JP7635371B2 - 鋼材、及び、その鋼材を素材とするクランクシャフト - Google Patents

Description

本発明は、鋼材、及び、クランクシャフトに関し、さらに詳しくは、クランクシャフトの素材となる鋼材、及び、その鋼材を窒化処理して製造されるクランクシャフトに関する。

自動車、トラック及び建設機械に代表される輸送機では、クランクシャフトが利用されている。クランクシャフトには優れた曲げ疲労強度が求められる。さらに、最近では環境負荷の低減を目的として、エンジンの始動及び停止を繰り返すアイドリングストップ技術が普及している。エンジンの始動及び停止を繰り返す頻度が高くなれば、クランクシャフトのピン部やジャーナル部といった摺動部に油膜（エンジンオイルによる油膜）が十分に形成される前に、クランクシャフトが稼働する頻度が高まる。さらに、最近では、燃費向上を目的として、エンジンオイルの低粘度化が進んでいる。そのため、クランクシャフトの摺動部を保護する油膜の厚さが減少する傾向にある。したがって、クランクシャフトには、優れた曲げ疲労強度だけでなく、優れた耐摩耗性も求められる。

さらに、上述の燃費向上の要求に伴い、輸送機の部品軽量化が進められている。その結果、従来は適用されなかったような複雑かつ加工が困難な形状のクランクシャフトが登場している。したがって、クランクシャフトの素材となる鋼材には、優れた被削性が要求される。

上述の曲げ疲労強度、耐摩耗性、及び、被削性のうち、クランクシャフトの曲げ疲労強度及び耐摩耗性を高める技術として、窒化処理が知られている。ここで、本明細書における窒化処理は、軟窒化処理も含む。窒化処理は、Ａ_１変態点以下の温度で窒素（又は窒素及び炭素）を鋼材の表層に拡散浸透させる熱処理技術である。窒化処理が実施されたクランクシャフトの表層には、化合物層と拡散層とからなる窒化層が形成される。化合物層はクランクシャフトの最表層に形成され、Ｆｅ_３Ｎに代表される窒化物を主体とし、深さは数１０μｍ～３０μｍ程度である。拡散層は、化合物層よりも内部に形成され、鋼材内部に拡散した窒素により硬化した領域であり、深さは数１００μｍ程度である。窒化処理は、高周波焼入れ処理や浸炭焼入れ処理等の他の表面硬化熱処理と比較して、熱処理後に生じるひずみが小さいという特徴がある。

しかしながら、窒化処理であっても、熱処理後のひずみを皆無にすることはできない。そして、クランクシャフトは特に、高い真直性が求められる。そのため、通常は、窒化処理後のクランクシャフトに対して曲げ矯正工程を実施して、クランクシャフトの真直性を高める。曲げ矯正時においてクランクシャフトに割れが発生すれば、曲げ疲労強度が顕著に低下する。したがって、窒化処理用途の鋼材では、優れた曲げ矯正性、つまり、曲げ矯正工程においてクラックの発生を抑制する特性、が求められる。

クランクシャフトに代表される窒化部品の曲げ疲労強度及び耐摩耗性を高める技術が、国際公開第２０１６／１８２０１３号（特許文献１）、及び、特開２０１３－７０７７号公報（特許文献２）に開示されている。

特許文献１に開示された窒化部品は、窒化炉内の窒化ポテンシャルを制御して、化合物層をガンマプライム（γ’）相（Ｆｅ_４Ｎ）主体とし、γ’相主体の化合物層を厚膜化している。化合物層をγ’相主体とすることにより、窒化部品の疲労強度を維持しつつ、耐摩耗性を高めることができる、と特許文献１には記載されている。

特許文献２では、フッ化処理による前処理を実施した後、窒化処理を実施する。これにより、鋼材の表層に、炭素が濃化した状態で窒素も濃化した耐摩耗層（第１拡散層）と、第１拡散層よりも鋼材内部に、窒素濃度が低い炭素主体の拡散層（第２拡散層）とが形成される。このような構成を有する窒化層を形成することにより、疲労強度及び耐摩耗性に優れる、と特許文献２には記載されている。

国際公開第２０１６／１８２０１３号 特開２０１３－７０７７号公報

特許文献１及び２に開示された技術以外の他の技術により、クランクシャフトの疲労強度及び耐摩耗性を高めてもよい。しかしながら、特許文献１及び２には、クランクシャフトの素材となる鋼材の被削性や、クランクシャフトの曲げ矯正性に関する検討がなされていない。

本開示の目的は、被削性に優れ、窒化処理を実施してクランクシャフトとした場合に優れた曲げ疲労強度、優れた耐摩耗性、及び、優れた曲げ矯正性を有する、クランクシャフトの素材となる鋼材、及び、その鋼材を素材とするクランクシャフトを提供することである。

本開示による鋼材は、
質量％で、
Ｃ：０．２５％～０．３５％、
Ｓｉ：０．０５～０．３５％、
Ｍｎ：０．８５～１．２０％、
Ｐ：０．０８０％以下、
Ｓ：０．０３０～０．１００％、
Ｃｒ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｎ：０．００５～０．０２４％、及び、
Ｏ：０．０１００％以下、を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）で定義されるＦｎ１が１．００～２．０５であり、
式（２）で定義されるＦｎ２が０．４２～０．６０であり、
前記鋼材中の介在物のうち、
Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で８０．０％以上の介在物をＭｎＳ単独介在物と定義し、
Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満である介在物をＭｎＳ複合介在物と定義し、
Ａｌ含有量、Ｃａ含有量及びＯ含有量の合計が質量％で８０．０％以上であり、かつ、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０％未満である介在物を単独酸化物と定義し、
Ａｌ含有量、Ｃａ含有量及びＯ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満であり、かつ、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満である介在物をＭｎＳ複合酸化物と定義したとき、
前記鋼材中において、
円相当径が５．０μｍ以上の前記ＭｎＳ単独介在物及び円相当径が５．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合介在物の合計の面数密度が２０個／ｍｍ^２以上であり、
円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ単独介在物、及び、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合介在物の総個数の割合が７０％以上であり、
円相当径が１．０μｍ以上の前記単独酸化物、及び、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合酸化物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合酸化物の個数の割合が３０％以上である。
Ｆｎ１＝Ｍｎ＋７．２４Ｃｒ＋６．５３Ａｌ・・・（１）
Ｆｎ２＝Ｃ＋０．１０Ｓｉ＋０．１９Ｍｎ＋０．２３Ｃｒ－０．３４Ｓ・・・（２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。

本開示によるクランクシャフトは、
ピン部と、
ジャーナル部と、
前記ピン部及び前記ジャーナル部の間に配置されるアーム部とを備え、
少なくとも前記ピン部及び前記ジャーナル部は、
表層に形成されている窒化層と、
前記窒化層よりも内部の芯部とを備え、
前記芯部は、質量％で、
Ｃ：０．２５％～０．３５％、
Ｓｉ：０．０５～０．３５％、
Ｍｎ：０．８５～１．２０％、
Ｐ：０．０８０％以下、
Ｓ：０．０３０～０．１００％、
Ｃｒ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｎ：０．００５～０．０２４％、及び、
Ｏ：０．０１００％以下、を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）で定義されるＦｎ１が１．００～２．０５であり、
式（２）で定義されるＦｎ２が０．４２～０．６０であり、
前記芯部の介在物のうち、
Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で８０．０％以上の介在物をＭｎＳ単独介在物と定義し、
Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満である介在物をＭｎＳ複合介在物と定義し、
Ａｌ含有量、Ｃａ含有量及びＯ含有量の合計が質量％で８０．０％以上であり、かつ、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０％未満である介在物を単独酸化物と定義し、
Ａｌ含有量、Ｃａ含有量及びＯ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満であり、かつ、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満である介在物をＭｎＳ複合酸化物と定義したとき、
前記芯部において、
円相当径が５．０μｍ以上の前記ＭｎＳ単独介在物及び円相当径が５．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合介在物の合計の面数密度が２０個／ｍｍ^２以上であり、
円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ単独介在物、及び、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合介在物の総個数の割合が７０％以上であり、
円相当径が１．０μｍ以上の前記単独酸化物、及び、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合酸化物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合酸化物の個数の割合が３０％以上である。
Ｆｎ１＝Ｍｎ＋７．２４Ｃｒ＋６．５３Ａｌ・・・（１）
Ｆｎ２＝Ｃ＋０．１０Ｓｉ＋０．１９Ｍｎ＋０．２３Ｃｒ－０．３４Ｓ・・・（２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。

本開示による鋼材は、被削性に優れ、窒化処理を実施してクランクシャフトとした場合に優れた曲げ疲労強度、優れた耐摩耗性、及び、優れた曲げ矯正性を有する。本開示によるクランクシャフトは、優れた曲げ疲労強度、優れた耐摩耗性、及び、優れた曲げ矯正性を有する。

図１は、クランクシャフトの素材となる鋼材から介在物特定用のサンプルを採取する位置を説明するための模式図である。 図２は、本実施形態のクランクシャフトの要部の一例を示す図である。 図３は、図２中のクランクシャフトのピン部又はジャーナル部の表層近傍の断面図である。 図４は、実施例の小野式回転曲げ疲労試験用の曲げ疲労試験片の側面図である。 図５は、実施例の４点曲げ試験用の曲げ試験片の正面図、側面図及び平面図である。 図６は、実施例におけるブロックオンリング摩耗試験機を示す斜視図である。

本発明者らは、クランクシャフトの製造工程中において、優れた被削性が得られ、かつ、窒化処理を実施してクランクシャフトとした場合に、優れた曲げ疲労強度、優れた耐摩耗性、及び、優れた曲げ矯正性を示す、クランクシャフトの素材となる鋼材を検討した。

初めに、本発明者らは、上述の被削性を高めることができ、クランクシャフトとした場合の曲げ疲労強度、耐摩耗性、及び、曲げ矯正性を高めることができる鋼材の化学組成について検討を行った。その結果、質量％で、Ｃ：０．２５％～０．３５％、Ｓｉ：０．０５～０．３５％、Ｍｎ：０．８５～１．２０％、Ｐ：０．０８０％以下、Ｓ：０．０３０～０．１００％、Ｃｒ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｎ：０．００５～０．０２４％、Ｏ：０．０１００％以下、Ｃｕ：０～０．２０％、Ｎｉ：０～０．２０％、Ｍｏ：０～０．１０％、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｂｉ：０～０．３０％、Ｔｅ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｐｂ：０～０．０９％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する鋼材であれば、被削性を高めることができ、さらに、窒化処理してクランクシャフトとした場合において、曲げ疲労強度、耐摩耗性、曲げ矯正性を高めることができる可能性があると考えた。そこで、上述の化学組成に基づいて、被削性、曲げ疲労強度、耐摩耗性、及び、曲げ矯正性について検討を行った。

窒化処理後の曲げ疲労強度は、窒化処理後の鋼材の表層に形成された窒化層の硬さ、及び、窒化層よりも内部の芯部の硬さと正の相関を有する。一方、窒化処理後の曲げ矯正性は、窒化処理後の鋼材の窒化層の硬さと負の相関を有する。さらに、被削性は窒化処理前の鋼材（つまり、窒化処理後の鋼材であれば、窒化処理の影響を受けていない芯部）の硬さと負の相関を有する。したがって、窒化処理後において曲げ疲労強度、耐摩耗性、曲げ矯正性を高め、かつ、クランクシャフトの製造工程中における鋼材の被削性を高めるためには、窒化処理後の鋼材の窒化層の硬さと、窒化処理後の鋼材の芯部の硬さとを一定範囲に制御する必要がある。

窒化処理後の鋼材の窒化層の硬さは、窒化処理前の鋼材の硬さと、窒化処理による鋼材表層の硬さの上昇代とにより決まる。ここで、「窒化処理による鋼材表層の硬さの上昇代」とは、窒化処理により形成された窒化層の硬さと窒化処理前の鋼材の硬さとの差分を意味する。つまり、窒化処理前の鋼材（つまり、窒化処理後の鋼材の芯部）の硬さが高いほど、そして、窒化処理による鋼材表層の硬さの上昇代が大きいほど、窒化処理後の鋼材の窒化層の硬さが高まる。

ここで、上述の化学組成を有する鋼材では、窒化処理前の鋼材（つまり、窒化処理後の芯部）の硬さは、固溶強化により鋼材の硬さを高める元素であるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量と、鋼材を脆化する元素であるＳの含有量とに依存すると本発明者らは考えた。さらに、窒化処理による鋼材表層の硬さの上昇代は、窒素との親和力が高い元素であるＭｎ、Ｃｒ、Ａｌの含有量に依存すると本発明者らは考えた。

そこで本発明者らは、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である鋼材において、窒化処理後の鋼材表層の硬さを高める元素（Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌ）の含有量と、窒化処理後の芯部硬さに影響を与える元素（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＳ）の含有量と、被削性、曲げ疲労強度、耐摩耗性及び曲げ矯正性との関係について検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。

Ｆｎ１を式（１）で定義し、Ｆｎ２を式（２）で定義する。
Ｆｎ１＝Ｍｎ＋７．２４Ｃｒ＋６．５３Ａｌ・・・（１）
Ｆｎ２＝Ｃ＋０．１０Ｓｉ＋０．１９Ｍｎ＋０．２３Ｃｒ－０．３４Ｓ・・・（２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。

Ｆｎ１は、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である鋼材において、窒化処理による鋼材表層の硬さの上昇代の指標である。つまり、Ｆｎ１は、鋼材の化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であることを前提に、窒化処理後の鋼材の曲げ疲労強度と、曲げ矯正性とに関係する。Ｆｎ１が１．００未満であれば、化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ２が本実施形態の範囲内であっても、窒化処理後の鋼材であるクランクシャフトにおいて十分な曲げ疲労強度が得られない。一方、Ｆｎ１が２．０５を超えれば、化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ２が本実施形態の範囲内であっても、窒化処理後の鋼材の曲げ矯正性が低下する。Ｆｎ１が１．００～２．０５であれば、化学組成の各元素が本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ２が本実施形態の範囲内であることを前提として、クランクシャフトにおいて、十分な曲げ疲労強度と、十分な曲げ矯正性とを得られる。

Ｆｎ２は、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内である鋼材において、窒化処理前の鋼材（つまり、窒化処理後の鋼材の芯部）の硬さの指標である。Ｆｎ２は、鋼材の化学組成が上述の範囲内であることを前提に、鋼材の被削性と、窒化処理後の鋼材の曲げ疲労強度とに関係する。Ｆｎ２が０．４２未満であれば、化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１が本実施形態の範囲内であっても、窒化処理後の鋼材であるクランクシャフトにおいて十分な曲げ疲労強度が得られない。一方、Ｆｎ２が０．６０を超えれば、化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１が本実施形態の範囲内であっても、鋼材において十分な被削性が得られない。Ｆｎ２が０．４２～０．６０であれば、化学組成の各元素が本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１が本実施形態の範囲内であることを前提として、鋼材において十分な被削性が得られ、かつ、クランクシャフトにおいて十分な曲げ疲労強度が得られる。

以上のとおり、化学組成を適正な範囲とすることにより、鋼材の被削性と、窒化処理後の鋼材の曲げ疲労強度及び曲げ矯正性とをある程度高めることができる。そこで、本発明者らはさらに、化学組成以外の要素によって、鋼材の被削性、及び、窒化処理後の鋼材の耐摩耗性を高める検討を行った。ここで、本発明者らは、被削性だけでなく、耐摩耗性についても、介在物に注目して検討を行った。その結果、被削性及び耐摩耗性に影響する介在物について、次の知見を得た。以降の説明において、介在物を以下のとおり定義する。

（ａ）介在物の質量％を１００％とした場合において、Ｍｎ及びＳの合計含有量が質量％で８０．０％以上の介在物を「ＭｎＳ単独介在物」と定義する。
（ｂ）介在物の質量％を１００％とした場合において、Ｍｎ及びＳの合計含有量が質量％で１５．０～８０．０％未満の介在物を「ＭｎＳ複合介在物」と定義する。
（ｃ）介在物の質量％を１００％とした場合において、Ａｌ、Ｃａ及びＯの合計含有量が質量％で８０．０％以上であり、かつ、Ｍｎ及びＳの合計含有量が質量％で１５．０％未満である介在物を「単独酸化物」と定義する。
（ｄ）介在物の質量％を１００％とした場合において、Ｍｎ及びＳの合計含有量が質量％で１５．０～８０．０％未満であり、かつ、Ａｌ、Ｃａ及びＯの合計含有量が質量％で１５．０～８０．０％未満の介在物を「ＭｎＳ複合酸化物」と定義する。
以下、ＭｎＳ単独介在物及びＭｎＳ複合介在物を総称して、「ＭｎＳ系介在物」ともいう。なお、上述の定義のとおり、ＭｎＳ複合酸化物は、ＭｎＳ複合介在物に含まれる。

被削性は、窒化処理前の鋼材（窒化処理後の鋼材の芯部）の硬さだけでなく、介在物の影響も受ける。具体的には、鋼材中に存在するＭｎＳ系介在物（ＭｎＳ単独介在物及びＭｎＳ複合介在物）の面数密度（個／ｍｍ^２）が高いほど、被削性は高まる。ただし、ＭｎＳ系介在物のサイズが小さすぎれば、被削性への影響が小さい。具体的には、ＭｎＳ系介在物の円相当径が５．０μｍ未満であれば、鋼材の被削性への影響が極めて小さい。したがって、鋼材の被削性を高めるためには、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ系介在物の面数密度を高めることが有効である。なお、円相当径とは、各介在物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。

さらに、窒化処理後の鋼材の耐摩耗性にも、介在物は影響を与える。窒化処理後の鋼材の表層に形成される窒化層の最表層には、化合物層が形成されている。窒化処理を実施して製造するクランクシャフトでは、この化合物層にき裂が発生及び進展して、化合物層が剥離することにより、摩耗が進行する。化合物層は、もともとは鋼材であった部分が窒化処理により窒素を多量に含有することにより変質して生成するものである。窒化処理前の鋼材の表層に介在物が存在する場合、窒化処理によりその表層が化合物層に変質すれば、化合物層内に介在物が含まれることになる。

本発明者らは、化合物層のき裂の発生が、化合物層中の介在物に起因するのではないかと考えた。そこで本発明者らは、介在物の種類に着目して、化合物層のき裂の発生との関係について検討を行った。その結果、摩耗の原因となる化合物層のき裂は、その多くが、硬質な酸化物を起点としていることが判明した。また、軟質なＭｎＳ系介在物は、化合物層のき裂の起点になりにくく、さらに、ＭｎＳ系介在物と単独酸化物との複合介在物であるＭｎＳ複合酸化物も、化合物層のき裂の起点となりにくいことが判明した。そこで、本発明者らは、窒化処理して製造されるクランクシャフトにおいて、耐摩耗性を高めるためには、単独酸化物を可能な限り低減するか、単独酸化物をＭｎＳとの複合介在物（ＭｎＳ複合酸化物）にすることが有効であると考えた。

しかしながら、溶鋼中の酸化物は、ＭｎＳ系介在物の生成核となるため、ＭｎＳ系介在物の生成には溶鋼中の酸素がある程度必要である。したがって、単独酸化物も鋼材中にある程度生成してしまう。そこで、本発明者らは、鋼材の被削性を確保した上で、窒化処理後の鋼材の耐摩耗性を高めるために、上述のＭｎＳ系介在物（ＭｎＳ単独介在物、及び、ＭｎＳ複合介在物）、単独酸化物、ＭｎＳ複合酸化物に着目して、鋼材中の介在物と、被削性及び耐摩耗性との関係についてさらに検討を行った。その結果、鋼材中の介在物が次の（Ｉ）～（ＩＩＩ）を満たせば、化学組成の元素含有量が本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１及びＦｎ２が本実施形態の範囲内であることを前提として、鋼材の被削性、及び、鋼材を窒化処理して製造したクランクシャフトの耐摩耗性をさらに高めることができることを見出した。

（Ｉ）鋼材中において、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物及び円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の合計の面数密度が２０個／ｍｍ^２以上である。
（ＩＩ）鋼材中において、円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物及び円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の総個数の割合が７０％以上である。
（ＩＩＩ）鋼材中において、円相当径が１．０μｍ以上の単独酸化物、及び、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の個数の割合が３０％以上である。

本実施形態のクランクシャフトの素材となる鋼材及びクランクシャフトは、上述のとおり、化学組成と、窒化層（特に化合物層）のクラックの起点となり得る介在物と、に注目して検討を行った結果、完成したものであり、次の構成を有する。

［１］
鋼材であって、
質量％で、
Ｃ：０．２５％～０．３５％、
Ｓｉ：０．０５～０．３５％、
Ｍｎ：０．８５～１．２０％、
Ｐ：０．０８０％以下、
Ｓ：０．０３０～０．１００％、
Ｃｒ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｎ：０．００５～０．０２４％、及び、
Ｏ：０．０１００％以下、を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）で定義されるＦｎ１が１．００～２．０５であり、
式（２）で定義されるＦｎ２が０．４２～０．６０であり、
前記鋼材中の介在物のうち、
Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で８０．０％以上の介在物をＭｎＳ単独介在物と定義し、
Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満である介在物をＭｎＳ複合介在物と定義し、
Ａｌ含有量、Ｃａ含有量及びＯ含有量の合計が質量％で８０．０％以上であり、かつ、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０％未満である介在物を単独酸化物と定義し、
Ａｌ含有量、Ｃａ含有量及びＯ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満であり、かつ、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満である介在物をＭｎＳ複合酸化物と定義したとき、
前記鋼材中において、
円相当径が５．０μｍ以上の前記ＭｎＳ単独介在物及び円相当径が５．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合介在物の合計の面数密度が２０個／ｍｍ^２以上であり、
円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ単独介在物、及び、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合介在物の総個数の割合が７０％以上であり、
円相当径が１．０μｍ以上の前記単独酸化物、及び、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合酸化物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合酸化物の個数の割合が３０％以上である、
鋼材。
Ｆｎ１＝Ｍｎ＋７．２４Ｃｒ＋６．５３Ａｌ・・・（１）
Ｆｎ２＝Ｃ＋０．１０Ｓｉ＋０．１９Ｍｎ＋０．２３Ｃｒ－０．３４Ｓ・・・（２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。

［２］
［１］に記載の鋼材であって、
前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以下、
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｂｉ：０．３０％以下、
Ｔｅ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．０１００％以下、及び、
Ｐｂ：０．０９％以下、
からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有する、
鋼材。

［３］
ピン部と、
ジャーナル部と、
前記ピン部及び前記ジャーナル部の間に配置されるアーム部とを備え、
少なくとも前記ピン部及び前記ジャーナル部は、
表層に形成されている窒化層と、
前記窒化層よりも内部の芯部とを備え、
前記芯部は、質量％で、
Ｃ：０．２５％～０．３５％、
Ｓｉ：０．０５～０．３５％、
Ｍｎ：０．８５～１．２０％、
Ｐ：０．０８０％以下、
Ｓ：０．０３０～０．１００％、
Ｃｒ：０．１０％以下、
Ｔｉ：０．０５０％以下、
Ａｌ：０．０５０％以下、
Ｎ：０．００５～０．０２４％、及び、
Ｏ：０．０１００％以下、を含有し、
残部がＦｅ及び不純物からなり、
式（１）で定義されるＦｎ１が１．００～２．０５であり、
式（２）で定義されるＦｎ２が０．４２～０．６０であり、
前記芯部の介在物のうち、
Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で８０．０％以上の介在物をＭｎＳ単独介在物と定義し、
Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満である介在物をＭｎＳ複合介在物と定義し、
Ａｌ含有量、Ｃａ含有量及びＯ含有量の合計が質量％で８０．０％以上であり、かつ、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０％未満である介在物を単独酸化物と定義し、
Ａｌ含有量、Ｃａ含有量及びＯ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満であり、かつ、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満である介在物をＭｎＳ複合酸化物と定義したとき、
前記芯部において、
円相当径が５．０μｍ以上の前記ＭｎＳ単独介在物及び円相当径が５．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合介在物の合計の面数密度が２０個／ｍｍ^２以上であり、
円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ単独介在物、及び、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合介在物の総個数の割合が７０％以上であり、
円相当径が１．０μｍ以上の前記単独酸化物、及び、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合酸化物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合酸化物の個数の割合が３０％以上である、
クランクシャフト。
Ｆｎ１＝Ｍｎ＋７．２４Ｃｒ＋６．５３Ａｌ・・・（１）
Ｆｎ２＝Ｃ＋０．１０Ｓｉ＋０．１９Ｍｎ＋０．２３Ｃｒ－０．３４Ｓ・・・（２）
ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。

［４］
［３］に記載のクランクシャフトであって、
前記芯部はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：０．２０％以下、
Ｎｉ：０．２０％以下、
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｃａ：０．０１００％以下、
Ｂｉ：０．３０％以下、
Ｔｅ：０．０１００％以下、
Ｚｒ：０．０１００％以下、及び、
Ｐｂ：０．０９％以下、
からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有する、
クランクシャフト。

以下、本実施形態のクランクシャフトの素材となる鋼材及びクランクシャフトについて説明する。なお、元素に関する「％」は特に断りがない限り、質量％を意味する。また、本明細書において、「窒化処理」は、軟窒化処理も含む。

［化学組成］
本実施形態の鋼材は、クランクシャフトの素材となる。本実施形態の鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．２５％～０．３５％
炭素（Ｃ）は、窒化処理後の鋼材（クランクシャフト）の曲げ疲労強度を高める。Ｃ含有量が０．２５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．３５％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、クランクシャフトの芯部の硬さが高くなりすぎ、かつ、窒化層の硬さも高くなりすぎる。この場合、クランクシャフトの曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．２５～０．３５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２６％であり、さらに好ましくは０．２７％である。

Ｓｉ：０．０５～０．３５％
シリコン（Ｓｉ）はクランクシャフトの曲げ疲労強度を高める。Ｓｉはさらに、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が０．３５％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、クランクシャフトの窒化層の硬さが高くなりすぎ、クランクシャフトの曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～０．３５％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は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。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．３３％であり、さらに好ましくは０．３１％であり、さらに好ましくは０．３０％である。

Ｍｎ：０．８５～１．２０％
マンガン（Ｍｎ）はクランクシャフトの曲げ疲労強度を高める。Ｍｎはさらに、鋼を脱酸する。Ｍｎ含有量が０．８５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、クランクシャフトの窒化層の硬さが高くなりすぎ、クランクシャフトの曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．８５～１．２０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．８７％であり、さらに好ましくは０．８９％であり、さらに好ましくは０．９０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．１８％であり、さらに好ましくは１．１６％であり、さらに好ましくは１．１４％である。

Ｐ：０．０８０％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０．０８０％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、クランクシャフトの曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０８０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は、製造コストを引き上げる。したがって、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。

Ｓ：０．０３０～０．１００％
硫黄（Ｓ）は鋼材の被削性を高める。Ｓ含有量が０．０３０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓ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、鋼材の鋳造性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０３０～０．１００％である。Ｓ含有量の好ましい下限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３７％であり、さらに好ましくは０．０４０％である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０９５％であり、さらに好ましくは０．０９０％であり、さらに好ましくは０．０８５％であり、さらに好ましくは０．０８０％である。

Ｃｒ：０．１０％以下
クロム（Ｃｒ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｃｒ含有量は０％超である。Ｃｒ含有量が０．１０％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、クランクシャフトの曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０％以下である。Ｃｒ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量の過剰な低減は、製造コストを引き上げる。したがって、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。

Ｔｉ：０．０５０％以下
チタン（Ｔｉ）は不可避に含有される。つまり、Ｔｉ含有量は０％超である。ＴｉはＮと結合してＴｉＮを形成し、ピンニング効果により結晶粒の粗大化を抑制し、クランクシャフトの曲げ疲労強度を高める。Ｔｉ含有量が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＴｉＮが形成されてクランクシャフトの曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５０％以下である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。

Ａｌ：０．０５０％以下
アルミニウム（Ａｌ）は不可避に含有される。つまり、Ａｌ含有量は０％超である。Ａｌは、窒化処理時に窒素と結合してＡｌＮを形成し、クランクシャフトの窒化層の硬さを高め、クランクシャフトの曲げ疲労強度を高める。Ａｌが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０５０％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、クランクシャフトの窒化層の硬さが高くなりすぎ、クランクシャフトの曲げ矯正性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０５０％以下である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００５％である。ここでいうＡｌ含有量は、鋼中の酸化物を含むＡｌ（全Ａｌ）の含有量を意味する。

Ｎ：０．００５～０．０２４％
窒素（Ｎ）はＴｉと結合してＴｉＮを形成し、ピンニング効果により結晶粒の粗大化を抑制し、クランクシャフトの曲げ疲労強度を高める。Ｎ含有量が０．００５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が０．０２４％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、Ｎ含有量は０．００５～０．０２４％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００６％であり、さらに好ましくは０．００８％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２２％であり、さらに好ましくは０．０２１％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。

Ｏ：０．０１００％以下
酸素（Ｏ）は不可避に含有される不純物である。つまり、Ｏ含有量は０％超である。Ｏは鋼材中に酸化物を生成する。Ｏ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物が生成して、クランクシャフトの曲げ疲労強度が低下し、耐摩耗性も低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０１００％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｏ含有量の過剰な低減は、製造コストを引き上げる。したがって、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。

本実施形態の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、意図的に鋼材に含有させたものではない成分を意味する。このような不純物としては、たとえば、以下のものがある。Ｃｏ：０．０２％以下、Ｓｎ：０．０２％以下、Ｚｎ：０．０２％以下。

［任意元素について］
［第１群任意元素］
本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＮｂからなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、クランクシャフトの曲げ疲労強度を高める。

Ｃｕ：０．２０％以下
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、つまり、Ｃｕ含有量が０％超である場合、Ｃｕは鋼材に固溶して、クランクシャフトの曲げ疲労強度を高める。Ｃｕ含有量が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、クランクシャフトの曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．２０％以下である。つまり、Ｃｕ含有量は０～０．２０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．１９％であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．１７％である。

Ｎｉ：０．２０％以下
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、つまり、Ｎｉ含有量が０％超である場合、Ｎｉは鋼材に固溶して、クランクシャフトの曲げ疲労強度を高める。Ｎｉ含有量が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、クランクシャフトの曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０．２０％以下である。つまり、Ｎｉ含有量は０～０．２０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は、０．１９％であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．１７％である。

Ｍｏ：０．１０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｍｏ含有量が０％超である場合、Ｍｏは鋼材に固溶して、クランクシャフトの曲げ疲労強度を高める。Ｍｏ含有量が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．２０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、クランクシャフトの曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０％以下である。つまり、Ｍｏ含有量は０～０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は、０．０９％であり、さらに好ましくは０．０８％である。

Ｎｂ：０．０５０％以下
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｎｂ含有量が０％超である場合、Ｎｂは炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成して、ピンニング効果により結晶粒を微細化し、クランクシャフトの曲げ疲労強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０５０％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、クランクシャフトの曲げ矯正性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０５０％以下である。つまり、Ｎｂ含有量は、０～０．０５０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４０％であり、さらに好ましくは、０．０３０％である。

［第２群任意元素］
本実施形態の鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、Ｚｒ、及びＰｂからなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、鋼材の被削性を高める。

Ｃａ：０．０１００％以下
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｃａ含有量が０％超である場合、Ｃａは鋼材の被削性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物を形成して、クランクシャフトの曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０１００％以下である。つまり、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％である。

Ｂｉ：０．３０％以下
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、つまり、Ｂｉ含有量が０％超である場合、Ｂｉは鋼材の被削性を高める。Ｂｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂｉ含有量が０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、クランクシャフトの曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｂｉ含有量は０．３０％以下である。つまり、Ｂｉ含有量は０～０．３０％である。Ｂｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｂｉ含有量の好ましい上限は０．２７％であり、さらに好ましくは０．２５％である。

Ｔｅ：０．０１００％以下
テルル（Ｔｅ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｅ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｔｅ含有量が０％超である場合、Ｔｅは鋼材の被削性を高める。Ｔｅが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｅ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、クランクシャフトの曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｔｅ含有量は０．０１００％以下である。つまり、Ｔｅ含有量は０～０．０１００％である。Ｔｅ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｔｅ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％である。

Ｚｒ：０．０１００％以下
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｚｒ含有量が０％超である場合、Ｚｒは鋼材の被削性を高める。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が０．０１００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、クランクシャフトの曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０．０１００％以下である。つまり、Ｚｒ含有量は０～０．０１００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００２％であり、さらに好ましくは０．０００３％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８０％である。

Ｐｂ：０．０９％以下
鉛（Ｐｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｐｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｐｂ含有量が０％超である場合、Ｐｂは鋼材の被削性を高める。Ｐｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、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、クランクシャフトの曲げ疲労強度が低下する。したがって、Ｐｂ含有量は０．０９％以下である。つまり、Ｐｂ含有量は０～０．０９％である。Ｐｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｐｂ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％である。

［Ｆｎ１及びＦｎ２について］
本実施形態の鋼材の化学組成はさらに、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であることを前提として、式（１）で定義されるＦｎ１が１．００～２．０５であり、さらに、式（２）で定義されるＦｎ２が０．４２～０．６０％である。
Ｆｎ１＝Ｍｎ＋７．２４Ｃｒ＋６．５３Ａｌ・・・（１）
Ｆｎ２＝Ｃ＋０．１０Ｓｉ＋０．１９Ｍｎ＋０．２３Ｃｒ－０．３４Ｓ・・・（２）
ここで、式（１）及び式（２）の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。

［Ｆｎ１について］
式（１）で定義されるＦｎ１は、化学組成において、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ２が本実施形態の範囲内であることを前提として、窒化処理後の鋼材（クランクシャフト）の表層に形成された窒化層の硬さの指標となる。したがって、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内の鋼材において、Ｆｎ１は、クランクシャフトの曲げ疲労強度と、クランクシャフトの曲げ矯正性とに関係する。具体的には、Ｆｎ１が１．００未満であれば、化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ２が本実施形態の範囲内であっても、クランクシャフトにおいて十分な曲げ疲労強度が得られない。一方、Ｆｎ１が２．０５を超えれば、化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ２が本実施形態の範囲内であっても、クランクシャフトの曲げ矯正性が低下する。Ｆｎ１が１．００～２．０５であれば、化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ２が本実施形態の範囲内であることを前提として、クランクシャフトにおいて十分な曲げ疲労強度が得られ、かつ、クランクシャフトの曲げ矯正性も十分に高まる。Ｆｎ１の好ましい下限は１．０２であり、さらに好ましくは１．０３である。Ｆｎ１の好ましい上限は２．０３であり、さらに好ましくは２．０１であり、さらに好ましくは２．００である。

［Ｆｎ２について］
式（２）で定義されるＦｎ２は、化学組成において、各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆｎ１が本実施形態の範囲内であることを前提として、窒化処理前の鋼材（つまり、クランクシャフトの芯部に相当する）の硬さの指標となる。したがって、化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内の鋼材において、Ｆｎ２は、クランクシャフトの曲げ疲労強度と、鋼材の被削性とに関係する。具体的には、Ｆｎ２が０．４２未満であれば、化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１が本実施形態の範囲内であっても、クランクシャフトにおいて十分な曲げ疲労強度が得られない。一方、Ｆｎ２が０．６０を超えれば、化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１が本実施形態の範囲内であっても、鋼材において十分な被削性が得られない。Ｆｎ２が０．４２～０．６０であれば、化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１が本実施形態の範囲内であることを前提として、クランクシャフトにおいて十分な曲げ疲労強度が得られ、鋼材の被削性も十分に高まる。Ｆｎ２の好ましい下限は０．４３であり、さらに好ましくは０．４４であり、さらに好ましくは０．４５である。Ｆｎ２の好ましい上限は０．５８であり、さらに好ましくは０．５７であり、さらに好ましくは０．５６である。

［鋼材中の介在物について］
本実施形態の鋼材において、次のとおり定義する。
（ａ）介在物の質量％を１００％とした場合において、Ｍｎ及びＳの合計含有量が質量％で８０．０％以上の介在物を「ＭｎＳ単独介在物」と定義する。
（ｂ）介在物の質量％を１００％とした場合において、Ｍｎ及びＳの合計含有量が質量％で、１５．０～８０．０％未満の介在物を「ＭｎＳ複合介在物」と定義する。
（ｃ）介在物の質量％を１００％とした場合において、Ａｌ、Ｃａ及びＯの合計含有量が質量％で８０．０％以上であり、かつ、Ｍｎ及びＳの合計含有量が質量％で１５．０％未満である介在物を「単独酸化物」と定義する。
（ｄ）介在物の質量％を１００％とした場合において、Ｍｎ及びＳの合計含有量が質量％で１５．０～８０．０％未満であり、かつ、Ａｌ、Ｃａ及びＯの合計含有量が質量％で１５．０～８０．０％未満の介在物を「ＭｎＳ複合酸化物」と定義する。
上述の定義のとおり、ＭｎＳ複合酸化物は、ＭｎＳ複合介在物に含まれる。

本実施形態の鋼材では、介在物が次の規定を満たす。
（Ｉ）鋼材中において、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物及び円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の合計の面数密度は、２０個／ｍｍ^２以上である。
（ＩＩ）鋼材中において、円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物及び円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の総個数の割合は７０％以上である。
（ＩＩＩ）鋼材中において、円相当径が１．０μｍ以上の単独酸化物、及び、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の個数の割合が３０％以上である。
以下、（Ｉ）～（ＩＩＩ）について説明する。

［（Ｉ）について］
ＭｎＳ単独介在物及びＭｎＳ複合介在物を「ＭｎＳ系介在物」と定義する。ＭｎＳ系介在物は、鋼材の被削性を高める。そのため、ＭｎＳ系介在物の面数密度（個／ｍｍ^２）が高ければ、鋼材の被削性が高まる。しかしながら、ＭｎＳ系介在物のサイズが小さすぎれば、鋼材の被削性の向上に寄与しない。上述の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆｎ１及びＦｎ２が本実施形態の範囲内である化学組成を有する鋼材の場合、円相当径が５．０μｍ未満のＭｎＳ系介在物は鋼材の被削性の向上に寄与しにくい。一方、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ系介在物は鋼材の被削性を顕著に高める。

円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ系介在物（ＭｎＳ単独介在物及びＭｎＳ複合介在物）の面数密度を面数密度ＳＮ（個／ｍｍ^２）と定義する。面数密度ＳＮが２０個／ｍｍ^２以上であれば、上述の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆｎ１及びＦｎ２が本実施形態の範囲内である化学組成を有する鋼材の被削性を十分に高めることができる。円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ系介在物の面数密度の好ましい下限は２２個／ｍｍ^２であり、さらに好ましくは２５個／ｍｍ^２である。なお、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ系介在物の面数密度の上限は特に限定されないが、上述の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆｎ１及びＦｎ２が本実施形態の範囲内である化学組成を有する鋼材の場合、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ系介在物の面数密度の上限はたとえば２５０個／ｍｍ^２であり、好ましくは２００個／ｍｍ^２である。なお、本実施形態において、介在物の円相当径の上限は特に限定されない。しかしながら、上述の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆｎ１及びＦｎ２が本実施形態の範囲内である化学組成を有する鋼材の場合、ＭｎＳ系介在物の円相当径の上限は、たとえば、７５μｍである。

［（ＩＩ）について］
本実施形態のクランクシャフトは、表層に窒化層を備える。窒化層は、窒化処理により、鋼材の表面から所定の深さに形成される。窒化層は、化合物層と拡散層とを備える。化合物層は窒化層の表面から所定深さの範囲に形成される。拡散層は化合物層よりも鋼材内部に形成される。クランクシャフトのうち、窒化層よりも内部を芯部と称する。ここで、窒化処理前の鋼材のうち、化合物層が形成される領域にも、介在物は存在する。そのため、窒化処理後の化合物層にも当然に介在物が残存する。化合物層に含まれる介在物のうち、酸化物は、クランクシャフトの使用中において、クランクシャフトのピン部及びジャーナル部の化合物層のクラックの起点となりやすい。そのため、酸化物は、クランクシャフトの耐摩耗性を低下させる。したがって、鋼材中の介在物の総個数に対する、ＭｎＳ系介在物の総個数の割合が高めれば、酸化物の個数割合を低下させることができ、クランクシャフトのピン部及びジャーナル部の耐摩耗性が高まる。

ここで、円相当径で１．０μｍ以上の介在物の総個数に対するＭｎＳ単独介在物及びＭｎＳ複合介在物の総個数の割合を「ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳ」と定義する。円相当径が１．０μｍ未満の介在物は、窒化層（化合物層）を備えるクランクシャフトの耐摩耗性に大きな影響を与えない。一方で、円相当径が１．０μｍ以上の介在物は、窒化層（化合物層）を備えるクランクシャフトの耐摩耗性に影響し得る。そのため、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳの対象とする介在物の円相当径を１．０μｍ以上とする。なお、本実施形態において、介在物の円相当径の上限は特に限定されない。しかしながら、上述の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆｎ１及びＦｎ２が本実施形態の範囲内である化学組成を有する鋼材の場合、介在物の円相当径の上限は、たとえば、７５μｍである。

上述の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆｎ１及びＦｎ２が本実施形態の範囲内である化学組成を有する鋼材において、円相当径で１．０μｍ以上の介在物の総個数に対するＭｎＳ単独介在物及びＭｎＳ複合介在物の総個数の割合（つまり、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳ）が７０％以上であれば、クランクシャフトでの耐摩耗性を十分に高めることができる。ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳの好ましい下限は７０％超であり、さらに好ましくは７２％であり、さらに好ましくは７３％である。ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳの上限は特に限定されず、１００％であってもよい。

［（ＩＩＩ）について］
本明細書において、単独酸化物と、ＭｎＳ複合酸化物との総称を「酸化物」と定義する。上述のクランクシャフトにおいて、全ての介在物中のＭｎＳ系介在物の個数割合が高くても、酸化物中のＭｎＳ複合酸化物の個数割合が低ければ、酸化物中における単独酸化物の個数割合が多くなる。この場合、化合物層中に硬質の単独酸化物が存在する割合が高くなる。単独介在物は化合物層のクラックの起点となりやすい。そのため、化合物層中に存在する酸化物のうち、単独酸化物の割合が高ければ、窒化層を有するクランクシャフトの耐摩耗性が低下する。したがって、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳを高めるだけでなく、酸化物（単独酸化物及びＭｎＳ複合酸化物）の総個数に対する、ＭｎＳ複合酸化物の個数割合を高めた方が、窒化層を有するクランクシャフトの耐摩耗性が高まる。

鋼材中の円相当径が１．０μｍ以上の酸化物（単独酸化物及びＭｎＳ複合酸化物）の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の個数割合をＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸと定義する。上述の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆｎ１及びＦｎ２が本実施形態の範囲内である化学組成を有する鋼材において、上記（Ｉ）及び（ＩＩ）を満たしつつ、さらに、鋼材中の円相当径が１．０μｍ以上の酸化物（単独酸化物及びＭｎＳ複合酸化物）の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の個数の割合（ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸ）が３０％以上であれば、クランクシャフトにおいて、十分な耐摩耗性が得られる。ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸの好ましい下限は３２．０％であり、さらに好ましくは３４．０％であり、さらに好ましくは３５．０％である。ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸの上限は特に限定されず、１００．０％であってもよい。なお、本実施形態において、酸化物の円相当径の上限は特に限定されない。しかしながら、上述の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆｎ１及びＦｎ２が本実施形態の範囲内である化学組成を有する鋼材の場合、酸化物の円相当径の上限は、たとえば、７５μｍである。

［介在物の測定方法］
面数密度ＳＮ、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳ、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸは、次の方法で求めることができる。

鋼中のＭｎＳ系介在物（ＭｎＳ単独介在物及びＭｎＳ複合介在物）の個数、及び、酸化物（単独酸化物及びＭｎＳ複合酸化物）の個数については、次の方法で測定できる。鋼材から、サンプルを採取する。具体的には、図１に示すとおり、鋼材１の中心軸線Ｃ１から径方向にＲ／２位置（Ｒは鋼材１の半径）から、サンプルを採取する。サンプルの観察面のサイズは特に限定されない。サンプルの観察面は、たとえば、Ｌ１×Ｌ２であって、Ｌ１を１０ｍｍとし、Ｌ２を５ｍｍとする。観察面と垂直の方向であるサンプル厚さＬ３はたとえば、５ｍｍとする。観察面の法線Ｎは、中心軸線Ｃ１に垂直（つまり、観察面は、鋼材の軸方向と平行）とし、Ｒ／２位置は、観察面の略中央位置とする。

採取されたサンプルの観察面を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて２０００倍の倍率でランダムに５０視野（１視野あたりの視野面積１２５μｍ×７５μｍ）を観察する。

各視野中の介在物を特定する。介在物は、コントラストにより特定可能である。特定した各介在物に対して、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）を用いて、ＭｎＳ単独介在物、ＭｎＳ複合介在物、単独酸化物、ＭｎＳ複合酸化物を特定する。具体的には、視野中の各介在物に対してビームを照射して、特性Ｘ線を検出し、介在物中の元素分析を実施する。各介在物の元素分析結果に基づいて、次のとおり介在物を特定する。

（ａ）介在物の質量％を１００％とした場合において、介在物中のＭｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で８０．０％以上である場合、その介在物を「ＭｎＳ単独介在物」と定義する。
（ｂ）介在物の質量％を１００％とした場合において、介在物中のＭｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満である場合、その介在物を「ＭｎＳ複合介在物」と定義する。
（ｃ）介在物の質量％を１００％とした場合において、介在物中のＡｌ含有量、Ｃａ含有量及びＯ含有量の合計が質量％で８０．０％以上であり、かつ、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０％未満である場合、その介在物を「単独酸化物」と定義する。
（ｄ）介在物の質量％を１００％とした場合において、介在物中のＡｌ含有量、Ｃａ含有量及びＯ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満であり、かつ、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満である場合、その介在物を「ＭｎＳ複合酸化物」と定義する。

上記特定対象とする介在物は、円相当径が１．０μｍ以上の介在物とする。ここで、円相当径とは、各介在物の面積を、同じ面積を有する円に換算した場合の円の直径を意味する。特定された各介在物の円相当径（μｍ）を、周知の画像解析により求める。

ここで、本実施形態において、介在物の特定に使用するＥＤＸのビーム径は５０ｎｍ程度とする。その結果、円相当径が１．０μｍ未満の介在物は、ＥＤＸにより地鉄の成分を検出し、元素分析の精度が十分に得られない場合がある。円相当径１．０μｍ未満の介在物はさらに、被削性、及び、耐摩耗性への影響が小さい。したがって、本実施形態においては、上述のとおり、円相当径が１．０μｍ以上の介在物を特定対象とする。

５０視野で特定された介在物のうち、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物、及び、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物（つまり、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ系介在物）の総個数を求める。円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ系介在物の総個数と、５０視野の総面積とに基づいて、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ系介在物の面数密度ＳＮ（個／ｍｍ^２）を求める。なお、面数密度ＳＮは、小数第１位を四捨五入して得られた値とする。

さらに、５０視野で特定された介在物のうち、円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数を求める。さらに、５０視野で特定された介在物のうち、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物、及び、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の総個数を求める。円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数と、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物及び円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の総個数とに基づいて、次式により、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳ（％）を求める。
ＲＡ_ＭｎＳ＝（円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物及び円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の総個数）／（円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数）×１００
なお、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳは、小数第１位を四捨五入して得られた値とする。

さらに、５０視野で特定された介在物のうち、円相当径が１．０μｍ以上の単独酸化物及び円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の総個数を求める。さらに、５０視野で特定された介在物のうち、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の総個数を求める。円相当径が１．０μｍ以上の単独酸化物及び円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の総個数（つまり、円相当径が１．０μｍ以上の酸化物の総個数）と、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の総個数とに基づいて、次式により、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸ（％）を求める。
ＲＡ_ＯＸ＝（円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の総個数）／（円相当径が１．０μｍ以上の酸化物の総個数）×１００
なお、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸは、小数第１位を四捨五入して得られた値とする。

以上のとおり、本実施形態の鋼材は、各元素が本実施形態の範囲内であり、かつ、式（１）で定義されるＦｎ１が１．００～２．０５であり、式（２）で定義されるＦｎ２が０．４２～０．６０であり、さらに、次の（Ｉ）～（ＩＩＩ）を満たす。
（Ｉ）鋼材中において、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物及び円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の合計の面数密度が２０個／ｍｍ^２以上である。
（ＩＩ）鋼材中において、円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物及び円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の総個数の割合が７０％以上である。
（ＩＩＩ）鋼材中において、円相当径が１．０μｍ以上の単独酸化物及び円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の個数の割合が３０％以上である。

上記構成を有することにより、本実施形態の鋼材では、優れた被削性が得られ、さらに、鋼材に窒化処理を実施してクランクシャフトとした場合、優れた耐摩耗性、優れた曲げ疲労強度、及び、優れた曲げ矯正性が得られる。

［クランクシャフトについて］
本実施形態のクランクシャフトは、上述の本実施形態の鋼材を熱間鍛造後、窒化処理を実施して製造される。図２は、本実施形態のクランクシャフトの要部の一例を示す図である。図２を参照して、本実施形態のクランクシャフト１０は、ピン部１１と、ジャーナル部１２と、アーム部１３とを備える。ジャーナル部１２は、クランクシャフト１０の回転軸と同軸に配置される。ピン部１１は、クランクシャフト１０の回転軸からずれて配置される。アーム部１３は、ピン部１１とジャーナル部１２との間に配置され、ピン部１１とジャーナル部１２とにつながる。クランクシャフト１０は、ピン部１１のアーム部１３との隣接部分に図示しないフィレット部を備えていてもよいし、ジャーナル部１２のアーム部１３との隣接部分に図示しないフィレット部を備えてもよい。

ジャーナル部１２は、図示しない軸受により回転可能に支持され、エンジン等の駆動源とつながる。ピン部１１は、図示しないコンロッドの大端部に挿入される。駆動源からの駆動力を受けてクランクシャフト１０が軸周りを回転することにより、コンロッドが上下運動を行う。このとき、ピン部１１及びジャーナル部１２は、外力を受けながら摺動する。

図３は、図２中のクランクシャフト１０のピン部１１又はジャーナル部１２の表層近傍の断面図である。クランクシャフト１０の少なくともピン部１１及びジャーナル部１２は、表層に形成された窒化層２０と、窒化層２０よりも内部の芯部２３とを備える。窒化層２０は、窒化処理により形成され、化合物層２１と、拡散層２２とを含む。化合物層２１は、クランクシャフト１０の最表層に形成されており、Ｆｅ窒化物であるε相を含む。拡散層２２は、化合物層よりも内部に形成され、固溶Ｎ及び／又はＡｌ窒化物、Ｃｒ窒化物、Ｍｏ窒化物等の窒化物により強化されている。芯部２３は、窒化層２０よりも内部の母材部分であって、窒化処理の影響を受けていない部分である。

窒化層２０の深さは窒化処理の条件により、適宜調整可能である。

［芯部の化学組成について］
クランクシャフトのピン部及びジャーナル部の芯部の化学組成は、本実施形態の鋼材の化学組成と同じである。すなわち、クランクシャフトの芯部の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．２５％～０．３５％、Ｓｉ：０．０５～０．３５％、Ｍｎ：０．８５～１．２０％、Ｐ：０．０８０％以下、Ｓ：０．０３０～０．１００％、Ｃｒ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．０５０％以下、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｎ：０．００５～０．０２４％、Ｏ：０．０１００％以下、Ｃｕ：０～０．２０％、Ｎｉ：０～０．２０％、Ｍｏ：０～０．１０％、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｂｉ：０～０．３０％、Ｔｅ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．０１００％、Ｐｂ：０～０．０９％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義されるＦｎ１が１．００～２．０５であり、式（２）で定義されるＦｎ２が０．４２～０．６０である。

芯部ではさらに、次の（Ｉ）～（ＩＩＩ）を満たす。
（Ｉ）芯部において、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物及び円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の面数密度ＳＮが、２０個／ｍｍ^２以上である。
（ＩＩ）芯部において、円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物及び円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の総個数の割合（つまり、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳ）は７０％以上である。
（ＩＩＩ）芯部において、円相当径が１．０μｍ以上の酸化物（単独酸化物及びＭｎＳ複合酸化物）の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の個数の割合（つまり、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸ）が３０％以上である。

クランクシャフトのピン部及びジャーナル部の芯部での（Ｉ）～（ＩＩＩ）の条件は、鋼材での（Ｉ）～（ＩＩＩ）と同じである。したがって、芯部での面数密度ＳＮの好ましい下限値、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳの好ましい下限値、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸの好ましい下限値は、鋼材での面数密度ＳＮの好ましい下限値、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳの好ましい下限値、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸの好ましい下限値と同じである。

［製造方法］
以下、本実施形態の鋼材の製造方法の一例、及び、クランクシャフトの製造方法の一例を説明する。なお、本実施形態の鋼材、及び、クランクシャフトは、上記構成を有すれば、製造方法は以下の製造方法に限定されない。ただし、以下に説明する製造方法は、本実施形態の鋼材、及び、クランクシャフトを製造する好適な一例である。

初めに、本実施形態の鋼材の製造方法の一例について説明する。鋼材の製造方法の一例は、製鋼工程と、熱間加工工程とを含む。以下、各工程について説明する。

［製鋼工程］
製鋼工程は、精錬工程と、連続鋳造工程とを含む。

［精錬工程］
精錬工程では、転炉を用いた一次精錬を実施して、その後、ＬＦ（Ｌａｄｌｅ Ｆｕｒｎａｃｅ）及びＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ－Ｈａｕｓｅｎ）を用いた二次精錬を実施する。

［一次精錬］
精錬工程では初めに、周知の方法で製造された溶銑に対して周知の溶銑予備処理を実施して、脱硫処理、脱珪処理及び脱燐処理を実施する。脱硫処理、脱珪処理及び脱燐処理された溶銑に対して、転炉を用いた精錬（一次精錬）を実施して、溶鋼を製造する。一次精錬時、又は、一次精錬後に溶鋼に合金元素を投入して、溶鋼の成分を調整してもよい。

［二次精錬］
一次精錬後の溶鋼に対して、二次精錬を実施する。二次精錬では、ＬＦでの精錬を実施し、次いで、ＲＨ真空脱ガス処理を実施して、鋼材の介在物の形態が（Ｉ）～（ＩＩＩ）を満たすようにする。

［ＬＦでの精錬］
二次精錬では始めに、ＬＦによる脱硫処理を実施し、さらに、溶鋼中の介在物を除去する。ＬＦでの精錬では、次の条件を満たすように操業する。
（ｉ）ＬＦでの精錬中の溶鋼の酸素含有量を４０ｐｐｍ以下にする。
（ｉｉ）ＬＦでの精錬中の溶鋼温度を１５５０℃以上にする。

［条件（ｉ）について］
ＬＦでの精錬中の溶鋼中の酸素含有量と溶鋼温度とは、ＭｎＳ系介在物の形態に影響を与える。ＬＦでの精錬中の溶鋼中の酸素含有量が４０ｐｐｍを超えれば、溶鋼温度が１５５０℃以上であっても、粗大な塊状のＭｎＳ系介在物が晶出する。この場合、塊状ＭｎＳ系介在物は浮上してスラグに吸収されてしまい、製品としての鋼材中のＭｎＳ系介在物（ＭｎＳ単独介在物及びＭｎＳ複合介在物）の個数が低下する。又は、ＭｎＳ系介在物が粗大な形態として鋼中に残存するため、製品としての鋼材中のＭｎＳ系介在物の個数が低下する。その結果、鋼材中の円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ系介在物の面数密度ＳＮが２０個／ｍｍ^２未満になる。

［条件（ｉｉ）について］
同様に、ＬＦでの精錬中の溶鋼温度が１５５０℃未満であれば、溶鋼の酸素含有量が４０ｐｐｍ以下であっても、粗大な塊状のＭｎＳ系介在物が晶出する。この場合、塊状ＭｎＳ系介在物は浮上してスラグに吸収されてしまう、又は、ＭｎＳ系介在物が粗大な形態として鋼中に残存するため、製品としての鋼材中のＭｎＳ系介在物の個数が低下する。その結果、鋼材中の円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ系介在物の面数密度ＳＮが２０個／ｍｍ^２未満になる。

ＬＦでの精錬中の溶鋼の酸素含有量を４０ｐｐｍ以下に調整し、かつ、ＬＦでの精錬中の溶鋼温度を１５５０℃以上に調整することにより、ＬＦでの精錬においてＭｎＳ系介在物が晶出するのを抑制する。なお、ＬＦでの精錬において、合金元素を溶鋼に投入して成分調整を実施してもよい。

［ＲＨ真空脱ガス処理］
ＬＦでの精錬後、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ－Ｈａｕｓｅｎ）真空脱ガス処理を実施して、脱ガス（溶鋼中のＮ、Ｈの除去）及び介在物の分離除去を実施する。ＲＨ真空脱ガス処理では、必要に応じて、合金元素を溶鋼に投入して成分調整を実施する。ＲＨ真空脱ガス処理において、次の条件（ｉｉｉ）～（ｖ）を満たすように操業する。
（ｉｉｉ）ＲＨ真空脱ガス処理中の溶鋼温度を１５５０℃以上にする。
（ｉｖ）ＲＨ真空脱ガス処理の終了５分前の溶鋼の溶存酸素量が４０～１２０ｐｐｍの範囲内となるようにする。
（ｖ）ＲＨ真空脱ガス処理の終了前に溶鋼にＡｌを投入して脱酸処理を実施し、Ａｌ投入による脱酸処理時間を５分以内にする。

［条件（ｉｉｉ）について］
ＲＨ真空脱ガス処理中の溶鋼温度が１５５０℃未満であれば、溶鋼の酸素含有量が４０～１２０ｐｐｍであっても、粗大な塊状のＭｎＳ系介在物が晶出する。この場合、塊状ＭｎＳ系介在物は浮上してスラグに吸収されてしまう、又は、ＭｎＳ系介在物が粗大な形態として鋼中に残存するため、製品としての鋼材中のＭｎＳ系介在物の個数が低下する。その結果、鋼材中の円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ系介在物の面数密度ＳＮが２０個／ｍｍ^２未満になる。

［条件（ｉｖ）について］
ＲＨ真空脱ガス処理の終了５分前の溶鋼の溶存酸素量が４０ｐｐｍ未満であれば、酸化物を生成核としないＭｎＳが多数生じ、ＭｎＳ複合酸化物の生成量が少なくなる。そのため、鋼材中において、円相当径が１．０μｍ以上の酸化物（単独酸化物及びＭｎＳ複合酸化物）の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の個数の割合（つまり、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸ）が３０％未満となる。

一方、ＲＨ真空脱ガス処理の終了５分前の溶鋼の溶存酸素量が１２０ｐｐｍを超えれば、粗大なＭｎＳ系介在物が生成する。この場合、鋼材中に粗大なＭｎＳ系介在物が生成するため、ＭｎＳ系介在物の個数自体が少なくなる。その結果、鋼材中の円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ系介在物の面数密度ＳＮが２０個／ｍｍ^２未満になる。また、製品である鋼材中において、円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物及び円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の総個数の割合（つまり、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳ）が７０．０％未満になる。

［条件（ｖ）について］
ＲＨ真空脱ガス処理の終了前におけるＡｌ投入による脱酸処理時間が５分を超えた場合、溶鋼中に粗大な単独酸化物が多数生成する。この場合、鋳造工程において、粗大な単独酸化物はＭｎＳ系介在物の生成核として機能しない。その結果、単独酸化物と結合しないＭｎＳ単独介在物が生成し、ＭｎＳ複合酸化物の生成が抑制される。その結果、製品である鋼材中において、円相当径が１．０μｍ以上の酸化物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の個数の割合（つまり、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸ）が３０％未満となる。

ＲＨ真空脱ガス処理中の溶鋼温度を１５５０℃以上に調整し、かつ、ＲＨ真空脱ガス処理の終了５分前の溶鋼の溶存酸素量が４０～１２０ｐｐｍとなるように、ＲＨ真空脱ガス処理での溶鋼中の溶存酸素量を調整し、かつ、ＲＨ真空脱ガス処理の終了前に実施するＡｌ投入による脱酸処理の処理時間を５分以内とすれば、次工程の鋳造工程前の溶鋼において、粗大なＭｎＳ系介在物の生成を抑え、かつ、次工程の鋳造工程においてＭｎＳ生成の核として機能する微細な酸化物を多数生成することができる。

［連続鋳造工程］
連続鋳造工程では、上記精錬工程後の溶鋼を用いて、連続鋳造法によりブルームを製造する。連続鋳造工程では、次の条件で鋳造を実施する。
（ｖｉ）連続鋳造開始から連続鋳造終了までの鋳造速度を０．６～１．０ｍ／分にする。

［条件（ｖｉ）について］
連続鋳造工程での鋳造速度が０．６ｍ／分未満であれば、鋳造速度が遅すぎる。この場合、凝固段階において、ＭｎＳ系介在物が生成するものの粗大化するため、結果としてＭｎＳ系介在物の個数自体は少なくなる。その結果、製品である鋼材中において、円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物及び円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の総個数の割合（つまり、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳ）が７０％未満になる。

一方、連続鋳造工程での鋳造速度が１．０ｍ／分を超えれば、鋳造速度が速すぎるため、濃化溶鋼においてＭｎＳ系介在物が生成する。このとき、ＭｎＳは単独酸化物と結合せずに、ＭｎＳ単独介在物として生成する。その結果、製品である鋼材中において、円相当径が１．０μｍ以上の酸化物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の個数の割合（つまり、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸ）が３０％未満となる。

以上の精錬工程及び鋳造工程により、上記（Ｉ）～（ＩＩＩ）を満たす介在物を含むブルームが製造される。

［熱間加工工程］
熱間加工工程では、連続鋳造工程により製造されたブルームに対して、熱間加工を実施して、鋼材を製造する。鋼材の形状は棒鋼である。

熱間加工工程は、粗圧延工程と、仕上げ圧延工程とを含む。粗圧延工程では、素材を熱間加工してビレットを製造する。粗圧延工程はたとえば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機によりブルームに対して分塊圧延を実施して、ビレットを製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が設置されている場合、分塊圧延後のビレットに対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さいビレットを製造してもよい。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。以上の工程により、粗圧延工程では、ブルームからビレットを製造する。粗圧延工程での加熱炉での加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３００℃である。

仕上げ圧延工程では、始めに加熱炉を用いてビレットを加熱する。加熱後のビレットに対して、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、鋼材である棒鋼を製造する。仕上げ圧延工程での加熱炉での加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１０００～１２５０℃である。また、仕上げ圧延において、最終の圧下を行った圧延スタンドの出側での鋼材温度を仕上げ温度と定義する。このとき、仕上げ温度はたとえば、９００～１１５０℃である。仕上げ温度は、最終の圧下を行った圧延スタンドの出側に設置された測温計にて測定される。仕上げ圧延後の鋼材に対して、放冷以下の冷却速度で冷却を行い、本実施形態の鋼材を製造する。

なお、上述の製造方法では、熱間加工工程において、粗圧延工程及び仕上げ圧延工程を実施して、鋼材を製造する。しかしながら、熱間圧延工程での仕上げ圧延工程を省略してもよい。また、上述の製造方法のうち、熱間加工工程を省略してもよい。これらの製造方法であっても、上述の化学組成の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、Ｆｎ１及びＦｎ２が本実施形態の範囲内である化学組成を有し、かつ、上述の（Ｉ）～（ＩＩＩ）を満たす本実施形態の鋼材を製造することができる。

［クランクシャフトの製造方法］
次に、本実施形態の鋼材を用いた、本実施形態のクランクシャフトの製造方法の一例について説明する。

本実施形態の鋼材の製造方法の一例は、熱間鍛造工程と、切削加工工程と、窒化処理工程とを備える。

［熱間鍛造工程］
上述の本実施形態の鋼材に対して、熱間鍛造を実施して、クランクシャフトの形状を有する中間品を製造する。熱間鍛造前の鋼材の加熱温度はたとえば、１１００～１３５０℃である。ここでいう加熱温度は、加熱炉の炉温（℃）を意味する。加熱温度での保持時間は特に限定されないが、鋼材の温度が炉温と同等になるまで保持する。熱間鍛造での仕上げ温度はたとえば、１０００～１３００℃である。

熱間鍛造後の中間品を周知の方法で冷却する。冷却方法はたとえば放冷である。必要に応じて、冷却後の中間品に対して、ショットブラスト等のブラスト処理を実施して、熱間鍛造時に生成した酸化スケールを除去する。

［切削加工工程］
熱間鍛造工程後の中間品に対して、切削加工を実施する。切削加工により、中間品を、製品形状にさらに近い形状とする。

［窒化処理工程］
切削加工後の中間品に対して、窒化処理を実施する。本実施形態では、周知の窒化処理が採用される。窒化処理はたとえば、ガス窒化、塩浴窒化、イオン窒化等である。窒化中の炉内雰囲気は、ＮＨ_３のみであってもよいし、ＮＨ_３と、Ｎ_２及び／又はＨ_２とを含有する混合気であってもよい。また、これらのガスに、浸炭性のガスを含有して、軟窒化処理を実施してもよい。つまり、本明細書にいう窒化処理は、軟窒化処理を含む。

ガス軟窒化処理を実施する場合、たとえば、吸熱型変成ガス（ＲＸガス）とアンモニアガスとを１：１に混合した雰囲気を用い、窒化処理温度を５００～６５０℃、窒化処理温度での保持時間を０．５～８．０時間とする。窒化処理後の中間品を急冷する。急冷方法は水冷又は油冷である。窒化処理条件は上記に限定されず、窒化層が所望の深さになるように、適宜調整すればよい。

以上の窒化処理工程により、表層に窒化層が形成されたクランクシャフトが製造される。

以下、実施例（第１実施例及び第２実施例）により本実施形態の鋼材及びクランクシャフトの効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態の鋼材及びクランクシャフトの実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。したがって、本実施形態の鋼材及びクランクシャフトはこの一条件例に限定されない。

［第１実施例］
［試験材の製造］
表１及び表２の化学組成を有する溶鋼を、７０トンの転炉で溶製した。

表１中の「その他」欄には、任意元素の含有量を示す。たとえば、「０．２０Ｃｕ」と記載されている場合、Ｃｕ含有量が０．２０％であったことを意味する。「－」と記載されている場合、任意元素の含有量が検出限界未満であり、任意元素が含有されていなかったことを意味する。溶鋼に対して一次精錬を実施した後、二次精錬を実施した。二次精錬では、始めに、ＬＦでの精錬を実施した。ＬＦでの精錬中の溶鋼温度を表３中の「ＬＦ」欄の「溶鋼温度（℃）」欄に示し、ＬＦでの精錬中の溶鋼の酸素含有量を表３中の「ＬＦ」欄の「溶存酸素量（ｐｐｍ）」欄に示す。

ＬＦでの精錬後、ＲＨ真空脱ガス処理を実施した。ＲＨ真空脱ガス処理中の溶鋼温度を表３の「ＲＨ」欄の「溶鋼温度（℃）」欄に示す。ＲＨ真空脱ガス処理の終了５分前の溶鋼の溶存酸素量を表３の「ＲＨ」欄の「溶存酸素量（ｐｐｍ）」欄に示す。ＲＨ真空脱ガス処理の終了前のＡｌ投入による脱酸処理時間を表３の「ＲＨ」欄の「Ａｌ脱酸処理時間（分）」欄に示す。「ＬＦ」欄の「溶鋼温度（℃）」欄において、「Ｘ１－Ｘ２」とは、ＬＦでの精錬中の溶鋼温度がＸ１～Ｘ２℃の範囲内で変動したことを意味する。「ＬＦ」欄の「溶存酸素量（ｐｐｍ）」欄において、「Ｘ３－Ｘ４」とは、ＬＦでの精錬中の溶鋼の酸素含有量がＸ３～Ｘ４ｐｐｍの範囲内で変動したことを意味する。「ＲＨ」欄の「溶鋼温度（℃）」欄において、「Ｘ５－Ｘ６」とは、ＲＨ真空脱ガス処理中の溶鋼温度がＸ５～Ｘ６℃の範囲内で変動したことを意味する。「ＲＨ」欄の「溶存酸素量（ｐｐｍ）」欄において、「Ｘ７－Ｘ８」とは、ＲＨ真空脱ガス処理の終了５分前の溶鋼の溶存酸素量がＸ７～Ｘ８ｐｐｍの範囲内で変動したことを意味する。「ＲＨ」欄の「Ａｌ脱酸処理時間（分）」欄において、「Ｘ９」とは、ＲＨ真空脱ガス処理の終了前のＡｌ投入による脱酸処理時間がＸ９分であったことを意味する。

二次精錬後の溶鋼を用いて、連続鋳造法によりブルームを製造した。連続鋳造の開始から終了までの鋳造速度は表３中の「連続鋳造」欄の「鋳造速度（ｍｍ／分）」欄に示す。「連続鋳造」欄の「鋳造速度（ｍｍ／分）」欄において、「Ｘ１０－Ｘ１１」とは、連続鋳造の開始から終了までの鋳造速度がＸ１０～Ｘ１１ｍｍ／分の範囲内で変動したことを意味する。

製造されたブルームに対して粗圧延工程を実施して、長手方向に垂直な断面が１８０ｍｍ×１８０ｍｍの矩形状であるビレットを製造した。粗圧延工程での加熱温度はいずれも、１２００～１２６０℃の範囲内であった。製造されたビレットを用いて仕上げ圧延工程を実施し、大気中で放冷して、直径が８０ｍｍの棒鋼である鋼材を製造した。仕上げ圧延工程での加熱温度は、１０５０～１２００℃であり、仕上げ温度は９００～１１５０℃であった。以上の製造工程により、クランクシャフトの素材となる鋼材を製造した。

各試験番号の鋼材に対して、次の評価試験を実施した。

［評価試験］
［介在物測定試験］
各試験番号の鋼材に対して、面数密度ＳＮ、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳ、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸを、次の方法で求めた。

各試験番号の鋼材から、サンプルを採取した。具体的には、図１示すとおり、鋼材１の中心軸線Ｃ１から径方向にＲ／２位置（Ｒは鋼材の半径）から、サンプルを採取した。サンプルの観察面はＬ１×Ｌ２であって、Ｌ１を１０ｍｍとし、Ｌ２を５ｍｍとし、観察面と垂直の方向であるサンプル厚さＬ３を５ｍｍとした。観察面の法線Ｎは、中心軸線Ｃ１に垂直（つまり、観察面は、鋼材の軸方向と平行）とし、Ｒ／２位置は、観察面の略中央位置とした。

採取されたサンプルの観察面を鏡面研磨し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて２０００倍の倍率でランダムに５０視野（１視野あたりの視野面積１２５μｍ×７５μｍ）を観察した。

各視野において、コントラストに基づいて介在物を特定した。続いて、エネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＸ）を用いて、特定された介在物の中から、ＭｎＳ単独介在物、ＭｎＳ複合介在物、ＭｎＳ複合酸化物を特定した。具体的には、視野中の各介在物に対してビームを照射して、特性Ｘ線を検出し、介在物中の元素分析を実施した。各介在物の元素分析結果に基づいて、次のとおり介在物を特定した。
（ａ）介在物中のＭｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で８０．０％以上である場合、その介在物を「ＭｎＳ単独介在物」と定義した。
（ｂ）介在物中のＭｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満である場合、その介在物を「ＭｎＳ複合介在物」と定義した。
（ｃ）介在物中のＡｌ含有量、Ｃａ含有量及びＯ含有量の合計が質量％で８０．０％以上であり、かつ、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０％未満である場合、その介在物を「単独酸化物」と定義した。
（ｄ）介在物中のＡｌ含有量、Ｃａ含有量及びＯ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満であり、かつ、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満である場合、その介在物を「ＭｎＳ複合酸化物」と定義した。

上記特定対象とする介在物は、円相当径が１．０μｍ以上の介在物とした。介在物の特定に使用するＥＤＸのビーム径は５０ｎｍ程度とした。

［面数密度ＳＮの決定］
５０視野で特定された介在物のうち、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物、及び、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の総個数を求めた。円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物、及び、円相当径が５．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の総個数と、５０視野の総面積とに基づいて、面数密度ＳＮ（個／ｍｍ^２）を求めた。

［ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳの決定］
５０視野で特定された介在物のうち、円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数を求めた。さらに、５０視野で特定された介在物のうち、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物、及び、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の総個数を求めた。円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数と、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物及び円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の総個数とに基づいて、次式により、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳ（％）を求めた。
ＲＡ_ＭｎＳ＝（円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ単独介在物及び円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合介在物の総個数）／（円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数）×１００

［ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸの決定］
５０視野で特定された介在物のうち、円相当径が１．０μｍ以上の酸化物（単独酸化物及びＭｎＳ複合酸化物）の総個数を求めた。さらに、５０視野で特定された介在物のうち、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の総個数を求めた。円相当径が１．０μｍ以上の酸化物の総個数と、円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の総個数とに基づいて、次式により、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸ（％）を求めた。
ＲＡ_ＯＸ＝（円相当径が１．０μｍ以上のＭｎＳ複合酸化物の総個数）／（円相当径が１．０μｍ以上の酸化物の総個数）×１００

［曲げ疲労試験］
各試験番号の鋼材（直径８０ｍｍの棒鋼）に対して、クランクシャフトの製造工程における熱間鍛造工程を想定した、熱間鍛伸を実施した。具体的には、鋼材を１２００℃で加熱した。加熱された鋼材に対して熱間鍛伸を実施し、大気中で常温まで放冷して、直径５０ｍｍの鍛伸材を製造した。熱間鍛伸での仕上げ温度は１０００～１０５０℃であった。

鍛伸材のＲ／２位置から、図４に示す小野式回転曲げ疲労試験片（以下、疲労試験片という）を採取した。疲労試験片の長手方向は、鍛伸材の長手方向と平行であった。疲労試験片の中心軸は、Ｒ／２位置とほぼ一致した。図４中のｍｍが付与された数値は寸法（単位はｍｍ）を示す。図４中の「φ」は直径を示し、「Ｒ」は曲率半径を示す。

作製した疲労試験片に対して、クランクシャフトの製造工程の窒化処理を想定した、軟窒化処理を実施した。軟窒化処理での処理温度を５８０～６００℃として、処理温度での保持時間を１．５～２．０時間とした。軟窒化処理での雰囲気ガスは、周知の雰囲気ガス（ＮＨ_３＋ＲＸガス）とした。保持時間経過後の疲労試験片を水冷して、クランクシャフトを模擬した疲労試験片を作製した。

作製した疲労試験片を用いて、小野式回転曲げ疲労試験を実施した。具体的には、常温、大気中にて、回転速度を３０００ｒｐｍ（５０Ｈｚ）とし、試験打ち切り回数を１×１０^７回とした。応力振幅を６００ＭＰａ、６３０ＭＰａ、６６０ＭＰａの３条件のそれぞれで実施し、各応力振幅での試験回数Ｎ＝２とした。得られた結果に基づいて、次のとおり曲げ疲労強度を評価した。

評価Ａ：応力振幅６６０ＭＰａで２回とも破断せず（耐久）
評価Ｂ：応力振幅６３０ＭＰａで２回とも破断せず（耐久）、応力振幅６６０ＭＰａで１回以上破断
評価Ｃ：応力振幅６００ＭＰａで２回とも破断せず（耐久）、応力振幅６３０ＭＰａで１回以上破断
評価Ｄ：応力振幅６００ＭＰａで１回以上破断
評価Ａ～Ｃの場合、回転曲げ疲労強度に優れると判断し、評価Ｄの場合、回転曲げ疲労強度が低いと判断した。

［曲げ矯正性評価試験］
各試験番号の鋼材（直径８０ｍｍの棒鋼）に対して、クランクシャフトの製造工程における熱間鍛造工程を想定した、熱間鍛伸を実施した。具体的には、鋼材を１２００℃で加熱した。加熱された鋼材に対して熱間鍛伸を実施し、大気中で常温まで放冷して、直径５０ｍｍの鍛伸材を製造した。熱間鍛伸での仕上げ温度は１０００～１０５０℃であった。

鍛伸材のＲ／２位置から、図５に示す４点曲げ試験片を採取した。図５には、４点曲げ試験片の正面図２１０と、側面図２２０と、平面図２３０とを示す。図中において「ｍｍ」が付与された数値は、寸法を示す。図中の「Ｒ」が付与された寸法は、曲率半径を意味する。４点曲げ試験片の長手方向の中央位置には、長手方向と垂直な方向に延びる半円状のノッチ部（ノッチ底の曲率半径３ｍｍ、深さ２ｍｍ）を設けた。

作製した４点曲げ試験片に対して、クランクシャフトの製造工程の窒化処理を想定した、軟窒化処理を実施した。軟窒化処理での処理温度を５８０～６００℃として、処理温度での保持時間を１．５～２．０時間とした。軟窒化処理での雰囲気ガスは、周知の雰囲気ガス（ＮＨ_３＋ＲＸガス）とした。保持時間経過後の疲労試験片を水冷して、クランクシャフトを模擬した４点曲げ試験片を作製した。

作製された４点曲げ試験片に対して、曲げ矯正試験を実施した。始めに、４点曲げ試験片のノッチ部のノッチ底にゲージレングス２ｍｍのひずみゲージを貼り付けた（接着した）。その後、ひずみゲージが断線するまで４点曲げ方式でノッチ底に引張ひずみを付与する４点曲げ試験を実施した。４点曲げ試験では、内側支点間距離を３０ｍｍとし、外側支点間距離を８０ｍｍとした４点曲げを実施した。４点曲げ時のひずみ速度は２ｍｍ／分とした。ひずみゲージが断線したときの最大ひずみ量（με）を求めた。４点曲げ試験は、各試験番号ごとに１０回実施して、１０回の試験で得られた最大ひずみ量の平均を、曲げ矯正ひずみ量とした。得られた曲げ矯正ひずみ量に基づいて、次のとおり曲げ矯正性を評価した。
評価Ａ：曲げ矯正ひずみ量が４００００με以上である。
評価Ｂ：曲げ矯正ひずみ量が３００００～４００００με未満である。
評価Ｃ：曲げ矯正ひずみ量が２００００～３００００με未満である。
評価Ｄ：曲げ矯正ひずみ量が２００００με未満である。
評価Ａ～Ｃの場合、曲げ矯正性に優れると判断し、評価Ｄの場合、曲げ矯正性に劣ると判断した。

［被削性評価試験］
各試験番号の鋼材（直径８０ｍｍの棒鋼）に対して、クランクシャフトの製造工程における熱間鍛造工程を想定した、熱間鍛伸を実施した。具体的には、鋼材を１２００℃で加熱した。加熱された鋼材に対して熱間鍛伸を実施し、大気中で常温まで放冷して、直径５０ｍｍの鍛伸材を製造した。熱間鍛伸での仕上げ温度は１０００～１０５０℃であった。鍛伸材を長手方向に垂直な方向に切断して、直径５０ｍｍ、長さ２００ｍｍのサンプルを採取した。

サンプルの長手方向に垂直な表面（切断面）のＲ／２位置に、ガンドリルを用いた孔あけ加工を実施して、被削性を評価した。具体的には、Ｒ／２位置に、直径９．５ｍｍの標準ガンドリル（株式会社タンガロイ製、ブレーカー無し）を用いて、軸方向と平行に孔あけ加工を実施した。孔あけ加工時の切削速度を１０７ｍｍ／分（ドリル回転数は３６００ｒｐｍ）とし、送り速度を０．０２３ｍｍ／ｒｅｖとし、穿孔距離を９０ｍｍ／孔とした。以上の条件で、２００孔の孔あけ加工を実施した後、ガンドリルの逃げ面の摩耗量を測定した。得られた摩耗量に応じて、次のとおり被削性を評価した。
評価Ａ：摩耗量が３０μｍ未満
評価Ｂ：摩耗量が３０～４０μｍ未満
評価Ｃ：摩耗量が４０～５０μｍ未満
評価Ｄ：摩耗量が５０μｍ以上
評価Ａ～Ｃの場合、被削性に優れると判断し、評価Ｄの場合、被削性に劣ると判断した。

［耐摩耗性評価試験］
被削性評価試験で作製した直径５０ｍｍの鍛伸材のＲ／２位置から、１０ｍｍ×１５ｍｍ×６．３５ｍｍのブロック材を採取した。１５ｍｍ×６．３５ｍｍの試験面は、鍛伸材の中心軸と平行とした。

ブロック材に対して、クランクシャフトの製造工程の窒化処理を想定した、軟窒化処理を実施した。軟窒化処理での処理温度を５８０～６００℃として、処理温度での保持時間を１．５～２．０時間とした。軟窒化処理での雰囲気ガスは、周知の雰囲気ガス（ＮＨ_３＋ＲＸガス）とした。保持時間経過後のブロック材を水冷して、クランクシャフトを模擬したブロック試験片を作製した。

ブロック試験片の試験面（１０ｍｍ×６．３５ｍｍ）に対してラッピング加工を実施して、試験面の算術平均粗さＲａを０．２とした。ここで、算術平均粗さＲａはＪＩＳ Ｂ ０６０１（２０１３）に準拠して測定し、基準長さを５ｍｍとした。

サンプル材を用いて、図６に示すブロックオンリング摩耗試験を実施した。図６を参照して、ブロックオンリング摩耗試験機１００は、潤滑油１０２を貯めた浴槽１０１と、リング試験片１０３とを備えた。潤滑油１０２は、粘度が０Ｗ－２０の市販のエンジンオイルを使用した。リング試験片１０３の素材は、一般的な軸受メタル材であるＡｌ合金とした。Ａｌ合金は、質量％で１２％のＳｎと３％のＳｉとを含有し、残部はＡｌであった。リング試験片１０３の外径Ｄは３５ｍｍであり、リング試験片１０３の幅Ｗは８．７ｍｍであった。

図６に示すとおり、リング試験片１０３の下部を浴槽１０１中の潤滑油１０２内に漬けた。そして、リング試験片１０３の上方にブロック試験片５０を配置した。このとき、ブロック試験片５０の試験面５１が、リング試験片１０３に対向するように、ブロック試験片５０を配置した。ブロック試験片５０の上方から下方に向かって１００Ｎの荷重Ｐで、ブロック試験片５０をリング試験片１０３の外周面に押し付けたまま、リング試験片１０３を回転させて、摩耗試験を実施した。このとき、リング試験片１０３の回転速度を７００ｒｐｍとし、滑り速度を１．２８ｍ／秒とした。試験を開始してから６０分毎に試験を中断して、ブロック試験片５０の試験面５１のうち、リング試験片１０３の外周面との接触部分５２の潤滑油を拭き取り、その後試験を再開する行為を繰返し、摺動時間（試験時間）の合計が１００時間になるまで試験を継続した。摺動時間（試験時間）が１００時間を経過したとき、試験を終了した。

試験終了後のブロック試験片５０の試験面５１の接触部分５２について、ＳＥＭを用いて１０００倍の倍率で任意の５視野（各視野とも２５０μｍ×１５０μｍ）を観察し、化合物層の剥離の有無、及び、化合物層での微細クラックの有無を調査した。調査結果に基づいて、次のとおり耐摩耗性を評価した。
評価Ａ：剥離なし、微細クラックなし
評価Ｂ：剥離なし、微細クラック有り
評価Ｄ：剥離有り
評価Ａ及びＢの場合、耐摩耗性に優れると判断し、評価Ｄの場合、耐摩耗性に劣ると判断した。

［試験結果］
表４及び表５に試験結果を示す。

表４及び表５を参照して、試験番号１～６３の化学組成中の各元素含有量は適切であり、Ｆｎ１は１．００～２．０５であり、Ｆｎ２は０．４２～０．６０であった。さらに、製造条件も適切であった。そのため、面数密度ＳＮは２０個／ｍｍ^２以上であり、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳは７０％以上であり、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸは３０％以上であった。そのため、優れた回転曲げ疲労強度が得られ、優れた曲げ矯正性が得られ、優れた被削性が得られ、優れた耐摩耗性が得られた。

一方、試験番号６４のＣ含有量は高すぎた。そのため、曲げ矯正ひずみ量が２００００με未満であり、曲げ矯正性が低かった。

試験番号６５のＣ含有量は低すぎた。そのため、小野式回転曲げ疲労試験において、応力振幅６００ＭＰａで１×１０^７回に到達する前に破断し、曲げ疲労強度が低かった。

試験番号６６のＳｉ含有量は高すぎた。そのため、曲げ矯正ひずみ量が２００００με未満であり、曲げ矯正性が低かった。

試験番号６７のＳｉ含有量は低すぎた。そのため、小野式回転曲げ疲労試験において、応力振幅６００ＭＰａで１×１０^７回に到達する前に破断し、曲げ疲労強度が低かった。

試験番号６８のＭｎ含有量は高すぎた。そのため、曲げ矯正ひずみ量が２００００με未満であり、曲げ矯正性が低かった。

試験番号６９のＭｎ含有量は低すぎた。そのため、小野式回転曲げ疲労試験において、応力振幅６００ＭＰａで１×１０^７回に到達する前に破断し、曲げ疲労強度が低かった。

試験番号７０のＰ含有量は高すぎた。そのため、小野式回転曲げ疲労試験において、応力振幅６００ＭＰａで１×１０^７回に到達する前に破断し、曲げ疲労強度が低かった。

試験番号７１のＳ含有量は低すぎた。そのため、被削性評価試験においてガンドリルの逃げ面の摩耗量が５０μｍ以上となり、被削性が低かった。

試験番号７２のＣｒ含有量は高すぎた。そのため、曲げ矯正ひずみ量が２００００με未満であり、曲げ矯正性が低かった。

試験番号７３のＴｉ含有量は高すぎた。そのため、小野式回転曲げ疲労試験において、応力振幅６００ＭＰａで１×１０^７回に到達する前に破断し、曲げ疲労強度が低かった。

試験番号７４のＡｌ含有量は高すぎた。そのため、曲げ矯正ひずみ量が２００００με未満であり、曲げ矯正性が低かった。

試験番号７５のＮ含有量は低すぎた。そのため、小野式回転曲げ疲労試験において、応力振幅６００ＭＰａで１×１０^７回に到達する前に破断し、曲げ疲労強度が低かった。

試験番号７６のＯ含有量は高すぎた。そのため、小野式回転曲げ疲労試験において、応力振幅６００ＭＰａで１×１０^７回に到達する前に破断し、曲げ疲労強度が低かった。また、ブロックオンリング摩耗試験後のブロック試験片の試験面に、化合物層の剥離が観察され、耐摩耗性が低かった。

試験番号７７では、各元素含有量は本実施形態の範囲内であったものの、式（１）で定義されるＦｎ１が上限を超えた。そのため、曲げ矯正ひずみ量が２００００με未満であり、曲げ矯正性が低かった。

試験番号７８では、各元素含有量は本実施形態の範囲内であったものの、式（１）で定義されるＦｎ１が下限未満であった。そのため、小野式回転曲げ疲労試験において、応力振幅６００ＭＰａで１×１０^７回に到達する前に破断し、曲げ疲労強度が低かった。

試験番号７９では、各元素含有量は本実施形態の範囲内であったものの、式（２）で定義されるＦｎ２が上限を超えた。そのため、被削性評価試験においてガンドリルの逃げ面の摩耗量が５０μｍ以上となり、被削性が低かった。

試験番号８０では、各元素含有量は本実施形態の範囲内であったものの、式（２）で定義されるＦｎ２が下限未満であった。そのため、小野式回転曲げ疲労試験において、応力振幅６００ＭＰａで１×１０^７回に到達する前に破断し、曲げ疲労強度が低かった。

試験番号８１では、化学組成の各元素含有量は本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１及びＦｎ２も本実施形態の範囲内であったものの、ＬＦでの精錬中の溶存酸素量が４０ｐｐｍを超えた。そのため、面数密度ＳＮが２０個／ｍｍ^２未満となった。その結果、被削性評価試験においてガンドリルの逃げ面の摩耗量が５０μｍ以上となり、被削性が低かった。

試験番号８２では、化学組成の各元素含有量は本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１及びＦｎ２も本実施形態の範囲内であったものの、連続鋳造工程での鋳造速度が０．６ｍ／分未満となった。そのため、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳが７０％未満となった。その結果、ブロックオンリング摩耗試験後のブロック試験片の試験面に、化合物層の剥離が観察され、耐摩耗性が低かった。

試験番号８３では、化学組成の各元素含有量は本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１及びＦｎ２も本実施形態の範囲内であったものの、ＲＨ真空脱ガス処理の終了５分前の溶鋼の溶存酸素量が４０ｐｐｍ未満であった。そのため、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸが３０％未満となった。その結果、その結果、ブロックオンリング摩耗試験後のブロック試験片の試験面に、化合物層の剥離が観察され、耐摩耗性が低かった。

［第２実施例］
［試験材の製造］
表６の化学組成を有する溶鋼を、７０トンの転炉で溶製した。

溶鋼に対して二次精錬を実施した。二次精錬では、初めに、ＬＦでの精錬を実施した。ＬＦでの精錬中の溶鋼の酸素含有量を表７中の「ＬＦ」欄の「溶存酸素量（ｐｐｍ）」欄に示し、ＬＦでの精錬中の溶鋼温度を表７中の「ＬＦ」欄の「溶鋼温度（℃）」欄に示す。

ＬＦでの精錬後、ＲＨ真空脱ガス処理を実施した。ＲＨ真空脱ガス処理中の溶鋼温度を表７の「ＲＨ」欄の「溶鋼温度（℃）」欄に示す。ＲＨ真空脱ガス処理の終了５分前の溶鋼の溶存酸素量を表２の「ＲＨ」欄の「溶存酸素量（ｐｐｍ）」欄に示す。ＲＨ真空脱ガス処理の終了前のＡｌ投入による脱酸処理時間を表７の「ＲＨ」欄の「Ａｌ脱酸処理時間（分）」欄に示す。「ＬＦ」欄の「溶鋼温度（℃）」欄において、「Ｘ１－Ｘ２」とは、ＬＦでの精錬中の溶鋼温度がＸ１～Ｘ２℃の範囲内で変動したことを意味する。「ＬＦ」欄の「溶存酸素量（ｐｐｍ）」欄において、「Ｘ３－Ｘ４」とは、ＬＦでの精錬中の溶鋼の酸素含有量がＸ３～Ｘ４ｐｐｍの範囲内で変動したことを意味する。「ＲＨ」欄の「溶鋼温度（℃）」欄において、「Ｘ５－Ｘ６」とは、ＲＨ真空脱ガス処理中の溶鋼温度がＸ５～Ｘ６℃の範囲内で変動したことを意味する。「ＲＨ」欄の「溶存酸素量（ｐｐｍ）」欄において、「Ｘ７－Ｘ８」とは、ＲＨ真空脱ガス処理の終了５分前の溶鋼の溶存酸素量がＸ７～Ｘ８ｐｐｍの範囲内で変動したことを意味する。「ＲＨ」欄の「Ａｌ脱酸処理時間（分）」欄において、「Ｘ９」とは、ＲＨ真空脱ガス処理の終了前のＡｌ投入による脱酸処理時間がＸ９分であったことを意味する。

二次精錬後の溶鋼を用いて、連続鋳造法によりブルームを製造した。連続鋳造の開始から終了までの鋳造速度は表７の「連続鋳造」欄の「鋳造速度（ｍｍ／分）」欄に示す。「連続鋳造」欄の「鋳造速度（ｍｍ／分）」欄において、「Ｘ１０－Ｘ１１」とは、連続鋳造の開始から終了までの鋳造速度がＸ１０～Ｘ１１ｍｍ／分の範囲内で変動したことを意味する。

製造されたブルームに対して粗圧延工程を実施して、長手方向に垂直な断面が１８０ｍｍ×１８０ｍｍの矩形状であるビレットを製造した。粗圧延工程での加熱温度はいずれも、１２００～１２６０℃の範囲内であった。

製造されたビレットを用いて仕上げ圧延を実施し、大気中で放冷して、直径が８０ｍｍの棒鋼である鋼材を製造した。各試験番号の鋼材に対して、次の評価試験を実施した。

［評価試験］
［介在物測定試験］
各試験番号の鋼材に対して、面数密度ＳＮ、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳ、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸを、第１実施例と同じ方法により求めた。

［被削性評価試験］
各試験番号において、第１実施例と同じ方法で被削性評価試験を実施し、第１実施例と同じ基準で、被削性を評価した。

［耐摩耗性評価試験］
各試験番号において、第１実施例と同じ方法で耐摩耗性評価試験を実施し、第１実施例の耐摩耗性評価試験と同じ基準で、耐摩耗性を評価した。

［試験結果］
試験結果を表７に示す。表７を参照して、試験番号８４～９０の化学組成中の各元素含有量は適切であり、Ｆｎ１は１．００～２．０５であり、Ｆｎ２は０．４２～０．６０であった。さらに、製造条件も適切であった。そのため、面数密度ＳＮは２０個／ｍｍ^２以上であり、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳは７０．０％以上であり、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸは３０．０％以上であった。そのため、優れた回転曲げ疲労強度が得られ、優れた曲げ矯正性が得られ、優れた被削性が得られ、優れた耐摩耗性が得られた。

一方、試験番号９１では、化学組成の各元素含有量は本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１及びＦｎ２も本実施形態の範囲内であったものの、ＬＦでの精錬中の溶鋼温度が１５５０℃未満であった。そのため、面数密度ＳＮが２０個／ｍｍ^２未満となった。その結果、被削性評価試験においてガンドリルの逃げ面の摩耗量が５０μｍ以上となり、被削性が低かった。

試験番号９２では、化学組成の各元素含有量は本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１及びＦｎ２も本実施形態の範囲内であったものの、ＬＦでの精錬中の溶存酸素量が４０ｐｐｍを超えた。そのため、面数密度ＳＮが２０個／ｍｍ^２未満となった。その結果、被削性評価試験においてガンドリルの逃げ面の摩耗量が５０μｍ以上となり、被削性が低かった。

一方、試験番号９３では、化学組成の各元素含有量は本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１及びＦｎ２も本実施形態の範囲内であったものの、ＲＨ真空脱ガス処理中の溶鋼温度が１５５０℃未満であった。そのため、面数密度ＳＮが２０個／ｍｍ^２未満となった。その結果、被削性評価試験においてガンドリルの逃げ面の摩耗量が５０μｍ以上となり、被削性が低かった。

試験番号９４では、化学組成の各元素含有量は本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１及びＦｎ２も本実施形態の範囲内であったものの、ＲＨ真空脱ガス処理の終了５分前の溶鋼の溶存酸素量が１２０ｐｐｍを超えた。そのため、面数密度ＳＮが２０個／ｍｍ^２未満となった。さらに、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳが７０％未満となった。その結果、ブロックオンリング摩耗試験後のブロック試験片の試験面に、化合物層の剥離が観察され、耐摩耗性が低かった。さらに、被削性評価試験においてガンドリルの逃げ面の摩耗量が５０μｍ以上となり、被削性が低かった。

試験番号９５では、化学組成の各元素含有量は本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１及びＦｎ２も本実施形態の範囲内であったものの、ＲＨ真空脱ガス処理の終了５分前の溶鋼の溶存酸素量が４０ｐｐｍ未満であった。そのため、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸが３０％未満となった。その結果、その結果、ブロックオンリング摩耗試験後のブロック試験片の試験面に、化合物層の剥離が観察され、耐摩耗性が低かった。

試験番号９６では、化学組成の各元素含有量は本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１及びＦｎ２も本実施形態の範囲内であったものの、ＲＨ真空脱ガス処理の終了前におけるＡｌ投入による脱酸処理時間が５分を超えた。そのため、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸが３０％未満となった。その結果、その結果、ブロックオンリング摩耗試験後のブロック試験片の試験面に、化合物層の剥離が観察され、耐摩耗性が低かった。

試験番号９７では、化学組成の各元素含有量は本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１及びＦｎ２も本実施形態の範囲内であったものの、連続鋳造工程での鋳造速度が１．０ｍ／分を超えた。そのため、ＭｎＳ複合酸化物個数割合ＲＡ_ＯＸが３０％未満となった。その結果、その結果、ブロックオンリング摩耗試験後のブロック試験片の試験面に、化合物層の剥離が観察され、耐摩耗性が低かった。

試験番号９８では、化学組成の各元素含有量は本実施形態の範囲内であり、Ｆｎ１及びＦｎ２も本実施形態の範囲内であったものの、連続鋳造工程での鋳造速度が０．６ｍ／分未満となった。そのため、ＭｎＳ系介在物個数割合ＲＡ_ＭｎＳが７０％未満となった。その結果、ブロックオンリング摩耗試験後のブロック試験片の試験面に、化合物層の剥離が観察され、耐摩耗性が低かった。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

１ 鋼材
１０ クランクシャフト
１１ ピン部
１２ ジャーナル部
１３ アーム部
２０ 窒化層
２３ 芯部

Claims (4)

1. 鋼材であって、
   質量％で、
   Ｃ：０．２５％～０．３５％、
   Ｓｉ：０．０５～０．３５％、
   Ｍｎ：０．８５～１．２０％、
   Ｐ：０．０８０％以下、
   Ｓ：０．０３０～０．１００％、
   Ｃｒ：０．１０％以下、
   Ｔｉ：０．０５０％以下、
   Ａｌ：０．０５０％以下、
   Ｎ：０．００５～０．０２４％、及び、
   Ｏ：０．０１００％以下、を含有し、
   残部がＦｅ及び不純物からなり、
   式（１）で定義されるＦｎ１が１．００～２．０５であり、
   式（２）で定義されるＦｎ２が０．４２～０．６０であり、
   前記鋼材中の介在物のうち、
   Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で８０．０％以上の介在物をＭｎＳ単独介在物と定義し、
   Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満である介在物をＭｎＳ複合介在物と定義し、
   Ａｌ含有量、Ｃａ含有量及びＯ含有量の合計が質量％で８０．０％以上であり、かつ、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０％未満である介在物を単独酸化物と定義し、
   Ａｌ含有量、Ｃａ含有量及びＯ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満であり、かつ、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満である介在物をＭｎＳ複合酸化物と定義したとき、
   前記鋼材中において、
   円相当径が５．０μｍ以上の前記ＭｎＳ単独介在物及び円相当径が５．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合介在物の合計の面数密度が２０個／ｍｍ^２以上であり、
   円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ単独介在物、及び、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合介在物の総個数の割合が７０％以上であり、
   円相当径が１．０μｍ以上の前記単独酸化物、及び、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合酸化物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合酸化物の個数の割合が３０％以上である、
   鋼材。
   Ｆｎ１＝Ｍｎ＋７．２４Ｃｒ＋６．５３Ａｌ・・・（１）
   Ｆｎ２＝Ｃ＋０．１０Ｓｉ＋０．１９Ｍｎ＋０．２３Ｃｒ－０．３４Ｓ・・・（２）
   ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
2. 請求項１に記載の鋼材であって、
   前記Ｆｅの一部に代えて、
   Ｃｕ：０．２０％以下、
   Ｎｉ：０．２０％以下、
   Ｍｏ：０．１０％以下、
   Ｎｂ：０．０５０％以下、
   Ｃａ：０．０１００％以下、
   Ｂｉ：０．３０％以下、
   Ｔｅ：０．０１００％以下、
   Ｚｒ：０．０１００％以下、及び、
   Ｐｂ：０．０９％以下、
   からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有する、
   鋼材。
3. ピン部と、
   ジャーナル部と、
   前記ピン部及び前記ジャーナル部の間に配置されるアーム部とを備え、
   少なくとも前記ピン部及び前記ジャーナル部は、
   表層に形成されている窒化層と、
   前記窒化層よりも内部の芯部とを備え、
   前記芯部は、質量％で、
   Ｃ：０．２５％～０．３５％、
   Ｓｉ：０．０５～０．３５％、
   Ｍｎ：０．８５～１．２０％、
   Ｐ：０．０８０％以下、
   Ｓ：０．０３０～０．１００％、
   Ｃｒ：０．１０％以下、
   Ｔｉ：０．０５０％以下、
   Ａｌ：０．０５０％以下、
   Ｎ：０．００５～０．０２４％、及び、
   Ｏ：０．０１００％以下、を含有し、
   残部がＦｅ及び不純物からなり、
   式（１）で定義されるＦｎ１が１．００～２．０５であり、
   式（２）で定義されるＦｎ２が０．４２～０．６０であり、
   前記芯部の介在物のうち、
   Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で８０．０％以上の介在物をＭｎＳ単独介在物と定義し、
   Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満である介在物をＭｎＳ複合介在物と定義し、
   Ａｌ含有量、Ｃａ含有量及びＯ含有量の合計が質量％で８０．０％以上であり、かつ、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０％未満である介在物を単独酸化物と定義し、
   Ａｌ含有量、Ｃａ含有量及びＯ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満であり、かつ、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の合計が質量％で１５．０～８０．０％未満である介在物をＭｎＳ複合酸化物と定義したとき、
   前記芯部において、
   円相当径が５．０μｍ以上の前記ＭｎＳ単独介在物及び円相当径が５．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合介在物の合計の面数密度が２０個／ｍｍ^２以上であり、
   円相当径が１．０μｍ以上の介在物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ単独介在物、及び、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合介在物の総個数の割合が７０％以上であり、
   円相当径が１．０μｍ以上の前記単独酸化物、及び、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合酸化物の総個数に対する、円相当径が１．０μｍ以上の前記ＭｎＳ複合酸化物の個数の割合が３０％以上である、
   クランクシャフト。
   Ｆｎ１＝Ｍｎ＋７．２４Ｃｒ＋６．５３Ａｌ・・・（１）
   Ｆｎ２＝Ｃ＋０．１０Ｓｉ＋０．１９Ｍｎ＋０．２３Ｃｒ－０．３４Ｓ・・・（２）
   ここで、式（１）及び式（２）中の各元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
4. 請求項３に記載のクランクシャフトであって、
   前記芯部はさらに、前記Ｆｅの一部に代えて、
   Ｃｕ：０．２０％以下、
   Ｎｉ：０．２０％以下、
   Ｍｏ：０．１０％以下、
   Ｎｂ：０．０５０％以下、
   Ｃａ：０．０１００％以下、
   Ｂｉ：０．３０％以下、
   Ｔｅ：０．０１００％以下、
   Ｚｒ：０．０１００％以下、及び、
   Ｐｂ：０．０９％以下、
   からなる群から選択される１元素又は２元素以上を含有する、
   クランクシャフト。

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