CN104254626B - 非调质钢材 - Google Patents

Abstract

本发明的非调质钢材包含下述钢成分，以质量％计含有C：0.20～0.60％、Si：0.50～2.0％、Mn：0.20～2.0％、P：0.010～0.15％、S：0.010～0.15％、V：0.10～0.50％、N：0.002～0.02％，其余量由Fe和杂质构成，将钢材的在截面上的上述钢材中的V浓度的最大值相对于上述钢材中的V浓度的平均值的比作为V的偏析比时，上述V的偏析比为1.0以上且低于3.0。

Description

非调质钢材

技术领域

本发明涉及适合于省略采用热锻的钢部件成形刚结束后的淬火回火的调质处理而使用的非调质钢材，特别涉及进行裂解而使用的钢部件用坯料。

背景技术

最近的汽车发动机用锻造部件和行走用锻造部件中，应用着可以省略调质处理的热锻用非调质钢(以下称为非调质钢)。非调质钢是被成分设计成在热锻后即使保持空冷或风冷的状态，即即使省略以往的淬火回火的调质处理，也能实现优异的机械性质的钢。

作为非调质钢被广泛应用的部件之一，有发动机用连杆(以下称为连杆)。连杆是将发动机内的活塞的往复运动变换为曲轴的旋转运动，从而传输动力的部件，由帽(cap)和杆(rod)两个部件构成。连杆通过在其帽和杆之间夹住曲轴，并用螺栓进行固定，从而被安装在曲轴上。以往，连杆通过将帽和杆分别锻造后，或将帽和杆锻造为一体的形状的部件进行机械切割后，对帽和杆的接合面采用机械加工进行高精度地加工来制作而成。另外，大多进行销加工以使得该接合面不错开，存在加工工序变得更复杂，制造成本增高的问题。

因此，近年来，采用通过将钢材热锻成型为帽和杆成为一体的形状后，在成型品的大端内侧实施缺口加工，对成型品在冷态下给予冲击拉伸应力将其裂解为帽和杆，将其断裂面原样作为接合面进行利用从而将帽和杆安装在曲轴上的方法。该方法不需要接合面的机械加工工序。并且该方法中根据需要还可以通过利用断面的凹凸来省略用于防止错开的销加工。因此，可以削减部件的加工成本。并且，通过销的取消可以削减接合面的面积，因此变得能够谋求连杆自身的小型、轻量化。

在这样的裂解连杆广泛普及的欧美，作为裂解连杆用钢而普及的是DIN标准的C70S6。这是含有0.7重量％的碳的高碳非调质钢，是为了抑制裂解时的尺寸变化，使几乎全部组织成为延展性和韧性低的珠光体组织的钢。C70S6由于断裂时的断裂面附近的塑性变形量小因此断裂分离性优异，另一方面与作为现行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，存在不能适用于要求高压曲强度的高强度连杆的问题。

为了提高屈服比，需要将碳量抑制为低，使铁素体分数增加。但是，如果使铁素体分数增加则延展性和韧性提升，产生裂解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形量增大，断裂分离性降低的问题。

为解决上述问题，提出了断裂分离性优异的中碳非调质钢。例如，专利文献1和专利文献2中，记载了通过大量添加Si或P那样的脆化元素，使材料本身的延展性和韧性降低从而改善断裂分离性的技术。专利文献3和专利文献4中，记载了通过利用第2相粒子的析出强化使铁素体的延展性和韧性降低从而改善断裂分离性的技术。专利文献5～8中，记载了通过对Mn硫化物的形态进行控制来改善断裂分离性的技术。专利文献9中，记载了通过将钢材加热至接近固相线或液相线的超高温，使组织明显粗大化来改善断裂分离性的技术。但是，这些技术使裂解了的断裂面的变形量减小，另一方面由于使材料变脆，因此在裂解时或将断裂面彼此啮合时产生碎片(chips)。断裂面的碎片由于在将断裂面啮合时产生错位，因此有时发生不能精度良好地啮合的问题。

在先技术文献

专利文献1：日本国专利3637375号公报

专利文献2：日本国专利3756307号公报

专利文献3：日本国专利3355132号公报

专利文献4：日本国专利3988661号公报

专利文献5：日本国专利4314851号公报

专利文献6：日本国专利3671688号公报

专利文献7：日本国专利4268194号公报

专利文献8：国际公开第2009-107282号手册

专利文献9：日本国专利4086734号公报

专利文献10：日本国专利4705740号公报

发明内容

本发明鉴于上述情况，其目的在于提供一种使断裂时的断裂面附近的塑性变形量减小、并且抑制了断裂面的碎片产生的断裂分离性优异的非调质钢材。

本发明者们发现，通过与以往技术相比含有大量的V而将裂解时的变形量减小、并且降低钢材的V的偏析，从而能够降低裂解后的断裂面的碎片，从而完成了本发明。本发明的主旨如下。

(a)本发明的一方式涉及的非调质钢材，包含以下钢成分，以质量％计含有：

C：0.20～0.60％、

Si：0.50～2.0％、

Mn：0.20～2.0％、

P：0.010～0.15％、

S：0.010～0.15％、

V：0.10～0.50％、

N：0.002～0.02％，

其余量由Fe和杂质构成，将钢材的在截面上的上述钢材中的V浓度的最大值相对于上述钢材中的V浓度的平均值的比作为V的偏析比时，上述V的偏析比为1.0以上且低于3.0。

(b)上述(a)所述的非调质钢材，也可以以质量％计还含有：

Ca：0.005％以下、

Mg：0.005％以下、

Zr：0.005％以下

之中的1种或2种以上。

(c)上述(a)或(b)所述的非调质钢材，也可以以质量％计还含有：

Cr：0.25％以下、

Ti：0.10％以下、

Nb：0.05％以下

之中的1种或2种以上。

本发明的上述方式涉及的非调质钢材，在热锻后进行空冷或风冷后进行了裂解时，断裂面附近的塑性变形量小且断裂面的碎片产生少，具有优异的断裂分离性。通过断裂面的塑性变形量小，并且碎片产生少的特征，断裂面的啮合时能够不发生错位地精度良好地将断裂面啮合，使部件制造的成品率提升。另外，通过该特征，可以省略震落碎片的工序，导致制造成本的降低，这在产业上效果极大。

附图说明

图1是表示用于断裂分离性评价试验的与连杆大端部相当的形状的试验片的图，(a)是平面图，(b)是侧面图。

图2是表示V的偏析比与断裂面的碎片产生量的关系的图。

具体实施方式

本发明者们，对于裂解后的断裂面附近的塑性变形量和对断裂面的碎片产生带来影响的各因子进行认真研讨，得到了以下见解。

(1)通过大量含有V，可以减小裂解后的断裂面附近的塑性变形量。热锻后的冷却过程中，V碳化物和V碳氮化物在铁素体组织中析出，通过析出强化使铁素体强化。通过铁素体强化，延展性和韧性降低。通过充分的低延展性化和低韧性化，裂解后的变形量变小。但是，一般断裂面随着低延展性化和低韧性化而变脆，据此有时产生断裂面的碎片。

(2)通过降低钢材的V的偏析，这样的断裂面的碎片产生被降低。通过大量含有V，V明显偏析，V量变得不均匀，据此铁素体相变开始温度在钢材内变得不均匀，因此钢材的显微组织变得不均匀。将钢材进行裂解时，不均匀的组织大大改变龟裂的进展方向，并且使龟裂分歧产生副龟裂，这成为大量的碎片产生的原因。

再者，本发明将上述「V的偏析」作为「V的偏析比」进行规定。该「V的偏析比」是指在钢材的截面中，钢材中V浓度的最大值相对于钢材中V浓度的平均值的比(最大值/平均值)。

以下，对本实施方式涉及的钢含有的各元素的含量的限定理由进行说明。关于成分的％意味着质量％。

C：0.20～0.60％

C具有确保部件的抗拉强度的效果、以及使延展性和韧性低的珠光体的体积分数(即珠光体分数)增加而减小断裂时的断裂面附近的塑性变形量、实现良好的断裂分离性的效果。为了得到这些效果，需要将C含量的下限设为0.20％。C含量的下限优选为0.25％，更优选为0.30％。C含量的上限从使断裂分离性提升的观点来看不需要进行规定。但是，如果过量含有C，则珠光体分数变得过大，组织粗大化、屈服比降低，在适用于要求压曲强度的高强度连杆的情况下不优选。因此，C含量的上限设为0.60％。C含量的上限优选为0.50％，更优选为0.48％。

Si：0.50～2.0％

Si通过固溶强化使铁素体强化，使延展性和韧性降低。延展性和韧性的降低具有减小断裂时的断裂面附近的塑性变形量、实现良好的断裂分离性的效果。为了得到该效果，需要将Si含量的下限设为0.50％。如果过量含有Si，则有时铁素体分数变得过大，钢材的断裂分离性反而下降，因此Si含量的上限设为2.0％。Si含量的上限优选为1.5％，更优选为1.25％。

Mn：0.20～2.0％

Mn通过固溶强化对铁素体进行强化，使延展性和韧性降低。延展性和韧性的降低具有减小断裂时的断裂面附近的塑性变形量、实现良好的断裂分离性的效果。另外，Mn与S结合形成Mn硫化物。在使钢材裂解时，龟裂沿着向轧制方向伸长的Mn硫化物进行传播，因此Mn的含有具有增大断裂面的凹凸、在断裂面啮合时防止错位的效果。为了得到这些效果，需要将Mn含量的下限设为0.20％。Mn含量的下限优选为0.30％，更优选为0.45％。如果过量含有Mn，则珠光体的片层间距变小，珠光体的延展性和韧性变高。因此，反而断裂时的断裂面附近的塑性变形量变大，断裂分离性降低。并且，如果过量含有Mn，则有时贝氏体组织变得容易生成，断裂分离性大幅降低。因此，Mn含量的上限设为2.0％。优选Mn含量的上限为1.5％，更优选为1.2％，进一步优选为1.0％。

P：0.010～0.15％

P使铁素体及珠光体的延展性和韧性降低。延展性和韧性的降低具有减小断裂时的断裂面附近的塑性变形量、实现良好的断裂分离性的效果。为了得到该效果，需要将P含量的下限设为0.010％。优选P含量的下限为0.030％。如果过量含有P，则有时热延性降低，在热加工时容易产生裂纹或瑕疵，因此P含量的上限为0.15％。P含量的上限优选为0.10％，更优选为0.070％。

S：0.010～0.15％

S与Mn结合形成Mn硫化物。在使钢材裂解时，龟裂沿着向轧制方向伸长的Mn硫化物进行传播，因此S的含有具有增大断裂面的凹凸、在断裂面啮合时防止错位的效果。为了得到该效果，需要将S含量的下限设为0.010％。如果过量含有S，则有时裂解时的断裂面附近的塑性变形量增大，断裂分离性降低。另外，如果过量含有S，则有时热延性降低，在热加工时裂纹或瑕疵变得容易发生。因此，S含量的上限为0.15％。S含量的上限优选为0.12％，更优选为0.10％。

V：0.10～0.50％

V在本实施方式涉及的钢中是重要的成分。V在热锻后的冷却时主要形成碳化物或碳氮化物，对铁素体进行强化，使延展性和韧性降低。延展性和韧性的降低，减小断裂时的断裂面附近的塑性变形量使钢材的断裂分离性良好。另外，V具有通过碳化物或碳氮化物的析出强化，提高钢材的屈服比的效果，为了得到这些效果，需要将V含量的下限设为0.10％。V含量的下限优选为0.15％，更优选为0.20％。另一方面，即使过量含有V，其效果也会饱和，因此V含量的上限为0.50％。优选V含量的上限为0.35％。

N：0.002～0.02％

N通过在热锻后的冷却时主要形成V氮化物或V碳氮化物作为铁素体的相变核发挥作用从而促进铁素体相变。据此具有对大幅损害钢材的断裂分离性的贝氏体组织的生成进行抑制的效果。为了得到该效果，需要将N含量的下限设为0.002％。如果过量含有N，则有时热延性降低，在热加工时裂纹或瑕疵变得容易发生。因此，N含量的上限为0.02％。优选N含量的上限为0.01％。

Ca：0.005％以下、Mg：0.005％以下、Zr：0.005％以下之中的1种或2种以上

Ca、Mg、Zr全都形成氧化物，成为Mn硫化物的结晶核或析出核，使Mn硫化物均匀细微地分散。该Mn硫化物成为裂解时的龟裂的传播路径，具有减小断裂面附近的塑性变形量、提高断裂分离性的效果。即使过量含有这些Ca、Mg、Zr，其效果也会饱和，因此将Ca、Mg、Zr的含量的上限分别设为0.005％。为了充分发挥该效果，优选将Ca、Mg、Zr的含量的下限分别设为0.0005％。

本实施方式涉及的钢材，根据需要还可以含有Cr：0.25％以下、Ti：0.10％以下、和Nb：0.005以下之中的1种或2种以上。

Cr：0.25％以下

Cr与Mn同样地通过固溶强化对铁素体进行强化，使延展性和韧性降低。延展性和韧性的降低具有减小断裂时的断裂面附近的塑性变形量、得到良好的断裂分离性的效果。但是，如果过量含有Cr，则珠光体的片层间距变小，珠光体的延展性和韧性反而变高。因此，断裂时的断裂面附近的塑性变形量变大，断裂分离性降低。并且，如果过量含有Cr，则有时贝氏体组织变得容易生成，断裂分离性大幅降低。因此，为了得到上述效果而含有Cr的情况下，将Cr含量设为0.25％以下。优选Cr含量的上限为0.15％。为了使Cr的效果充分发挥，优选将Cr含量的下限设为0.01％。

Ti：0.10％以下

Ti在热锻后的冷却时主要形成碳化物或碳氮化物，通过析出强化对铁素体进行强化，使延展性和韧性降低。延展性和韧性的降低具有减小断裂时的断裂面附近的塑性变形量、得到良好的断裂分离性的效果。但是，如果过量含有Ti则其效果饱和，因此为了得到上述效果而含有Ti的情况下，将Ti含量的上限设为0.10％。为了使Ti的效果充分发挥，优选将Ti含量的下限设为0.005％。更优选的Ti含量的范围为0.010～0.030％。

Nb：0.05％以下

Nb在热锻后的冷却时主要形成碳化物或碳氮化物，通过析出强化对铁素体进行强化，使延展性和韧性降低。延展性和韧性的降低具有减小断裂时的断裂面附近的塑性变形量、得到良好的断裂分离性的效果。但是，如果过量含有Nb则其效果饱和，因此为了得到上述效果而含有Nb的情况下，将Nb含量的上限设为0.05％。为了使Nb的效果充分发挥，优选将Nb含量的下限设为0.005％。更优选的Nb含量的范围为0.010～0.030％。

本实施方式涉及的钢材的其余量为铁和杂质。杂质是指矿石、废料等原材料和从制造环境混入的物质。并且，本实施方式涉及的钢材，除了上述成分，在不损害本实施方式涉及的钢的效果的范围内，可以含有Te、Zn和Sn等。

下面，对将钢材的V的偏析比设为1.0以上且低于3.0的理由进行说明。

如果大量含有V，则钢材变为低延展性和低韧性，裂解时的断裂面附近的塑性变形量变小。另一方面，如果大量含有V，则断裂面变脆，碎片变得容易产生。如果大量含有V，则产生明显的V的偏析，因此热锻后的组织变得不均匀，该情况在对钢材进行了裂解时，大大改变龟裂的进展方向，并且使龟裂分歧产生副龟裂。这成为大量的碎片产生的原因。本发明者们对V的偏析比与断裂面的碎片产生的关系进行了研讨。

将具有C：0.38％(质量％，以下相同)、Si：0.88％、Mn：0.69％、P：0.054％、S：0.073％、V：0.30％、N：0.0104％，其余量由铁和杂质构成的成分的钢，在转炉中进行熔炼并通过连续铸造进行制造，通过热轧形成了直径为56mm的棒钢形状。此时，准备了多个通过对连续铸造中的铸模内的电磁搅拌的实施的有无、中间包内钢液过热度(13～52℃)、或在最终凝固部的轻压下的压力梯度(0.0～3.0mm/m)进行调整，从而使V的偏析比发生变化的钢材。

V的偏析比是表示V的偏析程度的指标。在此采用电子束显微分析仪(EPMA)对直径为56mm的棒钢，在与热轧方向垂直的截面内从表面到中心、及从中心到表面地在直径方向上进行线分析，测定V浓度的最大值和平均值，算出了其比(＝V浓度的最大值/平均值)。因此，偏析明显的情况下，偏析比的值高，没有偏析的情况下，偏析比的值变为1.0。

为了对断裂面的碎片产生进行评价，通过热锻制造了与锻造连杆相当的试验片。具体地，将直径56mm、长度100mm的棒钢加热至1250℃，然后与棒钢的长度方向垂直地进行锻造形成厚度20mm，并且通过空冷(大气中的放冷)冷却至了室温。然后，将该棒钢进行切削加工，形成了与连杆大端部相当的形状的试验片。试验片如图1所示，在80mm×80mm且厚度18mm的板状的中央部打开了直径50mm的孔，在直径50mm的孔的内面上，相对于作为锻造前的坯料的棒钢的长度方向±90度的两个位置上，实施了深度1mm且顶端曲率0.5mm的45度的V型缺口加工。并且，作为螺栓孔打开了直径8mm的贯通孔，以使其中心线位于距离缺口加工侧的侧面8mm的地方。

裂解装置由分体模和落锤试验机构成。分体模是将成型于长方形的钢材上的直径46.5mm的圆柱沿中心线2等分的形状，被分割了的圆柱的一方被固定，另一方在导轨上移动。楔孔被加工在两个半圆柱的接合面上。在使试验片断裂时，将试验片的直径50mm的孔嵌入该分体模的直径46.5mm的圆柱，放入楔子，在落锤的上面进行设置。落锤为质量200kg、沿导向(guide)落下的结构。如果落锤落下，则楔子被打进，试验片拉伸断裂为两半。再者，试验片以被分体模压着那样地固定其周围，以使断裂时试验片不从分体模游离。

本试验中，使试验片以落锤高度100mm断裂后，反复进行10次将断裂面对接并以20N·m的扭矩拧紧螺栓进行组装的工作和松开螺栓并放开断裂面的工作，将此时脱落了的碎片的总重量定义为断裂面的碎片产生量。

图2中表示V的偏析比与断裂面的碎片产生量的关系。通过V的偏析比的降低，断裂面的碎片产生量减少。为了将碎片产生量抑制在能够省略震落碎片工序的目标即1.0mg以下，需要使V的偏析比低于3.0。因此，V的偏析比的上限为低于3.0。为了更加抑制碎片产生量，V的偏析比优选为2.5以下，更优选为2.0以下。

V的偏析比的调节如上所述，可以通过对连续铸造中的铸模内的电磁搅拌的实施的有无、中间包内钢液过热度、和在最终凝固部的轻压下的压力梯度进行调整来实现。如果实施电磁搅拌，将中间包内钢液过热度设为13℃以上40℃以下，并且将在最终凝固部的轻压下的压力梯度设为0.5mm/m以上2.0mm/m以下，则可以使V的偏析比为1.0以上且低于3.0。

以下根据实施例对本发明进行详细说明。再者，这些实施例是用于对本发明的技术意义和效果进行说明的，并不限定本发明的范围。

实施例

通过对具有表1所示组成的、在转炉内进行了熔炼的钢进行连续铸造来制造钢锭，将该钢锭通过开坯工序形成162mm见方的钢坯，并且通过热轧形成直径为56mm的棒钢形状。再者，表中的「-」记号表示记号所记载的地方涉及的元素的含量在检测临界值以下。并且，如表2所示准备了多个通过对连续铸造中的铸模内的电磁搅拌的实施的有无、中间包内钢液过热度、和在最终凝固部的轻压下的压力梯度进行调整，从而使V的偏析比发生了变化的钢材。实施电磁搅拌时，以65cm/秒的流速进行了搅拌。并且在中间包内过热度13～52℃的范围内，将钢注入到铸模中，在最终凝固部的轻压下的压力梯度0～1.4mm/m的范围内进行了压下。开坯前的钢锭的加热温度和加热时间分别为1270℃和140分钟，热轧前的钢坯的加热温度和加热时间分别为1240℃和90分钟。表1的比较钢的下划线部分表示在本发明的范围外。

[表1]

※下划线部分是本发明范围外的条件

[表2]

※下划线部分是本发明范围外的条件

然后，为了对V的偏析程度进行调查，采用电子束显微分析仪(EPMA)对直径为56mm的棒钢，在与轧制方向垂直的截面内从表面到中心、及从中心到表面地在直径方向上进行线分析，测定V的浓度分布，算出了作为V浓度的最大值与平均值的比的偏析比。

然后，为了对断裂分离性和机械特性(拉伸特性)进行调查，通过热锻作成了与锻造连杆相当的试验片。具体地，将直径56mm、长度100mm的坯料棒钢加热至1150～1280℃后，与棒钢的长度方向垂直地进行锻造形成厚度20mm，通过空冷(大气中的放冷)冷却至了室温。由冷却后的锻造材料进行了切削加工成为JIS4号拉伸试验片和与连杆大端部相当的形状的断裂分离性评价用试验片。JIS4号拉伸试验片在距离锻造材料侧面30mm位置上沿长度方向进行了提取。断裂分离性评价用试验片如图1所示，在80mm×80mm且厚度18mm的板状的中央部打开了直径50mm的孔，在直径50mm的孔的内面上，相对于作为锻造前的坯料的棒钢的长度方向±90度的两个位置上，实施了深度1mm且顶端曲率0.5mm的45度的V型缺口加工。并且，作为楔孔打开了直径8mm的贯通孔，以使其中心线位于距离缺口加工侧的侧面8mm的地方。

断裂分离性评价的实验装置由分体模和落锤试验机构成。分体模是将成型于长方形的钢材上的直径46.5mm的圆柱沿中心线2等分的形状，一方被固定，另一方在导轨上移动。楔孔被加工在两个半圆柱的接合面上。在断裂试验时，将试验片的直径50mm的孔嵌入该分体模的直径46.5mm的圆柱，放入楔子，在落锤的上面进行设置。落锤为质量200kg、沿导向落下的结构。如果落锤落下，则楔子被打进，试验片拉伸断裂为两半。再者，试验片以被分体模压着那样地固定周围，以使断裂时试验片不从分体模游离。

本试验中，以落锤高度100mm进行断裂，将断裂后的试验片对接并扭紧螺栓，测定断裂方向的内径和与断裂方向垂直的方向的内径的差，将其作为裂解导致的变形量。然后，反复进行10次将断裂面对接并以20N·m的扭矩拧紧螺栓进行组装的的工作和松开螺栓并放开断裂面的工作，将据此脱落了的碎片的总重量定义为了断裂面的碎片产生量。关于断裂分离性，断裂分离导致的变形量超过100μm或断裂面的碎片产生量超过1.0mg为未达目标。

另外关于屈服比，低于0.70为未达目标。关于伸长率，超过18％为未达目标。

试验No.1～22的本发明例全都达成目标，可知具有优异的断裂分离性。另一方面，No.23～26、28、30，C、Si、Mn、P、V量在本发明的范围之外，因此铁素体分数高，或不能使铁素体和珠光体组织的延展性充分降低，为高延展性，因此裂解时的变形量大，断裂分离性不好。试验No.27、31，Mn、Cr量在本发明的范围之外，因此生成贝氏体组织，或不能使珠光体组织的延展性充分降低，裂解的变形量大，断裂分离性不好。试验No.29，S量在本发明的范围之外，因此纵横尺寸比大的Mn硫化物的量增加并发生分离，产生了与Mn硫化物的伸长方向平行的龟裂，因此裂解的变形量大，断裂分离性不好。试验No.32～38，钢成分在本发明的范围内，但由于没有实施连续铸造中的铸模内的电磁搅拌，中间包内钢液过热度高并超过40℃，或在最终凝固部的轻压下的条件在规定范围外，因此V的偏析比为3.0以上，断裂面的碎片产生量未达目标。

产业可利用性

本发明的非调质钢材，热锻后进行空冷或风冷后进行裂解时，断裂面附近的塑性变形量小且断裂面的碎片产生少，具有优异的断裂分离性。通过断裂面的塑性变形量小，并且碎片产生少的特征，能够在断裂面啮合时不发生错位而精度良好地将断裂面啮合，使部件制造的成品率提升。另外，通过该特征，可以省略震落碎片的工序，导致制造成本的降低，这在产业上效果极大。

附图标记说明

1 试验片

2 孔

3 V型缺口

4 贯通孔

Claims (3)

1.一种进行裂解而使用的非调质钢材，其特征在于，包含下述钢成分，以质量％计含有：

C：0.20～0.60％、

Si：0.50～2.0％、

Mn：0.20～2.0％、

P：0.010～0.15％、

S：0.010～0.15％、

V：0.20～0.50％、

N：0.002～0.02％，

其余量由Fe和杂质构成，

将钢材的在截面上的所述钢材中的V浓度的最大值相对于所述钢材中的V浓度的平均值的比作为V的偏析比时，所述V的偏析比为1.0以上且低于3.0，

断裂面的碎片产生量为1.0mg以下，所述断裂面的碎片产生量，是使试验片以落锤高度100mm断裂后，反复进行10次将断裂面对接并以20N·m的扭矩拧紧螺栓进行组装的工作和松开螺栓并放开断裂面的工作时脱落了的碎片的总重量。

2.根据权利要求1所述的非调质钢材，其特征在于，以质量％计还含有：

Ca：0.005％以下、

Mg：0.005％以下、

Zr：0.005％以下

之中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的非调质钢材，其特征在于，以质量％计还含有：

Cr：0.25％以下、

Ti：0.10％以下、

Nb：0.05％以下

之中的1种或2种以上。