CN108474068A - 钢 - Google Patents

Abstract

本发明的一个方案的钢以单位为质量％计含有：C：0.10～0.25％、Si：0.60～1.20％、Mn：0.60～1.00％、P：0.040～0.060％、S：0.060～0.100％、Cr：0.05～0.20％、Bi：0.0001～0.0050％、N：0.0020～0.0150％、V：0～0.010％、Al：0～0.0050％、Ti：0～0.020％、Ca：0～0.005％、Zr：0～0.005％和Mg：0～0.005％，剩余部分包含Fe及杂质。

Description

钢

技术领域

本发明涉及钢，特别涉及断裂分离性优异的热锻造用非调质钢。

本申请基于2015年12月25日在日本申请的特愿2015-253563号而主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

汽车发动机用部件及行驶部分用部件通过热锻造进行成型，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部件)，或者在不适用热处理的情况下(以下，将没有进行热处理的部件称为非调质部件)，来确保对于适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，省略了调质的部件即非调质部件在大量普及。

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。连杆将被称为曲轴的销部的偏芯部位用连杆的盖部和杆部夹入并进行紧固，并利用销部和连杆的紧固部进行旋转滑动的机构来传递动力。为了该盖部与杆部的紧固的效率化，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以下工艺：在通过热锻造等而将钢材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，将该部分进行断裂分离。在该工艺中，由于在盖部及杆部的接合面处使经断裂分离而得到的断口(也称为断裂面、断面)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。出于这些原因，能够大幅地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：断裂面的断裂形态是脆性的，因断裂分离而产生的断口附近的变形量小，并且断裂分离时的崩碎产生量少，即断裂分离性良好。

作为供于断裂分离型连杆的钢材，在欧美已普及的是DIN标准的C70S6。其是包含0.7质量％的C的高碳非调质钢，是为了抑制断裂分离时的尺寸变化而将其金属组织制成延展性及韧性低的珠光体组织的钢。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，由于与现行的连杆用钢即中碳非调质钢的铁素体-珠光体组织相比组织粗大，因此存在下述问题：屈服比(＝屈服强度/抗拉强度)低，无法适用于要求高压曲强度的高强度连杆。

为了提高钢材的屈服比，需要降低碳量、使铁素体分率增加。但是，如果使铁素体分率增加，则钢材的延展性会提高，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、正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，提出了几种非调质钢。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，使钢材自身的延展性及韧性降低，从而改善钢材的断裂分离性。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。此外，在专利文献5～7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。专利文献8中记载了一种技术，其通过将钢冷却至-60℃以下后使其断裂分离，从而改善钢的断裂分离性。

但是，实际情况是，所有这些技术对于断裂分离性都不能说已充分满足。

就专利文献1、专利文献2及专利文献6中记载的技术而言，为了提高钢的强度，要求含有大量的C。具有这样的特征的钢在供于断裂分离的情况下，断裂面处的崩碎产生量会增大，断裂分离性不足。但是在专利文献1、专利文献2及专利文献6中，对于抑制崩碎产生量的手段未作任何研究。

就专利文献3的技术而言，为了使钢的延展性降低，要求将Mn含量限制为低于规定值。但是，Mn是为了在由断裂分离所产生的断裂面形成凹凸从而提高断裂面的嵌合性而有效的元素。专利文献3中记载的钢在供于断裂分离的情况下，由于没有在断裂面形成足够大小及数目的凹凸，因此断裂分离性不足。但是，在专利文献3中，对于断裂面的嵌合性未作任何研究。

就专利文献4、专利文献5及专利文献7的技术而言，为了使钢中的铁素体脆化来提高断裂分离性，要求含有V和/或Ti。但是本发明的本发明者们发现：在为了使铁素体达到脆化的程度而向钢中添加V或Ti的情况下，会产生这些元素的偏析，在V或Ti的浓度高的区域产生崩碎。专利文献4、专利文献5及专利文献7中记载的钢在供于断裂分离的情况下，由于无法抑制崩碎产生量，因此断裂分离性不足。但是在专利文献4、专利文献5及专利文献7中，对于V及Ti那样的铁素体脆化元素的偏析未作任何研究。

就专利文献8中记载的技术而言，为了提高钢的机械特性，要求将表示钢的锻造后硬度的指标Ceq设定为规定值以上。具有这样特征的钢在断裂分离时的崩碎产生量多，断裂分离性会受损。专利文献8中提示的在-60℃以下的低温下的断裂分离会使部件制造时的经济效率性降低。

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：日本特开2004-183094号公报

发明内容

发明所要解决的课题

如上所述，断裂分离性通过例如断裂面处的变形量、断裂面处的脆性断面率、断裂面处的凹凸的大小及个数以及断裂面处的崩碎产生量等来进行评价。变形量的抑制及脆性断面率的提高通过降低钢的韧性来达成。例如，就作为韧性指标的夏比冲击值低的钢而言，通常达成了变形量的抑制及脆性断面率的提高。根据以往技术，通过在钢中添加V及Ti等而使其在铁素体中产生析出强化，从而使钢的韧性降低来达成变形量的抑制及脆性断面率的提高。但是，这些元素、特别是V是容易偏析的元素。在为了使断裂分离性提高而将所需要的量的这些脆化元素添加到钢中的情况下，在这些元素的偏析部(这些元素的浓度比周围高的部分)过度地产生脆化，在断裂分离时产生崩碎。由此，断裂分离时的崩碎产生量增大，断裂分离性受损。因此，需要在不使用V等那样的使崩碎产生量增大的元素的情况下确保断裂分离性。

另外，对于作为要求高压曲强度的高强度连杆那样的机械部件的材料而使用的钢，还要求高屈服比。

本发明鉴于上述的实际情况，目的是提供断裂分离性及屈服比优异的热锻造用非调质钢。具体而言，目的是提供能够达成韧性的降低和崩碎产生量的抑制这两者、进而屈服比也优异的钢。

用于解决课题的手段

为了解决上述的课题，本发明的本发明者对实现断裂分离性优异的热锻造用非调质钢的方案进行了深入研究，结果得到了以下的(a)、(b)的认知。

(a)发现：通过使钢中含有微量Bi会显著降低韧性。这是由于：固溶于钢中的Bi使铁素体显著地脆化。通过该效果，使得断裂分离性差的低碳组成的钢材也变得能够作为断裂分离用非调质钢来使用。

(b)发现：通过使钢中含有微量Bi，使得即使不含有容易偏析的V，也可使韧性降低。这是由于：就使铁素体脆化的效果而言，与由VC带来的析出强化相比，固溶Bi明显更大。

基于以上那样的(a)、(b)的认知，发现通过不含有V等以往已知的铁素体脆化元素而含有微量Bi，从而低碳组成的钢材也可使断裂分离性充分提高，进而完成了本发明。

本发明的主旨如下所述。

(1)本发明的一个方案的钢以单位为质量％计含有：C：0.10～0.25％、Si：0.60～1.20％、Mn：0.60～1.00％、P：0.040～0.060％、S：0.060～0.100％、Cr：0.05～0.20％、Bi：0.0001～0.0050％、N：0.0020～0.0150％、V：0～0.010％、Al：0～0.0050％、Ti：0～0.020％、Ca：0～0.0050％、Zr：0～0.0050％和Mg：0～0.0050％，剩余部分包含Fe及杂质。

(2)上述(1)中记载的钢也可以以单位为质量％计含有：Ca：0.0005～0.0050％、Zr：0.0005～0.0050％和Mg：0.0005～0.0050％中的1种以上。

(3)上述(1)或(2)中记载的钢也可以以单位为质量％计含有：N：0.0020～0.0090％。

(4)上述(1)～(3)中任一项记载的钢也可以以单位为质量％计含有：Al：0～0.0008％。

(5)上述(1)～(4)中任一项记载的钢也可以以单位为质量％计含有：V：0～0.004％。

发明效果

根据本发明，能够提供可达成韧性的降低与崩碎产生量的抑制这两者且断裂分离性及屈服比优异的热锻造用非调质钢。

附图说明

图1是表示作为本发明的一个方案的钢的用途的一个例子的连杆的分解立体图。

具体实施方式

<钢成分>

首先，对本实施方式的钢的成分组成的限定理由进行说明。以下，钢的合金元素的含量的单位“％”只要没有特别说明则是指“质量％”。

C：0.10～0.25％

C具有确保钢的抗拉强度的效果。为了得到必要的强度，需要将C含量的下限设定为0.10％。另一方面，如果过量含有C，则断裂面的崩碎产生的频率上升，因此C含量的上限设定为0.25％。也可以将C含量的下限设定为0.12％、0.15％或0.19％。也可以将C含量的上限设定为0.23％、0.22％或0.21％。

Si：0.60～1.20％

Si通过固溶强化而使铁素体强化，使钢的延展性及韧性降低，因此使钢的断裂分离性提高。为了得到该效果，需要将Si含量的下限设定为0.60％。另一方面，如果过量含有Si，则断裂面的崩碎产生的频率上升，因此Si含量的上限设定为1.20％。也可以将Si含量的下限值设定为0.70％、0.75％或0.80％。也可以将Si含量的上限值设定为1.00％、0.90％或0.85％。

Mn：0.60～1.00％

Mn通过固溶强化而使铁素体强化，使钢的延展性及韧性降低，因此使钢的断裂分离性提高。另外，Mn与S结合会形成Mn硫化物。在使由本实施方式的钢所形成的钢部件进行断裂分离时，由于裂纹会沿着沿轧制方向伸长的Mn硫化物进行传播，因此Mn硫化物具有增大断裂面的凹凸、在嵌合断裂面时防止位置偏移的效果。另一方面，在过量含有Mn的情况下，铁素体会变得过硬而使断裂面的崩碎产生的频率增加。鉴于这些，Mn含量的范围为0.60～1.00％。也可以将Mn含量的下限值设定为0.70％、0.80％或0.82％。也可以将Mn含量的上限值设定为0.90％、0.87％或0.85％。

P：0.040～0.060％

P会使铁素体及珠光体的延展性及韧性降低，使钢脆化。通常，P被视为不宜含有的杂质元素。在成为由不包含断裂分离的制造方法所制造的部件的材料的钢中，为了防止部件的脆化，通常将P的含量设定为约0.020％以下。但是，在以提高断裂分离性为目的的本实施方式的钢中，P由于具有使断裂分离性提高的效果，因此是有益的。因此，在本实施方式的钢中，需要将P含量设定为大幅超过作为杂质包含于通常的钢中的范围的0.040％以上。但是，过量的P会引起晶体晶界的脆化，导致容易产生断裂面的崩碎。如果考虑以上内容，则P含量的范围为0.040～0.060％。也可以将P含量的下限值设定为0.042％、0.045％或0.048％。也可以将P含量的上限值设定为0.058％、0.055％或0.050％。

S：0.060～0.100％

S与Mn结合而形成Mn硫化物。由于在使由本实施方式的钢所形成的钢部件进行断裂分离时，裂纹会沿着沿轧制方向伸长的Mn硫化物进行传播，因此S具有下述效果：增大断裂面的凹凸，在嵌合断裂面时防止位置偏移。为了得到该效果，需要将S含量的下限设定为0.060％。另一方面，如果过量含有S，则会有下述情况：断裂分离时的断裂面附近的塑性变形量增大，断裂分离性降低。除此以外，在过量含有S的情况下，有可能会助长断裂面的崩碎。出于以上的理由，将S含量的范围设定为0.060～0.100％。也可以将S含量的下限值设定为0.070％、0.075％或0.080％。也可以将S含量的上限值设定为0.090％、0.088％或0.085％。

Cr：0.05～0.20％

Cr由于与Mn同样地会通过固溶强化而使铁素体强化，使钢的延展性及韧性降低，因此会使钢的断裂分离性提高。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，因此钢的断裂分离性降低。此外，如果过量含有Cr，则变得容易生成贝氏体组织，产生因屈服比的降低而引起的屈服强度的降低、断裂分离性的显著的降低。因此，将Cr含量的范围设定为0.05～0.20％。也可以将Cr含量的下限值设定为0.07％、0.09％或0.10％。也可以将Cr含量的上限值设定为0.17％、0.16％或0.15％。

Bi：0.0001～0.0050％

Bi是在本实施方式的钢中重要的元素。在钢含有微量的Bi的情况下，固溶Bi会使铁素体脆化，使钢的延展性及韧性降低，因此钢的断裂分离性提高。这里应当着眼的是Bi的铁素体脆化效果在极其微量时会表现出来这一点。本发明的本发明者们认知的是：为了得到上述的效果，只要将Bi的含量设定为0.0001％以上即可。像这样微量的Bi会使钢的断裂分离性提高的主旨内容迄今为止未被报道。另外，在使用Bi而使铁素体脆化的情况下，没有确认到崩碎产生量的增大。虽然其原因并不清楚，但是推定是因为：由于Bi量非常微细，因此Bi偏析的影响小到可以忽视的程度。

但是，如果Bi的含量超过0.0050％，则由Bi带来的铁素体的脆化效果饱和，并且会产生屈服强度的降低。出于这些理由，在本实施方式的钢中，Bi含量设定为0.0001％～0.0050％。也可以将Bi含量的下限值设定为0.0025％、0.0028％或0.0030％。也可以将Bi含量的上限值设定为0.0045％、0.0042％或0.0040％。

N：0.0020～0.0150％

N是如果在钢中含有V或Ti，则会形成它们的氮化物或碳氮化物，而除此以外的N会以固溶于钢中的状态存在。固溶N(即固溶于钢中的状态的N)会使铁素体脆化，使钢的延展性及韧性降低，因此会使钢的断裂分离性提高。为了得到该效果，将N含量的下限设定为0.0020％。如果过量含有N，则有可能出现下述情况：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％。也可以将N含量的下限值设定为0.0050％、0.0070％或0.0080％。也可以将N含量的上限值设定为0.0100％、0.0095％或0.0090％。

V：0～0.010％

V具有下述效果：形成碳化物或碳氮化物而使其在铁素体中产生析出强化，使铁素体的延展性及韧性降低，由此减小断裂分离时的变形量。因此，根据以往技术，会有V含有于需要高断裂分离性的钢中的情况。但是，为了使用V来充分得到上述的效果，需要将V含量设定为约0.10％以上。在使钢中含有约0.10％以上的V的情况下，会产生V的偏析，在V浓度高的区域中，铁素体的延展性及韧性会过度地降低，在钢的断裂分离时会变得容易产生崩碎。即，V虽然能够减小断裂分离时的变形量，但是会使断裂分离时的崩碎量增大。

本实施方式的钢由于含有上述的微量的Bi，因此为了提高断裂分离性而不需要V。因此V含量的下限值为0％。为了使崩碎产生量降低，优选不含有V。但是，在以废料作为材料来制造本实施方式的钢的情况下，有可能会混入V。这种情况下，0.010％以下的V由于不会使崩碎产生量增大，因此被允许。也可以将V含量的上限值设定为0.007％、0.005％、0.004％或0.002％。如果不使用废料作为钢的材料，则通常作为杂质而混入钢中的V的含量会达到0.010％以下。另外，在本实施方式的钢所属的技术领域，0.010％以下的V通常被视为不会对钢的特性造成实质性影响的杂质。在制造工艺规程(mill sheet)等中0.010％以下的V被视为含量为0％，有时其公开内容会被省略。

Al：0～0.0050％

本实施方式的钢由于能够在不包含Al的情况下发挥其效果，因此Al的含量的下限值为0％。另外，0.0050％以上的Al有可能会在钢中形成Al氧化物、该Al氧化物会损害钢的切削性。根据以上的理由，本实施方式的钢的Al含量的上限值被设定为0.0050％。也可以将Al含量的上限值设定为0.0040％、0.0010％或0.0008％。需要说明的是，在本实施方式的钢所属的技术领域，0.0050％以下的Al通常被视为不会对钢的特性造成实质性的影响的杂质。因此，在制造工艺规程等中0.0050％以下的Al被视为含量为0％，有时其公开内容会被省略。

Ti：0～0.020％

Ti与上述的V同样地具有下述效果：形成氮化物而使其在铁素体中产生析出强化，使铁素体的延展性及韧性降低，由此减小断裂分离时的变形量。但是，与上述的V同样地，Ti有可能会使断裂分离时的崩碎量增大。

本实施方式的钢由于含有上述的微量的Bi，因此为了提高断裂分离性而不需要Ti。因此，Ti含量的下限值为0％。为了使崩碎产生量降低，优选不含有Ti。但是，在以废料作为材料来制造本实施方式的钢的情况下，有可能会混入Ti。这种情况下，0.020％以下的Ti由于不会使崩碎产生量增大，因此被允许。也可以将Ti含量的上限值设定为0.010％、0.005％或0.002％。如果不使用废料作为钢的材料，则通常作为杂质而混入钢中的Ti的含量会达到0.020％以下。另外，在本实施方式的钢所属的技术领域，通常0.020％以下的Ti被视为不会对钢的特性造成实质性影响的杂质。在制造工艺规程等中0.020％以下的Ti被视为含量为0％，有时其公开内容会被省略。

Ca：0～0.0050％、Zr：0～0.0050％、Mg：0～0.0050％

本实施方式的钢由于能够在不包含Ca、Zr及Mg的情况下发挥其效果，因此Ca、Zr及Mg的含量的下限值为0％。但是，Ca、Zr及Mg都具有下述效果：形成氧化物，成为MnS的晶出核而使MnS均匀微细分散。在使由本实施方式的钢所形成的钢部件进行断裂分离时，由于裂纹会沿着沿轧制方向伸长的MnS进行传播，因此Mn硫化物越大，则使断裂面的凹凸变得越大，另一方面，延展性及韧性会变得越高从而断裂分离性变得越低。通过将MnS微细分散，从而变得容易沿龟裂扩展方向传播，可得到断裂分离性提高的效果。为了得到该效果，本实施方式的钢也可以含有选自0.0005％以上的Ca、0.0005％以上的Zr及0.0005％以上的Mg中的一种以上。另一方面，如果Ca、Zr或Mg的含量超过0.0050％，则钢的热加工性会劣化，钢的热轧变得困难。出于这些内容，Ca、Zr及Mg的含量各自的上限设定为0.0050％。

本实施方式的钢的化学成分的剩余部分包含铁及杂质。所谓杂质是指在工业上制造钢材时，因矿石或废料等那样的原料或者制造工序的各种要因而混入的成分，是在不会对本实施方式的钢造成不良影响的范围内被允许的成分。

本实施方式的钢的组织是实质上包含铁素体及珠光体且有可能略微包含夹杂物等的所谓的铁素体-珠光体组织。该组织通过将钢的化学成分控制在上述的范围内来获得。因此，不需要明确地限定本实施方式的钢的组织，但例如也可以将本实施方式的钢的组织规定为包含合计为99面积％以上的铁素体及珠光体的组织。

以往材料通过添加V来谋求铁素体的脆化而使断裂分离性变得良好，与此相对，以上说明的非调质钢在不添加V的情况下实现由微量Bi添加效果带来的铁素体的脆化而使断裂分离性变得良好。

以上说明的本实施方式的钢的用途没有特别限定。但是，由于本实施方式的钢具有良好的断裂分离性，因此适合作为通过包含进行断裂分离的工序的制造方法而得到的机械部件(断裂分离型部件)的材料使用，特别适合作为汽车发动机的连杆的材料使用。如果是作为由本实施方式的非调质钢所形成的钢部件的断裂分离型连杆1，则对接面的新的加工、定位销变得不需要，可实现大幅的制造工序的简化。

图1是表示由本发明的钢所形成的断裂分离型连杆的一个例子的分解立体图。

图1中所示的断裂分离型连杆1由上下分离的带杆半圆弧状的上侧对开体2和半圆弧状的下侧对开体3构成。在上侧对开体2的半圆弧部2A的两端侧分别形成有具有用于固定于下侧对开体3的螺纹槽的螺纹孔5，在下侧对开体3的半圆弧部3A的两端侧分别形成有用于固定于上侧对开体2的插通孔6。

通过将上侧对开体2的半圆弧部2A与下侧对开体3的半圆弧部3A合在一起成为圆环状并向彼此的两端侧的插通孔6和螺纹孔5中插通结合螺栓7来进行螺合，从而构成了圆环状的大端部8。在上侧对开体2的杆部2B的上端侧形成有圆环状的小端部9。

图1中所示的结构的断裂分离型连杆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到内燃机中的，小端部9与省略图示的活塞相连接，大端部8与内燃机的连杆轴颈(省略图示)相连接。

断裂分离型连杆1的上侧对开体2的半圆弧部2A和下侧对开体3的半圆弧部3A是将原本为1个圆环状部件的部分进行脆性断裂而形成的。作为一个例子，在热锻造品的一部分中设置切口，以该切口作为起点进行脆性断裂分离，形成上侧对开体2的半圆弧部2A的对接面2a和下侧对开体3的半圆弧部3A的对接面3a。这些对接面2a、3a由于是将具有良好的断裂分离性的本实施方式的钢进行断裂分离而形成的，因此变得能够以良好的对位精度进行对接。

该结构的断裂分离型连杆1变得不需要对接面的新的加工、定位销，可实现大幅的制造工序的简化。

以下，通过实施例对本发明进行以下详细叙述。需要说明的是，这些实施例是用于说明本发明的技术含义、效果的例子，并不限定本发明的范围。

实施例

通过连续铸造来制造具有以下的表1中所示的组成的转炉熔炼钢，根据需要，经由均热扩散处理、开坯轧制工序而制成162mm见方的轧制原材料。接着，通过对轧制原材料进行热轧从而制成直径为45mm的棒钢形状。表1的带下划线的值为本发明的范围外的值。另外，表1的符号“-”表示该符号所涉及的元素在制造阶段没有被添加并且仅包含了通常被视为杂质的水准以下的量。需要说明的是，实施例1～23及比较例a～h的V、Al及Ti的含量微量至根据本发明所属的技术领域中的技术常识而被视为杂质的程度，但为了确认本发明的作用效果，特别详细地进行了测定，将其值记载于表1中。

接着，为了调查断裂分离性、机械性质及组织，通过对上述棒钢进行热锻造从而制作了相当于锻造连杆的试验片。具体而言，将直径为45mm的原材料棒钢加热至1150～1280℃后，与棒钢的长度方向垂直地进行锻造而制成20mm厚度，通过利用鼓风冷却装置的鼓风冷而冷却至室温。从冷却后的锻造材料中加工出JIS4号拉伸试验片及夏比冲击试验片。对于夏比冲击试验片实施了深度为2mm、前端曲率为0.25mm的45度的V形缺口加工。

就断裂分离性而言，在断裂面的断裂形态为脆性、由断裂分离产生的断口附近的变形量小并且断裂分离时的崩碎产生量少的情况下被设定为良好。就夏比冲击值低的钢而言，通常达成了变形量的抑制及脆性断面率的提高。因此，作为评价断裂面的断裂形态及断裂面附近的变形量的指标，本发明的本发明者们采用了夏比冲击值。对上述的夏比冲击试验片基于JISZ 2242在室温中重复实施5次夏比冲击试验，将所得到的5个值的平均值作为试验片的夏比冲击值。将夏比冲击值为9J/cm²以下的钢判断为达成了变形量的抑制及脆性断面率的提高的钢。

另外，崩碎产生量的测定方法如下所述。制作了下述断裂分离性评价用试验片，该试验片是80mm×80mm并且厚度为18mm的板，在其中央部具有直径为50mm的孔，在该孔的内表面上，在相对于锻造前的原材料即棒钢的长度方向成±90度的2处位置具有深度为1mm并且前端曲率为0.5mm的45度的V形缺口。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的部位的方式在断裂分离性评价用试验片中形成了直径为8mm的贯通孔。使用断裂分离性评价试验装置使该断裂分离性评价用试验片发生断裂。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，则楔形被打入，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。本试验中，以落锤高度为100mm进行了断裂。将由此得到的断裂面对接，将断裂后的钢以20N·m的转矩拧紧螺栓，并进行组装，接着，拧松螺栓而使断裂面彼此分开，将该作业重复了10次。将通过该作业而脱落的碎片的总重量定义为该钢的崩碎产生量。将崩碎产生量低于1.00mg的钢判断为崩碎产生量得以抑制的钢。

拉伸试验是对上述的JIS4号拉伸试验片依据JIS Z 2241在常温中以20mm/min的速度来实施的。将屈服比达到0.75以上的试验片判断为屈服比良好的试样。

进而，从与上述夏比冲击试验片、拉伸试验片同一部位中切取出10mm见方样品，实施硝酸乙醇腐蚀，进行了组织观察。

[表1]

表2中示出试验结果。钢No.1～23的本发明例都由于钢化学成分为本发明的规定范围内，因此能够使夏比冲击值成为9J/cm²以下，进而崩碎产生量也得到了抑制。即钢No.1～23具有良好的断裂分离性。进而，钢No.1～23由于具有高屈服比，因此是能够作为要求高压曲强度的机械部件的材料而使用的钢。

与此相对，比较例a由于C的含量少，因此抗拉强度低，夏比冲击值高。

比较例b～d由于Si、Mn或P的含量少，因此铁素体的脆化效果小，夏比冲击值高。

比较例e由于Cr的含量多，因此除了铁素体-珠光体组织以外还在一部分中生成了贝氏体组织，因此，夏比冲击值高，进而屈服比受损。

比较例f由于不含有Bi，因此没有铁素体的脆化效果，夏比冲击值高。

比较例g由于含有Bi，因此得到铁素体的脆化效果，夏比冲击值低，但是由于Bi的含量多，因此屈服强度及屈服比低。

比较例h由于V的含量多，因此产生V的偏析，在V浓度高的区域中铁素体的韧性过度降低，钢的断裂分离时的崩碎产生量变多。

[表2]

产业上的可利用性

本发明的钢能够达成韧性的降低和崩碎产生量的抑制这两者，进而屈服比也优异。因此，本发明的钢在作为通过包含断裂分离工序的制造方法所得到的机械部件的材料即热锻造用非调质钢使用的情况下，能够制造具有高压曲强度的机械部件，并且能够使部件制造时的经济效率性大幅提高。

符号的说明

1 断裂分离型连杆(钢部件)

2 上侧对开体

2A 半圆弧部

2a 对接面

2B 杆部

3 下侧对开体

3A 半圆弧部

3a 对接面

5 螺纹孔

6 插通孔

7 结合螺栓

8 大端部

9 小端部

Claims (5)

1.一种钢，其特征在于，以单位为质量％计含有：

C：0.10～0.25％、

Si：0.60～1.20％、

Mn：0.60～1.00％、

P：0.040～0.060％、

S：0.060～0.100％、

Cr：0.05～0.20％、

Bi：0.0001～0.0050％、

N：0.0020～0.0150％、

V：0～0.010％、

Al：0～0.0050％、

Ti：0～0.020％、

Ca：0～0.0050％、

Zr：0～0.0050％、和

Mg：0～0.0050％，

剩余部分包含Fe及杂质。

2.根据权利要求1所述的钢，其特征在于，以单位为质量％计含有：

Ca：0.0005～0.0050％、

Zr：0.0005～0.0050％、和

Mg：0.0005～0.0050％

中的1种以上。

3.根据权利要求1或2所述的钢，其特征在于，以单位为质量％计含有：

N：0.0020～0.0090％。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的钢，其特征在于，以单位为质量％计含有：

Al：0～0.0008％。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的钢，其特征在于，以单位为质量％计含有：

V：0～0.004％。