WO2015189919A1 - マルエージング鋼の製造方法 - Google Patents

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享彦 上村
ローレン フェラー
パスカル プラン
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日立金属株式会社
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    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing maraging steel.
  • maraging steel Since maraging steel has a very high tensile strength of around 2000 MPa, members that require high strength, such as rocket parts, centrifuge parts, aircraft parts, automobile engine continuously variable transmission parts, It is used for various purposes such as molds. As an example of the composition of maraging steel, 18% Ni-8% Co-5% Mo-0.45% Ti-0.1% Al-bal. Fe. Thus, maraging steel contains appropriate amounts of Mo and Ti as strengthening elements, and by performing an aging treatment, intermetallic compounds such as Ni 3 Mo, Ni 3 Ti, and Fe 2 Mo are precipitated to increase the amount of steel. Steel that can provide strength.
  • maraging steel contains a nonmetallic inclusion forming element represented by Ti
  • the fatigue strength is not necessarily high.
  • non-metallic inclusions such as nitrides (for example, TiN) and carbonitrides (for example, TiCN) are the largest factors that degrade fatigue strength. If this non-metallic inclusion grows greatly in the steel, fatigue failure will occur starting from this greatly grown non-metallic inclusion. Therefore, as a method for producing maraging steel, generally, a method of producing a consumable electrode for remelting by vacuum melting and using this consumable electrode to obtain maraging steel by a vacuum arc remelting method is used. ing.
  • the maraging steel produced by this vacuum arc remelting method is advantageous in that it is homogeneous (that is, has little component segregation) and has a small amount of non-metallic inclusions (TiN, TiCN, etc.).
  • a maraging steel that specifies the relationship between input current and mold diameter at the time of vacuum arc remelting is used.
  • a manufacturing method is known (see, for example, Patent Document 1 below).
  • Mg is added to the molten metal, Mg oxide forming step for adjusting the composition of the turbid oxide so that it is mainly composed of MgO; after the Mg oxide forming step, the step of solidifying the molten steel to obtain a consumable electrode in which the Mg oxide remains; The electrode is used to re-dissolve the consumable electrode by reducing the vacuum of the atmosphere to a lower pressure than the Mg oxide forming step, dissociating the Mg oxide in the molten metal into Mg and oxygen, and the amount of Mg to the Mg oxide forming step
  • a method of producing maraging steel that undergoes a dissociation step of 50% or less see, for example, Patent Document 2 below.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 2003-221627
  • Patent Document 2 Japanese Patent No. 4692282
  • the main cause of the size effect is the presence or absence of non-metallic inclusions in the test piece.
  • a low cycle fatigue test as an example, when multiple specimens are collected from a metal material with few non-metallic inclusions (TiN, TiCN, etc.), and a low cycle fatigue test is performed on the collected specimens
  • a test piece containing non-metallic inclusions may have a measurement result with a lower number of cycles (that is, lower fatigue strength) than a test piece containing no non-metallic inclusions.
  • the variation in the number of cycles may be extremely large, for example, the number of cycles may be several thousand to several hundred thousand. This problem is particularly likely to occur when the size of the test piece is small.
  • elements that form non-metallic inclusions are oxygen, nitrogen, and sulfur.
  • high-cleanness metal materials such as maraging steel (particularly maraging steel produced by vacuum arc remelting)
  • the amount of these elements is often very small, but the effects of the above nonmetallic inclusions It is extremely difficult to make the value zero.
  • a low cycle fatigue test is performed on such a metal material, a low cycle number may appear with a certain probability.
  • the variation in the number of cycles measured by a fatigue test may be large, or the influence of the size effect may be large.
  • the present invention has been made in view of the above situation. That is, the problem of the present invention is that variation in the measurement results (number of cycles) when a fatigue test (particularly a low cycle fatigue test) is performed is suppressed, the influence of the dimensional effect is reduced, and the fatigue strength is kept high to some extent. It is to provide a method for producing maraging steel capable of producing maraging steel.
  • a steel ingot production step of producing an ingot having an average ingot diameter of 650 mm or more by remelting the electrode for remelting, and maraging steel containing 0.2 to 3.0% by mass of Ti Is a method for producing maraging steel.
  • the remelting electrode manufacturing process is the method for manufacturing maraging steel according to ⁇ 1>, including a process of adding N to the molten steel.
  • ⁇ 3> The method for producing maraging steel according to ⁇ 2>, wherein the addition of N to the molten steel is performed by introducing nitrogen gas into an atmosphere in contact with the molten steel.
  • ⁇ 4> The method for producing maraging steel according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 3>, wherein the remelting electrode further contains Si: 0.01 to 0.10% by mass.
  • ⁇ 5> The method for producing maraging steel according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 4>, wherein the remelting electrode further contains Mn: 0.01 to 0.10% by mass.
  • ⁇ 6> The method for producing maraging steel according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 5>, wherein the remelting electrode further contains Al: 1.7% by mass or less.
  • the steel ingot manufacturing step is the method for manufacturing maraging steel according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 6>, wherein the remelting electrode is remelted by vacuum arc remelting.
  • the chemical composition of the electrode for re-dissolution is C: 0.01% by mass or less, Al: 1.7% by mass or less, Si: 0.01 to 0.10% by mass, Mn: 0.01 to 0% .10% by mass, Ti: 0.2-3.0% by mass, Ni: 8.0-22.0% by mass, Co: 5.0-20.0% by mass, Mo: 2.0-9.0 % By mass, N: 0.0025 to 0.0050% by mass, O: 0.0015% by mass or less, the balance being Fe and inevitable impurities, and maraging according to any one of ⁇ 1> to ⁇ 7> It is a manufacturing method of steel.
  • the chemical composition of the steel ingot is C: 0.01% by mass or less, Al: 1.7% by mass or less, Si: 0.01 to 0.10% by mass, Mn: 0.01 to 0.10 % By mass, Ti: 0.2-3.0% by mass, Ni: 8.0-22.0% by mass, Co: 5.0-20.0% by mass, Mo: 2.0-9.0% by mass N: less than 0.0025% by mass, O: 0.0015% by mass or less, the balance being Fe and inevitable impurities, ⁇ 1> to ⁇ 8>
  • the method for producing maraging steel according to any one of ⁇ 8> is there.
  • FIG. 1 It is a scanning electron microscope image (secondary electron image) which shows the torn surface of the test piece after the low cycle fatigue test in Example 1.
  • FIG. It is a scanning electron microscope image (reflected electron image (composition image)) which shows the torn surface of the test piece after the low cycle fatigue test in Example 1.
  • FIG. In one example of the present invention, the relationship between the average steel ingot diameter of the steel ingot and the number of oxide inclusions (oxide inclusion number index) in the billet obtained by hot forging the steel ingot. It is a graph to show.
  • the manufacturing method of the maraging steel of the present invention (hereinafter, also referred to as “the manufacturing method of the present invention”) will be described in detail.
  • the production method of the present invention by vacuum melting, titanium (hereinafter also referred to as “Ti”): 0.2 to 3.0 mass% and nitrogen (hereinafter also referred to as “N”): 0.0025 to 0
  • Ti titanium
  • N nitrogen
  • maraging steel containing 0.2 to 3.0% by mass of Ti.
  • the manufacturing method of the present invention suppresses variations in measurement results (number of cycles) when a fatigue test (particularly a low cycle fatigue test) is performed, reduces the influence of dimensional effects, and increases fatigue strength to some extent. Maintained maraging steel can be produced.
  • the low cycle fatigue test refers to a test performed in accordance with ASTM E606.
  • the maraging steel refers to a super-strength steel that can be obtained with a very high strength of about 2000 MPa by performing an aging treatment (aging) as normally defined.
  • Ti: 0.2 to 3.0% by mass and N: 0.0025% by mass or more are contained in the remelting electrode (hereinafter also referred to as “electrode”).
  • electrode the remelting electrode
  • TiN titanium nitrides
  • TiCN titanium carbonitride
  • This Ti-based non-metallic inclusion grows in the solidification process in the remelting electrode manufacturing process, and partially dissolves in the molten steel pool (the electrode is remelted) in the steel ingot manufacturing process, but completely dissolves.
  • the Ti-based nonmetallic inclusions can be appropriately sized (for example, 9 to 15 ⁇ m) in the steel ingot to be produced, and the Ti-based nonmetallic inclusions can be uniformly dispersed. Conceivable. And in the fatigue test of steel ingots, most of the fatigue failure can be caused from this Ti-based non-metallic inclusion as the starting point, so the measurement results (number of cycles) in the fatigue test (especially the low cycle fatigue test) vary. It can be suppressed. Furthermore, it is considered that the influence of the dimensional effect can be reduced by uniformly dispersing Ti-based nonmetallic inclusions of an appropriate size in the steel ingot.
  • Ti non-metallic inclusions are uniformly dispersed
  • a test piece of ⁇ 10 mm ⁇ 20 mm is taken from a billet obtained by forging a steel ingot
  • a state in which Ti-based nonmetallic inclusions exist in the vicinity of the surface with a probability exceeding about 50% can be mentioned.
  • oxide inclusions are contained in the electrode (in the remelted electrode) in addition to the Ti-based non-metallic inclusions. May be included.
  • the oxide inclusions are also contained in the molten steel pool in the steel ingot manufacturing process. Oxide inclusions in the molten steel pool are floated and separated in the molten steel pool in the process until the molten steel pool solidifies into a steel ingot, or trapped at the solidification interface and remain in the steel ingot as it is. To do.
  • the oxide inclusions remaining in the steel ingot serve as a starting point for fracture in the steel ingot fatigue test and reduce the fatigue strength.
  • the above oxide inclusions grow by convection of molten steel. For this reason, unlike the Ti-based non-metallic inclusions, it is difficult to manage the maximum size of the oxide-based inclusions.
  • the amount of N in the electrode is relatively high at 0.0025% by mass or more in the electrode process for remelting in the present invention.
  • the above-described Ti-based nonmetallic inclusions are likely to grow larger than oxide-based inclusions.
  • a steel ingot is manufactured by remelting said electrode.
  • Ti-based nonmetallic inclusions partially dissolve in the molten steel pool, but do not completely dissolve, but grow to an appropriate size again in the solidification process after remelting. In this way, the state of Ti-based nonmetallic inclusions in the electrode is similarly maintained in the steel ingot.
  • a Ti-based non-volatile metal having an appropriate size for example, a size that is larger than an oxide-based inclusion but is not too large; for example, 9 to 15 ⁇ m
  • a steel ingot in which metal inclusions are dispersed can be obtained.
  • the steel ingot with an average steel ingot diameter of 650 mm or more is manufactured.
  • the average steel ingot diameter of the steel ingot becomes large (specifically, it is 650 mm or more)
  • the progress speed (for example, the rising speed) of the solidification interface in the steel ingot manufacturing process tends to be slow.
  • the time until the entire molten steel pool is solidified that is, the time for levitation separation of oxide inclusions can be increased, so that the effect of levitation separation of oxide inclusions can be effectively exerted. it can.
  • the amount of oxide inclusions in the steel ingot can be reduced.
  • the forging ratio tends to increase when the steel ingot is forged (for example, hot forging) to obtain a forged product.
  • the oxide inclusions can be crushed and refined when forging the steel ingot. Therefore, the influence of oxide inclusions on the fatigue test can be reduced.
  • micropores formed between dendritic trees may exist in a steel ingot.
  • Such micropores are often invisible by pressure bonding during forging (for example, hot forging).
  • pressure bonding during forging for example, hot forging.
  • the degree of pressure bonding during forging is insufficient (particularly when the forging ratio is small), it may appear as a void (hereinafter also referred to as “void”) defect when a fatigue test is performed.
  • a large forging ratio that is, that the average ingot diameter of the ingot is 650 mm or more is also effective for suppressing the above-described void defects.
  • the average steel ingot diameter of the steel ingot indicates a value obtained by dividing the sum of the diameter of the upper surface of the steel ingot and the diameter of the lower surface of the steel ingot by 2 when the steel ingot has a truncated cone shape or a cylindrical shape.
  • the average steel ingot diameter of the steel ingot is the sum of the diameter of the circumscribed circle on the upper surface of the steel ingot and the diameter of the circumscribed circle on the lower surface of the steel ingot when the steel ingot has a truncated pyramid shape or a prismatic shape. The value divided by.
  • Ti-based non-metallic inclusions having an appropriate size are uniformly dispersed, and the influence of oxide-based inclusions is reduced.
  • Steel ingots can be produced.
  • Ti-based non-metallic inclusions of an appropriate size for example, larger than oxide inclusions but not too large
  • bias bias (variation) is suppressed.
  • most of the fatigue failure of the steel ingot can be caused to start from Ti-based nonmetallic inclusions (that is, the influence of inclusions other than Ti-based nonmetallic inclusions is eliminated).
  • the size of Ti-based non-metallic inclusions is limited to some extent (that is, not too large) and the oxide-based inclusions are fine, so that the fatigue strength is somewhat. It is considered to be kept high.
  • the production method of the present invention it is possible to suppress the generation of extremely large oxide inclusions in the produced maraging steel. Even if an extremely large oxide inclusion is generated, the generation of the oxide inclusion is easily detected or managed.
  • the average steel ingot diameter of the steel ingot is 650 mm or more as described above.
  • the effect becomes inadequate that the average ingot diameter of an ingot is less than 650 mm.
  • the fatigue strength of the steel ingot tends to decrease.
  • the upper limit of the average ingot diameter of the steel ingot is not particularly limited, but the average ingot diameter is preferably 800 mm or less.
  • the average steel ingot diameter is 800 mm or less, it is presumed that the Ti-based nonmetallic inclusions are further suppressed from becoming excessively large, and the decrease in the number of cycles in the fatigue test is further suppressed.
  • the amount of N in the electrode is 0.0025 to 0.0050 mass% as described above.
  • the amount of N is less than 0.0025% by mass, the size of oxide inclusions easily exceeds the size of Ti nonmetallic inclusions. For this reason, the effects of the present invention described above (particularly, the effect of suppressing variation in measured values and the effect of reducing the influence of dimensional effects) are insufficient.
  • the amount of N exceeds 0.0050 mass%, defects due to micropores tend to increase.
  • the amount of Ti contained in the electrode and maraging steel is 0.2 to 3.0% by mass as described above.
  • the amount of Ti is less than 0.2% by mass, the amount of Ti-based non-metallic inclusions decreases, so that the above-described effect of the present invention becomes insufficient.
  • the amount of Ti exceeds 3.0% by mass, the ductility and toughness of maraging steel tend to deteriorate.
  • the remelting electrode manufacturing step is a step of manufacturing a remelting electrode containing Ti: 0.2 to 3.0% by mass and N: 0.0025 to 0.0050% by mass by vacuum melting.
  • vacuum melting includes a melting process in which raw materials are melted to obtain molten steel, and a solidification process in which the obtained molten steel is solidified to serve as an electrode.
  • vacuum melting includes a melting process in which raw materials are melted to obtain molten steel, and a solidification process in which the obtained molten steel is solidified to serve as an electrode.
  • dissolution A well-known condition can be applied.
  • Ti and N may be previously contained in the raw material, respectively, or may be added to the molten steel during the vacuum melting.
  • a preferred form in this step is a form including a step of adding N to the molten steel.
  • the molten steel before N is added is preferably a molten steel containing Ti: 0.2 to 3.0% by mass. More preferably, the molten steel before N is added contains components of maraging steel to be finally produced in addition to Ti.
  • N when N is added to the molten steel, Ti and N are combined in the solidification process of the molten steel, and Ti-based nonmetallic inclusions such as TiN and TiCN are formed.
  • a method of adding N into the molten steel a method of introducing nitrogen gas (N 2 gas) into a vacuum melting atmosphere (an atmosphere in contact with the molten steel) is suitable.
  • N 2 gas nitrogen gas
  • Ti-based non-metallic inclusions larger than oxide-based inclusions can be formed more easily, so that the effects of the present invention described above can be expressed more effectively.
  • the upper limit of the holding time is not particularly limited, but the holding time can be, for example, 30 minutes or less (preferably 20 minutes or less).
  • the pressure of the nitrogen atmosphere is preferably 1 kPa or more, more preferably 10 kPa or more, from the viewpoint of more effectively adding N into the molten steel.
  • the pressure of the nitrogen atmosphere is preferably 40 kPa or less, more preferably 20 kPa or less, from the viewpoint of easier observation in the vacuum furnace. It is also preferable to reduce the atmosphere after the holding. Thereby, the amount of N in the molten steel can be set to a constant value by bringing N in the molten steel and N in the atmosphere into an equilibrium state.
  • the pressure after depressurization is preferably 200 Pa or more and 800 Pa or less from the viewpoint of more effectively obtaining the effect of depressurization. Moreover, it is preferable to hold
  • the holding time after decompression is preferably 180 minutes or less.
  • the electrode for redissolving produced in this step contains Ti: 0.2 to 3.0% by mass and N: 0.0025 to 0.0050% by mass.
  • the remelting electrode (and preferably a steel ingot described later) preferably further contains Si: 0.01 to 0.10% by mass (more preferably 0.01 to 0.05% by mass).
  • the remelting electrode (and preferably a steel ingot described later) may further contain Mn: 0.01 to 0.10% by mass (more preferably 0.01 to 0.05% by mass). preferable.
  • the remelting electrode (and preferably a steel ingot described later) preferably further contains Al: 1.7% by mass or less.
  • the electrode for remelting (and preferably a steel ingot described later) contains Al, the strength when the steel ingot is subjected to aging treatment can be further improved.
  • the amount of Al is 1.7% by mass or less, toughness when the steel ingot is subjected to aging treatment can be further improved.
  • C (carbon) is 0.01 mass% or less in the electrode for remelting (and preferably the steel ingot mentioned later).
  • the remelting electrode (and preferably a steel ingot described later) preferably contains Ni (nickel): 8.0 to 22.0% by mass. When the amount of Ni is 8.0% by mass or more, a decrease in toughness of the steel ingot can be further suppressed.
  • the remelting electrode (and preferably a steel ingot described later) preferably contains Mo (molybdenum): 2.0 to 9.0% by mass.
  • Mo molecular weight: 1.25 to 1.25 mV.
  • the amount of Mo is 2.0% by mass or more, a fine intermetallic compound containing Mo that contributes to strengthening by aging treatment is easily formed.
  • the amount of Mo is 9.0% by mass or less, a fine intermetallic compound containing Mo is precipitated in the matrix, whereby the strength of the matrix can be further increased.
  • the remelting electrode (and preferably a steel ingot described later) preferably contains Co (cobalt): 5.0 to 20.0% by mass.
  • Co cobalt
  • the amount of Co is 5.0% by mass or more, the solid solubility of Mo can be further reduced, and Mo can be further promoted to form and precipitate a fine intermetallic compound.
  • the amount of Co is 20.0% by mass or less, embrittlement can be further suppressed.
  • O (oxygen) is 0.0015 mass% or less for the electrode for remelting (and preferably the steel ingot mentioned later). Thereby, the growth of oxide inclusions can be further suppressed, and the decrease in fatigue strength can be further suppressed.
  • the chemical composition of the electrode for remelting except for the amount of N, it is also preferable to have substantially the same component composition as the steel ingot (maraging steel) to be manufactured.
  • the chemical composition of the electrode for remelting is particularly preferably C: 0.01% by mass or less, Al: 1.7% by mass or less, Si: 0.01 to 0.10% by mass, Mn: 0.01 to 0 .10% by mass, Ti: 0.2-3.0% by mass, Ni: 8.0-22.0% by mass, Co: 5.0-20.0% by mass, Mo: 2.0-9.0
  • the chemical composition is: mass%, N: 0.0025 to 0.0050 mass%, O: 0.0015 mass% or less, and the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the steel ingot manufacturing step is a step of manufacturing a steel ingot by remelting the remelting electrode.
  • the remelting method include vacuum arc remelting and electroslag remelting.
  • vacuum arc remelting is preferable in that a steel ingot that is homogeneous (that is, has little component segregation) and has a small amount of non-metallic inclusions (TiN, TiCN, etc.) can be obtained.
  • the remelted electrode is solidified into a steel ingot.
  • a mode in which the amount of N in the obtained steel ingot is smaller than the amount of N in the remelting electrode is suitable.
  • the chemical composition of the steel ingot obtained in this step is substantially the same as the chemical composition of the remelting electrode except for the amount of N.
  • the chemical composition of the steel ingot C: 0.01% by mass or less, Al: 1.7% by mass or less, Si: 0.01 to 0.10% by mass, Mn: 0.01 to 0.10 % By mass, Ti: 0.2-3.0% by mass, Ni: 8.0-22.0% by mass, Co: 5.0-20.0% by mass, Mo: 2.0-9.0% by mass , N: less than 0.0025% by mass, O: 0.0015% by mass or less, the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the manufacturing method of this invention may have other processes other than the electrode manufacturing process for remelting, and a steel ingot manufacturing process as needed.
  • processes include known processes such as a hot forging process, a soaking process, a rolling process, and an aging treatment process.
  • Example 1 ⁇ Manufacture of remelting electrode and steel ingot>
  • the electrode for redissolving of the component composition shown in the "electrode" column of the following Table 1 was manufactured by vacuum melting. Specifically, the nitrogen atmosphere (pressure 13 kPa) was set by introducing nitrogen gas into the atmosphere in contact with the molten steel during vacuum melting. This state was maintained for 10 minutes to increase the amount of N in the molten steel. Thereafter, the atmosphere was reduced to 300 Pa to bring the N in the molten steel into an equilibrium state, and melting was continued for 90 minutes in this state. Next, the molten steel was discharged, and the discharged steel was solidified to obtain a remelting electrode.
  • the nitrogen atmosphere pressure 13 kPa
  • the remelting electrode obtained above was remelted by vacuum arc remelting to produce a steel ingot (maraging steel) having the composition shown in the “steel ingot” column of Table 1 below.
  • the average steel ingot diameter of the steel ingot was set to 800 mm.
  • the amount of N decreased from the amount of N in the remelting electrode.
  • the amount of O was also slightly decreased from the amount of O in the redissolving electrode.
  • each of the collected specimens was subjected to a low cycle fatigue test under the conditions of a temperature of 200 ° C., a frequency of 1 Hz, and a strain width of 0 to 0.80%.
  • the cycle index which is a value that increases in proportion to the increase in the number of cycles when breakage occurs, was determined.
  • a large cycle index indicates that the number of cycles when fracture occurs is large.
  • a cycle index of 1.00 or more is a practically acceptable value.
  • the fracture starting point on the fracture surface was further observed, and this fracture starting point was classified into TiN, oxide, void, others, and unknown. The results are shown in Table 2 below.
  • Example 1 a remelting electrode and a steel ingot were produced in the same manner as in Example 1 except that N was not added during vacuum melting and the average steel ingot diameter was 500 mm. The same low cycle fatigue test was conducted. The component composition of the remelting electrode and the steel ingot is shown in Table 1 below. The results of the low cycle fatigue test are shown in Table 2 below.
  • Example 2 a remelting electrode and a steel ingot were produced in the same manner as in Example 1 except that the steel ingot diameter was 500 mm, and the same low cycle fatigue test as in Example 1 was performed.
  • the component composition of the remelting electrode and the steel ingot is shown in Table 1 below.
  • the results of the low cycle fatigue test are shown in Table 2 below.
  • Example 1 in which the content of N in the electrode is 0.0025% by mass or more and the average steel ingot diameter of the steel ingot is 650 mm or more, the variation of the cycle index is small, In addition, the average value of the cycle index and the minimum value of the cycle index were high to some extent. That is, the variation in the measurement results was small, and the fatigue strength was kept high to some extent.
  • Comparative Example 1 in which the N content in the electrode is 0.0010% by mass and the average ingot diameter of the ingot is 500 mm, the variation in cycle index (ie, fatigue strength) is large. .
  • the minimum value of the cycle index was about 1/9 of the average value of the cycle index.
  • Example 1 are scanning electron microscope (hereinafter also referred to as “SEM”) images showing a fracture surface of a test piece after a low cycle fatigue test in Example 1.
  • SEM scanning electron microscope
  • FIG. 1 is a secondary electron image of a fracture surface of a test piece
  • FIG. 2 is a reflected electron image (composition image) of the same fracture surface as the fracture surface shown in FIG.
  • Example 1 Compared to Example 1, in Comparative Example 1, no rupture starting point as TiN was found, and the rupture starting point was mostly oxides and voids. Also in Comparative Example 2, there were very few fracture starting points of TiN, and most of the fracture starting points were oxides and voids.
  • the relationship between the average steel ingot diameter of the steel ingot and the number of oxide inclusions in the billet obtained by hot forging the steel ingot was examined. Specifically, for billet A in Example 1 (average steel ingot diameter of 800 mm), the number of oxide inclusions having a size of 1.5 ⁇ m or more existing within an area of 55 mm 2 is counted by SEM. did. Based on the counted number of oxide inclusions, an oxide inclusion number index was determined.
  • the oxide inclusion number index is an index that increases in proportion to an increase in the number of oxide inclusions.
  • two billets were produced in the same manner as in the production of billet A in Example 1, except that in the production of billet A in Example 1, the average steel ingot diameter was changed to 600 mm and 690 mm, respectively.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the average steel ingot diameter and the number index of oxide inclusions. As shown in FIG.
  • the oxide inclusion number index (that is, the number of oxide inclusions) significantly decreased when the average ingot diameter was 650 mm or more. From this result, it was confirmed that when the average steel ingot diameter is 650 mm or more, the effect of floating separation of oxide inclusions is sufficiently effective, and the number of oxide inclusions can be significantly reduced.
  • Ti-based non-metallic inclusions by acid extraction method- 5 g of a test piece for inclusion measurement was collected from the billet, and the collected test piece was dissolved in a nitric acid solution. The obtained solution was filtered with a filter, and Ti-based non-metallic inclusions (TiN, TiCN), which are residues (components remaining without being dissolved), were separated by filtration. Next, the Ti-based nonmetallic inclusions on the filter were observed with an SEM, and the size of the Ti-based nonmetallic inclusions was measured. The size of the Ti-based nonmetallic inclusion was determined as the diameter of a circle circumscribing the Ti-based nonmetallic inclusion.
  • the maximum size of the Ti-based nonmetallic inclusions was 11.9 ⁇ m, and most of the Ti-based nonmetallic inclusions had a uniform size of about 10 ⁇ m. It was.
  • the size of Ti-based nonmetallic inclusions was 6.3 ⁇ m at the maximum.
  • the maximum size of the Ti-based nonmetallic inclusion was 7.8 ⁇ m.
  • a steel ingot (maraging steel) having an appropriate size and uniformly dispersed Ti-based non-metallic inclusions having a uniform size is obtained. It can be seen that it can be manufactured. In this steel ingot, most of the fatigue fracture in the fatigue test can be caused to start from Ti-based non-metallic inclusions, thereby suppressing variations in measurement results (number of cycles). Moreover, in this steel ingot, since the Ti-type nonmetallic inclusions having an appropriate size and having a certain size are uniformly dispersed, the influence due to the dimensional effect is reduced. Therefore, in the fatigue test, a representative value of highly reliable fatigue strength can be obtained with a smaller number of tests.
  • the fatigue strength of the Ti-based nonmetallic inclusion is not too large, and the Ti-based nonmetallic inclusion is not too small (for example, larger than the oxide-based inclusion). Lowering of the limit value (lower limit value) is suppressed.

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Abstract

　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。

Description

マルエージング鋼の製造方法
　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。
　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）。
　特許文献１：特開２００３－２２１６２７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。
　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。
　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。
　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。
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像（二次電子像）である。 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像（反射電子像（組成像））である。 本発明の一例において、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の酸化物系介在物の個数（酸化物系介在物個数指数）と、の関係を示すグラフである。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
＜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。
　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。
〔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。
〔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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
～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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。

Claims (9)

  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。
  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請求項１に記載のマルエージング鋼の製造方法。
  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請求項２に記載のマルエージング鋼の製造方法。
  4. 　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。
  5. 　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。
  6. 　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。
  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。
  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。
  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。
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