(57)【要約】    【課題】低炭素硫黄系快削鋼を、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：0.05〜0.19％、Si：1.0％以下、Mn：0.4〜2.0％、P：0.001〜0.2％、S：0.2〜0.69％、Pb：0.01％未満、Al：0.2％以下、O(酸素)：0.001〜0.02％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、［Mn％］×［S％］＜0.9および［S％］＜0.32×［Mn％］5 の関係を満足する溶鋼を連続鋳造する低炭素硫黄系快削鋼の連続鋳造方法である。(2)前記(1)における低炭素硫黄系快削鋼は、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６
2005059096.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１９％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ｓ：０．２〜０．６９％、Ｐｂ：０．０１％未満、Ａｌ：０．２％以下、Ｏ（酸素）：０．００１〜０．０２％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）式および（２）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低炭素硫黄系快削鋼の連続鋳造方法。
［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＜０．９      ・・・（１）
［Ｓ％］＜０．３２×［Ｍｎ％］5   ・・・（２）
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：０．０５〜０．１９％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ｓ：０．２〜０．６９％、Ｐｂ：０．０１％未満、Ａｌ：０．２％以下、Ｏ（酸素）：０．００１〜０．０２％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）式および（２）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低炭素硫黄系快削鋼の連続鋳造方法。
［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＜０．９      ・・・（１）
［Ｓ％］＜０．３２×［Ｍｎ％］5   ・・・（２）
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：０．０５〜０．１９％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ｓ：０．２〜０．６９％、Ｐｂ：０．０１％未満、Ａｌ：０．２％以下、Ｏ（酸素）：０．００１〜０．０２％およびＮ：０．００１〜０．０２％、ならびにＴｉ：０．００５〜０．３０％、Ｓｅ：０．００１〜０．０１％、Ｔｅ：０．００１〜０．０７％、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）式および（２）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低炭素硫黄系快削鋼の連続鋳造方法。
［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＜０．９      ・・・（１）
［Ｓ％］＜０．３２×［Ｍｎ％］5   ・・・（２）
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：０．０５〜０．１９％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ｓ：０．２〜０．６９％、Ｐｂ：０．０１％未満、Ａｌ：０．２％以下、Ｏ（酸素）：０．００１〜０．０２％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：０．００１〜０．０７％、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）式および（２）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低炭素硫黄系快削鋼の連続鋳造方法。
［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＜０．９      ・・・（１）
［Ｓ％］＜０．３２×［Ｍｎ％］5   ・・・（２）
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５】
Ｃ含有率が０．０５〜０．１０質量％であることを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の低炭素硫黄系快削鋼の連続鋳造方法。
【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と、熱間加工性を有する低炭素硫黄系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あるいは低減し、良好な品質を有する低炭素硫黄系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】
従来より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し、したがって、連続鋳造による製造は困難とされている。
【０００３】
以下にさらに詳細に説明する。前述のとおり、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１〜３には、鉛快削鋼に代わる鋼種として硫黄（Ｓ）含有率を高め、鋼中のＭｎＳ量を増加させることにより被削性を改善した硫黄系快削鋼が開示されている。また、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４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共に、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、また、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。
【０００５】
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。
【０００６】
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ため、鋳片の内部に内部割れが発生することがある。この割れは、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。
【０００７】
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５には、抗張力出現温度と延性出現温度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。さらに、特許文献６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。
【０００８】
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は、前記の特許文献５にも開示されているが、特許文献５および６の実施例中で開示されたＳ含有率は、０．０２０質量％以下であり、Ｓを０．２質量％以上含有する鋼種の内部割れを防止する方法については開示されていない。
【０００９】
【特許文献１】特開２０００−３１９７５３号公報（特許請求の範囲および〔００１１〕）
【００１０】
【特許文献２】特開平７−３０５１１０号公報（特許請求の範囲など）
【特許文献３】特開平９−３１５２２号公報（特許請求の範囲など）
【特許文献４】特願２００２−２６３６８号公報（特許請求の範囲および〔００１８〕〜〔００２３〕）
【特許文献５】特開平３−１７４９６２号公報（特許請求の範囲など）
【特許文献６】特開平８−２８１４００号公報（特許請求の範囲および〔０００９〕）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
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】
【００１２】
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）〜（Ｅ）の知見を得た。
【００１３】
（Ａ）ＭｎＳの生成形態は、鋼中の［Ｍｎ％］と［Ｓ％］の濃度積の値により区分でき、（イ）濃度積の値が１．５以上の場合には多数の粗大なＭｎＳが生成し、（ロ）同値が０．９以上１．５未満の場合には少数の粗大なＭｎＳが生成し、（ハ）同値が０．９未満の場合には粗大なＭｎＳはほとんど生成しない。
【００１４】
（Ｂ）したがって、Ｍｎ含有率およびＳ含有率が上記（Ａ）における（ハ）の条件を規定する下記（１）式の関係を満足すれば、初晶はメタル相となり、粗大なＭｎＳの生成を抑制できる。
【００１５】
［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＜０．９      ・・・（１）
（Ｃ）鋼の凝固過程における溶質成分の濃化比率は、ＭｎよりもＳの方が著しく、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。
【００１６】
（Ｄ）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０．９以上に達した時に、化学量論的にＭｎがＳに対して過剰であれば、鋳片に内部割れの発生するおそれはない。
（Ｅ）上記（Ａ）〜（Ｄ）より、ＭｎおよびＳの凝固前、すなわち初期の含有率が、上記（１）式の関係に加えて下記（２）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。
【００１７】
［Ｓ％］＜０．３２×［Ｍｎ％］5   ・・・（２）
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）〜（３）に示す低炭素硫黄系快削鋼の連続鋳造方法にある。
【００１８】
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．１９％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：０．００１〜０．２％、Ｓ：０．２〜０．６９％、Ｐｂ：０．０１％未満、Ａｌ：０．２％以下、Ｏ（酸素）：０．００１〜０．０２％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）式および（２）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低炭素硫黄系快削鋼の連続鋳造方法。
【００１９】
［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＜０．９      ・・・（１）
［Ｓ％］＜０．３２×［Ｍｎ％］5   ・・・（２）
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。
【００２０】
（２）前記（１）における低炭素硫黄系快削鋼は、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）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％、
（ｂ）Ｔｉ：０．００５〜０．３０％、Ｓｅ：０．００１〜０．０１％、Ｔｅ：０．００１〜０．０７％、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％。
【００２１】
（３）Ｃ含有率が０．０５〜０．１０質量％である前記（１）または（２）に記載の低炭素硫黄系快削鋼の連続鋳造方法。
【００２２】
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。
【００２３】
また、「Ｏ（酸素）」とは、鋼中の全酸素（以下、「Ｔ．Ｏ」ともいう）を意味する。
【発明の効果】
【００２４】
本発明の連続鋳造方法によれば、低炭素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】
【００２５】
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。以下にその内容を詳細に述べる。
【００２６】
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。
【００２７】
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。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。
【００２８】
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伴い、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の場合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。
【００２９】
一方、ＭｎおよびＳを含有する鋼種では、ＦｅとＭｎＳの共晶組織を形成する。ＭｎおよびＳの初期組成が共晶点組成よりも高濃度の場合には、過共晶領域となり、凝固時の初晶は金属相ではなくＭｎＳになる。ＭｎＳが初晶として生成するとＭｎＳが自由成長し、粗大なＭｎＳが生成するので良好な機械的特性を得ることはできない。また、連続鋳造でこのような組織が生成すると脆弱となり、疲労特性や靱性などの機械的特性を劣化させるだけでなく、特に、後の圧延工程においてＭｎＳが延伸されるとともに、金属相との間に剥離が生じ、内部割れや表面割れの原因となる。
【００３０】
そこで、本発明者らは、種々のＭｎおよびＳ含有率を有する溶鋼の凝固試験を行い、ＭｎＳの生成状況を調査した。図３は、ＭｎおよびＳ含有率を種々に変化させて溶製した溶鋼を凝固させて得た鋳片を切断し、鋼中のＭｎＳの生成状況を光学顕微鏡で調査した結果を示す図である。
【００３１】
同図の結果に示されるとおり、３０μｍ以上の粗大なＭｎＳの生成状況は、［Ｍｎ％］と［Ｓ％］との濃度積の値により、下記のとおり３段階に分類できた。すなわち、［Ｍｎ％］×［Ｓ％］≧１．５では、多数の粗大なＭｎＳが生成し、０．９≦［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＜１．５では、少数の粗大ＭｎＳが生成し、そして、［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＜０．９では、粗大なＭｎＳがほとんど生成しないことが判明した。
【００３２】
上記の結果は、ＦｅとＭｎＳの共晶線が［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＝１．５により近似できることに対応しており、これは、とりもなおさず、［Ｍｎ％］×［Ｓ％］≧１．５の初期組成領域ではＭｎＳを初晶として凝固したことを示すものである。また、０．９≦［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＜１．５では、凝固にともなう中心偏析などのマクロ偏析による溶質成分の濃化時などに粗大なＭｎＳが晶出し、そして、［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＜０．９では、粗大なＭｎＳの生成を安定的に防止できることを示している。このように、下記（１）式の関係を満足すれば、初晶はメタル相となり、粗大なＭｎＳの生成を抑制できることを知見し、下記（１）式の関係を規定した。
【００３３】
［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＜０．９      ・・・（１）
さらに一層厳しい条件の用途に使用され、ＭｎＳの大きさや鋼片品質に対する要求レベルの高い場合には、（１）式における［Ｍｎ％］×［Ｓ％］の値を０．８未満とすることが好ましい。
【００３４】
実際の連続鋳造鋳片では、前記ミクロ偏析した濃化溶鋼がガイドロール間での鋳片のバルジングなどにより鋳片厚み中心部近傍に集積し、そのまま凝固することにより、中心偏析やＶ偏析などのマクロ偏析を生じることがあるため、初期組成が上記（１）式で表される濃度積の値より小さい場合であっても粗大なＭｎＳが生成することがある。本発明者らは、高Ｓ含有鋼を用いた実際の連続鋳造鋳片におけるマクロ偏析部の溶質の濃化状況を調査し、中心偏析部ではＭｎが平均組成に対して約１．１倍、Ｓが同じく１．６倍程度にまで濃化することを把握した。
【００３５】
上記の知見に基づいてマクロ偏析部にける初晶の境界線を計算すると、１．５／（１．１×１．６）＝０．９となる。すなわち、Ｍｎ濃度とＳ濃度との積、つまり［Ｍｎ％］×［Ｓ％］の値が０．９以上の場合に、マクロ偏析部において粗大なＭｎＳが初晶として生成する可能性がある。したがって、この点からも、マクロ偏析部における粗大ＭｎＳの生成を防止する条件としての前記（１）式の規定は妥当と判断される。中心偏析部においても上記のような粗大なＭｎＳが生成すれば、材料性能を著しく低下させる要因となる。また、連続鋳造後の圧延や鍛造工程においてこれらの粗大ＭｎＳが鋼片表面に出現し、表面性状を悪化させることもある。
【００３６】
次に、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。
【００３７】
図４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。
【００３８】
前述のように、共晶線は［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＝１．５により近似でき、濃度積の値が１．５以上で共晶組織が生成するのであるが、現実のプロセスではマクロ偏析などが形成されることから、［Ｍｎ％］×［Ｓ％］≧０．９となった段階で粗大なＭｎＳが生成し始めることがある。そこで、ＭｎおよびＳの濃度が［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＝０．９の曲線と交差した時に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、それ以上の溶質濃度の増加は抑えられる。
【００３９】
また、同図中の直線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％］＝０．９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。
【００４０】
一方、同図中の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％］＝０．９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。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。
【００４１】
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。
【００４２】
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。図５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。同図において、［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、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。
【００４３】
そこで、上記の結果から、［Ｍｎ％］×［Ｓ％］の値が０．９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濃度の領域を求めた。
【００４４】
図６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の下方でかつ前記（１）式の下方の斜線を付した領域にある場合は、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。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。
【００４５】
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％］＝０．９の曲線と、直線ａとの交点Ｒ1を通る曲線ＰＱ1Ｒ1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でき、圧延時においても表面疵を発生することなく圧延することが可能な範囲は、下記の（３）式により表される。
【００４６】
［Ｓ％］＜０．２５×［Ｍｎ％］5   ・・・（３）
実機のプロセスで生産される種々の鋳片について調査した結果、良好な鋳片が得られる許容範囲は、上記の（３）式で規定される範囲よりもやや広く、［Ｍｎ％］および［Ｓ％］を前記のとおり曲線ＰＱＲの下方の領域、すなわち、下記の（２）式により規定される範囲内に調整すれば、内部割れや圧延時の表面疵も事実上発生することのない鋳片を製造できることが判明した。
【００４７】
［Ｓ％］＜０．３２×［Ｍｎ％］5   ・・・（２）
上記のように、実際に内部割れや圧延時の表面疵を発生することのない鋳片を製造できる範囲が、理論的に導出された範囲よりも広くなる理由は、下記のように推察される。すなわち、前記の比［Ｓ％］／［Ｓ％］0  が近似的に、比［Ｍｎ％］／［Ｍｎ％］0  の５乗に比例するとした近似式に誤差が含まれること、ならびに、ＭｎおよびＳの濃度が高く、［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＝０．９により表される関係に近い凝固初期組成を有する鋳片では、内部割れの原因となるＭｎＳの晶出開始までの凝固時におけるＭｎおよびＳ成分の濃化量が少ないことによると推察される。
【００４８】
さらに、より確実に内部割れおよび表面疵の発生を防止するためには、［Ｍｎ％］×［Ｓ％］＝１．５の曲線と直線ａとの交点Ｒ2を通る条件で同様に求めた曲線ＰＱ2Ｒ2の下方の領域、すなわち、下記（４）式で表される範囲で連続鋳造することが好ましい。
【００４９】
［Ｓ％］＜０．０８×［Ｍｎ％］5   ・・・（４）     
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、固相線温度の低下量が少なく、内部割れの拡大量も少ないため、その効果は大きくはない。前記（１）式および（２）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０．０５質量％以上の鋼種において顕著となる。本発明の目的は、Ｐｂを含有しない快削鋼の連続鋳造技術を提供することであることから、後述するように被削性を確保するために、Ｓ含有率は、さらに高い０．２質量％以上とする必要がある。
【００５０】
２．化学成分組成の限定理由および好ましい範囲
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好ましい範囲について説明する。なお、成分組成は、全て質量％により表示する。
【００５１】
Ｃ：０．０５〜０．１９％：
一般に、Ｃは鋼の強度に大きな影響をおよぼす元素として知られる。強度と被削性には強い相関関係があり、被削性にも大きな影響を与える。すなわち、Ｃ含有率が０．１９％を超えると鋼の強度が上昇し、被削性が低下する。このため被削性を重要視する用途には使用できなくなる。一方、Ｃ含有率が０．０５％未満の場合には強度が低下し、切削中に粘りが生じるため、かえって被削性が低下し、切り屑の処理性も悪化する。そこで、Ｃの含有率の適正範囲を０．０５〜０．１９％とした。
【００５２】
さらに、Ｃを０．１０％超０．１８％以下含有する鋼種はδ相を初晶として凝固を開始し、凝固過程で包晶反応を生じ、凝固終了時にはδ相が残る亜包晶鋼となる。亜包晶鋼は、包晶反応にともなう応力の発生により、不均一凝固を呈する。このため、連続鋳造鋳片では、デプレッションや縦割れなどの問題が発生することがある。このような欠陥を防止するためには、他の鋼種と比べて鋳造速度を下げる必要があり、生産性が阻害される。加えて、本発明で規定するＳを０．２％以上含有する高Ｓ含有鋼を連続鋳造する場合には、前記応力により内部割れも悪化させることもある。このため、Ｃ含有率の好ましい範囲を０．０５〜０．１０％とした。
【００５３】
Ｍｎ：０．４〜２．０％：
Ｍｎは、鋼材の強度に大きな影響を与える元素であるが、快削鋼では、Ｓとともに硫化物を形成して被削性に大きな影響を与える。その含有率が０．４％未満では硫化物の絶対量が少なく、満足な被削性を得ることができない。また、含有率が２．０％を超えると前述のように初晶としてＭｎＳを生成するため、Ｓ含有率を相対的に低減せざるを得ず、硫化物の総量が減少する。このため、被削性改善効果は飽和するか、むしろ被削性が悪化する。また、含有率が２．０％を超えると強度が増加するため、被削性が低下する。そこで、Ｍｎ含有率の上限は２．０％とした。
【００５４】
さらに、切削性や熱間加工性などの材料特性の観点から、ＭｎとＳの原子比、Ｍｎ／Ｓは１以上とする必要がある。この条件は、ＭｎおよびＳ含有率が前記（１）式および（２）式の関係を満足すれば結果的に満足される条件である。なお、上記の効果をより確実に得るためのＭｎ含有率の好ましい範囲は、０．６〜１．８％である。
【００５５】
Ｓ：０．２〜０．６９％：
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て被削性を改善するために必要な元素である。その含有率が０．２％未満では充分な量の硫化物が生成せず、被削性の改善効果が得られないことから、その含有率を０．２％以上とした。一般に、Ｓ含有率が０．３５％を超えると熱間加工性が劣化する。また、Ｓ含有率を高めれば内部割れ感受性も高まり、連続鋳造時のみならず、後工程である圧延時や鍛造時にも割れを誘発する。しかし、本発明で規定する含有率の範囲を維持すれば、このような問題を発生することなく、連続鋳造プロセスにより快削鋼を製造することが可能である。
【００５６】
本発明では、前記（１）式および（２）式で規定される関係から、Ｓ含有率の上限は０．６９％とした。さらに確実で安定した割れ防止効果を得るには、Ｓ含有率の上限を０．５５％とすることが好ましい。
【００５７】
Ｓｉ：１．０％以下：
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。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。そこで、含有率の上限を１．０％と規定した。切削性をより一層改善するためには含有率は０．１％未満とすることが好ましい。なお、Ｓｉ以外のＡｌやＴｉなどの脱酸元素により適切な脱酸が行われていれば、Ｓｉ含有率は０．０１％以下の不純物レベルの値であっても快削鋼の性能上および製造工程上、問題はない。
【００５８】
Ｐ：０．００１〜０．２％：
Ｐは、鋼中の不純物元素の一つであるが、被削性改善効果を有する元素でもある。そのため、含有率の下限を０．００１％とした。好ましくは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。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％とするのが好ましい。
【００５９】
Ａｌ：０．２％以下：
Ａｌは、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。なお、本発明においてＡｌとはｓｏｌ．Ａｌを意味し、脱酸のために必要なその含有率は０．００３％以上であるが、前述のＳｉなど他の脱酸剤を用いる場合は、含有率が０．００３％未満であっても差し支えない。一方、脱酸にともない生成するアルミナは被削性を低下させることから、Ａｌ含有率は０．２％以下とした。被削性を低下させないためにはその含有率を０．１％以下とするのが好ましい。
【００６０】
Ｏ（酸素）：０．００１〜０．０２％：
本発明においてＯ（酸素）含有率とは全酸素（Ｔ．Ｏ）含有率を意味し、前述のように、鋼中の脱酸が不充分でＯ含有率が高い場合には、製品欠陥や製造上のトラブルが発生する。このため、Ｏ含有率の上限は０．０２％とした。しかしながら、Ｏ含有率は、被削性能の一因子である鋼材の表面粗さと相関を有し、Ｏ含有率の低い場合には表面粗さが増大する。したがって、鋼材の表面粗さが小さいことを重視する用途に対しては、Ｏ含有率は０．０１％以上とすることが好ましい。
【００６１】
一方、Ｏ含有率が０．０１％を超える場合には鋼中のＣと反応してＣＯガスを発生するなど、他の合金成分と反応してその含有率を下げるのみでなく、鋳型内部に気泡を生成して鋳片の品質を低下させたり、その気泡が原因となってブレークアウトを引き起こすこともある。したがって、Ｏ含有率が０．０１％を超える鋼種を連続鋳造するためには、Ｃなどの他の成分調整が必要となることがある。酸素含有率は、通常、脱酸元素および脱酸条件の選択により決定されるが、鋼中に生成するＭｎＳに固溶または酸化物として存在する酸素は、鋼材の熱間加工時のＭｎＳの延伸を防止するために有効であり、この効果を得るには、Ｏは０．００１％以上を含有させる必要がある。
【００６２】
Ｎ：０．００１〜０．０２％：
Ｎは、電気炉や転炉などの大気雰囲気で溶製する場合には鋼中に不可避的に侵入する元素であるが、鋼中ではＡｌやＴｉなどと化合して窒化物を形成し、この窒化物が熱間加工の過程でピン留め粒子として結晶粒を微細化する効果を有することから、鋼材の機械的特性に好ましい影響を与える。このため、Ｎは０．００１％以上を含有させる必要がある。一方、これらの窒化物が鋼中に多量に生成すると被削性を悪化させるのみならず、鋳片の表面割れの原因ともなることから、含有率の上限を０．０２％とした。好ましい含有率の範囲は、０．００２〜０．０１５％である。
【００６３】
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低炭素硫黄系快削鋼の連続鋳造方法である。
【００６４】
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。
【００６５】
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好ましい。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好ましい。
【００６６】
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％以上とすることが好ましい。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。
【００６７】
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好ましい。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。
【００６８】
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好ましい。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。
【００６９】
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好ましい。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。
【００７０】
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好ましい。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好ましい。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、より好ましいＴｉ含有率の上限は０．２０％である。
【００７１】
Ｓｅ：０．００１〜０．０１％：
Ｓｅは、ＭｎとともにＭｎ（Ｓ、Ｓｅ）を形成し、被削性の改善に有効な元素である。また、Ｓｅ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、０．００１％以上を含有させることが好ましい。しかし、Ｓｅは、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、含有させる場合は、その含有率の範囲を、０．００１〜０．０１％とした。
【００７２】
Ｔｅ：０．００１〜０．０７％：
Ｔｅは、ＭｎとともにＭｎ（Ｓ、Ｔｅ）を形成し、被削性の改善に有効な元素である。また、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。さらに、Ｔｅを含有させると被削性能の一因子である表面粗さを著しく改善する効果が得られる。これらの効果を得るためには、０．００１％以上を含有させることが好ましく、特に、表面粗さが小さいことを重視する用途の場合には、０．０３％以上を含有させることが好ましい。
【００７３】
しかし、Ｔｅは高価な元素であることから、多量に含有させるとコスト高となることはもちろん、０．０７％を超えて多量に含有されると高温での延性が低下し、連続鋳造時に鋳片表面に割れを発生する。鋳片に割れが発生すると鋳片の表面手入れを行う必要が生じるのみならず、重度の割れの場合には、手入れが不可能となったり、さらには鋳造が不可能となることもある。そこで、Ｔｅを含有させる場合は、その含有率の範囲を、０．００１〜０．０７％とした。
【００７４】
ここで、鋼材の表面粗さにおよぼすＴｅおよび酸素含有率の効果について、さらに説明を加える。図７は、酸素含有率と鋼材の表面粗さとの関係におよぼすＴｅ含有の効果を示す図である。なお、Ｔｅ含有率は０．０４〜０．０７％の範囲で変化させた。また、表面粗さは、直径６０ｍｍφの丸棒を切削により製作して切削試験に供し、その仕上げ面の粗さを接触式粗さ計により測定し、ＪＩＳ  Ｂ  ０６０１の方法に準拠して最大粗さ（Ｒｍａｘ）にて表示した。
【００７５】
同図の結果によれば、Ｏ含有率の増加およびＴｅ含有率の増加にともなって表面の最大粗さ（Ｒｍａｘ）は小さくなり、表面粗さは改善される。従来のＰｂ快削鋼では最大粗さが４〜６μｍ程度を得ることが可能であることから、それと同程度の仕上げ面の性状を得るためには、Ｏ含有率を０．０１％以上にするとともに、Ｔｅを０．０３〜０．０７％
の範囲で含有させることが好ましい。
【００７６】
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。
【００７７】
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。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。より好ましくは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。
【００７８】
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。その効果を得るためには、０．０００５％以上を含有させるのが好ましい。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。
【００７９】
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。
【００８０】
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。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は適用できる。
【実施例】
【００８１】
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。 
【００８２】
【表１】
2005059096.tif 000003
【００８３】
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。
【００８４】
（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。
【００８５】
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ったり、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にまで伸張し、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。
【００８６】
（表面性状の調査）
連続鋳造により得られた鋳片を分塊圧延し、横断面の形状が１６０ｍｍ×１６０ｍｍの角状ビレットとした。この角ビレットについて表面を目視検査し、表面品質を評価した。表面疵が存在する場合には、これを除去する必要があるため、グラインダーにより手入れを行った。なお、表面品質の評価は、下記のとおりとした。すなわち、手入れの必要のない場合を「良好」とし、部分的な手入れが必要な場合を「軽手入れ」とし、全面的な手入れが必要な場合を「重手入れ」とし、そして、疵が深く、手入れを行っても次工程で圧延可能なビレットが確保できない場合を「手入れ不可能」として、４段階に区分した。
【００８７】
（超音波検査）
分塊圧延したビレットを孔型圧延し、直径６５ｍｍφの丸棒鋼片に加工した。この丸棒鋼片について、下記の条件で超音波検査を行って内部欠陥の有無を判定し、不良率を求めて内部欠陥を評価した。すなわち、周波数を５ＭＨｚとして、ＪＩＳに規定されたＧ形標準試験片を用いて探傷感度をＶ５＝１００％＋６ｄＢに設定した。この条件で測定を行って、エコー高さが５０％以上の場合を不良とし、全検査数に対する不良率が５％未満の場合を「良好」とし、５％以上の場合を「不良」とした。
【００８８】
（被削性の調査および表面粗さの測定）
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３０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。さらに、接触式粗さ計を使用して、仕上げ面の最大粗さを測定した。
【００８９】
（熱間加工性の評価）
熱間加工性の評価は次のように行った。すなわち、連続鋳造試験により得られた鋳片の表皮より１２０ｍｍ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１１００℃まで加熱し、２０秒間保持後、歪み速度１０-3／秒にて引張試験を行った。破断後の試験片の破断部の絞りを測定して熱間加工性を評価した。
【００９０】
表２に、上記で述べた項目についての試験結果を示した。
【００９１】
【表２】
2005059096.tif 000004
【００９２】
鋼番号Ａ〜Ｄを用いた試験番号１〜４、鋼番号Ｈを用いた試験番号８および鋼番号Ｊ〜Ｑを用いた試験番号１０〜１７は、本発明例であり、鋼番号Ｅ〜Ｇを用いた試験番号５〜７および鋼番号Ｉを用いた試験番号９は、比較例である。また、鋼番号Ａ〜Ｇを用いた試験番号１〜７、鋼番号Ｌを用いた試験番号１２および鋼番号Ｍを用いた試験番号１３は、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、ＣａまたはＴｅといった任意添加元素のいずれをも含まない成分系での試験であり、鋼番号Ｈ〜Ｋを用いた試験番号８〜１１および鋼番号Ｎ〜Ｑを用いた試験番号１４〜１７は、前記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。
【００９３】
さらに、鋼番号Ｌ〜Ｑを用いた試験番号１２〜１７は、Ｏ（酸素）含有率を増加させるか、またはＴｅを含有させるか、または、Ｏ含有率を増加させ且つＴｅを含有させた鋼を用いた試験であり、Ｔｅを含有させず、またＯ含有率を増加させない試験番号１〜１１と比較して、特に切削試験後の仕上げ面の粗さに着目して評価を行った。
【００９４】
前記任意添加元素を含まない成分系の鋼を用いた試験のうち、本発明例である試験番号１〜４は、いずれも最大内部割れ長さは１０ｍｍ未満であり、鋳造状況、圧延後の鋼片品質ともに問題はなく、良好な結果であった。ただし、Ｃ含有率が０．１２％の鋼番号Ｃを用いた試験番号３では、鋳片表面にディプレッションやこれにともなうコーナー割れが発生した。また、通常は、鋳片のバルジングや曲げ応力に起因して鋳片の中心部近傍に最大の内部割れが発生するのに対して、試験番号３においては、ディプレッションに対応する鋳片の内部に長さ５ｍｍの内部割れが発生した。これは、包晶反応にともなう不均一凝固に起因して発生した応力によるものと推察される。
【００９５】
Ｍｎ含有率とＳ含有率の濃度積が０．９を超え、前記（１）式の関係を満たさない鋼番号Ｅを用いた試験番号５では、内部割れは許容範囲の１０ｍｍ未満の値にとどまったが、１００μｍ以上の粗大なＭｎＳが生成した。このような粗大なＭｎＳが生成すると、それらが圧延時における鋼片内部での割れの発生起点となり、超音波検査の不良率が悪化した。また、粗大なＭｎＳの生成にともない微細なＭｎＳの生成数が減少するため、これが被削性能に悪影響を与え、工具摩耗量が増加した。これに対して、Ｍｎ含有率とＳ含有率の濃度積が０．９に近い鋼番号Ｄを用いた試験番号４では、６ｍｍの内部割れが発生し、工具摩耗量は、増加傾向にあるものの、良好な品質が得られた。
【００９６】
また、Ｍｎ含有率に対してＳ含有率が高く、前記（２）式の関係を満足しない鋼番号ＦおよびＧを用いた試験番号６および７では、それぞれ長い内部割れが発生し、これが原因となり、高温引張試験における破断部絞り値が低く、圧延時には表面疵が発生するとともに、超音波検査の不良率も極めて高く、劣った結果となった。
【００９７】
工具摩耗量は、前記任意添加元素を含まない成分系では、鋼番号Ｅを用いた試験番号５を除き、７２〜８４μｍの範囲内にあり、本発明例も比較例も同程度の被削性能が得られている。粗大なＭｎＳが生成した鋼番号Ｅを用いた試験番号５では、被削性は悪化し、工具摩耗量が増加した。
【００９８】
前記任意添加元素を含む成分系の鋼を用いた試験においても、前記（１）式および（２）式の関係を満足する鋼番号Ｈ、ＪおよびＫを用いた試験番号８、１０および１１では、いずれも最大内部割れ長さは１０ｍｍ未満であり、鋳造状況、圧延後の鋼片品質ともに問題はなく、良好な結果であった。鋼番号Ｈと同様にＴｉを含有する成分系でありながら、Ｍｎ含有量が低く、前記（２）式の関係を満足しない鋼番号Ｉを用いた試験番号９では、鋳片内部に長い内部割れが発生し、これが原因となって圧延時には表面疵が発生し、超音波検査の不良率も増加した。
【００９９】
なお、Ｔｉを含有させた場合には、前記任意添加元素を含まない成分系である鋼番号Ａ〜Ｇを用いた場合に比較して、工具摩耗量が顕著に減少しており、被削性を重視する場合には、Ｔｉを含有させることが有効であることがわかる。また、Ｃａなどの被削性を向上させる他の元素を含有させた場合にも工具摩耗量は減少する。
【０１００】
さらに、Ｏ含有率を増加させた鋼番号ＬおよびＭを使用した試験番号１２および１３、ならびにＴｅを含有させた鋼番号Ｎ〜Ｑを使用した試験番号１４〜１７では、Ｔｅ含有率の増加にともなってビレットの表面疵が若干増加したが、鋼番号Ａ〜Ｋを使用した試験番号１〜１１に比較して仕上げ面の表面粗さは良好な結果が得られた。特に、Ｏ含有率を０．００８％以上とし、さらに、Ｔｅ含有率を０．０３〜０．０７％とした鋼番号ＰおよびＱを用いた試験番号１６および１７では、従来のＰｂ快削鋼並みの極めて良好な表面性状が得られた。ただし、Ｔｅ含有率の高い鋼番号Ｐを用いた試験番号１６では、破断部絞り値が低下し、ビレット表面性状が若干悪化し、また、超音波検査の不良率も若干悪化した。
【０１０１】
また、Ｔｅを含有させた鋼番号Ｎ〜Ｑを用いた試験番号１４〜１７では、Ｔｉを含有させた鋼番号Ｈ〜Ｊを用いた試験番号８〜１０と同様に、鋼番号Ａ〜Ｇを用いた試験番号１〜７に比較して工具摩耗量が顕著に減少しており、被削性を重視する場合には、Ｔｅを含有させることも有効な手段であることがわかる。
【０１０２】
前記（２）式の関係を満足しない鋼番号Ｆ、ＧおよびＩを用いた試験番号６、７および９では、熱間加工性を評価する破断部絞り値が著しく低下し、６０％未満の値となっている。これらの試験では長い内部割れが発生しており、凝固時のミクロ偏析挙動により、内部割れの発生とともに液膜脆化が生じているものと推察される。 
【産業上の利用可能性】
【０１０３】
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、低炭素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】
【０１０４】
【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】種々のＭｎおよびＳ含有率を有する溶鋼を凝固させた試験により得られた鋳片内のＭｎＳの生成状況を示す図である。
【図４】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５】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６】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７】酸素含有率と表面粗さとの関係におよぼすＴｅ含有の効果を示す図である。
【図１】
2005059096.tif 000005
【図２】
2005059096.tif 000006
【図３】
2005059096.tif 000007
【図４】
2005059096.tif 000008
【図５】
2005059096.tif 000009
【図６】
2005059096.tif 000010
【図７】
2005059096.tif 000011