JP6338156B2

JP6338156B2 - 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

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Description

本発明は、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に関するものである。

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、等種々の用途に使用されている。

このマルエージング鋼は、通常、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、Ｎｉ_３Ｍｏ、Ｎｉ_３Ｔｉ、Ｆｅ_２Ｍｏ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。このＭｏやＴｉを含んだマルエージング鋼の代表的な組成としては、質量％で１８％Ｎｉ−８％Ｃｏ−５％Ｍｏ−０．４５％Ｔｉ−０．１％Ａｌ−ｂａｌ．Ｆｅが挙げられる。

しかし、マルエージング鋼は、非常に高い引張強度が得られる一方、疲労強度に関しては必ずしも高くない。この疲労強度を劣化させる最大の要因にＴｉＮやＴｉＣＮ等といった窒化物や炭窒化物の非金属介在物（以下「介在物」という場合がある。）がある。特にＴｉＮは、尖った角隅部を有する直方体の形状である場合が多い。立方体の尖った角の部分は、金属基地(マトリックス)内に亀裂が伝播する起点となり得る。亀裂が伝播する結果、金属材料が破壊されてしまうこととなる。これらの介在物は、そのサイズが微細であれば、金属材料の疲労破壊の起点とはなり難い。ただし、これらの介在物が金属材料中で大きく成長してしまうと、これらの介在物を起点として、疲労破壊が生じることになる。

前述の介在物を少なくするために、真空アーク再溶解法（以下「ＶＡＲ」という場合がある。）が用いられている。このＶＡＲを適用して製造されるマルエージング鋼は、成分偏析が少なく均質であり、さらに、介在物の量が少なくなると言った利点を有するものである。

しかしながら、真空アーク再溶解装置を適用して製造したマルエージング鋼にも、比較的大きなＴｉＮやＴｉＣＮ等の窒化物や炭窒化物の介在物が残留し、残留した大きな介在物は、ＶＡＲ後に行う熱間鍛造、熱処理、熱間圧延、冷間圧延を行った後の素材中にもそのまま残留する。残留する大きな介在物は、当該介在物を起点とした疲労破壊を生じる原因となっていた。

このような介在物の問題に着目し、介在物を微細化する提案がなされている。例えば、特開２００１−２１４２１２号公報（特許文献１）には、ＴｉＮ系介在物を含まない含Ｔｉ鋼用原材料を真空誘導炉で溶解し、鋳造して製造した含Ｔｉ鋼材を電極としてＶＡＲを行ってＴｉＮ系介在物を微細化する含Ｔｉ鋼の製造方法がある。

また、ＴｉＮやＴｉＣＮ等のＴｉ系介在物を微細化する提案がされている。例えば、特許第４６９２２８２号公報（特許文献２）には、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、該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、前記消耗電極を用いて、前記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含有量を前記Ｍｇ酸化物形成工程の５０％以下とする解離工程とを経る鋼塊の製造方法を提案している。

特開２００１−２１４２１２号公報特許第４６９２２８２号公報

上記の特許文献１で提案される方法では、ＴｉＮやＴｉＣＮといったＴｉ系介在物を含まない含Ｔｉ鋼用原材料を用いることで、Ｔｉ系介在物を微細化することができることを特徴としている。このような原料自体の品質の管理はＴｉ系介在物を低減する一つの手段であるが、高品位な原料は必然的に高価な原料でありコストがかかるという問題がある。また、Ｔｉ系介在物が発生するのは溶解条件等にも依存する。そのため、溶解条件等によっては、製造過程においてＴｉ系介在物が大きく成長してしまう場合がある。したがって、原料の管理だけでは、十分な問題解決とはならない。

これに対し、特許文献２で示される介在物微細化の方法は、Ｍｇを利用して介在物の微細化をはかる方法であり、特にＴｉ系介在物を飛躍的に微細化することができるため、非常に有効な方法である。この文献２に記載された方法のように、更にＴｉ系介在物を微細化することができたり、再溶解後の鋼塊の位置の違いによって異なるＴｉ系介在物の大きさを均一化することができたりすれば、更に、マルエージング鋼製品の品質や特性の安定化をはかることができる。

本発明の目的は、Ｔｉ系介在物を更に微細化し、鋼塊位置の違いによるＴｉ系介在物の大きさを均一化できる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を提供することである。

本発明者は、マルージング鋼のＴｉ系介在物を更に微細化する方法について検討を行った。その結果、真空アーク再溶解法を基本とし、マグネシウム酸化物を含むマルエージング鋼からなる消耗電極を溶解して鋼塊を製造する際に、鋼塊と鋳型との間に熱伝導率が高いガスを導入し、当該ガスにより鋼塊を冷却して鋼塊の冷却効率を高めれば、Ｔｉ系介在物の更なる微細化と、鋼塊位置の違いによるＴｉ系介在物の大きさを均一とすることができることを見出し、本発明に到達した。

即ち本発明は、真空アーク再溶解装置を用いる真空アーク再溶解法によるマルエージング鋼の製造方法であって、マグネシウム酸化物を含むマルエージング鋼からなる消耗電極を前記装置の鋳型内で溶解して鋼塊を製造する鋼塊製造工程を、少なくとも含み、前記鋼塊製造工程は、前記鋼塊と前記鋳型との間に導入する希ガスにより、前記鋼塊を冷却する冷却工程を含む、マルエージング鋼の製造方法である。
本発明は、別の側面で、マルエージング鋼の介在物を微細化する方法であり、当該方法は、真空アーク再溶解装置を用いる真空アーク再溶解法によりマルエージング鋼の介在物を微細化する方法であって、マグネシウム酸化物を含むマルエージング鋼からなる消耗電極を前記装置の鋳型内で溶解して鋼塊を製造する鋼塊製造工程を、少なくとも含み、前記鋼塊製造工程は、前記鋼塊と前記鋳型との間に導入する希ガスにより、前記鋼塊を冷却する冷却工程を含む、マルエージング鋼の介在物を微細化する方法、である。

本発明によれば、マルエージング鋼中に残留するＴｉ系介在物を微細化させるとともに、介在物の大きさも均一とすることが可能となる。その結果、Ｔｉ系介在物を起点とした疲労破壊の発生を抑制することができる。

本発明の希ガスを導入する真空アーク再溶解装置の構造の一例を示す模式図である。

以下、本発明の実施の形態について、その一態様を説明する。ただし、本発明は、以下に説明する実施の形態によって限定されるものではない。

本発明のマルエージング鋼の製造方法において、最も重要な特徴は、再溶解工程においてＶＡＲ中の鋳型と鋼塊の間に希ガスを導入することである。
Ｔｉを含有するマルエージング鋼において、鋼中に形成するＴｉ系介在物は高融点であるため、消耗電極を再溶解する際にも一部が溶け残り、溶鋼プール中に固体として存在する。そして、溶鋼プールが凝固して鋼塊となる際に成長する。もし、鋼塊の冷却速度を上昇させることができれば、鋼塊が内部まで速やかに凝固することで、Ｔｉ系介在物の成長時間を短くすることができるため、Ｔｉ系介在物の微細化を図ることができる。しかしながら、ＶＡＲにおいては消耗電極を溶解する速度を変化させても、同一鋼塊径であれば凝固中の冷却速度を大きく変化させることは困難である。これは、ＶＡＲでは鋼塊が凝固収縮して鋼塊と水冷銅鋳型の間に隙間が生じてしまい、その隙間によって伝導伝熱が遮断されてしまうからである。また、従来技術では上記の隙間が減圧雰囲気であるために対流伝熱も起こりにくく、主に輻射伝熱でしか抜熱されないため、鋼塊の冷却が進まないことも理由として挙げられる。鋼塊の抜熱が鋼塊と鋳型間の伝熱に律速されるため、従来技術では、ＶＡＲでの鋼塊の冷却速度は鋼塊径に大きく依存する。

そこで、本発明に係る製造方法は、鋼塊を製造する際に、鋼塊と鋳型の隙間に、例えば希ガス導入管のようなガス導入ノズル等を用いて希ガスを導入して冷却する冷却工程を含むことで、鋼塊と鋳型間で対流伝熱により抜熱することを可能として、凝固中の鋼塊の冷却速度を上昇させることを可能としたものである。その結果、ＶＡＲ時のＴｉ系介在物の成長を抑制することを可能として、Ｔｉ系介在物の微細化を達成したものである。さらに、希ガスをＶＡＲによる溶解初期より導入することで、鋼塊全体の冷却速度を上昇させることができるため、鋼塊長手方向、径方向のＴｉ系介在物の粗大化を抑制すると共に、鋼塊位置によるＴｉ系介在物の大きさを均一にすることができるものである。

上述したように、本発明では鋼塊と鋳型の隙間に導入するガスには希ガスを用いる。希ガスは溶鋼および鋼塊と化学反応をしないため、新たな介在物を形成するおそれがない。さらに、希ガスを用いることにより、化学反応による爆発事故の危険性を回避することができる。鋼塊を冷却する冷却効率を考慮すると、希ガスの中でも熱伝導率が高い物を用いることが好ましく、なかでもＨｅガスは希ガスの中でも熱伝導率が最も高いため、最も好ましい。また、Ｈｅガスを用いた場合、溶鋼および鋼塊との化学反応が無視できる程度の不純物ガスを含有するＨｅガスを使用しても問題ない。Ｈｅガスの冷却効果を確実に発揮するためには、Ｈｅの純度として、Ｈｅの比率が９９．９体積％以上であることが好ましい。

図１は、本発明の希ガスを導入する真空アーク再溶解装置の構造の一例を示す模式図である。この図を用いて、前記冷却工程が、希ガス導入管により希ガスを真空アーク再溶解装置の鋳型へ導入する希ガス導入工程を含む場合について、説明する。図１の真空アーク再溶解装置１０を稼働することにより、再溶解用消耗電極１が滴下して溶鋼プール２を形成し、さらに鋼塊３となる。水冷銅鋳型４は、鋼塊３を冷却する。希ガスＡは、希ガスボンベ（図示せず）からガス導入ノズル５を介して鋼塊３と水冷銅鋳型４との間に導入され、鋼塊３を冷却する。希ガスＡの導入圧力は、希ガスボンベから水冷銅鋳型４へガスを送るガス導入ノズル５内の圧力を圧力測定器６により測定し、圧力制御バルブ７を設置することで制御することができる。

希ガス圧力を高めることでガスの単位体積あたりの熱容量が増えて対流伝熱の効果を高めることができる。このような観点からすれば、ガス配管内圧力が１００Ｐａ未満の場合、対流伝熱の効果は低いため、冷却速度を上昇させる効果が乏しくなる。また、真空アーク再溶解装置は、常時減圧雰囲気で操業するため、鋼塊と鋳型の隙間に導入した希ガスの圧力を高めたとしても、鋼塊とモールドの接触部より希ガスが漏れてしまい、真空ポンプにより希ガスが排気されることとなる。また、鋼塊を冷却する希ガスが鋼塊と鋳型間の接触部より漏れると、溶解中の電極と溶鋼プール間の領域まで希ガスが侵入する場合がある。この場合、侵入した希ガスによってアークが不安定となり、介在物が増加するおそれがある。さらに、希ガスの圧力を過剰に上げても、対流伝熱効果を高めることが困難となる。そして、溶鋼より脱窒素およびＭｇ蒸発を促進するためには、可能な限り減圧雰囲気にすることが望ましい。そのため、過剰な希ガスを導入することは、脱窒素およびＭｇ蒸発を妨げることになるため、好ましくない。以上を考慮すると、希ガスを導入する配管内の圧力は、１００Ｐａ〜３０００Ｐａの範囲であることが好ましい。好ましい希ガスを導入する配管内の圧力の下限は１００Ｐａであり、更に好ましくは６００Ｐａ、より好ましくは１０００Ｐａである。１０００Ｐａ以上の圧力となると溶鋼プール深さを浅くする効果が顕著になる。そうすると、ＴｉＮが晶出して成長する固液共存域も狭くなることから、ＴｉＮ微細化の効果をより確実に得ることができるため、特に好ましい。また、好ましいＨｅガスを導入する配管内の圧力の上限は３０００Ｐａであり、更に好ましくは２５００Ｐａ、より好ましくは１９００Ｐａである。Ｈｅガスの圧力を高めることで、冷却速度は向上するものの、過度に圧力を高めても真空排気されて冷却に寄与せず、効果が小さくなるからである。

マルエージング鋼の製造方法は、鋼塊の直径の平均が３００ｍｍ〜８００ｍｍのものに対して特に有効である。その理由は、鋼塊の直径が大きくなるほど、鋼塊と鋳型間の対流伝熱の影響により鋼塊自体の熱抵抗の影響が大きくなり、鋼塊の冷却速度は鋼塊径に依存するためである。熱伝導率が小さい鋼塊ほど、鋼塊の冷却速度が鋼塊径に依存する傾向が強くなり、鋼塊の直径の平均が３００ｍｍ以上で、鋼塊の冷却速度が上昇する効果が顕著になる。鋼塊の直径の平均が３００ｍｍ未満であると、希ガスを導入しない場合でも冷却速度が十分大きいため、希ガスを導入した場合に冷却速度が上昇する効果が小さい。一方で、鋼塊の直径の平均が８００ｍｍを超えると、希ガスを導入して鋼塊と鋳型間の対流伝熱効果を高めたとしても、鋼塊自体の熱抵抗により抜熱が阻害されて、鋼塊中心部まで冷却速度を上昇させる効果が小さくなる場合がある。そのため、鋼塊の直径の平均は３００ｍｍ〜８００ｍｍであることが好ましい。
なお、マルエージング鋼の製造において、鋼塊はその直径が必ずしも一定ではなく、若干のばらつきを生じるものである。そこで、鋼塊の直径はその平均を算出して特定する。

また、鋼塊の冷却速度は０．０１℃／秒〜０．１℃／秒とすることができる。ここで、鋼塊の冷却速度は、鋼塊中心部の冷却速度である。実際の操業中に冷却速度の実測値を測定するのは困難である。そのため、例えば、溶解前に冷却速度をシミュレーションによって測定しておくのが良い。

なお、前述の希ガス導入による鋼塊の冷却速度の上昇効果をより確実に得るには、例えば、鋼塊製造工程中に導入する希ガスの導入口を複数設け、鋼塊の凝固域に常に新鮮な希ガスが導入できる構造とするのが効果的である。

マルエージング鋼の製造方法において、消耗電極は、マグネシウム酸化物を含むマルエージング鋼からなる。かかる消耗電極を真空アーク再溶解装置の鋳型内で溶解して鋼塊を製造する（鋼塊製造工程）。Ｔｉ系介在物は、マグネシウム酸化物（ＭｇＯ）を主体とする酸化物を核とするＴｉ系介在物−ＭｇＯ複合体の形態で晶出しやすい。そのため、マルエージング鋼はマグネシウム酸化物を含むことにより、Ｔｉ系介在物を細かく分散した形態で存在させることができる。よって、マグネシウム酸化物を含むマルエージング鋼からなる消耗電極を用いれば、冷却工程を含む鋼塊製造工程を含む製造方法により、マルエージング鋼中に残留するＴｉ系介在物を微細化させるとともに、介在物の大きさも均一とすることが可能となる。

本発明では、前記鋼塊製造工程でＴｉ系介在物の成長を抑制するものである。この工程に用いる、マグネシウム酸化物を含むマルエージング鋼からなる前記消耗電極は、例えば、マルエージング鋼にマグネシウムを加えて真空溶解することにより、製造することができる（消耗電極製造工程）。

消耗電極製造工程において、Ｍｇ酸化物を有するマルエージング鋼の再溶解用消耗電極を得る。この工程であれば、Ｔｉ系介在物は、ＭｇＯを主体とする酸化物を核として晶出しやすいため、Ｔｉ系介在物−ＭｇＯ複合体の形態とすることができるためである。さらに、消耗電極中にＴｉ系介在物が細かく分散した形態で存在させることができる。

前記消耗電極中の酸化物を、Ｍｇ酸化物を主体とする酸化物とするためには、消耗電極製造工程においてＭｇの添加量を１０ｐｐｍ〜２００ｐｐｍの範囲とするとよい。

前記消耗電極を用いてＶＡＲを行う際に、真空度は可能な限り減圧雰囲気にすることで、再溶解時の溶鋼表面からのＭｇの蒸発を促進させることができる。Ｍｇの蒸発によって、Ｔｉ系介在物−ＭｇＯ複合体の一部を構成するＭｇＯ部分が消失することにより、残存したＴｉ系介在物が細かく分散するため、熱分解が促進してＴｉ系介在物を溶鋼中に完全に溶融させることができる。つまり、ＶＡＲにおいてＴｉ系介在物を完全に溶融させることができれば、Ｔｉ系介在物のサイズはＶＡＲでの凝固中の成長に依存することとなる。そのため、前述した希ガスの導入効果が十分に発揮できる。

本発明のマルエージング鋼の製造方法は、前述のようにＴｉ系介在物の微細化に効果を発揮するものである。そのため、対象となるマルエージング鋼は、Ｔｉを積極添加するマルエージング鋼に対して特に有効である。好ましい具体的な組成は以下の通りである。なお、含有量は質量％として記す。

Ｔｉは、時効処理により微細な金属間化合物を形成し、析出することによって強化に寄与する必要不可欠な元素であり、望ましくは０．２％以上を含有させるとよい。しかし、その含有量が３．０％を超えて含有させると延性、靱性が劣化する。そこで、Ｔｉの含有量を３．０％以下にするとよい。

Ｏ（酸素）は、酸化物系介在物を形成する元素である。酸化物系介在物となる酸素の量を低減することが望ましい。そのため、Ｏの含有量は、０．００１％未満に制限するとよい。

Ｎ（窒素）は、窒化物や炭窒化物介在物を形成する元素である。本発明では窒化物系の介在物を微細化することができるが、その窒化物系介在物となる窒素の量を低減しておくのが望ましい。そのため、Ｎの含有量は０．００１５％未満に制限するとよい。

Ｃ（炭素）は、炭化物や炭窒化物を形成し、金属間化合物の析出量を減少させて疲労強度を低下させるため、Ｃの含有量の上限を０．０１％以下にするとよい。

Ｎｉは、靱性の高い母相組織を形成させるためには不可欠な元素である。しかし、８％未満では靱性が劣化する。一方、２２％を超えるとオーステナイトが安定し、マルテンサイト組織を形成し難くなる。そこで、Ｎｉの含有量は、８〜２２％とするとよい。

Ｃｏは、マトリックスであるマルテンサイト組織を安定性に大きく影響することなく、Ｍｏの固溶度を低下させることによってＭｏが微細な金属間化合物を形成して析出するのを促進することによって析出強化に寄与する元素である。しかし、その含有量が５％未満では必ずしも十分効果が得られず、また２０％を越えると脆化する傾向がみられる。そこで、Ｃｏの含有量は５〜２０％にするとよい。

Ｍｏは、時効処理により、微細な金属間化合物を形成し、マトリックスに析出することによって強化に寄与する元素である。しかし、その含有量が２％未満の場合その効果が少なく、また９％を越えて含有すると延性、靱性を劣化させる粗大析出物を形成しやすくなる。そこで、Ｍｏの含有量を２〜９％にするとよい。

Ａｌは、時効析出した強化に寄与するだけでなく、脱酸作用を持っているため、０．０１％以上を含有させるとよいが、１．７％を越えて含有させると靱性が劣化する。そこで、Ａｌの含有量を１．７％以下とするとよい。

上記の元素以外は実質的にＦｅでよいが、例えばＢは、結晶粒子を微細化するのに有効な元素であるため、靱性が劣化させない程度の０．０１％以下の範囲で含有させてもよい。また、不可避的に含有する不純物元素が、含有される場合がある。

次に、本発明のマルエージング鋼の介在物を微細化する方法について説明する。当該微細化方法は、真空アーク再溶解装置を用いる真空アーク再溶解法によりマルエージング鋼の介在物を微細化する方法である。そして、当該方法は、マグネシウム酸化物を含むマルエージング鋼からなる消耗電極を前記装置の鋳型内で溶解して鋼塊を製造する鋼塊製造工程を、少なくとも含む。

Ｔｉ系介在物は、マグネシウム酸化物（ＭｇＯ）を主体とする酸化物を核とするＴｉ系介在物−ＭｇＯ複合体の形態で晶出しやすい。そのため、マルエージング鋼はマグネシウム酸化物を含むことにより、Ｔｉ系介在物を細かく分散した形態で存在させることができる。よって、マグネシウム酸化物を含むマルエージング鋼からなる消耗電極を用いれば、冷却工程を含む鋼塊製造工程を含む微細化方法により、マルエージング鋼中に残留するＴｉ系介在物を微細化させるとともに、介在物の大きさも均一とすることが可能となる。

前記鋼塊製造工程は、前記鋼塊と前記鋳型との間に導入する希ガスにより、前記鋼塊を冷却する冷却工程を含む。鋼塊と鋳型間で対流伝熱により抜熱することを可能とすることにより、凝固中の鋼塊の冷却速度を上昇させることが可能となるからである。その結果、ＶＡＲ時のＴｉ系介在物の成長を抑制することを可能として、Ｔｉ系介在物の微細化を達成することができる。さらに、希ガスをＶＡＲによる溶解初期より導入することで、鋼塊全体の冷却速度を上昇させることができるため、鋼塊長手方向、径方向のＴｉ系介在物の粗大化を抑制すると共に、鋼塊位置によるＴｉ系介在物の大きさを均一にすることができる。

また、鋼塊の冷却速度は０．０１℃／秒〜０．１℃／秒とすることができる。ここで、鋼塊の冷却速度は、鋼塊中心部の冷却速度である。

本発明では鋼塊と鋳型の隙間に導入するガスには希ガスを用いる。希ガスは溶鋼および鋼塊と化学反応をしないため、新たな介在物を形成するおそれがない鋼塊を冷却する冷却効率を考慮すると、希ガスの中でも熱伝導率が高い物を用いることが好ましく、なかでもＨｅガスは希ガスの中でも熱伝導率が最も高いため、最も好ましい。希ガスを用いることにより、化学反応による爆発事故の危険性を回避することができる。また、Ｈｅガスを用いた場合、溶鋼および鋼塊との化学反応が無視できる程度の不純物ガスを含有するＨｅガスを使用しても問題ない。Ｈｅガスの冷却効果を確実に発揮するためには、Ｈｅの純度として、Ｈｅの比率が９９．９体積％以上であることが好ましい。

前記冷却工程は、希ガス導入管により前記希ガスを前記鋳型へ導入する希ガス導入工程を含むことができる。希ガス圧力を高めることでガスの単位体積あたりの熱容量が増えて対流伝熱の効果を高めることができるため、ガス配管内圧力が１００Ｐａ未満であれば対流伝熱の効果は低く、冷却速度を上昇させる効果が乏しくなる。また、真空アーク再溶解装置は、常時減圧雰囲気で操業するため、鋼塊と鋳型の隙間に導入した希ガスの圧力を高めたとしても、真空ポンプにより希ガスが排気される。そのため、希ガスの圧力を３０００Ｐａを超えた圧力にしても、対流伝熱効果を高めることが困難となる。さらに、溶鋼より脱窒素およびＭｇ蒸発を促進するためには、可能な限り減圧雰囲気にすることが望ましい。そのため、過剰な希ガスを導入することは、脱窒素およびＭｇ蒸発を妨げることになるため、好ましくない。よって、希ガスを導入する配管内の圧力は１００Ｐａ〜３０００Ｐａの範囲であることが好ましい。好ましい希ガスを導入する配管内の圧力の下限は１００Ｐａであり、更に好ましくは６００Ｐａ、より好ましくは１０００Ｐａである。また、好ましいＨｅガスを導入する配管内の圧力の上限は３０００Ｐａであり、更に好ましくは２５００Ｐａ、より好ましくは１９００Ｐａである。

マルエージング鋼の介在物を微細化する方法は、鋼塊の直径の平均が３００ｍｍ〜８００ｍｍのものに対して特に有効である。その理由は、鋼塊の直径が大きくなるほど、鋼塊と鋳型間の対流伝熱の影響により鋼塊自体の熱抵抗の影響が大きくなり、鋼塊の冷却速度は鋼塊径に依存するためである。熱伝導率が小さい鋼塊ほど、鋼塊の冷却速度が鋼塊径に依存する傾向が強くなり、鋼塊の直径の平均が３００ｍｍ以上で、鋼塊の冷却速度が上昇する効果が顕著になる。鋼塊の直径の平均が３００ｍｍ未満であると、希ガスを導入しない場合でも冷却速度が十分大きいため、希ガスを導入した場合に冷却速度が上昇する効果が小さい。一方で、鋼塊の直径の平均が８００ｍｍを超えると、希ガスを導入して鋼塊と鋳型間の対流伝熱効果を高めたとしても、鋼塊自体の熱抵抗により抜熱が阻害されて、鋼塊中心部まで冷却速度を上昇させる効果が小さくなる場合がある。そのため、鋼塊の直径の平均は３００ｍｍ〜８００ｍｍであることが好ましい。
なお、マルエージング鋼の介在物を微細化する方法において、鋼塊はその直径が必ずしも一定ではなく、若干のばらつきを生じるものである。そこで、鋼塊の直径はその平均を算出して特定する。

本発明は、前記鋼塊製造工程でＴｉ系介在物の成長を抑制するものである。この工程に用いる、マグネシウム酸化物を含むマルエージング鋼からなる前記消耗電極は、例えば、マルエージング鋼にマグネシウムを加えて真空溶解することにより、製造することができる（消耗電極製造工程）。

以下、実施例及び参考例に基づき本発明を更に具体的に説明するが、本発明は以下の実施例に何ら限定されるものではない。

（実施例１）
実施例１として詳しく本発明を説明する。消耗電極製造工程として、真空溶解により真空アーク再溶解用の消耗電極を製造した。消耗電極を製造するにあたり、Ｍｇ酸化物を形成させるためにＭｇを１４ｐｐｍ添加した。消耗電極から試験片を採取して、硝酸溶液により試験片を溶解し、溶解液を５μｍのフィルターでろ過することにより、硝酸には溶解しない残渣として、消耗電極から介在物を得た。得られた介在物を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて観察すると共に、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）測定をすることにより、Ｍｇ酸化物の有無を調査した。その結果、介在物は、ＭｇＯを核に持つＴｉＮ系介在物であることを確認した。その消耗電極をＶＡＲで再溶解して鋼塊を製造した。

なお、本発明例と参考例に供した再溶解用電極の組成および介在物の数と大きさを同等とする目的で、消耗電極製造工程にて、同じ形状の鋳型を用いて溶鋼を同時に鋳造して、２本の再溶解用電極を製造した。真空アーク再溶解は、図１に示す真空アーク再溶解装置１０を用いて行った。２本の再溶解電極のうち、１本の再溶解用電極１をＶＡＲで再溶解した際に、鋼塊３と水冷銅鋳型４の間に、工業用Ｈｅガス純度規格が４Ｎ以上、すなわちＨｅの比率が９９．９９体積％以上のＨｅガスを導入した本発明例をＮｏ．１とした。残り１本の再溶解電極を真空アーク再溶解した際に、鋼塊３と水冷銅鋳型４の間にＨｅガスを導入しなかったものを参考例Ｎｏ．１１とした。本発明例及び参考例の鋼塊の平均直径は５００ｍｍであった。

Ｈｅガスによる冷却は、図１に示す真空アーク再溶解炉を用いて再溶解用電極１を設置して、水冷銅鋳型内４で溶解した。溶解中においては水冷銅鋳型４下部に設置されたガス導入ノズル５より鋼塊３と鋳型４の隙間にＨｅガスを導入した。Ｈｅガスボンベから鋳型４へガスを送る配管内の圧力を圧力測定器６にて測定し、圧力制御バルブ７を設置することで設定したＨｅガス圧力に常時一定に制御した。導入されたＨｅガスは、鋼塊３と水冷銅鋳型４の隙間に充填されて鋼塊３から熱を奪い、隙間から漏れたガスは最終的には図示しない真空ポンプで外部に排出された。

溶解中において配管に設置された配管バルブ８を開けて、設定したＨｅガス圧力に制御されていることを確認後、再溶解用電極の溶解を継続した。実施例Ｎｏ．１において設定した配管内Ｈｅガス圧力は１２００Ｐａとした。前記電極の溶解が終わった後、配管に設置された配管バルブ８を閉め、さらに圧力制御装置の設定値を０Ｐａにした。本発明例としたＮｏ．１及び参考例Ｎｏ．１１の再溶解用電極の組成と、鋼塊の組成を表１に示す。

次に、ＶＡＲで再溶解したマルエージング鋼の鋼塊の頂部、中間部および底部から、介在物を測定するための試験片を採取するため、鋼塊を中心軸に垂直な方向に等間隔で切断し、鋼塊の頂部、中間部および底部の鋼塊中心部（Ｄ／２部、Ｄは鋼塊の直径）および鋼塊半径中間部（Ｄ／４部）から介在物測定用の試験片を２ｇずつ採取した。その介在物測定用の試験片を硝酸溶液で溶解し、硝酸では溶解せずに残渣となるＴｉＮやＴｉＣＮといったＴｉ系介在物をフィルターでろ過した。濾過後のフィルター上の残渣をＳＥＭで観察し、ＴｉＮ、ＴｉＣＮのＴｉ系介在物の大きさを測定した。

なお、ＴｉＮ、ＴｉＣＮのＴｉ系介在物の直径は、ＳＥＭ観察によりＴｉ系介在物を選択して撮影し、撮影したＴｉ系介在物のＳＥＭ写真を画像解析ソフトに取り込み、Ｔｉ系介在物の輪郭をとって画像処理により、その輪郭内の面積を算出し、その面積を円面積とした場合の円の直径である。そして、フィルター上に観察されたＴｉ系介在物全てのうち、最大の直径のものを最大長とした。頂部、中間部および底部において確認されたＴｉＮ、ＴｉＣＮのＴｉ系介在物の大きさを表２、表３に示す。表２は鋼塊の中心部（Ｄ／２部）、表３は鋼塊半径の中間部（Ｄ／４部）より、それぞれ採取したサンプルの結果である。

表２、表３より頂部、中間部および底部いずれの位置においても、Ｈｅガスを導入した本発明例Ｎｏ．１の方が、Ｔｉ系介在物の最大長が小さくなっている。参考例Ｎｏ．１１の場合には、７．８μｍ程度の粗大なＴｉ系介在物が確認されるが、本発明例Ｎｏ．１では、最大のＴｉ系介在物は７.２μｍ程度である。よって、マルエージング鋼インゴットを真空アーク再溶解にて製造する際に、鋼塊と鋳型の隙間にＨｅガスを導入することで、Ｔｉ系介在物が微細化することが確認された。

また、鋼塊の頂部、中間部、および底部におけるＴｉ系介在物の最大長さを比較した結果、参考例Ｎｏ．１１の場合には鋼塊の長手方向位置、径方向位置によってＴｉ系介在物の最大長が７．２μｍ〜７．８μｍまでばらついていた（表２、３）。一方、本発明例Ｎｏ．１の場合には鋼塊の長手方向位置、径方向位置によって最大長が７．０〜７．２μｍの範囲内にあった（表２、３）。鋼塊と鋳型の隙間にＨｅガスを導入した方が鋼塊位置によるＴｉ系介在物のサイズを均一にすることができた。

（実施例２）
実施例２として、前記実施例１よりも鋼塊の直径を大きくし、大型の鋼塊を製造する場合における、本発明の適用の可否を確認した。このとき、真空アーク再溶解装置の配管内のＨｅガス圧力を変更した条件にて、鋼塊を製造した。まず、前記実施例１と同様に消耗電極製造工程として、真空溶解により真空アーク再溶解用の消耗電極を３本製造した。消耗電極を製造するにあたり、Ｍｇ酸化物を形成させるためにＭｇを添加した。Ｍｇ酸化物の有無を調査するために、実施例１と同様の方法によって、消耗電極から試験片を採取して、Ｍｇ酸化物の有無を調査したところ、３本の消耗電極共にＴｉＮ系介在物はＭｇＯを核に持つものであった。これらの消耗電極をＶＡＲで再溶解して鋼塊を製造した。

３本の再溶解用電極のうち２本の再溶解用電極１については、ＶＡＲで再溶解した際に、鋼塊３と水冷銅鋳型４の間に、Ｈｅの比率が９９．９体積％のＨｅガスを導入して鋼塊を製造した（本発明例Ｎｏ．２、Ｎｏ．３）。残り１本の再溶解電極については、真空アーク再溶解した際に鋼塊３と水冷銅鋳型４の間にＨｅガスを導入せずに鋼塊を製造した（参考例Ｎｏ．１２）。本発明例及び参考例の鋼塊の平均直径は５５０ｍｍであった。

Ｈｅガスによる冷却は、実施例１と同様の方法にて実施した。Ｈｅガスにより冷却する際に、設定した配管内のＨｅガス圧力は、本発明例Ｎｏ．２は１３００Ｐａ、本発明例Ｎｏ．３は１８６０Ｐａとした。本発明例及び参考例の再溶解用電極の組成と、製造した鋼塊の組成を表４に示す。

次に、ＶＡＲで再溶解したマルエージング鋼を鍛造してスラブ形状にした後、頂部、中間部および底部から介在物測定用試験片を採取するため、中心軸に垂直な方向に等間隔で切断し、それぞれの径方向、厚さ方向の中心部から介在物測定用試験片を２ｇずつ採取した。スラブ形状に鍛造した後で介在物測定用試験片を採取したため、鋼塊径方向でのＴｉＮ、ＴｉＣＮのＴｉ系介在物の大きさの分布は調査しなかった。なお、ＴｉＮ、ＴｉＣＮ等のＴｉ系介在物の大きさは、実施例１と同様の方法で測定し、フィルター上に観察されたＴｉ系介在物全てのうち、最大のものを最大長とした。スラブ段階での頂部、中間部および底部において確認されたＴｉＮ、ＴｉＣＮ等のＴｉ系介在物の大きさを表５に示す。

表５よりスラブの頂部、中間部および底部いずれの位置においても、Ｈｅガスを導入した本発明例Ｎｏ．２及びＮｏ．３の方がＴｉ系介在物の最大長が小さくなる結果となった。参考例Ｎｏ．１２の場合には、７．５μｍ〜８．１μｍ程度の粗大なＴｉ系介在物が確認された。一方で、本発明例では、最大のＴｉ系介在物は７．２６μｍである。以上の結果より、鋼塊径を大きくした場合であっても、Ｈｅガスを導入することによる冷却効果により、Ｔｉ系介在物が微細化することは明らかである。

さらに、Ｔｉ系介在物のサイズのばらつきについては、本発明例の方が小さく、特に、本発明例のＮｏ．２、Ｎｏ．３の場合には頂部、中間部で最大長がそれぞれ７．０μｍ〜７．１５μｍ、７．２μｍ〜７．３μｍの範囲内にあった。一方、参考例Ｎｏ．１２では、スラブの頂部、中間部でＴｉ系介在物の最大長が８．１〜８．５μｍであることから、本発明例と比較してばらつく結果となった。

表６は、実施例１および実施例２において鋼塊を製造した際の、抜熱量を算出した結果を示したものである。抜熱量は、下記式（１）に示すように、水冷銅鋳型に導入した冷却水の水温の平均値と、鋼塊を冷却して水冷銅鋳型から排出された冷却水の水温の平均値との温度差を冷却水の流量で乗することにより、算出した。実施例１の冷却水の水温は、真空アーク再溶解炉の運転状態が安定する時間、すなわち運転を開始してから２００分後であって、再溶解を開始した時間から、再溶解を終了した時間、すなわち運転開始から５００分後までの間、測定した。一方、実施例２の冷却水の水温は、真空アーク再溶解炉の運転状態が安定する時間、すなわち運転を開始してから３００分後であって、再溶解を開始した時間から、再溶解を終了した時間、すなわち運転開始から１０００分後までの間、測定した。

表６の結果から、鋼塊と鋳型の隙間にＨｅガスを導入した本発明例は、参考例と比較して抜熱量が上昇したことがわかった。水冷銅鋳型に導入した冷却水が鋼塊を冷却したことに加え、導入したＨｅガスが鋼塊を冷却していることは、明らかである。抜熱量を算出したことにより、Ｈｅガスによる抜熱効果を確認することができた。

以上の結果から、鋼塊と鋳型の隙間にＨｅガスを導入して、Ｈｅガスにより鋼塊を冷却することにより、鋼塊位置によるＴｉ系介在物のサイズを均一にすることができた。スラブ底部に関しては、水冷銅鋳型４の底部に接する箇所であるために、他の領域より冷却速度が大きいと考えられる。そのため、鋳型の冷却効果とＨｅガスの冷却効果とが相乗されて、鋼塊の頂部、および中間部と比べてよりＴｉ系介在物が微細化したものと考えられる。

以上より、マルエージング鋼を真空アーク再溶解する際に、鋼塊と鋳型の隙間にＨｅガスを導入することにより、Ｔｉ系介在物を微細化することができ、さらに鋼塊位置によるＴｉ系介在物のサイズのばらつきを抑制することができた。その結果、マルエージング鋼での介在物を起点とした疲労破壊を抑制でき、マルエージング鋼製品の品質や特性の安定化をはかることができる。

１再溶解用消耗電極
２溶鋼プール
３鋼塊
４水冷銅鋳型
５ガス導入ノズル
６圧力測定器
７圧力制御バルブ
８配管バルブ
１０真空アーク再溶解装置
Ａ希ガス

Claims

真空アーク再溶解装置を用いる真空アーク再溶解法によるマルエージング鋼の製造方法であって、
マグネシウム酸化物を含むマルエージング鋼からなる消耗電極を前記装置の鋳型内で溶解して鋼塊を製造する鋼塊製造工程を、少なくとも含み、
前記鋼塊製造工程は、前記鋼塊と前記鋳型との間に導入する希ガスにより、前記鋼塊を冷却する冷却工程を含み、
前記冷却工程は、希ガス導入管により前記希ガスを前記鋳型へ導入する希ガス導入工程を含み、前記希ガス導入管内の希ガスの圧力は１００Ｐａ〜１９００Ｐａであり、
前記鋼塊の直径の平均が３００ｍｍ〜８００ｍｍである、マルエージング鋼の製造方法。
前記希ガスは、９９．９体積％以上のＨｅを含有する請求項１に記載のマルエージング鋼の製造方法。
マルエージング鋼にマグネシウムを加えて真空溶解することにより、前記消耗電極を製造する消耗電極製造工程をさらに含む請求項１又は２に記載のマルエージング鋼の製造方法。
真空アーク再溶解装置を用いる真空アーク再溶解法によりマルエージング鋼の介在物を微細化する方法であって、
マグネシウム酸化物を含むマルエージング鋼からなる消耗電極を前記装置の鋳型内で溶解して鋼塊を製造する鋼塊製造工程を、少なくとも含み、
前記鋼塊製造工程は、前記鋼塊と前記鋳型との間に導入する希ガスにより、前記鋼塊を冷却する冷却工程を含み、
前記冷却工程は、希ガス導入管により前記希ガスを前記鋳型へ導入する希ガス導入工程を含み、前記希ガス導入管内の希ガスの圧力は１００Ｐａ〜３０００Ｐａであり、
前記鋼塊の直径の平均が３００ｍｍ〜８００ｍｍである、マルエージング鋼の介在物を微細化する方法。
前記希ガスは、９９．９体積％以上のＨｅを含有する請求項４に記載のマルエージング鋼の介在物を微細化する方法。
マルエージング鋼にマグネシウムを加えて真空溶解することにより、前記消耗電極を製造する消耗電極製造工程をさらに含む請求項４又は５に記載のマルエージング鋼の介在物を微細化する方法。