专利名称：：锻造用钢和用其得到的锻造品的制作方法
技术领域：
：本发明涉及锻造用钢和用其得到的锻造品。使用本发明的锻造用钢锻造的锻造品，在机械、船舶、电机等产业领域被广泛有效地活用，但以下进行中心说明的是，作为代表性的用途例，其适用于作为船舶用驱动源的传动构件使用的曲轴的情况。
背景技术：
：对使用锻造用钢制造的、例如作为船舶用驱动源的传动构件的大型曲轴，要求其在严酷的使用环境下也难以发生疲劳破坏，具有优异的疲劳特性。作为使曲轴的疲劳特性提高的方法，非专利文献l中公开的是运用加工面的技术来提高疲劳特性，具体来说公开的是，通过采用RR(RoedereRuget)法，使之比通过自由锻造法制造的曲轴疲劳特性显著提高，以及实施冷轧加工而使疲劳强度提高等。另外，在非专利文献2中，对于船舶用曲轴所采用的低合金钢的疲劳强度提高进行了研究，公开有(1)夹杂物容易成为疲劳强度的起点，随着钢的高强度化，这一倾向变得显著；(2)夹杂物尺寸越大，疲劳强度越降低；(3)含有伸长的夹杂物的钢材容易表现出疲劳强度的各向异性等。而且，为了使锻造材的疲劳强度提高，给出的结论是，使夹杂物形状成球状，并减小尺寸是有效的宗旨。然而，在这些文献中，用于使夹杂物形状球状化，且减小尺寸的具体的方法并未公开，应该控制的夹杂物的种类和尺寸等也没有阐明。因此认为，为了使对疲劳特性的提高有效的夹杂物的形态控制具体化，则需要进一步的研究。可是，作为钢中夹杂物的形态控制法，至今为止提出有各种方法，例如在专利文献1中，作为用于得到耐层状撕裂(lamellartear)和耐氢诱导裂纹性优异的结构用低合金钢的方法，提出有使硫化物和氧化物一起减少，且控制夹杂物的形态的方法。具体来说，为了抑制阻碍耐层状撕裂和耐氢诱导裂纹性的Mn硫化物的生成，只要降低S量和O量，并且添加Ca禾QMg即可。另外，在专利文献2中公开，通过添加Mg、Ca，抑制容易因热轧而延伸的MnS和连接成团的Al203系夹杂物的生成，进行改变形状以实现微细化等的夹杂物的形态控制。在专利文献3和专利文献4中公开，通过实现氧化物系夹杂物的超微细化，以提高作为齿轮材的面疲劳强度和齿弯曲疲劳强度，具体来说提出的是，作为夹杂物而使难以发生凝集合并的MgO和MgOA1203生成。另外，如果作为硫化物的MnS的一部分为(Mn*Mg)S，则夹杂物的延伸性得到抑制，可知机械的强度的各向异性降低。在专利文献5中公开，为了得到被削性优异的机械结构用钢，作为硫化物如果使MnS、CaS、MgS、(Ca、Mn)S、(Ca、Mg、Mn)S存在，特别是含有REM、Ca和Mg来控制硫化物的形态，则可知机械的性质的各向异性受到抑制，并且被削性比含S快削钢进一步提高。但是，这些夹杂物的形态控制技术，均不是以例如船舶用驱动源的传动构件等在严酷环境下使用的锻造品为对象。因此，为了提高锻造品的疲劳特性，就要求以用于锻造品的制造的锻造用钢为对象，研究确立独自的夹杂物控制方法。以上述船舶用驱动源的传动构件等的锻造品所使用的锻造用钢为对象，特别列举专利文献6。在该专利文献6中指出，通过规定S、Ca、Mg、Al和O的含量，且使Ca和Mg的含量满足式(l)，则能够提高疲劳特性。但是，为了更具体地把握存在于大型钢锭中的夹杂物的形态，以确实地提高疲劳特性，则认为需要进一步的研究。非专利文献1"曲轴的进步改善"，日本船舶用机关学会志，昭和48年10月，第8巻，第10号，p.54-59非专利文献2"关于高强度曲轴材的疲劳强度特性的研究"，JournaloftheJIME，平成13年，vol.36，No.6，p.385-390专利文献1特公昭58-35255号公报专利文献2特公昭57-59295号公报专利文献3特开平7-188853号公报专利文献4特开平7-238342号公报专利文献5特开2000-87179号公报专利文献6特开2004-225128号公报
发明内容本发明鉴于这样的情况而做，其目的在于，提供一种用于得到表现出优异的疲劳特性的锻造品的夹杂物被微细化的锻造用钢，以及使用这种锻造用钢得到的发挥出良好的疲劳特性的锻造品(特别是曲轴)。所谓本发明的锻造用钢，具有的特征是，含有C:0.20.6%(意思％的意思。以下同)、Si:0,050.5%、Mn:0,21.5%、Nh0.13.5%、Cr:0.94%、Mo:0.10.7%、Al:0馬0.1%、S:0.008%以下(不含0%)、O:0.0025%以下(不含0%)TotalCa:0.0030%以下(不含0%)、TotalMg:0.0015°/。以下(不含0%)，并且使固溶Ca和固溶Mg满足下述(I)(IV)的任意一项。(I)固溶Ca:2500ppb(质量ppb的意思。以下同)，并且固溶Mg:0.045ppm(质量ppm的意思。以下同)(II)固溶Ca:2100ppb，且固溶Mg:510ppm(III)固溶Ca:2ppb以下(不含0ppb)，且固溶Mg:0.045ppm(IV)固溶Ca:2500ppb，且固溶Mg:0.04ppm以下(不含0ppm)本发明的锻造用钢，此外作为其他元素还可以含有(a)从V、Nb、Ta和Hf构成的群中选择的1种以上，合计为0.0050.2%,(b)Ti:0.05%以下(不含0%)，(c)Cu:1.0%以下(不含0%)。本发明的锻造用钢，钢中存在的最大夹杂物的当量圆直径低于100,。在本发明中，也包括使用上述锻造用钢制造的锻造品(特别是曲轴)。本发明按上述构成，通过调整钢中的固溶Ca量和固溶Mg量，能够控制所形成的夹杂物的形态，能够提供夹杂物被微细化的锻造用钢。使用这样的锻造用钢得到的锻造品，能够期待优异的疲劳特性，特别是作为船舶所使用的曲轴等的大型锻造制品极为有用。图1是表示本发明规定的TotalCa量和TotalMg量的范围的曲线图。图2是表示钢中存在的最大夹杂物的当量圆直径和耐久限度比的关系的曲线图。具体实施例方式本发明者们在前述这种情况之下，以提高在严酷的环境下使用的锻造品的疲劳特性为最终目标，从种种角度进行了研究。特别是凝固温度缓慢的大型钢锭(例如20吨以上)，因为难以获得作为目标的疲劳强度，所以从与以往不同的观点进行了研究。其结果发现，特别是通过使钢中的固溶Ca量和固溶Mg量在(I)(IV)的任意一项的范围内，并且控制钢中的TotalCa量和TotalMg量以及S量，则钢中存在的最大夹杂物的尺寸显著变小，会充分地提高疲劳强度。以下对于本发明进行详述。首先在本发明中，使钢中的固溶Ca量和固溶Mg量在上述(I)(IV)的任意一项的范围内。以下对于各范围进行说明。(I)固溶Ca.'2500ppb，且固溶Mg:0.045ppm通过使钢中的固溶Ca和固溶Mg含量在上述范围内，作为氧化物低熔点的(Ca、Al、Mg)0{指包括全部()内的元素的氧化物。以下同}生成。因为该氧化物在锻造时容易变形，所以能够使锻造品中的夹杂物尺寸微细。另外，作为硫化物，低熔点的(Ca、Mg、Mn)S(指包括全部()内的元素的氧化物。以下同}或者(Ca、Mg)S生成(若固溶Ca和固溶Mg的含量比较多，则有成为(Ca、Mg)S的倾向)。该硫化物比MnS更容易微细分散，因此能够使锻造品中的夹杂物尺寸微细。(II)固溶Ca:2100ppb，且固溶Mg:510ppm通过使钢中的固溶Ca和固溶Mg含量在上述范围内，氧化物从高熔点的MgO成为低熔点的(Ca、Al、Mg)O。另外硫化物从高熔点的MgS，成为低熔点的(Ca、Mg)S。上述(Ca、Al、Mg)O在锻造时容易变形，另外(Ca、Mg)S比MgS更容易微细分散，因此能够使锻造品中的夹杂物尺寸微细。(III)固溶Ca:2ppb以下(不含0ppb)，且固溶Mg.'0.045ppm通过使钢中的固溶Ca和固溶Mg含量在上述范围内，作为氧化物，比八1203难凝集的尖晶石(spinelle)(Al、Mg)O生成，另外，作为硫化物，比MnS更容易微细分散的(Mg、Mn)S生成，因此作为结果，粗大的夹杂物的生成得到抑制，能够使疲劳特性提高。(IV)固溶Ca:2500ppb，且固溶Mg:0.04ppm以下(不含0ppm)通过使钢中的固溶Ca和固溶Mg含量在上述范围内，作为氧化物，比"203难凝集、且为低熔点的(Al、Ca)O生成，另外作为硫化物，比MgS更容易微细分散的(Ca、Mn)S，因此作为结果，粗大的夹杂物的生成得到抑制，能够使疲劳特性提高。若钢中的固溶Ca和固溶Mg的含量在上述(I)(IV)以外的范围，则粗大的夹杂物容易生成，因为不为优选。例如，固溶Mg量超过10ppm时，与固溶Ca量无关，高熔点的MgS和MgO在凝固中大量生成，成为粗大的夹杂物而使纯净度降低，因此不为优选。另外，即使固溶Mg量在10ppm以下，而固溶Ca量低于2ppb量，上述MgS和MgO也生成，它们凝集而变得粗大。另外，因为MgS和MgO如上述为高熔点，所以锻造时变形容易，在锻造品中作为粗大的夹杂物残留。另一方面，固溶Mg量低于0.04ppm，固溶Ca量低于2ppb时，作为氧化物粗大的A1203生成，另外作为硫化物粗大的MnS生成，因此不为优选。还有，上述钢中的固溶Ca和固溶Mg的含量，如后述实施例所示，由SIMS(SecondaryIonizationMassSpectrometer,二次离子质量分析装置)测定。其次，对于本发明规定TotalCa量、TotalMg量和S量的理由进行说明。(TotalCa:0.0030%以下(不含0%))若钢中的TotalCa量超过0.0030%，则粗大的含Ca氧化物(CaO等)和含Ca硫化物(CaS)，另外还有它们的复合夹杂物容易发生。因此在本发明中，将TotalCa量抑制在0.0030。/。以下。优选为0.0020%以下，更优选为0.0015%以下。(TotalMg:0.0015%以下(不含0%))若钢中的TotalMg量超过0.0015%，则粗大的含Mg氧化物(MgO等)、含Mg硫化物(MgS)和它们的复合夹杂物容易发生。因此在本发明中，将TotalMg量抑制在0.0015%以下。优选为0.0010%以下，更优选为0.0008%以下。图1是表示本发明规定的上述TotalCa量和TotalMg的范围的曲线图，采用并整理了后述的实施例的数据。(S:0.008%以下(不含0%))S容易在钢中形成粗大的硫化物(MnS、CaS、MgS)，因此是构成使锻造用钢锭的疲劳强度降低的原因的元素。因此，钢中的S量为0.008%以下，优选为0.005%以下，更优选为0.003%以下，进一步优选为0.001%以下。本发明为了像这样实现夹杂物的微细化，而在调整上述成分方面具有特征，但是，为了使例如曲轴等的锻造品所要求的强度和韧性，再有使本发明中作为目标的疲劳强度的提高达到确实，优选使钢材满足下述成分组成。(C:0.20.6%)C是有助于强度提高的元素，为了确保充分的强度，可以使之含有0.2%以上，优选为0.25%以上，更优选为0.3%以上。但是若C量过多，则会使曲轴的韧性劣化，因此将其抑制在0.6%以下，优选为0.55%以下，更优选为0.5%以下。(Si:0,050.5%)Si是在强度提高、脱氧方面发挥作用的元素。为了使两种效果一起得到充分发挥，可以使Si量为0.05%以上，优选为0.1%以上，更优选为0.15%以上。但是若过多，则反而V偏析显著，因此为0.5%以下，优选为0.45%以下，更优选为0.4%以下。(Mn:0.21.5%)Mn也是提高淬火性并且有助于强度提高的元素，为了确保充分的强度和淬火性，可以使之含有0.2%以上，优选为0.5%以上，更优选为0.8%以上。但是若过多，则反而有助长V偏析的情况，因此为1.5%以下，优选为1.2%以下。(Ni:0.13.5%)Ni作为韧性提高元素为有用的元素，使之含有0.1%以上。优选为0.2%以上。但是，若Ni量变得过剩，则成本上升，因此为3.5%以下，优选为3.0%以下。(Cr:0.940/0)Cr是提高淬火性并且使韧性提高的元素，这些作用通过使之含有0.9M以上，优选为1.1%以上，更优选为1.3%以上而有效地得到发挥。但是若过多，则反而存在助长V偏析的情况，因此为4%以下，优选为3%以下，更优选为2%以下。(Mo:0.10.7%)Mo是在淬火性、强度、韧性的全在提高上有效发挥作用的元素，为了有效地发挥这些作用，使之含有0.1%以上，优选为0.20%以上，更优选为0.25%以上。但是Mo是平衡分配系数小，容易成为微偏析(正常偏析)的原因的元素，因此为0.7%以下，优选为0.6%以下，更优选为0.5%以下。(Al:0駕0.1%)Al作为炼钢工序中的脱氧元素有效，另外对钢的耐裂纹性也有效。因此，使A1量(指TotalAl量。以下同)含有0.005%以上，优选使之含有90.010%以上。另一方面，Al以A1N等的形态固定N，除了阻碍N和V等的配合带来的钢的强化作用以外，还与各种元素结合而生成非金属夹杂物和金属间化合物，有使钢的韧性降低的情况，因此Al量为0.1。/。以下，优选为0.08%以下。(0:0.0025%以下(不含0%))O(氧)形成Si02、A1203、MgO、CaO等的氧化物，是构成夹杂物而使钢锭的疲劳强度降低的元素。因此，优选O极力降低，O量(TotalO量)为0.0025%以下，优选为0.0015%以下。本发明所使用的锻造用钢的成分组成如上述，余量是铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可列举P和N等，P优选为0.03%以下，更优选为0.02%以下。另夕卜，N优选为0.01%以下，更优选为0.008%以下。在不对前述本发明的作用造成不良影响的范围内，如下述，也可以使用进一步积极地含有其他元素的锻造用钢。(从V、Nb、Ta和Hf之中选择的1种以上合计0.0050.2%)V、Nb、Ta、Hf具有析出强度及组织微细化效果，是对钢材的高强度化有用的元素。为了有效地发挥这样的作用，优选含有从V、Nb、Ta和Hf之中选择的1种以上合计为0.005%以上，更优选合计为0.01%以上。但是，即使使之过剩地含有，上述效果也是饱和，因为在经济性上浪费，所以优选为合计在0.2%以下，更优选合计在0.15%以下。(Ti:0.05%以下(不含0%))Ti是作为不可避免的杂质被包含，或者是期待钢的耐氢裂纹性的改善效果而使之含有的元素。Ti系夹杂物要构成TiN、TiC、Ti4C2S2这样的微细夹杂物而分散在钢中，吸纳捕捉超过固溶限度的钢中的剩余氢，在改善钢的耐氢裂纹性上具有很大的效果。为了发挥这样的效果，优选使钢中的Ti量为0.0002%以上，更优选为0.0004%以上，进一步优选为0.0006%以上。但是，作为不可避免的杂质被含有时和为了发现上述效果而使Ti含有时的任意一种情况下，若Ti量超过0.05。/。，则在钢中都会形成粗大的氮化物，有使疲劳特性降低的情况。因此，钢中的Ti量优选为0.05W以下。更优选为0.03%以下，进一步优选为0.01%以下。(Cu:1.0%以下(不含0%))Cu是作为不可避免的杂质被包含，或者是作为韧性提高元素而添加的元素(还有，作为韧性提高元素使Cu含有时，优选使01含量为0.05%以上，更优选为0.1%以上)。但是，若Cu量超过1.0。/。，则成本上升的原因，并且热裂纹有可能发生。因此Cu量为1.0%以下，优选为0.5%以下。此外作为被允许积极添加的其他元素的例子，还可列举具有淬火性改善效果的B，和作为固溶强化元素或析出强化元素的W、Ce、La、Zr、Te等，这些元素能够单独添加或复合添加2种以上，但优选合计量抑制在0.1%左右以下。使钢中的S量TotalCa量、TotalMg量、固溶Ca量和固溶Mg量在上述规定的范围内时，推荐下述的方法作为一种手段，但本发明没有规定局限于这一锻造用钢的制造方法，并不受后述的工序限定。S含量能够通过控制2次精炼时的顶渣组成进行调整。具体来说，通过使顶渣中的CaO浓度和SiCb浓度的比(CaO/Si02:以下记述为"C/S")优选高达3.0以上，能够使钢中的S含量降低。另外，作为补充手段，通过再提高CaO浓度和八1203浓度的比(CaO/Al203)，也能够使钢中的S含量降低。推荐使顶渣中的MgO浓度为5%以上，并且使CaO浓度为30%以上。另一方面，若上述顶渣中的MgO浓度和CaO浓度过高，则熔渣固化，从而精炼作业自身变得困难，因此推荐顶渣中的MgO浓度为25M以下，另外顶渣中的CaO浓度推荐为65%以下。另外，精炼时的钢水中的溶存Al浓度推荐在50900ppm的范围内。若钢水中的溶存Al浓度低于50ppm，则溶存氧量上升，凝固中结晶的氧化物个数增加，纯净度恶化，因此不为优选。另一方面，若溶存Al浓度超过900ppm，则溶存氧浓度降低，并且钢中的固溶Ca量和固溶Mg量变得过剩，因此不为优选。通过采用这种方法，能够使钢中的固溶Ca量和钢中的固溶Mg量处于规定范围内。此外在本发明中，通过包含如下内容的工序进行精炼有效对于从转炉或电炉出钢的钢水，进行第l次加热、成分调整，对于该第l次加热、成分调整结束后的钢水，进行脱气处理，对于该脱气处理后的钢水，进行第2次加热、成分调整(加热、成分调整一脱气处理一加热、成分调整)。第1次加热、成分调整是使钢水成分处在规定的范围内的处理，另外，脱气处理是进行除去存在于钢水内的氢等的气体成分的处理，因此两种处理都需要一边极力抑制浮在钢水表面上的顶渣的巻入，一边加大搅拌动力密度。另一方面，第2次加热、成分调整，其主要承担的是使由于上述脱气处理而一下子巻入钢水中的顶渣浮起分离的功能和成分、温度的微调整，可以一边将钢水温度调整到铸造条件相应的温度，一边以不会使新的顶渣巻入发生的低搅拌动力密度来进行搅拌。具体来说，在成分调整(含Al量调整)后的脱气处理时，直至该脱气处理的中期(中途)，推荐搅拌动力密度(S:由后述式(1)求得。下同)以50200W/ton进行搅拌。这样优选使搅拌动力密度为50W/ton以上，更优选为60W/ton以上，优选为200W/ton以下，更优选为180W/ton以下，如此调整喷送气体的流量，其后的脱气处理(中期以后)，推荐使搅拌动力密度为140W/ton以下，优选为120W/ton以下(除去0W/ton)，如此调整喷送气体的流量。另外，在第2次加热、成分调整中，推荐使搅拌动力密度优选为25W/ton以下，更优选为20W/ton以下，优选为2.0W/ton以上，如此来调整吹送气体的流量。更详细地说是遵循如下步骤。首先，从转炉和电炉中出钢到铸桶的钢水，被运送到2次精炼装置，实施第1次加热、成分调整(以后记述为LF-I)。具体来说，通过使电弧放电发生，边加热钢水达到T!^1600'C左右，边釆用熔剂供给装置投入熔剂，再由气体喷送装置喷送Ar气体来搅拌钢水。还有，在LF-I中，熔剂的种类和量推荐为，使后述的真空脱气处理结束后(换言之，即第2次加热、成分调整开始时)的顶渣的组成同时满足如下3个条件，如此来控制加热温度，并调整副原料(熔剂)的投入量(i)CaO的质量相对于Si02的质量为3.0倍以上。(ii)CaO的质量相对于A1203的质量为1.53.5倍以上。(iii)顶渣组成中的T.Fe的质量和MnO的质量的总和为顶渣的总质200810179824.4量的1.0%以下。第1次加热、成分调整结束了的钢水，被搬送到铸桶等真空脱气装置中，对于该钢水实施真空脱气处理(以后也记述为VD)。详细地说，是使排气装置运转，通过排气管在铸桶内排出钢水上方的气体，由此使铸桶内的气氛压力P接近0.5Torr左右的真空状态。再由气体喷送装置喷送Ar气来搅拌钢水。根据以上这样的方法，从成分调整大体完成的钢水除去氢的处理得以进行。在该处理中，优选采用防止顶渣巻入到钢水内和脱氢这两者都能够兼顾的搅拌动力密度s。因此，在VD前半部，如果使搅拌动力密度s为50200W/ton这样来调整底吹气体的流量Qg，则既能够将顶渣的巻入抑制在最小限度，又能够高效率地进行脱氢。另外在VD前半部，如果使拌动力密度e为140W/ton以下(除去0W/ton)这样来调整底吹气体的流量Qg，则巻入的顶渣的浮起分离得到促进，因此优选。还有，在搅拌动力密度s的计算中，底吹气体的喷送前温度T。(Ar气体的喷送前温度)为常温(298K)，底吹气体的喷送后温度Tg(Ar气体的喷送后温度)为钢水温度TL。式1371.Q/TLIn+9.8'Pl.h0+一丄Dg乂(1)s:搅拌动力密度(W/ton)T。底吹气体的喷送前温度(常温(298K))TL:钢水温度(K)ML:钢水量(ton)Pl:钢水密度(kg/m3)Qg:底吹气体流量(Nl/min)Tg:底吹气体的喷送后温度(K)P:气氛压力(torr)h。钢水深度(m)例如，在第1次加热、成分调整(LF-I)中，铸桶的尺寸和实际的钢水装入量Ml等几个条件里然不同，但是，通过使Qg/ML为0.303.75Nl/minton，搅拌动力密度s成为4.767.2W/ton。此外，对于VD后的钢水，进行第2次加热、成分调整(以后记述为LF-II)，由此能够制造高纯净钢。艮P，将真空脱气处理结束了的钢水，搬送到铸桶等2次精炼装置，对钢水实施第2次加热、成分调整。具体来说，可列举通过使电弧放电发生，边加热钢水达到K60(TC左右，边从气体喷送装置喷送Ar气体来搅拌钢水来搅拌钢水。作为钢水的搅拌强度，推荐使通过上式(1)计算的搅拌动力密度s在25W/ton以下，2.0W/ton以上，如此来调整Ar气体的流量Qg。通过使上述搅拌动力密度e在25W/ton以下，能够防止新的顶渣巻入。在此LF-II中，也可以进行成分分析，进行对应需要的成分微调整。如此，通过再度进行LF处理(LF-II)，能够进一步促进从VD途中进行的"巻入的顶渣和脱氧生成物的浮起分离"。还有，如前述，LF-II中的顶渣成分优选为(i)碱度，即CaO/SiO2>3.0，(ii)CaO/Al203=1,53.5，(iii)T,Fe+MnO《1.0质量。/。，从而能够确实地防止顶渣中的氧化物造成的钢水成分的再氧化。如上述，在精炼工序中，包含(加热、成分调整一脱气处理一加热、成分调整)的工序即可，对于其前后的工序则没有限定。因此，可以在例如上述(加热、成分调整一脱气处理一加热、成分调整)工序之后，以上述条件或上述以外的条件，对(脱气处理一加热、成分调整)或(脱气处理一加热)，增加进行的工序1次，或增加多次反复任意一方或双方的工序，也可以在上述(加热、成分调整一脱气处理一加热、成分调整)工序之后，设置以上述条件或上述以外的条件只再度进行脱气这样的工序等。本发明也包括使用上述锻造用钢得到的锻造品，但是共制造方法没有特别限制，例如，通过包含如下工序的工序进行制造即可加热上述锻造用钢之后进行原材锻造的工序；进行中间检查之后加热并锻造成制品形状的工序；通过热处理而均质化，并且进行淬火、正火处理而硬质化的工序；进行机械精加工的工序。作为由该方法得到的锻造品，可列举曲轴(一体型曲轴、组装型曲轴)，以及因为其发挥着优异的疲劳特性，所以除曲轴以外，还可列举船舶用的中间轴、推进轴、组装型曲轴的曲拐、一般机械零件、压力容器、中空原材这样的高强度制品。作为锻造品制造成曲轴时，如果被制造为一体型曲轴，则能够以纯净度高的部分占据轴表层侧，因为能够得到强度和疲劳特性优异曲轴，所以优选。这种情况下，一体型曲轴的制造方法没有特别限定，但优选的是R.R.和T.R.锻造法(使钢锭的轴心为曲轴的轴心部而进行锻造加工，使容易因中心偏析而引起特性的劣化的部分成为曲轴的全部的轴心这样进行一体锻造加工的方法)。还有，作为其他的锻造方法，也可以通过自由锻造法(作为曲柄臂和曲柄销为一体的毛坯进行锻造，通过气体切割和机械加工精加工成曲轴形状的方法)等进行制造。以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明当然不受下述实施例限制，也可以在能够符合前、后述的宗旨的范围适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。实施例在电炉内熔解20100吨(ton)的废钢原料，出钢到铸桶中。其后，使用具有底吹搅拌装置的铸桶加热式精炼装置，进行钢水处理。在该钢水处理工序中，对于从转炉或电炉出钢的钢水，进行第l次加热、成分调整(LF-I)，对于该第1次加热、成分调整结束后的钢水进行脱气处理(VD)，对于该脱气处理后的钢水进行第2次加热、成分调整(LF-n)。在上述第1次加热、成分调整中的成分调整时，将CaO、Al203和MgO等的造渣剂添加到钢水表面，形成含有表1所示的量的CaO和MgO的顶渣。接着，添加Al对钢水进行脱氧，再通过加盖脱气装置的真空处理进行脱氢。在钢水处理中适宜取样钢水以测定钢水中的溶存Al浓度，使该溶存A1浓度在推荐的范围内，从而根据需要而进一步添加Al。钢水中的溶存Al浓度显示在表1中。还有，下述表1所示的含S合金、含Mg合金、含Ca合金在LF-II时添加。另外，到达上述脱气处理(VD)的中期(VD前半部)的搅拌动力密度、其后(中其以后、VD后半部)的脱气处理的搅拌动力密度、和LF-II中的搅拌动力密度如表l所示。上述钢水处理结束后，提取顶渣的试样，并且通过底注铸锭法铸造钢锭(20100吨)。钢锭的凝固完成后，从铸模内抽出钢锭，加热到1150'C以上并实施热锻，制造各种尺寸的圆棒状锻造品。这时，对于20吨钢锭实施热锻并加工成直径250450mm的圆棒状，对于50吨钢锭实施热锻并加工成直径350700mm的圆棒状，对于100吨钢锭实施热锻并加工成直径6001200mm的圆棒状。还有，利用上述顶渣的试样，通过ICP发射光谱分析，调查顶渣中的CaO浓度和MgO浓度。其结果显示在表l中。另外，通过化学分析调查各锻造材的化学成分组成，其结果显示在表2中。此外，测定钢锭中的固溶Ca量和固溶Mg量，并且以下述的方法进行锻造品中的夹杂物组成分析、疲劳试验。还有，表2中的钢中的TotalCa量和TotalMg量根据ICP-质量分析法(ICP-MS法)而求得。研磨从钢锭上提取的试样，装填到二次离子质量分析装置("ims5f"CAMECA公司制)，对于各试样，在500X500(jam2)的区域观察Ca、Mg的二次离子像，在该区域内选择3处Ca、Mg没有局部性地稠化的地方，在深度方向上进行分析。这时的一次离子源为02+。然后，深度方向的浓度分布一定时，以该值作为固溶浓度。在深度方向分析的过程中存在夹杂物时，浓度分布有大的变动，但可到达不存在夹杂物的深度来进行分析，在浓度分布一定的阶段，以该值作为固溶浓度。还有，关于浓度定量的方法，是测定作为标准试料对24Mg(150keV，lX1014atoms/cm2)，27A1(200keV，1X10"atoms/cm2)进行了离子注入的纯铁，采用得到的相对灵敏度系数(RSF)测定原子浓度。这些测定结果一并记录在表2中。在锻造后的圆棒中，从钢锭底部相当位置的中心部切割试样，通过EPMA进行夹杂物的组成分析。这时，对于各试样，随机选择50个以上的夹杂物进行组成分析。其结果显示在表3中。另外在表3中，还显示在上述50个以上的夹杂物之中最大的夹杂物的当量圆直径。还有，表3的所谓"锻造品中的夹杂物"的项目中的"微细"，是指上述夹杂物其当量圆直径均低于10(Him的情况，一并显示的夹杂物组成，在氧化物系的情况下，表示进行了上述分析的全部氧化物系夹杂物之中占5成以上的个数的氧化物的组成，在硫化物的情况下，表示进行了上述分析的全部硫化物系夹杂物之中占5成以上的个数的硫化物的组成。另外，所谓"粗大"是指当量圆直径为lOOiim以上的粗大夹杂物被检测到1个以上的情况，一并显示的夹杂物组成表示上述粗大夹杂物的组成。另外，上述"锻造品中的夹杂物"中，除了氧化物和硫化物各自单独存在的情况以外，还包括氧化物和硫化物呈邻接形态或复合形态(例如以氧化物为核，硫化物存在于周围的形态)的情况(复合夹杂物的情况)，但即使为复合夹杂物，也要分别求得该复合夹杂物中的氧化物和硫化物的尺寸来加以评价。在锻造后的圆棒中，从钢锭底部相当位置的中心部沿半径方向提取直径10mmX长度:30mm的平滑试验片，以下述的条件实施疲劳试验。另外，釆用从与疲劳试验相同的位置提取的试验片，在常温下实施拉伸试验。然后，作为疲劳试验的指标，求得耐久限度比(疲劳强度aw/抗拉强度cjB)。用5个试验片进行该试验，求得耐久限度比的平均值，该耐久限度比超过0.42的评价为疲劳特性优异。其结果显示在表3中。试验方法回转弯曲疲劳试验(应力比=_1，转速3600rpm)疲劳强度评价方法差分法差分应力20MPa初期应力300MPa试验片个数各5个各试验片的疲劳强度=(断裂应力)一(差分应力)表1<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>※余量是铁和不可避免的杂质is:o<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>由表13能够进行如下考察(下述No.表示表13中的实验No.)。No.117因为满足本发明规定的成分组成，所以钢中存在的最大夹杂物小，作为结果可知，能够得到高的耐久限度比。相对于此，No.1828因为钢材的化学成分脱离本发明的规定要件，所以钢中存在的最大夹杂物如下述这样粗大，作为结果是耐久限度比降低。详细地说，No.18是添加了含S合金、含Mg合金和含Ca合金的例子，并且精炼时的搅拌也过强，因此S量、TotalCa量、TotalMg量、固溶Ca量和固溶Mg量全部脱离上限，其结果是氧化物和硫化物都粗大。No.l9因为精炼时的搅拌过强，所以巻入顶渣中的MgO、CaO，作为结果是TotalCa量、TotalMg量、固溶Ca超出上限，氧化物和硫化物都粗大。No.20由于添加含Mg合金，导致TotalMg量和固溶Mg量超过上限，因此形成了粗大的含Mg夹杂物。No.21由于添加含Ca合金，导致TotalCa量和固溶Ca量超过上限，因此形成了粗大的含Ca夹杂物。No.22是添加了含Mg合金，且LF-II时的搅拌弱的例子。这种情况下，虽然固溶Mg量在规定范围内，但是TotalMg量超过上限，因此粗大的含Mg夹杂物产生。No.23是添加了含Ca合金，且LF-II时的搅拌弱的例子。这种情况下，虽然固溶Ca量在规定范围内，但是TotalCa量超过上限，因此粗大的含Ca夹杂物产生。No.24由于添加了含S合金，致使S量超过上限，作为结果是硫化物粗大。No.25是VD前半部的搅拌强度小，且LF-II时的搅拌也弱的例子。这种情况下，固溶Ca量和固溶Mg量不满规定下限值，因此作为结果是粗大的A1203和粗大MnS产生。No.26因为钢水中的溶存Al浓度高于推荐的范围，固溶Ca量超过上限，所以粗大的含Ca夹杂物产生。No.27因为钢水中的溶存Al浓度低于推荐的范围，固溶Ca量和固溶Mg量不江规定下限值，所以粗大的A1203和粗大MnS形成。图2是整理了由EPMA检测的钢中存在的上述最大夹杂物的当量圆直径和耐久限度比的关系的曲线图，但是由该图2可知，耐久限度比和上述最大夹杂物的当量圆直径呈现出非常密切的关联。另外可知，上述最大夹杂物的当量圆直径低于100pm时，能够实现耐久限度比超过0.42的优异的疲劳强度。权利要求1.一种锻造用钢，其特征在于，以质量％计含有C0.2～0.6％、Si0.05～0.5％、Mn0.2～1.5％、Ni0.1～3.5％、Cr0.9～4％、Mo0.1～0.7％、Al0.005～0.1％、S0.008％以下但不含0％、O0.0025％以下但不含0％，全部Ca0.0030％以下但不含0％、全部Mg0.0015％以下但不含0％，并且，固溶Ca和固溶Mg满足下述(I)～(IV)中的任一项，(I)固溶Ca2～500ppb，并且，固溶Mg0.04～5ppm，(II)固溶Ca2～100ppb，并且，固溶Mg5～10ppm，(III)固溶Ca2ppb以下但不含0ppb，并且，固溶Mg0.04～5ppm，(IV)固溶Ca2～500ppb，并且，固溶Mg0.04ppm以下但不含0ppm，其中，ppb表示质量ppb，ppm表示质量ppm。2.根据权利要求1所述的锻造用钢，其特征在于，作为其他元素以质量％计还含有下述(A)(C)中的至少一组(A)从V、Nb、Ta和Hf中选择的1种以上，含量合计为0.0050.2%，(B)Ti:0.05%以下但不含0%，(C)Cu:1.0%以下但不含0%。3.根据权利要求2所述的锻造用钢，其特征在于，钢中存在的最大夹杂物的当量圆直径低于100pm。4.一种锻造品，其使用权利要求3所述的锻造用钢制造而成。5.根据权利要求4所述的锻造品，其中，该锻造品是曲轴。全文摘要提供一种用于得到表现出优异的疲劳特性的锻造品的夹杂物被微细化的锻造用钢，以及使用这种锻造用钢得到的发挥出良好的疲劳特性的锻造品。本发明的锻造用钢，具有的特征是，满足规定的成分组成(特别是固溶Ca和固溶Mg满足下述(I)～(IV)的任意一项)。(I)固溶Ca2～500ppb(质量ppb的意思。以下同)，并且固溶Mg0.04～5ppm(质量ppm的意思。以下同)，(II)固溶Ca2～100ppb，且固溶Mg5～10ppm，(III)固溶Ca2ppb以下(不含0ppb)，且固溶Mg0.04～5ppm，(IV)固溶Ca2～500ppb，且固溶Mg0.04ppm以下(不含0ppm)。文档编号C22C38/44GK101492789SQ20081017982公开日2009年7月29日申请日期2008年12月5日优先权日2008年1月22日发明者出浦哲史,安孙子贵,长尾元裕申请人:株式会社神户制钢所