(57)【要約】【課題】  高清浄度鋼の冷間加工性と疲労特性をさらに改善する。【解決手段】  前記課題が解決された高清浄度鋼は、total−Ｌｉを０．０２０ｐｐｍ〜２０ｐｐｍ（質量基準）の範囲で含有するか、或いはtotal−ＬｉとＳｉをtotal−Ｌｉ／Ｓｉ（質量比）＝１×１０-6〜１０００×１０-6で含有しており、長径２０μｍ以上の酸化物系介在物が、鋼５０ｇ当たり、例えば１．００個以下になっている。前記高清浄度鋼の化学成分は、通常、Ｃ：１．２％以下（質量％の意。以下、同じ）、Ｓｉ：０．１〜４％、Ｍｎ：０．１〜２％、total−Ａｌ：０．０１％以下、Ｏ：０．００５％以下、total−Ｍｇ：０．１〜２０ｐｐｍ（質量基準）、及びtotal−Ｃａ：０．１〜２０ｐｐｍ（質量基準）程度である。【特許請求の範囲】
【請求項１】
total−Ｌｉを０．０２０ｐｐｍ〜２０ｐｐｍ（質量基準）の範囲で含有しており、
長径２０μｍ以上の酸化物系介在物が鋼５０ｇ当たり１．００個以下になっていることを特徴とする疲労強度又は冷間加工性に優れた高清浄度鋼。
【請求項２】
total−ＬｉとＳｉを、total−Ｌｉ／Ｓｉ（質量比）＝１×１０-6〜１０００×１０-6となる範囲で含有する請求項１に記載の高清浄度鋼。
【請求項３】
total−ＬｉとＳｉを、total−Ｌｉ／Ｓｉ（質量比）＝１×１０-6〜１０００×１０-6となる範囲で含有しており、
長径２０μｍ以上の酸化物系介在物が鋼５０ｇ当たり１．００個以下になっていることを特徴とする疲労強度又は冷間加工性に優れた高清浄度鋼。
【請求項４】
成分が、
Ｃ  ：１．２％以下（質量％の意。以下、同じ）、
Ｓｉ：０．１〜４％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
total−Ａｌ：０．０１％以下、
Ｏ  ：０．００５％以下、
total−Ｍｇ：０．１〜１５ｐｐｍ（質量基準）、及び
total−Ｃａ：０．１〜４０ｐｐｍ（質量基準）
となっている請求項１〜３のいずれかに記載の高清浄度鋼。
【請求項５】
さらに、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、及びＴｉよりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項４に記載の高清浄度鋼。
【請求項６】
残部がＦｅ及び不可避不純物である請求項４又は５に記載の高清浄度鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は冷間加工性と疲労特性に優れた高清浄度鋼に関するものであり、好ましくは高張力鋼線、極細鋼線、高強度ばね（特に弁ばね）などとしたときに極めて有用な高清浄度鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
冷間加工により０．１〜０．５ｍｍに伸線される極細鋼線や高い疲労強度が要求されるばね用鋼材では、鋼材中に存在する硬質の非金属介在物を極力低減することが必要である。これら非金属介在物は、伸線中の断線原因となり、また疲労強度を低下させる原因となるためである。こうした観点から上記のような用途に使用される鋼材には、非金属介在物を極力低減した高清浄度鋼が用いられる。
【０００３】
近年、排ガス低減や燃費改善を目的として自動車の軽量化や高出力化の要望が高まってきており、エンジンやサスペンション等に用いられる弁ばねや懸架ばねは、高応力設計が志向されている。そのためばね鋼は、高強度化及び細径化していく方向にあり、負荷応力が益々増大する。従って、耐疲労特性や耐へたり性においても一段と優れた高性能のばね鋼が求められており、特に弁ばねは最も高い疲労強度が要求されている。
【０００４】
一方、タイヤコードに代表される極細鋼線についても、タイヤの軽量化を目的として高強度化が進んでおり、最近では４０００ＭＰａ級の強度を有するスチールコードが使用されるに至っている。しかし極細鋼線を高強度化するほど、冷間加工時（伸線時）に断線しやすくなるため、一層の冷間加工性が要求されている。
【０００５】
上述したように、これらばね鋼や極細鋼線は素材が高強度化するにつれて非金属介在物に起因する疲労折損や断線が生じやすくなり、その主たる原因である非金属介在物の低減及び小型化の要求は一段と厳しくなっている。
【０００６】
硬質の非金属介在物の低減及び小型化については、これまでに多くの技術が提案されており、例えば非特許文献１には、ばね鋼では介在物を融点が１４００〜１５００℃以下のＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系に制御すると疲労破壊の起点とならないこと、またタイヤコードではＡｌ2Ｏ3等の非延性介在物を低減すればよいことなどが開示されている。また特許文献１〜２には、介在物の平均組成をＳｉＯ2：２０〜６０％、ＭｎＯ：１０〜８０％、ＣａＯ：５０％以下、ＭｇＯ：１５％以下とすれば（特許文献１の場合）、又は介在物の平均組成をＳｉＯ2：３５〜７５％、Ａｌ2Ｏ3：３０％以下、ＣａＯ：５０％以下、ＭｇＯ：２５％以下とすれば、冷間加工時又は伸線時に介在物が砕かれ分散するため、無害化できることが記載されている。
【０００７】
しかしながら、近年の要求特性の向上を鑑みると、さらなる高性能化が求められる。
【０００８】
なお特許文献３では、Ｓｉ系脱酸剤とアルカリ金属化合物の混合物を溶鋼中に加えて、脱酸生成物をアルカリ金属を含む組成にコントロールしながら清浄鋼を製造している。これらアルカリ金属はアルミナ系やＳｉＯ2系の硬質の非金属介在物の融点を下げるために使用されており、その結果、該非金属介在物を熱間圧延中に糸のように細長く引き延ばすことができ、伸線性や耐疲労特性に無害な形態にしている。なお前記アルカリ金属としては、例えばＮａやＬｉなどが使用されているが、ＮａとＬｉは同効元素であるとされている。またアルカリ金属は溶鋼中にそのまま添加しても歩留まりが悪いため、脱酸剤と共に添加することを推奨しており、例えば転炉から取鍋へ出鋼した後の溶鋼処理（ＬＦ）工程初期にＬｉをＬｉＦの形態で珪酸ナトリウムと共に攪拌用Ａｒ気泡が上昇してくる位置に添加している。
【０００９】
また特許文献４でも、介在物の融点を低下して熱間圧延時に介在物を変形させることを目的に、アルカリ金属を溶鋼中に添加している。該アルカリ金属としては、Ｌｉ、Ｎａ、Ｋなどが使用されているが、これらは同効元素であるとされている。またアルカリ金属は溶鋼中に溶解しないため、Ｓｉで希釈して使用することを推奨しており、具体的にはＬｉを１２％以下の範囲で含むＳｉ合金を脱酸剤として添加している。
【００１０】
特許文献５にも延性のある介在物とするために、ＳｉＯ2が主体の介在物においてアルカリ金属の酸化物を含有させている。なおこの文献において介在物の延性向上は、上記文献３〜４に記載されているような融点低下ではなく、アルカリ金属による介在物と溶鉄との界面エネルギーの低下によるものであると説明されているが、いずれにせよアルカリ金属であるＮａ、Ｋ、Ｌｉは等価であると説明されている。しかもアルカリ金属は、スラグ添加で最大で１０％（スラグ中濃度）程度も添加されている。なお実際にはＮａだけが使用されている。
【００１１】
特許文献６はＳｉ脱酸する際に、アルカリ金属酸化物を利用することを提案している。この文献においてアルカリ金属酸化物を利用するのは、取鍋スラグ中のＳｉＯ2活量を充分に低い状態にすることができ、その結果、溶鋼中の全酸素濃度を低下させることができるためであるとしている。なおこの文献においても、アルカリ金属酸化物としては、Ｎａ2Ｏ、Ｋ2Ｏ、Ｌｉ2Ｏなどが挙げられているがこれらは同効元素として記載されている。この文献は前記特許文献５とは異なって実際にＬｉを添加しているが、具体的にはＬｉ2Ｏを炭酸塩の状態でスラグに配合しており、Ｌｉの場合の濃度（スラグ中）は最大で８％程度まで達している。
【非特許文献１】社団法人日本鉄鋼協会編集「第１２６・１２７回西山記念技術講座」、社団法人日本鉄鋼協会出版、昭和６３年１１月１４日、第１４５〜１６５頁
【特許文献１】特公平６−７４４８４号公報
【特許文献２】特公平６−７４４８５号公報
【特許文献３】特開平１−３１９６２３号公報
【特許文献４】特開平２−１５１１１号公報
【特許文献５】特開２００２−１６７６４７号公報
【特許文献６】特開２００２−１９４４９７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、冷間加工性と疲労特性がさらに改善された高清浄度鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、Ｌｉには、他のアルカリ金属（Ｎａ、Ｋなど）にはない特異な作用効果があることを発見した。すなわちＬｉは介在物の融点を低下させる点ではＮａやＫと同様であるが、Ｌｉだけが複合酸化物系介在物（例えば、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2−ＭｎＯ−ＭｇＯ系複合酸化物など）を著しく変質させることができること、そして前記Ｌｉに特有の効果は鋼中のＬｉを所定量以上としたときに顕著となって冷間加工性や疲労強度が著しく改善されることを見出した。より具体的には、total−Ｌｉ（溶存Ｌｉ及び介在物中のＬｉの意。以下、同じ）を所定濃度以上にすると、前記複合酸化物は、溶鋼中ではＬｉを含む単相の液体複合酸化物（例えば、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2−ＭｎＯ−ＭｇＯ−Ｌｉ2Ｏ系複合酸化物など）となり、鋳造後の鋳片中にも単相の複合酸化物として存在しているものの、該複合酸化物を有する鋼を圧延のために加熱すると、該介在物は圧延温度での平衡状態へと移行する。その結果、単相の複合酸化物は、ガラス質相と結晶質相とに相分離が進行し、ガラス質状の単相の介在物中に平衡相である結晶相が微細に析出した状態となり、この状態で分塊圧延や熱間圧延を行うと、ガラス質の部分は低融点・低粘性のために延伸性に富み、よく伸びる一方、結晶相とガラス相の界面には圧延時の応力が集中し、画期的に分断されやすくなる。すなわち細径化のみならず、分断効果も働く結果、介在物は著しく微細となるのである。このような現象が生じるのは、Ｌｉ2Ｏに微細な結晶化を促進する効果がある為であり、同じアルカリ金属であってもＮａ2ＯやＫ2Ｏなどは融点や粘性を低下させる作用はあるものの、結晶化促進作用は弱く、従ってこれらＮａ2ＯやＫ2Ｏを用いたとしても介在物の微細化効果は不十分であった。
【００１４】
そこで本発明では、上述したような結晶化促進を利用した微細化効果を発揮させるために、鋼中のtotal−Ｌｉ濃度を所定量以上とすることとした。しかも該Ｌｉによる冷間加工性や疲労特性の向上効果を十分に発揮させるために、耐火物などに由来する酸化物系介在物を抑制することとした。
【００１５】
このような本発明に対して、非特許文献１や特許文献１〜２に開示されているような発明（ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の融点が１４００〜１５００℃以下となる領域に介在物組成を制御する発明など）では介在物はある程度小型化されるものの、Ｌｉによる結晶化促進効果を利用していないために、小型化は不十分となっている。しかも、これらの文献では介在物組成を直接制御することを目的としている。介在物組成を直接制御するためには、スラグ精錬中に、無害なトップスラグを巻き込ませ、巻き込まれたスラグと溶鋼中の有害な脱酸生成物（特にＳｉＯ2やＡｌ2Ｏ3）を合体、反応させ、無害化することが重要となる。この操作によってTotal−Ｏはさほど低下しないが、熱力学的に溶存酸素は下がり、その結果、凝固時に生成するＳｉＯ2系の有害な脱酸生成物が生成しにくくなる。ところが、このようにして介在物組成を直接制御（すなわちスラグ反応を利用）する場合には、溶鋼やスラグを強攪拌する必要があるため、耐火物由来の介在物が混入しやすくなっている。
【００１６】
また特許文献３〜６ではＬｉについて言及しているものの、これら特許文献３〜６でも不十分である。例えば特許文献３では、ＬｉをＬｉＦの形態で珪酸ナトリウムと共に添加しているが、ＬｉＦは融点が８４２℃、沸点が１６７６℃と製鋼温度に近く、歩留が不十分である。そのためこの特許文献３のように、転炉から取鍋に出鋼した後の溶鋼処理（ＬＦ）工程初期に、ＬｉＦを攪拌用Ａｒ気泡が上昇してくる位置に添加する必要が生じる。しかしこのようにしても未だ鋼中Ｌｉ量を十分に確保することが難しく、しかもスラグ中のＬｉ濃度が高くなり過ぎてしまう。実際に本件発明者らが確認したところ、スラグ中のＬｉＦ濃度は４％もの高濃度になっている。溶鋼処理（ＬＦ）初期から高Ｌｉ濃度のスラグを用いて強攪拌を行うと、耐火物の溶損が激しくなり、耐火物を起源とする外来系介在物が増加しはじめる。さらにはＬｉが不足して介在物の微細化効果が不十分となる。これらの結果、冷間加工性や疲労特性の向上が不十分となってしまう（後述の実施例の欄のＡ２３参照）。
【００１７】
また特許文献４でもスラグ中のＬｉ濃度が高くなっている。すなわち特許文献４で使用されているＳｉ−Ｌｉ合金はＬｉ濃度が１２％以下であるためＬｉの歩留まりが低く、このようなＳｉ−Ｌｉ合金で介在物制御を行うためには、スラグ中のＬｉ濃度を高くする必要がある。例えば実施例２では２４０トンの溶鋼に対してＬｉ濃度２％のＬｉ−Ｓｉ合金７００ｋｇ（Ｌｉ純分１４ｋｇ相当）を精錬中（スラグ中）に添加しており、実施例３ではＬｉ濃度５％のＬｉ−Ｓｉ合金（Ｌｉ純分１０ｋｇ相当）を精錬中（スラグ中）に添加している。しかしこのようにしても未だ鋼中のＬｉ量を十分に確保することが難しく、しかもスラグ中のＬｉ濃度が高くなってしまう。実際に本件発明者らが確認したところ、スラグ中のＬｉ2Ｏ濃度は約１％（実施例２）〜１．５％（実施例３）となっていた。スラグ中のＬｉ濃度が約１％程度であっても、特許文献３と同様、スラグの融点や粘性が低下して耐火物の溶損性が高まり、外来介在物が増加しはじめる。しかもＬｉが不足するために介在物の微細化効果が不十分となる。これらの結果、冷間加工性や疲労特性の向上が不十分となる（後述の実施例の欄のＡ１７〜１８参照）。
【００１８】
特許文献５〜６では、スラグ中のＬｉ濃度が最大で８〜１０％と極めて高くなっている。スラグ中のＬｉ濃度をこれほどまで高くすると、鋼中のＬｉ量はようやく確保できるようになるものの、逆にスラグの融点や粘性が著しく低下し、耐火物の溶損性が著しく高くなる。このようなスラグを溶鋼処理初期から作り、強攪拌すると、耐火物の損傷が激しくなり、Ｌｉ量を確保したところで、冷間加工性や疲労特性が却って著しく低下する（後述の実施例の欄のＡ１６参照）。
【００１９】
上述のような文献とは異なり、本発明の鋼では、耐火物などに由来する酸化物系介在物を抑制しながら、鋼中のＬｉ濃度を所定量以上に高めることに成功した。そして鋼中のtotal−Ｌｉ濃度を所定量以上とすると、上述したようにＬｉの結晶化促進効果が発揮されるようになり、介在物を極めて微細化できることを見出し、本発明を完成した。なお、かかる鋼は、例えば、Ｌｉの添加形態を工夫して歩留まりを高め、溶鋼処理（ＬＦ）工程が終了した段階でＬｉを添加することによって製造できる。
【００２０】
すなわち、本発明に係る疲労強度又は冷間加工性に優れた高清浄度鋼は、（１）total−Ｌｉを０．０２０ｐｐｍ〜２０ｐｐｍ（質量基準）の範囲で含有する点、及び／又は（２）total−ＬｉとＳｉを、total−Ｌｉ／Ｓｉ（質量比）＝１×１０-6〜１０００×１０-6となる範囲で含有しており、長径２０μｍ以上の酸化物系介在物が鋼５０ｇ当たり１．００個以下になっている点に特徴がある。本発明の高清浄度鋼では、化学成分は、通常、Ｃ：１．２％以下（質量％の意。以下、同じ）、Ｓｉ：０．１〜４％、Ｍｎ：０．１〜２％、total−Ａｌ：０．０１％以下、Ｏ：０．００５％以下、total−Ｍｇ：０．１〜１５ｐｐｍ（質量基準）、total−Ｃａ：０．１〜４０ｐｐｍ（質量基準）となっており、さらにＣｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｔｉなどが適宜添加されていてもよく、残部はＦｅ及び不可避不純物であってもよい。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば耐火物由来などの酸化物系介在物の増大を抑制しながらも、鋼中のtotal−Ｌｉ量が適切に制御されているため、高清浄度鋼の冷間加工性及び疲労特性をさらに改善できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
本発明の高清浄度鋼は、Ｌｉが有効利用されている。Ｌｉは、他のアルカリ金属（Ｎａ、Ｋなど）とは異なり、複合酸化物系介在物（例えば、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2−ＭｎＯ−ＭｇＯ系複合酸化物など）を著しく変質させることが可能である。すなわち製鋼時にＬｉは複合酸化物に取り込まれて単相の複合酸化物（例えば、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2−ＭｎＯ−ＭｇＯ−Ｌｉ2Ｏ系複合酸化物など）を形成する。この鋼材を熱間温度に加熱すると、該Ｌｉ含有複合酸化物系介在物は、ガラス質相と結晶質相とに相分離が進行し、ガラス質状の単相の介在物中に平衡相である結晶相が微細に析出した状態となり、この状態で分塊圧延や熱間圧延を行うと、ガラス質の部分は低融点・低粘性のために延伸性に富み、よく伸びる一方、結晶相とガラス相の界面には圧延時の応力が集中し、画期的に分断されやすくなる為、介在物は著しく微細となる。
【００２３】
加えてＬｉは強脱酸元素であるため、鋼中の溶存酸素を低減する効果をも併せ持ち、酸化物の量自体を低減できる。しかも溶鋼中にＬｉが存在していると、凝固時に生成する高ＳｉＯ2系の有害酸化物の生成を抑制できる作用をも併せ持つ。
【００２４】
Ｌｉを適切に制御するためには、介在物の微細度に対して相関性の優れた指標によってＬｉをコントロールすることが必要である。このような指標として、（１）鋼中のtotal−Ｌｉ量、や（２）鋼中のtotal−Ｌｉ量とＳｉ量の比［Ｌｉ／Ｓｉ比（質量比）］が使用でき、これらは単独で指標としてもよく、両方を組み合わせて指標としてもよい。後者（total−Ｌｉ／Ｓｉ比）は、Ｌｉによって変質される酸化物の形成元素として特にＳｉを対象として挙げ、該Ｓｉに対するtotal−Ｌｉ量を規定したものであり、特にＳｉ脱酸鋼に有効である。前者（鋼中total−Ｌｉ量）は、Ｓｉ脱酸鋼以外にも幅広く適用できる。
【００２５】
前記Ｌｉの機能を有効に発揮するためには、鋼中のtotal−Ｌｉ量は、０．０２０ｐｐｍ（質量基準）以上、好ましくは０．０３ｐｐｍ（質量基準）以上、さらに好ましくは０．１ｐｐｍ（質量基準）以上とすることが推奨され、例えば０．５ｐｐｍ（質量基準）以上［例えば１ｐｐｍ（質量基準）以上］程度であってもよい。
【００２６】
また鋼中のtotal−ＬｉとＳｉの質量比（total−Ｌｉ／Ｓｉ）は、１×１０-6以上、好ましくは１０×１０-6以上、さらに好ましくは５０×１０-6以上とすることが推奨され、例えば１００×１０-6以上（例えば２００×１０-6以上）程度であってもよい。
【００２７】
なおtotal−Ｌｉが過剰になった場合にも、酸化物系介在物（硬質介在物）の数が増加し、かつ粗大介在物も増え、冷間加工性や疲労強度が低下する。従って鋼中のtotal−Ｌｉ量については、２０ｐｐｍ（質量基準）以下、好ましくは９ｐｐｍ（質量基準）以下、さらに好ましくは６ｐｐｍ（質量基準）以下とする。鋼中のtotal−ＬｉとＳｉの質量比（total−Ｌｉ／Ｓｉ）は、１０００×１０-6以下、好ましくは８００×１０-6以下、さらに好ましくは６００×１０-6以下とする。
【００２８】
さらに本発明の高清浄度鋼は、耐火物由来の介在物の増大も抑制されている。すなわち長径２０μｍ以上の酸化物系介在物は、鋼５０ｇ当たり、例えば１．００個以下、好ましくは０．８個以下、さらに好ましくは０．５個以下となっている。
【００２９】
上記のようにして耐火物由来の介在物を抑制しながら、total−Ｌｉ量をコントロールして介在物を微細化すると、冷間加工性（伸線加工性など）や疲労特性を改善できる。
【００３０】
本発明の高清浄度鋼は、冷間加工性や疲労特性に優れているため、高張力鋼線、極細鋼線、高強度ばね（特に弁ばね）などに有利に利用できる。これらの用途に本発明の高清浄度鋼を適用する場合、Ｃ：１．２％以下（好ましくは０．１〜１．０％、さらに好ましくは０．３〜０．９％）、Ｓｉ：０．１〜４％（好ましくは０．１〜３％、さらに好ましくは０．２〜２．５％）、Ｍｎ：０．１〜２％（好ましくは０．２〜１．５％、さらに好ましくは０．３〜１．２％）、total−Ａｌ（溶存Ａｌ及び介在物中のＡｌの合計の意。以下、同じ）：０．０１％以下（好ましくは０．００８％以下、さらに好ましくは０．００５％以下）、Ｏ：０．００５％以下（好ましくは０．００４％以下、さらに好ましくは０．００３％以下）である鋼が使用できる。なお、好ましいＣ含有量を１．２％以下としたのは、高強度鋼線（Ｃ含量：約１．１％レベル）から極細軟鋼線材（Ｃ含量：約０．０１％レベル）までの応用を意図したもので、１．２％を超える高炭素鋼になると過度に硬質化すると共に加工性も低下し、実用的でなくなるからである。
【００３１】
なお本発明はＬｉによって複合酸化物系介在物（ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2−ＭｎＯ−ＭｇＯ系複合酸化物など）を改質するものであり、該介在物を構成するＣａやＭｇは、溶鋼処理の段階でＣａやＭｇはトップスラグの巻き込みによって鋼中に取り込まれることが多い。また必要により、ＣａやＭｇを添加してもよい。凝固時に生成する２次脱酸生成物がＳｉＯ2−ｒｉｃｈ、Ａｌ2Ｏ3−ｒｉｃｈとなって問題となる場合があり、これらにはＣａ、Ｍｇ、Ｌｉなどの添加が有効になる場合がある。２次脱酸生成物は１次生成介在物を核として、あるいは単独で、生成するものであり、タンディッシュ（ＴＤ）など溶鋼中の介在物組成と比較してＳｉＯ2−ｒｉｃｈやＡｌ2Ｏ3−ｒｉｃｈになり易い場合があるが、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌｉなどを添加しておくと、２次脱酸生成物もＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＣａＯ、ＭｇＯ、Ｌｉ2Ｏなどを含有する複合酸化物（介在物）となって、高ＳｉＯ2系や高Ａｌ2Ｏ3系の介在物の生成を抑制できる。
【００３２】
鋼中のtotal−Ｃａ（溶存Ｃａ及び介在物中のＣａの合計の意。以下、同じ）は、０．１〜４０ｐｐｍ（質量基準）［好ましくは０．２〜２５ｐｐｍ（質量基準）］程度、total−Ｍｇ（溶存Ｍｇ及び介在物中のＭｇの合計の意。以下、同じ）：０．１〜１５ｐｐｍ（質量基準）［好ましくは０．２〜１０ｐｐｍ（質量基準）］程度となっている。
【００３３】
また必要により物性向上元素として、さらにＣｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｕ，Ｔｉなどを含有していてもよく、これら元素は単独で又は２種以上を適宜組み合わせて含有していてもよい。これらの元素の好ましい含有率は、Ｃｒ：３％以下（好ましくは０．０１〜１％），Ｎｉ：１％以下（好ましくは０．０５〜０．５％），Ｖ：０．５％以下（好ましくは０．００５〜０．２％），Ｎｂ：０．１％以下（好ましくは０．００５〜０．０５％），Ｍｏ：１％以下（好ましくは０．０１〜０．５％），Ｗ：１％以下（好ましくは０．０１〜０．５％），Ｃｕ：２％以下（好ましくは０．０５〜１％），Ｔｉ：０．０６％以下（好ましくは０．００５〜０．０３％）程度であってもよい。
【００３４】
残部はＦｅ及び不可避不純物であってもよい。
【００３５】
高強度極細鋼線や高強度弁ばねとして最も適した高清浄度鋼は、上述した各元素のうち、Ｃ、Ｓｉ、及びＭｎが以下の範囲となっている。例えば高強度極細鋼線用鋼として最適な高清浄度鋼は、Ｃ：０．５〜１．２％（好ましくは０．７〜１．１％）、Ｓｉ：０．１〜０．５％（好ましくは０．１５〜０．４％）、Ｍｎ：０．２〜１％（好ましくは０．３〜０．８％）となっている。高強度弁ばね用鋼として最適な高清浄度鋼は、Ｃ：０．３〜１．０％（好ましくは０．４〜０．８％）、Ｓｉ：１〜４％（好ましくは１．２〜２．５％）、Ｍｎ：０．３〜１．５％（好ましくは０．４〜１．０％）となっている。
【００３６】
本発明のような高清浄度鋼は、Ｌｉの添加手段を工夫することによって製造できる。
【００３７】
第１に、例えばＬｉ−Ｓｉ合金（Ｌｉ含有量：２０〜４０質量％）や炭酸Ｌｉを用いればよい。Ｌｉ−Ｓｉ合金のＬｉ含有量を２０〜４０質量％（好ましくは２５〜３５質量％）とするのは、Ｌｉ−Ｓｉ合金製造時に液相線温度を低くできるため、該Ｌｉ−Ｓｉ合金製造時のＬｉの蒸発を防止できてその歩留まりを高めることができるためであり、さらには前記組成とするとＬｉ−Ｓｉ系の金属間化合物が存在しているために溶鋼中のＬｉの歩留まりを高めることができるためである。また炭酸Ｌｉを用いるのもＬｉの歩留まりを高めることができるためである。
【００３８】
第２に、歩留まりの高いＬｉを溶鋼処理中（スラグ中）ではなく、溶鋼処理終了後に添加すればよい。Ｌｉの歩留まりが高められているため、溶鋼処理終了後であっても、鋼中のＬｉ量を所定量以上とすることができる。そして溶鋼処理中（スラグ中）の添加を回避しているため、耐火物由来の介在物が増大するのを防止できる。
【００３９】
なお前記Ｌｉ−Ｓｉ合金は、プリメルトによって製造できる。Ｌｉ−Ｓｉ合金には、必要に応じて、Ｃａ、Ｍｇや他のアルカリ金属（Ｎａ、Ｋなど）も適宜プリメルト或いは混合してもよく、希釈金属（Ｆｅなど）をプリメルトさせてもよい。また炭酸Ｌｉを用いる場合にも、Ｃａ、Ｍｇや他のアルカリ金属（Ｎａ、Ｋなど）を適宜混合してもよい。ただし本発明の高清浄度鋼は、Ｌｉの機能が他のアルカリ金属に比べて著しく優れているため、他のアルカリ金属を併用（プリメルト、混合など）しなくても、十分に介在物制御でき冷間加工性及び疲労強度を十分に改善できる。
【実施例】
【００４０】
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。
【００４１】
実験例１
実験は、実機（又は実験室レベル）で実施した。すなわち実機では転炉で溶製した溶鋼を取鍋に出鋼し（実験室では、転炉から出鋼される溶鋼を模擬した５００ｋｇの溶鋼を溶製し）、各種フラックスを添加して成分調整、電極加熱、及びアルゴンバブリングを実施し、溶鋼処理を実施した。またＣａ、Ｍｇなどを必要に応じて溶鋼処理中に添加する一方、Ｌｉについては、Ｌｉ2Ｏ、炭酸リチウム、Ｌｉ−Ｓｉ合金、又はＬｉＦの状態で、溶鋼処理前、溶鋼処理中、或いは溶鋼処理後に添加した。次いで該溶鋼を鋳造した（実験室では、実機と同等の冷却速度が得られる鋳型に鋳造した）。得られた鋼塊を鍛造及び熱間圧延して直径５．５ｍｍの線材とした。
【００４２】
実験例２
Ｌｉ添加に代えてＮａを添加する以外は、実験例１と同様にした。なおＮａ添加は、Ｎａ2ＳｉＯ2、ＮａＦ、又はＮａ2Ｏの形態で添加した。
【００４３】
実験例１及び実験例２で得られた線材の評価は、以下のようにした。
【００４４】
［鋼中のＬｉ含有量］
対象となる線材から試料０．５ｇを採取してビーカーに取り、混酸（Ｈ2Ｏ＋ＨＣｌ＋ＨＮＯ3）を加えて加熱分解した。放冷後、分解液を分液ロートに移し入れた後、塩酸を加えて９Ｎ−塩酸酸性とした。メチルイソブチルケトン（ＭＩＢＫ）を加えて振とうし、鉄分をＭＩＢＫ相に抽出した。静置後、ＭＩＢＫ相を捨て、再びＭＩＢＫを加えて同様の抽出・分液操作を合計で３回繰り返し、鉄分を完全に除去した。９Ｎ−塩酸酸性相を希釈して容量１００ｍＬとし、アルカリ測定溶液とした。
【００４５】
セイコーインスツルメンツ社製のＩＣＰ質量分析装置（型式  ＳＰＱ８０００）を用い、て前記アルカリ測定溶液中のＬｉ（質量数７）の濃度を測定し、鋼中のＬｉ含有量を算出した。なおＩＰＣ質量分析条件は、以下の通りである。
高周波出力：１．２ｋＷ
キャリアーガス流量：０．４Ｌ／ｍｉｎ
【００４６】
［鋼中のＮａ含有量］
１）Ｎａ含有量が１ｐｐｍ未満の場合（定量下限界０．０１ｐｐｍ）
対象となる線材から試料を採取してビーカーに秤量した後、純水、塩酸および硝酸を加えて加熱分解を行った。分解後、純水及び塩酸を加えて定容し、ＭＩＢＫを加えてよく振り混ぜた。静置後、ＭＩＢＫ層を抜き取り、再びＭＩＢＫを加えて同様の抽出・分液操作を２回繰り返し、鉄分を完全に抽出除去した。水層を純水で希釈し、黒鉛炉原子吸光法を用いて定量分析した。
【００４７】
２）Ｎａ含有量が１ｐｐｍ以上の場合（定量下限界１ｐｐｍ）
対象となる線材から試料を採取してビーカーに秤量した後、純水、塩酸および硝酸を加えて加熱分解を行った。分解後、溶液を純水で希釈して試料溶液とし、黒鉛炉原子吸光法を用いて定量分析した。
【００４８】
［長径２０μｍ以上の酸化物系介在物個数］
対象となる線材１５００ｇを約１００ｇ程度毎に切断し、スケールを除去した後、約９０℃の温硝酸溶液に入れて鋼を酸に溶解した。この溶液を篩目１０μｍのフィルターで濾過し、フィルター上に残った介在物についてその組成をＥＰＭＡで分析すると共に長径を測定することにより、最大長径が２０μｍ以上となっている酸化物系介在物（硬質介在物）の個数を計測し、鋼５０ｇあたりの個数を算出した。
【００４９】
［伸線加工試験（破断回数）］
熱間圧延後の線材（直径５．５ｍｍ）を直径２．５ｍｍまで１次伸線し、熱処理（空気パテンティング）した後、２次伸線して直径０．８ｍｍとした。引き続いて熱処理（鉛パテンティング）およびブラスめっきを施した後、直径０．１５ｍｍまで湿式伸線し、鋼線１０トン当りの断線回数に換算して評価した。
【００５０】
［疲労強度試験（破断率）］
各熱延鋼線材（直径５．５ｍｍ）について、皮削り（ＳＶ）→低温焼鈍（ＬＡ）→冷間線引加工（直径４．８ｍｍ）→オイルテンパー［油焼入れと鉛浴（約４５０℃）焼戻し連続工程］→簡易歪取焼鈍（ブルーイング：約４００℃）→ショットピーニング→歪取焼鈍を行った後、試験材として直径４．８ｍｍ×６５０ｍｍのワイヤを採取し、中村式回転曲げ試験機を用いて、公称応力９４０ＭＰａ、回転数：４０００〜５０００ｒｐｍ、中止回数：２×１０7回で試験を行った。そして、破断したもののうち介在物折損したものについて、下記式により破断率を求めた。
破断率（％）＝［介在物折損本数／（介在物折損＋所定回数に達し中止した本数）］×１００
［最大介在物サイズ］
上記伸線加工試験及び疲労強度試験において、介在物が原因で破断したものの断面をＳＥＭで観察し、断面に現れた介在物のうち最大のものの（最大介在物）の幅を測定するとともに、該最大介在物の組成をＥＰＭＡによって調べた。
【００５１】
結果を表１〜３に示す。なお表１は実験例１によって得られた線材を、スチールコードを模擬して上記伸線加工試験に供した場合の結果であり、表２〜３は実験例１及び２によって得られた線材を、弁ばねを模擬して、上記疲労強度試験に供した場合の結果である。
【００５２】
１）スチールコードについて
【００５３】
【表１】
2006016639.tif 000002
【００５４】
なお表１の結果を図１〜６に改めて整理した。
【００５５】
２）弁ばねについて
【００５６】
【表２】
2006016639.tif 000003
【００５７】
【表３】
2006016639.tif 000004
【００５８】
なお表２〜３の結果のうちＬｉ添加の場合について図７〜１２に改めて整理した。
【００５９】
これら結果より明らかなように、Ｌｉを溶鋼処理前又は溶鋼処理中に添加する方法では、鋼中のＬｉ量を確保できる場合には耐火物由来の介在物が多くなり（Ａ１２〜１４，Ａ１６、Ｂ２０、Ｂ２２、Ｂ２４、Ｂ２６）、逆に耐火物由来の介在物を少なくしようとすると鋼中のＬｉ量が不足して介在物が粗大化してしまう（Ａ１５、Ａ１７〜２３、Ｂ１９、Ｂ２１、Ｂ２３、Ｂ２５）。これらに対して、Ｌｉを歩留まりのよい形態で溶鋼処理後に添加すると、耐火物由来の介在物を抑制しながら、鋼中のＬｉ量を確保でき、Ｌｉ／Ｓｉ比を適切にできる（Ａ１〜１１、Ｂ１〜１８）。その結果、介在物を微細化でき、長径２０μｍ以上の酸化物系介在物の個数や最大介在物サイズを小さくでき（図１〜４及び図７〜１０の白丸参照）、伸線加工性（断線回数）や疲労強度（破断率）が良好となる（図５〜６及び図１１〜１２の白丸参照）。
【図面の簡単な説明】
【００６０】
【図１】実施例の欄の極細鋼線用鋼におけるtotal−Ｌｉ量と酸化物系介在物個数との関係を示すグラフである。
【図２】実施例の欄の極細鋼線用鋼におけるtotal−Ｌｉ／Ｓｉ比と酸化物系介在物個数との関係を示すグラフである。
【図３】実施例の欄の極細鋼線用鋼におけるtotal−Ｌｉ量と最大介在物サイズとの関係を示すグラフである。
【図４】実施例の欄の極細鋼線用鋼におけるtotal−Ｌｉ／Ｓｉ比と最大介在物サイズとの関係を示すグラフである。
【図５】実施例の欄の極細鋼線用鋼における酸化物系介在物個数と断線回数との関係を示すグラフである。
【図６】実施例の欄の極細鋼線用鋼における最大介在物サイズと断線回数との関係を示すグラフである。
【図７】実施例の欄の弁ばね用鋼におけるtotal−Ｌｉ量と酸化物系介在物個数との関係を示すグラフである。
【図８】実施例の欄の弁ばね用鋼におけるtotal−Ｌｉ／Ｓｉ比と酸化物系介在物個数との関係を示すグラフである。
【図９】実施例の欄の弁ばね用鋼におけるtotal−Ｌｉ量と最大介在物サイズとの関係を示すグラフである。
【図１０】実施例の欄の弁ばね用鋼におけるtotal−Ｌｉ／Ｓｉ比と最大介在物サイズとの関係を示すグラフである。
【図１１】実施例の欄の弁ばね用鋼における酸化物系介在物個数と破断率との関係を示すグラフである。
【図１２】実施例の欄の弁ばね用鋼における最大介在物サイズと破断率との関係を示すグラフである。
【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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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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