CN112567061A - 钢材、锻造热处理品和锻造热处理品的制造方法 - Google Patents

Abstract

具有高的切削性、屈服强度和疲劳强度且获得优异的裂解性。钢材具有如下化学组成：以质量％计为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、以及余量：Fe和杂质，且满足式(1)。以质量％计含有超过70.0％的Al₂O₃且√AREA为3μm以上的夹杂物的数密度为0.05～1.00个/mm²。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)中的fB在B含量(质量％)为0％时是“0”，在超过0％时是“1”。

Description

钢材、锻造热处理品和锻造热处理品的制造方法

技术领域

本发明涉及钢材、使用该钢材制造的锻造热处理品和该锻造热处理品的制造方法。

背景技术

汽车发动机等所使用的连接杆(以下也称为“连杆”)是连结活塞和曲轴的发动机零件，其将活塞的往复运动转换成曲柄的旋转运动。

图1是以往的连杆的主视图。如图1所示，以往的连杆1包括大头部100、杆身部200和小头部300。在杆身部200的一端配置大头部100，在杆身部200的另一端配置小头部300。大头部100连结于曲柄销。小头部300连结于活塞。

以往的连杆1具备两个零件(盖2和杆3)。这些零件通常通过热锻来制造。盖2和杆3的一端部相当于大头部100。杆3的一端部之外的其它部分相当于杆身部200和小头部300。大头部100和小头部300通过切削来形成。因此，对连杆1要求高切削性。

连杆1在发动机运行时承受来自周围构件的载荷。最近，为了进一步减少燃油消耗而寻求连杆1的小型化和气缸内的筒内压力的提高。因此，对于连杆1，要求即使缩细杆身部200也能够应对从活塞传导的爆炸载荷的优异屈服强度。进而，对于连杆1而言，由于会施加反复的压缩载荷和拉伸载荷，因此，还要求优异的疲劳强度。

然而，如上所述，以往的连杆1是分别制造盖2和杆3的。因此，为了盖2与杆3的定位而实施定位销加工工序。进而，对盖2与杆3的合模面实施切削加工工序。因而，能够省略这些工序的裂解连杆开始普及。

关于裂解连杆，在将连杆一体成型后，向大头部100的孔中插入治具，负载应力而使大头部断裂，从而分割成两个零件(相当于盖2和杆3)。接着，在安装于曲轴时，将被分割的两个零件结合。如果大头部100的断裂面为无变形的脆性断面，则可以将盖2与杆3的断裂面合并并用螺栓进行连结。因此，这种情况下，会省略定位销加工工序和切削加工工序。其结果，制造成本降低。

裂解连杆通常通过热锻来实施连杆的一体成型。本说明书中，也将对钢材实施热锻并在热锻后实施热处理而得的制品称为“锻造热处理品”。此处，在用于裂解连杆的情况下，锻造热处理品的韧性优选较低。对于韧性高的钢而言，在大头部通过裂解而断裂的情况下，在断裂面容易产生延性断面。此时，大头部发生塑性变形。因此，即使将断裂面合并也不会完美地匹配，图1中的大头部100的内径D会偏离期望的数值。其结果，有时会在曲柄连结部(大头部)发生部分接触，从而成为汽车行驶时的振动、噪音的原因。

为了提高寻求高裂解性的锻造热处理品的屈服强度和疲劳强度，使用化学组成经调整的钢材来实施热锻的结果，在假设热锻后实施热处理而得的钢材(锻造热处理品)的组织中的回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和达到80％以上的情况下，钢材的切削性进一步降低，对螺栓孔进行钻孔加工时的切削阻力增加。如果钻孔加工时的切削阻力增加，则工具寿命降低或切削机内的驱动构件的负荷增加。因此，对于具有高裂解性的锻造热处理品而言，在提高锻造热处理品的屈服强度和疲劳强度的情况下，还进一步寻求提高锻造热处理品的制造工序时的钢材的切削性(抑制切削阻力)。

日本特开2004-277817号公报(专利文献1)、日本特开2011-195862号公报(专利文献2)、国际公开第2009/107282号(专利文献3)、日本特开2006-336071号公报(专利文献4)、日本特开2016-27204号公报(专利文献5)和日本特开2017-106099号公报(专利文献6)提出了裂解性高的钢。

专利文献1中公开的高强度非调质钢的组成如下：以重量％计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％，余量为不可避免的杂质和Fe，其具有铁素体珠光体组织。钢中的TiN夹杂物的最大直径为5μm以上，且其量以数密度计为5个/mm²以上。专利文献1中记载了该非调质钢的强度高且切削性也良好，另外，断裂分离性能也优异，能够在断面形成良好的凹凸。

专利文献2中公开的热锻用非调质钢以质量％计含有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，余量为Fe和不可避免的杂质。钢的化学组成满足2Mn+5Mo+Cr≤3.1，满足C+Si/5+Mn/10+10P+5V≥1.8，满足Ceq＝C+Si/7+Mn/5+Cr/9+V为0.90～1.10。钢的硬度为HV330以上，屈服比为0.73以上。钢的组织是贝氏体为10％以下的铁素体/珠光体组织。专利文献2中记载了该热锻用非调质钢可提供能够确保高强度且确保优异的切削性和断裂分离性的热锻非调质钢构件。

专利文献3中公开的热锻用非调质钢以质量％计含有C：超过0.35％且为0.60％以下、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％，Al限制为小于0.010％，余量实质上为Fe和不可避免的杂质。专利文献3中记载了该热锻用非调质钢的断裂分离性和切削性优异。

专利文献4中公开的连杆用钢是以质量％计含有C：0.1～0.5％、Si：0.1～2％、Mn：0.5～2％、P：0.15％以下(不包括0％)、S：0.06～0.2％、N：0.02％以下(不包括0％)、Ca：0.0001～0.005％和Al：0.001～0.02％，余量为Fe和不可避免的杂质的钢。专利文献4中记载了该连杆用钢将钢中存在的氧化物系夹杂物的组成控制在规定的范围内，因此能够提高断裂分割性。

专利文献5中公开的时效硬化型贝氏体非调质钢以质量％计含有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％，进一步含有Mo：0.02～2.00％、V：0.02～2.00％、Ti：0.001～0.250％、Nb：0.01～0.10％中的任意1种或2种以上，余量为Fe和不可避免的杂质，且规定化学成分的含有质量％满足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。专利文献5中记载了该时效硬化型贝氏体非调质钢即使是通过断裂分离加工而制造的构件，也能够良好地抑制断裂分离加工时的塑性变形。

专利文献6中公开的断裂分离型连接杆用钢以质量％计含有C：0.01～0.5％、Si：超过0％且为0.7％以下、Mn：0.01～3％、P：0.001～0.2％、S：超过0％且为0.2％以下、Cr：0.01～3％、Al：超过0％且为0.1％以下、以及N：超过0％且为0.03％以下，余量为铁和不可避免的杂质，由式(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)算出的DI值为55～200mm，相对于金相组织整体，回火马氏体和贝氏体的面积率的总和为80面积％以上。专利文献6中记载了该断裂分离型连接杆用钢在强度得以提高的基础上，在淬火时不会发生淬裂，能够改善断裂分离性。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2004-277817号公报

专利文献2：日本特开2011-195862号公报

专利文献3：国际公开第2009/107282号

专利文献4：日本特开2006-336071号公报

专利文献5：日本特开2016-27204号公报

专利文献6：日本特开2017-106099号公报

发明内容

发明要解决的问题

然而，专利文献1～5的前提是热锻后的钢材的显微组织主要包含铁素体、珠光体和贝氏体中的任意一种以上。因此，在锻造热处理品的显微组织中，回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和为80％以上的情况下，锻造热处理品的裂解性有时会降低。

专利文献6中，在锻造热处理品的显微组织中，回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和为80％以上。然而，通过与专利文献6中公开的断裂分离型连接杆用钢不同的方法，也可以具有高的切削性、高的屈服强度和高的疲劳强度，在热锻后的显微组织中，即使回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和为80％以上，也可以获得优异的裂解性。

本申请的目的是提供如下钢材，其具有优异的热加工性，在将钢材进行热锻后，实施热处理而制造锻造热处理品的情况下，在热锻和热处理后，具有优异的切削性、高屈服强度和高疲劳强度，即便锻造热处理品的显微组织中回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和达到80％以上，在热锻和热处理后也具有优异的裂解性。

用于解决问题的方案

基于本申请的钢材具有如下化学组成：以质量％计为

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％、以及

余量：Fe和杂质，

在Cr含量为0～0.50％的情况下，满足式(1)，

在Cr含量为0.51～2.50％的情况下，满足式(2)；

将以质量％计含有超过70.0％的Al₂O₃且√AREA为3μm以上的夹杂物定义为粗大Al₂O₃系夹杂物时，

前述钢材中的前述粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度为0.05～1.00个/mm²。

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)

此处，式(1)和式(2)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。此外，不含有对应元素时，该元素符号处代入“0”。式(1)和式(2)中的fB在B含量(质量％)为0％时是“0”、在B含量(质量％)超过0％时是“1”。

基于本申请的锻造热处理品具有如下化学组成：以质量％计为

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％、以及

余量：Fe和杂质，

在Cr含量为0～0.50％的情况下，满足式(1)，

在Cr含量为0.51～2.50％的情况下，满足式(2)；

将以质量％计含有超过70.0％的Al₂O₃且√AREA为3μm以上的夹杂物定义为粗大Al₂O₃系夹杂物时，

前述锻造热处理品中包含的前述粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度为0.05～1.00个/mm²；

前述锻造热处理品的显微组织中，回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和为80％以上。

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)

此处，式(1)和式(2)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。此外，不含有对应元素时，该元素符号处代入“0”。式(1)和式(2)中的fB在B含量(质量％)为0％时是“0”、在B含量(质量％)超过0％时是“1”。

基于本申请的锻造热处理品的制造方法具备如下工序：

热锻工序，其将上述钢材加热至1100～1300℃，实施热锻而制造中间品；

淬火工序，其在前述热锻工序后，使800℃～100℃之间的平均冷却速度为10～200℃/秒对前述中间品进行冷却；以及

回火工序，其在前述淬火工序后，将前述中间品于400～650℃保持30～90分钟。

发明的效果

基于本申请的钢材具有优异的热加工性，在将钢材进行热锻后，实施热处理而制造锻造热处理品的情况下，在热锻和热处理后具有优异的切削性、高屈服强度和高疲劳强度，即便锻造热处理品的显微组织中回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和达到80％以上，在热锻和热处理后也具有优异的裂解性。基于本申请的锻造热处理品具有优异的切削性、高屈服强度、高疲劳强度和优异的裂解性。基于本申请的锻造热处理品的制造方法可以由上述钢材制造上述锻造热处理品。

附图说明

图1为以往的连接杆的主视图。

图2A为实施例中的裂解性评价试验所使用的试验片的俯视图。

图2B为图2A所示的试验片的截面图。

图2C为示出对图2A的试验片进行了断裂分离的状态的试验片的俯视图。

图2D为示出将图2C的试验片用螺栓紧固的状态的试验片的俯视图。

具体实施方式

以下，详细说明本发明的实施方式。

本发明人等针对使用了钢材的锻造热处理品的制造工序中的热加工性以及使用钢材而制造的锻造热处理品的屈服强度、疲劳强度、切削性和裂解性进行了调查和研究。其结果，本发明人等获得以下见解。

(A)关于屈服强度和疲劳强度

对于本实施方式的钢材实施热锻和热处理后的结果，在显微组织中，如果回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和达到80％以上，则热锻和热处理后的钢材(锻造热处理品)的屈服强度和疲劳强度提高。即，对于本实施方式的钢材要求优异的淬火性。首先，本发明人等认为：如果制成以质量％计为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％、以及余量：Fe和杂质的化学组成，则有可能提高钢材的淬火性。

另一方面，本发明人等发现：具有上述化学组成的钢材中，合金元素有时局部地发生偏析。即，为了提高钢材的淬火性而提高合金元素的含量来制成上述化学组成的结果，在钢材中有时发生合金元素的偏析。在钢材中，合金元素发生偏析时，偏析部与母材相比熔点降低。其结果，在热锻时的加热时，偏析部发生融解后，以氧化物等的形式发生凝固。此时，锻造热处理品中的氧化物等可能成为疲劳破坏的起点。

然而，如果为了降低钢材中的偏析而降低合金元素的含量，则钢材有时得不到优异的淬火性。因此，在具有上述化学组成的钢材中，为了兼顾淬火性且降低偏析，只要调整合金元素的含量即可。

具体而言，对于具有上述化学组成的钢材而言，定义为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))。fn1是具有上述化学组成的钢材中的淬火性和偏析的指标。此处，fn1中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。此外，不含有对应元素时，该元素符号处代入“0”。fn1中的fB在B含量(质量％)为0％时是“0”、在B含量(质量％)超过0％时是“1”。

在Cr含量为0～0.50％的情况下，如果fn1高于130，则在钢材中发生合金元素的偏析。此时，热锻和热处理后的钢材(锻造热处理品)的疲劳强度降低。如果fn1低于9，则钢材无法充分获得淬火性。此时，在锻造热处理品的显微组织中，回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和达不到80％以上，锻造热处理品的屈服强度和/或疲劳强度降低。因此，在Cr含量为0～0.50％的情况下，如果fn1为9～130，则由具有上述化学组成的钢材制造的锻造热处理品能够获得优异的疲劳强度和屈服强度。

在Cr含量为0.51～2.50％的情况下，如果fn1高于300，则在钢材中发生合金元素的偏析。此时，热锻和热处理后的钢材(锻造热处理品)的疲劳强度降低。如果fn1低于40，则钢材无法充分获得淬火性。此时，在锻造热处理品的显微组织中，回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和达不到80％以上，锻造热处理品的屈服强度和/或疲劳强度降低。因此，在Cr含量为0.51～2.50％的情况下，如果fn1为40～300，则由具有上述化学组成的钢材制造的锻造热处理品能够获得优异的疲劳强度和屈服强度。

(B)关于裂解性

如上所述，以提高要求高裂解性的锻造热处理品的屈服强度和疲劳强度作为目的，对成为原材料的钢材实施热锻和热处理的结果，假设在热锻和热处理后的钢材(锻造热处理品)的显微组织中，回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和达到80％以上的情况下，裂解性会降低。这是因为：回火马氏体和回火贝氏体的韧性高，裂解后的断裂面容易产生延性断面。因此，提高钢材的裂解性时，显微组织优选为铁素体和珠光体主体。

然而，回火马氏体和/或回火贝氏体会提高钢材的疲劳强度、屈服强度。因此，如果能够获得使锻造热处理品的显微组织中回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和为80％以上且进一步提高裂解性的技术，则能够提高锻造热处理品的屈服强度和疲劳强度且还提高裂解性。

因而，本发明人等针对在热锻和热处理后的钢材(锻造热处理品)的显微组织中即便假设回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和达到80％以上时也能够获得充分裂解性的钢材，进一步进行了调查和研究。其结果发现：在各种氧化物系夹杂物之中，与以SiO₂作为主体的夹杂物、以CaO作为主体的夹杂物相比，以Al₂O₃作为主体的Al₂O₃系夹杂物会对呈现回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和为80％以上的组织的锻造热处理品的裂解性造成影响。以下，针对这一点进行详述。

Al在精炼工序中的脱氧处理时作为脱氧剂而添加，其与钢水中的氧键合而形成Al₂O₃。通常，Al₂O₃在钢水中发生聚集、合并以及上浮，并被去除。另一方面，一部分Al₂O₃会残留在钢中而形成Al₂O₃系夹杂物。此处，在本说明书中，Al₂O₃系夹杂物是指夹杂物中的Al₂O₃的比例以质量％计超过70.0％的夹杂物。残留在钢中的Al₂O₃系夹杂物在钢材、锻造热处理品中也不固溶地残留。

钢材中的Al₂O₃系夹杂物与母材(钢材的基体)相比韧性极低。因此，在裂解时，Al₂O₃系夹杂物发生脆性破坏。发生了脆性破坏的Al₂O₃系夹杂物进一步成为破坏的起点，在Al₂O₃系夹杂物与基体的界面产生锐利的初始龟裂。初始龟裂的前端因塑性束缚强而容易使钢材发生脆性破坏。由初始龟裂脆性加剧而生成的龟裂与由相邻的Al₂O₃系夹杂物产生的龟裂彼此结合，由此得到脆性断面。

根据上述机理，在热锻和热处理后，即便假设形成了具有较高韧性的回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和为80％以上的显微组织的钢材(锻造热处理品)，如果因Al₂O₃系夹杂物而发生上述初始龟裂，脆性的龟裂就容易加剧。因此，断裂面成为脆性断面，延性断面受到抑制。其结果，热锻和热处理后的钢材能够获得优异的裂解性。

另一方面，作为除Al之外的其它脱氧剂，也广泛使用Si、Ca等。Si和Ca在钢水中形成SiO₂和CaO。SiO₂容易使钢材的疲劳强度、热加工性降低。此外，CaO与Al₂O₃相比韧性高，因此，与Al₂O₃相比难以提高热锻和热处理后的钢材的裂解性。

如上所述，为了在维持钢材的热加工性的同时提高热锻和热处理后的钢材的裂解性，在钢中的氧化物系夹杂物之中，适当的是利用Al₂O₃系夹杂物，而不是利用SiO₂和CaO。基于上述想法，本发明人等进一步针对Al₂O₃系夹杂物的适当数密度进行了调查和研究。其结果发现：如果以√AREA计为3μm以上的Al₂O₃系夹杂物(以下也称为“粗大Al₂O₃系夹杂物”)的数密度为0.05～1.00个/mm²，则以在维持钢材的热加工性的同时提高锻造热处理品的屈服强度和疲劳强度作为目的的结果，即便在热锻和热处理后的钢材(锻造热处理品)的显微组织假设呈现回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和为80％以上的显微组织的情况下，也能够获得优异的裂解性。

基于以上见解而完成的本申请的钢材的主旨如下所示。

[1]的钢材具有如下化学组成：

以质量％计为

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％、以及

余量：Fe和杂质，

在Cr含量为0～0.50％的情况下，满足式(1)，

在Cr含量为0.51～2.50％的情况下，满足式(2)。

将以质量％计含有超过70.0％的Al₂O₃且√AREA为3μm以上的夹杂物定义为粗大Al₂O₃系夹杂物时，

前述钢材中的前述粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度为0.05～1.00个/mm²。

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)

此处，式(1)和式(2)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。此外，不含有对应元素时，该元素符号处代入“0”。式(1)和式(2)中的fB在B含量(质量％)为0％时是“0”、在B含量(质量％)超过0％时是“1”。

本说明书中，“钢材”没有特别限定。“钢材”可以是供于热锻的钢材、即热锻用钢材。本说明书中，“Al₂O₃系夹杂物”是指夹杂物中的Al₂O₃的比例以质量％计超过70.0％的夹杂物。

[2]的钢材是根据[1]所述的钢材，其中，

前述化学组成含有选自由

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％、和

Nb：0.005～0.100％

组成的组中的1种或2种以上。

[3]的钢材是根据[1]或[2]所述的钢材，其中，

前述化学组成含有选自由

Te：0.0003～0.3000％、

Ca：0.0003～0.0100％、和

Bi：0.0003～0.4000％、

组成的组中的1种或2种以上。

[4]的锻造热处理品具有如下化学组成：

以质量％计为

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％、以及

余量：Fe和杂质，

在Cr含量为0～0.50％的情况下，满足式(1)，

在Cr含量为0.51～2.50％的情况下，满足式(2)；

将以质量％计含有超过70.0％的Al₂O₃且√AREA为3μm以上的夹杂物定义为粗大Al₂O₃系夹杂物时，

前述锻造热处理品中包含的前述粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度为0.05～1.00个/mm²；

前述锻造热处理品的显微组织中，回火马氏体和回火贝氏体的总和为80面积％以上。

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)

此处，式(1)和式(2)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。此外，不含有对应元素时，该元素符号处代入“0”。式(1)和式(2)中的fB在B含量(质量％)为0％时是“0”、在B含量(质量％)超过0％时是“1”。

[5]的锻造热处理品是根据[4]所述的锻造热处理品，其中，

前述化学组成含有选自由

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％、和

Nb：0.005～0.100％

组成的组中的1种或2种以上。

[6]的锻造热处理品是根据[4]或[5]所述的锻造热处理品，其中，

前述化学组成含有选自由

Te：0.0003～0.3000％、

Ca：0.0003～0.0100％、和

Bi：0.0003～0.4000％、

组成的组中的1种或2种以上。

[7]的锻造热处理品的制造方法具备如下工序：

热锻工序，其将[1]～[3]中任一项所述的钢材加热至1100～1300℃，实施热锻而制造中间品；

淬火工序，其在前述热锻工序后，使800℃～100℃之间的平均冷却速度为10～200℃/秒地对前述中间品进行冷却；以及

回火工序，在前述淬火工序后，将前述中间品于400～650℃保持30～90分钟。

以下，针对本实施方式的钢材进行详述。与元素有关的“％”只要没有特别记载则是指质量％。

[化学组成]

本发明的钢材的化学组成含有下述元素。

C：0.10～0.60％

碳(C)提高钢材在热锻和热处理后的屈服强度和疲劳强度。如果C含量过低，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也得不到该效果。另一方面，如果C含量过高，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的热锻和热处理后的切削性也会降低。因此，C含量为0.10～0.60％。C含量的下限优选为0.13％，更优选为0.14％，进一步优选为0.15％。C含量的上限优选为0.55％，更优选为0.52％，进一步优选为0.50％。

Si：0.05～1.00％

硅(Si)固溶至钢材中，提高钢材在热锻和热处理后的屈服强度和疲劳强度。如果Si含量过低，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也得不到该效果。另一方面，如果Si含量过高，则上述效果会饱和。如果Si含量过高，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的热加工性也会降低，钢材的制造成本也会变高。因此，Si含量为0.05～1.00％。Si含量的下限优选为0.06％，更优选为0.07％，进一步优选为0.08％。Si含量的上限优选为0.99％，更优选为0.95％，进一步优选为0.90％。

Mn：0.30～1.50％

锰(Mn)在制造工序中的钢水阶段对钢材进行脱氧。Mn进一步提高钢材在热锻和热处理后的屈服强度和疲劳强度。如果Mn含量过低，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也得不到这些效果。另一方面，如果Mn含量过高，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的热加工性也会降低。因此，Mn含量为0.30～1.50％。Mn含量的下限优选为0.33％，更优选为0.34％，进一步优选为0.35％。Mn含量的上限优选为1.30％，更优选为1.20％，进一步优选为1.00％。

P：0.1000％以下

磷(P)是不可避免地含有的杂质。换言之，P含量超过0％。如果P含量超过0.100％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的热加工性也会降低。因此，P含量为0.1000％以下，更具体而言，P含量超过0％且为0.1000％以下。P含量的上限优选为0.0800％，更优选为0.0500％。P含量优选尽可能低。然而，如果通过精炼工序将P含量降低至极限，则生产率降低，制造成本变高。因此，在考虑通常操作的情况下，P含量的优选下限为0.0001％，进一步优选为0.0005％。

S：0.3000％以下

硫(S)是不可避免地含有的杂质。换言之，S含量超过0％。如果S含量超过0.300％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的热加工性也会降低。因此，S含量为0.3000％以下，更具体而言，S含量超过0％且为0.3000％以下。S含量的优选上限为0.2000％，更优选为0.1500％。S含量优选尽可能低。然而，如果通过精炼工序将S含量降低至极限，则生产率降低，制造成本变高。因此，在考虑通常操作的情况下，S含量的优选下限为0.0001％，进一步优选为0.0005％。

Al：0.003～0.100％

铝(Al)在制造工序中的钢水阶段对钢进行脱氧。Al与氧键合而形成粗大Al₂O₃系夹杂物。粗大Al₂O₃系夹杂物残留在钢材中，提高钢材在热锻和热处理后的裂解性。如果Al含量过低，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也得不到这些效果。另一方面，如果Al含量过高，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也会过量生成粗大Al₂O₃系夹杂物，钢材的热锻和热处理后的疲劳强度降低。此时，钢材的热加工性进一步降低。如果Al含量过高，则制造成本进一步变高。因此，Al含量为0.003～0.100％。Al含量的下限优选为0.004％，更优选为0.005％，进一步优选为0.006％，进一步优选为0.011％。Al含量的上限优选为0.080％，更优选为0.060％，进一步优选为0.050％。本发明的实施方式的钢材中，Al含量是指总Al含量。

N：0.0200％以下

氮(N)是不可避免地含有的。换言之，N含量超过0％。N与Al键合而形成AlN，阻碍Al₂O₃的形成。其结果，钢材在热锻和热处理后的裂解性降低。因此，N含量为0.0200％以下，更具体而言，N含量超过0％且为0.0200％以下。N含量的上限优选为0.0150％，更优选为0.0100％。N含量优选尽可能低。然而，如果通过精炼工序将N含量降低至极限，则生产率降低，制造成本变高。因此，在考虑通常操作的情况下，N含量的优选下限为0.0001％，进一步优选为0.0005％。

本实施方式的钢材的化学组成的余量为Fe和杂质。此处，杂质是指在工业制造钢材时，从作为原料的矿石、废料或制造环境等中混入的物质，且是在不对本实施方式的钢材造成不良影响的范围内可接受的元素。本实施方式中，针对杂质中的Pb含量，进一步如下那样地进行限制。

Pb：0.09％以下

铅(Pb)为杂质。也可以不含有Pb。即，Pb含量可以为0％。另一方面，如果Pb含量超过0.09％，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的热加工性也会降低。即，本实施方式的钢材中，如果是0.09％以下，则可接受Pb的存在。因此，本实施方式的钢材中，作为杂质，有时含有0.09％以下的Pb。

需要说明的是，作为杂质，可列举出除上述杂质之外的所有元素。杂质可以仅为1种，也可以为2种以上。除上述杂质之外的其它杂质为例如Sb、Sn、W、Co、As、H和Mg等。这些元素作为杂质例如有时可以达到下述含量。

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％以下和Mg：0.30％以下。

[针对任选元素]

本实施方式的钢材可以进一步含有选自由Cr、Cu、Ni、Mo、V、Ti、B和Nb组成的组中的1种或2种以上来代替一部分Fe。这些元素均提高钢材在热锻和热处理后的强度。

Cr：0～2.50％

铬(Cr)为任选元素，也可以不含有。即，Cr含量可以为0％。在含有的情况下，Cr提高钢材在热锻和热处理后的屈服强度和疲劳强度。只要少量含有Cr，就能够在某种程度上获得上述效果。另一方面，如果Cr含量过高，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材也会变得过硬，钢材在热锻和热处理后的切削性降低。如果Cr含量过高，则制造成本进一步变高。因此，Cr含量为0～2.50％。用于更有效地获得上述效果的Cr含量的下限优选为0.01％，更优选为0.03％，进一步优选为0.05％，进一步优选为0.07％，进一步优选为0.09％，进一步优选为0.10％。用于进一步提高钢材在热锻和热处理后的屈服强度和疲劳强度的Cr含量的下限优选为0.51％，更优选为0.55％，进一步优选为0.57％。Cr含量的上限优选为2.45％，更优选为2.42％，进一步优选为2.40％。

Cu：0～0.60％

铜(Cu)为任选元素，也可以不含有。换言之，Cu含量可以为0％。在含有的情况下，Cu固溶至钢材中，提高钢材在热锻和热处理后的屈服强度和疲劳强度。只要少量含有Cu，就能够在某种程度上获得上述效果。另一方面，如果Cu含量过高，则不仅钢材的制造成本变高，且即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的热锻和热处理后的切削性也会降低。因此，Cu含量为0～0.60％。用于更有效地提高上述效果的Cu含量的下限优选为0.01％，更优选为0.05％，进一步优选为0.10％。Cu含量的上限优选为0.59％，更优选为0.55％，进一步优选为0.50％。

Ni：0～0.60％

镍(Ni)为任选元素，也可以不含有。换言之，Ni含量可以为0％。在含有的情况下，Ni固溶至钢材中，提高钢材在热锻和热处理后的屈服强度和疲劳强度。只要少量含有Ni，就能够在某种程度上获得上述效果。然而，如果Ni含量过高，则制造成本变高。如果Ni含量过高，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的热锻和热处理后的韧性也会变得过高。其结果，在断裂分离后的断面生成延性断面，钢材的热锻和热处理后的裂解性降低。因此，Ni含量为0～0.60％。用于更有效地提高上述效果的Ni含量的下限优选为0.01％，更优选为0.02％，进一步优选为0.05％。Ni含量的上限优选为0.59％，更优选为0.58％，进一步优选为0.55％。

Mo：0～0.70％

钼(Mo)为任选元素，也可以不含有。换言之，Mo含量可以为0％。在含有的情况下，Mo在钢材中形成碳化物，提高钢材在热锻和热处理后的屈服强度和疲劳强度。只要少量含有Mo，就能够在某种程度上获得上述效果。然而，如果Mo含量过高，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的硬度也会变得过高，钢材在热锻和热处理后的切削性降低。如果Mo含量过高，则制造成本进一步变高。因此，Mo含量为0～0.70％。用于更有效地提高上述效果的Mo含量的下限优选为0.01％，更优选为0.02％，进一步优选为0.05％。Mo含量的上限优选为0.69％，更优选为0.68％，进一步优选为0.65％。

V：0～0.049％

钒(V)为任选元素，也可以不含有。换言之，V含量可以为0％。在含有的情况下，V在钢材中形成碳化物，提高钢材在热锻和热处理后的屈服强度和疲劳强度。只要少量含有V，就能够在某种程度上获得上述效果。然而，如果V含量过高，则钢材的制造成本变高。如果V含量过高，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材在热锻和热处理后的切削性也会降低。因此，V含量为0～0.049％。用于更有效地提高上述效果的V含量的下限优选为0.005％，更优选为0.008％，进一步优选为0.010％。V含量的上限优选为0.045％，更优选为0.044％，进一步优选为0.042％，进一步优选为0.040％。

Ti：0～0.250％

钛(Ti)为任选元素，也可以不含有。换言之，Ti含量可以为0％。在含有的情况下，Ti在热锻后的冷却和加热过程中与V一同以碳化物的形式析出，提高钢材在热锻和热处理后的屈服强度和疲劳强度。只要少量含有Ti，就能够在某种程度上获得上述效果。然而，如果Ti含量过高，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的热加工性也会降低。因此，Ti含量为0～0.250％。用于更有效地提高上述效果的Ti含量的下限优选为0.005％，更优选为0.008％，进一步优选为0.010％。Ti含量的上限优选为0.240％，更优选为0.220％，进一步优选为0.200％。

B：0～0.0050％

硼(B)为任选元素，也可以不含有。换言之，B含量可以为0％。在含有的情况下，B固溶至钢材中，提高钢材的淬火性。其结果，提高钢材在热锻和热处理后的屈服强度和疲劳强度。如果含有某种程度的B，则能够在某种程度上获得上述效果。然而，如果B含量过高，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也会在钢材中以粗大的氮化物的形式析出，降低钢材的热加工性。因此，B含量为0～0.0050％。用于更有效地提高上述效果的B含量的下限优选为0.0005％，更优选为0.0008％，进一步优选为0.0010％。B含量的上限优选为0.0045％，更优选为0.0042％，进一步优选为0.0040％。

Nb：0～0.100％

铌(Nb)为任选元素，也可以不含有。换言之，Nb含量可以为0％。在含有的情况下，Nb在钢材中形成碳化物，提高钢材在热锻和热处理后的屈服强度和疲劳强度。只要少量含有Nb，就能够在某种程度上获得上述效果。然而，如果Nb含量过高，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的硬度也会变得过高，钢材在热锻和热处理后的切削性降低。因此，Nb含量为0～0.100％。用于更有效地提高上述效果的Nb含量的下限优选为0.005％，更优选为0.010％，进一步优选为0.015％。Nb含量的上限优选为0.095％，更优选为0.090％，进一步优选为0.085％。

本发明的钢材可以进一步含有选自由Te、Ca和Bi组成的组中的1种或2种以上来代替一部分Fe。这些元素均会提高钢材在热锻和热处理后的切削性。

Te：0～0.3000％

碲(Te)为任选元素，也可以不含有。换言之，Te含量可以为0％。在含有的情况下，Te提高钢材在热锻和热处理后的切削性。只要少量含有Te，就能够在某种程度上获得上述效果。然而，如果Te含量过高，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的热加工性也会降低。因此，Te含量为0～0.3000％。用于更有效地提高上述效果的Te含量的下限优选为0.0003％，更优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。Te含量的上限优选为0.2900％，更优选为0.2500％，进一步优选为0.2000％。

Ca：0～0.0100％

钙(Ca)为任选元素，也可以不含有。换言之，Ca含量可以为0％。在含有的情况下，Ca提高钢材在热锻和热处理后的切削性。只要少量含有Ca，就能够在某种程度上获得上述效果。然而，如果Ca含量过高，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的热加工性也会降低。因此，Ca含量为0～0.0100％。用于更有效地提高上述效果的Ca含量的下限优选为0.0003％，更优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。Ca含量的上限优选为0.0090％，更优选为0.0080％，进一步优选为0.0050％。

Bi：0～0.4000％

铋(Bi)为任选元素，也可以不含有。换言之，Bi含量可以为0％。在含有的情况下，Bi提高钢材在热锻和热处理后的切削性。只要少量含有Bi，就能够在某种程度上获得上述效果。然而，如果Bi含量过高，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的热加工性也会降低。因此，Bi含量为0～0.4000％。用于更有效地提高上述效果的Bi含量的下限优选为0.0003％，更优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。Bi含量的上限优选为0.3900％，更优选为0.3000％，进一步优选为0.2000％。

[关于式(1)和式(2)]

本实施方式的钢材的化学组成中，进一步在Cr含量为0～0.50％的情况下满足式(1)，在Cr含量为0.51～2.50％的情况下满足式(2)。

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)

此处，式(1)和式(2)中的元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。此外，不含有对应元素时，该元素符号处代入“0”。式(1)和式(2)中的fB在B含量(质量％)为0％时是“0”、在B含量(质量％)超过0％时是“1”。

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)))是具有上述化学组成的钢材的淬火性和偏析的指标。

[关于Cr含量为0～0.50％时的fn1的范围]

在Cr含量为0～0.50％的情况下，如果fn1小于9，则无法充分获得钢材的淬火性。此时，在热锻和热处理后的钢材(锻造热处理品)的显微组织中，回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和达不到80％以上，热锻和热处理后的钢材的屈服强度和/或疲劳强度降低。另一方面，如果fn1超过130，则在钢材中发生合金元素的偏析。此时，热锻和热处理后的钢材的疲劳强度降低。

因此，在Cr含量为0～0.50％的情况下，fn1为9～130。fn1的下限优选为11，更优选为13，进一步优选为15。fn1的上限优选为125，更优选为120，进一步优选为115。

[关于Cr含量为0.51～2.50％时的fn1的范围]

在Cr含量为0.51～2.50％的情况下，如果fn1小于40，则无法充分获得钢材的淬火性。此时，在热锻和热处理后的钢材(锻造热处理品)的显微组织中，回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和达不到80％以上，热锻和热处理后的钢材的屈服强度和/或疲劳强度降低。另一方面，如果fn1超过300，则在钢材中发生合金元素的偏析。此时，热锻和热处理后的钢材的疲劳强度降低。

因此，在Cr含量为0.51～2.50％的情况下，fn1为40～300。fn1的下限优选为42，更优选为44，进一步优选为46。fn1的上限优选为295，更优选为290，进一步优选为285。

[粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度]

本实施方式的钢材中，√AREA为3μm以上的Al₂O₃系夹杂物(即粗大Al₂O₃系夹杂物)的数密度为0.05～1.00个/mm²。如上所述，Al₂O₃系夹杂物是指以质量％计含有超过70.0％的Al₂O₃的夹杂物。

如果粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度小于0.05个/mm²，则热锻和热处理后的钢材得不到充分的裂解性。另一方面，如果粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度超过1.00个/mm²，则虽然能够获得优异的裂解性，但钢材在热锻和热处理后的疲劳强度、热加工性降低。如果粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度为0.05～1.00个/mm²，则即使假设因热锻和热处理而使钢材的显微组织中回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和达到80％以上时，也能够维持钢材的热加工性以及钢材在热锻和热处理后的疲劳强度，且在热锻和热处理后的钢材中获得优异的裂解性。

用于进一步提高钢材在热锻和热处理后的裂解性的粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度的下限优选为0.07个/mm²，进一步优选为0.10个/mm²，进一步优选为0.11个/mm²，进一步优选为0.12个/mm²。用于进一步提高钢材的热加工性以及钢材在热锻和热处理后的疲劳强度的粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度的上限优选为0.80个/mm²，进一步优选为0.60个/mm²。

粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度可利用下述方法进行测定。钢材为棒钢时，从与棒钢的轴向(轧制方向)垂直的截面中的R/2部采取样品。R/2部是指：在与棒钢的轴向垂直的截面中，将中心与表面连结而得的线段(半径R)的中央位置部分。在样品的表面之中，从与包含棒钢的轴向在内的截面(纵截面)相当的表面采取30个被检面积设为长度4mm×宽度2.5mm的试样。不腐蚀30个试样的观察面，直接利用200倍的光学显微镜进行观察，生成照片图像。被检面积的总和为300mm²。

根据对比度来确定各试样的观察面(4mm×2.5mm)中的夹杂物。基于夹杂物的形状和对比度，从所确定的夹杂物中确定氧化物系夹杂物。针对所确定的氧化物系夹杂物，使用电子射线微分析仪(EPMA)，测定各氧化物系夹杂物中的元素含量(质量％)。由所分析的各元素含量计算氧化物系夹杂物中的Al₂O₃的质量％。具体而言，确定夹杂物的任意3点，使用束径为1μm的电子射线来测定Al含量(质量％)。使用Al与Al₂O₃的质量比，由求出的Al含量计算Al₂O₃含量(质量％)。求出所算出的Al₂O₃含量的平均，定义为Al₂O₃的质量％。需要说明的是，用于代替基于形状和对比度来确定氧化物系夹杂物，也可以对于观察面中的全部夹杂物实施基于EPMA的元素分析，在含有Al、Ca、Si和Mg中的任一种以上且含有氧(O)的情况下，可以将该夹杂物确定为氧化物系夹杂物。

在本实施方式的钢材的化学组成的范围内，氧化物系夹杂物中包含的氧化物绝大部分为Al₂O₃、CaO、SiO₂和MgO，可以忽略其它氧化物。因而，本实施方式中，如下那样地定义夹杂物中的Al₂O₃含量(质量％)。

各氧化物系夹杂物之中，确定任意的3点。针对所确定的点，使用束径为1μm的电子射线，测定Al、Ca、Si和Mg含量(质量％)。将所测得的各元素的含量换算成对应的氧化物的含量，定义为各氧化物的计算值。更具体而言，通过利用EPMA而测定的Al含量(质量％)乘以Al₂O₃相对于Al的原子量比(＝Al₂O₃的分子量/(Al的原子量×2))，从而求出所确定的点处的Al₂O₃的计算值(质量％)。

针对CaO、SiO₂和MgO，也与Al₂O₃同样地求出CaO、SiO₂和MgO的计算值(质量％)。求出Al₂O₃的计算值相对于所求出的各氧化物的计算值的总和之比，定义为所确定的任意点处的Al₂O₃含量(质量％)。将所确定的3点的Al₂O₃含量(质量％)的算术平均值定义为“夹杂物中的Al₂O₃含量(质量％)”。

将通过上述方法而确定的夹杂物中的Al₂O₃含量(质量％)超过70.0％的夹杂物确定为Al₂O₃系夹杂物。使用图像分析装置来计算所确定的各Al₂O₃系夹杂物的√AREA。具体而言，求出所确定的各Al₂O₃系夹杂物的长度L(μm)和宽度W(μm)。假设各Al₂O₃系夹杂物为长方形，以面积(＝L×W(μm²))的形式来求出。求出所求面积的平方根，定义为各Al₂O₃系夹杂物的√AREA(μm)。

求出各Al₂O₃系夹杂物的√AREA后，确定√AREA为3μm以上的粗大Al₂O₃系夹杂物。求出所确定的粗大Al₂O₃系夹杂物的个数，并除以被检面积的总和(300mm²)，将由此得到的值定义为粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度(个/mm²)。

[制造方法]

说明上述钢材的制造方法的一例。该一例的制造方法包括精炼工序、铸造工序和热加工工序。以下，作为钢材的一例，具体说明棒钢的制造方法。

[精炼工序]

利用公知的方法来制造满足上述化学组成和式(1)(Cr含量为0～0.50％)或式(2)(Cr含量为0.51～2.50％)的钢水。具体而言，利用公知的方法来进行转炉中的脱碳、脱磷、脱硅处理。出钢后，向浇包中添加铝脱氧剂，实施脱氧处理。需要说明的是，为了防止SiO₂、CaO的混入，浇包使用铝脱氧专用包。此外，铝脱氧剂使用Al含量以质量％计为80％以上的金属Al或Al合金。

在上述脱氧处理后，实施真空脱气处理。此处，确认制造过程中的钢水成分，在真空脱气处理中追加上述铝脱氧剂(Al含量以质量％计为80％以上的金属Al或Al合金)，由此调整钢水中的Al含量。在真空脱气处理中添加的铝脱氧剂以质量％计为所要添加的铝脱氧剂整体的50～70％。

需要说明的是，为了抑制SiO₂的生成，Si的添加在利用铝脱氧剂使钢充分脱氧后再实施。Si的添加例如在自添加追加的铝脱氧剂起经过10分钟以上后再实施。进而，为了使Al₂O₃以适当范围聚集，自出钢后添加脱氧剂起至开始铸造为止，钢水温度在1600℃以上的优选保持时间为15～60分钟。钢水温度在1600℃以上的优选时间的下限为30分钟，进一步优选为40分钟。通过上述精炼工序，能够获得满足上述化学组成、式(1)和夹杂物规定，且√AREA为3μm以上的Al₂O₃系夹杂物(即粗大Al₂O₃系夹杂物)的数密度为0.05～1.00个/mm²的钢水。

[铸造工序]

使用上述钢水，利用公知的方法来制造铸坯(板坯或大方坯)或钢锭(铸锭)。铸造方法例如为连续铸造法、铸锭法。

[热加工工序]

热加工工序中，对于通过上述铸造工序而制造的铸坯或钢锭实施热加工，制造钢材。钢材例如为棒钢。热加工工序通过公知的方法来实施。热加工工序例如包括粗轧工序和精轧工序。粗轧工序例如为使用了初轧机的初轧。精轧工序例如为使用了连续轧制机的轧制。连续轧制机中，具有一对水平辊的水平机架与具有一对垂直辊的垂直机架交替地排列成一列。粗轧工序中的加热温度例如为1000～1300℃。精轧工序中的加热温度例如为1000～1300℃。在1000～1300℃的加热温度区域中，Al₂O₃系夹杂物的形态没有特别变化。需要说明的是，热加工工序可以利用热锻代替热轧来实施。此外，上述说明中，热加工工序包括粗轧工序和精轧工序这两个工序，但也可以省略粗轧工序而仅实施精轧工序。

通过上述制造工序来制造上述钢材。需要说明的是，在上述制造方法中，作为钢材而制造了棒钢，但本发明的实施方式的钢材可以为线材。与钢材的轴向垂直的截面没有特别限定。与钢材的轴向垂直的截面形状为例如矩形、圆形、椭圆形、多边形。

此外，本实施方式的钢材的制造方法不限定于上述制造方法。上述制造方法是优选的制造方法之一，但通过其它制造方法也可以制造本实施方式的钢材。只要钢材中的√AREA为3μm以上的Al₂O₃系夹杂物的数密度达到0.05～1.00个/mm²，则对上述制造方法没有特别限定。

[锻造热处理品的制造方法]

对使用了上述钢材的锻造热处理品的制造方法的一例进行说明。该一例的制造方法具备热锻工序、淬火工序和回火工序。具体而言，作为锻造热处理品的一例，说明裂解连杆的制造方法。

[热锻工序]

热锻工序中，将上述钢材加热至1100～1300℃，实施热锻来制造中间品。具体而言，利用高频感应加热炉来加热钢材。本实施方式的热锻工序中，优选的加热温度为1100～1300℃，优选的加热时间为10～15分钟。需要说明的是，由于高频感应加热炉中的加热温度低，因此，钢材中的Al₂O₃系夹杂物的形态没有特别变化。

本实施方式的热锻工序中，加热温度的下限更优选为1120℃，进一步优选为1140℃，进一步优选为1160℃。加热温度的上限更优选为1280℃，进一步优选为1260℃，进一步优选为1240℃。

对于经加热的钢材，实施热锻而制造中间品(例如大致形状的裂解连杆)。热锻时的加工度没有特别限定。热锻时的加工度优选为0.22以上。此处，加工度设为在热锻工序中除了毛刺之外的部分产生的对数应变的最大值。

[淬火工序]

淬火工序中，使800℃～100℃之间的平均冷却速度为10～200℃/秒地实施对上述热锻工序后的中间品进行冷却的淬火。本说明书中，“淬火”是指将A₃点以上的钢材进行冷却。优选至少800℃～100℃的范围对热锻后的中间品连续地进行冷却。此时，800℃～100℃中的平均冷却速度优选设为10～200℃/秒。

如果冷却速度过慢，则有时得不到回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和为80％以上的显微组织，无法充分获得锻造热处理品的屈服强度和疲劳强度。另一方面，如果冷却速度过快，则有时锻造品截面内的温度差变大。此时，表层与内部的相变时刻产生时间差。其结果，淬火后的表层产生拉伸残留应力，因此，有时无法充分获得锻造热处理品的疲劳强度。因此，冷却速度优选设为10～200℃/秒。

冷却速度的下限更优选为12℃/秒，进一步优选为15℃/秒，进一步优选为18℃/秒，进一步优选为20℃/秒。冷却速度的上限更优选为190℃/秒，进一步优选为185℃/秒，进一步优选为180℃/秒。

如果淬火时的冷却开始温度过低，则热锻和热处理后的钢材(锻造热处理品)有时得不到期望的显微组织。因此，淬火时的冷却开始温度优选设为800℃以上。进而，如果淬火时的冷却停止温度过高，则热锻和热处理后的钢材(锻造热处理品)有时得不到期望的显微组织。因此，淬火时的冷却停止温度优选设为100℃以下。因此，本实施方式的淬火中，优选使800℃～100℃之间的平均冷却速度为10～200℃/秒地对热锻工序后的中间品进行冷却。此时，冷却速度由在中间品的截面内冷却最慢的部位测定的温度来决定。例如，中间品为棒钢时，由在与棒钢的轴向垂直的截面的中央部测定的温度来决定。

需要说明的是，淬火可以在刚刚实施热锻后实施，也可以在热锻后将中间品再加热后再实施。淬火时的冷却方法只要是连续的冷却方法就没有特别限定，例如为水冷、油冷。

[回火工序]

回火工序中，实施将淬火工序后的中间品于400～650℃保持30～90分钟的回火。本说明书中，“回火”是指将钢材再加热至A₁点以下并进行保持。本实施方式的回火处理中，回火温度优选为400～650℃。在回火温度过低的情况下，有时在锻造热处理品的表面产生拉伸残留应力，疲劳强度降低。另一方面，如果回火温度过高，则有时发生回火软化，锻造热处理品的屈服强度和/或疲劳强度降低。

因此，回火温度优选设为400～650℃。回火温度的下限更优选为410℃，进一步优选为420℃，进一步优选为430℃。回火温度的上限更优选为640℃，进一步优选为630℃，进一步优选为620℃。需要说明的是，本实施方式的回火处理中，保持时间(回火时间)优选为30～90分钟。本说明书中，回火温度是指将钢材再加热时使用的炉的温度。本说明书中，回火时间是指钢材的温度在再加热时使用的炉的温度±5℃的范围进行保持这一期间的时间。

通过上述工序来制造本实施方式的锻造热处理品。需要说明的是，可以对于回火后的锻造热处理品，根据需要实施机械加工来进行粗切削。作为锻造热处理品的一例，在制造裂解连杆的情况下，对于实施了回火处理的锻造热处理品，实施机械加工。对于通过机械加工进行了粗切削的锻造热处理品，实施大头部100的断裂分割(裂解)。对于断裂分割后的锻造热处理品，实施精切削，制造最终的裂解连杆。通过上述工序来制造裂解连杆。

上述锻造热处理品的制造方法中，作为锻造热处理品的一例，说明了裂解连杆的制造方法，但锻造热处理品不限定于裂解连杆。锻造热处理品可以为其它机械结构用构件。

[锻造热处理品的显微组织]

所制造的锻造热处理品的显微组织没有特别限定。然而，为了提高屈服强度和疲劳强度而对具有上述化学组成的钢材实施热锻和热处理来制造锻造热处理品时，在热锻和热处理后的钢材(锻造热处理品)的显微组织中，回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和可达到80％以上。

在锻造热处理品的显微组织中，回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和不是100％时，基体组织的余量为铁素体或者铁素体和珠光体。显微组织中的回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和的下限优选为85％，更优选为90％，进一步优选为95％以上，最优选为100％。回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和的一例为95～100％。

为了提高屈服强度和疲劳强度而对具有上述化学组成的钢材实施热锻和热处理来制造锻造热处理品的结果，设想在锻造热处理品的显微组织中，回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和达到80％以上的情况。进而，设想锻造热处理品为裂解连杆的情况。此时，使大头部100断裂而分割成2个构件(盖2和杆3)时，断裂部发生塑性变形，断裂面容易成为延性断面，裂解性容易降低。然而，在本实施方式的钢材中，以质量％计含有超过70.0％的Al₂O₃的Al₂O₃系夹杂物之中，√AREA为3μm以上的粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度为0.05～1.00个/mm²。因此，即使在对本实施方式的钢材实施热锻和热处理而制造的锻造热处理品的组织中，回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和达到80％以上的情况下，锻造热处理品的断裂面也容易形成脆性断面，能够维持优异的裂解性。

如上所述，本实施方式的钢材中，即使在制造回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和为80％以上的锻造热处理品的情况下，也能够获得优异的裂解性。因此，即便在假设对本实施方式的钢材实施热锻和热处理的结果，显微组织的回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和小于80％的情况下，其锻造热处理品也当然具有优异的裂解性。

需要说明的是，热锻和热处理后的钢材(锻造热处理品)的显微组织中的回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和可利用下述方法进行测定。在锻造热处理品之中，从除截至距表面为1mm以上的深度位置的区域(表层区域)之外的部分(内部区域)采取10个样品。将所采取的各样品的任意表面作为观察面。对观察面进行研磨后，利用3％硝酸酒精(硝酸乙醇腐蚀液)进行蚀刻。利用200倍的光学显微镜对所蚀刻的观察面进行观察，生成任意5个视野的照片图像。各视野的面积设为475μm×475μm。

在各视野中，铁素体、珠光体、回火马氏体和回火贝氏体等各相各自的对比度不同。因此，基于对比度来确定各视野中的回火马氏体和回火贝氏体。需要说明的是，本说明书中，回火马氏体不与回火贝氏体进行区分。因此，本说明书中，将各视野中除铁素体和珠光体之外的区域确定为“回火马氏体和回火贝氏体”。求出所确定的回火马氏体和回火贝氏体的面积(μm²)。将全部视野中的回火马氏体和回火贝氏体的面积的总和相对于全部视野(5个视野×10个)的总面积之比定义为回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和(％)。

对于本实施方式的钢材，加热至1100～1300℃，实施热锻来制造中间品，使800℃～100℃之间的平均冷却速度为10～200℃/秒地对中间品进行冷却后，将中间品于400～650℃保持30～90分钟时，具有高屈服强度。高屈服强度具体是指：通过基于JIS Z 2241(2011)的拉伸试验而得到的屈服强度在Cr含量为0～0.50％以下的情况下是751MPa以上，在Cr含量为0.51～2.50％的情况下是851MPa以上。

对于本实施方式的钢材，加热至1100～1300℃，实施热锻来制造中间品，使800℃～100℃之间的平均冷却速度为10～200℃/秒地对中间品进行冷却后，将中间品于400～650℃保持30～90分钟时，具有高疲劳强度。高疲劳强度具体是指：通过基于JIS Z 2273(1978)的正弦波且相位为0(MPa)的交变应力疲劳试验而得到的疲劳强度在Cr含量为0～0.50％以下的情况下是501MPa以上，在Cr含量为0.51～2.50％的情况下是551MPa以上。

对于本实施方式的钢材，加热至1100～1300℃，实施热锻来制造中间品，使800℃～100℃之间的平均冷却速度为10～200℃/秒地对中间品进行冷却后，将中间品于400～650℃保持30～90分钟时，具有优异的裂解性。优异的裂解性具体可利用下述方法进行评价。通过机械加工来制造图2A所示的在中央形成有孔11、且在与直径的各端点相当的两个部位加工出V字形的缺口M而得的试验片10。将在中心形成有用于打入楔子13的孔14的治具12嵌入孔11后，向孔14中打入楔子13，将试验片10断裂分离成两个构件10A、10B。对通过断裂分离而得到的构件10A和10B的两侧面附近实施螺栓孔加工，利用螺栓来紧固构件10A和10B。测定在断裂分离后且紧固螺栓15后的试验片10的孔11的直径的最大值Dmax、最小值Dmin，将其差值定义为内径偏径差ΔD(＝Dmax-Dmin、单位为μm)。优异的裂解性是指所得内径偏径差ΔD为40μm以下。

以下，通过实施例更具体地说明本实施方式的钢材。

[实施例1]

实施例1中，针对Cr含量为0～0.50％的钢材进行调查。具体而言，制造具有表1所示化学组成的钢水。需要说明的是，表1中的“-”是指对应元素的含量为杂质水平。

[表1]

表1

参照表1，试验编号E-1～E-45和C-6～C-18的化学组成合适，且满足式(1)。另一方面，试验编号C-1～C-5的化学组成不合适或不满足式(1)。需要说明的是，试验编号C-5的化学组成在专利文献5所记载的钢的化学组成的范围内。

将各试验编号的钢水在70吨转炉中实施一次精炼，并出钢至浇包中。在除试验编号C-6之外的试验编号中，浇包为了防止SiO₂、CaO的混入而使用铝脱氧专用包(在表2中的“专用包”一栏中用“A”表示)。试验编号C-6中不使用铝脱氧专用包，而是使用与硅脱氧、钙脱氧相同的包(在表2中的“专用包”一栏中用“E”表示)。

[表2]

表2

在刚刚出钢至浇包后立即添加铝脱氧剂，实施脱氧处理。在除试验编号C-7之外的其它试验编号中，铝脱氧剂使用Al含量以质量％计为80％以上的脱氧剂(在表2中的“脱氧剂Al比率”一栏中记作“A”)。另一方面，试验编号C-7中，使用Al含量小于80％的铝脱氧剂(在表2中的“脱氧剂Al比率”一栏中记作“E”)。

除试验编号C-9和C-10之外的其它试验编号中，在脱氧处理后的真空脱气处理中，也向钢水中添加铝脱氧剂(Al含量以质量％计为80％以上的脱氧剂)。

此处，在真空脱气处理中添加的铝脱氧剂的添加量为在精炼工序中添加的铝脱氧剂整体的50～70％(质量％)时，判断为脱氧剂添加率合适(在表2中的“追加脱氧剂”一栏中记作“A”)。另一方面，在真空脱气中添加的铝脱氧剂的添加量小于在精炼工序中添加的铝脱氧剂整体的50％时，判断为真空脱气处理中的脱氧剂添加率不满足条件(在表2中的“追加脱氧剂”一栏中记作“LE”)。进而，在真空脱气处理中添加的铝脱氧剂的添加量超过在精炼工序中添加的铝脱氧剂整体的70％时，判断为脱氧剂添加率不满足条件(在表2中的“追加脱氧剂”一栏中记作“UE”)。需要说明的是，在任意试验编号中，均是在真空脱气处理中自添加铝脱氧剂起经过10分钟以上后，再添加Si。

除试验编号E-38、E-39、C-5、C-11和C-12之外的其它试验编号中，在自向刚刚出钢后的钢水中添加铝脱氧剂起至开始铸造为止的期间，以钢水温度为1600℃以上的时间达到40分钟的方式，调整钢水温度(在表2中的“1600℃以上的保持时间”一栏中记作“A”)。试验编号E-38中，钢水温度为1600℃以上的保持时间为30分钟(在表2中的“1600℃以上的保持时间”一栏中记作“B”)，试验编号E-39中，钢水温度为1600℃以上的保持时间为15分钟(在表2中的“1600℃以上的保持时间”一栏中记作“C”)。

试验编号C-11中，在自向刚刚出钢后的钢水中添加铝脱氧剂起至开始铸造为止的期间，以钢水温度为1600℃以上的时间达到70分钟的方式，调整钢水温度(在表2中的“1600℃以上的保持时间”一栏中记作“UE”)。此外，试验编号C-5和C-12中，在自向刚刚出钢后的钢水中添加铝脱氧剂起至开始铸造为止的期间，以钢水温度为1600℃以上的时间达到5分钟的方式，调整钢水温度(在表2中的“1600℃以上的保持时间”一栏中记作“LE”)。

此外，在除试验编号C-8之外的其它试验编号中，从在真空脱气时添加铝脱氧剂起经过10分钟以上后，再添加Si(在表2中的“添加Si”一栏中记作“A”)。另一方面，试验编号C-8中，从在真空脱气时添加铝脱氧剂起不足10分钟时，添加Si(在表2中的“添加Si”一栏中记作“E”)。

接着，针对各试验编号的钢水，使用连续铸造机并利用连续铸造法由钢水制造铸坯(大方坯)。大方坯的横截面为300mm×400mm。

对所制造的大方坯进行热轧而制造条形坯。首先，将大方坯以1150℃加热100分钟后，使用初轧机实施初轧，制造条形坯。接着，将条形坯以1150℃加热35分钟，其后，使用精轧机实施精轧，制造直径40mm的棒钢。通过上述制造工序来制造钢材(棒钢)。

[锻造热处理模拟品的制造]

将钢材(棒钢)沿着与长度方向垂直的方向切断，采取直径40mm、长度100mm的供试材料。将各试验编号的供试材料加热，保持5分钟。表2中，将各试验编号的供试材料在热锻时的加热温度示于“锻造加热温度(℃)”一栏。在加热后迅速沿着轴向实施90％热压缩，成型为圆盘形状。接着，将成型为圆盘形状的供试材料浸渍在50℃～150℃的油中，冷却至100℃以下。需要说明的是，开始冷却的温度均为800℃以上。表2中，将各试验编号的供试材料的冷却速度示于“淬火冷却速度(℃/秒)”一栏。需要说明的是，冷却速度根据向通过机械加工从供试材料的侧面起至中心部开通的孔中插入热电偶、并由供试材料的中心部测定的温度来决定。

实施将冷却后的各试验编号的供试材料再加热并保持30分钟的回火。将各试验编号的供试材料的回火温度(℃)示于“回火温度(℃)”一栏。需要说明的是，回火温度设为再加热所使用的炉的温度(℃)。回火时间设为供试材料被保持在表2中记载的回火温度±5℃的时间(分钟)。通过上述制造工序来制造锻造热处理模拟品。

[评价试验]

使用钢材和锻造热处理模拟品，实施下述评价试验。

[粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度测定试验]

从各试验编号的钢材(直径40mm的棒钢)的R/2部(R为将钢材的表面与中心轴连结而成的半径)采取样品。在样品的表面之中，从与包括钢材的轴向在内的截面(纵截面)相当的表面采取30个被检面积设为长度4mm×宽度2.5mm的试样。利用上述方法求出粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度(个/mm²)。将所求出的粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度(个/mm²)示于表2的“数密度(个/mm²)”一栏。

[显微组织观察]

使用各试验编号的锻造热处理模拟品，实施显微组织观察试验。具体而言，在锻造热处理模拟品的纵截面之中，采取包含R/2部的样品，利用上述方法，求出回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和(％)。所求出的回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和(％)为90～100％时记作评价“A”，85％以上且小于90％时记作评价“B”，80％以上且小于85％时记作评价“C”，小于80％时记作评价“E”。将评价结果示于表2的“显微组织”一栏。在评价“A”～“C”的情况下，判断显微组织为回火马氏体和/或回火贝氏体主体，在评价“E”的情况下，判断显微组织不是回火马氏体和/或回火贝氏体主体。

[热加工性评价]

利用上述方法，每个试验编号制造50个锻造热处理模拟品。通过目视来确认制造后的锻造热处理模拟品的表面有无裂纹。将在50个中有0个产生裂纹的情况记作评价“A”，将有1个的情况记作评价“B”，将有2～3个的情况记作评价“C”，将有4个以上的情况记作评价“E”。将评价结果示于表2的“热加工性”一栏。在评价“A”～“C”的情况下，判断为能够获得充分的热加工性，在评价“E”的情况下，判断为热加工性低。

[屈服强度评价]

从除截至距各试验编号的锻造热处理模拟品的表面为5mm的深度位置的区域(表层区域)之外的部分(内部区域)采取2个JIS 14A号试验片。使用所采取的试验片，按照JISZ 2241(2011)，在大气中的室温(25℃)下实施拉伸试验，求出2个的平均屈服强度(MPa)。

将屈服强度(MPa)为1500～1401MPa的情况记作评价“S”，将1400～1201MPa的情况记作评价“A”，将1200～1001MPa的情况记作评价“B”，将1000～751MPa的情况记作评价“C”。将屈服强度为750MPa以下的情况记作评价“E”。将评价结果示于表2的“屈服强度”一栏。在评价“S”、“A”～“C”的情况下，判断为能够获得充分的屈服强度。在评价“E”的情况下，判断为屈服强度低。

[疲劳强度评价]

从除截至距各试验编号的锻造热处理模拟品的表面为5mm深度位置的区域(表层区域)之外的部分(内部区域)采取JIS 14A号试验片。使用所采取的试验片，按照JIS Z2273(1978)，在大气中的室温(25℃)下，实施正弦波且相位为0(MPa)的交变应力疲劳试验。将反复次数为10⁷次不发生断裂的最大的应力记作疲劳强度(MPa)。频率设为15Hz。

将疲劳强度(MPa)为700～651MPa的情况记作评价“S”，将650～601MPa的情况记作评价“A”，将600～551MPa的情况记作评价“B”，将550～501MPa的情况记作评价“C”。将疲劳强度为500MPa以下的情况记作评价“E”。将评价结果示于表2的“疲劳强度”一栏。在评价“S”、“A”～“C”的情况下，判断为能够获得充分的疲劳强度。在评价“E”的情况下，判断为疲劳强度低。

[切削性评价]

每个试验编号准备5个锻造热处理模拟品。针对所准备的5个锻造热处理模拟品，在任意位置沿着厚度方向进行钻头开孔加工，测定钻头开孔加工时的钻头轴向的切削阻力。将钻头直径设为8mm，将主轴的转速设为720转/分钟。

将切削阻力为1000～1099N的情况记作评价“S”，将1100～1199N的情况记作评价“A”，将1200～1299N的情况记作评价“B”，将1300～1399N的情况记作评价“C”。将切削阻力为1400N以上的情况记作评价“E”。将评价结果示于表2的“切削性”一栏。在评价“S”、“A”～“C”的情况下，判断为能够获得充分的切削性。在评价“E”的情况下，判断为切削性低。

[裂解性评价]

通过机械加工，由各试验编号的锻造热处理模拟品制造图2A所示的模拟了连杆1的大头部100的试验片10。试验片10的一边的长度为80mm，厚度为10mm。在试验片10的中央形成有孔(贯通孔)11。孔11的直径为60mm，其中心与试验片10的中心同轴。如图2A所示那样，在孔11的外缘之中与直径的各端点相当的两个部位加工出V字形状的缺口M。缺口M的深度为1mm、前端曲率半径为0.1mm、张角为60°。

将治具12嵌入至孔11中。治具12由半圆盘状的一对构件构成，若将两者合并，则形成直径D0相当于孔11的内径的圆盘。在治具12的中心形成有用于打入楔子13的孔14(参照图2B)。

将治具12嵌入至孔11后，打入楔子13(参照图2B)，将试验片10在室温(25℃)下断裂分离成2个构件10A、10B(参照图2C)。

对构件10A和10B的两侧面附近实施螺栓孔加工，用图2D所示的螺栓将构件10A和10B紧固。测定在断裂分离后且紧固螺栓后的试验片10的孔11的直径的最大值Dmax、最小值Dmin(参照图2D)，将它们的差定义为内径偏径差ΔD(＝Dmax-Dmin、单位为μm)。

将内径偏径差ΔD为0～10μm的情况记作评价“A”，将11～20μm的情况记作评价“B”，将21～30μm的情况记作评价“C”，将31～40μm的情况记作评价“D”。并且，将内径变形量ΔD超过40μm的情况记作评价“E”。将评价结果示于表2的“ΔD”一栏。在评价“A”～“D”的情况下，判断为能够充分获得裂解性。在评价“E”的情况下，判断为裂解性低。

[评价结果]

参照表1～表2，试验编号E-1～E-45和C-13～C-18的化学组成合适，且满足式(1)。进而，浇包、铝脱氧剂、脱氧剂添加率、Si添加时机和钢水在1600℃以上的保持时间也合适。其结果，钢中的粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度在0.05～1.00个/mm²的范围内。其结果，钢材能够获得优异的热加工性。其结果，虽然锻造热处理品的显微组织进一步是回火马氏体和/或回火贝氏体主体，但仍然获得优异的屈服强度、优异的疲劳强度、优异的切削性和优异的裂解性。

另一方面，试验编号C-1中，Al含量过高。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度超过1.00个/mm²。其结果，无法充分获得钢材的热加工性。其结果，进而无法充分获得锻造热处理品的疲劳强度。

试验编号C-2中，Al含量过低。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度小于0.05个/mm²。其结果，无法充分获得锻造热处理品的裂解性。

试验编号C-3中，fn1过高。其结果，无法充分获得锻造热处理品的疲劳强度。

试验编号C-4中，fn1过低。其结果，锻造热处理品的显微组织不会成为回火马氏体和/或回火贝氏体主体。其结果，无法充分获得锻造热处理品的屈服强度。其结果，进而无法充分获得锻造热处理品的疲劳强度。

试验编号C-5中，化学组成相当于专利文献5的实施例19。试验编号C-5中，Mn含量过高。进而，fn1过高。进而，在自向刚刚出钢后的钢水中添加铝脱氧剂起至开始铸造为止的期间，钢水在1600℃以上的保持时间过短。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度小于0.05个/mm²。其结果，无法充分获得钢材的热加工性。其结果，进而无法充分获得锻造热处理品的疲劳强度。其结果，进而无法充分获得锻造热处理品的裂解性。

试验编号C-6中，浇包不满足条件。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度小于0.05个/mm²。其结果，无法充分获得锻造热处理品的裂解性。

试验编号C-7中，铝脱氧剂不满足条件。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度小于0.05个/mm²。其结果，无法充分获得锻造热处理品的裂解性。

试验编号C-8中，Si的添加时机不满足条件。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度小于0.05个/mm²。其结果，无法充分获得锻造热处理品的裂解性。

试验编号C-9中，在真空脱气处理时追加的脱氧剂的添加率过高。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度超过1.00个/mm²。其结果，无法充分获得钢材的热加工性。其结果，进而无法充分获得锻造热处理品的疲劳强度。

试验编号C-10中，在真空脱气处理时追加的脱氧剂的添加率过低。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度小于0.05个/mm²。其结果，无法充分获得锻造热处理品的裂解性。

试验编号C-11中，在自向刚刚出钢后的钢水中添加铝脱氧剂起至开始铸造为止的期间，钢水在1600℃以上的保持时间过长。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度超过1.00个/mm²。其结果，无法充分获得钢材的热加工性。其结果，进而无法充分获得锻造热处理品的疲劳强度。

试验编号C-12中，在自向刚刚出钢后的钢水中添加铝脱氧剂起至开始铸造为止的期间，钢水在1600℃以上的保持时间过短。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度小于0.05个/mm²。其结果，无法充分获得锻造热处理品的裂解性。

[实施例2]

实施例2中，针对Cr含量为0.51～2.50％的钢材进行调查。具体而言，制造具有表3所示化学组成的钢水。需要说明的是，表3中的“-”是指对应元素的含量为杂质水平。

[表3]

表3

参照表3，试验编号E-46～E-89和C-24～C-36的化学组成合适，且满足式(2)。另一方面，试验编号C-19～C-23的化学组成不合适或不满足式(2)。需要说明的是，试验编号C-23的化学组成在专利文献6所记载的钢的化学组成的范围内。

将各试验编号的钢水与实施例1同样地在70吨转炉中实施一次精炼，并出钢至浇包中。与实施例1同样地，在刚刚出钢至浇包后立即添加铝脱氧剂，实施脱氧处理。与实施例1同样地，将至实施脱氧处理为止的制造条件示于表4中的“专用包”一栏、“脱氧剂Al比率”一栏、“追加脱氧剂”一栏、“1600℃以上的保持时间”一栏和“添加Si”一栏。需要说明的是，表4中的“专用包”一栏、“追加脱氧剂”一栏、“1600℃以上的保持时间”一栏和“添加Si”一栏的评价基准与实施例1相同。

[表4]

表4

接着，与实施例1同样地由各试验编号的钢水制造铸坯(大方坯)，将所制造的大方坯进行热轧而制造条形坯，其后，使用精轧机实施精轧，制造直径40mm的棒钢。利用上述制造工序，制造钢材(棒钢)。

[锻造热处理模拟品的制造]

与实施例1同样地，由钢材(棒钢)采取直径40mm、长度100mm的供试材料。与实施例1同样地，将各试验编号的供试材料保持5分钟的热锻时的加热温度示于“锻造加热温度(℃)”一栏。与实施例1同样地，在加热后迅速沿着轴向实施90％热压缩，成型为圆盘形状，浸渍在50℃～150℃的油中并冷却至100℃以下。需要说明的是，开始冷却的温度均为800℃以上。表4中，将各试验编号的供试材料的冷却速度示于“淬火冷却速度(℃/秒)”一栏。需要说明的是，冷却速度根据在供试材料的中心部测定的温度来决定。

与实施例1同样地，实施将冷却后的各试验编号的供试材料再加热并保持30分钟的回火。将各试验编号的供试材料的回火温度(℃)示于“回火温度(℃)”一栏。需要说明的是，回火温度和回火时间与实施例1同样地定义。利用上述制造工序，制造锻造热处理模拟品。

[评价试验]

使用钢材和锻造热处理模拟品，实施下述评价试验。

[粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度测定试验]

与实施例1同样地，从各试验编号的钢材(直径40mm的棒钢)的R/2部采取样品。在样品的表面之中，从与包括钢材的轴向在内的截面(纵截面)相当的表面采取30个被检面积设为长度4mm×宽度2.5mm的试样。利用上述方法求出粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度(个/mm²)。将所求出的粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度(个/mm²)示于表4的“数密度(个/mm²)”一栏。

[显微组织观察]

与实施例1同样地，使用各试验编号的锻造热处理模拟品，实施显微组织观察试验。具体而言，在锻造热处理模拟品的纵截面之中，采取包含R/2部的样品，利用上述方法，求出回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和(％)。所求出的回火马氏体和回火贝氏体的面积率的总和(％)为90～100％时记作评价“A”，85％以上且小于90％时记作评价“B”，80％以上且小于85％时记作评价“C”，小于80％时记作评价“E”。将评价结果示于表4的“显微组织”一栏。在评价“A”～“C”的情况下，判断显微组织为回火马氏体和/或回火贝氏体主体，在评价“E”的情况下，判断显微组织不是回火马氏体和/或回火贝氏体主体。

[热加工性评价]

与实施例1同样地，利用上述方法，每个试验编号制造50个锻造热处理模拟品。通过目视来确认制造后的锻造热处理模拟品的表面有无裂纹。将在50个中有0个产生裂纹的情况记作评价“A”，将有1个的情况记作评价“B”，将有2～3个的情况记作评价“C”，将有4个以上的情况记作评价“E”。将评价结果示于表4的“热加工性”一栏。在评价“A”～“C”的情况下，判断为能够获得充分的热加工性，在评价“E”的情况下，判断为热加工性低。

[屈服强度评价]

与实施例1同样地，从各试验编号的锻造热处理模拟品的内部区域采取2个JIS14A号试验片。使用所采取的试验片，按照JIS Z 2241(2011)，在大气中的室温(25℃)下实施拉伸试验，求出2个的平均屈服强度(MPa)。

将屈服强度(MPa)为1600～1501MPa的情况记作评价“S”，将1500～1301MPa的情况记作评价“A”，将1300～1101MPa的情况记作评价“B”，将1100～851MPa的情况记作评价“C”。将屈服强度为850MPa以下的情况记作评价“E”。将评价结果示于表4的“屈服强度”一栏。在评价“S”、“A”～“C”的情况下，判断为能够获得充分的屈服强度。在评价“E”的情况下，判断为屈服强度低。

[疲劳强度评价]

与实施例1同样地，从各试验编号的锻造热处理模拟品的内部区域采取JIS 14A号试验片。使用所采取的试验片，按照JIS Z 2273(1978)，在大气中的室温(25℃)下，实施正弦波且相位为0(MPa)的交变应力疲劳试验。将反复次数为10⁷次不发生断裂的最大的应力记作疲劳强度(MPa)。频率设为15Hz。

将疲劳强度(MPa)为750～701MPa的情况记作评价“S”，将700～651MPa的情况记作评价“A”，将650～601MPa的情况记作评价“B”，将600～551MPa的情况记作评价“C”。将疲劳强度为550MPa以下的情况记作评价“E”。将评价结果示于表4的“疲劳强度”一栏。在评价“S”、“A”～“C”的情况下，判断为能够获得充分的疲劳强度。在评价“E”的情况下，判断为疲劳强度低。

[切削性评价]

与实施例1同样地，针对每个试验编号，对于5个锻造热处理模拟品，在任意位置沿着厚度方向进行钻头开孔加工，测定钻头开孔加工时的钻头轴向的切削阻力。将钻头直径设为8mm，将主轴的转速设为720转/分钟。

将切削阻力为1000～1099N的情况记作评价“S”，将1100～1199N的情况记作评价“A”，将1200～1299N的情况记作评价“B”，将1300～1399N的情况记作评价“C”。将切削阻力为1400N以上的情况记作评价“E”。将评价结果示于表4的“切削性”一栏。在评价“S”、“A”～“C”的情况下，判断为能够获得充分的切削性。在评价“E”的情况下，判断为切削性低。

[裂解性评价]

与实施例1同样地，通过机械加工，由各试验编号的锻造热处理模拟品制造图2A所示的模拟了连杆1的大头部100的试验片10。与实施例1同样地，在试验片10的中央形成的孔11的直径为60mm，其中心与试验片10的中心同轴。与实施例1同样地，在孔11的外缘之中与直径的各端点相当的两个部位加工出V字形状的缺口M。缺口M的深度为1mm，前端曲率半径为0.1mm，张角为60°。

与实施例1同样地，将治具12嵌入至孔11后，打入楔子13(参照图2B)，将试验片10在室温(25℃)下断裂分离成2个构件10A、10B(参照图2C)。与实施例1同样地，测定在断裂分离后且紧固螺栓15后的试验片10的孔11的直径的最大值Dmax、最小值Dmin(参照图2D)，将它们的差定义为内径偏径差ΔD(＝Dmax-Dmin、单位为μm)。

将内径偏径差ΔD为0～10μm的情况记作评价“A”，将11～20μm的情况记作评价“B”，将21～30μm的情况记作评价“C”，将31～40μm的情况记作评价“D”。并且，将内径变形量ΔD超过40μm的情况记作评价“E”。将评价结果示于表4的“ΔD”一栏。在评价“A”～“D”的情况下，判断为能够获得裂解性。在评价“E”的情况下，判断为裂解性低。

[评价结果]

参照表3～表4，试验编号E-46～E-89和C-31～C-36的化学组成合适，且满足式(2)。进而，浇包、铝脱氧剂、脱氧剂添加率、Si添加时机和钢水在1600℃以上的保持时间也合适。其结果，钢中的粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度在0.05～1.00个/mm²的范围内。其结果，钢材能够获得优异的热加工性。其结果，虽然锻造热处理品的显微组织进一步是回火马氏体和/或回火贝氏体主体，但仍然获得优异的屈服强度、优异的疲劳强度、优异的切削性和优异的裂解性。

另一方面，试验编号C-19中，Al含量过高。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度超过1.00个/mm²。其结果，无法充分获得钢材的热加工性。其结果，进而无法充分获得锻造热处理品的疲劳强度。

试验编号C-20中，Al含量过低。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度小于0.05个/mm²。其结果，无法充分获得锻造热处理品的裂解性。

试验编号C-21中，fn1过高。其结果，无法充分获得锻造热处理品的疲劳强度。

试验编号C-22中，fn1过低。其结果，锻造热处理品的显微组织不会形成回火马氏体和/或回火贝氏体主体。其结果，无法充分获得锻造热处理品的屈服强度。其结果，进而无法充分获得锻造热处理品的疲劳强度。

试验编号C-23中，化学组成相当于专利文献6的实施例2。试验编号C-23中，Si含量过低。进而，浇包不满足条件。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度小于0.05个/mm²。其结果，无法充分获得热锻用钢材的热加工性。其结果，进而无法充分获得锻造热处理品的屈服强度。其结果，进而无法充分获得锻造热处理品的疲劳强度。其结果，进而无法充分获得锻造热处理品的切削性。其结果，进而无法充分获得锻造热处理品的裂解性。需要说明的是，试验编号C-23中，热锻时的加热温度不满足优选范围。

试验编号C-24中，浇包不满足条件。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度小于0.05个/mm²。其结果，无法充分获得锻造热处理品的裂解性。

试验编号C-25中，铝脱氧剂不满足条件。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度小于0.05个/mm²。其结果，无法充分获得锻造热处理品的裂解性。

试验编号C-26中，Si的添加时机不满足条件。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度小于0.05个/mm²。其结果，无法充分获得锻造热处理品的裂解性。

试验编号C-27中，在真空脱气处理时追加的脱氧剂的添加率过高。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度超过1.00个/mm²。其结果，无法充分获得钢材的热加工性。其结果，进而无法充分获得锻造热处理品的疲劳强度。

试验编号C-28中，在真空脱气处理时追加的脱氧剂的添加率过低。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度小于0.05个/mm²。其结果，无法充分获得锻造热处理品的裂解性。

试验编号C-29中，在自向刚刚出钢后的钢水中添加铝脱氧剂起至开始铸造为止的期间，钢水在1600℃以上的保持时间过长。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度超过1.00个/mm²。其结果，无法充分获得钢材的热加工性。其结果，进而无法充分获得锻造热处理品的疲劳强度。

试验编号C-30中，在自向刚刚出钢后的钢水中添加铝脱氧剂起至开始铸造为止的期间，钢水在1600℃以上的保持时间过短。其结果，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度小于0.05个/mm²。其结果，无法充分获得锻造热处理品的裂解性。

以上，说明了本发明的实施方式。然而，上述实施方式只不过是用于实施本发明的例示。因此，本发明不限定于上述实施方式，可以在不超脱其主旨的范围内适当变更并实施上述实施方式。

Claims (7)

1.一种钢材，其具有如下化学组成：

以质量％计为

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％、以及

余量：Fe和杂质，

在Cr含量为0～0.50％的情况下，满足式(1)，

在Cr含量为0.51～2.50％的情况下，满足式(2)；

将以质量％计含有超过70.0％的Al₂O₃且√AREA为3μm以上的夹杂物定义为粗大Al₂O₃系夹杂物时，

所述钢材中的所述粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度为0.05～1.00个/mm²，

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)

此处，式(1)和式(2)中的元素符号处代入对应元素的以质量％计的含量，此外，不含有对应元素时，该元素符号处代入“0”，式(1)和式(2)中的fB在以质量％计的B含量为0％时是“0”、在以质量％计的B含量超过0％时是“1”。

2.根据权利要求1所述的钢材，其中，

所述化学组成含有选自由

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％、和

Nb：0.005～0.100％

组成的组中的1种或2种以上。

3.根据权利要求1或2所述的钢材，其中，

所述化学组成含有选自由

Te：0.0003～0.3000％、

Ca：0.0003～0.0100％、和

Bi：0.0003～0.4000％

组成的组中的1种或2种以上。

4.一种锻造热处理品，其具有如下化学组成：

以质量％计为

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％、以及

余量：Fe和杂质，

在Cr含量为0～0.50％的情况下，满足式(1)，

在Cr含量为0.51～2.50％的情况下，满足式(2)；

将以质量％计含有超过70.0％的Al₂O₃且√AREA为3μm以上的夹杂物定义为粗大Al₂O₃系夹杂物时，

所述锻造热处理品中包含的所述粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度为0.05～1.00个/mm²；

所述锻造热处理品的显微组织中，回火马氏体与回火贝氏体的面积率的总和为80％以上，

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)

此处，式(1)和式(2)中的元素符号处代入对应元素的以质量％计的含量，此外，不含有对应元素时，该元素符号处代入“0”，式(1)和式(2)中的fB在以质量％计的B含量为0％时是“0”、在以质量％计的B含量超过0％时是“1”。

5.根据权利要求4所述的锻造热处理品，其中，

所述化学组成含有选自由

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％、和

Nb：0.005～0.100％

组成的组中的1种或2种以上。

6.根据权利要求4或5所述的锻造热处理品，其中，

所述化学组成含有选自由

Te：0.0003～0.3000％、

Ca：0.0003～0.0100％、和

Bi：0.0003～0.4000％

组成的组中的1种或2种以上。

7.一种锻造热处理品的制造方法，其具备如下工序：

热锻工序，其将权利要求1～3中任一项所述的钢材加热至1100～1300℃，实施热锻而制造中间品；

淬火工序，其在所述热锻工序后，使800℃～100℃之间的平均冷却速度为10～200℃/秒地对所述中间品进行冷却；以及

回火工序，其在所述淬火工序后，将所述中间品于400～650℃保持30～90分钟。

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