒に熱間鍛造を行い、重ね合わせないように適当な間隔をおいて床に放置し、室温まで放冷した。
この丸棒より平行部径８ｍｍの小野式回転曲げ疲労試験片及びＪＩＳ４号引張試験片（平行部径φ８ｍｍ，縮小サイズ）を切り出し、試験に供した。
ここで硬さは、鍛造した直径２２ｍｍ丸棒の１／２Ｒ部の硬さをロックウェル硬度計で測定した。
【００３６】
また疲労試験及び引張試験は室温で実施した。その結果が表２に示してある。
表２では耐久比を併せて示している。
また比較のために従来鋼として国内で一般的に用いられている機械構造用炭素鋼Ｓ４５Ｃ及びコンロッド用非調質鋼Ｓ３５ＶＣの試験結果も併せて表１，表２に示した。
【００３７】
【表１】
2004307930.tif 000002
【００３８】
【表２】
2004307930.tif 000003
【００３９】
表１，表２において、比較鋼Ａは、Ｃの含有量が本発明の下限値である０．１５％よりも低い０．１３％であり、これに伴ってＣｅｑが本発明の下限値である０．６よりも低い０．４７９となっており、その結果として鋼の硬さが低く十分な強度が得られていない。
【００４０】
比較鋼Ｂは逆にＣの含有量が本発明の上限値である０．３５％よりも多い０．３８％であり、これに伴って熱間加工性を表す指数であるβの値が本発明の範囲よりも高い０．７０となっており、このため鍛造時に部分的に割れが発生している。
【００４１】
次に比較鋼Ｃは、Ｓｉの含有量が本発明の下限値である１．２％よりも低い１．０１％であり、このためフェライトの強化度を表す指数としてのαの値が本発明の下限値である０．２５よりも低い０．２１となっており、耐久比が低くなっている。
【００４２】
比較鋼Ｄは、逆にＳｉの含有量が本発明の上限値である２％よりも多い２．５０％となっており、このためβの値が本発明の上限である０．７よりも大きい０．８１となっており、結果として鍛造時に部分的な割れを発生させている。
【００４３】
比較鋼Ｅは、Ｍｎの含有量が本発明の上限値である１．５％よりも多い１．８０％であり、このため鍛造後の冷却でベイナイトが発生している。
【００４４】
比較鋼Ｆは、Ｐの含有量が本発明の下限値である０．０５％よりも低い０．０４０％であり、このためα値が０．２５と低く耐久比が低くなっている。
【００４５】
次に比較鋼Ｇは、Ｐの含有量が逆に本発明の上限値である０．２％よりも多い０．２１０％であり、これに伴ってβ値が０．７０と高く、鍛造時に部分的に割れが発生している。
【００４６】
比較鋼Ｈは、Ｃｒの含有量が本発明の上限値である１％よりも多い１．０１％であり、鍛造後の冷却でベイナイトが発生している。
【００４７】
比較鋼Ｉは、Ａｌの含有量が本発明の下限値である０．００１％よりも低い０．０００５％であり、そのため鍛造後結晶粒が粗大化し耐久比が低くなっている。
【００４８】
比較鋼Ｊは、Ｎの含有量が本発明の下限値である０．００５％よりも低い０．００１％であり、このためα値が０．２２と低く、耐久比が低くなっている。
【００４９】
比較鋼Ｋは、Ｃ〜Ｎの各合金成分のそれぞれの含有量は本発明の範囲内になっているものの、β値について見るとその値が本発明の上限値である０．７よりも大きい０．７４となっており、そのため鍛造時に部分的に割れを発生している。
【００５０】
比較鋼Ｌも同じく各合金成分の含有量はそれぞれ単独で規定している本発明の含有範囲内にあるものの、α値が本発明の下限値である０．２５よりも小さい０．２２であり、耐久比が低くなっている。
【００５１】
尚表１，表２中Ｓ４５Ｃの欄は一般的な機械構造用炭素鋼であるＳ４５Ｃを調質処理（焼入れ・焼戻し処理）をせずに、発明鋼１〜発明鋼９及び比較鋼Ａ〜比較鋼Ｌと同様に鍛造ままで使用したもので、この場合α値が０．０９と大幅に低く、耐久比の値も低いものとなっている。
【００５２】
これに対し本発明例の発明鋼１〜発明鋼９は硬さ，引張強さ，疲れ限度，耐久比等の諸特性が、Ｖ添加鋼であるＳ３５ＶＣと比較しても同等以上のものとなっている。
このことからも本発明によれば高性能なコンロッド用の熱間鍛造用非調質鋼を安価に提供できることが理解できる。
【００５３】
以上本発明の実施例を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた形態で構成可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】各合金元素の含有量変化と耐久比変化の関係を表す図である。
【図１】
2004307930.tif 000004