(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学成分組成の炭素濃度が０．６〜１．４質量％、珪素濃度が０．８０質量％以下、マンガン濃度が０．２〜０．５質量％、アルミニウム濃度が０．２５質量％以下、クロム濃度が１．０〜２．０質量％、モリブデン濃度が０．３０質量％以下、燐濃度が０．０３質量％以下、硫黄濃度が０．０３質量％以下である高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法であって、
転炉または電気炉から取鍋に溶鋼を出鋼し、出鋼後、転炉または電気炉から取鍋内に流出したスラグを取鍋から除去し、その後、取鍋内に媒溶剤を添加して取鍋内の溶鋼に加熱撹拌処理を施し、加熱撹拌処理後、取鍋内の溶鋼に真空脱ガス処理を施し、次いで、真空脱ガス処理によって得られた溶鋼を連続鋳造機で連続鋳造して高疲労強度鋼の素材となる鋳片を製造するにあたり、
前記加熱撹拌処理の前の溶鋼に含有されるチタン濃度を０．００２質量％以下とし、
前記媒溶剤を添加することによって生成される取鍋内スラグの量を、取鍋内に収容された溶鋼質量１トンあたり１０ｋｇ以上３０ｋｇ以下とし、且つ、
前記媒溶剤を添加することによって生成される取鍋内スラグの組成を、比［（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ２）］が５．０〜１２．０、比［（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ２Ｏ３）］が１．５〜３．０、ＭｇＯ含有量が４．０質量％以下、ＴｉＯ２含有量が１．０質量％以下とする、
高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法。
【請求項２】
前記取鍋内スラグの１６００℃での粘度を１．３〜２．０poise（０．１３〜０．２０Ｐａ・ｓ）に調整して前記加熱撹拌処理を施す、請求項１に記載の高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法。
【請求項３】
前記加熱撹拌処理を施した後の溶鋼の窒素含有量は０．０１４質量％以下である、請求項１または請求項２に記載の高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法。
【請求項４】
前記加熱撹拌処理において、処理開始から処理中の任意の時刻までの期間を第１期間、前記任意の時刻から処理終了までの期間を第２期間とし、下記の（１）式で算出される溶鋼の撹拌動力εを、前記第１期間では５５Ｗ／ｔｏｎ超１０５Ｗ／ｔｏｎ以下、前記第２期間では２５Ｗ／ｔｏｎ以上５５Ｗ／ｔｏｎ以下として、前記加熱撹拌処理を施す、請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法。
ε＝6.18×(Qg×TL/W)×[ln{1＋h/(1.46×10-5×P0)}+0.06×(1-298/TL)]……(1)
ここで、（１）式において、εは撹拌動力（Ｗ／ｔｏｎ）、Ｑｇは撹拌用ガスの流量（Ｎｍ３／ｍｉｎ）、ＴＬは溶鋼温度（Ｋ）、Ｗは溶鋼量（ｔｏｎ）、ｈは取鍋内溶鋼の浴深さ（ｍ）、Ｐ０は雰囲気圧力（Ｐａ）である。
【請求項５】
前記第１期間の処理時間を、加熱撹拌処理の総処理時間に対して３０％以上６０％以下の範囲とする、請求項４に記載の高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法。
【請求項６】
前記高疲労強度鋼の素材となる鋳片は、ＩＳＯ６８３−１７規格における１００Ｃｒ６、ＪＩＳ  Ｇ４８０５規格におけるＳＵＪ２、ＧＢ規格におけるＧＣｒ１５、ＡＳＴＭ  Ａ２９５規格における５２１００及びＤＩＮ規格における１００Ｃｒ６のうちの少なくとも一つの規格で規定された軸受鋼の素材である、請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法。
【請求項７】
前記鋳片の化学成分組成のスズ濃度が０．００３質量％以下、ヒ素濃度が０．００５質量％以下である、請求項１から請求項６のいずれか１項に記載の高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高い疲労強度を有する高疲労強度鋼の素材である鋳片の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
軸受鋼などの高い疲労強度を必要とする鋼材は、従来から、高い清浄性が求められている。これは、金属疲労の主原因は鋼中の非金属介在物（以下、単に「介在物」と記す）によるからである。例えば、１５μｍ以上の大きさの介在物が疲労強度に悪影響を及ぼすといわれており、従来から、介在物の「長径×短径」の平方根で整理した［area］１／２と呼ばれる指標が用いられて整理され、［area］１／２と疲労寿命との相関が高いことを示している。【０００３】
この考えに基づき、鋼中の介在物を低減することを目的として、多数の提案がなされている。例えば、特許文献１には、アーク加熱取鍋精錬設備で昇熱及び成分調整を行なう際に、取鍋内スラグの組成を最適化するとともに、取鍋の溶鋼流出孔に詰める開孔用詰砂を連続鋳造機のタンディッシュ外に排出して、鋼の清浄度を向上させる方法が提案されている。【０００４】
このような不断の努力によって鋼の清浄性は向上され、鋼製品の介在物を顕微鏡観察によって１０ｍｍ×１０ｍｍの範囲を３０視野調査したときに、観測される介在物の［area］１／２を極値統計して得られる予測最大径は２０μｍ以下になってきている。【０００５】
また、特許文献２には、凝集粗大化して疲労寿命に悪影響を及ぼすＡｌ２Ｏ３酸化物に着目し、炭素含有量が０．２質量％以上の溶鋼に、マグネシウム合金を添加し、溶鋼中のＡｌ２Ｏ３をＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯに変化させ、介在物の粗大化を抑制する方法が提案されている。【０００６】
更に特許文献３には、高い疲労強度を有する軸受材料として、被検面積が３０００ｍｍ２である場合に、［長さ×幅］１／２で算出される介在物平均径が３μｍ以上である酸化物系介在物及び硫化物含有酸化物系介在物の合計の個数が、１０００ｍｍ２あたり１００個以下で、前記平均径が１０μｍ以上の酸化物系介在物及び硫化物含有酸化物系介在物の合計の個数が、１０００ｍｍ２あたり２個以下で、且つ、前記平均径が３μｍ以上の酸化物系介在物及び硫化物含有酸化物系介在物の全体の９０％以上は、ＭｇＯ濃度が５質量％以下である軸受材料を提案している。また、この軸受材料を製造する方法として、加熱撹拌処理中及び加熱撹拌処理後のスラグの組成を、３．０≦（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ２）≦５．０、１．０≦（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ２Ｏ３）≦２．０、（質量％ＭｇＯ）≦３．０質量％、（質量％ＦｅＯ）＋（質量％ＭｎＯ）≦１．５質量％とすることが提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００９−１９７２８５号公報
【特許文献２】特開平５−３１１２２５号公報
【特許文献３】特開２０１２−１３２０９４号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
しかしながら、近年、需要家の要求は益々厳しくなり、更なる高寿命化が必要になっている。そのため、上記の方法を採用しても、要求を満足する水準に達しない場合が散見されるようになっている。【０００９】
本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、高疲労強度鋼の素材となる鋳片を安定して製造する方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、鋼製品の疲労強度を向上させるべく、特に疲労寿命低下の原因となる介在物について詳細に調査した。その結果、鋳片の熱間圧延によって伸展した介在物のうちで、内部にＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯの微細介在物を含んでいる介在物は、［area］１／２が仮に２０μｍ以下であっても、疲労寿命に悪影響を及ぼすことを付きとめた。即ち、Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ介在物は、溶鋼中のカルシウム−オキシサルファイド系介在物（Ｃａ（Ｏ，Ｓ））に複数吸着され、熱間圧延後には伸びて個々のＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯ間に隙間ができる。これは、Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ介在物が硬い介在物であるために変形できず、隙間が生ずると考えられる。図１に、Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ介在物を起因として圧延により生成する隙間の例を顕微鏡写真によって示す。【００１１】
疲労試験時には、Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ介在物により生成する隙間から１００μｍ以上の長い疲労亀裂が発生して疲労寿命に至る。【００１２】
そこで、介在物の予測最大径を低下させると同時に、Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ介在物を低減させる方法を検討した。その結果、転炉または電気炉から出鋼した溶鋼に対してアーク加熱取鍋精錬設備で実施する加熱撹拌処理工程において、溶鋼と共存する取鍋内スラグの組成を最適化することが重要であることを知見した。特に、Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ介在物のＭｇＯ源である取鍋内スラグのＭｇＯ含有量を低減することが効果的であることを知見した。更に、本発明者らは、Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ介在物のみならず、ＴｉＮ介在物も疲労寿命を低下させる原因になる場合があることを知見し、加熱撹拌処理前の溶鋼中のチタン濃度、及びスラグ中のＴｉＯ２含有量の低減も疲労寿命向上に効果的であることを見出した。【００１３】
本発明は上記知見に基づきなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。【００１４】
［１］化学成分組成の炭素濃度が０．６〜１．４質量％、珪素濃度が０．８０質量％以下、マンガン濃度が０．２〜０．５質量％、アルミニウム濃度が０．２５質量％以下、クロム濃度が１．０〜２．０質量％、モリブデン濃度が０．３０質量％以下、燐濃度が０．０３質量％以下、硫黄濃度が０．０３質量％以下である高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法であって、
転炉または電気炉から取鍋に溶鋼を出鋼し、出鋼後、転炉または電気炉から取鍋内に流出したスラグを取鍋から除去し、その後、取鍋内に媒溶剤を添加して取鍋内の溶鋼に加熱撹拌処理を施し、加熱撹拌処理後、取鍋内の溶鋼に真空脱ガス処理を施し、次いで、真空脱ガス処理によって得られた溶鋼を連続鋳造機で連続鋳造して高疲労強度鋼の素材となる鋳片を製造するにあたり、
前記加熱撹拌処理の前の溶鋼に含有されるチタン濃度を０．００２質量％以下とし、
前記媒溶剤を添加することによって生成される取鍋内スラグの量を、取鍋内に収容された溶鋼質量１トンあたり１０ｋｇ以上３０ｋｇ以下とし、且つ、
前記媒溶剤を添加することによって生成される取鍋内スラグの組成を、比［（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ２）］が５．０〜１２．０、比［（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ２Ｏ３）］が１．５〜３．０、ＭｇＯ含有量が４．０質量％以下、ＴｉＯ２含有量が１．０質量％以下とする、
高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法。【００１５】
［２］前記取鍋内スラグの１６００℃での粘度を１．３〜２．０poise（０．１３〜０．２０Ｐａ・ｓ）に調整して前記加熱撹拌処理を施す、上記［１］に記載の高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法。【００１６】
［３］前記加熱撹拌処理を施した後の溶鋼の窒素含有量は０．０１４質量％以下である、上記［１］または上記［２］に記載の高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法。【００１７】
［４］前記加熱撹拌処理において、処理開始から処理中の任意の時刻までの期間を第１期間、前記任意の時刻から処理終了までの期間を第２期間とし、下記の（１）式で算出される溶鋼の撹拌動力εを、前記第１期間では５５Ｗ／ｔｏｎ超１０５Ｗ／ｔｏｎ以下、前記第２期間では２５Ｗ／ｔｏｎ以上５５Ｗ／ｔｏｎ以下として、前記加熱撹拌処理を施す、上記［１］から上記［３］のいずれかに記載の高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法。
ε＝6.18×(Qg×TL/W)×[ln{1＋h/(1.46×10-5×P0)}+0.06×(1-298/TL)]……(1)
ここで、（１）式において、εは撹拌動力（Ｗ／ｔｏｎ）、Ｑｇは撹拌用ガスの流量（Ｎｍ３／ｍｉｎ）、ＴＬは溶鋼温度（Ｋ）、Ｗは溶鋼量（ｔｏｎ）、ｈは取鍋内溶鋼の浴深さ（ｍ）、Ｐ０は雰囲気圧力（Ｐａ）である。【００１８】
［５］前記第１期間の処理時間を、加熱撹拌処理の総処理時間に対して３０％以上６０％以下の範囲とする、上記［４］に記載の高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法。【００１９】
［６］前記高疲労強度鋼の素材となる鋳片は、ＩＳＯ６８３−１７規格における１００Ｃｒ６、ＪＩＳ  Ｇ４８０５規格におけるＳＵＪ２、ＧＢ規格におけるＧＣｒ１５、ＡＳＴＭ  Ａ２９５規格における５２１００及びＤＩＮ規格における１００Ｃｒ６のうちの少なくとも一つの規格で規定された軸受鋼の素材である、上記［１］から上記［５］のいずれかに記載の高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法。【００２０】
［７］前記鋳片の化学成分組成のスズ濃度が０．００３質量％以下、ヒ素濃度が０．００５質量％以下である、上記［１］から上記［６］のいずれかに記載の高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、鋼中の介在物量が少ないうえに、Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ介在物の生成が抑制されるので、高寿命の高疲労強度鋼の素材となる鋳片を安定して製造することが実現される。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】図１は、Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ介在物を起因として熱間圧延により生成する隙間の例を示す顕微鏡写真である。
【図２】図２は、アーク加熱取鍋精錬設備の一例の縦断面模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
以下、本発明に係る高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法を具体的に説明する。先ず、本発明で対象とする高疲労強度鋼の化学成分組成について説明する。
【００２４】
本発明で対象とする高疲労強度鋼の好適な化学成分組成は、炭素濃度が０．６〜１．４質量％、珪素濃度が０．８０質量％以下、マンガン濃度が０．２〜０．５質量％、アルミニウム濃度が０．２５質量％以下、クロム濃度が１．０〜２．０質量％、モリブデン濃度が０．３０質量％以下、燐濃度が０．０３質量％以下、硫黄濃度が０．０３質量％以下である。以下、その理由をそれぞれの作用とともに説明する。
【００２５】
炭素（Ｃ）：０．６〜１．４質量％
炭素は、焼入れ性の確保、鋼強度の確保のために、０．６質量％以上含有させることが必要である。一方、１．４質量％を超えて含有させると、粒界強度が低下し、それに伴って疲労強度も低下し、更に、切削性、冷間鍛造性、耐熱割れ性も低下する。したがって、炭素含有量を０．６〜１．４質量％に限定した。好ましくは０．８〜１．２質量％の範囲である。
【００２６】
珪素（Ｓｉ）：０．８０質量％以下
珪素は、脱酸剤として機能するだけでなく、鋼強度の向上にも有効に寄与するが、含有量が０．８質量％を超えると、被削性及び鍛造性の低下を招く。したがって、珪素含有量を０．８０質量％以下に限定した。尚、鋼強度の向上には、０．０５質量％以上含有させることが好ましい。
【００２７】
マンガン（Ｍｎ）：０．２〜０．５質量％
マンガンは、焼入れ性を向上させ、焼入れ時の硬化層深さを確保して疲労強度を向上させるので、非常に重要な成分であり、このためには、０．２質量％以上含有させる必要がある。一方、マンガン含有量が０．５質量％を超えると疲労強度の低下を招く。したがって、マンガン含有量を０．２〜０．５質量％に限定した。好ましくは０．２〜０．４質量％の範囲である。
【００２８】
アルミニウム（Ａｌ）：０．２５質量％以下
アルミニウムは、脱酸に有効な成分である。また、焼入れ加熱時におけるオーステナイト粒の成長を抑制することによって焼入れ硬化層の粒径を微細化させる上でも有用な成分である。しかしながら、０．２５質量％を超えて含有させても、その効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招く不利が生じるので、アルミニウムは０．２５質量％以下の範囲で含有させる必要がある。脱酸のためには０．００５質量％以上含有させることが好ましい。望ましくは、０．０１〜０．１０質量％の範囲である。
【００２９】
クロム（Ｃｒ）：１．０〜２．０質量％
クロムは、焼入れ性の向上に有効であり、焼入れ硬化深さを確保する上で有用な成分であり、１．０質量％以上含有させる必要がある。しかし、２．０質量％を超えて含有させると、炭化物を安定化させて残留炭化物の生成を助長し、粒界強度を低下させて疲労強度を劣化させる。したがって、クロム含有量を１．０〜２．０質量％の範囲に限定した。
【００３０】
モリブデン（Ｍｏ）：０．３０質量％以下
モリブデンは、焼入れ性を高め、且つ、鋼強度の向上に有効な成分である。しかし、０．３０質量％を超えて添加すると、被削性の劣化を招くので、モリブデン含有量を０．３０質量％以下に限定した。焼入れ性及び鋼強度の向上には０．０５質量％以上含有させることが好ましい。
【００３１】
燐（Ｐ）：０．０３質量％以下
燐は、不純物元素として粒界に偏析し、粒界強度を低下させるので、少ないほど好ましく、したがって、燐含有量を０．０３質量％以下に限定した。
【００３２】
硫黄（Ｓ）：０．０３質量％以下
硫黄は、鋼中でＭｎＳを形成し、切削性を向上させる成分であるが、０．０３質量％以上を超えて含有させると粒界に偏析して粒界強度を低下させるので、硫黄の含有量を０．０３質量％以下に限定した。
【００３３】
また、本発明で対象とする高疲労強度鋼の好適な成分組成としては、上記の元素の他に、ニッケル（Ｎｉ）、銅（Ｃｕ）、バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）のいずれか１種または２種以上を、各々０．３０質量％以下であれば、含有してもよい。当然ではあるが、これらの元素を含有しなくともよい。
【００３４】
また更に、本発明で対象とする高疲労強度鋼の好適な化学成分組成として、スズ（Ｓｎ）を０．００３質量％以下、ヒ素（Ａｓ）を０．００５質量％以下とすることが、更に好ましい。スズ及びヒ素の濃度が上記の好適範囲を超えると、熱間割れが生じやすくなり、製品加工時の良品歩留まりが低下するおそれがある。製造工程において利用する鉄スクラップや合金鉄などの副原料のスズ濃度及びヒ素濃度を管理・選別することで、スズ濃度及びヒ素濃度が上限値を超えないように管理することが可能となる。当然ではあるが、これらの元素は含有しなくともよい。
【００３５】
いずれの場合も、上記の成分以外の残部はチタン（Ｔｉ）、鉄（Ｆｅ）と不可避的不純物である。
【００３６】
チタン（Ｔｉ）は、不可避的不純物として分類することもでき、０．００２質量％以下であることが必要である。チタンの含有量が０．００２質量％を超えると、高疲労強度鋼の窒素含有量が高い場合にはＴｉＮ介在物が生成し、このＴｉＮ介在物が起点となって疲労寿命を低下させる原因となるためである。
【００３７】
不可避的不純物の代表としては、酸素（Ｏ）及び窒素（Ｎ）が挙げられる。鋼製品の窒素含有量が０．００８質量％以下、酸素含有量が０．００８質量％以下であれば材質的に問題はなく、したがって、酸素及び窒素は、前記の範囲であることが好ましい。
【００３８】
上記成分範囲を満足する高疲労強度鋼として、ＩＳＯ（国際標準化機構）６８３−１７規格で１００Ｃｒ６として規定された軸受鋼、ＪＩＳ（日本産業規格）Ｇ４８０５でＳＵＪ２として規定された軸受鋼、ＧＢ（中国国家標準規格）でＧＣｒ１５として規定された軸受鋼、ＡＳＴＭ（米国試験材料協会）Ａ２９５規格で５２１００として規定された軸受鋼、及び、ＤＩＮ（ドイツ規格協会）規格で１００Ｃｒ６として規定された軸受鋼などが存在する。これらの軸受鋼を本発明に係る高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法を用いて製造することで、転動疲労寿命に優れた軸受鋼を安定して製造することが実現される。
【００３９】
因みに、ＩＳＯ（国際標準化機構）６８３−１７規格で１００Ｃｒ６として規定された軸受鋼の成分範囲は、炭素濃度が０．９５質量％以上１．１０質量％以下、珪素濃度が０．１５質量％以上０．３５質量％以下、マンガン濃度が０．２５質量％以上０．４５質量％以下、燐濃度が０．０３０質量％以下、硫黄濃度が０．０２５質量％以下、クロム濃度が１．３５質量％以上１．６５質量％以下である。
【００４０】
また、ＪＩＳ（日本産業規格）Ｇ４８０５でＳＵＪ２として規定された軸受鋼の成分範囲は、炭素濃度が０．９５質量％以上１．１０質量％以下、珪素濃度が０．１５質量％以上０．３５質量％以下、マンガン濃度が０．５０質量％以下、燐濃度が０．０２５質量％以下、硫黄濃度が０．０２５質量％以下、クロム濃度が１．３０質量％以上１．６０質量％以下、モリブデン濃度が０．０８質量％以下、ニッケル濃度が０．２５質量％以下、銅濃度が０．２５質量％以下である。
【００４１】
また、ＧＢ（中国国家標準規格）でＧＣｒ１５として規定された軸受鋼の成分範囲は、炭素濃度が０．９５質量％以上１．０５質量％以下、珪素濃度が０．１５質量％以上０．３５質量％以下、マンガン濃度が０．２５質量％以上０．４５質量％以下、燐濃度が０．０２５質量％以下、硫黄濃度が０．０２５質量％以下、クロム濃度が１．４０質量％以上１．６５質量％以下、モリブデン濃度が０．１０質量％以下、ニッケル濃度が０．３０質量％以下、銅濃度が０．２５質量％以下である。
【００４２】
また、ＡＳＴＭ（米国試験材料協会）Ａ２９５規格で５２１００として規定された軸受鋼の成分範囲は、炭素濃度が０．９８質量％以上１．１０質量％以下、珪素濃度が０．１５質量％以上０．３５質量％以下、マンガン濃度が０．２５質量％以上０．４５質量％以下、燐濃度が０．０２５質量％以下、硫黄濃度が０．０２５質量％以下、クロム濃度が１．３０質量％以上１．６０質量％以下、モリブデン濃度が０．１０質量％以下、ニッケル濃度が０．２５質量％以下、銅濃度が０．３５質量％以下である。
【００４３】
また更に、ＤＩＮ（ドイツ規格協会）規格で１００Ｃｒ６として規定された軸受鋼の成分範囲は、炭素濃度が０．９３質量％以上１．０５質量％以下、珪素濃度が０．１５質量％以上０．３５質量％以下、マンガン濃度が０．２５質量％以上０．４５質量％以下、燐濃度が０．０２５質量％以下、硫黄濃度が０．０１５質量％以下、アルミニウム濃度が０．０５０質量％以下、クロム濃度が１．３５質量％以上１．６０質量％以下、銅濃度が０．３０質量％以下である。
【００４４】
次いで、高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法について説明する。以下、高炉から出銑された溶銑を、転炉で精錬して溶鋼を得て鋳片を製造する場合を例として説明するが、本発明は、鉄スクラップをアーク炉などの電気炉で溶解して精錬し、得られた溶鋼を用いて連続鋳造機で鋳片を製造する場合でも、同様に適用できる。
【００４５】
本発明では、上記化学成分の高疲労強度鋼の素材となる鋳片を製造するにあたり、高炉で溶製された溶銑を転炉で脱炭精錬して溶鋼を溶製し、該溶鋼を転炉から取鍋に出鋼する。出鋼後、転炉から取鍋内に流出した転炉スラグを取鍋から除去（除滓）し、転炉スラグの除滓後に、所定の組成及び粘度のスラグを形成するための媒溶剤を取鍋内に添加し、その後、取鍋内の溶鋼に加熱撹拌処理を施す。加熱撹拌処理後、真空脱ガス処理を施し、次いで、得られた溶鋼を連続鋳造機で連続鋳造して高疲労強度鋼の素材となる鋳片を製造する。この場合に、高炉で溶製された溶銑に対して、転炉で脱炭精錬する前に、脱硫処理や予備脱燐処理を実施してもよい。脱硫処理や予備脱燐処理を実施することで、硫黄濃度及び燐濃度の低い高疲労強度鋼の素材となる鋳片を得ることができる。
【００４６】
化学成分の具体的な調整方法は、次の通りである。転炉からの出鋼時に取鍋内に炭材や、合金鉄、純金属などの合金材を投入し、これらを出鋼流によって溶鋼中に溶解させ、前記加熱撹拌処理工程の前までに、上記化学成分の範囲近傍に調整する。尚、モリブデンについては、転炉にモリブデン源を装入して転炉脱炭精錬でモリブデンの濃度を調整する場合がある。その後の加熱撹拌処理工程及び真空脱ガス処理工程では溶鋼の成分分析結果に基づき、不足する成分を追加投入する程度とする。このようにして成分調整することで、成分外れのリスクを、より少なくしつつ清浄性の高い鋳片を得ることが可能となる。
【００４７】
但し、クロム成分の含有量は高いので、クロム源の投入量が多くなる。このため、出鋼時に全量投入すると、出鋼時の溶鋼温度の低下が大きくなり過ぎ、加熱撹拌処理工程での昇熱負荷が大きくなるので、投入予定量の１／２程度のクロム源は、加熱撹拌処理工程で溶鋼を加熱しながら添加しても構わない。
【００４８】
また、アルミニウムについては、加熱撹拌処理設備の状態により、適宜成分調整方法を決めることができる。例えば、転炉からの出鋼時に金属アルミニウムを添加して前記加熱撹拌処理工程の前までに上記化学成分の範囲近傍に調整してもよいし、転炉からの出鋼時には金属アルミニウムを添加せず、加熱撹拌処理工程で金属アルミニウムを添加して上記化学成分の範囲近傍に調整してもよい。
【００４９】
これは、アルミニウムは特に酸化されやすい元素のため、加熱撹拌処理設備の状態が、溶鋼の酸化がされ易い状態だと、転炉からの出鋼時に添加した金属アルミニウムの大部分が、加熱撹拌処理中に酸化されて酸化物になり、溶鋼の清浄性を損なう場合があるからである。また、後述するように、取鍋内スラグに含有されるＭｇＯは、溶鋼中のアルミニウムで還元されて溶鋼中の溶存マグネシウムとなり、その後、再酸化されてＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯ介在物を形成することがある。このような介在物の生成を抑制するべく、アルミニウムの添加時期は、適宜決めればよい。
【００５０】
加熱撹拌処理前の溶鋼のチタン含有量は０．００２質量％以下とする。これは、溶鋼にチタンが含有されると、溶鋼中の窒素含有量が高い場合にはＴｉＮ介在物が生成し、このＴｉＮ介在物が起点となって疲労寿命を低下させる原因となるためである。この観点から、加熱撹拌処理前の溶鋼のチタン含有量は低いほど望ましく、溶鋼がチタンを含有したとしても、加熱撹拌処理前の段階で０．００２質量％以下とすることが必要である。加熱撹拌処理前の段階で溶鋼中のチタン含有量が０．００２質量％を超えると、加熱撹拌処理以降でチタンが溶鋼から酸化除去される機会がないため、連続鋳造段階まで０．００２質量％を超える濃度で溶鋼中に残留し、ＴｉＮ介在物を生成させるおそれがあるからである。
【００５１】
溶鋼に加熱撹拌処理を施す設備としては、アーク加熱取鍋精錬設備を用いることが好ましい。図２に、アーク加熱取鍋精錬設備の一例の縦断面模式図を示す。
【００５２】
図２において、符号１はアーク加熱取鍋精錬設備、２は取鍋、３は上蓋、４は電極、５は鉄皮、６は内張り耐火物、７は永久耐火物、８は底吹きプラグ、９は溶鋼、１０は取鍋内スラグである。溶鋼９を収容する取鍋２は、外殻を鉄皮５とし、鉄皮５の内側に永久耐火物７、内張り耐火物６の順で耐火物が施工されており、内張り耐火物６の少なくとも一部（主にスラグライン）はＭｇＯ系耐火物で施工されている。また、取鍋２の底部には、底吹きプラグ８が設置されている。取鍋２のスラグラインの内張り耐火物６をＭｇＯ系耐火物とする理由は、ＭｇＯ系耐火物はスラグに対する耐蝕性が高いことに基づく。
【００５３】
アーク加熱取鍋精錬設備１は、アーク発生用の電極４を備えており、この電極４で発生するアーク熱により、溶鋼９を加熱したり、取鍋内に添加した媒溶剤を滓化（スラグ化）したりすることが可能である。また、アーク加熱取鍋精錬設備１では、取鍋底部に設置した底吹きプラグ８から溶鋼中に撹拌用ガスを吹き込み、非酸化性雰囲気の条件下で、溶鋼９と溶鋼上に存在するスラグ１０とを撹拌−混合し、溶鋼９をスラグ１０によって精錬することが可能である。ここで、図２では、底吹きプラグ８から撹拌用ガスを吹き込んでいるが、溶鋼９に浸漬させたインジェクションランス（図示せず）を介して撹拌用ガスを吹き込んでもよい。
【００５４】
本発明では、溶鋼をスラグで精錬する際に、溶鋼よりも酸素ポテンシャルの低いスラグを使用するので、溶鋼中の介在物はスラグに吸収されて溶鋼の清浄性が向上する。尚、脱硫能を有するスラグを使用すれば溶鋼は脱硫される。
【００５５】
真空脱ガス処理を施す設備としては、ＲＨ真空脱ガス装置、ＤＨ真空脱ガス装置、ＶＡＤ炉などの真空脱ガス処理に適した設備を選択すればよい。
【００５６】
本発明では、溶鋼に加熱撹拌処理を施す際に、取鍋内スラグに含有されるＭｇＯが溶鋼中のアルミニウムで還元されて、還元して生成したマグネシウムが溶鋼中に溶出することを防止するために、取鍋内スラグのＭｇＯ含有量を４．０質量％以下に調整する。つまり、取鍋内スラグに含有されるＭｇＯの還元による溶存マグネシウムの生成を防止するために、取鍋内スラグのＭｇＯ含有量を４．０質量％以下に調整する。
【００５７】
取鍋内スラグに含有されるＭｇＯは主に前工程のスラグに由来するので、したがって、転炉から取鍋への出鋼後、取鍋内に流出した転炉スラグを取鍋から除去（除滓）する。例えば、転炉脱炭精錬では、ＭｇＯ系炉体耐火物の溶損防止を目的として、一般的に、媒溶剤としてドロマイトなどのＭｇＯ含有物質が使用されており、このＭｇＯ含有物質が転炉スラグの一部分を形成している。
【００５８】
取鍋内スラグの除滓方法は、収容した溶鋼が流出しない程度に傾斜させた取鍋からスラグドラッカーを用いてスラグを掻き出す方法を用いることができ、その他、真空吸引装置でスラグを吸引する方法も採用することができる。どのような除滓方法であっても、全ての転炉スラグを除去することは不可能であるので、流出した転炉スラグの量の１／２程度以上（目視観察による）好ましく２／３程度以上（目視観察による）が除滓できたなら、作業を終了してよい。
【００５９】
取鍋内のスラグを除滓したならば、取鍋内にＣａＯ系媒溶剤、ＳｉＯ２系媒溶剤、及び、Ａｌ２Ｏ３系媒溶剤のいずれか１種または２種以上を添加する。取鍋内に残留する転炉スラグと添加した媒溶剤とが混合して形成されるスラグの量を、当該取鍋に収容された溶鋼質量１トンあたり１０ｋｇ以上３０ｋｇ以下とする。
【００６０】
ここで、スラグ量が溶鋼質量１トンあたり１０ｋｇ（１０ｋｇ／ｔｏｎ）未満では、スラグ量が少なく、取鍋内溶鋼の溶鋼面が露出しやすくなるなどによって、溶鋼の酸化や窒化が起こりやすくなるために溶鋼の清浄性が低下する。スラグ量が溶鋼質量１トンあたり３０ｋｇ（３０ｋｇ／ｔｏｎ）を超えると、スラグ量が多いことによってスラグの滓化に時間を費やし、処理時間が長くなる。処理時間が長くなると、内張耐火物６からのＭｇＯの溶出が顕著になり、溶鋼の清浄性が低下する。
【００６１】
更に、形成されるスラグの組成が、比［（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ２）］が５．０〜１２．０、比［（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ２Ｏ３）］が１．５〜３．０、ＭｇＯ含有量が４．０質量％以下、ＴｉＯ２含有量が１．０質量％以下となるように、媒溶剤の添加量を調整する。媒溶剤の添加後、次工程の加熱撹拌処理を実施する。
【００６２】
添加した媒溶剤は、次工程の加熱撹拌処理におけるアーク加熱によって滓化し、且つ溶鋼と撹拌されて溶鋼から熱を得ることも相まって、均一な組成のスラグが取鍋内に形成される。使用するＣａＯ系媒溶剤としては生石灰、石灰石など、ＳｉＯ２系媒溶剤としては珪石、珪砂など、Ａｌ２Ｏ３系媒溶剤としてはボーキサイト、仮焼アルミナ、焼結アルミナなどを用いる。
【００６３】
取鍋内のスラグの組成を上記の範囲に調整する理由は、以下の通りである。比［（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ２）］を５．０以上にすることで、スラグの酸素ポテンシャルが低下し、スラグによる溶鋼の酸化が防止される。比［（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ２Ｏ３）］を１．５以上にすることで、介在物のスラグへの吸収能が高くなる。但し、比［（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ２）］が１２を超える範囲、及び、比［（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ２Ｏ３）］が３．０を超える範囲は、スラグが溶鋼中に巻き込まれやすくなり、溶鋼の清浄性が阻害される。
【００６４】
スラグ中のＭｇＯ含有量が４．０質量％を超えると、スラグから溶鋼中へ還元−溶出した溶存マグネシウムがＡｌ２Ｏ３と反応して、疲労寿命に悪影響を与えるＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯ介在物が生成される。これに対して、スラグ中のＭｇＯ含有量を４．０質量％以下にすることで、スラグから溶鋼中へのマグネシウムの還元−溶出が抑制され、Ａｌ２Ｏ３−ＭｇＯ介在物の生成が防止される。また、スラグ中のＴｉＯ２含有量を１．０質量％以下とすることで、溶鋼中のチタン濃度が低位になり、疲労寿命を低下させるＴｉＮ介在物の生成を抑制することができる。
【００６５】
また、スラグの１６００℃における粘度は、１．３〜２．０poise（０．１３〜０．２０Ｐａ・ｓ）になるように調整することが好ましい。スラグ組成の比［（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ２）］及び比［（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ２Ｏ３）］を上記範囲に調整することで、スラグの１６００℃における粘度は１．３〜２．０poiseの近傍になる。但し、粘度が高い場合には、スラグ粘度を低下させるための媒溶剤としてＣａＦ２（蛍石）を添加することも可能である。
【００６６】
スラグの１６００℃における粘度が１．３poise未満になると、鋳片の熱間圧延時に伸長する介在物が増加する傾向があるので、１．３poise以上を確保することが好ましい。一方、１６００℃における粘度が２．０poiseを超えると、スラグの滓化性が著しく低下して、スラグの介在物吸収速度が低下するので、２．０poise以下に抑えることが好ましい。
【００６７】
尚、上述のスラグの組成や物性は、加熱撹拌処理工程の総処理時間の少なくとも後半４０％以上の期間で、本発明の条件を満足することが好ましい。つまり、加熱撹拌処理の予定された総処理時間の少なくとも６０％の時点から加熱撹拌処理の終了までの期間で、スラグ組成を上記範囲に制御することが好ましい。
【００６８】
更に、加熱撹拌処理後の溶鋼中の窒素含有量は、０．０１４質量％以下であることが好ましい。加熱撹拌処理後の溶鋼中の窒素含有量が０．０１４質量％以下であれば、次工程の真空脱ガス処理で、ＴｉＮ介在物が生成するおそれがない窒素含有量（０．００８質量％以下）まで、溶鋼の脱窒素が可能である。
【００６９】
即ち、加熱撹拌処理工程において、加熱撹拌処理前の溶鋼に含有されるチタン濃度を０．００２質量％以下とし、上記スラグ量及び上記組成のスラグを用いて溶鋼を撹拌精錬することで、疲労寿命に悪影響を与えるＡｌ２Ｏ３−ＭｇＯ介在物及びＴｉＮ介在物の生成が抑制される。同時に、溶鋼中の介在物がスラグに吸収されるので、介在物の少ない清浄性に優れる溶鋼を溶製することが実現される。
【００７０】
更に、本発明者らは、加熱撹拌処理における溶鋼の撹拌動力に着目した。加熱撹拌処理では、一般的に、希ガスによるガス撹拌を行いつつ、精錬用フラックス及び合金材の添加による溶鋼の酸化物系介在物の形態制御及び成分調整と、電極での通電加熱による溶鋼の温度調整とを、行っている。溶鋼の撹拌力は一般に撹拌動力という指標で表される。溶鋼に付与される撹拌動力は、例えば、溶鋼上に存在するスラグの巻き込みや溶鋼中介在物の凝集−浮上など、介在物の生成挙動にも影響を及ぼす。なかでも、溶鋼上に存在するスラグの巻き込みについては、スラグの粘性や界面張力などの物性値も重要な因子となるため、スラグ組成に応じた最適な撹拌動力があると考えられる。
【００７１】
そこで、本発明において提案したスラグ組成の条件下で、撹拌用ガス流量を変化させて、溶鋼の清浄度及び鋼材の疲労寿命を評価する試験を行った。その結果、加熱撹拌処理の前半では、比較的強い撹拌力を与えてスラグの溶融を促進させて、直ちに目的のスラグ組成を造り込むことが好ましいことがわかった。一方、加熱撹拌処理の後半では、必要最低限の撹拌力として溶鋼上に存在するスラグの巻き込みを防止することが、疲労寿命の向上に効果的であることが明らかとなった。
【００７２】
具体的には、加熱撹拌処理の処理開始から処理中の任意の時刻までの処理前半の期間を第１期間、前記任意の時刻から処理終了までの処理後半の期間を第２期間とする。ここで、前記第１期間の処理時間は、予定された加熱撹拌処理の総処理時間の３０％以上６０％以下であることが好ましい。第１期間の処理時間を予定された総処理時間の３０％以上とすることにより、目的のスラグ組成を造り込むのに十分な時間が確保できる。また、第１期間の処理時間を予定された総処理時間の６０％以下とすることで、第１期間で溶鋼内に巻き込んだスラグを、第２期間中に溶鋼上面まで再浮上させて、溶鋼上のスラグに取り込むのに必要な時間が確保できる。
【００７３】
この場合に、下記の（１）式で算出される撹拌動力εを、前記第１期間では５５Ｗ／ｔｏｎ超１０５Ｗ／ｔｏｎ以下、前記第２期間では２５Ｗ／ｔｏｎ以上５５Ｗ／ｔｏｎ以下とすることで、鋼製品の疲労寿命の向上が認められた。
【００７４】
ε＝6.18×(Qg×TL/W)×[ln{1＋h/(1.46×10-5×P0)}+0.06×(1-298/TL)]……(1)
ここで、（１）式において、εは撹拌動力（Ｗ／ｔｏｎ）、Ｑｇは撹拌用ガスの流量（Ｎｍ３／ｍｉｎ）、ＴＬは溶鋼温度（Ｋ）、Ｗは溶鋼量（ｔｏｎ）、ｈは取鍋内溶鋼の浴深さ（ｍ）、Ｐ０は雰囲気圧力（Ｐａ）である。溶鋼温度ＴＬは、測温用プローブ（熱電対）を取鍋内の溶鋼に浸漬（浸漬深さ２０ｃｍ以上）させて測定される温度である。
【００７５】
第１期間での撹拌動力εが５５Ｗ／ｔｏｎ以下のときには、撹拌力が弱すぎて成分調整や温度調整が効率的に行えず、また、スラグの溶融が遅くなる場合が発生した。一方、第１期間での撹拌動力εが１０５Ｗ／ｔｏｎを超えたときには、撹拌力が強すぎて、溶鋼浴面の振動が激しくなり、操業安全性に問題が生じる場合が発生した。また、撹拌力が強すぎて、溶鋼表面を覆うスラグが偏在し、電極と溶鋼とが直接接触して電極からの加炭（溶鋼の炭素濃度の上昇）が生じる場合や、スラグ巻き込みが増大して溶鋼清浄性が悪化する場合が発生した。
【００７６】
第２期間での撹拌動力εが２５Ｗ／ｔｏｎ未満のときには、撹拌力が弱すぎて成分調整や温度調整が効率的に行えない場合が発生した。一方、第２期間での撹拌動力εが５５Ｗ／ｔｏｎを超えたときには、撹拌力が強すぎてスラグの巻き込みが多くなり、溶鋼清浄性が悪化する場合が見られた。
【００７７】
次工程の真空脱ガス処理工程の処理時間は、４０分間以上更には６０分間以上とすることが好ましい。これは、真空脱ガス処理工程も溶鋼中に懸濁する介在物の浮上−分離に寄与しており、真空脱ガス処理時間が４０分間未満では、介在物の浮上−分離が十分に行なわれないことが起こるからである。
【００７８】
このようにして鋳片を製造することで、高寿命の高疲労強度鋼の素材となる鋳片を安定して製造することが実現される。
【実施例１】
【００７９】
ＪＩＳ  Ｇ４８０５−ＳＵＪ２鋼（化学成分：Ｃ：１．０１質量％、Ｓｉ：０．２０質量％、Ｍｎ：０．４０質量％、Ａｌ：０．０２０質量％、Ｃｒ：１．５５質量％、Ｍｏ：０．０５質量％、Ｐ：０．０１５質量％、Ｓ：０．００３質量％）の鋳片を１チャージの溶鋼量が約２００トン規模の実機にて製造する際に、本発明を適用した（本発明例）。鋳片の製造方法は、溶銑の転炉脱炭精錬、転炉から出鋼後の排滓処理、その後のアーク加熱取鍋精錬設備での加熱撹拌処理、加熱撹拌処理後のＲＨ真空脱ガス装置での真空脱ガス処理、真空脱ガス処理後のブルーム連続鋳造機での連続鋳造工程の順である。また、比較のために、加熱撹拌処理における溶鋼組成、スラグ量、スラグ組成のうちの少なくとも一部を本発明の範囲外に調整した試験も実施した（比較例）。スラグ組成及びスラグ粘度は、加熱撹拌処理終了時に取鍋内から採取したスラグサンプルの測定値を代表値とした。【００８０】
本発明例及び比較例では、製造工程で使用する鉄スクラップや合金鉄などのスズ濃度及びヒ素濃度を管理・選別して行なった。その結果、いずれの鋳片においても、スズ濃度は、分析下限値（０．００１質量％）未満〜０．００３質量％の範囲内であった。また、ヒ素濃度は、分析下限値（０．００１質量％）〜０．００５質量％の範囲内であった。【００８１】
アーク加熱取鍋精錬設備では、電極への通電によるアーク加熱を施しつつ、精錬用フラックス、脱酸用金属アルミニウム、成分調整用の合金材を投入し、溶鋼成分及び溶鋼温度の調整を実施した。加熱撹拌処理中、取鍋底に設けた底吹きプラグから、撹拌用ガスのアルゴンガス（Ａｒガス）を吹き込んで溶鋼の撹拌を行った。ＲＨ真空脱ガス装置での真空脱ガス処理時間は６０分間の一定とした。【００８２】
アーク加熱取鍋精錬設備での溶鋼の撹拌動力εは、撹拌用ガスの流量Ｑｇが０．２〜１．７Ｎｍ３／ｍｉｎ、溶鋼温度ＴＬが１８４０〜１８６０Ｋ、溶鋼量Ｗが１９５〜２０５ｔｏｎ、取鍋内溶鋼の浴深さｈが３．０〜３．３ｍ、雰囲気圧力Ｐ０が１０１３２５Ｐａの条件において、上記の（１）式を用いて算出した。【００８３】
本発明例及び比較例のいずれの操業も、アルミニウム以外の溶鋼の成分調整は、転炉内へのモリブデン源の添加及び転炉からの出鋼時の炭材、合金材の添加により、加熱撹拌処理工程の前までに上記目標成分の９０％の範囲内に調整した。アルミニウムを含めて上記目標成分への最終調整は、加熱撹拌処理及び真空脱ガス処理において実施した。【００８４】
連続鋳造工程によって得られたブルーム鋳片（横断面サイズ：短辺３００ｍｍ、長辺４００ｍｍ）を加熱して１７０ｍｍ直径のビレットに熱間圧延し、その後、再度加熱して６０ｍｍ直径の棒鋼に熱間圧延した。得られた棒鋼に７８０℃で３０時間の熱処理を施した後、直径６０ｍｍ、厚み５．５ｍｍのスラスト転動疲労試験片をそれぞれ１０枚ずつ作製した。この試験片を８３０℃で４０分間加熱した後、６０℃の油に焼入れし、その後、厚みを５．０ｍｍに仕上げ、スラスト転動疲労試験に供した。スラスト転動疲労試験はヘルツ応力５２３０ＭＰａで実施し、１０％破断寿命（Ｂ１０寿命）で評価した。【００８５】
試験結果を表１に示す。ここで、表１に示すスラグの粘度は１６００℃における粘度である。また、表１に示すスラグ組成は、加熱撹拌処理の処理終了時点の値を記載しているが、加熱撹拌処理工程の総処理時間の少なくとも後半５０％以上の期間で同等のスラグ組成となっていることを確認している。【００８６】
【表１】
0006984803.tif 000002
【００８７】
加熱撹拌処理における溶鋼組成、スラグ量及びスラグ組成が本発明の範囲内であり、且つ、スラグの粘度が本発明の好適な範囲内である本発明例１〜５では、６．５〜７．３×１０７回の長い疲労寿命が安定的に得られた。また、本発明例６〜８は、スラグ粘度または加熱処理後の溶鋼中窒素濃度が本発明の好適範囲を外れてはいるものの、５．７〜６．１×１０７回とまずまずの疲労寿命が安定的に得られた。【００８８】
一方、比較例１〜７は、加熱撹拌処理における溶鋼組成、スラグ量及びスラグ組成のいずれかが本発明の範囲外であり、疲労寿命値は、３．０〜３．８×１０７回で、本発明例と比較して低位であった。
【実施例２】
【００８９】
実施例１と同様に、ＪＩＳ―ＳＵＪ２鋼の鋳片を１チャージの溶鋼量が約２００トン規模の実機にて製造する際に、本発明を適用した（本発明例）。【００９０】
実施例２では、加熱撹拌処理における溶鋼成分、スラグ量、スラグ組成を本発明の範囲内に制御するとともに、スラグの粘度を本発明の好適範囲に制御した。更に、加熱撹拌処理の総処理時間を変化させるとともに、加熱撹拌処理工程を第１期間及び第２期間に区分し、第１期間と第２期間とで、撹拌動力を仔細に制御した。アーク加熱取鍋精錬設備での溶鋼の撹拌条件は実施例１と同等とした。【００９１】
実施例２では、実施例１と同様に、製造工程で使用する鉄スクラップや合金鉄などのスズ濃度、ヒ素濃度を管理・選別した。その結果、いずれの鋳片においても、スズ濃度は、分析下限値（０．００１質量％）未満〜０．００３質量％の範囲内であった。また、ヒ素濃度は、分析下限値（０．００１質量％）〜０．００５質量％の範囲内であった。【００９２】
実施例２において、鋳片の製造方法、溶鋼の成分調整方法、スラスト転動疲労試験片の作成方法、スラスト転動疲労試験は、実施例１に準拠した。スラグ組成及びスラグ粘度は、加熱撹拌処理終了時に取鍋内から採取したスラグサンプルの測定値を代表値とした。【００９３】
試験結果を表２に示す。ここで、表２に示すスラグの粘度は１６００℃における粘度である。また、表２に示すスラグ組成は、加熱撹拌処理の処理終了時点の値を記載しているが、加熱撹拌処理工程の総処理時間の少なくとも後半５０％以上の期間で同等のスラグ組成となっていることを確認している。【００９４】
【表２】
0006984803.tif 000003
【００９５】
本発明例９〜１９は、加熱撹拌処理における第１期間の時間比率と、第１期間及び第２期間での撹拌動力とを本発明の好適範囲に制御した例である。これらについては疲労寿命値が８．３〜９．２×１０７回になり、非常に良好な結果を得ることができた。【００９６】
また、本発明例２０〜３１は、加熱撹拌処理における第１期間の時間比率や、第１期間または第２期間での撹拌動力が本発明の好適範囲を外れたものであるが、これらについても疲労寿命値は６．８〜８．０×１０７回であり、良好な結果を得ることができた。
【符号の説明】
【００９７】
１  アーク加熱取鍋精錬設備
２  取鍋
３  上蓋
４  電極
５  鉄皮
６  内張り耐火物
７  永久耐火物
８  底吹きプラグ
９  溶鋼
１０  取鍋内スラグ
【要約】
高疲労強度鋼の素材となる鋳片を安定して製造する方法を提供する。
所定の化学成分を有する高疲労強度鋼の素材となる鋳片の製造方法であって、転炉または電気炉からの出鋼後、取鍋内のスラグを取鍋から除去し、その後、取鍋内に媒溶剤を添加して取鍋内の溶鋼を加熱撹拌処理し、加熱撹拌処理後に真空脱ガス処理を施し、次いで、連続鋳造して高疲労強度鋼の素材となる鋳片を製造するにあたり、加熱撹拌処理の前の溶鋼に含有されるチタン濃度を０．００２質量％以下とし、媒溶剤を添加することによって生成される取鍋内スラグの量を１０ｋｇ／ｔｏｎ以上３０ｋｇ／ｔｏｎ以下とし、且つ、取鍋内スラグの組成を、比［（質量％ＣａＯ）／（質量％ＳｉＯ２）］が５．０〜１２．０、比［（質量％ＣａＯ）／（質量％Ａｌ２Ｏ３）］が１．５〜３．０、ＭｇＯ含有量が４．０質量％以下、ＴｉＯ２含有量が１．０質量％以下とする。【図１】
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【図２】
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