JP5432590B2 - Hot forged parts excellent in fracture splitting property, manufacturing method thereof, and automotive internal combustion engine parts - Google Patents

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。   The present invention relates to a hot forged part used for an internal combustion engine part for automobiles, etc., and more specifically, for example, formed into a part shape by hot forging, and then ruptured and divided by giving an impact, The present invention relates to hot forged parts that are refastened by bolts or the like. Hereinafter, a connecting rod (hereinafter, may be abbreviated as “connecting rod”) as a hot forged part will be described as an example, but the present invention is not limited to this.

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。   Connecting rods for automobile engines, etc., which have the shape of the final product, are integrally formed by forging, and after finishing machining if necessary, the cap part and small end-rod part are cut and separated by machining. It was made according to the procedure of However, when the two parts are mechanically cut, there are parts lost as cutting allowances, and cutting and polishing after cutting are required, which requires a lot of man-hours. That is, the manufacturing cost of the connecting rod by the conventional machining was high.

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。   Thus, as a method for producing a connecting rod at a low cost, it has been proposed to perform fracture separation instead of mechanical cutting along with the use of non-heat treated steel. This is a technique in which a notch is provided in a portion where breakage separation of a forged part is desired, and a load is applied to cause breakage separation starting from the notch, which is disclosed in Patent Documents 1 to 3, for example. .

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。   There are two types of notches: machining by a machine and machining using a heat source such as a laser. In general, a notch by a laser or the like becomes martensite around the notch, so that it is generally easier to break than a mechanical notch. However, even when notched by a laser or the like, if an alloy element such as V is not added, a good fracture will occur if the C content is increased to about 0.70% and the structure is not a pearlite structure. The splitting ability cannot be demonstrated. On the other hand, steel materials containing about 0.70% of C have poor machinability and impede productivity, so that the cost reduction effect by not adding expensive V or the like is not sufficiently exhibited.

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。   In order to solve such a machinability problem, when the amount of C is reduced, it is necessary to add a large amount of elements such as V and P in order to ensure break splitting. However, excessive addition of P is not preferable because it causes cracking during casting, and excessive addition of V increases the cost. Further, addition of Ti is effective for improving the fracture splitting property, but excessive addition of Ti amount reduces the machinability and increases the cost.

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。   For example, Patent Document 4 discloses a steel for machine structure in which the amount of Mn is suppressed and a small amount of Ti is added to improve fracture splitting. However, since V is added in a large amount of more than 0.2%, it is difficult to reduce the cost. Further, Patent Document 5 discloses that a laser notch is provided. However, in an example in which the C amount exceeds 0.5% or the P amount exceeds 0.07%, the machinability or the casting time described above is used. On the other hand, in the example in which the amount of C and P is suppressed, V and Ti are not added and fracture splitting property cannot be ensured.

特開平９−３５８９号公報JP-A-9-3589 特開平９−１７６７８７号公報JP-A-9-176787 特開平９−１７８７８５号公報JP-A-9-178785 特許第３３５５１３２号公報Japanese Patent No. 3355132 特開２００２−２７５５７８号公報JP 2002-275578 A

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。   The present invention is a case where the amount of C is reduced in order to ensure machinability, the expensive V that contributes to high costs is suppressed, and the amount of P is suppressed in order to prevent cracking during casting. However, an object of the present invention is to provide a hot forged part that can ensure good fracture splitting when a notch is formed by a laser or the like.

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。   The inventors of the present invention have intensively studied in order to realize a hot forged part that can be broken and broken well without adding a large amount of elements such as V and P when C is reduced. As a result, after adding a small amount of Ti, when heated to a certain temperature or more before hot forging to sufficiently dissolve Ti, the difference between the ferrite grain size number F and the prior austenite grain size number A is increased. The present invention has been completed by finding out that it can exhibit excellent splitting ability.

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。   That is, the hot forged part according to the present invention has C: 0.27 to 0.50% (meaning mass%, the same applies to the chemical composition), Si: 0.10 to 2.0%, Mn : 0.5 to 1.5%, P: 0.015 to 0.07%, S: 0.01 to 0.2%, Cr: 0.10 to 1.0%, V: 0.03 to 0 Less than 20%, Ti: 0.015 to 0.1%, Al: 0.05% or less (excluding 0%), the balance being iron and inevitable impurities, the total of ferrite structure and pearlite structure The area ratio is 90% or more with respect to the entire structure, and (ferrite particle size number F) − (old austenite particle size number A) ≧ 3 is satisfied. Such hot forged parts are excellent in fracture splitting.

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。   The hot forged parts may further include (i) Ca: 0.01% or less (not including 0%), (ii) Bi: 0.2% or less (not including 0%), and / or Pb: 0.0. You may add 3% or less (0% is not included) suitably. Moreover, it is also a preferable aspect that the hot forging component is subjected to hot coining at a temperature of 600 ° C. or higher after hot forging.

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。   The present invention further includes an automotive internal combustion engine component obtained by breaking and dividing the hot forged component, particularly a connecting rod.

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。   Since the hot forged component of the present invention sufficiently dissolves Ti by heating before hot forging, (ferrite grain size number F) − (former austenite grain size number A) ≧ 3, and fracture splitting Can be improved.

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。1A and 1B are diagrams showing the shape of a test piece used for a fracture split test, in which FIG. 1A shows a top view and FIG. 1B shows a side view. 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。FIG. 2 is a diagram schematically showing the state of the test piece before and after the fracture split test. 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。FIG. 3 is a graph showing the relationship between the (FA) value and the deformation amount (μm) at the time of fracture division.

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。   As a result of studies by the present inventors, it has been found that when the amount of C is reduced to 0.50% or less and V and P are suppressed, the fracture splitting property cannot be improved only by adding a small amount of Ti. That is, good fracture splitting can be achieved only by sufficiently dissolving a small amount of added Ti by heating before hot forging.

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。   The fracture splitting property can be improved by the solid solution of Ti. (I) Precipitation strengthening is achieved when Ti that is sufficiently solid solution by heating before hot forging precipitates as a Ti-based precipitate in the cooling process after hot forging. It can be considered that this is possible and (ii) that solute Ti has an effect of suppressing the growth of ferrite.

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。   Regarding (ii) above, whether or not Ti was dissolved before hot forging can be determined by observing the structure of the hot forged part. In general, it is widely known that Ti forms carbides and carbonitrides and can refine crystal grains by a pinning effect. However, when Ti is sufficiently dissolved, this pinning effect is not exhibited, so the crystal grains are The coarsening, that is, the prior austenite grain size number A (hereinafter sometimes referred to as “Gf grain size number A”) becomes smaller. Further, when the growth of ferrite is suppressed by the solid solution Ti, the ferrite particle size becomes small and the ferrite particle size number F becomes large. Therefore, when the difference between the ferrite grain size number F and the Gf grain size number A of the hot forged part is large, it can be determined that Ti was dissolved before the hot forging.

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。   Regarding the data of the examples described later, FIG. 3 shows the relationship between the difference between the ferrite grain size number F and the Gf grain size number A (hereinafter, sometimes referred to as “(FA) value”) and the amount of deformation at break division. Shown in In the present invention, the fracture splitting property is evaluated based on DIN standard C70S6, which is widely used as a steel for fracture splitting connecting rods in Europe. Since C70S6 shown as steel type X in the examples described later has a deformation amount of 100 μm when it is broken and divided, in the present invention, it is evaluated that the case where the deformation amount at the time of break division is 100 μm or less is excellent in breakage splitting. . As is clear from FIG. 3, when the (F−A) value is 3 or more, the deformation amount can be 100 μm or less, and the deformation amount decreases as the (F−A) value increases (that is, fracture splitting). Tend to be good). Therefore, the (FA) value is set to 3 or more, preferably 3.5 or more, more preferably 4 or more (particularly 4.5 or more). The upper limit of the (FA) value is not particularly limited from the viewpoint of improving the fracture splitting property, but the upper limit of the feasible (FA) value is about 10.

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。   Further, due to the action of solute Ti, the ferrite particle size number F is, for example, 9 to 13, and the Gf particle size number A is, for example, 3 to 9.

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。   In the structure of the hot forged part according to the present invention, the total area ratio of the ferrite structure and the pearlite structure is 90% or more. The remaining structure other than the ferrite and pearlite structures may be a structure such as bainite or martensite, but is preferably reduced as much as possible from the viewpoint of strength and machinability. Therefore, the total area ratio of the ferrite structure and the pearlite structure is preferably 95% or more, more preferably 97% or more (particularly 100% may be used).

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。   In addition, as shown in Examples (Experiment Nos. 30 and 31) to be described later, by adding Ti, the pearlite fraction and the hardness are increased, and the break splitting property is also improved by these synergistic effects. it is conceivable that. In particular, the pearlite fraction increases approximately 5 to 15% by adding Ti. The pearlite fraction in the present invention is preferably 75% or more.

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。   In order to effectively exhibit the effect of the solid solution Ti as described above, the Ti amount is set to 0.015% or more. On the other hand, if the Ti amount becomes excessive, the machinability deteriorates, so the content is made 0.1% or less. A preferable range of the Ti amount is 0.018 to 0.08%, and a more preferable range is 0.020 to 0.07%.

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。   The hot forged component of the present invention contains C, Si, Mn, P, S, Cr, V, and Al as essential elements in addition to Ti described above. The amount of each element added and the reason for addition will be described below.

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。 C: 0.27 to 0.50%
C is an element that contributes to increasing the pearlite structure of a hot forged part and ensuring a desired strength after cooling after hot forging. C also contributes to improvement in break splitting. On the other hand, if the amount of C is excessive, machinability is reduced. Therefore, the C amount is 0.27 to 0.50%, and considering the balance between strength and machinability, it is preferably 0.30 to 0.48%, more preferably 0.33 to 0.45%. is there.

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。 Si: 0.10 to 2.0%
In addition to acting as a deoxidizing element during the melting of steel, Si is an element effective for strengthening hot forged parts after solid solution in the ferrite structure of steel and cooling after hot forging. On the other hand, when the amount of Si becomes excessive, machinability and hot workability deteriorate. Therefore, the Si amount is 0.10 to 2.0%, preferably 0.15 to 1.0%, more preferably 0.20 to 0.7%.

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。 Mn: 0.5 to 1.5%
Mn acts as a deoxidation and desulfurization element during the melting of steel. Further, Mn is effective in increasing the pearlite hardenability of the hot forged parts to increase the amount of pearlite and reducing the lamellar spacing in the pearlite to improve strength such as proof stress and fatigue strength. Furthermore, by combining with S to form MnS, the notch effect at the time of fracture splitting can be exhibited. On the other hand, when the amount of Mn becomes excessive, a bainite structure is generated and machinability is lowered. Therefore, the amount of Mn is 0.5 to 1.5%, preferably 0.70 to 1.2%, more preferably 0.85 to 1.1%.

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。 P: 0.015-0.07%
P is an element that is effective in reducing toughness by segregating at the grain boundaries. On the other hand, if the amount of P is excessive, cracks occur during casting, resulting in a decrease in productivity. Therefore, the P content is 0.015 to 0.07%, preferably 0.020 to 0.06%, and more preferably 0.025 to 0.05%.

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。 S: 0.01 to 0.2%
S is an element that combines with Mn to form MnS, exhibits the notch effect at the time of fracture division, and contributes to the improvement of machinability. On the other hand, when the amount of S is excessive, there are problems such as cracking during rolling or hot forging. Therefore, the S content is 0.01 to 0.2%, preferably 0.020 to 0.1%, more preferably 0.030 to 0.070%.

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。 Cr: 0.10 to 1.0%
Cr is an element that improves the pearlite hardenability and contributes to an increase in strength such as proof stress and fatigue strength, similar to Mn described above. On the other hand, when the amount of Cr is excessive, the hardness is significantly increased, or bainite is generated in the metal structure, which adversely affects the machinability. Therefore, the Cr content is 0.10 to 1.0%, preferably 0.13 to 0.7%, more preferably 0.15 to 0.5%.

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。 V: 0.03 to less than 0.20% V is an element that forms fine carbides and nitrides and precipitates on the ferrite ground, thereby contributing to an increase in strength such as yield strength and fatigue strength. Moreover, the contribution to the improvement of break splitting is very large. On the other hand, the price of V has risen in recent years, and if added excessively, the cost of hot forged parts is increased. Therefore, the V amount is 0.03 to less than 0.20%, preferably 0.04 to 0.15%, more preferably 0.05 to 0.10%.

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。 Al: 0.05% or less (excluding 0%)
Al is an element that contributes to improvement of fatigue characteristics by refining crystal grains. On the other hand, even if it adds excessively, the said effect will be saturated and it will have a bad influence on hot workability. Therefore, the Al content is 0.05% or less, preferably 0.005 to 0.04%, more preferably 0.010 to 0.035%.

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。   In the hot forged part of the present invention, Ca may be added in the following range as necessary.

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。 Ca: 0.01% or less (excluding 0%)
Ca is an element having an action of improving break splitting property by spheroidizing sulfide inclusions to reduce the aspect ratio. Furthermore, Ca improves the hot workability and can also prevent cracks during rolling and hot forging. However, even if added excessively, the effect is saturated and the cost is increased. Therefore, the Ca content is preferably 0.01% or less. The amount of Ca is more preferably 0.0005 to 0.008%, and further preferably 0.001 to 0.005%.

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。   Furthermore, the hot forged part of the present invention contains, in addition to the above elements, Bi: 0.2% or less (excluding 0%) and Pb: 0.3% or less (not including 0%). May be. Bi and Pb are well known as elements for improving machinability in the field of steel materials. On the other hand, when Bi and Pb are excessive, hot workability is adversely affected. Therefore, the Bi amount is preferably 0.2% or less, more preferably 0.05 to 0.18%, and still more preferably 0.10 to 0.16%. The amount of Pb is preferably 0.3% or less, more preferably 0.02 to 0.25%, and still more preferably 0.04 to 0.20%. Bi and Pb may be added alone or in combination.

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。   In the hot forged part of the present invention, components other than the above (remainder) are usually iron and inevitable impurities. The inevitable impurities mean impurities mixed from raw materials (main raw materials, auxiliary raw materials, etc.) and manufacturing equipment.

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。   The hot forged part of the present invention can be produced by, for example, casting a steel melted by a conventional method, hot forging, and performing hot coining as necessary. Further, in the hot forged part of the present invention, a notch is provided in a portion to be separated by a heat source such as a laser, and by applying a load, the notch is easily started and two or more parts are easily broken. For example, an automobile internal combustion engine component (for example, a connecting rod) or the like can be manufactured.

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。   In the hot forged part of the present invention, in order to effectively exhibit the effect of the solute Ti as described above, in particular, after hot heating to 1150 to 1300 ° C. by induction heating before hot forging, hot forging is performed. It is recommended.

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。   The reason why induction heating is recommended in the present invention is that heating efficiency is poor in furnace heating, and it takes time to heat, so the surface is decarburized and, for example, component characteristics (particularly fatigue strength) as a connecting rod and the like deteriorate. It is to do. The rate of temperature increase by induction heating is about 20 to 30 ° C./s. In addition to induction heating, heating may be performed by infrared heating or the like as long as the above temperature increase rate can be achieved.

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。   In addition, when the heating temperature before hot forging is less than 1150 ° C., the added Ti is not sufficiently dissolved, and the above-described effects of the solid solution Ti (precipitation strengthening by Ti-based precipitates and growth suppression of the ferrite structure) are achieved. It cannot be fully used. Therefore, the heating temperature before hot forging is preferably 1150 ° C. or higher, more preferably 1200 ° C. or higher. Moreover, although the upper limit of heating temperature is not specifically limited, It is preferable to set it as 1300 degrees C or less from a viewpoint of the excessive production | generation of a scale, More preferably, it is 1250 degrees C or less. At the heating temperature, it may be held for a certain time or may not be held, but holding for about 5 to 15 seconds is recommended for sufficiently dissolving Ti. The holding need not be a constant temperature (heating temperature), and may be in a temperature range of 1150 to 1300 ° C. If the temperature of the steel material falls by 50 ° C. or more from the heating temperature during holding, the temperature is kept in a holding furnace. It is preferable to hold at a heated temperature.

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。   In the present invention, it is recommended to perform hot coining at a temperature of 600 ° C. or higher after hot forging, if necessary. Thereby, forging accuracy can be improved.

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。   Furthermore, in the present invention, a notch by a heat source such as a laser is provided in the hot forged part as a notch for inducing a crack at the time of fracture separation, not by machining. In addition to the laser notch, examples of processing using a heat source include wire cut electric discharge machining. By processing with a laser or the like, a high aspect ratio notch can be processed, and the periphery of the notch becomes martensite, so that a notch with a high notch coefficient can be formed. Therefore, it is possible to realize a better break splitting property than machining.

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。   EXAMPLES Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. However, the present invention is not limited by the following examples, but may be appropriately modified within a range that can meet the purpose described above and below. Of course, it is possible to implement them, and they are all included in the technical scope of the present invention.

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。   Steels having the chemical composition shown in Table 1 were melted, cast, and agglomerated according to an ordinary melting method, and then rolled at a start temperature of 1050 ° C. and an end temperature of 900 ° C. to obtain a steel bar having a diameter of 50 mm. Thereafter, the steel bar was cut into a length of 155 mm, heated to a heating temperature shown in Tables 2 and 3 by high-frequency induction heating at a heating rate of about 20 ° C./s, and then held for about 5 to 15 seconds. Further, the steel bar was flattened to a thickness of 22 mm and forged, and then air-cooled. The characteristics of the obtained flat plate were measured by the following method.

（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。 (1) Measurement of Gf grain size number A and ferrite grain size number F, and measurement of structure fraction The test piece used in the fracture split test described later is perpendicular to the longitudinal direction of the flat plate at a position corresponding to the vicinity of the notch bottom. A test piece of about 13 mm (width) × 20 mm (length) × 5 mm (height) was taken from the cross section. The particle size number and the tissue fraction were measured by observing at 400 times magnification using an optical microscope. The tissue fraction was determined by image analysis of the test piece. The Gf particle size number A was measured according to the slow cooling method of JIS G0551. Furthermore, the ferrite particle size number was obtained by counting the number n of ferrites in the test piece and using the ferrite fraction S obtained by the above-described method to obtain the average area a = S / n. When measuring the number of ferrites, those that were partly out of the field of view were counted as ½ according to JIS G0551. A 60 mm × 45 mm photograph was used for the measurement, and the ferrite particle size number F was determined from the average area of ferrite a = S / n using Table 1 of Appendix C of JIS G0551.

（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。 (2) Measurement of fracture splitting The flat plate was cut into a test piece as shown in FIG. In FIG. 1, (a) is a top view of the test piece, and (b) is a side view of the test piece. A load was applied to the test piece shown in FIG. 1 in the direction shown in FIG. The fracture splitting property was evaluated by the difference between the deformation amount in the rolling direction and the deformation amount in the notch direction (direction perpendicular to the rolling direction) after the fracture division. In Table 1, steel type X is European DIN standard C70S6, and the amount of deformation when C70S6 was broken and divided by the above method was 100 μm. evaluated. The measurement was conducted in each experiment No. N = 10, and the largest of n = 10 is the experiment No. The amount of deformation was.

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。   In addition, Experiment No. About 30 and 31, the upper surface of the said flat plate was measured with the Rockwell hardness meter (Mitutoyo Corporation model: ATK-600, load: 150 kgf).

結果を表２、表３に示す。   The results are shown in Tables 2 and 3.

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。   Experiment No. 1 shows the result of breaking the C70S6 described above, and the amount of deformation after the breaking division was 100 μm.

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. From the results of 2 to 8, the influence of the heating temperature before hot forging on the fracture splitting property can be seen. That is, No. in which heating temperature was low. In Nos. 2 to 4, Ti did not dissolve, so the Gf particle size number increased due to the pinning effect, and the (FA) value decreased. As a result, the amount of deformation after fracture division was large, or fracture division was possible. could not. On the other hand, No. 1 heated at an appropriate temperature before hot forging. As a result of having the (F-A) value of 3 or more in Nos. 5 to 8, good fracture splitting properties are achieved.

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。   No. From the results of 9 to 29, the influence of the component composition of the hot forged part on the fracture splitting property can be seen. That is, no. 9 to 23, the component composition is adjusted within the range of the present invention, and the heating temperature before hot forging is 1200 ° C., so the (F−A) value can be 3 or more, and good fracture splitting Has achieved sex.

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。   On the other hand, no. No. 24 had an excessive amount of Ti, so the Gf particle size number increased due to the pinning effect of the Ti-based inclusions that remained without being dissolved, and the (F-A) value was less than 3. Has fallen.

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。   No. 25 to 29 are examples in which Ti was not added, and the effect of precipitation strengthening by the Ti-based precipitates cannot be obtained, so that the fracture splitting property is lowered. In addition, No. in which the amount of Mn was excessive. No. 26, the amount of Cr was excessive. In No. 27, the formation of bainite is also a factor that reduces the fracture splitting property.

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。   Furthermore, no. From the results of 30 and 31, the influence on the pearlite fraction and the influence on the hardness due to the addition of Ti can be seen. No addition of Ti. No. 31 containing Ti in an appropriate range as compared with No. 31. 30 indicates that the pearlite fraction is increased and the hardness is also increased.

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。   Since the hot forged part of the present invention is excellent in break splitting property, it is preferably used for an automotive internal combustion engine part for fastening a bolt such as a connecting rod.

Claims (7)

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。 C: 0.27 to 0.50% (meaning mass%. The same applies to the chemical composition).
Si: 0.10 to 2.0%,
Mn: 0.5 to 1.5%
P: 0.015-0.07%,
S: 0.01 to 0.2%,
Cr: 0.10 to 1.0%,
V: 0.03 to less than 0.20%,
Ti: 0.015 to 0.1%,
Al: 0.05% or less (excluding 0%)
The balance is iron and inevitable impurities,
The total area ratio of the ferrite structure and the pearlite structure is 90% or more with respect to the entire structure,
A hot forged part excellent in fracture splitting property, characterized by satisfying (ferrite grain size number F) − (former austenite grain size number A) ≧ 3. 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。   The hot forged part according to claim 1, further comprising Ca: 0.01% or less (not including 0%). 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。   The hot forged part according to claim 1 or 2, further comprising Bi: 0.2% or less (not including 0%) and / or Pb: 0.3% or less (not including 0%). 請求項１〜３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。 An automotive internal combustion engine component obtained by breaking and dividing the hot forged component according to any one of claims 1 to 3 . コネクティングロッドである請求項４に記載の自動車用内燃機関部品。 The internal combustion engine part for automobiles according to claim 4 which is a connecting rod. 請求項１〜３のいずれかに記載の熱間鍛造部品の製造方法であって、It is a manufacturing method of the hot forging components in any one of Claims 1-3,
請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成の鋼材を用い、昇温速度：２０〜３０℃／ｓで１１５０〜１３００℃（加熱温度）まで加熱し、該加熱温度で５〜１５秒保持してから、熱間鍛造を行うことを特徴とする破断分割性に優れた熱間鍛造部品の製造方法。Using the steel material having the component composition according to any one of claims 1 to 3, heating to 1150 to 1300 ° C (heating temperature) at a heating rate of 20 to 30 ° C / s and maintaining at the heating temperature for 5 to 15 seconds Then, hot forging is performed, and a method for producing a hot forged part excellent in fracture splitting property. 前記熱間鍛造後に６００℃以上の温度で熱間コイニングを行う請求項６に記載の製造方法。The manufacturing method of Claim 6 which performs hot coining at the temperature of 600 degreeC or more after the said hot forging.