(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
真空アーク再溶解を行ない、窒化物および炭窒化物の最大長が１５μｍ以下とする高清浄マルエージング鋼の製造方法であって、前記真空アーク再溶解時の条件を下式に従うＡ値が１２Ａ/ｍｍ以上とし、且つ電極径/鋼塊径の比が０．８以上とすることを特徴とする高清浄マルエージング鋼の製造方法。
Ａ値[A/mm]=（投入電流）/（モールド径）
【請求項２】
請求項１に記載の真空アーク再溶解を行った後、鋼塊状態または熱間鍛造後の何れか若しくは両方で、少なくとも一回以上のソーキングを行い、その後、圧延することを特徴とする高清浄マルエージング鋼の製造方法。
【請求項３】
請求項１または２に記載のマルエージング鋼の化学組成が質量%で、C:0.01%以下、Ni:8.0〜22.0%、Co:5.0〜20.0%、Mo:2.0〜9.0%、Ti:2.0%以下、Al:1.7%以下、N:0.003%以下、O:0.0015%以下、残部は実質的にFeからなることを特徴とする高清浄マルエージング鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高清浄マルエージング鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
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。
その代表的な組成には、質量％で１８％Ｎｉ−８％Ｃｏ−５％Ｍｏ−０．４５％Ｔｉ−０．１％Ａｌ−ｂａｌ．Ｆｅが挙げられる。そして、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。
【０００３】
しかし、マルエージング鋼は、非常に高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があり、この非金属介在物が鋼中で大きく成長してしまうと、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、一般的に鋼中に存在する非金属介在物を少なくするために、真空アーク再溶解（以下、ＶＡＲと記す）法が用いられている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
このＶＡＲ法で製造されるマルエージング鋼は、均質（成分偏析が少ない）でしかも、非金属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、ＶＡＲ法で製造するマルエージング鋼にも、比較的大きなＴｉＮやＴｉＣＮ等の非金属介在物が残留し、残留した大きな非金属介在物は、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し、残留する大きな非金属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。
本発明の目的は、ＶＡＲを行って得られるマルエージング鋼中に残留するＴｉＮやＴｉＣＮ等の非金属介在物の大きさを最長で１５μｍ以下に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。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
上述したように、VARを行うことによって、均質で非金属介在物の量を低減できるという利点がある。本発明者等は、この利点を損なうことなく、窒化物及び炭窒化物の非金属介在物の大きさを小さくする製造条件について鋭意検討を行った。その結果、VAR時の投入電流/モールド径と、非金属介在物の大きさに特定の関係があることを知見し、本発明に到達した。
即ち本発明は、真空アーク再溶解を行ない、窒化物および炭窒化物の非金属介在物の最大長が15μｍ以下とする高清浄マルエージング鋼の製造方法であって、前記真空アーク再溶解時の条件を下式に従うＡ値が１２Ａ/ｍｍ以上とし、且つ電極径/鋼塊径の比が０．８以上とする高清浄マルエージング鋼の製造方法である。
【０００６】
好ましくは、上記の真空アーク再溶解を行った後、鋼塊状態または熱間鍛造後の何れか若しくは両方で、少なくとも一回以上のソーキングを行い、その後、圧延する高清浄マルエージング鋼の製造方法である。
更に好ましくは、マルエージング鋼の化学組成が質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｎｉ：８．０〜２２．０％、Ｃｏ：７．０〜２０．０％、Ｍｏ：２．０〜９．０％、Ｔｉ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．１５％以下、Ｎ：０．００３％以下、Ｏ：０．００１５％以下、残部は実質的にＦｅからなる高清浄マルエージング鋼の製造方法である。
【０００７】
【発明の実施の形態】
本発明の最大の特徴は、ＶＡＲを行なう際に、投入電流とモールド内径とを調整することで、均質で非金属介在物の量を低減できるという利点を活かしながら、ＴｉＮやＴｉＣＮ等といった窒化物や炭窒化物の非金属介在物の大きさを小さく制御できることにある。
以下に、本発明を詳しく説明する。
【０００８】
マルエージング鋼は窒素との親和力が大きいＴｉを含有していることから、ＶＡＲ用の電極鋼塊製造段階でＴｉＮやＴｉＣＮ等の非金属介在物が存在する。
これらの非金属介在物は、ＶＡＲの再溶解時に一部はＴｉＮ→Ｔｉ＋ＮやＴｉＣＮ→Ｔｉ＋Ｃ＋Ｎの反応により溶鋼中へ溶解し、溶存窒素や溶存炭素が増加する。また一部は完全には溶解せずにＴｉＮやＴｉＣＮ等の非金属介在物の状態で溶鋼プール内に浮遊する。
溶鋼プールは凝固殻への抜熱により逐次凝固が進行していくが、凝固前面付近では溶鋼温度が低下し、溶鋼中に溶存している窒素や炭素は上述の未固溶のＴｉＮやＴｉＣＮ表面上に晶出し成長していく。
【０００９】
ＶＡＲでは水冷Ｃｕモールドと接する溶鋼プール表面の外周部にはシェルフと称する凝固殻が成長する。
このシェルフには浮上分離したＴｉＮやＴｉＣＮ等の非金属介在物が付着しているが、再溶解の進行による湯面の上昇により、シェルフの一部が溶解する。このときシェルフに捕捉されていたＴｉＮやＴｉＣＮ等の非金属介在物は溶鋼プール内を浮遊する。これらの浮遊ＴｉＮはＴｉＣＮは上述同様に溶鋼温度低下に伴い成長する。
【００１０】
以上のようにＶＡＲ再溶解時に溶鋼プール内を浮遊するＴｉＮやＴｉＣＮの存在により、ＴｉＮやＴｉＣＮが大きくなる。従ってＶＡＲ鋼塊内のＴｉＮやＴｉＣＮを微細にするには、再溶解時の浮遊ＴｉＮやＴｉＣＮをなくす方法をとることが必要である。
このためには、溶鋼プールや電極端面で生成するの液滴の熱容量を大きくすることおよびシェルフの成長を抑えることが必要であり、ＶＡＲの溶解電流を大きくすることで溶鋼プール等の熱容量を高めることができる。
【００１１】
このようなことから、溶鋼プール等の熱容量を高めるためには、投入電流を高めることが必要であるが、溶鋼プールの熱量はモールドへ抜熱されるためこの効果を考慮したＡ値＝（投入電流）／（モールド径）を大きくすればよい。
このため、ＶＡＲにおいて１５μｍ以下のＴｉＮやＴｉＣＮ等の非金属介在物を得るためにはＡ値が１２Ａ／ｍｍ以上が必要である。
Ａ値が大きすぎると凝固偏析が大きくなり問題となるが、実用上偏析許容範囲内であれば特にＡ値の上限はないが、３０Ａ／ｍｍ以下にすると成分偏析も制御でき、好ましい。
【００１２】
また、このVARを行う時に、真空度も1.5Pa以下に調整すると更に好ましい。これは、マルエージング鋼中に含まれる窒素の上昇を抑え、TiNやTiCNの大きさを小さく保つことができ、上述のA値制御の効果をより高めることができるためである。
更に、電極径/鋼塊径の比を大きくすることでシェルフの成長を抑えることができ、電極径/鋼塊径の比としては0.8以上にすることが必要である。
【００１３】
次に、本発明では上記の真空アーク再溶解を行った後、鋼塊状態または熱間鍛造後の何れか若しくは両方で、少なくとも一回以上のソーキングを行うと良い。これは、ＶＡＲで均質となった鋼塊をより成分偏析の少ないものとすることで、強度を更に向上させることができるためである。
ソーキングは、ＶＡＲ後の鋼塊状態または熱間鍛造後の何れで行っても良く、例えば鋼塊状態で行うと、ＶＡＲ後の鋼塊表面の研削とソーキングによる酸化層除去の工程を兼ねることができると言った利点がある一方で、拡散距離が長いため、ソーキングの温度を高めにしたり、処理時間を長めにしたりしなければならない。また、熱間鍛造後のソーキングは、拡散距離が短く、比較的高温で短時間の処理で拡散させることができるという利点がある一方で、ＶＡＲ後の鋼塊表面の研削と、ソーキング後の表面酸化層の研削の、少なくとも二回の研削工程を経なければならない。
【００１４】
ソーキングは、ＶＡＲ後の鋼塊状態または熱間鍛造後の両方で行うと、成分偏析はより少なくなって、均質なものとなる一方で、酸化滅失が大きく、研削の工程も多くなる。
従って、ソーキングを行う場合は、鋼塊サイズ、熱間鍛造比、ソーキング加熱炉の容量、加工工程、求められる強度等を考慮して、鋼塊状態または熱間鍛造後の何れか若しくは両方で、少なくとも一回以上のソーキングを適宜行えば良く、勿論、熱間鍛造→ソーキング→熱間鍛造→ソーキングと言った工程でも良い。
なお、ソーキングは、マルエージング鋼を構成するＮｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｔｉ等の元素を拡散、均質させる目的で行うものであるため、処理温度は１１００℃〜１２８０℃の範囲で行えば良く、処理時間は少なくとも１０時間以上であれば良い。
【００１５】
本発明では、上述の工程後に、圧延によって板状にしても良い。圧延は、熱間圧延、冷間圧延等、最終製品の用途形状に応じて、熱間や冷間の圧延を適宜組合せると良く、例えば、圧延材に対して、Ｆｅ、Ｍｏを主成分とする未固溶の金属間化合物を残留させないために例えば８００〜９５０℃で固溶化処理を行い、その後、材料に加工歪を付加して、その後実施する二回目の固溶化処理によって微細に再結晶させるために冷間圧延を行うと良く、その後、時効処理を施すと良い。
【００１６】
次に、本発明の好ましい組成範囲の限定理由について述べる。
Ｃは炭化物を形成し、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本発明ではＣの上限を０．０１％以下とした。
Ｎｉは靱性の高い母相組織を形成させるためには不可欠の元素であるが、８．０％未満では靱性が劣化する。一方、２２％を越えるとオーステナイトが安定化し、マルテンサイト組織を形成し難くなることから、Ｎｉは８．０〜２２．０％とした。
【００１７】
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が、その含有量が５．０％未満では必ずしも十分効果が得られず、また２０．０％を越えると脆化する傾向がみられることから、Ｃｏの含有量は５．０〜２０．０％にした。
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が、その含有量が２．０％未満の場合その効果が少なく、また９．０％を越えて含有すると延性、靱性を劣化させるＦｅ、Ｍｏを主要元素とする粗大析出物を形成しやすくなるため、Ｍｏの含有量を２．０〜９．０％とした。
【００１８】
Ｔｉは、Ｍｏと同様に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元素であるが、２．０％を越えて含有させると延性、靱性が劣化する。また、Ｍｏで十分硬さが得られている場合は無添加でも良いため、Ｔｉの含有量を２．０％以下とした。
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が、１．７％を越えて含有させると靱性が劣化することから、その含有量を１．７％以下とした。
【００１９】
Ｎは窒化物や炭窒化物の非金属介在物を形成するため、０．００３％を超えて含有すると、非金属介在物を１５μｍ以下とすることが困難となる。よって、その含有量を０．００３％以下とした。
Ｏは酸化物系非金属介在物を形成するため、０．００１５％以下に制限する。Ｏが０．００１５％を超えて含有すると疲労強度が著しく低下するため、その含有量を０．００１５％以下にした。
【００２０】
なお、本発明ではこれら規定する元素以外は実質的にＦｅとしているが、例えばＢは、結晶粒を微細化するのに有効な元素でるため、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良い。
また、不可避的に含有する不純物元素のＳｉ、Ｍｎは脆化をもたらす粗大な金属間化合物の析出を促進して延性、靭性を低下させたり、非金属介在物を形成して疲労強度を低下させるので、Ｓｉ、Ｍｎ共に０．１％以下に、望ましくは０．０５％以下とすれば良く、また、Ｐ、Ｓも粒界脆化させたり、非金属介在物を形成して疲労強度を低下させるので、０．０１％以下とすると良い。
【００２１】
【実施例】
以下、実施例として更に詳しく本発明を説明する。
真空溶解で鋳造した表１に示す化学組成のＶＡＲ用の消耗電極を用意し、前式のＡ値を１１Ａ／ｍｍ〜２０Ａ／ｍｍの範囲で変化させて、ＶＡＲを行った鋼塊を作製した。なお、この時の真空度は１．０Ｐａであり、電極径／鋼塊径の比を０．８５としてシェルフの成長を抑えた。
本発明のＡ値１５Ａ／ｍｍのものにはＡ、本発明のＡ値２０Ａ／ｍｍのものにはＢ、比較例のＡ値１１Ａ／ｍｍのものにはＣを、それぞれ下記表１のＮｏ．の後に１Ａ、１Ｂ、１Ｃと言うように記号として付して、以後説明する。
【００２２】
【表１】
0003573344.tif 000002
【００２３】
Ｎｏ．１Ａ、１Ｂ、１Ｃの材料は、ＶＡＲ鋼塊で１２５０℃×２０時間のソーキングを行い、次いで熱間鍛造を行い熱間鍛造品とした。また、Ｎｏ、２Ａ、Ｎｏ．２Ｂ、Ｎｏ．２Ｃの材料は、ＶＡＲ鋼塊から熱間鍛造を行い、１２５０℃×２０時間のソーキングを行った。
次に、これら材料に熱間圧延、８２０℃×１時間の固溶化処理、冷間圧延、８２０℃×１時間の固溶化処理と４８０℃×５時間の時効処理を行い、マルエージング鋼の鋼帯を作製した。
【００２４】
得られたマルエージング鋼の鋼帯から介在物測定用の試験片を５ｇ採取し、それを硝酸溶液で溶解後、残渣であるＴｉＮやＴｉＣＮをフィルタでろ過し、フィルタ上の残渣をＳＥＭで観察し、ＴｉＮ、ＴｉＣＮの非金属介在物の大きさを測定した。なお、ＴｉＮ、ＴｉＣＮの非金属介在物の大きさは、非金属介在物に外接する円の直径で求め、観察された非金属介在物全部のうち、最大のものを最大長とし、表２に示した。
【００２５】
【表２】
0003573344.tif 000003
【００２６】
表２より、Ａ値の増大により非金属介在物が微細になっていることが分かる。また、高窒素の電極では非金属介在物のサイズが大きくなるが、Ａ値を最適化することで１５μｍ以下にできることが分かる。
【００２７】
次に、上述のマルエージング鋼帯の圧延方向における中央部について、試験片を採取し、圧延方向および板厚方向を含む面を鏡面研磨し、ＥＰＭＡの面分析でＴｉ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏについて成分偏析を評価した。
その結果、Ｎｏ．１Ａ、１Ｂ、１Ｃ、２Ａ、２Ｂ、２Ｃの何れの鋼帯にも縞状の偏析がみられず均質であった。マルエージング鋼帯の圧延方向における先・後端部についても中央部と同様に面分析を行ったが、中央部と同様、縞状の偏析がなく均質であった。このうち、本発明の製造方法を適用したＮｏ．１Ａ、１Ｂ、２Ａ、２Ｂの鋼帯では、ＴｉＮやＴｉＣＮの非金属介在物の大きさが小さく、しかも、成分偏析も少なくすることができた。
一方、比較例のＮｏ．１Ｃ、２Ｃでは、成分偏析は少ないが、１５μｍより大きなＴｉＮ、ＴｉＣＮの非金属介在物が鋼帯中にも残留していることから、この非金属介在物を起点とした疲労破壊が起こる可能性が大きい結果となった。
【００２８】
【発明の効果】
以上のような結果から、本発明の製造方法を適用すると、ＴｉＮやＴｉＣＮの非金属介在物の大きさが小さく、しかも、成分偏析も少なくすることができるため、優れた疲労強度を有するマルエージング鋼を製造することが出来る。