CN101652493A - 断裂分离性和可切削性优异的热锻造用非调质钢和热轧钢材以及热锻造非调质钢部件 - Google Patents

断裂分离性和可切削性优异的热锻造用非调质钢和热轧钢材以及热锻造非调质钢部件 Download PDF

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Abstract

本发明提供不损害制造性和力学性能、并且不添加Pb等的断裂分离性和可切削性优异的热锻造用非调质钢和热轧钢材以及热锻造非调质钢部件。本发明的热锻造用非调质钢，以质量％计，含有C：大于0.35％且为0.60％以下、Si：0.50～2.50％、Mn：0.20～2.00％、P：0.010～0.150％、S：0.040～0.150％、V：0.10～0.50％、Zr：0.0005～0.0050％、Ca：0.0005～0.0050％、N：0.0020～0.0200％，Al限制为不到0.010％，其余部分实质上由Fe以及不可避免的杂质构成。

Description

断裂分离性和可切削性优异的热锻造用非调质钢和热轧钢材以及热锻造非调质钢部件
技术领域
本发明涉及进行断裂分割而使用的用于钢部件的断裂分离性和可切削性优异的热锻造用非调质钢和热轧钢材以及热锻造非调质钢部件。
背景技术
最近的汽车发动机用锻造部件以及行走部分用锻造部件，应用了可省略调质处理(淬火-回火处理)的热锻造用非调质钢。非调质钢是进行了成分设计以使热锻造后在空冷或者风冷的状态下实现优异的力学性能的钢。
作为广泛应用非调质钢的部件之一，有发动机用连杆(以下称为连杆(con’rod))。所谓连杆是将发动机的活塞的动能转递给曲轴的部件，由盖和杆这两个部件构成。连杆是通过夹着曲轴而将盖和杆嵌合形成为大端部，并将两者用螺栓紧固从而安装于曲轴上的。以往，连杆是分别锻造出盖和杆之后、或者将以一体的形式锻造出的锻件进行机械切断后，通过机械加工将盖和杆的对合面进行高精度加工，由此而制成的。另外，进行销加工以避免对合面错位的情况较多，存在加工工序更烦杂、制造成本高的问题。
因此，近年来采用了下述工作法：以一体的形式锻造出盖和杆之后，对大端部的内侧实施切口加工，在冷态下赋予冲击拉伸应力，断裂分割成盖和杆，将其断裂面原样地作为对合面使用，由此安装于曲轴上。该工作法可省略对合面的机械加工工序，并且，通过利用断面的凹凸，可不需要用于防止错位的销加工，因此能够削减部件的加工成本。而且，通过销的废止，能够削减对合面的面积，因此也能够谋求连杆自身的小型、轻量化。
在这样的断裂分割连杆已广泛普及的欧美国家，作为断裂分割连杆用钢已普及的是DIN标准的C70S6。它是0.7％C的高碳非调质钢，是为了抑制断裂分离时的尺寸变化而使大致全部的组织为延性和韧性低的珠光体组织的钢。C70S6由于其断裂时的变形小，因此断裂分离性优异，另一方面，与作为现有的连杆用钢的中碳非调质钢的铁素体-珠光体组织相比，组织粗大，因此屈服比(屈服强度/抗拉强度)低，存在不能应用于要求高屈服强度的高强度连杆的问题。加之，珠光体组织的可切削性也差，因此未进行普及。
为了提高屈服比，必须抑制碳含量使其低，使铁素体分率增加。然而，当增加铁素体分率时，延性-韧性提高，断裂分割时断面附近的塑性变形量变大，连杆大端部的内径的形状变化量增大，存在断裂分离性降低的问题。另一方面，高强度的非调质连杆用钢为了确保可切削性，添加有Pb的情况较多，但Pb是给环境造成负担的物质，近年来其使用受到限制，因此添加了Pb的钢存在不能实用化的问题。即，断裂分割连杆用钢的课题是，兼备低碳化(高屈服强度)和断裂分离性，以及开发替代添加Pb等的环境负担物质的能够满足可切削性的技术。
为了适应上述的要求，曾提出了断裂分割部件用的材料。例如特开2002-256394号公报记载了通过调整O与Al、并且O与N的平衡来将组织微细化的技术。然而，作为用于确保可切削性的手段，使用了Pb等，因此存在问题。特开2003-193184号公报记载了通过规定C和V含量以及铁素体面积比来改善断裂分离性和可切削性的技术。然而，由于铁素体面积比低为20％以下，因此屈服比低，不能应用于高强度连杆。另外，由于珠光体组织分率多，因此可切削性的改善并不充分，作为确保可切削性的手段，使用了Pb等，因此存在问题。特开2003-301238号公报记载了通过规定MnS的数量来将组织微细化，提高屈服强度，并且同时地改善断裂分离性的技术。该技术是使圆相当径为1μm左右的MnS大量分散的技术。然而，这样的大量的S的添加，必然地伴有沿轧制方向、锻造方向伸长的粗大且纵横尺寸比大的伸长了的MnS的生成。这样的伸长的粗大MnS存在时，发生被称为分离的与MnS的伸长方向平行地剥离的裂纹，其结果，断裂分割时的变形量增加，断裂分离性反倒降低。另外，作为确保可切削性的手段，使用了Pb等，因此存在问题。特开2000-73141号公报记载了：通过规定宽度1μm以上的硫化物系夹杂物的数量，而且规定纵横尺寸比，来使延性、韧性降低，改善断裂分离性的技术。然而，由于宽度1μm以上的粗大的MnS大量地分散，因此招致热锻造时的裂纹发生概率增加、疲劳特性降低。另外，作为确保可切削性的手段，使用了Pb等，因此存在问题。特开2005-54228号公报记载了下述技术，即，通过将钢材加热至与固相线、液相线接近的超高温，来使组织显著粗大化，由此改善断裂分离性。然而，在这样的超高温区域的锻造，不仅需要用于加热的新型设备投资，而且招致材料利用率降低、脱碳以及氧化皮增加，因此在其实现性上留有较大的课题。
发明内容
本发明的目的是鉴于上述的实际情况，提供不损害制造性、力学性能，并且不添加Pb等而断裂分离性和可切削性优异的热锻造用非调质钢和热轧钢材以及热锻造非调质钢部件。
本发明发现，通过使C、V含量适当，提高断裂分离性，而且同时地控制Zr、Ca和Al这3种成分的添加量，使MnS系夹杂物大量、微细地分散，由此不损害力学性能和制造性而将断裂分离性相比于现有技术更加提高，同时不添加Pb等就能够改善可切削性，从而完成了本发明，本发明的要旨如下。另外，本发明中所说的MnS系夹杂物，除了MnS外，还指以MnS为主体，除此以外还含有Ca、Mg等的硫化物形成元素、C、以及Ti、Zr等的碳硫化合物形成元素的夹杂物。
(1)一种断裂分离性和可切削性优异的热锻造用非调质钢，以质量％计，含有C：大于0.35％且为0.60％以下、Si：0.50～2.50％、Mn：0.20～2.00％、P：0.010～0.150％、S：0.040～0.150％、V：0.10～0.50％、Zr：0.0005～0.0050％、Ca：0.0005～0.0050％、N：0.0020～0.0200％，Al限制为不到0.010％，其余部分实质上由Fe以及不可避免的杂质构成。
(2)根据(1)所述的断裂分离性和可切削性优异的热锻造用非调质钢，其中，以质量％计，还含有Cr：0.05～0.25％、Nb：0.005～0.050％、Ti：0.005～0.050％之中的一种或者两种以上。
(3)根据(1)或(2)所述的断裂分离性和可切削性优异的热锻造非调质钢，其特征在于，以质量％计，还含有Mg：0.0005～0.0050％。
(4)一种断裂分离性和可切削性优异的热锻造用非调质钢热轧钢材，其特征在于，包含上述(1)～(3)的任一项中所述的钢成分，热轧钢材的1/4径的位置的、宽度为1μm以上的MnS系夹杂物相对于全部MnS系夹杂物的存在个数比例为10％以下(包括0％)且MnS系夹杂物的平均纵横尺寸比为10以下。
(5)一种断裂分离性和可切削性优异的热锻造非调质钢部件，其特征在于，包含上述(1)～(3)的任一项中所述的钢成分，在钢组织中，贝氏体组织分率为3％以下(包括0％)，其余部分的组织由铁素体-珠光体组织构成。
附图说明
图1是表示钢中的MnS系夹杂物的存在状态的图，(a)表示比较例的MnS系夹杂物的存在状态；(b)表示本发明例的MnS系夹杂物的存在状态。
具体实施方式
本发明者们对于影响断裂分割部件用非调质钢的断裂分离性和可切削性的各种因素进行刻苦研讨，发现了以下见解。即：
(a)当生成贝氏体时，断裂分离性大幅度降低，因此必须防止贝氏体的生成，使大致全部的组织为铁素体-珠光体组织。
(b)通过使C含量适当，可使断裂分离性和屈服比的提高兼备。即，在C含量过多的场合，粗大的珠光体组织分率增加，屈服比降低，在C含量过少的场合，延性-韧性高的铁素体组织增加，并且组织过度微细化，断裂分离性降低。
(c)通过比较大量地添加V，可使断裂分离性和屈服比的提高兼备。即，在热锻造后的冷却时，V的碳化物、碳氮化物析出，由于析出强化，铁素体被强化，由于铁素体的强化，延性-韧性降低，由此在可得到良好的断裂分离性的同时，能够提高屈服比。
(d)通过使纵横尺寸比小的MnS系夹杂物在钢中大量、微细分散，在断裂分割时MnS系夹杂物成为裂纹的扩展路径，断裂分离性提高。经由大量、微细分散的宽度不到1μm的MnS系夹杂物的裂纹，分支和折曲较少，直线性地生长，断裂分离时的变形量少，因此对断裂分离性有利。另一方面，宽度1μm以上的粗大的MnS系夹杂物的数量多时，发生分离，发生与MnS系夹杂物的伸长方向平行的裂纹，由此断裂分离时的变形量增大，断裂分离性降低。
(e)另外，通过使纵横尺寸比小的MnS系夹杂物在钢中大量、微细分散，即使增加S含量，也不损害疲劳特性等的机械特性而可改善可切削性。
(f)为了有效地得到通过使纵横尺寸比小的MnS系夹杂物在钢中大量微细分散，由此带来的提高断裂分离性以及可切削性的效果，同时地控制Zr、Ca和Al这3种成分的添加量是重要的。即，在S含量增加的同时，添加微量的Zr、Ca，并且限制Al含量是极有效的。具体地讲，通过添加微量的Zr，在钢液中形成ZrO2或者含Zr的氧化物(以下称为Zr氧化物)，其成为MnS系夹杂物的结晶、析出核。该Zr氧化物的作为析出核的效果，通过在Zr氧化物中复合Ca氧化物而变得最大。因此，通过Zr和Ca的同时微量添加，有效的MnS系夹杂物的结晶、析出位置增加，可使MnS系夹杂物均匀、微细地分散。另外，Zr、Ca通过固溶于MnS系夹杂物中，形成复合硫化物，使其变形能力降低，从而抑制轧制时和热锻造时的MnS系夹杂物的延伸。另一方面，当添加Al时，在钢液中优先地形成Al2O3，因此钢液中的O减少，阻碍具有使MnS系夹杂物均匀、微细地分散的效果的Zr氧化物的生成，因此必须尽可能地限制Al含量。
另一方面，过剩的Zr、Ca的添加会大量地生成硬质的ZrN、ZrS、CaO等的硬质夹杂物及其簇，反倒使可切削性、疲劳特性等的力学性能降低，因此需要将其添加量控制在微量的范围。由此，同时地控制Zr、Ca、Al的添加量对于MnS系夹杂物的大量微细分散化是极为有效的，由此能够同时提高断裂分离性和可切削性。
以下对本发明进行详细说明。首先对成分的限定理由进行说明。另外，成分的含量％意指质量％。
C：大于0.35％且为0.60％以下
C确保部件的抗拉强度，并且增加延性、韧性低的珠光体组织分率，得到良好的断裂分离性，因此添加，当过剩地添加时，珠光体组织分率过大，组织粗大化，屈服比降低，因此必须为大于0.35％且为0.60％以下的范围。优选范围为大于0.35％且为0.48％以下。
Si：0.50～2.50％
Si通过固溶强化来强化铁素体，使延性、韧性降低从而得到良好的断裂分离性，因此添加，但当过剩地添加时，铁素体组织分率过大，断裂分离性反倒降低，因此需要为0.50～2.50％的范围。优选范围为0.60％～1.50％。
Mn：0.20～2.00％
Mn通过固溶强化来强化铁素体，使延性、韧性降低从而得到良好的断裂分离性，因此添加，但当过剩地添加时，珠光体的层片间隔变小，珠光体的延性、韧性增加，不仅断裂分离性降低，而且容易生成贝氏体组织，断裂分离性大幅度降低，因此需要为0.20～2.00％的范围。优选范围为0.30～1.00％。
P：0.010～0.150％
P通过使铁素体以及珠光体的延性、韧性降低得到良好的断裂分离性，因此添加，但当过剩地添加时，热延性降低，热加工时容易发生裂纹、缺陷，因此需要在0.010～0.150％的范围。优选范围为0.030～0.070％。
S：0.040～0.150％
S与Mn结合形成MnS(MnS系夹杂物)，具有越增加添加量，越提高可切削性的效果，因此为了替代Pb的可切削性提高效果而积极添加。而且，如后所述，在添加微量的Zr以及Ca、并且限制Al含量的场合，纵横尺寸比小的MnS系夹杂物在钢中大量微细分散，其成为断裂分割时裂纹的扩展路径，由此具有断裂分离性提高的效果。另一方面，当过剩地添加时，热延性降低，热加工时容易发生裂纹、损伤，因此需要为0.040～0.150％的范围。优选范围为0.060～0.120％。
V：0.10～0.50％
V在热锻造后的冷却时主要形成碳化物、碳氮化物，通过析出强化来强化铁素体，使延性、韧性降低，由此得到良好的断裂分离性，同时具有提高屈服比的效果，因此添加，但过剩地添加时其效果饱和，因此需要为0.10～0.50％的范围。优选范围为0.20～0.35％。
Zr：0.0005～0.0050％、Ca：0.0005～0.0050％、Al：不到0.010％
通过同时地控制Zr、Ca、Al的添加量，可使纵横尺寸比小的MnS系夹杂物在钢中大量微细分散。由此，MnS系夹杂物成为断裂分割时裂纹的扩展路径，断裂分离性提高。经由这样的微细MnS系夹杂物的裂纹，分支和折曲少，直线性地生长，因此断裂分离时的变形量少，因此对断裂分离性有利。另一方面，当粗大的MnS系夹杂物的数量多时，发生分离，发生与MnS系夹杂物的伸长方向平行的裂纹，由此断裂分离时的变形量增大，断裂分离性降低。另外，通过使纵横尺寸比小的MnS系夹杂物在钢中大量微细分散，即使增加S含量，也不损害疲劳特性等的机械特性，能够改善可切削性，因此同时地控制Zr、Ca、Al的添加量给断裂分离性和可切削性的提高带来极重要的效果。
Zr是脱氧元素，形成Zr氧化物。Zr氧化物成为MnS系夹杂物的结晶、析出核，因此具有使MnS系夹杂物的结晶、析出位置增加，使MnS系夹杂物均匀且微细地分散的效果。另外，Zr固溶于MnS系夹杂物中，形成复合硫化物，使其变形能力降低，由此具有抑制轧制时和热锻造时的MnS系夹杂物的延伸的效果。因此，Zr是对MnS系夹杂物的微细分散化以及各向异性的改善极有效的元素。另一方面，过剩地添加时，大量地生成硬质的ZrS、ZrN等的氧化物以外的硬质夹杂物及其簇，反倒使可切削性、疲劳特性等的力学性能降低，因此需要为0.0005～0.0050％的范围。优选范围为0.0005～0.0030％，更优选的范围为0.0010～0.0030％，进一步优选的范围为0.0015～0.0025％。
Ca是脱氧元素，生成软质氧化物，使可切削性提高，而且固溶于MnS系夹杂物中，形成复合硫化物，使其变形能力降低，由此具有抑制轧制时和热锻造时的MnS系夹杂物的延伸的效果。而且，通过添加微量的Ca，在Zr氧化物中复合Ca氧化物，由此上述Zr氧化物的作为MnS系夹杂物的结晶、析出核的效果变得最大。因此，Ca是在与Zr一起地添加特定的量时，对MnS系夹杂物的各向异性的改善有效的元素。另一方面，过剩地添加时，大量生成硬质的CaO，反而使可切削性降低，因此需要为0.0005～0.0050％的范围。优选范围为0.0005～0.0030％，更优选的范围为0.0007～0.0025％，进一步优选的范围为0.0010～0.0020％。
Al是强的脱氧元素，形成Al2O3。在添加有Zr、Ca的钢中添加Al时，优先地形成Al2O3，因此阻碍具有使MnS系夹杂物均匀、微细地分散的效果的Zr、Ca系的氧化物的生成。其结果，较多地生成损害断裂分离性、疲劳等的力学性能的粗大MnS系夹杂物，因此Al应该极力减少。另外，由于Al2O3是硬质的物质，因此在切削时成为工具损伤的原因，促进工具的磨损。因此，Al含量必须尽可能地限制，需要限制为不到0.010％。优选范围为不到0.007％。更优选为0.004％以下。另外，Al的能够分析的下限量为0.001％。
根据以上所述，脱离Zr、Ca以及Al中的任一个的成分范围，都不能使纵横尺寸比小的MnS系夹杂物在钢中大量微细分散，不能够提高断裂分离性、可切削性。
N：0.0020～0.0200％
N在热锻造后的冷却时主要形成V氮化物、V碳氮化物，作为铁素体的相变核发挥作用，由此促进铁素体相变，抑制大幅度损害断裂分离性的贝氏体组织的生成，因此添加，但当过剩地添加时，热延性降低，在热加工时容易发生裂纹、损伤，因此需要为0.0020～0.0200％的范围。优选范围为0.0040～0.0100％。
在本发明中，在通过进一步强化铁素体、使延性、韧性降低来得到良好的断裂分离性的场合，根据需要添加Cr：0.05～0.25％、Nb：0.005～0.050％以及Ti：0.005～0.050％之中的一种或者两种以上。
Cr：0.05～0.25％
Cr与Mn同样地通过固溶强化来强化铁素体，使延性、韧性降低，由此具有得到良好的断裂分离性的效果，为了得到该效果，需要添加0.05％以上。另一方面，过剩地添加时，珠光体的层片间隔变小，珠光体的延性、韧性增加，不仅断裂分离性降低，而且容易生成贝氏体组织，断裂分离性大幅度地降低，因此需要为0.25％以下。优选范围为0.05～0.10％。
Nb：0.005～0.050％
Nb在热锻造后的冷却时主要形成碳化物、碳氮化物，通过析出强化来强化铁素体，使延性、韧性降低，由此得到良好的断裂分离性，因此添加，但过剩地添加时其效果饱和，因此需要为0.005～0.050％的范围。优选范围为0.010～0.030％。
Ti：0.005～0.050％
Ti：Ti在热锻造后的冷却时主要形成碳化物、碳氮化物，通过析出强化来强化铁素体，使延性、韧性降低，由此得到良好的断裂分离性，因此添加，但过剩地添加时不仅其效果饱和，反而存在可切削性降低的情况，因此需要为0.005～0.050％的范围。优选范围为0.010～0.030％。
Mg：0.0005～0.0050％
Mg是脱氧元素，形成Mg氧化物。Mg氧化物成为MnS系夹杂物的结晶、析出核，因此具有使MnS系夹杂物的结晶、析出位置增加、使MnS系夹杂物均匀、微细地分散的效果。另外，Mg固溶于MnS系夹杂物中，形成复合硫化物，使其变形能力降低，由此具有抑制轧制时、热锻造时的MnS系夹杂物的延伸的效果。因此，Mg是对MnS系夹杂物的微细分散化以及各向异性的改善有效的元素。另一方面，过剩地添加时，大量地生成大型的夹杂物及其簇，反而使疲劳特性等的力学性能降低，因此需要为0.0005～0.0050％的范围。优选范围为0.0010～0.0030％。
在本发明中，除了上述成分以外，还可在不损害本发明的效果的范围添加Te、Zn、Sn等。
说明热轧钢材的1/4径的位置的、宽度1μm以上的MnS系夹杂物相对于全部MnS系夹杂物的存在个数比例为10％以下(包括0％)、MnS系夹杂物的平均纵横尺寸比为10以下的理由。
MnS系夹杂物的形态，影响到钢的断裂分离性以及可切削性等。图1表示MnS系夹杂物的观察例。图1(a)所示的比较例，较多地存在宽度1μm以上的MnS系夹杂物，另外，纵横尺寸比大于10的MnS系夹杂物较多。与之相对，图1(b)所示的本发明例，MnS系夹杂物微细，宽度1μm以上的MnS系夹杂物也非常少，另外，纵横尺寸比小的MnS系夹杂物压倒性地多。通过使纵横尺寸比小的MnS系夹杂物在钢中大量地微细分散，MnS系夹杂物成为断裂分割时裂纹的扩展路径，断裂分离性提高。经由这样的宽度不到1μm的微细MnS系夹杂物的裂纹，分支和折曲少，直线性地生长，因此断裂分离时的变形量少，因此对断裂分离性有利。另一方面，当纵横尺寸比大于10的MnS系夹杂物的量多、或者宽度1μm以上的MnS系夹杂物的数量多时，会发生分离，与MnS系夹杂物的伸长方向平行地发生发生裂纹，断裂分离时的变形量增大，断裂分离性降低。另外，通过使纵横尺寸比小的MnS系夹杂物在钢中大量地微细分散，即使增加S含量，也不损害疲劳特性等的机械特性并能够改善可切削性。另一方面，当纵横尺寸比大于10的MnS系夹杂物存在较多、或者宽度1μm以上的MnS系夹杂物多时，会损害疲劳特性等的机械特性。因此，在热轧后的棒钢的中心与表面的中央部的位置上，必须将宽度1μm以上的MnS系夹杂物相对于全部MnS系夹杂物的存在个数比例限制为10％以下、MnS系夹杂物的平均纵横尺寸比限制为10以下。优选范围分别为5％以下、8以下。更优选的MnS系夹杂物的平均纵横尺寸比的范围为4.5以下。另外，热轧钢材中的MnS系夹杂物在先于热锻造的加热中不会生长。
对钢组织中贝氏体组织分率为3％以下(包括0％)、其余部分的组织为铁素体-珠光体组织的理由进行说明。
本发明的钢，是基本上在通常的温度下进行热锻造并空冷后的部件的组织变为铁素体-珠光体组织的钢，将成分规定为本发明的范围的铁素体-珠光体组织，能够降低延性、韧性，因此断裂分离性优异，但当由于热锻造后的冷却条件等混入贝氏体组织时，实质上组织微细化，延性、韧性变高，由此断裂分离性大幅度地降低，因此优选贝氏体组织少，需要使热锻造后的冷却条件等适当，抑制贝氏体的生成，使贝氏体的面积率为3％以下(包括0％)。在贝氏体组织为3％以下的情况下，其不良影响基本未呈现。在此，所谓铁素体组织，是经镜面研磨后，为了显现组织而进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀时，在100～1000倍的光学显微镜观察中，与相邻的组织的边界比较明了的白色组织，是指在内部基本观察不到铁碳化物的组织。所谓珠光体组织，在光学显微镜观察中是黑色或者灰色的组织，是指在1000～20000倍的电子显微镜观察中呈现层状的层片组织的组织。贝氏体组织是上述以外的组织，较多情况下，在光学显微镜观察中是白色的组织，是指析出了微量的铁碳化物的不定形的粒子。
对于本发明的钢，只要在热锻造部件中贝氏体组织不超过3％，则在热锻造后，不限于空冷，实施吹风冷却等的加速冷却也可以，这是毋庸置疑的。
另外，Cu、Ni以及Mo如果为微量，则对本发明的非调质钢的材质没有特别的影响，但均具有根据其添加量容易发生贝氏体组织的效果。在防止贝氏体组织的发生上，优选作为不可避免的杂质的Cu、Ni均为0.15％以下、Mo限制在0.01％以下。另外，当O过剩地存在于钢中时，会与Si、Al、Zr结合，生成硬质氧化物，另外，由于其量变多，因此使可切削性降低，同时Zr氧化物不能微细分散，因此优选限制在0.02％以下。
实施例
以下通过实施例进一步说明本发明。
通过连铸来制造具有表1所示的组成的转炉熔炼的钢，根据需要进行均热扩散处理，经由开坯轧制工序，制成162mm见方的轧制坯材料。接着通过热轧制成为直径45mm的棒钢形状。表1的比较钢的加阴影、下线部分表示在本发明的范围以外。
接着，为了调查热轧钢材中的MnS系夹杂物的分散状态，从热轧后的棒钢的中心与表面的中央部的位置切取了组织观察用的试件。观察面，为了测定MnS系夹杂物的延伸状况，规定为与轧制方向平行的截面。将观察面进行镜面研磨后，利用图像处理装置抽取MnS系夹杂物。对于抽取的每个MnS系夹杂物，将轧制方向长度、径向厚度、纵横尺寸比(轧制方向长度/径向厚度)数值化。测定视场为500倍，将1个视场面积设为9000μm2，对50个视场进行测定。由得到的数据计算平均纵横尺寸比、以及宽度1μm以上的MnS系夹杂物相对于全部MnS系夹杂物的存在个数比例。
接着，为了调查断裂分离性、组织、机械特性，通过热锻造制成了与锻造连杆相当的试件。具体地讲，将直径45mm的坯材棒钢加热至1150～1280℃后，与棒钢的纵向垂直地锻造，制成为厚度为20mm，通过利用自然冷却的空冷、或者利用吹风冷却装置的吹风冷却，冷却到室温。制造No.5进行了缓吹风冷却，制造No.24进行了强吹风冷却。由冷却后的锻造材料加工出JIS4号拉伸试件、可切削性评价用试件、以及与连杆大端部相当的形状的断裂分离性评价用试件。断裂分离性评价用试件是在80mm×80mm、厚度18mm的板形状的中央部开了直径50mm的孔的试件，在直径50mm的孔的内面上，在与锻造前的坯材棒钢的纵向垂直的方向以180度相对的2个位置实施了深度1mm、尖端曲率0.5mm的45度的V型切口加工。而且，开出直径8mm的贯通孔，使得其中心线为距切口加工侧的侧面8mm的位置。
断裂分离性评价的试验装置，由分型模和落锤试验机构成。分型模是将在长方形的钢材上成型的圆柱沿着中心线分割成两个部分的形状，一个部分被固定，另一部分在导轨上移动。在两个半圆柱的对合面上加工有楔子孔。在断裂试验时，将试件安在该分型模上，装上楔子，设置于落锤上。落锤是重量200kg、沿着导向器落下的结构。当使落锤落下时，楔子被打入，试件被拉伸断裂成两个部分。另外，以试件被按压于分型模上的方式将周围固定以避免在断裂时试件从分型模游离。
在本实施例中，以落锤高度100mm进行断裂，将断裂后的试件对合，进行螺栓紧固，测定断裂方向以及与断裂方向垂直的方向的内径的变化。
另外，为了钢组织观察，对距离断裂面5mm的截面实施硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，进行了组织观察。组织观察，用光学显微镜以200倍的倍率进行，将白色的析出了微量的碳化物的不定形的晶粒作为贝氏体组织，进行计数，求出面积率。
作为可切削性的评价，采用了利用钻头的工具寿命特性。使钻头外周速度变化，测定直到钻头折损的累积孔深度。而且，将可穿出累积孔深度1000mm的孔的最大外周速度、即所谓的VL1000(m/分钟)作为可切削性的指标。具体的评价条件示于表3。
上述的各种特性的评价结果示于表2。对于屈服比，不足0.75的记为未达到目标。对于断裂分离性，变形量超过100μm的记为未达到目标。对于可切削性，VL1000不足40m/分钟的判定为相比于制造No.22(钢No.22)的添加有Pb的钢，可切削性大幅度降低，记为未达到目标。
这些评价结果示于表2。表2的「MnS宽度」「MnS平均纵横尺寸比」栏中的MnS，是指MnS系夹杂物，在表中，为了方便标记为MnS。可知制造No.1～13的本发明例均达到了目标，具有优异的断裂分离性和可切削性。另一方面，制造No.14～17，Zr、Al、Ca、S含量脱离了本发明的范围，因此MnS系夹杂物不能微细分散化，MnS系夹杂物的平均纵横尺寸比全部不满足本发明的要件，因此断裂分离性差。由于No.14未添加Zr，No.15添加了较多的Al，因此不能生成微细的Zr氧化物，较多地生成了宽度1μm以上的粗大MnS系夹杂物，断裂分离性差。而且，制造No.15、17分别较多地生成硬质夹杂物Al2O3、ZrN等，促进了工具磨损，因此可切削性差。制造No.18由于P含量脱离了本发明的范围，因此断裂分离性未达到目标。制造No.19由于S含量脱离了本发明的范围，因此微细MnS系夹杂物的数量不足，断裂分离性、可切削性均未达到目标。制造No.20由于C含量脱离了本发明的范围，因此延性、韧性变大，断裂分离性未达到目标。制造No.21由于V含量脱离了本发明的范围，因此由V碳氮化物引起的析出强化量不足，屈服比以及断裂分离性未达到目标。制造No.22由于Cr含量脱离了本发明的范围，因此混入贝氏体组织，断裂分离性未达到目标。制造No.23由于添加了Pb，因此可切削性优异，但由于S、Zr、Al、Ca含量脱离了本发明的范围，因此断裂分离性未达到目标。制造No.24的成分在本发明的范围内，但通过强吹风冷却，加快了冷却速度，因此贝氏体组织分率超过了3％，断裂分离性未达到目标。
Figure G2008800108201D00171
表3
  切削条件   钻头   其他
  切削速度10～70m/分钟进给量0.25mm/rev切削油水溶性切削油   3mm径尖端角118度材质高速钢   空深度9mm工具寿命直到折损
产业上的利用可能性
根据本发明的进行断裂分割而使用的用于钢部件的断裂分离性和可切削性优异的热锻造用非调质钢以及热轧钢材，可采用断裂分割施工法，并且可切削性优异，因此例如汽车用连杆的制造工序的大幅度简化、成本降低以及部件的轻量化成为可能。
本发明中表示数值范围的“以上”和“以下”均包括本数。

Claims (5)

1、一种断裂分离性和可切削性优异的热锻造用非调质钢，以质量％计，含有C：大于0.35％且为0.60％以下、Si：0.50～2.50％、Mn：0.20～2.00％、P：0.010～0.150％、S：0.040～0.150％、V：0.10～0.50％、Zr：0.0005～0.0050％、Ca：0.0005～0.0050％、N：0.0020～0.0200％，Al限制为不到0.010％，其余部分实质上由Fe以及不可避免的杂质构成。
2、根据权利要求1所述的断裂分离性和可切削性优异的热锻造用非调质钢，其中，以质量％计，还含有Cr：0.05～0.25％、Nb：0.005～0.050％、Ti：0.005～0.050％之中的一种或者两种以上。
3、根据权利要求1或2所述的断裂分离性和可切削性优异的热锻造非调质钢，其特征在于，以质量％计，还含有Mg：0.0005～0.0050％。
4、一种断裂分离性和可切削性优异的热锻造用非调质钢热轧钢材，其特征在于，包含权利要求1～3的任一项中所述的钢成分，热轧钢材的1/4径的位置的、宽度为1μm以上的MnS系夹杂物相对于全部MnS系夹杂物的存在个数比例为10％以下(包括0％)且MnS系夹杂物的平均纵横尺寸比为10以下。
5、一种断裂分离性和可切削性优异的热锻造非调质钢部件，其特征在于，包含权利要求1～3的任一项中所述的钢成分，在钢组织中，贝氏体组织分率为3％以下(包括0％)，其余部分的组织由铁素体-珠光体组织构成。
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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105803308A (zh) * 2016-03-19 2016-07-27 上海大学 一种含镁钙的45MnVS易切削非调质钢及其制造方法
CN105821348A (zh) * 2015-01-06 2016-08-03 宝钢特钢有限公司 一种汽车转向系统球销钢及其制造方法
CN107287504A (zh) * 2017-06-16 2017-10-24 上海大学 含硫、碲的中碳易切削非调质钢及其生产工艺方法
CN107406941A (zh) * 2015-03-09 2017-11-28 新日铁住金株式会社 热轧钢材及钢部件
CN109477174A (zh) * 2016-07-04 2019-03-15 新日铁住金株式会社 机械结构用钢
CN111936653A (zh) * 2018-04-20 2020-11-13 日本制铁株式会社 钢、机械部件及连杆
CN117144253A (zh) * 2023-09-07 2023-12-01 中信金属股份有限公司 铌微合金化热轧带肋钢筋及其生产方法

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5716640B2 (ja) 2011-11-21 2015-05-13 新日鐵住金株式会社 熱間鍛造用圧延棒鋼
CN102758836B (zh) * 2012-07-16 2014-12-03 东风商用车有限公司 硬基软结构内燃机连杆
US10036086B2 (en) 2013-04-30 2018-07-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Non-heat treated steel
CN105829562B (zh) * 2013-12-20 2019-09-20 日本制铁株式会社 热压钢板构件、其制造方法以及热压用钢板
JP6299321B2 (ja) * 2014-03-25 2018-03-28 愛知製鋼株式会社 被削性と疲労強度に優れ、硬さばらつきの小さい省ｖ型熱間鍛造非調質部品及びその製造方法
US10400320B2 (en) 2015-05-15 2019-09-03 Nucor Corporation Lead free steel and method of manufacturing
EP3396002A4 (en) * 2015-12-25 2019-08-14 Nippon Steel Corporation STEEL COMPONENT
US11274354B2 (en) 2016-04-05 2022-03-15 Daido Steel Co., Ltd. Steel material, crankshaft, and automobile component
KR102197876B1 (ko) * 2016-08-16 2021-01-05 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열간 프레스 성형 부재
JP6766532B2 (ja) * 2016-09-01 2020-10-14 日本製鉄株式会社 高強度熱間鍛造非調質鋼部品
US11111569B2 (en) 2017-02-24 2021-09-07 Nippon Steel Corporation Non-heat treated steel bar
WO2018155610A1 (ja) 2017-02-24 2018-08-30 新日鐵住金株式会社 熱間鍛造用棒鋼
EP3453777A1 (en) 2017-09-08 2019-03-13 Cemtas Celk Makina Sanayi Ve Ticaret Anonim Sirketi High strength and fracture splittable micro alloyed steel
KR20220081375A (ko) 2019-11-18 2022-06-15 아르셀러미탈 강의 단조 부품 및 그 제조 방법
WO2023234702A1 (ko) * 2022-05-31 2023-12-07 주식회사 포스코 절삭성과 충격인성이 우수한 열간단조용 비조질 선재 및 그 제조방법

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62196359A (ja) * 1986-02-24 1987-08-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間鍛造用非調質鋼の製造方法
JP3235442B2 (ja) * 1995-12-26 2001-12-04 住友金属工業株式会社 高強度・低延性非調質鋼
JP3416869B2 (ja) * 1998-04-06 2003-06-16 住友金属工業株式会社 被削性に優れた低延性非調質鋼材
JP3671688B2 (ja) * 1998-08-28 2005-07-13 株式会社神戸製鋼所 破断分断性に優れた破断分割型コンロッド用熱間鍛造用非調質鋼
CA2323952A1 (en) * 1999-01-28 2000-08-03 Yasutaka Okada Machine structural steel product
KR100511652B1 (ko) * 2000-03-06 2005-09-01 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 단조성과 피삭성이 우수한 강
JP3536770B2 (ja) * 2000-03-17 2004-06-14 住友金属工業株式会社 非調質鋼材
EP1462536B1 (en) * 2000-06-07 2007-02-14 Nippon Steel Corporation Steel pipe excellent in formability and method of producing the same
JP5023410B2 (ja) 2001-03-02 2012-09-12 大同特殊鋼株式会社 破断分離が容易な熱間鍛造用非調質鋼
JP2003193184A (ja) * 2001-12-28 2003-07-09 Kobe Steel Ltd 破断分割型コネクティングロッド及びそれ用の鋼
JP4115737B2 (ja) 2002-04-12 2008-07-09 山陽特殊製鋼株式会社 微細硫化物を利用した被削性と破断分割性に優れる機械構造用鋼
JP3887271B2 (ja) * 2002-05-29 2007-02-28 大同特殊鋼株式会社 破断分離可能な高強度非調質鋼及びその中間製品
JP3988662B2 (ja) * 2003-03-18 2007-10-10 住友金属工業株式会社 非調質鋼
JP4086734B2 (ja) * 2003-08-04 2008-05-14 愛知製鋼株式会社 破断分離が容易なコンロッド用超高温熱間鍛造非調質部品及びその製造方法
JP4784103B2 (ja) * 2005-01-25 2011-10-05 大同特殊鋼株式会社 高耐力比非調質鋼
JP4268194B2 (ja) * 2006-03-15 2009-05-27 株式会社神戸製鋼所 破断分離性に優れた破断分離型コネクティングロッド用圧延材、破断分離性に優れた破断分離型コネクティングロッド用熱間鍛造部品、及び破断分離型コネクティングロッド

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105821348A (zh) * 2015-01-06 2016-08-03 宝钢特钢有限公司 一种汽车转向系统球销钢及其制造方法
CN107406941A (zh) * 2015-03-09 2017-11-28 新日铁住金株式会社 热轧钢材及钢部件
CN107406941B (zh) * 2015-03-09 2019-05-03 新日铁住金株式会社 热轧钢材及钢部件
CN105803308A (zh) * 2016-03-19 2016-07-27 上海大学 一种含镁钙的45MnVS易切削非调质钢及其制造方法
CN109477174A (zh) * 2016-07-04 2019-03-15 新日铁住金株式会社 机械结构用钢
CN107287504A (zh) * 2017-06-16 2017-10-24 上海大学 含硫、碲的中碳易切削非调质钢及其生产工艺方法
CN107287504B (zh) * 2017-06-16 2019-06-04 上海大学 含硫、碲的中碳易切削非调质钢及其生产工艺方法
CN111936653A (zh) * 2018-04-20 2020-11-13 日本制铁株式会社 钢、机械部件及连杆
CN117144253A (zh) * 2023-09-07 2023-12-01 中信金属股份有限公司 铌微合金化热轧带肋钢筋及其生产方法
CN117144253B (zh) * 2023-09-07 2024-04-30 中信金属股份有限公司 铌微合金化热轧带肋钢筋及其生产方法

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