JP2007063589A - 棒鋼・線材 - Google Patents

Abstract

【課題】良好な冷間鍛造性及び優れた切削性を兼備し、自動車や産業機械などに用いられる部品の素材として好適な棒鋼・線材の提供。
【解決手段】C：0.15〜0.6％、Si：0.05〜0.8％、Mn：0.2〜1.5％、S：0.02〜0.05％、Cr：0.1〜2.0％、Al：0.01〜0.05％、N：0.004〜0.025％を含み、残部はFeと不純物からなり、不純物中のP≦0.025％、Ti≦0.003％、O≦0.0015％の化学組成を有し、且つ、棒鋼・線材の長手方向に平行である断面において、極値統計法によって求められる介在物の最大長径が、硫化物又は硫化物を主体とする複合介在物については、1.0×10⁴mm²中250μm以下且つ1.0×10⁷mm²中400μm以下で、更に、酸化物、窒化物、炭化物、炭窒化物又はこれらを主体とする複合介在物については、1.0×10⁴mm²中50μm以下且つ1.0×10⁷mm²中80μm以下である棒鋼・線材。
【選択図】図１

Description

本発明は、棒鋼及び／又は線材（以下、「棒鋼・線材」という。）に関し、詳しくは、鍛造と切削加工を施す部品の素材、なかでも自動車や産業機械などに用いられる部品の素材となる棒鋼・線材に関する。

棒鋼・線材を素材とする自動車や産業機械などに用いられる部品の成形は、冷間鍛造或いは熱間鍛造と、切削加工とを組み合わせて行うことが多い。このため、産業界からは、冷間鍛造や熱間鍛造の際の良好な加工性と優れた切削性を兼ね備えた棒鋼・線材に対する要望が大きく、特に、冷間鍛造時に割れの発生を安定して防止できることが強く望まれている。

特許文献１には、被顕面積１５０ｍｍ²内に存在する硫化物又は硫化物を主体とする複合化合物を評価し、断面積が、それぞれ、６０μｍ²以上のもの及び１０〜２０μｍ²のものの個数を特定の範囲内に調整した「冷間鍛造性の優れた鋼線材」が開示されている。

また、特許文献２には、０．０００３〜０．０１％のＺｒなど特定の元素を含有し、更に、ＭｎＳの平均アスペクト比と最大アスペクト比、或いは、前記ＭｎＳのアスペクト比に加えてその最大粒径と１ｍｍ²あたりの数を制御した「鍛造性と被削性に優れた鋼」が開示されている。

なお、特許文献３にも、ＭｎＳの長径長さと短径長さの最大比や最大長さを制御した技術が開示されている。

特開２０００−２０４４４０号公報 ＷＯ０１／０６６８１４号公報 特開２００１−４０４５２号公報

前記特許文献１で提案された技術は、硫化物又は硫化物を主体とする複合化合物の断面積が、それぞれ、６０μｍ²以上のもの及び１０〜２０μｍ²のものについて着目しただけのものであり、大きな介在物が冷間鍛造性に及ぼす影響、特に、介在物の最大長径が冷間鍛造性に及ぼす影響について全く考慮されていない。しかも、硫化物又は硫化物を主体とする複合化合物についての被顕面積すなわち評価面積が極めて小さい。このため、冷間鍛造における限界据込み率が小さく、加工性が不十分であって、工業的な規模で自動車や産業機械などに用いられる部品を量産することは難しい。

また、特許文献２で提案された技術は、ＭｎＳ以外の他の介在物による冷間鍛造性への影響について全く考慮されておらず、また、介在物の分散状態についての考慮もなされていない。更に、介在物としてのＭｎＳについての評価面積が小さい。このため、前記特許文献１で提案された技術の場合と同様に、冷間鍛造における限界据込み率が小さく、加工性が不十分であって、工業的な規模で自動車や産業機械などに用いられる部品を量産することは難しい。

特許文献３で提案された技術は、介在物としてのＭｎＳの長径長さと短径長さの最大比や最大長さについて考慮されたものであり、優れた接触疲労寿命強度を確保することができるものである。しかしながら、ＭｎＳ以外の他の介在物についての考慮が全くなされていない。しかも、その実施例の記載から明らかなように、鋼の化学組成は脱酸元素として一般的なＡｌが非添加で、しかも、不純物に対する配慮が不十分である。また、ＭｎＳも、実施例に具体的に記載されているように、約２００個という少数を評価したものでしかない。このため、冷間鍛造における加工性は必ずしも良好ではなく、工業的な規模で自動車や産業機械などに用いられる部品を量産することが難しかった。

本発明の目的は、冷間鍛造や熱間鍛造の際の良好な加工性、なかでも冷間鍛造の際の良好な加工性及び優れた切削性を兼ね備え、自動車や産業機械などに用いられる部品の素材として好適な棒鋼・線材を提供することである。

従来、鍛造での割れ発生が開始する限界の加工度（以下、「限界加工度」という。）の向上には、介在物について量の低減と微細化を行えばよいことが知られていた。また、棒鋼・線材においては、通常質量％で、０．００５％以上のＳを含むため、最も多い介在物はＭｎＳを主体とする硫化物や複合介在物であり、Ｓ量の低減が限界加工度の向上に有効であることも知られていた。

しかしながら一方、ＭｎＳを主体とする硫化物や複合介在物は、工具寿命を延ばし、切削抵抗を低減し、また、切り屑処理性を高めるので、Ｓの含有量を増やすことが切削性の向上に有効であることも知られていた。

そこで、本発明者らは、自動車や産業機械などに用いられる部品の素材として利用される棒鋼・線材に、大きな限界加工度、なかでも冷間鍛造での大きな限界加工度を確保させ、しかも、良好な切削性を確保させて、工業的な規模で安定した量産を行うことができるようにするために介在物の形態、分布などについて種々調査・研究を重ねた。その結果、下記（ａ）〜（ｆ）の知見を得た。

（ａ）冷間鍛造の際の限界加工度に対して、介在物の長径、なかでも最大長径が大きな影響を及ぼす。上記介在物の最大長径は、熱間鍛造の際の限界加工度にも影響する。

（ｂ）鋼中の介在物としては、硫化物、酸化物、窒化物、炭化物や炭窒化物などが挙げられ、これらの介在物のうちで硫化物は比較的軟質であるが、他の介在物は硬質である。そして、軟質な介在物と硬質な介在物とでは、冷間鍛造における限界加工度への影響度合いが異なるので、良好な限界加工度を得るためには、先ず、硬質な介在物の最大長径をより一層小さくする必要がある。

（ｃ）一方、硫化物は切削性の向上に寄与するため、Ｓを積極的に添加して硫化物を形成させる必要があるものの、冷間鍛造における限界加工度を高めるためにはその最大長径を抑制する必要がある。

（ｄ）工業的な規模で安定した量産を行うためには、部品の素材として用いられる棒鋼・線材について、広い領域で介在物の最大長径及び分布状況を評価する必要があり、その評価方法としては、例えば下記の文献に示される「極値統計法」が優れている。
「金属疲労 微小欠陥と介在物の影響」、２３３〜２３９ページ、（著者：村上敬宜、発行日：１９９３年３月８日、発行所：養賢堂）。

なお、「極値統計法」による介在物の最大長径及び分布状況の評価は、例えば次に示すような手順で行えばよい。

〈１〉棒鋼・線材の長手方向に平行である断面を鏡面研磨した後、その研磨面を被検面として、検査基準面積Ｓ₀（ｍｍ²）を決める。
〈２〉上記Ｓ₀中で最大の長径を有する介在物を選び、その長径Ｌ_max（μｍ）を測定する。
〈３〉上述した測定を、重複しない場所でｎ回繰り返して行う。
〈４〉測定したｎ個のＬ_maxを小さい順に並べ直し、それぞれＬ_max,j（ｊ＝１〜ｎ）とする。
〈５〉それぞれのｊについて下記の基準化変数ｙ_jを計算する。
ｙ_j＝−ｌｎ［−ｌｎ｛ｊ／（ｎ＋１）｝］。
〈６〉極値確率用紙の座標横軸にＬ_max、縦軸に基準化変数ｙをとって、ｊ＝１〜ｎについてプロットし、最小二乗法により近似直線を求める。
〈７〉評価したい面積をＳ（ｍｍ²）、Ｔ＝Ｓ／Ｓ₀として下記の式からｙの値を求め、上記の近似直線を用いて、前記ｙの値におけるＬ_maxを求めれば、これがその評価面積における介在物の最大長径である。
ｙ＝−ｌｎ［−ｌｎ｛（Ｔ−１）／Ｔ｝］。

（ｅ）Ｔｅは、硫化物の最大長径を小さくして冷間鍛造や熱間鍛造の際の限界加工度を高める作用を有するので、含有させてもよい。しかしながら、Ｔｅの含有量が多くなると、ＭｎとＴｅを主体とする介在物が生成しやすくなって、熱間鍛造時に割れや疵の発生が顕著になる。

（ｆ）Ｚｒ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭ（希土類元素）は、硫化物の最大長径を小さくする作用を有するものの、これらの元素は非常に酸化力が強く粗大な酸化物を生成する場合がある。このため、不純物としてその含有量の上限を規制することが好ましい。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（５）に示す棒鋼・線材にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．１５〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜０．８％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓ：０．０２〜０．０５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００４〜０．０２５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下及びＯ（酸素）：０．００１５％以下の化学組成を有し、且つ、棒鋼・線材の長手方向に平行である断面において、極値統計法によって求められる介在物の最大長径が、硫化物又は硫化物を主体とする複合介在物については、１．０×１０⁴ｍｍ²中２５０μｍ以下且つ１．０×１０⁷ｍｍ²中４００μｍ以下であるとともに、酸化物、窒化物、炭化物、炭窒化物又はこれらを主体とする複合介在物については、１．０×１０⁴ｍｍ²中５０μｍ以下且つ１．０×１０⁷ｍｍ²中８０μｍ以下であることを特徴とする棒鋼・線材。

（２）Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．８％以下を含有する上記（１）に記載の棒鋼・線材。

（３）Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．０８％以下及びＶ：０．１５％以下から選択される１種以上を含有する上記（１）又は（２）に記載の棒鋼・線材。

（４）Ｆｅの一部に代えて、Ｔｅ：０．００８％以下を含有し、且つ、棒鋼・線材の長手方向に平行である断面積１００ｍｍ²中におけるＭｎとＴｅを主体とする介在物の存在割合が１個未満である上記（１）から（３）までのいずれかに記載の棒鋼・線材。

（５）不純物中のＺｒ：０．０００５％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｍｇ：０．０００５％以下及びＲＥＭ（希土類元素）：０．００１０％以下である上記（１）から（４）までのいずれかに記載の棒鋼・線材。

ここで、「硫化物を主体とする複合介在物」とは、硫化物が面積率で５０％以上である介在物を指す。なお、「酸化物、窒化物、炭化物又は炭窒化物を主体とする複合介在物」とは、酸化物、窒化物、炭化物又は炭窒化物が介在物に占める面積率が合計で５０％以上である介在物を指す。

また、「ＭｎとＴｅを主体とする介在物」とは、介在物中に検出されるＭｎとＴｅ以外の元素の割合が３０原子％未満である介在物を指す。

本発明でいう「ＲＥＭ（希土類元素）」は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。

以下、上記（１）〜（５）の棒鋼・線材に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」〜「本発明（５）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明の棒鋼・線材は、冷間鍛造や熱間鍛造の際の良好な加工性、なかでも冷間鍛造の際の良好な加工性及び優れた切削性を兼ね備えているので、自動車や産業機械などに用いられる部品の素材として利用することができる。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成
Ｃ：０．１５〜０．６％
Ｃは、部品としての強度を確保するために必須の元素である。しかし、その含有量が０．１５％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃの含有量が０．６％を超えると、強度が高くなりすぎるため、冷間鍛造での限界加工度及び切削性が大きく低下する。したがって、Ｃの含有量を０．１５〜０．６％とした。なお、Ｃの含有量は０．１５〜０．２５％にすることが好ましい。

Ｓｉ：０．０５〜０．８％
Ｓｉは、部品としての強度を確保するために必須の元素である。しかし、その含有量が０．０５％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｓｉの含有量が０．８％を超えると、冷間鍛造での変形抵抗が大きく増加し、鍛造金型の寿命を短くする。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５〜０．８％とした。鍛造金型の寿命をより重視する場合には、Ｓｉの含有量は０．０５〜０．３％にすることが好ましい。

Ｍｎ：０．２〜１．５％
Ｍｎは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める効果があり、部品としての強度を確保するために必須の元素である。しかし、その含有量が０．２％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｍｎの含有量が１．５％を超えると、強度が高くなりすぎるため、冷間鍛造での限界加工度及び切削性が大きく低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．２〜１．５％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．５〜０．９％にすることが好ましい。

Ｓ：０．０２〜０．０５％
Ｓは、硫化物又は硫化物を主体とする複合介在物を形成し、切削性を高める作用を有する。しかし、その含有量が０．０２％未満では、前記の効果が不十分である。一方、Ｓの含有量が多くなると、硫化物又は硫化物を主体とする複合介在物が粗大化しやすくなる。特に、Ｓの含有量が０．０５％を超えると、様々な工夫を施しても硫化物又は硫化物を主体とする複合介在物の最大長径を後述する本発明の規定内に制御することが困難になって、冷間鍛造での限界加工度が大きく低下する。したがって、Ｓの含有量を０．０２〜０．０５％とした。なお、Ｓの含有量は０．０２〜０．０３％にすることが好ましい。

Ｃｒ：０．１〜２．０％
Ｃｒは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める効果があり、部品としての強度を確保するために必須の元素である。しかし、その含有量が０．１％未満では前記の効果が不十分である。一方、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、強度が高くなりすぎるため、冷間鍛造での限界加工度及び切削性が大きく低下する。したがって、Ｃｒの含有量を０．１〜１．５％とした。焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗の向上効果をより重視する場合には、Ｃｒの含有量は１．０〜２．０％とすることが好ましい。
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは、鋼を脱酸して鋼中の酸素量を低減するために必須の元素である。また、ＡｌはＮと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒を微細化して部品の靱性や疲労強度を高める効果も有する。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０１％未満ではこれらの効果が得難くなる。一方、Ａｌの含有量が０．０５％を超えると、介在物の最大長径を後述する本発明の規定内に制御することが困難になって、冷間鍛造での限界加工度が大きく低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．０１〜０．０５％とした。なお、Ａｌの含有量は０．０２〜０．０４％にすることが好ましい。

Ｎ：０．００４〜０．０２５％
Ｎは、Ａｌ、Ｎｂ、Ｖ及びＴｉと結合してＡｌＮ、ＮｂＮ、ＶＮ及びＴｉＮを形成しやすく、本発明においては、上記の窒化物のうちでＡｌＮ、ＮｂＮ及びＶＮは結晶粒微細化に有効で、延性を高める効果がある。しかし、Ｎの含有量が０．００４％未満では前記の効果は得難い。一方、Ｎの含有量が０．０２５％を超えると、凝固段階でボイドが形成されやすくなり、これが棒鋼・線材中でもクラックとして残存するため、冷間鍛造での限界加工度が大きく低下する。したがって、Ｎの含有量を０．００４〜０．０２５％とした。なお、Ｎの含有量は０．０１２〜０．０２０％にすることが好ましい。

本発明においては、不純物元素としてのＰ、Ｔｉ及びＯ（酸素）の含有量を下記のとおりに制限する。

Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素で、特に、その含有量が０．０２５％を超えると、粒界脆化が顕著になって冷間鍛造での限界加工度が大きく低下する。したがって、Ｐの含有量を０．０２５％以下とした。なお、Ｐの含有量は０．０２０％以下にすることが好ましい。

Ｔｉ：０．００３％以下
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮを形成しやすい。ＴｉＮは非常に硬質で、且つ、形状が角状であるため、冷間鍛造での割れの起点となりやすい。そのため、Ｔｉの含有量が０．００３％を超えると、介在物の最大長径を後述する本発明の規定内に制御しても、冷間鍛造での限界加工度が大きく低下して、後述する本発明の目標値に達しない。したがって、Ｔｉの含有量を０．００３％以下とした。なお、不純物元素としてのＴｉの含有量はできるだけ少なくすることが望ましいが、原料及び製鋼でのコストを考慮すると０．００１％以下にすることが好ましい。

Ｏ（酸素）：０．００１５％以下
Ｏは、Ａｌと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、特に、Ｏの含有量が０．００１５％を超えると、介在物の最大長径を後述する本発明の規定内に制御することが困難になって、冷間鍛造での限界加工度が大きく低下する。したがって、Ｏの含有量を０．００１５％以下とした。なお、不純物元素としてのＯの含有量はできる限り少なくすることが望ましいが、製鋼でのコストを考慮すると、０．００１０％以下にすることが好ましい。

上記の理由から、本発明（１）に係る棒鋼・線材の化学組成を、上述した範囲のＣからＮまでの元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下及びＯ（酸素）：０．００１５％以下であることと規定した。

なお、本発明に係る棒鋼・線材の化学組成は、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて、後述する第１群〜第３群に示される元素を任意に含有させたものでもよい。

以下、上記第１群〜第３群の任意添加元素に関して説明する。

第１群：Ｍｏ：０．８％以下
Ｍｏは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める作用を有し、前述したＭｎ及びＣｒによる強度確保の効果を補完するのに有効である。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．８％を超えると、強度が高くなりすぎるため、冷間鍛造での限界加工度及び切削性が大きく低下する。したがって、Ｍｏの含有量を０．８％以下とした。なお、前記したＭｏの効果を確実に得るためには、その含有量を０．０５％以上とすることが好ましい。したがって、より望ましいＭｏの含有量は０．０５〜０．８％である。

第２群：Ｎｂ：０．０８％以下及びＶ：０．１５％以下
Ｎｂは、部品の靱性や疲労強度を高める効果を有する。すなわち、Ｎｂは、Ｃ及びＮと結合して、ＮｂＣ、ＮｂＮ及びＮｂ(Ｃ、Ｎ)を形成しやすく、前述したＡｌＮによる結晶粒微細化作用を補完するのに有効で、部品の靱性や疲労強度を高める効果を有する。しかしながら、Ｎｂを０．０８％を超えて含有させても前記の効果が飽和し、コストが嵩むだけである。したがって、Ｎｂの含有量を０．０８％以下とした。なお、前記したＮｂの効果を確実に得るためには、その含有量を０．０１％以上とすることが好ましい。したがって、より望ましいＮｂの含有量は０．０１〜０．０８％である。

Ｖは、部品の靱性や疲労強度を高める効果を有する。すなわち、Ｖは、Ｎ及びＣと結合してＶＮ及びＶＣを形成しやすく、このうち、ＶＮは前述したＡｌＮによる結晶粒微細化作用を補完するのに有効で、部品の靱性や疲労強度を高める効果を有する。しかしながら、Ｖを０．１５％を超えて含有させてもその効果が飽和し、コストが嵩むだけである。したがって、Ｖの含有量を０．１５％以下とした。なお、前記したＶの効果を確実に得るためには、その含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。したがって、より望ましいＶの含有量は０．０２〜０．１５％である。

上記のＮｂ及びＶはいずれか１種のみ、又は２種の複合で含有することができる。

第３群：Ｔｅ：０．００８％以下
Ｔｅは、ＭｎＳ中に固溶して、硫化物のアスペクト比を小さくして最大長径を短くし、冷間鍛造や熱間鍛造の際の限界加工度を高める効果を有する。しかしながら、Ｔｅの含有量が０．００８％を超えると、様々な工夫を施しても後述するＭｎとＴｅを主体とする介在物の生成を抑制することが困難になって、熱間鍛造時に割れや疵が多発するようになる。したがって、Ｔｅの含有量を０．００８％以下とした。なお、前記したＴｅの効果を確実に得るためには、その含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。したがって、より望ましいＴｅの含有量は０．００２〜０．００８％である。

上記の理由から、本発明（２）に係る棒鋼・線材の化学組成は、本発明（１）における棒鋼・線材のＦｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．８％以下を含有することと規定した。

また、本発明（３）に係る棒鋼・線材の化学組成は、本発明（１）又は本発明（２）における棒鋼・線材のＦｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．０８％以下及びＶ：０．１５％以下から選択される１種以上を含有することと規定した。

更に、本発明（４）に係る棒鋼・線材の化学組成は、本発明（１）から本発明（３）までのいずれかにおける棒鋼・線材のＦｅの一部に代えて、Ｔｅ：０．００８％以下を含有することと規定した。

なお、本発明においては、不純物元素としてのＺｒ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭ（希土類元素）の含有量を、それぞれ、Ｚｒ：０．０００５％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｍｇ：０．０００５％以下及びＲＥＭ（希土類元素）：０．００１０％以下に制限することによって、冷間鍛造の際の限界加工度を一層安定して高めることができる。

したがって、本発明（１）から本発明（４）までのいずれかにおいて棒鋼・線材の不純物中のＺｒ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの含有量について、Ｚｒ：０．０００５％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｍｇ：０．０００５％以下及びＲＥＭ（希土類元素）：０．００１０％以下に制限するのが特に好ましく、棒鋼・線材の化学組成をこのように規定したものが本発明（５）である。

なお、既に述べたとおり、「ＲＥＭ」は、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量は上記元素の合計含有量を指す。

（Ｂ）硫化物又は硫化物を主体とする複合介在物の最大長径
本発明の棒鋼・線材においては、その長手方向に平行である断面において、極値統計法によって求められる硫化物又は硫化物を主体とする複合介在物の最大長径が、１．０×１０⁴ｍｍ²中２５０μｍ以下且つ１．０×１０⁷ｍｍ²中４００μｍ以下を満たす必要がある。既に述べたように、「硫化物を主体とする複合介在物」とは、硫化物が面積率で５０％以上である介在物を指す。

なお、極値統計法による硫化物又は硫化物を主体とする複合介在物の最大長径（以下、簡単のために、「硫化物系介在物の最大長径」ということがある。）の評価は、例えば、先に述べた〈１〉〜〈７〉の手順で行えばよい。

以下、上記の硫化物系介在物の最大長径の規定について説明する。

本発明者らは、表１に示す鋼Ａ〜Ｉを真空溶解炉で溶解した後、インゴットに鋳造した。なお、鋼Ａ及び鋼Ｂは１５０ｋｇ真空溶解炉で溶解し、鋼Ｃ〜Ｉは３０ｋｇ真空溶解炉で溶解し、鋳造は、鋼Ｂについてはシリカ鋳型を用いて行い、また、鋼Ｂ以外の鋼については鋳鉄鋳型を用いて行った。インゴットの平均直径は１５０ｋｇインゴットが２２０ｍｍであり、３０ｋｇインゴットが１２０ｍｍである。

溶解は不純物元素が十分低減するように原料の選定に十分注意を払うだけでなく、下記（1-1）〜（1-3）の手順で実施して酸化物量を低減するとともに粗大な酸化物や窒化物が生成しないように配慮した。

（1-1）真空排気したチャンバー内のるつぼ中の電解鉄を誘導加熱によって溶解し、目標含有量に相当するＣを添加。
（1-2）１５７０〜１５９０℃で４０分保持して、十分な脱ガス処理を実施。
（1-3）Ｃ及びＡｌ以外の合金元素を添加した後、通常の方法で迅速分析を行い、目標の含有量に達していない合金元素とＡｌを添加し、その後９０秒以内に出鋼。

このようにして得た鋼Ａ〜Ｉのインゴットを１２５０℃で６０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように一次熱間鍛造し、室温まで放冷して、各鋼について直径が３０〜６５ｍｍの範囲の３種類の棒鋼を得た。表２に、一次熱間鍛造した各棒鋼の直径の詳細を示す。

上記の一次熱間鍛造した各棒鋼を、表２に示す均質化処理条件で熱処理してから室温まで放冷し、次いで、１１５０℃で３０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように二次熱間鍛造し、室温まで放冷して、直径２５ｍｍの棒鋼を作製した。

なお、表２には、鋳型材質、インゴットの質量及び平均直径を併記した。また、一次熱間鍛造の際の鍛錬成形比も「鍛錬比」の項に示した。

上記のようにして得た鋼Ａ〜Ｉの直径２５ｍｍの棒鋼から、その長手方向に平行な断面を切り出して鏡面研磨した後、目盛りが入った接眼鏡を装着した光学顕微鏡を用いて倍率２００倍で６０視野観察し、各視野の中での硫化物系介在物の最大長径を計測した。上記各視野の面積は０．３０ｍｍ²である。

なお、光学顕微鏡による観察で硫化物は灰色のコントラストを呈するため、他の介在物と容易に識別できるが、最大長径を有する介在物が複合介在物で、硫化物を主体とするか否かの判別が困難な場合は、倍率４００倍で撮影した写真を画像解析して硫化物の占める面積率を計測した。

次いで、各視野で測定した硫化物系介在物の最大長径について、極値統計法によってデータを整理した。すなわち、各視野での硫化物系介在物の最大長径Ｌ_maxについて、既に述べた手順〈１〉〜〈６〉に則って横軸にＬ_max、縦軸に基準化変数ｙをとってプロットし、最小二乗法によって近似直線を求めた。

ここで、自動車や産業機械などに用いられる部品の大きさは、比較的大きいものでも１００ｍｍ×１００ｍｍ程度であるため、極値統計における評価面積は１．０×１０⁴ｍｍ²とすれば十分である。また、量産においてその部品を１０００個製造してもトラブルが発生しないことが要求されると仮定すれば、１．０×１０⁷ｍｍ²について評価すれば十分である。

なお、評価面積が１．０×１０⁴ｍｍ²の場合、既に述べた手順〈７〉におけるＴは、（１．０×１０⁴）／０．３０で求められるため、ｙ＝１０．４となる。また、評価面積が１．０×１０⁷ｍｍ²の場合、Ｔは、（１．０×１０⁷）／０．３０で求められるため、ｙ＝１７．３となる。そこで次に、上記で求めた近似直線から、ｙ＝１０．４及びｙ＝１７．３におけるＬ_maxを求めた。

表２に、上記極値統計法によって求めた１．０×１０⁴ｍｍ²中及び１．０×１０⁷ｍｍ²中の硫化物系介在物の最大長径（つまり、ｙ＝１０．４及びｙ＝１７．３でのＬ_max）を示す。

前記のように二次熱間鍛造後室温まで放冷して得た棒鋼は、次のようにしてその限界加工度も調査した。

先ず、二次熱間鍛造後室温まで放冷して得た鋼Ａ〜Ｈの直径２５ｍｍの棒鋼には、更に９２０℃で１時間保持した後、室温まで放冷する焼鈍処理を施した。同様に、二次熱間鍛造後室温まで放冷して得た鋼Ｉの直径２５ｍｍの棒鋼には、更に７５０℃で３時間保持した後、１０℃／ｈの冷却速度で６８０℃まで冷却し、その後は室温まで放冷する焼鈍処理を施した。

次いで、上記の焼鈍処理を施した鋼Ａ〜Ｉの直径２５ｍｍの棒鋼の各々から、直径が１４ｍｍで長さ（高さ）が２１ｍｍの円柱状試験片を１１個ずつ採取した。なお、上記の円柱状試験片の側面積は９２３ｍｍ²であるため、各鋼について１１個の試験片の側面積の合計が１．０×１０⁴ｍｍ²となる。

上記の円柱状試験片を用いて以下に示す冷間圧縮試験を行い、割れが発生する限界加工度を測定した。

すなわち、先ず円柱状試験片の高さ方向に、高さ２１ｍｍの５０％（つまり、１０．５ｍｍ）の圧縮加工を施し、その後、初期高さである２１ｍｍの２％に相当する０．４２ｍｍずつの圧縮加工を行い圧縮加工の度毎に割れが発生していないかを目視で判定した。上記の試験は１１個ずつ採取した全ての円柱状試験片について実施し、最も早い段階で割れが発生した試験片の加工度をその条件における限界加工度である「限界圧縮率」と判定した。

前記の冷間圧縮試験における目標は、上記の限界圧縮率が６５％以上、且つ、一次熱間鍛造後に前記した均質化処理を施さない場合に較べて限界圧縮率が１０％以上向上することとした。それに加えて冷間圧縮試験での試験数を１１個の１０００倍行ったと仮定したときの、限界圧縮率が６０％以上と判断されることも目標とした。

上記のようにして求めた限界圧縮率を表２に併せて示す。また、図１に、表２に示した限界圧縮率と硫化物系介在物の最大長径との関係を整理して示す。

図１から、極値統計法によって求められる１．０×１０⁴ｍｍ²中の硫化物系介在物の最大長径が２５０μｍ以下の場合に、６５％以上の限界圧縮率が得られることが明らかであり、また、上記の場合には、表２から、一次熱間鍛造後の均質化処理を施さない場合に較べ、限界圧縮率が１０％以上向上していることも分かる。

ここで実施した冷間圧縮試験での側面積の合計は１．０×１０⁴ｍｍ²であるが、量産においてその部品を１０００個製造してもトラブルが発生しないことが要求されると仮定すれば、先に述べたように１．０×１０⁷ｍｍ²について評価する必要がある。これを直接評価するためには、前述した冷間圧縮試験の１０００倍の個数を処理する必要があるが、個数が多すぎて現実的ではない。そこで図１から、極値統計法によって求められる１．０×１０⁴ｍｍ²中での硫化物系介在物の最大長径が４００μｍ以下の場合には、６０％以上の限界圧縮率が得られていることから、１．０×１０⁷ｍｍ²での硫化物系介在物の最大長径が４００μｍ以下であれば、量産を考慮して、前述した冷間圧縮試験の１０００倍の個数を処理しても、６０％以上の限界圧縮率が得られると判断できる。

したがって、本発明においては、棒鋼・線材の長手方向に平行である断面において、極値統計法によって求められる硫化物系介在物の最大長径、つまり、硫化物又は硫化物を主体とする複合介在物の最大長径が、１．０×１０⁴ｍｍ²中２５０μｍ以下且つ１．０×１０⁷ｍｍ²中４００μｍ以下であることと規定した。

なお、硫化物系介在物の最大長径には、介在物の組成、凝固速度、凝固偏析などが影響する。また、製鋼の設備によっても影響を受ける。このため、以下に、極値統計法によって求められる硫化物系介在物の最大長径、つまり、硫化物又は硫化物を主体とする複合介在物の最大長径を１．０×１０⁴ｍｍ²中２５０μｍ以下且つ１．０×１０⁷ｍｍ²中４００μｍ以下にする方法の一例を示す。

ａ．Ｓの鋼中含有量を質量％で、０．０５％以下にする。

ｂ．取鍋、タンディッシュ等の耐火物の溶損や鋳造時のスラグ及びパウダーの巻き込みを防止する。

ｃ．鋳造をインゴットで行う場合には、小型の鋳型を用い、鋳型の材質に熱伝導のよいものを用いる。
例えば、３０ｋｇのインゴットの場合には、１２００〜１２５０℃で６０分〜１２０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように一次熱間鍛造し、室温まで放冷して直径が３０ｍｍの棒鋼にした後、１２２０〜１２７０℃×８〜１２時間の均質化処理条件で熱処理してから室温まで放冷し、次いで、１１５０〜１２００℃で３０〜６０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように二次熱間鍛造し、室温まで放冷して、直径２５ｍｍの棒鋼を作製する。且つ、上記のａ、ｂを満たしていれば、硫化物又は硫化物を主体とする複合介在物に関して、本発明の規定内の最大長径が得られる。

ｄ．連続鋳造によって大断面のブルーム、例えば３００×４００ｍｍ角といったブルームを製造する場合には、Ｓの鋼中の含有量を質量％で、０．０４％以下にし、二次精錬でＲＨ法真空脱ガス処理を長時間実施し、溶鋼の電磁攪拌を十分に行い、未凝固圧下を行い、総鍛錬成形比（ブルームの断面積／棒鋼・線材の断面積）が１２０以上で、しかも、その鍛錬成形比が１０以上の熱間圧延を施した後、１２５０℃以上で１０時間以上の熱処理を行う。

（Ｃ）酸化物、窒化物、炭化物、炭窒化物又はこれらを主体とする複合介在物の最大長径
本発明の棒鋼・線材においては、その長手方向に平行である断面において、極値統計法によって求められる酸化物、窒化物、炭化物、炭窒化物又はこれらを主体とする複合介在物の最大長径が１．０×１０⁴ｍｍ²中５０μｍ以下且つ１．０×１０⁷ｍｍ²中８０μｍ以下を満たす必要がある。既に述べたように、「酸化物、窒化物、炭化物又は炭窒化物を主体とする複合介在物」とは、酸化物、窒化物、炭化物又は炭窒化物が介在物に占める面積率が合計で５０％以上である介在物を指す。

なお、極値統計法による酸化物、窒化物、炭化物、炭窒化物又はこれらを主体とする複合介在物の最大長径（以下、「酸化物等の最大長径」ということもある。）の評価も、例えば、先に述べた〈１〉〜〈７〉の手順で行えばよい。

以下、上記の酸化物等の最大長径の規定について説明する。

本発明者らは、表３に示す鋼Ｊ〜Ｓを真空溶解炉で溶解した後、インゴットに鋳造した。なお、鋼Ｊは１５０ｋｇ真空溶解炉で溶解し、鋼Ｋ〜Ｓは３０ｋｇ真空溶解炉で溶解し、鋳造は、鋼Ｊについてはシリカ鋳型を用いて行い、また、鋼Ｊ以外の鋼については鋳鉄鋳型を用いて行った。インゴットの平均直径は１５０ｋｇインゴットが２２０ｍｍであり、３０ｋｇインゴットが１２０ｍｍである。

鋼Ｊ〜Ｏ及び鋼Ｑ〜Ｓの溶解は、次の（2-1）〜（2-3）の手順で行った。

（2-1）真空排気したチャンバー内のるつぼ中の電解鉄を誘導加熱によって溶解し、目標含有量に相当するＣを添加。
（2-2）１５７０〜１５９０℃において表４に示した時間保持し、脱ガス処理を実施。
（2-3）Ｃ及びＡｌ以外の合金元素を添加した後、通常の方法で迅速分析を行い、目標の含有量に達していない合金元素とＡｌを添加して、表４に示した時間が経過してから出鋼。

また、鋼Ｊの溶解は、次の（3-1）〜（3-3）の手順で行った。

（3-1）真空排気したチャンバー内のるつぼ中の電解鉄を誘導加熱によって溶解し、目標含有量に相当するＣとＡｌを添加。
（3-2）１５７０〜１５９０℃において表４に示した時間保持し、脱ガス処理を実施。
（3-3）Ｃ及びＡｌ以外の合金元素を添加した後、通常の方法で迅速分析を行い、目標の含有量に達していない合金元素を添加して、表４に示した時間が経過してから出鋼。

このようにして得た鋼Ｊ〜Ｓのインゴットを１２５０℃で６０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように一次熱間鍛造し、室温まで放冷して、鋼Ｊについては直径が３５ｍｍの棒鋼を、また、鋼Ｋ〜Ｓについては直径が３０ｍｍの棒鋼を得た。

上記の一次熱間鍛造した各棒鋼を、１２５０℃×１０時間の均質化処理条件で熱処理してから室温まで放冷し、次いで、１１５０℃で３０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように二次熱間鍛造し、室温まで放冷して、直径２５ｍｍの棒鋼を作製した。

上記のようにして得た鋼Ｊ〜Ｓの直径２５ｍｍの棒鋼から、その長手方向に平行な断面を切り出して鏡面研磨した後、目盛りが入った接眼鏡を装着した光学顕微鏡を用いて倍率２００倍で６０視野観察し、各視野の中での酸化物等の最大長径を計測した。上記各視野の面積は０．３０ｍｍ²である。

なお、既に述べたように、光学顕微鏡による観察で硫化物は灰色のコントラストを呈し、他の介在物と容易に識別できるので、それ以外の介在物を酸化物、窒化物、炭化物又は炭窒化物のいずれかと判定した。最大長径を有する介在物が複合介在物で、酸化物、窒化物、炭化物又は炭窒化物を主体とするか否かの判別が困難な場合は、倍率４００倍で撮影した写真を画像解析して酸化物、窒化物、炭化物又は炭窒化物が介在物に占める面積率を計測した。

このようにして各視野で測定した酸化物等の最大長径について、既に述べた極値統計法によってデータを整理した。また、評価面積も、先に述べたのと同様に、１．０×１０⁴ｍｍ²及び１．０×１０⁷ｍｍ²とした。

表４に、極値統計法によって求めた１．０×１０⁴ｍｍ²中及び１．０×１０⁷ｍｍ²中の酸化物等の最大長径を示す。

前記のように二次熱間鍛造後室温まで放冷して得た棒鋼は、次のようにしてその限界加工度も調査した。

先ず、二次熱間鍛造後室温まで放冷して得た鋼Ｊ〜Ｒの直径２５ｍｍの棒鋼には、更に９２０℃で１時間保持した後、室温まで放冷する焼鈍処理を施した。同様に、二次熱間鍛造後室温まで放冷して得た鋼Ｓの直径２５ｍｍの棒鋼には、更に７５０℃で３時間保持した後、１０℃／ｈの冷却速度で６８０℃まで冷却し、その後は室温まで放冷する焼鈍処理を施した。

次いで、上記の焼鈍処理を施した鋼Ｊ〜Ｓの直径２５ｍｍの棒鋼の各々から、直径が１４ｍｍで長さ（高さ）が２１ｍｍの円柱状試験片を１１個ずつ採取した。

上記の円柱状試験片を用いて既に「（Ｂ）硫化物又は硫化物を主体とする複合介在物の最大長径」の項で述べたのと同じ方法で冷間圧縮試験を行い、割れが発生する限界加工度としての限界圧縮率を測定した。

すなわち、先ず円柱状試験片の高さ方向に、高さ２１ｍｍの５０％（つまり、１０．５ｍｍ）の圧縮加工を施し、その後、初期高さである２１ｍｍの２％に相当する０．４２ｍｍずつの圧縮加工を行い、圧縮加工の度毎に割れが発生していないかを目視で判定した。上記の試験は１１個ずつ採取した全ての円柱状試験片について実施し、最も早い段階で割れが発生した試験片の加工度をその条件における限界加工度である「限界圧縮率」と判定した。

なお、前記の冷間圧縮試験における目標は、限界圧縮率が６５％以上であることとした。それに加えて冷間圧縮試験での試験数を１１個の１０００倍行ったと仮定したときの、限界圧縮率が６０％以上と判断されることも目標とした。

上記のようにして求めた限界圧縮率を表４に併せて示す。また、図２に、表４に示した限界圧縮率と酸化物等の最大長径との関係を整理して示す。

図２から、極値統計法によって求められる１．０×１０⁴ｍｍ²中の酸化物等の最大長径が５０μｍ以下の場合に、６５％以上の限界圧縮率が得られることが明らかである。

ここで実施した冷間圧縮試験での側面積の合計は１．０×１０⁴ｍｍ²であるが、量産においてその部品を１０００個製造してもトラブルが発生しないことが要求されると仮定すれば、先に述べたように１．０×１０⁷ｍｍ²について評価する必要がある。これを直接評価するためには、前述した冷間圧縮試験の１０００倍の個数を処理する必要があるが、個数が多すぎて現実的ではない。そこで図２から、極値統計法によって求められる１．０×１０⁴ｍｍ²中での酸化物等の最大長径が８０μｍ以下の場合には、６０％以上の限界圧縮率が得られていることから、１．０×１０⁷ｍｍ²での酸化物等の最大長径が８０μｍ以下であれば、量産を考慮して、前述した冷間圧縮試験の１０００倍の個数を処理しても、６０％以上の限界圧縮率が得られると判断できる。

したがって、本発明においては、棒鋼・線材の長手方向に平行である断面において、極値統計法によって求められる酸化物等の最大長径、つまり、酸化物、窒化物、炭化物、炭窒化物又はこれらを主体とする複合介在物の最大長径が、１．０×１０⁴ｍｍ²中５０μｍ以下且つ１．０×１０⁷ｍｍ²中８０μｍ以下であることと規定した。

なお、酸化物等の最大長径には、介在物の組成、凝固速度、凝固偏析などが影響する。また、製鋼の設備によっても影響を受ける。このため、以下に、極値統計法によって求められる酸化物等の最大長径、つまり、酸化物、窒化物、炭化物、炭窒化物又はこれらを主体とする複合介在物の最大長径を１．０×１０⁴ｍｍ²中５０μｍ以下且つ１．０×１０⁷ｍｍ²中８０μｍ以下にする方法の一例を示す。

ｅ．Ａｌ、Ｏ（酸素）及びＴｉの鋼中含有量を、質量％で、それぞれ、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｏ：０．００１５％以下及びＴｉ：０．００３％以下にする。

ｆ．取鍋、タンディッシュ等の耐火物の溶損や鋳造時のスラグ及びパウダーの巻き込みを防止する。

ｇ．鋳造をインゴットで行う場合には、小型の鋳型を用い、鋳型の材質に熱伝導のよいものを用いる。
例えば、３０ｋｇのインゴットの場合には、下記（4-1）〜（4-3）に記載した溶解方法で、且つ、上記のｅ、ｆを満たしていれば、酸化物、窒化物、炭化物、炭窒化物又はこれらを主体とする複合介在物に関して、本発明の規定内の最大長径が得られる。

（4-1）真空排気したチャンバー内のるつぼ中の電解鉄を誘導加熱によって溶解し、目標含有量に相当するＣを添加。
（4-2）１５７０〜１５９０℃で４０〜６０分保持して、十分な脱ガス処理を実施。
（4-3）Ｃ及びＡｌ以外の合金元素を添加した後、通常の方法で迅速分析を行い、目標の含有量に達していない合金元素とＡｌを添加し、その後９０秒以内に出鋼。

ｈ．連続鋳造によって大断面のブルーム、例えば３００×４００ｍｍ角といったブルームを製造する場合には、Ａｌ、Ｏ（酸素）及びＴｉの鋼中含有量を、質量％で、それぞれ、Ａｌ：０．０２〜０．０４％、Ｏ：０．００１０％以下及びＴｉ：０．００２％以下にし、二次精錬でＲＨ法真空脱ガス処理を長時間実施し、溶鋼の電磁攪拌を十分に行い、未凝固圧下を行い、総鍛錬成形比（ブルームの断面積／棒鋼・線材の断面積）が１２０以上で、しかも、その鍛錬成形比が１０以上の熱間圧延を施した後、１２５０℃以上で１０時間以上の熱処理を行う。

（Ｄ）ＭｎとＴｅを主体とする介在物の存在割合
棒鋼・線材の長手方向に平行である断面積１００ｍｍ²中におけるＭｎとＴｅを主体とする介在物の存在割合が１個以上の場合には、熱間鍛造時に割れや疵が生じる場合がある。このため、上記断面積１００ｍｍ²中におけるＭｎとＴｅを主体とする介在物の存在割合は１個未満とするのがよい。

したがって、本発明（４）に係る棒鋼・線材においては、その長手方向に平行である断面積１００ｍｍ²中におけるＭｎとＴｅを主体とする介在物の存在割合を１個未満と規定した。

なお、既に述べたように、「ＭｎとＴｅを主体とする介在物」とは、介在物中に検出されるＭｎとＴｅ以外の元素の割合が３０原子％未満である介在物を指す。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

［実施例１］
表５に示す化学組成を有する鋼ａ〜ｕを真空溶解炉で溶解した後、インゴットに鋳造した。なお、鋼ａは１５０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、シリカ鋳型を用いて鋳造した。また、鋼ｂ〜ｕは３０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、鋳鉄鋳型を用いて鋳造した。インゴットの平均直径は１５０ｋｇインゴットが２２０ｍｍであり、３０ｋｇインゴットが１２０ｍｍである。

鋼ａ〜ｐ及び鋼ｒ〜ｕの溶解は、次の（E1-1）〜（E1-3）の手順で行った。

（E1-1）真空排気したチャンバー内のるつぼ中の電解鉄を誘導加熱によって溶解し、目標含有量に相当するＣを添加。
（E1-2）１５７０〜１５９０℃において表６及び表７に示した時間保持し、脱ガス処理を実施。
（E1-3）Ｃ及びＡｌ以外の合金元素を添加した後、通常の方法で迅速分析を行い、目標の含有量に達していない合金元素とＡｌを添加して、表６及び表７に示した時間が経過してから出鋼。

また、鋼ｑの溶解は、次の（E1-4）〜（E1-6）の手順で行った。

（E1-4）真空排気したチャンバー内のるつぼ中の電解鉄を誘導加熱によって溶解し、目標含有量に相当するＣとＡｌを添加。
（E1-5）１５７０〜１５９０℃において表７に示した時間保持し、脱ガス処理を実施。
（E1-6）Ｃ及びＡｌ以外の合金元素を添加した後、通常の方法で迅速分析を行い、目標の含有量に達していない合金元素を添加して、表７に示した時間が経過してから出鋼。

なお、表５における鋼ａ〜ｆ、鋼ｈ、鋼ｉ及び鋼ｐ〜ｕは、化学組成が本発明（１）〜（４）で規定する条件を満たす本発明例の鋼である。一方、表５における鋼ｇ及び鋼ｊ〜ｏは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

上記のようにして得たインゴットのうち、Ｔｅを含有する鋼ｉ、鋼ｊ及び鋼ｒ〜ｕのインゴットは、その高さ方向に平行な断面を切り出して鏡面研磨した後、調査面積を１００ｍｍ²としてＥＰＭＡによる面分析を行った。その結果、鋼ｉ及び鋼ｒ〜ｕには、ＭｎとＴｅを主体とする介在物は全く観察されなかった。一方、Ｔｅを０．０１０％含む鋼ｊには、ＭｎとＴｅを主体とする介在物が４個観察された。なお、既に述べたように、「ＭｎとＴｅを主体とする介在物」とは、介在物中に検出されるＭｎとＴｅ以外の元素の割合が３０原子％未満である介在物を指す。

次いで、鋼ａ〜ｈ及び鋼ｋ〜ｑの鋳込みままのインゴット、並びに、ＥＰＭＡでの面分析用試験片を切り出した鋼ｉ、鋼ｊ及び鋼ｒ〜ｕのインゴットの残部を、１２５０℃で６０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように一次熱間鍛造し、室温まで放冷して、直径が３０〜６５ｍｍの範囲の各種サイズの棒鋼を得た。表６及び表７に、一次熱間鍛造した各棒鋼の直径の詳細を示す。なお、鋼ｊは一次熱間鍛造した際に割れを生じたため、以降の作業を中止した。

鋼ｊを除いた上記の一次熱間鍛造した各棒鋼を、表６及び表７に示す均質化処理条件で熱処理してから室温まで放冷し、次いで、１１５０℃で３０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように二次熱間鍛造し、室温まで放冷して、直径２５ｍｍの棒鋼を作製した。

表６及び表７には、鋳型材質及びインゴットの質量を併記した。また、一次熱間鍛造の際の鍛錬成形比も「鍛錬比」の項に示した。なお、上記のとおり鋼ｊは一次熱間鍛造した際に割れを生じたので、表７には記載しなかった。

上記のようにして得た鋼ａ〜ｉ及び鋼ｋ〜ｕの直径２５ｍｍの棒鋼から、その長手方向に平行な断面を切り出して鏡面研磨した後、目盛りが入った接眼鏡を装着した光学顕微鏡を用いて倍率２００倍で６０視野観察し、各視野の中での硫化物系介在物の最大長径及び酸化物等の最大長径を計測した。上記各視野の面積は０．３０ｍｍ²である。

このようにして各視野で測定した硫化物系介在物の最大長径及び酸化物等の最大長径について、既に述べた極値統計法によってデータを整理した。また、評価面積も、先に述べたのと同様に、１．０×１０⁴ｍｍ²及び１．０×１０⁷ｍｍ²とした。

なお、上記で計測した「硫化物系介在物の最大長径」は「硫化物又は硫化物を主体とする複合介在物の最大長径」を指し、また、「酸化物等の最大長径」は「酸化物、窒化物、炭化物、炭窒化物又はこれらを主体とする複合介在物の最大長径」を指す。

前記のように二次熱間鍛造後室温まで放冷して得た棒鋼は、次のようにしてその限界加工度も調査した。

先ず、二次熱間鍛造後室温まで放冷して得た鋼ａ〜ｇ、鋼ｉ及び鋼ｋ〜ｕの直径２５ｍｍの棒鋼には、更に９２０℃で１時間保持した後、室温まで放冷する焼鈍処理を施した。同様に、二次熱間鍛造後室温まで放冷して得た鋼ｈの直径２５ｍｍの棒鋼には、更に７５０℃で３時間保持した後、１０℃／ｈの冷却速度で６８０℃まで冷却し、その後は室温まで放冷する焼鈍処理を施した。

次いで、上記の焼鈍処理を施した鋼ａ〜ｉ及び鋼ｋ〜ｕの直径２５ｍｍの棒鋼の各々から、直径が１４ｍｍで長さ（高さ）が２１ｍｍの円柱状試験片を１１個ずつ採取した。

上記の円柱状試験片を用いて既に述べたのと同じ方法で冷間圧縮試験を行い、割れが発生する限界加工度としての限界圧縮率を測定した。

すなわち、先ず円柱状試験片の高さ方向に、高さ２１ｍｍの５０％（つまり、１０．５ｍｍ）の圧縮加工を施し、その後、初期高さである２１ｍｍの２％に相当する０．４２ｍｍずつの圧縮加工を行い、圧縮加工の度毎に割れが発生していないかを目視で判定した。上記の試験は１１個ずつ採取した全ての円柱状試験片について実施し、最も早い段階で割れが発生した試験片の加工度をその条件における限界加工度である「限界圧縮率」と判定した。

前記の冷間圧縮試験における目標は、限界圧縮率が６５％以上であることとした。また望ましくは、均質化処理を施さない場合に較べて限界圧縮率が１０％以上向上することとした。

上記のようにして求めた限界圧縮率を表６及び表７に併せて示す。

表６及び表７から、本発明（１）〜本発明（４）で規定する条件を満たす試験番号６、１１、１４、１７、２０、２６、２７及び３５〜３８の場合には、６５％以上の限界圧縮率が得られており、冷間鍛造の際の良好な加工性を有していることが明らかである。

これに対して、本発明（１）〜本発明（４）で規定する条件から外れた試験番号の場合には、冷間圧縮試験における限界圧縮率が目標とする６５％に達しておらず、冷間鍛造の際の加工性に劣っている。

なお、６５％以上の限界圧縮率が得られた試験番号６、１１、１４、１７、２０、２６、２７及び３５〜３８の焼鈍処理後の棒鋼については、旋削試験による切削性の調査も実施した。すなわち、焼鈍処理後の直径２５ｍｍの各棒鋼を機械加工によって直径２４ｍｍにし、次いで、超硬工具Ｐ２０の三角チップを用いて下記の条件で２０秒間旋削して主分力、送り分力及び背分力を測定し、その合力の平均値として求めた切削抵抗で切削性を評価した。

・周速：１００ｍ／分、
・切り込み深さ：１．０ｍｍ、
・送り量：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．、
・ 潤滑：なし（乾式）。

切削性の目標は、表８に示す化学組成を有する鋼ｖを新たに溶製し、鋼ｖを用いた比較材を上記条件で旋削試験した際の切削抵抗を５％以上下回ることとした。

なお、切削性評価のための比較材は次のようにして作製した。すなわち、Ｓの含有量が本発明で規定する条件から外れた鋼ｖを３０ｋｇ真空溶解炉を用いて溶解し、鋳鉄鋳型を用いて平均直径が１２０ｍｍのインゴットに鋳造した。次いで、そのインゴットを１２５０℃で６０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように熱間鍛造し、室温まで放冷して、直径２５ｍｍの棒鋼を作製し、更に９２０℃で１時間保持した後、室温まで放冷する焼鈍処理を施した後、機械加工して直径２４ｍｍにした。

切削抵抗を求めた結果、本発明（１）〜本発明（４）で規定する条件を満たす試験番号６、１１、１４、１７、２０、２６、２７及び３５〜３８の全てにおいて、目標に達する良好な切削性も有することが判明した。

［実施例２］
表９に示す化学組成を有する鋼イ〜チを３０ｋｇ真空溶解炉で溶解した後、鋳鉄鋳型を用いて平均直径が１２０ｍｍのインゴットに鋳造した。

なお、鋼の溶解は、全て次の（E2-1）〜（E2-3）の手順で行った。

（E2-1）真空排気したチャンバー内のるつぼ中の電解鉄を誘導加熱によって溶解し、目標含有量に相当するＣを添加。
（E2-2）１５７０〜１５９０℃において表１０に示した時間保持し、脱ガス処理を実施。
（E2-3）Ｃ及びＡｌ以外の合金元素を添加した後、通常の方法で迅速分析を行い、目標の含有量に達していない合金元素とＡｌを添加して、表１０に示した時間が経過してから出鋼。

なお、表９における鋼イ〜チは全て化学組成が本発明（１）〜（４）で規定する条件を満たす本発明例の鋼である。このうち鋼イ〜ニは化学組成が本発明（５）で規定する条件も満たす鋼である。

次いで、鋼イ〜チの鋳込みままのインゴットを、１２５０℃で６０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように一次熱間鍛造し、室温まで放冷して、直径が３０ｍｍの棒鋼を得た。

上記の一次熱間鍛造した各棒鋼を、表１０に示す均質化処理条件で熱処理してから室温まで放冷し、次いで、１１５０℃で３０分加熱した後、仕上げ温度が９５０℃以上となるように二次熱間鍛造し、室温まで放冷して、直径２５ｍｍの棒鋼を作製した。

表１０には、鋳型材質及びインゴットの質量を併記した。また、一次熱間鍛造の際の鍛錬成形比も「鍛錬比」の項に示した。

上記のようにして得た鋼イ〜チの直径２５ｍｍの棒鋼から、その長手方向に平行な断面を切り出して鏡面研磨した後、目盛りが入った接眼鏡を装着した光学顕微鏡を用いて倍率２００倍で６０視野観察し、各視野の中での硫化物系介在物の最大長径及び酸化物等の最大長径を計測した。上記各視野の面積は０．３０ｍｍ²である。

このようにして各視野で測定した硫化物系介在物の最大長径及び酸化物等の最大長径について、既に述べた極値統計法によってデータを整理した。また、評価面積も、先に述べたのと同様に、１．０×１０⁴ｍｍ²及び１．０×１０⁷ｍｍ²とした。

なお、上記で計測した「硫化物系介在物の最大長径」は「硫化物又は硫化物を主体とする複合介在物の最大長径」を指し、また、「酸化物等の最大長径」は「酸化物、窒化物、炭化物、炭窒化物又はこれらを主体とする複合介在物の最大長径」を指す。

前記のように二次熱間鍛造後室温まで放冷して得た棒鋼は、次のようにしてその限界加工度も調査した。

先ず、二次熱間鍛造後室温まで放冷して得た鋼イ〜チの直径２５ｍｍの棒鋼には、更に９２０℃で１時間保持した後、室温まで放冷する焼鈍処理を施した。

次いで、上記の焼鈍処理を施した鋼イ〜チの直径２５ｍｍの棒鋼の各々から、直径が１４ｍｍで長さ（高さ）が２１ｍｍの円柱状試験片を１１個ずつ採取した。

上記の円柱状試験片を用いて既に述べたのと同じ方法で冷間圧縮試験を行い、割れが発生する限界加工度としての限界圧縮率を測定した。すなわち、先ず円柱状試験片の高さ方向に、高さ２１ｍｍの５０％（つまり、１０．５ｍｍ）の圧縮加工を施し、その後、初期高さである２１ｍｍの２％に相当する０．４２ｍｍずつの圧縮加工を行い、圧縮加工の度毎に割れが発生していないかを目視で判定した。上記の試験は１１個ずつ採取した全ての円柱状試験片について実施し、最も早い段階で割れが発生した試験片の加工度をその条件における限界加工度である「限界圧縮率」と判定した。

上記のようにして求めた限界圧縮率を表１０に併せて示す。

表９及び表１０から、本発明（１）〜本発明（４）で規定する条件を満たす試験番号３９〜４６の全てにおいて、６５％以上の限界圧縮率が得られており、冷間鍛造の際の良好な加工性を有していることが明らかである。上記の試験番号のうちでも本発明（５）で規定する条件を満たす試験番号３９〜４２の場合には、７２％以上の限界圧縮率が得られており、一層良好な冷間鍛造性を有していることが明らかである。

なお、［実施例１］の場合と同様に、焼鈍処理後の棒鋼については、旋削試験による切削性の調査も実施した。すなわち、焼鈍処理後の直径２５ｍｍの各棒鋼を機械加工によって直径２４ｍｍにし、次いで、超硬工具Ｐ２０の三角チップを用いて下記の条件で２０秒間旋削して主分力、送り分力及び背分力を測定し、その合力の平均値として求めた切削抵抗で切削性を評価した。

・周速：１００ｍ／分、
・切り込み深さ：１．０ｍｍ、
・送り量：０．１５ｍｍ／ｒｅｖ．、
・ 潤滑：なし（乾式）。

切削性の目標は、表８に示す化学組成を有する鋼ｖを用いた比較材を上記条件で旋削試験した際の切削抵抗を５％以上下回ることとした。なお、切削性評価のための鋼ｖの比較材作製方法は既に述べたとおりである。

切削抵抗を求めた結果、本発明（１）〜本発明（４）で規定する条件を満たす試験番号３９〜４６の全てにおいて、目標に達する良好な切削性も有することが判明した。

本発明の棒鋼・線材は、冷間鍛造や熱間鍛造の際の良好な加工性、なかでも冷間鍛造の際の良好な加工性及び優れた切削性を兼ね備えているので、自動車や産業機械などに用いられる部品の素材として利用することができる。

限界圧縮率と硫化物又は硫化物を主体とする複合介在物の最大長径との関係を整理して示す図である。 限界圧縮率と酸化物、窒化物、炭化物、炭窒化物又はこれらを主体とする複合介在物の最大長径との関係を整理して示す図である。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．６％、Ｓｉ：０．０５〜０．８％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｓ：０．０２〜０．０５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００４〜０．０２５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰ：０．０２５％以下、Ｔｉ：０．００３％以下及びＯ（酸素）：０．００１５％以下の化学組成を有し、且つ、棒鋼・線材の長手方向に平行である断面において、極値統計法によって求められる介在物の最大長径が、硫化物又は硫化物を主体とする複合介在物については、１．０×１０⁴ｍｍ²中２５０μｍ以下且つ１．０×１０⁷ｍｍ²中４００μｍ以下であるとともに、酸化物、窒化物、炭化物、炭窒化物又はこれらを主体とする複合介在物については、１．０×１０⁴ｍｍ²中５０μｍ以下且つ１．０×１０⁷ｍｍ²中８０μｍ以下であることを特徴とする棒鋼・線材。
2. Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．８％以下を含有する請求項１に記載の棒鋼・線材。
3. Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．０８％以下及びＶ：０．１５％以下から選択される１種以上を含有する請求項１又は２に記載の棒鋼・線材。
4. Ｆｅの一部に代えて、Ｔｅ：０．００８％以下を含有し、且つ、棒鋼・線材の長手方向に平行である断面積１００ｍｍ²中におけるＭｎとＴｅを主体とする介在物の存在割合が１個未満である請求項１から３までのいずれかに記載の棒鋼・線材。
5. 不純物中のＺｒ：０．０００５％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｍｇ：０．０００５％以下及びＲＥＭ（希土類元素）：０．００１０％以下である請求項１から４までのいずれかに記載の棒鋼・線材。
   

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