WO2020184009A1 - 鍛造部品及びその製造方法、並びにコンロッド - Google Patents

鍛造部品及びその製造方法、並びにコンロッド Download PDF

Info

Publication number
WO2020184009A1
WO2020184009A1 PCT/JP2020/004570 JP2020004570W WO2020184009A1 WO 2020184009 A1 WO2020184009 A1 WO 2020184009A1 JP 2020004570 W JP2020004570 W JP 2020004570W WO 2020184009 A1 WO2020184009 A1 WO 2020184009A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
range
fracture
fracture surface
machinability
charpy impact
Prior art date
Application number
PCT/JP2020/004570
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
道紀 福山
健之 上西
Original Assignee
愛知製鋼株式会社
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 愛知製鋼株式会社 filed Critical 愛知製鋼株式会社
Priority to US17/422,954 priority Critical patent/US20220074028A1/en
Priority to CN202080016470.0A priority patent/CN113474478A/zh
Priority to KR1020217029401A priority patent/KR20210137048A/ko
Publication of WO2020184009A1 publication Critical patent/WO2020184009A1/ja

Links

Images

Classifications

    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • B21J5/02—Die forging; Trimming by making use of special dies ; Punching during forging
    • 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
    • B21K1/762—Coupling members for conveying mechanical motion, e.g. universal joints
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • 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
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to forged parts, manufacturing methods thereof, and connecting rods.
  • Forged parts used in automobiles such as connecting rods are required to be lighter in order to improve fuel efficiency.
  • To reduce the weight it is effective to increase the strength of the steel material and reduce the wall thickness.
  • increasing the strength of steel leads to deterioration of machinability. Therefore, it is desired to develop a steel that satisfies both high strength and maintenance of machinability.
  • Patent Document 1 As a steel that secures such high strength characteristics, machinability and breakability, for example, there is one described in Patent Document 1.
  • Patent Document 1 It is considered that the steel described in Patent Document 1 is maintained at a high level in the current technology in terms of high strength characteristics, machinability and breakability. On the other hand, it is required to further improve the assembling property after fracture splitting. That is, when the forged part is fractured and split to form two parts, and then the two parts are brought into contact with each other on the fractured split surface and assembled integrally, the contact position deviates from the original position. There is a growing demand for characteristics that prevent this from happening more reliably.
  • the present invention can realize all three characteristics of improvement of strength, machinability, and fracture splitting property, and further, the re-contact position on the fracture split surface. It is an object of the present invention to provide a forged part which is easy to align, that is, has excellent assembling property, a method for manufacturing the forged part, and a connecting rod.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.30 to 0.45%, Si: 0.05 to 0.35%, Mn: 0.50 to 0.90%, P. : 0.030% or less, S: 0.040 to 0.070%, Cr: 0.01 to 0.50%, Al: 0.001 to 0.050%, V: 0.25 to 0.35% , Ca: 0 to 0.0100%, N: 0.0150% or less, the balance is composed of Fe and unavoidable impurities, and the following formula 1, the following formula 2 and the following formula 3 are satisfied.
  • the metal structure is a ferrite pearlite structure, and the area ratio of ferrite is 30% or more.
  • Vickers hardness is in the range of 320 to 380 HV, 0.2% proof stress is 800 MPa or more,
  • the Charpy impact value due to the V notch is in the range of 15 to 25 J / cm 2 . It is in a forged part in which the fracture surface unevenness (surface area / cross-sectional area) of the Charpy test piece after fracture is in the range of 1.47 to 1.60.
  • the forged part has the above-mentioned specific chemical composition, and the characteristics represented by Vickers hardness, 0.2% proof stress, metallographic structure, and Charpy impact value are within the above-mentioned specific range. Further, it has a characteristic that the fracture surface unevenness (surface area / cross-sectional area) of the Charpy test piece after fracture is in the range of 1.47 to 1.60. As a result, it is possible to realize excellent machinability while maintaining high strength and to have no chipping or deformation at the time of fracture division, that is, to increase strength, improve machinability, and improve fracture splittability. Improvements in all three characteristics can be achieved at a high level.
  • FIG. Explanatory drawing which shows the relationship between Charpy impact value and fracture surface unevenness in Experimental Example 1.
  • Explanatory drawing which shows the relationship between P content
  • Explanatory drawing which shows the relationship between hardness and 0.2% proof stress in Experimental Example 1.
  • Explanatory drawing which shows the relationship between hardness and machinability index in Experimental Example 1.
  • Explanatory drawing which shows the relationship between the value of Equation 2 and the machinability index in Experimental Example 1.
  • Explanatory drawing which shows the relationship between the Charpy impact value and the fracture surface unevenness in Experimental Example 2.
  • C 0.30 to 0.45%
  • C (carbon) is a basic element for ensuring strength. It is important to keep the C content within the above range in order to obtain an appropriate strength, hardness, and Charpy impact value and to secure an appropriate machinability.
  • the C content is lower than the above lower limit value, it becomes difficult to secure the strength and the like, and there is a possibility that the material is deformed at the time of fracture division.
  • the C content exceeds the above upper limit value, there are concerns about a decrease in machinability, a problem of chipping at the time of fracture division, and the like.
  • Si 0.05-0.35%
  • Si silicon is an element that is effective as a deoxidizer during steelmaking and is also effective in improving strength and breakability. In order to obtain these effects, it is necessary to add Si in an amount of 0.10% or more, preferably 0.10% or more. On the other hand, if the Si content is too high, decarburization may increase and the fatigue strength may be adversely affected. Therefore, the Si content is set to the above upper limit or less.
  • Mn 0.50 to 0.90%
  • Mn manganese
  • Mn is an element effective for deoxidizing steel during steelmaking and adjusting the strength and toughness balance of steel.
  • P 0.030% or less
  • P (phosphorus) is an element that affects the fracture splitting property, but by limiting it to the above range, the fracture surface unevenness (surface area / cross-sectional area) of the Charpy test piece after fracture should be kept within an appropriate range. This makes it easier to align the re-contact position on the fractured split surface than before.
  • S 0.040-0.070%
  • S sulfur
  • S is an element effective for improving machinability.
  • S is contained in an amount equal to or higher than the above lower limit value.
  • the limit is limited to the above upper limit value or less.
  • Cr 0.01-0.50%
  • Al 0.001 to 0.050%, Since Al (aluminum) is an element effective for deoxidation treatment, it is added at least the above lower limit value. On the other hand, an increase in Al may lead to a decrease in machinability due to an increase in alumina-based inclusions, and thus is limited to the above upper limit or less.
  • V 0.25 to 0.35%
  • V (vanadium) is an element that becomes carbonitride during cooling after hot forging and finely precipitates in ferrite, and the strength is improved by strengthening the precipitation. Therefore, V (vanadium) is added at least the above lower limit value. On the other hand, since V has a great influence on the cost, it is limited to the above upper limit value or less.
  • Ca 0 to 0.0100% (including the case of 0%), Since Ca (calcium) is effective in improving machinability, it can be added as needed. When Ca is hardly contained, naturally, the effect of improving machinability by Ca cannot be obtained, but as long as Equation 1 is satisfied, the required machinability can be secured. Therefore, Ca is not an essential element but an arbitrary element. On the other hand, the effect of improving machinability by adding Ca is saturated even if the amount added is too large, so the amount of Ca added is limited to the above upper limit value or less.
  • N 0.0150% or less
  • nitrogen is the most abundant element in the atmosphere, and when it is dissolved in the atmosphere, it is unavoidably contained as an impurity in production.
  • the N content exceeds the above upper limit value, a large amount of relatively large carbonitride that does not contribute to strength improvement is formed in the steel by combining with V, which may hinder the strength improvement effect by adding V. Therefore, it is limited to the above upper limit or less.
  • the higher the N content the more relatively coarse carbonitride that does not contribute to the improvement of strength may be contained in the steel. In order to avoid this and secure the strength after forging, it is preferable to heat to a higher temperature during hot forging to dissolve the relatively coarse carbonitride as a solid solution.
  • examples of unavoidable impurities include Cu, Ni, Mo and the like, as shown in Table 1 described later.
  • Equation 1 is a condition necessary for setting the fracture surface unevenness (surface area / cross-sectional area) when the Charpy impact test piece is broken into an appropriate range.
  • the mechanical properties for controlling the value of the fracture surface unevenness such as the Charpy impact value within an appropriate range deviates from the optimum range, so that the fracture surface unevenness (surface area / cross-sectional area) is appropriate. It becomes difficult to control within a certain range.
  • Equation 2 [C] -4 x [S] + [V] -25 x [Ca] ⁇ 0.44
  • Equation 2 Satisfaction with Equation 2 is a necessary condition for ensuring excellent machinability regardless of the presence or absence of Ca. More specifically, the area ratio of the ferrite is 30% or more, the Vickers hardness is in the range of 380 HV or less, and by satisfying Equation 2, the hardness is relatively high as a hot forged product. In spite of this, it is possible to secure machinability without any problem in production regardless of the presence or absence of Ca.
  • Equation 3 2.15 ⁇ 4 x [C]-[Si] + (1/5) x [Mn] + 7 x [Cr]-[V] ⁇ 2.61
  • Equation 3 is a condition necessary for the area ratio of ferrite to be 30% or more in the steel within the above-mentioned component range of the present invention. If Equation 3 is not satisfied, the area ratio of ferrite is 30. It may be less than%. If Equation 3 is not satisfied, it does not mean that the ferrite area ratio cannot be secured at all at 30% or more, but by optimizing the components so as to satisfy Equation 3, the ferrite area ratio can be secured more reliably at 30% or more. can do.
  • the forged parts of the present application have the following characteristics.
  • the metal structure is a ferrite / pearlite structure, and the area ratio of ferrite is 30% or more. As a result, the yield ratio can be increased and the machinability can be improved.
  • Vickers hardness is in the range of 320 to 380 HV. In order to secure the 0.2% proof stress described later, it is necessary that the Vickers hardness is at least 320 HV or more. On the other hand, in order to ensure machinability, it is necessary to set the Vickers hardness to 380 HV or less.
  • 0.2% proof stress is 800 MPa or more.
  • the Charpy impact value due to the V notch shall be in the range of 15 to 25 J / cm 2 . If the impact value is too low, the fracture surface becomes too flat, and the value of the fracture surface unevenness (surface area / cross-sectional area) may become too small. On the other hand, if the impact value is too high, the deformation at the time of fracture division becomes large, and the shape may not be a predetermined shape due to assembly, and the function as a component may not be satisfied.
  • the fracture surface unevenness (surface area / cross-sectional area) of the Charpy test piece after fracture shall be in the range of 1.47 to 1.60.
  • the value of the fracture surface unevenness (surface area / cross-sectional area) is smaller than the above specific range, the fracture surface becomes too flat and the re-contact position on the fracture split surface can be easily aligned (assembleability). Cannot be secured.
  • the value of the fracture surface unevenness (surface area / cross-sectional area) is larger than the above-mentioned specific range, the deformation at the time of fracture division also becomes large, so that the function as a part may not be satisfied after assembly as described above. is there.
  • the forged parts having the above-mentioned excellent characteristics can be applied to various members.
  • the raw materials are melted in an electric furnace or the like to prepare a cast piece having the specific chemical component, and hot processing such as hot rolling is added to this for forging.
  • a step of preparing the steel material, a step of hot forging the steel material for forging to obtain a forged part, and a cooling step of cooling the forged product after the hot forging are performed.
  • a step of hot forging a steel material having the above chemical composition at a hot forging temperature of 1230 ° C. to 1300 ° C. to obtain a forged part is performed.
  • the hot forging temperature within this specific range, the relatively coarse V-carbonitride is dissolved by heating during forging and precipitated as fine V-carbonitride that contributes to the improvement of strength during cooling. , It is possible to obtain the desired mechanical properties such as proof stress.
  • the hot forging temperature is less than 1230 ° C., the solid solution amount of the coarse V-carbonitride decreases, and the precipitation amount of the fine V-carbonitride during the subsequent cooling decreases, and 800 MPa or more.
  • the temperature exceeds 1300 ° C., the function of parts may be deteriorated due to deterioration of surface properties due to decarburization and generation of scale.
  • a cooling step is performed in which the forged parts are cooled so that the average cooling rate in the range of 800 to 600 ° C. is 150 to 250 ° C./min.
  • the lower limit of the average cooling rate is set to 150 ° C./min because if the cooling rate becomes too slow, it becomes difficult to obtain the target strength, hardness, and impact value.
  • the upper limit is set to 250 ° C./min because if cooling is performed faster than this, a bainite structure may be formed, and the desired mechanical properties cannot be obtained.
  • the cooling rate range is set in the range of 800 to 600 ° C. because the cooling rate in this temperature range has the greatest effect on the mechanical properties.
  • Example 1 In this example, as shown in Table 1, a plurality of types of samples having different chemical composition were prepared, and various evaluations were performed by performing processing assuming the case of producing a connecting rod.
  • samples E1 to E21 are test materials satisfying all the components of the present invention and the conditions of formulas 1 to 3, and samples C1 to C16 have some components or at least one of formulas 1 to 3.
  • the method for producing each sample can be changed to various known methods. Further, Cu, Ni, and Mo shown in Table 1 are not positively added as chemical components of the present invention, but are inevitably contained as impurities in the production by dissolution using scrap. , The analysis value is described. In addition, the analytical values of Ca are also described, including the case where it is contained only as an impurity without being actively added.
  • ⁇ Strength evaluation test etc.>
  • a cast piece prepared by melting in an electric furnace is hot-rolled to obtain a steel bar, and the steel bar is forged to prepare a round bar having a diameter of ⁇ 20 mm as a steel material for forging.
  • the round bar is heated to 1230 ° C., which corresponds to the processing temperature in actual hot forging, and held for 30 minutes, then air-cooled by a fan, and the average cooling rate between 800 and 600 ° C. is about 190 ° C./ The one cooled to room temperature was used under the condition of minutes.
  • Evaluation using the strength evaluation test piece was performed for the following items.
  • -Hardness measurement Vickers hardness was measured according to JIS Z 2244.
  • -Measurement of tensile strength and 0.2% proof stress Obtained by conducting a tensile test in accordance with JIS Z 2241.
  • -Ferrite area ratio After the cross section of the test piece was corroded with nital, it was observed using an optical microscope. The area ratio was determined by a point calculation method based on JIS G0551.
  • -Charpy impact value Obtained by conducting a Charpy impact test with a V notch conforming to JIS Z 2242.
  • ⁇ Fracture surface unevenness The fracture surface of the Charpy impact test piece is measured with a three-dimensional non-contact shape measuring device, and the surface area (surface area considering the unevenness of the fracture surface) / cross-sectional area (flat surface without considering the unevenness of the fracture surface). The ratio of the area) was calculated.
  • the above-mentioned three-dimensional non-contact shape measuring instrument irradiates an object with striped light called an optical cutting method, and images and calculates bent light according to the uneven shape of the surface from another angle to acquire three-dimensional information. It is a device that uses the method of The three-dimensional non-contact shape measurement can be performed by a device using a laser beam, but the measurement by the above-mentioned optical cutting method enables a wider range and a shorter time.
  • the metallographic structure was a ferrite / pearlite structure, and it was determined that the metal structure was acceptable when the area ratio of ferrite was 30% or more, and rejected in other cases.
  • the hardness was determined to be acceptable when the Vickers hardness was in the range of 320 to 380 HV, and rejected in other cases.
  • the 0.2% proof stress was judged to be acceptable when it was 800 MPa or more, and rejected when it was not.
  • the Charpy impact value due to the V notch was determined to be acceptable when it was in the range of 15 to 25 J / cm 2 , and rejected in other cases.
  • the fracture surface unevenness (surface area / cross-sectional area) was determined to be acceptable when it was in the range of 1.47 to 1.60, and rejected in other cases. The relationship between the fracture surface unevenness and the assembling property will be described in the section (About the influence of the fracture surface unevenness) described later.
  • ⁇ Machinability evaluation test> As a test piece for evaluation of machinability, a cast piece produced by melting in an electric furnace is hot-rolled to obtain a steel bar, and the steel bar is forged to form a square corner with a side of 25 mm as a steel material for forging. A rod is produced, and then the square rod is heated to 1230 ° C., which corresponds to the actual hot forging treatment temperature, and held for 30 minutes, and then air-cooled with a fan to obtain an average cooling rate between 800 and 600 ° C. It was cooled to room temperature under the condition of about 190 ° C./min, and further cut into a square bar having a side of 20 mm and a cross section was used.
  • the machinability test was performed by drilling holes.
  • the test conditions are as follows. ⁇ Drill used: High-speed drill with a diameter of ⁇ 8 mm ⁇ Drill rotation speed: 800 rpm ⁇ Feed: 0.20 mm / rev ⁇ Processing depth: 11 mm ⁇ Number of machined holes: 300 holes (not penetrated)
  • the amount of drill wear was measured at the corner of the flank of the drill after drilling 300 holes.
  • the machinability index was calculated by setting the drill wear amount of the reference material to 1 and calculating the drill wear amount of each sample by the ratio with the reference material.
  • the reference material is a conventional JIS standard carbon steel, the chemical composition is C: 0.23%, Si: 0.25%, Mn: 0.80%, Cr: 0.20%, and the balance is Fe.
  • steel with unavoidable impurities (hardness 250 HV) was used.
  • This conventional steel has a significantly lower hardness than the steel of the present application, and has machinability that does not cause any problem in manufacturing even if an element for improving machinability such as S is not added, so that it is used as a reference material. There was. If the machinability index is 1.20 or less, there is no problem in machining after forging, so it is judged as acceptable, and if it exceeds 1.20, it is judged as rejected.
  • Table 2 shows the results of each evaluation.
  • Sample C2 had too high V content, did not satisfy Formulas 1 and 2, had too high hardness, deteriorated machinability, and had too low Charpy impact value and fracture surface unevenness.
  • Sample C3 contained too high Si and Mn, did not satisfy Equation 1, had too low hardness, and had too low Charpy impact value and fracture surface unevenness.
  • Sample C4 has too low C content, too high Si and Mn content, does not satisfy Equation 1, has too low hardness and 0.2% proof stress, and has low Charpy impact value and fracture surface unevenness. It became too much.
  • Sample C5 contains too high Si, Mn and P, does not satisfy Formulas 1 and 3, the ferrite area ratio is too low, the machinability is lowered, and the Charpy impact value and fracture surface unevenness are also low. It became too much.
  • Sample C6 contained too high Si and V, did not satisfy all the formulas, had too low ferrite area ratio, lowered machinability, and had too low Charpy impact value and fracture surface unevenness.
  • Sample C7 has too high Si, Mn and P contents, does not satisfy Formulas 1 and 3, the ferrite area ratio is too low, the machinability is lowered, and the Charpy impact value and fracture surface unevenness are also low. It became too much.
  • Sample C8 had a V content too low, did not satisfy Equation 1, had too low hardness and 0.2% proof stress, and had too high Charpy impact value and fracture surface unevenness.
  • Sample C9 has a high C content, a too low V content, does not satisfy Formulas 1 and 3, the ferrite area ratio is too low, and the hardness and 0.2% proof stress are too low. The Charpy impact value and the unevenness of the fracture surface became too high.
  • Sample C10 and Sample C11 had too high N content and too low 0.2% proof stress.
  • sample C12 Although the individual chemical components of sample C12 are contained within the scope of the present invention, the hardness and 0.2% proof stress of sample C12 are too low because they do not satisfy the formula 1, and the Charpy impact value and fracture surface unevenness. Was too high.
  • Sample C13 had an excessively high Si content, did not satisfy Equation 1, had an excessively low 0.2% proof stress, and had an excessively high Charpy impact value and fracture surface unevenness.
  • samples C14 to C16 contain individual chemical components within the scope of the present invention, they do not satisfy the formula 1, so that the samples C14 have too low hardness and 0.2% proof stress, and further. In the samples C14 to C16, the Sharpy impact value and the fracture surface unevenness became too high.
  • Equation 1 the value of Equation 1 is taken on the horizontal axis
  • the fracture surface unevenness is taken on the vertical axis
  • all the test results are plotted to show the relationship between the two.
  • it is important to satisfy at least the requirements of Equation 1 in order to make the range of the value of the fracture surface unevenness an appropriate range.
  • the Charpy impact value (J / cm 2 ) is taken on the horizontal axis
  • the fracture surface unevenness is taken on the vertical axis
  • all the test results are plotted to show the relationship between the two.
  • the horizontal axis represents the P content (%)
  • the vertical axis represents the Charpy impact value (J / cm 2 )
  • the results of samples E1 to E21 and samples C1, C5, and C7 having a high P content. was plotted.
  • the horizontal axis represents hardness (Hv)
  • the vertical axis represents 0.2% proof stress (MPa)
  • the results of samples C10 and C11 having a high content of C9 and N, and samples C5 to C7 having a low ferrite area ratio were plotted.
  • the horizontal axis represents hardness (Hv)
  • the vertical axis represents the machinability index
  • the results of samples E1 to E21, samples C2 having a high V content, and samples C5 to C7 having a low ferrite area ratio. was plotted.
  • the ferrite area ratio is low and the hardness exceeds 380 Hv, the machinability deteriorates.
  • the horizontal axis represents the value of Equation 2
  • the vertical axis represents the machinability index
  • the results of samples E1 to E21, samples C2 having a high V content, and samples C5 to C7 having a low ferrite area ratio are shown. Plotted.
  • the ferrite area ratio of 30% or more is satisfied, machinability can be ensured regardless of the presence or absence of active addition of Ca.
  • Example 2 In this example, the samples E14, E15, C10 and C11 shown in Table 1 described above were selected as representatives, and the influence of the hot forging temperature on various characteristics was investigated. Specifically, for the strength evaluation test piece and the machinability evaluation test piece, the hot forging temperature is set to any of 1200 ° C., 1230 ° C., and 1260 ° C., and the other manufacturing conditions are those of Experimental Example 1. The same as in the case. Moreover, the evaluation method of various characteristics was the same as in the case of Experimental Example 1. The evaluation results are shown in Table 3.
  • the horizontal axis represents the N content (%)
  • the vertical axis represents 0.2% proof stress (MPa)
  • the hot forging temperatures are 1200 ° C. and 1230 ° C.
  • the results for the case of are plotted.
  • the N content is at least 0.015% or less
  • a 0.2% proof stress of 800 MPa or more can be secured when the hot forging temperature is 1230 ° C. or more.
  • the N content exceeds 0.015%, even if the hot forging temperature is set to a high temperature of 1230 ° C. or 1260 ° C., a 0.2% proof stress of 800 MPa or more cannot be secured. I understand.
  • the Charpy impact value (J / cm 2 ) is taken on the horizontal axis
  • the fracture surface unevenness is taken on the vertical axis
  • the results when the hot forging temperatures are 1200 ° C. and 1230 ° C. are plotted.
  • Table 3 and the figure it can be seen that it is a necessary condition that the hot forging temperature is 1230 ° C. or higher in order to make at least both the Charpy impact value and the fracture surface unevenness within an appropriate range.
  • Example 3 In this example, an experiment was conducted to understand the effect of the cooling rate after hot forging in more detail. Specifically, the sample E1 shown in Table 1 described above is selected as a representative, and a fan air-cooled fan during hot forging cooling during the production of the strength evaluation test piece and the machinability evaluation test piece. The average cooling rate of 800 to 600 ° C. was set to any of 100 ° C./min, 190 ° C./min, and 300 ° C./min, and the other conditions were the same as in Experimental Example 1. Moreover, the evaluation method of various characteristics was the same as in the case of Experimental Example 1. The evaluation results are shown in Table 4.
  • FIGS. 11 and 12 show the uneven shape of the fracture surface of sample E1
  • FIG. 12 shows the uneven shape of the fracture surface of sample C1, both of which have an arbitrary linear distance (mm) on the horizontal axis.
  • the vertical axis is the displacement (mm) of the unevenness.
  • the fracture surface unevenness surface area / cross-sectional area
  • the sample E1 having a fracture surface unevenness (surface area / cross-sectional area) in the range of 1.47 to 1.60 has an uneven shape having an appropriate amplitude. It can be seen that the sample C1 having a fracture surface unevenness (surface area / cross-sectional area) of less than 1.47 has a relatively flat uneven shape with a small amplitude.
  • the re-contact position on the fracture split surface may be misaligned even a little. A relatively large gap is created, the misalignment can be immediately grasped, and the alignment is always performed at an appropriate position.
  • the re-contact position on the fractured split surface is slightly misaligned, there may be no discomfort in appearance, and at the assembly stage. The defect may not be exposed.
  • the uneven shape of the fracture surface becomes an uneven shape having a larger amplitude than that of the sample E1. If it exceeds 1.60, as is clear from FIG. 2, the Charpy impact value tends to be too high, and there is a problem that the deformation becomes too large at the time of fracture division. Therefore, it is necessary to suppress the fracture surface unevenness (surface area / cross-sectional area) to 1.60 or less.
  • the fracture surface unevenness is controlled in the range of 1.47 to 1.60. Is very effective.
  • the individual components are set to 0.030% or less as described above. It is not enough to adjust to the specified range, and after optimizing the components so that Equations 1 to 3 (Equation 1 is particularly important for fracture surface unevenness) are satisfied, appropriate forging conditions (heat) are satisfied. It can be seen that it is very important to manufacture at the inter-forging temperature and the cooling rate after forging.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Forging (AREA)
  • Shafts, Cranks, Connecting Bars, And Related Bearings (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

質量％で、Ｃ：０．３０～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～０．３５％、Ｍｎ：０．５０～０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０４０～０．０７０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ａｌ：０．００１～０．０５０％、Ｖ：０．２５～０．３５％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｎ：０．０１５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、式１～式３を満足する。フェライト・パーライト組織であると共に、フェライトの面積率が３０％以上、ビッカース硬さが３２０～３８０ＨＶ、０．２％耐力が８００ＭＰａ以上、Ｖノッチによるシャルピー衝撃値が１５～２５Ｊ／ｃｍ2、破断後のシャルピー試験片の破面凹凸（表面積／断面積）が１．４７～１．６０である。

Description

鍛造部品及びその製造方法、並びにコンロッド
　本発明は、鍛造部品及びその製造方法、並びにコンロッドに関する。
　例えばコンロッドなどの自動車に用いられる鍛造部品においては、燃費向上のための軽量化が要求されている。軽量化には、素材となる鋼の強度を高めて薄肉化することが有効である。しかしながら、一般的に、鋼の高強度化は被削性の悪化につながる。そのため、高強度化と被削性維持の両方を満足する鋼の開発が望まれている。
　また、２つの部品を組み合わせて一組の部品を構成する場合に、その２つの部品を連結した状態で成形した後に、最終的に破断分割して２つの部品に仕上げることが検討されている。この製造方法を採用すれば、製造工程の合理化を図ることができると共に、破断分割後の２つの部品の組み付け性が向上する。このような製造方法を可能にするには、少なくとも熱間鍛造後に破断分割を容易に行える特性の得られる鋼が必要となる。
　このような高強度特性、被削性及び破断分割性を確保した鋼としては、例えば、特許文献１に記載されたものがある。
特許５６８１３３３号公報
　特許文献１に記載された鋼は、高強度特性、被削性及び破断分割性については、現在の技術において高いレベルに維持されていると考えられる。一方において、破断分割後の組み付け性については、さらに向上させることが求められている。すなわち、鍛造部品を破断分割して２つの部品を形成した後に、再度、その２つの部品を破断分割面で当接させて一体的に組み付ける際に、当接位置が元の位置からずれてしまうことをより確実に防止する特性が求められるようになってきた。
　本発明は、このような背景に基づき、高強度化、被削性向上、及び破断分割性向上という３つの特性向上を全て実現可能であるとともに、さらに、破断分割面での再当接位置の位置合わせが容易な、すなわち、組み付け性に優れた鍛造部品及びその製造方法、並びにコンロッドを提供しようとするものである。
　本発明の一態様は、化学成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～０．３５％、Ｍｎ：０．５０～０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０４０～０．０７０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ａｌ：０．００１～０．０５０％、Ｖ：０．２５～０．３５％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｎ：０．０１５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１、下記式２及び下記式３を満足し、
　式１：２４＜８×［Ｃ］＋７×［Ｓｉ］＋１０×［Ｍｎ］＋２２０×［Ｐ］＋４５×［Ｖ］＜３３
　式２：［Ｃ］－４×［Ｓ］＋［Ｖ］－２５×［Ｃａ］＜０．４４
　式３：２．１５≦４×［Ｃ］－［Ｓｉ］＋（１／５）×［Ｍｎ］＋７×［Ｃｒ］－［Ｖ］≦２．６１
（ここで、式１～３における［Ｘ］は、元素Ｘの含有率（質量％）の値を意味する。）
　金属組織がフェライト・パーライト組織であると共に、フェライトの面積率が３０％以上であり、
　ビッカース硬さが３２０～３８０ＨＶの範囲にあり、
　０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であり、
　Ｖノッチによるシャルピー衝撃値が１５～２５Ｊ／ｃｍ2の範囲にあり、
　破断後のシャルピー試験片の破面凹凸（表面積／断面積）が１．４７～１．６０の範囲である鍛造部品にある。
　上記鍛造部品は、上記特定の化学成分組成を有していると共に、ビッカース硬さ、０．２％耐力、金属組織、及びシャルピー衝撃値で表される特性が、上記の特定の範囲内にあり、さらに、破断後のシャルピー試験片の破面凹凸（表面積／断面積）が１．４７～１．６０の範囲にあるという特性を有している。これにより、高強度を維持しながら被削性に優れ、かつ、破断分割時の欠けや変形がないという優れた特性の実現、すなわち、高強度化、被削性向上、及び破断分割性向上という３つの特性全ての向上を、高いレベルで実現することができる。これらに加え、さらに、上記破面凹凸の値が上記特定の範囲内にあることによって、破断分割面での再当接位置の位置合わせを従来よりも容易とすることができ、優れた組み付け性を得ることができる。
実験例１における、式１の値と破面凹凸との関係を示す説明図。 実験例１における、シャルピー衝撃値と破面凹凸との関係を示す説明図。 実験例１における、Ｐ含有率とシャルピー衝撃値との関係を示す説明図。 実験例１における、硬さと０．２％耐力との関係を示す説明図。 実験例１における、硬さと被削性指数との関係を示す説明図。 実験例１における、式２の値と被削性指数との関係を示す説明図。 実験例２における、Ｎ含有率と０．２％耐力との関係を示す説明図。 実験例２における、シャルピー衝撃値と破面凹凸との関係を示す説明図。 実験例３における、硬さとシャルピー衝撃値との関係を示す説明図。 実験例３における、０．２％耐力とシャルピー衝撃値との関係を示す説明図。 実験例１における試料Ｅ１の凹凸形状を示す説明図。 実験例１における試料Ｃ１の凹凸形状を示す説明図。
　上記鍛造部品における化学成分組成の限定理由を説明する。
Ｃ：０．３０～０．４５％、
　Ｃ（炭素）は、強度を確保するための基本元素である。適度な強度、硬度、シャルピー衝撃値を得ると共に適度な被削性を確保するためには、Ｃ含有率を上記範囲内に収めることが重要である。Ｃ含有率が上記下限値を下回る場合には、強度等を確保することが困難となると共に破断分割時に変形してしまうおそれがでてくる。Ｃ含有率が上記上限値を超える場合には、被削性の低下、破断分割時の欠けの問題等が懸念される。なお、１１００ＭＰａ超えの引張強さを獲得するには、Ｃを０．３５％以上含有させることが好ましい。
Ｓｉ：０．０５～０．３５％、
　Ｓｉ（ケイ素）は、製鋼時の脱酸剤として有効であると共に、強度と破断分割性の向上に有効な元素である。これらの効果を得るためには、Ｓｉの上記下限値以上の添加が必要であり、好ましくは、０．１０％以上添加するのが良い。一方、Ｓｉ含有率が高すぎると脱炭が増加し疲労強度に悪影響が生じるおそれがあるため、Ｓｉ含有率は上記上限値以下とする。
Ｍｎ：０．５０～０．９０％、
　Ｍｎ（マンガン）は、製鋼時の脱酸ならびに鋼の強度、靱性バランスを調整するために有効な元素である。強度、靱性バランス調整に加え、金属組織の最適化、被削性及び破断分割性向上のためには、Ｍｎ含有率を上記範囲内にすることが必要である。Ｍｎ含有率が上記下限値を下回る場合には、強度低下及び破断分割時の変形が生じるおそれがある。Ｍｎ含有率が上記上限値を超える場合には、パーライトの増加やベイナイトの析出によって被削性が低下するおそれがある。
Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｐ（リン）は、破断分割性に影響を与える元素であるが、上記範囲に限定することによって、破断後のシャルピー試験片の破面凹凸（表面積／断面積）を適切な範囲内に納めることができ、破断分割面での再当接位置の位置合わせを従来よりも容易とする効果が得られる。
Ｓ：０．０４０～０．０７０％、
　Ｓ（硫黄）は、被削性向上に有効な元素である。この効果を得るために、Ｓは上記下限値以上含有させる。一方、Ｓ含有率が高すぎる場合には、鍛造時に割れが生じやすくなるため、上記上限値以下に制限する。
Ｃｒ：０．０１～０．５０％、
　Ｃｒ（クロム）は、Ｍｎと同様に鋼の強度、靱性バランスを調整するために有効な元素であるため上記下限値以上添加する。一方、Ｃｒ含有率が高くなりすぎるとＭｎの場合と同様にパーライトの増加やベイナイトの析出によって被削性が低下するおそれがあるため、上記上限値以下に制限する。
Ａｌ：０．００１～０．０５０％、
　Ａｌ（アルミニウム）は、脱酸処理に有効な元素であるため、上記下限値以上添加する。一方、Ａｌの増加は、アルミナ系介在物の増加による被削性低下を招くおそれがあるため、上記上限値以下に制限する。
Ｖ：０．２５～０．３５％、
　Ｖ（バナジウム）は、熱間鍛造後の冷却時に炭窒化物となってフェライト中に微細に析出し、析出強化により強度を向上させる元素であるため、上記下限値以上添加する。一方、Ｖはコストに大きく影響するため、上記上限値以下に制限する。
Ｃａ：０～０．０１００％（０％の場合を含む）、
　Ｃａ（カルシウム）は、被削性の改善に有効であるため必要に応じて添加することができる。Ｃａをほとんど含有させない場合には、当然Ｃａによる被削性向上効果は得られないが、式１を満足する限り、必要な被削性を確保することが可能である。したがって、Ｃａは必須元素ではなく、任意元素である。一方、Ｃａ添加による被削性向上効果は、添加量が多すぎても飽和してしまうため、Ｃａ添加量は上記上限値以下に制限する。
Ｎ：０．０１５０％以下、
　Ｎ（窒素）は、大気中に最も多く含まれる元素であり、大気溶解をする場合には製造上不純物としての含有が避けられない。しかしながら、Ｎ含有率が上記上限値を超えると、鋼中においてＶと結合して、強度向上に寄与しない比較的大きい炭窒化物が多く形成され、Ｖ添加による強度向上効果を阻害するおそれがあるため、上記上限値以下に制限する。なお、上記のＮ含有範囲においても、Ｎ含有率が高いほど、強度向上に寄与しない比較的粗大な炭窒化物が鋼中において多くなる可能性がある。これを回避して鍛造後の強度を確保するためには、熱間鍛造時により高めの温度に加熱して比較的粗大な炭窒化物を固溶させることが好ましい。
　上記化学成分組成の内、不可避的不純物としては、例えば、後述する表１にもあるように、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ等がある。
　上記化学成分組成は、上述した各元素の含有範囲を規制した上で、さらに、式１、式２及び式３を全て満足する必要がある。
　本発明では、後述する通り、破断分割性をシャルピー衝撃試験片を破断させた際に得られる破面の凹凸状況により評価することとしている。そして、式１は、シャルピー衝撃試験片を破断させた際の破面凹凸（表面積／断面積）を適切な範囲とするために必要な条件である。式１を満たさない場合には、シャルピー衝撃値等の破面凹凸の値を適切な範囲に制御するための機械的特性が最適範囲からはずれることにより、破面凹凸（表面積／断面積）を適切な範囲に制御することが困難となる。
　式２：［Ｃ］－４×［Ｓ］＋［Ｖ］－２５×［Ｃａ］＜０．４４
　式２を満足することは、Ｃａ含有の有無に関わらず優れた被削性を確保するために必要な条件となる。より具体的には、上記フェライトの面積率が３０％以上であって、ビッカース硬さが３８０ＨＶ以下の範囲にあり、かつ、式２を満たすことによって、熱間鍛造品としては比較的高硬度であるにもかかわらず、Ｃａ含有の有無に関わらず製造上問題のない被削性を確保することができる。
　式３：２．１５≦４×［Ｃ］－［Ｓｉ］＋（１／５）×［Ｍｎ］＋７×［Ｃｒ］－［Ｖ］≦２．６１
　式３は、本発明の上記した成分範囲内の鋼において、上記フェライトの面積率を３０％以上とするために必要な条件であり、式３が満たされない場合には、フェライトの面積率が３０％未満となる場合が生じうる。式３が満たされないと、フェライト面積率が全く３０％以上を確保できないというわけではないが、式３を満たすように成分の最適化を行うことにより、より確実にフェライト面積率３０％以上を確保することができる。
　そして、本願の鍛造部品は、以下の特性を具備している。
　金属組織は、フェライト・パーライト組織であると共に、フェライトの面積率が３０％以上とする。これにより、降伏比を高くすることができると共に、被削性を向上させることができる。
　ビッカース硬さは、３２０～３８０ＨＶの範囲とする。後述する０．２％耐力を確保するためには、少なくともビッカース硬さが３２０ＨＶ以上であることが必要である。一方、被削性を確保するためには、ビッカース硬さを３８０ＨＶ以下とすることが必要である。
　０．２％耐力は、８００ＭＰａ以上とする。この特性を確保することにより、高強度化による軽量化を実現することが可能となる。
　Ｖノッチによるシャルピー衝撃値は、１５～２５Ｊ／ｃｍ2の範囲とする。衝撃値が低すぎると、破面が平坦となり過ぎ、破面凹凸（表面積／断面積）の値が小さくなりすぎるおそれがある。一方、衝撃値が高すぎると、破断分割時の変形が大きくなり、組み付けにより所定の形状とならず、部品としての機能を満足できなくなるおそれがある。
　破断後のシャルピー試験片の破面凹凸（表面積／断面積）は、１．４７～１．６０の範囲とする。破面凹凸（表面積／断面積）の値が上記特定の範囲よりも小さい場合には、破面が平坦となり過ぎ、破断分割面での再当接位置の位置合わせの容易性（組み付け性）が確保できない。一方、破面凹凸（表面積／断面積）の値が上記特定の範囲よりも大きい場合には、破断分割時の変形も大きくなるので、前記した通り組み付け後に部品としての機能を満足できなくなるおそれがある。
　次に、上記の優れた特性を有する鍛造部品は、様々な部材に適用可能である。特に、コンロッドは、破断分割を利用した製造方法の実施が可能であり、上記鋼の適用が非常に有効である。
　また、上記鍛造部品を製造するに当たっては、少なくとも、電気炉等で原料を溶解し、上記特定の化学成分を有する鋳造片を作製し、これに熱間圧延等の熱間加工を加えて鍛造用鋼材を準備する工程と、鍛造用の鋼材に対して熱間鍛造を施して鍛造部品を得る工程と、熱間鍛造後の鍛造品を冷却する冷却工程とを行う。
　より具体的には、上記化学成分組成を有する鋼材に対して１２３０℃～１３００℃の熱間鍛造温度にて熱間鍛造を施して鍛造部品を得る工程を行う。熱間鍛造温度をこの特定の範囲内に設定することによって、鍛造時の加熱により比較的粗大なＶ炭窒化物を固溶させ、冷却時に強度向上に寄与する微細なＶ炭窒化物として析出させ、耐力等狙いの機械的特性を得ることができる。一方、熱間鍛造温度が１２３０℃未満の場合には、粗大なＶ炭窒化物の固溶量が減少し、その後の冷却時の微細なＶ炭窒化物の析出量が減少して、８００ＭＰａ以上の耐力を確保することが難しくなるおそれがあり、一方、１３００℃を超える場合には、脱炭、スケール発生による表面性状の悪化により、部品機能が低下するおそれがある。
　また、熱間鍛造後においては、上記鍛造部品を８００～６００℃の範囲における平均冷却速度が１５０～２５０℃／分となるよう冷却する冷却工程を行う。平均冷却速度の下限を１５０℃／分とするのは、冷却速度が遅くなり過ぎると狙いとする強度、硬さ、衝撃値を得ることが困難となるためである。また、上限を２５０℃／分とするのは、これ以上に早い冷却にするとベイナイト組織が生成するおそれが生じ、やはり狙いとする機械的性質が得られなくなるためである。８００～６００℃の範囲で冷却速度の範囲を設定したのは、この温度範囲の冷却速度が最も機械的性質への影響が大きいためである。
（実験例１）
　本例では、表１に示すごとく、化学成分組成が異なる複数種類の試料を準備して、コンロッドを作製する場合を想定した加工を加えて各種評価を行った。表１のうち、試料Ｅ１～Ｅ２１が本発明の成分、式１～３の条件を全て満足する供試材であり、試料Ｃ１～Ｃ１６は、一部の成分又は式１～３の少なくとも一つが、本発明の条件を満足しない比較例である。なお、各試料の製造方法は、公知の種々の方法に変更可能である。また、この表１に示されたＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏについては、本発明の化学成分としては積極的に添加するものではないが、スクラップを用いた溶解による製造では、不純物として不可避に含有するため、その分析値を記載した。また、Ｃａについても、積極添加せず不純物としてのみ含有する場合も含め、その分析値を記載した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
＜強度評価試験等＞
　強度評価用試験片としては、電気炉にて溶解して作製した鋳造片に熱間圧延を加えて棒鋼とし、該棒鋼を鍛伸して鍛造用鋼材としての直径φ２０ｍｍの丸棒を作製し、その後、この丸棒に対し、実際の熱間鍛造における処理温度に相当する１２３０℃まで加熱して３０分間保持した後、ファン空冷して８００～６００℃の間の平均冷却速度がおよそ１９０℃／分となる条件で室温まで冷却したものを用いた。
　強度評価試験片を用いた評価は、次の項目について行った。
・硬さ測定：ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に準拠してビッカース硬さを測定した。
・引張強さ及び０．２％耐力の測定：ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠した引張試験を実施して求めた。
・フェライト面積率：試験片の断面をナイタール腐食させた後、光学顕微鏡を用いて観察した。面積率は、ＪＩＳ　Ｇ０５５１に準拠した点算法により求めた。
・シャルピー衝撃値：ＪＩＳ　Ｚ　２２４２に準拠したＶノッチによるシャルピー衝撃試験を実施して求めた。
・破面凹凸：シャルピー衝撃試験片の破面を３次元非接触形状測定器にて測定し、表面積（破面の凹凸を考慮した表面積）／断面積（破面の凹凸を考慮せず平面とした場合の面積）の比率を算出した。
　上記３次元非接触形状測定器は、光切断法と呼ばれる縞状光を対象物に当て、表面の凹凸形状に応じて折れ曲がった光を別の角度から結像・演算し、３次元情報を取得する手法を用いた装置である。なお、３次元非接触形状測定は、レーザー光を用いた装置による測定でも可能だが、上述した光切断法での測定のほうが広範囲かつ短時間撮影が可能である。
　金属組織は、フェライト・パーライト組織であると共に、フェライトの面積率が３０％以上である場合を合格、それ以外の場合を不合格と判定した。硬さは、ビッカース硬さが３２０～３８０ＨＶの範囲にある場合を合格、それ以外の場合を不合格と判定した。０．２％耐力は、８００ＭＰａ以上の場合を合格、それ以外の場合を不合格と判定した。Ｖノッチによるシャルピー衝撃値は、１５～２５Ｊ／ｃｍ2の範囲にある場合を合格、それ以外の場合を不合格と判定した。破面凹凸（表面積／断面積）は、１．４７～１．６０の範囲にある場合を合格、それ以外の場合を不合格と判定した。なお、破面凹凸と組み付け性との関係等については、後述の（破面凹凸の影響について）の欄において説明する。
＜被削性評価試験＞
　被削性評価用試験片としては、電気炉にて溶解して作製した鋳造片に熱間圧延を加えて棒鋼とし、該棒鋼を鍛伸して鍛造用鋼材としての一辺２５ｍｍの断面正方形の角棒を作製し、その後、この角棒を、実際の熱間鍛造の処理温度に相当する１２３０℃まで加熱して３０分間保持した後、ファン空冷して８００～６００℃の間の平均冷却速度がおよそ１９０℃／分となる条件で室温まで冷却し、さらに一辺２０ｍｍの断面正方形の角棒に切削したものを用いた。
　被削性試験はドリルによる穴あけにより行った。試験条件は、以下の通りである。
・使用ドリル：直径φ８ｍｍのハイスドリル
・ドリル回転数：８００ｒｐｍ
・送り：０．２０ｍｍ／ｒｅｖ
・加工深さ：１１ｍｍ
・加工穴数：３００穴（未貫通）
　ドリル摩耗量の測定は、３００穴加工後のドリルの逃げ面コーナー部において行った。
　被削性指数は、基準材のドリル摩耗量を１とし、各試料のドリル摩耗量を基準材との比率によって算出した。基準材は、従来のＪＩＳ規格の炭素鋼である、化学成分組成が、Ｃ：０．２３％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：０．８０％、Ｃｒ：０．２０％、残部がＦｅ及び不可避的不純物の鋼（硬さ２５０ＨＶ）を用いた。この従来鋼は、本願における鋼と比べて硬さが著しく低く、Ｓ等の被削性向上元素を添加していなくても製造上問題のない被削性を有しているので基準材として用いた。そして、被削性指数が１．２０以下であれば、鍛造後の機械加工に支障が生じることはないので、合格と判断し、１．２０超えの場合を不合格と判断した。
　各評価結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２から知られるように、試料Ｅ１～Ｅ２１については、すべての評価項目において良好な結果が得られ、強度、被削性、シャルピー衝撃値（破断分割性）及び破面凹凸の全てにおいて優れた特性を発揮することがわかる。
　一方、試料Ｃ１は、Ｐ含有率が高すぎ、式１を満足せず、シャルピー衝撃値及び破面凹凸が低くなりすぎた。
　試料Ｃ２は、Ｖ含有率が高すぎ、式１及び式２を満足せず、硬さが高くなりすぎ、被削性が悪化し、シャルピー衝撃値及び破面凹凸が低くなりすぎた。
　試料Ｃ３は、Ｓｉ及びＭｎの含有率が高すぎ、式１を満足せず、硬さが低くなりすぎ、シャルピー衝撃値及び破面凹凸が低くなりすぎた。
　試料Ｃ４は、Ｃ含有率が低すぎ、Ｓｉ及びＭｎの含有率が高すぎ、式１を満足せず、硬さ及び０．２％耐力が低くなりすぎ、シャルピー衝撃値及び破面凹凸も低くなりすぎた。
　試料Ｃ５は、Ｓｉ、Ｍｎ及びＰの含有率が高すぎ、式１及び式３を満足せず、フェライト面積率が低くなりすぎ、被削性が低下し、シャルピー衝撃値及び破面凹凸も低くなりすぎた。
　試料Ｃ６は、Ｓｉ及びＶの含有率が高すぎ、全ての式を満足せず、フェライト面積率が低くなりすぎ、被削性が低下し、シャルピー衝撃値及び破面凹凸も低くなりすぎた。
　試料Ｃ７は、Ｓｉ、Ｍｎ及びＰの含有率が高すぎ、式１及び式３を満足せず、フェライト面積率が低くなりすぎ、被削性が低下し、シャルピー衝撃値及び破面凹凸も低くなりすぎた。
　試料Ｃ８は、Ｖ含有率が低すぎ、式１を満足せず、硬さ及び０．２％耐力が低くなりすぎ、シャルピー衝撃値及び破面凹凸が高くなりすぎた。
　試料Ｃ９は、Ｃの含有率が高く、Ｖの含有率が低すぎ、式１及び式３を満足せず、フェライト面積率が低くなりすぎ、硬さ及び０．２％耐力が低くなりすぎ、シャルピー衝撃値及び破面凹凸が高くなりすぎた。
　試料Ｃ１０及び試料Ｃ１１は、Ｎ含有率が高すぎ、０．２％耐力が低くなりすぎた。
　試料Ｃ１２は、個々の化学成分が本願発明の範囲内に含まれているものの、式１を満足していないため、硬さ及び０．２％耐力が低くなりすぎ、シャルピー衝撃値及び破面凹凸が高くなりすぎた。
　試料Ｃ１３は、Ｓｉ含有率が高すぎ、式１を満足せず、０．２％耐力が低くなりすぎ、シャルピー衝撃値及び破面凹凸が高くなりすぎた。
　試料Ｃ１４～Ｃ１６は、個々の化学成分が本願発明の範囲内に含まれているものの、式１を満足していないため、試料Ｃ１４は、硬さ及び０．２％耐力が低くなりすぎ、さらに試料Ｃ１４～Ｃ１６は、シャルピー衝撃値及び破面凹凸が高くなりすぎた。
　図１には、横軸に式１の値をとり、縦軸に破面凹凸をとり、全ての試験結果をプロットして両者の関係を示した。同図からわかるように、破面凹凸の値の範囲を適正な範囲にするためには、少なくとも、式１の要件を満足することが重要であることがわかる。
　図２には、横軸にシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）をとり、縦軸に破面凹凸をとり、全ての試験結果をプロットして両者の関係を示した。同図からわかるように、破面凹凸の値の範囲を適正な範囲にするためには、シャルピー衝撃値を１５～２５Ｊ／ｃｍ2の範囲に制御することが重要であることがわかる。
　図３には、横軸にＰ含有率（％）をとり、縦軸にシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）をとり、試料Ｅ１～Ｅ２１及びＰ含有率が高い試料Ｃ１、Ｃ５及びＣ７の結果をプロットした。同図からわかるように、シャルピー衝撃値を適正な範囲にするためには、少なくともＰ含有率を０．０３％以下に制限する必要があることがわかる。
　図４には、横軸に硬さ（Ｈｖ）をとり、縦軸に０．２％耐力（ＭＰａ）をとり、試料Ｅ１～Ｅ２１、Ｃ含有率が低い試料Ｃ４、Ｖ含有率が低い試料Ｃ８及びＣ９、Ｎ含有率が高い試料Ｃ１０及びＣ１１、フェライト面積率が低い試料Ｃ５～Ｃ７の結果をプロットした。同図からわかるように、硬さと０．２％耐力の両方を向上させるためには、少なくとも、化学成分組成を適正な範囲に制御することが必要であることがわかる。
　図５には、横軸に硬さ（Ｈｖ）をとり、縦軸に被削性指数をとり、試料Ｅ１～Ｅ２１、Ｖ含有率が高い試料Ｃ２、フェライト面積率が低い試料Ｃ５～Ｃ７の結果をプロットした。同図からわかるように、フェライト面積率が低い場合及び硬さが３８０Ｈｖを超える場合には、被削性が悪化することがわかる。
　図６には、横軸に式２の値をとり、縦軸に被削性指数をとり、試料Ｅ１～Ｅ２１、Ｖ含有率が高い試料Ｃ２、フェライト面積率が低い試料Ｃ５～Ｃ７の結果をプロットした。同図からわかるように、少なくとも式２を満足し、かつ、フェライト面積率３０％以上を満足した場合には、Ｃａの積極添加の有無にかかわらず、被削性を確保できることがわかる。
（実験例２）
　本例では、上述した表１に示した試料Ｅ１４、Ｅ１５、Ｃ１０及びＣ１１を代表として選択し、熱間鍛造温度による各種特性への影響を調べた。具体的には、強度評価用試験片及び被削性評価用試験片について、熱間鍛造温度を、１２００℃、１２３０℃、１２６０℃のいずれかの条件とし、その他の製造条件は実験例１の場合と同様とした。また、各種特性の評価方法も実験例１の場合と同様とした。評価結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　図７には、表３に示した結果に基づき、横軸にＮ含有率（％）をとり、縦軸に０．２％耐力（ＭＰａ）をとり、熱間鍛造温度が１２００℃と１２３０℃の場合の結果をプロットした。表３及び同図からわかるように、少なくともＮ含有率が０．０１５％以下の場合には、熱間鍛造温度を１２３０℃以上とした場合に８００ＭＰａ以上の０．２％耐力を確保可能であるが、Ｎ含有率が０．０１５％を超える場合には、熱間鍛造温度を１２３０℃、１２６０℃の高い温度に設定しても、８００ＭＰａ以上の０．２％耐力を確保することができないことがわかる。
　図８には、横軸にシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）をとり、縦軸に破面凹凸をとり、熱間鍛造温度が１２００℃と１２３０℃の場合の結果をプロットした。表３及び同図からわかるように、少なくともシャルピー衝撃値と破面凹凸の両方を適正な範囲にするためには、熱間鍛造温度を１２３０℃以上とすることが必要条件であることがわかる。
（実験例３）
　本例では、熱間鍛造後の冷却速度の影響をより詳しく把握する実験を行った。具体的には、上述した表１に示した試料Ｅ１を代表として選択し、強度評価用試験片及び被削性評価用試験片の製造の際に、熱間鍛造の冷却時におけるファン空冷のファンの強さを調整し、８００～６００℃の平均冷却速度１００℃／分、１９０℃／分、３００℃／分の何れかの条件とし、その他の条件は実験例１の場合と同様とした。また、各種特性の評価方法も実験例１の場合と同様とした。評価結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　図９には、横軸に硬さ（Ｈｖ）をとり、縦軸にシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）をとり、表４の全ての結果をプロットした。
　図１０には、横軸に０．２％耐力（ＭＰａ）をとり、縦軸にシャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）をとり、表４の全ての結果をプロットした。
　表４、図９及び図１０からわかるように、８００～６００℃の範囲における冷却速度を適正な１５０～２５０℃／分の範囲内である１９０℃／分とすることにより、全ての特性が良好となることがわかる。
　一方、冷却速度１００℃／分とした場合は、硬さ及び０．２％耐力が低すぎ、シャルピー衝撃値、破面凹凸が高すぎる結果となった。また、冷却速度を３００℃／分とした場合は、ベイナイト組織が生成して、適正な金属組織が得られず、シャルピー衝撃値、被削性、破面凹凸の全てが狙いの特性を得られなくなることがわかる。
（破面凹凸の影響について）
　まず、前述した実験例１における試料Ｅ１とＣ１について、シャルピー衝撃試験片の破面の破面凹凸を測定する際に採取した情報から、破断面における任意の直線上における凹凸形状を図形化したものを、図１１及び図１２に示す。図１１は試料Ｅ１の破面の凹凸形状を示すものであり、図１２は試料Ｃ１の破面の凹凸形状を示すものであって、いずれも、横軸に任意の直線上の距離（ｍｍ）をとり、縦軸に凹凸の変位（ｍｍ）をとったものである。前述した表２に示されているように、破面凹凸（表面積／断面積）は、試料Ｅ１が１．５４、試料Ｃ１が１．３９である。
　図１１及び図１２から理解できるように、破面凹凸（表面積／断面積）が１．４７～１．６０の範囲にある試料Ｅ１は、適度な振幅のある凹凸形状を有している一方、破面凹凸（表面積／断面積）が１．４７未満の試料Ｃ１については、振幅の小さい比較的フラットに近い凹凸形状であることがわかる。
　これらの形状の相違点から容易に理解できるように、適度な振幅のある凹凸形状を有している場合には、破断分割面での再当接位置の位置合わせが少しでもずれてしまうと、比較的大きな隙間が生じ、直ちに位置ずれが把握でき、常に、適正な位置での位置合わせが行われるようになる。一方、振幅の小さいフラットに近い凹凸形状の場合には、破断分割面での再当接位置の位置合わせが僅かにずれてしまっても、外観上違和感がでない場合もあり、組付けの段階でその不具合が露呈しないおそれがある。
　なお、前述したように、破面凹凸（表面積／断面積）が１．６０を超えるような場合には、破断面の凹凸形状は試料Ｅ１の場合よりもさらに振幅の大きい凹凸形状となるものの、１．６０を超える場合には、図２から明らかな通りシャルピー衝撃値が高くなりすぎる傾向となり、破断分割時に変形が大きくなりすぎるという問題がある。そのため、破面凹凸（表面積／断面積）は１．６０以下に抑える必要がある。
　以上のように、破断分割を行った後再度当接させる製品、例えば破断分割により製造するコンロッドなどにおいては、破面凹凸（表面積／断面積）を１．４７～１．６０の範囲に制御することが非常に有効である。
　そして、上記の結果より、破面凹凸を上記範囲に制御しつつ、耐力等優れた特性を確保するには、前記した通りＰ含有率を０．０３０％以下とする等、個々の成分を前記した範囲に調整するだけでは不十分であり、式１～式３（破面凹凸に関しては特に式１が重要）が満足するように成分の最適化を図った上で、適切な鍛造条件（熱間鍛造温度、鍛造後の冷却速度）で製造することが非常に重要であることがわかる。なお、実際のコンロッド部品に対し、以上得られた知見を活かし、本発明を適用したところ、熱間鍛造部品のシャルピー衝撃試験による破面凹凸の値が本発明の条件を満足する場合には、破断後の組み付け性が良好であることを確認することができた。

Claims (3)

  1. 　化学成分組成が、質量％で、Ｃ：０．３０～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～０．３５％、Ｍｎ：０．５０～０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０４０～０．０７０％、Ｃｒ：０．０１～０．５０％、Ａｌ：０．００１～０．０５０％、Ｖ：０．２５～０．３５％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｎ：０．０１５０％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなると共に、下記式１、下記式２及び下記式３を満足し、
    　式１：２４＜８×［Ｃ］＋７×［Ｓｉ］＋１０×［Ｍｎ］＋２２０×［Ｐ］＋４５×［Ｖ］＜３３
    　式２：［Ｃ］－４×［Ｓ］＋［Ｖ］－２５×［Ｃａ］＜０．４４
    　式３：２．１５≦４×［Ｃ］－［Ｓｉ］＋（１／５）×［Ｍｎ］＋７×［Ｃｒ］－［Ｖ］≦２．６１
    （ここで、式１～３における［Ｘ］は、元素Ｘの含有率（質量％）の値を意味する。）
    　金属組織がフェライト・パーライト組織であると共に、フェライトの面積率が３０％以上であり、
    　ビッカース硬さが３２０～３８０ＨＶの範囲にあり、
    　０．２％耐力が８００ＭＰａ以上であり、
    　Ｖノッチによるシャルピー衝撃値が１５～２５Ｊ／ｃｍ2の範囲にあり、
    　破断後のシャルピー試験片の破面凹凸（表面積／断面積）が１．４７～１．６０の範囲である鍛造部品。
  2. 　請求項１に記載の鍛造部品からなるコンロッド。
  3. 　請求項１に記載の鍛造部品を製造する方法であって、
    　上記化学成分組成を有する鋼材に対して１２３０℃～１３００℃の熱間鍛造温度にて熱間鍛造を施して鍛造部品を得る工程と、
    　上記鍛造部品を８００～６００℃の範囲における平均冷却速度が１５０～２５０℃／分となるよう冷却する冷却工程と、を有する鍛造部品の製造方法。
PCT/JP2020/004570 2019-03-14 2020-02-06 鍛造部品及びその製造方法、並びにコンロッド WO2020184009A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US17/422,954 US20220074028A1 (en) 2019-03-14 2020-02-06 Forged component, method for manufacturing the same, and connecting rod
CN202080016470.0A CN113474478A (zh) 2019-03-14 2020-02-06 锻造部件及其制造方法、以及连杆
KR1020217029401A KR20210137048A (ko) 2019-03-14 2020-02-06 단조 부품 및 이의 제조 방법, 및 커넥팅 로드

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019046809A JP6717398B1 (ja) 2019-03-14 2019-03-14 鍛造部品及びその製造方法、並びにコンロッド
JP2019-046809 2019-03-14

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020184009A1 true WO2020184009A1 (ja) 2020-09-17

Family

ID=71131611

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2020/004570 WO2020184009A1 (ja) 2019-03-14 2020-02-06 鍛造部品及びその製造方法、並びにコンロッド

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20220074028A1 (ja)
JP (1) JP6717398B1 (ja)
KR (1) KR20210137048A (ja)
CN (1) CN113474478A (ja)
WO (1) WO2020184009A1 (ja)

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05331536A (ja) * 1992-05-28 1993-12-14 Aichi Steel Works Ltd 高疲労強度鍛造品の製造方法
WO2014148456A1 (ja) * 2013-03-20 2014-09-25 愛知製鋼株式会社 鍛造部品及びその製造方法、並びにコンロッド
JP2017171978A (ja) * 2016-03-23 2017-09-28 愛知製鋼株式会社 鍛造部品及びその製造方法並びにコンロッド

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10235447A (ja) * 1997-02-25 1998-09-08 Daido Steel Co Ltd 高靱性・高耐力フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法
CN101405418B (zh) * 2006-03-15 2012-07-11 株式会社神户制钢所 断裂分离性优异的断裂分离型连杆用轧制材，断裂分离性优异的断裂分离型连杆用热锻零件及断裂分离型连杆
JP5278660B2 (ja) * 2008-04-22 2013-09-04 日産自動車株式会社 鋼製部品の製造方法
CN101883874B (zh) * 2008-07-29 2012-01-18 新日本制铁株式会社 高强度断裂分割用非调质钢和断裂分割用钢部件

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05331536A (ja) * 1992-05-28 1993-12-14 Aichi Steel Works Ltd 高疲労強度鍛造品の製造方法
WO2014148456A1 (ja) * 2013-03-20 2014-09-25 愛知製鋼株式会社 鍛造部品及びその製造方法、並びにコンロッド
JP2017171978A (ja) * 2016-03-23 2017-09-28 愛知製鋼株式会社 鍛造部品及びその製造方法並びにコンロッド

Also Published As

Publication number Publication date
KR20210137048A (ko) 2021-11-17
JP2020147798A (ja) 2020-09-17
CN113474478A (zh) 2021-10-01
JP6717398B1 (ja) 2020-07-01
US20220074028A1 (en) 2022-03-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5778055B2 (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
WO2020040190A1 (ja) 鋼材、鍛造熱処理品、及び、鍛造熱処理品の製造方法
KR101750643B1 (ko) 시효 경화성 강
JP5974623B2 (ja) 時効硬化型ベイナイト非調質鋼
KR100740414B1 (ko) 재질 이방성이 작고 강도, 인성 및 피삭성이 우수한비조질 강 및 그의 제조 방법
JP6628014B1 (ja) 浸炭処理が行われる部品用の鋼材
JP6614393B2 (ja) 非調質棒鋼
US20180245172A1 (en) Age-hardenable steel, and method for manufacturing components using age-hardenable steel
US11162454B2 (en) Steel piston
WO2020184009A1 (ja) 鍛造部品及びその製造方法、並びにコンロッド
JP6604248B2 (ja) 鍛造部品及びその製造方法並びにコンロッド
KR101709883B1 (ko) 시효 경화성 강
JP4280923B2 (ja) 浸炭部品又は浸炭窒化部品用の鋼材
JP6930662B2 (ja) スチールピストン用鋼材
JP5681333B1 (ja) 鍛造部品及びその製造方法、並びにコンロッド
JP2018035420A (ja) 浸炭用鋼、浸炭鋼部品及び浸炭鋼部品の製造方法
WO2018061191A1 (ja) 冷間鍛造用鋼及びその製造方法
JP2023037454A (ja) 浸炭部品とその製造方法
WO2024106398A1 (ja) 熱間鍛造非調質鋼およびその製造方法

Legal Events

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

Ref document number: 20770703

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 20770703

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1