JP6652020B2 - High strength hot forged non-heat treated steel parts - Google Patents

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Description

本発明は、高強度熱間鍛造非調質鋼部品に関するものである。   The present invention relates to a high-strength hot forged non-heat treated steel part.

自動車エンジン用部品および足廻り用部品では、熱間鍛造で成形を行い、次いで焼入れ焼戻しといった熱処理を行い(以降、熱処理が行われる部品を調質部品と称する)、または、熱処理を適用することなく(以降、熱処理が行われない部品を非調質部品と称する)、適用する部品に必要な機械特性を確保する。最近は製造工程における経済効率性の観点から、調質を省略して製造された部品、すなわち、非調質部品が多く普及している。   For automotive engine parts and undercarriage parts, they are formed by hot forging and then heat-treated such as quenching and tempering (hereinafter, the parts subjected to heat treatment are referred to as tempered parts) or without heat treatment. (Hereinafter, parts that are not subjected to heat treatment are referred to as non-refined parts), and the mechanical properties required for the parts to be applied are secured. In recent years, from the viewpoint of economic efficiency in the manufacturing process, many components manufactured without the tempering, that is, non-tempered components have been widely used.

自動車エンジン用部品の事例として、コネクティングロッド(以降、コンロッドと称する)が挙げられる。この部品は、エンジン内でピストンの往復運動をクランクシャフトによる回転運動に変換する際に、動力を伝達する部品である。コンロッドは、クランクシャフトのピン部と称される偏芯部位をコンロッドのキャップ部とロッド部とで挟み込んで締結し、ピン部とコンロッドの締結部とが回転摺動する機構によって動力を伝達する。このキャップ部とロッド部との締結を効率化するために、近年、破断分離型コンロッドが多く採用されている。   A connecting rod (hereinafter referred to as a connecting rod) is an example of an automobile engine component. This component transmits power when converting the reciprocating motion of the piston into the rotational motion of the crankshaft in the engine. The connecting rod clamps an eccentric portion called a pin portion of a crankshaft by sandwiching it between a cap portion and a rod portion of the connecting rod, and transmits power by a mechanism in which the pin portion and the connecting portion of the connecting rod rotate and slide. In recent years, in order to increase the efficiency of the connection between the cap portion and the rod portion, a break-separation type connecting rod is often used in recent years.

破断分離型コンロッドとは、熱間鍛造等でキャップ部とロッド部とが一体となった形状に鋼材を成形した後、キャップ部とロッド部との境界に相当する部分に切欠きを入れて、破断分離する工法を採用したものである。この工法では、キャップ部及びロッド部の合わせ面において破断分離した破面同士を嵌合させるので、合わせ面の機械加工が不要な上に、位置合わせのために施す加工も必要に応じて省略できる。これらから、部品の加工工程を大幅に削減でき、部品製造時の経済効率性は大幅に向上する。このような工法で製造される破断分離型コンロッドには、破断面の破壊形態が脆性的であり、破断分離による破面近傍の変形量が小さく、且つ破断分離による欠け発生量が小さいこと、すなわち破断分離性が良好であることが求められる。   With a breakable connecting rod, after forming a steel material into a shape in which the cap portion and the rod portion are integrated by hot forging or the like, cut out a part corresponding to the boundary between the cap portion and the rod portion, It adopts a method of breaking and separating. In this method, since the fractured surfaces that are fractured and separated at the mating surface of the cap portion and the rod portion are fitted to each other, machining of the mating surface is not required, and a process for positioning can be omitted as necessary. . As a result, the number of processing steps for parts can be greatly reduced, and the economic efficiency in manufacturing parts can be greatly improved. In the fracture-separating connecting rod manufactured by such a method, the fracture form of the fracture surface is brittle, the deformation amount near the fracture surface due to fracture separation is small, and the amount of chipping generated by fracture separation is small, that is, Good break separation is required.

破断分離型コンロッドに供する鋼材として、欧米で普及しているのは、DIN規格のC70S6である。これは0.7質量%のCを含む高炭素非調質鋼であり、破断分離時の寸法変化を抑えるために、その金属組織を延性及び靭性の低いパーライト組織としたものである。C70S6は、破断時の破断面近傍の塑性変形量が小さいので破断分離性に優れる一方、現行のコンロッド用鋼である中炭素非調質鋼のフェライト・パーライト組織に比べて組織が粗大であるので、降伏比(=降伏強さ/引張強さ)が低く、高い座屈強度が要求される高強度コンロッドには適用できないという問題がある。   DIN standard C70S6 is widely used in the United States and Europe as a steel material to be used for a fracture-separating connecting rod. This is a high-carbon non-heat treated steel containing 0.7% by mass of C, and has a pearlite structure with low ductility and toughness in order to suppress a dimensional change upon fracture separation. C70S6 has a small amount of plastic deformation in the vicinity of the fracture surface at the time of fracture and thus has excellent fracture separability, but has a coarser structure than the ferrite-pearlite structure of medium-carbon non-heat treated steel, which is the current steel for connecting rods. However, there is a problem that the yield ratio (= yield strength / tensile strength) is low and cannot be applied to a high-strength connecting rod that requires a high buckling strength.

鋼材の降伏比を高めるためには、炭素量を低減し、フェライト分率を増加させることが必要である。しかしながら、フェライト分率を増加させると鋼材の延性が向上して、破断分離時に塑性変形量が大きくなり、クランクシャフトのピン部に締結されるコンロッド摺動部の形状変形が増大し、コンロッド摺動部の真円度が低下するといった部品性能上の問題が発生する。   In order to increase the yield ratio of steel, it is necessary to reduce the amount of carbon and increase the ferrite fraction. However, when the ferrite fraction is increased, the ductility of the steel material is improved, the amount of plastic deformation at the time of fracture separation increases, and the deformation of the connecting rod sliding portion fastened to the crankshaft pin increases. A part performance problem such as a decrease in roundness of the part occurs.

高強度の破断分離型コンロッドに好適な鋼材としては、いくつかの非調質鋼が提案されている。例えば、特許文献1および特許文献2には、鋼材にSiまたはPのような脆化元素を多量に添加し、材料自体の延性および靭性を低下させることによって破断分離性を改善する技術が記載されている。特許文献3および特許文献4には、第二相粒子による析出強化を利用してフェライトの延性および靭性を低下させることによって鋼材の破断分離性を改善する技術が記載されている。さらに、特許文献5〜7には、Mn硫化物の形態を制御することによって鋼材の破断分離性を改善する技術が記載されている。   Some non-heat treated steels have been proposed as steel materials suitable for high-strength fracture-separating connecting rods. For example, Patent Literature 1 and Patent Literature 2 describe a technique in which a brittle element such as Si or P is added to a steel material in a large amount to reduce the ductility and toughness of the material itself, thereby improving fracture separation. ing. Patent Literature 3 and Patent Literature 4 describe a technique for improving the fracture separability of a steel material by reducing the ductility and toughness of ferrite by utilizing precipitation strengthening by second phase particles. Further, Patent Literatures 5 to 7 disclose techniques for improving the break-separability of steel by controlling the form of Mn sulfide.

一方、近年は高出力ディーゼルエンジンあるいはターボエンジンの普及によるエンジン出力増大に伴い、コンロッドの高強度化ニーズが高まっている。この高強度化手段の一つとして、例えば、特許文献1〜7に記載の技術では、Vを多量に添加し、微細なVCによる鋼の析出強化が利用されてきた。合金炭化物を生成する元素の中でもVは、熱間鍛造前の加熱(1250℃前後)で鋼材への固溶量が多く、析出強化量が多く得られる。しかしながら、鋼材においてVの固溶量には限界があり、VCの析出強化によるより一層の高強度化は難しい。   On the other hand, in recent years, with the increase in engine output due to the spread of high-output diesel engines or turbo engines, the need for high-strength connecting rods has increased. As one of means for increasing the strength, for example, in the techniques described in Patent Documents 1 to 7, a large amount of V is added, and precipitation strengthening of steel by fine VC has been used. Among the elements that form alloy carbides, V has a large amount of solid solution in steel and a large amount of precipitation strengthening by heating (around 1250 ° C.) before hot forging. However, the amount of solid solution of V in steel is limited, and it is difficult to further increase the strength by precipitation strengthening of VC.

以上のように、近年のコンロッドの高強度化要求に対応可能な、優れた強度を有する破断分離型コンロッドを製造可能な鋼は、現状では得られていないのが実情である。   As described above, steel capable of manufacturing a fracture-separating type connecting rod having excellent strength that can respond to recent demands for increasing the strength of connecting rods has not been obtained at present.

特許第3637375号公報Japanese Patent No. 3637375 特許第3756307号公報Japanese Patent No. 3756307 特許第3355132号公報Japanese Patent No. 3355132 特許第3988661号公報Japanese Patent No. 3988661 特許第4314851号公報Japanese Patent No. 4314851 特許第3671688号公報Japanese Patent No. 367688 特許第4268194号公報Japanese Patent No. 4268194

本発明は上記の実情に鑑み、優れた強度、優れた降伏強さ及び降伏比を有する高強度熱間鍛造非調質鋼部品を提供することを目的とする。   In view of the above circumstances, an object of the present invention is to provide a high-strength hot-forged non-heat-treated steel part having excellent strength, excellent yield strength and yield ratio.

上述の課題を解決するために、本発明者らは、優れた強度、優れた降伏強さ及び降伏比を有する高強度熱間鍛造非調質鋼部品(以下の説明において、「高強度熱間鍛造非調質鋼部品」を単に「鋼」と記載する場合がある)を実現する方策について鋭意検討した。その結果、以下の(a)〜(d)の知見を得た。   In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors have developed a high-strength hot-forged non-heat-treated steel part having excellent strength, excellent yield strength and yield ratio (hereinafter, referred to as “high-strength hot- Forged non-heat treated steel parts "may be simply described as" steel ". As a result, the following findings (a) to (d) were obtained.

(a)フェライト・パーライト組織の鋼の引張強度を増大させるためにC含有量を増大させると、降伏比が低下する。何故なら、C含有量増大に伴う引張強さの増大量に対して、降伏強さの増大量は小さいからである。これは、フェライト主体のフェライト・パーライト組織を有する比較的C含有量が低い鋼は、引張破断時に降伏点現象(不連続降伏)が生じるのに対して、パーライト主体のフェライト・パーライト組織を有する比較的C含有量が高い鋼は、引張破断時の降伏の形態が、弾性変形から塑性変形への遷移がなめらかである連続降伏となるからである。   (A) When the C content is increased in order to increase the tensile strength of the ferrite-pearlite structure steel, the yield ratio decreases. This is because the increase in the yield strength is smaller than the increase in the tensile strength accompanying the increase in the C content. This is because a steel having a relatively low C content having a ferrite-pearlite structure mainly composed of ferrite causes a yield point phenomenon (discontinuous yielding) at the time of tensile fracture, whereas a steel having a ferrite-pearlite structure mainly composed of pearlite. This is because steel having a high target C content has a continuous yield in which the form of yield at the time of tensile fracture is a smooth transition from elastic deformation to plastic deformation.

(b)本発明者らは、C含有量を増大させながらフェライト量の減少を抑制する手段について検討を重ねた。その結果、フェライト変態の核となるMn硫化物を微細分散させることにより、鋼の製造中にフェライト変態を促進させ、フェライト・パーライト組織中のフェライト組織の量を増加させることができることを見出した。フェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率を20面積%以上にすることにより、高炭素組成でも降伏点現象が生じ、高い降伏比が得られることを見出した。   (B) The present inventors have repeatedly studied means for suppressing a decrease in the amount of ferrite while increasing the C content. As a result, they have found that by finely dispersing Mn sulfide, which is the core of ferrite transformation, ferrite transformation can be promoted during the production of steel and the amount of ferrite structure in the ferrite-pearlite structure can be increased. It has been found that by setting the area ratio of the ferrite structure in the ferrite / pearlite structure to 20% by area or more, a yield point phenomenon occurs even with a high carbon composition, and a high yield ratio can be obtained.

(c)本発明者らは、MnおよびSの含有量を所定範囲内として破断分離性を保ちながら、Mn硫化物を微細分散するための別の手段について検討を重ねた。その結果、微量のSb、Sn、Te及びPbからなる群から選択される1種または2種以上を含有することが有効であることを見出した。   (C) The present inventors have studied various means for finely dispersing Mn sulfide while keeping the Mn and S contents within a predetermined range and maintaining break separation properties. As a result, they have found that it is effective to contain one or more of a small amount selected from the group consisting of Sb, Sn, Te and Pb.

(d)本発明者らは、C含有量を高め、且つフェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率を高めることに加えて、VCによる析出強化を組み合わせることで降伏比が向上し、さらに降伏強さが向上することを見出した。   (D) In addition to increasing the C content and increasing the area ratio of the ferrite structure in the ferrite-pearlite structure, the present inventors have improved the yield ratio by combining precipitation strengthening with VC, and further improved the yield ratio. It has been found that strength is improved.

以上のような(a)〜(d)の知見に基づき、鋼中に微量のSb、Sn、Te及びPbからなる群から選択される1種または2種以上を含有することによりMn硫化物を微細分散させることにより、C含有量が0.50%以上の高炭素組成でありながらフェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率を20面積%以上とすれば鋼の降伏比が向上し、さらに降伏強さを向上させ得ることを見出し、本発明をなすに至った。   Based on the findings of (a) to (d) above, Mn sulfide is contained by containing a trace amount of one or more selected from the group consisting of Sb, Sn, Te and Pb in steel. By finely dispersing, if the area ratio of the ferrite structure in the ferrite / pearlite structure is set to 20 area% or more even though the C content is a high carbon composition of 0.50% or more, the yield ratio of the steel is improved. The present inventors have found that the yield strength can be improved, and have accomplished the present invention.

その発明の要旨とするところは、次の通りである。
(1)本発明の一態様に係る高強度熱間鍛造非調質鋼部品は、化学成分が、単位質量%で、C:0.50〜0.65%、Si:0.60〜1.20%、Mn:0.60〜1.00%、P:0.040〜0.060%、S:0.060〜0.100%、Cr:0.05〜0.20%、V:0.25〜0.40%、N:0.0020〜0.0080%を含有し、さらにSb:0.0001〜0.0050%、Sn:0.0001〜0.0050%、Te:0.0001〜0.0050%及びPb:0.0001〜0.0050%からなる群から選択される1種または2種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、鋼組織がフェライト・パーライトであり、そのうちフェライト組織の面積率が20面積%以上であることを特徴とする。
(2)本発明において、さらに、前記化学成分が、単位質量%で、Ti:0.10%以下及びNb:0.05%以下からなる群から選択される1種または2種を含有することができる。
(3)本発明において、さらに、前記化学成分が、単位質量%で、Ca:0.005%以下、Zr:0.005%以下及びMg:0.005%以下からなる群から選択される1種または2種以上を含有することができる。
The gist of the invention is as follows.
(1) The high-strength hot-forged non-heat-treated steel part according to one embodiment of the present invention has a chemical component in unit mass% of C: 0.50 to 0.65%, Si: 0.60 to 1. 20%, Mn: 0.60 to 1.00%, P: 0.040 to 0.060%, S: 0.060 to 0.100%, Cr: 0.05 to 0.20%, V: 0 .25 to 0.40%, N: 0.0020 to 0.0080%, Sb: 0.0001 to 0.0050%, Sn: 0.0001 to 0.0050%, Te: 0.0001 0.000.0050% and Pb: one or more selected from the group consisting of 0.0001 to 0.0050%, the balance being Fe and unavoidable impurities, and the steel structure being ferrite-pearlite. Wherein the area ratio of the ferrite structure is at least 20 area%.
(2) In the present invention, the chemical component further contains one or two selected from the group consisting of Ti: 0.10% or less and Nb: 0.05% or less in unit mass%. Can be.
(3) In the present invention, further, the chemical component is selected from the group consisting of Ca: 0.005% or less, Zr: 0.005% or less, and Mg: 0.005% or less in unit mass%. Species or two or more species may be contained.

本発明によれば、優れた強度、優れた降伏強さ及び降伏比を有する破断分離型高強度コンロッドなどの高強度熱間鍛造非調質鋼部品を提供できる。   According to the present invention, it is possible to provide a high-strength hot-forged non-heat-treated steel part such as a fracture-separation type high-strength connecting rod having excellent strength, excellent yield strength and yield ratio.

本実施形態に係る高強度熱間鍛造非調質鋼部品の一例である破断分離型コンロッドを示す分解斜視図である。It is a disassembled perspective view which shows the fracture | rupture separation type connecting rod which is an example of the high-strength hot forging non-heat-treated steel part which concerns on this embodiment.

図1は、本発明に係る高強度熱間鍛造非調質鋼部品からなる破断分離型コンロッドの一例を示す分解斜視図である。
この例の破断分離型コンロッド1は、図1に示すように、上下に分割されたロッド付半円弧状のアッパ側半割体2と、半円弧状のロア側半割体3とから構成されている。
アッパ側半割体2の半円弧部2Aの両端側にはそれぞれ、ロア側半割体3に固定するためのねじ溝を有するねじ孔5が形成されている。ロア側半割体3の半円弧部3Aの両端側にはそれぞれ、アッパ側半割体2に固定するための挿通孔6が形成されている。
FIG. 1 is an exploded perspective view showing an example of a fracture-separable connecting rod made of a high-strength hot-forged non-heat-treated steel part according to the present invention.
As shown in FIG. 1, the fracture-separating connecting rod 1 of this example is composed of a semicircular upper half body 2 with a rod and a lower half half body 3 with a semicircular arc. ing.
A screw hole 5 having a screw groove for fixing to the lower half half 3 is formed on each of both ends of the semicircular arc portion 2A of the upper half half 2. At both ends of the semicircular arc portion 3A of the lower half body 3, insertion holes 6 for fixing to the upper half body 2 are formed.

アッパ側半割体2の半円弧部2Aとロア側半割体3の半円弧部3Aとを円環状に合わせて、相互の両端側の挿通孔6とねじ孔5に結合ボルト7を挿通し、螺合することで円環状のビッグエンド部8が構成されている。アッパ側半割体2のロッド部2Bの上端側には、円環状のスモールエンド部9が形成されている。   The semi-circular portion 2A of the upper half-body 2 and the semi-circular portion 3A of the lower half-body 3 are annularly aligned, and the connecting bolt 7 is inserted into the through hole 6 and the screw hole 5 at both ends. An annular big end portion 8 is formed by screwing. An annular small end portion 9 is formed on the upper end side of the rod portion 2B of the upper half body 2.

図1に示す構造の破断分離型コンロッド1は、自動車エンジン等の内燃機関のピストンの往復運動を回転運動に変換するために内燃機関に組み込まれる。スモールエンド部9が図示略のピストンに接続され、ビッグエンド部8が内燃機関のコネクティングロッドジャーナル(図示略)に接続される。   A breakable connecting rod 1 having the structure shown in FIG. 1 is incorporated in an internal combustion engine for converting reciprocating motion of a piston of an internal combustion engine such as an automobile engine into rotary motion. The small end portion 9 is connected to a piston (not shown), and the big end portion 8 is connected to a connecting rod journal (not shown) of the internal combustion engine.

本実施形態の破断分離型コンロッド1は、以下に説明する成分、組織、及びMn硫化物分散状態を備える高強度熱間鍛造非調質鋼から形成され、アッパ側半割体2の半円弧部2Aとロア側半割体3の半円弧部3Aとは、元々1つの円環状部品であった部分を脆性破断して形成される。破断分離型コンロッド1の製造方法の一例として、熱間鍛造品の一部に切欠きを設けてその切欠きを起点として脆性的に破断分離して、アッパ側半割体2の半円弧部2Aの突き合わせ面2aと、ロア側半割体3の半円弧部3Aの突き合わせ面3aとを形成する方法が挙げられる。これらの突き合わせ面2a、3aは、元々1つの部材を破断分離して形成しているので、良好な位置合わせ精度で突合せが可能となる。   The fracture-separating connecting rod 1 of the present embodiment is formed from a high-strength hot-forged non-heat-treated steel having a component, a structure, and a Mn sulfide dispersion state described below, and a semi-circular portion of the upper half body 2. 2A and the semicircular arc portion 3A of the lower half body 3 are formed by brittle fracture of a portion that was originally one annular component. As an example of a method of manufacturing the fracture-separating connecting rod 1, a notch is provided in a part of a hot forged product, the fracture is separated brittlely from the notch as a starting point, and the semicircular arc portion 2 </ b> A of the upper half body 2 is formed. And the butting surface 2a of the lower half body 3 and the butting surface 3a of the semicircular arc portion 3A of the lower half body 3. These butting surfaces 2a, 3a are originally formed by breaking and separating one member, so that butting can be performed with good positioning accuracy.

この構造の破断分離型コンロッド1は、突き合わせ面の新たな加工や位置決めピンが不要となり、大幅な製造工程の簡略化がなされる。   The break-separation type connecting rod 1 having this structure does not require a new processing of the abutting surface or a positioning pin, thereby greatly simplifying the manufacturing process.

以下、破断分離型コンロッド1を構成する高強度熱間鍛造用非調質鋼について説明する。
破断分離型コンロッド1は、一例として、化学成分が、単位質量%で、C:0.50〜0.65%、Si:0.60〜1.20%、Mn:0.60〜1.00%、P:0.040〜0.060%、S:0.060〜0.100%、Cr:0.05〜0.20%、V:0.25〜0.40%、N:0.0020〜0.0080%を含有し、さらにSb:0.0001〜0.0050%、Sn:0.0001〜0.0050%、Te:0.0001〜0.0050%及びPb:0.0001〜0.0050%からなる群から選択される1種または2種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、鋼組織がフェライト・パーライトであり、そのうちフェライト組織の面積率が20面積%以上である鋼からなる。この組成の鋼を熱間鍛造して空冷し、非調質鋼とすることで上述の目的組成の高強度熱間鍛造非調質鋼部品が得られる。
Hereinafter, the high-strength non-heat-treated steel for hot forging that constitutes the fracture-separable connecting rod 1 will be described.
As an example, the fracture-separating type connecting rod 1 has a chemical component in unit mass% of C: 0.50 to 0.65%, Si: 0.60 to 1.20%, and Mn: 0.60 to 1.00. %, P: 0.040 to 0.060%, S: 0.060 to 0.100%, Cr: 0.05 to 0.20%, V: 0.25 to 0.40%, N: 0. 0020-0.0080%, Sb: 0.0001-0.0050%, Sn: 0.0001-0.0050%, Te: 0.0001-0.0050%, and Pb: 0.0001- One or more selected from the group consisting of 0.0050%, the balance being Fe and unavoidable impurities, the steel structure is ferrite / pearlite, and the area ratio of the ferrite structure is 20 area%. It consists of the above steel. The steel of this composition is hot-forged and air-cooled to obtain a non-heat-treated steel, whereby a high-strength hot-forged non-heat-treated steel part having the above-described target composition is obtained.

<鋼成分>
先ず本実施形態に係る高強度熱間鍛造非調質鋼部品の成分組成の限定理由について説明する。
<Steel component>
First, the reason for limiting the component composition of the high-strength hot-forged non-heat-treated steel part according to the present embodiment will be described.

(C:0.50〜0.65%)
Cは、高強度熱間鍛造非調質鋼部品の引張強さを確保する効果を有する。必要な強度を得るには、C含有量の下限を0.50%にする必要がある。なお、C含有量を0.50%以上とした場合、通常であれば鋼の金属組織(鋼組織)に含まれるフェライト量が20面積%未満となり、鋼の降伏比が低くなる。しかし、本実施形態に係る鋼は、後述されるように所定範囲内のMn、S、Sb、Sn、TeおよびPbを含むことによりMn硫化物が微細分散されているので、C含有量を0.50%以上としながらフェライト量を20面積%以上とすることができる。C含有量の好ましい下限は、0.52%、0.55%、または0.58%である。
(C: 0.50 to 0.65%)
C has the effect of ensuring the tensile strength of a high-strength hot forged non-heat treated steel part. To obtain the required strength, the lower limit of the C content needs to be 0.50%. When the C content is 0.50% or more, the amount of ferrite contained in the metal structure (steel structure) of the steel is usually less than 20 area%, and the yield ratio of the steel is low. However, since the steel according to the present embodiment contains Mn, S, Sb, Sn, Te and Pb within a predetermined range as described later, the Mn sulfide is finely dispersed, so that the C content is set to 0. The ferrite amount can be set to 20 area% or more while being set to 0.50% or more. A preferred lower limit of the C content is 0.52%, 0.55%, or 0.58%.

しかし、C含有量が0.65%を超えた場合、Mn硫化物が本実施形態に係る鋼の如く微細分散されていても、鋼のフェライト量が不足する。フェライト量の不足は、引張強さに対する降伏強さの比(降伏比)の低下を招く。従って、C含有量の上限を0.65%とする。C含有量の好ましい上限は、0.63%、0.60%、または0.59%である。   However, when the C content exceeds 0.65%, the amount of ferrite in the steel is insufficient even if the Mn sulfide is finely dispersed as in the steel according to the present embodiment. Insufficient amount of ferrite causes a decrease in the ratio of yield strength to tensile strength (yield ratio). Therefore, the upper limit of the C content is set to 0.65%. A preferred upper limit of the C content is 0.63%, 0.60%, or 0.59%.

なお、本実施形態において、元素の含有量に関し、0.50〜0.65%のように範囲を記載した場合、特に記載しない限り上限及び下限の数値を含む範囲とする。よって、0.50〜0.65%は0.50%以上、0.65%以下の範囲を意味する。   In the present embodiment, when the range of the element content is described as 0.50 to 0.65%, the range includes the upper limit and the lower limit unless otherwise specified. Therefore, 0.50 to 0.65% means a range of 0.50% or more and 0.65% or less.

(Si:0.60〜1.20%)
Siは、固溶強化によってフェライトを強化し、鋼の延性及び靭性を低下させる。鋼の延性及び靭性の低下は、破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし破断分離性を向上させる。この効果を得るためには、Si含有量の下限を0.60%にする必要がある。一方、Siを過剰に含有すると破断面の欠けが発生する頻度が上昇するので、Si含有量の上限を1.20%とする。Si含有量の好ましい下限は、0.70%、0.80%、または0.85%である。Si含有量の好ましい上限は、1.00%、0.95%、または0.90%である。
(Si: 0.60 to 1.20%)
Si strengthens ferrite by solid solution strengthening and reduces ductility and toughness of steel. The decrease in ductility and toughness of the steel reduces the amount of plastic deformation near the fracture surface at the time of fracture, and improves fracture separability. To obtain this effect, the lower limit of the Si content needs to be 0.60%. On the other hand, if Si is excessively contained, the frequency of occurrence of chipping of the fracture surface increases. Therefore, the upper limit of the Si content is set to 1.20%. A preferred lower limit of the Si content is 0.70%, 0.80%, or 0.85%. A preferred upper limit of the Si content is 1.00%, 0.95%, or 0.90%.

(Mn:0.60〜1.00%)
Mnは、固溶強化によってフェライトを強化し、鋼の延性及び靭性を低下させる。鋼の延性及び靭性の低下は、破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし、破断分離性を向上させる。また、Mnは、Sと結合してMn硫化物を形成する。このMn硫化物は、熱間鍛造による部品成形後の冷却過程においてフェライト変態の核となり、フェライト量を増大させる効果がある。一方、Mnを過剰に含有する場合、フェライトが硬くなりすぎて、破断時の欠けが発生する頻度が増加する。これらに鑑みて、Mn含有量の範囲は、0.60〜1.00%である。Mn含有量の好ましい下限は、0.70%、0.80%、または0.85%である。Mn含有量の好ましい上限は、0.95%、0.92%、または0.90%である。
(Mn: 0.60-1.00%)
Mn strengthens ferrite by solid solution strengthening and reduces ductility and toughness of steel. The reduction in ductility and toughness of the steel reduces the amount of plastic deformation near the fracture surface at the time of fracture, and improves fracture separation. Mn combines with S to form Mn sulfide. The Mn sulfide serves as a nucleus of ferrite transformation in a cooling process after component forming by hot forging, and has an effect of increasing the amount of ferrite. On the other hand, when Mn is excessively contained, the ferrite becomes too hard, and the frequency of occurrence of chipping at break increases. In view of these, the range of the Mn content is 0.60 to 1.00%. A preferred lower limit of the Mn content is 0.70%, 0.80%, or 0.85%. A preferred upper limit of the Mn content is 0.95%, 0.92%, or 0.90%.

(P:0.040〜0.060%)
Pは、フェライト及びパーライトの延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は、鋼の破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし、破断分離性を向上させる効果を有する。ただし、Pは上述の効果を生じさせると同時に、結晶粒界の脆化を引き起こし破断面の欠けを発生しやすくする効果も顕著に生じさせる。以上を考慮すれば、P含有量の範囲は、0.040〜0.060%である。P含有量の好ましい下限は、0.042%、0.045%、または0.048%である。P含有量の好ましい上限は、0.055%、0.053%、または0.050%である。
(P: 0.040-0.060%)
P reduces the ductility and toughness of ferrite and pearlite. The reduction in ductility and toughness has the effect of reducing the amount of plastic deformation in the vicinity of the fracture surface at the time of fracture of steel and improving the fracture separation. However, P not only produces the above-mentioned effects, but also remarkably produces the effect of causing embrittlement of crystal grain boundaries and easily causing chipping of a fractured surface. Taking the above into consideration, the range of the P content is 0.040 to 0.060%. A preferred lower limit of the P content is 0.042%, 0.045%, or 0.048%. A preferred upper limit of the P content is 0.055%, 0.053%, or 0.050%.

(S:0.060〜0.100%)
Sは、Mnと結合してMn硫化物を形成する。このMn硫化物は、熱間鍛造による部品成形後の冷却過程においてフェライト変態の核となり、フェライト量を増大させる効果がある。その効果を得るためには、S含有量の下限を0.060%にする必要がある。他方、Sを過剰に含有させると、破断分割時の破断面近傍の塑性変形量が増大し、破断分離性が低下する場合が発生することがある。これに加えて、Sを過剰に含有させると、破断面の欠けを助長することがある。以上から、S含有量の範囲を0.060〜0.100%とする。S含有量の好ましい下限は、0.070%、0.072%、または0.075%である。S含有量の好ましい上限は、0.095%、0.090%、または0.085%である。
(S: 0.060 to 0.100%)
S combines with Mn to form Mn sulfide. The Mn sulfide serves as a nucleus of ferrite transformation in a cooling process after component forming by hot forging, and has an effect of increasing the amount of ferrite. In order to obtain the effect, the lower limit of the S content needs to be 0.060%. On the other hand, if S is excessively contained, the amount of plastic deformation in the vicinity of the fractured surface at the time of fracture splitting increases, and the case where fracture separability may decrease may occur. In addition, when S is excessively contained, the fracture surface may be chipped. From the above, the range of the S content is set to 0.060 to 0.100%. A preferred lower limit of the S content is 0.070%, 0.072%, or 0.075%. A preferred upper limit for the S content is 0.095%, 0.090%, or 0.085%.

なお、微細なMn硫化物は、熱間鍛造による部品成形後の冷却過程においてフェライト変態の核となるので、微細なMn硫化物を析出させるには、フェライト組織生成に寄与する効果がある。鋼中に析出するMn硫化物の総量は、本実施形態の鋼の組成範囲において大きく変動はしないが、微細なMn硫化物が析出している状況は鍛造による加工により延ばされて微細化したMn硫化物の平均アスペクト比が小さいことで表現できる。   In addition, since fine Mn sulfide becomes a core of ferrite transformation in a cooling process after component forming by hot forging, precipitation of fine Mn sulfide has an effect of contributing to formation of a ferrite structure. The total amount of Mn sulfides precipitated in the steel does not fluctuate greatly in the composition range of the steel of the present embodiment, but the situation in which fine Mn sulfides are precipitated has been extended by forging to be refined. It can be expressed by the small average aspect ratio of Mn sulfide.

Mn硫化物のアスペクト比とは、Mn硫化物の長軸の長さをMn硫化物の短軸の長さで割って得られる値である。Mn硫化物の平均アスペクト比は、長手方向の平行断面を垂直方向から組織を観察することで測定される、Mn硫化物のアスペクト比の平均値である。
この意味から、微細なMn硫化物の平均アスペクト比は、1.1〜1.4程度の範囲であることが望ましい。
The aspect ratio of Mn sulfide is a value obtained by dividing the length of the long axis of Mn sulfide by the length of the short axis of Mn sulfide. The average aspect ratio of Mn sulfide is an average value of the aspect ratio of Mn sulfide measured by observing a structure in a longitudinal parallel section from a vertical direction.
In this sense, the average aspect ratio of the fine Mn sulfide is preferably in the range of about 1.1 to 1.4.

(Cr:0.05〜0.20%)
Crは、Mnと同様に固溶強化によってフェライトを強化し、延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は、破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし、破断分離性を向上させる。しかし、Crを過剰に含有すると、パーライトのラメラー間隔が小さくなり、かえってパーライトの延性及び靭性が高くなる。そのため、Crを過剰に含有すると、破断時の破断面近傍の塑性変形量が大きくなり、破断分離性が低下する。さらに、Crを過剰に含有すると、ベイナイト組織が生成しやすくなり、降伏比の低下による降伏強さの低下や破断分離性の顕著な低下が見られる。従って、Cr含有量の範囲を0.05〜0.20%とする。上述の効果に鑑みた場合、Cr含有量の好ましい上限は、0.17%、0.15%、または0.13%である。また、Cr含有量の好ましい下限は、0.07%、0.08%、または0.10%である。
(Cr: 0.05-0.20%)
Cr strengthens ferrite by solid solution strengthening like Mn, and reduces ductility and toughness. The reduction in ductility and toughness reduces the amount of plastic deformation in the vicinity of the fracture surface at the time of fracture, and improves fracture separation. However, when Cr is contained excessively, the lamella spacing of pearlite becomes small, and the ductility and toughness of pearlite are rather increased. Therefore, when Cr is contained excessively, the amount of plastic deformation near the fracture surface at the time of fracture increases, and fracture separability decreases. Furthermore, when Cr is excessively contained, a bainite structure is easily generated, and a decrease in yield strength due to a decrease in yield ratio and a remarkable decrease in break separation properties are observed. Therefore, the range of the Cr content is set to 0.05 to 0.20%. In view of the above effects, a preferable upper limit of the Cr content is 0.17%, 0.15%, or 0.13%. Further, a preferable lower limit of the Cr content is 0.07%, 0.08%, or 0.10%.

(V:0.25〜0.40%)
Vは、熱間鍛造後の冷却時に主に炭化物または炭窒化物を形成してフェライトを強化し、鋼の延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は、破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくして、熱間鍛造部品の破断分離性を良好にする。また、Vは、炭化物または炭窒化物の析出強化により熱間鍛造部品の降伏比を高めるという効果がある。これらの効果を得るためには、V含有量の下限を0.25%にする必要がある。V含有量の下限は、好ましくは0.27%、または0.30%である。一方、Vを過剰に含有してもその効果は飽和するので、V含有量の上限は0.40%である。V含有量の上限は、好ましくは0.35%、0.33%、または0.31%である。
(V: 0.25 to 0.40%)
V mainly forms carbides or carbonitrides during cooling after hot forging to strengthen ferrite and reduce ductility and toughness of steel. The reduction in ductility and toughness reduces the amount of plastic deformation in the vicinity of the fracture surface at the time of fracture, and improves the fracture separation of the hot forged part. V has the effect of increasing the yield ratio of hot forged parts by strengthening the precipitation of carbides or carbonitrides. To obtain these effects, the lower limit of the V content needs to be 0.25%. The lower limit of the V content is preferably 0.27% or 0.30%. On the other hand, the effect is saturated even if V is excessively contained, so the upper limit of the V content is 0.40%. The upper limit of the V content is preferably 0.35%, 0.33%, or 0.31%.

(N:0.0020〜0.0080%)
Nは、熱間鍛造後の冷却時に主にV窒化物またはV炭窒化物を形成してフェライトの変態核として働くことによって、フェライト変態を促進する。これにより、Nには、熱間鍛造部品の破断分離性を大幅に損なうベイナイト組織の生成を抑制する効果がある。この効果を得るには、N含有量の下限を0.0020%とする。Nを過剰に含有すると熱間延性が低下し、熱間加工時に割れまたは疵が発生しやすくなる場合があるので、N含有量の上限を0.0080%とする。N含有量の下限値を0.0040%、0.0042%、または0.0045%としてもよい。N含有量の上限値を0.0075%、0.0070%、または0.0060%としてもよい。
(N: 0.0020-0.0080%)
N promotes ferrite transformation by mainly forming V nitride or V carbonitride upon cooling after hot forging and acting as a transformation nucleus of ferrite. Accordingly, N has an effect of suppressing the formation of a bainite structure that significantly impairs the fracture separability of the hot forged part. To obtain this effect, the lower limit of the N content is set to 0.0020%. If N is excessively contained, hot ductility is reduced and cracks or flaws are likely to occur during hot working. Therefore, the upper limit of the N content is set to 0.0080%. The lower limit of the N content may be 0.0040%, 0.0042%, or 0.0045%. The upper limit of the N content may be set to 0.0075%, 0.0070%, or 0.0060%.

(Sb:0.0001〜0.0050%、Sn:0.0001〜0.0050%、Te:0.0001〜0.0050%及びPb:0.0001〜0.0050%からなる群から選択される1種または2種以上)
本実施形態に係る高強度熱間鍛造非調質鋼部品は、上記の成分に加えて、Sb、Sn、Te及びPbからなる群から選択される1種または2種以上をそれぞれ、0.0001〜0.0050%の範囲内で含有することが特徴である。これらの元素は、鋼の凝固組織の微細化に伴い、Mn硫化物が微細分散する。Mn硫化物の微細分散化効果を得るには、これらの元素の含有量を0.0001%以上にする必要がある。しかし、これらの元素を過剰に含有すると、これらの元素がMn硫化物上に析出し、フェライト変態の核として効果を失うため、これらの元素の含有量の上限を0.0050%とする。上述の効果を鑑みた場合、Sb、Sn、Te及びPbの合計含有量の上限は、0.0050%であることが好ましい。Sb、Sn、TeおよびPbの合計含有量の上限は、0.0030%であることがより好ましい。
(Sb: 0.0001 to 0.0050%, Sn: 0.0001 to 0.0050%, Te: 0.0001 to 0.0050%, and Pb: 0.0001 to 0.0050%. One or more)
The high-strength hot-forged non-heat-treated steel part according to the present embodiment includes, in addition to the above components, one or more selected from the group consisting of Sb, Sn, Te, and Pb, each of which is 0.0001. It is characterized in that it is contained within the range of -0.0050%. With these elements, Mn sulfide is finely dispersed with the refinement of the solidification structure of steel. In order to obtain an effect of finely dispersing Mn sulfide, the content of these elements needs to be 0.0001% or more. However, if these elements are excessively contained, these elements precipitate on Mn sulfide and lose their effect as nuclei for ferrite transformation, so the upper limit of the content of these elements is made 0.0050%. In view of the above effects, the upper limit of the total content of Sb, Sn, Te, and Pb is preferably 0.0050%. The upper limit of the total content of Sb, Sn, Te and Pb is more preferably 0.0030%.

(Ti:0.10%以下及びNb:0.05%以下からなる群から選択される1種または2種)
Ti及びNbは、熱間鍛造後の冷却時に主に炭化物または炭窒化物を形成して析出強化によりフェライトを強化し、鋼の延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は、破断時の破断面近傍の塑性変形量を小さくし破断分離性を向上させる効果がある。従って、上述の効果を得るためにTi含有量の下限を0.05%としてもよく、Nb含有量の下限を0.01%としてもよい。しかし、これら元素を過剰に含有するとその効果が飽和するので、Ti含有量の上限を0.10%とし、Nb含有量の上限を0.05%とする。
(One or two selected from the group consisting of Ti: 0.10% or less and Nb: 0.05% or less)
Ti and Nb mainly form carbides or carbonitrides during cooling after hot forging, strengthen ferrite by precipitation strengthening, and lower the ductility and toughness of steel. The reduction in ductility and toughness has the effect of reducing the amount of plastic deformation in the vicinity of the fracture surface at the time of fracture and improving fracture separation. Therefore, the lower limit of the Ti content may be set to 0.05% and the lower limit of the Nb content may be set to 0.01% in order to obtain the above-described effects. However, if these elements are excessively contained, the effect is saturated. Therefore, the upper limit of the Ti content is set to 0.10%, and the upper limit of the Nb content is set to 0.05%.

(Ca:0.005%以下、Zr:0.005%以下及びMg:0.005%以下からなる群から選択される1種または2種以上)
Ca、Zr及びMgは、いずれも酸化物を形成し、Mn硫化物の晶出核となりMn硫化物を均一微細分散する効果がある。従って、Ca、Zr及びMgそれぞれの下限値を0.001%としてもよい。一方、いずれの元素も含有量が0.005%を超えると、熱間加工性が劣化し、熱間圧延が困難となる。これらのことから、Ca、Zr及びMgそれぞれの含有量の上限を0.005%とする。
(One or more selected from the group consisting of Ca: 0.005% or less, Zr: 0.005% or less, and Mg: 0.005% or less)
Ca, Zr, and Mg all form oxides, become crystallization nuclei of Mn sulfide, and have the effect of uniformly and finely dispersing Mn sulfide. Therefore, the lower limit of each of Ca, Zr and Mg may be set to 0.001%. On the other hand, if the content of any of the elements exceeds 0.005%, hot workability deteriorates and hot rolling becomes difficult. For these reasons, the upper limits of the contents of Ca, Zr and Mg are set to 0.005%.

本実施形態に係る高強度熱間鍛造非調質鋼部品の化学成分の残部は、鉄(Fe)及び不可避的不純物を含む。不可避的不純物とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料、又は製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に係る高強度熱間鍛造非調質鋼部品に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。   The balance of the chemical components of the high-strength hot-forged non-heat treated steel part according to the present embodiment contains iron (Fe) and unavoidable impurities. The unavoidable impurities are components that are mixed due to raw materials such as ores or scraps or various factors in the manufacturing process when steel is industrially manufactured, and are high-strength hot forging according to the present embodiment. Means acceptable within a range that does not adversely affect non-heat treated steel parts.

次に、上述した組織の限定理由について説明する。   Next, the reasons for limiting the above-described organization will be described.

<鋼組織がフェライト・パーライトであり、そのうちフェライト組織の面積率が20面積%以上>
通常のフェライト・パーライト組織の鋼は、C含有量が増すほど降伏比が低下する。C含有量増大に伴う引張強さの上昇幅に対して、C含有量増大に伴う降伏強さの上昇幅は小さいからである。これは、C含有量が少ないフェライト主体のフェライト・パーライト組織では降伏点現象(不連続降伏)が生じるのに対して、C含有量が多いパーライト主体のフェライト・パーライト組織では、降伏が弾性変形から塑性変形への遷移がなめらかである連続降伏となるためである。
<Steel structure is ferrite / pearlite, of which the area ratio of the ferrite structure is 20 area% or more>
In a steel having a normal ferrite-pearlite structure, the yield ratio decreases as the C content increases. This is because the increase in the yield strength as the C content increases is smaller than the increase in the tensile strength as the C content increases. This is because the yield point phenomenon (discontinuous yielding) occurs in a ferrite-pearlite structure mainly composed of ferrite having a small C content, whereas in a ferrite-pearlite structure mainly composed of pearlite having a large C content, the yield is caused by elastic deformation. This is because the transition to plastic deformation results in a smooth continuous yield.

一方、本実施形態に係る高強度熱間鍛造非調質鋼部品では、フェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率を、Sb、Sn、TeおよびPbからなる群から選択される1種または2種以上によって微細分散されたMn硫化物を用いて高めている。本発明者らは、フェライト組織の面積率を鋼全体に対して20面積%以上にすることにより、高炭素組成でも降伏点現象が生じ、高い降伏比が得られることを知見した。したがって、鋼全体に対するフェライト組織の面積率の下限を20面積%とする。鋼全体に対するフェライト組織の面積率の下限を22面積%、23面積%、または25面積%としてもよい。   On the other hand, in the high-strength hot-forged non-heat treated steel part according to the present embodiment, the area ratio of the ferrite structure in the ferrite-pearlite structure is one or two selected from the group consisting of Sb, Sn, Te, and Pb. Increased by using Mn sulfide finely dispersed by the seeds or more. The present inventors have found that by setting the area ratio of the ferrite structure to 20% by area or more with respect to the entire steel, a yield point phenomenon occurs even with a high carbon composition, and a high yield ratio can be obtained. Therefore, the lower limit of the area ratio of the ferrite structure to the entire steel is set to 20 area%. The lower limit of the area ratio of the ferrite structure to the entire steel may be 22 area%, 23 area%, or 25 area%.

なお、本実施形態の鋼の組織は、フェライト組織を除くと残部がほぼパーライト組織であり、ベイナイト組織などの他の組織は生成していないことが好ましい。
ただし、2面積%未満の範囲内であれば、ベイナイト、マルテンサイト等のフェライト及びパーライト以外の組織の含有は許容される。また、フェライト組織の量は多い方が好ましいので、鋼全体に対するフェライト組織の面積率の上限値は特に限定されないが、本実施形態に係る高強度熱間鍛造非調質鋼部品の化学成分の範囲内では、フェライト組織の面積率の上限値は約50面積%となることが通常である。鋼全体に対するフェライト組織の面積率の上限を35面積%、30面積%、または28面積%としてもよい。
It is preferable that the rest of the structure of the steel of this embodiment except for the ferrite structure is substantially a pearlite structure, and other structures such as a bainite structure are not generated.
However, as long as it is within the range of less than 2% by area, the inclusion of structures other than ferrite such as bainite and martensite and pearlite is allowable. Since the amount of the ferrite structure is preferably larger, the upper limit of the area ratio of the ferrite structure to the entire steel is not particularly limited, but the range of the chemical composition of the high-strength hot-forged non-heat-treated steel part according to the present embodiment. Within the range, the upper limit of the area ratio of the ferrite structure is usually about 50 area%. The upper limit of the area ratio of the ferrite structure to the entire steel may be 35 area%, 30 area%, or 28 area%.

本実施形態に係る高強度熱間鍛造非調質鋼部品としての破断分離型コンロッド1であれば、突き合わせ面の新たな加工や位置決めピンが不要となり、大幅な製造工程の簡略化をなし得る。   In the case of the break-separable connecting rod 1 as a high-strength hot-forged non-heat-treated steel part according to the present embodiment, new processing of the abutting surfaces and positioning pins are not required, and the manufacturing process can be greatly simplified.

本実施形態に係る高強度熱間鍛造非調質鋼部品の製造方法は、上述の本実施形態に係る高強度熱間鍛造非調質鋼部品の化学成分を有する鋼を、鋳造、熱間圧延、及び熱間鍛造する工程を含む。
鋳造条件は特に限定されず、通常の条件とすればよい。
熱間圧延条件も特に限定されず、通常の条件とすればよい。
The method for producing a high-strength hot-forged non-heat-treated steel part according to the present embodiment includes casting and hot-rolling steel having the chemical composition of the high-strength hot-forged non-heat-treated steel part according to the present embodiment. And hot forging.
The casting conditions are not particularly limited, and may be ordinary conditions.
The hot rolling conditions are not particularly limited, and may be normal conditions.

熱間鍛造においては、鍛造後の冷却速度を小さくする必要がある。本実施形態に係る高強度熱間鍛造非調質鋼部品のフェライト組織の面積率は、鍛造後の冷却時、即ち放冷による空冷時又は衝風冷却装置による衝風冷却時に冷却速度を変えることで変化する。例えば、冷却速度を3.5℃/秒以上の範囲まで速くすることで、フェライト組織の面積率が20面積%未満になる。従って、鍛造後の冷却時には冷却速度は3.5℃/秒未満とする必要があり、鍛造後の冷却の手段を自然放冷とすることが好ましい。鍛造後の冷却の手段を水冷及び衝風冷却等のいわゆる強制冷却とすることは好ましくない。   In hot forging, it is necessary to reduce the cooling rate after forging. The area ratio of the ferrite structure of the high-strength hot forged non-heat treated steel part according to the present embodiment is changed at the time of cooling after forging, that is, at the time of air cooling by standing cooling or at the time of blast cooling by a blast cooling device. To change. For example, by increasing the cooling rate to a range of 3.5 ° C./second or more, the area ratio of the ferrite structure becomes less than 20 area%. Therefore, at the time of cooling after forging, it is necessary to set the cooling rate to less than 3.5 ° C./second, and it is preferable that the cooling means after forging is naturally cooled. It is not preferable to use so-called forced cooling such as water cooling and blast cooling as a cooling means after forging.

本実施形態によれば、優れた強度、優れた降伏強さ及び降伏比を有する破断分離型高強度コンロッドなどの高強度熱間鍛造非調質鋼部品を提供できる。本実施形態に係る高強度熱間鍛造非調質鋼部品は、優れた破断分離性を有するものとなる。   According to the present embodiment, it is possible to provide a high-strength hot-forged non-heat-treated steel part such as a fracture-separating high-strength connecting rod having excellent strength, excellent yield strength, and yield ratio. The high-strength hot-forged non-heat-treated steel part according to the present embodiment has excellent break separation properties.

本実施形態に係る高強度熱間鍛造非調質鋼部品の用途は特に限定されないが、破断分割して用いられる機械部品、例えば、破断分離型コンロッドに適用された場合、特に好適な効果を奏する。   The application of the high-strength hot-forged non-heat-treated steel part according to the present embodiment is not particularly limited. However, when it is applied to a mechanical part used by breaking and splitting, for example, a break-separating connecting rod, a particularly suitable effect is exhibited. .

本発明を実施例によって以下に詳述する。なお、これら実施例は本発明の技術的意義、効果を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。   The present invention will be described in detail below by way of examples. These examples are for explaining the technical significance and effects of the present invention, and do not limit the scope of the present invention.

以下の表1及び表2に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造により製造し、必要に応じて、均熱拡散処理、分塊圧延工程を経て162mm角の圧延素材とした。
次に、熱間圧延によって直径が45mmの棒鋼形状とした。表2の下線部分は本発明の範囲外の例であることを示す。
Converter steel smelting steels having the compositions shown in Tables 1 and 2 below were produced by continuous casting, and if necessary, were subjected to a soaking process and a slab rolling process to obtain a 162 mm square rolled material.
Next, a steel bar shape having a diameter of 45 mm was formed by hot rolling. The underlined portions in Table 2 indicate examples outside the scope of the present invention.

次に、組織、機械的性質を調べるために、鍛造コンロッド相当の試験片を熱間鍛造で作製した。具体的には、直径45mmの素材棒鋼を1150〜1280℃に加熱後、棒鋼の長さ方向と垂直に鍛造して厚さ20mmとし、放冷による空冷、または衝風冷却装置による衝風冷によって室温まで冷却した。冷却速度を変えることによって、フェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率を造り分けた。冷却後の鍛造材から、JIS4号引張試験片を加工した。   Next, in order to examine the structure and mechanical properties, a test piece equivalent to a forged connecting rod was prepared by hot forging. Specifically, after heating a steel bar having a diameter of 45 mm to 1150 to 1280 ° C., it is forged perpendicularly to the longitudinal direction of the steel bar to a thickness of 20 mm, and is air-cooled by standing cooling, or by blast cooling by a blast cooling device. Cooled to room temperature. By changing the cooling rate, the area ratio of the ferrite structure in the ferrite / pearlite structure was determined. From the cooled forged material, a JIS No. 4 tensile test piece was processed.

引張試験は、JIS Z 2241に準拠して、常温で20mm/minの速度にて実施した。降伏強さが900MPaに達しないものは強度が劣ると判断した。   The tensile test was performed at room temperature at a speed of 20 mm / min in accordance with JIS Z 2241. If the yield strength did not reach 900 MPa, the strength was judged to be inferior.

上記引張試験片と同一部位から10mm角サンプルを切り出し、長手方向の垂直方向から鋼中にあるMn硫化物の形態やフェライト・パーライト組織を観察した。   A 10 mm square sample was cut out from the same site as the tensile test piece, and the morphology of Mn sulfide and the ferrite-pearlite structure in the steel were observed from a direction perpendicular to the longitudinal direction.

鋼中にあるMn硫化物のアスペクト比を測定するために、鏡面に研磨後、光学顕微鏡にて1000倍の組織写真を10枚撮影し、Mn硫化物の平均アスペクト比を小型汎用画像解析装置(Luzex(ルーゼックス):登録商標、株式会社ニレコ製)によって求めた。Mn硫化物の短軸長さは鍛錬成形比で決まり、また、Mn硫化物の量はS量で決まるため、Mn硫化物の平均アスペクト比が1に近い方がMn硫化物の大きさは小さく、個数密度は多い。つまり、Mn硫化物の平均アスペクト比の値を比較することで、Mn硫化物の大きさと分散状態を判定した。また、フェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率を測定するために、ナイタール腐食液で腐食を行い、光学顕微鏡で200倍の組織写真を5枚撮影し、フェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率を小型汎用画像解析装置(Luzex:登録商標、株式会社ニレコ製)によって求めた。表1および表2に示す各例の金属組織は、実質的に、フェライト及びパーライトからなるものであった。   In order to measure the aspect ratio of Mn sulfide in steel, after polishing to a mirror surface, 10 microstructure photographs were taken with an optical microscope at 1000 times magnification, and the average aspect ratio of Mn sulfide was measured using a small general-purpose image analyzer ( Luzex (Luzex): a registered trademark, manufactured by Nireco Corporation. Since the minor axis length of Mn sulfide is determined by the forging ratio, and the amount of Mn sulfide is determined by the amount of S, the smaller the average aspect ratio of Mn sulfide is, the smaller the size of Mn sulfide is. The number density is large. That is, the size and the dispersion state of the Mn sulfide were determined by comparing the values of the average aspect ratio of the Mn sulfide. Further, in order to measure the area ratio of the ferrite structure in the ferrite-pearlite structure, corrosion was performed with a nital corrosive solution, and five 200-fold structure photographs were taken with an optical microscope. The area ratio was determined using a small general-purpose image analyzer (Luzex: registered trademark, manufactured by Nireco Corporation). The metal structure of each example shown in Tables 1 and 2 was substantially composed of ferrite and pearlite.

Figure 0006652020
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Figure 0006652020
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表1において、鋼No.A〜AKの本発明例は、いずれも鋼化学成分の規定範囲内であって、降伏強さが900MPa以上の高強度熱間鍛造非調質鋼部品である。
これに対して、表2において、比較例ALは、フェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率が20面積%以下のため、降伏比が低く、降伏強さが低い。
比較例AMは、C含有量が少ないため必要な降伏強さが得られない。
比較例ANは、C含有量が多く、比較例AOは、Mn含有量が少なく、比較例AQは、S含有量が少ないため、フェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率が20面積%未満である。このため、降伏比が低く、必要な降伏強さが得られない。
比較例ARは、Cr含有量が多く、比較例BHは、Nの含有量が少ないため、ベイナイト組織が発生する。このため、降伏比が低く、必要な降伏強さが得られない。
比較例ATは、Sb、Sn、Te及びPbを含有していないため、Sb、Sn、Te及びPbによるMn硫化物の微細分散効果がなく、フェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率が20面積%未満となる。このため、降伏比が低く、必要な降伏強さが得られない。
比較例AU〜BGは、Sb、Sn、Te、Pbのいずれかの含有量が多く、かえってSb、Sn、Te、PbによるMn硫化物微細分散化効果が低減しフェライト・パーライト組織中のフェライト組織の面積率が20面積%未満となる。このため、降伏比が低く、必要な降伏強さが得られない。
In Table 1, steel No. The present invention examples A to AK are all high-strength hot-forged non-heat-treated steel parts having a yield strength of 900 MPa or more, all within the specified range of steel chemical components.
In contrast, in Table 2, Comparative Example AL has a low yield ratio and a low yield strength because the area ratio of the ferrite structure in the ferrite-pearlite structure is 20 area% or less.
In Comparative Example AM, the required yield strength was not obtained because the C content was low.
Comparative Example AN has a high C content, Comparative Example AO has a low Mn content, and Comparative Example AQ has a low S content, so that the area ratio of the ferrite structure in the ferrite / pearlite structure is less than 20 area%. It is. Therefore, the yield ratio is low, and the required yield strength cannot be obtained.
Comparative Example AR has a large Cr content, and Comparative Example BH has a small N content, so that a bainite structure is generated. Therefore, the yield ratio is low, and the required yield strength cannot be obtained.
Since Comparative Example AT does not contain Sb, Sn, Te and Pb, there is no effect of fine dispersion of Mn sulfide by Sb, Sn, Te and Pb, and the area ratio of the ferrite structure in the ferrite / pearlite structure is 20%. Area%. Therefore, the yield ratio is low, and the required yield strength cannot be obtained.
Comparative Examples AU to BG have a large content of any one of Sb, Sn, Te, and Pb, and on the contrary, the effect of dispersing Mn sulfide finely dispersed by Sb, Sn, Te, and Pb is reduced, and the ferrite structure in the ferrite-pearlite structure is reduced. Is less than 20 area%. Therefore, the yield ratio is low, and the required yield strength cannot be obtained.

1・・・破断分離型コンロッド(高強度熱間鍛造非調質鋼部品)、2・・・アッパ側半割体、2A・・・半円弧部、2a・・・突き合わせ面、3・・・ロア側半割体、3A・・・半円弧部、3a・・・突き合わせ面、5・・・ねじ孔、6・・・挿通孔、7・・・結合ボルト、8・・・ビッグエンド部、9・・・スモールエンド部。 DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 ... Break-separation type connecting rod (high-strength hot-forged non-heat-treated steel part), 2 ... Upper half body, 2A ... Semi-arc part, 2a ... Butt surface, 3 ... Lower half body, 3A: semi-circular portion, 3a: butting surface, 5: screw hole, 6: insertion hole, 7: coupling bolt, 8: big end portion, 9 ... Small end part.

Claims (3)

化学成分が、単位質量%で、
C:0.50〜0.65%、
Si:0.60〜1.20%、
Mn:0.60〜1.00%、
P:0.040〜0.060%、
S:0.060〜0.100%、
Cr:0.05〜0.20%、
V:0.25〜0.40%、
N:0.0020〜0.0080%を含有し、さらに
Sb:0.0001〜0.0050%、
Sn:0.0001〜0.0050%、
Te:0.0001〜0.0050%及び
Pb:0.0001〜0.0050%
からなる群から選択される1種または2種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、鋼組織がフェライト・パーライトであり、そのうちフェライト組織の面積率が20面積%以上であることを特徴とする高強度熱間鍛造非調質鋼部品。
The chemical component is in unit mass%,
C: 0.50 to 0.65%,
Si: 0.60 to 1.20%,
Mn: 0.60-1.00%,
P: 0.040 to 0.060%,
S: 0.060 to 0.100%,
Cr: 0.05 to 0.20%,
V: 0.25 to 0.40%,
N: 0.0020 to 0.0080%, Sb: 0.0001 to 0.0050%,
Sn: 0.0001 to 0.0050%,
Te: 0.0001-0.0050% and Pb: 0.0001-0.0050%
Containing one or more selected from the group consisting of: Fe and unavoidable impurities, and the steel structure is ferrite / pearlite, of which the area ratio of the ferrite structure is 20% by area or more. High strength hot forged non-heat treated steel parts characterized by:
さらに、前記化学成分が、単位質量%で、
Ti:0.10%以下及び
Nb:0.05%以下
からなる群から選択される1種または2種を含有することを特徴とする請求項1に記載の高強度熱間鍛造非調質鋼部品。
Further, the chemical component is expressed in unit mass%,
The high-strength hot-forged non-heat treated steel according to claim 1, comprising one or two selected from the group consisting of Ti: 0.10% or less and Nb: 0.05% or less. parts.
さらに、前記化学成分が、単位質量%で、
Ca:0.005%以下、
Zr:0.005%以下及び
Mg:0.005%以下
からなる群から選択される1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高強度熱間鍛造非調質鋼部品。
Further, the chemical component is expressed in unit mass%,
Ca: 0.005% or less,
The high-strength hot forging according to claim 1 or 2, comprising one or more selected from the group consisting of Zr: 0.005% or less and Mg: 0.005% or less. Tempered steel parts.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6766532B2 (en) * 2016-09-01 2020-10-14 日本製鉄株式会社 High-strength hot forged non-tempered steel parts
CN114058943A (en) * 2021-09-14 2022-02-18 武汉钢铁有限公司 Microalloyed steel and manufacturing method thereof

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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09176786A (en) * 1995-12-26 1997-07-08 Sumitomo Metal Ind Ltd Non-heat treated steel with high strength and low ductility
DE19751640A1 (en) * 1997-11-21 1999-05-27 Bayerische Motoren Werke Ag Forged connecting rod consisting of carbon steel, with fracture separated bearing cap
CN101492787B (en) * 2009-03-05 2010-09-22 芜湖三联锻造有限公司 Medium-high-carbon microalloy non-hardened and tempered steel and controlled forging and cooling process
JP5563926B2 (en) * 2010-08-19 2014-07-30 株式会社神戸製鋼所 Mechanical structural steel suitable for friction welding and friction welding parts with excellent impact and bending fatigue properties
JP2015025162A (en) * 2013-07-25 2015-02-05 大同特殊鋼株式会社 Ferrite pearlite type non-heat treated steel
CN105154774A (en) * 2015-09-23 2015-12-16 宝山钢铁股份有限公司 Free-cutting medium-carbon non-quenching and tempering steel for fracture splitting connecting rod and manufacturing method thereof

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