(57)【要約】  本発明は、マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法であって、該鋼のインゴットのエレクトロスラグ再溶融の工程、次いで該インゴットを冷却する工程、次いで該インゴットをそのオーステナイト温度を上回って加熱することとこれに続く冷却工程からなる少なくとも１回のオーステナイト熱サイクルを含む方法に関する。該冷却工程の各々の間で：  該冷却工程の後にオーステナイト熱サイクルが続かない場合、該インゴットをフェライト・パーライト変態ノーズに含まれる保持温度で、該インゴットにおいてその保持温度で可能な限り完全にオーステナイトをフェライト・パーライト構造に変態するのに十分な期間よりも長い保持時間保持し、インゴットはインゴットの最冷点の温度がその保持温度に到達するとすぐに該保持温度で保持され；  冷却工程の後にオーステナイト熱サイクルが続く場合、その最低温度がマルテンサイト変態開始温度Ｍｓを下回る前に、該インゴットを該２つのオーステナイト熱サイクルの間の期間を通して加熱時のオーステナイト変態完了温度Ａｃ３を上回る温度で保持し、または上述のフェライト・パーライト変態ノーズに含まれる保持温度で保持する。
2013507532.tif 000002
【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の製造方法であって、該鋼のインゴットのエレクトロスラグ再溶融の工程、次いで該インゴットを冷却する工程、次いで該インゴットをそのオーステナイト温度を上回って加熱することとこれに続く冷却工程からなる少なくとも１回のオーステナイト熱サイクルを含み、該冷却工程の各々の間に：
該冷却工程の後にオーステナイト熱サイクルが続かない場合、該インゴットをフェライト・パーライト変態ノーズに含まれる保持温度で、該インゴットにおいてその保持温度で可能な限り完全にオーステナイトをフェライト・パーライト構造に変態するのに十分な期間よりも長い保持時間保持し、該インゴットはインゴットの最冷点の温度がその保持温度に到達するとすぐに該保持温度で保持され；
冷却工程の後にオーステナイト熱サイクルが続く場合、その最低温度がマルテンサイト変態開始温度Ｍｓを下回る前に、該インゴットを該２つのオーステナイト熱サイクルの間の期間を通して加熱時のオーステナイト変態完了温度Ａｃ３を上回る温度で保持し、または上述のフェライト・パーライト変態ノーズに含まれる保持温度で保持する
ことを特徴とする方法。
【請求項２】
請求項１によるマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法であって、以下の状況：
冷却前の該インゴットの最大寸法が約９１０ｍｍ未満であるか、または最小寸法が１５００ｍｍを上回り、およびエレクトロスラグ再溶融前のインゴットのＨ含有量が１０ｐｐｍを上回る；および
冷却前の該インゴットの最大寸法が約９１０ｍｍを上回り、インゴットの最小寸法が約１５００ｍｍ未満であり、およびエレクトロスラグ再溶融前のインゴットのＨ含有量が３ｐｐｍを上回る
のうちの一方において該鋼に対して行われることを特徴とする方法。
【請求項３】
該再溶融工程において用いられるスラグが予め脱水されていることを特徴とする、請求項１または請求項２に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。
【請求項４】
該鋼の炭素含有率がこれを下回ると鋼が亜共析する炭素含有率を下回ることを特徴とする、請求項１から３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の製造方法。
【請求項５】
炉内に入れることによって該インゴットを温度で保持することを特徴とする、請求項１から４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の製造方法。
【請求項６】
インゴット地肌の温度が冷却時のフェライト・パーライト完了温度Ａｒ１を下回る前にインゴットを炉内に入れることを特徴とする、請求項５に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。
【請求項７】
マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法であって、該鋼のインゴットのエレクトロスラグ再溶融の工程、次いで該インゴットを冷却する工程を含み、該冷却工程の間に、該インゴットをフェライト・パーライト変態ノーズに含まれる保持温度で、該インゴットにおいて該保持温度で可能な限り完全にオーステナイトをフェライト・パーライト構造に変態するのに必要な期間よりも長い保持時間保持し、該インゴットはインゴットの最冷点の温度がその保持温度に到達するとすぐに該保持温度で保持され、該エレクトロスラグ再溶融工程の後にオーステナイト熱サイクルがインゴットに施されないことを特徴とする、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の製造方法であって、該鋼のインゴットのエレクトロスラグ再溶融の工程、次いで該インゴットの冷却の工程、次いで該インゴットをそのオーステナイト温度を上まって加熱することからなる少なくとも１つのオーステナイト熱サイクルを含む方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
本発明においては、他に述べられない限り、組成パーセンテージは重量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クロム含有率が１０．５％を上回り、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、このような鋼から製造される部品の耐用年数が最大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】
この目標のため、鋼の介在物特性を改善すること、即ち、鋼中に存在する望ましくない介在物（特定の合金、酸化物、炭化物および金属間化合物相）の量を減少させることが求められる。このような介在物は、繰り返し負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、この鋼の試験検体に対して行われる疲労試験の結果においては大きなばらつきが観察され、即ち、与えられた変形の下での疲労負荷の各々のレベルで、（この鋼における疲労検体の破断を生じるサイクル数に対応する）耐用年数が広い範囲にわたって変化する。介在物は、鋼の疲労耐用年数の統計的な意味での最小値（その範囲の低い値）の原因である。
【０００７】
疲労挙動におけるこのばらつきを減少させるため、即ち、これらの低い値を上昇させ、および平均疲労挙動値をも高めるため、鋼の介在物特性を改善する必要がある。エレクトロスラグ再溶融技術、即ちＥＳＲが公知である。この技術においては、鋼インゴットをるつぼに入れ、このるつぼにスラグ（鉱物、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）を、インゴットの下端がスラグ中に浸漬するように注ぐ。次に、電極として作用するインゴットに電流を流す。電流はスラグを加熱して液化し、および鋼電極の下端を加熱するのに十分な強さである。電極の下端はスラグと接触し、そのため溶融して微細液滴の形態でスラグを抜け、次いで浮動するスラグ層の下で固化して新たなインゴットを形成し、従って、このインゴットの鋼は徐々に成長する。スラグは、とりわけ、スラグの層の下に位置する新たなインゴットが含む介在物が初期インゴット（電極）よりも少なくなるように鋼液滴から介在物を抽出するフィルターとして作用する。この操作は大気圧および空気中で行われる。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
ＥＳＲ技術は介在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におけるばらつきを減少させることができるものの、このばらつきは部品の耐用年数の点で依然として大きすぎる。
【０００９】
発明者らが行った超音波を用いる非破壊試験は、該鋼が既知の水素欠陥（フレーク）を実用上含まないことを示している。
【００１０】
従って、疲労挙動のばらつき、特に、結果の範囲の下端値は、早期疲労破断を生じる、鋼における亀裂の早期開始の別の望ましくない機序によるものである。
【００１１】
本発明の目的は、これらの低い値を高め、従って、マルテンサイト系ステンレス鋼の疲労挙動のばらつきを減少させ、およびその平均疲労挙動を高め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】
この目的は、冷却工程の各々の最中に：
冷却工程の後にオーステナイト熱サイクルが続かない場合、該インゴットをフェライト・パーライト変態ノーズに含まれる保持温度で、該インゴットにおいてその保持温度で可能な限り完全にオーステナイトをフェライト・パーライト構造に変態するのに十分な期間よりも長い保持時間保持し、インゴットはインゴットの最冷点の温度がその保持温度に到達するとすぐに該保持温度で保持され；
冷却工程の後にオーステナイト熱サイクルが続く場合、その最低温度がマルテンサイト変態開始温度Ｍｓを下回る前に、インゴットを該２つのオーステナイト熱サイクルの間の期間を通して加熱時のオーステナイト変態完了温度Ａｃ３を上回る温度で保持し、または上述のフェライト・パーライト変態ノーズに含まれる保持温度で保持する
ことで達成される。
【００１３】
これらの手段は、鋼内の軽元素によって構成される（工業用非破壊試験手段によっては検出し得ない）顕微鏡寸法の気相の形成を減少させ、従って、疲労下で鋼の早期破壊を生じる該顕微鏡相から亀裂の早期開始を回避する。
【００１４】
有利には、インゴットの地肌の温度が冷却時のフェライト・パーライト変態完了温度の終点、Ａｒ１を下回る前にインゴットを炉に入れ、この温度Ａｒ１はマルテンサイト変態開始温度Ｍｓよりも高い。
【００１５】
本発明およびその利点は、以下の非限定的な例として示される実施形態の詳細な説明からより良好に理解することができる。この説明は添付の図面を参照する。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】本発明の鋼および従来技術の鋼の疲労耐用年数曲線を比較する図である。
【図２】疲労負荷曲線を示す図である。
【図３】デンドライトおよびデンドライト間領域を示す図である。
【図４】電子顕微鏡を用いて撮影した疲労後の裂け目表面の写真であって、その裂け目を開始させた気相を示す写真である。
【図５】アルファ生成元素（ａｌｐｈａｇｅｎｉｃ  ｅｌｅｍｅｎｔｓ）に富み、およびガンマ生成元素（ｇａｍｍａｇｅｎｉｃ  ｅｌｅｍｅｎｔｓ）に乏しい領域の冷却曲線の時間−温度図である。
【図６】アルファ生成元素に乏しく、およびガンマ生成元素に富む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】
【００１７】
ＥＳＲ過程の間、スラグによって濾過されている鋼は冷却され、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生じ、図３に示されるデンドライト１０の成長を含む。マルテンサイト系ステンレス鋼の相図と一致して、最初の固化粒子に対応するデンドライト１０は定義によるとアルファ生成元素に富み、その一方でデンドライト間領域２０はガンマ生成元素に富む（相図への公知のてこの原理の適用）。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）に有利に働く元素である。ガンマ生成元素はオーステナイト構造（高温で安定である構造）に有利に働く元素である。従って、デンドライト１０とデンドライト間領域２０の間には偏析が生じる。
【００１８】
化学組成物中のこの局所的偏析は製造の間を通して、次の熱形成操作の間でも保持される。従って、この偏析は固化され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者に見出される。
【００１９】
本発明者らは、これらの結果がＥＳＲるつぼから直接得られ、または熱変形の後にインゴットから得られる、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、冷却速度が直径の増大に伴って減少するという事実によって説明することができる。図５および６は生じ得る異なる状況を示す。
【００２０】
図５は、アルファ生成元素に富み、およびガンマ生成元素に乏しい領域、例えば、デンドライト１０の公知温度（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）への変態の開始および終止に印を付ける。この変態は、インゴットが従う冷却曲線が曲線ＤおよびＦの間の領域または、その上、領域ＦＰにそれぞれ移行するとき、部分的に、または完全に生じる。これは冷却曲線が完全に領域Ａ内に位置するときには生じない。
【００２１】
図６は、ガンマ生成元素に富み、およびアルファ生成元素に乏しい領域、例えば、デンドライト間領域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が右に向かってずれている、即ち、フェライト・パーライト構造を得るためにはインゴットをよりゆっくりと冷却する必要がある。
【００２２】
図５および６の各々はオーステナイト温度からの３つの冷却曲線を示し、これらは３つの冷却速度に対応する：急速（曲線Ｃ１）、中速（曲線Ｃ２）、緩速（曲線Ｃ３）。
【００２３】
冷却の間、温度がオーステナイト温度から低下し始める。空気中では、対象としている直径について、インゴットの表面およびコアの冷却速度は非常に近い。コアの前に表面が冷却するために、表面温度がコアよりも低いという事実からのみ差が生じる。
【００２４】
急速冷却（曲線Ｃ１）（図５および６）よりも急速に冷却することでは、フェライト・パーライト変態は生じない。
【００２５】
曲線Ｃ１による急速冷却では、変態は、単にデンドライトにおいて、部分的にのみである（図５）。
【００２６】
曲線Ｃ２による中速冷却では、変態は、デンドライト間空間２０においては部分的にのみであり（図６）、デンドライト１０においては擬似的に完了する（図５）。
【００２７】
曲線Ｃ３による緩速冷却およびより遅い冷却では、変態はデンドライト間空間２０およびデンドライト１０の両者においてほぼ完了する。
【００２８】
急速（Ｃ１）または中速（Ｃ２）冷却では、フェライト領域およびオーステナイト領域の間で、大なり小なりの程度、共存が生じる。
【００２９】
ひとたび物質が固化すると、デンドライト１０は、最初に、（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態する。しかしながら、デンドライト間領域２０は（曲線Ｃ１による急速冷却の場合において）変態しないか、または次に（曲線Ｃ２による中速冷却または曲線Ｃ３による緩速冷却の場合において）より低い温度で、部分的または完全に、変態する（図６を参照）。
【００３０】
従って、デンドライト間領域２０はオーステナイト構造を長期間保持する。
【００３１】
該固体状態冷却の間、オーステナイトおよびフェライト型微細構造の共存を有する局所的構造不均一が存在する。これらの条件の下、フェライト構造よりもオーステナイト中に可溶である軽元素（Ｈ、Ｎ、Ｏ）はデンドライト間領域２０に集中する傾向を有する。この集中はデンドライト間領域２０中のより多量のガンマ生成元素によって高まる。３００℃未満の温度では、軽元素は極度の低速でのみ拡散し、これらの領域内に捕捉されたままである。デンドライト間領域２０のフェライト構造への完全または部分的変態の後、特定の集中条件下でこれらの気相の溶解度限界に到達し、これらの気相は気体（または高い鍛造性および非圧縮性をもたらす物理的状態にある物質）のポケットを形成する。
【００３２】
冷却段階の間、ＥＳＲの最後でインゴット（または次に変形されるインゴット）の直径が大きいほど（または、より一般的には、インゴットの最大径が大きいほど）、またはインゴットの冷却速度が遅いほど、軽元素がフェライト構造を有するデンドライト１０から完全もしくは部分的オーステナイト構造を有するデンドライト間領域２０に向かって拡散する傾向が大きくなり、これらはフェライトおよびオーステナイト構造の共存期間の間に集中するようになる。デンドライト間領域においてこれらの軽元素の溶解度を局所的に超える危険性が高まる。軽元素の濃度がこの溶解度を超えるとき、該軽元素を含む顕微鏡的気体ポケットが鋼中に現れる。
【００３３】
加えて、冷却が終了していく間、鋼の温度が周囲温度を僅かに上回るマルテンサイト変態温度Ｍｓを下回るとき、デンドライト間領域のオーステナイトがマルテンサイトに局所的に変態する傾向にある（図５および６）。しかしながら、マルテンサイトは、他の冶金学的構造およびオーステナイトより低い、軽元素に対する溶解度閾値を有する。従って、このマルテンサイト変態の間、鋼中により多くの顕微鏡的気相が現れる。
【００３４】
熱形成（例えば、鍛造）の間に鋼が受ける次の変形の間、これらの相は薄くなってシート形態となる。
【００３５】
疲労負荷の下で、これらのシートは亀裂発生に必要なエネルギーを減少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。これは鋼の早期破壊を生じ、これが疲労挙動結果における低い値を生じる。
【００３６】
これらの結論は、図４の電子顕微鏡写真において示されるように、発明者の観察によって裏付けられている。
【００３７】
このマルテンサイト系ステンレス鋼の破砕表面の写真で、そこから亀裂Ｆが広がる、実質的に球状の区域Ｐを認めることができる。この区域Ｐは、拡張および凝集によって顕微鏡的破砕区域を創出しているこれらの亀裂Ｆの形成の始点である、軽元素によって構成される気相の足跡である。
【００３８】
本発明者らはマルテンサイト系ステンレス鋼に対する試験を行い、ＥＳＲるつぼから取り出した直後に加えて、ＥＳＲ再溶融に続いて行われるオーステナイト品質温度でのオーステナイト熱サイクル（熱形成を含む可能性がある。）の各々の直後にインゴットを冷却する間に本発明の予備熱処理を行うとき、疲労結果が改善されることを見出している。このような予備熱処理を以下で説明するが、これは本発明の第１の実施形態に対応する。
【００３９】
本発明の第１の実施形態によると、オーステナイト熱サイクルの最後に冷却しながら、またはＥＳＲるつぼから取り出した後で、インゴットの地肌の温度がマルテンサイト変態開始温度Ｍｓを下回る前に、インゴットを、冷却でのファライト・パーライト開始および完了温度Ａｒ１およびＡｒ３の間の範囲（「フェライト・パーライトノーズ」、曲線Ｆの右側の領域、図５および６）にある、「保持」温度とされる温度の炉に、インゴットの最冷点の温度が保持時間に到達したらすぐに入れ、少なくとも保持時間ｔ保持する。この時間はこの保持温度でオーステナイトをフェライト・パーライト構造に可能な限り完全に変態するのに必要な期間よりも（例えば、少なくとも２倍）長い。
【００４０】
これらの機序は図５および６の図、特には、既に上で記載した冷却曲線Ｃ１、Ｃ２およびＣ３によって説明される。これらの冷却曲線は、様々な厚みの増加について、インゴット（表面およびコア）の平均温度変化を示す。この温度はオーステナイト温度から低下し始める。オーステナイト領域がマルテンサイトに変態する前、即ち、インゴット地肌の温度がＭｓを下回る前に、該インゴットを炉に入れて保持する。従って、冷却曲線は水平になる（図５における曲線４、本発明の処理に対応する。）。
【００４１】
フェライト・パーライト変態が完了する（曲線４が曲線Ｆの右側の領域ＦＰに入る）とき、インゴットを周囲温度まで冷却する。
【００４２】
ひとたび周囲温度になると、インゴットをあらゆる表面、例えば、地面上に置くことが可能となる。この方法での製造の間のあらゆる時間にインゴットを置くことができるという事実は、製造場所での柔軟性が大幅に増加し、これにより事業計画および経費が改善されることを意味する。
【００４３】
オーステナイト温度から冷却する間、インゴットの温度はほとんどの時間で３００℃を上回り、インゴット内での軽元素の拡散を促進する。インゴットの表面温度がインゴットのコア温度を上回るとすぐに、インゴット内で脱気が生じ、その気体状元素含有物を有利に減少させる。
【００４４】
本発明者らは、オーステナイト熱サイクルに従う各冷却段階の間およびＥＳＲるつぼから取り出した後の冷却の間に、上記のようにインゴットに対して予備熱処理を行うとき、インゴット内での軽元素気相の形成が減少することを実験的に決定している。
【００４５】
実際、インゴットのある領域と別の領域とで軽元素（Ｈ、Ｎ、Ｏ）の濃度の変動がもはや存在せず、従って、インゴットの所定の区域において該相の溶解度を超える危険性が少ない。結果として、これらの区域のいずれにおいても軽元素の優先的な集中は生じない。
【００４６】
本発明の第１の実施形態による予備熱処理の後、インゴットに１以上のオーステナイトサイクルを施すことができる。
【００４７】
本発明の第２の実施形態に相当する別の予備熱処理を以下に説明する。
【００４８】
本発明の第２の実施形態によると、オーステナイト温度（加熱時のオーステナイト変態完了温度Ａｃ３を上回る温度）からの冷却の間、その最低温度（通常、地肌温度）がマルテンサイト変態開始温度Ｍｓを下回る前に、Ａｃ３温度よりも高い温度の炉にインゴットを入れる。これは、次のオーステナイト熱サイクルが、Ａｃ３を上回る温度で、前のオーステナイトサイクルに続く冷却またはＥＳＲ法に続く冷却の直後に計画されるときに行われる。このようにしてインゴットを、少なくともインゴットの最冷部分をＡｃ３を上回るまで加熱するのに必要な時間該炉内に保持した後、直ちに次のオーステナイト熱サイクルをインゴットに施す。図５における曲線５は本発明のこの処理に対応する。
【００４９】
この次のオーステナイト熱サイクルの後、１以上の他のオーステナイト熱サイクルを実施する場合、２つの連続するオーステナイト熱サイクルの間で上述のインゴットの炉内での保持を行う。
【００５０】
本発明者らは、２つのオーステナイト熱サイクルの間でのインゴットの最低温度がマルテンサイト変態開始温度Ｍｓを下回らないとき、インゴット内での軽元素気相の形成が減少することを実験的に決定している。
【００５１】
実際、インゴット内のオーステナイト構造は常に均一であり、軽元素の濃度は均一である。結果として、インゴットの所定の区域において気相の溶解度を超える危険性は一定で低い。
【００５２】
加えて、オーステナイト温度からの該冷却の間、インゴットの温度はほとんどの時間３００℃を上回り、これがインゴット内で軽元素を拡散させる。インゴットの表面温度が再度インゴットコアの温度を超えるか、または等しくなるとき、インゴット内で脱気が生じ、内部の気体元素含有量が有利に減少する。
【００５３】
加えて、オーステナイト温度での高濃度の区域から低濃度の区域に向かう合金化元素の拡散は、デンドライト１０におけるアルファ生成元素への偏析の強度を減少させ、およびデンドライト間領域２０におけるガンマ生成元素への偏析の強度を減少させる。これらのガンマ生成元素への偏析の強度の減少は、デンドライト１０およびデンドライト間領域２０の間の軽元素（Ｈ、Ｎ、Ｏ）の溶解度の差の減少を生じ、構造（オーステナイトおよびフェライト構造の共存の低下）および軽元素を含む化学組成の点でより良好な均一性が生じる。
【００５４】
元素の「偏析の強度」という用語は、その濃度が最低である区域内のその元素の濃度と、該濃度が最大である区域内の該元素の濃度との偏りを意味する。
【００５５】
最後のオーステナイト熱サイクルの後、本発明の第１の実施形態に従い、インゴットをフェライト・パーライト変態ノーズ内に擬似的に完全なフェライト・パーライト変態を得るのに十分な期間保持し、これはインゴットを周囲温度で置くことができることを意味する。
【００５６】
一例として、試験において本発明者らが用いたＺ１２ＣＮＤＶ１２マルテンサイト系ステンレス鋼（ＡＦＮＯＲ標準）では、フェライト・パーライト変態ノーズは５５０℃から７７０℃の温度Ｔバンド内にある。６５０℃から７５０℃の範囲内の温度Ｔが最適であり、１０時間から１００時間の範囲内の時間ｔだけインゴットを保持しなければならない。５５０℃から６５０℃の範囲内、さもなければ７５０℃から７７０℃範囲内の温度では、保持時間は１００ｈ［時間］から１００００ｈの範囲内にある。
【００５７】
このような鋼では、温度Ｍｓは２００℃から３００℃のオーダーである。
【００５８】
本発明者らは：
冷却前のインゴットの最大寸法が約９１０ｍｍ［ミリメートル］未満であるか、または最小寸法が１５００ｍｍを上回り、およびエレクトロスラグ再溶融前のインゴットのＨ含有量が１０ｐｐｍを上回り；並びに
冷却前のインゴットの最大寸法が約９１０ｍｍを上回り、インゴットの最小寸法が約１５００ｍｍ未満であり、およびエレクトロスラグ再溶融前のインゴットのＨ含有量が３ｐｐｍを上回る、
とき、上述のように気相を扱う予備熱処理の１つが特に必要であることを観察している。
【００５９】
インゴットの最大寸法は：
ａ．インゴットがその次の冷却に先立って熱形成を受けないときには、エレクトロスラグ再溶融の直後の；
ｂ．インゴットがエレクトロスラグ再溶融の後に熱形成を受けるときには、その次の冷却の直前の、
その最も嵩高い部分における測定値のものであり、インゴットの最小寸法はその最も嵩低い部分の測定値のものである。
【００６０】
好ましくは、スラグは、ＥＳＲるつぼ内で用いる前に、脱水する。実際、エレクトロスラグ再溶融、ＥＳＲからの鋼インゴット中のＨの濃度をこのエレクトロスラグ再溶融前の該インゴット中のＨの濃度よりも高くすることができる。続いて、ＥＳＲ法の間に、水素がスラグからインゴットに移行し得る。予めスラグを脱水することにより、スラグ中に存在する水素の量が最小化され、従って、ＥＳＲ法の間にスラグからインゴットに移行し得る水素の量が最小化される。
【実施例】
【００６１】
本発明者らは、以下のパラメータを用いて、Ｚ１２ＣＮＤＶ１２鋼に対する試験を行った：
試験番号１：
ＥＳＲるつぼから取り出した直後にインゴットを冷却し（Ｈ含有量８．５ｐｐｍ）、地肌温度が２５０℃であるときに６９０℃の炉に入れて（インゴットの最冷温度が均一化温度に到達したらすぐに）１２時間冶金学的に保持し（ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ  ｈｏｌｄ）、周囲温度まで冷却する；
９１０ｍｍから１５００ｍｍの直径据え込み作業の後に冷却し、地肌温度が３００℃であるときに６９０℃の炉に入れて１５時間冶金学的に保持し、周囲温度まで冷却する；および
９００℃でより小さい直径への延伸作業の後、周囲温度まで冷却する。
【００６２】
試験番号２：
ＥＳＲるつぼから取り出した直後にインゴットを冷却し（Ｈ含有量７ｐｐｍ）、地肌温度が２７０℃であるときに７００℃の炉に入れて（インゴットの最冷温度が均一化温度に到達したらすぐに）２４時間冶金学的に保持し、周囲温度まで冷却する；
９１０ｍｍから１５００ｍｍの直径据え込み作業の後に冷却し、地肌温度が４００℃であるときに６９０℃の炉に入れて１０時間冶金学的に保持し、周囲温度まで冷却する；および
９００℃でより小さい直径への延伸作業の後、周囲温度まで冷却する。
【００６３】
試験番号３：
ＥＳＲるつぼから取り出した直後にインゴットを冷却し（Ｈ含有量８．５ｐｐｍ）、地肌温度が４５０℃であるときに据え込みのために１１５０℃の炉に入れる。９１０ｍｍから１５００ｍｍの直径据え込み作業の後に冷却し、地肌温度が３５０℃であるときに６９０℃の炉に入れて１５時間冶金学的に保持し、周囲温度まで冷却する；および
９００℃でより小さい直径への延伸作業の後、周囲温度まで冷却する。
【００６４】
試験番号４：
ＥＳＲるつぼから取り出した直後にインゴットを冷却し（Ｈ含有量１２ｐｐｍ）、地肌温度が２３０℃であるときに６９０℃の炉に入れて（インゴットの最冷温度が均一化温度に到達したらすぐに）２４時間冶金学的に保持し、周囲温度まで冷却する；
９１０ｍｍから１５００ｍｍの直径据え込み作業の後に冷却し、地肌温度が２７０℃であるときに６９０℃の炉に入れて２４時間冶金学的に保持し、周囲温度まで冷却する；
９００℃未満での直径への延伸作業の後に冷却し、地肌温度が６５０℃であるときに第２の延伸のために１１５０℃の炉に入れる；および
冷却時、地肌温度が３２０℃であるときに６９０℃の炉に入れて１５時間冶金学的に保持し、周囲温度まで冷却する。この段階では、水素測定値は１．９ｐｐｍであった。
【００６５】
試験番号５：
ＥＳＲるつぼから取り出した直後にインゴットを冷却し（Ｈ含有量８．５ｐｐｍ）、地肌温度が４５０℃であるときに据え込みのために１１５０℃の炉に入れる；
９１０ｍｍから１５００ｍｍの直径据え込み作業の後に冷却し、地肌温度が３５０℃であるときに６９０℃の炉に入れて１５時間冶金的に保持し、周囲温度まで冷却する；および
９００℃未満の直径までの延伸作業の後、周囲温度まで冷却する。
【００６６】
これらの試験の結果を以下に示す。
【００６７】
Ｚ１２ＣＮＤＶ１２鋼の組成は以下の通りであった（ＤＭＤ０２４２−２０標準、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％）、および以下の基準を満たす：
４．５≦（Ｃｒ−４０．Ｃ−２．Ｍｎ−４．Ｎｉ＋６．Ｓｉ＋４．Ｍｏ＋１１．Ｖ−３０．Ｎ）＜９
【００６８】
測定されたマルテンサイト変態温度Ｍｓは２２０℃であった。
【００６９】
エレクトロスラグ再溶融の前にインゴットにおいて測定された水素の量は３．５ｐｐｍから８．５ｐｐｍの範囲内で変動した。
【００７０】
図１は、本発明の方法によってもたらされた改善を定量的に示す。実験的に、循環引張り荷重が施される鋼検体を破壊するのに必要な、破壊のためのサイクル数Ｎの値が、擬似交番応力Ｃ（これらの試験に用いられるＳｎｅｃｍａ標準ＤＭＣ０４０１による、付加された変形の下での検体に対する荷重）の関数として得られた。
【００７１】
このような循環負荷が図２に図表式に示される。期間Ｔは１サイクルを表す。応力は最大値Ｃｍａｘおよび最小値Ｃｍｉｎの間で変化する。
【００７２】
統計的に十分な数の検体の疲労試験により、本発明者らは点Ｎ＝ｆ（Ｃ）を得、これらから平均統計的Ｃ−Ｎ曲線（疲労サイクルの数Ｎの関数としての応力Ｃ）を作成した。サイクルの所定の数について荷重の標準偏差を算出した。
【００７３】
図１において、第１曲線１５（細線）は従来技術に従って製造される鋼について得られた（図表式の）平均曲線である。この第１平均Ｃ−Ｎ曲線は細破線として示される２つの曲線１６および１４の間にある。これらの曲線１６および１４は、それぞれ、第１曲線１５から＋３σ１および−３σ１の距離に位置し、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、統計上、９９．７％の信頼区間に相当する。従って、これら２つの破線曲線１４および１６の間の距離はこれらの結果のばらつきの尺度である。曲線１４は部品の寸法の制限要因である。
【００７４】
図１において、第２曲線２５（太線）は、本発明に従って製造された鋼に対して、図２による負荷の下で実施された疲労試験結果から得られた、（図表式の）平均曲線である。この第２平均Ｃ−Ｎ曲線は、第２曲線からそれぞれ＋３σ２および−３σ２の距離に位置する、太破線として示される２つの曲線２６および２４の間にあり、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要因である。
【００７５】
なお、第２曲線２５は第１曲線１５より上に位置し、これが、荷重レベルＣでの疲労負荷の下で、本発明に従って製造される鋼検体が、平均で、従来技術の鋼検体が破壊されるものよりも多いサイクルの回数Ｎで破壊されることを意味する。
【００７６】
加えて、太破線として示される２つの曲線２６および２４の間の距離は細破線として示される２つの曲線１６および１４の間の距離よりも短く、これは、本発明に従って製造される鋼の疲労挙動のばらつきが従来技術の鋼のものよりも小さいことを意味する。
【００７７】
図１は下記表１にまとめられる実験結果を示す。
【００７８】
表１は、ゼロ最小応力Ｃｍｉｎ、２５０℃の温度、Ｎ＝２００００サイクルおよびＮ＝５００００サイクルでの図２による低サイクル疲労負荷の結果を示す。「低サイクル疲労」は負荷頻度が１Ｈｚのオーダーであることを意味する（頻度は秒あたりの期間Ｔの数と定義される。）。
【００７９】
【表１】
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【００８０】
なお、所定の値のサイクル数Ｎでは、本発明の鋼を破壊するのに必要な最小疲労荷重値が従来技術の鋼を破壊するのに必要な疲労荷重（１００％で固定）の最小値Ｍよりも大きい。本発明の鋼のこのサイクル数Ｎでの結果のばらつき（＝６σ）は従来技術の鋼の結果のばらつきよりも小さい（ばらつきは最小値Ｍのパーセンテージとして表す。）。
【００８１】
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これを下回ると鋼が亜共析する炭素含有率を下回り、例えば、０．４９％の含有率である。実際、低炭素含有率は合金化元素の良好な拡散および、良好な均一化を生じる、主または希炭化物の溶解温度の低下を可能とする。
【００８２】
エレクトロスラグ再溶融に先立ち、マルテンサイト鋼は、例えば、空気中で製造されている。
【００８３】
ＥＳＲるつぼから取り出した直後にインゴットを冷却するとき、本発明の第１の実施形態をインゴットに適用することもできる。その後、インゴットにはいかなるオーステナイト熱サイクルも施すことはない。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【国際調査報告】
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