WO2008004585A1 - Élément obtenu par forgeage de poudre, mélange de poudre destiné au forgeage de poudre, procédé destiné à produire un élément par forgeage de poudre et tige de raccord pour séparation par rupture obtenue par ce procédé - Google Patents

Élément obtenu par forgeage de poudre, mélange de poudre destiné au forgeage de poudre, procédé destiné à produire un élément par forgeage de poudre et tige de raccord pour séparation par rupture obtenue par ce procédé Download PDF

Info

Publication number
WO2008004585A1
WO2008004585A1 PCT/JP2007/063377 JP2007063377W WO2008004585A1 WO 2008004585 A1 WO2008004585 A1 WO 2008004585A1 JP 2007063377 W JP2007063377 W JP 2007063377W WO 2008004585 A1 WO2008004585 A1 WO 2008004585A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
powder
forging
less
forged member
machinability
Prior art date
Application number
PCT/JP2007/063377
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Masaaki Sato
Minoru Takada
Kentaro Takada
Zenji Iida
Ryosuke Kogure
Original Assignee
Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
Honda Motor Co., Ltd.
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho, Honda Motor Co., Ltd. filed Critical Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
Priority to CN200780031476XA priority Critical patent/CN101506401B/zh
Priority to US12/307,662 priority patent/US20090311122A1/en
Priority to KR1020097002425A priority patent/KR101186445B1/ko
Priority to CA2658051A priority patent/CA2658051C/en
Priority to SE0900121A priority patent/SE535027C2/sv
Publication of WO2008004585A1 publication Critical patent/WO2008004585A1/ja
Priority to US13/826,320 priority patent/US20130192414A1/en

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
    • B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
    • B21J5/002—Hybrid process, e.g. forging following casting
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C7/00—Connecting-rods or like links pivoted at both ends; Construction of connecting-rod heads
    • F16C7/02—Constructions of connecting-rods with constant length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
    • B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21K—MAKING FORGED OR PRESSED METAL PRODUCTS, e.g. HORSE-SHOES, RIVETS, BOLTS OR WHEELS
    • B21K1/00—Making machine elements
    • B21K1/14—Making machine elements fittings
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21K—MAKING FORGED OR PRESSED METAL PRODUCTS, e.g. HORSE-SHOES, RIVETS, BOLTS OR WHEELS
    • B21K1/00—Making machine elements
    • B21K1/76—Making machine elements elements not mentioned in one of the preceding groups
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21K—MAKING FORGED OR PRESSED METAL PRODUCTS, e.g. HORSE-SHOES, RIVETS, BOLTS OR WHEELS
    • B21K1/00—Making machine elements
    • B21K1/76—Making machine elements elements not mentioned in one of the preceding groups
    • B21K1/766—Connecting rods
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F1/00—Metallic powder; Treatment of metallic powder, e.g. to facilitate working or to improve properties
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/12—Both compacting and sintering
    • B22F3/16—Both compacting and sintering in successive or repeated steps
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/17—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces by forging
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
    • B22F3/24—After-treatment of workpieces or articles
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
    • C22C33/0264—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements the maximum content of each alloying element not exceeding 5%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F2998/00—Supplementary information concerning processes or compositions relating to powder metallurgy
    • B22F2998/10—Processes characterised by the sequence of their steps
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C7/00—Connecting-rods or like links pivoted at both ends; Construction of connecting-rod heads
    • F16C7/02—Constructions of connecting-rods with constant length
    • F16C7/023—Constructions of connecting-rods with constant length for piston engines, pumps or the like
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C9/00—Bearings for crankshafts or connecting-rods; Attachment of connecting-rods
    • F16C9/04—Connecting-rod bearings; Attachments thereof
    • F16C9/045—Connecting-rod bearings; Attachments thereof the bearing cap of the connecting rod being split by fracturing
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T74/00—Machine element or mechanism
    • Y10T74/21—Elements
    • Y10T74/2142—Pitmans and connecting rods

Definitions

  • the present invention relates to a powder forged member obtained by pre-molding a mixed powder, then sintering, and then forged, a mixed powder for powder forging and a method for producing the powder forged member, and the powder forged member.
  • the present invention relates to a split split connecting rod to be manufactured.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 61-117203
  • Patent Document 2 JP-A-60-169501
  • the present invention provides a powder forged member capable of improving fatigue strength while ensuring machinability without increasing the hardness and ensuring self-alignment after fracture division, a manufacturing method thereof, and It is an object of the present invention to provide a fracture split type connecting rod using the powder forged member.
  • a first aspect of the present invention is a powder forged member obtained by forging a sintered preform formed by pre-molding a mixed powder and then sintering it at a high temperature, and firing at the start of forging.
  • the percentage of free Cu in the consolidated preform is 10% or less, and the component composition after forging is mass%, C: 0.2 to 0.4%, Cu: 3 to 5%, Mn: 0.5
  • the relative density with respect to the theoretical density is preferably 97% or more.
  • the hardness is HRC33 or less and the single-sided tensile fatigue limit is 325 MPa or more.
  • the powder forged material selected from the group consisting of MnS, MoS, B 2 O and BN
  • the total amount of at least one machinability improving material is preferably 0.05 to 0.6% by mass.
  • a second aspect of the present invention is a fracture split type connecting rod characterized by being manufactured using the powder forged member of the first aspect.
  • a third aspect of the present invention is used as a raw material for the powder forged member of the first aspect.
  • the component composition of the mixed powder, excluding the lubricant, is% by mass, C: 0.1 to 0.5%, Cu: 3 to 5%, Mn: 0.4% or less (including 0) 0: 0.3% or less, the balance iron and unavoidable impurities are mixed powders for powder forging.
  • the mixed powder for powder forging is, in mass%, C: less than 0.05%, 0: 0.3% or less, iron-based powder consisting of iron and inevitable impurities, graphite powder and copper powder And a lubricant are preferably added.
  • a fourth aspect of the present invention is a mixed powder used as a raw material for the powder forged member of the first aspect, wherein the component composition of the portion excluding the lubricant is in mass%, and C: 0 1 to 0.5%, Cu: 3 to 5%, Mn: 0.4% or less (excluding 0), 0: 0.3% or less, and MnS, MoS, BO and BN force At least one machinability improvement selected from the group
  • the mixed powder for powder forging is, by mass%, C: less than 0.05%, 0: 0.3% or less, iron-based powder composed of iron and inevitable impurities, graphite powder, and copper powder.
  • C less than 0.05%
  • 0 0.3% or less
  • iron-based powder composed of iron and inevitable impurities
  • graphite powder graphite powder
  • copper powder copper powder.
  • At least one machinability improving material selected from the group consisting of O and BN force and a lubricant are added.
  • a fifth aspect of the present invention is a method for producing a powder forged member according to the first aspect, wherein the mixed powder for powder forging according to the third aspect is preformed and then sintered and sintered.
  • Excellent machinability and fatigue strength characterized by a forming and sintering process for forming a sintered preform and a forging process for forging the sintered preform at a high temperature to form a powder forged part
  • a method for producing a powder forged member is characterized by a forming and sintering process for forming a sintered preform and a forging process for forging the sintered preform at a high temperature to form a powder forged part.
  • a sixth aspect of the present invention is a method for producing a powder forged member according to the first aspect, wherein the mixed powder for powder forging according to the fourth aspect is preformed and then sintered and sintered.
  • Excellent machinability and fatigue strength characterized by a forming and sintering process for forming a sintered preform and a forging process for forging the sintered preform at a high temperature to form a powder forged part
  • a method for producing a powder forged member is a method for producing a powder forged member.
  • the Cu content is reduced.
  • the percentage of free Cu in the sintered preform at the start of forging was limited.
  • soft ferrite increases due to the decrease in the C content and the increase in hardness is suppressed, so that machinability can be ensured and toughness is maintained and self-alignment after fracture splitting can be secured.
  • Became Furthermore, the increase in Cu content and the restriction on the free Cu ratio increased the amount of Cu diffused in the ferrite and promoted solid solution strengthening, so the fatigue strength was greatly improved. In addition, cracking during forging can be prevented by limiting the free Cu ratio.
  • FIG. 1 shows the shape and dimensions of a test piece of a powder forged member used in a fatigue test of an example.
  • A is a perspective view
  • (b) is a cross-sectional view showing a cross section taken along line AA.
  • FIG. 2 is a sectional view showing a state in which a tensile load is applied to a test piece of a powder forged member in a fatigue test.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the free Cu ratio and the fatigue limit.
  • FIG. 4 is a cross-sectional view showing a microstructure of a powder forged member.
  • the configuration of the powder forged member according to the present invention that is, the component composition, structure, density, and reason for limiting the free Cu ratio in the sintered preform will be described.
  • C is an indispensable element for securing the strength of the steel.
  • increasing the C content reduces the ferrite in the steel structure and increases the pearlite, thereby increasing the hardness of the steel. The strength was increased.
  • the C content is reduced to 0.4% or less, contrary to the conventional case, in order to suppress the increase in the hardness of the base iron.
  • the C content is 0.2 to 0.4%.
  • Cu dissolves in the ferrite phase of the steel structure during heating for sintering and forging, resulting in solid solution strength. It is an element that improves the strength of the iron base by precipitating partly during cooling.
  • the solid solubility limit in the ferrite phase near the eutectoid temperature of Fe-C system is 2%. Most of the examples were used at a certain level.
  • the solid solubility limit of Cu in the austenite phase is about 8%.
  • the present invention a larger amount of Cu is dissolved in the austenite phase than in the conventional product, and the solid solution strengthening of the fly phase formed in the cooling process is achieved. If the Cu content is less than 3.0%, the desired solid solution strengthening effect cannot be fully achieved.On the other hand, if it exceeds 5.0%, free Cu tends to remain, and the free Cu ratio is 10% or less. In order to limit to this, it is necessary to lengthen the heating time such as extending the sintering time, so the productivity is lowered. Therefore, the Cu content is 3-5%. Preferably it is 3-4%.
  • Mn 0.5% or less (excluding 0)
  • Mn is an element useful for improving the strength of the base iron by increasing the hardenability while having the deoxidizing action of the base iron.
  • Mn easily reacts with oxygen in the atmosphere during the powder manufacturing process or the sintering process of preforms, which has a high affinity for oxygen, and forms an oxide. If it exceeds the upper limit, it becomes difficult to reduce the Mn oxide, and the deterioration of the quality characteristics of the powder forged member such as a decrease in density and strength due to the Mn oxide becomes remarkable. Therefore, the Mn content is 0.5% or less (excluding 0). Preferably, it is 0.4% or less (excluding 0).
  • the powder forged member according to the present invention may contain P, S, Si, 0, N and other elements as inevitable impurities.
  • the ratio of free Cu in the sintered preform at the start of forging is set to 10% or less.
  • the free Cu percentage refers to the percentage of Cu undissolved in the ground iron in the total amount of added Cu, and can be quantified by the following method.
  • the sintered preform which is the member to be measured, is cross-sectioned with paper and puff and then corroded with picric acid.
  • the range of 0.2 mm X O Take a picture and measure the total area of the copper-colored part by image processing.
  • the total area of the copper-colored part of the reference material is measured in the same way.
  • a reference material a molded product molded under the same conditions as the above-mentioned member to be measured, component composition, shape, and molding pressure, the condition of 1000 ° C and 20 min where Cu does not substantially dissolve in the ground iron Use the one sintered in step 1.
  • the ferrite ratio in the powder forged member is less than 40%, the toughness is insufficient and sufficient self-alignment after fracture splitting cannot be obtained.On the other hand, if it exceeds 90%, the toughness becomes too high and the elongation increases. For this reason, it deforms at the time of fracture division and the dimensional accuracy deteriorates. Therefore, the ferrite ratio in the powder forged member is 40-90%.
  • the relative density with respect to the theoretical density of the powder forged member is preferably 97% or more.
  • the powder forged member has a hardness of HRC33 or less and a swing swing fatigue limit of 325 MPa or more, and a powder forged member having excellent fatigue strength while ensuring machinability can be obtained.
  • Machinability improving material 0.05 to 0.6% in total amount
  • a machinability improving material may be added during preforming (that is, to the powder mixture for powder forging).
  • the machinability improver for example, MnS, MoS, B 2 O, or BN powder can be used, and these can be used alone.
  • the total amount of the machinability improving material is less than 0.05%, sufficient machinability improving effect cannot be obtained, while if it exceeds 0.6%, the occupation area of the iron material decreases.
  • the increase in non-metal that becomes the starting point of fatigue cracks It shows a tendency that the fatigue strength is greatly reduced. Accordingly, the total amount of the machinability improving material is preferably 0.05 to 0.6%.
  • the oxygen content in the mixed powder and the type of atmospheric gas during sintering should be set so that the C content of the finally obtained powder forged member is 0.2 to 0.4%. It is necessary to adjust in consideration.
  • an inert gas atmosphere such as N gas is used in the sintering process.
  • the sintered preform (that is, the powder forged member) has a lower c content than the mixed powder.
  • the content is adjusted to be higher than 0.2% and lower than 0.5%, which is higher than the C content of powder forged parts.
  • carburization with atmospheric gas usually proceeds more than the consumption of C by oxygen in the mixed powder, and the sintered preform (i.e. Since the C content of the powder forged member is higher than that of the mixed powder, the C content of the mixed powder is adjusted to 0.1% or more and less than 0.4%, which is lower than the C content of the powder forged member. Therefore, if the C content of the mixed powder is in the range of 0.1 to 0.5%, the change of the C content can be predicted and set according to the oxygen content of the mixed powder and the type of sintering atmosphere gas. Oh ,.
  • the oxygen content in the mixed powder increases, the variation in the amount of C consumed also increases, making it difficult to adjust the C content of the powder forged parts to the target 0.2 to 0.4%.
  • the oxygen content shall be 0.3% or less.
  • the content of each of these components in the mixed powder is the content of each of these components in the powder forged member. (Strictly speaking, the value of the content of each of these components is in a negligible range due to the increase or decrease in the amount of C during sintering.)
  • the change in the C content during sintering is predicted according to the oxygen content in the iron-based powder and the type of sintering atmosphere gas, and the C content after sintering is 0.
  • the iron-based powder used for the preparation of the mixed powder is hard! And the density of the preform is difficult to increase at the time of preforming. Even if it is acidified to the inside and forged, a phenomenon occurs in which the strength decreases due to the acid film. Therefore, in order to soften the iron-based powder to increase the density of the preform and prevent internal oxidation, the C content of the iron-based powder is less than 0.05%, preferably not more than 0.04%, more preferably 0.02% or less.
  • this molded preform is sintered at a high temperature to produce a sintered preform.
  • the sintering conditions are preferably as the temperature is higher and the time is longer, because the diffusion of Cu proceeds and the amount of free Cu decreases.
  • the Cu content is 4%, it is 1190 ° C or higher.
  • the free Cu ratio can be reduced to 10% or less.
  • the sintered preform is immediately forged at a predetermined forging pressure at a high temperature without cooling, thereby obtaining a powder forged member.
  • the higher the forging pressure the higher the density of the powder forged member and the higher the strength.
  • forging with a surface pressure of 6. OtonZcm 2 or more forging with a surface pressure of 6. OtonZcm 2 or more.
  • the relative density with respect to the theoretical density can be set to 97% or more, and a powder forged member having excellent machinability and fatigue strength can be obtained.
  • the fracture split type connecting rod manufactured using this powder forged member reduces tool wear during machining, suppresses an increase in component cost, has excellent fatigue strength, and further breaks.
  • the self-alignment at the time of assembly after splitting will also be excellent.
  • Graphite powder and copper powder are added to pure iron powder iron-base powder with the composition shown in Table 1 so that the C content after sintering is 0.3% and the Cu content power, and stearic acid is used as a lubricant.
  • Zinc was added in an amount of 0.75% and mixed for 30 minutes to prepare a mixed powder, which was preformed at a molding surface pressure of 6 ton / cm 2 to prepare a molded preform.
  • the molded preform was demolded at 600 ° C for 10 minutes in an N gas atmosphere.
  • the fly rate of the powder forged member was about 70% even at the different sintering temperatures.
  • the pure iron powder iron-base powder having the composition shown in Table 1 as in Example 1 above was subjected to graphite so that the c content after forging was 0.1 to 0.6% and the Cu content was 2 to 5%.
  • a mixed powder was prepared by adding various amounts of powder and copper powder, and the mixed powder was preformed under the same conditions as in Example 1 to prepare a molded preform. And this molded preform
  • this specimen is pulled and fractured in a direction perpendicular to the depth direction of the notch, and the actual area including the micro unevenness of the fracture surface is measured with an optical three-dimensional measuring device (manufactured by GFMesstechnik, model: MicroCAD 3 X 4) Calculate the ratio to the flat projected area that ignores the unevenness (referred to as the “breaking split area ratio”), and visually check the fracture cross-section after fracture splitting and whether there is any displacement. was investigated.
  • Table 3 shows the test results.
  • the percentage of free Cu in the test piece before forging (at the start of forging) was 10% or less for all of the test pieces No. 222 in which the Cu content exceeded 5%.
  • the hardness is HRC33
  • the fatigue limit is 300 MPa or more for all, and 325 MPa or more can be obtained except for some (test specimens Nos. 210 and 211). Accepted It was confirmed that there was no problem in self-alignment and that the machinability, fatigue strength, and self-alignment after fracture splitting were satisfied at the same time.
  • the hardness is HRC33 or less except for a part (test pieces No. 230, 231).
  • the fatigue limit does not reach 300MPa, and at the same time, deformation due to elongation occurs at the time of fracture split, resulting in a decrease in dimensional accuracy (test piece Nos. 201 to 209).
  • the fatigue limit is 300MPa or more, the hardness is HRC33 As the machinability deteriorates and the misalignment of the fracture surface occurs and the self-alignment problem occurs, the powder satisfies the machinability, fatigue strength, and self-alignment after fracture splitting simultaneously. It is very difficult to obtain a forged member.
  • the fracture split area ratio can be used as an index representing self-alignment, and if the fracture split area ratio is less than 1.37, any breakage of the fracture split surfaces is likely to occur. On the other hand, if it exceeds 1.51, deformation due to elongation becomes remarkable, and dimensional accuracy is likely to deteriorate.
  • Example 2 the same composition (C: 0.3%, Cu: 3.5%) as the specimen No. 218 of Example 2 above, and only the forging pressure was varied in the range of 2.5 to LOtonZcm 2
  • the other conditions were the same as in Example 2 above, and a test piece of the powder forged member was produced, and the influence of the relative density of the powder forged member on the fatigue limit was investigated.
  • the HRB hardness of the specimen was also measured. Table 4 shows the test results.
  • Example 3 the same component composition (C: 0.3%, Cu: 3.5%) as test piece No. 218 of Example 2 which is the same as Example 3 above, and various machinability improvers were added.
  • a test piece of a powder forged member was prepared under the same conditions as in Example 2 except that the amount was changed, and the effect on machinability was investigated.
  • the machinability is measured using a thruster of 5 mm in diameter when drilling from the surface of the specimen at a rotation speed of 200 rpm and a cutting speed of 0.12 mmZrev using a SKH drill of 5 mm in diameter, and this is used as an index of machinability. It was. Table 5 shows the measurement results.
  • the oxygen content of the mixed powder was changed using iron-based powders with different oxygen contents.
  • a test piece of a powder forged member was produced under the same conditions as in the first embodiment.
  • the C content after forging is set to 0.3% and the Cu content is set to 4%.
  • the C content is adjusted by adjusting the graphite powder addition amount to 0.3% + (iron-based powder oxygen Content% — 0.05%) X 3Z4.
  • the C content and fatigue limit of this specimen were measured, and the effect of the oxygen content of the mixed powder on these was investigated.
  • Table 6 shows the test results. As shown in the table, when the oxygen content of the iron-based powder (that is, the mixed powder) is 0.3% or less (test piece No. 501-503), the C content of the powder forged member is almost the target. However, if the oxygen content of the iron-based powder (that is, the mixed powder) exceeds 0.3% (Test No. 504), the C content of the powder forged member is the target. It can be seen that the C content force deviates greatly and falls outside the appropriate range (0.2 to 0.4%) of the C content specified in the present invention, and the fatigue strength is also greatly reduced.
  • a mixed powder having the same component composition is prepared by adjusting the addition amount of graphite powder using iron-based powders having different C contents, and a molding preform and powder under the same conditions as in Embodiment 1 above.
  • a test piece of a forged member was produced.
  • the C content after forging was set to 0.3% and the Cu content was set to 4%.
  • the density of the molded preform and the powder forged member and the fatigue limit of the powder forged member were measured.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Forging (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Description

粉末鍛造部材、粉末鍛造用混合粉末および粉末鍛造部材の製造方法な らびにそれを用いた破断分割型コンロッド
技術分野
[0001] 本発明は、混合粉末を予備成形した後に焼結し、その後鍛造して得られる粉末鍛 造部材、粉末鍛造用混合粉末および粉末鍛造部材の製造方法、ならびにその粉末 鍛造部材を用いて製造される破断分割型コンロッドに関する。
背景技術
[0002] 従来より、混合粉末を予備成形した後に焼結し、その後鍛造して機械部品を製造 する粉末鍛造法は広く行われて!/、る。粉末鍛造法で製造される代表的な機械部品と しては、コンロッド、ベアリングレース等がある。これらの機械部品の成分配合は、鍛 造後の機械加工時における被削性や製品の疲労強度等の関係から、純鉄粉系の粉 末を用いたものでは C : 0. 45〜0. 65質量％(以下、「質量％」を単に「％」と表記す る。）、 Cu: l. 5〜2%のものが主となっている。そして、これらの機械部品の軽量ィ匕 や高疲労強度化の要求に対しては、 C含有量を増加する方法、あるいは Cと Cu含有 量をともに増加する方法によるのが一般的である。ところが、これら C含有量を増加さ せる方法では、部品の疲労強度は上昇するものの硬さも上昇するため、鍛造後の機 械加ェ時における工具寿命が著しく低下し、結果的には製品コストが上昇してしまう 問題がある。また、 Cuの含有量を増加させると鍛造で割れが発生しやすい問題もあ る。
[0003] また、機械部品の疲労強度を上昇させる別の方法として、鍛造工程後に再加熱ェ 程と冷却工程を追加する方法 (特許文献 1参照)や、 Ni、 Mo等他の合金元素を添カロ する方法 (特許文献 2参照）が開示されている。し力しながら、前者の方法では工程 増により、後者の方法では高価な合金使用により、いずれも部品コストが上昇するとと もに、上記 C含有量を上昇させる方法と同様、いずれも部品の硬さが上昇するため、 被削性が低下する問題がある。
[0004] さらに、上記従来の方法では、いずれも部品の硬さの上昇にともなって靭性が低下 するため、その破断面がフラットになりやすぐコンロッド等で採用されている破断分 割法を用いて部品を製造する場合は、その組み付け時における位置ずれが発生し やすくなる (すなわち、自己整合性が低下する）という特有の問題も発生する。
特許文献 1：特開昭 61— 117203号公報
特許文献 2 :特開昭 60— 169501号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0005] そこで、本発明は、硬さを上昇させることなぐ被削性を確保しつつ疲労強度を改善 するとともに、破断分割後の自己整合性を確保しうる粉末鍛造部材およびその製造 方法、ならびにその粉末鍛造部材を用いた破断分割型コンロッドを提供することを目 的とする。
課題を解決するための手段
[0006] 本発明の第 1の局面は、混合粉末を予備成形した後に焼結して形成された焼結プ リフォームを高温下で鍛造してなる粉末鍛造部材であって、鍛造開始時における焼 結プリフォーム中のフリー Cu割合が 10%以下であるとともに、鍛造後の成分組成が 、質量％で、 C : 0. 2〜0. 4%、 Cu: 3〜5%、 Mn: 0. 5%以下（0を含まない）、残部 鉄および不可避的不純物よりなり、かつ、フェライト率力 0〜90%であることを特徴と する被削性および疲労強度に優れた粉末鍛造部材である。
[0007] 前記粉末鍛造材において、理論密度に対する相対密度が 97%以上であることが 好ましい。
[0008] 前記粉末鍛造材において、硬さが HRC33以下、片振り引張疲労限度が 325MPa 以上であることが好ましい。
[0009] 前記粉末鍛造材において、 MnS、 MoS、 B Oおよび BNからなる群より選ばれた
2 2 3
少なくとも 1種の被削性改善材が、合計量で 0. 05〜0. 6質量％含まれることが好ま しい。
[0010] 本発明の第 2の局面は、前記第 1の局面の粉末鍛造部材を用いて製造されたこと を特徴とする破断分割型コンロッドである。
[0011] 本発明の第 3の局面は、前記第 1の局面の粉末鍛造部材の原料として用いられる 混合粉末であって、潤滑剤を除いた部分の成分組成が、質量％で、 C : 0. 1〜0. 5 %、 Cu: 3〜5%、 Mn: 0. 4%以下（0を含まない）、 0 : 0. 3%以下、残部鉄および 不可避的不純物よりなることを特徴とする粉末鍛造用混合粉末である。
[0012] 前記粉末鍛造用混合粉末は、質量％で、 C : 0. 05%未満、 0 : 0. 3%以下、残部 鉄および不可避的不純物よりなる鉄基粉末に、黒鉛粉と、銅粉と、潤滑剤とを添加し てなることが好ましい。
[0013] 本発明の第 4の局面は、前記第 1の局面の粉末鍛造部材の原料として用いられる 混合粉末であって、潤滑剤を除いた部分の成分組成が、質量％で、 C : 0. 1〜0. 5 %、 Cu: 3〜5%、 Mn: 0. 4%以下（0を含まない）、 0 : 0. 3%以下を含み、さらに、 MnS、 MoS、 B Oおよび BN力 なる群より選ばれた少なくとも 1種の被削性改善
2 2 3
材を、合計量で 0. 05〜0. 6質量％含み、残部鉄および不可避的不純物よりなること を特徴とする粉末鍛造用混合粉末である。
[0014] 前記粉末鍛造用混合粉末は、質量％で、 C : 0. 05%未満、 0 : 0. 3%以下、残部 鉄および不可避的不純物よりなる鉄基粉末に、黒鉛粉と、銅粉と、 MnS、 MoS、 B
2 2
Oおよび BN力 なる群より選ばれた少なくとも 1種の被削性改善材と、潤滑剤とを添
3
加してなることが好ましい。
[0015] 本発明の第 5の局面は、前記第 1の局面の粉末鍛造部材の製造方法であって、前 記第 3の局面の粉末鍛造用混合粉末を予備成形した後に焼結して焼結プリフォーム を形成する成形焼結工程と、この焼結プリフォームを高温下で鍛造して粉末鍛造部 材を形成する鍛造工程とを備えたことを特徴とする被削性および疲労強度に優れた 粉末鍛造部材の製造方法である。
[0016] 本発明の第 6の局面は、前記第 1の局面の粉末鍛造部材の製造方法であって、前 記第 4の局面の粉末鍛造用混合粉末を予備成形した後に焼結して焼結プリフォーム を形成する成形焼結工程と、この焼結プリフォームを高温下で鍛造して粉末鍛造部 材を形成する鍛造工程とを備えたことを特徴とする被削性および疲労強度に優れた 粉末鍛造部材の製造方法である。
発明の効果
[0017] 本発明によれば、粉末鍛造部材の C含有量を従来とは逆に減少させるかわりに Cu 含有量を従来より増カロさせるとともに、鍛造開始時における焼結プリフォーム中のフリ 一 Cu割合を制限した。これにより、 C含有量の減少により軟らかいフェライトが増加し て硬さの増加が抑制されるため、被削性が確保できるとともに、靭性が維持されて破 断分割後の自己整合性も確保できるようになった。さら〖こ、 Cu含有量の増加とフリー Cu割合の制限によりフェライト中への Cuの拡散量が増加して固溶強化が促進される ため、疲労強度も大幅に改善されるようになった。また、フリー Cu割合を制限すること で、鍛造時における割れを防止できるようになった。
図面の簡単な説明
[0018] [図 1]実施例の疲労試験に用いた粉末鍛造部材の試験片の形状および寸法を示す 、（a)は斜視図、（b)は AA線断面を示す断面図である。
[図 2]疲労試験における粉末鍛造部材の試験片への引張荷重の付加状態を示す断 面図である。
[図 3]フリー Cu割合と疲労限度との関係を示すグラフ図である。
[図 4]粉末鍛造部材のミクロ組織を示す断面図である。
発明を実施するための最良の形態
[0019] 以下、本発明をさらに詳細に説明する。
〔粉末鍛造部材の構成〕
まず、本発明に係る粉末鍛造部材の構成、すなわち、成分組成、組織、密度、およ び焼結プリフォーム中のフリー Cu割合の限定理由を説明する。
[0020] C : 0. 2〜0. 4%
Cは地鉄の強度を確保するために必須の元素であり、従来は C含有量を増加する ことで、地鉄組織中のフェライトを減少させパーライトを増カロさせることによって地鉄の 硬さおよび強度を上昇させていた。これに対し、本発明では、地鉄の硬さの上昇を抑 制するために C含有量は従来とは逆に減少させ、 0. 4%以下とする。ただし、 C含有 量を少なくしすぎると Cuの含有量を増カロしても地鉄の強度が十分に確保できなくな るため 0. 2%以上とする。よって、 C含有量は 0. 2〜0. 4%とする。
[0021] Cu: 3〜5%
Cuは、焼結、鍛造のための加熱時に地鉄組織のフェライト相中に固溶して固溶強 化の作用をなし、また、冷却時に一部析出して地鉄の強度を向上させる元素であり、 従来品では Fe— C系の共析温度付近でのフェライト相中への固溶限 2%程度で用 いられる例がほとんどであった。いっぽう、オーステナイト相中への Cuの固溶限は約 8%であり、従来品より加熱温度を高めることおよび Zまたは加熱時間を延長すること で地鉄中に 3%以上の Cuを固溶させることも十分可能である。本発明は、このオース テナイト相中へ従来品より多量の Cuを固溶させ、冷却過程で生成するフ ライト相の 固溶強化を図るものである。 Cu含有量は、 3. 0%未満では十分に目的とする固溶強 化の効果を発揮できず、他方 5. 0%を超えるとフリー Cuが残存しやすくなり、フリー Cu割合を 10%以下に制限するには焼結時間の延長など加熱時間を長くする必要 があるため、生産性が低下する。よって、 Cu含有量は 3〜5%とする。好ましくは 3〜4 %である。
[0022] Mn: 0. 5%以下（0を含まない）
Mnは、地鉄の脱酸作用を有するとともに、焼入れ性を高めて地鉄の強度を向上さ せるのに有用な元素である。し力しながら、 Mnは酸素との親和性が高ぐ粉末製造 過程あるいは予備成形品の焼結過程で雰囲気中の酸素と反応し酸化物を作りやす ぐ Mnの含有量が 0. 5%を超えると、 Mn酸化物の還元が難しくなり、 Mn酸化物に よる密度の低下や強度の低下等粉末鍛造部材の品質特性の劣化が顕著になる。よ つて、 Mn含有量は 0. 5%以下（0を含まない）とする。好ましくは 0. 4%以下（0を含 まない）である。
[0023] 残部：鉄および不可避的不純物
本発明に係る粉末鍛造部材は、不可避的不純物として P、 S、 Si、 0、 Nその他の元 素を含むものであってもよ 、。
[0024] フリー Cu割合： 10%以下
上記のように、フェライト相の固溶強化のため、従来の 2倍近い Cuを含有させること から、地鉄中に未溶解の Cu (すなわち、フリー Cu)が残存しやすいため、鍛造時に 熱間脆性により鍛造割れが発生したり、ひどい場合は成形焼結工程カゝら鍛造工程へ のハンドリング中に焼結プリフォームが破損したりするおそれが高まる。このため、本 発明では、鍛造開始時における焼結プリフォーム中のフリー Cu割合を 10%以下とす る。ここで、フリー Cu割合とは、添加した Cu全量のうち、地鉄中に未溶解の Cuの割 合をいい、以下の方法で定量を行うことができる。すなわち、被測定部材である焼結 プリフォームの断面をぺーパおよびパフで研磨した後ピクリン酸で腐食し、工学顕微 鏡を用いて 400倍で 0. 2mm X O. 3mmの範囲を 3ケ所写真撮影し、画像処理にて 銅色の部分の合計面積を測定する。一方、同様の方法により基準材の銅色の部分 の合計面積を測定しておく。なお、基準材としては、上記被測定部材と成分配合、形 状および成形圧力が同一の条件で成形した成形物を、 Cuが地鉄中に実質的に固 溶しない 1000°C、 20minの条件で焼結した物を使用する。そして、フリー Cu割合は 、フリー Cu割合 (％) = [被測定部材の Cu色の部分の合計面積] Z [基準材の Cu色 の部分の合計面積] X 100の式を用いて算出すればよい。
[0025] フェライト率： 40〜90%
粉末鍛造部材中のフェライト率は、 40%未満では靭性が不足し、破断分割後の自 己整合性が十分に得られず、他方 90%を超えると靭性が高くなりすぎて伸びが大き くなるため、破断分割時に変形して寸法精度が悪化する。よって、粉末鍛造部材中 のフェライト率は 40〜90%とする。
[0026] 理論密度に対する相対密度： 97%以上
粉末鍛造部材の密度は、理論密度に対する相対密度が 97%未満になると疲労強 度の低下度合いが大きくなる。よって、粉末鍛造部材の理論密度に対する相対密度 は 97%以上とするのが好ましい。相対密度を 97%以上とすることで、粉末鍛造部材 の硬さが HRC33以下、片振り引張疲労限度が 325MPa以上となり、被削性を確保 しつつ疲労強度に優れた粉末鍛造部材が得られる。
[0027] 被削性改善材:合計量で 0. 05〜0. 6%
粉末鍛造部材の被削性を改善することを目的として、予備成形時に (すなわち、粉 末鍛造用混合粉末に)被削性改善材を添加してもよい。被削性改善剤としては、例 えば MnS、 MoS、 B O、または BNの粉末を用いることができ、これらを単独で用い
2 2 3
てもよいし、 2種以上を混合して用いてもよい。被削性改善材の添加量は、その合計 量で 0. 05%未満では被削性改善効果が十分に得られず、他方 0. 6%を超えると鉄 材の占有面積が低下することおよび疲労亀裂の起点となる非金属が増加することに より疲労強度が大きく低下する傾向を示す。よって、被削性改善材の添加量は合計 量で 0. 05〜0. 6%とするのが好ましい。
[0028] 〔粉末鍛造用混合粉末の成分組成〕
次に、粉末鍛造混合粉末 (以下、単に「混合粉末」ともいう。）の成分組成の限定理 由を説明する。
[0029] C : 0. 1〜0. 5%
混合粉末の C含有量は、最終的に得られる粉末鍛造部材の C含有量が 0. 2〜0. 4%となるように、混合粉末中の酸素量および焼結時の雰囲気ガスの種類を考慮して 調整する必要がある。つまり、焼結過程において Nガス等不活性ガス雰囲気を用い
2
た場合は混合粉末中の酸素および雰囲気ガス中の不純物酸素によって Cが酸化消 費され、焼結プリフォーム (すなわち、粉末鍛造部材)は混合粉末より c含有量が低く なるため、混合粉末の C含有量は粉末鍛造部材の C含有量より高めの 0. 2%超、 0. 5%以下に調整する。一方、 RXガス等カーボンポテンシャルの高い雰囲気ガスを用 いた場合は、通常、混合粉末中の酸素による Cの酸ィ匕消費量以上に雰囲気ガスによ る浸炭が進み、焼結プリフォーム (すなわち、粉末鍛造部材)は混合粉末より C含有 量が高くなるため、混合粉末の C含有量は粉末鍛造部材の C含有量より低めの 0. 1 %以上、 0. 4%未満に調整する。よって、混合粉末の C含有量は、 0. 1〜0. 5%の 範囲で、混合粉末の酸素含有量および焼結雰囲気ガスの種類に応じて C含有量の 変化を予測して設定すればょ 、。
[0030] 0 : 0. 3%以下
混合粉末中の酸素含有量が高くなると消費される C量のバラツキも大きくなり、粉末 鍛造部材の C含有量を目標の 0. 2〜0. 4%にすることが困難となるため混合粉末の 酸素含有量は 0. 3%以下とする。
[0031] その他の成分
Cu、 Mn、被削性改善材は、 Cのように焼結時に消費されたり生成したりしないので 、混合粉末中のこれら各成分の含有量は、粉末鍛造部材中のこれら各成分の含有 量と同じとする (厳密には、焼結時における C量の増減により、これら各成分の含有量 の値はごくわずか変化する力 無視しうる範囲である。 ) o [0032] 〔粉末鍛造部材の製造方法〕
次に、上記構成を満足する粉末鍛造部材を製造する方法につ!ヽて説明する。
[0033] まず、鉄基粉末に、鉄基粉末中の酸素含有量および焼結雰囲気ガスの種類に応じ て焼結時における C含有量の変化を予測して焼結後の C含有量が 0. 2〜0. 4%とな るように、混合粉末の C含有量が 0. 1〜0. 5%の範囲となる黒鉛粉と、 Cu含有量が 3 〜5%となる銅粉と、必要により上記被削性改善材を合計量で 0. 05〜0. 6%添加し 、さらに適量の潤滑剤を添加して混合粉末を作製し、これを加圧成形機にて予備成 形し成形プリフォームを作製する。
[0034] なお、混合粉末の作製に使用する鉄基粉末は、硬!、と予備成形時に成形プリフォ ームの密度が上がりにくぐ焼結後、鍛造までの高温搬送中に焼結プリフォームが内 部まで酸ィ匕し、鍛造しても酸ィ匕膜のため強度が低下する現象が起きる。したがって、 鉄基粉末を軟らかくして成形プリフォームの密度を上げ内部酸ィ匕を防止するため、鉄 基粉末の C含有量は 0. 05%未満、好ましくは 0. 04%以下、より好ましくは 0. 02% 以下とする。
[0035] ついで、この成形プリフォームを高温下で焼結し、焼結プリフォームを作製する。ここ で、焼結条件は、温度が高いほど、また時間が長いほど Cuの拡散が進行し、フリー C uの量が減少するので好ましいが、例えば Cu含有量 4%の場合、 1190°C以上で 10 分の焼結を行うことで、フリー Cu割合を 10%以下とすることができる。
[0036] そして、この焼結プリフォームを冷却することなく直ちに高温下で所定の鍛造圧力 にて鍛造することにより、粉末鍛造部材が得られる。鍛造圧力は、高くするほど粉末 鍛造部材の密度が高くなり強度が上昇するので好ましいが、例えば図 1に示すような 形状および寸法のコンロッドを形成する場合、面圧 6. OtonZcm2以上で鍛造するこ とで、理論密度に対する相対密度を 97%以上とすることができ、被削性および疲労 強度に優れた粉末鍛造部材が得られる。
[0037] なお、上記製造方法では、焼結後にその温度を利用して直ちに鍛造する例を説明 したが、焼結後いつたん冷却し、再度加熱して鍛造するようにしてもよい。この場合、 焼結時および鍛造時の 2回加熱されることになり、必然的に加熱時間が長くなるため 、加熱温度は上記下限温度（ 1190°C)よりさらに低 、 1050〜 1120°C程度でもフリ 一 Cu割合を 10%以下にすることができる。
[0038] そして、この粉末鍛造部材を用いて製作された破断分割型コンロッドは、機械加工 時における工具磨耗が低減されて部品コストの上昇が抑制されるとともに、疲労強度 に優れ、さらには、破断分割後の組み付け時における自己整合性にも優れたものと なる。
実施例 1
[0039] (フリー Cu割合の影響）
表 1に示す成分組成の純鉄粉鉄基粉末に焼結後の C含有量が 0. 3%、 Cu含有量 力 となるように黒鉛粉と銅粉を添加し、さらに潤滑剤としてステアリン酸亜鉛を 0. 75%添加し 30min混合して混合粉を作製し、これを成形面圧 6ton/cm2で予備成 形して成形プリフォームを作製した。
[表 1]
Figure imgf000011_0001
[0040] そして、この成形プリフォームを、 Nガス雰囲気下にて 600°Cで 10分脱蠟後、 111
2
0〜1260°Cの間の種々の温度で 10分焼結を行い、複数個の焼結プリフォームを作 製した。そして、一部の焼結プリフォームについて、上記〔粉末鍛造部材の構成〕中 で説明した方法を用いてフリー Cu割合の測定を行った。残りの焼結プリフォームは 直ちに lOton/cm2の鍛造圧力にて鍛造し、コンロッドの形状を模擬した粉末鍛造 部材の試験片を作製した。そして、この試験片はバリを取り除き、ショット等で表面ス ケールを取り除いた後、片振り引張の疲労試験に供した。疲労試験に用いた試験片 の形状および寸法を図 1に、疲労試験における試験片への引張荷重の付加状態を 図 2に示す。
[0041] 測定および試験結果を表 2および図 3に示す。これらの表および図から明らかなよう に、焼結温度が高くなるにともなってフリー Cu割合が減少し、疲労限度は上昇してお り、焼結時間 10分の場合、温度 1190°C以上でフリー Cu割合が 10%以下になり、疲 労限度 325MPa以上が得られることがわかる。なお、図 4に、フリー Cu割合が 100% の基準材、 15%の比較材、 3%の発明材の断面ミクロ組織を比較して示す。図中、 網目ハッチングを施した部分がフリー Cuの存在する部分である。
[表 2]
Figure imgf000012_0001
[0042] なお、発明例にぉ 、ては、粉末鍛造部材のフヱライト率は、 、ずれの焼結温度にて も 70%程度であった。
実施例 2
[0043] (Cおよび Cu含有量の影響）
上記実施例 1と同じ表 1に示す成分組成の純鉄粉鉄基粉末に、鍛造後の c含有量 が 0. 1〜0. 6%、Cu含有量が 2〜5%となるように黒鉛粉と銅粉の添加量を種々変 更して添加して混合粉末を作製し、この混合粉末を上記実施例 1と同様の条件にて 予備成形して、成形プリフォームを作成した。そして、この成形プリフォームを、 N
2ガ ス雰囲気下にて 600°Cで 10分脱蝌後、 Nガス雰囲気下 1120°Cで 30分焼結を行つ
2
て焼結プリフォームを作製した。その後、この焼結プリフォームを Nガス雰囲気下 10
2
50°Cで 30分加熱後 lOtonZcm2の鍛造圧力にて鍛造し、上記実施例 1と同様のコ ンロッドの形状を模擬した粉末鍛造部材の試験片を作製した。そして、この試験片に ついて、上記実施例 1と同様の条件にて引張の疲労試験を行うとともに、機械加工後 の表面の HRC硬さを測定した。
[0044] さらに、破断分割後の自己整合性を定量ィ匕するため、以下の試験を行った。すな わち、上記と同様の条件にて直径 90mm X厚さ 40mmの円盤状の粉末鍛造部材の 試験片を作製し、これを機械加工して外径 80mm、内径 40mm X厚さ 20mmで、そ の内輪対角線上に深さ lmm、角度 45° の Vノッチを有するリング状の試験片を作製 した。そして、この試験片をノッチの深さ方向と直角方向に引張破断させ、その破断 面のミクロな凹凸を含めた実面積を光学式三次元測定装置 (GFMesstechnik社製 、型式: MicroCAD 3 X 4)にて測定し、凹凸を無視したフラットな投影面積に対す る比率（「破断分割面積比」という。）を算出するとともに、破断分割後の破断面の嚙 み合 、位置のずれの有無を目視にて調査した。
試験結果を表 3に示す。なお、鍛造前 (鍛造開始時)の試験片のフリー Cu割合は、 Cu含有量が 5%を超えた試験片 No. 222では 10%を超えた力 その他はいずれも 10%以下であった。
[表 3]
¾ϊ仆
硬さ
(HRC) 白己
No. ^ tt 備考 c Cu (MPa) a m .
()
201 0.10 2.0 11.7 200 97 1.54
202 0.10 2.5 12.8 209 97 1.53
203 0.10 3.0 14.0 218 97 1.56 X .
204 0.10 3.5 55.2 227 96 1.55 X . 比
205 ひ iO 4.0 16.4 236 96 1.54 X mm. 較
206 0.10 4.5 17.5 245 97 1.52 X . m
207 0.10 5.0 18.7 255 98 1.51 X
208 0.20 ZO 16.2 235 83.6 1.54 X m
209 0,20 2.5 17.4 244 84.1 1.53 X m .
210 0.20 3.0 18. E 307 84.6 1.51 〇
2)1 0.20 3.5 19.7 316 85.1 1.50 〇 発
212 0,20 4.0 20.9 325 85.6 1.49 o 明
213 0.20 4.5 22.1 334 86.1 1.48 o 例
214 0.2) 5.0 23.2 341 86.6 1,46 o
215 0.3) 2.0 20.7 270 66.9 1.46 O
216 0.30 2.5 21.9 280 67.4 1.45 O m
217 0.30 3.0 23.1 340 67.9 1.47 O
218 0.30 3.5 243 346 68.4 1.45 O 発
219 0.30 4.0 25,4 352 68.9 1.44 O 明
220 0.30 5 26.6 357 69.4 1.43 O 例
22t 0.30 5.0 27,8 360 69.9 1.42 O
222 0.30 6.0 28.0 306 70. ! 鍵 tt"T 比
223 0.40 2.0 25.3 315 50.2 1.44 o 較
224 0.40 2.5 26.4 360 50,7 1.43 o 例
225 0,40 3.C 27.6 363 51.2 1.42 o
226 0.40 3.5 28.8 365 51.7 1.41 o 発
22? 0.40 4.0 30.0 366 52.2 1.39 o 明
228 0.40 4.5 31.1 367 52.7 1.38 o 例
229 0.40 5.0 32.3 322 53.2 1.37 o
230 0.50 2.0 29.8 343 33,5 1.40 o
231 0.50 2.5 32.5 347 34 1,37 o
232 0.50 3.0 33.1 349 34.5 1.36 X ■ni
233 0.50 3.5 33.3 358 35 1.36 X ずれ敏
234 0.50 40 34.5 367 35.5 1,35 X ずれ胜
235 0.50 4.5 35.7 376 36 1,34 X ずれ 比
236 0.50 5.0 36.8 357 36.5 1.32 X ずれ 較
237 0.60 ZO 34.3 366 16.8 1.35 X ずれ ¾4 例
238 0.60 2.5 35.5 375 17.3 1.34 X ずれ
239 0.60 3.0 36.7 384 17.8 1.32 X ずれ数
240 0.60 3.5 37.8 394 18.3 1.3t X ずれ ¾±
241 0.60 4.0 39.0 403 18.8 1.30 X ずれ姓
242 0.60 4.5 40.2 412 19.3 1.29 X ずれ赃
243 0.60 5.0 41.4 200 19.8 1.28 X ずれ赃 表 3に示すように、 Cおよび Cu含有量、フェライト率ならびにフリー Cu割合が本発 明の規定する範囲内にある発明例では、硬さはいずれも HRC33以下であって被削 性に問題はなく、また疲労限度はいずれも 300MPa以上、一部 (試験片 No.210、 211)を除けば 325MPa以上が得られるとともに、破断分割後の破断面にずれは認 められず、自己整合性に問題は生じず、被削性、疲労強度および破断分割後の自 己整合性を同時に満足することが確認できた。
[0047] これに対し、成分組成および Zまたはフェライト率が本発明の規定する範囲を外 れる比較例では、一部（試験片 No. 230、 231)を除けば、硬さが HRC33以下のも のでは疲労限度が 300MPaに達しないと同時に、破断分割時に伸びによる変形が 発生し寸法精度が低下し (試験片 No. 201〜209)、他方疲労限度が 300MPa以 上のものでは硬さが HRC33を超え被削性が劣化するとともに、破断面の嚙み合い 位置ずれが発生し自己整合性に問題が生じるため、被削性、疲労強度、および破断 分割後の自己整合性を同時に満足する粉末鍛造部材を得ることが非常に困難であ ることがゎカゝる。
[0048] 表 3に示すように、自己整合性を表す指標として破断分割面積比を用いることが でき、破断分割面積比が 1. 37未満では破断分割面の嚙み合いずれが発生しやす くなり、他方 1. 51を超えると伸びによる変形が著しくなり寸法精度が悪ィ匕することが ゎカゝる。
実施例 3
[0049] (相対密度の影響）
つぎに、上記実施例 2の試験片 No. 218と同じ成分組成（C : 0. 3%、Cu: 3. 5% )で、鍛造圧力のみを 2. 5〜： LOtonZcm2の範囲で種々変更し、その他の条件は上 記実施例 2と同じ条件で粉末鍛造部材の試験片を作製し、疲労限度に及ぼす粉末 鍛造部材の相対密度の影響を調査した。なお、疲労限度の測定に併せて試験片の HRB硬さも測定した。試験結果を表 4に示す。
[表 4] 繊 力 相離度
No. (ton/cm2) ( ) (HRB) CMPa)
218 10 99 105.0 346
301 7.5 98 100.0 338
302 9.5 99 101.5 340
m 6.0 97 97.0 329
304 4.0 95 91.5 316
305 3.5 94 86.5 299
306 1.5 93 80.0 286 [0050] 上記表 4に示すように、理論密度に対する相対密度が 97%以上になると疲労限 度が 325PMa以上を確保できることが確認できた。
実施例 4
[0051] (被削性改善剤の影響）
つぎに、上記実施例 3と同じぐ実施例 2の試験片 No. 218と同じ成分組成 (C : 0 . 3%、Cu: 3. 5%)で、種々の被削性改善剤をその添加量を変更して添加し、その 他の条件は上記実施例 2と同じ条件で粉末鍛造部材の試験片を作製し、被削性に 及ぼす影響を調査した。被削性は、直径 5mmの SKHドリルを用い 200rpmの回転 数、 0. 12mmZrevの切削速度で試験片の表面から穴明けをした際におけるスラス トカを測定し、これを被削性の指標として用いた。表 5に測定結果を示す。
[0052] 表 5より明らかなように、スラスト力は被削性改善剤の添加量の増加とともに小さくな り、被削性が改善されているのがわかる。し力しながら、被削性改善剤の添加量が 0. 6%を超えると、いずれの被削性添加剤でも疲労限度が大きく低下する傾向が認め られる。
[表 5]
Figure imgf000016_0001
実施例 5
[0053] (混合粉末の酸素含有量の影響）
つぎに、酸素含有量の異なる鉄基粉末を用いて混合粉末の酸素含有量を変化さ せて、上記実施形態 1と同様の条件にて粉末鍛造部材の試験片を作製した。なお、 鍛造後の C含有量は 0. 3%、 Cu含有量は 4%に目標を設定し、 C含有量の調整は、 黒鉛粉の添加量を 0. 3% + (鉄基粉末の酸素含有量％— 0. 05%) X 3Z4とするこ とにより行った。そして、この試験片について、 C含有量と疲労限度を測定し、これら に及ぼす混合粉末の酸素含有量の影響を調査した。
[0054] 試験結果を表 6に示す。同表に示すように、鉄基粉末 (すなわち、混合粉末)の酸 素含有量が 0. 3%以下の場合 (試験片 No. 501〜503)は、粉末鍛造部材の C含有 量がほぼ目標の C含有量となったものの、鉄基粉末 (すなわち、混合粉末)の酸素含 有量が 0. 3%を超えた場合 (試験片 No. 504)は、粉末鍛造部材の C含有量が目標 C含有量力 大きくずれて、本発明で規定する C含有量の適正範囲 (0. 2〜0. 4%) を外れ、疲労強度も大幅に低下することがわかる。
[表 6]
Figure imgf000017_0001
実施例 6
[0055] (鉄基粉末の C含有量の影響）
つぎに、 C含有量の異なる鉄基粉末を用い、黒鉛粉の添加量を調整することにより 同じ成分組成の混合粉末を作製し、上記実施形態 1と同様の条件にて成形プリフォ ームと粉末鍛造部材の試験片を作製した。なお、鍛造後の C含有量は 0. 3%、 Cu含 有量は 4%に目標を設定した。そして、成形プリフォームおよび粉末鍛造部材の密度 と、粉末鍛造部材の疲労限度を測定した。
[0056] 試験結果を表 7に示す。同表から明らかなように、鉄基粉末の C含有量の増加ととも に成形プリフォームの密度が低下する傾向を示しており、鉄基粉末の C含有量が 0. 05%の場合（試験片 No. 604)は、 0. 05%未満の場合（試験片 No. 601〜603)と 比較すると、鍛造後の粉末鍛造部材の密度はほぼ同じであるものの、疲労強度は大 幅に低くなることがわ力る
[表 7] 藤プリフ
舅
No. 密度 密度
c \ P s Si 0 (g/CfTf) Cgcnf)
601 0.001 0.19 0.01 0,009 0.01 0.12 7.05 7.83 2S3
602 o.ocs 0.18 0.01 0.008 0.01 0.12 6.90 7.83 Έ2
603 0,02 0.19 0.01 0.009 0.01 0.13 6.K) 7.81 335
604 0.05 0.20 0.01 0.009 0.01 0.12 6.30 7.79 279 m

Claims

請求の範囲
[1] 混合粉末を予備成形した後に焼結して形成された焼結プリフォームを高温下で鍛 造してなる粉末鍛造部材であって、鍛造開始時における焼結プリフォーム中のフリー
Cu割合が 10%以下であるとともに、鍛造後の成分組成が、質量％で、 C : 0. 2〜0.
4%、 Cu: 3〜5%、 Mn: 0. 5%以下（0を含まない）、残部鉄および不可避的不純物 よりなり、かつ、フェライト率が 40〜90%であることを特徴とする被削性および疲労強 度に優れた粉末鍛造部材。
[2] 理論密度に対する相対密度が 97%以上である請求項 1に記載の被削性および疲 労強度に優れた粉末鍛造部材。
[3] 硬さが HRC33以下、片振り引張疲労限度が 325MPa以上である請求項 2に記載 の被削性および疲労強度に優れた粉末鍛造部材。
[4] MnS、 MoS、 B Oおよび BN力 なる群より選ばれた少なくとも 1種の被削性改善
2 2 3
材が、合計量で 0. 05-0. 6質量％含まれる請求項 1〜3のいずれか 1項に記載の 被削性および疲労強度に優れた粉末鍛造部材。
[5] 請求項 1〜4のいずれか 1項に記載の粉末鍛造部材を用いて製造されたことを特徴 とする破断分割型コンロッド。
[6] 請求項 1〜3のいずれか 1項に記載の粉末鍛造部材の原料として用いられる混合 粉末であって、潤滑剤を除いた部分の成分糸且成が、質量％で、 C : 0. 1〜0. 5%、C u: 3〜5%、 Mn: 0. 4%以下（0を含まない）、 O : 0. 3%以下、残部鉄および不可避 的不純物よりなることを特徴とする粉末鍛造用混合粉末。
[7] 質量％で、 C： 0. 05%未満、 O： 0. 3%以下、残部鉄および不可避的不純物よりな る鉄基粉末に、黒鉛粉と、銅粉と、潤滑剤とを添加してなる請求項 6に記載の粉末鍛 造用混合粉末。
[8] 請求項 4に記載の粉末鍛造部材の原料として用いられる混合粉末であって、潤滑 剤を除いた部分の成分組成力 質量0 /0で、 C : 0. 1〜0. 5%、 Cu: 3〜5%、 Mn: 0. 4%以下（0を含まない）、 O : 0. 3%以下を含み、さらに、 MnS、 MoS、 B Oおよび
2 2 3
BN力 なる群より選ばれた少なくとも 1種の被削性改善材を、合計量で 0. 05-0. 6 質量％含み、残部鉄および不可避的不純物よりなることを特徴とする粉末鍛造用混 合粉末。
[9] 質量％で、 C： 0. 05%未満、 O： 0. 3%以下、残部鉄および不可避的不純物よりな る鉄基粉末に、黒鉛粉と、銅粉と、 MnS、 MoS、 B Oおよび BNからなる群より選ば
2 2 3
れた少なくとも 1種の被削性改善材と、潤滑剤とを添加してなる請求項 8に記載の粉 末鍛造用混合粉末。
[10] 請求項 6または 7に記載の粉末鍛造用混合粉末を予備成形した後に焼結して焼結 プリフォームを形成する成形焼結工程と、この焼結プリフォームを高温下で鍛造して 粉末鍛造部材を形成する鍛造工程とを備えたことを特徴とする請求項 1〜3のいずれ 力 1項に記載の被削性および疲労強度に優れた粉末鍛造部材の製造方法。
[11] 請求項 7または 8に記載の粉末鍛造用混合粉末を予備成形した後に焼結して焼結 プリフォームを形成する成形焼結工程と、この焼結プリフォームを高温下で鍛造して 粉末鍛造部材を形成する鍛造工程とを備えたことを特徴とする請求項 4に記載の被 削性および疲労強度に優れた粉末鍛造部材の製造方法。
PCT/JP2007/063377 2006-07-06 2007-07-04 Élément obtenu par forgeage de poudre, mélange de poudre destiné au forgeage de poudre, procédé destiné à produire un élément par forgeage de poudre et tige de raccord pour séparation par rupture obtenue par ce procédé WO2008004585A1 (fr)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN200780031476XA CN101506401B (zh) 2006-07-06 2007-07-04 粉末锻造构件、粉末锻造用混合粉末和粉末锻造构件的制造方法及使用了它的裂解型连杆
US12/307,662 US20090311122A1 (en) 2006-07-06 2007-07-04 Powder forged member, powder mixture for powder forging, method for producing powder forged member, and fracture split type connecting rod using the same
KR1020097002425A KR101186445B1 (ko) 2006-07-06 2007-07-04 분말 단조 부재, 분말 단조용 혼합 분말, 분말 단조 부재의제조 방법 및 그것을 이용한 파단 분할형 커넥팅 로드
CA2658051A CA2658051C (en) 2006-07-06 2007-07-04 Powder forged member, powder mixture for powder forging, method for producing powder forged member, and fracture split type connecting rod using the same
SE0900121A SE535027C2 (sv) 2006-07-06 2007-07-04 Pulversmidd detalj, pulverblandning för pulversmide, metod för tillverkning av pulversmidd detalj, och vevstake av brottdelningstyp användande densamma
US13/826,320 US20130192414A1 (en) 2006-07-06 2013-03-14 Powder forged member, powder mixture for powder forging, method for producing powder forged member, and fracture split type connecting rod using the same

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2006186927A JP4902280B2 (ja) 2006-07-06 2006-07-06 粉末鍛造部材、粉末鍛造用混合粉末および粉末鍛造部材の製造方法ならびにそれを用いた破断分割型コンロッド
JP2006-186927 2006-07-06

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US13/826,320 Division US20130192414A1 (en) 2006-07-06 2013-03-14 Powder forged member, powder mixture for powder forging, method for producing powder forged member, and fracture split type connecting rod using the same

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2008004585A1 true WO2008004585A1 (fr) 2008-01-10

Family

ID=38894552

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2007/063377 WO2008004585A1 (fr) 2006-07-06 2007-07-04 Élément obtenu par forgeage de poudre, mélange de poudre destiné au forgeage de poudre, procédé destiné à produire un élément par forgeage de poudre et tige de raccord pour séparation par rupture obtenue par ce procédé

Country Status (7)

Country Link
US (2) US20090311122A1 (ja)
JP (1) JP4902280B2 (ja)
KR (1) KR101186445B1 (ja)
CN (1) CN101506401B (ja)
CA (1) CA2658051C (ja)
SE (1) SE535027C2 (ja)
WO (1) WO2008004585A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010028470A2 (en) 2008-09-12 2010-03-18 Whirlpool S.A. Metallurgical composition of particulate materials, self-lubricating sintered product and process for obtaining self-lubricating sintered products

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4789837B2 (ja) 2007-03-22 2011-10-12 トヨタ自動車株式会社 鉄系焼結体及びその製造方法
JP5588879B2 (ja) * 2008-01-04 2014-09-10 ジーケーエヌ シンター メタルズ、エル・エル・シー プレアロイ銅合金粉末鍛造連接棒
JP5308123B2 (ja) 2008-11-10 2013-10-09 株式会社神戸製鋼所 高強度組成鉄粉とそれを用いた焼結部品
JP5324979B2 (ja) * 2009-03-27 2013-10-23 株式会社神戸製鋼所 疲労強度に優れた粉末鍛造品、粉末鍛造用混合粉末、および破断分割型コンロッド
CN103691875B (zh) * 2012-09-28 2015-08-05 刘福平 一种连杆衬套过盈装配方法
FR3020291B1 (fr) * 2014-04-29 2017-04-21 Saint Jean Ind Procede de fabrication de pieces metalliques ou en composite a matrice metallique issues de fabrication additive suivie d'une operation de forgeage desdites pieces
WO2016092827A1 (ja) 2014-12-12 2016-06-16 Ｊｆｅスチール株式会社 粉末冶金用鉄基合金粉末および焼結鍛造部材
JP6299714B2 (ja) * 2015-09-24 2018-03-28 マツダ株式会社 焼結鍛造品及びその製造方法
CN105983698A (zh) * 2016-01-19 2016-10-05 安徽蓝博旺机械集团液压流体机械有限责任公司 一种叉车轮毂轴承的粉末锻造方法
CN105983691A (zh) * 2016-01-19 2016-10-05 安徽蓝博旺机械集团振邺机械有限公司 一种叉车同步器齿环的粉末锻造方法
CN105952773A (zh) * 2016-07-18 2016-09-21 安徽奥泰粉末冶金有限公司 一种粉末冶金汽车发动机连杆及其制备方法
JP6822308B2 (ja) * 2017-05-15 2021-01-27 トヨタ自動車株式会社 焼結鍛造部材

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS58133301A (ja) * 1982-02-01 1983-08-09 Toyota Motor Corp 焼結鍛造品の製造方法
JPS61117203A (ja) * 1984-11-09 1986-06-04 Toyota Motor Corp 焼結鍛造品の製造方法
WO2002038314A1 (en) * 2000-11-09 2002-05-16 Kobelco Metal Powder Of America, Inc. Mixture for powder metallurgy product and method for producing the same

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1408131A1 (de) * 2002-09-27 2004-04-14 CARL DAN. PEDDINGHAUS GMBH & CO. KG Stahlzusammensetzung und daraus hergestellte Gesenkschmiedeteile

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS58133301A (ja) * 1982-02-01 1983-08-09 Toyota Motor Corp 焼結鍛造品の製造方法
JPS61117203A (ja) * 1984-11-09 1986-06-04 Toyota Motor Corp 焼結鍛造品の製造方法
WO2002038314A1 (en) * 2000-11-09 2002-05-16 Kobelco Metal Powder Of America, Inc. Mixture for powder metallurgy product and method for producing the same

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010028470A2 (en) 2008-09-12 2010-03-18 Whirlpool S.A. Metallurgical composition of particulate materials, self-lubricating sintered product and process for obtaining self-lubricating sintered products
EP2331279B1 (en) * 2008-09-12 2014-11-05 Whirlpool S.A. Metallurgical composition of particulate materials, self-lubricating sintered product and process for obtaining self-lubricating sintered products

Also Published As

Publication number Publication date
SE0900121L (sv) 2009-02-03
CN101506401B (zh) 2011-05-18
JP2008013818A (ja) 2008-01-24
SE535027C2 (sv) 2012-03-20
US20090311122A1 (en) 2009-12-17
CA2658051C (en) 2018-07-17
US20130192414A1 (en) 2013-08-01
KR20090034373A (ko) 2009-04-07
CA2658051A1 (en) 2008-01-10
JP4902280B2 (ja) 2012-03-21
KR101186445B1 (ko) 2012-09-27
CN101506401A (zh) 2009-08-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2008004585A1 (fr) Élément obtenu par forgeage de poudre, mélange de poudre destiné au forgeage de poudre, procédé destiné à produire un élément par forgeage de poudre et tige de raccord pour séparation par rupture obtenue par ce procédé
KR101520208B1 (ko) 기소강 및 그의 제조 방법, 및 기소강을 이용한 기계 구조 부품
WO2013121930A1 (ja) 熱間鍛造用圧延棒鋼および熱間鍛造素形材ならびにコモンレールおよびその製造方法
JP3463651B2 (ja) 軸受用鋼材
US5725690A (en) Long-life induction-hardened bearing steel
JP5182067B2 (ja) 真空浸炭または真空浸炭窒化用の鋼材
JP2007009321A (ja) プラスチック成形金型用鋼
JP4964063B2 (ja) 冷間鍛造性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼鋼およびそれから得られる機械部品
WO2019142947A1 (ja) 浸炭軸受鋼部品、および浸炭軸受鋼部品用棒鋼
JP4502929B2 (ja) 転動疲労特性および結晶粒粗大化防止特性に優れた肌焼用鋼
JP5167875B2 (ja) 焼結コンロッドとその製造方法
CN111788025A (zh) 烧结气门导管及其制造方法
JP6710484B2 (ja) 粉末高速度工具鋼
JP5556778B2 (ja) 冷間鍛造用快削鋼
WO2018212196A1 (ja) 鋼及び部品
JP4280923B2 (ja) 浸炭部品又は浸炭窒化部品用の鋼材
CN112204161B (zh) 钢活塞用钢材
JP6801717B2 (ja) 冷間鍛造用鋼及びその製造方法
KR20170121267A (ko) 열간 압연 봉선재, 부품 및 열간 압연 봉선재의 제조 방법
JP5583986B2 (ja) 鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼棒線
JP5324979B2 (ja) 疲労強度に優れた粉末鍛造品、粉末鍛造用混合粉末、および破断分割型コンロッド
JP2005307257A5 (ja)
KR100309729B1 (ko) 인성 및 강도가 우수한 냉간, 온간용 고속도공구강 및 그의 제조방법
WO2022249349A1 (ja) 鋼材、及び、その鋼材を素材とするクランクシャフト
JP2009263749A (ja) 酸素富化雰囲気切削加工用の機械構造用鋼

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200780031476.X

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 07768135

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2658051

Country of ref document: CA

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020097002425

Country of ref document: KR

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: RU

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 12307662

Country of ref document: US

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 07768135

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1