(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
マルテンサイト系ステンレス鋼を製造する方法において、前記鋼のインゴットのエレクトロスラグ再溶解のステップと、続いて前記インゴットを冷却するステップとを備え、前記インゴットの皮膜の温度が鋼のマルテンサイト変態開始温度Ｍｓを下回る前に、エレクトロスラグ再溶解からのインゴットが、冷却時の前記鋼のパーライト変態完了温度Ａｒ１よりも初期温度Ｔ０が高い炉に配置され、前記インゴットが前記炉内で少なくとも保持時間ｔにわたって均質化処理を受け、この後に前記インゴットの最冷点の温度が均質化温度Ｔに達し、前記保持時間ｔが少なくとも１時間に等しく、均質化温度Ｔが９００℃から前記鋼のバーニング温度の範囲にあり、前記炉の前記初期温度Ｔ０が前記均質化温度Ｔよりも低く、前記炉の温度が初期温度Ｔ０から少なくとも均質化温度Ｔに等しい温度まで上昇することを特徴とする方法。
【請求項２】
前記均質化温度Ｔが９５０℃から１２７０℃であることを特徴とする、請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼を製造する方法。
【請求項３】
前記均質化温度Ｔが９８０℃から１２５０℃であることを特徴とする、請求項２に記載の方法。
【請求項４】
前記均質化温度Ｔが１０００℃から１２００℃であることを特徴とする、請求項３に記載の方法。
【請求項５】
最小保持時間が１時間から１５０時間であることを特徴とする、請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼を製造する方法。
【請求項６】
最小保持時間が１時間から７０時間であることを特徴とする、請求項５に記載の方法。
【請求項７】
最小保持時間が１０時間から３０時間であることを特徴とする、請求項６に記載の方法。
【請求項８】
前記再溶解ステップで使用したスラグが事前に脱水されていることを特徴とする、請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼を製造する方法。
【請求項９】
前記保持時間ｔが前記均質化温度Ｔの変動と反比例して変動することを特徴とする、請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼を製造する方法。
【請求項１０】
請求項１から９のいずれか一項に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼を製造する方法であって、該方法が前記鋼に対して以下の状況：
冷却前の前記インゴットの最大寸法が９１０ｍｍ未満であり、およびエレクトロスラグ再溶解前のインゴットのＨ含有率が１０ｐｐｍを超える状況；
冷却前の前記インゴットの最大寸法がおよそ９１０ｍｍを超え、およびこれの最小寸法がおよそ１５００ｍｍ未満であり、およびエレクトロスラグ再溶解前のインゴットのＨ含有率が３ｐｐｍを超える状況；
インゴットの最小寸法が１５００ｍｍを超え、およびエレクトロスラグ再溶解前のインゴットのＨ含有率が１０ｐｐｍを超える状況；
の１つで行われることを特徴とする方法。
【請求項１１】
鋼が亜共析であることを特徴とする、請求項１から１０のいずれか一項に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼を製造する方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、マルテンサイト系ステンレス鋼を製造する方法に関し、該方法は、前記鋼のインゴットのエレクトロスラグ再溶解のステップと、続いて前記インゴットを冷却するステップとを備える。
【背景技術】
【０００２】
本発明において、別途指摘しない限り、組成物のパーセンテージは、重量によるパーセンテージである。
【０００３】
マルテンサイト系ステンレス鋼は、１０．５％を超えるクロム含有率を有し、本質的にマルテンサイトである構造の鋼である。
【０００４】
このような鋼の疲労挙動は、このような鋼から産生される部品の耐用寿命が最長化されるように、可能な限り良好であることが重要である。
【０００５】
この目的のために、鋼の包有特徴を改善すること、即ち鋼中に存在する所望でない包有物（ある合金、酸化物、炭化物、および金属間化合物の相）の量を減少させることが求められている。このような包有物は、サイクル載荷の下で鋼の早期破壊を生じる亀裂発生部位として作用する。
【０００６】
実験的には、この鋼の試験片に行われた、即ち課された変形下での各レベルの疲労載荷での疲労試験の結果では、大きな分散が観察され、耐用寿命（この鋼の疲労試験片の破断を生じるサイクル数に相当）は広範囲で変動する。包有物は統計的な意味では、鋼の疲労耐用寿命の最小値（範囲のうち低い値）の原因である。
【０００７】
疲労挙動における分散を低減するために、即ちこれらの低い値を上昇させるために、および平均疲労挙動値を上昇させるためにも、鋼の包有特徴を改善することが必要である。エレクトロスラグ再溶解技法、ＥＳＲが公知である。この技法では、鋼インゴットはるつぼに入れられ、るつぼにはスラグ（無機物、例えば石灰、フッ化物、マグネシア、アルミナ、方解石の混合物）が投入されて、インゴットの下端がスラグ中に浸漬される。次に電流をインゴットに流すと、インゴットは電極として作用する。この電流は、スラグを加熱および液化するのに、ならびに鋼電極の下端を加熱するのに十分な高さである。この電極の下端はスラグと接触しているので、これが溶解して細滴の形でスラグ中を通過し、次にスラグ層の下で固化し、これが浮揚して新たなインゴットを形成して、このインゴットは徐々に成長する。スラグはとりわけ、スラグ層の下に位置する新たなインゴットの鋼が最初のインゴット（電極）よりも少ない包有物を含有するように、鋼滴から包有物を抽出するフィルタとして作用する。この操作は、大気圧下および空気中で行う。
【０００８】
ＥＳＲ技法は、包有物を排除することによってマルテンサイト系ステンレス鋼の疲労挙動の分散を低下することができるが、この分散は部品の耐用寿命に関してはなお大きすぎる。
【０００９】
発明者により行われた超音波を使用する非破壊試験は、前記鋼が公知の水素欠陥（フレーク）を実際には含まないことを示した。
【００１０】
疲労挙動結果の分散、特に結果の範囲の下端値は、このため、鋼における亀裂の早期発生の別の所望でない機構によるものであり、早期疲労破断を生じる。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明の目的は、これらの低い値を上昇させて、マルテンサイト系ステンレス鋼の疲労挙動の分散を減少させ、平均疲労挙動を上昇させることができる製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本目的は、前記インゴットの皮膜の温度が鋼のマルテンサイト変態開始温度Ｍｓを下回る前に、エレクトロスラグ再溶解からのインゴットを初期温度Ｔ０が次に前記鋼の冷却時のパーライト変態完了温度Ａｒ１より高い炉内に配置して、前記インゴットが前記炉内で少なくとも保持時間ｔにわたって均質化処理を受け、この後にインゴットの最冷点の温度が均質化温度Ｔに達することで達成され、前記保持時間ｔは少なくとも１時間に等しく、均質化温度Ｔはおよそ９００℃から鋼のバーニング温度の範囲内である。
【００１３】
このような手段は、鋼内の軽量元素によって構成される（産業用非破壊試験手段によって検出できない）微視的寸法の気相の形成を減少させて、疲労した鋼の早期破壊を生じさせる前記微視的相からの亀裂の早期発生を回避する。
【００１４】
本発明およびこれの利点は、非限定的な例によって示される実施の以下の詳細な説明からより良好に理解することができる。説明は、添付図面を参照する。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】本発明の鋼および従来技術の鋼の疲労耐用寿命曲線を比較する。
【図２】疲労載荷曲線を示す。
【図３】樹枝状晶および枝状晶間領域を示す図である。
【図４】破壊を発生させた気相を示す、疲労後の破壊表面の電子顕微鏡を使用して撮影した写真である。
【図５】アルファ生成元素がより豊富であり、ガンマ生成元素がより豊富でない領域の冷却曲線の時間−温度図である。
【図６】アルファ生成元素がより豊富でなく、ガンマ生成元素がより豊富である領域の冷却曲線の時間−温度図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
ＥＳＲ法の間に、スラグによって濾過された鋼は冷却され、徐々に固化してインゴットを形成する。この固化は冷却の間に起こり、図３に示すように樹枝状晶１０の成長を伴う。マルテンサイト系ステンレス鋼の状態図と一致して、最初の固化粒に相当する樹枝状晶１０は、定義によりアルファ生成元素がより豊富であるが、樹枝状晶間領域２０はガンマ生成元素がより豊富である（状態図への公知のてこの原理の応用）。アルファ生成元素は、フェライト型構造（低温でより安定である構造：ベイナイト、フェライト−パーライト、マルテンサイト）に有利な元素である。ガンマ生成元素は、オーステナイト構造（高温にて安定である構造）に有利な元素である。このため樹枝状晶１０と樹枝状晶間領域２０との間に偏析が起こる。
【００１７】
化学組成物中のこの局所偏析は次に、製造中ずっと、続く高温形成操作の間でさえ保持される。このためこの偏析は、固化したままのインゴットおよび続いて変形されたインゴットの両方に見出される。
【００１８】
発明者らは、結果がＥＳＲるつぼから直接、または高温変形後のインゴットから得られたインゴットの直径に依存することを示すことができた。この観察は、冷却速度が直径の拡大と共に低下するという事実によって説明できる。図５および６は、起こり得る異なるシナリオを示す。
【００１９】
図５は、アルファ生成元素がより豊富であり、ガンマ生成元素がより豊富でない領域、例えば樹枝状晶１０の公知の温度（Ｔ）−時間（ｔ）図である。曲線ＤおよびＦは、オーステナイト（領域Ａ）からフェライト−パーライト構造（領域ＦＰ）への変換の開始および終了を示す。この変換は、インゴットが従う冷却曲線が曲線ＤとＦとの間の領域中をまたは領域ＦＰ中をそれぞれ通過するときに、部分的にまたは完全に起こる。この変換は、冷却曲線が完全に領域Ａ内に位置するときには起こらない。
【００２０】
図６は、ガンマ生成元素がより豊富であり、アルファ生成元素がより豊富でない領域、例えば樹枝状晶間領域２０の同等の図である。なお、図５と比較して、曲線ＤおよびＦは右側に移動し、即ちインゴットはフェライト−パーライト構造を得るためにより緩速で冷却する必要がある。
【００２１】
図５および６はそれぞれ、３つの冷却速度：高速（曲線Ｃ１）、中速（曲線Ｃ２）、緩速（曲線Ｃ３）に相当する、オーステナイト温度からの３本の冷却曲線を示す。
【００２２】
冷却の間、温度はオーステナイト温度から低下を開始する。空気中では、対象である直径では、インゴットの表面およびコアの冷却速度は非常に近い。唯一の相違は、表面がコアより先に冷却するため、表面温度がコアの温度よりも低いという事実から生じる。
【００２３】
高速冷却（曲線Ｃ１）よりも高速の冷却では（図５および６）、フェライト−パーライト変態は発生しない。
【００２４】
曲線Ｃ１に従う高速冷却では、変換はもっぱら樹枝状晶（図５）において、部分的であるに過ぎない。
【００２５】
曲線Ｃ２に従う中速冷却では、変換は樹枝状晶間スペース２０において部分的に過ぎず（図６）、樹枝状晶１０においては擬似的に完全である（図５）。
【００２６】
曲線Ｃ３に従う緩速冷却およびなお緩速の冷却では、変換は樹枝状晶間スペース２０および樹枝状晶１０の両方においてほぼ完了している。
【００２７】
高速（Ｃ１）または中速（Ｃ２）冷却では、フェライト領域とオーステナイト領域との間で共存が多かれ少なかれ発生する。
【００２８】
材料がいったん固化すると、最初に樹枝状晶１０が（図５の曲線ＤおよびＦを通過することにより）冷却の間にフェライト構造に変換される。しかし樹枝状晶間領域２０は、（曲線Ｃ１に従う高速冷却の場合には）変換されない、またはより低い温度において、一部もしくは全体が（曲線Ｃ２に従う中速冷却、もしくは曲線Ｃ３に従う緩速冷却の場合には）続いて変換される（図６を参照のこと。）。
【００２９】
樹枝状晶間領域２０はこのため、オーステナイト構造をより長期にわたって保持する。
【００３０】
前記固体状態冷却の間に、局所性の構造的不均一性がオーステナイトおよびフェライト型微細構造の共存と共に存在する。このような条件下では、軽元素（Ｈ、Ｎ、Ｏ）は、フェライト構造よりもオーステナイト構造での溶解性が高く、樹枝状晶間領域２０にて濃縮される傾向を有する。この濃度は、樹枝状晶間領域２０における大量のガンマ生成元素によって上昇する。３００℃未満の温度において、軽元素はきわめて低い速度で拡散するだけであり、これの領域に捕捉されたままである。樹枝状晶間区域２０のフェライト構造への完全または部分変換の後、ある濃度条件下でこれらの気相の溶解限度に達すると、これらの気相は気体の（または高い展性および非圧縮性を提供する物理状態にある物質の）ポケットを形成する。
【００３１】
冷却ステージの間、ＥＳＲ終了時のインゴット（または続いて変形されたインゴット）の直径が大きいほど（もしくはより一般的には、インゴットの最大寸法が大きいほど）、またはインゴットの冷却速度が低いほど、軽元素がフェライト構造を有する樹枝状晶１０から完全もしくは部分オーステナイト構造を有する樹枝状晶間領域２０に向かって拡散する傾向が大きく、樹枝状晶間領域では軽元素は、フェライト構造およびオーステナイト構造の共存期間にわたって濃縮されるようになる。樹枝状晶間領域において、これらの軽元素の溶解度を局所的に超過するリスクが強まる。軽元素の濃度がこの溶解度を超過するときに、前記軽元素を含有する微視的な気体ポケットがここで鋼中に出現する。
【００３２】
加えて冷却が終了する間に、樹枝状晶間領域のオーステナイトは、鋼の温度が周囲温度よりもやや高いマルテンサイト変態開始温度Ｍｓを下回ったときに、局所的にマルテンサイトに変換される傾向がある（図５および６）。しかしマルテンサイトは、他の金属構造およびオーステナイトよりもなお低い軽元素の溶解度閾値を有する。このためさらに微視的な気相がこのマルテンサイト変換の間に鋼中に出現する。
【００３３】
鋼が熱間形成（例えば鍛造）の間に受ける、続いての変形の間に、これらの相は延伸されてシート形にされる。
【００３４】
疲労載荷下では、これらのシートは、亀裂発生に必要なエネルギーを低下させることによって亀裂の早期発生の原因となる、応力集中部位として作用する。これは次に鋼の早期破壊を生じて、疲労挙動の結果で低い値を生じる。
【００３５】
このような結論は、図４の電子顕微鏡写真に示されるように、発明者らの観察によって裏付けられている。
【００３６】
マルテンサイト系ステンレス鋼の破壊表面のこの写真では、実質的に球状の区域Ｐが見られ、ここから亀裂Ｆが広がっている。この区域Ｐは、これらの亀裂Ｆの形成の始点にある軽元素によって構成された気相のフットプリントであり、亀裂Ｆは伝播および凝集によって巨視的な破壊区域を生成する。
【００３７】
発明者らはマルテンサイト系ステンレス鋼の試験を行い、ＥＳＲステップの直後にＥＳＲるつぼからのインゴットに特定の均質化処理を行ったときに、軽元素気相の形成が減少することを見出した。
【００３８】
合金元素の高い濃度の区域から低い濃度の区域への拡散により、樹枝状晶１０中のアルファ生成元素への偏析の強度が低下して、樹枝状晶間領域２０中のガンマ生成元素への偏析の強度が低下する。これらのガンマ生成元素への偏析の強度の低下は、以下の結果：フェライト−パーライト構造への変換のための、曲線ＤおよびＦの右への移動の減少（図６）、樹枝状晶１０と樹枝状晶間領域２０との間の構造差の縮小、および樹枝状晶と樹枝状晶間領域との間の軽元素（Ｈ、Ｎ、Ｏ）の溶解度差の縮小を有し、構造（オーステナイト構造およびフェライト構造の共存の減少）および軽元素を含む化学組成に関してより良好な均質性を生じる。
【００３９】
さらに均質化処理は、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓの均質化も含む。
【００４０】
鋼温度が３００℃を超える温度にあるとき、合金元素の拡散は決して無視できない。加えて、発明者が提案するピックアップ条件と同様に、温度勾配によりインゴットの中心よりも高温である表面を産生できる場合、軽元素は表面に向かって拡散して、鋼中の軽元素全体の含有率は低下する。
【００４１】
均質化処理の特定の特徴に関して、発明者らは、インゴットが炉内で保持時間ｔにわたって均質化処理を受け、保持時間ｔの後に前記インゴットの最冷点の温度が均質化温度Ｔに達したときに満足な結果が得られ、この時間ｔは少なくとも１時間に等しく、均質化温度Ｔは温度Ｔ最低とこの鋼のバーニング温度との間で変化することを見出した。
【００４２】
温度Ｔ最低は９００℃にほぼ等しい。鋼のバーニング温度は、固体状態のままで、鋼中の粒界が変換される温度（または粒界が液化し始める温度）として定義され、Ｔ最低よりも高い。炉内の鋼の保持時間ｔはこのため、前記均質化温度Ｔと反比例して変動する。
【００４３】
一例として、発明者らが試験で使用したＺ１２ＣＮＤＶ１２マルテンサイト系ステンレス鋼（ＡＦＮＯＲ規格）では、均質化温度Ｔは９５０℃であり、対応する保持時間ｔは７０時間に等しい。均質化温度Ｔがバーニング温度をやや下回る１２５０℃であるとき、ここで対応する保持時間ｔは１０時間に等しい。
【００４４】
一例として、均質化温度Ｔは以下の範囲：９５０℃から１２７０℃、９８０℃から１２５０℃および１０００℃から１２００℃からなる群より選択される範囲より選択される。
【００４５】
一例として、最小保持時間ｔは、以下の範囲：１時間から７０時間、１０時間から３０時間および３０時間から１５０時間からなる群より選択される範囲になるように選択される。
【００４６】
さらに発明者らは、ＥＳＲるつぼからのインゴットが、この鋼の冷却時のパーライト変態完了温度Ａｒ１よりも高い初期温度Ｔ０を有する炉に配置されるときに、およびこのインゴットの皮膜温度がこの鋼のマルテンサイト変態開始温度よりも高温で維持されるときに、満足な結果が得られることを見出した。
【００４７】
インゴットが前記炉に配置された後に、炉の初期温度Ｔ０が均質化温度Ｔより低いとき、炉の温度は少なくとも均質化温度に等しい温度まで上昇される。このためこの温度上昇の間に、均質なオーステナイト構造は水素含有率を均質化するために生じる傾向があり、部品の中心から表面に向かって上昇する温度勾配も生じる傾向がある。このためインゴットの中心の温度は、温度上昇期間全体にわたってインゴットの皮膜の温度よりも低いままである。これにより、インゴットの全体的でより効果的な脱気が可能となる。
【００４８】
または、炉の初期温度Ｔ０は均質化温度よりも高いことがあり、このような状況の下では炉の温度はこの均質化温度より上で単に保持される。
【００４９】
発明者らは：
インゴットの最大寸法がおよそ９１０ｍｍ［ミリメートル］未満であり、およびエレクトロスラグ再溶解前のインゴットのＨ含有率が１０ｐｐｍ［百万分率］を超えるとき；ならびに
インゴットの最大寸法がおよそ９１０ｍｍを超え、およびインゴットの最小寸法がおよそ１５００ｍｍ未満であり、およびエレクトロスラグ再溶解前のインゴットのＨ含有率が３ｐｐｍを超えるとき；ならびに
インゴットの最小寸法が１５００ｍｍを超え、およびエレクトロスラグ再溶解前のインゴットのＨ含有率が１０ｐｐｍを超えるとき；
に、特に均質化処置が必要であることを確証した。
【００５０】
インゴットの最大寸法は、最もかさ高い部分の測定値の寸法であり、インゴットの最小寸法は、最もかさ高くない部分の測定値の寸法である：
インゴットが続いての冷却前に高温形成を受けないときには、エレクトロスラグ再溶解の直後；
インゴットがエレクトロスラグ再溶解後に高温形成を受けるときは、続いての冷却の直前。
【００５１】
上で指摘したように、発明者は、インゴットのまたは変形インゴットの最小寸法が大きい寸法閾値（実際には１５００ｍｍ）を超えるときに、軽元素の濃度がより高くなり得る（１０ｐｐｍ超）ことを確証した。インゴットの最小寸法の大きい閾値（１５００ｍｍ）の存在についての説明は、次の通りである：インゴットの最小寸法がこの閾値より大きいとき、状況は、冷却中に樹枝状晶と樹枝状晶間領域との間に構造差がほとんどない曲線Ｃ３の緩速冷却に近づく。加えて冷却速度は、インゴットの皮膜とコアとの間で温度が実質的に均質となり、このため軽元素の表面への拡散が促進されて、さらなる脱気を可能にするように十分に低い。対照的に、インゴットの最小寸法はこの閾値を下回り、次に冷却中にインゴットのコアは、これの表面よりも実質的に高温であり、このことは軽元素のコアへの拡散を促進し、脱気を遅延させる。
【００５２】
さらに、スラグがＥＳＲるつぼ内での使用前に脱水されることが好ましいのは、このことがスラグ中に存在する水素の量を最小化して、このためＥＳＲ方法の間にスラグからインゴットまで通過できる水素の量を最小化するためである。
【００５３】
発明者らは、本発明の方法を使用して、即ちインゴットをＥＳＲるつぼから取り出した直後に均質化を行って産生されたＺ１２ＣＮＤＶ１２鋼に、以下のパラメータを用いて試験を行った：
試験Ｎｏ１：インゴット皮膜温度２５０℃、４００℃の炉に配置、炉の温度を１２５０℃の均質化温度まで上昇、（インゴットの最冷温度が均質化温度に達した時間からの）金属保持７５ｈ［時間］、周囲温度まで冷却；
試験Ｎｏ２：インゴット皮膜温度６００℃、４５０℃の炉に配置、炉の温度を１０００℃の均質化温度まで上昇、（インゴットの最冷温度が均質化温度に達した時間からの）金属保持１２０ｈ［時間］、周囲温度まで冷却。
【００５４】
これらの試験結果を下に示す。
【００５５】
Ｚ１２ＣＮＤＶ１２鋼の組成は次の通りであり（ＤＭＤ０２４２−２０規格、インデックスＥ）：
Ｃ（０．１０％から０．１７％）−Ｓｉ（＜０．３０％）−Ｍｎ（０．５％から０．９％）−Ｃｒ（１１％から１２．５％）−Ｎｉ（２％から３％）−Ｍｏ（１．５０％から２．００％）−Ｖ（０．２５％から０．４０％）−Ｎ２（０．０１０％から０．０５０％）−Ｃｕ（＜０．５％）−Ｓ（＜０．０１５％）−Ｐ（＜０．０２５％）、および基準：
４．５≦（Ｃｒ−４０．Ｃ−２．Ｍｎ−４．Ｎｉ＋６．Ｓｉ＋４．Ｍｏ＋１１．Ｖ−３０．Ｎ）＜９
を満足した。
【００５６】
測定したマルテンサイト変態開始温度Ｍｓは２２０℃であった。
【００５７】
エレクトロスラグ再溶解前にインゴット中で測定された水素の量は、３．５ｐｐｍから８．５ｐｐｍの範囲で変動した。
【００５８】
図１は、本発明の方法によってもたらされた改善を定性的に示す。実験的に、サイクル引張り載荷を受ける鋼試験片を破断するために必要な破断までのサイクル数Ｎの値は、偽交番応力Ｃ（これらの試験に使用されるＳｎｅｃｍａ規格ＤＭＣ０４０１に従って、課された変形下での試験片に対する負荷）の関数として得られた。
【００５９】
このようなサイクル載荷を図２に図示する。期間Ｔは１サイクルを表す。応力は、最大値Ｃ最大と最小値Ｃ最小との間で変化する。
【００６０】
統計的に十分な数の試験片に疲労試験を行うことによって、発明者らは点Ｎ＝ｆ（Ｃ）を得て、これから平均統計Ｃ−Ｎ曲線を引いた（疲労サイクルの回数Ｎの関数としての応力Ｃ）。次に負荷の標準偏差を所与の回数のサイクルについて計算した。
【００６１】
図１において、第１の曲線１５（細線）は、従来技術に従って産生された鋼について得られた（図式的な）平均曲線である。この第１の平均Ｃ−Ｎ曲線は、細点線で示された２本の曲線１６および１４の間にある。これらの曲線１６および１４は第１の曲線１５から＋３σ１および−３σ１の距離にそれぞれ位置して、σ１はこれらの疲労試験の間に得られた実験点の分布の標準偏差である。±３σ１は統計学では、９９．７％の信頼区間に相当する。これらの２本の点線の曲線１４および１６の間の距離はこのため、結果の分散の測定値である。曲線１４は、部品の寸法の制限因子である。
【００６２】
図１において、第２の曲線２５（太線）は、図２による載荷の下で本発明に従って産生された鋼に対して行った疲労試験結果から得られた（図式的な）平均曲線である。この第２の平均Ｃ−Ｎ曲線は、第２の曲線から＋３σ２および−３σ２の距離にそれぞれ位置する、太点線として示された２本の曲線２６と２４の間に存在し、σ２は、これらの疲労試験の間に得られた実験点の標準偏差である。曲線２４は、部品の寸法の制限因子である。
【００６３】
なお、第２の曲線２５は第１の曲線１５の上に位置し、これは、載荷レベルＣの疲労載荷の下で、本発明に従って産生された鋼試験片が平均で、従来技術の鋼試験片が破断するサイクル数よりも大きいサイクル数Ｎにて破断することを意味する。
【００６４】
加えて、太点線で示された２本の曲線２６と２４との間の距離は、細点線で示された２本の曲線１６と１４との間の距離よりも小さく、これは本発明に従って産生された鋼の疲労挙動分散が、従来技術の鋼の疲労挙動分散よりも小さいことを意味する。
【００６５】
図１は、下の表１にまとめた実験結果を示す。
【００６６】
表１は、温度２５０°Ｃにおけるゼロ最小応力Ｃ最小、Ｎ＝２００００サイクル、およびＮ＝５００００サイクルでの、図２によるオリゴサイクル疲労載荷の結果を示す。「オリゴサイクル疲労」は、載荷周波数が約１Ｈｚのオーダーであることを意味する（周波数は１秒当りの周期数Ｔとして定義される。）。
【００６７】
【表１】
0005868859.tif 000002
【００６８】
なお、所与の値のサイクル数Ｎでは、本発明の鋼を破断するのに必要な最小疲労載荷値は、従来技術の鋼を破断するのに必要な疲労載荷の最小値Ｍ（１００％に固定）よりも高い。本発明の鋼のこのサイクル数Ｎにおける結果の分散（＝６σ）は、従来技術の鋼の結果の分散（最小値Ｍのパーセンテージとして表される分散）よりも小さい。
【００６９】
有利には、マルテンサイト系ステンレス鋼の炭素含有率は、鋼が亜共析である炭素含有率、例えば０．４９％の含有率よりも低い。実際に、低い炭素含有率によって、合金元素のより良好な拡散および１次または貴炭化物の溶解温度の低下が可能となり、より良好な均質化がもたらされる。
【００７０】
エレクトロスラグ再溶解の前に、例えばマルテンサイト鋼は空気中で産生される。
【図１】
0005868859.tif 000003
【図２】
0005868859.tif 000004
【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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