(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．１〜０．４％（質量％の意味。以下同じ）、
Ｓｉ：２％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：０．５〜２％および
Ｓ  ：０．０１５〜０．２％を含むと共に、
Ａｌ：０．０１５％以下および
Ｎ  ：０．０１％以下に抑え、
ＺｒとＮの含有量が下記（１）式を満足し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなるブルームであって、
該ブルームに分散している硫化物系介在物の組成を測定し、Ｍｎ，ＳおよびＺｒの合計を１００％としたとき、平均Ｚｒ含有量が３％以上であることを特徴とする被削性に優れたブルーム。
０．０５≦９１．２２×（［Ｚｒ］／９１．２２−［Ｎ］／１４．０１）≦０．２  …（１）
なお、式中、［  ］は、ブルームに含まれる各元素の量（％）を示している。
【請求項２】
更に他の元素として、Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１５％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載のブルーム。
【請求項３】
更に他の元素として、Ｃｒ：２．５％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１または２に記載のブルーム。
【請求項４】
更に他の元素として、Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：４．５％以下（０％を含まない）、およびＣｕ：１％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種の元素を含むものである請求項１〜３のいずれかに記載のブルーム。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載のブルームを圧延して得られる肌焼鋼であって、前記硫化物系介在物のうち長径が５μｍ以上の介在物の平均アスペクト比が３．５以下であることを特徴とする被削性に優れた肌焼鋼。
【請求項６】
請求項１〜４のいずれかに記載のブルームの製造方法であって、下記（１）式を満足するように取鍋内の溶鋼にＺｒを添加すると共に、Ｚｒを添加した時点から、取鍋内の溶鋼をタンディッシュに注入し、この溶鋼を鋳型に注入し終わるまでに要する時間を１１０分以下にすることを特徴とする被削性に優れたブルームの製法。
０．０５≦９１．２２×（［Ｚｒ］／９１．２２−［Ｎ］／１４．０１）≦０．２  …（１）
なお、式中、［  ］は、ブルームに含まれる各元素の量（％）を示している。
【請求項７】
Ｚｒを添加した時点から、取鍋内の溶鋼をタンディッシュに注入開始するまでに要する時間を５０分以下にする請求項６に記載の製法。
【請求項８】
Ｚｒを添加する前に溶鋼の成分分析を終了する請求項６または７に記載の製法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、表面硬化処理（例えば、浸炭処理や浸炭窒化処理など）が行われる機械部品の素材として用いられる肌焼鋼および該肌焼鋼を得るためのブルーム、並びに該ブルームの製法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
肌焼鋼は、例えば自動車や建設機械等の機械部品のうち、特に高疲労特性が求められる部品の素材として用いられる。この肌焼鋼は一般に、転炉等で溶製した溶鋼を取鍋で所望の成分組成に調整した後、鋳造してブルームを得、これを分塊圧延、棒鋼圧延等することによって製造される。この肌焼鋼の表面には、浸炭処理や浸炭窒化処理などの硬化処理が施される。
【０００３】
上記肌焼鋼は、例えば歯車などの機械部品形状に切削加工するため、被削性が求められる。鋼材の被削性を向上させるには、被削性向上元素として例えばＰｂやＳなどを添加することが一般に知られている。しかし環境面を考慮すれば、Ｐｂは使用できない。一方、Ｓは、鋼中に硫化物系介在物を形成して被削性を向上させる元素であるが、圧延過程で該硫化物系介在物が展伸すると、鋼材の疲労特性が劣化する。
【０００４】
本出願人らは肌焼鋼の疲労特性を劣化することなく被削性を改善する技術として特許文献１を先に提案した。この特許文献１では、鋼中に直径が３μｍ以上１０μｍ未満の硫化物系介在物を所定量分散させることにより、肌焼鋼の疲労特性を劣化させることなく、被削性を高めている。そしてこの文献には、Ｃａ，Ｔｅ，Ｚｒは被削性向上に寄与する同効元素であること、またこれらの元素は、硫化物系介在物を球状化して異方性を改善する作用も有していることを開示している。特に、Ｚｒは、熱間圧延時における硫化物系介在物の変形を抑えて硫化物系介在物の球状化に寄与し、異方性の改善に有効に作用する他、靭性や曲げ疲労特性を劣化させずに被削性を高める作用を有するとされている。しかし特許文献１の実施例には、Ｃａを含有する例は示されているものの、Ｚｒを含有する例は示されていない。
【０００５】
ところでＺｒが硫化物系介在物の形態を制御する元素であることは、上記特許文献１の他に例えば特許文献２〜５にも記載されている。これらの文献には、Ｚｒを添加すると鋼中にＺｒの酸化物が生成して微細分散すること、このＺｒ酸化物が硫化物系介在物の晶出核となるため、硫化物系介在物も微細分散することが記載されている。しかし本発明者らがＺｒの添加効果について検討したところ、実験室レベルでは確かに硫化物系介在物を微細分散できるものの、実機レベルでは硫化物系介在物を微細分散できないことが判明した。
【特許文献１】特開平９−１７６７８４号公報（特許請求の範囲、段落０００６、００２１、００２２、００２７）
【特許文献２】特開平１−３０６５４５号公報（第４頁右上欄第２〜６行）
【特許文献３】特開平４−３５０１１３号公報（段落００１７）
【特許文献４】特開平１１−１３１１８４号公報（段落００４０）
【特許文献５】特開２００１−４０４５２号公報（段落００１９）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は、この様な状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、疲労特性を劣化することなく被削性を向上させた肌焼鋼を実機レベル（ブルーム）で製造する方法を提供することにある。また本発明の他の目的は、疲労特性および被削性に優れたブルームと肌焼鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者らは、疲労特性を劣化することなく被削性を向上させた肌焼鋼を実機で生産するにあたり、Ｓを添加して被削性を向上させると共に、Ｓを添加することによって劣化する疲労特性を改善するためにＺｒを添加して鋼中の硫化物系介在物の形態を制御することについて検討を重ねた。その結果、Ｚｒを添加しても実機では硫化物系介在物の形態が制御できない原因は、Ｚｒの歩留まりの悪さにあることが判明した。そこで本発明者らがＺｒの歩留まりを高めるべく更に検討を重ねた結果、製造過程で溶鋼中のＮ量を考慮してＺｒを添加すると共に、Ｚｒを添加した後には、素早く鋳造すればよいことを見出し、本発明を完成した。
【０００８】
即ち、前記課題を達成し得た本発明に係るブルームは、Ｃ：０．１〜０．４％（質量％の意味。以下同じ）、Ｓｉ：２％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．５〜２％およびＳ：０．０１５〜０．２％を含むと共に、Ａｌ：０．０１５％以下およびＮ：０．０１％以下に抑えられており、且つ該ブルームに分散している硫化物系介在物の組成を測定し、Ｍｎ，ＳおよびＺｒの合計を１００％としたとき、平均Ｚｒ含有量が３％以上である点に要旨を有する。
【０００９】
前記ブルームは、ＺｒとＮの含有量が事実上、下記（１）式を満足するものである。
０．０５≦９１．２２×（［Ｚｒ］／９１．２２−［Ｎ］／１４．０１）≦０．２  …（１）
なお、式中、［  ］は、ブルームに含まれる各元素の量（％）を示している。
【００１０】
前記ブルームは、更に他の元素として、例えば、（ａ）Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｃｒ：２．５％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：４．５％以下（０％を含まない）、およびＣｕ：１％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種の元素、等を含んでも良い。なお、前記ブルームの残部成分は特に限定されないが、残部はＦｅおよび不可避不純物でもよい。
【００１１】
上記ブルームを圧延して得られる肌焼鋼は、前記硫化物系介在物のうち長径が５μｍ以上の介在物の平均アスペクト比が３．５以下である。
【００１２】
本発明に係るブルームは、下記（１）式を満足するように取鍋内の溶鋼にＺｒを添加すると共に、Ｚｒを添加した時点から、取鍋内の溶鋼をタンディッシュに注入し、次いでタンディッシュ内の溶鋼を鋳型に完全に注入するまでに要する時間を１１０分以下にすることにより製造できる。
０．０５≦９１．２２×（［Ｚｒ］／９１．２２−［Ｎ］／１４．０１）≦０．２  …（１）
なお、式中、［  ］は、ブルームに含まれる各元素の量（％）を示している。
【００１３】
Ｚｒを添加した時点から、取鍋内の溶鋼をタンディッシュに注入し、この溶鋼を鋳型に注入し終わるまでに要する時間を短くするには、Ｚｒを添加した時点から、取鍋内の溶鋼をタンディッシュに注入開始するまでに要する時間を短縮する（例えば５０分以下にする）ことが好ましく、例えばＺｒを添加する前に溶鋼の成分分析を終了すれば時間短縮できる。
【発明の効果】
【００１４】
本発明の製法によれば、Ｓを積極的に添加する他、溶鋼中のＮ量を考慮してＺｒを添加すると共に、Ｚｒを添加した後は素早く鋳造しているため、実機生産鋼（ブルーム）でも硫化物系介在物の形態を適切に制御できる。そのため疲労特性を劣化することなく肌焼鋼の被削性を向上できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１５】
実機でＺｒを添加して硫化物系介在物の形態を制御するには、取鍋内の溶鋼中のＮ量を考慮してＺｒを添加すると共に、Ｚｒを添加した後は素早く鋳造することが重要である。
【００１６】
Ｚｒは、硫化物系介在物の形態を制御する元素であることが一般に知られているが、こうした作用を発揮させるには、鋼中に窒化物（ＺｒＮ）ではなく、硫化物（ＺｒＳ）や酸化物（ＺｒＯ2）として存在させる必要がある。ところがＺｒはＳ（硫黄）やＯ（酸素）よりもＮ（窒素）と優先的に結合しやすいために、Ｚｒ量がＮ量以下の場合は、Ｚｒの硫化物や酸化物は形成されず、硫化物系介在物の形態を制御できない。そのため溶鋼に添加するＺｒ量は、溶鋼中のＮ量を考慮して下記（１）式を満足するように添加する。
０．０５≦９１．２２×（［Ｚｒ］／９１．２２−［Ｎ］／１４．０１）≦０．２  …（１）
【００１７】
なお、上記（１）式中、［  ］は、ブルームに含まれる各元素の量（％）を示している。上記（１）式の中辺の値、即ち、９１．２２×（［Ｚｒ］／９１．２２−［Ｎ］／１４．０１）で算出される値を、以下「Ｚ値」ということがある。
【００１８】
上記Ｚ値が０．０５％未満では、溶鋼に添加したＺｒの殆どが窒化物（ＺｒＮ）を形成するため、硫化物系介在物の形態を充分に制御できず、疲労特性が悪くなる。従ってＺ値は０．０５％以上、好ましくは０．０６％以上、より好ましくは０．０７％以上とする。一方、Ｚ値が０．２％を超えるとＺｒ量が過剰となり、Ｚｒの硫化物や酸化物が多く生成し過ぎて曲げ疲労特性が悪くなる傾向を示す。従ってＺ値は０．２％以下、好ましくは０．１９％以下、より好ましくは０．１８％以下とする。
【００１９】
上記（１）式を満足するようにＺｒを溶鋼に添加するには、Ｚｒを溶鋼に添加する時期を成分分析終了後にすればよい。即ち、Ｚｒを溶鋼に添加する前に各種合金元素の成分調整を終了しておき、次いで成分分析して溶鋼に含まれる各種合金元素量を測定し、測定されたＮ量に基づいて上記（１）式を満足するようにＺｒを溶鋼に添加すればよい。Ｚｒを添加する前に成分分析を終了しておけば、後述するようにＺｒを添加した時点から、ただちに取鍋内の溶鋼をタンディッシュに注入し、この溶鋼を鋳型に注入し終わるまでに要する時間を短縮できるため、Ｚｒの歩留まりを高めることができる。
【００２０】
ところで前記のようにＺ値が０．０５％以上になるようにＺｒを添加することは、硫化物系介在物の晶出核となるＺｒの酸化物や硫化物を生成させるのに有効であるが、それだけでは硫化物系介在物の形態を制御できない。本発明者らがこの原因について検討したところ、溶鋼にＺｒを添加しても、取鍋やタンディッシュの内壁（耐火物）あるいはスラグに含まれるＡｌ2Ｏ3によって下記式に示すようにＺｒが酸化されてしまい、スラグ中に取り込まれていくため、Ｚｒの歩留まりが低下することが分かった。特に実機では生産量が多いため、取鍋やタンディッシュ中の滞留時間が長くなり、Ｚｒの歩留まりは大きく低下する。
Ｚｒ＋２／３（Ａｌ２Ｏ３）→ＺｒＯ２＋４／３（Ａｌ）
【００２１】
そこでＺｒの歩留まりを高めるには、取鍋やタンディッシュ中の滞留時間を短くすることが重要である。具体的には、本発明では、取鍋内の溶鋼にＺｒを添加した時点から、取鍋内の溶鋼をタンディッシュに注入し、この溶鋼を鋳型に注入し終わるまでに要する時間（以下、「滞留時間」ということがある）を１１０分以下にすることにした。この滞留時間は、１０５分以下にすることが好ましく、より好ましくは１００分以下、更に好ましくは９５分以下にする。
【００２２】
上記滞留時間を短くするには、鋳造速度を大きくすることも効果的であるが、鋳造速度には限界があり、最短でも５０分程度、一般には５５分程度かかる。そのため鋳造速度を大きくして上記滞留時間を短くするのには限界がある。そこで上記滞留時間を１１０分以下にするには、Ｚｒを添加した時点から、取鍋内の溶鋼をタンディッシュに注入開始するまでに要する時間（以下、「初期時間」ということがある）を５０分以下にすればよい。この初期時間は、４５分以下にすることが好ましく、より好ましくは４０分以下、更に好ましくは３５分以下である。
【００２３】
上記初期時間を５０分以下にするには、Ｚｒを添加する前に各種合金の成分調整を終了しておき、その後に溶鋼の成分分析をし、次いでＺｒを添加すればよい。そしてＺｒ添加後には、できるだけ素早く鋳造を開始すれば、上記初期時間を５０分以下にできる。なお、従来では、Ｚｒを含む全ての合金元素を添加して成分調整してから成分分析していたため、初期時間は通常で５０分を超え、一般には６０分以上かかっていた。
【００２４】
上記製法で得られるブルームには、形態が制御された硫化物系介在物が分散しており、異方性が改善されたものとなる。このブルームに分散している硫化物系介在物の組成を測定し、Ｍｎ，ＳおよびＺｒの合計を１００％とすると、平均Ｚｒ含有量は３％以上となる。Ｚｒが鋼中に歩留まることによりＺｒの硫化物や酸化物が形成され、該硫化物や酸化物を核として硫化物系介在物が形成された結果、異方性が改善される。平均Ｚｒ含有量は、４％以上であることが好ましく、より好ましくは８％以上、更に好ましくは１０％以上である。
【００２５】
ブルームに含まれる硫化物系介在物の組成は、ブルームの横断面（圧延方向に平行する断面）を電子線マイクロプローブＸ線分析計（ＥｌｅｃｔｒｏｎＰｒｏｂｅ Ｘ‐ｒａｙＭｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｓｉｓ：ＥＰＭＡ）で観察・測定して求める。
【００２６】
ＥＰＭＡ観察は、例えば加速電圧を２０ｋＶ、試料電流を１ナノＡ（１ｎＡ）、観察倍率を２００倍、観察視野面積を１０ｍｍ2とし、観察視野内に認められた介在物について、その中央の成分組成を特性Ｘ線の波長分散分光によって定量分析する。分析対象元素は、Ｍｎ、ＳおよびＺｒとし、既知物質を用いて各元素のＸ線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておけば、分析対象とする介在物から得られたＸ線強度に基づいて該介在物の成分組成を決定できる。成分組成を定量分析した介在物のうちＭｎとＳの合計含有量が８０％以上のものを硫化物系介在物とし、この硫化物系介在物の組成を平均してＺｒ含有量を算出する。平均Ｚｒ含有量を算出するときの硫化物系介在物の個数は多い方が好ましく、少なくとも３００個、より好ましくは５００個、更に好ましくは１０００個とする。
【００２７】
次に、本発明のブルームの成分組成について説明する。上述した本発明の内容から明らかであるが、本発明のブルームは、被削性向上元素（ＭｎとＳ）を含有しており、またＺｒの添加効果阻害元素（ＡｌとＮ）が抑制されている。即ち、本発明のブルームは、Ｍｎを０．５〜２％と、Ｓを０．０１５〜０．２％含み、Ａｌを０．０３％以下（０％を含む）、Ｎを０．０１％以下（０％を含む）に夫々抑えたものである。以下、これらの元素についてより詳細に説明する。
【００２８】
Ｍｎは、Ｓと結合して硫化物系介在物（例えば、ＭｎＳ等）を形成する元素であり、切削加工時には該硫化物系介在物に応力が集中することで被削性が向上する。また、溶製時に脱酸および脱硫元素としても作用する元素であり、鋼材の内部品質を高める作用を有する。更に、Ｍｎは有効硬化層深さや芯部硬さを確保するのに有効に作用する。従ってＭｎ量は０．５％以上、好ましくは０．６％以上、より好ましくは０．７％以上とする。しかしＭｎ量が過剰になると、表層部に残留オーステナイトが多く生成して硬度不足となる。従ってＭｎ量は２％以下、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．３％以下とする。
【００２９】
Ｓは、硫化物系介在物を形成して被削性を向上させるのに作用する元素である。従ってＳ量は０．０１５％以上、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０４％以上である。被削性を向上させるには、Ｓ量は多い方が有効であるが、Ｓ量が過剰になると、熱間加工時に割れなどが生じる。従ってＳ量は０．２％以下、好ましくは０．１５％以下、より好ましくは０．１２％以下とする。
【００３０】
Ａｌは、一般に鋼材溶製時に脱酸剤として作用する他、結晶粒を微細化して疲労特性の向上に寄与する元素である。しかしＺｒ添加鋼では、製造時に取鍋やタンディッシュの内壁を構成する耐火物に含まれるＡｌ2Ｏ3をＺｒが還元するため、還元されたＡｌが不可避的に鋼中に取り込まれる。従ってＺｒの歩留まりを高めるために、Ａｌ量は０．０１５％以下に抑えるべきであり、好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする。
【００３１】
Ｎは、一般に窒化物を形成して結晶粒の微細化に寄与する元素である。しかしＺｒ添加鋼では、ＮがＺｒと結合して窒化物を形成すると、硫化物系介在物の形態制御に寄与しない。従ってＮ量は０．０１％以下に抑えるべきであり、好ましくは０．００８０％以下、より好ましくは０．００６０％以下である。
【００３２】
本発明のブルームは、上記元素の他に基本元素として、Ｃを０．１〜０．４％とＳｉを２％以下（０％を含まない）、含むものである。
【００３３】
Ｃは、肌焼鋼の芯部硬さを確保するために重要な元素である。従ってＣ量は少なくとも０．１％とする。Ｃ量は、好ましくは０．１３％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。しかしＣ量が過剰になると芯部硬さが過度に高くなって被削性や冷間鍛造加工性が劣化する。従ってＣ量は０．４％以下、好ましくは０．３５％以下、より好ましくは０．３０％以下とする。
【００３４】
Ｓｉは、フェライトに固溶して固溶強化を示し、強度を確保するのに重要な元素である。またＳｉは、鋼材の表層部に析出する炭化物を微細化する作用を有しているため、例えば該鋼材を浸炭処理したときに表層部に析出する炭化物を微細化し、マトリックスを強化して表層部の硬度を高める。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｓｉは０．５％以上含有するのが好ましく、より好ましくは０．６％以上、更に好ましくは０．７％以上である。しかしＳｉ量が過剰になると、表層部の硬度が高くなりすぎて被削性が劣化する。従ってＳｉ量は２％以下、好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．５％以下とする。
【００３５】
本発明のブルームは、更に他の元素として、
（ａ）Ｎｂ：０．１５％以下（０％を含まない）および／またはＶ：０．１５％以下（０％を含まない）、
（ｂ）Ｃｒ：２．５％以下（０％を含まない）、
（ｃ）Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：４．５％以下（０％を含まない）、およびＣｕ：１％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種の元素、
（ｄ）Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）および／またはＴｉ：０．０５％（０％を含まない）、
等を含んでもよい。以下、これらの元素についてより詳細に説明する。
【００３６】
（ａ）ＮｂおよびＶは、鋼中に窒化物や炭化物、炭窒化物などを形成し、結晶粒を微細化して強度を高めるのに作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｎｂ量は０．０１％以上とするのが好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．３％以上とする。Ｖ量は０．０１％以上とするのが好ましく、より好ましくは０．０２％以上、更に好ましくは０．０３％以上とする。
【００３７】
Ｎｂ量は多いほどよいが、過剰に含有させても添加効果は飽和する。従ってＮｂ量の上限は０．１５％程度とするのが好ましく、より好ましくは０．１０％程度、特に０．０５％程度とする。一方、Ｖを過剰に含有すると、芯部のオーステナイト化が不充分となり、焼入れ性が低下して硬さ不足となる。従ってＶ量は０．１５％以下とするのが好ましく、より好ましくは０．１０％以下、特に０．０５％以下とする。ＮｂとＶは夫々単独で、または併用して使用できる。ＮｂとＶでは、Ｎｂの方が少量の添加で上記作用を発揮するので好ましく用いることができる。併用する場合は、合計は０．２％以下とするのがよい。
【００３８】
（ｂ）Ｃｒは、焼入れ性を高め、特に鋼材表面の浸炭層に炭化物を多く生成させるのに有効に作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、０．１％程度以上含有することが好ましく、より好ましくは０．１５％以上、特に０．２０％以上である。しかしＣｒを過剰に含有すると、浸炭を阻害するばかりでなく、炭化物を多量に生成して該炭化物を起点とする亀裂の進展を助長し、曲げ疲労特性や靭性に悪得影響を及ぼす。従ってＣｒの上限は２．５％程度とするのが好ましく、より好ましくは２．０％以下、特に１．５％以下である。
【００３９】
（ｃ）Ｍｏ、Ｎｉ、およびＣｕもＣｒと同様に焼入れ性を高め、鋼材表面の浸炭層に炭化物を多く生成させるのに有効に作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、ＭｏとＣｕは、０．０５％程度以上含有することが好ましく、より好ましくは０．１０％程度以上、特に０．１５％程度以上である。Ｎｉは、０．２０％程度以上含有することが好ましく、より好ましくは０．２５％以上、特に０．３０％以上である。しかしＭｏを過剰に含有すると、鋼材が過度に硬化してしまい、却って被削性が劣化する。従ってＭｏの上限は１％程度とするのが好ましく、より好ましくは０．９％、特に０．８％程度である。Ｎｉは、過剰に含有させてもその効果は４．５％程度で飽和するので、４．５％以下とするのが好ましく、より好ましくは４．０％以下、特に３．５％以下である。Ｃｕを過剰に含有すると、熱間割れを生じ易くなって熱間加工性を害するため上限は１％程度とするのが好ましく、より好ましくは０．８％程度、特に０．６％程度である。Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｕは夫々単独で、あるいは任意に選ばれる２種以上を用いることができる。Ｍｏ，Ｎｉ，Ｃｕの中でもＭｏは少量の添加で焼入れ性を高めることができるため、特に好ましく用いることができる。
【００４０】
（ｄ）Ｂは、焼入れ性を高めると共に粒界強度を高めるのに有効な元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、０．０００３％程度以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０００５％以上である。しかしそれらの効果は０．００５％程度含有させれば飽和するので、上限は０．００５％とする。Ｂ量は、好ましくは０．００３５％程度以下に抑える。
【００４１】
Ｔｉは、鋼の脱酸・脱窒に有効に作用する他、Ｂ添加による焼入れ性向上効果を安定的かつ効果的に発揮させる作用を有している。こうした作用は０．００３％以上含有させることによって有効に発揮される。しかし、多過ぎるとＴｉＮ等の硬質介在物が多量生成して靭性や曲げ疲労特性を劣化させる。従ってＴｉ量は０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下に抑えるのがよい。
【００４２】
本発明のブルームは上記元素を含有するものであり、残部はＦｅおよび不可避不純物であってもよい。
【００４３】
上記ブルームを圧延して得られる鋼材は、硫化物系介在物のうち長径が５μｍ以上の介在物の平均アスペクト比が３．５以下となる。本発明のブルームに含まれる硫化物系介在物はＺｒの添加によって形態が球状に制御されているため、圧延しても殆ど展伸しない。平均アスペクト比は、３．３以下であることが好ましく、より好ましくは３．０以下、更に好ましくは２．８以下である。
【００４４】
上記平均アスペクト比は、上記ブルームを圧延した後の鋼材（肌焼鋼）の縦断面（圧延方向に直交する断面）について、Ｄ／４位置（Ｄは縦方向の長さ）を例えば株式会社ニレコ社製「ルーゼックス−Ｆ（装置名）」を用いて観察して測定する。アスペクト比の測定対象は、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物とし、測定結果を平均して平均アスペクト比を算出する。長径が５μｍ未満の硫化物系介在物については、被削性に悪影響を及ぼし難いため、測定対象から外す。
【実施例】
【００４５】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００４６】
転炉で溶鋼を溶製し、取鍋に移した後、下記表１に示す成分組成に調整し、次いでタンディッシュに注入してブルームを連続鋳造した。このとき下記表１のＮｏ．１，３，４については、Ｚｒ以外の元素について成分組成を調整した後、溶鋼の成分組成を分析し、測定されたＮ量を考慮してＺ値を満足するようにＺｒを添加した後、溶鋼をタンディッシュに注入した。なお、下記表１のＮｏ．２については、Ｚｒを含めた全ての元素について成分組成を調整した後、溶鋼の成分組成を分析し、次いで溶鋼をタンディッシュに注入した。Ｚｒを添加した時点から、取鍋内の溶鋼をタンディッシュに注入開始するまでに要する時間（初期時間）と、Ｚｒを添加した時点から、取鍋内の溶鋼をタンディッシュに注入し、この溶鋼を鋳型に注入し終わるまでに要する時間（滞留時間）を下記表１に示す。
【００４７】
得られたブルームについて、Ｄ／４位置（Ｄはブルームの高さを意味する）における横断面（圧延方向に平行する断面）をＥＰＭＡで観察し、硫化物系介在物の成分組成を測定した。ＥＰＭＡは、日本電子社製の「ＪＣＭＡ７３３ボイジャー（装置名）」を用いた。ＥＰＭＡ観察は、加速電圧を２０ｋＶ、試料電流を１ｎＡ、観察倍率を２００倍、観察視野面積を１０ｍｍ2とし、上記手順で硫化物系介在物１０００個の組成を、Ｍｎ，ＳおよびＺｒの合計を１００％に換算して平均Ｍｎ含有量、平均Ｓ含有量、平均Ｚｒ含有量を算出した。硫化物系介在物の組成を下記表２に示す。
【００４８】
次に、得られたブルームを分塊圧延後、棒鋼圧延してφ３０ｍｍの棒鋼を得た。得られた棒鋼について、硫化物系介在物（ＭｎＳ）の平均アスペクト比を測定すると共に、被削性、面疲労強度、曲げ疲労強度について評価した。
【００４９】
硫化物系介在物の平均アスペクト比は、上記棒鋼（φ３０ｍｍ）の縦断面におけるＤ／４位置について、５ｍｍ角の領域をニレコ社製の「ルーゼックス−Ｆ（装置名）」を用いて観察し、長径が５μｍ以上の硫化物系介在物のアスペクト比を測定し、平均を算出した。結果を下記表２に示す。
【００５０】
被削性は、試験片として上記棒鋼（φ３０ｍｍ）を球状化焼鈍したものを用い、被削性試験して工具寿命で評価した。球状化焼鈍は７６０℃で５時間均熱した後、６５０℃まで冷却速度１３〜１４℃／ｈで冷却した。被削性試験は、工具としてＰ１０を用い、送りを０．２５ｍｍ／ｒｅｖ、切り込みを１．５ｍｍ、切削速度を１６０ｍ／ｍｉｎとして乾式で工具寿命（工具が０．２ｍｍ摩耗するまでに有する時間）を測定した。測定結果を下記表２に示す。
【００５１】
面疲労強度は、小松式ローラーピッチング試験で測定した。ローラーピッチング試験には、小松社製のローラーピッチング試験機「ＲＰＴ２０１型」を用いた。
【００５２】
試験片は、上記棒鋼（φ３０ｍｍ）を容体化焼きならし処理し、図１に示す試験片に加工したものを、９００℃で３時間、カーボンポテンシャル（ＣＰ）０．８％の条件下で浸炭処理した。次いで８４０℃に炉冷してこの温度で１０分間保持し、油冷（油温８０℃）して焼入れした後、１７０℃にて２時間加熱し、空冷して、焼戻し処理した。なお、上記容体化焼きならし処理は、１２００℃で６０分間均熱した後、室温になるまで放冷し、次いで９００℃で６０分間均熱した後、室温になるまで放冷して行った。
【００５３】
試験条件は、面圧を３ＧＰａ、すべり率を−４０％、回転数を２０００ｒｐｍとし、潤滑油としてＡＴＦを用い、油温は８０℃、相手材としてＳＵＪ２を用い、面疲労強度を測定した。相手材の形状を図２に示す。測定結果を下記表２に示す。
【００５４】
曲げ疲労強度は、小野式回転曲げ試験機を使用し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２７４に記載の「金属材料の回転曲げ疲れ試験方法」に従って試験を行い、試験回転数３６００ｒｐｍで疲労限強度を測定した。
【００５５】
試験片は、上記棒鋼（φ３０ｍｍ）を容体化焼きなまし処理したものを、粗加工（切欠き部は仕上げ加工）し、これに浸炭処理、焼戻し処理、ショットピーニングを施し、次いで掴み部を仕上げ加工したものを用いた。試験片の形状を図３に示す。容体化焼きなましは、上記容体化焼きならしと同じ条件で行い、また浸炭処理と焼戻し処理は、上記と同じ条件で行った。ショットピーニングは、エアーノズル径をφ０．６ｍｍとし、エア圧を０．３ＭＰａ、投射時間を２０ｓｅｃ、回転数を１３ｒｐｍ、アークハイトを０．６ｍｍＡ、カバレージを３００％とした。測定結果を下記表２に示す。
【００５６】
【表１】
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【００５７】
【表２】
0004502902.tif 000003
【００５８】
表１および表２から次のように考察できる。Ｎｏ．１，４，５は、本発明で規定する要件を満足する例であり、ブルームに分散している硫化物系介在物の形態が適切に制御されている。従ってこのブルームを圧延して得られた肌焼鋼は被削性に優れている。またこれらの肌焼鋼にはＳを添加することによる硫化物系介在物の展伸が認められず、疲労特性も劣化していない。一方、Ｎｏ．２とＮｏ．３は、本発明で規定する要件を満足しない例であり、被削性や疲労特性（特に、曲げ疲労強度）に劣っている。
【図面の簡単な説明】
【００５９】
【図１】図１は、ローラーピッチング試験に用いた試験片の概略図である。
【図２】図２は、ローラーピッチング試験に用いた相手材の概略図である。
【図３】図３は、回転曲げ試験に用いた試験片の概略図である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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