JP6310557B2 - マルエージング鋼の製造方法 - Google Patents
マルエージング鋼の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6310557B2 JP6310557B2 JP2016527533A JP2016527533A JP6310557B2 JP 6310557 B2 JP6310557 B2 JP 6310557B2 JP 2016527533 A JP2016527533 A JP 2016527533A JP 2016527533 A JP2016527533 A JP 2016527533A JP 6310557 B2 JP6310557 B2 JP 6310557B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- steel
- remelting
- electrode
- steel ingot
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 73
- 229910001240 Maraging steel Inorganic materials 0.000 title claims description 50
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 162
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 162
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 34
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 19
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims description 14
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims description 14
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 claims description 12
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 10
- 238000010313 vacuum arc remelting Methods 0.000 claims description 10
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 9
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 7
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910001873 dinitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 69
- 238000009661 fatigue test Methods 0.000 description 38
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 21
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 14
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 13
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 11
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 11
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 8
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 8
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 8
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 8
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 8
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 7
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 7
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000000047 product Substances 0.000 description 6
- 239000007769 metal material Substances 0.000 description 4
- 239000012299 nitrogen atmosphere Substances 0.000 description 4
- 230000005476 size effect Effects 0.000 description 4
- 239000011800 void material Substances 0.000 description 4
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 3
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 3
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 3
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 3
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 description 2
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000002253 acid Substances 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 238000000605 extraction Methods 0.000 description 2
- 238000005339 levitation Methods 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 2
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 2
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N Nitric acid Chemical compound O[N+]([O-])=O GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000005539 carbonized material Substances 0.000 description 1
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 description 1
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 description 1
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002178 crystalline material Substances 0.000 description 1
- 230000006837 decompression Effects 0.000 description 1
- 238000010494 dissociation reaction Methods 0.000 description 1
- 230000005593 dissociations Effects 0.000 description 1
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 description 1
- 238000001914 filtration Methods 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010309 melting process Methods 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- 229910017604 nitric acid Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000000630 rising effect Effects 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 229910052596 spinel Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011029 spinel Substances 0.000 description 1
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 1
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- -1 titanium nitrides Chemical class 0.000 description 1
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D1/00—Treatment of fused masses in the ladle or the supply runners before casting
- B22D1/002—Treatment with gases
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D7/00—Casting ingots, e.g. from ferrous metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
- C21C5/00—Manufacture of carbon-steel, e.g. plain mild steel, medium carbon steel or cast steel or stainless steel
- C21C5/52—Manufacture of steel in electric furnaces
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
- C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
- C21C7/10—Handling in a vacuum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22B—PRODUCTION AND REFINING OF METALS; PRETREATMENT OF RAW MATERIALS
- C22B9/00—General processes of refining or remelting of metals; Apparatus for electroslag or arc remelting of metals
- C22B9/003—General processes of refining or remelting of metals; Apparatus for electroslag or arc remelting of metals by induction
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22B—PRODUCTION AND REFINING OF METALS; PRETREATMENT OF RAW MATERIALS
- C22B9/00—General processes of refining or remelting of metals; Apparatus for electroslag or arc remelting of metals
- C22B9/05—Refining by treating with gases, e.g. gas flushing also refining by means of a material generating gas in situ
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22B—PRODUCTION AND REFINING OF METALS; PRETREATMENT OF RAW MATERIALS
- C22B9/00—General processes of refining or remelting of metals; Apparatus for electroslag or arc remelting of metals
- C22B9/16—Remelting metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22B—PRODUCTION AND REFINING OF METALS; PRETREATMENT OF RAW MATERIALS
- C22B9/00—General processes of refining or remelting of metals; Apparatus for electroslag or arc remelting of metals
- C22B9/16—Remelting metals
- C22B9/20—Arc remelting
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C33/00—Making ferrous alloys
- C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
- C22C38/105—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt containing Co and Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/25—Process efficiency
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Plasma & Fusion (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Description
本発明は、マルエージング鋼の製造方法に関する。
マルエージング鋼は、２０００ＭＰａ前後の非常に高い引張強さをもつため、高強度が要求される部材、例えば、ロケット用部品、遠心分離機部品、航空機部品、自動車エンジンの無段変速機用部品、金型など、種々の用途に使用されている。
マルエージング鋼の組成の一例として、質量％で１８％Ｎｉ−８％Ｃｏ−５％Ｍｏ−０．４５％Ｔｉ−０．１％Ａｌ−ｂａｌ．Ｆｅが挙げられる。このように、マルエージング鋼は、強化元素として、Ｍｏ、Ｔｉを適量含んでおり、時効処理を行うことによって、Ｎｉ３Ｍｏ、Ｎｉ３Ｔｉ、Ｆｅ２Ｍｏ等の金属間化合物を析出させて高強度を得ることのできる鋼である。
マルエージング鋼の組成の一例として、質量％で１８％Ｎｉ−８％Ｃｏ−５％Ｍｏ−０．４５％Ｔｉ−０．１％Ａｌ−ｂａｌ．Ｆｅが挙げられる。このように、マルエージング鋼は、強化元素として、Ｍｏ、Ｔｉを適量含んでおり、時効処理を行うことによって、Ｎｉ３Ｍｏ、Ｎｉ３Ｔｉ、Ｆｅ２Ｍｏ等の金属間化合物を析出させて高強度を得ることのできる鋼である。
一方でマルエージング鋼は、Ｔｉに代表される非金属介在物形成元素を含むため、疲労強度に関しては必ずしも高くない。特に、疲労強度を劣化させる最大の要因に、窒化物（例えばＴｉＮ）や炭窒化物（例えばＴｉＣＮ）といった非金属介在物がある。この非金属介在物が鋼中で大きく成長してしまうと、この大きく成長した非金属介在物を起点として疲労破壊を生じることになる。
そのため、マルエージング鋼を製造する方法としては、一般的に、真空溶解で再溶解用の消耗電極を作製し、この消耗電極を用い、真空アーク再溶解法によってマルエージング鋼を得る方法が用いられている。
この真空アーク再溶解法で製造されるマルエージング鋼は、均質で（即ち、成分偏析が少なく）、しかも非金属介在物（ＴｉＮやＴｉＣＮ等）の量が少ないといった利点を有するものである。
前述の真空アーク再溶解法を適用し、ＴｉＮやＴｉＣＮ等の非金属介在物を微細にする方法として、例えば、真空アーク再溶解時における投入電流とモールド径との関係を特定したマルエージング鋼の製造方法が知られている（例えば、下記特許文献１参照）。
また、介在物（酸化物系介在物、窒化物系介在物）のサイズを飛躍的に微細化できるマルエージング鋼の製造方法として、一次真空溶解において、溶湯にＭｇを添加して、溶鋼中に混濁する酸化物の組成をＭｇＯが主体になるように調整するＭｇ酸化物形成工程と、Ｍｇ酸化物形成工程の後に、溶鋼を凝固させてＭｇ酸化物が残留する消耗電極を得る工程と、消耗電極を用いて、Ｍｇ酸化物形成工程よりも雰囲気の真空度を減圧として消耗電極を再溶解し、溶湯中のＭｇ酸化物をＭｇと酸素に解離させると共に、Ｍｇ量を前記Ｍｇ酸化物形成工程の５０％以下とする解離工程とを経るマルエージング鋼の製造方法が知られている（例えば、下記特許文献２参照）。
そのため、マルエージング鋼を製造する方法としては、一般的に、真空溶解で再溶解用の消耗電極を作製し、この消耗電極を用い、真空アーク再溶解法によってマルエージング鋼を得る方法が用いられている。
この真空アーク再溶解法で製造されるマルエージング鋼は、均質で（即ち、成分偏析が少なく）、しかも非金属介在物（ＴｉＮやＴｉＣＮ等）の量が少ないといった利点を有するものである。
前述の真空アーク再溶解法を適用し、ＴｉＮやＴｉＣＮ等の非金属介在物を微細にする方法として、例えば、真空アーク再溶解時における投入電流とモールド径との関係を特定したマルエージング鋼の製造方法が知られている（例えば、下記特許文献１参照）。
また、介在物（酸化物系介在物、窒化物系介在物）のサイズを飛躍的に微細化できるマルエージング鋼の製造方法として、一次真空溶解において、溶湯にＭｇを添加して、溶鋼中に混濁する酸化物の組成をＭｇＯが主体になるように調整するＭｇ酸化物形成工程と、Ｍｇ酸化物形成工程の後に、溶鋼を凝固させてＭｇ酸化物が残留する消耗電極を得る工程と、消耗電極を用いて、Ｍｇ酸化物形成工程よりも雰囲気の真空度を減圧として消耗電極を再溶解し、溶湯中のＭｇ酸化物をＭｇと酸素に解離させると共に、Ｍｇ量を前記Ｍｇ酸化物形成工程の５０％以下とする解離工程とを経るマルエージング鋼の製造方法が知られている（例えば、下記特許文献２参照）。
特許文献１：特開２００３−２２１６２７号公報
特許文献２：特許第４６９２２８２号公報
特許文献２：特許第４６９２２８２号公報
ところで、一般的に、金属材料の疲労試験において、試験片の寸法が大きくなると疲労強度が低下するという寸法効果が知られている。この寸法効果の影響が大きいと、標準寸法の試験片について疲労試験を行い、その結果に基づいて大きな金属製品を設計したときに、金属製品の疲労強度が十分ではない可能性がある。この問題を解決するためには、実際に使用する金属製品と実寸大の試験片を用いて疲労試験を行う方法が最も好ましいが、この方法は、コスト及び時間の両面からみて困難である場合が多い。そこで現状は、実際の金属製品が使用される環境を考慮して適正な試験片サイズを設定することのみならず、数多くの試験片を用いて疲労試験を行うことで、実際の金属製品の疲労強度を見積ることが殆どである。
上記寸法効果の主な原因は、試験片における非金属介在物の有無である。
例として低サイクル疲労試験を挙げると、非金属介在物（ＴｉＮ、ＴｉＣＮ等）が少ない金属材料から複数の試験片を採取し、採取した複数の試験片に対して低サイクル疲労試験を実施した場合、非金属介在物が含まれる試験片では、非金属介在物が含まれない試験片と比較して、サイクル数が低い（即ち疲労強度が低い）測定結果となる場合がある。その結果、サイクル数が数千サイクル〜数十万サイクルとなる等、サイクル数のバラつきが極めて大きくなることがある。この問題は、特に、試験片のサイズが小さい場合に発生し易い。
また、一般的に、非金属介在物を形成する元素は、酸素、窒素、硫黄である。
マルエージング鋼（特に、真空アーク再溶解法により製造されたマルエージング鋼）のような高清浄度の金属材料においては、これら元素の量は極めて少ない場合が多いものの、上記非金属介在物の影響をゼロとすることは極めて困難である。その結果、このような金属材料に対して低サイクル疲労試験を実施した際には、一定の確率において、低いサイクル数が出現することがある。
このように、マルエージング鋼では、疲労試験によって測定されるサイクル数のバラつきが大きくなる場合や、寸法効果の影響が大きくなる場合があることがわかった。
例として低サイクル疲労試験を挙げると、非金属介在物（ＴｉＮ、ＴｉＣＮ等）が少ない金属材料から複数の試験片を採取し、採取した複数の試験片に対して低サイクル疲労試験を実施した場合、非金属介在物が含まれる試験片では、非金属介在物が含まれない試験片と比較して、サイクル数が低い（即ち疲労強度が低い）測定結果となる場合がある。その結果、サイクル数が数千サイクル〜数十万サイクルとなる等、サイクル数のバラつきが極めて大きくなることがある。この問題は、特に、試験片のサイズが小さい場合に発生し易い。
また、一般的に、非金属介在物を形成する元素は、酸素、窒素、硫黄である。
マルエージング鋼（特に、真空アーク再溶解法により製造されたマルエージング鋼）のような高清浄度の金属材料においては、これら元素の量は極めて少ない場合が多いものの、上記非金属介在物の影響をゼロとすることは極めて困難である。その結果、このような金属材料に対して低サイクル疲労試験を実施した際には、一定の確率において、低いサイクル数が出現することがある。
このように、マルエージング鋼では、疲労試験によって測定されるサイクル数のバラつきが大きくなる場合や、寸法効果の影響が大きくなる場合があることがわかった。
一方、マルエージング鋼については、疲労強度が必ずしも高くないという事情から、疲労強度をある程度高く維持することも当然に求められる。
本発明は、上記状況に鑑みてなされたものである。
即ち、本発明の課題は、疲労試験（特に低サイクル疲労試験）を実施したときの測定結果（サイクル数）のバラつきが抑制され、寸法効果の影響が低減され、疲労強度がある程度高く維持されたマルエージング鋼を製造できる、マルエージング鋼の製造方法を提供することである。
即ち、本発明の課題は、疲労試験（特に低サイクル疲労試験）を実施したときの測定結果（サイクル数）のバラつきが抑制され、寸法効果の影響が低減され、疲労強度がある程度高く維持されたマルエージング鋼を製造できる、マルエージング鋼の製造方法を提供することである。
前記課題を解決するための具体的手段は以下のとおりである。
＜１＞ 真空溶解により、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％、及び、Ｎ：０．００２５〜０．００５０質量％を含有する再溶解用電極を製造する再溶解用電極製造工程と、前記再溶解用電極を再溶解させることにより、平均鋼塊径６５０ｍｍ以上の鋼塊を製造する鋼塊製造工程と、を有し、Ｔｉを０．２〜３．０質量％含有するマルエージング鋼を製造するマルエージング鋼の製造方法である。
＜２＞ 前記再溶解用電極製造工程は、溶鋼中にＮを添加する工程を含む＜１＞に記載のマルエージング鋼の製造方法である。
＜３＞ 前記溶鋼中へのＮの添加は、該溶鋼に接触する雰囲気中に窒素ガスを導入することによって行う＜２＞に記載のマルエージング鋼の製造方法である。
＜４＞ 前記再溶解用電極は、更に、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％を含有する＜１＞〜＜３＞のいずれか１つに記載のマルエージング鋼の製造方法である。
＜５＞ 前記再溶解用電極は、更に、Ｍｎ：０．０１〜０．１０質量％を含有する＜１＞〜＜４＞のいずれか１つに記載のマルエージング鋼の製造方法である。
＜６＞ 前記再溶解用電極は、更に、Ａｌ：１．７質量％以下を含有する＜１＞〜＜５＞のいずれか１つに記載のマルエージング鋼の製造方法である。
＜７＞ 前記鋼塊製造工程は、前記再溶解用電極を真空アーク再溶解によって再溶解させる＜１＞〜＜６＞のいずれか１つに記載のマルエージング鋼の製造方法である。
＜８＞ 前記再溶解用電極の化学組成は、Ｃ：０．０１質量％以下、Ａｌ：１．７質量％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％、Ｍｎ：０．０１〜０．１０質量％、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％、Ｎｉ：８．０〜２２．０質量％、Ｃｏ：５．０〜２０．０質量％、Ｍｏ：２．０〜９．０質量％、Ｎ：０．００２５〜０．００５０質量％、Ｏ：０．００１５質量％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物である＜１＞〜＜７＞のいずれか１つに記載のマルエージング鋼の製造方法である。
＜９＞ 前記鋼塊の化学組成は、Ｃ：０．０１質量％以下、Ａｌ：１．７質量％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％、Ｍｎ：０．０１〜０．１０質量％、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％、Ｎｉ：８．０〜２２．０質量％、Ｃｏ：５．０〜２０．０質量％、Ｍｏ：２．０〜９．０質量％、Ｎ：０．００２５質量％未満、Ｏ：０．００１５質量％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物である＜１＞〜＜８＞のいずれか１つに記載のマルエージング鋼の製造方法である。
＜１＞ 真空溶解により、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％、及び、Ｎ：０．００２５〜０．００５０質量％を含有する再溶解用電極を製造する再溶解用電極製造工程と、前記再溶解用電極を再溶解させることにより、平均鋼塊径６５０ｍｍ以上の鋼塊を製造する鋼塊製造工程と、を有し、Ｔｉを０．２〜３．０質量％含有するマルエージング鋼を製造するマルエージング鋼の製造方法である。
＜２＞ 前記再溶解用電極製造工程は、溶鋼中にＮを添加する工程を含む＜１＞に記載のマルエージング鋼の製造方法である。
＜３＞ 前記溶鋼中へのＮの添加は、該溶鋼に接触する雰囲気中に窒素ガスを導入することによって行う＜２＞に記載のマルエージング鋼の製造方法である。
＜４＞ 前記再溶解用電極は、更に、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％を含有する＜１＞〜＜３＞のいずれか１つに記載のマルエージング鋼の製造方法である。
＜５＞ 前記再溶解用電極は、更に、Ｍｎ：０．０１〜０．１０質量％を含有する＜１＞〜＜４＞のいずれか１つに記載のマルエージング鋼の製造方法である。
＜６＞ 前記再溶解用電極は、更に、Ａｌ：１．７質量％以下を含有する＜１＞〜＜５＞のいずれか１つに記載のマルエージング鋼の製造方法である。
＜７＞ 前記鋼塊製造工程は、前記再溶解用電極を真空アーク再溶解によって再溶解させる＜１＞〜＜６＞のいずれか１つに記載のマルエージング鋼の製造方法である。
＜８＞ 前記再溶解用電極の化学組成は、Ｃ：０．０１質量％以下、Ａｌ：１．７質量％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％、Ｍｎ：０．０１〜０．１０質量％、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％、Ｎｉ：８．０〜２２．０質量％、Ｃｏ：５．０〜２０．０質量％、Ｍｏ：２．０〜９．０質量％、Ｎ：０．００２５〜０．００５０質量％、Ｏ：０．００１５質量％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物である＜１＞〜＜７＞のいずれか１つに記載のマルエージング鋼の製造方法である。
＜９＞ 前記鋼塊の化学組成は、Ｃ：０．０１質量％以下、Ａｌ：１．７質量％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％、Ｍｎ：０．０１〜０．１０質量％、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％、Ｎｉ：８．０〜２２．０質量％、Ｃｏ：５．０〜２０．０質量％、Ｍｏ：２．０〜９．０質量％、Ｎ：０．００２５質量％未満、Ｏ：０．００１５質量％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物である＜１＞〜＜８＞のいずれか１つに記載のマルエージング鋼の製造方法である。
本発明によれば、疲労試験（特に低サイクル疲労試験）を実施したときの測定結果（サイクル数）のバラつきが抑制され、寸法効果の影響が低減され、疲労強度がある程度高く維持されたマルエージング鋼を製造できる、マルエージング鋼の製造方法を提供することができる。
以下、本発明のマルエージング鋼の製造方法（以下、「本発明の製造方法」ともいう）について詳細に説明する。
本発明の製造方法は、真空溶解により、チタン（以下、「Ｔｉ」ともいう）：０．２〜３．０質量％、及び、窒素（以下、「Ｎ」ともいう）：０．００２５〜０．００５０質量％を含有する再溶解用電極を製造する再溶解用電極製造工程と、前記再溶解用電極を再溶解させることにより、平均鋼塊径６５０ｍｍ以上の鋼塊を製造する鋼塊製造工程と、を有し、Ｔｉを０．２〜３．０質量％含有するマルエージング鋼を製造する方法である。
本発明の製造方法は、上記構成により、疲労試験（特に低サイクル疲労試験）を実施したときの測定結果（サイクル数）のバラつきが抑制され、寸法効果の影響が低減され、疲労強度がある程度高く維持されたマルエージング鋼を製造できる。
本発明の製造方法は、真空溶解により、チタン（以下、「Ｔｉ」ともいう）：０．２〜３．０質量％、及び、窒素（以下、「Ｎ」ともいう）：０．００２５〜０．００５０質量％を含有する再溶解用電極を製造する再溶解用電極製造工程と、前記再溶解用電極を再溶解させることにより、平均鋼塊径６５０ｍｍ以上の鋼塊を製造する鋼塊製造工程と、を有し、Ｔｉを０．２〜３．０質量％含有するマルエージング鋼を製造する方法である。
本発明の製造方法は、上記構成により、疲労試験（特に低サイクル疲労試験）を実施したときの測定結果（サイクル数）のバラつきが抑制され、寸法効果の影響が低減され、疲労強度がある程度高く維持されたマルエージング鋼を製造できる。
本発明において、低サイクル疲労試験とは、ＡＳＴＭ Ｅ６０６に準拠して行われる試験を指す。
また、本発明において、マルエージング鋼とは、通常定義される通り、時効処理（エージング）を施すことで２０００ＭＰａ前後の非常に高い強度が得られる超強力鋼をいう。
また、本発明において、マルエージング鋼とは、通常定義される通り、時効処理（エージング）を施すことで２０００ＭＰａ前後の非常に高い強度が得られる超強力鋼をいう。
以下、本発明の製造方法によって上述の効果が得られる理由として、推定される理由を説明する。
本発明の製造方法では、再溶解用電極（以下、「電極」ともいう）に、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％及びＮ：０．００２５質量％以上が含有される。このため、製造される鋼塊（マルエージング鋼）には、Ｔｉ系非金属介在物として、窒化チタン（以下、「ＴｉＮ」ともいう）や炭窒化チタン（以下、「ＴｉＣＮ」ともいう）が少なからず含有される。このＴｉ系非金属介在物は、再溶解用電極製造工程における凝固過程で成長し、鋼塊製造工程における（電極が再溶解してなる）溶鋼プール中で一部溶解するものの完全には溶解せず、再溶解後の凝固過程で再び成長すると考えられる。このＴｉ系非金属介在物は、主として凝固過程で成長するため、後述の酸化物系介在物と比較して、最大サイズの制御が比較的容易である。
本発明では、製造される鋼塊中において、このＴｉ系非金属介在物を適度な大きさ（例えば９〜１５μｍ）とし、かつ、このＴｉ系非金属介在物を均質に分散させることができると考えられる。そして鋼塊の疲労試験において、疲労破壊のほとんどを、このＴｉ系非金属介在物を起点として起こさせることができるので、疲労試験（特に低サイクル疲労試験）による測定結果（サイクル数）のバラつきを抑制できると考えられる。更に、上記鋼塊中に適度な大きさのＴｉ系非金属介在物が均質に分散されることにより、寸法効果の影響も低減できると考えられる。
本発明では、製造される鋼塊中において、このＴｉ系非金属介在物を適度な大きさ（例えば９〜１５μｍ）とし、かつ、このＴｉ系非金属介在物を均質に分散させることができると考えられる。そして鋼塊の疲労試験において、疲労破壊のほとんどを、このＴｉ系非金属介在物を起点として起こさせることができるので、疲労試験（特に低サイクル疲労試験）による測定結果（サイクル数）のバラつきを抑制できると考えられる。更に、上記鋼塊中に適度な大きさのＴｉ系非金属介在物が均質に分散されることにより、寸法効果の影響も低減できると考えられる。
上述の「Ｔｉ系非金属介在物が均質に分散された」状態の一例としては、鋼塊を鍛造することにより得られたビレットからφ１０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を採取したときに、この試験片の表面近傍にＴｉ系非金属介在物が凡そ５０％を超える確率で存在する程度の状態が挙げられる。
一方、電極中（再溶解電極中）には、上記Ｔｉ系非金属介在物以外にも、酸化物系介在物（アルミナ（Ａｌ２Ｏ３）、スピネル（ＭｇＯ−Ａｌ２Ｏ３）等）が含有される場合がある。
この場合、酸化物系介在物は、鋼塊製造工程における溶鋼プールにも含有される。溶鋼プール中の酸化物系介在物は、溶鋼プールが凝固して鋼塊となるまでの過程において、溶鋼プール中で浮上分離されるか、又は、凝固界面にトラップされてそのまま鋼塊中に残存する。鋼塊中に残存した酸化物系介在物は、鋼塊の疲労試験において破断起点となり、疲労強度を低下させる。
上述の酸化物系介在物は、溶鋼の対流によって成長する。このため、酸化物系介在物は、上記Ｔｉ系非金属介在物とは異なり、その最大サイズの管理が困難である。
この場合、酸化物系介在物は、鋼塊製造工程における溶鋼プールにも含有される。溶鋼プール中の酸化物系介在物は、溶鋼プールが凝固して鋼塊となるまでの過程において、溶鋼プール中で浮上分離されるか、又は、凝固界面にトラップされてそのまま鋼塊中に残存する。鋼塊中に残存した酸化物系介在物は、鋼塊の疲労試験において破断起点となり、疲労強度を低下させる。
上述の酸化物系介在物は、溶鋼の対流によって成長する。このため、酸化物系介在物は、上記Ｔｉ系非金属介在物とは異なり、その最大サイズの管理が困難である。
酸化物系介在物が存在する場合に鑑み、本発明における再溶解用電極製造工程では、電極中におけるＮの量を０．００２５質量％以上と比較的高めとする。これにより、電極中に酸化物系介在物が存在する場合であっても、上述のＴｉ系非金属介在物が酸化物系介在物よりも大きく成長し易くなる。
そして鋼塊製造工程では、上記の電極を再溶解することにより鋼塊を製造する。
この鋼塊製造工程において、Ｔｉ系非金属介在物は、溶鋼プール中に一部溶解するものの完全には溶解せず、再溶解後の凝固過程で再び適度な大きさにまで成長する。このようにして、電極中におけるＴｉ系非金属介在物の状態が、鋼塊中においても同様に維持される。即ち、鋼塊製造工程では、適度な大きさ（例えば酸化物系介在物よりは大きいが、大きすぎない大きさ；例えば９〜１５μｍ）を有し、かつ、大きさのバラつきが少ないＴｉ系非金属介在物が分散された鋼塊を得ることができる。
そして鋼塊製造工程では、上記の電極を再溶解することにより鋼塊を製造する。
この鋼塊製造工程において、Ｔｉ系非金属介在物は、溶鋼プール中に一部溶解するものの完全には溶解せず、再溶解後の凝固過程で再び適度な大きさにまで成長する。このようにして、電極中におけるＴｉ系非金属介在物の状態が、鋼塊中においても同様に維持される。即ち、鋼塊製造工程では、適度な大きさ（例えば酸化物系介在物よりは大きいが、大きすぎない大きさ；例えば９〜１５μｍ）を有し、かつ、大きさのバラつきが少ないＴｉ系非金属介在物が分散された鋼塊を得ることができる。
また、本発明における鋼塊製造工程では、平均鋼塊径６５０ｍｍ以上の鋼塊を製造する。
鋼塊の平均鋼塊径が大きくなると（具体的には６５０ｍｍ以上であると）、鋼塊製造工程における凝固界面の進行速度（例えば上昇速度）が遅くなる傾向となる。これにより、溶鋼プール全体が凝固するまでの時間、即ち、酸化物系介在物の浮上分離の時間を長くすることができるので、酸化物系介在物の浮上分離の効果を効果的に働かせることができる。これにより鋼塊中の酸化物系介在物の量を低減することができる。
鋼塊の平均鋼塊径が大きくなると（具体的には６５０ｍｍ以上であると）、鋼塊製造工程における凝固界面の進行速度（例えば上昇速度）が遅くなる傾向となる。これにより、溶鋼プール全体が凝固するまでの時間、即ち、酸化物系介在物の浮上分離の時間を長くすることができるので、酸化物系介在物の浮上分離の効果を効果的に働かせることができる。これにより鋼塊中の酸化物系介在物の量を低減することができる。
更に、鋼塊の平均鋼塊径が大きくなると（具体的には６５０ｍｍ以上であると）、鋼塊を鍛造（例えば熱間鍛造）して鍛造品とする際の鍛造比が大きくなる傾向がある。この鍛造比の増大により、鋼塊を鍛造する際に、酸化物系介在物を破砕して微細化することができる。従って、疲労試験に対する酸化物系介在物の影響を小さくすることができる。
ところで、一般に、鋼塊内には、デンドライト樹間に形成されるミクロポアが存在する場合がある。かかるミクロポアは鍛造（例えば熱間鍛造）時の圧着によって見えなくなることも多い。しかし、鍛造時の圧着の程度が不足した場合（特に、上記鍛造比が小さい場合）には、疲労試験を実施した際に空隙（以下、「ボイド」ともいう）欠陥として発現することがある。
鍛造比が大きいこと、即ち、鋼塊の平均鋼塊径が６５０ｍｍ以上であることは、上述のボイド欠陥の抑制に対しても有効である。
鍛造比が大きいこと、即ち、鋼塊の平均鋼塊径が６５０ｍｍ以上であることは、上述のボイド欠陥の抑制に対しても有効である。
ここで、鋼塊の平均鋼塊径について説明する。
鋼塊の平均鋼塊径は、鋼塊が円錐台形状又は円柱形状である場合には、鋼塊の上面の直径と鋼塊の下面の直径との合計を２で割った値を指す。
また、鋼塊の平均鋼塊径は、鋼塊が角錐台形状又は角柱形状である場合には、鋼塊の上面の外接円の直径と鋼塊の下面の外接円の直径との合計を２で割った値を指す。
鋼塊の平均鋼塊径は、鋼塊が円錐台形状又は円柱形状である場合には、鋼塊の上面の直径と鋼塊の下面の直径との合計を２で割った値を指す。
また、鋼塊の平均鋼塊径は、鋼塊が角錐台形状又は角柱形状である場合には、鋼塊の上面の外接円の直径と鋼塊の下面の外接円の直径との合計を２で割った値を指す。
以上により、本発明の製造方法では、適度な大きさ（例えば９〜１５μｍ。以下同じ。）のＴｉ系非金属介在物が均質に分散され、かつ、酸化物系介在物の影響が低減された鋼塊を製造することができる。
得られた鋼塊では、適度な大きさの（例えば酸化物系介在物よりは大きいが、大きすぎない）Ｔｉ系非金属介在物が均質に分散されていることにより、疲労破壊が起こる位置の偏り（バラつき）が抑制されると考えられる。詳細には、鋼塊の疲労破壊のほとんどを、Ｔｉ系非金属介在物を起点として起こさせることができる（即ち、Ｔｉ系非金属介在物以外の介在物の影響が排除される）。これにより、鋼塊から複数の試験片を採取して疲労試験を行った際に、試験片ごとの測定結果（サイクル数）のバラつきが抑制されると考えられる。
また、同様の理由により、上記鋼塊では、寸法効果による影響が低減されると考えられる。よって疲労試験において、少ない試験数で、信頼性の高い疲労強度の代表値を得ることができる。
得られた鋼塊では、適度な大きさの（例えば酸化物系介在物よりは大きいが、大きすぎない）Ｔｉ系非金属介在物が均質に分散されていることにより、疲労破壊が起こる位置の偏り（バラつき）が抑制されると考えられる。詳細には、鋼塊の疲労破壊のほとんどを、Ｔｉ系非金属介在物を起点として起こさせることができる（即ち、Ｔｉ系非金属介在物以外の介在物の影響が排除される）。これにより、鋼塊から複数の試験片を採取して疲労試験を行った際に、試験片ごとの測定結果（サイクル数）のバラつきが抑制されると考えられる。
また、同様の理由により、上記鋼塊では、寸法効果による影響が低減されると考えられる。よって疲労試験において、少ない試験数で、信頼性の高い疲労強度の代表値を得ることができる。
更に、この鋼塊では、Ｔｉ系非金属介在物の大きさがある程度制限されていること（即ち、大きすぎないこと）、及び、酸化物系介在物が微細であることにより、疲労強度がある程度高く維持されると考えられる。
また、本発明の製造方法によれば、製造されたマルエージング鋼中において、極端に大きい酸化物系介在物の発生を抑制できる。また、仮に極端に大きい酸化物系介在物が発生した場合でも、この酸化物系介在物の発生を検知又は管理し易い。
本発明において、鋼塊の平均鋼塊径は、上述の通り６５０ｍｍ以上である。鋼塊の平均鋼塊径が６５０ｍｍ未満であると、その効果が不十分となる。特に鋼塊の疲労強度が低下する傾向となる。
一方、鋼塊の平均鋼塊径の上限には特に制限はないが、平均鋼塊径は８００ｍｍ以下が好ましい。平均鋼塊径が８００ｍｍ以下であると、Ｔｉ系非金属介在物が過剰に大きくなることがより抑制され、疲労試験のサイクル数の低下がより抑制されると推定される。
一方、鋼塊の平均鋼塊径の上限には特に制限はないが、平均鋼塊径は８００ｍｍ以下が好ましい。平均鋼塊径が８００ｍｍ以下であると、Ｔｉ系非金属介在物が過剰に大きくなることがより抑制され、疲労試験のサイクル数の低下がより抑制されると推定される。
また、本発明において、上記電極中におけるＮの量は、上述のとおり０．００２５〜０．００５０質量％である。
Ｎの量が０．００２５質量％未満であると、酸化物系介在物の大きさがＴｉ系非金属介在物の大きさを上回り易くなる。このため、上述した本発明の効果（特に、測定値のバラつき抑制の効果、及び、寸法効果の影響低減の効果）が不十分となる。
一方、Ｎの量が０．００５０質量％を超えると、ミクロポアに起因する欠陥が増加する傾向となる。
Ｎの量が０．００２５質量％未満であると、酸化物系介在物の大きさがＴｉ系非金属介在物の大きさを上回り易くなる。このため、上述した本発明の効果（特に、測定値のバラつき抑制の効果、及び、寸法効果の影響低減の効果）が不十分となる。
一方、Ｎの量が０．００５０質量％を超えると、ミクロポアに起因する欠陥が増加する傾向となる。
また、本発明において電極及びマルエージング鋼に含まれるＴｉの量は、上述のとおり０．２〜３．０質量％である。
Ｔｉの量が０．２質量％未満であると、Ｔｉ系非金属介在物の量が少なくなるため、上述した本発明の効果が不十分となる。
一方、Ｔｉの量が３．０質量％を超えると、マルエージング鋼の延性及び靱性が劣化する傾向となる。
Ｔｉの量が０．２質量％未満であると、Ｔｉ系非金属介在物の量が少なくなるため、上述した本発明の効果が不十分となる。
一方、Ｔｉの量が３．０質量％を超えると、マルエージング鋼の延性及び靱性が劣化する傾向となる。
次に、本発明の製造方法の各工程について説明する。
＜再溶解用電極製造工程＞
再溶解用電極製造工程は、真空溶解により、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％、及び、Ｎ：０．００２５〜０．００５０質量％を含有する再溶解用電極を製造する工程である。
ここでいう「真空溶解」は、原料を溶解させて溶鋼を得る溶解過程と、得られた溶鋼を凝固させて電極とする凝固過程と、を含む。
真空溶解の条件には特に制限はなく、公知の条件を適用することができる。
また、本工程において、Ｔｉ及びＮは、それぞれ、原料中に予め含まれていてもよいし、真空溶解の途中で溶鋼に添加されてもよい。
再溶解用電極製造工程は、真空溶解により、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％、及び、Ｎ：０．００２５〜０．００５０質量％を含有する再溶解用電極を製造する工程である。
ここでいう「真空溶解」は、原料を溶解させて溶鋼を得る溶解過程と、得られた溶鋼を凝固させて電極とする凝固過程と、を含む。
真空溶解の条件には特に制限はなく、公知の条件を適用することができる。
また、本工程において、Ｔｉ及びＮは、それぞれ、原料中に予め含まれていてもよいし、真空溶解の途中で溶鋼に添加されてもよい。
本工程における好ましい形態は、溶鋼中にＮを添加する工程を含む形態である。この形態における、Ｎが添加される前の溶鋼としては、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％を含む溶鋼が好ましい。Ｎが添加される前の溶鋼は、Ｔｉ以外にも、最終的に製造しようとするマルエージング鋼の成分を含むことがより好ましい。
また、この形態において、溶鋼中にＮが添加されると、溶鋼の凝固過程においてＴｉとＮとが結合し、ＴｉＮやＴｉＣＮ等のＴｉ系非金属介在物が形成される。
溶鋼中にＮを添加する方法としては、真空溶解の雰囲気（溶鋼に接触する雰囲気）中に窒素ガス（Ｎ２ガス）を導入する方法が好適である。この方法では、酸化物系介在物よりも大きいＴｉ系非金属介在物をより形成し易いため、上述した本発明の効果をより効果的に発現させることができる。
この方法では、上記雰囲気中に窒素ガスを導入して上記雰囲気を窒素雰囲気とした後、３分間以上（好ましくは５分間以上）保持することが好ましい。これにより、溶鋼中にＮをより効果的に添加できる。この保持の時間の上限には特に制限はないが、この保持の時間は、例えば３０分間以下（好ましくは２０分間以下）とすることができる。
また、この窒素雰囲気の圧力は、溶鋼中にＮをより効果的に添加する観点から、１ｋＰａ以上が好ましく、１０ｋＰａ以上がより好ましい。一方、この窒素雰囲気の圧力は、真空炉内の観察をより容易に行う観点から、４０ｋＰａ以下が好ましく、２０ｋＰａ以下がより好ましい。
また、上記保持の後、雰囲気を減圧することも好ましい。これにより、溶鋼中のＮと雰囲気のＮとを平衡状態とすることで、溶鋼中のＮの量を一定の値とすることができ、ひいては、電極中にＴｉ系非金属介在物が過剰に生成することを防ぐことができる。
減圧後の圧力は、減圧による効果をより効果的に得る観点から、２００Ｐａ以上８００Ｐａ以下が望ましい。
また、雰囲気を減圧した後、３０分間以上保持することが好ましい。これにより、溶鋼中のＮをより効果的に平衡状態とすることができる。一方、溶鋼中における酸化物の生成をより抑制する観点から、減圧後の保持時間は、１８０分間以下が好ましい。
溶鋼中にＮを添加する方法としては、真空溶解の雰囲気（溶鋼に接触する雰囲気）中に窒素ガス（Ｎ２ガス）を導入する方法が好適である。この方法では、酸化物系介在物よりも大きいＴｉ系非金属介在物をより形成し易いため、上述した本発明の効果をより効果的に発現させることができる。
この方法では、上記雰囲気中に窒素ガスを導入して上記雰囲気を窒素雰囲気とした後、３分間以上（好ましくは５分間以上）保持することが好ましい。これにより、溶鋼中にＮをより効果的に添加できる。この保持の時間の上限には特に制限はないが、この保持の時間は、例えば３０分間以下（好ましくは２０分間以下）とすることができる。
また、この窒素雰囲気の圧力は、溶鋼中にＮをより効果的に添加する観点から、１ｋＰａ以上が好ましく、１０ｋＰａ以上がより好ましい。一方、この窒素雰囲気の圧力は、真空炉内の観察をより容易に行う観点から、４０ｋＰａ以下が好ましく、２０ｋＰａ以下がより好ましい。
また、上記保持の後、雰囲気を減圧することも好ましい。これにより、溶鋼中のＮと雰囲気のＮとを平衡状態とすることで、溶鋼中のＮの量を一定の値とすることができ、ひいては、電極中にＴｉ系非金属介在物が過剰に生成することを防ぐことができる。
減圧後の圧力は、減圧による効果をより効果的に得る観点から、２００Ｐａ以上８００Ｐａ以下が望ましい。
また、雰囲気を減圧した後、３０分間以上保持することが好ましい。これにより、溶鋼中のＮをより効果的に平衡状態とすることができる。一方、溶鋼中における酸化物の生成をより抑制する観点から、減圧後の保持時間は、１８０分間以下が好ましい。
本工程において製造される再溶解用電極は、前述のとおり、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％、及び、Ｎ：０．００２５〜０．００５０質量％を含有する。
再溶解用電極（及び、好ましくは後述する鋼塊）は、更に、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％（より好ましくは０．０１〜０．０５質量％）を含有することが好ましい。これにより、ＴｉおよびＮの活量を高めることができるので、ＴｉＮやＴｉＣＮ等のＴｉ系非金属介在物のサイズをさらに拡大させて上述の本発明の効果を高めることができる。
再溶解用電極（及び、好ましくは後述する鋼塊）は、更に、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％（より好ましくは０．０１〜０．０５質量％）を含有することが好ましい。これにより、ＴｉおよびＮの活量を高めることができるので、ＴｉＮやＴｉＣＮ等のＴｉ系非金属介在物のサイズをさらに拡大させて上述の本発明の効果を高めることができる。
また、再溶解用電極（及び、好ましくは後述する鋼塊）は、更に、Ｍｎ：０．０１〜０．１０質量％（より好ましくは０．０１〜０．０５質量％）を含有することが好ましい。これにより、Ｎｉとともに金属間化合物を形成し、時効化能を高めることで、ＴｉＮやＴｉＣＮ等のＴｉ系非金属介在物による破断の感受性を高め、上述の本発明の効果を高めることができる。
また、再溶解用電極（及び、好ましくは後述する鋼塊）は、更に、Ａｌ：１．７質量％以下を含有することが好ましい。再溶解用電極（及び、好ましくは後述する鋼塊）がＡｌを含有することにより、鋼塊を時効処理したときの強度をより向上させることができる。また、Ａｌの量が１．７質量％以下であると、鋼塊を時効処理したときの靱性をより向上させることができる。
また、再溶解用電極（及び、好ましくは後述する鋼塊）は、Ｃ（炭素）が０．０１質量％以下であることが好ましい。これにより、炭化物の形成による金属間化合物の析出量の減少をより抑制でき、ひいては疲労強度の低下をより抑制できる。
また、再溶解用電極（及び、好ましくは後述する鋼塊）は、Ｎｉ（ニッケル）：８．０〜２２．０質量％を含有することが好ましい。Ｎｉの量が８．０質量％以上であると、鋼塊の靱性の低下をより抑制できる。Ｎｉの量が２２．０質量％以下であると、鋼塊において、オーステナイト組織の安定化が抑制され、マルテンサイト組織がより形成され易くなる。
また、再溶解用電極（及び、好ましくは後述する鋼塊）は、Ｍｏ（モリブデン）：２．０〜９．０質量％を含有することが好ましい。Ｍｏの量が２．０質量％以上であると、時効処理により強化に寄与するＭｏを含む微細な金属間化合物が形成され易くなる。Ｍｏの量が９．０質量％以下であると、Ｍｏを含む微細な金属間化合物がマトリックス中に析出することにより、マトリックスの強度をより高めることができる。
また、再溶解用電極（及び、好ましくは後述する鋼塊）は、Ｃｏ（コバルト）：５．０〜２０．０質量％を含有することが好ましい。Ｃｏの量が５．０質量％以上であると、Ｍｏの固溶度をより低下させることができ、Ｍｏが微細な金属間化合物を形成して析出することをより促進できる。Ｃｏの量が２０．０質量％以下であると、脆化をより抑制できる。
また、再溶解用電極（及び、好ましくは後述する鋼塊）は、Ｏ（酸素）が０．００１５質量％以下であることが好ましい。これにより、酸化物系介在物の成長をより抑制でき、疲労強度の低下をより抑制できる。
また、再溶解用電極（及び、好ましくは後述する鋼塊）は、Ｎｉ（ニッケル）：８．０〜２２．０質量％を含有することが好ましい。Ｎｉの量が８．０質量％以上であると、鋼塊の靱性の低下をより抑制できる。Ｎｉの量が２２．０質量％以下であると、鋼塊において、オーステナイト組織の安定化が抑制され、マルテンサイト組織がより形成され易くなる。
また、再溶解用電極（及び、好ましくは後述する鋼塊）は、Ｍｏ（モリブデン）：２．０〜９．０質量％を含有することが好ましい。Ｍｏの量が２．０質量％以上であると、時効処理により強化に寄与するＭｏを含む微細な金属間化合物が形成され易くなる。Ｍｏの量が９．０質量％以下であると、Ｍｏを含む微細な金属間化合物がマトリックス中に析出することにより、マトリックスの強度をより高めることができる。
また、再溶解用電極（及び、好ましくは後述する鋼塊）は、Ｃｏ（コバルト）：５．０〜２０．０質量％を含有することが好ましい。Ｃｏの量が５．０質量％以上であると、Ｍｏの固溶度をより低下させることができ、Ｍｏが微細な金属間化合物を形成して析出することをより促進できる。Ｃｏの量が２０．０質量％以下であると、脆化をより抑制できる。
また、再溶解用電極（及び、好ましくは後述する鋼塊）は、Ｏ（酸素）が０．００１５質量％以下であることが好ましい。これにより、酸化物系介在物の成長をより抑制でき、疲労強度の低下をより抑制できる。
再溶解用電極の化学組成としては、Ｎの量以外は、製造しようとする鋼塊（マルエージング鋼）と実質的に同じ成分組成とすることも好ましい。
再溶解用電極の化学組成として、特に好ましくは、Ｃ：０．０１質量％以下、Ａｌ：１．７質量％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％、Ｍｎ：０．０１〜０．１０質量％、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％、Ｎｉ：８．０〜２２．０質量％、Ｃｏ：５．０〜２０．０質量％、Ｍｏ：２．０〜９．０質量％、Ｎ：０．００２５〜０．００５０質量％、Ｏ：０．００１５質量％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物である化学組成である。
＜鋼塊製造工程＞
鋼塊製造工程は、前記再溶解用電極を再溶解させることにより鋼塊を製造する工程である。
ここで、再溶解の方法としては、真空アーク再溶解、エレクトロスラグ再溶解等が挙げられる。中でも、均質で（即ち成分偏析が少なく）、しかも非金属介在物（ＴｉＮやＴｉＣＮ等）の量が少ない鋼塊が得られる点で、真空アーク再溶解が好ましい。
なお、本工程では、再溶解した電極が凝固して鋼塊となることは言うまでもない。
鋼塊製造工程は、前記再溶解用電極を再溶解させることにより鋼塊を製造する工程である。
ここで、再溶解の方法としては、真空アーク再溶解、エレクトロスラグ再溶解等が挙げられる。中でも、均質で（即ち成分偏析が少なく）、しかも非金属介在物（ＴｉＮやＴｉＣＮ等）の量が少ない鋼塊が得られる点で、真空アーク再溶解が好ましい。
なお、本工程では、再溶解した電極が凝固して鋼塊となることは言うまでもない。
上記再溶解の態様としては、得られる鋼塊中のＮの量が、再溶解用電極中のＮの量よりも少なくなる態様が好適である。
本工程で得られる鋼塊の化学組成は、Ｎの量以外は、再溶解電極の化学組成と実質的に同じ成分組成とすることも好ましい。
鋼塊の化学組成として、特に好ましくは、Ｃ：０．０１質量％以下、Ａｌ：１．７質量％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％、Ｍｎ：０．０１〜０．１０質量％、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％、Ｎｉ：８．０〜２２．０質量％、Ｃｏ：５．０〜２０．０質量％、Ｍｏ：２．０〜９．０質量％、Ｎ：０．００２５質量％未満、Ｏ：０．００１５質量％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物である化学組成である。
鋼塊の化学組成として、特に好ましくは、Ｃ：０．０１質量％以下、Ａｌ：１．７質量％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％、Ｍｎ：０．０１〜０．１０質量％、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％、Ｎｉ：８．０〜２２．０質量％、Ｃｏ：５．０〜２０．０質量％、Ｍｏ：２．０〜９．０質量％、Ｎ：０．００２５質量％未満、Ｏ：０．００１５質量％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物である化学組成である。
本発明の製造方法は、必要に応じ、再溶解用電極製造工程及び鋼塊製造工程以外のその他の工程を有していてもよい。
その他の工程としては、熱間鍛造工程、ソーキング工程、圧延工程、時効処理工程等の公知の工程が挙げられる。
その他の工程としては、熱間鍛造工程、ソーキング工程、圧延工程、時効処理工程等の公知の工程が挙げられる。
以下に実施例を挙げて本発明を具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に制限されるものではない。以下において、低サイクル疲労試験は、ＡＳＴＭ Ｅ６０６に準拠して行った。
〔実施例１〕
＜再溶解用電極及び鋼塊の製造＞
真空溶解により、下記表１の「電極」欄に示す成分組成の再溶解用電極を製造した。
詳細には、真空溶解中、溶鋼に接触する雰囲気に窒素ガスを導入することにより、上記雰囲気を窒素雰囲気（圧力１３ｋＰａ）とした。この状態で１０分間保持し、溶鋼中のＮの量を高めた。その後、雰囲気を３００Ｐａまで減圧して溶鋼中のＮを平衡状態とし、この状態で溶解を９０分間継続した。次いで溶鋼を出鋼し、出鋼した溶鋼を凝固させて再溶解用電極を得た。
＜再溶解用電極及び鋼塊の製造＞
真空溶解により、下記表１の「電極」欄に示す成分組成の再溶解用電極を製造した。
詳細には、真空溶解中、溶鋼に接触する雰囲気に窒素ガスを導入することにより、上記雰囲気を窒素雰囲気（圧力１３ｋＰａ）とした。この状態で１０分間保持し、溶鋼中のＮの量を高めた。その後、雰囲気を３００Ｐａまで減圧して溶鋼中のＮを平衡状態とし、この状態で溶解を９０分間継続した。次いで溶鋼を出鋼し、出鋼した溶鋼を凝固させて再溶解用電極を得た。
次に、上記で得られた再溶解用電極を、真空アーク再溶解により再溶解させて下記表１の「鋼塊」欄に示す成分組成の鋼塊（マルエージング鋼）を製造した。
ここで、鋼塊の平均鋼塊径は８００ｍｍとした。
表１に示すように、得られた鋼塊では、Ｎの量が、再溶解用電極におけるＮの量から減少した。Ｏの量も、再溶解用電極におけるＯの量から若干減少した。
ここで、鋼塊の平均鋼塊径は８００ｍｍとした。
表１に示すように、得られた鋼塊では、Ｎの量が、再溶解用電極におけるＮの量から減少した。Ｏの量も、再溶解用電極におけるＯの量から若干減少した。
＜低サイクル疲労試験＞
上記で得られた鋼塊に対して熱間鍛造を行って、φ１８０ｍｍのビレットＡ（ビレットＮｏ．Ａ）と、φ２５０ｍｍのビレットＢ（ビレットＮｏ．Ｂ）と、をそれぞれ作製した。
作製したビレットのトップ側に相当する位置、及び、同じビレットのボトム側に相当する位置から、それぞれ、φ１０ｍｍ、平行部長さ２０ｍｍの低サイクル疲労試験用の試験片を３〜４本採取した（下記表２中、試験片Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４）。このとき、各試験片は、ビレット径の中心位置からビレット径の１／４までの領域から採取した。また、各試験片は、低サイクル疲労試験において、ビレットの径方向に力がかかる形で採取した。
上記で得られた鋼塊に対して熱間鍛造を行って、φ１８０ｍｍのビレットＡ（ビレットＮｏ．Ａ）と、φ２５０ｍｍのビレットＢ（ビレットＮｏ．Ｂ）と、をそれぞれ作製した。
作製したビレットのトップ側に相当する位置、及び、同じビレットのボトム側に相当する位置から、それぞれ、φ１０ｍｍ、平行部長さ２０ｍｍの低サイクル疲労試験用の試験片を３〜４本採取した（下記表２中、試験片Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４）。このとき、各試験片は、ビレット径の中心位置からビレット径の１／４までの領域から採取した。また、各試験片は、低サイクル疲労試験において、ビレットの径方向に力がかかる形で採取した。
採取した各試験片について、それぞれ、温度２００℃、周波数１Ｈｚ、歪み幅０〜０．８０％の条件にて低サイクル疲労試験を実施した。
この試験では、破断が生じたときのサイクル数の増加に比例して増大する値である、サイクル指数を求めた。ここで、サイクル指数が大きいことは、破断が生じたときのサイクル数が大きいことを示す。サイクル指数１．００以上が、実用上許容される値である。
この試験では、更に、破断面における破断起点を観察し、この破断起点を、ＴｉＮ、酸化物、ボイド、その他、及び不明に分類した。
結果を下記表２に示す。
この試験では、破断が生じたときのサイクル数の増加に比例して増大する値である、サイクル指数を求めた。ここで、サイクル指数が大きいことは、破断が生じたときのサイクル数が大きいことを示す。サイクル指数１．００以上が、実用上許容される値である。
この試験では、更に、破断面における破断起点を観察し、この破断起点を、ＴｉＮ、酸化物、ボイド、その他、及び不明に分類した。
結果を下記表２に示す。
〔比較例１〕
実施例１において、真空溶解中にＮを添加せず、かつ、平均鋼塊径を５００ｍｍとしたこと以外は実施例１と同様にして、再溶解用電極及び鋼塊を製造し、実施例１と同様の低サイクル疲労試験を行った。
再溶解用電極及び鋼塊の成分組成を下記表１に示す。
また、低サイクル疲労試験の結果を下記表２に示す。
実施例１において、真空溶解中にＮを添加せず、かつ、平均鋼塊径を５００ｍｍとしたこと以外は実施例１と同様にして、再溶解用電極及び鋼塊を製造し、実施例１と同様の低サイクル疲労試験を行った。
再溶解用電極及び鋼塊の成分組成を下記表１に示す。
また、低サイクル疲労試験の結果を下記表２に示す。
〔比較例２〕
実施例１において、鋼塊径を５００ｍｍとしたこと以外は実施例１と同様にして、再溶解用電極及び鋼塊を製造し、実施例１と同様の低サイクル疲労試験を行った。
再溶解用電極及び鋼塊の成分組成を下記表１に示す。
また、低サイクル疲労試験の結果を下記表２に示す。
実施例１において、鋼塊径を５００ｍｍとしたこと以外は実施例１と同様にして、再溶解用電極及び鋼塊を製造し、実施例１と同様の低サイクル疲労試験を行った。
再溶解用電極及び鋼塊の成分組成を下記表１に示す。
また、低サイクル疲労試験の結果を下記表２に示す。
〜表１の説明〜
・表１中の各元素の数字は、電極中又は鋼塊中における量（質量％）である。
・各電極又は各鋼塊において、上記元素以外の元素は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
・表１中の各元素の数字は、電極中又は鋼塊中における量（質量％）である。
・各電極又は各鋼塊において、上記元素以外の元素は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
表２に示すように、電極中のＮの含有量が０．００２５質量％以上であり、かつ、鋼塊の平均鋼塊径が６５０ｍｍ以上である実施例１では、サイクル指数のバラつきが小さく、かつ、サイクル指数の平均値及びサイクル指数の最小値がある程度高い値であった。即ち、測定結果のバラつきが小さく、かつ、疲労強度がある程度高く維持されていた。
これに対し、電極中のＮの含有量が０．００１０質量％であり、かつ、鋼塊の平均鋼塊径が５００ｍｍである比較例１では、サイクル指数（即ち疲労強度）のバラつきが大きかった。例えば、この比較例１では、サイクル指数の最小値がサイクル指数の平均値の１／９程度であった。
また、電極中のＮの含有量が０．００２５質量％以上であり、かつ、鋼塊の平均鋼塊径が５００ｍｍである比較例２では、サイクル指数の平均値が低かった。特に、この比較例２では、サイクル指数１．００を下回る結果が存在した。
これに対し、電極中のＮの含有量が０．００１０質量％であり、かつ、鋼塊の平均鋼塊径が５００ｍｍである比較例１では、サイクル指数（即ち疲労強度）のバラつきが大きかった。例えば、この比較例１では、サイクル指数の最小値がサイクル指数の平均値の１／９程度であった。
また、電極中のＮの含有量が０．００２５質量％以上であり、かつ、鋼塊の平均鋼塊径が５００ｍｍである比較例２では、サイクル指数の平均値が低かった。特に、この比較例２では、サイクル指数１．００を下回る結果が存在した。
また、表２に示すように、実施例１では破断起点は、殆どがＴｉ系非金属介在物（ＴｉＮ）であった。
図１及び図２は、実施例１における低サイクル疲労試験後の試験片の破断面を示す走査型電子顕微鏡（scanning electron microscope；以下、「ＳＥＭ」ともいう）像である。
図１は、試験片の破断面の二次電子像であり、図２は、図１に示した破断面と同一の破断面の反射電子像（組成像）である。
図１及び図２は、実施例１における低サイクル疲労試験後の試験片の破断面を示す走査型電子顕微鏡（scanning electron microscope；以下、「ＳＥＭ」ともいう）像である。
図１は、試験片の破断面の二次電子像であり、図２は、図１に示した破断面と同一の破断面の反射電子像（組成像）である。
実施例１に対し、比較例１では、ＴｉＮである破断起点は全く見られず、破断起点は、酸化物及びボイドが殆どであった。
また、比較例２でも、ＴｉＮである破断起点は極めて少なく、破断起点は、酸化物及びボイドが殆どであった。
また、比較例２でも、ＴｉＮである破断起点は極めて少なく、破断起点は、酸化物及びボイドが殆どであった。
次に、鋼塊の平均鋼塊径と、鋼塊を熱間鍛造して得られたビレット中における酸化物系介在物の個数と、の関係を調べた。
具体的には、実施例１（平均鋼塊径８００ｍｍ）におけるビレットＡについて、ＳＥＭにより、面積５５ｍｍ２の範囲内に存在する、１．５μｍ以上の大きさの酸化物系介在物の個数をカウントした。カウントされた酸化物系介在物の個数に基づき、酸化物系介在物個数指数を求めた。ここで、酸化物系介在物個数指数は、酸化物系介在物の個数の増加に比例して増大する指数である。
次に、実施例１のビレットＡの作製において、平均鋼塊径を、６００ｍｍ、６９０ｍｍにそれぞれ変化させたこと以外は実施例１のビレットＡの作製と同様にして、２つのビレットを作製した。また、実施例１のビレットＡの作製において、平均鋼塊径を５００ｍｍに変化させ、かつ、ビレットＡの断面積をさらに半分にして鍛造比を増加させたこと以外は実施例１のビレットＡの作製と同様にして、断面積がビレットＡの断面積の半分であるビレットＣを作製した。得られた３つのビレットについて、それぞれ、上記と同様にしてＳＥＭにより酸化物系介在物の個数をカウントし、上記と同様にして酸化物系介在物個数指数を求めた。
図３は、平均鋼塊径と酸化物系介在物個数指数との関係を示すグラフである。
図３に示すように、平均鋼塊径が６５０ｍｍ以上であると、酸化物系介在物個数指数（即ち、酸化物系介在物の個数）が顕著に減少することが確認された。
この結果から、平均鋼塊径が６５０ｍｍ以上であると、酸化物系介在物の浮上分離の効果が十分に効き、酸化物系介在物の個数を顕著に低減できることが確認された。
具体的には、実施例１（平均鋼塊径８００ｍｍ）におけるビレットＡについて、ＳＥＭにより、面積５５ｍｍ２の範囲内に存在する、１．５μｍ以上の大きさの酸化物系介在物の個数をカウントした。カウントされた酸化物系介在物の個数に基づき、酸化物系介在物個数指数を求めた。ここで、酸化物系介在物個数指数は、酸化物系介在物の個数の増加に比例して増大する指数である。
次に、実施例１のビレットＡの作製において、平均鋼塊径を、６００ｍｍ、６９０ｍｍにそれぞれ変化させたこと以外は実施例１のビレットＡの作製と同様にして、２つのビレットを作製した。また、実施例１のビレットＡの作製において、平均鋼塊径を５００ｍｍに変化させ、かつ、ビレットＡの断面積をさらに半分にして鍛造比を増加させたこと以外は実施例１のビレットＡの作製と同様にして、断面積がビレットＡの断面積の半分であるビレットＣを作製した。得られた３つのビレットについて、それぞれ、上記と同様にしてＳＥＭにより酸化物系介在物の個数をカウントし、上記と同様にして酸化物系介在物個数指数を求めた。
図３は、平均鋼塊径と酸化物系介在物個数指数との関係を示すグラフである。
図３に示すように、平均鋼塊径が６５０ｍｍ以上であると、酸化物系介在物個数指数（即ち、酸化物系介在物の個数）が顕著に減少することが確認された。
この結果から、平均鋼塊径が６５０ｍｍ以上であると、酸化物系介在物の浮上分離の効果が十分に効き、酸化物系介在物の個数を顕著に低減できることが確認された。
次に、実施例１並びに比較例１及び２における各ビレットについて、ビレットに含まれるＴｉ系非金属介在物のサイズを、下記の酸抽出法によって測定した。
−酸抽出法によるＴｉ系非金属介在物のサイズの測定−
ビレットから介在物測定用の試験片を５ｇ採取し、採取された試験片を硝酸溶液に溶解させた。得られた溶液をフィルタでろ過し、残渣（溶解せずに残った成分）であるＴｉ系非金属介在物（ＴｉＮ、ＴｉＣＮ）をろ別した。次に、フィルタ上のＴｉ系非金属介在物をＳＥＭで観察し、Ｔｉ系非金属介在物の大きさを測定した。なお、Ｔｉ系非金属介在物の大きさは、Ｔｉ系非金属介在物に外接する円の直径として求めた。
ビレットから介在物測定用の試験片を５ｇ採取し、採取された試験片を硝酸溶液に溶解させた。得られた溶液をフィルタでろ過し、残渣（溶解せずに残った成分）であるＴｉ系非金属介在物（ＴｉＮ、ＴｉＣＮ）をろ別した。次に、フィルタ上のＴｉ系非金属介在物をＳＥＭで観察し、Ｔｉ系非金属介在物の大きさを測定した。なお、Ｔｉ系非金属介在物の大きさは、Ｔｉ系非金属介在物に外接する円の直径として求めた。
上記測定の結果、実施例１のビレットでは、Ｔｉ系非金属介在物の大きさが最大で１１．９μｍであり、かつ、ほとんどのＴｉ系非金属介在物が１０μｍ程度の均一な大きさであった。
一方、比較例１のビレットでは、Ｔｉ系非金属介在物の大きさが最大でも６．３μｍであった。
また、比較例２のビレットでは、Ｔｉ系非金属介在物の大きさが最大で７．８μｍであった。
一方、比較例１のビレットでは、Ｔｉ系非金属介在物の大きさが最大でも６．３μｍであった。
また、比較例２のビレットでは、Ｔｉ系非金属介在物の大きさが最大で７．８μｍであった。
以上のように、本発明の製造方法によれば、適度な大きさを有し、かつ、大きさがある程度揃ったＴｉ系非金属介在物が均一に分散された鋼塊（マルエージング鋼）を製造できることがわかる。
この鋼塊では、疲労試験における疲労破壊のほとんどを、Ｔｉ系非金属介在物を起点として生じさせることができ、これにより測定結果（サイクル数）のバラつきを抑制できる。 また、この鋼塊では、適度な大きさを有し、かつ、大きさがある程度揃ったＴｉ系非金属介在物が均一に分散されているので、寸法効果による影響が低減される。よって疲労試験において、より少ない試験数で、信頼性の高い疲労強度の代表値を得ることができる。
また、この鋼塊では、Ｔｉ系非金属介在物が大きすぎないこと、及び、Ｔｉ系非金属介在物が小さすぎないこと（例えば、酸化物系介在物よりは大きいこと）により、疲労強度の限界値（下限値）の低下が抑制される。
この鋼塊では、疲労試験における疲労破壊のほとんどを、Ｔｉ系非金属介在物を起点として生じさせることができ、これにより測定結果（サイクル数）のバラつきを抑制できる。 また、この鋼塊では、適度な大きさを有し、かつ、大きさがある程度揃ったＴｉ系非金属介在物が均一に分散されているので、寸法効果による影響が低減される。よって疲労試験において、より少ない試験数で、信頼性の高い疲労強度の代表値を得ることができる。
また、この鋼塊では、Ｔｉ系非金属介在物が大きすぎないこと、及び、Ｔｉ系非金属介在物が小さすぎないこと（例えば、酸化物系介在物よりは大きいこと）により、疲労強度の限界値（下限値）の低下が抑制される。
Claims (9)
- 真空溶解により、Ｃ：０．０１質量％以下、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％、及び、Ｎ：０．００２５〜０．００５０質量％を含有する再溶解用電極を製造する再溶解用電極製造工程と、
前記再溶解用電極を再溶解させることにより、平均鋼塊径６５０ｍｍ以上の鋼塊を製造する鋼塊製造工程と、
を有し、Ｃ：０．０１質量％以下、及び、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％を含有するマルエージング鋼を製造するマルエージング鋼の製造方法。 - 前記再溶解用電極製造工程は、溶鋼中にＮを添加する工程を含む請求項１に記載のマルエージング鋼の製造方法。
- 前記溶鋼中へのＮの添加は、該溶鋼に接触する雰囲気中に窒素ガスを導入することによって行う請求項２に記載のマルエージング鋼の製造方法。
- 前記再溶解用電極は、更に、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％を含有する請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載のマルエージング鋼の製造方法。
- 前記再溶解用電極は、更に、Ｍｎ：０．０１〜０．１０質量％を含有する請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のマルエージング鋼の製造方法。
- 前記再溶解用電極は、更に、Ａｌ：１．７質量％以下を含有する請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載のマルエージング鋼の製造方法。
- 前記鋼塊製造工程は、前記再溶解用電極を真空アーク再溶解によって再溶解させる請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載のマルエージング鋼の製造方法。
- 前記再溶解用電極の化学組成は、Ｃ：０．０１質量％以下、Ａｌ：１．７質量％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％、Ｍｎ：０．０１〜０．１０質量％、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％、Ｎｉ：８．０〜２２．０質量％、Ｃｏ：５．０〜２０．０質量％、Ｍｏ：２．０〜９．０質量％、Ｎ：０．００２５〜０．００５０質量％、Ｏ：０．００１５質量％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物である請求項１〜請求項７のいずれか１項に記載のマルエージング鋼の製造方法。
- 前記鋼塊の化学組成は、Ｃ：０．０１質量％以下、Ａｌ：１．７質量％以下、Ｓｉ：０．０１〜０．１０質量％、Ｍｎ：０．０１〜０．１０質量％、Ｔｉ：０．２〜３．０質量％、Ｎｉ：８．０〜２２．０質量％、Ｃｏ：５．０〜２０．０質量％、Ｍｏ：２．０〜９．０質量％、Ｎ：０．００２５質量％未満、Ｏ：０．００１５質量％以下、残部がＦｅ及び不可避的不純物である請求項１〜請求項８のいずれか１項に記載のマルエージング鋼の製造方法。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| PCT/JP2014/065375 WO2015189919A1 (ja) | 2014-06-10 | 2014-06-10 | マルエージング鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2015189919A1 JPWO2015189919A1 (ja) | 2017-04-20 |
| JP6310557B2 true JP6310557B2 (ja) | 2018-04-11 |
Family
ID=54833050
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2016527533A Active JP6310557B2 (ja) | 2014-06-10 | 2014-06-10 | マルエージング鋼の製造方法 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US11427897B2 (ja) |
| EP (1) | EP3156151B1 (ja) |
| JP (1) | JP6310557B2 (ja) |
| CN (1) | CN106536090B (ja) |
| RU (1) | RU2656899C1 (ja) |
| WO (1) | WO2015189919A1 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6860413B2 (ja) * | 2017-03-02 | 2021-04-14 | 株式会社神戸製鋼所 | マルエージング鋼およびその製造方法 |
| WO2018159219A1 (ja) * | 2017-03-02 | 2018-09-07 | 株式会社神戸製鋼所 | マルエージング鋼およびその製造方法 |
| CN107805686A (zh) * | 2017-11-16 | 2018-03-16 | 泊头市兴达汽车模具制造有限公司 | 一种高合金钢炉底吹氮强化工艺 |
| US11608548B2 (en) | 2019-10-01 | 2023-03-21 | The Boeing Company | Maraging steel alloy and methods of making the same |
| FR3114326B1 (fr) | 2020-09-23 | 2023-01-27 | Safran Aircraft Engines | Procédé de forgeage d’une pièce en acier maraging |
| FR3114325B1 (fr) | 2020-09-23 | 2023-01-27 | Safran Aircraft Engines | Procédé de forgeage d’une pièce en acier maraging |
| FR3114327B1 (fr) | 2020-09-23 | 2023-01-27 | Safran Aircraft Engines | Procédé de forgeage d’une pièce en acier maraging |
| CN113186406B (zh) * | 2021-04-15 | 2023-03-31 | 西部超导材料科技股份有限公司 | 一种强冷却方式制备大规格易偏析钛合金铸锭的var熔炼方法 |
| FR3122667B1 (fr) | 2021-05-05 | 2023-05-12 | Safran Aircraft Engines | Procédé de forgeage d’une pièce en acier maraging |
Family Cites Families (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US3687187A (en) * | 1971-03-16 | 1972-08-29 | Allegheny Ludlum Ind Inc | Consumable electrode melting |
| RU2026386C1 (ru) * | 1991-12-02 | 1995-01-09 | Акционерное общество "Мотовилихинские заводы" | Способ получения слитка из нержавеющей стали, стабилизированной титаном |
| JP3690774B2 (ja) | 1998-04-14 | 2005-08-31 | 日立金属株式会社 | マルエージング鋼帯 |
| DE60043526D1 (de) * | 1999-03-19 | 2010-01-28 | Honda Motor Co Ltd | Martensitaushärtender stahl mit hervorragenden ermüdungscharakteristiken und verfahren zu dessen herstellung |
| JP2002161308A (ja) * | 2000-11-24 | 2002-06-04 | Daido Steel Co Ltd | 高強度、高耐疲労構造用鋼の製造方法 |
| JP3821368B2 (ja) * | 2001-12-19 | 2006-09-13 | 日立金属株式会社 | 高清浄マルエージング鋼の製造方法 |
| JP3604035B2 (ja) * | 2002-01-31 | 2004-12-22 | 日立金属株式会社 | マルエージング鋼の製造方法 |
| JP3573344B2 (ja) | 2002-01-31 | 2004-10-06 | 日立金属株式会社 | 高清浄マルエージング鋼の製造方法 |
| JP2004090022A (ja) * | 2002-08-30 | 2004-03-25 | Hitachi Metals Ltd | マルエージング鋼の製造方法 |
| EP1422301B1 (en) * | 2002-11-19 | 2008-02-20 | Hitachi Metals, Ltd. | Maraging steel and method of producing the same |
| JP2004183097A (ja) * | 2002-11-19 | 2004-07-02 | Hitachi Metals Ltd | マルエージング鋼の製造方法及びマルエージング鋼 |
| DE602004030702D1 (de) | 2003-10-08 | 2011-02-03 | Hitachi Metals Ltd | Verfahren zur herstellung eines stahlblocks |
| JP2006200026A (ja) * | 2005-01-24 | 2006-08-03 | Hitachi Metals Ltd | マルエージング鋼の製造方法 |
| CN101649413B (zh) * | 2008-08-15 | 2012-03-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种超高强度、高韧性马氏体时效钢及其制造方法 |
-
2014
- 2014-06-10 EP EP14894706.2A patent/EP3156151B1/en active Active
- 2014-06-10 CN CN201480079626.4A patent/CN106536090B/zh active Active
- 2014-06-10 WO PCT/JP2014/065375 patent/WO2015189919A1/ja active Application Filing
- 2014-06-10 RU RU2016151334A patent/RU2656899C1/ru active
- 2014-06-10 US US15/317,043 patent/US11427897B2/en active Active
- 2014-06-10 JP JP2016527533A patent/JP6310557B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US11427897B2 (en) | 2022-08-30 |
| RU2656899C1 (ru) | 2018-06-07 |
| EP3156151A4 (en) | 2017-12-27 |
| WO2015189919A1 (ja) | 2015-12-17 |
| JPWO2015189919A1 (ja) | 2017-04-20 |
| EP3156151B1 (en) | 2019-08-28 |
| EP3156151A1 (en) | 2017-04-19 |
| CN106536090B (zh) | 2019-08-20 |
| CN106536090A (zh) | 2017-03-22 |
| US20170096728A1 (en) | 2017-04-06 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6310557B2 (ja) | マルエージング鋼の製造方法 | |
| JP6038026B2 (ja) | 高炭素クロム軸受鋼及びその製造方法 | |
| JP6474348B2 (ja) | 高速度工具鋼およびその製造方法 | |
| JP6338156B2 (ja) | マルエージング鋼の製造方法および介在物の微細化方法 | |
| JP4692282B2 (ja) | 鋼塊の製造方法 | |
| JP5967460B2 (ja) | マルエージング鋼の製造方法およびマルエージング鋼の消耗電極の製造方法 | |
| JP3821368B2 (ja) | 高清浄マルエージング鋼の製造方法 | |
| JP2018127680A (ja) | 清浄鋼の溶製方法 | |
| JP6347405B2 (ja) | マルエージング鋼の製造方法 | |
| JP3682881B2 (ja) | マルエージング鋼の製造方法及びマルエージング鋼 | |
| JP3604035B2 (ja) | マルエージング鋼の製造方法 | |
| JP3573344B2 (ja) | 高清浄マルエージング鋼の製造方法 | |
| JP2005232551A (ja) | マルエージング鋼 | |
| JP2018104763A (ja) | 溶鋼の精錬方法 | |
| JP5142610B2 (ja) | 高清浄度鋼の製造方法 | |
| JP2008138292A (ja) | マルエージング鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20170905 |
|
| A601 | Written request for extension of time |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A601 Effective date: 20171205 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20171221 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20180227 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20180316 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6310557 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |