非调质棒钢的制作方法

本发明涉及棒钢，更详细而言，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：

用于汽车引擎等的连杆(connectingrod、以下称为“连杆”)是连接活塞和曲轴的引擎构件，将活塞的往复运动变换为曲柄的旋转运动。

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。

以往的连杆1具备2个构件(盖2以及杆3)。这些构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。

连杆1在引擎工作时受到来自周边构件的载荷。最近，为了进一步的节省油耗，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变细也能够应对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，因此还要求优异的疲劳强度。

另外，近年来，从节能和低成本化的角度出发，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。

但是，对于以往的连杆1，如上所述，盖2和杆3被分别制造。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，会对盖2与杆3的合对面实施切削加工工序。因此，开始普及可以省略这些工序的裂解连杆。

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100断裂，分割为2个构件(相当于盖2以及杆3)。并且，安装到曲轴上时，将被分割的2个构件结合。如果大头部100的断裂面为没有变形的脆性断面，则可以将盖2的断裂面和杆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。

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)、国际公开第2009/107282号(专利文献3)以及日本特开2006-336071号公报(专利文献4)中提出了裂解性高的钢。

专利文献1公开的高强度非调质钢的组成如下：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：0.03～1％、ni：0.03～1％、cr：0.05～1％、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，并且具有铁素体珠光体组织。钢中的tin夹杂物的最大直径为5μm以上且其数量以数密度计为5个/mm²以上。该高强度非调质钢具有高强度、高可切削性、高断裂分离性能，进而，专利文献1记载了能够在断裂时的断面处形成良好的凹凸。

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。钢的化学组成满足2mn+5mo+cr≤3.1、满足c+si/5+mn/10+10p+5v≥1.8，ceq＝c+si/7+mn/5+cr/9+v满足0.90～1.10。钢的硬度为hv330以上，屈服比为0.73以上。钢的组织是贝氏体为10％以下的铁素体/珠光体组织。专利文献2记载了该热锻用非调质钢能够提供确保高强度、并且可以确保优异的可切削性和断裂分离性的热锻非调质钢构件。

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％，al：限制为小于0.010％，余量实质上由fe和不可避免的杂质组成。专利文献3记载了该热锻用非调质钢的断裂分离性和可切削性优异。

专利文献4公开的连杆用钢以质量％计含有c：0.1～0.5％、si：0.1～2％、mn：0.5～2％、p：0.15％以下(不包括0％)、s：0.06～0.2％、n：0.02％以下(不包括0％)、ca：0.0001～0.005％、以及al：0.001～0.02％，余量由fe和不可避免的杂质组成。该连杆用钢将存在于钢中的氧化物系夹杂物的组成控制在规定的范围内。具体而言，在氧化物系夹杂物以al2o3为主体的情况、以sio2为主体的情况下，断裂分割性不十分。因此，在该文献中，使氧化物系夹杂物中的al2o3、sio2以及cao这三种成分不产生偏重。专利文献4记载了由此能够提高断裂分割性(参见专利文献4的第[0009]段)。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2004-277817号公报

专利文献2：日本特开2011-195862号公报

专利文献3：国际公开第2009/107282号

专利文献4：日本特开2006-336071号公报

技术实现要素：

发明要解决的问题

对于裂解连杆，通常是通过热锻来实施连杆的一体成型。在本说明书中将热锻后的非调质棒钢也称为“热锻品”。此处，量产裂解连杆时，在热锻工序中，由于加热炉的温度不均、加工发热等，有时会在热锻品中局部生成贝氏体。这种情况下，热锻品的裂解性下降。

具体而言，由于贝氏体的韧性高，因此如果热锻品的显微组织中存在贝氏体，则裂解后的断裂面上容易出现延性断面。在出现延性断面的情况下，大头部会发生塑性变形。因此，即使将断裂面合对也不会整齐地匹配，图1中的大头部100的内径d会偏离所期望的数值。其结果，在曲柄连接部(大头部100)处发生一端接触，这有时会成为汽车行驶时引起振动、噪音的原因。

上述专利文献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，有时会出现大头部的内径变形、裂解性降低的情况。

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，贝氏体率超过10％时会在断裂面上产生延性断面，有时裂解性下降。

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，有时裂解性降低。

专利文献4中没有提到在热锻品中生成贝氏体的情况下的裂解性。因此，在热锻品中生成贝氏体时，有时裂解性低。

本发明的目的在于提供一种非调质棒钢，其具有优异的热加工性，在热锻后具有高屈服强度、高疲劳强度以及优异的可切削性，即使在热锻后生成贝氏体也具有优异的裂解性。

用于解决问题的方案

本发明的非调质棒钢具有如下化学组成：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：0.10％～0.25％、al：0.003～0.100％、n：0.020％以下、cu：0～0.40％、ni：0～小于0.20％、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，所述化学组成满足式(1)。对于本发明的非调质棒钢，在钢中，以质量％计含有70.0％以上的al2o3且√area为3μm以上的al2o3系夹杂物的数密度为0.05～1.00个/mm²。

0.60≤c+0.2mn+0.25cr+0.75v+0.81mo≤1.00(1)

此处，式(1)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

发明的效果

本发明的非调质棒钢具有优异的热加工性，在热锻后具有高屈服强度、高疲劳强度和优异的可切削性，即使在热锻后生成贝氏体也具有优异的裂解性。

附图说明

图1为以往的连杆的主视图。

图2a为实施例的裂解性评价试验中使用的试验片的俯视图。

图2b为图2a所示的试验片的截面图。

图2c为试验片的俯视图，示出将图2a的试验片断裂分离的状态。

图2d为试验片的俯视图，示出用螺栓紧固图2c的试验片的状态。

具体实施方式

以下对本发明的实施方式进行详细说明。

本发明人等对非调质棒钢的热加工性和热锻后的非调质棒钢(热锻品)的屈服强度、疲劳强度、可切削性以及裂解性进行了调查和研究。结果，本发明人等获得如下见解。

(a)关于强度和可切削性

强度与可切削性是相悖的机械特性。但是，如果可以适当地调整化学成分，则可以兼顾这些机械特性。

定义fn1＝c+0.2mn+0.25cr+0.75v+0.81mo。fn1为强度的指标，显示出与屈服强度正相关。在具有如下化学组成：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：0.10％～0.25％、al：0.003～0.100％、n：0.020％以下、cu：0～0.40％、ni：0～小于0.20％、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和杂质组成的非调质棒钢中，若fn1大于1.00，则钢的强度变得过高，钢的可切削性下降。若fn1小于0.60，则钢的屈服强度过低。在具有上述化学组成的非调质棒钢中，若fn1为0.60～1.00，则即使在热锻后也能够得到优异的屈服强度和可切削性。

(b)关于裂解性

本说明书中，“裂解性高”是指在热锻品的断裂面上难以生成延性断面。如上所述，为了提高热锻品的裂解性，优选热锻品的韧性低。此处，对于用于裂解连杆的热锻品，通常jisz2242(2005)规定的夏比冲击试验中的吸收能e(2mmv)为小于20j/cm²左右。另外，astme399-06规定的断裂韧性值kq为小于40mpa√m左右。

如上所述，热锻品有时会在显微组织中生成贝氏体。由于贝氏体的韧性高，因此生成贝氏体的热锻品容易在裂解后的断裂面上生成延性断面。即，在显微组织中生成贝氏体时，热锻品的裂解性下降。为此，本发明人等针对即使在显微组织中生成贝氏体的情况下也会提高裂解性进行了调查和研究。其结果，本发明人等发现在具有上述化学组成且还满足式(1)的非调质棒钢中残留的氧化物系夹杂物中，尤其是以al2o3为主体的al2o3系夹杂物有助于提高热锻品的裂解性。以下针对这一点进行详细说明。

al在精炼工序中的脱氧处理时作为脱氧剂被添加，与钢水中的氧结合而形成al2o3。通常，al2o3在钢水中聚集、合并以及上浮，从而被去除。但另一方面，一部分的al2o3会残留在钢中，形成al2o3系夹杂物。此处，在本说明书中，al2o3系夹杂物是指以质量％计含有70.0％以上的al2o3的夹杂物。

残留在钢中的al2o3系夹杂物即使在棒钢、热锻品中也会残留而不固溶。即，热锻品中残留的al2o3系夹杂物能够提高热锻品的裂解性。本发明人等认为其理由如下。

钢中的al2o3系夹杂物与钢母材相比，韧性极低。因此，在裂解时al2o3系夹杂物会发生脆性断裂。脆性断裂的al2o3系夹杂物成为断裂的起点，在脆性断裂的al2o3系夹杂物与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的塑性约束强，因此容易在钢中发生脆性断裂。从初始龟裂脆性发展而成的龟裂与由相邻的其他al2o3系夹杂物产生的龟裂结合，由此脆性断裂推进，结果生成脆性断面。因此，即使在含有高韧性的贝氏体的显微组织中，只要利用al2o3系夹杂物而产生上述初始龟裂，就容易使脆性龟裂推进。由此，断裂面成为脆性断面，延性断面被抑制。其结果，会得到优异的裂解性。

另一方面，作为al以外的脱氧剂，si、ca等也被广泛使用。si和ca会在钢水中形成sio2和cao。在钢中，sio2容易降低钢的疲劳强度、热加工性。另外，cao与al2o3相比韧性高，因此，并不能使钢的裂解性提高至比al2o3更高。

如上所述，为了维持钢的热加工性并提高热锻后的裂解性，合适的是在钢中的氧化物系夹杂物中利用al2o3系夹杂物而不利用sio2及cao。基于以上考量，本发明人等进一步对al2o3系夹杂物的合适的数密度进行了调查和研究。结果发现，在具有上述化学组成且满足式(1)的非调质棒钢中，若钢中的以√area计为3μm以上的al2o3系夹杂物(以下也称为“粗大al2o3系夹杂物”)的数密度为0.05～1.00个/mm²，则能够维持热加工性和热锻后的屈服强度、疲劳强度以及可切削性，并且即使热锻后在一定程度上生成贝氏体，也可得到优异的裂解性。

基于以上见解而完成的本实施方式的非调质棒钢具有如下化学组成：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：0.10％～0.25％、al：0.003～0.100％、n：0.020％以下、cu：0～0.40％、ni：0～小于0.20％、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，并且所述化学组成满足式(1)。在钢中，以质量％计含有70.0％以上的al2o3且√area为3μm以上的al2o3系夹杂物的数密度为0.05～1.00个/mm²。

0.60≤c+0.2mn+0.25cr+0.75v+0.81mo≤1.00(1)

此处，式(1)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

上述非调质棒钢的化学组成可以含有选自由cu：0.01～0.40％、ni：0.01％～小于0.20％、以及mo：0.01～0.10％组成的组中的1种或2种以上。

上述非调质棒钢的化学组成可以含有选自由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。

以下，对本实施方式的非调质棒钢进行详细说明。对于涉及元素的“％”，如果没有特别说明，则表示质量％。

[化学组成]

本实施方式的非调质棒钢的化学组成含有如下元素。

c：0.39～0.55％

碳(c)提高钢的屈服强度和疲劳强度。若c含量过低，则不能得到该效果。另一方面，若c含量过高，则可切削性降低。因此，c含量为0.39～0.55％。c含量的优选下限为0.40％，更优选为0.41％，进一步优选为0.42％。c含量的优选上限为0.54％，更优选为0.53％，进一步优选为0.52％。

si：0.10～1.00％

硅(si)在钢中固溶从而提高钢的疲劳强度。若si含量过低，则不能得到该效果。另一方面，若si含量过高，则上述效果饱和。si含量过高时还会降低钢的热加工性，棒钢的制造成本也变高。因此，si含量为0.10～1.00％。si含量的优选下限为0.11％，更优选为0.12％，进一步优选为0.15％。si含量的优选上限为0.99％，更优选为0.95％，进一步优选为0.90％。

mn：0.50～1.50％

锰(mn)使钢脱氧。mn还会提高钢的屈服强度和疲劳强度。若mn含量过低，则不能得到这些效果。另一方面，若mn含量过高，则钢的热加工性降低。因此，mn含量为0.50～1.50％。mn含量的优选下限为0.51％，更优选为0.55％，进一步优选为0.60％。mn含量的优选上限为1.49％，更优选为1.45％，进一步优选为1.40％。

p：0.010～0.100％

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为脆性。结果，断裂分割后的裂解连杆的大头内径变形量变小。即，热锻后的钢的裂解性提高。若p含量过低，则不能得到该效果。另一方面，若p含量过高，则钢的热加工性降低。因此，p含量为0.010～0.100％。p含量的优选下限为0.011％，更优选为0.015％，进一步优选为0.020％。p含量的优选上限为0.090％，更优选为0.080％，进一步优选为0.070％。

s：0.040～0.130％

硫(s)与mn以及ti结合而形成硫化物，提高钢的可切削性。若s含量过低，则不能得到该效果。另一方面，若s含量过高，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0.041％，更优选为0.045％，进一步优选为0.050％。s含量的优选上限为0.129％，更优选为0.125％，进一步优选为0.120％。

cr：0.05～0.50％

铬(cr)提高钢的屈服强度和疲劳强度。若cr含量过低，则不能得到该效果。另一方面，若cr含量过高，则钢材变得过硬，可切削性降低。若cr含量过高，则还会导致制造成本变高。因此，cr含量为0.05～0.50％。cr含量的优选下限为0.10％，更优选为0.12％，进一步优选为0.15％。cr含量的优选上限为0.49％，更优选为0.45％，进一步优选为0.40％。

v：0.05％～0.40％

钒(v)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。若v含量过低，则不能得到该效果。另一方面，若v含量过高，则钢的制造成本变得极高。若v含量过高，则还会降低钢的可切削性。因此，v含量为0.05～0.40％。v含量的优选下限为0.06％，更优选为0.07％，进一步优选为0.10％。v含量的优选上限为0.39％，更优选为0.35％，进一步优选为0.32％。

ti：0.10％～0.25％

钛(ti)在热锻后的冷却以及加热过程中与v一起以碳化物的形式析出，提高热锻后的钢的疲劳强度。ti还会在基于连续铸造的钢水的凝固过程中形成ti硫化物和ti碳硫化物，提高钢的可切削性。若ti含量过低，则不能得到这些效果。另一方面，若ti含量过高，则热加工性下降。因此，ti含量为0.10％～0.25％。ti含量的优选下限为超过0.12％，更优选为0.15％。ti含量的优选上限为0.24％，更优选为0.22％。

al：0.003～0.100％

铝(al)使钢脱氧。al还会在钢中使粗大al2o3系夹杂物残留，提高热锻品的裂解性。若al含量过低，则不能得到这些效果。另一方面，若al含量过高，则粗大al2o3系夹杂物会过量生成，钢的疲劳强度和热加工性下降。若al含量过高，则还会使制造成本变高。因此，al含量为0.003～0.100％。al含量的优选下限为0.004％，更优选为0.005％，进一步优选为0.006％，再进一步优选为0.011％。al含量的优选上限为0.080％，更优选为0.060％，进一步优选为0.050％。需要说明的是，在本实施方式的非调质棒钢中，al含量是全部的al含量。

n：0.020％以下

氮(n)不可避免地含有。即，n含量超过0％。n与al结合而形成aln，妨碍al2o3的形成。结果，热锻后的钢的裂解性下降。因此，n含量为0.020％以下。n含量的优选上限为0.015％，更优选为0.010％。优选n含量尽可能低。

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。此处，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。

[关于任意元素]

本实施方式的非调质棒钢可以进一步含有选自由cu、ni、以及mo组成的组中的1种或2种以上来代替fe的一部分。这些元素均会提高钢的强度。

cu：0～0.40％

铜(cu)为任意元素，可以不含有。即，cu含量可以为0％。含有cu的情况下，cu在钢中固溶从而提高钢的疲劳强度。cu只要少量含有，就可以在一定程度上得到上述效果。然而，若cu含量过高，则钢的制造成本变高。若cu含量过高，则还会使钢的可切削性下降。因此，cu含量为0～0.40％。cu含量的优选下限为0.01％，更优选为0.05％，进一步优选为0.10％。cu含量的优选上限为0.39％，更优选为0.35％，进一步优选为0.30％。

ni：0～小于0.20％

镍(ni)为任意元素，可以不含有。即，ni含量可以为0％。含有ni的情况下，ni在钢中固溶从而提高钢的疲劳强度。ni只要少量含有，就可以在一定程度上得到上述效果。然而，若ni含量过高，则钢的制造成本变高。若ni含量过高，则还会使钢的韧性上升。结果，在断裂分离后的断面上生成延性断面，热锻品的裂解性降低。因此，ni含量为0～小于0.20％。ni含量的优选下限为0.01％，更优选为0.02％，进一步优选为0.05％。ni含量的优选上限为0.19％，更优选为0.18％，进一步优选为0.15％。

mo：0～0.10％

钼(mo)为任意元素，可以不含有。即，mo含量可以为0％。含有mo的情况下，mo在钢中形成碳化物从而提高钢的屈服强度和疲劳强度。mo只要少量含有，就可以在一定程度上得到上述效果。然而，若mo含量过高，则钢的硬度提高，钢的可切削性下降。若mo含量过高，则还会使钢的制造成本变高。因此，mo含量为0～0.10％。mo含量的优选下限为0.01％，更优选为0.02％，进一步优选为0.05％。mo含量的优选上限为0.09％，更优选为0.08％，进一步优选为0.07％。

本实施方式的非调质棒钢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。这些元素均会提高钢的可切削性。

pb：0～0.30％

铅(pb)为任意元素，可以不含有。即，pb含量可以为0％。含有pb的情况下，pb提高钢的可切削性。pb只要少量含有，就可以在一定程度上得到上述效果。然而，若pb含量过高，则钢的热加工性下降。因此，pb含量为0～0.30％。pb含量的优选下限为0.05％，更优选为0.10％。pb含量的优选上限为0.29％，更优选为0.25％，进一步优选为0.20％。

te：0～0.3000％

碲(te)为任意元素，可以不含有。即，te含量可以为0％。含有te的情况下，te提高钢的可切削性。te只要少量含有，就可以在一定程度上得到上述效果。然而，若te含量过高，则钢的热加工性下降。因此，te含量为0～0.3000％。te含量的优选下限为0.0003％，更优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。te含量的优选上限为0.2900％，更优选为0.2500％，进一步优选为0.2000％。

ca：0～0.0100％

钙(ca)为任意元素，可以不含有。即，ca含量可以为0％。含有ca的情况下，ca提高钢的可切削性。ca只要少量含有，就可以在一定程度上得到上述效果。然而，若ca含量过高，则钢的热加工性下降。因此，ca含量为0～0.0100％。ca含量的优选下限为0.0003％，更优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。ca含量的优选上限为0.0090％，更优选为0.0080％，进一步优选为0.0050％。

bi：0～0.3000％

铋(bi)为任意元素，可以不含有。即，bi含量可以为0％。含有bi的情况下，bi提高钢的可切削性。bi只要少量含有，就可以在一定程度上得到上述效果。然而，若bi含量过高，则钢的热加工性下降。因此，bi含量为0～0.3000％。bi含量的优选下限为0.0003％，更优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。bi含量的优选上限为0.2900％，更优选为0.2000％，进一步优选为0.1000％。

[关于式(1)]

本实施方式的非调质棒钢的化学组成还满足式(1)。

0.60≤c+0.2mn+0.25cr+0.75v+0.81mo≤1.00(1)

此处，式(1)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

fn1(＝c+0.2mn+0.25cr+0.75v+0.81mo)是表示钢的强度的指标。若fn1小于0.60，则钢的强度变得过低。在这种情况下，热锻后的钢的疲劳强度下降。另一方面，若fn1超过1.00，则钢的强度变得过高。在这种情况下，热锻后的钢的可切削性下降。因此，fn1为0.60～1.00。fn1的优选下限为0.61，更优选为0.63，进一步优选为0.65。fn1的优选上限为0.99，更优选为0.98，进一步优选为0.95。

[关于显微组织]

本实施方式的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优选为65％以上。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％，更优选为75％，进一步优选为80％以上，最优选为100％。另一方面，贝氏体的面积率的优选上限为30％，更优选为25％，进一步优选为20％，最优选为0％。

需要说明的是，显微组织中的贝氏体的面积率可以通过以下的方法测定。从非调质棒钢的任意的r/2部(连接棒钢的中心轴与外周面的线段(半径)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，用3％硝酸醇(硝酸乙醇腐蚀液)进行蚀刻。用200倍的光学显微镜观察被蚀刻的观察面，生成任意的5个视场的照片图像。

在各视场中，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，求出各视场中的贝氏体的面积(μm²)。求出所有视场中的贝氏体的面积相对于所有视场(5视场×10个)的总面积的比。将求出的比定义为贝氏体的面积率(％)。

[粗大al2o3系夹杂物的数密度]

本实施方式的非调质棒钢中，√area为3μm以上的al2o3系夹杂物(即粗大al2o3系夹杂物)的数密度为0.05～1.00个/mm²。如上所述，al2o3系夹杂物是指以质量％计含有70.0％以上的al2o3的夹杂物。即，al2o3系夹杂物在夹杂物中的al2o3含量(质量％)为70.0％以上。

本实施方式的非调质棒钢通过热锻而被制成裂解连杆。在由于操作上的加热温度的不均而导致热锻时的钢材温度成为比1300℃更高的温度的情况下，有时在热锻品(裂解连杆)的显微组织中，会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％。

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个构件(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，裂解性会下降。

若粗大al2o3系夹杂物的数密度小于0.05个/mm²，则不能得到充分的裂解性。另一方面，若粗大al2o3系夹杂物的数密度超过1.00个/mm²，则虽然能够获得优异的裂解性，但是疲劳强度、热加工性下降。若粗大al2o3系夹杂物的数密度为0.05～1.00个/mm²，则即使通过热锻生成贝氏体，也能够在热锻后维持疲劳强度、热加工性并获得优异的裂解性。

用于进一步提高裂解性的粗大al2o3系夹杂物的数密度的优选下限为0.06个/mm²，更优选为0.07个/mm²。用于进一步提高疲劳强度和热加工性的粗大al2o3系夹杂物的数密度的优选上限为0.80个/mm²，更优选为0.60个/mm²。

粗大al2o3系夹杂物的数密度可以通过以下的方法测定。在棒钢中，从r/2部采集样品。从样品的表面中相当于包含棒钢的轴方向的截面(纵截面)的表面采集30个以长度4mm×宽度2.5mm为被检面积的试样。使30个试样的观察面不腐蚀，直接用200倍的光学显微镜观察，生成照片图像。被检面积的总和为300mm²。

由对比度确定各试样的观察面(4mm×2.5mm)中的夹杂物。根据夹杂物的形状和对比度，从所确定的夹杂物中确定氧化物系夹杂物。对于确定出的氧化物系夹杂物，使用电子探针显微分析仪(epma)测定各氧化物系夹杂物中的元素含量(质量％)。由分析的各元素含量计算氧化物系夹杂物中的al2o3的质量％。需要说明的是，可以通过如下方式替代根据形状和对比度确定氧化物系夹杂物：对观察面中的全部夹杂物实施利用epma的元素分析，在含有al、ca、si及mg中的任一种以上和氧(o)时，将其夹杂物确定为氧化物系夹杂物。

在本实施方式的非调质棒钢的化学组成的范围内，氧化物系夹杂物中所含的氧化物基本上为al2o3、cao、sio2以及mgo，其他氧化物可以无视。因此，在本实施方式中如下定义夹杂物中的al2o3含量(质量％)。

确定各氧化物系夹杂物中任意的3点。对于所确定的点，使用电子束直径1μm的电子射线来测定al、ca、si及mg含量(质量％)。将测定出的各元素的含量换算成对应氧化物的含量，定义为各氧化物的计算值。更具体而言，通过将由epma测定的al含量(质量％)乘以al2o3相对于al的原子量比(＝al2o3的分子量/(al的原子量×2))，来求出所确定的点处的al2o3的计算值(质量％)。

对于cao、sio2以及mgo，也与al2o3同样求出cao、sio2以及mgo的计算值(质量％)。求出al2o3的计算值相对于所求出的各氧化物的计算值的总和的比，定义为所确定的任意点处的al2o3含量(质量％)。将所确定的3点的al2o3含量(质量％)的算术平均值定义为“夹杂物中的al2o3含量(质量％)”。

将利用上述方法确定的夹杂物中的al2o3含量(质量％)为70.0％以上的夹杂物确定为al2o3系夹杂物。使用图像解析装置计算所确定的各al2o3系夹杂物的√area。具体而言，求出所确定的各al2o3系夹杂物的长度l(μm)和宽度w(μm)。假设各al2o3系夹杂物为长方形，求出面积(＝l×w(μm²))。求出所得面积的平方根，定义为各al2o3系夹杂物的√area(μm)。

求出各al2o3系夹杂物的√area后，确定√area为3μm以上的粗大al2o3系夹杂物。求出所确定的粗大al2o3系夹杂物的个数，将其除以被检面积的总和(300mm²)而得的值定义为粗大al2o3系夹杂物的数密度(个/mm²)。

[制造方法]

对上述的非调质棒钢的制造方法的一例进行说明。本制造方法包括精炼工序、铸造工序和热加工工序。

[精炼工序]

通过公知的方法制造满足上述化学组成和式(1)的钢水。具体而言，通过公知的方法进行转炉中的脱碳、脱磷、脱硅处理。出钢后，立即向钢包中添加铝脱氧剂，实施脱硫处理。需要说明的是，为了防止混入sio2、cao，钢包优选使用铝脱氧专用锅。另外，优选铝脱氧剂是al含量以质量％计为80％以上的金属al或al合金。

脱硫处理后，实施真空脱气处理。此处，确认制造中途的钢水成分，在真空脱气处理期间追加上述铝脱氧剂，由此调整钢水中的al含量。优选的是，在真空脱气处理期间添加的铝脱氧剂以质量％计为所要添加的铝脱氧剂整体的50～70％。

需要说明的是，为了抑制sio2的生成，si的添加在通过铝脱氧剂将钢充分脱氧后进行。si的添加例如在从添加追加的铝脱氧剂起经过10分钟以上后实施。进而，为了使al2o3在适当范围内凝聚，优选从出钢后添加脱氧剂起到铸造开始为止，将钢水温度为1600℃以上的时间设为15分钟～60分钟。通过以上精炼工序，可得到本实施方式的非调质棒钢中满足上述化学组成、式(1)和夹杂物规定的钢水。

[铸造工序]

使用上述钢水，通过公知的方法制造铸坯(板坯或者大方坯)或钢锭(铸锭)。铸造方法例如为连铸法或铸锭法。

[热加工工序]

在热加工工序中，对上述铸造工序中制造的铸坯或钢锭实施热加工，制造棒钢。热加工工序通过公知的方法实施。热加工工序例如包括粗轧工序和精轧工序。粗轧工序例如为初轧。精轧工序例如为使用连轧机的轧制。在连轧机中，具有一对水平轧辊的水平机架和具有一对垂直轧辊的垂直机架交替排列成一列。粗轧工序中的加热温度例如为1000～1300℃，精轧工序中的加热温度例如为1000～1300℃。在该加热温度区域中，al2o3系夹杂物的形态没有特别变化。

利用以上的制造工序，制造上述的非调质棒钢。

[热锻品的制造方法]

作为使用上述非调质棒钢的热锻品的制造方法的一例，对裂解连杆的制造方法进行说明。

首先，在高频感应加热炉中加热钢材。此时，优选的加热温度为1000～1300℃，优选的加热时间为10～15分钟。由于加热温度低，棒钢中的al2o3系夹杂物的形态没有特别变化。对被加热的棒钢实施热锻从而制造裂解连杆。优选热锻时的加工度为0.22以上。此处，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。

[热锻品的显微组织]

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℃，则制造的裂解连杆的显微组织可能包含贝氏体。

在使用上述非调质棒钢通过热锻而制造的裂解连杆的显微组织中，优选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％，更优选为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％，更优选为25％，进一步优选为20％，最优选为0％。贝氏体的面积率的一例为5～30％。

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个构件(盖和杆)时，断裂部会发生塑性变形，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的情况下，其具有上述的化学组成且满足式(1)，进而，以质量％计含有70.0％以上al2o3的al2o3系夹杂物的中√area为3μm以上的al2o3系夹杂物的数密度为0.05～1.00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。

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。从热锻品的任意部分采集10个样品。对于采集的各样品，通过与观察非调质棒钢中的显微组织相同的方法确定显微组织的相，求出贝氏体的面积率。

在上述说明中，作为锻造品的制造方法以裂解连杆为例进行了说明。但是，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。

另外，对于非调质棒钢的制造方法，只要钢中的√area为3μm以上的al2o3系夹杂物的数密度为0.05～1.00个/mm²，就不限于上述制造方法。即，可以通过其他制造方法来制造。

实施例

制造具有表1和表2所示化学组成的钢水。

[表1]

表1

[表2]

表2

参照表1和表2，试验编号1～44和53～59的化学组成是合适的，且满足式(1)。另一方面，试验编号45～52、60和61的化学组成不合适或者不满足式(1)。需要说明的是，试验编号60的化学组成在专利文献1所记载的钢的化学组成的范围内，试验编号61的化学组成在专利文献4所记载的钢的化学组成的范围内。

将各试验编号的钢水用70吨转炉实施一次精炼，从钢包出钢。在表3和表4中示出各试验编号的钢水是否使用了铝脱氧专用锅。具体而言，在表3和表4中的“钢包”栏中，“a”表示使用了铝脱氧专用锅。在表3和表4中的“钢包”栏中，“b”表示未使用铝脱氧专用锅。

[表3]

表3

[表4]

表4

对于各试验编号的钢水，在从钢包出钢后立即添加铝脱氧剂，实施脱硫处理。表3和表4中示出了对各试验编号的钢水使用的铝脱氧剂中的al含量。具体而言，在表3和表4中的“铝脱氧剂”栏中，“a”表示铝脱氧剂中的al含量为80％以上。在表3和表4中的“铝脱氧剂”栏中，“b”表示铝脱氧剂中的al含量低于80％。

试验编号1～60的钢水在脱硫处理后，在真空脱气处理期间添加了铝脱氧剂。需要说明的是，试验编号60的钢水还进一步在刚刚真空脱气处理后添加了铝脱氧剂。另外，试验编号61的钢水在脱硫处理后未实施铝脱氧剂的添加。

此处，对于各试验编号的钢水，在表3和表4中示出在真空脱气期间添加的铝脱氧剂的比例。具体而言，在表3和表4中的“脱氧剂添加率”栏中，“a”表示在真空脱气期间添加的铝脱氧剂为所要添加的铝脱氧剂整体的50～70％。在表3和表4中的“脱氧剂添加率”栏中，“l”表示在真空脱气期间添加的铝脱氧剂小于所要添加的铝脱氧剂整体的50％。在表3和表4中的“脱氧剂添加率”栏中，“h”表示在真空脱气期间添加的铝脱氧剂超过所要添加的铝脱氧剂整体的70％。

进而，对于各试验编号的钢水，示出从在真空脱气期间添加铝脱氧剂起到添加si为止的时间。具体而言，在表3和表4中的“si添加时机”栏中，“a”表示从在真空脱气期间添加铝脱氧剂起到添加si为止的时间为10分钟以上。在表3和表4中的“si添加时机”栏中，“b”表示从在真空脱气期间添加铝脱氧剂起到添加si为止的时间小于10分钟。

对于试验编号1～57、60以及61的钢水，在从出钢后立即添加铝脱氧剂起至铸造开始为止的期间，调整钢水温度使得钢水温度为1600℃以上的时间为25分钟。另一方面，对于试验编号58的钢水，在从出钢后立即添加铝脱氧剂起至铸造开始为止的期间，调整钢水温度使得钢水温度为1600℃以上的时间为70分钟。另外，关于试验编号59的钢水，在从出钢后立即添加铝脱氧剂起至铸造开始为止的期间，调整钢水温度使得钢水温度为1600℃以上的时间为5分钟。

对于各试验编号的钢水，在表3和表4中示出从出钢后添加铝脱氧剂起至铸造开始为止的、钢水温度为1600℃以上的时间。具体而言，在表3和表4中的“钢水的保持时间”栏中，“a”表示从出钢后添加铝脱氧剂起到铸造开始为止的、钢水温度为1600℃以上的时间为15～60分钟。在表3和表4中的“钢水的保持时间”栏中，“l”表示从出钢后添加铝脱氧剂起到铸造开始为止的、钢水温度为1600℃以上的时间不足15分钟。在表3及表4中的“钢水的保持时间”栏中，“h”表示从出钢后添加铝脱氧剂起到铸造开始为止的、钢水温度为1600℃以上的时间超过60分钟。

接着，对于各试验编号的钢水，使用连铸机通过连铸法由钢水制造铸坯(大方坯)。大方坯的横截面为300mm×400mm。

对制造的铸坯进行热轧制造钢坯。将钢坯在1150℃下加热35分钟，然后，使用精轧机实施精轧制造直径40mm的棒钢。

[热锻模拟品的制造]

在垂直于长度方向的方向上切割棒钢，采集直径40mm、长度100mm的供试材料。加热供试材料，在1250℃下保持5分钟。加热后，迅速沿轴向实施90％的热压缩，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。放置冷却后，再次加热试验片，在600℃下保持30分钟。需要说明的是，通过上述方法制造的各试验编号的热锻模拟品的、jisz2242(2005)规定的夏比冲击试验中的吸收能e(2mmv)均小于20j/cm²，astme399-06规定的断裂韧性值kq均小于40mpa√m。

[评价试验]

使用各试验编号的供试材料和热锻模拟品实施以下的评价试验。

[粗大al2o3系夹杂物的数密度测定试验]

从各试验编号的供试材料的r/2部采集样品。从样品的表面当中相当于包含供试材料的轴方向的截面(纵截面)的表面采集30个以长度4mm×宽度2.5mm为被检面积的试样。对于采集的试样，通过上述方法求出粗大al2o3系夹杂物的数密度(个/mm²)。在表3和表4中示出求出的粗大al2o3系夹杂物的数密度(个/mm²)。

[热加工性评价]

利用上述方法，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的表面有无裂纹。将50个中产生0个裂纹的情况评价为“a”、将产生1个的情况评价为“b”、将产生2～3个的情况评价为“c”、将产生4个以上的情况评价为“na”。评价为“a”～“c”的情况下，判断为能够得到优异的热加工性，评价为“na”的情况下，判断为不能获得优异的热加工性。将评价结果示于表3和表4。

[显微组织观察]

使用各试验编号的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当中采集包含r/2部的样品，通过上述方法求出贝氏体的面积率(％)。将求出的贝氏体的面积率(％)示于表3和表4。

[屈服强度评价]

从各试验编号的热锻模拟品的r/2部采集2根jisz2241(2011)规定的jis14a号试验片。使用采集的试验片，在大气中的室温(25℃)下实施拉伸试验，从而求出2根平均的屈服强度(mpa)。

将屈服强度ys(mpa)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“na”。将评价结果示于表3和表4。

评价为“a”～“c”的情况下，判断为能够得到高的屈服强度。评价为“na”的情况下，判断为屈服强度低。

[疲劳强度评价]

从各热锻模拟品的r/2部采集jisz2241(2011)规定的jis14a号试验片。使用采集的试验片，在大气中的室温(25℃)下以正弦波实施相位0(mpa)的交变疲劳试验。将重复次数10⁷次下不断裂的最大应力作为疲劳强度(mpa)。频率设为15hz。

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“na”。将评价结果示于表3和表4。

评价为“s”、“a”～“c”的情况下，判断为能够得到高的疲劳强度。评价为“na”的情况下，判断为疲劳强度低。

[可切削性评价]

对每个试验编号准备5个热锻模拟品。对于准备的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次/分钟。

将工具磨损量为0～10μm的情况评价为“s”、将11～30μm的情况评价为“a”、将31～50μm的情况评价为“b”、将51μm～70μm的情况评价为“c”。将工具磨损量为71μm以上的情况评价为“na”。评价为“s”、“a”～“c”的情况下，判断为能够得到优异的可切削性。评价为“na”的情况下，判断为未得到优异的可切削性。将评价结果示于表3和表4。

[裂解性评价]

通过机械加工，由各试验编号的热锻模拟品制造模拟图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10mm。在试验片10的中央形成孔(贯通孔)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，在孔11的周缘中相当于直径的各端点的2个位置加工v字形状的切口m。切口m的深度为1mm，前端r为0.1mm，开口角度为60°。

将夹具12嵌入到孔11中。夹具12由半圆板状的一对构件构成，两个合起来成为直径相当于孔11的内径的圆板。在夹具12的中心形成有用于打入楔13的孔14(参见图2b)。

将夹具12嵌入到孔11中后，打入楔13，在室温(25℃)下将试验片10断裂分离为2个构件10a、10b(参见图2c)。

在构件10a和10b的两侧面附近实施螺栓孔加工，用图2d所示的螺栓将构件10a和10b紧固。测定断裂分离前的试验片10的孔11的直径d0(参见图2a)和断裂分离后且紧固螺栓后的试验片10的孔11的直径d1(参见图2d)，将其差定义为内径变形量δd(＝d1-d0，单位为μm)。

将内径变形量δd为0～30μm的情况评价为“a”、将31～50μm的情况评价为“b”、将51～80的情况评价为“c”。并且，将内径变形量δd为81μm以上的情况评价为“na”。评价为“a”～“c”的情况下，判断为获得优异的裂解性。评价为“na”的情况下，判断为未得到优异的开裂性。

[评价结果]

参照表1～表4，试验编号1～44的化学组成是合适的，fn1也满足式(1)。进而，钢包、铝脱氧剂、脱氧剂添加率、si添加时机以及钢水的保持时间也是合适的。因此，钢中的粗大al2o3系夹杂物的数密度在0.05～1.00个/mm²的范围内。结果，供试材料显示出优异的热加工性。进而，热锻品显示出高屈服强度、高疲劳强度以及优异的可切削性。进而，虽然热锻品的显微组织中的贝氏体的面积率为0～30％，但是显示出优异的裂解性。

另一方面，试验编号45的v含量过高。结果，热锻品未显示出优异的可切削性。

试验编号46的v含量过低。结果，热锻品未显示出高的疲劳强度。

试验编号47的ti含量过高。结果，供试材料未显示出优异的热加工性。

试验编号48的ti含量过低。结果，热锻品未显示出高的疲劳强度。

试验编号49的al含量过高。因此，粗大al2o3系夹杂物的数密度过高。结果，供试材料未显示出优异的热加工性。进而，热锻品未显示出高的疲劳强度。

试验编号50的al含量过低。因此，粗大al2o3系夹杂物的数密度过低。结果，热锻品未显示出优异的裂解性。

试验编号51的fn1过高。结果，热锻品未显示出优异的可切削性。

试验编号52的fn1过低。结果，热锻品未显示出高的疲劳强度。

试验编号53未在钢包中使用铝脱氧专用锅。因此，粗大al2o3系夹杂物的数密度过低。结果，热锻品未显示出优异的裂解性。

试验编号54的铝脱氧剂中的al含量过低。因此，粗大al2o3系夹杂物的数密度过低。结果，热锻品未显示出优异的裂解性。

试验编号55从在真空脱气期间添加铝脱氧剂起到添加si为止的时间过短。因此，粗大al2o3系夹杂物的数密度过低。结果，热锻品未显示出优异的裂解性。

试验编号56的真空脱气期间所添加的铝脱氧剂的比例过高。因此，粗大al2o3系夹杂物的数密度过高。结果，供试材料未显示出优异的热加工性。进而，热锻品未显示出高的疲劳强度。

试验编号57的真空脱气期间所添加的铝脱氧剂的比例过低。因此，粗大al2o3系夹杂物的数密度过低。结果，热锻品未显示出优异的裂解性。

关于试验编号58，从出钢后添加铝脱氧剂起到铸造开始为止的、钢水温度为1600℃以上的时间过长。因此，粗大al2o3系夹杂物的数密度过高。结果，供试材料未显示出优异的热加工性。进而，热锻品未显示出高的疲劳强度。

关于试验编号59，从出钢后添加铝脱氧剂起到铸造开始为止的、钢水温度为1600℃以上的时间过短。因此，粗大al2o3系夹杂物的数密度过低。结果，热锻品未显示出优异的裂解性。

试验编号60的化学组成相当于专利文献1的实施例11。试验编号60的c含量和mn含量过低。试验编号60的n含量也过高。进而，试验编号60的粗大al2o3系夹杂物的数密度过低。结果，供试材料未显示出优异的热加工性。结果，热锻品还未显示出高的疲劳强度。进而，热锻品未显示出优异的裂解性。

试验编号61的化学组成相当于专利文献4的实施例1。试验编号61的c含量过低。试验编号61的ti含量和al含量也过低。进而，试验编号61的粗大al2o3系夹杂物的数密度过低。结果，供试材料未显示出优异的热加工性。热锻品还未显示出高的疲劳强度。进而，热锻品未显示出优异的裂解性。

以上对本发明的实施方式进行了说明。但是，上述实施方式只是用于实施本发明的示例。因此，本发明并不限定于上述实施方式，并且在不脱离其主旨的范围内可以对上述实施方式进行适宜变更来实施。