CN105308196A - 马氏体时效钢的生产方法和夹杂物的微细化方法 - Google Patents

马氏体时效钢的生产方法和夹杂物的微细化方法 Download PDF

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Abstract

提供：马氏体时效钢的制造方法，所述方法能够进一步使Ti系夹杂物微细化并使钢锭内位置之间Ti系夹杂物的尺寸差异最小化；和使夹杂物微细化的方法。本发明涉及通过使用真空电弧重熔设备的真空电弧重熔法来制造马氏体时效钢的方法。该方法包括，作为必需工序的在设备的坩埚中将由马氏体时效钢组成的自耗电极熔融并由此生产钢锭的钢锭生产工序，所述钢锭生产工序包括用导入钢锭与坩埚之间的稀有气体冷却钢锭的冷却工序。

Description

马氏体时效钢的生产方法和夹杂物的微细化方法
技术领域
本发明涉及马氏体时效钢的生产方法和马氏体时效钢中的夹杂物的微细化方法。
背景技术
马氏体时效钢具有约2,000MPa的非常高的拉伸强度，因此用于包括需要高强度的部件如金属模具(metalcrucibles)和火箭用部件、离心分离机部件、航空机部件和汽车发动机的无级变速机用部件等各种目的。
马氏体时效钢通常包含适量的Mo和Ti作为强化元素，并且通过由时效处理(agingtreatment)引起诸如Ni3Mo、Ni3Ti和Fe2Mo等金属间化合物析出可实现高强度。如上所述包含Mo和Ti的马氏体时效钢的代表组成包括按质量百分数计的18％Ni-8％Co-5％Mo-0.45％Ti-0.1％Al-bal.Fe。
然而，虽然马氏体时效钢具有非常高的拉伸强度，但是其疲劳强度不一定高。包含氮化物和碳氮化物如TiN和TiCN的非金属夹杂物(non-metallicinclusions)(下文中，非金属夹杂物可简称为"夹杂物")已被认为是劣化疲劳强度的主因。特别地，TiN经常以具有尖角部(sharpcornerportions)的长方体形状存在。长方体形状的尖角部可成为裂纹(cracks)传播至金属基体(基质)的起点。随着裂纹传播，金属材料可能断裂。如果夹杂物具有小尺寸，则它们可几乎不会成为金属材料疲劳破坏的起点。然而，如果此类夹杂物在金属材料中长大，可能会以此类夹杂物为起点发生疲劳破坏。
为了减少上述夹杂物的量，已使用真空电弧重熔(下文中可称作"VAR")。通过采用VAR生产的马氏体时效钢具有钢的组分均匀偏析(distributed)而且夹杂物的量变得较小的优点。
然而，即使在通过使用真空电弧重熔设备生产的马氏体时效钢中，包含氮化物和碳氮化物如TiN和TiCN的相对大的夹杂物残留为残渣，并且残留的大的夹杂物将照原样残留在经历了在VAR后进行的热锻(hotforging)、热处理、热轧和冷轧的材料中。此类残留的大的夹杂物为可由于充当起点的夹杂物而发生疲劳破坏的原因。
关注由夹杂物引起的上述问题，已提出夹杂物微细化的提案。例如，JP2001-214212A(专利文献1)提出含Ti钢的生产方法，其中在真空感应炉中将不包括TiN系夹杂物的含Ti钢的原料(stock)熔融并铸造为电极，通过使用含Ti钢电极进行VAR，从而使TiN系夹杂物微细化。
另外，已提出Ti系夹杂物如TiN和TiCN的精制或微细化方法。例如，JP4692282B1(专利文献2)讨论了钢锭的生产方法，所述方法包括在一次真空熔融期间将Mg添加至熔融金属中调整混合在钢水中的氧化物的组成而使MgO为主组分的Mg氧化物形成工序；在Mg氧化物形成工序后通过凝固钢水使Mg氧化物残留的自耗电极(consumableelectrode)获得工序；和在与Mg氧化物形成工序的压力相比大气压力减少下重熔自耗电极、以使熔融金属中的Mg氧化物解离为Mg和氧并使Mg含量低至Mg氧化物形成工序中的Mg含量的50％以下的解离工序。
现有技术文献
[专利文献]
[专利文献1]JP2001-214212A
[专利文献2]JP4692282B1
发明内容
发明要解决的问题
专利文献1提出的方法的特征在于通过使用不包含Ti系夹杂物如TiN和TiCN的含Ti钢成分可使Ti系夹杂物微细化。管理成分自身的品质是减少Ti系夹杂物的量的手段之一，然而，用这种方法，可能的问题是高成本，这是因为高品质的成分必然是昂贵的。Ti系夹杂物根据熔融条件等产生。因此，根据熔融条件等在生产过程中Ti系夹杂物有可能长大。因此，管理成分可能解决不了问题。
相反，专利文献2中讨论的夹杂物的微细化方法利用Mg，并且该方法是非常有效的，这是因为Ti系夹杂物可变得显著微细化。如果已由专利文献2中讨论的方法微细化的Ti系夹杂物可进一步微细化，或者如果经历重熔后取决于钢锭内位置的不同而尺寸各异的Ti系夹杂物可更加均一化，则马氏体时效钢制品的品质和特性可进一步稳定化。
本发明的目的在于提供马氏体时效钢的生产方法和能够使Ti系夹杂物进一步微细化并使Ti系夹杂物的根据钢锭内位置而变化的尺寸更加均一化的夹杂物的微细化方法。
用于解决问题的方案
本发明的发明人已研究了使马氏体时效钢中的Ti系夹杂物进一步微细化的方法。结果，本发明人发现，通过基于真空电弧重熔的方法，可进一步微细化Ti系夹杂物，并且可使Ti系夹杂物的随钢锭内不同位置而不同的尺寸更加均一化，同时通过将由包含镁氧化物的马氏体时效钢制成的自耗电极熔融而产生钢锭，将热导率高的气体导入钢锭与坩埚之间以冷却钢锭，从而改进钢锭的冷却效率，因此完成本发明。
具体地，根据本发明的一个方面，通过使用真空电弧重熔和真空电弧重熔设备生产马氏体时效钢的方法，至少包括在设备的坩埚中将由包含镁氧化物的马氏体时效钢制成的自耗电极熔融来生产钢锭的钢锭生产工序，其中钢锭生产工序包括用导入钢锭与坩埚之间的稀有气体冷却钢锭的冷却工序。
根据本发明的另一方面，使用真空电弧重熔和真空电弧重熔设备使马氏体时效钢中的夹杂物微细化的方法，至少包括在设备的坩埚中将由包含镁氧化物的马氏体时效钢制成的自耗电极熔融来生产钢锭的钢锭生产工序，其中钢锭生产工序包括用导入钢锭与坩埚之间的稀有气体冷却钢锭的冷却工序。
发明的效果
根据本发明，残留在马氏体时效钢中的Ti系夹杂物可微细化并且可使夹杂物的尺寸均一。结果，可抑制由于Ti系夹杂物作为起点而引起的疲劳破坏。
附图说明
图1为说明根据本发明的导入稀有气体的真空电弧重熔设备的结构实例的示意图。
具体实施方式
以下将描述本发明的实施方案。然而本发明不在任何方面受限于下述实施方案。
本发明马氏体时效钢的生产方法的最重要特征在于在重熔工序中将稀有气体导入将经历VAR的坩埚与钢锭之间。
在包含Ti的马氏体时效钢中，钢中形成的Ti系夹杂物具有高熔点，因此在自耗电极的重熔期间部分夹杂物残存为残渣并且在钢水池(moltensteelpool)中以固体存在。当钢水池凝固时部分夹杂物生长并产生钢锭。如果可增加钢锭的冷却速度，随着钢锭内部快速凝固，可缩短Ti系夹杂物的生长时间，从而能够使Ti系夹杂物精制或微细化。然而，在VAR期间，即使自耗电极的熔融速度变化，在相同直径的钢锭的凝固期间仍难以使冷却速度大幅变化。这是因为在VAR期间，当钢锭凝固收缩时在钢锭与水冷铜坩埚(water-cooledcoppercrucible)之间生成气体，并且由于间隙使传导热传递变得中断。另一个原因为根据常规技术，因为上述间隙处在减压气氛下而几乎不发生对流热传递，因此主要仅通过辐射热传递释放热，从而不会适当推进钢锭的冷却。根据常规技术，因为热从钢锭的释放速度受限于钢锭与坩埚之间的热传递，所以VAR期间钢锭的冷却速度很大程度上取决于钢锭的直径。
因此，根据本发明的生产方法包括冷却工序，其中当生产钢锭时，通过使用气体导入喷嘴如稀有气体导入管将稀有气体导入钢锭与坩埚之间的间隙来冷却钢锭，以通过钢锭与坩埚之间的对流热传递从钢锭释放热，从而增加凝固中的钢锭的冷却速度。结果，控制VAR期间Ti系夹杂物的生长，因此使Ti系夹杂物微细化。此外，由于可通过从VAR熔融初期开始导入稀有气体来增加整个钢锭的冷却速度，所以可防止沿钢锭的纵向和径向的Ti系夹杂物的粗大化，并且能够使得可根据钢锭中不同位置而不同的Ti系夹杂物的尺寸更均一。
根据本发明，如上所述，将稀有气体导入钢锭与坩埚之间的间隙。由于稀有气体不与钢水或钢锭化学反应，不会新生成夹杂物。此外，使用稀有气体可防止可能由于化学反应而发生的爆炸风险。考虑到钢锭的冷却速度，优选的是使用在各种稀有气体中具有高热导率的稀有气体，并且最优选He，这是因为其具有它们中最高的热导率。此外，应当使用以与钢水和钢锭的化学反应的程度(chance)可忽略的量包含杂质气体的氦气。为了确保此类He气的冷却效果，He的纯度优选为99.9体积％以上。
图1为说明根据本发明的导入稀有气体的真空电弧重熔设备的结构实例的示意图。使用该图，描述包括经由稀有气体导入管将稀有气体导入至真空电弧重熔设备中的坩埚的冷却工序。参考图1，当启动真空电弧重熔设备10的操作时，将重熔用自耗电极1熔融并滴下以形成钢水池2，并形成钢锭3。水冷铜坩埚4冷却钢锭3。将稀有气体A经由气体导入喷嘴5从稀有气体罐(未示出)导入至钢锭3与水冷铜坩埚4之间以冷却钢锭3。稀有气体A的导入压力通过用压力测量装置6测量用于从稀有气体罐进给至水冷铜坩埚4的气体导入喷嘴5内的压力，并通过设置压力控制阀7来控制。
通过增加稀有气体的压力，增加气体的单位体积的热容，并且可增加对流热传递的效果。从上述观点，如果气管内的压力低于100Pa，则对流热传递的效果低，因此，冷却速度的增加效果变低。另外，由于真空电弧重熔设备通常在减压气氛下操作，即使导入至钢锭与坩埚之间的间隙的稀有气体的压力增加，稀有气体仍可从钢锭与坩埚之间的接触部逸出，并且稀有气体可通过真空泵排气。如果用于冷却钢锭的稀有气体从钢锭与坩埚之间的接触部逸出，则逸出的稀有气体可进入熔融电极与钢水池之间的区域。在这种情况下，起弧(arcing)可能由于进入的稀有气体而变得不稳定，并且可增加夹杂物。此外，即使过度增加稀有气体的压力，仍变得难以增加对流热传递的效果。为了促进从钢水的脱硝和Mg蒸发，优选的是控制减压气氛的压力尽可能地低。因此，不优选的是导入过量的稀有气体，这是因为脱硝和Mg蒸发受阻。考虑到上述原因，优选的是将用于导入稀有气体的管内压力设定在100Pa至3,000Pa的范围内。用于导入稀有气体的管内压力的下限优选100Pa，更优选600Pa，并且还更优选1,000Pa。如果压力为1,000Pa以上，则钢水池的深度的减少效果变得显著。特别优选的是控制压力在该范围内，这是因为在该压力范围内，TiN结晶和生长的固-液共存区域变小，并且可确保TiN的微细化效果。用于导入He气的管内压力的上限优选3,000Pa，更优选2,500Pa，并且还更优选1,900Pa。这是因为通过增加He气的压力来增加冷却速度，然而，如果过度增加He气的压力，则气体被抽空，并且可能不利于冷却，降低其效果。
马氏体时效钢的生产方法特别有效于具有300mm至800mm的平均直径的钢锭。这是因为随着钢锭的直径变得越大，由于受钢锭与坩埚之间的对流热传递的影响而使受钢锭自身热阻的影响变得越大，还因为钢锭的冷却速度依赖于钢锭的直径。如果钢锭的热导率变得越低，钢锭的冷却速度趋于越依赖钢锭的直径，并且对于平均直径为300mm以上的钢锭，钢锭的冷却速度的增加效果变得显著。如果钢锭的平均直径小于300mm，即使不导入稀有气体，冷却速度仍足够高，因此即使导入稀有气体，冷却速度的增加效果也变低。另一方面，如果钢锭的平均直径大于800mm，即使通过导入稀有气体来增加钢锭与坩埚之间的对流热传递的效果，热的释放由于钢锭自身的热阻而被抑制，因此在一些情况下甚至到钢锭中心部的冷却速度的增加效果也可能变低。因此，优选设定钢锭的平均直径在300mm与800mm之间。
需要说明的是，在生产马氏体时效钢时，钢锭的直径不是一定的并且对于整个锭而言稍微不均一。因此，在确定钢锭的直径时，计算并使用钢锭的平均直径。
钢锭的冷却速度可设定在0.01℃/秒至0.1℃/秒的范围内。钢锭的冷却速度意指钢锭中心部的冷却速度。难以确定实际操作期间冷却速度的测量值。因此，优选的是例如熔融之前通过进行模拟来确定冷却速度。
需要说明的是，为了确保上述通过导入稀有气体而使钢锭冷却速度增加的效果，有效的是例如，在钢锭生产工序期间设置多个用于导入稀有气体的入口，以使新鲜的稀有气体可一直被导入钢锭的凝固区域。
在本发明的马氏体时效钢的生产方法中，自耗电极为包含镁氧化物的马氏体时效钢。在真空电弧重熔设备的坩埚内部熔融该自耗电极以生产钢锭(钢锭生产工序)。Ti系夹杂物易于以包含主要由镁氧化物(MgO)作为它们的核构成的氧化物的Ti系夹杂物-MgO复合物的形式结晶。因此，马氏体时效钢由于包含镁氧化物而具有微细分散的Ti系夹杂物。因此，如果在钢锭的制造期间利用冷却工序制造由包含镁氧化物的马氏体时效钢制成的自耗电极，可使残留在马氏体时效钢中的Ti系夹杂物微细化并可使夹杂物的尺寸均一。
根据本发明，在钢锭生产工序期间防止Ti系夹杂物的生长。用于该工序的由包含镁氧化物的马氏体时效钢制成的自耗电极可通过例如在真空熔融钢之前添加镁至马氏体时效钢来生产(自耗电极生产工序)。
在该自耗电极生产工序中，获得具有Mg氧化物的马氏体时效钢的重熔用自耗电极。这是因为如果进行该工序，对于Ti系夹杂物易于与主要由MgO作为核构成的氧化物结晶，因此Ti系夹杂物可转化为Ti系夹杂物和MgO的复合物。此外，Ti系夹杂物可分散在自耗电极中而存在。
为了将自耗电极中包含的氧化物转化为主要由Mg氧化物构成的氧化物，优选的是使自耗电极生产工序中Mg的添加量在10ppm至200ppm的范围内。
使用自耗电极进行VAR时，应当通过调整真空泵的强度来使大气压力尽可能地减少，以便促进重熔期间从钢水的表面的Mg的蒸发。Mg蒸发后，构成Ti系夹杂物-MgO复合物的一部分的MgO部消失。因此，残存的Ti系夹杂物保持微细分散，并且由于促进的热分解变得可在钢水中完全熔融Ti系夹杂物。即，如果在VAR期间一次完全熔融Ti系夹杂物，则Ti系夹杂物的尺寸变得取决于它们在VAR的凝固期间的生长。因此，可优良地显示出上述稀有气体的导入效果。
本发明的马氏体时效钢的生产方法对于上述使Ti系夹杂物微细化是有效的。因此，本发明特别有效于生产积极添加Ti的马氏体时效钢。优选组成如下。需要说明的是单位为质量％。
当进行时效处理时钛(Ti)形成微细的金属间化合物，并且是通过析出而有助于钢强度的必需元素。优选的是使Ti为0.2％以上。然而，如果Ti的添加含量超过3.0％，可劣化延性(ductility)和韧性(toughness)。因此，优选的是具有3.0％以下的Ti。
氧(O)为形成氧化物系夹杂物的元素。优选的是减少形成氧化物系夹杂物的氧量。因此，优选的是限制O含量为小于0.001％。
氮(N)为形成氮化物夹杂物和碳氮化物夹杂物的元素。本发明能够使氮化物系夹杂物微细化，但是优选的是减少形成氮化物系夹杂物的氮量。因此，优选的是限制N含量为低于0.0015％的水平。
碳(C)形成碳化物和碳氮化物，并通过减少析出的金属间化合物的量来引起疲劳强度劣化，因此优选的是使C含量的上限为0.01％以下。
镍(Ni)为形成具有高韧性的母相结构的必需元素。如果其含量为8％以下，韧性劣化。另一方面，如果其含量超过22％，奥氏体变得稳定并且变得难以形成马氏体结构。因此，优选的是具有8至22％的Ni。
钴(Co)为在不大幅影响作为基质的马氏体结构的稳定性下通过减少Mo的固溶度以促进Mo的析出并形成微细的金属间化合物来有助于析出和强度的元素。然而，如果其含量小于5％，效果可能不令人满意，而如果其含量超过20％，脆性(brittleness)趋于发展。因此，优选的是具有5至20％的Co。
钼(Mo)为当进行时效处理时形成微细的金属间化合物并通过在基质中的析出而有助于强度的元素。然而，如果其含量小于2％，可限制此类效果，而如果其含量超过9％，趋于形成劣化延性和韧性的粗大析出物(deposits)。因此，优选的是具有2至9％的Mo。
铝(Al)不仅通过时效析出(ageprecipitation)有助于强度还具有脱氧作用，并且优选的是具有0.01％以上的Al，而如果Al的含量超过1.7％，韧性劣化。因此，优选的是具有1.7％以下的Al。
除了上述那些以外，余量可为Fe。因为硼(B)为对于晶粒微细化有效的元素，B可在0.01％以下的范围内添加，这是因为在该范围内的B含量不会劣化韧性。在一些情况下可存在不可避免的杂质元素。
接下来，将描述使根据本发明的马氏体时效钢中的夹杂物微细化的方法。微细化通过在真空电弧重熔设备中真空电弧重熔来实现。该方法至少包括通过在设备的坩埚中熔融由包含镁氧化物的马氏体时效钢制成的自耗电极来生产钢锭的钢锭生产工序。
Ti系夹杂物易于以包含主要由镁氧化物(MgO)作为它们的核构成的氧化物的Ti系夹杂物-MgO复合物的形式结晶。包含镁氧化物的马氏体时效钢具有微细分散的Ti系夹杂物。因此，如果使用由包含镁氧化物的马氏体时效钢制成的自耗电极，通过进行包括含有冷却工序的钢锭生产工序的生产方法，可使残留在马氏体时效钢中的Ti系夹杂物微细化并且可使它们的尺寸更均一。
该钢锭生产工序包括使用导入钢锭与坩埚之间的稀有气体冷却钢锭。这是因为其通过钢锭与坩埚之间的对流热传递变得可增加凝固的钢锭的冷却速度。结果，变得可防止VAR期间Ti系夹杂物生长并使Ti系夹杂物微细化。此外，因为变得可通过VAR从熔融初期开始导入稀有气体来增加整个钢锭的冷却速度，所以可防止沿钢锭的纵向和径向的Ti系夹杂物的粗大化，并且能够使得可根据钢锭中不同位置而不同的Ti系夹杂物的尺寸更均一。
钢锭的冷却速度可设定在0.01℃/秒至0.1℃/秒的范围内。钢锭的冷却速度意指钢锭中心部的冷却速度。
本发明中，将稀有气体导入钢锭与坩埚之间的间隙。因为稀有气体不与钢水或钢锭化学反应，所以不会新生成夹杂物，并且考虑到钢锭的冷却速度，优选的是使用在各种稀有气体中具有高热导率的稀有气体，并且氦(He)是最优选的，这是因为稀有气体中其具有最高的热导率。使用稀有气体可避免由化学反应引起的爆炸风险。另外，如果使用He，应当使用以可以忽略与钢水和钢锭的化学反应的程度的量包含杂质气体的He气。为了获得充分的冷却效果，He的纯度应当为99.9体积％以上。
冷却工序可包括经由稀有气体导入管将稀有气体导入坩埚的稀有气体导入工序。通过增加稀有气体的压力，增加气体的单位体积的热容，以便增加对流热传递。如果气管内的压力低于100Pa，则对流热传递的效果低，因此，冷却速度变低。另外，由于真空电弧重熔设备通常在减压气氛下操作，即使增加已导入至钢锭与坩埚之间的间隙的稀有气体的压力，稀有气体仍可通过真空泵排气。因此，即使稀有气体的压力增加至超过3,000Pa，仍变得难以增加对流热传递的效果。此外，为了促进从钢水的脱硝和Mg蒸发，优选的是控制减压气氛的压力尽可能地低。因此，导入过量的稀有气体是无用的，这是因为脱硝和Mg蒸发受阻。因此，优选的是将用于导入稀有气体的管内压力设定在100Pa至3,000Pa的范围内。用于导入稀有气体的管内压力的下限优选100Pa，更优选600Pa，并且还更优选1,000Pa。用于导入He气的管内压力的上限优选3,000Pa，更优选2,500Pa，并且还更优选1,900Pa。
马氏体时效钢中夹杂物的微细化方法特别有效于具有300mm至800mm的平均直径的钢锭。这是因为随着钢锭的直径变得越大，受钢锭自身的热阻的影响变得大于钢锭与坩埚之间的对流热传递的效果，并且还因为钢锭的冷却速度变得更依赖于钢锭的直径。如果钢锭自身的热导率变得越低，钢锭的冷却速度趋于越依赖于钢锭的直径，并且对于平均直径为300mm以上的钢锭，钢锭的冷却速度的增加效果变得显著。如果钢锭的平均直径小于300mm，即使不导入稀有气体，冷却速度仍充分高，因此通过导入的稀有气体来增加冷却速度的效果变低。另一方面，如果钢锭的平均直径大于800mm，即使通过导入稀有气体来增加钢锭与坩埚之间的对流热传递的效果，热的释放由于钢锭自身的热阻而被抑制，因此在一些情况下甚至到钢锭中心部的冷却速度的增加效果也可能变低。因此，优选使钢锭的平均直径在300mm至800mm。
需要说明的是，马氏体时效钢中的夹杂物的微细化方法中，钢锭的直径不是一定的并且对于整个锭而言稍微不均一。因此，在确定钢锭的直径时，计算并使用钢锭的平均直径。
通过本发明的钢锭生产工序防止Ti系夹杂物的生长。用于该工序的由包含镁氧化物的马氏体时效钢制成的自耗电极可通过例如在真空熔融之前将镁添加至马氏体时效钢来生产(自耗电极生产工序)。
根据该自耗电极生产工序，获得用于具有Mg氧化物的马氏体时效钢的重熔的自耗电极。Ti系夹杂物易于与主要由MgO作为它们的核构成的氧化物结晶，因此Ti系夹杂物可转化为Ti系夹杂物和MgO的复合物。此外，自耗电极具有分散的Ti系夹杂物。
为了将包含于自耗电极的氧化物转化为主要由Mg氧化物构成的氧化物，优选添加10ppm至200ppm的Mg。
在使用自耗电极进行VAR时，气氛应当控制为具有尽可能低的压力，以促进重熔期间从钢水表面的Mg的蒸发。Mg蒸发后，构成Ti系夹杂物-MgO复合物的一部分的MgO部消失。残存的Ti系夹杂物微细分散，并且由于促进的热分解而变得可在钢水中完全熔融Ti系夹杂物。由于通过进行VAR完全熔融Ti系夹杂物，则Ti系夹杂物的尺寸变得取决于它们在VAR的凝固期间的生长。因此，可优良地显示出上述稀有气体的导入效果。
实施例
以下，将参考实施例和参考例更详细地描述本发明，然而，本发明不在任何方面受限于下述实施例。
(实施例1)
参考实施例1详细描述本发明。对于自耗电极生产工序，通过真空熔融生产真空电弧重熔用自耗电极。生产自耗电极时，添加14ppm的Mg以形成Mg氧化物。从自耗电极取样试验片，并在硝酸溶液中溶解试验片，并通过5μm的过滤器过滤溶液，从而从自耗电极获得夹杂物作为不溶于硝酸的残渣。使用扫描型电子显微镜(SEM)观察所得夹杂物，并进行能量分散型X-射线光谱分析(EDS)以确认Mg氧化物是否存在。结果，确认夹杂物为包含MgO作为核的TiN系夹杂物。通过VAR重熔自耗电极，从而生产钢锭。
需要说明的是，为了实现本发明例和参考例二者的重熔用电极的相同组成、夹杂物的相同数量和尺寸，在自耗电极生产工序期间，使用具有相同形状的模具同时成形钢水，从而生产两个重熔用电极。通过使用如图1所示的真空电弧重熔设备10进行真空电弧重熔。本发明的实施例中，当两个重熔用电极1之一由VAR重熔时，将根据工业He气纯度规定为4N以上的He气，即具有99.99体积％以上纯度的He气导入至钢锭3与水冷铜坩埚4之间，并将该实施例称作本发明例No.1。当通过真空电弧重熔来重熔另一重熔用电极时，在钢锭3与水冷铜坩埚4之间未导入He气，并且该情况称作参考例No.11。在本发明例和参考例二者中，钢锭的平均直径为500mm。
对于用He气冷却，通过使用如图1所示的真空电弧重熔炉安装重熔用电极1并在水冷铜坩埚4内部进行熔融。熔融期间，经由安装在水冷铜坩埚4的下部的气体导入喷嘴5将He气导入至钢锭3与水冷铜坩埚4之间的间隙。通过使用压力测量装置6测量用于将气体从He气罐进给至坩埚4的管内的压力，并使用压力控制阀7将He气的压力控制为总是恒定的。填充在钢锭3与水冷铜坩埚4之间的间隙而从钢锭3除去热、并从间隙逸出的导入的He气最终通过使用图中未示出的真空泵排出至外部。
在熔融期间打开安装至管的管道阀门8并确认He气的压力控制在设定水平之后，继续重熔用电极的熔融。用于实施例No.1的管内He气压力为1,200Pa。完成电极的熔融后，关闭安装至管的管道阀门8，并且进一步地，将压力控制设备的设定值设定为0Pa。用于本发明例No.1和参考例No.11的重熔用电极的组成、和由本发明例No.1和参考例No.11生产的钢锭的组成示于表1。
[表1]
(质量％)
除上述那些以外的元素为Fe和不可避免的杂质。
方括号内示出的元素的含量的单位为ppm。
接下来，为了从由VAR重熔的马氏体时效钢的钢锭的顶部、中间部和底部取样试验片用于确认夹杂物，沿与中心轴垂直的方向以等间隔切断钢锭，并从钢锭的顶部、中间部和底部的钢锭中心部(D/2部，D＝钢锭的直径)和钢锭半径中间部(D/4部)取样用于分析夹杂物的2g试验片。将夹杂物分析用试验片溶解在硝酸溶液中，并通过过滤器过滤不溶于硝酸的Ti系夹杂物如TiN和TiCN。用SEM观察过滤后残留在过滤器上的残渣以确认包含TiN和TiCN的Ti系夹杂物的尺寸。
需要说明的是，对于包含TiN和TiCN的Ti系夹杂物的直径，通过SEM观察来选择Ti系夹杂物并拍摄选择的夹杂物，由图像分析软件捕获拍摄的Ti系夹杂物的SEM照片，测定Ti系夹杂物的轮廓，通过图像处理计算各轮廓内的面积，将各面积转化为圆面积，并将圆的直径用作Ti系夹杂物的直径。过滤器上观察到的全部Ti系夹杂物的直径中最大的用作最大长度。对于顶部、中间部和底部确认的包含TiN和TiCN的Ti系夹杂物的尺寸示于表2和表3。表2示出从钢锭的中心部(D/2部)获得的样品的结果，和表3示出从钢锭半径的中间部(D/4部)获得的样品的结果。
[表2]
[表3]
如表2和表3所示，对于导入He气的本发明例No.1，对于顶部、中间部和底部的全部位置，Ti系夹杂物的最大长度较小。在参考例11的情况下，观察到像约7.8μm一样粗的粗大的Ti系夹杂物，而本发明例No.1中，Ti系夹杂物的最大尺寸约为7.2μm。因此，确认到在由真空电弧重熔生产马氏体时效钢锭时，通过将He气导入至钢锭与坩埚之间的间隙使Ti系夹杂物微细化。
作为在钢锭顶部、中间部和底部处Ti系夹杂物的最大长度之间的比较的结果，在参考例No.11的情况下，对于沿钢锭的纵向和径向的不同位置，最大长度从7.2μm至7.8μm的范围内不规则变化(表2和表3)。另一方面，在本发明例No.1的情况下，对于沿钢锭的纵向和径向的不同位置，最大长度在7.0至7.2μm的范围内(表2和表3)。对于将He气导入至钢锭与坩埚之间的间隙的情况，钢锭的不同位置的Ti系夹杂物的尺寸的均一性(evenness)水平高。
(实施例2)
实施例2中，钢锭的直径大于实施例1的，并且确认本发明是否可应用于大型钢锭生产的情况。该实施例中，在真空电弧重熔设备的管内He气压力改变的条件下生产钢锭。首先，类似于如上所述的实施例1，自耗电极生产工序中，通过真空熔融生产三个真空电弧重熔用自耗电极。自耗电极的生产中，添加Mg以形成Mg氧化物。为了确认Mg氧化物是否存在，使用类似于实施例1的方法，从自耗电极取样试验片以确认Mg氧化物是否存在，结果，三个自耗电极全部具有包含MgO作为它们的核的Ti系夹杂物。通过VAR重熔自耗电极以生产钢锭。
对于三个电极中的两个重熔用电极1，在由VAR重熔以生产钢锭期间，将具有99.9体积％以上的纯度的He气导入至钢锭3与水冷铜坩埚4之间(本发明例No.2和No.3)。对于另一重熔用电极，在真空电弧重熔期间不将He气导入至钢锭3与水冷铜坩埚4之间(参考例No.12)。在本发明例和参考例二者中，钢锭的平均直径为550mm。
以类似于实施例1的方式进行用He气的冷却。在用He气冷却时，本发明例No.2将管内He气压力设定为1,300Pa和本发明例No.3设定为1,860Pa。用于本发明例和参考例的重熔用电极的组成、以及由本发明例和参考例生产的钢锭的组成示于表4。
[表4]
(质量％)
除上述那些以外的元素为Fe和不可避免的杂质。
方括号内示出的元素的含量的单位为ppm。
接下来，将由VAR重熔的马氏体时效钢锻造以具有板坯(slab)形状，然后为了从顶部、中间部和底部取样试验片用于夹杂物分析，沿与中心轴垂直的方向以等间隔切断钢锭，并在沿径向和厚度方向的中心部从钢锭取样2g试验片。因为在锻造钢锭以具有板坯形状之后取样夹杂物分析用试验片，所以未检查包含TiN和TiCN的Ti系夹杂物沿钢锭径向的尺寸分布。需要说明的是，通过类似于实施例1的方法测定包含TiN和TiCN等的Ti系夹杂物的尺寸，并且在过滤器上观察到的全部Ti系夹杂物中最大的Ti系夹杂物用作具有最大长度的Ti系夹杂物。表5示出板坯中顶部、中间部和底部观察到的包含TiN和TiCN等的Ti系夹杂物的尺寸。
[表5]
如表5所示，对于其中导入He气的本发明例No.2和No.3，对于顶部、中间部和底部的全部位置，Ti系夹杂物的最大长度较短。参考例No.12中，观察到具有约7.5μm至8.1μm的直径的粗大的Ti系夹杂物。另一方面，在本发明例中，最大的Ti系夹杂物为7.26μm。从上述结果来看，明显的是即使钢锭的直径大，归因于由导入He气获得的冷却效果，仍使Ti系夹杂物微细化。
此外，在本发明例，特别是在本发明例No.2和No.3中，Ti系夹杂物的尺寸较少有不均一，对于顶部和中间部，最大长度分别在7.0μm至7.15μm和7.2μm至7.3μm的范围内。另一方面，在参考例No.12中，板坯的顶部、中间部的Ti系夹杂物的最大长度在8.1至8.5μm的范围内，并且与本发明例相比Ti系夹杂物的尺寸更加不均一。
表6示出当在实施例1和2中生产钢锭时放热量的计算结果。放热量如下式(1)表示的，通过将导入至水冷铜坩埚的冷却水的温度的平均值与钢锭冷却后由水冷铜坩埚排出的冷却水的温度的平均值之间的温度差乘以冷却水的流量来计算。从真空电弧重熔炉的操作状态变得稳定时、即从操作开始过去200分钟后的时刻(即，重熔开始时刻)，到重熔终止时、即从操作开始过去500分钟后的时刻，在该时间段内测量用于实施例1的冷却水的温度。另一方面，从真空电弧重熔炉的操作状态变得稳定时、即从操作开始过去300分钟后的时刻(即，重熔开始时刻)，到终止重熔时、即从操作开始过去1,000分钟后的时刻，在该时间段内测量实施例2的冷却水的温度。
[式1]
放热量＝(排出的冷却水的温度的平均值－导入的冷却水的温度的平均值)×流量(1)
其中冷却水的温度的单位：℃；流量的单位：L/min
[表6]
从表6所述的结果，示出将He气导入钢锭与坩埚之间的间隙的本发明例中放热量与参考例的放热量相比增加了。明显的是导入至水冷铜坩埚的冷却水使钢锭冷却，并且导入的He气也使钢锭冷却。计算放热量，并基于计算值，确认通过He气的放热效果。
从上述结果来看，通过将He气导入至钢锭与坩埚之间的间隙并用He气冷却钢锭使得根据钢锭中不同位置而不同的Ti系夹杂物的尺寸更均一。关于板坯底部，由于其为与水冷铜坩埚4的底部接触的部分，所以与其它部分相比冷却速度较高。因此，获得坩埚的冷却效果与He气的冷却效果的协同效果，因此与钢锭的顶部和中间部相比，Ti系夹杂物在板坯底部更加微细化。
如上所述，在由真空电弧重熔来重熔马氏体时效钢时将He气导入至钢锭与坩埚之间的间隙，从而可使Ti系夹杂物微细化并抑制出现在钢锭不同位置的Ti系夹杂物的尺寸的不均一。结果，能够防止由于马氏体时效钢中的夹杂物作为起点而发生的疲劳破坏，从而可使马氏体时效钢制品的品质和特性稳定化。
附图标记说明
1重熔用自耗电极
2钢水池
3钢锭
4水冷铜坩埚
5气体导入喷嘴
6压力测量装置
7压力控制阀
8管道阀门
10真空电弧重熔设备
A稀有气体

Claims (10)

1.一种通过使用真空电弧重熔设备来真空电弧重熔的马氏体时效钢的生产方法，所述方法包括：
通过在所述设备的坩埚中将由包含镁氧化物的马氏体时效钢制成的自耗电极熔融来生产钢锭的钢锭生产工序，
其中所述钢锭生产工序包括用导入所述钢锭与所述坩埚之间的稀有气体冷却所述钢锭的冷却工序。
2.根据权利要求1所述的马氏体时效钢的生产方法，其中所述稀有气体包括99.9体积％以上的He。
3.根据权利要求1或2所述的马氏体时效钢的生产方法，所述冷却工序包括经由稀有气体导入管将所述稀有气体导入所述坩埚的稀有气体导入工序，所述稀有气体导入管内部的所述稀有气体的压力为100Pa至3,000Pa。
4.根据权利要求1至3任一项所述的马氏体时效钢的生产方法，其中所述钢锭的平均直径为300mm至800mm。
5.根据权利要求1至4任一项所述的马氏体时效钢的生产方法，所述方法进一步包括通过在真空熔融所述马氏体时效钢之前将镁添加至所述马氏体时效钢来生产所述自耗电极的自耗电极生产工序。
6.一种通过使用真空电弧重熔设备来真空电弧重熔的马氏体时效钢中的夹杂物的微细化方法，所述方法包括：
在所述设备的坩埚中将由包含镁氧化物的马氏体时效钢构成的自耗电极熔融来生产钢锭的钢锭生产工序，
其中所述钢锭生产工序包括用导入所述钢锭与所述坩埚之间的稀有气体冷却所述钢锭的冷却工序。
7.根据权利要求6所述的马氏体时效钢中的夹杂物的微细化方法，其中所述稀有气体包括99.9体积％以上的He。
8.根据权利要求6或7所述的马氏体时效钢中的夹杂物的微细化方法，所述冷却工序包括经由稀有气体导入管将所述稀有气体导入所述坩埚的稀有气体导入工序，其中所述稀有气体导入管内部的所述稀有气体的压力为100Pa至3,000Pa。
9.根据权利要求6至8任一项所述的马氏体时效钢中的夹杂物的微细化方法，其中所述钢锭的平均直径为300mm至800mm。
10.根据权利要求6至9任一项所述的马氏体时效钢中的夹杂物的微细化方法，所述方法进一步包括通过在真空熔融所述马氏体时效钢之前将镁添加至所述马氏体时效钢来生产所述自耗电极的自耗电极生产工序。
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