CN103562426B - 非调质钢以及非调质钢部件 - Google Patents

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Abstract

一种非调质钢，其具有下述化学组成：以质量%计含有C：0.27～0.40%、Si：0.15～0.70%、Mn：0.55～1.50%、P：0.010～0.070%、S：0.05～0.15%、Cr：0.10～0.60%、V：0.030%以上且小于0.150%、Ti：大于0.10%且0.200%以下、Al：0.002～0.050%以及N：0.002～0.020%，根据需要含有Cu≤0.40%以及Ni≤0.30%中的1种以上，余量由Fe以及杂质组成，[Ti]-3.4[N]-1.5[S]＜0，并且0.60＜[C]+([Si]/10)+([Mn]/5)+(5[Cr]/22)+(33[V]/20)-(5[S]/7)＜0.80，该钢可在进行热锻而成形为规定形状之后被断裂分割，适合用作需要高疲劳强度的汽车发动机用连杆等非调质钢部件的原材料。此外，具有上述化学组成、vERT：1.0～7.0J/cm2且σw≥450MPa的非调质钢部件可以用作汽车发动机等的连杆。

Description

非调质钢以及非调质钢部件
技术领域
本发明涉及非调质钢以及使用该钢的非调质钢部件。更具体而言，本发明涉及在进行热锻而成形为规定形状之后被断裂分割、适合作为需要高疲劳强度的汽车发动机用连杆等非调质钢部件的原材料的非调质钢，以及使用该钢的上述连杆那样的非调质钢部件。
背景技术
作为汽车发动机用连杆(以下称为“连杆”)的制造方法利用断裂分割方法。
连杆在用于与曲轴连接的大头侧被分割为两部分，通常用于与活塞连接的具有杆身的部分被称为“杆主体”、大头侧的半圆状部分被称为“盖”等。
断裂分割方法也被称为分体方法（cracking method），通过热锻而成形为杆主体和盖呈一体的形状、即与安装到曲轴上时的形状相同的形状，然后分割为杆主体和盖这两个部分(零件)。通过加载冲击性载荷进行至恰好使其断裂而分割为两个零件，因此被称为“断裂分割”。
采用断裂分割方法，不用分别热锻杆主体和盖，并且存在于进行分割时的脆性断裂面的微小凹凸相互严密地嵌合，因此可以免除为了使杆主体和盖的相互位置不发生偏移而塞入的“定位销”。即采用断裂分割方法可以大幅省略工序，从而可以大大降低制造成本。
为了可以应用断裂分割方法，需要能在加载冲击性载荷时脆性断开这一特性。一般而言，在希望断裂的部分导入切槽以引发应力集中，因此零件的变形集中在断裂部附近，若到断裂为止的塑性变形的程度大，则分割后两个零件的断裂面不能良好地嵌合。断裂面若产生大量延展断裂特有的孔隙则嵌合变得困难，因此优选容易得到平坦断裂面的“解理断裂”的脆性断裂。即，优选几乎不吸收冲击性应力的能量而被分割。
对于连杆也要求高的疲劳强度，因此需要可在热锻状态下得到高强度的非调质钢。
因此，断裂分割性优异的低韧性且高强度的非调质钢已被研究了多年。尤其是开展了首先在欧洲被应用于分体连杆（cracking connecting rod）的专利文献1记载的高强度低韧性非调质钢的探索，其改善了以质量%计含碳0.7%左右的珠光体组织的非调质钢的缺点，具有铁素体和珠光体的混合组织(以下称为“铁素体+珠光体组织”)。这是由于珠光体与铁素体相比硬且本身韧性低，因此适宜于断裂分割，但是由于耐久比(拉伸强度与疲劳极限的比)小而难以实现高疲劳强度，此外硬度大导致存在开螺栓孔的钻孔加工性差的问题。
作为具有铁素体+珠光体组织、高强度的非调质钢的代表有添加了钒的V系非调质钢。V系非调质钢广泛应用于需要高强度高韧性的机械构造用零件，直接使用不能得到适于分体连杆的低韧性。因此，提出并公开了用于使V系非调质钢低韧化的各种方法。
在专利文献2记载的发明中，积极地添加在晶界处偏析而促进脆化的磷并规定其含量，从而实现断裂分割性的提升。专利文献3记载的发明通过控制硫化物系夹杂物的形态和个数以期断裂分割性的提升。专利文献4～6记载的发明是添加钛从而得到高强度低韧性的非调质钢的发明。专利文献4中记载了通过使直径为5μm以上的TiN夹杂物分散从而提升开裂性、得到适度凹凸的断面。专利文献5中记载了通过控制硫化物系夹杂物的形态和个数，且以质量%计将由钛以及氮的含量定义的“有效Ti量”、即“从钢中的Ti量中减去TiN后剩余的Ti量”设为0.003%以上，从而改善断裂分割性。专利文献6记载的发明通过添加Ti且还根据需要复合添加Zr、以及含有0.0005～0.01%的Ca，并且规定钢中的Ti、Zr以及S量的平衡，使得即便Ti或者Ti及Zr与S键合形成硫化物之后仍可生成足够的Mn和Ca的复合硫化物即(Mn、Ca)S，由此制成所希望得到的低韧性低延性易削性非调质钢。
现有技术文献 
专利文献
专利文献1：美国专利第5135587号公报
专利文献2：日本特开2004-277840号公报
专利文献3：日本特开2000-73141号公报
专利文献4：日本特开2004-277817号公报
专利文献5：日本特开2009-155724号公报
专利文献6：日本特开2005-240149号公报
非专利文献 
非专利文献1：W.J.Liu et al.，Metall.Trans.A，20A(1989)1907
发明内容
发明要解决的问题
如上所述，公开了用于得到以V系非调质钢为基础、断裂分割性优异的高强度非调质钢的各种技术。
然而，专利文献2所公开的“P含量超过0.070%的”钢在稳定确保热加工性的方面存有疑虑。
此外，对于专利文献3所公开的“宽1μm以上的硫化物系夹杂物存在有100～4000个/mm2且该硫化物系夹杂物的平均长径比为10以下的”钢，用于实现这样的硫化物系夹杂物的个数以及形态的制造方法并不确定，工业上再现性良好地进行制造方面存在问题。
专利文献4所公开的“最大直径为5μm以上的TiN夹杂物以数密度计存在有5个/mm2以上的”钢存在下述问题：TiN夹杂物的硬度很高而容易导致切削性、特别是钻孔加工性劣化。
专利文献5所公开的“由f＝[Ti]-[N]×48/14定义的有效Ti量以质量%计为0.003%以上、宽1μm以上的硫化物系夹杂物存在有100～4000个/mm2、且该硫化物的平均长径比为15以下的”钢存在下述问题：没有考虑到Ti与S键合形成Ti的硫化物(TiS)而实质上减少了有效Ti量，不一定能够得到由Ti产生的效 果。
专利文献6所公开的钢虽然考虑到Ti及Zr与S键合形成TiS及Zr的硫化物(ZrS)，但主要担负切削性改善的是(Mn、Ca)S，为此需要含有Ca。Ca经常致使铸造工序中发生管嘴堵塞的问题，在实际生产中存在阻碍顺利制造的问题。
并且，关注最近的经济形势以及世界形势，现状是V、Ti之类的稀有金属的价格显著高涨、难以确保稳定的获得。因此，即便尽量地减少这些元素的含量，具体而言，即使对于V将含量的上限设为不超过0.150%的值、且对于Ti将含量的上限设为0.200%，也可期待能够适用断裂分割方法的低韧性高强度非调质钢。
本发明鉴于上述现状而作出，其目的在于提供能够在进行热锻而成形为规定形状之后被断裂分割、适合作为需要高疲劳强度的汽车发动机用连杆等非调质钢部件的原材料的非调质钢，以及使用该钢的上述连杆那样的非调质钢部件。
用于解决问题的方案
本发明人等制作各种成分的Ti-V系的非调质钢，详细地调查成分与强度、韧性以及切削性的关系。
其结果得到下述(a)～(f)的见解。
(a)对强化以及低韧化有效的Ti可以关注有效Ti量来控制。然而，钢中的Ti不仅被TiN消耗，而且被TiS消耗。因此，“有效Ti量”并不是如前述的专利文献5中规定的钢中含有的Ti量被TiN的形成消耗后剩余的Ti量，而需要定义为从钢中含有的Ti量中减去TiN以及TiS的形成所使用的Ti量后剩余的Ti量。
(b)上述(a)项定义的有效Ti量(以下简称为“有效Ti量”)的值为负时，可再现性良好且稳定地得到高强度且低韧性。与之相对，有效Ti量的值为0以上时，强度以及韧性对热锻工序的些许条件变化反应敏感并发生变化，难以再现性良好地稳定地得到高强度且低韧性。
(c)有效Ti量的值为负意味着化学成分中不存在单体的固溶Ti。然而，考 虑通过热锻来制造连杆时，例如，若原材料钢在热锻前被加热保持在1423～1523K(1150～1250℃)左右的温度时，则TiS颗粒发生部分熔化，使奥氏体母相中存在固溶Ti，该固溶Ti量可以由TiS的溶度积式进行估算。
(d)为了进行热锻的加热保持的过程(以下，为了简化有时称为“热锻时”)中，由于TiS颗粒的部分熔化而出现在奥氏体母相中的固溶Ti如果在热锻后的冷却工序中以一并包含V的复合碳化物的形式析出，则相比于仅包含V或仅包含Ti的单独碳化物析出的情况，对于强度的增大以及断裂分割性的提升产生极大效果。
(e)有效Ti量对上述(d)项的热锻时由于TiS颗粒的部分熔化而出现在奥氏体母相中的固溶Ti量产生影响。于是若恰当地控制有效Ti量，则即使将V含量的上限设为不超过0.150%的值以及将Ti含量的上限限制为0.200%，也可以再现性良好地稳定地得到与V含量为0.150%以上的现有高强度低韧性非调质钢同等程度的特性。
(f)呈现铁素体+珠光体组织的钢材的切削性以及疲劳强度可以根据钢材的硬度整体掌握、与碳当量相关。为了求出碳当量，可以应用一直以来所使用的回归方程式。若将碳当量的值控制到恰当的值的范围内，则可以兼具高疲劳强度和优异的切削性。
本发明是基于上述见解而完成的，其主旨在于下述(1)以及(2)所示的非调质钢、以及(3)所示的使用上述非调质钢的非调质钢部件。
(1)一种非调质钢，其特征在于，具有下述化学组成：以质量%计含有C：0.27～0.40%、Si：0.15～0.70%、Mn：0.55～1.50%、P：0.010～0.070%、S：0.05～0.15%、Cr：0.10～0.60%、V：0.030%以上且小于0.150%、Ti：大于0.100%且0.200%以下、Al：0.002～0.050%以及N：0.002～0.020%，余量由Fe以及杂质组成，由下述式<1>表示的Et小于0，并且由式<2>表示的Ceq大于0.60且小于0.80。
Et＝[Ti]-3.4[N]-1.5[S]……<1>
Ceq＝[C]+([Si]/10)+([Mn]/5)+(5[Cr]/22)+(33[V]/20)-(5[S]/7)……<2>
其中，式<1>以及式<2>中被[]括起来的元素符号表示该元素的以质量%计的钢中含量。
(2)根据上述(1)所述的非调质钢，其特征在于，以质量%计含有Cu：0.40%以下以及Ni：0.30%以下中的1种以上代替部分Fe。
(3)一种非调质钢部件，其特征在于，具有上述(1)或(2)所述的化学组成，室温下的夏氏冲击值为1.0～7.0J/cm2，并且疲劳强度为450MPa以上。
发明的效果
本发明的非调质钢能够在进行热锻而成形为规定形状之后被断裂分割，适合用作需要高疲劳强度的汽车发动机用连杆等非调质钢部件的原材料。另外，本发明的非调质钢部件的开裂性以及耐疲劳特性优异，可以用作汽车发动机等的连杆。
附图说明
图1作为用于说明热锻时固溶在奥氏体中的Ti以及S的浓度的一个例子，是示出了表示1523K(1250℃)以及1423K(1150℃)下TiS的溶度积的双曲线和对应于TiS的化学计量比的直线的图。需要说明的是，图中的横轴[S]意味着S的以质量%计的含量、即S的浓度(质量%)，纵轴的[Ti]意味着Ti的以质量%计的含量、即Ti的浓度(质量%)。
图2是表示实施例的拉伸试验中使用的试验片的形状的图。其中，尺寸的单位是mm。
图3是表示实施例的小野式旋转弯曲疲劳试验中使用的试验片的形状的图。其中，尺寸的单位是mm。
图4是表示实施例的冲击试验中使用的试验片的形状的图。其中，尺寸的单位是mm。
具体实施方式
以下，对于本发明的各技术特征进行详细地说明。
(A)关于钢的化学组成：
以下示出的各元素的含量的“%”意味着“质量%”。
C：0.27～0.40%
C对于决定钢材的强度来说是最重要的元素，本发明为了确保在非调质状态下使用的机械零件的强度，需要含有0.27%以上的C，所述非调质状态是指通过热锻而成形为部件之后不实施热处理。另一方面，其含量超过0.40%时，珠光体组织的比例增多，耐久比降低导致耐疲劳特性劣化、切削性降低。因此，将C的含量设为0.27～0.40%。另外，C的含量优选设为0.30%以上。
Si：0.15～0.70%
Si作为固溶强化元素有助于强度的增大、且是具有有效实施钢脱氧的效果的元素。这些效果在Si的含量为0.15%以上时得到。然而，Si的含量增加时，以热锻性为代表的热加工性劣化、且切削性也劣化，此外即便超过0.70%地含有而上述效果已饱和，因而其上限可以设为0.70%。因此，将Si的含量设为0.15～0.70%。另外，Si的含量优选设为0.20%以上、并且优选设为0.60%以下。
Mn：0.55～1.50%
Mn作为固溶强化元素有助于强度的增大。并且，Mn还与S一起形成MnS而具有提高切削性的作用。为了得到这些效果，Mn含量需要为0.55%以上。然而，即便超过1.50%地含有Mn，而其效果已饱和，存在下述情况：成本增大；淬火性过高而生成导致断裂分割性以及切削性劣化的贝氏体组织。因此，Mn的含量设为0.55～1.50%。另外，Mn的含量优选设为0.60%以上、并且优选设为1.40%以下。
P：0.010～0.070%
P作为固溶强化元素有助于强度的增大，但却是容易偏析在晶界的元素，使钢的韧性劣化。该性质对于断裂分割性来说是优选的效果。为了得到这样的效果，P含量需要为0.010%以上。然而，其含量增多时，以热锻性为代表的热加工性降低，超过0.070%时热加工性的降低变得显著。因此，将P的含 量设为0.010～0.070%。另外，P的含量优选设为0.030%以上、并且优选设为0.060%以下。
S：0.05～0.15%
S通常是钢中含有的杂质，但与Mn以及Ti键合形成MnS以及TiS的硫化物从而具有提高切削性的作用，因此积极地添加。此外，TiS如后述地决定有效Ti量、且有一部分在热加工的温度下熔化从而决定奥氏体母相中的固溶Ti量，因此需要添加能够形成足量TiS程度的S。为此，S含量需要为0.05%以上。然而，过量地含有S、特别是其量超过0.15%时，钢坯内发生偏析缺陷、致使以热锻性为代表的热加工性降低。因此，将S的含量设为0.05～0.15%。另外，S的含量优选设为0.07%以上、并且优选设为0.13%以下。
Cr：0.10～0.60%
Cr作为固溶强化元素有助于强度的增大。该效果在Cr的含量为0.10%以上时得到。然而，超过0.60%地含有Cr时产生贝氏体组织，存在致使断裂分割性以及切削性劣化的情况。因此，将Cr的含量设为0.10～0.60%。另外，Cr的含量优选设为0.15%以上、并且优选设为0.50%以下。
V：0.030%以上且小于0.150%
V作为析出强化元素在铁素体基体中以碳化物的形式析出从而有助于强度的增大、具有使断裂分割性上升的效果。与Ti复合来添加时，生成包含V以及Ti这两者的碳化物，从而具有进一步增大强度以及提升断裂分割性的效果。为了得到这样的效果，需要将V的含量设为0.030%以上。另一方面，V是稀有金属元素，在钢中所添加的合金元素之中价格极高，并且现状是市场价格显著高涨、难以确保稳定的获得。因此，优选尽量减少V的含量，在本发明中将V的含量的上限设为小于0.150%（低至以往主要的含V非调质钢中的V含量上限值的1/2左右）。另外，V的含量优选设为0.050%以上。
Ti：大于0.100%且0.200%以下
Ti与氮键合形成TiN，TiN作为用于抑制热加工时的晶粒粗大化的钉扎颗粒(pinning particles)而发挥作用。此外，Ti与S键合形成TiS，TiS具有提高切 削性的效果。TiS在热加工的温度下一部分熔化，由此在奥氏体母相中产生固溶Ti和固溶S。该固溶Ti以及固溶S的量由TiS的溶度积决定。关于TiS的溶度积的式子在后面叙述，超过在该温度下的溶度积的量的Ti和S形成TiS颗粒。溶度积随温度的增大而变大，因此室温下以TiS颗粒形式存在的Ti以及S若被保持为热锻的温度，则TiS颗粒由表面开始部分熔化，使固溶在奥氏体母相中的Ti以及S的量增大。即，TiS颗粒具有在热锻的温度下分解而使固溶Ti量增大的效果。该固溶Ti在热锻后的冷却工序中析出，V存在时，容易以与V复合的碳化物的形式析出。包含V以及Ti这两者的碳化物与仅包含V或仅包含Ti的单独碳化物相比，具有进一步增大强度以及提升断裂分割性的效果。为了得到这样的效果，需要含有大于0.100%的量的Ti。另一方面，Ti与V同样是稀有金属元素，在钢中所添加的合金元素之中归属昂贵的金属种类，容易受到市场情况的影响，因此也是难以确保以稳定的价格获得的元素。因此，优选尽量减少Ti的含量，在本发明中将Ti的含量上限设为0.200%。另外，Ti的含量优选设为0.110%以上、并且优选设为0.190%以下。
Al：0.002～0.050%
Al对于钢的脱氧来说是有效的元素，因此为了得到该效果而含有0.002%以上。然而，超过0.050%地含有Al时，过量地生成硬质的氧化铝颗粒而使切削性显著劣化。因此，将Al的含量设为0.002～0.050%。另外，Al的含量优选设为0.004%以上、并且优选设为0.040%以下。
N：0.002～0.020%
N在与Ti键合形成用于抑制热加工时的晶粒粗大化的钉扎颗粒TiN方面是有效的元素。为了得到该效果，需要含有0.002%以上的N。另一方面，TiN为硬质，因此N的含量超过0.020%时，TiN颗粒过量地生成而使切削性显著劣化，并且TiN的生成导致钢中含有的Ti在形成TiS之前以TiN的形式被消耗。在本发明中，热锻时需要使TiS部分熔化而生成固溶Ti，因此TiS的形成是必须的，在TiS之前大量生成TiN是不优选的。因此，将N的含量设为0.002～0.020%。另外，N的含量优选设为0.015%以下。
本发明的一种非调质钢具有下述化学组成：含有上述C至N的元素，余量由Fe以及杂质组成，且满足关于后述的Et以及Ceq的条件。
需要说明的是，“杂质”是指在工业上制造钢时从作为原料的矿石、废料或者制造环境等混入的物质。
本发明的另一种非调质钢具有下述化学组成：含有Cu以及Ni中的1种以上的元素代替上述部分Fe，且满足关于Et以及Ceq的条件。
以下，对于作为任意元素的上述Cu以及Ni的作用效果和含量的限定理由进行说明。
Cu：0.40%以下
Cu作为固溶强化元素有助于强度的增大，因此为了得到上述效果也可以含有Cu。然而，超过0.40%地含有Cu时，存在容易产生热裂纹、容易生成贝氏体组织从而导致断裂分割性以及切削性劣化的情况。因此，含有时将Cu的量设为0.40%以下。含有时的Cu的量优选设为0.30%以下。
另一方面，为了稳定地得到由Cu产生的固溶强化效果，含有时优选将Cu的量设为0.05%以上、更优选设为0.10%以上。
Ni：0.30%以下
Ni作为固溶强化元素有助于强度的增大，并且具有抑制由于含有Cu而产生的热裂纹的效果，因此为了得到这样的效果也可以含有Ni。然而，超过0.30%地含有Ni只会使成本增大。因此，含有时将Ni的量设为0.30%以下。含有时的Ni的量优选设为0.20%以下。
另一方面，为了稳定地得到由Ni产生的固溶强化效果，含有时的Ni的量优选设为0.05%以上、更优选设为0.10%以上。另外，为了抑制由含有Cu而产生的热裂纹，与Cu复合含有时的Ni的量优选设为Cu的量的1/2以上。
Cu以及Ni在上述的范围内可以仅单独地含有任意1种、或复合含有2种。需要说明的是，复合含有Cu以及Ni的情况下，总量可以为Cu以及Ni各自上限值时的0.70%、优选设为0.50%以下、更优选设为0.35%以下。
Et：小于0
对于本发明的非调质钢而言，由下述式<1>表示的Et必须小于0。如已述那样，式<1>中被[]括起来的元素符号意味着该元素的以质量%计的钢中含量。
Et＝[Ti]-3.4[N]-1.5[S]……<1>。
以下，对于此种情况进行说明。
本发明的主旨在于得到断裂分割性优异且疲劳强度高的高强度非调质钢，以V系非调质钢为基础，使其含有Ti且使V和Ti的总含量固定在最多0.3%左右，成为含有V并且控制了有效Ti量的化学组成，热锻时进行加热保持，从而利用TiS颗粒的部分熔化供给在奥氏体母相中存在的固溶Ti。以下，首先对于表示有效Ti量的式<1>的Et进行说明。
如已述那样，本发明的上述“有效Ti量”意味着从钢中含有的Ti量中减去TiN以及TiS的形成所使用的Ti量后剩余的Ti量，而并非意味着如专利文献5中规定的钢中含有的Ti量被TiN形成消耗后剩余的Ti量。这是由于，钢中含有的Ti不仅被TiN消耗、还被TiS硫化物消耗。 
考虑N以及S的原子量时，TiN以及TiS的形成所使用的Ti量分别为N含量的3.4(＝48/14)倍、以及S含量的1.5(＝48/32)倍。因此，由上述的式<1>定义有效Ti量(Et)。
Et小于0(以下表述为“Et＜0”)意味着有效Ti量为负、即化学成分中不存在单体的固溶Ti，换句话说钢中的Ti全部与N以及S键合形成TiN以及TiS。另外，为了再现性良好地稳定地得到高强度且低韧性，必须切实满足该条件。
为了在热锻后的冷却工序中使包含有助于强化以及低韧化的V和Ti这两者的碳化物生成，需要固溶Ti存在于奥氏体母相中。若Et＜0，则看似不存在固溶Ti，在热锻前原材料钢例如被加热保持为1423～1523K(1150～1250℃)左右的温度时，此时TiS颗粒发生部分熔化而使奥氏体母相中存在固溶Ti，该Ti有助于包含V和Ti这两者的碳化物的形成。TiN的溶度积明显小于TiS，因此相对于TiS颗粒的熔化，可以忽视TiN颗粒的熔化。
需要说明的是，若Et＜0，则钢中含有的Ti在上述热锻的加热之前的室温 状态下全部以TiN以及TiS的形式被固定。因此，通过热锻时的加热保持可以容易地使由TiS颗粒的部分熔化而出现在奥氏体母相中的固溶Ti量恰当化，从而稳定地再现性良好地得到高强度和低韧性。与之相对，若Et≥0，则奥氏体母相中的固溶Ti量过多，首先可能发生容易生成贝氏体而妨碍低韧化的问题。此外，由于固溶Ti的量变多，因此除了溶入到VC中以外，Ti自身还形成单独的碳化物(TiC)。TiC相对于VC还容易在奥氏体中析出，受到加工诱发析出的较强影响、即受到热锻的温度范围以及加工率的影响，使得析出的TiC颗粒的大小以及分布状态发生变化，连杆零件上的强度偏差容易变大。因此，设定Et＜0。
Ceq：大于0.60且小于0.80
对于本发明的非调质钢而言，由下述式<2>表示的Ceq必须大于0.60且小于0.80(以下表述为“0.60＜Ceq＜0.80”)。如已述那样，式<2>中的被[]括起来的元素符号表示该元素的以质量%计的钢中含量。
Ceq＝[C]+([Si]/10)+([Mn]/5)+(5[Cr]/22)+(33[V]/20)-(5[S]/7)……<2>。
以下，对于此种情况进行说明。
由上述式<2>定义的Ceq是用主要添加元素的含量的回归方程式表示非调质钢的硬度的经验式，通常被称为“碳当量”。
Ceq的值大时，原材料的硬度变大，因此切削性降低。另一方面，Ceq的值小时，原材料的硬度变小，因此疲劳强度降低。在含有前述量的Ti和V那样的非调质钢中，利用含有V和Ti这两者的碳化物强化了铁素体基体，因此即便Ceq小于0.80，也可得到足够的疲劳强度，而为了确保切削性，Ceq需要小于0.80。另一方面，Ceq为0.60以下时，疲劳强度显著降低。因此，设定0.60＜Ceq＜0.80。另外，Ceq优选为0.65以上、更优选为0.67以上。
需要说明的是，本发明的非调质钢可如下地制造：用Al使钢脱氧从而实现稳定脱氧，同时使Ti与V一起形成复合碳化物，并且为了防止Ti的成品率降低，例如用Al进行充分脱氧之后添加Ti、即添加顺序按照Al、Ti的顺序进行熔炼来制造。
(B)关于非调质钢部件：
本发明的非调质钢部件具有上述(A)项所述的化学组成，室温下的夏氏冲击值为1.0～7.0J/cm2，且疲劳强度为450MPa以上。其中，上述的夏氏冲击值是指在JIS Z2242(2005)中记载的使用V型缺口试验片时的值，以下表述为“vERT”。另外，疲劳强度是指：在后述的实施例中详细示出的条件下，使用平滑试验片进行小野式旋转弯曲疲劳试验时应力反复施加次数107次下不发生断裂的最大的应力，以下表述为“σw”。
vERT表示断裂时以塑性变形作用形式消耗的每1cm2的能量大小，因此作为评价断裂分割性的指标之一。部件具有上述(A)项所述的化学组成时，若vERT超过7.0J/cm2，则存在进行断裂分割时延性断面产生、嵌合变得困难的情况。需要说明的是，vERT越小越容易发生脆性断裂，因此从断裂分割性以及其后的嵌合的观点出发，vERT越小越优选，但若为1.0J/cm2以上则搬送时等不会出现不便。
若具有450MPa以上的σw，则可以确保汽车发动机用连杆等所需的足够的耐疲劳特性。σw越大越优选，部件具有上述(A)项所述的化学组成时，其值的上限为550MPa左右。
vERT为1.0～7.0J/cm2、且σw为450MPa以上的本发明的非调质钢部件可以如下地制造：将具有如上述(A)项所述的化学组成的钢作为原材料，例如保持在使得使用下述式<3>以及式<4>表示的y的值大于0.001且0.020以下的温度T下，然后进行热锻、成形。
y＝｛Et+(Et2+6×α(T))0.5｝/2……<3>
α(T)＝10｛-(17640/T)+8.20｝……<4>
其中，α(T)表示温度T的函数，温度表示绝对温度(单位：K)。
本发明利用下述特征：调整钢的化学组成使“Et＜0”，在进行热锻之前的室温的状态下，钢中的Ti全部以TiN以及TiS的形式被固定，通过用于成形为规定形状的热锻时的加热保持，TiS颗粒部分熔化使奥氏体母相中溶出固溶Ti，该固溶Ti在热锻后的冷却工序中有助于形成包含V和Ti这两者的碳化 物。
前述式<3>以及式<4>是利用上述热锻时的加热保持使TiS颗粒发生部分熔化来规定存在于奥氏体母相中的固溶Ti的量的式子，“y”表示上述固溶Ti的量。需要说明的是，固溶Ti量的单位为质量%，因此与由质量%表示时的Ti浓度意思相同。
TiS颗粒在奥氏体中以何种程度熔化、换句话说与何种程度的固溶Ti量呈平衡关系可以根据溶度积来计算。关于TiS的溶度积，代表性的式子有非专利文献1中示出的下面式<5>所示的式子。
log[Ti][S]＝-(17640/T)+8.20……<5>。
需要说明的是，其中的[Ti]以及[S]均意味着参与TiS的形成的Ti以及S的以质量%计的钢中含量。
上述式<5>可以变形为下面的式<6>。
[Ti]＝10｛-(17640/T)+8.20｝/[S]……<6>。
此外，若设[Ti][S]＝α(T)，则代入到式<5>中可得到式<4>，或者可以变形为下面的式<7>。
[Ti]＝α(T)/[S]……<7>。
若温度T确定，则α(T)为常数，因此观察[Ti]与[S]的关系时呈现双曲线的关系。
以下，使用表示1523K(1250℃)以及1423K(1150℃)下的TiS的溶度积的图1进一步详细说明。
将[S]设为x轴、将[Ti]-3.4[N]设为y轴，作为一个例子，对于T＝1523K以及1423K的情况按式<7>进行绘图时，形成如图1所示那样的第1象限的两条双曲线。在此，将y轴设为[Ti]-3.4[N]而非[Ti]的原因是由于：认为在TiS形成之前TiN形成，因此参与TiS的形成的以质量%表示的Ti量是从钢中含有的Ti量中减去被TiN消耗的Ti量后的量。式<5>中出现的[Ti]以及[S]均意味着参与TiS的形成的Ti以及S的钢中含量，因此需要这样的处理。需要说明的是，关于[S]，作为有可能消耗S的颗粒可列举出MnS，按理认为TiS比MnS先形成， 所以在此假定钢中含有的全部S首先参与TiS的形成。
TiS的化学计量比为1：1，而转化为质量比时为1.5：1，因此在图1中绘制斜率为1.5且通过原点的直线。Ti和S形成TiS、自TiS溶出Ti和S的情况都遵循该1.5：1的比率，因此可认为沿着该直线在图1中进行移动。
现在，钢中的Ti量(参与TiS的形成的Ti的以质量%计的含量)和S量(参与TiS的形成的S的以质量%计的含量)若由图1中的点A0来表示，由于点A0处于两条双曲线中任一者的上侧、即钢中的Ti量与S量的积是比任一温度下的溶度积大的值，因此在1523K下、在1423K下均可形成TiS。另一方面，与处于双曲线下侧的部分相当的区域表示可以固溶在奥氏体中的Ti量以及S量的范围，因此若通过点A0引斜率为1.5的直线，将其与表示1523K下的溶度积的双曲线相交的点设为A1、以及将与表示1423K下的溶度积的双曲线相交的点设为A2，各点的坐标表示各温度下能够固溶在奥氏体中的Ti量以及S量。现今关注固溶Ti，因此需要知道点A1以及点A2的y坐标的值。关于求出通过点A0且斜率为1.5的直线与表示1523K或者1423K的溶度积的第一象限中的双曲线的交点的方法，只需使该直线和双曲线的方程式相等而求出交点的坐标的算术过程。需要说明的是，在解方程式时，作为y的值，由于根号之前有±而出现两个值，但具有物理意义的是第一象限中的y的值，因此采用根号之前的符号为正数符号的解。
考虑[Ti]-3.4[N]-1.5[S]＝Et时，可知交点的y坐标的y由式<3>给出。
如果在使上述y的值、即以质量%表示的奥氏体母相中的固溶Ti量大于0.001且0.020以下的温度T下保持，然后进行热锻而成形，则可以使具有上述(A)项所述的化学组成的非调质钢部件稳定地再现性良好地具备vERT为1.0～7.0J/cm2、且σw为450MPa以上等特性。
使用式<3>以及式<4>表示的y的值不超过0.001时(也就是说为0.001以下时)，存在奥氏体母相中的固溶Ti量过少而不能同时满足vERT为1.0～7.0J/cm2和σw为450MPa以上的特性的情况。另一方面，y的值超过0.020时，固溶Ti量过多，如前述那样地引发促进贝氏体组织的生长、单独地析出TiC碳化物 而使强度偏差增大的问题。
需要说明的是，热锻时作为被处理材的钢所保持的上述温度T是指该被处理材的中心部的温度。
温度T下的保持时间只要是使被处理材的温度均匀的时间即可，可以根据进行加热的方法、加热设备的热容量等发生各种变化，例如通过高频感应加热对钢坯进行加热保持时优选为1分钟以上，在炉内进行加热保持时优选为15分钟以上。另外，上述的温度T优选设为1423～1523K(1150～1250℃)的范围。
热锻后例如可以在大气中自然冷却。热锻后使用水或油的骤冷在本发明中不优选。也可以实施使用风扇对热锻部件吹风的风冷(强制空冷)，需要注意不要使冷却速度过高而大量生成贝氏体组织。生成少量的贝氏体组织不会对断裂分割性产生很大的影响，贝氏体组织的面积率达到10%地混合存在于铁素体+珠光体组织中也无妨。贝氏体组织是否生成的临界的冷却速度依赖于钢的化学组成的选择而发生变化，但若在本发明的范围内，则将热锻后的冷却速度大致调整到10～100℃/分钟之间时，贝氏体组织的混合存在不会成为问题，实质上可以得到铁素体+珠光体组织。
以下，通过实施例更详细地说明本发明。
实施例
用真空熔化炉熔化50kg具有表1所示化学组成的钢1～20，制作铸锭。需要说明的是，在表1中一并记载了由式<1>以及式<2>表示的“Et”以及“Ceq”。
表1中的钢1～11是化学组成处于本发明所规定的范围内的钢。另一方面，钢12～20是化学组成处于本发明所规定的条件之外的钢，钢20是与在欧州已被实用化的专利文献1中记载的分体连杆用钢相当的钢。
[表1]
先将上述的铸锭制成每边为55mm的方钢，进行热锻、冷却至室温。接着，将上述每边为55mm的方钢再次加热至1523K(1250℃)之后，保持1小时，然后以最终温度不低于1273K(1000℃)的方式进行热锻，制成直径35mm的圆钢。需要说明的是，热锻完成后在大气中自然冷却。
对于钢1、钢5以及钢7，与其不同将每边为55mm的方钢加热至1423K(1150℃)之后，保持1小时，然后以最终温度不低于1223K(950℃)的方式进行热锻，制成直径35mm的圆钢。需要说明的是，热锻完成后在大气中自然冷却。
从这样操作而制作的直径35mm的圆钢中采集各种试验片，调查显微组织、拉伸特性、疲劳特性、冲击特性以及切削性。
对于显微组织而言，切取以各圆钢的与锻造轴平行的面(纵截面)作为观察面的试验片，树脂包埋并进行镜面研磨之后，用硝酸乙醇液体进行腐蚀，然后以倍率100倍以及400倍对R/2部(其中，“R”表示圆钢的半径)进行光学显微镜观察。
拉伸试验片、疲劳试验片以及冲击试验片以各试验片的长度方向与各圆钢的锻造轴平行的方式切取，自各圆钢的R/2部切取拉伸试验片和冲击试验片、自各圆钢的中心部切取疲劳试验片，各自机械加工为如图2、图3以及图4的形状。
拉伸试验使用图2的拉伸试验片，在室温、大气中滑块控制下进行，应变速率在10-3～10-4/s的范围内进行调整。由所得到的“载荷-伸长率”的数据求出拉伸强度(TS)。
疲劳试验使用图3的平滑试验片，在室温、大气中使用小野式旋转弯曲疲劳试验机来实施。转速设为3400rpm，将应力反复施加次数107次下不发生断裂的最大应力作为疲劳强度(σw)。
冲击试验使用图4所示的JIS Z2242(2005)中记载的V型缺口试验片，在室温、大气中按照通常的方法使用夏氏冲击试验机来实施。
关于切削性，自圆钢的中央部切取厚度10mm、宽度30mm、长度300mm的板状试验片，用钻头钻孔为深度10mm的贯通孔，测定钻100个孔之后的钻头的角磨损量(钻头最外周的磨损量，是指钻头的两个切削刃中出现的各磨损面的宽度的平均值)进行评价。
需要说明的是，对于与碳含量为0.7%的专利文献1中记载的分体连杆用钢相当的钢20进行钻孔时的角磨损量为0.53mm，因此将该值作为基准，将角磨损量不足该基准值的50%、即小于0.265mm的情况判断为具有作为目标的良好的切削性。
钻孔试验条件如下所示。
钻头：SKH51的直径8mm的直柄钻头、 
转速：754rpm、
进给量：0.15mm/转、
润滑：水溶性润滑剂。
表2总结示出上述的各试验的结果。表2中的“y”是根据每边为55mm的方钢的保持温度使用式<1>、式<3>以及式<4>计算出的值。
[表2]
由表2可知，使用具有本发明所规定的化学组成的钢1～11制作的试验编号1～11以及试验编号21～23的直径35mm的圆钢均为满足vERT为1.0～7.0J/cm2且σw为450MPa以上的规定的开裂性以及耐疲劳特性优异的钢，此外切削性也良好。
需要说明的是，试验编号11为使用包含0.27%的Cu和0.15%的Ni的钢11的直径35mm的圆钢进行的试验，由于含有上述含量的Cu以及Ni，因而确认有强度上升的效果。
与之相对，在试验编号12的直径35mm的圆钢的情况下，钢12的Ceq的值小于本发明所规定的下限值，因此不满足σw为450MPa以上的规定，耐疲劳特性差。
对于试验编号13，使用的钢13在本发明所规定的化学组成的条件中V含量、Et、以及Ceq处于范围之外，Ceq为比下限小的值，因此不满足σw为450MPa以上的规定，耐疲劳特性差，而且vERT也远高于规定上限值，断裂分割性也差。
对于试验编号14，使用的钢14在本发明所规定的化学组成的条件中Et处于范围之外，因此vERT远高于规定上限值，断裂分割性差。
对于试验编号15，使用的钢15在本发明所规定的化学组成的条件中S含量以及Et处于范围之外，因此vERT远高于规定上限值，断裂分割性差。
对于试验编号16，使用的钢16在本发明所规定的化学组成的条件中Ceq处于范围之外，Ceq为比上限还大的值，因此钻头角磨损量比目标的0.265mm大，切削性差。
对于试验编号17，使用的钢17在本发明所规定的化学组成的条件中S含量、Et、以及Ceq处于范围之外。Et处于范围之外，因此vERT远高于规定上限值，断裂分割性差，而且Ceq为比上限还大的值，因此钻头角磨损量比目标的0.265mm大，切削性也差。
对于试验编号18，使用的钢18在本发明所规定的化学组成的条件中V含量以及Ceq处于范围之外，Ceq为比上限还大的值，因此钻头角磨损量比目标的0.265mm大，切削性差。
对于试验编号19，使用的钢19在本发明所规定的化学组成的条件中Ti含量、Et、以及Ceq处于范围之外。Et处于范围之外，因此vERT远高于规定上限值，断裂分割性差，而且Ceq为比上限还大的值，因此钻头角磨损量比目标 的0.265mm大，切削性也差。
对于试验编号20，使用的钢为与专利文献1中记载的分体连杆用钢相当的钢20，化学组成的条件中C含量、P含量、Ti含量、以及Ceq处于范围之外。由于不含有Ti，因此本发明所规定的Et的概念不能应用，试验编号20与本发明相比，可知耐疲劳特性差、切削性也差。
产业上的可利用性
本发明的非调质钢可以在进行热锻而成形为规定形状之后被断裂分割，适合用作需要高疲劳强度的汽车发动机用连杆等非调质钢部件的原材料。另外，本发明的非调质钢部件的开裂性以及耐疲劳特性优异，可以用作汽车发动机等的连杆。

Claims (3)

1.一种非调质钢，其特征在于，具有下述化学组成：以质量%计含有C：0.27～0.40%、Si：0.15～0.70%、Mn：0.55～1.50%、P：0.010～0.070%、S：0.05～0.15%、Cr：0.10～0.60%、V：0.030%以上且小于0.150%、Ti：大于0.100%且0.200%以下、Al：0.002～0.050%以及N：0.002～0.020%，余量由Fe以及杂质组成，由下述式<1>表示的Et小于0，并且由式<2>表示的Ceq大于0.60且小于0.80，
Et＝[Ti]-3.4[N]-1.5[S]……<1>
Ceq＝[C]+([Si]/10)+([Mn]/5)+(5[Cr]/22)+(33[V]/20)-(5[S]/7)……<2>
其中，式<1>以及式<2>中被[]括起来的元素符号表示该元素的以质量%计的钢中含量。
2.根据权利要求1所述的非调质钢，其特征在于，以质量%计含有Cu：0.40%以下以及Ni：0.30%以下中的1种以上代替部分Fe。
3.一种非调质钢部件，其特征在于，具有权利要求1或2所述的化学组成，室温下的夏氏冲击值为1.0～7.0J/cm2，并且疲劳强度为450MPa以上。
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Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104046914B (zh) * 2013-09-26 2015-11-18 北大方正集团有限公司 一种非调质钢及其生产工艺
CN104032226B (zh) * 2013-09-26 2015-11-11 北大方正集团有限公司 一种非调质钢及其生产工艺
CN104032214B (zh) * 2013-09-26 2015-12-09 北大方正集团有限公司 一种非调质钢及其生产工艺
CN107075626B (zh) * 2014-10-17 2018-09-25 新日铁住金株式会社 涨断连杆用轧制钢材
JP6528898B2 (ja) * 2016-03-16 2019-06-12 日本製鉄株式会社 非調質棒鋼
JP6690991B2 (ja) * 2016-05-17 2020-04-28 株式会社小松製作所 耐摩耗部品およびその製造方法
CN110325658B (zh) * 2017-02-24 2021-08-13 日本制铁株式会社 非调质棒钢
CN111187996B (zh) * 2020-01-21 2021-07-20 鞍钢股份有限公司 一种中碳含硫硒的易切削钢用盘条及其制造方法
CN116200681B (zh) * 2023-02-28 2023-12-15 鞍钢股份有限公司 一种高强度耐大气腐蚀的核电支撑用钢板及其制造方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1531604A (zh) * 2001-06-15 2004-09-22 �ձ�������ʽ���� 镀有铝合金体系的高强度钢板以及具有优异的耐热性和喷漆后耐腐蚀性的高强度汽车零件

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5135587A (en) 1991-04-01 1992-08-04 Ford Motor Company Machinable, strong, but crackable low ductility steel forging
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
JP3845271B2 (ja) * 2001-06-15 2006-11-15 新日本製鐵株式会社 高温成形に適し高温成形後に高強度となるアルミもしくはアルミ−亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4314851B2 (ja) 2003-03-14 2009-08-19 大同特殊鋼株式会社 破断分離に適した高強度非調質鋼
JP3988662B2 (ja) * 2003-03-18 2007-10-10 住友金属工業株式会社 非調質鋼
JP4255861B2 (ja) * 2003-03-18 2009-04-15 住友金属工業株式会社 非調質コネクティングロッド及びその製造方法
JP3988661B2 (ja) 2003-03-18 2007-10-10 住友金属工業株式会社 非調質鋼
EP1605071B1 (en) * 2003-03-18 2008-10-15 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Non-quenched/tempered connecting rod and method of producing the same
JP4257539B2 (ja) * 2003-09-01 2009-04-22 住友金属工業株式会社 軟窒化用非調質鋼
JP4470522B2 (ja) 2004-02-27 2010-06-02 大同特殊鋼株式会社 低靭延性快削性非調質鋼
JP4264460B1 (ja) 2007-12-03 2009-05-20 株式会社神戸製鋼所 破断分割性および被削性に優れた破断分割型コネクティングロッド用鋼
JP5365216B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP5438302B2 (ja) * 2008-10-30 2014-03-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP5472573B2 (ja) * 2009-02-09 2014-04-16 大同特殊鋼株式会社 クラッキングコンロッドの製造方法
CN102575328A (zh) * 2009-10-22 2012-07-11 新日本制铁株式会社 高频淬火用钢和高频淬火钢部件以及它们的制造方法
EP2505684B1 (en) * 2010-03-30 2018-05-16 Aisin AW Co., Ltd. Gear and method for producing same

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1531604A (zh) * 2001-06-15 2004-09-22 �ձ�������ʽ���� 镀有铝合金体系的高强度钢板以及具有优异的耐热性和喷漆后耐腐蚀性的高强度汽车零件

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