(57)【要約】    【課題】機械構造用快削鋼を、内部割れや表面割れの発生を起こすことなく連続鋳造できる方法を提供する。    【解決手段】（１）Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．６６〜２．０％、Ｐ：０．００３〜０．２％、Ｓ：０．０４〜０．２０％、Ｐｂ：０．０１％未満、Ａｌ：０．１％以下、およびＮ：０．００１〜０．０２％を含有し、かつＭｎとＳの含有率が、［Ｓ％］＜０．３１×［Ｍｎ％］5を満足する機械構造用快削鋼の連続鋳造方法である。（２）前記（１）における機械構造用快削鋼は、さらに下記の（ａ）および／または（ｂ）の群の１つ以上の群から選んだ１種以上の成分元素を含有してもよい。（ａ）Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂ、（ｂ）Ｔｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｍｇおよび希土類元素。【選択図】図５
2006206967.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．６６〜２．０％、Ｐ：０．００３〜０．２％、Ｓ：０．０４〜０．２０％、Ｐｂ：０．０１％未満、Ａｌ：０．１％以下、およびＮ：０．００１〜０．０２％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつＭｎとＳの含有率が下記（１）式の関係を満足する溶鋼を連続鋳造することを特徴とする機械構造用快削鋼の連続鋳造方法。
［Ｓ％］＜０．３１×［Ｍｎ％］5   ・・・（１）
ここで、［Ｍｎ％］はＭｎ含有率（質量％）を、［Ｓ％］はＳ含有率（質量％）をそれぞれ表す。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．６６〜２．０％、Ｐ：０．００３〜０．２％、Ｓ：０．０４〜０．２０％、Ｐｂ：０．０１％未満、Ａｌ：０．１％以下、およびＮ：０．００１〜０．０２％、ならびにＣｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．５％およびＮｂ：０．００５〜０．１％からなる群から選んだ１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつＭｎとＳの含有率が下記（１）式の関係を満足する溶鋼を連続鋳造することを特徴とする機械構造用快削鋼の連続鋳造方法。
［Ｓ％］＜０．３１×［Ｍｎ％］5   ・・・（１）
ここで、［Ｍｎ％］はＭｎ含有率（質量％）を、［Ｓ％］はＳ含有率（質量％）をそれぞれ表す。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．６６〜２．０％、Ｐ：０．００３〜０．２％、Ｓ：０．０４〜０．２０％、Ｐｂ：０．０１％未満、Ａｌ：０．１％以下、およびＮ：０．００１〜０．０２％、ならびにＴｉ：０．００５〜０．３０％、Ｓｅ：０．００１〜０．０１％、Ｔｅ：０．００１〜０．０１％、Ｂｉ：０．００５〜０．３％、Ｓｎ：０．００５〜０．３％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％および希土類元素：０．０００５〜０．０１％からなる群から選んだ１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつＭｎとＳの含有率が下記（１）式の関係を満足する溶鋼を連続鋳造することを特徴とする機械構造用快削鋼の連続鋳造方法。
［Ｓ％］＜０．３１×［Ｍｎ％］5   ・・・（１）
ここで、［Ｍｎ％］はＭｎ含有率（質量％）を、［Ｓ％］はＳ含有率（質量％）をそれぞれ表す。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．６６〜２．０％、Ｐ：０．００３〜０．２％、Ｓ：０．０４〜０．２０％、Ｐｂ：０．０１％未満、Ａｌ：０．１％以下、およびＮ：０．００１〜０．０２％、ならびにＣｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．５％およびＮｂ：０．００５〜０．１％からなる群から選んだ１種または２種以上と、Ｔｉ：０．００５〜０．３０％、Ｓｅ：０．００１〜０．０１％、Ｔｅ：０．００１〜０．０１％、Ｂｉ：０．００５〜０．３％、Ｓｎ：０．００５〜０．３％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％および希土類元素：０．０００５〜０．０１％からなる群から選んだ１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつＭｎとＳの含有率が下記（１）式の関係を満足する溶鋼を連続鋳造することを特徴とする機械構造用快削鋼の連続鋳造方法。
［Ｓ％］＜０．３１×［Ｍｎ％］5   ・・・（１）
ここで、［Ｍｎ％］はＭｎ含有率（質量％）を、［Ｓ％］はＳ含有率（質量％）をそれぞれ表す。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鉛を含有せずに、従来の鉛快削鋼や鉛と他の快削元素を複合添加した複合快削鋼に優る被削性を有する機械構造用快削鋼を製造する方法に関し、さらに詳しくは、連続鋳造時の内部割れを防止、または低減し、良好な品質を有する機械構造用快削鋼の鋳片を得るための連続鋳造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、鋼の被削性を向上するために鋼中に鉛（以下、「Ｐｂ」とも記す）を添加した鉛快削鋼が利用されてきた。しかし、近年、環境保全の観点から快削鋼へのＰｂの添加が問題視されるようになり、Ｐｂを含有しない快削鋼の開発が進められている。これらのＰｂ無添加の快削鋼では硫黄含有率を増加させる方法が採用されるが、硫黄含有率の増加は、内部割れ感受性を高め、連続鋳造時に内部割れを発生するため、圧延後の製品の機械的特性および内部品質に悪影響を及ぼすことから、連続鋳造による製造は困難とされている。
【０００３】
さらに詳細に説明すると、鋼中にＰｂを添加した鉛快削鋼は、切り屑切断性や工具摩耗の低減による工具寿命の延長に高い効果を示すことから、生産性の向上や生産コストの削減を目的として多用されてきた。しかし、Ｐｂは人体や自然界に悪影響を及ぼすため、Ｐｂを含有する鋼材の製造工程には大規模な排気設備を必要とするばかりでなく、鉛含有鋼をスクラップとして再溶解する際にも、Ｐｂを含有する蒸気が放出されるという問題がある。このため、近年、環境問題への関心の高まりから、Ｐｂを含有しなくとも鉛含有快削鋼と同等あるいはそれ以上の被削性を有する快削鋼が強く求められている。
【０００４】
このような要請に対して、例えば、特許文献１には、鉛快削鋼に代わる鋼種として硫黄（Ｓ）含有率を高めるとともに、Ｃａを添加したＣａＳ改削鋼とするとともに、硫化物中のＣａ濃度を規定した被削性に優れた機械構造用鋼が提案されている。
【０００５】
また、特許文献２には鋼中のＣａ、Ｓ、Ａｌ、Ｎの濃度の関係式を規定すると共に、硫化物のアスペクト比を規定した機械構造用快削鋼が提案されている。
【０００６】
さらに、本出願人は、鋼中にＴｉ硫化物または／およびＴｉ炭硫化物が内在するＭｎＳを含有する場合に、被削性が向上することを明らかにし、そのための鋼成分の条件を特許文献３として提案した。同文献では、鋼中のＣ、Ｍｎ、Ｓ、Ｔｉ、Ｓｉ、Ｐ、Ａｌ、Ｏ、Ｎなどの成分範囲を提案するとともに、良好な切削性を得るための条件として、ＴｉとＳの質量濃度比を１未満にし、さらに良好な熱間加工性を得るための条件として、ＭｎとＳの原子比は１を超える範囲を提案している。
【０００７】
しかしながら、これらの材質は、いずれも純粋に被削性や製品の機械的特性の点から提案されたものであり、実際に連続鋳造により製造する場合の品質上の問題などについては改善すべき点がある。
【０００８】
従来、鋼はインゴット法により鋳造されてきたが、生産性および歩留まり向上の観点から連続鋳造化が進められている。しかし、鋼の連続鋳造時にはインゴット鋳造では発生しない鋳片の曲げや矯正、およびバルジングや圧下にともなう歪みを受けることから、鋳片の内部に内部割れが発生することがある。この内部割れは、連続鋳造中の鋳片の凝固過程で受ける歪み量がその鋼種固有の限界歪みを超えたときに発生するものである。
【０００９】
上記の内部割れを防止するための連続鋳造方法として、例えば、特許文献４には、抗張力出現温度と延性出現温度との間の温度域に存在する間に受ける歪量の総和が、鋳造する鋼種の限界歪を超えない条件で鋳造する鋼の連続鋳造方法が開示されている。
【００１０】
さらに、特許文献５には、鋳片の内部に未凝固溶鋼を残したまま厚み方向に圧下を加える未凝固圧下連続鋳造方法において、鋳造中の鋳片の凝固界面に作用する総歪が推算式により推算される内部割れ限界歪以下となるように、鋳片圧下量を制御する未凝固圧下連続鋳造方法が開示されている。
【００１１】
前記特許文献４にも開示されているように、鋼中のＳ濃度が増加すると内部割れのおそれが高まることになる。さらに、非特許文献１には、鋼中のＭｎとＳの濃度比が小さくなることにより内部割れのおそれが高まることが明らかにされている。しかし、このようなＭｎとＳの濃度比による、内部割れに関する単純な考え方は、薄板材や厚板材のように高いＳ濃度の鋼種に対して適用することができないという問題がある。
【００１２】
【特許文献１】特開２０００−３４５３８号公報（特許請求の範囲など）
【００１３】
【特許文献２】特開２００１−３３５８８５号公報（特許請求の範囲など）
【特許文献３】特願２００２−２６３６８号公報（特許請求の範囲および〔００１８〕〜〔００２３〕）
【特許文献４】特開平３−１７４９６２号公報（特許請求の範囲など）
【特許文献５】特開平８−２８１４００号公報（特許請求の範囲および〔０００９〕）
【非特許文献１】鉄と鋼、８２（１９９６）、９９９、山中ら
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
本発明は、鉛快削鋼の代替として硫黄含有率を高めることにより被削性を向上した鋼種を、内部割れや表面割れの発生を起こすことなく連続鋳造できる方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、上述の課題を解決するために、前記した従来の問題点を踏まえて、硫黄系快削鋼の機械的な特性劣化の原因となるＭｎＳの生成形態および内部割れを防止できる組成条件を検討し、下記の（Ａ）〜（Ｄ）の知見を得た。
（Ａ）Ｓを０．０４％以上含有する鋼が凝固するときに、凝固にともなうミクロ偏析により液相中のＭｎやＳ等の溶質濃度が増加し、ＭｎＳが晶出するが、そのときの溶解度積は、鋼中の［Ｍｎ％］と［Ｓ％］の濃度積を０．８と近似することができる。
（Ｂ）鋼の凝固過程における溶質成分の濃化比率は、ＭｎよりＳの方が著しくなるが、Ｓの初期濃度に対する濃化比率は、近似的にＭｎの初期濃度に対する濃化比率の５乗に比例する。
（Ｃ）連続鋳造凝固におけるＭｎおよびＳ成分の濃化過程で、［Ｍｎ％］と［Ｓ％］の濃度積の値が０．８以上に達したときに、化学量論的にＭｎがＳに対して過剰であれば、鋳片に内部割れが発生するおそれがない。
（Ｄ）上記（Ａ）〜（Ｃ）の知見から、ＭｎおよびＳの凝固前、すなわち初期の含有率が、下記（１）式の関係を満足すれば、内部割れを発生することなく、連続鋳造することが可能である。
【００１６】
［Ｓ％］＜０．３１×［Ｍｎ％］5   ・・・（１）
本発明は、上記の知見に基いて完成されたものであり、その要旨は、下記の（１）および（２）に示す機械構造用快削鋼の連続鋳造方法にある。
（１）質量％で、Ｃ：０．２〜０．６％、Ｓｉ：０．０３〜１．０％、Ｍｎ：０．６６〜２．０％、Ｐ：０．００３〜０．２％、Ｓ：０．０４〜０．２０％、Ｐｂ：０．０１％未満、Ａｌ：０．１％以下、およびＮ：０．００１〜０．０２％を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、かつＭｎとＳの含有率が下記（１）式の関係を満足する溶鋼を連続鋳造することを特徴とする機械構造用快削鋼の連続鋳造方法。
【００１７】
［Ｓ％］＜０．３１×［Ｍｎ％］5   ・・・（１）
ここで、［Ｍｎ％］はＭｎ含有率（質量％）を、［Ｓ％］はＳ含有率（質量％）をそれぞれ表す。
（２）前記（１）における機械構造用快削鋼は、さらに下記の（ａ）および（ｂ）の群の１つ以上の群から選んだ１種以上の成分元素を含有してもよい。
（ａ）群：
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、Ｎｉ：０．０１〜１．０％、Ｃｒ：０．０１〜２．０％、Ｍｏ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．００５〜０．５％およびＮｂ：０．００５〜０．１％である。
（ｂ）群：
Ｔｉ：０．００５〜０．３０％、Ｓｅ：０．００１〜０．０１％、Ｔｅ：０．００１〜０．０１％、Ｂｉ：０．００５〜０．３％、Ｓｎ：０．００５〜０．３％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％および希土類元素：０．０００５〜０．０１％である。
【００１８】
本発明において、「Ａｌ」とは、鋼中の酸可溶Ａｌ（以下、「ｓｏｌ．Ａｌ」ともいう）を意味する。
【発明の効果】
【００１９】
本発明の連続鋳造方法によれば、機械構造用高硫黄含有快削鋼を内部割れを発生することなく連続鋳造を行うことが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
前述のように、鋼中にＰｂを添加しなくても良好な切削性能が得られる快削鋼は種々提案されている。しかし、これらの鋼種でよく使用される高Ｓ含有鋼は、連続鋳造時に内部割れが発生するという問題がある。これに対して、本発明者らは、凝固時の偏析挙動を考慮した上で成分設計を行えば内部割れの発生を抑制または防止でき、連続鋳造を行うことが可能となることを知見した。以下にその内容を、技術項目に分けて詳細に述べる。
【００２１】
１．凝固にともなう溶質成分の濃化を考慮したＭｎおよびＳ含有率の関係
図１は、凝固過程における固相および液相内の溶質の濃度分布を模式的に示す図である。固液界面では局所的に固相と液相との間で平衡が成立し、溶質元素に固有の平衡分配係数にしたがって、溶質元素が分配される。液相内では、溶質元素の拡散速度は充分に早いことから、溶質濃度はほぼ均一な分布となり、固相内では、固相中における溶質元素の拡散係数および溶質の濃度勾配にしたがって、固液界面から凝固相の中心方向に向かって拡散する。
【００２２】
凝固が進行すると、固液界面で平衡分配係数にしたがう分配比を維持しながら、すなわち、Ｃｓ＝ｋ×Ｃｌで表される関係を維持しながら、固液界面が同図中を右側に進行する。ここで、Ｃｓは固液界面における固相側の溶質濃度、ｋは溶質元素の平衡分配係数、そしてＣｌは固液界面における液相側の溶質濃度を表す。このため、固液界面部分で固相中に溶解しきれない溶質成分が液相側に吐き出され、残溶鋼中の溶質濃度が増加していく。
【００２３】
一方、凝固後の固相内では、偏析成分は拡散していく。このようにして溶質成分のミクロ偏析が生じる。すなわち、固液凝固界面における平衡分配係数と固相内の拡散速度により各溶質成分の偏析が決定される。このようなモデルを仮定することによって、ミクロ偏析挙動を解析することができる。
【００２４】
図２は、上記のようなミクロ偏析の機構を考慮し、凝固過程における残溶鋼内のＭｎおよびＳの濃度変化を解析した例を示す図である。同図に示されるとおり、固相率の増加すなわち凝固の進行にともない、液相内のＭｎおよびＳの濃度は増加するが、Ｍｎの濃化に比べてＳの濃化が顕著である。これは、固液界面でのＭｎの平衡分配係数が０．７６程度であるのに対して、Ｓの平衡分配係数は０．０５程度と非常に低く、Ｓの方が固液凝固界面での液相側への溶質成分の吐き出し量が多いことに起因している。この解析結果は、ミクロ偏析部においてＳ成分が顕著に濃化する現象をよく再現している。
【００２５】
一方、ＭｎおよびＳを含有する鋼種では、上記ミクロ偏析にともない凝固の末期にＦｅとＭｎＳの共晶組織を形成する。その開始時期はＭｎＳの溶解度積を規定することにより、上記の解析と組み合わせて計算することができる。ＦｅとＭｎＳの共晶組織が形成開始するときの溶解度積は、［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＝０．８で近似できる。
【００２６】
初期Ｍｎ濃度およびＳ濃度を種々に変化させて、前記図２と同様に、凝固過程における残溶鋼の濃度についての解析を行った。
【００２７】
図３は、凝固過程における残溶鋼内のＭｎおよびＳの濃度推移の一例を示す図である。同図に示すとおり、凝固の進行にともない、ＭｎおよびＳが濃化し、両濃度により表される座標点（［Ｍｎ％］、［Ｓ％］）は、図中で右上方に移動して行く。ここで、ＳはＭｎと比較して平衡分配係数が小さく、より顕著に濃化することから、凝固の進行にともない残溶網中の溶質濃度比［Ｍｎ％］／［Ｓ％］の値は次第に小さくなっていく。
【００２８】
ＭｎおよびＳの濃度が［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＝０．８の曲線と交差したときに、ＭｎＳの晶出が開始するとした。凝固過程で、ＭｎＳが晶出を開始すれば、それ以上の溶解濃度の増加が抑えられる。
【００２９】
また、図３中の直線ａは、ＭｎとＳの原子比が１：１となる関係、すなわちＭｎＳ生成のためのＭｎとＳの化学量論比が１となる関係を示す（以下、「直線ａの関係」ともいう）。同図中のＡの初期組成を有する溶鋼では、前記の直線よりも上方の領域で［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＝０．８の曲線と交差することから、ＭｎＳの晶出開始時には、化学量論的にＳが過剰である。このため、共晶組織の晶出開始後もＳの濃化が進行し、メタル相の凝固温度がさらに低下する。凝固温度が低下すると、それにともない延性出現温度が低下するため、内部割れの発生する温度域が拡大し、内部割れを悪化させる。
【００３０】
一方、図３中のＢの初期組成を有する溶鋼では、ＭｎとＳの原子比が１：１の直線より下方の領域で［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＝０．８の曲線と交差するので、ＭｎＳの晶出開始時にＭｎ／Ｓの比の値が１以上、すなわち化学量論的にＭｎが過剰となり、ＭｎＳの晶出にともないＳが固定され、Ｓはそれ以上濃化しなくなる。
【００３１】
残溶鋼中には余剰のＭｎが存在することになるが、Ｍｎの濃化による凝固温度の低下は小さく、内部割れを悪化させることはない。すなわち、高Ｓ含有鋼の連続鋳造時の内部割れを防止するためには、ＭｎＳの晶出開始時に化学量論的にＳに対してＭｎが過剰であればよい。
【００３２】
このように、溶質濃度が増加すると、その成分に対応する凝固温度が低下し、延性出現温度が低下するため、内部割れの発生する温度域を拡大する。Ｓは平衡分配係数が小さく凝固温度を大幅に低下させるため、内部割れ感受性を高める。ＭｎＳの晶出開始時に化学量論的にＳに対してＭｎが過剰であれば、Ｍｎの濃化による凝固温度の低下は小さく、内部割れをそれ以上悪化させない。
【００３３】
図４は、溶鋼中の初期のＭｎおよびＳ濃度と、ＭｎＳ晶出開始時のＭｎおよびＳ濃度との関係を示す図である。種々の初期Ｍｎ濃度およびＳ濃度を有する溶鋼の凝固過程における溶質濃度の変化を解析し、ＭｎＳの晶出開始時のＭｎおよびＳ濃度を求めた。
【００３４】
図４において、［Ｍｎ％］0  および［Ｓ％］0  は、それぞれＭｎおよびＳの初期濃度を表し、比［Ｍｎ％］／［Ｍｎ％］0  および比［Ｓ％］／［Ｓ％］0  は、それぞれＭｎおよびＳの初期濃度に対する比率、すなわち、濃化比率を表す。同図に示すとおり、Ｍｎの濃化比率とＳの濃化比率との関係は、ＭｎおよびＳの初期濃度にかかわらず、ほぼ一本の曲線により整理され、比［Ｓ％］／［Ｓ％］0  は近似的に、比［Ｍｎ％］／［Ｍｎ％］0  の５乗に比例する関係を有することが判明した。
【００３５】
そこで、上記の結果から、［Ｍｎ％］×［Ｓ％］の値が０．８以上となったとき、すなわちＭｎＳの生成開始時に、Ｍｎが過剰となり内部割れを防止できる初期ＭｎおよびＳ濃度の領域を求めることができる。
【００３６】
図５は、内部割れの発生および粗大なＭｎＳの生成を防止できる適正なＭｎおよびＳの初期濃度範囲を示す図である。ＭｎおよびＳの初期濃度が同図中の５次曲線ＰＱＲの下方で、かつ［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＝０．８の曲線の下方の領域にある場合は、ＭｎＳの晶出開始時に、ＭｎがＳに対して化学量論的に過剰、すなわち、ＭｎとＳの原子比が１以上となり、内部割れの問題なく連続鋳造することが可能である。さらに、適正範囲としては、後述するように、Ｓの含有量を０．０４〜０．２０％となる。
【００３７】
これに対して、ＭｎおよびＳの初期濃度が５次曲線ＰＱＲよりも上方の領域に存在する場合には、ＭｎＳの晶出開始時に、ＳがＭｎに対して化学量論的に過剰となり、内部割れが悪化するとともに、圧延時の表面疵も悪化する。
【００３８】
前述のとおり、凝固過程におけるＭｎおよびＳ成分の濃化に関しては、近似的に［Ｓ％］／［Ｓ％］0  ＝Ｃ×｛［Ｍｎ％］／［Ｍｎ％］0  ｝5 で表される関係が成立する。ここで、Ｃは定数である。この曲線、すなわちＭｎＳ晶出開始時におけるＭｎ過剰の境界線は、［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＝０．８の曲線と、直線ａとの交点Ｒを通る曲線ＰＱＲとなることから定数Ｃの値が決定され、内部割れを起こすことなく連続鋳造し、圧延時においても表面疵を発生することなく製造することが可能な範囲は、下記の（１）式により表される。
【００３９】
［Ｓ％］＜０．３１×［Ｍｎ％］5   ・・・（１）
次に、ＭｎＳの生成開始時にＭｎが過剰であれば固相線の温度低下がなく、連続鋳造時の鋳片の内部割れを低減できるとの知見は、さらにＳ濃度の低い鋼種においても有効ではあるが、硫黄濃度の低い鋼種では被削性能が低下し、Ｐｂフリー快削鋼としての性能が得られない。したがって、前記（１）式の関係を規定することによる内部割れ防止効果は、Ｓ含有率が０．０４質量％以上の鋼種において有効である。
【００４０】
また、Ｓを０．２０％以上添加すると、鋼中に過剰のＭｎＳが生成して機械構造用鋼として必要な強度および靱性を得ることができなくなる。したがって、Ｓの含有量を０．０４〜０．２０％とした。さらに同じ理由により、Ｓの含有量は０．０４〜０．１７％とするのがより望ましい。
【００４１】
さらに、ＭｎはＭｎＳ系硫化物を形成する元素であるとともに、焼入れ性を向上させて鋼の引張強度を増大させるのに有効な元素である。また、Ｍｎは脱酸作用も有する。上記のように、Ｓの下限を０．０４％としたため、上記（１）式の関係を満足するために０．６６％以上のＭｎを含有する必要がある。しかし、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎるため、被削性が損なわれる。したがって、Ｍｎの含有量を０．６６〜２．０％とした。なお、Ｍｎの更に望ましい含有量は０．６６〜１．６％である。
【００４２】
２．化学成分組成の限定理由および望ましい範囲
以下に本発明において規定した鋼の成分組成範囲の限定理由および望ましい範囲について説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
【００４３】
Ｃ：０．２〜０．６％
Ｃは、鋼の引張強度を確保するために必要な元素であり、機械構造用鋼として必要な強度および靱性を付与させることができるので、その含有量を０．２％以上とする。一方、その含有量が０．６％を超えると、快削性の前提となる素地の加工性が損なわれる。したがって、Ｃの含有量を０．１〜０．６％とする。
【００４４】
Ｓｉ：０．０３〜１．０％
Ｓｉは、鋼の製造プロセスにおいて鋼中の酸素濃度を低減するために、脱酸元素として用いられる有効な元素の一つである。溶鋼が充分に脱酸されていない状態で連続鋳造を行うと、鋼中に気泡が生成し、製品の欠陥を発生するばかりでなく、場合によってはブレークアウトを誘発し、操業が不可能になるという問題がある。
【００４５】
また、Ｓｉは、固溶強化作用を有する元素でもあり、脱酸およびこれらの効果を得るためには、その含有量を０．０３％以上とする必要がある。しかし、その含有率が１．０％を超えると、鋼の熱間加工性を低下させ、切削抵抗が高くなるという問題があるので、Ｓｉの含有量を０．０３〜１．０％とした。さらに望ましいＳｉの含有量は０．１〜１．０％である。
【００４６】
Ｍｎ：０．６６〜２．０％：
Ｍｎは、ＭｎＳ系硫化物を形成する元素であるとともに、焼入れ性を向上させて鋼の引張強度を増大させるのに有効な元素であり、同時に脱酸作用も有する。さらに、上記（１）式の関係をＳ含有量との関係で満足する必要があるためには、０．６６％以上を含有する必要がある。しかし、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、焼入れ性が高くなりすぎるため、被削性が損なわれる。したがって、Ｍｎの含有量を０．６６〜２．０％とし、さらに望ましいＭｎの含有量は０．６６〜１．６％である。
【００４７】
Ｐ：０．００３〜０．２％
Ｐは、鋼中の不純物元素の一つであるが、被削性を改善する効果を有する元素でもある。精錬段階において０．００３％以下とするには、多大なコストがかかるため、含有率の下限を０．００３％とした。被削性改善のためには望ましくは０．０１％以上を含有させる。一方、Ｐは凝固界面における分配係数が小さいため、偏析を助長し、内部割れを悪化させ、熱間加工性を悪化させるとともに、靱性の劣化や延性の低下をもたらす。そこで、Ｐ含有率の上限を０．２％とした。Ｐの偏析に起因する内部割れを確実に防止するためには、含有率の上限を０．１％とするのが望ましい。
【００４８】
Ｓ：０．０４〜０．２０％
Ｓは、Ｍｎまたは鋼種によってはＴｉなどの元素と硫化物を形成し、被削性を改善するために必要な元素である。前述の通り、Ｓの下限を０．０４％とする。一方、Ｓを０．２０％以上含有すると、鋼中に過剰のＭｎＳが生成して機械構造用鋼として必要な強度および靱性を得ることができなくなる。したがって、Ｓの含有量を０．０４〜０．２０％とし、さらに望ましいＳの含有量は０．０４〜０．１７％である。
【００４９】
Ｐｂ：０．０１％未満
本発明では、Ｐｂの含有率は特に規定しないが、本発明の目的がＰｂを含有しなくても良好な切削性能が得られる快削鋼の製造方法を提供することにあることから、不純物レベルのＰｂを含有する快削鋼の製造方法は本発明の方法に含まれる。スクラップからの混入などに起因して不純物として鋼中に含有されるＰｂ含有率は、高々０．０１％程度であることを考慮すれば、本発明の方法は、Ｐｂ含有率が０．０１％未満の快削鋼の製造方法が対象となる。
【００５０】
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素であるが、ＳｉおよびＭｎで脱酸することができる。したがって、Ａｌで脱酸処理することは特に必要でないため、Ａｌは添加しなくてもよい。一方、Ａｌを積極的に添加すれば、脱酸効果が高まるとともに、窒化物を形成してオーステナイト粒を微細にするので、靱性の改善効果が得られ、これらの効果はＡｌの含有量が０．０１０％以上で確実に得られる。
【００５１】
したがって、脱酸効果と靱性の改善効果を得たい場合には、Ａｌを添加して０．０１０％以上含有させてもよい。しかし、Ａｌを０．１％超えて含有させても、脱酸効果がほぼ飽和するばかりか、窒化物が粗大化するために却って靱性の低下をきたす。したがって、Ａｌの含有量を０．１％以下とした。
【００５２】
Ｎ：０．００１〜０．０２％
Ｎは、窒化物を形成して結晶粒を微細化し、靱性及び疲労特性を向上させる作用を有する。通常の転炉または電気炉から２次精錬を経て連続鋳造するプロセスでは、不可避的に０．００１％以上を含有する。また、上記の窒化物の作用を確実なものとするためには、Ｎの含有量を０．００１％以上とする必要がある。しかし、その含有量が０．０２％を超えると窒化物が粗大になって、却って靱性の劣化を招く。したがって、Ｎの含有量を０．００１〜０．０２％とした。なお、Ｎの更に望ましい含有量は０．００２〜０．０２％である。
【００５３】
本発明の請求項２〜４に係る発明は、上記成分に加えて、さらに下記の（ａ）群および（ｂ）群の１つ以上の群から選んだ１種以上の元素を含有する機械構造用快削鋼の連続鋳造方法である。
【００５４】
すなわち、（ａ）群元素は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂからなり、鋼の機械的特性を改善する元素である。また、（ｂ）群元素は、Ｔｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｃａ、Ｍｇおよび希土類元素からなり、鋼の被削性をさらに改善する元素である。
【００５５】
Ｃｕ：０．０１〜１．０％：
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、その効果を得るためには、０．０１％以上を含有することが望ましい。一方、その含有率が１．０％を超えると鋼材の熱間加工性や被削性が低下する。そこで、Ｃｕを含有させる場合は、その含有率の範囲を０．０１〜１．０％とした。また、連続鋳造時には「スタークラッキング」と称する表面割れを誘発する元素であることから、Ｃｕを０．０３％以上含有する場合にはその１／３以上の含有率のＮｉを併せて含有させるのが望ましい。
【００５６】
Ｎｉ：０．０１〜１．０％：
Ｎｉは、固溶強化によって鋼の強度を向上させる効果を有する元素である。また、焼入れ性や靭性を改善する効果も有する。これらの効果を得るには、その含有率を０．０１％以上とすることが望ましい。一方、含有率が１．０％を超えるとその効果は飽和するばかりか被削性が低下する。そこで、Ｎｉを含有させる場合は、その含有率の範囲を０．０１〜１．０％とした。
【００５７】
Ｃｒ：０．０１〜２．０％：    
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を改善する効果を有する元素である。その効果を得るためには０．０１％以上を含有させるのが望ましい。しかし、含有率が２．０％を超えると被削性を劣化させる。そこで、Ｃｒを含有させる場合は、その含有率の範囲を０．０１〜２．０％とした。
【００５８】
Ｍｏ：０．０１〜１．０％：    
Ｍｏは、鋼組織を微細化し、靱性を改善する効果を有する。その効果を得るには０．０１％以上を含有させることが望ましい。しかし、１．０％を超えて含有させてもその効果は飽和し、また、Ｍｏは高価な元素であることから、コスト増加につながる。そこで、Ｍｏを含有させる場合は、その含有率の範囲を０．０１〜１．０％とした。
【００５９】
Ｖ：０．００５〜０．５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％：
ＶおよびＮｂは、鋼中で炭窒化物を形成し、鋼の強度を高める効果を有する元素である。その効果を得るためには、それぞれ０．００５％以上を含有させるのが望ましい。しかし、Ｖは０．５％を、また、Ｎｂは０．１％をそれぞれ超えて含有されると上記の効果が飽和するのみならず、炭化物や窒化物が過剰に生成し、被削性の劣化をきたす。そこで、これらの元素を含有させる場合は、その含有率の範囲を、Ｖについては０．００５〜０．５％、Ｎｂについては０．００５〜０．１％とした。
【００６０】
Ｔｉ：０．００５〜０．３０％：
Ｔｉは、ＣまたはＳとともにＴｉ硫化物やＴｉ炭硫化物を形成し、鋼中に微細に分散して鋼の被削性や熱間加工性を改善する効果を有する。この効果を得るためにはＴｉを０．００５％以上含有させることが望ましい。さらに、Ｔｉの含有率を増加すると、鋼中にＴｉ硫化物やＴｉ炭硫化物と金属相との共晶組織を形成し、鋼の被削性を一層改善する。この効果を得るためには０．０３％以上含有させるのがより望ましい。しかし、０．３０％を超えて多量に含有されると炭化物を形成するようになり、被削性を劣化させる。このため、Ｔｉを含有させる場合の含有率の範囲は０．００５〜０．３０％とした。なお、より望ましいＴｉ含有率の上限は０．２０％である。
【００６１】
Ｓｅ：０．００１〜０．０１％、Ｔｅ：０．００１〜０．０１％
ＳｅおよびＴｅは、ＭｎとともにＭｎ（Ｓ、Ｓｅ）またはＭｎ（Ｓ、Ｔｅ）を形成し、被削性の改善に有効な元素である。また、ＳｅやＴｅを含有する硫化物は、熱間加工時の硫化物の伸びを抑制する作用があるので、熱間加工後の鋼材の機械的特性の異方性を低減する作用がある。これらの効果を得るためには、いずれの元素も０．００１％以上を含有させることが望ましい。
【００６２】
しかし、ＳｅおよびＴｅは、いずれも０．０１％を超えて多量に含有されるとその効果が飽和し、また、極めて高価な元素であることから、コスト高となる。そこで、これらの元素を含有させる場合は、その含有率の範囲を、それぞれ０．００１〜０．０１％とした。
【００６３】
Ｂｉ：０．００５〜０．３％、Ｓｎ：０．００５〜０．３％
ＢｉおよびＳｎは、いずれも低融点金属介在物として鋼材の切削加工時に潤滑効果を発揮し、被削性を改善する。その効果は、それぞれの含有率が０．００５％以上で顕著になる。他方、連続鋳造時にはこれらの介在物が表面割れの起点となることがあり、表面品質悪化の原因となる。このため、これらの元素の含有率の上限をそれぞれ０．３％とした。
【００６４】
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％
ＣａおよびＭｇは、強力な脱酸元素であり、溶鋼中で徹細な酸化物を多数生成し、ＭｎＳ生成の核となる。これらの酸化物を核としたＭｎＳは、熱間加工時に延伸が抑制される。また、ＣａおよびＭｇは、硫化物を形成し、ＭｎＳ生成の核となる。このように、ＣａおよびＭｇは、硫化物を微細分散させ、形態を制御して被削性を改善する効果を有する。
【００６５】
この効果を得たい場合には、ＣａおよびＭｇのいずれについても、０．０００１％以上含有させる。より望ましくは０．０００５％以上含有させればよい。一方、これらの元素を０．０１％を超えて多量に含有させてもその効果は飽和し、溶鋼の存在する高温では蒸気圧が高く歩留まりも悪化する。そこで、ＣａおよびＭｇを含有させる場合は、それらの含有率の範囲をいずれについても０．０００１〜０．０１％とした。
【００６６】
希土類元素：０．０００５〜０．０１％：
希土類元素は、ランタノイドとして分類される元素群である。これらの元素を含有させる場合には、通常、これらの元素を主要成分とする安価なミッシュメタルなどを用いて添加する。本発明では、希土類元素の含有率は、希土類元素の中の１種または２種以上の元素の合計含有率で表す。希土類元素は、Ｓおよび酸素とともに硫化物または酸化物を形成する。酸化物は微細に分散しＭｎＳ生成の核となるため、熱間加工時の延伸を抑制し、硫化物を微細に分散させ、形態を制御して被削性を向上させる。
【００６７】
これらの効果を得るためには、０．０００５％以上を含有させるのが望ましい。しかし、含有率が０．０１％を超えると上記の効果が飽和するばかりでなく、多量の酸化物が生成し、連続鋳造過程において浸漬ノズル閉塞の原因となる。また、ＣａおよびＭｇと同様に添加歩留りが低いので多量に含有させるのはコスト的にも不利となる。そこで、希土類元素を含有させる場合は、その含有率の範囲を、０．０００５〜０．０１％とした。
【００６８】
任意添加元素に関し、鋼中にＴｉおよびＣｒなどが含有されると、ＭｎＳの他にそれぞれＴｉの硫化物、Ｔｉの炭硫化物、Ｃｒの硫化物などが生成する。しかし、本発明の方法で規定した成分組成の範囲では、ＭｎＳがそれらの硫化物よりも優先して生成し始めるため、ＭｎＳの生成開始時にＭｎがＳに対して過剰であれば、内部割れの防止が可能であり、本発明の方法で規定する条件により良好な鋳片が得られる。
【００６９】
また、ＣａおよびＭｇは、前述のとおり、硫化物の形態を制御する元素であり、ＭｎＳよりも優先して硫化物を形成するが、上述のとおり、その含有率は高々０．０１％であり、さらに、酸化物も同時に生成することから、ＣａＳまたはＭｇＳとして固定される硫黄量は全硫黄量のごく一部である。したがって、ＣａおよびＭｇを含有する鋼種に関しても、本発明の方法を適用することができる。
【００７０】
連続鋳造時に鋳片にかかる歪みには、鋳片の曲げ歪み、矯正歪み、バルジング歪み、ミスアライメント歪み、熱歪み、ロール曲がりや押し込みによる歪みなどがあり、それぞれのマシンプロフィールや鋳造条件などにより変化する。本発明の連続鋳造方法は、鋳片の内部割れ感受性自体を低減させるものであり、連続鋳造機のマシン形式や、プロフィール、鋳造条件などにかかわらず有効であるが、鋳片の曲げ歪み、矯正歪みが加わる垂直曲げ形または湾曲形の連続鋳造機で鋳造する際に特に効果が大きい。
【実施例】
【００７１】
本発明の効果を確認するため、表１に示す成分組成の供試鋼を溶製し、連続鋳造試験を行った。得られた鋳片サンプルを用いて内部割れの発生状況を調査するとともに、被削性などの材料性能についても調査し、試験結果の評価を行った。  
【００７２】
【表１】
2006206967.tif 000003
【００７３】
鋳造試験には鋳片断面が幅４００ｍｍ×厚さ３００ｍｍの５点曲げ、１点矯正の垂直曲げ型ブルーム連続鋳造機を使用し、鋳造速度は０．５５〜０．７５ｍ／ｍｉｎの範囲で鋳造試験を行った。
（内部割れの長さ）
鋳片の横断面および縦断面のサンプルを採取し、サルファプリントを行い、目視により最大の内部割れ発生長さを測定した。
【００７４】
内部割れは、その長さが１０ｍｍ未満であれば圧延後の材料特性や表面性状などに悪影響を及ぼすことはなく、製品の超音波検査においても問題となるエコーが検出されることはない。しかし、割れ長さが１０ｍｍを超えると、用途や加工工程によっては製品の表面疵の原因になり、または疲労強度や被削性などの材料性能に悪影響を及ぼす。内部割れの長さが２０ｍｍを超えると、圧延時に表面まで伸張し、製品の表面疵の原因となる可能性が著しく増加することから、歩留りが著しく低下する。
（表面性状の調査）
連続鋳造した鋳片は分塊圧延を行い１６０ｍｍの角状ビレットとした。この段階で目視により表面品質を評価した。このとき表面疵が存在するとグラインダーにより除去する必要があり、表面品質の評価は必要となる手入れについて、手入れしても疵が深く圧延可能なビレットが確保できない手入れ不可、全面手入れが必要な重手入れ、部分的な手入れが必要となる軽手入れ、手入れの必要のない良好の４段階に分類した。
（被削性の調査）
前記のようにして得られた丸棒を６０ｍｍφまで外削した後、切削試験に供した。被削性試験は、ＴｉＮコーティング処理が施されていないＪＩＳ Ｐ種の超硬工具を用いて行った。切削は乾式（潤滑油無し）の旋削で、その条件は、切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ、送り：０．１０ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み：２．０ｍｍとし、この条件で２０分切削した後、切削工具の平均逃げ面摩耗量（ＶＢ）を測定した。
（熱間加工性の評価）
熱間加工性の評価は、連続鋳造試験により得られた鋳片の表皮より４０ｍｍ厚さの位置から直径１０ｍｍ、長さ１３０ｍｍの高温引張試験片を採取した。これを、固定間隔を１１０ｍｍの条件で固定し、直接通電によって１３００℃まで加熱し、５分間保持した後、９００℃まで２０℃／分で冷却し、一分保持した後、歪み速度１０〜３／秒にて引張試験を行った。破断後の試験片破断部の絞りを測定して熱間加工性を評価した。
【００７５】
表２に、上記で述べた項目についての試験結果を示した。
【００７６】
【表２】
2006206967.tif 000004
【００７７】
表２に上記の各鋼を連続鋳造した時の鋳造速度と試験結果を示した。
【００７８】
鋼番号Ａ〜Ｅを使用した試験１〜５は本発明例であり、鋼番号Ｆ〜Ｈを使用した試験６〜８は比較例である。また鋼番号Ａ、Ｂ、ＦおよびＨを使用した試験１、２、６および８は、任意添加元素のいずれも含まない成分系での試験であり、鋼番号Ｃ、D、ＥおよびＧを使用した試験３、４、５および７は、任意添加元素のいずれか１種以上を含む成分系での試験である。また、鋼番号Ｈを使用した試験８は、Ｓ濃度が０．０３３％と本発明の規定の下限を下回っている。
【００７９】
任意添加元素を含有していない試験１、２および６では、同じ連続鋳造機で同一の鋳造速度で鋳造しており、ほぼ同様の機械的な歪み条件であるにもかかわらず、試験１、２には内部割れは発生せず、分塊圧延後の鋼片表面性状も良好で、高い高温延性であった。これに対し、本発明の規定外である試験６では、鋳片内部には大きな内部割れが発生しており、これに起因して分塊圧延時には表面疵が発生し、内部割れ発生位置近傍から採取した高温引張り試験片による高温延性は不芳であった。
【００８０】
特に、試験１と試験６の結果を比較すると、内部割れを悪化させると言われているＳ濃度は試験１の方が明らかに多く、ＭｎとＳの濃度比Ｍｎ／Ｓも試験１の方が小さかったが、試験１では内部割れが発生していない。これらの結果から、Ｓ濃度が大きく異なるような条件においては、従来のＭｎ／Ｓの濃度比による内部割れ感受性の評価が成り立たないことが認識できる。
【００８１】
任意添加元素のいずれか一種以上を含む成分系で試験として、鋼番号Ｃ、Ｄ、ＥおよびＧを使用した試験３、４５および７においても、本発明の規定外である試験７では鋳片内部には大きな内部割れが発生していた。
【００８２】
また、Ｓ濃度が０．０３３％と本発明の規定の下限を下回る試験８では、前記（１）式の関係を満足しており、内部割れは発生せず良好な鋼片が得られたが、被削性が低下しており、旋削加工で１３分経過した時点で、それ以上の旋削加工が不可能となった。このときの工具摩耗量は３００μｍ以上であった。
【産業上の利用可能性】
【００８３】
本発明の連続鋳造方法によれば、凝固過程におけるＭｎおよびＳなどの偏析成分の濃化をも考慮した上で、鋼成分組成を適正化することにより、粗大ＭｎＳの生成を防止し、内部割れを発生することなく、機械構造用高硫黄含有快削鋼の連続鋳造を行うことが可能になる。よって、本発明の方法は、連続鋳造が困難であった硫黄系快削鋼の生産性および品質向上のための鋳造方法として広範に利用可能であり、当技術分野の発展に大きく寄与する。
【図面の簡単な説明】
【００８４】
【図１】凝固過程における固相および液相内の溶質の濃度分布を模式的に示す図である。
【図２】凝固過程における残溶鋼内のＭｎおよびＳの濃化を示す図である。
【図３】凝固過程における残溶鋼内のＭｎおよびＳの濃度推移の一例を示す図である。
【図４】初期のＭｎおよびＳ濃度と、ＭｎＳ晶出開始時のＭｎおよびＳ濃度との関係を示す図である。
【図５】内部割れの発生および粗大なＭｎＳの生成を防止できる適正なＭｎおよびＳの初期濃度範囲を示す図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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