(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．１５〜０．７５％（「質量％」の意味。以下同じ。）、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．３〜１．４％、
Ｎｉ：０．１〜２％、
Ｃｒ：０．５〜２．５％、
Ｍｏ：０．１〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．２％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０４％、
を含む鋼において、さらに、
Ｓ：０．００２％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．００３％以下（０％を含まない）、
を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鍛造用鋼であって、
鋼断面において観察される長径５μｍ超の介在物のうち、Ｓの含有率が２０％以上の介在物の密度が１００個／ｃｍ２以下であり、Ｔｉの含有率が５０％以上の介在物の密度が３０個／ｃｍ２以下であり、かつ鋼断面の単位面積（ｃｍ２）において観察される長径が最も大きい介在物の長径が５０μｍ以下であることを特徴とする鍛造用鋼。
【請求項２】
請求項１に記載の鍛造用鋼であって、さらに、
Ｓ：０．０００２％以上、
Ｔｉ：０．０００２％以上、
を満足し、鋼断面において観察される長径１〜５μｍの介在物のうち、Ｓの含有率が２０％以上の介在物の密度が１０個／ｃｍ２以上であり、Ｔｉの含有率が５０％以上の介在物の密度が５個／ｃｍ２以上であることを特徴とする鍛造用鋼。
【請求項３】
請求項２に記載の鍛造用鋼であって、鋼断面において観察される長径１〜５μｍの介在物の総数が１００個／ｃｍ２以上であることを特徴とする鍛造用鋼。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の鍛造用鋼からなる鍛鋼品。
【請求項５】
請求項４に記載の鍛鋼品から製造されるクランク軸。
【請求項６】
請求項５記載のクランク軸であって、軸径２００ｍｍ以上で発電用又は船舶用のディーゼル機関に用いられるクランク軸。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鍛造用鋼、この鍛造用鋼からなる鍛鋼品、およびこれを用いて得られるクランク軸に関するものであり、特に鋼中に存在するＳ系介在物及びＴｉ系介在物を制御した鍛造用鋼、およびこれを用いて得られる鍛鋼品に関するものである。本発明の鍛造用鋼を用いて製造される鍛鋼品は、機械、船舶、発電機等の産業分野で広く有効に活用されるものであり、特に回転運動部品のように高い疲労強度が要求される部品に適している。
【背景技術】
【０００２】
鍛鋼品を用いて製造される部品、例えば船舶用駆動源の伝達部材である大型クランク軸には、過酷な使用環境下でも疲労破壊を生じ難い、優れた疲労特性が要求される。
【０００３】
非特許文献１には、船舶用クランク軸に採用される低合金鋼の疲労特性向上について検討されており、（１）介在物は疲労破壊の起点となりやすく、鋼の高強度化に伴いその傾向が顕著となること、（２）介在物サイズが大きいほど疲労特性は低下すること、（３）伸長した介在物を含む鋼材は、疲労強度の異方性が表れやすいこと、などが示されている。そして、鍛造材の疲労特性を向上させるためには、介在物形状を球形とし、寸法を小さくすることが有効であることが記載されている。
【０００４】
特許文献１には、高価な合金元素、特にＮｉ含有量が少なく、低コストで高強度を有し、大型クランク軸の素材として有用な高強度鍛造用鋼が記載されているが、クランク軸用鋼で実質的に重要である疲労強度には、上述のように介在物が疲労破壊の起点となる。このため、主成分だけでは介在物組成、形態を制御することができないため、十分な耐久限度比（疲労強度［ＭＰａ］／引張強度［ＭＰａ］）が得られない。
【０００５】
特許文献２、特許文献３には、鋼中介在物の形態を制御する技術が記載されており、酸化物系介在物として、凝集合体し難いＭｇＯやＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３を生成させることが記載されている。また、硫化物であるＭｎＳの一部を（Ｍｎ・Ｍｇ）Ｓとすれば、介在物の延伸性が抑制され、機械的強度の異方性が低減することを明らかにしている。
【０００６】
特許文献４には、被削性に優れた機械構造用鋼を得るべく、硫化物としてＭｎＳ、ＣａＳ、ＭｇＳ、（Ｃａ、Ｍｎ）Ｓ、（Ｃａ、Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓを存在させたことが示されており、特にＲＥＭ、ＣａおよびＭｇを含有させて硫化物の形態を制御すれば、機械的性質の異方性が抑えられるとともに、Ｓ含有快削鋼よりも被削性が高められることを明らかにしている。しかし、これらの介在物の形態制御技術は、船舶用駆動源の伝達部材等の如く過酷な環境下で使用される鍛鋼品を対象とするものではない。
【０００７】
一方で、特許文献５は、優れた疲労特性の鍛造品を得るための介在物微細化を達成するために、介在物の核となる酸化物として凝集し難い酸化物：ＭｇＯ、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３を生成させ、ＭｎＳより変形し難い（Ｍｇ、Ｃａ、Ｍｎ）Ｓを該酸化物の周囲に析出させることで、介在物の球状化、微細化することができたとしている。しかし、この特許ではＳ濃度は１０ｐｐｍ以上、Ｔｉ濃度については規定されていない。つまり、上述の技術によって介在物の微細化を狙っても、例えば大型鍛鋼品においては、Ｓ、Ｔｉ濃度が一定以上になると、凝固時の偏析によってＳ、Ｔｉが濃化することで、粗大なＳ系介在物やＴｉ系介在物が生成し、疲労特性を悪化させる原因となる。
【０００８】
特許文献６には、Ｏ量０．０００８％以下、Ｔｉ量０．００２５％以下と耐久寿命、切削性および冷間鍛造性を阻害する介在物を生成する元素を極力低下させ、さらにＳ量を０．００８％以下と従来鋼に比べて低減することで、従来鋼に比べて定格寿命、平均寿命ともに向上したことが記載されている。
【０００９】
一方で、高清浄度化および高疲労度化を追求するにしたがい水素割れが発生しやすくなるために、鋼の精錬技術および成分組織の両面からその対策が考えられている。
精錬技術の面からは、溶鋼の精錬時における水素量の上限値を規制し、それを超えるときには脱水素処理することが実操業にて実施されている。
【００１０】
あるいは、特許文献７のように、２次精錬にて介在物を低減させ、ＲＨ真空脱ガス時、取鍋と脱ガス槽間にて溶鋼を還流して介在物を除去する方法が提案されている。
【００１１】
成分組織の面からは、特許文献８のように、鋼中のＳ含有量を増加させることにより、ＭｎＳ系介在物を鋼中に導入し、水素の濃化を防ぐことにより、耐水素割れ性を向上させる方法が提案されている。
【００１２】
また特許文献９では、鋼中のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ含有量を増加させ、２０μｍ以上の介在物の個数、円形度、１〜１０μｍの介在物の個数を規定することが提案されている。その結果、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ化合物を鋼中に導入し、水素の濃化を防ぐことにより、耐水素割れ性が向上する。
【００１３】
しかしながら、上記したような脱水素処理は時間および処理費の点で、水素量の低減化に限界があり、一般的には１〜数ｐｐｍレベルで製造管理しているが、水素割れは微量の水素により発生するため、この程度の管理では水素割れは完全に防止できない。また、上記したＳ濃度やＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ濃度を増加させる方法では、確かに耐水素割れ性が向上する。特に後者では、２０μｍ以上の介在物の個数上限を規定していることも相俟って、疲労強度も保持することができる。しかしながら、これらの濃度の増加は、製品鋼の清浄度および機械的性質、疲労強度の劣化を招く方向であり、２０μｍよりも小さいサイズでも疲労破壊を生じることから、高清浄、高疲労強度の更なる要望に応えることができない。
【００１４】
なお、冷延鋼製造の分野における水素脆化の抑制法として、腐食等の外的要因による水素の侵入の抑制、あるいは焼き戻しによる析出炭窒化物を利用した水素拡散の抑制が知られている。しかし、これらは、冷却中あるいは常温放置中のように、腐食が生ずるより短時間のあいだに生ずる水素割れとは、水素の挙動が相異する。
【００１５】
さて、船舶や発電機等に使用されているディーゼル機関用のクランク軸には、一体型クランク軸と組立型クランク軸がある。その中でも中小型のディーゼル機関には一体型クランク軸が用いられている。一体型クランク軸の製造方法としては、ＲＲ鍛造法、ＴＲ鍛造法、多軸プレスによる方法等が知られている。このうち、クランク軸をＣＧＦ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ  Ｇｒａｉｎ  Ｆｌｏｗ）鍛造する方法として広く知られているＲＲ鍛造法は、１回の鍛造で１気筒分のジャーナル軸、ピン軸、アーム軸を作る鍛造方法である。この一体型クランク軸で求められる材料特性の一つに疲労強度があるが、クランク軸の実使用時には、特にアーム部分の根元であるフィレット部に応力が集中するため、このフィレット部に相当する位置での疲労強度の向上が求められる。
【００１６】
しかし、フィレット部は鍛造時の加工率が高いため、鍛造用鋼に存在する介在物も大きな変形を伴う。したがって、上記特許文献３，５に記載されているように鋼中の介在物を球状化しても、ＲＲ鍛造時に介在物が伸展されることで、疲労特性に悪影響を与えるものと考えられる。特に、介在物が球状化、微細化しても介在物の数が多いと、高い加工圧縮率により介在物がより密接した介在物群となり、介在物自体は小さくても疲労特性に悪影響を与える有効面積が大きくなり、十分な疲労特性が得られないと考えられる。
【００１７】
特許文献１０には、高い疲労特性が要求される船舶用部品の鋼塊や鋼材には、疲労特性に大きな影響を及ぼす介在物が非常に少ない高清浄鋼（高清浄度鋼）であることが必要あるとされており、そのために、スラグ巻き込みに起因する介在物が殆ど存在しない高清浄度鋼の製造方法が開示されている。しかし、特許文献１０では、Ｓ濃度、Ｔｉ濃度については開示されていない。また、鋼塊の清浄度を評価しているＤＩＮ  Ｋ４規格は、被検査面の単位面積あたりの介在物として径が２００μｍ以上の介在物が考慮されているが、この２００μｍ以上の粗大な介在物は疲労特性を著しく悪化させるため、疲労特性を評価するための指標としては必ずしも十分なものではない。
【００１８】
また、Ｓ系介在物を低減させるためには、溶鋼中のＳ濃度を低減させることが重要になるが、大型造塊材においては、最終凝固部（鋼塊上部）において、凝固時の偏析によってＳが濃化するため、時に粗大なＳ系介在物が生成され、疲労特性が悪化することにより耐久限度比が著しく低くなる場合があった。すなわち、耐久限度比のばらつきが多かった。
【非特許文献１】高強度クランク軸材の疲労強度特性に関する研究，Ｊｏｕｒｎａｌ  ｏｆ  ｔｈｅ  ＪＩＭＥ，平成１３年，Ｖｏｌ．３６，Ｎｏ．６，ｐ．３８５−３９０
【特許文献１】特開２００４−２１１２０６号公報
【特許文献２】特開平７−１８８８５３号公報
【特許文献３】特開平７−２３８３４２号公報
【特許文献４】特開２０００−８７１７９号公報
【特許文献５】特開２００４−２２５１２８号公報
【特許文献６】特開昭６２−６３６５１号公報
【特許文献７】特開２００３−１８３７２２号公報
【特許文献８】特開２００３−２６８４３８号公報
【特許文献９】特開２００６−３３６０９２号公報
【特許文献１０】特開２００７−２３１４１０号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１９】
しかしながら、上記従来の技術では、過酷な使用環境下でも破壊し難い、十分な疲労特性、十分な耐水素割れ性を有する鍛造用鋼を得るには至っていない。本発明は、このような事情に鑑みてなされたものであって、まずは、疲労特性に優れた鍛造用鋼および鍛鋼品を提供することを第一の目的とするものである。更に、この第一の目的を達成した上で、最小限の介在物により耐水素割れ性にも優れた鍛造用鋼および鍛鋼品を提供することを第二の目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００２０】
上記課題を解決するため、本発明者らが鋭意研究した結果、特定の化学成分を含有する鋼の鋼断面において観察される介在物のうち、長径が５μｍ超のＳ系介在物、及び、長径が５μｍ超のＴｉ系介在物の個数を同時に一定数以下とすることにより、優れた疲労強度及び耐久限度比を有する鍛造用鋼が得られることを見出した。
【００２１】
さらに、鋼断面の単位面積（ｃｍ２）において観察される長径が最も大きい介在物の長径が５０μｍ以下となるように制御することによって、疲労特性を改善し、鍛造用鋼の耐久限度比のばらつきを低減できることを見出した。
【００２２】
すなわち、上記第一の目的を達成し得た本発明の鍛造用鋼は、
Ｃ：０．１５〜０．７５％（「質量％」の意味。以下同じ。）、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：０．３〜１．４％、
Ｎｉ：０．１〜２％、
Ｃｒ：０．５〜２．５％、
Ｍｏ：０．１〜０．５％、
Ｖ：０．０１〜０．２％、
Ａｌ：０．０１５〜０．０４％、
を含む鋼において、さらに、
Ｓ：０．００２％以下（０％を含まない）、
Ｔｉ：０．００３％以下（０％を含まない）、
を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鍛造用鋼であって、
鋼断面において観察される長径５μｍ超の介在物のうち、Ｓの含有率が２０％以上の介在物の密度が１００個／ｃｍ２以下であり、Ｔｉの含有率が５０％以上の介在物の密度が３０個／ｃｍ２以下のものである。
【００２３】
更に、上記鋼断面において観察される介在物のうち、長径が１〜５μｍのＳ系介在物、及び長径が１〜５μｍのＴｉ系介在物を一定数以上確保することにより、耐水素割れ性にも優れた鍛造用鋼を製造できることを見出した。
【００２４】
それに加えて、長径１〜５μｍの総介在物（介在物の種類を問わない）を１００個／ｃｍ２以上確保すると、鍛造用鋼の耐水素割れ性をさらに向上できることを見出した。
【００２５】
すなわち、上記第二の目的を達成し得た本発明の鍛造用鋼は、
上記鍛造用鋼であって、さらに、
Ｓ：０．０００２％以上、
Ｔｉ：０．０００２％以上、
を満足し、鋼断面において検出される１〜５μｍの介在物のうち、Ｓの含有率が２０％以上の介在物の密度が１０個／ｃｍ２以上であり、Ｔｉの含有率が５０％以上の介在物の密度が５個／ｃｍ２以上の鍛造用鋼である。
【００２６】
上記鍛造用鋼において、鋼断面において観察される長径１〜５μｍの介在物の総数を１００個／ｃｍ２以上にすることが望ましい。
【００２７】
上記鍛造用鋼は、鍛鋼品として用いられる。
上記鍛鋼品は、クランク軸を製造する用途に好ましく用いられる。
【００２８】
上記クランク軸は、特に軸径が２００ｍｍ以上であり、発電用又は船舶用のディーゼル機関の用途に好ましく用いられる。
【発明の効果】
【００２９】
本発明によれば、鋼断面において観察される介在物のうち、長径が５μｍ超のＳ系介在物、及び、長径が５μｍ超のＴｉ系介在物の密度を同時に一定数以下とすることにより、過酷な使用環境下でも破壊し難い、優れた疲労特性、優れた耐久限度比（疲労強度／引張強度）を有する鍛造用鋼を得ることができる。さらに、鋼断面の単位面積（ｃｍ２）において観察される長径が最も大きい介在物（最大介在物）の長径が５０μｍ以下となるように調整することにより、鍛造用鋼の耐久限度比のばらつきを小さく抑えることができる。
【００３０】
また、鋼断面において観察される介在物のうち、長径が１〜５μｍのＳ系介在物、及び長径が１〜５μｍのＴｉ系介在物を一定数以上確保することにより、耐水素割れ性にも優れた鍛造用鋼を得ることができる。さらに、鋼断面において観察される長径１〜５μｍの介在物の総数を１００個／ｃｍ２以上に調整することにより、鍛造用鋼の耐水素割れ性を一層向上させることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３１】
以下、本発明の実施の形態にかかる鍛造用鋼について詳しく説明する。
【００３２】
本発明者らは、前述したような状況のもと、過酷な環境下で使用される鍛鋼品の疲労特性を高めることを第一の目標とし、更に、耐水素割れ性を高めることを第二の目標として、鍛造用鋼の鋼中に存在する介在物の種類、大きさ、数（鋼断面中の個数密度）について様々な角度から検討を進めた。
【００３３】
検討の結果、造塊材である大型鍛鋼品においては、連鋳材とは異なり、疲労破壊の起点となるのは、微小介在物（一次粒径の介在物）ではなく、微小介在物が連続／隣接してなる粗大介在物（介在物群）に影響を受けることがわかった。
【００３４】
また、疲労破面で観察される主な介在物は、粗大Ｓ系介在物および、粗大Ｔｉ系介在物であり、特にこれらが疲労特性を悪化させている原因であることがわかった。
【００３５】
造塊材は、連鋳材と比較して凝固速度が遅いため、凝固時に介在物が凝固界面から液相側にプッシュアウトされるなどして、凝固過程において介在物が密集し易くなり、一次粒径の介在物が隣接して存在する可能性が高くなり、その結果、粗大介在物が形成され易くなる。
【００３６】
また、凝固時の偏析によりＳ、Ｔｉが濃化することで、溶鋼中では存在しない粗大なＳ系介在物やＴｉ系介在物が晶析出し、疲労特性に悪影響を与える。特に、Ｓ系介在物の中でも伸展性が高いＭｎＳは、疲労特性を劣化させるものである。
【００３７】
このため、クランク軸鋼等に要求される疲労強度を得るためには、介在物個数を低減させ、介在物を微細化させることが必要である。特に、凝固時に晶析出する介在物を抑制することが重要である。
【００３８】
その結果として、介在物が群として存在する確率を低減させ、介在物のサイズを小さくすることができ、クランク軸等の鍛鋼品に要求される高レベルの疲労特性を確保できるものと考えられる。
【００３９】
［長径５μｍ超のＳ系介在物  ：１００個／ｃｍ２以下］
［長径５μｍ超のＴｉ系介在物：  ３０個／ｃｍ２以下］
本発明者らの検討によると、鋼断面において観察される長径５μｍ超の介在物のうち、Ｓの含有率が２０％以上の介在物の密度が１００個／ｃｍ２以下であり、Ｔｉの含有率が５０％以上の介在物の密度が３０個／ｃｍ２以下の場合、耐久限度比が向上する。Ｓの含有率が２０％以上の介在物の密度は、より好ましくは５０個／ｃｍ２以下であり、さらに好ましくは３０個／ｃｍ２以下である。Ｔｉの含有率が５０％以上の介在物の密度は、より好ましくは１０個／ｃｍ２以下であり、さらに好ましくは５個／ｃｍ２以下である。
【００４０】
ここで、Ｓ系介在物（Ｓの含有率が２０％以上の介在物）、Ｔｉ系介在物（Ｔｉの含有率が５０％以上の介在物）の本明細書における意味について説明する。
【００４１】
鍛造用鋼中に存在する介在物には、単独元素または複数元素からなる硫化物、単独元素または複数元素からなる酸化物、単独元素または複数元素からなる窒化物、更には、該介在物同士の複合介在物（例えば硫化物と酸化物が混合した介在物）が挙げられるが、これら介在物を構成する主な元素は、Ａｌ、Ｓ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｃａである。そして、これらの元素の含有量を用い、Ｓの含有率を下記（１）式、Ｔｉの含有率を下記（２）式により定義した。
Ｓ含有率＝１００×（［Ｓ］／（［Ａｌ］＋［Ｓ］＋［Ｍｎ］＋［Ｍｇ］
＋［Ｔｉ］＋［Ｓｉ］＋［Ｃａ］））・・・（１）
Ｔｉ含有率＝１００×（［Ｔｉ］／（［Ａｌ］＋［Ｓ］＋［Ｍｎ］＋［Ｍｇ］
＋［Ｔｉ］＋［Ｓｉ］＋［Ｃａ］））・・・（２）［式（１）、式（２）中、［  ］は各元素の介在物中の全含有量（質量％）を表す。］
【００４２】
本明細書において、式（１）により算出されるＳ含有率が２０％以上の介在物をＳ系介在物、式（２）により算出されるＴｉ含有率が５０％以上の介在物をＴｉ系介在物と定義する。
【００４３】
このような定義に基づき、鋼断面において観察される様々な大きさ・成分を有する介在物の中でも、長径５μｍ超のＳ系介在物の密度を１００個／ｃｍ２以下、長径５μｍ超のＴｉ系介在物の密度を３０個／ｃｍ２以下の意味を明らかにした。
【００４４】
［最大介在物の長径：５０μｍ以下］
上記のように、鋼断面の単位面積（ｃｍ２）において観察される介在物のうち、長径が最も大きい介在物の長径を５０μｍ以下に制御することによって、耐久限度比のばらつきを抑制できることが確認された。
【００４５】
（最大介在物の長径を５０μｍ以下にする方法）
上記Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃａの各元素は、その濃度やＳとの結合力に応じて、Ｓと結合する能力に特有の順序を持つ。鋼成分が本発明の範囲内であり、大型の造塊材における通常の凝固速度であるという前提の下では、Ｓ原子と結合する能力の順序は、大きい方から、Ｃａ、Ｍｎ、Ｍｇの順となることがわかった。
【００４６】
このＳ系介在物のうち、ＭｎＳは伸展性が高く、かつ凝固時に晶出する介在物であり、この介在物は粗大化し易く、特に大型の造塊材ではこのＭｎＳの生成を抑制することが重要となる。つまり、Ｓ系介在物の中でも、このＭｎＳの生成量を抑制することにより、介在物全体のサイズを小さくし、最大介在物の長径を小さく抑えることができる。
【００４７】
通常は、鋼中のＳ濃度が低ければＭｎＳの生成量も減少するのであるが、上述の通り、大型の造塊材においては、凝固時のＳの偏析（濃化）の影響が大きいため、精錬時の溶鋼のＳ濃度が低くても、最終凝固部（鋼塊上部）では、粗大なＭｎＳの生成量が高まることが避けられない。
【００４８】
その一方で、ＣａＳは、凝固時に偏析、濃化したＭｎと結合して生成するＭｎＳとは異なり、溶鋼中に懸濁している介在物と反応することによっても生成する。つまり、晶出する粗大なＭｎＳと比較して小さいサイズのＣａＳを生成させる手段として、精錬段階で溶鋼中に懸濁しているＣａＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ系介在物（以下、「スラグ系介在物」と記載する。）を積極的に利用する。
【００４９】
精錬時において、溶鋼中に、このスラグ系介在物を懸濁させておくことにより、スラグ系介在物中のＣａＯとＳとを反応させることができる。これにより、凝固時の最終凝固部に濃化するＳをＣａＳとして固定化することができ、粗大なＭｎＳの生成を抑制することが可能となる。
【００５０】
［長径１〜５μｍのＳ系介在物  ：１０個／ｃｍ２以上］
［長径１〜５μｍのＴｉ系介在物：  ５個／ｃｍ２以上］
Ｓ系介在物は、円形度の低い形状をなして鋼中に存在し、長く粗大な場合、水素割れ起点となり悪影響を及ぼすが、逆にＳ系介在物が微細である場合（長径が１〜５μｍ）、鋼中に多数の応力場が形成され、固溶限を超えた鋼中の余剰水素を捕捉しやすく、鋼の耐水素割れ性を改善する効果がある。
【００５１】
Ｔｉ系介在物は、ＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２のような微細介在物を構成して鋼中に分散し、固溶限を超えた鋼中の余剰水素を吸蔵捕捉し、鋼の耐水素割れ性を改善する大きな効果がある。しかも、これらＴｉ系介在物が水素を捕捉する際の化学結合エネルギーは強力であって、鋼の冷却時に生起する水素拡散を、より高温の段階でも抑制する作用を有する。
【００５２】
すなわち、微細な（長径が１〜５μｍ）Ｓ系介在物、微細なＴｉ系介在物は、介在物の中でも特に水素割れ抑止効果が優れている。
【００５３】
本発明者らの検討によると、鋼断面において観察される長径１〜５μｍの介在物のうち、Ｓの含有率が２０％以上の介在物の密度が１０個／ｃｍ２以上であり、Ｔｉの含有率が５０％以上の介在物の密度が５個／ｃｍ２以上の場合、耐水素割れ性が向上する。Ｓの含有率が２０％以上の介在物の密度は、より好ましくは２０個／ｃｍ２以上であり、さらに好ましくは３０個／ｃｍ２以上である。Ｔｉの含有率が５０％以上の介在物の密度は、より好ましくは１０個／ｃｍ２以上であり、さらに好ましくは１５個／ｃｍ２以上である。
【００５４】
水素割れの観点からは、そうした微細な介在物を形成する元素を多く添加し、凝固時に晶析出する介在物を増加させる方が望ましいが、造塊材においては、上述のように粗大介在物を形成し、水素割れ起点の形成や疲労強度の低下を招かない程度の添加量とすることが望ましい。
【００５５】
すなわち、微細Ｓ系介在物と微細Ｔｉ系介在物の増加は、耐水素割れ性の改善に特に効果的であることは上述の通りであるが、Ｓ系介在物、Ｔｉ系介在物だけで微細介在物を増やそうとしても自ずと限界があるということである。そこで、微細Ｓ系介在物と微細Ｔｉ系介在物の密度を上述のように高くした上で、介在物の種類を問わず、鋼断面において観察される長径１〜５μｍの介在物の総数を多くして、微細Ｓ系介在物と微細Ｔｉ系介在物の不足を補えば、鍛造用鋼の耐水素割れ性を一層向上させることができる。長径１〜５μｍの介在物の総数は、１００個／ｃｍ２以上、より好ましくは１５０個／ｃｍ２以上、さらに好ましくは２００個／ｃｍ２以上とすることが望ましい。
【００５６】
Ｓ系、Ｔｉ系以外の微細介在物としては、例えば、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｍｎ、等の酸化物が挙げられる。このような、Ｓ系、Ｔｉ系以外の微細介在物は円形度が高く、球状に近い形状をなして鋼中に存在することが多いため、前述したような応力場を形成する効果は、Ｓ系介在物よりも小さい。また、Ｔｉ系介在物に比べて、水素を捕捉する際の化学結合エネルギーが小さい。このように、Ｓ系、Ｔｉ系以外の微細介在物は、Ｓ系介在物、Ｔｉ系介在物よりも水素の捕捉作用が低く、耐水素割れ性向上への寄与が少ないため、Ｓ系介在物、Ｔｉ系介在物の十分な存在なくしては、耐水素割れ性向上は担保できない。このように、Ｓ系、Ｔｉ系以外の微細介在物は、Ｓ系、Ｔｉ系微細介在物が十分に存在することを前提にして、水素の拡散を抑制する補助機能として有用である。
【００５７】
なお、トータル微細介在物数の多い鍛造用鋼を製造するには、例えば、溶鋼を大きく攪拌させることでスラグを巻込ませ、スラグ系介在物を溶鋼中に懸濁させる。その後、弱い攪拌状態で一定時間保持することで粗大介在物を浮上分離させ、微細介在物を溶鋼中に懸濁させることができる。
【００５８】
（Ｓ系介在物のサイズ・個数の調整）
Ｓは、鋼中のＭｎ、Ｍｇ、Ｃａ等と結合し、Ｓ系介在物を形成し易い。上記のように、介在物が微細であっても、密度が高くなると介在物群を形成してしまい、鍛造用鋼の疲労強度が低下する原因となる。従って、Ｓ系介在物の密度を減らすことにより、これらの介在物が連続／隣接して粗大介在物（介在物群）となることを防止できる。
なお、Ｓ系介在物を球状化させる効果のあるＣａを添加することにより、長径の小さいＣａＳ介在物の存在比率を多くさせ、Ｓ系介在物の平均的なサイズを小さくすることもできる。また、溶鋼中のＳ含有量が少なければ、Ｓ系介在物自体の個数は少なくなる。
【００５９】
（Ｔｉ系介在物のサイズ・個数の調整）
Ｔｉ系介在物の多くは、鋼中のＮと結合し、窒化物となっている。したがって、Ｎ含有量を減らせば、生成されるＴｉ系介在物の個数が減る。また、Ｔｉ系介在物の個数が減ると、Ｔｉ系介在物の存在密度が下がるので、上述したような粗大Ｔｉ系介在物が生成されにくくなる。鋼中のＮ含有量は、真空脱ガス法により低減させることができる。真空脱ガスによる脱ガス処理時間を長くすれば、鋼中の窒素を十分に取り除くことができる。
【００６０】
（長径：１〜５μｍ）
実際には、１μｍ未満の介在物も耐水素割れ性を持つから、１μｍ未満の介在物も多く含有することが望ましい。しかし、１μｍ未満の介在物は、１〜５μｍの介在物とほぼ同様の分布特性を持つことから、１〜５μｍの介在物の個数をカウントするだけでも、水素割れ性の判定には十分である。よって、１μｍ未満の介在物をカウントの対象から外すことにより、追試の利便性を向上させた。
【００６１】
［鋼の化学成分］
本発明は、以上説明したように、Ｓ系介在物及びＴｉ系介在物の大きさと個数を制御したところに特徴を有しており、鋼の基本組成は特に制限されないが、例えばクランク軸等として求められる強度や靭性、更には疲労特性を満足するには、鋼材の一般的技術水準に照らして下記基本組成を満たすことが望ましい。
【００６２】
（Ｃ：０．１５〜０．７５％）
Ｃは強度向上に寄与する元素であり、クランク軸に十分な強度を確保するには、０．１５％以上、より好ましくは０．３０％以上、更に好ましくは０．３４％以上含有させるのがよい。しかしＣ量が多過ぎるとクランク軸の靭性を劣化させるので、０．７５％以下、より好ましくは０．６％以下、更に好ましくは０．５％以下に抑える。
【００６３】
（Ｓｉ：０．１〜０．６％）
Ｓｉは、強度向上元素として作用し、クランク軸に十分な強度を確保するには０．１％以上、より好ましくは０．１５％以上、更に好ましくは０．２０％以上含有させるのがよいが、多過ぎると逆Ｖ偏析が著しくなって清浄な鋼塊が得られ難くなるので、０．６％以下、より好ましくは０．３５％以下とすることが好ましい。
【００６４】
（Ｍｎ：０．３〜１．４％）
Ｍｎも焼入れ性を高めると共に強度向上に寄与する元素であり、十分な強度と焼入れ性を確保するには０．３％以上、より好ましくは０．８％以上、更に好ましくは０．９％以上含有するものが望ましいが、多過ぎると逆Ｖ偏析を助長するので、１．４％以下、より好ましくは１．２％以下、更に好ましくは１．１％以下とすることが好ましい。
【００６５】
（Ｎｉ：０．１〜２％）
Ｎｉは、靭性向上元素として有用な元素であり、０．１％以上、より好ましくは０．２％以上含有させる。一方、Ｎｉ量が過剰になるとコストアップとなるので、２％以下、好ましくは１．７５％以下とする。
【００６６】
（Ｃｒ：０．５〜２．５％）
Ｃｒは焼入れ性を高めると共に靭性を向上させる有効な元素であり、それらの作用は０．５％以上、好ましくは０．７％以上、更に好ましくは１．７５％以上含有させることによって有効に発揮される。しかし多過ぎると逆Ｖ偏析を助長して高清浄鋼の製造を困難にするので、２．５％以下、より好ましくは２．０％以下とすることが好ましい。
【００６７】
（Ｍｏ：０．１〜０．５％）
Ｍｏは、焼入れ性、強度、靭性の全ての向上に有効に作用する元素であり、それらの作用を有効に発揮させるには０．１％以上、より好ましくは０．２％以上、更に好ましくは０．２５％以上含有させることが望ましい。しかし、Ｍｏは平衡分配係数が小さくミクロ偏析（正常偏析）を生じ易くするので、０．５％以下とすることが好ましい。
【００６８】
（Ｖ：０．０１〜０．２％）
Ｖは、析出強化及び組織微細化効果があり、高強度化に有用な元素である。この様な作用を有効に発揮させるには、Ｖを０．０１％以上含有させることが推奨される。但し、過剰に含有させても上記効果は飽和してしまい、経済的に無駄であるので、０．２％以下、より好ましくは０．１５％以下とすることが好ましい。
【００６９】
（Ａｌ：０．０１５〜０．０４％）
Ａｌは、製鋼工程における脱酸元素として有効であり、また鋼の耐割れ性にも有効である。従って、Ａｌは、０．０１５％以上（好ましくは０．０２％以上）含有させる。しかし、Ａｌ濃度が高くなると、Ａｌ２Ｏ３が生成され、疲労特性が悪化するため、上限を０．０４％（好ましくは０．０３％以下）と定めた。
【００７０】
（Ｓ：０．００２％以下（０％を含まない））
Ｓは、鍛造用鋼中で粗大な介在物を形成し易いため、鍛造用鋼の疲労強度を低下させてしまう原因となるものである。したがって、鋼中のＳの含有量は、０．００２％以下、好ましくは０．００１５％以下、より好ましくは０．００１％以下とする。
【００７１】
（Ｓ：０．０００２％以上）
一方、鍛造用鋼中に微細なＳ系介在物が一定密度以上含まれる場合、鋼中に多数の応力場が形成され、固溶限を超えた鋼中の余剰水素を捕捉しやすく、鋼の耐水素割れ性を改善する効果がある。このようなＳ系介在物を確保するために、鋼中のＳの含有量を、０．０００２％以上、好ましくは０．０００４％以上、より好ましくは０．０００６％以上とする。
【００７２】
Ｓ含有量は、溶製時のスラグ組成を制御することによって調整できる。具体的には、スラグ中のＣａＯ濃度とＳｉＯ２濃度の比（ＣａＯ／ＳｉＯ２：以下、「Ｃ／Ｓ」と記載することがある）を高くすることにより鋼中のＳ含有量を低下させることができる。
【００７３】
Ｓ含有量を低く調整したい場合には、溶鋼とスラグとの反応を促進させることを目的として、スラグを積極的に溶鋼中に巻き込ませる。逆にＳ含有量を高く調整したい場合には、Ｃ／Ｓが小さくするようにスラグ組成を調整すると共に、スラグとの反応を抑えるために、溶鋼の撹拌を弱める。
【００７４】
また、スラグを巻き込ませる手段として、真空脱ガス処理を実施することが非常に有効である。特に取鍋脱ガス装置による処理は、スラグと溶鋼とを同時に大撹拌することが可能であるため、Ｓ含有量を低く調整したい場合には非常に有効な手段となる。さらに、この真空脱ガス処理を適宜複数回実施することで、Ｓ含有量をさらに低く調整することができる。
【００７５】
そのほか、補足的手段として、ＣａＯ濃度とＡｌ２Ｏ３濃度の比（ＣａＯ／Ａｌ２Ｏ３：以下、「Ｃ／Ａ」と記載することがある）も高くすることにより、鋼中のＳ含有量を低下させることができる。逆に、Ｓ含有量を多くしたい場合は、Ｃ／Ｓおよび／またはＣ／Ａが小さくなるようにスラグ組成を調整する。
【００７６】
（Ｔｉ：０．００３％以下（０％を含まない））
Ｔｉは、鋼中で粗大な窒化物を形成し、鍛造用鋼の疲労強度を低下させてしまう。したがって、鋼中のＴｉの含有量は、０．００３％以下、好ましくは０．００２５％以下、より好ましくは０．００２％以下とする。
【００７７】
（Ｔｉ：０．０００２％以上）
一方、Ｔｉ系介在物は、ＴｉＮ、ＴｉＣ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２のような微細介在物を構成して鋼中に分散し、固溶限を超えた鋼中の余剰水素を吸蔵捕捉し、鋼の耐水素割れ性を改善する大きな効果がある。このようなＴｉ系介在物を確保するために、鋼中のＴｉの含有量を、０．０００２％以上、好ましくは０．０００４％以上、より好ましくは０．０００６％以上とする。
【００７８】
Ｔｉ含有量については、副原料中の不純物Ｔｉ含有量が多い合金（低品位合金）と、不純物Ｔｉ含有量が少ない合金（高品位合金）との使用量比を調節することにより調整できる。
【００７９】
本発明で使用される鍛造用鋼の好ましい基本成分は上記の通りであり、残部成分は実質的にＦｅであるが、該鍛鋼中には不可避的不純物の含有が許容されることは勿論のこと、前記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で更に他の元素を積極的に含有させた鍛造用鋼を使用することも可能である。
【００８０】
積極添加が許容される他の元素の例としては、硫化物の延伸性を抑制できるＣａ、焼入れ性改善効果を有するＢ、固溶強化元素または析出強化元素であるＷ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｃｕ，Ｃｅ，Ｚｒ，Ｔｅなどが挙げられ、それらは単独で或いは２種以上を複合添加できる。これらの添加元素は、例えば、合計量で０．１％程度以下とすることが望ましい。
【００８１】
また本発明は、該鍛造用鋼を用いて得られる鍛鋼品も包含するものであるが、その製造方法は特に制限されず、例えば、電気炉などで所定成分組成の鋼を溶製する工程→真空精錬等によりＳなどの不純元素やＯなどのガス成分を除去する工程→造塊する工程→鋼塊を約１２００℃に加熱してから素材鍛造を行う工程→中間検査の後加熱して製品形状に鍛造する工程→約８７０℃の熱処理により均質化すると共に焼入れ処理して硬質化する工程→仕上げ機械加工を行う工程、を順次実施すればよい。
【実施例】
【００８２】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術範囲に含まれる。
【００８３】
実施例１
［試験鋼材の製造］
まず、電極アーク加熱機能を備える溶鋼処理設備によって表１に示す化学成分の鋼を溶製した後、造塊した鋼塊を鍛錬することにより試験鋼材を製造した。
【００８４】
具体的には、溶製の際にＡｌやＣａを添加して鋼材の化学成分を調整した後、１０〜９０トンクラス（全高２〜４ｍ）の鋳型に鋳造した。凝固した鋼塊を脱型した後、約１２００度まで加熱し熱間鍛造を施し断面直径１５０〜７００ｍｍの鍛造材に仕上げた。熱間鍛造は、鋼塊本体をプレス機により伸ばした後、専用工具を用いて丸断面に成形することにより行った。
【００８５】
この鍛造材中の鋼中成分、介在物の組成、介在物の大きさ、鍛造材の耐久限度比（＝疲労強度／引張強度）等の測定結果を表１に示す。なお、鋼中成分のＣａの欄にハイフン（−）が記入されているのは、Ｃａの含有量が検出限界未満（０．０００５％未満）であったことを示すものである。ただし、Ｃａは鋼中に固溶し難いため、Ｃａを添加した場合であっても、鋼中Ｃａとして検出されるのは、Ｃａの添加量の５〜１０％である。
【００８６】
【表１】
0005374062.tif 000002
【００８７】
［試験鋼材の評価］
ＥＤＳによる介在物組成の測定
上記の直径１５０〜７００ｍｍの鍛造材の端部の中心部位から試料を採取し、樹脂に埋め込んで検鏡研磨処理を施した後、走査型電子顕微鏡にて１００倍〜２００倍の倍率で鋼断面の観察を行なった。各試料において、１０ｍｍ×１０ｍｍの観察エリア内に存在する長径５μｍ超の介在物、及び長径１〜５μｍの介在物について、ＥＰＭＡを用いて成分組成を調べた。詳細には、ＥＰＭＡ（日本電子株式会社製  ＪＸＡ−８９００ＲＬ）に付設のＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｘ−ｒａｙ  Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｅｒ：特性Ｘ線のエネルギー分散型Ｘ線分光器  日本電子株式会社製  ＸＭ−Ｚ００４３Ｔ）を用い、電子線の照射条件を、加速電圧：１５ｋＶ、ビーム電流：１．７０×１０−９Ａ、ビーム径：１μｍとして介在物の重心を定量分析した。分析時間（ビームを当てる時間）は、１点につき１０秒、デッドタイムは２０％を目安とした。
【００８８】
以上のように介在物の組成を特定して分類を行い、Ｓ系介在物、Ｔｉ系介在物の単位面積当たりの存在個数を集計した。
【００８９】
＜引張強度＞
鍛圧後の丸棒の鋼材中心部付近（０Ｒ位置）、及び１／３Ｒ位置から、φ６ｍｍ×ゲージ長さ３０ｍｍ（各２本）引張試験片を採取し、常温にて引張試験（ＪＩＳ  Ｚ  ２２０４、２２４１）を実施した。
【００９０】
図１（ａ）は、鍛圧後の丸棒（鍛圧材）を軸方向から見た平面図、図１（ｂ）は、鍛圧後の丸棒を側面から見た平面図である。「Ｒ」は鍛圧後の丸棒の半径を意味しており、例えば、丸棒の中心部は「０Ｒ位置」、丸棒の表面は「１（＝３／３）Ｒ位置」となる。上記のように丸棒の１／３Ｒ位置からも試験片を採取したのは、丸棒から一体型クランク軸を成形する場合、丸棒の１／３Ｒ位置に相当する部位から一体型クランク軸のフィレット部が形成されるからである（図４参照）。すなわち、丸棒の１／３Ｒ位置と、一体型クランク軸のフィレット部とは対応関係にある。
【００９１】
また、図１（ｂ）に示すようにフィレット相当部位の試験片は、丸棒の軸方向から４５度傾けて採取した。このように採取した理由は、クランク軸の実稼動時にフィレット部に負荷される主応力の方向は（図４参照）、クランク軸成形前の丸棒の軸方向に対して４５度傾いており、この方向における材料特性を正確に評価するためである。
【００９２】
＜疲労強度＞
引張試験片の採取と同様に、鍛圧後の丸棒の鋼材中心部付近（０Ｒ位置）、及びフィレット相当位置（１／３Ｒ位置）から疲労強度試験片を採取し、以下に示す回転曲げ疲労試験を行った。
試験片          ：  直径１０ｍｍ平滑試験片
試験方法        ：  回転曲げ疲労試験（応力比＝−１，回転数：３６００ｒｐｍ）
疲労強度評価方法：  階差法
階差応力        ：  ２０ＭＰａ
試験片本数      ：  各５本
各試験片の疲労強度＝（破断応力）−（階差応力）
【００９３】
＜耐久限度比＞
引張強度試験、疲労強度試験の結果から、鋼材中心部（０Ｒ位置）、及びフィレット相当位置（１／３Ｒ位置）における耐久限度比＝疲労強度／引張強度を求めた。
【００９４】
なお、上記表１における耐久限度比（０Ｒ位置、１／３Ｒ位置）は、試験片５本分の平均値であるが、鋼材中心部（０Ｒ位置）に関しては、試験片５本分のうちの最小値も併せて掲載する。耐久限度比の平均値と最小値との差は、耐久限度比のばらつきを反映するものである。
【００９５】
試験Ｎｏ．１−９、及び２８は、本発明で規定する化学成分、長径５μｍ超の介在物数を満たしており、０Ｒ位置における耐久限度比がいずれも０．４５以上と優れている。また、１／３Ｒ位置における耐久限度比がいずれも０．４６以上と優れていた。１／３Ｒ位置における耐久限度比が０Ｒ位置における耐久限度比よりも優れていたのは、次の理由による。
【００９６】
すなわち、１／３Ｒ位置では、上記の通り、疲労強度試験片を４５°傾けた状態で鍛圧後の丸棒（鍛圧材）から採取するが、そのとき、鍛圧材に内在する介在物も疲労強度試験片に対して４５°傾いた状態になっている（図２参照）。疲労強度は試験片に作用する最大主応力方向の投影面積に依存する。そのため、同じ介在物であっても、４５°傾くことで、その投影面積が小さくなることから疲労強度が相対的に高くなり、１／３Ｒ位置における耐久限度比が０Ｒ位置における耐久限度比よりも高くなる。
【００９７】
試験Ｎｏ．１０は、本発明で規定する長径５μｍ超のＴｉ系介在物の数が規定範囲を上回るため、０Ｒ位置における耐久限度比が０．４５未満であり、１／３Ｒ位置における耐久限度比が０．４６未満となっている。
試験Ｎｏ．１１は、本発明で規定する長径５μｍ超のＳ系介在物の数が規定範囲を上回るため、０Ｒ位置における耐久限度比が０．４５未満であり、１／３Ｒ位置における耐久限度比が０．４６未満となっている。
試験Ｎｏ．１２及び１３は、本発明で規定するＴｉ含有量、長径５μｍ超のＴｉ系介在物の数が規定範囲を上回るため、０Ｒ位置における耐久限度比が０．４５未満であり、１／３Ｒ位置における耐久限度比が０．４６未満となっている。
試験Ｎｏ．１４及び１５は、本発明で規定するＳ含有量、長径５μｍ超のＳ系介在物の数が規定範囲を上回るため、０Ｒ位置における耐久限度比が０．４５未満であり、１／３Ｒ位置における耐久限度比が０．４６未満となっている。
試験Ｎｏ．１６及び１７は、本発明で規定するＳ含有量、Ｔｉ含有量、長径５μｍ超のＳ系介在物、Ｔｉ系介在物の数が規定範囲を上回るため、０Ｒ位置における耐久限度比が０．４５未満であり、１／３Ｒ位置における耐久限度比が０．４６未満となっている。
【００９８】
耐久限度比のばらつきに関しては、次のような評価をすることができる。
試験Ｎｏ．１−５、７−１０、１２、及び１３では、鋼断面の単位面積（ｃｍ２）において観察される長径が最も大きい介在物の長径が５０μｍ以下であるため、耐久限度比の平均値と最低値との差は０．０２５以下に抑えられているが、その他の試験片では、長径が最も大きい介在物の長径が５０μｍ超であるため、耐久限度比のばらつきが多いものになっている。
【００９９】
実施例２
真空溶製炉にてＳ含有量が０．０００３％以下またはＴｉ含有量が０．０００４％以下となる化学成分の試験鋼材（表２に掲載）を２０ｋｇ溶製した。そのような微量のＳ、Ｔｉ含有量はグロー放電質量分析装置（ＧＤ−ＭＳ）にて分析した。その結果を表２に示す。
【０１００】
【表２】
0005374062.tif 000003
【０１０１】
表２中でスラグ塩基度（Ｃ／Ｓ）、Ｃ／Ａの記入のない理由は、ラボ溶製材であるため精錬スラグを使用していないためである。また、耐久限度比についても、ラボ溶製材では、疲労試験を実施するために必要な量が得られなかったため、疲労試験を実施することができなかった。しかし、実施例１で示したように、疲労強度は特定介在物の個数で決まるため、長径５μｍ超のＳ系介在物、Ｔｉ系介在物の数が実施例１と同程度以下である試験Ｎｏ．１８−２０、試験Ｎｏ．２２−２４については、実施例１の場合と同程度か、それ以上に耐久限度比に優れていると予測できる。
【０１０２】
一方、試験Ｎｏ．２１、２５については、本発明で規定する長径５μｍ超のＳ系介在物の数が規定範囲を上回るため、耐久限度比は劣るものと考えられる。また、試験Ｎｏ．２６については、本発明で規定する長径５μｍ超のＴｉ系介在物の数が規定範囲を上回るため、耐久限度比は劣るものと考えられる。
【０１０３】
実施例３
＜耐水素割れ性＞
鍛造用鋼の水素割れ感受性の比較試験法により、実施例１、２で作成した各試験片の水素割れ感受性を、実験的に比較評価した。
【０１０４】
丸棒形の試験片は、長さ１５０ｍｍ、標線間距離を１０ｍｍのダンベル状に加工し、中央部分を直径４ｍｍに、両端のつかみ具部分を直径８ｍｍにして長さ１５ｍｍにわたってねじを設けた。そして図３に示すように、試験片１を、０．５Ｍｏｌ／１Ｈ２ＳＯ４＋０．０１Ｍｏｌ／１ＫＳＣＮ水溶液２からなる環境で囲むように浸漬して試験に供した。
【０１０５】
各試験片を上記水溶液に浸漬し、電流密度０．５Ａ／ｄｍ２にて陰極電解し、水素を添加しつつ図３の装置に試験片を装着する。そして、ＳＳＲＴ（低歪み速度試験）により、試験片に長軸方向の引張り負荷を与えてその応力Ｓ１（伸び）を測定した。このときの試験装置のクロスヘッドの引張り速度を２×１０−３ｍｍ／ｍｉｎとした。
【０１０６】
これとは別に、上記水溶液への浸漬を省略し、大気中で上記と同じ引張り条件下にてＳＳＲＴ試験を実施し、この群の試験片の破断応力Ｓ０を測定した。
【０１０７】
そして、以上の各測定値を下記式（３）に代入して水素割れ感受性Ｓ値を算出した。
Ｓ値＝（１−Ｓ１／Ｓ０）×１００・・・（３）
この結果を表３に示す。
【０１０８】
得られたＳ値を下記基準に従って鋼の水素割れ感受性を評価した。
◎  Ｓ値が３０未満・・・・耐水素割れ性が極めて優れている。
○  Ｓ値が３０〜４０・・・耐水素割れ性が優れている。
△  Ｓ値が４０〜５０・・・耐水素割れ性はやや劣る。
×  Ｓ値が５０以上・・・・耐水素割れ性が劣る。
【０１０９】
【表３】
0005374062.tif 000004
【０１１０】
上記基準に従って、各試験片の介在物特性値と鋼の耐水素割れ性との関係を表３に示すが、試験Ｎｏ．１−１０、１２、１３、１８、及び２７では、本発明で規定する化学成分、長径１〜５μｍの介在物数を満たしており、耐水素割れ性に優れている。
この中でも、試験Ｎｏ．１−９、１８については、実施例１及び実施例２で示したように、耐久限度比にも優れ、最適な材料といえる。
【０１１１】
なお、試験Ｎｏ．１−５については、鋼断面１０ｍｍ×１０ｍｍの観察エリア内に存在する長径１〜５μｍの介在物の総数も調べているので、表３に併せて掲載している。表３から分かるように、長径１〜５μｍの介在物の総数が１００個／ｃｍ２未満である試験Ｎｏ．３および４ではＳ値（上記式（３））が「３０〜４０：○：耐水素割れ性が優れている」のに対して、長径１〜５μｍの介在物の総数が１００個／ｃｍ２以上である試験Ｎｏ．１、２、５では、Ｓ値（上記式（３））が「３０未満：◎：耐水素割れ性が極めて優れている」という結果になっており、長径１〜５μｍの介在物の総数が１００個／ｃｍ２以上とすることにより耐水素割れ性が一層向上することが確認された。
【０１１２】
試験Ｎｏ．１９−２６では、長径１〜５μｍのＳ系介在物数又はＴｉ系介在物数が本発明で規定する範囲を下回るため、耐久限度比には優れるものの、耐水素割れ性が劣る。したがって、水素割れを防止するためには、脱水素処理等により鋼中の水素量を厳密に制御することが必要になってしまう。
試験Ｎｏ．１１、１４−１７では、長径５μｍ超のＳ系介在物数が本発明で規定する範囲を上回るために耐久限度比に劣るが、耐水素割れ性にも劣る。
【図面の簡単な説明】
【０１１３】
【図１】（ａ）は、鍛圧後の丸棒を軸方向から見た平面図、（ｂ）は、鍛圧後の丸棒を側面から見た平面図をそれぞれ示す図である。
【図２】（ａ）は、鍛圧後の丸棒を軸方向から見た平面図、（ｂ）は、鍛圧後の丸棒を側面から見た平面図をそれぞれ示す図である。
【図３】試験片を水溶液に浸漬させる装置を示す図である。
【図４】（ａ）は、クランク軸を軸方向から見た平面図、（ｂ）は、クランク軸を側面から見た平面図をそれぞれ示す図である。
【符号の説明】
【０１１４】
１  試験片
２  水溶液
【図１】
0005374062.tif 000005
【図２】
0005374062.tif 000006
【図３】
0005374062.tif 000007
【図４】
0005374062.tif 000008