JP2016222953A

JP2016222953A - 高清浄度鋼の製造方法

Info

Publication number: JP2016222953A
Application number: JP2015108341A
Authority: JP
Inventors: 章敏松井; Akitoshi Matsui; 晃史原田; Akinori Arada; 鍋島　誠司; Seiji Nabeshima; 誠司鍋島; 友章瀬尾; Tomoaki Seo; 三木　祐司; Yuji Miki; 祐司三木
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2015-05-28
Filing date: 2015-05-28
Publication date: 2016-12-28
Anticipated expiration: 2035-05-28
Also published as: JP6314911B2

Abstract

【課題】取鍋精錬設備と真空脱ガス設備とを用いて高清浄度鋼を製造するにあたり、取鍋精錬時のスラグ組成を最適範囲に制御することによって清浄性の高い鋼を製造する。
【解決手段】本発明の高清浄度鋼の製造方法は、転炉から出鋼された溶鋼に対して取鍋精錬設備で取鍋精錬を行い、その後、真空脱ガス設備で真空脱ガス精錬を行って高清浄度鋼を製造する高清浄度鋼の製造方法において、前記取鍋精錬の際のスラグ組成を、（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）が４．０〜６．３の範囲で、（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）が１．８〜２．３の範囲であり、且つ、（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）及び（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）が下記の（１）式の関係を満足するように制御する。
0.0059×(質量%CaO)/(質量%SiO₂)＋0.028×(質量%CaO)/(質量%Al₂O₃)≦0.088…(1)
【選択図】図１

Description

本発明は、取鍋精錬設備と真空脱ガス設備とを用いて非金属介在物の少ない高清浄度鋼を製造する方法に関する。

軸受鋼に代表されるように、優れた転動疲労寿命や静粛性が求められる鋼材、つまり高清浄度鋼においては、鋼中の非金属介在物を極力低減することが必要である。低減すべき鋼中の非金属介在物としては、脱酸生成物、溶鋼−スラグ−耐火物間の反応による生成物、炭化物、窒化物、炭・窒化物などが挙げられる。軸受鋼などのアルミニウム（Ａｌ）で脱酸を行う鋼種では、脱酸直後の非金属介在物（以下、単に「介在物」とも記す）は基本的にＡｌ₂Ｏ₃であるが、例えば、鋼中のＡｌ₂Ｏ₃とスラグ中のＣａＯとの反応によりＣａＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物となったり、溶鋼中のＡｌがスラグ中のＭｇＯや耐火物中のＭｇＯと反応して鋼中にマグネシウム（Ｍｇ）が生成され、このＭｇが鋼中のＡｌ₂Ｏ₃と反応することによってＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物となったりすることが知られている。なかでも、ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物は硬質であるので、転動疲労寿命に及ぼす影響が大きく、高清浄度鋼ではＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物を低減することが特に重要な課題となっている。

このような高清浄度鋼の製造過程における介在物低減技術として、例えば特許文献１には、取鍋内の溶鋼を溶鋼湯面上のスラグとともに攪拌して処理する取鍋精錬において、アーク加熱とガス攪拌とを併用し、溶鋼中のＡｌ濃度が０．００５質量％以上の状態で、スラグ中のＭｇＯ濃度と溶鋼攪拌時間とが所定の関係を満たす条件で処理する技術が開示されている。

特許文献２には、取鍋精錬設備で取鍋精錬を行った後、ＲＨ真空脱ガス装置で真空脱ガス精錬を行って高清浄度鋼を製造する際に、取鍋精錬後のスラグ組成（ＦｅＯ＋ＭｎＯ、ＣａＯ／ＳｉＯ₂、ＭｇＯ、ＣａＯ／Ａｌ₂Ｏ₃、ＴｉＯ₂）を或る範囲に規定し、更に真空脱ガス精錬時の溶鋼環流量を規定する技術が開示されている。

また、特許文献３には、アーク加熱とガス攪拌または電磁攪拌による還元精錬を取鍋精錬設備で実施して高清浄度鋼を製造する際に、還元精錬後の溶鋼中溶存Ｍｇ濃度、使用する取鍋の耐火物組成、及び、還元精錬後の取鍋内のスラグ組成を或る範囲に規定した技術が開示されている。

特開２００３−２８６５１５号公報特開２００８−３０３４０６号公報特開２００７−８４８３８号公報

しかしながら、上記従来技術には以下の問題点がある。

即ち、特許文献１では、ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の生成要因となる溶鋼中Ａｌ濃度とスラグ中ＭｇＯ濃度とを規定している。ここで、取鍋に内張り耐火物として施工されたＭｇＯ系耐火物から取鍋スラグへＭｇＯが溶出し、スラグ中ＭｇＯ濃度が上昇することが知られている。ＭｇＯ系耐火物からのＭｇＯの溶出は、ＭｇＯ系耐火物と接触している取鍋スラグの組成と密接な関係にあり、したがって、スラグ中ＭｇＯ濃度を制御するためには、取鍋スラグの組成を制御することが重要である。しかしながら、特許文献１は、スラグ中ＭｇＯ濃度を適切な範囲に制御するための取鍋スラグの条件を記載しておらず、当該技術を実施するための条件が十分に開示されているとはいいがたい。

特許文献２では、取鍋精錬後のスラグ組成を規定しているが、なかでもスラグの塩基度（質量％ＣａＯ／質量％ＳｉＯ₂）を６．５以上としており、比較的、高塩基度に制御している。このような高塩基度スラグの場合には、スラグ中ＳｉＯ₂の活量が小さいために、溶鋼中珪素（Ｓｉ）によってＡｌ₂Ｏ₃が還元され、溶鋼中のＡｌ濃度が上昇する。溶鋼中Ａｌ濃度の増加に伴い、スラグ中のＭｇＯが還元され、還元されたＭｇとＡｌ₂Ｏ₃系介在物とが反応してＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の生成が懸念される。

特許文献３では、還元精錬後の溶鋼中溶存Ｍｇ濃度、取鍋耐火物組成、還元精錬後のスラグ組成を各成分組成の絶対値（質量％）で規定している。溶鋼中Ａｌによるスラグ中ＭｇＯの還元反応を制御するためには、理論的には、スラグ中のＳｉＯ₂活量やＡｌ₂Ｏ₃活量などを制御する必要がある。つまり、成分組成の絶対値で規定するのではなく、ＣａＯ／ＳｉＯ₂やＣａＯ／Ａｌ₂Ｏ₃といった、スラグを構成する成分の質量比で制御することが肝要であり、したがって、特許文献３に記載されるスラグ成分範囲に制御しただけでは、ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の生成を十分に抑制できない虞がある。

本発明はこのような事情に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、取鍋精錬設備と真空脱ガス設備とを用いて高清浄度鋼を製造するにあたり、取鍋精錬時のスラグ組成を最適範囲に制御することによって、清浄性の高い鋼を製造する方法を提供することである。

上記課題を解決するための本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］転炉から出鋼された溶鋼に対して取鍋精錬設備で取鍋精錬を行い、その後、真空脱ガス設備で真空脱ガス精錬を行って高清浄度鋼を製造する高清浄度鋼の製造方法において、前記取鍋精錬の際のスラグ組成を、（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）が４．０〜６．３の範囲で、（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）が１．８〜２．３の範囲であり、且つ、（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）及び（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）が下記の（１）式の関係を満足するように制御することを特徴とする、高清浄度鋼の製造方法。
0.0059×(質量%CaO)/(質量%SiO₂)＋0.028×(質量%CaO)/(質量%Al₂O₃)≦0.088・・・(1)
［２］前記高清浄度鋼は、被検面積が３０００ｍｍ²のときに、当該高清浄度鋼で検出されたＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物のうちでＭｇＯ濃度が５質量％以上のＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系非金属介在物のＭｇＯ濃度の平均値が１０質量％未満であることを特徴とする、上記［１］に記載の高清浄度鋼の製造方法。
［３］前記取鍋精錬では、下記の（２）式で算出される溶鋼の攪拌動力εが６０〜１７０Ｗ／ｔの範囲となるように、攪拌用ガスの流量、溶鋼温度、取鍋内溶鋼の浴深さのうちのいずれか一種または２種以上を制御することを特徴とする、上記［１］または上記［２］に記載の高清浄度鋼の製造方法。
ε＝6.2×Q×T×{1−273/T＋ln(1＋Z/1.48)}・・・(2)
但し、（２）式において、εは攪拌動力（Ｗ／ｔ）、Ｑは攪拌用ガスの流量（Ｎｍ³／(ｍｉｎ・ｔ)）、Ｔは溶鋼温度（Ｋ）、Ｚは取鍋内溶鋼の浴深さ（ｍ）である。
［４］前記高清浄度鋼は、炭素濃度が０．６０質量％以上１．２０質量％以下、珪素濃度が０．１５質量％以上０．７０質量％以下、マンガン濃度が０．８０質量％以下、燐濃度が０．０２０質量％以下、硫黄濃度が０．００５０質量％以下、アルミニウム濃度が０．００５質量％以上０．０４０質量％以下、クロム濃度が０．５０質量％以上２．００質量％以下、窒素濃度が０．００８０質量％以下、残部が鉄及び不可避的不純物である軸受鋼であることを特徴とする、上記［１］ないし上記［３］のいずれか１項に記載の高清浄度鋼の製造方法。

本発明によれば、取鍋精錬設備と真空脱ガス設備とを用いて高清浄度鋼を製造する際に、取鍋精錬時のスラグ組成を最適範囲に制御するので、介在物、特に、ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の少ない、清浄性の高い高清浄度鋼を製造することが実現され、その結果、転動疲労寿命に優れた軸受鋼などを製造することが達成される。

一般的な取鍋精錬設備の模式図である。（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）及び（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）のスラグ中ＭｇＯ活量に及ぼす影響の計算結果を示す図である。（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）及び（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）のＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の生成量に及ぼす影響の計算結果を示す図である。

以下、本発明を詳細に説明する。

本発明者らは、転炉から出鋼された溶鋼に対して取鍋精錬設備で取鍋精錬を行い、その後、真空脱ガス設備で真空脱ガス精錬を行って製造される、軸受鋼に代表される高清浄度鋼での転動疲労寿命の調査試験を種々実施した。試験時に発生した割れ部の観察から、割れの起点にＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の存在が確認された。更に調査を進めた結果、ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物は硬質であり、変形特性が鋼材とは異なるために、介在物の周囲に空隙が生じやすく、これにより、亀裂が発生することがわかった。特に、ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物のなかでも、介在物中のＭｇＯ濃度が５質量％以上であるＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃介在物が硬質であることもわかった。したがって、鋼材の転動疲労寿命向上のためには、このようなＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の生成を抑止することが重要であることがわかった。

そこで、本発明者らは、ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の生成メカニズムを考察し、この考察に基づいて、ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の生成を予測できる計算モデルを構築することとした。ここで、ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物は、下記の（３）式及び（４）式の反応によって形成される。

３(ＭｇＯ)＋２[Ａｌ]＝３[Ｍｇ]＋(Ａｌ₂Ｏ₃)・・・(3)
３[Ｍｇ]＋４(Ａｌ₂Ｏ₃)＝３(ＭｇＯ・Ａｌ₂Ｏ₃)＋２[Ａｌ]・・・(4)
但し、（３）式及び（４）式において、（ＭｇＯ）、（Ａｌ₂Ｏ₃）、（ＭｇＯ・Ａｌ₂Ｏ₃）は、スラグ中或いは介在物中の成分を表し、［Ａｌ］、［Ｍｇ］は、溶鋼中の成分を表す。

これらの反応を熱力学的に進行させない、つまりＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物を生成させないためには、（３）式及び（４）式からも明らかなように、溶鋼中にＭｇを生成させないようにすればよい。そのためには、（Ａ）；スラグ中ＭｇＯの活量を小さくすること、（Ｂ）；溶鋼中Ａｌの活量を小さくすることが、有効と考えられる。この中で（Ｂ）の溶鋼中Ａｌ活量については、製品としての鋼材に要求される材質性状の観点から、最適なＡｌ濃度範囲が定められるので、むやみにＡｌ濃度を変化させることは難しい。そこで、本発明者らは（Ａ）に着目した。これはスラグ組成を適切に設計することで制御可能な指標である。

介在物組成変化予測モデルを構築するにあたり、ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の生成に及ぼすスラグ組成の影響を理論的及び定量的に評価するために、本発明者らは、取鍋精錬設備での取鍋精錬において、種々の試験を繰り返して実施した。

図１に、一般的な取鍋精錬設備の模式図を示す。図１において、符号１は取鍋精錬設備、２は取鍋、３は上蓋、４は電極、５は鉄皮、６は内張り耐火物、７は永久耐火物、８は底吹きプラグ、９は溶鋼、１０はスラグである。取鍋精錬設備１では、内張り耐火物６の少なくとも一部（主にスラグライン）をＭｇＯ系耐火物とする取鍋２に収容された溶鋼９に対して、底吹きプラグ８からアルゴンガスなどの攪拌用ガスを吹き込み、溶鋼９を攪拌しながら、精錬用フラックス及び合金材の添加、並びに、電極４による通電加熱を施して、溶鋼９の成分及び温度を目標値に調整する。また、添加した精錬用フラックスが溶融して所望する組成のスラグ１０が形成され、このスラグ１０と溶鋼９との反応により、溶鋼中介在物の形態制御や溶鋼の脱硫反応が行われる。スラグラインをＭｇＯ系耐火物とする理由は、ＭｇＯ系耐火物はスラグに対する耐蝕性が強いことに基づく。尚、図１では、底吹きプラグ８から攪拌用ガスを吹き込んでいるが、溶鋼９に浸漬させたインジェクションランス（図示せず）を介して攪拌用ガスを吹き込んでもよい。

この取鍋精錬において、介在物生成挙動を予測する際に考慮すべき現象は、次の（１）〜（７）の現象である。

（１）ＭｇＯ系耐火物からなる内張り耐火物からスラグへのＭｇＯの溶出
（２）スラグと溶鋼との反応
（３）溶鋼中のスラグ系介在物と溶鋼との反応
（４）Ａｌなどの脱酸用合金材の添加時に生成する溶鋼中の介在物（脱酸生成物）
（５）スラグからの巻込みによる溶鋼中の介在物
（６）溶鋼中の介在物同士の凝集合体
（７）溶鋼中の各介在物の浮上
本発明者らは、熱力学及び速度論に基づいて、上記（１）〜（７）の現象を総括的に考慮し、かくして、取鍋精錬時の介在物の組成変化を計算するためのモデルを構築した。また、その計算結果が実測値と一致するように、種々の試験と計算モデルとのチューニングを行い、介在物組成変化予測モデルを完成させた。尚、本明細書では、構築した介在物組成変化予測モデルの内容の詳細な説明は省略する。

次に、本発明者らは、構築した介在物組成変化予測モデルを用いて、ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の生成を抑制するためのスラグ組成を検討した。その際に、ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の生成抑止のための条件のうち、まず、上記（Ａ）の「スラグ中ＭｇＯの活量を小さくする」について検討した。検討では、スラグ中ＭｇＯの活量に及ぼす影響因子として、スラグ組成の（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）及び（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）に着目した。

取鍋精錬におけるスラグの（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）及び（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）を種々変更し、これらのスラグ中ＭｇＯの活量に及ぼす影響を、構築した介在物組成変化予測モデルを用いて計算した。計算結果の一例を図２に示す。図２から明らかなように、スラグの（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）及び（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）が小さくなるほど、スラグ中ＭｇＯの活量を小さくできることがわかった。

また、図３には、取鍋精錬におけるスラグの（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）及び（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）のＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の生成量に及ぼす影響の計算結果を示す。図３から明らかなように、スラグの（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）及び（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）の低下に伴い、ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の生成量が低下することがわかった。尚、図３の縦軸は、全体の介在物生成量（個数）に対するＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の生成量（個数）の比率（百分率）である。

このような計算結果に基づき、取鍋精錬において様々な組成のフラックスを用いた試験を行った結果、スラグ中ＭｇＯの活量が０．０４８以下となるようなスラグ組成に制御することで、鋼材の機械試験特性に有害なＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物を低減でき、鋼材の転動疲労寿命が向上することを本発明者らは見出した。具体的には、取鍋精錬時のスラグ組成を、下記の（１）式を満足するように、スラグ組成の（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）及び（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）を制御することで、スラグ中ＭｇＯの活量が０．０４８以下となり、清浄度の高い溶鋼を安定して溶製できることを見出した。

0.0059×(質量%CaO)/(質量%SiO₂)＋0.028×(質量%CaO)/(質量%Al₂O₃)≦0.088・・・(1)
また、更なる試験調査から、取鍋精錬時のスラグの（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）及び（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）にも適切な範囲があることがわかった。

つまり、スラグの（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）については、この値が１．８未満なると、スラグの粘性が高くなり、電極による通電加熱不良を引き起こすことや、スラグのＡｌ₂Ｏ₃系介在物の吸収能が低下して溶鋼清浄性を悪化させる懸念があることがわかった。一方、（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）が２．３を超える場合には、後述する（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）の範囲を考慮した場合に、（１）式を満たすことが難しくなる。したがって、スラグ組成の（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）は１．８〜２．３の範囲で制御する必要がある。

また、スラグ組成の（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）については、この値が４．０未満になると、ＭｇＯ系内張り耐火物からのＭｇＯの溶出が顕著になることや、溶鋼が再酸化によって汚染される懸念があることがわかった。一方、（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）が６．３を超える場合には、先述した（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）の範囲内で（１）式を満足することができない。したがって、スラグ組成の（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）は４．０〜６．３の範囲で制御する必要がある。

更に、本発明者らは介在物組成に着目して調査を進めた。転動疲労寿命に影響を及ぼすＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物のなかでも、介在物中のＭｇＯ濃度が５質量％以上のものが硬質であり、転動疲労寿命を低下させる。

そこで、取鍋精錬条件を種々変更して製造した複数チャージの鋼材において、被検面積を３０００ｍｍ²とし、ＭｇＯ濃度が５質量％以上であるＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物のみを対象とし、ＭｇＯ濃度が５質量％以上のＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物のＭｇＯ濃度の平均値と、その鋼材の転動疲労寿命との関係を調査した。その結果、ＭｇＯ濃度が５質量％以上であるＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物のＭｇＯ濃度の平均値と鋼材の転動疲労寿命とに相関があることがわかった。つまり、介在物中のＭｇＯ濃度の平均値が高いほど転動疲労寿命が低下することが明らかとなった。

これは、ＭｇＯ濃度が高いほどＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物が硬質になるためと考えられる。この結果から、転動疲労寿命を向上させるためには、ＭｇＯ濃度が５質量％以上であるＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物のＭｇＯ濃度の平均値を１０質量％未満に制御することが好ましいことがわかった。

更に、本発明者らは、取鍋精錬における溶鋼の攪拌動力に着目した。取鍋精錬では、一般的に、希ガスによるガス攪拌を行いつつ、精錬用フラックス及び合金材の添加による溶鋼の成分調整及び酸化物系介在物の形態制御と、電極での通電加熱による溶鋼の温度調整とを行っている。溶鋼に付与される攪拌動力は、例えば、溶鋼上に存在するスラグの巻込みや溶鋼中介在物の凝集・浮上など、介在物の生成挙動にも影響を及ぼす。なかでも、溶鋼上に存在するスラグの巻込みについては、スラグの粘性や界面張力などの物性値も重要な因子となるため、スラグ組成に応じた最適な攪拌動力があると考えられる。

そこで、本発明において提案したスラグ組成の条件下で、攪拌用ガス流量を変化させて、溶鋼の清浄度及び鋼材の転動疲労寿命を評価する試験を行った。その結果、下記の（２）式で定義される攪拌動力εが６０〜１７０Ｗ／ｔの範囲が好ましいことがわかった。

ε＝6.2×Q×T×{1−273/T＋ln(1＋Z/1.48)}・・・(2)
但し、（２）式において、εは攪拌動力（Ｗ／ｔ）、Ｑは攪拌用ガスの流量（Ｎｍ³／(ｍｉｎ・ｔ)）、Ｔは溶鋼温度（Ｋ）、Ｚは取鍋内溶鋼の浴深さ（ｍ）である。

攪拌動力εが６０Ｗ／ｔ未満の場合には、攪拌力が弱すぎて成分調整や温度調整が上手くいかないケースが発生した。一方、攪拌動力εが１７０Ｗ／ｔを超えた場合には、攪拌力が強すぎてスラグの巻込みが多くなり、溶鋼清浄性が悪化するケースや、溶鋼表面を覆うスラグが偏在し、電極と溶鋼とが直接接触して電極からの加炭（溶鋼の炭素濃度の上昇）が生じるケースが発生した。

ところで、本発明は清浄性要求の高い鋼種の溶製全般に適用することができるが、特に、厳格な転動疲労寿命が要求されることから、高レベルの清浄性を必要とする軸受鋼の溶製に適用することで大きなメリットを得ることができる。軸受鋼の成分組成は、炭素濃度が０．６０質量％以上１．２０質量％以下、珪素濃度が０．１５質量％以上０．７０質量％以下、マンガン濃度が０．８０質量％以下、燐濃度が０．０２０質量％以下、硫黄濃度が０．００５０質量％以下、アルミニウム濃度が０．００５質量％以上０．０４０質量％以下、クロム濃度が０．５０質量％以上２．００質量％以下、窒素濃度が０．００８０質量％以下、残部が鉄（Ｆｅ）及び不可避的不純物であることが好ましい。以下にその理由を示す。

炭素（Ｃ）は、マルテンサイト強化に有効であり、焼入れ焼き戻し後の強度確保及び転動疲労寿命向上を図ることができる。Ｃ濃度が０．６０質量％未満ではその効果が得られず、一方、１．２０質量％を超えると鋳造時に粗大な炭化物が生成するため、かえって転動疲労寿命が低下する虞がある。

珪素（Ｓｉ）は、鋼中に固溶し、焼き戻し軟化抵抗の増大により焼入れ焼き戻し後の強度向上及び転動疲労寿命の向上を図ることができる。Ｓｉ濃度が０．１５質量％未満ではその効果が得られず、一方、０．７０質量％を超えると脱スケール性が悪化する懸念がある。

マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性向上に有効である。マルテンサイトの靭性及び硬度を向上させ、転動疲労寿命向上を図ることができる。このような作用に対しては、Ｍｎ濃度が０．８０質量％以下であれば十分である。Ｍｎを０．８０質量％を超えて添加しても転動疲労寿命の向上効果はさほど顕著にはならず、かえって溶製の際の合金材コストの悪化を招く。

燐（Ｐ）は、鋼の靭性及び転動疲労寿命を低下させるので、可能な限り低いことが望ましい。その許容上限は０．０２０質量％であり、更に望ましくは０．０１５質量％以下である。

硫黄（Ｓ）は、凝固時或いは熱処理時にＭｎと結合してＭｎＳを形成する。また、ＣａＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物のＣａＯと反応してＣａＳを形成することが知られる。酸化物系介在物及び硫化物含有酸化物系介在物の周囲のＭｎＳは、主にビレット圧延時の冷却過程において酸化物を核として生成するが、その際にこれら介在物の周囲にＭｎ欠乏層が生成し脆弱となる。その結果、鋼球の圧砕時に強度が低下する。したがってこれら介在物の周囲でのＭｎＳ析出は極力抑制することが必要であり、そのためには鋼中硫黄濃度を低くすることが望ましい。その許容上限は０．００５０質量％であり、更に望ましくは０．００２０質量％以下である。

アルミニウム（Ａｌ）は脱酸元素であり、酸化物系介在物及び硫化物含有酸化物系介在物を低減するのに重要な元素である。このためには、Ａｌ濃度を０．００５質量％以上とする必要があり、更には０．０１０質量％以上が望ましい。但し、０．０４０質量％を超えて添加しても鋼中酸素濃度はさほど大きく低減せず、かえってＡｌＮの生成による転動疲労寿命の低下が懸念されるので、Ａｌ濃度の上限は０．０４０質量％である。

クロム（Ｃｒ）は、焼入れ性向上及び安定した炭化物の形成により、強度及び耐磨耗性を向上させ、転動疲労寿命を向上させる。Ｃｒ濃度が０．５０質量％未満ではその効果が十分でなく、一方、２．００質量％を超えて添加しても、その効果はさほど顕著にならず溶製時の合金材コストを悪化させる。

窒素（Ｎ）は、硬質なＴｉＮやＡｌＮを形成し転動疲労寿命を低下させる。したがって、その許容上限は０．００８０質量％である。

本発明では、取鍋精錬におけるスラグ組成の調整を、精錬用フラックスの添加により実施する。スラグ組成の調整に使用する精錬用フラックスのうち、ＣａＯ源としては、生石灰、石灰石、消石灰などを使用し、ＳｉＯ₂源としては、珪石、珪砂などを使用し、Ａｌ₂Ｏ₃源としては、ボーキサイト、電融ボーキサイト、仮焼アルミナなどを使用する。本発明は、スラグ中のＭｇＯの活量が０．０４８以下となるようにスラグ組成を制御する技術であり、そのためには、スラグ中のＭｇＯ濃度は低いほど好ましく、したがって、スラグ組成調整用として添加する精錬用フラックスは、不可避的不純物としてＭｇＯを含有する場合を除き、ＭｇＯを含有しないものを使用する。

以上説明したように、本発明によれば、取鍋精錬設備と真空脱ガス設備とを用いて高清浄度鋼を製造する際に、取鍋精錬時のスラグ組成を最適範囲に制御するので、介在物、特に、ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物が少ない、清浄性の高い高清浄度鋼を製造することができ、その結果、転動疲労寿命に優れた軸受鋼などを製造することが達成される。

１チャージの溶鋼量が約２００トン規模の実機にて、転炉−取鍋精錬設備−ＲＨ真空脱ガス装置−ブルーム連続鋳造機の工程順で、高清浄度鋼の代表として挙げられる軸受鋼を製造した。本発明方法を取鍋精錬設備での取鍋精錬に適用し、ＲＨ真空脱ガス装置を経て溶鋼を溶製し、この溶鋼をブルーム連続鋳造機で鋳造してブルーム鋳片（厚み３００×幅４００ｍｍ断面）を製造した（本発明例１〜１２）。また、比較のために、本発明以外の方法を取鍋精錬に適用し、ＲＨ真空脱ガス装置を経て溶鋼を溶製し、この溶鋼をブルーム連続鋳造機で鋳造してブルーム鋳片（厚み３００×幅４００ｍｍ断面）を製造した（比較例１〜１３）。

取鍋精錬では、電極によるアーク加熱を施しつつ、精錬用フラックス、脱酸用金属Ａｌ、成分調整用の合金材を投入し、溶鋼成分及び溶鋼温度の調整を実施した。取鍋精錬中、取鍋底に設けた底吹きプラグから、攪拌用ガスのアルゴンガス（Ａｒガス）を吹き込んで溶鋼の攪拌を行った。Ａｒガス流量は、本発明例１〜１２及び比較例１〜１３ではいずれも０．００５Ｎｍ³／(ｍｉｎ・ｔ)とし、（２）式で計算される攪拌動力εが１０４Ｗ／ｔとなるようにした。

鋳造したブルーム鋳片に対して熱処理を施し、その後、直径２１５ｍｍの丸ビレットに熱間圧延した。この丸ビレットを更に熱間圧延によって直径６０ｍｍの棒鋼とし、焼鈍処理を経て、製品の丸棒鋼とした。

この製品丸棒鋼の１／４厚部における圧延方向の縦断面で、検鏡法によって介在物観察を実施した。検鏡法の被検面積は３０００ｍｍ²とした。その際に、検鏡法での介在物測定と併せて、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）及びＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分光法）により介在物の組成を特定し、ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の個数を測定して清浄性を評価した。ここで、介在物中のＭｇＯ濃度が５質量％以上のものをＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物として評価し、介在物中のＭｇＯ濃度が５質量％未満のものは、その他の酸化物系介在物として評価した。その他の酸化物系介在物には、Ａｌ₂Ｏ₃系介在物が含まれる。

また、製品丸棒鋼の疲労寿命を評価するために、転動疲労寿命試験を実施した。転動疲労寿命試験は、上記製品丸棒鋼を輪切りにして円盤状に粗加工し、通常の焼入れ及び低温焼戻しの熱処理を施した後に、表面を機械仕上げ加工して試験片を製作した。この試験片を用いて転動疲労寿命試験を行った。この転動疲労寿命試験には森式スラスト型転動疲労試験機を用い、ヘルツ最大接触応力；５２６０ＭＰａ、繰り返し応力数；３０Ｈｚ、潤滑油；＃６８タービン油の条件で行った。試験は、試験片が剥離するまでの負荷回数を測定し、その試験結果がワイブル分布に従うものとして、試験片数の１０％が疲労破壊する寿命（Ｂ１０寿命）をワイブル確率紙により求めた。

表１に、本発明例１〜１２及び比較例１〜１３の、取鍋精錬におけるスラグ組成条件、ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物個数、Ｂ１０寿命を示す。

表１に示すように、本発明例１〜１２においては、３μｍ以上のＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物個数が２４〜５７個／１０００ｍｍ²、１０μｍ以上のＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物個数が０．１〜０．９個／１０００ｍｍ²と低位であり、Ｂ１０寿命は５．９〜１０．２×１０⁷回と非常に高位であった。

一方、取鍋精錬でのスラグ組成が本発明の条件を満たさない比較例１〜１３においては、３μｍ以上のＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物個数が６８〜１２２個／１０００ｍｍ²、１０μｍ以上のＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物個数が１．９〜３．８個／１０００ｍｍ²と高位であり、Ｂ１０寿命は０．７〜４．４×１０⁷回であり、本発明例１〜１２に比較して低位であった。

実施例１と同様に、１チャージの溶鋼量が約２００トン規模の実機にて、転炉−取鍋精錬設備−ＲＨ真空脱ガス装置−ブルーム連続鋳造機の工程順で、高清浄度鋼の代表として挙げられる軸受鋼を製造した。取鍋精錬設備では、本発明を満足する条件のスラグ組成に制御し、底吹きプラグからのＡｒガス流量を０．００５Ｎｍ³／(ｍｉｎ・ｔ)とし、（２）式で計算される攪拌動力εが１０４Ｗ／ｔとなるようにした（本発明例１３〜２２）。また、製品丸棒鋼の清浄性及びＢ１０寿命の評価方法は、実施例１と同じである。

調査結果を表２に示す。尚、表２において、「ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物中の平均ＭｇＯ濃度」とは、被検面積３０００ｍｍ²で検出した、ＭｇＯ濃度が５質量％以上のＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物のＭｇＯ濃度を平均した値である。

表２に示すように、「ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物中の平均ＭｇＯ濃度」が１０質量％を下回る本発明例１３〜２０は、Ｂ１０寿命が８．１〜１０．１×１０⁷回と非常に良好であった。一方、「ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物中の平均ＭｇＯ濃度」が１０質量％以上である本発明例２１、２２では、Ｂ１０寿命は７．３〜７．５×１０⁷回であり、若干低下はしたものの、これらも十分に製品特性を満足する水準であった。

実施例１と同様に、１チャージの溶鋼量が約２００トン規模の実機にて、転炉−取鍋精錬設備−ＲＨ真空脱ガス装置−ブルーム連続鋳造機の工程順で、高清浄度鋼の代表として挙げられる軸受鋼を製造した。取鍋精錬設備にて本発明を満足する条件のスラグ組成に制御し、底吹きプラグからのＡｒガス流量を０．００２〜０．０１Ｎｍ³／(ｍｉｎ・ｔ)の範囲で変更した試験を実施した（本発明例２３〜３４）。

底吹きＡｒガス流量以外の条件は実施例１と同一である。また、製品丸棒鋼の清浄性及びＢ１０寿命の評価方法は、実施例１と同じである。調査結果を表３に示す。

表３に示すように、攪拌動力εが６０〜１７０Ｗ／ｔの範囲にある、本発明例２５〜３１においては、３μｍ以上のＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物個数は３０〜３７個／１０００ｍｍ²、１０μｍ以上のＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物個数は０．２〜０．４個／１０００ｍｍ²、Ｂ１０寿命は８．０〜８．６×１０⁷回であった。

一方、攪拌動力εが６０Ｗ／ｔを下回る本発明例２３、２４や、攪拌動力εが１７０Ｗ／ｔを超える本発明例３２〜３４では、３μｍ以上のＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物個数は４６〜５７個／１０００ｍｍ²、１０μｍ以上のＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物個数は０．６〜０．９個／１０００ｍｍ²、Ｂ１０寿命は６．９〜７．４×１０⁷回であり、攪拌動力εが好ましい範囲にある本発明例２５〜３１と比べるとやや低位ではあったものの、これらも十分に製品特性を満足できるレベルであった。

１取鍋精錬設備
２取鍋
３上蓋
４電極
５鉄皮
６内張り耐火物
７永久耐火物
８底吹きプラグ
９溶鋼
１０スラグ

Claims

転炉から出鋼された溶鋼に対して取鍋精錬設備で取鍋精錬を行い、その後、真空脱ガス設備で真空脱ガス精錬を行って高清浄度鋼を製造する高清浄度鋼の製造方法において、前記取鍋精錬の際のスラグ組成を、（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）が４．０〜６．３の範囲で、（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）が１．８〜２．３の範囲であり、且つ、（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ₂）及び（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ₂Ｏ₃）が下記の（１）式の関係を満足するように制御することを特徴とする、高清浄度鋼の製造方法。
0.0059×(質量%CaO)/(質量%SiO₂)＋0.028×(質量%CaO)/(質量%Al₂O₃)≦0.088・・・(1)
前記高清浄度鋼は、被検面積が３０００ｍｍ²のときに、当該高清浄度鋼で検出されたＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系介在物のうちでＭｇＯ濃度が５質量％以上のＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃系非金属介在物のＭｇＯ濃度の平均値が１０質量％未満であることを特徴とする、請求項１に記載の高清浄度鋼の製造方法。
前記取鍋精錬では、下記の（２）式で算出される溶鋼の攪拌動力εが６０〜１７０Ｗ／ｔの範囲となるように、攪拌用ガスの流量、溶鋼温度、取鍋内溶鋼の浴深さのうちのいずれか一種または２種以上を制御することを特徴とする、請求項１または請求項２に記載の高清浄度鋼の製造方法。
ε＝6.2×Q×T×{1−273/T＋ln(1＋Z/1.48)}・・・(2)
但し、（２）式において、εは攪拌動力（Ｗ／ｔ）、Ｑは攪拌用ガスの流量（Ｎｍ³／(ｍｉｎ・ｔ)）、Ｔは溶鋼温度（Ｋ）、Ｚは取鍋内溶鋼の浴深さ（ｍ）である。
前記高清浄度鋼は、炭素濃度が０．６０質量％以上１．２０質量％以下、珪素濃度が０．１５質量％以上０．７０質量％以下、マンガン濃度が０．８０質量％以下、燐濃度が０．０２０質量％以下、硫黄濃度が０．００５０質量％以下、アルミニウム濃度が０．００５質量％以上０．０４０質量％以下、クロム濃度が０．５０質量％以上２．００質量％以下、窒素濃度が０．００８０質量％以下、残部が鉄及び不可避的不純物である軸受鋼であることを特徴とする、請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の高清浄度鋼の製造方法。