(57)【特許請求の範囲】
【請求項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。
【請求項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。
【請求項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。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
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。
【背景技術】
【０００２】
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。【０００３】
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。【０００４】
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。【０００５】
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。【０００６】
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。【０００７】
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。【０００８】
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。【０００９】
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。【００１０】
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。【００１１】
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。【００１２】
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。【００１３】
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。【００１４】
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。【００１５】
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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１６】
【特許文献１】米国特許第５１３５５８７号
【特許文献２】特開２００５−６８４６０号公報
【特許文献３】特開２００５−２９８２５号公報
【特許文献４】特開２０１１−１９５８６２号公報
【特許文献５】特開２０１４−７７２００号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１７】
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。【００１８】
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。【００１９】
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。【００２０】
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。【００２１】
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。
【課題を解決するための手段】
【００２２】
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。
【発明の効果】
【００２３】
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。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】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】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】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。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
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。
【００２６】
（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。
【００２７】
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。
【００２８】
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。
【００２９】
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。
【００３０】
（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。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
（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。
【００３４】
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。
【００３５】
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。
【００３６】
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。
【００３７】
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。
【００３８】
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。
【００３９】
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。
【００４０】
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。
【００４１】
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。
【００４２】
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。
【００４３】
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。
【００４４】
（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。
【００４５】
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。
【００４６】
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。
【００４７】
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。
【００４８】
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。
【００４９】
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。
【００５０】
［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。
【００５１】
［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。
【００５２】
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。
【００５３】
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。
【００５４】
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。
【００５５】
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。
【００５６】
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。
【００５７】
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。
【００５８】
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。
【００５９】
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。
【００６０】
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。
【００６１】
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。
【００６２】
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
【００６３】
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。
【００６４】
［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。
【００６５】
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。
【００６６】
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。
【００６７】
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。
【００６８】
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。
【００６９】
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。
【００７０】
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。
【００７１】
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。
【００７２】
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。
【００７３】
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。
【００７４】
［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。
【００７５】
［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。
【００７６】
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。
【００７７】
［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。
【００７８】
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。
【００７９】
［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。
【００８０】
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。
【００８１】
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
【００８２】
［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。
【００８３】
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
【００８４】
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。
【００８５】
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）
【００８６】
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
【００８７】
［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。
【００８８】
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。
【００８９】
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
【００９０】
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。
【００９１】
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。
【００９２】
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。
【００９３】
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。
【００９４】
［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
【００９５】
［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。
【００９６】
［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。
【００９７】
［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。
【００９８】
［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。
【００９９】
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。
【０１００】
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。
【０１０１】
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。
【０１０２】
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。
【０１０３】
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。
【０１０４】
［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。
【０１０５】
［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。
【０１０６】
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。
【０１０７】
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。
【０１０８】
［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。
【０１０９】
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。
【０１１０】
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。
【０１１１】
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。
【０１１２】
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。
【０１１３】
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。
【０１１４】
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。
【０１１５】
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
【０１１６】
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。
【０１１７】
［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。
【０１１８】
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。
【０１１９】
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。
【０１２０】
［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。
【０１２１】
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。
【０１２２】
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。
【０１２３】
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。
【０１２４】
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。
【０１２５】
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。
【０１２６】
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。
【実施例】
【０１２７】
表１及び表２に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。【０１２８】
【表１】
0006673475.tif 000002
【０１２９】
【表２】
0006673475.tif 000003
【０１３０】
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。【０１３１】
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。【０１３２】
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。【０１３３】
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。【０１３４】
【表３】
0006673475.tif 000004
【０１３５】
【表４】
0006673475.tif 000005
【０１３６】
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。【０１３７】
［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。【０１３８】
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。【０１３９】
［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。【０１４０】
［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。【０１４１】
[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【０１４２】
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。【０１４３】
[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。【０１４４】
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。【０１４５】
［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。【０１４６】
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。【０１４７】
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。【０１４８】
[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。【０１４９】
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。【０１５０】
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。【０１５１】
[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。【０１５２】
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。【０１５３】
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。【０１５４】
［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。【０１５５】
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。【０１５６】
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。【０１５７】
［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。【０１５８】
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。【０１５９】
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。【０１６０】
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。【０１６１】
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。【０１６２】
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。【０１６３】
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。【０１６４】
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。【０１６５】
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。【０１６６】
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。【０１６７】
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。【０１６８】
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。【０１６９】
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。【０１７０】
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。【０１７１】
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。【０１７２】
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。【０１７３】
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。【０１７４】
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。【０１７５】
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。【０１７６】
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。【０１７７】
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。【０１７８】
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。【０１７９】
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。【０１８０】
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。【０１８１】
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。【０１８２】
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。【０１８３】
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。【０１８４】
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。【０１８５】
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。
【符号の説明】
【０１８６】
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
【図１】
0006673475.tif 000006
【図２】
0006673475.tif 000007
【図３】
0006673475.tif 000008