JP2014001446A

JP2014001446A - 耐水素割れ性に優れた鍛鋼品

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Publication number: JP2014001446A
Application number: JP2012275136A
Authority: JP
Inventors: Wataru Urushibara; 亘漆原; Junichiro Kinugasa; 潤一郎衣笠; Katsushige Nishiguchi; 克茂西口; Yasumasa Yoshida; 泰正吉田; Tetsuya Komura; 哲哉小村
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2012-05-22
Filing date: 2012-12-17
Publication date: 2014-01-09
Anticipated expiration: 2032-12-17
Also published as: JP5870019B2

Abstract

【課題】高価な合金元素を添加するという手段によらず、硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態及び数密度の制御によって炭素鋼からなる鍛鋼品の耐水素割れ性を向上できる技術を提供する。
【解決手段】所定の成分組成を満足すると共に、深さＤ／４（Ｄ：鍛鋼品断面の円相当直径）の位置における鋼断面を５ｃｍ×５ｃｍの測定範囲にて観察したときに、フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織で構成される健全部と残部（以下、「マクロ偏析部」と記載する）で構成され、前記鋼断面に対する前記健全部の割合が９０面積％以上であり、前記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、平均円相当直径が２００μｍ以下、平均アスペクト比が５０以下、数密度が３００個／ｃｍ²以下で、前記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、平均円相当直径が１００μｍ以下、平均アスペクト比が２０以下、数密度が３００個／ｃｍ²以下である鍛鋼品。
【選択図】なし

Description

本発明は、機械、船舶、発電機等の産業分野で広く利用されている鍛鋼品、特にクランクジャーナルおよびクランクスロー、並びにこれらから得られる組立型クランク軸に関するものである。

船舶や発電機等に使用されているディーゼル機関の駆動源の伝達部材であるクランク軸には、一体型クランク軸と組立型クランク軸がある。その中でも大型のディーゼル機関には組立型クランク軸が用いられ、そのクランクジャーナルおよびクランクスローには、主に鍛鋼品が用いられる。低コストで、且つ同製品に必要な５００ＭＰａ以上の引張強度と鍛造性を得るために、従来では、低Ｃで、Ｍｎ、Ｃｒ等を微量添加した炭素鋼を用い、焼入れまたは焼ならし処理を行い、焼戻し処理を行って、フェライト−パーライト混合組織を主体とする鍛鋼品が用いられている。本来、引張強度が８００ＭＰａにも満たない炭素鋼では水素割れは生じにくいとされているが、熱処理等の温度低下時に常温付近の温度にて水素割れが発生することがある。そのため、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が、時間および処理費の点で、水素量の低減化に限界がある。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ことから不十分である場合がある。また、一般に、水素割れは、高疲労度化に伴って発生しやすくなるとされている。そのため高疲労強度の低合金鋼では、成分組成や介在物の制御技術が提案されている。

例えば、特許文献１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。

また、特許文献２では、鋼中のＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ含有量を増加させ、最大弦長が１μｍ以上の介在物の円形度の平均値、最大弦長が２０μｍ以上の介在物の個数、平均円形度、最大弦長が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。

また、特許文献３、４では、水素割れが問題となるマクロ偏析部の組織形態を制御することで大型鍛鋼品の耐水素割れ性を向上させる方法が提案されている。

具体的には、特許文献３には、フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織が９０面積％以上であり、且つベイナイト組織が０．００８〜５面積％であり、ベイナイト組織の平均粒径が１０μｍ以下であり、ベイナイト組織の最大粒径が５０μｍ以下であり、ベイナイト組織のラス間隔が１．０μｍ以下である鍛鋼品が開示されている。また、この文献では、ベイナイト組織で観察される最長介在物の長径を２０μｍ以下とし、ベイナイト組織で観察される長径１〜１０μｍの介在物の密度を５〜５００個／ｃｍ²としている。

特許文献４には、フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織で構成される健全部と残部（マクロ偏析部）で構成され、前記健全部の面積率が９０％以上であり、前記マクロ偏析部における（パーライトの平均粒径）／（フェライトの平均粒径）が３．０以上である鍛鋼品が開示されている。また、この文献では、前記マクロ偏析部で観察される介在物を、いずれも長径２０μｍ以下とし、かつ、長径１〜１０μｍの介在物の密度を５〜５００個／ｃｍ²としている。

なお、鋼線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、又は焼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、冷却中又は常温放置中のように、腐食が生ずる場合よりも短時間に発生する水素割れとは水素の挙動において相異する。

特開２００３−２６８４３８号公報特開２００６−３３６０９２号公報特開２０１０−２７０３９０号公報特開２０１１−１４９０９９号公報

上記特許文献１のようにＳ含有量を増加させた場合には、粗大な硫化物系介在物が形成され、この粗大な硫化物系介在物は、水素トラップサイトとならず逆に水素割れ起点になることが懸念される。また炭素鋼ではＳ含有量の増加は耐水素割れ性の向上にはあまり繋がらない。

また、上記特許文献２のようにＴｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｎｂ含有量を増加させることによって、確かに耐水素割れ性が向上する。しかし、これらの元素の含有量増加は製品のコストアップを招く割には、コストアップに見合った耐水素割れ性の効果がでない。

また、上記特許文献３、４の技術では、介在物の長径と密度に着目しているが、水素割れに影響を与える介在物の種類や、その介在物の形態については考慮されていないため、耐水素割れ性の向上効果が充分ではない可能性がある。

本発明は上記のような事情に着目してなされたものであって、その目的は、高価な合金元素を添加するという手段によらず、硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態及び数密度の制御によって炭素鋼からなる鍛鋼品の耐水素割れ性を向上できる技術を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る耐水素割れ性に優れた鍛鋼品とは、Ｃ：０．１５〜０．５％（質量％の意味。成分組成について以下同じ。）、Ｓｉ：０．６％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｎｉ：０．０１〜０．５％、Ｃｒ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．０１〜０．３％、Ａｌ：０．０１０〜０．１％、Ｓ：０．０００２〜０．０１％、Ｏ：０．００２％以下（０％を含まない）を含有し、残部：鉄および不可避不純物からなるものである。

そして上記鍛鋼品は、深さＤ／４（Ｄ：鍛鋼品断面の円相当直径）の位置における鋼断面を５ｃｍ×５ｃｍの測定範囲にて観察したときに、フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織で構成される健全部と残部（以下、「マクロ偏析部」と記載する）で構成され、前記鋼断面に対する前記健全部の割合が９０面積％以上であり、前記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、平均円相当直径が２００μｍ以下、平均アスペクト比が５０以下、数密度が３００個／ｃｍ²以下で、前記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、平均円相当直径が１００μｍ以下、平均アスペクト比が２０以下、数密度が３００個／ｃｍ²以下である点に要旨を有する。

上記マクロ偏析部において、上記長径が１μｍ以上の酸化物系介在物の数密度は、上記長径が１μｍ以上の硫化物系介在物の数密度以上であることが好ましい。

上記鍛鋼品は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｕ：０．２％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）、
（ｄ）Ｔｉ、Ｚｒ、およびＨｆよりなる群から選択されるいずれか１種以上の元素：合計で０．０１％以下（０％を含まない）、
等を含有してもよい。

上記鍛鋼品は、例えば、クランクジャーナルまたはクランクスローとして用いることができる。本発明には、上記クランクジャーナルまたはクランクスローを有する組立型クランク軸も包含される。

本発明によれば、鍛鋼品のマクロ偏析部における硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態と数密度を夫々適切に制御することにより、割れの起点を減少させることができるため、耐水素割れ性に優れた鍛鋼品を提供できる。

図１は、鍛鋼品の断面に現れるマクロ偏析部を撮影した図面代用写真である。図２は、鍛鋼品の断面における（ａ）マクロ偏析部と、（ｂ）健全部を撮影した図面代用写真である。図３は、水素割れ感受性の比較試験を行っている状態を示す概略説明図である。

本発明者らは、鍛鋼品（特に、大型の鍛鋼品）では、連鋳材とは異なり合金元素のマクロ偏析部が不可避的に存在すること、および一般的にマクロ偏析部では健全部よりも割れ起点となりうる粗大な介在物が多数存在することに着目し、マクロ偏析部における介在物と水素割れの関係について検討を進めた。その結果、マクロ偏析部に水素が濃化することによって粗大な介在物を起点として水素割れが生じやすいことが判明した。

この現象は以下のように生じると推定される。即ち、マクロ偏析部は、健全部よりも合金元素が濃化しているため、健全部よりも粗大な介在物（例えば、ＭｎＳ等）が形成されやすく、また健全部よりも一般的に水素割れの観点では不利な方向に働く高硬度組織となりやすい。また、冷却時のフェライト変態後に、健全部はフェライト−オーステナイトの混合状態となるが、マクロ偏析部は変態速度の違いにより水素固溶度の高いオーステナイトとなる。フェライトとオーステナイトでは、水素固溶度および水素拡散速度に差があるため、水素はオーステナイト（即ち、マクロ偏析部）に濃化する。そしてオーステナイトがフェライト、パーライトまたはベイナイトに変態する際に、形成された粗大な介在物の周りや変態に伴う歪み部に水素が濃化し、その結果、水素割れが生じると推定される。従って鍛鋼品の耐水素割れ性を改善するにはこれらマクロ偏析部の生成を抑制することが有効と考えられる。

しかし大型鍛鋼品（特に、数十トン以上の鋼塊）では、全ての部分で冷却速度を均一にすることは事実上不可能であるため、鋼塊中のマクロ偏析部を無くすことはできず、マクロ偏析部を低減することにも限界がある。

そこで本発明者らは、マクロ偏析部における介在物に着目した。具体的には、水素割れの起点となる粗大な硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳ等）が生成するのを抑制して硫化物系介在物を微細化すると共に、低アスペクト比化し、更に長径が１μｍ以上の硫化物系介在物の数密度を小さくすることで水素割れの起点を減少させている。

本発明では、上記硫化物系介在物の形態および数密度を適切に制御するのに加えて、更に酸化物系介在物の形態および数密度を制御することが重要である。酸化物系介在物は、一般的に球状に近い形態を有しているため、鋼中に分散して存在していても水素割れの起点にはなり難いが、粗大化したり、凝集することにより、粗大な硫化物系介在物と同様の挙動を示す。具体的には、Ｓ含有量が多くなると、酸化物系介在物（例えば、Ａｌ₂Ｏ₃、ＭｇＯ、ＭｇＯとＡｌ₂Ｏ₃の複合酸化物など）を生成核として、その周囲に硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳなど）が析出し、酸化物と硫化物の複合介在物を形成する。そして硫化物系介在物の部分が更に成長することにより、結果として、酸化物系介在物が粗大化し、伸展して高アスペクト比化する。そのため鋼中のＳ量のみならず、Ｏ量やＡｌ量についても適切に制御することによって、酸化物系介在物の生成を抑制し、酸化物系介在物を微細化すると共に、低アスペクト比化し、更に長径が１μｍ以上の酸化物系介在物の数密度を小さくすることで鍛鋼品の耐水素割れ性を改善できることが判明した。

参考のため、鍛鋼品の断面に現れるマクロ偏析部の写真を図１に示す。図１の（ａ）は、顕微鏡を使わずに観察できる筋状のマクロ偏析部を示すものであり、図１の（ｂ）は、一つのマクロ偏析部に着目した顕微鏡写真である。筋状のマクロ偏析部以外に白っぽく写っている部分は、健全部である。また、図２に、鍛鋼品の断面における（ａ）マクロ偏析部と、（ｂ）健全部を撮影した図面代用写真を示す。

本発明に係る耐水素割れ性に優れた鍛鋼品は、所定の成分組成を有し、深さＤ／４（Ｄ：鍛鋼品断面の円相当直径）の位置における鋼断面を５ｃｍ×５ｃｍの測定範囲にて観察したときに、フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織で構成される健全部と残部（マクロ偏析部）で構成され、前記鋼断面に対する前記健全部の割合が９０面積％以上であり、マクロ偏析部（主要組織はパーライトで、ベイナイトを含むことも許容される）において、長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、平均円相当直径を２００μｍ以下、平均アスペクト比を５０以下、数密度を３００個／ｃｍ²以下とし（０個／ｃｍ²を含む）、長径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、平均円相当直径を１００μｍ以下、平均アスペクト比を２０以下、数密度を３００個／ｃｍ²以下（０個／ｃｍ²を含まない）とすることにより、マクロ偏析部における水素割れを抑制でき、鍛鋼品の耐水素割れ性を改善できるようにした。以下、本発明に係る鍛鋼品の基本構成について説明する。

まず、本発明の鍛鋼品の成分組成について説明する。

１．鍛鋼品の成分組成
［Ｃ：０．１５〜０．５％］
Ｃは、鍛鋼品の強度向上に寄与する元素である。鍛鋼品に充分な強度を確保するには、Ｃを０．１５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．３％以上である。しかしＣ量が多過ぎると鍛鋼品の靭性を劣化させるので、０．５％以下とする必要がある。Ｃ量は、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４２％以下である。

［Ｓｉ：０．６％以下（０％を含まない）］
Ｓｉは、脱酸元素であるとともに、鍛鋼品の強度向上元素として作用するため、含有することが許容される。しかしＳｉ量が多過ぎると鍛鋼品の逆Ｖ偏析が著しくなり、マクロ偏析部に粗大な介在物が形成されるので、耐水素割れ性を改善できない。従ってＳｉ量は、０．６％以下とする必要があり、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．３５％以下とする。

［Ｍｎ：０．５〜１．５％］
Ｍｎは、鍛鋼品の焼入れ性を高めると共に、強度向上に寄与する元素である。充分な強度と焼入れ性を確保するには、Ｍｎは０．５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．７％以上、より好ましくは０．９％以上である。しかし、Ｍｎ量が過剰になると、ベイナイトの形成が促進され、フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織で構成される健全部を確保し難くなる。また、Ｍｎ量が多過ぎると逆Ｖ偏析を助長し、マクロ偏析部に粗大な硫化物系介在物を形成するので、耐水素割れ性を改善できない。従ってＭｎ量は１．５％以下とする必要があり、好ましくは１．４５％以下、より好ましくは１．４％以下である。

［Ｎｉ：０．０１〜０．５％］
Ｎｉは、鍛鋼品の靭性向上元素として有用な元素であり、０．０１％以上含有させる必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｎｉ量が過剰になるとコストアップとなるので、０．５％以下とする必要がある。Ｎｉ量は、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３％以下である。

［Ｃｒ：０．０１〜０．５％］
Ｃｒは、鍛鋼品の焼入れ性を高めると共に、靭性を向上させる元素であり、それらの作用は０．０１％以上含有させることによって発揮される。Ｃｒ量は、好ましくは０．０３％以上、更に好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｃｒ量が過剰になると、ベイナイト形成が促進され、フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織で構成される健全部を確保し難くなる。また、Ｃｒ量が多過ぎると逆Ｖ偏析を助長し、マクロ偏析部に粗大な炭化物［例えば、（Ｆｅ，Ｃｒ）₂₃Ｃ₆など］が形成されるので、耐水素割れ性を改善できない。従ってＣｒ量は０．５％以下とする必要があり、好ましくは０．４％以下、より好ましくは０．３５％以下である。

［Ｍｏ：０．０１〜０．３％］
Ｍｏは、鍛鋼品の焼入れ性、強度および靭性の向上に作用する元素であり、それらの作用を発揮させるには、０．０１％以上含有させる必要がある。Ｍｏ量は、好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｍｏは平衡分配係数が小さいので、Ｍｏ量が過剰になるとミクロ偏析（正常偏析）を生じ易くなる。また、Ｍｏ量が過剰になるとコストアップにつながる。そこでＭｏ量は０．３％以下とする必要があり、好ましくは０．２％以下である。

［Ａｌ：０．０１０〜０．１％］
Ａｌは、製鋼工程において脱酸元素として作用し、酸素量低減に必要な元素である。また、Ａｌは、鍛鋼品の耐割れ性を向上させる作用も有している。従って、Ａｌは、０．０１０％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０１２％以上である。しかし、Ａｌ量が過剰になると、Ａｌ₂Ｏ₃の形成量が増加したり、生成したＡｌ₂Ｏ₃が凝集しやすくなり、耐水素割れ性に悪影響を及ぼす。従ってＡｌ量は、０．１％以下とする必要があり、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下とする。

［Ｓ：０．０００２〜０．０１％］
Ｓは、鋼中のＭｎ、Ｍｇ、Ｃａ等と結合して硫化物系介在物を形成する元素であり、特にＣａを添加した鋼ではマクロ偏析部中に微細な硫化物系介在物が形成される。微細な硫化物系介在物は、応力場を形成して余剰水素を捕捉し、耐水素割れ性を改善する効果がある。このような微細な硫化物系介在物を確保するために、Ｓ量は０．０００２％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００４％以上とする。しかし、Ｓは、逆Ｖ偏析を助長して硫化物系介在物を形成し、特に、細長い形状をした硫化物系介在物は長径が大きな粗大介在物となり易く、水素割れの起点となる。従って粗大な硫化物系介在物を減少させるために、Ｓ量は０．０１％以下とする必要があり、好ましくは０．００９％以下、より好ましくは０．００６０％以下、更に好ましくは０．００３０％以下とする。

［Ｏ：０．００２％以下（０％を含まない）］
Ｏ（酸素）は、ＳｉＯ₂、Ａｌ₂Ｏ₃、ＭｇＯ、ＣａＯ等の酸化物系介在物を形成する元素である。Ｏは極力低減することによって粗大介在物の生成を抑制し、微細な介在物を析出させることができる。そのためＯ量は０．００２％以下とする必要があり、好ましくは０．００１０％以下とする。但し、工業生産上、Ｏを０％とすることは困難である。

本発明に係る鍛鋼品の成分組成は上記の通りであり、残部成分は実質的に鉄であるが、不可避不純物の混入はもちろん許容される。

上記鍛鋼品に含まれるＭｎ量、Ｓ量、Ａｌ量、およびＯ（酸素）量は、下記式（１）を満足していることが好ましい。下記式（１）中、［］は、各元素の含有量（質量％）を示している。
（［Ｍｎ］×［Ｓ］）／（［Ａｌ］×［Ｏ］）≦６００・・・（１）

ＭｎとＳの積は、硫化物系介在物の生成のし易さを意味しており、ＡｌとＯの積は、酸化物系介在物の生成のし易さを意味しており、本発明では、（［Ｍｎ］×［Ｓ］）／（［Ａｌ］×［Ｏ］）の値を６００以下に好ましく制御することによって、硫化物系介在物と酸化物系介在物の生成量のバランスを適切に制御でき、硫化物系介在物と酸化物系介在物の大きさも適切に調整できる。上記鍛鋼品に含まれるＭｎ量、Ｓ量、Ａｌ量、およびＯ（酸素）量は、下記式（１ａ）を満足していることがより好ましく、下記式（１ｂ）を満足していることが更に好ましく、下記式（１ｃ）を満足することが最も推奨される。
（［Ｍｎ］×［Ｓ］）／（［Ａｌ］×［Ｏ］）≦５００・・・（１ａ）
（［Ｍｎ］×［Ｓ］）／（［Ａｌ］×［Ｏ］）≦４００・・・（１ｂ）
（［Ｍｎ］×［Ｓ］）／（［Ａｌ］×［Ｏ］）≦２００・・・（１ｃ）

本発明の鍛鋼品には、上述した本発明の効果に悪影響を与えない範囲で、以下に示す更に他の元素（選択元素）を積極的に含有させても良い。

［Ｃｕ：０．２％以下（０％を含まない）］
Ｃｕは、鍛鋼品の靭性向上および組織の微細化作用を有する元素であり、この様な作用を有効に発揮させるには、Ｃｕは、０．０１％以上含有させることが好ましい。Ｃｕは、より好ましくは０．０５％以上である。しかし、Ｃｕ量が過剰になるとコストアップとなるので、Ｃｕは０．２％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．１５％以下とする。

［Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）］
Ｖは、鍛鋼品の析出強化および組織微細化の作用を有し、鍛鋼品の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は０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上含有させることが推奨される。しかし、Ｖを過剰に含有させても上記作用は飽和し、経済的に無駄であるので、Ｖ量は０．２％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以下である。

［Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｃａは、鍛鋼品における硫化物系介在物の延伸を抑制し、耐水素割れ性を改善するのに寄与する元素である。この作用を有効に発揮させるには、Ｃａは０．０００１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上である。しかしＣａ量が過剰になってもこの作用は飽和するため、Ｃａ量は０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下である。

［Ｔｉ、Ｚｒ、およびＨｆよりなる群から選択されるいずれか１種以上の元素：合計０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｔｉ、Ｚｒ、およびＨｆは、鍛鋼品の靭性向上および組織微細化の作用を有し、鍛鋼品の高強度化に有用な元素である。これらの作用を有効に発揮させるために、いずれか１種または２種以上の元素を鋼に含有させても良い。これらの作用を発揮させるには、合計（１種の場合は単独の含有量）で、０．００１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００３％以上である。しかしＴｉ、Ｚｒ、およびＨｆ量が過剰になると、これらの元素が鋼中のＣやＮと結合して粗大な炭化物、窒化物、炭窒化物として析出し、機械的特性や耐水素割れ性が劣化することがある。従って上記元素は、合計（１種の場合は単独の含有量）で、０．０１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００８％以下とする。

積極添加が許容される他の元素の例としては、（１）焼入れ性改善効果を有するＢ（ホウ素）、（２）固溶強化元素または析出強化元素であるＷ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｅ、およびＴｅなどが挙げられる。これらの添加元素は、単独で、または２種以上を組み合わせて含有させることができる。これらの添加元素は、例えば合計で０．１％程度以下とすることが望ましい。

２．鍛鋼品の組織分率
（１）基本組織
深さＤ／４の位置における鋼断面を５ｃｍ×５ｃｍの測定範囲にて観察したときに、鋼組織は、鍛鋼品に必要な引張強度と必要な鍛造性を得るため、フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織が９０面積％以上（好ましくは９５面積％以上、さらに好ましくは９７面積％以上）である。フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織に該当する部分では、水素割れが発生することは少ないため、以下この部分を「健全部」と記載する。残部組織は、「マクロ偏析部」と記載し、詳しくは後述するが、パーライト組織が主体で、ベイナイトを含有していてもよい組織である。

本発明では、深さＤ／４の位置は、鍛鋼品の側表面からの距離をいうものとする。上記「Ｄ」は、鍛鋼品断面（鍛鋼品の長手方向に垂直な断面）の円相当直径（断面積と同じ面積を有する円の直径）を意味する。従って、鍛鋼品が円柱状のものであれば、Ｄは該円柱状の鍛鋼品の直径である。

（２）健全部とマクロ偏析部との判別
健全部とマクロ偏析部とを判別する方法について説明する。まず、鋼断面の５ｃｍ×５ｃｍの領域を写真撮影し、グレースケールのデータとして電子機器に取り込む。マクロ偏析部は、パーライト組織が主体（パーライト組織が概ね７０面積％超）であるため、健全部（フェライト組織または、フェライトとパーライト混合組織の場合はパーライト組織が概ね５０〜７０面積％）よりも暗めに写る。このことを利用して、｛（健全部の平均明度）＋（マクロ偏析部の平均明度）｝／２の値を閾値とし、画像処理により、この閾値よりも明度の高い（白い）部分を健全部と定め、逆に閾値よりも明度の低い（黒い）部分は、マクロ偏析部と定める。

上記健全部の平均明度は、次のようにして定める。まず、鋼断面の５ｃｍ×５ｃｍの領域で比較的明度が高く（白く）写っている領域が健全部であることを確認するため、後述のＦＥ−ＳＥＭ（Field Emission type Scanning Electron Microscope；電解放出型走査電子顕微鏡）を用いて組織観察を行う。金属組織が健全部（フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織）であること確認した後、健全部の任意の１０点について明度を測定し、これを平均した値を健全部の平均明度とする。

上記マクロ偏析部の平均明度についても同様に、マクロ偏析部の任意の１０点について明度を測定し、これを平均した値をマクロ偏析部の平均明度とする。

このような手法により、健全部とマクロ偏析部との区別をして鋼断面（金属組織全体）に対する健全部の割合（面積％）を求める。

以上の手法を用いて別の観察領域（５ｃｍ×５ｃｍ）において上記の画像処理を行い、これら２視野の平均値を最終的な健全部の割合（面積％）とする。

本発明では、鍛鋼品に必要な引張強度と鍛造性を得るため、健全部（フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織）の割合を上述のように９０面積％以上とする。

一方、１００面積％から健全部の割合（面積％）を差し引いた値をマクロ偏析部の割合（面積％）とする。

３．マクロ偏析部における介在物
上記マクロ偏析部における介在物（硫化物系介在物および酸化物系介在物）は、水素割れの起点や伝播経路となり、鍛鋼品の耐水素割れ性に悪影響を及ぼす。そこで、本発明の鍛鋼品では、マクロ偏析部における硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態（円相当直径およびアスペクト比）、並びに硫化物系介在物および酸化物系介在物の数密度を適切に制御している。

なお、上記マクロ偏析部に比べて、上記健全部には硫化物系介在物および酸化物系介在物は少ないため、健全部における硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態と数密度は考慮する必要はない。

（硫化物系介在物）
上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物について、平均円相当直径が２００μｍを超えると、硫化物系介在物と鋼組織の界面で水素割れが発生しやすくなる。従って上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、平均円相当直径を２００μｍ以下とし、好ましくは１８０μｍ以下、より好ましくは１５０μｍ以下、更に好ましくは１００μｍ以下とする。

上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物について、平均アスペクト比が５０を超えると、鋼塊を冷却するときに硫化物系介在物と鋼組織との線膨張係数の差により、硫化物系介在物と鋼組織の界面が大きく剥離し、その空隙に水素が凝集して水素割れを発生する原因となる。従って上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、平均アスペクト比を５０以下とし、好ましくは４０以下、より好ましくは３０以下とする。上記硫化物系介在物の平均アスペクト比の下限は、測定した領域で、通常、３程度である。

上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物について、数密度が３００個／ｃｍ²を超えると、靭性等の機械的特性に悪影響を及ぼす。従って上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、数密度を３００個／ｃｍ²以下とし、好ましくは２００個／ｃｍ²以下、より好ましくは１５０個／ｃｍ²以下、更に好ましくは１００個／ｃｍ²以下、特に好ましくは５０個／ｃｍ²以下とする。上記硫化物系介在物の数密度の下限は特に限定されず０個／ｃｍ²でも構わない。しかしマクロ偏析部における硫化物系介在物は、通常、酸化物系介在物よりもアスペクト比が高く、大きな応力場を形成するため、固溶限を超えた余剰水素を捕捉しやすくなり、歪み部への水素濃化を抑制でき、耐水素割れ性を改善できる。従って上記硫化物系介在物の数密度は、５個／ｃｍ²以上であることが好ましく、より好ましくは１０個／ｃｍ²以上、更に好ましくは２０個／ｃｍ²以上とする。

（酸化物系介在物）
酸化物系介在物は、上述した硫化物系介在物とは異なり、通常、微細で、低アスペクト比（円形に近い形状）であるため、耐水素割れ性には悪影響を及ぼさないと考えられている。しかし上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物について、平均円相当直径が１００μｍを超えると、酸化物系介在物同士が凝集し、上記硫化物系介在物と同様、酸化物系介在物と鋼組織の界面で水素割れが発生しやすくなる。従って上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、平均円相当直径を１００μｍ以下とし、好ましくは８０μｍ以下、より好ましくは６０μｍ以下とする。

上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物について、平均アスペクト比が２０を超えると、上記硫化物系介在物と同様、鋼塊を冷却するときに酸化物系介在物と鋼組織との線膨張係数の差により、酸化物系介在物と鋼組織の界面が大きく剥離し、その空隙に水素が凝集して水素割れを発生する原因となる。従って上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、平均アスペクト比を２０以下とし、好ましくは１５以下、より好ましくは１０以下とする。上記酸化物系介在物の平均アスペクト比の下限は、測定した領域で、通常、１程度である。

上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物について、数密度が３００個／ｃｍ²を超えると、靭性等の機械的特性に悪影響を及ぼす。従って上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、数密度を３００個／ｃｍ²以下とし、好ましくは２００個／ｃｍ²以下、より好ましくは１００個／ｃｍ²以下とする。上記酸化物系介在物の数密度の下限は特に限定されないが、マクロ偏析部に酸化物系介在物が形成されると多数の応力場が分散して形成されるため、固溶限を超えた余剰水素を捕捉しやすくなり、歪み部への水素濃化を抑制でき、耐水素割れ性を改善できる。従って上記酸化物系介在物の数密度は、５個／ｃｍ²以上であることが好ましく、より好ましくは１０個／ｃｍ²以上、更に好ましくは２０個／ｃｍ²以上とする。

上記マクロ偏析部における、上記硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態（円相当直径およびアスペクト比）、並びに硫化物系介在物および酸化物系介在物の数密度は、次の手順で測定できる。即ち、鍛鋼品の深さＤ／４の位置に存在するマクロ偏析部から試験片を採取し、試験片の表面について、ＳＥＭ−ＥＰＭＡ（例えば、日本電子株式会社製「ＪＸＡ−８９００ＲＬ」、「ＸＭ−Ｚ００４３Ｔ」、「ＸＭ−８７５６２」）による画像解析を行い、観察される介在物の成分組成をＥＤＸで分析する。成分組成の分析は、長径が１μｍ以上の介在物を対象として行い、ＥＤＸによる分析は、介在物の重心位置を１点につき１０秒程度で自動分析すればよい。長径が１μｍ未満の硫化物系介在物および酸化物系介在物も耐水素割れ性を向上させる作用を有しているが、測定効率を向上させるために、本発明では、長径が１μｍ未満の介在物は測定対象から除外する。

成分組成を分析した介在物のうち、硫黄（Ｓ）含有率が３０質量％以上で、且つ酸素（Ｏ）含有率が１質量％未満のものを本明細書では硫化物系介在物と定義する。

また、成分組成を分析した介在物のうち、酸素（Ｏ）含有率が１質量％以上のものを本明細書では酸化物系介在物と定義する。

成分組成を分析して同定された硫化物系介在物および酸化物系介在物について、円相当直径とアスペクト比（長径／短径）を測定し、平均値を求めればよい。

観察視野数は、５箇所以上とすることが好ましい。

また、硫化物系介在物および酸化物系介在物の数密度は、成分組成を分析して同定された硫化物系介在物および酸化物系介在物のうち、長径が１μｍ以上の硫化物系介在物および酸化物系介在物の数を測定し、単位観察視野面積あたりの数密度（個／ｃｍ²）を算出する。上述したように、長径が１μｍ未満の硫化物系介在物および酸化物系介在物も、耐水素割れ性を向上させる作用を有しているが、微細過ぎる介在物を測定すると測定効率が低下する。従って本発明では、長径が１μｍ未満の介在物については測定対象から外している。

（硫化物系介在物および酸化物系介在物の数密度）
本発明の鍛鋼品は、上記マクロ偏析部において酸化物系介在物と硫化物系介在物の両方が存在している場合には、酸化物系介在物の数密度が、硫化物系介在物の数密度以上になっていることが好ましい。即ち、酸化物系介在物の数密度が、硫化物系介在物の数密度と同じであるか、酸化物系介在物の数密度が、硫化物系介在物の数密度を超えていることで、割れの起点が減少し、水素トラップ能を向上させることができるため、耐水素割れ性を改善できる。従って、上記酸化物系介在物の数密度／硫化物系介在物の数密度の値は、１．０以上であることが好ましく、より好ましくは１．１以上である。上記酸化物系介在物の数密度／硫化物系介在物の数密度の値の上限は特に限定されない。なお、上述したように、上記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、数密度が０個／ｃｍ²でも構わない。

４．製造方法
（１）組織の制御
本発明の鍛鋼品は、例えば以下のように鋼組織および介在物を制御して製造できる。鍛鋼品の金属組織をフェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織とするには、熱間鍛造後の供試材を、Ａｃ₃点＋１２０℃以上の温度で加熱した後、室温まで自然冷却（平均冷却速度は、例えば、５℃／分以下）すればよい。Ａｃ₃点＋１２０℃以上に加熱することによって、後述するように、マクロ偏析部における硫化物系介在物も微細化できる。

上記鍛鋼品のマクロ偏析部における硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態と数密度を所定の範囲に制御するには、上記熱間鍛造に供する供試材を製造する際に、溶鋼中のＳ量およびＯ量を低減しておけばよい。即ち、鋼中のＳは、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｃａ等と結合して硫化物系介在物を形成する。硫化物系介在物のうち、伸展して粗大化した（高アスペクト比化した）ＭｎＳが水素割れに対して特に悪影響を及ぼす。そこで硫化物系介在物の粗大化を抑制するには、溶鋼中のＳ量を低減すればよく、Ｓ量を低減することによって硫化物系介在物自体の個数が少なくなり、更に成長も抑制されるため、微細化する（低アスペクト比化する）。

溶鋼中のＳ量を低減する方法は特に限定されず、公知の方法を採用でき、例えば、溶製時のスラグ組成を制御する方法が挙げられる。上記スラグ組成は、スラグ中のＣａＯ量とＳｉＯ₂量に基づいて算出される塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ₂）を高めに設定すればよく、塩基度は、例えば、５〜１０の範囲に設定することが推奨される。

また、上記溶鋼とスラグとの反応を一層促進するには、真空脱ガス処理を実施することが好ましい。真空脱ガス処理を行うことによって、溶鋼中にスラグを積極的に巻込ませることができるため、溶鋼とスラグとの反応を促進でき、溶鋼中のＳ量を低減できる。

また、硫化物系介在物を小さく、低アスペクト比化するには、Ｃａを添加してもよい。Ｃａは、硫化物系介在物を球状化する作用を有している元素である。

また、上述したように、熱間鍛造後の供試材を、Ａｃ₃点＋１２０℃以上の温度に加熱して保持することが好ましい。Ａｃ₃点＋１２０℃以上の温度に加熱することによって、マクロ偏析部に濃化した元素を拡散、均一化できる。その結果、マクロ偏析部における硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳなど）を微細化できる。

上記Ａｃ₃点は、下記式（ａ）を用いて求めることができる［例えば、「レスリー鉄鋼材料学」丸善、（１９８５）参照］。下記式中、［］は、各元素の含有量（質量％）を示す。なお、各項に示した元素を含有しない場合は、その項がないものとして計算する。
Ａｃ₃点（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］^1/2＋４４．７×［Ｓｉ］−３０×［Ｍｎ］＋７００×［Ｐ］＋４００×［Ａｌ］＋４００×［Ｔｉ］＋１０４×［Ｖ］−１１×［Ｃｒ］＋３１．５×［Ｍｏ］−２０×［Ｃｕ］−１５．２×［Ｎｉ］・・・（ａ）

また、酸化物系介在物の生成量を低減するには、溶鋼中のＯ量を低減すればよい。即ち、鋼中のＯは、Ａｌ、Ｍｇ等と結合して酸化物系介在物を形成する。酸化物系介在物は、通常、上記硫化物系介在物のように粗大化し難いため、耐水素割れ性に悪影響は及ぼし難いが、酸化物系介在物の生成量が多くなり、互いに凝集すると、上記硫化物系介在物のように水素割れに悪影響を及ぼすようになる。そこで溶鋼中のＯ量を低減することによって、酸化物系介在物の生成量を低減することが推奨される。

酸化物系介在物の生成量を低減することによって、酸化物系介在物と硫化物系介在物が複合した介在物の生成量を低減できるため、耐水素割れ性を一層向上できる。硫化物は、酸化物系介在物を生成核としてその周りに形成しやすく、酸化物系介在物と硫化物系介在物が複合した介在物も、水素割れに悪影響を及ぼすからである。

上記溶鋼中のＯ量を低減する方法は特に限定されず、公知の方法を採用でき、例えば、溶製時に真空脱ガスを充分に行なえばよい。

次に、室温まで自然冷却した後は、鍛鋼品を均質化するために、焼戻し処理を行えばよい。焼戻し処理は、例えば、６００〜９００℃に加熱して、この温度域で１〜２０時間保持した後、室温まで自然冷却（平均冷却速度は、例えば、５℃／分以下）すればよい。

上述した熱処理は、表面からの深さがＤ／４の位置付近における温度を制御すれば良いが、大型鋼塊ではこの位置での温度を実測することは困難である。そのため例えば表面温度を基準に温度制御して鍛鋼品を製造し、その組織観察の結果をフィードバックして温度制御を適宜実施すればよい。

本発明の鍛鋼品は、特に、大型鍛鋼品として有用に利用される。大型とは、重さが２０トン以上であることを意味する。本発明の鍛鋼品は、例えば、クランクジャーナルまたはクランクスローとして好適に用いることができる。上記クランクジャーナルおよび／または上記クランクスローを用いれば、組立型クランク軸を製造でき、この組立型クランク軸は、例えば、ディーゼル機関の主要部品として用いることができる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、上記・下記の趣旨に適合しうる範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術範囲に包含される。

電極アーク加熱機能を備える溶鋼処理設備によって、下記表１に示す成分組成の鋼（残部は鉄および不可避不純物）をそれぞれ溶製し、４０トンクラス（全高３ｍ、直径１．５ｍ）の鋳型を用いて鋳造した。なお、溶湯段階での水素量は、ハイドリス測定で３ｐｐｍであった。溶製時のスラグ組成は、スラグ中の塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ₂）が５〜１０となるように調整した。また、溶製時には、真空脱ガス処理も行なった。下記表１には、鋼の成分組成および上記式（１）に基づいて、（［Ｍｎ］×［Ｓ］）／（［Ａｌ］×［Ｏ］）の値を算出した結果を示す。

凝固した鋼塊を１０００℃付近で脱型した後、約１２００℃まで加熱し、同温度で熱間鍛造を施し、断面直径１５０ｍｍの鍛鋼品に仕上げた。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した。得られた鍛鋼品を９３０℃（表面温度）で２時間保持し、この温度から、室温までゆっくりと自然冷却（平均冷却速度は約０．５℃／分）した後、再度約６００℃程度まで加熱した後、室温までゆっくりと自然冷却（平均冷却速度は約０．５℃／分）した。なお、下記表２に示すＮｏ．２は、得られた鍛鋼品を９３０℃（表面温度）で保持する代わりに、８５０℃で保持する以外は同じ条件とした。下記表２には、鋼の成分組成および上記式（ａ）に基づいて算出したＡｃ₃点を示す。また、下記表２にはＡｃ₃点＋１２０℃の値も併せて示す。

室温まで冷却して得られた鍛鋼品について、深さＤ／４の位置における鋼断面の金属組織を観察した。金属組織の観察は、深さＤ／４の位置から試料を採取し、残留オーステナイトの変態を防ぐために電解研磨を行った後、ＥＢＳＰ（Electron Back Scatter diffraction Pattern；結晶方位解析）検出器を備えたＦＥ−ＳＥＭで、金属組織の種類およびその面積率を測定した。なお、ＥＢＳＰは、試料表面に電子線を入射させ、この時に発生する反射電子から得られた菊池パターンを解析することにより、電子線入射位置の結晶方位を決定するものである。電子線を試料表面に二次元で走査させ、所定のピッチ毎に結晶方位を測定すれば、試料表面の方位分布を測定できる。

上記ＦＥ−ＳＥＭの鏡筒内にセットした試料について、鋼断面の５ｃｍ×５ｃｍの領域において、前述の金属組織観察で比較的明度が高く（白色）写っている箇所のうち、あらかじめ健全部の可能性が高い５００μｍ×５００μｍの測定範囲にて１μｍ間隔で電子線を照射し、スクリーン上に投影されるＥＢＳＰ画像を高感度カメラで撮影し、コンピューターに画像として取込んでコンピューターで画像解析を行い、既知の結晶系を用いたシミュレーションによるパターンと比較することによって、各色相（各組織）をカラーマップした。このようにしてマッピングされた各組織（領域）の面積率を求めた。なお、上記解析に係るハードウェアおよびソフトとして、ＴｅｘＳＥＭＬａｂｏｒａｔｏｒｉｅｓＩｎｃ．のＯＩＭ（Orientation Imaging Microscopy^TM）システムを用いた。その結果、表面から深さＤ／４の位置における組織は、いずれもフェライト−パーライト混合組織で構成される健全部が、鋼断面に対して９０面積％以上であり、残部のマクロ偏析部の組織は、パーライト主体であった。

また、上記深さＤ／４の位置から採取した試料に対し、塩酸水溶液を用いてエッチング処理を行ってマクロ偏析部の分布を観察した。上記マクロ偏析部を上述した手順で自動ＥＰＭＡにて観察し、マクロ偏析部に観察される長径が１μｍ以上の硫化物系介在物または長径が１μｍ以上の酸化物系介在物について、円相当直径およびアスペクト比を測定し、夫々、平均値を求めた。また、観察視野面積に対する長径が１μｍ以上の硫化物系介在物または長径が１μｍ以上の酸化物系介在物について、数密度も算出した。また、マクロ偏析部における硫化物系介在物の数密度に対して、酸化物系介在物の数密度比（酸化物系介在物の数密度／硫化物系介在物の数密度）を算出し、下記表２に併せて示す。

次に、深さＤ／４の位置から採取した試料について以下に示す手順で耐水素割れ性を評価した。耐水素割れ性の評価は、水素割れ感受性の比較試験法に基づいて行った。水素割れ感受性の比較試験には、図３に示す装置を用いた。図３中、１は試験片、２は容器、３は試験用水溶液、４は対極（白金電極）、５は電流制御装置、６はクロスヘッド、７は固定台、８はパーソナルコンピューター、９は応力−歪制御装置、を夫々示している。

水素割れ感受性の比較試験は、図３に示すように、長さ１５０ｍｍ、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、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とし、この部分にマクロ偏析部が位置するように作製した試験片１を用いて行った。この試験片１を試験装置に装着し、０．１ｍｏｌ／ＬのＨ₂ＳＯ₄＋０．０１ｍｏｌ／ＬのＫＳＣＮである試験用水溶液３に囲まれるように、前記水溶液中に完全に浸漬させ、電流密度を０．１ｍＡ／ｍｍ²にて４時間陰極電解して試験片中の水素分布を均一化した。そして、そのままの電流密度を印加、即ち、陰極電解しながらＳＳＲＴ（低歪み速度試験：一定、もしくは一定範囲の振幅ではなく応力増加型の試験）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）を測定した。このときの試験装置のクロスヘッド６の引張り速度は２×１０^-3ｍｍ／分とした。一方、上記水溶液への浸漬を省略した状態、即ち、大気中で、上記と同じ引張り条件にてＳＳＲＴ試験を実施し、試験片の破断応力（Ｓ₀）を測定した。そして、以上の各測定値から水素割れ感受性指数（Ｓ₁／Ｓ₀）を求め、各鋼材の耐水素割れ性を評価した。結果を表２に示す。本発明では、水素割れ感受性指数（Ｓ₁／Ｓ₀）が０．５０以上のものを耐水素割れ性に優れると評価した。

下記表１、表２から次のように考察できる。Ｎｏ．１、３〜８、１４〜１８は、いずれも本発明で規定する要件を満足している例であり、フェライト−パーライト混合組織で構成されている健全部と、硫化物系介在物および酸化物系介在物の形態と数密度が所定の範囲を満足しているマクロ偏析部で構成されているため、水素割れ感受性指数（Ｓ₁／Ｓ₀）が０．５０以上となり、耐水素割れ性に優れることが分かる。特に、鋼種Ｇ、鋼種Ｏ、鋼種Ｐ、または鋼種Ｑを用いたＮｏ．８、１６〜１８によれば、鋼中のＳ量を０．００３０％以下（３０ｐｐｍ以下）に抑えることによって、水素割れ感受性指数（Ｓ₁／Ｓ₀）が０．６７以上となり、耐水素割れ性が一段と優れることが分かる。

一方、Ｎｏ．２、９〜１３は、本発明で規定する要件を満足していない例であり、水素割れ感受性指数（Ｓ₁／Ｓ₀）が０．５０未満となり、耐水素割れ性を改善できていないことが分かる。即ち、Ｎｏ．２は、Ｎｏ．１と同じ鋼種Ａを用いた例であるが、熱間鍛造後の保持を８５０℃で行ったため、保持温度が低過ぎ、ＭｎＳやＳの拡散が不充分となり、ＭｎやＳはマクロ偏析部に濃化してマクロ偏析部に粗大な硫化物系介在物が析出した。また、硫化物系介在物の平均アスペクト比も大きくなった。その結果、耐水素割れ性を改善できなかった。

Ｎｏ．９は、Ｓを過剰に含有する例であり、マクロ偏析部に粗大な硫化物系介在物が多数析出すると共に、平均アスペクト比も大きくなった。また、硫化物系介在物の数密度も高くなった。また、酸化物系介在物の平均アスペクト比も大きくなった。従って、耐水素割れ性を改善できなかった。Ｎｏ．１０は、Ｍｎを過剰に含有する例であり、マクロ偏析部に粗大な硫化物系介在物が多数析出すると共に、平均アスペクト比も大きくなった。また、硫化物系介在物の数密度も高くなった。また、酸化物系介在物の平均アスペクト比も大きくなった。従って、耐水素割れ性を改善できなかった。Ｎｏ．１１は、Ｏを過剰に含有する例であり、マクロ偏析部における酸化物系介在物の平均アスペクト比が大きくなり、また酸化物系介在物（例えば、Ａｌ₂Ｏ₃）が多数析出した。そのため、析出した酸化物系介在物が凝集し、粗大な硫化物系介在物と類似の作用を及ぼしたため、耐水素割れ性を改善できなかった。

Ｎｏ．１２は、Ａｌを過剰に含有する例であり、マクロ偏析部における酸化物系介在物の平均アスペクト比が大きくなり、また酸化物系介在物（例えば、Ａｌ₂Ｏ₃）が多数析出した。そのため、析出した酸化物系介在物が凝集し、粗大な硫化物系介在物と類似の作用を及ぼしたため、耐水素割れ性を改善できなかった。Ｎｏ．１３は、Ａｌが少な過ぎる例であり、Ｓ含有量は本発明で規定する範囲内であるが多めのため、酸化物系介在物を核として硫化物が巻き付いた複合酸化物を形成した。その結果、酸化物系介在物が粗大化したため、耐水素割れ性を改善できなかった。

１試験片
２容器
３試験用水溶液
４対極（白金電極）
５電流制御装置
６クロスヘッド
７固定台
８パーソナルコンピューター
９応力−歪制御装置

Claims

Ｃ：０．１５〜０．５％（質量％の意味。成分組成について以下同じ。）、
Ｓｉ：０．６％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．５〜１．５％、
Ｎｉ：０．０１〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１〜０．５％、
Ｍｏ：０．０１〜０．３％、
Ａｌ：０．０１０〜０．１％、
Ｓ：０．０００２〜０．０１％、
Ｏ：０．００２％以下（０％を含まない）を含有し、
残部：鉄および不可避不純物からなる鍛鋼品であり、
深さＤ／４（Ｄ：鍛鋼品断面の円相当直径）の位置における鋼断面を５ｃｍ×５ｃｍの測定範囲にて観察したときに、フェライト組織またはフェライト−パーライト混合組織で構成される健全部と残部（以下、「マクロ偏析部」と記載する）で構成され、
前記鋼断面に対する前記健全部の割合が９０面積％以上であり、
前記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の硫化物系介在物は、平均円相当直径が２００μｍ以下、平均アスペクト比が５０以下、数密度が３００個／ｃｍ²以下で、
前記マクロ偏析部における長径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、平均円相当直径が１００μｍ以下、平均アスペクト比が２０以下、数密度が３００個／ｃｍ²以下であること
を特徴とする耐水素割れ性に優れた鍛鋼品。
前記マクロ偏析部において、前記長径が１μｍ以上の酸化物系介在物の数密度が、前記長径が１μｍ以上の硫化物系介在物の数密度以上である請求項１に記載の鍛鋼品。
更に他の元素として、
Ｃｕ：０．２％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１または２に記載の鍛鋼品。
更に他の元素として、
Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鍛鋼品。
更に他の元素として、
Ｃａ：０．０１％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の鍛鋼品。
更に他の元素として、
Ｔｉ、Ｚｒ、およびＨｆよりなる群から選択されるいずれか１種以上の元素：合計で０．０１％以下（０％を含まない）
を含有する請求項１〜５のいずれかに記載の鍛鋼品。
クランクジャーナルまたはクランクスローである請求項１〜６のいずれかに記載の鍛鋼品。
請求項７に記載のクランクジャーナルまたはクランクスローを有する組立型クランク軸。