CN109312434A - 热锻用轧制棒钢 - Google Patents

Abstract

热锻用轧制棒钢以质量％计含有C：0.39～0.55％、Si：0.10～1.0％、Mn：0.50～1.50％、Cr：0.05～0.50％、Mo：0.01～0.10％、V：0.05～0.40％、Ti：0.150～0.250％、Al：0.005～0.050％、N：0.0020～0.020％，满足式(1)和(2)，多边形铁素体和珠光体的总面积率为90％以上，析出物中含有的Mo的总含量(质量％)为钢中的总Mo含量(质量％)的50.0％以上，多边形铁素体中，具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数为具有3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数的80.0％以上。0.60≤C+0.2Mn+0.25Cr+0.75V+0.81Mo≤1.00···(1)0.12C+0.35Mn+0.42Cr+Mo‑0.08Si≤0.70···(2)。

Description

热锻用轧制棒钢

技术领域

本发明涉及一种棒钢，更具体地涉及一种热锻用轧制棒钢。

背景技术

汽车发动机等中使用的连接杆(下文中，称作连杆)是一种连接活塞与曲轴的发动机部件，将活塞的往复运动转换成曲柄的旋转运动。

图1是普通的连杆的主视图。如图1所示，连杆1包含大端部100、柄部200和小端部300。柄部200的一端上配置大端部100，柄部200的另外一端上配置小端部300。大端部100与曲柄销连接。小端部300通过活塞销与活塞连接。

连杆1具备2个部件(连杆盖2和连杆体3)。这些部件通常通过热锻来制造。连杆盖2和连杆体3的一端部相当于大端部100。连杆体3的除一端部以外的其他部分相当于柄部200和小端部300。大端部100和小端部300通过切削形成。因此，要求连杆1具备高的切削性。

连杆1在发动机工作时承受来自周边部件的载荷。最近，为了节省油耗，还要求实现连杆1的轻量化和小型化。因此，要求连杆1具备即使在将柄部200变细的情况下，也能够应对从活塞传来的载荷的优异的屈服强度。并且，由于连杆会被施加重复的压缩载荷和拉伸载荷，因此还要求其具备优异的疲劳强度。

为了实现连杆的轻量化，超高温下的锻造是有效的。具体地，若在1330℃以上的温度下锻造，成形容易，能够削减功能上不需要的部位的壁厚。由此，能够使连杆轻量化。

为了实现连杆的小型化，极低温下的锻造也是有效的。具体地，是在850℃以下的温度下锻造，使晶粒微细化，提高强度。由此，能够使连杆小型化。

但是，现有技术中，连杆1的连杆盖2与连杆体3是分开制造的。因此，为了定位连杆盖2与连杆体3，需要进行定位销加工等。并且，还需要针对连杆盖2与连杆体3的接合面的切削加工工序。近年来，能够省略这些工序的涨断连杆开始得到普及。

涨断连杆是将连杆一体成型后，将夹具插入大端部100的孔中，施加应力使大端部断裂，分割成2个部件(相当于连杆盖2和连杆体3)。然后，安装至曲轴上时，将被分割的2个部件连接。若大端部100的断裂面为无变形的脆性断裂面，则可以将连杆盖2和连杆体3的断裂面合到一起，并通过螺栓连接。因此，这种情况下，能够省略定位销加工工序和切削加工工序。其结果，可以降低制造成本。

美国专利第5135587号(专利文献1)、特开2005-68460号公报(专利文献2)、特开2005-29825号公报(专利文献3)、特开2011-195862号公报(专利文献4)和特开2014-77200号公报(专利文献5)中提出了一种涨断连杆用钢材及涨断连杆的制造方法。

专利文献1中公开的涨断连杆用锻造用钢具有以重量％计C：0.6～0.75％、Mn：0.25～0.5％、S：0.04～0.12％、Mn/S＞3.0，余量为Fe和杂质：约1.2％以下组成的化学组成，组织为珠光体组织。并且，根据ASTM基准E112-88的粒度编号为3～8。专利文献1中记载了由此能够得到优异的切削性。

专利文献2中公开的热锻非调质钢的特征在于，具有铁素体单相组织，铁素体相中分散析出有粒径低于10nm的微细析出物。屈服应力为600N/mm²以上且具有0.85以上的屈服比，并且拉伸断裂引起的断裂面为脆性断裂面。专利文献2记载了由此能够得到优异的切削性。

专利文献3中公开的连杆的制造方法中，使用最终的坯料状态为基于V系析出物的析出强化状态的热锻非调质钢作为构成连杆的钢材。包括通过将该钢材在1100℃以上且1300℃以下的温度范围内进行热锻，得到具有连杆的母体形状的锻造体的热锻工序；该热锻工序结束后，将锻造体以在800℃至500℃的第1温度范围内的平均冷却速度为1℃/秒以上的方式进行中间冷却的中间冷却工序；该中间冷却工序结束后，使锻造体在500℃以上且700℃以下的第2温度范围内时效析出V系析出物的时效热处理工序。专利文献3中记载了由此能够提高连杆的强度。

专利文献4中公开的热锻用非调质钢以质量％计含有C：0.35～0.55％、Si：0.15～0.40％、Mn：0.50～1.00％、P：0.100％以下、S：0.040～0.100％、Cr：1.00％以下、V：0.20～0.50％、Ca：0.0005～0.0100％、N：0.0150％以下，余量由Fe和不可避免的杂质组成。2Mn+5Mo+Cr≤3.1，C+Si/5+Mn/10+10P+5V≥1.8，Ceq＝C+Si/7+Mn/5+Cr/9+V为0.90～1.10。并且，硬度为HV330以上，屈服比为0.73以上，组织为贝氏体10％以下的铁素体·珠光体组织。专利文献4中记载了本文献中，通过满足2Mn+5Mo+Cr≤3.1，能够抑制贝氏体的生成，通过满足C+Si/5+Mn/10+10P+5V≥1.8，能够得到优异的涨断性。

专利文献5中公开的涨断连杆由以质量％计含有0.20～0.60％的C的铁素体·珠光体型非调质钢形成，至少具有分别与曲轴和活塞接合的大端部及小端部和将它们连接的、经过压花处理的杆部。含有C、N、Ti、Si、Mn、P、S和Cr作为必须添加元素，含有V、Pb、Te、Ca和Bi作为任意添加元素。必要添加元素中，以质量％计添加0.05～2.0％的范围内的Si，0.30～1.50％的范围内的Mn，0.01～0.2％的范围内的P，0.060～0.2％的范围内的S，和0.05～1.00％的范围内的Cr，同时以满足Ti≥3.4N+0.02的方式含有0.005～0.030％的范围内的N，并且含有0.20％以下(其中，不包含0.154％以上)的范围内的Ti。由任意添加元素中以质量％计含有0.14％以下的V、0.30％以下的Pb、0.3％以下的Te、0.01％以下的Ca和0.30％以下的Bi，余量Fe和不可避免的杂质构成的钢组成。大端部中的0.2％条件屈服强度小于650MPa，同时经过压花处理的杆部中的0.2％条件屈服强度大于700MPa。专利文献5中记载了由此能够提高强度和切削性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:美国专利第5135587号

专利文献2:特开2005-68460号公报

专利文献3:特开2005-29825号公报

专利文献4:特开2011-195862号公报

专利文献5:特开2014-77200号公报

发明内容

发明要解决的问题

上述的现有技术中都存在为制造能够显示充分的性能的连杆的热锻的温度条件范围窄的问题。

例如，专利文献1中，是在1037～1260℃(1900～2300°F)下进行热锻，未设想850℃以下、或1330℃以上的热锻。进一步地，专利文献1的连杆中，与以前对机械结构用碳钢进行了调质处理的连杆相比疲劳强度和屈服强度不足。

专利文献2～5中能够得到充分的强度。但是，这些文献所公开的发明中，也未设想1330℃以上的超高温下的锻造，和850℃以下的极低温下的锻造。因此，在这样的条件下制造时，存在无法得到充分的涨断性、切削性、屈服强度和疲劳强度的情况。

另一方面，如上所述，通过在1330℃以上的超高温或850℃以下的极低温下进行热锻，能够实现连杆的轻量化和小型化。并且，能够在各种各样的制造条件下实现性能充分的产品的轧制棒钢可以应用在很多的生产工厂中。因此，期望一种在较宽的锻造温度范围内能够制造性能充分的产品的钢材(轧制棒钢)。

本发明的目的在于提供一种即使在1330℃以上的超高温或850℃以下的极低温下进行锻造时，也能够实现具有高的屈服强度和疲劳强度的连杆，并且能够实现连杆制造时的优异的切削性和涨断性的热锻用轧制棒钢。

用于解决问题的方案

根据本实施方式的热锻用轧制棒钢，其化学组成以质量％计含有C：0.39～0.55％、Si：0.10～1.0％、Mn：0.50～1.50％、P：0.010～0.100％、S：0.040～0.130％、Cr：0.05～0.50％、Mo：0.01～0.10％、V：0.05～0.40％、Ti：0.150～0.250％、Al：0.005～0.050％、N：0.0020～0.020％、Cu：0～0.40％、Ni：0～0.30％、Nb：0～0.20％、Pb：0～0.30％、Zr：0～0.1000％、Te：0～0.3000％、Ca：0～0.0100％和Bi：0～0.3000％，余量由Fe和杂质组成，满足式(1)和式(2)。上述热锻用轧制棒钢的显微组织中，多边形铁素体和珠光体的总面积率为90％以上。析出物中的Mo的总含量(质量％)为钢中的总Mo含量(质量％)的50.0％以上。多边形铁素体中的具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数为多边形铁素体中的具有3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数的80.0％以上。

0.60≤C+0.2Mn+0.25Cr+0.75V+0.81Mo≤1.00 (1)

0.12C+0.35Mn+0.42Cr+Mo-0.08Si≤0.70 (2)

此处，式(1)和式(2)中的元素符号中代入对应元素的含量(质量％)。

发明的效果

根据本实施方式的热锻用轧制棒钢，即使在1330℃以上的超高温或850℃以下的极低温下进行锻造，也能够实现具有高的屈服强度和疲劳强度的连杆，并且能够实现连杆制造时的优异的切削性和涨断性。

附图说明

图1是现有技术中的连杆的主视图。

图2是拉伸试验中使用的拉伸试验片的主视图。

图3是疲劳强度试验中使用的疲劳强度试验片的主视图。

具体实施方式

本发明人对热锻用轧制棒钢的热锻后的强度(屈服强度和疲劳强度)、切削性和涨断性进行了调查和研究。其结果，本发明人得到了下述见解。

(A)屈服强度和疲劳强度是与切削性相反的机械特性。通过适当地调整化学成分，能够兼具这些机械特性。

本实施方式的热锻用轧制棒钢中，使其化学组成为以质量％计含有C：0.39～0.55％、Si：0.10～1.0％、Mn：0.50～1.50％、P：0.010～0.100％、S：0.040～0.130％、Cr：0.05～0.50％、Mo：0.01～0.10％、V：0.05～0.40％、Ti：0.150～0.250％、Al：0.005～0.050％、N：0.0020～0.020％、Cu：0～0.40％、Ni：0～0.30％、Nb：0～0.20％、Pb：0～0.30％、Zr：0～0.1000％、Te：0～0.3000％、Ca：0～0.0100％和Bi：0～0.3000％，余量由Fe和杂质组成，使显微组织中，多边形铁素体和珠光体的总面积率为90.0％以上。

本实施方式的热锻用轧制棒钢中，进一步地，使上述化学组成满足式(1)。

0.60≤C+0.2Mn+0.25Cr+0.75V+0.81Mo≤1.00 (1)

此处，式(1)中的元素符号中代入对应元素的含量(质量％)。

定义fn1＝C+0.2Mn+0.25Cr+0.75V+0.81Mo。fn1是强度(屈服强度、疲劳强度)和切削性的指标。fn1表示与强度的正相关。fn1若高于1.00，则钢的强度会变得过高，钢的切削性会降低。fn1若低于0.60，则钢的强度过低。fn1若为0.60～1.00，能够提高强度和切削性。

(B)贝氏体与铁素体和珠光体相比韧性较高。因此，使涨断连杆的大端部断裂制造2个部件(连杆盖和连杆体)时，断裂部分会发生塑性变形，断裂面上会出现延性断裂面。即，涨断性会降低。若能够抑制贝氏体的生成，则能够提高涨断性。

因此，本实施方式的热锻用轧制棒钢中,进一步地,使上述化学组成不仅满足式(1)，还使其满足式(2)。

0.12C+0.35Mn+0.42Cr+Mo-0.08Si≤0.70 (2)

此处，式(2)中的元素符号中代入对应元素的含量(质量％)。

定义fn2＝0.12C+0.35Mn+0.42Cr+Mo-0.08Si。fn2是热锻后的贝氏体生成量的指标。fn2若大于0.70，则尤其是在1330℃以上的超高温下的锻造中，容易生成贝氏体。其结果，无法利用由于相界面析出在铁素体中生成的析出物引起的析出强化，屈服强度、疲劳强度会降低。并且，由于贝氏体比铁素体韧性高，因而涨断性也降低。fn2若为0.70以下，则即使实施1330℃以上的超高温下的锻造后，钢材的显微组织也容易变成铁素体-珠光体组织，不易生成贝氏体。因此，能够得到充分的屈服强度和疲劳强度的同时，也能得到优异的涨断性。

(C)但是，仅上述化学组成满足式(1)和式(2)时，无法得到充分的屈服强度、疲劳强度和涨断性。因此，本实施方式的热锻用轧制棒钢中，关注由于相界面析出在多边形铁素体中析出的析出物中的作为V碳化物、Ti碳化物和Mo碳化物的复合碳化物的V-Ti-Mo复合碳化物。此处，V-Ti-Mo复合碳化物是指V碳化物中含有Ti和Mo的碳化物。

多边形铁素体中生成的析出物中，除了V碳化物、Ti碳化物、Mo碳化物和V-Ti-Mo复合碳化物等碳化物以外，有时还存在TiS等与碳化物不同的其他的析出物。但是，TiS等与碳化物不同的其他的析出物的圆当量直径大于1μm(1000nm)。而关注满足式(1)和式(2)的上述的化学组成的钢的多边形铁素体中的碳化物时，基本不生成Ti碳化物和Mo碳化物，碳化物基本为V碳化物和V-Ti-Mo复合碳化物。并且，这些碳化物的圆当量直径为1000nm以下。

本实施方式中，增加多边形铁素体中的具有3～1000nm的圆当量直径的析出物中的具有5～100nm的圆当量直径的析出物的比例。具有5～100nm的圆当量直径的析出物实质上为V碳化物和V-Ti-Mo复合碳化物的任一种。通过增加具有5～100nm的圆当量直径的析出物的比例，即使在热锻后也能得到优异的屈服强度和疲劳强度，也能得到优异的涨断性。下文中，对这一点进行详细说明。

对具有上述化学组成，满足式(1)和式(2)的棒钢进行热锻时，热锻后的冷却工序中，通过相界面析出，在多边形铁素体中生成析出物。上述化学组成中，Mo含量低至0.01～0.10％。因此，Mo难以作为Mo₂C析出，易于固溶至由于相界面析出生成的V碳化物(VC)中。并且，Ti也易于固溶至V碳化物(VC)中。另外，对于具有上述的化学组成的钢，Mo或者包含在析出物中，或者固溶于基质中。

本实施方式中，作为通过相界面析出生成的析出物，主要存在V碳化物、Ti碳化物、Mo碳化物，进一步地，也存在V碳化物中固溶了Ti和Mo的V-Ti-Mo复合碳化物。V-Ti-Mo复合碳化物与V碳化物(VC)的析出形态不同。具体地，V-Ti-Mo复合碳化物能够通过固溶Mo，大幅提高热锻后的钢材的屈服强度和疲劳强度。为了使热锻后的钢材中析出微细的V-Ti-Mo复合碳化物，优选热锻前的钢材中，V、Ti和Mo固溶于奥氏体中。

但是，当热锻工序中热锻用轧制棒钢被加热，其显微组织成为奥氏体时，Mo若过度固溶于奥氏体中，则钢的淬透性会过度提高，促进贝氏体的生成。尤其是在1330℃以上的超高温下的锻造中，该倾向(促进贝氏体生成)会变得显著。这种情况下，由于铁素体的生成被抑制，相界面析出带来的VC和V-Ti-Mo复合碳化物的生成量将不充分。因此，无法得到充分的屈服强度、疲劳强度。并且，由于贝氏体的生成会提高韧性，因此无法得到充分的涨断性。

另一方面，上述的V-Ti-Mo复合碳化物与VC相比，具有即使在1330℃以上的超高温下也难以固溶的特征。其理由虽然尚不确定，但认为是由于V-Ti-Mo复合碳化物含有Ti，因而即使高温下也比VC更难于固溶。

因此，本发明人等认为，在具有上述化学组成，满足式(1)和式(2)的热锻用轧制棒钢中，若增加通过相界面析出在多边形铁素体中析出的碳化物中的具有规定的合适的尺寸(以圆当量直径计5～100nm)的V-Ti-Mo复合碳化物的比例，则在热锻工序中的加热时，虽然各V-Ti-Mo复合碳化物会稍微发生固溶使尺寸变小，但V-Ti-Mo复合碳化物不会完全固溶而有残留。这种情况下，由于能够抑制Mo过度固溶于钢中，从而能够抑制贝氏体的生成的同时，使热锻前析出的V-Ti-Mo复合碳化物在热锻后的钢材中亦有残留。进一步地，热锻工序的冷却时通过相界面析出新生成的微细的V-Ti-Mo复合析出物也可以含有在热锻后的钢材中。其结果，认为能够得到优异的屈服强度、疲劳强度和涨断性。根据上述的研究结果，本发明人等通过进一步的调查与研究，结果得到下述的见解。

如上所述，在多边形铁素体中生成的碳化物的圆当量直径为1000nm以下，满足式(1)和式(2)的化学组成中，在多边形铁素体中生成的圆当量直径为1000nm的析出物实质上为碳化物。当热锻用轧制棒钢的多边形铁素体中，圆当量直径低于5nm的析出物较多时，表示热锻前V-Ti-Mo复合碳化物发生了过度固溶，即Mo发生了过度固溶。这种情况下，由于热锻时淬透性会过度变高，因此会促进热锻后贝氏体的生成。尤其是在1330℃以上的超高温下的热锻中，会过多生成贝氏体，其结果，无法得到充分的屈服强度、疲劳强度和涨断性。

另一方面，当热锻用轧制棒钢的多边形铁素体中，圆当量直径大于100nm的析出物较多时，热锻工序中的加热时，棒钢中存在于多边形铁素体中的粗大的V-Ti-Mo复合碳化物的大部分无法完全固溶而以粗大的形态残留，Ti、V和Mo无法充分地固溶于基质中。这种情况下，热锻工序的冷却时新的微细V-Ti-Mo复合析出物难以析出。其结果，热锻后的钢材的强度会降低。尤其是在850℃以下的热锻中，Mo的固溶量降低，无法得到充分的强度(屈服强度、疲劳强度)。

若热锻用轧制棒钢的多边形铁素体中的具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数为多边形铁素体中的具有3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数的80.0％以上，则在上述化学组成满足式(1)和式(2)并且满足后述的项目(D)的要求的条件下，在热锻后的钢材中能够得到优异的屈服强度、疲劳强度和涨断性。

(D)进一步地，热锻用轧制棒钢中的析出物中的Mo的总含量(析出物中Mo量C_P-Mo)为热锻用轧制棒钢中的总Mo含量(钢中总Mo量C_T-Mo)的50.0％以上。如上所述，Mo任选或者包含在碳化物中，或者固溶于基质中。析出Mo量若低于总Mo量的50.0％，热锻用轧制棒钢中Mo发生了过度固溶。因此，在热锻后的钢材中会生成贝氏体，无法得到充分的涨断性。进一步地，若生成贝氏体，则由于无法利用通过相界面析出在多边形铁素体中生成的析出物引起的析出强化，因而无法得到充分的屈服强度和疲劳强度。析出Mo量可以根据通过提取残留物分析而提取到的提取物求出。

满足上述式(1)和式(2)的化学组成的热锻用轧制棒钢中，若使多边形铁素体中的具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数为多边形铁素体中的3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数的80.0％以上，且使热锻用轧制棒钢中的析出物中的Mo的总含量为热锻用轧制棒钢中的总Mo含量的50％以上，则在热锻后的钢材中，能够得到优异的屈服强度、疲劳强度，涨断性和切削性。为了制造这样的热锻用棒钢，例如实施下述的制造方法即可。

作为本实施方式的热锻用轧制棒钢的制造方法的一例，其包括铸造工序与热加工工序。热加工工序包括以开坯轧制为代表的粗轧工序和使用多个轧机机座排成一列的连轧机的精轧工序。粗轧工序中，粗轧后的钢材的冷却过程中，将钢材温度达到800℃～500℃为止的冷却时间设为20分钟以上。将粗轧工序后的钢材冷却至400℃以下为止，优选为冷却至室温(25℃)为止。精轧工序中，将加热温度T1设为1100℃以下，加热时间t1设为30分钟以下。进一步地，将精轧中的钢材温度T2控制在1200℃以下，并且将最终温度设为1000℃以下。然后，在精轧后的钢材的冷却过程中，将钢材温度达到800℃～500℃为止的冷却时间设为5分钟以下。这种情况下，由于在粗轧工序中能够将冷却速度设为较慢，因此能够在多边形铁素体内生成某种程度的尺寸的V-Ti-Mo复合碳化物。然后，由于精轧时，将轧制过程中的坯料温度设定为较低，因此即使在精轧过程中那些V-Ti-Mo复合碳化物也不会完全固溶而残留下来。进一步地，由于将精轧后的冷却速度设定为较快，因此能够抑制V-Ti-Mo复合碳化物再次变粗大。通过上述的工序，在满足式(1)和式(2)的化学组成的钢中，能够将多边形铁素体中的具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数设为多边形铁素体中的3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数的80.0％以上，且将钢中的析出物中的Mo的总含量设为钢中的总Mo含量的50％以上。其中，上述制造方法属于本实施方式的热锻用轧制棒钢的制造方法的一例。

基于上述的见解而完成的本实施方式的热锻用轧制棒钢具有如下的化学组成：以质量％计含有C：0.39～0.55％、Si：0.10～1.0％、Mn：0.50～1.50％、P：0.010～0.100％、S：0.040～0.130％、Cr：0.05～0.50％、Mo：0.01～0.10％、V：0.05～0.40％、Ti：0.150～0.250％、Al：0.005～0.050％、N：0.0020～0.020％、Cu：0～0.40％、Ni：0～0.30％、Nb：0～0.20％、Pb：0～0.30％、Zr：0～0.1000％、Te：0～0.3000％、Ca：0～0.0100％和Bi：0～0.3000％，余量由Fe和杂质组成，满足式(1)和式(2)。上述热锻用轧制棒钢的显微组织中，多边形铁素体和珠光体的总面积率为90％以上。析出物中的Mo的总含量(质量％)为钢中的总Mo含量(质量％)的50.0％以上。多边形铁素体中的具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数为多边形铁素体中的3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数的80.0％以上。

0.60≤C+0.2Mn+0.25Cr+0.75V+0.81Mo≤1.00 (1)

0.12C+0.35Mn+0.42Cr+Mo-0.08Si≤0.70 (2)

此处，式(1)和式(2)中的元素符号中代入对应元素的含量(质量％)。

上述化学组成也可以含有选自由Cu：0.01～0.40％、Ni：0.005～0.30％和Nb：0.001～0.20％组成的组中的1种或2种以上。上述化学组成也可以含有选自由Pb：0.05～0.30％、Zr：0.0003～0.1000％、Te：0.0003～0.3000％、Ca：0.0003～0.0100％和Bi：0.0003～0.3000％组成的组中的1种或2种以上。

下文中，对本实施方式的热锻用轧制棒钢进行详细说明。各元素的含量的“％”表示“质量％”。

[化学组成]

根据本实施方式的热锻用轧制棒钢的化学组成含有下述的元素。

[关于必须元素]

C：0.39～0.55％

碳(C)提高钢的强度。C含量若过低，则无法得到该效果。另一方面，C含量若过高，则钢材的硬度会增加，切削性会降低。因此，C含量为0.39～0.55％。C含量优选的下限为大于0.39％，更优选为0.40％，进一步优选为0.42％。C含量优选的上限为低于0.55％，更优选为0.53％，进一步优选为0.51％。

Si：0.10～1.0％

硅(Si)使钢脱氧。进一步地，Si还固溶于钢中提高钢的疲劳强度。Si含量若过低，则无法得到这些效果。另一方面，Si含量若过高，则上述效果会饱和。Si含量若过高，进一步地，钢的热加工性会下降，棒钢的制造成本也会增加。因此，Si含量为0.10～1.0％。Si含量优选的下限为大于0.10％，更优选为0.12％，进一步优选为0.15％。Si含量优选的上限为低于1.00％，更优选为0.95％，进一步优选为0.90％。

Mn：0.50～1.50％

锰(Mn)使钢脱氧。进一步地，Mn还提高钢的强度。Mn含量若过低，则无法得到这些效果。另一方面，Mn含量若过高，则钢的热加工性会降低。Mn含量若过高，进一步地，淬透性会提高，钢的组织中会生成贝氏体。这种情况下，热锻后的钢材的屈服强度、疲劳强度以及涨断性会降低。因此，Mn含量为0.50～1.50％。Mn含量优选的下限为大于0.50％，更优选为0.55％，进一步优选为0.60％。Mn含量优选的上限为低于1.50％，更优选为1.45％，进一步优选为1.40％。

P：0.010～0.100％

磷(P)在晶界偏析使钢脆化。因此，断裂分割后的涨断连杆的断裂面会变得平滑。其结果，热锻后的钢材的涨断性提高，断裂分割后的涨断连杆的组装的精度提高。P含量若过低，则无法得到该效果。另一方面，P含量若过高，则钢的热加工性会降低。因此，P含量为0.010～0.100％。P含量优选的下限为大于0.010％，更优选为0.015％，进一步优选为0.020％。P含量优选的上限为低于0.100％，更优选为0.090％，进一步优选为0.07％。

S：0.040～0.130％

硫(S)与Mn和Ti结合形成硫化物，提高钢的切削性。S含量若过低，则无法得到该效果。另一方面，S含量若过高，则疲劳强度会降低。S含量若过高，进一步地，钢的热加工性会降低。因此，S含量为0.040～0.130％。S含量优选的下限为大于0.040％，更优选为0.045％，进一步优选为0.050％。S含量优选的上限为低于0.130％，更优选为0.125％，进一步优选为0.120％。

Cr：0.05～0.50％

铬(Cr)提高钢的强度。Cr含量若过低，则无法得到该效果。另一方面，Cr含量若过高，则钢的淬透性提高，钢的组织中会生成贝氏体。这种情况下，热锻后的钢材的屈服强度、疲劳强度以及涨断性会降低。Cr含量若过高，进一步地，制造成本会增加。因此，Cr含量为0.05～0.50％。Cr含量优选的下限为0.10％，更优选为0.12％，进一步优选为0.15％。Cr含量优选的上限为低于0.50％，更优选为0.45％，进一步优选为0.40％。

Mo：0.01～0.10％

钼(Mo)通过固溶強化提高钢的强度。进一步地，Mo固溶于通过相界面析出在多边形铁素体中生成的VC中，提高钢的强度(屈服强度和疲劳强度)。更具体地，由于本实施方式的化学组成中Mo含量低，因此，Mo难以作为Mo₂C析出，固溶于通过相界面析出在多边形铁素体中生成的VC中，形成后述的Ti也固溶的V-Ti-Mo复合碳化物。V-Ti-Mo复合碳化物与VC的析出形态不同，能够显著提高钢的屈服强度和疲劳强度。Mo含量若过低，则无法得到这些效果。另一方面，Mo含量若过高，则由于固溶Mo量增加，因而淬透性会变得过高。这种情况下，由于会促进热锻前或热锻后的钢的组织中的贝氏体的生成，因此，热锻后的钢材的屈服强度、疲劳强度以及涨断性会降低。因此，Mo含量为0.01～0.10％。Mo含量优选的上限为低于0.10％，更优选为0.09％，进一步优选为0.08％。

V：0.05～0.40％

如上所述，钒(V)通过相界面析出在多边形铁素体中形成V-Ti-Mo复合碳化物，提高热锻后的钢材的屈服强度和疲劳强度。进一步地，通过同时含有其与Ti，使V-Ti-Mo复合碳化物微细化。因此，韧性会下降，热锻后的钢材的涨断性会提高。V含量若过低，则无法得到这些效果。另一方面，V含量若过高，则不仅钢的制造成本会变得非常高，切削性也会降低。因此，V含量为0.05～0.40％。V含量优选的下限为大于0.05％，更优选为0.06％，进一步优选为0.10％。V含量优选的上限为低于0.40％，更优选为0.35％，进一步优选为0.32％。

Ti：0.150～0.250％

钛(Ti)通过相界面析出在多边形铁素体中形成Ti氮化物，固溶于VC中，形成V-Ti-Mo复合碳化物，提高热锻后的钢材的屈服强度和疲劳强度。进一步地，Ti生成硫化物或碳硫化物，提高钢的切削性。进一步地，Ti通过使V-Ti-Mo复合碳化物微细化，降低钢的韧性，从而提高钢的涨断性。Ti含量若过低，则无法得到这些效果。另一方面，Ti含量若过高，则Ti碳化物会变得过多。这种情况下，钢的拉伸强度会变得过高，钢的切削性会降低。因此，Ti含量为0.150～0.250％。Ti含量优选的下限为0.151％，进一步优选为0.155％。Ti含量优选的上限为低于0.250％，进一步优选为0.220％。

Al：0.005～0.050％

铝(Al)使钢脱氧。Al含量若过低，则无法得到该效果。另一方面，Al含量若过高，则Al会形成硬质的氧化物系夹杂物，降低疲劳强度。因此，Al含量为0.005～0.050％。Al含量优选的下限为0.020％。Al含量优选的上限为0.040％。本实施方式的热锻用轧制棒钢中，Al含量是指酸可溶Al(所谓的“sol.Al”)。

N：0.0020～0.020％

氮(N)与V或Ti结合形成氮化物，提高钢的强度。N含量若过低，则无法得到该效果。另一方面，N含量若过高，则该效果会饱和。因此，N含量为0.0020～0.020％。N含量优选的下限为大于0.0020％，更优选为0.0030％，进一步优选为0.0040％。N含量优选的上限为低于0.020％，更优选为0.019％，进一步优选为0.018％。

根据本实施方式的热锻用轧制棒钢的化学组成的余量由Fe和杂质组成。此处，杂质是指在工业上制造热锻用轧制棒钢时，从作为原料的矿石、废料或从制造环境等混入的，并在不对本实施方式的热锻用轧制棒钢产生不良影响的范围内允许含有的成分。本实施方式的热锻用轧制棒钢的化学组成可以含有下述的元素作为杂质。

B：0.0002％以下、

Sb：0.05％以下、

Sn：0.03％以下、

Co：0.03％以下、

稀土元素(REM)：0.03％以下、

O(氧)：0.0050％以下、和

H(氢)：0.0005％以下。

其中，本说明书中的REM含有Sc、Y和镧系元素(原子序号第57号的La～第71号的Lu)中的至少1种以上，REM含量是指这些元素的总含量。

[关于任意元素]

根据本实施方式的热锻用轧制棒钢的化学组成进一步地，也可以含有选自由Cu、Ni和Nb组成的组中的1种或2种以上来替代一部分的Fe。这些元素为任意元素，均能提高钢的强度。

Cu：0～0.40％

铜(Cu)为任意元素，也可以不含有。含有时，Cu会固溶于钢中提高钢的强度。但是，Cu含量若过高，则钢的制造成本会增加。因此，Cu含量为0～0.40％。Cu含量优选的下限为0.01％，更优选为0.05％，进一步优选为0.10％。Cu含量优选的上限为低于0.40％，更优选为0.35％，进一步优选为0.30％。

Ni：0～0.30％

镍(Ni)为任意元素，也可以不含有。含有时，Ni会固溶于钢中提高钢的强度。但是，Ni含量若过高，则制造成本会增加。因此，Ni含量为0～0.30％。Ni含量优选的下限为0.005％，进一步优选为0.01％。Ni含量优选的上限为低于0.30％，更优选为0.28％，进一步优选为0.25％。

Nb：0～0.20％

铌(Nb)为任意元素，也可以不含有。含有时，Nb会在钢中作为碳化物或氮化物析出，提高热锻后的钢的屈服强度和疲劳强度。但是，Nb含量若过高，则不仅钢的制造成本会变得非常高，切削性也会降低。因此，Nb含量为0～0.20％。Nb含量优选的下限为0.001％，更优选为0.005％，进一步优选为0.01％。Nb含量优选的上限为低于0.20％，更优选为0.18％，进一步优选为0.15％。

根据本实施方式的热锻用轧制棒钢的化学组成进一步地，也可以含有选自由Pb、Zr、Te、Ca和Bi组成的组中的1种或2种以上来替代一部分的Fe。这些元素为任意元素，均能提高钢的切削性。

Pb：0～0.30％

铅(Pb)为任意元素，也可以不含有。含有时，Pb会提高钢的切削性。但是，Pb含量若过高，则钢的热延性会下降，轧制后的钢材中容易产生瑕疵。因此，Pb含量为0～0.30％。Pb含量优选的下限为0.05％，进一步优选为0.10％。Pb含量优选的上限为低于0.30％，更优选为0.25％，进一步优选为0.20％。

Zr：0～0.1000％

锆(Zr)为任意元素，也可以不含有。含有时，Zr会提高钢的切削性。但是，Zr含量若过高，则钢的热延性会下降，轧制后的棒钢中容易产生瑕疵。因此，Zr含量为0～0.1000％。Zr含量优选的下限为0.0003％，更优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。Zr含量优选的上限为低于0.10％，更优选为0.0800％，进一步优选为0.0500％。

Te：0～0.3000％

碲(Te)为任意元素，也可以不含有。含有时，Te会提高钢的切削性。但是，Te含量若过高，则钢的制造性会下降，轧制后的棒钢中容易产生瑕疵。因此，Te含量为0～0.3000％。Te含量优选的下限为0.0003％，更优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。Te含量优选的上限为低于0.3000％，更优选为0.2500％，进一步优选为0.2000％。

Ca：0～0.0100％

钙(Ca)为任意元素，也可以不含有。含有时，Ca会提高钢的切削性。但是，Ca含量若过高，则制造成本会增加。因此，Ca含量为0～0.0100％。Ca含量优选的下限为0.0003％，更优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。Ca含量优选的上限为低于0.0100％，更优选为0.0080％，进一步优选为0.0050％。

Bi：0～0.3000％

铋(Bi)为任意元素，也可以不含有。含有时，Bi会提高钢的切削性。但是，Bi含量若过高，则钢的制造性会下降，轧制后的棒钢中容易产生瑕疵。因此，Bi含量为0～0.3000％。Bi含量优选的下限为0.0003％，更优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。Bi含量优选的上限为低于0.3000％，更优选为0.2000％，进一步优选为0.1000％。

[关于化学组成的分析方法]

本实施方式的热锻用轧制棒钢的化学组成的分析，可以通过公知的成分分析法进行。具体地，采用下述的方法进行。相对于热锻用轧制棒钢的长度方向垂直切割，截取长度20mm的样品。在样品的R/2部分处使用φ5mm的钻头在与钢材的长度方向平行的方向上进行穿孔加工以生成切屑，选取该切屑。将选取的切屑溶解于酸中，得到溶液。R/2部分是指将棒钢的横截面(圆形)的中心与外周之间二等分的部分。对溶液实施IPC-OES(电感耦合等离子体发射光谱法，Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectrometry)，进行化学组成的元素分析。关于C含量和S含量，通过公知的高频燃烧法求出。具体地，将上述溶液在氧气流中通过高频加热来燃烧，检测产生的二氧化碳、二氧化硫，求出C含量和S含量。

[关于式(1)]

本实施方式的热锻用轧制棒钢的化学组成进一步满足式(1)。

0.60≤C+0.2Mn+0.25Cr+0.75V+0.81Mo≤1.00 (1)

此处，式(1)中的元素符号中代入对应元素的含量(质量％)。

定义fn1＝C+0.2Mn+0.25Cr+0.75V+0.81Mo。fn1是热锻后的钢的强度(屈服强度、疲劳强度)和切削性的指标。fn1若高于1.00，则钢的强度会变得过高，钢的切削性会降低。fn1若低于0.60，则钢的强度过低。fn1若为0.60～1.00，在热锻用轧制棒钢中，能够得到热锻后的优异的强度与切削性。fn1优选的下限为0.61，更优选为0.63，进一步优选为0.65。fn1优选的上限为0.99，更优选为0.98，进一步优选为0.95。

[关于式(2)]

本实施方式的热锻用轧制棒钢的化学组成进一步满足式(2)。

0.12C+0.35Mn+0.42Cr+Mo-0.08Si≤0.70 (2)

此处，式(2)中的元素符号中代入对应元素的含量(质量％)。

定义fn2＝0.12C+0.35Mn+0.42Cr+Mo-0.08Si。fn2是热锻后的贝氏体生成的指标。fn2若大于0.70，则尤其是在1330℃以上的超高温下的锻造中，容易生成贝氏体。其结果，屈服强度、疲劳强度以及涨断性会降低。fn2若为0.70以下，则即使是在1330℃以上的超高温下的锻造中，也能够得到铁素体和珠光体组织。因此，能够得到充分的屈服强度和疲劳强度的同时，也能得到优异的涨断性。fn2优选的上限为0.67，进一步优选为0.65。

[显微组织]

本实施方式的热锻用轧制棒钢的显微组织实质上是铁素体·珠光体组织。更具体地，本实施方式的热锻用轧制棒钢的显微组织中，多边形铁素体和珠光体的总面积率为90.0％以上，更优选为95.0％以上，进一步优选为100.0％。多边形铁素体和珠光体的总面积率不是100.0％时，显微组织的余量为贝氏体和/或残留奥氏体。

显微组织中的多边形铁素体和珠光体的总面积率可以通过下述的方法进行测定。从热锻用轧制棒钢的任意的R/2部分选取10个样品。R/2部分是指将棒钢的横截面(圆形)的中心与外周之间二等分的部分。选取的各样品中，将与热锻用轧制棒钢的中心轴垂直的表面作为观察面。对观察面进行研磨后，通过3％硝酸酒精(硝酸乙醇腐蚀液)进行蚀刻。通过200倍的光学显微镜对蚀刻后的观察面进行观察，生成任意的5个视场的照片图像。各视场的面积设为0.302mm²。

各视场中，多边形铁素体、珠光体、贝氏体、残留奥氏体各相的对比度均互不相同。因此，基于对比度确定各相。在确定后的相中，求出各视场下的多边形铁素体和珠光体的总面积A_F+P(μm²)。将所有的视场(5个视场×10个)中的多边形铁素体和珠光体的总面积A_F+P相对于所有的视场(5个视场×10个)的总面积A_TOTAL的比定义为多边形铁素体和珠光体的总面积率RA_F+P(％)。即，通过下式对多边形铁素体和珠光体的总面积率RA_F+P进行定义。

RA_F+P＝A_F+P/A_TOTAL×100

[关于钢中的析出物中Mo量比例]

如上所述，本实施方式的热锻用轧制棒钢中，通过相界面析出，多边形铁素体中形成有析出物。但是，珠光体中几乎不生成析出物。另外，Mo任选或者包含在析出物中，或者固溶于基质中。

本实施方式中，通过相界面析出在多边形铁素体内生成的析出物中，一定程度上含有上述的V-Ti-Mo复合碳化物。具体地，本实施方式的热锻用轧制棒钢的显微组织中，析出物中的Mo的总含量(析出物中Mo量C_P-Mo)为钢中的总Mo含量(钢中总Mo量C_T-Mo)的50.0％以上。即，将析出物中Mo量C_P-Mo相对于钢中总Mo量C_T-Mo的比定义为析出物中Mo比RA_Mo时，通过下式对析出物中Mo比RA_Mo(％)进行定义。

析出物中Mo量比例RA_Mo＝析出物中Mo量C_P-Mo/钢中总Mo量C_T-Mo×100

析出物中Mo量比例RA_Mo若低于50.0％，多边形铁素体中的析出物中，V-Ti-Mo复合碳化物的比例少。这种情况下，表示热锻用轧制棒钢中Mo过多固溶。因此，热锻后生成贝氏体，无法得到充分的屈服强度、疲劳强度以及涨断性。析出物中Mo量比例RA_Mo若为50.0％以上，则多边形铁素体中的析出物中，V-Ti-Mo复合碳化物的比例十分高。因此，在化学组成满足式(1)和式(2)且后述的特定尺寸析出物个数比为80.0％以上的条件下，热锻后能够得到优异的屈服强度、疲劳强度和涨断性。析出物中Mo量比例RA_Mo优选的下限为55.0％，进一步优选为60.0％。

析出物中Mo量比例RA_Mo可以通过基于提取残留物法的下述方法进行测定。从钢材的R/2部分截取边长为10mm左右的立方体样品。使用AA系电解液(含有10vol％乙酰丙酮和1vol％四甲基氯化铵，余量由甲醇组成的电解液)，通过电解将从样品表面至200μm深度的表层除去，除去附着于样品表面的杂质。通过保持电流恒定来调整电解时间。将电解液更换为新的AA系电解液，对样品再次进行电解。保持电流为恒定的1000mA，对电解时间进行调整，以使被电解的试验片的体积达到58mm³。使用网眼尺寸为200nm的过滤器对电解后的电解液进行过滤，得到残留物。对得到的残留物实施电感耦合等离子体(IPC)发射光谱分析法，求出析出物中的Mo总含量(析出物中Mo量C_P-Mo，单位为质量(g))。进一步地，通过下式，求出钢中的总Mo含量(钢中总Mo量C_T-Mo，单位为质量(g))。

钢中总Mo量C_T-Mo＝钢中的总Mo含量(质量％)×电解后的试验片的质量(g)

基于求出的析出物中Mo量C_P-Mo和钢中总Mo量C_T-Mo，通过下式求出析出物中Mo量比例RA_Mo。

析出物中Mo量比例RA_Mo＝析出物中Mo量C_P-Mo/钢中总Mo量C_T-Mo×100

[多边形铁素体中的具有5～100nm的圆当量直径的析出物的个数比例]

如上所述，本实施方式的热锻用轧制棒钢中，通过相界面析出，多边形铁素体中形成有含有碳化物的析出物。然后，珠光体中几乎不生成析出物。

本说明书中，多边形铁素体中生成的析出物是指碳化物(V碳化物、Ti碳化物、Mo碳化物以及V-Ti-Mo复合碳化物等)、以TiS等为代表的除碳化物以外的析出物。其中，除碳化物以外的析出物的圆当量直径大于1000nm。而大部分的碳化物的圆当量直径为1000nm以下。另外，后述的200000倍的透射型电子显微镜中的析出物的观察中，圆当量直径低于3nm的析出物的确认困难。因此，本说明书中，关注多边形铁素体中的具有3～1000nm的圆当量直径的析出物。多边形铁素体中的具有3～1000nm的圆当量直径的析出物实质上是V碳化物、Ti碳化物、Mo碳化物和V-Ti-Mo复合碳化物。另外，如上所述，满足式(1)和式(2)的化学组成中，基本不生成Ti碳化物和Mo碳化物。因此，多边形铁素体中的3～1000nm的圆当量直径的析出物的大部分为V碳化物和V-Ti-Mo复合碳化物。V-Ti-Mo复合碳化物是指V碳化物中含有Ti和Mo的碳化物。

本实施方式的热锻用轧制棒钢的显微组织中，多边形铁素体中的具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数N_5-100为多边形铁素体中的具有3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数N_TOTAL的80.0％以上。即，将多边形铁素体中的具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数N_5-100相对于3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数N_TOTAL的比例定义为个数比例RA_5-100时，通过下式对个数比例RA_5-100进行定义。

个数比例RA_5-100＝总个数N_5-100/总个数N_TOTAL×100

如上所述，总个数N_TOTAL中，不计算圆当量直径低于3nm的析出物的理由在于，难以确定圆当量直径低于3nm的析出物。

如上所述，热锻用轧制棒钢的多边形铁素体内，圆当量直径低于5nm的析出物的比例较多时，表示V-Ti-Mo复合碳化物过于微细或Mo过多固溶。这种情况下，由于淬透性过高，因此，会促进热锻后贝氏体的生成。尤其是在1330℃以上的的超高温下的热锻后，会促进贝氏体的生成。因此，伴随铁素体的生成，通过相界面析出而生成的V-Ti-Mo复合碳化物的生成量会不足，有时无法得到充分的屈服强度和疲劳强度。进一步地，由于贝氏体的韧性高，因此，有时无法得到充分的涨断性。

另一方面，热锻用轧制棒钢的多边形铁素体内，圆当量直径大于100nm的析出物的比例较多时，表示Ti、V和Mo未充分固溶。这种情况下，热锻后，通过相界面析出在多边形铁素体内难以充分地生成微细的V-Ti-Mo复合碳化物，且由于Mo固溶量的不足，淬透性也低。其结果，热锻后的钢材的屈服强度和疲劳强度变低。尤其是在850℃以下的锻造中，有时无法得到充分的强度。

多边形铁素体中的析出物中，若具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数N_5-100为多边形铁素体中的具有3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数N_TOTAL的80.0％以上，则表示充分确保了合适的尺寸的V-Ti-Mo复合碳化物。因此，在化学组成满足式(1)和式(2)且析出物中Mo量比例RA_Mo为50.0％以上的条件下，热锻后能够得到优异的屈服强度、疲劳强度和涨断性。

[个数比例RA_5-100的测定方法]

本实施方式的热锻用轧制棒钢的显微组织的多边形铁素体中的具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数N_5-100和多边形铁素体中的3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数N_TOTAL可以通过下述方法进行测定。从热锻用轧制棒钢的R/2部分切取厚度1mm的板状的中间件。将切取出的中间件在厚度方向上进行机械研磨，制备厚度300μm的板状试验片。使用高氯酸-甲醇混合液对板状试验片进行电解研磨，使其薄膜化，作为观察用的样品。通过200000倍的透射型电子显微镜(TEM)对样品的观察面进行观察，在观察面内的多个多边形铁素体内的任意的5个视场中确定出析出物。通过对比度能够与夹杂物区分开从而确定出析出物。将1个视场的尺寸设为250nm×350nm。求出确定出的析出物的面积，根据得到的面积算出各析出物的圆当量直径。其中，析出物的个数调查仅将能够明确地认定属于析出物的、圆当量直径为3nm以上的析出物作为对象。将5个视场中圆当量直径为3nm～1000nm的析出物的总个数定义为总个数N_TOTAL。将5个视场中圆当量直径为5～100nm的析出物的总个数定义为总个数N_5-100。基于下式，求出多边形铁素体中的具有3～1000nm的圆当量直径的析出物中具有5～100nm的圆当量直径的析出物的个数比例RA_5-100(％)。

个数比例RA_5-100＝总个数N_5-100/总个数N_TOTAL×100

[制造方法]

对上述热锻用轧制棒钢的制造方法的一例进行说明。本制造方法包含铸造工序与热轧工序。

[铸造工序]

通过公知的方法制造满足上述的化学组成和式(1)及式(2)的钢水。利用钢水，通过连铸法制造铸坯(板坯或大方坯)。

[热加工工序]

热加工工序中，对上述铸造工序中制造的铸坯进行热加工，制造棒钢。热加工工序例如包含粗轧工序与精轧工序。

[粗轧工序]

对铸坯或钢锭进行热加工制造条形坯。热加工例如为热轧。热轧例如可以使用开坯轧机、和多个机座排成一列、各机座具有多个轧辊的连轧机来实施。冷却热轧后的条形坯。

为了使圆当量直径为5～100nm的析出物的个数比例RA_5-100与圆当量直径为3～1000nm的析出物中Mo量比例RA_Mo在上述范围内，在粗轧工序后的冷却过程中，以满足下述条件的方式冷却条形坯。

条形坯温度(℃)从800℃到达500℃为止的冷却时间Ct0：20分钟以上

冷却时间Ct0若低于20分钟，冷却速度过快，多边形铁素体中，V-Ti-Mo复合碳化物难以生成，且不会充分地粗大化。未充分地粗大化的V-Ti-Mo复合碳化物在下一道工序的精轧过程中容易固溶。这种情况下，钢中的析出物中的Mo总含量(析出物中Mo量C_P-Mo)将低于钢中的总Mo含量(钢中总Mo量C_T-Mo)的50.0％，且多边形铁素体中，具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数N_5-100将低于多边形铁素体中的具有3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数N_TOTAL的80.0％。

冷却时间Ct0若为20分钟以上，则V-Ti-Mo复合碳化物容易生成，且会充分地粗大化。因此，在满足后述的精轧工序中的制造条件的条件下，多边形铁素体中的析出物中的Mo的总含量(析出物中Mo量C_P-Mo)会达到钢中的总Mo含量(钢中总Mo量C_T-Mo)的50.0％以上，且多边形铁素体中，具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数N_5-100会达到多边形铁素体中的3～1000nm的析出物的总个数N_TOTAL的80.0％以上。其结果，在热锻后，贝氏体的生成得到抑制，能够得到优异的屈服强度、疲劳强度和涨断性。冷却时间Ct0优选的上限为180分钟，进一步优选为120分钟。

此处的条形坯温度是指条形坯的表面温度。条形坯的表面温度通过下述的方法进行测定。在将粗轧工序后的条形坯在长度方向上进行三等分时的各个区域的长度方向的中央部位处(即，3处)，通过辐射温度计对条形坯的表面温度测定规定时间。将测定后的3处的平均值定义为该时间的条形坯温度(℃)。

其中，对于500℃以下的条形坯温度下的条形坯进一步冷却的方法无特别限定。优选将粗轧后的条形坯冷却至100℃以下，进一步优选冷却至室温(25℃)。

[精轧工序]

使用粗轧工序后的条形坯制造棒钢。具体地，将条形坯在加热炉中加热(加热工序)。加热后，使用连轧机对条形坯进行热轧(精轧)，制造热锻用轧制棒钢(精轧工序)。下文中，对各工序进行说明。

[加热工序]

为了使圆当量直径为5～100nm的析出物的个数比例RA_5-100与析出物中Mo量比例RA_Mo在上述范围内，在精轧工序的加热工序中，以满足下述条件的方式进行加热。加热条件如下所示。

加热温度T1：1100℃以下

加热时间t1：少于30分钟

若加热温度T1过高，和/或加热时间t1过长，则条形坯中的多边形铁素体中的V-Ti-Mo复合碳化物会过度固溶，析出物会过度微细化。这种情况下，精轧后的钢材中，多边形铁素体中的微细的V-Ti-Mo复合碳化物会变多。其结果，多边形铁素体中，圆当量直径低于5nm的析出物会变多，具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数N_5-100将低于多边形铁素体中的具有3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数N_TOTAL的80.0％。进一步地，由于条形坯中的V-Ti-Mo复合碳化物会过度固溶，因此，析出物中的Mo总含量(析出物中Mo量C_P-Mo)将低于钢中的总Mo含量(钢中总Mo量C_T-Mo)的50.0％。这种情况下，会促进热锻后贝氏体的生成。尤其是在1330℃以上的超高温下的锻造中，有时无法得到充分的屈服强度、疲劳强度以及涨断性。

若加热温度T1为1100℃以下、加热时间t1为30分钟以下，则V-Ti-Mo复合碳化物将维持适当的大小。因此，精轧工序后的棒钢中，析出物中的Mo的总含量(析出物中Mo量C_P-Mo)会达到钢中的总Mo含量(钢中总Mo量C_T-Mo)的50.0％以上，且多边形铁素体中，具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数N_5-100会达到多边形铁素体中的具有3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数N_TOTAL的80.0％以上。其结果，能够抑制贝氏体的生成，即使在1330℃以上的超高温下的热锻中，也能够得到充分的屈服强度、疲劳强度以及优异的涨断性。加热温度T1优选的下限为900℃，进一步优选为950℃。加热时间t1优选的下限为5分钟，进一步优选为10分钟。加热时间t1优选的上限为29分钟，进一步优选为25分钟。

[热轧工序]

使用精轧机，通过公知的方法对加热后的条形坯进行精轧(热轧)，制造热锻用轧制棒钢。精轧机具有排成一列的多个轧机机座。各机座具有围绕轧制线配置的多个轧辊(轧辊组)。各机座的轧辊组形成孔模，条形坯通过孔模时被压下，从而制造棒钢。

为了使圆当量直径为5～100nm的析出物的个数比例RA_5-100与析出物中Mo量比例RA_Mo在上述范围内，在精轧工序的热轧工序中，以满足下述条件的方式实施精轧。

轧制温度T2：1200℃以下

最终温度T3：1000℃以下

上述精轧机的排成一列的多个轧机机座中，在排列方向上分为3个区域(从起始处依次为粗轧区域、中间轧制区域、精轧区域)。各区域中的轧机机座数在N±2(N为自然数)的范围内。对于轧制温度T2，通过在属于中间轧制区域的轧机机座的任意2个机座的出口侧测定的条形坯温度的平均值(℃)进行定义。对于最终温度T3，通过精轧区域中对条形坯进行最终压下的轧机机座的出口侧测定的条形坯温度的平均值(℃)进行定义。轧制温度T2和精轧温度T3下的条形坯温度通过下述的方法进行测定。在将条形坯在长度方向上进行三等分时的各个区域的长度方向的中央部位处(即，3处)，通过辐射温度计对条形坯的表面温度进行测定，将其平均值作为条形坯温度(℃)。

若轧制温度T2，和/或最终温度T3过高，则由于条形坯的多边形铁素体中的V-Ti-Mo复合碳化物会过度固溶，因而精轧后的钢材中的V-Ti-Mo复合碳化物会发生微细化。其结果，圆当量直径低于5nm的析出物变多，具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数N_5-100将低于多边形铁素体中的具有3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数N_TOTAL的80.0％。进一步地，由于条形坯中的多边形铁素体中的V-Ti-Mo复合碳化物过度固溶，因而析出物中的Mo的总含量(析出物中Mo量C_P-Mo)将低于钢中的总Mo含量(钢中总Mo量C_T-Mo)的50.0％。这种情况下，会促进热锻后贝氏体的生成。尤其是在1330℃以上的超高温下的锻造中，有时无法得到充分的涨断性。

若轧制温度T2为1200℃以下、精轧温度T3为1000℃以下，则精轧后的棒钢的多边形铁素体中，会生成适当的大小的析出物，多边形铁素体内的析出物中的Mo的总含量(析出物中Mo量C_P-Mo)会达到钢中的总Mo含量(钢中总Mo量C_T-Mo)的50.0％以上，且多边形铁素体中，具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数N_5-100会达到多边形铁素体中的具有3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数N_TOTAL的80.0％以上。其结果，能够抑制贝氏体的生成，即使在1330℃以上的超高温下的热锻中，也能够得到充分的屈服强度、疲劳强度以及优异的涨断性。轧制温度T2优选的下限为900℃，进一步优选为950℃。最终温度T3优选的下限为850℃，进一步优选为900℃。

从800℃到达500℃为止的冷却时间Ct1：5分钟以下

精轧后的棒钢的冷却时间Ct1若超过5分钟，冷却速度过慢。这种情况下，多边形铁素体内，V-Ti-Mo复合碳化物会过于粗大化。其结果，多边形铁素体中的圆当量直径大于100nm的析出物变多，具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数N_5-100将低于多边形铁素体中的具有3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数N_TOTAL的80.0％。这种情况下，形成热锻用轧制棒钢中的V-Ti-Mo复合碳化物的元素(V、Ti、Mo、C)未充分地固溶。因此，在热锻后，难以通过相界面析出在多边形铁素体内形成微细的V-Ti-Mo复合碳化物。进一步地，由于Mo固溶量低，因而有时淬透性也会变低。因此，在热锻后的钢材中，屈服强度和疲劳强度会降低。尤其是在850℃以下的锻造中，淬透性会下降，有时无法得到充分的强度。

冷却时间Ct1若为5分钟以下，V-Ti-Mo复合碳化物能够以适当的尺寸得以维持。因此，多边形铁素体中的圆当量直径大于100nm的析出物不会变得过多，具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数N_5-100将达到多边形铁素体中的3～1000nm的析出物的总个数N_TOTAL的80.0％以上。其结果，在热锻后的钢材中，能够得到充分的屈服强度和疲劳强度。冷却时间Ct1优选的下限为1分钟，进一步优选为2分钟。

另外，精轧工序中的精轧机中的累积截面收缩率优选为70％以上。此处，通过下式对累积截面收缩率进行定义。

累积截面收缩率＝(精轧前的条形坯的横截面积-精轧后的热锻用轧制棒钢的横截面积)/精轧前的条形坯的横截面积×100

通过上述的制造工序，能够制造上述的热锻用轧制棒钢。

[热锻品的制造方法]

作为使用上述热锻用轧制棒钢的热锻品的制造方法的一例，对涨断连杆的制造方法进行说明。首先，将钢材在高频感应加热炉中加热。这种情况下，优选的加热温度为1100～1300℃。高频感应加热炉中优选的加热时间为1～15分钟。在高频感应加热炉中加热后，热锻用轧制棒钢的表面温度达到与加热温度相当。若使用本实施方式的热锻用轧制棒钢，则即使在1330℃以上的超高温或850℃以下的极低温下的锻造中，也能够得到优异的涨断性、切削性、屈服强度以及疲劳强度。如上所述，热锻用轧制棒钢的多边形铁素体中的V-Ti-Mo复合碳化物由于含有Ti，因而即使在高温下也不易固溶。因此，即使在1330℃以上的超高温下加热1～15分钟的情况下，多边形铁素体中的V-Ti-Mo复合碳化物的大部分也不会完全固溶而残留下来。其结果，在热锻时，能够抑制由过多的固溶Mo引起的贝氏体的生成，具有高的屈服强度和疲劳强度的同时，也能够得到优异的涨断性。

对加热后的棒钢实施热锻制造涨断连杆。优选热锻时的加工度为0.22以上。此处，加工度采用在锻造工序中，除去毛刺外的部分中产生的对数应变的最大值。

将热锻后的涨断连杆放冷至常温为止。根据需要对冷却后的涨断连杆实施机械加工。通过上述的工序，可以制造涨断连杆。

[热锻品的显微组织]

制造的热锻品(涨断连杆)的显微组织主要由多边形铁素体和珠光体组成。优选显微组织中的多边形铁素体和珠光体的总面积率为90％以上。显微组织中的多边形铁素体和珠光体的总面积率优选为95.0％以上，进一步优选为100.0％。多边形铁素体和珠光体的总面积率不是100.0％时，显微组织的余量为贝氏体和/或残留奥氏体。若使用本实施方式的热锻用轧制棒钢，则即使进行在1330℃以上的超高温或850℃以下的极低温下的锻造，也能够抑制热锻品(例如，涨断连杆)的显微组织的贝氏体的生成。

显微组织中含有贝氏体时，当使大端部断裂分割成2个部件(连杆盖和连杆体)时，断裂部分会发生塑性变形，断裂面的一部分容易成为延性断裂面，涨断性容易降低。但是，本实施方式的热锻用轧制棒钢中，能够抑制贝氏体的生成，维持优异的涨断性。

热锻品中的显微组织中的贝氏体的面积率，可以采用与热锻用轧制棒钢中的显微组织观察相同的方法进行测定。

上述说明中，以涨断连杆为例对热锻品的制造方法进行了说明。但是，本实施方式的热锻用轧制棒钢不限于涨断连杆用途。本实施方式的热锻用轧制棒钢能够广泛地应用于热锻品用途中。

另外，本实施方式的热锻用轧制棒钢的制造方法不限于上述的制造方法。只要具有满足式(1)和式(2)的化学组成，显微组织中多边形铁素体和珠光体的总面积率为90.0％以上，析出物中的Mo的总含量(析出物中Mo量C_P-Mo)为钢中的总Mo含量(钢中总Mo量C_T-Mo)的50.0％以上，且多边形铁素体中，具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数N_5-100为多边形铁素体中的3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数N_TOTAL的80.0％以上，则对制造方法无特别限定。

本实施方式的热锻用轧制棒钢中，具有满足式(1)和式(2)的上述化学组成，显微组织中多边形铁素体和珠光体的总面积率为90.0％以上，多边形铁素体内的析出物中的Mo的总含量(析出物中Mo量C_P-Mo)为钢中的总Mo含量(钢中总Mo量C_T-Mo)的50.0％以上，且多边形铁素体中，具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数N_5-100为多边形铁素体中的3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数N_TOTAL的80.0％以上。因此，具有高的屈服强度和疲劳强度，具有优异的切削性和涨断性。

更具体地，将上述的热锻用轧制棒钢在1350℃下加热5分钟后实施截面积减少率60％的热正向挤出而得到的热锻模拟品定义为1350℃品，将上述的热锻用轧制棒钢在800℃下加热5分钟后实施截面积减少率60％的热正向挤出而得到的热锻模拟品定义为800℃品时，1350℃品和800℃品中，屈服强度均为600MPa以上，采用大气中25℃下最小最大应力比为-1、频率为30Hz的交变疲劳试验中得到疲劳强度均为360MPa以上，使用钻头直径为10mm的高速钻头进行主轴的旋转速度为1000次/min、钻孔深度为30mm的钻孔开孔加工时，第51孔的钻孔开孔加工时的切削阻力均为50N·cm以上，通过依据JIS Z2242(2005)的0℃下的夏比冲击试验得到的夏比冲击值均为8J/cm²以下。

实施例

制造具有表1和表2所示的化学组成的钢水。

[表1]

表1

[表2]

表2

根据表1和表2可知，试验编号1～53的化学组成是合适的，并且满足式(1)和式(2)。而对于试验编号54～76，要么化学组成中任意一种的元素含量不合适，要么不满足式(1)和/或式(2)。试验编号76使用了作为后述的机械特性的基准值的比较材料。

在3吨电炉中制造各试验编号的钢水，制备钢锭。

对制备得到的钢锭进行热轧，制造棒钢。热轧过程中，对于粗轧后的冷却时的钢材温度从800℃到达500℃为止的时间Ct0，如表3和表4所示，试验编号1～46和48～76为23～29分钟，试验编号47为15分钟。对于粗轧后的钢材温度，使用辐射温度计通过上述的方法进行测定，然后求出。之后，使用精轧机实施精轧制造出直径33mm的棒钢。

如表3和表4中亦有所示的那样，精轧工序中的试验编号1～49、54～76的轧制条件为：加热温度T1：1023～1078℃、加热时间t1：22～26分钟、轧制温度T2：989～1011℃、最终温度T3：929～962℃。试验编号50的轧制条件为：加热温度T1：1148℃、加热时间t1：25分钟、轧制温度T2：1098℃、最终温度T3：1052℃。试验编号51的轧制条件为：加热温度T1：1023～1078℃、加热时间t1：30分钟、轧制温度T2：989～1011℃、最终温度T3：929～962℃。试验编号52的轧制条件为：加热温度T1：1023～1078℃、加热时间t1：22～26分钟、轧制温度T2：1098℃、最终温度T3：1052℃。试验编号53的轧制条件为：加热温度T1：1148℃、加热时间t1：25分钟、轧制温度T2：1098℃、最终温度T3：1052℃。

[表3]

[表4]

精轧后，冷却棒钢。如表3和表4中亦有所示的那样，试验编号1～47、50～76从800℃到达500℃为止的冷却时间Ct1为3～4分钟。试验编号48和试验编号49从800℃到达500℃为止的时间Ct1为7分钟。按照上述的方法测定加热温度T1、轧制温度T2和最终温度T3。采用与冷却时间Ct0相同的方法得到冷却时间Ct1。通过上述的制造方法，制造试验编号1～试验编号76的热锻用轧制棒钢。

[热锻模拟品的制造]

将棒钢在与长度方向垂直的方向上进行切割，截取直径33mm、长度60mm的试验样品。对试验样品模拟热锻，进行热正向挤出。具体地，将热挤压前的加热炉中的加热温度设为1350℃和800℃这2个条件，均保持5分钟。加热后迅速实施截面积减少率60％的热正向挤出，成形为直径24mm的圆棒，制造热锻模拟品。将成形后的热锻模拟品在大气中放冷。下文中，将加热温度为1350℃的产品称为1350℃品，加热温度为800℃的产品称为800℃品。

对于试验编号76，在热挤压前的加热温度1200℃下保持5分钟。加热后迅速实施截面积减少率60％的热正向挤出，成形为直径24mm的圆棒。将其作为比较材料(作为各机械特性的基准值的钢材)。

[评价试验]

使用作为热正向挤出前的棒钢的试验样品和热锻模拟品，实施下述的评价试验。其中，针对各试验编号的试验样品，实施上述公知的成分分析法，对化学组成进行分析。其结果，各试验编号的试验样品的化学组成如表1和表2所示。

[显微组织观察]

使用作为各试验编号的热正向挤出前的棒钢的试验样品和热锻模拟品，实施显微组织观察试验。具体地，从试验样品和热模拟品的纵截面中，选取包含R/2部分的样品。将与热锻用轧制棒钢的中心轴垂直的表面作为观察面。对观察面进行研磨后，通过3％硝酸酒精(硝酸乙醇腐蚀液)进行蚀刻。通过200倍的光学显微镜对蚀刻后的观察面进行观察，根据上述的方法，求出多边形铁素体和珠光体的总面积率RA_F+P(％)。将多边形铁素体和珠光体的总面积率RA_F+P为90.0％以上的评价为“≥90”。将多边形铁素体和珠光体的总面积率RA_F+P为低于90.0％的评价为“＜90”。将结果示于表3和表4中。

[多边形铁素体中的个数比例RA_5-100的测定]

从作为各试验编号的热正向挤出前的棒钢的试验样品的R/2部分截取样品。将样品的表面中，相当于含有试验样品的轴向的截面(纵截面)的表面作为观察面。根据上述的方法，通过200000倍的TEM进行观察，在任意的5个视场中确定出析出物。1个视场的面积为250nm×350nm。通过上述的方法确定出析出物，求出多边形铁素体中的具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数N_5-100和多边形铁素体中的3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数N_TOTAL。然后，基于总个数N_5-100和总个数N_TOTAL，通过下式求出多边形铁素体中的具有5～100nm的圆当量直径的析出物的个数比例RA_5-100(％)。

个数比例RA_5-100＝总个数N_5-100/总个数N_TOTAL×100

将求出的个数比例RA_5-100示于表3和表4中。表3和表4中的“RA_5-100”栏中，“A”表示对应的试验编号中的个数比例RA_5-100为90.0％以上。“B”表示对应的试验编号中的个数比例RA_5-100为80.0％～低于90.0％。“N”表示对应的试验编号中的个数比例RA_5-100为低于80.0％。“N-1”和“N-2”均表示个数比例RA_5-100为低于80.0％。具体地，“N-1”表示多边形铁素体中，由于圆当量直径低于5nm的析出物的个数比例过多，因而个数比例RA_5-100为低于80.0％。“N-2”表示多边形铁素体中，由于圆当量直径大于100nm的析出物的个数比例过多，因此个数比例RA_5-100为低于80.0％。

[析出物中Mo量比例RA_Mo的测定]

从作为各试验编号的热正向挤出前的棒钢的试验样品的R/2部分截取边长为10mm的立方体样品。使用AA系电解液(含有10vol％乙酰丙酮和1vol％四甲基氯化铵，余量由甲醇组成的电解液)，通过电解将从样品表面至200μm深度的表层除去。电解时间为30分钟。将电解液更换为新的AA系电解液，对样品进行电解。电解时间为150分钟。使用网眼尺寸为200nm的过滤器对电解后的电解液进行过滤，得到残留物。基于得到的残留物，通过上述的方法求出析出物中Mo量比例RA_Mo。

将求出的析出物中Mo量比例RA_Mo示于表3和表4中。表3和表4中的“RA_Mo”栏中，“A”表示对应的试验编号中的析出物中Mo量比例RA_Mo为90.0％以上。“B”表示对应的试验编号中的析出物中Mo量比例RA_Mo为70.0％～低于90.0％。“C”表示对应的试验编号中的析出物中Mo量比例RA_Mo为50.0％～低于70.0％。“N”表示对应的试验编号中的析出物中Mo量比例RA_Mo为低于50.0％。

[屈服强度评价]

从各热锻模拟品的R/2部分中，截取2根如图2所示的直径为5mm的JIS14A号试验片。如图2所示，疲劳试验片的横截面为圆形，平行部分长度为35mm。图2中未示出单位的数值表示试验片的对应部位的尺寸(单位为mm)。图中的“φ数值”表示指定的部位的直径(mm)。图中的“R数值”表示肩部的半径(mm)。图中的“M数值”表示公称直径(mm)。使用截取的试验片，在大气中室温(25℃)下进行拉伸试验，通过钢材的0.2％条件屈服强度求出2根平均的屈服强度YS(MPa)。

相对于试验编号76的比较材料的屈服强度(600MPa)，将屈服强度YS(MPa)为125％以上的评价为“A”，为110％～低于125％的评价为“B”。将屈服强度YS低于110％的评价为“N”。

评价为“A”或“B”时，判断为得到了充分的屈服强度。评价为“N”时，判断为屈服强度低。

[疲劳强度评价]

从各热锻模拟品的R/2部分中，截取如图3所示的疲劳试验片。如图3所示，疲劳试验片的横截面为圆形，平行部分长度为42mm。图3中未示出单位的数值表示试验片的对应部位的尺寸(单位为mm)。图中的“φ数值”表示指定的部位的直径(mm)。图中的“R数值”表示肩部的半径(mm)。使用截取的试验片，在大气中室温(25℃)下，实施最小最大应力比为-1的交变疲劳试验(小野式旋转弯曲疲劳试验)。将重复数10⁷次下不发生断裂的最大的应力作为疲劳强度(MPa)。频率设为30Hz。

相对于试验编号76的比较材料的疲劳强度(360MPa)，将疲劳强度为125％以上的评价为“A”，为110％～低于125％的评价为“B”。将疲劳强度低于110％的评价为“N”。

评价为“A”或“B”时，判断为得到了充分的疲劳强度。评价为“N”时，判断为疲劳强度低。

[切削性评价]

每一个试验编号准备5个热锻模拟品。对准备好的5个热锻模拟品切割端部，对切割面进行推力加工。对推力加工后的热锻模拟品，在与推力面垂直方向的位置上进行深度30mm的钻孔开孔加工，测定第51孔的钻孔开孔加工时的切削阻力(N·cm)。此时，钻头直径设为10mm，主轴的旋转速度设为1000次/min。使用的钻头为高速钻头。

相对于试验编号76的比较材料的切削阻力(50N·cm)，将切削阻力为90％以下的评价为“A”，将大于90％且为110％以下的评价为“B”。将切削阻力大于110％的评价为“N”。

评价为“A”或“B”时，判断为得到了充分的切削性。评价为“N”时，判断为切削性低。

[涨断性评价]

从各试验编号的热锻模拟品的中心部，截取进行了缺口加工的V型缺口夏比冲击试验片。试验片的宽度为10mm，高度为10mm，长度为55mm，缺口深度为2mm。对各试验片在0℃下实施基于JIS Z2242(2005)的夏比冲击试验，求出夏比冲击值(J/cm²)。

涨断性评价中，将夏比冲击值为8J/cm²以下的评价为“A”，将大于8J/cm²的评价为“N”。

评价为“A”时，判断为得到了充分的涨断性。评价为“N”时，判断为涨断性低。

[评价结果]

将评价结果示于表3和表4中。如表3和表4所示，试验编号1～46的化学组成是合适的，fn1满足式(1)，fn2满足式(2)。并且，多边形铁素体中的具有5～100nm的圆当量直径的析出物的个数比例RA_5-100(％)为80.0％以上，析出物中Mo量比例RA_Mo为50.0％以上。其结果，相比于试验编号76的比较材料，得到了优异的涨断性。进一步地，屈服强度、疲劳强度、切削性也好。

另一方面，试验编号47的化学组成是合适的，fn1满足式(1)，fn2满足式(2)，但是冷却时间Ct0少于20分钟。因此，冷却速度过快，多边形铁素体中未析出V-Ti-Mo复合碳化物。因此，析出物中Mo量比例RA_Mo低于50.0％。Mo过度固溶，促进了贝氏体的生成。其结果，1350℃品中，多边形铁素体与珠光体的总面积率低于90.0％，过多生成了贝氏体。因此，涨断性低。进一步地，屈服强度和疲劳强度也低。

试验编号48和试验编号49的化学组成是合适的，fn1满足式(1)，fn2满足式(2)，但是精轧后的冷却过程中，冷却时间Ct1超过5分钟。因此，冷却速度过慢，多边形铁素体中的V-Ti-Mo复合碳化物粗大化，大于100nm的圆当量直径的析出物的总数变多，个数比例RA_5-100(％)低于80.0％。其结果，800℃品的屈服强度和疲劳强度低。

试验编号50的化学组成是合适的，fn1满足式(1)，fn2满足式(2)，但是加热温度T1超过1100℃。因此，精轧温度T3也超过1000℃。其结果，多边形铁素体中的V-Ti-Mo复合碳化物未充分地粗大化，低于5nm的析出物的个数比例多，圆当量直径为5～100nm的析出物的个数比例RA_5-100低于80.0％。其结果，促进了贝氏体的生成，1350℃品中，屈服强度、疲劳强度以及涨断性低。

试验编号51中，化学组成是合适的，fn1满足式(1)，fn2满足式(2)。但是，精轧过程中的加热时间t1过长。其结果，多边形铁素体中的V-Ti-Mo复合碳化物未充分地粗大化，低于5nm的析出物的个数比例多，圆当量直径为5～100nm的析出物的个数比例RA_5-100低于80.0％。其结果，促进了贝氏体的生成，1350℃品中，屈服强度、疲劳强度以及涨断性低。

试验编号52中，化学组成是合适的，fn1满足式(1)，fn2满足式(2)。但是，精轧过程中的最终温度T3过高。其结果，多边形铁素体中的V-Ti-Mo复合碳化物未充分地粗大化，低于5nm的析出物的个数比例多，圆当量直径为5～100nm的析出物的个数比例RA_5-100低于80.0％。其结果，促进了贝氏体的生成，1350℃品中，屈服强度、疲劳强度以及涨断性低。

试验编号53中，化学组成是合适的，fn1满足式(1)，fn2满足式(2)。但是，加热温度T1超过1100℃。因此，精轧温度T3也超过1000℃。其结果，多边形铁素体中的V-Ti-Mo复合碳化物未充分地粗大化，低于5nm的析出物的个数比例多，圆当量直径为5～100nm的析出物的个数比例RA_5-100低于80.0％。其结果，促进了贝氏体的生成，1350℃品中，屈服强度、疲劳强度以及涨断性低。

试验编号54的C含量过高。因此，切削性低。

试验编号55的C含量过低。因此，屈服强度和疲劳强度低。

试验编号56的Si含量过低。因此，屈服强度和疲劳强度低。

试验编号57的Mn含量过高。因此1350℃品中生成了贝氏体，显微组织中的多边形铁素体与珠光体的总面积率低于90.0％。因此，涨断性低。进一步地，屈服强度和疲劳强度也低。

试验编号58的Mn含量过低。因此，屈服强度和疲劳强度低。

试验编号59的P含量过低。因此，涨断性低。

试验编号60的S含量过高。因此，疲劳强度低。

试验编号61的S含量过低。因此，切削性低。

试验编号62的Cr含量过高。因此1350℃品中生成了贝氏体，显微组织中的多边形铁素体与珠光体的总面积率低于90.0％。因此，涨断性低。进一步地，屈服强度和疲劳强度也低。

试验编号63的Cr含量过低。因此，屈服强度和疲劳强度低。

试验编号64的Mo含量过高。因此1350℃品中生成了贝氏体，显微组织中的多边形铁素体与珠光体的总面积率低于90.0％。因此，涨断性低。进一步地，屈服强度和疲劳强度也低。

试验编号65的Mo含量过低。因此，屈服强度和疲劳强度低。

试验编号66的V含量过高。因此，切削性低。

试验编号67的V含量过低。因此，屈服强度和疲劳强度低。

试验编号68的Ti含量过高。因此，切削性低。

试验编号69的Ti含量过低。因此，屈服强度、疲劳强度以及涨断性低。

试验编号70的Al含量过高。因此，疲劳强度低。

试验编号71的N含量低。因此，屈服强度和疲劳强度低。

试验编号72和73中，fn1过高。因此，切削性低。

试验编号74中，fn1过低。因此，屈服强度和疲劳强度低。

试验编号75中，fn2过高。因此，生成了贝氏体，1350℃品中的屈服强度、疲劳强度以及涨断性低。

产业上的可利用性

以上，对本发明的实施方式进行了说明。但是，上述实施方式仅是用于实施本发明的方式的示例而已。因此，本发明不限于上述的实施方式，在不脱离其主旨的范围内，可以对上述实施方式进行适当变更后再实施。

附图标记说明

1 连杆

2 连杆盖

3 连杆体

100 大端部

200 柄部

300 小端部

Claims (3)

1.一种热锻用轧制棒钢，其化学组成以质量％计含有

C：0.39～0.55％、

Si：0.10～1.0％、

Mn：0.50～1.50％、

P：0.010～0.100％、

S：0.040～0.130％、

Cr：0.05～0.50％、

Mo：0.01～0.10％、

V：0.05～0.40％、

Ti：0.150～0.250％、

Al：0.005～0.050％、

N：0.0020～0.020％、

Cu：0～0.40％、

Ni：0～0.30％、

Nb：0～0.20％、

Pb：0～0.30％、

Zr：0～0.1000％、

Te：0～0.3000％、

Ca：0～0.0100％、和

Bi：0～0.3000％，余量由Fe和杂质组成，满足式(1)和式(2)，

显微组织中，多边形铁素体和珠光体的总面积率为90％以上，

析出物中含有的Mo的以质量％计的总含量为钢中的以质量％计的总Mo含量的50.0％以上，

所述多边形铁素体中的具有5～100nm的圆当量直径的析出物的总个数为所述多边形铁素体中的具有3～1000nm的圆当量直径的析出物的总个数的80.0％以上，

0.60≤C+0.2Mn+0.25Cr+0.75V+0.81Mo≤1.00(1)

0.12C+0.35Mn+0.42Cr+Mo-0.08Si≤0.70(2)

此处，式(1)和式(2)中的元素符号中代入对应元素的以质量％计的含量。

2.根据权利要求1所述的热锻用轧制棒钢，其中，

所述化学组成含有选自由

Cu：0.01～0.40％、

Ni：0.005～0.30％、和

Nb：0.001～0.20％组成的组中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或权利要求2所述的热锻用轧制棒钢，其中，

所述化学组成含有选自由

Pb：0.05～0.30％、

Zr：0.0003～0.1000％、

Te：0.0003～0.3000％、

Ca：0.0003～0.0100％、和

Bi：0.0003～0.3000％组成的组中的1种或2种以上。