TWI396755B - 高強度截斷分割用非調質鋼及截斷分割用鋼零件 - Google Patents

Description

高強度截斷分割用非調質鋼及截斷分割用鋼零件 發明領域

本發明係關於一種截斷分割再使用之鋼零件用原料，係經由熱鍛成形為鋼零件後，立即施行預定的冷卻再做使用之高強度截斷分割(Fracture Splitting)用非調製鋼，及以該非調質鋼為原料製造成之高強度，且具備良好的截斷分割性之截斷分割用鋼零件。

發明背景

近來，在汽車發動機用鍛造零件及汽車底盤用鍛造零件上，已經應用可以省略調質處理的熱鍛用非調質鋼(以下稱為非調質鋼)。非調質鋼是一種成分被設計成，熱鍛後，即使直接以空冷或風冷施行冷卻，亦即，即使省略過去的淬火回火調質處理，依然可以實現良好的機械性質的鋼。

廣泛地應用非調質鋼的零件之一種，是發動機用連接桿(connecting rod)(以下稱為連桿(Conrod))。連桿由軸承蓋(cap)和桿體(rod)這2個零件組成，以往是分別製作連桿軸承蓋和桿體，然後以螺栓固接。但是，用這個方法，必須高精度地修整軸承蓋和桿體的接合面，需耗費加工成本。

因此，近年來，以熱鍛的方式將軸承蓋和桿體成形為一體的形狀，然後於大端部內側加工出缺口，藉衝擊拉伸在軸承蓋和桿體形成截斷分割，再度採用以螺栓接合的方法接合斷裂面。

此種截斷分割連桿，由於可以省略修整接合面的加工步驟，不僅減少了費用，還因為截面承擔了施加於連桿的一部分應力，所以強度優越，因此，有可以使螺栓及本體小型化之優點。

在截斷分割連桿廣泛普及的歐美國家，最一般的截斷分割用非調質鋼為含有約0.7質量%的碳之高碳鋼。如果做成高碳組成，因為延性會降低，故斷裂加工變得容易，並且，可以獲得斷裂時變形減小之優點，反之，卻有降伏強度或耐久強度低劣之缺點。

克服習知之高碳鋼的缺點之高強度非調質鋼被揭示於專利文獻中。

在專利文獻1及專利文獻2中記載之熱鍛用非調質鋼中，是利用做成中碳(C：0.30~0.60質量%)的方式，使降伏強度提高，此外，以降低Mn含量和N含量的方式，實現高破壞性，亦即，小的斷裂變形。

另外，使第2相粒子在鋼中分散以提高斷裂性的鋼也有許多被提出。例如，專利文獻3中揭示，除低Mn化及低N化以外，透過分散TiC粒子的方式，C含量不足0.35%的低碳鋼也可以獲得足夠的截斷分割性。

利用TiC之分散的鋼在專利文獻4中也有教示。專利文獻4中揭示，熱鍛時，因為由TiC所造成之沃斯田鐵粒子的釘扎效應不充分而形成混粒，故冷卻後大的波來鐵粒子發生變態，這會提高截斷分割性。

專利文獻5中揭示一種Ti碳硫化物和Zr碳硫化物的最大直徑在10μm以下，其量之和在0.05%以上之切削性良好的低延性非調質鋼材。

作為提高斷裂性的方法，提高波來鐵分率之方法也是很普遍的。專利文獻6中揭示將含有C：0.2~0.5%，V：0.05~0.5%，肥粒鐵分率為20%以下的肥粒鐵-波來鐵鋼應用於截斷分割連桿。

此外，專利文獻7揭示鋼中之TiN夾雜物的最大直徑在5μm以上，而且，其數量為5個/mm² 以上，此外，波來鐵分率在20%以上之適用於截斷分割的高強度非調質鋼。

另一方面，使波來鐵的面積分率成為40%以下，同時控制硫化物形態，藉以獲得隨機且凹凸大之裂面的方法揭示於專利文獻8中。

此外，添加較多量的P來抑制斷裂時之變形的方法被揭示於專利文獻9中。專利文獻10中教示，使波來鐵分率成為50%以上，同時碳含量為0.4~0.5%的情形中，將P調控在0.05~0.15%是適切的。

專利文獻11中揭示利用Si、V、Ti、P及固溶V來促進脆性斷裂的方法，以及利用缺口來促進脆性斷裂之方法。

專利文獻12中揭示一種肥粒鐵分率為40%以上的肥粒鐵．波來鐵組織，此外，肥粒鐵的硬度以維克氏(Vickers)硬度表示在250以上，而且，肥粒鐵的硬度與全體硬度的比為0.80以上之適合作為截斷分割桿(cracking rod)原料的非調質鋼。

專利文獻13中揭示一種使由硬度H(HRC)、P含量(%)，以及碳當量Ceq求算出之E(=2804-1549×Ceq+8862×P(%)-23.4×H)在150以下，藉以確保切削性和耐力之連桿用非調質鋼。

專利文獻14中揭示一種sol-Al、N，以及O的含量滿足0.01[sol-Al%]≦[O%]≦1.5[sol-Al%]，以及0.03[N%]≦[O%]≦1.6[N%]之，熱鍛後鍛造零件容易截斷分割的熱鍛用非調質鋼。

專利文獻15中揭示一種肥粒鐵和波來鐵的合計量在95%以上，硫化物系夾雜物的平均縱橫比(aspect ratio)為10.0以下，同時Pc(=C/(1-α/100)，C：碳含量(質量%)、α：肥粒鐵分率(面積%))為0.41~0.75，並且，Veq(=V+Ti/2+Si/20，V、Ti、Si表示含量(質量%))為0.18質量%以上之截斷分割性優良的截斷分割型連桿用壓延材。

回顧截至目前所揭示之截斷分割用連桿用鋼，限定鋼組織為肥粒鐵．波來鐵是共通點。但是，關於適當的肥粒鐵和波來鐵組織的比率，有很大的差異，有使肥粒鐵成為20%以下者，或者使波來鐵成為40%以下者等。

提高截斷分割性的方法有許多種，除Ti碳硫化物的分散、Ti氮化物的分散、Mn含量的降低、析出強化的利用、添加多量的P之外，還有在連桿上加工出缺口的方法等。

先前技術文獻 專利文獻

專利文獻1 特開平10-324954號公報

專利文獻2 特開平11-152546號公報

專利文獻3 特開平11-315340號公報

專利文獻4 特開2005-2367號公報

專利文獻5 特開平11-286746號公報

專利文獻6 特開2003-193184號公報

專利文獻7 特開2004-277817號公報

專利文獻8 特開2003-342671號公報

專利文獻9 特開平10-219389號公報

專利文獻10 特開2002-275578號公報

專利文獻11 特開平9-176785號公報

專利文獻12 特開2004-277840號公報

專利文獻13 特開2007-119819號公報

專利文獻14 特開2002-256394號公報

專利文獻15 特開2007-277705號公報

發明概要

本發明的主要製造對象零件為，截斷分割再使用之高強度連桿，高強度具體而言是，具備850MPa以上的拉伸強度和650MPa以上的0.2%耐力，同時實現良好的斷裂加工性者。為滿足該要求，要盡可能為低碳組成，零件的組織以肥粒鐵．波來鐵組織為宜。

然而，若是碳含量低的鋼，而且想要獲得850MPa以上的拉伸強度，就不得不增加碳以外的合金元素量，其結果 熱鍛品中易生成變軔鐵(bainite)。若生成變軔鐵，則不僅斷裂性會降低，降伏強度和降伏比也會降低，不能獲得作為零件所必要之機械性質。

另外，截斷分割性良好之鋼材，不僅在常溫，在加熱時延性也會降低，製造原料棒鋼時以及熱鍛時，容易出現表面損傷或裂紋。鋼原料的鑄造、熱壓延，以及零件熱鍛的容易性，在工業上是非常重要的條件，對於鋼原料，高熱延性是必要的。

本發明欲解決之課題是提供一種熱延性良好，熱鍛後以空冷或風冷的方式進行冷卻時，維持穩定地形成肥粒鐵．波來鐵組織之，截斷分割性優異的高強度非調質鋼及截斷分割用鋼零件。

本發明人等為解決上述課題，專心地反復研究實驗。其結果，獲致以下1)~4)的見解。

1)如果使鋼的基本成分組成成為，C：0.23~0.35%，Si：0.70~1.30%，而且，V：0.27~0.45%，並使V碳氮化物在鋼中析出、分散，肥粒鐵就會被強化，降伏強度以及拉伸強度會提高，且延性降低。

2)若使以下述(1)式定義之K值成為1.3(%)以下，則熱鍛後，以空冷或風冷的方式進行冷卻時，可得到肥粒鐵．波來鐵組織。

K=-0.56×%C-0.07×%Si+1.3×%Mn+0.80×%Cr-1.80×%P+0.19%V -5.6×%N．．．(1)

“%元素符號”為元素的鋼中含有率(%)。

3)為獲得良好的截斷分割性，要讓肥粒鐵．波來鐵組織中的肥粒鐵分率成為60%以上。因此，必須使以下述(2)式定義之F值成為3.0(%)以下。

F=4.3×%C-0.21×%Si+1.0×%Mn+1.4×%Cr-1.90×%P+1.8%V-6.6×%N．．．(2)

“%元素符號”為元素的鋼中含有率(%)。

4)為獲得良好的熱延性，必須使以下述(3)式或(3')定義之R值成為35(%)以上。

R=46.7-7.4×%Si+37.7×%Mn-349×%S-12.0×%V-174×%Al．．．(3)

R=46.7-7.4×%Si+37.7×%Mn-349×%S-12.0×%V-174×%Al-86.6×%Pb．．．(3')

“%元素符號”為元素的鋼中含有率(%)。

本發明是基於上述見解而完成者，本發明的要旨如下。

(1)一種高強度截斷分割用非調質鋼，其特徵在於以質量%計，含有：C：0.23~0.35%、Si：0.70~1.30%、Mn：0.76~1.17%、P：0.040~0.080%、S：0.040~0.118%、Cr：0.05~0.20%、Al：0.010%以下、V：0.27~0.45%、N：0.0050~0.0145%、剩餘部分由Fe及不可避免的雜質組成，以下述(1)式定義之K值在1.3以下，以下述(2)式定義之F值在3.0以下，以及，以下述(3)式定義之R值在35以上。

K=-0.56×%C-0.07×%Si+1.3×%Mn+0.80×%Cr-1.80×%P+0.19%V-5.6×%N………(1)

F=4.3×%C-0.21×%Si+1.0×%Mn+1.4×%Cr-1.90×%P+1.8%V-6.6×%N………(2)

R=46.7-7.4×%Si+37.7×%Mn-349×%S-12.0×%V-174×%Al………(3)

在此，%C、%Si、%Mn、%Cr、%P、%V、%N、以及%S為鋼中的含量(質量%)，%Al是作為雜質的含量(質量%)。

(2)如上述(1)記載的高強度截斷分割用非調質鋼，其以質量%計，進一步含有：Ca：0.0005~0.0030%、Zr：0.0005~0.0030%、Te：0.0005~0.0030%、以及Ti：0.005~0.050%的任意1種或2種以上。

(3)如上述(1)或(2)記載的高強度截斷分割用非調質鋼，其以質量%計，進一步含有：Pb：0.010~0.050%，且取代上述(3)式，由下述(3')式定義之R值在35以上；

R=46.7-7.4×%Si+37.7×%Mn-349×%S-12.0×%V-174×%Al-86.6×%Pb………(3')

在此，%Si、%Mn、%S、%V、以及%Pb為鋼中的含量(質量%)，%Al是作為雜質的含量(質量%)。

(4)一種高強度截斷分割用鋼零件，其特徵在於：係將上述(1)~(3)中任一項記載的高強度截斷分割用非調質鋼加以熱鍛再冷卻而製造成之鋼零件，且冷卻後的鋼組織為肥粒鐵．波來鐵組織。

(5)如上述(4)記載的高強度截斷分割用鋼零件，其中前述鋼組織的肥粒鐵體積分率在60%以上。

本發明的高強度截斷分割用非調質鋼，熱延性良好，熱鍛後以空冷或風冷的方式加以冷卻時，既安定且形成肥粒鐵．波來鐵組織，截斷分割性優異。此外，由本發明的高強度截斷分割用非調質鋼製造之鋼零件，強度高，並且斷裂時的變形量小，具有良好的截斷分割性，同時充分地具備製造時所必要之熱延性。

圖式簡單說明

第1圖為斷裂試驗中使用之與連桿大端部形狀相當的試驗片之示意圖。(a)表示平面形態，(b)表示側面形態。

用以實施發明之形態

以下，將詳細說明本發明。

截斷分割用非調質鋼已有許多教示，而且，這些鋼的成分組成，範圍廣泛地被揭示。但是，在這些鋼當中，完全具備(a)在可工業性生產的程度上有良好的熱延性和，(b)熱鍛後，以空冷或風冷的方式加以冷卻時，會形成肥粒鐵．波來鐵組織和，(C)高強度，以及(d)在截斷分割上是優良的等等必要條件的鋼非常少。

肥粒鐵．波來鐵組織，與回火麻田散鐵，或者變軔鐵組織相較，延性和衝擊值低，具有有效抑制截斷分割時之變形的效果。

因此，本發明人等特別檢討了熱鍛後，以空冷或風冷的方式施行冷卻時，會形成肥粒鐵．波來鐵組織，同時會表現良好的熱延性之成分組成，原創出作為高強度截斷分割零件用鋼之最合適的成分組成。

本發明之鋼零件的第1特徵為，由積極利用V析出強化之非調質鋼做成，該鋼具備肥粒鐵．波來鐵組織。習知的截斷分割零件，常常含有少量的變軔鐵，這成為截斷分割性或機械性質劣化的原因，但是在本發明，改善了這種現象，確保在工業生產中的安定材質。

第2特徵為，將用本發明的鋼製造成之零件的肥粒鐵體積分率控制在60%以上之非常大的值。在提高肥粒鐵的體積分率，並且，大幅地析出強化之鋼中，斷裂時的變形被抑制得很小，出現在斷裂面正下方的剝離或，發生在最終截斷分割部的裂縫都受到抑制。

本發明的第3特徵為，除了作為截斷分割零件的材質外，改善了截斷分割用鋼一般共通之所謂的“熱延性低”之缺點。成為通常的截斷分割用鋼之大問題的是，鑄造時發生裂紋或表面損傷，和發生在其後的熱加工，亦即，原料棒鋼的熱壓延或，零件的熱鍛時之裂紋或表面損傷。

在工業生產中，尤其成為問題的是，鑄造時發生之裂紋或表面損傷，但是到目前為止，以解決該問題為課題之發明還沒有被提出，許多被提出的是有效的工業生產並不容易之鋼。

首先，在解決以熱鍛成形實際的零件，之後立即以空冷或風冷的方式予以冷卻時，要使其安定且獲得肥粒鐵．波來鐵組織這樣的課題上，是將以含V中碳鋼為核心之各種鋼當作對象，進行重現熱鍛-冷卻步驟之實驗。

實驗對象是，成分組成為，C：0.11~0.50%(質量%，以下相同)，Si：0.15~1.41%，Mn：0.40~1.21%，P：0.006~0.115%，S：0.007~0.108%，Cr：0.02~0.50%，Al：0.001~0.034%，V：0.20~0.45%，Ti：0~0.059%，Pb：0~0.260%，Ca：0~0.0041%，以及N：0.0022~0.0141%的68個基準的鋼。

實驗是用熱加工再現裝置，根據以下的條件進行。試驗片製成直徑8mm，高12mm。將試驗片加熱到1523K之後，以1.0K/s的冷卻速度邊冷卻，邊在冷卻過程中的1323K，施行高度比為60%的壓縮加工，再進一步以1.0K/s的冷卻速度冷卻至室溫。

然後，將試驗片在中心線上分割為2，用光學顯微鏡觀察試驗片之1/4厚度部分的組織，判斷有無變韌鐵組織。

具體而言，係以光學顯微鏡在200倍的倍率下觀察用含硝酸的酒精稀釋液(硝太蝕劑(Nital))腐蝕過之組織，測定不定形的肥粒鐵粒子的比例。

被當做肥粒鐵．波來鐵組織來觀察之初析肥粒鐵粒子為白色且呈多角形的形狀，但是當出現同樣是白色卻微量之碳化物析出而成的不定形組織時，就判斷這是變韌鐵。基本上，所謂不定形是表示在晶粒邊界有凹凸的形狀或變化成針狀的形狀。

本發明中，初析肥粒鐵粒子和變韌鐵粒子總數中變韌鐵粒子所占比例不足3%時，組織為肥粒鐵．波來鐵組織。變韌鐵如果不足3%，對材質幾乎沒有影響。

經驗上已知，C、Si、Mn、Cr、P、V以及N與變韌鐵變態有關，故在以複回歸分析法調查這些元素的量與變韌鐵分率的關係時，得知當以下述(1)式定義之K值在1.30(%)以下時，變韌鐵分率會成為3%以下。因此，將該K值限定為1.3以下。

K=-0.56×%C-0.07×%Si+1.3×%Mn+0.80×%Cr-1.80×%P+0.19%V-5.6×%N………(1)

在此，%C、%Si、%Mn、%Cr、%P、%V以及%N為鋼中的含量(質量%)。

由於K值的下限取決於各元素的下限量，故未做限定。

再者，作為本發明對象之零件，在熱鍛後迅即進行的冷卻中，係以1073~673K的平均冷卻速度(將溫度差400K，除以溫度從1073K降低至673K所經過的時間之值)在2.0K/s以下為前提，惟以熱加工再現裝置的單純加熱-等速度冷卻來重現以平均冷卻速度2.0K/s進行空冷之實際零件的組織和硬度時，γ化之後的平均冷卻速度以設成1.0K/s為適當。

接著，針對組織對斷裂性帶來的影響進行檢討。

試驗片的原料係使用在求算上述K值時用到的68個基準當中，在C：0.20~0.40%(質量%，以下相同)，Cr：0.02~0.20%，Al：0.010%以下，Ti：0~0.030%，Pb：0.10%以下的範圍內的30個基準。

將這些鋼原料在16kg試驗爐中熔解，鑄造成鑄錠後，熱加工做成斷面25×100mm的板材。

此外，為再現熱鍛製程，將該板狀原料切成100mm的長度，在1503K加熱5分鐘後，吹以風速5m/s的風，冷卻至室溫。

冷卻後，修整加工成示於第1圖(a)之模仿連桿大端部形狀的試驗片1。在內徑之以180°相對的2個位置，形成深度1.0mm，前端曲率0.5mm之45°V形凹口3。此外，如第1圖(b)所示，直徑8.0mm的貫通孔4被形成為中心線是在從凹口加工側的側面起8.0mm的位置。

關於斷裂性試驗係如下所述。亦即，測定示於第1圖之試驗片的內徑後，置入沿第1圖的上下方向分開的拼合模，將楔子插到形成於拼合模中央的楔子容受口，從40mm高度投下200kg重物在楔子上，使試驗片在缺口位置衝擊性地形成斷裂。

另外，拼合模在軌道上，形成一邊固定，另一邊在軌道上滑行的構造，試驗片用螺栓固定於拼合模以使斷裂後被分割為2之試驗片不會從拼合模脫離。

試驗前後的變形量為內徑變化量的合計。具體而言，是在斷裂後將裂面部對合，經再結合-螺栓接合後，測定試驗片的內徑，求算與預先測定之初期狀態的內徑之差，以上下和左右方向之差的合計作為變形量。內徑變形量越小，就判斷為斷裂性越高。

另外，在距離試驗片的斷裂面5mm之斷面，測定硬度，利用光學顯微鏡測定肥粒鐵體積率。

調查試驗片斷裂前後內徑之差和，硬度以及肥粒鐵的體積率的關係。其結果顯示，斷裂前後的內徑差，受到拉伸強度和肥粒鐵的體積率很大的影響。

亦即，可知當整體的拉伸強度高，而且，肥粒鐵適度地存在時，尤其是肥粒鐵體積分率在60%以上時，發生衝擊斷裂時的變形量在0.100mm以下，是非常小的值。

接著，使用與求算K值時相同之68個基準的鋼，調查鋼的合金元素量對肥粒鐵體積分率的影響。

試驗片是直徑8mm、高12mm的形狀，用熱加工再現裝置將該試驗片加熱到1503K，之後，以1.0K/s的冷卻速度邊冷卻，邊在冷卻過程中的1323K，施行高度比60%的壓縮加工，再進一步以1.0K/s的冷卻速度冷卻至室溫。

然後，將試驗片在中心線上做2分割，使用光學顯微鏡觀察試驗片1/4厚度部分的組織，調查肥粒鐵體積率。

因為經驗上已知，C、Si、Mn、Cr、P、V，以及N與肥粒鐵變態有關，故以複回歸分析法求算這些合金元素的量與肥粒鐵體積分率的關係。

其結果，當以下述(2)式定義之F值為3.0(%)以下時，在60%以上，斷裂變形量與使用含有0.7質量%的C之截斷分割用的現有非調質鋼作為原料的情形為同等以下之良好的值。因此，限定F值在3.0以下。

再者，相對於本發明的C量的下限為0.23%，肥粒鐵量最大為75%左右。

F=4.3×%C-0.21×%Si+1.0×%Mn+1.4×%Cr-1.90×%P+1.8%V-6.6×%N………(2)

在此，%C、%Si、%Mn、%Cr、%P、%V，以及%N為鋼中的含量(質量%)。

由於F值的下限取決於各元素的下限量，故未做限定。

此外，以熱拉伸試驗來評價鋼片的製造性指標，剛剛熔融-凝固後之熱延性。

供試鋼是成分組成為，C：0.11~0.50%(質量%，以下相同)，Si：0.15~1.41%，Mn：0.17~2.46%，P：0.006~0.115%，S：0.007~0.108%，Cr：0.02~1.00%，Al：0.001~0.034%，V：0~0.45%，Ti：0~0.059%，Pb：0~0.260%，Ca：0~0.0041%，N：0.0022~0.0141%之96個基準的鋼。

試驗片做成直徑1.0mm、長度100mm之棒狀，試驗片的中央部用石英管覆蓋，並安裝熱電偶。將其安裝於配備了拉伸裝置之通電加熱裝置，邊以銅的水冷帶冷卻兩端部，邊通電加熱。

透過通電加熱、熔融試驗片的中央部，保持60s後，以10K/s冷卻至一定溫度(1473K、1373K，以及1273K)，在各溫度保持30s，之後，以應變速度0.005/S拉伸使其斷裂。

用斷裂後的面積縮減值作為熱延性的指標。該面積縮減值小的鋼，可以判斷為在連續鑄造時容易發生裂紋或表面損傷。

在這些試驗中，以在拉伸斷裂溫度1473K、1373K，以及1273K的面積縮減值為獨立變數，合金元素為從屬變數，進行複回歸計算，求算複回歸式中各元素的複相關係數(只有統計上被判斷為有意義之元素)和常數的平均值，用這些數值，獲得以下述(3)式或(3')式定義之R(%)。

R(%)=46.7-7.4×%Si+37.7×%Mn-349×%S-12.0×%V-174×%Al………(3)

R(%)=46.7-7.4×%Si+37.7×%Mn-349×%S-12.0×%V-174×%Al-86.6×%Pb………(3')

在此，%Si、%Mn、%V、%Al、%Pb，以及%S為鋼中的含量(質量%)。

以連續鑄造的方式製造鑄片時，為防止裂紋或表面損傷的發生，面積縮減值越高越有利。裂紋或表面損傷發生的容易性，雖亦受到鑄造機的構造和鑄造條件的影響，不過調查的是各種低熱延性鋼的面積縮減值和，裂紋、表面損傷發生頻率的關係。

其結果顯示，面積縮減值如果在35%以上，就可以充分地降低連續鑄造時的裂紋或表面損傷之發生。因此，由上述(3)式或(3')式求算之R值限定在35以上。再者，由於R值的上限取決於各元素的量，故未做限定。

接著，針對本發明鋼之合金組成的限定理由做說明。以下，%意指質量%。

C：0.23~0.35%

為確保零件的拉伸強度和硬度，並且，獲得良好的斷裂性，C必須為0.23%以上。另一方面，若含C較多，則波來鐵增加而降伏比降低。因此，由於即使調整合金元素來提高拉伸強度和硬度，不僅降伏強度依然幾乎未提高，斷裂性及切削性亦降低，故將上限限定為0.35%。另外，C與V形成碳化物，對肥粒鐵產生析出強化作用。以0.28~0.32%為佳。

Si：0.70~1.30%

Si是促進肥粒鐵變態，使肥粒鐵分率增加之必須元素。另外，Si會使肥粒鐵固溶強化，同時會使延性降低。為使肥粒鐵的延性降低，必須在0.70%以上。但是，若超過1.30%，熱延性會降低。從確保熱延性的點來看，以1.05%以下為佳。0.80~1.05%較佳。

Mn：0.76~1.17%

Mn是固溶強化元素，同時也是促進變韌鐵變態的元素。為防止變韌鐵的發生，將上限定為1.17%。另外，Mn使鋼中的S成為硫化物加以固定，在提高熱延性上是必要的。為獲得安定且高的熱延性，將下限限定為0.76%。以0.80~1.00%為佳。

P：0.040~0.080%

P是促進肥粒鐵變態及抑制變韌鐵變態的元素。在獲得變韌鐵變態抑制效果上，0.040%以上是必要的。因為添加多量時，熱延性降低，容易產生裂紋或表面損傷，故將上限限定為0.080%。從確保熱延性的點來看，以不足0.065%者為佳。0.045~0.062%較佳。

S：0.040~0.118%

S是與Mn結合形成MnS粒子以使切削性提高之元素。為獲得充分的切削性，將下限定為0.040%。但是，添加多量時，因為機械性質的異向性會變大，故將上限定為0.118%。較佳者為0.060~0.110%。

Cr：0.05~0.20%

Cr與Mn同是固溶強化元素，同時也是促進變韌鐵變態的元素。為確保拉伸強度和硬度，要添加0.05%以上。但是，由於Cr較Mn促進變韌鐵變態的效果高，故為抑制變韌鐵，要限定在0.20%以下。較佳為0.08~0.16%。

V：0.27~0.45%

V是形成碳氮化物以使肥粒鐵產生析出強化作用，使降伏強度、拉伸強度提高，並且，使延性降低之元素。另外，因為V的碳氮化物具有促進肥粒鐵變態的作用，所以低延性的微細肥粒鐵會增大。其結果，斷裂變形減少，同時剝離等之裂面的參差不齊也減少。

為獲得這些的充分效果，限定V為0.27%以上。但是，超過0.45%時，效果飽和，成本亦增高，故將上限定為0.45%。以0.30~0.41%為佳，0.32~0.37%較佳。

N：0.0050~0.0145%

N主要是形成V氮化物或V碳氮化物，起到變韌鐵變態抑制及肥粒鐵變態促進作用之元素。為獲得這些的充分效果，將下限定為0.0050%。因為若過剩地添加，熱延性會降低，易於生成裂紋或表面損傷，故將上限定為0.0145%。以0.0055~0.0135%為佳。

本發明雖以上述成分組成為基本成分，惟亦可進一步選擇性地含有其他元素。以下將就選擇元素做說明。

Ca：0.0005~0.0030%，Zr：0.0005~0.0030%，Te：0.0005~0.0030%，以及Ti：0.005~0.050%的任意1種或2種以上。

Ca、Zr、Te，以及Ti之任一種都是使硫化物微細化的元素。本發明中之微細硫化物的分散，會防止熱鍛後之沃斯田鐵組織粗大化，其結果，會促進肥粒鐵的變態。

此外，因促進肥粒鐵變態，變韌鐵變態受到抑制。在期待這些效果上，Ca、Zr，及Te，必須添加0.0005%以上，Ti必須添加0.005%以上。

但是，由於添加多量時生成之粗大的氧化物或硫化物，會成為熱延性及切削性降低的要因，故將Ca、Zr，及Te的上限定為0.0030%，Ti的上限定為0.050%。

Ti有使硫化物微細化而抑制變韌鐵變態之效果，另一方面，因為會優先形成氮化物，故若添加過剩，會出現使V氮化物的生成量降低而肥粒鐵量降低之不受歡迎的現象。因此，添加Ti時，以0.040%以下較佳。

Pb：0.010~0.050%

Pb是為了提昇切削性而添加。但是，因為Pb具有使熱延性降低之效果，故限定為0.050%以下。為獲得充分的切削性提昇效果，必須限定為0.010%以上。

針對其他不可避免地含有之元素進行說明。

Al：0.010%以下

Al如上述(3)式及(3')式，因為是熱延性降低的要因，故不積極地添加。因為Al以Al氧化物的形式分散在鋼中，會使切削性降低，故不添加Al對於確保切削性也比較有效。Al作為不可避免的雜質，限定為0.010%以下。

Cu：0.15%以下，Ni：0.15%以下，Mo：0.01%以下。

Cu、Ni，以及Mo是可以任意地使其含有之元素。只要是微量，就不會對連桿的材質帶來特殊的影響，但是任意一種都會提高淬火性並促進變韌鐵的變態。在防止生成變韌鐵組織上，作為不可避免雜質而含有之Cu以及Ni，都以0.15%以下為佳，Mo以0.01%以下為佳。

Nb是與V同樣是具有析出強化、組織微細化效果的元素，可將V的一部分置換成Nb。但是，Nb碳氮化物，與V碳氮化物相比，因為固溶溫度高，而且在原料棒鋼的製造程序中容易發生粗大化，故在本發明中並不積極添加。

以上，針對本發明重點說明連桿。目前，雖然除了連桿以外，截斷分割技術並不普及，惟本發明可以應用到和連桿同樣地，必須以正確的尺寸精度接合的零件，或者，不僅組裝精度，同時要在維護作業上反復被拆卸和安裝的零件。

實施例

以下，係以實施例為基礎，詳細地說明本發明。

將成分組成示於表1之本發明鋼(實施例1~24)及比較鋼(比較例26~39和習知鋼材)用16kg真空熔解爐溶解製成鑄錠。將這些鑄錠加熱到1493K，抽拉成直徑55mm的棒鋼後放冷，以其作為評價用原料。

首先，利用熱拉伸試驗評價原料在剛剛熔融-凝固後的熱延性。試驗片做成直徑1.0mm、長度100mm的棒狀，用石英管覆蓋試驗片的中央部分，並安裝熱電偶。

將試驗片安裝於具備拉伸裝置之通電加熱裝置中，邊用銅的水冷帶冷卻兩端部，邊通電加熱，使試驗片中央部熔融，保持60s後，以10K/s冷卻至1273K為止以使其凝固，在1273K下保持30s，以拉伸速度0.005mm/S拉伸，使其斷裂，測定斷裂後的面積縮減值。

另外，為調查使用原料棒鋼之連桿的組織、機械特性以及斷裂性，以熱鍛的方式製作與鍛造連桿相當的試驗片。

具體而言，是將直徑55mm的原料棒鋼加熱到1503K之後，與棒鋼長度方向垂直地進行鍛造，製成厚度20mm，接著，以強制空氣冷卻(forced-air cooling)冷卻至室溫。冷卻中，從1073K到673K之間的平均冷卻速度為1.7K/s。

從冷卻後的鍛造材加工出(1)拉伸試驗片，以及(2)與連桿大端部形狀相當的試驗片。與連桿大端部形狀相當的斷裂試驗片之形狀尺寸示於第1圖。

如第1(a)圖所示，試驗片1在80mm×80mm，厚度18mm的板形中央部，開出直徑50mm的孔2，並在直徑50mm的孔內面上，沿垂直於鍛造前的原料棒鋼之長度方向的方向上，在180°相對的2個位置上，加工出深度1.0mm，前端曲率0.5mm的45°V形凹口3。

此外，如第1(b)圖所示，以中心線會位於從凹口加工側的側面起8.0mm的位置之狀態形成直徑8.0mm的貫通孔4。

試驗裝置由拼合模和落錘試驗機構成。拼合模是將成形於長方形鋼材上之圓柱沿中心線分割為2的形狀，一邊被固定，一邊在軌道上移動。在2個半圓柱的接合面上加工出楔孔。

進行斷裂試驗時，將試驗片嵌入該拼合模中，插入楔子並設置於落錘的下方。落錘是重200kg，會沿著導軌落下的構造。

落錘一落下，楔子就被打進去，試驗片被拉伸斷裂成2個。再者，斷裂時為使試驗片不從拼合模脫出，試驗片被押在拼合模上，而且周圍被固定住。

在實施例中，是以落錘高度100mm來進行斷裂，再將斷裂後的試驗片對合，並以螺栓接合，測定斷裂方向和與斷裂方向垂直的方向之內徑變化。

另外，在距離斷裂面5mm之斷面上，以光學顯微鏡測定肥粒鐵體積率，同時以和前述相同的方法，觀察微觀組織，判斷有無變韌鐵組織。

亦即，利用光學顯微鏡，以200倍的倍率觀察用硝酸的酒精稀釋液(Nital)腐蝕過之組織，將白色且微量的碳化物所析出之不定形粒子當做變韌鐵粒子加以計數。

初析肥粒鐵粒子和變韌鐵粒子總數中變韌鐵粒子所占比例不足3%時，定義為無變韌鐵組織，而是肥粒鐵．波來鐵。

表2中揭示了K值、F值，以及R值的同時，還揭示了熱拉伸試驗後的面積縮減值、鍛造連桿再現材有無變韌鐵、常溫下的拉伸試驗結果，以及斷裂試驗後的變形量(XY方向的內徑變化量之合計)。

No.1~24為本發明例。任一者皆未出現變韌鐵組織，且肥粒鐵分率在61%以上，熱拉伸試驗的面積縮減值在37%以上，是良好的。另外，常溫拉伸試驗的拉伸強度和0.2%耐力，分別為865MPa以上，693MPa以上，實現了本發明所致力之850MPa以上的拉伸強度和，650MPa以上的0.2%耐力的目標。

相對於此，習知鋼C70S6因為碳含量多，雖然拉伸強度(TS)高達995MPa以上，但是0.2%耐力卻低到622MPa。

在No.26~39的比較例鋼中，K值大的No.26、27，以及32中變韌鐵組織變態，斷裂試驗的變形量增大。而，No.27、28，以及32，F值大且肥粒鐵分率低，斷裂變形量還是大。

No.29、30、31、38以及39，由於任一者R值都低，熱拉伸試驗的面積減縮率未滿35%，故難以製造工業用鋼材。No.33~37，雖然R值大，但是添加多量的Ca、Zr及/或Te，故熱拉伸試驗的面積縮減值低。

產業上利用之可能性

如前所述，本發明的高強度截斷分割用非調質鋼，熱延性良好，熱鍛後以空冷或風冷的方式加以冷卻時，安定並且形成肥粒鐵．波來鐵組織，截斷分割性良好。而，由本發明的高強度截斷分割用非調質鋼製成之鋼零件，不僅強度高，而且，斷裂時的變形量小，具有良好的截斷分割性，同時充分地具備製造時必要之熱延性。因此，本發明之產業上利用可能性高。

1．．．試驗片

2．．．孔

3．．．V形凹口

4．．．貫通孔

第1圖為斷裂試驗中使用之與連桿大端部形狀相當的試驗片之示意圖。(a)表示平面形態，(b)表示側面形態。

1．．．試驗片

2．．．孔

3．．．V形凹口

4．．．貫通孔

Claims (5)

1. 一種高強度截斷分割用非調質鋼，其特徵在於以質量%計，含有：C：0.23~0.35%、Si：0.70~1.30%、Mn：0.76~1.17%、P：0.040~0.080%、S：0.040~0.118%、Cr：0.05~0.20%、Al：0.010%以下、V：0.27~0.45%、N：0.0050~0.0145%、剩餘部分由Fe及不可避免的雜質組成，且以下述(1)式定義之K值在1.3以下，以下述(2)式定義之F值在3.0以下，以及，以下述(3)式定義之R值在35以上；K=-0.56×%C-0.07×%Si+1.3×%Mn+0.80×%Cr-1.80×%P+0.19×%V-5.6×%N………(1) F=4.3×%C-0.21×%Si+1.0×%Mn+1.4×%Cr-1.90×%P+1.8×%V-6.6×%N………(2) R=46.7-7.4×%Si+37.7×%Mn-349×%S-12.0×%V-174×%Al………(3)在此，%C、%Si、%Mn、%Cr、%P、%V、%N、及%S為鋼中的含量(質量%)，%Al是作為雜質的含量(質量%)。
2. 如申請專利範圍第1項記載的高強度截斷分割用非其以質量%計，進一步含有：Ca：0.0005~0.0030%、Zr：0.0005~0.0030%、Te：0.0005~0.0030%、以及Ti：0.005~0.050%的任意1種或2種以上。
3. 如申請專利範圍第1項或第2項記載的高強度截斷分割用非調質鋼，其以質量%計，進一步含有：Pb：0.010~0.050%，且取代上述(3)式，以下述(3')式定義之R值在35以上；R=46.7-7.4×%Si+37.7×%Mn-349×%S-12.0×%V-174×%Al-86.6×%Pb………(3')在此，%Si、%Mn、%S、%V、以及%Pb為鋼中的含量(質量%)，%Al是作為雜質的含量(質量%)。
4. 一種高強度截斷分割用鋼零件，其特徵在於：係將如申請範圍第1~3項中任一項記載的高強度截斷分割用非調質鋼加以熱鍛再冷卻而製造成之鋼零件，且冷卻後的鋼組織為肥粒鐵．波來鐵組織。
5. 如申請專利範圍第4項記載的高強度截斷分割用鋼零件，其中前述鋼組織的肥粒鐵體積分率在60%以上。