JP2011084767A - Method of producing cracking connecting rod - Google Patents
Method of producing cracking connecting rod Download PDFInfo
- Publication number
- JP2011084767A JP2011084767A JP2009237520A JP2009237520A JP2011084767A JP 2011084767 A JP2011084767 A JP 2011084767A JP 2009237520 A JP2009237520 A JP 2009237520A JP 2009237520 A JP2009237520 A JP 2009237520A JP 2011084767 A JP2011084767 A JP 2011084767A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- connecting rod
- steel
- range
- cracking
- temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Shafts, Cranks, Connecting Bars, And Related Bearings (AREA)
- Forging (AREA)
Abstract
Description
本発明は、自動車エンジン等に使用されるコネクティングロッド（以下、「コンロッド」と称する）の製造方法に関し、特に、フェライト・パーライト組織の非調質鋼からなるクラッキングコンロッドの製造方法に関する。 The present invention relates to a manufacturing method of a connecting rod (hereinafter referred to as “connecting rod”) used for an automobile engine or the like, and more particularly to a manufacturing method of a cracking connecting rod made of non-heat treated steel having a ferrite and pearlite structure.
自動車エンジン等に使用されるコンロッドの１種類として、クラッキングコンロッドが知られている。例えば、特許文献２の図面に示されるように、これはシャフトとしての桿部の一端部に形成される大端部に機械加工で円孔を設け、この円孔周辺部をロッド部及びキャップ部の２つにクラッキング（かち割り）して分離する。クランクシャフトをこの間に挟み込み、再度、ロッド部及びキャップ部を組み合わせて固定すると、コンロッドとクランクシャフトが係合する。 Cracking connecting rods are known as one type of connecting rods used for automobile engines and the like. For example, as shown in the drawing of Patent Document 2, a circular hole is formed in a large end portion formed at one end portion of a flange portion as a shaft by machining, and the peripheral portion of the circular hole is connected to a rod portion and a cap portion. The two are separated by cracking. When the crankshaft is sandwiched between them and the rod portion and the cap portion are combined and fixed again, the connecting rod and the crankshaft are engaged.
このようなクラッキングコンロッドには、フェライト・パーライト組織の非調質鋼が使用され、ロッド部及びキャップ部の組み合わせ時には、クラッキングにより現れたフェライト・パーライト組織のランダムな破面により、ロッド部及びキャップ部が互いに噛合し、その合わせ面の横滑りを防止できる。従来のロッド部及びキャップ部の合わせ面を機械加工していた組立型のコンロッドと比べ、横滑り防止のリーマボルトやノックピンなどの部品を減じることができて、軽量化及びコスト削減が可能である。 For such cracking connecting rods, non-heat treated steel of ferrite pearlite structure is used, and when the rod part and cap part are combined, the rod part and cap part are caused by the random fracture surface of the ferrite pearlite structure that appears due to cracking. Can mesh with each other and prevent slipping of the mating surfaces. Compared to the assembly type connecting rod in which the mating surfaces of the conventional rod portion and cap portion are machined, parts such as reamer bolts and knock pins for preventing skidding can be reduced, and the weight and cost can be reduced.
例えば、特許文献１乃至３には、Ｔｉ及びＶを添加したクラッキングコンロッドに使用されるフェライト・パーライト組織の非調質鋼が開示されている。所定の鋼にＴｉ及びＶを添加すると機械的性質がより脆的になってクラッキング（かち割り）を行いやすくなると述べられている。 For example, Patent Documents 1 to 3 disclose non-tempered steel with a ferrite and pearlite structure used for cracking connecting rods to which Ti and V are added. It is stated that adding Ti and V to a given steel makes the mechanical properties more brittle and facilitates cracking.
特許文献１では、このような非調質鋼として、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．４０％，Ｓｉ：０．４〜１．５％，Ｍｎ：０．５〜２．０％，Ｐ：０．１０〜０．１５％，Ｓ：０．０１〜０．１５％，Ｖ：０．１５〜０．４０％，Ｔｉ：０．０５〜０．３０％，Ａｌ：０．００１〜０．１％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を開示している。かかる鋼を１０００℃以上に加熱して熱間鍛造を行い、その後、フェライト変態温度に達するまでの間を０．５〜５℃／ｓの平均冷却速度で冷却してフェライト・パーライト組織を得ている。 In Patent Document 1, as such non-tempered steel, in mass%, C: 0.15 to 0.40%, Si: 0.4 to 1.5%, Mn: 0.5 to 2.0% , P: 0.10 to 0.15%, S: 0.01 to 0.15%, V: 0.15 to 0.40%, Ti: 0.05 to 0.30%, Al: 0.001 Disclosed is a steel containing ˜0.1%, the balance being Fe and inevitable impurities. This steel is heated to 1000 ° C. or higher to perform hot forging, and then cooled to the ferrite transformation temperature at an average cooling rate of 0.5 to 5 ° C./s to obtain a ferrite pearlite structure. Yes.
特許文献２では、このような非調質鋼として、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．４０％，Ｓｉ：０．０５〜１．５０％，Ｍｎ：０．３０〜２．００％，Ｐ：０．０４０％未満，Ｓ：０．０４０〜０．１３０％，Ｖ：０．１０〜０．５０％，Ｔｉ：０．１０％を超えて０．５０％まで，Ａｌ：０．００２〜０．１００％，Ｎ：０．００２〜０．０２０％の範囲で、且つ、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｓを所定の条件式を満たすような範囲で含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を開示している。かかる鋼を１２００〜１３５０℃に加熱して、８００℃を超えて１３００℃までの間で熱間鍛造を終了し、その後、８００〜６００℃における冷却速度を１．７〜２．５℃／ｓとしてフェライト・パーライト組織を得ている。 In Patent Document 2, as such non-tempered steel, in mass%, C: 0.20 to 0.40%, Si: 0.05 to 1.50%, Mn: 0.30 to 2.00% , P: less than 0.040%, S: 0.040 to 0.130%, V: 0.10 to 0.50%, Ti: more than 0.10% to 0.50%, Al: 0. 002 to 0.100%, N: in a range of 0.002 to 0.020%, and C, Si, Mn, Cr, V, S in a range that satisfies a predetermined conditional expression, the balance being Fe And steel consisting of inevitable impurities. The steel is heated to 1200 to 1350 ° C., and hot forging is finished between 800 ° C. and 1300 ° C., and then the cooling rate at 800 to 600 ° C. is 1.7 to 2.5 ° C./s. As a result, a ferrite and pearlite structure is obtained.
特許文献３では、このような非調質鋼として、質量％で、Ｃ：０ ．３０〜０．５５％、Ｓｉ：０．５０〜１．３０％、Ｍｎ：０．２５〜１．００％、Ｓ：０．０５〜０．３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０３５％、Ｖ：０．０３〜０．３０％、Ｎ：０．００３０〜０．０２５０％を含み、且つ、Ｔｉ：０．０１〜０．１５％およびＮｂ：０．０１〜０．２０％の１種または２種を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼を開示している。かかる鋼を１１００〜１３００℃に加熱して、８５０〜１２５０℃で熱間鍛造してフェライト・パーライト組織を得ている。 In Patent Document 3, as such non-heat treated steel, in mass%, C: 0. 30 to 0.55%, Si: 0.50 to 1.30%, Mn: 0.25 to 1.00%, S: 0.05 to 0.30%, Al: 0.005 to 0.035% V: 0.03 to 0.30%, N: 0.0030 to 0.0250%, and Ti: 0.01 to 0.15% and Nb: 0.01 to 0.20% Disclosed is a steel containing seeds or two, the balance being Fe and inevitable impurities. Such steel is heated to 1100-1300 ° C. and hot forged at 850-1250 ° C. to obtain a ferrite / pearlite structure.
上記したようなＴｉ及びＶを添加したクラッキングコンロッドに使用される非調質鋼では、熱間鍛造後に所定の冷却速度で冷却してフェライト・パーライト組織を得たとしても、所定の機械強度を得られなかったり、またクラッキングコンロッドとしてのクラッキングを良好に出来ない、といった問題が散見された。 Non-tempered steel used for cracking connecting rods to which Ti and V are added as described above can obtain a predetermined mechanical strength even when a ferrite pearlite structure is obtained by cooling at a predetermined cooling rate after hot forging. There were some problems that it was not possible to perform cracking as a cracking connecting rod.
本発明はかかる状況に鑑みてなされたものであって、その目的とするところは、フェライト・パーライト型の非調質鋼からなり、優れた機械強度と、クラッキングコンロッドとしての優れたクラッキング性能とを具有するコンロッド部材を得るためのクラッキングコンロッドの製造方法を提供することにある。 The present invention has been made in view of such a situation, and the object thereof is made of ferrite-pearlite-type non-heat treated steel, and has excellent mechanical strength and excellent cracking performance as a cracking connecting rod. An object of the present invention is to provide a method for manufacturing a cracking connecting rod for obtaining a connecting rod member.
本願発明者においては、Ｔｉ及びＶを添加したクラッキングコンロッドに使用される非調質鋼では、熱間鍛造後に所定の冷却速度で冷却してフェライト・パーライト組織を得たとしても、所定の機械強度を得られなかったり、またクラッキングコンロッドとしてのクラッキングを良好に出来ない、と散見されたその原因が熱間鍛造の温度及び加工率によることを発見した。そして室温での硬さに影響を与える低温（α域）での微細なＴｉ及びＶの炭化物の析出が高温（γ域）で析出する炭化物によって抑制されてしまうものと考えた。これに対して、非調質鋼の成分組成と、熱間鍛造の温度及び加工率との関係を鋭意研究し、本願発明に至った。 In the present inventor, in the non-heat treated steel used for the cracking connecting rod to which Ti and V are added, even if the ferrite pearlite structure is obtained by cooling at a predetermined cooling rate after hot forging, the predetermined mechanical strength is obtained. It was discovered that the cause of the problem that the cracking as a connecting rod could not be obtained or the cracking connecting rod could not be improved was due to the temperature and processing rate of hot forging. Then, it was considered that the precipitation of fine Ti and V carbides at low temperature (α region) that affects the hardness at room temperature is suppressed by the carbides precipitated at high temperature (γ region). In contrast, the present inventors have intensively studied the relationship between the component composition of non-heat treated steel and the temperature and processing rate of hot forging, leading to the present invention.
そこで、本発明によるクラッキングコンロッドの製造方法は、フェライト・パーライト組織を有する非調質鋼からなるクラッキングコンロッドの製造方法であって、鋼材を用意するステップと、前記鋼材を１２００℃〜１３００℃の温度範囲まで加熱するステップと、１０００℃以上の温度で前記鋼材の少なくとも所定部位に５０％以上の加工率となるような圧縮加工を与えて粗鍛造体に熱間鍛造するステップと、前記粗鍛造体を少なくとも５℃／ｓ以下で冷却してフェライト・パーライト組織を与えるステップと、を含み、必須元素として、質量％で、０．１６〜０．３５％の範囲内のＣと、０．１〜１．０％の範囲内のＳｉと、０．３〜１．０％の範囲内のＭｎと、０．０４０〜０．０７０％の範囲内のＰと、０．０８０〜０．１３０％の範囲内のＳと、０．１０〜０．３５％の範囲内のＶと、及び、０．０８〜０．２０％の範囲内のＴｉと、を含み、前記所定部位において少なくとも２５０ＨＶ以上の硬さを有するコンロッド部材を得ることを特徴とする。 Then, the manufacturing method of the cracking connecting rod by this invention is a manufacturing method of the cracking connecting rod which consists of a non-heat-treated steel which has a ferrite pearlite structure, Comprising: The step which prepares steel materials, The said steel materials are the temperature of 1200 to 1300 degreeC. A step of heating to a range, a step of hot forging a rough forged body by applying a compression process at a temperature of 1000 ° C. or higher to give a processing rate of 50% or more to at least a predetermined portion of the steel material, and the rough forged body Cooling at a temperature of 5 ° C./s or less to give a ferrite / pearlite structure, and as an essential element, C in a range of 0.16 to 0.35% by mass, and 0.1 to Si in the range of 1.0%, Mn in the range of 0.3 to 1.0%, P in the range of 0.040 to 0.070%, and 0.080 to 0.130% S in the range, V in the range of 0.10 to 0.35%, and Ti in the range of 0.08 to 0.20%, and at least 250 HV or more in the predetermined portion A connecting rod member having a thickness is obtained.
かかる発明により得られるフェライト・パーライト組織からなるコンロッド部材は、加工率５０％程度の部位であっても、少なくとも２５０ＨＶ以上の硬さ、すなわち、少なくとも８００ＭＰａ級の機械強度を得られるとともに、クラッキングコンロッドとしてのクラッキングを良好に行い得るのである。 The connecting rod member made of the ferrite and pearlite structure obtained according to the present invention can obtain a hardness of at least 250 HV, that is, a mechanical strength of at least 800 MPa class, even as a cracking connecting rod, even at a processing rate of about 50%. Can be cracked well.
上記した発明において、前記所定部位の加工率は８０％よりも小さいことを特徴としてもよい。かかる発明によれば、得られるコンロッド部材の所定部位の硬さを低下させ過ぎることなく、また、クラッキングコンロッドとしてのクラッキングを良好に行い得るのである。 In the above-described invention, the processing rate of the predetermined portion may be smaller than 80%. According to this invention, cracking as a cracking connecting rod can be performed well without excessively reducing the hardness of a predetermined portion of the connecting rod member to be obtained.
上記した発明において、任意添加元素として、質量％で、０．３０％以下でＣｕと、０．２０％以下でＮｉと、０．２０％以下でＣｒと、０．０５％以下でＭｏと、を含むコンロッド部材であってもよい。かかる発明によれば、各成分の微量の添加により、上記した機械的性質に影響を与えることなく、鋼塊の溶製及び熱間鍛造などを安定した品質で行い得るのである。 In the above-described invention, as optional addition elements, by mass%, Cu at 0.30% or less, Ni at 0.20% or less, Cr at 0.20% or less, Mo at 0.05% or less, The connecting rod member containing may be sufficient. According to this invention, by adding a small amount of each component, it is possible to perform ingot melting and hot forging with stable quality without affecting the mechanical properties described above.
また、上記した発明において、任意添加元素として、質量％で、０．０１％以下でＮを含むコンロッド部材であってもよい。かかる発明によれば、高温γ域において炭化物とともに生じる窒化物の過剰析出を防止できて、得られるコンロッド部材に所定の機械強度と良好なクラッキングを与え得るのである。 Further, in the above-described invention, a connecting rod member containing N at 0.01% or less by mass may be used as an optional additive element. According to this invention, it is possible to prevent excessive precipitation of nitride that occurs together with carbides in the high-temperature γ region, and to give a predetermined mechanical strength and good cracking to the resulting connecting rod member.
最初に、Ｔｉ及びＶを含むクラッキングコンロッド用のフェライト・パーライト組織からなる非調質鋼において、熱間鍛造の加工温度（以下、単に「加工温度」と称する。）及び熱間鍛造の加工率（以下、単に「加工率」と称する。）が冷却後の室温での機械的特性に与える影響を調査した。 First, in a non-heat treated steel comprising a ferrite pearlite structure for cracking connecting rods containing Ti and V, the hot forging processing temperature (hereinafter simply referred to as “processing temperature”) and the hot forging processing rate ( Hereinafter, the influence of the “processing rate” on the mechanical properties at room temperature after cooling was investigated.
まず、所定の成分組成の鋼材を６０秒間かけて１２４０℃まで加熱し、この温度で９０秒間保持した。（「所定の成分組成」は、加工後に図１のＮｏ．１の成分組成となるような成分組成であるが、ここでは加工の前後で成分組成に変化はなかった。）その後、９５０℃、１０００℃、１０５０℃、１１００℃、１１５０℃及び１２００℃の各温度まで５７０℃／ｍｉｎ（９．５℃／ｓｅｃ）の冷却速度で冷却しながら、熱間鍛造を模した圧縮加工を行った。圧縮加工は、歪速度５ｓｅｃ−１の圧縮速度で加工率を０％、５０％及び７０％まで変えて行った。その後、この粗鍛造体は、７８℃／ｍｉｎ（１．３℃／ｓｅｃ）の冷却速度で少なくとも３００℃まで冷却され、フェライト・パーライト組織からなるクラッキングコンロッド用の鋼部材としての鋼を得た。 First, a steel material having a predetermined component composition was heated to 1240 ° C. over 60 seconds and held at this temperature for 90 seconds. (The “predetermined component composition” is a component composition that becomes the component composition of No. 1 in FIG. 1 after processing, but here the component composition did not change before and after processing.) Thereafter, 950 ° C., While cooling at a cooling rate of 570 ° C./min (9.5 ° C./sec) to each temperature of 1000 ° C., 1050 ° C., 1100 ° C., 1150 ° C., and 1200 ° C., compression processing simulating hot forging was performed. The compression processing was performed by changing the processing rate to 0%, 50%, and 70% at a compression rate of a strain rate of 5 sec- 1 . Thereafter, this rough forged body was cooled to at least 300 ° C. at a cooling rate of 78 ° C./min (1.3 ° C./sec) to obtain steel as a steel member for cracking connecting rods composed of a ferrite / pearlite structure.
得られた冷却後の鋼の成分組成は、図１のＮｏ．１である。また、図２及び図３には、加工率毎にその加工温度とその硬さについてまとめた。 The component composition of the obtained steel after cooling is No. 1 in FIG. 1. 2 and 3 summarize the processing temperature and the hardness for each processing rate.
図３に示すように、１２００℃の加工温度では加工率による硬さの差はほとんどない。一方で、加工温度の低下とともに加工率による硬さの差が大きくなる。かかる傾向は、所定の範囲でＳｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｖ及びＴｉを少なくとも含む、質量％で０．１５〜０．３５％程度のＣを含む鋼で見られた。これは硬さに影響を与える低温（α域）での微細なＴｉ及びＶの炭化物の析出が高温（γ域）で析出する炭化物によって抑制されるようになるからと考える。ところで、クラッキングコンロッドにおける熱間鍛造では、部分的にではあるが、好ましくは５０％以上の加工率を必要とされる。よって、加工率５０％で硬さの急激に下降する加工温度を遷移温度と定義し、ここでは９９３℃と求められた。 As shown in FIG. 3, there is almost no difference in hardness depending on the processing rate at a processing temperature of 1200.degree. On the other hand, as the processing temperature decreases, the difference in hardness due to the processing rate increases. Such a tendency was found in a steel containing at least 0.15 to 0.35% C by mass% including at least Si, Mn, P, S, V, and Ti within a predetermined range. This is considered to be because the precipitation of fine Ti and V carbides at low temperatures (α region) that affects the hardness is suppressed by the carbides precipitated at high temperatures (γ region). By the way, in the hot forging in the cracking connecting rod, a processing rate of 50% or more is required although it is partially. Therefore, the processing temperature at which the hardness decreases sharply at a processing rate of 50% is defined as the transition temperature, and here, it is determined to be 993 ° C.
従来のコンロッドで使用されているＶ非調質鋼では、例えば、鋼材を１２００℃〜１３００℃の温度範囲まで加熱し、１０００℃以上の温度で熱間鍛造する。同様に熱間鍛造をする場合、製品の機械的強度の安定性の観点から、遷移温度が少なくとも１０５０℃程度以下、好ましくは１０００℃以下とする。なお、Ｖ非調質鋼では、２５０ＨＶ程度（約２３ＨＲＣ、引張強度で８００ＭＰａ相当）以上を得られるが、図３からもわかるように、本鋼では加工率０％で９００℃以上の加工温度でこれを上回り、圧縮率５０％であっても約９６０℃以上の加工温度においてこれを上回っている。 In non-V tempered steel used in conventional connecting rods, for example, a steel material is heated to a temperature range of 1200 ° C to 1300 ° C and hot forged at a temperature of 1000 ° C or higher. Similarly, when hot forging is performed, the transition temperature is at least about 1050 ° C., preferably 1000 ° C. or less, from the viewpoint of the stability of the mechanical strength of the product. In addition, V non-tempered steel can obtain about 250 HV (about 23 HRC, equivalent to 800 MPa in tensile strength) or more, but as can be seen from FIG. 3, this steel has a processing rate of 0% and a processing temperature of 900 ° C. or higher. Above this, even if the compression ratio is 50%, it exceeds this at a processing temperature of about 960 ° C. or higher.
図１のＮｏ．２〜１０及びＮｏ．１０１〜１０５には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｖ及びＴｉを少なくとも含む、質量％で０．１５〜０．３５％程度のＣを含む鋼において、各種成分を変えたときの上記した遷移温度と、加工率５０％且つ加工温度１０５０℃での硬さとをまとめた。 No. 1 in FIG. 2-10 and no. 101-105 includes at least Si, Mn, P, S, V and Ti, and the transition described above when various components are changed in steel containing about 0.15-0.35% C by mass. The temperature and the hardness at a processing rate of 50% and a processing temperature of 1050 ° C. are summarized.
Ｎｏ．２〜１０に示す鋼は、いずれもフェライト・パーライト型の非調質鋼からなり、加工率５０％且つ加工温度１０５０℃で２５０ＨＶ（２３ＨＲＣ相当）以上の硬さを有する。すなわち、Ｎｏ．２〜Ｎｏ．１０に示す鋼部材は、従来のコンロッドで使用されているＶ非調質鋼と比較して同程度以上の優れた機械強度を有する。また、Ｖに加えＴｉを含むことで、クラッキングコンロッドとしてのクラッキングを良好に行い得ることを確認できる。 No. All of the steels shown in 2 to 10 are made of ferrite-pearlite-type non-tempered steel and have a processing rate of 50% and a hardness of 250 HV (equivalent to 23 HRC) at a processing temperature of 1050 ° C. That is, no. 2-No. The steel member shown in 10 has an excellent mechanical strength equal to or higher than that of the V non-tempered steel used in the conventional connecting rod. Moreover, it can confirm that the cracking as a cracking connecting rod can be performed favorably by containing Ti in addition to V.
一方、Ｎｏ．１０１〜１０５に示す鋼も、いずれもフェライト・パーライト型の非調質鋼からなるが、硬さが目安となる従来のコンロッドで使用されているＶ非調質鋼の２５０ＨＶ程度（約２３ＨＲＣ、引張強度で８００ＭＰａ相当）を下回っている。なお、Ｎｏ．１０２に示す鋼のように、遷移温度が高いと熱間鍛造に供する温度を高く設定しなければならないため、好ましくない。 On the other hand, no. Steels 101 to 105 are all made of ferritic / pearlite-type non-heat treated steel, but about 250 HV (about 23 HRC, tensile strength) of V non-heat treated steel used in conventional connecting rods whose hardness is a standard. The strength is less than 800 MPa). In addition, No. Like steel shown in 102, if the transition temperature is high, the temperature for hot forging must be set high, which is not preferable.
各鋼をそれぞれに見ると、Ｎｏ．１０１に示す鋼では、Ｔｉの含有量が本発明の実施例としてのＮｏ．１〜１０の鋼に比較して少なく、逆に、Ｎｏ．１０２に示す鋼では、Ｔｉの含有量が本発明の実施例としてのＮｏ．１〜１０の鋼に比較して多い。いずれの場合にあっても、所定の硬さを得られなかった。 Looking at each steel separately, No. In the steel shown in 101, the content of Ti is No. as an example of the present invention. Compared to steels 1 to 10, it is less. In the steel shown in No. 102, the Ti content is No. as an example of the present invention. More than 1-10 steel. In any case, a predetermined hardness could not be obtained.
Ｎｏ．１０３に示す鋼では、Ｖの含有量が本発明の実施例としてのＮｏ．１〜１０の鋼に比較して少ない。この場合にあっても、所定の硬さを得られなかった。 No. In the steel shown in FIG. 103, the content of V is No. as an example of the present invention. Less than 1-10 steel. Even in this case, a predetermined hardness could not be obtained.
Ｎｏ．１０４に示す鋼では、Ｓの含有量が本発明の実施例としてのＮｏ．１〜１０の鋼に比較して多く、この場合にあっても、所定の硬さを得られなかった。 No. In the steel shown in 104, the content of S is No. as an example of the present invention. More than 1-10 steel, even in this case, the prescribed hardness could not be obtained.
Ｎｏ．１０５に示す鋼では、所定の硬さを得られることを期待されたが、得られなかった。これは、炭化物析出硬化の基礎となるＣの含有量が比較的少なかったためと考える。 No. In the steel shown in 105, it was expected that a predetermined hardness could be obtained, but it was not obtained. This is thought to be because the C content, which is the basis for carbide precipitation hardening, was relatively small.
以上のように、Ｎｏ．１０１〜１０５に示す成分組成の鋼部材では、クラッキングコンロッドとして必要な機械強度を得ることはできなかった。 As described above, no. With the steel members having the component compositions shown in 101 to 105, the mechanical strength required for cracking connecting rods could not be obtained.
なお、上記した鋼の各組成成分を与えたのは、以下の如き指針からである。まず、必須添加元素について述べる。 In addition, it gave from the following guidelines that each composition component of the above-mentioned steel was given. First, the essential additive elements will be described.
Ｃは、クラッキングコンロッドとして必要な機械強度を得るために添加される。Ｖ及び／又はＴｉと炭化物を形成してフェライト相の機械強度を向上させ得る。また、クラッキングコンロッド部材として重要な大端部のクラッキングにおいて、適度な凹凸破面を得るために必要なパーライト量にも影響を与える。その一方で、過剰に添加すると、必要以上に硬くなって、コンロッドとして必要とされる被削性を得られなくなる。図１のＮｏ１０５に示した鋼についても考慮し、質量％で、Ｃは、０．１６〜０．３５％の範囲内とすべきである。 C is added in order to obtain the mechanical strength required as a cracking connecting rod. V and / or Ti and carbides can be formed to improve the mechanical strength of the ferrite phase. In addition, in the cracking of the large end, which is important as a cracking connecting rod member, the amount of pearlite necessary to obtain an appropriate uneven fracture surface is also affected. On the other hand, if added excessively, it becomes harder than necessary and the machinability required as a connecting rod cannot be obtained. Considering also the steel shown as No. 105 in FIG. 1, C should be in the range of 0.16 to 0.35% by mass%.
Ｓｉは、鋼の溶製時において脱酸作用を有するとともに、フェライト相に固溶してこれを強化してコンロッドとしての耐力を向上させ得る。その一方で、過剰に添加すると、必要以上に硬くなって、コンロッドとして必要とされる被削性を得られなくなる。故に、質量％で、Ｓｉは、０．１〜１．０％の範囲内とすべきである。 Si has a deoxidizing action at the time of melting the steel, and can be solid-solved in the ferrite phase and strengthen it to improve the yield strength as a connecting rod. On the other hand, if added excessively, it becomes harder than necessary and the machinability required as a connecting rod cannot be obtained. Therefore, by mass%, Si should be in the range of 0.1-1.0%.
Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳを生成し、コンロッドとして必要とされる被削性を高める。その一方で、過剰に添加すると、ベイナイトを生成してクラッキングを困難にし、コンロッドとして必要とされる被削性も得られなくなる。故に、質量％で、Ｍｎは、後述するＳの量の範囲内で、０．３〜１．０％の範囲内とすべきである。 Mn combines with S to produce MnS and enhances the machinability required as a connecting rod. On the other hand, if added excessively, bainite is generated to make cracking difficult, and the machinability required as a connecting rod cannot be obtained. Therefore, by mass%, Mn should be within the range of 0.3 to 1.0% within the range of the amount of S described later.
Ｐは、クラッキングコンロッド部材の大端部のクラッキングにおいて脆性破面を与え、ロッド部とキャップ部の組み合わせ時の破面の密着性を高め得る。その一方で、過剰に添加すると、結晶粒界に偏析して熱間加工性を低下させる。故に、質量％で、Ｐは０．０４０〜０．０７０％の範囲内とすべきである。 P gives a brittle fracture surface in the cracking of the large end portion of the cracking connecting rod member, and can improve the adhesion of the fracture surface when the rod portion and the cap portion are combined. On the other hand, when it is added excessively, it segregates at the grain boundary and decreases the hot workability. Therefore, in mass%, P should be in the range of 0.040-0.070%.
Ｓは、上記したようにＭｎと結合してＭｎＳを生成し、コンロッドとして必要とされる被削性を高める。その一方で、過剰に添加すると、熱間加工性を低下させる。故に、質量％で、Ｓは０．０８０〜０．１３０％の範囲内とすべきである。 As mentioned above, S combines with Mn to produce MnS and enhances the machinability required as a connecting rod. On the other hand, when it adds excessively, hot workability will fall. Therefore, in mass%, S should be in the range of 0.080-0.130%.
Ｖは、ＣやＮと結合して微細な炭化物及び／又は窒化物を生成してコンロッドとして必要とされる機械強度を高め得る。炭化物はフェライト相に整合析出して硬さを向上させ、クラッキングコンロッド部材の大端部のクラッキングにおいて脆性破面を与え、ロッド部とキャップ部の組み合わせ時の破面の密着性を高める。その一方で、過剰に添加すると、コンロッドとして必要とされる被削性を得られなくなる。また、高価であるためにコストを上昇させてしまう。故に、質量％で、Ｖは０．１０〜０．３５％の範囲内とすべきである。 V can combine with C and N to produce fine carbides and / or nitrides and increase the mechanical strength required as a connecting rod. Carbide precipitates in the ferrite phase and improves the hardness, gives a brittle fracture surface in the cracking of the large end portion of the cracking connecting rod member, and improves the adhesion of the fracture surface when the rod portion and the cap portion are combined. On the other hand, if it is added excessively, the machinability required as a connecting rod cannot be obtained. Moreover, since it is expensive, the cost is increased. Therefore, in mass%, V should be in the range of 0.10 to 0.35%.
Ｔｉは、Ｖと同様に、ＣやＮと結合して微細な炭化物及び／又は窒化物を生成してコンロッドとして必要な機械強度を高め得る。また、硬さを高めるとともにクラッキングコンロッド部材の大端部のクラッキングにおいて脆性破面を与え、ロッド部とキャップ部の組み合わせ時の破面の密着性を高める。その一方で、過剰に添加すると、コンロッドとして必要とされる被削性を得られなくなる。故に、質量％で、Ｔｉは０．０８〜０．２０％の範囲内とすべきである。 Ti, like V, can combine with C and N to produce fine carbides and / or nitrides and increase the mechanical strength required for the connecting rod. Further, it increases the hardness and gives a brittle fracture surface in the cracking of the large end portion of the cracking connecting rod member, thereby enhancing the adhesion of the fracture surface when the rod portion and the cap portion are combined. On the other hand, if it is added excessively, the machinability required as a connecting rod cannot be obtained. Therefore, by mass%, Ti should be in the range of 0.08 to 0.20%.
続いて、任意に含み得る任意添加元素について述べる。任意添加元素については、上記した必須添加元素によるクラッキングコンロッドとしての特徴を損うことなく添加し得る上限値を定めている。 Subsequently, optional additional elements that may optionally be included will be described. For the optional additive element, an upper limit value that can be added without impairing the characteristics of the above-described essential additive element as a cracking connecting rod is determined.
Ｃｕ及びＮｉは、強度を高める効果を有するとされる。一方で、過剰に添加するとベイナイトの発生を誘起し、被削性を低下させてしまう。つまり、質量％で、Ｃｕは０．３０％以下、Ｎｉは０．２０％以下で任意に添加し得る。 Cu and Ni are said to have an effect of increasing strength. On the other hand, when it adds excessively, generation | occurrence | production of a bainite will be induced and machinability will be reduced. That is, by mass%, Cu can be arbitrarily added at 0.30% or less and Ni at 0.20% or less.
Ｃｒは、焼入性を向上させて機械強度を高めるとされる。一方で、過剰に添加すると、ベイナイトを生成させてクラッキングを困難にしてしまうとともに、コンロッドとして必要な被削性を得られなくなる。つまり、質量％で、Ｃｒは０．２０％以下で任意に添加し得る。 Cr is said to improve hardenability and increase mechanical strength. On the other hand, when added excessively, bainite is generated and cracking becomes difficult, and machinability necessary as a connecting rod cannot be obtained. That is, Cr can be arbitrarily added at 0.20% or less by mass%.
Ｍｏは、強度を高めるとされる。一方で、過剰に添加すると硬さが高くなりすぎて、コンロッドとして必要な被削性を得られなくなる。つまり、質量％で、Ｍｏは０．０５％以下で任意に添加し得る。 Mo is said to increase strength. On the other hand, if added excessively, the hardness becomes too high, and the machinability required as a connecting rod cannot be obtained. That is, by mass%, Mo can be arbitrarily added at 0.05% or less.
Ｎは、Ｖ及び／又はＴｉとの窒化物を形成してフェライト相の機械強度を高め得る。一方で、過剰に添加すると窒化物により、コンロッドとして必要な被削性を得られなくなる。つまり、質量％で、Ｎは、０．０１０％以下で任意に添加し得る。 N may form a nitride with V and / or Ti to increase the mechanical strength of the ferrite phase. On the other hand, if it is added excessively, the machinability necessary for the connecting rod cannot be obtained due to the nitride. That is, in mass%, N can be arbitrarily added at 0.010% or less.
以上、Ｔｉ及びＶを含むクラッキングコンロッド用のフェライト・パーライト組織からなる非調質鋼において、室温での硬さに対する熱間鍛造の加工温度及び熱間鍛造の加工率の影響を調査した。その結果、熱間鍛造の加工率を高くするほど、また加工温度を低くするほど、得られる部材の室温における硬さが低下することを見出すとともに、特定の加工温度以下では、加工率の変化に対する硬さの変化が急に大きくなることを見出した。その上で、所定の製造方法でクラッキングコンロッドとしての機械的強度及びクラッキング性を得られる一連の成分組成の上記した実施例を発見し本発明に至った。 As described above, the influence of the hot forging processing temperature and the hot forging processing rate on the hardness at room temperature in the non-heat treated steel composed of ferrite and pearlite structure for cracking connecting rods containing Ti and V was investigated. As a result, the higher the hot forging rate and the lower the processing temperature, the lower the hardness of the resulting member at room temperature. We found that the change in hardness suddenly increased. In addition, the above-described embodiments of a series of component compositions that can obtain mechanical strength and cracking properties as cracking connecting rods by a predetermined manufacturing method have been discovered and led to the present invention.
上記した実施例による鋼からなるクラッキングコンロッドは、フェライト・パーライト型の非調質鋼からなり、優れた機械強度と、クラッキングコンロッドとしての優れたクラッキング性能とを具有することを確認できる。 It can be confirmed that the cracking connecting rod made of steel according to the above-described embodiment is made of ferritic / pearlite non-heat treated steel and has excellent mechanical strength and excellent cracking performance as a cracking connecting rod.
ここまで本発明による代表的実施例及びこれに基づく変形例を示したが、本発明は必ずしもこれらに限定されるものではなく、適宜、当業者によって変更され得る。すなわち、当業者であれば、添付した特許請求の範囲を逸脱することなく、種々の代替実施例及び改変例を見出すことが出来るであろう。 Up to this point, typical embodiments according to the present invention and modifications based thereon have been shown. However, the present invention is not necessarily limited thereto, and can be appropriately changed by those skilled in the art. That is, those skilled in the art will be able to find various alternative embodiments and modifications without departing from the scope of the appended claims.
Claims (4)
鋼材を用意するステップと、
前記鋼材を１２００℃〜１３００℃の温度範囲まで加熱するステップと、
１０００℃以上の温度で前記鋼材の少なくとも所定部位に５０％以上の加工率となるような圧縮加工を与えて粗鍛造体に熱間鍛造するステップと、
前記粗鍛造体を少なくとも５℃／ｓ以下で冷却してフェライト・パーライト組織を与えるステップと、を含み、
必須元素として、質量％で、
０．１６〜０．３５％の範囲内のＣと、
０．１〜１．０％の範囲内のＳｉと、
０．３〜１．０％の範囲内のＭｎと、
０．０４０〜０．０７０％の範囲内のＰと、
０．０８０〜０．１３０％の範囲内のＳと、
０．１０〜０．３５％の範囲内のＶと、及び、
０．０８〜０．２０％の範囲内のＴｉと、を含み、前記所定部位において少なくとも２５０ＨＶ以上の硬さを有するコンロッド部材を得ることを特徴とするクラッキングコンロッドの製造方法。 A method for producing a cracking connecting rod made of non-tempered steel having a ferrite-pearlite structure,
Preparing the steel material;
Heating the steel material to a temperature range of 1200 ° C to 1300 ° C;
Hot forging into a rough forged body by applying a compression process such that at least a predetermined part of the steel material has a processing rate of 50% or more at a temperature of 1000 ° C. or higher;
Cooling the rough forged body at a temperature of 5 ° C./s or less to give a ferrite / pearlite structure,
As an essential element,
C in the range of 0.16-0.35%;
Si in the range of 0.1 to 1.0%;
Mn in the range of 0.3 to 1.0%;
P in the range of 0.040 to 0.070%;
S in the range of 0.080 to 0.130%;
V in the range of 0.10 to 0.35%, and
A manufacturing method of a cracking connecting rod, comprising: Ti in a range of 0.08 to 0.20% and having a hardness of at least 250 HV or more at the predetermined portion.
０．３０％以下でＣｕと、
０．２０％以下でＮｉと、
０．２０％以下でＣｒと、
０．０５％以下でＭｏと、を含むコンロッド部材であることを特徴とする請求項１又は２に記載のクラッキングコンロッドの製造方法。 As an optional additive element,
Cu with 0.30% or less,
Ni at 0.20% or less,
0.20% or less with Cr,
The manufacturing method of a cracking connecting rod according to claim 1 or 2, wherein the connecting rod member contains 0.05% or less of Mo.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009237520A JP2011084767A (en) | 2009-10-14 | 2009-10-14 | Method of producing cracking connecting rod |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2009237520A JP2011084767A (en) | 2009-10-14 | 2009-10-14 | Method of producing cracking connecting rod |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2011084767A true JP2011084767A (en) | 2011-04-28 |
Family
ID=44077935
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2009237520A Pending JP2011084767A (en) | 2009-10-14 | 2009-10-14 | Method of producing cracking connecting rod |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2011084767A (en) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013000790A (en) * | 2011-06-21 | 2013-01-07 | Kobe Steel Ltd | Method for manufacturing ferrite-pearlite type non-tempered forged component |
| EP2977482A4 (en) * | 2013-03-20 | 2016-02-24 | Aichi Steel Corp | Forged part, method for producing same, and connecting rod |
| WO2016166932A1 (en) * | 2015-04-16 | 2016-10-20 | 本田技研工業株式会社 | Connecting rod and manufacturing method therefor |
| CN107075626A (en) * | 2014-10-17 | 2017-08-18 | 新日铁住金株式会社 | Rise cracking connecting rod rolled steel |
| CN109351898A (en) * | 2018-11-08 | 2019-02-19 | 成都西菱动力科技股份有限公司 | The production method of titanium alloy connecting rod |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003113419A (en) * | 2001-10-04 | 2003-04-18 | Sumitomo Metals (Kokura) Ltd | Method for manufacturing hot forged component of non- heat treated steel, and hot forged component of non- heat treated steel |
| JP2004277841A (en) * | 2003-03-18 | 2004-10-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Non-heat treated steel |
| JP2004277817A (en) * | 2003-03-14 | 2004-10-07 | Daido Steel Co Ltd | High strength non-heat treated steel suitable for fracture separation, and forged part using the same |
| JP2009221590A (en) * | 2008-03-19 | 2009-10-01 | Honda Motor Co Ltd | Fracture split connecting rod, and non-heat treated steel used therefor |
-
2009
- 2009-10-14 JP JP2009237520A patent/JP2011084767A/en active Pending
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003113419A (en) * | 2001-10-04 | 2003-04-18 | Sumitomo Metals (Kokura) Ltd | Method for manufacturing hot forged component of non- heat treated steel, and hot forged component of non- heat treated steel |
| JP2004277817A (en) * | 2003-03-14 | 2004-10-07 | Daido Steel Co Ltd | High strength non-heat treated steel suitable for fracture separation, and forged part using the same |
| JP2004277841A (en) * | 2003-03-18 | 2004-10-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Non-heat treated steel |
| JP2009221590A (en) * | 2008-03-19 | 2009-10-01 | Honda Motor Co Ltd | Fracture split connecting rod, and non-heat treated steel used therefor |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013000790A (en) * | 2011-06-21 | 2013-01-07 | Kobe Steel Ltd | Method for manufacturing ferrite-pearlite type non-tempered forged component |
| EP2977482A4 (en) * | 2013-03-20 | 2016-02-24 | Aichi Steel Corp | Forged part, method for producing same, and connecting rod |
| US10822677B2 (en) | 2013-03-20 | 2020-11-03 | Aichi Steel Corporation | Forged component, method for manufacturing the same, and connecting rod |
| CN107075626A (en) * | 2014-10-17 | 2017-08-18 | 新日铁住金株式会社 | Rise cracking connecting rod rolled steel |
| US10570487B2 (en) | 2014-10-17 | 2020-02-25 | Nippon Steel Corporation | Rolled steel material for fracture splitting connecting rod |
| WO2016166932A1 (en) * | 2015-04-16 | 2016-10-20 | 本田技研工業株式会社 | Connecting rod and manufacturing method therefor |
| US10161439B2 (en) | 2015-04-16 | 2018-12-25 | Honda Motor Co., Ltd. | Connecting rod and manufacturing method thereof |
| CN109351898A (en) * | 2018-11-08 | 2019-02-19 | 成都西菱动力科技股份有限公司 | The production method of titanium alloy connecting rod |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| AU2007294317B2 (en) | Steel, and processing method for the production of higher-strength fracture-splittable machine components | |
| JP5585758B2 (en) | Crankshaft manufacturing method | |
| JP6680142B2 (en) | High-strength seamless oil country tubular good and method for manufacturing the same | |
| US10227828B2 (en) | Ultra-high toughness and high strength drill pipe and manufacturing process thereof | |
| JP2011153364A (en) | Crankshaft and method for producing the same | |
| JP5472573B2 (en) | Manufacturing method of cracking connecting rod | |
| CN108474049A (en) | High-quality structural steel with bainite structure structure, by the production method of the forge piece and forge piece of its production | |
| JP2011084767A (en) | Method of producing cracking connecting rod | |
| JP6292765B2 (en) | Soft nitriding crankshaft and manufacturing method thereof | |
| JP5278660B2 (en) | Manufacturing method of steel parts | |
| JP4631618B2 (en) | Manufacturing method of steel parts for bearings with excellent fatigue characteristics | |
| JP6506978B2 (en) | Method of manufacturing NiCrMo steel and NiCrMo steel material | |
| JP3876384B2 (en) | High strength connecting rod and manufacturing method thereof | |
| KR101894848B1 (en) | Austenitic heat-resistant alloy and method of manufacturing the same | |
| JP5332410B2 (en) | Manufacturing method of carburizing steel | |
| JP4631617B2 (en) | Manufacturing method of steel parts for bearings with excellent fatigue characteristics | |
| JP4487748B2 (en) | Manufacturing method of bearing parts | |
| JP5713219B2 (en) | Cracking connecting rod and method for manufacturing the same | |
| JP5734050B2 (en) | Medium carbon steel with excellent rolling fatigue properties and induction hardenability | |
| KR101655181B1 (en) | High strength steel and method for manufacturing gear | |
| JP6282078B2 (en) | Manufacturing method of steel parts made of mechanical structural steel with excellent grain size characteristics and impact characteristics | |
| KR102166600B1 (en) | Manufacturing method for low carbon spherodial alloy steel and low carbon spherodial alloy steel thereof | |
| JP7132000B2 (en) | Non heat treated steel for hot forging | |
| JP5526689B2 (en) | Carburizing steel | |
| KR101721590B1 (en) | Low cost alloy steel having excellent hardenability by using solute aluminum |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Written amendment |
Effective date: 20120419 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20120419 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20120501 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20131008 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20131209 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Effective date: 20140130 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20140625 |