"質量で、C:0.3~0.7、Si:0.05~0.6、Mn:0.20~2.0、P:0.05以下、S:0.02以下、Al:0003~0.10、Cr:5.0以下、Mo:0.3~2.0、Nb:0.005~0.05、Ti:0.03以下、V:0.05~0.3、N:0.003~0.010を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、厚さが200mm以上の鋳片に連続鋳造した後、この鋳片を分塊圧延して低合金鋼の鋼片を製造する方法であって、分塊圧延の前に、加熱炉を用いて、前記鋳片を加熱し、1250~1350°Cに少なくとも1時間以上保持することを特徴とする低合金鋼の製造方法。上記した高炭素含有CrMo低合金鋼で鋼片中心部に発生する割れは、後述するようにMo炭化物に起因する。そこで本発明は、連続鋳造鋳片を分塊圧延し、高炭素を含有するCrMo低合金鋼の鋼片を製造する際に、鋼片中心部に発生する割れを防止し、内部品質の良好な鋼片を製造できる低合金鋼の製造方法を提供することを目的とする。本発明者らは、対象とする高炭素含有のCrMo低合金鋼において、特に超音波探傷検査で欠陥の検出率が高いことから、対象鋼の厚肉鋳片中心部に形成する析出物に注目し、鋭意検討を重ねた。その結果、超音波探傷検査による欠陥疵の発生傾向は、Mo炭化物の形成と対応することを見出した。そして、鋼片の超音波探傷検査での欠陥検出抑制には、鋳片を分塊圧延する前段階で、加熱炉内の加熱条件として少なくとも一旦1250°C×1hrの保持を行い、これにより鋳片中心部のMo炭化物を消失させて疵を抑制するのが最も有効であることを知見した。本発明はこの知見に基づくものである。以下に、高炭素含有CrMo低合金鋼の鋼片における欠陥発生の原因を究明し、その欠陥を防止するに至った経緯を詳細に説明する。I.鋳片圧延後の鋼片調査低合金鋼の連続鋳造鋳片を分塊圧延して鋼片とした後、この鋼片の超音波探傷検査を行うが、特に高炭素を含有するCrMo低合金鋼での疵検出率が高かったため、この鋼片を調査したところ、次のことがわかった。1鋼片の疵や欠陥の発生は、鋼材の組成に依存しており、Cが0.3質量以上の高Cで、かつMoが0.3質量以上の高Moを含有するCrMo低合金鋼に限られる。また、この合金鋼の成分には炭窒化物形成元素のNb、Ti、Vが含まれる。組成として、Cが0.3未満、またはMoが0.3未満の鋼では、超音波探傷検査の欠陥検出頻度が低く、問題にならない。2超音波探傷検査による欠陥検出部位は鋼片の中心部である。これは分塊圧延前の連続鋳造鋳片では、厚さ中心部分に対応する。3鋼片の厚さ中心部分では、硬さの異なる組織が層状に重なっており、各層は鋼片圧延方向に沿って延びている。電子線マイクロアナライザEPMAによって鋼片内の元素濃度分布を調査した結果、硬い層には、Mn、Mo、Cr、Cなどの硬化作用を有する元素が偏析している。4鋼片の中心部の欠陥は、硬い層に沿って延びている場合が多い。II.連続鋳造鋳片の調査分塊圧延に至る前の連続鋳造したままの鋳片について、光学顕微鏡を用いて組織観察を行い、さらに走査型電子顕微鏡を用いて偏析部と析出物の分析を行ったところ、次のことがわかった。1鋳片中心部には凝固収縮に伴ったポロシティ気孔が分布する。高炭素を含有するCrMo低合金鋼では、特にその鋳片中心部のポロシティに炭化物が固着している状態が多く観察される。2鋳片中心部のミクロ偏析部位では、主要な溶質であるCr、Moの濃化が生じ、その濃化の程度は、Crの場合で平均組成の2倍以上、Moの場合では平均組成の4倍以上に達する。こうした鋳片中心部のミクロ偏析部位内では、長さ数10μmの大きさの炭化物が形成している。III.欠陥発生原因の推定以上の調査の結果、鋳片を分塊圧延した後に超音波探傷検査で検出される鋼片の欠陥の発生原因は次のように推定される。1鋼片の欠陥は、主に凝固キャビティを起点とした割れである。ここで、凝固キャビティとはポロシティが集積したものを指す。2連続鋳造鋳片の中心部は、最終凝固位置にあたるため、凝固収縮および析出物生成による体積変化によって凝固キャビティが生じる。3連続鋳造鋳片の中心部では、中心偏析およびミクロ偏析が重畳することから、溶質元素が濃化して大きな偏析を生ずる。特にMo、Cr、Cなどの硬化作用を有する溶質元素の偏析が生じやすい。4上記偏析元素はいずれも硬質であるため、偏析によって鋳片内で層状の硬さムラが生じる。また、それらの溶質元素の濃化が最も顕著な最終凝固部位鋳片中心部では、炭化物が析出しこれが粗大化しやすい。粗大な炭化物析出物は硬質であり、硬さムラを更に助長する。最終凝固部位で生じる粗大炭化物は、連続鋳造鋳片の冷却過程で偏析部位に生じていることが多く観察され、凝固キャビティの周囲に固着している場合が多い。5したがって、超音波探傷検査で検出される鋼片の欠陥は、偏析層および晶出する粗大な炭化物析出物が凝固収縮によって生じる凝固キャビティと固着することにより、分塊圧延の際に、そのキャビティを起点とした割れが進行して拡大したものである。IV.析出物とミクロ偏析の詳細解析上記の通り、超音波探傷検査で検出される欠陥は高炭素含有CrMo低合金鋼でのみ顕著に発生する。このことから、鋳片中心部の析出物について、Cが0.3以上の高C鋼を対象とし、Moが0.3未満の低Mo成分の通常の低合金鋼と、Moが0.3以上の高Mo成分の本発明で対象とする低合金鋼とで、詳細な比較検討を行った。具体的には、厚さが300mmの鋳片の厚さ中心部より試料採取し、走査型電子顕微鏡SEMによるミクロ観察、およびエネルギー分散型X線分光器EDSを用いた析出物の組成分析を行った。その結果、以下のことが判明した。1鋳片中心部の析出物は硫化物、窒化物、炭化物等数種の組成のものが存在する。炭化物はNb、Ti、V、Moを含有する複合炭化物であるが、特に、Mo含有量の高いMo系とNb含有量の高いNb系の二種が確認できた。図1に、これら二種の炭化物1、2と番号付与の組成を原子数含有比率で示す。図1は、鋳片中心部に析出する炭化物中の元素組成を原子数含有比率で表す模式図であり、炭化物中に含まれる全原子数を1としたときの各元素の原子数の比率を示している。同図中、炭化物1はMo系炭化物であり、主要な構成元素であるMoとCの他に、原子数含有比率0.05程度のVおよび微量のNbが共存している。炭化物2はNb系炭化物であり、主要な構成元素であるNbとCの他に、原子数含有比率0.10程度のTiおよび微量のV、Moが共存している。なお、図1中でCの下に白帯で表されるその他の元素は、炭化物に固溶するN、Cr、Feである。2Cが0.3以上の高CでMoが0.3未満の低Mo成分の低合金鋼、すなわち通常の低合金鋼は、Nb系炭化物である炭化物2のみが観察される。一方、Cが0.3以上の高CでMoが0.3以上の高Mo成分の低合金鋼、すなわち本発明で対象とする低合金鋼は、Nb系炭化物である炭化物2の他、Mo系炭化物である炭化物1が観察されるのが特徴的である。もっとも、本発明で対象とする低合金鋼であっても、鋳片中心部以外、例えば厚さ1/4位置部ではMo系炭化物である炭化物1は観察されない。通常の低合金鋼でも、部位によらずMo系炭化物は観察されない。一方、Mo系炭化物が生じるのは、Cが0.3以上の高CでMoが0.3以上の高Mo成分の本発明で対象とする低合金鋼であり、しかも、連続鋳造鋳片の中心部分に限られることがわかった。3Mo系炭化物が観察される鋳片中心部は、鋳片を圧延した鋼片の超音波探傷検査の欠陥検出部位に対応する。4鋳片中心部のポロシティまたはポロシティが集積した凝固キャビティに固着する炭化物は、観察結果によればMo系炭化物である場合が多い。V.析出物組成の熱力学解析上記のような複合析出物の形成過程について熱力学データに基づいて検討を加えた結果、以下のことが判明した。なお、熱力学データとは、鋼を構成する溶質元素全ての多元系成分について、鋼と析出物を含めた相の安定性自由エネルギーを検討するためのパラメータのことであり、主な熱力学データは、純物質の自由エネルギー記述式と溶質元素間の相互作用パラメータである。1鋳片のミクロ偏析部で生じる析出物は、fcc構造を有するMX型析出物であり、Mの構成元素をNb、Ti、V、Moとし、Xの構成元素をC、Nとする複合炭窒化物、すなわち化学式の一般系Nb,Ti,V,MoC,Nで表される複合炭窒化物である。2上記複合炭窒化物は、その組成から3種類に分類される。第1分類はTiとNを主成分とするTi系窒化物であり、第2分類はNbとCを主成分としTiを一部含有するNb系炭化物である。そして第3分類はMoとCを主成分としVを一部含有するMo系炭化物である。Ti系窒化物とNb系炭化物は、低合金鋼ではごく一般に観察されるものであるが、Mo系炭化物は、Cが0.3以上の高CでMoが0.3以上の高Moを含有する低合金鋼を連続鋳造した鋳片の中心部分にのみ存在する。本発明での対象鋼を含めNbとTiが添加された低合金鋼では、材料の強度向上のため通常5μm以下のTiN、NbCの微細析出が期待されている。しかし、低合金鋼の製造工程では厚肉の鋳片に連続鋳造するため、中心偏析部でさらにミクロ偏析する二段偏析一旦濃化したものが、もう一度濃化して偏析する現象が助長されることが避けられない。特に、Cが0.3以上の高CでMoが0.3以上の高Moを含有する低合金鋼において、通常の鋼組成では生じ得ないMo系の炭化物が析出した原因は、Mo、Cの各溶質濃度が二段偏析によって高められるためと推定される。3非特許文献1には、低合金鋼中のオーステナイト相とNb,Ti,VC,N系複合化合物の間の相平衡の計算方法が述べられており、析出物内の熱力学データが記述されている。一般に、この計算方法によれば、鋼組成に対してある温度での安定な析出物組成を計算することができる。ところが、非特許文献1にはMo系炭化物の記述がないため、同文献に記載の方法のままではMo系炭化物の生成を計算することができない。そこで、Mo系炭化物の生成を計算するには以下の前提を必要とする。前提1.熱力学データの精度向上相平衡の計算には、Nb,Ti,V,MoC,Nで表されるMX型複合炭窒化物の熱力学パラメータが必要となる。そこで、他の文献データからMoと他の溶質間の熱力学パラメータを求め、このパラメータで非特許文献1に記載されているNb,Ti,VC,Nの熱力学パラメータを補完した。前提2.偏析濃度の想定MoC相の析出は、Cが0.3以上の高CでMoが0.3以上の高Moを含有する低合金鋼の平均組成を用いた計算では予測されない。そこで、マクロ偏析の濃化残液相がさらにミクロ偏析する二段偏析による濃化を想定した組成での検討を行ったところ、MoC相の析出が予測された。上記前提1、2のもとで、非特許文献1に記載の計算方法により、鋳片中心部の偏析部組成を有するオーステナイト相とNb,Ti,V,MoC,N系複合化合物との間の平衡計算に基づき、偏析した鋼組成に対して安定な析出物組成を温度ごとに算出した。図2に、計算状態図を用いて予測した炭化物組成の結果を示す。図2は、鋼の偏析組成と平衡する炭化物組成の原子数含有比率と温度の関係を示す図である。同図から、次のことがわかる。安定な炭化物組成は温度によって変化する。ここで、概ね850°Cより低温側の安定組成は、MoとCを主体として原子数含有比率0.05程度のVが共存するMo系炭化物である。また、1150°Cより高温側の安定組成は、NbとCを主体として原子数含有比率0.10程度のTiが共存するNb系炭化物である。なお、図2中でCの下に白帯で表されるその他の元素は、炭化物に固溶するN、Cr、Feである。したがって、IV.析出物とミクロ偏析の詳細解析で述べた、Cが0.3以上の高CでMoが0.3以上の高Mo成分の低合金鋼、すなわち本発明が対象とする低合金鋼でのみ観察される炭化物1は、850°Cより低温で安定なMo系炭化物であり、炭化物2は1100°Cより高温で安定なNb系炭化物であることが判明した。以上の検討結果から、本発明での対象鋼の高C含有CrMo合金鋼では、鋳片段階で中心偏析等に伴って生成するMo系炭化物の存在が超音波探傷検査の欠陥検出の原因であることがわかった。また、炭化物の安定組成は、温度の上昇に伴い、Mo系炭化物からNb系炭化物へ変化することもわかった。そこで、鋳片中のMo系炭化物を消失させ無害化する鋳片の加熱条件を検討することとした。VI.Mo系炭化物の消失条件Mo系炭化物の消失温度条件を把握するため、小型ラボ実験により直接観察実験を行った。実験では、最大径が10μmを超える粗大なMo系炭化物を含む中心偏析部を有し、高炭素を含有するCrMo低合金鋼の鋳片を準備した。この鋳片の中心偏析部から、厚さ3mm×外径8mmの円板状の試片を採取し、この表面を研磨したものを試料とした。実験装置には、加熱可能なイメージ炉を有する共焦点型レーザー顕微鏡を用いた。実験手順として、アルミナ坩堝内に試料を入れ、これをArガス雰囲気に置換したイメージ炉内で、昇温速度60°C/minで設定温度まで加熱し、次いで設定温度に達してから10min保持し、その後降温速度6°C/minで室温まで冷却し、試料の組織を直接観察した。その際、炉内の設定温度を種々変更した。観察結果を表1に示す。表1に示す結果から、以下のことが判明した。1加熱温度950°Cに保持する場合、Mo系およびNb系の粗大炭化物は、そのまま残存した。2加熱温度1100°Cに保持する場合、Mo系の粗大炭化物は、一旦分解するが冷却過程で再析出した。分解前の炭化物サイズが10μm以上であるのに対し、再析出したMo系炭化物のサイズは1μm以下と微細であった。ただし、Mo系の微細炭化物が再析出する領域では、局所的に硬度が増し、分塊圧延時の割れの要因となりうるため好ましくない。3加熱温度1250°Cに保持する場合、Mo系の粗大炭化物は、完全に分解し、冷却過程でも再析出することはなかった。また、Mo偏析に起因すると考えられる硬化層も消失した。以上の実験に加え、上記の試験結果から、Mo系炭化物は、高炭素を含有するCrMo低合金鋼の鋳片の表皮以下の深さ100mm以上に限り、存在することがわかった。したがって、本発明は、厚さが200mm以上の鋳片を対象とする。厚さが200mm以上の鋳片において、上記実験で用いた試料のサイズとの相違により、Mo系炭化物を消失させるには、少なくとも加熱温度1250°Cで1時間以上の保持が必要であることもわかった。本発明は上記知見に基づいて完成されたものであり、下記の低合金鋼の製造方法を要旨としている。質量で、C:0.3~0.7、Si:0.05~0.6、Mn:0.20~2.0、P:0.05以下、S:0.02以下、Al:0003~0.10、Cr:5.0以下、Mo:0.3~2.0、Nb:0.005~0.05、Ti:0.03以下、V:0.05~0.3、N:0.003~0.010を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、厚さが200mm以上の鋳片に連続鋳造した後、この鋳片を分塊圧延して低合金鋼の鋼片を製造する方法であって、分塊圧延の前に、加熱炉を用いて、前記鋳片を加熱し、1250~1350°Cに少なくとも1時間以上保持することを特徴とする低合金鋼の製造方法である。本発明の低合金鋼の製造方法によれば、高炭素を含有するCrMo低合金鋼の製造にあたり、連続鋳造した鋳片の分塊圧延時の欠陥発生を抑制し、割れ感受性が低く内部品質の良好な鋼片を製造することができる。本発明の製造方法および対象となる低合金鋼の化学組成を上記のとおりに定めた理由について詳細に説明する。以下の説明において、は特に断らない限り質量を表す。C:0.3~0.7Cは、鋼材に要求される強度を確保する上で必要であり、鋼中の合金成分であるNb等の炭化物を形成する元素である。本発明では、特にNbおよびMoを含有する低合金の鋳片中心部でMo炭化物を生じるような0.3以上のCを含有する鋼組成を対象とした。一方、その含有量が0.7を超えると、炭化物晶出量が増して、熱間加工性を劣化させる。したがって、C含有量を0.3~0.7とした。Si:0.05~0.6Siは鋼の脱酸および焼き入れ性を向上させる元素である。脱酸効果および焼き入れ性を十分得るため、Si含有量を0.05以上とするのがよい。しかし、その含有量が0.6を超えると、鋼の靱性が低下する。したがって、Si含有量を0.05~0.6とした。Mn:0.2~2.0Mnは、鋼の焼き入れ性を向上させ強度を高めるとともに、MnSを析出させて脆化助長するSの悪影響を無害化する元素である。これらの効果を得るため、0.2以上の含有量とするのが望ましい。しかし、Mn含有量が2.0を超えると、鋼の靱性が劣化する。したがって、Mn含有量を0.2~2.0とした。P:0.05以下Pは、鋼中に含まれる不純物元素であり、過剰に含有すると靱性および加工性に悪影響を及ぼす。また、Pは粒界に偏析して焼もどし脆性への感受性を高める性質を有する。したがって、P含有量はできるだけ少ない方が望ましいが、コストの低減を考慮し、その上限を0.05とした。S:0.02以下Sは、上記のPと同様に、鋼中に含まれる不純物元素であり、過剰に含有すると靱性および加工性に悪影響を及ぼす。また、Sは粒界に偏析して焼もどし脆性への感受性を高める性質を有する。したがって、S含有量は少なければ少ないほど望ましいが、過剰な低減はコスト増加を招くことからコスト低減を考慮し、その上限を0.02とした。Al:0003~0.10Alは脱酸剤として重要な元素である。脱酸効果を十分得るため、Al含有量を0.003以上とするのがよい。一方、0.10を超えて含有させると鋼の加工性が損なわれる。したがって、Al含有量を0003~0.10とした。なお、本発明においてAlとはsol.Al酸可溶Alのことを意味する。Cr:5.0以下Crは添加すると鋼の焼き入れ性を向上させる元素である。しかし、過剰に添加するとコスト増を招くばかりでなく、Cr添加量が5.0を越えると鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Cr含有量を5.0以下とした。Mo:0.3~2.0Moは添加すれば焼き入れ性を向上させる元素である。炭素と共に偏析しやすい元素であるため、鋳造する際の鋳片厚中心部ではMo系炭化物を生じる場合もある。本発明では、特に高炭素を含有する低合金鋼の鋳片中心部でMo系炭化物が生じるような0.3以上のMoを含有する鋼組成を対象として定めた。一方、過剰に添加するとコスト増を招くばかりでなく、2.0以上の添加によって鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Mo含有量を0.3~2.0とした。Nb:0.005~0.05Nbは、微量添加すると結晶粒を微細にする作用があり、材料靭性を高めるうえで重要な元素である。炭化物形成元素であり、NbCとして微細析出させると母材を強化する。結晶粒微細効果を十分に得るため、添加量を0.005以上とするのがよい。一方、炭素と共に偏析しやすい元素であるため、鋳片中心部では、鋳造する際にNbCが数10μm以上に粗大化し有害となる恐れがある。特に、Nb含有量が0.05を超えると、鋳片中心部の粗大炭化物形成を助長させる。したがって、Nb含有量を0.005~0.05とした。Ti:0.03以下Tiは添加すると微細な炭化物を形成して高強度化に寄与する元素である。しかし、その含有量が0.03を超えると鋼の靱性に悪影響を及ぼす。したがって、Ti含有量を0.03以下とした。V:0.05~0.3Vは添加すると結晶粒を微細にする元素である。結晶粒微細効果を十分に得るため、含有量を0.05以上とするのがよい。しかし、含有量が0.3を超えるとその効果は飽和するうえ、Vの多量の添加は材料コストの上昇を招くことになる。したがって、V含有量を0.05~0.3とした。N:0.003~0.010Nは、固溶強化元素であるとともに炭窒化物を形成して鋼材の高強度化に寄与する元素である。これらの効果を得るため、含有量を0.003とするのがよい。一方、過剰なNは加工性を低下させることから、上限は0.010とする。したがって、N含有量を0.003~0.010とした。本発明では、連続鋳造した鋳片は、厚さ断面矩形の短辺が200mm以上のものを対象とする。超音波探傷で問題となるMo系炭化物の形成はCおよびMo含有量に依存するが、Mo系炭化物の析出する部位が、鋳片の表皮以下の深さ100mm以上に限られることによる。換言すれば、厚さが200mm以下の鋳片においては、Mo系炭化物は問題とならない。本発明では、分塊圧延の前に鋳片を加熱保持する。分塊圧延時に、欠陥発生の原因となるMo系炭化物を消失させるためである。連続鋳造した鋳片を加熱する方法としては、連続鋳造した鋳片を熱間ままで加熱炉を用いて再加熱する方法、または再加熱前に噴霧冷却、浸漬冷却もしくは放射冷却のいずれかで冷片とした後に加熱炉で再加熱する方法を採用できる。本発明では、そのいずれの方法も採用できるが、省エネルギーおよび熱効率の観点からは、熱間ままで加熱する方法が望ましい。本発明では、加熱温度、すなわち加熱炉内の雰囲気温度は1250~1350°Cとする。1250°C未満では、鋳片中心部のMo系炭化物を十分に分解消失できないおそれがあるためである。また、加熱温度を1350°C以下としたのは、1350°Cを超えると、エネルギーコストの増大を招くだけでなく、炉の内壁面を形成する耐火物が劣化しやすくなるからである。ここで、加熱温度が対象鋼材料の固相線温度を越えると、その一部が溶融し液膜割れなどの欠陥発生の原因となるため、下記1式で表される固相線温度TSの-10°Cを加熱温度の上限とすることが望ましい。特に、固相線温度を低下させる成分C、P、Sの含有量が高い組成の場合は注意を要する。固相線温度は鋼の化学組成によって変化するため、下記1式は熱分析実験により求める。TS°C=1470-{160×C5.5×Mn10×Si400×P400×S3×Cr7×Mo}1なお、上記1式中のXの表示は、各元素の質量である。本発明では、鋳片の加熱温度における保持時間は1時間以上とする。上述の通り、Mo系炭化物を分解消失させるには、直接観察実験では加熱温度1250°Cで保持時間はわずか10min程度で十分であった。実験では試料サイズが小さいため短時間でよいが、実際の生産工程では、大きな鋳片サイズに対応するよう加熱保持条件を考慮する必要がある。厚さ200mm以上の大きな鋳片を均熱炉に装入して加熱し、Mo系炭化物の存在する鋳片厚さ中心部が所定温度に保持されるためには、少なくとも加熱温度1250°Cにおいて1時間以上の保持時間が必要となる。1250°Cより高温側あるいは保持時間1時間以上の長時間側の加熱条件は、ソーキングによるNb、Mo、Cの拡散によるミクロ偏析の緩和には有利である。このような高温あるいは長時間の熱処理は鋳片の品質向上には好ましいが、その反面エネルギーコストの増大を招くため、品質と加熱炉コストを考慮した適正条件を選定することが望ましい。転炉にて下記表2に示す組成の鋼を溶製し、連続鋳造により断面サイズで厚さ300mm×幅400mmのブルーム鋳片を製造した。連続鋳造には、曲げ部の半径が15mの垂直曲げ型の連続鋳造機を用いた。連続鋳造機に溶鋼を供給するタンディッシュ内の溶鋼過熱度は28~40°Cの範囲に調整した。鋳造速度は0.7m/minとし、二次冷却帯の比水量は、鋳片重量1kgあたり0.3Lとした。分塊圧延の前にブルーム鋳片を均熱炉に装入して、温度1250°C、保持時間4時間の条件で加熱した。その際、前述のように、厚さ200mm以上の大きな鋳片では、少なくとも加熱温度1250°Cにおいて1時間以上の保持時間が必要であるが、十分な時間の確保から上記保持時間を4時間とした。加熱後、熱間で分塊圧延して直径160mmの鋼片とし、得られた鋼片を室温まで冷却して冷片とし、超音波探傷検査を行った。超音波探傷検査の結果、疵検出は皆無であり、内部品質の良好な熱間圧延用の母材を得ることができた。よって、本発明の製造方法により、高炭素を含有するCrMo低合金鋼において、分塊圧延時に発生する欠陥の発生を防止できることが確認できた。"