WO2016059664A1 - クラッキングコンロッド用圧延鋼材 - Google Patents

クラッキングコンロッド用圧延鋼材 Download PDF

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松田　英樹
雅史 川上
勇 斎藤
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Honda Motor Co Ltd
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    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working

Definitions

  • the present invention relates to a steel material, and more particularly to a rolled steel material for cracking connecting rods.
  • the connecting rod is used for engines such as automobiles.
  • the connecting rod connects the piston and the crankshaft, and converts the vertical movement of the piston into the rotational movement of the crank.
  • FIG. 1 is a front view of a conventional connecting rod 1.
  • the conventional connecting rod 1 includes a large end portion 10, a flange portion 20, and a small end portion 30.
  • the large end portion 10 is disposed at one end of the flange portion 20, and the small end portion 30 is disposed at the other end of the flange portion 20.
  • the large end 10 is connected to the crankpin.
  • the small end 30 is connected to the piston.
  • the conventional connecting rod 1 includes two parts (a cap 40 and a rod 50). One end portions of the cap 40 and the rod 50 correspond to the large end portion 10. Other parts than the one end of the rod 50 correspond to the flange 20 and the small end 30.
  • the large end portion 10 and the small end portion 30 are formed by cutting. For this reason, the connecting rod 1 is required to have high machinability.
  • the connecting rod 1 receives a load from surrounding members during engine operation.
  • further downsizing of the connecting rod 1 and improvement of in-cylinder pressure in the cylinder have been demanded in order to save fuel.
  • the connecting rod 1 is required to have an excellent buckling strength that can cope with an explosion load transmitted from the piston even if the flange portion 20 is thinned.
  • the buckling strength strongly depends on the yield strength of the material. Therefore, the connecting rod is required to have high yield strength as well as high machinability.
  • the cap 40 and the rod 50 are separately manufactured as described above. Therefore, a knock pin processing step is performed for positioning the cap 40 and the rod 50. Further, a cutting process is performed on the mating surface of the cap 40 and the rod 50. Therefore, cracking connecting rods that can omit these steps are beginning to spread.
  • the cracking connecting rod after integrally forming the connecting rod, the large end portion is broken and divided into two parts (corresponding to the cap 40 and the rod 50). And two parts divided
  • Patent Document 1 JP 2010-180473
  • Patent Document 2 JP 2004-301324 A Patent Document 3
  • Patent Document 4 International Publication No. 2012/164710
  • Patent Document 5 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2011-084767
  • Patent Document 6 International Publication No. 2012/157455
  • Patent Document 1 describes the following matters.
  • the steel for cracking connecting rod contains, by weight, C: 0.6 to 0.75%, Mn: 0.25 to 0.50, S: 0.04 to 0.12%, the balance being Fe, and , Consisting of up to 1.2% impurities. Mn / S is 3.0 or more.
  • the structure of the steel is 100% pearlite and the particle size measured according to ASTM E112-88 is 3-8.
  • Patent Document 2 discloses the following matters.
  • Cracking connecting rod steel is composed of ferrite and pearlite type non-tempered steel containing 0.20 to 0.60% C by mass.
  • the buttocks are coined.
  • the steel for cracking connecting rods contains C, N, Ti, Mn and Cr as essential elements, and contains Si, P, S, V, Pb, Te, Ca and Bi as optional elements.
  • Mn is 0.30 to 1.50%
  • Cr is 0.05 to 1.00%
  • N is 0.005 to 0.030%
  • Ti is 0.20% or less.
  • Ti ⁇ 3.4N + 0.02 is satisfied.
  • the 0.2% proof stress of the large end is lower than 650 MPa. Further, the 0.2% proof stress of the coined heel portion is higher than 700 MPa.
  • Patent Document 3 discloses the following matters.
  • Non-tempered connecting rods are in mass%, C: 0.25 to 0.35%, Si: 0.50 to 0.70%, Mn: 0.60 to 0.90%, P: 0.040 to 0.070%, S: 0.040 to 0.130%, Cr: 0.10 to 0.20%, V: 0.15 to 0.20%, Ti: 0.15 to 0.20% and N : 0.002% to 0.020%, with the balance being Fe and impurities.
  • the Ceq value defined by the formula (1) is less than 0.80.
  • the structure of the large end is composed of ferrite and pearlite.
  • the total thigh hardness is 255 to 320 in terms of Vickers hardness.
  • the hardness of the ferrite at the large end is 250 or more in terms of Vickers hardness. Furthermore, the ratio of the hardness of the ferrite to the total hardness of the large end is 0.80 or more.
  • Ceq C + (Si / 10) + (Mn / 5) + (5Cr / 22) + 1.65V ⁇ (5S / 7) (1)
  • Patent Document 4 discloses the following matters. Steel bars for non-tempered connecting rods are in mass%, C: 0.25 to 0.35%, Si: 0.40 to 0.70%, Mn: more than 0.65% and 0.90% or less, P: 0.040 to 0.070%, S: 0.040 to 0.130%, Cr: 0.10 to 0.30%, Cu: 0.05 to 0.40%, Ni: 0.05 to 0.30%, Mo: 0.01 to 0.15%, V: 0.12 to 0.20%, Ti: more than 0.150 and 0.200% or less, Al: 0.002 to 0.100 % And N: 0.020 or less, with the balance being Fe and impurities. Fn1 defined by the following formula is 0.60 to 0.80, and Fn2 defined by the following formula is 7 or more.
  • More than 90% of the structure of the non-tempered connecting rod steel is a ferrite and pearlite structure.
  • the ratio of ferrite in the ferrite and pearlite structure is 40% or more.
  • Fn1 C + (Si / 10) + (Mn / 5) + (5Cr / 22) + 1.65V ⁇ (5S / 7) + (Cu / 33) + (Ni / 20) + (Mo / 10)
  • Fn2 (Mn + Ti) / S
  • Patent Document 5 discloses the following matters.
  • the manufacturing method of a cracking connecting rod includes a step of preparing a steel material, a step of heating the steel material to a temperature range of 1200 ° C. to 1300 ° C., and a processing rate of 50% or more in at least a predetermined portion of the steel material at a temperature of 1000 ° C. or higher.
  • the cracking connecting rod to be produced is, by mass, C: 0.16-0.35%, Si: 0.1-1.0%, Mn: 0.3-1.0%, P: 0.040- 0.070%, S: 0.080 to 0.130%, V: 0.10 to 0.35%, and Ti: 0.08 to 0.20%.
  • the hardness in a predetermined part is at least 250 HV or more.
  • Patent Document 6 further discloses a non-tempered steel having a low V content. Specifically, Patent Document 6 describes the following matters. Non-tempered steel is in mass%, C: 0.27-0.40%, Si: 0.15-0.70%, Mn: 0.55-1.50%, P: 0.010-0 0.070%, S: 0.05 to 0.15%, Cr: 0.10 to 0.60%, V: 0.030% or more and less than 0.150%, Ti: over 0.100%, 0 200% or less, Al: 0.002 to 0.050% and N: 0.002 to 0.020%, with the balance being Fe and impurities. Et represented by the following formula is less than 0. Ceq represented by the following formula is more than 0.60 and less than 0.80.
  • the steel for cracking connecting rods of Patent Document 1 is widely used in Europe.
  • the cracking connecting rod steel of Patent Document 1 may have low yield strength and machinability.
  • the yield strength of the cracking connecting rod steel described in Patent Document 2 is high. However, cracking may be low.
  • the production conditions for hot forging for example, the heating temperature before hot forging may vary from production site to production site. If the heating temperature before hot forging varies, even if the cracking connecting rod is manufactured by the steel materials and the manufacturing method described in Patent Documents 1 to 6, the cracking property, yield strength, and machinability of the cracking connecting rod Either of them may be low.
  • An object of the present invention is to provide a rolled steel material for cracking connecting rods that has high cracking property, high yield strength, and high machinability after hot forging even if the heating temperature during hot forging varies. .
  • the rolled steel material for cracking connecting rods is, in mass%, C: 0.30 to 0.40%, Si: 0.60 to 1.00%, Mn: 0.50 to 1.00%, P : 0.04 to 0.07%, S: 0.04 to 0.13%, Cr: 0.10 to 0.30%, V: 0.05 to 0.14%, Ti: 0.15% Over 0.20% or less, N: 0.002 to 0.020%, Cu: 0 to 0.40%, Ni: 0 to 0.30%, Mo: 0 to 0.10%, Pb: 0 to 0.30%, Te: 0 to 0.30%, Ca: 0 to 0.010%, and Bi: 0 to 0.30%, with the balance being Fe and impurities,
  • the defined fn1 has a chemical composition of 0.65 to 0.80.
  • the ratio of the V content in the coarse precipitate having a particle diameter of 200 nm or more to the V content in the rolled steel for cracking connecting rod is 70% or less.
  • the ratio of the Ti content in the coarse precipitate to the Ti content in the rolled steel for cracking connecting rod is 50% or more.
  • the rolled steel material for cracking connecting rods according to the present embodiment can obtain high cracking property, high yield strength, and high machinability after hot forging even if the heating temperature during hot forging varies.
  • FIG. 1 is a side view of a conventional connecting rod.
  • the rolled steel material for cracking connecting rods is, in mass%, C: 0.30 to 0.40%, Si: 0.60 to 1.00%, Mn: 0.50 to 1.00%, P : 0.04 to 0.07%, S: 0.04 to 0.13%, Cr: 0.10 to 0.30%, V: 0.05 to 0.14%, Ti: 0.15% Over 0.20% or less, N: 0.002 to 0.020%, Cu: 0 to 0.40%, Ni: 0 to 0.30%, Mo: 0 to 0.10%, Pb: 0 to 0.30%, Te: 0 to 0.30%, Ca: 0 to 0.010%, and Bi: 0 to 0.30%, with the balance being Fe and impurities,
  • the defined fn1 has a chemical composition of 0.65 to 0.80.
  • the ratio of the V content in the coarse precipitate having a particle diameter of 200 nm or more to the V content in the rolled steel for cracking connecting rod is 70% or less.
  • the ratio of the Ti content in the coarse precipitate to the Ti content in the rolled steel for cracking connecting rod is 50% or more.
  • fn1 defined by the formula (1) is in the range of 0.65 to 0.80. Therefore, excellent yield strength and machinability can be obtained.
  • the ratio of the V content in the coarse precipitate having a particle diameter of 200 nm or more to the V content in the rolled steel for cracking connecting rod is 70% or less.
  • fine V precipitates are easily dissolved. Therefore, even if the heating temperature in the hot forging process is low (for example, about 1000 ° C.), V is likely to be dissolved by heating.
  • the solid solution V is precipitated as a carbide in the cooling process of hot forging. As a result, even if the heating temperature in the hot forging process varies, the steel material after hot forging can stably obtain excellent yield strength.
  • the ratio of the Ti content in the coarse precipitates to the Ti content in the rolled steel for cracking connecting rod is 50% or more.
  • Ti forms sulfides and carbosulfides to enhance the machinability of steel. Further, Ti partially dissolves in the steel during heating in the hot forging process. The solid solution Ti forms carbides during subsequent cooling, embrittles ferrite, and improves cracking properties. However, if the amount of Ti dissolved in the hot forging process is too high, the steel structure after cooling becomes bainite. In this case, cracking properties are reduced. If the solid solution amount of Ti is too high, the tensile strength of the steel material becomes too high, and the machinability deteriorates.
  • the Ti precipitate (precipitate containing Ti) can be prevented from being excessively dissolved during heating in the hot forging step.
  • the ratio of the Ti content in the coarse precipitate is 50% or more, the fine Ti precipitate in the steel is sufficiently small. Therefore, even when the heating temperature in the hot forging process is high (for example, 1280 ° C.), Ti precipitates are difficult to dissolve (that is, Ti is hard to dissolve), and cracking properties and machinability are reduced. Can be suppressed.
  • the rolled steel material for cracking connecting rods of the present embodiment has high cracking property, high yield strength, and high machinability after hot forging even if the heating temperature during hot forging varies.
  • the chemical composition is one or two selected from the group consisting of Cu: 0.01 to 0.40%, Ni: 0.01 to 0.30%, and Mo: 0.01 to 0.10%. It may contain seeds or more.
  • the chemical composition also includes Pb: 0.05 to 0.30%, Te: 0.0003 to 0.30%, Ca: 0.0003 to 0.010%, and Bi: 0.0003 to 0.30. You may contain 1 type, or 2 or more types selected from the group which consists of%.
  • the chemical composition of the rolled steel material for cracking connecting rods according to the present embodiment contains the following elements.
  • C 0.30 to 0.40% Carbon (C) increases the strength of the steel. If the C content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the C content is too high, the hardness of the steel material increases, and the machinability decreases. Therefore, the C content is 0.30 to 0.40%.
  • the minimum with preferable C content is higher than 0.30%, More preferably, it is 0.31%, More preferably, it is 0.32%.
  • the upper limit with preferable C content is less than 0.40%, More preferably, it is 0.39%, More preferably, it is 0.38%.
  • Si 0.60 to 1.00% Silicon (Si) deoxidizes steel. Si further dissolves in the steel to increase the strength of the steel. If the Si content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content is too high, the above effect is saturated. If the Si content is too high, the hot workability of the steel further decreases and the manufacturing cost of the steel material also increases. Therefore, the Si content is 0.60 to 1.00%.
  • the minimum with preferable Si content is higher than 0.60%, More preferably, it is 0.62%, More preferably, it is 0.65%.
  • the upper limit with preferable Si content is less than 1.00%, More preferably, it is 0.95%, More preferably, it is 0.90%.
  • Mn 0.50 to 1.00%
  • Manganese (Mn) deoxidizes steel. Mn further increases the strength of the steel. If the Mn content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, the hot workability of the steel decreases. If the Mn content is too high, the hardenability is further increased, and bainite is generated in the steel structure. In this case, the cracking property of steel is lowered. Therefore, the Mn content is 0.50 to 1.00%.
  • the minimum with preferable Mn content is higher than 0.50%, More preferably, it is 0.60%, More preferably, it is 0.65%.
  • the upper limit with preferable Mn content is less than 1.00%, More preferably, it is 0.95%, More preferably, it is 0.90%.
  • P 0.04 to 0.07% Phosphorus (P) segregates at the grain boundaries and embrittles the steel. Therefore, the fracture surface of the cracking connecting rod after the fracture split becomes smooth. As a result, the accuracy of assembling the cracking connecting rod after the fracture split is increased. If the P content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if P content is too high, the hot workability of steel will fall. Therefore, the P content is 0.04 to 0.07%.
  • the minimum with preferable P content is higher than 0.04%, More preferably, it is 0.042%, More preferably, it is 0.045%.
  • the upper limit with preferable P content is less than 0.07%, More preferably, it is 0.068%, More preferably, it is 0.065%.
  • S 0.04 to 0.13%
  • Sulfur (S) combines with Mn and Ti to form sulfides and enhances the machinability of steel. If the S content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the S content is too high, the hot workability of the steel decreases. Therefore, the S content is 0.04 to 0.13%.
  • the minimum with preferable S content is higher than 0.04%, More preferably, it is 0.045%, More preferably, it is 0.05%.
  • the upper limit with preferable S content is less than 0.13%, More preferably, it is 0.125%, More preferably, it is 0.12%.
  • Chromium (Cr) increases the strength of the steel. If the Cr content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content is too high, the hardenability of the steel increases and bainite is generated in the steel structure. In this case, the cracking property of steel is lowered. If the Cr content is too high, the production cost further increases. Therefore, the Cr content is 0.10 to 0.30%.
  • the minimum with preferable Cr content is higher than 0.10%, More preferably, it is 0.11%, More preferably, it is 0.12%.
  • the upper limit with preferable Cr content is less than 0.30%, More preferably, it is 0.25%, More preferably, it is 0.20%.
  • V Vanadium (V) precipitates as carbide in the ferrite during the cooling process after hot forging, and increases the yield strength of the steel. V is further contained together with Ti to enhance the cracking property of steel. If the V content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the V content is too high, not only the production cost of steel becomes extremely high, but also the machinability decreases. Therefore, the V content is 0.05 to 0.14%.
  • the minimum with preferable V content is higher than 0.05%, More preferably, it is 0.06%, More preferably, it is 0.07%.
  • the minimum with preferable V content is less than 0.14%, More preferably, it is 0.13%, More preferably, it is less than 0.13%.
  • Titanium (Ti) precipitates in the steel as a carbide or nitride, and increases the strength of the steel. Ti further produces sulfides or carbosulfides to enhance the machinability of the steel.
  • the Ti content is more than 0.15% and 0.20% or less.
  • the upper limit with preferable Ti content is less than 0.20%, More preferably, it is 0.19%.
  • N 0.002 to 0.020% Nitrogen (N) combines with Ti to form nitrides and increases the strength of the steel. If the N content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content is too high, this effect is saturated. Therefore, the N content is 0.002 to 0.020%.
  • the minimum with preferable N content is higher than 0.002%, More preferably, it is 0.003%, More preferably, it is 0.004%.
  • the upper limit with preferable N content is less than 0.020%, More preferably, it is 0.019%, More preferably, it is 0.018%.
  • the balance of the chemical composition of the rolled steel for cracking connecting rod according to the present embodiment is composed of Fe and impurities.
  • the impurities are mixed from ore as a raw material, scrap, or production environment when industrially producing steel materials, and are allowed within a range that does not adversely affect the steel materials of the present embodiment. Means what will be done.
  • the chemical composition of the rolled steel material for cracking connecting rods according to the present embodiment may further include one or more selected from the group consisting of Cu, Ni, and Mo instead of part of Fe. These elements are arbitrary elements, and all increase the strength of steel.
  • Cu 0 to 0.40% Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. When contained, Cu dissolves in the steel and increases the strength of the steel. However, if the Cu content is too high, not only the production cost of steel increases, but also the machinability decreases. Therefore, the Cu content is 0 to 0.40%.
  • the minimum with preferable Cu content is 0.01%, More preferably, it is 0.05%, More preferably, it is 0.10%.
  • the upper limit with preferable Cu content is less than 0.40%, More preferably, it is 0.35%, More preferably, it is 0.30%.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. When contained, Ni dissolves in the steel and increases the strength of the steel. However, if the Ni content is too high, not only the manufacturing cost increases, but also the Charpy impact value increases and the cracking property decreases. Therefore, the Ni content is 0 to 0.30%.
  • the minimum with preferable Ni content is 0.01%, More preferably, it is 0.02%, More preferably, it is 0.05%.
  • the upper limit with preferable Ni content is less than 0.30%, More preferably, it is 0.28%, More preferably, it is 0.25%.
  • Mo Molybdenum
  • Mo is an optional element and may not be contained. When contained, Mo dissolves in the steel and increases the strength of the steel. Mo further increases the strength of the steel by forming carbides in the steel. However, if the Mo content is too high, the hardenability increases and bainite is generated after hot forging. In this case, the cracking property of steel is lowered. Therefore, the Mo content is 0 to 0.10%.
  • a preferable lower limit of the Mo content is 0.01%.
  • the upper limit with preferable Mo content is less than 0.10%, More preferably, it is 0.09%, More preferably, it is 0.08%.
  • the chemical composition of the rolled steel for cracking connecting rod according to the present embodiment may further include one or more selected from the group consisting of Pb, Te, Ca, and Bi, instead of a part of Fe. .
  • These elements are arbitrary elements, and all enhance the machinability of steel.
  • Pb 0 to 0.30%
  • Lead (Pb) is an optional element and may not be contained. When contained, Pb increases the machinability of the steel. However, if the Pb content is too high, the hot workability of the steel decreases. Therefore, the Pb content is 0 to 0.30%.
  • the minimum with preferable Pb content is 0.05%, More preferably, it is 0.10%.
  • the upper limit with preferable Pb content is less than 0.30%, More preferably, it is 0.25%, More preferably, it is 0.20%.
  • Te 0 to 0.30%
  • Tellurium (Te) is an optional element and may not be contained. When contained, Te increases the machinability of the steel. However, if the Te content is too high, the hot workability of the steel decreases. Therefore, the Te content is 0 to 0.30%.
  • the minimum with preferable Te content is 0.0003%, More preferably, it is 0.0005%, More preferably, it is 0.0010%.
  • the upper limit with preferable Te content is less than 0.30%, More preferably, it is 0.25%, More preferably, it is 0.20%.
  • Ca 0 to 0.010%
  • Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. When contained, Ca increases the machinability of steel. However, if the Ca content is too high, the hot workability of the steel decreases. Therefore, the Ca content is 0 to 0.010%.
  • the minimum with preferable Ca content is 0.0003%, More preferably, it is 0.0005%, More preferably, it is 0.0010%.
  • the upper limit with preferable Ca content is less than 0.010%, More preferably, it is 0.008%, More preferably, it is 0.005%.
  • Bi 0 to 0.30%
  • Bismuth (Bi) is an optional element and may not be contained. When contained, Bi reduces the machinability of the steel.
  • the Bi content is 0 to 0.30%.
  • the minimum with preferable Bi content is 0.0003%, More preferably, it is 0.0005%, More preferably, it is 0.0010%.
  • the upper limit with preferable Bi content is less than 0.30%, More preferably, it is 0.20%, More preferably, it is 0.10%.
  • fn1 defined by the formula (1) is 0.65 to 0.80.
  • fn1 C + Si / 10 + Mn / 5 + 5Cr / 22 + (Cu + Ni) / 20 + Mo / 2 + 33V / 20-5S / 7 (1)
  • the content (mass%) of the corresponding element is substituted for the element symbol in the formula (1).
  • “0” is assigned to the element symbol.
  • Fn1 has a positive correlation with the tensile strength after hot forging of steel.
  • fn1 is higher than 0.80, the tensile strength of the steel becomes too high and the machinability of the steel decreases.
  • fn1 has a positive relationship with the yield strength of steel. Therefore, when fn1 is less than 0.65, the strength of the steel decreases. If fn1 is 0.65 to 0.80, the steel material has excellent strength and machinability.
  • the preferable lower limit of fn1 is higher than 0.65, more preferably 0.66, and further preferably 0.67.
  • the upper limit with preferable fn1 is less than 0.80, More preferably, it is 0.79, More preferably, it is 0.78.
  • the ratio of the V content in the coarse precipitate having a particle diameter of 200 nm or more to the V content in the rolled steel for cracking connecting rod is 70% or less. Furthermore, the ratio of the Ti content in the coarse inclusion to the Ti content in the rolled steel for cracking connecting rod is 50% or more.
  • V content in precipitate In this embodiment, V precipitates as a carbide. More specifically, V is once dissolved in the heating stage before hot forging, and precipitates as carbide at the austenite-ferrite interface during phase transformation during the cooling after hot forging (phase interface precipitation). Due to the phase interface precipitation of V carbide, the yield strength of the steel after hot forging increases. In order to obtain this effect, it is preferable that V is dissolved in austenite in the steel material before hot forging.
  • V precipitates In order to promote solid solution of precipitates containing V (hereinafter referred to as V precipitates), it is effective to refine the V precipitates before hot forging and increase the total surface area of the V precipitates. . That is, it is effective for solid solution of V that the V precipitates in the rolled steel material for cracking connecting rods are fine. This is because if the V precipitate is fine and the total surface area is large, V is sufficiently dissolved in austenite during heating even if the heating temperature during hot forging is low (for example, 1000 ° C.).
  • V ratio Rv defined by the equation (2) is If it is 70% or less, V precipitates in the rolled steel for cracking connecting rods are sufficiently fine. For this reason, V is sufficiently dissolved during heating in hot forging. Therefore, V carbide precipitates finely in the cooling process after hot forging, and high strength is obtained in the steel material after hot forging.
  • Rv Vp / Vm ⁇ 100 (2)
  • Vm and Vp are measured by the following method. 8 mm in diameter and 12 mm in length from any R / 2 part of a rolled steel material for round cracked cracking connecting rods (in the cross section of the steel material, including the region that bisects the center axis of the steel material and the outer peripheral surface of the steel material) Take a cylindrical specimen. The length of the cylindrical specimen is parallel to the axial direction of the steel material.
  • Execute extraction residue analysis by electrolytic method using cylindrical test piece Specifically, the electrolysis time is adjusted with a constant current, and the surface layer from the surface of the cylindrical test piece to a depth of 200 ⁇ m is removed. Thereby, the impurities adhering to the surface of the cylindrical test piece are removed. After removing the surface layer, the electrolyte solution is replaced to prepare a new electrolyte solution.
  • an AA electrolytic solution electrolytic solution containing 10 vol% acetylacetone and 1 vol% tetramethylammonium chloride with the balance being methanol
  • electrolysis is performed on the cylindrical specimen.
  • the electrolysis time is adjusted such that the current is constant at 1000 mA and the volume of the cylindrical test piece to be electrolyzed is 0.5 cm 3 .
  • the electrolytic solution after electrolysis is filtered using a filter having a mesh size of 200 nm to obtain a residue.
  • the obtained residue corresponds to a coarse precipitate.
  • the V content in the rolled steel for cracking connecting rod is measured by the following method. Collect chips from a cylindrical specimen. The chip is obtained, for example, by turning a cylindrical test piece. The IPC issuance spectroscopic analysis method is performed on the chips to obtain the V content Vm (%). Using the obtained Vp and Vm, the V ratio Rv (%) is obtained from Equation (2).
  • Ti precipitates as Ti carbide or Ti nitride, Ti sulfide or Ti carbon sulfide.
  • Ti sulfide and Ti carbosulfide enhance the cracking property of steel materials.
  • the heating temperature at the time of hot forging becomes a high temperature (for example, 1280 ° C.)
  • the amount of Ti dissolved in the austenite is too large, Ti carbide is excessively precipitated in the cooling step after hot forging. In this case, the strength of the steel material after hot forging becomes too high, and the machinability deteriorates.
  • Ti sulfide and Ti carbosulfide are not dissolved as much as possible during heating in hot forging.
  • it is effective to coarsen the precipitate containing Ti before hot forging (hereinafter referred to as Ti precipitate) to reduce the surface area of the Ti precipitate. This is because Ti precipitates are coarse and their total surface area is small, even if the heating temperature during hot forging is high (for example, 1280 ° C.), Ti hardly dissolves in austenite during heating.
  • the Ti content in the rolled steel for cracking connecting rod is defined as Tim (%), and the Ti content in the coarse precipitate is defined as Tip (%).
  • the Ti ratio Rti defined by the formula (3) is 50% or more, the Ti precipitate in the rolled steel for cracking connecting rods is sufficiently coarse. Therefore, the excessive solid solution of Ti can be sufficiently suppressed at the time of heating for hot forging. Therefore, high machinability and cracking properties are obtained in the steel material after hot forging.
  • Rti Tip / Tim ⁇ 100 (3)
  • Tim and Tip are measured by the following method. Cylindrical test pieces are collected in the same manner as when Vm and Vp are obtained. Then, it electrolyzes on the same conditions as the case where Vm and Vp are calculated
  • required, and a residue (coarse precipitate) is obtained. The residue is subjected to ICP emission spectroscopic analysis under the same conditions as when Vp is determined to determine the Ti content Tip (%) in the coarse precipitate. Specifically, Tip is obtained by the following equation. Ti content of the steel product in coarse precipitates of Tip 0.5cm 3 (mg) /0.5cm 3 steel mass (mg) ⁇ 100
  • the chips are collected by the same method as that for obtaining Vm.
  • An ICP emission spectroscopic analysis method is performed on the collected chips under the same conditions as when Vm is obtained, and Ti content Tim (%) in the steel material is obtained.
  • Tip and Tim the Ti ratio Rti (%) is obtained by Equation (3).
  • a preferable Ti ratio Rti is higher than 50%, more preferably 60% or more, and further preferably 70% or more.
  • a molten steel having the above chemical composition is manufactured by a well-known method. Using the produced molten steel, a slab (slab or bloom) is produced by a continuous casting method. An ingot may be produced by ingot making using molten steel. You may manufacture a billet by a continuous casting method.
  • the billet is manufactured by hot working the manufactured slab or ingot.
  • Hot working is, for example, hot rolling.
  • Hot rolling is performed using, for example, a block rolling mill and a continuous rolling mill in which a plurality of stands are arranged in a line.
  • Manufacture steel bars (rolled steel for cracking connecting rods) using billets. Specifically, the billet is heated in a heating furnace (heating process). After heating, the billet is hot-rolled using a continuous rolling mill to obtain a rod-shaped rolled steel material for cracking conrods (hot rolling step). Hereinafter, each step will be described.
  • the billet is heated at 1000 to 1100 ° C. If the heating temperature Tf is too low, the V precipitate in the billet is difficult to dissolve. Therefore, coarse V precipitates present in the billet are inherited even after hot rolling, and the coarse V precipitates in the steel after rolling increase. Therefore, the V ratio Rv exceeds 70%. Furthermore, if the heating temperature Tf is too low, Ti precipitates do not aggregate and grow during heating, and are difficult to coarsen. Therefore, there are few coarse Ti precipitates in the rolled steel material, and the Ti ratio Rti is less than 50%.
  • the Ti ratio Rti is less than 50%.
  • the V precipitate is properly dissolved, and the Ti precipitate aggregates and grows during heating and becomes coarse. If the conditions of the hot rolling process described later are also satisfied, in the rolled steel material for cracking connecting rod after rolling, the V ratio Rv is 70% or less and the Ti ratio Rti is 50% or more.
  • the continuous rolling mill has a plurality of roll groups.
  • the roll group includes a pair of rolls arranged around a rolling axis (pass line) or three or more rolls.
  • the rolling axis means a line through which a billet to be rolled passes.
  • the plurality of roll groups are arranged in a line. Each roll group is stored in a corresponding stand.
  • the rolling speed Vr is 5 to 20 m / sec.
  • the rolling speed Vr is defined as follows.
  • time t0 seconds from when the tip of the billet is rolled by the first roll group to the last roll group used for rolling is measured.
  • the time t0 can be measured by confirming the load applied to the leading roll and the load applied to the trailing roll.
  • the rolling speed Vr (m / sec) is obtained by the equation (4).
  • Vr distance on the rolling axis from the center of the leading roll group to the center of the trailing roll group / t0 (4)
  • the rolling speed Vr means the rolling speed in the entire hot rolling. If the rolling speed Vr is too slow, heat generation due to hot rolling is unlikely to occur. Therefore, the temperature of the material to be rolled decreases during rolling. In this case, Ti precipitates hardly aggregate and grow during rolling. As a result, the Ti ratio Rti is less than 50%.
  • the material to be rolled in which the reduction in area is 50 to 70% is water cooled for 1 to 3 seconds.
  • a water cooling facility water cooling zone
  • the roll groups between the stands
  • the area reduction rate is 50 to 70%.
  • the to-be-rolled material which passes the inside of water cooling equipment is water-cooled.
  • the amount of water during water cooling is 100 to 300 liters / second.
  • the temperature of the material to be rolled becomes too high due to processing heat generation.
  • V carbides precipitated during rolling are coarsened. Therefore, a lot of coarse V precipitates are generated. As a result, the V ratio Rv exceeds 70%.
  • the temperature of the material to be rolled becomes too low.
  • Ti precipitates do not agglomerate and grow during rolling, and are not easily coarsened.
  • the Ti ratio Rti is less than 50%.
  • the V ratio Rv is 70% or less and the Ti ratio Rti is 50% or more.
  • the rolled steel material for cracking connecting rods of the present embodiment When the rolled steel material for cracking connecting rods of the present embodiment is used, if the heating temperature during hot forging is in the range of 1000 to 1280 ° C., the manufactured cracking connecting rods have excellent cracking properties and excellent machinability. And having an excellent yield strength.
  • the molten steel which has the chemical composition shown in Table 1 was manufactured.
  • Steels A and B were produced in a 70 ton converter, and steels C to AB were produced in a 3 ton prototype furnace. Blooms or ingots were produced using the produced molten steel.
  • the billet was manufactured by decomposing and rolling the manufactured bloom or ingot. The heating temperature of the steel material during the batch rolling was 1100 ° C.
  • the cross section of the billet (cross section perpendicular to the billet axial direction) was a rectangle of 180 mm ⁇ 180 mm.
  • the steel types of billets used in each test number were as shown in the “Material” column in Table 2.
  • the billet was hot-rolled using a continuous rolling mill to produce rolled steel for cracking connecting rods having test numbers 1 to 42.
  • the heating temperature Tf, the rolling speed Vr, and the water cooling time tw were as shown in Table 2.
  • Water cooling was performed on the material to be rolled (billet) having a reduction in area of 65%.
  • the amount of water was 200 liters / second.
  • Each rolled steel material for cracking connecting rod of each test number was a round bar having a diameter of 35 mm.
  • V ratio Rv and Ti ratio Rti measurement test Based on the measurement method described above, Vm (%), Vp (%), Tim (%), and Tip (%) of each test number were obtained. Furthermore, V ratio Rv and Ti ratio Rti were calculated
  • a plurality of small round bar test pieces and a plurality of large round bar test pieces were collected from each of the round bars of test numbers 1 to 41.
  • the small round bar test piece had a diameter of 22 mm and a length of 50 mm.
  • the central axis of the small round bar test specimen coincided with the central axis of the corresponding round bar with the test number having a diameter of 35 mm.
  • the large round bar test piece had a diameter of 32 mm and a length of 50 mm.
  • the central axis of the large round bar test specimen coincided with the central axis of the corresponding round bar with the test number having a diameter of 35 mm.
  • Each small round bar test piece was heated and held at 1000 ° C. for 5 minutes. Thereafter, forward extrusion was performed to produce a round bar having a diameter of 20 mm. The processed round bar was allowed to cool to the atmosphere. The area reduction rate in the forward extrusion process was 20%.
  • a round bar manufactured from a small round bar test piece is referred to as a “low temperature simulated forged product”.
  • Each large round bar test piece was heated and held at 1280 ° C. for 5 minutes. Thereafter, forward extrusion was performed to produce a round bar having a diameter of 20 mm. The processed round bar was allowed to cool to the atmosphere. The area reduction rate in the forward extrusion process was 60%.
  • a round bar manufactured from a large round bar specimen is referred to as a “high temperature simulated forged product”.
  • Microstructure observation test Using the low temperature simulated forged product, the high temperature simulated forged product and the reference product of each test number, a microstructure observation test was performed. Specifically, a sample including R / 2 part was taken from the cross section of each forged product (low temperature simulated forged product, high temperature simulated forged product, reference product). Of the sample, a surface corresponding to a cross section including R / 2 part (hereinafter referred to as an observation surface) was polished and corroded with a nital corrosion liquid. After corrosion, the microstructure of the observation surface was observed with a 400 ⁇ optical microscope.
  • a Charpy impact test was performed on each forged product to evaluate cracking properties. Specifically, a V-notch test piece (No. 4 test piece) described in JIS Z 2202 (2012) was collected from the center of each forged product. Using this test piece, a Charpy impact test was performed at room temperature (25 ° C.) in the atmosphere to determine an impact value (J / cm 2 ). When the impact value was 10 J / cm 2 or less, it was evaluated that the cracking property was excellent.
  • JIS 14A test pieces were collected from R / 2 part of each forged product. Using the collected specimens, a tensile test was performed at room temperature (25 ° C.) in the atmosphere to obtain yield strength YS (MPa) and tensile strength TS (MPa).
  • the ratio Rys (unit:%, hereinafter referred to as yield strength ratio) of the yield strength YS (MPa) of each test number 1 to 41 to the yield strength YS (MPa) of the reference product was determined. Further, a ratio Rts (unit:%, hereinafter referred to as tensile strength ratio) of the tensile strength TS (MPa) of each test number 1 to 41 to the tensile strength TS (MPa) of the reference product was obtained.
  • Test results The test results are shown in Table 3. “F” in the “Microstructure” column in Table 3 means that ferrite was observed. “P” means that pearlite was observed. “B” means that bainite was observed.
  • both the low-temperature simulated forged product and the high-temperature simulated forged product have a Charpy impact value of 10 J / cm 2 or less, a yield strength ratio Rys of 110% or more, and a tensile strength ratio Rts of 100% or less.
  • the V content of the steels of test numbers 20 and 28 was too low. Therefore, the yield strength ratio Rys of both the low temperature simulated forged product and the high temperature simulated forged product was less than 110%.
  • test number 26 The C content of test number 26 was too high. Therefore, the tensile strength ratio Rts of the low temperature simulated forged product and the high temperature simulated forged product exceeded 100%, and the machinability was low.
  • test number 29 The Mo content of test number 29 was too high. Therefore, bainite was confirmed in the microstructure. Furthermore, very little ferrite and pearlite were observed.
  • the Charpy impact of the low temperature simulated forged product of test number 29 and the high temperature simulated forged product exceeded 10 J / cm 2 and the cracking property was low.
  • test numbers 30 and 36 were appropriate, and the fn1 value was also in the range of 0.65 to 0.80.
  • the heating temperature Tf was too low. Therefore, the V ratio Rv was too high and the Ti ratio Rti was too low.
  • the yield strength ratio Rys was too low in the low temperature simulated forged product.
  • bainite was observed in the microstructure of the high temperature simulated forged product. Therefore, the Charpy impact value exceeded 10 J / cm 2 and the cracking property was low. Furthermore, the tensile strength ratio Rts exceeded 100% and the machinability was low.
  • test numbers 32 and 38 were appropriate, and the fn1 value was also in the range of 0.65 to 0.80.
  • the water cooling time tw was too long. Therefore, the Ti ratio Rti was too low.
  • bainite was observed in the microstructure of the high temperature simulated forged product. Therefore, the Charpy impact value exceeded 10 J / cm 2 and the cracking property was low. Furthermore, the tensile strength ratio Rts exceeded 100% and the machinability was low.
  • test numbers 33 and 39 were appropriate, and the fn1 value was also in the range of 0.65 to 0.80.
  • the rolling speed Vr was too slow. Therefore, the Ti ratio Rti was too low.
  • bainite was observed in the microstructure of the high temperature simulated forged product. Therefore, the Charpy impact value exceeded 10 J / cm 2 and the cracking property was low. Furthermore, the tensile strength ratio Rts exceeded 100% and the machinability was low.
  • test numbers 35 and 41 were appropriate, and the fn1 value was also in the range of 0.65 to 0.80.
  • the heating temperature Tf was too high. Therefore, the Ti ratio Rti was too low.
  • the yield strength ratio Rys was too low in the low temperature simulated forged product.
  • bainite was observed in the microstructure of the high temperature simulated forged product. Therefore, the Charpy impact value exceeded 10 J / cm 2 and the cracking property was low.

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Abstract

　本実施形態のクラッキングコンロッド用圧延鋼材は、質量％で、Ｃ：０．３０～０．４０％、Ｓｉ：０．６０～１．００％、Ｍｎ：０．５０～１．００％、Ｐ：０．０４～０．０７％、Ｓ：０．０４～０．１３％、Ｃｒ：０．１０～０．３０％、Ｖ：０．０５～０．１４％、Ｔｉ：０．１５％を超えて０．２０％以下、Ｎ：０．００２～０．０２０％、を含有し、任意元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｐｂ、Ｔｅ、Ｃａ、及び、Ｂｉを含有可能であり、残部はＦｅおよび不純物からなる。式（１）で定義されるｆｎ１は０．６５～０．８０である。鋼材中のＶ含有量に対する、２００ｎｍ以上の粒子径を有する粗大析出物中のＶ含有量の比率は７０％以下であり、鋼材中のＴｉ含有量に対する、粗大析出物中のＴｉ含有量の比率は５０％以上である。　ｆｎ１＝Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／２０＋Ｍｏ／２＋３３Ｖ／２０－５Ｓ／７　（１）

Description

クラッキングコンロッド用圧延鋼材
　本発明は、鋼材に関し、さらに詳しくは、クラッキングコンロッド用圧延鋼材に関する。
　コンロッドは、自動車等のエンジンに利用される。コンロッドは、ピストンとクランクシャフトとを連結して、ピストンの上下運動をクランクの回転運動へと変換する。
　図１は従来のコンロッド１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１０と、棹部２０と、小端部３０とを含む。棹部２０の一端に大端部１０が配置され、棹部２０の他端に小端部３０が配置される。大端部１０はクランクピンに連結される。小端部３０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４０及びロッド５０）を備える。キャップ４０及びロッド５０の一端部が大端部１０に相当する。ロッド５０の一端部以外の他の部分が、棹部２０及び小端部３０に相当する。
　大端部１０及び小端部３０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。
　さらに、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。近年はさらに、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２０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座屈強度が求められている。座屈強度は素材の降伏強度に強く依存する。したがって、コンロッドには、高い被削性とともに、高い降伏強度が求められている。
　ところで、従来のコンロッド１は、上記のとおりキャップ４０とロッド５０とが別々に製造される。そのため、キャップ４０とロッド５０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４０とロッド５０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、大端部を破断して２つの部品（キャップ４０及びロッド５０に相当）に分割する。そして、エンジンに取り付けるときに分割された２つの部品を結合する。そのため、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。
　このような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に関する技術は、米国特許第５１３５５８７号公報（特許文献１）、特開２０１０－１８０４７３号公報（特許文献２）、特開２００４－３０１３２４号公報（特許文献３）、国際公開第２０１２／１６４７１０号（特許文献４）、特開２０１１－０８４７６７号公報（特許文献５）、及び、国際公開第２０１２／１５７４５５号（特許文献６）に開示されている。
　特許文献１には、次の事項が記載されている。クラッキングコンロッド用鋼は、重量％で、Ｃ：０．６～０．７５％、Ｍｎ：０．２５～０．５０、Ｓ：０．０４～０．１２％を含有し、残部がＦｅ、及び、最大で１．２％の不純物からなる。Ｍｎ／Ｓは３．０以上である。鋼の組織は、１００％パーライトで、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２－８８に準拠して測定された粒度が３～８である。
　特許文献２には、次の事項が開示されている。クラッキングコンロッド用鋼は、質量％で、０．２０～０．６０％のＣを含むフェライト及びパーライト型の非調質鋼からなる。棹部はコインニング処理される。クラッキングコンロッド用鋼は、必須元素としてＣ、Ｎ、Ｔｉ、Ｍｎ及びＣｒを含有し、任意元素としてＳｉ、Ｐ、Ｓ、Ｖ、Ｐｂ、Ｔｅ、Ｃａ及びＢｉを含有する。必須元素では、質量％で、Ｍｎは０．３０～１．５０％、Ｃｒは０．０５～１．００％、Ｎは０．００５～０．０３０％、Ｔｉは０．２０％以下である。そして、Ｔｉ≧３．４Ｎ＋０．０２が満たされる。大端部の０．２％耐力は６５０ＭＰａよりも低い。さらに、コイニング処理された桿部の０．２％耐力は７００ＭＰａよりも高い。
　特許文献３には、次の事項が開示されている。非調質コネクティングロッドは、質量％で、Ｃ：０．２５～０．３５％、Ｓｉ：０．５０～０．７０％、Ｍｎ：０．６０～０．９０％、Ｐ：０．０４０～０．０７０％、Ｓ：０．０４０～０．１３０％、Ｃｒ：０．１０～０．２０％、Ｖ：０．１５～０．２０％、Ｔｉ：０．１５～０．２０％及びＮ：０．００２～０．０２０％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。式（１）で定義されるＣｅｑ値が０．８０未満である。大端部の組織はフェライト及びパーライトからなる。大腿部の全硬さはビッカース硬さで２５５～３２０である。さらに、大端部のフェライトの硬さはビッカース硬さで２５０以上である。さらに、上記フェライトの硬さの、上記大端部の全硬さに対する比が０．８０以上である。
　Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ－（５Ｓ／７）　（１）
　特許文献４には、次の事項が開示されている。非調質コネクティングロッド用棒鋼は、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％、及び、Ｎ：０．０２０以下を含み、残部はＦｅおよび不純物からなる。下記式で定義されるＦｎ１は０．６０～０．８０であり、下記式で定義されるＦｎ２が７以上である。非調質コネクティングロッド鋼の組織の９０％以上はフェライト及びパーライト組織である。フェライト及びパーライト組織におけるフェライトの割合は４０％以上である。
　Ｆｎ１＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ－（５Ｓ／７）＋（Ｃｕ／３３）＋（Ｎｉ／２０）＋（Ｍｏ／１０）
　Ｆｎ２＝（Ｍｎ＋Ｔｉ）／Ｓ
　特許文献５には、次の事項が開示されている。クラッキングコンロッドの製造方法は、鋼材を用意するステップと、鋼材を１２００℃～１３００℃の温度範囲まで加熱するステップと、１０００℃以上の温度で鋼材の少なくとも所定部位に５０％以上の加工率となるような圧縮加工を与えて粗鍛造体に熱間鍛造するステップと、粗鍛造体を少なくとも５℃／ｓ以下で冷却してフェライト及びパーライト組織を与えるステップと、を含む。製造されるクラッキングコンロッドは、質量％で、Ｃ：０．１６～０．３５％、Ｓｉ：０．１～１．０％、Ｍｎ：０．３～１．０％、Ｐ：０．０４０～０．０７０％、Ｓ：０．０８０～０．１３０％、Ｖ：０．１０～０．３５％、及び、Ｔｉ：０．０８～０．２０％を含有する。そして、所定部位における硬さは少なくとも２５０ＨＶ以上である。
　特許文献６ではさらに、Ｖ含有量の低い非調質鋼が開示されている。具体的には、特許文献６には次の事項が記載されている。非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．２７～０．４０％、Ｓｉ：０．１５～０．７０％、Ｍｎ：０．５５～１．５０％、Ｐ：０．０１０～０．０７０％、Ｓ：０．０５～０．１５％、Ｃｒ：０．１０～０．６０％、Ｖ：０．０３０％以上で０．１５０％未満、Ｔｉ：０．１００％を超えて０．２００％以下、Ａｌ：０．００２～０．０５０％およびＮ：０．００２～０．０２０％を含み、残部はＦｅおよび不純物からなる。下記式で表わされるＥｔは０未満である。下記式で表わされるＣｅｑは０．６０を超えて０．８０未満である。
　Ｅｔ＝［Ｔｉ］－３．４［Ｎ］－１．５［Ｓ］
　Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋（［Ｓｉ］／１０）＋（［Ｍｎ］／５）＋（５［Ｃｒ］／２２）＋（３３［Ｖ］／２０）－（５［Ｓ］／７）
　特許文献１のクラッキングコンロッド用鋼は、欧州で広く実用化されている。しかしながら、特許文献１のクラッキングコンロッド用鋼は、降伏強度及び被削性が低い場合があり得る。
　特許文献２に記載のクラッキングコンロッド用鋼の降伏強度は高い。しかしながら、クラッキング性が低い場合があり得る。
　さらに、熱間鍛造の製造条件、例えば、熱間鍛造前の加熱温度は、製造拠点ごとにばらつく場合がある。熱間鍛造前の加熱温度がばらつけば、上記特許文献１～特許文献６に記載の鋼材及び製造方法によりクラッキングコンロッドを製造しても、クラッキングコンロッドのクラッキング性、降伏強度、及び、被削性のいずれかが低い場合がある。
　本発明の目的は、熱間鍛造時の加熱温度にばらつきが生じても、熱間鍛造後に高いクラッキング性、高い降伏強度、及び高い被削性を有するクラッキングコンロッド用圧延鋼材を提供することである。
　本実施の形態によるクラッキングコンロッド用圧延鋼材は、質量％で、Ｃ：０．３０～０．４０％、Ｓｉ：０．６０～１．００％、Ｍｎ：０．５０～１．００％、Ｐ：０．０４～０．０７％、Ｓ：０．０４～０．１３％、Ｃｒ：０．１０～０．３０％、Ｖ：０．０５～０．１４％、Ｔｉ：０．１５％を超えて０．２０％以下、Ｎ：０．００２～０．０２０％、Ｃｕ：０～０．４０％、Ｎｉ：０～０．３０％、Ｍｏ：０～０．１０％、Ｐｂ：０～０．３０％、Ｔｅ：０～０．３０％、Ｃａ：０～０．０１０％、及び、Ｂｉ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、式（１）で定義されるｆｎ１が０．６５～０．８０となる化学組成を有する。クラッキングコンロッド用圧延鋼材中のＶ含有量に対する、２００ｎｍ以上の粒子径を有する粗大析出物中のＶ含有量の比率は７０％以下である。クラッキングコンロッド用圧延鋼材中のＴｉ含有量に対する、粗大析出物中のＴｉ含有量の比率は５０％以上である。
　ｆｎ１＝Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／２０＋Ｍｏ／２＋３３Ｖ／２０－５Ｓ／７・・・式（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、対応する元素が含有されていない場合、「０」が代入される。
　本実施形態によるクラッキングコンロッド用圧延鋼材は、熱間鍛造時の加熱温度にばらつきが生じても、熱間鍛造後に高いクラッキング性、高い降伏強度、及び高い被削性を得られる。
図１は、従来のコンロッドの側面図である。
　本実施の形態によるクラッキングコンロッド用圧延鋼材は、質量％で、Ｃ：０．３０～０．４０％、Ｓｉ：０．６０～１．００％、Ｍｎ：０．５０～１．００％、Ｐ：０．０４～０．０７％、Ｓ：０．０４～０．１３％、Ｃｒ：０．１０～０．３０％、Ｖ：０．０５～０．１４％、Ｔｉ：０．１５％を超えて０．２０％以下、Ｎ：０．００２～０．０２０％、Ｃｕ：０～０．４０％、Ｎｉ：０～０．３０％、Ｍｏ：０～０．１０％、Ｐｂ：０～０．３０％、Ｔｅ：０～０．３０％、Ｃａ：０～０．０１０％、及び、Ｂｉ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、式（１）で定義されるｆｎ１が０．６５～０．８０となる化学組成を有する。クラッキングコンロッド用圧延鋼材中のＶ含有量に対する、２００ｎｍ以上の粒子径を有する粗大析出物中のＶ含有量の比率は７０％以下である。クラッキングコンロッド用圧延鋼材中のＴｉ含有量に対する、粗大析出物中のＴｉ含有量の比率は５０％以上である。
　ｆｎ１＝Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／２０＋Ｍｏ／２＋３３Ｖ／２０－５Ｓ／７・・・式（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、対応する元素が含有されていない場合、「０」が代入される。
　本実施形態によるクラッキングコンロッド用圧延鋼材では、式（１）で定義されるｆｎ１が０．６５～０．８０の範囲内である。そのため、優れた降伏強度及び被削性が得られる。
　さらに、クラッキングコンロッド用圧延鋼材中のＶ含有量に対する、２００ｎｍ以上の粒子径を有する粗大析出物中のＶ含有量の比率は７０％以下である。この場合、クラッキングコンロッド用圧延鋼材中には、２００ｎｍ未満の粒子径を有する微細なＶ析出物（Ｖを含有する析出物）が多数存在する。熱間鍛造工程の加熱時において、微細なＶ析出物は溶解しやすい。そのため、熱間鍛造工程での加熱温度が低温（たとえば１０００℃程度）であっても、加熱によりＶが固溶しやすい。固溶したＶは、熱間鍛造の冷却過程で炭化物として析出する。その結果、熱間鍛造工程での加熱温度がばらついても、熱間鍛造後の鋼材は、優れた降伏強度を安定して得られる。
　さらに、クラッキングコンロッド用圧延鋼材中のＴｉ含有量に対する、粗大析出物中のＴｉ含有量の比率は５０％以上である。本実施形態において、Ｔｉは硫化物及び炭硫化物を形成して、鋼の被削性を高める。Ｔｉはさらに、熱間鍛造工程の加熱時に一部が鋼中に固溶する。固溶したＴｉは、その後の冷却時に炭化物を形成してフェライトを脆化し、クラッキング性を高める。しかしながら、熱間鍛造工程の加熱時に、Ｔｉの固溶量が高すぎれば、冷却後の鋼材組織がベイナイトになる。この場合、クラッキング性が低下する。Ｔｉの固溶量が高すぎればさらに、鋼材の引張強度が高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、熱間鍛造工程での加熱時に、Ｔｉ析出物（Ｔｉを含有する析出物）が過剰に溶解するのを抑制できる方が好ましい。粗大析出物中のＴｉ含有量の比率が５０％以上である場合、鋼中の微細なＴｉ析出物は十分に少ない。そのため、熱間鍛造工程の加熱温度が高い場合（たとえば１２８０℃）であっても、Ｔｉ析出物が溶解しにくく（つまり、Ｔｉが固溶しにくく）、クラッキング性及び被削性が低下するのを抑制できる。
　以上より、本実施形態のクラッキングコンロッド用圧延鋼材は、熱間鍛造時の加熱温度にばらつきが生じても、熱間鍛造後に高いクラッキング性、高い降伏強度、及び高い被削性を有する。
　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。上記化学組成はまた、Ｐｂ：０．０５～０．３０％、Ｔｅ：０．０００３～０．３０％、Ｃａ：０．０００３～０．０１０％、及び、Ｂｉ：０．０００３～０．３０％からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
　以下、本実施形態のクラッキングコンロッド用圧延鋼材について詳しく説明する。各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
　［化学組成］
　本実施形態によるクラッキングコンロッド用圧延鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．３０～０．４０％
　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０．３０～０．４０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．３０％よりも高く、さらに好ましくは０．３１％であり、さらに好ましくは０．３２％である。Ｃ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０．３９％であり、さらに好ましくは０．３８％である。
　Ｓｉ：０．６０～１．００％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼に固溶して鋼の強度を高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、こ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、鋼材の製造コストも高くなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．６０～１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．６０％よりも高く、さらに好ましくは０．６２％であり、さらに好ましくは０．６５％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は１．００％未満であり、さらに好ましくは０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％である。
　Ｍｎ：０．５０～１．００％
　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、焼入れ性が高くなり、鋼の組織にベイナイトが生成する。この場合、鋼のクラッキング性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０～１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５０％よりも高く、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．６５％である。Ｍｎ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。
　Ｐ：０．０４～０．０７％
　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平滑になる。その結果、破断分割後のクラッキングコンロッドの組み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０．０４～０．０７％である。Ｐ含有量の好ましい下限は０．０４％よりも高く、さらに好ましくは０．０４２％であり、さらに好ましくは０．０４５％である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０７％未満であり、さらに好ましくは０．０６８％であり、さらに好ましくは０．０６５％である。
　Ｓ：０．０４～０．１３％
　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０．０４～０．１３％である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．０４％よりも高く、さらに好ましくは０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．１３％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０．１２％である。
　Ｃｒ：０．１０～０．３０％
　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、鋼の焼入れ性が高くなり、鋼の組織にベイナイトが生成する。この場合、鋼の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０．１０～０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１０％よりも高く、さらに好ましくは０．１１％であり、さらに好ましくは０．１２％である。Ｃｒ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。
　Ｖ：０．０５～０．１４％
　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０．０５～０．１４％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１４％未満であり、さらに好ましくは０．１３％であり、さらに好ましくは０．１３％未満である。
　Ｔｉ：０．１５％を超えて０．２０％以下
　チタン（Ｔｉ）は炭化物又は窒化物として鋼中に析出して、鋼の強度を高める。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。
　熱間鍛造前にクラッキングコンロッド用圧延鋼材を加熱した場合、Ｔｉ硫化物及びＴｉ炭硫化物中のＴｉの一部は固溶する。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。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、鋼の降伏強度及び引張強度を高める。フェライト変態時に生成したＴｉ炭化物はさらに、フェライトを脆化して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、熱間鍛造前に固溶するＴｉ含有量が高くなりすぎる。この場合、鋼の焼入れ性が高くなり、ベイナイトが生成する。さらに、析出するＴｉ炭化物の個数も多くなりすぎ、鋼の引張強度が高くなりすぎる。この場合、鋼の被削性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１５％を超えて０．２０％以下である。Ｔｉ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０．１９％である。
　Ｎ：０．００２～０．０２０％
　窒素（Ｎ）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０．００２～０．０２０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２％よりも高く、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００４％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２０％未満であり、さらに好ましくは０．０１９％であり、さらに好ましくは０．０１８％である。
　本実施の形態によるクラッキングコンロッド用圧延鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材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、本実施形態の鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　本実施の形態によるクラッキングコンロッド用圧延鋼材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、いずれも鋼の強度を高める。
　Ｃｕ：０～０．４０％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有しなくてもよい。含有される場合、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０．４０％未満であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　Ｎｉ：０～０．３０％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有された場合、Ｎｉは鋼に固溶して鋼の強度を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば、製造コストが高くなるだけでなく、シャルピー衝撃値が上昇し、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０．３０％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。
　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は鋼に固溶して鋼の強度を高める。Ｍｏはさらに、鋼中で炭化物を形成して鋼の強度を高める。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、焼入れ性が高くなり、熱間鍛造後にベイナイトが生成する。この場合、鋼のクラッキング性が低下する。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。
　本実施の形態によるクラッキングコンロッド用圧延鋼材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。
　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０．３０％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。
　Ｔｅ：０～０．３０％
　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０～０．３０％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０．３０％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。
　Ｃａ：０～０．０１０％
　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０～０．０１０％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０．０１０％未満であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｂｉ：０～０．３０％
　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は鋼の被削性を低下する。しかしながら、Ｂｉ含有量が高すぎれば、鋼の熱間加工性を低下する。したがって、Ｂｉ含有量は０～０．３０％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０．３０％未満であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　［式（１）について］
　本実施形態の鋼材の化学組成ではさらに、式（１）で定義されるｆｎ１が０．６５～０．８０である。
　ｆｎ１＝Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／２０＋Ｍｏ／２＋３３Ｖ／２０－５Ｓ／７・・・（１）
　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。式（１）中の元素記号と対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。
　ｆｎ１は、鋼の熱間鍛造後の引張強度と正の相関を有する。ｆｎ１が０．８０よりも高い場合、鋼の引張強度が高くなりすぎ、鋼の被削性が低下する。ｆｎ１はさらに、鋼の降伏強度とも正の関係を有する。したがって、ｆｎ１が０．６５未満である場合、鋼の強度が低下する。ｆｎ１が０．６５～０．８０であれば、鋼材は優れた強度及び被削性を有する。ｆｎ１の好ましい下限は０．６５よりも高く、さらに好ましくは０．６６であり、さらに好ましくは０．６７である。ｆｎ１の好ましい上限は０．８０未満であり、さらに好ましくは０．７９であり、さらに好ましくは０．７８である。
　［析出物中のＶ含有量及びＴｉ含有量］
　本実施形態ではさらに、クラッキングコンロッド用圧延鋼材中のＶ含有量に対する、２００ｎｍ以上の粒子径を有する粗大析出物中のＶ含有量の比率が７０％以下である。さらに、クラッキングコンロッド用圧延鋼材中のＴｉ含有量に対する、上記粗大介在物中のＴｉ含有量の比率は５０％以上である。以下、この点を詳述する。
　［析出物中のＶ含有量］
　本実施形態において、Ｖは炭化物として析出する。さらに詳しくは、Ｖは熱間鍛造前の加熱段階において一旦固溶し、熱間鍛造後の冷却中において、炭化物として相変態中のオーステナイト－フェライト界面に析出する（相界面析出）。Ｖ炭化物の相界面析出により、熱間鍛造後の鋼材の降伏強度は高くなる。この効果を得るために、熱間鍛造前の鋼材において、Ｖはオーステナイトに固溶している方が好ましい。
　Ｖを含有する析出物（以下、Ｖ析出物という）の固溶を促進するためには、熱間鍛造前のＶ析出物を微細化し、Ｖ析出物の総表面積を増大することが有効である。つまり、クラッキングコンロッド用圧延鋼材中のＶ析出物が微細であることがＶの固溶に有効である。Ｖ析出物が微細であり、その総表面積が大きければ、熱間鍛造時の加熱温度が低温（例えば１０００℃）であっても、加熱中にＶがオーステナイトに十分固溶するためである。
　クラッキングコンロッド用圧延鋼材全体におけるＶ含有量をＶｍ（質量％）、鋼材全体における粗大析出物中のＶ含有量をＶｐ（質量％）とした場合、式（２）で定義されるＶ比率Ｒｖが７０％以下であれば、クラッキングコンロッド用圧延鋼材中のＶ析出物が十分に微細である。そのため、熱間鍛造の加熱時に、Ｖが十分に固溶する。そのため、熱間鍛造後の冷却過程でＶ炭化物が微細に析出し、熱間鍛造後の鋼材において高い強度が得られる。
　Ｒｖ＝Ｖｐ／Ｖｍ×１００　（２）
　Ｖｍ及びＶｐは次の方法で測定される。丸棒状のクラッキングコンロッド用圧延鋼材の任意のＲ／２部（鋼材の断面において、鋼材の中心軸線と鋼材の外周面との間を２等分する点を含む領域）から直径８ｍｍ、長さ１２ｍｍの円柱試験片を採取する。円柱試験片の長さは、鋼材の軸方向と平行である。
　円柱試験片を用いて、電解法による抽出残渣分析を実施する。具体的には、電流を一定にして電解時間を調整し、円柱試験片の表面から２００μｍ深さまでの表層を除去する。これにより、円柱試験片の表面に付着した不純物が除去される。表層を除去した後、電解液を交換して新しい電解液を準備する。電解液にはいずれも、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）を用いる。
　上記新しい電解液を用いて、円柱試験片に対して電解を実施する。このとき、電流を１０００ｍＡで一定として、電解される円柱試験片の体積が０．５ｃｍ３となるように、電解時間を調整する。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。得られた残渣は粗大析出物に相当する。
　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て、粗大析出物中のＶ含有量Ｖｐ（％）を求める。具体的には、Ｖｐは次の式で求められる。
　Ｖｐ＝０．５ｃｍ３の鋼材内の粗大析出物中のＶ量（ｍｇ）／０．５ｃｍ３の鋼材の質量（ｍｇ）×１００
　一方、電解後の円柱試験片を用いて、クラッキングコンロッド用圧延鋼材中のＶ含有量を次の方法で測定する。円柱試験片から切粉を採取する。切粉は例えば、円柱試験片を旋盤して得られる。切粉に対してＩＰＣ発行分光分析法を実施して、Ｖ含有量Ｖｍ（％）を求める。得られたＶｐ及びＶｍを用いて、式（２）より、Ｖ比率Ｒｖ（％）を求める。
　［析出物中のＴｉ含有量］
　本実施形態において、ＴｉはＴｉ炭化物又はＴｉ窒化物、Ｔｉ硫化物又はＴｉ炭硫化物として析出する。Ｔｉ硫化物及びＴｉ炭硫化物は、鋼材のクラッキング性を高める。しかしながら、熱間鍛造時の加熱において、Ｔｉ硫化物及びＴｉ炭硫化物が過剰に溶解して、オーステナイト中に固溶するＴｉ量が増加するのは好ましくない。熱間鍛造時の加熱温度が高温（例えば１２８０℃）となった場合に、オーステナイト中に固溶するＴｉ量が多すぎれば、熱間鍛造後の冷却工程において、Ｔｉ炭化物が過剰に析出する。この場合、熱間鍛造後の鋼材の強度が高くなりすぎ、被削性が低下する。
　オーステナイト中の固溶Ｔｉ量が多すぎればさらに、冷却中にベイナイトが生成する。ベイナイトは鋼材のシャルピー衝撃値を過剰に高める。そのため、鋼材のクラッキング性が低下する。
　したがって、Ｔｉ硫化物及びＴｉ炭硫化物は、熱間鍛造での加熱において、なるべく溶けない方が好ましい。Ｔｉの過剰な固溶を抑制するためには、熱間鍛造前のＴｉを含有する析出物（以下、Ｔｉ析出物という）を粗大化してＴｉ析出物の表面積を小さくすることが有効である。Ｔｉ析出物が粗大であり、その総表面積が小さければ、熱間鍛造時の加熱温度が高温（例えば１２８０℃）であっても、加熱中にＴｉがオーステナイトに固溶しにくいためである。
　クラッキングコンロッド用圧延鋼材中のＴｉ含有量をＴｉｍ（％）、粗大析出物中のＴｉ含有量をＴｉｐ（％）と定義する。この場合、式（３）で定義されるＴｉ比率Ｒｔｉが５０％以上であれば、クラッキングコンロッド用圧延鋼材中のＴｉ析出物が十分に粗大である。そのため、熱間鍛造の加熱時に、Ｔｉの過剰な固溶を十分に抑えることができる。そのため、熱間鍛造後の鋼材において高い被削性及びクラッキング性が得られる。
　Ｒｔｉ＝Ｔｉｐ／Ｔｉｍ×１００　（３）
　Ｔｉｍ及びＴｉｐは次の方法で測定される。Ｖｍ及びＶｐを求める場合と同様に円柱試験片を採取する。続いて、Ｖｍ及びＶｐを求める場合と同じ条件で電解して残渣（粗大析出物）を得る。残渣に対して、Ｖｐを求めた場合と同じ条件でＩＣＰ発光分光分析法を実施して、粗大析出物中のＴｉ含有量Ｔｉｐ（％）を求める。具体的には、Ｔｉｐは次の式で求められる。
　Ｔｉｐ＝０．５ｃｍ３の鋼材内粗大析出物中のＴｉ量（ｍｇ）／０．５ｃｍ３の鋼材の質量（ｍｇ）×１００
　さらに、Ｖｍを求める場合と同じ方法で切粉を採取する。採取された切粉に対して、Ｖｍを求めた場合と同じ条件でＩＣＰ発光分光分析法を実施して、鋼材中のＴｉ含有量Ｔｉｍ（％）を求める。得られたＴｉｐ及びＴｉｍを用いて、式（３）によりＴｉ比率Ｒｔｉ（％）を求める。
　好ましいＴｉ比率Ｒｔｉは５０％よりも高く、さらに好ましくは６０％以上であり、さらに好ましくは７０％以上である。
　［製造方法］
　上述のクラッキングコンロッド用圧延鋼材の製造方法の一例を説明する。
　上述の化学組成を有する溶鋼を周知の方法で製造する。製造された溶鋼を利用して、連続鋳造法により鋳片（スラブ又はブルーム）を製造する。溶鋼を利用して造塊法によりインゴットを製造してもよい。連続鋳造法によりビレットを製造してもよい。
　製造された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ぶ連続圧延機を利用して実施される。
　ビレットを用いて棒鋼（クラッキングコンロッド用圧延鋼材）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し、棒状のクラッキングコンロッド用圧延鋼材にする（熱間圧延工程）。以下、各工程について説明する。
　［加熱工程］
　加熱工程において、ビレットを１０００～１１００℃で加熱する。加熱温度Ｔｆが低すぎれば、ビレット中のＶ析出物が溶解しにくい。そのため、ビレットに存在していた粗大なＶ析出物が熱間圧延後も引き継がれ、圧延後の鋼材中の粗大なＶ析出物が多くなる。そのため、Ｖ比率Ｒｖが７０％を超える。さらに、加熱温度Ｔｆが低すぎれば、加熱中にＴｉ析出物が凝集及び成長せず、粗大化しにくい。そのため、圧延後の鋼材中に粗大なＴｉ析出物が少なく、Ｔｉ比率Ｒｔｉが５０％未満となる。
　加熱温度Ｔｆが高くなれば、Ｔｉ析出物は凝集及び成長する。しかし、加熱温度Ｔｆが高すぎれば、加熱中にＴｉ析出物が過度に固溶する。固溶したＴｉは圧延中もしくは冷却中に炭化物として微細に析出する。そのため、Ｔｉ比率Ｒｔｉが５０％未満となる。
　加熱温度Ｔｆが１０００～１１００℃であれば、Ｖ析出物は適切に溶解し、Ｔｉ析出物は加熱中に凝集及び成長して粗大化する。後述の熱間圧延工程の条件も満たせば、圧延後のクラッキングコンロッド用圧延鋼材において、Ｖ比率Ｒｖが７０％以下になり、Ｔｉ比率Ｒｔｉが５０％以上になる。
　［熱間圧延工程］
　連続圧延機を用いて、加熱後のビレットを熱間圧延し、クラッキングコンロッド用圧延鋼材を製造する。
　連続圧延機は、複数のロール群を備える。ロール群は、圧延軸（パスライン）まわりに配置される一対のロール、又は、３以上のロールを含む。圧延軸とは、圧延されるビレットが通るラインを意味する。複数のロール群は一列に配列される。各ロール群は、対応するスタンドに収納される。
　熱間圧延工程において、圧延速度Ｖｒは５～２０ｍ／秒である。圧延速度Ｖｒは次のとおり定義される。連続圧延機の複数のロール群のうち、ビレットの先端が、先頭のロール群で圧延されてから、圧延に使用する末尾のロール群に圧延されるまでの時間ｔ０（秒）を測定する。時間ｔ０は、先頭のロールに掛かる荷重と、末尾のロールに掛かる荷重とを確認することにより、測定できる。時間ｔ０を用いて、式（４）により圧延速度Ｖｒ（ｍ／秒）を求める。
　Ｖｒ＝先頭ロール群の中心から末尾ロール群の中心までの圧延軸上の距離／ｔ０　（４）
　要するに、圧延速度Ｖｒは熱間圧延全体での圧延速度を意味する。圧延速度Ｖｒが遅すぎれば、熱間圧延による加工発熱が発生しにくい。そのため、圧延中、被圧延材の温度が低下する。この場合、圧延中にＴｉ析出物が凝集及び成長しにくい。その結果、Ｔｉ比率Ｒｔｉが５０％未満になる。
　一方、圧延速度Ｖｒが速すぎれば、圧延中の被圧延材において、過剰な加工発熱が発生しやすい。この場合、圧延中に析出するＶ炭化物が、粗大化する。そのため、粗大なＶ析出物が多く生成する。その結果、Ｖ比率Ｒｖが７０％を超える。
　さらに、減面率が５０～７０％となる圧延中の被圧延材に対して、１～３秒水冷する。減面率は次のとおり定義される。熱間圧延工程において、素材となるビレットの横断面積（ビレットの中心軸に対して垂直な断面の面積）Ａ０（ｍｍ２）を求める。次に、連続圧延機において、任意のロール群を通過した後の被圧延材の横断面積Ａ１（ｍｍ２）を求める。横断面積Ａ１は、任意のロール群の孔型から計算可能である。任意のロール群まで被圧延材を実際に圧延して、横断面積Ａ１を求めてもよい。
　Ａ０及びＡ１を用いて、式（５）により減面率（％）を求める。
　減面率＝（Ａ０－Ａ１）／Ａ０×１００　（５）
　減面率が５０～７０％となる地点で、圧延中の被圧延材に対して１～３秒水冷を実施する。例えば、減面率が５０～７０％となるロール群の間（スタンドとスタンドとの間）に、水冷設備（水冷帯）を設ける。そして、水冷設備内を通過する被圧延材を水冷する。水冷時の水量は１００～３００リットル／秒である。
　水冷時間ｔｗが短すぎれば、加工発熱により被圧延材の温度が高くなりすぎる。この場合、圧延中に析出するＶ炭化物が、粗大化する。そのため、粗大なＶ析出物が多く生成する。その結果、Ｖ比率Ｒｖが７０％を超える。
　一方、水冷時間ｔｗが長すぎれば、被圧延材の温度が低くなりすぎる。この場合、圧延中にＴｉ析出物が凝集及び成長せず、粗大化しにくい。その結果、Ｔｉ比率Ｒｔｉが５０％未満になる。
　加熱温度Ｔｆ、圧延速度Ｖｒ、及び、水冷時間ｔｗが上記範囲内であれば、圧延後の鋼材において、Ｖ比率Ｒｖが７０％以下になり、Ｔｉ比率Ｒｔｉが５０％以上になる。
　［コンロッド製造工程］
　クラッキングコンロッド用圧延鋼材を用いたクラッキングコンロッドの製造方法の一例を説明する。初めに、鋼材を加熱炉で加熱する。そして、加熱された鋼材に対して、熱間鍛造を実施してクラッキングコンロッドを製造する。好ましくは、熱間鍛造時の加工度は０．２２以上である。ここで、加工度は、鍛造工程において、バリを除く部分に生じる対数ひずみの最大値とする。
　熱間鍛造後のクラッキングコンロッドを、常温になるまで放冷する。冷却後のクラッキングコンロッドに対して、必要に応じて機械加工を実施する。以上の工程により、クラッキングコンロッドが製造される。
　本実施形態のクラッキングコンロッド用圧延鋼材を用いた場合、熱間鍛造時の加熱温度が１０００～１２８０℃の範囲内であれば、製造されたクラッキングコンロッドは、優れたクラッキング性、優れた被削性、及び、優れた降伏強度を有する。
　表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１を参照して、鋼Ａ～Ｑの化学組成は適切であり、式（１）で定義されるｆｎ１も００．６５～０．８０の範囲内であった。一方、鋼Ｒ～ＡＢについては、化学組成内のいずれかの元素含有量又はｆｎ１が不適切であった。鋼ＡＢ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。
　鋼Ａ及びＢを７０ｔｏｎ転炉で製造し、鋼Ｃ～ＡＢを３ｔｏｎ試作炉にてそれぞれ製造した。製造された溶鋼を用いてブルーム又はインゴットを製造した。製造されたブルーム又はインゴットを分解圧延してビレットを製造した。分塊圧延の際の鋼材の加熱温度は１１００℃であった。ビレットの横断面（ビレットの軸方向に垂直な断面）は１８０ｍｍ×１８０ｍｍの矩形であった。各試験番号で使用したビレットの鋼種は、表２中の「素材」欄に示すとおりであった。
　連続圧延機を用いてビレットを熱間圧延して、試験番号１～４２のクラッキングコンロッド用圧延鋼材を製造した。このとき、加熱温度Ｔｆ、圧延速度Ｖｒ、及び、水冷時間ｔｗは表２に示すとおりであった。水冷は、減面率が６５％となった被圧延材（ビレット）に対して実施した。水量は２００リットル／秒であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　各試験番号のクラッキングコンロッド用圧延鋼材はいずれも、３５ｍｍの直径を有する丸棒であった。
　［Ｖ比率Ｒｖ及びＴｉ比率Ｒｔｉ測定試験］
　上述の測定方法に基づいて、各試験番号のＶｍ（％）、Ｖｐ（％）、Ｔｉｍ（％）及びＴｉｐ（％）を求めた。さらに、式（２）及び式（３）を用いて、Ｖ比率Ｒｖ及びＴｉ比率Ｒｔｉを求めた。得られたＶ比率Ｒｖ及びＴｉ比率Ｒｔｉを表２に示す。
　［模擬鍛造品の製造］
　試験番号１～４１の丸棒の各々から複数の小型丸棒試験片と複数の大型丸棒試験片とを採取した。小型丸棒試験片の直径は２２ｍｍであり、長さは５０ｍｍであった。小型丸棒試験片の中心軸は、対応する３５ｍｍの直径を有する試験番号の丸棒の中心軸と一致した。大型丸棒試験片の直径は３２ｍｍであり、長さは５０ｍｍであった。大型丸棒試験片の中心軸は、対応する３５ｍｍの直径を有する試験番号の丸棒の中心軸と一致した。
　各小型丸棒試験片を加熱して、１０００℃で５分間保持した。その後、前方押出加工を実施して、２０ｍｍの直径を有する丸棒を製造した。加工後の丸棒を大気放冷した。前方押出加工での減面率は２０％であった。以下、小型丸棒試験片から製造された丸棒を「低温模擬鍛造品」という。
　各大型丸棒試験片を加熱して、１２８０℃で５分間保持した。その後、前方押出加工を実施して、２０ｍｍの直径を有する丸棒を製造した。加工後の丸棒を大気放冷した。前方押出加工での減面率は６０％であった。以下、大型丸棒試験片から製造された丸棒を「高温模擬鍛造品」という。
　［基準鍛造品の製作］
　試験番号４２の丸棒から、複数の大型丸棒試験片を採取した。大型丸棒試験片を加熱して、１２５０℃で５分間保持した。その後、前方押出加工を実施して、２０ｍｍの直径を有する丸棒を製造した。以下、試験番号４２の模擬鍛造品を、「基準品」という。
　［ミクロ組織観察試験］
　各試験番号の低温模擬鍛造品、高温模擬鍛造品及び基準品を用いて、ミクロ組織観察試験を実施した。具体的には、各鍛造品（低温模擬鍛造品、高温模擬鍛造品、基準品）の横断面のうち、Ｒ／２部を含むサンプルを採取した。サンプルのうち、Ｒ／２部を含む横断面に相当する表面（以下、観察面という）を研磨し、ナイタル腐食液で腐食した。腐食後、４００倍の光学顕微鏡で、観察面のミクロ組織を観察した。
　［クラッキング性評価試験］
　各鍛造品に対してシャルピー衝撃試験を実施して、クラッキング性を評価した。具体的には、各鍛造品の中央部から、ＪＩＳ　Ｚ　２２０２（２０１２）に記載のＶノッチ試験片（４号試験片）を採取した。この試験片を用いて、大気中の室温（２５℃）でシャルピー衝撃試験を実施し、衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）を求めた。衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ２以下である場合、クラッキング性に優れると評価した。
　［降伏強度及び引張強度評価試験］
　各鍛造品の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℃）で引張試験を実施して、降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。
　各試験番号１～４１の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）の、基準品の降伏強度ＹＳ（ＭＰａ）に対する比Ｒｙｓ（単位は％、以下、降伏強度比という）を求めた。さらに、各試験番号１～４１の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）の、基準品の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）に対する比Ｒｔｓ（単位は％、以下、引張強度比という）を求めた。
　降伏強度比Ｒｙｓが１１０％以上であれば、降伏強度に優れると評価した。さらに、引張強度比Ｒｔｓが１００％以下であれば、被削性に優れると評価した。
　［試験結果］
　試験結果を表３に示す。表３中の「ミクロ組織」欄中の「Ｆ」は、フェライトが観察されたことを意味する。「Ｐ」は、パーライトが観察されたことを意味する。「Ｂ」は、ベイナイトが観察されたことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３を参照して、試験番号１～１９の化学組成は適切であり、ｆｎ１値も適切であった。さらに、Ｖ比率Ｒｖ及びＴｉ比率Ｒｔｉも適切であった。さらに、ミクロ組織はフェライト及びパーライトからなり、ベイナイトは観察されなかった。そのため、低温模擬鍛造品、高温模擬鍛造品共に、シャルピー衝撃値は１０Ｊ／ｃｍ２以下であり、降伏強度比Ｒｙｓは１１０％以上であり、引張強度比Ｒｔｓは１００％以下であった。
　一方、試験番号２０及び２８の鋼のＶ含有量は低すぎた。そのため、低温模擬鍛造品及び高温模擬鍛造品の降伏強度比Ｒｙｓはいずれも、１１０％未満であった。
　試験番号２１及び２４の鋼の各元素含有量は適切であったものの、ｆｎ１が０．６５未満であった。そのため、低温模擬鍛造品及び高温模擬鍛造品の降伏強度比Ｒｙｓはいずれも、１１０％未満であった。
　試験番号２２及び２５の各元素含有量は適切であったものの、ｆｎ１が０．８０を超えていた。そのため、低温模擬鍛造品及び高温模擬鍛造品の引張強度比Ｒｔｓはいずれも、１００％を超えていた。
　試験番号２３及び２７の鋼のＴｉ含有量は低すぎた。そのため、低温模擬鍛造品及び高温模擬鍛造品のシャルピー衝撃値は１０Ｊ／ｃｍ２を超え、クラッキング性が低かった。
　試験番号２６のＣ含有量は高すぎた。そのため、低温模擬鍛造品及び高温模擬鍛造品の引張強度比Ｒｔｓは１００％を超え、被削性が低かった。
　試験番号２９のＭｏ含有量は高すぎた。そのため、ミクロ組織において、ベイナイトが確認された。さらに、フェライト及びパーライトはごく僅かに観察された。試験番号２９の低温模擬鍛造品及び高温模擬鍛造品のシャルピー衝撃は１０Ｊ／ｃｍ２を超え、クラッキング性が低かった。
　試験番号３０及び３６の化学組成は適切であり、ｆｎ１値も０．６５～０．８０の範囲内であった。しかしながら、加熱温度Ｔｆが低すぎた。そのため、Ｖ比率Ｒｖが高すぎ、Ｔｉ比率Ｒｔｉが低すぎた。その結果、低温模擬鍛造品において、降伏強度比Ｒｙｓが低すぎた。さらに、高温模擬鍛造品のミクロ組織にはベイナイトが観察された。そのため、シャルピー衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ２を超え、クラッキング性が低かった。さらに、引張強度比Ｒｔｓが１００％を超え、被削性が低かった。
　試験番号３１及び３７の化学組成は適切であり、ｆｎ１値も０．６５～０．８０の範囲内であった。しかしながら、水冷時間ｔｗが短すぎた。そのため、Ｖ比率Ｒｖが高すぎた。その結果、低温鍛造品の降伏強度比Ｒｙｓが低かった。
　試験番号３２及び３８の化学組成は適切であり、ｆｎ１値も０．６５～０．８０の範囲内であった。しかしながら、水冷時間ｔｗが長すぎた。そのため、Ｔｉ比率Ｒｔｉが低すぎた。さらに、高温模擬鍛造品のミクロ組織にはベイナイトが観察された。そのため、シャルピー衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ２を超え、クラッキング性が低かった。さらに、引張強度比Ｒｔｓが１００％を超え、被削性が低かった。
　試験番号３３及び３９の化学組成は適切であり、ｆｎ１値も０．６５～０．８０の範囲内であった。しかしながら、圧延速度Ｖｒが遅すぎた。そのため、Ｔｉ比率Ｒｔｉが低すぎた。さらに、高温模擬鍛造品のミクロ組織にはベイナイトが観察された。そのため、シャルピー衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ２を超え、クラッキング性が低かった。さらに、引張強度比Ｒｔｓが１００％を超え、被削性が低かった。
　試験番号３４及び４０の化学組成は適切であり、ｆｎ１値も０．６５～０．８０の範囲内であった。しかしながら、圧延速度Ｖｒが速すぎた。そのため、Ｖ比率Ｒｖが高すぎた。その結果、低温鍛造品の降伏強度比Ｒｙｓが低かった。
　試験番号３５及び４１の化学組成は適切であり、ｆｎ１値も０．６５～０．８０の範囲内であった。しかしながら、加熱温度Ｔｆが高すぎた。そのため、Ｔｉ比率Ｒｔｉが低すぎた。その結果、低温模擬鍛造品において、降伏強度比Ｒｙｓが低すぎた。さらに、高温模擬鍛造品のミクロ組織にはベイナイトが観察された。そのため、シャルピー衝撃値が１０Ｊ／ｃｍ２を超え、クラッキング性が低かった。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (3)

  1. 　クラッキングコンロッド用圧延鋼材であって、
    　質量％で、
    　Ｃ：０．３０～０．４０％、
    　Ｓｉ：０．６０～１．００％、
    　Ｍｎ：０．５０～１．００％、
    　Ｐ：０．０４～０．０７％、
    　Ｓ：０．０４～０．１３％、
    　Ｃｒ：０．１０～０．３０％、
    　Ｖ：０．０５～０．１４％、
    　Ｔｉ：０．１５％を超えて０．２０％以下、
    　Ｎ：０．００２～０．０２０％、
    　Ｃｕ：０～０．４０％、
    　Ｎｉ：０～０．３０％、
    　Ｍｏ：０～０．１０％、
    　Ｐｂ：０～０．３０％、
    　Ｔｅ：０～０．３０％、
    　Ｃａ：０～０．０１０％、及び、
    　Ｂｉ：０～０．３０％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、式（１）で定義されるｆｎ１が０．６５～０．８０となる化学組成を有し、
    　前記クラッキングコンロッド用圧延鋼材中のＶ含有量に対する、２００ｎｍ以上の粒子径を有する粗大析出物中のＶ含有量の比率が７０％以下であり、
    　前記クラッキングコンロッド用圧延鋼材中のＴｉ含有量に対する、前記粗大析出物中のＴｉ含有量の比率が５０％以上である、クラッキングコンロッド用圧延鋼材。
    　ｆｎ１＝Ｃ＋Ｓｉ／１０＋Ｍｎ／５＋５Ｃｒ／２２＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／２０＋Ｍｏ／２＋３３Ｖ／２０－５Ｓ／７・・・式（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、対応する元素が含有されていない場合、「０」が代入される。
  2. 　請求項１に記載のクラッキングコンロッド用圧延鋼材であって、
    　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、クラッキングコンロッド用圧延鋼材。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載のクラッキングコンロッド用圧延鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｐｂ：０．０５～０．３０％、
    　Ｔｅ：０．０００３～０．３０％、
    　Ｃａ：０．０００３～０．０１０％、及び、
    　Ｂｉ：０．０００３～０．３０％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、クラッキングコンロッド用圧延鋼材。
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