CN105026593B - 锻造部件及其制造方法、以及连杆 - Google Patents

Abstract

化学成分组成以质量计含有C：0.30～0.45％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.50～0.90％、P：0.030～0.070％、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，余量由铁和不可避免的杂质构成，同时满足式1的钢所构成的锻造部件。金属组织为铁素体‑珠光体组织，同时铁素体的面积率为30％以上。维克斯硬度在320～380HV的范围内，0.2％耐力为800MPa以上，V型缺口的夏比冲击值在7～15J/cm²的范围内。

Description

锻造部件及其制造方法、以及连杆

技术领域

本发明涉及锻造部件及其制造方法、以及连杆。

背景技术

在例如连杆等用于汽车的锻造部件中，为了提高燃料经济性而要求轻量化。对于轻量化，提高作为素材的钢的强度并将其薄化是有效的。然而，一般钢的高强度化伴随着切削性的恶化。因此，期望开发满足高强度化和切削性两者的钢。

此外，还讨论了组合2个部件构成一组部件时，这两个部件在连接状态下成型后，最终断裂分割为2个部件成品的情况。采用该制造方法，可谋求制造工序的合理化，同时，断裂分割后的2个部件的可组装性提高。为使这样的制造方法成为可能，至少需要容易断裂分割的钢。

作为以将高强度化和低成本化为目的而开发的钢，例如，专利文献1中记载的。此外，作为将高强度化和提高切削性作为目的而开发的钢，例如，专利文献2中记载的。

[现有技术文献]

[专利文献]

[专利文献1]日本专利特开2011-32545号公报

[专利文献2]日本专利特开2011-195862号公报

发明内容

[发明要解决的课题]

专利文献1中记载的钢，一定程度上实现了低成本化和高强度化，但关于上述断裂分割性则完全没有考虑。此外，专利文献2记载的钢一定程度上实现了高强度化，且具有可断裂分割的特性。然而，该钢的切削性虽比以往提高了，但仍不能说足够。进一步地，虽将断裂分割性按照由脆性断面率带来的变形进行了评价，但关于因过脆产生的豁口完全没有考虑。因此，专利文献1的钢有断裂分割时产生变形或豁口的问题。

此外，不仅从与断裂分割性相关的观点出发，还从作为部件长期稳定使用的观点出发，夏比冲击值极低都是有问题的，需确保达到耐久性所需要的最低限的值。

本发明基于这样的背景，提供由可实现高强度化、切削性提高及断裂分割性提高这样的全部3个特性的钢材构成的可断裂分割锻造部件及其制造方法。此外，本发明中得到的锻造部件，虽然可断裂分割，但在用途上，不进行断裂分割而使用也是当然可以的。

[解决课题的手段]

本发明的一个方式为一种锻造部件，其特征在于，化学成分组成以质量计，含有，C：0.30～0.45％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.50～0.90％、P：0.030～0.070％、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，余量由铁和不可避免的杂质构成，同时满足下述式1，

式1：[C]-4×[S]+[V]-25×[Ca]<0.44

(此处，[X]是指元素X的含量(质量％)的值)

金属组织为铁素体-珠光体组织，同时铁素体的面积率为30％以上，

维克斯硬度在320～380HV的范围内，

0.2％耐力为800MPa以上，

V型缺口的夏比冲击值为7～15J/cm²的范围内。

本发明的另一个方式为一种锻造部件的制造方法，其特征在于具有如下工序，准备化学成分组成以质量计含有，C：0.30～0.45％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.50～0.90％、P：0.030～0.070％、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：0.0090％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成，同时满足下述式1的锻造用钢材的工序，

式1：[C]-4×[S]+[V]-25×[Ca]<0.44

(此处，[X]是指元素X的含量(质量％)的值)

对上述锻造用钢材在1150℃～1300℃的热锻造温度下实施热锻造，得到锻造部件的工序，和

将上述热锻造后的上述锻造部件进行冷却的冷却工序，其在800～600℃中的平均冷却速度为150～250℃/min。

本发明的另一个方式为，一种锻造部件的制造方法，其特征在于具有如下工序，准备化学成分组成以质量计含有，C：0.30～0.45％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.50～0.90％、P：0.030～0.070％、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：大于0.0090、0.0150％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成，同时满足下述式1的锻造用钢材的工序，

式1：[C]-4×[S]+[V]-25×[Ca]<0.44

(此处，[X]是指元素X的含量(质量％)的值)

对上述锻造用钢材在1230℃～1300℃的热锻造温度下实施热锻造，得到锻造部件的工序，和

将上述热锻造后的上述锻造部件进行冷却的冷却工序，其在800～600℃中的平均冷却速度为150～250℃/min。

[发明的效果]

上述锻造部件，在具有上述特定的化学成分组成的同时，维克斯硬度、0.2％耐力、金属组织及夏比冲击值所表示的特性全部在上述的特定范围内。据此，实现了维持高强度，同时切削性良好，且断裂分割时没有豁口和变形这样的优异特性，即，能够高水平地实现高强度化、切削性提高及断裂分割性提高这3个特性的全面提高。此外，上述锻造部件根据用途的不同，也可以不实施断裂分割而进行制造。而且，上述锻造部件，不论是否有断裂分离，通过确保上述的夏比冲击值等特性，可长期安心使用。

附图说明

[图1]实施例1中，评价断裂分割性用的试验片的(a)平面图、(b)正面图。

[图2]实施例1中，展示P含量和夏比冲击值的关系的说明图。

[图3]实施例1中，展示硬度和夏比冲击值的关系的说明图。

[图4]实施例1中，展示硬度和0.2％耐力的关系的说明图。

[图5]实施例1中，展示硬度和切削性指数的关系的说明图。

[图6]实施例1中，展示式(1)的值和切削性指数的关系的说明图。

[图7]实施例2中，展示N含量及加热温度与0.2％耐力的关系的说明图。

具体实施方式

说明上述锻造部件中的化学成分组成的限定理由。

C：0.30～0.45％，

C(碳)是为确保强度的基本元素。为了在获得适度的强度、硬度、夏比冲击值的同时，确保适度的切削性，C含量处于上述范围内较为重要。C含量低于上述下限值时，确保强度等较为困难，同时断裂分割时有变形的可能。C含量超过上述上限值时，担心有切削性低下，断裂分割时的豁口等问题。此外，为获得超过1100MPa的抗拉强度，优选含有0.35％以上的C。

Si：0.05～0.35％、

Si(硅)，作为炼钢时的脱氧剂是有效的，同时，是对强度和断裂分割性的提高有效的元素。为获得这些效果，需要添加上述下限值以上的Si。另一方面，Si含量过多则脱碳增加，可能对疲劳强度产生坏的影响，因而Si含量为上述上限值以下。

Mn：0.50～0.90％、

Mn(锰)是用于制钢时脱氧以及调整钢的强度、韧性平衡的有效元素。除了强度、韧性平衡的调整之外，为了使金属组织最适化，以及提高切削性及断裂分割性，也需要Mn含量在上述范围内。Mn含量低于上述下限值时，有强度降低及产生断裂分割时的变形的可能。Mn含量超过上述上限值时，有珠光体增加及贝氏体析出而导致切削性下降的可能。

P：0.030～0.070％、

P(磷)是影响断裂分割性的元素，通过限定在上述范围内，易于获得适度的夏比冲击值，可抑制断裂分割时的变形及豁口。P含量不足上述下限值时，可能产生断裂分割时变形的问题。另一方面，P含量超过上述上限值时，断裂分割时可能会产生豁口的问题。

S：0.040～0.070％、

S(硫)是对切削性提高有效的元素。为获得该效果，需含有上述下限值以上的S。另一方面，S含量过多时，锻造时容易产生破裂，因而限制在上述上限值以下。

Cr：0.01～0.50％、

Cr(铬)和Mn一样，是用于调整钢的强度、韧性平衡的有效元素，因而添加至上述下限值以上。另一方面，Cr含量过多则与Mn的情况相同，有珠光体增加和贝氏体析出导致切削性降低的可能，因而限制在上述上限值以下。

Al：0.001～0.050％、

Al(铝)，是脱氧处理的有效元素，因而添加至上述下限值以上。另一方面，Al增加可能带来氧化铝系夹杂物的增加导致的切削性降低的问题，因而限制在上述上限值以下。

V：0.25～0.35％、

V(钒)元素在热锻造后的冷却时，会形成碳氮化物在铁素体中细微地析出，通过析出强化而使强度提高，因而添加至上述下限值以上。另一方面，钒对成本有较大影响，因而限制在上述上限值以下。

Ca：0～0.0100％(包括0％的情形)

Ca(钙)对切削性的改善是有效的，因而可根据需要添加。几乎不含Ca时，当然无法获得Ca带来的切削性提高效果，但只要满足式1，也可以确保必要的切削性。因而，钙并非必需元素，而是可选元素。另一方面，Ca添加带来的切削性提高的效果，若添加量过多也会饱和，因而Ca添加量限制在上述上限值以下。

N：0.0150％以下、

N(氮)是大气中含量最多的元素，在空气溶解的情况下，制造中不可避免地作为杂质含有。但是，N含量超过上述上限值时，会与钢中的V结合，大量形成对强度提高没有贡献的较大的碳氮化物，可能会阻碍V添加带来的强度提高的效果，因而限制在上述上限值以下。此外，上述的N含量范围中，N含量越高，对强度提高没有贡献的比较粗大的碳氮化物在钢中变多的可能性越大。为了回避这个问题，确保锻造后的强度，优选热锻造时在更高的温度中加热，使较为粗大的碳氮化物固溶。

上述的化学成分的组成中，作为不可避免的杂质，例如，如后述的表1中也具有的那样，有Cu、Ni、Mo等。

在控制上述各元素的含有范围的基础上，上述化学成分组成还需进一步满足式1：[C]-4×[S]+[V]-25×[Ca]<0.44。此外，[X]的意思是元素X的质量％的值，例如，[C]的意思是C的含量(质量％)的值。其他的元素也一样。此外，后述的式2中也一样。

为提高切削性，像上述那样添加Ca是有效的。另一方面，通过使Ca以外的元素的含量在上述范围内，同时满足上述式1，则无论是否添加Ca，均可获得良好的切削性。即，若满足式1，含Ca0.0005％以上时自不必说，未添加Ca时也能确保良好的切削性。因此，通过将式1作为必须要件，能够让可容许的Ca的添加量的范围变大。

此外，式1是通过以下方法得到的：准备大量各种各样的化学成分组成的钢材，取得切削性指数的数据，将这些和C、S、V、Ca的元素的含量的关系用多重回归分析，从可获得与基准材料同样的程度以上的切削性的阈值推导出式1的关系式。选择C、S、V、Ca这样特定的元素的理由是基于上述4个元素与其他元素相比对切削性的影响较大这样的过去的认知。推导出上述4个元素构成的式1后，对其妥当性进行验证。

此外，构成上述锻造部件的钢，维克斯硬度在320～380HV的范围内。据此，可谋求高强度特性和上述成分调整带来的优异切削性的两全。维克斯硬度比上述下限值低时，难以谋求充分的高强度化，另一方面，超过上述上限值时，有切削性降低的可能。

此外，构成上述锻造部件的钢的0.2％耐久力为800MPa以上。据此，可谋求充分的高强度化，有助于部件的轻量化。

此外，V型缺口的夏比冲击值在7～15J/cm²的范围内。据此，可抑制断裂分割时的变形和豁口，可获得非常优异的断裂分割性。上述夏比冲击值低于上述下限值时，断裂分割时可能产生豁口，另一方面，高于上述上限值时，断裂分割时变形可能较大。

此外，构成上述锻造部件的钢的金属组织为铁素体-珠光体组织，同时，处于铁素体的面积率为30％以上的状态。据此，可获得非常优异的切削性。

为获得该铁素体的面积率在30％以上的铁素体·珠光体组织，优选在满足上述特定化学成分组成中的各个成分范围的基础上，进一步满足下述式2。

式2：2.15≦4×[C]-[Si]+(1/5)×[Mn]+7×[Cr]-[V]≦2.61

在上述特定的化学成分组成中，即使满足各成分范围，不满足上记式2时，可能产生铁素体面积率不足30％的情况。因此，为满足上记式2而调整各个化学成分组成的组合是有效的。此外，铁素体面积率还被热锻造的条件及热锻造后的冷却速度等制造条件所左右。关于热锻造的条件和热锻造后的冷却条件之后再说，但在这些条件以外，是否满足上记式2，对铁素体面积率的控制有较大影响。因此，满足上述式2较为重要。

此外，式2是通过以下方法得到的：准备大量各种各样的化学成分组成的钢材，取得铁素体面积率的数据，将这些和C、Si、Mn、Cr、V的元素的含量的关系用多重回归分析，推导出使铁素体面积率为30％以上的式2的关系式。选择C、Si、Mn、Cr、V这样特定的元素的理由是基于上述5个元素与其他元素相比对锻造后的金属组织的影响较大这样的过去的认知。推导出上述5个元素构成的式2后，对其妥当性进行验证。

此外，具有上述优异特性的锻造部件可适用于各种部件。特别地，对于连杆来说，可以实施利用断裂分割的制造方法，上述钢的适用非常有效。

此外，制造上述锻造部件时，至少进行：用电炉等将原料溶解、制作具有上述特定化学成分的铸造片，对其施加热压延等热加工，准备锻造用钢材的工序，对锻造用钢材实施热锻造的工序，和冷却热锻造后的锻造品的冷却工序。此时，若N的含有率较高，则锻造用钢材中的比较粗大的V碳氮化物变为较多析出的状态，因此，在热锻造后的锻造品的冷却过程中，为了使有助于强度提高的微细的碳氮化物析出，N含量越高，就越需要将热锻造温度调高，使上述较粗大的碳氮化物固溶。

具体地，N含量在0.0090％以下时，与以往的热锻造无特别差异，热锻造温度为1150℃以上即可。另一方面，N含量超过0.0090％时，优选提高热锻造温度，设定为1230℃以上，令锻造用钢材中的V碳氮化物可更多地固溶。另外，即使N含量为0.0090以下时，使热锻造温度为1230℃以上也没有问题。但热锻造温度过高时，结晶粒粗大化，对机械性质产生坏的影响，因而上限温度优选1300℃。

此外，为获得与目标的高强度、硬度及断裂分割相适应的冲击值，需要注意热锻造的冷却速度。具体地，优选800～600℃之间的平均冷却速度为150～250℃/分那样的冷却。使平均冷却速度的下限为150℃/分是因为，冷却速度较慢则难以获得目标的高强度、硬度、冲击值。此外，使上限为250℃/分是因为，若比这更快速地冷却，可能生成贝氏体组织，还是无法获得目标的机械性质。在800～600℃的范围中设定冷却速度的范围是因为，该温度范围的冷却速度对机械性质的影响最大。

[实施例]

(实施例1)

关于上述锻造部件，用实施例说明。本例中，如表1所示，准备化学成分组成不同的多种试料，实施制作连杆时的加工，进行各种评价。此外，各试料的制造方法可变更为公知的各种方法。

[表1]

<强度评价试验>

作为强度评价用试验片，将用电炉溶解制作的铸造片热压延成钢筋，拉伸锻造该钢筋，制作作为锻造用钢材的直径的圆棒，之后，对该圆棒加热至相当于实际的热锻造中的标准处理温度的1200℃，保持30分钟后，风扇气冷，在800～600℃之间的平均冷却速度约为190℃/分的条件下冷却至室温后使用。

强度评价针对以下的项目进行。

·硬度测定：以JIS Z 2244为基准测定维克斯硬度。

·拉伸强度及0.2％耐力的测定：以JIS Z 2241为基准实施拉伸试验求出。

·铁素体面积率：将试验片的截面用硝酸乙醇腐蚀后，用光学显微镜观察。面积率根据以JIS G 0551为基准的点算法求出。

·夏比冲击值：实施以JIS Z 2242为基准的V型缺口夏比冲击试验求出。

硬度是以维克斯硬度在320～380HV的范围内的情况为良好，其他情况判定为不良。0.2％耐力是以800MPa以上的情况为良好，其他情况判定为不良。V型缺口的夏比冲击值是以7～15J/cm²的范围中的情况为良好，其他情况判定为不良。

<切削性评价试验>

作为切削性评价用试验片，将用电炉溶解制作的铸造片热压延成钢筋，拉伸锻造该钢筋，制作作为锻造用钢材的边长25mm的截面为正方形的方棒，之后，对该方棒加热至相当于实际的热锻造中的标准处理温度的1200℃，保持30分钟后，风扇气冷，在800～600℃之间的平均冷却速度约为190℃/分的条件下冷却至室温，进一步切削成边长20mm的截面为正方形的方棒后使用。

切削性试验是通过用钻头开孔进行的。试验条件如下。

·使用钻头：直径的海斯钻头

·钻头旋转数：800rpm

·进给量：0.20mm/rev

·加工深度：11mm

·加工孔数：300孔(未贯通)

钻头磨损量的测定是在300孔加工后的钻头的后刀面角部上进行的。

切削性指数是以基准材料的钻头的磨损量为1，根据各试料的钻头磨损量与基准材料的比率算出的。基准材料是以往的JIS机械的碳素钢，使用化学成分组成为C：0.23％、Si：0.25％、Mn：0.80％、Cr：0.2％，余量为Fe及不可避免的杂质的钢(硬度250HV)。该现有钢与本申请中的钢相比硬度明显低，具有即使不添加S等切削性提高元素，也没有制造问题的切削性，因而作为基准材料使用。此外，切削性指数以1.20以下的情况为良好，超过1.20的情况判定为不良。

<断裂分割性评价试验>

作为断裂分割性评价用试验片，使用如下制作的物品。首先，将用电炉溶解制作的铸造片热压延为钢筋，拉伸锻造该钢筋，制作作为锻造用钢材的长度75mm×宽度75mm×厚度25mm的板材。接下来，将该板材加热至相当于实际热锻造中的标准处理温度的1200℃，保持30分钟后，风扇气冷，以800～600℃之间的平均冷却速度约为190℃/分的条件冷却至室温。之后，如图1所示，加工上述板材，使其成为外形为长L70mm×W宽70mm×厚T20mm的，中央具有在厚度方向上贯通的直径的贯通孔81的形状，将其假想为连杆的大端部，从而得到断裂分割性评价用试验片8。该断裂分割性评价用试验片8，如该图所示，设有沿着平行的一对外形线，贯通于长度方向的直径的一对平行的贯通孔82，同时，贯通孔81的内周壁上设有一对切口83。切口83是用激光切出的，深度d为1mm。此外，切口83处于与长度方向相对90度的2个位置，即与上述贯通孔82最近的2个位置。

断裂分割(破裂)的方法是，将图中未示出的夹具插入贯通孔81，如图1所示，在箭头F方向上施加冲击荷重。

断裂分割性的评价是这样进行的：断裂分割后再度组合为分割前的状态，利用上述贯通孔32螺栓连接，测定断裂分割后的贯通孔81的内径尺寸，求出尺寸变化量。对于各试料分别进行10次(n＝10)试验，以全部试验中的尺寸变化为10μm以下且断裂面不发生豁口的情况为良好，其他判定为不良。

各评价结果如表2所示。

[表2]

从表2可知，关于试料E1～E17，了解到全部评价项目中都得到良好的结果，强度、切削性及断裂分割性的3者全部发挥了优异的特性。还了解到其中试料E4～E17只含有作为杂质的Ca，但通过Ca以外的成分的最优化，成分被调整至满足式1，从而满足了必要的切削性。

此外，试料E1～E17不仅断裂分割性优异，其他的特性也全部优异，并且，夏比冲击值也确保在7J/cm²以上，因而不论有无断裂分割，都可以长期安心使用。因此，不仅是需要断裂分割的部件，也能适宜地用于无需断裂分割的部件。

另一方面，试料C1由于含碳量过少，结果是，硬度、0.2％耐力等强度特性较低，且夏比冲击值的值较高，在断裂分割性的评价中变形较大。

同样地，试料C2由于含Mn量过少，结果是，硬度、0.2％耐力等强度特性较低，且夏比冲击值的值较高，在断裂分割性评价中变形较大。

试料C3由于含Cr量过多，金属组织中的铁素体面积率较低，结果而导致夏比冲击值的值较低，断裂分割性评价中产生豁口，同时切削性降低。

试料C4含P量过少，变成了冲击值的值较高，断裂分割性评价中变形较大这样的结果。

试料C5由于含Mn量过多，金属组织中的铁素体面积率较低，从而导致夏比冲击值的值较低，结果，断裂分割性评价中产生豁口，同时切削性降低。

试料C6由于含P量过多，夏比冲击值的值较低，断裂分割性评价中产生豁口。

试料C7由于含C量过多，结果夏比冲击值的值较低，断裂分割性评价中产生豁口，此外，金属组织中的铁素体面积率降低，切削性降低。

试料C8由于含S量过少，不满足式1，结果切削性较低。

试料C9由于不满足式1，结果切削性较低。

试料C10由于含V量过少，结果0.2％耐力较低。

试料C11由于含V量过多，结果夏比冲击值的值较低，断裂分割性评价中产生豁口，此外，硬度变得过高，切削性降低。

试料C12含有的各个化学成分均在本发明的范围内，但不满足式2的关系。而且，这导致铁素体面积率不足30％，其结果是产生切削性的降低，以及夏比冲击值的值较低，断裂分割性评价中产生豁口。从这个结果来看，了解到至少采用本例的制造方法时，不仅限制了各个化学成分，而且满足式2的关系，使铁素体面积率最优化，因此是有效的。

接下来，图2中展示了P含量和夏比冲击值的关系。该图的横轴是P含量(质量％)，纵轴是夏比冲击值(J/cm²)。此外，用试料E1～E17和试料C4及C6的数据绘图。如从该图知道的那样，为将上述夏比冲击值限制在7～15J/cm²的范围内，至少将P含量限制在0.030～0.070％的范围内是有效的。

图3中展示了硬度和夏比冲击值的关系。该图的横轴是硬度(HV10)，纵轴是夏比冲击值(J/cm²)。此外，用试料E1～E17和试料C1～C7及C11的数据绘图。如从该图知道的，为将上述夏比冲击值限制在7～15J/cm²的范围内，仅靠限制硬度是很难的，试料C1中的C含量的适当化，试料C2中的Mn含量的适当化，试料C4及试料C6中的P含量的适当化，试料C3、C5及C7中的铁素体面积率的适当化，试料C11中的V含量的适当化分别是必须的。

图4中展示了硬度和0.2％耐力的关系。该图的横轴是硬度(HV10)，纵轴是0.2％耐力(MPa)。此外，用试料E1～E17和试料C1～C3、C5、C7及C10的数据绘图。从该图可知，硬度不足320HV时，0.2％耐力不足800MPa，另一方面，即便硬度在320HV以上，V不满0.25％时0.2％耐力也不足800MPa，N若超过0.0090％，则0.2％耐力不足800MPa。

图5中展示了硬度和切削性指数的关系。该图的横轴是硬度(HV10)，纵轴是切削性指数。此外，用试料E1～E17和试料C3、C5、C7～C9及C11的数据绘图。从该图可知，硬度超过380HV时，切削性恶化，并且，硬度即使在380HV以下，铁素体面积率不足30％时切削性恶化，S不足0.040％时切削性也会恶化。

图6中展示了式1的值和切削性指数的关系。该图的横轴是式1的值，纵轴是切削性指数。此外，用试料E14～E17和试料C9的数据绘图。即，为了确认Ca含量只要至少满足式1就能满足切削性这一点，只限定本实施例进行实验的试料当中Ca含量不足0.0005％，但是各成分的含有范围都适当的试料进行绘图。绘图的数据中，仅试料C9不满足式1，其他的试料满足式1。从该图可知，Ca含量即使不足0.0005％时，通过满足式1也可确保切削性。

(实施例2)

本实施例中，准备表3所示的多个试料，调查N含量及V含量对钢的特性的影响。进一步地，调查热锻造时加热温度导致的影响。如表3所示，试料E21、E22及C21中，V含量全部为0.32％，N量各自不同。试料E31、E32及C31中，V含量全部为0.28％，N量各自不同。此外，V、N以外的成分在E21、E22、C21的3个试料和E31、E32、C31的3个试料间基本调整至相同的水平。

[表3]

各试料的制造方法，和上述实施例1的情况基本相同，热锻造时的加热温度设定为表4所示的温度。得到的试料的试验方法也和上述实施例1的情形相同。试验结果如表4所示。进一步地，图7中，展示了N含量及加热温度与0.2％耐力的关系。

[表4]

如从表4及图7所知道的，N含量在0.0090％以下时，热锻造温度在1200℃时也能确保800MPa以上的0.2％耐力，但超过0.0090％时，会产生无法确保800MPa以上的0.2％耐力的情况。但还了解到即使N超过0.0090％时，通过使热锻造温度为1230℃以上，也可以使0.2％耐力为800MPa以上。另一方面，N含量超过0.015％时(试料C21、C31的情况)，热锻造温度升至1250℃也无法使0.2％耐力为800MPa以上。

(实施例3)

以上说明的实施例中，热锻造后的冷却工序是在800～600℃间的平均冷却速度为190℃/分的条件下进行的。为了更详细地把握该冷却速度的影响，本例中，调整风扇气冷的风扇强度，对于800～600℃的平均冷却速度为100℃/分和300℃/分的情况，用试料1进行试验。冷却速度以外的条件，与实施例1相同。

试验的结果是，冷却速度为100℃/分的情况中，硬度为312HV，耐力为769MPa，两者都变得较低，但另一方面，冲击值为17.65J/cm²，过高，断裂分割性降低，变形较大。

此外，冷却速度为300℃/分的情况下，生成贝氏体组织，冷却速度100℃/分的情况下，原本0.799的屈强比降至0.732，且冲击值降低为6.44J/cm²，确认到断裂分割时豁口的产生。

根据以上的试验结果，了解到热锻造后的冷却速度的调整也是重要的。

Claims (4)

1.一种锻造部件，其特征在于，化学成分组成以质量％计，含有C：0.30～0.45％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.50～0.90％、P：0.030～0.070％、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，余量由铁和不可避免的杂质构成，同时满足下述式1和式2，

式1：[C]-4×[S]+[V]-25×[Ca]<0.44

式2：2.15≤4×[C]-[Si]+(1/5)×[Mn]+7×[Cr]-[V]≤2.61

此处，[X]是指元素X的含量的值，单位为质量％，

金属组织为铁素体-珠光体组织，同时铁素体的面积率为30％以上，

维克斯硬度在320～380HV的范围，

0.2％耐力为800MPa以上，

V型缺口的夏比冲击值为7～15J/cm²的范围。

2.一种连杆，其特征在于，由权利要求1记载的锻造部件构成。

3.一种锻造部件的制造方法，其特征在于，具有以下工序，

准备化学成分组成以质量％计含有C：0.30～0.45％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.50～0.90％、P：0.030～0.070％、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：0.0090％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成，同时满足下述式1和式2的锻造用钢材的工序，

式1：[C]-4×[S]+[V]-25×[Ca]<0.44

式2：2.15≤4×[C]-[Si]+(1/5)×[Mn]+7×[Cr]-[V]≤2.61

此处，[X]是指元素X的含量的值，单位为质量％，

将上述锻造用钢材在1150℃～1300℃的热锻造温度下实施热锻造，得到锻造部件的工序，和

将上述热锻造后的上述锻造部件进行冷却的冷却工序，其在800～600℃中的平均冷却速度为150～250℃/min。

4.一种锻造部件的制造方法，其特征在于，具有以下工序，

准备化学成分组成以质量％计含有C：0.30～0.45％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.50～0.90％、P：0.030～0.070％、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：大于0.0090、0.0150％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成，同时满足下述式1和式2的锻造用钢材的工序，

式1：[C]-4×[S]+[V]-25×[Ca]<0.44

式2：2.15≤4×[C]-[Si]+(1/5)×[Mn]+7×[Cr]-[V]≤2.61

此处，[X]是指元素X的含量的值，单位为质量％，

将上述锻造用钢材在1230℃～1300℃的热锻造温度下实施热锻造，得到锻造部件的工序，和

将上述热锻造后的上述锻造部件进行冷却的冷却工序，其在800～600℃中的平均冷却速度为150～250℃/min。