CN110337504A - 热锻用棒钢 - Google Patents

Abstract

提供一种热锻用棒钢，其具有优异的热加工性，在热锻后显示出高屈服强度、高疲劳强度、优异的可切削性以及优异的裂解性。本发明的热锻用棒钢具有如下化学组成：以质量％计含有C：0.05～0.40％、Si：0.05～0.50％、Mn：1.51～3.50％、P：0.010～0.100％、S：0.30％以下、Cr：0.05～2.50％、V：0.10～0.75％、Ti：0.005％～0.250％、Al：0.005～0.060％、N：0.002～0.020％，余量由Fe和杂质组成，并且所述化学组成满足式(1)。钢中的具有20μm以上的圆当量直径的TiN的数密度为0.3～4.0个/mm²。0.48≤C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo≤1.50(1)。在此，在式中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

Description

热锻用棒钢

技术领域

本发明涉及棒钢，更详细而言，涉及用于热锻品的棒钢(以下也称为“热锻用棒钢”)。

背景技术

用于汽车引擎等的连杆(connecting rod、以下称为“连杆”)是连接活塞和曲轴的引擎构件，将活塞的往复运动变换为曲柄的旋转运动。

图1是以往的连杆的主视图。如图1所示，以往的连杆1具备大头部100、杆身部200和小头部300。杆身部200的一端设置有大头部100，杆身部200的另一端设置有小头部300。大头部100连接到曲柄销。小头部300连接到活塞。

以往的连杆1具备2个构件(盖2以及杆3)。这些构件通常通过热锻制造。盖2和杆3的一端部相当于大头部100。除杆3的一端部以外的其它部分相当于杆身部200以及小头部300。大头部100以及小头部300通过切削而形成。因此，连杆1要求高的可切削性。

连杆1在引擎工作时受到来自周边构件的载荷。最近，为了进一步的节省油耗，要求连杆1的小型化以及气缸内的筒内压力提高。因此，要求连杆1具有即便使杆身部200变细也能够对应由活塞传导的爆炸载荷的优异的屈服强度。进而，由于会对连杆施加反复的压缩载荷和拉伸载荷，因此还要求优异的疲劳强度。

另外，近年来，从节能和低成本化的角度出发，开始采用省略调质处理(淬火和回火)的非调质连杆。因此，要求即使热锻后不进行调质处理也能够得到足够的屈服强度、疲劳强度和可切削性的非调质钢。

但是，对于以往的连杆1，上述盖2和杆3被分别制造。因此，为了决定盖2和杆3的位置，会实施定位销加工工序。进而，会对盖2与杆3的合对面实施切削加工工序。因此，开始普及可以省略这些工序的裂解连杆。

裂解连杆中，将连杆一体成型后，在大头部100的孔中插入治具，负载应力使大头部100断裂，从而分割为2个构件(相当于盖2以及杆3)。然后，安装到曲轴上时，将被分割的2个构件结合。如果大头部100的断裂面为没有变形的脆性断面，则可以将盖2的断裂面和杆3的断裂面合对，用螺栓连接。因此，这种情况下，可以省略定位销加工工序以及切削加工工序。其结果，制造成本降低。

对于裂解连杆，通常是通过热锻来实施连杆的一体成型。本说明书中，将热锻后的热锻用棒钢也称为“热锻品”。此处，在用于裂解连杆的情况下，优选热锻品的韧性低。韧性高的钢的情况下，通过裂解使大头部断裂时，在断裂面上容易生成延性断面。这种情况下，大头部会发生塑性变形。因此，即使将断裂面合对也不会整齐地匹配，图1中的大头部100的内径D会偏离所期望的数值。其结果，在曲柄连接部(大头部100)处发生一端接触，这有时会成为汽车行驶时引起振动、噪音的原因。

日本特开2004-277817号公报(专利文献1)、日本特开2011-195862号公报(专利文献2)、国际公开第2009/107282号(专利文献3)、日本特开2006-336071号公报(专利文献4)以及日本特开2016-27204号公报(专利文献5)中提出了这种裂解性高的钢。

专利文献1公开的高强度非调质钢的组成如下：以重量％计，C：0.2～0.6％、Si：0.1～2％、Mn：0.1～1.5％、S：0.03～0.2％、P：0.02～0.15％、Cu：0.03～1％、Ni：0.03～1％、Cr：0.05～1％、V：0.02～0.4％、Ti：0.01～0.8％、s-Al：0.005～0.045％、N：0.008～0.035％、余量由不可避免的杂质和Fe组成，并且具有铁素体珠光体组织。钢中的TiN夹杂物的最大直径为5μm以上且其数量以数密度计为5个/mm²以上。专利文献1记载了该非调质钢具有高强度且可切削性也良好，另外断裂分离性能还优异，并且能够在断面上形成良好的凹凸。

专利文献2公开的热锻用非调质钢以质量％计含有C：0.35～0.55％、Si：0.15～0.40％、Mn：0.50～1.00％、P：0.100％以下、S：0.040～0.100％、Cr：1.00％以下、V：0.20～0.50％、Ca：0.0005～0.0100％、N：0.0150％以下，余量由Fe和不可避免的杂质组成。钢的化学组成满足2Mn+5Mo+Cr≤3.1、满足C+Si/5+Mn/10+10P+5V≥1.8，Ceq＝C+Si/7+Mn/5+Cr/9+V满足0.90～1.10。钢的硬度为HV330以上，屈服比为0.73以上。钢的组织是贝氏体为10％以下的铁素体/珠光体组织。专利文献2记载了该热锻用非调质钢能够提供确保高强度、并且可以确保优异的可切削性和断裂分离性的热锻非调质钢构件。

专利文献3公开的热锻用非调质钢以质量％计含有C：大于0.35％且为0.60％以下、Si：0.50～2.50％、Mn：0.20～2.00％、P：0.010～0.150％、S：0.040～0.150％、V：0.10～0.50％、Zr：0.0005～0.0050％、Ca：0.0005～0.0050％、N：0.0020～0.0200％，Al：限制为小于0.010％，余量实质上由Fe和不可避免的杂质组成。专利文献3记载了该热锻用非调质钢的断裂分离性和可切削性优异。

专利文献4公开的连杆用钢以质量％计含有C：0.1～0.5％、Si：0.1～2％、Mn：0.5～2％、P：0.15％以下(不包括0％)、S：0.06～0.2％、N：0.02％以下(不包括0％)、Ca：0.0001～0.005％、以及Al：0.001～0.02％，余量由Fe和不可避免的杂质组成。专利文献4记载了该连杆用钢将存在于钢中的氧化物系夹杂物的组成控制在规定的范围内，因此能够提高断裂分割性。

专利文献5公开的时效硬化型贝氏体非调质钢以质量％计含有C：0.10～0.40％、Si：0.01～2.00％、Mn：0.10～3.00％、P：0.001～0.150％、S：0.001～0.200％、Cu：0.001～2.00％、Ni：0.40％以下、Cr：0.10～3.00％，进一步含有Mo：0.02～2.00％、V：0.02～2.00％、Ti：0.001～0.250％、Nb：0.01～0.10％中的任一种或2种以上，余量由Fe和不可避免的杂质组成，且规定的化学成分的质量％含量满足3×[C]+10×[Mn]+2×[Cu]+2×[Ni]+12×[Cr]+9×[Mo]+2×[V]≥20、32×[C]+3×[Si]+3×[Mn]+2×[Ni]+3×[Cr]+11×[Mo]+32×[V]+65×[Ti]+36×[Nb]≥24、321×[C]-31×[Mo]+213×[V]+545×[Ti]+280×[Nb]≥100、321×[C]-31×[Mo]+213×[V]+545×[Ti]+280×[Nb]≥100。专利文献5记载了该时效硬化型贝氏体非调质钢即使是通过断裂分离加工制造的构件，也能够良好地抑制断裂分离加工时的塑性变形。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2004-277817号公报

专利文献2：日本特开2011-195862号公报

专利文献3：国际公开2009/107282号

专利文献4：日本特开2006-336071号公报

专利文献5：日本特开2016-27204号公报

发明内容

发明要解决的问题

如上所述，为了提高热锻品的裂解性，优选热锻品的韧性低。因此，以往热锻品的显微组织的前提是以铁素体和珠光体为主体。但是，近年来，为了得到更高的疲劳强度，要求将热锻品的显微组织设为贝氏体主体的热锻用棒钢。

另一方面，贝氏体的韧性高。因此，在将热锻品的显微组织设为贝氏体主体的情况下，在裂解后的断裂面上容易生成延性断面。其结果，热锻后的钢的裂解性降低。因此，对于热锻用棒钢要求即使热锻后的钢的显微组织为贝氏体主体，也具有高的裂解性。

专利文献1、3和4以热锻品的显微组织主要由铁素体和珠光体构成为前提。因此，在将热锻品的显微组织设为贝氏体主体的情况下，会在断裂面上生成延性断面，有时会出现大头部的内径变形、裂解性下降的情况。

在专利文献2中，在一定程度上允许在热锻品中生成贝氏体。然而，在显微组织中贝氏体所占的面积率增加的情况下，有时会在断裂面上产生延性断面，裂解性下降。

在专利文献5中记载了即使是贝氏体主体的组织也能够将夏比冲击值(2mmU)设定为30J/cm²以下。然而，未能充分抑制延性断裂、降低裂解后的连杆的变形量，有时会出现大头部的内径变形、断裂性降低的情况。

本发明的目的在于提供一种热锻用棒钢，其具有优异的热加工性，在热锻后具有高屈服强度、高疲劳强度以及优异的可切削性，并且即使热锻后的显微组织为贝氏体主体，也具有优异的裂解性。

用于解决问题的方案

本发明的热锻用棒钢具有如下化学组成：以质量％计含有C：0.05～0.40％、Si：0.05～0.50％、Mn：1.51～3.50％、P：0.010～0.100％、S：0.30％以下、Cr：0.05～2.50％、V：0.10～0.75％、Ti：0.005％～0.250％、Al：0.005～0.060％、N：0.002～0.020％、Cu：0～0.60％、Ni：0～0.60％、Mo：0～0.70％、Nb：0～0.100％、Pb：0～0.30％、Te：0～0.3000％、Ca：0～0.0100％、以及Bi：0～0.4000％，余量由Fe和杂质组成，所述化学组成满足式(1)。本发明的热锻用棒钢的钢中的具有20μm以上的圆当量直径的TiN的数密度为0.3～4.0个/mm²。

0.48≤C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo≤1.50(1)

此处，在式(1)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

发明的效果

本发明的热锻用棒钢具有优异的热加工性，在热锻后具有高屈服强度、高疲劳强度以及优异的可切削性，即使热锻后的显微组织为贝氏体主体，也具有优异的裂解性。

附图说明

图1为以往的连杆的主视图。

图2A为实施例的裂解性评价试验中使用的试验片的俯视图。

图2B为图2A所示的试验片的截面图。

图2C为试验片的俯视图，示出将图2A的试验片断裂分离的状态。

图2D为试验片的俯视图，示出用螺栓紧固图2C的试验片的状态。

具体实施方式

以下对本发明的实施方式进行详细说明。

本发明人等对热锻用棒钢的热加工性和热锻后的热锻用棒钢(热锻品)的屈服强度、疲劳强度、可切削性以及裂解性进行了调查和研究。结果，本发明人等获得了如下见解。

(A)关于屈服强度和可切削性

屈服强度与可切削性是相悖的机械特性。但是，如果可以适当地调整钢的化学组成，则可以兼顾这些机械特性。

定义fn1＝C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo。fn1为强度的指标，显示出与屈服强度正相关。在具有如下化学组成：以质量％计含有C：0.05～0.40％、Si：0.05～0.50％、Mn：1.51～3.50％、P：0.010～0.100％、S：0.30％以下、Cr：0.05～2.50％、V：0.10～0.75％、Ti：0.005％～0.250％、Al：0.005～0.060％、N：0.002～0.020％、Cu：0～0.60％、Ni：0～0.60％、Mo：0～0.70％、Nb：0～0.100％、Pb：0～0.30％、Te：0～0.3000％、Ca：0～0.0100％、以及Bi：0～0.4000％，余量由Fe和杂质组成的热锻用棒钢中，若fn1小于0.48，则钢的强度过低，不能得到充分的屈服强度。另一方面，若fn1大于1.50，则钢的强度变得过高，钢的可切削性下降。在具有上述化学组成的热锻用棒钢中，若fn1为0.48～1.50，则热锻品具有优异的屈服强度和可切削性。

(B)关于裂解性

本说明书中，“裂解性高”是指在热锻品的断裂面上难以生成延性断面。如上所述，为了提高热锻品的裂解性，优选热锻品的韧性低。此处，对于用于裂解连杆的热锻品，通常JIS Z 2242(2005)规定的夏比冲击试验中的吸收能E(2mmV)为小于20J/cm²左右。另外，ASTM E399-06规定的断裂韧性值K_Q为小于40MPa√m左右。

为了获得这种裂解性高的热锻品，本发明人等针对提高具有贝氏体主体的显微组织的热锻品的裂解性进行了进一步的调查和研究。结果，本发明人等发现，通过将钢中的粗大TiN的数密度设定在合适的范围内，即使是具有贝氏体主体的显微组织的热锻品，也能够获得优异的裂解性。

具体而言，在基于连续铸造的钢水的凝固过程中，Ti形成Ti氮化物(TiN)、Ti硫化物和Ti碳硫化物。其中，TiN即使在热锻前的加热工序中也会残留而不固溶。因此，这种TiN也残留在热锻品中。残留的TiN在热锻品的裂解时，在多个部位成为断裂的起点。换言之，裂解时在TiN与母相(基体)的界面处产生尖锐的初始龟裂。尖锐的初始龟裂的尖端成为塑性约束强的状态。因此，容易发生脆性断裂。从初始龟裂脆性发展而成的龟裂与由相邻的其他TiN产生的龟裂结合，由此得到脆性断面。因此，即使是具有韧性高的贝氏体为主体的显微组织的钢材，只要能够通过运用合适的尺寸和个数的TiN，使脆性的龟裂进展产生，则断裂面会变为脆性断面，延性断面被抑制。其结果，认为得到了优异的裂解性。

因此，本发明人等为了获得上述效果，进一步研究了合适的TiN的尺寸和个数(数密度)。结果获得了如下见解。若以圆当量直径计为20μm以上的TiN(以下称为粗大TiN)的数密度小于0.3个/mm²，则不能得到充分的裂解性。另一方面，若粗大TiN的数密度超过4.0个/mm²，则虽然能够得到优异的裂解性，但热加工性下降。因此，发现在具有上述化学组成且满足式(1)的热锻用棒钢中，若钢中的粗大TiN的数密度为0.3～4.0个/mm²，则即使显微组织为贝氏体主体，也能够维持热加工性和热锻后的屈服强度、疲劳强度、以及可切削性，并且能够获得优异的裂解性。

基于以上见解而完成的本实施方式的热锻用棒钢具有如下化学组成：以质量％计含有C：0.05～0.40％、Si：0.05～0.50％、Mn：1.51～3.50％、P：0.010～0.100％、S：0.30％以下、Cr：0.05～2.50％、V：0.10～0.75％、Ti：0.005％～0.250％、Al：0.005～0.060％、N：0.002～0.020％、Cu：0～0.60％、Ni：0～0.60％、Mo：0～0.70％、Nb：0～0.100％、Pb：0～0.30％、Te：0～0.3000％、Ca：0～0.0100％、以及Bi：0～0.4000％，余量由Fe和杂质组成，并且所述化学组成满足式(1)。钢中的具有20μm以上的圆当量直径的TiN的数密度为0.3～4.0个/mm²。

0.48≤C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo≤1.50(1)

此处，在式(1)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

上述热锻用棒钢的化学组成可以含有选自由Cu：0.01～0.60％、Ni：0.01～0.60％、Mo：0.01～0.70％、以及Nb：0.005～0.100％组成的组中的1种或2种以上。

上述热锻用棒钢的化学组成可以含有选自由Pb：0.01～0.30％、Te：0.0003～0.3000％、Ca：0.0003～0.0100％、以及Bi：0.0003～0.4000％组成的组中的1种或2种以上。

以下，对本实施方式的热锻用棒钢进行详细说明。对于涉及元素的“％”，如果没有特别说明，则表示质量％。

[化学组成]

本实施方式的热锻用棒钢的化学组成含有如下元素。

C：0.05～0.40％

碳(C)提高钢的屈服强度和疲劳强度。若C含量过低，则不能得到该效果。另一方面，若C含量过高，则可切削性降低。因此，C含量为0.05～0.40％。C含量的优选下限为0.10％，更优选为0.20％，进一步优选为0.21％。C含量的优选上限为0.39％，更优选为0.38％，进一步优选为0.37％。

Si：0.05～0.50％

硅(Si)在钢中固溶从而提高钢的疲劳强度。若Si含量过低，则不能得到该效果。另一方面，若Si含量过高，则上述效果饱和。Si含量过高时还会降低钢的热加工性，棒钢的制造成本也变高。因此，Si含量为0.05～0.50％。Si含量的优选下限为0.06％，更优选为0.07％，进一步优选为0.08％。Si含量的优选上限为0.49％，更优选为0.48％，进一步优选为0.47％。

Mn：1.51～3.50％

锰(Mn)使钢脱氧。Mn还会提高钢的屈服强度和疲劳强度。若Mn含量过低，则不能得到这些效果。另一方面，若Mn含量过高，则钢的热加工性降低。因此，Mn含量为1.51～3.50％。Mn含量的优选下限为1.52％，更优选为1.53％，进一步优选为1.55％。Mn含量的优选上限为3.49％，更优选为3.48％，进一步优选为3.45％。

P：0.010～0.100％

磷(P)在晶界偏析而使钢脆化。因此，断裂分割后的裂解连杆的断面变为脆性。结果，断裂分割后的裂解连杆的大头内径变形量变小。即，热锻后的钢的裂解性提高。若P含量过低，则不能得到该效果。另一方面，若P含量过高，则钢的热加工性降低。因此，P含量为0.010～0.100％。P含量的优选下限为0.011％，更优选为0.015％，进一步优选为0.020％。P含量的优选上限为0.090％，更优选为0.080％，进一步优选为0.070％。

S：0.30％以下

硫(S)是杂质。即，S含量超过0％。S使钢的热加工性下降。因此，S含量为0.30％以下。S含量的优选上限为0.20％，更优选为0.15％。S含量优选尽可能低。但是，若过量减少S，则精炼成本变得过高。因此，在考虑工业生产的情况下，S含量的优选下限为0.0001％，更优选为0.0005％。

Cr：0.05～2.50％

铬(Cr)提高钢的屈服强度和疲劳强度。若Cr含量过低，则不能得到该效果。另一方面，若Cr含量过高，则钢材变得过硬，钢的可切削性降低。若Cr含量过高，则还会导致制造成本变高。因此，Cr含量为0.05～2.50％。Cr含量的优选下限为0.10％，更优选为0.12％，进一步优选为0.15％。Cr含量的优选上限为2.00％，更优选为1.80％，进一步优选为1.60％。

V：0.10～0.75％

钒(V)在热锻后的冷却过程中会在铁素体中以碳化物的形式析出，提高热锻后的钢的屈服强度和疲劳强度。若V含量过低，则不能得到该效果。另一方面，若V含量过高，则钢的制造成本变得极高。若V含量过高，则还会降低钢的可切削性。因此，V含量为0.10～0.75％。V含量的优选下限为0.11％，更优选为0.12％，进一步优选为0.15％。V含量的优选上限为0.70％，更优选为0.68％，进一步优选为0.66％。

Ti：0.005％～0.250％

钛(Ti)在连续铸造的凝固过程中形成TiN，提高热锻后的钢的裂解性。更具体而言，在基于连续铸造的钢水的凝固过程中，Ti会生成TiN、Ti硫化物和Ti碳硫化物。此时形成的TiN在之后的热锻前的加热工序中也难以固溶，通过满足后述的尺寸和数密度的条件而提高裂解性。

Ti还会在热锻后的冷却和加热过程中与V一起以碳化物的形式析出，提高钢的疲劳强度。更具体而言，在热锻前加热热锻用棒钢时，钢中的Ti硫化物和Ti炭硫化物中的Ti的一部分固溶。热锻后，放置冷却至常温，并再次加热时，固溶Ti与V一起以碳化物的形式析出，提高钢的疲劳强度。

若Ti含量过低，则不能得到这些效果。另一方面，若Ti含量过高，则过量生成粗大TiN，热加工性下降。因此，Ti含量为0.005％～0.250％。Ti含量的优选下限为0.010％，更优选为0.011％，进一步优选为0.020％，更进一步优选为0.10％，再进一步优选为0.15％。Ti含量的优选上限为0.240％，进一步优选为0.220％。

Al：0.005～0.060％

铝(Al)使钢脱氧。因此，Al抑制Ti氧化物的结晶，使TiN容易结晶。结果，钢的裂解性提高。若Al含量过低，则不能得到该效果。另一方面，若Al含量过高，则上述效果饱和。若Al含量过高，则还会降低钢的热加工性，钢的制造成本也变高。因此，Al含量为0.005～0.060％。Al含量的优选下限为0.020％。Al含量的优选上限为0.040％。本实施方式的热锻用棒钢中，Al含量是指酸可溶Al(所谓的“sol.Al”)。

N：0.002～0.020％

氮(N)与Ti结合形成TiN，提高裂解性。若N含量过低，则不能得到该效果。另一方面，若N含量过高，则热加工性下降。因此，N含量为0.002～0.020％。N含量的优选下限为0.003％，更优选为0.004％，进一步优选为0.005％，更进一步优选为0.0051％。N含量的优选上限为0.019％，更优选为0.018％，进一步优选为0.017％。

本实施方式的热锻用棒钢的化学组成的余量由Fe和杂质组成。此处，杂质是指：在工业上制造热锻用棒钢时，从作为原料的矿石、废料或者制造环境等混入并且在不对本实施方式的热锻用棒钢产生不利影响的范围内允许的物质。

[关于任意元素]

本实施方式的热锻用棒钢可以进一步含有选自由Cu、Ni、Mo、以及Nb组成的组中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。这些元素均会提高钢的强度。

Cu：0～0.60％

铜(Cu)为任意元素，可以不含有。即，Cu含量可以为0％。在含有Cu的情况下，Cu在钢中固溶从而提高钢的疲劳强度。Cu只要少量含有，就可以在一定程度上得到上述效果。但是，若Cu含量过高，则不仅钢的制造成本变高，而且会降低可切削性。因此，Cu含量为0～0.60％。Cu含量的优选下限为0.01％，更优选为0.05％，进一步优选为0.10％。Cu含量的优选上限为0.59％，更优选为0.55％，进一步优选为0.50％。

Ni：0～0.60％

镍(Ni)为任意元素，可以不含有。即，Ni含量可以为0％。含有Ni的情况下，Ni在钢中固溶从而提高钢的疲劳强度。Ni只要少量含有，就可以在一定程度上得到上述效果。但是，若Ni含量过高，则制造成本变高。若Ni含量过高，则还会使钢的韧性变得过高。结果，在断裂分离后的断面上生成延性断面，裂解性下降。因此，Ni含量为0～0.60％。Ni含量的优选下限为0.01％，更优选为0.02％，进一步优选为0.05％。Ni含量的优选上限为0.59％，更优选为0.58％，进一步优选为0.55％。

Mo：0～0.70％

钼(Mo)为任意元素，可以不含有。即，Mo含量可以为0％。含有Mo的情况下，Mo在钢中形成碳化物从而提高钢的屈服强度和疲劳强度。Mo只要少量含有，就可以在一定程度上得到上述效果。然而，若Mo含量过高，则钢的硬度变得过高，可切削性下降。若Mo含量过高，则还会使制造成本变高。因此，Mo含量为0～0.70％。Mo含量的优选下限为0.01％，更优选为0.02％，进一步优选为0.05％。Mo含量的优选上限为0.69％，更优选为0.68％，进一步优选为0.65％。

Nb：0～0.100％

铌(Nb)为任意元素，可以不含有。即，Nb含量可以为0％。含有Nb的情况下，Nb在钢中形成碳化物从而提高钢的疲劳强度。Nb只要少量含有，就可以在一定程度上得到上述效果。但是，若Nb含量过高，则钢的硬度变得过高，可切削性下降。若Nb含量过高，则还会使晶粒微细化，使钢的韧性变得过高。结果，在断裂分离后的断面上生成延性断面，裂解性下降。因此，Nb含量为0～0.100％。Nb含量的优选下限为0.005％，更优选为0.010％，进一步优选为0.015％。Nb含量的优选上限为0.095％，更优选为0.090％，进一步优选为0.085％。

本实施方式的热锻用棒钢可以进一步含有选自由Pb、Te、Ca以及Bi组成的组中的1种或2种以上来代替Fe的一部分。这些元素均会提高钢的可切削性。

Pb：0～0.30％

铅(Pb)为任意元素，可以不含有。即，Pb含量可以为0％。含有Pb的情况下，Pb提高钢的可切削性。Pb只要少量含有，就可以在一定程度上得到上述效果。但是，若Pb含量过高，则钢的热加工性下降。因此，Pb含量为0～0.30％。Pb含量的优选下限为0.01％，更优选为0.05％，进一步优选为0.10％。Pb含量的优选上限为0.29％，更优选为0.25％，进一步优选为0.20％。

Te：0～0.3000％

碲(Te)为任意元素，可以不含有。即，Te含量可以为0％。含有Te的情况下，Te提高钢的可切削性。Te只要少量含有，就可以在一定程度上得到上述效果。但是，若Te含量过高，则钢的热加工性下降。因此，Te含量为0～0.3000％。Te含量的优选下限为0.0003％，更优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。Te含量的优选上限为0.2900％，更优选为0.2500％，进一步优选为0.2000％。

Ca：0～0.0100％

钙(Ca)为任意元素，可以不含有。即，Ca含量可以为0％。在含有Ca的情况下，Ca提高钢的可切削性。Ca只要少量含有，就可以在一定程度上得到上述效果。但是，若Ca含量过高，则钢的热加工性下降。因此，Ca含量为0～0.0100％。Ca含量的优选下限为0.0003％，更优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。Ca含量的优选上限为0.0090％，更优选为0.0080％，进一步优选为0.0050％。

Bi：0～0.4000％

铋(Bi)为任意元素，可以不含有。即，Bi含量可以为0％。含有Bi的情况下，Bi提高钢的可切削性。Bi只要少量含有，就可以在一定程度上得到上述效果。但是，若Bi含量过高，则钢的热加工性下降。因此，Bi含量为0～0.4000％。Bi含量的优选下限为0.0003％，更优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。Bi含量的优选上限为0.3900％，更优选为0.3000％，进一步优选为0.2000％。

[关于式(1)]

本实施方式的热锻用棒钢的化学组成还满足式(1)。

0.48≤C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo≤1.50(1)

此处，在式(1)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

fn1(＝C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo)为强度的指标，显示出与屈服强度正相关。若fn1小于0.48，则热锻后的钢(热锻品)的强度过低，不能得到充分的屈服强度。另一方面，若fn1大于1.50，则热锻后的钢(热锻品)的强度变的过高，热锻后的钢的可切削性下降。因此，fn1为0.48～1.50。fn1的优选下限为0.49，更优选为0.50，进一步优选为0.51。fn1的优选上限为1.49，更优选为1.48，进一步优选为1.47。

[粗大TiN的数密度]

本实施方式的热锻用棒钢中，具有20μm以上的圆当量直径的TiN(粗大TiN)的数密度为0.3～4.0个/mm²。需要说明的是，本说明书中，TiN是指夹杂物中的Ti和N的总含量以质量％计为80％以上的夹杂物。

本实施方式的热锻用棒钢通过热锻被制造成热锻品。热锻品例如为裂解连杆。本实施方式的热锻品(裂解连杆)的显微组织主要由贝氏体构成。更具体而言，显微组织以体积率计80％以上由贝氏体构成。贝氏体与铁素体和珠光体相比韧性高。因此，在使裂解连杆的大头部断裂来制造2个构件(盖和杆)时，断裂部分会塑性变形，在断裂面上产生延性断面。换言之，裂解性降低。

本实施方式的热锻用棒钢即使在热锻后的显微组织主要由贝氏体构成的情况下，通过将上述粗大TiN的数密度设定在合适的范围内，也可以维持优异的裂解性。若粗大TiN的数密度小于0.3个/mm²，则在具有上述化学组成且化学组成满足式(1)的热锻品中，不能得到充分的裂解性。另一方面，若粗大TiN的数密度超过4.0个/mm²，则在具有上述化学组成且化学组成满足式(1)的热锻品中，虽然能够得到优异的裂解性，但作为上述热锻品的坯料的热锻用棒钢的热加工性下降。因此，粗大TiN的数密度为0.3～4.0个/mm²。

用于进一步提高裂解性的粗大TiN的数密度的优选下限为0.4个/mm²，更优选为0.5个/mm²。用于进一步提高热加工性的粗大TiN的数密度的优选上限为3.9个/mm²，更优选为3.8个/mm²。

粗大TiN的数密度可以通过以下的方法测定。棒钢中，从R/2部采集样品。在样品的表面中，将相当于包含棒钢的轴方向的截面(纵截面)的表面设为观察面。使观察面不腐蚀，直接用200倍的光学显微镜观察，以任意的100个视场生成照片图像。100个视场的总面积为11.9mm²。用电子探针显微分析仪(EPMA)对各视场的夹杂物和析出物各自的Ti和N的总含量进行分析，确定各视场中的TiN。使用各视场的照片图像，求出所确定的各TiN的面积，由得到的面积计算出圆当量直径。将圆当量直径为20μm以上的TiN规定为粗大TiN，求出粗大TiN的总个数。将得到的粗大TiN的总个数除以100个视野的总面积所得到的值定义为粗大TiN的数密度(个/mm²)。

[制造方法]

对上述的热锻用棒钢的制造方法的一例进行说明。本实施方式的制造方法包括铸造工序和热加工工序。

[铸造工序]

通过公知的方法制造满足上述化学组成以及式(1)的钢水。例如使用钢水通过连铸法制造铸坯(板坯或大方坯)。

为了使粗大TiN的数密度为上述范围，例如在铸造工序中，以满足如下条件的方式实施连续铸造即可。

过热度ΔT：30～50℃

将在连铸机上设置的中间包中的钢水温度与TLL(液相线温度)之差定义为过热度ΔT(℃)。若ΔT过低，则有时TiN的结晶量变得不足。另一方面，若ΔT过高，则有时粗大TiN过量析出。因此，本实施方式的过热度ΔT为30～50℃。过热度ΔT的优选下限为31℃。

铸坯的横截面：一边的长度为300mm以上

浇铸速度Vc：0.2～0.8m/分钟

若铸坯的凝固过程中的冷却速度过快，则有时TiN的结晶和聚集将变得不充分。在这种情况下，TiN的圆当量直径变小。另一方面，若冷却速度过慢，则TiN过度聚集，有时粗大TiN的数密度变得过高。因此，若铸坯的横截面(矩形)的一边为300mm以上、且浇铸速度Vc为0.2～0.8m/分钟，则TiN充分结晶，并且结晶的TiN容易聚集。结果，粗大TiN的数密度变为0.3个/mm²以上。浇铸速度Vc的优选上限为0.6m/分钟。

需要说明的是，对比水量没有特别限制，公知的比水量即可。优选的是，比水量在铸坯不会膨胀的程度下为低的值。优选比水量例如为5L/kg以下。根据以上铸造工序，在本实施方式的热锻用棒钢中，能够得到满足上述化学组成、式(1)以及粗大TiN的数密度的铸坯。

[热加工工序]

在热加工工序中，对上述铸造工序中制造的铸坯实施热加工，从而制造热锻用棒钢。热加工工序例如包括粗轧工序和精轧工序。

[粗轧工序]

对铸坯或铸锭进行热轧从而制造钢坯。热轧例如利用初轧机和连轧机来实施。关于连轧机，例如多个机架排成一列且各机架具有多个辊。

[精轧工序]

使用钢坯制造热锻用棒钢。精轧工序中，首先用加热炉加热钢坯(加热工序)。加热后，使用连轧机对钢坯进行热轧(精轧)，制造热锻用棒钢(热轧工序)。以下，对各工序进行说明。

[加热工序]

加热工序中，在公知的加热温度下加热钢坯。优选将钢坯在1000～1300℃的加热温度下加热30分钟以上。若加热温度过低，则钢坯中的TiN难以聚集。因此，钢坯中所存在的微细TiN不会聚集，热轧后也依然在棒钢中存在大量的微细Ti氮化物。这种情况下，钢中的粗大TiN变少。另一方面，若加热温度过高，则加热中Ti氮化物过度聚集。在满足上述铸造条件的情况下，若精轧时的加热温度为1000～1300℃，则粗大TiN的数密度稳定地成为合适的范围(0.3～4.0个/mm²)。

[热轧工序]

使用精轧机，对加热后的钢坯以公知的方法进行精轧(热轧)，制造热锻用棒钢。精轧机具有排成一列的多个机架，各机架具有在轧制线周围配置的多个辊(辊组)。各机架的辊组形成孔模，钢坯通过孔模时被压下，制造棒钢。

连轧机中的截面收缩率优选为70％以上。其中，截面收缩率由下述式定义。

截面收缩率＝(精轧前的钢坯的横截面积-精轧后的热锻用棒钢的横截面积)/精轧前的钢坯的横截面积

通过以上制造工序，制造上述热锻用棒钢。

[热锻品的制造方法]

作为使用上述热锻用棒钢的热锻品的制造方法的一例，对裂解连杆的制造方法进行说明。

首先，在高频感应加热炉中加热热锻用棒钢。此时，优选的加热温度为1000～1300℃，优选的加热时间10～15分钟。由于加热时间短，因此棒钢中的Ti氮化物的形态没有特别变化。对被加热的棒钢实施热锻从而制造裂解连杆。优选热锻时的加工度为0.22以上。此处，加工度在锻造工序中设为去除毛刺的部分产生的对数应变的最大值。

将热锻后的裂解连杆冷却至常温。具体而言，将热锻后的裂解连杆放置冷却至常温。裂解连杆大头部的截面积小。因此，若将裂解连杆放置冷却至常温，则能够使放置冷却后的裂解连杆的显微组织成为贝氏体主体。

为了进一步提高热锻品的疲劳强度，还可以进一步提高裂解连杆的显微组织中的贝氏体的面积率。作为一例，若将热锻后的裂解连杆以1～5℃/秒冷却至常温，则裂解连杆的显微组织中的贝氏体的面积率进一步提高。结果，热锻品的疲劳强度进一步提高。

需要说明的是，在热锻后冷却至常温的情况下，冷却时的TiN的形态没有特别变化。因此，若热锻用棒钢中包含0.3～4.0个/mm²的TiN，则热锻品中也包含粗大TiN。因此，能够提高热锻品的裂解性。

对于冷却后的裂解连杆，根据需要实施机械加工，然后再加热。此时，优选的加热温度为550～650℃，优选的加热时间为5～60分钟。由于加热温度低，因此棒钢中的Ti氮化物的形态没有特别变化。通过以上工序制造裂解连杆。

[热锻品的显微组织]

制造的热锻品(裂解连杆)具有以贝氏体为主体的显微组织。具体而言，裂解连杆的显微组织中，贝氏体的面积率为80％以上。贝氏体的面积率不为100％的情况下，基体组织的余量为铁素体、或铁素体和珠光体。贝氏体的面积率的优选下限为85％，更优选为90％，进一步优选为95％以上，最优选为100％。贝氏体面积率的一例为95～100％。

对于贝氏体主体的热锻品、特别是含有80％以上贝氏体的热锻品，使大头部断裂而分割为2个构件(盖和杆)时，断裂部会发生塑性变形从而断裂面容易变为延性断面，裂解性容易降低。然而，本实施方式的热锻用棒钢具有上述化学组成且满足式(1)，进而，钢中的粗大TiN的数密度为0.3～4.0个/mm²。因此，热锻品的断裂面容易变为脆性断面，可以维持优异的裂解性。优选TiN的尺寸大，具体而言，以圆当量直径计为20μm以上。

需要说明的是，显微组织中的贝氏体的面积率可以通过以下方法测定。从热锻品的任意的R/2部(连接棒钢的中心轴与外周面的线段(半径)的中心部)采集10个样品。在采集的各样品中，将与热锻品的中心轴垂直的表面设为观察面。研磨观察面后，用3％硝酸醇(硝酸乙醇腐蚀液)进行蚀刻。用200倍的光学显微镜观察被蚀刻的观察面，生成任意的5个视场的照片图像。

在各视场中，对于铁素体、珠光体、贝氏体等各相，每个相的对比度均不同。因此，基于对比度来确定各个相。在确定的相中，求出各视场中的贝氏体的面积(μm²)。将所有视场中的贝氏体的面积相对于所有视场(5视场×10个)的总面积的比定义为贝氏体的面积率(％)。

在上述说明中，作为热锻品的制造方法，以裂解连杆为例进行了说明。但是，本实施方式的热锻用棒钢并不限于裂解连杆用途。本实施方式的热锻用棒钢可以广泛应用于锻造品用途。

另外，对于本实施方式的热锻用棒钢的制造方法，只要能够将粗大TiN的数密度设定在上述范围内，就不限于上述制造方法。即，可以通过其他制造方法来制造具有本实施方式的构成的热锻用棒钢。

实施例

制造具有表1和表2所示化学组成的钢水。

[表1]

表1

[表2]

表2

参照表1和表2，试验编号1～48的化学组成是合适的，且满足式(1)。另一方面，试验编号49～57的化学组成不合适或者不满足式(1)。

用70吨转炉制造各试验编号的钢水。使用连铸机通过连铸法由钢水制造铸坯(大方坯)。大方坯的横截面为300mm×400mm。在各试验编号中，测定中间包中的钢水温度(℃)，求出钢水温度与TLL(液相线温度)之差即过热度ΔT(℃)。进而，在各试验编号中，以表3和表4所示的浇铸速度Vc(m/分钟)进行铸造。需要说明的是，在任一试验编号中，比水量均为5L/kg以下。

[表3]

表3

[表4]

表4

对制造的铸坯进行热轧，制造钢坯。将钢坯在1150℃下加热35分钟，然后，使用精轧机实施精轧，制造直径40mm的棒钢(热锻用棒钢)。

[热锻模拟品的制造]

沿垂直于长度方向的方向切割棒钢，采集直径40mm、长度100mm的供试材料。加热供试材料，在1250℃下保持5分钟。加热后，迅速沿轴方向实施90％的热压缩，成形为圆盘形状，制造热锻造模拟品(称为热锻模拟品)。将成形后的热锻模拟品在大气中放置冷却。放置冷却后，再次加热试验片，在600℃下保持30分钟。需要说明的是，通过上述方法制造的各试验编号的热锻模拟品的JIS Z 2242(2005)规定的夏比冲击试验中的吸收能E(2mmV)均小于20J/cm²、ASTM E399-06规定的断裂韧性值K_Q均小于40MPa√m。

[评价试验]

使用供试材料和热锻模拟品实施以下的评价试验。

[粗大TiN的数密度测定]

从各试验编号的供试材料的R/2部采集样品。将样品的表面当中相当于包含各试验编号的供试材料的轴方向的截面(纵截面)的表面设为观察面。使观察面不腐蚀，直接用200倍的光学显微镜观察，以任意的100个视场生成照片图像。100个视场的总面积为11.9mm²。通过上述方法确定TiN，求出粗大TiN的数密度(个/mm²)。将求出的粗大TiN的数密度(个/mm²)示于表3和表4。

[热加工性评价]

在各试验编号中，对每个试验编号制造50个热锻模拟品。目视确认制造后的热锻模拟品的表面有无裂纹。将50个中产生0个裂纹的情况评价为“A”、将产生1个的情况评价为“B”、将产生2～3个的情况评价为“C”、将产生4个以上的情况评价为“NA”。评价为“A”～“C”的情况下，判断为能够得到优异的热加工性，评价为“NA”的情况下，判断为不能获得优异的热加工性。将评价结果示于表3和表4。

[显微组织观察]

使用各试验编号的热锻模拟品实施显微组织观察试验。具体而言，在各试验编号的热锻模拟品的纵截面当中采集包含R/2部的样品。将与热锻用棒钢的中心轴垂直的表面设为观察面。研磨观察面后，用3％硝酸醇(硝酸乙醇腐蚀液)进行蚀刻。用200倍的光学显微镜观察被蚀刻的观察面，并通过上述方法求出贝氏体面积率(％)。将求出的贝氏体面积率(％)示于表3和表4。

[屈服强度评价]

从各试验编号的热锻模拟品的R/2部采集2根JIS Z 2241(2011)规定的JIS 14A号试验片。使用采集的试验片，在大气中的室温(25℃)下实施拉伸试验，从而求出2根平均的屈服强度(MPa)。

将屈服强度(MPa)为1200～1001MPa的情况评价为“A”，将1000～801MPa的情况评价为“B”，将800～601MPa的情况评价为“C”。将屈服强度为600MPa以下的情况评价为“NA”。

评价为“A”～“C”的情况下，判断为能够得到高的屈服强度。评价为“NA”的情况下，判断为屈服强度低。将评价结果示于表3和表4。

[疲劳强度评价]

从各试验编号的热锻模拟品的R/2部采集JIS Z 2241(2011)规定的JIS14A号试验片。使用采集的试验片，在大气中的室温(25℃)下以正弦波实施相位0(MPa)的交变疲劳试验。将重复次数10⁷次下不断裂的最大应力作为疲劳强度(MPa)。频率设为15Hz。

将疲劳强度为600～551MPa的情况评价为“S”，将550～501MPa的情况评价为“A”，将500～451MPa的情况评价为“B”，将450～401MPa的情况评价为“C”。将疲劳强度为400MPa以下的情况评价为“NA”。

评价为“S”、“A”～“C”的情况下，判断为能够得到高的疲劳强度。评价为“NA”的情况下，判断为疲劳强度低。将评价结果示于表3和表4。

[可切削性评价]

对每个试验编号准备5个热锻模拟品。对于准备的5个热锻模拟品，在任意位置进行钻孔加工，测定加工共50个钻孔时的工具磨损量。钻头直径设为10mm，主轴的转速设为1000次/分钟。

将工具磨损量为0～20μm的情况评价为“S”，将21～40μm的情况评价为“A”，将41～60μm的情况评价为“B”，将61μm～80μm的情况评价为“C”。将工具磨损量为81μm以上的情况评价为“NA”。评价为“S”、“A”～“C”的情况下，判断为能够得到优异的可切削性。评价为“NA”的情况下，判断为未得到优异的可切削性。将评价结果示于表3和表4。

[裂解性评价]

通过机械加工，由各试验编号的热锻模拟品制造模拟图2A所示的连杆的大头部的试验片10。试验片10的一边的长度为80mm、厚度为10mm。在试验片10的中央形成孔(贯通孔)11。孔11的直径为60mm，其中心与试验片10的中心同轴。如图2A所示，在孔11的周缘中相当于直径的各端点的2个位置加工V字形状的切口M。切口M的深度为1mm，前端R为0.1mm，开口角度为60°。

将夹具12嵌入到孔11中。夹具12由半圆板状的一对构件构成，两个合起来成为直径相当于孔11的内径的圆板。在夹具12的中心形成有用于打入楔13的孔14(参见图2B)。

将夹具12嵌入到孔11中后，打入楔13，在室温(25℃)下将试验片10断裂分离为2个构件10A、10B(参见图2C)。

在构件10A和10B的两侧面附近实施螺栓孔加工，用图2D所示的螺栓将构件10A和10B紧固。测定断裂分离前的试验片10的孔11的直径D0(参见图2A)和断裂分离后且紧固螺栓后的试验片10的孔11的直径D1(参见图2D)，将其差定义为内径变形量ΔD(＝D1-D0，单位为μm)。

将内径变形量ΔD为0～30μm的情况评价为“A”、将31～50μm的情况评价为“B”、将51～80的情况评价为“C”。并且，将内径变形量ΔD为81μm以上的情况评价为“NA”。评价为“A”～“C”的情况下，判断为获得优异的裂解性。评价为“NA”的情况下，判断为未得到优异的开裂性。将评价结果示于表3和表4。

[评价结果]

参照表3和表4，试验编号1～44的化学组成是合适的，fn1也满足式(1)。进而，过热度ΔT和浇铸速度Vc也是合适的。因此，粗大TiN的数密度在0.3～4.0个/mm²的范围内。进而，热锻品的显微组织中的贝氏体的面积率为80～100％。结果，供试材料显示出优异的热加工性。进而，热锻品显示出高屈服强度、高疲劳强度、优异的可切削性以及优异的裂解性。

另一方面，试验编号45的过热度ΔT过高。因此，粗大TiN的数密度过高。结果，供试材料未显示出优异的热加工性。

试验编号46的过热度ΔT过低。因此，粗大TiN的数密度过低。结果，热锻品未显示出优异的裂解性。

试验编号47的浇铸速度Vc过慢。因此，粗大TiN的数密度过高。结果，供试材料未显示出优异的热加工性。

试验编号48的浇铸速度Vc过快。因此，粗大TiN的数密度过低。结果，热锻品未显示出优异的裂解性。

试验编号49的V含量过高。结果，热锻品未显示出优异的可切削性。

试验编号50的V含量过低。结果，热锻品未显示出高的疲劳强度。

试验编号51的Ti含量过高。结果，供试材料未显示出优异的热加工性。

试验编号52的Ti含量过低。因此，粗大TiN的数密度过低。结果，热锻品未显示出高的疲劳强度。进而，热锻品未显示出优异的裂解性。

试验编号53的N含量过高。结果，供试材料未显示出优异的热加工性。

试验编号54的N含量过低。因此，粗大TiN的数密度过低。结果，热锻品未显示出优异的裂解性。

试验编号55的fn1过高。结果，热锻品未显示出优异的可切削性。

试验编号56的fn1过低。结果，热锻品未显示出高的屈服强度。

试验编号57的Mn含量和N含量过低。进而，试验编号57的过热度ΔT也过低。因此，粗大TiN的数密度过低。结果，热锻品未显示出高的疲劳强度。进而，热锻品未显示出优异的裂解性。

以上对本发明的实施方式进行了说明。但是，上述实施方式只是用于实施本发明的示例。因此，本发明并不限定于上述实施方式，并且在不脱离其主旨的范围内可以对上述实施方式进行适宜变更来实施。

Claims (3)

1.一种热锻用棒钢，其具有如下化学组成：

以质量％计含有

C：0.05～0.40％、

Si：0.05～0.50％、

Mn：1.51～3.50％、

P：0.010～0.100％、

S：0.30％以下、

Cr：0.05～2.50％、

V：0.10～0.75％、

Ti：0.005％～0.250％、

Al：0.005～0.060％、

N：0.002～0.020％、

Cu：0～0.60％、

Ni：0～0.60％、

Mo：0～0.70％、

Nb：0～0.100％、

Pb：0～0.30％、

Te：0～0.3000％、

Ca：0～0.0100％、以及

Bi：0～0.4000％，余量由Fe和杂质组成，并且所述化学组成满足式(1)，钢中的具有20μm以上的圆当量直径的TiN的数密度为0.3～4.0个/mm²，0.48≤C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo≤1.50(1)

此处，在式(1)中的元素符号处代入对应元素的质量％含量。

2.根据权利要求1所述的热锻用棒钢，其中，

所述化学组成含有选自由

Cu：0.01～0.60％、

Ni：0.01～0.60％、

Mo：0.01～0.70％、以及

Nb：0.005～0.100％组成的组中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的热锻用棒钢，其中，所述化学组成含有选自由

Pb：0.01～0.30％、

Te：0.0003～0.3000％、

Ca：0.0003～0.0100％、以及

Bi：0.0003～0.4000％组成的组中的1种或2种以上。