JP7063386B2 - 鋼材、鍛造熱処理品、及び、鍛造熱処理品の製造方法 - Google Patents
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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-
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Description
本発明は、鋼材、その鋼材を用いて製造される鍛造熱処理品、及び、その鍛造熱処理品の製造方法に関する。
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」とも称する）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、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１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。
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。
クラッキングコンロッドは通常、コンロッドの一体成型を、熱間鍛造によって実施する。本明細書において、鋼材に対して熱間鍛造を実施し、熱間鍛造後に熱処理を実施したものを「鍛造熱処理品」ともいう。ここで、クラッキングコンロッドに用いられる場合、鍛造熱処理品の靭性は低いほうが好ましい。靭性が高い鋼では、クラッキングにより大端部を破断した場合、破断面に延性破面が生じやすい。この場合、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。
高いクラッキング性が求められる鍛造熱処理品の降伏強度及び疲労強度の向上を目的として、化学組成が調整された鋼材を用いて熱間鍛造を実施した結果、仮に、熱間鍛造後に熱処理が実施された鋼材（鍛造熱処理品）の組織が、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上となった場合はさらに、鋼材の被削性が低下し、ボルト穴をドリル加工するときの切削抵抗が増加する。ドリル加工時の切削抵抗が増加すれば、工具寿命が低下したり、切削機内の駆動部品の負荷が増加したりする。そのため、高いクラッキング性を有する鍛造熱処理品において、鍛造熱処理品の降伏強度及び疲労強度を高める場合、さらに、鍛造熱処理品の製造工程時における鋼材の被削性を向上（切削抵抗を抑制）することも求められる。
特開２００４－２７７８１７号公報（特許文献１）、特開２０１１－１９５８６２号公報（特許文献２）、国際公開第２００９／１０７２８２号（特許文献３）、特開２００６－３３６０７１号公報（特許文献４）、特開２０１６－２７２０４号公報（特許文献５）、及び、特開２０１７－１０６０９９号公報（特許文献６）は、クラッキング性の高い鋼を提案する。
特許文献１に開示されている高強度非調質鋼は、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％、残部が不可避的不純物及びＦｅから成る組成であり、フェライトパーライト組織を有する。鋼中のＴｉＮ介在物の最大直径は５μｍ以上且つその量は数密度で５個／ｍｍ2以上である。この非調質鋼は、高強度で被削性も良く、また破断分離性能にも優れていて、なお且つ破面に良好な凹凸を形成することができる、と特許文献１には記載されている。
特許文献２に開示されている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る。鋼の化学組成は、２Ｍｎ＋５Ｍｏ＋Ｃｒ≦３．１を満たし、Ｃ＋Ｓｉ／５＋Ｍｎ／１０＋１０Ｐ＋５Ｖ≧１．８を満たし、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／７＋Ｍｎ／５＋Ｃｒ／９＋Ｖが０．９０～１．１０を満たす。鋼の硬さはＨＶ３３０以上であり、降伏比は０．７３以上である。鋼の組織は、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。この熱間鍛造用非調質鋼は、高強度を確保しつつ、優れた被削性と破断分離性を確保できる熱間鍛造非調質鋼部品を提供することができる、と特許文献２には記載されている。
特許文献３に開示されている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る。この熱間鍛造用非調質鋼は、破断分離性及び被削性に優れる、と特許文献３には記載されている。
特許文献４に開示されているコンロッド用鋼は、質量％で、Ｃ：０．１～０．５％、Ｓｉ：０．１～２％、Ｍｎ：０．５～２％、Ｐ：０．１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０６～０．２％、Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ｃａ：０．０００１～０．００５％、及び、Ａｌ：０．００１～０．０２％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼である。このコンロッド用鋼は、鋼中に存在する酸化物系介在物の組成を所定の範囲内に制御しているため、破断分割性を高めることができる、と特許文献４には記載されている。
特許文献５に開示されている時効硬化型ベイナイト非調質鋼は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．４０％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：０．１０～３．００％、Ｐ：０．００１～０．１５０％、Ｓ：０．００１～０．２００％、Ｃｕ：０．００１～２．００％、Ｎｉ：０．４０％以下、Ｃｒ：０．１０～３．００％、を含有し、さらにＭｏ：０．０２～２．００％、Ｖ：０．０２～２．００％、Ｔｉ：０．００１～０．２５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、のいずれか１種または２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、かつ所定の化学成分の含有質量％が、３×［Ｃ］＋１０×［Ｍｎ］＋２×［Ｃｕ］＋２×［Ｎｉ］＋１２×［Ｃｒ］＋９×［Ｍｏ］＋２×［Ｖ］≧２０、３２×［Ｃ］＋３×［Ｓｉ］＋３×［Ｍｎ］＋２×［Ｎｉ］＋３×［Ｃｒ］＋１１×［Ｍｏ］＋３２×［Ｖ］＋６５×［Ｔｉ］＋３６×［Ｎｂ］≧２４、３２１×［Ｃ］－３１×［Ｍｏ］＋２１３×［Ｖ］＋５４５×［Ｔｉ］＋２８０×［Ｎｂ］≧１００、３２１×［Ｃ］－３１×［Ｍｏ］＋２１３×［Ｖ］＋５４５×［Ｔｉ］＋２８０×［Ｎｂ］≧１００を満たす。この時効硬化型ベイナイト非調質鋼は、破断分離加工により製造される部品であっても、破断分離加工時の塑性変形を良好に抑制することができる、と特許文献５には記載されている。
特許文献６に開示されている破断分離型コネクティングロッド用鋼は、質量％で、Ｃ：０．０１～０．５％、Ｓｉ：０％超０．７％以下、Ｍｎ：０．０１～３％、Ｐ：０．００１～０．２％、Ｓ：０％超０．２％以下、Ｃｒ：０．０１～３％、Ａｌ：０％超０．１％以下、及び、Ｎ：０％超０．０３％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物であり、式（ＤＩ＝１．１６×（［Ｃ］／１０）1/2×（０．７×［Ｓｉ］＋１）×〔５．１×｛［Ｍｎ］－１．２－（５５／３２×［Ｓ］）｝＋５〕×（０．３５×［Ｃｕ］＋１）×（０．３６×［Ｎｉ］＋１）×（２．１６×［Ｃｒ］＋１）×（３×［Ｍｏ］＋１）×２５．４）で算出されるＤＩ値が５５～２００ｍｍであり、金属組織全体に対して、焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトの合計面積率が８０面積％以上である。この破断分離型コネクティングロッド用鋼は、強度を高めたうえで、焼入れ時に焼割れを発生させることなく、破断分離性を改善できる、と特許文献６には記載されている。
しかしながら、特許文献１～５では、熱間鍛造後の鋼材のミクロ組織が主としてフェライトと、パーライトと、ベイナイトとのうち、いずれか一種以上からなることを前提としている。そのため、鍛造熱処理品のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上である場合、鍛造熱処理品のクラッキング性が低下する場合があり得る。
特許文献６では、鍛造熱処理品のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上である。しかしながら、特許文献６に開示された破断分離型コネクティングロッド用鋼と異なる方法により、高い被削性、高い降伏強度、及び、高い疲労強度を有し、熱間鍛造後のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上であっても、優れたクラッキング性が得られてもよい。
本開示の目的は、優れた熱間加工性を有し、鋼材を熱間鍛造した後、熱処理を実施して鍛造熱処理品を製造した場合に、熱間鍛造及び熱処理後において、優れた被削性、高い降伏強度、及び、高い疲労強度を有し、仮に、鍛造熱処理品のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上となったとしても、熱間鍛造及び熱処理後において、優れたクラッキング性を有する、鋼材を提供することである。
本開示による鋼材は、質量％で、
Ｃ：０．１０～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：０．３０～１．５０％、
Ｐ：０．１０００％以下、
Ｓ：０．３０００％以下、
Ａｌ：０．００３～０．１００％、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：０～２．５０％、
Ｃｕ：０～０．６０％、
Ｎｉ：０～０．６０％、
Ｍｏ：０～０．７０％、
Ｖ：０～０．０４９％、
Ｔｉ：０～０．２５０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｅ：０～０．３０００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｂｉ：０～０．４０００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、式（１）を満たし、
Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、式（２）を満たす化学組成を有し、
Ａｌ2Ｏ3を質量％で７０．０％超含有し、√ＡＲＥＡが３μｍ以上である介在物を粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物と定義したとき、
前記鋼材中の前記粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５～１．００個／ｍｍ2である。
９≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦１３０ （１）
４０≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦３００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）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。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（１）及び式（２）中のｆＢは、Ｂ含有量（質量％）が０％である場合「０」であり、Ｂ含有量（質量％）が０％を超える場合「１」である。
Ｃ：０．１０～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：０．３０～１．５０％、
Ｐ：０．１０００％以下、
Ｓ：０．３０００％以下、
Ａｌ：０．００３～０．１００％、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：０～２．５０％、
Ｃｕ：０～０．６０％、
Ｎｉ：０～０．６０％、
Ｍｏ：０～０．７０％、
Ｖ：０～０．０４９％、
Ｔｉ：０～０．２５０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｅ：０～０．３０００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｂｉ：０～０．４０００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、式（１）を満たし、
Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、式（２）を満たす化学組成を有し、
Ａｌ2Ｏ3を質量％で７０．０％超含有し、√ＡＲＥＡが３μｍ以上である介在物を粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物と定義したとき、
前記鋼材中の前記粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５～１．００個／ｍｍ2である。
９≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦１３０ （１）
４０≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦３００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）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。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（１）及び式（２）中のｆＢは、Ｂ含有量（質量％）が０％である場合「０」であり、Ｂ含有量（質量％）が０％を超える場合「１」である。
本開示による鍛造熱処理品は、質量％で、
Ｃ：０．１０～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：０．３０～１．５０％、
Ｐ：０．１０００％以下、
Ｓ：０．３０００％以下、
Ａｌ：０．００３～０．１００％、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：０～２．５０％、
Ｃｕ：０～０．６０％、
Ｎｉ：０～０．６０％、
Ｍｏ：０～０．７０％、
Ｖ：０～０．０４９％、
Ｔｉ：０～０．２５０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｅ：０～０．３０００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｂｉ：０～０．４０００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、式（１）を満たし、
Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、式（２）を満たす化学組成を有し、
Ａｌ2Ｏ3を質量％で７０．０％超含有し、√ＡＲＥＡが３μｍ以上である介在物を粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物と定義したとき、
前記鍛造熱処理品中に含まれる、前記粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５～１．００個／ｍｍ2であり、
前記鍛造熱処理品のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上である。
９≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦１３０ （１）
４０≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦３００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）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。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（１）及び式（２）中のｆＢは、Ｂ含有量（質量％）が０％である場合「０」であり、Ｂ含有量（質量％）が０％を超える場合「１」である。
Ｃ：０．１０～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：０．３０～１．５０％、
Ｐ：０．１０００％以下、
Ｓ：０．３０００％以下、
Ａｌ：０．００３～０．１００％、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：０～２．５０％、
Ｃｕ：０～０．６０％、
Ｎｉ：０～０．６０％、
Ｍｏ：０～０．７０％、
Ｖ：０～０．０４９％、
Ｔｉ：０～０．２５０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｅ：０～０．３０００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｂｉ：０～０．４０００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、式（１）を満たし、
Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、式（２）を満たす化学組成を有し、
Ａｌ2Ｏ3を質量％で７０．０％超含有し、√ＡＲＥＡが３μｍ以上である介在物を粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物と定義したとき、
前記鍛造熱処理品中に含まれる、前記粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５～１．００個／ｍｍ2であり、
前記鍛造熱処理品のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上である。
９≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦１３０ （１）
４０≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦３００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）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。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（１）及び式（２）中のｆＢは、Ｂ含有量（質量％）が０％である場合「０」であり、Ｂ含有量（質量％）が０％を超える場合「１」である。
本開示による鍛造熱処理品の製造方法は、
上記鋼材を、１１００～１３００℃に加熱して熱間鍛造を実施して中間品を製造する熱間鍛造工程と、
前記熱間鍛造工程後、前記中間品を８００℃から１００℃の間の平均冷却速度を１０～２００℃／秒で冷却する焼入れ工程と、
前記焼入れ工程後、前記中間品を４００～６５０℃で３０～９０分保持する焼戻し工程とを備える。
上記鋼材を、１１００～１３００℃に加熱して熱間鍛造を実施して中間品を製造する熱間鍛造工程と、
前記熱間鍛造工程後、前記中間品を８００℃から１００℃の間の平均冷却速度を１０～２００℃／秒で冷却する焼入れ工程と、
前記焼入れ工程後、前記中間品を４００～６５０℃で３０～９０分保持する焼戻し工程とを備える。
本開示による鋼材は、優れた熱間加工性を有し、鋼材を熱間鍛造した後、熱処理を実施して鍛造熱処理品を製造した場合に、熱間鍛造及び熱処理後において、優れた被削性、高い降伏強度、及び、高い疲労強度を有し、仮に、鍛造熱処理品のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上となったとしても、熱間鍛造及び熱処理後において、優れたクラッキング性を有する。本開示による鍛造熱処理品は、優れた被削性、高い降伏強度、高い疲労強度、及び、優れたクラッキング性を有する。本開示による鍛造熱処理品の製造方法は、上記鋼材から上記鍛造熱処理品を製造することができる。
以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。
本発明者らは、鋼材を用いた鍛造熱処理品の製造工程における、熱間加工性と、鋼材を用いて製造された鍛造熱処理品の降伏強度、疲労強度、被削性、及び、クラッキング性と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。
（Ａ）降伏強度及び疲労強度について
本実施形態による鋼材に対して、熱間鍛造及び熱処理後を実施した結果、ミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上となれば、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材（鍛造熱処理品）の降伏強度及び疲労強度が高まる。すなわち、本実施形態による鋼材には、優れた焼入れ性が求められる。まず本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．５０％、Ｐ：０．１０００％以下、Ｓ：０．３０００％以下、Ａｌ：０．００３～０．１００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｃｒ：０～２．５０％、Ｃｕ：０～０．６０％、Ｎｉ：０～０．６０％、Ｍｏ：０～０．７０％、Ｖ：０～０．０４９％、Ｔｉ：０～０．２５０％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｔｅ：０～０．３０００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｂｉ：０～０．４０００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなる化学組成とすれば、鋼材の焼入れ性を高められる可能性があると考えた。
本実施形態による鋼材に対して、熱間鍛造及び熱処理後を実施した結果、ミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上となれば、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材（鍛造熱処理品）の降伏強度及び疲労強度が高まる。すなわち、本実施形態による鋼材には、優れた焼入れ性が求められる。まず本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．１０～０．６０％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．３０～１．５０％、Ｐ：０．１０００％以下、Ｓ：０．３０００％以下、Ａｌ：０．００３～０．１００％、Ｎ：０．０２００％以下、Ｃｒ：０～２．５０％、Ｃｕ：０～０．６０％、Ｎｉ：０～０．６０％、Ｍｏ：０～０．７０％、Ｖ：０～０．０４９％、Ｔｉ：０～０．２５０％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｔｅ：０～０．３０００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｂｉ：０～０．４０００％、及び、残部：Ｆｅ及び不純物、からなる化学組成とすれば、鋼材の焼入れ性を高められる可能性があると考えた。
一方、上述の化学組成を有する鋼材では、合金元素が局所的に偏析を生じる場合があることを、本発明者らは知見した。すなわち、鋼材の焼入れ性を高めるために、合金元素の含有量を高めて上述の化学組成とした結果、鋼材中において、合金元素の偏析が生じる場合がある。鋼材中において、合金元素が偏析を生じた場合、偏析部は母材よりも融点が低下する。その結果、熱間鍛造時の加熱時に偏析部が融解した後、酸化物等として凝固する。この場合、鍛造熱処理品中の酸化物等は、疲労破壊の起点となり得る。
しかしながら、鋼材における偏析を低減するために、合金元素の含有量を低減すれば、鋼材は優れた焼入れ性が得られない場合がある。したがって、上述の化学組成を有する鋼材において、焼入れ性と偏析の低減とを両立するためには、合金元素の含有量を調整すればよい。
具体的に、上述の化学組成を有する鋼材において、ｆｎ１＝７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））と定義する。ｆｎ１は、上述の化学組成を有する鋼材における、焼入れ性と偏析との指標である。ここで、ｆｎ１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。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。ｆｎ１中のｆＢは、Ｂ含有量（質量％）が０％である場合「０」であり、Ｂ含有量（質量％）が０％を超える場合「１」である。
Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、ｆｎ１が１３０よりも高ければ、鋼材中に合金元素の偏析が生じる。この場合、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材（鍛造熱処理品）の疲労強度が低下する。ｆｎ１が９未満であれば、鋼材は焼入れ性が十分に得られない。この場合、鍛造熱処理品のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上とならず、鍛造熱処理品の降伏強度及び／又は疲労強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、ｆｎ１が９～１３０であれば、上述の化学組成を有する鋼材から製造された鍛造熱処理品は、優れた疲労強度及び降伏強度が得られる。
Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、ｆｎ１が３００よりも高ければ、鋼材中に合金元素の偏析が生じる。この場合、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材（鍛造熱処理品）の疲労強度が低下する。ｆｎ１が４０未満であれば、鋼材は焼入れ性が十分に得られない。この場合、鍛造熱処理品のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上とならず、鍛造熱処理品の降伏強度及び／又は疲労強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、ｆｎ１が４０～３００であれば、上述の化学組成を有する鋼材から製造された鍛造熱処理品は、優れた疲労強度及び降伏強度が得られる。
（Ｂ）クラッキング性について
上述の通り、高いクラッキング性が求められる鍛造熱処理品の降伏強度及び疲労強度の向上を目的として、素材となる鋼材に対して熱間鍛造及び熱処理を実施した結果、仮に、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材（鍛造熱処理品）のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上となった場合、クラッキング性が低下する。焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトは靭性が高く、クラッキング後の破断面に延性破面が生じやすいためである。そのため、鋼材のクラッキング性を高める場合、ミクロ組織は、フェライト及びパーライト主体である方が好ましい。
上述の通り、高いクラッキング性が求められる鍛造熱処理品の降伏強度及び疲労強度の向上を目的として、素材となる鋼材に対して熱間鍛造及び熱処理を実施した結果、仮に、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材（鍛造熱処理品）のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上となった場合、クラッキング性が低下する。焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトは靭性が高く、クラッキング後の破断面に延性破面が生じやすいためである。そのため、鋼材のクラッキング性を高める場合、ミクロ組織は、フェライト及びパーライト主体である方が好ましい。
しかしながら、焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイトは、鋼材の疲労強度や降伏強度を高める。そのため、鍛造熱処理品のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上としつつ、さらにクラッキング性を高める技術が得られれば、鍛造熱処理品の降伏強度及び疲労強度を高めつつ、かつ、クラッキング性も高めることができる。
そこで、本発明者らは、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材（鍛造熱処理品）のミクロ組織において、仮に、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上となった場合であっても、十分なクラッキング性が得られる鋼材について、さらに調査及び検討を行った。その結果、種々の酸化物系介在物の中でも、ＳｉＯ2を主体とする介在物や、ＣａＯを主体とする介在物よりも、Ａｌ2Ｏ3を主体とするＡｌ2Ｏ3系介在物が、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上の組織となった鍛造熱処理品のクラッキング性に影響を与えることを見出した。以下、この点について詳述する。
Ａｌは精錬工程における脱酸処理の際に脱酸剤として添加され、溶鋼中の酸素と結合してＡｌ2Ｏ3を形成する。通常、Ａｌ2Ｏ3は溶鋼中で凝集、合体、及び、浮上し、除去される。一方、一部のＡｌ2Ｏ3は鋼中に残存して、Ａｌ2Ｏ3系介在物となる。ここで、本明細書において、Ａｌ2Ｏ3系介在物とは、介在物中におけるＡｌ2Ｏ3の割合が質量％で７０．０％超の介在物を意味する。鋼中に残存したＡｌ2Ｏ3系介在物は、鋼材や鍛造熱処理品においても固溶せずに残存する。
鋼材中のＡｌ2Ｏ3系介在物は母材（鋼材のマトリクス）と比較して、靭性が極めて低い。そのため、クラッキング時にＡｌ2Ｏ3系介在物が脆性破壊する。脆性破壊したＡｌ2Ｏ3系介在物がさらに破壊の起点となり、Ａｌ2Ｏ3系介在物とマトリクスとの界面で鋭い初期亀裂が発生する。初期亀裂の先端は塑性拘束が強いため、鋼材に脆性破壊を生じさせやすい。初期亀裂から脆性的に進展した亀裂が、隣り合うＡｌ2Ｏ3系介在物から生じた亀裂同士が結合することにより、脆性破面が得られる。
以上のメカニズムにより、熱間鍛造及び熱処理後に、仮に、比較的靱性の高い焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上のミクロ組織を有する鋼材（鍛造熱処理品）となったとしても、Ａｌ2Ｏ3系介在物によって上記初期亀裂が発生すれば、脆性的な亀裂が進展しやすくなる。そのため、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、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材は、優れたクラッキング性が得られる。
一方、Ａｌ以外の他の脱酸剤として、ＳｉやＣａなども広く用いられている。Ｓｉ及びＣａは、溶鋼中でＳｉＯ2及びＣａＯを形成する。ＳｉＯ2は鋼材の疲労強度や熱間加工性を低下させやすい。また、ＣａＯはＡｌ2Ｏ3と比較して靭性が高いため、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材のクラッキング性をＡｌ2Ｏ3よりも高めにくい。
以上のとおり、鋼材の熱間加工性を維持しつつ、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材のクラッキング性を高めるためには、鋼中の酸化物系介在物のうち、ＳｉＯ2及びＣａＯを利用するのではなく、Ａｌ2Ｏ3系介在物を利用するのが適切である。以上の考えに基づいて、本発明者らはさらに、Ａｌ2Ｏ3系介在物の適切な数密度について調査及び検討を行った。その結果、√ＡＲＥＡで３μｍ以上のＡｌ2Ｏ3系介在物（以後、「粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物」とも称する）の数密度が０．０５～１．００個／ｍｍ2であれば、鋼材の熱間加工性を維持しつつ、鍛造熱処理品の降伏強度及び疲労強度の向上を目的とした結果、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材（鍛造熱処理品）のミクロ組織が、仮に、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上のミクロ組織となった場合であっても、優れたクラッキング性が得られることを見出した。
以上の知見に基づいて完成した本開示による鋼材の要旨は次のとおりである。
［１］の鋼材は、
質量％で、
Ｃ：０．１０～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：０．３０～１．５０％、
Ｐ：０．１０００％以下、
Ｓ：０．３０００％以下、
Ａｌ：０．００３～０．１００％、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：０～２．５０％、
Ｃｕ：０～０．６０％、
Ｎｉ：０～０．６０％、
Ｍｏ：０～０．７０％、
Ｖ：０～０．０４９％、
Ｔｉ：０～０．２５０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｅ：０～０．３０００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｂｉ：０～０．４０００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、式（１）を満たし、
Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、式（２）を満たす化学組成を有し、
Ａｌ2Ｏ3を質量％で７０．０％超含有し、√ＡＲＥＡが３μｍ以上である介在物を粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物と定義したとき、
前記鋼材中の前記粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５～１．００個／ｍｍ2である。
９≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦１３０ （１）
４０≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦３００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）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。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（１）及び式（２）中のｆＢは、Ｂ含有量（質量％）が０％である場合「０」であり、Ｂ含有量（質量％）が０％を超える場合「１」である。
質量％で、
Ｃ：０．１０～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：０．３０～１．５０％、
Ｐ：０．１０００％以下、
Ｓ：０．３０００％以下、
Ａｌ：０．００３～０．１００％、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：０～２．５０％、
Ｃｕ：０～０．６０％、
Ｎｉ：０～０．６０％、
Ｍｏ：０～０．７０％、
Ｖ：０～０．０４９％、
Ｔｉ：０～０．２５０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｅ：０～０．３０００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｂｉ：０～０．４０００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、式（１）を満たし、
Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、式（２）を満たす化学組成を有し、
Ａｌ2Ｏ3を質量％で７０．０％超含有し、√ＡＲＥＡが３μｍ以上である介在物を粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物と定義したとき、
前記鋼材中の前記粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５～１．００個／ｍｍ2である。
９≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦１３０ （１）
４０≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦３００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）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。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（１）及び式（２）中のｆＢは、Ｂ含有量（質量％）が０％である場合「０」であり、Ｂ含有量（質量％）が０％を超える場合「１」である。
本明細書において、「鋼材」とは特に限定されない。「鋼材」は、熱間鍛造に供される鋼材、すなわち、熱間鍛造用鋼材であってもよい。本明細書において、「Ａｌ2Ｏ3系介在物」とは、介在物中におけるＡｌ2Ｏ3の割合が質量％で７０．０％超の介在物を意味する。
［２］の鋼材は、［１］に記載の鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｃｒ：０．０１～２．５０％、
Ｃｕ：０．０１～０．６０％、
Ｎｉ：０．０１～０．６０％、
Ｍｏ：０．０１～０．７０％、
Ｖ：０．００５～０．０４９％、
Ｔｉ：０．００５～０．２５０％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、及び、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
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。
前記化学組成は、
Ｃｒ：０．０１～２．５０％、
Ｃｕ：０．０１～０．６０％、
Ｎｉ：０．０１～０．６０％、
Ｍｏ：０．０１～０．７０％、
Ｖ：０．００５～０．０４９％、
Ｔｉ：０．００５～０．２５０％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、及び、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
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。
［３］の鋼材は、［１］又は［２］に記載の鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｔｅ：０．０００３～０．３０００％、
Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、及び
Ｂｉ：０．０００３～０．４０００％、
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。
前記化学組成は、
Ｔｅ：０．０００３～０．３０００％、
Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、及び
Ｂｉ：０．０００３～０．４０００％、
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。
［４］の鍛造熱処理品は、
質量％で、
Ｃ：０．１０～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：０．３０～１．５０％、
Ｐ：０．１０００％以下、
Ｓ：０．３０００％以下、
Ａｌ：０．００３～０．１００％、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：０～２．５０％、
Ｃｕ：０～０．６０％、
Ｎｉ：０～０．６０％、
Ｍｏ：０～０．７０％、
Ｖ：０～０．０４９％、
Ｔｉ：０～０．２５０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｅ：０～０．３０００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｂｉ：０～０．４０００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、式（１）を満たし、
Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、式（２）を満たす化学組成を有し、
Ａｌ2Ｏ3を質量％で７０．０％超含有し、√ＡＲＥＡが３μｍ以上である介在物を粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物と定義したとき、
前記鍛造熱処理品中に含まれる、前記粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５～１．００個／ｍｍ2であり、
前記鍛造熱処理品のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計が８０面積％以上である。
９≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦１３０ （１）
４０≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦３００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）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。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（１）及び式（２）中のｆＢは、Ｂ含有量（質量％）が０％である場合「０」であり、Ｂ含有量（質量％）が０％を超える場合「１」である。
質量％で、
Ｃ：０．１０～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：０．３０～１．５０％、
Ｐ：０．１０００％以下、
Ｓ：０．３０００％以下、
Ａｌ：０．００３～０．１００％、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：０～２．５０％、
Ｃｕ：０～０．６０％、
Ｎｉ：０～０．６０％、
Ｍｏ：０～０．７０％、
Ｖ：０～０．０４９％、
Ｔｉ：０～０．２５０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｅ：０～０．３０００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｂｉ：０～０．４０００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、式（１）を満たし、
Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、式（２）を満たす化学組成を有し、
Ａｌ2Ｏ3を質量％で７０．０％超含有し、√ＡＲＥＡが３μｍ以上である介在物を粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物と定義したとき、
前記鍛造熱処理品中に含まれる、前記粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５～１．００個／ｍｍ2であり、
前記鍛造熱処理品のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの合計が８０面積％以上である。
９≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦１３０ （１）
４０≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦３００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）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。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（１）及び式（２）中のｆＢは、Ｂ含有量（質量％）が０％である場合「０」であり、Ｂ含有量（質量％）が０％を超える場合「１」である。
［５］の鍛造熱処理品は、［４］に記載の鍛造熱処理品であって、
前記化学組成は、
Ｃｒ：０．０１～２．５０％、
Ｃｕ：０．０１～０．６０％、
Ｎｉ：０．０１～０．６０％、
Ｍｏ：０．０１～０．７０％、
Ｖ：０．００５～０．０４９％、
Ｔｉ：０．００５～０．２５０％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、及び、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
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。
前記化学組成は、
Ｃｒ：０．０１～２．５０％、
Ｃｕ：０．０１～０．６０％、
Ｎｉ：０．０１～０．６０％、
Ｍｏ：０．０１～０．７０％、
Ｖ：０．００５～０．０４９％、
Ｔｉ：０．００５～０．２５０％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、及び、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
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。
［６］の鍛造熱処理品は、［４］又は［５］に記載の鍛造熱処理品であって、
前記化学組成は、
Ｔｅ：０．０００３～０．３０００％、
Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、及び
Ｂｉ：０．０００３～０．４０００％、
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。
前記化学組成は、
Ｔｅ：０．０００３～０．３０００％、
Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、及び
Ｂｉ：０．０００３～０．４０００％、
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。
［７］の鍛造熱処理品の製造方法は、
［１］～［３］のいずれかに記載の鋼材を、１１００～１３００℃に加熱して熱間鍛造を実施して中間品を製造する熱間鍛造工程と、
前記熱間鍛造工程後、前記中間品を８００℃から１００℃の間の平均冷却速度を１０～２００℃／秒で冷却する焼入れ工程と、
前記焼入れ工程後、前記中間品を４００～６５０℃で３０～９０分保持する焼戻し工程とを備える。
［１］～［３］のいずれかに記載の鋼材を、１１００～１３００℃に加熱して熱間鍛造を実施して中間品を製造する熱間鍛造工程と、
前記熱間鍛造工程後、前記中間品を８００℃から１００℃の間の平均冷却速度を１０～２００℃／秒で冷却する焼入れ工程と、
前記焼入れ工程後、前記中間品を４００～６５０℃で３０～９０分保持する焼戻し工程とを備える。
以下、本実施形態による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］
本発明の鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
本発明の鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．１０～０．６０％
炭素（Ｃ）は、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果は得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１０～０．６０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１３％であり、より好ましくは０．１４％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．５５％であり、より好ましくは０．５２％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
炭素（Ｃ）は、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果は得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１０～０．６０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１３％であり、より好ましくは０．１４％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．５５％であり、より好ましくは０．５２％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
Ｓｉ：０．０５～１．００％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼材に固溶して、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果は得られない。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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下し、鋼材の製造コストも高くなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、より好ましくは０．０７％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０．９９％であり、より好ましくは０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼材に固溶して、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、この効果は得られない。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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下し、鋼材の製造コストも高くなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、より好ましくは０．０７％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０．９９％であり、より好ましくは０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％である。
Ｍｎ：０．３０～１．５０％
マンガン（Ｍｎ）は、製造工程中の溶鋼段階で鋼材を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果は得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０～１．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３３％であり、より好ましくは０．３４％であり、さらに好ましくは０．３５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．３０％であり、より好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．００％である。
マンガン（Ｍｎ）は、製造工程中の溶鋼段階で鋼材を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後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、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果は得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０～１．５０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３３％であり、より好ましくは０．３４％であり、さらに好ましくは０．３５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．３０％であり、より好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．００％である。
Ｐ：０．１０００％以下
リン（Ｐ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐ含有量が０．１００％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、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．１０００％以下であり、より具体的には、Ｐ含有量は０超～０．１０００％である。Ｐ含有量の好ましい上限は、０．０８００％であり、より好ましくは０．０５００％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、精錬工程によりＰ含有量を極限まで低減すれば、生産性が低下し、製造コストが高くなる。したがって、通常の操業を考慮した場合、Ｐ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。
リン（Ｐ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｐ含有量は０％超である。Ｐ含有量が０．１００％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、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．１０００％以下であり、より具体的には、Ｐ含有量は０超～０．１０００％である。Ｐ含有量の好ましい上限は、０．０８００％であり、より好ましくは０．０５００％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、精錬工程によりＰ含有量を極限まで低減すれば、生産性が低下し、製造コストが高くなる。したがって、通常の操業を考慮した場合、Ｐ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。
Ｓ：０．３０００％以下
硫黄（Ｓ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓ含有量が０．３００％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、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．３０００％以下であり、より具体的には、Ｓ含有量は０超～０．３０００％である。Ｓ含有量の好ましい上限は、０．２０００％であり、より好ましくは０．１５００％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、精錬工程によりＳ含有量を極限まで低減すれば、生産性が低下し、製造コストが高くなる。したがって、通常の操業を考慮した場合、Ｓ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。
硫黄（Ｓ）は、不可避に含有される不純物である。つまり、Ｓ含有量は０％超である。Ｓ含有量が０．３００％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、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．３０００％以下であり、より具体的には、Ｓ含有量は０超～０．３０００％である。Ｓ含有量の好ましい上限は、０．２０００％であり、より好ましくは０．１５００％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、精錬工程によりＳ含有量を極限まで低減すれば、生産性が低下し、製造コストが高くなる。したがって、通常の操業を考慮した場合、Ｓ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。
Ａｌ：０．００３～０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は、製造工程中の溶鋼段階で鋼を脱酸する。Ａｌは酸素と結合して粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物を形成する。粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物は鋼材中に残存して、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後のクラッキング性を高める。Ａｌ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果は得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物が過剰に生成し、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の疲労強度が低下する。この場合さらに、鋼材の熱間加工性が低下する。Ａｌ含有量が高すぎればさらに、製造コストが高くなる。したがって、Ａｌ含有量は０．００３～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００４％であり、より好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．０１１％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、より好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。本発明の実施の形態の鋼材において、Ａｌ含有量とは全Ａｌ含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、製造工程中の溶鋼段階で鋼を脱酸する。Ａｌは酸素と結合して粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物を形成する。粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物は鋼材中に残存して、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後のクラッキング性を高める。Ａｌ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、これらの効果は得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物が過剰に生成し、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の疲労強度が低下する。この場合さらに、鋼材の熱間加工性が低下する。Ａｌ含有量が高すぎればさらに、製造コストが高くなる。したがって、Ａｌ含有量は０．００３～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００４％であり、より好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．０１１％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、より好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。本発明の実施の形態の鋼材において、Ａｌ含有量とは全Ａｌ含有量を意味する。
Ｎ：０．０２００％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。つまり、Ｎ含有量は０％超である。ＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成し、Ａｌ2Ｏ3の形成を阻害する。その結果、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後のクラッキング性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０２００％以下であり、より具体的には、Ｎ含有量は０超～０．０２００％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１５０％であり、より好ましくは０．０１００％である。Ｎ含有量はなるべく低いほうが好ましい。しかしながら、精錬工程によりＮ含有量を極限まで低減すれば、生産性が低下し、製造コストが高くなる。したがって、通常の操業を考慮した場合、Ｎ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。
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。つまり、Ｎ含有量は０％超である。ＮはＡｌと結合してＡｌＮを形成し、Ａｌ2Ｏ3の形成を阻害する。その結果、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後のクラッキング性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０２００％以下であり、より具体的には、Ｎ含有量は０超～０．０２００％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０１５０％であり、より好ましくは０．０１００％である。Ｎ含有量はなるべく低いほうが好ましい。しかしながら、精錬工程によりＮ含有量を極限まで低減すれば、生産性が低下し、製造コストが高くなる。したがって、通常の操業を考慮した場合、Ｎ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。
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元素を意味する。本実施形態においてはさらに、不純物中のＰｂ含有量について、下記のとおり制限される。
Ｐｂ：０．０９％以下
鉛（Ｐｂ）は不純物である。Ｐｂは含有されなくてもよい。すなわち、Ｐｂ含有量は０％であってもよい。一方、Ｐｂ含有量が０．０９％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、鋼材の熱間加工性が低下する。すなわち、本実施形態による鋼材において、０．０９％以下であればＰｂの含有が許容される。そのため、本実施形態による鋼材は、不純物として、Ｐｂを０．０９％以下含有する場合があり得る。
鉛（Ｐｂ）は不純物である。Ｐｂは含有されなくてもよい。すなわち、Ｐｂ含有量は０％であってもよい。一方、Ｐｂ含有量が０．０９％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、鋼材の熱間加工性が低下する。すなわち、本実施形態による鋼材において、０．０９％以下であればＰｂの含有が許容される。そのため、本実施形態による鋼材は、不純物として、Ｐｂを０．０９％以下含有する場合があり得る。
なお、不純物としては、上記の不純物以外のあらゆる元素が挙げられる。不純物は１種だけであってもよいし、２種以上であってもよい。上記した不純物以外の他の不純物は、たとえば、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｗ、Ｃｏ、Ａｓ、Ｈ、及び、Ｍｇ等である。これらの元素は、不純物として、たとえば、次の含有量となる場合があり得る。
Ｓｂ：０．３０％以下、Ｓｎ：０．３０％以下、Ｗ：０．３０％以下、Ｃｏ：０．３０％以下、Ａｓ：０．３０％以下、Ｈ：０．００５％以下、及び、Ｍｇ：０．３０％以下。
Ｓｂ：０．３０％以下、Ｓｎ：０．３０％以下、Ｗ：０．３０％以下、Ｃｏ：０．３０％以下、Ａｓ：０．３０％以下、Ｈ：０．００５％以下、及び、Ｍｇ：０．３０％以下。
［任意元素について］
本実施形態による鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、及びＮｂ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。これらの元素はいずれも、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の強度を高める。
本実施形態による鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｂ、及びＮｂ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。これらの元素はいずれも、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の強度を高める。
Ｃｒ：０～２．５０％
クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｒは鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、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、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性が低下する。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｃｒ含有量は０～２．５０％である。上記効果をより有効に得るためのＣｒ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０９％であり、さらに好ましくは０．１０％である。鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度をさらに高めるためのＣｒ含有量の好ましい下限は０．５１％であり、より好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５７％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２．４５％であり、より好ましくは２．４２％であり、さらに好ましくは２．４０％である。
クロム（Ｃｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｒは鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、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、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性が低下する。Ｃｒ含有量が高すぎればさらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｃｒ含有量は０～２．５０％である。上記効果をより有効に得るためのＣｒ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０９％であり、さらに好ましくは０．１０％である。鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度をさらに高めるためのＣｒ含有量の好ましい下限は０．５１％であり、より好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５７％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２．４５％であり、より好ましくは２．４２％であり、さらに好ましくは２．４０％である。
Ｃｕ：０～０．６０％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、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。含有される場合、Ｃｕは鋼材に固溶して、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼材の製造コストが高くなるだけでなく、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．６０％である。上記効果をより有効に高めるためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは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０．５９％であり、より好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、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。含有される場合、Ｃｕは鋼材に固溶して、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、鋼材の製造コストが高くなるだけでなく、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．６０％である。上記効果をより有効に高めるためのＣｕ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは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０．５９％であり、より好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
Ｎｉ：０～０．６０％
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、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。含有される場合、Ｎｉは鋼材に固溶して、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。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。Ｎｉ含有量が高すぎればさらに、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の靭性が高くなりすぎる。その結果、破断分離後の破面に延性破面が生成し、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後のクラッキング性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．６０％である。上記効果をより有効に高めるためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは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０．５９％であり、より好ましくは０．５８％であり、さらに好ましくは０．５５％である。
ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、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。含有される場合、Ｎｉは鋼材に固溶して、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。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。Ｎｉ含有量が高すぎればさらに、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の靭性が高くなりすぎる。その結果、破断分離後の破面に延性破面が生成し、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後のクラッキング性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．６０％である。上記効果をより有効に高めるためのＮｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは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０．５９％であり、より好ましくは０．５８％であり、さらに好ましくは０．５５％である。
Ｍｏ：０～０．７０％
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、Ｍｏは鋼材中で炭化物を形成して、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の硬さが高くなりすぎ、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性が低下する。Ｍｏ含有量が高すぎればさらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｍｏ含有量は０～０．７０％である。上記効果をより有効に高めるためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは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０．６９％であり、より好ましくは０．６８％であり、さらに好ましくは０．６５％である。
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、Ｍｏは鋼材中で炭化物を形成して、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の硬さが高くなりすぎ、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性が低下する。Ｍｏ含有量が高すぎればさらに、製造コストが高くなる。したがって、Ｍｏ含有量は０～０．７０％である。上記効果をより有効に高めるためのＭｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、より好ましくは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０．６９％であり、より好ましくは０．６８％であり、さらに好ましくは０．６５％である。
Ｖ：０～０．０４９％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは鋼材中で炭化物を形成して、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼材の製造コストが高くなる。Ｖ含有量が高すぎればさらに、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．０４９％である。上記効果をより有効に高めるためのＶ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、より好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、より好ましくは０．０４４％であり、さらに好ましくは０．０４２％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは鋼材中で炭化物を形成して、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼材の製造コストが高くなる。Ｖ含有量が高すぎればさらに、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．０４９％である。上記効果をより有効に高めるためのＶ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、より好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、より好ましくは０．０４４％であり、さらに好ましくは０．０４２％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。
Ｔｉ：０～０．２５０％
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、Ｔｉは熱間鍛造後の冷却及び加熱過程でＶと共に炭化物として析出し、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．２５０％である。上記効果をより有効に高めるためのＴｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、より好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．２４０％であり、より好ましくは０．２２０％であり、さらに好ましくは０．２００％である。
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、Ｔｉは熱間鍛造後の冷却及び加熱過程でＶと共に炭化物として析出し、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．２５０％である。上記効果をより有効に高めるためのＴｉ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、より好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．２４０％であり、より好ましくは０．２２０％であり、さらに好ましくは０．２００％である。
Ｂ：０～０．００５０％
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、Ｂは鋼材に固溶して、鋼材の焼入れ性を高める。その結果、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｂがある程度含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中に粗大な窒化物として析出し、鋼材の熱間加工性を低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．００５０％である。上記効果をより有効に高めるためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、より好ましくは０．０００８％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０．００４５％であり、より好ましくは０．００４２％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
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、Ｂは鋼材に固溶して、鋼材の焼入れ性を高める。その結果、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｂがある程度含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中に粗大な窒化物として析出し、鋼材の熱間加工性を低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．００５０％である。上記効果をより有効に高めるためのＢ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、より好ましくは０．０００８％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０．００４５％であり、より好ましくは０．００４２％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
Ｎｂ：０～０．１００％
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、Ｎｂは鋼材中で炭化物を形成して、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の硬さが高くなりすぎ、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１００％である。上記効果をより有効に高めるためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、より好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０９５％であり、より好ましくは０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８５％である。
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、Ｎｂは鋼材中で炭化物を形成して、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の降伏強度及び疲労強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の硬さが高くなりすぎ、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１００％である。上記効果をより有効に高めるためのＮｂ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、より好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０９５％であり、より好ましくは０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８５％である。
本発明による鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、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。これらの元素はいずれも、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性を高める。
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。つまり、Ｔｅ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｔｅは鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性を高める。Ｔｅが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｔｅ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｔｅ含有量は０～０．３０００％である。上記効果をより有効に高めるためのＴｅ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、より好ましくは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、より好ましくは０．２５００％であり、さらに好ましくは０．２０００％である。
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、Ｔｅは鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性を高める。Ｔｅが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｔｅ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｔｅ含有量は０～０．３０００％である。上記効果をより有効に高めるためのＴｅ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、より好ましくは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、より好ましくは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。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。上記効果をより有効に高めるためのＣａ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、より好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、より好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
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、Ｃａは鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。上記効果をより有効に高めるためのＣａ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、より好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、より好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
Ｂｉ：０～０．４０００％
ビスマス（Ｂｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｂｉは鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性を高める。Ｂｉが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｂｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｂｉ含有量は０～０．４０００％である。上記効果をより有効に高めるためのＢｉ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、より好ましくは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０．３９００％であり、より好ましくは０．３０００％であり、さらに好ましくは０．２０００％である。
ビスマス（Ｂｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｂｉは鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の被削性を高める。Ｂｉが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかしながら、Ｂｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｂｉ含有量は０～０．４０００％である。上記効果をより有効に高めるためのＢｉ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、より好ましくは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０．３９００％であり、より好ましくは０．３０００％であり、さらに好ましくは０．２０００％である。
［式（１）及び式（２）について］
本実施形態による鋼材の化学組成はさらに、Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、式（１）を満たし、Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、式（２）を満たす。
９≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦１３０ （１）
４０≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦３００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）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。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（１）及び式（２）中のｆＢは、Ｂ含有量（質量％）が０％である場合「０」であり、Ｂ含有量（質量％）が０％を超える場合「１」である。
本実施形態による鋼材の化学組成はさらに、Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、式（１）を満たし、Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、式（２）を満たす。
９≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦１３０ （１）
４０≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦３００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）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。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（１）及び式（２）中のｆＢは、Ｂ含有量（質量％）が０％である場合「０」であり、Ｂ含有量（質量％）が０％を超える場合「１」である。
ｆｎ１（＝７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ）））は、上述の化学組成を有する鋼材における、焼入れ性と偏析との指標である。
［Ｃｒ含有量が０～０．５０％でのｆｎ１の範囲について］
Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、ｆｎ１が９未満であれば、鋼材の焼入れ性が十分に得られない。この場合、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材（鍛造熱処理品）のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上とならず、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材の降伏強度及び／又は疲労強度が低下する。一方、ｆｎ１が１３０を超えれば、鋼材中に合金元素の偏析が生じる。この場合、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材の疲労強度が低下する。
Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、ｆｎ１が９未満であれば、鋼材の焼入れ性が十分に得られない。この場合、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材（鍛造熱処理品）のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上とならず、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材の降伏強度及び／又は疲労強度が低下する。一方、ｆｎ１が１３０を超えれば、鋼材中に合金元素の偏析が生じる。この場合、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材の疲労強度が低下する。
したがって、Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、ｆｎ１は９～１３０である。ｆｎ１の好ましい下限は１１であり、より好ましくは１３であり、さらに好ましくは１５である。ｆｎ１の好ましい上限は１２５であり、より好ましくは１２０であり、さらに好ましくは１１５である。
［Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％でのｆｎ１の範囲について］
Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、ｆｎ１が４０未満であれば、鋼材の焼入れ性が十分に得られない。この場合、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材（鍛造熱処理品）のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上とならず、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材の降伏強度及び／又は疲労強度が低下する。一方、ｆｎ１が３００を超えれば、鋼材中に合金元素の偏析が生じる。この場合、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材の疲労強度が低下する。
Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、ｆｎ１が４０未満であれば、鋼材の焼入れ性が十分に得られない。この場合、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材（鍛造熱処理品）のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上とならず、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材の降伏強度及び／又は疲労強度が低下する。一方、ｆｎ１が３００を超えれば、鋼材中に合金元素の偏析が生じる。この場合、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材の疲労強度が低下する。
したがって、Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、ｆｎ１は４０～３００である。ｆｎ１の好ましい下限は４２であり、より好ましくは４４であり、さらに好ましくは４６である。ｆｎ１の好ましい上限は２９５であり、より好ましくは２９０であり、さらに好ましくは２８５である。
［粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度］
本実施形態による鋼材において、√ＡＲＥＡが３μｍ以上であるＡｌ2Ｏ3系介在物（すなわち、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物）の数密度は０．０５～１．００個／ｍｍ2である。上記のとおり、Ａｌ2Ｏ3系介在物とは、Ａｌ2Ｏ3を質量％で７０．０％超含有する介在物を意味する。
本実施形態による鋼材において、√ＡＲＥＡが３μｍ以上であるＡｌ2Ｏ3系介在物（すなわち、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物）の数密度は０．０５～１．００個／ｍｍ2である。上記のとおり、Ａｌ2Ｏ3系介在物とは、Ａｌ2Ｏ3を質量％で７０．０％超含有する介在物を意味する。
粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５個／ｍｍ2未満であれば、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材は、十分なクラッキング性が得られない。一方、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が１．００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、鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の疲労強度や熱間加工性が低下する。粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５～１．００個／ｍｍ2であれば、熱間鍛造及び熱処理により、鋼材のミクロ組織において、仮に、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上となった場合であっても、鋼材の熱間加工性と鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の疲労強度とを維持しつつ、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材において、優れたクラッキング性が得られる。
鋼材の熱間鍛造及び熱処理後のクラッキング性をさらに高めるための、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度の好ましい下限は０．０７個／ｍｍ2であり、さらに好ましくは０．１０個／ｍｍ2であり、さらに好ましくは０．１１個／ｍｍ2であり、さらに好ましくは０．１２個／ｍｍ2である。鋼材の熱間加工性と鋼材の熱間鍛造及び熱処理後の疲労強度とをさらに高めるための、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度の好ましい上限は０．８０個／ｍｍ2であり、さらに好ましくは０．６０個／ｍｍ2である。
粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度は、次の方法で測定できる。鋼材が棒鋼である場合、棒鋼の軸方向（圧延方向）に垂直な断面における、Ｒ／２部からサンプルを採取する。Ｒ／２部とは、棒鋼の軸方向に垂直な断面において、中心と表面とを結ぶ線分（半径Ｒ）の中央位置部分を意味する。サンプルの表面のうち、棒鋼の軸方向を含む断面（縦断面）に相当する表面から、長さ４ｍｍ×幅２．５ｍｍを被検面積とする試料を３０個採取する。３０個の試料の観察面を腐食せず、そのまま２００倍の光学顕微鏡で観察し、写真画像を生成する。被検面積の合計は３００ｍｍ2である。
各試料の観察面（４ｍｍ×２．５ｍｍ）中の介在物をコントラストから特定する。特定された介在物の中から、介在物の形状とコントラストとに基づいて、酸化物系介在物を特定する。特定された酸化物系介在物について、電子線マイクロアナライザ（ＥＰＭＡ）を用いて、各酸化物系介在物中の元素含有量（質量％）を測定する。分析された各元素含有量から、酸化物系介在物中のＡｌ2Ｏ3の質量％を算定する。具体的には、介在物の任意の３点を特定し、ビーム径１μｍの電子線を用いてＡｌ含有量（質量％）を測定する。求めたＡｌ含有量から、ＡｌとＡｌ2Ｏ3との質量比を用いてＡｌ2Ｏ3含有量（質量％）を算出する。算出したＡｌ2Ｏ3含有量の平均を求め、Ａｌ2Ｏ3の質量％と定義する。なお、形状とコントラストとに基づいて酸化物系介在物を特定する代わりに、観察面中の全ての介在物に対してＥＰＭＡによる元素分析を実施して、Ａｌ、Ｃａ、Ｓｉ、及び、Ｍｇのいずれか１種以上と、酸素（Ｏ）とを含有する場合、その介在物を酸化物系介在物と特定してもよい。
本実施形態による鋼材の化学組成の範囲においては、酸化物系介在物中に含まれる酸化物は、そのほとんどがＡｌ2Ｏ3、ＣａＯ、ＳｉＯ2、及び、ＭｇＯであり、他の酸化物は無視できる。そこで、本実施形態においては、介在物中のＡｌ2Ｏ3含有量（質量％）を次のように定義する。
各酸化物系介在物のうち、任意の３点を特定する。特定した点について、ビーム径１μｍの電子線を用いて、Ａｌ、Ｃａ、Ｓｉ、及び、Ｍｇ含有量（質量％）を測定する。測定された各元素の含有量を、対応する酸化物の含有量に換算し、各酸化物の計算値と定義する。より具体的には、ＥＰＭＡで測定されたＡｌ含有量（質量％）に、Ａｌに対するＡｌ2Ｏ3の原子量比（＝Ａｌ2Ｏ3の分子量／（Ａｌの原子量×２））を乗じることで、特定した点におけるＡｌ2Ｏ3の計算値（質量％）を求める。
ＣａＯ、ＳｉＯ2、及び、ＭｇＯについても、Ａｌ2Ｏ3と同様に、ＣａＯ、ＳｉＯ2、及び、ＭｇＯの計算値（質量％）を求める。求めた各酸化物の計算値の合計に対するＡｌ2Ｏ3の計算値の比を求め、特定した任意の点におけるＡｌ2Ｏ3含有量（質量％）と定義する。特定した３点のＡｌ2Ｏ3含有量（質量％）の算術平均値を、「介在物中のＡｌ2Ｏ3含有量（質量％）」と定義する。
上記の方法で特定した、介在物中のＡｌ2Ｏ3含有量（質量％）が７０．０％超の介在物を、Ａｌ2Ｏ3系介在物と特定する。特定した各Ａｌ2Ｏ3系介在物の√ＡＲＥＡを、画像解析装置を用いて算定する。具体的には、特定した各Ａｌ2Ｏ3系介在物の長さＬ（μｍ）と幅Ｗ（μｍ）とを求める。各Ａｌ2Ｏ3系介在物は長方形であると仮定し、面積（＝Ｌ×Ｗ（μｍ2））として求める。求めた面積の平方根を求め、各Ａｌ2Ｏ3系介在物の√ＡＲＥＡ（μｍ）と定義する。
各Ａｌ2Ｏ3系介在物の√ＡＲＥＡを求めた後、√ＡＲＥＡが３μｍ以上の粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物を特定する。特定された粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の個数を求め、被検面積の合計（３００ｍｍ2）で除した値を、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度（個／ｍｍ2）と定義する。
［製造方法］
上記の鋼材の製造方法の一例を説明する。この一例の製造方法は、精錬工程と、鋳造工程と、熱間加工工程とを含む。以下、鋼材の一例として、具体的に、棒鋼の製造方法を説明する。
上記の鋼材の製造方法の一例を説明する。この一例の製造方法は、精錬工程と、鋳造工程と、熱間加工工程とを含む。以下、鋼材の一例として、具体的に、棒鋼の製造方法を説明する。
［精錬工程］
上記の化学組成及び式（１）（Ｃｒ含有量が０～０．５０％）又は式（２）（Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％）を満たす溶鋼を周知の方法で製造する。具体的には、転炉での脱炭、脱燐、脱珪処理を、周知の方法で行う。出鋼後、取鍋にアルミ脱酸剤を添加し、脱酸処理を実施する。なお、ＳｉＯ2やＣａＯの混入を防ぐため、取鍋はアルミ脱酸専用鍋を使用する。また、アルミ脱酸剤は、Ａｌ含有量が質量％で８０％以上の金属Ａｌ又はＡｌ合金を用いる。
上記の化学組成及び式（１）（Ｃｒ含有量が０～０．５０％）又は式（２）（Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％）を満たす溶鋼を周知の方法で製造する。具体的には、転炉での脱炭、脱燐、脱珪処理を、周知の方法で行う。出鋼後、取鍋にアルミ脱酸剤を添加し、脱酸処理を実施する。なお、ＳｉＯ2やＣａＯの混入を防ぐため、取鍋はアルミ脱酸専用鍋を使用する。また、アルミ脱酸剤は、Ａｌ含有量が質量％で８０％以上の金属Ａｌ又はＡｌ合金を用いる。
上記脱酸処理の後、真空脱ガス処理を実施する。ここで、製造途中の溶鋼成分を確認し、真空脱ガス処理中に上述のアルミ脱酸剤（Ａｌ含有量が質量％で８０％以上の金属Ａｌ又はＡｌ合金）を追加することで、溶鋼中のＡｌ含有量を調整する。真空脱ガス処理中に添加するアルミ脱酸剤は、質量％で、添加するアルミ脱酸剤全体の５０～７０％である。
なお、ＳｉＯ2の生成を抑制するため、Ｓｉの添加はアルミ脱酸剤によって鋼が十分脱酸された後に実施する。Ｓｉの添加はたとえば、追加のアルミ脱酸剤添加から１０分以上経過後に実施する。さらに、Ａｌ2Ｏ3を適正範囲で凝集させるため、出鋼後の脱酸剤添加から鋳造開始までにおいて、溶鋼温度が１６００℃以上での好ましい保持時間は１５～６０分である。溶鋼温度が１６００℃以上の好ましい時間の下限は３０分であり、さらに好ましくは４０分である。以上の精錬工程により、上記の化学組成、式（１）、及び、介在物規定を満たし、かつ、√ＡＲＥＡが３μｍ以上であるＡｌ2Ｏ3系介在物（すなわち、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物）の数密度が０．０５～１．００個／ｍｍ2である溶鋼が得られる。
［鋳造工程］
上記の溶鋼を用いて、周知の方法により鋳片（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。
上記の溶鋼を用いて、周知の方法により鋳片（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、鋼材を製造する。鋼材はたとえば、棒鋼である。熱間加工工程は周知の方法により実施される。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、分塊圧延機を用いた分塊圧延である。仕上げ圧延工程はたとえば、連続圧延機を用いた圧延である。連続圧延機では、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。粗圧延工程での加熱温度は、たとえば、１０００～１３００℃である。仕上げ圧延工程での加熱温度はたとえば、１０００～１３００℃である。１０００～１３００℃の加熱温度域では、Ａｌ2Ｏ3系介在物の形態は特に変化しない。なお、熱間加工工程は、熱間圧延に代えて熱間鍛造により実施してもよい。また、上記説明では、熱間加工工程は粗圧延工程と仕上げ圧延工程との２工程を含んだが、粗圧延工程を省略して、仕上げ圧延工程のみを実施してもよい。
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、鋼材を製造する。鋼材はたとえば、棒鋼である。熱間加工工程は周知の方法により実施される。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、分塊圧延機を用いた分塊圧延である。仕上げ圧延工程はたとえば、連続圧延機を用いた圧延である。連続圧延機では、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。粗圧延工程での加熱温度は、たとえば、１０００～１３００℃である。仕上げ圧延工程での加熱温度はたとえば、１０００～１３００℃である。１０００～１３００℃の加熱温度域では、Ａｌ2Ｏ3系介在物の形態は特に変化しない。なお、熱間加工工程は、熱間圧延に代えて熱間鍛造により実施してもよい。また、上記説明では、熱間加工工程は粗圧延工程と仕上げ圧延工程との２工程を含んだが、粗圧延工程を省略して、仕上げ圧延工程のみを実施してもよい。
以上の製造工程により、上記の鋼材が製造される。なお、上記の製造方法では、鋼材として棒鋼を製造したが、本発明の実施の形態の鋼材は線材であってもよい。鋼材の軸方向に垂直な断面は特に限定されない。鋼材の軸方向に垂直な断面形状はたとえば、矩形状、円形状、楕円形状、多角形状である。
また、本実施形態による鋼材の製造方法は、上記製造方法に限定されない。上記製造方法は好ましい製造方法の１つではあるが、他の製造方法によっても本実施形態の鋼材を製造することができる。鋼材中における√ＡＲＥＡが３μｍ以上のＡｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５～１．００個／ｍｍ2となれば、上記の製造方法に特に限定されない。
［鍛造熱処理品の製造方法］
上記の鋼材を用いた鍛造熱処理品の製造方法の一例を説明する。この一例の製造方法は、熱間鍛造工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。具体的に、鍛造熱処理品の一例として、クラッキングコンロッドの製造方法を説明する。
上記の鋼材を用いた鍛造熱処理品の製造方法の一例を説明する。この一例の製造方法は、熱間鍛造工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。具体的に、鍛造熱処理品の一例として、クラッキングコンロッドの製造方法を説明する。
［熱間鍛造工程］
熱間鍛造工程では、上述の鋼材を、１１００～１３００℃に加熱して熱間鍛造を実施して中間品を製造する。具体的に、鋼材を高周波誘導加熱炉で加熱する。本実施形態による熱間鍛造工程において、好ましい加熱温度は１１００～１３００℃であり、好ましい加熱時間は１０～１５分である。なお、高周波誘導加熱炉での加熱温度が低いため、鋼材中のＡｌ2Ｏ3系介在物の形態は特に変化しない。
熱間鍛造工程では、上述の鋼材を、１１００～１３００℃に加熱して熱間鍛造を実施して中間品を製造する。具体的に、鋼材を高周波誘導加熱炉で加熱する。本実施形態による熱間鍛造工程において、好ましい加熱温度は１１００～１３００℃であり、好ましい加熱時間は１０～１５分である。なお、高周波誘導加熱炉での加熱温度が低いため、鋼材中のＡｌ2Ｏ3系介在物の形態は特に変化しない。
本実施形態による熱間鍛造工程において、加熱温度のより好ましい下限は１１２０℃であり、さらに好ましくは１１４０℃であり、さらに好ましくは１１６０℃である。加熱温度のより好ましい上限は１２８０℃であり、さらに好ましくは１２６０℃であり、さらに好ましくは１２４０℃である。
加熱された鋼材に対して、熱間鍛造を実施して中間品（たとえば、粗形状のクラッキングコンロッド）を製造する。熱間鍛造時の加工度は特に限定されない。好ましい熱間鍛造時の加工度は０．２２以上である。ここで、加工度は、熱間鍛造工程において、バリを除く部分に生じる対数ひずみの最大値とする。
［焼入れ工程］
焼入れ工程では、上述の熱間鍛造工程後の中間品を、８００℃から１００℃の間の平均冷却速度を１０～２００℃／秒で冷却する、焼入れを実施する。本明細書において「焼入れ」とは、Ａ3点以上の鋼材を冷却することを意味する。好ましくは、熱間鍛造後の中間品を、少なくとも８００℃から１００℃の範囲を連続的に冷却する。このとき、８００℃から１００℃における平均冷却速度を１０～２００℃／秒とするのが好ましい。
焼入れ工程では、上述の熱間鍛造工程後の中間品を、８００℃から１００℃の間の平均冷却速度を１０～２００℃／秒で冷却する、焼入れを実施する。本明細書において「焼入れ」とは、Ａ3点以上の鋼材を冷却することを意味する。好ましくは、熱間鍛造後の中間品を、少なくとも８００℃から１００℃の範囲を連続的に冷却する。このとき、８００℃から１００℃における平均冷却速度を１０～２００℃／秒とするのが好ましい。
冷却速度が遅すぎれば、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上のミクロ組織が得られず、鍛造熱処理品の降伏強度及び疲労強度が十分に得られない場合がある。一方、冷却速度が速すぎれば、鍛造品断面内での温度差が大きくなる場合がある。この場合、表層と内部の変態タイミングに時間差が生じる。その結果、焼入れ後の表層に引張残留応力が生じるため、鍛造熱処理品の疲労強度が十分に得られない場合がある。したがって、冷却速度は１０～２００℃／秒とするのが好ましい。
冷却速度のより好ましい下限は１２℃／秒であり、さらに好ましくは１５℃／秒であり、さらに好ましくは１８℃／秒であり、さらに好ましくは２０℃／秒である。冷却速度のより好ましい上限は１９０℃／秒であり、さらに好ましくは１８５℃／秒であり、さらに好ましくは１８０℃／秒である。
焼入れ時の冷却開始温度が低すぎれば、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材（鍛造熱処理品）において、所望のミクロ組織が得られない場合がある。そのため、焼入れ時の冷却開始温度は８００℃以上とするのが好ましい。さらに、焼入れ時の冷却停止温度が高すぎれば、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材（鍛造熱処理品）において、所望のミクロ組織が得られない場合がある。そのため、焼入れ時の冷却停止温度は１００℃以下とするのが好ましい。したがって、本実施形態による焼入れでは、熱間鍛造工程後の中間品を、８００℃から１００℃の間の平均冷却速度を１０～２００℃／秒で冷却するのが好ましい。この場合、冷却速度は、中間品の断面内で最も遅く冷却される部位において測定された温度から決定される。たとえば、中間品が棒鋼である場合、棒鋼の軸方向に垂直な断面の中央部において測定された温度から決定される。
なお、焼入れは、熱間鍛造を実施した直後に実施してもよく、熱間鍛造後に中間品を再加熱してから実施してもよい。焼入れ時の冷却方法は、連続的な冷却方法であれば特に限定されず、たとえば、水冷や油冷である。
［焼戻し工程］
焼戻し工程では、焼入れ工程後の中間品を、４００～６５０℃で３０～９０分保持する焼戻しを実施する。本明細書において「焼戻し」とは、鋼材をＡ1点以下に再加熱して、保持することを意味する。本実施形態による焼戻し処理において、好ましい焼戻し温度は４００～６５０℃である。焼戻し温度が低すぎる場合、鍛造熱処理品の表面に引張残留応力が生じ、疲労強度が低下する場合がある。一方、焼戻し温度が高すぎれば、焼戻し軟化が生じ、鍛造熱処理品の降伏強度及び／又は疲労強度が低下する場合がある。
焼戻し工程では、焼入れ工程後の中間品を、４００～６５０℃で３０～９０分保持する焼戻しを実施する。本明細書において「焼戻し」とは、鋼材をＡ1点以下に再加熱して、保持することを意味する。本実施形態による焼戻し処理において、好ましい焼戻し温度は４００～６５０℃である。焼戻し温度が低すぎる場合、鍛造熱処理品の表面に引張残留応力が生じ、疲労強度が低下する場合がある。一方、焼戻し温度が高すぎれば、焼戻し軟化が生じ、鍛造熱処理品の降伏強度及び／又は疲労強度が低下する場合がある。
したがって、焼戻し温度は４００～６５０℃とするのが好ましい。焼戻し温度のより好ましい下限は４１０℃であり、さらに好ましくは４２０℃であり、さらに好ましくは４３０℃である。焼戻し温度のより好ましい上限は６４０℃であり、さらに好ましくは６３０℃であり、さらに好ましくは６２０℃である。なお、本実施形態による焼戻し処理において、好ましい保持時間（焼戻し時間）は３０～９０分である。本明細書において、焼戻し温度とは、鋼材を再加熱する際に用いる炉の温度を意味する。本明細書において、焼戻し時間とは、鋼材の温度が、再加熱する際に用いる炉の温度±５℃の範囲で保持されている間の時間を意味する。
以上の工程によって、本実施形態による鍛造熱処理品が製造される。なお、焼戻し後の鍛造熱処理品に対して、必要に応じて機械加工を実施して、粗切削してもよい。鍛造熱処理品の一例として、クラッキングコンロッドを製造する場合、焼戻し処理を実施した鍛造熱処理品に対して、機械加工を実施する。機械加工で粗切削した鍛造熱処理品に対して、大端部１００の破断分割（クラッキング）を実施する。破断分割後の鍛造熱処理品に対して仕上げ切削を実施して、最終のクラッキングコンロッドを製造する。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。
上記の鍛造熱処理品の製造方法では、鍛造熱処理品の一例として、クラッキングコンロッドの製造方法を説明したが、鍛造熱処理品はクラッキングコンロッドに限定されない。鍛造熱処理品は、他の機械構造用部品であってもよい。
［鍛造熱処理品のミクロ組織］
製造された鍛造熱処理品のミクロ組織は特に限定されない。しかしながら、降伏強度及び疲労強度の向上を目的として、上記化学組成を有する鋼材に対して熱間鍛造及び熱処理を実施して、鍛造熱処理品を製造する場合、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材（鍛造熱処理品）のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上となり得る。
製造された鍛造熱処理品のミクロ組織は特に限定されない。しかしながら、降伏強度及び疲労強度の向上を目的として、上記化学組成を有する鋼材に対して熱間鍛造及び熱処理を実施して、鍛造熱処理品を製造する場合、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材（鍛造熱処理品）のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上となり得る。
鍛造熱処理品のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が１００％でない場合、マトリクス組織の残部はフェライト、又は、フェライト及びパーライトからなる。ミクロ組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト面積率の合計の好ましい下限は８５％であり、より好ましくは９０％であり、さらに好ましくは９５％以上であり、最も好ましくは１００％である。焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト面積率の合計の一例は９５～１００％である。
降伏強度及び疲労強度の向上を目的として、上記化学組成を有する鋼材に対して熱間鍛造及び熱処理を実施して、鍛造熱処理品を製造した結果、鍛造熱処理品のミクロ組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上となった場合を想定する。さらに、鍛造熱処理品がクラッキングコンロッドである場合を想定する。この場合、大端部１００を破断して２つの部品（キャップ２及びロッド３）に分割するとき、破断部が塑性変形して破断面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、本実施形態による鋼材では、Ａｌ2Ｏ3を質量％で７０．０％超含有するＡｌ2Ｏ3系介在物のうち、√ＡＲＥＡが３μｍ以上の粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５～１．００個／ｍｍ2である。そのため、本実施形態による鋼材に対して、熱間鍛造及び熱処理を実施して製造した鍛造熱処理品の組織において、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上となった場合であっても、鍛造熱処理品の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。
上述のとおり、本実施形態による鋼材では、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％以上の鍛造熱処理品を製造した場合であっても優れたクラッキング性が得られる。そのため、仮に、本実施形態による鋼材に対して熱間鍛造及び熱処理を実施した結果、ミクロ組織の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が８０％未満となった場合であっても、その鍛造熱処理品は当然に優れたクラッキング性を有する。
なお、熱間鍛造及び熱処理後の鋼材（鍛造熱処理品）のミクロ組織中の焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計は、次の方法で測定できる。鍛造熱処理品のうち、表面から１ｍｍ以上の深さ位置までの領域（表層領域）を除く部分（内部領域）から、サンプルを１０個採取する。採取された各サンプルの任意の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。各視野の面積は４７５μｍ×４７５μｍとする。
各視野において、フェライト、パーライト、焼戻しマルテンサイト及び焼戻し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、各視野における焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを特定する。なお、本明細書において、焼戻しマルテンサイトは焼戻しベイナイトと区別しない。そのため、本明細書では、各視野において、フェライト及びパーライト以外の領域を、「焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイト」と特定する。特定された焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積（μｍ2）を求める。全ての視野での焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積の合計の、全ての視野（５視野×１０個）の総面積に対する比を、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計（％）と定義する。
本実施形態による鋼材に対して、１１００～１３００℃に加熱して熱間鍛造を実施して中間品を製造し、中間品を８００℃から１００℃の間の平均冷却速度を１０～２００℃／秒で冷却した後、中間品を４００～６５０℃で３０～９０分保持した場合、高い降伏強度を有する。高い降伏強度とは、具体的に、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験によって得られた降伏強度が、Ｃｒ含有量が０～０．５０％以下である場合、７５１ＭＰａ以上であり、Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、８５１ＭＰａ以上であることを意味する。
本実施形態による鋼材に対して、１１００～１３００℃に加熱して熱間鍛造を実施して中間品を製造し、中間品を８００℃から１００℃の間の平均冷却速度を１０～２００℃／秒で冷却した後、中間品を４００～６５０℃で３０～９０分保持した場合、高い疲労強度を有する。高い疲労強度とは、具体的に、ＪＩＳ Ｚ ２２７３（１９７８）に準拠した、正弦波で位相０（ＭＰａ）の両振り疲労試験によって得られた疲労強度が、Ｃｒ含有量が０～０．５０％以下である場合、５０１ＭＰａ以上であり、Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、５５１ＭＰａ以上であることを意味する。
本実施形態による鋼材に対して、１１００～１３００℃に加熱して熱間鍛造を実施して中間品を製造し、中間品を８００℃から１００℃の間の平均冷却速度を１０～２００℃／秒で冷却した後、中間品を４００～６５０℃で３０～９０分保持した場合、優れたクラッキング性を有する。優れたクラッキング性とは、具体的に、次の方法で評価できる。図２Ａに示す、中央に孔１１が形成され、直径の各端点に相当する２箇所に、Ｖ字形状の切欠きＭを加工された試験片１０を機械加工によって製造する。中心にくさび１３を打ち込むための孔１４が形成された治具１２を孔１１に嵌め込んだ後、孔１４にくさび１３を打ち込んで、試験片１０を２つの部材１０Ａ、１０Ｂに破断分離する。破断分離によって得られた部材１０Ａ及び１０Ｂの両側面近傍にボルト穴加工を施し、ボルトで部材１０Ａ及び１０Ｂを締結する。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の直径の最大値Ｄｍａｘ、最小値Ｄｍｉｎを測定し、その差を内径偏径差ΔＤ（＝Ｄｍａｘ－Ｄｍｉｎ、単位はμｍ）と定義する。優れたクラッキング性とは、得られた内径偏径差ΔＤが４０μｍ以下であることを意味する。
以下、実施例によって本実施形態による鋼材を、さらに具体的に説明する。
実施例１では、Ｃｒ含有量が０～０．５０％の鋼材について調査した。具体的に、表１に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。なお、表１中の「－」は、対応する元素の含有量が不純物レベルであることを意味する。
表１を参照して、試験番号Ｅ－１～Ｅ－４５及びＣ－６～Ｃ－１８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－５は化学組成が不適切であるか、又は、式（１）を満たさなかった。なお、試験番号Ｃ－５の化学組成は、特許文献５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転炉で一次精錬を実施し、取鍋に出鋼した。試験番号Ｃ－６を除く試験番号において、取鍋は、ＳｉＯ2やＣａＯの混入を防ぐため、アルミ脱酸専用鍋を用いた（表２中の「専用鍋」欄に「Ａ」で表示）。試験番号Ｃ－６では、アルミ脱酸専用鍋を用いず、シリコン脱酸やカルシウム脱酸と同じ鍋を用いた（表２中の「専用鍋」欄に「Ｅ」で表示）。
取鍋に出鋼後直ちにアルミ脱酸剤を添加し、脱酸処理を実施した。試験番号Ｃ－７を除く他の試験番号では、アルミ脱酸剤は、Ａｌ含有量が、質量％で、８０％以上のものを使用した（表２中の「脱酸剤Ａｌ比率」欄で「Ａ」）。一方、試験番号Ｃ－７では、Ａｌ含有量が８０％未満のアルミ脱酸剤を使用した（表２中の「脱酸剤Ａｌ比率」欄で「Ｅ」）。
試験番号Ｃ－９及びＣ－１０以外の他の試験番号では、脱酸処理後の真空脱ガス処理中にも溶鋼にアルミ脱酸剤（Ａｌ含有量が、質量％で、８０％以上のもの）を添加した。
ここで、真空脱ガス処理中に添加するアルミ脱酸剤の添加量が、精錬工程で添加するアルミ脱酸剤全体の５０～７０％（質量％）である場合、脱酸剤添加率が適切であると判断した（表２中の「脱酸剤追加」欄で「Ａ」）。一方、真空脱ガス中に添加するアルミ脱酸剤の添加量が、精錬工程で添加するアルミ脱酸剤全体の５０％未満である場合、真空脱ガス処理中での脱酸剤添加率が条件を満たさないと判断した（表２中の「脱酸剤追加」欄で「ＬＥ」）。さらに、真空脱ガス処理中に添加するアルミ脱酸剤の添加量が、精錬工程で添加するアルミ脱酸剤全体の７０％を超える場合、脱酸剤添加率が条件を満たさないと判断した（表２中の「脱酸剤追加」欄で「ＵＥ」）。なお、いずれの試験番号においても、真空脱ガス処理でアルミ脱酸剤の添加から１０分以上経過した後、Ｓｉを添加した。
試験番号Ｅ－３８、Ｅ－３９、Ｃ－５、Ｃ－１１及びＣ－１２以外の他の試験番号では、出鋼直後の溶鋼へのアルミ脱酸剤添加から鋳造開始までの間において、溶鋼温度が１６００℃以上の時間が４０分になるように、溶鋼温度を調整した（表２中の「１６００℃以上保持時間」欄で「Ａ」）。試験番号Ｅ－３８では、溶鋼温度が１６００℃以上での保持時間が３０分であり（表２中の「１６００℃以上の保持時間」欄で「Ｂ」）、試験番号Ｅ－３９では、溶鋼温度が１６００℃以上での保持時間が１５分であった（表２中の「１６００℃以上保持時間」欄で「Ｃ」）。
試験番号Ｃ－１１では、出鋼直後の溶鋼へのアルミ脱酸剤添加から鋳造開始までの間において、溶鋼温度が１６００℃以上の時間が７０分になるように、溶鋼温度を調整した（表２中の「１６００℃以上保持時間」欄で「ＵＥ」）。また、試験番号Ｃ－５及びＣ－１２では、出鋼直後の溶鋼へのアルミ脱酸剤添加から鋳造開始までの間において、溶鋼温度が１６００℃以上の時間が５分になるように、溶鋼温度を調整した（表２中の「１６００℃以上保持時間」欄で「ＬＥ」）。
また、試験番号Ｃ－８以外の他の試験番号においては、真空脱ガス時にアルミ脱酸剤を添加してから、１０分以上経過後にＳｉを添加した（表２中の「Ｓｉ添加」欄で「Ａ」）。一方、試験番号Ｃ－８では、真空脱ガス時にアルミ脱酸剤を添加してから、１０分未満にＳｉを添加した（表２中の「Ｓｉ添加」欄で「Ｅ」）。
続いて、各試験番号の溶鋼について、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。
製造されたブルームを熱間圧延してビレットを製造した。初めに、ブルームを１１５０℃で１００分加熱した後、分塊圧延機を用いて分塊圧延を実施して、ビレットを製造した。続いて、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の棒鋼に製造した。以上の製造工程により、鋼材（棒鋼）を製造した。
［鍛造熱処理模擬品の製造］
鋼材（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。各試験番号の供試材を加熱して、５分間保持した。表２に、各試験番号の供試材の、熱間鍛造時の加熱温度を「鍛造加熱温度（℃）」欄に示す。加熱後速やかに、軸方向に９０％熱間圧縮を実施して、円盤形状に成型した。続いて、円盤形状に成形された供試材を、５０℃～１５０℃の油中に浸漬して１００℃以下まで冷却した。なお、冷却を開始した温度は、全て８００℃以上であった。表２に、各試験番号の供試材の、冷却速度を「焼入れ冷却速度（℃／秒）」欄に示す。なお、冷却速度は供試材の側面から中心部まで機械加工で空けた穴に熱電対を挿入し、供試材の中心部にて測定された温度から決定された。
鋼材（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。各試験番号の供試材を加熱して、５分間保持した。表２に、各試験番号の供試材の、熱間鍛造時の加熱温度を「鍛造加熱温度（℃）」欄に示す。加熱後速やかに、軸方向に９０％熱間圧縮を実施して、円盤形状に成型した。続いて、円盤形状に成形された供試材を、５０℃～１５０℃の油中に浸漬して１００℃以下まで冷却した。なお、冷却を開始した温度は、全て８００℃以上であった。表２に、各試験番号の供試材の、冷却速度を「焼入れ冷却速度（℃／秒）」欄に示す。なお、冷却速度は供試材の側面から中心部まで機械加工で空けた穴に熱電対を挿入し、供試材の中心部にて測定された温度から決定された。
冷却後の各試験番号の供試材を再加熱して、３０分間保持する焼戻しを実施した。各試験番号の供試材の焼戻し温度（℃）を「焼戻し温度（℃）」欄に示す。なお、焼戻し温度は、再加熱に用いた炉の温度（℃）とした。焼戻し時間は、供試材が表２に記載の焼戻し温度±５℃に保持された時間（分）とした。以上の製造工程により、鍛造熱処理模擬品を製造した。
［評価試験］
鋼材及び鍛造熱処理模擬品を用いて、次の評価試験を実施した。
鋼材及び鍛造熱処理模擬品を用いて、次の評価試験を実施した。
［粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度測定試験］
各試験番号の鋼材（直径４０ｍｍの棒鋼）のＲ／２部（Ｒは鋼材の表面と中心軸とを結ぶ半径）からサンプルを採取した。サンプルの表面のうち、鋼材の軸方向を含む断面（縦断面）に相当する表面から、長さ４ｍｍ×幅２．５ｍｍを被検面積とする試料を３０個採取した。上記の方法で粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度（個／ｍｍ2）を求めた。求めた粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度（個／ｍｍ2）を表２の「数密度（個／ｍｍ2）」欄に示す。
各試験番号の鋼材（直径４０ｍｍの棒鋼）のＲ／２部（Ｒは鋼材の表面と中心軸とを結ぶ半径）からサンプルを採取した。サンプルの表面のうち、鋼材の軸方向を含む断面（縦断面）に相当する表面から、長さ４ｍｍ×幅２．５ｍｍを被検面積とする試料を３０個採取した。上記の方法で粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度（個／ｍｍ2）を求めた。求めた粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度（個／ｍｍ2）を表２の「数密度（個／ｍｍ2）」欄に示す。
［ミクロ組織観察］
各試験番号の鍛造熱処理模擬品を用いて、ミクロ組織観察試験を実施した。具体的には、鍛造熱処理模擬品の縦断面のうち、Ｒ／２部を含むサンプルを採取し、上記の方法により、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計（％）を求めた。求めた焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計（％）が９０～１００％の場を評価「Ａ」とし、８５～９０％未満の場合を評価「Ｂ」とし、８０～８５％未満の場合を評価「Ｃ」とし、８０％未満の場合を評価「Ｅ」とした。評価結果を表２の「ミクロ組織」欄に示す。評価「Ａ」～「Ｃ」の場合、ミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイト主体であったと判断し、評価「Ｅ」の場合、ミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイト主体でなかったと判断した。
各試験番号の鍛造熱処理模擬品を用いて、ミクロ組織観察試験を実施した。具体的には、鍛造熱処理模擬品の縦断面のうち、Ｒ／２部を含むサンプルを採取し、上記の方法により、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計（％）を求めた。求めた焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計（％）が９０～１００％の場を評価「Ａ」とし、８５～９０％未満の場合を評価「Ｂ」とし、８０～８５％未満の場合を評価「Ｃ」とし、８０％未満の場合を評価「Ｅ」とした。評価結果を表２の「ミクロ組織」欄に示す。評価「Ａ」～「Ｃ」の場合、ミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイト主体であったと判断し、評価「Ｅ」の場合、ミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイト主体でなかったと判断した。
［熱間加工性評価］
上記の方法で、鍛造熱処理模擬品を試験番号ごとに５０個製造した。製造後の鍛造熱処理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」とし、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「Ｅ」とした。評価結果を表２の「熱間加工性」欄に示す。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「Ｅ」の場合、熱間加工性が低いと判断した。
上記の方法で、鍛造熱処理模擬品を試験番号ごとに５０個製造した。製造後の鍛造熱処理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」とし、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「Ｅ」とした。評価結果を表２の「熱間加工性」欄に示す。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「Ｅ」の場合、熱間加工性が低いと判断した。
［降伏強度評価］
各試験番号の鍛造熱処理模擬品の表面から５ｍｍの深さ位置までの領域（表層領域）を除く部分（内部領域）から、ＪＩＳ １４Ａ号試験片を２本採取した。採取した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して、大気中の室温（２５℃）で引張試験を実施し、２本平均の降伏強度（ＭＰａ）を求めた。
各試験番号の鍛造熱処理模擬品の表面から５ｍｍの深さ位置までの領域（表層領域）を除く部分（内部領域）から、ＪＩＳ １４Ａ号試験片を２本採取した。採取した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して、大気中の室温（２５℃）で引張試験を実施し、２本平均の降伏強度（ＭＰａ）を求めた。
降伏強度（ＭＰａ）が１５００～１４０１ＭＰａの場合を評価「Ｓ」とし、１４００～１２０１ＭＰａの場合を評価「Ａ」とし、１２００～１００１ＭＰａの場合を評価「Ｂ」とし、１０００～７５１ＭＰａの場合を評価「Ｃ」とした。降伏強度が７５０ＭＰａ以下の場合を評価「Ｅ」とした。評価結果を表２の「降伏強度」欄に示す。評価「Ｓ」、「Ａ」～「Ｃ」の場合、十分な降伏強度が得られたと判断した。評価「Ｅ」の場合、降伏強度が低いと判断した。
［疲労強度評価］
各試験番号の鍛造熱処理模擬品の表面から５ｍｍ深さ位置までの領域（表層領域）を除く部分（内部領域）から、ＪＩＳ １４Ａ号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２７３（１９７８）に準拠して、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。
各試験番号の鍛造熱処理模擬品の表面から５ｍｍ深さ位置までの領域（表層領域）を除く部分（内部領域）から、ＪＩＳ １４Ａ号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２７３（１９７８）に準拠して、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（ＭＰａ）が７００～６５１ＭＰａの場合を評価「Ｓ」、６５０～６０１ＭＰａの場合を評価「Ａ」、６００～５５１ＭＰａの場合を評価「Ｂ」、５５０～５０１ＭＰａの場合を評価「Ｃ」とした。疲労強度が５００ＭＰａ以下の場合を評価「Ｅ」とした。評価結果を表２の「疲労強度」欄に示す。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「Ｅ」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つの鍛造熱処理模擬品を準備した。準備した５つの鍛造熱処理模擬品に対して任意の位置に厚さ方向にドリル穴あけ加工を行い、ドリル穴あけ加工した際のドリル軸方向の切削抵抗を測定した。ドリル径を８ｍｍ、主軸の回転速度を７２０回／ｍｉｎとした。
試験番号ごとに５つの鍛造熱処理模擬品を準備した。準備した５つの鍛造熱処理模擬品に対して任意の位置に厚さ方向にドリル穴あけ加工を行い、ドリル穴あけ加工した際のドリル軸方向の切削抵抗を測定した。ドリル径を８ｍｍ、主軸の回転速度を７２０回／ｍｉｎとした。
切削抵抗が１０００～１０９９Ｎの場合を評価「Ｓ」、１１００～１１９９Ｎの場合を評価「Ａ」、１２００～１２９９Ｎの場合を評価「Ｂ」、１３００～１３９９Ｎの場合を評価「Ｃ」とした。切削抵抗が１４００Ｎ以上の場合を評価「Ｅ」とした。評価結果を表２の「被削性」欄に示す。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「Ｅ」の場合、被削性が低いと判断した。
［クラッキング性評価］
各試験番号の鍛造熱処理模擬品から、図２Ａに示す、コンロッド１の大端部１００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、先端曲率半径は０．１ｍｍ、開き角は６０°であった。
各試験番号の鍛造熱処理模擬品から、図２Ａに示す、コンロッド１の大端部１００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、先端曲率半径は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は半円盤状の一対の部材からなり、２つ合わせると、直径Ｄ０が孔１１の内径に相当する円盤となった。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（図２Ｂ参照）、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に示すボルトで部材１０Ａ及び１０Ｂを締結した。破断分離後であってボルトを締結した後の試験片１０の孔１１の直径の最大値Ｄｍａｘ、最小値Ｄｍｉｎ（図２Ｄ参照）を測定し、その差を内径偏径差ΔＤ（＝Ｄｍａｘ－Ｄｍｉｎ、単位はμｍ）と定義した。
内径偏径差ΔＤが０～１０μｍの場合を評価「Ａ」とし、１１～２０μｍの場合を評価「Ｂ」とし、２１～３０μｍの場合を評価「Ｃ」とし、３１～４０μｍの場合を評価「Ｄ」とした。そして、内径変形量ΔＤが４０μｍを超える場合、評価「Ｅ」とした。評価結果を表２の「ΔＤ」欄に示す。評価「Ａ」～「Ｄ」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「Ｅ」の場合、クラッキング性が低いと判断した。
［評価結果］
表１～表２を参照して、試験番号Ｅ－１～Ｅ－４５及びＣ－１３～Ｃ－１８の化学組成は適切であり、式（１）を満たした。さらに、取鍋、アルミ脱酸剤、脱酸剤添加率、Ｓｉ添加タイミング、及び溶鋼の１６００℃以上での保持時間も適切であった。その結果、鋼中の粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度は０．０５～１．００個／ｍｍ2の範囲内であった。その結果、鋼材は優れた熱間加工性が得られた。その結果さらに、鍛造熱処理品のミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイト主体であったものの、優れた降伏強度、優れた疲労強度、優れた被削性、及び、優れたクラッキング性が得られた。
表１～表２を参照して、試験番号Ｅ－１～Ｅ－４５及びＣ－１３～Ｃ－１８の化学組成は適切であり、式（１）を満たした。さらに、取鍋、アルミ脱酸剤、脱酸剤添加率、Ｓｉ添加タイミング、及び溶鋼の１６００℃以上での保持時間も適切であった。その結果、鋼中の粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度は０．０５～１．００個／ｍｍ2の範囲内であった。その結果、鋼材は優れた熱間加工性が得られた。その結果さらに、鍛造熱処理品のミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイト主体であったものの、優れた降伏強度、優れた疲労強度、優れた被削性、及び、優れたクラッキング性が得られた。
一方、試験番号Ｃ－１では、Ａｌ含有量が高すぎた。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が１．００個／ｍｍ2を超えた。その結果、鋼材の熱間加工性が十分に得られなかった。その結果さらに、鍛造熱処理品の疲労強度が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－２では、Ａｌ含有量が低すぎた。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５個／ｍｍ2未満となった。その結果、鍛造熱処理品のクラッキング性が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－３では、ｆｎ１が高すぎた。その結果、鍛造熱処理品の疲労強度が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－４では、ｆｎ１が低すぎた。その結果、鍛造熱処理品のミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイト主体とならなかった。その結果、鍛造熱処理品の降伏強度が十分に得られなかった。その結果さらに、鍛造熱処理品の疲労強度が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－５では、化学組成が特許文献５の実施例１９に相当した。試験番号Ｃ－５では、Ｍｎ含有量が高すぎた。さらに、ｆｎ１が高すぎた。さらに、出鋼直後の溶鋼へのアルミ脱酸剤添加から鋳造開始までの間において、溶鋼の１６００℃以上での保持時間が短すぎた。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５個／ｍｍ2未満となった。その結果、鋼材の熱間加工性が十分に得られなかった。その結果さらに、鍛造熱処理品の疲労強度が十分に得られなかった。その結果さらに、鍛造熱処理品のクラッキング性が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－６では、取鍋が条件を満たさなかった。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５個／ｍｍ2未満となった。その結果、鍛造熱処理品のクラッキング性が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－７では、アルミ脱酸剤が条件を満たさなかった。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５個／ｍｍ2未満となった。その結果、鍛造熱処理品のクラッキング性が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－８では、Ｓｉ添加タイミングが条件を満たさなかった。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５個／ｍｍ2未満となった。その結果、鍛造熱処理品のクラッキング性が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－９では、真空脱ガス処理時に追加した脱酸剤の添加率が高すぎた。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が１．００個／ｍｍ2を超えた。その結果、鋼材の熱間加工性が十分に得られなかった。その結果さらに、鍛造熱処理品の疲労強度が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－１０では、真空脱ガス処理時に追加した脱酸剤の添加率が低すぎた。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５個／ｍｍ2未満となった。その結果、鍛造熱処理品のクラッキング性が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－１１では、出鋼直後の溶鋼へのアルミ脱酸剤添加から鋳造開始までの間において、溶鋼の１６００℃以上での保持時間が長すぎた。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が１．００個／ｍｍ2を超えた。その結果、鋼材の熱間加工性が十分に得られなかった。その結果さらに、鍛造熱処理品の疲労強度が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－１２では、出鋼直後の溶鋼へのアルミ脱酸剤添加から鋳造開始までの間において、溶鋼の１６００℃以上での保持時間が短すぎた。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５個／ｍｍ2未満となった。その結果、鍛造熱処理品のクラッキング性が十分に得られなかった。
実施例２では、Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％の鋼材について調査した。具体的に、表３に示す化学組成を有する溶鋼を製造した。なお、表３中の「－」は、対応する元素の含有量が不純物レベルであることを意味する。
表３を参照して、試験番号Ｅ－４６～Ｅ－８９及びＣ－２４～Ｃ－３６の化学組成は適切であり、式（２）を満たした。一方、試験番号Ｃ－１９～Ｃ－２３は化学組成が不適切であるか、又は、式（２）を満たさなかった。なお、試験番号Ｃ－２３の化学組成は、特許文献６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、実施例１と同様に、７０ｔｏｎ転炉で一次精錬を実施し、取鍋に出鋼した。実施例１と同様に、取鍋に出鋼後直ちにアルミ脱酸剤を添加し、脱酸処理を実施した。実施例１と同様に、脱酸処理を実施するまでの製造条件を、表４中の「専用鍋」欄、「脱酸剤Ａｌ比率」欄、「脱酸剤追加」欄、「１６００℃以上の保持時間」欄、及び、「Ｓｉ添加」欄に示す。なお、表４中の「専用鍋」欄、「脱酸剤追加」欄、「１６００℃以上の保持時間」欄、及び、「Ｓｉ添加」欄の評価基準は、実施例１と同様であった。
続いて、実施例１と同様に、各試験番号の溶鋼から鋳片（ブルーム）を製造し、製造されたブルームを熱間圧延してビレットを製造し、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。以上の製造工程により、鋼材（棒鋼）を製造した。
［鍛造熱処理模擬品の製造］
実施例１と同様に、鋼材（棒鋼）から、直径４０ｍｍ、長さ１００ｍｍの供試材を採取した。実施例１と同様に、各試験番号の供試材を５分間保持する、熱間鍛造時の加熱温度を「鍛造加熱温度（℃）」欄に示す。実施例１と同様に、加熱後速やかに、軸方向に９０％熱間圧縮を実施して、円盤形状に成型し、５０℃～１５０℃の油中に浸漬して１００℃以下まで冷却した。なお、冷却を開始した温度は、全て８００℃以上であった。表４に、各試験番号の供試材の、冷却速度を「焼入れ冷却速度（℃／秒）」欄に示す。なお、冷却速度は供試材の中心部にて測定された温度から決定された。
実施例１と同様に、鋼材（棒鋼）から、直径４０ｍｍ、長さ１００ｍｍの供試材を採取した。実施例１と同様に、各試験番号の供試材を５分間保持する、熱間鍛造時の加熱温度を「鍛造加熱温度（℃）」欄に示す。実施例１と同様に、加熱後速やかに、軸方向に９０％熱間圧縮を実施して、円盤形状に成型し、５０℃～１５０℃の油中に浸漬して１００℃以下まで冷却した。なお、冷却を開始した温度は、全て８００℃以上であった。表４に、各試験番号の供試材の、冷却速度を「焼入れ冷却速度（℃／秒）」欄に示す。なお、冷却速度は供試材の中心部にて測定された温度から決定された。
実施例１と同様に、冷却後の各試験番号の供試材を再加熱して、３０分間保持する焼戻しを実施した。各試験番号の供試材の焼戻し温度（℃）を「焼戻し温度（℃）」欄に示す。なお、焼戻し温度及び焼戻し時間は、実施例１と同様に定義した。以上の製造工程により、鍛造熱処理模擬品を製造した。
［評価試験］
鋼材及び鍛造熱処理模擬品を用いて、次の評価試験を実施した。
鋼材及び鍛造熱処理模擬品を用いて、次の評価試験を実施した。
［粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度測定試験］
実施例１と同様に、各試験番号の鋼材（直径４０ｍｍの棒鋼）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、鋼材の軸方向を含む断面（縦断面）に相当する表面から、長さ４ｍｍ×幅２．５ｍｍを被検面積とする試料を３０個採取した。上記の方法で粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度（個／ｍｍ2）を求めた。求めた粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度（個／ｍｍ2）を表４の「数密度（個／ｍｍ2）」欄に示す。
実施例１と同様に、各試験番号の鋼材（直径４０ｍｍの棒鋼）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、鋼材の軸方向を含む断面（縦断面）に相当する表面から、長さ４ｍｍ×幅２．５ｍｍを被検面積とする試料を３０個採取した。上記の方法で粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度（個／ｍｍ2）を求めた。求めた粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度（個／ｍｍ2）を表４の「数密度（個／ｍｍ2）」欄に示す。
［ミクロ組織観察］
実施例１と同様に、各試験番号の鍛造熱処理模擬品を用いて、ミクロ組織観察試験を実施した。具体的には、鍛造熱処理模擬品の縦断面のうち、Ｒ／２部を含むサンプルを採取し、上記の方法により、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計（％）を求めた。求めた焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計（％）が９０～１００％の場を評価「Ａ」とし、８５～９０％未満の場合を評価「Ｂ」とし、８０～８５％未満の場合を評価「Ｃ」とし、８０％未満の場合を評価「Ｅ」とした。評価結果を表４の「ミクロ組織」欄に示す。評価「Ａ」～「Ｃ」の場合、ミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイト主体であったと判断し、評価「Ｅ」の場合、ミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイト主体でなかったと判断した。
実施例１と同様に、各試験番号の鍛造熱処理模擬品を用いて、ミクロ組織観察試験を実施した。具体的には、鍛造熱処理模擬品の縦断面のうち、Ｒ／２部を含むサンプルを採取し、上記の方法により、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計（％）を求めた。求めた焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計（％）が９０～１００％の場を評価「Ａ」とし、８５～９０％未満の場合を評価「Ｂ」とし、８０～８５％未満の場合を評価「Ｃ」とし、８０％未満の場合を評価「Ｅ」とした。評価結果を表４の「ミクロ組織」欄に示す。評価「Ａ」～「Ｃ」の場合、ミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイト主体であったと判断し、評価「Ｅ」の場合、ミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイト主体でなかったと判断した。
［熱間加工性評価］
実施例１と同様に、上記の方法で、鍛造熱処理模擬品を試験番号ごとに５０個製造した。製造後の鍛造熱処理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」とし、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「Ｅ」とした。評価結果を表４の「熱間加工性」欄に示す。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「Ｅ」の場合、熱間加工性が低いと判断した。
実施例１と同様に、上記の方法で、鍛造熱処理模擬品を試験番号ごとに５０個製造した。製造後の鍛造熱処理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」とし、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「Ｅ」とした。評価結果を表４の「熱間加工性」欄に示す。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「Ｅ」の場合、熱間加工性が低いと判断した。
［降伏強度評価］
実施例１と同様に、各試験番号の鍛造熱処理模擬品の内部領域から、ＪＩＳ １４Ａ号試験片を２本採取した。採取した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して、大気中の室温（２５℃）で引張試験を実施し、２本平均の降伏強度（ＭＰａ）を求めた。
実施例１と同様に、各試験番号の鍛造熱処理模擬品の内部領域から、ＪＩＳ １４Ａ号試験片を２本採取した。採取した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠して、大気中の室温（２５℃）で引張試験を実施し、２本平均の降伏強度（ＭＰａ）を求めた。
降伏強度（ＭＰａ）が１６００～１５０１ＭＰａの場合を評価「Ｓ」とし、１５００～１３０１ＭＰａの場合を評価「Ａ」とし、１３００～１１０１ＭＰａの場合を評価「Ｂ」とし、１１００～８５１ＭＰａの場合を評価「Ｃ」とした。降伏強度が８５０ＭＰａ以下の場合を評価「Ｅ」とした。評価結果を表４の「降伏強度」欄に示す。評価「Ｓ」、「Ａ」～「Ｃ」の場合、十分な降伏強度が得られたと判断した。評価「Ｅ」の場合、降伏強度が低いと判断した。
［疲労強度評価］
実施例１と同様に、各試験番号の鍛造熱処理模擬品の内部領域から、ＪＩＳ １４Ａ号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２７３（１９７８）に準拠して、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。
実施例１と同様に、各試験番号の鍛造熱処理模擬品の内部領域から、ＪＩＳ １４Ａ号試験片を採取した。採取した試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２７３（１９７８）に準拠して、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（ＭＰａ）が７５０～７０１ＭＰａの場合を評価「Ｓ」、７００～６５１ＭＰａの場合を評価「Ａ」、６５０～６０１ＭＰａの場合を評価「Ｂ」、６００～５５１ＭＰａの場合を評価「Ｃ」とした。疲労強度が５５０ＭＰａ以下の場合を評価「Ｅ」とした。評価結果を表４の「疲労強度」欄に示す。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「Ｅ」の場合、疲労強度が低いと判断した。
［被削性評価］
実施例１と同様に、試験番号ごとに５つの鍛造熱処理模擬品に対して任意の位置に厚さ方向にドリル穴あけ加工を行い、ドリル穴あけ加工した際のドリル軸方向の切削抵抗を測定した。ドリル径を８ｍｍ、主軸の回転速度を７２０回／ｍｉｎとした。
実施例１と同様に、試験番号ごとに５つの鍛造熱処理模擬品に対して任意の位置に厚さ方向にドリル穴あけ加工を行い、ドリル穴あけ加工した際のドリル軸方向の切削抵抗を測定した。ドリル径を８ｍｍ、主軸の回転速度を７２０回／ｍｉｎとした。
切削抵抗が１０００～１０９９Ｎの場合を評価「Ｓ」、１１００～１１９９Ｎの場合を評価「Ａ」、１２００～１２９９Ｎの場合を評価「Ｂ」、１３００～１３９９Ｎの場合を評価「Ｃ」とした。切削抵抗が１４００Ｎ以上の場合を評価「Ｅ」とした。評価結果を表４の「被削性」欄に示す。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「Ｅ」の場合、被削性が低いと判断した。
［クラッキング性評価］
実施例１と同様に、各試験番号の鍛造熱処理模擬品から、図２Ａに示す、コンロッド１の大端部１００を模擬した試験片１０を、機械加工により製造した。実施例１と同様に、試験片１０の中央に形成された孔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。実施例１と同様に、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、先端曲率半径は０．１ｍｍ、開き角は６０°であった。
実施例１と同様に、各試験番号の鍛造熱処理模擬品から、図２Ａに示す、コンロッド１の大端部１００を模擬した試験片１０を、機械加工により製造した。実施例１と同様に、試験片１０の中央に形成された孔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。実施例１と同様に、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、先端曲率半径は０．１ｍｍ、開き角は６０°であった。
実施例１と同様に、治具１２を孔１１に嵌め込んだ後、くさび１３を打ち込んで（図２Ｂ参照）、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）。実施例１と同様に、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の直径の最大値Ｄｍａｘ、最小値Ｄｍｉｎ（図２Ｄ参照）を測定し、その差を内径偏径差ΔＤ（＝Ｄｍａｘ－Ｄｍｉｎ、単位はμｍ）と定義した。
内径偏径差ΔＤが０～１０μｍの場合を評価「Ａ」とし、１１～２０μｍの場合を評価「Ｂ」とし、２１～３０μｍの場合を評価「Ｃ」とし、３１～４０μｍの場合を評価「Ｄ」とした。そして、内径変形量ΔＤが４０μｍを超える場合、評価「Ｅ」とした。評価結果を表４の「ΔＤ」欄に示す。評価「Ａ」～「Ｄ」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「Ｅ」の場合、クラッキング性が低いと判断した。
［評価結果］
表３～表４を参照して、試験番号Ｅ－４６～Ｅ－８９及びＣ－３１～Ｃ－３６の化学組成は適切であり、式（２）を満たした。さらに、取鍋、アルミ脱酸剤、脱酸剤添加率、Ｓｉ添加タイミング、及び溶鋼の１６００℃以上での保持時間も適切であった。その結果、鋼中の粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度は０．０５～１．００個／ｍｍ2の範囲内であった。その結果、鋼材は優れた熱間加工性が得られた。その結果さらに、鍛造熱処理品のミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイト主体であったものの、優れた降伏強度、優れた疲労強度、優れた被削性、及び、優れたクラッキング性が得られた。
表３～表４を参照して、試験番号Ｅ－４６～Ｅ－８９及びＣ－３１～Ｃ－３６の化学組成は適切であり、式（２）を満たした。さらに、取鍋、アルミ脱酸剤、脱酸剤添加率、Ｓｉ添加タイミング、及び溶鋼の１６００℃以上での保持時間も適切であった。その結果、鋼中の粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度は０．０５～１．００個／ｍｍ2の範囲内であった。その結果、鋼材は優れた熱間加工性が得られた。その結果さらに、鍛造熱処理品のミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイト主体であったものの、優れた降伏強度、優れた疲労強度、優れた被削性、及び、優れたクラッキング性が得られた。
一方、試験番号Ｃ－１９では、Ａｌ含有量が高すぎた。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が１．００個／ｍｍ2を超えた。その結果、鋼材の熱間加工性が十分に得られなかった。その結果さらに、鍛造熱処理品の疲労強度が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－２０では、Ａｌ含有量が低すぎた。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５個／ｍｍ2未満となった。その結果、鍛造熱処理品のクラッキング性が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－２１では、ｆｎ１が高すぎた。その結果、鍛造熱処理品の疲労強度が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－２２では、ｆｎ１が低すぎた。その結果、鍛造熱処理品のミクロ組織が焼戻しマルテンサイト及び／又は焼戻しベイナイト主体とならなかった。その結果、鍛造熱処理品の降伏強度が十分に得られなかった。その結果さらに、鍛造熱処理品の疲労強度が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－２３では、化学組成が特許文献６の実施例２に相当した。試験番号Ｃ－２３では、Ｓｉ含有量が低すぎた。さらに、取鍋が条件を満たさなかった。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５個／ｍｍ2未満となった。その結果、熱間鍛造用鋼材の熱間加工性が十分に得られなかった。その結果さらに、鍛造熱処理品の降伏強度が十分に得られなかった。その結果さらに、鍛造熱処理品の疲労強度が十分に得られなかった。その結果さらに、鍛造熱処理品の被削性が十分に得られなかった。その結果さらに、鍛造熱処理品のクラッキング性が十分に得られなかった。なお、試験番号Ｃ－２３では、熱間鍛造時の加熱温度が好ましい範囲を満たさなかった。
試験番号Ｃ－２４では、取鍋が条件を満たさなかった。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５個／ｍｍ2未満となった。その結果、鍛造熱処理品のクラッキング性が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－２５では、アルミ脱酸剤が条件を満たさなかった。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５個／ｍｍ2未満となった。その結果、鍛造熱処理品のクラッキング性が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－２６では、Ｓｉ添加タイミングが条件を満たさなかった。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５個／ｍｍ2未満となった。その結果、鍛造熱処理品のクラッキング性が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－２７では、真空脱ガス処理時に追加した脱酸剤の添加率が高すぎた。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が１．００個／ｍｍ2を超えた。その結果、鋼材の熱間加工性が十分に得られなかった。その結果さらに、鍛造熱処理品の疲労強度が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－２８では、真空脱ガス処理時に追加した脱酸剤の添加率が低すぎた。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５個／ｍｍ2未満となった。その結果、鍛造熱処理品のクラッキング性が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－２９では、出鋼直後の溶鋼へのアルミ脱酸剤添加から鋳造開始までの間において、溶鋼の１６００℃以上での保持時間が長すぎた。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が１．００個／ｍｍ2を超えた。その結果、鋼材の熱間加工性が十分に得られなかった。その結果さらに、鍛造熱処理品の疲労強度が十分に得られなかった。
試験番号Ｃ－３０では、出鋼直後の溶鋼へのアルミ脱酸剤添加から鋳造開始までの間において、溶鋼の１６００℃以上での保持時間が短すぎた。その結果、粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５個／ｍｍ2未満となった。その結果、鍛造熱処理品のクラッキング性が十分に得られなかった。
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上記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、本発明は上記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記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 (6)
- 鋼材であって、
質量％で、
Ｃ：０．１０～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：０．３０～１．５０％、
Ｐ：０．１０００％以下、
Ｓ：０．３０００％以下、
Ａｌ：０．００３～０．１００％、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：０～２．５０％、
Ｃｕ：０～０．６０％、
Ｎｉ：０～０．６０％、
Ｍｏ：０～０．７０％、
Ｖ：０～０．０４９％、
Ｔｉ：０～０．２５０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｅ：０～０．３０００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｂｉ：０～０．４０００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、式（１）を満たし、
Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、式（２）を満たす化学組成を有し、
前記化学組成は、
Ｃｒ：０．０１～２．５０％、
Ｃｕ：０．０１～０．６０％、
Ｎｉ：０．０１～０．６０％、
Ｍｏ：０．０１～０．７０％、
Ｖ：０．００５～０．０４９％、
Ｔｉ：０．００５～０．２５０％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、及び、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、
Ａｌ2Ｏ3を質量％で７０．０％超含有し、√ＡＲＥＡが３μｍ以上である介在物を粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物と定義したとき、
前記鋼材中の前記粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５～１．００個／ｍｍ2である、
鋼材。
９≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦１３０ （１）
４０≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦３００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）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。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（１）及び式（２）中のｆＢは、Ｂ含有量（質量％）が０％である場合「０」であり、Ｂ含有量（質量％）が０％を超える場合「１」である。 - 請求項１に記載の鋼材であって、
前記化学組成は、
Ｔｅ：０．０００３～０．３０００％、
Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、及び
Ｂｉ：０．０００３～０．４０００％、
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、
鋼材。 - 鍛造熱処理品であって、
質量％で、
Ｃ：０．１０～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：０．３０～１．５０％、
Ｐ：０．１０００％以下、
Ｓ：０．３０００％以下、
Ａｌ：０．００３～０．１００％、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：０～２．５０％、
Ｃｕ：０～０．６０％、
Ｎｉ：０～０．６０％、
Ｍｏ：０～０．７０％、
Ｖ：０～０．０４９％、
Ｔｉ：０～０．２５０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｅ：０～０．３０００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｂｉ：０～０．４０００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、式（１）を満たし、
Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、式（２）を満たす化学組成を有し、
Ａｌ2Ｏ3を質量％で７０．０％超含有し、√ＡＲＥＡが３μｍ以上である介在物を粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物と定義したとき、
前記鍛造熱処理品中に含まれる、前記粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５～１．００個／ｍｍ2であり、
前記鍛造熱処理品のミクロ組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの面積率の合計が、８０％以上である、
鍛造熱処理品。
９≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦１３０ （１）
４０≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦３００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）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。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（１）及び式（２）中のｆＢは、Ｂ含有量（質量％）が０％である場合「０」であり、Ｂ含有量（質量％）が０％を超える場合「１」である。 - 請求項３に記載の鍛造熱処理品であって、
前記化学組成は、
Ｃｒ：０．０１～２．５０％、
Ｃｕ：０．０１～０．６０％、
Ｎｉ：０．０１～０．６０％、
Ｍｏ：０．０１～０．７０％、
Ｖ：０．００５～０．０４９％、
Ｔｉ：０．００５～０．２５０％、
Ｂ：０．０００５～０．００５０％、及び、
Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
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、
鍛造熱処理品。 - 請求項３又は請求項４に記載の鍛造熱処理品であって、
前記化学組成は、
Ｔｅ：０．０００３～０．３０００％、
Ｃａ：０．０００３～０．０１００％、及び
Ｂｉ：０．０００３～０．４０００％、
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、
鍛造熱処理品。 - 鋼材であって、
質量％で、
Ｃ：０．１０～０．６０％、
Ｓｉ：０．０５～１．００％、
Ｍｎ：０．３０～１．５０％、
Ｐ：０．１０００％以下、
Ｓ：０．３０００％以下、
Ａｌ：０．００３～０．１００％、
Ｎ：０．０２００％以下、
Ｃｒ：０～２．５０％、
Ｃｕ：０～０．６０％、
Ｎｉ：０～０．６０％、
Ｍｏ：０～０．７０％、
Ｖ：０～０．０４９％、
Ｔｉ：０～０．２５０％、
Ｂ：０～０．００５０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔｅ：０～０．３０００％、
Ｃａ：０～０．０１００％、
Ｂｉ：０～０．４０００％、及び、
残部：Ｆｅ及び不純物からなり、
Ｃｒ含有量が０～０．５０％である場合、式（１）を満たし、
Ｃｒ含有量が０．５１～２．５０％である場合、式（２）を満たす化学組成を有し、
Ａｌ2Ｏ3を質量％で７０．０％超含有し、√ＡＲＥＡが３μｍ以上である介在物を粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物と定義したとき、
前記鋼材中の前記粗大Ａｌ2Ｏ3系介在物の数密度が０．０５～１．００個／ｍｍ2である鋼材を、１１００～１３００℃に加熱して熱間鍛造を実施して中間品を製造する熱間鍛造工程と、
前記熱間鍛造工程後、前記中間品を８００℃から１００℃の間の平均冷却速度を１０～２００℃／秒で冷却する焼入れ工程と、
前記焼入れ工程後、前記中間品を４００～６５０℃で３０～９０分保持する焼戻し工程とを備える、
請求項３～５のいずれか１項に記載の鍛造熱処理品の製造方法。
９≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦１３０ （１）
４０≦７．６√Ｃ×（１＋０．６Ｓｉ）×（１＋４Ｍｎ）×（１－０．６Ｓ）×（１＋０．３Ｃｕ）×（１＋０．５Ｎｉ）×（１＋２Ｃｒ）×（１＋３Ｍｏ）×（１＋（１．５×（０．９－Ｃ）×ｆＢ））≦３００ （２）
ここで、式（１）及び式（２）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。また、対応する元素が含有されていない場合、その元素記号には「０」が代入される。式（１）及び式（２）中のｆＢは、Ｂ含有量（質量％）が０％である場合「０」であり、Ｂ含有量（質量％）が０％を超える場合「１」である。
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