阅读说明：本技术 钢材 (Steel material ) 是由 宫越有祐 高须贺幹 于 2019-03-13 设计创作，主要内容包括：本申请的钢材具有如下化学组成：以质量％计C：0.05～0.55％、Si：0.05～1.00％、Mn：1.51～3.50％、P：0.1000％以下、S：0.3000％以下、Cr：0.05～2.50％、V：0.10～0.75％、Ti：0.005～0.250％、Al：0.003～0.100％、N：0.020％以下以及余量：Fe和杂质,在C含量为0.05％以上且小于0.38％的情况下满足式(1),在C含量为0.38％以上且小于0.55％的情况下满足式(2),钢材中的粗大Al<Sub>2</Sub>O<Sub>3</Sub>系夹杂物的数密度为0.05～1.00个/mm<Sup>2</Sup>。0.38≤C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo≤1.50(1)0.73≤C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo≤1.65(2)。(The steel material of the present application has the following chemical composition: c in mass%: 0.05 to 0.55%, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 1.51-3.50%, P: 0.1000% or less, S: 0.3000% or less, Cr: 0.05-2.50%, V: 0.10 to 0.75%, Ti: 0.005-0.250%, Al: 0.003-0.100%, N: 0.020% or less and the balance: fe and impurities, and satisfying the formula (1) when the C content is 0.05% or more and less than 0.38%, and the C contentWhen the content is 0.38% or more and less than 0.55%, the formula (2) is satisfied, and coarse Al in the steel material 2 O 3 The number density of the inclusions is 0.05 to 1.00 pieces/mm 2 。0.38≤C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo≤1.50(1)0.73≤C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo≤1.65(2)。)

钢材

技术领域

本发明涉及钢材，更详细而言，涉及热锻品所使用的钢材。

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部件，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具备大头部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具备两个部件(盖2和杆3)。这些部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部件的载荷。最近，为了进一步节省燃耗化而寻求连杆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***载荷的优异屈服强度。进而，对于连杆而言，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。

另外，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***治具，负载应力而使大头部断裂，从而分割成两个部件(相当于盖2和杆3)。接着，在安装于曲轴时，将被分割的两个部件结合。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的断裂面合对并用螺栓进行连结。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。

然而，在为了提高以裂解连杆为代表的、寻求高裂解性的热锻品的屈服强度和疲劳强度而使用化学组成经调整的钢材来实施热锻时，热锻后的钢材(热锻品)的组织可能形成以贝氏体为主的组织。在假设热锻后的钢材(热锻品)的组织成为以贝氏体为主体那样的组织的情况下，裂解性会降低。具体而言，因贝氏体的韧性高而容易在裂解后的断裂面生成延性断面。在产生延性断面的情况下，大头部发生了塑性变形。因此，即使将断裂面合对也不会完美地匹配，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热锻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，结果，在假设热锻后的钢材(热锻品)的组织成为以贝氏体为主体那样的组织时，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部件的负荷增加。因此，对于具有高裂解性的热锻品而言，在提高热锻品的屈服强度和疲劳强度的情况下，还进一步寻求提高热锻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(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)和日本特开2016-027204(专利文献5)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为如下组成：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，2Mn+5Mo+Cr≤3.1，C+Si/5+Mn/10+10P+5V≥1.8，Ceq＝C+Si/7+Mn/5+Cr/9+V为0.90～1.10，硬度为HV330以上，屈服比为0.73以上，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部件。

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％，余量实质上由Fe和不可避免的杂质组成。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％，且余量为Fe和不可避免的杂质。该连杆用钢将钢中存在的氧化物系夹杂物的组成控制至规定范围内。具体而言，在氧化物系夹杂物以Al₂O₃作为主体的情况、以SiO₂作为主体的情况下，断裂分割性不充分。因而，该文献中，在氧化物系夹杂物中，不使Al₂O₃、SiO₂和CaO这三种成分产生不均衡。专利文献4中记载了由此能够提高断裂分割性(参照专利文献4的第[0009]段)。

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种元素或2种以上的元素，余量为Fe和不可避免的杂质，且特定的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部件，也能够良好地抑制断裂分离加工时的塑性变形。

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2016-027204号公报

发明内容

发明要解决的问题

然而，专利文献1、3和4中，以热锻品的显微组织主要由铁素体和珠光体构成作为前提。因此，在热锻品中生成了贝氏体的情况下，有时可能在断裂面生成延性断面，且大头部的内径发生变形，裂解性降低。

专利文献2中，在一定程度上允许热锻品中生成贝氏体。然而，贝氏体在组织中所占的面积率增加时，有时可能在断裂面生成延性断面，裂解性降低。

专利文献5中设想具有贝氏体主体的显微组织的热锻品。并且记载了即使是贝氏体主体的显微组织也能够抑制韧性。然而，通过与专利文献5中公开的非调质钢不同的方法，也可以具有高切削性、高屈服强度和高疲劳强度，且即使热锻后的显微组织形成贝氏体主体的组织，也可以得到优异的裂解性。

本申请的目的在于提供一种钢材，其在对钢材进行热锻而制造热锻品的情况下，在热锻后具有高切削性、高屈服强度和高疲劳强度，即使假设热锻后的钢材的显微组织形成以贝氏体作为主体的组织，也能够在热锻后获得优异的裂解性。

用于解决问题的方案

本申请的钢材具有如下化学组成：

以质量％计

C：0.05～0.55％、

Si：0.05～1.00％、

Mn：1.51～3.50％、

P：0.1000％以下、

S：0.3000％以下、

Cr：0.05～2.50％、

V：0.10～0.75％、

Ti：0.005～0.250％、

Al：0.003～0.100％、

N：0.020％以下、

Cu：0～0.60％、

Ni：0～0.60％、

Mo：0～0.70％、

Nb：0～0.100％、

Pb：0～0.30％、

Te：0～0.3000％、

Ca：0～0.0100％、

Bi：0～0.4000％、以及

余量：Fe和杂质，

在C含量为0.05％以上且小于0.38％的情况下满足式(1)，

在C含量为0.38～0.55％的情况下满足式(2)，

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

钢材中的前述粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度为0.05～1.00个/mm²。

0.38≤C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo≤1.50 (1)

0.73≤C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo≤1.65 (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％)。

发明的效果

对本发明的钢材而言，在对钢材进行热锻而制造热锻品的情况下，在热锻后具有高切削性、高屈服强度和高疲劳强度，即使假设热锻后的钢材的显微组织形成以贝氏体作为主体的组织，也能够在热锻后获得优异的裂解性。

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的试验片进行断裂分离后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后的状态的试验片的俯视图。

具体实施方式

以下，针对本实施方式的钢材进行详细说明。

本发明人等针对使用钢材的热锻品的制造工序中的切削性、热加工性和裂解性以及使用钢材制造的热锻品的屈服强度和疲劳强度进行了调查和研究。其结果，本发明人等获得了如下见解。

(A)针对强度和切削性

强度与切削性是互悖的机械特性。如果能够适当地调整钢材的化学组成，则能够兼顾这些机械特性。

在具有以质量％计为C：0.05～0.55％、Si：0.05～1.00％、Mn：1.51～3.50％、P：0.1000％以下、S：0.3000％以下、Cr：0.05～2.50％、V：0.10～0.75％、Ti：0.005～0.250％、Al：0.003～0.100％、N：0.020％以下、Cu：0～0.60％、Ni：0～0.60％、Mo：0～0.70％、Nb：0～0.100％、Pb：0～0.30％、Te：0～0.3000％、Ca：0～0.0100％、Bi：0～0.4000％、且余量为Fe和杂质这一化学组成的钢材中，定义为fn1＝C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo。fn1是钢材的强度和切削性的指标，与屈服强度正相关。

C含量为0.05％以上且小于0.38％时，如果fn1高于1.50，则钢材在热锻后的强度变得过高，钢材在热锻后的切削性降低。如果fn1小于0.38，则钢材的强度过低，热锻后的钢材(热锻品)得不到充分的屈服强度。C含量为0.05％以上且小于0.38％时，如果fn1为0.38～1.50，则上述化学组成的钢材能够获得优异的屈服强度和切削性。

此外，C含量为0.38～0.55％时，如果fn1高于1.65，则钢材在热锻后的强度变得过高，钢材在热锻后的切削性降低。如果fn1小于0.73，则钢材的强度过低，热锻后的钢材(热锻品)得不到充分的屈服强度。C含量为0.38～0.55％时，如果fn1为0.73～1.65，则上述化学组成的钢材能够获得优异的屈服强度和切削性。

(B)针对裂解性

如上所述，为了提高寻求高裂解性的热锻品的屈服强度和疲劳强度而对成为坯料的钢材实施热锻，结果，在假设热锻后的钢材(热锻品)的组织成为以贝氏体为主体那样的组织时，裂解性会降低。这是因为：贝氏体的韧性高，裂解后的断裂面容易生成延性断面。因此，在提高裂解性的情况下，优选显微组织中的贝氏体的面积率低。

然而，贝氏体会提高钢材的疲劳强度、屈服强度。因此，如果能够得到将热锻品的组织制成贝氏体主体且进一步提高裂解性的技术，则能够在提高热锻品的屈服强度和疲劳强度的同时，使裂解性也提高。

于是，本发明人等针对即使假设热锻后的热锻品的组织形成以贝氏体为主体的组织时也能够获得充***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系夹杂物更会对形成了贝氏体主体的组织的热锻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％计为70.0％以上的夹杂物。残留在钢中的Al₂O₃系夹杂物在通过热轧而制造的钢材、热锻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系夹杂物发生脆性断裂。发生了脆性断裂的Al₂O₃系夹杂物进一步成为断裂的起点，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断裂。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，通过进行热锻，即使假设会形成具有以韧性高的贝氏体作为主体的显微组织的钢材(热锻品)，只要因Al₂O₃系夹杂物而产生上述初始龟裂，脆性的龟裂就容易加剧。由此，断裂面形成脆性断面，延性断面受到抑制。其结果，得到优异的裂解性。

另一方面，作为除Al之外的其它脱氧剂，还广泛使用Si、Ca等。Si和Ca会在钢水中形成SiO₂和CaO。SiO₂容易降低钢材的疲劳强度、热加工性。此外，CaO与Al₂O₃相比韧性高，因此，与Al₂O₃相比难以提高钢材的裂解性。

如上所述，为了维持钢材的热加工性且提高裂解性，在钢中的氧化物系夹杂物之中，不利用SiO₂和CaO而利用Al₂O₃系夹杂物是合适的。基于上述考量，本发明人等进一步针对Al₂O₃系夹杂物的合适的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，则出于维持钢材的热加工性且提高热锻品的屈服强度和疲劳强度的目的而得的结果，即使在假设热锻后的钢材(热锻品)的组织形成以贝氏体作为主体的组织的情况下，也能够获得优异的裂解性。

基于上述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

C：0.05～0.55％、

Si：0.05～1.00％、

Mn：1.51～3.50％、

P：0.1000％以下、

S：0.3000％以下、

Cr：0.05～2.50％、

V：0.10～0.75％、

Ti：0.005～0.250％、

Al：0.003～0.100％、

N：0.020％以下、

Cu：0～0.60％、

Ni：0～0.60％、

Mo：0～0.70％、

Nb：0～0.100％、

Pb：0～0.30％、

Te：0～0.3000％、

Ca：0～0.0100％、

Bi：0～0.4000％、以及

余量：Fe和杂质，

在C含量为0.05％以上且小于0.38％的情况下满足式(1)，

在C含量为0.38～0.55％的情况下满足式(2)，

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

钢材中的前述粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度为0.05～1.00个/mm²。

0.38≤C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo≤1.50 (1)

0.73≤C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo≤1.65 (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％计为70.0％以上的夹杂物。

[2]的钢材是根据[1]所述的钢材，

前述化学组成含有选自由

Cu：0.01～0.60％、

Ni：0.01～0.60％、

Mo：0.01～0.70％、以及

Nb：0.005～0.100％组成的组中的1种元素或2种以上的元素。

[3]的钢材是根据[1]或[2]所述的钢材，

前述化学组成含有选自由

Pb：0.01～0.30％、

Te：0.0003～0.3000％、

Ca：0.0003～0.0100％、以及

Bi：0.0003～0.4000％组成的组中的1种元素或2种以上的元素。

以下，针对基于本发明的钢材进行详述。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：0.05～0.55％

碳(C)以满足式(1)或式(2)作为前提，提高钢材在热锻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，钢材在热锻后的切削性也会降低。因此，C含量为0.05～0.55％。C含量的优选下限为0.06％，更优选为0.07％，进一步优选为0.10％。C含量的优选上限为0.54％，更优选为0.53％，进一步优选为0.52％。

Si：0.05～1.00％

硅(Si)固溶至钢材中，提高钢材在热锻后的疲劳强度。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，钢材的制造成本还会变高。因此，Si含量为0.05～1.00％。Si含量的优选下限为0.06％，更优选为0.07％，进一步优选为0.08％。Si含量的优选上限为0.99％，更优选为0.95％，进一步优选为0.90％。

Mn：1.51～3.50％

锰(Mn)在制造工序中的钢水阶段对钢材进行脱氧。Mn进一步以满足式(1)或式(2)作为前提，提高钢材在热锻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1.51～3.50％。Mn含量的优选下限为1.52％，更优选为1.53％，进一步优选为1.55％。Mn含量的优选上限为3.49％，更优选为3.48％，进一步优选为3.45％。

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0.1000％，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含量的优选上限为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0.3000％，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％。

Cr：0.05～2.50％

铬(Cr)以满足式(1)或式(2)作为前提，提高钢材在热锻后的屈服强度和疲劳强度。如果Cr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，钢材在热锻后的硬度也会变得过硬，钢材在热锻后的切削性降低。如果Cr含量过高，则制造成本还会变高。因此，Cr含量为0.05～2.50％。Cr含量的优选下限为0.10％，更优选为0.12％，进一步优选为0.15％。Cr含量的优选上限为2.00％，更优选为1.80％，进一步优选为1.60％。

V：0.10～0.75％

钒(V)在热锻后的冷却过程中以碳化物的形式在铁素体中析出，以满足式(1)或式(2)作为前提，提高钢材在热锻后的屈服强度和疲劳强度。如果V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，钢材的制造成本也会变高。如果V含量过高，则钢材的切削性还会降低。因此，V含量为0.10～0.75％。V含量的优选下限为0.11％，更优选为0.12％，进一步优选为0.15％。V含量的优选上限为0.70％，更优选为0.68％，进一步优选为0.66％。

Ti：0.005～0.250％

钛(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，提高钢材在热锻后的疲劳强度。Ti还会在基于连续铸造的钢水的凝固过程中形成Ti硫化物和Ti碳硫化物，提高钢材的切削性。如果Ti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0.005～0.250％。Ti含量的优选下限为0.010％，更优选为0.020％。Ti含量的优选上限为0.240％，更优选为0.220％。

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，钢材的热加工性和钢材在热锻后的疲劳强度降低。如果Al含量过高，则制造成本还会变高。因此，Al含量为0.003～0.100％。Al含量的优选下限为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含量的优选上限为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含量是指所有Al的含量。

N：0.020％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，降低钢材在热锻后的裂解性。因此，N含量为0.020％以下，更具体而言，N含量超过0％且为0.020％以下。N含量的优选上限为0.015％，更优选为0.010％。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％。

基于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，而不是主动使钢含有的物质。

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B、Sb、Sn、W、Co、As和H等。这些元素作为杂质例如有时可以达到下述含量。

B：0.01％以下、Sb：0.30％以下、Sn：0.30％以下、W：0.30％以下、Co：0.30％以下、As：0.30％以下和H：0.005％以下。

[针对任选元素]

基于本实施方式的钢材可以进一步含有选自由Cu、Ni、Mo和Nb组成的组中的1种元素或2种以上的元素来代替一部分Fe。这些元素均提高钢材的强度。

Cu：0～0.60％

铜(Cu)为任选元素，也可不含有。换言之，Cu含量可以为0％。在含有的情况下，Cu会固溶至钢材中，提高钢材在热锻后的疲劳强度。只要略微含有Cu，就能够在一定程度上获得上述效果。然而，如果Cu含量过高，则即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也会使钢材的制造成本变高，且还会使钢材在热锻后的切削性降低。因此，Cu含量为0～0.60％。用于更有效地提高上述效果的Cu含量的优选下限为0.01％，更优选为0.05％，进一步优选为0.10％。Cu含量的优选上限为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，也可不含有。换言之，Ni含量可以为0％。在含有的情况下，Ni会固溶至钢材中，提高钢材在热锻后的疲劳强度。只要略微含有Ni，就能够在一定程度上获得上述效果。然而，如果Ni含量过高，则制造成本会变高。如果Ni含量过高，则还会使得即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材在热锻后的韧性也会变得过高。其结果，在热锻后的钢材(热锻品)发生了断裂的情况下，在断裂分离后的断面生成延性断面，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含量的优选下限为0.01％，更优选为0.02％，进一步优选为0.05％。Ni含量的优选上限为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。因此，以满足式(1)或式(2)作为前提，提高钢材在热锻后的屈服强度和疲劳强度。只要略微含有Mo，就能够在一定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，钢材在热锻后的切削性降低。如果Mo含量过高，则制造成本还会变高。因此，Mo含量为0～0.70％。用于更有效地提高上述效果的Mo含量的优选下限为0.01％，更优选为0.02％，进一步优选为0.05％。Mo含量的优选上限为0.69％，更优选为0.68％，进一步优选为0.65％。

Nb：0～0.100％

铌(Nb)为任选元素，也可不含有。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，提高钢材在热锻后的疲劳强度。只要略微含有Nb，就能够在一定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，钢材在热锻后的切削性降低。如果Nb含量过高，则晶粒进一步微细化，钢材在热锻后的韧性变得过高。其结果，在热锻后的钢材(热锻品)发生了断裂的情况下，在断裂分离后的断面生成延性断面，钢材的裂解性降低。因此，Nb含量为0～0.100％。用于更有效地提高上述效果的Nb含量的优选下限为0.005％，更优选为0.010％，进一步优选为0.015％。Nb含量的优选上限为0.095％，更优选为0.090％，进一步优选为0.085％。

基于本实施方式的钢材可以进一步含有选自由Pb、Te、Ca和Bi组成的组中的1种元素或2种以上的元素来代替一部分Fe。这些元素均提高钢材的切削性。

Pb：0～0.30％

铅(Pb)为任选元素，也可不含有。换言之，Pb含量可以为0％。在含有的情况下，Pb提高钢材在热锻后的切削性。只要略微含有Pb，就能够在一定程度上获得上述效果。然而，如果Pb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，Pb含量为0～0.30％。用于更有效地提高上述效果的Pb含量的优选下限为0.01％，更优选为0.05％，进一步优选为0.10％。Pb含量的优选上限为0.29％，更优选为0.25％，进一步优选为0.20％。

Te：0～0.3000％

碲(Te)为任选元素，也可不含有。换言之，Te含量可以为0％。在含有的情况下，Te提高钢材在热锻后的切削性。只要略微含有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含量的优选下限为0.0003％，更优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。Te含量的优选上限为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提高钢材在热锻后的切削性。只要略微含有Ca，就能够在一定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含量的优选下限为0.0003％，更优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。Ca含量的优选上限为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提高钢材在热锻后的切削性。只要略微含有Bi，就能够在一定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含量的优选下限为0.0003％，更优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％。Bi含量的优选上限为0.3900％，更优选为0.3000％，进一步优选为0.2000％。

[针对式(1)]

本发明的实施方式的钢材的化学组成进一步在C含量为0.05％以上且小于0.38％的情况下满足式(1)，在C含量为0.38～0.55％的情况下满足式(2)。

0.38≤C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo≤1.50 (1)

0.73≤C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo≤1.65 (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％)。

fn1(＝C+0.11Mn+0.08Cr+0.75V+0.20Mo)是强度的指标，与屈服强度正相关。

[关于C含量为0.05％以上且小于0.38％时的fn1的范围]

C含量为0.05％以上且小于0.38％时，如果fn1小于0.38，则钢材的强度过低，热锻后的钢材(热锻品)得不到充分的屈服强度。另一方面，如果fn1高于1.50，则钢材在热锻后的强度变得过高，钢材在热锻后的切削性降低。因此，C含量为0.05％以上且小于0.38％时，fn1为0.38～1.50。fn1的优选下限为0.39，更优选为0.40，进一步优选为0.41。fn1的优选上限为1.49，更优选为1.48，进一步优选为1.47。

[关于C含量为0.38～0.55％时的fn1的范围]

C含量为0.38～0.55％时，如果fn1小于0.73，则钢材的强度过低，热锻后的钢材(热锻品)得不到充分的屈服强度。另一方面，如果fn1高于1.65，则钢材在热锻后的强度变得过高，钢材在热锻后的切削性降低。因此，C含量为0.38～0.55％时，fn1为0.73～1.65。fn1的优选下限为0.74，更优选为0.75，进一步优选为0.76。fn1的优选上限为1.64，更优选为1.63，进一步优选为1.62。

[粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度]

在基于本发明的实施方式的钢材中，√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70.0％以上的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，则热锻后的钢材虽然能够获得优异的裂解性，但热锻后的钢材的疲劳强度、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，则即使假设通过进行热锻而在钢材的组织中生成贝氏体，也可维持钢材的热加工性和钢材在热锻后的疲劳强度，且热锻后的钢材获得优异的裂解性。

用于进一步提高钢材在热锻后的裂解性的粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度的优选下限为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和钢材在热锻后的疲劳强度的粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度的优选上限为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。

针对各试样的观察面(4mm×2.5mm)中的夹杂物，使用电子探针显微分析仪(EPMA)来实施点分析。由分析结果决定各夹杂物中的包括Al、O在内的各元素的质量％。由所分析的各元素含量算出夹杂物中的Al₂O₃的质量％。具体而言，确定夹杂物的任意3点，针对各点使用束径为1μm的电子射线，测定Al含量(质量％)。根据求出的Al含量，使用Al与Al₂O₃的质量比来计算Al₂O₃含量(质量％)。求出所算出的Al₂O₃含量的平均值，定义为Al₂O₃的质量％。

将夹杂物之中的Al₂O₃的质量％为70％以上的夹杂物确定为Al₂O₃系夹杂物。使用图像分析装置，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)。将各Al₂O₃系夹杂物假设为长方形，以面积(＝L×W(μm²))的形式来求出。求出所计算的面积的平方根，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。

[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)(C含量为0.05％以上且小于0.38％)或式(2)(C含量为0.38～0.55％)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，铝脱氧剂是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进行。Si的添加例如在自添加追加的铝脱氧剂起经过10分钟以上之后实施。进而，为了使Al₂O₃在适当的范围进行聚集，自出钢后添加脱氧剂起至开始铸造为止，钢水温度为1600℃以上的优选保持时间为15～60分钟。钢水温度为1600℃以上的优选时间下限为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且满足式(1)或式(2)，并且，√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发明的实施方式的钢材。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。

[热锻品的制造方法]

作为使用上述钢材的热锻品的制造方法的一例，对裂解连杆的制造方法进行说明。

首先，将上述钢材用高频感应加热炉加热。此时，优选的加热温度为1000～1300℃，优选的加热时间为10～15分钟。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。对于经加热的钢材，实施热锻而制造中间品(大致形状的裂解连杆)。热锻时的加工度没有特别限定。优选的热锻时的加工度为0.22以上。此处，加工度设为在锻造工序中除了毛刺之外的部分产生的对数应变的最大值。对于热锻后的中间品实施机械加工，对中间品进行粗切削。其后，实施中间品的大头部100的断裂分割(裂解)。对于断裂分割后的中间品实施精切削，制造最终的热锻品(裂解连杆)。通过上述工序来制造热锻品。

在上述热锻品的制造方法中，将热锻品制成裂解连杆，但热锻品不限定于裂解连杆。热锻品可以为其它的机械结构用部件。

[热锻品的显微组织]

所制造的热锻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将具有上述化学组成的钢材热锻来制造热锻品时，热锻后的钢材(热锻品)的组织可形成以贝氏体作为主体的组织。此处，“贝氏体主体的显微组织”是指：在热锻品的显微组织中，贝氏体的面积率为80％以上。需要说明的是，本说明书中提及的贝氏体还包括马氏体。

在贝氏体的面积率不是100％的情况下，基体组织的余量为铁素体、或者为铁素体和珠光体。显微组织中的贝氏体面积率的优选下限为85％，更优选为90％，进一步优选为95％以上，最优选为100％。贝氏体面积率的一例为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进行热锻来制造热锻品的结果，设想热锻品的组织成为贝氏体主体的情况。进而，设想热锻品为裂解连杆的情况。此时，使大头部100断裂而分割成2个部件(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70.0％以上的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，即使在将本实施方式的钢材热锻而制造的热锻品的组织成为贝氏体主体的情况下，热锻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，即使在热锻后的钢材组织中的贝氏体面积率达到80％以上的情况(换言之，组织成为贝氏体主体的情况)下，也能够获得优异的裂解性。因此，在假设对本实施方式的钢材进行热锻的结果是组织的贝氏体面积率小于80％的情况(换言之，即使组织不是贝氏体主体)下，其热锻品也当然具有优异的裂解性。

需要说明的是，热锻后的钢材(热锻品)的显微组织中的贝氏体的面积率可利用下述方法进行测定。在热锻后的钢材之中，从去除距表面1mm以上的深度位置为止的区域(表层区域)后的部分(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％硝酸乙醇(硝酸乙醇腐蚀液)进行蚀刻。用200倍的光学显微镜对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、贝氏体各相各自的对比度不同。因此，基于对比度来确定各相。如上所述，在本说明书中，马氏体不与贝氏体进行区分。因此，在本说明书中，将各视野中的除铁素体和珠光体之外的区域确定为“贝氏体”。在所确定的相中求出各视野中的贝氏体的面积(μm²)。将全部视野中的贝氏体的面积相对于全部视野(5个视野×10个)的总面积之比定义为贝氏体面积率(％)。

实施例

制造具有表1和表2所示的化学组成的钢水。

[表1]

表1

[表2]

表2

参照表1，试验编号E-1～E-40和C-10～C-16的化学组成合适，C含量为0.05％以上且小于0.38％，满足式(1)。另一方面，试验编号C-1～C-9或是化学组成不合适、或是不满足式(1)。需要说明的是，试验编号C-9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。

参照表2，试验编号E-41～E-80和C-25～C-31的化学组成合适，C含量为0.38～0.55％，满足式(2)。另一方面，试验编号C-17～C-24或是化学组成不适当、或是不满足式(2)。

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-9、C-10和C-25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3和表4中的“专用包”一栏中用“A”表示)。试验编号C-9、C-10和C-25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3和表4中的“专用包”一栏中用“E”表示)。

[表3]

表3

[表4]

表4

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-9、C-11和C-26之外的其它试验编号中，铝脱氧剂使用了Al含量以质量％计为80％以上的脱氧剂(在表3和表4中的“脱氧剂Al比率”一栏中用“A”表示)。另一方面，试验编号C-9、C-11和C-26中，使用了Al含量小于80％的铝脱氧剂(在表3和表4中的“脱氧剂Al比率”一栏中用“E”表示)。

在除试验编号C-9、C-11和C-26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3和表4中的“脱氧剂追加”一栏中用“A”表示)。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3和表4中的“脱氧剂追加”一栏中用“LE”表示)。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3和表4中的“脱氧剂追加栏”中用“UE”表示)。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。

试验编号E-1～E-30、E-33～E-70、E73～E80、C-1～C-8、C-10～C-14、C17～C29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3和表4中的“1600℃以上保持时间”一栏中用“A”表示)。在试验编号E-31和E-71中，钢水温度为1600℃以上的保持时间为30分钟(在表3和表4中的“1600℃以上的保持时间”一栏中用“B”表示)，在试验编号E-32和E-72中，钢水温度为1600℃以上的保持时间为15分钟(在表3和表4中的“1600℃以上保持时间”一栏中用“C”表示)。

另一方面，试验编号C-15和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，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3和表4中的“1600℃以上保持时间”一栏中用“UE”表示)。此外，试验编号C-9、C-16和C-31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3和表4中的“1600℃以上保持时间”一栏中用“LE”表示)。

此外，在除试验编号C-9、C-12和C-27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3和表4中的“Si添加”一栏中记作“A”)。另一方面，试验编号C-9、C-12和C-27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3和表4中的“Si添加”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方坯。首先，将大方坯以1150℃加热100分钟后，使用初轧机实施初轧，制造方坯。接着，将方坯以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。

[热锻模拟品的制造]

将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。将供试材料加热，以1250℃保持5分钟。在加热后迅速沿着轴向实施90％热压缩，成型为圆盘形状而制造热锻造模拟品(称为热锻模拟品)。将成型后的热锻模拟品在大气中放冷。放冷后，将试验片再次加热，于600℃保持30分钟。利用上述制造工序来制造热锻模拟品。

[评价试验]

使用供试材料和热锻模拟品，实施以下的评价试验。

[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为将热锻模拟品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，从与包含供试材料的轴向在内的截面(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)。将求得的粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度(个/mm²)示于表3和表4中的“数密度”一栏。

[显微组织观察]

使用各试验编号的热锻模拟品，实施显微组织观察试验。具体而言，在热锻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，求出贝氏体的面积率(％)。将求得的贝氏体的面积率(％)示于表3和表4中的“贝氏体面积率”一栏。

[热加工性评价]

利用上述方法，每个试验编号制造50个热锻模拟品。目视确认制造后的热锻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个产生裂纹的情况记作评价“B”，将有2～3个产生裂纹的情况记作评价“C”，将有4个以上产生裂纹的情况记作评价“E”。在评价“A”～“C”的情况下，判断为获得了充分的热加工性，在评价“E”的情况下，判断为热加工性低。将评价结果示于表3和表4中的“热加工性”一栏。

[裂解性评价]

通过机械加工，由各热锻模拟品制造图2A所示的模拟了连杆1的大头部100的试验片10。试验片10在俯视下为正方形，试验片10的一边长度为80mm，厚度为10mm。在试验片10的中央形成了孔(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处加工出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内。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(图2B)，将试验片10在室温(25℃)下断裂分离成两个构件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15将构件10A和10B紧固。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(图2D)，将其差值定义为内径偏径差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”。在评价“A”～“D”的情况下，判断为充分了获得裂解性。在评价“E”的情况下，判断为裂解性低。将评价结果示于表3和表4中的“ΔD”一栏。

[屈服强度评价]

从去除了距各试验编号的热锻模拟品的表面5mm的深度位置为止的区域(表层区域)后的部分(内部区域)中，采取2个JIS 14A号试验片。使用所采取的试验片，按照JIS Z2241(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1200～1001MPa的情况记作评价“A”，将1000～801MPa的情况记作评价“B”，将800～551MPa的情况记作评价“C”。将屈服强度为550MPa以下的情况记作评价”E”。将评价结果示于表2。在评价“A”～“C”的情况下，判断为获得了充分的屈服强度。在评价“E”的情况下，判断为屈服强度低。将评价结果示于表3和表4中的“屈服强度”一栏。

[疲劳强度评价]

从去除了距各热锻模拟品的表面5mm深度位置为止的区域(表层区域)后的部分(内部区域)中，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。将反复数为10⁷次时不发生断裂的最大应力记作疲劳强度(MPa)。频率设为15Hz。

将疲劳强度(MPa)为600～551MPa的情况记作评价“S”、将550～501MPa的情况记作评价“A”、将500～451MPa的情况记作评价“B”、将450～401MPa的情况记作评价“C”。将疲劳强度为400MPa以下的情况记作评价“E”。将评价结果示于表2。在评价“S”、“A”～“C”的情况下，判断为获得了充分的疲劳强度。在评价“E”的情况下，判断为疲劳强度低。将评价结果示于表3和表4中的“疲劳强度”一栏。

[切削性评价]

每个试验编号准备5个热锻模拟品。针对所准备的5个热锻模拟品，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次/分钟。

将工具磨耗量为900～999N的情况记作评价“S”、将1000～1099N的情况记作评价“A”、将1100～1199N的情况记作评价“B”、将1200～1299N的情况记作评价“C”。将工具磨耗量为1300N以上的情况记作评价“E”。在评价“S”、“A”～“C”的情况下，判断为获得了充分的切削性。在评价“E”的情况下，判断为切削性低。将评价结果示于表3和表4中的“切削性”一栏。

[评价结果]

参照表1～表4，试验编号E-1～E-80的化学组成合适，在C含量为0.05％以上且小于0.38％的试验编号E-1～E-40中，fn1满足式(1)，在C含量为0.38～0.55％的试验编号E-41～E-80中，fn2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。因此，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，在热锻后的钢材的显微组织中，尽管贝氏体的面积率达到95～100％，但内径变形量ΔD为30μm以下，获得了优异的裂解性。进而，屈服强度、疲劳强度、切削性、热加工性也优异。

另一方面，试验编号C-1和C-17中，V含量过高。因此，切削性低。

试验编号C-2和C-18中，V含量过低。因此，疲劳强度低。

试验编号C-3和C-19中，Ti含量过高。因此，热加工性低。

试验编号C-4和C-20中，Ti含量过低。因此，疲劳强度低。

试验编号C-5和C-21中，Al含量过高。因此，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度过高。其结果，疲劳强度和热加工性低。

试验编号C-6和C-22中，Al含量过低。因此，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度过低。其结果，裂解性低。

试验编号C-7和C-23中，fn1过高。因此，切削性低。

试验编号C-8和C-24中，fn1过低。因此，屈服强度低。

试验编号C-9的化学组成相当于专利文献5的实施例19。试验编号C-9中，C含量过高。因此，切削性低。进而，V含量和Ti含量过低。因此，疲劳强度低。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，因此，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度过低。因此，裂解性低。

试验编号C-10和C-25中，化学组成合适，但浇包不满足条件。因此，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度过低。其结果，裂解性低。

试验编号C-11和C-26中，化学组成合适，但铝脱氧剂不满足条件。因此，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度过低。其结果，裂解性低。

试验编号C-12和C-27中，化学组成合适，但Si添加时机不满足条件。因此，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度过低。其结果，裂解性低。

试验编号C-13和C-28中，化学组成合适，但真空脱气处理时追加的脱氧剂的添加率过高。因此，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度过高。其结果，疲劳强度和热加工性低。

试验编号C-14和C-29中，化学组成合适，但真空脱气处理时追加的脱氧剂的添加率过低。因此，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度过低。其结果，裂解性低。

试验编号C-15和C-30中，化学组成合适，但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。因此，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度过高。其结果，疲劳强度和热加工性低。

试验编号C-16和C-31中，化学组成合适，但在自向刚刚出钢后的钢水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。因此，粗大Al₂O₃系夹杂物的数密度过低。其结果，裂解性低。

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。