ゼロカーボン・スチールに向けた低窒素鋼電炉プロセスの研究研究代表者 東京大学大学院新領域創成科学研究科 助教 宗岡 均
1．緒言
昨今の社会全体の課題となっている脱炭素の達成に向け、日本全体の CO2 排出量の約13%（産業界の約 40%）を占める鉄鋼業の抜本的 CO2 排出削減、ひいてはゼロカーボン・
スチールの実現が急務となっている。そのためには、鉄鋼業における主な CO2 排出源となっている「還元」と「エネルギー源」の転換が必要であり、それぞれ、「鉄鉱石の還元材の転換（炭素→水素）」、「エネルギー源の転換（化石燃料→グリーン電力）」が求められている。これを念頭に、これまで高炉-転炉法で生産されてきた鋼材を電炉法で製造するという
製鉄プロセスの抜本的転換（電炉シフト）を目指した技術開発が、ここ数年の間に国内外で急加速している。電炉材の品質は年々向上しているものの、高炉材よりも品質面で依然劣位であることは否めない。その中で、電炉シフト推進には、従来の電炉法の限界を超え、高炉法並みの品質水準達成（高級鋼製造）が必要となる。
電炉法の品質課題としてはスクラップ由来の Cu や Sn といったトランプエレメントが挙げられるが、薄板などの高級鋼製造のためには窒素（N）低減の取り組みも必要である。
通常の電炉法では、電炉アークによる N 吸収が大きい一方で、脱炭工程がなく N 濃度低下の精錬処理が難しいため、現状では低 N 高級鋼は高炉-転炉法で製造されている。しかし、上述したような電炉シフトの実現のためには、今後は従来困難だった高付加価値な低N 高級鋼を含めて、より幅広い鋼種の電炉での製造が必要になると考えられる。その実現のため、アークによる N 吸収現象のさらなる解明と、それに基づく電炉での N 吸収抑制方法の開発の必要性が、カーボンニュートラルが求められる時代だからこそ増していると考えられる。
溶鉄を含む高温溶融金属とアークプラズマが形成する界面では、高温であるがゆえに含有成分の蒸気圧の高さや、励起に必要なエネルギーの小ささといった特徴を持つ。そのため、固体・低温液体とプラズマとの界面反応と比較して、アークプラズマとの相互作用が大きい。これまでに、アークによる N 吸収に関して、電炉のアークと類似した研究[1–5]とともに、アーク溶接分野での窒素吸収現象に関する研究[6–15]が進められてきた。N 吸収現象は N2 がアークプラズマ中で解離して発生した N 原子が主要因とされ、アーク存在時は平衡濃度の 30 倍程度まで過飽和となること[1]や、反応速度が抵抗炉や誘導炉の非アークの条件と比べて 2~4 桁大きいこと[2]などが報告されている。しかし、界面付近は Fe
蒸気の影響で N の解離度が著しく低下することが数値計算により推定されており[14]、実際の N 吸収においてはアークのバルク部分の温度における平衡組成よりも、界面付近でのN 活性種の分布が重要である。実際の電炉では N2 以外にも酸素や炭素を含む雰囲気であり、溶鋼や電極にもこれらの元素は含まれている。たとえばガス組成において N2 と O2 が

－ 9 －

混合する系において窒素濃度の上昇幅が大きいことが報告されている[12]。これらの元素を含む系では、N を含む活性種は、CN や NO といった分子となることも想定されるが、それらの影響については十分な検討がされているとは言い難い。
また、最も研究が進んでいるアーク溶接と、今回の主な研究対象である電炉アークの相違点は、アーク電流値、シールドガスの有無、周囲温度などが挙げられる。電炉アークはガス組成の非制御性や大電流ゆえの不安定性を持つが、溶接等の既存研究の定常アーク（数
十 A～数百 A）は比較的安定であり、不安定性についての議論が不足している。また、周囲温度については、電炉ではアークに対して高温となる領域が大きく、炉内全体が高温であると考えられる一方で、アーク溶接等では周囲は室温であり環境が大きく異なる。アークが圧倒的に高温であるため周囲の温度がアークの挙動や界面現象に与える影響は小さいとする考え方もあるが、現実にどのような差異が生じるかを測定する必要がある。また、電炉のような高温環境では各種測定の難しさもあり、界面現象の詳細な理解は未だ不十分である。
N 吸収現象の解明には、①アーク内部の窒素活性種生成過程、②急激な温度勾配中の活性種の輸送過程（輸送中の反応を含む）、③溶鉄表面（界面）での解離・吸収反応過程、④液相のバルクへの輸送等の各過程において、反応や物質移動についての考察が必要である。
溶接分野を中心とした従来の研究では、アークが溶融のための熱源と窒素活性種の供給源を兼ねているため、①②③④が連動してしまい独立制御されていない。そのためこれらの既往研究では、界面に供給される窒素活性種の種類・フラックスや界面の温度の明確化・制御ができていないという課題が有る。また、電炉等の大電流（数 kA～数十 kA 以上）アークは不安定でありカオス的に振る舞うため[16]、反応場の時空間的変動（ダイナミクス）が生じる。それゆえに、N 吸収現象の解明のためには完全に解離した原子状 N のみを考えればよいわけではなく、下記のような未解明の課題がある。
A. 各種窒素活性種（原子状 N のみでなく N2*(振動励起状態の N2)、他の元素と形成する分子状活性種などを含む）のアーク中での分布。
B. 各種窒素活性種の界面への輸送速度とその過程における反応機構。
C. 各種窒素活性種の界面反応の素過程やその速度。
D. アーク不安定性による上記 A~C のダイナミクスの N 吸収への影響。
本研究ではこのうち、特に A と D に着目し、高温炉内の不安定なアークにおける窒素
活性種の分布について明らかにする課題に着目した。
以上を背景として、本研究では、アーク/溶鉄界面における溶鉄への窒素の吸収挙動の解明を最終目的とする。その中で本研究課題では、その最初の段階として、溶鉄上に存在す
るアーク中の活性種分布の基礎的知見を得ることを目的とした。また、従来のアーク溶接の研究とは異なり高温環境を実現可能な抵抗炉内でアークを生成することで、周囲温度の影響を評価することも目的とした。

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図 1 アークによる窒素吸収過程の模式図
2．実験方法
2.1. 実験方法の概要
上記目的を達成するためのアプローチとして、まずは高温炉内において周囲温度を制御しながらアーク実験・光学測定が可能な実験系を構築した。また、本研究で用いた直流アークは一か所に安定して存在するわけではなく動き回り、アーク長も含めて時間変化するという「不安定」な挙動を示すという特徴がある。そのようなアークの評価として、アークの運動速度と比較して十分に短いマイクロ秒オーダーでの測定により、各瞬間を切り取ったスナップショット的な測定を行った。さらに、その測定を多数回積み重ねることで、平均的な分布とそのばらつきを可視化することを目指した。
ここで、アークの不安定性に対し、スナップショット的な測定だけでなく、多数回測定により平均的分布とばらつきの評価を試みた理由を以下に述べる。前章で述べた本研究の最終目的を達成するためには、アークと溶鋼の両方を評価して議論を行う必要がある。アーク側の評価手法として有効な光学的測定や電気的測定は、高速度カメラや他の高速度な測定手段を通じて、瞬間を切り取る形、いわばスナップショット的に実施することが可能である。一方で、溶鉄の組成分析は、溶鋼の一部をサンプル採取して分析する方法が有力であるが、この手法は数十秒から数分に一度のサンプリングが限度である。なお、レーザ
ー誘起ブレークダウン分光法などの光学的なオンライン測定手法も考えられるが、軽元素である N に対する感度や定量性において課題があり、少なくとも当研究室において現時点
で信頼性の高い測定を実施するのは困難である。このように、溶鋼組成に対してスナップ
ショット的な測定は容易ではない。このように、アークと溶鋼という反応界面の両側の測定において、時間スケールに大きな差が生じるのは避けがたい。そのため、今後溶鉄側の評価と併せて考察を実施するためには、少なくともサンプル採取の時間スケールにおける－ 11 －

平均的・累積的なアーク側の評価が望まれる。この場合であっても、当然ながらアーク側の瞬時の評価も様々な知見を与えるが、それのみでは不足であり、数十秒から数分程度の時間スケールにわたる統計的な平均とばらつきの評価が不可欠である。本研究は、溶鋼の評価はせずにアークのみの評価を行う段階であるが、今後の展開を見据えて上記のような手法による評価を行っていく必要があると考えた。以上の理由により、本研究ではスナッ
プショット的な測定を基軸としつつも、その積み重ねを通じて平均とばらつきの評価の実施に重点的に取り組んだ。
2.2. 実験系の構築
図 2 に示すように、本研究に必要な諸機能を抵抗加熱炉に追加した新たな実験系を構築した。本研究で構築した実験系では、高温の電気炉内に、ガス制御・評価系、アーク制御のための電気系・電極制御系、側面から詳細観察可能な光学測定系、試料採取機構等を導入した。従来も高温の炉内でこれらの機構を単独あるいは 2 つ程度持つ実験系は存在するが、本研究では、全ての機構を持つ実験系として、アークと溶鋼の相互作用について独自の観点で研究を実施する基盤を整えることができた。なお、本実験系は、アーク溶接等をテーマとする室温環境のアーク実験装置とは異なり、炉内で溶鉄をあらかじめ生成し、アークとは独立で炉内温度を制御した。これにより、アークにより加熱された状態から室温への急激な冷却の影響を防ぎつつ、雰囲気温度等の影響を評価できることが特徴である。
また、従来の電炉アークの研究では、溶鉄がこぼれることを防ぐため、坩堝の壁の高さを超えないように溶鉄の量を制御することが通常の実験手法である。そのため、アークの様
子を真横から光学的に観察する実験系を構築することは容易ではなかった。しかし、本研
究では小規模実験の利点を活かし、鉄試料を坩堝容量よりも多く装入し、表面張力により坩堝から膨らんではみ出した状態で測定を実施することで、真横から観察可能な実験系を構築した。この溶鉄に真上からアークを照射することで、アークの真横からの測定を実現した点で特色がある。

図 2 本研究で構築した実験系の模式図－ 12 －

2.3. 実験条件
電解鉄と炭素試薬（計 60 g）を黒鉛坩堝に設置し、抵抗炉（横型管状炉、炉心管の内径50 mm）内にて大気圧 Ar 雰囲気で 1700 K まで昇温して溶解し、炭素飽和溶銑を製造した。
その後、
マスフローコントローラーを用いて Ar/N2 混合ガス
（N2 比率 5%もしくは 50%）を炉内に流通して、炉内が均一に置換されるように 10 分以上待機した。上部の黒鉛電極が陰極で、下部の溶鉄が陽極となる、いわゆる正極性となるように直流電源（松定プレシ
ジョン製、PRK250-60-Lde）を接続し直流電流 15 A でアーク放電を発生させた。アーク
長はアークが不安定なため変動が大きいものの 2~4 mm 程度であった。また、アーク電圧
はアーク長と同様に変動するが 15~20 V 程度であった。アークの着火は、電極に直流電圧を印加した状態で Nd:YAG レーザー（Amplitude 製、Surelite III-10）を測定側の窓から入射させ、溶鉄上に集光照射することで実施し、着火後はレーザー照射を停止した。
Nd:YAG レーザーはアーク着火のみが目的のため詳細な条件制御は不要であったが、本研究では 2 倍高調波（波長 532 nm）を用い、パルス幅 5 ns、エネルギー5~10 mJ/pulse で着火を行った。
2.4. アークの評価方法構築した実験系において、溶鉄上に生成したアークを真横から分光測定することによりアーク温度やアーク中の活性種（発光種）の空間分布評価を行った。その際に、高速で動き回り不安定なアークに対して、
短時間露光の写真撮影と分光測定を同期して行うことで、各瞬間を切り取った測定（スナップショット的な測定）を実施した。測定で得られたアークの写真から、
分光測定位置とアークの位置関係を判定した。
位置関係の測定においては、
単純な測定位置の座標だけではなく、図 3 のように、アークを基準とした座標系（陰極・陽極の間の相対的な位置を Y 軸、アークの中心軸との距離を X 軸とした座標系）に変換して評価した。この測定を多数回実施し、その結果をアークの動きに合わせて上記のように座標変換し、アークを基準とした座標系とした後に、統計的に処理した。測定回数は数百回以上であり、バンドル光ファイバーにより同時多点測定を実施することで測定点が少な
くとも千点以上（典型的には 2000～3000 点）となるようにした。
これにより、本研究ではスナップショット的な測定とともに、それを積み重ねることでアークという不安定な現象において、温度・発光種分布の長時間での影響やそのばらつきを評価する素地を整えた。

－ 13 －

図 3 アークの陰極輝点・陽極輝点の写真とアーク中心座標系の模式図
3．実験結果と考察
3.1. 実験系の立ち上げとアークによる N2 吸収の評価
本実験系において、室温の固体鉄状態および高温で鉄が溶解した状態の両方でアーク生成に成功し、実験装置を順調に立ち上げることができた。その結果、これまでの種々の先行研究でも報告されていたのと同様に、アークが存在する条件では通常の N2 の飽和濃度を超えて過剰に吸収され、アークの有無が N 吸収量に大きな影響を与えることが確認された。N2 流量 Q = 0.2 NL/min の条件において、アーク生成開始時からの溶鉄の液面高さの経時変化を動画解析により評価した。その結果を図 4 に示すが、Ar/N2 系において、N2 分
圧が 0.05 atm を超える場合、アークの生成とともに溶鉄の膨張現象が観察された。一方、雰囲気の N2 分圧が 0.01 atm 以下の場合、アークを生成しても溶鉄は膨張しなかった。また、N2 分圧が 0.05 atm を超えていてもアークの生成がない場合、膨張現象は確認されなかった。

－ 14 －

図 4 アーク生成による溶鋼の膨張の経時変化
この膨張現象は、下記のように説明することができる。まず、アークによって生成された N 原子などの活性種が溶鉄に過剰に溶解して過飽和状態になることで、坩堝の壁面など
で核生成されて N2 気泡が溶鉄内部に形成される。この気泡は、溶鉄の表面張力が大きい
ため、ある程度の量が蓄積するまでは溶鉄から脱離することができず、その結果、溶鉄の見かけ密度が低下する。そのため、溶鉄の液面が上昇すると考えられる。また、膨張が進展すると同時に、生成した気泡が液面から抜け、その際に破裂するような挙動も確認されており、ある程度気泡が蓄積すると気泡が離脱することも確認できた。
図 4 の結果を用いて、N2 の吸収率（アーク発光部を通過した N2 のうち溶鉄に吸収された割合）を体積バランス計算により簡易的に評価した。仮定として、図 4 の評価に使用した動画が撮影される前の段階で溶鉄の膨張現象が確認されていたため、図 4 の時刻 0 の時
点では溶鉄中の N 濃度[%N]が既に飽和していたと仮定した。そして、過飽和の N は全量
N2 気泡となりメタル内に残留し、N2 気泡の離脱や表面から揮発する N2 などによる損失は考慮しないという仮定を置いた。加えて、溶鉄の膨張はすべて N2 気泡によるものと仮定した。また、N2 の吸収はアークの発光領域を通過した N2 の一部が吸収されて発生すると仮定し、アーク以外の部分やアーク発生を停止した後に通過した N2 は N の吸収に寄与しないとした。ここで、N2 分圧が 0.5 atm の条件では気泡の脱離の頻度が大きく、上記の気泡離脱等を考慮しないという仮定との乖離が大きくなるため、本試算は PN2 = 0.05 atm の結果に対して実施した。
まずアーク部への N2 の供給体積 Vs は、下記の様に表される。

𝑉 =

𝐴
𝐴

－ 15 －𝑄𝑡ここで、Aarc はアークの断面積、Afurnace は炉心管の有効断面積、Q は流量、tarc はアーク発
生時間である。Aarc は図 4 を計算するために用いた画像より 2.4 mm2 と評価した。また、Afurnace は坩堝や電極などガスが通過できない部分を除外した断面積として、1.5✕103 mm2を使用した。図 4 より、tarc はアーク停止までの時間は 107 s である。その結果、アークを通過した N2 体積 Vs は 3.3 cm3 と見積もられた。
一方、N2 の吸収体積 Va は下記の式で評価した。
𝑉 =𝐴

× Δℎ

ここで、Acrucible は坩堝断面積、Δh は溶鉄高さの上昇幅である。Acrucible は 26 mm 角の坩堝を使用しているため 6.76 cm2 であり、図 4 よりΔh は 0.08 cm と評価した。その結果、吸収量 Va は 0.54 cm3 と見積もられた。
アーク吸収率は Vs/Va で見積もられ、16%と評価された。上記の評価は種々の仮定を置いた簡易的な見積もりであるが、実際には N2 の離脱が確認できることを考えれば、16%よりも高い吸収率である可能性が高い。今後、飽和に至る前の段階で溶鉄の[%N]の経時変化を評価することで、より詳細な吸収率の評価を行う必要がある。しかし、本研究の実験条件は少なくともアークによる窒素吸収が十分に発生する条件であり、この条件においてアークの評価を行う手法を確立することで、今後詳細な議論につなげることができると考えられる。
3.2. 瞬間的なアーク評価
アーク評価として、発光分光測定およびその位置分解測定系を構築した。アークは高速で動き回るものの、CMOS カメラによる撮影と分光測定の同期測定により、バンドル光フ
ァイバー（27 芯）の各コアの測定位置とアークの位置関係を各測定ごとに整理して解析することに成功した。図 5 にその一例を示す。図 5(a)には、アークの白黒写真に、バンドル
光ファイバーの各コアの測定領域を重ねて表示した。この測定時は、アークの中心が測定領域の右端に相当する位置であったことがわかる。このとき測定されたスペクトルは実際には 27 個あるが、その中で 3 個のスペクトルを抽出し、図 5 (b)に示す。アークの中心に近いほど全体的な発光が強く、遠ざかるほど発光が弱くなることがわかる。また、図 5(a)の写真ではダイナミックレンジの問題でほとんどアークによる発光が確認できないような周縁部においても、アークが発光していることがわかる。このような発光強度分布は、特定の波長に適したバンドパスフィルターを用いれば、本研究の手法よりも、高い解像度で空間分布を得ることが可能である。これに対し、本研究の手法の強みは、A.連続的な発光と原子・分子発光を分離することが可能であること、B.様々な発光種の分布を同時に測定できること、C.バンドパスフィルターでは区別することが困難な発光波長が近接した複数の発光を分離して評価できること、D.複数の波長を同時に測定する場合は光学系の設定が－ 16 －

比較的簡易なもので済むことなどが挙げられる。特に、A の特徴は線スペクトルの発光強度を議論する際などは非常に重要な特徴であると考えられる。

図 5 (a)バンドル光ファイバーを用いたアークの位置分解測定におけるアーク写真、(b)各測定位置における分光測定結果

次に、バンドル光ファイバーの各コアに相当する 27 か所の分光スペクトルを用いて、アーク温度や発光種のアークを中心とした瞬間的な空間分布を推定した。測定したスペク
トルに対し、バックグラウンド処理と波長補正・感度補正を施した後、注目する発光ピー
クを抽出し、連続スペクトル成分を除去して線スペクトル強度に変換した。また、アーク
写真の画像処理によりアークを円弧と仮定した場合の座標と 27 か所の測定点の座標を取得した。両者をあわせて得られた結果を図 6 に示す。発光強度分布がそのまま発光種の数
密度分布に直接相関するとは限らない点に注意は必要であるが、Ar や N といった、導入
ガス由来の活性種は、上部黒鉛電極付近で発光強度が強かった。その一方で、Fe は溶鉄表面付近で発光強度が強く、Fe の主な供給源が溶鉄からの蒸発であることと対応していると考えられる。N を含む分子状の活性種として、CN の発光強度分布は全体的に強かったが、特に電極付近と溶鋼付近で強い傾向が見られた。これは、溶鉄と炭素電極の両方が炭素の供給源として働くことを示唆している。このように、各発光種の発光強度の瞬間的な空間分布が取得でき、発光種の種類による分布の差異が確認された。

－ 17 －

図 6 アークの写真と、アーク中の Fe, CN, N, Ar の発光強度分布の模式図
3.3. アーク発光種の平均的な空間分布とばらつき評価
本研究においてアークは不安定で動き回るため、前節のように得られたスナップショッ
ト的なアーク発光強度分布だけでは、アークの全体像を評価することはできない。また、スナップショット的な測定結果をそのまま積算するだけでは、アークが動き回るため適切な平均操作にはならない。そこで、図 7 に示すようなデータ処理を行った。

図 7 データ処理手順の模式図① 座標変換
まず、アークと陽極が触れる部分の中心を Y=0、陰極が触れる部分の中心を Y=1 とし、測定点の座標を通りアーク円弧と垂直に交わる垂線を引き、垂線と円弧の交わる点の Y 座－ 18 －

標を取得した。また、垂線とアーク円弧の交点から測定点までの距離を X 座標とした。このような座標変換を施すことにより、アークを基準とした座標系に変換することができる。
実際の測定としては測定位置を固定して動き回るアークを測定したが、この座標変換により、固定されたアークに対して相対的に測定位置を動かすような操作に変換したことになる。その結果図 7(b)に示すような分布が得られた。図 7(b)は、発光強度の強さにより円の大きさを変化させたバブルチャートであり、強度分布については一定の視覚的わかりやすさを与えるものの、そのばらつきや実際の強度についての情報を評価することはこのままでは困難である。
② 格子ごとに統計処理
続いて、座標変換後の座標を格子状にブロック分けし、そのブロックごとに統計的処理を行い、平均値や標準偏差等を計算した。これにより、アーク中心からの距離や陰極・陽極との近さが共通する測定点集団の平均発光強度やばらつきの分布を取得できるようになった。格子の大きさは、Y 軸は 0.05（電極間距離の 5%ごと）、X 軸は 0.1 mm とした。ただし、この操作のみではばらつきがまだ大きかったため、次に、計算した平均値にガウシ
アンフィルタをかけてばらつきを平準化して図示することで、全体の傾向を捉えやすくした。また、発光強度ではなくアーク温度を計算する際は、文献[17]に記載の二線強度比法
を用い、Fe I の発光強度比をまず計算して個々の測定結果でアーク温度を計算した後に、上記と同様の座標変換、統計処理を実施した。
上記に示した方法によりアークの分光測定を処理した結果を、アーク温度分布について
図 8、NO について図 9、CN について図 10 に示す。これらの図を見ると、炉の温度が室温（300 K）
、高温（1700 K）ではアーク温度分布や発光強度に違いがあることがわかる。
ここで図 8～図 10 で灰色で塗りつぶされたグリッドは、評価に値する十分な測定結果が得られなかった点である。また、CN と NO は評価に使用した波長が近いため、一度に測定したスペクトルに両者が含まれており、同時に評価することができた。一方で、アーク温度については評価に用いた波長領域が離れているため、異なるタイミングで測定した結果である点に注意が必要である。
アーク温度の評価
図 8 に示すアーク温度については、300 K における固体鉄状態の場合と比べて、溶鉄状態の方が高温となっている領域は広く、アークが広がっていることがわかる。また、陽極（溶鉄）との界面付近に着目すると、300 K の固体鉄では温度が高い領域が Y＝０まで続いていた。その一方で、1700 K では溶鉄表面の近くでは Y=0.1 から Y=0 にかけてアークの周縁部で温度が低下し、アークの高温領域が溶鉄と接触する面積は小さくなることが分かった。これは、周囲温度が高温の場合の方がむしろ陽極（溶鉄）側でのアークの緊縮が強く働く可能性を示している。その原因として、Fe の蒸気圧が大きいことが考えられる。
300 K ではアークからの熱が直接入って溶けている部分については高温であり Fe の蒸気－ 19 －

圧が大きい一方で、アークの周縁部や周囲は 300 K では溶解しておらず Fe 蒸気の発生が少ない。一方で、1700 K ではアークの周囲でも Fe 蒸気が発生するため、アーク周縁部のFe 蒸気圧が大きいと考えられる。そのため、溶鉄全体が溶解している条件の方が陽極における緊縮が強く働いたと考えられる。また、最も高温となる領域が、300 K では上部黒鉛電極付近であった一方で、1700 K では溶鉄により近い領域であった。このように、周囲温度が高温の条件では、陽極側に高温領域がある一方で界面近くでは温度が低く、より大きな温度勾配が界面付近に存在していることが示唆された。
また、アーク温度のばらつきについては、アークの周縁部における標準偏差が大きい一方で、アークの中心部ではアーク温度は高い一方で標準偏差は小さく、図ではより濃い色で表示されている。標準偏差が小さい領域は、最もアーク温度が高温となる領域とほぼ一致しており、周囲温度 300 K ではアークの陰極側、1700 K ではアークの陽極側であった。
アーク温度の標準偏差は、アークが最も高温となる 15000 K 以上の部分で、およそ 1000 K程度であった。このように、アークが高温となる部分の温度はアークの運動に関わらず安定していた一方で、アークの周縁部では温度が低く、かつ温度が不安定であることがわかった。

図 8 (a)300 K、(b)1700 K におけるアーク温度分布と(c)300 K,(d)1700 K におけるばらつき
N を含む発光種の分布
発光種の分布も周囲温度による差異が認められた。熱プラズマ中の平衡計算の結果[18]によれば、NO と CN では、CN の方がより高温で安定な分子である。図 9 および図 10 を比較すると、低温で安定な NO の方がより広い領域に発光領域が広がっており、周囲温度が低温な室温条件では発光強度分布が非常に広い領域に広がっていた。一方、高温（1700 K）
では発光領域は室温（300 K）と比較して狭くなった。図 8(b)に示す温度分布で高温の場
所と、図 9(b)で NO の発光が強い場所は概ね一致しているが、Y>0.8、X<0.3 mm の領域－ 20 －

図 9 (a)300 K、(b)1700 K における NO の平均発光強度分布と(c)300 K,(d)1700 K におけるばらつき

図 10 (a)300 K、(b)1700 K における CN の平均発光強度分布と(c)300 K,(d)1700 K におけるばらつき
においては、アーク温度が低い部分で NO の発光強度が強くなっている。カソードスポッ
トではプラズマ温度はそこまで高くないが、電子密度が大きために発光強度が強くなったためと考えられる。図 10 に示す CN の発光強度分布については、NO の発光領域よりも狭い領域であるが、これは CN の安定温度が NO よりも高温であるためと考えられる。また周囲温度依存性については、300 K と 1700 K ではほぼ CN の発光領域の大きさに大きな差異はないものの、1700 K では Y=0.5 付近に発光領域のくびれがみられた。同様のくびれは明瞭とは言えないものの、図 8(b)のアーク温度でも確認されており、アーク中心部
分がより緊縮する形状であることがわかった。なお前述したように、アーク温度を測定したタイミングと CN や NO を測定したタイミングは異なっており、くびれの位置や大きさがほぼ一致したことについて、たまたま同じになったとは言い難い。そのため、本測定に－ 21 －

おける多数回測定は、アークが動き回るという短時間での不安定性が大きな影響をおよぼさないように実施できたと言える。なお、図 10 では 300 K と 1700 K で発光強度の値が大きく異なるが、測定条件に起因するものであり、本質的な変化ではないと考えられる。
また、NO、CN ともに、温度分布と異なりカソードスポット付近で発光強度が強くなる現象が確認された。NO や CN のばらつきについても、アーク温度の分布と同様に発光強度が強いグリッドで比較的発光強度が安定していた。
4．まとめ
本研究では、高温炉内でのアーク実験・光学的測定系を構築し、N2 吸収が確実に発生していることを溶鉄の膨張挙動により確認した上で、多数回の光学的測定を実施して平均、ばらつきの評価を行った。その結果、アーク温度分布や N を含む発光種の発光強度分布の平均的な分布を評価することができた。周囲温度が異なることで、アーク温度や発光種の分布に変化が生じること、また界面付近では周囲温度が高いほうが冷却作用は強く働くことがわかった。
このように、
周囲温度の違いによるアークの差異が強く見られたことから、周囲が室温のアーク溶接等の実験系とは異なる実験環境として、高温の炉内にアーク実験
系を構築することが有用であると考えられる。また、温度、発光強度ともに値が高い領域の方が標準偏差は小さく、アークが動き回ってもアークの中心部は安定している一方で、アーク周縁部はばらつきが大きいことがわかった。
このように、ばらつきが大きい系では、
本研究手法のように、スナップショット的な撮影を多数回繰り返す必要があると考えられる。
本研究で得られた成果は、新たに構築した実験系の有用性を示すとともに、アークにおける発光種の空間分布を示すものであり、窒素吸収現象の解明に必要な、溶鉄上のアークの基礎的知見を得ることができた。今後は溶鉄の分析と併せて、窒素吸収量・速度の評価とアーク評価を結び付け、高温炉内における窒素吸収に与えるアーク側の寄与について明らかにすることを目指していく予定である。
謝辞
本研究は、「公益財団法人 JFE21 世紀財団」2021 年度技術研究助成の支援を受けたものです。ここに深く感謝の意を示します。
参考文献[1] Katz J D and King T B 1989 The kinetics of nitrogen absorption and desorption
from a plasma arc by molten iron Metall. Mater. Trans. B 20 175–85[2] Sinha O P and Gupta R C 1994 Nitrogen Absorption Rate under Plasma Arc
Compared to Resistance and Induction Melting ISIJ Int. 34 295–7[3] Esimai C N 1985 The Effect of Percentage of Nitrogen in Plasma Gas on Nitrogen－ 22 －

Solution from an Arc Plasma into Liquid Iron Nig. J. Tech. 9 21–30[4] Zhang F, Li J, Liu W and Jiao A 2022 The Thermodynamics and Kinetics of a
Nitrogen Reaction in an Electric Arc Furnace Smelting Process Materials 16[5] Siwka J 2000 Special Features of Melting of High-Nitrogen Steel with the Use of
Plasma Met. Sci. Heat Treat. 42 463–6[6] Kuwana T 1990 The Oxygen and Nitrogen Absorption of Iron Weld Metal during
Arc Welding Advanced Joining Technologies (Springer Netherlands) pp 117–28[7] Palmer T A and DebRoy T 1998 Enhanced dissolution of nitrogen during gas
tungsten arc welding of steels Sci. Technol. Weld. Joining 3 190–203[8] Palmer T A and Debroy T 2000 Numerical modeling of enhanced nitrogendissolution during gas tungsten arc welding Metallurgical and Materials

Transactions B: Process Metallurgy and Materials Processing Science 31 1371–85[9] Du Toit M and Pistorius P C 2003 Nitrogen Control During the Autogenous ARC
Welding of Stainless Steel Weld. World 47 30–43[10] Toit M D and Pistorius P C 2003 Nitrogen Control during Autogenous Arc Weldingof Stainless Steel- Part 1: Experimental Observations Welding journal 82 219–24[11] Pistorius P C Nitrogen Control during the Autogenous Arc Welding of StainlessSteel Part 2: A Kinetic Model for Nitrogen Absorption and Desorption[12] Kokawa H 2004 Nitrogen absorption and desorption by steels during arc and laser
welding Weld. Int. 18 277–328756[13] Murphy A B, Shinji K, Kazuki S, Manabu T, Shota N and Murphy A B 2013
Nitrogen Absorption Phenomenon of GTA Welding with Nitrogen Mixed Shielding
Gases - Effect of Plasma Characteristics on Nitrogen Content in GTA Welded Metal 47 41–7
[14] Kodama S, Sugiura K, Nakanishi S, Tsujimur Y, Tanaka M and Murphy A B 2013
Effect of plasma heat source characteristics on nitrogen absorption in gas tungsten
arc weld metal Weld. World 57 925–32[15] Kodama S, Sugiura K, Nakanishi S, Tsujimura Y, Tanaka M and Murphy A B 2015
Nitrogen absorption phenomenon of GTA welding with nitrogen-mixed shielding
gases: effect of plasma characteristics on nitrogen content in GTA welded metal

Weld. Int. 29 262–9[16] Reynolds Q G and Jones R T 2010 High speed photography and modelling of direct
current plasma arcs 29th International Congress on High-Speed Imaging and

Photonics, Morioka, Japan (Citeseer) pp 20–4
[17] Shigeta M, Nakanishi S, Tanaka M and Murphy A B 2017 Analysis of dynamic
plasma behaviours in gas metal arc welding by imaging spectroscopy Weld. Int. 31－ 23 －

669–80[18] Vacher D, da Silva M L, André P, Faure G and Dudeck M 2008 Radiation from anequilibrium CO2–N2 plasma in the [250–850 nm] spectral region: I. Experiment

Plasma Sources Sci. Technol. 17 035012－ 24 －