CN101883874A - 高强度断裂分割用非调质钢和断裂分割用钢部件 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种高强度断裂分割用非调质钢，其以质量％计，含有：C：0.23～0.35％、Si：0.70～1.30％、Mn：0.76～1.17％、P：0.040～0.080％、S：0.040～0.118％、Cr：0.05～0.20％、Al：0.010％以下、V：0.27～0.45％和N：0.0050～0.0145％，其余部分由Fe和不可避免的杂质组成；并且，3个成分组成限制公式的值满足所需要的值，确保热延展性，在热锻造后通过空气冷却或风冷进行了冷却的情况下，由铁素体分率60％以上的铁素体-珠光体组织构成。

Description

高强度断裂分割用非调质钢和断裂分割用钢部件

技术领域

本发明涉及：作为断裂分割使用的钢部件用的原材料，在通过热铸造成形了钢部件之后，紧接着施加规定的冷却来使用的高强度断裂分割用非调质钢；和以该非调质钢为原材料制造的高强度且具备优异的断裂分割性的断裂分割用钢部件。

背景技术

在最近的汽车发动机用锻造部件和底盘用锻造部件中，适用可省略调质处理的热锻造用非调质钢(以下称为非调质钢)。非调质钢为下述钢，所述钢被成分设计成使得：即使在热锻造后通过空气冷却或风冷进行了冷却的状态原样即省略以往的淬火回火的调质处理，也可实现优异的机械特性。

作为广泛适用了非调质钢的部件的一种，有发动机用活塞杆(以下称为连杆)。连杆由盖和杆2个部件构成，以往，分别制作盖和杆，用螺栓连接着。但是，在该方法中，必须高精度加工盖和杆的接合面，耗费加工成本。

因此，近年来，采用如下方法：盖和杆通过热锻造成型为成为一体了的形状，其后，在大端部内侧加工出缺口，通过冲击拉伸，断裂分割为盖和杆，再度对接该断裂面，用螺栓接合。

这样的断裂分割连杆可以省略对接合面进行加工的加工工序，因此，不仅可以降低成本，而且，断面承担施加在连杆的应力的一部分，因此，强度优异，由此，有可以使螺栓和主体小型化这样的优点。

在断裂分割连杆广泛普及了的欧美，最一般的断裂分割用的非调质钢为含有约0.7质量％的碳的高碳钢。若做成高碳组成，则延展性降低，因此，可以得到断裂加工变得容易并且断裂时的变形变小这样的优点，但其反面，有在屈服强度和耐久强度方面变差这样的缺点。

在专利文献中公开了：克服以往的高碳钢的缺点的高强度非调质钢。

在专利文献1和专利文献2中记载的热锻造用非调质钢中，通过设为中碳(C：0.30～0.60质量％)，提高屈服强度，此外，通过降低Mn含量和N含量，可以实现高的断裂性即小的断裂变形。

另外，还提出了很多种下述钢：使第2相粒子分散在钢中，提高了断裂性。例如，在专利文献3中公开了：除了低Mn化和低N化之外，还分散TiC粒子，由此，即使为C含量小于0.35％的低碳钢，也可得到充分的断裂分割性。

在专利文献4中也公开了：利用了TiC的分散的钢。在专利文献4中公开了：在热锻造时，由TiC产生的奥氏体粒的锁定(pinning)不充分且变为混粒，因此，在冷却后大的珠光体粒相变，这可提高断裂分割性。

在专利文献5中公开了如下切削性优异的低延展性非调质钢：Ti碳硫化物和Zr碳硫化物的最大直径为10μm以下，其量的和为0.05％以上。

作为提高断裂性的手段，一般还有提高珠光体分率(分数)的方法。在专利文献6中公开了：将含有C：0.2～0.5％和V：0.05～0.5％且铁素体分率为20％以下的铁素体-珠光体钢适用于断裂分割连杆。

而且，在专利文献7中公开了如下适于断裂分割的高强度非调质钢：钢中的TiN夹杂物的最大直径为5μm以上，并且，其数量为5个/mm²以上，而且，珠光体分率为20％以上。

另一方面，在专利文献8中公开了如下方法：使珠光体的面积率为40％以下，并且，控制硫化物形态，由此，得到任意且凹凸大的断面。

另外，在专利文献9中公开了如下方法：添加比较大量的P，抑制断裂时的变形。在专利文献10中公开了：在使珠光体分率为50％以上并且碳含量为0.4～0.5％的情况下，将P设为0.05～0.15％是适当的。

在专利文献11中公开了：利用Si、V、Ti、P和固溶V促进脆性破坏的方法和使用缺口促进脆性断裂的方法。

在专利文献12中公开了如下适于作为裂化杆(cracking rod)的原材料的非调质钢：为铁素体分率为40％以上的铁素体-珠光体组织，而且，铁素体的硬度以维氏硬度计为250以上，并且，铁素体的硬度与整体硬度的比为0.80以上。

在专利文献13中公开了如下连杆用非调质钢：通过使根据硬度H(HRC)、P含量(％)、和碳当量Ceq计算出的E(＝2804-1549×Ceq+8862×P(％)-23.4×H)为150以下，确保了切削性和屈服强度。

在专利文献14中公开了如下热锻造用非调质钢：sol-Al、N和O的含量满足0.01[sol-Al％]≤[O％]≤1.5[sol-Al％]和0.03[N％]≤[O％]≤1.6[N％]的条件，在热锻造后，锻造部件的断裂分离容易。

在专利文献15中公开了如下断裂分离性优异的断裂分离型连杆用压延材料：铁素体和珠光体的合计为95％以上，硫化物系夹杂物的平均纵横比(aspect ratio)为10.0以下，并且，Pc(＝C/(1-α/100)，C：碳含量(质量％)、α：铁素体分率(面积％))为0.41～0.75，并且Veq(＝V+Ti/2+Si/20，V、Ti、Si为含量(质量％))为0.18质量％以上。

若概览到目前为止公开了的断裂分割用连杆用钢，则可发现它们在将钢组织限定为铁素体-珠光体这一点上是共同的。但是，就铁素体-珠光体组织的比率而言，存在很大不同，有：将铁素体设为20％以下的，或将珠光体设为40以下的等。

提高断裂分割性的方法多种多样，有Ti碳硫化物的分散、Ti氮化物的分散、Mn含量的降低、析出强化的利用和大量添加P的方法，除此之外，还有在连杆上加工出缺口的方法等

专利文献1：日本特开平10-324954号公报

专利文献2：日本特开平11-152546号公报

专利文献3：日本特开平11-315340号公报

专利文献4：日本特开2005-2367号公报

专利文献5：日本特开平11-286746号公报

专利文献6：日本特开2003-193184号公报

专利文献7：日本特开2004-277817号公报

专利文献8：日本特开2003-342671号公报

专利文献9：日本特开平10-219389号公报

专利文献10：日本特开2002-275578号公报

专利文献11：日本特开平9-176785号公报

专利文献12：日本特开2004-277840号公报

专利文献13：日本特开2007-119819号公报

专利文献14：日本特开2002-256394号公报

专利文献15：日本特开2007-277705号公报

发明内容

本发明的主要制造对象部件为破坏分割使用的高强度连杆，具备高强度具体来说850MPa以上的拉伸强度(抗拉强度)和650MPa以上的0.2％屈服强度，并且，实现优异的断裂加工性。为了满足该要求，优选是：为尽可能低碳组成，且部件的组织为铁素体-珠光体组织。

但是，在碳含量低的钢中，若要得到850MPa以上的拉伸强度，则必须要增加碳以外的合金元素量，其结果，在热锻造品中变得容易产生贝氏体。若产生贝氏体，则不仅断裂性降低，而且屈服强度和屈服比也降低，从而不能得到作为部件必要的机械特性。

另外，断裂分割性优异的钢材不仅在常温而且在热态都延展性低，原材料棒钢的制造时和热锻造时，容易产生损伤和/或裂纹。钢原材料的铸造、热轧制和部件的热锻造的容易性在工业上为非常重要的条件，钢原材料必须要有高的热延展性。

本发明要解决的课题是提供一种如下高强度非调质钢和断裂分割用钢部件：热延展性优异，在热锻造后通过空气冷却或风冷进行了冷却的情况下，稳定成为铁素体-珠光体组织，断裂分割性优异。

本发明者们为了解决上述课题，锐意进行了反复的实验研究。其结果，得出了如下见解1)～4)。

1)若将钢的基本成分组成设为C：0.23～0.35％、Si：0.70～1.30％、而且V：0.27～0.45％，且使V碳氮化物析出分散到钢中，则强化铁素体，屈服强度和拉伸强度提高，并且，延展性降低。

2)若将由下述式(1)定义的K值设为1.3(％)以下，则在热锻造后、通过空气冷却或风冷进行了冷却的情况下，可以得到铁素体-珠光体组织。

K＝-0.56×％C-0.07×％Si+1.3×％Mn+0.80×％Cr

-1.80×％P+0.19％V-5.6×％N                        (1)

“％元素标记”为元素的钢中含量(％)。

3)为了得到优异的断裂分割性，将铁素体-珠光体组织中的铁素体分率(所占比例)设为60％以上。为此，必须将由下述式(2)定义的F值设为3.0(％)以下。

F＝4.3×％C-0.21×％Si+1.0×％Mn+1.4×％Cr

-1.90×％P+1.8％V-6.6×％N                         (2)

“％元素标记”为元素的钢中含量(％)。

4)为了得到优异的热延展性，必须将由下述式(3)或(3’)定义的R值设为35(％)以上。

R＝46.7-7.4×％Si+37.7×％Mn-349×％Si

-12.0×％V-174×％Al                               (3)

R＝46.7-7.4×％Si+37.7×％Mn-349×％S

-12.0×％V-174×％Al-86.6×％Pb                    (3’)

“％元素标记”为元素的钢中含量(％)。

本发明是基于上述见解完成的，因此，本发明的要旨如下。

(1)一种高强度断裂分割用非调质钢，其特征在于，以质量％计，含有：

C：0.23～0.35％；

Si：0.70～1.30％；

Mn：0.76～1.17％；

P：0.040～0.080％；

S：0.040～0.118％；

Cr：0.05～0.20％；

Al：0.010％以下；

V：0.27～0.45％；和

N：0.0050～0.0145％；

其余部分由Fe和不可避免的杂质组成；

由下述式(1)定义的K值为1.3以下；由下述式(2)定义的F值为3.0以下；和由下述式(3)定义的R值为35以上；

K＝-0.56×％C-0.07×％Si+1.3×％Mn+0.80×％Cr

-1.80×％P+0.19％V-5.6×％N                        (1)

F＝4.3×％C-0.21×％Si+1.0×％Mn+1.4×％Cr

-1.90×％P+1.8％V-6.6×％N                         (2)

R＝46.7-7.4×％Si+37.7×％Mn-349×％S

-12.0×％V-174×％Al                               (3)

在此，％C、％Si、％Mn、％Cr、％P、％V、％N和％S为在钢中的含量(质量％)，％Al为作为杂质的含量(质量％)。

(2)在上述(1)中记载的高强度断裂分割用非调质钢，其特征在于，以质量％计，还含有：

Ca：0.0005～0.0030％；

Zr：0.0005～0.0030％；

Te：0.0005～0.0030％；和

Ti：0.005～0.050％中的任意1种或2种以上。

(3)在上述(1)或(2)中记载的高强度断裂分割用非调质钢，其特征在于，以质量％计，还含有Pb：0.010～0.050％；代替上述式(3)，由下述式(3’)定义的R值为35以上；

R＝46.7-7.4×％Si+37.7×％Mn-349×％S

-12.0×％V-174×％Al-86.6×％Pb                    (3’)

在此，％Si、％Mn、％S、％V和％Pb为在钢中的含量(质量％)，％Al为作为杂质的含量(质量％)。

(4)一种高强度断裂分割用钢部件，其特征在于，为对上述(1)～(3)中任意一项记载的高强度断裂分割用非调质钢进行热锻造并冷却而制造出的钢部件，冷却后的钢组织为铁素体-珠光体组织。

(5)上述(4)中记载的高强度断裂分割用钢部件，其特征在于，上述钢组织的铁素体体积分率为60％以上。

本发明的高强度断裂分割用非调质钢：热延展性优异，在热锻造后通过空气冷却或风冷进行了冷却的情况下，稳定成为铁素体-珠光体组织，断裂分割性优异。而且，由本发明的高强度断裂分割用非调质钢制造的钢部件：为高强度且具有断裂时的变形量小的优异的断裂分割性，并且，充分具备制造时所必需的热延展性。

附图说明

图1是表示用于断裂试验了的相当于连杆大端部的形状的试件的图。

(a)表示俯视图，(b)表示侧视图。

附图标记说明

1：试件；2：孔；3：V形槽口；4：贯通孔。

具体实施方式

以下，详细说明本发明。

已经公开了数量众多的断裂分割用的非调质钢，而且，广泛公开了这些钢的成分组成。但是，在这些钢中，具备全部下述必要要件的钢非常少，所述必要要件：(a)可在工业上进行生产的程度的优异的热延展性，(b)在热锻造后通过空气冷却或风冷进行了冷却的情况下，成为铁素体-珠光体组织，(c)为高强度，和(d)断裂分割性优异。

铁素体-珠光体组织与回火马氏体或贝氏体组织相比较，延展性或冲击值低，具有有效地抑制断裂分割时的变形的效果。

因此，本发明者们特别对下述成分组成进行研究，发明了作为高强度断裂分割用非调质钢的最优成分组成，所述成分组成：在热锻造后通过空气冷却或风冷进行了冷却的情况下，形成铁素体-珠光体组织，并且表现出优异的热延展性。

本发明的钢部件的第1特征为：由积极利用了V析出强化的非调质钢构成，该钢具备铁素体-珠光体组织。以往的断裂分割部件常常含有少量的贝氏体，这成为断裂分割性和机械特性变差的原因，但在本发明中，对其加以改善，在工业生产中确保了稳定的材质。

第2特征为：将由本发明的钢制造了的部件的铁素体体积分率控制为60％以上的非常大的值。在提高铁素体的体积分率，且大幅度析出强化了的钢方面，断裂时的变形小，抑制在断裂正下方产生的剥离和/或在最终断裂部发生的缺口。

本发明的第3特征为：除了对作为断裂分割部件的材质进行了改善之外，还对断裂分割用钢一般共通的“热延展性低”这样的缺点进行了改善。在通常的断裂分割用钢中成为大问题的是：铸造时发生的裂纹和/或损伤和其后的热加工即原材料棒钢的热轧制和部件的热锻造时发生的裂纹和/或损伤。

在工业生产中，特别成问题的是铸造时发生的裂纹和/或损伤，但到目前为止，没有提出以解决该问题为课题的发明，而提出了多种无法容易地实现有效的工业生产的钢。

首先，在解决下述那样的课题时，将以含V中碳钢为中心的各种钢作为对象，进行再现热锻造-冷却工序的实验，所述课题为：在通过热锻造成形实心部件且其后马上通过空气冷却或风冷进行了冷却的情况下，稳定得到铁素体-珠光体组织。

作为实验对象的为下述成分组成的68级别的钢，所述成分组成为：C：0.11～0.50％(质量％，以下相同。)、Si：0.15～1.41％、Mn：0.40～1.21％；P：0.006～0.115％、S：0.007～0.108％、Cr：0.02～0.50％、Al：0.001～0.034％、V：0.20～0.45％、Ti：0～0.059％、Pb：0～0.260％、Ca：0～0.0041％和N：0.0022～0.0141％。

实验使用热加工再现装置在以下条件下进行。试件做成为直径8mm、高度12mm。将试件加热到1523K之后，以1.0K/s的冷却速度进行冷却，并且，在冷却途中的1323K中，施加高度比60％的压缩加工，进而，以1.0K/s的冷却速度，冷却到室温。

其后，在中心线上将试件分割成两部分，使用光学显微镜对试件的1/4厚度部的组织进行观察，判断贝氏体组织的有无。

具体来说，用光学显微镜以200倍的倍率对由硝酸酒精稀释液(Nital)腐蚀了的组织进行观察，测定不定形的铁素体粒的比例。

作为铁素体-珠光体组织观察的初析铁素体粒为白色且形成多角形的形状，但在同样白色且微量的碳化物析出了的不定形的组织显现出来了的情况下，可判断其为贝氏体。所谓不定形基本上表示在粒界存在凹凸的形状或变化为针状的形状。

在本发明中，设定：在贝氏体粒占初析铁素体粒和贝氏体粒的总数的比例小于3％的时，组织为铁素体-珠光体组织。若贝氏体粒所占比例小于3％，则对材质几乎没有影响。

根据经验，已知C、Si、Mn、Cr、P、V和N与贝氏体相变相关，因此，通过多重回归分析调查这些元素的量和贝氏体分率的关系，了解到：在由下述式(1)定义的K值为1.30(％)以下时，贝氏体分率变为3％以下。因此，将该K值限定在1.3以下。

K＝-0.56×％C-0.07×％Si+1.3×％Mn+0.80×％Cr

-1.80×％P+0.19％V-5.6×％N                     (1)

在此，％C、％Si、％Mn、％Cr、％P、％V和％N为在钢中的含量(质量％)。

K值的下限取决于各元素的下限量，因此，不用规定。

另外，在本发明作为对象的部件中，在热锻造之后马上进行的冷却中，以1073～637K的平均冷却速度(用温度差400K除以温度从1073K降低到673K所经过的时间的值)为2.0K/s以下为前提，但，在通过热加工再现装置的单纯加热-等速度冷却再现以平均冷却速度2.0K/s进行了空气冷却的实心部件的组织和硬度方面，将γ化之后的平均冷却速度设为1.0K/s是适当。

接着，对组织对断裂性产生的影响进行讨论。

作为试件的原材料，使用在求出上述K值中所使用了的68级别的钢中的处于如下范围的30级别的钢；所述范围为：C：0.20～0.40％(质量％、以下相同。)、Cr：0.02～0.20％、Al：0.010％以下、Ti：0～0.030％、Pb：0.10％以下。

在用实验炉熔解16kg的这些钢原材料、铸造成为铸块之后，热加工成截面25×100mm的板材。

而且，为了再现热锻造工序，以100mm的长度切断该板状原材料，5分钟加热到1503K了之后，对其吹风速5m/s的风，冷却到室温。

冷却后，加工成模仿图1(a)中所示的铸块的大端部的形状的试件1。在内径的以180°相对的2个部位形成有深度1.0mm且前端曲率0.5mm的45°的V形槽口3。而且，如图1(b)所示，直径8.0mm的贯通孔4形成为中心线位于距离槽口加工侧的侧面8.0mm的位置。

与断裂性相关的试验如下。即，在测定了如图1所示的试件的内径之后，沿图1的上下方向将试件嵌入分割用的分割模具，在形成在分割模具的中央了的楔承接口插入楔，在楔上从40mm高度落下200kg的重物，使试件在缺口位置冲击性断裂。

另外，分割模具位于轨道上，为一方固定且另一方在轨道上滑动的结构，为了使在断裂后分割为两部分了的试件不从分割模具脱离，试件由螺栓固定在分割模具。

试验前后的变形量设为内径的变化量的合计。具体来说，断裂后，使断面部对接，再结合-螺栓连接了之后，测定试件的内径，求出与预先测定了的初期状态的内径的差，将上下和左右方向的差的合计设为变形量。判断为：内径变形量越小，则断裂性越高。

另外，在距离试件的断面5mm的截面，测定硬度，用光学显微镜测定铁素体体积分率。

在试件断裂前后，调查内径差、硬度和铁素体的体积分率的关系。其结果，明确了：断裂前后的内径差受拉伸强度和铁素体的体积分率的影响很大。

即，明确了：在整体的拉伸强度高并且铁素体适度存在的情况下，特别是在铁素体体积分率为60％以上的情况下，冲击断裂了时的变形量为0.100mm以下，充分小。

接着，使用与求出K值时相同的68级别的钢，调查钢的合金元素量对铁素体体积分率所产生的影响。

试件为直径8mm且高度12mm的形状，使用热加工再现装置，将该试件加热到1503K，其后，以1.0K/s的冷却速度进行冷却，并且，在冷却途中的1323K，施加高度比60％的压缩加工，进而，以1.0K/s的冷却速度冷却到室温。

其后，在中心线上将试件分割为两部分，使用光学显微镜观察试件的1/4厚度部的组织，调查铁素体体积分率。

根据经验，已知C、Si、Mn、Cr、P、V和N与铁素体相变相关，因此，通过多重回归分析求出这些合金元素的量和铁素体分率的关系。

其结果，了解到：由下述式(2)定义的F值为3.0(％)以下的情况下，铁素体分率变为60％以上，断裂变形量为与下述情况同等以下的良好的值，所述情况为以含有0.7质量％的C的断裂分割用的现存非调质钢为原材料。由此，将F值限定在3.0以下。

另外，在本发明的C量的下限0.23％，铁素体量为最大75％左右。

F＝4.3×％C-0.21×％Si+1.0×％Mn+1.4×％Cr

-1.90×％P+1.8％V-6.6×％N                      (2)

在此，％C、％Si、％Mn、％Cr、％P、％V和％N为在钢中的含量(质量％)。

F值的下限取决于各元素的下限量，因此，不用规定。

而且，通过热拉伸试验评价：成为钢坯的制造性指标的熔融-凝固之后紧接的期间的热延展性。

供试验用钢为如下成分组成的96级别的钢，所述成分组成为：C：0.11～0.50％(质量％，以下相同)、Si：0.15～1.41％、Mn：0.17～2.46％、P：0.006～0.115％、S：0.007～0.108％、Cr：0.02～1.00％、Al：0.001～0.034％、V：0～0.45％、Ti：0～0.059％、Pb：0～0.260％、Ca：0～0.0041％和N：0.0022～0.0141％。

试件制成直径1.0mm且长度100mm的棒状，用石英管覆盖试件的中央部，安装有热电偶。将其安装于具备拉伸装置的通电加热装置，一边用铜的水冷带冷却两端部，一边通电加热。

通过通电，对试件中央部进行加热并使其熔融，保持60s之后，以10K/s冷却到一定值温度(1473K、1373K和1273K)，在各温度保持30s，其后，以变形速度0.005mm/s进行拉伸，使其断裂。

作为热延展性的指标，采用断裂后的收缩值。可以判断：该收缩值小的钢，在连铸时容易产生裂纹和/或损伤。

在这些试验中，将在拉伸断裂温度1473K、1373K和1273K的收缩值设为独立变量，将合金元素设为从属变量，进行多重回归计算，求出在多重回归式中的各元素的多重相关系数(仅在统计上判断为有意义的元素)与常数的平均值，使用这些数值，得到由下述式(3)或(3’)定义的R(％)。

R(％)＝46.7-7.4×％Si+37.7×％Mn-349×％S

-12.0×％V-174×％Al                         (3)

R(％)＝46.7-7.4×％Si+37.7×％Mn-349×％S

-12.0×％V-174×％Al-86.6×％Pb              (3’)

在此，％Si、％Mn、％V、％Al、％Pb和％S为在钢中的含量(质量％)。

通过连铸，铸造连铸坯时，为了防止裂纹和/或损伤，收缩值越高越有利。裂纹和/或损伤的发生的容易程度还受铸造机的结构和铸造条件的影响，调查各种低热延展性的钢的收缩值与裂纹、损伤发生频率的关系。

其结果，了解到：若收缩值为35％以上，则可以充分降低连铸时的裂纹和/或损伤的发生。因此，将由上述式(3)或(3’)求出的R值限定在35以上。另外，R值的上限取决于各元素的量，因此，不用特别规定。

接着，对本发明的钢的合金组成的限定理由进行说明，以下，％是表示质量％。

C：0.23～0.35％

为了确保部件的拉伸强度和硬度，并且，得到良好的断裂性，C必须要0.23％以上。另一方面，若增多C，则珠光体增加，屈服比降低。因此，即使调整合金元素提高拉伸强度和硬度，也不仅屈服强度不怎么提高，而且，断裂性和切削性降低，因此，将上限限定在0.35％。另外，C与V形成碳化物，析出强化铁素体。优选是：为0.28～0.32％。

Si：0.70～1.30％

Si为：促进铁素体相变且增加铁素体分率所必需的元素。另外，Si固溶强化铁素体，并且降低延展性。为了降低铁素体的延展性，必须要0.70％以上。但是，若超过1.30％，则热延展性降低。从确保热延展性的角度出发，优选是为1.05％以下。更为优选是：为0.80～1.05％。

Mn：0.76～1.17％

Mn为固溶强化元素，同时，为促进贝氏体相变的元素。为了防止贝氏体的发生，将上限设为1.17％。另外，Mn将钢中的S固定为硫化物，对于提高热延展性是必要的。为了得到稳定且高的热延展性，将下限限定在0.76％。优选是：为0.80～1.00％。

P：0.040～0.080％

P为促进铁素体相变和抑制贝氏体相变的元素。为了得到抑制贝氏体相变的效果，必须要0.040％以上。在大量添加了的情况下，热延展性降低，变得容易产生裂纹或损伤，因此，将上限限定在0.080％。从确保热延展性的角度出发，优选是为小于0.065％。更为优选是：为0.045～0.062％。

S：0.040～0.118％

S为与Mn结合形成MnS粒子提高切削性的元素。为了得到充分的切削性，将下限设为0.040％。但是，在大量添加了的情况下，机械特性的异向性变大，因此，将上限设为0.118％。优选是0.060～0.110％。

Cr：0.05～0.20％

Cr与Mn同样为固溶强化元素，同时，为促进贝氏体相变的元素。为了确保拉伸强度和硬度，添加0.05％以上，但是，Cr与Mn相比，促进贝氏体相变的效果高，因此，为了抑制贝氏体，限定在0.20％以下。优选是：为0.08～0.16％。

V：0.27～0.45％

V为如下元素：形成碳氮化物，析出强化铁素体，提高屈服强度和拉伸强度，并且，降低延展性。另外，V的碳氮化物具有促进铁素体相变的作用，因此，低延展性的微细铁素体增大。其结果，断裂变形降低，并且，剥离等的断面的偏差也减小。

为了得到这些的充分效果，将V限定在0.27％以上。但是，若超过0.45％，则效果饱和，成本也变高，因此，将上限设为0.45％。优选是为0.30～0.41％，更为优选是：为0.32～0.37％。

N：0.0050～0.0145％

N主要是形成V氮化物和/或V碳氮化物来进行抑制贝氏体相变和促进铁素体相变的元素。为了得到这些的充分的效果，将下限设为0.0050％。若过多添加，则热延展性降低，变得容易产生裂纹或损伤，因此，将上限设为0.0145％。优选是：为0.0055～0.0135％。

本发明以上述成分组成为基本成分，而且，还选择性地含有其他元素。以下，对选择元素进行说明。

选择元素为：Ca：0.0005～0.0030％、Zr：0.0005～0.0030％、Te：0.0005～0.0030％和Ti：0.005～0.050％中的任意1种或2种以上。

Ca、Zr、Te和Ti都为使硫化物微细化的元素。本发明中的微细硫化物的分散防止热锻造之后紧接着的期间的奥氏体组织的粗大化，其结果，促进铁素体相变。

另外，通过促进铁素体相变，抑制贝氏体相变。要期待这些效果，Ca、Zr和Te必须添加0.0005％以上，Ti必须添加0.005％以上。

但是，在大量添加了的情况下生成的粗大的氧化物和/或硫化物成为热延展性和切削性降低的要因，因此，将Ca、Zr和Te的上限设为0.0030％，将Ti的上限设为0.050％。

Ti具有使硫化物微细化抑制贝氏体相变的效果，另一方面，优先形成氮化物，因此，若过多添加，则会出现如下不期望的现象：使V氮化物的生成量降低，铁素体量降低。因此，在添加Ti的情况下，更加优选是添加0.040％以下。

Pb：0.010～0.050％

Pb是为了提高切削性而添加的元素。但是，Pb有降低热延展性的效果，因此，限定在0.050％以下。为了得到充分的提高切削性的效果，必须要0.010％以上。

对其他的不可避免含有的元素进行说明。

Al：0.010％以下

Al如上述式(3)和式(3’)中所示那样，成为热延展性降低的要因，因此，不主动添加。Al作为Al氧化物分散在钢中，降低切削性，因此，不添加Al的一方对为了确保切削性也是有效的。将作为不可避免的杂质的Al设为0.010％以下。

Cu：0.15％以下、Ni：0.15％以下、Mo：0.01％以下

Cu、Ni和Mo为可以任意含有的元素。若为微量，则对连杆的材质不会产生特别的影响，但都提高回火性，促进贝氏体的相变。在防止贝氏体组织的生成方面，作为不可避免的杂质含有的Cu和Ni都优选是为0.15％以下，Mo优选是为0.01％以下。

Nb与V同样为具有析出强化、组织微细化的效果的元素，可将V的一部分置换为Nb。但是，Nb碳氮化物与V碳氮化物相比较，固溶温度高，在原材料棒钢的制造工序中容易粗大化，因此，在本发明中，不主动添加。

以上，对本发明主要着眼于连杆进行了说明。目前，除了连杆以外，断裂分割技术还没有普及，但本发明可适用于：与连杆同样必须以准确的尺寸精度进行连接的部件或在维修作业上反复进行拆卸和安装的部件。

实施例

以下，基于实施例，对本发明进行详细说明。

将表1中所示成分组成的本发明钢(实施例1～24)和比较钢(比较例26～39和以往材料)各16kg分别在真空熔解炉中制成熔解铸块。将这些熔解铸块加热到1493K，并锻造拉伸成为直径55mm的棒钢，其后，放置冷却，将其作为评价用原材料。

表1如下：

首先，通过热拉伸试验对原材料的熔融-凝固之后紧接着的期间的热延展性进行了评价。试件做成直径1.0mm且长度100mm的棒状，用石英管覆盖试件的中央部，安装有热电偶。

将其安装在具备拉伸装置的通电加热装置，一边用铜的水冷带冷却两端部，一边通电加热，熔融试件中央部，保持了60s之后，以10K/s冷却到1273K，使其凝固，在1273K保持30s，其后，以拉伸速度0.005mm/S进行拉伸，使其断裂，测定断裂后的收缩值。

另外，为了调查使用原材料棒钢了的连杆的组织、机械特性和断裂性，通过热锻造制作相当于锻造连杆的试件。

具体来说，将直径55mm的原材料棒钢加热到1503K了之后，与棒钢长度方向垂直地进行锻造，制成厚度20mm，接着，通过鼓风冷却，冷却到室温。在冷却中，从1073K到673K之间的平均冷却速度为1.7K/s。

由冷却后的铸造材料加工出：(1)拉伸试件和(2)相当于连杆大端部的形状的断裂试件。图1中示出了相当于连杆大端部的形状的断裂试件的形状尺寸。

如图1(a)所示，试件1在80mm×80mm且厚度18mm的板形状的中央部开有直径50mm的孔2，在直径50mm的孔内面上，在与铸造前的原材料棒钢的长度方向垂直的方向且在以180°相对的2部位加工出深度1.0mm且前端曲率0.5mm的45°的V形槽口3。

而且，如图1(b)所示，将直径8.0mm的贯通孔4形成为中心线位于距离槽口加工侧的侧面8.0mm的位置。

试验装置由分割模具和落锤试验机构成。分割模具为在长方形的钢材上将成形了的圆柱沿中心线分割成两部分的形状，且一方固定，另一方在轨道上移动。在2个半圆柱的对接面加工有楔孔。

在断裂试验时，将试件嵌入到该分割模具，插入楔，并设置在落锤下。落锤：重200kg，为沿导轨落下的结构。

若使落锤落下，将楔打入，试件被拉伸断裂为两部分。另外，为了使试件在断裂时不从分割模具脱离，以将试件按压在分割模具的方式固定着其周围。

在实施例中，以落锤高度100mm进行断裂，对接断裂后的试件，用螺栓连接，测定断裂方向和与断裂方向垂直的方向的内径变化。

另外，对距离断裂面5mm的截面用光学显微镜测定铁素体体积分率，并且，用与上述方法相同的方法，观察微观组织，判断贝氏体组织的有无。

即，用光学显微镜以200倍的倍率对由硝酸酒精稀释液(Nital)腐蚀了的组织进行观察，将白色且微量的碳化物析出了的不定形的粒作为贝氏体粒来计数。

定义为：在贝氏体粒占初析铁素体粒和贝氏体粒的总数的比例为小于3％时，视为没有贝氏体组织，为铁素体-珠光体。

在表2中，与K值、F值和R值一起示出了热拉伸试验后的收缩值、锻造连杆再现材料的贝氏体的有无、常温下的拉伸试验结果和断裂试验后的变形量(XY方向的内径变化量的合计)

表2如下：

NO.1～24是本发明例。都没有出现贝氏体组织，铁素体分率为61％以上，热拉伸试验的收缩值为37％以上，良好。另外，常温拉伸试验的拉伸强度和0.2％屈服强度分别为865MPa以上、693MPa以上，实现了作为本发明的目标的850MPa以上的拉伸强度和650MPa以上的0.2％屈服强度。

与此相对，虽然以往的钢C70S6含C量多，因此，拉伸强度(TS)高，为995MPa，但是，0.2％屈服强度低，为622MPa。

在No.26～39的比较钢中，在K值大的No.26、27和32中，贝氏体组织相变，断裂实验的变形量变大。另外，在No.27、28和32中，F值大，铁素体分率低，仍然断裂变形量大。

No.29、30、31、38和39都R值低，热拉伸试验的收缩值为小于35％，因此，工业上的钢材制造困难。No.33～37：虽然R值大，但大量添加有Ca、Zr和/或Te，热拉伸试验的收缩值低。

产业上的利用可能性

如上述，本发明的高强度断裂分割用非调质钢：热延展性优异，在热锻造后通过空气冷却或风冷进行了冷却的情况下，稳定成为铁素体-珠光体组织，断裂分割性优异。而且，由本发明的高强度断裂分割用非调质钢制造的钢部件：为高强度，且具有断裂时的变形量小的优异的断裂分割性，并且，充分具备制造时所必需的热延展性。因此，本发明的产业上的利用可能性高。

Claims (5)

1.一种高强度断裂分割用非调质钢，其特征在于，以质量％计，含有

C：0.23～0.35％、

Si：0.70～1.30％、

Mn：0.76～1.17％、

P：0.040～0.080％、

S：0.040～0.118％、

Cr：0.05～0.20％、

Al：0.010％以下、

V：0.27～0.45％、和

N：0.0050～0.0145％，

其余部分由Fe以及不可避免的杂质组成，

由下述式(1)定义的K值为1.3以下，由下述式(2)定义的F值为3.0以下，并且，由下述式(3)定义的R值为35以上，

K＝-0.56×％C-0.07×％Si+1.3×％Mn+0.80×％Cr

   -1.80×％P+0.19％V-5.6×％N                   (1)

F＝4.3×％C-0.21×％Si+1.0×％Mn+1.4×％Cr

-1.90×％P+1.8％V-6.6×％N                       (2)

R＝46.7-7.4×％Si+37.7×％Mn-349×％S

-12.0×％V-174×％Al                             (3)

其中，％C、％Si、％Mn、％Cr、％P、％V、％N和％S为在钢中的含量(质量％)，％Al为作为杂质的含量(质量％)。

2.根据权利要求1所述的高强度断裂分割用非调质钢，其特征在于，以质量％计，还含有Ca：0.0005～0.0030％、Zr：0.0005～0.0030％、Te：0.0005～0.0030％和Ti：0.005～0.050％之中的任1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的高强度断裂分割用非调质钢，其特征在于，以质量％计，还含有Pb：0.010～0.050％；代替所述式(3)由下述式(3’)定义的R值为35以上，

R＝46.7-7.4×％Si+37.7×％Mn-349×％S

   -12.0×％V-174×％Al-86.6×％Pb          (3’)

其中，％Si、％Mn、％S、％V和％Pb为在钢中的含量(质量％)，％Al为作为杂质的含量(质量％)。

4.一种高强度断裂分割用钢部件，其特征在于，是对权利要求1～3中任一项所述的高强度断裂分割用非调质钢进行热锻造并冷却而制造出的钢部件，冷却后的钢组织为铁素体-珠光体组织。

5.根据权利要求4所述的高强度断裂分割用钢部件，其特征在于，所述钢组织的铁素体体积分率为60％以上。

Images