JP6617852B2 - 熱間鍛造用棒鋼 - Google Patents

Description

本発明は、棒鋼に関し、さらに詳しくは、熱間鍛造品に用いられる棒鋼（以下、「熱間鍛造用棒鋼」とも称する）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」とも称する）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は従来のコンロッドの正面図である。図１に示すとおり、従来のコンロッド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はピストンに連結される。

従来のコンロッド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の小型化及びシリンダ内の筒内圧力向上が求められている。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爆発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。

また、近年、省エネルギー及び低コスト化の観点から、調質処理（焼入れ及び焼戻し）を省略した非調質コンロッドが採用されはじめている。したがって、熱間鍛造後、調質処理をしなくても、十分な降伏強度、疲労強度及び被削性が得られる非調質鋼が求められている。

ところで、従来のコンロッド１は、上記のとおりキャップ２とロッド３とが別々に製造される。そのため、キャップ２とロッド３との位置決めのために、ノックピン加工工程が実施される。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実施される。そこで、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１００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。

クラッキングコンロッドは通常、コンロッドの一体成型を、熱間鍛造によって実施する。本明細書において、熱間鍛造後の熱間鍛造用棒鋼を「熱間鍛造品」ともいう。ここで、クラッキングコンロッドに用いられる場合、熱間鍛造品の靭性は低いほうが好ましい。靭性が高い鋼では、クラッキングにより大端部を破断した場合、破断面に延性破面が生じやすい。この場合、大端部が塑性変形していることになる。そのため、破断面を合わせてもきれいに整合せず、図１中の大端部１００の内径Ｄが所望の数値からずれる。その結果、クランク連結部（大端部１００）で片当たりが生じ、自動車走行時の振動や騒音の原因となる場合がある。

このようなクラッキング性が高い鋼が、特開２００４−２７７８１７号公報（特許文献１）、特開２０１１−１９５８６２号公報（特許文献２）、国際公開第２００９／１０７２８２号（特許文献３）、特開２００６−３３６０７１号公報（特許文献４）、及び、特開２０１６−２７２０４号公報（特許文献５）に提案されている。

特許文献１に開示されている高強度非調質鋼は、重量％でＣ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｓ：０．０３〜０．２％、Ｐ：０．０２〜０．１５％、Ｃｕ：０．０３〜１％、Ｎｉ：０．０３〜１％、Ｃｒ：０．０５〜１％、Ｖ：０．０２〜０．４％、Ｔｉ：０．０１〜０．８％、ｓ−Ａｌ：０．００５〜０．０４５％、Ｎ：０．００８〜０．０３５％、残部が不可避的不純物及びＦｅから成る組成であり、フェライトパーライト組織を有する。鋼中のＴｉＮ介在物の最大直径は５μｍ以上且つその量は数密度で５個／ｍｍ^２以上である。この非調質鋼は、高強度で被削性も良く、また破断分離性能にも優れていて、なお且つ破面に良好な凹凸を形成することができる、と特許文献１には記載されている。

特許文献２に開示されている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。鋼の化学組成は、２Ｍｎ＋５Ｍｏ＋Ｃｒ≦３．１を満たし、Ｃ＋Ｓｉ／５＋Ｍｎ／１０＋１０Ｐ＋５Ｖ≧１．８を満たし、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｖが０．９０〜１．１０を満たす。鋼の硬さはＨＶ３３０以上であり、降伏比は０．７３以上である。鋼の組織は、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。この熱間鍛造用非調質鋼は、高強度を確保しつつ、優れた被削性と破断分離性を確保できる熱間鍛造非調質鋼部品を提供することができる、と特許文献２には記載されている。

特許文献３に開示されている熱間鍛造用非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．３５％超〜０．６０％、Ｓｉ：０．５０〜２．５０％、Ｍｎ：０．２０〜２．００％、Ｐ：０．０１０〜０．１５０％、Ｓ：０．０４０〜０．１５０％、Ｖ：０．１０〜０．５０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜０．０２００％を含有し、Ａｌ：０．０１０％未満に制限し、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物よりなる。この熱間鍛造用非調質鋼は、破断分離性及び被削性に優れる、と特許文献３には記載されている。

特許文献４に開示されているコンロッド用鋼は、質量％で、Ｃ：０．１〜０．５％、Ｓｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０６〜０．２％、Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％、及び、Ａｌ：０．００１〜０．０２％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼である。このコンロッド用鋼は、鋼中に存在する酸化物系介在物の組成を所定の範囲内に制御しているため、破断分割性を高めることができる、と特許文献４には記載されている。

特許文献５に開示されている時効硬化型ベイナイト非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．０１〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜３．００％、Ｐ：０．００１〜０．１５０％、Ｓ：０．００１〜０．２００％、Ｃｕ：０．００１〜２．００％、Ｎｉ：０．４０％以下、Ｃｒ：０．１０〜３．００％、を含有し、さらにＭｏ：０．０２〜２．００％、Ｖ：０．０２〜２．００％、Ｔｉ：０．００１〜０．２５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、のいずれか１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、かつ所定の化学成分の含有質量％が、３×［Ｃ］＋１０×［Ｍｎ］＋２×［Ｃｕ］＋２×［Ｎｉ］＋１２×［Ｃｒ］＋９×［Ｍｏ］＋２×［Ｖ］≧２０、３２×［Ｃ］＋３×［Ｓｉ］＋３×［Ｍｎ］＋２×［Ｎｉ］＋３×［Ｃｒ］＋１１×［Ｍｏ］＋３２×［Ｖ］＋６５×［Ｔｉ］＋３６×［Ｎｂ］≧２４、３２１×［Ｃ］−３１×［Ｍｏ］＋２１３×［Ｖ］＋５４５×［Ｔｉ］＋２８０×［Ｎｂ］≧１００、３２１×［Ｃ］−３１×［Ｍｏ］＋２１３×［Ｖ］＋５４５×［Ｔｉ］＋２８０×［Ｎｂ］≧１００を満たす。この時効硬化型ベイナイト非調質鋼は、破断分離加工により製造される部品であっても、破断分離加工時の塑性変形を良好に抑制することができる、と特許文献５には記載されている。

特開２００４−２７７８１７号公報 特開２０１１−１９５８６２号公報 国際公開２００９／１０７２８２号 特開２００６−３３６０７１号公報 特開２０１６−２７２０４号公報

上述のとおり、熱間鍛造品のクラッキング性を高めるためには、熱間鍛造品の靭性は低い方が好ましい。そのため、従来、熱間鍛造品のミクロ組織は、フェライト及びパーライトを主体とすることを前提としていた。しかしながら、近年、さらに高い疲労強度を得ることを目的に、熱間鍛造品のミクロ組織をベイナイト主体とした、熱間鍛造用棒鋼が求められている。

一方、ベイナイトは靭性が高い。したがって、熱間鍛造品のミクロ組織をベイナイト主体とした場合、クラッキング後の破断面に延性破面が生じやすい。その結果、熱間鍛造後の鋼のクラッキング性が低下してしまう。したがって、熱間鍛造用棒鋼には、熱間鍛造後の鋼のミクロ組織がベイナイト主体であっても、高いクラッキング性が求められる。

特許文献１、３、及び、４では、熱間鍛造品のミクロ組織が主としてフェライト及びパーライトからなることを前提としている。そのため、熱間鍛造品のミクロ組織をベイナイト主体とした場合、破断面に延性破面が生じ、大端部の内径が変形してクラッキング性が低下する場合があり得る。

特許文献２では、熱間鍛造品中でのベイナイトの生成をある程度許容する。しかしながら、ミクロ組織中に占めるベイナイトの面積率が増加した場合、破断面に延性破面が生じ、クラッキング性が低下する場合があり得る。

特許文献５では、ベイナイト主体の組織でもシャルピー衝撃値（２ｍｍＵ）を３０Ｊ／ｃｍ^２以下に設定することができる、と記載されている。しかしながら、延性破壊を十分抑制し、クラッキング後のコンロッドの変形量を低減するには至っておらず、大端部の内径が変形してクラッキング性が低下する場合があり得る。

本開示の目的は、優れた熱間加工性を有し、熱間鍛造後において高い降伏強度、高い疲労強度、及び、優れた被削性を有し、熱間鍛造後のミクロ組織がベイナイト主体であっても、優れたクラッキング性を有する熱間鍛造用棒鋼を提供することである。

本開示による熱間鍛造用棒鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．５１〜３．５０％、Ｐ：０．０１０〜０．１００％、Ｓ：０．３０％以下、Ｃｒ：０．０５〜２．５０％、Ｖ：０．１０〜０．７５％、Ｔｉ：０．００５％〜０．２５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％、Ｃｕ：０〜０．６０％、Ｎｉ：０〜０．６０％、Ｍｏ：０〜０．７０％、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｐｂ：０〜０．３０％、Ｔｅ：０〜０．３０００％、Ｃａ：０〜０．０１００％、及び、Ｂｉ：０〜０．４０００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。本開示による熱間鍛造用棒鋼は、鋼中の２０μｍ以上の円相当径を有するＴｉＮの数密度が０．３〜４．０個／ｍｍ^２である。
０．４８≦Ｃ＋０．１１Ｍｎ＋０．０８Ｃｒ＋０．７５Ｖ＋０．２０Ｍｏ≦１．５０ （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。

本開示による熱間鍛造用棒鋼は、優れた熱間加工性を有し、熱間鍛造後において高い降伏強度、高い疲労強度、及び、優れた被削性を有し、熱間鍛造後のミクロ組織がベイナイト主体であっても、優れたクラッキング性を有する。

図１は、従来のコネクティングロッドの正面図である。 図２Ａは、実施例におけるクラッキング性評価試験で用いた試験片の平面図である。 図２Ｂは、図２Ａに示した試験片の断面図である。 図２Ｃは、図２Ａの試験片を破断分離した状態を示す試験片の平面図である。 図２Ｄは、図２Ｃの試験片をボルトで締結した状態を示す試験片の平面図である。

以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。

本発明者らは、熱間鍛造用棒鋼の熱間加工性、及び、熱間鍛造後の熱間鍛造用棒鋼（熱間鍛造品）の降伏強度、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、本発明者らは次の知見を得た。

（Ａ）降伏強度及び被削性について
降伏強度と被削性とは、相反する機械特性である。しかしながら、鋼の化学組成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。

ｆｎ１＝Ｃ＋０．１１Ｍｎ＋０．０８Ｃｒ＋０．７５Ｖ＋０．２０Ｍｏと定義する。ｆｎ１は強度の指標であり、降伏強度と正の相関を示す。質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．５１〜３．５０％、Ｐ：０．０１０〜０．１００％、Ｓ：０．３０％以下、Ｃｒ：０．０５〜２．５０％、Ｖ：０．１０〜０．７５％、Ｔｉ：０．００５％〜０．２５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％、Ｃｕ：０〜０．６０％、Ｎｉ：０〜０．６０％、Ｍｏ：０〜０．７０％、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｐｂ：０〜０．３０％、Ｔｅ：０〜０．３０００％、Ｃａ：０〜０．０１００％、及び、Ｂｉ：０〜０．４０００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する熱間鍛造用棒鋼において、ｆｎ１が０．４８未満であれば、鋼の強度が低すぎ、十分な降伏強度が得られない。一方、ｆｎ１が１．５０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。上記化学組成を有する熱間鍛造用棒鋼において、ｆｎ１が０．４８〜１．５０であれば、熱間鍛造品は、優れた降伏強度及び被削性を有する。

（Ｂ）クラッキング性について
本明細書において、「クラッキング性が高い」とは、熱間鍛造品の破断面に延性破面が生じにくいことを意味する。上述のとおり、熱間鍛造品のクラッキング性を高めるためには、熱間鍛造品の靭性は低いほうが好ましい。ここで、クラッキングコンロッドに用いられる熱間鍛造品は、通常、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に規定されるシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーＥ（２ｍｍＶ）が２０Ｊ／ｃｍ^２未満程度である。また、ＡＳＴＭ Ｅ３９９−０６に規定される破壊靭性値Ｋ_Ｑが４０ＭＰａ√ｍ未満程度である。

このようなクラッキング性が高い熱間鍛造品を得るために、本発明者らは、ベイナイト主体のミクロ組織を有する熱間鍛造品のクラッキング性の向上について、さらに調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは、鋼中における粗大なＴｉＮの数密度を適切な範囲内とすることにより、ベイナイト主体のミクロ組織を有する熱間鍛造品であっても、優れたクラッキング性が得られることを見出した。

具体的には、連続鋳造による溶鋼の凝固過程において、ＴｉはＴｉ窒化物（ＴｉＮ）、Ｔｉ硫化物及びＴｉ炭硫化物を形成する。このうち、ＴｉＮは熱間鍛造前の加熱工程においても固溶せずに残存する。したがって、このようなＴｉＮは、熱間鍛造品内にも残存する。残存したＴｉＮは熱間鍛造品のクラッキング時において、複数箇所で破壊の起点となる。つまり、クラッキング時に、ＴｉＮと母相（マトリクス）との界面で鋭い初期亀裂が発生する。鋭い初期亀裂の先端は塑性拘束が強い状態となる。そのため、脆性破壊が生じやすくなる。初期亀裂から脆性的に進展した亀裂が、隣り合う他のＴｉＮから生じた亀裂と結合することにより、脆性破面が得られる。したがって、靭性の高いベイナイトが主体のミクロ組織を有する鋼材であっても、適切なサイズ及び個数のＴｉＮを活用し、脆性的な亀裂進展を生じさせることができれば、破断面が脆性破面となり、延性破面が抑制される。その結果、優れたクラッキング性が得られると考えられる。

そこで、本発明者らは、上記効果を得るために適切なＴｉＮのサイズ及び個数（数密度）についてさらに検討を行った。その結果、次の知見を得た。円相当径で２０μｍ以上のＴｉＮ（以下、粗大ＴｉＮとも称する）の数密度が０．３個／ｍｍ^２未満であれば、十分なクラッキング性が得られない。一方、粗大ＴｉＮの数密度が４．０個／ｍｍ^２を超えれば、優れたクラッキング性は得られるものの、熱間加工性が低下する。したがって、上述の化学組成を有し、式（１）を満たす熱間鍛造用棒鋼において、鋼中の粗大ＴｉＮの数密度が０．３〜４．０個／ｍｍ^２であれば、ミクロ組織がベイナイト主体であっても、熱間加工性、及び、熱間鍛造後の降伏強度と、疲労強度と、被削性とを維持しつつ、優れたクラッキング性が得られることを見出した。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による熱間鍛造用棒鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．５１〜３．５０％、Ｐ：０．０１０〜０．１００％、Ｓ：０．３０％以下、Ｃｒ：０．０５〜２．５０％、Ｖ：０．１０〜０．７５％、Ｔｉ：０．００５％〜０．２５０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％、Ｃｕ：０〜０．６０％、Ｎｉ：０〜０．６０％、Ｍｏ：０〜０．７０％、Ｎｂ：０〜０．１００％、Ｐｂ：０〜０．３０％、Ｔｅ：０〜０．３０００％、Ｃａ：０〜０．０１００％、及び、Ｂｉ：０〜０．４０００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。鋼中の２０μｍ以上の円相当径を有するＴｉＮの数密度は０．３〜４．０個／ｍｍ^２である。
０．４８≦Ｃ＋０．１１Ｍｎ＋０．０８Ｃｒ＋０．７５Ｖ＋０．２０Ｍｏ≦１．５０ （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。

上記熱間鍛造用棒鋼の化学組成は、Ｃｕ：０．０１〜０．６０％、Ｎｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｏ：０．０１〜０．７０％、及び、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％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。

上記熱間鍛造用棒鋼の化学組成は、Ｐｂ：０．０１〜０．３０％、Ｔｅ：０．０００３〜０．３０００％、Ｃａ：０．０００３〜０．０１００％、及び、Ｂｉ：０．０００３〜０．４０００％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、本実施形態による熱間鍛造用棒鋼について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

［化学組成］
本実施形態による熱間鍛造用棒鋼の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．０５〜０．４０％
炭素（Ｃ）は、鋼の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、この効果は得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０５〜０．４０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、より好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２１％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．３９％であり、より好ましくは０．３８％であり、さらに好ましくは０．３７％である。

Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、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、この効果は得られない。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０．０５〜０．５０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、より好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４９％であり、より好ましくは０．４８％であり、さらに好ましくは０．４７％である。

Ｍｎ：１．５１〜３．５０％
マンガン（Ｍｎ）は鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼の降伏強度及び疲労強度を高める。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。したがって、Ｍｎ含有量は１．５１〜３．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．５２％であり、より好ましくは１．５３％であり、さらに好ましくは１．５５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は３．４９％であり、より好ましくは３．４８％であり、さらに好ましくは３．４５％である。

Ｐ：０．０１０〜０．１００％
リン（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は脆性的になる。その結果、破断分割後のクラッキングコンロッドの大端内径変形量が小さくなる。すなわち、熱間鍛造後の鋼のクラッキング性が高まる。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０．０１１％であり、より好ましくは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０．０９０％であり、より好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。

Ｓ：０．３０％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物である。すなわち、Ｓ含有量は０％超である。Ｓは鋼の熱間加工性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．３０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は、０．２０％であり、より好ましくは０．１５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｓを過剰に低減すれば、精錬コストが過剰に高くなる。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは、０．０００５％である。

Ｃｒ：０．０５〜２．５０％
クロム（Ｃｒ）は鋼の降伏強度及び疲労強度を高める。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、鋼が硬くなりすぎ、鋼の被削性が低下する。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０．０５〜２．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、より好ましくは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２．００％であり、より好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは１．６０％である。

Ｖ：０．１０〜０．７５％
バナジウム（Ｖ）は、熱間鍛造後の冷却過程でフェライト中に炭化物として析出し、熱間鍛造後の鋼の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｖ含有量が低すぎれば、この効果は得られない。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。Ｖ含有量が高すぎればさらに、被削性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．１０〜０．７５％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１１％であり、より好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．７０％であり、より好ましくは０．６８％であり、さらに好ましくは０．６６％である。

Ｔｉ：０．００５％〜０．２５０％
チタン（Ｔｉ）は、連続鋳造の凝固過程でＴｉＮを形成し、熱間鍛造後の鋼のクラッキング性を高める。より具体的には、連続鋳造による溶鋼の凝固過程において、ＴｉはＴｉＮ、Ｔｉ硫化物及びＴｉ炭硫化物を生成する。このとき生成したＴｉＮは、その後の熱間鍛造前の加熱工程においても固溶しにくく、後述のサイズ及び数密度を満たすことにより、クラッキング性を高める。

Ｔｉはさらに、熱間鍛造後の冷却及び加熱過程でＶと共に炭化物として析出し、鋼の疲労強度を高める。より具体的には、熱間鍛造前に熱間鍛造用棒鋼を加熱したとき、鋼中のＴｉ硫化物及びＴｉ炭硫化物中のＴｉの一部が固溶する。熱間鍛造後、常温まで放冷し、再加熱すると、固溶ＴｉはＶと共に炭化物として析出し、鋼の疲労強度を高める。

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、粗大なＴｉＮが過剰に生成して、熱間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００５％〜０．２５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０１０％であり、より好ましくは０．０１１％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．２４０％であり、より好ましくは０．２２０％である。

Ａｌ：０．００５〜０．０６０％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。そのため、ＡｌはＴｉ酸化物の晶出を抑制し、ＴｉＮを晶出しやすくする。その結果、鋼のクラッキング性が高まる。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、上記効果は飽和する。Ａｌ含有量が高すぎればさらに、鋼の熱間加工性が低下し、鋼の製造コストも高くなる。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０６０％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：０．００２〜０．０２０％
窒素（Ｎ）はＴｉと結合してＴｉＮを形成し、クラッキング性を高める。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、熱間加工性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００２〜０．０２０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、より好ましくは０．００４％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００５１％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１９％であり、より好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１７％である。

本実施の形態による熱間鍛造用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、又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。

［任意元素について］
本実施形態による熱間鍛造用棒鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、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。これらの元素はいずれも、鋼の強度を高める。

Ｃｕ：０〜０．６０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。Ｃｕが含有される場合、Ｃｕは鋼に固溶して鋼の疲労強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。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だけでなく、被削性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜０．６０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは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０．５９％であり、より好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。

Ｎｉ：０〜０．６０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。Ｎｉが含有される場合、Ｎｉは鋼に固溶して鋼の疲労強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。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。Ｎｉ含有量が高すぎればさらに、鋼の靭性が高くなりすぎる。その結果、破断分離後の破面に延性破面が生成し、クラッキング性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０〜０．６０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．５９％であり、より好ましくは０．５８％であり、さらに好ましくは０．５５％である。

Ｍｏ：０〜０．７０％
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。Ｍｏが含有される場合、Ｍｏは鋼中で炭化物を形成して鋼の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、鋼の硬さが高くなりすぎ、被削性が低下する。Ｍｏ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、Ｍｏ含有量は０〜０．７０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．６９％であり、より好ましくは０．６８％であり、さらに好ましくは０．６５％である。

Ｎｂ：０〜０．１００％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。Ｎｂが含有される場合、Ｎｂは鋼中で炭化物を形成して鋼の疲労強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、鋼の硬さが高くなりすぎ、被削性が低下する。Ｎｂ含有量が高すぎればさらに、結晶粒が微細化し、鋼の靭性が高くなりすぎる。その結果、破断分離後の破面に延性破面が生成し、クラッキング性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．１００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、より好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０９５％であり、より好ましくは０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８５％である。

本実施形態による熱間鍛造用棒鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｐｂ、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。すなわち、Ｐｂ含有量は０％であってもよい。Ｐｂが含有される場合、Ｐｂは鋼の被削性を高める。Ｐｂが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｐｂ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、Ｐｂ含有量は０〜０．３０％である。Ｐｂ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは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０．２９％であり、より好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％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。すなわち、Ｔｅ含有量は０％であってもよい。Ｔｅが含有される場合、Ｔｅは鋼の被削性を高める。Ｔｅが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｔｅ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、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、より好ましくは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０．２９００％であり、より好ましくは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。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。Ｃａが含有される場合、Ｃａは鋼の被削性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｃａ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、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、より好ましくは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０．００９０％であり、より好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。

Ｂｉ：０〜０．４０００％
ビスマス（Ｂｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｂｉ含有量は０％であってもよい。Ｂｉが含有される場合、Ｂｉは鋼の被削性を高める。Ｂｉが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｂｉ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、Ｂｉ含有量は０〜０．４０００％である。Ｂｉ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、より好ましくは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０．３９００％であり、より好ましくは０．３０００％であり、さらに好ましくは０．２０００％である。

［式（１）について］
本実施形態による熱間鍛造用棒鋼の化学組成はさらに、式（１）を満たす。
０．４８≦Ｃ＋０．１１Ｍｎ＋０．０８Ｃｒ＋０．７５Ｖ＋０．２０Ｍｏ≦１．５０ （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＋０．１１Ｍｎ＋０．０８Ｃｒ＋０．７５Ｖ＋０．２０Ｍｏ）は、強度の指標であり、降伏強度と正の相関を示す。ｆｎ１が０．４８未満であれば、熱間鍛造後の鋼（熱間鍛造品）の強度が低すぎ、十分な降伏強度が得られない。一方、ｆｎ１が１．５０よりも高ければ、熱間鍛造後の鋼（熱間鍛造品）の強度が高くなりすぎ、熱間鍛造後の鋼の被削性が低下する。したがって、ｆｎ１は０．４８〜１．５０である。ｆｎ１の好ましい下限は０．４９であり、より好ましくは０．５０であり、さらに好ましくは０．５１である。ｆｎ１の好ましい上限は１．４９であり、より好ましくは１．４８であり、さらに好ましくは１．４７である。

［粗大ＴｉＮの数密度］
本実施形態による熱間鍛造用棒鋼において、２０μｍ以上の円相当径を有するＴｉＮ（粗大ＴｉＮ）の数密度は０．３〜４．０個／ｍｍ^２である。なお、本明細書において、ＴｉＮとは、介在物中のＴｉ及びＮの総含有量が質量％で８０％以上の介在物を意味する。

本実施形態による熱間鍛造用棒鋼は、熱間鍛造により、熱間鍛造品に製造される。熱間鍛造品はたとえば、クラッキングコンロッドである。本実施形態による熱間鍛造品（クラッキングコンロッド）のミクロ組織は、主としてベイナイトからなる。より具体的には、ミクロ組織は体積率で８０％以上がベイナイトからなる。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）を製造する場合、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。

本実施形態による熱間鍛造用棒鋼は、熱間鍛造後のミクロ組織が主としてベイナイトからなる場合であっても、上記粗大ＴｉＮの数密度を適切な範囲内とすることにより、優れたクラッキング性を維持する。粗大ＴｉＮの数密度が０．３個／ｍｍ^２未満であれば、上述の化学組成を有し、式（１）を満たす化学組成の熱間鍛造品において、十分なクラッキング性が得られない。一方、粗大ＴｉＮの数密度が４．０個／ｍｍ^２を超えれば、上述の化学組成を有し、式（１）を満たす化学組成の熱間鍛造品において、優れたクラッキング性は得られるものの、上記熱間鍛造品の素材となる熱間鍛造用棒鋼の熱間加工性が低下する。したがって、粗大ＴｉＮの数密度は０．３〜４．０個／ｍｍ^２である。

クラッキング性をさらに高めるための粗大ＴｉＮの数密度の好ましい下限は０．４個／ｍｍ^２であり、より好ましくは０．５個／ｍｍ^２である。熱間加工性をさらに高めるための粗大ＴｉＮの数密度の好ましい上限は３．９個／ｍｍ^２であり、より好ましくは３．８個／ｍｍ^２である。

粗大ＴｉＮの数密度は次の方法で測定できる。棒鋼のうち、Ｒ／２部からサンプルを採取する。サンプルの表面のうち、棒鋼の軸方向を含む断面（縦断面）に相当する表面を観察面とする。観察面を腐食させず、そのまま２００倍の光学顕微鏡で観察し、任意の１００視野で写真画像を生成する。１００視野の総面積は１１．９ｍｍ^２である。各視野の介在物及び析出物の各々のＴｉ及びＮの総含有量を、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて分析し、各視野中のＴｉＮを特定する。各視野の写真画像を用いて、特定された各ＴｉＮの面積を求め、得られた面積から円相当径を算定する。円相当径が２０μｍ以上のＴｉＮを粗大ＴｉＮと特定し、粗大ＴｉＮの総個数を求める。得られた粗大ＴｉＮの総個数を１００視野の総面積で除した値を、粗大ＴｉＮの数密度（個／ｍｍ^２）と定義する。

［製造方法］
上述の熱間鍛造用棒鋼の製造方法の一例を説明する。本実施形態による製造方法は、鋳造工程と、熱間加工工程とを含む。

［鋳造工程］
上述の化学組成及び式（１）を満たす溶鋼を周知の方法で製造する。たとえば、溶鋼を用いて、連続鋳造法により鋳片（スラブ又はブルーム）を製造する。

粗大ＴｉＮの数密度を上記範囲にするには、たとえば、鋳造工程では、次の条件を満たすように、連続鋳造を実施すればよい。

過熱度ΔＴ：３０〜５０℃
連続鋳造機上に配置されたタンディッシュ中での溶鋼温度とＴＬＬ（液相線温度）との差を過熱度ΔＴ（℃）と定義する。ΔＴが低すぎれば、ＴｉＮの晶出量が不十分となる場合がある。一方、ΔＴが高すぎれば、粗大なＴｉＮが過剰に析出する場合がある。したがって、本実施形態による過熱度ΔＴは３０〜５０℃である。過熱度ΔＴの好ましい下限は３１℃である。

鋳片の横断面：一辺長さが３００ｍｍ以上
鋳込み速度Ｖｃ：０．２〜０．８ｍ／分
鋳片の凝固過程での冷却速度が高すぎれば、ＴｉＮの晶出及び凝集が不十分となる場合がある。この場合、ＴｉＮの円相当径が小さくなる。一方、冷却速度が低すぎれば、ＴｉＮが過剰に凝集し、粗大ＴｉＮの数密度が高くなりすぎる場合がある。したがって、鋳片の横断面（矩形）の一辺が３００ｍｍ以上であり、かつ、鋳込み速度Ｖｃが０．２〜０．８ｍ／分であれば、ＴｉＮが十分に晶出し、かつ、晶出したＴｉＮが凝集しやすい。その結果、粗大ＴｉＮの数密度が０．３個／ｍｍ^２以上となる。鋳込み速度Ｖｃの好ましい上限は０．６ｍ／分である。

なお、比水量は特に限定されず、周知の比水量でよい。好ましくは、比水量は鋳片がバルジングしない程度で低い方が好ましい。好ましい比水量はたとえば５Ｌ／ｋｇ以下である。以上の鋳造工程によれば、本実施形態による熱間鍛造用棒鋼のうち、上述の化学組成、式（１）、及び、粗大ＴｉＮの数密度を満たす鋳片が得られる。

［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、熱間鍛造用棒鋼を製造する。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圧延してビレットを製造する。熱間圧延はたとえば、分塊圧延機、及び、連続圧延機を利用して実施される。連続圧延機はたとえば、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。

［仕上げ圧延工程］
ビレットを用いて熱間鍛造用棒鋼を製造する。仕上げ圧延工程でははじめに、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、熱間鍛造用棒鋼を製造する（熱間圧延工程）。以下、各工程について説明する。

［加熱工程］
加熱工程では、周知の加熱温度でビレット加熱する。好ましくは、１０００〜１３００℃の加熱温度でビレットを３０分以上加熱する。加熱温度が低すぎれば、ビレット中のＴｉＮが凝集しにくい。そのため、ビレットに存在していた微細なＴｉＮが凝集せずに熱間圧延後も引き継がれ、棒鋼中には微細なＴｉ窒化物が多く存在する。この場合、鋼中の粗大ＴｉＮが少なくなる。一方、加熱温度が高過ぎれば、加熱中にＴｉ窒化物が過度に凝集する。上述の鋳造条件を満たした場合、仕上げ圧延時の加熱温度が１０００〜１３００℃であれば、粗大ＴｉＮの数密度が安定して適切な範囲（０．３〜４．０個／ｍｍ^２）となる。

［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、熱間鍛造用棒鋼を製造する。仕上げ圧延機は、一列に並んだ複数のスタンドを有し、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。

連続圧延機での減面率は７０％以上であるのが好ましい。ここで、減面率は次の式で定義される。
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棒鋼の横断面積）／仕上げ圧延前のビレットの横断面積

以上の製造工程により、上述の熱間鍛造用棒鋼が製造される。

［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、熱間鍛造用棒鋼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１０００〜１３００℃であり、好ましい加熱時間は１０〜１５分である。加熱時間が短いため、棒鋼中のＴｉ窒化物の形態は特に変化しない。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、常温になるまで冷却する。具体的に、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。クラッキングコンロッドの大端部は断面積が小さい。そのため、クラッキングコンロッドを常温になるまで放冷すれば、放冷後のクラッキングコンロッドのミクロ組織を、ベイナイト主体とすることができる。

熱間鍛造品の疲労強度をさらに高めるため、クラッキングコンロッドのミクロ組織における、ベイナイトの面積率をさらに高めることもできる。一例として、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１〜５℃／秒として冷却すれば、クラッキングコンロッドのミクロ組織におけるベイナイトの面積率がさらに高まる。その結果、熱間鍛造品の疲労強度がさらに高まる。

なお、熱間鍛造後に常温になるまで冷却する場合、冷却時においてＴｉＮの形態は特に変化しない。したがって、熱間鍛造用棒鋼中に粗大ＴｉＮが０．３〜４．０個／ｍｍ^２含まれていれば、熱間鍛造品にも粗大ＴｉＮが含まれる。そのため、熱間鍛造品のクラッキング性を高めることができる。

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した後、再加熱する。この場合、好ましい加熱温度は５５０〜６５０℃であり、好ましい加熱時間は５〜６０分である。加熱温度が低いため、棒鋼中のＴｉ窒化物の形態は特に変化しない。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）は、ベイナイトを主体とするミクロ組織を有する。具体的には、クラッキングコンロッドのミクロ組織において、ベイナイトの面積率は８０％以上である。ベイナイトの面積率が１００％でない場合、マトリクス組織の残部はフェライト、又は、フェライト及びパーライトである。ベイナイトの面積率の好ましい下限は８５％であり、より好ましくは９０％であり、さらに好ましくは９５％以上であり、最も好ましくは１００％である。ベイナイト面積率の一例は９５〜１００％である。

ベイナイト主体の熱間鍛造品、特にベイナイトが８０％以上含まれる熱間鍛造品は、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、本実施形態による熱間鍛造用棒鋼では、上述の化学組成を有し、式（１）を満たし、さらに、鋼中の粗大ＴｉＮの数密度が０．３〜４．０個／ｍｍ^２である。そのため、熱間鍛造品の破断面が脆性破面となりやすく、優れたクラッキング性を維持できる。ＴｉＮのサイズは大きい方が好ましく、具体的には、円相当径で２０μｍ以上である。

なお、ミクロ組織中のベイナイトの面積率は、次の方法で測定できる。熱間鍛造品の任意のＲ／２部（棒鋼の中心軸と外周面とを結ぶ線分（半径）の中心部）からサンプルを１０個採取する。採取された各サンプルのうち、熱間鍛造品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。

各視野において、フェライト、パーライト、ベイナイト等の各相は、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、各視野でのベイナイトの面積（μｍ^２）を求める。全ての視野でのベイナイトの面積の、全ての視野（５視野×１０個）の総面積に対する比を、ベイナイト面積率（％）と定義する。

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、本実施形態による熱間鍛造用棒鋼はクラッキングコンロッド用途に限定されない。本実施形態による熱間鍛造用棒鋼は鍛造品用途に広く適用できる。

また、本実施形態による熱間鍛造用棒鋼の製造方法は、粗大ＴｉＮの数密度を上記範囲内とすることができれば、上記製造方法に限定されない。すなわち、他の製造方法によって本実施形態の構成を有する熱間鍛造用棒鋼が製造されてもよい。

表１及び表２に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。

表１及び表２を参照して、試験番号１〜４８の化学組成は適切であり、式（１）を満たした。一方、試験番号４９〜５７は化学組成が不適切であるか、又は、式（１）を満たさなかった。

各試験番号の溶鋼を７０ｔｏｎ転炉で製造した。連続鋳造機を用いて、連続鋳造法により溶鋼から鋳片（ブルーム）を製造した。ブルームの横断面は３００ｍｍ×４００ｍｍであった。各試験番号において、タンディッシュ中の溶鋼温度（℃）を測定し、溶鋼温度とＴＬＬ（液相線温度）との差である過熱度ΔＴ（℃）を求めた。さらに、各試験番号において、表３及び表４に示す鋳込み速度Ｖｃ（ｍ／ｍｉｎ）で鋳造した。なお、いずれの試験番号においても、比水量は５Ｌ／ｋｇ以下であった。

製造された鋳片を熱間圧延してビレットを製造した。ビレットを１１５０℃で３５分加熱し、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４０ｍｍの棒鋼（熱間鍛造用棒鋼）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４０ｍｍ、長さ１００ｍｍの供試材を採取した。供試材を加熱して、１２５０℃で５分間保持した。加熱後速やかに、軸方向に９０％の熱間圧縮を実施して、円盤形状に成形し熱間鍛造模擬品（熱鍛模擬品という）を製造した。成形後の熱鍛模擬品を大気中で放冷した。放冷後、試験片を再加熱して、６００℃に３０分保持した。なお、上述の方法で製造した各試験番号の熱鍛模擬品はいずれも、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２００５）に規定されるシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーＥ（２ｍｍＶ）が２０Ｊ／ｃｍ^２未満であり、ＡＳＴＭ Ｅ３９９−０６に規定される破壊靭性値Ｋ_Ｑが４０ＭＰａ√ｍ未満であった。

［評価試験］
供試材及び熱鍛模擬品を用いて、次の評価試験を実施した。

［粗大ＴｉＮの数密度測定］
各試験番号の供試材のＲ／２部からサンプルを採取した。サンプルの表面のうち、各試験番号の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。観察面を腐食させず、そのまま２００倍の光学顕微鏡で観察し、任意の１００視野で写真画像を生成した。１００視野の総面積は１１．９ｍｍ^２であった。上述の方法によりＴｉＮを特定し、粗大ＴｉＮの数密度（個／ｍｍ^２）を求めた。求めた粗大ＴｉＮの数密度（個／ｍｍ^２）を表３及び表４に示す。

［熱間加工性評価］
各試験番号において、熱鍛模擬品を試験番号ごとに５０個製造した。製造後の各試験番号の熱鍛模擬品の表面の割れの有無を目視で確認した。割れの発生が５０個中０個であった場合を評価「Ａ」とし、１個であった場合を評価「Ｂ」、２〜３個であった場合を評価「Ｃ」とし、４個以上であった場合を評価「ＮＡ」とした。評価「Ａ」〜「Ｃ」の場合、優れた熱間加工性が得られたと判断し、評価「ＮＡ」の場合、優れた熱間加工性が得られなかったと判断した。評価結果を表３及び表４に示す。

［ミクロ組織観察］
各試験番号の熱鍛模擬品を用いて、ミクロ組織観察試験を実施した。具体的には、各試験番号の熱鍛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、ベイナイト面積率（％）を求めた。求めたベイナイト面積率（％）を表３及び表４に示す。

［降伏強度評価］
各試験番号の熱鍛模擬品のＲ／２部から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定されるＪＩＳ １４Ａ号試験片を２本採取した。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、２本平均の降伏強度（ＭＰａ）を求めた。

降伏強度（ＭＰａ）が１２００〜１００１ＭＰａの場合を評価「Ａ」とし、１０００〜８０１ＭＰａの場合を評価「Ｂ」とし、８００〜６０１ＭＰａの場合を評価「Ｃ」とした。降伏強度が６００ＭＰａ以下の場合を評価「ＮＡ」とした。

評価「Ａ」〜「Ｃ」の場合、高い降伏強度が得られたと判断した。評価「ＮＡ」の場合、降伏強度が低いと判断した。評価結果を表３及び表４に示す。

［疲労強度評価］
各試験番号の熱鍛模擬品のＲ／２部から、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定されるＪＩＳ １４Ａ号試験片を採取した。採取された試験片を用いて、大気中の室温（２５℃）において、正弦波で位相０（ＭＰａ）の両振り疲労試験を実施した。繰り返し数１０^７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１５Ｈｚとした。

疲労強度が６００〜５５１ＭＰａの場合を評価「Ｓ」、５５０〜５０１ＭＰａの場合を評価「Ａ」、５００〜４５１ＭＰａの場合を評価「Ｂ」、４５０〜４０１ＭＰａの場合を評価「Ｃ」とした。疲労強度が４００ＭＰａ以下の場合を評価「ＮＡ」とした。

評価「Ｓ」、「Ａ」〜「Ｃ」の場合、高い疲労強度が得られたと判断した。評価「ＮＡ」の場合、疲労強度が低いと判断した。評価結果を表３及び表４に示す。

［被削性評価］
試験番号ごとに５つの熱鍛模擬品を準備した。準備した５つの熱鍛模擬品に対して任意の位置にドリル穴あけ加工を行い、計５０穴のドリル穴あけ加工した際の工具摩耗量を測定した。ドリル径を１０ｍｍ、主軸の回転速度を１０００回／ｍｉｎとした。

工具摩耗量が０〜２０μｍの場合を評価「Ｓ」、２１〜４０μｍの場合を評価「Ａ」、４１〜６０μｍの場合を評価「Ｂ」、６１μｍ〜８０μｍの場合を評価「Ｃ」とした。工具摩耗量が８１μｍ以上の場合を評価「ＮＡ」とした。評価「Ｓ」、「Ａ」〜「Ｃ」の場合、優れた被削性が得られたと判断した。評価「ＮＡ」の場合、優れた被削性が得られなかったと判断した。評価結果を表３及び表４に示す。

［クラッキング性評価］
各試験番号の熱鍛模擬品から、図２Ａに示すコンロッドの大端部を模擬した試験片１０を、機械加工により製造した。試験片１０の一辺の長さは８０ｍｍであり、厚さは１０ｍｍであった。試験片１０の中央には孔（貫通孔）１１を形成した。孔１１の直径は６０ｍｍであり、その中心は、試験片１０の中心と同軸であった。図２Ａに示すとおり、孔１１の周縁のうち、直径の各端点に相当する２箇所に、Ｖ字形状の切欠きＭを加工した。切欠きＭの深さは１ｍｍ、先端Ｒは０．１ｍｍ、開き角は６０°であった。

治具１２を孔１１に嵌め込んだ。治具１２は半円板状の一対の部材からなり、２つ合わせると、直径が孔１１の内径に相当する円板となった。治具１２の中心には、くさび１３を打ち込むための孔１４が形成された（図２Ｂ参照）。

治具１２を孔１１に嵌め込んだ後、くさび１３を打ち込んで、試験片１０を室温（２５℃）で２つの部材１０Ａ、１０Ｂに破断分離した（図２Ｃ参照）。

部材１０Ａ及び１０Ｂの両側面近傍にボルト穴加工を施し、図２Ｄに示すボルトで部材１０Ａ及び１０Ｂを締結した。破断分離前の試験片１０の孔１１の直径Ｄ０（図２Ａ参照）と、破断分離後であってボルトを締結した後の試験片１０の孔１１の直径Ｄ１（図２Ｄ参照）とを測定し、その差を内径変形量ΔＤ（＝Ｄ１−Ｄ０、単位はμｍ）と定義した。

内径変形量ΔＤが０〜３０μｍの場合を評価「Ａ」とし、３１〜５０μｍを評価「Ｂ」とし、５１〜８０を評価「Ｃ」とした。そして、内径変形量ΔＤが８１μｍ以上の場合、評価「ＮＡ」とした。評価「Ａ」〜「Ｃ」の場合、優れたクラッキング性が得られたと判断した。評価「ＮＡ」の場合、優れたクラッキング性が得られなかったと判断した。評価結果を表３及び表４に示す。

［評価結果］
表３及び表４を参照して、試験番号１〜４４の化学組成は適切であり、ｆｎ１も式（１）を満たした。さらに、過熱度ΔＴ及び鋳込み速度Ｖｃも適切であった。そのため、粗大ＴｉＮの数密度は０．３〜４．０個／ｍｍ^２の範囲内であった。さらに、熱間鍛造品は、ミクロ組織中のベイナイトの面積率が８０〜１００％であった。その結果、供試材は優れた熱間加工性を示した。さらに、熱間鍛造品は高い降伏強度、高い疲労強度、優れた被削性、及び、優れたクラッキング性を示した。

一方、試験番号４５は過熱度ΔＴが高すぎた。そのため、粗大ＴｉＮの数密度が高すぎた。その結果、供試材は優れた熱間加工性を示さなかった。

試験番号４６は過熱度ΔＴが低すぎた。そのため、粗大ＴｉＮの数密度が低すぎた。その結果、熱間鍛造品は優れたクラッキング性を示さなかった。

試験番号４７は鋳込み速度Ｖｃが遅すぎた。そのため、粗大ＴｉＮの数密度が高すぎた。その結果、供試材は優れた熱間加工性を示さなかった。

試験番号４８は鋳込み速度Ｖｃが高すぎた。そのため、粗大ＴｉＮの数密度が低すぎた。その結果、熱間鍛造品は優れたクラッキング性を示さなかった。

試験番号４９はＶ含有量が高すぎた。その結果、熱間鍛造品は優れた被削性を示さなかった。

試験番号５０はＶ含有量が低すぎた。その結果、熱間鍛造品は高い疲労強度を示さなかった。

試験番号５１はＴｉ含有量が高すぎた。その結果、供試材は優れた熱間加工性を示さなかった。

試験番号５２はＴｉ含有量が低すぎた。そのため、粗大ＴｉＮの数密度が低すぎた。その結果、熱間鍛造品は高い疲労強度を示さなかった。さらに、熱間鍛造品は優れたクラッキング性を示さなかった。

試験番号５３はＮ含有量が高すぎた。その結果、供試材は優れた熱間加工性を示さなかった。

試験番号５４はＮ含有量が低すぎた。そのため、粗大ＴｉＮの数密度が低すぎた。その結果、熱間鍛造品は優れたクラッキング性を示さなかった。

試験番号５５はｆｎ１が高すぎた。その結果、熱間鍛造品は優れた被削性を示さなかった。

試験番号５６はｆｎ１が低すぎた。その結果、熱間鍛造品は高い降伏強度を示さなかった。

試験番号５７はＭｎ含有量及びＮ含有量が低すぎた。試験番号５７はさらに、過熱度ΔＴも低すぎた。そのため、粗大ＴｉＮの数密度が低すぎた。その結果、熱間鍛造品は高い疲労強度を示さなかった。さらに、熱間鍛造品は優れたクラッキング性を示さなかった。

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。

Claims (3)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０５〜０．４０％、
   Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
   Ｍｎ：１．５１〜３．５０％、
   Ｐ：０．０１０〜０．１００％、
   Ｓ：０．３０％以下、
   Ｃｒ：０．０５〜２．５０％、
   Ｖ：０．１０〜０．７５％、
   Ｔｉ：０．００５％〜０．２５０％、
   Ａｌ：０．００５〜０．０６０％、
   Ｎ：０．００２〜０．０２０％、
   Ｃｕ：０〜０．６０％、
   Ｎｉ：０〜０．６０％、
   Ｍｏ：０〜０．７０％、
   Ｎｂ：０〜０．１００％、
   Ｐｂ：０〜０．３０％、
   Ｔｅ：０〜０．３０００％、
   Ｃａ：０〜０．０１００％、及び、
   Ｂｉ：０〜０．４０００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有し、
   鋼中の２０μｍ以上の円相当径を有するＴｉＮの数密度は０．３〜４．０個／ｍｍ^２である、熱間鍛造用棒鋼。
   ０．４８≦Ｃ＋０．１１Ｍｎ＋０．０８Ｃｒ＋０．７５Ｖ＋０．２０Ｍｏ≦１．５０ （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。
2. 請求項１に記載の熱間鍛造用棒鋼であって、
   前記化学組成は、
   Ｃｕ：０．０１〜０．６０％、
   Ｎｉ：０．０１〜０．６０％、
   Ｍｏ：０．０１〜０．７０％、及び、
   Ｎｂ：０．００５〜０．１００％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、熱間鍛造用棒鋼。
3. 請求項１又は請求項２に記載の熱間鍛造用棒鋼であって、
   前記化学組成は、
   Ｐｂ：０．０１〜０．３０％、
   Ｔｅ：０．０００３〜０．３０００％、
   Ｃａ：０．０００３〜０．０１００％、及び、
   Ｂｉ：０．０００３〜０．４０００％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、熱間鍛造用棒鋼。
   

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