断裂分离性优异的断裂分离型连杆用轧制材，断裂分离性优异的断裂分离型连杆用热锻零件及断裂分离型连杆.pdf

本发明提供一种用于被组装到曲轴上的贯通孔部分被断裂分离成近半圆的连杆的制造所适合的、断裂分离性优异的轧制材。满足规定的成分，在观察棒状轧制材的相对于纵长方向的平行截面的D/4部(D是轧制材的直径)时，硫化物系夹杂物的平均长宽比为10.0以下，并且，由下式(1)表示的Pc为0.41～0.75，并且，由下式(2)表示的Veq为0.18质量％以上。Pc＝C/(1-α/100)…(1)，(式(1)中，C表示钢中碳含量(质量％)，α表示铁素体分率(面积％))，Veq＝V+Ti/2+Si/20…(2)，(式(2)中，V、Ti、Si表示钢中的各元素的含量(质量％))。

1.  一种断裂分离性优异的断裂分离型连杆用轧制材，其特征在于，化学成分组成以质量％计含有C：0.25～0.60％、Mn：0.5～2％、S：0.05～0.2％、Si：0.05～1.5％、V：0.05～0.3％、P：0.010～0.15％、Al：0.0010～0.06％、N：0.03％以下和Cr：0.1～2％，还含有从Zr：0.005～0.2％、Ti：0.005～0.1％、Mg：0.0003～0.01％、Ca：0.0005～0.01％、Te：0.0010～0.1％和REM：0.0005～0.3％中选出的至少一种，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
铁素体和珠光体合计占全体的95面积％以上，
在观察棒状轧制材的相对于纵长方向平行的截面的D/4部(D是轧制材的直径)时，硫化物系夹杂物的平均长宽比为10.0以下，并且，由下式(1)表示的Pc为0.41～0.75，并且，由下式(2)表示的Veq为0.18质量％以上，
Pc＝C/(1-α/100)…(1)
式(1)中，C表示钢中的碳含量(质量％)，α表示铁素体分率(面积％)，
Veq＝V+Ti/2+Si/20…(2)
式(2)中，V、Ti、Si表示钢中的各元素的含量(质量％)。

2.  根据权利要求1所述的断裂分离型连杆用轧制材，其特征在于，由下式(3)表示的Ceq为0.80质量％以上，并且，由下式(4)表示的PM为500质量％以下，
Ceq＝C+0.28Mn-1.0S-0.32Cr+1.7V+1.3Ti    …(3)
PM＝554C+71Mn-262S+82Cr+429V    …(4)
式(3)、(4)中，C、Mn、S、Cr、V、Ti表示钢中的各元素的含量(质量％)。

3.  根据权利要求1所述的断裂分离型连杆用轧制材，其特征在于，以质量％计还含有从0.0010～0.1％的Se和合计为0.01～0.2％的Bi以及Pb中选出的至少1种。

4.  根据权利要求1所述的断裂分离型连杆用轧制材，其特征在于，以质量％计还含有B：0.0005～0.004％。

5.  一种断裂分离性优异的断裂分离型连杆用热锻零件，对权利要求1～4中任一项所述的断裂分离型连杆用轧制材实施热锻而得到。

6.  一种断裂分离型连杆，其使用权利要求5所述的热锻零件而得到。

断裂分离性优异的断裂分离型连杆用轧制材，断裂分离性优异的断裂分离型连杆用热锻零件及断裂分离型连杆
技术领域
本发明涉及断裂分离性优异的断裂分离型连杆(connecting rod)用轧制材，断裂分离性优异的断裂分离型连杆用热锻零件及断裂分离型连杆，特别是涉及用于组装到曲轴(crankshaft)上的贯通孔部分被断裂分离成近半圆的连杆的制造所适合的轧制材，使用该轧制材而得到的热锻零件，此外还涉及使用该热锻零件而得到的断裂分离型连杆。
背景技术
汽油机和柴油机等的内燃机中，作为连结活塞和曲轴之间，并将活塞的往复运动传递到曲轴而转换成回转运动的零件使用的是连杆(以下称为“con rod”)。连杆是具有用于组装到曲轴上的贯通孔(近圆形)的零件，为了使该组装和用于维护的拆卸容易，其构成为贯通孔部分发离为2个近半圆。分离的连杆之中与活塞直接连结的一侧被称为连杆，其余被称为连杆盖。
上述连杆历来是通过分别热锻连杆实体和连杆盖之后，再切削加工接合面而制造，根据需要为了防止偏移，有实施定位销(knock pin)加工的情况。但是若实施这一加工，则除了材料的成品率量降低以外，因为会经历大量的工序，所以存在成本上升这样的问题。
因此进行如下方法：一体热锻连杆，实施机械加工[用于组装到曲轴上的贯通孔形成加工(开口加工)和螺栓孔加工等]后，使贯通孔部分成为2个近半圆这样进行冷断裂分割。根据该方法，因为接合面具有不规则的凹凸，所以不会使连杆实体与连杆盖的接合面产生间隙，从而能够高精度地组装到曲轴上。
作为基于上述断裂分离加工的连杆的制造用材料，在欧洲采用DIN规格的C70S6。该材料虽然适合上述断裂分离加工，但难以适应更高水平的疲劳强度和耐力的要求，此外还有被削性也很难说充分这样的问题。因此就期望疲劳强度、耐力更优异的，此外还能够确保良好的被削性的断裂分离型连杆用钢种的实现。
至今为止也开发有各种的钢材，在专利文献1中公开了关于可以断裂分离的高强度非调质钢及其中间制品。在上述公报中公开的要旨是，通过控制以MnS为主体的硫化物的长宽比和珠光体的面积率，从而在在断面中能够得到不规则的凹凸，在契合时很难发生偏移。但是，如果上述珠光体的面积率被规定为40％以下，珠光体以外为铁素体，则铁素体将占60％以上。因为铁素体为软质的相，所以若铁素体面积率大，则认为存在会招致断裂时的变形的情况。
另一方面，在专利文献2中，公开有一种使C量为0.25～0.70％，并且将铁素体的面积率抑制在10％以下的高强度、低延性且被削性优异的非调质钢。但是在该技术中，形成韧性高的硬质层，破裂分离时的载荷变高变形大。
在专利文献3中，公开了使C量为0.5～0.7％，并且，使铁素体面积率为5～15％，确保连杆制造中使用的热锻用钢的切削性和低延展性的技术。另外，在专利文献4中，公开了使C量为0.2～0.6％，添加V和Ti确保破裂分离性的技术。另外，在专利文献5～7中公开了抑制C量并且抑制铁素体分率，由此确保切削性和嵌合性的破裂分离性连杆用钢。但是，在上述专利文献3～7的技术中，不能控制MnS等硫化物系夹杂物的形态，不能充分抑制破裂时的变形。还有，在上述专利文献4～7中，虽然有在MnS的形态控制中Ca的添加有效的记载，但是并没有公开该具体的方法，也不能说控制以MnS为主体的硫化物系夹杂物的形态能够充分提高破裂分离性。
另一方面，在专利文献8中，公开了通过将硫化物系夹杂物的长宽比控制在10以下从而改善破裂分离性的热非调质钢。但是，S量比较多时，例如即使MnS球状化以该MnS为起点的空孔在破裂时也大量发生。而且，以其为起因铁素体的延展性破坏容易发生，连杆主体和连杆盖的破面不匹配，因此，破裂时的变形变大。
专利文献1：特开2003-342671号公报
专利文献2：特开2002-356743号公报
专利文献3：特开2004-35916号公报
专利文献4：特开2004-277817号公报
专利文献5：特开2002-275578号公报
专利文献6：特开2004-277848号公报
专利文献7：特开2003-193184号公报
专利文献8：特开2000-73141号公报
发明内容
本发明鉴于上述情况而形成，其目的在于，提供用于组装到曲轴上的贯通孔部分被断裂分离成近半圆的连杆的制造所适合的轧制材，使用该轧制材而得到的热锻零件，以及使用该热锻零件而得到的断裂分离型连杆。
本发明的破裂分离性优异的破裂分离型连杆用轧制材，化学成分以质量％计(以下，对于成分相同)含有C：0.25～0.60％、Mn：0.5～2％、S：0.05～0.2％、Si：0.05～1.5％、V：0.05～0.3％、P：0.010～0.15％、Al：0.0010～0.06％、N：0.03％以下、和Cr：0.1～2％，还含有从Zr：0.005～0.2％、Ti：0.005～0.1％、Mg：0.0003～0.01％、Ca：0.0005～0.01％、Te：0.0010～0.1％和REM：0.0005～0.3％中选出的至少一种，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且，铁素体和珠光体合计占全体的95面积％以上，在观察棒状轧制材的相对于纵长方向的平行截面的D/4部(D是轧制材的直径)时，硫化物系夹杂物的平均长宽比为10.0以下，并且，由下式(1)表示的Pc为0.41～0.75，并且，由下式(2)表示的Veq为0.18质量％以上。
Pc＝C/(1-α/100)          (1)
(式(1)中，C表示钢中碳含量(质量％)，α表示铁素体分率(面积％))
Veq＝V+Ti/2+Si/20         (2)
(式(2)中，V、Ti、Si表示钢中的各元素的含量(质量％))
另外，在上述轧制材中，以下式(3)表示的Ceq为0.80质量％以上，并且，以下式(4)表示的PM为500质量％以下。
Ceq＝C+0.28Mn-1.0S-0.32Cr+1.7V+1.3Ti    (3)
PM＝554C+71Mn-262S+82Cr+429V            (4)
(式(3)、(4)中，C、Mn、S、Cr、V、Ti表示钢中的各元素的含量(质量％))
上述轧制材作为其他元素还含有(a)Se：0.0010～0.1％、和/或Bi以及Pb合计为0.01～0.2％，(b)B：0.0005～0.004％。
本发明也包括对上述轧制材实施热锻而得到的断裂分离性优异的断裂分离型连杆用热锻零件，还包括使用该热锻零件得到的断裂分离型连杆。
还有，上述硫化物系夹杂物的平均长宽比指的是以后述实施例所示的方法测定的值。
根据本发明，能够将连杆的贯通孔部分良好地断裂分离成近半圆，因此能够降低分离加工的成本，并且与欧洲采用的C70S6相比，能够实现高强度，并且还发挥出优异的被削性的连杆用轧制材，使用该轧制材得到的热锻零件，还能够实现使用热锻零件得到的断裂分离型连杆。
附图说明
图1是表示Pc与因断裂分离而产生的应变(分离应变)的关系的曲线图。
图2是表示硫化物系夹杂物的平均长宽比(L/W)与因断裂而产生的应变(分离应变)的关系的曲线图。
图3是表示Veq与因断裂分离而产生的应变(分离应变)的关系的曲线图。
图4是用于说明硫化物系夹杂物的观察部位的概略立体图。
图5是模式化地表示用于断裂分离性的评价的试验片的形状的(a)顶视图和(b)侧视图。
图6是模式化地表示挤压试验机下的断裂分离的状态的剖面侧视图。
图7是表示用于断裂分离的评价的试验片的断裂分离前后(试验前后)的状态的顶视图。
符号说明
1冲压机
2支承台
3、3’支架(holder)
4、5楔子
6试验片
具体实施方式
本发明者们为了得到在将用于组装到曲轴上的贯通孔部分分离成2个近半圆形时，能够良好地使之断裂分离的连杆用轧制材，以能够确保加工性(特别是被削性)的低C量且提高了S量的钢材为对象进行了锐意研究。其结果是基于如下立意发现此具体方法：如果控制铁素体分率和上述C量的关系，并且控制硫化物系夹杂物的长宽比，则在断裂分离下易产生大的应变的上述低C量且高S量的钢材中，能够实现被削性优异并且断裂分离性被充分提高的连杆用轧制材。以下，对于本发明进行详述。
(Pc＝0.41～0.75
其中，Pc＝C/(1-α/100)      …(1)
(式(1)中，C表示钢中碳含量(质量％)，α表示铁素体分率(面积％))
在S量比较高的钢材中，即使控制MnS等的硫化物系夹杂物的形态，仍存在在断裂分离时发生延性破坏的情况。若延性破坏发生，则连杆实体和连杆盖的断面无法接合，在组装到曲轴上时不能将它们高精度的契合。另外，若不能高精度地契合，从而在连杆实体和连杆盖的接合面产生间隙，则也难以确保连杆的强度。因此在本发明中，为了防止上述延性破坏，而对于会对该延性破坏带来影响的因素进行各种研究。其结果发现，在规定C量的范围中，如果使表示全部组织中所占的铁素体分率和钢中的C量的关系的Pc：C/(1-α/100)在一定范围内即可。
图1是表示因断裂分离而产生的应变与上述Pc的关系的曲线图，是整理了后述的实施例的实验结果(硫化和的系夹杂物的长宽比均在规定范围内)，(还有，在图1中，对于C量为0.33％的情况引出表示倾向的线)。由图1可知，通过不仅仅将硫化物系夹杂物控制在后述的规定范围内，而且通过控制Pc，能够确实地抑制分离应变。具体来说，无论C量为什么情况，只要Pc在0.5附近，断裂分离时的应变均可取得极小值，为了将分离应变抑制在200μm以下(由于前述C70S6的分离应变最大为200μm左右，因此以200μm以下为目标)，可知需要使Pc的下限为0.41。为了使分离应变进一步减小至150μm以下，优选使Pc为0.45以上。另外关于Pc的上限则需要为0.75。为了使分离应变进一步减小至100μm以下，优选使Pc为0.47～0.60。
在本发明中，通过控制后述的硫化物系夹杂物的形态而促进断裂分离时的断面进展，并且如上述控制铁素体分率和C量的关系，则能够确保优异的断裂分离性，此外还能够抑制硫化物系夹杂物量增加时产生的缺口附近的孔穴，因此也能够确保被削性。
(在观察棒状轧制材的相对于纵长方向的平行截面的D/4部(D是轧制材的直径)时，硫化物系夹杂物的平均长宽比：10.0以下)
由制造过程中的延伸形成的长宽比大的硫化物系夹杂物会阻碍断裂分离时的龟裂进展。其结果是，施加于分离断裂的负荷变大，因此断裂分离时的变形(应变)变大。
图2是表示由断裂分离而产生的应变(分离应变)与硫化物系夹杂物的平均长宽比的关系的曲线图，是整理了后述的实施例的实验结果(上述Pc均在规定范围内)。由图2可知，为了将分离应变抑制在200μm以下，需要使上述硫化物系夹杂物的平均长宽比在10.0以下。为了使分离应变进一步减小至150μm以下，优选上述长宽比在9.5以下。
还有，本发明中的所谓“硫化物系夹杂物”虽然主要意思是MnS，但除了Mn、Zr、Ti、Mg、Ca、Se、Te、REM等的各硫化物以外，还包括它们的复合硫化物，和以氧化物为核的上述硫化物和复合硫化物的复合化合物。
(Veq≥0.18
其中，Veq＝V+Ti/2+Si/20      …(2)
(式(2)中，V、Ti、Si表示钢中的各元素的含量(质量％))
即使像MnS等这样的夹杂物不存在，仍会有孔穴发生，招致断裂分离时的延性破坏的情况，但是作为其原因，认为是铁素体的硬度过低的情况。因此本发明者们对于会对铁素体的硬度造成影响的元素进行调查时发现，V、Ti、Si是对铁素体的硬度有影响的元素，根据各种实验，含有该V、Ti、Si的上述Veq与铁素体的硬度相关。
图3是表示上述Veq与因断裂分离而产生的应变的关系的曲线图，虽然是整理了后述的实施例的实验结果，但由该图3可知，为了将分离应变抑制在200μm以下，以确保优异的断裂分离性，需要使Veq在0.18质量％以上。优选为0.22质量％以上。还有，即使使Veq为0.40质量％以上效果也是饱和，因此从成本的观点出发，优选使上述Veq为0.40质量％以下。
(Ceq≥0.80
其中，Ceq＝C+0.28Mn-1.0S-0.32Cr+1.7V+1.3Ti    …(3)
(式(3)中，C、Mn、S、Cr、V、Ti表示钢中的各元素的含量(质量％))
Ceq是与钢材的硬度相关的珠光体，为了确保作为连杆可以使用的强度，优选将Ceq控制在0.80质量％以上(更优选为0.90质量％以上)。另一方面，Ceq过高被削性也会劣化，因此其上限优选为1.50质量％。
(PM≤500
其中，PM＝554C+71Mn-262S+82Cr+429V    …(4)
(式(4)中，C、Mn、S、Cr、V表示钢中的各元素的含量(质量％))
PM是与被削性相关的珠光体，为了确保可量产水平的切削性，优选500质量％以下(更优选为400质量％以下)。
其次，以下详述本发明的各化学成分等的限定理由。
(C：0.25～0.60％)
C是强度的确保以及减小断裂时的应变所需要的元素。另外，也有形成珠光体等的组织，抑制以铁素体部分中的硫化物为核的孔穴的生成的效果。因此，C量需要为0.25％以上。优选为0.30％以上。但是，若C量过剩，则被削性劣化，因此其为0.60％以下。优选为0.55％以下。
(Mn：0.5～2％)
Mn提高钢材的强度，同时使淬火性提高，当碳含量高时在激光加工的切口底生成脆的热影响层，容易进行断裂分离。为了发挥该效果，优选使Mn为0.5％以上。但是若Mn量过剩，则在锻造后生成贝氏体，硬度显著增加，被削性降低。另外，因此贝氏体大量含有可动位错，所以连杆中作为重要的特性的耐力降低。因此在本发明中Mn量为2％以下。优选为1.5％以下。
(S：0.05～0.2％)
S与Mn生成硫化物(MnS)，对于改善被削性是有效的元素。在本发明中，为了发挥该效果而使S量在0.05％以上。优选为0.08％以上，更优选为0.10％以上。上述MnS若通过制造过程中的轧制等变成细长延伸的形状，则其成为阻碍断裂分离时的断面扩展的原因。在本发明中，虽然通过使硫化物系夹杂物球状化可解决上述问题，但是若S量过剩，则该硫化物系夹杂物也过剩，铁素体部的孔穴发生的起点增加，延性破坏将容易发生。因此S量为0.2％以下。优选为0.12％以下。
(Si：0.05～1.5％)
Si作为钢熔炼时的脱氧元素有用，并且固于铁素体中，使作为断裂分离时的塑性变形的主要原因的软质相(铁素体)的强度提高，也是使耐力和疲劳强度提高有效的元素。另外，对于抑制断裂分离时的变形(真圆度变化)，的高断裂面的契合性也有效。为了充分地发挥这些效果，优选Si量为0.05％以上。更优选为0.15％以上。但是若Si量过多，则不必要的硬度增加，被削性劣化，因此使其为1.5％以下。优选为0.5％以下。
(V：0.05～0.3％)
V与Si一样，具有的高铁素体的强度，抑制断裂分离时的变形的效果。为了充分发挥该效果，优选使V量为0.05％以上。另一方面，即使过剩地含有V，上述效果也是饱和，因此其上限为0.3％。
(P：0.010～0.15％)
在本发明中，P对于抑制断裂时的变形，使断裂面的契合性提高有效，为了发挥该效果，也可以积极地使之含有0.010％以上。优选为0.02％以上。但是，因为P也是容易诱发连续铸造时的铸造缺陷的元素，所以为0.15％以下(优选为0.08％以下)。
(Al：0.0010～0.06％)
Al是在钢熔解时发挥脱氧作用的元素，因为钢水中的氧浓度降低，硫化物系夹杂物容易球状化，所以其也是有助于硫化物系夹杂物的球状化的元素。为了发挥这样的效果，优选使之含有0.0010％以上。更优选为0.010％以上。但是即使Al等过剩其效果也是饱和，钢水中的氧浓度过度降低，硫化物系夹杂物的球状化反而被阻碍。因此Al量为0.06％以下(更优选为0.020％以下)。
(N：0.03％以下)
N是在钢中不可避免被含有的元素，若大量含有则成为铸造缺陷的原因，因此抑制在0.03％以下(更优选为0.02％以下)。
(Cr：0.1～2％)
如果添加Cr，则与上述Mn一样，在提高钢材的强度的同时使淬火性提高，另外，当碳含量高时，其使激光加工的切口底生成脆的热影响层，容易进行断裂分离。为了发挥该效果，优选使之含有0.1％以上(更优选为0.15％以上)。然而，若Cr大量被含有，则在锻造后生成贝氏体，硬度显著增加而被削性降低。另外，因此贝氏体大量含有可动位错，所以连杆中作为重要的特性的耐力降低。因此在本发明中将Cr量抑制在2％以下(更优选为1.0％以下)。
(从Zr：0.005～0.2％、Ti：0.005～0.1％、Mg：0.0003～0.01％、Ca：0.0005～0.01％、Te：0.0010～0.1％及REM：0.0005～0.3％中选出的至少一种)
这些元素具有控制硫化物系夹杂物的形状，抑制断裂分离时的变形的效果。Zr对于硫化物系夹杂物的球状化是有效的元素，为了期待该效果，优选使Zr量为0.005％以上。更优选为0.05％以上。但是若Zr量过多，则变得过硬而被削性劣化，因此优选为0.2％以下(更优选为0.10％以下)。
Ti有助于硫化物系夹杂物的球状化，并且与Si、V一样，也有具有提高铁素体的强度，抑制断裂分离时的变形的效果。为了发挥该效果，优选Ti量为0.005％以上。更优选为0.05％以上。但是若Ti量变得过剩，则被削性降低，因此优选以0.1％为上限。更优选为0.08％以下。
Mg在使硫化物系夹杂物微细化上是有用的元素。若硫化物系夹杂物存在，则机械的性质受损，但是通过微细化能够抑制机械的性质的劣化。为了发挥该效果，优选使Mg量为0.0003％以上。但是若Mg量过多，则氧化物过剩存在，机械的性质反而受损，因此为0.01％以下(更优选为0.0040％以下)。
Ca具有使硫化物系夹杂物球状化的效果。为了发挥该效果，优选使Ca含有0.0005％以上。还有，添加Ca时，为了抑制Ca氧化物形成，使硫化物系夹杂物中固溶Ca而实现硫化物系夹杂物的球状化，优选在Ca添加之前添加Al等，降低钢水中的氧量之后再添加Ca。
另一方面，若Ca量过剩，则与Mg一样，氧化物大量形成，机械的性质反而受损。因此，Ca量优选为0.01％以下(更优选为0.0030％以下)。
Te也是具有硫化物系夹杂物的球状化效果的元素，为了发挥该效果，优选使之含有0.0010％以上。但是若大量含有，则热变形能劣化，因此为0.1％以下(优选为0.01％以下)。
REM(稀土类元素：例如混合稀土)与Mg一样，也具有使硫化物系夹杂物微细化的效果，有助于机械的性质的改善效果。期待该效果而添加REM时，其优选为0.0005％以上。更优选为0.0010％以上。但是若大量过度添加，则氧化物大量形成，机械的性质反而受损。因此REM优选为0.3％以下(更优选为0.010％以下)。
本发明规定的含有元素如上所述，余量是铁和不可避免的杂质，作为该不可避免的杂质，能够允许因原料、物资、制造设备等的状况而搀入的元素的混入。另外，为了进一步提高断裂分离性，也可以在规定范围内积极地含有下述元素。
(Se：0.0010～0.1％)和/或Bi以及Pb：合计0.01～0.2％)
Se、Bi、Pb均是具有被削性改善的效果的元素。为了发挥该效果，Se的情况是优选使之含有0.0010％以上。另外，含有Bi和/或Pb时，优选合计0.01％以上。但是若大量含有Se，则热形变能劣化，因此优选为0.1％以下(更优选为0.03％以下)。另外，若大量含有Bi和/或Pb，则诱发钢材的铸造缺陷、轧制时的瑕疵，因此优选Bi和/或Pb合计0.2％以下(更优选为0.15％以下)。
(B：0.0005～0.004％)
B具有改善淬火性，降低铁素体分率，抑制由硫化物系夹杂物造成的孔穴的发生的效果。为了发挥该效果，优选B量为0.0005％以上。但是若B大量被含有，则产生与铁的共晶溶液，热变形能降低，因此为0.004％以下。更优选为0.002％以下。
本发明的轧制材，组织是铁素体和珠光体的2相组织，铁素体和珠光体合计占总体的95面积％以上。铁素体和珠光体以外的组织(例如贝氏体)以面积率计如果在5％以下则能够允许。
本发明虽然没有对上述轧制材的制造方法进行规定，但是如果使热轧时进行的加热温度在950℃以上，则能够容易地使上述硫化物系夹杂物的平均长宽比在规定范围内，因此优选。另一方面，若上述温度过高，则氧化皮带来的不良和瑕疵发生，因此优选为1200℃以下。另外，为了控制硫化物系夹杂物的形态，如上述添加Ca、Zr和Te等有效，但为了添加该元素，在熔炼阶段，优选在添加上述Ca等之前添加Al等的脱氧元素以降低钢水中的氧量之后，再添加上述Ca等。
为了控制上述Pc，需要调整C量，并且控制铁素体分率。铁素体分率可以通过锻造之后的钢材温度和锻造后的冷却速度的调整、C以外的合金元素量的调整等的公知手段进行调整。具体来说可列举如下方法。即，以适当的条件实施锻造，测定铁素体分率，计算Pc。当Pc不在本发明规定的范围时，例如通过降低铁素体分率而能够使Pc在规定的范围内时，则实施降低冷却速度、降低锻造之后的钢材温度、另外在规定的范围内降低Mn等的合金成分等的调整。这样通过使Pc大体在0.5附近而反复尝试，可以进行Pc的调整。
还有，本发明的轧制材，在使用了该轧制材的热锻造零件的制造中，在锻造后，为了确保机械的性质的特性，不需要实施淬火和回火这样的热处理，其是能够在冷却的状态下使用的非调质钢。上述轧制材的形状为棒状即可，其大小没有特别限定，但是一般的为直径25～50mm左右。
本发明的断裂分离型连杆用热锻零件，能够通过使用上述轧制材，以公知的方法进行热锻，形成连杆的外形而得到。另外，为了得到断裂分离型连杆，能够通过对上述锻造零件实施成形加工等的加工，形成用于组装到曲轴上的贯通孔，其后使贯通孔部分分离成2个近半圆，如此进行断裂分离而取得。
实施例
以下，例举实施例更具体地说明本发明，但是本发明当然不受下述实施例限制，也可以在能够符合前后述宗旨的范围适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
棒钢制造例
遵循通常的熔炼方法熔解、铸造表1、2所示的化学成分的钢后，进行开坯、轧制，得到的棒钢。其次，通过热锻将其锻造至25mm厚。还有，在上述制造方法中，Pc的调整通过调整成分和热锻后的800～600℃的平均冷却速度来进行。另外，硫化物系夹杂物的平均长宽比通过变化轧制之前的钢材温度，使硫化物系夹杂物球状化的Ca和Zr、Te等的添加来进行控制。这些元素全部在Al添加后进行添加。
使用得到的棒钢，按下述的要领进行铁素体分率的测定、硫化物系夹杂物的平均长宽比的测定和断裂分离性的评价。
(铁素体分率(α)的测定)
以使取得的棒钢的D/4部能够观察到的方式，从与纵长方向平行的截面提取试样(参照图4)，对表面进行镜面研磨后，用硝酸乙醇腐蚀液使之腐蚀以准备组织观察用试验片。然后使用光学显微镜以100倍进行拍摄(1个视野的照片尺寸：9cm×7cm)，进行获得的照片的图像分析而求得。在度样表面的任意的3个视野中同样地进行上述测定，将其平均值作为铁素体分率(面积％)。
另外基于前述图像分析，求得铁素体和珠光体的面积率的合计。
(硫化物系夹杂物的长宽比(L/W)的测定)
用光学显微镜观察相对于棒钢的纵长方向平行的截面的D/4部(参照图4)的1平方毫米。然后，针对宽1μm以上的夹杂物，测定各夹杂物的长径L和宽W(宽是相对于长径最宽的幅度)，求得L/W，计算其算术平均值。在上述夹杂物中，不仅包含硫化物系夹杂物，也会包含只由氧化物构成的夹杂物，但因为其可能性非常小，所以将根据上述方法求得的L/W视为硫化物系夹杂物的平均长宽比。
(断裂分离性的评价)
对于上述的棒钢，沿与棒钢的轧制方向垂直的方向实施热锻而成为25mm厚后，加工成图5所示的试验片。图5中，(a)表示试验片的顶视图，(b)表示试验片的侧视图，a表示切口，b表示孔穴，c表示显示轧制方向的箭头。试验片为65mm×65mm×厚22mm的板状，中央被抽出成的圆筒状。在抽出部的端部设有切口。另外，在试验片上沿轧制方向设有孔穴b
使用上述试验片，按图6所示的要领，设置在挤压试验机上(1600t压力，挤压速度：270mm/s[夹具接触时(夹具高度110mm)的速度，楔子4和楔子5的楔角为30°，因此TP断裂速度约150mm/s])，进行试验片的断裂分离。然后，按图7所示的要领将断裂分离前后的孔径差(L2-L1)作为分离应变进行测定，该分离应变为200mm以下的评价为断裂分离性优异。
这些结果显示在表3、4中。
[表1]

※1余量，Fe和不可避免的杂质
※2Veq＝V+Ti/2+Si/20
※3Ceq＝C+0.28Mn-1.0S+0.32Cr+1.7V+1.3Ti
※4PM＝554C+71Mn-262S+82Cr+429V
[表2]

※1余量是铁和不可避免的杂质
※2Veq＝V+Ti/2+Si/20
※3Ceq＝C+0.28Mn-1.0S+0.32Cr+1.7V+1.3Ti
※4PM＝554C+71Mn-262S+82Cr+429V
[表3]

※1800～600℃的平均冷却速度
※2Pc＝C/(1-α/100)
[表4]

※1800～600℃的平均冷却速度
※2Pc＝C/(1-α/100)
由表1～4能够进行如下考察(还有，下述记号表示表1～4的实验记号)。a01～a12是使轧制后的冷却速度变化而变动铁素体分率，另外使C量变化而使Pc变动。其中，Pc不在本发明的规定范围内的，其分离应变大，断裂分离性差。
b01～b03是改变轧制之前的钢材温度和锻造之后的钢材温度而控制硫化物系夹杂物的平均长宽比的例子。由这些示例可知，即使添加Ca这样的使硫化物系夹杂球状化的元素，长宽比也未必处于规定范围内，其仍会受到轧制之前的钢材温度和锻造之后的钢材温度的影响。如b03若长宽比超过10.0，则分离应变超过200μm，因此不能确保优异的断裂分离性。
c01以后是使各化学成分变动。其中c01～c05使C量变动，c01为C量不足，Pc低于下限值，因此断裂分离性差。另外由c05可知，为了确保被削性，优选使PM在规定范围内。
e01～e04是使Mn变动，e01其Mn量比较少，铁素体的生成得到促进，Pc高于规定范围。另外e04其Mn量比较多，铁素体没怎么生成，Pc低于规定范围。因此e01和e04其断裂分离性差。
g01～g07是使S量变动的例子，可知即使提高S量至0.2％，仍能够确保优异的断裂分离性。另一方面，由g01～g03可知，为了提高断裂分离性，优选含有一定量的Cr。
i01～i04是使V量变动的例子，i01其硫化物系夹杂物的平均长宽比被抑制在10.0以下，并且铁素体分率处于规定范围内，但是因为Veq低，所以有孔穴发生，断裂分离性差。
m01～m16是添加了Ti、Zr等所谓选择元素的例子，m01与上述i01同样，因为Veq低，所以有孔穴发生，断裂分离性差。M04是添加了B的例子，可知即使像这样添加B，也不会对断裂分离性造成不利影响。M10其Ca比较少，另外没有进行用于使硫化物系夹杂物球状化的其他的元素的添加和制造条件的控制，因此硫化物系夹杂物的平均长宽比变大，分离应变变大。
满足本发明的条件的轧制材，分离应变处在欧洲使用的C70S6的最大应变200μm以下，适合断裂分离型连杆的制造。特别是因为C量比上述C70S6低，且能够充分地添加S量，所以也能够兼备优异的被削性。
连杆的制造例
遵循通常的熔炼方法熔解、铸造表1的a01～07所示的化学成分的钢后，进行开坯、轧制(轧制之前的钢材温度为950℃)，得到的棒钢。其次，以表5所示的条件对其进行热锻，再通过进行机械加工，得到具有连杆的外形的热锻零件(厚18mm)。该热锻零件为连杆实体部和连杆盖部为一体的形态，连杆实体部具有与活塞相连结的连结轴和用于组装到曲轴上的半圆部，连杆盖具有与该连杆实体部一起形成贯通孔的半圆部，所述连结轴沿轧制方向被形成。以激光对该热锻造零件切入切口，使机械力作用而造成断裂，由此分离成连杆实体部和连杆盖。切口其形成是使断裂面与轧制方向直交的方式。
对于得到的断裂分离型连杆，与前述同样测定铁素体分率和硫化物系夹杂物的平均长宽比。另外将断裂分离前后的贯通孔的孔径差(L2-L1)作为分离应变进行测定。
结果显示在表5中。
[表5]

※1800～600℃的平均冷却速度
※2Pc＝C/(1-α/100)
由表5可知，Pc的值适当的例子(x01、x02)比Pc的值不适当的例子(x03)其分离应变小。