CN107406941A - 热轧钢材及钢部件 - Google Patents

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Abstract

本发明的一个方式的热轧钢材具有给定的化学成分，余量由Fe及杂质构成，其金属组织的90面积％以上由铁素体和珠光体构成，在与轧制方向平行的截面测定的沿上述轧制方向延伸的长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度为50～200个/mm2。

Description

热轧钢材及钢部件
技术领域
本发明涉及一种钢部件以及作为其原材料的热轧钢材。
本申请基于2015年3月9日在日本提出的日本特愿2015-045855号并主张其优先权，在此援用其内容。
背景技术
汽车的发动机用部件及行走部分用部件通过对钢进行热锻造而成型，通过任意地进行淬火回火的热处理(调质)而得到。将进行了调质的部件称为调质部件，将未经调质的部件称为非调质部件。在任意情况下，都能确保适用的部件所需要的机械特性。最近，从制造工序中的经济效率性的观点出发，大量普及省略了调质的部件、即非调质部件。
作为汽车发动机用部件的实例，可列举发动机用连杆(以下称为连杆)。该部件是在发动机内将活塞往复运动变换为通过曲轴进行的旋转运动时传递动力的部件。连杆由盖部和杆部构成，通过由盖部和杆部将被称为销部的曲轴的偏心部位夹入并连结而组装于曲轴，通过与销部旋转滑动的机构传递动力。
为了提高盖部与杆部的整合性，制造通常的连杆时，需要使盖部与杆部的对合面平滑。另外，由盖部和杆部将销部夹入并连结时，需要对盖部和杆部进行对位，因此，制造通常的连杆时，需要在盖部与杆部的对合面设置对位用凹凸。用于使对合面平滑、且在对合面设置凹凸的机械加工工序会增加连杆的制造时间及制造成本。为了省略用于设置该凹凸的机械加工工序，近年来，多采用断裂分割型模连杆。
断裂分割型模连杆是指通过下述加工方法得到的连杆：通过对钢进行热锻造等而使盖部与杆部成型为成为一体的形状后，在相当于盖部与杆部的边界的部分加入切口，使连杆断裂分割。通过该加工方法得到的盖部及杆部的对合面是通过断裂分割而得到的具有凹凸的断面。通过使脆性破坏断面的凹凸彼此嵌合，从而能够在将连杆组装于曲轴时进行对位。因此，在断裂分割型模连杆的制造中，可以省略用于提高对合面的整合性的机械加工和用于将对位用凹凸设置于对合面的机械加工。因此，断裂分割型模连杆能够大幅削减部件的加工工序，从而能够大幅提高部件制造时的经济效率性。
作为断裂分割型模连杆的材料，在欧美国家普及的是DIN标准的C70S6。C70S6是含有0.7质量％的C的高碳非调质钢，为了抑制断裂分割时的尺寸变化，其金属组织由延展性及韧性低的珠光体组织构成。C70S6由于断裂时断裂面附近的塑性变形量小，因此，断裂分割性优异。钢的断裂分割性是评价通过对钢进行断裂加工而得到的钢的断面彼此间的嵌合性的指标。断面附近的变形量小、断面的脆性破坏面积率大、且断裂加工时的缺陷产生量小的钢被判断为断裂分割性良好。然而，C70S6与作为通常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/拉伸强度)低，存在不能适用于要求高抗弯强度的高强度连杆的问题。
为了提高钢的屈服比，需要将钢的碳量抑制为较低水平、并增加钢的铁素体分率。然而，增加钢的铁素体分率时，钢的延展性提高，断裂分割时断面附近的塑性变形量变大，因此，会发生连结于曲轴的销部的连杆滑动部的形状变形增加、连杆滑动部的真圆度下降这样的部件性能上的问题。
另外，近年来，随着由高输出柴油发动机或涡轮发动机的普及导致的发动机输出增加，存在防止连杆的盖部与杆部的错位、即提高嵌合性及提高连结力等的要求。其中，关于提高嵌合性，以增大断裂分割的面的凹凸的方式控制钢材的组织是有效的。
作为高强度的断裂分割型模连杆中优选的钢材，提出了几种非调质钢。在专利文献1及专利文献2中，记载了以下技术：通过将Si或P这样的脆化元素大量添加于钢、降低钢的延展性及韧性，从而改善钢的断裂分割性。专利文献3及专利文献4中记载了以下技术：通过利用第二相粒子的析出强化、降低钢的铁素体的延展性及韧性，从而改善钢的断裂分割性。此外，在专利文献5～7中记载了以下技术：通过控制钢中Mn硫化物的形态来改善钢的断裂分割性。
这些技术减少了断裂分割的部位的变形量，但另一方面，材料变脆。因此，通过这些技术得到的钢在断裂分割时、或使断裂面彼此嵌合时产生缺陷。如果产生断裂面的缺陷，则发生嵌合部的错位，发生不能以良好的精度嵌合的问题。特别是如果增大断裂面的凹凸，则在断裂时产生缺陷、裂纹的频率变高，因此，要求能够同时实现增大断裂面的凹凸和防止断裂时的缺陷及裂纹的发生这两方面的钢。作为防止缺陷、裂纹的产生的对策，可列举如专利文献8所示那样降低V的偏析的方法。需要说明的是，V是以高强度化为目的添加的化学成分。
然而，除V的偏析以外，也有其它产生缺陷、裂纹的原因。实际上，断裂面的凹凸过大的情况下，有缺陷、裂纹的产生频率变高的倾向。这是因为，断裂面在拉伸方向形成凹凸时，也会形成在断面方向扩展的裂纹或凹部。可认为：为了使断面彼此嵌合并连结断面而对断面施加应力时，在断面方向扩展的裂纹或凹部成为应力集中部，在此处产生细微的破坏。另一方面，为了提高断面彼此的嵌合性，需要增大断裂面的凹凸。如上所述，由断裂面凹凸的巨大化引起的嵌合性提高与缺陷及裂纹产生的防止存在折衷选择的关系，通过现有加工方法不能解决同时实现上述两方面。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3637375号公报
专利文献2：日本专利第3756307号公报
专利文献3：日本专利第3355132号公报
专利文献4：日本专利第3988661号公报
专利文献5：日本专利第4314851号公报
专利文献6：日本专利第3671688号公报
专利文献7：日本专利第4268194号公报
专利文献8：日本专利第5522321号公报
发明内容
发明要解决的课题
本发明鉴于上述实际情况，其目的在于提供一种减小断裂分割时断裂面附近变形量、增大断裂面的凹凸而提高嵌合性、且抑制了断裂面的缺陷产生量的热轧钢材及钢部件。
解决问题的方法
本发明的主要内容如下所述。
(1)本发明的一个方式的热轧钢材，其化学成分含有C：0.35～0.45质量％、Si：0.6～1.0质量％、Mn：0.60～0.90质量％、P：0.010～0.035质量％、S：0.06～0.10质量％、Cr：0.02～0.25质量％以下、V：0.20～0.40质量％、Zr：0.0001～0.0050质量％以下、N：0.0060～0.0150质量％、Ti：0～0.050质量％、Nb：0～0.030质量％、Mg：0～0.0050质量％、及REM：0～0.0010质量％，余量由Fe及杂质构成，该热轧钢材的金属组织的90面积％以上由铁素体和珠光体构成，在与轧制方向平行的截面测定的沿上述轧制方向延伸的长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度为50～200个/mm2。
(2)上述(1)所述的热轧钢材，其中，上述化学成分可以含有选自Ti：0.005～0.050质量％、Nb：0.005～0.030质量％、Mg：0.0005～0.0050质量％、及REM：0.0003～0.0010质量％中的1种或2种以上。
(3)本发明的其他方式的钢部件，其化学成分含有C：0.35～0.45质量％、Si：0.6～1.0质量％、Mn：0.60～0.90质量％、P：0.010～0.035质量％、S：0.06～0.10质量％、Cr：0.02～0.25质量％以下、V：0.20～0.40质量％、Zr：0.0001～0.0050质量％以下、N：0.0060～0.0150质量％、Ti：0～0.050质量％、Nb：0～0.030质量％、Mg：0～0.0050质量％、及REM：0～0.0010质量％，余量由Fe及杂质构成，该热轧钢材的金属组织的90面积％以上由铁素体和珠光体构成，在与轧制方向平行的截面测定的长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度为50～200个/mm2。
(4)上述(3)所述的钢部件，其中，在通过与上述轧制方向平行的拉伸应力使上述钢部件拉伸断裂而形成断面的情况下，
在与上述轧制方向平行的上述截面观察中，在上述断面以每10mm为2个以上的平均个数密度形成台阶，所述台阶在与上述拉伸应力平行的方向具有80μm以上的高低差、且与平行于上述拉伸应力的上述方向所成的角度为45度以下，
在与上述轧制方向平行的上述截面观察中，在上述断面中裂纹或凹部的平均个数密度被限制为每10mm小于3个，所述裂纹或凹部与平行于上述拉伸应力的上述方向所成的角度大于45度，且以80μm以上的长度形成、其一部分扩展至上述钢部件内部，
上述断面中的脆性破坏断面可以为98面积％以上。
(5)上述(3)或(4)所述的钢部件，其中，上述化学成分可以含有选自Ti：0.005～0.050质量％、Nb：0.005～0.030质量％、Mg：0.0005～0.0050质量％、及REM：0.0003～0.0010质量％中的1种或2种以上。
发明的效果
本发明的一个方式的热轧钢材及钢部件在断裂分割时，其断裂面附近的塑性变形量小，且断裂面的缺陷产生减少。因此，进行断裂面的嵌合时，不发生位置偏离，而能以良好的精度嵌合，从而能够同时实现钢部件的精度提高、成品率提高。另外，通过使用本发明的钢材及钢部件，能够省略将缺陷消除的工序，能够降低制造成本，由此，在工业上提高经济效率性方面有显著效果。因此，本发明的钢材适于通过热锻造成型而得到的钢部件的用途，本发明的钢材及钢部件适于断裂分割后再使断裂面彼此嵌合而使用的用途。
附图说明
图1A是断裂分割性评价用试验片的平面图。
图1B是断裂分割性评价用试验片的侧面图。
图2是观察断裂面的凹凸状况的断裂面的截面照片。
图3是本实施方式的钢部件的裂纹扩展的示意图。
符号说明
1 试验片
2 孔
3 V凹口
4 贯通孔
10 钢部件
11 Mn硫化物
12 裂纹
21 断面方向裂纹
22 拉伸方向台阶
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式的热轧钢材及钢部件进行说明。
本发明人发现，通过控制在钢中存在的Mn硫化物的形状，可良好地控制通过断裂分割而得到的断面的凹凸在断面垂直方向的大小，从而能够抑制缺陷量。
根据本发明人等的发现，断面的凹凸形状受到Mn硫化物的伸长程度及分布频率的影响。在Mn硫化物的过度伸长(即Mn硫化物的长宽比大)的情况下，凹凸的断面垂直方向的尺寸显著变大，因此，在断裂分割时、断面嵌合时在断面产生缺陷、裂纹，在断面嵌合时产生空隙而使嵌合性下降。另一方面，如果伸长后的Mn硫化物的分布频率增加，则断面的凹凸的个数增加，嵌合性提高。
本发明人等推测，上述现象基于以下机理而产生。钢部件的Mn硫化物在作为钢部件材料的热轧钢材的热轧时沿轧制方向被拉伸。如图3所示，钢部件10在与轧制方向几乎垂直的方向断裂分割时，首先，裂纹12从断裂起点13起与轧制方向垂直地扩展。然而，认为裂纹12到达沿轧制方向伸长的Mn硫化物11时，裂纹12的扩展方向明显变化，裂纹12沿Mn硫化物与钢部件10的母相的界面与轧制方向基本平行地扩展。裂纹12到达Mn硫化物12的端部时，裂纹12的扩展方向变化为应力方向，裂纹12再次与轧制方向基本垂直地扩展。认为裂纹12一边重复与轧制方向垂直的扩展和与轧制方向平行的扩展一边进行断裂分割，由此在断面上形成凹凸。本发明人等基于以上的理由推定，Mn硫化物11越多，则凹凸的个数越多，Mn硫化物11的长宽比越大，则凹凸沿轧制方向的尺寸越大。
本发明是基于上述本发明人等的见解而得到的。以下，对本发明的实施方式的热轧钢材及钢部件的化学成分、Mn硫化物的形态、及通过断裂分割而得到的断面的形态进行说明。
需要说明的是，热轧钢材的化学成分不因热加工而变化。而且，Mn硫化物的尺寸与因热加工而导致的变形的尺寸相比非常微小，因此，热轧钢材的Mn硫化物的形态也几乎不因热加工而变化。因此，对本实施方式的热轧钢材进行热加工而得到的本实施方式的钢部件的化学成分及Mn硫化物的形态与以下说明的本实施方式的热轧钢材的化学成分及Mn硫化物的形态相同。另外，通过断裂分割而得到的断面形态取决于化学成分及Mn硫化物的形态，因此，对于通过断裂分割而得到的断面形态而言，本实施方式的热轧钢材与本实施方式的钢部件相同。
本实施方式的热轧钢材是以给定的含有率含有C、Si、Mn、P、S、Cr、V、Zr及N作为化学成分的钢材。本实施方式的热轧钢材通过含有以下说明的化学成分，能够良好地控制延展性，使通过拉伸应力而得到的断面(拉伸断面)中脆性破坏断面的比例提高，并且能够使Mn硫化物析出而增加断面的凹凸在断面垂直方向的尺寸。由此，本实施方式的热轧钢材在断裂分割时得到的断面具有高嵌合性。另外，本实施方式的热轧钢材可以任意含有Ti、Nb、Mg、REM中的一种或2种以上作为化学成分。
以下，对本实施方式的热轧钢材及钢部件的化学成分的限定理由进行叙述。以下，在没有特别说明的情况下，热轧钢材的化学成分的限定理由与钢部件的化学成分的限定理由相同。
(C：0.35～0.45质量％)
C(碳)具有确保本实施方式的热轧钢材及钢部件的拉伸强度的效果、以及减小断裂时断裂面附近的塑性变形量而实现良好的断裂分割性的效果。随着C的增加，珠光体组织的体积分率升高，由此，拉伸强度上升，并且延展性及韧性下降。为了最大限度地发挥这些效果，将钢中的C含量设定为0.35～0.45质量％。C含量大于该上限量时，热轧钢材的珠光体分率变得过大，断裂时缺陷的产生频率变高。另外，C含量小于下限量时，热轧钢材的断裂面附近的塑性变形量增加，断裂面的嵌合性下降。需要说明的是，C含量的优选下限值为0.36质量％、或0.37质量％。C含量的优选上限值为0.44质量％、0.42质量％、或0.40质量％。
(Si：0.6～1.0质量％)
Si(硅)通过固溶强化来强化铁素体，由此降低热轧钢材及钢部件的延展性及韧性。通过降低延展性及韧性，断裂分割时断裂面附近的塑性变形量变小，热轧钢材及钢部件的断裂分割性提高。为了得到该效果，需要使Si含量的下限为0.6质量％。另一方面，过量含有Si时，断裂面的缺陷产生的频率上升，因此，使Si含量的上限为1.0质量％。另外，Si含量的优选下限值为0.7质量％，Si含量的优选上限值为0.9质量％。
(Mn：0.60～0.90质量％)
Mn(锰)通过固溶强化来强化铁素体，由此降低热轧钢材及钢部件的延展性及韧性。通过降低延展性及韧性，断裂分割时断裂面附近的塑性变形量变小，热轧钢材及钢部件的断裂分割性提高。另外，Mn与S键合而形成Mn硫化物。在使由本实施方式的热轧钢材得到的钢部件断裂分割时，裂纹沿在轧制方向伸长的Mn硫化物传播，因此，断裂面的凹凸在轧制方向的尺寸增大。因此，Mn具有在嵌合断裂面时防止错位的效果。另一方面，过量含有Mn时，铁素体变得过硬，断裂时的缺陷产生的频率增加。鉴于此，Mn含量为0.60～0.90质量％。需要说明的是，Mn含量的优选下限值为0.65质量％、0.70质量％、或0.75质量％。Mn含量的优选上限值为0.85质量％、0.83质量％、或0.80质量％。
(P：0.010～0.035质量％)
P(磷)使铁素体及珠光体的延展性及韧性降低，由此降低热轧钢材及钢部件的延展性及韧性。通过降低延展性及韧性，断裂分割时断裂面附近的塑性变形量变小，热轧钢材及钢部件的断裂分割性提高。然而，P引起晶界的脆化，容易产生断裂面的缺陷。因此，利用P降低延展性及韧性从防止缺陷产生的观点出发并不优选。考虑到以上情况，P含量的范围设为0.010～0.035质量％。P含量的优选下限值为0.012质量％、0.013质量％、或0.015质量％。P含量的优选上限值为0.030质量％、0.028质量％、或0.025质量％。
(S：0.06～0.10质量％)
S(硫)与Mn键合而形成Mn硫化物。在使由本实施方式的热轧钢材得到的钢部件断裂分割时，裂纹沿在轧制方向伸长的Mn硫化物传播，因此，Mn硫化物使断裂面的凹凸在断面垂直方向的尺寸增加，且具有在嵌合断裂面时防止错位的效果。为了得到上述效果，需要使S含量的下限为0.06质量％。另一方面，过量含有S时，会发生断裂分割时断裂面附近的塑性变形量增大、断裂分割性降低的情况。此外，过量的S有时会促进断裂面的缺陷。基于以上理由，S的优选范围设为0.06～0.10质量％。S含量的优选下限值为0.07质量％，S含量的优选上限值为0.09质量％。
(Cr：0.02～0.25质量％)
Cr(铬)与Mn同样地通过固溶强化来强化铁素体，使热轧钢材及钢部件的延展性及韧性降低。延展性及韧性的降低会使断裂时断裂面附近的塑性变形量减小，提高热轧钢材及钢部件的断裂分割性。为了得到上述效果，需要使Cr含量的下限为0.02质量％。然而，过量含有Cr时，珠光体的层间隔变小，珠光体的延展性及韧性变高。因此，断裂时断裂面附近的塑性变形量变大，断裂分割性下降。此外，过量含有Cr时，容易生成贝氏体组织，断裂分割性有时会大幅下降。因此，在含有Cr的情况下，将其含量设为0.25质量％以下。Cr含量的优选下限值为0.05质量％、0.08质量％、或0.10质量％。Cr含量的优选上限值为0.23质量％、0.20质量％、或0.18质量％。
(V：0.20～0.40质量％)
V(钒)在热锻造后的冷却时主要形成碳化物或碳氮化物，由此，强化铁素体，降低热轧钢材及钢部件的延展性及韧性。热轧钢材及钢部件的延展性及韧性的降低会使热轧钢材及钢部件断裂时断裂面附近的塑性变形量减小，使由热轧钢材制成的钢部件的断裂分割性良好。另外，V通过其碳化物或碳氮化物的析出强化，具有提高热轧钢材的屈服比的效果。为了得到这些效果，需要使V含量的下限为0.20质量％。另一方面，即使过量含有V，上述效果也会饱和，因此，V含量的上限为0.40质量％。V含量的优选下限值为0.23质量％、或0.25质量％。V含量的优选上限值为0.38质量％、或0.35质量％。
(Zr：0.0001～0.0050质量％)
Zr(锆)形成氧化物，该Zr氧化物成为Mn硫化物的结晶核或析出核，使Mn硫化物均匀且微细地分散。该微细分散的Mn硫化物成为断裂分割时的裂纹的传播路径，使热轧钢材及钢部件的断裂面附近的塑性变形量减小，具有提高断裂分割性的效果。然而，即使过量含有Zr，上述效果也会饱和，因此，将Zr含量的上限设为0.0050质量％。为了充分发挥该效果，将Zr含量的下限设为0.0001质量％。Zr含量的优选下限值为0.0005质量％、或0.0010质量％。Zr含量的优选上限值为0.0045质量％、0.0040质量％、或0.0030质量％。
(N：0.0060～0.0150质量％)
N(氮)在热锻造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，由此促进铁素体相变。由此，N具有抑制贝氏体组织的生成的效果，上述贝氏体组织会大幅损害由热轧钢材得到的钢部件的断裂分割性。为了得到该效果，将N含量的下限设为0.0060质量％。过量含有N时，热轧钢材及钢部件的热延展性下降，有时会在热加工时容易产生裂纹或瑕疵。因此，将N含量的上限设为0.0150质量％。另外，N含量的优选下限值为0.0065质量％、0.0070质量％、或0.0080质量％。N含量的优选上限值为0.0140质量％、0.0130质量％、或0.0120质量％。
为了进一步使上述效果显著，本实施方式的热轧钢材可以进一步选择性地含有Ti：0.050质量％以下、以及选自Nb：0.030质量％以下、Mg：0.0050质量％以下、REM：0.0010质量％以下中的一种或2种以上。然而，在不含有这些元素的情况下，本实施方式的热轧钢材及钢部件也可以解决问题，因此，Ti、Nb、Mg、及REM的下限值为0质量％。
(Ti：0～0.050质量％)
Ti(钛)在热锻造后的冷却时主要形成碳化物或碳氮化物，通过析出强化而强化铁素体，由此降低热轧钢材及钢部件的延展性及韧性。降低延展性及韧性会使断裂时断裂面附近的塑性变形量减小，由此提高热轧钢材及钢部件的断裂分割性。然而，过量含有Ti时，上述效果饱和。为了得到上述效果而含有Ti时，将Ti含量的上限设为0.050质量％。为了充分发挥Ti的效果，优选将Ti含量的下限设为0.005质量％。更合适的Ti含量的下限值为0.015质量％、0.018质量％、或0.020质量％。更合适的Ti含量的上限值为0.040质量％、0.035质量％、或0.030质量％。
(Nb：0～0.030质量％)
Nb(铌)在热锻造后的冷却时主要形成碳化物或碳氮化物，通过析出强化而强化铁素体，由此降低热轧钢材及钢部件的延展性及韧性。降低延展性及韧性的会使断裂时断裂面附近的塑性变形量减小，由此提高热轧钢材及钢部件的断裂分割性。然而，过量含有Nb时，上述效果饱和。为了得到上述效果而含有Nb时，将Nb含量的上限设为0.030质量％。为了充分发挥Nb的效果，优选将Nb含量的下限设为0.005质量％。更合适的Nb含量的下限值为0.010质量％。更合适的Nb含量的上限值为0.030质量％、0.028质量％、或0.025质量％。
(Mg：0～0.0050质量％)
Mg(镁)形成氧化物而成为Mn硫化物的结晶核或析出核，由此使Mn硫化物均匀微细地分散。该Mn硫化物成为断裂分割时的裂纹的传播路径，使断裂面附近的塑性变形量减小，提高热轧钢材及钢部件的断裂分割性。然而，即使过量含有Mg，上述效果也会饱和，因此，将Mg含量的上限设为0.0050质量％。为了充分发挥该效果，优选将Mg含量的下限设为0.0005质量％。更合适的Mg含量的下限值为0.0006质量％。更合适的Mg含量的上限值为0.0045质量％、0.0040质量％、0.0035质量％、0.0030质量％、或0.0025质量％。
(REM：0～0.0010质量％)
REM(稀土金属)形成氧硫化物而成为Mn硫化物的结晶核或析出核，由此使Mn硫化物均匀微细地分散。该Mn硫化物成为断裂分割时的裂纹的传播路径，使断裂面附近的塑性变形量减小，提高热轧钢材及钢部件的断裂分割性。然而，过量含有REM时，在钢材制造阶段中，会产生在铸造工序中喷嘴堵塞等缺陷。因此，将REM含量的上限设为0.0010质量％。为了充分发挥该效果，优选将REM含量的下限设为0.0003质量％。更合适的REM含量的下限值为0.0004质量％、或0.0005质量％。更合适的REM含量的上限值为0.0009质量％、0.0008质量％、或0.0007质量％。需要说明的是，“REM”这一术语是指Sc、Y及镧系元素构成的总计17种元素，上述“REM的含量”是指这些17种元素的总含量。在使用镧系作为REM的情况下，工业上，REM以混合稀土金属的形式添加。
本实施方式的热轧钢材及钢部件的化学成分的余量为Fe及杂质。杂质是指矿石、废料等原材料及从制造环境中混入的物质，并且是指不对本实施方式的热轧钢材及钢部件的特性造成影响的物质。此外，本实施方式的热轧钢材及钢部件除了上述成分以外，在不损害其效果的范围内，还可以含有0～0.01％的Te(碲)、0～0.01％的Zn(锌)、及0～0.01％的Sn(锡)等。
(金属组织：90面积％以上由铁素体和珠光体构成)
本实施方式的热轧钢材及钢部件的金属组织为所谓的铁素体-珠光体组织。有时会在金属组织中含有贝氏体等，但由于贝氏体损害断裂分割性而不优选。于是，本发明人等规定，本实施方式的热轧钢材及钢部件的金属组织含有总计90面积％以上的铁素体及珠光体。根据该规定，贝氏体量被限制为10面积％以下，保持热轧钢材及钢部件的断裂分割性良好。本实施方式的热轧钢材及钢部件的金属组织也可以含有总计92面积％、95面积％、或98面积％以上的铁素体及珠光体。
只要铁素体及珠光体的总量为上述范围内，则两者的比例没有特殊限定。例如铁素体或珠光体为0面积％时，也能保持良好的断裂分割性。另外，只要铁素体及珠光体的总量为上述范围内，则对金属组织的剩余部分的构成没有特殊限定。金属组织中含有的铁素体及珠光体的量可以通过下述方法求出：拍摄经研磨及蚀刻后的截面的光学显微镜照片，对该照片进行图像解析。
(沿轧制方向延伸的长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度：50～200个/mm2)
在本实施方式的热轧钢材及钢部件的内部形成有Mn硫化物。Mn硫化物沿热轧钢材的轧制方向伸长。经过伸长的Mn硫化物是为了在通过拉伸热轧钢材及钢部件使其断裂而得到的断面形成凹凸形状而必须的夹杂物。为了使Mn硫化物伸长，通过热轧制造钢材时，需要使从钢坯至棒钢为止的减面率至少为80％以上。
在本实施方式的热轧钢材及钢部件中，将轧制方向作为长轴侧，长宽比大于10且30以下的经过伸长的Mn硫化物以每1mm2为50个以上且200个以下分布。经过伸长的Mn硫化物在通过轧制方向的拉伸断裂而形成的断裂面上沿拉伸方向形成凹凸，从而使断裂面彼此的嵌合性提高。长宽比大于10且30以下的Mn硫化物能够优化凹凸在拉伸方向的尺寸。另外，在长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的个数为50～200个/mm2的情况下，能够优化凹凸的个数。
长宽比为10以下的Mn硫化物不能充分增大断裂面的凹凸在拉伸方向的尺寸，对断裂面彼此的嵌合性的提高没有帮助。长宽比大于30的Mn硫化物的断裂面的凹凸变得显著，但裂纹、缺陷的频率变高，因此，损害断裂面彼此的嵌合性。因此，优选长宽比为10以下或大于30的Mn硫化物的个数密度少的情况。然而，在长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的个数密度为上述范围内、且成为Mn硫化物的生成源的Mn及S的含量为上述范围内的情况下，化学成分中的Mn及S被长宽比大于10且30以下的Mn硫化物消耗，充分抑制长宽比为10以下或大于30的Mn硫化物的生成。因此，对长宽比为10以下或大于30的Mn硫化物的个数密度没有特殊限定。
长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度小于下限值的情况下，断裂面的凹凸的个数变少，断裂分割后断裂面的嵌合性变得不充分。此外，长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度小于下限值的情况下，长宽比小于10或大于30的Mn硫化物的个数密度增大，有损害断裂分割性的担忧。另一方面，长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度大于上限值的情况下，断裂面中产生裂纹、缺陷，该情况下，断裂面的嵌合性也会受到损害。
热轧钢材及钢部件中的沿轧制方向延伸的长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度的测定方法如下所述。
首先，将热轧钢材及钢部件与轧制方向平行地切断，并研磨切断面。由于Mn硫化物沿轧制方向延伸，因此，切断热轧钢材及钢部件时，能够将Mn硫化物的延伸方向视为热轧钢材及钢部件的轧制方向。
接下来，通过光学显微镜或电子显微镜拍摄切断面的放大照片。对此时的倍率没有特殊限定，优选为100倍左右。Mn硫化物几乎均匀地分布，因此对进行照片拍摄的区域没有特殊限定。
而且，通过对照片进行图像解析，可以求出拍摄了其照片的区域中长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的个数密度。另外，经过伸长的Mn硫化物中，也有被分割而在轧制方向列状地凝聚分布的Mn硫化物。然而，间隔为10μm以下的2个Mn硫化物被视为一个伸长Mn硫化物。认为在伸长方向排列、且间隔为10μm以下的2个Mn硫化物，在将热轧钢材或钢部件拉伸断裂时产生的裂纹向拉伸方向传播这点上，具有与1个Mn硫化物相同的效果。
此外，至少重复10次照片拍摄和解析，对由此得到的个数密度进行平均，由此，求出热轧钢材及钢部件中沿轧制方向延伸的长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度。
(热轧钢材及钢部件的制造方法)
接下来，对本实施方式的热轧钢材及钢部件的制造方法进行说明。本实施方式的热轧钢材的制造方法包含：将具有与本实施方式的热轧钢材相同化学成分的钢熔炼及连续铸造而得到大钢坯(bloom)的工序；对大钢坯进行初轧等热加工而得到钢坯的工序；以及对钢坯进行热轧而得到圆棒的工序，其中，在熔炼中的二次精炼的初期阶段添加Zr，通过热轧的总减面率为80％以上，且通过热轧在1000℃以下的减面率为50％以上。本实施方式的钢部件的制造方法包括：将本实施方式的热轧钢材加热至1150～1280℃进行热锻造的工序及将经热锻造的热轧钢材空冷或风冷至室温的工序、或对本实施方式的热轧钢材进行冷锻造的工序；以及将冷却后的热轧钢材切削加工而得到具有给定形状的钢部件的工序。
本实施方式的热轧钢材的制造方法的详细情况如下所述。首先，用转炉对具有与本实施方式的热轧钢材相同化学成分的钢进行熔炼、并连续铸造，由此制造大钢坯。用转炉熔炼时，在二次精炼前或二次精炼中将Zr添加至钢水中。为使粗大的Zr氧化物充分地从钢水上浮并分离，且为了使以Zr氧化物为核生成的Mn硫化物微细地分散于钢水中，需要在二次精炼初期的阶段(例如使用RH(Ruhrstahl-Heraeus)等对钢水进行脱气处理以前、或采用RH进行脱气处理期间，且为处理开始后15分以内)添加Zr。在使用了RH等的脱气处理开始后15分以后进行Zr的添加的情况下，用于使采用了Zr氧化物的Mn硫化物微细化的时间变得不充分，因此，大钢坯中的Mn硫化物粗大化。大钢坯中的Mn硫化物粗大化的情况下，在之后的大钢坯轧制工序中，Mn硫化物过度地被拉伸，长宽比大于30的Mn硫化物增大，长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的个数密度不足。
进一步通过初轧工序等将得到的大钢坯制成钢坯。进一步通过热轧将得到的钢坯制成圆棒。如此地制造本实施方式的热轧钢材。为了使Mn硫化物伸长，优选使钢坯制成圆棒形状时的轧制减面率为80％以上。进一步，为使Mn硫化物的伸长变得显著，需要在Mn硫化物的高温硬度相对于钢材为相对低的温度区域、也就是在使Mn硫化物的伸长容易进行的温度区域进行热轧。具体而言，需要使1000℃以下的轧制减面率为50％以上。由此，能够使钢中的Mn硫化物伸长。在不满足这些轧制条件的情况下，Mn硫化物不能充分延伸。需要说明的是，热轧后的热轧钢材可以冷却至室温，也可以在冷却前进一步供于热锻造。
本实施方式的钢部材的制造方法的详细情况如下所述。将通过上述方法得到的热轧钢材加热至例如1150～1280℃进行热锻造，通过空冷(在大气中冷却)或风冷(对钢送风冷却)冷却至室温。对冷却后的锻造材料进行切削加工，由此制成给定形状的钢部件。锻造热轧钢材时，不限于热锻造，也可以进行冷锻造。
本实施方式的热轧钢材及钢部件通过与轧制方向平行的拉伸应力拉伸断裂而形成断面时，在与轧制方向平行的截面观察中，在断面以每10mm为2个以上的平均个数密度形成台阶，所述台阶在与拉伸应力平行的方向具有80μm以上的高低差、且与平行于拉伸应力的方向所成的角度为45度以下，在与轧制方向平行的截面观察中，在断面中裂纹或凹部的平均个数密度被限制为每10mm小于3个，所述裂纹或凹部与平行于拉伸应力的方向所成的角度大于45度，且以80μm以上的长度形成、其一部分扩展至钢部件内部，断面中的脆性破坏断面为98面积％以上
对断面的性状进行规定的理由如下所述。使通过拉伸断裂形成的断面彼此嵌合，对断裂面在水平方向施加应力时，该应力因断面的凹凸而向水平方向及两个法线方向(在面内90°的倾斜方向、及与断裂面垂直的方向)三维地分散。该情况下，断面的凹凸在拉伸方向的尺寸越大，施加的应力越分散。发明人等判断，由凹凸形成的台阶相对于与拉伸应力平行的方向的角度为45度以下、且朝向与拉伸应力平行的方向具有80μm以上的高低差时，该凹凸有助于嵌合性。另外，只要不产生断面的缺陷，断面的台阶在拉伸方向的尺寸越大，越能够进一步可靠地防止施加应力时的错位。
缺陷产生量与断裂面的断面方向的裂纹或断面方向的凹部的存在相关。即，一定大小以上的断面方向的裂纹或断面方向的凹部越多，缺陷的产生量越增加。认为将断裂面嵌合时，断面方向的裂纹或凹部作为应力集中部发挥作用而微细地断裂，由此产生缺陷。本发明人等发现，为了抑制断裂面的缺陷产生量，需要将断面方向的裂纹或凹部的个数抑制为最小限度。具体而言，为了充分地抑制缺陷产生量，应该将在与轧制方向平行的截面观察的相对于与拉伸应力平行的方向的角度大于45度、且以80μm以上的长度形成的、其一部分扩展至钢部件内部的裂纹或凹部的平均个数密度限制为每10mm小于3个。
特别是，Mn硫化物的形态及分散状态对断面形状带来较大影响，因此，为了在不产生缺陷的范围内使断面的凹凸最大化，控制Mn硫化物的形态与分散状态是重要的。更具体而言，使成为裂纹传播路径的Mn硫化物在合适的范围内伸长、且大量分散，有助于使断裂面的凹凸在拉伸方向的尺寸增大。因此，在本实施方式中，在断裂时不产生断裂面的缺陷的范围内，将在实验中能实现的断裂面凹凸形状如上所述地进行了规定。
另外，在本实施方式的热轧钢材及钢部件中，适宜地控制化学组成，金属组织的90面积％以上为铁素体及珠光体，此外在内部分散有具有给定形态的Mn硫化物，因此，通过与轧制方向平行的拉伸应力分割本实施方式的热轧钢材及钢部件而得到的断面的98面积％以上成为脆性断面。在延展性断面的情况下产生了变形，因此，延展性断面损害断面的嵌合性。断面的98面积％以上为脆性断面时，合适地保持断面的嵌合性。
断面形状的评价方法如下所述。
脆性断面在断裂面中所占的面积率通过以下方法算出：根据通常的断面解析的方法对照片进行分析，由此划定产生了由解理裂纹、准解理裂纹或晶界裂纹等构成的脆性断面的区域，计算出该脆性断面区域的面积在断裂面的总面积中所占的比例。
由断裂分割导致的变形量通过以下方法求出：将断裂后的热轧钢材或钢部件对接并紧固螺栓，测定断裂方向的内径和与断裂方向垂直的方向的内径之差，将该差视为由断裂分割导致的变形量。
断裂面的缺陷产生量通过以下方法求出：将断裂面对接，用20N·m的转矩紧固螺栓并组装，接下来，松开螺栓释放断裂面，重复该操作10次，由此测定脱落的碎片的总重量，将该总重量设为断裂面的缺陷产生量。
在与轧制方向平行的截面观察中，在与拉伸应力平行的方向具有80μm以上的高低差、且与平行于拉伸应力的方向所成的角度为45度以下的台阶(拉伸方向台阶)的个数密度，以及在与轧制方向平行的截面观察的与平行于拉伸应力的方向所成的角度大于45度、且以长度80μm以上形成的、其一部分扩展至钢部件内部的裂纹或凹部(断面方向裂纹)的个数密度通过以下方法进行评价。首先，将形成了断面的热轧钢材或钢部件与拉伸方向平行地切断，使得可以从与拉伸方向垂直的方向观察断面形状。也可以在切断前将断面进行树脂填埋，由此，在切断时保持断面形状。通过在上述切断面观察断面形状，从而能够观察拉伸方向的凹凸、及断面方向的凹凸。需要说明的是，切断面只要是与拉伸方向平行，则可以形成在试验片的任意位置，但为了方便起见，优选以使切断面中的断面尽可能大的方式形成切断面。观察在切断面中的任意5个视野以上实施，观察时，测定各视野中每10mm的拉伸方向台阶及断面方向裂纹的个数密度，求出它们的平均值。由此，求出拉伸方向台阶及断面方向裂纹的个数密度。
对使本实施方式的热轧钢材及钢部件断裂的方法没有特殊限制，优选使用与轧制方向平行的拉伸应力使其断裂。由于本实施方式的热轧钢材及钢部件的Mn硫化物与轧制方向平行地延伸，因此，施加与轧制方向平行的拉伸应力形成与轧制方向基本垂直的断面，由此，使Mn硫化物带来的凹凸形成效果最大化。另外，为了提高断裂分割性，优选在形成断面的位置，在施加拉伸应力前实施切口加工。对于切口加工的方法没有特殊限定，可以通过例如拉削加工或激光加工进行切口加工。
实施例
以下，通过实施例对本发明进行详细说明。需要说明的是，这些实施例用于说明本发明的技术意义及效果，并不限定本发明的范围。
实施例1
对具有表1-1及表1-2所示的化学组成、通过转炉进行熔炼而得到的钢1～28及钢101～115进行连续铸造，由此制造大钢坯，经过初轧工序将该大钢坯制成162mm见方的钢坯，进一步通过热轧而制成直径为56mm的圆棒。对钢1～28、钢101～112、钢114及钢115进行熔炼时，使用RH对钢水进行脱气处理前或脱气处理开始后15分以内，在钢水中添加了Zr。在钢113中未添加Zr。对钢坯进行热轧而制成圆棒时，使总减面率为90％，使1000℃以下的温度区域内的减面率为80％。需要说明的是，表中的记号“－”表示记载了记号的位置的元素含量为杂质水平。初轧前的大钢坯的加热温度及加热时间分别为1270℃及140分钟，热轧前的钢坯的加热温度及加热时间分别为1240℃及90分钟。表1-1及表1-2中，标记了下划线的值为本发明范围外的数值。
通过以下方法计算出包含于通过上述方法而得到的实施例1～28及比较例101～115中的、在与轧制方向平行的截面测定的沿轧制方向延伸的长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度(Mn硫化物个数密度)。首先，将实施例1～28及比较例101～115与轧制方向平行地切断，对切断面进行了研磨。接下来，通过光学显微镜或电子显微镜拍摄了实施例1～28及比较例101～115的切断面的放大照片。将此时的倍率设为100倍。而且，通过对照片进行图像解析而求出了该照片所拍摄的区域中长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的个数密度。需要说明的是，间隔为10μm以下的2个Mn硫化物被视作1个伸长Mn硫化物。进一步，重复10次照片拍摄和解析，对由此得到的个数密度进行平均，求出了实施例1～28及比较例101～115的、沿轧制方向延伸的长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度。表1-1及表1-2的“Mn硫化物个数密度”是指在与轧制方向平行的截面测定的、沿轧制方向延伸的长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度。
接下来，为了检测断裂分割性，通过热锻造制成与锻造连杆相当的试验片1～28及101～115。具体而言，将通过上述工序制成直径56mm、长度100mm的原材料棒钢的钢1～28及钢101～115加热至1150～1280℃后，与棒钢的长度方向垂直地进行锻造，制成厚度20mm。而且，将钢1～27及钢101～115通过空冷(在大气中的放冷)冷却至室温，将钢28通过风冷(对试验片送风冷却)冷却至室温。由冷却后的锻造材料切削加工成JIS4号拉伸试验片和与连杆大端部相当形状的断裂分割性评价用试验片。在距锻造材料的侧面30mm的位置沿着锻造材料的长度方向采取JIS4号拉伸试验片。如图1所示，断裂分割性评价用试验片在80mm×80mm且厚度18mm的板状中央部开出直径50mm的孔，在直径50mm的孔的内面上，相对于作为锻造前的原材料的棒钢的长度方向的±90度的2个位置实施了深度1mm且尖端曲率0.5mm的45度的V型切口加工。此外，开出作为螺栓孔的直径8mm的贯通孔，并使得其中心线位于距切口加工侧的侧面8mm的位置。
断裂分割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直径46.5mm的圆柱沿着中心线分割成2个部分的形状，一个部分被固定，另一部分在导轨上移动。在2个半圆柱的对合面上加工有楔子孔。断裂试验时，该分型模的直径46.5mm的圆柱嵌入试验片的直径50mm的孔，装上楔子并设置于落锤上。落锤是质量为200kg、沿着导向器下落的结构。使落锤下落时，楔子被打入，试验片拉伸断裂成2个部分。拉伸断裂时，使施加于试验片的拉伸应力与热轧方向平行。需要说明的是，断裂时，以将试验片按压于分型模的方式将周围固定，以使试验片不从分型模游离。
脆性断面在断裂面中所占的面积率(脆性破坏面积率)的测定方法如下所述。首先，以落锤高度100mm使试验片断裂，拍摄了断裂面的光学显微镜照片。通过通常的断面解析方法分析照片，划定产生了由解理裂纹、准解理裂纹或晶界裂纹等构成的脆性断面的区域，该脆性断面区域的面积在断裂面的总面积中所占的比例。
断裂分割时的变形量的测定方法如下所述。将断裂后的试验片对接并紧固螺栓，测定了断裂方向的内径和与断裂方向垂直的方向的内径之差。将该差值作为由断裂分割导致的变形量。
断裂面的缺陷产生量的测定方法如下所述。进行上述变形量测定后，将断裂面对接，用20N·m的转矩紧固螺栓并组装，接下来，松开螺栓释放断裂面，将该操作重复进行了10次。由此测定脱落的碎片的总重量，将该总重量设为断裂面的缺陷产生量。
断裂分割性良好的钢是指断裂面的破坏方式为脆性、且由断裂分割导致的断面附近的变形量小的钢。本发明人等将脆性断面的面积率为98％以上、且断面附近的变形量为100μm以下、此外缺陷产生量为1.0mg以下的试样视为断裂分割性良好的试样。另外，形成有下述断面的试样视为断裂分割性良好的试样，该断面在与轧制方向平行的截面观察的相对于与拉伸应力平行的方向的角度大于45度，且长度遍及80μm以上而形成的、其一部分扩展至钢部件内部的裂纹或凹部(断面方向裂纹)的平均个数密度被限制为每10mm小于3个。
为了提高断面彼此的嵌合性，必要的是断裂面的凹凸在拉伸方向的尺寸(即由凹凸形成的台阶的尺寸)大、且凹凸以高频率存在。本发明人等将形成有下述断面的试样视为嵌合性高的试样，该断面在与轧制方向平行的截面观察的朝向与拉伸应力平行的方向具有80μm以上的高低差、且相对于与拉伸应力平行的方向的角度为45度以下的台阶(拉伸方向台阶)的个数密度为每10mm为2个以上。
断裂面的拉伸方向台阶及断面方向裂纹的个数密度通过以下方法测定。首先，将试验片与拉伸方向平行地切断，从而能够从与拉伸方向垂直的方向观察断面形状。通过在上述切断面中观察断面形状，观察了拉伸方向的凹凸及断面方向的凹凸。切断面以包含断面的中心的方式形成。对切断面中的任意的5个视野实施了观察。观察时，测定各视野中每10mm的拉伸方向台阶及断面方向裂纹的个数密度，求出它们的平均值。将用于评价如上述所示的断裂面的凹凸状况的截面观察照片的实例示于图2。
将结果示于表2-1及表2-2。
在实施例1～28中，沿轧制方向延伸的长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度每1mm2为50个以上。此外，实施例1～28的化学成分在本发明的规定范围内。由此、实施例1～28的断裂分割性均优异，并且嵌合性均良好。也就是说，实施例1～28在热锻造后进行空冷或风冷后进行断裂分割时，断裂面附近的塑性变形量小、且断裂面的缺陷产生少，具有优异的断裂分割性。由于断裂面的塑性变形量小、并且缺陷产生少的特征，实施例1～28可以在断裂面的嵌合时不产生错位而以良好的精度使断裂面嵌合，从而能够提高部件制造的成品率。另外，由于该特征，实施例1～28能够省略将缺陷消除的工序，降低制造成本，这在工业上的效果极大。
另一方面，比较例101～115中的C、Si、Mn、P、S、Cr、V、Zr及N中任意成分的含量在本发明的范围外。它们基于以下理由，不满足本发明的要件。
比较例101、103、107、112及115各自的C、Si、P、V及N的含量小于本发明范围的下限，因此，断裂分割时的塑性变形量大于100μm。由此，判断比较例101、103、107、112及115不具有良好的断裂分割性。
比较例102、104、106及108各自的C、Si、Mn及P的含量大于本发明范围的上限，因此，断裂分割时的缺陷产生大于1.0mg。由此，判断比较例102、104、106及108不具有良好的断裂分割性。
比较例105的Mn含量小于本发明范围的下限，因此，沿轧制方向延伸的长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度小于每1mm2为50个，即，Mn硫化物的个数及伸长度不充分。由此，判断比较例105的断面的凹凸位置数不足，不具有良好的嵌合性。
比较例109的S含量大于本发明范围的上限，因此，沿轧制方向延伸的长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度大于每1mm2为200个。由此，比较例109断裂时的缺陷产生大于1.0mg，并且断裂分割时的塑性变形量大于100μm，判断为不具有良好的断裂分割性。
比较例110的S含量小于本发明范围的下限，因此，沿轧制方向延伸的长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度小于每1mm2为50个，即Mn硫化物的个数及伸长度不充分。由此，判断比较例110的断面的凹凸位置数不足，不具有良好的嵌合性。
比较例111的Cr含量大于本发明范围的上限，因此，断裂分割时的塑性变形量大于100μm，判断为不具有良好的断裂分割性。
比较例113不含Zr，长宽比大于10且30以下的MnS在钢中为每1mm2小于50个，Mn硫化物的分布杂乱地分散，断面的凹凸位置数不满足本发明的要件，大于断裂分割时的塑性变形量良好的断裂分割性的条件即100μm。
比较例114的N含量大于本发明范围的上限，在钢材制造阶段、即铸造及热轧阶段产生大量瑕疵。因此，判断比较例114是不适宜作为断裂分割材的实例，未进行断裂分割性的评价。
比较例115的N含量小于本发明范围的下限，未促进铁素体相变，断裂分割时的塑性变形量大于100μm，判断为不具有良好的断裂分割性。
表1-1
表1-2
表2-1
表2-2
实施例2
以表3中记载的条件制造具有与表1-1中记载的钢1相同化学成分的钢1-2～1-4，测定这些钢中所含的长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的个数密度。表3的“直至投入Zr为止的时间”是从脱气处理开始至投入Zr为止的时间(分钟)，“总减面率”是热轧中的总减面率(％)，“1000℃以下的减面率”是热轧中、钢的温度为1000℃以下的期间内的总减面率(％)、“Mn硫化物个数密度”是长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的个数密度(个/mm2)。表3中未记载的制造条件与实施例1～28及比较例101～115相同。
表3
如表1-1所示，钢1的化学成分及制造条件均在本发明的范围内，因此，长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的个数密度(Mn硫化物个数密度)在本发明的范围内。另一方面，如表3所示，虽然钢1-2～1-4的化学成分在本发明的范围内，但制造条件在本发明的范围外，因此，长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的个数密度小于本发明的范围。
钢1-2是从脱气处理开始起经过大于15分钟后才添加Zr的实例。由于未确保用于使Zr氧化物将Mn硫化物充分微细化的时间，因此，推定钢1-2中长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的个数密度不足。
钢1-3是热轧时的总减面率小于80％的实例，钢1-4是Mn硫化物容易延伸的温度区域即1000℃以下的温度区域中的减面率小于50％的实例。热轧时，Mn硫化物未充分延伸，因此，推定钢1-3及1-4中长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的个数密度不足。
工业实用性
本实施方式的热轧钢材及钢部件在断裂分割时，断裂面附近的塑性变形量小、且断裂面的缺陷产生变少。因此，在使断裂面嵌合时，能够不发生错位而以良好的精度嵌合，能够同时实现钢部件的精度提高、成品率提高。另外，通过使用本实施方式的热轧钢材及钢部件，能够省略消除缺陷的工序，能够降低制造成本，由此，在工业上提高经济效率性方面有显著效果。

Claims (5)

1.一种热轧钢材，其化学成分含有：
C：0.35～0.45质量％、
Si：0.6～1.0质量％、
Mn：0.60～0.90质量％、
P：0.010～0.035质量％、
S：0.06～0.10质量％、
Cr：0.02～0.25质量％以下、
V：0.20～0.40质量％、
Zr：0.0001～0.0050质量％以下、
N：0.0060～0.0150质量％
Ti：0～0.050质量％、
Nb：0～0.030质量％、
Mg：0～0.0050质量％、及
REM：0～0.0010质量％，
余量由Fe及杂质构成，
该热轧钢材的金属组织的90面积％以上由铁素体和珠光体构成，
在与轧制方向平行的截面测定的沿所述轧制方向延伸的长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度为50～200个/mm2。
2.根据权利要求1所述的热轧钢材，其中，所述化学成分含有选自下述中的一种或2种以上：
Ti：0.005～0.050质量％、
Nb：0.005～0.030质量％、
Mg：0.0005～0.0050质量％、及
REM：0.0003～0.0010质量％。
3.一种钢部件，其化学成分含有：
C：0.35～0.45质量％、
Si：0.6～1.0质量％、
Mn：0.60～0.90质量％、
P：0.010～0.035质量％、
S：0.06～0.10质量％、
Cr：0.02～0.25质量％以下、
V：0.20～0.40质量％、
Zr：0.0001～0.0050质量％以下、
N：0.0060～0.0150质量％
Ti：0～0.050质量％、
Nb：0～0.030质量％、
Mg：0～0.0050质量％、及
REM：0～0.0010质量％，
余量由Fe及杂质构成，
该钢部件的金属组织的90面积％以上由铁素体和珠光体构成，
在与轧制方向平行的截面测定的长宽比大于10且30以下的Mn硫化物的平均个数密度为50～200个/mm2。
4.根据权利要求3所述的钢部件，其中，
在通过与所述轧制方向平行的拉伸应力使所述钢部件拉伸断裂而形成断面的情况下，
在与所述轧制方向平行的所述截面观察中，在上述断面上以每10mm为2个以上的平均个数密度形成台阶，该台阶在与所述拉伸应力平行的方向具有80μm以上的高低差、且与平行于所述拉伸应力的所述方向所成的角度为45度以下，
在与所述轧制方向平行的所述截面观察中，在所述断面中裂纹或凹部的平均个数密度被限制为每10mm小于3个，所述裂纹或凹部与平行于所述拉伸应力的所述方向所成的角度大于45度，且以80μm以上的长度形成、其一部分扩展至所述钢部件内部，
所述断面中的脆性破坏断面为98面积％以上。
5.根据权利要求3或4所述的钢部件，其中，所述化学成分含有选自下述中的一种或2种以上：
Ti：0.005～0.050质量％、
Nb：0.005～0.030质量％、
Mg：0.0005～0.0050质量％、及
REM：0.0003～0.0010质量％。
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