WO2017213166A1 - 熱間鍛造用圧延棒鋼 - Google Patents

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WO2017213166A1
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precipitates
hot forging
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polygonal ferrite
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幹 高須賀
有祐 宮越
長谷川　達也
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Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires

Definitions

  • the present invention relates to a steel bar, and more particularly to a rolled steel bar for hot forging.
  • Connecting rods used in automobile engines and the like are engine parts that connect a piston and a crankshaft, and convert the reciprocating motion of the piston into the rotational motion of the crank.
  • Fig. 1 is a front view of a general connecting rod.
  • the connecting rod 1 includes a large end portion 100, a flange portion 200, and a small end portion 300.
  • the large end portion 100 is disposed at one end of the flange portion 200, and the small end portion 300 is disposed at the other end of the flange portion 200.
  • the large end 100 is connected to the crankpin.
  • the small end portion 300 is connected to the piston via a piston pin.
  • the connecting rod 1 has two parts (cap 2 and rod 3). These parts are usually manufactured by hot forging. One end portions of the cap 2 and the rod 3 correspond to the large end portion 100. Other parts than the one end of the rod 3 correspond to the flange 200 and the small end 300. The large end portion 100 and the small end portion 300 are formed by cutting. For this reason, the connecting rod 1 is required to have high machinability.
  • the connecting rod 1 receives a load from surrounding members during engine operation. Recently, in order to save fuel, the connecting rod 1 is required to be reduced in weight and size. Therefore, the connecting rod 1 is required to have an excellent yield strength that can cope with a load transmitted from the piston even if the flange portion 200 is made thin. Furthermore, since the compressive load and the tensile load are repeatedly applied to the connecting rod, excellent fatigue strength is also required.
  • ⁇ Forging at ultra-high temperatures is effective to reduce the weight of the connecting rod. Specifically, if forging is performed at a temperature of 1330 ° C. or higher, molding is facilitated, and the thickness of parts unnecessary for functions can be reduced. Thereby, a connecting rod can be reduced in weight.
  • ⁇ Forging at a very low temperature is also effective in order to reduce the size of the connecting rod. Specifically, forging is performed at a temperature of 850 ° C. or less, the crystal grains are refined, and the strength is increased. Thereby, a connecting rod can be reduced in size.
  • a jig is inserted into the hole of the large end portion 100, and the large end portion is broken by applying a stress to form two parts (corresponding to the cap 2 and the rod 3). To divide. Then, the two parts divided when attached to the crankshaft are joined. If the fracture surface of the large end 100 is a brittle fracture surface without deformation, the fracture surfaces of the cap 2 and the rod 3 can be combined and connected with bolts. Therefore, in this case, the knock pin machining process and the cutting process are omitted. As a result, the manufacturing cost is reduced.
  • Patent Document 5 proposes a steel material for cracking connecting rods and a manufacturing method for cracking connecting rods.
  • the forging steel for cracking connecting rod disclosed in Patent Document 1 is C: 0.6 to 0.75%, Mn: 0.25 to 0.5%, S: 0.04 to 0.12% by weight%. , Mn / S> 3.0, the balance being Fe and impurities: having a chemical composition of about 1.2% or less, and the structure is a pearlite structure. Further, the particle size number according to ASTM standard E112-88 is 3-8. This describes that excellent machinability can be obtained in Patent Document 1.
  • the hot forged non-tempered steel disclosed in Patent Document 2 has a ferrite single phase structure, and fine precipitates having a particle size of less than 10 nm are dispersed and precipitated in the ferrite phase.
  • the yield stress is 600 N / mm 2 or more and the yield ratio is 0.85 or more, and the fracture surface due to tensile fracture is a brittle fracture surface. This describes that excellent machinability can be obtained in Patent Document 2.
  • Patent Document 3 uses hot forged non-heat treated steel whose final material state is a precipitation strengthened state based on V-based precipitates as a steel material constituting the connecting rod.
  • a hot forging step for obtaining a forged body having a base shape of a connecting rod, and after completion of the hot forging step, the forged body is 800 ° C.
  • Intermediate cooling step for intermediate cooling so that the average cooling rate in the first temperature range from 1 to 500 ° C. is 1 ° C./second or more, and after the intermediate cooling step,
  • an aging heat treatment step for aging precipitation of V-based precipitates in two temperature ranges can be increased.
  • the non-heat treated steel for hot forging disclosed in Patent Document 4 is C: 0.35-0.55%, Si: 0.15-0.40%, Mn: 0.50-1. 00%, P: 0.100% or less, S: 0.040 to 0.100%, Cr: 1.00% or less, V: 0.20 to 0.50%, Ca: 0.0005 to 0.0100 %, N: 0.0150% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • 2Mn + 5Mo + Cr ⁇ 3.1, C + Si / 5 + Mn / 10 + 10P + 5V ⁇ 1.8, and Ceq C + Si / 7 + Mn / 5 + Cr / 9 + V is 0.90 to 1.10.
  • the hardness is HV330 or more
  • the yield ratio is 0.73 or more
  • the structure is a ferrite pearlite structure having bainite of 10% or less.
  • Patent Document 4 it is described in Patent Document 4 that the formation of bainite is suppressed by satisfying 2Mn + 5Mo + Cr ⁇ 3.1, and excellent cracking property is obtained by satisfying C + Si / 5 + Mn / 10 + 10P + 5V ⁇ 1.8. Yes.
  • the cracking connecting rod disclosed in Patent Document 5 is made of ferritic pearlite-type non-heat treated steel containing 0.20 to 0.60% C in mass%, and at least a large engagement with the crankshaft and piston respectively. An end portion and a small end portion are connected to each other, and a collar portion that is connected between them and subjected to coining processing is provided.
  • the essential additive elements are C, N, Ti, Si, Mn, P, S, and Cr, and the optional additive elements are V, Pb, Te, Ca, and Bi.
  • Si is in the range of 0.05 to 2.0%
  • Mn is in the range of 0.30 to 1.50%
  • P is in the range of 0.01 to 0.2%.
  • Patent Document 1 hot forging is performed at 1037 to 1260 ° C. (1900 to 2300 ° F.), and hot forging at 850 ° C. or lower or 1330 ° C. or higher is not assumed. Furthermore, the connecting rod of Patent Document 1 lacks fatigue strength and yield strength as compared with a connecting rod obtained by tempering conventional carbon steel for mechanical structures.
  • Patent Documents 2 to 5 sufficient strength can be obtained. However, even in the inventions disclosed in these documents, forging at an ultrahigh temperature of 1330 ° C. or higher and forging at an extremely low temperature of 850 ° C. or lower are not assumed. Therefore, when it manufactures on such conditions, sufficient cracking property, machinability, yield strength, and fatigue strength may not be obtained.
  • the object of the present invention is to realize a connecting rod having high yield strength and fatigue strength even when forged at an ultra-high temperature of 1330 ° C. or higher, or at an extremely low temperature of 850 ° C. or lower.
  • Another object of the present invention is to provide a rolled steel bar for hot forging that can realize the machinability and crackability.
  • the rolled steel bar for hot forging has a chemical composition of mass%, C: 0.39 to 0.55%, Si: 0.10 to 1.0%, Mn: 0.50 to 1. 50%, P: 0.010 to 0.100%, S: 0.040 to 0.130%, Cr: 0.05 to 0.50%, Mo: 0.01 to 0.10%, V: 0 0.05 to 0.40%, Ti: 0.150 to 0.250%, Al: 0.005 to 0.050%, N: 0.0020 to 0.020%, Cu: 0 to 0.40%, Ni: 0 to 0.30%, Nb: 0 to 0.20%, Pb: 0 to 0.30%, Zr: 0 to 0.1000%, Te: 0 to 0.3000%, Ca: 0 to 0 0.0100% and Bi: 0 to 0.3000%, with the balance being Fe and impurities, satisfying formulas (1) and (2).
  • the total area ratio of polygonal ferrite and pearlite is 90% or more.
  • the total content (% by mass) of Mo in the precipitate is 50.0% or more of the total Mo content (% by mass) in the steel.
  • the total number of precipitates having an equivalent circle diameter of 5 to 100 nm in polygonal ferrite is 80.0% or more of the total number of precipitates having an equivalent circle diameter of 3 to 1000 nm in polygonal ferrite.
  • the rolled steel bar for hot forging according to the present embodiment can realize a connecting rod having high yield strength and fatigue strength even when forged at an ultrahigh temperature of 1330 ° C. or higher, or at an extremely low temperature of 850 ° C. or lower, Furthermore, excellent machinability and cracking properties can be realized when manufacturing the connecting rod.
  • FIG. 1 is a front view of a conventional connecting rod.
  • FIG. 2 is a front view of a tensile test piece used in the tensile test.
  • FIG. 3 is a front view of a fatigue strength test piece used in the fatigue strength test.
  • C 0.39 to 0.55%
  • Si 0.10 to 1.0%
  • Mn 0.50 to 1.50%
  • P in mass%. 0.010 to 0.100%
  • S 0.040 to 0.130%
  • Cr 0.05 to 0.50%
  • Mo 0.01 to 0.10%
  • V 0.05 to 0 .40%
  • Ti 0.150 to 0.250%
  • Al 0.005 to 0.050%
  • N 0.0020 to 0.020%
  • Cu 0 to 0.40%
  • Nb 0 to 0.20%
  • Pb 0 to 0.30%
  • Zr 0 to 0.1000%
  • Te 0 to 0.3000%
  • Ca 0 to 0.0100%
  • Bi 0 to 0.3000%
  • the balance being a chemical composition comprising Fe and impurities, and in the microstructure, polygonal ferrite and The total area ratio of the 90.0% or more.
  • the chemical composition further satisfies the formula (1).
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (1).
  • fn1 C + 0.2Mn + 0.25Cr + 0.75V + 0.81Mo.
  • fn1 is an index of strength (yield strength, fatigue strength) and machinability. fn1 shows a positive correlation with the intensity. If fn1 is higher than 1.00, the strength of the steel becomes too high, and the machinability of the steel decreases. If fn1 is less than 0.60, the strength of the steel is too low. If fn1 is 0.60 to 1.00, the strength and machinability can be improved.
  • Bainite has higher toughness than ferrite and pearlite. Therefore, when two parts (a cap and a rod) are manufactured by breaking the large end portion of the cracking connecting rod, the broken portion is plastically deformed, and a ductile fracture surface is generated on the fracture surface. That is, cracking properties are reduced. If the generation of bainite is suppressed, the cracking property can be improved.
  • the chemical composition further satisfies the formula (1) as well as the formula (2).
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (2).
  • fn2 0.12C + 0.35Mn + 0.42Cr + Mo ⁇ 0.08Si.
  • fn2 is an index of the amount of bainite generated after hot forging.
  • fn2 exceeds 0.70, bainite is likely to be generated particularly in forging at an ultrahigh temperature of 1330 ° C. or higher.
  • precipitation strengthening due to precipitates generated in ferrite due to phase interface precipitation cannot be used, and yield strength and fatigue strength are reduced.
  • bainite has higher toughness than ferrite, cracking properties also deteriorate. If fn2 is 0.70 or less, even after forging at an ultrahigh temperature of 1330 ° C. or higher, the microstructure of the steel material tends to be a ferrite-pearlite structure, and bainite is not easily generated. Therefore, excellent cracking properties can be obtained together with sufficient yield strength and fatigue strength.
  • V-Ti-Mo composite carbide which is a composite carbide of V carbide, Ti carbide and Mo carbide.
  • the V—Ti—Mo composite carbide is a carbide in which Ti and Mo are contained in the V carbide.
  • Precipitates generated in polygonal ferrite may include carbides such as V carbide, Ti carbide, Mo carbide, and V-Ti-Mo composite carbide, as well as other precipitates different from carbides such as TiS. is there.
  • the equivalent circle diameter of other precipitates different from carbides such as TiS is larger than 1 ⁇ m (1000 nm).
  • carbides in the polygonal ferrite of the steel having the above-mentioned chemical composition satisfying the formulas (1) and (2) Ti carbides and Mo carbides are hardly formed, and most of the carbides are V carbides and V carbides. -Ti-Mo composite carbide. And the equivalent circle diameter of these carbides is 1000 nm or less.
  • the ratio of the precipitates having an equivalent circle diameter of 5 to 100 nm is increased.
  • the precipitate having an equivalent circle diameter of 5 to 100 nm is substantially either V carbide or V—Ti—Mo composite carbide.
  • V carbide, Ti carbide, and Mo carbide as precipitates generated by phase interface precipitation
  • V-Ti-Mo composite carbide in which Ti and Mo are dissolved in V carbide.
  • V-Ti-Mo composite carbide has a different precipitation form from V carbide (VC).
  • VC V carbide
  • the V—Ti—Mo composite carbide can dramatically increase the yield strength and fatigue strength of the steel material after hot forging by dissolving Mo in solid solution.
  • it is preferable that V, Ti and Mo are dissolved in austenite in the steel material before hot forging.
  • the above-mentioned V—Ti—Mo composite carbide has a feature that it does not easily dissolve at an ultra-high temperature of 1330 ° C. or higher as compared with VC.
  • the reason for this is not clear, but it is considered that the V—Ti—Mo composite carbide contains Ti, so that it is less likely to dissolve at a higher temperature than VC even at high temperatures.
  • the present inventors have the above-mentioned chemical composition and in a rolled steel bar for hot forging satisfying the formulas (1) and (2), a predetermined amount of carbides precipitated in polygonal ferrite by phase interface precipitation. If the proportion of V-Ti-Mo composite carbide of an appropriate size (equivalent circle diameter of 5 to 100 nm) is increased, each V-Ti-Mo composite carbide dissolves slightly during heating in the hot forging process. However, it was considered that the V—Ti—Mo composite carbide was not completely dissolved but remained.
  • the equivalent circle diameter of carbides generated in polygonal ferrite is 1000 nm or less, and the equivalent circle diameter generated in polygonal ferrite is 1000 nm in a chemical composition satisfying the formulas (1) and (2).
  • the deposit is substantially carbide.
  • the V-Ti-Mo composite carbide is too solid before hot forging, that is, Mo is excessive. It means that it is in solid solution.
  • the generation of bainite is promoted after hot forging.
  • bainite is excessively generated, and as a result, sufficient yield strength, fatigue strength, and crackability cannot be obtained.
  • the total number of precipitates having a circle equivalent diameter of 5 to 100 nm in the polygonal ferrite of the rolled steel bar for hot forging is 80% of the total number of precipitates having a circle equivalent diameter of 3 to 1000 nm in the polygonal ferrite. If it is 0% or more, the yield is excellent in the steel material after hot forging, provided that the chemical composition satisfies the formulas (1) and (2) and further satisfies the requirements of the item (D) described later. Strength, fatigue strength and cracking properties are obtained.
  • the total content of Mo in the precipitate in the hot forging rolled steel bar is the total Mo content in the hot forging rolled steel bar (in the steel). 50.0% or more of the total Mo amount C T-Mo ) As described above, Mo is either contained in the carbide or dissolved in the matrix. If the amount of precipitated Mo is less than 50.0% of the total amount of Mo, Mo is excessively dissolved in the hot forging rolled steel bar. Therefore, bainite is generated in the steel material after hot forging, and sufficient cracking properties cannot be obtained. Furthermore, when bainite is generated, precipitation strengthening caused by precipitates generated in polygonal ferrite due to phase interface precipitation cannot be used, so that sufficient yield strength and fatigue strength cannot be obtained. The amount of precipitated Mo is determined from the extract extracted by extraction residue analysis.
  • the total number of precipitates having a circle equivalent diameter of 5 to 100 nm in polygonal ferrite is 3 to 3 in polygonal ferrite. 80.0% or more of the total number of precipitates having an equivalent circle diameter of 1000 nm, and the total content of Mo in the precipitates in the hot forging rolled steel bar is the total Mo content in the hot forging rolled steel bar.
  • the amount is 50% or more, excellent yield strength, fatigue strength, cracking property and machinability can be obtained in the steel material after hot forging.
  • the following manufacturing method may be carried out.
  • An example of the manufacturing method of the hot forged rolled steel bar according to the present embodiment includes a casting process and a hot working process.
  • the hot working step includes a rough rolling step typified by split rolling and a finish rolling step using a continuous rolling mill in which a plurality of rolling stands are arranged in a row.
  • the cooling time until the steel material temperature reaches 800 ° C. to 500 ° C. is set to 20 minutes or more.
  • the steel material after the rough rolling step is cooled to 400 ° C. or lower, preferably room temperature (25 ° C.).
  • the heating temperature T1 is set to 1100 ° C. or less, and the heating time t1 is set to 30 minutes or less.
  • the steel material temperature T2 during finish rolling is controlled to 1200 ° C. or lower, and the finishing temperature is set to 1000 ° C. or lower.
  • the cooling time until the steel material temperature reaches 800 ° C. to 500 ° C. is set to 5 minutes or less.
  • V-Ti-Mo composite carbide having a certain size is generated in the polygonal ferrite.
  • finish rolling since the material temperature during rolling is set to be low, those V—Ti—Mo composite carbides are not completely dissolved and remain even during finish rolling.
  • the cooling rate after finish rolling is set to be high, the V-Ti-Mo composite carbide is prevented from becoming coarse again.
  • the total number of precipitates having a circle equivalent diameter of 5 to 100 nm in the polygonal ferrite is 3 to 1000 nm in the polygonal ferrite.
  • the total content of Mo in the precipitates in the steel can be 50% or more of the total Mo content in the steel.
  • the said manufacturing method is an example of the manufacturing method of the rolled steel bar for hot forging of this embodiment.
  • the rolled steel bar for hot forging is, in mass%, C: 0.39 to 0.55%, Si: 0.10 to 1.0%, Mn: 0.50 to 1.50%, P: 0.010 to 0.100%, S: 0.040 to 0.130%, Cr: 0.05 to 0.50%, Mo: 0.01 to 0.10%, V : 0.05 to 0.40%, Ti: 0.150 to 0.250%, Al: 0.005 to 0.050%, N: 0.0020 to 0.020%, Cu: 0 to 0.40 %, Ni: 0 to 0.30%, Nb: 0 to 0.20%, Pb: 0 to 0.30%, Zr: 0 to 0.1000%, Te: 0 to 0.3000%, Ca: 0 Containing 0.0 to 100% and Bi: 0 to 0.3000%, with the balance being Fe and impurities, and having a chemical composition satisfying formulas (1) and (2) .
  • the total area ratio of polygonal ferrite and pearlite is 90% or more.
  • the total content (% by mass) of Mo in the precipitate is 50.0% or more of the total Mo content (% by mass) in the steel.
  • the total number of precipitates having an equivalent circle diameter of 5 to 100 nm in polygonal ferrite is 80.0% or more of the total number of precipitates having an equivalent circle diameter of 3 to 1000 nm in polygonal ferrite.
  • the chemical composition is one or two selected from the group consisting of Cu: 0.01 to 0.40%, Ni: 0.005 to 0.30%, and Nb: 0.001 to 0.20%. It may contain seeds or more.
  • the chemical composition is Pb: 0.05 to 0.30%, Zr: 0.0003 to 0.1000%, Te: 0.0003 to 0.3000%, Ca: 0.0003 to 0.0100%, and Bi: One or more selected from the group consisting of 0.0003 to 0.3000% may be contained.
  • the chemical composition of the hot forging rolled steel bar according to the present embodiment contains the following elements.
  • Carbon (C) increases the strength of the steel. If the C content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content is too high, the hardness of the steel material increases, and the machinability decreases. Therefore, the C content is 0.39 to 0.55%.
  • the minimum with preferable C content is more than 0.39%, More preferably, it is 0.40%, More preferably, it is 0.42%.
  • the upper limit with preferable C content is less than 0.55%, More preferably, it is 0.53%, More preferably, it is 0.51%.
  • Si 0.10 to 1.0%
  • Silicon (Si) deoxidizes steel. Si further dissolves in the steel to increase the fatigue strength of the steel. If the Si content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Si content is too high, the above effect is saturated. If the Si content is too high, the hot workability of the steel further decreases, and the manufacturing cost of the steel bar increases. Therefore, the Si content is 0.10 to 1.0%.
  • the minimum with preferable Si content is more than 0.10%, More preferably, it is 0.12%, More preferably, it is 0.15%.
  • the upper limit with preferable Si content is less than 1.00%, More preferably, it is 0.95%, More preferably, it is 0.90%.
  • Mn 0.50 to 1.50%
  • Manganese (Mn) deoxidizes steel. Mn further increases the strength of the steel. If the Mn content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, the hot workability of the steel decreases. If the Mn content is too high, the hardenability is further increased, and bainite is generated in the steel structure. In this case, the yield strength, fatigue strength, and crackability of the steel material after hot forging are reduced. Therefore, the Mn content is 0.50 to 1.50%.
  • the minimum with preferable Mn content is more than 0.50%, More preferably, it is 0.55%, More preferably, it is 0.60%.
  • the upper limit with preferable Mn content is less than 1.50%, More preferably, it is 1.45%, More preferably, it is 1.40%.
  • P 0.010 to 0.100% Phosphorus (P) segregates at the grain boundaries and embrittles the steel. Therefore, the fracture surface of the cracking connecting rod after the fracture split becomes smooth. As a result, the cracking property of the steel material after hot forging is increased, and the accuracy of assembling the cracking connecting rod after the fracture split is increased. If the P content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if P content is too high, the hot workability of steel will fall. Therefore, the P content is 0.010 to 0.100%.
  • the minimum with preferable P content is more than 0.010%, More preferably, it is 0.015%, More preferably, it is 0.020%.
  • the upper limit with preferable P content is less than 0.100%, More preferably, it is 0.090%, More preferably, it is 0.07%.
  • S 0.040 to 0.130% Sulfur (S) combines with Mn and Ti to form sulfides and enhances the machinability of steel. If the S content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the S content is too high, the fatigue strength decreases. If the S content is too high, the hot workability of the steel further decreases. Therefore, the S content is 0.040 to 0.130%.
  • the minimum with preferable S content is more than 0.040%, More preferably, it is 0.045%, More preferably, it is 0.050%.
  • the upper limit with preferable S content is less than 0.130%, More preferably, it is 0.125%, More preferably, it is 0.120%.
  • Chromium (Cr) increases the strength of the steel. If the Cr content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content is too high, the hardenability of the steel increases and bainite is generated in the steel structure. In this case, the yield strength, fatigue strength, and crackability of the steel material after hot forging are reduced. If the Cr content is too high, the production cost further increases. Therefore, the Cr content is 0.05 to 0.50%.
  • the minimum with preferable Cr content is 0.10%, More preferably, it is 0.12%, More preferably, it is 0.15%.
  • the upper limit with preferable Cr content is less than 0.50%, More preferably, it is 0.45%, More preferably, it is 0.40%.
  • Mo 0.01 to 0.10% Molybdenum (Mo) increases the strength of steel by solid solution strengthening. Mo further dissolves in VC formed in polygonal ferrite by phase interface precipitation to increase the strength (yield strength and fatigue strength) of the steel. More specifically, since the Mo content is low in the chemical composition of the present embodiment, Mo is difficult to precipitate as Mo 2 C, and is dissolved in VC formed in polygonal ferrite by phase interface precipitation. This forms a V—Ti—Mo composite carbide in which Ti also forms a solid solution. V-Ti-Mo composite carbide has a different precipitation form from VC, and significantly increases the yield strength and fatigue strength of steel. If the Mo content is too low, these effects cannot be obtained.
  • the Mo content is 0.01 to 0.10%.
  • the upper limit with preferable Mo content is less than 0.10%, More preferably, it is 0.09%, More preferably, it is 0.08%.
  • V 0.05 to 0.40%
  • vanadium (V) forms V-Ti-Mo composite carbide in polygonal ferrite by phase interface precipitation, and increases the yield strength and fatigue strength of the steel material after hot forging. Furthermore, by containing with Ti, the V—Ti—Mo composite carbide is refined. Therefore, toughness falls and the cracking property of the steel material after hot forging increases. If the V content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the V content is too high, not only the production cost of steel becomes extremely high, but also the machinability decreases. Therefore, the V content is 0.05 to 0.40%.
  • the minimum with preferable V content is more than 0.05%, More preferably, it is 0.06%, More preferably, it is 0.10%.
  • the upper limit with preferable V content is less than 0.40%, More preferably, it is 0.35%, More preferably, it is 0.32%.
  • Titanium (Ti) forms Ti nitride in polygonal ferrite by phase interface precipitation, or dissolves in VC to form V-Ti-Mo composite carbide to yield steel after hot forging. Increase strength and fatigue strength. Ti further produces sulfides or carbosulfides to enhance the machinability of the steel. Ti further refines the V—Ti—Mo composite carbide to increase the cracking property of the steel by reducing the toughness of the steel. If the Ti content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Ti content is too high, the amount of Ti carbide will be too much. In this case, the tensile strength of the steel becomes too high and the machinability of the steel decreases. Therefore, the Ti content is 0.150 to 0.250%. The minimum with preferable Ti content is 0.151%, More preferably, it is 0.155%. The upper limit with preferable Ti content is less than 0.250%, More preferably, it is 0.220%.
  • Al 0.005 to 0.050%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Al content is too high, Al forms hard oxide inclusions and lowers fatigue strength. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.050%.
  • the minimum with preferable Al content is 0.020%.
  • the upper limit with preferable Al content is 0.040%.
  • the Al content means acid-soluble Al (so-called “sol. Al”).
  • N 0.0020 to 0.020% Nitrogen (N) combines with V or Ti to form nitrides and increases the strength of the steel. If the N content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content is too high, this effect is saturated. Therefore, the N content is 0.0020 to 0.020%.
  • the minimum with preferable N content is more than 0.0020%, More preferably, it is 0.0030%, More preferably, it is 0.0040%.
  • the upper limit with preferable N content is less than 0.020%, More preferably, it is 0.019%, More preferably, it is 0.018%.
  • the balance of the chemical composition of the rolled steel bar for hot forging according to the present embodiment is composed of Fe and impurities.
  • the impurities are mixed from ore as a raw material, scrap, or production environment when industrially manufacturing rolled steel bars for hot forging, and are used for hot forging in this embodiment. It means that it is allowed as long as it does not adversely affect the rolled steel bar.
  • the chemical composition of the rolled steel bar for hot forging of this embodiment can contain the following elements as impurities.
  • REM in this specification contains at least one of Sc, Y, and lanthanoid (La of atomic number 57 to Lu of 71), and the REM content is the total content of these elements. Means.
  • the chemical composition of the hot forging rolled steel bar according to the present embodiment may further include one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, and Nb instead of part of Fe. These elements are arbitrary elements, and all increase the strength of steel.
  • Cu 0 to 0.40% Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. When contained, Cu dissolves in the steel and increases the strength of the steel. However, if the Cu content is too high, the manufacturing cost of steel increases. Therefore, the Cu content is 0 to 0.40%.
  • the minimum with preferable Cu content is 0.01%, More preferably, it is 0.05%, More preferably, it is 0.10%.
  • the upper limit with preferable Cu content is less than 0.40%, More preferably, it is 0.35%, More preferably, it is 0.30%.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. When contained, Ni dissolves in the steel and increases the strength of the steel. However, if the Ni content is too high, the manufacturing cost increases. Therefore, the Ni content is 0 to 0.30%.
  • the minimum with preferable Ni content is 0.005%, More preferably, it is 0.01%.
  • the upper limit with preferable Ni content is less than 0.30%, More preferably, it is 0.28%, More preferably, it is 0.25%.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. When contained, Nb precipitates as carbide or nitride in the steel and increases the yield strength and fatigue strength of the steel after hot forging. However, if the Nb content is too high, not only the manufacturing cost of steel becomes very high, but also the machinability decreases. Therefore, the Nb content is 0 to 0.20%.
  • the minimum with preferable Nb content is 0.001%, More preferably, it is 0.005%, More preferably, it is 0.01%.
  • the upper limit with preferable Nb content is less than 0.20%, More preferably, it is 0.18%, More preferably, it is 0.15%.
  • the chemical composition of the rolled steel bar for hot forging according to the present embodiment further includes one or more selected from the group consisting of Pb, Zr, Te, Ca and Bi instead of a part of Fe. May be. These elements are arbitrary elements, and all enhance the machinability of steel.
  • Pb 0 to 0.30%
  • Lead (Pb) is an optional element and may not be contained. When contained, Pb increases the machinability of the steel. However, if the Pb content is too high, the hot ductility of the steel decreases, and wrinkles are likely to occur in the steel after rolling. Therefore, the Pb content is 0 to 0.30%.
  • the minimum with preferable Pb content is 0.05%, More preferably, it is 0.10%.
  • the upper limit with preferable Pb content is less than 0.30%, More preferably, it is 0.25%, More preferably, it is 0.20%.
  • Zr Zircon
  • Zr Zircon
  • Zr is an optional element and may not be contained. When contained, Zr enhances the machinability of the steel. However, if the Zr content is too high, the hot ductility of the steel decreases, and wrinkles are likely to occur in the rolled steel bar. Therefore, the Zr content is 0 to 0.1000%.
  • the minimum with preferable Zr content is 0.0003%, More preferably, it is 0.0005%, More preferably, it is 0.0010%.
  • the upper limit with preferable Zr content is less than 0.10%, More preferably, it is 0.0800%, More preferably, it is 0.0500%.
  • Te 0 to 0.3000%
  • Tellurium (Te) is an optional element and may not be contained. When contained, Te increases the machinability of the steel. However, if the Te content is too high, the productivity of the steel decreases, and wrinkles are likely to occur in the rolled steel bar. Therefore, the Te content is 0 to 0.3000%.
  • the minimum with preferable Te content is 0.0003%, More preferably, it is 0.0005%, More preferably, it is 0.0010%.
  • the upper limit with preferable Te content is less than 0.3000%, More preferably, it is 0.2500%, More preferably, it is 0.2000%.
  • Ca 0 to 0.0100%
  • Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. When contained, Ca increases the machinability of steel. However, if the Ca content is too high, the manufacturing cost increases. Therefore, the Ca content is 0 to 0.0100%.
  • the minimum with preferable Ca content is 0.0003%, More preferably, it is 0.0005%, More preferably, it is 0.0010%.
  • the upper limit with preferable Ca content is less than 0.0100%, More preferably, it is 0.0080%, More preferably, it is 0.0050%.
  • Bi 0 to 0.3000%
  • Bismuth (Bi) is an optional element and may not be contained. When contained, Bi increases the machinability of the steel. However, if the Bi content is too high, the productivity of the steel decreases, and wrinkles are likely to occur in the rolled steel bar. Therefore, the Bi content is 0 to 0.3000%.
  • the minimum with preferable Bi content is 0.0003%, More preferably, it is 0.0005%, More preferably, it is 0.0010%.
  • the upper limit with preferable Bi content is less than 0.3000%, More preferably, it is 0.2000%, More preferably, it is 0.1000%.
  • Analysis of the chemical composition of the rolled steel bar for hot forging of this embodiment can be obtained by a well-known component analysis method. Specifically, the following method is used. A hot forging rolled steel bar is cut perpendicular to the longitudinal direction, and a sample having a length of 20 mm is taken. Chips are generated by drilling the R / 2 part of the sample in a direction parallel to the steel material longitudinal direction using a ⁇ 5 mm drill, and the chips are collected. The collected chips are dissolved in acid to obtain a solution.
  • the R / 2 part is a part that bisects between the center and the outer periphery of the cross section (circular shape) of the steel bar.
  • IPC-OES Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectrometry
  • C content and S content it calculates
  • fn1 C + 0.2Mn + 0.25Cr + 0.75V + 0.81Mo.
  • fn1 is an index of strength (yield strength, fatigue strength) and machinability of steel after hot forging. If fn1 is higher than 1.00, the strength of the steel becomes too high, and the machinability of the steel decreases. If fn1 is less than 0.60, the strength of the steel is too low. When fn1 is 0.60 to 1.00, excellent strength and machinability after hot forging can be obtained in a rolled steel bar for hot forging.
  • the minimum with preferable fn1 is 0.61, More preferably, it is 0.63, More preferably, it is 0.65.
  • the upper limit with preferable fn1 is 0.99, More preferably, it is 0.98, More preferably, it is 0.95.
  • fn2 0.12C + 0.35Mn + 0.42Cr + Mo ⁇ 0.08Si.
  • fn2 is an index of bainite generation after hot forging. When fn2 exceeds 0.70, bainite is likely to be generated particularly in forging at an ultrahigh temperature of 1330 ° C. or higher. As a result, yield strength, fatigue strength, and cracking properties are reduced. If fn2 is 0.70 or less, a ferrite and pearlite structure can be obtained even in forging at an ultrahigh temperature of 1330 ° C. or higher. Therefore, excellent cracking properties can be obtained together with sufficient yield strength and fatigue strength.
  • the upper limit with preferable fn2 is 0.67, More preferably, it is 0.65.
  • the microstructure of the rolled steel bar for hot forging of this embodiment is substantially a ferrite pearlite structure. More specifically, in the microstructure of the rolled steel bar for hot forging of the present embodiment, the total area ratio of polygonal ferrite and pearlite is 90.0% or more, more preferably 95.0% or more, More preferably, it is 100.0%. When the total area ratio of polygonal ferrite and pearlite is not 100.0%, the balance of the microstructure is bainite and / or retained austenite.
  • the total area ratio of polygonal ferrite and pearlite in the microstructure can be measured by the following method. Ten samples are taken from an arbitrary R / 2 part of the rolled steel bar for hot forging. The R / 2 part is a part that bisects between the center and the outer periphery of the cross section (circular shape) of the steel bar. Of the collected samples, the surface perpendicular to the central axis of the hot forged rolled steel bar is taken as the observation surface. After the observation surface is polished, it is etched with 3% nitric acid alcohol (nitral etchant). The etched observation surface is observed with a 200 ⁇ optical microscope, and photographic images with arbitrary five fields of view are generated. The area of each visual field is 0.302 mm 2 .
  • each phase of polygonal ferrite, pearlite, bainite, and retained austenite has a different contrast for each phase. Therefore, each phase is specified based on the contrast.
  • the total area A F + P ( ⁇ m 2 ) of polygonal ferrite and pearlite in each visual field is obtained.
  • the ratio of the total area A F + P of polygonal ferrite and pearlite in all fields of view (5 fields x 10) to the total area A TOTAL of all fields of vision (5 fields x 10) is the total of polygonal ferrite and pearlite.
  • the area ratio is defined as RA F + P (%). That is, the total area ratio RAF + P of polygonal ferrite and pearlite is defined by the following equation.
  • RA F + P A F + P / A TOTAL ⁇ 100
  • Mo content ratio in precipitates in steel As described above, in the rolled steel bar for hot forging of this embodiment, precipitates are formed in polygonal ferrite by phase interface precipitation. In the pearlite, almost no precipitate is generated. Mo is either contained in the precipitate or is dissolved in the matrix.
  • the above-described V—Ti—Mo composite carbide is included to some extent among the precipitates generated in the polygonal ferrite by the phase interface precipitation.
  • the total content of Mo in the precipitate (Mo content in the precipitate C P-Mo ) is the total Mo content in the steel ( It is 50.0% or more of the total Mo amount in the steel (C T-Mo ). That is, the precipitates Mo amount C P-Mo, when defining the total amount of Mo C precipitates the ratio T-Mo Mo ratio RA Mo in the steel, precipitates Mo ratio RA Mo (%) is the following It is defined by an expression.
  • Mo amount ratio in precipitates RA Mo Mo amount in precipitates C P-Mo / Total Mo amount in steel C T-Mo ⁇ 100
  • the precipitates Mo amount ratio RA Mo is less than 50.0%, of the precipitates in polygonal ferrite, small proportion of V-Ti-Mo composite carbide. In this case, it means that Mo is excessively dissolved in the rolled steel bar for hot forging. Therefore, bainite is generated after hot forging, and sufficient yield strength, fatigue strength, and cracking properties cannot be obtained. If the precipitates Mo amount ratio RA Mo is 50.0% or more, of the precipitates in polygonal ferrite, the ratio of V-Ti-Mo composite carbide is sufficiently high. Therefore, excellent yield strength and fatigue after hot forging, provided that the chemical composition satisfies the formulas (1) and (2) and the ratio of the number of precipitates of the specific size described later is 80.0% or more. Strength and cracking properties can be obtained.
  • a preferred lower limit of the precipitates Mo amount ratio RA Mo is 55.0%, still more preferably 60.0%.
  • Mo amount ratio RA Mo in the precipitate can be measured by the following method based on the extraction residue method.
  • a cubic sample having a side of about 10 mm is taken from R / 2 part of the steel material.
  • the surface layer from the sample surface to a depth of 200 ⁇ m is removed by electrolysis using an AA electrolyte solution (an electrolyte solution containing 10 vol% acetylacetone and 1 vol% tetramethylammonium chloride, with the balance being methanol). Remove adhering impurities.
  • the electrolysis time is adjusted with a constant current.
  • the electrolyte is replaced with a new AA-based electrolyte, and the sample is electrolyzed again.
  • the electrolysis time is adjusted so that the volume of the test piece to be electrolyzed is 58 mm 3 with the current being constant at 1000 mA.
  • the electrolytic solution after electrolysis is filtered using a filter having a mesh size of 200 nm to obtain a residue.
  • the obtained residue is subjected to inductively coupled plasma (IPC) emission spectroscopic analysis to determine the total Mo content in the precipitate (Mo amount in the precipitate, C P-Mo , unit is mass (g)).
  • IPC inductively coupled plasma
  • the total Mo content in the steel (total Mo amount in steel C T-Mo , unit is mass (g)) is obtained by the following formula.
  • Total Mo amount in steel C T-Mo Total Mo content in steel (% by mass) ⁇ mass of electrolyzed specimen (g)
  • Mo amount ratio in precipitates RA Mo Mo amount in precipitates C P-Mo / Total Mo amount in steel C T-Mo ⁇ 100
  • precipitates generated in polygonal ferrite are precipitates other than carbides (such as V carbide, Ti carbide, Mo carbide and V-Ti-Mo composite carbide) and carbides represented by TiS and the like. is there.
  • the equivalent-circle diameter of deposits other than carbide is larger than 1000 nm.
  • the equivalent circle diameter of most carbides is 1000 nm or less.
  • Precipitates having a circle equivalent diameter of 3 to 1000 nm in polygonal ferrite are substantially V carbide, Ti carbide, Mo carbide, and V—Ti—Mo composite carbide.
  • carbonized_material are hardly produced
  • the V—Ti—Mo composite carbide means a carbide in which Ti and Mo are contained in the V carbide.
  • the total number N 5-100 of precipitates having a circle equivalent diameter of 5 to 100 nm in polygonal ferrite is 3 to 1000 nm in polygonal ferrite. It is 80.0% or more of the total number N TOTAL of precipitates having an equivalent diameter. That is, the ratio of the total number N 5-100 of precipitates having an equivalent circle diameter of 5 to 100 nm to the total number N TOTAL of precipitates having an equivalent circle diameter of 3 to 1000 nm in polygonal ferrite is the number ratio RA 5-100
  • the precipitates having an equivalent circle diameter of less than 3 nm are not counted because it is difficult to identify precipitates having an equivalent circle diameter of less than 3 nm.
  • the total number N 5-100 of precipitates having an equivalent circle diameter of 5 to 100 nm is the total number N of precipitates having an equivalent circle diameter of 3 to 1000 nm in polygonal ferrite. If it is 80.0% or more of TOTAL , a V-Ti-Mo composite carbide of an appropriate size can be sufficiently secured. Therefore, the yield strength chemical composition satisfies the formula (1) and (2), and the precipitates Mo amount ratio RA Mo is the condition that is 50.0% or more, excellent after hot forging, fatigue Strength and cracking properties can be obtained.
  • the total number N TOTAL of precipitates of equivalent diameter can be measured by the following method.
  • a plate-shaped intermediate material having a thickness of 1 mm is cut out from the R / 2 portion of the rolled steel bar for hot forging.
  • the cut out intermediate material is mechanically polished in the thickness direction to produce a plate-shaped test piece having a thickness of 300 ⁇ m.
  • the plate-shaped test piece is electropolished with a perchloric acid-methanol mixture and thinned to obtain a sample for observation.
  • the observation surface of the sample is observed with a transmission electron microscope (TEM) with a magnification of 200,000, and the precipitate is specified in any five visual fields in the plurality of polygonal ferrites in the observation surface.
  • Precipitates can be identified and distinguished from inclusions by contrast.
  • the size of one visual field is 250 nm ⁇ 350 nm.
  • the area of the identified precipitate is obtained, and the equivalent circle diameter of each precipitate is calculated from the obtained area.
  • the number survey of precipitates is intended only for precipitates that are clearly recognized as precipitates and whose equivalent circle diameter is 3 nm or more.
  • the total number of precipitates having a circle-equivalent diameter of 3 nm to 1000 nm in five fields of view is defined as the total number N TOTAL .
  • the total number of precipitates having an equivalent circle diameter of 5 to 100 nm in five fields of view is defined as the total number N 5-100 .
  • the number ratio RA 5-100 (%) of precipitates having an equivalent circle diameter of 5 to 100 nm among the precipitates having an equivalent circle diameter of 3 to 1000 nm in polygonal ferrite is determined.
  • Number ratio RA 5-100 Total number N 5-100 / Total number N TOTAL ⁇ 100
  • a molten steel satisfying the above-described chemical composition and formulas (1) and (2) is manufactured by a well-known method. Using molten steel, a slab (slab or bloom) is produced by a continuous casting method.
  • Hot working process hot working is performed on the slab produced in the casting process to produce a steel bar.
  • the hot working process includes, for example, a rough rolling process and a finish rolling process.
  • Hot rolling process A billet is manufactured by hot working a slab or an ingot.
  • Hot working is, for example, hot rolling.
  • the hot rolling is performed using a block rolling mill and a continuous rolling mill in which a plurality of stands are arranged in a line and each stand has a plurality of rolls.
  • the hot-rolled billet is cooled.
  • the total number N 5-100 of precipitates having an equivalent circle diameter of 5 to 100 nm in polygonal ferrite is less than the total number of precipitates having an equivalent circle diameter of 3 to 1000 nm in polygonal ferrite.
  • the number N is less than 80.0% of TOTAL .
  • the total content of Mo in the precipitates in the polygonal ferrite (Mo amount in the precipitates C P-Mo ) is the total Mo in the steel.
  • the total number of precipitates of 3 to 1000 nm in polygonal ferrite is 80.0% or more of N TOTAL .
  • the upper limit with preferable cooling time Ct0 is 180 minutes, More preferably, it is 120 minutes.
  • the billet temperature here means the surface temperature of the billet.
  • the billet surface temperature is measured by the following method. At the center in the longitudinal direction of each section when the billet after the rough rolling process is divided into three equal parts in the longitudinal direction (that is, at three locations), the surface temperature of the billet is measured with a radiation thermometer for a predetermined time. The average value of the three measured points is defined as the billet temperature (° C.) at that time.
  • the further cooling method of a billet at the billet temperature of 500 degrees C or less is not specifically limited.
  • the billet after rough rolling is cooled to 100 ° C. or lower, more preferably to room temperature (25 ° C.).
  • a steel bar is manufactured using the billet after the rough rolling process. Specifically, the billet is heated in a heating furnace (heating process). After heating, the billet is hot-rolled (finish rolling) using a continuous rolling mill to produce a rolled steel bar for hot forging (finish rolling step).
  • finishing rolling process A steel bar is manufactured using the billet after the rough rolling process. Specifically, the billet is heated in a heating furnace (heating process). After heating, the billet is hot-rolled (finish rolling) using a continuous rolling mill to produce a rolled steel bar for hot forging (finish rolling step).
  • finishing rolling step finish rolling step
  • the heating process of the finish rolling process should satisfy the following conditions: And heating.
  • the heating conditions are as follows.
  • Heating temperature T1 1100 ° C. or less Heating time t1: Less than 30 minutes If the heating temperature T1 is too high and / or if the heating time t1 is too long, the V—Ti—Mo composite carbide in the polygonal ferrite in the billet is excessive. The precipitate is excessively refined. In this case, the fine V—Ti—Mo composite carbide increases in the polygonal ferrite in the steel material after finish rolling. As a result, the number of precipitates having an equivalent circle diameter of less than 5 nm increases in polygonal ferrite, and the total number N 5-100 of precipitates having an equivalent circle diameter of 5 to 100 nm is 3 to 1000 nm in polygonal ferrite.
  • the total number of precipitates having an equivalent circle diameter of N is less than 80.0% of N TOTAL . Furthermore, since the V—Ti—Mo composite carbide in the billet is excessively dissolved, the total Mo content in the precipitates (Mo amount in the precipitates C P-Mo ) is equal to the total Mo content in the steel (steel The total amount of intermediate Mo (C T-Mo ) is less than 50.0%. In this case, the generation of bainite is promoted after hot forging. In particular, in forging at an ultrahigh temperature of 1330 ° C. or higher, sufficient yield strength, fatigue strength, and crackability may not be obtained.
  • the V—Ti—Mo composite carbide maintains an appropriate size. Therefore, in the steel bar after the finish rolling process, the total content of Mo in the precipitate (Mo amount in the precipitate C P-Mo ) is the total Mo content in the steel (total Mo amount in the steel C T-Mo ).
  • the total number N 5-100 of precipitates having a circle equivalent diameter of 5 to 100 nm in the polygonal ferrite has a circle equivalent diameter of 3 to 1000 nm in the polygonal ferrite. It becomes 80.0% or more of the total number N TOTAL of the deposits to have.
  • the minimum with preferable heating temperature T1 is 900 degreeC, More preferably, it is 950 degreeC.
  • the minimum with the preferable heating time t1 is 5 minutes, More preferably, it is 10 minutes.
  • the upper limit with preferable heating time t1 is 29 minutes, More preferably, it is 25 minutes.
  • the finish rolling mill has a plurality of rolling stands arranged in a row. Each stand has a plurality of rolls (roll groups) arranged around the pass line. The roll group of each stand forms a hole mold, and when the billet passes through the hole mold, it is rolled down to produce a steel bar.
  • finish rolling is carried out.
  • Rolling temperature T2 1200 ° C. or lower Finishing temperature T3: 1000 ° C. or lower
  • the number of rolling stands in each zone is in the range of N ⁇ 2 (N is a natural number).
  • the rolling temperature T2 is defined by the average value (° C.) of the billet temperature measured on the exit side of any two stands of the rolling stands belonging to the middle row zone.
  • the finishing temperature T3 is defined by the average value (° C.) of the billet temperature measured on the exit side of the rolling stand that has finally reduced the billet in the finishing row zone.
  • the billet temperature at the rolling temperature T2 and the finish rolling temperature T3 is measured by the following method.
  • the surface temperature of the billet is measured with a radiation thermometer at the center in the longitudinal direction of each section (that is, at three locations), and the average value is taken as the billet temperature (° C). .
  • the rolling temperature T2 and / or the finishing temperature T3 is too high, the V—Ti—Mo composite carbide in the polygonal ferrite of the billet will be excessively dissolved, so the V—Ti—Mo composite in the steel after finish rolling. Carbide becomes finer.
  • the number of precipitates having an equivalent circle diameter of less than 5 nm increases, and the total number N 5-100 of precipitates having an equivalent circle diameter of 5 to 100 nm has an equivalent circle diameter of 3 to 1000 nm in polygonal ferrite.
  • the total number of precipitates is less than 80.0% of N TOTAL .
  • the rolling temperature T2 is 1200 ° C. or lower and the finish rolling temperature T3 is 1000 ° C. or lower, a moderately sized precipitate is generated in the polygonal ferrite of the steel bar after the finish rolling, and the precipitation in the polygonal ferrite
  • the total content of Mo in the product is 50.0% or more of the total Mo content in steel (total Mo amount in steel C T-Mo ), and
  • the total number N 5-100 of precipitates having an equivalent circle diameter of 5 to 100 nm is 80 % of the total number N TOTAL of precipitates having an equivalent circle diameter of 3 to 1000 nm in the polygonal ferrite. 0% or more.
  • the minimum with preferable rolling temperature T2 is 900 degreeC, More preferably, it is 950 degreeC.
  • the minimum with preferable finishing temperature T3 is 850 degreeC, More preferably, it is 900 degreeC.
  • Cooling time Ct1 from 800 ° C. to 500 ° C. 1: 5 minutes or less If the cooling time Ct1 of the steel bar after finish rolling exceeds 5 minutes, the cooling rate is too slow. In this case, the V—Ti—Mo composite carbide is excessively coarsened in the polygonal ferrite. As a result, the number of precipitates having an equivalent circle diameter exceeding 100 nm increases in polygonal ferrite, and the total number N 5-100 of precipitates having an equivalent circle diameter of 5 to 100 nm is 3 to 1000 nm in polygonal ferrite. The total number of precipitates having a circle-equivalent diameter is less than 80.0% of N TOTAL .
  • the elements (V, Ti, Mo, C) forming the V—Ti—Mo composite carbide in the hot forging rolled steel bar are not sufficiently dissolved. Therefore, after hot forging, fine V—Ti—Mo composite carbide is hardly generated in polygonal ferrite due to phase interface precipitation. Furthermore, since the Mo solid solution amount is low, the hardenability may be lowered. Therefore, the yield strength and fatigue strength are reduced in the steel material after hot forging. In particular, in forging at 850 ° C. or lower, the hardenability is lowered and sufficient strength may not be obtained.
  • the cooling time Ct1 is 5 minutes or less, the V—Ti—Mo composite carbide is maintained at an appropriate size. Therefore, the number of precipitates having an equivalent circle diameter exceeding 100 nm is not excessively increased in the polygonal ferrite, and the total number N 5-100 of precipitates having an equivalent circle diameter of 5 to 100 nm is 3 to 3 in the polygonal ferrite. It becomes 80.0% or more of the total number N TOTAL of 1000 nm precipitates. As a result, sufficient yield strength and fatigue strength can be obtained in the steel material after hot forging.
  • a preferable lower limit of the cooling time Ct1 is 1 minute, and more preferably 2 minutes.
  • the cumulative area reduction rate in the finish rolling mill in the finish rolling process is 70% or more.
  • the above-described rolled steel bar for hot forging is manufactured by the above manufacturing process.
  • a cracking connecting rod manufacturing method will be described as an example of a method for manufacturing a hot forged product using the above-described hot forging rolled steel bar.
  • a steel material is heated in a high frequency induction heating furnace.
  • the preferred heating temperature is 1100-1300 ° C.
  • a preferred heating time in the high frequency induction heating furnace is 1 to 15 minutes.
  • the surface temperature of the rolled steel bar for hot forging becomes equal to the heating temperature. If the rolled steel bar for hot forging of this embodiment is used, excellent cracking property, machinability, yield strength, and fatigue strength can be obtained even in forging at ultrahigh temperatures of 1330 ° C.
  • the V—Ti—Mo composite carbide in the polygonal ferrite of the rolled steel bar for hot forging contains Ti, so that it does not easily dissolve at high temperatures. Therefore, even when heated at an ultrahigh temperature of 1330 ° C. or higher for 1 to 15 minutes, most of the V—Ti—Mo composite carbide in the polygonal ferrite remains without being completely dissolved. As a result, during hot forging, it is possible to suppress the formation of bainite resulting from an excessively large amount of solute Mo, and it is possible to obtain excellent cracking properties while having high yield strength and fatigue strength.
  • ⁇ Hot forging is performed on the heated steel bars to produce cracking connecting rods.
  • the degree of processing during hot forging is 0.22 or more.
  • the working degree is the maximum value of the logarithmic strain generated in the portion excluding burrs in the forging process.
  • the microstructure of the manufactured hot forged product is mainly composed of polygonal ferrite and pearlite.
  • the total area ratio of polygonal ferrite and pearlite is 90% or more.
  • the total area ratio of polygonal ferrite and pearlite in the microstructure is preferably 95.0% or more, and more preferably 100.0%.
  • the balance of the microstructure is bainite / and / or retained austenite. If the rolled steel bar for hot forging of this embodiment is used, even if forging is performed at an ultrahigh temperature of 1330 ° C. or higher or an extremely low temperature of 850 ° C. or lower, the microstructure of bainite having a microstructure of a hot forged product (for example, cracking connecting rod) Generation is suppressed.
  • bainite When bainite is included in the microstructure, when the large end is fractured and divided into two parts (cap and rod), the fractured part is plastically deformed and a part of the fracture surface tends to become a ductile fracture surface, and cracking properties Is prone to decline.
  • the rolled steel bar for hot forging of this embodiment can suppress the generation of bainite and maintain excellent cracking properties.
  • the area ratio of bainite in the microstructure in the hot forged product can be measured by the same method as the microstructure observation in the rolled steel bar for hot forging.
  • a cracking connecting rod has been described as an example of a method for manufacturing a hot forged product.
  • the rolled steel bar for hot forging of this embodiment is not limited to cracking connecting rod applications.
  • the rolled steel bar for hot forging of this embodiment can be widely applied to hot forged products.
  • the manufacturing method of the rolled steel bar for hot forging of this embodiment is not limited to the said manufacturing method. It has a chemical composition satisfying the formulas (1) and (2), the total area ratio of polygonal ferrite and pearlite is 90.0% or more in the microstructure, and the total content of Mo in the precipitate (precipitate Medium Mo amount C P-Mo ) becomes 50.0% or more of the total Mo content in steel (total Mo amount in steel C T-Mo ), and 5 to 100 nm in polygonal ferrite
  • the production method is particularly limited if the total number N 5-100 of precipitates having an equivalent diameter is 80.0% or more of the total number N TOTAL of precipitates having a circle equivalent diameter of 3 to 1000 nm in polygonal ferrite. Not.
  • the rolled steel bar for hot forging of this embodiment has the above chemical composition satisfying the formulas (1) and (2), and the total area ratio of polygonal ferrite and pearlite is 90.0% or more in the microstructure.
  • the total Mo content in the precipitates in the polygonal ferrite (Mo amount in the precipitates C P-Mo ) is 50.0 of the total Mo content in the steel (total Mo amount in the steels C T-Mo ).
  • the total number N 5-100 of precipitates having an equivalent circle diameter of 5 to 100 nm in polygonal ferrite is equal to the total number of precipitates having an equivalent circle diameter of 3 to 1000 nm in polygonal ferrite.
  • the number N is 80.0% or more of TOTAL . Therefore, it has high yield strength and fatigue strength, and has excellent machinability and cracking properties.
  • a hot forging simulated product obtained by carrying out hot forward extrusion with a cross-section reduction rate of 60% after heating the above-described rolled steel bar for hot forging at 1350 ° C. for 5 minutes is a 1350 ° C. product.
  • a hot forging simulated product obtained by carrying out hot forward extrusion with a cross-section reduction rate of 60% after heating the above-described hot forging rolled steel bar at 800 ° C. for 5 minutes is defined as an 800 ° C. product.
  • the yield strength is 600 MPa or more
  • the fatigue strength obtained by the double fatigue test with the minimum maximum stress ratio ⁇ 1 and the frequency 30 Hz at 25 ° C in the atmosphere is 360 MPa or more.
  • the molten steel which has the chemical composition shown in Table 1 and Table 2 was manufactured.
  • test Nos. 1 to 53 are appropriate and satisfy Formula (1) and Formula (2).
  • test numbers 54 to 76 the content of any element in the chemical composition was inappropriate or did not satisfy formula (1) and / or formula (2).
  • the test number 76 was used as a comparative material used as a reference value for mechanical characteristics described later.
  • the molten steel of each test number was manufactured in a 3 ton electric furnace to produce an ingot.
  • the manufactured ingot was hot-rolled to produce a steel bar.
  • the time Ct0 until the steel material temperature at the time of cooling after rough rolling reaches 800 ° C. to 500 ° C. is as shown in Tables 3 and 4, and test numbers 1 to 46 and 48 to 76 are 23 to 29 minutes and test number 47 was 15 minutes.
  • the steel material temperature after rough rolling was obtained by measuring with a radiation thermometer by the above-described method. Thereafter, finish rolling was performed using a finish rolling mill to produce a steel bar having a diameter of 33 mm.
  • the rolling conditions of test numbers 1 to 49 and 54 to 76 in the finish rolling process are as follows: heating temperature T1: 1023-1078 ° C., heating time t1: 22-26 minutes, rolling temperature T2: 989 to 1011 ° C., finishing temperature T3: 929 to 962 ° C.
  • the rolling conditions of test number 50 were heating temperature T1: 1148 ° C, heating time t1: 25 minutes, rolling temperature T2: 1098 ° C, and finishing temperature T3: 1052 ° C.
  • the rolling conditions of test number 51 were heating temperature T1: 1023 to 1078 ° C., heating time t1: 30 minutes, rolling temperature T2: 989 to 1011 ° C., and finishing temperature T3: 929 to 962 ° C.
  • the rolling conditions of test number 52 were heating temperature T1: 1023 to 1078 ° C., heating time t1: 22 to 26 minutes, rolling temperature T2: 1098 ° C., and finishing temperature T3: 1052 ° C.
  • the rolling conditions of test number 53 were heating temperature T1: 1148 ° C, heating time t1: 25 minutes, rolling temperature T2: 1098 ° C, and finishing temperature T3: 1052 ° C.
  • the steel bar was cooled. As shown in Tables 3 and 4, the cooling time Ct1 from 800 ° C. to 500 ° C. in Test Nos. 1 to 47 and 50 to 76 was 3 to 4 minutes. The time Ct1 from 800 ° C. to 500 ° C. for Test No. 48 and Test No. 49 was 7 minutes. The heating temperature T1, the rolling temperature T2, and the finishing temperature T3 were measured by the method described above. The cooling time Ct1 was obtained in the same manner as the cooling time Ct0. The rolled steel bars for hot forging No. 1 to No. 76 were manufactured by the above manufacturing method.
  • Test No. 76 was held at a heating temperature of 1200 ° C. before hot extrusion for 5 minutes. Immediately after heating, hot forward extrusion with a cross-section reduction rate of 60% was performed to form a round bar having a diameter of 24 mm. This was used as a comparative material (a steel material used as a reference value for each mechanical characteristic).
  • evaluation test The following evaluation test was carried out using a test material that is a steel bar before hot forward extrusion and a simulated hot forging product.
  • the above-mentioned well-known component analysis method was implemented with respect to the test material of each test number, and the chemical composition was analyzed.
  • the chemical composition of the test material of each test number was as shown in Tables 1 and 2.
  • a microstructural observation test was performed using a test material that is a steel bar before hot forward extrusion of each test number and a hot forging simulated product. Specifically, a sample containing R / 2 part was collected from the longitudinal sections of the test material and the hot simulated product. The surface perpendicular to the central axis of the rolled steel bar for hot forging was used as the observation surface. After the observation surface was polished, it was etched with 3% nitric alcohol (nitral corrosive solution). The etched observation surface was observed with a 200 ⁇ optical microscope, and the total area ratio RA F + P (%) of polygonal ferrite and pearlite was determined by the method described above.
  • Precipitates were identified by the above-described method, and the total number N 5-100 of precipitates having a circle equivalent diameter of 5 to 100 nm in polygonal ferrite and precipitates having a circle equivalent diameter of 3 to 1000 nm in polygonal ferrite
  • the total number N of TOTAL was determined.
  • the number ratio RA 5-100 (%) of precipitates having a circle equivalent diameter of 5 to 100 nm in polygonal ferrite is obtained by the following formula. It was.
  • Number ratio RA 5-100 Total number N 5-100 / Total number N TOTAL ⁇ 100
  • the obtained number ratio RA 5-100 is shown in Tables 3 and 4.
  • “A” means that the number ratio RA 5-100 in the corresponding test number was 90.0% or more.
  • “B” means that the number ratio RA 5-100 in the corresponding test number was 80.0 to less than 90.0%.
  • “N” means that the number ratio RA 5-100 in the corresponding test number was less than 80.0%.
  • “N-1” and “N-2” both mean that the number ratio RA 5-100 was less than 80.0%.
  • N-1 has an excessively large number ratio of precipitates having an equivalent circle diameter of less than 5 nm in polygonal ferrite, resulting in a number ratio RA 5-100 of less than 80.0%.
  • Means that “N-2” indicates that the number ratio of RA 5-100 was less than 80.0% as a result of the excessive number ratio of precipitates having an equivalent circle diameter exceeding 100 nm in polygonal ferrite. means.
  • Table 3 and Table 4 show the obtained Mo amount ratio RA Mo in the precipitate.
  • RA Mo Mo amount ratio RA Mo in the precipitates in the corresponding test number was 90.0% or more.
  • B means that the Mo amount ratio RA Mo in the precipitate in the corresponding test number was 70.0 to less than 90.0%.
  • C means that the Mo amount ratio RA Mo in the precipitate in the corresponding test number was 50.0 to less than 70.0%.
  • N means that the Mo content ratio RA Mo in the precipitate in the corresponding test number was less than 50.0%.
  • the evaluation is “A”, and the evaluation strength is “B” when the yield strength is less than 110 to 125%.
  • the case where the yield strength YS was less than 110% was evaluated as “N”.
  • the fatigue test piece shown in FIG. 3 was collected from R / 2 part of each hot forging simulated product. Referring to FIG. 3, the fatigue test piece had a circular cross section and a parallel part length of 42 mm.
  • the numerical value in which the unit in FIG. 3 is not shown shows the dimension (a unit is mm) of the corresponding site
  • the “ ⁇ numerical value” in the figure indicates the diameter (mm) of the designated part.
  • the “R value” in the figure indicates the radius (mm) of the shoulder.
  • a swing fatigue test Ono-type rotating bending fatigue test
  • the frequency was 30 Hz.
  • the case where the fatigue strength is 125% or more with respect to the fatigue strength (360 MPa) of the comparative material of test number 76 was evaluated as “A”, and the case where the fatigue strength was 110 to less than 125% was evaluated as “B”. The case where the fatigue strength was less than 110% was evaluated as “N”.
  • a V-notch Charpy impact test piece in which a notch was machined was collected from the center of the hot forging simulated product of each test number.
  • the test piece had a width of 10 mm, a height of 10 mm, a length of 55 mm, and a notch depth of 2 mm.
  • Each specimen was subjected to a Charpy impact test in accordance with JIS Z2242 (2005) at 0 ° C. to obtain a Charpy impact value (J / cm 2 ).
  • the evaluation was “A” when the Charpy impact value was 8 J / cm 2 or less, and the evaluation “N” when the Charpy impact value exceeded 8 J / cm 2 .
  • Test No. 48 and Test No. 49 have an appropriate chemical composition, fn1 satisfies the formula (1), and fn2 satisfies the formula (2).
  • the cooling time Ct1 is 5 minutes. Exceeded. Therefore, the cooling rate is too slow, the V—Ti—Mo composite carbide in the polygonal ferrite is coarsened, the total number of precipitates having an equivalent circle diameter exceeding 100 nm is increased, and the number ratio RA 5-100 (%) is 80 Less than 0.0%. As a result, the yield strength and fatigue strength of the 800 ° C. product were low.
  • test number 50 the chemical composition was appropriate, fn1 satisfied Formula (1), and fn2 satisfied Formula (2).
  • the heating temperature T1 exceeded 1100 ° C. Therefore, the finish rolling temperature T3 also exceeded 1000 ° C.
  • the V—Ti—Mo composite carbide in the polygonal ferrite is not sufficiently coarsened, the number ratio of precipitates having a diameter of less than 5 nm is large, and the number ratio of precipitates having a circle equivalent diameter of 5 to 100 nm is RA 5- 100 was less than 80.0%.
  • the formation of bainite was promoted, and the yield strength, fatigue strength, and cracking properties were low at 1350 ° C.
  • test number 51 the chemical composition was appropriate, fn1 satisfied equation (1), and fn2 satisfied equation (2).
  • the heating time t1 in finish rolling was too long.
  • the V—Ti—Mo composite carbide in the polygonal ferrite is not sufficiently coarsened, the number ratio of precipitates having a diameter of less than 5 nm is large, and the number ratio of precipitates having a circle equivalent diameter of 5 to 100 nm is RA 5- 100 was less than 80.0%.
  • the formation of bainite was promoted, and the yield strength, fatigue strength, and cracking properties were low at 1350 ° C.
  • test number 54 The C content of test number 54 was too high. Therefore, machinability was low.
  • test number 55 The C content of test number 55 was too low. Therefore, the yield strength and fatigue strength were low.
  • test number 56 The Si content of test number 56 was too low. Therefore, the yield strength and fatigue strength were low.
  • the Mn content of test number 57 was too high. Therefore, bainite was generated in the 1350 ° C. product, and the total area ratio of polygonal ferrite and pearlite in the microstructure was less than 90.0%. Therefore, the cracking property was low. Furthermore, the yield strength and fatigue strength were also low.
  • test number 58 The Mn content of test number 58 was too low. Therefore, the yield strength and fatigue strength were low.
  • test number 60 The S content of test number 60 was too high. Therefore, the fatigue strength was low.
  • test number 61 The S content of test number 61 was too low. Therefore, machinability was low.
  • the Cr content of test number 62 was too high. Therefore, bainite was generated in the 1350 ° C. product, and the total area ratio of polygonal ferrite and pearlite in the microstructure was less than 90.0%. Therefore, the cracking property was low. Furthermore, the yield strength and fatigue strength were also low.
  • test number 63 The Cr content of test number 63 was too low. Therefore, the yield strength and fatigue strength were low.
  • test number 64 The Mo content of test number 64 was too high. Therefore, bainite was generated in the 1350 ° C. product, and the total area ratio of polygonal ferrite and pearlite in the microstructure was less than 90.0%. Therefore, the cracking property was low. Furthermore, the yield strength and fatigue strength were also low.
  • test number 65 The Mo content of test number 65 was too low. Therefore, the yield strength and fatigue strength were low.
  • test number 66 The V content of test number 66 was too high. Therefore, machinability was low.
  • test number 67 The V content of test number 67 was too low. Therefore, the yield strength and fatigue strength were low.
  • test number 68 The Ti content of test number 68 was too high. Therefore, machinability was low.
  • test number 69 The Ti content of test number 69 was too low. Therefore, yield strength, fatigue strength, and cracking properties were low.
  • test number 70 The Al content of test number 70 was too high. Therefore, the fatigue strength was low.
  • N content of test number 71 was low. Therefore, the yield strength and fatigue strength were low.
  • test numbers 72 and 73 In test numbers 72 and 73, fn1 was too high. Therefore, machinability was low.
  • test number 74 In test number 74, fn1 was too low. Therefore, the yield strength and fatigue strength were low.
  • test number 75 fn2 was too high. As a result, bainite was generated, and the yield strength, fatigue strength, and cracking property of the 1350 ° C. product were low.

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Abstract

熱間鍛造用圧延棒鋼は、質量％で、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％を含有し、式（１）及び（２）を満たし、ポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率は９０％以上であり、析出物中に含有されるＭｏの総含有量（質量％）は、鋼中の全Ｍｏ含有量（質量％）の５０．０％以上であり、ポリゴナルフェライト中において、５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数は、３～１０００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数の８０．０％以上である。　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

熱間鍛造用圧延棒鋼
　本発明は、棒鋼に関し、さらに詳しくは、熱間鍛造用圧延棒鋼に関する。
　自動車エンジン等に用いられるコネクティングロッド（以下、コンロッドという）は、ピストンとクランクシャフトとを連結するエンジン部品であり、ピストンの往復運動をクランクの回転運動に変換する。
　図１は一般的なコンロッドの正面図である。図１に示すとおり、コンロッド１は、大端部１００と、棹部２００と、小端部３００とを含む。棹部２００の一端に大端部１００が配置され、棹部２００の他端に小端部３００が配置される。大端部１００はクランクピンに連結される。小端部３００はピストンピンを介してピストンに連結される。
　コンロッド１は２つの部品（キャップ２及びロッド３）を備える。これらの部品は通常、熱間鍛造により製造される。キャップ２及びロッド３の一端部が大端部１００に相当する。ロッド３の一端部以外の他の部分が、棹部２００及び小端部３００に相当する。大端部１００及び小端部３００は切削して形成される。そのため、コンロッド１には高い被削性が求められる。
　コンロッド１は、エンジン動作時に周辺部材からの荷重を受ける。最近ではさらに、省燃費化のために、コンロッド１の軽量化及び小型化が求められている。そのため、コンロッド１には、棹部２００を細くしても、ピストンから伝わる荷重に対応可能な優れた降伏強度が求められている。さらに、コンロッドには、繰り返しの圧縮荷重及び引張荷重がかかるため、優れた疲労強度も求められる。
　コンロッドの軽量化実現のために、超高温での鍛造が有効である。具体的には、１３３０℃以上の温度で鍛造すれば成形が容易になり、機能上不必要な部位の肉厚を削減することができる。これにより、コンロッドを軽量化できる。
　コンロッドの小型化実現のために、極低温での鍛造も有効である。具体的には、８５０℃以下の温度で鍛造し、結晶粒を微細化して、強度を高める。これにより、コンロッドを小型化できる。
　ところで、従来技術では、コンロッド１のキャップ２とロッド３とが別々に製造されていた。そのため、キャップ２とロッド３との位置決めのために、ノックピン加工等が必要だった。さらに、キャップ２とロッド３との合わせ面に対して切削加工工程が必要だった。近年では、これらの工程を省略可能なクラッキングコンロッドが普及し始めている。
　クラッキングコンロッドでは、コンロッドを一体成型した後、大端部１００の孔に治具を挿入し、応力を負荷して大端部を破断して、２つの部品（キャップ２及びロッド３に相当）に分割する。そして、クランクシャフトに取り付けるときに分割された２つの部品を結合する。大端部１００の破断面が変形のない脆性破面であれば、キャップ２及びロッド３の破断面を合わせ、ボルトで連結することができる。したがってこの場合、ノックピン加工工程及び切削加工工程が省略される。その結果、製造コストが下がる。
　米国特許第５１３５５８７号（特許文献１）、特開２００５－６８４６０号公報（特許文献２）、特開２００５－２９８２５号公報（特許文献３）、特開２０１１－１９５８６２号公報（特許文献４）、及び、特開２０１４－７７２００号公報（特許文献５）は、クラッキングコンロッド用鋼材及びクラッキングコンロッドの製造方法を提案する。
　特許文献１に開示されたクラッキングコンロッド用鍛造用鋼は、重量％でＣ：０．６～０．７５％、Ｍｎ：０．２５～０．５％、Ｓ：０．０４～０．１２％、Ｍｎ／Ｓ＞３．０であり、残部がＦｅ及び不純物：約１．２％以下からなる化学組成を有し、組織はパーライト組織である。さらに、ＡＳＴＭ基準Ｅ１１２－８８による粒度番号が３～８である。これにより、優れた被削性が得られる、と特許文献１には記載されている。
　特許文献２に開示された熱間鍛造非調質鋼は、フェライト単相組織を有し、フェライト相中に粒径が１０ｎｍ未満の微細析出物が分散析出していることを特徴とする。降伏応力６００Ｎ／ｍｍ2以上で０．８５以上の降伏比を有し、且つ、引張破断による破面が脆性破面である。これにより、優れた被削性が得られる、と特許文献２には記載されている。
　特許文献３に開示されたコンロッドの製造方法は、最終的な素材状態がＶ系析出物に基づく析出強化状態とされる熱間鍛造非調質鋼を、コンロッドを構成する鋼材として用いる。この鋼材を１１００℃以上１３００℃以下の温度域で熱間鍛造することにより、コンロッドの母形状を有する鍛造体を得る熱間鍛造工程と、該熱間鍛造工程が終了後、鍛造体を８００℃から５００℃までの第一温度域の平均冷却速度が１℃／秒以上となるように中間冷却する中間冷却工程と、該中間冷却工程が終了後、鍛造体を５００℃以上７００℃以下の第二温度域でＶ系析出物を時効析出させる時効熱処理工程とを有する。これにより、コンロッドの強度を高めることができる、と特許文献３には記載されている。
　特許文献４に開示された熱間鍛造用非調質鋼は、質量％で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％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなる。２Ｍｎ＋５Ｍｏ＋Ｃｒ≦３．１であり、Ｃ＋Ｓｉ／５＋Ｍｎ／１０＋１０Ｐ＋５Ｖ≧１．８であり、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｖが０．９０～１．１０である。さらに、硬さがＨＶ３３０以上であり、降伏比が０．７３以上であり、組織が、ベイナイトが１０％以下のフェライト・パーライト組織である。この文献では、２Ｍｎ＋５Ｍｏ＋Ｃｒ≦３．１を満たすことによりベイナイトの生成を抑制し、Ｃ＋Ｓｉ／５＋Ｍｎ／１０＋１０Ｐ＋５Ｖ≧１．８を満たすことにより優れたクラッキング性が得られる、と特許文献４には記載されている。
　特許文献５に開示されたクラッキングコンロッドは、質量％で、０．２０～０．６０％のＣを含むフェライト・パーライト型非調質鋼からなり、少なくとも、クランクシャフト及びピストンにそれぞれ係合する大端部及び小端部とこれらの間を接続しコイニング処理された桿部とを具備する。必須添加元素をＣ、Ｎ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ及びＣｒとして、任意添加元素をＶ、Ｐｂ、Ｔｅ、Ｃａ及びＢｉとする。必須添加元素において、質量％で、Ｓｉを０．０５～２．０％の範囲内、Ｍｎを０．３０～１．５０％の範囲内、Ｐを０．０１～０．２％の範囲内、Ｓを０．０６０～０．２％の範囲内、及び、Ｃｒを０．０５～１．００％の範囲内で添加するとともに、Ｎを０．００５～０．０３０％且つＴｉを０．２０％以下（ただし０．１５４％以上を除く）の範囲内で、Ｔｉ≧３．４Ｎ＋０．０２を満たすように含む。任意添加元素において、質量％で、Ｖを０．１４％以下、Ｐｂを０．３０％以下、Ｔｅを０．３％以下、Ｃａを０．０１％以下、及び、Ｂｉを０．３０％以下で含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から構成された鋼からなる。大端部における０．２％耐力が６５０ＭＰａよりも小であるとともに、コイニング処理された桿部における０．２％耐力が７００ＭＰａよりも大である。これにより、強度及び被削性を高められる、と特許文献５には記載されている。
米国特許第５１３５５８７号 特開２００５－６８４６０号公報 特開２００５－２９８２５号公報 特開２０１１－１９５８６２号公報 特開２０１４－７７２００号公報
　ここまで述べた従来技術においては、いずれも、十分な性能を示すコンロッドを製造するための熱間鍛造の温度条件幅が狭いという課題があった。
　例えば、特許文献１では、熱間鍛造を１０３７～１２６０℃（１９００～２３００°Ｆ）で行っており、８５０℃以下、または１３３０℃以上の熱間鍛造は想定されていない。さらに、特許文献１のコンロッドでは、従来の機械構造用炭素鋼を調質処理したコンロッドに比べて疲労強度及び降伏強度が不足する。
　特許文献２～５では、十分な強度が得られる。しかしながら、これらの文献が開示する発明でも、１３３０℃以上の超高温での鍛造、及び８５０℃以下の極低温での鍛造が想定されていない。そのため、こういった条件で製造した場合、十分なクラッキング性、被削性、降伏強度、及び疲労強度が得られない場合があり得る。
　一方で、上述したように、１３３０℃以上の超高温、又は、８５０℃以下の極低温で熱間鍛造することにより、コンロッドの軽量化及び小型化が可能となる。さらに、多様な製造条件において十分な性能の製品を実現できる圧延棒鋼は、多くの生産工場で利用可能である。そのため、広い鍛造温度範囲において、十分な性能の製品を製造可能な鋼材（圧延棒鋼）が望まれている。
　本発明の目的は、１３３０℃以上の超高温、又は、８５０℃以下の極低温で鍛造された場合であっても、高い降伏強度及び疲労強度を有するコンロッドを実現でき、さらにコンロッド製造時の優れた被削性及びクラッキング性を実現できる熱間鍛造用圧延棒鋼を提供することである。
　本実施形態による熱間鍛造用圧延棒鋼は、化学組成が、質量％で、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％、及び、Ｂｉ：０～０．３０００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす。上記熱間鍛造用圧延棒鋼のミクロ組織において、ポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率は９０％以上である。析出物中のＭｏの総含有量（質量％）は、鋼中の全Ｍｏ含有量（質量％）の５０．０％以上である。ポリゴナルフェライト中の５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数は、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数の８０．０％以上である。
　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）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　本実施形態による熱間鍛造用圧延棒鋼は、１３３０℃以上の超高温、又は、８５０℃以下の極低温で鍛造された場合であっても、高い降伏強度及び疲労強度を有するコンロッドを実現でき、さらに、コンロッド製造時の優れた被削性及びクラッキング性を実現できる。
図１は、従来のコネクティングロッドの正面図である。 図２は、引張試験に用いた引張試験片の正面図である。 図３は、疲労強度試験に用いた疲労強度試験片の正面図である。
　本発明者は、熱間鍛造用圧延棒鋼の熱間鍛造後の強度（降伏強度及び疲労強度）、被削性、及び、クラッキング性について調査及び検討を行った。その結果、本発明者は次の知見を得た。
　（Ａ）降伏強度及び疲労強度と、被削性とは相反する機械特性である。化学成分を適正に調整できれば、これらの機械特性の両立が可能である。
　本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼では、質量％で、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％、及び、Ｂｉ：０～０．３０００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成とし、ミクロ組織において、ポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率を９０．０％以上とする。
　本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼ではさらに、上記化学組成が式（１）を満たすようにする。
　０．６０≦Ｃ＋０．２Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．７５Ｖ＋０．８１Ｍｏ≦１．００　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　ｆｎ１＝Ｃ＋０．２Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．７５Ｖ＋０．８１Ｍｏと定義する。ｆｎ１は強度（降伏強度、疲労強度）及び被削性の指標である。ｆｎ１は、強度と正の相関を示す。ｆｎ１が１．００よりも高ければ、鋼の強度が高くなりすぎ、鋼の被削性が低下する。ｆｎ１が０．６０未満であれば、鋼の強度が低すぎる。ｆｎ１が０．６０～１．００であれば、強度及び被削性を高めることができる。
　（Ｂ）ベイナイトは、フェライト及びパーライトと比較して靭性が高い。そのため、クラッキングコンロッドの大端部を破断して２つの部品（キャップ及びロッド）を製造した場合、破断部分が塑性変形し、破断面に延性破面が発生する。つまり、クラッキング性が低下する。ベイナイトの生成を抑制すれば、クラッキング性を高めることができる。
　そこで、本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼ではさらに、上記化学組成が式（１）を満たすだけでなく、式（２）を満たすようにする。
　０．１２Ｃ＋０．３５Ｍｎ＋０．４２Ｃｒ＋Ｍｏ－０．０８Ｓｉ≦０．７０　（２）
　ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　ｆｎ２＝０．１２Ｃ＋０．３５Ｍｎ＋０．４２Ｃｒ＋Ｍｏ－０．０８Ｓｉと定義する。ｆｎ２は熱間鍛造後のベイナイト生成量の指標である。ｆｎ２が０．７０を超えれば、特に、１３３０℃以上の超高温での鍛造において、ベイナイトが生成しやすくなる。その結果、相界面析出によりフェライト中に生成する析出物による析出強化を利用することができず、降伏強度、疲労強度が低下する。さらにベイナイトはフェライトよりも靱性が高いため、クラッキング性も低下する。ｆｎ２が０．７０以下であれば、１３３０℃以上の超高温での鍛造を実施した後でも、鋼材のミクロ組織がフェライト－パーライト組織になりやすく、ベイナイトが生成しにくい。そのため、十分な降伏強度及び疲労強度とともに、優れたクラッキング性が得られる。
　（Ｃ）しかしながら、上記化学組成が式（１）及び式（２）を満たすだけでは、十分な降伏強度、疲労強度及びクラッキング性が得られない。そこで、本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼では、相界面析出によりポリゴナルフェライト中に析出する析出物のうち、Ｖ炭化物、Ｔｉ炭化物及びＭｏ炭化物の複合炭化物であるＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物に注目する。ここで、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物は、Ｖ炭化物中にＴｉ及びＭｏが含有された炭化物である。
　ポリゴナルフェライト中に生成する析出物には、Ｖ炭化物、Ｔｉ炭化物、Ｍｏ炭化物及び、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物等の炭化物の他、ＴｉＳ等の炭化物と異なる他の析出物も存在する場合がある。しかしながら、ＴｉＳ等の炭化物と異なる他の析出物の円相当径は１μｍ（１０００ｎｍ）よりも大きい。一方、式（１）及び式（２）を満たす上述の化学組成の鋼のポリゴナルフェライト中の炭化物に注目した場合、Ｔｉ炭化物及びＭｏ炭化物はほとんど生成せず、炭化物のほとんどがＶ炭化物及びＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物である。そして、これらの炭化物の円相当径は１０００ｎｍ以下である。
　本実施形態では、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径を有する析出物のうち、５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の割合を多くする。５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物は、実質的にＶ炭化物及びＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物のいずれかである。５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の割合を多くすることにより、熱間鍛造後においても優れた降伏強度及び疲労強度が得られ、優れたクラッキング性も得られる。以下、この点について詳述する。
　上記化学組成を有し、式（１）及び式（２）を満たす棒鋼を熱間鍛造した場合、熱間鍛造後の冷却工程において、相界面析出により、ポリゴナルフェライト中に析出物が生成する。上記化学組成において、Ｍｏ含有量は０．０１～０．１０％と低い。そのため、ＭｏはＭｏ２Ｃとしては析出しにくく、相界面析出により生成するＶ炭化物（ＶＣ）に固溶しやすい。さらに、Ｖ炭化物（ＶＣ）にはＴｉも固溶しやすい。なお、上述の化学組成を有する鋼の場合、Ｍｏは、析出物に含有されるか、マトリクスに固溶しているかのいずれかである。
　本実施形態では、相界面析出により生成される析出物として、主として、Ｖ炭化物、Ｔｉ炭化物、Ｍｏ炭化物が存在し、さらに、Ｖ炭化物にＴｉ及びＭｏが固溶したＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が存在する。Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物はＶ炭化物（ＶＣ）とは析出形態が異なる。具体的には、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物は、Ｍｏを固溶することにより、熱間鍛造後の鋼材の降伏強度及び疲労強度を飛躍的に高めることができる。熱間鍛造後の鋼材中に微細なＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物を析出させるためには、熱間鍛造前の鋼材において、Ｖ、Ｔｉ及びＭｏがオーステナイトに固溶しているのが好ましい。
　しかしながら、熱間鍛造工程において熱間鍛造用圧延棒鋼が加熱され、そのミクロ組織がオーステナイトとなったときに、Ｍｏがオーステナイトに過剰に固溶していれば、鋼の焼入れ性が過剰に高まり、ベイナイトの生成が促進されてしまう。特に、１３３０℃以上の超高温での鍛造において、その傾向（ベイナイト生成の促進）が顕著になる。この場合、フェライトの生成が抑制されるため、相界面析出によるＶＣ及びＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物の生成量が不十分となる。そのため、十分な降伏強度、疲労強度が得られない。さらに、ベイナイトの生成により靱性が高まるため、十分なクラッキング性が得られない。
　一方で、上述のＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物は、ＶＣと比較して、１３３０℃以上の超高温でも固溶しにくい特徴を有する。その理由は定かではないが、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物はＴｉを含有するため、高温においてもＶＣよりも固溶しにくくなるためと考えられる。
　そこで、本発明者らは、上記化学組成を有し、式（１）及び式（２）を満たす熱間鍛造用圧延棒鋼において、相界面析出によりポリゴナルフェライト中に析出した炭化物のうち所定の適切なサイズ（円相当径で５～１００ｎｍ）のＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物の割合を多くすれば、熱間鍛造工程での加熱時において、各Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が若干固溶してサイズを小さくなるものの、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が完全には固溶せずに残存すると考えた。この場合、Ｍｏが鋼中に過剰に固溶するのを抑制できるため、ベイナイトの生成を抑制しつつ、熱間鍛造前に析出していたＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物を、熱間鍛造後の鋼材にも残存させることができる。さらに、熱間鍛造工程の冷却時に相界面析出により新たに生成した微細なＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合析出物も、熱間鍛造後の鋼材に含めることができる。その結果、優れた降伏強度、疲労強度、及び、クラッキング性が得られると考えた。以上の検討結果に基づいて本発明者らがさらに調査及び検討を行った結果、次の知見を得た。
　上述のとおり、ポリゴナルフェライト中に生成する炭化物の円相当径は１０００ｎｍ以下であり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成において、ポリゴナルフェライト中に生成する円相当径が１０００ｎｍの析出物は、実質的に炭化物である。熱間鍛造用圧延棒鋼のポリゴナルフェライト中において、円相当径が５ｎｍ未満の析出物が多い場合、熱間鍛造以前にＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が固溶しすぎている、つまりＭｏが過剰に固溶していることを意味する。この場合、熱間鍛造時において焼入れ性が過剰に高くなるため、熱間鍛造後にベイナイトの生成が促進される。特に、１３３０℃以上の超高温での熱間鍛造において、ベイナイトが過剰に生成し、その結果、十分な降伏強度、疲労強度及びクラッキング性が得られない。
　一方、熱間鍛造用圧延棒鋼のポリゴナルフェライト中において、円相当径が１００ｎｍを超える析出物が多い場合、熱間鍛造工程での加熱時に棒鋼のポリゴナルフェライト中に存在した粗大なＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物の多くが固溶しきらず粗大なまま残存し、Ｔｉ、Ｖ及びＭｏがマトリクスに十分に固溶しない。この場合、熱間鍛造工程の冷却時に新たな微細Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合析出物が析出しにくい。その結果、熱間鍛造後の鋼材の強度が低下する。８５０℃以下での熱間鍛造では特に、Ｍｏの固溶量が低下し、十分な強度（降伏強度、疲労強度）が得られない。
　熱間鍛造用圧延棒鋼のポリゴナルフェライト中の５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数が、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数の８０．０％以上であれば、上記化学組成が式（１）及び式（２）を満たし、さらに、後述の項目（Ｄ）の要件を満たすことを条件として、熱間鍛造後の鋼材において優れた降伏強度、疲労強度及びクラッキング性が得られる。
　（Ｄ）さらに、熱間鍛造用圧延棒鋼中の析出物中のＭｏの総含有量（析出物中Ｍｏ量ＣＰ－Ｍｏ）は、熱間鍛造用圧延棒鋼中の全Ｍｏ含有量（鋼中全Ｍｏ量ＣＴ－Ｍｏ）の５０．０％以上である。上述のとおり、Ｍｏは、炭化物中に含有されるか、マトリクスに固溶されているかのいずれかである。析出Ｍｏ量が全Ｍｏ量の５０．０％未満であれば、熱間鍛造用圧延棒鋼中にＭｏが過剰に固溶している。そのため、熱間鍛造後の鋼材にベイナイトが生成し、十分なクラッキング性が得られない。さらに、ベイナイトが生成すると、相界面析出によりポリゴナルフェライト中に生成する析出物に起因した析出強化を利用できないため、十分な降伏強度及び疲労強度が得られない。析出Ｍｏ量は、抽出残渣分析により抽出される抽出物より求められる。
　上記式（１）及び式（２）を満たす化学組成の熱間鍛造用圧延棒鋼において、ポリゴナルフェライト中の５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数をポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径の析出物の総個数の８０．０％以上とし、かつ、熱間鍛造用圧延棒鋼中の析出物中のＭｏの総含有量を熱間鍛造用圧延棒鋼中の全Ｍｏ含有量の５０％以上にすれば、熱間鍛造後の鋼材において、優れた降伏強度、疲労強度、クラッキング性及び被削性が得られる。このような熱間鍛造用棒鋼を製造するには、たとえば、次の製造方法を実施すればよい。
　本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼の製造方法の一例は、鋳造工程と、熱間加工工程とを含む。熱間加工工程は、分塊圧延に代表される粗圧延工程と、複数の圧延スタンドが一列に配列された連続圧延機を用いた仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、粗圧延後の鋼材の冷却において、鋼材温度が８００℃～５００℃になるまでの冷却時間を２０分以上とする。粗圧延工程後の鋼材を４００℃以下、好ましくは室温（２５℃）になるまで冷却する。仕上げ圧延工程では、加熱温度Ｔ１を１１００℃以下とし、加熱時間ｔ１を３０分以下とする。さらに、仕上げ圧延中の鋼材温度Ｔ２を１２００℃以下に制御し、かつ、仕上げ温度を１０００℃以下にする。そして、仕上げ圧延後の鋼材の冷却において、鋼材温度が８００℃～５００℃になるまでの冷却時間を５分以下とする。この場合、粗圧延工程において冷却速度を遅めに設定できるため、ある程度のサイズのＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物がポリゴナルフェライト内に生成する。そして、仕上げ圧延では圧延中の素材温度を低めに設定するため、仕上げ圧延中でもそれらのＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が固溶しきらず、残存する。さらに、仕上げ圧延後の冷却速度を速めに設定しているため、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が再び粗大になるのを抑制する。以上の工程により、式（１）及び式（２）を満たす化学組成の鋼において、ポリゴナルフェライト中の５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数をポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径の析出物の総個数の８０．０％以上とし、かつ、鋼中の析出物中のＭｏの総含有量を鋼中の全Ｍｏ含有量の５０％以上にすることができる。なお、上記製造方法は本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼の製造方法の一例である。
　以上の知見により完成した本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼は、質量％で、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％、及び、Ｂｉ：０～０．３０００％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有する。上記熱間鍛造用圧延棒鋼のミクロ組織において、ポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率は９０％以上である。析出物中のＭｏの総含有量（質量％）は、鋼中の全Ｍｏ含有量（質量％）の５０．０％以上である。ポリゴナルフェライト中の５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数は、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径の析出物の総個数の８０．０％以上である。
　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）
　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　上記化学組成は、Ｃｕ：０．０１～０．４０％、Ｎｉ：０．００５～０．３０％、及び、Ｎｂ：０．００１～０．２０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。上記化学組成は、Ｐｂ：０．０５～０．３０％、Ｚｒ：０．０００３～０．１０００％、Ｔｅ：０．０００３～０．３０００％、Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、及び、Ｂｉ：０．０００３～０．３０００％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
　以下、本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼について詳しく説明する。各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
　［化学組成］
　本実施形態による熱間鍛造用圧延棒鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
　［必須元素について］
　Ｃ：０．３９～０．５５％
　炭素（Ｃ）は、鋼の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼材の硬さが高まり、被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．３９～０．５５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．３９％超であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．４２％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．５５％未満であり、さらに好ましくは０．５３％であり、さらに好ましくは０．５１％である。
　Ｓｉ：０．１０～１．０％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼に固溶して鋼の疲労強度を高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、上記効果は飽和する。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、鋼の熱間加工性が低下し、棒鋼の製造コストも高くなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０～１．０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１０％超であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．００％未満であり、さらに好ましくは０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％である。
　Ｍｎ：０．５０～１．５０％
　マンガン（Ｍｎ）は鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果は得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性が低下する。Ｍｎ含有量が高すぎればさらに、焼入れ性が高まり、鋼の組織にベイナイトが生成する。この場合、熱間鍛造後の鋼材の降伏強度、疲労強度、及びクラッキング性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０～１．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５０％超であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．６０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．５０％未満であり、さらに好ましくは１．４５％であり、さらに好ましくは１．４０％である。
　Ｐ：０．０１０～０．１００％
　燐（Ｐ）は、粒界に偏析して鋼を脆化する。そのため、破断分割後のクラッキングコンロッドの破面が平滑になる。その結果、熱間鍛造後の鋼材のクラッキング性が高まり、破断分割後のクラッキングコンロッドの組付けの精度が高まる。Ｐ含有量が低すぎれば、この効果は得られない。一方、Ｐ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０１０～０．１００％である。Ｐ含有量の好ましい下限は０．０１０％超であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．１００％未満であり、さらに好ましくは０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０７％である。
　Ｓ：０．０４０～０．１３０％
　硫黄（Ｓ）は、Ｍｎ及びＴｉと結合して硫化物を形成し、鋼の被削性を高める。Ｓ含有量が低すぎれば、この効果は得られない。一方、Ｓ含有量が高すぎれば、疲労強度が低下する。Ｓ含有量が高すぎればさらに、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０４０～０．１３０％である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．０４０％超であり、さらに好ましくは０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．１３０％未満であり、さらに好ましくは０．１２５％であり、さらに好ましくは０．１２０％である。
　Ｃｒ：０．０５～０．５０％
　クロム（Ｃｒ）は鋼の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、この効果は得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼の焼入れ性が高まり、鋼の組織にベイナイトが生成する。この場合、熱間鍛造後の鋼材の降伏強度、疲労強度、及びクラッキング性が低下する。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｃｒ含有量は０．０５～０．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．５０％未満であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
　Ｍｏ：０．０１～０．１０％
　モリブデン（Ｍｏ）は、固溶強化により鋼の強度を高める。Ｍｏはさらに、相界面析出によりポリゴナルフェライト中に生成するＶＣに固溶して、鋼の強度（降伏強度及び疲労強度）を高める。より具体的には、本実施形態の化学組成ではＭｏ含有量が低いため、ＭｏはＭｏ２Ｃとしては析出しにくく、相界面析出によりポリゴナルフェライト中に生成するＶＣに固溶して、後述のＴｉも固溶したＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物を形成する。Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物は、ＶＣとは異なる析出形態となり、鋼の降伏強度及び疲労強度を顕著に高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、固溶Ｍｏ量が増加するため、焼入れ性が高くなりすぎる。この場合、熱間鍛造前又は熱間鍛造後の鋼の組織でのベイナイトの生成が促進されるため、熱間鍛造後の鋼材の降伏強度、疲労強度、及びクラッキング性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．０１～０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１０％未満であり、さらに好ましくは０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％である。
　Ｖ：０．０５～０．４０％
　バナジウム（Ｖ）は、上述のとおり、相界面析出によりポリゴナルフェライト中にＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物を形成し、熱間鍛造後の鋼材の降伏強度及び疲労強度を高める。さらに、Ｔｉと共に含有されることにより、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が微細化する。そのため、靱性が低下して、熱間鍛造後の鋼材のクラッキング性が高まる。Ｖ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼の製造コストが極めて高くなるだけでなく、被削性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０５～０．４０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０５％超であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．４０％未満であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３２％である。
　Ｔｉ：０．１５０～０．２５０％
　チタン（Ｔｉ）は、相界面析出によりポリゴナルフェライト中にＴｉ窒化物を形成したり、ＶＣに固溶して、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物を形成して、熱間鍛造後の鋼材の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｔｉはさらに、硫化物又は炭硫化物を生成して、鋼の被削性を高める。Ｔｉはさらに、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物を微細化して、鋼の靱性を低下することにより鋼のクラッキング性を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、Ｔｉ炭化物が多くなりすぎる。この場合、鋼の引張強度が高くなりすぎ、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１５０～０．２５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．１５１％であり、さらに好ましくは０．１５５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．２５０％未満であり、さらに好ましくは０．２２０％である。
　Ａｌ：０．００５～０．０５０％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果は得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、Ａｌは、硬質な酸化物系介在物を形成し、疲労強度を低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５～０．０５０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４０％である。本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼において、Ａｌ含有量とは酸可溶Ａｌ（いわゆる「ｓｏｌ．Ａｌ」）を意味する。
　Ｎ：０．００２０～０．０２０％
　窒素（Ｎ）はＶ又はＴｉと結合して窒化物を形成し、鋼の強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、この効果は得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、この効果は飽和する。したがって、Ｎ含有量は０．００２０～０．０２０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２０％超であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２０％未満であり、さらに好ましくは０．０１９％であり、さらに好ましくは０．０１８％である。
　本実施の形態による熱間鍛造用圧延棒鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、熱間鍛造用圧延棒鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼の化学組成は、次の元素を不純物として含有し得る。
　Ｂ：０．０００２％以下、
　Ｓｂ：０．０５％以下、
　Ｓｎ：０．０３％以下、
　Ｃｏ：０．０３％以下、
　希土類元素（ＲＥＭ）：０．０３％以下、
　Ｏ（酸素）：０．００５０％以下、及び、
　Ｈ（水素）：０．０００５％以下
　なお、本明細書におけるＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙ、及び、ランタノイド（原子番号５７番のＬａ～７１番のＬｕ）の少なくとも１種以上を含有し、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
　［任意元素について］
　本実施の形態による熱間鍛造用圧延棒鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも鋼の強度を高める。
　Ｃｕ：０～０．４０％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Ｃｕは鋼に固溶して鋼の強度を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼の製造コストが高くなる。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．４０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．４０％未満であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　Ｎｉ：０～０．３０％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Ｎｉは鋼に固溶して鋼の強度を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．３０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．３０％未満であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
　Ｎｂ：０～０．２０％
　ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Ｎｂは鋼中に炭化物もしくは窒化物として析出し、熱間鍛造後の鋼の降伏強度及び疲労強度を高める。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、鋼の製造コストが極めて高くなるだけでなく、被削性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．２０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．２０％未満であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
　本実施の形態による熱間鍛造用圧延棒鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｐｂ、Ｚｒ、Ｔｅ、Ｃａ及びＢｉからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも鋼の被削性を高める。
　Ｐｂ：０～０．３０％
　鉛（Ｐｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Ｐｂは鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｐｂ含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下し、圧延後の鋼材に疵が発生しやすくなる。したがって、Ｐｂ含有量は０～０．３０％である。Ｐｂ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．３０％未満であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
　Ｚｒ：０～０．１０００％
　ジルコン（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Ｚｒは鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、鋼の熱間延性が低下し、圧延後の棒鋼に疵が発生しやすくなる。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．１０００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．１０％未満であり、さらに好ましくは０．０８００％であり、さらに好ましくは０．０５００％である。
　Ｔｅ：０～０．３０００％
　テルル（Ｔｅ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Ｔｅは鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｔｅ含有量が高すぎれば、鋼の製造性が低下し、圧延後の棒鋼に疵が発生しやすくなる。したがって、Ｔｅ含有量は０～０．３０００％である。Ｔｅ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｔｅ含有量の好ましい上限は０．３０００％未満であり、さらに好ましくは０．２５００％であり、さらに好ましくは０．２０００％である。
　Ｃａ：０～０．０１００％
　カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Ｃａは鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、製造コストが高くなる。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０１００％未満であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
　Ｂｉ：０～０．３０００％
　ビスマス（Ｂｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Ｂｉは鋼の被削性を高める。しかしながら、Ｂｉ含有量が高すぎれば、鋼の製造性が低下し、圧延後の棒鋼に疵が発生しやすくなる。したがって、Ｂｉ含有量は０～０．３０００％である。Ｂｉ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｂｉ含有量の好ましい上限は０．３０００％未満であり、さらに好ましくは０．２０００％であり、さらに好ましくは０．１０００％である。
　［化学組成の分析に方法ついて］
　本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼の化学組成の分析は、周知の成分分析法により求めることができる。具体的には、次の方法で求める。熱間鍛造用圧延棒鋼の長手方向に対して垂直に切断し、長さ２０ｍｍのサンプルを採取する。サンプルのＲ／２部にφ５ｍｍのドリルを用いて鋼材長手方向と平行方向に穿孔加工を施すことで切粉を生成し、その切粉を採取する。採取された切粉を酸に溶解させて溶液を得る。Ｒ／２部とは、棒鋼の横断面（円形状）の中心と外周との間を２等分する部分である。溶液に対して、ＩＰＣ－ＯＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ　Ｏｐｔｉｃａｌ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を実施して、化学組成の元素分析を実施する。Ｃ含有量及びＳ含有量については、周知の高周波燃焼法により求める。具体的には、上記溶液を酸素気流中で高周波加熱により燃焼して、発生した二酸化炭素、二酸化硫黄を検出して、Ｃ含有量及びＳ含有量を求める。
　［式（１）について］
　本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
　０．６０≦Ｃ＋０．２Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．７５Ｖ＋０．８１Ｍｏ≦１．００　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　ｆｎ１＝Ｃ＋０．２Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．７５Ｖ＋０．８１Ｍｏと定義する。ｆｎ１は熱間鍛造後の鋼の強度（降伏強度、疲労強度）及び被削性の指標である。ｆｎ１が１．００よりも高ければ、鋼の強度が高くなりすぎ、鋼の被削性が低下する。ｆｎ１が０．６０未満であれば、鋼の強度が低すぎる。ｆｎ１が０．６０～１．００であれば、熱間鍛造用圧延棒鋼において、熱間鍛造後の優れた強度と被削性とが得られる。ｆｎ１の好ましい下限は０．６１であり、さらに好ましくは０．６３であり、さらに好ましくは０．６５である。ｆｎ１の好ましい上限は０．９９であり、さらに好ましくは０．９８であり、さらに好ましくは０．９５である。
　［式（２）について］
　本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼の化学組成はさらに、式（２）を満たす。
　０．１２Ｃ＋０．３５Ｍｎ＋０．４２Ｃｒ＋Ｍｏ－０．０８Ｓｉ≦０．７０　（２）
　ここで、式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
　ｆｎ２＝０．１２Ｃ＋０．３５Ｍｎ＋０．４２Ｃｒ＋Ｍｏ－０．０８Ｓｉと定義する。ｆｎ２は熱間鍛造後のベイナイト生成の指標である。ｆｎ２が０．７０を超えれば、特に、１３３０℃以上の超高温での鍛造において、ベイナイトが生成しやすくなる。その結果、降伏強度、疲労強度、及びクラッキング性が低下する。ｆｎ２が０．７０以下であれば、１３３０℃以上の超高温での鍛造においても、フェライト及びパーライト組織を得ることができる。そのため、十分な降伏強度及び疲労強度とともに、優れたクラッキング性が得られる。ｆｎ２の好ましい上限は０．６７であり、さらに好ましくは０．６５である。
　［ミクロ組織］
　本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼のミクロ組織は実質的にフェライト・パーライト組織である。より具体的には、本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼のミクロ組織では、ポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率が９０．０％以上であり、さらに好ましくは９５．０％以上であり、さらに好ましくは１００．０％である。ポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率が１００．０％でない場合、ミクロ組織の残部はベイナイト及び／又は残留オーステナイトである。
　ミクロ組織中のポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率は次の方法で測定できる。熱間鍛造用圧延棒鋼の任意のＲ／２部からサンプルを１０個採取する。Ｒ／２部とは、棒鋼の横断面（円形状）の中心と外周との間を２等分する部分である。採取された各サンプルのうち、熱間鍛造用圧延棒鋼の中心軸と垂直な表面を観察面とする。観察面を研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタル腐食液）にてエッチングする。エッチングされた観察面を２００倍の光学顕微鏡にて観察して、任意の５視野の写真画像を生成する。各視野の面積は０．３０２ｍｍ2とする。
　各視野において、ポリゴナルフェライト、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトの各相は、相ごとにコントラストが異なる。したがって、コントラストに基づいて、各相を特定する。特定された相のうち、各視野でのポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積ＡＦ＋Ｐ（μｍ2）を求める。全ての視野（５視野×１０個）でのポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積ＡＦ＋Ｐの、全ての視野（５視野×１０個）の総面積ＡＴＯＴＡＬに対する比を、ポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率ＲＡＦ＋Ｐ（％）と定義する。つまり、ポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率ＲＡＦ＋Ｐは次の式で定義される。
　ＲＡＦ＋Ｐ＝ＡＦ＋Ｐ／ＡＴＯＴＡＬ×１００
　［鋼中の析出物中Ｍｏ量割合について］
　上述のとおり、本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼では、相界面析出により、ポリゴナルフェライト中に析出物が形成されている。なお、パーライト中には析出物はほとんど生成されない。また、Ｍｏは析出物中に含有されているか、マトリクスに固溶しているかのいずれかである。
　本実施形態では、相界面析出によりポリゴナルフェライト内に生成する析出物のうち、上述のＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物がある程度含まれている。具体的には、本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼のミクロ組織において、析出物中のＭｏの総含有量（析出物中Ｍｏ量ＣＰ－Ｍｏ）は、鋼中の全Ｍｏ含有量（鋼中全Ｍｏ量ＣＴ－Ｍｏ）の５０．０％以上である。つまり、析出物中Ｍｏ量ＣＰ－Ｍｏの、鋼中全Ｍｏ量ＣＴ－Ｍｏに対する比を析出物中Ｍｏ比ＲＡＭｏと定義したとき、析出物中Ｍｏ比ＲＡＭｏ（％）は次の式で定義される。
　析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏ＝析出物中Ｍｏ量ＣＰ－Ｍｏ／鋼中全Ｍｏ量ＣＴ－Ｍｏ×１００
　析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏが５０．０％未満であれば、ポリゴナルフェライト中の析出物のうち、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物の割合が少ない。この場合、熱間鍛造用圧延棒鋼中にＭｏが過剰に多く固溶していることを意味する。そのため、熱間鍛造後にベイナイトが生成し、十分な降伏強度、疲労強度、及びクラッキング性が得られない。析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏが５０．０％以上であれば、ポリゴナルフェライト中の析出物のうち、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物の割合が十分に高い。したがって、化学組成が式（１）及び式（２）を満たし、かつ、後述の特定サイズ析出物個数比が８０．０％以上であることを条件として、熱間鍛造後に優れた降伏強度、疲労強度及びクラッキング性を得ることができる。析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏの好ましい下限は５５．０％であり、さらに好ましくは６０．０％である。
　析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏは抽出残渣法による次の方法で測定できる。鋼材のＲ/２部から、一辺が１０ｍｍ程度の立方体状のサンプルを採取する。サンプル表面から２００μｍ深さまでの表層を、ＡＡ系電解液（１０ｖｏｌ％アセチルアセトンと１ｖｏｌ％塩化テトラメチルアンモニウムとを含有し、残部がメタノールからなる電解液）を用いて電解にて除去し、サンプル表面に付着した不純物を除去する。電解時間は電流を一定にして調整する。電解液を新しいＡＡ系電解液に交換して、サンプルに対して電解を再度実施する。電解時間は、電流を１０００ｍＡで一定として、電解される試験片の体積が５８ｍｍ3となるように調整する。電解後の電解液を、メッシュサイズが２００ｎｍのフィルタを用いてろ過し、残渣を得る。得られた残渣に対して誘導結合プラズマ（ＩＰＣ）発光分光分析法を実施し、析出物中のＭｏ総含有量（析出物中Ｍｏ量ＣＰ－Ｍｏ、単位は質量（ｇ））を求める。さらに、次の式により、鋼中の全Ｍｏ含有量（鋼中全Ｍｏ量ＣＴ－Ｍｏ、単位は質量（ｇ））を求める。
　鋼中全Ｍｏ量ＣＴ－Ｍｏ＝鋼中の全Ｍｏ含有量（質量％）×電解された試験片の質量（ｇ）
　求めた析出物中Ｍｏ量ＣＰ－Ｍｏ及び鋼中全Ｍｏ量ＣＴ－Ｍｏに基づいて、次式より析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏを求める。
　析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏ＝析出物中Ｍｏ量ＣＰ－Ｍｏ／鋼中全Ｍｏ量ＣＴ－Ｍｏ×１００
　［ポリゴナルフェライト中の５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の個数割合］
　上述のとおり、本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼では、相界面析出により、ポリゴナルフェライト中に炭化物を含む析出物が形成されている。そして、パーライト中には析出物はほとんど生成されない。
　本明細書において、ポリゴナルフェライト中に生成する析出物は、炭化物（Ｖ炭化物、Ｔｉ炭化物、Ｍｏ炭化物及びＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物等）や、ＴｉＳ等に代表される炭化物以外の析出物である。このうち、炭化物以外の析出物の円相当径は１０００ｎｍよりも大きい。一方、ほとんどの炭化物の円相当径は１０００ｎｍ以下である。また、後述の２０００００倍の透過型電子顕微鏡における析出物の観察において、円相当径が３ｎｍ未満の析出物の確認は困難である。したがって、本明細書では、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径を有する析出物に注目する。ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径を有する析出物は、実質的にＶ炭化物、Ｔｉ炭化物、Ｍｏ炭化物、及び、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物である。また、上述のとおり、式（１）及び式（２）を満たす化学組成において、Ｔｉ炭化物及びＭｏ炭化物はほとんど生成しない。したがって、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径の析出物のほとんどは、Ｖ炭化物及びＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物である。Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物は、Ｖ炭化物にＴｉ及びＭｏが含有された炭化物を意味する。
　本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼のミクロ組織において、ポリゴナルフェライト中の５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数Ｎ５－１００は、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数ＮＴＯＴＡＬの８０．０％以上である。つまり、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径の析出物の総個数ＮＴＯＴＡＬに対する５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数Ｎ５－１００の割合を個数割合ＲＡ５－１００と定義した場合、個数割合ＲＡ５－１００は次の式で定義される。
　個数割合ＲＡ５－１００＝総個数Ｎ５－１００／総個数ＮＴＯＴＡＬ×１００
　上述のとおり、総個数ＮＴＯＴＡＬにおいて、円相当径が３ｎｍ未満の析出物をカウントしないのは、円相当径が３ｎｍ未満の析出物の特定は困難のためである。
　上述のとおり、熱間鍛造用圧延棒鋼のポリゴナルフェライト内において、円相当径が５ｎｍ未満の析出物の割合が多い場合、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が微細すぎる、又は、Ｍｏが固溶しすぎている。この場合、焼入れ性が高すぎるため、熱間鍛造後にベイナイトの生成が促進される。特に１３３０℃以上での超高温での熱間鍛造後において、ベイナイトの生成が促進される。そのため、フェライトの生成に伴い相界面析出により生成するＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物の生成量が不足して、十分な降伏強度及び疲労強度が得られない場合がある。さらに、ベイナイトは靱性が高いため、十分なクラッキング性が得られない場合がある。
　一方、熱間鍛造用圧延棒鋼のポリゴナルフェライト内において、円相当径が１００ｎｍを超える析出物の割合が多い場合、Ｔｉ、Ｖ及びＭｏが十分に固溶していない。この場合、熱間鍛造後において、相界面析出によりポリゴナルフェライト内に微細なＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が十分に生成しにくく、かつ、Ｍｏ固溶量の不足により焼入れ性も低い。その結果、熱間鍛造後の鋼材の降伏強度及び疲労強度が低くなる。特に、８５０℃以下での鍛造において、十分な強度が得られない場合がある。
　ポリゴナルフェライト中の析出物のうち、５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数Ｎ５－１００が、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数ＮＴＯＴＡＬの８０．０％以上であれば、適切なサイズのＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物を十分に確保できている。そのため、化学組成が式（１）及び式（２）を満たし、かつ、析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏが５０．０％以上であることを条件として、熱間鍛造後に優れた降伏強度、疲労強度及びクラッキング性を得ることができる。
　［個数割合ＲＡ５－１００の測定方法］
　本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼のミクロ組織のポリゴナルフェライト中の５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数Ｎ５－１００、及び、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径の析出物の総個数ＮＴＯＴＡＬは、次の方法で測定できる。熱間鍛造用圧延棒鋼のＲ／２部から、厚さ１ｍｍの板状の中間材を切り出す。切り出された中間材を厚さ方向に機械研磨して、厚さ３００μｍの板状試験片を作製する。板状試験片に対して、過塩素酸-メタノール混合液を用いて電解研磨し、薄膜化させて観察用のサンプルとする。サンプルの観察面を２０００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、観察面内の複数のポリゴナルフェライト内の任意の５視野で析出物を特定する。析出物はコントラストにより介在物と区別して特定できる。１視野のサイズは２５０ｎｍ×３５０ｎｍとする。特定された析出物の面積を求め、得られた面積から各析出物の円相当径を算定する。なお、析出物の個数調査は、明確に析出物であると認められる、円相当径が３ｎｍ以上の析出物のみを対象とする。５視野において円相当径が３ｎｍ～１０００ｎｍの析出物の総個数を、総個数ＮＴＯＴＡＬと定義する。５視野において円相当径が５～１００ｎｍの析出物の総個数を、総個数Ｎ５－１００と定義する。下記式に基づいて、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径を有する析出物のうち５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の個数割合ＲＡ５－１００（％）を求める。
　個数割合ＲＡ５－１００＝総個数Ｎ５－１００／総個数ＮＴＯＴＡＬ×１００
　［製造方法］
　上述の熱間鍛造用圧延棒鋼の製造方法の一例を説明する。本製造方法は、鋳造工程と、熱間圧延工程とを含む。
　［鋳造工程］
　上述の化学組成及び式（１）及び式（２）を満たす溶鋼を周知の方法で製造する。溶鋼を利用して、連続鋳造法により鋳片（スラブ又はブルーム）を製造する。
　［熱間加工工程］
　熱間加工工程では、上記鋳造工程で製造された鋳片に対して、熱間加工を実施して、棒鋼を製造する。熱間加工工程はたとえば、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。
　［粗圧延工程］
　鋳片又はインゴットを熱間加工してビレットを製造する。熱間加工はたとえば、熱間圧延である。熱間圧延はたとえば、分塊圧延機、及び、複数のスタンドが一列に並び、各スタンドが複数のロールを有する連続圧延機を利用して実施される。熱間圧延されたビレットを冷却する。
　円相当径が５～１００ｎｍの析出物の個数割合ＲＡ５－１００と円相当径が３～１０００ｎｍの析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏとを上記範囲にするために、粗圧延工程後の冷却では、次の条件を満たすように、ビレットを冷却する。
　ビレット温度（℃）が８００℃から５００℃となるまでの冷却時間Ｃｔ０：２０分以上
　冷却時間Ｃｔ０が２０分未満であれば、冷却速度が速すぎ、ポリゴナルフェライト中において、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が生成しにくく、かつ、十分に粗大化しない。十分に粗大化していないＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物は、次工程の仕上げ圧延で固溶しやすい。この場合、鋼中の析出物中のＭｏ総含有量（析出物中Ｍｏ量ＣＰ－Ｍｏ）が、鋼中の全Ｍｏ含有量（鋼中全Ｍｏ量ＣＴ－Ｍｏ）の５０．０％未満になり、かつ、ポリゴナルフェライト中において、５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数Ｎ５－１００が、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数ＮＴＯＴＡＬの８０．０％未満となる。
　冷却時間Ｃｔ０が２０分以上であれば、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が生成しやすく、かつ、十分に粗大化する。そのため、後述の仕上げ圧延工程での製造条件を満たすことを条件に、ポリゴナルフェライト中の析出物中のＭｏの総含有量（析出物中Ｍｏ量ＣＰ－Ｍｏ）が、鋼中の全Ｍｏ含有量（鋼中全Ｍｏ量ＣＴ－Ｍｏ）の５０．０％以上になり、かつ、ポリゴナルフェライト中において、５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数Ｎ５－１００が、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの析出物の総個数ＮＴＯＴＡＬの８０．０％以上になる。その結果、熱間鍛造後において、ベイナイトの生成が抑制され、優れた降伏強度、疲労強度及びクラッキング性が得られる。冷却時間Ｃｔ０の好ましい上限は１８０分であり、さらに好ましくは１２０分である。
　ここでいうビレット温度は、ビレットの表面温度を意味する。ビレットの表面温度は次の方法で測定する。粗圧延工程後のビレットを長手方向に三等分したときの各区分の長手方向中央部で（つまり、３箇所で）、ビレットの表面温度を放射温度計で所定時間測定する。測定された３箇所の平均値を、その時間のビレット温度（℃）と定義する。
　なお、５００℃以下のビレット温度でのビレットのさらなる冷却方法は特に限定されない。好ましくは、粗圧延後のビレットは１００℃以下まで冷却され、さらに好ましくは、室温（２５℃）まで冷却される。
　［仕上げ圧延工程］
　粗圧延工程後のビレットを用いて棒鋼を製造する。具体的には、ビレットを加熱炉で加熱する（加熱工程）。加熱後、連続圧延機を用いてビレットを熱間圧延（仕上げ圧延）し、熱間鍛造用圧延棒鋼を製造する（仕上げ圧延工程）。以下、各工程について説明する。
　［加熱工程］
　円相当径が５～１００ｎｍの析出物の個数割合ＲＡ５－１００と析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏとを上記範囲にするために、仕上げ圧延工程の加熱工程では、次の条件を満たすように、加熱を実施する。加熱条件は次のとおりである。
　加熱温度Ｔ１：１１００℃以下
　加熱時間ｔ１：３０分未満
　加熱温度Ｔ１が高すぎれば、及び／又は加熱時間ｔ１が長すぎれば、ビレット中のポリゴナルフェライト中のＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が過度に固溶し、析出物が微細化しすぎる。この場合、仕上げ圧延後の鋼材中において、ポリゴナルフェライト中では、微細なＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が多くなる。その結果、ポリゴナルフェライト中において、円相当径が５ｎｍ未満の析出物が多くなり、５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数Ｎ５－１００が、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数ＮＴＯＴＡＬの８０．０％未満になる。さらに、ビレット中のＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が過度に固溶するため、析出物中のＭｏ総含有量（析出物中Ｍｏ量ＣＰ－Ｍｏ）が、鋼中の全Ｍｏ含有量（鋼中全Ｍｏ量ＣＴ－Ｍｏ）の５０．０％未満になる。この場合、熱間鍛造後にベイナイトの生成が促進される。特に、１３３０℃以上の超高温での鍛造において、十分な降伏強度、疲労強度、及びクラッキング性が得られない場合がある。
　加熱温度Ｔ１が１１００℃以下であり、加熱時間ｔ１が３０分以下であれば、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が適度な大きさを維持する。そのため、仕上げ圧延工程後の棒鋼において、析出物中のＭｏの総含有量（析出物中Ｍｏ量ＣＰ－Ｍｏ）が、鋼中の全Ｍｏ含有量（鋼中全Ｍｏ量ＣＴ－Ｍｏ）の５０．０％以上になり、かつ、ポリゴナルフェライト中において、５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数Ｎ５－１００が、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数ＮＴＯＴＡＬの８０．０％以上になる。その結果、ベイナイトの生成を抑制でき、１３３０℃以上の超高温での熱間鍛造においても、十分な降伏強度、疲労強度、及び優れたクラッキング性が得られる。加熱温度Ｔ１の好ましい下限は９００℃であり、さらに好ましくは９５０℃である。加熱時間ｔ１の好ましい下限は５分であり、さらに好ましくは１０分である。加熱時間ｔ１の好ましい上限は２９分であり、さらに好ましくは２５分である。
　［熱間圧延工程］
　仕上げ圧延機を用いて、加熱後のビレットを周知の方法で仕上げ圧延（熱間圧延）し、熱間鍛造用圧延棒鋼を製造する。仕上げ圧延機は、一列に並んだ複数の圧延スタンドを有する。各スタンドは、パスライン周りに配置された複数のロール（ロール群）を有する。各スタンドのロール群が孔型を形成し、ビレットが孔型を通過するときに圧下され、棒鋼が製造される。
　円相当径が５～１００ｎｍの析出物の個数割合ＲＡ５－１００と析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏとを上記範囲にするために、仕上げ圧延工程の熱間圧延工程では、次の条件を満たすように、仕上げ圧延を実施する。
　圧延温度Ｔ２：１２００℃以下
　仕上げ温度Ｔ３：１０００℃以下
　上述の仕上げ圧延機の一列に並んだ複数の圧延スタンドにおいて、配列方向に３つのゾーン（先頭から順に、粗列ゾーン、中間列ゾーン、仕上げ列ゾーンという）に区分けする。各ゾーンでの圧延スタンド数は、Ｎ±２（Ｎは自然数）の範囲内とする。圧延温度Ｔ２は、中間列ゾーンに所属する圧延スタンドの任意の２つのスタンドの出側で測定されたビレット温度の平均値（℃）で定義される。仕上げ温度Ｔ３は、仕上げ列ゾーンでビレットを最終圧下した圧延スタンドの出側で測定されたビレット温度の平均値（℃）で定義される。圧延温度Ｔ２及び仕上げ圧延温度Ｔ３におけるビレット温度は次の方法で測定する。ビレットを長手方向に三等分したときの各区分の長手方向中央部で（つまり、３箇所で）、ビレットの表面温度を放射温度計で測定し、その平均値をビレット温度（℃）とする。
　圧延温度Ｔ２、及び／又は仕上げ温度Ｔ３が高過ぎれば、ビレットのポリゴナルフェライト中のＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が過度に固溶するため、仕上げ圧延後の鋼材中のＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が微細化する。その結果、円相当径が５ｎｍ未満の析出物が多くなり、５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数Ｎ５－１００が、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数ＮＴＯＴＡＬの８０．０％未満になる。さらに、ビレット中のポリゴナルフェライト中のＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が過度に固溶するため、析出物中のＭｏの総含有量（析出物中Ｍｏ量ＣＰ－Ｍｏ）が、鋼中の全Ｍｏ含有量（鋼中全Ｍｏ量ＣＴ－Ｍｏ）の５０．０％未満になる。この場合、熱間鍛造後にベイナイトの生成が促進される。特に、１３３０℃以上の超高温での鍛造において、十分なクラッキング性が得られない場合がある。
　圧延温度Ｔ２が１２００℃以下であり、仕上げ圧延温度Ｔ３が１０００℃以下であれば、仕上げ圧延後の棒鋼のポリゴナルフェライトにおいて、適度な大きさの析出物が生成し、ポリゴナルフェライト内の析出物中のＭｏの総含有量（析出物中Ｍｏ量ＣＰ－Ｍｏ）が、鋼中の全Ｍｏ含有量（鋼中全Ｍｏ量ＣＴ－Ｍｏ）の５０．０％以上になり、かつ、ポリゴナルフェライト中において、５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数Ｎ５－１００が、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数ＮＴＯＴＡＬの８０．０％以上になる。その結果、ベイナイトの生成を抑制でき、１３３０℃以上の超高温での熱間鍛造においても、十分な降伏強度、疲労強度、及び優れたクラッキング性が得られる。圧延温度Ｔ２の好ましい下限は９００℃であり、さらに好ましくは９５０℃である。仕上げ温度Ｔ３の好ましい下限は８５０℃であり、さらに好ましくは９００℃である。
　８００℃から５００℃となるまでの冷却時間Ｃｔ１：５分以下
　仕上げ圧延後の棒鋼の冷却時間Ｃｔ１が５分を超えれば、冷却速度が遅すぎる。この場合、ポリゴナルフェライト内において、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が粗大化しすぎる。その結果、ポリゴナルフェライト中に円相当径が１００ｎｍを超える析出物が多くなり、５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数Ｎ５－１００が、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数ＮＴＯＴＡＬの８０．０％未満になる。この場合、熱間鍛造用圧延棒鋼中のＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物を形成する元素（Ｖ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｃ）が十分に固溶していない。そのため、熱間鍛造後において、相界面析出によりポリゴナルフェライト内に微細なＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が生成しにくい。さらに、Ｍｏ固溶量が低いために焼入れ性も低くなる場合がある。そのため、熱間鍛造後の鋼材において、降伏強度及び疲労強度が低下する。特に、８５０℃以下での鍛造において、焼き入れ性が低下し、十分な強度が得られない場合がある。
　冷却時間Ｃｔ１が５分以下であれば、Ｖ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が適度なサイズで維持される。そのため、ポリゴナルフェライト中に円相当径が１００ｎｍを超える析出物が過剰に多くならず、５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数Ｎ５－１００が、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの析出物の総個数ＮＴＯＴＡＬの８０．０％以上になる。その結果、熱間鍛造後の鋼材において、十分な降伏強度及び疲労強度が得られる。冷却時間Ｃｔ１の好ましい下限は１分であり、さらに好ましくは２分である。
　なお、仕上げ圧延工程での仕上げ圧延機での累積減面率は７０％以上であるのが好ましい。ここで、累積減面率は次の式で定義される。
　累積減面率＝（仕上げ圧延前のビレットの横断面積－仕上げ圧延後の熱間鍛造用圧延棒鋼の横断面積）／仕上げ圧延前のビレットの横断面積×１００
　以上の製造工程により、上述の熱間鍛造用圧延棒鋼が製造される。
　［熱間鍛造品の製造方法］
　上述の熱間鍛造用圧延棒鋼を用いた熱間鍛造品の製造方法の一例として、クラッキングコンロッドの製造方法を説明する。初めに、鋼材を高周波誘導加熱炉で加熱する。この場合、好ましい加熱温度は１１００～１３００℃である。高周波誘導加熱炉での好ましい加熱時間は１～１５分である。高周波誘導加熱炉で加熱後、熱間鍛造用圧延棒鋼の表面温度は、加熱温度と同等になる。本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼を用いれば、１３３０℃以上の超高温や８５０℃以下の極低温での鍛造においても、優れたクラッキング性、被削性、降伏強度、及び疲労強度を得ることができる。上述のとおり、熱間鍛造用圧延棒鋼のポリゴナルフェライト中のＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物は、Ｔｉを含有するために高温でも固溶しにくい。そのため、１３３０℃以上の超高温で１～１５分加熱した場合であっても、ポリゴナルフェライト中のＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物の多くは固溶し切らずに残存する。その結果、熱間鍛造時において、過剰に多い固溶Ｍｏに起因するベイナイトの生成を抑制でき、高い降伏強度及び疲労強度を有しつつ、優れたクラッキング性も得ることができる。
　加熱された棒鋼に対して、熱間鍛造を実施してクラッキングコンロッドを製造する。好ましくは、熱間鍛造時の加工度は０．２２以上である。ここで、加工度は、鍛造工程において、バリを除く部分に生じる対数ひずみの最大値とする。
　熱間鍛造後のクラッキングコンロッドを、常温になるまで放冷する。冷却後のクラッキングコンロッドに対して、必要に応じて機械加工を実施する。以上の工程により、クラッキングコンロッドが製造される。
　［熱間鍛造品のミクロ組織］
　製造された熱間鍛造品（クラッキングコンロッド）のミクロ組織は主としてポリゴナルフェライト及びパーライトからなる。好ましくは、ミクロ組織では、ポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率は９０％以上である。ミクロ組織中におけるポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率は好ましくは９５．０％以上であり、さらに好ましくは１００．０％である。ポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率が１００．０％でない場合、ミクロ組織の残部はベイナイト／及び又は残留オーステナイトである。本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼を用いれば、１３３０℃以上の超高温や８５０℃以下の極低温での鍛造を行っても、熱間鍛造品（たとえばクラッキングコンロッド）のミクロ組織のベイナイトの生成は抑制される。
　ミクロ組織にベイナイトが含まれる場合、大端部を破断して２つの部品（キャップ及びロッド）に分割するとき、破断部が塑性変形して破断面の一部が延性破面となりやすく、クラッキング性が低下しやすい。しかしながら、本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼では、ベイナイトの生成を抑制し、優れたクラッキング性を維持できる。
　熱間鍛造品中のミクロ組織中のベイナイトの面積率は熱間鍛造用圧延棒鋼でのミクロ組織観察と同様の方法で測定できる。
　上述の説明では、熱間鍛造品の製造方法としてクラッキングコンロッドを例に説明した。しかしながら、本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼はクラッキングコンロッド用途に限定されない。本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼は熱間鍛造品用途に広く適用できる。
　また、本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼の製造方法は、上記製造方法に限定されない。式（１）及び式（２）を満たす化学組成を有し、ミクロ組織においてポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率が９０．０％以上になり、析出物中のＭｏの総含有量（析出物中Ｍｏ量ＣＰ－Ｍｏ）が、鋼中の全Ｍｏ含有量（鋼中全Ｍｏ量ＣＴ－Ｍｏ）の５０．０％以上になり、かつ、ポリゴナルフェライト中において、５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数Ｎ５－１００が、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径の析出物の総個数ＮＴＯＴＡＬの８０．０％以上になれば、製造方法は特に限定されない。
　本実施形態の熱間鍛造用圧延棒鋼では、式（１）及び式（２）を満たす上記化学組成を有し、ミクロ組織においてポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率が９０．０％以上になり、ポリゴナルフェライト内の析出物中のＭｏの総含有量（析出物中Ｍｏ量ＣＰ－Ｍｏ）が、鋼中の全Ｍｏ含有量（鋼中全Ｍｏ量ＣＴ－Ｍｏ）の５０．０％以上になり、かつ、ポリゴナルフェライト中において、５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数Ｎ５－１００が、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径の析出物の総個数ＮＴＯＴＡＬの８０．０％以上である。そのため、高い降伏強度及び疲労強度を有し、優れた被削性及びクラッキング性を有する。
　より具体的には、上述の熱間鍛造用圧延棒鋼を１３５０℃で５分加熱した後に断面減少率６０％の熱間前方押出しを実施して得られた熱間鍛造模擬品を１３５０℃品と定義し、上述の熱間鍛造用圧延棒鋼を８００℃で５分加熱した後に断面減少率６０％の熱間前方押出しを実施して得られた熱間鍛造模擬品を８００℃品と定義した場合、１３５０℃品及び８００℃品のいずれにおいても、降伏強度が６００ＭＰａ以上であり、大気中２５℃において最小最大応力比－１、周波数３０Ｈｚとした両振り疲労試験で得られる疲労強度が３６０ＭＰａ以上であり、ドリル径が１０ｍｍのハイスドリルを用いて、主軸の回転速度を１０００回／ｍｉｎ、ドリル穴深さを３０ｍｍとするドリル穴あけ加工を実施した場合、５１穴目のドリル穴あけ加工時の切削抵抗が５０Ｎ・ｃｍ以上であり、ＪＩＳ　Ｚ２２４２（２００５）に準拠した０℃でのシャルピー衝撃試験により得られたシャルピー衝撃値が８Ｊ／ｃｍ2以下である。
　表１及び表２に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１及び表２を参照して、試験番号１～５３の化学組成は適切であり、式（１）及び式（２）を満たした。一方、試験番号５４～７６については、化学組成内のいずれかの元素含有量が不適切であったり、式（１）及び又は式（２）を満たさなかった。試験番号７６は、後述の機械特性の基準値とする比較材として用いた。
　各試験番号の溶鋼を３ｔｏｎ電気炉で製造し、インゴットを作製した。
　作製されたインゴットを熱間圧延して棒鋼を製造した。熱間圧延において、粗圧延後の冷却時の鋼材温度が８００℃から５００℃となるまでの時間Ｃｔ０は、表３及び表４に示すとおり、試験番号１～４６、及び４８～７６は２３～２９分であり、試験番号４７は１５分であった。粗圧延後の鋼材温度は、上述の方法で放射温度計により測定し、求めた。その後、仕上げ圧延機を用いて仕上げ圧延を実施して直径３３ｍｍの棒鋼に製造した。
　表３及び表４にも示したとおり、仕上げ圧延工程での試験番号１～４９、５４～７６の圧延条件は、加熱温度Ｔ１：１０２３～１０７８℃、加熱時間ｔ１：２２～２６分、圧延温度Ｔ２：９８９～１０１１℃、仕上げ温度Ｔ３：９２９～９６２℃であった。試験番号５０の圧延条件は、加熱温度Ｔ１：１１４８℃、加熱時間ｔ１：２５分であり、圧延温度Ｔ２：１０９８℃、仕上げ温度Ｔ３：１０５２℃であった。試験番号５１の圧延条件は、加熱温度Ｔ１：１０２３～１０７８℃、加熱時間ｔ１：３０分であり、圧延温度Ｔ２：９８９～１０１１℃、仕上げ温度Ｔ３：９２９～９６２℃であった。試験番号５２の圧延条件は、加熱温度Ｔ１：１０２３～１０７８℃、加熱時間ｔ１：２２～２６分であり、圧延温度Ｔ２：１０９８℃、仕上げ温度Ｔ３：１０５２℃であった。試験番号５３の圧延条件は、加熱温度Ｔ１：１１４８℃、加熱時間ｔ１：２５分であり、圧延温度Ｔ２：１０９８℃、仕上げ温度Ｔ３：１０５２℃であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　仕上げ圧延後、棒鋼を冷却した。表３及び表４にも示したとおり、試験番号1～４７、５０～７６の８００℃から５００℃となるまでの冷却時間Ｃｔ１は３～４分であった。試験番号４８及び試験番号４９の８００℃から５００℃となるまでの時間Ｃｔ１は、７分であった。加熱温度Ｔ１、圧延温度Ｔ２及び仕上げ温度Ｔ３は上述の方法で測定した。冷却時間Ｃｔ１は、冷却時間Ｃｔ０と同様の方法で得られた。以上の製造方法により、試験番号１～試験番号７６の熱間鍛造用圧延棒鋼を製造した。
　［熱鍛模擬品の製造］
　棒鋼を長手方向と垂直な方向に切断し、直径３３ｍｍ、長さ６０ｍｍの供試材を採取した。供試材に対して、熱間鍛造を模擬して、熱間前方押出しを行った。具体的には、熱間押出前の加熱炉での加熱温度を１３５０℃及び８００℃の２条件とし、いずれも５分間保持した。加熱後速やかに断面減少率６０％の熱間前方押出しを実施して、直径２４ｍｍの丸棒に成形して熱間鍛造模擬品を製造した。成形後の熱間鍛造模擬品を大気中で放冷した。以下、加熱温度１３５０℃のものを１３５０℃品、加熱温度８００℃のものを８００℃品という。
　試験番号７６については、熱間押出前の加熱温度１２００℃で５分間保持した。加熱後速やかに、断面減少率６０％の熱間前方押出しを実施して、直径２４ｍｍの丸棒に成形した。これを比較材（各機械特性の基準値とする鋼材）とした。
　［評価試験］
　熱間前方押出し前の棒鋼である供試材、及び熱間鍛造模擬品を用いて、次の評価試験を実施した。なお、各試験番号の供試材に対して、上述の周知の成分分析法を実施して、化学組成を分析した。その結果、各試験番号の供試材の化学組成は、表１及び表２に示したとおりであった。
　［ミクロ組織観察］
　各試験番号の熱間前方押出し前の棒鋼である供試材、及び、熱間鍛造模擬品を用いて、ミクロ組織観察試験を実施した。具体的には、供試材及び熱間模擬品の縦断面のうち、Ｒ／２部を含むサンプルを採取した。熱間鍛造用圧延棒鋼の中心軸と垂直な表面を観察面とした。観察面を研磨した後、３％硝酸アルコール（ナイタル腐食液）にてエッチングした。エッチングされた観察面を２００倍の光学顕微鏡にて観察して、上述の方法により、ポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率ＲＡＦ＋Ｐ（％）を求めた。ポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率ＲＡＦ＋Ｐが９０．０％以上であるものを「≧９０」とした。ポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率ＲＡＦ＋Ｐが９０．０％未満であるものを「＜９０」とした。結果を表３及び表４に示す。
　[ポリゴナルフェライト中の個数割合ＲＡ５－１００の測定]
　各試験番号の熱間前方押出し前の棒鋼である供試材のＲ／２部からサンプルを採取した。サンプルの表面のうち、供試材の軸方向を含む断面（縦断面）に相当する表面を観察面とした。上述の方法で、２０００００倍のＴＥＭで観察し、任意の５視野で析出物を特定した。１視野の面積は２５０ｎｍ×３５０ｎｍであった。上述の方法により析出物を特定し、ポリゴナルフェライト中の５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数Ｎ５－１００と、ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径の析出物の総個数ＮＴＯＴＡＬとを求めた。そして、総個数Ｎ５－１００と総個数ＮＴＯＴＡＬとに基づいて、下記式により、ポリゴナルフェライト中の５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の個数割合ＲＡ５－１００（％）を求めた。
　個数割合ＲＡ５－１００＝総個数Ｎ５－１００／総個数ＮＴＯＴＡＬ×１００
　求めた個数割合ＲＡ５－１００を表３及び表４に示す。表３及び表４中の「ＲＡ５－１００」欄において、「Ａ」は、対応する試験番号での個数割合ＲＡ５－１００が９０．０％以上であったことを意味する。「Ｂ」は、対応する試験番号での個数割合ＲＡ５－１００が８０．０～９０．０％未満であったことを意味する。「Ｎ」は、対応する試験番号での個数割合ＲＡ５－１００が８０．０％未満であったことを意味する。「Ｎ－１」及び「Ｎ－２」はいずれも、個数割合ＲＡ５－１００が８０．０％未満であったことを意味する。具体的には、「Ｎ－１」は、ポリゴナルフェライト内において、円相当径が５ｎｍ未満の析出物の個数割合が過剰に多かった結果、個数割合ＲＡ５－１００が８０．０％未満となったことを意味する。「Ｎ－２」は、ポリゴナルフェライト内において、円相当径が１００ｎｍを超えた析出物の個数割合が過剰に多かった結果、個数割合ＲＡ５－１００が８０．０％未満となったことを意味する。
　[析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏの測定]
　各試験番号の熱間前方押出し前の棒鋼である供試材のＲ／２部から一辺が１０ｍｍの立方体状のサンプルを採取した。サンプル表面から２００μｍ深さまでの表層を、ＡＡ系電解液（１０ｖｏｌ％アセチルアセトンと１ｖｏｌ％塩化テトラメチルアンモニウムとを含有し、残部がメタノールからなる電解液）を用いて電解にて除去した。電解時間は３０分であった。電解液を新しいＡＡ系電解液に交換し、サンプルに対して電解を実施した。電解時間は１５０分であった。電解後の電解液を、メッシュサイズが２００ｎｍのフィルタを用いてろ過し、残渣を得た。得られた残渣に基づいて、上述の方法で、析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏを求めた。
　求めた析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏを表３及び表４に示す。表３及び表４中の「ＲＡＭｏ」欄において、「Ａ」は、対応する試験番号での析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏが９０．０％以上であったことを意味する。「Ｂ」は、対応する試験番号での析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏが７０．０～９０．０％未満であったことを意味する。「Ｃ」は、対応する試験番号での析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏが５０．０～７０．０％未満であったことを意味する。「Ｎ」は、対応する試験番号での析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏが５０．０％未満であったことを意味する。
　［降伏強度評価］
　各熱間鍛造模擬品のＲ／２部から、図２に示す直径が５ｍｍのＪＩＳ　１４Ａ号試験片を２本採取した。図２を参照して、疲労試験片は、横断面が円形状であり、平行部長さが３５ｍｍであった。図２中の単位が示されていない数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。図中の「φ数値」は、指定されている部位の直径（ｍｍ）を示す。図中の「Ｒ数値」は、肩部の半径（ｍｍ）を示す。図中の「Ｍ数値」は、呼び径（ｍｍ）を示す。採取された試験片を用いて、大気中の室温（２５℃）で引張試験を実施して、鋼材の０．２％耐力で、２本平均の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）を求めた。
　試験番号７６の比較材の降伏強度（６００ＭＰａ）に対して、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）が１２５％以上の場合を評価「Ａ」とし、１１０～１２５％未満の場合を評価「Ｂ」とした。降伏強度ＹＳが１１０％未満の場合を評価「Ｎ」とした。
　評価「Ａ」又は「Ｂ」の場合、十分な降伏強度が得られたと判断した。評価「Ｎ」の場合、降伏強度が低いと判断した。
　[疲労強度評価]
　各熱間鍛造模擬品のＲ／２部から、図３に示す疲労試験片を採取した。図３を参照して、疲労試験片は、横断面が円形状であり、平行部長さが４２ｍｍであった。図３中の単位が示されていない数値は、試験片の対応する部位の寸法（単位はｍｍ）を示す。図中の「φ数値」は、指定されている部位の直径（ｍｍ）を示す。図中の「Ｒ数値」は、肩部の半径（ｍｍ）を示す。採取された試験片を用いて、大気中の室温（２５℃）において、最小最大応力比－１の両振り疲労試験（小野式回転曲げ疲労試験）を実施した。繰り返し数１０7回で破断しない最大の応力を疲労強度（ＭＰa）とした。周波数は３０Ｈｚとした。
　試験番号７６の比較材の疲労強度（３６０ＭＰａ）に対して、疲労強度が１２５％以上の場合を評価「Ａ」、１１０～１２５％未満の場合を評価「Ｂ」とした。疲労強度が１１０％未満の場合を評価「Ｎ」とした。
　評価「Ａ」又は「Ｂ」の場合、十分な疲労強度が得られたと判断した。評価「Ｎ」の場合、疲労強度が低いと判断した。
　[被削性評価]
　試験番号ごとに５つの熱間鍛造模擬品を準備した。準備した５つの熱間鍛造模擬品に対して端部を切断し、切断面をスラスト加工した。スラスト加工した熱鍛模擬品に対して、スラスト面と垂直方向の位置に深さ３０ｍｍのドリル穴あけ加工を行い、５１穴目のドリル穴あけ加工時の切削抵抗（Ｎ・ｃｍ）を測定した。このとき、ドリル径を１０ｍｍ、主軸の回転速度を１０００回／ｍｉｎとした。使用したドリルはハイスドリルであった。
　試験番号７６の比較材の切削抵抗（５０Ｎ・ｃｍ）に対して、切削抵抗が９０％以下の場合を評価「Ａ」、９０超～１１０％の場合を評価「Ｂ」とした。切削抵抗が１１０％を超える場合を評価「Ｎ」とした。
　評価「Ａ」又は「Ｂ」の場合、十分な被削性が得られたと判断した。評価「Ｎ」の場合、被削性が低いと判断した。
　［クラッキング性評価］
　各試験番号の熱間鍛造模擬品の中心部から、ノッチを加工した、Ｖノッチシャルピー衝撃試験片を採取した。試験片の幅は１０ｍｍ、高さは１０ｍｍ、長さは５５ｍｍであり、ノッチ深さは２ｍｍであった。各試験片に対して、０℃にて、ＪＩＳ　Ｚ２２４２（２００５）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施して、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ2）を求めた。
　クラッキング性評価において、シャルピー衝撃値が８Ｊ／ｃｍ2以下の場合を評価「Ａ」、８Ｊ／ｃｍ2を超える場合を評価「Ｎ」とした。
　評価「Ａ」の場合、十分なクラッキング性が得られたと判断した。評価「Ｎ」の場合、クラッキング性が低いと判断した。
　［評価結果］
　評価結果を表３及び表４に示す。表３及び表４を参照して、試験番号１～４６の化学組成は適切であり、ｆｎ１が式（１）を満たし、ｆｎ２が式（２）を満たした。さらに、ポリゴナルフェライト中の５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の個数割合ＲＡ５－１００（％）は８０．０％以上であり、析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏは５０．０％以上であった。その結果、試験番号７６の比較材と比較して、優れたクラッキング性が得られた。さらに、降伏強度、疲労強度、被削性も良好であった。
　一方、試験番号４７は、化学組成は適切であり、ｆｎ１が式（１）を満たし、ｆｎ２が式（２）を満たした、しかしながら、冷却時間Ｃｔ０が２０分未満であった。そのため、冷却速度が速すぎ、ポリゴナルフェライト中にＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が析出しなかった。そのため、析出物中Ｍｏ量割合ＲＡＭｏが５０．０％未満であった。Ｍｏが固溶しすぎ、ベイナイトの生成が促進された。その結果、１３５０℃品で、ポリゴナルフェライトとパーライトとの総面積率が９０．０％未満となり、ベイナイトが過剰に生成した。そのため、クラッキング性が低かった。さらに、降伏強度及び疲労強度も低かった。
　試験番号４８及び試験番号４９は、化学組成は適切であり、ｆｎ１が式（１）を満たし、ｆｎ２が式（２）を満たした、しかしながら、仕上げ圧延後の冷却において、冷却時間Ｃｔ１が５分を超えた。そのため、冷却速度が遅すぎ、ポリゴナルフェライト中のＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が粗大化し、１００ｎｍを超える円相当径の析出物の総数が多くなり、個数割合ＲＡ５－１００（％）が８０．０％未満となった。その結果、８００℃品の降伏強度及び疲労強度が低かった。
　試験番号５０は、化学組成は適切であり、ｆｎ１が式（１）を満たし、ｆｎ２が式（２）を満たした、しかしながら、加熱温度Ｔ１が１１００℃を超えた。そのため、仕上げ圧延温度Ｔ３も１０００℃を超えた。その結果、ポリゴナルフェライト中のＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が十分に粗大化せず、５ｎｍ未満の析出物の個数割合が多く、円相当径が５～１００ｎｍの析出物の個数割合ＲＡ５－１００が８０．０％未満であった。その結果、ベイナイトの生成が促進され、１３５０℃品で、降伏強度、疲労強度、及びクラッキング性が低かった。
　試験番号５１では、化学組成は適切であり、ｆｎ１が式（１）を満たし、ｆｎ２が式（２）を満たした。しかしながら、仕上げ圧延での加熱時間ｔ１が長すぎた。その結果、ポリゴナルフェライト中のＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が十分に粗大化せず、５ｎｍ未満の析出物の個数割合が多く、円相当径が５～１００ｎｍの析出物の個数割合ＲＡ５－１００が８０．０％未満であった。その結果、ベイナイトの生成が促進され、１３５０℃品で、降伏強度、疲労強度、及びクラッキング性が低かった。
　試験番号５２では、化学組成は適切であり、ｆｎ１が式（１）を満たし、ｆｎ２が式（２）を満たした。しかしながら、仕上げ圧延での仕上げ温度Ｔ３が高すぎた。その結果、ポリゴナルフェライト中のＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が十分に粗大化せず、５ｎｍ未満の析出物の個数割合が多く、円相当径が５～１００ｎｍの析出物の個数割合ＲＡ５－１００が８０．０％未満であった。その結果、ベイナイトの生成が促進され、１３５０℃品で、降伏強度、疲労強度、及びクラッキング性が低かった。
　試験番号５３では、化学組成は適切であり、ｆｎ１が式（１）を満たし、ｆｎ２が式（２）を満たした。しかしながら、加熱温度Ｔ１が１１００℃を超えた。そのため、仕上げ圧延温度Ｔ３も１０００℃を超えた。その結果、ポリゴナルフェライト中のＶ－Ｔｉ－Ｍｏ複合炭化物が十分に粗大化せず、５ｎｍ未満の析出物の個数割合が多く、円相当径が５～１００ｎｍの析出物の個数割合ＲＡ５－１００が８０．０％未満であった。その結果、ベイナイトの生成が促進され、１３５０℃品で、降伏強度、疲労強度、及びクラッキング性が低かった。
　試験番号５４のＣ含有量は高すぎた。そのため、被削性が低かった。
　試験番号５５のＣ含有量は低すぎた。そのため、降伏強度及び疲労強度が低かった。
　試験番号５６のＳｉ含有量が低すぎた。そのため、降伏強度及び疲労強度が低かった。
　試験番号５７のＭｎ含有量は高すぎた。そのため１３５０℃品においてベイナイトが生成し、ミクロ組織におけるポリゴナルフェライトとパーライトとの総面積率が９０．０％未満となった。そのため、クラッキング性が低かった。さらに降伏強度、及び疲労強度も低かった。
　試験番号５８のＭｎ含有量は低すぎた。そのため、降伏強度及び疲労強度が低かった。
　試験番号５９のＰ含有量は低すぎた。そのため、クラッキング性が低かった。
　試験番号６０のＳ含有量は高すぎた。そのため、疲労強度が低かった。
　試験番号６１のＳ含有量は低すぎた。そのため、被削性が低かった。
　試験番号６２のＣｒ含有量は高すぎた。そのため１３５０℃品においてベイナイトが生成し、ミクロ組織におけるポリゴナルフェライトとパーライトとの総面積率が９０．０％未満となった。そのため、クラッキング性が低かった。さらに降伏強度、及び疲労強度も低かった。
　試験番号６３のＣｒ含有量は低すぎた。そのため、降伏強度及び疲労強度が低かった。
　試験番号６４のＭｏ含有量は高すぎた。そのため１３５０℃品においてベイナイトが生成し、ミクロ組織におけるポリゴナルフェライトとパーライトとの総面積率が９０．０％未満となった。そのため、クラッキング性が低かった。さらに降伏強度、及び疲労強度も低かった。
　試験番号６５のＭｏ含有量は低すぎた。そのため、降伏強度及び疲労強度が低かった。
　試験番号６６のＶ含有量は高すぎた。そのため、被削性が低かった。
　試験番号６７のＶ含有量は低すぎた。そのため、降伏強度及び疲労強度が低かった。
　試験番号６８のＴｉ含有量が高すぎた。そのため、被削性が低かった。
　試験番号６９のＴｉ含有量は低すぎた。そのため、降伏強度、疲労強度、及びクラッキング性が低かった。
　試験番号７０のＡｌ含有量は高すぎた。そのため、疲労強度が低かった。
　試験番号７１のＮ含有量は低かった。そのため、降伏強度及び疲労強度が低かった。
　試験番号７２及び７３では、ｆｎ１が高すぎた。そのため、被削性が低かった。
　試験番号７４では、ｆｎ１が低すぎた。そのため、降伏強度及び疲労強度が低かった。
　試験番号７５では、ｆｎ２が高すぎた。そのためベイナイトが生成し、１３５０℃品での降伏強度、疲労強度、及びクラッキング性が低かった。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。
１　コンロッド
２　キャップ
３　ロッド
１００　大端部
２００　棹部
３００　小端部

Claims (3)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　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％、及び、
    　Ｂｉ：０～０．３０００％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たし、
    　ミクロ組織において、ポリゴナルフェライト及びパーライトの総面積率は９０％以上であり、
    　析出物中に含有されるＭｏの総含有量（質量％）は、鋼中の全Ｍｏ含有量（質量％）の５０．０％以上であり、
    　前記ポリゴナルフェライト中の５～１００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数は、前記ポリゴナルフェライト中の３～１０００ｎｍの円相当径を有する析出物の総個数の８０．０％以上である、
    　熱間鍛造用圧延棒鋼。
    　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）
    　ここで、式（１）及び式（２）中の元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
  2. 　請求項１に記載の熱間鍛造用圧延棒鋼であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｃｕ：０．０１～０．４０％、
    　Ｎｉ：０．００５～０．３０％、及び、
    　Ｎｂ：０．００１～０．２０％、からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、熱間鍛造用圧延棒鋼。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の熱間鍛造用圧延棒鋼であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｐｂ：０．０５～０．３０％、
    　Ｚｒ：０．０００３～０．１０００％、
    　Ｔｅ：０．０００３～０．３０００％、
    　Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、及び、
    　Ｂｉ：０．０００３～０．３０００％、からなる群から選択される１種又は２種以上を含有する、熱間鍛造用圧延棒鋼。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2023502106A (ja) * 2019-11-18 2023-01-20 アルセロールミタル 鋼の鍛造部品及びその製造方法
CN115747674A (zh) * 2022-11-28 2023-03-07 南京工程学院 一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢及其制备方法和应用
CN116607079A (zh) * 2023-07-07 2023-08-18 江苏三鑫特殊金属材料股份有限公司 一种防锈耐磨高破碎性易切削的碳素钢及制备方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110106446B (zh) * 2019-06-24 2021-04-13 新余钢铁股份有限公司 一种400MPa级含Ti热轧带肋钢筋及其生产工艺
CN117344205A (zh) * 2022-06-27 2024-01-05 宝山钢铁股份有限公司 一种非调质钢、由其制造的连杆以及该非调质钢的制造方法
CN119194284B (zh) * 2024-09-12 2026-03-10 本钢板材股份有限公司 一种汽车发动机连杆用钢棒材及其制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11199967A (ja) * 1998-01-07 1999-07-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 被削性に優れた高強度・低延性非調質鋼材
JP2014025105A (ja) * 2012-07-26 2014-02-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal コネクティングロッド用鋼及びコネクティングロッド
JP2015025162A (ja) * 2013-07-25 2015-02-05 大同特殊鋼株式会社 フェライト・パーライト型非調質鋼

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3780999B2 (ja) * 2002-10-17 2006-05-31 住友金属工業株式会社 非調質鋼熱間鍛造部材の製造方法
EP1605071B1 (en) * 2003-03-18 2008-10-15 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Non-quenched/tempered connecting rod and method of producing the same
US20070227634A1 (en) * 2005-03-16 2007-10-04 Mittal Steel Gandrange Forged or Stamped Average or Small Size Mechanical Part
JP5565102B2 (ja) * 2010-05-27 2014-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 機械構造用鋼およびその製造方法
CN104593671B (zh) * 2015-02-28 2017-04-19 南京工程学院 一种高强韧性非调质钢在复合锻造成型中的应用

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11199967A (ja) * 1998-01-07 1999-07-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 被削性に優れた高強度・低延性非調質鋼材
JP2014025105A (ja) * 2012-07-26 2014-02-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal コネクティングロッド用鋼及びコネクティングロッド
JP2015025162A (ja) * 2013-07-25 2015-02-05 大同特殊鋼株式会社 フェライト・パーライト型非調質鋼

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2023502106A (ja) * 2019-11-18 2023-01-20 アルセロールミタル 鋼の鍛造部品及びその製造方法
JP7512387B2 (ja) 2019-11-18 2024-07-08 アルセロールミタル 鋼の鍛造部品及びその製造方法
US12612683B2 (en) 2019-11-18 2026-04-28 Arcelormittal Forged part of steel and a method of manufacturing thereof
CN115747674A (zh) * 2022-11-28 2023-03-07 南京工程学院 一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢及其制备方法和应用
CN115747674B (zh) * 2022-11-28 2023-09-29 南京工程学院 一种低成本抗氢脆的超大截面直接切削用非调质钢及其制备方法和应用
CN116607079A (zh) * 2023-07-07 2023-08-18 江苏三鑫特殊金属材料股份有限公司 一种防锈耐磨高破碎性易切削的碳素钢及制备方法

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