CN113474478A

CN113474478A - 锻造部件及其制造方法、以及连杆

Info

Publication number: CN113474478A
Application number: CN202080016470.0A
Authority: CN
Inventors: 福山道纪; 上西健之
Original assignee: Aichi Steel Corp
Current assignee: Aichi Steel Corp
Priority date: 2019-03-14
Filing date: 2020-02-06
Publication date: 2021-10-01
Also published as: JP2020147798A; JP6717398B1; KR20210137048A; US20220074028A1; WO2020184009A1

Abstract

本申请提供一种锻造部件，其所含的成分按质量％计，为C：0.30～0.45％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.50～0.90％、P：0.030％以下、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，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质，满足式1～式3。为铁素体·珠光体组织，同时铁素体的面积率为30％以上，维氏硬度为320～380HV，0.2％屈服强度为800MPa以上，基于V形切口的夏比冲击值为15～25J/cm²，断裂后的夏比试验片的断裂面凹凸(表面积/截面积)为1.47～1.60。

Description

锻造部件及其制造方法、以及连杆

技术领域

本发明涉及一种锻造部件及其制造方法、以及连杆。

背景技术

对于汽车中使用的锻造部件例如连杆等，为了提高燃耗效率被要求轻量化。对于轻量化，有效做法是提高钢材的强度并使其薄壁化。然而，通常钢的高强度化会导致切削性的恶化。因此，期望开发出满足高强度化和维持切削性这两者的钢材。

此外，正讨论将2个部件组合而构成一组部件时，以将这2个部件连接的状态成形后，最终断裂分割以2个部件完成的情况。若采用该制造方法，可以谋求制造工序的合理化的同时，提升断裂分割后的2个部件的组装性。为了使这样的制造方式成为可能，至少需要具有热锻造后可以容易进行断裂分割的特性的钢。

作为这种确保高强度特性、切削性以及断裂分割性的钢，例如有专利文献1所记载的钢。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利5681333号公报

发明内容

发明要解决的问题

关于高强度特性、切削性以及断裂分割性，认为专利文献1中记载的钢在现有技术中维持着较高的水平。另一方面，对于断裂分割后的组装性，寻求进一步提升。即，正寻求如下的特性：将锻造部件断裂分割而形成2个部件后，再次将这2个部件以断裂分割面抵接而一体组装时，更切实地防止该抵接部位偏离原来位置的特性。

基于这样的背景，本发明提供一种组装性优异的锻造部件及其制造方法、以及连杆，所述锻造部件在能够全面实现高强度化、切削性提升以及断裂分割性提升这3种特性的提升的同时，进一步地在断裂分割面的再抵接部位的对位容易，即组装性优异。

用以解决问题的手段

本发明的一方式为锻造部件，其含有的化学成分组成按质量％计，为C：0.30～0.45％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.50～0.90％、P：0.030％以下、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，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质，同时满足下述式1、下述式2以及下述式3，

式1：24＜8×[C]+7×[Si]+10×[Mn]+220×[P]+45×[V]＜33

式2：[C]－4×[S]+[V]－25×[Ca]＜0.44

式3：2.15≤4×[C]－[Si]+(1/5)×[Mn]+7×[Cr]－[V]≤2.61

(此处，式1～3中的[X]表示元素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，

维氏硬度在320～380HV的范围，

0.2％屈服强度为800MPa以上，

根据V形切口的夏比冲击值在15～25J/cm²的范围，

断裂后的夏比试验片的断裂面凹凸(表面积/截面积)为1.47～1.60的范围。

发明的效果

上述锻造部件具有上述特定的化学成分组成的同时，其维氏硬度、0.2％屈服强度、金属组织、以及夏比冲击值所表示的特性在上述特定范围内，进一步地，具有断裂后的夏比试验片的断裂面凹凸(表面积/截面积)在1.47～1.60的范围这一特性。由此，可以实现了在维持高强度的同时切削性优异、而且断裂分割时没有缺口和变形这样优异的特性，即，能够高水准地实现高强度化、切削性提升、以及断裂分割性提升这3种特性的全面提升。除此之外，进一步地，通过上述断裂面凹凸的值在上述特定范围内，由此可以使在断裂分割面的再抵接部位的对位相比于过去更容易，可以获得优异的组装性。

附图说明

[图1]显示实施例1中的式1的值与断裂面凹凸之间的关系的说明图。

[图2]显示实施例1中的夏比冲击值与断裂面凹凸之间的关系的说明图。

[图3]显示实施例1中的P含有率与夏比冲击值之间的关系的说明图。

[图4]显示实施例1中的硬度与0.2％屈服强度之间的关系的说明图。

[图5]显示实施例1中的硬度与切削性指数之间的关系的说明图。

[图6]显示实施例1中的式2的值与切削性指数之间的关系的说明图。

[图7]显示实施例2中的N含有率与0.2％屈服强度之间的关系的说明图。

[图8]显示实施例2中的夏比冲击值与断裂面凹凸之间的关系的说明图。

[图9]显示实施例3中的硬度与夏比冲击值之间的关系的说明图。

[图10]显示实施例3中的0.2％屈服强度的夏比冲击值之间的关系的说明图。

[图11]显示实施例1中的试样E1的凹凸形状的说明图。

[图12]显示实施例1中的试样C1的凹凸形状的说明图。

具体实施方式

对上述锻造部件中的化学成分组成的限定理由进行说明。

C：0.30～0.45％，

C(碳)是用以确保强度的基本元素。为了得到适度的强度、硬度、夏比冲击值的同时适度的切削性，将C含有率控制在上述范围内是重要的。C含有率低于上述下限值时，难以确保强度等的同时，断裂分割时有可能会变形。C含有率超过上述上限值时，会有切削性降低、断裂分割时的缺口的问题等的顾虑。此外，为了获得超过1100MPa的抗拉强度，优选含有0.35％以上的C。

Si：0.05～0.35％，

Si(硅)是作为制钢时的脱氧剂有效的同时、对强度和断裂分割性的提升有效的元素。为了获得这些效果，需要添加上述下限值以上的Si，优选为添加0.10％以上。另一方面，Si含有率过高时，脱碳增加，可能对疲劳强度产生不利影响，因此设Si含有率在上述上限值以下。

Mn：0.50～0.90％，

Mn(锰)是对于制钢时的脱氧以及调整钢的强度、韧性平衡有效的元素。除了强度、韧性平衡的调整之外，为了使金属组织最优化、提升切削性以及断裂分割性，需要使Mn含有率在上述范围内。Mn含有率低于上述下限值时，可能发生强度降低以及断裂分割时的变形。Mn含有率超过上述上限值时，由于珠光体的增加和贝氏体的析出，切削性可能会降低。

P：0.030％以下，

P(磷)是对断裂分割性带来影响的元素，但通过限定在上述范围内，可以将断裂后的夏比试验片的断裂面凹凸(表面积/截面积)控制在合适的范围内，得到使在断裂分割面的再抵接部位的对位相比于过去更容易的效果。

S：0.040～0.070％，

S(硫)是对切削性提升有效的元素。为了获得该效果，含有上述下限值以上的S。另一方面，S含量过高时，由于锻造时容易发生裂纹，因此限制在上述上限值以下。

Cr：0.01～0.50％，

Cr(铬)是和Mn一样是调整钢的强度、韧性平衡有效的元素，因此以上述下限值以上添加。另一方面，Cr含量过高时，与Mn的情况相同，由于珠光体的增加和贝氏体的析出，切削性可能会降低，因此限制在上述上限值以下。

Al：0.001～0.050％，

Al(铝)是对脱氧处理有效的元素，因此以上述下限值以上添加。另一方面，由于Al的增加可能会招致由于氧化铝系夹杂物的增加导致的切削性降低，因此限制在上述上限值以下。

V：0.25～0.35％，

V(钒)是在热锻造后的冷却时会形成碳氮化物从铁素体中微细地析出，通过析出强化而使强度提升的元素，因此以上述下限值以上添加。另一方面，V对成本有较大的影响，因而限制在上述上限值以下。

Ca：0～0.0100％(包括0％的情况)，

Ca(钙)由于对改善切削性是有效的，因此可以根据需要添加。几乎不含Ca的情况时，当然无法获得由于Ca带来的切削性提升效果，但只要满足式1，就可以确保必要的切削性。因此，Ca不是必要的元素，是任意的元素。另一方面，由于Ca添加所带来的切削性提升效果，若添加量过多也会达到饱和，因此Ca的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，进行大气熔化时，在制造上作为杂质含有是不可避免的。然而，N含有率超过上述上限值时，会与钢中的V结合，形成较多的对强度提升没有贡献的较大的碳氮化物，可能会阻碍因为V添加带来的强度提升效果，因此限制在上述上限值以下。然而，对于上述的N含有率范围中，N含有率越高，存在对强度提升没有贡献的较大的碳氮化物在钢中可能会增多的可能性。为了避免这种情况，确保锻造后的强度，优选在热锻造时加热为相对高的温度，使较粗大的碳氮化物固溶。

上述化学成分组成中，作为不可避免的杂质，例如如后述的表1中也所示的那样，有Cu、Ni、Mo等。

对于上述化学成分组成，在规定上述各元素的含量范围之后，需要全部满足式1、式2以及式3。

如后文所述，本发明中断裂分割性是根据通过使夏比冲击试验片断裂时所得的断裂面的凹凸状况来进行评价的。而且，式1是对使夏比冲击试验片断裂时的断裂面凹凸(表面积/截面积)为适当的范围所必需的条件。不满足式1时，用以将夏比冲击值等断裂面凹凸的值控制在适当范围的机械特性会偏离最适范围，从而难以将断裂面凹凸(表面积/截面积)控制在适当的范围。

式2：[C]－4×[S]+[V]－25×[Ca]＜0.44

满足式2，无论是否含有Ca，是用以确保优良的切削性所必要的条件。更具体地，虽然通过上述铁素体的面积率为30％以上，维氏硬度为380HV以下的范围，并且满足式2，作为热锻造产品具有相对较高的硬度，但无论是否含有Ca都能够确保制造上没有问题的切削性。

式3：2.15≤4×[C]－[Si]+(1/5)×[Mn]+7×[Cr]－[V]≤2.61

对于本发明的上述成分范围内的钢，式3是用以使上述铁素体的面积率为30％以上所必要的条件，不满足式3时，可能会发生铁素体的面积率小于30％的情况。如果不满足式3，虽然并非都不能确保铁素体面积率在30％以上，但通过满足式3地进行成分的最优化，由此能够更切实地确保铁素体面积率在30％以上。

此外，本申请的锻造部件具备以下的特性。

设金属组织为、铁素体·珠光体组织，同时铁素体的面积率在30％以上。由此，能够提高屈强比，同时改善切削性。

维氏硬度设为320～380HV的范围。为了确保后述的0.2％屈服强度，维氏硬度至少需要在320HV以上。另一方面，为了确保切削性，维氏硬度需要在380HV以下。

0.2％屈服强度设为800MPa以上。通过确保这一特性，可以通过高强度化来实现轻量化。

根据V形切口测得的夏比冲击值设为15～25J/cm²的范围。冲击值过低时，断裂面会变得过于平坦，断裂面凹凸(表面积/截面积)的值可能会变得过小。另一方面，冲击值过高时，断裂分割时的变形变大，通过组装不会形成规定的形状，可能无法满足作为部件的功能。

断裂后的夏比试验片的断裂面凹凸(表面积/截面积)设为1.47～1.60的范围。断裂面凹凸(表面积/截面积)的值小于上述特定范围时，断裂面会变得过于平坦，无法确保在断裂分割面的再抵接部位的对位的容易性(组装性)。另一方面，断裂面凹凸(表面积/截面积)的值大于上述特定范围时，由于断裂分割时的变形也会增大，因此如上所述地进行组装后可能无法满足作为部件的功能。

接着，具有上述优异特性的锻造部件能够适用于各种部件。特别是，连杆能够实施利用断裂分割的制造方法，上述钢可以非常有效地适用。

此外，制造上述锻造部件时，至少进行：使用电炉等将原料熔化，制造具有上述特定化学成分的铸造片，对其施加热轧等热加工并准备锻造用钢材的工序、对锻造用钢材实施热锻造而得到锻造部件的工序、以及冷却锻造后的锻造品的冷却工序。

更具体地，进行如下工序：对含有上述化学成分组成的钢材，在1230℃～1300℃的热锻造温度下实施热锻造而得到锻造部件的工序。通过将热锻造温度设定在该特定范围内，通过锻造时的加热，使较粗大的V碳氮化物固溶，在冷却时使对有助于提升强度的微细的V碳氮化物析出，能够获得屈服强度等目标机械特性。另一方面，锻造温度低于1230℃时，粗大的V碳氮化物的固溶量减少，其后的冷却时的微细的V碳氮化物的析出量减少，可能难以确保800MPa以上的屈服强度。另一方面，当超过1300℃时，由于脱碳、鳞产生所导致的表面性状的恶化，部件功能可能会降低。

此外，在热锻造后，对上述锻造部件进行在800～600℃的范围中的平均冷却速度成为150～250℃/分钟地进行冷却的冷却工序。之所以将平均冷却速度的下限定为150℃/分，是因为冷却速度变得过慢则难以获得目标的强度、硬度、冲击值。此外，之所以将上限定为250℃/分钟，是因为若比这更快速地冷却，则可能产生贝氏体组织，还是无法获得目标的机械性质。之所以将冷却速度的范围设定在800～600℃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

(实验例1)

本例中，如表1所示，准备化学成分组成不同的多种试样，施加假设制作连杆的情况的加工，进行各种评价。表1中，试样E1～E21为满足本发明的成分、式1～3的所有条件的试验材料，试样C1～C16为一部分的成分或者在式1～3中至少一个不满足本发明的条件的比较例。然而，各试样的制造方法，可以变更为各种公知方法。此外，对于该表1中所示的Cu、Ni、Mo，虽然不是作为本发明的化学成分积极添加的物质，但基于使用废料(scrap)的熔化进行的制造中，不可避免地作为杂质含有，因此记录其分析值。此外，对于Ca，也包括非积极添加而仅作为杂质含有的情况，记录其分析值。

＜强度评价试验等＞

作为强度评价用试验片，对使用电炉熔化而制作的铸造片施加热轧而制成棒钢，将该棒钢锻造拉伸，制作作为锻造用钢材的直径为

的圆棒，之后，将该圆棒加热至与实际热锻造温度中的处理温度相当的1230℃，保持30分钟后，用风扇进行空气冷却，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。

使用强度评价试验片对以下项目进行评价。

·硬度测定：根据JIS Z 2244测定维氏硬度。

·拉伸强度以及0.2％屈服强度的测定：根据JIS Z 2241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。面积率通过根据JIS G0551的点算法求出。

·夏比冲击值：实施基于JIS Z 2242的V形切口的夏比冲击试验求出。

·断裂面凹凸：将夏比冲击试验片的断裂面使用三维非接触式形状测定器进行测定，计算出表面积(考虑了断裂面的凹凸的表面积)/截面积(不考虑断裂面的凹凸而做成平面时的面积)的比率。

上述三维非接触式形状测定器，是通过将被称为光切割法的条纹光照射在对象物上，将根据表面的凹凸形状被曲折的光从别的角度成像·演算，来得到三维信息的方法的装置。此外，三维非接触形状式形状测定虽然也可以使用具备激光的设备进行测定，但通过上述光切割法来测定能够进行广范围且短时间摄影。

将金属组织为铁素体·珠光体组织的同时、铁素体的面积率为30％以上的情况判断为合格，除此之外的情况判定为不合格。关于硬度，以维氏硬度在320～380HV的范围的情况判定为合格，除此之外的情况判定为不合格。关于0.2％屈服强度，将800MPa以上的情况判定为合格，除此之外的情况判定为不合格。关于根据V形切口所得的夏比冲击值，将处于15～25J/cm²的范围的情况判定为合格，除此之外的情况判定为不合格。关于断裂面凹凸(表面积/截面积)，将处于1.47～1.60的范围的情况判定为合格，除此之外的情况判定为不合格。另外，关于断裂面凹凸与组装性之间的关系等，在之后的(关于断裂面凹凸的影响)一栏中进行说明。

＜切削性评价试验＞

作为切削性评价用试验片，对使用电炉熔化而制作的铸造片施加热轧制成棒钢，将该棒钢锻造拉伸，制成作为锻造用钢材的边长为25mm的截面为正方形的方棒，之后，将该方棒加热至与实际热锻造温度中的处理温度相当的1230℃，保持30分钟后，用风扇进行空气冷却，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，进一步切削成边长为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。试验条件为如下所述。

·使用的钻头：直径

的海斯钻头

·钻头转速：800rpm

·进给量：0.20mm/rev

·加工深度：11mm

·加工孔数：300孔(未贯通)

钻头的磨损量的测定是在加工300孔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，根据各试样的钻头磨损量与基准材料的比率算出的。基准材料使用了现有的JIS标准的碳素钢，其化学成分组成为，C：0.23％、Si：0.25％、Mn：0.80％、Cr：0.20％，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质(硬度为250HV)。该现有钢与本申请的钢相比，硬度显著低，即使不添加S等提高切削性元素，也具有制造上没有问题的切削性，因此作为基准材料使用。而且，若切削性指数为1.20以下，则由于锻造后的机械加工上不会产生障碍，因此判定为合格，超过1.20的情况判定为不合格。

各评价结果如表2所示。

[表2]

从表2可以得知，对于试样E1～E21，在所有的评价中都得到了良好的结果，在强度、切削性、夏比冲击值(断裂分割性)以及断裂面凹凸中全都发挥了优异的特性。

另一方面，试样C1，P含有率过高，不满足式1，夏比冲击值以及断裂面凹凸过低。

试样C2，V含有率过高，不满足式1以及式2，硬度变得过高，切削性恶化，夏比冲击值以及断裂面凹凸变得过低。

试样C3，Si以及Mn的含有率过高，不满足式1，硬度变得过低，夏比冲击值以及断裂面凹凸变得过低。

试样C4，C含有率过低，Si以及Mn的含有率过高，不满足式1，硬度以及0.2％屈服强度变得过低，夏比冲击值以及断裂面凹凸也变得过低。

试样C5，Si、Mn以及P的含有率过高，不满足式1以及式3，铁素体面积率变得过低，切削性降低，夏比冲击值以及断裂面凹凸也变得过低。

试样C6，Si以及V的含有率过高，不满足所有的式，铁素体面积率变得过低，切削性降低，夏比冲击值以及断裂面凹凸也变得过低。

试样C7，Si、Mn以及P的含有率过高，不满足式1以及式3，铁素体面积率变得过低，切削性降低，夏比冲击值以及断裂面凹凸也变得过低。

试样C8，V含有率过低，不满足式1。硬度以及0.2％屈服强度变得过低，夏比冲击值以及断裂面凹凸变得过高。

试样C9，C含有率高，V含有率过低，不满足式1以及式3，铁素体面积率变得过低，硬度以及0.2％屈服强度变得过低，夏比冲击值以及断裂面凹凸变得过高。

试样C10以及试样C11，N含有率过高，0.2％屈服强度变得过低。

试样C12，虽然各个化学成分包含在本发明的范围内，但由于不满足式1，因此硬度以及0.2％屈服强度变得过低，夏比冲击值以及断裂面凹凸变得过高。

试样C13，Si含有率过高，不满足式1，0.2％屈服强度变得过低，夏比冲击值以及断裂面凹凸变得过高。

试样C14～C16，虽然各个化学成分包含在本发明的范围内，但由于不满足式1，因此试样C14的硬度以及0.2％屈服强度变得过低，进一步试样C14～C16的夏比冲击值以及断裂面凹凸变得过高。

图1中，在横轴取式1的值，在纵轴取断裂面凹凸，将所有的试验结果绘图来表示两者的关系。从该图中可知，为了使断裂面凹凸的值在适当的范围内，至少，满足式1的要求是重要的。

图2中，在横轴取夏比冲击值(J/cm²)，在纵轴取断裂面凹凸，将所有的试验结果绘图来表示两者的关系。从该图中可知，为了使断裂面凹凸的值在适当的范围内，将夏比冲击值控制在15～25J/cm²的范围内是重要的。

图3中，在横轴取P含有率(％)，在纵轴取夏比冲击值(J/cm²)，将试样E1～E21以及P含有率高的试样C1、C5以及C7的结果绘图。从该图中可知，为了使夏比冲击值在适当的范围，至少需要将P含有率限制在0.03％以下。

图4中，在横轴取硬度(Hv)，在纵轴取0.2％屈服强度(MPa)，将试样E1～E21、C含有率低的试样C4、V含有率低的试样C8以及C9、N含有率高的试样C10以及C11、铁素体面积低的试样C5～C7的结果绘图。从该图中可知，为了使硬度和0.2％屈服强度两者都能得到提升，至少，需要将化学成分组成控制在适当的范围内。

图5中，在横軸取硬度(Hv)，在纵轴取切削性指数，将试样E1～E21、V含有率高的试样C2、铁素体面积率低的试样C5～C7的结果绘图。从该图中可知，铁素体面积率较低时以及硬度超过380Hv时，切削性会恶化。

图6中，在横轴取式2的值，在纵轴取切削性指数，将试样E1～E21、V含有率高的试样C2、铁素体面积率低的试样C5～C7的结果绘图。从该图中可知，在至少满足式2，并且满足铁素体面积率30％以上时，无论是否积极添加Ca，都能确保切削性。

(实验例2)

本例中，选择了上述表1所示的试样E14、E15、C10以及C11为代表，调查了热锻造温度对各种特性的影响。具体地，对于强度评价用试验片以及切削性评价用试验片，将热锻造温度设为1200℃、1230℃、1260℃中的任意一个条件，其他制造条件与实验例1中的情况相同。此外，各种特性的评价方法也与实验例1的情况相同。评价结果如表3所示。

图7中，根据表3所示的结果，在横轴取N含有率(％)，在纵轴取0.2％屈服强度(MPa)，将热锻造温度为1200℃和1230℃时的结果绘图。从表3以及该图中可知，至少当N含有率为0.015％以下的情况时，在使热锻造温度为1230℃以上时能够确保800MPa以上的0.2％屈服强度，但当N含有率超过0.015％时，即使将热锻造温度设定为1230℃、1260℃的高的温度，也无法确保800MPa以上的0.2％屈服强度。

图8中，在横轴取夏比冲击值(J/cm²)，在纵轴取断裂面凹凸，将热锻造温度为1200℃和1230℃时的结果绘图。从表3以及该图中可知，为了至少使夏比冲击值和断裂面凹凸的两者在适当的范围，将热锻造温度设为1230℃以上是必要条件。

(实验例3)

本例中，为了更加详细地把握热锻造后的冷却速度的影响进行了实验。具体地，将上述表1中所示的试样E1选择为代表，在制造强度评价用试验片以及切削性评价用试验片时，调整热锻造的冷却时的空冷风扇的强度，将800～600℃的平均冷却速度设为100℃/分钟、190℃/分钟、300℃/分钟的任意一个条件，其他条件与实验例1的情况相同。此外，各种特性的评价方法也与实验例1的情况相同。评价结果如表4所示。

图9中，在横轴取硬度(Hv)，在纵轴取夏比冲击值(J/cm²)，将表4的全部结果绘图。

图10中，在横轴取0.2％屈服强度(MPa)，在纵轴取夏比冲击值(J/cm²)，将表4的全部结果绘图。

从表4、图9以及图10可知，将800～600℃的范围的冷却速度设为在适当的150～250℃/分钟的范围内的190℃/分钟时，全部特性都良好。

另一方面，当设冷却速度为100℃/分钟时，为硬度以及0.2％屈服强度过低、夏比冲击值、断裂面凹凸过高的结果。此外，可知：设冷却速度为300℃/分钟时，产生贝氏体组织，得不到适当的金属组织，夏比冲击值、切削性、断裂面凹凸的全部目标特性都无法得到。

(关于断裂面凹凸的影响)

首先，对于前述的实验例1中的试样E1和C1，从测定夏比冲击试验片的断裂面的断裂面凹凸时所采集到的信息中，将断裂面上任意直线上的凹凸形状图形化后的情形示于图11以及图12。图11所表示的是试样E1的断裂面的凹凸形状，图12所表示的是试样E1的断裂面的凹凸形状，均为在横轴取到任意直线上的距离(mm)，在纵轴取凹凸的变位(mm)。如上述表2所示，关于断裂面凹凸(表面积/截面积)，试样E1为1.54，试样C1为1.39。

从图11以及图12可以理解，断裂面凹凸(表面积/截面积)在1.47～1.60的范围的试样E1，具有适度的振幅的凹凸形状，另一方面，对于断裂面凹凸(表面积/截面积)小于1.47的试样C1，为振幅小的接近相对扁平的凹凸形状。

从这些形状的不同点可以容易地理解到，当具有有着适度的振幅的凹凸形状时，在断裂分割面的再抵接位置的对位稍微有些偏差时，会产生较大的间隙，可以立即把握错位，通常能够在适度的位置进行对位。另一方面，振幅小的接近扁平的凹凸形状时，即使在断裂分割面的再抵接位置的对位发生轻微的偏差，也有外观上没有违和感的情况，在组装阶段时可能无法暴露出这一缺陷。

另外，如上所述，断裂面凹凸(表面积/截面积)超过1.60时，虽然断裂面的凹凸形状与试样E1的情况相比成为振幅大的凹凸形状，但是超过1.60时，从图2可以清楚，夏比冲击值有变得过高的倾向，断裂分割时有变形变得过大的问题。为此，断裂面凹凸(表面积/截面积)需要抑制在1.60以下。

如上所述，对于断裂分割后重新抵接的制品，例如通过断裂分割制造的连杆等中，将断裂面凹凸(表面积/截面积)控制在1.47～1.60的范围是非常有效的。

然后，从上述结果可知，要既将断裂面凹凸控制在上述的范围，又确保屈服强度等优异特性，仅如上所述地使P含有率为0.030％以下等，将各个成分调整为上述范围是不够的，在以满足式1～式3(关于断裂面凹凸式1尤其重要)地谋求成分的最优化的基础上，以适当的锻造条件(热锻造温度、锻造后的冷却速度)进行制造是非常重要的。另外，对于实际的连杆部件，活用上述所获得的知识，适用本发明的结果，可以确认：当基于热锻造部件的夏比冲击试验得到的断裂面凹凸的值满足本发明的条件时，断裂后的组装性良好。

Claims

1.一种锻造部件，其含有的化学成分组成按质量％计，为C：0.30～0.45％、Si：0.05～0.35％、Mn：0.50～0.90％、P：0.030％以下、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，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质，同时满足下述式1、下述式2以及下述式3，

式1：24＜8×[C]+7×[Si]+10×[Mn]+220×[P]+45×[V]＜33

式2：[C]－4×[S]+[V]－25×[Ca]＜0.44

式3：2.15≤4×[C]－[Si]+(1/5)×[Mn]+7×[Cr]－[V]≤2.61

此处，式1～3中的[X]表示元素X的含有率的值，该含有率的单位为质量％，

维氏硬度在320～380HV的范围，

0.2％屈服强度为800MPa以上，

基于V形切口的夏比冲击值为15～25J/cm²的范围，

断裂后的夏比试验片的断裂面凹凸，即表面积/截面积，在1.47～1.60的范围。

2.一种连杆，其特征在于，由权利要求1中所述的锻造部件构成。

3.一种锻造部件的制造方法，是制造权利要求1所述的锻造部件的方法，

具有：将含有上述化学成分组成的钢材在1230℃～1300℃的热锻造温度下实施热锻造得到锻造部件的工序，

以及将上述锻造部件在800～600℃的范围中以平均冷却速度为150～250℃/分钟进行冷却的冷却工序。