CN109804097A - 热轧钢材及钢部件 - Google Patents

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Abstract

本发明的一个方案的热轧钢材具有包含0.0001～0.0050质量％的Bi的规定的化学成分，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处测定的沿着上述轧制方向被延伸的长宽比超过10且为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
本发明涉及热轧钢材。
本申请基于2016年9月29日在日本申请的特愿2016-191456号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
汽车的发动机用部件及行驶部分用部件是通过将钢以热锻造进行成形，并任选地进行淬火回火之类的热处理(以下称为调质)来获得的。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。无论何种情况，都会确保对于应用的部件所需的机械特性。
作为汽车发动机用部件的实例，可列举出连杆(Connecting rod)。该部件是在发动机内在将活塞往复运动转换成利用曲轴而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，通过将被称为销部的曲轴的偏芯部位用盖部和杆部夹入并进行紧固，从而组装于曲轴上，通过销部和旋转滑动的机构来传递动力。
为了提高盖部与杆部的整合性，在制造通常的连杆时，需要使盖部与杆部的接合面变得平滑。另外，由于在将销部用盖部和杆部夹入并进行紧固时，需要对盖部与杆部进行对位，因此在制造通常的连杆时，需要在盖部与杆部的接合面设置对位用的凹凸。用于使接合面变得平滑并且在接合面设置凹凸的机械加工工序会使连杆的制造时间及制造成本增大。为了省略用于设置该凹凸的机械加工工序，近年来，大多采用断裂分离型连杆。
所谓断裂分离型连杆是通过下述工艺来获得的：在通过对钢进行热锻造等从而成型为盖部与杆部成为一体的形状之后，在相当于盖部与杆部的边界的部分加入切口，进行断裂分离。通过该工艺而获得的盖部及杆部的接合面是通过断裂分离而得到的具有凹凸的断口(也称为断裂面、断面)。通过使经断裂分离而得到的断口彼此嵌合，从而能够进行将连杆组装到曲轴上时的对位。因此，断裂分离型连杆的制造可以将用于提高接合面的整合性的机械加工和用于在接合面设置对位用的凹凸的机械加工都省略。因此，断裂分离型连杆能够大幅地削减部件的机械加工工序，能够大幅地提高部件制造时的经济效率性。
作为供于断裂分离型连杆的钢材，在欧美已普及的是DIN标准的C70S6。C70S6是包含0.7质量％的C的高碳非调质钢，为了抑制断裂分离时的尺寸变化，其金属组织由延展性及韧性低的珠光体组织形成。C70S6由于断裂时的断口附近的塑性变形量小，因此断裂分离性优异。所谓钢的断裂分离性是评价通过对钢进行断裂加工而得到的钢的断口彼此的嵌合性的指标。断口附近的变形量小、断口的脆性断裂面积率大、断裂加工时的崩碎产生量小的钢被判断为断裂分离性良好。但是，由于与通常的连杆用钢即中碳非调质钢的铁素体-珠光体组织相比，C70S6的组织粗大，因此存在下述问题：屈服比(屈服强度/抗拉强度)低、无法应用于要求高压曲强度的高强度连杆。
为了提高钢的屈服比，需要将钢的碳量抑制得较低、使钢的铁素体分率增加。但是，在使钢的铁素体分率增加的情况下，由于钢的延展性提高，在断裂分离时断口附近的塑性变形量变大，因此会产生下述这样的部件性能上的问题：紧固于曲轴的销部的连杆滑动部的形状变形增大，正圆度降低。
另外，近年来，伴随着由大功率柴油发动机或涡轮发动机的普及所带来的发动机输出功率增大，有下述等需求：防止连杆的盖部与杆部的偏移即提高嵌合性及提高紧固力。其中，对于提高嵌合性，为了增大断裂分离的面的凹凸，控制钢材的组织是有效的。
作为适合于高强度的断裂分离型连杆的钢材，提出了几种非调质钢。在专利文献1及专利文献2中记载了一种技术，其通过大量地添加Si或P那样的脆化元素，使材料自身的延展性及韧性降低，从而改善断裂分离性。专利文献3及专利文献4中记载了一种技术，其利用第二相粒子的析出强化而使铁素体的延展性及韧性降低，由此来改善断裂分离性。此外，在专利文献5～7中记载了一种技术，其通过控制钢中的Mn硫化物的形态来改善断裂分离性。
这些技术会减小断裂分离的部位的变形量，另一方面，使材料变脆。因此，通过这些技术而得到的钢在断裂分离时或者在使断口彼此嵌合时会产生崩碎。如果产生断口的崩碎，则会产生嵌合部的位置偏移，产生无法精确嵌合这样的问题。特别是如果增大断口的凹凸，则在断裂时产生崩碎、裂纹的频率会变高，因此要求能够同时达成断口凹凸的增大和防止断裂时的崩碎及裂纹的产生这两者的钢。作为防止崩碎、裂纹的产生的解决对策，可列举出如专利文献8中所示的那样降低V的偏析。需要说明的是，V是以高强度化为目的而添加的化学成分。
但是，除了V的偏析以外，还有产生崩碎、裂纹的原因。实际上，在断口的凹凸过大的情况下，存在崩碎、裂纹的产生频率变高的倾向。这是因为：在形成断口的拉伸方向的凹凸时，还形成沿断口方向扩展的龟裂或凹部。据认为：在为了将断口彼此嵌合并将断口彼此紧固而对断口施加应力时，沿断口方向扩展的龟裂或凹部成为应力集中部，在此产生微细的断裂。另一方面，为了提高断口彼此的嵌合性，需要增大断口的凹凸。如以上说明的那样，由断口凹凸的巨大化带来的嵌合性提高与防止崩碎及裂纹的产生存在矛盾的关系，这两者的达成无法通过现有工艺来解决。
除了上述以外，在连杆制造时，通过钻头而进行的开孔加工等切削加工性也受到重视。这是因为：通过提高切削加工性，使得作业被高效化，通过生产率提高而产生出巨大的经济效应。即，在断裂分割连杆中，需要在不损害机械特性的情况下提高切削加工性。
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
发明所要解决的课题
本发明鉴于上述的情况，其目的在于，提供减小断裂分离时的断口附近变形量并且增大断口的凹凸从而提高嵌合性、另一方面抑制断口的崩碎产生量、进而热锻造性及切削性优异的热轧钢材及钢部件。
用于解决课题的手段
本发明的主旨如下所述。
(1)本发明的一个方案的热轧钢材的化学成分含有：C：0.35～0.45质量％、Si：1.0～1.9质量％、Mn：0.10～0.20质量％、P：0.010～0.035质量％、S：0.06～0.10质量％、Cr：0.25质量％以下、V：0.20～0.40质量％、N：0.0060～0.0150质量％、B：0.0050质量％以下、Bi：0.0001～0.0050质量％、Ti：0～0.050质量％及Nb：0～0.030质量％，剩余部分包含铁及杂质，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处测定的当量圆直径为1～5μm并且沿着上述轧制方向被延伸的长宽比超过10且为30以下的Mn硫化物的平均个数密度为50～200个/mm2。
(2)就上述(1)中记载的热轧钢材而言，上述化学成分也可以含有Ti：0.005～0.050质量％及Nb：0.005～0.030质量％中的1种或2种。
(3)就本发明的另一方案的钢部件而言，化学成分含有：C：0.35～0.45质量％、Si：1.0～1.9质量％、Mn：0.10～0.20质量％、P：0.010～0.035质量％、S：0.06～0.10质量％、Cr：0.25质量％以下、V：0.20～0.40质量％、N：0.0060～0.0150质量％、B：0.0050质量％以下、Bi：0.0001～0.0050质量％、Ti：0～0.050质量％及Nb：0～0.030质量％，剩余部分包含铁及杂质，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处测定的当量圆直径为1～5μm并且沿着上述轧制方向被延伸的长宽比超过10且为30以下的Mn硫化物的平均个数密度为50～200个/mm2。
(4)就上述(3)中记载的钢部件而言，也可以在通过与上述轧制方向平行的拉伸应力来使上述钢部件拉伸断裂从而形成断口的情况下，在与上述轧制方向平行的上述截面中所观察到的下述阶差在上述断口处以每10mm为2.0处以上的平均个数密度来形成，该阶差朝着与上述拉伸应力平行的方向具有80μm以上的高低差、且相对于与上述拉伸应力平行的上述方向的角度为45度以下，上述断口处的脆性断裂断口以面积率计为98％以上，在与上述轧制方向平行的上述截面中所观察到的下述龟裂或凹部的平均个数密度在上述断口处为每10mm低于3.0处，该龟裂或凹部相对于与上述拉伸应力平行的上述方向的角度超过45度，且被形成为长度在80μm以上、其一部分扩展至上述钢部件的内部。
(5)就上述(3)或(4)中记载的钢部件而言，上述化学成分也可以含有Ti：0.005～0.050质量％及Nb：0.005～0.030质量％中的1种或2种。
发明效果
本发明的一个方案的热轧钢材及钢部件在断裂分离时，断口附近的塑性变形量小，并且，断口的崩碎产生变少。因此，在进行断口的嵌合的情况下，不会产生位置偏移，能够精确嵌合，能够同时实现钢部件的精度提高、成品率提高。另外，本发明的一个方案的热轧钢材及钢部件由于含有超微量的Bi，因此切削性高。另一方面，本发明的一个方案的热轧钢材及钢部件由于Bi含量的上限值低，因此热锻造性被较高地保持。另外，通过使用本发明的一个方案的钢材及钢部件，从而能够省略将崩碎抖落的工序，能够降低制造成本，由此，对产业上的经济效率性的提高具有较大的效果。本发明的一个方案的热轧钢材适合于以热锻造进行成形而得到的钢部件的用途，特别适合于在进行了断裂分割后再次将断口彼此进行嵌合而使用的用途。
附图说明
图1A是表示断裂分离性评价用试验片的平面图。
图1B是表示断裂分离性评价用试验片的侧面图。
图2是本实施方式的钢部件的龟裂扩展的示意图。
具体实施方式
以下，对作为本发明的实施方式的热轧钢材及钢部件进行说明。
本发明的发明者认识到：通过控制钢中存在的Mn硫化物的形状，从而能够优选地对通过断裂分离而得到的断口的凹凸的断口垂直方向的大小进行控制，抑制崩碎量。
根据本发明的发明者们的认识，断口的凹凸形状会受到Mn硫化物的伸长化程度及分布频率的影响。在Mn硫化物的伸长化为过度(即Mn硫化物的长宽比大)的情况下，由于凹凸的断口垂直方向的尺寸显著变大，导致在断裂分离时或断口嵌合时在断口会产生崩碎、裂纹，在断口嵌合时会产生空隙而使嵌合性降低。另一方面，如果伸长化了的Mn硫化物的分布频率增加，则断口的凹凸的个数会增加而使嵌合性提高。
本发明的发明者们推测上述的现象是由以下的机理产生的。钢部件的Mn硫化物在钢部件的材料即热轧钢材的热轧时沿轧制方向被伸长化。如图2中所示的那样，在沿与轧制方向大致垂直的方向将钢部件10断裂分离时，首先龟裂12从断裂起点13起与轧制方向垂直地进行扩展。但是，据认为：如果龟裂12到达至沿轧制方向被伸长化的Mn硫化物11，则龟裂12的扩展方向会发生较大变化，龟裂12沿着Mn硫化物与钢部件10的母相的界面并与轧制方向大致平行地进行扩展。如果龟裂12到达至Mn硫化物12的端部，则龟裂12的扩展方向便沿应力方向发生变化，龟裂12会再次与轧制方向大致垂直地进行扩展。据认为：通过在龟裂12重复着与轧制方向垂直的扩展和与轧制方向平行的扩展的同时断裂分离得以发展，从而在断口上形成凹凸。本发明的发明者们根据以上的理由而推定：如果Mn硫化物11多，则凹凸的个数会变多，如果Mn硫化物11的长宽比大，则凹凸沿轧制方向的尺寸变大。
作为控制Mn硫化物的伸长化的程度及分布频率等各形态的手段，本发明的发明者们在过去的调查中认识到：添加Ca、Zr及Mg等是有效的。这些元素具有成为Mn硫化物的结晶核或析出核而使Mn硫化物均匀地微细分散的作用。但是，由于这些元素会使热加工性降低，因此有可能会使钢材的生产率降低或者使对钢材进行热加工来生产钢部件时的生产率降低。因此，本发明的发明者们尝试了在不使用Ca、Zr及Mg的情况下控制Mn硫化物的形态。
本发明的发明者们认识到：只要将通过如后述那样将Mn含量设定为0.10～0.20质量％的范围而生成大多数Mn硫化物的温度设定为钢的固相区即可。但是，在该情况下，变得容易产生高温区域中的开裂，特别是在连续铸造时在连续铸造装置的铸坯弯曲部及铸坯弯曲复原部，表面开裂以高频率产生。本发明的发明者们认识到：为了控制Mn硫化物的形态而必须提高相对于Mn含量的S含量，并且为了防止连续铸造时的铸坯表面开裂，后述的铸锭工艺是必需的。
进而，本发明的发明者们发现：如果在钢中添加0.0001～0.0050质量％的Bi，则切削性会提高。
所谓切削性是表示切削加工的容易性的指标。例如，在切削加工时产生的切屑短的钢被判断为切削性良好。在切屑长的情况下，由于切屑会妨碍切削加工，因此切屑较短时切削加工的效率变高。
即使在现有技术中，也已知Bi会使切削性提高。例如，约0.1质量％以上的Bi具有下述效果：通过在切屑生成区域作为断裂起点来起作用，从而降低切削阻力，使切屑变短。但是，据认为：这样的机理在Bi含量低于约0.1％的情况下，Bi变得难以作为断裂起点来起作用，进而断裂起点的个数减少，因此不会充分地表现出来。另一方面，由于Bi也是使钢的热锻造性恶化的元素，因此如果没有特殊理由，则需要尽可能减少其含量。因此，根据现有技术，在不需要切削性的热锻造用钢的制造中，必须尽可能减少Bi量，在利用Bi来提高切削性的情况下，必须将Bi含量设定为约0.1％以上。另外，没有尝试使用Bi来达成提高热锻造性和切削性这两者的例子。
但是，本发明的发明者们发现：0.0001～0.0050质量％的超微量的Bi会使钢的切削性提高。据认为：超微量的Bi自身不会在切屑生成区域作为断裂起点来起作用。但是，本发明的发明者们发现：超微量的Bi会在钢的晶体界面以及母相与夹杂物的界面(以下称为“界面”)发生偏析。如果Bi在界面偏析，则晶体彼此的结合力或母相与夹杂物的结合力降低。因此，如果Bi在界面偏析，则界面作为断裂起点来起作用从而使切削阻力降低，使切屑变短。基于本发明的发明者们的这个关于超微量Bi的易切削性提高机理的认识，本实施方式的热轧钢材的Bi量被设定为远比通常的作为易切削剂来使用的量少的0.0001～0.0050质量％。由此，本实施方式的热轧钢材可在不损害热锻造性的情况下提高切削性。
对基于以上的认识而得到的本发明的实施方式的热轧钢材及钢部件的化学成分、Mn硫化物的形态以及通过断裂分割而得到的断口的形态进行说明。此外，热轧钢材的化学成分不会因热加工而发生变化。另外，由于Mn硫化物的尺寸与通过热加工所赋予的变形的尺寸相比非常微小，因此热轧钢材的Mn硫化物的形态也基本不会因热加工而发生变化。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硫化物的形态是相同的。另外，由于通过断裂分割得到的断口的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口的形态，本实施方式的热轧钢材与本实施方式的钢部件是相同的。
本实施方式的热轧钢材是以规定的含有率包含C、Si、Mn、P、S、Cr、V、N、B及Bi作为化学成分的钢材。本实施方式的热轧钢材通过包含以下说明的化学成分，从而能够使延展性得以优选地控制、使通过拉伸应力而得到的断口(拉伸断口)处的脆性断裂断口的比例得以提高、并且使Mn硫化物析出从而增大断口的凹凸的断口垂直方向的尺寸。由此，本实施方式的热轧钢材在断裂分割时所得到的断口具有高的嵌合性。另外，本实施方式的热轧钢材也可以进一步任选地含有Ti、Nb中的1种或2种作为化学成分。
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，只要没有特别说明，则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等同。
C：0.35～0.45质量％
C具有下述效果：确保本实施方式的热轧钢材及钢部件的抗拉强度；和减小断裂时的断口附近的塑性变形量而实现良好的断裂分离性。通过伴随着C的增加、珠光体组织的体积分率上升，从而抗拉强度上升，而且延展性及韧性降低。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％。如果C含量超过该上限值，则热轧钢材及钢部件的珠光体分率变得过大，断裂时的崩碎的发生频率变高。另外，在C含量不满足下限值的情况下，热轧钢材及钢部件的断口附近的塑性变形量会增加，断口的嵌合性降低。此外，C含量的优选的下限值为0.36质量％或0.37质量％。C含量的优选的上限值为0.44质量％、0.42质量％或0.40质量％。
Si：1.0～1.9质量％
Si通过固溶强化而使铁素体强化，由此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减小断裂时的断口附近的塑性变形量，使热轧钢材及钢部件的断裂分离性提高。为了得到该效果，需要将Si含量的下限设定为1.0质量％。另一方面，如果过量含有Si，则产生断口的崩碎的频率会上升，因此Si含量的上限设定为1.9质量％。此外，Si含量的优选的下限值为1.1质量％、1.2质量％或1.3质量％。Si含量的优选的上限值为1.8质量％、1.6质量％或1.4质量％。
Mn：0.10～0.20质量％
Mn与S结合会形成Mn硫化物。如果Mn含量为0.10～0.20质量％的范围，则于大多数Mn硫化物会在钢的温度处于固相区时生成，因此Mn硫化物以微细并且高密度分布。另一方面，一部分Mn硫化物在通过铸造使钢凝固时在固相与液相的界面生成，成为比较大的尺寸。该粗大的Mn硫化物在后续的热轧中沿轧制方向伸长化而分布于钢中。在使由本实施方式的热轧钢材形成的钢部件断裂的情况下，使得龟裂沿着这些微细分散的Mn硫化物和伸长化的Mn硫化物而进行扩展，实现良好的断裂分离性和显著的断口的凹凸形状的形成。本发明在不添加Zr、Ca、Mg等控制Mn硫化物的形态的合金元素的情况下控制上述所示的Mn硫化物的形态。在Mn含量低于0.10质量％的情况下，被伸长化的Mn硫化物的个数减少，无法使断口的凹凸形状变得显著。另外，如果Mn含量超过0.20质量％，则微细的Mn硫化物的个数不足，断裂分离性降低，并且在断口方向上崩碎、裂纹的产生变得显著，嵌合性降低。此外，更优选的Mn含量的下限值为0.12质量％、0.13质量％或0.15质量％。更优选的Mn含量的上限值为0.19质量％、0.18质量％或0.17质量％。
P：0.010～0.035质量％
P会使铁素体及珠光体的延展性及韧性降低，由此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减小断裂时的断口附近的塑性变形量，使热轧钢材及钢部件的断裂分离性提高。但是，P会引起晶体晶界的过度的脆化，变得容易产生断口的崩碎。因此，从防止崩碎的观点出发，利用P的添加来降低延展性及韧性的方法不应该积极地利用。如果考虑以上内容，则P含量的范围设定为0.010～0.035质量％。P含量的优选的下限值为0.011质量％、0.013质量％或0.015质量％。P含量的优选的上限值为0.030质量％、0.028质量％或0.025质量％。
S：0.06～0.10质量％
S与Mn结合而形成Mn硫化物。由于在使由本实施方式的热轧钢材所得到的钢部件进行断裂分割时，龟裂是沿着沿轧制方向伸长的Mn硫化物来传播的，因此Mn硫化物具有增大断口的凹凸的断口垂直方向的尺寸、在嵌合断口时防止位置偏移的效果。为了得到该效果，需要将S含量的下限设定为0.06质量％。另一方面，如果过量含有S，则会有断裂分割时的断口附近的塑性变形量增大、断裂分离性降低的情况。进而，过量的S有可能会助长断口的崩碎。根据以上的理由，将S的适宜的范围设定为0.06～0.10质量％。S含量的优选的下限值为0.07质量％。S含量的优选的上限值为0.09质量％。
Cr：0.25质量％以下
Cr是与Mn同样地通过固溶强化而使铁素体强化，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减小断裂时的断口附近的塑性变形量，使热轧钢材及钢部件的断裂分离性提高。为了得到该效果，优选将Cr含量的下限设定为0.02质量％。但是，如果过量含有Cr，则珠光体的片层间距会变小，反而珠光体的延展性及韧性会变高。因此，断裂时的断口附近的塑性变形量变大，断裂分离性降低。此外，如果过量含有Cr，则有可能容易生成贝氏体组织、断裂分离性会大幅地降低。因此，在含有Cr的情况下，将其含量设定为0.25质量％以下。Cr含量的优选的下限值为0.05质量％、0.06质量％、0.10质量％或0.12质量％。Cr含量的优选的上限值为0.23质量％、0.20质量％或0.18质量％。
V：0.20～0.40质量％
V通过在热锻造后的冷却时主要形成碳化物或碳氮化物而使铁素体强化，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减小热轧钢材及钢部件的断裂时的断口附近的塑性变形量，使由热轧钢材制成的钢部件的断裂分离性变得良好。另外，V具有通过碳化物或碳氮化物的析出强化来提高热轧钢材的屈服比的效果。为了得到这些效果，需要将V含量的下限设定为0.20质量％。V含量的下限优选为0.23质量％或0.25质量％。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0.40质量％。优选V含量的上限为0.38质量％或0.35质量％。
N：0.0060～0.0150质量％
N通过在热锻造后的冷却时主要形成V氮化物或V碳氮化物而作为铁素体的相变核起作用，从而促进铁素体相变。由此，N具有下述效果：对大幅地损害由热轧钢材得到的钢部件的断裂分离性的贝氏体组织的生成进行抑制。为了得到该效果，将N含量的下限设定为0.0060质量％。如果过量含有N，则有可能使热轧钢材及钢部件的热轧性降低、在热加工时变得容易产生开裂或瑕疵。因此，将N含量的上限设定为0.0150质量％。此外，N含量的优选的下限值为0.0065质量％、0.0070质量％、0.0080质量％或0.0085质量％。N含量的优选的上限值为0.0140质量％、0.0130质量％或0.0120质量％。
B：0.0050质量％以下
B是使淬火性提高的代表性元素。在本实施方式的热轧钢材及钢部件中，由于需要降低淬火性提高元素即Mn的含量，因此钢材的淬火性降低。作为用于弥补其淬火性的降低的元素，含有B。B即使含量为微量，也能够发挥淬火性提高效果，但优选的B含量的下限为0.0008质量％以上。也可以将B含量的下限值设定为0.0014质量％、0.0015质量％或0.0018质量％。另外，由于由B带来的淬火性提高效果会饱和，因此对于B含量的上限，设定为0.0050质量％。其中，B含量的优选的上限为0.0035质量％、0.0033质量％或0.0030质量％。
Bi：0.0001～0.0050质量％
Bi具有通过在晶体晶界及母相与夹杂物的界面发生偏析、使界面的结合力降低、从而降低切削时的变形阻力的效果。根据现有技术，据认为：为了使Bi自身作为切削变形时的断裂起点来起作用、由此使切削性提高，需要将Bi含量设定为约0.1质量％以上。但是，本发明的发明者们认识到：通过将Bi不作为切削变形时的断裂起点使用、而是作为使界面脆化的元素来使用，从而即使是0.0050质量％以下的Bi，也会使切削性提高。
虽然将用于显现出上述的效果的Bi含量的下限设定为0.0001％，但作为用于充分发挥效果的优选的范围，也可以将Bi含量设定为0.0010质量％以上、0.0012质量％以上或0.0015质量％以上。但是，在Bi量超过0.0050质量％的情况下，有可能热轧钢材及钢部件的热锻造性会恶化。另外，在Bi量超过0.0050质量％的情况下，有可能界面会过度脆化、断口变得容易产生崩碎。因此，Bi含量的上限值设定为0.0050质量％。Bi含量优选设定为0.0045质量％以下、0.0040质量％以下、0.0035质量％以下或0.0030质量％以下。
本实施方式的热轧钢材为了使发明的效果进一步变得显著，可以进一步选择含有Ti：0.050质量％以下及Nb：0.030质量％以下中的1种或2种。但是，即使是在不含有Ti及Nb的情况下，本实施方式的热轧钢材及钢部件也能够解决课题。因此，Ti的下限值及Nb的下限值为0质量％。
Ti：0～0.050质量％
Ti在热锻造后的冷却时主要形成碳化物或碳氮化物，通过析出强化而使铁素体强化，由此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减小断裂时的断口附近的塑性变形量，由此使断裂分离性提高。但是，如果过量含有Ti，则其效果会饱和。在为了得到上述的效果而含有Ti的情况下，优选将Ti含量的上限设定为0.050质量％。为了充分地发挥Ti的效果，优选将Ti含量的下限设定为0.005质量％。更适宜的Ti含量的下限值为0.015质量％、0.018质量％或0.020质量％。更适宜的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，通过析出强化而使铁素体强化，由此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减小断裂时的断口附近的塑性变形量，由此使热轧钢材及钢部件的断裂分离性提高。但是，如果过量含有Nb，则其效果会饱和。在为了得到上述的效果而含有Nb的情况下，优选将Nb含量的上限设定为0.030质量％。为了充分地发挥Nb的效果，优选将Nb含量的下限设定为0.005质量％。更适宜的Nb含量的下限值为0.010质量％。更适宜的Nb含量的上限值为0.030质量％、0.028质量％或0.025质量％。
本实施方式的热轧钢材及钢部件的化学成分的剩余部分为铁及杂质。所谓杂质是指由矿石或废料等原材料及制造环境混入的杂质，并且是不会对本实施方式的热轧钢材及钢部件的特性造成影响的杂质。进而，本实施方式的热轧钢材及钢部件可以在不损害其效果的范围内包含上述成分以外的元素。例如0～0.01质量％的Te、0～0.01质量％的Zn及0～0.01质量％的Sn等由于不会损害本实施方式的热轧钢材及钢部件的效果，因此也可以含有。
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被设定为所谓的铁素体-珠光体组织。有时在金属组织中会包含贝氏体等，但过量的贝氏体由于会损害断裂分割性，因此不优选。于是，本发明的发明者们规定：本实施方式的热轧钢材及钢部件的金属组织包含合计为90面积％以上的铁素体及珠光体。通过该规定，贝氏体量被限制为10面积％以下，热轧钢材及钢部件的断裂分割性得以良好保持。本实施方式的热轧钢材及钢部件的金属组织也可以包含合计为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合计量为上述的范围内，则两者的比例没有特别限定。例如，即使铁素体或珠光体为0面积％，只要金属组织的90面积％以上是由铁素体和珠光体构成，则可保持良好的断裂分割性。另外，只要铁素体及珠光体的合计量为上述的范围内，则金属组织的剩余部分的构成没有特别限定。金属组织中所含的铁素体及珠光体的量可以通过下述方法求出：拍摄研磨及蚀刻后的截面的光学显微镜照片，并对该照片进行图像解析。
在与轧制方向平行的截面处测定的当量圆直径为1～5μm并且沿着轧制方向被延伸的长宽比超过10且为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硫化物沿着热轧钢材的轧制方向而伸长化。被伸长化的Mn硫化物是为了在通过使热轧钢材及钢部件拉伸断裂而得到的断口上形成适宜的凹凸形状所必需的夹杂物。
在本实施方式的热轧钢材及钢部件中，当量圆直径为1～5μm并且以轧制方向作为长轴侧而长宽比超过10且为30以下的被伸长化的Mn硫化物以每1mm2为50个～200个进行分布。被伸长化的Mn硫化物在通过轧制方向的拉伸断裂而形成的断口处沿拉伸方向形成凹凸，从而提高断口彼此的嵌合性。满足上述的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物能够使凹凸的拉伸方向的尺寸优化。另外，在满足上述的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物的个数为50～200个/mm2的情况下，能够使凹凸的个数优化。也可以将满足上述的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物的平均个数密度的下限值规定为75个/mm2或100个/mm2。另外，也可以将满足上述的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物的平均个数密度的上限值规定为175个/mm2或150个/mm2。
长宽比为10以下的Mn硫化物及当量圆直径低于1μm的Mn硫化物无法使断口的凹凸的拉伸方向的尺寸充分变大，无助于断口彼此的嵌合性提高。长宽比超过30的Mn硫化物及当量圆直径超过5μm的Mn硫化物虽然会使断口的凹凸变得显著，但由于会使开裂、崩碎的频率增大，因此会损害断口彼此的嵌合性。因此，不满足上述的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物的个数密度优选较少。但是，在满足上述的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物的个数密度为上述的范围内且成为Mn硫化物的生成源的Mn及S的含量为上述的范围内的情况下，化学成分中的Mn及S会被满足上述的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物所消耗，可充分抑制不满足上述的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物的生成。因此，不满足上述的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物的个数密度没有特别限制。
在满足上述的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物的平均个数密度不满足下限值的情况下，断口的凹凸的个数变少，断裂分离后的断口的嵌合性变得不充分。此外，在满足上述的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物的平均个数密度不满足下限值的情况下，不满足上述的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物的个数密度有可能会增大、从而会损害断裂分离性或嵌合性。另一方面，在满足上述的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物的平均个数密度超过上限值的情况下，断口处会产生开裂、崩碎，在该情况下断口的嵌合性也会受损。
热轧钢材及钢部件中的满足上述的当量圆直径规定及长宽比规定的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进行切割，对切割面进行研磨。由于Mn硫化物是沿着轧制方向延伸的，因此在对热轧钢材及钢部件进行切割时，可以将Mn硫化物的延伸方向视为热轧钢材及钢部件的轧制方向。
接着，通过光学显微镜或电子显微镜拍摄切割面的放大照片。此时的倍率没有特别限定，但优选为100倍左右。由于Mn硫化物大致是均匀分布的，因此进行拍照的区域没有特别限定。
然后，通过对照片进行图像解析，可以求出该照片所拍摄的区域中的满足上述的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物的个数密度。此外，在被伸长化的Mn硫化物之中，也有被截断而沿轧制方向以列状聚集而进行分布的Mn硫化物。但是，将沿着轧制方向(伸长方向)排列且端部彼此的间隔为10μm以下的2个Mn硫化物视为1个伸长Mn硫化物。这是由于，据认为：这样的2个Mn硫化物在使将热轧钢材或钢部件进行拉伸断裂时所产生的龟裂沿拉伸方向传播这一点上显示出与1个Mn硫化物相同的行为。
进而，至少重复10次拍照和解析，通过对由此得到的个数密度进行平均，从而求出满足上述的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物的平均个数密度。
接下来，对本实施方式的热轧钢材的制造方法进行说明。本实施方式的热轧钢材的制造方法的特征在于，包含下述工序：对具有与本实施方式的热轧钢材相同的化学成分的钢进行熔炼，接着通过铸锭工艺进行铸造而得到钢锭的工序；对钢锭进行开坯轧制等热加工而得到钢坯的工序；和将钢坯进行热轧而得到圆棒的工序，其中，热轧中的总断面收缩率为80％以上，并且热轧中的1000℃以下的断面收缩率为50％以上。本实施方式的钢部件的制造方法具有以下工序：将本实施方式的热轧钢材加热至1150～1280℃来进行热锻造的工序及将热锻造后的热轧钢材空气冷却或鼓风冷却至室温的工序、或者对本实施方式的热轧钢材进行冷锻造的工序；和对冷却后的热轧钢材进行切削加工而得到具有规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内容如下所述。首先，将具有与本实施方式的热轧钢材相同的化学成分的钢在转炉中进行熔炼，通过铸锭工艺进行铸造。铸造品进一步经由开坯轧制工序等而制成钢坯。将所得到的钢坯进一步通过热轧而制成圆棒。这样操作而制造本实施方式的热轧钢材。
就铸锭工艺而言，与连续铸造工艺不同，由于不会产生利用通常采用的弯曲型连续铸造机进行铸造时的弯曲应力等成为高温开裂的原因的应力，因此变得不需要高温开裂对策。作为与铸锭工艺同样地不需要高温开裂对策的工艺，可列举出利用垂直型连续铸造机进行的铸造。另外，即使是在使用弯曲型连续铸造机的情况下，只要是将供于铸造的铸坯制成下述多层型铸坯，则变得能够抑制高温开裂，上述多层型铸坯是将铸坯的表层部的化学成分设定为能够抑制高温开裂那样的成分，将铸坯的内部的成分设定为本实施方式的钢的成分。
在将钢坯制成圆棒形状时的热轧整体的总断面收缩率优选设定为80％以上。由此，能够使钢中的Mn硫化物伸长化。进而，为了使Mn硫化物的伸长化变得显著，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即Mn硫化物的伸长变得容易的温度区域中进行热轧。具体而言，需要将1000℃以下的温度区域中的总断面收缩率设定为50％以上。如果是通常的话，为了减小轧制阻力而提高生产率，可应用增大超过1000℃的温度区域中的压下率的轧制条件。但是，在本实施方式的热轧钢材的制造方法中，为了使钢中的Mn硫化物伸长化，进行上述的低温区域中的热轧。在不满足这些轧制条件的情况下，Mn硫化物不会被充分延伸，因此无法使满足上述的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物的个数密度充分增大。此外，热轧后的热轧钢材可以被冷却至室温，也可以在冷却前进一步供于热锻造。
本实施方式的钢构件的制造方法的详细内容如下所述。将由上述方法得到的热轧钢材例如加热至1150～1280℃来进行热锻造，通过空气冷却(通过将钢放置于大气中来进行冷却)或鼓风冷却(对钢送风来进行冷却)而冷却至室温。通过对冷却后的锻造材料进行切削加工，从而制成规定形状的钢部件。在锻造热轧钢材时，并不限于热锻造，也可以进行冷锻造。
本实施方式的热轧钢材及钢部件在通过与轧制方向平行的拉伸应力进行拉伸断裂而形成断口的情况下，在与轧制方向平行的截面中所观察到的下述阶差在断口处是以每10mm为2.0处以上的平均个数密度来形成的，该阶差朝着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。即，在将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进行拉伸断裂而形成的断口上画出任意的线段(例如通过断口中心的线段)的情况下，位于该线段上的上述的阶差的个数密度平均为2.0个/10mm以上。另外，本实施方式的热轧钢材及钢部件在通过与轧制方向平行的拉伸应力进行拉伸断裂而形成断口的情况下，在与轧制方向平行的截面中所观察到的下述龟裂或凹部的平均个数密度在断口处被限制为每10mm低于3.0处，该龟裂或凹部相对于与拉伸应力平行的方向的角度超过45度、且被形成为长度在80μm以上、其一部分扩展至钢部件的内部。另外，本实施方式的热轧钢材及钢部件在通过与轧制方向平行的拉伸应力进行拉伸断裂而形成断口的情况下，断口处的脆性断裂断口以面积率计达到98％以上。
叙述对于断口的性状规定的理由。如果使拉伸断裂所形成的断口彼此嵌合，并对断口沿水平方向施加应力，则该应力会通过断口的凹凸而被三维地分散于水平方向及2个法线方向(在面内倾斜90°的方向和与断口垂直的方向)上。这种情况下，断口的凹凸的拉伸方向的尺寸越大，则所施加的应力越会被分散。本发明的发明者们判断：由凹凸所形成的阶差在相对于与拉伸应力平行的方向的角度为45度以下且朝着与拉伸应力平行的方向具有80μm以上的高低差的情况下，该凹凸会有助于嵌合性。另外，只要不产生断口的崩碎，则断口的阶差的拉伸方向的尺寸越大，则越能够进一步切实地防止应力施加时的位置偏移。
崩碎产生量与断口处的沿着与拉伸方向垂直的方向(断口方向)延伸的龟裂或凹部的存在有关。即，某个一定大小以上的断口方向的龟裂或断口方向的凹部越多，则崩碎的产生量会越增加。据认为：在嵌合断口时，由于断口方向的龟裂或凹部会作为应力集中部来起作用、发生微细地断裂，从而导致产生崩碎。本发明的发明者们认识到：为了抑制断口的崩碎产生量，需要将断口方向的龟裂或凹部的部位抑制到最小限度。具体而言，本发明的发明者们发现：为了充分地抑制崩碎产生量，应该将在与轧制方向平行的截面中所观察到的下述龟裂或凹部的平均个数密度限制为每10mm低于3.0处，该龟裂或凹部相对于与拉伸应力平行的方向的角度超过45度、且被形成为长度在80μm以上、其一部分扩展至钢部件的内部。
由于特别是Mn硫化物的形态及分散状态会对断口形状造成大的影响，因此为了在不产生崩碎的范围内使断口的凹凸最大化，控制Mn硫化物的形态和分散状态是重要的。更具体而言，使成为龟裂传播的路径的Mn硫化物在恰当的范围内伸长化并大量地分散，这有助于增大断口的凹凸的拉伸方向的尺寸。因此，就本实施方式的热轧钢材及钢部件而言，对在断裂时不产生断口的崩碎的范围内可实验性地实现的显著的断口凹凸形状进行了上述那样的规定。
另外，本实施方式的热轧钢材及钢部件由于化学组成得到优选地控制，金属组织的90面积％以上被设定为铁素体及珠光体、进而在内部分散有具有规定的形态的Mn硫化物，因此将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进行分割而得到的断口的98面积％以上成为脆性断裂断口。由于延展性断口产生了变形，因此延展性断口会损害断口的嵌合性。在断口的98面积％以上为脆性断裂断口的情况下，断口的嵌合性得以优选地保持。
断口形状的评价方法如下所述。
脆性断裂断口在断口中所占的面积率通过下述方法求出：通过按照通常的断口解析的方法对照片进行分析，从而划定由解理断裂、准解理断裂或晶界开裂等构成的脆性断裂断口所产生的区域，算出该脆性断裂断口区域的面积在断口整体的面积中所占的比例。
由断裂分割所产生的变形量通过下述方法求出：使断裂后的热轧钢材或钢部件对接并拧紧螺栓，测定断裂方向的内径和与断裂方向垂直的方向的内径之差，将该差视为由断裂分割所产生的变形量。
断口的崩碎产生量通过下述方法求出：使断口对接并以20N·m的转矩拧紧螺栓来进行组装，接着拧松螺栓而使断口松开，将该作业重复10次，测定由此脱落的碎片的总重量，将该总重量视为断口的崩碎产生量。
在与轧制方向平行的截面中所观察到的下述阶差(拉伸方向阶差)的个数密度以及在与轧制方向平行的截面中所观察到的下述龟裂或凹部(断口方向龟裂)的个数密度通过以下的方法来评价，该阶差朝着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，该龟裂或凹部相对于与拉伸应力平行的方向的角度超过45度且被形成为长度在80μm以上、其一部分扩展至钢部件的内部。首先，将形成有断口的热轧钢材或钢部件与拉伸方向平行地进行切割，使得能够从与拉伸方向垂直的方向观察断口形状。也可以通过在切割之前将断口进行树脂填埋，以使得在切割时保持断口形状。通过在上述的切割面观察断口形状，从而能够观察拉伸方向的凹凸及断口方向的凹凸。
此外，用于测定拉伸方向阶差及断口方向龟裂的个数密度的切割面只要与拉伸方向平行则可以在试验片的任意的部位形成，为了方便起见，优选按照切割面中的断口尽可能变大的方式来形成切割面。观察是在切割面中的任意的5个视场以上进行实施，在观察时，测定各视场中的拉伸方向阶差及断口方向龟裂的每10mm的个数密度，求出它们的平均值。由此，求出拉伸方向阶差及断口方向龟裂的个数密度。
使本实施方式的热轧钢材及钢部件断裂的方法没有特别限定，但优选利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硫化物是与轧制方向平行地延伸，因此通过施加与轧制方向平行的拉伸应力来形成与轧制方向大致垂直的断口，使得由Mn硫化物带来的凹凸形成效果得以最大化。另外，为了提高断裂分离性，优选在对形成断口的部位施加拉伸应力之前实施缺口加工。缺口加工的方法没有特别限定，例如可以通过拉削加工或激光加工来进行缺口加工。
本实施方式的热轧钢材及钢部件在断裂分离时，断口附近的塑性变形量小，并且断口的崩碎产生变少。因此，在进行断口嵌合的情况下，不会产生位置偏移，能够精确嵌合，能够同时实现钢部件的精度提高、成品率提高。另外，通过使钢中含有超微量的Bi，从而能够提高切削性。另外，通过使用本实施方式的热轧钢材及钢部件，从而能够省略将崩碎抖落的工序，能够降低制造成本，由此，对产业上的经济效率性的提高具有很大效果。
实施例
以下通过实施例对本发明进行详细叙述。需要说明的是，这些实施例是用于说明本发明的技术含义及效果的例子，其并不限定本发明的范围。
实施例1
对具有表1及表2中所示的组成的以转炉熔炼的钢通过铸锭工艺进行铸造后，经由开坯轧制工序而制成162mm见方的钢坯，进一步通过热轧而制成直径为56mm的棒钢形状。在对钢坯进行热轧而制成圆棒形状时，总断面收缩率设定为90％，1000℃以下的温度区域中的断面收缩率设定为80％。需要说明的是，表中的“-”的符号表示记载有符号的地方所涉及的元素的含量为检测限值以下(杂质水平)。开坯轧制前的钢锭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2中带下划线的值为本发明的范围的值。
由上述方法得到的钢中所含的在与轧制方向平行的截面中所测定的当量圆直径为1～5μm、且沿着轧制方向被延伸的长宽比超过10且为30以下的Mn硫化物的平均个数密度(Mn硫化物个数密度)是通过以下的方法来算出的。首先，将钢与轧制方向平行地进行切割，对切割面进行研磨。接着，通过光学显微镜或电子显微镜拍摄了钢的切割面的放大照片。此时的倍率设定为100倍。然后，通过对照片进行图像解析，求出了该照片所拍摄的区域中的Mn硫化物个数密度。需要说明的是，将沿着轧制方向排列且端部彼此的间隔为10μm以下的2个Mn硫化物视为1个伸长Mn硫化物。进而，将拍照和解析重复进行10次，通过将由此得到的个数密度进行平均，从而求出了钢的Mn硫化物个数密度。
另外，由上述方法得到的钢的组织中所含的铁素体及珠光体的合计量是通过下述方法求出的：对钢进行切割，对切割面进行研磨及蚀刻，拍摄切割面的光学显微镜照片，对该照片进行图像解析。此外，将上述的工序重复4次，将所得到的铁素体及珠光体的合计量的平均值视为钢的铁素体及珠光体的合计量。测定的结果是，确认到：所有的钢的金属组织的90面积％以上是由铁素体和珠光体构成的。
接着，为了调查断裂分离性，通过热锻造制作了相当于锻造连杆的试验片。具体而言，将通过上述的工序而制成直径为56mm、长度为100mm的原材料棒钢的钢加热至1150～1280℃后，与棒钢的长度方向垂直地进行锻造而制成20mm厚度。然后，锻造后的钢通过油淬火、鼓风冷却(对试验片送风来进行冷却)或空气冷却(通过在大气中放置而进行的冷却)中的任一者而冷却至室温。从冷却后的锻造材料中切削加工出JIS4号拉伸试验片和相当于连杆大端部的形状的断裂分离性评价用试验片。JIS4号拉伸试验片是在距离锻造材料的侧面30mm位置处沿着长度方向而采集的。断裂分离性评价用试验片是如图1中所示的那样在80mm×80mm并且厚度为18mm的板形状的中央部开出直径为50mm的孔的试验片，在直径为50mm的孔的内表面上，对相对于锻造前的原材料即棒钢的长度方向成±90度的2处位置实施了深度为1mm并且前端曲率为0.5mm的45度的V形缺口加工。进而，作为螺栓孔，按照其中心线位于距离缺口加工侧的侧面8mm的部位的方式开有直径为8mm的贯通孔。
断裂分离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所成型的直径为46.5mm的圆柱沿着中心线分割为2部分的形状，一部分被固定，另一部分在轨道上移动。在2个半圆柱的接合面处加工有楔形孔。在断裂试验时，将试验片的直径为50mm的孔嵌入该分型模的直径为46.5mm的圆柱中，放入楔子而设置于落锤之上。落锤的质量为200kg、其是沿着导轨落下的结构。如果将落锤落下，则楔子被打入，试验片被拉伸断裂为2部分。此外，试验片按照被分型模挤压的方式将周围固定，以便在断裂时试验片不会从分型模中游离出来。
脆性断裂断口在断口中所占的面积率(脆性断裂面积率)的测定方法如下所述。首先，以落锤高度为100mm使钢断裂，拍摄了断口的光学显微镜照片。通过按照通常的断口解析的方法对照片进行分析，从而划定由解理断裂、准解理断裂或晶界开裂等构成的脆性断裂断口所产生的区域，算出了该脆性断裂断口区域的面积在断口整体的面积中所占的比例。
断裂分离时的变形量(变形量)的测定方法如下所述。将断裂后的试验片对接，拧紧螺栓，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。将该差作为由断裂分割所产生的变形量。
断口的崩碎产生量(崩碎产生量)的测定方法如下所述。在进行了上述的变形量测定之后，将断口对接，以20N·m的转矩拧紧螺栓，进行组装，接着，拧松螺栓而松开断口，将该作业重复了10次。将由此脱落的碎片的总重量定义为断口的崩碎产生量。
所谓断裂分离性良好的钢是指断口的断裂形态为脆性、且由断裂分离产生的断口附近的变形量小、并且崩碎产生量少的钢。本发明的发明者们将下述钢判断为具有良好的断裂分离性的钢：由解理断裂、准解理断裂或晶界开裂等构成的脆性断裂断口的面积率为98％以上，断口附近的变形量为100μm以下，并且崩碎产生量为1.0mg以下。
热锻造性的评价通过以下的方法来进行。从钢中切取出直径为10mm且长度为100mm的圆棒试验片，将该圆棒试验片在升温时间为60秒、900℃以上的温度范围内的升温速度为1℃/秒、并且最高加热温度为1100℃的条件下进行加热，将圆棒试验片的温度在最高加热温度下保持300秒，将圆棒试验片以5℃/秒的冷却速度冷却至900℃，将圆棒试验片的温度在900℃下保持60秒后，以5/秒的应变速度施加拉伸变形，从而使圆棒试验片断裂。将断裂拉深为50％以下的试样关于热锻造性判定为“差”，将断裂拉深超过50％的试样关于热锻造性判定为“好”。
另外，将形成有下述断口的钢视为断裂分离性良好的钢，该断口的在与轧制方向平行的截面中所观察到的相对于与拉伸应力平行的方向的角度超过45度且被形成为长度在80μm以上、其一部分扩展至钢部件的内部的龟裂或凹部的平均个数密度(断口方向龟裂数)被限制为每10mm低于3.0处。为了提高断口彼此的嵌合性，需要：断口的凹凸的拉伸方向的尺寸(即，由凹凸所形成的阶差的尺寸)大，且凹凸以高频率存在。本发明的发明者们将形成有下述断口的试样视为嵌合性高的试样：该断口的在与轧制方向平行的截面中所观察到的朝着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度以下的阶差(拉伸方向阶差)的个数密度(拉伸方向阶差数)在每10mm为2.0处以上。
断口的拉伸方向阶差及断口方向龟裂的个数密度通过以下的方法进行了测定。首先，将试验片沿拉伸方向切割，使得能够从与拉伸方向垂直的方向来观察断口形状。通过在上述的切割面观察断口截面，从而观察了拉伸方向的凹凸及断口方向的凹凸。切割面按照包含断口的中心的方式来形成。观察是在切割面中的任意的5个视场中实施的。在观察时，对各视场中的拉伸方向阶差及断口方向龟裂的每10mm的个数密度进行测定，求出了它们的平均值。
如表3中所示的那样，可知：制造No.1～17的本发明例都满足了上述的合格基准，热锻造性高，断裂分离性优异，与此同时嵌合性良好。另外，对于制造No.1～17，在钢中的Mn硫化物中，满足本发明的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物在每1mm2分布有50个以上。
另一方面，如表2中所示的那样，就制造No.18～33而言，C、Si、Mn、P、S、Cr、V、N、Bi的含量脱离了本发明的范围。它们由于以下的理由从而如表4中所示的那样不满足本发明的必要条件。
制造No.18、20、22、24、27、33分别由于C、Si、Mn、P、S、Bi的含量低于本发明的范围的下限，断裂分离时的塑性变形量超过100μm，因此判断不具有良好的断裂分离性。
制造No.19、21、23、25、26、31分别是C、Si、Mn、P、S、N的含量超过了本发明的范围的上限或Bi低于本发明的范围的下限，断裂时的崩碎产生超过1.0mg。
制造No.28的Cr的含量超过了本发明的范围的上限，脆性断裂面积率变得低于98％。
制造No.29的V的含量低于本发明的范围的下限，脆性断裂面积率变得低于98％。
制造No.30的N的含量超过了本发明的范围的上限，制造时的钢材瑕疵多发，没能够进行特性评价。
制造No.32由于Bi超过了本发明的范围的上限，因此热锻造性低劣。另外，虽然表中没有记载，但制造No.32在制造时稍微多地产生了瑕疵。
制造No.33的Bi低于本发明的范围，切削性低劣。
关于切削性，基于以如下方式调查的切屑处理性进行了评价：将之前叙述的直径为56mm的热轧钢材热锻造至直径为25mm之后，切割成长度为500mm，使用NC车床，在下述的条件下进行车削加工。
切屑处理性通过以下的方法进行了评价。对在切削性试验中的10秒钟所排出的切屑进行了回收。调查所回收的切屑的长度，从长的切屑起依次选择了10个切屑。将选择的10个切屑的总重量定义为“切屑重量”。在切屑连接较长而结果切屑的总数低于10个的情况下，将所回收的切屑的平均每1个的平均重量乘以10倍而得到的值定义为“切屑重量”。例如，在切屑的总数为7个、其总重量为12.0g的情况下，切屑重量计算为12.0g×10个/7个＝17.1g。
切削性评价中所使用的刀片如下所述。
母材材质：超硬P20种等级
涂层：无
另外，车削加工条件如下所述。
圆周速度：150m/分钟
进给：0.2mm/转
切深：0.4mm
润滑：使用水溶性切削油
各标记的切屑重量为15g以下的试样被判断为切屑处理性高，在表3及表4中记载为“好”。在切屑重量超过15g的情况下，评价为切屑处理性低，在表3及表4中记载为“差”。对于添加了Bi的钢，切屑重量均为15g以下，与此相对，没有添加Bi的制造No.18～21及33的切屑重量超过15g，切削性差。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
实施例2
在表5中记载的条件下制造具有与表1中记载的钢No.H相同化学成分的钢No.H-2及钢No.H-3，测定了这些钢中所含的满足本发明的当量圆直径规定及长宽比规定的Mn硫化物的平均个数密度(Mn硫化物个数密度)。表5的“总断面收缩率”为热轧中的总断面收缩率(％)，“1000℃以下的断面收缩率”为热轧中的钢的温度为1000℃以下的期间内的总断面收缩率(％)，“Mn硫化物个数密度”为满足本发明的当量圆直径及长宽比规定的Mn硫化物的个数密度(个/mm2)。表5中没有记载的制造条件设定为与制造No.1～33的制造条件相同。
[表5]
如表1中所示的那样，钢No.H的Mn硫化物个数密度达到了本发明的范围内。另一方面，如表5中所示的那样，钢No.H-2及钢No.H-3由于制造条件为本发明的范围外，因此Mn硫化物个数密度低于本发明的范围。
钢No.H-2是热轧时的总断面收缩率低于80％的例子，钢No.H-3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断面收缩率低于50％的例子。据推定：由于在热轧时Mn硫化物没有被充分延伸，因此在钢No.H-2及钢No.H-3中Mn硫化物个数密度不足。
产业上的可利用性
本实施方式的热轧钢材在热锻造后进行空气冷却或鼓风冷却之后，在进行断裂分割时，断口附近的塑性变形量小并且断口的崩碎产生少，具有优异的断裂分离性。本实施方式的热轧钢材及钢部件基于断口的塑性变形量小、还有崩碎产生少这样的特征，从而能够在断口的嵌合时不产生位置偏移的情况下以良好的精度使断口嵌合，提高部件制造的成品率。另外，基于该特征，本实施方式的热轧钢材及钢部件能够省略将崩碎抖落的工序，实现制造成本的降低，其在产业上效果极大。进而，对本实施方式的热轧钢材进行热锻造而成的部件由于切削性优异，因此部件制造时的作业得以高效化，能够提高生产率。
符号的说明
1 试验片
2 孔
3 V形缺口
4 贯通孔
10 钢部件
11 Mn硫化物
12 龟裂
21 断口方向龟裂
22 拉伸方向阶差

Claims (5)

1.一种热轧钢材，其特征在于，化学成分含有：
C：0.35～0.45质量％、
Si：1.0～1.9质量％、
Mn：0.10～0.20质量％、
P：0.010～0.035质量％、
S：0.06～0.10质量％、
Cr：0.25质量％以下、
V：0.20～0.40质量％、
N：0.0060～0.0150质量％、
B：0.0050质量％以下、
Bi：0.0001～0.0050质量％、
Ti：0～0.050质量％、及
Nb：0～0.030质量％，
剩余部分包含铁及杂质，
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处测定的当量圆直径为1～5μm并且沿着所述轧制方向被延伸的长宽比超过10且为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，其特征在于，所述化学成分含有Ti：0.005～0.050质量％及Nb：0.005～0.030质量％中的1种或2种。
3.一种钢部件，其特征在于，化学成分含有：
C：0.35～0.45质量％、
Si：1.0～1.9质量％、
Mn：0.10～0.20质量％、
P：0.010～0.035质量％、
S：0.06～0.10质量％、
Cr：0.25质量％以下、
V：0.20～0.40质量％、
N：0.0060～0.0150质量％、
B：0.0050质量％以下、
Bi：0.0001～0.0050质量％、
Ti：0～0.050质量％、及
Nb：0～0.030质量％，
剩余部分包含铁及杂质，
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处测定的当量圆直径为1～5μm并且沿着所述轧制方向被延伸的长宽比超过10且为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，其特征在于，在通过与所述轧制方向平行的拉伸应力来使所述钢部件拉伸断裂从而形成断口的情况下，
在与所述轧制方向平行的所述截面中所观察到的下述阶差在所述断口处以每10mm为2.0处以上的平均个数密度来形成，该阶差朝着与所述拉伸应力平行的方向具有80μm以上的高低差、且相对于与所述拉伸应力平行的所述方向的角度为45度以下，
所述断口处的脆性断裂断口以面积率计为98％以上，
在与所述轧制方向平行的所述截面中所观察到的下述龟裂或凹部的平均个数密度在所述断口处为每10mm低于3.0处，该龟裂或凹部相对于与所述拉伸应力平行的所述方向的角度超过45度，且被形成为长度在80μm以上、其一部分扩展至所述钢部件的内部。
5.根据权利要求3或4所述的钢部件，其特征在于，所述化学成分含有Ti：0.005～0.050质量％及Nb：0.005～0.030质量％中的1种或2种。
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