非调质连杆及其制造方法

专利名称：非调质连杆及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种非调质连杆及其制造方法，详细地说涉及作为汽车发动机等的连杆适于切削性、断裂分离性以及耐疲劳特性优异的非调质连杆及其制造方法。
背景技术：
汽车发动机等的部件如图1所示的连杆1，以往是通过不同的工序将连杆体2以及连杆盖3热锻造后，对其实施[淬火-回火]调质处理，接着，通过机械加工钻出螺栓孔并实施整形加工，其后由螺栓4装配到形状复杂的曲轴上。
然而，在最近反映出的严峻的经济形势下，降低各种汽车部件的制造成本的行动越发活跃，这种行动在发动机部件中也不例外。因此，对不需要进行会增加制造成本的[淬火-回火]调质处理的连杆，即对于非调质连杆的期望变得很大，在一部分的车种中，采用了以质量％计基本化学组成为0.35％C-0.4％Si-0.95％Mn-0.04％S-0.5％Cr-0.1％V的钢作为材料的非调质连杆。但是，即使是这样的非调质连杆，也与以往相同，同样要经过如下的工序，即对用不同的工序热锻造而成的连杆体2和连杆盖3进行切削加工钻出螺栓孔并实施整形加工后，由螺栓4装配到曲轴上。因此，与下述的[断裂连杆]相比并没有达到满足希望降低成本的需要。
近年来，除了非调质钢化，为了更进一步降低制造成本，对于将连杆体2与连杆盖3两者经热锻造形成整体部件后在大端部5进行断裂分离(以下称作断裂)而形成连杆2和连杆盖3的技术，即[断裂连杆]进行了讨论。
还有，在上述的断裂过程中使用了以下方法，即，在作为整体成形材料的要进行断裂的部位的大端部5的孔(例如图1中的N部分)中插入夹具，负载应力使其破裂。
所断裂的连杆1(即断裂连杆)断裂时候的断裂面如果是平滑的脆性断裂面，则其与曲轴进行连接的时候，连杆体2与连杆盖3夹住曲轴后，使断裂面接合，只需用螺栓4对连杆体2与连杆盖3进行连接即可。
因此，对于断裂连杆，如果其断裂面是平滑的脆性断裂面，则对夹住曲轴部分的接合面无需进行切削加工，从而能够降低制造成本，而且由于是通过断裂面进行接合，还可以得到良好的连结刚性即所谓强度优异的效果。
在上述的断裂连杆中，美国特许第5135587号公报中所公开的，以质量％计含有0.7％左右的C(碳)的非调质钢为材料的产品在欧洲已经被实用化。但是，上述已在欧洲被实用化的非调质连杆中C的含量高，与以往经过调质处理过的机械构造用碳钢连杆相比较切削性差。因此，未必能够满足出于加工螺栓孔所希望提高切削性这种工业界的期望。再有，上述已在欧洲被实用化的非调质连杆的疲劳极限(以下称疲劳极限为疲劳强度，用σw符号表示)，与经过调质处理的机械构造用碳钢连杆的疲劳强度、上述以质量％计基本化学组成为0.35％C-0.4％Si-0.95％Mn-0.04％S-0.5％Cr-0.1％V的非调质连杆的疲劳强度相比较差。
因此，对于具有与已在欧洲被实用化的非调质连杆同等以上的断裂分离性(以下称断裂性)、并且具有与上述以质量％计基本化学组成为0.35％C-0.4％Si-0.95％Mn-0.04％S-0.5％Cr-0.1％V的非调质连杆同等以上的耐疲劳性、而且切削性也很优异的非调质连杆的期望就变得非常地大。还有，为了提高切削性以往最常用的方法是在钢中添加Pb。但是，近来从保护地球环境的角度出发希望有不添加Pb而提高切削性的技术。
在特开平9-3589号公报、特开平9-31594号公报、特开平9-111412号公报、特开平9-176785号公报、特开平9-176786号公报、特开平9-176787号公报、特开平11-50184号公报、特开平11-199967号公报、特开平11-199968号公报、特开平11-236643号公报、特开平11-286746号公报、特开平11-286750号公报、特开平11-302778号公报以及特开2000-345298号公报中，公开了通过控制钢的化学组成而提高断裂性的[低延展性非调质钢]，或者通过控制化学组成和碳硫化物而提高断裂性和切削性的[低延展性非调质钢]。但是，这些公开特许公报中所提出的任何一种非调质钢，都未必对耐疲劳性进行过考虑。
在特开平11-315340号公报中，公开了在C含量以重量％计为0.2～0.35％不足的低碳区域减少Mn的含量并且以高V组成，使延展性大的铁素体脆化，进而通过使粗大的TiC粒子分散而提高断裂分离性[断裂分离性和耐久性优异的机械构造用钢]。但是，该公开特许公报中所提出的机械构造用钢为了提高切削性仅仅含有以重量％计0.01～0.2％的S，因此，未必能够满足对连杆所要求的切削性。

发明内容
本发明鉴于上述现状，其目的在于提供一种作为汽车发动机等的连杆，具有适宜的切削性、断裂性以及耐疲劳性优异的、以不添加Pb的钢作为材料的非调质连杆及其制造方法。
本发明的特征在于，下述(I)的非调质连杆以及(II)的非调质连杆的制造方法。
(I)本发明的非调质连杆，其特征在于，以质量％计，含有C0.25～0.35％、Si0.50～0.70％、Mn0.60～0.90％、P0.040～0.070％、S0.040～0.130％、Cr0.10～0.20％、V0.15～0.20％、Ti0.15～0.20％以及N0.002～0.020％，剩余部分由Fe以及杂质构成，在下述(1)式中所表示的Ceq的值为低于0.80的化学组成时，大端部的组织为铁素体—珠光体，全体硬度以维氏硬度表示为255～320，进而，在大端部的所述铁素体—珠光体组织中铁素体的硬度以维氏硬度表示为250以上，并且上述铁素体的硬度和大端部的全体硬度的比为0.80以上，Ceq＝C+(Si/10)+(Mn/5)+(5Cr/22)+1.65×V-(5S/7)(1)在这里，(1)式中的元素符号表示其元素在钢中的以质量％表示的含量。
(II)本发明的非调质连杆的制造方法，其特征在于，是制造如下的非调质连杆的方法，即所述非调质连杆以质量％计，含有C0.25～0.35％、Si0.50～0.70％、Mn0.60～0.90％、P0.040～0.070％、S0.040～0.130％、Cr0.10～0.20％、V0.15～0.20％、Ti0.15～0.20％以及N0.002～0.020％，剩余部分由Fe以及杂质构成，在下述(1)式中所表示的Ceq的值为低于0.80的化学组成时，大端部的组织为铁素体—珠光体，全体硬度以维氏硬度表示为255～320，进而，在大端部的所述铁素体—珠光体组织中铁素体硬度以维氏硬度表示为250以上，并且上述铁素体的硬度和大端部的全体硬度的比为0.80以上，该制造方法依次包括(a)～(f)的处理，(c)对具有上述化学组成的钢在1200～1350℃进行加热，(d)在900℃以上的温度下进行热锻造，使连杆体与连杆盖形成连接的整体部件，(g)在超过800℃的温度进行大端部的热精压，(h)在大端部开设槽口，(i)由大端部的开设有上述槽口的部位断裂，分离成连杆体和连杆盖，(j)将被断裂、分离的连杆体和连杆盖结合的处理，Ceq＝C+(Si/10)+(Mn/5)+(5Cr/22)+1.65V-(5S/7)(1)在这里，(1)式中的元素符号表示其元素在钢中以质量％表示的含量。
在本说明书中，涉及上述(I)的非调质连杆的发明以及涉及(II)的非调质连杆的制造方法的发明，分别称称作发明(I)以及发明(II)。还有，这些总称为本发明。
还有，本发明中的铁素体—珠光体组织为铁素体和珠光体的混合组织。上述各相可以使用光学显微镜和电子显微镜进行观察而进行确认。
大端部的全体硬度是指在与锻造轴垂直的切断面上随意测定的4处硬度的平均值，上述大端部的全体硬度的维氏硬度是在98.07N的试验力下的测定值。
作为铁素体硬度的维氏硬度是在0.09807N的试验力下的测定值。还有，在本发明所称的铁素体中，不含有与渗碳体一起形成珠光体的铁素体。
上述(a)～(c)中的温度是钢、整体成形材料的表面温度。


图1是连杆的详图。
图2是为导出破裂变形量的尺寸测定位置的说明图。
具体实施例方式
本发明者们为了达到上述目的进行了各种各样的讨论，得出了下述(i)～(v)的认识。
(i)断裂性和切削性均良好的时候，钢的组织为铁素体—珠光体组织。
(ii)铁素体—珠光体组织中铁素体的硬度影响断裂性、切削性以及疲劳强度。
(iii)铁素体—珠光体组织中铁素体的硬度与全体硬度的比大的时候的断裂性良好，可以得到大的疲劳强度，另外，切削性也良好。
(iv)通过复合添加适量的Ti与V，铁素体被大幅地强化，所以上述(1)式所表示的C当量(即Ceq)的值小的时候也可以得到大的强度。因此，以小的Ceq值能够确保大的疲劳强度，另外，铁素体的强度大的切削性良好。
(v)若要确保铁素体—珠光体相变后的析出强化，只要通过热锻造前的加热使Ti充分地固溶到基体中，并且锻造后的冷却速度适当即可。
本发明就是根据上述的认识而完成的。
以下，就本发明的各个要点进行详细的说明。
(A)钢的化学组成在以下的说明中各元素含量的[％]表示为质量％的意思。
C0.25～0.35％C具有提高钢强度的作用，含有0.25％以上则可以得到此效果。但是，其含量超过0.35％，则硬度上升，铁素体的比率变小，耐久比、即[疲劳强度(σw)/拉伸强度(TS)]变小，所以，硬度上升疲劳强度反而不会变大，相反由于硬度提高，因而切削性降低。因此，C的含量设定为0.25～0.35％。
Si0.50～0.70％Si对钢的脱氧有效，并且具有通过固溶强化提高钢强度的作用，含有0.50％以上则可以得到充分的效果。但是，Si的含量超过0.70％，则会降低钢的热加工性，锻造时会有裂纹等缺陷发生，还会给锻造用的模具施加过度的负担。因此，Si含量设定为0.50～0.70％。
Mn0.60～0.90％Mn不但具有钢的脱氧作用，还具有通过提高淬火性而使钢强度上升的作用。为了充分地确保这些效果，Mn的含量有必要在0.60％以上。但是，Mn的含量超过0.90％，则钢的热加工性下降，容易生成贝氏体，有时会降低疲劳强度、断裂性以及切削性。而且还会提高成本。因此，Mn的含量设定为0.60～0.90％。
P0.040～0.070％P在晶界处发生偏析使钢脆化，具有在连杆的断裂时使断裂面形成平滑的脆性断裂面的作用。为了充分地得到这个效果，P的含量有必要在0.040％以上。但是，如果其含量超过0.070％，则会降低钢的热加工性。因此，P的含量设定为0.040～0.070％。
S0.040～0.130％S具有与Mn和Ti一起形成硫化物而提高钢的切削性的作用。为了得到这个效果，S的含量有必要在0.040％以上。但是，如果S的含量超过0.130％，则会降低钢的热加工性。因此，S的含量设定为0.040～0.130％。还有，S的含量优选大于0.070％～0.130％。
Cr0.10～0.20％Cr具有提高钢的淬火性从而提高强度的作用。为了充分地确保这个效果，Cr的含量有必要在0.10％以上。但是，如果其含量超过0.20％，则容易生成贝氏体，还会提高成本。因此，Cr的含量设定为0.10～0.20％。
V0.15～0.20％V是本发明中重要的元素。即，V除了具有在铁素体中作为碳氮化物析出从而提高强度的作用之外，通过与后述的Ti复合添加还具有提高断裂性的作用。为了充分地得到这样的效果，V的含量有必要在0.15％以上。但是，如果其含量超过0.20％，则成本提高。因此，V的含量设定为0.15～0.20％。
Ti0.15～0.20％Ti是本发明中重要的元素。即，Ti与V同样，在铁素体中作为碳氮化物析出从而提高强度，还有，通过与V复合添加具有大幅地强化铁素体的作用。由于该铁素体的强化使得铁素体—珠光体组织中的全体硬度和铁素体硬度之间的差变小，所以可以确保良好的断裂性，进而铁素体的强化与确保大的疲劳强度相关。另外，Ti还有形成硫化物从而改善切削性的作用。为了充分地得到上述效果，有必要含有0.15％以上的Ti。但是，如果其含量超过0.20％，则会提高成本。因此，Ti的含量设定为0.15～0.20％。
N0.002～0.020％N与V以及Ti形成碳氮化物有助于钢的强化。为了得到这个效果，有必要含有0.002％以上的N。但是，如果含有超过0.020％的N，则上述的效果饱和。因此，N的含量设定为0.002～0.020％。
Ceq的值低于0.80一般情况下，上述(1)式所表示的Ceq的值大的时候，连杆的切削性降低，而Ceq的值小的时候则强度变小同时疲劳强度也变小。但是，在含有上述量的Ti与V的本发明所涉及的材料的情况下，由于铁素体被大幅地强化，所以上述(1)式中所表示的Ceq的值小的时候也可以得到大的强度，进而，铁素体的强度大，切削性也变得良好。还有，即使在含有上述量的Ti与V、铁素体得到强化的本发明所涉及的材料的情况下，如果Ceq的值为0.80以上，则虽然可以确保大的疲劳强度但有时切削性会降低。因此，使上述(1)式中所表示的Ceq的值低于0.80。另外，虽根据对连杆所要求的强度而不同，但Ceq的下限值大约为0.60左右。
(B)连杆的大端部的组织和硬度(B-1)大端部的组织本发明的非调质连杆的大端部的组织有必要是铁素体—珠光体组织。这是因为其断裂性和切削性均良好，而且大端部的断裂容易进行并且也有利于螺栓孔的加工。即，含有马氏体、贝氏体和奥氏体组织的断裂性低，并且与铁素体—珠光体组织相比切削性也差。因此，在本发明的非调质连杆中，其大端部的组织设定为铁素体—珠光体。这里，如上所述，[铁素体—珠光体组织]是指铁素体和珠光体的混合组织。
(B-2)大端部的全体硬度、铁素体—珠光体组织中的铁素体的硬度，以及铁素体的硬度和全体硬度的比本发明中的非调质连杆的大端部全体硬度以维氏硬度表示为255～320，铁素体—珠光体组织中的铁素体的硬度以维氏硬度表示为250以上，并且，上述铁素体硬度与全体硬度的比一定要在0.80以上。
首先，大端部的全体硬度以维氏硬度表示如果低于255，则疲劳强度以及断裂性降低，另一方面，如果超过320则虽能够确保大的疲劳强度和良好的断裂性，但切削性降低。
其次，铁素体—珠光体组织中铁素体的硬度会影响断裂性、切削性以及疲劳强度，铁素体的硬度在Hv250以上是确保良好的断裂性和切削性以及大的疲劳强度的条件。
再有，铁素体—珠光体组织中的铁素体硬度与大端部的全体硬度的差小的时候，换而言之，铁素体硬度和全体硬度的比大的时候，特别是，上述的比在0.80以上时，则能够确保良好的断裂性、大的疲劳强度以及良好的切削性。
因此，对于本发明的非调质连杆的大端部，将全体硬度设定为以维氏硬度表示255～320，铁素体—珠光体组织中铁素体硬度设定为以维氏硬度表示250以上，并且上述铁素体硬度与全体硬度的比设定为0.80以上。
这里，如上所述，大端部的全体硬度是指在与锻造轴垂直的切断面上随意测定的4处硬度的平均值，上述大端部的全体硬度的维氏硬度是在98.07N的试验力下的测定值，铁素体的硬度的维氏硬度是在0.09807N的试验力下的测定值。
还有，如上所述，本发明所说的铁素体不包括与渗碳体一起形成珠光体的铁素体。
上述发明(I)是满足上述(A)项以及(B)项规定的非调质连杆。
(C)连杆的制造条件为了容易获得上述发明(I)中的非调质连杆，最好按照依次包括所述(a)～(f)的处理的方法进行制造。
如此，发明(II)是如下的一种制造方法，将具有上述(A)项中记载的化学组成的钢，例如用通常的方法熔炼后制成钢锭和钢坯，接下来将这些钢锭和钢坯直接或用通常的方法进行热轧和/或锻造后，通过依次包括上述(a)～(e)的处理的工序分离成连杆体和连杆盖，其后经(f)处理与曲轴结合组装。
上述(a)的处理是为了通过热锻造使连杆体和连杆盖连接形成整体部件而进行的加热处理。为了进行锻造的加热温度低于1200℃的时候，Ti向基体的固溶进行得不充分，例如即使是复合添加了Ti与V的具有上述(A)项中记载的化学组成的钢，但有时会达不到铁素体的大幅度强化，不能够得到所希望的良好的断裂性以及大的疲劳强度。另一方面，如果加热温度超过1350℃，则除了会对加热炉造成过度的负担并且鳞片脱落加剧因此增大成本。所以如上述具有(A)项所记载的化学组成的钢的加热温度在1200～1350℃为佳。
因此，在发明(II)中的(a)的加热处理温度设定为1200～1350℃。
上述(b)的处理是为了使连杆体和连杆盖连接加工成整体部件而进行的热锻造。锻造温度低于900℃的时候，材料(被锻造材料)的变形阻力增大，有时会导致铸造用的模具寿命降低。更有，在奥氏体晶粒的再结晶没有充分完成的情况下发生铁素体—珠光体相变，使组织微细化，所以有时会韧性增大使断裂性下降，或者全体硬度和铁素体的硬度变小使疲劳强度和断裂性降低。因此，加工为连杆体和连杆盖连接的整体部件用的热锻造，在温度为900℃以上进行为佳。
因此，发明(II)中的(b)的热锻温度设定为900℃以上。还有，该锻造优选在1050℃以上温度下进行。关于锻造的上限温度，如果加热温度为上述的1200～1350℃，则实质的上限温度为1250℃左右。
上述(c)的处理是为了满足规定的尺寸公差而对大端部实施的热精压处理。对大端部的热精压处理通常为冷精压，如果在800℃以下的低温对大端部进行精压，其后在断裂时，在精压处理中所生成的残余应力得以释放，所以断裂面的密着性降低，有时需要对夹住曲轴的部分即结合面进行切削加工，实施切削加工则增加工序并且提高成本。因此，为了满足规定的尺寸公差而对大端部实施的精压，在超过800℃的温度下进行为佳。
因此，在发明(II)中(c)的对大端部进行的精压在超过800℃的温度下进行。
还有，如果对具有上述(A)项中记载的化学组成的钢实施上述(a)～(c)中所述的处理，并使进行(c)热精压后的冷却是在大气中进行的空冷，即可以容易得到(B)项中所述的非调质连杆的大端部的组织和硬度。
这里，如上所述，上述的(a)～(c)的温度为钢和整体成形材料的表面温度。
还有，发明(II)没有规定大端部以外的部位的精压温度，大端部以外的部位的精压处理既可以是热加工，也可以是通常进行的冷加工。
为了限定断裂时龟裂发生的起点，并且使整体成形材料的断裂能够更顺利并且可靠地进行，还有为了使断裂后的断裂面容易且可靠地形成平滑的脆性断裂面，在大端部开设槽口为佳。
因此，在发明(II)中的(d)处理中在大端部开设槽口。还有，在大端部开设的槽口的应力集中系数最好为2以上，另外，在大端部设置的槽口开设在如图1所示的N部为佳。
上述(e)的处理是把整体成形材料分离为连杆体与连杆盖的处理。对这个处理的方法并没有做特别的限定，用通常所使用的断裂连杆的制造方法进行即可。
上述(f)的处理是把在断裂处理中被分离的连杆体和连杆盖，结合、装配到曲轴上的处理。对这个处理的方法也没有做特别的限定，用通常使用的连杆制作方法进行即可。
还有，用于结合连杆体和连杆盖所进行的螺栓孔加工，例如，在上述(d)的处理前、(d)处理的同时或者(e)断裂处理前进行即可。
(实施例)下面通过实施例对本发明进行更具体的说明，本发明并不仅限于此实施例。
将具有表1中所示化学组成的钢，通过常用的方法利用3吨电炉熔炼制成钢锭。表1中，钢3～5以及钢10～12是化学组成为本发明规定范围内的本发明实施例的钢，钢1、钢2以及钢6～9是任何一种成分都不在本发明规定的含量范围内的、比较例的钢。还有，比较例钢中的钢1以及钢2分别是，与美国特许第5135587号公报中所公开的、在欧洲已经实用化的断裂连杆用钢大致相当的钢以及被一部分的车种所采用、非调质连杆用的、以0.35％C-0.4％Si-0.95％Mn-0.04％S-0.5％Cr-0.1％V为基本化学组成、并且以改善切削性为目的在钢中添加了Pb和Ca的钢。
表1

接着，将这些本发明实施例的钢以及比较例的钢通过常用的方法制成钢坯后，经过热轧制成直径35mm的圆棒。
以这样得到的直径35mm圆棒作为材料，进行了连杆体与连杆盖的整体成形锻造以及大端部的精压处理。
在表2中表示了上述整体成形锻造以及大端部的精压处理条件。还有，对大端部进行了热精压后的冷却是在大气中进行的自然冷却。
接着，对大端部以外的部分进行冷精压，进而，在大端部的图1中的N部开设了具有表2中所示的应力集中系数的槽口。
表2

使用这样得到的开设有槽口的整体成形材料，对其显微组织、维氏硬度(以下称为Hv硬度)、拉伸特性、耐疲劳特性、切削性以及断裂性进行了调查。
即，从上述的各整体成形材料的大端部以垂直于锻造轴的面为观察面，切割出观察显微组织用的试验片，进行镜面抛光用硝酸乙醇溶液腐蚀后，用光学显微镜以倍率400倍进行观察，对显微组织进行了判定。
对如上述方法观察到的组织为铁素体—珠光体的材料，进而以0.09807N的试验力对铁素体的Hv硬度进行了测定。
还有，从上述的各整体成形材料的大端部以垂直于锻造轴的面为试验面，切割出试验片进行镜面抛光后，对作为全体硬度的Hv硬度以98.07N的试验力进行了测定。
对于组织为铁素体—珠光体的材料，从整体成形材料的连杆体2的杆部6(参照图1)，切割出按JIS Z 2201中所记载的平行部的直径为3.0mm的14A号拉伸试验片，在室温中进行拉伸试验，测定了拉伸强度(TS)。
同样，对于组织为铁素体—珠光体的材料，从整体成形材料的连杆体2的杆部6切割出平行部的直径为3mm，平行部的长度为11mm的疲劳试验片，使用电气油压伺服式疲劳试验机，在室温大气中，应力比为-1，重复速度为10～12Hz的试验条件下，进行了控制负载拉伸压缩的疲劳试验，测定了疲劳强度(σw)。根据该σw与上述的TS求出耐久比(σw/TS)。
还有，以上述的钢2为材料的试验编号2的σw的值(374MPa)为基准性能，当σw可以得到其以上时，判断为耐疲劳特性良好。
按如下的方法测定切削性后进行了评价。即，假定为是螺栓孔加工，在各整体成形材料的大端部上用钻头钻出贯通孔，测定完成钻孔300个后的钻头棱角的磨损量(即，钻头最外围部的磨损量)，并根据该磨损量进行了评价。还有，以试验编号2的上述棱角磨损量作为基准，磨损量为上述基准值的110％以内时评价切削性为[○]，超过上述基准值的110％时评价切削性为[×]。所述试验编号2，是在与被一部分车种所采用的非调质连杆用钢相当的钢中以改善切削性为目的而添加了Pb和Ca的钢2。所述判断基准是基于以下的考虑，即，不含有Pb和Ca的钢的切削性与含有Pb和Ca的钢2的切削性相比较，很难想象切削性能够被显著地改善，磨损量为上述基准的110％以内则判断为可以进行工业规模的生产。
穿孔试验条件如下所示。
钻头P20超硬的直径8mm的直柄钻头旋转数1200rpm送进量0.15mm/rev润滑剂水溶性润滑剂还有，将在大端部上加工了螺栓孔的各整体成形材料，通过常用的落锤方式断裂为连杆体与连杆盖。另外，只有以钢2作为材料的整体成形材料，就不能够断裂为连杆体与连杆盖。
断裂后，对断裂面进行观察并且测定破裂变形量而对断裂性进行了评价，当其断裂面与以钢1作为材料时的断裂面同等程度、并且破裂变形量小于以上述钢1为材料时的破裂变形量0.15mm的时候，断裂性为良好，所述钢1相当于在欧洲已经实用化的断裂连杆用钢。
还有，破裂变形量是指，测定了如图2所示的a～c的值的时候，由断裂后的[a-{(b+c)/2}]的值减去断裂前的[a-{(b+c)/2}]的值而得出的值。
表3中集中表示了上述的各试验结果。
在表3中，αHv表示的是，大端部的铁素体—珠光体组织中铁素体的以维氏硬度表示的硬度，THv表示的是，以维氏硬度表示的大端部的全体硬度。
还有，在试验编号1中，由于组织没有形成铁素体—珠光体，所以没有测定铁素体的硬度，因此，上述αHv栏中标记为[-]。
还有，在试验编号7中，由于铁素体的面积率小，因此在0.09807N的试验力下压头同时也压在了珠光体上，所以铁素体单独的硬度测定没有能够完成。因此，上述αHv栏中标记为[$]。
更有，在试验编号1中，由于组织没有形成铁素体—珠光体，所以没有进行拉伸特性以及耐疲劳特性的调查，因此，[TS]栏以及[σw]栏中标记为[-]。
表3

表3中明确表明，具有本发明限定的化学组成、并且具有大端部的组织、全体硬度、铁素体的硬度以及铁素体的硬度与全体硬度的比的试验编号2～5以及试验编号12的情况下，任何一个都能够得到作为目标的切削性、断裂性以及耐疲劳特性。
在上述的试验编号中，在试验编号12的情况下，由于开设了应力集中系数大的槽口，所以断裂性非常地好。
与此相反，试验编号6～9的情况下，至少由于化学组成在本发明所规定的条件之外，所以没有达到切削性、断裂性以及耐疲劳特性中任何一个以上的目标。
使用与在欧洲已经被实用化的连杆用钢相当的钢1的试验编号1的时候，钻头的棱角的磨损量超过了上述基准值的110％，切削性为[×]没有达到目标。
在使用了钢2的试验编号2的情况下，通过落锤方式进行的连杆体与连杆盖的断裂没有能够成功，断裂性差。所述钢2是在与被一部分车种所采用的非调质连杆用钢相当的钢中以改善切削性为目的添加了Pb和Ca的钢。
另一方面，试验编号10具有本发明所限定的化学组成，在大端部的铁素体—珠光体组织中，由于铁素体的硬度在本发明规定的条件之外，所以断裂性以及耐疲劳特性差。
同样，试验编号11虽具有本发明所限定的化学组成，但全体硬度以及铁素体硬度在本发明规定的条件之外，所以断裂性以及耐疲劳特性差。工业上的利用可能性本发明的非调质连杆是以不添加Pb的钢为材料的，切削性、断裂性以及耐疲劳特性优异的产品，能够用于汽车发动机等的连杆。这种非调质连杆通过本发明的方法能够比较容易地进行制造。
权利要求
1.一种非调质连杆，其特征在于，以质量百分比计，含有C0.25～0.35％、Si0.50～0.70％、Mn0.60～0.90％、P0.040～0.070％、S0.040～0.130％、Cr0.10～0.20％、V0.15～0.20％、Ti0.15～0.20％以及N0.002～0.020％，剩余部分由Fe以及杂质所构成，在下述(1)式中所表示的Ceq的值低于0.80的化学组成时，大端部组织为铁素体-珠光体，其全体硬度以维氏硬度表示255～320，并且在大端部的上述铁素体-珠光体组织中铁素体的硬度以维氏硬度表示250以上，并且上述铁素体硬度与大端部的全体硬度的比为0.80以上，Ceq＝C+(Si/10)+(Mn/5)+(5Cr/22)+1.65V-(5S/7) (1)这里，(1)式中的元素符号表示该元素在钢中的以质量％表示的含量。
2.一种非调质连杆的制造方法，其特征在于，是制造如下的非调质连杆的方法，即所述非调质连杆以质量％计，含有C0.25～0.35％、Si0.50～0.70％、Mn0.60～0.90％、P0.040～0.070％、S0.040～0.130％、Cr0.10～0.20％、V0.15～0.20％、Ti0.15～0.20％以及N0.002～0.020％，剩余部分由Fe以及杂质构成，在下述(1)式中所表示的Ceq的值低于0.80的化学组成时，大端部的组织为铁素体-珠光体，全体硬度以维氏硬度表示为255～320，并且在大端部的所述铁素体-珠光体组织中铁素体硬度以维氏硬度表示为250以上，并且上述铁素体的硬度和大端部的全体硬度的比为0.80以上，该制造方法依次包括(a)～(f)的处理，(a)对具有上述化学组成的钢在1200～1350℃进行加热的处理，(b)在900℃以上的温度下进行热锻造，形成连杆体与连杆盖连接的整体部件，(c)在超过800℃的温度进行大端部的热精压，(d)在大端部开设槽口的处理，(e)由大端部的开设有上述槽口的部位断裂，分离成连杆体和连杆盖的处理，(f)将被断裂、分离的连杆体和连杆盖结合的处理，Ceq＝C+(Si/10)+(Mn/5)+(5Cr/22)+1.65V-(5S/7)(1)其中，(1)式中的元素符号表示该元素在钢中以质量％表示的含量。
全文摘要
本发明提供一种非调质连杆。所述连杆，以质量％计，含有C0.25～0.35％、Si0.50～0.70％、Mn0.60～0.90％、P0.040～0.070％、S0.040～0.130％、Cr0.10～0.20％、V0.15～0.20％、Ti0.15～0.20％以及N0.002～0.020％，剩余部分由Fe以及杂质所构成，在C+(Si/10)+(Mo/5)+(5Cr/22)+1.65V－(5S/7)＜0.80的化学组成的时候，大端部组织为铁素体－珠光体，其全体硬度以维氏硬度表示255～320，并且在大端部的上述铁素体－珠光体组织中铁素体的硬度以维氏硬度表示250以上，并且上述铁素体硬度与大端部的全体硬度比为0.80以上，非调质连杆的切削性优异、断裂性以及耐疲劳特性也优异。因此，能够作为汽车发动机等的低成本型连杆使用。
文档编号C22C38/28GK1761769SQ200480007018
公开日2006年4月19日 申请日期2004年3月15日 优先权日2003年3月18日
发明者长谷川达也, 饭田善次, 高田健太郎 申请人:住友金属工业株式会社, 本田技研工业株式会社