(57)【要約】  熱間鍛造後にベイナイトが生成しても優れたクラッキング性が得られる非調質棒鋼を提供する。本実施形態による非調質棒鋼は、質量％で、Ｃ：０．３９〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０１０〜０．１００％、Ｓ：０．０４〜０．１３％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０５〜０．４０％、Ｔｉ：０．１５〜０．２５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、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の数密度が０．３〜４．０個／ｍｍ２である。  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。
2017159738.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．３９〜０．５５％、
Ｓｉ：０．１０〜１．００％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、
Ｐ：０．０１０〜０．１００％、
Ｓ：０．０４０〜０．１３０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
Ｖ：０．０５〜０．４０％、
Ｔｉ：０．１５〜０．２５％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、
Ｎ：０．００２〜０．０２０％、
Ｃｕ：０〜０．４０％、
Ｎｉ：０〜０．３０％、
Ｍｏ：０〜０．１０％、
Ｐｂ：０〜０．３０％、
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）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の数密度が０．３〜４．０個／ｍｍ２である、非調質棒鋼。
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。
【請求項２】
請求項１に記載の非調質棒鋼であって、
前記化学組成は、
Ｃｕ：０．０１〜０．４０％、
Ｎｉ：０．０１〜０．３０％、及び、
Ｍｏ：０．０１〜０．１０％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、非調質棒鋼。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載の非調質棒鋼であって、
前記化学組成は、
Ｐｂ：０．０５〜０．３０％、
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、非調質棒鋼。
【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、非調質の熱間鍛造品に用いられる棒鋼（以下、非調質棒鋼という）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、爆発による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。【０００４】
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。【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。【０００６】
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。【０００７】
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。【０００８】
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。【０００９】
しかしながら、クラッキングコンロッドを量産する場合、熱間鍛造工程において、加熱炉の温度ばらつきや加工発熱などにより、熱間鍛造品（クラッキングコンロッド）内に部分的にベイナイトが生じる場合がある。この場合、クラッキング性が低下する。具体的には、ベイナイトの靭性は高いため、熱間鍛造品内にベイナイトが存在すれば、クラッキング後の破断面に延性破面が生じやすくなる。延性破面が生じた場合、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）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。【００１０】
特開２００４−２７７８１７号公報（特許文献１）、特開２０１１−１９５８６２号公報（特許文献２）、及び、国際公開第２００９／１０７２８２号（特許文献３）は、クラッキング性の高い鋼を提案する。【００１１】
特許文献１に開示された破断分離用の高強度非調質鋼は、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％、残部不可避的不純物及びＦｅから成る組成であり、組織はフェライトパーライト組織である。鋼中のＴｉＮ介在物の最大直径が５μｍ以上且つその量が数密度で５個／ｍｍ２以上である。この文献では、上記ＴｉＮにより、破断面に適度な凹凸が形成され、結合面での横滑りを抑制できる、と記載されている。【００１２】
特許文献２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り、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、と記載されている。【００１３】
特許文献３に開示された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り、幅１μｍ以上のＭｎＳ系介在物の全ＭｎＳ系介在物に対する存在個数の割合が１０％以下（０％を含む）であり、ＭｎＳ系介在物の平均アスペクト比が１０以下である。ベイナイト組織分率が３％以下（０％を含む）であり、残部組織がフェライト・パーライト組織である。さらに、この文献では、ＭｎＳ系介在物を多量、微細に分散させることにより、破断分離性を高める、と記載されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１４】
【特許文献１】特開２００４−２７７８１７号公報
【特許文献２】特開２０１１−１９５８６２号公報
【特許文献３】国際公開第２００９／１０７２８２号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
しかしながら、特許文献１では、熱間鍛造品中にベイナイトが生成した場合に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。【００１６】
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、特許文献２の鋼の場合、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。【００１７】
特許文献３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、熱間鍛造品にベイナイトが生成した場合、クラッキング性が低下する場合があり得る。【００１８】
本発明の目的は、高い被削性、降伏強度及び疲労強度を有し、さらに、熱間鍛造後にベイナイトが生成しても優れたクラッキング性が得られる非調質棒鋼を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１９】
本実施形態による非調質棒鋼は、質量％で、Ｃ：０．３９〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０１０〜０．１００％、Ｓ：０．０４０〜０．１３０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０５〜０．４０％、Ｔｉ：０．１５〜０．２５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％、Ｃｕ：０〜０．４０％、Ｎｉ：０〜０．３０％、Ｍｏ：０〜０．１０％、Ｐｂ：０〜０．３０％、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）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の数密度が０．３〜４．０個／ｍｍ２である。
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。
【発明の効果】
【００２０】
本実施形態による非調質棒鋼は、高い被削性、降伏強度及び疲労強度を有し、さらに、熱間鍛造後にベイナイトが生成しても優れたクラッキング性が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【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２Ａ】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】図２Ｂは、図２Ａに示した試験片の断面図である。
【図２Ｃ】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】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。
【発明を実施するための形態】
【００２２】
本発明者らは、非調質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、本発明者らは次の知見を得た。
【００２３】
（１）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。
【００２４】
ｆｎ１＝Ｃ＋０．２Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．７５Ｖ＋０．８１Ｍｏと定義する。ｆｎ１は降伏強度の指標であり、降伏強度と正の相関を示す。ｆｎ１が０．６０未満であれば、鋼の降伏強度が低すぎる。ｆｎ１が１．００よりも高ければ、鋼の引張強度が高くなりすぎ、鋼の被削性が低下する。ｆｎ１が０．６０〜１．００であれば、優れた降伏強度及び被削性が得られる。
【００２５】
（２）熱間鍛造品のミクロ組織にベイナイトが生成しても、粗大なＴｉＮの数密度を適切な範囲内とすることにより、熱間加工性を維持しつつ、優れたクラッキング性が得られる。
【００２６】
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はクラッキング時に複数箇所で破壊の起点となり、ＴｉＮとマトリクスの界面で鋭い初期亀裂が発生する。鋭い亀裂の先端は塑性拘束が強い状態となるため、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含まれるミクロ組織においても、ＴｉＮによって上記初期亀裂を生成することにより、脆性的な亀裂進展を生じ、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。
【００２７】
このような効果を得るには、サイズの大きなＴｉＮが多い方が好ましい。具体的には、円相当径で２０μｍ以上のＴｉＮ（以下、粗大ＴｉＮという）の数密度が０．３個／ｍｍ２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／ｍｍ２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。粗大ＴｉＮの数密度が０．３〜４．０個／ｍｍ２であれば、熱間鍛造によりベイナイトが生じても、熱間加工性を維持しつつ、優れたクラッキング性が得られる。
【００２８】
以上の知見により完成した本実施形態の非調質棒鋼は、質量％で、Ｃ：０．３９〜０．５５％、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｐ：０．０１０〜０．１００％、Ｓ：０．０４０〜０．１３０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０５〜０．４０％、Ｔｉ：０．１５〜０．２５％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００２〜０．０２０％、Ｃｕ：０〜０．４０％、Ｎｉ：０〜０．３０％、Ｍｏ：０〜０．１０％、Ｐｂ：０〜０．３０％、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）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の数密度が０．３〜４．０個／ｍｍ２である。
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】
上記化学組成は、Ｃｕ：０．０１〜０．４０％、Ｎｉ：０．０１〜０．３０％、及び、Ｍｏ：０．０１〜０．１０％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％、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。
【００３０】
以下、本実施形態の非調質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。
【００３１】
［化学組成］
本実施形態による非調質棒鋼の化学組成は、次の元素を含有する。
【００３２】
Ｃ：０．３９〜０．５５％
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、この効果が得られない。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０．３９〜０．５５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．４１％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０．５４％であり、さらに好ましくは０．５３％であり、さらに好ましくは０．５２％である。
【００３３】
Ｓｉ：０．１０〜１．００％
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０．１０〜１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１１％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０．９９％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％であり、さらに好ましくは０．８９％である。
【００３４】
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％
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０．５０〜１．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５１％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１．４９％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。
【００３５】
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部の内径変形量が小さくなる。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、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０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。
【００３６】
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、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０．０４１％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０．１２９％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。
【００３７】
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％
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、鋼材の硬さが高まり被削性が低下する。さらにＣｒ含有量が高すぎれば、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０．４９％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。
【００３８】
Ｖ：０．０５〜０．４０％
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、鋼の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｖはさらに、Ｔｉと共に含有されることにより、鋼のクラッキング性を高める。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０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％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０．３９％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。
【００３９】
Ｔｉ：０．１５〜０．２５％
チタン（Ｔｉ）は、連続鋳造の凝固過程でＴｉＮを形成し、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炭硫化物を形成する。このとき形成されたＴｉＮは、その後の熱間鍛造前の加熱工程においても固溶せず、後述のサイズ及び個数密度の条件を満たすことにより、クラッキング性を高める。
【００４０】
Ｔｉはさらに、熱間鍛造後の冷却過程でＶと共にフェライト中に炭化物として析出し、鋼の疲労強度を高める。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。より具体的には、熱間鍛造前に非調質棒鋼を加熱すると、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。さらに、熱間鍛造後に鋼材が大気放冷された場合、フェライト変態が開始されるまで、Ｔｉの一部は固溶したままである。そして、フェライト変態が開始されると、固溶Ｔｉはフェライト中のＶと共に炭化物として析出し、鋼の疲労強度を高める。さらに、固溶せずに鋼中に残ったＴｉ硫化物及び炭硫化物は、鋼の被削性を高める。
【００４１】
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、熱間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１５〜０．２５％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．１５％超であり、さらに好ましくは０．１６％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．２４％であり、さらに好ましくは０．２２％である。
【００４２】
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、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、鋼材の製造コストも高くなる。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。本実施形態の非調質棒鋼において、Ａｌ含有量とは酸可溶Ａｌ（いわゆる「ｓｏｌ．Ａｌ」）を意味する。
【００４３】
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、鋼の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、さらに好ましくは０．００４％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１９％であり、さらに好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１７％である。
【００４４】
本実施の形態による非調質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、非調質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、本実施形態の非調質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。
【００４５】
本実施の形態による非調質棒鋼の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ及びＭｏ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、いずれも鋼の疲労強度を高める。
【００４６】
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疲労強度を高める。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０〜０．４０％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０．３９％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。
【００４７】
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疲労強度を高める。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だけでなく、靭性が上昇することで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０〜０．３０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％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０．２９％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。
【００４８】
Ｍｏ：０〜０．１０％
モリブデン（Ｍｏ）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、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。しかしながら、Ｍｏ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。さらにＭｏ含有量が高すぎれば、製造コストが高くなる。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％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０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％である。
【００４９】
本実施の形態による非調質棒鋼の化学組成はさらに、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。これらの元素は任意元素であり、いずれも鋼の被削性を高める。
【００５０】
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０．０５％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、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。
【００５１】
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、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０．２９００％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。
【００５２】
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、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、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１００％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００９０％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。
【００５３】
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、鋼の熱間加工性が低下する。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０．２９００％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。
【００５４】
［式（１）について］
本実施形態の非調質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。
【００５５】
ｆｎ１（＝Ｃ＋０．２Ｍｎ＋０．２５Ｃｒ＋０．７５Ｖ＋０．８１Ｍｏ）が０．６０未満であれば、鋼の降伏強度が低すぎる。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０．６０〜１．００であれば、非調質棒鋼において、優れた降伏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。
【００５６】
［ミクロ組織］
上記化学組成の場合、非調質棒鋼のミクロ組織は主としてフェライト及びパーライトからなる。具体的には、上記化学組成の非調質棒鋼では、ミクロ組織におけるフェライト及びパーライトの総面積率は６５％以上である。フェライト及びパーライトの総面積率が１００％でない場合、マトリクス組織の残部はベイナイトである。フェライト及びパーライトの総面積率の好ましい下限は７０％であり、さらに好ましくは７５％であり、さらに好ましくは８０％以上であり、最も好ましくは１００％である。ベイナイトの面積率の好ましい上限は３０％であり、さらに好ましくは２５％であり、さらに好ましくは２０％であり、最も好ましくは０％である。
【００５７】
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。非調質棒鋼の任意の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、非調質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。
【００５８】
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（μｍ2）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、ベイナイトの面積率（％）と定義する。
【００５９】
［粗大ＴｉＮの数密度］
本実施形態による非調質棒鋼において、２０μｍ以上の円相当径を有するＴｉＮ（以下、粗大ＴｉＮという）の数密度は０．３〜４．０個／ｍｍ２である。ここで、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７０％以上の介在物を意味する。
【００６０】
本実施形態の非調質棒鋼は、熱間鍛造によりクラッキングコンロッドに製造される。操業上の加熱温度のばらつきにより、熱間鍛造時の鋼材温度が１３００℃よりも高温になった場合、熱間鍛造品（クラッキングコンロッド）のミクロ組織には、フェライト及びパーライトとともに、ベイナイトが生成する場合がある。この場合、上記化学組成において、生成し得るベイナイトの面積率はたとえば５〜３０％である。
【００６１】
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。
【００６２】
本実施形態の非調質棒鋼は、熱間鍛造によりミクロ組織にベイナイトが生成しても、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／ｍｍ２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／ｍｍ２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。粗大ＴｉＮの数密度が０．３〜４．０個／ｍｍ２であれば、ベイナイトが生成する条件で熱間鍛造を実施しても、熱間加工性を維持しつつ、優れたクラッキング性が得られる。
【００６３】
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／ｍｍ２であり、さらに好ましくは０．５個／ｍｍ２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／ｍｍ２であり、さらに好ましくは３．８個／ｍｍ２である。
【００６４】
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１１．９ｍｍ２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と特定する。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／ｍｍ２）と定義する。
【００６５】
［製造方法］
上述の非調質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。
【００６６】
［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。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。
【００６７】
粗大ＴｉＮの数密度を上記範囲にするために、鋳造工程では、次の条件を満たすように、連続鋳造を実施する。
【００６８】
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３０℃未満であれば、ＴｉＮの晶出量が不十分となる。一方、過熱度ΔＴ（℃）が５０℃を超えれば、粗大なＴｉＮが過剰に生成し、粗大ＴｉＮの数密度が４．０個／ｍｍ２を超える。過熱度ΔＴが３０〜５０℃であれば、操業を安定化させつつ、粗大ＴｉＮの晶出量を適切な範囲とすることができる。
【００６９】
鋳片の横断面：一辺長さが３００ｍｍ以上
鋳込み速度Ｖｃ：０．２〜０．８ｍ／ｍｉｎ
鋳片の凝固過程での冷却速度が速すぎれば、ＴｉＮの晶出及び凝集が不十分となる。一方、冷却速度が遅すぎれば、ＴｉＮが過剰に凝集し、粗大ＴｉＮの数密度が４．０個／ｍｍ２を超える。
【００７０】
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／ｍｉｎであれば、ＴｉＮが十分に晶出し、かつ、凝集するため、粗大ＴｉＮの数密度が０．３個／ｍｍ２以上になる。
【００７１】
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。
【００７２】
［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。
【００７３】
［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、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。
【００７４】
［仕上げ圧延工程］
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、非調質棒鋼を製造する（仕上げ圧延工程）。以下、各工程について説明する。
【００７５】
［加熱工程］
加熱工程において、好ましくは、ビレットを１０００〜１３００℃の加熱温度で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、加熱温度が高すぎれば、加熱中にＴｉ窒化物が過度に凝集する。仕上げ圧延時の加熱温度が１０００〜１３００℃であれば、上述の鋳造条件を満たすことを前提として、粗大ＴｉＮの数密度が安定して適切な範囲（０．３〜４．０個／ｍｍ２）となる。
【００７６】
［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、非調質棒鋼を製造する。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。
【００７７】
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−仕上げ圧延後の非調質棒鋼の横断面積）／仕上げ圧延前のビレットの横断面積×１００
【００７８】
以上の製造工程により、上述の非調質棒鋼が製造される。
【００７９】
［熱間鍛造品の製造方法］
上述の非調質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。
【００８０】
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。コンロッド大端部は断面積が小さいため、冷却速度が速い。そのため、放冷時においてＴｉＮの形態は特に変化しない。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。
【００８１】
［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、ミクロ組織はフェライト及びパーライトの総面積率が１００％である。しかしながら、熱間鍛造時における棒鋼の加熱温度が１３００℃を超えれば、製造されたクラッキングコンロッドのミクロ組織はベイナイトを含み得る。
【００８２】
上記の非調質棒鋼を用いて熱間鍛造により製造されたクラッキングコンロッドのミクロ組織において、フェライト及びパーライトの総面積率は６５％以上である。フェライト及びパーライトの総面積率が１００％でない場合、マトリクス組織の残部はベイナイトである。フェライト及びパーライトの総面積率の好ましい下限は７０％であり、さらに好ましくは７５％であり、さらに好ましくは８０％以上であり、最も好ましくは１００％である。ベイナイトの面積率の好ましい上限は３０％であり、さらに好ましくは２５％であり、さらに好ましくは２０％であり、最も好ましくは０％である。ベイナイトの面積率の一例は５〜３０％である。
【００８３】
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、本実施形態の非調質棒鋼では、鋼中の粗大ＴｉＮの数密度が０．３〜４．０個／ｍｍ２であるため、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。
【００８４】
熱間鍛造品中の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部分からサンプルを１０個採取する。採取された各サンプルに対して、非調質棒鋼でのミクロ組織観察と同様の方法により、ミクロ組織の相を特定し、ベイナイトの面積率を求める。
【００８５】
上述の説明では、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、本実施形態の非調質棒鋼はクラッキングコンロッド用途に限定されない。本実施形態の非調質棒鋼は鍛造品用途に広く適用できる。
【００８６】
また、非調質棒鋼の製造方法は、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。
【実施例】
【００８７】
表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。【００８８】
【表１】
2017159738.tif 000003
【００８９】
表１を参照して、試験番号Ｅ−１〜Ｅ−４５、Ｃ−９、Ｃ−１０、Ｃ−１２及びＣ−１３の化学組成は適切であり、式（１）を満たした。一方、試験番号Ｃ−１〜Ｃ−８及びＣ−１１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）を満たさなかった。また、試験番号Ｃ−１１の化学組成は、特許文献１に記載の鋼の化学組成の範囲内であった。【００９０】
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２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。【００９１】
【表２】
2017159738.tif 000004
【００９２】
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の棒鋼を製造した。【００９３】
［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。試験片を加熱して、１３００℃で５分間保持した。加熱後速やかに、軸方向に９０％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。圧縮時に放射温度計を用いて計測した試験片の温度はいずれも１３５０℃であった。【００９４】
［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。【００９５】
[粗大ＴｉＮの数密度測定]
各供試材の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。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１１．９ｍｍ２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／ｍｍ２）を求めた。求めた数密度を表２に示す。【００９６】
［ミクロ組織観察］
各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、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。非調質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、ベイナイトの面積率（％）を求めた。求めたベイナイトの面積率を表２に示す。【００９７】
[熱間加工性評価]
熱鍛模擬品を試験番号ごとに５０個製造した。製造後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」、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「×」とした。評価「Ａ」〜「Ｃ」の場合、十分な熱間加工性が得られたと判断し、評価「×」の場合、熱間加工性が低いと判断した。評価結果を表２に示す。【００９８】
［クラッキング性評価］
各熱鍛模擬品から、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。【００９９】
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）。【０１００】
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）。【０１０１】
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１５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１５を締結した後の試験片１０の孔１１の直径Ｄ１（図２Ｄ）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。【０１０２】
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「×」とした。評価「Ａ」〜「Ｃ」の場合、クラッキング性が十分に得られたと判断した。評価「×」の場合、クラッキング性が低いと判断した。【０１０３】
［降伏強度評価］
各熱鍛模擬品のＲ／２部から、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ＹＳ（ＭＰａ）を求めた。【０１０４】
降伏強度が１０００〜８０１ＭＰａの場合を評価「Ａ」とし、８００〜６０１ＭＰａの場合を評価「Ｂ」とし、６００〜４０１ＭＰａの場合を評価「Ｃ」とした。降伏強度が４００ＭＰａ以下の場合を評価「×」とした。【０１０５】
評価「Ａ」〜「Ｃ」の場合、十分な降伏強度が得られたと判断した。評価「×」の場合、降伏強度が低いと判断した。【０１０６】
[疲労強度評価]
各熱鍛模擬品のＲ／２部から、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１５Ｈｚとした。【０１０７】
疲労強度が５００〜４５１ＭＰａの場合を評価「Ｓ」、４５０〜４０１ＭＰａの場合を評価「Ａ」、４００〜３５１ＭＰａの場合を評価「Ｂ」、３５０〜３０１ＭＰａの場合を評価「Ｃ」とした。疲労強度が３００ＭＰａ以下の場合を評価「×」とした。【０１０８】
評価「Ｓ」、「Ａ」〜「Ｃ」の場合、十分な疲労強度が得られたと判断した。評価「×」の場合、疲労強度が低いと判断した。【０１０９】
[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。【０１１０】
工具摩耗量が０〜１０μｍの場合を評価「Ｓ」、１１〜３０μｍの場合を評価「Ａ」、３１〜５０μｍの場合を評価「Ｂ」、５１μｍ〜７０μｍの場合を評価「Ｃ」とした。工具摩耗量が７１μｍ以上の場合を評価「×」とした。【０１１１】
評価「Ｓ」、「Ａ」〜「Ｃ」の場合、十分な被削性が得られたと判断した。評価「×」の場合、被削性が低いと判断した。【０１１２】
［評価結果］
評価結果を表２に示す。表２を参照して、試験番号Ｅ−１〜Ｅ−４５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／ｍｍ２の範囲内であった。その結果、ベイナイトの面積率が０〜３０％であるものの、優れたクラッキング性が得られた。さらに、降伏強度ＹＳ、疲労強度、被削性、熱間加工性も良好であった。【０１１３】
一方、試験番号Ｃ−１のＶ含有量は高すぎた。そのため、強度が高すぎて被削性が低かった。【０１１４】
試験番号Ｃ−２のＶ含有量は低すぎた。そのため、疲労強度が低かった。【０１１５】
試験番号Ｃ−３のＴｉ含有量は高すぎた。そのため、熱間加工性が低かった。【０１１６】
試験番号Ｃ−４のＴｉ含有量は低すぎた。そのため、疲労強度が低かった。さらに、過熱度ΔＴが小さすぎた。そのため、粗大ＴｉＮの数密度が低かった。その結果、ベイナイトを含有する鋼材におけるクラッキング性が低かった。【０１１７】
試験番号Ｃ−５のＮ含有量は高すぎた。そのため、熱間加工性が低かった。【０１１８】
試験番号Ｃ−６のＮ含有量は低く、粗大ＴｉＮの数密度が低かった。そのため、ベイナイトを含有する鋼材におけるクラッキング性が低かった。【０１１９】
試験番号Ｃ−７では、ｆｎ１が高すぎた。そのため、被削性が低かった。【０１２０】
試験番号Ｃ−８では、ｆｎ１が低すぎた。そのため、降伏強度が低かった。【０１２１】
試験番号Ｃ−９では、化学組成が適切であり、式（１）を満たしたものの、過熱度ΔＴが大きすぎた。そのため、粗大ＴｉＮの数密度が高すぎた。その結果、熱間加工性が低かった。【０１２２】
試験番号Ｃ−１０では、化学組成は適切であり、式（１）を満たしたものの、過熱度ΔＴが小さすぎた。そのため、粗大ＴｉＮの数密度が低すぎた。その結果、ベイナイトを含有する鋼材におけるクラッキング性が低かった。【０１２３】
試験番号Ｃ−１１の化学組成は、特許文献１の実施例１１に相当した。試験番号Ｃ−１１では、Ｃ含有量及びＭｎ含有量が低すぎた。そのため、疲労強度が低かった。さらに、Ｎ含有量が高すぎた。そのため、熱間加工性が低かった。さらに、過熱度ΔＴが小さすぎた。そのため、粗大ＴｉＮの数密度が低すぎた。その結果、ベイナイトを含有する鋼材におけるクラッキング性が低かった。【０１２４】
試験番号Ｃ−１２では、化学組成は適切であり、式（１）を満たしたものの、鋳込速度Ｖｃが低すぎた。そのため、粗大ＴｉＮの数密度が高すぎた。その結果、熱間加工性が低かった。【０１２５】
試験番号Ｃ−１３では、化学組成は適切であり、式（１）を満たしたものの、鋳込速度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、ベイナイトを含有する鋼材におけるクラッキング性が低かった。【０１２６】
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。
【図１】
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【図２Ａ】
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【図２Ｂ】
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【図２Ｃ】
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【図２Ｄ】
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【国際調査報告】
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