CN111936653A - 钢、机械部件及连杆 - Google Patents

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CN111936653A CN201980024012.9A CN201980024012A CN111936653A CN 111936653 A CN111936653 A CN 111936653A CN 201980024012 A CN201980024012 A CN 201980024012A CN 111936653 A CN111936653 A CN 111936653A
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寺本真也
根石丰
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Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Abstract

本发明的一方案所涉及的钢的化学成分以单位质量％计含有C：0.25～0.55％、Si：0.20～1.30％、Mn：0.50～1.50％、P：0.010～0.200％、S：0.010～0.100％、Cr：0～1.20％、V：0.25～0.40％、Ti：0.010～0.070％、Mo：0～0.15％、N：0.0010～0.0060％、Al：0～0.200％、Ca：0～0.005％、Zr：0～0.005％、Mg：0～0.005％、Bi：0～0.0050％、Pb：0～0.50％、Nb：0～0.05％、Cu：0～0.05％及Ni：0～0.05％，剩余部分包含Fe及杂质，且满足0.002<Ti‑3.4×N<0.050。

Description

钢、机械部件及连杆
技术领域
本发明涉及钢、机械部件及连杆。
本申请基于2018年4月20日在日本申请的特愿2018-081536号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
就汽车发动机用部件及行驶用部件而言，通过热锻造进行成形、接着进行淬火回火之类的热处理(以下将进行热处理的部件称为调质钢部件)或者在不应用热处理的情况下(以下将不进行热处理的部件称为非调质钢部件)来确保对于应用的部件所需的机械特性。最近，从制造工序中的经济效率性的观点出发，省略调质而制造的部件即非调质钢部件在大量普及。
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的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。连杆通过将曲轴的被称为销部的偏芯部位用连杆的盖部和杆部夹入并进行紧固、且销部和连杆的紧固部进行旋转滑动的机构来传递动力。为了使该盖部与杆部的紧固高效化，近年来，大多采用断裂分离型连杆。
所谓断裂分离型连杆采用了下述方法：在通过热锻造等将钢材成形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施以切口，进行断裂分离。在该方法中，由于在盖部及杆部的接合面处使断裂分离而得到的断裂面彼此嵌合，因此不需要接合面的机械加工，而且为了对位而实施的加工也可以根据需要而省略。由于这些，能够大幅削减部件的加工工序，部件制造时的经济效率性大幅提高。对于通过这样的工艺而制造的断裂分离型连杆，要求断裂面的破坏形态是脆性的、且因断裂分离而引起的断裂面附近的变形量小即断裂分离性良好。
作为供于断裂分离型连杆的钢材，在欧美已经普及的是DIN标准的C70S6，包含0.7质量％的C。为了抑制断裂分离时的尺寸变化，该高碳非调质钢连杆将其金属组织制成延展性及韧性低的珠光体组织。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，由于与现行的中碳非调质钢连杆的铁素体/珠光体组织相比组织粗大，因此屈服比(＝0.2％屈服强度/抗拉强度)低，存在无法应用于要求高压曲强度的高强度连杆的问题。
为了提高钢材的屈服比，需要降低碳量、使铁素体分率增加。然而，若使铁素体分率增加则钢材的延展性提高，在断裂分离时塑性变形量变大，产生紧固于曲轴的销部的连杆滑动部的形状变形增大、连杆滑动部的圆度降低这样的部件性能上的问题。
作为适合于高强度的断裂分离型连杆的钢材，提出了几种钢。例如，在专利文献1及专利文献2中记载了一种技术，其通过在钢材中大量地添加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。在专利文献3～5中记载了一种技术，其通过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，从而改善钢材的断裂分离性。进而，在专利文献6～8中记载了一种技术，其通过控制Mn硫化物的形态来改善钢材的断裂分离性。
另一方面，近年来，伴随着由大输出功率柴油发动机或涡轮发动机的普及引起的发动机输出功率增大，连杆的高强度化需求提高。作为该高强度化手段之一，例如在专利文献1～7中记载的技术中，大量添加V，利用了由微细的V碳化物带来的钢的析出强化。生成合金碳化物的元素中的V在热锻造前的加热(1250℃前后)中向钢材中的固溶量多，得到许多析出强化量。然而，在钢材中V的固溶量有限，仅通过增大V的含量，难以更进一步高强度化。
另外，这些高强度化技术由于在减小断裂分离的部位的变形量的同时，减小断裂面的凹凸，因此在使断裂面彼此嵌合时产生位置偏移。例如，在专利文献9中记载了一种技术，其通过控制Mn硫化物的形态来改善断裂面的嵌合性。然而，在更进一步的高强度化中，高强度化和断裂面的嵌合性的兼顾通过现行的方法无法解决。
如上所述，能够制造能够应对近年来的连杆的高强度化要求的具有高抗拉强度及屈服比、优异的断裂分离性和优异的断裂面的嵌合性这些全部的断裂分离型连杆的钢在现状中未获得是实际情况。
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5340290号公报
专利文献6：日本专利第4314851号公报
专利文献7：日本专利第3671688号公报
专利文献8：日本专利第4268194号公报
专利文献9：国际公开第2016/143812号
发明内容
发明所要解决的课题
本发明鉴于上述的实际情况，课题是提供具有高的抗拉强度、高的屈服比、优异的断裂分离性和优异的断裂面的嵌合性这些全部的机械部件及连杆、以及能够制造这样的机械部件及连杆的钢。
用于解决课题的手段
为了解决上述的课题，本发明人对实现断裂分离型高强度连杆用的钢及其部件的对策进行了深入研究。其结果是，所得到的本发明的主旨如下所述。
(1)本发明的一方案所涉及的钢的化学成分以单位质量％计含有C：0.25～0.55％、Si：0.20～1.30％、Mn：0.50～1.50％、P：0.010～0.200％、S：0.010～0.100％、Cr：0～1.20％、V：0.25～0.40％、Ti：0.010～0.070％、Mo：0～0.15％、N：0.0010～0.0060％、Al：0～0.200％、Ca：0～0.005％、Zr：0～0.005％、Mg：0～0.005％、Bi：0～0.0050％、Pb：0～0.50％、Nb：0～0.05％、Cu：0～0.05％及Ni：0～0.05％，剩余部分包含Fe及杂质，Ti含量及N含量满足下述式1。
0.002<Ti-3.4×N<0.050 (式1)
(2)根据上述(1)所述的钢，其中，上述化学成分也可以以单位质量％计含有Mo：0.005～0.15％。
(3)根据上述(1)或(2)所述的钢，其中，上述化学成分也可以以单位质量％计含有选自由Al：0.001～0.200％、Ca：0.001～0.005％、Zr：0.001～0.005％、Mg：0.001～0.005％、Bi：0.0001～0.0050％、Pb：0.01～0.50％、Nb：0.01～0.05％、Cu：0.01～0.05％及Ni：0.01～0.05％构成的组中的1种以上。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的钢，其中，上述化学成分也可以以单位质量％计含有Al：0～0.050％。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的钢，其中，上述化学成分也可以以单位质量％计含有Al：超过0.050％且0.200％以下。
(6)本发明的另一方案所涉及的机械部件由下述钢形成，所述钢的化学成分以单位质量％计含有C：0.25～0.55％、Si：0.20～1.30％、Mn：0.50～1.50％、P：0.010～0.200％、S：0.010～0.100％、Cr：0～1.20％、V：0.25～0.40％、Ti：0.010～0.070％、Mo：0～0.15％、N：0.0010～0.0060％、Al：0～0.200％、Ca：0～0.005％、Zr：0～0.005％、Mg：0～0.005％、Bi：0～0.0050％、Pb：0～0.50％、Nb：0～0.05％、Cu：0～0.05％及Ni：0～0.05％，剩余部分包含Fe及杂质，距离表面为1.0mm以上内部的显微组织中的铁素体/珠光体组织的面积分率为95％以上，Ti含量及N含量满足下述式2。
0.002<Ti-3.4×N<0.050 (式2)
(7)根据上述(6)所述的机械部件，其中，也可以抗拉强度为1000MPa以上，屈服比为0.85以上。
(8)本发明的另一方案所涉及的连杆是由下述钢形成的连杆，所述钢的化学成分以单位质量％计含有C：0.25～0.55％、Si：0.20～1.30％、Mn：0.50～1.50％、P：0.010～0.200％、S：0.010～0.100％、Cr：0～1.20％、V：0.25～0.40％、Ti：0.010～0.070％、Mo：0～0.15％、N：0.0010～0.0060％、Al：0～0.200％、Ca：0～0.005％、Zr：0～0.005％、Mg：0～0.005％、Bi：0～0.0050％、Pb：0～0.50％、Nb：0～0.05％、Cu：0～0.05％及Ni：0～0.05％，剩余部分包含Fe及杂质，在杆部，距离表面为1.0mm以上内部的显微组织中的铁素体/珠光体组织的面积分率为95％以上，Ti含量及N含量满足下述式3。
0.002<Ti-3.4×N<0.050 (式3)
(9)根据上述(8)所述的连杆，其中，上述杆部中的抗拉强度也可以为1000MPa以上，屈服比为0.85以上。
发明效果
根据本发明，能够提供具有高的抗拉强度、高的屈服比、优异的断裂分离性及优异的断裂面的嵌合性这些全部的钢、机械部件及连杆。
附图说明
图1是对于含有Ti的钢材和不含有Ti的钢材示出各自的V含量与屈服比(＝0.2％屈服强度/抗拉强度)的关系的图。
图2是表示含有0.25％V的钢材的Ti含量与屈服比(＝0.2％屈服强度/抗拉强度)的关系的图。
图3是表示作为本实施方式所涉及的机械部件的一个例子的断裂分离型的连杆的分解立体图。
图4是表示断裂评价用试验片的示意图，(a)为正面图，(b)为侧面图。
图5是表示用于评价断裂分离性及断裂面的嵌合性的试验装置的示意图。
具体实施方式
本发明人们对实现具有高的抗拉强度及屈服比、以及优异的断裂分离性及断裂面的嵌合性这些全部的机械部件、特别是连杆的对策进行了深入研究，结果得到以下的(a)、(b)、(c)的认识。
(a)本发明人们发现，通过调整钢中的V、N的含量，使V碳化物在铁素体/珠光体组织中的初析铁素体中析出，进而使V碳化物在珠光体片层间的铁素体中也析出，从而机械部件的抗拉强度、屈服比及断裂分离性以及断裂面的嵌合性显著提高。推测通过使V碳化物在珠光体中析出而这些特性提高的理由是由于：不仅V碳化物的析出量增加，而且与初析铁素体中相比在珠光体片层间析出时V碳化物微细并且大量地析出。
(b)进而，本发明人们对使V碳化物等合金碳化物微细并且大量地析出的手段反复进行了研究。其结果发现，通过除了V以外还使钢中含有微量的Ti，从而抗拉强度、屈服比及断裂分离性以及断裂面的嵌合性进一步提高。推测这是由于：通过含有微量的Ti，从而Ti碳化物先析出而Ti碳化物成为V碳化物的核，与单独使V碳化物析出相比，V碳化物微细并且大量地析出。
(c)此外，本发明人们认识到，将由Ti含量和N含量算出的“Ti-3.4×N”设定为规定范围内会进一步促进合金碳化物的微细分散。Ti-3.4×N相当于Ti及N全部形成TiN时的剩余Ti量。推测剩余Ti所形成的Ti碳化物成为V碳化物等合金碳化物的析出核，进一步促进它们的微细分散。
通过上述的手段，能够提供具有高的抗拉强度、高的屈服比、优异的断裂分离性和优异的断裂面的嵌合性这些全部的钢、机械部件及连杆。另外还发现，通过使钢中任意地含有Al，能够在维持高的抗拉强度、屈服比、断裂分离性的状态下确保进一步优异的断裂面的嵌合性。推测这是由于：通过大量的Al氧化物成为改变龟裂进展方向的起点，从而增大断裂面凹凸，使断裂面彼此的嵌合性提高。
以下，对作为本发明的实施方式的钢、机械部件及连杆进行说明。需要说明的是，本实施方式中的“钢”是指作为机械部件及连杆的原材料的供于热锻锻造的钢材。机械部件及连杆例如通过将钢进行热锻造而获得。本实施方式所涉及的钢是包含供于热锻造的钢(即热锻造用钢)的概念，例如为棒钢。
本实施方式的钢是化学成分以单位质量％计含有C：0.25～0.55％、Si：0.20～1.30％、Mn：0.50～1.50％、P：0.010～0.200％、S：0.010～0.100％、Cr：0～1.20％、V：0.25～0.40％、Ti：0.010～0.070％、Mo：0～0.15％、N：0.0010～0.0060％、Al：0～0.20％、Ca：0～0.005％、Zr：0～0.005％、Mg：0～0.005％、Bi：0～0.0050％及Pb：0～0.50％、剩余部分包含Fe及杂质、Ti含量及N含量满足下述式1的钢。
0.002<Ti-3.4×N<0.050 (式1)
另外，本实施方式的机械部件是以本实施方式所涉及的钢作为原材料的部件，由具有上述的化学成分、剩余部分包含Fe及杂质的钢形成，距离表面为1.0mm以上内部的显微组织中的铁素体/珠光体组织的面积分率为95％以上。
另外，本实施方式的机械部件优选依据JIS Z2241(2011)对与轧制方向平行地采集的圆棒试验片(14A号)测定而得到的抗拉强度为1000MPa以上，屈服比(＝0.2％屈服强度/抗拉强度)为0.85以上。
进而，本实施方式的连杆是以本实施方式所涉及的钢作为原材料的连杆，由具有上述的化学成分、剩余部分包含Fe及杂质的钢形成，在杆部中，距离表面为1.0mm以上内部的显微组织中铁素体/珠光体组织的面积分率为95％以上。
本实施方式的连杆优选依据JIS Z2241(2011)对从杆部与长度方向平行地采集的圆棒试验片(14A号)测定而得到的抗拉强度为1000MPa以上，屈服比(＝0.2％屈服强度/抗拉强度)为0.85以上。
<化学成分>
以下，对本实施方式的钢、机械部件及连杆的钢的化学成分进行说明。需要说明的是，在以下的说明中，有时将机械部件及连杆总称为“非调质钢部件”。非调质钢部件是通过将本实施方式所涉及的钢进行热锻造等而获得的热锻造品。另外，在以下的说明中，以下将合金元素的含量的单位“质量％”记载为“％”。在以下的说明中，作为合金元素的作用效果，有时列举出机械特性(抗拉强度、屈服比、断裂分离性及断裂面的嵌合性等)，但它们是指热锻造后的钢(即机械部件及连杆)的机械特性。进而，在以下的说明中，关于本实施方式所涉及的机械部件的说明只要没有特别说明，则也可应用于本实施方式所涉及的连杆。
C：0.25～0.55％
C具有确保非调质钢部件的强度的效果。为了在非调质钢部件中获得所需的抗拉强度，需要将C含量的下限设定为0.25％。另一方面，若过量地含有C，则抗拉强度高但屈服比低，因此断裂分离时的二次龟裂长，在二次龟裂的前端产生塑性变形。因此，非调质钢部件的断裂分离性及断裂面的嵌合性显著降低。由于这些，C含量的上限设定为0.55％。C含量的优选的下限为0.27％、0.29％或0.31％。C含量的优选的上限为0.53％、0.51％或0.49％。
Si：0.20～1.30％
Si通过固溶强化而将铁素体强化，使非调质钢部件的延展性及韧性降低。非调质钢部件的延展性及韧性的降低会减小断裂时的断裂面附近的塑性变形量而使断裂分离性提高。为了获得该效果，需要将Si含量的下限设定为0.20％。另一方面，若过量地含有Si则虽然非调质钢的延展性及韧性显著降低且断裂分离性良好，但断裂面的凹凸小而组装时的嵌合性降低。因此，将Si含量的上限设定为1.30％。Si含量的优选的下限为0.25％、0.30％或0.35％。Si含量的优选的上限为1.25％、1.20％或1.15％。
Mn：0.50～1.50％
Mn较多地固溶于渗碳体中而延迟珠光体的生长速度。对于珠光体的生长速度的延迟，通过使珠光体片层间大量析出V碳化物等合金碳化物，具有提高非调质钢部件的抗拉强度、屈服比的效果。另外，Mn与S结合而形成Mn硫化物。由于在使由钢获得的非调质钢部件断裂分割时，龟裂沿着在轧制方向上伸长的Mn硫化物传播，因此Mn硫化物具有增大断裂面的凹凸的断裂面垂直方向的尺寸、在将断裂面嵌合时防止位置偏移的效果。为了获得这些效果，需要将Mn含量的下限设定为0.50％。另一方面，若过量地含有Mn，则在热锻造后的冷却过程中变得容易生成贝氏体组织，非调质钢部件的抗拉强度或屈服比、断裂分离性显著降低。因此，将Mn含量的上限设定为1.50％。Mn含量的优选的下限为0.55％、0.60％或0.65％。Mn含量的优选的上限为1.45％、1.40％或1.35％。
P：0.010～0.200％
P会使铁素体及珠光体的延展性及韧性降低。延展性及韧性的降低具有减小非调质钢部件的断裂时的断裂面附近的塑性变形量、提高断裂分离性的效果。为了获得该效果，需要将P含量的下限设定为0.010％。另一方面，若过量地含有P则虽然非调质钢部件的延展性及韧性显著变低，断裂分离性良好，但是断裂面的凹凸小而组装时的嵌合性降低。因此，将P含量的上限设定为0.200％。P含量的优选的下限为0.015％、0.020％或0.025％。P含量的优选的上限为0.180％、0.160％或0.140％。
S：0.010～0.100％
S与Mn结合而形成Mn硫化物。由于在使由钢获得的非调质钢部件断裂分割时，龟裂沿着在轧制方向上伸长的Mn硫化物传播，因此Mn硫化物具有增大断裂面的凹凸的断裂面垂直方向的尺寸、在将断裂面嵌合时防止位置偏移的效果。为了获得该效果，需要将S含量的下限设定为0.010％。另一方面，若过量地含有S，则非调质钢部件的断裂时的断裂面附近的塑性变形量增大而断裂分离性降低。因此，将S含量的上限设定为0.100％。S含量的优选的下限为0.015％、0.020％或0.025％。S含量的优选的上限为0.095％、0.090％或0.085％。
Cr：0～1.20％
由于即使是不含Cr的情况本实施方式所涉及的钢及非调质钢部件也能够解决其课题，因此Cr的含量的下限值为0％。另一方面，Cr较多地固溶于渗碳体中而延迟珠光体的生长速度。对于珠光体的生长速度的延迟，通过使珠光体片层间大量析出V碳化物等合金碳化物，具有提高非调质钢部件的抗拉强度、屈服比的效果。为了获得该效果，优选将Cr含量的下限设定为0.05％。另一方面，若过量地含有Cr，则在热锻造后的冷却过程中变得容易生成贝氏体组织，非调质钢部件的抗拉强度或屈服比、断裂分离性显著降低。因此，将Cr含量的上限设定为1.20％。Cr含量的优选的下限为0.06％、0.07％或0.08％。Cr含量的优选的上限为1.10％、1.00％或0.90％。
V：0.25～0.40％
Ti：0.010～0.070％
V在将钢进行热锻造后的冷却时形成碳化物。通过V碳化物在初析铁素体或珠光体片层间大量析出，从而显著提高非调质钢部件的抗拉强度及屈服比，并且显著降低这些组织的延展性及韧性。延展性及韧性的降低具有减小非调质钢部件的断裂时的断裂面附近的塑性变形量、提高断裂分离性的效果。
Ti会形成氮化物或碳化物。其中，Ti碳化物通过在珠光体相变过程中在珠光体与奥氏体的界面比V碳化物先析出而成为核，从而与V碳化物单独析出相比微细并且大量地析出。由此，与V碳化物单独析出相比，具有提高非调质钢部件的抗拉强度或屈服比及断裂分离性的效果。
本发明人们为了确认V及Ti的效果，进行了以下说明的实验。首先，本发明人们通过连续铸造而制造具有C：0.43％、Si：0.75％、Mn：0.90％、P：0.055％、S：0.025％、Cr：0.12％及N：0.0035％、V的含量在0.11～0.63％、Ti的含量在0～0.140％的范围内的各种组成的转炉熔炼钢，根据需要经由均热扩散处理、开坯工序而制成162mm见方的轧制原材料。之后通过热轧，将钢制成直径为56mm的棒钢形状。
接着，为了调查机械性质，通过热锻造而制作了相当于锻造连杆的试验片。具体而言，将直径为56mm的原材料棒钢加热至1250℃后，与棒钢的长度方向垂直地将棒钢进行锻造而制成平板，将该平板的厚度设定为20mm。将热锻造后的锻造材通过自然放冷(放冷)而冷却至室温。由冷却后的锻造材，切削加工了JIS14A号拉伸试验片和连杆大端部相当形状的断裂分离性评价用试验片。JIS14A号拉伸试验片在距离锻造材的侧面为30mm位置沿着锻造材的长度方向而采集。拉伸试验依据JISZ2241在25℃常温下以5mm/min.的速度实施。图1中对于含有0.010％的Ti的钢材和不含有Ti的钢材示出各自的V含量与屈服比(＝0.2％屈服强度/抗拉强度)的关系。另外图2中示出含有0.25％的V的钢材的Ti含量与屈服比(＝0.2％屈服强度/抗拉强度)的关系。需要说明的是，图2中的×标记表示以低应力断裂。
作为实验对象的是化学成分以C：0.32％、Si：0.68％、Mn：0.85％、P：0.045％、S：0.065％、Cr：0.20％、N：0.0010～0.0020％作为基础、且添加了V：0.11～0.63％及Ti：0～0.139％的49水平的钢。
如图1中所示的那样，不论含有、不含有Ti，均随着V含量的增加而屈服比提高。另外通过除了使钢中含有V以外还使钢中含有Ti，屈服比显著提高。在仅含有V的情况下，屈服比低于0.85，由此，为了获得高的屈服比，需要含有0.25％以上的V及0.010％以上的Ti这两者。因此，本发明人们为了将屈服比设定为0.85以上，将V含量的下限规定为0.25％，将Ti含量的下限规定为0.010％。
其另一方面，弄清楚：如图1及图2中所示的那样，即使V的含量超过0.40％、Ti的含量超过0.070％，屈服比也基本不会提高、或在不发生塑性变形的情况下发生低应力断裂。因此，本发明人们将V含量的上限规定为0.40％，将Ti含量的上限规定为0.070％。
由于这些，在本实施方式所涉及的钢及非调质钢部件中，V含量设定为0.25～0.40％，Ti含量设定为0.010～0.070％。V含量的下限值也可以设定为0.26％、0.27％或0.28％。V含量的上限值也可以设定为0.38％、0.36％或0.34％。Ti含量的下限值也可以设定为0.020％或0.030％。Ti含量的上限值也可以设定为0.060％、0.050％或0.040％。
Mo：0～0.15％
Mo与Mn或Cr同样地较多地固溶于渗碳体中而延迟珠光体的生长速度。珠光体的生长速度的延迟通过在珠光体片层间使V碳化物等合金碳化物大量析出，具有提高非调质钢部件的抗拉强度、屈服比的效果。为了获得由Mo带来的效果，含有0.005％以上的Mo较佳。但是，由于即使是不含Mo的情况本实施方式所涉及的钢及非调质钢部件也能够解决其课题，因此Mo的含量的下限值为0％。另一方面，若过量地含有Mo，则在热锻造后的冷却过程中变得容易生成贝氏体组织，非调质钢部件的抗拉强度或屈服比、断裂分离性显著降低。因此，将Mo含量的上限设定为0.15％。Mo含量的优选的上限为0.13％、0.11％或0.09％。
N：0.0010～0.0060％
N与Ti或V结合而形成氮化物。氮化物抑制铁素体/珠光体相变前的奥氏体组织的粗大化而使淬透性降低。由此，对于N，具有抑制大幅损害非调质钢部件的抗拉强度或屈服比、断裂分离性的贝氏体组织的生成的效果。为了获得该效果，将N含量的下限设定为0.0010％。若过量地含有N，则由于氮化物增大，在热锻造后的冷却时生成的V碳化物等合金碳化物的析出量减少，因此屈服比低，另外0.2％屈服强度也降低。由此，非调质钢部件的断裂分离性显著降低。因此，N含量的上限设定为0.0060％。N含量的优选的下限为0.0015％、0.0020％或0.0025％。N含量的优选的上限为0.0055％、0.0050％或0.0045％。
本实施方式所涉及的钢及非调质钢部件也可以进一步包含选自由Al、Ca、Zr、Mg、Bi及Pb构成的组中的1种以上作为化学成分。但是，即使是不含Al、Ca、Zr、Mg、Bi及Pb的情况本实施方式所涉及的钢及非调质钢部件也能够解决其课题，因此Al、Ca、Zr、Mg、Bi及Pb各自的含量的下限值为0％。
Al：0～0.200％
Al含量可以在0～0.200％的范围内适当选择。例如在要求进一步提高断裂分离性的情况下，也可以将Al含量设定为0～0.050％，在要求进一步提高断裂面的嵌合性的情况下，也可以将Al含量设定为超过0.050％且0.200％以下。
具体而言，Al与氧结合而形成氧化物。若使Al氧化物在钢中大量分散，则该Al氧化物成为改变龟裂进展方向的起点，增大断裂面的凹凸，使断裂面的嵌合性进一步提高。为了获得该效果，优选将Al含量的下限设定为超过0.050％。但是，根据本实施方式所涉及的钢，即使Al含量为0％也可以在热锻造后获得良好的断裂面的嵌合性，因此也可以将Al含量的下限值设定为0％。
另一方面，若过量地含有Al则材料变脆，在断裂分离时或使断裂面彼此嵌合时产生崩碎。若产生断裂面的崩碎，则反而产生嵌合部的位置偏移，产生无法以良好的精度嵌合的问题。因此，上限设定为0.200％。从进一步提高断裂分离性的观点出发，也可以将Al含量的上限设定为0.050％。Al含量的优选的下限为0.001％、0.070％、0.090％或0.110％。Al含量的优选的上限为0.180％、0.160％、0.140％或0.050％。
Ca：0～0.005％
Zr：0～0.005％
Mg：0～0.005％
Bi：0～0.0050％
Pb：0～0.50％
Ca、Zr及Mg通过与氧结合且在钢中作为氧化物存在，从而使铁素体及珠光体的延展性及韧性降低。Bi通过在钢中以固溶状态存在，从而使铁素体及珠光体的延展性及韧性降低。Pb通过在钢中单独存在，从而使铁素体及珠光体的延展性及韧性降低。延展性及韧性的降低具有减小非调质钢部件的断裂时的断裂面附近的塑性变形量、提高断裂分离性的效果。因此，也可以将Ca、Zr及Mg各自的下限值设定为0.001％。另外也可以将Bi的下限值设定为0.0001％。也可以将Pb的下限值设定为0.01％。另一方面，Ca、Zr及Mg各自若超过0.005％，则热加工性劣化，热轧变得困难。Bi若超过0.0050％，则热加工性劣化，热轧变得困难。Pb若超过0.50％，则热加工性劣化，热轧变得困难。由于这些，Ca、Zr及Mg各自的上限设定为0.005％，Bi的上限设定为0.0050％，Pb的上限设定为0.50％。
Nb：0～0.05％
Nb通过与C和/或N结合而生成碳化物或碳氮化物并析出，从而使非调质钢部件的抗拉强度及屈服比显著提高，并且使这些组织的延展性及韧性显著降低。延展性及韧性的降低具有减小非调质钢部件的断裂时的断裂面附近的塑性变形量、提高断裂分离性的效果。然而，由于若Nb含量过量，则热加工性劣化，热轧变得困难，因此其上限为0.05％。
Cu：0～0.05％
Cu通过在钢中单独存在，从而使铁素体及珠光体的延展性及韧性降低。延展性及韧性的降低具有减小非调质钢部件的断裂时的断裂面附近的塑性变形量、提高断裂分离性的效果。然而，由于若Cu含量过量，则热加工性劣化，热轧变得困难，因此其上限为0.05％。
Ni：0～0.05％
Ni通过在钢中单独存在，从而使铁素体及珠光体的延展性及韧性降低。延展性及韧性的降低具有减小非调质钢部件的断裂时的断裂面附近的塑性变形量、提高断裂分离性的效果。然而，由于若Ni含量过量，则热加工性劣化，热轧变得困难，因此其上限为0.05％。
本实施方式所涉及的钢及非调质钢部件的化学成分的剩余部分为铁(Fe)及杂质。所谓杂质是在工业上制造钢时通过矿石或废铁等那样的原料或制造工序的各种要因而混入的成分，是指在不对本实施方式所涉及的钢及非调质钢部件造成不良影响的范围内被允许的成分。作为杂质元素的例子，有O(氧)等。在O作为杂质含有的情况下，例如其含量为0.0030％以下。
在本实施方式所涉及的钢及非调质钢部件的化学成分中，进而Ti含量及N含量满足下述式1。
0.002<Ti-3.4×N<0.050 (式1)
式1中的N含量的项的系数“3.4”为构成Ti氮化物的Ti及N的质量数比。在Ti-3.4×N超过0的情况下，Ti相对于N过量地添加，过量的Ti会形成硫化物(Ti4C2S2及Ti2S等)及碳化物(TiC)等。
在本实施方式所涉及的钢及非调质钢部件中，通过微细且大量地生成V碳化物来确保高屈服比，但为了该V碳化物的微细分散，需要成为V碳化物的析出核的Ti碳化物。因此，Ti-3.4×N规定为超过0.002。另一方面，若Ti-3.4×N达到0.050以上，则Ti硫化物的量变得过量，Mn硫化物减少，断裂面的嵌合性受损。因此，Ti-3.4×N规定为低于0.050。也可以将Ti-3.4×N的下限值设定为0.005、0.010、0.015或0.020。也可以将Ti-3.4×N的上限值设定为0.045、0.040、0.035或0.030。
<非调质钢部件的显微组织>
铁素体/珠光体组织
所谓铁素体/珠光体组织是以铁素体/珠光体作为主体的组织，是包含初析铁素体和珠光体的组织。其中，所谓铁素体/珠光体主体的组织是指在非调质钢部件的显微组织中铁素体/珠光体的面积分率为95％以上、换而言之铁素体/珠光体组织以外的剩余部分组织为0～5％。需要说明的是，在本实施方式所涉及的非调质钢部件的铁素体/珠光体组织中，珠光体的面积分率比初析铁素体的面积分率多或珠光体的面积分率与初析铁素体的面积分率为相同程度。
在主要由铁素体/珠光体组织构成的钢中，在初析铁素体或珠光体的生长时，在与奥氏体的界面可能引起V碳化物等合金碳化物析出的相界面析出。即，在热锻造后的冷却过程中，可能同时引起从奥氏体向初析铁素体的相变或从奥氏体向珠光体的相变和V碳化物的析出。另一方面，贝氏体组织或马氏体组织在相变后，需要重新加热至V碳化物等合金碳化物析出的温度。因此，为了在非调质钢部件中使V碳化物等合金碳化物大量地析出，非调质钢部件的距离表面为1.0mm以上内部的显微组织设定为铁素体/珠光体组织。需要说明的是，供于热锻造之前的钢的金属组织没有限定。由于热锻造例如在Ac3点以上的高温下实施，因此热锻造前的钢的组织不会对热锻造后的钢部件的特性造成任何影响。
非调质钢部件的距离表面为1.0mm以上内部的显微组织(以下，有时简称为“显微组织”)中所含的铁素体/珠光体组织的面积分率为95％以上，优选为96％以上，更优选为97％以上。作为非调质钢部件的剩余部分组织，可包含贝氏体组织，但若生成贝氏体组织则屈服比降低，因此非调质钢部件的剩余部分组织优选极少。非调质钢部件的剩余部分组织为5％以下，优选为4％以下，进一步优选为3％以下，也可以为0％。即，非调质钢部件中铁素体/珠光体组织也可以为100％。需要说明的是，供于热锻造之前的钢的组织中的贝氏体量没有特别限定。如上所述，由于热锻造例如在1250℃左右的高温下实施，因此热锻造前的钢中所含的贝氏体在热锻造时消失，不会对热锻造后的机械部件的特性造成任何影响。
非调质钢部件的显微组织的确认方法如下所述。从非调质钢部件切取10mm见方的尺寸的试验片，对显微组织进行观察。将切出的试验片进行树脂填埋，进行镜面研磨精加工后，用硝酸乙醇腐蚀液(3％硝酸醇)对研磨面进行侵蚀。然后，以通过侵蚀而腐蚀的面作为观察面对任意的10个部位进行特定，将观察倍率设定为400倍，用光学显微镜进行观察。通过通常的手段来特定光学显微镜照片中的铁素体及珠光体，通过通常的图像解析来测定它们在照片中所占的面积分率。然后，将10处的铁素体及珠光体的合计面积率的平均值设定为非调质机械部件的显微组织中的铁素体/珠光体组织的面积分率。需要说明的是，通过上述手段而得到的铁素体/珠光体组织的面积分率与其体积分率实质上相同。
需要说明的是，非调质钢部件的显微组织是从距离表面比1.0mm深的位置切取试验片并进行观察。这是由于，如上所述，距离表面低于1.0mm的深度的区域中的显微组织没有特别限定。
<非调质钢部件的机械特性>
抗拉强度为1000MPa以上、并且屈服比为0.85以上
通过将非调质钢部件的抗拉强度设定为1000MPa以上，从而即使在非调质钢部件作为连杆来使用的情况下，也能够确保充分的强度。另外，若非调质钢部件的屈服比为0.85以上，则断裂分离时的二次龟裂变短，在二次龟裂的前端难以产生塑性变形，断裂分离性及断裂面的嵌合性提高。因而，本实施方式所涉及的非调质钢部件的抗拉强度例如为1000MPa以上且1400MPa以下，优选为1050MPa以上，更优选为1100MPa以上。另外，本实施方式所涉及的非调质钢部件的屈服比例如为0.85以上，优选为0.87以上，更优选为0.90以上。需要说明的是，本实施方式中的屈服比是指抗拉强度与0.2％屈服强度之比(0.2％屈服强度/抗拉强度)。
另外，本实施方式的非调质钢部件的0.2％屈服强度也可以为850MPa以上。若非调质钢部件的0.2％屈服强度为850MPa以上，则断裂分离时的二次龟裂变短，在二次龟裂的前端变得难以产生塑性变形，非调质钢部件的断裂分离性及断裂面的嵌合性进一步提高。
非调质钢部件的抗拉强度、0.2％屈服强度及屈服比的测定如下所述。在机械部件的情况下，按照试验片的长度方向与轧制方向一致的方式，另外在连杆的情况下，按照试验片的长度方向与杆部的长度方向一致的方式，切取圆棒试验片(JIS14A号试验片)。圆棒试验片从机械部件或连杆的距离表面为深度1.0mm以上内部切取。另外，在连杆的情况下从杆部切取。然后，使用试验片并依据JIS Z2241(2011)进行测定。测定温度设定为25℃，应变速度设定为5mm/min.。
需要说明的是，热锻造前的钢的机械特性没有特别限定。这是由于，与金属组织同样地，例如加热至Ac3点以上的温度而进行的热锻造之前的钢的机械特性不会对热锻造后的机械部件的机械特性实质上造成影响。热锻造后的机械部件的机械特性变得根据化学成分及热锻造条件来确定。即，本实施方式所涉及的钢的作用效果在于供于热锻造之后可发挥优异的机械特性这点。
但是，本实施方式所涉及的钢虽然在用于热锻造用途的情况下发挥优异的效果，但其用途不限定于热锻造。例如，通过将本实施方式所涉及的钢进行冷加工，也能够制造具有优异的强度、高的屈服比、优异的断裂分离性及优异的断裂面的嵌合性的机械部件。这种情况下，将本实施方式所涉及的钢的组织与非调质钢部件同样地制成距离表面为1.0mm以上内部的组织为铁素体/珠光体组织、且铁素体/珠光体组织的面积分率为95％以上的组织是有益的。进而，本实施方式所涉及的钢例如为直径为20～80mm的棒钢，但由于用途没有限定，因此其形状也是任意的。
<钢及非调质钢部件的制法>
本实施方式的钢通过将具有上述的化学成分的钢坯通过连续铸造进行铸造，根据需要经由均热扩散处理、开坯工序而制成轧制原材料。接着将轧制原材料进行热轧后进行冷却，由此获得钢。热轧在Ar3点以上的温度下结束热轧，热轧后的冷却条件没有必要特别限定，可以放冷也可以水冷。热轧的温度范围例如设定为920℃～980℃。热轧后没有必要进行淬火回火等调质热处理。
另外，本实施方式的非调质钢部件通过将钢加热至Ac3点以上的温度，进行热锻造而加工成所期望的部件形状，之后进行冷却来制造。热锻造后的冷却条件只要是可得到铁素体/珠光体组织的条件则没有必要特别限定，可以放冷也可以水冷。例如，加热温度的温度范围设定为1220℃～1280℃，加热时间设定为5min.～15min.。另外，也可以在热锻造后进一步进行切削等后加工来调整部件形状。热锻造后没有必要进行淬火回火等调质热处理。
本实施方式所涉及的钢及非调质钢部件的用途没有特别限定，在应用于进行断裂分离而使用的机械部件例如断裂分离型的连杆的情况下，发挥特别合适的效果。
图3是表示本实施方式所涉及的断裂分离型的连杆的一个例子的分解立体图。该例子的断裂分离型的连杆1如图3中所示的那样由上下分割的带杆的半圆弧状的上侧半分体2和半圆弧状的下侧半分体3构成。在上侧半分体2的半圆弧部2A的两端侧分别形成有用于与下侧半分体3固定的具有螺纹槽的螺纹孔5，在下侧半分体3的半圆弧部3A的两端侧分别形成有用于与上侧半分体2固定的插通孔6。
通过将上侧半分体2的半圆弧部2A和下侧半分体3的半圆弧部3A合并成圆环状且在彼此的两端侧的插通孔6和螺纹孔5中插通连接螺栓7并进行螺合而构成圆环状的大端部8。在上侧半分体2的杆部2B的上端侧形成有圆环状的小端部9。
图3中所示的结构的断裂分离型的连杆1是为了将汽车发动机等内燃机的活塞的往复运动转换成旋转运动而组装入内燃机中，小端部9与省略图示的活塞连接，大端部8与内燃机的连杆轴颈(省略图示)连接。
本实施方式的断裂分离型的连杆1由具备上述的化学成分、显微组织的钢形成，上侧半分体2的半圆弧部2A与下侧半分体3的半圆弧部3A通过将原本为1个圆环状部件的部分进行脆性断裂而形成。作为一个例子，在热锻造品的一部分设置切口并以该切口作为起点而脆性地进行断裂分离，形成上侧半分体2的半圆弧部2A的对接面2a和下侧半分体3的半圆弧部3A的对接面3a。这些对接面2a、3a由于将原本1个构件进行断裂分离而形成，因此能够以良好的对位精度进行对接。
该结构的断裂分离型的连杆1变得不需要对接面的新加工或定位销，实现大幅的制造工序的简化。
对于断裂分离型的连杆1，作为一个例子，其由下述钢形成，所述钢以质量％计含有C：0.25～0.55％、Si：0.20～1.30％、Mn：0.50～1.50％、P：0.010～0.200％、S：0.010～0.100％、Cr：0～1.20％、V：0.25～0.40％、Ti：0.010～0.070％、Mo：0～0.15％、N：0.0010～0.0060％、Al：0～0.20％、Ca：0～0.005％、Zr：0～0.005％、Mg：0～0.005％、Bi：0～0.0050％及Pb：0～0.50％，剩余部分包含Fe及杂质，在杆部中，距离表面为1.0mm以上内部的显微组织中的铁素体/珠光体组织的面积分率为95％以上，Ti含量及N含量满足下述式3。
0.002<Ti-3.4×N<0.050 (式3)
通过将上述的组成的钢进行热锻造并冷却而制成钢，从而得到上述的目标特性的连杆。连杆的铁素体/珠光体组织的面积分率及各种机械特性的测定方法与上述的机械部件中的它们的测定方法相同。
实施例
以下通过实施例对本发明进行详述。需要说明的是，这些实施例是用于说明本发明的技术意义、效果的例子，并不限定本发明的范围。
通过连续铸造而制造具有以下的表1-1及表1-2中所示的组成的转炉熔炼钢，根据需要经由均热扩散处理、开坯工序而制成162mm见方的轧制原材料。接着，将轧制原材料加热至950℃后，通过热轧，将钢制成直径为56mm的棒钢形状。表1-1及表1-2的带有下划线的值表示为本发明的范围外的值。另外，表1-1及表1-2的符号“-”表示未添加该符号所涉及的元素。
接着，为了调查显微组织、机械特性，通过热锻造而制作相当于连杆的试验片。具体而言，将直径为56mm的原材料棒钢加热至1250℃并保持5分钟后，在1200℃下沿相对于棒钢的长度方向垂直的方向将棒钢进行锻造，制成厚度为20mm的平板。将热锻造后的锻造材(平板)通过自然放冷(放冷)而冷却至室温。
接着，从冷却后的锻造材通过切削加工而制造了JIS14A号拉伸试验片和连杆大端部相当形状的断裂评价用试验片。JIS14A号拉伸试验片是在距离锻造材的侧面为30mm位置沿着锻造材的长度方向采集。另外，断裂评价用试验片51设定为如图4中所示的那样在80mm×80mm并且厚度18mm的板形状的中央部开有直径为50mm的孔52的试验片。另外，在直径为50mm的孔52的内表面，在相对于锻造前的原材料即棒钢的长度方向为±90度的位置的两处设置有深度为1mm并且前端曲率为0.5mm的45度的V缺口53。进而，在其中心线距离缺口加工侧的侧面为8mm的位置开有直径为8mm的贯通孔54作为螺栓孔。对于图4中的箭头符号的X方向及Y方向在下文进行叙述。
拉伸试验依据JISZ2241在25℃下以5mm/min.的应变速度实施。抗拉强度低于1000MPa或屈服比(＝0.2％屈服强度/抗拉强度)在小数点以下第3位四舍五入变得低于0.85的试验片判断为强度差。
另外，从与上述拉伸试验片同一部位切取两个10mm见方样品(其中，距离表面为1.0mm深度的位置)，对显微组织进行观察。将所切取的样品进行树脂填埋，进行镜面研磨精加工后，用硝酸乙醇腐蚀液(3％硝酸醇)对研磨面进行侵蚀。以侵蚀后的研磨面作为观察面，用光学显微镜将观察倍率设定为400倍而进行观察，得到任意的10个视野的照片图像。铁素体、珠光体及贝氏体的各相由于各个相对比度不同，因此在组织观察中，基于对比度来特定各相，求出其面积分率。其中，将铁素体/珠光体以外的剩余部分组织定义为贝氏体。在贝氏体中包含马氏体，但由于难以区别，因此在本说明书中总称为贝氏体。因此，在各视野中，将铁素体及珠光体以外的区域特定为贝氏体。而且，将所得到的10处的铁素体及珠光体的合计面积率的平均值设定为显微组织中的铁素体/珠光体组织的面积分率。在表2-1及表2-2中，显微组织实质上仅包含铁素体及珠光体、即铁素体及珠光体的合计面积率为100％的试样在“显微组织”的列中记载为“F/P”。另外，包含铁素体及珠光体以外的组织的试样在“显微组织”的列中记载了表示铁素体/珠光体以外的剩余部分组织即贝氏体的符号“B”。
断裂分离性及断裂面的嵌合性评价通过图5中所示的试验装置来进行评价。图5中所示的试验装置由分割模101和落锤试验机构成。分割模101是在长方形的钢材101a上形成有直径为46.5mm的圆柱部101b的模具，被制成沿着中心线101c而分割为两部分的形状。一个分割模101d被固定，另一个分割模101e能够在省略图示的轨道上沿图中水平方向进行移动。在圆柱部101b的上表面，设置有楔形孔101f，楔形孔101f在分割模101的分割面101c中通过。
在断裂试验时，将图4中所示的断裂评价用试验片51的直径为50mm的孔52嵌入至分割模101的直径为46.5mm的圆柱部101b中，将楔子103放入楔形孔101f中而设置于落锤102之下。落锤102的质量为200kg，其是沿着导轨而落下的结构。若将落锤102落下，则楔子103被打入，分割模101d、101e分开，断裂评价用试验片51以V缺口53作为起点而被拉伸断裂为两部分。需要说明的是，断裂评价用试验片51按照被分割模101挤压的方式将周围固定，以便在断裂时试验片51不会从分割模游离出来。
为了评价钢的断裂分离性及断裂面的嵌合性，进行了断裂后的断裂评价用试验片的X方向断裂面变形量及Y方向断裂面变形量的测定。将断裂分离后的断裂面对接并拧紧螺栓，将与断裂方向垂直的方向设定为X方向(图4的X方向)，将断裂方向设定为Y方向(图4的Y方向)而测定内径，将断裂分离前的内径与断裂分离后的内径之差设定为变形量。X方向断裂面变形量及Y方向断裂面变形量的至少一者成为80μm以上的试样视为断裂分离性及断裂面的嵌合性不良。另外，X方向断裂面变形量成为10μm以下(也包含负的值)的试样在将断裂面对接时在Y方向上产生偏移，这种情况下，设定为断裂面的嵌合性不良。
Figure BDA0002710395560000211
Figure BDA0002710395560000221
[表2-1]
Figure BDA0002710395560000231
[表2-2]
Figure BDA0002710395560000241
在表1-1中，钢No.A1～A34的本发明例均为化学成分被设定为本发明的规定范围内的例子。这些本发明例A1～A34中V碳化物等合金碳化物除了在初析铁素体中析出以外而且在珠光体片层间微细并且大量地析出。因此，如表2-1中所示的那样，这些本发明例A1～A34的抗拉强度成为1000MPa以上，屈服比成为0.85以上。另外，这些本发明例A1～A34的0.2％屈服强度也成为850MPa以上。另外，这些本发明例A1～A34的断裂分离性良好，断裂面的嵌合性也良好。在将本发明例A1～A34制成非调质钢部件的情况下，成为具有高的抗拉强度及屈服比、另外具备优异的0.2％屈服强度、进而具有优异的断裂分离性以及断裂面的嵌合性的非调质钢部件。
与此相对，如表1-2及表2-2中所示的那样，比较例B1由于C的含量少，因此不能得到所需的抗拉强度，0.2％屈服强度也不充分。
比较例B2由于C的含量多，因此虽然具有充分的抗拉强度，但屈服比变得低至低于0.85，产生伸长的二次龟裂，因此断裂分离性及断裂面的嵌合性变得不良。
比较例B3、B7由于Si、P的含量少，因此延展性及韧性的降低不充分，屈服比低，塑性变形量大。由此，在比较例B3、B7中，断裂分离性及断裂面的嵌合性变得不良。
比较例B4、B8、B13由于Si、P、V的含量多，因此虽然具有充分的强度，断裂分离性良好，但断裂面的凹凸小，在组装时产生偏离，断裂面的嵌合性变得不良。
比较例B5由于Mn的含量少，因此珠光体的生长速度快，V碳化物等合金碳化物没有在珠光体片层间析出。由此，在比较例B5中，屈服比低，另外，0.2％屈服强度也降低。
比较例B6、B11、B16由于Mn、Cr、Mo的含量多，另外比较例B17由于N的含量少，因此生成了铁素体/珠光体组织以外的组织即贝氏体组织。由此，在比较例B6、B11、B16、B17中，屈服比低，未得到充分的0.2％屈服强度。另外，在比较例B6、B11、B16、B17中，断裂分离性及断裂面的嵌合性也变得不良。
比较例B9的S的含量少，虽然具有充分的抗拉强度及屈服比，断裂分离性良好，但断裂面的凹凸小，在组装时产生偏离，断裂面的嵌合性变得不良。
比较例B10由于S的含量多，因此延展性及韧性的降低不充分且屈服比低，塑性变形量大。由此在比较例B10中，断裂分离性及断裂面的嵌合性变得不良。
比较例B12、B14由于V、Ti的含量少，因此屈服比低，另外，0.2％屈服强度也降低。
比较例B15由于Ti的含量多，因此在不发生塑性变形的情况下产生低应力断裂，抗拉强度不充分。
比较例B18由于N的含量多，因此氮化物增大，在热锻造后的冷却时生成的V碳化物等合金碳化物的析出量减少，因此屈服比低，另外，0.2％屈服强度也降低。
比较例B19及B20的各合金元素为发明范围内，但由于Ti-3.4×N不足，因此屈服比差。
比较例B21及B22的各合金元素为发明范围内，但由于Ti-3.4×N过量，因此Mn硫化物不足，断裂面的嵌合性差。
符号说明
1：连杆(非调质钢部件)、2：上侧半分体、2A：半圆弧部、2B：杆部、2a：对接面、3：下侧半分体、3A：半圆弧部、3a：对接面、5：螺纹孔、6：插通孔、7：连接螺栓、8：大端部、9：小端部。

Claims (9)

1.一种钢，其特征在于，化学成分以单位质量％计含有：
C：0.25～0.55％、
Si：0.20～1.30％、
Mn：0.50～1.50％、
P：0.010～0.200％、
S：0.010～0.100％、
Cr：0～1.20％、
V：0.25～0.40％、
Ti：0.010～0.070％、
Mo：0～0.15％、
N：0.0010～0.0060％、
Al：0～0.200％、
Ca：0～0.005％、
Zr：0～0.005％、
Mg：0～0.005％、
Bi：0～0.0050％、
Pb：0～0.50％、
Nb：0～0.05％、
Cu：0～0.05％、及
Ni：0～0.05％，
剩余部分包含Fe及杂质，
Ti含量及N含量满足下述式1，
0.002<Ti-3.4×N<0.050(式1)。
2.根据权利要求1所述的钢，其特征在于，所述化学成分以单位质量％计含有Mo：0.005～0.15％。
3.根据权利要求1或权利要求2所述的钢，其特征在于，所述化学成分以单位质量％计含有选自由
Al：0.001～0.200％、
Ca：0.001～0.005％、
Zr：0.001～0.005％、
Mg：0.001～0.005％、
Bi：0.0001～0.0050％、
Pb：0.01～0.50％、
Nb：0.01～0.05％、
Cu：0.01～0.05％、及
Ni：0.01～0.05％构成的组中的1种以上。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的钢，其特征在于，所述化学成分以单位质量％计含有Al：0～0.050％。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的钢，其特征在于，所述化学成分以单位质量％计含有Al：超过0.050％且0.200％以下。
6.一种机械部件，其特征在于，其由下述钢形成，所述钢的化学成分以单位质量％计含有：
C：0.25～0.55％、
Si：0.20～1.30％、
Mn：0.50～1.50％、
P：0.010～0.200％、
S：0.010～0.100％、
Cr：0～1.20％、
V：0.25～0.40％、
Ti：0.010～0.070％、
Mo：0～0.15％、
N：0.0010～0.0060％、
Al：0～0.200％、
Ca：0～0.005％、
Zr：0～0.005％、
Mg：0～0.005％、
Bi：0～0.0050％、
Pb：0～0.50％、
Nb：0～0.05％、
Cu：0～0.05％、及
Ni：0～0.05％，
剩余部分包含Fe及杂质，
距离表面为1.0mm以上内部的显微组织中的铁素体/珠光体组织的面积分率为95％以上，
Ti含量及N含量满足下述式2，
0.002<Ti-3.4×N<0.050(式2)。
7.根据权利要求6所述的机械部件，其特征在于，抗拉强度为1000MPa以上，屈服比为0.85以上。
8.一种连杆，其特征在于，其是由下述钢形成的连杆，所述钢的化学成分以单位质量％计含有：
C：0.25～0.55％、
Si：0.20～1.30％、
Mn：0.50～1.50％、
P：0.010～0.200％、
S：0.010～0.100％、
Cr：0～1.20％、
V：0.25～0.40％、
Ti：0.010～0.070％、
Mo：0～0.15％、
N：0.0010～0.0060％、
Al：0～0.200％、
Ca：0～0.005％、
Zr：0～0.005％、
Mg：0～0.005％、
Bi：0～0.0050％、
Pb：0～0.50％、
Nb：0～0.05％、
Cu：0～0.05％、及
Ni：0～0.05％，
剩余部分包含Fe及杂质，
在杆部中，距离表面为1.0mm以上内部的显微组织中的铁素体/珠光体组织的面积分率为95％以上，
Ti含量及N含量满足下述式3，
0.002<Ti-3.4×N<0.050(式3)。
9.根据权利要求8所述的连杆，其特征在于，所述杆部中的抗拉强度为1000MPa以上，屈服比为0.85以上。
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