非調質コネクティングロッド用棒鋼であって、質量で、C:0.25~0.35、Si:0.40~0.70、Mn:0.65を超えて0.90以下、P:0.040~0.070、S:0.040~0.130、Cr:0.10~0.30、Cu:0.05~0.40、Ni:0.05~0.30、Mo:0.01~0.15、V:0.12~0.20、Ti:0.150を超えて0.200以下、Al:0.002~0.100およびN:0.020以下を含み、残部はFeおよび不純物からなり、下記<1>式で表わされるFn1が0.60~0.80および下記<2>式で表わされるFn2が7以上を満たす化学組成であり、組織の90以上がフェライトパーライト組織で、かつ該フェライトパーライト組織におけるフェライトの割合が40以上である、ことを特徴とする非調質コネクティングロッド用棒鋼。Fn1=CSi/10Mn/55Cr/221.65V-5S/7Cu/33Ni/20Mo/10<1>Fn2=MnTi/S<2>ここで、<1>式および<2>式中の元素記号は、その元素の鋼中含有量質量を表す。化学組成が、Feの一部に代えて、質量で、Pb:0.30以下およびTe:0.30以下のうちから選ばれる1種以上を含有する、ことを特徴とする請求項1に記載の非調質コネクティングロッド用棒鋼。本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、製鋼原料としてスクラップを利用するために、Cu、NiおよびMoを含有していても、容易に切断および熱間鍛造を行うことができるとともに、良好な、被削性、クラッキング性および耐疲労特性が必要とされる、自動車エンジンなどの非調質コネクティングロッドに用いる、非調質コネクティングロッド用棒鋼を提供することである。本発明の要旨は、下記1および2に示す非調質コネクティングロッド用棒鋼にある。1非調質コネクティングロッド用棒鋼であって、質量で、C:0.25~0.35、Si:0.40~0.70、Mn:0.65を超えて0.90以下、P:0.040~0.070、S:0.040~0.130、Cr:0.10~0.30、Cu:0.05~0.40、Ni:0.05~0.30、Mo:0.01~0.15、V:0.12~0.20、Ti:0.150を超えて0.200以下、Al:0.002~0.100およびN:0.020以下を含み、残部はFeおよび不純物からなり、下記<1>式で表わされるFn1が0.60~0.80および下記<2>式で表わされるFn2が7以上を満たす化学組成であり、組織の90以上がフェライトパーライト組織で、かつ該フェライトパーライト組織におけるフェライトの割合が40以上である、ことを特徴とする非調質コネクティングロッド用棒鋼。Fn1=CSi/10Mn/55Cr/221.65V-5S/7Cu/33Ni/20Mo/10<1>Fn2=MnTi/S<2>ここで、<1>式および<2>式中の元素記号は、その元素の鋼中含有量質量を表す。2化学組成が、Feの一部に代えて、質量で、Pb:0.30以下およびTe:0.30以下のうちから選ばれる1種以上を含有する、ことを特徴とする上記1に記載の非調質コネクティングロッド用棒鋼。残部としてのFeおよび不純物における不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料または製造環境などから混入するものを指す。フェライトパーライト組織とは、フェライトとパーライトの混合組織をいう。前記した各相は、光学顕微鏡または電子顕微鏡を用いた観察によって同定することができる。本発明の非調質コネクティングロッド用棒鋼は、容易に切断および熱間鍛造を行うことができ、良好な、被削性、クラッキング性および耐疲労特性が必要とされる、自動車エンジンなどの非調質コネクティングロッドの素材として好適である。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。A非調質コネクティングロッド用棒鋼の化学組成:以下の説明において、各元素の含有量の表示は質量を意味する。C:0.25~0.35Cは、鋼の強度を高める作用を有し、0.25以上含有させることで効果が得られる。しかし、その含有量が0.35を超えると、強度が高くなりすぎて被削性が低下する。したがって、Cの含有量を0.25~0.35とした。Cの含有量は0.30以下とすることが好ましい。Si:0.40~0.70Siは、鋼の脱酸に有効であるとともに固溶強化によって鋼の強度を高める効果を有する。しかし、その含有量が0.40未満では上記の効果に乏しい。一方、Siを0.70を超えて含有させても上記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。しかも、鋼の熱間鍛造性が低下する。したがって、Siの含有量を0.40~0.70とした。Siの含有量は0.50以上とすることが好ましい。Mn:0.65を超えて0.90以下Mnは、鋼の脱酸作用を有するとともに、鋼の強度を向上させる作用を有する。これらの効果を得るためには、0.65を超える量のMnを含有させる必要がある。しかし、Mnの含有量が0.90を超えると、鋼の熱間鍛造性が低下する。さらに、焼入れ性が高くなりすぎてベイナイト組織を生じ、クラッキング性および被削性の低下をきたす。したがって、Mnの含有量を0.65を超えて0.90以下とした。Mnの含有量は0.70以上とすることが好ましく、また0.85以下とすることが好ましい。Mnの含有量は、0.80以下とすることがさらに好ましい。P:0.040~0.070Pは、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させ、コンロッドのクラッキングの際の破面を脆性破面とする作用を有する。この効果を得るには、Pの含有量を0.040以上とする必要がある。しかし、その含有量が0.070を超えると、鋼の熱間鍛造性が低下する。したがって、Pの含有量を0.040~0.070とした。S:0.040~0.130Sは、本発明にとって重要な元素の一つであり、MnおよびTiとともに硫化物を形成して鋼の被削性を高める作用を有する。この効果を得るには、Sの含有量を0.040以上とする必要がある。しかし、Sの含有量が0.130を超えると、鋼の熱間鍛造性が低下する。したがって、Sの含有量を0.040~0.130とした。優れた被削性を確保するためには、0.070を超える量のSを含有させることが好ましい。Sについては、その含有量が多くなるほど熱間延性が低下することが知られている。本発明は、原料にスクラップを用いることで素材コストの一層の低減を目指している。したがって、スクラップ中に含まれるCu、NiおよびMoによる熱間延性の低下と、多量のS含有による熱間延性の低下とが重畳することは、是非とも避けなければならない。このため、本発明においては、後述するように、MnとTiの含有量の和であるMnTi量とS含有量とのバランスを適正化する。Cr:0.10~0.30Crは、強度を高める作用を有する。この効果を十分に得るには、Crの含有量を0.10以上とする必要がある。しかし、Crの含有量が0.30を超えると、ベイナイト組織を生じ、クラッキング性および被削性の低下をきたす。したがって、Crの含有量を0.10~0.30とした。Crの含有量は0.20以下とすることが好ましい。V:0.12~0.20Vは、本発明において重要な元素の一つである。すなわち、Vは、フェライト中に炭化物として析出して強度を向上させる作用を有する。この効果を得るには、Vの含有量を0.12以上とする必要がある。しかし、Vを0.20を超えて含有させても前記した効果の増大はほとんどなく、コストが極めて大きくなってしまう。したがって、Vの含有量を0.12~0.20とした。Vの含有量は0.13以上とすることが好ましく、また0.18以下とすることが好ましい。Ti:0.150を超えて0.200以下本発明は、Vに加えてTiを含有することを特徴としており、Tiは、本発明において重要な元素の一つである。すなわち、上記のVと同様に、Tiは、フェライト中に炭化物として析出して強度を高め、さらに、Vと複合して含有させることによってフェライトを大幅に強化する作用を有する。このフェライトの強化によって、フェライトパーライト組織における良好なクラッキング性を確保することができる。さらに、フェライトの強化は疲労亀裂発生の抑制につながるため、疲労強度を高めることもできる。また、Tiには硫化物を形成して被削性を改善するとともに熱間延性を高める作用もある。しかしながら、Tiは、Nと優先的に結合して窒化物TiNを形成するので、上記の各作用効果を得るには、窒化物を形成した後に、鋼中に多量のフリーTiが存在していることが必要不可欠となる。このため、Tiを0.150を超えて含有させる必要がある。しかし、Tiの含有量が0.200を超えると、却って熱間鍛造性の低下を招く。したがって、Tiの含有量を0.150を超えて0.200以下とした。Al:0.002~0.100Alは、鋼の脱酸剤として有効な元素である。本発明の特徴の一つは、上述したようにTiとVを複合して含有させることである。しかしながら、上述のとおり、Tiは、Nと優先的に結合してTiNを形成する。さらに、Tiは、脱酸力が強いため酸化物を形成する。このため、炭化物を形成するTiの割合が相対的に減少して、Vとともにフェライトを強化するのに有効なTiの歩留りが低下して製造コストの上昇を招くことが懸念される。そこで、本発明においては、Alで鋼を脱酸して脱酸の安定化を図ると同時に、炭化物を形成してフェライトの強化に効くTiを確保するために、Alを含有させる。しかしながら、Alの含有量が0.002未満では所望の効果が得られない。一方、0.100を超える量のAlを含有させても上記の効果が飽和するのでコストが嵩む。したがって、Alの含有量を0.002~0.100とした。Alの含有量は0.050以下とすることが好ましい。Alで鋼を脱酸して脱酸の安定化を図ると同時に、TiがVとともにフェライトを強化する作用を確保するためには、Alで十分脱酸してからTiを添加する、すなわち、添加順序をAl、Tiの順として、所定量のAlとTiを含有させるのがよい。N:0.020以下上述したように、本発明の特徴の一つは、TiとVを複合して含有させ、炭化物の析出によってフェライトを大幅に強化することである。TiとVが複合含有された状態では、Nは、優先的にTiと窒化物を形成する。上記炭化物の析出によるフェライトの大幅強化のためには、窒化物を形成した後に、鋼中に多量のフリーTiが存在していることが必要不可欠となる。このため、Nの含有量に上限を設けて0.020以下とした。Nの含有量は0.012以下とすることが好ましく、少なければ少ないほどよい。Cu:0.05~0.40Ni:0.05~0.30Mo:0.01~0.15本発明においては、産業界からの一層のコスト低減という要望に応えるために、スクラップを原料として使用することを前提としている。スクラップには、不純物としてCu、NiおよびMoが含有される。不純物としてのCu、NiおよびMoの含有量が多い場合には、コンロッド形状に加工する際の熱間鍛造性が低下するとともにボルト穴加工などの際の被削性が低下する。このため、Cu、NiおよびMoの含有量に上限を設けて、それぞれの含有量を、0.40以下、0.30以下および0.15以下とした。一方、Cu、NiおよびMoの各含有量の下限を厳しく管理することは、高価なスクラップを使う必要が生じ、却って製造コストの上昇を招く。したがって、Cu、NiおよびMoの含有量に下限を設けて、それぞれの含有量を、0.05以上、0.05以上および0.01以上とした。Fn1:0.60~0.80本発明の棒鋼は、個々の元素の含有量が前記の範囲にあって、しかも、下記の<1>式で表されるFn1が0.60~0.80を満たす必要がある。Fn1=CSi/10Mn/55Cr/221.65V-5S/7Cu/33Ni/20Mo/10<1>。Fn1が、0.80を超える場合にはコンロッドの被削性が低下し、一方、0.60未満の場合には強度が低くなって疲労強度も低くなるからである。既に述べたとおり、上記の<1>式中の元素記号は、その元素の鋼中含有量質量を表す。Fn2:7以上0.040~0.130のSを含有させて被削性を高める本発明において、Sの含有量が多くなるほど熱間延性が低下する。さらに、原料として用いるスクラップ中には、Cu、NiおよびMoが含まれ、これらの元素による熱間延性の低下が生じる。このため、個々の元素の含有量および上記のFn1が所定の範囲を満たすだけでは、Sの含有による熱間延性の低下と、Cu、NiおよびMoによる熱間延性の低下とが重畳して、良好な熱間鍛造性が確保できないことがある。したがって、本発明の棒鋼は、さらに下記の<2>式で表わされるFn2が7以上を満たす必要がある。この条件を満たすことで、Sによる被削性改善効果を確保したうえで良好な熱間鍛造性が得られるので、容易に所定のコンロッド形状に加工することができる。Fn2=MnTi/S<2>。既に述べたとおり、上記の<2>式中の元素記号は、その元素の鋼中含有量質量を表す。<2>式で表わされるFn2は、22以下であることが好ましい。本発明の棒鋼の一つは、上記元素のほか、残部がFeおよび不純物からなり、かつ、前記<1>式で表わされるFn1が0.60~0.80および前記<2>式で表わされるFn2が7以上を満たす化学組成を有するものである。本発明の棒鋼の他の一つは、上記棒鋼のFeの一部に代えて、PbおよびTeのうちから選ばれる1種以上の元素を含有する化学組成を有するものである。以下、任意元素である上記PbおよびTeの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。Pb:0.30以下Pbは、鋼の被削性を高める作用を有するので、この効果を得るためにPbを含有してもよい。しかしながら、Pbの含有量が0.30を超えると、熱間鍛造性の低下を招く。したがって、Pbを含有させる場合には、その含有量を0.30以下とした。一方、前記したPbの被削性向上効果を安定して得るためには、Pbの含有量は0.02以上とすることが好ましい。地球環境保全などの理由でPbの使用が制限される場合には、Pbを非含有とする。Te:0.30以下Teは、鋼の被削性を高める作用を有するので、この効果を得るためにTeを含有してもよい。しかしながら、Teの含有量が0.30を超えると、熱間鍛造性の低下を招く。したがって、Teを含有させる場合には、その含有量を0.30以下とした。Teの含有量は0.10以下とすることが望ましい。一方、前記したTeの被削性向上効果を安定して得るためには、Teの含有量は0.002以上とすることが好ましい。B非調質コネクティングロッド用棒鋼の組織:本発明の棒鋼においては、組織の90以上がフェライトパーライト組織で、かつ該フェライトパーライト組織におけるフェライトの割合が40以上でなければならない。これは、コンロッドを熱間鍛造する際の素材となる棒鋼の所定長さへの切断を行いやすくし、鋸刃、切断砥石またはシャーなどの切断工具の寿命を延長するためである。組織がベイナイトまたは/およびマルテンサイトの場合、棒鋼の硬さが高くなり切断しにくくなる。具体的には、上記切断工具により棒鋼を切断する場合に、工具に損傷または/および摩耗が生じて、生産性の悪化を招いたり、所定長さへの切断ができなくなってしまう。このために、実質的にベイナイト組織やマルテンサイト組織を無視できるレベルとして、棒鋼の組織の90以上をフェライトパーライト組織にする必要がある。棒鋼の組織の90以上がフェライトパーライト組織であっても、パーライトにはセメンタイトを含むために、硬いパーライトの割合が多くなって60を超えると、棒鋼を所定長さに切断し難い場合がある。したがって棒鋼を所定長さに切断しやすくするために、上記のフェライトパーライト組織におけるパーライトの割合を60以下に抑える、つまり、フェライトの割合を40以上とする必要がある。本発明に係る非調質コネクティングロッド用棒鋼は、例えば、次のa~cの工程を経ることで製造することができる。a溶解原料にスクラップを使用して、前記A項に記載の化学組成を有する鋼を溶製した後に鋼塊または鋳片とする。鋼塊および鋳片は、必要に応じ分塊圧延を行い、鋼片とする。b鋼塊、鋳片または鋼片を1000~1300°Cに加熱して、熱間圧延を施して、所定の棒鋼丸棒または角棒サイズとする。c所定の棒鋼サイズに熱間圧延して仕上げた後、800~500°Cの温度域を0.8°C/秒以下の平均冷却速度で冷却する。上記のbおよびcの工程における温度および平均冷却速度はそれぞれ、各工程での被処理材の表面での温度および平均冷却速度を指す。上記bの工程において、オーステナイト域で加工して熱間圧延の効率を高めるために、鋼塊、鋳片または鋼片を1000°C以上に加熱すればよい。上記の加熱温度は、1100°C以上とすることがより好ましい。加熱温度が高すぎると、オーステナイト粒が成長し、フェライト生成核となる粒界面積が小さくなってフェライト面積率が低くなる。このため、該鋼塊、鋳片または鋼片の加熱温度の上限は1300°Cにすればよい。上記cの工程において、所定の棒鋼サイズに熱間圧延して仕上げた後、フェライトパーライト変態が生じる800~500°Cの温度域を0.8°C/秒以下の平均冷却速度で冷却することによって、容易に、ベイナイトおよびマルテンサイトの発生を抑制することができる。さらに、フェライトパーライト組織におけるパーライトの割合を60以下に抑えることができる。上記の温度域における平均冷却速度は、0.6°C/秒以下とすればより好ましい。工業的な量産工程においては、生産性の観点から、上記の温度域における平均冷却速度は、0.2°C/秒以上とするのがよい。500°Cでは、既にフェライトパーライト変態が実質的に完了している。このため、500°Cを下回る温度域での冷却は、どのような冷却パターンであってもよい。本発明の棒鋼を素材とすれば、通常の熱間鍛造方法によって、良好な、被削性、クラッキング性および耐疲労特性を有する非調質のコンロッドを容易に製造することができる。以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。表1に示す化学組成を有する鋼1~22を通常の方法で3トン電気炉を用いて溶製し、鋼塊とした。表1において、鋼3~8および鋼22は、本発明で規定される化学組成を満足する鋼である。一方、鋼1、鋼2および鋼9~21は、本発明で規定される化学組成の範囲を外れる比較例の鋼である。比較例の鋼のうち鋼1および鋼2はそれぞれ、特許文献1で開示され欧州で既に実用化されているクラッキングコンロッド用鋼にほぼ相当する鋼および、一部の車種で採用されている非調質のコンロッド用の、0.35C-0.4Si-0.95Mn-0.04S-0.5Cr-0.1Vを基本の化学組成とする鋼に被削性改善の目的でPbとCaを添加した鋼である。上記の鋼塊を1250°Cに加熱した後熱間圧延し、180mm×180mmの鋼片とした。次いで、熱間鍛造用素材を製作することを想定して、表2の条件で直径30mmの丸棒に熱間圧延した。表2に、熱間圧延の加熱温度、熱間圧延の仕上げ温度および、熱間圧延の仕上げ後の800~500°Cの温度域での平均冷却速度を具体的に示す。上記温度域での平均冷却速度は風冷条件を変化することにより調整した。500°Cを下回る温度域の冷却は、大気中での放冷とした。このようにして得た直径30mmの棒鋼から各種の試験片を採取して、ミクロ組織、ロックウェルC硬さ以下、HRCという。および熱間鍛造性を調査した。また、直径30mmの棒鋼の切断試験も行った。先ず、前記した直径30mmの各棒鋼から、長さ方向に垂直な面全面を観察面とするミクロ試験片を切り出し、鏡面研磨してナイタル腐食した後、倍率を400倍とした光学顕微鏡で表面近傍表面から3mmの位置を5視野、R/2Rは、棒鋼の半径近傍表面から7.5mmの位置を5視野、合計10視野観察して、ミクロ組織における相の判定を行った。さらに、同じ観察視野のミクロ組織を写真撮影し、通常の方法で画像解析して、フェライトパーライト組織の割合、フェライトパーライト組織におけるフェライトの割合を測定した。そして、10視野の算術平均値を求めた。また、長さ方向に垂直な面を試験面とする試験片を切り出して研磨した後、R/2部を90°間隔で4点のHRCを測定し、その4点の算術平均値を求めた。直径30mmの各棒鋼を高速切断機を用いて切断砥石で切断して切断試験を行った。具体的には、砥石回転数1650rpmの通常の自動高速切断機に、外径455mm、内径30mm、厚さ3.5mmの通常の切断砥石を設置して切断試験を行った。既に述べたように、鋼2は、一部の車種で採用されている非調質のコンロッド用鋼をベースとする鋼である。該鋼2については、一枚の切断砥石で500回切断することができた。このため、上記の500回に対して±10の切断砥石の寿命であれば工業的に同等であると判断した。すなわち、切断砥石の寿命が、450回90未満であれば鋼2より切断され難く、450~550回90~110であれば鋼2と同等、550回110を超えれば鋼2より切断されやすい、という位置づけで各試験番号の評価を行った。さらに、直径30mmの棒鋼中心部から、長さ方向に平行に、直径が15mmで長さが22.5mmの円柱状の試験片を採取し、熱間鍛造性を調査した。具体的には、上記円柱状の試験片を1250°Cに加熱し、大気中で冷却して1100°Cになった時点で軸方向に30の長さ6.75mmになるまで熱間据込みを行った。上記の据込みを行った後、試験片表面での割れ発生の有無を目視で調査した。上記の調査を各試験番号について5回行い、割れ発生頻度を百分率で表示した。上述の鋼2については、割れ発生頻度が60つまり、5回の熱間据込みのうちで、3回において割れが認められた。であったので、熱間鍛造性の評価基準を割れ発生頻度60とした。上記60を超える割れ発生頻度の場合には、熱間鍛造性が劣るとして、自動車エンジンなどの非調質のコンロッドの素材として不適と判断した。このため、次に述べる実際のコンロッドを製造する調査は行わなかった。ただし、特許文献1のクラッキングコンロッド用鋼にほぼ相当する鋼1については、クラッキング性の評価基準とするためにコンロッドを製造して調査を行った。熱間鍛造性の調査において、割れ発生頻度が60以下であった試験番号については、実際のコンロッドを製造し、必要な特性が得られているかどうかを判定した。先ず、前記直径30mmで長さ300mmの棒鋼を1250°Cに加熱して、図1に示す全長170mmのロッド2とキャップ3の一体成形材を熱間鍛造で作製した。熱間鍛造後の冷却は大気中放冷とした。次いで、大端部5のN部に応力集中係数3を有する切り欠きを設けた。このようにして得た切り欠きのついた一体成形材を用いてビッカース硬さ以下、HVという。、耐疲労特性、被削性およびクラッキング性を調査した。すなわち、前記した各一体成形材の大端部5のN部切り欠きを設けた箇所から、素材である直径30mmの棒鋼の長さ方向に垂直であった面を切り出して鏡面研磨した後、98.07Nの試験力でHVを測定した。また、一体成形材のロッド2の桿部6大端部5と小端部8の中央部から図3に示す平行部の直径が3mm、平行部の長さが11mm、つかみ部の直径が6mmの形状の疲労試験片を切り出し、電気油圧サーボ式疲労試験機を用いて、室温大気中で、応力比を-1、繰り返し速度を10~20Hzとして、荷重制御引張圧縮による疲労試験を行い、疲労強度以下、σwという。を測定した。繰り返し数が107回において破断しない最大の強度を疲労強度とした。鋼2を素材とする試験番号2のσwの値375MPaを基準性能とし、これ以上のσwが得られた場合に耐疲労特性が良好と判断した。被削性は、ボルト穴加工で評価した。すなわち、各一体成形材の大端部5に図1のボルト穴9貫通孔をドリルで穿孔し、300個穿孔した後のドリルのコーナー摩耗量ドリル最外周部の摩耗量を測定して評価した。なお、鋼2を素材とする試験番号2の場合の上記コーナー摩耗量を基準値とし、摩耗量が前記基準値の110以内なら被削性は良好、前記基準値の110を超える場合は被削性が不良と評価した。これは、快削性付与元素であるPbやCaを含まない鋼の被削性が、PbとCaを含む鋼2の被削性に比べて優れるとは考え難く、摩耗量が前記基準値より劣ってもその程度が10であれば工業的な規模での生産性が同等と判断したことによる。なお、Pbまたは/およびTeを含有させた本発明鋼においては、摩耗量が前記基準値の90より小さくなる場合がある。その場合は被削性が優良とした。穿孔条件は次に示すとおりである。ドリル:P20超硬の直径8mmのストレートシャンクドリル、回転数:1200rpm、送り:0.15mm/rev、潤滑:水溶性潤滑剤。また、クラッキングは、非特許文献1のFig.6に記載の装置を用い、同様の方法で行った。すなわち、まず前記一体成形材の図1の大端部の穴7の中に治具を挿入した。次に、図2のaの矢印の方向に引張荷重が衝撃的に加わるように治具を作動させ、N部に設けた切り欠きで、ロッド2とキャップ3にクラッキングした。なお、鋼2を素材とする試験番号2の一体成形材、およびTiを含有していない鋼13を素材とする試験番号13の一体成形材については、ロッド2とキャップ3にクラッキングすることができなかった。クラッキング後、破断面を観察するとともに破断歪量を測定してクラッキング性を評価し、その破断面が欧州で既に実用化されているクラッキングコンロッド用鋼に相当する鋼1を素材とする試験番号1と同程度の破面で、かつ、破断歪量が試験番号1の値0.15mmよりも小さい場合にクラッキング性が良好であるとした。上記の破断歪量とは、クラッキング後のロッド2とキャップ3を破断面で合わせ、図2に示すa~cの値を測定した場合、クラッキング後のa-{bc/2}の値からクラッキング前のa-{bc/2}の値を引いたものをいう。ここで、aは、コンロッドの大端部の穴7について、コンロッドの長手方向に測定した場合の内径であり、bおよびcは、aに対してそれぞれ、87°の角度で測定した場合の内径および93°の角度で測定した場合の内径である。表3に、上記の各試験結果をまとめて示す。表3から明らかなように、本発明で定める化学組成と組織を有する棒鋼は、容易に切断および熱間鍛造することができる。さらに、本発明で定める化学組成と組織を有する棒鋼を用いて熱間鍛造で製造したコンロッドは、良好な、被削性、クラッキング性および耐疲労特性を有していることも明らかである。