JP2021155808A

JP2021155808A - 鋼材

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Publication number: JP2021155808A
Application number: JP2020057426A
Authority: JP
Inventors: 慶宮西; Kei Miyanishi; 誠江頭; Makoto Egashira
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2020-03-27
Filing date: 2020-03-27
Publication date: 2021-10-07
Anticipated expiration: 2040-03-27
Also published as: JP7417091B2

Abstract

【課題】被削性に優れ、熱間鍛造時の割れ及び高周波焼入れ時の溶融割れの発生を抑制でき、機械構造用部品とした場合に優れた疲労強度を有する鋼材を提供する。【解決手段】鋼材は、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４５％、Ｓｉ：０．０１〜０．７０％、Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．０９５％、Ｃｒ：０．１０超〜０．３０％、Ｖ：０．０５０〜０．２００％、Ｂｉ：０．００２０〜０．１０００％、Ｎ：０．００４０〜０．０２００％、Ｏ：０．００２４％以下、を含有する。鋼材中のＢｉ粒子のうち、円相当径が１０μｍ以上の粗大Ｂｉ粒子の個数密度が１０個／ｍｍ２以下であり、鋼材中のＢｉ粒子のうち、円相当径が０．１〜１．０μｍの微細Ｂｉ粒子の個数密度が８０〜８０００個／ｍｍ２である。【選択図】図３

Description

本発明は、鋼材に関し、さらに詳しくは、高周波焼入れの素材となる鋼材に関する。

自動車及び建設車両のクランクシャフト等に利用される機械構造用部品には、疲労強度及び耐摩耗性等の向上のために表面硬化処理が施される場合がある。

種々の表面硬化処理のうち、高周波焼入れは、必要な部位のみ硬化させることができる。さらに、高周波焼入れは高温で加熱した後に冷却するため、軟窒化処理等の他の表面硬化処理と比較して、深い硬化層深さ及び高い疲労強度を得ることができる。そのため、機械構造用部品には、高周波焼入れが施される場合が多い。たとえば、機械構造用部品の１種であるクランクシャフトの疲労強度を向上させるために、図１に示すフィレットのＲ部１を高周波焼入れする技術が実用化されている。

近年、産業界から、機械構造用部品のさらなる疲労強度の向上が求められている。高周波焼入れを利用して硬化層深さを大きくするためには、高周波焼入れにおいて、高周波電力の出力を増加して加熱温度を高めればよい。しかしながら、高温で高周波焼入れ処理を実施する場合、機械構造用部品のエッジ部（たとえば、図１のクランクシャフトの場合は符号２で示される部分）で、加熱温度が過剰に高くなりやすい。特に、高周波焼入れ時の昇温速度が速い場合、加熱温度が過剰に高くなりやすい。たとえば、高周波焼入れにおける加熱温度が１３５０℃を超えた場合、鋼材の表層又は内部の一部が溶融して割れが発生する場合がある。以下、このような割れを、本明細書では、「溶融割れ」という。溶融割れは、高周波焼入れにおいて発生する特有の現象である。溶融割れが生じた鋼材は実用に適さない。そのため、高周波焼入れが施される鋼材では、溶融割れの抑制が求められる。

機械構造用部品の素材となる鋼材ではさらに、製造工程中において、切削加工が実施される場合がある。そのため、鋼材の被削性が高い方が好ましい。

機械構造用部品の素材となる鋼材は、たとえば、特開昭５７−１９３６６号公報（特許文献１）、特開２００４−１８８７９号公報（特許文献２）及び特開２００８−１６９４１１号公報（特許文献３）に開示されている。

特許文献１に開示された機械構造用鋼は、Ｃａを０．００１〜０．０５％、Ｐｂ及びＢｉを単独又は複合して０．０２〜０．１５％含有し、Ｂを０．００５％以下に規制し、介在物をＣａＳ−ＣａＯ、Ｐｂ、Ｂｉ系介在物とし、かつＡｌ_２Ｏ_３介在物を０．００１％未満に抑えることにより、被削性を向上させる。この文献では、溶鋼中にＣａを多量に連続的に添加し、溶存しているＳをＣａＳに変化させる。また、Ｃａによる還元反応により、Ａｌ_２Ｏ_３をなくすか、又は、極めて少なくする。そのため、介在物はＣａＳ−ＣａＯ系となり、かつ、微細に均一に分散する。その後、Ｐｂ、Ｂｉの１種又は２種を少量添加し、Ｐｂ又はＢｉの単独介在物を生成させたり、ＣａＳ−ＣａＯの周辺に微細に析出させたりすることにより、被削性を向上させる。

特許文献２に開示された冷間鍛造用鋼は、質量％でＢ：０．００１〜０．０１０％、Ｎ：０．００２〜０．０１０％及びＢｉ：０．００５〜０．１０％を含む鋼からなる。この冷間鍛造用鋼は、横断面０．５ｍｍ×０．５ｍｍの視野面積当たりに、直径０．７μｍ以上のＢＮと、Ｂを含むＢｉ析出物とが総計で１５個以上存在する。この文献では、冷間加工時の加工硬化を低減させるため、加工硬化を助長する固溶ＮをＢ添加によりＢＮとして固定する。さらに、適量のＢｉを含有させて、Ｂを含むＢｉ析出物を鋼母材中に析出させることにより、加工硬化を抑制しつつ切屑処理性を向上させる。

特許文献３に開示された型材用鋼は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．５５％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．０１〜２．５％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜２．５％、Ｍｏ：０．０１〜３．０％、及び、Ｖ及びＷからなる群から選ばれる少なくとも１種の総量：０．０１〜１．０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。この型材用鋼は、１０１０℃〜１０５０℃で均熱した後、２００℃／分以上の冷却速度で５００℃〜５５０℃まで冷却し、引き続き、１００℃／分以上の冷却速度で１５０℃以下まで冷却し、次いで、５５０℃〜７００℃の温度域で加熱した後の、室温におけるＨＲＣ硬さの最大値を与えるＬＭＰが１７．６６以上である。この文献では、上記条件で熱処理を行った後の室温におけるＨＲＣ硬さの最大値を与えるＬＭＰを１７．６６以上とし、軟化抵抗を高めることで、熱疲労特性を向上させる。

特開昭５７−１９３６６号公報特開２００４−１８８７９号公報特開２００８−１６９４１１号公報

しかしながら、上述の特許文献１〜３では、少なくとも、高周波焼入れ時の溶融割れの抑制については検討されていない。

本発明の目的は、被削性に優れ、熱間鍛造時の割れ及び高周波焼入れ時の溶融割れの発生を抑制でき、機械構造用部品とした場合に優れた疲労強度を有する鋼材を提供することである。

本発明による鋼材は、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．４５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．７０％、
Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０〜０．０９５％、
Ｃｒ：０．１０超〜０．３０％、
Ｖ：０．０５０〜０．２００％、
Ｂｉ：０．００２０〜０．１０００％、
Ｎ：０．００４０〜０．０２００％、
Ｏ：０．００２４％以下、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たし、
前記鋼材中において、
円相当径が１０μｍ以上の粗大Ｂｉ粒子の個数密度が１０個／ｍｍ^２以下であり、
円相当径が０．１〜１．０μｍの微細Ｂｉ粒子の個数密度が８０〜８０００個／ｍｍ^２である。
８０Ｃ^２＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ≦５０．０（１）
０．７０≦Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ≦１．００（２）
ここで、式中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

本発明の鋼材は、被削性に優れ、熱間鍛造時の割れ及び高周波焼入れ時の溶融割れの発生を抑制でき、機械構造用部品とした場合に優れた疲労強度を有する。

図１は、機械構造用部品であるクランクシャフトの一部を示す正面図である。図２は、実施例において、比較例である高周波焼入れ後の試験片を、１００℃／秒の昇温速度で１３９０℃まで加熱し、１０秒間保持した後、水冷した場合のミクロ組織写真画像である。図３は、実施例において、本発明例である高周波焼入れ後の試験片を、１００℃／秒の昇温速度で１３９０℃まで加熱し、１０秒間保持した後、水冷した場合のミクロ組織写真画像である。図４は、各棒鋼から採取した回転曲げ疲労試験片の模式図である。

本発明者らは、初めに、被削性に優れ、機械構造用部品とした場合に優れた疲労強度を有する、鋼材の化学組成について検討を行った。その結果、本発明者らは、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３５〜０．４５％、Ｓｉ：０．０１〜０．７０％、Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０〜０．０９５％、Ｃｒ：０．１０超〜０．３０％、Ｖ：０．０５０〜０．２００％、Ｎ：０．００４０〜０．０２００％、Ｏ：０．００２４％以下、Ａｌ：０〜０．０４０％、Ｍｇ：０〜０．０１００％、Ｔｉ：０〜０．０２００％、Ｎｂ：０〜０．０２００％、Ｗ：０〜０．４０００％、Ｚｒ：０〜０．２０００％、Ｃａ：０〜０．０１００％、Ｔｅ：０〜０．０１００％、Ｂ：０〜０．００５０％、Ｓｎ：０〜０．０１００％、希土類元素：０〜０．０１００％、Ｃｏ：０〜０．０１００％、Ｓｅ：０〜０．０１００％、Ｓｂ：０〜０．０１００％、Ｉｎ：０〜０．０１００％、Ｍｏ：０〜０．２０％、Ｃｕ：０〜０．０５％、及び、Ｎｉ：０〜０．０５％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる鋼材であれば、被削性に優れ、機械構造用部品とした場合に優れた疲労強度を有する可能性があると考えた。

そこで、本発明者らは、上述の化学組成の鋼材において、高周波焼入れ時における溶融割れの発生を抑制できる手段を検討した。そこで、本発明者らは初めに、高周波焼入れ時に、鋼材に溶融割れが発生する原因を調査した。その結果、鋼材において、溶融割れが発生した部位には、脱炭が生じていなかった。一方、脱炭している部位では、溶融割れが発生しなかった。

以上の結果から、本発明者らは、高周波焼入れ時の鋼材に発生する溶融割れには、Ｃ含有量が影響すると考えた。本発明者らはさらに、Ｃ含有量が高い場合、鋼材の融点が低下するため、溶融割れが発生しやすくなると考えた。そこで、本発明者らは、上述の化学組成において、鋼材の融点を下げる元素に注目した。

上述の化学組成のうち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＶは、焼入れ性を高め、疲労強度を高める。Ｓは、被削性を改善する。しかしながら、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ及びＳは、鋼の融点を低下する。鋼の融点が低下すれば、高周波焼入れの加熱時に溶融割れが発生しやすくなる。したがって、疲労強度を高めるためにＣ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒは必須元素として含有し、被削性を高めるためにＳを必須元素として含有するものの、溶融割れを考慮した場合、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ及びＳの総含有量を規制する方が好ましい。

上記検討結果に基づいて、本発明者らはＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ及びＳの総含有量と溶融割れとの関係についてさらに検討を行った。その結果、式（１）を満たすことにより、鋼の融点の低下が抑制され、後述のＢｉ含有量を満たすことを前提として、高周波加熱時において溶融割れの発生を抑制できることを見出した。
８０Ｃ^２＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ≦５０．０（１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

式（１）を満たすことを前提として、鋼材の疲労強度及び被削性について、本発明者らはさらに検討した。機械構造用部品の硬さが高ければ疲労強度は高くなるものの、被削性が低下する。したがって、機械構造用部品において、疲労強度及び被削性を両立するためには、鋼材の硬さを適切な範囲とするのが有効である。

以上の観点から、本発明者らは鋼材の硬さに影響する元素の総含有量を検討した。上述のとおり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＶは、熱間鍛造後の鋼材の内部硬さを高める。一方、Ｓは内部硬さを低下する。したがって、これらの元素の総含有量を適切な範囲とすることにより、熱間鍛造後の疲労強度及び被削性を両立できると考え、さらに検討を行った。その結果、本発明者らは、式（１）を満たすことを前提として、式（２）を満たせば、熱間鍛造後の鋼材において、優れた疲労強度及び被削性が得られることを見出した。
０．７０≦Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ≦１．００（２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

本発明者らは、上述の化学組成にさらに、Ｂｉを０．００２０〜０．１０００％含有することにより、高周波焼入れ時の鋼材の溶融割れがさらに抑制されることを見出した。上述の化学組成にＢｉを０．００２０〜０．１０００％含有した鋼材において、高周波焼入れ時の溶融割れの発生を抑制できる理由は、次のとおりである。発明者らはＢｉを適量含有することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト（γ）粒の粗大化が抑制されることを見出した。Ｂｉは微細な介在物として、γ粒界をピンニングする。Ｂｉの介在物が微細であれば、γ粒界のピンニング効果は高まる。高周波焼入れ時において、γ粒が微細に維持されれば、γ粒の粒界面積が増大する。粒界面積が増大すれば、単位面積当たりの粒界に偏析するＣの濃度が減少する。その結果、溶融割れの発生が抑制される。

しかしながら、本発明者らは、さらなる調査の結果、Ｂｉを含有すれば高周波焼入れ時の溶融割れの発生は抑制されるものの、熱間鍛造時に上述の溶融割れとは異なる割れが発生することを見出した。そこで、本発明者らがその原因について調査した結果、次の新たな知見を得た。上述の溶融割れの抑制を目的に含有したＢｉは、円相当径が１０μｍ以上の粗大Ｂｉ粒子を形成する場合がある。粗大Ｂｉ粒子は、熱間鍛造時の割れの起点となりやすい。そのため、粗大Ｂｉ粒子の個数密度が高すぎれば、熱間鍛造時に割れ（熱間鍛造割れ）が発生しやすい。

すなわち、本発明者らは、Ｂｉを含有する鋼材では、粒界に偏析したＣによる高周波焼入れ時の溶融割れを抑制しやすいものの、粗大Ｂｉ粒子による熱間鍛造割れが発生しやすいことを見出した。つまり、含有したＢｉ粒子が微細であれば、高周波焼入れ時の溶融割れの抑制効果は高まる。一方で、含有したＢｉが粗大Ｂｉ粒子として存在すれば、熱間鍛造割れが発生しやすくなる。

以上の検討結果に基づいて、本発明者らはさらなる検討を行い、鋼中の粗大Ｂｉ粒子及び微細Ｂｉ粒子の個数密度を制御することで、高周波焼入れ時の溶融割れ及び熱間鍛造割れを共に抑制することができることを見出した。具体的には、上述の化学組成の鋼材において、上述の式（１）及び式（２）を満たし、円相当径が１０μｍ以上の粗大Ｂｉ粒子の個数密度は１０個／ｍｍ^２以下であり、かつ、鋼中のＢｉ粒子において、円相当径が０．１〜１．０μｍの微細Ｂｉ粒子の個数密度が８０〜８０００個／ｍｍ^２であれば、高周波焼入れ時の溶融割れを抑制でき、かつ、熱間鍛造割れも共に抑制できる。

以上の知見に基づいて完成した本実施形態による鋼材は、次の構成を有する。

［１］
鋼材であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．４５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．７０％、
Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０〜０．０９５％、
Ｃｒ：０．１０超〜０．３０％、
Ｖ：０．０５０〜０．２００％、
Ｂｉ：０．００２０〜０．１０００％、
Ｎ：０．００４０〜０．０２００％、
Ｏ：０．００２４％以下、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たし、
前記鋼材中において、
円相当径が１０μｍ以上の粗大Ｂｉ粒子の個数密度が１０個／ｍｍ^２以下であり、
円相当径が０．１〜１．０μｍの微細Ｂｉ粒子の個数密度が８０〜８０００個／ｍｍ^２である、
鋼材。
８０Ｃ^２＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ≦５０．０（１）
０．７０≦Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ≦１．００（２）
ここで、式中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

［２］
［１］に記載の鋼材であって、
前記化学組成はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ａｌ：０．０４０％以下、及び、
Ｍｇ：０．０１００％以下からなる群から選択される１種以上を含有する、
鋼材。

［３］
［１］又は［２］に記載の鋼材であって、
前記化学組成はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｔｉ：０．０２００％以下、
Ｎｂ：０．０２００％以下、
Ｗ：０．４０００％以下、及び、
Ｚｒ：０．２０００％以下からなる群から選択される１種以上を含有する、
鋼材。

［４］
［１］〜［３］のいずれか１項に記載の鋼材であって、
前記化学組成はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｔｅ：０．０１００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｓｎ：０．０１００％以下、及び、
希土類元素：０．０１００％以下からなる群から選択される１種以上を含有する、
鋼材。

［５］
［１］〜［４］のいずれか１項に記載の鋼材であって、
前記化学組成はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｏ：０．０１００％以下、
Ｓｅ：０．０１００％以下、
Ｓｂ：０．０１００％以下、及び、
Ｉｎ：０．０１００％以下からなる群から選択される１種以上を含有する、
鋼材。

［６］
［１］〜［５］のいずれか１項に記載の鋼材であって、
前記化学組成はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｍｏ：０．２０％以下を含有する、
鋼材。

［７］
［１］〜［６］のいずれか１項に記載の鋼材であって、
前記化学組成はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０．０５％以下、及び、
Ｎｉ：０．０５％以下からなる群から選択される１種以上を含有する、
鋼材。

以下、本実施形態の鋼材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

［化学組成］
本実施形態の鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．３５〜０．４５％
炭素（Ｃ）は、高周波焼入れして製造される機械構造用部品の焼入れ硬化層及び芯部（内部）の硬さを高め、機械構造用部品の疲労強度を高める。Ｃ含有量が０．３５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃは鋼材の融点を低下させる。そのため、Ｃ含有量が０．４５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高周波焼入れ時に溶融割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃ含有量は０．３５〜０．４５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．３６％であり、さらに好ましくは０．３７％であり、さらに好ましくは０．３８％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．４４％であり、さらに好ましくは０．４３％であり、さらに好ましくは０．４２％である。

Ｓｉ：０．０１〜０．７０％
シリコン（Ｓｉ）は、製鋼工程において鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、高周波焼入れして製造される機械構造用部品の焼入れ硬化層及び芯部（内部）の硬さを高め、機械構造用部品の疲労強度を高める。Ｓｉ含有量が０．０１％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、ＳｉはＣとの親和力が弱い。そのため、Ｓｉ含有量が０．７０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、加熱時において、Ｃは、Ｓｉが固溶している粒内よりも、粒界に偏析しやすくなる。その結果、鋼材の融点が低くなりすぎて高周波焼入れ時に溶融割れが発生しやすくなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．７０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．６５％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。

Ｍｎ：０．８０〜１．５０％
マンガン（Ｍｎ）は、製鋼工程において鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼の焼入れ性を高める。その結果、鋼材を素材として製造された機械構造用部品の内部硬さが高まり、機械構造用部品の疲労強度が高まる。さらに、ＭｎはＣとの親和力が強い。そのため、加熱時において、ＣはＭｎが固溶している粒内に留まる。そのため、Ｃの粒界への偏析が抑制され、高周波焼入れ時の溶融割れの発生を抑制できる。さらに、Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎ硫化物を形成する。そのため、Ｍｎは、粗大なＦｅＳの形成を抑制することができる。その結果、熱間鍛造時の延性が向上し、熱間鍛造割れを抑制することができる。Ｍｎ含有量が０．８０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎは鋼材の融点を低下させる。そのため、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高周波焼入れ時に溶融割れが発生しやすくなる。さらに、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の硬さが高まり、被削性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．８０〜１．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．８２％であり、さらに好ましくは０．８５％であり、さらに好ましくは０．８７％であり、さらに好ましくは０．９０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．４８％であり、さらに好ましくは１．４５％であり、さらに好ましくは１．４３％であり、さらに好ましくは１．４０％である。

Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐは０％超である。Ｐは粒界に偏析する。そのため、Ｐは鋼材の融点を低下させる。そのため、高周波焼入れ時に溶融割れが発生しやすくなる。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２８％であり、さらに好ましくは０．０２６％であり、さらに好ましくは０．０２３％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。

Ｓ：０．０１０〜０．０９５％
硫黄（Ｓ）は硫化物系介在物を生成し、鋼材の被削性を高める。Ｓ含有量が０．０１０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓは鋼材の融点を低下させる。そのため、Ｓ含有量が０．０９５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高周波焼入れ時に溶融割れが発生しやすくなる。したがって、Ｓ含有量は０．０１０〜０．０９５％である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０７５％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。

Ｃｒ：０．１０超〜０．３０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高める。そのため、鋼材を素材として製造された機械構造用部品の内部硬さが高まり、疲労強度が高まる。さらに、Ｍｎと同様に、ＣｒはＣとの親和力が強い。そのため、加熱時において、ＣはＣｒが固溶している粒内に留まる。そのため、Ｃの粒界への偏析が抑制され、高周波焼入れ時の溶融割れの発生を抑制できる。さらに、Ｃｒは、Ｍｎと同様に、Ｓと結合してＣｒ硫化物を形成する。そのため、Ｃｒは粗大なＦｅＳの形成を抑制することができる。その結果、熱間鍛造時の延性が向上し、熱間鍛造割れを抑制することができる。Ｃｒ含有量が０．１０％以下であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒは鋼材の融点を低下させる。そのため、Ｃｒ含有量が０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高周波焼入れ時に溶融割れが発生しやすくなる。さらに、Ｃｒ含有量が０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材を素材として製造された機械構造用部品の硬さが高くなりすぎ、被削性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０超〜０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１２％であり、さらに好ましくは０．１４％であり、さらに好ましくは０．１６％であり、さらに好ましくは０．１８％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．２８％であり、さらに好ましくは０．２６％であり、さらに好ましくは０．２４％である。

Ｖ：０．０５０〜０．２００％
バナジウム（Ｖ）は、本実施形態の鋼材を素材として機械構造用部品の製造工程において、熱間鍛造後の冷却過程でＶ析出物として鋼材中のフェライト中に析出する。これにより、鋼材中のフェライトの硬さが高まり、機械構造用部品の内部硬さが高まる。その結果、機械構造用部品の疲労強度が高まる。さらに、ＶはＣと結合してγ粒内にＣを固定する。そのため、Ｖは、高周波焼入れ時において、溶融割れの発生を抑制する。Ｖ含有量が０．０５０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が０．２００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材を素材として製造された機械構造用部品の硬さが高くなりすぎ、被削性が低下する。さらに、Ｖ含有量が０．２００％を超えれば、上記効果が飽和し、さらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｖ含有量は、０．０５０〜０．２００％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０５５％であり、さら好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０６５％であり、さらに好ましくは０．０７０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．１９５％であり、さらに好ましくは０．１９０％であり、さらに好ましくは０．１８５％である。

Ｂｉ：０．００２０〜０．１０００％
ビスマス（Ｂｉ）は、凝固時において、結晶粒を微細化する。結晶粒が微細であれば、粒界面積が増大する。そのため、粒界に偏析するＣ濃度を低減できる。その結果、単位粒界面積当たりのＣ濃度が低減し、高周波焼入れ時の溶融割れが抑制される。Ｂｉはさらに、鋼材の被削性を高める。Ｂｉ含有量が０．００２０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｂｉ含有量が０．１０００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＢｉ粒子が生成する。粗大なＢｉ粒子は、鋼材を素材とした機械構造用部品の製造工程中の熱間鍛造時において、割れの起点となりやすい。そのため、熱間鍛造割れが発生しやすくなる。したがって、Ｂｉ含有量は０．００２０〜０．１０００％である。Ｂｉ含有量の好ましい下限は０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．０１００％であり、さらに好ましくは０．０１２０％であり、さらに好ましくは０．０１４０％である。Ｂｉ含有量の好ましい上限は０．０９００％であり、さらに好ましくは０．０８５０％であり、さらに好ましくは０．０８００％である。

Ｎ：０．００４０〜０．０２００％
窒素（Ｎ）は、鋼材を素材とした機械構造用部品の製造工程中の熱間鍛造後の冷却時において、窒化物及び／又は炭窒化物を形成して鋼材を析出強化する。その結果、機械構造用部品の疲労強度が高まる。Ｎ含有量が０．００４０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．０２００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００４０〜０．０２００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００４２％であり、さらに好ましくは０．００４４％であり、さらに好ましくは０．００４６％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１９０％であり、さらに好ましくは０．０１７０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％であり、さらに好ましくは０．０１３０％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。

Ｏ：０．００２４％以下
酸素（Ｏ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは鋼中で酸化物を形成する。Ｏはたとえば、Ｍｎ及びＣｒと結合してＭｎ酸化物及びＣｒ酸化物を形成する。上述のとおり、Ｍｎ及びＣｒはＣの粒界への偏析を抑制する。Ｍｎ酸化物及びＣｒ酸化物が形成されると、粒内の固溶Ｍｎ量及び固溶Ｃｒ量が減少する。そのため、Ｃが粒界に偏析しやすい。その結果、高周波焼入れ時に溶融割れが発生しやすくなる。さらに、Ｏは鋼中で酸化物を形成し、機械構造用部品の疲労強度を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００２４％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００２２％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１８％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｏ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｏ含有量の好ましい下限は、０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％である。

本実施の形態による鋼材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、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、又は、製造環境などから混入されるものであって、本実施形態による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。

［任意元素について］
本実施形態の鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ａｌ及びＭｇからなる群から選択される１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、鋼を脱酸する。

Ａｌ：０．０４０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ａｌ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ａｌが０％超である場合、Ａｌは鋼を脱酸する。Ａｌが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０４０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ａｌは粗大な酸化物を形成する。粗大な酸化物は、鋼材を素材として製造された機械構造用部品の疲労強度を低下する。したがって、Ａｌ含有量は０〜０．０４０％であり、含有される場合、０．０４０％以下、つまり、０超〜０．０４０％である。上記効果をさらに有効に得るためのＡｌ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。

Ｍｇ：０．０１００％以下
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｍｇが０％超である場合、Ｍｇは鋼を脱酸する。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｍｇは粗大な酸化物を形成する。粗大な酸化物は、鋼材を素材として製造された機械構造用部品の疲労強度を低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．０１００％であり、含有される場合、０．０１００％以下、つまり、０超〜０．０１００％である。上記効果をさらに有効に得るためのＭｇ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。

本実施形態の鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｗ及びＺｒからなる群から選択される１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、析出物を形成して、鋼材の靱性を高める。

Ｔｉ：０．０２００％以下
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｔｉが０％超である場合、Ｔｉは、鋼材を素材とした機械構造用部品の製造工程中の熱間鍛造工程の冷却過程において、炭化物及び／又は炭窒化物を形成して、結晶粒を微細化する。これにより、機械構造用部品の靱性が高まる。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０２００％を超えれば、上記効果が飽和して、製造コストが高くなる。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．０２００％であり、含有される場合、０．０２００％以下、つまり、０超〜０．０２００％である。上記効果をさらに有効に得るためのＴｉ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００８０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％である。

Ｎｂ：０．０２００％以下
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｎｂが０％超である場合、Ｎｂは、鋼材を素材とした機械構造用部品の製造工程中の熱間鍛造工程の冷却過程において、炭化物及び／又は炭窒化物を形成して、結晶粒を微細化する。これにより、機械構造用部品の靱性が高まる。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０２００％を超えれば、上記効果が飽和して、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｂ含有量は０〜０．０２００％であり、含有される場合、０．０２００％以下、つまり、０超〜０．０２００％である。上記効果をさらに有効に得るためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００８０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、さらに好ましくは０．０１５０％である。

Ｗ：０．４０００％以下
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｗ含有量が０％超である場合、Ｗは、鋼材を素材とした機械構造用部品の製造工程中の熱間鍛造工程の冷却過程において、炭化物及び／又は炭窒化物を形成して、結晶粒を微細化する。これにより、機械構造用部品の靱性が高まる。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が０．４０００％を超えれば、上記効果が飽和して、製造コストが高くなる。したがって、Ｗ含有量は０〜０．４０００％であり、含有される場合、０．４０００％以下、つまり、０超〜０．４０００％である。上記効果をさらに有効に得るためのＷ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００５０％であり、さらに好ましくは０．０５００％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．３５００％であり、さらに好ましくは０．３０００％であり、さらに好ましくは０．２０００％である。

Ｚｒ：０．２０００％以下
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｚｒ含有量が０％超である場合、Ｚｒは、鋼材を素材とした機械構造用部品の製造工程中の熱間鍛造工程の冷却過程において、炭化物及び／又は炭窒化物を形成して、結晶粒を微細化する。これにより、機械構造用部品の靱性が高まる。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が０．２０００％を超えれば、上記効果が飽和して、製造コストが高くなる。したがって、Ｚｒ含有量は０〜０．２０００％であり、含有される場合、０．２０００％以下、つまり、０超〜０．２０００％である。上記効果をさらに有効に得るためのＺｒ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．１５００％であり、さらに好ましくは０．１０００％であり、さらに好ましくは０．０５００％であり、さらに好ましくは０．０１００％である。

本実施形態の鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｔｅ、Ｂ、Ｓｎ及び希土類元素からなる群から選択される１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。

Ｃａ：０．０１００％以下
カルシウム（Ｃａ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｃａ含有量が０％超である場合、Ｃａは、被削性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施の範囲内であっても、粗大酸化物を形成し、鋼の疲労強度が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０１００％であり、含有される場合、０．０１００％以下、つまり、０超〜０．０１００％である。上記効果をさらに有効に得るためのＣａ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８５％であり、さらに好ましくは０．００７０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。

Ｔｅ：０．０１００％以下
テルル（Ｔｅ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｅ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｔｅ含有量が０％超である場合、Ｔｅは、被削性を高める。Ｔｅが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｅ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱間鍛造割れを発生させる。したがって、Ｔｅ含有量は０〜０．０１００％であり、含有される場合、０．０１００％以下、つまり、０超〜０．０１００％である。上記効果をさらに有効に得るためのＴｅ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％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０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％である。

Ｂ：０．００５０％以下
ボロン（Ｂ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｂ含有量が０％超である場合、Ｂは、被削性を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が０．００５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱間鍛造割れを発生させる。したがって、Ｂ含有量は０〜０．００５０％であり、含有される場合、０．００５０％以下、つまり、０超〜０．００５０％である。上記効果をさらに有効に得るためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。

Ｓｎ：０．０１００％以下
スズ（Ｓｎ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｎ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｓｎ含有量が０％超である場合、Ｓｎは、被削性を高める。Ｓｎが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｓｎ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱間鍛造割れを発生させる。したがって、Ｓｎ含有量は０〜０．０１００％であり、含有される場合、０．０１００％以下、つまり、０超〜０．０１００％である。上記効果をさらに有効に得るためのＳｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００９５％であり、さらに好ましくは０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８５％であり、さらに好ましくは０．００８０％である。

希土類元素：０．０１００％以下
希土類元素（ＲＥＭ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。ＲＥＭは、ミッシュメタルとも呼ばれる。ＲＥＭが含有される場合、つまりＲＥＭ含有量が０％超である場合、ＲＥＭは被削性を高める。ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱間鍛造割れを発生させる。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．０１００％であり、含有される場合、０．０１００％以下、つまり、０超〜０．０１００％である。上記効果をさらに有効に得るためのＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。ＲＥＭ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０．００７０％である。

本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）〜原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）、及び、アクチノイドである原子番号８９番のアクチニウム（Ａｃ）〜原子番号１０３番のローレンシウム（Ｌｒ）からなる群から選択される１種又は２種以上の元素である。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これらの元素の合計含有量である。これらの元素の添加にあたっては、これらの元素が混在したミッシュメタルを用いても、何らその効果は変わるものでない。

本実施形態の鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｏ、Ｓｅ、Ｓｂ及びＩｎからなる群から選択される１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、いずれも鋼材の脱炭を抑制する。

Ｃｏ：０．０１００％以下
コバルト（Ｃｏ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｃｏが０％超である場合、Ｃｏは、鋼材を素材とした機械構造用部品の製造工程中の熱間鍛造時に機械構造用部品の脱炭を抑制する。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱間鍛造割れを発生させる。したがって、Ｃｏ含有量は０〜０．０１００％であり、含有される場合、０．０１００％以下、つまり、０超〜０．０１００％である。上記効果をさらに有効に得るためのＣｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃｏ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０．００７０％である。

Ｓｅ：０．０１００％以下
セレン（Ｓｅ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｅ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｓｅが０％超である場合、Ｓｅは、鋼材を素材とした機械構造用部品の製造工程中の熱間鍛造時に機械構造用部品の脱炭を抑制する。Ｓｅが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｓｅ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱間鍛造割れを発生させる。したがって、Ｓｅ含有量は０〜０．０１００％であり、含有される場合、０．０１００％以下、つまり、０超〜０．０１００％である。上記効果をさらに有効に得るためのＳｅ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｓｅ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０．００７０％である。

Ｓｂ：０．０１００％以下
アンチモン（Ｓｂ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｓｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｓｂが０％超である場合、Ｓｂは、鋼材を素材とした機械構造用部品の製造工程中の熱間鍛造時に機械構造用部品の脱炭を抑制する。Ｓｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｓｂ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱間鍛造割れを発生させる。したがって、Ｓｂ含有量は０〜０．０１００％であり、含有される場合、０．０１００％以下、つまり、０超〜０．０１００％である。上記効果をさらに有効に得るためのＳｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｓｂ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０．００７０％である。

Ｉｎ：０．０１００％以下
インジウム（Ｉｎ）は、任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｉｎ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｉｎが０％超である場合、Ｉｎは、鋼材を素材とした機械構造用部品の製造工程中の熱間鍛造時に機械構造用部品の脱炭を抑制する。Ｉｎが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｉｎ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、熱間鍛造割れを発生させる。したがって、Ｉｎ含有量は０〜０．０１００％であり、含有される場合、０．０１００％以下、つまり、０超〜０．０１００％である。上記効果をさらに有効に得るためのＩｎ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｉｎ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０．００７０％である。

本実施形態の鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏを含有してもよい。

Ｍｏ：０．２０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｍｏ含有量が０％超である場合、Ｍｏは鋼の疲労強度を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材が硬くなりすぎて、熱間鍛造性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０〜０．２０％であり、含有される場合、０．２０％以下、つまり、０超〜０．２０％である。上記効果をさらに有効に得るための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０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．１９％であり、さらに好ましくは０．１７％であり、さらに好ましくは０．１５％である。

本実施形態による鋼材の化学組成はさらに、不純物として、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：０．０５％以下、及び、Ｎｉ：０．０５％以下からなる群から選択される１種以上を含有していてもよい。これらの元素含有量が上述の範囲内であれば、本実施形態による鋼材の効果は得られる。

Ｃｕ：０．０５％以下
銅（Ｃｕ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。Ｃｕは、Ｓｉと同様に、高周波焼入れ時における溶融割れの発生を促進する。Ｃｕ含有量が０．０５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高周波焼入れ時に溶融割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃｕ含有量は０．０５％以下である。Ｃｕ含有量は０％でもよいため、Ｃｕ含有量は０〜０．０５％であり、含有される場合、０．０５％以下、つまり、０超〜０．０５％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％である。上述のとおり、Ｃｕ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、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０．０２％である。

Ｎｉ：０．０５％以下
ニッケル（Ｎｉ）は不純物であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。Ｎｉは、Ｓｉ及びＣｕと同様に、高周波焼入れ時における溶融割れの発生を促進する。Ｎｉ含有量が０．０５％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高周波焼入れ時に溶融割れが発生しやすくなる。したがって、Ｎｉ含有量は０．０５％以下である。Ｎｉ含有量は０％でもよいため、Ｎｉ含有量は０〜０．０５％であり、含有される場合、０．０５％以下、つまり、０超〜０．０５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０３％である。上述のとおり、Ｎｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｎｉ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、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％である。

［式（１）について］
上記化学組成ではさらに、式（１）を満たす。
８０Ｃ^２＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ≦５０．０（１）
ここで、式（１）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

ｆｎ１＝８０Ｃ^２＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒと定義する。ｆｎ１は、鋼の融点に起因する溶融割れの指標である。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｐ及びＳはいずれも、鋼の融点を低下する。鋼の融点が低下すれば、高周波焼入れ時に溶融割れが発生しやすくなる。ｆｎ１が５０．０以下であれば、鋼の融点の低下が抑制され、溶融割れの発生が抑制される。ｆｎ１の好ましい上限は４９．７であり、さらに好ましくは４９．４であり、さらに好ましくは４８．０である。

一方、ｆｎ１中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒは、鋼の焼入れ性を高める。そのため、鋼の焼入れ性を高めるための好ましいｆｎ１の下限は３７．０であり、さらに好ましくは３８．０であり、さらに好ましくは３８．５である。

［式（２）について］
上記化学組成ではさらに、式（２）を満たす。
０．７０≦Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ≦１．００（２）
ここで、式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。

ｆｎ２＝Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖと定義する。ｆｎ２は、鋼の内部硬さの指標である。Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＶは、熱間鍛造後の鋼材の内部硬さを高める。一方、Ｓは、内部硬さを低下する。ｆｎ２が０．７０未満であれば、鋼材の内部硬さが低すぎ、疲労強度が低下する。一方、ｆｎ２が１．００を超えれば、内部硬さが高すぎ、被削性が低下する。したがって、ｆｎ２は０．７０〜１．００である。ｆｎ２の好ましい下限は０．７５であり、さらに好ましくは０．８０であり、さらに好ましくは０．８４である。ｆｎ２の好ましい上限は０．９８であり、さらに好ましくは０．９５であり、さらに好ましくは０．９３である。

［微細Ｂｉ粒子について］
本実施形態の鋼材において、円相当径が０．１〜１．０μｍの微細Ｂｉ粒子（以下、単に微細Ｂｉ粒子ともいう）の個数密度は８０〜８０００個／ｍｍ^２である。円相当径が０．１〜１．０μｍの微細Ｂｉ粒子の個数密度が８０〜８０００個／ｍｍ^２であれば、高周波焼入れ時の溶融割れの発生が抑制される。詳細を以下に説明する。

本明細書において、微細Ｂｉ粒子とは、円相当径が０．１〜１．０μｍのＢｉ粒子が単体で存在している微細Ｂｉ単体粒子を意味する。後述する微細Ｂｉ粒子の個数密度測定方法において、円相当径が０．１〜１．０μｍであり、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥｎｅｒｇｙＤｉｓｐｅｒｓｉｖｅＸ−ｒａｙｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：ＥＤＸ）によりＢｉが検出されれば、微細Ｂｉ単体粒子と判断する。微細Ｂｉ単体粒子は、他の析出物及び／又は介在物に接触していてもよい。

上述のとおり、Ｂｉを適量含有することにより、高周波焼入れ時のオーステナイト（γ）粒の粗大化が抑制される。Ｂｉは微細な介在物として、γ粒界をピンニングする。Ｂｉの介在物が微細であれば、γ粒界のピンニング効果は高まる。そのため、高周波焼入れ時において、γ粒が微細に維持されれば、γ粒の粒界面積が増大する。粒界面積が増大すれば、粒界に偏析するＣの濃度が減少する。その結果、溶融割れの発生が抑制される。円相当径が０．１〜１．０μｍの微細Ｂｉ粒子が８０個／ｍｍ^２未満であれば、元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、円相当径が０．１〜１．０μｍの微細Ｂｉ粒子の個数密度が８０００個／ｍｍ^２を超えれば、上記効果が飽和し、さらに、製造コストが高くなる。したがって、円相当径が０．１〜１．０μｍの微細Ｂｉ粒子の個数密度は８０〜８０００個／ｍｍ^２である。円相当径が０．１〜１．０μｍの微細Ｂｉ粒子の個数密度の好ましい下限は９０個／ｍｍ^２であり、さらに好ましい下限は１００個／ｍｍ^２である。円相当径が０．１〜１．０μｍの微細Ｂｉ粒子の個数密度の好ましい上限は７９００個／ｍｍ^２であり、さらに好ましくは６０００個／ｍｍ^２であり、さらに好ましくは３０００個／ｍｍ^２であり、さらに好ましくは１０００個／ｍｍ^２であり、さらに好ましくは９００個／ｍｍ^２であり、さらに好ましくは８００個／ｍｍ^２である。

［粗大Ｂｉ粒子について］
本実施形態の鋼材において、円相当径が１０μｍ以上の粗大Ｂｉ粒子（以下、単に粗大Ｂｉ粒子ともいう）の個数密度は１０個／ｍｍ^２以下である。円相当径が１０μｍ以上の粗大Ｂｉ粒子の個数密度が１０個／ｍｍ^２以下であれば、熱間鍛造時の割れを抑制することができる。詳細を以下に説明する。

本明細書において、粗大Ｂｉ粒子とは、円相当径が１０μｍ以上のＢｉ粒子が単体で存在している粗大Ｂｉ単体粒子を意味する。後述する粗大Ｂｉ粒子の個数密度測定方法において、円相当径が１０μｍ以上であり、ＥＤＸによりＢｉが検出されれば、粗大Ｂｉ単体粒子と判断する。粗大Ｂｉ単体粒子は、他の析出物及び／又は介在物に接触していてもよい。

上述のとおり、Ｂｉを含有すれば、高周波焼入れ時の溶融割れが抑制される。しかしながら、高周波焼入れ時の溶融割れを抑制するために含有したＢｉは、円相当径が１０μｍ以上の粗大Ｂｉ粒子を形成する場合がある。粗大Ｂｉ粒子は、熱間鍛造時の割れの起点となりやすい。そのため、粗大Ｂｉ粒子の個数密度が高すぎれば、熱間鍛造時に割れ（熱間鍛造割れ）が発生しやすい。したがって、円相当径が１０μｍ以上の粗大Ｂｉ粒子の個数密度は１０個／ｍｍ^２以下である。円相当径が１０μｍ以上の粗大Ｂｉ粒子の個数密度の好ましい上限は８個／ｍｍ^２であり、さらに好ましくは７個／ｍｍ^２であり、さらに好ましくは６個／ｍｍ^２であり、さらに好ましくは５個／ｍｍ^２である。円相当径が１０μｍ以上の粗大Ｂｉ粒子の個数密度はなるべく低いほうが好ましい。すなわち、円相当径が１０μｍ以上の粗大Ｂｉ粒子の個数密度は０個／ｍｍ^２であることが好ましい。しかしながら、円相当径が１０μｍ以上の粗大Ｂｉ粒子の個数密度の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産性を考慮すれば、円相当径が１０μｍ以上の粗大Ｂｉ粒子の個数密度の好ましい下限は１個／ｍｍ^２であり、さらに好ましくは２個／ｍｍ^２である。

［粗大Ｂｉ粒子及び微細Ｂｉ粒子の個数密度測定］
粗大Ｂｉ粒子及び微細Ｂｉ粒子の個数密度は、次の方法で測定できる。鋼材の長手方向に対して垂直な断面のＲ／２位置（棒鋼の長手方向に垂直な断面における、棒鋼の中心軸と外表面とを結ぶ直線（半径Ｒ）の中央位置）を再研磨して鏡面とする。鏡面を走査型電子顕微鏡（ＳｃａｎｎｉｎｇＥｌｅｃｔｒｏｎＭｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：ＳＥＭ）を用いて、１０００倍の倍率でランダムに２０視野（観察面）観察する。観察面は、１００μｍ×１２０μｍとする。

ＳＥＭ観察により得られた反射電子像に基づいて、周知の画像解析式の粒子解析方法を用いて、粗大Ｂｉ粒子及び微細Ｂｉ粒子の個数密度を調べる。具体的には、鋼材の母相と介在物及び／又は析出物との界面に基づいて、画像解析を行い、介在物及び／又は析出物の円相当径を算出する。ここで、円相当径とは、各介在物及び／又は析出物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。

得られた円相当径が０．１〜１．０μｍ又は１０μｍ以上の介在物及び／又は析出物に対して、ＳＥＭに備えられたＥＤＸを用いて、成分を分析する。本実施形態において、成分分析に用いるＥＤＸのビーム径は１μｍとする。ＥＤＸによりＢｉが検出された介在物は、Ｂｉ粒子であると判断する。

円相当径が０．１〜１．０μｍであり、ＥＤＸによりＢｉが検出された介在物は、微細Ｂｉ粒子であると判断する。円相当径が１０μｍ以上であり、ＥＤＸによりＢｉが検出された介在物は、粗大Ｂｉ粒子であると判断する。なお、Ｂｉ粒子において、最近接距離が１００ｎｍ以下の２つ以上のＢｉ粒子は、１つのＢｉ粒子であると判断する。

上記の方法で微細Ｂｉ粒子及び粗大Ｂｉ粒子を特定する。各視野で特定された微細Ｂｉ粒子の総個数と、２０視野の総面積（０．２４ｍｍ^２）とに基づいて、微細Ｂｉ粒子の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ^２）を求める。また、各視野で特定された粗大Ｂｉ粒子の総個数と、２０視野の総面積（０．２４ｍｍ^２）とに基づいて、粗大Ｂｉ粒子の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ^２）を求める。

［製造方法］
本実施形態の鋼材の製造方法の一例は次のとおりである。本実施形態の鋼材の製造方法は、精錬工程と、鋳造工程と、熱間加工工程とを備える。

［精錬工程］
精錬工程では、上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。精錬工程は、一次精錬工程と二次精錬工程とを含む。具体的には、一次精錬工程では、転炉を用いて溶銑に酸素を吹き付けて精錬を行う。二次精錬工程では、溶鋼の化学組成が、本実施形態の鋼材の化学組成の範囲内となるように、成分調整を行う。二次精錬工程では、最後にワイヤーにてＢｉを添加し、Ｂｉの成分調整を行う。

Ｂｉを添加した後、二次精錬工程での攪拌終了までの時間は、１５分超〜６０分未満である。Ｂｉを添加した後、二次精錬工程での攪拌終了までの時間が６０分以上の場合、Ｂｉが蒸発しやすくなる。そのため、溶鋼中のＢｉ含有量が少なくなる。一方、Ｂｉを添加した後、二次精錬工程での攪拌終了までの時間が１５分以下の場合、溶鋼中でＢｉが十分に拡散しない。そのため、粗大Ｂｉ粒子が多くなりすぎる。したがって、二次精錬工程で、Ｂｉを添加した後、二次精錬工程での攪拌終了までの時間は、１５分超〜６０分未満である。Ｂｉを添加した後、二次精錬工程での攪拌終了までの時間の好ましい上限は５０分であり、さらに好ましくは４０分である。Ｂｉを添加した後、二次精錬工程での攪拌終了までの時間の好ましい下限は２０分であり、さらに好ましくは３０分である。なお、Ｂｉを添加した後、二次精錬工程での攪拌終了までの溶鋼の温度は１５１０〜１５６０℃である。

［鋳造工程］
鋳造工程では、溶鋼を用いて、周知の鋳造方法により鋳片（スラブ又はブルーム）又は鋼塊（インゴット）を製造する。鋳造方法はたとえば、連続鋳造法や造塊法である。

［熱間加工工程］
熱間加工工程は、任意の工程である。つまり、熱間加工工程は実施してもよいし、実施しなくてもよい。熱間加工工程を実施する場合、熱間加工工程では、上記鋳造工程で製造された鋳片又は鋼塊に対して、熱間加工を実施して、本実施形態の鋼材を製造する。本実施形態の鋼材はたとえば、棒鋼である。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。粗圧延工程はたとえば、分塊圧延である。仕上げ圧延工程はたとえば、連続圧延機を用いた仕上げ圧延である。連続圧延機ではたとえば、一対の水平ロールを有する水平スタンドと、一対の垂直ロールを有する垂直スタンドとが交互に一列に配列される。粗圧延工程及び仕上げ圧延工程での加熱温度はたとえば、１０００〜１３００℃である。

以上の製造工程により、上述の鋼材が製造される。なお、上述のとおり、本製造方法は熱間加工工程を省略してもよい。つまり、本実施形態の鋼材は、鋳造品（鋳片又はインゴット）であってもよい。

［機械構造用部品の製造方法］
本実施形態の鋼材を用いた機械構造用部品の製造方法の一例は次のとおりである。上述の鋼材（鋳片、インゴット、鋼片又は棒鋼）を熱間鍛造して、機械構造用部品（たとえばクランクシャフト）の粗形状の中間品を製造する。製造された中間品を大気中で放冷する。中間品を機械加工により所定の形状に切削する。切削後の中間品に対して、高周波焼入れを実施する。以上の工程により、機械構造用部品が製造される。

本実施形態の鋼材を用いて、機械構造用部品を製造する場合、熱間鍛造時の割れの発生が抑制される。さらに、高周波焼入れでは、求める硬化層深さに応じて加熱温度を調整する。硬化層深さを大きくする場合、加熱温度は高温になり、１３５０℃を超える場合もあり得る。本実施形態の鋼材を用いてクランクシャフトに代表される機械構造用部品を製造する場合、仮に、１３５０℃を超えるような高温で高周波焼入れを実施しても、溶融割れの発生が抑制される。さらに、本実施形態の鋼材を用いれば、熱間鍛造後の機械構造用部品において、硬さを調整でき、優れた疲労強度及び被削性が得られる。

実施例により本実施形態の鋼材の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態の鋼材の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。したがって、本実施形態の鋼材はこの一条件例に限定されない。

表１及び表２の化学組成を有する溶鋼を製造した。

表１及び表２中の「−」部分は、対応する元素含有量が検出限界未満であったことを意味する。上記溶鋼を用いて、７０トン転炉を用いて、精錬工程（一次精錬工程、及び、二次精錬工程）を実施した。二次精錬工程でのＢｉ添加後、二次精錬工程での攪拌終了までの時間（Ｔ（分））は、表１及び表２に示すとおりであった。連続鋳造法により３００ｍｍ×４００ｍｍの横断面を有する鋳片（ブルーム）を製造した。この鋳片を加熱した後、鋳片を分塊圧延して、横断面が１８０ｍｍ×１８０ｍｍのビレットを製造した。ビレットを１２５０℃に加熱した後、熱間鍛造して、直径８０ｍｍの棒鋼を製造した。

［粗大Ｂｉ粒子及び微細Ｂｉ粒子の個数密度測定］
製造された棒鋼に対して、熱間鍛造後の冷却を模擬する熱処理を実施した。具体的には、棒鋼を１１００℃に加熱して３０分保持した。その後、棒鋼を大気中で放冷した。熱処理後の棒鋼の長手方向に対して垂直な断面のＲ／２位置（棒鋼の長手方向に垂直な断面における、棒鋼の中心軸と外表面とを結ぶ直線（半径Ｒ）の中央位置）を再研磨して鏡面とした。鏡面をＳＥＭを用いて、１０００倍の倍率でランダムに２０視野観察した。観察面は、１００μｍ×１２０μｍとした。

ＳＥＭ観察により得られた反射電子像に基づいて、周知の画像解析式の粒子解析方法を用いて、粗大Ｂｉ粒子及び微細Ｂｉ粒子の個数密度を調べた。具体的には、鋼材の母相と介在物及び／又は析出物との界面に基づいて、画像解析を行い、介在物及び／又は析出物の円相当径を算出した。

得られた円相当径が０．１〜１．０μｍ又は１０μｍ以上の介在物及び／又は析出物に対して、ＥＤＸを用いて、成分を分析した。本実施形態において、成分分析に用いるＥＤＸのビーム径は１μｍとした。ＥＤＸによりＢｉが検出された介在物は、Ｂｉ粒子であると判断した。

円相当径が０．１〜１．０μｍであり、ＥＤＸによりＢｉが検出された介在物は、微細Ｂｉ粒子であると判断した。円相当径が１０μｍ以上であり、ＥＤＸによりＢｉが検出された介在物は、粗大Ｂｉ粒子であると判断した。なお、Ｂｉ粒子において、最近接距離が１００ｎｍ以下の２つ以上のＢｉ粒子は、１つのＢｉ粒子であると判断した。

上記の方法で微細Ｂｉ粒子及び粗大Ｂｉ粒子を特定した。各視野で特定された微細Ｂｉ粒子の総個数と、２０視野の総面積（０．２４ｍｍ^２）とに基づいて、微細Ｂｉ粒子の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ^２）を求めた。また、各視野で特定された粗大Ｂｉ粒子の総個数と、２０視野の総面積（０．２４ｍｍ^２）とに基づいて、粗大Ｂｉ粒子の単位面積当たりの個数（個／ｍｍ^２）を求めた。粗大Ｂｉ粒子の個数密度の結果を表１及び表２の「粗大Ｂｉ粒子個数密度（個／ｍｍ^２）」欄に示す。微細Ｂｉ粒子の個数密度の結果を表１及び表２の「微細Ｂｉ粒子個数密度（個／ｍｍ^２）」欄に示す。

［溶融割れ評価試験］
製造された棒鋼の長手方向に対して垂直な断面のＲ／２位置（棒鋼の長手方向に垂直な断面における、棒鋼の中心軸と外表面とを結ぶ直線（半径Ｒ）の中央位置）から、幅１０ｍｍ、厚さ３ｍｍ、長さ１０ｍｍの試験片を機械加工により作製した。試験片の長さ方向は、棒鋼の長手方向と平行であった。また、試験片の長手方向に平行な中心軸が、Ｒ／２位置と一致した。

富士電波工機株式会社製の試験装置（商品名「熱サイクル試験装置」）を用いて、上記試験片に対して、高周波焼入れの模擬試験を実施した。具体的には、高周波コイルを用いて試験片を１００℃／秒の昇温速度で１３９０℃まで加熱した。そして、試験片を１３９０℃で１５秒間保持した。その後、試験片を水冷した。

水冷後の試験片の長手方向に対して垂直な断面（観察面）を機械研磨した。機械研磨後の観察面をピクラール試薬にて腐食した。腐食された観察面を４００倍の光学顕微鏡で観察し、溶融割れの有無を目視で確認した。観察面は、２５０μｍ×４００μｍであった。

図２は、溶融割れが発生したミクロ組織写真画像（試験番号５１）であり、図３は溶融割れが発生しなかったミクロ組織写真画像（正常組織：試験番号２６）である。

観察面の組織において、粒界において５μｍ以上の幅で明瞭に腐食されている領域が観察される場合、溶融割れが発生したと判断した。粒界において５μｍ以上の幅で明瞭に腐食されている領域とは、たとえば、図２中の溶融割れ１０のような領域を意味する。一方、図３のように、粒界に腐食領域が観察されない場合、溶融割れが発生しなかったと判断した。溶融割れの評価結果を表１及び表２の「溶融割れ」欄に示す。溶融割れが発生した場合を「×」とし、溶融割れが発生しなかった場合を「〇」とした。表１及び表２の「溶融割れ」欄の「−」部分は、溶融割れ評価試験を実施していないことを意味する。

［熱間鍛造割れ評価試験］
製造された棒鋼の表面を目視で観察した。目視での観察の結果、棒鋼の表面において棒鋼の長手方向１ｍ当たり３箇所以上の明確な割れが観察される場合、熱間鍛造割れが発生したと判断した。目視での観察の結果、棒鋼の表面において棒鋼の長手方向１ｍ当たり３箇所以上の明確な割れが観察されない場合、熱間鍛造割れが発生しなかったと判断した。熱間鍛造割れの評価結果を表１及び表２の「熱間鍛造割れ」欄に示す。熱間鍛造割れが発生した場合を「×」とし、熱間鍛造割れが発生しなかった場合を「〇」とした。

［被削性評価試験（ドリル寿命試験）］
各棒鋼から被削性評価用試験片を切り出した。具体的には、直径８０ｍｍの棒鋼の長手方向に対して垂直な断面の外表面から２１ｍｍの位置にドリル穿孔した。工具は株式会社不二越製型番ＳＤ３．０のドリルを使用し、１回転当たりの送り量を０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、１穴の穿孔深さを９ｍｍとした。潤滑剤は水溶性の切削油であった。上述の条件でドリル穿孔を行い、各棒鋼の被削性を評価した。評価指標は、最大切削速度ＶＬ１０００（ｍ／分）を用いた。最大切削速度ＶＬ１０００とは、１０００ｍｍ長の穴開けが可能なドリルの切削速度である。最大切削速度ＶＬ１０００が１５ｍ／分以上の場合、被削性が高いと判断した。最大切削速度ＶＬ１０００が１５ｍ／分未満の場合、被削性が低いと判断した。被削性評価の結果を表１及び表２の「被削性」欄に示す。被削性が高い場合を「〇」とし、被削性が低い場合を「×」とした。表１及び表２の「被削性」欄の「−」部分は、被削性評価試験を実施していないことを意味する。

［疲労強度評価試験（回転曲げ疲労試験）］
製造された棒鋼から、回転曲げ疲労試験片を採取した。図４は各棒鋼から採取した回転曲げ疲労試験片の模式図である。回転曲げ疲労試験片は、平行部の直径が８ｍｍ、掴み部の直径が１２ｍｍであった。回転曲げ疲労試験片の中心軸が棒鋼の中心軸と一致するように、回転曲げ疲労試験片を作成した。具体的には、旋盤加工により、棒鋼の表面から３．５ｍｍの深さまで切削して、平行部を作成した。したがって、平行部の表面は、少なくとも、棒鋼の表面から深さ５ｍｍの範囲内に相当した。つまり、回転曲げ疲労試験片は、中間品を切削した後のクランクシャフトを想定した。

回転曲げ疲労試験片の平行部には仕上げ研磨を実施し、表面粗さを調整した。具体的には、表面の中心線平均粗さ（Ｒａ）を３．０μｍ以内とし、最大高さ（Ｒｍａｘ）を９．０μｍ以内にした。

仕上げ研磨を実施した回転曲げ疲労試験片を用いて、室温（２３℃）、大気雰囲気にて、回転数３６００ｒｐｍの両振りの条件で小野式回転曲げ疲労試験を行った。複数の試験片に対して加える応力を変えて疲労試験を実施し、１０^７サイクル後に破断しなかった最も高い応力を疲労強度（ＭＰａ）とした。

得られた疲労強度が５８０ＭＰａ以上であれば、十分な疲労強度が得られると判断した。疲労強度評価の結果を表１及び表２の「疲労強度」欄に示す。疲労強度が５８０ＭＰａ以上の場合を「〇」とし、疲労強度が５８０ＭＰａ未満の場合を「×」とした。表１及び表２の「疲労強度」欄の「−」部分は、疲労強度評価試験を実施していないことを意味する。

［試験結果］
表１及び表２に試験結果を示す。表１及び表２を参照して、試験番号１〜４５の鋼材は、化学組成が適切であり、かつ、式（１）及び式（２）を満たし、Ｂｉ添加後から攪拌終了までの時間も適切であった。そのため、各試験番号の鋼材は、粗大Ｂｉ粒子の個数密度が１０個／ｍｍ^２以下であり、微細Ｂｉ粒子の個数密度が８０〜８０００個／ｍｍ^２であった。そのため、溶融割れ及び熱間鍛造割れが発生しなかった。さらに、鋼材の最大切削速度ＶＬ１０００は１５ｍ／分以上であり、鋼材の被削性は高かった。さらに、鋼材の疲労強度は５８０ＭＰａ以上であり、鋼材の疲労強度は高かった。

一方、試験番号４６では、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、溶融割れが発生した。

試験番号４７では、Ｃ含有量が低すぎた。そのため、鋼材の疲労強度が低かった。

試験番号４８では、Ｓｉ含有量が高すぎた。そのため、溶融割れが発生した。

試験番号４９では、Ｓｉ含有量が低すぎた。そのため、鋼材の疲労強度が低かった。

試験番号５０では、Ｍｎ含有量が高すぎた。そのため、鋼材の最大切削速度ＶＬ１０００は１５ｍ／分未満であり、被削性が低かった。

試験番号５１では、Ｍｎ含有量が低すぎた。そのため、熱間鍛造割れが発生した。

試験番号５２では、Ｐ含有量が高すぎた。そのため、溶融割れが発生した。

試験番号５３では、Ｓ含有量が高すぎた。そのため、溶融割れが発生した。

試験番号５４では、Ｓ含有量が低すぎた。そのため、鋼材の最大切削速度ＶＬ１０００は１５ｍ／分未満であり、被削性が低かった。

試験番号５５では、Ｃｒ含有量が高すぎた。そのため、鋼材の最大切削速度ＶＬ１０００は１５ｍ／分未満であり、被削性が低かった。

試験番号５６では、Ｃｒ含有量が低すぎた。そのため、熱間鍛造割れが発生した。

試験番号５７では、Ｖ含有量が低すぎた。そのため、溶融割れが発生した。

試験番号５８では、Ｂｉ含有量が高すぎた。そのため、粗大Ｂｉ粒子の個数密度が１０個／ｍｍ^２超であり、熱間鍛造割れが発生した。

試験番号５９では、Ｂｉ含有量が低すぎた。そのため、微細Ｂｉ粒子の個数密度が８０個／ｍｍ^２未満であり、溶融割れが発生した。

試験番号６０では、Ｎ含有量が高すぎた。そのため、熱間鍛造割れが発生した。

試験番号６１では、Ｏ含有量が高すぎた。そのため、溶融割れが発生した。さらに、疲労強度が低かった。

試験番号６２では、Ｃｕ含有量が高すぎた。そのため、溶融割れが発生した。

試験番号６３では、Ｎｉ含有量が高すぎた。そのため、溶融割れが発生した。

試験番号６４では、ｆｎ１が５０．０超であった。すなわち、式（１）を満たさなかった。そのため、溶融割れが発生した。

試験番号６５では、ｆｎ２が１．００超であった。すなわち、式（２）を満たさなかった。そのため、鋼材の最大切削速度ＶＬ１０００は１５ｍ／分未満であり、被削性が低かった。

試験番号６６では、ｆｎ２が０．７０未満であった。すなわち、式（２）を満たさなかった。そのため、鋼材の疲労強度が低かった。

試験番号６７及び６８では、Ｂｉ添加後から攪拌終了までの時間が１５分以下であった。そのため、粗大Ｂｉ粒子の個数密度が１０個／ｍｍ^２超であり、熱間鍛造割れが発生した。

試験番号６９では、Ｂｉ添加後から攪拌終了までの時間が１５分以下であった。そのため、粗大Ｂｉ粒子の個数密度が１０個／ｍｍ^２超であり、さらに、微細Ｂｉ粒子の個数密度が８０個／ｍｍ^２未満であった。その結果、熱間鍛造割れ及び溶融割れが発生した。

試験番号７０及び７１では、Ｂｉ添加後から攪拌終了までの時間が６０分以上であった。そのため、Ｂｉが蒸発してしまい、Ｂｉ含有量が低すぎた。そのため、微細Ｂｉ粒子の個数密度が８０個／ｍｍ^２未満であり、溶融割れが発生した。

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。

本実施形態の鋼材は、高周波焼入れされて製造される機械構造用部品用途に広く適用可能である。特に、熱間鍛造後に高周波焼入れされる機械構造用部品用途に好適である。

１フィレットＲ部
２クランクシャフトのエッジ部
１０溶融割れ

Claims

鋼材であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．３５〜０．４５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．７０％、
Ｍｎ：０．８０〜１．５０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０１０〜０．０９５％、
Ｃｒ：０．１０超〜０．３０％、
Ｖ：０．０５０〜０．２００％、
Ｂｉ：０．００２０〜０．１０００％、
Ｎ：０．００４０〜０．０２００％、
Ｏ：０．００２４％以下、を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）及び式（２）を満たし、
前記鋼材中において、
円相当径が１０μｍ以上の粗大Ｂｉ粒子の個数密度が１０個／ｍｍ^２以下であり、
円相当径が０．１〜１．０μｍの微細Ｂｉ粒子の個数密度が８０〜８０００個／ｍｍ^２である、
鋼材。
８０Ｃ^２＋５５Ｃ＋１３Ｓｉ＋４．８Ｍｎ＋３０Ｐ＋３０Ｓ＋１．５Ｃｒ≦５０．０（１）
０．７０≦Ｃ＋（Ｓｉ／１０）＋（Ｍｎ／５）−（５Ｓ／７）＋（５Ｃｒ／２２）＋１．６５Ｖ≦１．００（２）
ここで、式中の各元素記号には、対応する元素の含有量（質量％）が代入される。
請求項１に記載の鋼材であって、
前記化学組成はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ａｌ：０．０４０％以下、及び、
Ｍｇ：０．０１００％以下からなる群から選択される１種以上を含有する、
鋼材。
請求項１又は請求項２に記載の鋼材であって、
前記化学組成はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｔｉ：０．０２００％以下、
Ｎｂ：０．０２００％以下、
Ｗ：０．４０００％以下、及び、
Ｚｒ：０．２０００％以下からなる群から選択される１種以上を含有する、
鋼材。
請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の鋼材であって、
前記化学組成はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｔｅ：０．０１００％以下、
Ｂ：０．００５０％以下、
Ｓｎ：０．０１００％以下、及び、
希土類元素：０．０１００％以下からなる群から選択される１種以上を含有する、
鋼材。
請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の鋼材であって、
前記化学組成はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｏ：０．０１００％以下、
Ｓｅ：０．０１００％以下、
Ｓｂ：０．０１００％以下、及び、
Ｉｎ：０．０１００％以下からなる群から選択される１種以上を含有する、
鋼材。
請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の鋼材であって、
前記化学組成はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｍｏ：０．２０％以下を含有する、
鋼材。
請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼材であって、
前記化学組成はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０．０５％以下、及び、
Ｎｉ：０．０５％以下からなる群から選択される１種以上を含有する、
鋼材。