WO2020040190A1 - 鋼材、鍛造熱処理品、及び、鍛造熱処理品の製造方法 - Google Patents

鋼材、鍛造熱処理品、及び、鍛造熱処理品の製造方法 Download PDF

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有祐 宮越
幹 高須賀
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Definitions

  • the present invention relates to a steel material, a forged heat-treated product manufactured using the steel material, and a method for manufacturing the forged heat-treated product.
  • a connecting rod (hereinafter, also referred to as a “connecting rod”) used in an automobile engine or the like is an engine component that connects a piston and a crankshaft, and converts a reciprocating motion of the piston into a rotational motion of the crank.
  • Fig. 1 is a front view of a conventional connecting rod.
  • the conventional connecting rod 1 includes a large end 100, a rod 200, and a small end 300.
  • the large end 100 is arranged at one end of the rod 200, and the small end 300 is arranged at the other end of the rod 200.
  • the large end 100 is connected to a crankpin.
  • the small end 300 is connected to a piston.
  • the conventional connecting rod 1 includes two parts (cap 2 and rod 3). These parts are usually manufactured by hot forging. One end of the cap 2 and the rod 3 corresponds to the large end 100. Other portions than the one end of the rod 3 correspond to the rod 200 and the small end 300. The large end 100 and the small end 300 are formed by cutting. Therefore, the connecting rod 1 is required to have high machinability.
  • the connecting rod 1 receives a load from peripheral members during operation of the engine. Recently, further reduction in the size of the connecting rod 1 and improvement in the in-cylinder pressure in the cylinder have been demanded for fuel saving. Therefore, the connecting rod 1 is required to have an excellent yield strength that can cope with an explosive load transmitted from the piston even when the rod portion 200 is made thin. Furthermore, since the connecting rod 1 is subjected to repeated compressive loads and tensile loads, excellent fatigue strength is also required.
  • the cap 2 and the rod 3 are separately manufactured as described above. Therefore, a knock pin processing step is performed for positioning the cap 2 and the rod 3. Further, a cutting process is performed on the mating surface of the cap 2 and the rod 3. Therefore, cracking connecting rods that can omit these steps have begun to spread.
  • the connecting rod In the cracking connecting rod, after the connecting rod is integrally molded, a jig is inserted into the hole of the large end portion 100, stress is applied to break the large end portion, and the two parts (corresponding to the cap 2 and the rod 3) are formed. To divide. Then, when attaching to the crankshaft, the two divided parts are joined. If the fracture surface of the large end portion 100 is a brittle fracture surface without deformation, the fracture surfaces of the cap 2 and the rod 3 can be combined and connected by a bolt. Therefore, in this case, the knock pin processing step and the cutting processing step are omitted. As a result, manufacturing costs are reduced.
  • the cracking connecting rod is usually formed by hot forging.
  • a product obtained by performing hot forging on a steel material and performing a heat treatment after the hot forging is also referred to as a “forged heat-treated product”.
  • the toughness of the forged heat-treated product is preferably low.
  • a ductile fracture is likely to occur in the fracture surface.
  • the large end is plastically deformed. Therefore, even if the fracture surfaces are matched, they are not aligned properly, and the inner diameter D of the large end 100 in FIG. 1 deviates from a desired value. As a result, a one-sided contact occurs at the crank connection portion (large end portion), which may cause vibration and noise when the vehicle is running.
  • Patent Document 1 JP-A-2004-277817
  • Patent Document 2 JP-A-2011-195882
  • Patent Document 3 JP-A-2006-336071
  • Patent Document 5 JP-A-2016-27204
  • Patent Document 6 JP-A-2017-106099
  • the high-strength non-heat treated steel disclosed in Patent Literature 1 has C: 0.2 to 0.6%, Si: 0.1 to 2%, Mn: 0.1 to 1.5% by weight. S: 0.03 to 0.2%, P: 0.02 to 0.15%, Cu: 0.03 to 1%, Ni: 0.03 to 1%, Cr: 0.05 to 1%, V : 0.02 to 0.4%, Ti: 0.01 to 0.8%, s-Al: 0.005 to 0.045%, N: 0.008 to 0.035%, the balance being inevitable impurities And Fe, and has a ferrite pearlite structure.
  • the maximum diameter of the TiN inclusions in the steel is 5 ⁇ m or more, and the amount is 5 / mm 2 or more in number density. Patent Document 1 describes that this non-heat treated steel has high strength, good machinability, and excellent break separation performance, and can form good irregularities on the fracture surface. I have.
  • the non-heat treated steel for hot forging disclosed in Patent Literature 2 has C: 0.35 to 0.55%, Si: 0.15 to 0.40%, and Mn: 0.50 to 1 by mass%. 0.000%, P: 0.100% or less, S: 0.040 to 0.100%, Cr: 1.00% or less, V: 0.20 to 0.50%, Ca: 0.0005 to 0. 0100%, N: 0.0150% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • the hardness of the steel is HV330 or more, and the yield ratio is 0.73 or more.
  • the structure of the steel is a ferrite-pearlite structure in which bainite is 10% or less.
  • Patent Document 2 discloses that this hot-forged non-heat-treated steel can provide a hot-forged non-heat-treated steel part that can ensure excellent machinability and fracture separation while securing high strength. Has been described.
  • the non-heat treated steel for hot forging disclosed in Patent Document 3 is, in mass%, C: more than 0.35% to 0.60%, Si: 0.50 to 2.50%, Mn: 0. 20 to 2.00%, P: 0.010 to 0.150%, S: 0.040 to 0.150%, V: 0.10 to 0.50%, Zr: 0.0005 to 0.0050% , Ca: 0.0005 to 0.0050%, N: 0.0020 to 0.0200%, Al: limited to less than 0.010%, and the balance substantially consists of Fe and unavoidable impurities.
  • Patent Document 3 describes that this non-heat treated steel for hot forging has excellent break separation properties and machinability.
  • the steel for connecting rods disclosed in Patent Document 4 is, by mass%, C: 0.1 to 0.5%, Si: 0.1 to 2%, Mn: 0.5 to 2%, P: 0. 15% or less (excluding 0%), S: 0.06 to 0.2%, N: 0.02% or less (excluding 0%), Ca: 0.0001 to 0.005%, and Al: Steel containing 0.001 to 0.02%, with the balance being Fe and unavoidable impurities.
  • Patent Literature 4 describes that this connecting rod steel controls the composition of the oxide-based inclusions present in the steel within a predetermined range, thereby improving the fracture splitting property.
  • the age-hardened bainite non-heat treated steel disclosed in Patent Document 5 is, in terms of mass%, C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.01 to 2.00%, and Mn: 0.10 to 0.1%. 3.00%, P: 0.001 to 0.150%, S: 0.001 to 0.200%, Cu: 0.001 to 2.00%, Ni: 0.40% or less, Cr: 0.
  • the DI value calculated by 16 ⁇ [Cr] +1) ⁇ (3 ⁇ [Mo] +1) ⁇ 25.4) is 55 to 200 mm, and the total of tempered martensite and bainite is determined for the entire metal structure.
  • surface Rate is 80 area% or more.
  • Patent Document 6 describes that the fracture-separation-type connecting rod steel can be improved in fracture-separability without causing quenching during quenching while increasing the strength.
  • Patent Documents 1 to 5 presuppose that the microstructure of the steel material after hot forging is mainly composed of at least one of ferrite, pearlite, and bainite. Therefore, when the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is 80% or more in the microstructure of the forged heat-treated product, cracking properties of the forged heat-treated product may be reduced.
  • Patent Document 6 in the microstructure of the forged heat-treated product, the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is 80% or more. However, it has high machinability, high yield strength, and high fatigue strength by a method different from the fracture-separation-type connecting rod steel disclosed in Patent Document 6, and has a microstructure after hot forging, and Even if the total area ratio of the site and the tempered bainite is 80% or more, excellent cracking properties may be obtained.
  • the purpose of the present disclosure is to have excellent hot workability, after hot forging a steel material and then performing a heat treatment to produce a forged heat-treated product, after hot forging and heat treatment, excellent machining Properties, high yield strength, and high fatigue strength, and even if the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is 80% or more in the microstructure of the forged heat-treated product, hot forging and
  • An object of the present invention is to provide a steel material having excellent cracking properties after heat treatment.
  • the steel material according to the present disclosure by mass%, C: 0.10 to 0.60%, Si: 0.05-1.00%, Mn: 0.30 to 1.50%, P: 0.1000% or less, S: 0.3000% or less, Al: 0.003 to 0.100%, N: 0.0200% or less, Cr: 0 to 2.50%, Cu: 0 to 0.60%, Ni: 0 to 0.60%, Mo: 0 to 0.70%, V: 0 to 0.049%, Ti: 0 to 0.250%, B: 0 to 0.0050%, Nb: 0 to 0.100%, Te: 0 to 0.3000%, Ca: 0 to 0.0100%, Bi: 0 to 0.4000%, and The balance is composed of Fe and impurities, When the Cr content is 0 to 0.50%, the formula (1) is satisfied; When the Cr content is 0.51 to 2.50%, the material has a chemical composition satisfying the formula (2), When inclusions containing more than 70.0% by mass of Al 2 O 3 and ⁇ AREA of 3 ⁇ m
  • FB in the formulas (1) and (2) is “0” when the B content (% by mass) is 0%, and is “1” when the B content (% by mass) exceeds 0%. is there.
  • the forged heat-treated product according to the present disclosure is C: 0.10 to 0.60%, Si: 0.05-1.00%, Mn: 0.30 to 1.50%, P: 0.1000% or less, S: 0.3000% or less, Al: 0.003 to 0.100%, N: 0.0200% or less, Cr: 0 to 2.50%, Cu: 0 to 0.60%, Ni: 0 to 0.60%, Mo: 0 to 0.70%, V: 0 to 0.049%, Ti: 0 to 0.250%, B: 0 to 0.0050%, Nb: 0 to 0.100%, Te: 0 to 0.3000%, Ca: 0 to 0.0100%, Bi: 0 to 0.4000%, and The balance is composed of Fe and impurities, When the Cr content is 0 to 0.50%, the formula (1) is satisfied; When the Cr content is 0.51 to 2.50%, the material has a chemical composition satisfying the formula (2), When inclusions containing more than 70.0% by mass of Al 2 O 3 and ⁇ AREA of 3 ⁇
  • FB in the formulas (1) and (2) is “0” when the B content (% by mass) is 0%, and is “1” when the B content (% by mass) exceeds 0%. is there.
  • the manufacturing method of the forged heat-treated product according to the present disclosure A hot forging step of heating the steel material to 1100 to 1300 ° C. and performing hot forging to produce an intermediate product; After the hot forging step, a quenching step of cooling the intermediate product at an average cooling rate between 800 ° C. and 100 ° C. at a rate of 10 to 200 ° C./sec. After the quenching step, a tempering step of holding the intermediate product at 400 to 650 ° C. for 30 to 90 minutes is provided.
  • the steel material according to the present disclosure has excellent hot workability, and when a steel material is hot forged and then subjected to heat treatment to produce a forged heat-treated product, after hot forging and heat treatment, excellent workability is obtained. Properties, high yield strength, and high fatigue strength, and even if the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is 80% or more in the microstructure of the forged heat-treated product, hot forging and It has excellent cracking properties after heat treatment.
  • the forged heat-treated product according to the present disclosure has excellent machinability, high yield strength, high fatigue strength, and excellent cracking properties.
  • the method for producing a heat-treated forged product according to the present disclosure can produce the heat-treated forged product from the steel material.
  • FIG. 1 is a front view of a conventional connecting rod.
  • FIG. 2A is a plan view of a test piece used in a cracking property evaluation test in Examples.
  • FIG. 2B is a cross-sectional view of the test piece shown in FIG. 2A.
  • FIG. 2C is a plan view of the test piece showing a state where the test piece of FIG. 2A is broken and separated.
  • FIG. 2D is a plan view of the test piece showing a state where the test piece of FIG. 2C is fastened with bolts.
  • the present inventors in the process of manufacturing a forged heat-treated product using steel, hot workability, yield strength, fatigue strength, machinability, and cracking properties of the forged heat-treated product manufactured using steel. was investigated and examined. As a result, the present inventors have obtained the following findings.
  • the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite can be 80% or more in the microstructure. If this is the case, the yield strength and fatigue strength of the steel material after hot forging and heat treatment (forged heat-treated product) increase. That is, the steel material according to the present embodiment is required to have excellent hardenability.
  • the present inventors by mass%, C: 0.10 to 0.60%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.30 to 1.50%, P: 0.1000%
  • N: 0.0200% or less Cr: 0 to 2.50%
  • Ni: 0 0.60% Mo: 0 to 0.70%
  • V: 0 to 0.049% Ti: 0 to 0.250%
  • Nb 0 to 0.100%
  • Te 0 to 0.3000%
  • Bi 0 to 0.4000%
  • Fe and impurities makes the hardenability of the steel material higher. Thought it could be done.
  • alloy elements may locally cause segregation. That is, in order to enhance the hardenability of the steel material, as a result of increasing the content of the alloy element to the above-mentioned chemical composition, segregation of the alloy element may occur in the steel material.
  • the melting point of the segregated portion is lower than that of the base metal.
  • the segregated portion is melted during heating during hot forging, and then solidifies as an oxide or the like. In this case, oxides and the like in the forged heat-treated product can be a starting point of fatigue fracture.
  • the content of alloying elements may be adjusted.
  • fn1 7.6 ° C.
  • fn1 is an index of hardenability and segregation in a steel material having the above-described chemical composition.
  • the content (% by mass) of the corresponding element is substituted for the element symbol in fn1. If the corresponding element is not contained, “0” is substituted for the element symbol.
  • fB in fn1 is “0” when the B content (% by mass) is 0%, and is “1” when the B content (% by mass) exceeds 0%.
  • the Cr content is 0 to 0.50%, if fn1 is higher than 130, segregation of alloying elements occurs in the steel material. In this case, the fatigue strength of the steel material after hot forging and heat treatment (forged heat-treated product) decreases. If fn1 is less than 9, the steel will not have sufficient hardenability. In this case, in the microstructure of the forged heat-treated product, the sum of the area ratios of tempered martensite and tempered bainite does not exceed 80%, and the yield strength and / or fatigue strength of the forged heat-treated product decreases. Therefore, when the Cr content is 0 to 0.50% and the fn1 is 9 to 130, the forged heat-treated product manufactured from the steel having the above-described chemical composition has excellent fatigue strength and yield strength. Can be
  • the Cr content is 0.51 to 2.50%, if fn1 is higher than 300, segregation of alloying elements occurs in the steel material. In this case, the fatigue strength of the steel material after hot forging and heat treatment (forged heat-treated product) decreases. If fn1 is less than 40, the steel will not have sufficient hardenability. In this case, in the microstructure of the forged heat-treated product, the sum of the area ratios of tempered martensite and tempered bainite does not exceed 80%, and the yield strength and / or fatigue strength of the forged heat-treated product decreases. Therefore, when the Cr content is 0.51 to 2.50% and the fn1 is 40 to 300, the forged heat-treated product manufactured from the steel having the above chemical composition has excellent fatigue strength and yield strength. Is obtained.
  • tempered martensite and / or tempered bainite increase the fatigue strength and yield strength of steel. Therefore, in the microstructure of the forged heat-treated product, if the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is 80% or more and a technique for further improving cracking properties is obtained, the yield strength and fatigue strength of the forged heat-treated product can be increased. In addition, cracking properties can be improved.
  • the present inventors assume that in the microstructure of the steel material (forged heat-treated product) after hot forging and heat treatment, the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is 80% or more.
  • further investigations and examinations were conducted on steel materials capable of obtaining sufficient cracking properties.
  • Al 2 O 3 -based inclusions mainly composed of Al 2 O 3 rather than inclusions mainly composed of SiO 2 and inclusions mainly composed of CaO, It has been found that the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite affects the cracking properties of a forged heat-treated product having a structure of 80% or more.
  • this point will be described in detail.
  • Al is added as a deoxidizing agent during the deoxidizing treatment in the refining process, and combines with oxygen in the molten steel to form Al 2 O 3 .
  • Al 2 O 3 is agglomerated, coalesced, and floated in molten steel and removed.
  • some Al 2 O 3 remains in the steel and becomes Al 2 O 3 -based inclusions.
  • the Al 2 O 3 -based inclusion means an inclusion in which the proportion of Al 2 O 3 in the inclusion exceeds 70.0% by mass%.
  • the Al 2 O 3 inclusions remaining in the steel remain without being dissolved in the steel material or the forged heat-treated product.
  • Al 2 O 3 inclusions in the steel as compared to the base metal (steel matrix), very low toughness. Therefore, the Al 2 O 3 inclusions are brittlely broken during cracking.
  • the brittle-fractured Al 2 O 3 -based inclusions further serve as starting points for fracture, and sharp initial cracks are generated at the interface between the Al 2 O 3 -based inclusions and the matrix. Since the tip of the initial crack is strongly plastically constrained, brittle fracture is likely to occur in the steel material.
  • a brittle fracture surface is obtained by bonding cracks generated brittlely from the initial cracks to cracks generated from adjacent Al 2 O 3 inclusions.
  • Si and Ca are widely used as deoxidizing agents other than Al.
  • Si and Ca form SiO 2 and CaO in molten steel.
  • SiO 2 tends to lower the fatigue strength and hot workability of steel.
  • CaO is Al 2 O 3 has high toughness as compared to the cracking of the steel after hot forging and heat treatment hardly higher than Al 2 O 3.
  • SiO 2 and CaO are used to enhance the cracking property of the steel material after hot forging and heat treatment while maintaining the hot workability of the steel material.
  • Al 2 O 3 -based inclusions it is appropriate to use Al 2 O 3 -based inclusions.
  • the present inventors further investigated and examined the appropriate number density of Al 2 O 3 -based inclusions.
  • the number density of Al 2 O 3 -based inclusions having a size of 3 ⁇ m or more in ⁇ AREA (hereinafter also referred to as “coarse Al 2 O 3 -based inclusions”) is 0.05 to 1.00 / mm 2
  • the microstructure of the steel material after hot forging and heat treatment (forged heat-treated product) is temporarily tempered. It has been found that even when the total area ratio of martensite and tempered bainite has a microstructure of 80% or more, excellent cracking properties can be obtained.
  • FB in the formulas (1) and (2) is “0” when the B content (% by mass) is 0%, and is “1” when the B content (% by mass) exceeds 0%. is there.
  • steel material is not particularly limited.
  • the “steel material” may be a steel material subjected to hot forging, that is, a steel material for hot forging.
  • Al 2 O 3 -based inclusions means inclusions in which the proportion of Al 2 O 3 in the inclusions exceeds 70.0% by mass%.
  • the steel material according to [1] The chemical composition is Cr: 0.01 to 2.50%, Cu: 0.01 to 0.60%, Ni: 0.01 to 0.60%, Mo: 0.01 to 0.70%, V: 0.005 to 0.049%, Ti: 0.005 to 0.250%, B: 0.0005 to 0.0050%, and Nb: 0.005 to 0.100%, Or one or more selected from the group consisting of
  • the steel material according to [1] or [2], The chemical composition is Te: 0.0003 to 0.3000%, Ca: 0.0003 to 0.0100%, Bi: 0.0003 to 0.4000%, Or one or more selected from the group consisting of
  • FB in the formulas (1) and (2) is “0” when the B content (% by mass) is 0%, and is “1” when the B content (% by mass) exceeds 0%. is there.
  • the forged heat-treated product of [5] is the forged heat-treated product of [4],
  • the chemical composition is Cr: 0.01 to 2.50%, Cu: 0.01 to 0.60%, Ni: 0.01 to 0.60%, Mo: 0.01 to 0.70%, V: 0.005 to 0.049%, Ti: 0.005 to 0.250%, B: 0.0005 to 0.0050%, and Nb: 0.005 to 0.100%, Or one or more selected from the group consisting of
  • the forged heat-treated product of [6] is the forged heat-treated product according to [4] or [5],
  • the chemical composition is Te: 0.0003 to 0.3000%, Ca: 0.0003 to 0.0100%, Bi: 0.0003 to 0.4000%, Or one or more selected from the group consisting of
  • the method for producing a forged heat-treated product of [7] is as follows: A hot forging step of heating the steel material according to any one of [1] to [3] to 1100 to 1300 ° C. and performing hot forging to produce an intermediate product; After the hot forging step, a quenching step of cooling the intermediate product at an average cooling rate between 800 ° C. and 100 ° C. at a rate of 10 to 200 ° C./sec. After the quenching step, a tempering step of holding the intermediate product at 400 to 650 ° C. for 30 to 90 minutes is provided.
  • C 0.10 to 0.60% Carbon (C) increases the yield strength and fatigue strength of steel materials after hot forging and heat treatment. If the C content is too low, this effect cannot be obtained even if other element contents are within the range of the present embodiment. On the other hand, if the C content is too high, the machinability of the steel material after hot forging and heat treatment is reduced even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the C content is 0.10 to 0.60%.
  • a preferred lower limit of the C content is 0.13%, more preferably 0.14%, and even more preferably 0.15%.
  • a preferred upper limit of the C content is 0.55%, more preferably 0.52%, and still more preferably 0.50%.
  • Si 0.05-1.00% Silicon (Si) forms a solid solution in a steel material and increases the yield strength and fatigue strength of the steel material after hot forging and heat treatment. If the Si content is too low, this effect cannot be obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Si content is too high, the above effect is saturated. If the Si content is too high, the hot workability of the steel material is reduced and the production cost of the steel material is increased even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Si content is 0.05 to 1.00%. A preferred lower limit of the Si content is 0.06%, more preferably 0.07%, and still more preferably 0.08%. A preferred upper limit of the Si content is 0.99%, more preferably 0.95%, and still more preferably 0.90%.
  • Mn 0.30 to 1.50%
  • Manganese (Mn) deoxidizes steel at the molten steel stage in the manufacturing process. Mn further increases the yield strength and fatigue strength of the steel after hot forging and heat treatment. If the Mn content is too low, these effects cannot be obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Mn content is too high, the hot workability of the steel material decreases even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Mn content is 0.30 to 1.50%.
  • a preferred lower limit of the Mn content is 0.33%, more preferably 0.34%, and still more preferably 0.35%.
  • a preferable upper limit of the Mn content is 1.30%, more preferably 1.20%, and further preferably 1.00%.
  • Phosphorus (P) is an unavoidable impurity. That is, the P content is more than 0%. If the P content exceeds 0.100%, the hot workability of the steel material decreases even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the P content is 0.1000% or less, and more specifically, the P content is more than 0 to 0.1000%.
  • the preferable upper limit of the P content is 0.0800%, and more preferably 0.0500%.
  • the P content is preferably as low as possible. However, if the P content is reduced to the utmost by the refining process, the productivity decreases and the manufacturing cost increases. Therefore, in consideration of a normal operation, a preferable lower limit of the P content is 0.0001%, and more preferably 0.0005%.
  • S 0.3000% or less Sulfur (S) is an unavoidable impurity. That is, the S content is more than 0%. If the S content exceeds 0.300%, the hot workability of the steel material decreases even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the S content is 0.3000% or less, and more specifically, the S content is more than 0 to 0.3000%. A preferred upper limit of the S content is 0.2000%, more preferably 0.1500%. The S content is preferably as low as possible. However, if the S content is reduced to the utmost by the refining process, the productivity decreases and the production cost increases. Therefore, in consideration of normal operation, the lower limit of the S content is preferably 0.0001%, and more preferably 0.0005%.
  • Al 0.003 to 0.100%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel at the molten steel stage during the manufacturing process. Al combines with oxygen to form coarse Al 2 O 3 -based inclusions. The coarse Al 2 O 3 -based inclusions remain in the steel and enhance the cracking properties of the steel after hot forging and heat treatment. If the Al content is too low, these effects cannot be obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Al content is too high, even if other element contents are within the range of the present embodiment, coarse Al 2 O 3 -based inclusions are excessively generated, and the steel material is subjected to hot forging and after heat treatment. Fatigue strength decreases.
  • the hot workability of the steel material further decreases. If the Al content is too high, the production cost is further increased. Therefore, the Al content is 0.003 to 0.100%.
  • a preferable lower limit of the Al content is 0.004%, more preferably 0.005%, further preferably 0.006%, and further preferably 0.011%.
  • the preferable upper limit of the Al content is 0.080%, more preferably 0.060%, and further preferably 0.050%.
  • the Al content means the total Al content.
  • N Nitrogen (N) is inevitably contained. That is, the N content is more than 0%. N combines with Al to form AlN and inhibits the formation of Al 2 O 3 . As a result, the cracking properties of the steel material after hot forging and heat treatment are reduced. Therefore, the N content is 0.0200% or less, and more specifically, the N content is more than 0 to 0.0200%. A preferred upper limit of the N content is 0.0150%, and more preferably 0.0100%. The N content is preferably as low as possible. However, if the N content is reduced to the utmost by the refining process, the productivity decreases and the manufacturing cost increases. Therefore, in consideration of a normal operation, a preferable lower limit of the N content is 0.0001%, and more preferably 0.0005%.
  • the balance of the chemical composition of the steel material according to the present embodiment consists of Fe and impurities.
  • the impurities are mixed in from the ore, scrap, or the production environment as a raw material when the steel material is industrially manufactured, and are allowed as long as the steel material according to the present embodiment is not adversely affected. Means the element to be used.
  • the Pb content in the impurities is further restricted as follows.
  • Pb 0.09% or less
  • Lead (Pb) is an impurity. Pb may not be contained. That is, the Pb content may be 0%.
  • the Pb content may be 0%.
  • the hot workability of the steel material decreases even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. That is, in the steel material according to the present embodiment, the content of Pb is allowed if it is 0.09% or less. Therefore, the steel material according to the present embodiment may contain Pb as an impurity in an amount of 0.09% or less.
  • impurities all elements other than the above-mentioned impurities are mentioned.
  • the impurities may be only one kind or two or more kinds.
  • Other impurities other than the above-mentioned impurities are, for example, Sb, Sn, W, Co, As, H, and Mg. These elements may have, for example, the following contents as impurities. Sb: 0.30% or less, Sn: 0.30% or less, W: 0.30% or less, Co: 0.30% or less, As: 0.30% or less, H: 0.005% or less, and Mg: 0.30% or less.
  • the steel material according to the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Cr, Cu, Ni, Mo, V, Ti, B, and Nb, instead of part of Fe. Good. All of these elements increase the strength of steel after hot forging and heat treatment.
  • Chromium (Cr) is an optional element and need not be contained. That is, the Cr content may be 0%. When contained, Cr increases the yield strength and fatigue strength of the steel material after hot forging and heat treatment. The above effect can be obtained to some extent if Cr is contained even a little. On the other hand, if the Cr content is too high, the steel material becomes too hard and the machinability of the steel material after hot forging and heat treatment is reduced even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. If the Cr content is too high, the production cost is further increased. Therefore, the Cr content is 0 to 2.50%.
  • a preferable lower limit of the Cr content for more effectively obtaining the above effects is 0.01%, more preferably 0.03%, further preferably 0.05%, and still more preferably 0.07%. , More preferably 0.09%, and even more preferably 0.10%.
  • a preferable lower limit of the Cr content for further increasing the yield strength and fatigue strength after hot forging and heat treatment of the steel material is 0.51%, more preferably 0.55%, and still more preferably 0.57%. It is.
  • the preferable upper limit of the Cr content is 2.45%, more preferably 2.42%, and further preferably 2.40%.
  • Cu 0 to 0.60%
  • Copper (Cu) is an optional element and need not be contained. That is, the Cu content may be 0%. When contained, Cu forms a solid solution with the steel material and increases the yield strength and the fatigue strength of the steel material after hot forging and heat treatment. The above effect can be obtained to some extent if Cu is contained even a little. On the other hand, if the Cu content is too high, not only does the cost of manufacturing the steel material increase, but also the machinability of the steel material after hot forging and heat treatment, even when other element contents are within the range of the present embodiment. Decrease. Therefore, the Cu content is 0 to 0.60%.
  • a preferred lower limit of the Cu content for more effectively enhancing the above effects is 0.01%, more preferably 0.05%, and further preferably 0.10%.
  • a preferred upper limit of the Cu content is 0.59%, more preferably 0.55%, and still more preferably 0.50%.
  • Nickel (Ni) is an optional element and need not be contained. That is, the Ni content may be 0%. When contained, Ni forms a solid solution in the steel material and increases the yield strength and fatigue strength of the steel material after hot forging and heat treatment. The effect described above can be obtained to some extent if Ni is contained at all. However, if the Ni content is too high, the production cost increases. If the Ni content is too high, the toughness of the steel material after hot forging and heat treatment becomes too high even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. As a result, a ductile fracture surface is formed on the fracture surface after fracture separation, and the cracking properties of the steel material after hot forging and heat treatment are reduced.
  • the Ni content is 0 to 0.60%.
  • a preferred lower limit of the Ni content for more effectively enhancing the above effects is 0.01%, more preferably 0.02%, and further preferably 0.05%.
  • a preferred upper limit of the Ni content is 0.59%, more preferably 0.58%, and still more preferably 0.55%.
  • Mo Molybdenum
  • Mo is an optional element and may not be contained. That is, the Mo content may be 0%. When contained, Mo forms carbides in the steel to increase the yield strength and fatigue strength of the steel after hot forging and heat treatment. The above effect can be obtained to some extent if Mo is contained at all. However, if the Mo content is too high, the hardness of the steel material is too high, and the machinability of the steel material after hot forging and heat treatment is reduced, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. I do. If the Mo content is too high, the production cost is further increased. Therefore, the Mo content is 0 to 0.70%.
  • a preferable lower limit of the Mo content for more effectively enhancing the above effects is 0.01%, more preferably 0.02%, and further preferably 0.05%.
  • a preferred upper limit of the Mo content is 0.69%, more preferably 0.68%, and still more preferably 0.65%.
  • V 0 to 0.049%
  • Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. That is, the V content may be 0%. When included, V forms carbides in the steel and increases the yield strength and fatigue strength of the steel after hot forging and heat treatment. The above effect can be obtained to some extent if V is contained at all. However, if the V content is too high, the production cost of the steel material increases. If the V content is too high, the machinability of the steel material after hot forging and heat treatment is reduced even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the V content is 0 to 0.049%.
  • a preferable lower limit of the V content for more effectively enhancing the above effects is 0.005%, more preferably 0.008%, and further preferably 0.010%.
  • the preferable upper limit of the V content is 0.045%, more preferably 0.044%, further preferably 0.042%, and further preferably 0.040%.
  • Titanium (Ti) is an optional element and need not be contained. That is, the Ti content may be 0%. When contained, Ti precipitates as carbide together with V in the cooling and heating processes after hot forging, and increases the yield strength and fatigue strength of steel materials after hot forging and heat treatment. The above effect can be obtained to some extent if Ti is contained at all. However, if the Ti content is too high, the hot workability of the steel material is reduced even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Ti content is 0 to 0.250%. A preferable lower limit of the Ti content for more effectively enhancing the above effects is 0.005%, more preferably 0.008%, and further preferably 0.010%. The preferable upper limit of the Ti content is 0.240%, more preferably 0.220%, and further preferably 0.200%.
  • B 0 to 0.0050%
  • Boron (B) is an optional element and need not be contained. That is, the B content may be 0%. When contained, B forms a solid solution in the steel material and enhances the hardenability of the steel material. As a result, the yield strength and the fatigue strength of the steel material after hot forging and heat treatment are increased. If B is contained to some extent, the above effect can be obtained to some extent. However, if the B content is too high, even if the other element content is within the range of the present embodiment, it precipitates as coarse nitrides in the steel material, and deteriorates the hot workability of the steel material. Therefore, the B content is 0 to 0.0050%.
  • a preferable lower limit of the B content for more effectively enhancing the above effects is 0.0005%, more preferably 0.0008%, and further more preferably 0.0010%.
  • the preferable upper limit of the B content is 0.0045%, more preferably 0.0042%, and still more preferably 0.0040%.
  • Niobium (Nb) is an optional element and need not be contained. That is, the Nb content may be 0%. When included, Nb forms carbides in the steel material and increases the yield strength and fatigue strength of the steel material after hot forging and heat treatment. The above effect can be obtained to some extent if Nb is contained at all. However, if the Nb content is too high, the hardness of the steel material becomes too high, and the machinability of the steel material after hot forging and heat treatment is reduced even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. I do. Therefore, the Nb content is 0 to 0.100%.
  • a preferred lower limit of the Nb content for more effectively enhancing the above effects is 0.005%, more preferably 0.010%, and further preferably 0.015%.
  • the preferable upper limit of the Nb content is 0.095%, more preferably 0.090%, and still more preferably 0.085%.
  • the steel material according to the present invention may further contain one or more selected from the group consisting of Te, Ca, and Bi instead of part of Fe. All of these elements enhance the machinability of steel after hot forging and heat treatment.
  • Te 0 to 0.3000%
  • Tellurium (Te) is an optional element and may not be contained. That is, the Te content may be 0%.
  • Te enhances the machinability of the steel material after hot forging and heat treatment. The above effect can be obtained to some extent if Te is contained even a little. However, if the Te content is too high, the hot workability of the steel material decreases even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Te content is 0-0.3000%.
  • a preferable lower limit of the Te content for more effectively enhancing the above effects is 0.0003%, more preferably 0.0005%, and further preferably 0.0010%.
  • the preferable upper limit of the Te content is 0.2900%, more preferably 0.2500%, and further preferably 0.2000%.
  • Ca 0 to 0.0100%
  • Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. That is, the Ca content may be 0%. When contained, Ca enhances the machinability of the steel material after hot forging and heat treatment. The above effect can be obtained to some extent if Ca is contained at all. However, if the Ca content is too high, the hot workability of the steel material decreases even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Ca content is 0 to 0.0100%.
  • a preferable lower limit of the Ca content for more effectively enhancing the above effects is 0.0003%, more preferably 0.0005%, and further preferably 0.0010%.
  • a preferred upper limit of the Ca content is 0.0090%, more preferably 0.0080%, and still more preferably 0.0050%.
  • Bi 0 to 0.4000%
  • Bismuth (Bi) is an optional element and may not be contained. That is, the Bi content may be 0%. When contained, Bi enhances machinability of the steel material after hot forging and heat treatment. The effect described above can be obtained to some extent if Bi is contained at all. However, if the Bi content is too high, the hot workability of the steel material decreases even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Bi content is 0 to 0.4000%.
  • a preferred lower limit of the Bi content for more effectively enhancing the above effects is 0.0003%, more preferably 0.0005%, and still more preferably 0.0010%.
  • the preferred upper limit of the Bi content is 0.3900%, more preferably 0.3000%, and still more preferably 0.2000%.
  • Equation (1) and Equation (2) The chemical composition of the steel material according to the present embodiment further satisfies Equation (1) when the Cr content is 0 to 0.50%, and satisfies Equation (1) when the Cr content is 0.51 to 2.50%. 2) is satisfied.
  • FB in the formulas (1) and (2) is “0” when the B content (% by mass) is 0%, and is “1” when the B content (% by mass) exceeds 0%. is there.
  • fn1 when the Cr content is 0 to 0.50%, fn1 is 9 to 130.
  • a preferred lower limit of fn1 is 11, more preferably 13, and even more preferably 15.
  • the preferred upper limit of fn1 is 125, more preferably 120, and even more preferably 115.
  • fn1 when the Cr content is 0.51 to 2.50%, fn1 is 40 to 300.
  • a preferred lower limit of fn1 is 42, more preferably 44, and even more preferably 46.
  • the preferred upper limit of fn1 is 295, more preferably 290, and even more preferably 285.
  • ⁇ area is Al 2 O 3 inclusions is 3 ⁇ m or more (i.e., coarse Al 2 O 3 inclusions) number density of is at 0.05-1.00 pieces / mm 2 .
  • the Al 2 O 3 -based inclusion means an inclusion containing more than 70.0% by mass of Al 2 O 3 .
  • the steel material after hot forging and heat treatment cannot have sufficient cracking properties.
  • the number density of the coarse Al 2 O 3 -based inclusions exceeds 1.00 / mm 2 , excellent cracking properties can be obtained, but the fatigue strength and hot workability after hot forging and heat treatment of the steel material decrease. I do.
  • the number density of the coarse Al 2 O 3 inclusions is 0.05 to 1.00 / mm 2 , the area ratio of tempered martensite and tempered bainite in the microstructure of the steel material by hot forging and heat treatment is temporarily determined. Even when the total is 80% or more, the steel material after hot forging and heat treatment is excellent while maintaining the hot workability of the steel material and the fatigue strength after hot forging and heat treatment of the steel material. Cracking properties are obtained.
  • a preferable lower limit of the number density of the coarse Al 2 O 3 -based inclusions for further improving the cracking properties of the steel material after hot forging and heat treatment is 0.07 / mm 2 , more preferably 0.10 / mm 2. And more preferably 0.11 / mm 2 , and still more preferably 0.12 / mm 2 .
  • the preferred upper limit of the number density of the coarse Al 2 O 3 -based inclusions for further enhancing the hot workability of the steel material and the fatigue strength after hot forging and heat treatment of the steel material is 0.80 / mm 2 , more preferably. Is 0.60 / mm 2 .
  • the number density of the coarse Al 2 O 3 -based inclusions can be measured by the following method.
  • a sample is taken from the R / 2 part in a cross section perpendicular to the axial direction (rolling direction) of the steel bar.
  • the R / 2 part means a central portion of a line (radius R) connecting the center and the surface in a cross section perpendicular to the axial direction of the steel bar.
  • 30 samples having a test area of 4 mm long ⁇ 2.5 mm wide are collected from a surface corresponding to a cross section (longitudinal cross section) including the axial direction of the steel bar.
  • the observation surfaces of the 30 samples are observed without any corrosion with an optical microscope of 200 times to generate a photographic image.
  • the total area to be examined is 300 mm 2 .
  • Inclusions in the observation surface (4 mm ⁇ 2.5 mm) of each sample are specified from the contrast.
  • oxide inclusions are specified based on the shape and contrast of the inclusions.
  • the element content (% by mass) in each oxide-based inclusion is measured using an electron beam microanalyzer (EPMA).
  • EPMA electron beam microanalyzer
  • the mass% of Al 2 O 3 in the oxide-based inclusions is calculated.
  • any three points of the inclusions are specified, and the Al content (% by mass) is measured using an electron beam having a beam diameter of 1 ⁇ m.
  • Al 2 O 3 content is calculated using a mass ratio of Al and Al 2 O 3.
  • the average of the calculated Al 2 O 3 contents is determined and defined as the mass% of Al 2 O 3 .
  • elemental analysis by EPMA was performed on all inclusions in the observation surface, and Al, Ca, Si, and Mg When one or more kinds and oxygen (O) are contained, the inclusion may be specified as an oxide-based inclusion.
  • the Al 2 O 3 content (% by mass) in the inclusions is defined as follows.
  • Arbitrary three points are specified among each oxide-based inclusion.
  • the contents (% by mass) of Al, Ca, Si, and Mg are measured using an electron beam having a beam diameter of 1 ⁇ m.
  • the measured content of each element is converted to the content of the corresponding oxide, and is defined as the calculated value of each oxide.
  • the calculated values (% by mass) of CaO, SiO 2 , and MgO are obtained.
  • the ratio of the calculated value of Al 2 O 3 to the sum of the calculated values of the obtained oxides is determined and defined as the Al 2 O 3 content (% by mass) at any specified point.
  • the arithmetic mean value of the specified three points of Al 2 O 3 content (% by mass) is defined as “Al 2 O 3 content in inclusions (% by mass)”.
  • Inclusions having an Al 2 O 3 content (% by mass) of more than 70.0% in the inclusions specified by the above method are specified as Al 2 O 3 -based inclusions.
  • ⁇ AREA of each of the specified Al 2 O 3 -based inclusions is calculated using an image analyzer. Specifically, the length L ( ⁇ m) and the width W ( ⁇ m) of each specified Al 2 O 3 -based inclusion are determined.
  • coarse Al 2 O 3 inclusions having ⁇ AREA of 3 ⁇ m or more are specified.
  • the manufacturing method of this example includes a refining step, a casting step, and a hot working step.
  • a method of manufacturing a steel bar will be specifically described.
  • a molten steel that satisfies the above chemical composition and the formula (1) (Cr content is 0 to 0.50%) or the formula (2) (Cr content is 0.51 to 2.50%) is manufactured by a known method. . Specifically, decarburization, dephosphorization, and desiliconization in a converter are performed by a known method. After tapping, an aluminum deoxidizer is added to the ladle to perform deoxidation. In addition, in order to prevent mixing of SiO 2 and CaO, a ladle is used for aluminum deoxidation. Further, as the aluminum deoxidizer, metal Al or an Al alloy having an Al content of 80% or more by mass% is used.
  • vacuum degassing treatment is performed.
  • the molten steel component during the production is confirmed, and the above-mentioned aluminum deoxidizing agent (metal Al or Al alloy having an Al content of 80% or more by mass%) is added during the vacuum degassing treatment, so that Is adjusted.
  • the aluminum deoxidizer added during the vacuum degassing process is 50% to 70% by mass of the total aluminum deoxidizer to be added.
  • the addition of Si is performed after the steel is sufficiently deoxidized by the aluminum deoxidizing agent.
  • the addition of Si is performed, for example, at least 10 minutes after the addition of the additional aluminum deoxidizer.
  • the preferable holding time at a molten steel temperature of 1600 ° C. or more from the addition of a deoxidizing agent after tapping to the start of casting is 15 to 60 minutes.
  • the lower limit of the preferable time when the molten steel temperature is 1600 ° C. or more is 30 minutes, and more preferably 40 minutes.
  • a slab slab or bloom
  • a steel ingot is manufactured by a known method.
  • the casting method is, for example, a continuous casting method or an ingot making method.
  • the hot working step hot working is performed on the slab or ingot produced in the above casting step to produce a steel material.
  • the steel material is, for example, a steel bar.
  • the hot working step is performed by a known method.
  • the hot working step includes, for example, a rough rolling step and a finish rolling step.
  • the rough rolling step is, for example, lumping rolling using a lumping mill.
  • the finish rolling step is, for example, rolling using a continuous rolling mill. In a continuous rolling mill, horizontal stands having a pair of horizontal rolls and vertical stands having a pair of vertical rolls are alternately arranged in a line.
  • the heating temperature in the rough rolling step is, for example, 1000 to 1300 ° C.
  • the heating temperature in the finish rolling step is, for example, 1000 to 1300 ° C. In the heating temperature range of 1000 to 1300 ° C., the form of the Al 2 O 3 inclusion does not change.
  • the hot working step may be performed by hot forging instead of hot rolling. In the above description, the hot working step includes two steps of the rough rolling step and the finish rolling step, but the rough rolling step may be omitted and only the finish rolling step may be performed.
  • the above steel material is manufactured through the above manufacturing steps.
  • a steel bar is manufactured as the steel material, but the steel material according to the embodiment of the present invention may be a wire.
  • the cross section perpendicular to the axial direction of the steel material is not particularly limited.
  • the cross-sectional shape perpendicular to the axial direction of the steel material is, for example, rectangular, circular, elliptical, or polygonal.
  • the method for manufacturing the steel material according to the present embodiment is not limited to the above-described manufacturing method.
  • the above manufacturing method is one of preferable manufacturing methods
  • the steel material of the present embodiment can be manufactured by other manufacturing methods.
  • the production method is not particularly limited as long as the number density of Al 2 O 3 -based inclusions having ⁇ AREA of 3 ⁇ m or more in the steel material is 0.05 to 1.00 / mm 2 .
  • Method of manufacturing forged heat-treated products An example of a method for producing a forged heat-treated product using the above steel material will be described.
  • the manufacturing method of this example includes a hot forging step, a quenching step, and a tempering step. Specifically, a method for manufacturing a cracking connecting rod will be described as an example of a forged heat-treated product.
  • the hot forging step the above-mentioned steel material is heated to 1100 to 1300 ° C. and hot forged to produce an intermediate product. Specifically, a steel material is heated in a high-frequency induction heating furnace.
  • a preferable heating temperature is 1100 to 1300 ° C.
  • a preferable heating time is 10 to 15 minutes. Since the heating temperature in the high-frequency induction heating furnace is low, the form of the Al 2 O 3 -based inclusion in the steel material does not particularly change.
  • a more preferable lower limit of the heating temperature is 1120 ° C, further preferably 1140 ° C, and further preferably 1160 ° C.
  • the more preferable upper limit of the heating temperature is 1280 ° C, more preferably 1260 ° C, and further preferably 1240 ° C.
  • Hot forging is performed on the heated steel material to produce an intermediate product (for example, a cracking connecting rod having a rough shape).
  • the working degree during hot forging is not particularly limited.
  • the preferred working ratio during hot forging is 0.22 or more.
  • the working ratio is the maximum value of the logarithmic strain generated in a portion excluding burrs in the hot forging process.
  • the intermediate product after the above-described hot forging step is quenched at an average cooling rate of 800 to 100 ° C. at a rate of 10 to 200 ° C./sec.
  • the term "hardening" as used herein, means that cooling the three or more points A steel.
  • the intermediate product after hot forging is continuously cooled at least in the range of 800 ° C to 100 ° C.
  • the average cooling rate from 800 ° C. to 100 ° C. is preferably 10 to 200 ° C./sec.
  • the cooling rate is preferably set to 10 to 200 ° C./sec.
  • a more preferable lower limit of the cooling rate is 12 ° C./sec, more preferably 15 ° C./sec, further preferably 18 ° C./sec, and further preferably 20 ° C./sec.
  • a more preferred upper limit of the cooling rate is 190 ° C./sec, more preferably 185 ° C./sec, and further preferably 180 ° C./sec.
  • the cooling start temperature during quenching is preferably set to 800 ° C. or higher. Further, if the cooling stop temperature during quenching is too high, a desired microstructure may not be obtained in a steel material after hot forging and heat treatment (forged heat-treated product). Therefore, the cooling stop temperature during quenching is preferably set to 100 ° C. or lower. Therefore, in the quenching according to the present embodiment, it is preferable to cool the intermediate product after the hot forging step at an average cooling rate between 800 ° C. and 100 ° C.
  • the cooling rate is determined from the temperature measured at the slowest cooled part in the cross section of the intermediate product.
  • the intermediate product is a bar
  • it is determined from the temperature measured at the center of the cross section perpendicular to the axial direction of the bar.
  • the quenching may be performed immediately after hot forging or may be performed after reheating the intermediate product after hot forging.
  • the cooling method at the time of quenching is not particularly limited as long as it is a continuous cooling method, and is, for example, water cooling or oil cooling.
  • tempering is performed by holding the intermediate product after the quenching step at 400 to 650 ° C. for 30 to 90 minutes.
  • tempering herein, the steel was reheated to below 1 point A, means holding.
  • a preferable tempering temperature is 400 to 650 ° C. If the tempering temperature is too low, a tensile residual stress may be generated on the surface of the forged heat-treated product, and the fatigue strength may be reduced. On the other hand, if the tempering temperature is too high, tempering softening occurs, and the yield strength and / or fatigue strength of the forged heat-treated product may decrease.
  • the tempering temperature is preferably set to 400 to 650 ° C.
  • a more preferred lower limit of the tempering temperature is 410 ° C, more preferably 420 ° C, and further preferably 430 ° C.
  • the more preferable upper limit of the tempering temperature is 640 ° C, more preferably 630 ° C, and further preferably 620 ° C.
  • a preferable holding time is 30 to 90 minutes.
  • the tempering temperature means the temperature of a furnace used when reheating a steel material.
  • the tempering time means a time during which the temperature of the steel material is maintained within a range of a temperature of a furnace used for reheating ⁇ 5 ° C.
  • the forged heat-treated product according to the present embodiment is manufactured.
  • the forged heat-treated product after tempering may be subjected to mechanical processing as necessary to be roughly cut.
  • machining is performed on the forged heat-treated product that has been subjected to tempering.
  • Breaking (cracking) of the large end portion 100 is performed on the forged heat-treated product roughly cut by machining.
  • Finish cutting is performed on the forged heat-treated product after fracture splitting to produce a final cracking connecting rod.
  • the method of manufacturing a cracking connecting rod is described as an example of a forged heat-treated product.
  • the forging heat-treated product is not limited to the cracking connecting rod.
  • the forged heat-treated product may be another machine structural component.
  • the microstructure of the manufactured forged heat-treated product is not particularly limited. However, when a steel material having the above chemical composition is subjected to hot forging and heat treatment to improve the yield strength and fatigue strength to produce a heat-treated forged product, the steel material after hot forging and heat treatment (forging) In the microstructure of the heat-treated product), the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite can be 80% or more.
  • the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite when the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is not 100%, the remainder of the matrix structure is composed of ferrite or ferrite and pearlite.
  • the preferred lower limit of the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite in the microstructure is 85%, more preferably 90%, further preferably 95% or more, and most preferably 100%.
  • One example of the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is 95 to 100%.
  • steel forging having the above chemical composition was subjected to hot forging and heat treatment to produce a forged heat treated product.
  • tempered martensite In the microstructure of the forged heat treated product, tempered martensite and It is assumed that the total area ratio of tempered bainite is 80% or more. Further, it is assumed that the forged heat-treated product is a cracking connecting rod. In this case, when the large end portion 100 is broken and divided into two parts (the cap 2 and the rod 3), the broken portion is plastically deformed, so that the fracture surface is apt to become a ductile fracture surface, and the cracking property is likely to be reduced.
  • the steel according to the present embodiment of the Al 2 O 3 inclusions that 70.0 ultra containing Al 2 O 3 in mass%, ⁇ area there is more coarse Al 2 O 3 based inclusions the number density 3 ⁇ m It is 0.05 to 1.00 / mm 2 . Therefore, in the structure of the forged heat-treated product manufactured by performing hot forging and heat treatment on the steel material according to the present embodiment, the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite is 80% or more. However, the fracture surface of the forged heat-treated product is likely to be a brittle fracture surface, and excellent cracking properties can be maintained.
  • the total area ratio of tempered martensite and tempered bainite in the microstructure of the steel material after hot forging and heat treatment can be measured by the following method. From the forged heat-treated product, 10 samples are collected from a portion (inner region) excluding a region (surface layer region) up to a depth position of 1 mm or more from the surface. An arbitrary surface of each sample is taken as an observation surface. After the observation surface is polished, it is etched with 3% nitric acid alcohol (a nital etching solution). The etched observation surface is observed with a 200 ⁇ optical microscope to generate a photographic image of any five visual fields. The area of each visual field is 475 ⁇ m ⁇ 475 ⁇ m.
  • each phase such as ferrite, pearlite, tempered martensite, and tempered bainite has a different contrast for each phase. Therefore, tempered martensite and tempered bainite in each visual field are specified based on the contrast.
  • tempered martensite is not distinguished from tempered bainite. Therefore, in this specification, in each field of view, a region other than ferrite and pearlite is specified as “tempered martensite and tempered bainite”.
  • the area ( ⁇ m 2 ) of the specified tempered martensite and tempered bainite is determined.
  • the ratio of the total area of tempered martensite and tempered bainite in all visual fields to the total area of all visual fields (5 visual fields x 10) is defined as the total area ratio (%) of tempered martensite and tempered bainite. I do.
  • the steel material according to the present embodiment is heated to 1100 to 1300 ° C. and hot forged to produce an intermediate product.
  • the intermediate product is cooled at an average cooling rate of 800 to 100 ° C. to 10 to 200 ° C. / After cooling in seconds, the intermediate product has high yield strength when held at 400-650 ° C. for 30-90 minutes.
  • the high yield strength means that the yield strength obtained by a tensile test based on JIS Z # 2241 (2011) is 751 MPa or more when the Cr content is 0 to 0.50% or less, When the content is 0.51 to 2.50%, it means that the content is 851 MPa or more.
  • the steel material according to the present embodiment is heated to 1100 to 1300 ° C. and hot forged to produce an intermediate product.
  • the intermediate product is cooled at an average cooling rate of 800 to 100 ° C. to 10 to 200 ° C. / After cooling in seconds, when the intermediate product is kept at 400 to 650 ° C. for 30 to 90 minutes, it has high fatigue strength.
  • the high fatigue strength is defined as a fatigue strength obtained by a pulsating fatigue test with a sine wave and a phase of 0 (MPa) in accordance with JIS Z 2273 (1978), and a Cr content of 0 to 0.50. % Or less means 501 MPa or more, and when the Cr content is 0.51 to 2.50%, it means 551 MPa or more.
  • the steel material according to the present embodiment is heated to 1100 to 1300 ° C. and hot forged to produce an intermediate product.
  • the intermediate product is cooled at an average cooling rate of 800 to 100 ° C. to 10 to 200 ° C. / After cooling in seconds, if the intermediate product is kept at 400 to 650 ° C. for 30 to 90 minutes, it has excellent cracking properties.
  • the excellent cracking property can be specifically evaluated by the following method. As shown in FIG. 2A, a test piece 10 in which a hole 11 is formed in the center and V-shaped notches M are machined at two places corresponding to each end point of the diameter is manufactured by machining.
  • the wedge 13 After fitting the jig 12 having the hole 14 for driving the wedge 13 in the center into the hole 11, the wedge 13 is driven into the hole 14 to break and separate the test piece 10 into two members 10A and 10B.
  • Bolt holes are formed in the vicinity of both side surfaces of the members 10A and 10B obtained by the fracture separation, and the members 10A and 10B are fastened with bolts.
  • the excellent cracking property means that the obtained inner diameter deviation difference ⁇ D is 40 ⁇ m or less.
  • Example 1 a steel material having a Cr content of 0 to 0.50% was investigated. Specifically, molten steel having the chemical composition shown in Table 1 was manufactured. In Table 1, "-" means that the content of the corresponding element is at the impurity level.
  • Test Nos. C-1 to C-5 had inappropriate chemical compositions or did not satisfy the formula (1).
  • the chemical composition of Test No. C-5 was within the range of the chemical composition of steel described in Patent Document 5.
  • the molten steel of each test number was subjected to primary refining in a 70-ton converter, and was output to a ladle.
  • the ladle used was a pan dedicated to aluminum deoxidation in order to prevent SiO 2 and CaO from being mixed (indicated by “A” in the “dedicated pan” column in Table 2).
  • Test No. C-6 the same pan as that for silicon deoxidation and calcium deoxidation was used without using a pan for exclusive use of aluminum deoxidation (indicated by “E” in the “dedicated pan” column in Table 2).
  • test numbers other than test numbers C-9 and C-10 the aluminum deoxidizer (with an Al content of 80% or more by mass%) was added to molten steel even during vacuum degassing after deoxidation. ) was added.
  • the addition amount of the aluminum deoxidizing agent added during the vacuum degassing process is 50 to 70% (% by mass) of the entire aluminum deoxidizing agent added in the refining process, the deoxidizing agent addition rate is appropriate. (“A” in the “addition of deoxidizing agent” column in Table 2). On the other hand, when the addition amount of the aluminum deoxidizing agent added during the vacuum degassing is less than 50% of the total aluminum deoxidizing agent added in the refining step, the addition rate of the deoxidizing agent during the vacuum degassing process is limited. (“LE” in the “addition of deoxidizing agent” column in Table 2).
  • test numbers other than test numbers E-38, E-39, C-5, C-11 and C-12 between the time when the aluminum deoxidizer was added to the molten steel immediately after tapping and the time when casting started, the molten steel The molten steel temperature was adjusted so that the time at which the temperature was 1600 ° C. or more was 40 minutes (“A” in the “1600 ° C. or more holding time” column in Table 2).
  • the holding time at a molten steel temperature of 1600 ° C. or more was 30 minutes (“B” in the “holding time at 1600 ° C. or more” column in Table 2).
  • the holding time at a temperature of 1600 ° C. or higher was 15 minutes (“C” in the “1600 ° C. or higher holding time” column in Table 2).
  • the molten steel temperature was adjusted so that the time at which the molten steel temperature was 1600 ° C. or more was 70 minutes between the time when the aluminum deoxidizer was added to the molten steel immediately after tapping and the time when casting was started (see Table 1). 2, “UE” in the column of “holding time at 1600 ° C. or higher”).
  • the molten steel temperature was set at 1600 ° C. or more for 5 minutes from the addition of the aluminum deoxidizer to the molten steel immediately after tapping until the start of casting. The temperature was adjusted ("LE” in the "holding time at 1600 ° C or higher” column in Table 2).
  • a slab (bloom) was manufactured from the molten steel by a continuous casting method using a continuous casting machine.
  • the cross section of the bloom was 300 mm ⁇ 400 mm.
  • the manufactured bloom was hot-rolled to produce a billet.
  • the bloom was heated at 1150 ° C. for 100 minutes, and then subjected to slab rolling using a slab mill to produce a billet.
  • the billet was heated at 1150 ° C. for 35 minutes, and then subjected to finish rolling using a finish rolling mill to produce a steel bar having a diameter of 40 mm.
  • steel materials bars were manufactured.
  • cooling rate of the test material of each test number is shown in the column of “quenching cooling rate (° C./sec)”.
  • the cooling rate was determined from a temperature measured at the center of the test material by inserting a thermocouple into a hole formed by machining from the side surface to the center of the test material.
  • the tempering temperature (° C.) of the test material of each test number is shown in the “Tempering temperature (° C.)” column.
  • the tempering temperature was the temperature (° C.) of the furnace used for reheating.
  • the tempering time was a time (minute) during which the test material was maintained at the tempering temperature ⁇ 5 ° C. shown in Table 2.
  • a microstructure observation test was performed using the forged heat treatment simulated product of each test number. Specifically, a sample containing R / 2 parts was sampled from the longitudinal section of the forged heat treatment simulated product, and the total (%) of the area ratio of tempered martensite and tempered bainite was determined by the above-described method. A case where the total area ratio (%) of the obtained tempered martensite and tempered bainite is 90 to 100% is evaluated as “A”, and a case where the total is less than 85 to 90% is evaluated as “B”, and the evaluation is “B”. The case was evaluated as “C”, and the case of less than 80% was evaluated as “E”. The evaluation results are shown in the “microstructure” column of Table 2.
  • microstructure was mainly tempered martensite and / or tempered bainite
  • microstructure was not mainly tempered martensite and / or tempered bainite. It was determined that.
  • the evaluation When the yield strength (MPa) is 1500 to 1401 MPa, the evaluation is “S”, when it is 1400 to 1201 MPa, the evaluation is “A”, when it is 1200 to 1001 MPa, the evaluation is “B”, and when it is 1000 to 751 MPa, the evaluation is “ C ".
  • the case where the yield strength was 750 MPa or less was evaluated as “E”.
  • the evaluation results are shown in the "Yield strength” column of Table 2. In the case of evaluation "S”, “A” to “C”, it was determined that sufficient yield strength was obtained. In the case of evaluation "E”, the yield strength was determined to be low.
  • a JIS No. 14A test piece was collected from a portion (inner region) excluding a region (surface layer region) from the surface of the simulated forging heat treatment product of each test number to a position 5 mm deep from the surface (surface region).
  • a swing-out fatigue test with a sine wave at a phase of 0 (MPa) was performed at room temperature (25 ° C.) in the air in accordance with JIS Z 2273 (1978).
  • the maximum stress that did not break after 10 7 repetitions was defined as the fatigue strength (MPa).
  • the frequency was 15 Hz.
  • a test piece 10 simulating the large end portion 100 of the connecting rod 1 shown in FIG. 2A was manufactured from the simulated forging heat treatment product of each test number by machining.
  • the length of one side of the test piece 10 was 80 mm, and the thickness was 10 mm.
  • a hole (through hole) 11 was formed in the center of the test piece 10.
  • the diameter of the hole 11 was 60 mm, and the center was coaxial with the center of the test piece 10.
  • a V-shaped notch M was machined at two positions on the periphery of the hole 11 corresponding to each end point of the diameter.
  • the depth of the notch M was 1 mm
  • the radius of curvature of the tip was 0.1 mm
  • the opening angle was 60 °.
  • the jig 12 was fitted into the hole 11.
  • the jig 12 was composed of a pair of semi-disc-shaped members. When the two were combined, the jig 12 became a disc whose diameter D0 was equivalent to the inner diameter of the hole 11.
  • a hole 14 for driving the wedge 13 was formed at the center of the jig 12 (see FIG. 2B).
  • test number C-1 the Al content was too high. As a result, the number density of coarse Al 2 O 3 inclusions exceeded 1.00 / mm 2 . As a result, the hot workability of the steel material was not sufficiently obtained. As a result, further, the fatigue strength of the forged heat-treated product was not sufficiently obtained.
  • test number C-2 the Al content was too low. As a result, the number density of coarse Al 2 O 3 -based inclusions was less than 0.05 / mm 2 . As a result, cracking properties of the forged heat-treated product were not sufficiently obtained.
  • test number C-3 fn1 was too high. As a result, the fatigue strength of the forged heat-treated product was not sufficiently obtained.
  • Test No. C-5 the chemical composition corresponded to Example 19 in Patent Document 5.
  • the Mn content was too high.
  • fn1 was too high.
  • the retention time of the molten steel at 1600 ° C. or higher was too short.
  • the number density of coarse Al 2 O 3 -based inclusions was less than 0.05 / mm 2 .
  • the hot workability of the steel material was not sufficiently obtained.
  • the fatigue strength of the forged heat-treated product was not sufficiently obtained.
  • the cracking property of the forged heat-treated product was not sufficiently obtained.
  • test number C-6 the ladle did not meet the conditions. As a result, the number density of coarse Al 2 O 3 -based inclusions was less than 0.05 / mm 2 . As a result, cracking properties of the forged heat-treated product were not sufficiently obtained.
  • test number C-7 the aluminum deoxidizer did not satisfy the conditions.
  • the number density of coarse Al 2 O 3 -based inclusions was less than 0.05 / mm 2 .
  • cracking properties of the forged heat-treated product were not sufficiently obtained.
  • test number C-8 the timing of adding Si did not satisfy the conditions. As a result, the number density of coarse Al 2 O 3 -based inclusions was less than 0.05 / mm 2 . As a result, cracking properties of the forged heat-treated product were not sufficiently obtained.
  • test number C-9 the rate of addition of the deoxidizing agent added during the vacuum degassing treatment was too high. As a result, the number density of coarse Al 2 O 3 inclusions exceeded 1.00 / mm 2 . As a result, the hot workability of the steel material was not sufficiently obtained. As a result, further, the fatigue strength of the forged heat-treated product was not sufficiently obtained.
  • Example 2 a steel material having a Cr content of 0.51 to 2.50% was investigated. Specifically, molten steel having the chemical composition shown in Table 3 was produced. Note that “ ⁇ ” in Table 3 means that the content of the corresponding element is at the impurity level.
  • Test Nos. E-46 to E-89 and C-24 to C-36 were appropriate and satisfied Formula (2).
  • Test Nos. C-19 to C-23 had inappropriate chemical compositions or did not satisfy the formula (2).
  • the chemical composition of Test No. C-23 was within the range of the chemical composition of steel described in Patent Document 6.
  • Example 2 ⁇ Molten steel of each test number was subjected to primary refining in a 70-ton converter in the same manner as in Example 1, and was then output to a ladle.
  • an aluminum deoxidizer was added immediately after tapping to the ladle to perform a deoxidation treatment.
  • the production conditions until the deoxidizing treatment is performed are shown in Table 4 in the column of “special pot”, the column of “deoxidizing agent Al ratio”, the column of “adding deoxidizing agent”, the column of “1600 ° C. or more”. In the column of “retention time” and the column of “Si addition”.
  • Example 1 Manufacture of simulated forging heat treatment
  • a test material having a diameter of 40 mm and a length of 100 mm was collected from a steel material (steel bar).
  • the heating temperature at the time of hot forging in which the test material of each test number is held for 5 minutes is shown in the column of "forging heating temperature (° C.)”.
  • 90% hot compression was performed in the axial direction to mold into a disk shape, immersed in oil at 50 ° C. to 150 ° C., and cooled to 100 ° C. or less.
  • the temperatures at which the cooling was started were all 800 ° C. or higher.
  • the cooling rate of the test material of each test number is shown in the column of "quenching cooling rate (° C / sec)". The cooling rate was determined from the temperature measured at the center of the test material.
  • Example 2 Similar to Example 1, the test material of each test number after cooling was reheated and tempered for 30 minutes.
  • the tempering temperature (° C.) of the test material of each test number is shown in the “Tempering temperature (° C.)” column.
  • the tempering temperature and the tempering time were defined in the same manner as in Example 1.
  • Example 2 a microstructure observation test was performed using the forged heat treatment simulated product of each test number. Specifically, a sample containing R / 2 parts was sampled from the longitudinal section of the forged heat treatment simulated product, and the total (%) of the area ratio of tempered martensite and tempered bainite was determined by the above-described method. A case where the total area ratio (%) of the obtained tempered martensite and tempered bainite is 90 to 100% is evaluated as “A”, and a case where the total is less than 85 to 90% is evaluated as “B”, and the evaluation is “B”. The case was evaluated as “C”, and the case of less than 80% was evaluated as “E”.
  • microstructure column of Table 4.
  • evaluation "A” to “C” it was judged that the microstructure was mainly tempered martensite and / or tempered bainite, and in the case of evaluation "E”, the microstructure was not mainly tempered martensite and / or tempered bainite. It was determined that.
  • the evaluation When the yield strength (MPa) is 1600 to 1501 MPa, the evaluation is "S”, when it is 1500 to 1301 MPa, the evaluation is "A”, when it is 1300 to 1101 MPa, the evaluation is “B”, and when it is 1100 to 851 MPa, the evaluation is " C ".
  • the case where the yield strength was 850 MPa or less was evaluated as “E”.
  • the evaluation results are shown in the “Yield strength” column of Table 4. In the case of evaluation "S”, “A” to “C”, it was determined that sufficient yield strength was obtained. In the case of evaluation "E”, the yield strength was determined to be low.
  • Example 1 As in Example 1, five forged heat treatment simulated products were drilled at arbitrary positions in the thickness direction for each test number, and the cutting resistance in the drill axis direction at the time of drilling was measured. The drill diameter was 8 mm, and the rotation speed of the spindle was 720 times / min.
  • Example 2 a test piece 10 simulating the large end portion 100 of the connecting rod 1 shown in FIG. 2A was manufactured from the simulated forging heat treatment product of each test number by machining.
  • the diameter of the hole 11 formed in the center of the test piece 10 was 60 mm, and the center was coaxial with the center of the test piece 10.
  • V-shaped notches M were machined at two positions on the periphery of the hole 11 corresponding to each end point of the diameter.
  • the depth of the notch M was 1 mm
  • the radius of curvature of the tip was 0.1 mm
  • the opening angle was 60 °.
  • Example 2 After fitting the jig 12 into the hole 11 as in Example 1, the wedge 13 is driven into the hole 11 (see FIG. 2B), and the test piece 10 is broken and separated into two members 10A and 10B at room temperature (25 ° C.). (See FIG. 2C).
  • the maximum value Dmax and the minimum value Dmin (see FIG. 2D) of the diameter of the hole 11 of the test piece 10 after the fracture separation and after the bolt 15 is fastened are measured, and the difference between the diameters is determined.
  • test number C-19 the Al content was too high. As a result, the number density of coarse Al 2 O 3 inclusions exceeded 1.00 / mm 2 . As a result, the hot workability of the steel material was not sufficiently obtained. As a result, further, the fatigue strength of the forged heat-treated product was not sufficiently obtained.
  • test number C-20 the Al content was too low. As a result, the number density of coarse Al 2 O 3 -based inclusions was less than 0.05 / mm 2 . As a result, cracking properties of the forged heat-treated product were not sufficiently obtained.
  • test number C-21 fn1 was too high. As a result, the fatigue strength of the forged heat-treated product was not sufficiently obtained.
  • Test No. C-23 the chemical composition corresponded to Example 2 of Patent Document 6.
  • the Si content was too low.
  • the ladle did not meet the requirements.
  • the number density of coarse Al 2 O 3 -based inclusions was less than 0.05 / mm 2 .
  • the hot workability of the steel material for hot forging was not sufficiently obtained.
  • the yield strength of the forged heat-treated product was not sufficiently obtained.
  • the fatigue strength of the forged heat-treated product was not sufficiently obtained.
  • the machinability of the forged heat-treated product was not sufficiently obtained.
  • the cracking property of the forged heat-treated product was not sufficiently obtained.
  • the heating temperature during hot forging did not satisfy the preferable range.
  • test number C-25 the aluminum deoxidizer did not satisfy the conditions. As a result, the number density of coarse Al 2 O 3 -based inclusions was less than 0.05 / mm 2 . As a result, cracking properties of the forged heat-treated product were not sufficiently obtained.
  • test number C-26 the timing of adding Si did not satisfy the conditions. As a result, the number density of coarse Al 2 O 3 -based inclusions was less than 0.05 / mm 2 . As a result, cracking properties of the forged heat-treated product were not sufficiently obtained.
  • test number C-27 the addition rate of the deoxidizing agent added during the vacuum degassing treatment was too high. As a result, the number density of coarse Al 2 O 3 inclusions exceeded 1.00 / mm 2 . As a result, the hot workability of the steel material was not sufficiently obtained. As a result, further, the fatigue strength of the forged heat-treated product was not sufficiently obtained.

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Abstract

高い被削性、降伏強度及び疲労強度を有し優れたクラッキング性が得られる。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、及び、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、式（１）を満たす化学組成を有する。Ａｌ2Ｏ3を質量％で７０．０％超含有し、√ＡＲＥＡが３μｍ以上の介在物の数密度が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）　式（１）中のｆＢは、Ｂ含有量（質量％）が０％である場合「０」、０％を超える場合「１」である。

Description

鋼材、鍛造熱処理品、及び、鍛造熱処理品の製造方法
　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。
特開２００４－２７７８１７号公報 特開２０１１－１９５８６２号公報 国際公開第２００９／１０７２８２号 特開２００６－３３６０７１号公報 特開２０１６－２７２０４号公報 特開２０１７－１０６０９９号公報
　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。
　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。
　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。
　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。
図１は、従来のコネクティングロッドの正面図である。 図２Ａは、実施例におけるクラッキング性評価試験で用いた試験片の平面図である。 図２Ｂは、図２Ａに示した試験片の断面図である。 図２Ｃは、図２Ａの試験片を破断分離した状態を示す試験片の平面図である。 図２Ｄは、図２Ｃの試験片をボルトで締結した状態を示す試験片の平面図である。
　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。
　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。
　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。
　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。
　［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。
　［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。
　［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。
　［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。
　［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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　［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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　［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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　［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。
　［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。
　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。
　［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。
　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。
　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。
　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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　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）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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。
　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。
　［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。
　［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。
　［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。
　［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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　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、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。
　［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。
　［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。
　［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。
　［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。
　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。
　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。
　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、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。
　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 (7)

  1. 　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。
    　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。
  2. 　請求項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、
    　鋼材。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　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。
  4. 　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。
  5. 　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、
    　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。
  6. 　請求項４又は請求項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、
    　鍛造熱処理品。
  7. 　請求項１～３のいずれか１項に記載の鋼材を、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、
    　鍛造熱処理品の製造方法。
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