申请/专利权人：日本制铁株式会社

申请日：2017-03-15

公开（公告）日：2020-10-16

公开（公告）号：CN108779534B

主分类号：C22C38/00(20060101)

分类号：C22C38/00(20060101);C22C38/60(20060101);C21D8/06(20060101)

优先权：["20160316 JP 2016-053026"]

专利状态码：有效-授权

法律状态：2020.10.16#授权;2018.12.04#实质审查的生效;2018.11.09#公开

摘要：提供一种即使在热锻后生成贝氏体也能够得到优异的裂解性的非调质棒钢。根据本实施方式的非调质棒钢，其具有以下的化学组成：以质量％计含有C：0.39～0.55％、Si：0.10～1.00％、Mn：0.50～1.50％、P：0.010～0.100％、S：0.04～0.13％、Cr：0.05～0.50％、V：0.05～0.40％、Ti：0.15～0.25％、Al：0.005～0.050％、N：0.002～0.020％，余量由Fe和杂质组成，并且满足式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。0.60≤C+0.2Mn+0.25Cr+0.75V+0.81Mo≤1.001，其中，式1中的元素符号处代入对应的元素的含量质量％。

主权项：1.一种非调质棒钢，其具有以下的化学组成：以质量％计含有C：0.39～0.55％、Si：0.10～1.00％、Mn：0.50～1.50％、P：0.010～0.100％、S：0.040～0.130％、Cr：0.05～0.50％、V：0.05～0.40％、Ti：0.15～0.25％、Al：0.005～0.050％、N：0.002～0.020％、Cu：0～0.40％、Ni：0～0.30％、Mo：0～0.10％、Pb：0～0.30％、Te：0～0.3000％、Ca：0～0.0100％、以及Bi：0～0.3000％，余量由Fe和杂质组成，并且满足式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mm2，0.60≤C+0.2Mn+0.25Cr+0.75V+0.81Mo≤1.001其中，式1中的元素符号处代入对应的元素的含量，单位为质量％。

全文数据：非调质棒钢技术领域[0001]本发明涉及棒钢，进一步详细而言，涉及用于非调质的热锻品的棒钢（以下称为非调质棒钢）。背景技术[0002]用于汽车引擎等的连杆connectingrod、以下称为连杆con-rod是连接活塞和曲轴的引擎部件，用于将由于爆炸引起的活塞的往复运动变换为曲柄的旋转运动。[0003]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。[0004]以往的连杆1具备2个部件盖2以及杆3。这些部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。[0005]连杆1在引擎工作时受到来自周边构件的载荷。最近，为了进一步的油耗节省化，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细也可以对应由活塞传导的爆炸冲击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，因此还要求连杆具有优异的疲劳强度。[0006]另外，近年来，从节能和降低成本的观点出发，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。[0007]但是，对于以往的连杆1，如上所述，盖2和杆3被分别地制造。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，对于盖2与杆3的合对面，会实施切削加工工序。因此，开始普及可以省略这些工序的裂解连杆。[0008]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，负载应力使大头部断裂，分割为2个部件相当于盖2以及杆3。并且，安装到曲轴上时，使被分割的2个部件结合。如果大头部100的断裂面为没有变形的脆性断面，则可以使盖2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。[0009]然而，当批量生产裂解连杆时，在热锻工序中，由于加热炉的温度偏差、加工发热等，有时会在热锻品裂解连杆）内局部生成贝氏体。在这种情况下，裂解性降低。具体而言，由于贝氏体的韧性高，因此，如果在热锻品内存在贝氏体，则在裂解后的断裂面上容易产生延性断面。当产生延性断面时，大头部会发生塑性变形。因此，即使使断裂面合对也无法完美地对齐，图1中的大头部100的内径D会偏离期望的数值。结果，在曲柄连接部大头部处发生局部接触，有时会成为汽车行驶时的振动、噪音的成因。[0010]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和国际公开第2009107282号专利文献3提出了裂解性高的钢。[0011]专利文献1公开的断裂分离用的高强度非调质钢为以下组成：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〜l%、Ni:0.03〜l%、Cr:0.05〜l%、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，组织为铁素体珠光体组织。钢中的TiN夹杂物的最大直径为5μπι以上且其量以数密度计为5个mm2以上。该文献中记载了通过上述TiN，在断裂面上形成适度的凹凸，可以抑制结合面中的侧滑。[0012]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，其中，2Mn+5Mo+Cr彡3·I，C+Si5+Mn10+10P+5V彡1·8，Ceq=C+Si7+Mn5+Cr9+V为0·90〜1·10。进而，硬度为HV330以上，屈服比为0.73以上，组织是贝氏体为10%以下的铁素体-珠光体组织。该文献中记载了通过满足2Mn+5M〇+Cr3.1，贝氏体的生成得到抑制，通过满足C+Si5+Mn10+10P+5V多1.8，能够得到优异的裂解性。[0013]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%，A1:限制为小于0.010%，余量实质上由Fe和不可避免的杂质组成，其中，宽度为Ιμπι以上的MnS系夹杂物相对于全部MnS系夹杂物的存在个数比率为10%以下包括0%，MnS系夹杂物的平均纵横比为10以下。贝氏体组织分率为3%以下包括0%，剩余组织为铁素体-珠光体组织。进而，该文献中记载了通过使MnS系夹杂物大量、微细地分散，可提高断裂分离性。[0014]现有技术文献[0015]专利文献[0016]专利文献1:日本特开2004-277817号公报[0017]专利文献2:日本特开2011-195862号公报[0018]专利文献3:国际公开第2009107282号发明内容[0019]发明要解决的问题[0020]然而，专利文献1中，在热锻品中生成有贝氏体的情况下，会在断裂面上产生延性断面，有可能出现大头部的内径变形、裂解性降低的情况。[0021]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，在专利文献2的钢的情况下，会在断裂面上产生延性断面，有可能出现裂解性降低的情况。[0022]专利文献3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，在热锻品中生成贝氏体的情况下，有可能出现裂解性降低的情况。[0023]本发明的目的在于提供一种非调质棒钢，其具有高的可切削性、屈服强度和疲劳强度，进而，即使在热锻后生成贝氏体也能够得到优异的裂解性。[0024]用于解决问题的方案[0025]根据本实施方式的非调质棒钢具有如下的化学组成：以质量％计含有C:0.39〜0.55%、Si:0.10〜1.00%、Mn:0.50〜1.50%、P:0.010〜0.100%、S:0.040〜0.130%、Cr:0.05〜0.50%、V:0.05〜0.40%、Ti:0.15〜0.25%、A1:0.005〜0.050%、N:0.002〜0.020%、Cu:0〜0.40%、Ni:0〜0.30%、Mo:0〜0.10%、Pb:0〜0.30%、Te:0〜0.3000%、Ca:0〜0.0100%、以及Bi:0〜0.3000%，余量由Fe和杂质组成，并且满足式（I，钢中的具有20μπι以上的圆当量直径的TiN的数密度为0.3〜4.0个mm2。[0026]0.60^C+0.2Mn+0.25Cr+0.75V+0.81Mo^1.00I[0027]其中，式⑴中的元素符号处代入对应的元素的含量质量％。[0028]发明的效果[0029]根据本实施方式的非调质棒钢具有高的切削性、屈服强度和疲劳强度，进一步地，即使在热锻后生成贝氏体也能够得到优异的裂解性。附图说明[0030]图1为以往的连杆的主视图。[0031]图2A为实施例中的裂解性评价试验所使用的试验片的主视图。[0032]图2B为图2A所示的试验片的截面图。[0033]图2C为示出将图2A的试验片断裂分离的状态的试验片的主视图。[0034]图2D为示出用螺栓紧固图2C的试验片的状态的试验片的主视图。具体实施方式[0035]本发明人等对非调质棒钢的热锻后的强度（屈服强度以及疲劳强度）、可切削性和裂解性进行了调查和研究。结果，本发明人等得到了如下见解。[0036]1屈服强度和疲劳强度与可切削性是互悖的机械性能。如果可以适当地调整化学成分，则可以兼顾这些机械性能。[0037]定义fnI=C+0.2Mn+0.25Cr+0.75V+0.8IMo。fη1为屈服强度的指标，显示出与屈服强度正相关。若fnl小于0.60,则钢的屈服强度过低。若fnl大于1.00,则钢的拉伸强度变得过高，钢的可切削性降低。若fnl为0.60〜1.00,则能够得到优异的屈服强度和可切削性。[0038]2即使在热锻品的显微组织中生成贝氏体，通过使粗大的TiN的数密度在合适的范围内，也可以维持热加工性，并得到优异的裂解性。[0039]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不会固溶而残留。因此，这种TiN也残留在热锻品中。残留的TiN在裂解时于多个部位成为破坏的起点，在TiN和基体的界面处产生尖锐的初始龟裂。由于尖锐的龟裂的尖端成为塑性约束强的状态，因此容易发生脆性破坏。通过使自初始龟裂脆性地发展的龟裂与自相邻的TiN产生的龟裂结合，可以得到脆性断面。因此，即使在含有高韧性的贝氏体的显微组织中，通过由TiN产生上述初始龟裂，产生脆性的龟裂进展，断裂面变为脆性断面，延性断面被抑制。结果，得到了优异的裂解性。[0040]为了得到上述效果，优选尺寸大的TiN多。具体而言，若以圆当量直径计为20μπι以上的TiN以下称为粗大TiN的数密度小于0.3个mm2,则无法得到充分的裂解性。另一方面，若粗大TiN的数密度为大于4.0个mm2,则虽然能够得到优异的裂解性，但热加工性降低。若粗大TiN的数密度为0.3〜4.0个mm2，则即使由于热锻而导致产生贝氏体，也可以维持热加工性，并得到优异的裂解性。[0041]根据以上见解而完成的本实施方式的非调质棒钢具有如下的化学组成：以质量％计含有C:0.39〜0.55%、Si:0.10〜1.00%、Mn:0.50〜1.50%、P:0.010〜0.100%、S:0.040〜0.130%、Cr:0.05〜0.50%、V:0.05〜0.40%、Ti:0.15〜0.25%、Al:0.005〜0.050%、N:0.002〜0.020%、Cu:0〜0.40%、Ni:0〜0.30%、Mo:0〜0.10%、Pb:0〜0.30%、Te:0〜0.3000%、03:0〜0.0100%、以及祀：0〜0.3000%，余量由？6和杂质组成，并且满足式（1，钢中的具有20μπι以上的圆当量直径的TiN的数密度为0.3〜4.0个mm2。[0042]0·60彡C+0·2Mn+0·25Cr+0·75V+0·81Mo彡1·001[0043]其中，式⑴中的元素符号处代入对应的元素的含量质量％。[0044]上述化学组成可以含有选自由Cu:0·01〜0·40%、Ni:0·01〜0·30%、以及Mo:0·01〜0.10%组成的组中的1种或2种以上。上述化学组成也可以含有选自由Pb:0.05〜0.30%、Te:0.0003〜0·3000%、Ca:0.0003〜0.0100%、以及Bi:0.0003〜0·3000%组成的组中的1种或2种以上。[0045]以下，对本实施方式的非调质棒钢进行详细说明。各元素的含量的“％”表示“质量％”。[0046][化学组成][0047]本实施方式的非调质棒钢的化学组成含有如下的元素。[0048]C:0.39〜0.55%[0049]碳C提高钢的屈服强度和疲劳强度。C含量若过低，则不能得到该效果。另一方面，C含量若过高，则可切削性降低。因此，C含量为0.39〜0.55%X含量的优选下限为0.40%，进一步优选为0.41%，进一步优选为0.42%。C含量的优选上限为0.54%，进一步优选为0.53%，进一步优选为0.52%。[0050]Si:0.10〜1.00%[0051]硅Si使钢脱氧。Si还会在钢中固溶，提高钢的疲劳强度。Si含量若过低，则不能得到这些效果。另一方面，Si含量若过高，则上述效果饱和。Si含量若过高，则还会使钢的热加工性降低，棒钢的制造成本也变高。因此，Si含量为0.10〜1.00%含量的优选下限为0.11%，进一步优选为0.12%，进一步优选为0.15%含量的优选上限为0.99%，进一步优选为〇.95%，进一步优选为0.90%，进一步优选为0.89%。[0052]Mn:0.50〜1.50%[0053]锰Mn使钢脱氧。Mn进一步提高钢的屈服强度和疲劳强度。Mn含量若过低，则不能得到这些效果。另一方面，Mn含量若过高，则钢的热加工性降低。因此，Mn含量为0.50〜1.50%Jn含量的优选下限为0.51%，进一步优选为0.55%，进一步优选为0.60%Jn含量的优选上限为1.49%，进一步优选为1.45%，进一步优选为1.40%。[0054]P:0.010〜0.100%[0055]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得脆性。其结果，断裂分割后的裂解连杆的大头部的内径变形量变小。P含量若过低，则不能得到该效果。另一方面，P含量若过高，则钢的热加工性降低。因此，P含量为0.010〜0.100%C3P含量的优选下限为0.011%，进一步优选为0.015%，进一步优选为0.020%C3P含量的优选上限为0.090%，进一步优选为0.080%，进一步优选为0.070%。[0056]S:0.040〜0.130%[0057]硫S与Mn以及Ti结合形成硫化物，提高钢的可切削性。S含量若过低，则不能得到该效果。另一方面，S含量若过高，则钢的热加工性降低。因此，S含量为0.040〜0.130%。S含量的优选下限为〇.041%，进一步优选为0.045%，进一步优选为0.050%。S含量的优选上限为0.129%，进一步优选为0.125%，进一步优选为0.120%。[0058]Cr:0.05〜0.50%[0059]铬Cr提高钢的屈服强度和疲劳强度。Cr含量若过低，则不能得到该效果。另一方面，Cr含量若过高，则钢的硬度变高，可切削性降低。进而，Cr含量若过高，还会使制造成本变高。因此，Cr含量为0.05〜0.50%。Cr含量的优选下限为0.10%，进一步优选为0.12%，进一步优选为〇.15%。Cr含量的优选上限为0.49%，进一步优选为0.45%，进一步优选为0.40%〇[0060]V:0.05〜0.40%[0061]钒〇〇在热锻造后的冷却过程中会在铁素体中以碳化物的形式析出，提高钢的屈服强度和疲劳强度。V进一步通过与Ti共同含有而提高钢的裂解性。V含量若过低，则不能得到这些效果。另一方面，V含量若过高，则不仅钢的制造成本变得极高，而且可切削性降低。因此，V含量为0.05〜0.40%J含量的优选下限为0.06%，进一步优选为0.07%，进一步优选为0.10%J含量的优选上限为0.39%，进一步优选为0.35%，进一步优选为0.32%。[0062]Ti:0.15〜0.25%[0063]钛Ti在连续铸造的凝固过程中形成TiN，提高裂解性。更具体而言，在基于连续铸造的钢水的凝固过程中，Ti形成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不会固溶，通过满足后述的尺寸和个数密度的条件而提高裂解性。[0064]Ti进一步在热锻后的冷却过程中与V—同在铁素体中以碳化物形式析出，提高钢的疲劳强度。Ti还会生成硫化物或碳硫化物，提高钢的可切削性。更具体而言，若在热锻前加热非调质棒钢，则钢中的Ti硫化物以及Ti碳硫化物中的Ti的一部分固溶。进而，在热锻造后钢材被大气放置冷却的情况下，直至铁素体相变开始为止，Ti的一部分保持固溶状态。而且，铁素体相变开始时，固溶Ti与铁素体中的V—同以碳化物的形式析出，提高钢的疲劳强度。进而，没有固溶而残留在钢中的Ti硫化物和碳硫化物提高钢的可切削性。[0065]Ti含量若过低，则不能得到这些效果。另一方面，Ti含量若过高，则热加工性降低。因此，Ti含量为0.15〜0.25%含量的优选下限为大于0.15%，进一步优选为0.16%含量的优选上限为0.24%，进一步优选为0.22%。[0066]Al:0.005〜0.050%[0067]铝Al使钢脱氧。Al含量若过低，则不能得到这些效果。另一方面，Al含量若过高，则上述效果饱和。Al含量若过高，还会使钢的热加工性降低，钢材的制造成本也变高。因此，Al含量为0.005〜0.050%含量的优选下限为0.020%含量的优选上限为0.040%。在本实施方式的非调质棒钢中，Al含量是指酸可溶Al所谓的“sol.ΑΓ。[0068]N:0.002〜0.020%[0069]氮0^与Ti结合形成TiN，提高裂解性。N含量若过低，则不能得到该效果。另一方面，N含量若过高，则钢的热加工性降低。因此，N含量为0.002〜0.020%A含量的优选下限为0.003%，进一步优选为0.004%，进一步优选为0.005%A含量的优选上限为0.019%，进一步优选为〇.018%，进一步优选为0.017%。[0070]本实施方式的非调质棒钢的化学组成的余量由Fe和杂质组成。这里，杂质是指:在工业上制造非调质棒钢时，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非调质棒钢产生不利影响的范围内允许的物质。[0071]本实施方式的非调质棒钢的化学组成可以进一步含有选自由Cu、Ni以及Mo组成的组中的1种或者2种以上来代替Fe的一部分。这些元素为任意元素，均会提高钢的疲劳强度。[0072]Cu:0〜0.40%[0073]钢Cu为任意元素，也可以不含。含有的情况下，Cu在钢中固溶，提高钢的疲劳强度。然而，Cu含量若过高，则不仅钢的制造成本变高，而且可切削性降低。因此，Cu含量为0〜0.40%。〇1含量的优选下限为0.01%，进一步优选为0.05%，进一步优选为0.10%Xu含量的优选上限为0.39%，进一步优选为0.35%，进一步优选为0.30%。[0074]Ni:0〜0.30%[0075]镍Ni为任意元素，也可以不含。含有的情况下，Ni在钢中固溶，提高钢的疲劳强度。然而，Ni含量若过高，则不仅制造成本变高，而且会由于韧性上升导致断裂分离后的断面上生成延性断面，裂解性降低。因此，Ni含量为0〜0.30%。·含量的优选下限为0.01%，进一步优选为0.02%，进一步优选为0.05%含量的优选上限为0.29%，进一步优选为0.28%，进一步优选为0.25%。[0076]Mo:0〜0.10%[0077]钼Mo为任意元素，也可以不含。含有的情况下，Mo在钢中形成碳化物，提高钢的屈服强度和疲劳强度。然而，Mo含量若过高，则钢的硬度变高，可切削性降低。进而，Mo含量若过高，制造成本变高。因此，Mo含量为0〜0.10%Jo含量的优选下限为0.01%，进一步优选为0.02%，进一步优选为0.05%Io含量的优选上限为0.09%，进一步优选为0.08%，进一步优选为0.07%。[0078]本实施方式的非调质棒钢的化学组成可以进一步含有选自由Pb、Te、Ca以及Bi组成的组中的1种或者2种以上来代替Fe的一部分。这些元素为任意元素，均会提高钢的可切削性。[0079]Pb:0〜0.30%[0080]铅Pb为任意元素，也可以不含。含有的情况下，Pb提高钢的可切削性。然而，Pb含量若过高，则钢的热加工性降低。因此，Pb含量为0〜0.30%Ab含量的优选下限为0.05%，进一步优选为0.10%jb含量的优选上限为0.29%，进一步优选为0.25%，进一步优选为0.20%〇[0081]Te:0〜0.3000%[0082]碲Te为任意元素，也可以不含。含有的情况下，Te提高钢的可切削性。然而，Te含量若过高，则钢的热加工性降低。因此，Te含量为0〜0.3000%Je含量的优选下限为0.0003%，进一步优选为0.0005%，进一步优选为0.0010%Je含量的优选上限为0·2900%，进一步优选为0·2500%，进一步优选为0·2000%。[0083]Ca:0〜0.0100%[0084]钙Ca为任意元素，也可以不含。含有的情况下，Ca提高钢的可切削性。然而，Ca含量若过高，则钢的热加工性降低。因此，Ca含量为0〜0.0100%Aa含量的优选下限为0.0003%，进一步优选为0.0005%，进一步优选为0.00100%Xa含量的优选上限为O·0090%，进一步优选为O·0080%，进一步优选为O·0050%。[0085]Bi:0〜0.3000%[0086]铋Bi为任意元素，也可以不含。含有的情况下，Bi提高钢的可切削性。然而，Bi含量若过高，则钢的热加工性降低。因此，Bi含量为0〜0.3000含量的优选下限为0.0003%，进一步优选为0.0005%，进一步优选为0.0010%含量的优选上限为0·2900%，进一步优选为0·2000%，进一步优选为0·1000%。[0087][关于式⑴][0088]本实施方式的非调质棒钢的化学组成还满足式1。[0089]0.60^C+0.2Mn+0.25Cr+0.75V+0.81Mo^1.00I[0090]其中，式⑴中的元素符号处代入对应的元素的含量质量％。[0091]若fnI=C+0.2Mn+0.25Cr+0.75V+0.8IMo小于0.60，则钢的屈服强度过低。若fn1大于1.00,则钢的强度变得过高，钢的可切削性降低。若fnl为0.60〜1.00,则在非调质棒钢中，能够得到优异的屈服强度和可切削性。fnl的优选下限为0.61，进一步优选为0.63,进一步优选为〇.65。fnl的优选上限为0.99，进一步优选为0.98，进一步优选为0.95。[0092][显微组织][0093]在上述化学组成的情况下，非调质棒钢的显微组织主要由铁素体和珠光体构成。具体而言，上述化学组成的非调质棒钢中，显微组织中的铁素体和珠光体的总面积率为65%以上。在铁素体和珠光体的总面积率不为100%的情况下，基体组织的余量为贝氏体。铁素体和珠光体的总面积率的优选下限为70%，进一步优选为75%，进一步优选为80%以上，最优选为100%。贝氏体的面积率的优选上限为30%，进一步优选为25%，进一步优选为20%，最优选为0%。[0094]显微组织中的贝氏体的面积率可以通过以下的方法测定。自非调质棒钢的任意的R2部涟接棒钢的中心轴与外周面的线段伴径）的中心部采集10个样品。在采集的各样品中，将与非调质棒钢的中心轴垂直的表面设为观察面。研磨观察面后，以3%硝酸醇硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻。用200倍的光学显微镜对蚀刻的观察面进行观察，生成任意的5个视野的照片图像。[0095]在各视野中，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，求出各视野中的贝氏体的面积μπι2。将所有视野中的贝氏体的面积相对于所有视野5个视野X10个的总面积之比定义为贝氏体的面积率％〇[0096][粗大TiN的数密度][0097]在本实施方式的非调质棒钢中，具有20μπι以上的圆当量直径的TiN以下称为粗大TiN的数密度为0.3〜4.0个mm2。这里，在本说明书中，TiN是指夹杂物中的Ti和N的总含量以质量％计为70%以上的夹杂物。[0098]本实施方式的非调质棒钢通过热锻而被制成裂解连杆。在操作上的加热温度的不均导致热锻时的钢材温度成为比1300°C更高的温度的情况下，有时会在热锻品（裂解连杆）的显微组织中与铁素体和珠光体一起生成贝氏体。这种情况下，在上述化学组成中，可能生成的贝氏体的面积率为例如5〜30%。[0099]贝氏体与铁素体以及珠光体相比韧性高。因此，在使裂解连杆的大头部断裂来制造2个部件盖和杆的情况下，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。[0100]本实施方式的非调质棒钢即使由于热锻而在显微组织中生成贝氏体，通过使上述粗大TiN的数密度在合适的范围内，也可以维持优异的裂解性。若粗大TiN的数密度为小于0.3个mm2，则不能得到足够的裂解性。另一方面，若粗大TiN的数密度为大于4.0个mm2，则虽然能够得到优异的裂解性，但热加工性降低。若粗大TiN的数密度为0.3〜4.0个mm2，则即使在生成贝氏体的条件下进行热锻，也可以维持热加工性，并得到优异的裂解性。[0101]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,进一步优选为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_2,进一步优选为3.8个mm2。[0102]粗大TiN的数密度可以通过以下的方法测定。棒钢中，自R2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。不腐蚀观察面，直接在200倍的光学显微镜下观察，以任意的100个视野生成照片图像。100个视野的总面积为11.9mm2。用电子探针显微分析仪ΕΡΜΑ对各视野的夹杂物和析出物各自的Ti和N的总含量进行分析，确定为各视野中的TiN。使用各视野的照片图像，求出确定的各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20μπι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。[0103][制造方法][0104]上述的非调质棒钢的制造方法的一个例子进行说明。本制造方法包括铸造工序和热乳工序。[0105][铸造工序][0106]用公知的方法制造满足上述的化学组成和式⑴的钢水。使用钢水，利用连续铸造法制造铸坯板坯或者大方还）。[0107]为了使粗大TiN的数密度为上述范围，在铸造工序中，以满足以下条件的方式实施连续铸造。[0108]过热度ΔΤ:30〜50Γ[0109]将在连续铸造机上设置的中间罐中的钢水温度与TLL液相线温度之差定义为过热度AT°C。若ΔT小于30°C，则TiN的结晶量变得不足。另一方面，若过热度ΔT°C大于50°C，则粗大的TiN过度生成，粗大TiN的数密度会超过4.0个mm2。若过热度ΔT为30〜50°C，则可以使操作稳定化，并且将粗大TiN的结晶量设为合适的范围。[0110]铸坯的横截面:一边的长度为300mm以上[0111]浇铸速度Vc:0.2〜0.8m分钟[0112]若铸坯的凝固过程中的冷却速度过快，则TiN的结晶和聚集将变得不充分。另一方面，若冷却速度过慢，则TiN过度聚集，粗大TiN的数密度会超过4.0个mm2。[0113]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会充分地结晶且聚集，由此，粗大TiN的数密度变为0.3个mm2以上。[0114]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值。优选比水量为例如5Lkg以下。[0115][热加工工序][0116]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，制造棒钢。热加工工序例如包括粗乳工序和精乳工序。[0117][粗乳工序][0118]对铸坯或铸块进行热乳，制造钢坯。热乳例如利用初乳机以及多个乳机排成一列且各乳机具有多个辊的连乳机来实施。[0119][精乳工序][0120]使用钢坯制造棒钢。具体而言，将钢坯在加热炉中加热（加热工序）。加热后，使用连乳机对钢坯进行热乳精乳），制造非调质棒钢精乳工序）。以下，针对各工序进行说明。[0121][加热工序][0122]在加热工序中，优选将钢坯在1000〜1300°C的加热温度下加热30分钟以上。加热温度若过低，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，热乳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，加热温度若过高，则加热中Ti氮化物过度聚集。若精乳时的加热温度为1000〜1300°C，则以满足上述的铸造条件为前提，粗大TiN的数密度稳定地成为合适的范围0.3〜4.0个mm2。[0123][热乳工序][0124]使用精乳机，对加热后的钢坯以公知的方法进行精乳热乳），制造非调质棒钢。精乳机具有排成一列的多个乳机，各乳机具有在乳制线周围配置的多个辊辊组）。各乳机的辊组形成孔模，钢坯通过孔模时被乳制，制造棒钢。[0125]连乳机中的断面收缩率优选为70%以上。其中，断面收缩率由下述式定义。[0126]断面收缩率=精乳前的钢坯的横截面积-精乳后的非调质棒钢的横截面积精乳前的钢坯的横截面积X100[0127]利用以上的制造工序，制造上述的非调质棒钢。[0128][热锻品的制造方法][0129]作为使用上述的非调质棒钢的热锻品的制造方法的一个例子，对裂解连杆的制造方法进行说明。首先，将钢材在高频感应加热炉中加热。这种情况下，优选的加热温度为1000〜1300°C，优选的加热时间为10〜15分钟。由于加热时间短，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制造裂解连杆。优选热锻时的加工度为0.22以上。其中，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。[0130]将热锻造后的裂解连杆放置冷却至常温为止。由于连杆大头部的截面积小，所以冷却速度快。因此，在放冷时，TiN的形态没有特别变化。对于冷却后的裂解连杆，根据需要实施机械加工。通过以上工序来制造裂解连杆。[0131][热锻品的显微组织][0132]制造的热锻品（裂解连杆）的显微组织主要由铁素体和珠光体构成。优选的是，显微组织的铁素体和珠光体的总面积率为100%。然而，若热锻时的棒钢的加热温度超过1300°C，则制造的裂解连杆的显微组织可能包含贝氏体。[0133]在使用上述的非调质棒钢通过热锻而制造的裂解连杆的显微组织中，铁素体和珠光体的总面积率为65%以上。在铁素体和珠光体的总面积率不为100%的情况下，基体组织的剩余部分为贝氏体。铁素体和珠光体的总面积率的优选下限为70%，进一步优选为75%，进一步优选为80%以上，最优选为100%。贝氏体的面积率的优选上限为30%，进一步优选为25%，进一步优选为20%，最优选为0%。贝氏体的面积率的一个例子为5〜30%。[0134]在显微组织中包含贝氏体的情况下，使大头部断裂而分割为2个部件盖和杆时，断裂部分发生塑性变形，断裂面的一部分容易变为延性断面，裂解性容易降低。然而，在本实施方式的非调质棒钢中，由于钢中的粗大TiN的数密度为0.3〜4.0个mm2,因此，断裂面容易变为脆性断面，可以维持优异的裂解性。[0135]热锻品中的显微组织中的贝氏体的面积率可以通过以下方法测定。自热锻品的任意的部分采集10个样品。对于采集的各样品，通过与非调质棒钢中的显微组织观察相同的方法确定显微组织的相，求出贝氏体的面积率。[0136]在上述的说明中，作为锻造品的制造方法以裂解连杆为例进行了说明。然而，本实施方式的非调质棒钢并不限于裂解连杆用途。本实施方式的非调质棒钢可以广泛应用于锻造品用途。[0137]另外，非调质棒钢的制造方法只要能够使粗大TiN的数密度在上述范围内，就并不限于上述制造方法。[0138]实施例[0139]制造具有表1所示化学组成的钢水。[0140][表1][0141]表1[0142][0143]参照表1，试验编号E-I〜E-45、C-9、C-10、C-12和C-13的化学组成是合适的，满足式（1。另一方面，在试验编号C-I〜C-8和C-11中，化学组成内的某一元素的含量是不合适的、或者不满足式（1。另外，试验编号C-Il的化学组成为专利文献1所记载的钢的化学组成的范围内。[0144]用70吨转炉制造各试验编号的钢水。使用连续铸造机，通过连续铸造法由钢水制造铸还大方还）。大方还的横截面为300mmX400mm。在各试验编号中，测定中间罐中的钢水温度（°C，求出作为钢水温度与TLL液相线温度之差的过热度ΔTCC。进而，在各试验编号中，在表2所示的浇铸速度Vcm分钟下进行铸造。需要说明的是，在所有试验编号中，比水量均为5Lkg以下。[0145][表2][0146]表2[0147][0148]对制造的铸坯进行热乳制造钢坯。将钢坯在1150°C下加热35分钟，然后，使用精乳机进行精乳制造直径40mm的棒钢。[0149][热锻模拟品的制造][0150]在垂直于长度方向的方向上切割棒钢，采集直径为40mm、长度为IOOmm的试验材料。加热试验片，在1300°C下保持5分钟。加热后，迅速沿轴向上进行90%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。在压缩时使用放射温度计测得的试验片的温度均为1350Γ。[0151][评价试验][0152]使用试验材料和热锻模拟品，进行以下的评价试验。[0153][粗大TiN的数密度测定][0154]自各试验材料的R2部采集样品。样品的表面中，将相当于包含试验材料的轴方向的截面纵截面的表面设为观察面。不腐蚀观察面而直接在200倍的光学显微镜下观察，以任意的100个视野生成照片图像。100个视野的总面积为11.9_2。根据上述的方法确定TiN，求出粗大TiN的数密度个mm2。求得的数密度在表2中示出。[0155][显微组织观察][0156]使用各热锻模拟品，实施显微组织观察试验。具体而言，在热锻模拟品的纵截面中采集包含R2部的样品。将与非调质棒钢的中心轴垂直的表面设为观察面。研磨观察面后，以3%硝酸醇（硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻。用200倍的光学显微镜对蚀刻的观察面进行观察，通过上述方法，求出贝氏体的面积率（％。求得的贝氏体的面积率在表2中示出。[0157][热加工性评价][0158]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表面有无裂缝。将裂缝发生为50个中0个的情况评价为“A”，。将1个的情况评价为“B”，。将2〜3个的情况评价为“C”，。将4个以上的情况评价为“X”。评价为“A”〜“C”的情况下，判断能够得到充分的热加工性，评价为“X”的情况下，判断热加工性低。评价结果在表2中示出。[0159][裂解性评价][0160]由各热锻模拟品，通过机械加工制造模拟图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IOmm。在试验片10的中央形成孔通孔）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，孔11的周缘中，在相当于直径的各端点的2处位置加工V字形状的缺口M。缺口M的深度为1mm、尖端R为0.1mm、开口角度为60°〇[0161]将治具12嵌入孔11中。治具12由半圆板状的一对构件构成，二者合在一起时成为直径相当于孔11的内径的圆板。在治具12的中心形成有用于钉入楔13的孔14参照图2B。[0162]将治具12嵌入孔11中后，钉入楔13,使试验片10在室温25°C下断裂分离为2个构件10A、10B参照图2C。[0163]在构件IOA和IOB的两侧面附近进行螺栓孔加工，如图2D所示将构件IOA和IOB用螺栓15紧固。测定断裂分离前的试验片10的孔11的直径DO参照图2A和断裂分离后且紧固螺栓15后的试验片10的孔11的直径D1图2D，将其差值定义为内径变形量ΔD=D1—DO，单位为μηι。[0164]将内径变形量ΔD为0〜30μπι的情况评价为“Α”，将31〜50μπι的情况评价为“Β”，将51〜80的情况评价为“C”。此外，将内径变形量AD为81μπι以上的情况评价为“X”。评价为“Α”〜“C”的情况下，判断能够得到充分的裂解性。评价为“X”的情况下，判断裂解性低。[0165][屈服强度评价][0166]自各热锻模拟品的R2部采集2个JIS14Α号试验片。使用采集的试验片，在大气中室温25°C下实施拉伸试验，求出2个试验片平均的屈服强度YSMPa。[0167]将屈服强度为1000〜801MPa的情况评价为“A”，将800〜601MPa的情况评价为“B”，将600〜401MPa的情况评价为“C”。将屈服强度为400MPa以下的情况评价为“X”。[0168]评价为“A”〜“C”的情况下，判断能够得到充分的屈服强度。评价为“X”的情况，判断屈服强度低。[0169][疲劳强度评价][0170]自各热锻模拟品的R2部采集JIS14A号试验片。使用采集的试验片，在大气中室温25°C下，以正弦波实施相位0MPa的交变疲劳试验。将重复次数为IO7次不断裂的最大的应力作为疲劳强度MPa。频率设为15Hz。[0171]将疲劳强度为500〜451MPa的情况评价为“S”，将450〜401MPa的情况评价为“A”，将400〜351MPa的情况评价为“B”，将350〜301MPa的情况评价为“C”。将疲劳强度为300MPa以下的情况评价为“X”。[0172]评价为“S”、“A”〜“C”的情况下，判断能够得到充分的疲劳强度。评价为“X”的情况下，判断疲劳强度低。[0173][可切削性评价][0174]对每个试验编号准备5个热锻模拟品。对准备的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转分钟。[0175]将工具磨损量为0〜ΙΟμπι的情况评价为“S”，将11〜30μπι的情况评价为“A”，将31〜50μπι的情况评价为“Β”，将51μπι〜70μπι的情况评价为“C”。将工具磨损量为71μπι以上的情况评价为“X”。[0176]评价为“S”、“Α”〜“C”的情况下，判断能够得到充分的可切削性。评价为“X”的情况下，判断可切削性低。[0177][评价结果][0178]评价结果在表2中示出。参照表2,试验编号E-I〜Ε-45的化学组成是合适的，fnl也满足式1。进而，过热度AT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。其结果，尽管贝氏体的面积率为0〜30%，依然得到了优异的裂解性。进而，屈服强度YS、疲劳强度、可切削性、热加工性也良好。[0179]另一方面，试验编号C-I的V含量过高。因此，强度过高，可切削性低。[0180]试验编号C-2的V含量过低。因此，疲劳强度低。[0181]试验编号C-3的Ti含量过高。因此，热加工性低。[0182]试验编号C-4的Ti含量过低。因此，疲劳强度低。进而，过热度ΔT过小。因此，粗大TiN的数密度低。其结果，含有贝氏体的钢材中的裂解性低。[0183]试验编号C-5的N含量过高。因此，热加工性低。[0184]试验编号C-6的N含量低，粗大TiN的数密度低。因此，含有贝氏体的钢材中的裂解性低。[0185]在试验编号C-7中，fnl过高。因此，可切削性低。[0186]在试验编号C-8中，fnl过低。因此，屈服强度低。[0187]在试验编号C-9中，尽管化学组成是合适的，并满足式（1，但过热度ΔT过大。因此，粗大TiN的数密度过高。其结果，热加工性低。[0188]在试验编号C-IO中，尽管化学组成是合适的，并满足式（1，但过热度ΔT过小。因此，粗大TiN的数密度过低。其结果，含有贝氏体的钢材中的裂解性低。[0189]试验编号C-Il的化学组成相当于专利文献1的实施例11。在试验编号C-Il中，C含量和Mn含量过低。因此，疲劳强度低。进而，N含量过高。因此，热加工性低。进而，过热度ΔT过小。因此，粗大TiN的数密度过低。其结果，含有贝氏体的钢材中的裂解性低。[0190]在试验编号C-12中，尽管化学组成是合适的，并满足式（1，但浇铸速度Vc过低。因此，粗大TiN的数密度过高。其结果，热加工性低。[0191]在试验编号C-13中，尽管化学组成是合适的，并满足式（1，但浇铸速度Vc过高。因此，粗大TiN的数密度过低。其结果，含有贝氏体的钢材中的裂解性低。[0192]以上，说明了本发明的实施方式。然而，上述的实施方式只不过是用于实施本发明的例示。因此，本发明并不限定于上述的实施方式，在不脱离其主旨的范围内可以对上述的实施方式进行适宜变更并实施。

权利要求：1.一种非调质棒钢，其具有以下的化学组成：以质量％计含有C:0.39〜0.55%、Si:0.10〜1.00%、Mn:0.50〜1.50%、Ρ:0·010〜0.100%、S:0.040〜0.130%、Cr:0.05〜0.50%、V:0.05〜0.40%、Ti:0.15〜0.25%、Α1:0·005〜0.050%、Ν:0·002〜0.020%、Cu:0〜0.40%、Ni:0〜0.30%、Mo:0〜0.10%、Pb:0〜0.30%、Te:0〜0.3000%、Ca:0〜0.0100%、以及Bi:0〜0.3000%，余量由Fe和杂质组成，并且满足式（1，钢中的具有20μπι以上的圆当量直径的TiN的数密度为0.3〜4.0个mm2，0.60^C+0.2Mn+0.25Cr+0.75V+0.81Mo^1.00I其中，式⑴中的元素符号处代入对应的元素的含量，单位为质量％。2.根据权利要求1所述的非调质棒钢，其中，所述化学组成含有选自由Cu:0.01〜0.40%、Ni:0.01〜0.30%、以及Μο:0·01〜0.10%组成的组中的1种或2种以上。3.根据权利要求1或权利要求2所述的非调质棒钢，其中，所述化学组成含有选自由Pb:0.05〜0.30%、Te:0.0003〜0.3000%、Ca:0.0003〜0.0100%、以及Bi:0.0003〜0.3000%组成的组中的1种或2种以上。

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