TW201726940A - 斷裂分離型連桿用鋼、斷裂分離型連桿以及該等之製造方法 - Google Patents
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Abstract
本發明是提供：藉由將金屬組織作成回火麻田散鐵，而可提高強度，且在淬火硬化時不會產生烤裂現象之改善了斷裂分離性的斷裂分離型連桿、以及作為用來製造該斷裂分離型連桿的素材之斷裂分離型連桿用鋼、還有該等之製造方法。本發明的斷裂分離型連桿用鋼，依據下列的數式(1)所計算出來的DI值為55~200mm，相對於整體金屬組織之回火麻田散鐵以及變韌鐵的合計面積率佔80面積%以上。在下列的數式(1)中，[ ]係表示各元素之以質量%計的含量。DI(mm)=1.16×([C]/10)1/2×(0.7×[Si]+1)×〔5.1×{[Mn]-1.2-(55/32×[S])}+5〕×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×25.4．．．數式(1)
Description
本說明書所揭示的是關於：斷裂分離型連桿用鋼、使用該鋼之斷裂分離型連桿、以及該等之製造方法。此外，本發明的斷裂分離型連桿用鋼，是以實施調質處理為前提之調質鋼。
汽車引擎等的內燃機中，係使用連桿來作為：連結活塞與曲軸之間，以將活塞的往復運動傳遞到曲軸而轉換成旋轉運動的零件。這種連桿是由連桿本體與連桿蓋所構成，這個連桿本體與連桿蓋係以將曲軸夾住的方式被安裝在曲軸上。
以往，連桿本體與連桿蓋是分別地製造。但是，一般而言，分別地製造的連桿，為了提高連桿本體與連桿蓋的嵌合性，必須利用切削之類的方法來對於嵌合面進行精密加工，此外，也必須實施頂出銷加工，以使得嵌合面不會偏移錯開。這種製造方法的問題在於：材料的良率偏低，製造上較麻煩。
因此，近年來改用新的方法：係先將連桿本體與連桿蓋利用熱間鍛造來一體成型，進行切削加工來形成可供曲軸插入的貫通孔或可供螺栓插入的孔穴之後，再以可使貫通孔的部分被分開成兩個略呈半圓的方式，利用冷間加工，予以斷裂分離成連桿本體與連桿蓋。以這種方式所製得的連桿本體與連桿蓋，先夾住曲軸之後，再將連桿本體與連桿蓋的斷裂面彼此嵌合在一起，利用螺栓鎖緊而被組裝成連桿。這種製造方法，不必再利用切削等方式來對於作為嵌合面的斷裂面進行精密加工，也不必再實施頂出銷加工。以下，將以這種方式製造的連桿，稱為：斷裂分離型連桿。
專利文獻1所揭示的技術方案是提供：有關於被使用在汽車用內燃機零件等的熱間鍛造零件，當利用雷射等來形成凹槽時，能夠確保良好的斷裂分割性的熱間鍛造零件的技術。專利文獻1所揭示的熱間鍛造零件的特徵為：V含量是0.03~未滿0.20%、Ti含量是0.015~0.1%，肥粒鐵組織與波來鐵組織的合計面積率，相對於整體組織是佔90%以上，並且符合(肥粒鐵粒度編號F)-(舊沃斯田鐵粒度編號A)≧3的關係。然而，上述專利文獻1所揭示的技術方案，因為含有昂貴的V及Ti等的元素，因此成本很高。
[專利文獻1]日本特開2010-270358號公報
再者，為了提昇汽車的燃油效率，上述連桿係被要求高強度化。然而，上述專利文獻1所揭示的熱間鍛造零件，因為肥粒鐵組織與波來鐵組織的合計面積率係佔整體組織的90%以上，因此，想要將其高強度化，係有其限度。
將連桿予以高強度化的方法，可以考慮：將金屬組織作成回火麻田散鐵的方法。然而，也已經得知：若將金屬組織作成回火麻田散鐵的話，韌性變高，斷裂分離性會惡化。因此，為了改善斷裂分離性，可以考慮提高C含量。但是，C含量過度提高的話，淬火硬化時發生烤裂現象的風險變高。而且強度變得太高，會有導致零件形狀的加工性變差之虞慮。
本發明的實施方式，係著眼於上述的情事而開發完成的，其目的係在於提供：藉由將金屬組織作成回火麻田散鐵，而可提高強度，且在淬火硬化時不會產生烤裂現象之改善了斷裂分離性的斷裂分離型連桿、以及作為用來製造該斷裂分離型連桿的素材之斷裂分離型連桿用鋼、還有該等之製造方法。
能夠解決上述課題之本發明的實施方式之斷裂分離型連桿用鋼，以質量%計，係含有C：0.01~0.5%、Si：超過0%且0.7%以下、Mn：0.01~3%、P：0.001~0.2%、S：超過0%且0.2%以下、Cr：0.01~3%、Al：超過0%且0.1%以下、以及N：超過0%且0.03%以下，其餘部分是鐵以及不可避免的雜質。並且依據下列的數式(1)所計算出來的DI值是55~200mm，相對於整體金屬組織，回火麻田散鐵以及變韌鐵的合計面積率是佔80面積%以上。在下列的數式(1)中，[ ]係表示各元素之以質量%計的含量。
DI(mm)=1.16×([C]/10)1/2×(0.7×[Si]+1)×〔5.1×{[Mn]-1.2-(55/32×[S])}+5〕×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×25.4．．．數式(1)
此外，亦可含有的其他的元素為：以質量%計，(a)從Cu：超過0%且0.2%以下、Ni：超過0%且0.2%以下、以及Mo：超過0%且0.2%以下，之中所選出的至少一種；(b)從Pb：超過0%且0.2%以下、Bi：超過0%且0.2%以下、Te：超過0%且0.2%以下、以及Ca：超過0%且0.005%以下，之中所選出的至少一種；(c)從Mg：超過0%且0.01%以下、Zr：超過0%且0.01%以下、REM：超過0%且0.01%以下、Sn：超過0%且0.20%以下、以及B：係符合下列的數式(2)的量，之
中所選出的至少一種；在下列的數式(2)中，[ ]係表示各元素之以質量%計的含量。
0<[B]/[N]×14/10.8≦1．．．數式(2)
本發明的實施方式也包含：使用了上述斷裂分離型連桿用鋼之斷裂分離型連桿。
上述斷裂分離型連桿用鋼，係將符合上述組成分的鋼材，進行熱間鍛造後，再以700℃以上的淬火硬化溫度，進行淬火硬化，緊接著，再以200~400℃的回火溫度，進行回火，藉此，就可製造出來。
上述斷裂分離型連桿，係將上述斷裂分離型連桿用鋼進行切削加工後，藉由進行斷裂分離，就可製造出來。
此外，如後所述，回火麻田散鐵係很難以和變韌鐵做明確區別，因此，本發明的實施方式的斷裂分離型連桿用鋼，係規定了：相對於整體金屬組織之回火麻田散鐵以及變韌鐵的合計面積率。針對於斷裂分離型連桿也是同樣。
根據本發明的實施方式，係將金屬組織作成回火麻田散鐵以及變韌鐵，因此能夠高強度化。又，因為很適切地控制組成分，因此在進行淬火硬化時可防止產生烤裂現象，此外，很適切地控制淬火硬化性的指數也就是
DI值，因此可降低韌性。其結果，可提供：改善了斷裂分離性之高強度的斷裂分離型連桿用鋼。使用了這種鋼的斷裂分離型連桿，既有高強度，而且斷裂分離性也優異。
第1圖係顯示DI值與擺錘衝擊值的關係之圖表。
第2圖係顯示回火麻田散鐵以及變韌鐵的合計面積率與擺錘衝擊值的關係之圖表。
本發明人等，為了達成：既可提高強度，又可在進行淬火硬化時防止產生烤裂現象之改善了斷裂分離性之斷裂分離型連桿，乃不斷努力地進行檢討。其結果，找到了一種創見，就是：將金屬組織，利用回火麻田散鐵與變韌鐵的複合組織來作為主體的話，係可提高強度，而且即使是這樣的複合組織，只要適切地控制組成分的話，即可降低在進行淬火硬化時之產生烤裂現象的風險，只要適切地控制淬火硬化性指數也就是DI值的話，即可改善斷裂分離性，並且依據這種創見，完成了本發明的實施方式。
首先，將說明作為本發明的實施方式的斷裂分離型連桿的素材之斷裂分離型連桿用鋼。
上述連桿用鋼，相對於整體金屬組織，回火
麻田散鐵以及變韌鐵的合計面積率是佔80面積%以上。藉由將上述合計面積率控制在80面積%以上，即可提高連桿用鋼的強度，因此，可將連桿高強度化。
再者，回火麻田散鐵以及變韌鐵的合計面積率，係如在後述的實施例的項目中所說明的這樣，係先求出相對於金屬組織之肥粒鐵、波來鐵、以及殘留沃斯田鐵的合計面積率，再從整體金屬組織(100%)減去這三者的合計面積率，其餘部分就是回火麻田散鐵以及變韌鐵的合計面積率。此外，因為回火麻田散鐵與變韌鐵很難區別，在本發明的實施方式中，並不區別回火麻田散鐵與變韌鐵，只要計算出兩者的合計量即可。
上述回火麻田散鐵以及變韌鐵的合計面積率，相對於整體金屬組織，較好是85面積%以上，更優是90面積%以上。上述合計面積率的上限並未特別限定，最好是100面積%。
上述回火麻田散鐵及變韌鐵的合計面積率，係可藉由將後述的DI值在55~200mm的範圍進行調整來加以控制。
其次，說明上述連桿用鋼的組成分。以下的說明中所記載的%，係指質量%之意。
C除了可用來確保強度之外，也是用來減小韌性所需的元素。此外，C含量太少的話，麻田散鐵變態開始的溫度將會上昇，鋼材將不易淬火硬化，強度會下降。基於這種觀點考量，必須將C含量設在0.01%以上。C含
量較好是0.05%以上，更優是0.10%以上。但是，C含量過多的話，強度變得太高而導致被切削性變差。而且也會成為在進行淬火硬化時之發生烤裂現象的主要原因。基於這種觀點考量，必須將C含量設在0.5%以下。C含量較好是在0.4%以下，更優是在0.35%以下。
Si是具有脫氧劑的作用之元素，可提昇淬火硬化性，是具有可藉由提高強度來提昇耐力以及疲勞強度之作用的元素。想要使其有效地發揮這種效果，Si含量較好是在0.01%以上，更優是在0.04%以上。但是，Si含量過多的話，強度變得太高，被切削性將會變差。此外，過剩的Si將會抑制回火脆化，提高韌性，成為導致斷裂分離性變差的原因。從而，在本發明的實施方式中，必須將Si含量設在0.7%以下。Si含量較好是在0.5%以下，更優是在0.4%以下。
Mn是用來提昇淬火硬化性，確保強度所需的元素。Mn含量太少的話，除了強度下降之外，回火脆化也受到抑制。從而，在本發明的實施方式中，係將Mn含量設在0.01%以上。Mn含量較好是在0.3%以上，更優是在1.0%以上。但是，因為Mn是使沃斯田鐵穩定化的元素，Mn含量過多的話，調質後將會生成殘留沃斯田鐵。其結果，反而會使強度降低，韌性變高，無法改善斷裂分離性。基於這種觀點考量，必須將Mn含量設在3%以下。Mn含量，較好是在2.5%以下，更優是在2.3%以下。
P是用來抑制韌性，而且是在將利用切削加工
而得的連桿進行斷裂分離時之用來抑制變形所需的元素。基於這種觀點考量，係將P含量設在0.001%以上。P含量較好是在0.01%以上，更優是在0.03%以上。但是，P含量過多的話，將會在進行連續鑄造時，導致鑄造缺陷的發生。基於這種觀點考量，必須將P含量設在0.2%以下。P含量較好是在0.15%以下，更優是在0.08%以下。
S是幾乎不會固溶在鋼中，是可藉由使應力集中到切屑身上而對於提高被切削性有助益的元素。想要使其有效地發揮這種效果，係將S含量設在0.01%以上為宜。S含量較好是在0.02%以上，更優是在0.03%以上。但是，S含量過多的話，將成為在連續鑄造時發生裂痕，在熱間鍛造時發生裂痕，降低疲勞強度的原因。從而，在本發明的實施方式中，必須將S含量設在0.2%以下。S含量較好是在0.15%以下，更優是在0.12%以下。
Cr是用來提昇淬火硬化性，確保強度所需的元素。Cr含量太少的話，回火脆化將會受到抑制。從而，在本發明的實施方式中，係將Cr含量設在0.01%以上。Cr含量較好是在0.05%以上，更優是在0.5%以上。但是，Cr含量過多的話，回火脆化受到抑制，因此，韌性變得太高，無法改善斷裂分離性。基於這種觀點考量，必須將Cr含量設在3%以下。Cr含量較好是在2.5%以下，更優是在2.3%以下。
Al是具有脫氧劑的作用之元素。想要使其有效地發揮這種效果，Al含量是在0.0001%以上為宜。Al
含量較好是在0.001%以上，更優是在0.002%以上。但是，Al含量過多的話，熱間加工性變差，因此將變得難以進行製造。基於這種觀點考量，必須將Al含量設在0.1%以下。Al含量較好是在0.08%以下，更優是在0.05%以下。
N是不可避免的雜質，N含量過多的話，熱間加工性變差，因此將變得難以進行製造。基於這種觀點考量，必須將N含量設在0.03%以下。N含量較好是在0.025%以下，更優是在0.020%以下。N含量是愈少愈好，但是，根據一般的製鋼技術，難以將N含量減少至0%，通常是含有0.005%的程度。
上述鋼的其餘部分，實質上是鐵。但是，當然也可以容許在鋼中含有從原材料、資材或者從製造設備等所夾帶進來的不可避免的雜質。
本發明的實施方式的斷裂分離型連桿用鋼，除了上述元素之外，也可以又含有下列的其他的元素，(a)從Cu：超過0%且0.2%以下、Ni：超過0%且0.2%以下、以及Mo：超過0%且0.2%以下，之中所選出的至少一種；(b)從Pb：超過0%且0.2%以下、Bi：超過0%且0.2%以下、Te：超過0%且0.2%以下、以及Ca：超過0%且0.005%以下，之中所選出的至少一種；(c)從Mg：超過0%且0.01%以下、Zr：超過0%且0.01%以下、REM：超過0%且0.01%以下、Sn：超過0%
且0.20%以下、以及B：符合下列的數式(2)所表示的量以下，之中所選出的至少一種；在下列的數式(2)中的[ ]是表示各元素之以質量%計的含量。
0<[B]/[N]×14/10.8≦1．．．數式(2)
(a)Cu、Ni以及Mo都是可提昇淬火硬化性的元素，可用來提高強度。Cu、Ni以及Mo係可單獨採用，或者可將兩種以上一起併用。想要使其有效地發揮這種效果，Cu含量是超過0.05%為宜，更好是在0.06%以上，更優是在0.10%以上。Ni含量是超過0.05%為宜，更好是在0.06%以上，更優是在0.10%以上。Mo含量是以超過0.05%為宜，更好是在0.06%以上，更優是在0.10%以上。
但是，Cu含量過多的話，熱間加工性會變差，變得難以製造，因此Cu含量是在0.2%以下為宜。Cu含量更好是在0.15%以下，更優是在0.10%以下。Ni含量過多的話，韌性變得太高，因此，斷裂分離性將會變差。從而，在本發明的實施方式中，Ni含量是在0.2%以下為宜。Ni含量更好是在0.15%以下，更優是在0.10%以下。Mo含量過多的話，回火脆化受到抑制，韌性變得太高，因此，斷裂分離性將會變差。從而，在本發明的實施方式中，Mo含量是在0.2%以下為宜。Mo含量更好是在0.15%以下，更優是在0.10%以下。
(b)Pb、Bi、Te以及Ca都是提昇被切削性
的元素。Pb、Bi、Te以及Ca係可單獨採用，或者可將兩種以上一起併用。
在這些元素之中，尤其是Pb、Bi以及Te幾乎不會固溶在鋼中，係具有：可藉由熔融脆化等的效果來提高被切削性的作用。想要使其有效地發揮這種效果，Pb含量是在0.01%以上為宜。Pb含量更好是在0.03%以上，更優是在0.1%以上。Bi含量是在0.01%以上為宜。Bi含量更好是在0.03%以上，更優是在0.1%以上。Te含量是在0.01%以上為宜。Te含量更好是在0.03%以上，更優是在0.1%以上。但是，Pb、Bi以及Te的含量過多的話，將成為在連續鑄造時發生裂痕，在熱間鍛造時發生裂痕，降低疲勞強度的原因。基於這種觀點考量，Pb含量是在0.2%以下為宜。Pb含量更好是在0.15%以下，更優是在0.12%以下。Bi含量是在0.2%以下為宜。Bi含量更好是在0.15%以下，更優是在0.12%以下。Te含量是在0.2%以下為宜。Te含量更好是在0.15%以下，更優是在0.12%以下。
Ca是藉由形成工具保護膜(Belag)的效果而可提昇被切削性的元素。此外，也具有可將硫化物系夾雜物予以球狀化而促進脆化之效果。想要使其發揮這種效果，Ca含量是在0.0001%以上為宜。Ca含量更好是在0.0005%以上，更優是在0.0010%以上。雖然是儘量含有Ca為宜，但是含量過多的話，效果將趨於飽和，將會導致成本上昇。從而，在本發明的實施方式中，Ca含量是
在0.005%以下為宜。Ca含量更好是在0.004%以下，更優是在0.003%以下。
(c)Mg、Zr、REM以及Sn都是快削性元素。此外，B則是當N的含量充足的話，將會形成BN，BN會產生對於工具的潤滑作用，因此就成為快削性元素。Mg、Zr、REM、Sn以及B係可單獨採用，或者可將兩種以上一起併用。
在這些元素之中，Mg、Zr以及REM幾乎不會固溶在鋼中，而是溶入硫化物系夾雜物等，也具有可將硫化物系夾雜物予以球狀化而促進脆化之效果。想要獲得良好的被切削性，是積極性的含有Mg達到0.0001%以上為宜，更好是在0.001%以上。亦可積極性的含有Zr達到0.0001%以上，更好是在0.001%以上。亦可積極性的含有REM達到0.0001%以上，更好是在0.001%以上。但是，Mg、Zr或REM的含量過多的話，將會導致製造成本的上昇。從而，Mg含量是在0.01%以下為宜，更好是在0.008%以下，更優是在0.005%以下。Zr含量是在0.01%以下為宜，更好是在0.008%以下，更優是在0.005%以下。REM含量是在0.01%以下為宜，更好是在0.008%以下，更優是在0.005%以下。
Sn幾乎不會固溶在鋼中，係藉由熔融脆化等的效果而具有提昇被切削性的效果。想要獲得良好的被切削性，亦可積極性的含有Sn達到0.01%以上，更好是在0.03%以上。但是，Sn含量過多的話，將成為在連續鑄造
時發生裂痕，在熱間鍛造時發生裂痕，降低疲勞強度的原因。從而，Sn含量是在0.20%以下為宜，更好是在0.15%以下，更優是在0.12%以下。
B係如上所述，當N含量充足的話，將會形成BN，BN係可對於工具產生潤滑作用，因此就成為快削性元素。為了獲得良好的被切削性，亦可積極性的含有B達到0.0001%以上，更好是在0.0005%以上。但是，B含量過多的話，B將會固溶，成為提昇韌性的原因。從而，B含量是符合下列的數式(2)的關係為宜。在下列的數式(2)中的[ ]是表示各元素之以質量%計的含量。
0<[B]/[N]×14/10.8≦1．．．數式(2)
上述數式(2)的上限，更好是在0.95以下，更優是在0.90以下。
本發明的實施方式的連桿用鋼，除了要符合上述的組成分之外，並且根據下列的數式(1)所計算出來的DI值，必須符合55~200mm的關係是很重要的。上述DI值，被稱為：淬火硬化性指數，表示淬火硬化時之硬化層的深度。DI值愈大的話，愈容易生成麻田散鐵。麻田散鐵是產生脆化的主要原因，因此，DI值愈大的話，就可兼具有：良好的脆性與穩定的強度。
上述DI值，係依據：將登載於「R&D、神戸製鋼技法、Vol.61、No.2、2011年8月號」中的「HAZ韌性優異的建築構造用低YR型780MPa級圓形鋼管的特性與組織控制技術(16~19頁)」的下列的數式(a)加
以變形而設計的下列的數式(1)所計算出來的數值。亦即，在下列的數式(a)中，並未考慮到S含量較多的時候，因為生成了MnS而使得固溶Mn含量減少的這個現象。因此，在本發明的實施方式中，針對於下列的數式(a)，係考慮到基於Mn的原子量55與S的原子量32的原子量比之因為生成了MnS所導致的固溶Mn含量的減少分量之後，因而設計出下列的數式(1)。此外，在下列的數式(a)、(1)中的[ ]是表示各元素之以質量%計的含量。此外，在本發明的實施方式中，因為未含有V與B，因此將下列的數式(a)中所規定的V與B的項目予以刪除。此外，將單位從inch換算成mm，因此在下列的數式(1)中，乘以25.4。
DI(inch)=1.16×([C]/10)1/2×(0.7×[Si]+1)×〔
5.1×{[Mn]-1.2}+5〕×(0.35×[Cu]+1)×(0.36×[N
i]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)×(1.75×[V]
+1)×(200×[B]+1)．．．數式(a)
DI(mm)=1.16×([C]/10)1/2×(0.7×[Si]+1)×〔5.
1×{[Mn]-1.2-(55/32×[S])}+5〕×(0.35×[Cu]+1
)×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1)
×25.4．．．數式(1)
上述DI值低於55mm的話，韌性變高，斷裂分離時將會發生變形，因此，無法改善斷裂分離性。從而，在本發明的實施方式中，係將上述DI值設在55mm以上。上述DI值更好是在60mm以上，更優是在70mm以上。但是，上述DI值過大的話，在進行淬火硬化時，發生烤裂現象的風險增大。此外，強度變得太高，零件形狀的加工性變差。從而，在本發明的實施方式中，係將上
述DI值設在200mm以下。上述DI值更好是在190mm以下，更優是在180mm以下。
以上，是說明了本發明的實施方式的連桿用鋼。
本發明的實施方式中也包含了使用上述連桿用鋼來製得的斷裂分離型連桿。這種連桿係符合：上述連桿用鋼所規定的組成分、DI值、以及金屬組織的所有要件。此外，本發明的實施方式的連桿，係以回火麻田散鐵以及變韌鐵作為金屬組織，因此能夠達成高強度化，其強度約為800~1400MPa的程度。
其次，說明本發明的實施方式的連桿用鋼的製造方法。上述連桿用鋼，是先將依照一般方法所調製之符合了上述組成分的鋼材，進行熱間鍛造之後，以700℃以上的淬火硬化溫度進行淬火硬化，接下來，以200~400℃的回火溫度進行回火來實施調質處理，藉此，可以製造出來。
藉由將上述淬火硬化溫度設在700℃以上，可以使得鋼材的金屬組織完全地沃斯田鐵化。上述淬火硬化溫度，更好是在800℃以上，更優是在850℃以上。上述淬火硬化溫度的上限並未特別地限定，為了不要使其熔融，設在1300℃以下為宜。上述淬火硬化溫度，更好是在1200℃以下，更優是在1100℃以下，特優是在1000℃以下。
上述淬火硬化，係可採行：水冷淬火硬化，
或者油冷淬火硬化。淬火硬化時的平均冷卻速度較好是在20℃/秒以上，更優是在100℃/秒以上。上述淬火硬化時的平均冷卻速度的上限並未特別地限定，冷卻速度太大的話，發生烤裂現象的風險變高，因此，上限較好是在500℃/秒以下。上述淬火硬化時的平均冷卻速度更好是在400℃/秒以下，更優是在300℃/秒以下。
進行了上述淬火硬化之後，為了促進脆化，乃進行回火處理。上述回火溫度若低於200℃的話，將會殘留許多的可動錯位，因此，耐力比會明顯下降，將會無法獲得充分的脆化。從而，在本發明的實施方式中，係將回火溫度設在200℃以上，更好是在250℃以上。想要更為促進脆化，是在300℃附近的溫度帶來進行回火處理為佳。但是，回火溫度太高的話，韌性將會提高，將會無法獲得充分的脆化。從而，在本發明的實施方式中，係將回火溫度設在400℃以下，更好是在375℃以下。
進行了上述淬火硬化回火而製得的連桿用鋼，進行斷裂分離處理之連桿大端部之貫通孔以外的部分，其單一側的粗細大約是10~50mm的程度。將所製得的鋼棒，依照一般方法進行切削加工來予以斷裂分離，藉此，可獲得斷裂分離性優異的連桿。
以下，將舉出實施例，更具體地說明本發明的實施方式，但本發明的實施方式並不受下列的實施例的
限制，在符合前述以及後述的發明要旨的範圍，當然都可加以改變來實施，而這些改變也都被包含在本案所揭示的技術範圍內。
將下列的表1所示的組成分(其餘部分是鐵以及不可避免的雜質)的鋼，利用一般常用方法進行熔製、鑄造、分塊之後，以1200℃的加熱溫度進行鍛造輥軋，製造成直徑為18mm的鋼棒。將下列表1所示的組成分以及根據上述數式(1)所計算出來的DI值，標示於下列的表2。此外，在下列的表1所示的Cu、Ni、以及Mo含量當中，如果是在0.05%以下的話，在本發明的實施方式中，係視為不可避免的雜質，如果是超過0.05%的話，就視為積極性添加的元素。
將所製得的鋼棒，從相對於長軸方向呈垂直的方向進行切斷，製造成長度為90mm的鋼棒。
將所製得的長度為90mm的鋼棒，在900℃的溫度下保持30分鐘之後，以900℃的淬火硬化溫度進行水冷淬火硬化。水冷淬火硬化時的平均冷卻速度，約為100℃/秒。
水冷淬火硬化後，以目視觀察有無發生烤裂現象。烤裂現象意指：除了裂開之外，也包含龜裂在內。樣本數係各7支，如果完全沒有發生烤裂現象的話，判定為「無烤裂現象」，只要有1支發生了烤裂現象的話，就判定為「有烤裂現象」。將判定結果標示於下列表2中。將無烤裂現象的情況，視為合格，將有烤裂現象的情況，
視為不合格。
其次，將實施了水冷淬火硬化而得的長度為90mm的鋼棒之中，針對於下列表2所示的No.1~16、19的鋼棒，以300℃的回火溫度，實施了保持3個小時的回火處理。
另一方面，下列表2所示的No.17、18，係將切斷而得的長度為90mm的鋼棒，在900℃的溫度下保持30分鐘之後，並未進行淬火硬化，以放置冷卻的方式冷卻到常溫為止。然後，以300℃的回火溫度，實施了保持3個小時的回火處理。
其次，針對於實施了回火處理而得的鋼棒，以下列的順序進行了金屬組織的觀察。亦即，為了將實施了回火處理而得的鋼棒，能夠觀察其長軸方向的中央部之位於直徑方向的中心位置，乃將鋼棒埋在樹脂中，對於表面進行鏡面研磨，利用硝酸腐蝕液進行腐蝕，製造成金屬組織觀察用試驗片。針對於所製得的試驗片，使用光學顯微鏡，以400倍的倍率，拍攝每一個觀察視野的照片大小為9cm×7cm的照片，將所拍攝的照片進行圖像解析，測定出相對於整體金屬組織之肥粒鐵以及波來鐵的合計面積率。
其次，將利用硝酸腐蝕液進行腐蝕，並且觀察了金屬組織之後的上述試驗片的表面，以電解研磨方法研磨成100μm之後，使用X射線繞射裝置，測定了相對於整體金屬組織(100體積%)之殘留沃斯田鐵的比率
(體積率)。將殘留沃斯田鐵的體積率視為面積率，求出相對於整體金屬組織之肥粒鐵、波來鐵以及殘留沃斯田鐵的合計面積率(面積%)。
將整體的金屬組織視為100面積%的話，從整體金屬組織(100面積%)減去肥粒鐵、波來鐵以及殘留沃斯田鐵的合計面積率(面積%)所剩下來的，就視為回火麻田散鐵以及變韌鐵的合計面積率(面積%)。
其次，針對於經過回火處理後的鋼棒之中，除了進行淬火硬化時發生了烤裂現象的No.1和No.7以外的鋼棒，依照下列順序進行測定擺錘衝擊值。亦即，將回火處理後的鋼棒進行切削，加工成日本工業規格JIS Z2242(2005年)所規定的10mm見方的擺錘衝擊試驗片。凹槽則是製作成：對於長軸方向構成垂直的方向上的深度2mm的U形凹槽。擺錘衝擊試驗(夏氏衝擊試驗)係遵照日本工業規格JIS Z2242(2005年)的規定，在常溫下進行。樣本數設為3個，求取其平均值。將結果一併標示在下列的表2。
在本發明的實施方式中，擺錘衝擊值若是30J/cm2以下的話，就視為斷裂分離性優異，評比為合格。擺錘衝擊值是30J/cm2以下的話，可充分抑制斷裂分離時的變形。
由下列表1、表2可作如下所述的考察。
No.2~5、8、10~16、19~24皆為符合本發明的實施方式所規定的要件之例子，不僅是回火麻田散鐵以及
變韌鐵的合計面積率達到80%以上，也將組成分以及DI值做適切的控制，因此，進行淬火硬化時，未發生烤裂現象，斷裂分離性優異。
另一方面，No.1、6、7、9、17、18，任何一個都是無法符合本發明的實施方式所規定的要件之其中某一要件的例子。
這些例子當中，No.1是C含量過多的例子，進行淬火硬化時，發生了烤裂現象。
No.6是DI值低於本發明的實施方式所規定的範圍的例子，擺錘衝擊值變得太大，斷裂分離時發生變形，因此，無法改善斷裂分離性。
No.7是DI值高於本發明的實施方式所規定的範圍的例子，進行淬火硬化時，發生了烤裂現象。
No.9是含有過多的Mo，因此，擺錘衝擊值變得太大，斷裂分離時發生變形，所以無法改善斷裂分離性。
No.17、18是未實施淬火硬化，因而相對於整體金屬組織，回火麻田散鐵以及變韌鐵的合計面積率低於80面積%的例子。其結果，擺錘衝擊值變得太大，無法改善斷裂分離性。
其次，將DI值與擺錘衝擊值之關係顯示於第1圖。第1圖中，針對於符合本發明的實施方式所規定的要件之No.2~5、8、10~16、19~24，都標示為◆，在未能符合本發明的實施方式所規定的其中任何一項要件的例子
當中，雖然組成分是符合本發明的實施方式所規定的要件，但是，DI值未能符合本發明的實施方式所規定的範圍之No.6則是標示為◇。此外，No.7雖然是其組成分符合本發明的實施方式所規定的要件，而DI值卻未能符合本發明的實施方式所規定的範圍的例子，進行淬火硬化時，發生了烤裂現象，因此並未測定其擺錘衝擊值，因此，未予以標示在第1圖中。
由第1圖可看出，藉由將DI值控制在55~200mm的話，可將擺錘衝擊值控制在30J/cm2以下，因此可改善斷裂分離性。
其次，將回火麻田散鐵以及變韌鐵的合計面積率與擺錘衝擊值之關係，顯示於第2圖。第2圖中，係將符合本發明的實施方式所規定的要件之No.2~5、8、10~16、19~24的例子，標示為◆，在未能符合本發明的實施方式所規定的其中任何一項要件的例子當中，雖然組成分以及DI值是符合本發明的實施方式所規定的要件，但是，回火麻田散鐵以及變韌鐵的合計面積率，未能符合本發明的實施方式所規定的範圍之No.17、18的例子，則是標示為◇。
由第2圖可看出，藉由將回火麻田散鐵以及變韌鐵的合計面積率控制在80面積%以上，可將擺錘衝擊值控制在30J/cm2以下，因此，可改善斷裂分離性。
本申請案係以2015年12月3日申請之日本國發明專利申請案之日本特願第2015-236842號、以及2016年8月25日申請之日本國發明專利申請案之日本特願第2016-164611號，作為基礎申請案來主張優先權。因此，日本特願第2015-236842號以及日本特願第2016-164611號的內容係被引用寫入本說明書中。
Claims (11)
- 一種斷裂分離型連桿用鋼，其特徵為：其組成分，以質量%計，含有C：0.01~0.5%、Si：超過0%且0.7%以下、Mn：0.01~3%、P：0.001~0.2%、S：超過0%且0.2%以下、Cr：0.01~3%、Al：超過0%且0.1%以下、以及N：超過0%且0.03%以下，其餘部分是鐵以及不可避免的雜質，依據下列的數式(1)所計算出來的DI值是55~200mm，相對於整體金屬組織之回火麻田散鐵以及變韌鐵的合計面積率是佔80面積%以上，DI(mm)=1.16×([C]/10)1/2×(0.7×[Si]+1)×〔5. 1×{[Mn]-1.2-(55/32×[S])}+5〕×(0.35×[Cu]+1 )×(0.36×[Ni]+1)×(2.16×[Cr]+1)×(3×[Mo]+1) ×25.4．．．數式(1)在上述數式(1)中的[ ]係表示各元素之以質量%計的含量。
- 如請求項1所述的斷裂分離型連桿用鋼，其中，又含有其他的元素，以質量%計，係從Cu：超過0%且0.2%以下、Ni：超過0%且0.2%以下、以及 Mo：超過0%且0.2%以下，之中所選出的至少一種。
- 如請求項1所述的斷裂分離型連桿用鋼，其中，又含有其他的元素，以質量%計，係從Pb：超過0%且0.2%以下、Bi：超過0%且0.2%以下、Te：超過0%且0.2%以下、以及Ca：超過0%且0.005%以下，之中所選出的至少一種。
- 如請求項2所述的斷裂分離型連桿用鋼，其中，又含有其他的元素，以質量%計，係從Pb：超過0%且0.2%以下、Bi：超過0%且0.2%以下、Te：超過0%且0.2%以下、以及Ca：超過0%且0.005%以下，之中所選出的至少一種。
- 如請求項1所述的斷裂分離型連桿用鋼，其中，又含有其他的元素，以質量%計，係從Mg：超過0%且0.01%以下、Zr：超過0%且0.01%以下、REM：超過0%且0.01%以下、Sn：超過0%且0.20%以下、以及B：係符合下列的數式(2)的量，之中所選出的至少一種，0<[B]/[N]×14/10.8≦1．．．數式(2) 在上述數式(2)中的[ ]係表示各元素之以質量%計的含量。
- 如請求項2所述的斷裂分離型連桿用鋼，其中，又含有其他的元素，以質量%計，係從Mg：超過0%且0.01%以下、Zr：超過0%且0.01%以下、REM：超過0%且0.01%以下、Sn：超過0%且0.20%以下、以及B：係符合下列的數式(2)的量，之中所選出的至少一種，0<[B]/[N]×14/10.8≦1．．．數式(2)在上述數式(2)中的[ ]係表示各元素之以質量%計的含量。
- 如請求項3所述的斷裂分離型連桿用鋼，其中，又含有其他的元素，以質量%計，係從Mg：超過0%且0.01%以下、Zr：超過0%且0.01%以下、REM：超過0%且0.01%以下、Sn：超過0%且0.20%以下、以及B：係符合下列的數式(2)的量，之中所選出的至少一種，0<[B]/[N]×14/10.8≦1．．．數式(2)在上述數式(2)中的[ ]係表示各元素之以質量%計的含量。
- 如請求項4所述的斷裂分離型連桿用鋼，其中，又含有其他的元素，以質量%計，係從Mg：超過0%且0.01%以下、Zr：超過0%且0.01%以下、REM：超過0%且0.01%以下、Sn：超過0%且0.20%以下、以及B：係符合下列的數式(2)的量，之中所選出的至少一種，0<[B]/[N]×14/10.8≦1．．．數式(2)在上述數式(2)中的[ ]係表示各元素之以質量%計的含量。
- 一種斷裂分離型連桿，其係採用如請求項1至8的任一項所述的斷裂分離型連桿用鋼。
- 一種斷裂分離型連桿用鋼的製造方法，其特徵為：係將符合請求項1至8的任一項所述的組成分的鋼材，先進行熱間鍛造之後，再以700℃以上的淬火硬化溫度進行淬火硬化，接下來，以200~400℃的回火溫度進行回火處理。
- 一種斷裂分離型連桿的製造方法，其特徵為：將根據請求項10所述的製造方法所製得的斷裂分離型連桿用鋼，進行切削加工之後，再進行斷裂分離。
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