JP6515301B2 - 熱間圧延鋼材および鋼部品 - Google Patents

Description

本発明は、熱間圧延鋼材に関わる。
本願は、２０１５年１０月１９日に、日本に出願された特願２０１５−２０５４３６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

自動車のエンジン用部品および足廻り用部品は、鋼を熱間鍛造で成形し、任意に焼入れ焼き戻しといった熱処理（以降、調質と称する）を行うことで得られる。調質が行われた部品を調質部品と称し、調質されなかった部品を非調質部品と称する。いずれの場合においても、適用する部品に必要な機械特性が確保される。最近は、製造工程における経済効率性の観点から、調質を省略した部品、すなわち、非調質部品が多く普及している。

自動車エンジン用部品の事例としてコネクティングロッド（以降、コンロッドとする）が挙げられる。この部品は、エンジン内でピストン往復運動をクランクシャフトによる回転運動に変換する際に、動力を伝達する部品である。コンロッドは、キャップ部とロッド部とから構成され、ピン部と称されるクランクシャフトの偏芯部位をキャップ部とロッド部とで挟み込んで締結することによりクランクシャフトに組み付けられ、ピン部と回転摺動する機構で動力を伝達する。

キャップ部とロッド部との整合性を向上させるために、通常のコンロッドを製造する際には、キャップ部とロッド部との合わせ面を平滑にする必要がある。また、ピン部をキャップ部とロッド部とで挟み込んで締結する際には、キャップ部とロッド部とを位置合わせする必要があるので、通常のコンロッドを製造する際には、キャップ部とロッド部との合わせ面に位置合わせ用の凹凸を設ける必要がある。合わせ面を平滑にし、且つ合わせ面に凹凸を設けるための機械加工工程は、コンロッドの製造時間及び製造コストを増大させる。この凹凸を設けるための機械加工工程を省略するために、近年、破断分離型コンロッドが多く採用されている。

破断分離型コンロッドとは、鋼に熱間鍛造等を行うことにより、キャップ部とロッド部とが一体となった形状に成形した後、キャップ部とロッド部との境界に相当する部分に切欠きを入れて、破断分離する工法により得られるものである。この工法によって得られるキャップ部及びロッド部の合わせ面は、破断分離により得られた、凹凸を有する破面である。破断分離した破面同士を嵌合させることにより、コンロッドをクランクシャフトに組み付ける際の位置合わせを行うことができる。従って、破断分離型コンロッドの製造では、合わせ面の整合性を高めるための機械加工も、位置合わせ用の凹凸を合わせ面に設けるための機械加工も省略できる。従って、破断分離型コンロッドは、部品の機械加工工程を大幅に削減でき、部品製造時の経済効率性を大幅に向上させることができる。

破断分離型コンロッドに供する鋼材として、欧米で普及しているのは、ＤＩＮ規格のＣ７０Ｓ６である。Ｃ７０Ｓ６は、０．７ｍａｓｓ％のＣを含む高炭素非調質鋼であり、破断分離時の寸法変化を抑えるために、その金属組織が延性及び靭性の低いパーライト組織からなる。Ｃ７０Ｓ６は、破断時の破面近傍の塑性変形量が小さいので、破断分離性に優れる。鋼の破断分離性とは、鋼を破断加工することによって得られた鋼の破面同士の嵌合性を評価する指標である。破面近傍の変形量が小さく、破面の脆性破壊面積率が大きく、破断加工時の欠け発生量が小さい鋼は、破断分離性が良好であると判断される。しかし、Ｃ７０Ｓ６は、通常のコンロッド用鋼である中炭素非調質鋼のフェライト−パーライト組織に比べて組織が粗大であるので、降伏比（降伏強さ／引張強さ）が低く、高い座屈強度が要求される高強度コンロッドには適用できないという問題がある。

鋼の降伏比を高めるためには、鋼の炭素量を低く抑さえ、鋼のフェライト分率を増加させることが必要である。しかしながら、鋼のフェライト分率を増加させた場合、鋼の延性が向上して、破断分離時に破面近傍の塑性変形量が大きくなるので、クランクシャフトのピン部に締結されるコンロッド摺動部の形状変形が増大し、真円度が低下するといった部品性能上の問題が発生する。

また、近年は高出力ディーゼルエンジンあるいはターボエンジンの普及によるエンジン出力増大に伴い、コンロッドのキャップ部とロッド部とのずれ防止、すなわち、嵌合性向上及び締結力向上等のニーズがある。このうち、嵌合性向上については、破断分離させた面（破面）の凹凸を大きくするように、鋼材の組織を制御することが有効である。

高強度の破断分離型コンロッドに好適な鋼材として、いくつかの非調質鋼が提案されている。特許文献１および特許文献２には、ＳｉまたはＰのような脆化元素を多量に添加し、材料自体の延性及び靭性を低下させることによって破断分離性を改善する技術が記載されている。特許文献３および特許文献４には、第二相粒子の析出強化を利用してフェライトの延性および靭性を低下させ、これによって破断分離性を改善する技術が記載されている。さらに、特許文献５〜７には、鋼中のＭｎ硫化物の形態を制御することによって破断分離性を改善する技術が記載されている。

これらの技術は、破断分離した部位の変形量を小さくする一方で、材料を脆くする。従って、これら技術により得られた鋼は、破断分離時、あるいは破面同士を嵌合させたときに欠けが生じる。破面の欠けが生じると、嵌合部の位置ずれが生じ、精度よく嵌合できないといった問題が発生する。特に、破面の凹凸を大きくすると、破断時に欠けやひびが発生する頻度が高くなるので、破面凹凸の増大と、破断時の欠け及びひびの発生防止との両方を同時に達成可能な鋼が求められていた。欠け、ひびの発生防止の解決策としては、特許文献８に示されるようにＶの偏析を低減することが挙げられる。なお、Ｖは高強度化を目的として添加する化学成分である。

しかしながら、Ｖの偏析の他にも欠け、ひびを生じさせる原因がある。実際には、破面の凹凸が過度に大きい場合、欠け、ひびの発生頻度が高くなる傾向にある。これは、破面の引張方向の凹凸が形成される際に、破面方向に進展するき裂又は凹部も形成されるからである。破面同士を嵌合して、破面同士を締結するために破面に応力を印加する際、破面方向に進展したき裂又は凹部が応力集中部となって、ここで微細な破壊が生じると考えられる。一方、破面同士の嵌合性を高めるためには、破面の凹凸を大きくする必要がある。以上説明したように、破面凹凸の巨大化による嵌合性向上と、欠け及びひびの発生防止とは背反の関係があり、その両方の達成は現行の工法では解決できなかった。

上記に加えて、コンロッド製造に際しては、ドリルによる穴あけ加工等の切削加工性も重要視される。切削加工性を向上させることにより、作業が効率化され、生産性が向上することで多大な経済効果が生み出されるからである。すなわち、破断分割コンロッドにおいては、機械特性を損なうことなく切削加工性を向上させる必要がある。

日本国特許第３６３７３７５号公報 日本国特許第３７５６３０７号公報 日本国特許第３３５５１３２号公報 日本国特許第３９８８６６１号公報 日本国特許第４３１４８５１号公報 日本国特許第３６７１６８８号公報 日本国特許第４２６８１９４号公報 日本国特許第５５２２３２１号公報

本発明は上記の事情に鑑み、破断分離時の破面近傍変形量を小さくし、かつ、破面の凹凸を大きくして嵌合性を高める一方で、破面の欠け発生量を抑制し、さらに被削性に優れた熱間圧延鋼材および鋼部品を提供することを目的とする。

本発明の要旨は以下のとおりである。

（１）本発明の一態様に係る熱間圧延鋼材は、化学成分がＣ：０．３５〜０．４５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．６〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６０〜０．９０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１０〜０．０３５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０６〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０２〜０．２５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２０〜０．４０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０００２〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００６０〜０．０１５０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０〜０．００５０ｍａｓｓ％、及びＲＥＭ：０〜０．００１０ｍａｓｓ％を含有し、残部が鉄及び不純物からなり、金属組織の９０面積％以上がフェライトとパーライトとから構成され、圧延方向に平行な断面で測定される、円相当径が１〜５μｍであり、且つ前記圧延方向に沿って延伸されたアスペクト比が１０超３０以下であるＭｎ硫化物の平均個数密度が５０〜２００個／ｍｍ^２である。
（２）上記（１）に記載の熱間圧延鋼材は、前記化学成分が、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、及びＲＥＭ：０．０００３〜０．００１０ｍａｓｓ％のうちの１種または２種以上を含有してもよい。
（３）本発明の別の態様に係る鋼部品は、化学成分がＣ：０．３５〜０．４５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．６〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６０〜０．９０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１０〜０．０３５ｍａｓｓ％、Ｓ：０．０６〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０２〜０．２５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．２０〜０．４０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０００２〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００６０〜０．０１５０ｍａｓｓ％、Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０〜０．００５０ｍａｓｓ％、及びＲＥＭ：０〜０．００１０ｍａｓｓ％を含有し、残部が鉄及び不純物からなり、金属組織の９０面積％以上がフェライトとパーライトとから構成され、圧延方向に平行な断面で測定される、円相当径が１〜５μｍであり、且つ前記圧延方向に沿って延伸されたアスペクト比が１０超３０以下であるＭｎ硫化物の平均個数密度が５０〜２００個／ｍｍ^２である。
（４）上記（３）に記載の鋼部品は、前記鋼部品を前記圧延方向に平行な引張応力によって引張破断させて破面を形成した場合に、前記圧延方向に平行な前記断面で観察される、前記引張応力に平行な方向に向けて８０μｍ以上の高低差を有し、前記引張応力に平行な前記方向に対する角度が４５度以下である段差が、前記破面に１０ｍｍあたり２．０箇所以上の平均個数密度で形成され、前記破面における脆性破壊破面が面積率にして９８％以上であり、前記圧延方向に平行な前記断面で観察される、前記引張応力に平行な前記方向に対する角度が４５度超であり、長さ８０μｍ以上に渡って形成され、その一部が前記鋼部品の内部に進展したき裂または凹部の平均個数密度が、前記破面において１０ｍｍあたり３．０箇所未満であってもよい。
（５）上記（３）又は（４）に記載の鋼部品は、前記化学成分が、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、及びＲＥＭ：０．０００３〜０．００１０ｍａｓｓ％のうちの１種または２種以上を含有してもよい。

本発明の一態様に係る熱間圧延鋼材及び鋼部品は、破断分離した際に、破面近傍の塑性変形量が小さく、かつ、破面の欠け発生が少なくなる。このため、破面の嵌合をさせた場合、位置ずれが生じず、精度よく嵌合でき、鋼部品の精度向上、歩留向上を同時に実現できる。また、本発明の一態様に係る熱間圧延鋼材及び鋼部品は、超微量のＢｉを含有するので、被削性が高い。また、本発明の一態様に係る鋼材及び鋼部品を用いることにより、欠けを振るい落とす工程を省略することができ、製造コストを低減でき、これにより、産業上の経済効率性の向上に大きな効果がある。本発明の一態様に係る熱間圧延鋼材は、熱間鍛造で成形して得られる鋼部品の用途に適し、特に、破断分割した後に再び破面同士を嵌合して使用する用途に適する。

破断分離性評価用試験片を示す平面図である。 破断分離性評価用試験片を示す側面図である。 本実施形態に係る鋼部品のき裂進展の模式図である。

以下、本発明の実施形態である熱間圧延鋼材及び鋼部品について説明する。

本発明者は、鋼中に存在するＭｎ硫化物の形状を制御することにより、破断分離によって得られる破面の凹凸の破面垂直方向の大きさを好ましく制御し、欠け量を抑制できることを知見した。

本発明者らが知見したところによれば、破面の凹凸形状は、Ｍｎ硫化物の伸長化程度および分布頻度に影響される。Ｍｎ硫化物の伸長化が過剰である（即ちＭｎ硫化物のアスペクト比が大きい）場合は、凹凸の破面垂直方向のサイズが著しく大きくなることにより、破断分離時や破面嵌合時に欠けやひびが破面で発生し、破面嵌合時に空隙が生じて嵌合性が低下する。一方、伸長化されたＭｎ硫化物の分布頻度が増加すると、破面の凹凸の個数が増加して嵌合性が向上する。

本発明者らは、上述の現象は、以下の機構によって生じたものであると推測している。鋼部品のＭｎ硫化物は、鋼部品の材料である熱間圧延鋼材の熱間圧延の際に、圧延方向に伸長化される。図２に示されるように、圧延方向とほぼ垂直な方向に鋼部品１０を破断分離する際、まず破断起点１３から圧延方向に垂直にき裂１２が進展する。しかし、圧延方向に伸長化されたＭｎ硫化物１１にき裂１２が到達すると、き裂１２の進展方向が大きく変化し、き裂１２はＭｎ硫化物と鋼部品１０の母相との界面に沿って圧延方向に略平行に進展すると考えられる。き裂１２がＭｎ硫化物１２の端部に到達すると、き裂１２の進展方向が応力方向に変化し、き裂１２は再び圧延方向と略垂直に進展する。き裂１２が圧延方向に垂直な進展と圧延方向に平行な進展とを繰り返しながら破断分離が進むことにより、破面に凹凸が形成されると考えられる。本発明者らは、以上の理由により、Ｍｎ硫化物１１が多ければ凹凸の個数が多くなり、Ｍｎ硫化物１１のアスペクト比が大きければ凹凸の圧延方向に沿ったサイズが大きくなると推定した。

さらに本発明者らは、鋼中に０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％のＢｉを添加すると、被削性が向上することを見出した。
被削性とは、切削加工の容易性を示す指標である。例えば、切削加工された際に生じる切りくずが短い鋼は、被削性が良いと判断される。切りくずが長い場合、切りくずが切削加工を妨げるので、切りくずが短い方が切削加工の能率が高くなる。

従来技術においても、Ｂｉが被削性を向上させることは知られていた。例えば約０．１ｍａｓｓ％以上のＢｉは、切りくず生成領域で破壊起点として作用することにより、切削抵抗を低下させ、切りくずを短くする効果がある。ただし、このような機構は、Ｂｉ含有量が約０．１％未満である場合、Ｂｉが破壊起点として働きにくくなり、さらに破壊起点の個数が減少するので、十分に発現しないと考えられてきた。一方、Ｂｉは鋼の熱間鍛造性を悪化させる元素でもあるので、特に理由が無ければ、その含有量を可能な限り少なくする必要がある。従って従来技術によれば、被削性が必要とされない熱間鍛造用鋼の製造においては、Ｂｉ量は可能な限り少なくしなければならず、Ｂｉを利用して被削性を向上させる場合においては、Ｂｉ含有量を約０．１％以上にしなければならないとされていた。また、熱間鍛造性と被削性との両方を高めることを、Ｂｉを用いて達成することを試みた例は無い。

しかし本発明者らは、０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％の超微量のＢｉが鋼の被削性を向上させることを見出した。超微量のＢｉ自体は、切りくず生成領域で破壊起点として作用しないと考えられる。しかし本発明者らは、超微量のＢｉが鋼の結晶界面、及び母相と介在物との界面（以下、「界面」と称する）に偏析することを見出した。界面にＢｉが偏析すると、結晶同士の結合力または母相と介在物との結合力が低下する。従って、界面にＢｉが偏析すると、界面が破壊起点として働いて切削抵抗を低下させ、切りくずを短くするのである。この超微量Ｂｉの快削性向上機構に関する本発明者らの知見に基づき、本実施形態の熱間圧延鋼材のＢｉ量は、通常の快削剤として用いられる量よりはるかに少ない０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％とされた。これにより、本実施形態の熱間圧延鋼材は、熱間鍛造性を損なうことなく被削性が高められている。

以上の知見に基づいて得られた本発明の実施形態に係る熱間圧延鋼材及び鋼部品の化学成分、Ｍｎ硫化物の形態、及び破断分割によって得られる破面の形態について説明する。なお、熱間圧延鋼材の化学成分は、熱間加工によって変化しない。また、Ｍｎ硫化物のサイズは熱間加工によって与えられる変形のサイズと比べて非常に微小であるので、熱間圧延鋼材のＭｎ硫化物の形態も、熱間加工によってほとんど変化しない。従って、本実施形態に係る熱間圧延鋼材を熱間加工して得られる本実施形態に係る鋼部品の化学成分及びＭｎ硫化物の形態は、以下に説明される本実施形態に係る熱間圧延鋼材のそれらと同じである。また、破断分割によって得られる破面の形態は、化学成分及びＭｎ硫化物の形態によって決まるので、破断分割によって得られる破面の形態について、本実施形態に係る熱間圧延鋼材と本実施形態に係る鋼部品とは同一である。

本実施形態の熱間圧延鋼材は、化学成分として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎ及びＢｉを所定の含有率で含む鋼材である。本実施形態の熱間圧延鋼材は、以下に説明する化学成分を含むことで、延性が好ましく制御され、引張応力によって得られる破面（引張破面）における脆性破壊破面の割合を向上させ、かつ、Ｍｎ硫化物を析出させて破面の凹凸の破面垂直方向のサイズを大きくすることができる。これにより、本実施形態の熱間圧延鋼材は、破断分割した際に得られる破面が高い嵌合性を有する。また、本実施形態の熱間圧延鋼材は、化学成分として更に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｇ、ＲＥＭのうちの１種または２種以上を任意に含有してもよい。

以下、本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品の化学成分の限定理由について述べる。以下、特に断りが無い限り、熱間圧延鋼材の化学成分の限定理由は、鋼部品の化学成分の限定理由と等しい。

Ｃ：０．３５〜０．４５ｍａｓｓ％
Ｃは本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品の引張り強さを確保する効果、および、破断時の破面近傍の塑性変形量を小さくして良好な破断分離性を実現する効果を有する。Ｃの増加に伴い、パーライト組織の体積分率が上昇することにより、引張強さが上昇し、並びに延性および靭性が低下する。これらの効果を最大限に発揮させるために、鋼中のＣ含有量を０．３５〜０．４５ｍａｓｓ％に設定した。Ｃ含有量がこの上限値を超えると、熱間圧延鋼材のパーライト分率が過大となり、破断時の欠けの発生頻度が高くなる。また、Ｃ含有量が下限値に満たない場合は、熱間圧延鋼材の破面近傍の塑性変形量が増加し、破面の嵌合性が低下する。なお、Ｃ濃度の好ましい下限値は０．３６ｍａｓｓ％、または０．３７ｍａｓｓ％である。Ｃ含有量の好ましい上限値は０．４４ｍａｓｓ％、０．４２ｍａｓｓ％、または０．４０ｍａｓｓ％である。

Ｓｉ：０．６〜１．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、固溶強化によってフェライトを強化させ、これにより熱間圧延鋼材及び鋼部品の延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は、破断時の破面近傍の塑性変形量を小さくし、熱間圧延鋼材及び鋼部品の破断分離性を向上させる。この効果を得るためには、Ｓｉ含有量の下限を０．６ｍａｓｓ％にする必要がある。他方、Ｓｉが過剰に含有されると、破面の欠けが発生する頻度が上昇するので、Ｓｉ含有量の上限は１．０ｍａｓｓ％とする。なお、Ｓｉ含有量の好ましい下限値は０．７ｍａｓｓ％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限値は０．９ｍａｓｓ％である。

Ｍｎ：０．６０〜０．９０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、固溶強化によってフェライトを強化し、これにより熱間圧延鋼材及び鋼部品の延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は、破断時の破面近傍の塑性変形量を小さくし、熱間圧延鋼材及び鋼部品の破断分離性を向上させる。また、ＭｎはＳと結合してＭｎ硫化物を形成する。本実施形態の熱間圧延鋼材から得られる鋼部品を破断分割する際に、圧延方向に伸長したＭｎ硫化物に沿ってき裂が伝播する。従って、Ｍｎは破面の凹凸を大きくして、破面を嵌合する際に位置ずれを防止する効果がある。しかし、Ｍｎ含有量が不足した場合、Ｍｎ硫化物の析出温度が適正範囲である晶出温度域を下回り、析出温度域内となる場合がある。晶出とは、液相から他の物質が分離生成することであり、析出とは、固相から他の物質が分離生成することである。晶出によって生じるＭｎ硫化物は、析出によって生じるＭｎ硫化物より粗大になる傾向がある。Ｍｎ硫化物の析出温度が析出温度域内となる場合、き裂を伝播させるＭｎ硫化物の密度が過剰となって、引張方向へのき裂が分断され、引張方向への段差の成長が阻害される場合がある。他方、Ｍｎを過剰に含有する場合、フェライトが硬くなりすぎて破断時の欠けが発生する頻度が増加する。これらに鑑み、Ｍｎ含有量は０．６０〜０．９０ｍａｓｓ％である。なお、Ｍｎ含有量の好ましい下限値は０．６５ｍａｓｓ％、０．７０ｍａｓｓ％、または０．７５ｍａｓｓ％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限値は０．８５ｍａｓｓ％、０．８３ｍａｓｓ％、または０．８０ｍａｓｓ％である。

Ｐ：０．０１０〜０．０３５ｍａｓｓ％
Ｐはフェライト及びパーライトの延性及び靭性を低下させ、これにより熱間圧延鋼材及び鋼部品の延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は、破断時の破面近傍の塑性変形量を小さくし、熱間圧延鋼材及び鋼部品の破断分離性を向上させる。ただし、Ｐは結晶粒界の過剰な脆化を引き起こし、破面の欠けを発生しやすくする。従って、Ｐの添加を利用して延性及び靭性を低下させる方法は、欠け防止の観点から積極的に活用すべきではない。以上を考慮すれば、Ｐ含有量の範囲は０．０１０〜０．０３５ｍａｓｓ％とされる。Ｐ含有量の好ましい下限値は０．０１２ｍａｓｓ％、０．０１３ｍａｓｓ％、または０．０１５ｍａｓｓ％である。Ｐ含有量の好ましい上限値は０．０３０ｍａｓｓ％、０．０２８ｍａｓｓ％、または０．０２５ｍａｓｓ％である。

Ｓ：０．０６〜０．１０ｍａｓｓ％
ＳはＭｎと結合してＭｎ硫化物を形成する。本実施形態の熱間圧延鋼材から得られる鋼部品を破断分割させる際に、圧延方向に伸長したＭｎ硫化物に沿ってき裂が伝播するので、Ｍｎ硫化物は破面の凹凸の破面垂直方向のサイズを大きくし、破面を嵌合する際に位置ずれを防止する効果がある。その効果を得るためには、Ｓ含有量の下限を０．０６ｍａｓｓ％にする必要がある。他方、Ｓが過剰に含有すると、破断分割時の破面近傍の塑性変形量が増大し、破断分離性が低下する場合が発生する。さらに、過剰量のＳは破面の欠けを助長することがある。以上の理由により、Ｓの好適な範囲を０．０６〜０．１０ｍａｓｓ％とする。Ｓ含有量の好ましい下限値は０．０７ｍａｓｓ％である。Ｓ含有量の好ましい上限値は０．０９ｍａｓｓ％である。

Ｃｒ：０．２５ｍａｓｓ％以下
Ｃｒは、Ｍｎと同様に固溶強化によってフェライトを強化し、熱間圧延鋼材及び鋼部品の延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は、破断時の破面近傍の塑性変形量を小さくし、熱間圧延鋼材及び鋼部品の破断分離性を向上させる。その効果を得るためには、Ｃｒ含有量の下限を０．０２ｍａｓｓ％にすることが好ましい。しかし、Ｃｒを過剰に含有すると、パーライトのラメラー間隔が小さくなり、かえってパーライトの延性及び靭性が高くなる。そのため、破断時の破面近傍の塑性変形量が大きくなり、破断分離性が低下する。さらに、Ｃｒを過剰に含有するとベイナイト組織が生成しやすくなり、破断分離性が大幅に低下する場合がある。従って、Ｃｒを含有させる場合、その含有量を０．２５ｍａｓｓ％以下とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限値は０．０５ｍａｓｓ％、０．０６ｍａｓｓ％、０．０８ｍａｓｓ％、または０．１０ｍａｓｓ％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限値は０．２３ｍａｓｓ％、０．２０ｍａｓｓ％、または０．１８ｍａｓｓ％である。

Ｖ：０．２０〜０．４０ｍａｓｓ％
Ｖは、熱間鍛造後の冷却時に主に炭化物又は炭窒化物を形成することにより、フェライトを強化し、熱間圧延鋼材及び鋼部品の延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は、熱間圧延鋼材及び鋼部品の破断時の破面近傍の塑性変形量を小さくして、熱間圧延鋼材からなる鋼部品の破断分離性を良好にする。また、Ｖは、炭化物又は炭窒化物の析出強化により熱間圧延鋼材の降伏比を高めるという効果がある。これら効果を得るためには、Ｖ含有量の下限を０．２０ｍａｓｓ％にする必要がある。Ｖ含有量の下限は好ましくは０．２３ｍａｓｓ％、又は０．２５ｍａｓｓ％である。一方、Ｖを過剰に含有してもその効果は飽和するので、Ｖ含有量の上限は０．４０ｍａｓｓ％である。好ましくはＶ含有量の上限は０．３８ｍａｓｓ％、又は０．３５ｍａｓｓ％である。

Ｚｒ：０．０００２〜０．００５０ｍａｓｓ％
Ｚｒは酸化物を形成し、このＺｒ酸化物はＭｎ硫化物の晶出核または析出核となり、Ｍｎ硫化物を均一に微細に分散させる。この微細分散されたＭｎ硫化物が、破断分割時のき裂の伝播経路となり、熱間圧延鋼材及び鋼部品の破面近傍の塑性変形量を小さくし、破断分離性を高める効果がある。これら効果を得るためには、Ｚｒ含有量の下限を０．０００２ｍａｓｓ％にする必要がある。ただし、Ｚｒが過剰に含有されてもその効果は飽和するので、Ｚｒ含有量の上限を０．００５０ｍａｓｓ％とする。Ｚｒ含有量の下限を０．０００５ｍａｓｓ％、又は０．００１０ｍａｓｓ％とすることが好ましい。Ｚｒ含有量の好ましい上限値は０．００４５ｍａｓｓ％、０．００４０ｍａｓｓ％、０．００３０ｍａｓｓ％、又は０．００２９ｍａｓｓ％である。

Ｎ：０．００６０〜０．０１５０ｍａｓｓ％
Ｎは熱間鍛造後の冷却時に主にＶ窒化物又はＶ炭窒化物を形成してフェライトの変態核として働くことによって、フェライト変態を促進する。これにより、Ｎは、熱間圧延鋼材から得られる鋼部品の破断分離性を大幅に損なうベイナイト組織の生成を抑制する効果がある。この効果を得るためには、Ｎ含有量の下限を０．００６０ｍａｓｓ％とする。Ｎを過剰に含有すると、熱間圧延鋼材及び鋼部品の熱間延性が低下し、熱間加工時に割れ又は疵が発生しやすくなる場合がある。従って、Ｎ含有量の上限を０．０１５０ｍａｓｓ％とする。なお、Ｎ含有量の好ましい下限値は０．００６５ｍａｓｓ％、０．００７０ｍａｓｓ％、０．００８０ｍａｓｓ％、または０．００８５ｍａｓｓ％である。Ｎ含有量の好ましい上限値は０．０１４０ｍａｓｓ％、０．０１３０ｍａｓｓ％、または０．０１２０ｍａｓｓ％である。

Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％
Ｂｉは結晶粒界、及び母相と介在物との界面に偏析し、界面の結合力を低下させることにより、切削時の変形抵抗を低下させる効果がある。従来技術によれば、Ｂｉ自体を切削変形時の破壊起点として作用させ、これにより被削性を向上させるためには、Ｂｉ含有量を約０．１ｍａｓｓ％以上にすることが必要であると考えられてきた。しかし本発明者らは、Ｂｉを切削変形時の破壊起点として用いるのではなく、界面を脆化させる元素として用いることにより、０．００５０ｍａｓｓ％以下のＢｉであっても被削性を向上させられることを知見した。
上述の効果を発現させるためのＢｉ含有量の下限を０．０００１％としたが、効果を十分に発揮させるための好ましい範囲としては、Ｂｉ含有量を０．００１５ｍａｓｓ％以上としてもよい。しかしながら、Ｂｉ量が０．００５０ｍａｓｓ％超である場合、熱間圧延鋼材及び鋼部品の熱間鍛造性が悪化する場合がある。また、Ｂｉ量が０．００５０ｍａｓｓ％超である場合、界面が過剰に脆化して、破面に欠けが発生しやすくなる場合がある。従って、Ｂｉ含有量の上限値は０．００５０ｍａｓｓ％とした。Ｂｉ含有量は、０．００４５ｍａｓｓ％以下、０．００４０ｍａｓｓ％以下、０．００３５ｍａｓｓ％以下、又は０．００３０ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。

本実施形態に係る熱間圧延鋼材は、発明の効果をさらに顕著にするために、更に、Ｔｉ：０．０５０ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．０３０ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ：０．００５０ｍａｓｓ％以下、及びＲＥＭ：０．００１０ｍａｓｓ％以下の内の１種または２種以上を選択して含有することができる。しかしながら、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｇ、及びＲＥＭが含有されない場合でも、本実施形態に係る熱間圧延鋼材及び鋼部品は課題を解決することができる。従って、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｍｇ、およびＲＥＭの下限値は０ｍａｓｓ％である。

Ｔｉ：０〜０．０５０ｍａｓｓ％
Ｔｉは熱間鍛造後の冷却時に主に炭化物又は炭窒化物を形成して、析出強化によりフェライトを強化し、これにより熱間圧延鋼材及び鋼部品の延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は、破断時の破面近傍の塑性変形量を小さくし、これにより破断分離性を向上させる。しかし、Ｔｉを過剰に含有するとその効果が飽和する。上述の効果を得るためにＴｉを含有させる場合は、Ｔｉ含有量の上限を０．０５０ｍａｓｓ％とすることが好ましい。Ｔｉの効果を十分に発揮させるためには、Ｔｉ含有量の下限を０．００５ｍａｓｓ％とすることが好ましい。より好適なＴｉ含有量の下限値は０．０１５ｍａｓｓ％、０．０１８ｍａｓｓ％、または０．０２０ｍａｓｓ％である。より好適なＴｉ含有量の上限値は０．０４０ｍａｓｓ％、０．０３５ｍａｓｓ％、または０．０３０ｍａｓｓ％である。

Ｎｂ：０〜０．０３０ｍａｓｓ％
Ｎｂは、熱間鍛造後の冷却時に主に炭化物又は炭窒化物を形成して、析出強化によりフェライトを強化し、これにより熱間圧延鋼材及び鋼部品の延性及び靭性を低下させる。延性及び靭性の低下は、破断時の破面近傍の塑性変形量を小さくし、これにより熱間圧延鋼材及び鋼部品の破断分離性を向上させる。しかし、Ｎｂを過剰に含有すると、その効果が飽和する。上述の効果を得るためにＮｂを含有させる場合は、Ｎｂ含有量の上限を０．０３０ｍａｓｓ％とすることが好ましい。Ｎｂの効果を十分に発揮させるためには、Ｎｂ含有量の下限を０．００５ｍａｓｓ％とすることが好ましい。より好適なＮｂ含有量の下限値は０．０１０ｍａｓｓ％である。より好適なＮｂ含有量の上限値は０．００３０ｍａｓｓ％、０．０２８ｍａｓｓ％、または０．０２５ｍａｓｓ％である。

Ｍｇ：０〜０．００５０ｍａｓｓ％
Ｍｇは、酸化物を形成してＭｎ硫化物の晶出核または析出核となり、これによりＭｎ硫化物を均一に微細に分散させる。このＭｎ硫化物が、破断分割時のき裂の伝播経路となり、破面近傍の塑性変形量を小さくし、熱間圧延鋼材及び鋼部品の破断分離性を高める。ただし、Ｍｇが過剰に含有されてもその効果は飽和するので、Ｍｇ含有量の上限を０．００５０ｍａｓｓ％とすることが好ましい。この効果を十分に発揮するためには、Ｍｇ含有量の下限を０．０００５ｍａｓｓ％とすることが好ましい。より好適なＭｇ含有量の下限値は０．０００６ｍａｓｓ％である。より好適なＭｇ含有量の上限値は０．００４５ｍａｓｓ％、０．００４０ｍａｓｓ％、０．００３５ｍａｓｓ％、０．００３０ｍａｓｓ％、０．００２５ｍａｓｓ％、または０．００１５ｍａｓｓ％である。

ＲＥＭ：０〜０．００１０ｍａｓｓ％
ＲＥＭは、酸硫化物を形成してＭｎ硫化物の晶出核または析出核となり、これによりＭｎ硫化物を均一に微細に分散させる。このＭｎ硫化物が、破断分割時のき裂の伝播経路となり、破面近傍の塑性変形量を小さくし、熱間圧延鋼材及び鋼部品の破断分離性を高める。ただし、ＲＥＭが過剰に含有されると、鋼材製造段階において、鋳造工程でのノズル詰り等の不具合が生じる。従って、ＲＥＭ含有量の上限を０．００１０ｍａｓｓ％とする。この効果を十分に発揮するためにはＲＥＭ含有量の下限を０．０００３ｍａｓｓ％とすることが好ましい。より好適なＲＥＭ含有量の下限値は０．０００４ｍａｓｓ％、または０．０００５ｍａｓｓ％である。より好適なＲＥＭ含有量の上限値は０．０００９ｍａｓｓ％、または０．０００８ｍａｓｓ％である。なお、「ＲＥＭ」との用語は、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドからなる合計１７元素を指し、上記「ＲＥＭの含有量」とは、これらの１７元素の合計含有量を意味する。ランタノイドをＲＥＭとして用いる場合、工業的には、ＲＥＭはミッシュメタルの形で添加される。

本実施形態に係る熱間圧延鋼材及び鋼部品の化学成分の残部は、鉄及び不純物である。不純物とは、鉱石やスクラップ等の原材料及び製造環境から混入するものであって、本実施形態に係る熱間圧延鋼材及び鋼部品の特性に影響を及ぼさないものをいう。さらに、本実施形態に係る熱間圧延鋼材及び鋼部品は、その効果を損なわない範囲で、上記成分以外の元素を含むことができる。例えば０〜０．０１ｍａｓｓ％のＴｅ、０〜０．０１ｍａｓｓ％のＺｎ、及び０〜０．０１ｍａｓｓ％のＳｎ等は、本実施形態に係る熱間圧延鋼材及び鋼部品の効果を損なわないので、含有されてもよい。

金属組織：９０面積％以上がフェライトとパーライトとから構成される
本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品の金属組織は、いわゆるフェライト−パーライト組織とされる。金属組織中にベイナイト等が含まれる場合があるが、ベイナイトは破断分割性を損なうので好ましくない。そこで本発明者らは、本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品の金属組織が、合計９０面積％以上のフェライトおよびパーライトを含むことと規定した。この規定により、ベイナイト量が１０面積％以下に制限され、熱間圧延鋼材及び鋼部品の破断分割性が良好に保たれる。本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品の金属組織は、合計で９２面積％、９５面積％、又は９８面積％以上のフェライト及びパーライトを含んでも良い。

フェライト及びパーライトの合計量が上述の範囲内である限り、両者の割合は特に限定されない。例えばフェライトまたはパーライトが０面積％であっても、金属組織の９０面積％以上がフェライトとパーライトとから構成される限り、良好な破断分割性が保たれる。また、フェライト及びパーライトの合計量が上述の範囲内である限り、金属組織の残部の構成は特に限定されない。金属組織に含まれるフェライトおよびパーライトの量は、研磨及びエッチングされた断面の光学顕微鏡写真を撮影し、この写真を画像解析することで求められる。

圧延方向に平行な断面で測定される、円相当径が１〜５μｍであり、且つ圧延方向に沿って延伸されたアスペクト比が１０超３０以下であるＭｎ硫化物の平均個数密度：５０〜２００個／ｍｍ^２
本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品の内部には、Ｍｎ硫化物が形成される。Ｍｎ硫化物は、熱間圧延鋼材の圧延方向に沿って伸長化している。伸長化されたＭｎ硫化物は、熱間圧延鋼材及び鋼部品を引っ張り破断させることにより得られた破面に適切な凹凸形状を形成するために必須の介在物である。

本実施形態に係る熱間圧延鋼材及び鋼部品では、円相当径が１〜５μｍであり、且つ圧延方向を長軸側としてアスペクト比が１０超３０以下である伸長化されたＭｎ硫化物が１ｍｍ^２あたり５０個以上２００個以下で分布する。伸長化されたＭｎ硫化物は、圧延方向の引張破断によって形成された破面に、引張方向に凹凸を形成して、破面同士の嵌合性を高める。上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たすＭｎ硫化物は、凹凸の引張方向のサイズを適正化することができる。また、上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たすＭｎ硫化物の個数が５０〜２００個／ｍｍ^２である場合、凹凸の個数を適正化することができる。

アスペクト比が１０以下であるＭｎ硫化物、及び円相当径が１μｍ未満のＭｎ硫化物は、破面の凹凸の引張方向のサイズを十分に大きくすることができず、破面同士の嵌合性の向上に寄与しない。アスペクト比が３０を超えるＭｎ硫化物、及び円相当径が５μｍ超のＭｎ硫化物は、破面の凹凸を顕著にするが、割れや欠けの頻度を増大させるので、破面同士の嵌合性を損なわせる。従って、上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たさないＭｎ硫化物の個数密度は少ない方が好ましい。ただし、上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たすＭｎ硫化物の個数密度が上述の範囲内であり、且つＭｎ硫化物の生成源となるＭｎ及びＳの含有量が上述の範囲内である場合、化学成分中のＭｎ及びＳが、上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たすＭｎ硫化物によって消費され、上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たさないＭｎ硫化物の生成が十分に抑制される。従って、上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たさないＭｎ硫化物の個数密度は特に制限されない。

上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たすＭｎ硫化物の平均個数密度が下限値に満たない場合は、破面の凹凸の個数が少なくなり、破断分離後の破面の嵌合性が不十分となる。さらに、上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たすＭｎ硫化物の平均個数密度が下限値に満たない場合、上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たさないＭｎ硫化物の個数密度が増大して、破断分離性又は嵌合性を損なう恐れがある。一方、上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たすＭｎ硫化物の平均個数密度の下限値を、８０個／ｍｍ^２、９５個／ｍｍ^２、又は１１０個／ｍｍ^２としてもよい。
また、上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たすＭｎ硫化物の平均個数密度が上限値を超える場合は、破面において割れ、欠けが発生し、この場合も破面の嵌合性が損なわれる。また、上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たすＭｎ硫化物の平均個数密度が上限値を超える場合は、引張方向へのき裂が分断されやすくなり、引張方向への段差の成長が阻害される場合がある。一方、上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たすＭｎ硫化物の平均個数密度の上限値を、１９５個／ｍｍ^２、１８０個／ｍｍ^２、又は１６０個／ｍｍ^２としてもよい。

熱間圧延鋼材及び鋼部品中の、上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たすＭｎ硫化物の平均個数密度の測定方法は以下の通りである。
まず、熱間圧延鋼材及び鋼部品を圧延方向に平行に切断し、切断面を研磨する。Ｍｎ硫化物は圧延方向に沿って延伸するので、熱間圧延鋼材及び鋼部品を切断する際は、Ｍｎ硫化物の延伸方向を、熱間圧延鋼材及び鋼部品の圧延方向とみなすことができる。
次いで、切断面の拡大写真を、光学顕微鏡または電子顕微鏡によって撮影する。この際の倍率は特に限定されないが、１００倍程度が好ましい。Ｍｎ硫化物はほぼ均一に分布しているので、写真撮影を行う領域は特に限定されない。
そして、写真を画像解析することで、その写真が撮影された領域における上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たすＭｎ硫化物の個数密度を求めることができる。なお、伸長化されたＭｎ硫化物のなかには、分断されて圧延方向に列状に凝集して分布するものもある。しかし、圧延方向（伸長方向）に沿って並んでおり、且つ端部同士の間隔が１０μｍ以下である２つのＭｎ硫化物は、１つの伸長Ｍｎ硫化物とみなす。このような２つのＭｎ硫化物は、熱間圧延鋼材または鋼部品を引張破断させる際に生じるき裂を引張方向に伝播させるという点において、１つのＭｎ硫化物と同じ挙動を示すと考えられるからである。
さらに、写真撮影と解析とを少なくとも１０回繰り返し、これにより得られた個数密度を平均することにより、上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たすＭｎ硫化物の平均個数密度が求められる。

次に、本実施形態の熱間圧延鋼材の製造方法について説明する。本実施形態に係る熱間圧延鋼材の製造方法は、本実施形態に係る熱間圧延鋼材と同じ化学成分を有する鋼を溶製及び連続鋳造してブルームを得る工程と、ブルームに分塊圧延等の熱間加工をしてビレットを得る工程と、ビレットを熱間圧延して丸棒を得る工程とを含み、Ｚｒが溶製における二次精錬の初期段階で添加され、熱間圧延での総減面率が８０％以上であり、且つ熱間圧延での１０００℃以下での減面率が５０％以上であることを特徴とする。本実施形態に係る鋼部品の製造方法は、本実施形態に係る熱間圧延鋼材を１１５０〜１２８０℃に加熱して熱間鍛造する工程および熱間鍛造された熱間圧延鋼材を室温まで空冷または衝風冷却する工程、または本実施形態に係る熱間圧延鋼材を冷間鍛造する工程と、冷却された熱間圧延鋼材を切削加工して所定形状を有する鋼部品を得る工程とを有する。

本実施形態に係る熱間圧延鋼材の製造方法の詳細は以下の通りである。まず、本実施形態に係る熱間圧延鋼材と同じ化学成分を有する鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造することによりブルームを製造する。転炉溶製の際に、二次精錬前または二次精錬中にＺｒを溶鋼に添加する。粗大なＺｒ酸化物を十分に溶鋼から浮上分離させ、且つＺｒ酸化物を核として生成するＭｎ硫化物を溶鋼中に微細に分散させるために、二次精錬初期の段階（例えばＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ−Ｈｅｒａｅｕｓ）等を用いて溶鋼に脱ガス処理を行う以前、またはＲＨによる脱ガス処理の間であって処理開始後１５分以内）でＺｒを添加することが必要である。Ｚｒの添加が、ＲＨ等を用いた脱ガス処理開始後１５分より後に行われた場合、Ｚｒ酸化物を用いたＭｎ硫化物の微細化のための時間が不十分となるので、ブルーム中のＭｎ硫化物が粗大化する。ブルーム中のＭｎ硫化物が粗大化した場合、Ｍｎ硫化物の円相当径が規定範囲外となり、さらに後のブルーム圧延工程においてＭｎ硫化物が過剰に延伸され、上述の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たさないＭｎ硫化物が増大する。

得られたブルームを、更に分塊圧延工程等を経てビレットとする。得られたビレットをさらに熱間圧延によって丸棒とする。このようにして本実施形態に係る熱間圧延鋼材を製造する。なお、ビレットを丸棒形状にする際の圧延減面率は８０％以上とすることが好ましい。これにより、鋼中のＭｎ硫化物を伸長化させることができる。さらに、Ｍｎ硫化物の伸長化を顕著にするため、Ｍｎ硫化物の高温硬さが鋼材に対して相対的に低い温度域、即ちＭｎ硫化物の伸長が容易となる温度域で熱間圧延することが必要である。具体的には、１０００℃以下での圧延減面率を５０％以上とすることが必要である。これにより、鋼中のＭｎ硫化物を伸長化させることができる。これら圧延条件が満たされなかった場合、Ｍｎ硫化物が十分に延伸されない。なお、熱間圧延後の熱間圧延鋼材は室温まで冷却されてもよく、冷却前にさらに熱間鍛造に供されてもよい。

本実施形態に係る鋼部材の製造方法の詳細は以下の通りである。上述の方法によって得られた熱間圧延鋼材を例えば１１５０〜１２８０℃に加熱して熱間鍛造し、空冷（鋼を大気中に放置することにより冷却）又は衝風冷却（鋼に風を送り冷却）によって室温まで冷却する。冷却後の鍛造材を切削加工することにより、所定の形状の鋼部品とする。熱間圧延鋼材を鍛造する際は、熱間鍛造に限らず、冷間鍛造してもよい。

本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品は、圧延方向に平行な引張応力によって引張破断させて破面を形成した場合、圧延方向に平行な断面で観察される、引張応力に平行な方向に向けて８０μｍ以上の高低差を有し、引張応力に平行な方向に対する角度が４５度以下である段差が、破面に１０ｍｍあたり２．０箇所以上の平均個数密度で形成される。即ち、本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品を圧延方向に平行な引張応力によって引張破断させて形成した破面に任意の線分（例えば破面中心を通る線分）を引いた場合、その線分上にある上述の段差の個数密度は、平均２．０個／１０ｍｍ以上となる。また、本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品は、圧延方向に平行な引張応力によって引張破断させて破面を形成した場合、圧延方向に平行な断面で観察される、引張応力に平行な方向に対する角度が４５度超であり、長さ８０μｍ以上に渡って形成され、その一部が鋼部品の内部に進展したき裂または凹部の平均個数密度が、破面において１０ｍｍあたり３．０箇所未満に制限される。また、また、本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品は、圧延方向に平行な引張応力によって引張破断させて破面を形成した場合、破面における脆性破壊破面が面積率にして９８面積％以上になる。

破面の性状について規定した理由を述べる。引張破断により形成された破面同士を嵌合させ、破面に水平方向に応力を加えると、その応力は破面の凹凸によって、水平方向および２つの法線方向（面内で９０°の傾き方向、および、破面と垂直方向）に３次元的に分散される。この場合、印加された応力は、破面の凹凸の引張方向のサイズが大きいほど分散される。発明者らは、凹凸によって形成される段差が、引張応力に平行な方向に対する角度が４５度以下であり、且つ引張応力に平行な方向に向けて８０μｍ以上の高低差を有する場合に、この凹凸が嵌合性に寄与すると判断した。また、破面の欠けが生じない限り、破面の段差の引張方向のサイズが大きいほど、応力印加時の位置ずれをさらに確実に防ぐことができる。

欠け発生量は、破面における引張方向に垂直な方向（破面方向）に延伸するき裂又は凹部の存在と相関がある。すなわち、ある一定の大きさ以上の破面方向のき裂もしくは破面方向の凹部が多いほど、欠けの発生量が増加する。破面を嵌合する際に、破面方向のき裂又は凹部が応力集中部として作用して微細に破断することにより、欠けが発生すると考えられる。本発明者らは、破面の欠け発生量を抑制するためには、破面方向のき裂もしくは凹部の箇所を最小限に抑えることが必要であることを知見した。具体的には、欠け発生量を十分に抑制するためには、圧延方向に平行な断面で観察される、引張応力に平行な方向に対する角度が４５度超であり、長さ８０μｍ以上に渡って形成され、その一部が鋼部品の内部に進展したき裂または凹部の平均個数密度を１０ｍｍあたり３．０箇所未満に制限すべきであることを本発明者らは見出した。

特にＭｎ硫化物の形態および分散状態が破面形状に大きな影響を及ぼすので、欠けを生じない範囲で破面の凹凸を最大化するためには、Ｍｎ硫化物の形態と分散状態を制御することが重要である。より具体的には、き裂伝播の経路となるＭｎ硫化物を適正な範囲内で伸長化させ、かつ多量に分散させることが、破面の凹凸の引張方向のサイズを大きくすることに寄与する。そこで、本実施形態に係る熱間圧延鋼材および鋼部品では、破断時に破面の欠けを発生させない範囲で実験的に実現可能である顕著な破面凹凸形状を上記の通りに規定した。

また、本実施形態に係る熱間圧延鋼材および鋼部品は、化学組成が好ましく制御され、金属組織の９０面積％以上がフェライトおよびパーライトとされ、さらに所定の形態を有するＭｎ硫化物が内部に分散されているので、本実施形態に係る熱間圧延鋼材および鋼部品を圧延方向に平行な引張応力によって分割して得られる破面の９８面積％以上は、脆性破面となる。延性破面では変形が生じているので、延性破面は破面の嵌合性を損なう。破面の９８面積％以上が脆性破面である場合、破面の嵌合性が好ましく保たれる。

破面形状の評価方法は以下の通りである。
破面に占める脆性破面の面積率は、通常の破面解析の手法に従って写真を分析することにより、へき開割れ、擬へき開割れもしくは粒界割れなどで構成される脆性破面が生じている領域を画定し、この脆性破面領域の面積が破面全体の面積に占める割合を算出することにより求められる。
破断分割による変形量は、破断後の熱間圧延鋼材または鋼部品をつき合わせてボルト締めし、破断方向の内径と、破断方向に垂直な方向の内径との差を測定し、この差を破断分割による変形量とみなすことにより求められる。
破面の欠け発生量は、破面をつき合わせて２０Ｎ・ｍのトルクでボルト締めして組み付け、次にボルトを緩めて破面を放す作業を１０回繰り返し、これにより脱落した破片の総重量を測定し、この総重量を破面の欠け発生量とみなすことにより求められる。
圧延方向に平行な断面で観察される、引張応力に平行な方向に向けて８０μｍ以上の高低差を有し、引張応力に平行な方向に対する角度が４５度以下である段差（引張方向段差）の個数密度、および圧延方向に平行な断面で観察される、引張応力に平行な方向に対する角度が４５度超であり、長さ８０μｍ以上に渡って形成され、その一部が鋼部品の内部に進展したき裂または凹部（破面方向き裂）の個数密度は、以下の方法によって評価される。まず、破面が形成された熱間圧延鋼材または鋼部品を引張方向に平行に切断し、破面形状を引張方向に垂直な方向から観察できるようにする。切断の前に破面を樹脂埋めすることにより、切断の際に破面形状が保たれるようにしてもよい。破面形状を上述の切断面において観察することにより、引張方向の凹凸、及び破面方向の凹凸を観察することができる。
なお、引張方向段差及び破面方向き裂の個数密度を測定するための切断面は、引張方向に平行である限り試験片の任意の場所に形成することができるが、便宜上、切断面における破面が可能な限り大きくなるように切断面を形成することが好ましい。観察は、切断面における任意の５視野以上で実施し、観察の際に、各視野における引張方向段差及び破面方向き裂の１０ｍｍあたりの個数密度を測定し、それらの平均値を求める。これにより、引張方向段差及び破面方向き裂の個数密度が求められる。

本実施形態に係る熱間圧延鋼材及び鋼部品を破断させる方法は特に限定されないが、圧延方向に平行な引張応力を用いて破断させることが好ましい。本実施形態に係る熱間圧延鋼材及び鋼部品のＭｎ硫化物は圧延方向に平行に延伸しているので、圧延方向に平行な引張応力を加えて圧延方向に略垂直な破面を形成することにより、Ｍｎ硫化物による凹凸形成効果が最大化される。また、破断分離性を向上させるために、破面を形成する箇所に、引張応力を加える前にノッチ加工を施しておくことが好ましい。ノッチ加工の方法は特に限定されず、例えばブローチ加工又はレーザー加工によってノッチ加工を行っても良い。

本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品は、破断分離した際に、破面近傍の塑性変形量が小さく、かつ、破面の欠け発生が少なくなる。このため、破面の嵌合をさせた場合、位置ずれが生じず、精度よく嵌合でき、鋼部品の精度向上、歩留向上を同時に実現できる。また、鋼中に超微量のＢｉを含有させることにより、被削性を向上できる。また、本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品を用いることにより、欠けを振るい落とす工程を省略することができ、製造コストを低減でき、これにより、産業上の経済効率性の向上に大きな効果がある。

本発明を実施例によって以下に詳述する。なお、これら実施例は本発明の技術的意義、及び効果を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。

表１および表２に示す組成を有する、転炉で溶製した鋼を連続鋳造することによりブルームを製造し、このブルームを、分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角のビレットとし、さらに熱間圧延によって直径が５６ｍｍの丸棒形状とした。鋼Ｏ１以外の鋼の溶製の際は、ＲＨを用いて溶鋼に脱ガス処理を行う前または脱ガス処理開始後１５分以内に、溶鋼にＺｒを添加した。鋼Ｏ１の溶製の際は、Ｚｒを添加しなかった。ビレットを熱間圧延して丸棒形状にする際、総減面率は９０％とし、１０００℃以下の温度域での減面率は８０％とした。なお、表中の「−」との記号は、記号が記載された箇所に係る元素の含有量が検出限界値以下（不純物水準）であることを示している。分塊圧延前のブルームの加熱温度および加熱時間は、それぞれ１２７０℃、および１４０ｍｉｎであり、熱間圧延前のビレットの加熱温度および加熱時間は、それぞれ１２４０℃、および９０ｍｉｎであった。表２において下線が付された値は、本発明の範囲外の数値である。

上述の方法によって得られた鋼に含まれる、圧延方向に平行な断面で測定される、円相当径が１〜５μｍであり、且つ圧延方向に沿って延伸されたアスペクト比が１０超３０以下であるＭｎ硫化物の平均個数密度（Ｍｎ硫化物個数密度）を、以下の方法で算出した。まず、鋼を圧延方向に平行に切断し、切断面を研磨した。次いで、鋼の切断面の拡大写真を、光学顕微鏡または電子顕微鏡によって撮影した。この際の倍率は１００倍とした。そして、写真を画像解析することで、その写真が撮影された領域におけるＭｎ硫化物個数密度を求めた。なお、圧延方向に沿って並んでおり、且つ端部同士の間隔が１０μｍ以下である２つのＭｎ硫化物は、１つの伸長Ｍｎ硫化物とみなした。さらに、写真撮影と解析とを１０回繰り返し、これにより得られた個数密度を平均することにより、鋼のＭｎ硫化物個数密度を求めた。

また、上述の方法によって得られた鋼の組織に含まれるフェライト及びパーライトの合計量を、鋼を切断し、切断面を研磨及びエッチングし、切断面の光学顕微鏡写真を撮影し、この写真を画像解析することで求めた。なお、上述の工程を４回繰り返し、得られたフェライト及びパーライトの合計量の平均値を、鋼のフェライト及びパーライトの合計量と見なした。測定の結果、全ての本発明鋼の金属組織の９０面積％以上がフェライトとパーライトとから構成されていることが確認された。

次に、破断分離性を調べるために、鍛造コンロッド相当の試験片を熱間鍛造で作成した。具体的には、上述の工程により直径５６ｍｍ、長さ１００ｍｍの素材棒鋼とされた鋼を、１１５０〜１２８０℃に加熱後、棒鋼の長さ方向に垂直に鍛造して厚さ２０ｍｍとした。そして、鍛造された鋼は空冷（大気中で放置することによる冷却）又は衝風冷却（試験片へ風を送り冷却）によって室温まで冷却した。冷却後の鍛造材から、ＪＩＳ４号引張試験片と、コンロッド大端部相当形状の破断分離性評価用試験片とを切削加工した。ＪＩＳ４号引張試験片は、鍛造材の側面から３０ｍｍ位置で、長手方向に沿って採取した。破断分離性評価用試験片は、図１に示すとおり、８０ｍｍ×８０ｍｍかつ厚さ１８ｍｍの板形状の中央部に、直径５０ｍｍの穴を開けたものであり、直径５０ｍｍの穴の内面上には、鍛造前の素材である棒鋼の長さ方向に対して±９０度の位置２ヶ所に、深さ１ｍｍかつ、先端曲率０．５ｍｍの４５度のＶノッチ加工を施した。更に、ボルト穴として直径８ｍｍの貫通穴を、その中心線がノッチ加工側の側面から８ｍｍの箇所に位置するように開けた。

破断分離性評価の試験装置は、割型と落錘試験機とから構成されている。割型は長方形の鋼材上に成型した直径４６．５ｍｍの円柱を中心線に沿って２分割した形状で、片方が固定され、片方がレール上を移動する。２つの半円柱の合わせ面にはくさび穴が加工されている。破断試験時には、試験片の直径５０ｍｍの穴をこの割型の直径４６．５ｍｍの円柱にはめ込み、くさびを入れて落錘の上に設置する。落錘は質量２００ｋｇであり、ガイドに沿って落下する仕組みである。落錘を落とすと、くさびが打ち込まれ、試験片は２つに引張破断される。なお、破断時に試験片が割型から遊離しないように、試験片は割型に押し付けられるように周囲を固定されている。

破面に占める脆性破面の面積率（脆性破壊面積率）の測定方法は、以下の通りとした。まず、落錘高さ１００ｍｍで鋼を破断させ、破面の光学顕微鏡写真を撮影した。通常の破面解析の手法に従って写真を分析することにより、へき開割れ、擬へき開割れもしくは粒界割れなどで構成される脆性破面が生じている領域を画定し、この脆性破面領域の面積が破面全体の面積に占める割合を算出した。
破断分離時の変形量（変形量）の測定方法は、以下の通りとした。破断後の試験片をつき合わせてボルト締めし、破断方向の内径と、破断方向に垂直な方向の内径との差を測定した。この差を、破断分割による変形量とした。
破面の欠け発生量（欠け発生量）の測定方法は、以下の通りとした。上述の変形量測定を行った後、破面をつき合わせて２０Ｎ・ｍのトルクでボルト締めして組み付け、次にボルトを緩めて破面を放す作業を１０回繰り返した。これにより脱落した破片の総重量を測定し、この総重量を破面の欠け発生量とした。

破断分離性が良好な鋼とは、破面の破壊形態が脆性的であり、且つ破断分離による破面近傍の変形量が小さく、且つ欠け発生量が少ない鋼である。本発明者らは、脆性破面の面積率が９８％以上であり、破面近傍の変形量が１００μｍ以下であり、且つ欠け発生量が１．０ｍｇ以下である鋼を、良好な破断分離性を有する鋼と判断した。

また、圧延方向に平行な断面で観察される、引張応力に平行な方向に対する角度が４５度超であり、長さ８０μｍ以上に渡って形成され、その一部が鋼部品の内部に進展したき裂または凹部の平均個数密度（破面方向き裂数）が、１０ｍｍあたり３．０箇所未満に制限された破面が形成された鋼を、破断分離性が良好な鋼と見なした。破面同士の嵌合性を高めるためには、破面の凹凸の引張方向のサイズ（即ち、凹凸によって形成される段差のサイズ）が大きいこと、且つ凹凸が高い頻度で存在することが必要である。本発明者らは、圧延方向に平行な断面で観察される、引張応力に平行な方向に向けて８０μｍ以上の高低差を有し、引張応力に平行な方向に対する角度が４５度以下である段差（引張方向段差）の個数密度（引張方向段差数）が、１０ｍｍあたり２．０箇所以上である破面が形成された試料を、嵌合性が高い試料とみなした。

破面の引張方向段差及び破面方向き裂の個数密度は、以下の方法によって測定した。まず、試験片を引張方向に切断し、破面形状を引張方向に垂直な方向から観察できるようにした。破面断面を上述の切断面において観察することにより、引張方向の凹凸、及び破面方向の凹凸を観察した。切断面は、破面の中心を含むように形成された。観察は、切断面における任意の５視野で実施した。観察の際には、各視野における引張方向段差及び破面方向き裂の１０ｍｍあたりの個数密度を測定し、それらの平均値を求めた。

表３に示すように、製造Ｎｏ．１〜２９の本発明例はいずれも上述の合格基準を満たしており、破断分離性に優れ、同時に嵌合性が良好であることがわかった。また、製造Ｎｏ．１〜２９については、鋼中のＭｎ硫化物のうち、本発明の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たすＭｎ硫化物は、１ｍｍ^２あたり５０個以上分布していた。

一方、表２に示すように、製造Ｎｏ．３０〜４６は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒ、Ｎ、及びＢｉのうち１種以上の含有量が本発明の範囲から外れている。これらは以下の理由により、表４に示すように、本発明の要件を満たしていない。

製造Ｎｏ．３０、３２、３６、４１、４４はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ｖ、Ｎの含有量が本発明の範囲の下限未満であり、破断分離時の塑性変形量が良好な破断分離性の条件である１００μｍを超える。
製造Ｎｏ．３１、３３、３５、３７はそれぞれＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐの含有量が本発明の範囲の上限を超えており、破断時の欠け発生量が１．０ｍｇを超える。
製造Ｎｏ.３４はＭｎの含有量が本発明の範囲の下限未満であり、Ｍｎ硫化物の生成温度が適正温度域よりも低くなったため、Ｍｎ硫化物の晶出量が減少し、Ｍｎ硫化物の析出量が増加した。その結果、円相当径１〜５μｍの大きさのＭｎ硫化物の個数密度が上限値を超えたため、引張方向へのき裂が分断されやすくなり、引張方向への段差の成長が阻害されたので、製造Ｎｏ．３４の破面の引張方向段差数が本発明の要件に満たなかった。
製造Ｎｏ．３８はＳの含有量が本発明の範囲の上限を超えており、破断時の欠け発生量が１．０ｍｇを超えるとともに、破断分離時の塑性変形量が良好な破断分離性の条件である１００μｍを超える。
製造Ｎｏ．３９はＳの含有量が本発明の範囲の下限未満であり、Ｍｎ硫化物の体積分率、伸長化度が不十分であり、破面の凹凸箇所数が本発明の要件に満たない。
製造Ｎｏ．４０はＣｒの含有量が本発明の範囲の上限を超えており、破断分離時の塑性変形量が良好な破断分離性の条件である１００μｍを超える。
製造Ｎｏ．４２はＺｒが含有されておらず、Ｍｎ硫化物の分布が粗に分散し、破面の凹凸箇所数が本発明の要件に満たないとともに、破断分離時の塑性変形量が良好な破断分離性の条件である１００μｍを超える。
製造Ｎｏ．４３はＮの含有量が本発明の範囲の上限を超えており、鋼材製造段階、すなわち、鋳造および熱間圧延段階で疵を多発させ、鋼部品に適用する素材として不適となる。
製造Ｎｏ．４５はＢｉの含有量が本発明の範囲の下限未満である。製造Ｎｏ．４５の破断分離性は合格範囲内であったが、後述する被削性が劣った。
製造Ｎｏ．４６はＢｉの含有量が本発明の範囲の上限を超えており、鋼材製造段階、すなわち、鋳造および熱間圧延段階で疵を多発させ、鋼部品に適用する素材として不適となった。

被削性に関しては、先に述べた直径５６ｍｍの熱間圧延鋼材を直径２５ｍｍまで熱間鍛造した後、長さ５００ｍｍに切断し、ＮＣ旋盤を用いて、下記の条件で旋削加工することにより調査した切りくず処理性に基づいて評価した。
切りくず処理性は、以下の方法で評価した。被削性試験中の１０秒間で排出された切りくずを回収した。回収された切りくずの長さを調べ、長いものから順に１０個の切りくずを選択した。選択された１０個の切りくずの総重量を「切りくず重量」と定義した。切りくずが長くつながった結果、切りくずの総数が１０個未満である場合、回収された切りくずの１個当たり平均重量を１０倍した値を「切りくず重量」と定義した。例えば、切りくずの総数が７個であって、その総重量が１２．０ｇである場合、切りくず重量は、１２．０ｇ×１０個／７個＝１７．１ｇ、と計算した。
被削性評価に用いたチップは、以下の通りであった。
母材材質：超硬Ｐ２０種グレード
コーティング：なし
また、旋削加工条件は、以下の通りであった
周速：１５０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．２ｍｍ／ｒｅｖ
切り込み：０．４ｍｍ
潤滑：水溶性切削油使用
各マークの切りくず重量が１５ｇ以下である試料は、切りくず処理性が高いと判断され、表３及び表４に「ＧＯＯＤ」と記載された。切りくず重量が１５ｇを超える資料は、切りくず処理性が低いと評価され、表３及び表４に「ＢＡＤ」と記載された。Ｂｉを本発明の範囲内で添加した鋼についてはいずれも切りくず重量が１５ｇ以下であるのに対し、Ｂｉを添加しなかった製造Ｎｏ.３０〜３３及びＮｏ．４５は切りくず重量が１５ｇを超え、被削性に劣った。

表１に記載の鋼Ｎｏ．Ａと同じ化学成分を有する鋼Ｎｏ．Ａ−２〜鋼Ｎｏ．Ａ−４を、表５に記載の条件で製造し、これら鋼に含まれる本発明の円相当径規定及びアスペクト比規定を満たすＭｎ硫化物の平均個数密度（Ｍｎ硫化物個数密度）を測定した。表５の「Ｚｒ投入までの時間」は、脱ガス処理開始からＺｒ投入までの時間（分）であり、「総減面率」は、熱間圧延における総減面率（％）であり、「１０００℃以下での減面率」は、熱間圧延における、鋼の温度が１０００℃以下である期間内の総減面率（％）であり、「Ｍｎ硫化物個数密度」は、アスペクト比が１０超３０以下のＭｎ硫化物の個数密度（個／ｍｍ^２）である。表３に記載されていない製造条件は、製造Ｎｏ．１〜４６のものと同じとした。

表１に示されるように、鋼Ｎｏ．Ａは、化学成分及び製造条件のいずれも本発明の範囲内であったので、Ｍｎ硫化物個数密度が本発明の範囲内となった。一方、表５に示されるように、鋼Ｎｏ．Ａ−２〜鋼Ｎｏ．Ａ−４は化学成分が本発明の範囲内であったものの、製造条件が本発明の範囲外であったので、Ｍｎ硫化物個数密度が本発明の範囲を下回った。
鋼Ｎｏ．Ａ−２は、Ｚｒが脱ガス処理開始から１５分超経過してから添加された例である。Ｚｒ酸化物がＭｎ硫化物を十分に微細化するための時間が確保されなかったので、鋼Ｎｏ．Ａ−２においてＭｎ硫化物個数密度が不足したと推定される。
鋼Ｎｏ．Ａ−３は、熱間圧延時の総減面率が８０％未満である例であり、鋼Ｎｏ．Ａ−４は、Ｍｎ硫化物が延伸しやすい温度域である１０００℃以下の温度域での減面率が５０％未満である例である。熱間圧延時にＭｎ硫化物が十分に延伸されなかったので、鋼Ｎｏ．Ａ−３及び鋼Ｎｏ．Ａ−４においてＭｎ硫化物個数密度が不足したと推定される。

本実施形態の熱間圧延鋼材は、熱間鍛造後に空冷または衝風冷却した後、破断分割を行った際に、破面近傍の塑性変形量が小さく且つ破面の欠け発生が少ない、優れた破断分離性を有する。本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品は、破面の塑性変形量が小さく、さらに欠け発生が少ないという特徴により、破面の嵌合時に位置ずれが生じることなく精度良く破面を嵌合させることができ、部品製造の歩留まりを向上させる。また、この特徴により、本実施形態の熱間圧延鋼材及び鋼部品は、欠けを振るい落とす工程を省略することができ、製造コストの低減につながり、このことは産業上極めて効果が大きい。さらに、本実施形態の熱間圧延鋼材を熱間鍛造してなる部品は、被削性に優れているので、部品製造時の作業が効率化され、生産性を向上することができる。

１・・・試験片
２・・・穴
３・・・Ｖノッチ
４・・・貫通穴
１０・・鋼部品
１１・・Ｍｎ硫化物
１２・・き裂
２１・・破面方向き裂
２２・・引張方向段差

Claims (5)

1. 化学成分が
   Ｃ：０．３５〜０．４５ｍａｓｓ％、
   Ｓｉ：０．６〜１．０ｍａｓｓ％、
   Ｍｎ：０．６０〜０．９０ｍａｓｓ％、
   Ｐ：０．０１０〜０．０３５ｍａｓｓ％、
   Ｓ：０．０６〜０．１０ｍａｓｓ％、
   Ｃｒ：０．０２〜０．２５ｍａｓｓ％、
   Ｖ：０．２０〜０．４０ｍａｓｓ％、
   Ｚｒ：０．０００２〜０．００５０ｍａｓｓ％、
   Ｎ：０．００６０〜０．０１５０ｍａｓｓ％、
   Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％、
   Ｔｉ：０〜０．０５０ｍａｓｓ％、
   Ｎｂ：０〜０．０３０ｍａｓｓ％、
   Ｍｇ：０〜０．００５０ｍａｓｓ％、及び
   ＲＥＭ：０〜０．００１０ｍａｓｓ％
   を含有し、残部が鉄及び不純物からなり、
   金属組織の９０面積％以上がフェライトとパーライトとから構成され、
   圧延方向に平行な断面で測定される、円相当径が１〜５μｍであり、且つ前記圧延方向に沿って延伸されたアスペクト比が１０超３０以下であるＭｎ硫化物の平均個数密度が５０〜２００個／ｍｍ^２である
   ことを特徴とする熱間圧延鋼材。
2. 前記化学成分が、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０５０ｍａｓｓ％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０３０ｍａｓｓ％、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、及び
   ＲＥＭ：０．０００３〜０．００１０ｍａｓｓ％
   のうちの１種または２種以上を含有する
   ことを特徴とする請求項１に記載の熱間圧延鋼材。
3. 化学成分が
   Ｃ：０．３５〜０．４５ｍａｓｓ％、
   Ｓｉ：０．６〜１．０ｍａｓｓ％、
   Ｍｎ：０．６０〜０．９０ｍａｓｓ％、
   Ｐ：０．０１０〜０．０３５ｍａｓｓ％、
   Ｓ：０．０６〜０．１０ｍａｓｓ％、
   Ｃｒ：０．０２〜０．２５ｍａｓｓ％、
   Ｖ：０．２０〜０．４０ｍａｓｓ％、
   Ｚｒ：０．０００２〜０．００５０ｍａｓｓ％、
   Ｎ：０．００６０〜０．０１５０ｍａｓｓ％、
   Ｂｉ：０．０００１〜０．００５０ｍａｓｓ％、
   Ｔｉ：０〜０．０５０ｍａｓｓ％、
   Ｎｂ：０〜０．０３０ｍａｓｓ％、
   Ｍｇ：０〜０．００５０ｍａｓｓ％、及び
   ＲＥＭ：０〜０．００１０ｍａｓｓ％
   を含有し、残部が鉄及び不純物からなり、
   金属組織の９０面積％以上がフェライトとパーライトとから構成され、
   圧延方向に平行な断面で測定される、円相当径が１〜５μｍであり、且つ前記圧延方向に沿って延伸されたアスペクト比が１０超３０以下であるＭｎ硫化物の平均個数密度が５０〜２００個／ｍｍ^２である
   ことを特徴とする鋼部品。
4. 前記鋼部品を前記圧延方向に平行な引張応力によって引張破断させて破面を形成した場合に、
   前記圧延方向に平行な前記断面で観察される、前記引張応力に平行な方向に向けて８０μｍ以上の高低差を有し、前記引張応力に平行な前記方向に対する角度が４５度以下である段差が、前記破面に１０ｍｍあたり２．０箇所以上の平均個数密度で形成され、
   前記破面における脆性破壊破面が面積率にして９８％以上であり、
   前記圧延方向に平行な前記断面で観察される、前記引張応力に平行な前記方向に対する角度が４５度超であり、長さ８０μｍ以上に渡って形成され、その一部が前記鋼部品の内部に進展したき裂または凹部の平均個数密度が、前記破面において１０ｍｍあたり３．０箇所未満である
   ことを特徴とする請求項３に記載の鋼部品。
5. 前記化学成分が、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０５０ｍａｓｓ％、
   Ｎｂ：０．００５〜０．０３０ｍａｓｓ％、
   Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、及び
   ＲＥＭ：０．０００３〜０．００１０ｍａｓｓ％
   のうちの１種または２種以上を含有する
   ことを特徴とする請求項３又は４に記載の鋼部品。

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