JP2010270358A - 破断分割性に優れた熱間鍛造部品 - Google Patents

Abstract

【課題】Ｃ、Ｖ、Ｐ量を低減した場合であっても、良好な破断分割性を発揮できる熱間鍛造部品を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．２７〜０．５０％（質量％の意味。化学成分組成について、以下同じ。）、Ｓｉ：０．１０〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０１５〜０．０７％、Ｓ：０．０１〜０．２％、Ｃｒ：０．１０〜１．０％、Ｖ：０．０３〜０．２０％未満、Ｔｉ：０．０１５〜０．１％、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、フェライト組織とパーライト組織の合計面積率が全組織に対して９０％以上であるとともに、（フェライト粒度番号Ｆ）−（旧オーステナイト粒度番号Ａ）≧ ３を満たすことを特徴とする破断分割性に優れた熱間鍛造部品。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車用内燃機関部品等に用いられる熱間鍛造部品に関するものであり、より詳細には、例えば熱間鍛造により部品形状に成形し、その後に衝撃を与えて破断して分割し、ボルトなどによって再締結される熱間鍛造部品に関する。以下では、熱間鍛造部品としてコネクティングロッド（以下、「コンロッド」と省略する場合がある。）を例に挙げて説明するが、本発明はこれに限定されるものではない。

自動車エンジン等のコネクティングロッドは、最終製品の形状を持ったものを鍛造により一体に成型し、必要により仕上げの機械加工を行った後、機械加工によりキャップ部と小端−ロッド部とを切断分離する、という手順に従って製作されていた。しかし、二つの部分を機械的に切断する場合、切り代として失われる部分がある上に、切断後の切削や研磨を必要とし工数が多くかかる。すなわち従来の機械加工によるコンロッドの製造コストは高いものであった。

そこで、コネクティングロッドを低コストで製造する方法として、非調質鋼を使用することと並んで、機械的な切断に代えて破断分離を行うことが提案されてきた。これは鍛造部品の破断分離を行いたい部分に切欠きを設けておき、荷重を加えてこの切欠きを起点として破断分離を起こさせるという手法であり、例えば特許文献１〜３に開示されている。

切欠きについては機械による加工とレーザー等の熱源を用いた加工があるが、レーザー等によるノッチはノッチ周りがマルテンサイト化するため、一般的には機械ノッチよりも割れやすくなる。しかし、レーザー等によるノッチを施した場合であっても、Ｖ等の合金元素を添加しない場合は、Ｃ量を０．７０％程度まで高めた上で組織をパーライト組織としなければ、良好な破断分割性を発揮することができない。一方、Ｃ量を０．７０％程度含む鋼材は被削性が悪く生産性を阻害するため、高価なＶ等を添加しないことによるコストダウン効果が十分に発揮されない。

このような被削性の問題を解消するため、Ｃ量を低減した場合は、破断分割性を確保するためにＶやＰなどの元素を多量に添加する必要がある。しかしＰの過剰添加は、鋳造時の割れを引き起こすため好ましくなく、またＶの過剰添加はコストが高くなってしまう。さらにＴｉを添加することも破断分割性の向上には有効であるが、Ｔｉ量の過剰添加は被削性が低下し、コストも高くなる。

例えば特許文献４には、Ｍｎ量を抑制するとともに、Ｔｉを少量添加して破断分割性を高めた機械構造用鋼が開示されている。しかし、Ｖが０．２％超と多量に添加されており、コストダウンすることは難しい。また特許文献５はレーザーノッチを設けることが開示されているが、Ｃ量が０．５％超か、またはＰ量が０．０７％超である例では、前述の被削性や鋳造時の割れの問題が解決できず、一方、Ｃ、Ｐ量が抑制されている例ではＶやＴｉが添加されておらず破断分割性が確保できない。

特開平９−３５８９号公報 特開平９−１７６７８７号公報 特開平９−１７８７８５号公報 特許第３３５５１３２号公報 特開２００２−２７５５７８号公報

本発明は、被削性を確保するためにＣ量を低減し、コスト高の一因となる高価なＶを抑制し、さらに鋳造時の割れの発生を防ぐためＰ量を抑制した場合であっても、レーザー等によるノッチを設けた際に良好な破断分割性を確保できる熱間鍛造部品を提供することを目的とする。

本発明者らは、Ｃを低減した場合において、ＶやＰなどの元素を多量に添加しなくとも、良好に破断分割できる熱間鍛造部品を実現するため、鋭意研究を重ねた。その結果、少量のＴｉを添加した上で、熱間鍛造前に一定温度以上に加熱してＴｉを十分固溶させて、フェライト粒度番号Ｆと旧オーステナイト粒度番号Ａの差を大きくした場合に、優れた破断分割性を発揮できることを見出し、本発明を完成した。

すなわち、本発明に係る熱間鍛造部品は、Ｃ：０．２７〜０．５０％（質量％の意味。化学成分組成について、以下同じ。）、Ｓｉ：０．１０〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｐ：０．０１５〜０．０７％、Ｓ：０．０１〜０．２％、Ｃｒ：０．１０〜１．０％、Ｖ：０．０３〜０．２０％未満、Ｔｉ：０．０１５〜０．１％、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、フェライト組織とパーライト組織の合計面積率が全組織に対して９０％以上であるとともに、（フェライト粒度番号Ｆ）−（旧オーステナイト粒度番号Ａ）≧ ３を満たしている。このような熱間鍛造部品は破断分割性に優れている。

前記熱間鍛造部品は、更に（i）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、（ii）Ｂｉ：０．２％以下（０％を含まない）および／またはＰｂ：０．３％以下（０％を含まない）、を適宜添加してもよい。また前記熱間鍛造部品は、熱間鍛造後に６００℃以上の温度で熱間コイニングを行うことも好ましい態様である。

本発明は、さらに上記熱間鍛造部品を破断分割して得られる自動車用内燃機関部品、特にコネクティングロッドを含む。

本発明の熱間鍛造部品は熱間鍛造前の加熱によりＴｉを十分に固溶させているため、（フェライト粒度番号Ｆ）−（旧オーステナイト粒度番号Ａ）≧ ３とすることができ、破断分割性を向上できる。

図１は、破断分割試験に用いる試験片の形状を示す図であり、図１（ａ）は上面図、図１（ｂ）は側面図を示す。 図２は、破断分割試験前後の試験片の状態を模式的に表した図である。 図３は、（Ｆ−Ａ）値と破断分割時の変形量（μｍ）の関係を示すグラフである。

本発明者らの検討により、Ｃ量を０．５０％以下に低減し、ＶやＰを抑制した場合、少量のＴｉを添加するだけでは破断分割性を向上させることができないことが判明した。すなわち、熱間鍛造前の加熱により、添加した少量のＴｉを十分に固溶させることによって初めて良好な破断分割性が達成できる。

固溶したＴｉによって破断分割性が向上できるのは、（ｉ）熱間鍛造前の加熱で十分に固溶したＴｉが熱間鍛造後の冷却過程でＴｉ系析出物として析出することによって析出強化できること、および（ii）固溶Ｔｉはフェライトの成長を抑制する効果があること、などが原因として考えられる。

前記（ii）について、熱間鍛造前にＴｉが固溶していたか否かは、熱間鍛造部品の組織を観察することで判断できる。一般に、Ｔｉは炭化物や炭窒化物を形成し、ピンニング効果により結晶粒を微細化できることが広く知られているが、Ｔｉを十分固溶させた場合にはこのピンニング効果が発揮されないため結晶粒は粗大化し、すなわち旧オーステナイト粒度番号Ａ（以下、「Ｇｆ粒度番号Ａ」と呼ぶ場合がある。）は小さくなる。さらに、固溶Ｔｉによってフェライトの成長が抑制されると、フェライト粒径は小さくなり、フェライト粒度番号Ｆは大きくなる。したがって、熱間鍛造部品のフェライト粒度番号ＦとＧｆ粒度番号Ａの差が大きい場合には、熱間鍛造前にＴｉが固溶していたと判断できる。

後記する実施例のデータについて、フェライト粒度番号ＦとＧｆ粒度番号Ａの差（以下、「（Ｆ−Ａ）値」と呼ぶ場合がある。）と、破断分割時の変形量の関係を図３に示す。本発明において、破断分割性は、欧州で破断分割型コンロッド用鋼として普及しているＤＩＮ規格のＣ７０Ｓ６を基準として評価する。後記する実施例で鋼種Ｘとして示すＣ７０Ｓ６は、破断分割した時の変形量が１００μｍであったため、本発明では破断分割時の変形量が１００μｍ以下の場合を破断分割性に優れると評価している。図３から明らかな通り、（Ｆ−Ａ）値が３以上である場合に変形量が１００μｍ以下を達成できており、さらに（Ｆ−Ａ）値が大きくなるほど変形量は減少する（すなわち破断分割性が良好になる）傾向にある。そこで（Ｆ−Ａ）値を３以上とし、好ましくは３．５以上、より好ましくは４以上（特に４．５以上）とする。破断分割性を高める観点からは（Ｆ−Ａ）値の上限は特に限定されないが、実現可能な（Ｆ−Ａ）値の上限は１０程度である。

また固溶Ｔｉの作用により、フェライト粒度番号Ｆは例えば９〜１３であり、Ｇｆ粒度番号Ａは例えば３〜９である。

本発明に係る熱間鍛造部品の組織は、フェライト組織とパーライト組織の合計面積率が９０％以上である。フェライトおよびパーライト組織以外の残部組織は、ベイナイト、マルテンサイト等の組織であっても良いが、強度および被削性の観点からできるだけ低減されることが好ましい。そこでフェライト組織とパーライト組織の合計面積率は好ましくは９５％以上であり、より好ましくは９７％以上（特に１００％であってもよい）である。

また後記する実施例（実験Ｎｏ．３０、３１）で示すように、Ｔｉを添加することによってパーライト分率、および硬さが上昇し、これらの相乗効果によっても破断分割性が向上しているものと考えられる。特にパーライト分率は、Ｔｉを添加することでおおよそ５〜１５％上昇する。本発明におけるパーライト分率は７５％以上が好ましい。

上記したような固溶Ｔｉの効果を有効に発揮するため、Ｔｉ量は０．０１５％以上とする。一方Ｔｉ量が過剰になると被削性が劣化するため０．１％以下とする。Ｔｉ量の好ましい範囲は０．０１８〜０．０８％であり、より好ましい範囲は０．０２０〜０．０７％である。

本発明の熱間鍛造部品は、上述したＴｉの他、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖ、Ａｌを必須元素として含有している。各元素の添加量および添加理由について以下に説明する。

Ｃ：０．２７〜０．５０％
Ｃは熱間鍛造の後の冷却後に、熱間鍛造部品のパーライト組織を増大させ、所望の強度を確保するのに寄与する元素である。またＣは破断分割性の向上にも寄与する。一方、Ｃ量が過剰になると、被削性が低下する。そこでＣ量は０．２７〜０．５０％であり、強度と被削性のバランスを考慮すれば、好ましくは０．３０〜０．４８％、さらに好ましくは０．３３〜０．４５％である。

Ｓｉ：０．１０〜２．０％
Ｓｉは鋼の溶製時に脱酸元素として作用する他、鋼材のフェライト組織に固溶して熱間鍛造の後の冷却後に、熱間鍛造部品を強化するのに有効な元素である。一方、Ｓｉ量が過剰になると、被削性および熱間加工性が劣化する。そこでＳｉ量は０．１０〜２．０％とし、好ましくは０．１５〜１．０％、より好ましくは０．２０〜０．７％である。

Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｍｎは鋼の溶製時における脱酸および脱硫元素として作用する。また、Ｍｎは熱間鍛造部品のパーライト焼入性を高めてパーライト量を増加させ、パーライト中のラメラー間隔を細かくすることにより耐力や疲労強度等の強度を向上させるのに有効である。さらに、Ｓと結合してＭｎＳを形成することによって、破断分割時の切欠効果を発揮することができる。一方、Ｍｎ量が過剰になるとベイナイト組織が生成し、被削性が低下する。そこでＭｎ量は０．５〜１．５％、好ましくは０．７０〜１．２％、より好ましくは０．８５〜１．１％である。

Ｐ：０．０１５〜０．０７％
Ｐは粒界に偏析することにより靭延性を低下させるのに有効な元素である。一方、Ｐ量が過剰になると鋳造時に割れが発生して製造性が低下する。そこでＰ量は０．０１５〜０．０７％であり、好ましくは０．０２０〜０．０６％、より好ましくは０．０２５〜０．０５％である。

Ｓ：０．０１〜０．２％
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、破断分割時の切欠効果を発揮するとともに、被削性の向上にも寄与する元素である。一方、Ｓ量が過剰になると圧延時や熱間鍛造時に割れが発生するなどの弊害が生じる。そこでＳ量は０．０１〜０．２％であり、好ましくは０．０２０〜０．１％、より好ましくは０．０３０〜０．０７０％である。

Ｃｒ：０．１０〜１．０％
Ｃｒは、上述したＭｎと同様にパーライト焼入性を向上させ、耐力や疲労強度等の強度上昇に寄与する元素である。一方、Ｃｒ量が過剰になると硬さが大幅に上昇したり、金属組織中にベイナイトが生成して被削性に悪影響を及ぼす。そこでＣｒ量は０．１０〜１．０％とし、好ましくは０．１３〜０．７％、より好ましくは０．１５〜０．５％である。

Ｖ：０．０３〜０．２０％未満
Ｖは、微細な炭化物や窒化物を形成してフェライト地に析出し、耐力や疲労強度等の強度上昇に寄与する元素である。また破断分割性の向上への寄与も非常に大きい。一方、Ｖは近年価格が高騰しており、過剰に添加すると熱間鍛造部品のコスト増大を招く。そこでＶ量は０．０３〜０．２０％未満とし、好ましくは０．０４〜０．１５％、より好ましくは０．０５〜０．１０％である。

Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ａｌは、結晶粒を微細化して疲労特性の向上に寄与する元素である。一方、過剰に添加しても前記効果が飽和してしまう他、熱間加工性に悪影響を及ぼしてしまう。そこでＡｌ量は０．０５％以下とし、好ましくは０．００５〜０．０４％、より好ましくは０．０１０〜０．０３５％である。

本発明の熱間鍛造部品は、必要に応じてＣａを以下の範囲で添加してもよい。

Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｃａは、硫化物系介在物を球状化してアスペクト比を小さくすることにより、破断分割性を向上させる作用を有する元素である。さらに、Ｃａは熱間加工性を向上させ、圧延時や熱間鍛造時の割れ防止作用も得られる。但し、過剰に添加してもその効果が飽和し、コスト上昇を招く。そこでＣａ量は０．０１％以下とすることが好ましい。Ｃａ量はより好ましくは０．０００５〜０．００８％であり、さらに好ましくは０．００１〜０．００５％である。

さらに本発明の熱間鍛造部品は、上記元素の他に、Ｂｉ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない）、を含有していても良い。Ｂｉ、Ｐｂは鋼材の分野においては被削性を向上させる元素としてよく知られている。一方、Ｂｉ、Ｐｂが過剰になると熱間加工性に悪影響を及ぼす。そこでＢｉ量は好ましくは０．２％以下、より好ましくは０．０５〜０．１８％、さらに好ましくは０．１０〜０．１６％である。Ｐｂ量は好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．０２〜０．２５％、さらに好ましくは０．０４〜０．２０％である。Ｂｉ、Ｐｂは単独で添加しても良いし、併用しても構わない。

本発明の熱間鍛造部品では、上記以外の成分（残部）は通常、鉄および不可避不純物である。なお、不可避不純物とは、原料（主原料、副原料など）や製造設備から混入してくる不純物を意味する。

本発明の熱間鍛造部品は、例えば常法によって溶製した鋼を、鋳造し、熱間鍛造し、必要により熱間コイニングを行うことによって製造できる。さらに、本発明の熱間鍛造部品の、分離すべき部分にレーザー等の熱源によって切欠きを設け、荷重を加えることによって、その切欠きを起点にして容易に破断が生じて２個以上の部品に分離することができ、例えば自動車用内燃機関部品（例えばコンロッド）などを製造することができる。

本発明の熱間鍛造部品において、上述したような固溶Ｔｉの効果を有効に発揮させるためには、特に、熱間鍛造前に誘導加熱によって１１５０〜１３００℃に加熱した後、熱間鍛造することが推奨される。

本発明で誘導加熱が推奨される理由は、炉加熱では加熱効率が悪く、加熱するのに時間がかかるため、表面が脱炭し、例えばコンロッド等としての部品特性（特に、疲労強度）が悪化するためである。誘導加熱による昇温速度は概ね２０〜３０℃／ｓ程度である。前記の昇温速度を達成できる限り、誘導加熱の他、赤外線加熱等によって加熱してもよい。

また、熱間鍛造前の加熱温度が１１５０℃未満では、添加したＴｉが十分に固溶せず、上述した固溶Ｔｉの効果（Ｔｉ系析出物による析出強化、およびフェライト組織の成長抑制）を十分に発揮することができない。そこで熱間鍛造前の加熱温度は１１５０℃以上であることが好ましく、より好ましくは１２００℃以上である。また、加熱温度の上限は特に限定されないが、スケールの過度な生成防止の観点から１３００℃以下とすることが好ましく、より好ましくは１２５０℃以下である。前記加熱温度において、一定時間保持しても良いし、保持しなくてもよいが、概ね５〜１５秒程度保持することが、Ｔｉを十分に固溶させる上で推奨される。保持は、一定温度（加熱温度）である必要はなく、１１５０〜１３００℃の温度範囲であればよいが、保持中に鋼材の温度が加熱温度より５０℃以上下がる場合は保持炉にて保温し、加熱した温度にて保持することが好ましい。

本発明では、必要により、熱間鍛造後に６００℃以上の温度で熱間コイニングを行うことが推奨される。これによって鍛造精度を向上させることができる。

さらに、本発明では熱間鍛造部品に、破断分離時の割れを誘導するノッチとして、機械加工ではなく、レーザー等の熱源によるノッチを設ける。レーザーノッチの他、熱源を用いた加工は、例えばワイヤカット放電加工などが挙げられる。レーザー等による加工をすると高アスペクト比のノッチが加工でき、さらにノッチ周りがマルテンサイト化するため、切欠き係数の高いノッチを形成できる。したがって、機械加工に比べてより良好な破断分割性を実現することができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

表１に示す化学成分組成の鋼を、通常の溶製方法に従って溶解し、鋳造、分塊した後、開始温度１０５０℃、終了温度９００℃の圧延を行って、φ５０ｍｍの棒鋼を得た。その後、棒鋼を長さ１５５ｍｍに切断し高周波誘導加熱により表２、３に示す加熱温度まで約２０℃／ｓの昇温速度で加熱し、その後約５〜１５秒程度保持した。さらに、棒鋼を厚さ２２ｍｍに平潰し鍛造加工した後、空冷処理した。得られた平板体の特性を下記の方法によって測定した。

（１）Ｇｆ粒度番号Ａおよびフェライト粒度番号Ｆの測定、並びに組織分率の測定
後述する破断分割試験で使用する試験片の、ノッチ底付近に相当する位置で、平板体の長手方向に垂直な断面から約１３ｍｍ（幅）×２０ｍｍ（長さ）×５ｍｍ（高さ）の試験片を採取した。粒度番号、組織分率の測定は、光学顕微鏡を用い、倍率４００倍で観察することにより行った。組織分率は、前記試験片を画像解析することにより求めた。また、Ｇｆ粒度番号ＡはＪＩＳ Ｇ０５５１の徐冷法に準じて測定した。さらに、フェライト粒度番号は、まず、前記試験片においてフェライトの個数ｎをカウントし、前述の方法によって求めたフェライト分率Ｓを用いて、平均面積ａ＝Ｓ／ｎを求めた。フェライトの個数測定に際し、視野から一部外れるものについてはＪＩＳ Ｇ０５５１に準じて１／２個とカウントした。測定には６０ｍｍ×４５ｍｍの写真を用い、フェライトの平均面積ａ＝Ｓ／ｎより、ＪＩＳ Ｇ０５５１の附属書Ｃの表１を用いてフェライト粒度番号Ｆを求めた。

（２）破断分割性の測定
上記平板体を切削し、図１に示すような試験片に加工した。図１中、（ａ）は試験片の上面図、（ｂ）は試験片の側面図を示す。図１に示した試験片に、図２に示すような方向に荷重をかけ（室温）、破断分離させた。破断分割性は、破断分割後の、圧延方向の変形量と、ノッチ方向（圧延方向と垂直な方向）の変形量との差で評価した。表１において鋼種Ｘは、欧州のＤＩＮ規格のＣ７０Ｓ６であり、Ｃ７０Ｓ６を上述の方法によって破断分割したときの変形量は１００μｍであったため、変形量が１００μｍ以下である場合を破断分割性に優れると評価した。測定は各実験Ｎｏ．につきｎ＝１０で実施し、ｎ＝１０のうち最大のものをその実験Ｎｏ．の変形量とした。

また実験Ｎｏ．３０、３１については、上記平板体の上面をロックウェル硬度計（株式会社ミツトヨ製 型式：ＡＴＫ−６００、荷重：１５０ｋｇｆ）で測定した。

結果を表２、表３に示す。

実験Ｎｏ．１は、上述したＣ７０Ｓ６を破断分割した結果を示したものであり、破断分割後の変形量は１００μｍであった。

Ｎｏ．２〜８の結果から、熱間鍛造前の加熱温度が破断分割性に与える影響をみることができる。すなわち、加熱温度が低かったＮｏ．２〜４は、Ｔｉが固溶しなかったためピンニング効果によってＧｆ粒度番号が大きくなり、（Ｆ−Ａ）値が小さくなった結果、破断分割後の変形量が大きかったか、または破断分割することができなかった。一方、熱間鍛造前に適切な温度で加熱したＮｏ．５〜８は（Ｆ−Ａ）値を３以上とできた結果、良好な破断分割性を達成している。

Ｎｏ．９〜２９の結果から、熱間鍛造部品の成分組成が破断分割性に与える影響をみることができる。すなわち、Ｎｏ．９〜２３は成分組成が本発明範囲内に調整されており、熱間鍛造前の加熱温度も１２００℃であるため、（Ｆ−Ａ）値を３以上とすることができ、良好な破断分割性を達成している。

一方、Ｎｏ．２４はＴｉ量が過剰であったために、固溶せずに残存したＴｉ系介在物のピンニング効果によりＧｆ粒度番号が大きくなり、（Ｆ−Ａ）値が３未満となった結果、破断分割性が低下している。

また、Ｎｏ．２５〜２９はＴｉを添加しなかった例であり、Ｔｉ系析出物による析出強化の効果が得られないため、破断分割性が低下している。またＭｎ量が過剰であったＮｏ．２６、Ｃｒ量が過剰であったＮｏ．２７では、ベイナイトが生成したことも破断分割性を低下させる要因となっている。

さらに、Ｎｏ．３０、３１の結果からＴｉ添加によるパーライト分率への影響および硬さへの影響をみることができる。Ｔｉ無添加のＮｏ．３１に比べて、Ｔｉを適切な範囲で含有しているＮｏ．３０はパーライト分率が増加し、硬さも上昇していることがわかる。

本発明の熱間鍛造部品は、破断分割性に優れるため、例えばコンロッドなどのボルト締結を行う自動車用内燃機関部品に好適に用いられる。

Claims (6)

1. Ｃ ：０．２７〜０．５０％（質量％の意味。化学成分組成について、以下同じ。）、
   Ｓｉ：０．１０〜２．０％、
   Ｍｎ：０．５〜１．５％、
   Ｐ ：０．０１５〜０．０７％、
   Ｓ ：０．０１〜０．２％、
   Ｃｒ：０．１０〜１．０％、
   Ｖ ：０．０３〜０．２０％未満、
   Ｔｉ：０．０１５〜０．１％、
   Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）
   を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
   フェライト組織とパーライト組織の合計面積率が全組織に対して９０％以上であるとともに、
   （フェライト粒度番号Ｆ）−（旧オーステナイト粒度番号Ａ）≧ ３を満たすことを特徴とする破断分割性に優れた熱間鍛造部品。
2. 更に、Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の熱間鍛造部品。
3. 更に、Ｂｉ：０．２％以下（０％を含まない）および／またはＰｂ：０．３％以下（０％を含まない）を含有する請求項１または２に記載の熱間鍛造部品。
4. 熱間鍛造後に６００℃以上の温度で熱間コイニングを行うものである請求項１〜３のいずれかに記載の熱間鍛造部品。
5. 請求項１〜４のいずれかに記載の熱間鍛造部品を破断分割して得られたものである自動車用内燃機関部品。
6. コネクティングロッドである請求項５に記載の自動車用内燃機関部品。