WO2017159738A1 - 非調質棒鋼 - Google Patents

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WO2017159738A1
WO2017159738A1 PCT/JP2017/010440 JP2017010440W WO2017159738A1 WO 2017159738 A1 WO2017159738 A1 WO 2017159738A1 JP 2017010440 W JP2017010440 W JP 2017010440W WO 2017159738 A1 WO2017159738 A1 WO 2017159738A1
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steel
steel bar
tin
hot
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PCT/JP2017/010440
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English (en)
French (fr)
Inventor
有祐 宮越
幹 高須賀
長谷川　達也
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Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Publication date
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires

Definitions

  • the present invention relates to a steel bar, and more particularly to a steel bar (hereinafter referred to as a non-heat treated steel bar) used for a non-heat treated hot forged product.
  • a steel bar hereinafter referred to as a non-heat treated steel bar
  • Connecting rods used in automobile engines and the like are engine components that connect a piston and a crankshaft, and convert the reciprocating motion of the piston due to an explosion to the rotational motion of the crank.
  • FIG. 1 is a front view of a conventional connecting rod.
  • the conventional connecting rod 1 includes a large end portion 100, a flange portion 200, and a small end portion 300.
  • the large end portion 100 is disposed at one end of the flange portion 200, and the small end portion 300 is disposed at the other end of the flange portion 200.
  • the large end 100 is connected to the crankpin.
  • the small end 300 is connected to the piston.
  • the conventional connecting rod 1 has two parts (cap 2 and rod 3). These parts are usually manufactured by hot forging. One end portions of the cap 2 and the rod 3 correspond to the large end portion 100. Other parts than the one end of the rod 3 correspond to the flange 200 and the small end 300. The large end portion 100 and the small end portion 300 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. Recently, in order to further reduce fuel consumption, downsizing of the connecting rod 1 and improvement of in-cylinder pressure in the cylinder are required. Therefore, the connecting rod 1 is required to have an excellent yield strength that can cope with an explosion load transmitted from the piston even if the collar portion 200 is made thin. Furthermore, since the compressive load and the tensile load are repeatedly applied to the connecting rod, excellent fatigue strength is also required.
  • non-tempered connecting rods that have not been subjected to tempering treatment (quenching and tempering) are beginning to be adopted from the viewpoint of energy saving and cost reduction. Therefore, there is a demand for non-tempered steel that can provide sufficient yield strength, fatigue strength, and machinability without performing tempering after hot forging.
  • the cap 2 and the rod 3 are manufactured separately as described above. Therefore, a knock pin processing step is performed for positioning the cap 2 and the rod 3. Further, a cutting process is performed on the mating surface of the cap 2 and the rod 3. Therefore, cracking connecting rods that can omit these steps are beginning to spread.
  • a jig is inserted into the hole of the large end portion 100, and the large end portion is broken by applying a stress to form two parts (corresponding to the cap 2 and the rod 3). To divide. Then, the two parts divided when attached to the crankshaft are joined. If the fracture surface of the large end 100 is a brittle fracture surface without deformation, the fracture surfaces of the cap 2 and the rod 3 can be combined and connected with bolts. Therefore, in this case, the knock pin machining process and the cutting process are omitted. As a result, the manufacturing cost is reduced.
  • bainite may be partially generated in the hot forging product (cracking connecting rod) due to temperature variation of the heating furnace or processing heat generation in the hot forging process. In this case, cracking properties are reduced. Specifically, since the toughness of bainite is high, if bainite is present in a hot forged product, a ductile fracture surface is likely to occur on the fracture surface after cracking. When a ductile fracture surface occurs, the large end portion is plastically deformed. Therefore, even if the fractured surfaces are matched, they are not perfectly aligned, and the inner diameter D of the large end portion 100 in FIG. 1 deviates from a desired numerical value. As a result, the crank connection portion (large end portion) is caused to come into contact with one another, which may cause vibration and noise when the vehicle is running.
  • Patent Document 1 JP 2004-277817 A
  • Patent Document 2 JP 2011-195862 A
  • Patent Document 3 International Publication No. 2009/107282
  • the high strength non-tempered steel for fracture separation disclosed in Patent Document 1 is 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 to 0.4%, Ti: 0.01 to 0.8%, s-Al: 0.005 to 0.045%, N: 0.008 to 0.035%, balance is inevitable
  • the composition is composed of mechanical impurities and Fe, and the structure is a ferrite perlite structure.
  • the maximum diameter of TiN inclusions in the steel is 5 ⁇ m or more, and the amount is 5 / mm 2 or more in number density. In this document, it is described that moderate unevenness is formed on the fracture surface by the TiN, and the side slip on the bonding surface can be suppressed.
  • the hardness is HV330 or more
  • the yield ratio is 0.73 or more
  • the structure is a ferrite pearlite structure having bainite of 10% or less.
  • the non-heat treated steel for hot forging disclosed in Patent Document 3 is C: more than 0.35% to 0.60%, Si: 0.50 to 2.50%, Mn: 0.20 in mass%.
  • P 0.010 to 0.150%
  • S 0.040 to 0.150%
  • V 0.10 to 0.50%
  • Zr 0.0005 to 0.0050%
  • Ca 0.0005 to 0.0050%
  • N 0.0020 to 0.0200%
  • Al limited to less than 0.010%, the balance being substantially made of Fe and inevitable impurities
  • width The ratio of the number of MnS inclusions of 1 ⁇ m or more to the total MnS inclusions is 10% or less (including 0%), and the average aspect ratio of MnS inclusions is 10 or less.
  • the bainite structure fraction is 3% or less (including 0%), and the remaining structure is a ferrite pearlite structure. Furthermore, in this document, it is described that the break separation property is improved by finely dispersing a large amount of MnS inclusions.
  • Patent Document 1 when bainite is generated in a hot forged product, a ductile fracture surface may be generated on the fracture surface, and the inner diameter of the large end portion may be deformed to reduce cracking properties.
  • Patent Document 2 the generation of bainite in a hot forged product is allowed to some extent. However, in the case of the steel of Patent Document 2, a ductile fracture surface is generated on the fracture surface, and cracking properties may be reduced.
  • Patent Document 3 assumes that the microstructure of a hot forged product is mainly composed of ferrite and pearlite. Therefore, when bainite is generated in a hot forged product, cracking properties may be deteriorated.
  • An object of the present invention is to provide a non-tempered steel bar which has high machinability, yield strength and fatigue strength, and can obtain excellent cracking properties even if bainite is generated after hot forging.
  • the non-tempered steel bar according to the present embodiment is, in mass%, C: 0.39 to 0.55%, Si: 0.10 to 1.00%, Mn: 0.50 to 1.50%, P: 0 .010 to 0.100%, S: 0.040 to 0.130%, Cr: 0.05 to 0.50%, V: 0.05 to 0.40%, Ti: 0.15 to 0.25 %, Al: 0.005 to 0.050%, 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 0.3000%, Ca: 0 to 0.0100%, and Bi: 0 to 0.3000%, with the balance being Fe and impurities,
  • the number density of TiN having a chemical composition satisfying the formula (1) and having a circle-equivalent diameter of 20 ⁇ m or more in steel is 0.3 to 4.0 pieces / mm 2 . 0.60 ⁇ C + 0.2Mn + 0.25C
  • the non-tempered steel bar according to the present embodiment has high machinability, yield strength and fatigue strength, and excellent cracking properties can be obtained even if bainite is generated after hot forging.
  • FIG. 1 is a front view of a conventional connecting rod.
  • FIG. 2A is a plan view of a test piece used in a cracking property evaluation test in Examples.
  • FIG. 2B is a cross-sectional view of the test piece shown in FIG. 2A.
  • FIG. 2C is a plan view of the test piece showing a state in which the test piece of FIG. 2A is broken and separated.
  • FIG. 2D is a plan view of the test piece showing a state in which the test piece of FIG. 2C is fastened with a bolt.
  • the present inventors investigated and examined the strength (yield strength and fatigue strength), machinability, and crackability after hot forging of a non-tempered steel bar. As a result, the present inventors obtained the following knowledge.
  • Yield strength, fatigue strength, and machinability are contradictory mechanical properties. If the chemical components can be adjusted appropriately, these mechanical properties can be achieved.
  • fn1 C + 0.2Mn + 0.25Cr + 0.75V + 0.81Mo.
  • fn1 is an index of yield strength and shows a positive correlation with the yield strength. If fn1 is less than 0.60, the yield strength of steel is too low. If fn1 is higher than 1.00, the tensile strength of the steel becomes too high, and the machinability of the steel decreases. If fn1 is 0.60 to 1.00, excellent yield strength and machinability can be obtained.
  • Ti forms Ti nitride (TiN), Ti sulfide, and Ti carbon sulfide.
  • TiN remains without being dissolved in the heating step before hot forging. Therefore, such TiN remains in the hot forged product.
  • the remaining TiN becomes a starting point of fracture at a plurality of locations during cracking, and a sharp initial crack is generated at the interface between TiN and the matrix. Since the tip of a sharp crack is in a state of strong plastic restraint, brittle fracture is likely to occur.
  • a brittle fracture surface is obtained by combining a crack that has developed brittlely from an initial crack with a crack that has occurred from adjacent TiN.
  • a larger amount of TiN is preferable. Specifically, if the number density of TiN having an equivalent circle diameter of 20 ⁇ m or more (hereinafter referred to as coarse TiN) is less than 0.3 / mm 2 , sufficient cracking properties cannot be obtained. On the other hand, if the number density of coarse TiN exceeds 4.0 pieces / mm 2 , excellent cracking properties can be obtained, but hot workability decreases. If the number density of coarse TiN is 0.3 to 4.0 pieces / mm 2 , excellent cracking properties can be obtained while maintaining hot workability even if bainite is generated by hot forging.
  • the non-heat treated steel bar of the present embodiment completed based on the above knowledge is, in mass%, C: 0.39 to 0.55%, Si: 0.10 to 1.00%, Mn: 0.50 to 1. 50%, P: 0.010 to 0.100%, S: 0.040 to 0.130%, Cr: 0.05 to 0.50%, V: 0.05 to 0.40%, Ti: 0 15 to 0.25%, Al: 0.005 to 0.050%, 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 0.3000%, Ca: 0 to 0.0100%, and Bi: 0 to 0.3000%, the balance being Fe and impurities, having a chemical composition satisfying the formula (1), the number density of TiN having 20 ⁇ m or more circle-equivalent diameter in the steel 0.3 to 4.0 pieces / mm 2 A. 0.60 ⁇ C + 0.2Mn + 0.25Cr
  • 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 is Pb: 0.05 to 0.30%, Te: 0.0003 to 0.3000%, Ca: 0.0003 to 0.0100%, and Bi: 0.0003 to 0.3000%. You may contain 1 type, or 2 or more types selected from the group which consists of.
  • the chemical composition of the non-tempered steel bar according to the present embodiment contains the following elements.
  • C 0.39 to 0.55% Carbon (C) increases the yield strength and fatigue strength of 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 machinability decreases. Therefore, the C content is 0.39 to 0.55%.
  • the minimum with preferable C content is 0.40%, More preferably, it is 0.41%, More preferably, it is 0.42%.
  • the upper limit with preferable C content is 0.54%, More preferably, it is 0.53%, More preferably, it is 0.52%.
  • Si 0.10 to 1.00% Silicon (Si) deoxidizes steel. Si further dissolves in the steel to increase the fatigue strength of the steel. If the Si content is too low, these effects 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 bar increases. Therefore, the Si content is 0.10 to 1.00%.
  • the minimum with preferable Si content is 0.11%, More preferably, it is 0.12%, More preferably, it is 0.15%.
  • the upper limit with preferable Si content is 0.99%, More preferably, it is 0.95%, More preferably, it is 0.90%, More preferably, it is 0.89%.
  • Mn 0.50 to 1.50%
  • Manganese (Mn) deoxidizes steel. Mn further increases the yield strength and fatigue 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. Therefore, the Mn content is 0.50 to 1.50%.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.51%, More preferably, it is 0.55%, More preferably, it is 0.60%.
  • the upper limit with preferable Mn content is 1.49%, More preferably, it is 1.45%, More preferably, it is 1.40%.
  • P 0.010 to 0.100% Phosphorus (P) segregates at the grain boundaries and embrittles the steel. Therefore, the fracture surface of the cracking connecting rod after fracture splitting becomes brittle. As a result, the inner diameter deformation amount of the large end portion of the cracking connecting rod after the fracture split becomes small. 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 0.010 to 0.100%.
  • the minimum with preferable P content is 0.011%, More preferably, it is 0.015%, More preferably, it is 0.020%.
  • the upper limit with preferable P content is 0.090%, More preferably, it is 0.080%, More preferably, it is 0.070%.
  • S 0.040 to 0.130%
  • 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 0.040 to 0.130%.
  • the minimum with preferable S content is 0.041%, More preferably, it is 0.045%, More preferably, it is 0.050%.
  • the upper limit with preferable S content is 0.129%, More preferably, it is 0.125%, More preferably, it is 0.120%.
  • Chromium (Cr) increases the yield strength and fatigue strength of 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 hardness of the steel material increases and the machinability decreases. Furthermore, if the Cr content is too high, the manufacturing cost increases. Therefore, the Cr content is 0.05 to 0.50%.
  • the preferred lower limit of the Cr content is 0.10%, more preferably 0.12%, more preferably 0.15%, and the preferred upper limit of the Cr content is 0.49%, more preferably 0.45%, more preferably 0.40%.
  • V Vanadium (V) precipitates as carbide in the ferrite during the cooling process after hot forging, and increases the yield strength and fatigue 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 0.40%.
  • the minimum with preferable V content is 0.06%, More preferably, it is 0.07%, More preferably, it is 0.10%.
  • the upper limit with preferable V content is 0.39%, More preferably, it is 0.35%, More preferably, it is 0.32%.
  • Titanium (Ti) forms TiN in the solidification process of continuous casting and improves cracking properties. More specifically, Ti forms TiN, Ti sulfide and Ti carbon sulfide in the solidification process of the molten steel by continuous casting. The TiN formed at this time does not dissolve in the subsequent heating step before hot forging, and improves the cracking properties by satisfying the conditions of size and number density described later.
  • Ti further precipitates as carbide in the ferrite together with V in the cooling process after hot forging, increasing the fatigue strength of the steel.
  • Ti further produces sulfides or carbosulfides to enhance the machinability of the steel. More specifically, when the non-tempered steel bar is heated before hot forging, a part of Ti in the Ti sulfide and Ti carbon sulfide in the steel is dissolved. Furthermore, when the steel material is allowed to cool to the air after hot forging, a part of Ti remains in solid solution until the ferrite transformation is started. When the ferrite transformation is started, solute Ti precipitates as carbide together with V in the ferrite, increasing the fatigue strength of the steel. Furthermore, Ti sulfide and carbosulfide which remain in the steel without being dissolved, increase the machinability of the steel.
  • the Ti content is 0.15 to 0.25%.
  • the minimum with preferable Ti content is more than 0.15%, More preferably, it is 0.16%.
  • the upper limit with preferable Ti content is 0.24%, More preferably, it is 0.22%.
  • Al 0.005 to 0.050%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Al content is too high, the above effect is saturated. If the Al content is too high, the hot workability of the steel is further lowered, and the production cost of the steel material is increased. Therefore, the Al content is 0.005 to 0.050%.
  • the minimum with preferable Al content is 0.020%.
  • the upper limit with preferable Al content is 0.040%.
  • the Al content means acid-soluble Al (so-called “sol.Al”).
  • N 0.002 to 0.020% Nitrogen (N) combines with Ti to form TiN and enhances cracking properties. If the N content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content is too high, the hot workability of the steel decreases. Therefore, the N content is 0.002 to 0.020%.
  • the minimum with preferable N content is 0.003%, More preferably, it is 0.004%, More preferably, it is 0.005%.
  • the upper limit with preferable N content is 0.019%, More preferably, it is 0.018%, More preferably, it is 0.017%.
  • the balance of the chemical composition of the non-tempered steel bar according to the present embodiment is composed of Fe and impurities.
  • the impurities are mixed from the ore as a raw material, scrap, or the manufacturing environment when industrially producing the non-heat treated steel bar, and have an adverse effect on the non-heat treated steel bar of the present embodiment. It means that it is allowed in the range that does not give.
  • the chemical composition of the non-tempered steel bar 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 fatigue 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 fatigue 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 0.39%, 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 fatigue strength of the steel. However, if the Ni content is too high, not only the manufacturing cost increases, but also the toughness increases, and a ductile fracture surface is generated on the fracture surface after fracture separation, 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 0.29%, 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 forms carbides in the steel to increase the yield strength and fatigue strength of the steel. However, if the Mo content is too high, the hardness of the steel material increases and the machinability decreases. Furthermore, if the Mo content is too high, the manufacturing cost increases. Therefore, the Mo content is 0 to 0.10%.
  • the minimum with preferable Mo content is 0.01%, More preferably, it is 0.02%, More preferably, it is 0.05%.
  • the upper limit with preferable Mo content is 0.09%, More preferably, it is 0.08%, More preferably, it is 0.07%.
  • the chemical composition of the non-tempered steel bar 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 0.29%, More preferably, it is 0.25%, More preferably, it is 0.20%.
  • Te 0 to 0.3000%
  • 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 0.3000%.
  • 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 0.2900%, More preferably, it is 0.2500%, More preferably, it is 0.2000%.
  • Ca 0 to 0.0100%
  • 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 0.0100%.
  • the minimum with preferable Ca content is 0.0003%, More preferably, it is 0.0005%, More preferably, it is 0.00100%.
  • the upper limit with preferable Ca content is 0.0090%, More preferably, it is 0.0080%, More preferably, it is 0.0050%.
  • Bi 0 to 0.3000%
  • Bismuth (Bi) is an optional element and may not be contained. When contained, Bi increases the machinability of the steel. However, if the Bi content is too high, the hot workability of the steel decreases. Therefore, the Bi content is 0 to 0.3000%.
  • 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 0.2900%, More preferably, it is 0.2000%, More preferably, it is 0.1000%.
  • the minimum with preferable fn1 is 0.61, More preferably, it is 0.63, More preferably, it is 0.65.
  • the upper limit with preferable fn1 is 0.99, More preferably, it is 0.98, More preferably, it is 0.95.
  • the microstructure of the non-heat treated steel bar is mainly composed of ferrite and pearlite.
  • the total area ratio of ferrite and pearlite in the microstructure is 65% or more.
  • the balance of the matrix structure is bainite.
  • a preferable lower limit of the total area ratio of ferrite and pearlite is 70%, more preferably 75%, still more preferably 80% or more, and most preferably 100%.
  • the upper limit of the area ratio of bainite is preferably 30%, more preferably 25%, still more preferably 20%, and most preferably 0%.
  • the area ratio of bainite in the microstructure can be measured by the following method. Ten samples are collected from an arbitrary R / 2 part of the non-heat treated steel bar (the central part of the line segment (radius) connecting the central axis of the steel bar and the outer peripheral surface). Among the collected samples, a surface perpendicular to the central axis of the non-heat treated steel bar is taken as an observation surface. After the observation surface is polished, it is etched with 3% nitric acid alcohol (nitral etchant). The etched observation surface is observed with a 200 ⁇ optical microscope, and photographic images with arbitrary five fields of view are generated.
  • nitric acid alcohol nitral etchant
  • each phase such as ferrite, pearlite, and bainite has a different contrast for each phase. Therefore, each phase is specified based on the contrast.
  • the area of bainite ( ⁇ m 2 ) in each visual field is obtained.
  • the ratio of the area of bainite in all visual fields to the total area of all visual fields (5 visual fields ⁇ 10) is defined as the area ratio (%) of bainite.
  • the number density of TiN (hereinafter referred to as coarse TiN) having an equivalent circle diameter of 20 ⁇ m or more is 0.3 to 4.0 pieces / mm 2 .
  • TiN means inclusions in which the total content of Ti and N in inclusions is 70% or more by mass%.
  • the non-tempered steel bar of this embodiment is manufactured into a cracking connecting rod by hot forging.
  • bainite is generated in the microstructure of the hot forged product (cracking connecting rod) together with ferrite and pearlite.
  • the area ratio of bainite that can be generated is, for example, 5 to 30%.
  • Bainite has higher toughness than ferrite and pearlite. Therefore, when two parts (a cap and a rod) are manufactured by breaking the large end portion of the cracking connecting rod, the broken portion is plastically deformed, and a ductile fracture surface is generated on the fracture surface. That is, cracking properties are reduced.
  • the non-tempered steel bar of this embodiment maintains excellent cracking properties by keeping the number density of the coarse TiN within an appropriate range. If the number density of coarse TiN is less than 0.3 pieces / mm 2 , sufficient cracking properties cannot be obtained. On the other hand, if the number density of coarse TiN exceeds 4.0 pieces / mm 2 , excellent cracking properties can be obtained, but hot workability decreases. If the number density of coarse TiN is 0.3 to 4.0 pieces / mm 2 , excellent cracking properties can be maintained while maintaining hot workability even when hot forging is performed under conditions where bainite is generated. can get.
  • the preferable lower limit of the number density of coarse TiN for further improving the cracking property is 0.4 / mm 2 , more preferably 0.5 / mm 2 .
  • the upper limit of the number density of coarse TiN for further improving hot workability is 3.9 / mm 2 , and more preferably 3.8 / mm 2 .
  • the number density of coarse TiN can be measured by the following method.
  • a sample is taken from R / 2 part of the steel bar.
  • the surface corresponding to the cross section (longitudinal cross section) including the axial direction of the steel bar is taken as the observation surface.
  • the observation surface is not corroded, and is directly observed with a 200 ⁇ optical microscope, and a photographic image is generated with an arbitrary 100 fields of view.
  • the total area of 100 views is 11.9 mm 2 .
  • the total content of Ti and N in each field inclusion and precipitate is analyzed using an electron beam microanalyzer (EPMA) and identified as TiN in each field.
  • EPMA electron beam microanalyzer
  • the area of each identified TiN is obtained, and the equivalent circle diameter is calculated from the obtained area.
  • TiN having an equivalent circle diameter of 20 ⁇ m or more is specified as coarse TiN, and the total number of coarse TiN is obtained.
  • the value obtained by dividing the total number of coarse TiNs obtained by the total area of 100 fields is defined as the number density (pieces / mm 2 ) of coarse TiN.
  • Superheat ⁇ T 30-50 ° C
  • the difference between the molten steel temperature and the TLL (liquidus temperature) in the tundish arranged on the continuous casting machine is defined as the degree of superheat ⁇ T (° C.). If ⁇ T is less than 30 ° C., the amount of TiN crystallized becomes insufficient. On the other hand, if the degree of superheat ⁇ T (° C.) exceeds 50 ° C., coarse TiN is excessively generated, and the number density of coarse TiN exceeds 4.0 pieces / mm 2 . When the degree of superheat ⁇ T is 30 to 50 ° C., the crystallization amount of coarse TiN can be within an appropriate range while stabilizing the operation.
  • Cross section of slab one side length of 300 mm or more Casting speed Vc: 0.2 to 0.8 m / min If the cooling rate in the solidification process of the slab is too fast, TiN crystallization and aggregation become insufficient. On the other hand, if the cooling rate is too slow, TiN aggregates excessively and the number density of coarse TiN exceeds 4.0 / mm 2 .
  • the specific water amount is not particularly limited, and may be a known specific water amount.
  • the specific water amount is preferably as low as possible so that the slab does not bulge.
  • a preferred specific water amount is, for example, 5 L / kg or less.
  • Hot working process hot working is performed on the slab produced in the casting process to produce a steel bar.
  • the hot working process includes, for example, a rough rolling process and a finish rolling process.
  • a billet is manufactured by hot rolling a slab or an ingot.
  • the hot rolling is performed using a block rolling mill and a continuous rolling mill in which a plurality of stands are arranged in a line and each stand has a plurality of rolls.
  • the billet is preferably heated at a heating temperature of 1000 to 1300 ° C. for 30 minutes or more. If the heating temperature is too low, TiN in the billet will not easily aggregate. Therefore, the fine TiN existing in the billet is not agglomerated and is inherited even after hot rolling, and there are many fine Ti nitrides in the steel bar. In this case, coarse TiN in the steel is reduced. On the other hand, if the heating temperature is too high, Ti nitride aggregates excessively during heating. When the heating temperature during finish rolling is 1000 to 1300 ° C., the number density of coarse TiN is stable and in an appropriate range (0.3 to 4.0 pieces / mm 2 ) on the premise that the above casting conditions are satisfied. )
  • the finish rolling mill uses a finish rolling mill, the billet after heating is finish-rolled (hot-rolled) by a well-known method to produce a non-tempered steel bar.
  • the finish rolling mill has a plurality of stands arranged in a row, and each stand has a plurality of rolls (roll groups) arranged around a pass line.
  • the roll group of each stand forms a hole mold, and when the billet passes through the hole mold, it is rolled down to produce a steel bar.
  • the area reduction rate in the continuous rolling mill is preferably 70% or more.
  • the area reduction rate is defined by the following equation.
  • Area reduction ratio (cross-sectional area of billet before finish rolling ⁇ cross-sectional area of non-tempered steel bar after finish rolling) / cross-sectional area of billet before finish rolling ⁇ 100
  • the above-mentioned non-tempered steel bar is manufactured by the above manufacturing process.
  • a method for producing a cracking connecting rod As an example of a method for producing a hot forged product using the above-mentioned non-heat treated steel bar, a method for producing a cracking connecting rod will be described.
  • a steel material is heated in a high frequency induction heating furnace.
  • a preferable heating temperature is 1000 to 1300 ° C.
  • a preferable heating time is 10 to 15 minutes. Since the heating time is short, the form of Ti nitride in the steel bar is not particularly changed.
  • Hot forging is performed on the heated steel bar to produce a cracking connecting rod.
  • the degree of processing during hot forging is 0.22 or more.
  • the working degree is the maximum value of the logarithmic strain generated in the portion excluding burrs in the forging process.
  • the microstructure of the manufactured hot forged product is mainly composed of ferrite and pearlite.
  • the microstructure has a total area ratio of ferrite and pearlite of 100%.
  • the heating temperature of the steel bar during hot forging exceeds 1300 ° C.
  • the microstructure of the manufactured cracking connecting rod can include bainite.
  • the total area ratio of ferrite and pearlite is 65% or more.
  • the balance of the matrix structure is bainite.
  • a preferable lower limit of the total area ratio of ferrite and pearlite is 70%, more preferably 75%, still more preferably 80% or more, and most preferably 100%.
  • the upper limit of the area ratio of bainite is preferably 30%, more preferably 25%, still more preferably 20%, and most preferably 0%.
  • An example of the area ratio of bainite is 5 to 30%.
  • the fractured part when the large end is fractured and divided into two parts (cap and rod), the fractured part is plastically deformed and a part of the fracture surface tends to become a ductile fracture surface, and cracking properties Is prone to decline.
  • the number density of coarse TiN in the steel is 0.3 to 4.0 pieces / mm 2 , so that the fracture surface tends to become a brittle fracture surface, and has excellent cracking properties. Can be maintained.
  • the area ratio of bainite in the microstructure in the hot forged product can be measured by the following method. Ten samples are taken from any part of the hot forging. For each sample collected, the phase of the microstructure is identified and the area ratio of bainite is obtained by the same method as the microstructure observation in the non-heat treated steel bar.
  • a cracking connecting rod has been described as an example of a method for producing a forged product.
  • the non-heat treated steel bar of this embodiment is not limited to cracking connecting rod applications.
  • the non-tempered steel bar of this embodiment can be widely applied to forged products.
  • the manufacturing method of the non-heat treated steel bar is not limited to the above manufacturing method as long as the number density of coarse TiN can be within the above range.
  • the molten steel which has the chemical composition shown in Table 1 was manufactured.
  • test Nos. E-1 to E-45, C-9, C-10, C-12, and C-13 were appropriate and satisfied the formula (1).
  • test numbers C-1 to C-8 and C-11 the content of any element in the chemical composition was inappropriate or did not satisfy the formula (1).
  • the chemical composition of test number C-11 was within the range of the chemical composition of steel described in Patent Document 1.
  • the molten steel of each test number was manufactured in a 70 ton converter. Using a continuous casting machine, a slab (bloom) was produced from molten steel by a continuous casting method. The cross section of the bloom was 300 mm ⁇ 400 mm. In each test number, the molten steel temperature (° C.) in the tundish was measured, and the degree of superheat ⁇ T (° C.), which is the difference between the molten steel temperature and TLL (liquidus temperature), was obtained. Further, in each test number, casting was performed at a casting speed Vc (m / min) shown in Table 2. In any of the test numbers, the specific water amount was 5 L / kg or less.
  • the billet was manufactured by hot rolling the manufactured slab.
  • the billet was heated at 1150 ° C. for 35 minutes and then subjected to finish rolling using a finish rolling mill to produce a steel bar having a diameter of 40 mm.
  • a test piece 10 simulating the large end portion of the connecting rod shown in FIG. 2A was manufactured by machining from each heat forged simulated product.
  • the length of one side of the test piece 10 was 80 mm, and the thickness was 10 mm.
  • a hole (through hole) 11 was formed in the center of the test piece 10.
  • the diameter of the hole 11 was 60 mm, and the center thereof was coaxial with the center of the test piece 10.
  • V-shaped notches M were processed at two locations corresponding to the end points of the diameter of the periphery of the hole 11.
  • the depth of the notch M was 1 mm
  • the tip R was 0.1 mm
  • the opening angle was 60 °.
  • ⁇ ⁇ Jig 12 was fitted into hole 11.
  • the jig 12 was composed of a pair of semicircular members, and when the two were combined, a disc having a diameter corresponding to the inner diameter of the hole 11 was obtained.
  • a hole 14 for driving the wedge 13 was formed at the center of the jig 12 (see FIG. 2B).
  • the wedge 13 was driven and the test piece 10 was broken and separated into two members 10A and 10B at room temperature (25 ° C.) (see FIG. 2C).
  • the bolt holes were machined near both side surfaces of the members 10A and 10B, and the members 10A and 10B were fastened with the bolts 15 shown in FIG. 2D.
  • the diameter D0 (see FIG. 2A) of the hole 11 of the test piece 10 before breaking separation and the diameter D1 (FIG. 2D) of the hole 11 of the test piece 10 after breaking separation and fastening the bolt 15 are measured.
  • the evaluation is “A”, 31-50 ⁇ m is the evaluation “B”, and 51-80 is the evaluation “C”.
  • the evaluation is “x”. In the case of evaluations “A” to “C”, it was judged that sufficient cracking properties were obtained. In the case of evaluation “x”, it was judged that the cracking property was low.
  • the evaluation is “A”, when the yield strength is 800 to 601 MPa, the evaluation is “B”, and when the yield strength is 600 to 401 MPa, the evaluation is “C”. The case where the yield strength was 400 MPa or less was evaluated as “x”.
  • a JIS No. 14A test piece was collected from R / 2 part of each thermal forging simulated product. Using the collected specimens, a double-sided fatigue test with a sine wave at phase 0 (MPa) was performed at room temperature (25 ° C.) in the atmosphere. The maximum stress that did not break at a repetition number of 10 7 times was defined as fatigue strength (MPa). The frequency was 15 Hz.
  • the evaluation is “S”
  • 450 to 401 MPa is the evaluation “A”
  • 400 to 351 MPa is the evaluation “B”
  • 350 to 301 MPa is the evaluation “C”.
  • the case where the fatigue strength was 300 MPa or less was evaluated as “x”.
  • the evaluation was “S” when the tool wear amount was 0 to 10 ⁇ m, “A” when 11 to 30 ⁇ m, “B” when 31 to 50 ⁇ m, and “C” when 51 to 70 ⁇ m.
  • test number C-2 The V content of test number C-2 was too low. Therefore, the fatigue strength was low.
  • test number C-3 The Ti content of test number C-3 was too high. Therefore, hot workability was low.
  • test number C-4 The Ti content of test number C-4 was too low. Therefore, the fatigue strength was low. Furthermore, the degree of superheat ⁇ T was too small. Therefore, the number density of coarse TiN was low. As a result, the cracking property in the steel material containing bainite was low.
  • N content of test number C-5 was too high. Therefore, hot workability was low.
  • Test No. C-6 had a low N content and a low number density of coarse TiN. Therefore, the cracking property in the steel material containing bainite was low.
  • test number C-7 In test number C-7, fn1 was too high. Therefore, machinability was low.
  • test number C-9 the chemical composition was appropriate and the formula (1) was satisfied, but the degree of superheat ⁇ T was too large. Therefore, the number density of coarse TiN was too high. As a result, the hot workability was low.
  • test number C-10 the chemical composition was appropriate, and although the formula (1) was satisfied, the degree of superheat ⁇ T was too small. Therefore, the number density of coarse TiN was too low. As a result, the cracking property in the steel material containing bainite was low.
  • test number C-11 corresponded to Example 11 of Patent Document 1.
  • the C content and the Mn content were too low. Therefore, the fatigue strength was low. Furthermore, the N content was too high. Therefore, hot workability was low. Furthermore, the degree of superheat ⁇ T was too small. Therefore, the number density of coarse TiN was too low. As a result, the cracking property in the steel material containing bainite was low.
  • test number C-12 the chemical composition was appropriate, and although the formula (1) was satisfied, the casting speed Vc was too low. Therefore, the number density of coarse TiN was too high. As a result, the hot workability was low.
  • test number C-13 the chemical composition was appropriate, and although the formula (1) was satisfied, the casting speed Vc was too high. Therefore, the number density of coarse TiN was too low. As a result, the cracking property in the steel material containing bainite was low.

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Abstract

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。

Description

非調質棒鋼
　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。
　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。
　図１は従来のコンロッドの正面図である。図１に示すとおり、従来のコンロッド１は、大端部１００と、棹部２００と、小端部３００とを含む。棹部２００の一端に大端部１００が配置され、棹部２００の他端に小端部３００が配置される。大端部１００はクランクピンに連結される。小端部３００はピストンに連結される。
　従来のコンロッド１は２つの部品（キャップ２及びロッド３）を備える。これらの部品は通常、熱間鍛造により製造される。キャップ２及びロッド３の一端部が大端部１００に相当する。ロッド３の一端部以外の他の部分が、棹部２００及び小端部３００に相当する。大端部１００及び小端部３００は切削して形成される。そのため、コンロッド１には高い被削性が求められる。
　コンロッド１は、エンジン動作時に周辺部材からの荷重を受ける。最近ではさらに、省燃費化のために、コンロッド１の小型化及びシリンダ内の筒内圧力向上が求められている。そのため、コンロッド１には、棹部２００を細くしても、ピストンから伝わる爆発荷重に対応可能な優れた降伏強度が求められている。さらに、コンロッドには、繰り返しの圧縮荷重及び引張荷重がかかるため、優れた疲労強度も求められる。
　また、近年、省エネルギー及び低コスト化の観点から、調質処理（焼入れ及び焼戻し）を省略した非調質コンロッドが採用されはじめている。したがって、熱間鍛造後、調質処理をしなくても、十分な降伏強度、疲労強度及び被削性が得られる非調質鋼が求められている。
　ところで、従来のコンロッド１は、上記のとおりキャップ２とロッド３とが別々に製造される。そのため、キャップ２とロッド３との位置決めのために、ノックピン加工工程が実施される。さらに、キャップ２とロッド３との合わせ面に対して切削加工工程が実施される。そこで、これらの工程を省略可能なクラッキングコンロッドが普及し始めている。
　クラッキングコンロッドでは、コンロッドを一体成型した後、大端部１００の孔に治具を挿入し、応力を負荷して大端部を破断して、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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
特開２００４－２７７８１７号公報 特開２０１１－１９５８６２号公報 国際公開第２００９／１０７２８２号
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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１は、従来のコネクティングロッドの正面図である。 図２Ａは、実施例におけるクラッキング性評価試験で用いた試験片の平面図である。 図２Ｂは、図２Ａに示した試験片の断面図である。 図２Ｃは、図２Ａの試験片を破断分離した状態を示す試験片の平面図である。 図２Ｄは、図２Ｃの試験片をボルトで締結した状態を示す試験片の平面図である。
　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。
　（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。
　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。
　（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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　［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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　［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。
　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。
　［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。
　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。
　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。
　［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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　［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。
　［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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　［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。
　［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。
　［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。
　［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。
　［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。
　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
　以上の製造工程により、上述の非調質棒鋼が製造される。
　［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。
　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。
　［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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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、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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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。
　［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。
　［評価試験］
　供試材及び熱鍛模擬品を用いて、次の評価試験を実施した。
　[粗大ＴｉＮの数密度測定]
　各供試材の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。
　［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。
　[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。
　［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。
　治具１２を孔１１に嵌め込んだ。治具１２は半円板状の一対の部材からなり、２つ合わせると、直径が孔１１の内径に相当する円板となった。治具１２の中心には、くさび１３を打ち込むための孔１４が形成された（図２Ｂ参照）。
　治具１２を孔１１に嵌め込んだ後、くさび１３を打ち込んで、試験片１０を室温（２５℃）で２つの部材１０Ａ、１０Ｂに破断分離した（図２Ｃ参照）。
　部材１０Ａ及び１０Ｂの両側面近傍にボルト穴加工を施し、図２Ｄに示すボルト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。
　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。
　［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。
　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。
　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。
　[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。
　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。
　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。
　[被削性評価]
　試験番号ごとに５つの熱鍛模擬品を準備した。準備した５つの熱鍛模擬品に対して任意の位置にドリル穴あけ加工を行い、計５０穴のドリル穴あけ加工した際の工具摩耗量を測定した。ドリル径を１０ｍｍ、主軸の回転速度を１０００回／ｍｉｎとした。
　工具摩耗量が０～１０μｍ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。
　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。
　［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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．３９～０．５５％、
    　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。
  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。
  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。
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