(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．３８〜０．８％（質量％の意味。以下同じ。）、
Ｓｉ：０．０１〜２．０％、
Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ｐ  ：０．２０％以下、
Ｓ  ：０．０１５〜０．１２％、
Ａｌ：０．００２〜０．１％を含有し、
更に、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｚｒ：０．０１〜０．５％、
Ｔｅ：０．００１〜０．０５％、および
ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含み、
前記Ｍｎおよび前記Ｓは下記式（１）の関係を満足し、
残部が鉄および不可避不純物からなる鋼材であり、
該鋼材に含まれる短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数と、該鋼材に含まれる短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数が、下記式（２）の関係を満足することを特徴とする鋼材。
［Ｍｎ］／［Ｓ］≧１３．０  ・・・（１）
上記式（１）において、［  ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物のうちの円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］／［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数］≦０．３０  ・・・（２）
【請求項２】
更に他の元素として、
Ｃｕ：１％以下、
Ｎｉ：２％以下、
Ｃｒ：２％以下、および
Ｍｏ：２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１に記載の鋼材。
【請求項３】
更に他の元素として、
Ｖ  ：０．５％以下、
Ｔｉ：０．５％以下、
Ｎｂ：０．５％以下、および
Ｗ  ：２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の鋼材。
【請求項４】
更に他の元素として、
Ｐｂ：０．３％以下、
Ｂｉ：０．３％以下、
Ｓｎ：０．０２％以下、および
Ｓｂ：０．０２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の鋼材。
【請求項５】
更に他の元素として、
Ｎ：０．０２％以下を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の鋼材。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載の鋼材を製造する方法であって、
請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を満足する溶鋼を鋳造して鋼材を製造するにあたり、鋳造開始から凝固完了までの鋳片中央部の平均冷却速度を７℃／分以下とすることを特徴とする鋼材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間加工前や高周波を用いて加熱したときに、バーニングが発生しない鋼材、およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
熱間鍛造や熱間圧延などの熱間加工前には、変形抵抗を小さくして熱間加工しやすくするために、鋼片を、例えば、１２００℃以上の高温に加熱する。また、高周波を用いた加熱時には、鋼片の温度が、例えば、１２００℃以上の高温になることがある。しかし、加熱温度が目標温度を超えて高温に過熱されると、バーニングが発生する。バーニングとは、ＪＩＳ  Ｇ０２０１（２０００年）によると、結晶粒界の融合によって引き起こされる組織や性質の非可逆的な変化であり、後の熱処理や機械加工又は加工と熱処理の組合せの作業で、初めにもっていた諸性質を回復できない現象と定義されている。バーニングが発生すると、材質が脆くなる。
【０００３】
バーニングの発生を防止する方法としては、粒界に発生する偏析を低減することや、固相線温度を高くすることが考えられる。粒界に偏析が発生すると、偏析した成分によって局所的に凝固温度が低下するため、加熱時にバーニングが発生しやすくなる。また、固相線温度が低くなると、凝固温度が低くなるため、加熱時に鋼材の一部が溶融し、結晶粒界の融合が発生してバーニングが発生する。しかし、バーニングの発生を防止するために、鋼材の成分組成を調整する技術は検討されていなかった。
【０００４】
そこで、バーニングの発生を防止するために、実操業では、加熱温度を下げ、過熱しないことが一般的である。即ち、加熱温度が、鋼材の固相線温度（凝固温度）に近づくとバーニングが発生するため、安全を見越して、加熱温度が固相線温度−１３０℃を超えないように制御していた。ところが、加熱温度を下げると、変形抵抗が大きくなるため、熱間加工しにくくなる。
【０００５】
バーニングの発生を防止する技術ではないが、鋼材中に含まれるＭｎＳ系介在物に注目した技術が、特許文献１に開示されている。この特許文献１に開示されている鋼材は、切りくず処理性と工具寿命の両方を改善できる機械構造用の鋼材である。この鋼材は、加工方向に平行な断面に存在する等価直径が４μｍ以上であるＭｎＳ系介在物が下記の（ｉ）式および（ii）式を満足するものである。下記（ｉ）式におけるＬおよびＷは、それぞれ、対象となるＭｎＳ系介在物の長径および短径を表し、アスペクト比は平均値としてのアスペクト比である。また、下記（ii）式におけるｎ、ｎ１およびｎ２は、それぞれ、下記のＭｎＳ系介在物の個数を表す。
アスペクト比（Ｌ／Ｗ）＜３  ・・・・・（ｉ）
（ｎ１＋ｎ２）／ｎ≦０．２  ・・・・・（ii）
ｎ：ＭｎＳ系介在物の面積１ｍｍ2当たりの個数
ｎ１：ＭｎＳ系介在物のうちで、Ｃａを０．５質量％以上固溶しているものの面積１ｍｍ2当たりの個数
ｎ２：ＭｎＳ系介在物のうちで、異種介在物を含むものの面積１ｍｍ2当たりの個数
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２００８−５７０２１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
上記特許文献１では、鋼材中のＭｎＳ系介在物に着目しているが、バーニングの発生については着目されていない。
【０００８】
本発明の目的は、熱間加工前に加熱したり、高周波を用いて加熱したときに、バーニングを発生しない耐バーニング性に優れた鋼材、およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決することのできた本発明に係る鋼材は、Ｃ：０．１〜０．８％（質量％の意味。以下同じ。）、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｐ：０．２０％以下、Ｓ：０．０１５〜０．１２％、Ａｌ：０．００２〜０．１％を含有し、更に、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｚｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｅ：０．００１〜０．０５％、およびＲＥＭ：０．００１〜０．０５％よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含み、前記Ｍｎおよび前記Ｓは下記式（１）の関係を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなるものである。下記式（１）において、［  ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
［Ｍｎ］／［Ｓ］≧１３．０  ・・・（１）
そして、本発明の鋼材は、該鋼材に含まれる円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数と、該鋼材に含まれる短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数が、下記式（２）の関係を満足するところに要旨を有する。
［円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］／［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数］≦０．３０  ・・・（２）
【００１０】
本発明の鋼材は、更に他の元素として、
（ａ）Ｃｕ：１％以下、Ｎｉ：２％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：２％以下、およびＢ：０．０１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｂ）Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、およびＷ：２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｃ）Ｐｂ：０．３％以下、Ｂｉ：０．３％以下、Ｓｎ：０．０２％以下、およびＳｂ：０．０２％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
を含有してもよく、また、
（ｄ）Ｎは、０．０２％以下の範囲で含有してもよい。
【００１１】
本発明の鋼材は、上記成分組成を満足する溶鋼を鋳造して鋼材を製造するにあたり、鋳造開始から凝固完了までの鋳片中央部の平均冷却速度を７℃／分以下とすることにより製造できる。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、鋼材の成分組成を適切に調整すると共に、円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物の生成を抑制するため、熱間加工前や高周波を用いて加熱しても、バーニングを発生しない耐バーニング性に優れた鋼材、およびその製造方法を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】図１は、鋳造時における鋳片表面の中央部の平均冷却速度と、硫化物系介在物比との関係を示すグラフである。
【図２】図２は、下記表３に示したＮｏ．１の試験片表面を、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で撮影した図面代用写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明者は、熱間加工前や高周波を用いて加熱したときに、バーニングが発生することを防止するために、鋭意検討を重ねてきた。その結果、硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳ）がバーニングの発生に影響を及ぼすと考えられることが明らかになった。具体的には、硫化物系介在物のなかでも、円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物が、加熱時に分解し、生成したＳは、Ｆｅと結合して硫化物系介在物よりも融点が低いＦｅＳを形成すること、形成したＦｅＳは加熱時に部分溶融し、バーニングが発生する原因になると考えられるという知見が得られた。
【００１５】
そこで、本発明では、鋼材の成分組成のうち、特に、Ｍｎ量とＳ量が下記式（１）の関係を満足するように調整したうえで、下記式（２）を満足するように鋼材に含まれる円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物の生成を抑制すればよいこと、また、硫化物系介在物中の硫黄（Ｓ）を安定化させて加熱時に分解しないようにするには、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、およびＲＥＭよりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有すればよいこと、を見出し、本発明を完成した。
［Ｍｎ］／［Ｓ］≧１３．０  ・・・（１）
［円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数］／［短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数］≦０．３０  ・・・（２）
【００１６】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００１７】
［硫化物系介在物］
本発明の鋼材は、Ｍｎを０．２〜２．０％、およびＳを０．０１５〜０．１２％の範囲で含有する。
【００１８】
Ｍｎは、Ｓと結合してＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成し、ＦｅＳの生成を抑制して加熱時におけるバーニングの発生を抑制する元素である。Ｍｎが０．２％未満ではその効果が不充分である。従って、本発明では、Ｍｎ量は０．２％以上とする。Ｍｎ量は、０．５％以上が好ましく、より好ましくは０．７％以上である。しかし、Ｍｎ量が過剰になり、２．０％を超えると、円相当径が４μｍを超える粗大な硫化物系介在物の他、円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物が多く生成するため、加熱時にバーニングが発生する。従って、本発明では、Ｍｎ量は２．０％以下とする。Ｍｎ量は、１．８％以下が好ましく、より好ましくは１．６％以下である。
【００１９】
Ｓは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であるが、ＭｎＳなどの硫化物系介在物を形成すると、被削性の向上に有効に作用する元素である。Ｓ量が０．０１５％未満ではこうした効果は不充分である。従って、本発明では、Ｓ量は０．０１５％以上とする。Ｓ量は、０．０１７％以上が好ましく、より好ましくは０．０１９％以上である。しかし、過剰に含有すると、円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳなど）が生成しやすくなり、バーニングの発生原因となるＦｅＳを形成する。従って、本発明では、Ｓ量は０．１２％以下とする。Ｓ量は、０．１１５％以下が好ましく、より好ましくは０．１１０％以下である。
【００２０】
本発明の鋼材は、ＭｎとＳを上記の範囲で含有したうえで、Ｍｎ量およびＳ量が上記式（１）の関係を満足する必要がある。
【００２１】
［Ｍｎ］／［Ｓ］の値が１３．０を下回ると、鋼材中のＭｎ量に比べてＳ量が過剰になり、ＳがＭｎによって固定されず、融点の低いＦｅＳが多く生成する。その結果、加熱時に部分溶融が生じ、バーニングが発生する。従って、本発明では、［Ｍｎ］／［Ｓ］は１３．０以上とする。［Ｍｎ］／［Ｓ］は、１３．５以上とすることが好ましく、より好ましくは１４．０以上である。［Ｍｎ］／［Ｓ］の値の上限は特に限定されず、後述するように、鋼材に含まれ得るＭｎ量の上限は２．０％で、Ｓ量の下限は０．０１５％であるから、［Ｍｎ］／［Ｓ］の上限は、１３３．３である。［Ｍｎ］／［Ｓ］は、好ましくは１００以下であり、より好ましくは８０以下、更に好ましくは５０以下である。
【００２２】
本発明の鋼材は、鋼材に含まれる円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数と、該鋼材に含まれる短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数が、上記式（２）の関係を満足することも重要である。なお、以下では、上記式（２）の左辺の値を硫化物系介在物比ということがある。
【００２３】
円相当径が４μｍ以下の微細な硫化物系介在物が過剰に生成すると、加熱時に分解し、ＳはＦｅと結合して、ＭｎＳよりも融点が低いＦｅＳを生成する。低融点のＦｅＳが過剰に生成すると、部分溶融を起こし、バーニングが発生する。従って、本発明では、上記硫化物系介在物比は、０．３０以下とする。上記硫化物系介在物比は、好ましくは０．２０以下であり、より好ましくは０．１５以下である。上記硫化物系介在物比の下限は特に限定されないが、例えば、０．０１以上であればよく、より好ましくは０．０２以上である。
【００２４】
上記硫化物系介在物とは、介在物の成分組成を分析したときに、鉄（Ｆｅ）を除いた合金元素の合計量を１００質量％としたときに、Ｓを２５質量％以上含有する介在物を意味する。上記鋼材に含まれる円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数と、該鋼材に含まれる短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数の測定方法については、実施例の項で説明する。
【００２５】
次に、本発明の鋼材に含まれるＭｎおよびＳ以外の成分について説明する。
【００２６】
［Ｃ：０．１〜０．８％］
Ｃは、鋼材の強度（最終製品の強度）を確保するために必要な元素であり、０．１％未満では鋼材の強度が低過ぎて機械構造用に用いることができない。従って本発明では、Ｃ量は０．１％以上とする。Ｃ量は、０．１２％以上が好ましく、より好ましくは０．１５％以上である。しかし、Ｃを過剰に含有すると強度が高くなり過ぎて、加工性が低下する。従って本発明では、Ｃ量は０．８％以下とする。Ｃ量は、０．７５％以下が好ましく、より好ましくは０．７０％以下である。
【００２７】
［Ｓｉ：０．０１〜２．０％］
Ｓｉは、固溶体硬化によって最終製品の強度を増加させるために必要な元素であり、本発明では、０．０１％以上とする。Ｓｉ量は、０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｓｉ量が過剰になり、２．０％を超えると、Ｓｉ含有酸化物が過剰に生成すると共に、固相線温度が低くなるため、加熱時にバーニングが発生しやすくなる。従って、本発明では、Ｓｉ量は２．０％以下とする。Ｓｉ量は、１．５％以下が好ましく、より好ましくは１．３％以下である。
【００２８】
［Ｐ：０．２０％以下（０％を含まない）］
Ｐは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であるが、被削性を改善するのに寄与する。しかし、Ｐを０．２０％を超えて過剰に含有すると、粒界に偏析して固相線温度を低下し、加熱時にバーニングが発生しやすくなる。従って、本発明では、Ｐ量は、０．２０％以下とする。Ｐ量は、０．１５％以下が好ましく、より好ましくは０．１２％以下である。
【００２９】
［Ａｌ：０．００２〜０．１％］
Ａｌは、脱酸元素として作用する元素であり、Ａｌ量が０．００２％を下回ると、低融点の酸化物が生成し、加熱時に部分溶融が促進され、バーニングが発生する。従って、本発明では、Ａｌ量は０．００２％以上とする。Ａｌ量は、０．００３％以上が好ましい。しかし、過剰に含有すると、Ａｌ2Ｏ3が多く生成し、加工性が劣化する。従って、本発明では、Ａｌ量は０．１％以下とする。Ａｌ量は、０．０７５％以下が好ましく、より好ましくは０．０６０％以下である。
【００３０】
［Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｚｒ：０．０１〜０．５％、Ｔｅ：０．００１〜０．０５％、およびＲＥＭ（希土類元素）：０．００１〜０．０５％よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、およびＲＥＭは、いずれも硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳなど）中のＳを安定化し、硫化物系介在物を粗大化することにより、加熱時にバーニングが発生するのを抑制する元素である。こうした作用を発揮させるには、Ｃａは、０．０００１％以上とし、好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００４％以上とする。Ｍｇは、０．０００１％以上とし、好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００４％以上とする。Ｚｒは、０．０１％以上とし、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０４％以上とする。Ｔｅは、０．００１％以上とし、好ましくは０．００２％以上とする。ＲＥＭは、０．００１％以上とし、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上とする。しかし、過剰に含有しても添加効果は飽和し、コスト高となる。従って、本発明では、Ｃａは、０．０１％以下とし、好ましくは０．００９５％以下、より好ましくは０．００９０％以下とする。Ｍｇは、０．０１％以下とし、好ましくは０．００９５％以下、より好ましくは０．００９０％以下とする。Ｚｒは、０．５％以下とし、好ましくは０．４５％以下、より好ましくは０．４０％以下とする。Ｔｅは、０．０５％以下とし、好ましくは０．０４５％以下とする。ＲＥＭは、０．０５％以下とし、好ましくは０．０４％以下とする。上記元素は、単独で、或いは任意に選ばれる２種以上を含有してもよい。
【００３１】
上記ＲＥＭとは、ランタノイド元素（ＬａからＬｕまでの１５元素）およびＳｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）を含む意味であり、これらの元素のなかでも、Ｌａ、ＣｅおよびＹよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することが好ましく、より好ましくはＬａおよびＣｅよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有するのがよい。
【００３２】
本発明の鋼材は、上記元素を含有するものであり、残部は、鉄および不可避不純物である。
【００３３】
本発明の鋼材は、更に、他の元素として、
（ａ）Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＢよりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｂ）Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＷよりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｃ）Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、およびＳｂよりなる群から選ばれる少なくとも１種、
を含有してもよく、
（ｄ）Ｎは０．０２％以下の範囲で含有してもよい。
【００３４】
各元素の好適な範囲は、次の通りである。
【００３５】
［（ａ）Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：２％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：２％以下（０％を含まない）、およびＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＢは、いずれも鋼材の焼入れ性を向上させて最終製品の強度を高めるのに作用する元素であり、単独で、或いは任意に選ばれる２種以上を含有してもよい。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｕは、０．１％以上が好ましく、より好ましくは０．２％以上である。Ｎｉは、０．２％以上が好ましく、より好ましくは０．５％以上、更に好ましくは１．０％以上である。Ｃｒは、０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上、更に好ましくは０．５％以上である。Ｍｏは、０．２％以上が好ましく、より好ましくは０．３％以上である。Ｂは、０．０００５％以上が好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。しかし、これらの元素の含有量が過剰になると、鋼材の強度が高くなり過ぎて、加工性を劣化させることがある。従って、本発明では、Ｃｕは、１％以下が好ましく、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．５％以下である。Ｎｉは、２％以下が好ましく、より好ましくは１．８％以下、更に好ましくは１．７％以下である。Ｃｒは、２％以下が好ましく、より好ましくは１．９％以下、更に好ましくは１．８％以下である。Ｍｏは、２％以下が好ましく、より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下である。Ｂは、０．０１％以下が好ましく、より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００５％以下である。
【００３６】
［（ｂ）Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＷ：２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、およびＷは、Ｃと結合して炭化物を形成したり、Ｎと結合して窒化物を形成し、鋼材の強度向上に寄与する元素であり、単独で、或いは任意に選ばれる２種以上を含有してもよい。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｖは、０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。Ｔｉは、０．００５％以上が好ましく、より好ましくは０．０１０％、更に好ましくは０．０１５％以上である。Ｎｂは、０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．０８％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。Ｗは、０．２％以上が好ましく、より好ましくは０．５％以上、更に好ましくは０．７％以上である。しかし、これらの元素を過剰に含有すると、形成される炭化物や窒化物が、鋼材の変形抵抗を上昇させ、加工性を低下することがある。従って、本発明では、Ｖは、０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３０％以下である。Ｔｉは、０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．３％以下、更に好ましくは０．１％以下である。Ｎｂは、０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下である。Ｗは、２％以下が好ましく、より好ましくは１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下である。
【００３７】
［（ｃ）Ｐｂ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｂｉ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｓｎ：０．０２％以下（０％を含まない）、およびＳｂ：０．０２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種］
Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、およびＳｂは、いずれも被削性の改善に寄与する元素であり、単独で、或いは任意に選ばれる２種以上を含有してもよい。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｐｂは、０．０３％以上が好ましく、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．１５％以上である。Ｂｉは、０．０３％以上が好ましく、より好ましくは０．０８％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。Ｓｎは、０．００２％以上が好ましく、より好ましくは０．００５％以上、更に好ましくは０．０１０％以上である。Ｓｂは、０．００２％以上が好ましく、より好ましくは０．００４％以上、更に好ましくは０．００６％以上である。しかし、これらの元素を過剰に含有すると、強度や加工性が低下することがある。従って、本発明では、Ｐｂは、０．３％以下が好ましく、より好ましくは０．２８％以下、更に好ましくは０．２５％以下である。Ｂｉは、０．３％以下が好ましく、より好ましくは０．２５％以下、更に好ましくは０．２０％以下である。Ｓｎは、０．０２％以下が好ましく、より好ましくは０．０１８％以下、更に好ましくは０．０１５％以下である。Ｓｂは、０．０２％以下が好ましく、より好ましくは０．０１５％以下、更に好ましくは０．０１０％以下である。
【００３８】
［（ｄ）Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）］
Ｎは、鋼材中に不可避的に含まれる元素であり、鋼材中の固溶Ｎ量が多くなり過ぎると、歪み時効による硬度上昇や、延性の低下を招き、加工性が劣化することがある。従って、本発明では、Ｎ量は、０．０２％以下であることが好ましい。Ｎ量は、より好ましくは０．０１８％以下であり、更に好ましくは０．０１５％以下、最も好ましくは０．０１０％以下である。
【００３９】
［製造条件］
次に、本発明に係る鋼材の製造方法について説明する。
【００４０】
本発明の鋼材は、上記成分組成を満足する溶鋼を鋳造して鋼材を製造するにあたり、鋳造開始から凝固完了までの鋳片中央部の平均冷却速度を７℃／分以下とすることが重要である。平均冷却速度を７℃／分以下に抑えることにより、硫化物系介在物を成長させることができ、上記硫化物系介在物比を０．３０以下にできる。その結果、加熱時にバーニングが発生することを防止できる。上記平均冷却速度は、６℃／分以下であることが好ましい。
【００４１】
上記平均冷却速度は、例えば、鋳造時に用いる鋳型の大きさを調整することによって制御できる。即ち、鋳型の内径を大きくするほど、鋳片中央部の平均冷却速度は小さくなり、硫化物系介在物は粗大化する。一方、鋳型の内径を小さくするほど、鋳片中央部の平均鋳造速度は大きくなり、硫化物系介在物は微細化する。鋳型の内径は、例えば、３５０〜１１００ｍｍであることが好ましく、より好ましくは４５０〜１０００ｍｍである。
【００４２】
上記平均冷却速度は、少なくとも鋳片の表面における平均冷却速度を７℃／分以下に制御すればよい。少なくとも鋳片の表面における平均冷却速度を７℃／分以下に制御すれば、鋳片中央部の平均冷却速度は７℃／分以下となる。鋳片の表面とは、例えば、鋳片の表面の中央部である。鋳片表面の中央部における平均冷却速度は、例えば、次の手順で測定すればよい。即ち、温度測定用の熱電対をアルミナ製の保護管に挿入したものを、押湯部の表面中央付近に設置し、鋳造開始時点から凝固完了時点までの温度と、冷却に要した時間に基づいて、平均冷却速度を求めることができる。また、上記平均冷却速度は、鋳片の中央部における平均冷却速度を計算により求め、この平均冷却速度を上記のように制御してもよい。
【００４３】
鋳造後は、常法に従って、熱間加工等を行えばよい。例えば、８５０〜１２５０℃程度に加熱した後、熱間加工により所望の線径とした後、放冷または空冷により冷却すればよい。この冷却時の平均冷却速度は、例えば、３℃／秒以下とすればよい。
【００４４】
こうして得られた本発明の鋼材は、熱間鍛造や熱間加工前、または高周波を用いて高温に加熱しても、バーニングが発生しないものとなる。高温とは、例えば、固相線温度−１５０℃以上、固相線温度−１００℃以下の範囲であり、特に、固相線温度−１３０℃以上、固相線温度−１００℃以下の範囲である。
【００４５】
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勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【実施例】
【００４６】
溶鋼を鋳造し、下記表１、表２に示す成分組成（残部は、鉄および不可避不純物）の鋼材を製造した。下記表１、表２に示したＭｎ量とＳ量に基づいて、Ｍｎ量とＳ量の比（[Ｍｎ]／[Ｓ]）を算出し、結果を下記表１、表２に示す。
【００４７】
鋳造時における鋳造開始から凝固完了までの鋳片表面の中央部における平均冷却速度を次の手順で測定した。即ち、温度測定用の熱電対をアルミナ製の保護管に挿入したものを、押湯部の表面中央付近に設置し、鋳造開始時から凝固完了時までの温度と、冷却に要した時間に基づいて、平均冷却速度を算出した。
【００４８】
鋳造時に用いた鋳型の内径は、２００ｍｍ、３００ｍｍ、４５０ｍｍ、または１０００ｍｍである。内径が２００ｍｍの鋳型を用いたときの鋳片表面の中央部における平均冷却速度は３０℃／分であった（下記表３のＮｏ．３９）。内径が３００ｍｍの鋳型を用いたときの鋳片表面の中央部における平均冷却速度は２０℃／分であった（下記表３のＮｏ．３８）。内径が４５０ｍｍの鋳型を用いたときの鋳片表面の中央部における平均冷却速度は５℃／分であった（下記表３のＮｏ．１〜３６）。内径が１０００ｍｍの鋳型を用いたときの鋳片表面の中央部における平均冷却速度は１℃／分であった（下記表３のＮｏ．３７）。
【００４９】
また、下記表１、表２に示した成分組成と、下記式（ａ）に基づいて、固相線温度を算出し、結果を下記表３に示す。下記式（ａ）において、［  ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
固相線温度（℃）＝１５３６−（１７０×［Ｃ］＋１２．３×［Ｓｉ］＋６．８×［Ｍｎ］＋１２４．５×［Ｐ］＋１８３．９×［Ｓ］）  ・・・（ａ）
【００５０】
次に、鋳造して得られた鋳片を熱延加工して試験片を製造し、試験片に含まれる硫化物系介在物比を算出した。即ち、得られた鋳片を、９００℃以上に加熱した後、鍛造比が約２０となるように９００〜１２００℃で熱延加工し、放冷して試験片を作製した。なお、上記鍛造比とは、熱延加工前における試験片の断面を、熱延加工後における試験片の断面で除した値である。具体的には、内径が２００ｍｍの鋳型を用いて得られた鋳片は、φ４５ｍｍに熱延加工した。このときの軸方向の鍛造比は、２０であった。内径が３００ｍｍの鋳型を用いて得られた鋳片は、φ７０ｍｍに熱延加工した。このときの軸方向の鍛造比は、１８であった。内径が４５０ｍｍの鋳型を用いて得られた鋳片は、φ９５ｍｍに熱延加工した。このときの軸方向の鍛造比は、２２であった。内径が１０００ｍｍの鋳型を用いて得られた鋳片は、φ２３０ｍｍに熱延加工した。このときの軸方向の鍛造比は、１９であった。
【００５１】
試験片の直径をＤ（ｍｍ）としたとき、得られた試験片のＤ／４位置における縦断面を、電子線マイクロアナライザ（Electron Probe Microanalyser；ＥＰＭＡ）で、倍率２００倍で観察し、短径（幅）が２μｍ以上の全ての介在物の成分組成を分析した。成分組成を分析した介在物の個数が３００個以上となるように、観察は複数の視野で行った。分析した介在物の成分組成について、鉄（Ｆｅ）を除いた合金元素の量を１００質量％としたとき、Ｓ含有量が２５質量％以上である介在物を、「短径が２μｍ以上の硫化物系介在物」とし、その個数を測定した。また、「短径が２μｍ以上の硫化物系介在物」のうち、円相当径が４μｍ以下の介在物を、「円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物」とし、その個数を測定した。
【００５２】
上記円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数と、短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数との比（円相当径が４μｍ以下の硫化物系介在物の個数／短径が２μｍ以上の硫化物系介在物の個数；硫化物系介在物比）を算出し、結果を下記表３に示す。
【００５３】
ここで、鋳造時における鋳片表面の中央部の平均冷却速度と、硫化物系介在物比との関係を図１に示す。なお、図１には、内径が４５０ｍｍの鋳型を用い、鋳片の中心における平均冷却速度を５℃／分とした例の代表例としてＮｏ．３の結果、平均冷却速度を１℃／分としたＮｏ．３７の結果、平均冷却速度を２０℃／分としたＮｏ．３８の結果、および平均冷却速度を３０℃／分としたＮｏ．３９の結果を示した。
【００５４】
次に、鋳造して得られた鋳片を熱延加工して試験片を製造し、所定の温度に加熱して３０秒保持した後、バーニング発生の有無を評価した。具体的な評価手順は、下記の通りである。
【００５５】
鋳造して得られた鋳片を、９００℃以上の加熱温度で加熱した後、鍛造比が約４００〜６００となるように９００〜１２００℃で熱延加工し、放冷して試験片を作製した。上記加熱温度は、バーニングの発生の有無を評価するために、成分組成に基づいて算出される固相線温度−１００℃〜固相線温度−１３０℃を目安とした。具体的には、Ｎｏ．１〜２６、３１〜３６は、Ｃ量が約０．４％近傍で類似するため、加熱温度は一律に１３３０℃とした。Ｎｏ．２７、２８は、Ｃ量が約０．１５％近傍で類似するため、加熱温度は一律に１３６０℃とした。Ｎｏ．２９、３０は、Ｃ量が約０．７％近傍で類似するため、加熱温度は一律に１３００℃とした。下記表３に加熱温度（℃）を示す。
【００５６】
上記熱延加工は、具体的には、次の条件で行った。内径が２００ｍｍの鋳型を用いて得られた鋳片は、φ９ｍｍに熱延加工した。このときの軸方向の鍛造比は４９４であった。内径が３００ｍｍの鋳型を用いて得られた鋳片は、φ１５ｍｍに熱延加工した。このときの軸方向の鍛造比は４００であった。内径が４５０ｍｍの鋳型を用いて得られた鋳片は、φ１８ｍｍに熱延加工した。このときの軸方向の鍛造比は６２５であった。内径が１０００ｍｍの鋳型を用いて得られた鋳片は、φ４５ｍｍに熱延加工した。このときの軸方向の鍛造比は４９４であった。
【００５７】
得られた試験片を下記表３に示す温度に加熱し、この加熱温度で３０秒間保持した後冷却した。冷却後の試験片表面を、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で観察し、結晶粒界における溶融跡の有無を調べた。溶融跡は、結晶粒界に、空孔または酸化物が存在するか否かで評価した。即ち、結晶粒界に、酸化物および孔が無い場合を、耐バーニング性に優れると評価し、下記表３に、合格と表記した。結晶粒界に、酸化物または孔のうち何れか一つが有る場合を、耐バーニング性に劣ると評価し、下記表３に、不合格と表記した。
【００５８】
また、下記表３に示したＮｏ．１の試験片表面を、光学顕微鏡を用いて倍率４００倍で撮影した図面代用写真を図２に示す。図２において、ａは空孔、ｂは酸化物を示す。
【００５９】
【表１】
0006055400.tif 000002
【００６０】
【表２】
0006055400.tif 000003
【００６１】
【表３】
0006055400.tif 000004
【００６２】
上記表１〜表３から次のように考察できる。Ｎｏ．３〜２６、２８、３０、３７は、いずれも本発明で規定する要件を満足する例であり、鋼材の成分組成、鋼材に含まれるＭｎ量およびＳ量の関係、並びに硫化物系介在物比が適切に制御できるため、加熱時にバーニングが発生しない。
【００６３】
これに対し、Ｎｏ．１、２、２７、２９、３１〜３６、３８、３９は、いずれも本発明で規定する要件を満足しない比較例である。以下、詳細に説明する。
【００６４】
Ｎｏ．１と２７は、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、およびＲＥＭよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有しない例であり、硫化物系介在物に含まれるＳを安定化できない。その結果、硫化物系介在物比が本発明で規定する要件を外れ、バーニングが発生した。
【００６５】
Ｎｏ．２９は、上記Ｎｏ．１と同様、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、およびＲＥＭよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有しない例であり、硫化物系介在物に含まれるＳを安定化できない。また、鋼材に含まれるＭｎ量とＳ量の比も本発明で規定する範囲を外れる。その結果、硫化物系介在物比が本発明で規定する要件を外れ、バーニングが発生した。
【００６６】
Ｎｏ．２は、Ｓを過剰に含有し、鋼材に含まれるＭｎ量とＳ量の比が本発明で規定する範囲を外れる例である。また、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｔｅ、およびＲＥＭよりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有しない例であり、硫化物系介在物に含まれるＳを安定化できない。その結果、硫化物系介在物比が本発明で規定する要件を外れ、バーニングが発生した。
【００６７】
Ｎｏ．３１は、Ｓを過剰に含有し、鋼材に含まれるＭｎ量とＳ量の比が本発明で規定する範囲を外れる例である。その結果、硫化物系介在物比が本発明で規定する要件を外れ、バーニングが発生した。
【００６８】
Ｎｏ．３３は、Ｍｎを過剰に含有する例であり、硫化物系介在物比が本発明で規定する要件を外れ、バーニングが発生した。
【００６９】
Ｎｏ．３６は、鋼材に含まれるＭｎ量とＳ量の比が本発明で規定する範囲を外れる例である。その結果、硫化物系介在物比が本発明で規定する要件を外れ、バーニングが発生した。
【００７０】
Ｎｏ．３２は、Ｓｉを過剰に含有する例であり、Ｎｏ．３４は、Ｐを過剰する例であり、Ｎｏ．３５は、Ａｌ量が少な過ぎる例であり、いずれもバーニングが発生した。
【００７１】
Ｎｏ．３８と３９は、鋳造時における平均冷却速度が大き過ぎた例であり、硫化物系介在物が粗大化し、硫化物系介在物比が本発明で規定する要件を外れ、バーニングが発生した。
【符号の説明】
【００７２】
ａ  空孔
ｂ  酸化物
【図１】
0006055400.tif 000005
【図２】
0006055400.tif 000006