JPH11310848A

JPH11310848A - 高強度快削非調質鋼材用連続鋳造鋳片および鋼材の製造方法

Info

Publication number: JPH11310848A
Application number: JP11708698A
Authority: JP
Inventors: Toru Kato; 徹加藤; Koji Watari; 宏二渡里
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1998-04-27
Filing date: 1998-04-27
Publication date: 1999-11-09

Abstract

(57)【要約】【課題】非調質のままで高い引張強度と疲労強度および
良好な靱性を有し、優れた被削性を有する鋼材用の連続
鋳造鋳片およびその鋼材の製造方法の提供。【解決手段】Ｃ０．１〜０．６％、Ｓｉ０．０５〜１．
５％、Ｍｎ０．４〜２．０％、Ｓ０．０１〜０．２％、
Ｔｉ０．０４〜１．０％、Ａｌ０．００５〜０．０５
％、Ｎ０．００８％以下を含有し、Ｔｉ炭硫化物と金属
相からなる共晶組織部の鋳片の断面に占める面積率が
０．５〜１０．０％である連続鋳造鋳片、およびこの鋳
片から熱間で鋼材に加工する過程で１３００℃未満の温
度で加熱する鋼材の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、機械構造部品など
の素材を製造するための鋳片であって、優れた被削性を
有するとともに、熱間加工後の焼入れと焼戻しの調質処
理を必要としない、すなわち非調質のままで高い強度と
靱性を発揮する鋼材を製造するのに好適な連続鋳造鋳片
およびその鋳片を素材にした鋼材の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】従来、高い引張強度と疲労強度（以下、
両者を合わせて単に強度と記す場合もある）および靱性
を必要とする機械構造部品などは、熱間加工で所定の形
状に粗加工し、次いで切削加工により目的の形状に仕上
げた後、焼入れと焼戻しの調質処理を行うのが一般的で
あった。しかし、近年、省エネルギーの社会的要請か
ら、調質処理を必要としない熱間加工のまま使用できる
非調質鋼の開発が進められてきた。

【０００３】また、熱間加工後の切削加工性を改善する
ために、被削性の向上に対する要望も大きい。鋼材の被
削性は金属組織に大きく依存し、フェライト・パーライ
ト組織の被削性は良好である。また、被削性向上元素の
添加によっても、被削性が改善されることも知られてい
る。一般に、Ｐｂ、Ｔｅ、Ｂｉ、ＣａおよびＳなどの快
削元素を単独あるいは複合添加することにより被削性が
向上する。

【０００４】したがって、非調質鋼にこれら快削元素を
添加して、鋼材の被削性を改善する対策が採られてき
た。しかし、これら機械構造用鋼などの非調質鋼に単に
快削元素を添加しただけの場合には、目的とする強度が
確保できない場合がある。

【０００５】被削性を確保しつつ高い強度と良好な靱性
という機械的性質を満足する非調質鋼として、特開平７
−５４１００号公報には、「被削性の優れた高強度熱間
鍛造用非調質鋼」が提案されている。ただし、この公報
で提案された鋼は、金属組織をフェライトとベイナイト
の混合組織として被削性を向上させる鋼であり、そのた
めＳｉを３．０〜５．０重量％含有させている。したが
って、高い強度は得られても靱性が低く、高い強度と良
好な靱性が要求される場合には適用できない。

【０００６】また、特開平７−２６８５３８号公報に
は、Ｐｂ、Ｓ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ、Ｃａ等の快削元素を
添加し、熱間鍛造後に自然放冷したままで得られる「被
削性に優れた高靱性非調質鋼」が提案されている。しか
し、この公報で提案されている鋼はＮ含有率が０．０１
〜０．０３％と高い。そのため、この場合にも、高い強
度を達成しても靱性が低く、高い強度と良好な靱性を要
求される場合には適用しにくい。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、機械構造部
品などの素材を製造するための鋳片であって、優れた被
削性を有するとともに、通常の熱間加工とそれに続く冷
却処理のみで、すなわち非調質のままで高い強度と靱性
を発揮する鋼材を製造するのに好適な連続鋳造鋳片およ
びその鋳片を素材にした鋼材の製造方法を提供すること
を目的とする。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）に示す高強度快削非調質鋼材用連続鋳造鋳片なら
びに、下記（２）に示すその鋳片を素材とする鋼材の製
造方法にある。

【０００９】（１）重量％で、Ｃ：０．１〜０．６％、
Ｓｉ：０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｓ：０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．０４〜１．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００８％以
下、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｖ：０〜０．３％、Ｎｂ：０
〜０．０５％、Ｍｏ：０〜０．５％、Ｃｕ：０〜１．０
％、Ｎｉ：０〜２．０％、Ｂ：０〜０．０２％、Ｐｂ：
０〜０．５％、Ｃａ：０〜０．０１％を含有し、残部は
Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ｔｉ硫化物もしく
はＴｉ炭硫化物またはその両者と金属相とからなる共晶
組織部を有し、この共晶組織部の鋳片の断面に占める面
積率が０．５〜１０．０％であることによる高強度快削
非調質鋼材用連続鋳造鋳片。

【００１０】（２）上記（１）に記載の鋳片を熱間で鋼
材に加工する過程の加熱工程で、１３００℃未満の温度
で加熱することによる高強度快削非調質鋼材の製造方
法。

【００１１】なお、鋼材に加工する加熱工程とは、たと
えば分塊圧延時の鋳片の加熱、また、分塊圧延して得ら
れた中間素材から鋼材に熱間加工するときの中間素材の
加熱、あるいは分塊圧延前に中心偏析等の拡散を目的に
鋳片の加熱などの加熱処理のことである。

【００１２】本発明者らは、Ｔｉを添加した炭素鋼また
は低合金鋼では、鋼材中に微細なＴｉ硫化物もしくはＴ
ｉ炭硫化物またはその両者（以下、これらをまとめて、
単にＴｉ炭硫化物と記す）を適切な量だけ分散させれ
ば、被削性を飛躍的に向上させることができ、かつ高い
強度および良好な靱性が得られるという知見を得た。

【００１３】さらに、熱間加工後の鋼材中に微細なＴｉ
炭硫化物を分散させるためには、連続鋳造鋳片にＴｉ炭
硫化物と金属相からなる共晶組織部（以下、単に共晶組
織と記す場合もある）を生成させればよいことが分かっ
た。鋳片にＴｉ炭硫化物を共晶組織として生成させる
と、共晶組織内部のＴｉ炭硫化物は著しく微細化する。
この鋳片を特定の温度より低い温度で加熱し熱間加工す
ると、得られる鋼片中には、微細なＴｉ炭硫化物が均一
に分散して残存するようになり、強度および靱性の向上
とともに被削性が飛躍的に向上する。

【００１４】鋳片中にＴｉ炭硫化物と金属相の共晶組織
を生成させるためには、連続鋳造方法による必要があ
る。造塊法の場合には、鋼塊中心部の冷却速度が遅いた
め、共晶組織固有の融点より高い温度に保持される時間
が長く、共晶組織の量が少なくなる傾向がある。また鋼
塊特有のＶ偏析が発生するため粗大なＴｉ炭硫化物が生
成しやすい。そのため、鋼材に微細なＴｉ炭硫化物を均
一に分散させることができない。これに対して、連続鋳
造方法の場合には、鋳片中心部の冷却速度が速いので、
適当な量と大きさの共晶組織を得ることができる。

【００１５】また、この鋳片を熱間加工する際の加熱温
度をこの共晶組織に固有の融点を超えない条件とするこ
とにより、得られる鋼材では、Ｔｉ炭硫化物が微細に分
散し、強度および靱性の向上とともに被削性が飛躍的に
向上する。

【００１６】

【発明の実施の形態】本発明が対象とする非調質鋼材を
製造するのに好適な化学組成、および鋳片の金属組織と
しての共晶組織と製造方法、ならびにその鋳片を素材に
した鋼材の製造方法について、以下に詳しく説明する。
なお、各成分の含有率の％表示は重量％を意味する。

【００１７】（Ａ）化学組成Ｃ：０．１〜０．６％Ｃは、強度の確保に有効な元素である。機械構造用鋼と
して必要な性能を得るためには、０．１％以上を必要と
する。しかし、Ｃ含有率が０．６％を超えると、疲労強
度や靱性の低下を招く。Ｃは炭硫化物を構成する元素の
一つであるが、この含有率の範囲であれば、目標とする
被削性を得ることができる。したがって、Ｃ含有率は
０．１〜０．６％とする。

【００１８】Ｓｉ：０．０５〜１．５％Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素である。また、切削時の
切り屑表面の潤滑を促進する作用がある。これらの効果
を発揮させるためには、０．０５％以上含有させる必要
がある。しかし、Ｓｉ含有率が１．５％を超えると、被
削性が悪化するので、上限は１．５％とする。したがっ
て、Ｓｉ含有率は０．０５〜１．５％とする。

【００１９】Ｍｎ：０．４〜〜２．０％Ｍｎは、鋼の脱酸に有効で、また、強度を向上させる元
素であり、とくに固溶強化により疲労強度を向上させ
る。しかし、０．４％未満では、それらの効果が得られ
ない。一方、Ｍｎ含有率が２．０％を超えると、これら
の効果が飽和するのみならず靱性が著しく悪化する。し
たがって、Ｍｎ含有率は０．４〜２．０％とする。

【００２０】Ｓ：０．０１〜０．２％Ｓは、ＣおよびＴｉと結合してＴｉ炭硫化物を形成する
のに必要であり、本発明では必須の元素である。しか
し、その含有率が０．０１％未満では、必要な量のＴｉ
炭硫化物が得られない。一方、Ｓ含有率が０．２％を超
えると、ＭｎＳが過剰に生成し、Ｔｉ炭硫化物による被
削性向上効果を阻害するようになる。したがって、Ｓ含
有率は０．０１〜０．２５とする。より好ましい範囲
は、０．０３〜０．２％である。

【００２１】Ｔｉ：０．０４〜１．０％Ｔｉは、本発明において重要な元素である。Ｔｉは、Ｃ
およびＳと結合してＴｉ炭硫化物を形成する。しかし、
０．０４％未満の含有率では、必要な量のＴｉ炭硫化物
が得られない。また、Ｔｉ含有率が１．０％を超える
と、粗大なＴｉＮやＴｉ₂Ｓが析出するようになり、微
細なＴｉ炭硫化物を均一に分散させることができない。
また、靱性の低下を招く。したがって、Ｔｉ含有率は
０．０４〜１．０％とする。

【００２２】Ａｌ：０．００５〜０．０５％Ａｌは強力な脱酸元素であり、その効果を得るために
０．００５％以上含有させる。しかし、Ａｌ含有率が
０．０５％を超えると、鋼中にＡｌＮが過剰に析出し、
鋳片の表面割れの原因となる。したがって、Ａｌ含有率
は０．００５〜０．０５％とする。

【００２３】Ｎ：０．００８％以下本発明では、Ｎを低く制御する必要がある。Ｎは、鋼中
でＴｉと結合しやすく、ＴｉＮを生成して、Ｔｉを固定
する。Ｔｉが固定されると、本発明で規定する範囲では
あっても、とくにＴｉ含有率が低い場合には、Ｔｉ炭硫
化物が生成し難くなり、被削性向上の効果が薄れる。ま
た、過剰にＮが存在すると、ＮはＡｌと結合しＡｌＮを
析出し、鋳片の表面割れの原因となる。したがって、Ｎ
含有率は、０．００８％以下が望ましい。

【００２４】以下に述べるＣｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃ
ｕ、Ｎｉ、Ｂ、ＰｂおよびＣａは必要に応じて添加する
元素である。したがって、添加する場合の望ましい範囲
について、以下に説明する。

【００２５】Ｃｒ：０〜２．０％Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高めるとともに固溶強化によっ
て疲労強度を高めるのに有効な元素である。これらの効
果を発揮させるためには、０．０３％以上が望ましい。
しかし、Ｃｒ含有率が２．０％を超えると、これらの効
果が飽和するのみならず靱性が低下する。

【００２６】Ｖ：０〜０．３％Ｖは、微細な窒化物や炭窒化物を析出させ、鋼の強度を
向上させるに有効な元素である。この効果を発揮させる
ためには、０．０５％以上含有率させるのが望ましい。
しかし、Ｖ含有率が０．３％を超えると、上記の析出物
が粗大化し、強度の向上効果が低下する。

【００２７】Ｎｂ：０〜０．０５％Ｎｂは、微細な窒化物や炭窒化物を析出させ、オーステ
ナイト粒径の粗大化を防止し疲労強度を向上させるのに
有効な元素である。この効果を得るためには、０．００
５％以上含有させるのが望ましい。しかし、Ｎｂ含有率
が０．０５％を超えると、炭窒化物が粗大化し被削性が
悪くなる。

【００２８】Ｍｏ：０〜０．５％Ｍｏは、鋼の強度を高め、また焼入れ性を高めるのに有
効な元素である。これらの効果を得るために０．０５％
以上含有させるのが望ましい。Ｍｏ含有率が０．５％を
超えると、硬度が過度に上昇し、靱性が低下する。

【００２９】Ｃｕ：０〜１．０％Ｃｕは、鋼の靱性への悪影響を伴わずに、疲労強度およ
び被削性を向上させるのに有効な元素である。これらの
効果を得るために０．２％以上含有させるのが望まし
い。Ｃｕ含有率が１．０％を超えると、これらの効果が
飽和することに加えて、熱間加工時の鋼片の表面割れの
原因となる。

【００３０】Ｎｉ：０〜２．０％Ｎｉは、鋼の焼入れ性を向上させるに有効な元素であ
る。この効果を得るためには、０．２％以上含有させる
のがよい。しかし、Ｎｉ含有率が２．０％を超えると、
その効果が飽和するとともに、製造コストの上昇を招
く。

【００３１】Ｂ：０〜０．０２％Ｂは、微量の添加で鋼の焼入れ性を向上させるに有効な
元素である。この効果を得るために０．０００５％以上
含有させるのがよい。Ｂ含有率が０．０２％を超えると
靱性が低下する。

【００３２】Ｐｂ：０〜０．５％Ｐｂは、鋼の被削性を高めるに有効な元素である。本発
明の方法により、Ｐｂを添加しなくとも被削性を向上さ
せることが可能であるが、さらにＰｂを添加することも
可能である。被削性を向上させるために、０．０３％以
上含有させるのが望ましい。しかし、Ｐｂ含有率が０．
５％を超えると、均質に鋼中に分散させることが困難に
なる。

【００３３】Ｃａ：０〜０．０１％Ｃａは、鋼の被削性を高めるに有効な元素である。この
効果を得るためには、０．００１％以上含有させるのが
望ましい。しかし、Ｃａ含有率が０．０１％を超える
と、その効果が飽和するばかりか、粗大な介在物が生成
し、強度に悪影響を与える。

【００３４】（２）鋳片の共晶組織本発明の方法では、鋼材中に微細なＴｉ炭硫化物を適切
な量だけ分散させて被削性を向上させるとともに、高い
強度および良好な靱性を有する鋼材を得る。熱間加工後
の鋼材中に、この微細なＴｉ炭硫化物を分散させるに
は、連続鋳造鋳片にＴｉ炭硫化物および金属相からなる
共晶組織を生成させればよいことは、前述のとおりであ
る。

【００３５】本発明では、鋳片内の共晶組織部の面積率
を０．５〜１０．０％とする。鋳片での共晶面積率が、
０．５％未満では、それを基にした鋼材の被削性の改善
効果は認められない。これに対して、共晶面積率が０．
５％以上の鋳片を熱間加工した鋼材の場合には、顕著に
被削性が改善される。図２は、共晶面積率が鋼材の被削
性に及ぼす影響を示す図である。共晶面積率を求めた鋳
片の鋳造方向の隣の鋳片を、熱間加工し、直径６０ｍｍ
の丸棒を作製してドリル穿孔する被削性試験を実施し
た。Ｐｂ快削鋼並の高い被削性を確保するためには、鋳
片で１．２％以上の共晶面積率とすることが好ましい。
一方、鋳片の共晶面積率が１０％を超えると、その鋳片
から得られる鋼材の強度及び靱性が劣化する。したがっ
て、鋳片の断面に占める共晶組織部の面積率は、０．５
〜１０．０％が望ましい。

【００３６】以下に、鋳片の共晶組織について説明す
る。

【００３７】図１は、良好な被削性が得られた本発明例
の鋼材に対応する連続鋳造鋳片の中心部の金属組織の一
例を模式的に示す図である。鋳片中心部から試料を切り
出し、鏡面研磨したのち倍率１００倍および４００倍の
光学顕微鏡で観察した。図１に示す例では、約３００μ
ｍ程度の大きさで、明らかにマトリックスとは異なる金
属組織が存在している。この集合体の１つを詳細に観察
すると、幅約１０μｍ程度の帯状の中に、極く小さい粒
と地（金属相）で構成された共晶組織がある。

【００３８】この共晶組織の中の粒は、Ｔｉ炭硫化物
で、このＴｉ炭硫化物については、鋳片から採取した試
料を鏡面研磨し、倍率４００倍以上の光学顕微鏡で観察
すれば、その色と形状から容易に他の介在物と識別でき
る。すなわち、Ｔｉ炭硫化物の色は極めて薄い灰色で、
形状は粒状あるいは棒状として観察できる。また、Ｔｉ
炭硫化物の判定はＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析装
置）などの分析機能を備えた顕微鏡で観察することによ
っても行うことができる。このＥＤＸ分析の結果、Ｔｉ
炭硫化物のＴｉとＳの原子比は２：１であり、その一部
にＣが含有されていると考えられ、Ｔｉ₂ＳあるいはＴ
ｉ₄Ｃ₂Ｓ₂の分子式で表される。一個のＴｉ炭硫化物
の幅は１μｍ以下の大きさである。

【００３９】また、共晶組織内の金属相については、同
じく倍率４００倍以上の光学顕微鏡で観察すれば、いわ
ゆる均質な無色の地として観察できる。金属相組織は、
フェライトである。なお、共晶組織以外のマトリックス
は、フェライトとパーライトの混合組織である。

【００４０】このＴｉ炭硫化物と金属相の共晶組織は、
溶鋼の凝固過程で生成し、その生成機構は次のように推
定される。すなわち、共晶組織は、鋳片表皮近傍の柱状
晶組織の樹間の偏析部および中心部側の等軸晶の粒間に
生成している。このことから、これらの偏析部にＴｉ、
Ｃ、Ｓが濃化し共晶反応を起こした結果、共晶組織が生
成したものと考えられる。

【００４１】鋳片中心部においても冷却速度の速い連続
鋳造の場合には、この偏析部にＴｉ炭硫化物が析出を開
始することなく共晶反応を起こすため、微細なＴｉ炭硫
化物を含む共晶組織となる。

【００４２】鋳片中心部では、ひとかたまりの共晶組織
の集まりである共晶組織部の大きさは、図１に示すとお
り、最大３００μｍ程度である。鋳片の冷却速度の違い
により共晶組織の集まりの大きさは変化し、鋳片の表皮
近傍では、この大きさは、最大１０μｍ程度である。

【００４３】次に、鋳片の断面に占める共晶組織の面積
率（以下、共晶面積率と記す）の求め方について説明す
る。鋳片から採取した横断面の試料を鏡面研磨し、倍率
１００倍で観察し、写真を撮影する。写真上の共晶組織
の形状を長方形あるいは正方形等に近似して面積の合計
から共晶面積を求め、観察した鋳片面積で除して共晶面
積率を求める。試料の大きさは３０ｍｍ×３０ｍｍで、
そのうちの被顕視野は２．７ｍｍ×３．４ｍｍで、３視
野ずつ調査し、その平均値を求める。また、鋳片の位置
別に共晶面積率に分布があるため、試験符号毎の共晶面
積率については、上記方法で鋳片中心部と表皮下１０ｍ
ｍの位置の共晶面積率を求めて平均値を求める。

【００４４】（３）鋳片およびそれを素材にした鋼材の
製造方法微細なＴｉ炭硫化物を含む共晶組織を有する鋳片の製造
方法として、鋳片中心部においても冷却速度の速い連続
鋳造方法が好適である。

【００４５】次に、鋼材の製造方法について説明する。
図３は、共晶面積率が４．８％である連続鋳造鋳片を、
１２８０℃と１３５０℃で加熱したときの加熱にともな
う共晶面積率の変化を示す図である。共晶組織は、１３
５０℃の加熱により、共晶組織が溶融あるいは元素の拡
散により縮小、さらに消失するのに対して、１２８０℃
での加熱では、共晶面積率はほとんど変化しない。この
ことは、Ｔｉ炭硫化物および金属相の共晶組織の共晶温
度が約１３００℃であることを示している。

【００４６】以上述べたように、連続鋳造方法により本
発明で規定する範囲の化学組成の鋼の鋳片を製造し、こ
の鋳片を熱間で鋼材に加工する過程の加熱工程では加熱
温度を１３００℃未満とすることによって、本発明で目
的とする鋼材を製造することができる。

【００４７】

【実施例】垂直部長さ１６ｍの垂直曲げ型連続鋳造機を
用いて、表１に示す化学組成を備える厚み３００ｍｍ、
幅４００ｍｍの鋳片を、鋳造速度０．５５ｍ／分で鋳造
した。

【００４８】

【表１】

【００４９】鋳片から試料を採取し、共晶面積率を調査
した。また、鋳片は、１１５０℃の加熱温度で約３時間
（在炉時間）加熱し、分塊圧延を行なうとともに、鋼片
をいったん冷却して後に、再び１２５０℃で約３時間
（在炉時間）加熱して、直径６５ｍｍの鋼材に加工し
た。

【００５０】この鋼材の被削性、引張強度、疲労強度お
よびシャルピー吸収エネルギーの調査を行った。

【００５１】本発明例のＮｏ．４〜６および比較例のＮ
ｏ．１０と１１は、鋳片を分塊圧延および鋼材へ熱間加
工する前に、所定の加熱温度と加熱時間で熱処理を行
い、その試料から共晶面積率の変化を調査した。

【００５２】鋳片の共晶面積率の調査は、鋳片中心部お
よび鋳片表皮下１０ｍｍの位置から試料を採取して前述
のとおりの方法で平均値を求めた。鋼材の被削性試験の
方法は、次のとおりである。得られた鋼材を２５ｍｍの
厚さに輪切りし、中心部分をドリル穿孔する被削性試験
を実施した。刃先摩損により穿孔不能となるまでに穿孔
された貫通孔の数を数え、被削性の評価を行った。穿孔
にはＪＩＳ高速度工具鋼ＳＫＨ５１のφ５ｍｍストレー
トシャンクドリル刃を使用し、水溶性の潤滑剤を用い
て、０．１５ｍｍ／ｒｅｖの送り速度、回転数９８０ｒ
ｐｍの条件で試験した。なお、被削性は硬度により変化
するので、いずれの鋼材もＨｖが２３０〜２４０となる
ように熱処理を行い硬度を調整した。

【００５３】機械的性質の調査については、次のとおり
に行った。鋼材の表面から１５ｍｍの位置（およそＲ／
２部、Ｒは丸棒の半径）から、ＪＩＳＺ２２０１
（金属材料引張試験片）で規定する１４Ａ号試験片、小
野式回転曲げ試験片（平行部の直径が８ｍｍでその長さ
が１８．４ｍｍ）およびＪＩＳＺ２２０２（金属材
料衝撃試験片）で規定する３号試験片を採取し、室温で
の引張強度と疲労強度およびシャルピー吸収エネルギー
を調査した。

【００５４】表２に、調査結果を示す。

【００５５】

【表２】

【００５６】本発明で規定する化学組成の鋼Ａ、Ｂおよ
びＣを用いた本発明例のＮｏ．１〜３は、鋳片の共晶面
積率は０．８〜４．８％と本発明で規定する範囲内の値
であり、その鋼材は良好な被削性を有するとともに、高
い引張強度と疲労強度および靱性を持っていた。

【００５７】これに対して、ＴｉあるいはＳ含有率が本
発明で規定する化学組成の下限より低い鋼ＤおよびＥを
用いた比較例のＮｏ．７および８は、鋳片に共晶組織が
生成しておらず、そのため鋼材の被削性が悪かった。Ｓ
含有率が本発明で規定する上限を外れた鋼Ｆを用いた比
較例のＮｏ．９は、鋳片の共晶面積率は確保されていた
が、鋼中に粗大なＭｎＳが析出しており、鋼材の被削性
が低下するとともに、靱性も劣っていた。

【００５８】鋳片の共晶面積率が、鋼材の被削性に及ぼ
す影響を調査するため、本発明例のＮｏ．４および５で
は、鋳片を分塊圧延する前に、鋳片を１３５０℃で３時
間および８時間加熱して、鋳片の共晶面積率を２．１％
と０．８％に減少させた。その後、分塊圧延および鋼材
に熱間加工した。この分塊前の鋳片の加熱処理時の加熱
温度は１３００℃を超えているが、加熱時間が短いた
め、その鋳片を加工した鋼材の被削性は良好であるが、
本発明例のＮｏ．１に比べて劣る。

【００５９】これに対して、比較例のＮｏ．１０および
１１は、上記本発明例のＮｏ．４および５と同様に、鋳
片の分塊圧延前に鋳片を、それぞれ１３５０℃で１２時
間および２０時間加熱した。そのため、鋳片の共晶面積
率が、それぞれ０．４％と０％に低下した。この鋳片を
分塊圧延し、その後に熱間加工して得た鋼材の被削性
は、いずれも劣っていた。

【００６０】さらに、分塊圧延前の鋳片を、１２８０℃
で３０時間加熱処理した本発明例のＮｏ．６では、長時
間の加熱にもかかわらず、加熱温度が低いため、鋳片の
共晶面積率はほとんど減少せず、その鋳片を分塊圧延を
経て鋼材に圧延したものは、良好な被削性を有した。

【００６１】これらのことから、鋳片を加熱する際に、
１３００℃を超えても、加熱時間が短ければよいが、１
３００℃を超えないことが望ましいことがわかる。

【００６２】

【発明の効果】本発明の鋳片を用いて、本発明の方法に
よって得られる鋼材は、高い被削性を有し、高い引張強
度と疲労強度および良好な靱性を有する非調質の機械構
造用鋼材を製造することが可能である。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明例の鋼材に対応する連続鋳造鋳片の中心
部の金属組織の一例を模式的に示す図である。

【図２】鋳片の共晶面積率が鋼材の被削性に及ぼす影響
を示す図である。

【図３】本発明例の鋼の連続鋳造鋳片を、１２８０℃と
１３５０℃で加熱処理したときの共晶面積率の変化を示
す図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：０．１〜０．６％、Ｓｉ：
０．０５〜１．５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｓ：
０．０１〜０．２％、Ｔｉ：０．０４〜１．０％、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０５％、Ｎ：０．００８％以下、
Ｃｒ：０〜２．０％、Ｖ：０〜０．３％、Ｎｂ：０〜
０．０５％、Ｍｏ：０〜０．５％、Ｃｕ：０〜１．０
％、Ｎｉ：０〜２．０％、Ｂ：０〜０．０２％、Ｐｂ：
０〜０．５％、Ｃａ：０〜０．０１％を含有し、残部は
Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、Ｔｉ硫化物もしく
はＴｉ炭硫化物またはその両者と金属相とからなる共晶
組織部を有し、共晶組織部の鋳片の断面に占める面積率
が０．５〜１０．０％であることを特徴とする高強度快
削非調質鋼材用連続鋳造鋳片。
【請求項２】請求項１に記載の鋳片を熱間で鋼材に加工
する過程の加熱工程で、１３００℃未満の温度で加熱す
ることを特徴とする高強度快削非調質鋼材の製造方法。