JP4742466B2 - 介在物を微細化した鋼の溶製方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は介在物を微細化した鋼の溶製方法に関する。
【０００２】
【発明の背景】
近年、鋼を用いた各種機械部品に対する疲労強度向上の要請が強くなって来ている。
鋼の疲労強度は、鋼の硬さを高くすること、また鋼中に存在する介在物を小さくすることが有効であると考えられている。
鋼の硬さを高くすることは、用いる鋼の材質を適当に選択することで比較的容易に実現することができる。
【０００３】
一方介在物について見ると、この介在物には大別して酸化物系の介在物と硫化物系の介在物とがあり、このうち酸化物系の介在物については、その大きさを最大でも２０μｍ以下の大きさとするための技術が一応開発されている。
【０００４】
例えば鋼の製造プロセスとして、従来鋼をアーク炉等の電気炉で溶解した後、溶鋼を取鍋に移してそこで精錬（ＬＦ精錬）を行って脱酸，脱硫を行い、しかる後溶鋼の真空脱ガス処理を行ってその後に連続鋳造等の鋳造処理を行うといったことが実施されているが、介在物の少ない清浄鋼を溶製するに際して、ＬＦ精錬の初期に脱酸力の強いＡｌを添加してＡｌ脱酸を行い、そしてその後に真空脱ガス処理を長い時間かけて行った上で鋳造を行うことで、酸化物系介在物をスラグ中に十分に浮上分離させ、更に鋳造に際しても溶鋼の酸化を極力防止するなどして、酸化物系介在物を少なくし且つ介在物径を２０μｍ以下に小さくする方法が本出願人において実施されている。
【０００５】
他方硫化物系の介在物については、その大きさを２０μｍ以下に制御するための方法については未だ見い出されていない。
そこで本発明者等は、硫化物系介在物を２０μｍ以下の小さいものに制御するための方法について研究し、先ず溶鋼中のＳ量を少なく制御すること、即ち溶鋼中のＳの総量規制を行ったところ、硫化物系介在物全体の量については少なくなるものの、生成した介在物について見るとその中に大きな介在物が存在しており、従って単にＳの総量規制を行っただけでは硫化物系介在物の大きさを十分に小さくすることはできないことが分った。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明の鋼の溶製方法はこのような課題を解決するために案出されたものである。
而して請求項１のものは、鋼を溶解した後に脱硫精錬を行って溶鋼中のＳを質量％で０．００３％以下に低減し、脱硫処理後に該溶鋼の真空脱ガス処理を行って該溶鋼中のＮを１００ｐｐｍ以下に低減した後、該真空脱ガス処理の末期にＴｉを５０〜１５０ｐｐｍの範囲で添加し、該真空脱ガス処理後において溶鋼温度が１７００℃以下で該溶鋼中にＢｉを添加することによって、硫化物系の介在物を２０μｍ以下に微細化した鋼を得ることを特徴とする。
【０００７】
請求項２のものは、請求項１において、前記溶鋼中のＮを７０ｐｐｍ以下に低減した状態でＴｉを添加することを特徴とする。
【０００８】
【作用及び発明の効果】
以上のように本発明は鋼を溶解した後、溶鋼中のＮを１００ｐｐｍ以下に低減した状態で溶鋼中にＴｉを５０〜１５０ｐｐｍの範囲で添加し、且つ溶鋼中Ｓを０．００３％以下に総量規制するようになしたものである。
【０００９】
本発明者等は、硫化物系介在物を小さく制御するため先ず代表的な硫化物系介在物であるＭｎＳの生成機構について着眼し、そして硫化物系介在物のサイズを小さく制御するために溶鋼の凝固過程で先ず核を生成させ、その核の周りにＭｎＳを析出させることを考えた。
【００１０】
詳しくは、ＴｉＮ等を晶出させてこれを核とし、その周りにＭｎＳを析出させる点に着目し、溶鋼の製造プロセスの中でＴｉを積極的に添加することを考えた。
但し多量のＴｉを添加するとＴｉＮが過剰に生成してこのＴｉＮ自身が介在物となってしまうため、加えるべきＴｉの量は必要最小限とする必要がある。
【００１１】
また同様に多量のＮが存在する中でＴｉを加えると、同じく過剰のＴｉＮが生成してこれが介在物となってしまう問題が発生する。
従ってＴｉＮ等を核として生成させる場合においても、溶鋼中のＮ量，Ｔｉの添加量，Ｔｉの添加時期等が極めて重要となる。
【００１２】
ここにおいて本発明は、鋼を溶解した後、溶鋼中のＮを１００ｐｐｍ以下に低減した状態で溶鋼中にＴｉを５０〜１５０ｐｐｍの範囲で添加するようになしたものである。
ここでＴｉを５０〜１５０ｐｐｍの範囲で添加するのは以下のような理由による。
【００１３】
通常、清浄鋼を溶製する場合精錬後に溶鋼の真空脱ガス処理を行うが、この真空脱ガス処理を行ったときに到達可能な溶鋼中のＮレベルはほぼ７０ｐｐｍ以下のレベルである。
【００１４】
ここで鋼の融点を例えば１５００℃としたとき、ＮとＴｉとの溶解度積は図１中Ｙで表した線となる。
即ちこの線Ｙにて表した境界よりも図中上側の領域はＴｉＮが溶鋼中に固溶し切れずに一部が晶出して来る領域であり、また下側の領域はＴｉＮが溶鋼中に固溶したままの状態となる領域である。
【００１５】
ＴｉＮを核として晶出させ、その周りにＭｎＳを析出させるためには、ＭｎＳが析出する前にＴｉＮを生成させておく必要があり、しかもこの場合ＴｉＮを過剰に晶出させることは、ＴｉＮ自体が介在物そのものとなってしまうことから避けなければならない。
【００１６】
ここでＮが７０ｐｐｍ以下の状態で且つ溶鋼が１５００℃で凝固し始めるとしたときのＴｉとＮとの溶解度積を見ると、Ｔｉが１００ｐｐｍ前後がＴｉＮの固溶可能な最大限の量になると考えられる。
そこで本発明ではＴｉを１００ｐｐｍ前後、詳しくは溶鋼中のＮレベルが１００ｐｐｍ以下となるレベルでＴｉを５０〜１５０ｐｐｍの範囲で添加するようになしたものである。
【００１７】
以上のようにＮ及びＴｉを制御して鋼の溶製を行ったところ、従来達成できなかった硫化物系の介在物径２０μｍ以下を達成することができた。
而してこのように介在物径を小さく制御できたことによって、鋼を用いた各種機械部品の疲労強度を十分に高めることが可能となる。
尚本発明においてはＳの総量規制も当然ながら必要である。
本発明では溶鋼中のＳの総量を０．００３％以下に規制している。
【００１８】
本発明では、鋼の溶解後に脱硫精錬を行って溶鋼中のＳを０．００３％以下に低減した後においてＴｉを添加する。
更にまた脱硫処理後に溶鋼の真空脱ガス処理を行って溶鋼中のＮを１００ｐｐｍ以下に低減した後、Ｔｉを添加する。
この場合においてＴｉの添加を真空脱ガス処理の末期に行う。
【００１９】
尚、溶鋼中のＳ量を上記量に規制することによって鋼の被削性が低下するのを避けられない。
そこで本発明では溶鋼中にＢｉを添加するようにしている。
但しＢｉは沸点が低く（１５６０℃）、従ってＢｉの添加のタイミングを溶鋼の温度が高い段階で行うとＢｉが蒸発によって多量にロスしてしまい、歩留りが悪くなってしまう。
【００２０】
そこでＢｉの添加は、溶鋼の温度が１７００℃以下で行う。
尚このＢｉは最終的に溶鋼中０．０１〜０．１０％の範囲で含有されるようにしておくことができる。
またＯについてはその含有量を１５ｐｐｍ以下に規制しておくことができる。
また上記Ｔｉを添加するに際して、その際の溶鋼中のＮを望ましくは７０ｐｐｍ以下としておくのが良い（請求項２）。
【００２１】
【実施例】
次に本発明の実施例を以下に詳述する。
ＪＩＳ規定の機械構造用鋼であるＳＣＭ４３５を以下のようなプロセスを経て溶製した。
即ち、図２に示しているように先ず電気炉（アーク炉：ＥＡＦ）１０にて鋼を溶解し、次いでスラグを除去（スラグオフ：ＳＯ）するとともに溶鋼を取鍋１２に移して取鍋精錬装置（ＬＦ精錬装置）１４にて取鍋精錬（ＬＦ精錬）を行った。
【００２２】
尚このときＬＦ精錬の初期に造滓剤ＣａＦとともに脱酸剤としてのＡｌを添加し、ＬＦ精錬において脱硫及び脱酸を行った。このとき溶鋼中に含まれているＳ，ＯはＣａＳ，Ａｌ２Ｏ３等としてスラグ中に浮上分離する。
【００２３】
続いてＲＨ真空脱ガス装置１６を用いて溶鋼の真空脱ガス処理を行った。
このときのＲＨ真空脱ガス処理は４０分間行った。
その後Ｂｉ添加を行った後、図２に示す連続鋳造装置１８を用いて連続鋳造を行った。
これら一連のプロセスにおいて、本例ではＲＨ真空脱ガス処理の末期にＴｉを約１００ｐｐｍ溶鋼中に添加した。
【００２４】
次にこのようにして得た鋼の中からサンプルをランダムに５個切り出して、それぞれについて硫化物系介在物（ＭｎＳ）のサイズを顕微鏡で各々１０視野観察した（全部で５０視野）。
結果が図３に示してある。
【００２５】
一方比較のために前述と同様の組成の鋼（ＳＣＭ４３５）を上記と同様のプロセスに従って溶製した。
この比較例の製造プロセスは、Ｂｉを添加していないこと及びＲＨ真空脱ガス処理末期においてＴｉを添加していないことを除き、基本的に上記実施例の製造プロセスと同様である。
【００２６】
図３の結果から分るように、本発明例のプロセスに従って溶製した鋼の場合、何れの視野においても硫化物系介在物のサイズは２０μｍよりも全て小さいものであった。
尚、本発明例の製造プロセスによって溶製した鋼についての硫化物系介在物のサイズの測定値を極値統計法に従って統計処理したとき、存在し得る最大サイズは一般部の場合９９．９％の確率で１５．０９μｍ，中心部で１７．７５μｍであった。
即ち鋼中に存在し得る硫化物系介在物の粒径は一般部では９９．９％の確率で１５．０９μｍ以下，中心部では１７．７５μｍ以下との結果が得られた。
【００２７】
一方比較例に従って溶製した鋼の場合、統計処理をした場合の最大の粒径サイズは一般部で２３．３μｍ，中心部で２２．７μｍであった。
即ち本発明例に従って鋼を溶製することにより、硫化物系介在物のサイズを従来では達成できなかった２０μｍ以下に制御することが可能となる。
【００２８】
以上本発明の実施例を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明において介在物を微細化するための原理を説明する説明図である。
【図２】 本発明の実施例において行った鋼の溶製方法のプロセスを示す図である。
【図３】 本発明例に従って得られた鋼の中の介在物のサイズを示す図である。
【発明の属する技術分野】
この発明は介在物を微細化した鋼の溶製方法に関する。
【０００２】
【発明の背景】
近年、鋼を用いた各種機械部品に対する疲労強度向上の要請が強くなって来ている。
鋼の疲労強度は、鋼の硬さを高くすること、また鋼中に存在する介在物を小さくすることが有効であると考えられている。
鋼の硬さを高くすることは、用いる鋼の材質を適当に選択することで比較的容易に実現することができる。
【０００３】
一方介在物について見ると、この介在物には大別して酸化物系の介在物と硫化物系の介在物とがあり、このうち酸化物系の介在物については、その大きさを最大でも２０μｍ以下の大きさとするための技術が一応開発されている。
【０００４】
例えば鋼の製造プロセスとして、従来鋼をアーク炉等の電気炉で溶解した後、溶鋼を取鍋に移してそこで精錬（ＬＦ精錬）を行って脱酸，脱硫を行い、しかる後溶鋼の真空脱ガス処理を行ってその後に連続鋳造等の鋳造処理を行うといったことが実施されているが、介在物の少ない清浄鋼を溶製するに際して、ＬＦ精錬の初期に脱酸力の強いＡｌを添加してＡｌ脱酸を行い、そしてその後に真空脱ガス処理を長い時間かけて行った上で鋳造を行うことで、酸化物系介在物をスラグ中に十分に浮上分離させ、更に鋳造に際しても溶鋼の酸化を極力防止するなどして、酸化物系介在物を少なくし且つ介在物径を２０μｍ以下に小さくする方法が本出願人において実施されている。
【０００５】
他方硫化物系の介在物については、その大きさを２０μｍ以下に制御するための方法については未だ見い出されていない。
そこで本発明者等は、硫化物系介在物を２０μｍ以下の小さいものに制御するための方法について研究し、先ず溶鋼中のＳ量を少なく制御すること、即ち溶鋼中のＳの総量規制を行ったところ、硫化物系介在物全体の量については少なくなるものの、生成した介在物について見るとその中に大きな介在物が存在しており、従って単にＳの総量規制を行っただけでは硫化物系介在物の大きさを十分に小さくすることはできないことが分った。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明の鋼の溶製方法はこのような課題を解決するために案出されたものである。
而して請求項１のものは、鋼を溶解した後に脱硫精錬を行って溶鋼中のＳを質量％で０．００３％以下に低減し、脱硫処理後に該溶鋼の真空脱ガス処理を行って該溶鋼中のＮを１００ｐｐｍ以下に低減した後、該真空脱ガス処理の末期にＴｉを５０〜１５０ｐｐｍの範囲で添加し、該真空脱ガス処理後において溶鋼温度が１７００℃以下で該溶鋼中にＢｉを添加することによって、硫化物系の介在物を２０μｍ以下に微細化した鋼を得ることを特徴とする。
【０００７】
請求項２のものは、請求項１において、前記溶鋼中のＮを７０ｐｐｍ以下に低減した状態でＴｉを添加することを特徴とする。
【０００８】
【作用及び発明の効果】
以上のように本発明は鋼を溶解した後、溶鋼中のＮを１００ｐｐｍ以下に低減した状態で溶鋼中にＴｉを５０〜１５０ｐｐｍの範囲で添加し、且つ溶鋼中Ｓを０．００３％以下に総量規制するようになしたものである。
【０００９】
本発明者等は、硫化物系介在物を小さく制御するため先ず代表的な硫化物系介在物であるＭｎＳの生成機構について着眼し、そして硫化物系介在物のサイズを小さく制御するために溶鋼の凝固過程で先ず核を生成させ、その核の周りにＭｎＳを析出させることを考えた。
【００１０】
詳しくは、ＴｉＮ等を晶出させてこれを核とし、その周りにＭｎＳを析出させる点に着目し、溶鋼の製造プロセスの中でＴｉを積極的に添加することを考えた。
但し多量のＴｉを添加するとＴｉＮが過剰に生成してこのＴｉＮ自身が介在物となってしまうため、加えるべきＴｉの量は必要最小限とする必要がある。
【００１１】
また同様に多量のＮが存在する中でＴｉを加えると、同じく過剰のＴｉＮが生成してこれが介在物となってしまう問題が発生する。
従ってＴｉＮ等を核として生成させる場合においても、溶鋼中のＮ量，Ｔｉの添加量，Ｔｉの添加時期等が極めて重要となる。
【００１２】
ここにおいて本発明は、鋼を溶解した後、溶鋼中のＮを１００ｐｐｍ以下に低減した状態で溶鋼中にＴｉを５０〜１５０ｐｐｍの範囲で添加するようになしたものである。
ここでＴｉを５０〜１５０ｐｐｍの範囲で添加するのは以下のような理由による。
【００１３】
通常、清浄鋼を溶製する場合精錬後に溶鋼の真空脱ガス処理を行うが、この真空脱ガス処理を行ったときに到達可能な溶鋼中のＮレベルはほぼ７０ｐｐｍ以下のレベルである。
【００１４】
ここで鋼の融点を例えば１５００℃としたとき、ＮとＴｉとの溶解度積は図１中Ｙで表した線となる。
即ちこの線Ｙにて表した境界よりも図中上側の領域はＴｉＮが溶鋼中に固溶し切れずに一部が晶出して来る領域であり、また下側の領域はＴｉＮが溶鋼中に固溶したままの状態となる領域である。
【００１５】
ＴｉＮを核として晶出させ、その周りにＭｎＳを析出させるためには、ＭｎＳが析出する前にＴｉＮを生成させておく必要があり、しかもこの場合ＴｉＮを過剰に晶出させることは、ＴｉＮ自体が介在物そのものとなってしまうことから避けなければならない。
【００１６】
ここでＮが７０ｐｐｍ以下の状態で且つ溶鋼が１５００℃で凝固し始めるとしたときのＴｉとＮとの溶解度積を見ると、Ｔｉが１００ｐｐｍ前後がＴｉＮの固溶可能な最大限の量になると考えられる。
そこで本発明ではＴｉを１００ｐｐｍ前後、詳しくは溶鋼中のＮレベルが１００ｐｐｍ以下となるレベルでＴｉを５０〜１５０ｐｐｍの範囲で添加するようになしたものである。
【００１７】
以上のようにＮ及びＴｉを制御して鋼の溶製を行ったところ、従来達成できなかった硫化物系の介在物径２０μｍ以下を達成することができた。
而してこのように介在物径を小さく制御できたことによって、鋼を用いた各種機械部品の疲労強度を十分に高めることが可能となる。
尚本発明においてはＳの総量規制も当然ながら必要である。
本発明では溶鋼中のＳの総量を０．００３％以下に規制している。
【００１８】
本発明では、鋼の溶解後に脱硫精錬を行って溶鋼中のＳを０．００３％以下に低減した後においてＴｉを添加する。
更にまた脱硫処理後に溶鋼の真空脱ガス処理を行って溶鋼中のＮを１００ｐｐｍ以下に低減した後、Ｔｉを添加する。
この場合においてＴｉの添加を真空脱ガス処理の末期に行う。
【００１９】
尚、溶鋼中のＳ量を上記量に規制することによって鋼の被削性が低下するのを避けられない。
そこで本発明では溶鋼中にＢｉを添加するようにしている。
但しＢｉは沸点が低く（１５６０℃）、従ってＢｉの添加のタイミングを溶鋼の温度が高い段階で行うとＢｉが蒸発によって多量にロスしてしまい、歩留りが悪くなってしまう。
【００２０】
そこでＢｉの添加は、溶鋼の温度が１７００℃以下で行う。
尚このＢｉは最終的に溶鋼中０．０１〜０．１０％の範囲で含有されるようにしておくことができる。
またＯについてはその含有量を１５ｐｐｍ以下に規制しておくことができる。
また上記Ｔｉを添加するに際して、その際の溶鋼中のＮを望ましくは７０ｐｐｍ以下としておくのが良い（請求項２）。
【００２１】
【実施例】
次に本発明の実施例を以下に詳述する。
ＪＩＳ規定の機械構造用鋼であるＳＣＭ４３５を以下のようなプロセスを経て溶製した。
即ち、図２に示しているように先ず電気炉（アーク炉：ＥＡＦ）１０にて鋼を溶解し、次いでスラグを除去（スラグオフ：ＳＯ）するとともに溶鋼を取鍋１２に移して取鍋精錬装置（ＬＦ精錬装置）１４にて取鍋精錬（ＬＦ精錬）を行った。
【００２２】
尚このときＬＦ精錬の初期に造滓剤ＣａＦとともに脱酸剤としてのＡｌを添加し、ＬＦ精錬において脱硫及び脱酸を行った。このとき溶鋼中に含まれているＳ，ＯはＣａＳ，Ａｌ２Ｏ３等としてスラグ中に浮上分離する。
【００２３】
続いてＲＨ真空脱ガス装置１６を用いて溶鋼の真空脱ガス処理を行った。
このときのＲＨ真空脱ガス処理は４０分間行った。
その後Ｂｉ添加を行った後、図２に示す連続鋳造装置１８を用いて連続鋳造を行った。
これら一連のプロセスにおいて、本例ではＲＨ真空脱ガス処理の末期にＴｉを約１００ｐｐｍ溶鋼中に添加した。
【００２４】
次にこのようにして得た鋼の中からサンプルをランダムに５個切り出して、それぞれについて硫化物系介在物（ＭｎＳ）のサイズを顕微鏡で各々１０視野観察した（全部で５０視野）。
結果が図３に示してある。
【００２５】
一方比較のために前述と同様の組成の鋼（ＳＣＭ４３５）を上記と同様のプロセスに従って溶製した。
この比較例の製造プロセスは、Ｂｉを添加していないこと及びＲＨ真空脱ガス処理末期においてＴｉを添加していないことを除き、基本的に上記実施例の製造プロセスと同様である。
【００２６】
図３の結果から分るように、本発明例のプロセスに従って溶製した鋼の場合、何れの視野においても硫化物系介在物のサイズは２０μｍよりも全て小さいものであった。
尚、本発明例の製造プロセスによって溶製した鋼についての硫化物系介在物のサイズの測定値を極値統計法に従って統計処理したとき、存在し得る最大サイズは一般部の場合９９．９％の確率で１５．０９μｍ，中心部で１７．７５μｍであった。
即ち鋼中に存在し得る硫化物系介在物の粒径は一般部では９９．９％の確率で１５．０９μｍ以下，中心部では１７．７５μｍ以下との結果が得られた。
【００２７】
一方比較例に従って溶製した鋼の場合、統計処理をした場合の最大の粒径サイズは一般部で２３．３μｍ，中心部で２２．７μｍであった。
即ち本発明例に従って鋼を溶製することにより、硫化物系介在物のサイズを従来では達成できなかった２０μｍ以下に制御することが可能となる。
【００２８】
以上本発明の実施例を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明において介在物を微細化するための原理を説明する説明図である。
【図２】 本発明の実施例において行った鋼の溶製方法のプロセスを示す図である。
【図３】 本発明例に従って得られた鋼の中の介在物のサイズを示す図である。
Claims (2)
- 鋼を溶解した後に脱硫精錬を行って溶鋼中のＳを質量％で０．００３％以下に低減し、脱硫処理後に該溶鋼の真空脱ガス処理を行って該溶鋼中のＮを１００ｐｐｍ以下に低減した後、該真空脱ガス処理の末期にＴｉを５０〜１５０ｐｐｍの範囲で添加し、該真空脱ガス処理後において溶鋼温度が１７００℃以下で該溶鋼中にＢｉを添加することによって、硫化物系の介在物を２０μｍ以下に微細化した鋼を得ることを特徴とする介在物を微細化した鋼の溶製方法。
- 請求項１において、前記溶鋼中のＮを７０ｐｐｍ以下に低減した状態でＴｉを添加することを特徴とする介在物を微細化した鋼の溶製方法。
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|---|---|---|---|
| JP2001250513A JP4742466B2 (ja) | 2001-08-21 | 2001-08-21 | 介在物を微細化した鋼の溶製方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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ID=19079315
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|---|---|---|---|
| JP2001250513A Expired - Lifetime JP4742466B2 (ja) | 2001-08-21 | 2001-08-21 | 介在物を微細化した鋼の溶製方法 |
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| KR101542533B1 (ko) * | 2013-11-18 | 2015-08-06 | 주식회사 포스코 | 강의 제조 방법 |
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| JPS61243113A (ja) * | 1985-04-19 | 1986-10-29 | Nippon Steel Corp | 低融点金属と炭素物質の混合添加方法 |
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| JPH11229077A (ja) * | 1998-02-12 | 1999-08-24 | Nippon Steel Corp | 多層盛溶接部のｃｔｏｄ特性に優れた鋼板およびその製造方法 |
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2001
- 2001-08-21 JP JP2001250513A patent/JP4742466B2/ja not_active Expired - Lifetime
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|---|---|
| JP2003064412A (ja) | 2003-03-05 |
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