(57)【要約】本発明は、重量％で以下の化学組成、（Ｃ＋Ｎ）１．３〜２．４（そのうちＣは少なくとも０．５）、Ｓｉ０．１〜１．５、Ｍｎ０．１〜１．５、Ｃｒ４．０〜５．５、（Ｍｏ＋Ｗ／２）１．５〜３．６（ただしＷは最大０．５）、（Ｖ＋Ｎｂ／２）４．８〜６．３（ただしＮｂは最大２）、およびＳ最大０．３を有し、ここで一方の（Ｃ＋Ｎ）と他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含有量が、これらの元素の含有量が図１１の座標系における座標Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ａによって画定される領域内にあるように相互に関連してバランスされ、ここでこれらの点の座標［（Ｃ＋Ｎ），（Ｖ＋Ｎｂ／２）］がＡ：［１．３８，４．８］、Ｂ：［１．７８，４．８］、Ｃ：［２．３２，６．３］、Ｄ：［１．９２，６．３］であり、残りは鉄と通常量の不純物のみである、冷間加工用鋼鉄に関する。
2009533554.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で以下の化学組成
（Ｃ＋Ｎ）１．３〜２．４（そのうちＣは少なくとも０．５）、
Ｓｉ０．１〜１．５、
Ｍｎ０．１〜１．５、
Ｃｒ４．０〜５．５、
（Ｍｏ＋Ｗ／２）１．５〜３．６（ただしＷは最大０．５）、
（Ｖ＋Ｎｂ／２）４．８〜６．３（ただしＮｂは最大２）、および
Ｓ最大０．３
を有し、
ここで一方の（Ｃ＋Ｎ）と他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含有量は、これらの元素の含有量が図１１の座標系における座標Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ａによって画定される領域内にあるように相互に関連してバランスされ、
ここでこれらの点の座標［（Ｃ＋Ｎ），（Ｖ＋Ｎｂ／２）］が
Ａ：［１．３８，４．８］
Ｂ：［１．７８，４．８］
Ｃ：［２．３２，６．３］
Ｄ：［１．９２，６．３］
であり、
残りは本質的に鉄および通常量の不純物であることを特徴とする、
冷間加工用鋼鉄。
【請求項２】
一方の（Ｃ＋Ｎ）と他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含有量が、これらの元素の含有量が図１１の座標系における座標Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｅによって画定される領域内にあるように相互に関連してバランスされ、
ここでこれらの点の座標［（Ｃ＋Ｎ），（Ｖ＋Ｎｂ／２）］が
Ｅ：［１．４８，４．８］
Ｆ：［１．６８，４．８］
Ｇ：［２．２２，６．３］
Ｈ：［２．０２，６．３］
であることを特徴とする、請求項１に記載の冷間加工用鋼鉄。
【請求項３】
一方の（Ｃ＋Ｎ）と他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含有量が、これらの元素の含有量が図１１の座標系における座標Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｋによって画定される領域内にあるように相互に関連してバランスされ、
ここでこれらの点の座標［（Ｃ＋Ｎ），（Ｖ＋Ｎｂ／２）］が
Ｋ：［１．６２，５．２］
Ｌ：［１．８２，５．２］
Ｍ：［２．０５，５．８］
Ｎ：［１．８５，５．８］
であることを特徴とする、請求項２に記載の冷間加工用鋼鉄。
【請求項４】
一方の（Ｃ＋Ｎ）と他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含有量が、これらの元素の含有量が０．３２≦（Ｃ＋Ｎ）／（Ｖ＋Ｎｂ／２）≦０．３５の条件を満たすように相互に関連してバランスされることを特徴とする、前記請求項のいずれか一項に記載の冷間加工用鋼鉄。
【請求項５】
０．１〜１．２％のＳｉ、好ましくは０．２〜０．９％のＳｉを含有することを特徴とする、前記請求項のいずれか一項に記載の鋼鉄。
【請求項６】
０．４％のＳｉを含有することを特徴とする、請求項５に記載の鋼鉄。
【請求項７】
０．１〜１．３％のＭｎ、好ましくは０．１〜０．９％のＭｎを含有することを特徴とする、前記請求項のいずれか一項に記載の鋼鉄。
【請求項８】
０．４％のＭｎを含有することを特徴とする、請求項７に記載の鋼鉄。
【請求項９】
４．５〜５．１％のＣｒを含有することを特徴とする、前記請求項のいずれか一項に記載の鋼鉄。
【請求項１０】
４．８％のＣｒを含有することを特徴とする、請求項９に記載の鋼鉄。
【請求項１１】
１．５〜２．６％の（Ｍｏ＋Ｗ／２）を含有することを特徴とする、前記請求項のいずれか一項に記載の鋼鉄。
【請求項１２】
１．６〜２．０％の（Ｍｏ＋Ｗ／２）を含有することを特徴とする、前記請求項のいずれか一項に記載の鋼鉄。
【請求項１３】
１．８％の（Ｍｏ＋Ｗ／２）を含有することを特徴とする、請求項１２に記載の鋼鉄。
【請求項１４】
最大０．３％のＷ、好ましくは最大０．１％のＷを含有することを特徴とする、前記請求項のいずれか一項に記載の鋼鉄。
【請求項１５】
最大０．３％のＮｂ、好ましくは最大０．１％のＮｂを含有することを特徴とする、前記請求項のいずれか一項に記載の鋼鉄。
【請求項１６】
最大０．１５％のＳを含有することを特徴とする、前記請求項のいずれか一項に記載の鋼鉄。
【請求項１７】
９８０〜１０５０℃の間の温度からの焼入れおよび５００〜５６０℃／２×２時間の間の温度での焼戻し後に得られる５８〜６３ＨＲＣの範囲の硬度、好ましくは９８０〜１０２０℃の間の温度からの焼入れおよび５００〜５６０℃／２×２時間の間の温度での焼戻し後に得られる５９〜６２ＨＲＣの範囲の硬度を有することを特徴とする、前記請求項のいずれか一項に記載の鋼鉄。
【請求項１８】
１０５０℃からの焼入れおよび焼戻し後に、鋼鉄の母体中に均一に分散した８〜１３体積％のＭＸ炭化物、ＭＸ窒化物および／またはＭＸ炭窒化物を含有する微細構造を有し、ここでＭは本質的にバナジウムであり、Ｘは炭素および／または窒素であり、この炭化物、窒化物および／または炭窒化物のうち、少なくとも９０体積％が３．０μｍ未満の相当直径Ｄekvを有し、本質的にＭ7Ｃ3炭化物、Ｍ7Ｃ3窒化物および／または炭窒化物を含まないことを特徴とする、前記請求項のいずれか一項に記載の鋼鉄。
【請求項１９】
前記ＭＸ炭化物のうち少なくとも９０体積％が２．０μｍの最大長さを有することを特徴とする、請求項１８に記載の鋼鉄。
【請求項２０】
請求項１から１９のいずれか一項に記載の鋼鉄を含む工具を用いて、低温条件において金属加工材料を切削、剪断、打ち抜きおよび／または成形加工する方法。
【請求項２１】
請求項１から１９のいずれか一項に記載の鋼鉄を含む工具を用いて、金属粉末を加圧成形する方法。
【請求項２２】
以下の製造ステップ
ａ）金属溶融物から金属粉末を製造するステップと、
ｂ）９５０〜１２００℃の間の温度および９０〜１５０ＭＰａの間の圧力で前記粉末を熱間静水圧加圧して焼固体を形成するステップと、
ｃ）前記焼固体を１０５０〜１１５０℃の間の初期温度で熱間加工するステップと、
ｄ）約９００℃で軟化焼鈍しするステップと、
ｅ）９８０〜１０５０℃の間の温度から焼入れし、５００〜５６０℃の間の温度で焼戻しして、５８〜６６ＨＲＣ、好ましくは６１〜６３の範囲の硬度とするステップと
を含む、鋼鉄の製造方法であって、前記金属粉末が請求項１に記載の組成を有することを特徴とする方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
技術分野
本発明は、冷間加工用鋼鉄（ｃｏｌｄ−ｗｏｒｋｉｎｇ  ｓｔｅｅｌ）、すなわち加工材料（ｗｏｒｋｉｎｇ  ｍａｔｅｒｉａｌ）の低温条件での加工で用いることを意図した鋼鉄に関する。この鋼鉄の典型的な使用例は、切削および打ち抜き、ネジ切り（例えばネジ切りダイスおよびネジタップ）、冷間押出、粉末の加圧成形（ｐｒｅｓｓｉｎｇ  ｏｆ  ｐｏｗｄｅｒ）、深絞り、冷間鍛造のための工具である。本発明はまた、この鋼鉄を含む工具による金属加工材料の加工方法または粉末の加圧成形の方法、ならびにこの鋼鉄の製造方法にも関する。
【背景技術】
【０００２】
発明の背景
高品質の冷間加工用綱には、その用途のための適当な硬度、および良好な耐摩耗性、および高い靭性／延性などの多くの要求がある。これらの特性を満たすことが、最適な工具性能のために重要である。ＶＡＮＡＤＩＳ（登録商標）４は、本出願人によって製造および販売され、優れていると考えられる高性能の工具のための耐摩耗性と靭性／延性とを兼ね備える、粉末冶金により製造される冷間加工用綱鉄である。この綱鉄の公称（ｎｏｍｉｎａｌ）組成は、重量％で、Ｃ１．５、Ｓｉ１．０、Ｍｎ０．４、Ｃｒ８．０、Ｍｏ１．５、Ｖ４．０であり、残りは鉄と不可避の不純物である。この鋼鉄は、付着摩耗／アブレシブ摩耗またはチッピング（ｃｈｉｐｐｉｎｇ）が主要な問題である用途、すなわち、オーステナイトステンレス綱、単純な炭素鋼鉄、アルミニウム、銅などの軟質／粘着性の加工材料、ならびに厚い加工材料に特に適している。この鋼鉄を用いることができる冷間加工用工具の典型例は、上記の導入部で述べている。一般に、スウェーデン特許第４５７，３５６号の対象であるＶＡＮＡＤＩＳ（登録商標）４は、良好な耐摩耗性、高い圧縮強度、良好な焼入れ性、優れた靭性、熱処理に関する優れた寸法安定性、および良好な耐焼戻し性によって特徴づけられると言え、これら全ての特性は高性能冷間加工用綱鉄にとって重要である。
【０００３】
出願人は粉末冶金により製造される別の冷間加工用綱鉄ＶＡＮＡＤＩＳ（登録商標）６を製造および販売しており、これは優れた耐摩耗性および比較的良好な靭性によって特徴づけられ、それによってこの綱は、アブレシブ摩耗が主要な特徴であり製造が長く続く製造工程において行われる用途に適している。この鋼鉄の公称組成は、重量％で、Ｃ２．１、Ｓｉ１．０、Ｍｎ０．４、Ｃｒ６．８、Ｍｏ１．５、Ｖ５．４であり、残りは鉄と不可避の不純物である。チッピングに対する耐性、機械加工性、および研磨容易性はＶＡＮＡＤＩＳ（登録商標）４ほど良好でない。
【０００４】
上記のＶＡＮＡＤＩＳ（登録商標）４の後続品がＶＡＮＡＤＩＳ（登録商標）４  Ｅｘｔｒａの名称で販売されており、ＶＡＮＡＤＩＳ（登録商標）４よりさらに良好な靭性によって特徴づけられ、他の性能特性はこの材料と比較して維持されているか向上しており、応用の分野が原則的に同じである。この鋼鉄は商業的に大いに成功し、重量％で以下の化学組成を有する。Ｃ１．３８％、Ｓｉ０．４％、Ｍｎ０．４％、Ｃｒ４．７％、Ｍｏ３．５％、Ｖ３．７％。
【０００５】
米国特許第４，２４９，９４５号に特定される広い組成範囲内に収まるいくつかの市販の鋼鉄が知られている。Ｃ２．４５、Ｍｎ０．５０、Ｓｉ０．９０、Ｃｒ５．２５、Ｖ９．７５、Ｍｏ１．３０、およびＳ０．０７の化学組成を有する鋼鉄が市販されており、Ｃ１．８０、Ｍｎ０．５０、Ｓｉ０．９０、Ｃｒ５．２５、Ｍｏ１．３０、およびＶ９．００を含有する鋼鉄も含まれる。これらの鋼鉄は粉末冶金により製造され、良好な耐摩耗性および十分な靭性を要求する用途での使用に向けて販売されている。
【０００６】
優れた特性により、上記のＶＡＮＡＤＩＳ（登録商標）鋼鉄は高性能冷間加工用綱鉄の中で業界上位の位置を得てきた。上記の競合の鋼鉄も同じ業界で成功してきた。ＶＡＮＡＤＩＳ（登録商標）４  Ｅｘｔｒａは特に優れた特性を有することが分かっている。
【０００７】
したがって本出願人は、上記の鋼鉄よりも相当に良好な特性プロファイルを有する、さらに別の高性能冷間加工用綱鉄を提供する志を抱いている。本発明の一態様によれば、この鋼鉄は、特にＶＡＮＡＤＩＳ（登録商標）６と比較して、全般に改善された実用上の特性を有するはずである。別の態様によれば、ＶＡＮＡＤＩＳ（登録商標）６およびＶＡＮＡＤＩＳ（登録商標）１０と同レベルに有益な良好な耐摩耗性を有するが、これらの鋼鉄と比較して相当に改善された靭性／延性を有する鋼鉄を提供することが望まれてきた。さらに別の態様によれば、この鋼鉄は良好な機械加工性および改善された耐摩耗性によって特徴づけられる。本発明のさらに別の態様によれば、高い硬度を、好ましくは良好な焼入れ性と組み合わせて有する鋼鉄を提供できることも１つの目的である。この鋼鉄の応用分野はＶＡＮＡＤＩＳ（登録商標）４と原則的に同じである。
【特許文献１】スウェーデン特許第４５７，３５６号
【特許文献２】米国特許第４，２４９，９４５号
【発明の開示】
【０００８】
発明の説明
本発明の目的は、高性能冷間加工用鋼鉄に対する上記の高い要求の少なくともいくつかを満たす鋼鉄を提供することである。これは重量％で下記の化学組成を有する冷間加工用鋼鉄によって達成される。すなわち、（Ｃ＋Ｎ）１．３〜２．４（そのうちＣは少なくとも０．５）、Ｓｉ０．１〜１．５、Ｍｎ０．１〜１．５、Ｃｒ４．０〜５．５、（Ｍｏ＋Ｗ／２）１．５〜３．６（ただしＷは最大０．５）、（Ｖ＋Ｎｂ／２）４．８〜６．３（ただしＮｂは最大２）、およびＳ最大０．３であり、一方の（Ｃ＋Ｎ）と他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含有量は、これらの元素の含有量が図１１の座標系における座標Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ａによって画定される領域内にあるように相互に関連してバランスされ、ここでこれらの点の座標［（Ｃ＋Ｎ），（Ｖ＋Ｎｂ／２）］は、Ａ：［１．３８，４．８］、Ｂ：［１．７８，４．８］、Ｃ：［２．３２，６．３］、Ｄ：［１．９２，６．３］であり、残りは本質的に鉄と通常量の（ａｔ  ｎｏｒｍａｌ  ｃｏｎｔｅｎｔｓ）不純物のみである。本発明による鋼鉄を含む工具により金属加工材料を低温条件において切削、剪断、打ち抜き、および／または成形加工（ｆｏｒｍｉｎｇ  ｗｏｒｋｉｎｇ）する方法、本発明による鋼鉄を含む工具により金属粉末を加圧成形する方法、および本発明による鋼鉄を製造する方法を提供することも１つの目的である。
【０００９】
本発明による鋼鉄は粉末冶金により製造され、これは鋼鉄が酸化物含有を高度に排除したものであるために前提条件である。好ましくは、粉末冶金製造は窒素を噴霧（ａｔｏｍｉｚｉｎｇ）ガスとして使用した溶鋼のガス噴霧を含み、それによって合金鋼は最小限の窒素含有量を達成することになる。所望により、鋼鉄中の窒素含有量をさらに増加させるために、鋼鉄粉末を固相中で窒化することができる。その後、熱間静水圧加圧により焼固（ｃｏｎｓｏｌｉｄａｔｉｏｎ）を行う。鋼鉄はこの状態で用いるか、または最終寸法への鍛造／圧延の後に用いることができる。
【００１０】
別途記載されない場合、本説明では常に鋼鉄の化学組成に関しては重量パーセントを表し、鋼鉄の構造成分（ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ  ｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓ）に関しては体積パーセントを表す。別途記載されない場合、ＭＸ炭化物、Ｍ7Ｘ3炭化物、または単に炭化物という表示は常に、炭化物に加えて窒化物および／または炭窒化物を意図する。Ｍ6Ｃ炭化物とは、常に炭化物だけを意味する。
【００１１】
個々の合金材料およびそれらの相互関係について、ならびに鋼鉄の構造および熱処理について、下記のことが当てはまる。
【００１２】
炭素、および必要により或る量の窒素も、典型的には１０５０℃のオーステナイト化温度ＴAから、鋼鉄を硬化および焼戻しした状態で、８〜１３重量％のＭＸ炭化物を形成するようにバナジウムおよび必要によりニオブと共に十分な量で鋼鉄中に存在するべきであり、ここでＭは本質的にバナジウムであり、Ｘは炭素および窒素、好ましくは大部分が炭素であり、その炭化物のうち少なくとも９０体積％が最大２．５μｍ、好ましくは最大２．０μｍの相当直径を有する。そのようなＭＸ炭化物は、それ自体は当業者に公知の形で、鋼鉄に望ましい耐摩耗性を与えるのに寄与し、またＭＸ炭化物はより微細な粒子および或る量の二次硬化をももたらす一定の効果を有する。適合させた熱処理、すなわちオーステナイト化温度および焼戻し温度の選択によって、鋼鉄のＭＸ炭化物含有量を、目的に適した微細構造が得られるように上記の範囲内で変化させることができ、このことは実施した実験の説明および添付された図の説明においてより詳細に記載される。これらのＭＸ炭化物に加えて、この鋼鉄は本質的にＭ7Ｘ3炭化物およびＭ6Ｃ炭化物などの他の一次析出炭化物を含むべきでない。
【００１３】
好ましくは、この鋼鉄は環境および／または添加される原料からの吸収によって不可避的かつ天然で含まれる窒素、すなわち最大約０．１２％、好ましくは最大約０．１０％を超える窒素を含有しない。しかし考えられる実施形態において、この鋼鉄は、鋼鉄の製造で用いられる鋼鉄粉の固相窒化により供給されうる、より多量の意図的に添加される量の窒素を含有してもよい。この場合、（Ｃ＋Ｎ）の大部分は窒素であってよく、このことは、この場合前記Ｍは主に窒素がバナジウムと共に主成分であるバナジウム炭窒化物であるか、または純粋な窒化バナジウムでさえあり、一方炭素は本質的に、焼入および焼戻しされた状態の鋼鉄の母体（ｍａｔｒｉｘ）に単に溶解したものとして存在することを意味する。
【００１４】
バナジウムは、焼入および焼戻しした鋼鉄の使用状態において、８〜１３体積％の総含有量で上記のＭＸ炭化物を形成するように、鋼鉄中に少なくとも４．８％だが最大６．３％の含有量で炭素および存在する窒素と共に鋼鉄中に存在するべきである。バナジウムは原則としてニオブで置き換えることができるが、それはバナジウムと比較して２倍量のニオブを必要とし、このことは不利な点である。ニオブはまた、より鋭角的なＭＸ炭化物の形状をも引き起こし、それらは純粋なバナジウム炭化物よりも大きくなる。それによって、破砕または小片化が始まる恐れがあり、したがって材料の靭性を低下させ、このことは不利な点である。したがってニオブは、２％、好ましくは最大１％、適切には最大０．１％を超える含有量で存在してはならない。鋼鉄が意図的に添加されたいかなるニオブも含有しないことが最も好ましく、ニオブは鋼鉄の製造においてに含まれる原料から生じる残留元素の形態での不純物含有量を超える含有量で許容されるべきでない。
【００１５】
本発明の一態様によれば、一方の（Ｃ＋Ｎ）と他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の鋼鉄中の含有量は、これらの元素の含有量が図１１の座標系における座標Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ａによって画定される領域内にあるように相互に関連してバランスされるべきであり、ここでこれらの点の座標［（Ｃ＋Ｎ），（Ｖ＋Ｎｂ／２）］は、Ａ：［１．３８，４．８］、Ｂ：，１．７８，４．８］、Ｃ：［２．３２，６．３］、Ｄ：［１．９２，６．３］である。この範囲内において、非常に有益な特性プロファイルを有する鋼鉄を提供することができる。適合された（ａｄａｐｔｅｄ）熱処理によって、硬度、耐摩耗性、延性、および機械加工性の適合された組合せを得ることができる。この最も広い組成範囲内において、硬度と耐摩耗性は鋼鉄中の（Ｃ＋Ｎ）および（Ｖ＋Ｎｂ／２）の総量が高くなるほど向上し、一方延性はこれらの元素の総量が低いほど有利であることが一般に当てはまる。
【００１６】
より好ましい実施形態によれば、これらの元素の含有量は図１１の座標系における座標Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈ、Ｅによって画定される領域内にあるべきであり、ここでこれらの点の座標［（Ｃ＋Ｎ），（Ｖ＋Ｎｂ／２）］は、Ｅ：［１．４８，４．８］、Ｆ：［１．６８，４．８］、Ｇ：［２．２２，６．３］、Ｈ：［２．０２，６．３］である。
【００１７】
さらにより好ましい実施形態によれば、一方の（Ｃ＋Ｎ）と他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含有量は、これらの元素の含有量が図１１の座標系における座標Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｋによって画定される領域内にあるように相互に関連してバランスされるべきであり、ここでこれらの点の座標［（Ｃ＋Ｎ），（Ｖ＋Ｎｂ／２）］は、Ｋ：［１．６２，５．２］、Ｌ：［１．８２，５．２］、Ｍ：［２．０５，５．８］、Ｎ：［１．８５，５．８］である。
【００１８】
本発明のさらに別の態様によれば、一方の（Ｃ＋Ｎ）と他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含有量は、これらの元素の含有量が０．３２≦（Ｃ＋Ｎ）／（Ｖ＋Ｎｂ／２）≦０．３５の要件を満たすように相互に関連してバランスされるべきである。
【００１９】
本発明のさらに別の態様によれば、一方の（Ｃ＋Ｎ）と他方の（Ｖ＋Ｎｂ／２）の含有量は、これらの元素の含有量が図１１の座標系における座標Ａ’、Ｂ’、Ｃ’、Ｄ’、Ａ’によって画定される領域内にあるように相互に関連してバランスされるべきであり、ここでこれらの点の座標［（Ｃ＋Ｎ），（Ｖ＋Ｎｂ／２）］は、Ａ’：［１．５２，５．２］、Ｂ：［１．９３，５．２］、Ｃ：［２．１８，５．９］、Ｄ：［１．７７，５．９］である。
【００２０】
炭素もまた、焼入および焼戻しした状態の鋼鉄の母体中の固溶体に、９８０〜１０５０Ｃのオーステナイト化温度ＴAにおいて０．４〜０．６重量％の含有量で存在することによって、硬度に寄与する。
【００２１】
ケイ素は鋼鉄の製造からの残留元素として、少なくとも０．１％、通常は少なくとも０．２％の含有量で存在する。ケイ素は鋼鉄中の炭素の活性を増大させ、したがって鋼鉄に適当な硬度を与えるのに寄与する。高すぎる含有量は、固溶硬化による脆性の問題をもたらすことがあり、したがってケイ素の鋼鉄中の最大含有量は１．５％、好ましくは最大１．２％、適切には最大０．９％である。鋼鉄にとって有益なＳｉの含有量は０．２〜０．５Ｓｉである。この鋼鉄は０．４％のＳｉの公称含有量を有する。
【００２２】
マンガンは、硫化マンガンを形成することによって鋼鉄中に存在しうる量の硫黄と結合するために、少なくとも０．１％の含有量で鋼鉄に添加される。マンガン、ならびにクロムおよびモリブデン元素もまた、鋼鉄に適当な焼入れ性を与えるのに寄与し、このことは、０．１％のマンガン含有量が、鋼鉄の特性に対していかなる負の効果もなく許容されうることを意味する。高含有量において、マンガンは残留オーステナイトの望ましくない安定化を引き起こす恐れがあり、これは硬度の低下をもたらす。残留オーステナイトはまた鋼鉄の寸法を不安定にすることにもなり、これは主要な欠点である。したがってマンガン含有量は１．２％Ｍｎを超えるべきでなく、鋼鉄にとって有益なマンガン含有量は０．１〜０．９％Ｍｎの範囲である。この鋼鉄は０．４％のＭｎの公称含有量を有する。
【００２３】
上記のように、クロムは鋼鉄の焼入れ性に寄与し、そのため少なくとも４．０％、好ましくは少なくとも４．５％の含有量で存在するべきである。クロムも炭化物形成元素であり、Ｍ7Ｘ3炭化物を形成することにより多くの鋼鉄において鋼鉄の耐摩耗性に寄与するために用いられる。そのような炭化物は、焼入れでの適切なオーステナイト化温度を選択することによって様々な程度に溶解させることができ、このような形でオーステナイト中に溶解させたクロムおよび炭素を、次いで様々な程度に析出させて、焼戻しと関連して鋼鉄に所望の硬度を与えるのに効率的に寄与するであろう非常に小さい二次析出炭化物を形成させることができる。
【００２４】
本発明による鋼鉄は、他のことの中でも非常に良好な耐摩耗性を示すべきであり、比較的高い硬度に焼入されうるべきである。同種の用途のために販売されている出願人自身の鋼鉄のいくつかを上回る、驚くべき良好な延性が鋼鉄に与えられるのと同時に、このことが達成されうることが今や示されている。クロムの含有量を限定することにより、一次析出ＭＸ炭化物の形成に有利となるようにＭ7Ｘ3炭化物の形成を防ぐかまたは少なくとも最小限にすることが可能となった。そのような有益な炭化物組成を達成するために、クロム含有量はしたがって最大５．５％、さらにより好ましくは最大５．１％に制限されるべきである。鋼鉄にとって有益なクロムの含有量は４．８％である。
【００２５】
鋼鉄に添加されるクロムの大部分は、そのように鋼鉄の焼入れ性に寄与するために鋼鉄中に溶解されることになる。本発明の概念によれば、この鋼鉄は多様な寸法において全体にわたって硬化するのに不可欠な焼入れ性を有するべきであり、この鋼鉄が大きい寸法で使用されることになるのであれば、焼入れ性は特に重要な側面である。したがって、モリブデンは鋼鉄中に少なくとも１．５％の含有量で存在するべきである。望ましくないＭ6Ｃ炭化物の析出の危険をおかすことなく、モリブデンの含有量を３．６％Ｍｏまで許容することができる。好ましくはこの鋼鉄は１．５〜２．６％の間のＭｏを含有し、よりさらに好ましくは１．６〜２．０％のＭｏを含有する。
【００２６】
モリブデンはある程度までタングステンで置き換えることができるが、これはモリブデンと比較して２倍のタングステン量を必要とし、このことは不利な点である。それはまた、スクラップ処理（ｓｃｒａｐ  ｈａｎｄｌｉｎｇ）をより困難にする。したがって、タングステンは最大０．５％、好ましくは最大０．３％、適切には最大０．１％を超える含有量で存在するべきでない。鋼鉄が意図的に添加されたいかなるタングステンも含有しないのが最も好ましく、最も好ましい実施形態においてタングステンは、鋼鉄の製造において含まれる原料から生じる残留元素の形態での不純物レベルを超えた含有量で許容されるべきでない。
【００２７】
硫黄は主に不純物として最大０．０３％の含有量で鋼鉄中に存在する。しかし一実施形態によれば、鋼鉄の機械加工性を改善するために、鋼鉄が意図的に添加された硫黄を最大０．３％まで、好ましくは最大０．１５％までの含有量で含有することはありえる。
【００２８】
本発明による鋼鉄の公称組成は、Ｃ１．７７％、Ｓｉ０．４％、Ｍｎ０．４％、Ｃｒ４．８％、Ｍｏ２．５％、およびＶ５．５％であり、残りは本質的に鉄である。
【００２９】
以下の組成は、本発明の範囲内における、この鋼鉄の考えられる変種の例である。Ｃ１．９％、Ｓｉ０．４％、Ｍｎ０．４％、Ｃｒ４．８％、Ｍｏ３．５％、Ｖ５．８％であり、残りは本質的に鉄。
【００３０】
以下の組成はこの鋼鉄の考えられる変種のさらに別の例である。Ｃ１．６７％、Ｓｉ０．４％、Ｍｎ０．４％、Ｃｒ４．８％、Ｍｏ２．３％、Ｖ５．２％であり、残りは本質的に鉄。
【００３１】
以下の組成はこの鋼鉄の考えられる変種のさらに別の例である。Ｃ１．８０％、Ｓｉ０．４％、Ｍｎ０．４％、Ｃｒ４．８％、Ｍｏ１．８％、Ｖ５．８％であり、残りは本質的に鉄。
【００３２】
上記の変種は、炭化物形成物質であるモリブデンおよびバナジウムの含有量を増加させた鋼鉄が、延性の若干の低下を代償にしてより良好な耐摩耗性を得るように、やや異なる特性プロファイルを得るために最適化された。これら２つの元素の含有量を減少させた鋼鉄は、耐摩耗性の若干の低下を代償にして、より高い延性を得るであろう。
【００３３】
鋼鉄の製造において、予定量の炭素、ケイ素、マンガン、クロム、モリブデン、場合によりタングステン、バナジウム、場合によりニオブ、場合により不純物含量を超える硫黄、不可避の含有量の窒素、残りとして鉄と不純物を含有する溶鋼を最初に調製する。窒素ガス噴霧により、この溶融物から粉末を製造する。形成されるバナジウム炭化物および／またはバナジウムとニオブの混合炭化物が成長する時間を持たず１マイクロメートルの小片を超えない厚みを有して極めて薄くなるように、また、液滴が凝固して粉末粒子を形成する前に、急激に凝固する小液滴中の樹状網目中の残留溶融物の領域で析出した炭化物から生じる顕著な不規則形状を得るように、ガス噴霧で形成した液滴を急冷する。鋼鉄が不可避の不純物含量を超える窒素を含有する場合、例えばスウェーデン特許第４６２，８３７号に記載されるような粉末の窒化によってこれが達成される。
【００３４】
ふるい分け（粉末を窒化する場合は窒化の前に適切に行われる）の後、粉末をカプセルに充填し、次いでこれを脱気および密閉し、９５０〜１２００℃および９０〜１５０ＭＰａの高温高圧で、通常は約１１５０℃および１００ＭＰａで、粉末が焼固されて完全な緻密体を形成するように、熱間静水圧加圧すなわちＨＩＰ処理（それ自体は知られる）を施す。
【００３５】
ＨＩＰ処理によって、炭化物は粉末状態で有するよりもいっそう規則的な形状を得ることになる。その大部分の体積部は最大約１．５μｍのサイズと丸みを帯びた形状を有する。時折、まだ細長く若干長い（最大約２．５μｍ）粒子がある。この変形は、粉末中の非常に薄い粒子の分解と合体との組合せによる可能性が最も高い。
【００３６】
この鋼鉄はＨＩＰ処理された状態で用いることができる。しかし通常、この鋼鉄はＨＩＰ処理後に鍛造および／または熱間圧延によって熱間加工される。これは１０５０〜１１５０℃の間、好ましくは約１１００℃の開始温度で行われる。これにより、炭化物のさらなる合体およびとりわけ球状化（ｓｐｈｅｒｏｉｄｉｓａｔｉｏｎ）が起こる。鍛造および／または圧延の後、炭化物の少なくとも９０体積％が最大２．５μｍ、好ましくは最大２．０μｍのサイズを有する。
【００３７】
切削工具によって鋼鉄を加工できるように、最初に鋼鉄の軟化焼鈍し（ｓｏｆｔ  ａｎｎｅａｌ）しなければならない。これは９５０℃未満の温度、好ましくは約９００℃で行われる。切削により工具が最終形状にされたら、焼入および焼戻しされる。オーステナイト化において、ＭＸ炭化物は焼鈍し時に二次析出するようにある程度溶解される。これらのＭＸ炭化物の他に、鋼鉄は他のいかなる炭化物も含有するべきではない。焼入れは、それによってＭＸ炭化物が不必要に多量に溶解することを防ぐために、相当する耐摩耗性を有する鋼鉄のための従来のオーステナイト化温度よりもはるかに低いオーステナイト化温度、通常９８０〜１１５０℃の間、好ましくは１１００℃未満から行うことができる。適切なオーステナイト化温度は１０００〜１０５０℃である。これは、鋼鉄を次に市販の大部分の他の工具用鋼鉄と共に熱処理することができるので、工具製造者にとって決定的な利点である。ＴA９８０〜１０５０℃の鋼鉄を焼入した状態において、母体は固溶体中に０．４〜０．６％の炭素を含有するマルテンサイトのみから本質的に成る。
【００３８】
次に続く焼戻しは、２００〜６００℃の間の温度、好ましくは５００〜５６０℃の間の温度で行うことができる。本発明において典型的であり、焼戻しマルテンサイトから成り、その焼戻しマルテンサイト中の８〜１３体積％がＭＸ炭化物である微細構造が最終的な結果であり、ここでＭは本質的にバナジウムであり、Ｘは炭素および窒素、好ましくは主に炭素であり、この炭化物のうち少なくとも９０体積％が最大２．５μｍ、好ましくは最大２．０μｍの相当直径を有する。この炭化物は大部分が丸い形状または丸みを帯びた形状を有するが、時折長い炭化物が存在しうる。この説明において、相当直径ＤekvはＤekv＝２√Ａ／πと定義され、ここでＡは調べる断面における炭化物粒子の面積である。典型的には、ＭＸ炭化物、ＭＸ窒化物、および／または炭窒化物の少なくとも９６体積％がＤekv＜３．０μｍを有する。通常炭化物はまた、観察断面において実際の長さが３．０μｍを超える炭化物が存在しない程度に球状化されている。硬化および焼戻しの後、鋼鉄は５８〜６６ＨＲＣの硬度を有する。
【００３９】
本発明の他の特性および態様は、添付の特許請求の範囲および下記の実施した実験の説明から明らかである。
【００４０】
図面の簡単な説明
下記の実施された実験の説明において、添付の図面が参照されるであろう。
【００４１】
図１は、焼入および焼戻し後の本発明による鋼鉄の微細構造を示す図である。
【００４２】
図２は、焼入および焼戻し後の市販の比較材料の微細構造を示す図である。
【００４３】
図３は、焼入および焼戻し後のさらなる市販の比較材料の微細構造を示す図である。
【００４４】
図４は、オーステナイト化温度の関数として本発明による鋼鉄の硬度を示すグラフである。
【００４５】
図５は、異なるオーステナイト温度において、焼戻し温度の関数として本発明による鋼鉄の硬度を示すグラフである。
【００４６】
図６は、高温焼戻しした本発明による鋼鉄ならびにいくつかの比較材料の延性を示すグラフである。
【００４７】
図７は、本発明による鋼鉄ならびにいくつかの比較材料の機械加工性を示すグラフである。
【００４８】
図８は、本発明による鋼鉄ならびに比較材料の機械加工性を示すさらなるグラフである。
【００４９】
図９は、本発明による鋼鉄ならびにいくつかの比較材料についての、非ノッチ衝撃エネルギーおよび耐摩耗性の組合せを示す図である。
【００５０】
図１０は、本発明による鋼鉄ならびにいくつかの比較材料の摩耗試験における摩耗速度を示す図である。
【００５１】
図１１は、バナジウムおよび存在するニオブの含有量に対する、炭素および存在する窒素の含有量との関係についてのグラフである。
【００５２】
図１２は、切削試験後の上側ナイフおよび下側ナイフにおけるエッジ摩耗についてのグラフである。
【００５３】
図１３ａ、ｂは、切削試験後の上側ナイフの側面を示す図である。
【００５４】
図１４ａ、ｂは、切削試験後の上側ナイフの前面を示す図である。
【００５５】
図１５ａ、ｂは、切削試験後の下側ナイフの前面を示す図である。
【００５６】
実施した実験の説明
調査した鋼鉄の化学組成を表１に示す。この表において、いくつかの鋼鉄について示される硫黄は不純物である。他の不純物は計上されていないが、通常の不純物レベルを超えていない。残りは鉄である。表１において、鋼鉄７は本発明による化学組成を有する。鋼鉄１〜５は参照材料である。
【００５７】
【表１】
2009533554.tif 000003
【００５８】
鋼鉄１〜５は市販の鋼鉄であり、このうち鋼鉄番号１を除いて全てが出願人の鋼鉄である。これらの鋼鉄の材料サンプルを注文し、化学組成について分析した。これらの鋼鉄の全ては粉末冶金により製造され、軟化焼鈍しした状態で注文された。鋼鉄番号７から従来の冶金的溶融技術に従って６トンの溶融物を製造した。溶融物ジェットの窒素ガス噴霧により、溶融物から溶融粉末を製造した。形成された小液滴を急冷した。
【００５９】
表１による化学組成を有するそれぞれ２トンのブランク（ｂｌａｎｋ）を鋼鉄７の粉末から製造した。鋼鉄粉末をシート金属のカプセルに入れ、次いで密封、脱気し、約１１５０℃に加熱し、その後熱間静水圧加圧（ＨＩＰ）を約１１５０℃および１００ＭＰａの圧力で施した。最初に得られた粉末の炭化物構造はＨＩＰ処理中に分解され、同時に炭化物は合体した。鋼鉄がＨＩＰ処理された状態では、炭化物は球状化形状に近いより規則的な形状を得た。それらは依然として非常に小さい。９０体積％を超える大部分が、最大２．５μｍ、好ましくは最大約２．０μｍの相当直径を有する。
【００６０】
その後、ブランクを１１００℃の温度で１００ｍｍの寸法の丸棒に鍛造した。鋼鉄番号７を９００℃で軟化焼鈍しし、その微細構造を調べ、硬度試験を行った。炭化物は依然として相当直径換算で最大約２．０μｍ大の非常に小さい、本質的に球状化されたＭＸ炭化物の形態で材料中に存在する。軟化焼鈍しの後、続く試験のために試験試料を鋼鉄番号７から採取した。同じタイプの試験試料を、軟化焼鈍しした状態で注文された参照材料１〜５より採取した。
【００６１】
様々な鋼鉄の焼入および焼戻しに関連した熱処理を表２に示す。焼入および焼鈍しした状態での微細構造を、これらの鋼鉄のうちの３種、より具体的には、図１に示される本発明による鋼鉄番号７、ならびに図２および３にそれぞれ示される参照鋼鉄番号４および１について調べた。本発明による鋼鉄（図１）は、焼戻しマルテンサイトから成る母体中に１１．７体積％のＭＸ炭化物を含有していた。ＭＸ炭化物の他に炭化物は検出できなかった。焼入および焼戻しした状態の本発明による鋼鉄中に、３．０μｍを超える相当直径を有する炭化物を時折見つけることができた。
【００６２】
参照鋼鉄番号４（図２）は、焼入および焼戻しした状態で、総計約１４．４体積％の炭化物を含有し、そのうち約９．２体積％がＭＣ炭化物であり、約５．２体積％がＭ7Ｃ3炭化物であった。図から明らかなように、Ｍ7Ｃ3炭化物は比較的大きく、一般にＭＣ炭化物よりも大きい。これは主として延性に対して負の効果を有する。参照鋼鉄番号１（図３）は、焼入および焼戻しした状態で、約１５．７体積％のＭＣ炭化物を含有していた。他の炭化物は検出されなかった。高含有量の炭化物は、鋼鉄において比較的良好な耐摩耗性をもたらすが、延性の低下をもたらす。
【００６３】
表２で定義される熱処理後の硬度も、表２に示す。高温焼戻しに続き、本発明による鋼鉄７は高合金である参照材料番号５に匹敵する硬度を得た。その硬度は調査した参照材料番号２〜４よりも約１ＨＲＣ単位高かった。
【００６４】
上記の材料の衝撃強度も調べ、結果を図６に示す。ＬＣ２およびＣＲ２の両方向での吸収される衝撃エネルギー（Ｊ）を測定し、本発明による鋼鉄番号７において、さらなる開発を意図した材料である参照材料番号４と主に比較して、劇的な改善が測定された。本発明による鋼鉄番号７における最良の値は横方向（ＣＲ２）で３７Ｊであり、これは高温焼戻しの後に測定された。これは参照材料番号４と比較して約６０％の改善に相当する。
【００６５】
硬度を考慮に入れる場合でも、本発明による鋼鉄番号７が、同等の硬度を有する参照材料番号５に最も近い、高い硬度と非常に良好な延性との独特の組合せを有することは明らかであり、これは図９に示される。試料棒を切断および研磨し、７×１０ｍｍの寸法および５５ｍｍの長さを有するノッチのない試料棒を表２の硬度まで硬化させた。
【００６６】
本発明による鋼鉄番号７の硬度も、様々なオーステナイト化温度および焼戻し温度の後に調べた。結果を図４および５のグラフに示す。１０３０℃の比較的低いオーステナイト化温度においてすでに、鋼鉄番号７は最大の硬度を示し、市販の工具用鋼鉄の大部分はおよそこの温度で熱処理されるので、これは熱処理の観点から非常に有利であると考えなければならない。参照鋼鉄の大部分は、最大の硬度を得るために約１０６０〜１０７０℃まで加熱しなければならない。参照鋼鉄番号１については、１１００〜１１５０℃の温度まで最大の硬度が得られなかった。
【００６７】
図５から明らかなように、５００〜５５０℃の間の温度における焼戻しにより、顕著な二次硬化が達成される。この鋼鉄は、約２００〜２５０℃での低温焼戻しの可能性ももたらす。高温焼戻しによって残留オーステナイトを除去できることも、図から明らかである。
【００６８】
本発明による鋼鉄の耐摩耗性もいくつかの参照材料と比較し、結果を図１０に示す。摩耗試験において、φ１５ｍｍの寸法と２０ｍｍの長さを有する試料棒を使用した。試験は、アブレシブ摩耗剤としてＳｉＯ2を用いたピンオンディスク試験として行った。摩耗試験の前に、参照鋼鉄番号２〜５および本発明による鋼鉄番号７を、６２．５ＨＲＣの硬度まで高温焼戻ししておいた。参照鋼鉄番号１は、１１２０℃／３０分からの焼入れおよび５４０℃／３×２ｈでの焼戻しにより得られる、若干高い６２．７ＨＲＣの硬度を有していた。ｍｇ／分での摩耗速度も表２に示す。鋼鉄番号７は、参照鋼鉄番号４と同様の良好な耐摩耗性を有することがわかり、参照鋼鉄番号２および３よりも優れていた。参照鋼鉄番号５は、鋼鉄番号７と比較して若干良い耐摩耗性を有する。参照鋼鉄番号１は全ての鋼鉄の中で最良の耐摩耗性を有していた。
【００６９】
２つの異なる実験において、本発明による鋼鉄番号７の機械加工性を参照鋼鉄２〜５と比較し、結果を表２ならびに図７および図８にも示す。図７は軟化焼鈍しした試験試料を超硬合金の刃先で旋盤加工することによる機械加工性を試験したときの結果を示し、図８はコーティングしていないドリルによる材料のドリル試験を示す。これらの試験の結果は、本発明による鋼鉄番号７が非常に良好な機械加工性、すなわち特に参照材料４と比較してほぼ２倍であるＶ３０およびＶ１０００の高い値を有することを示す。
【００７０】
実用試験において、耐エッジ摩耗性を切削試験により調べた。鋼鉄番号４および鋼鉄番号７から切削ナイフを製造した。これらのナイフをそれぞれ６０．５ＨＲＣおよび６０．０ＨＲＣの硬度まで焼入および焼戻しした。切削試験は、１５トンの最大切削負荷容量と毎分２００カットの切削スピードとを有するＥＳＳＡ偏心プレスにおいて行った。鋼種Ｄｏｃｏｌ  １４００Ｍ、幅５０ｍｍ、厚さ１ｍｍの高強度鋼鉄ストリップに対して切削を行った。切削のクリアランスは０．０５ｍｍであった。
【００７１】
上側ナイフおよび下側ナイフのエッジ摩耗を測定し、結果を図１２に示す。図１２においてグラフは１０００００カット後および試験終了後のエッジ摩耗を示す。鋼鉄番号５から製造されたナイフに関しては、エッジのチッピングのために１５００００カット後に試験を停止しなければならなかった。鋼鉄番号７から製造されたナイフは、テスト終了時の３１５０００カット後にチッピングの傾向を何ら示さなかった。鋼鉄番号７が鋼鉄番号５よりはるかに良好な耐エッジ摩耗性を示したことは明らかである。
【００７２】
図１３ａ、ｂでは、１５００００カット後の鋼鉄番号５および３１５０００カット後の鋼鉄番号７の上側ナイフの側面、すなわち切削方向に平行な切削工具の面を、試験終了後に示す。鋼鉄番号５が、２倍を超えるカット後の鋼鉄番号７と比較して、１５００００カット後に著しく大きいアブレシブ摩耗を示すことが図から理解できる。
【００７３】
図１４ａ、ｂは、それぞれ１５００００カットおよび３１５０００カット後の、鋼鉄番号５および鋼鉄番号７の上側ナイフの前面を示し、図１５ａ、ｂは鋼鉄番号５および鋼鉄番号７の下側ナイフの前面、すなわち鋼板の切削方向に垂直な切削工具の面を示す。鋼鉄番号５から製造された上側および下側ナイフの両方がエッジのチッピングを示し、一方鋼鉄番号７のエッジはチッピングの傾向を示さないことが理解できる。
【００７４】
実用試験は、本発明の鋼鉄が参照鋼鉄番号５よりも良好な靭性および良好な耐摩耗性を有することを示す。特に、チッピングに対する耐性が有利である。
【００７５】
本発明の概念によれば、鋼鉄は良好な焼入れ性を有するべきである。本発明による鋼鉄では、鋼鉄組成の広い範囲内で焼入れ性を変化させることが可能であると分かった。これは、その範囲の下限またはそれに近いモリブデンの含有量を有する本発明による鋼鉄が、その範囲の上限またはそれに近いモリブデンの含有量を有する本発明による鋼鉄と比較して比較的低い焼入れ性を得ることになるが、モリブデン含有量の全範囲において参照材料番号１および４の焼入れ性を超える焼入れ性が得られるといったように、所定の制限内でモリブデンの含有量を変化させることによって可能である。１〜１０の間の相対的尺度（１＝最も不良な焼入れ性、および１０＝最も良好な焼入れ性）において、本発明による鋼鉄番号７は１０の格付けを得ている。２．３％のモリブデン含有量を有する本発明による鋼鉄の変種は、４の格付けを得るであろう。これらの格付けおよび参照材料の格付けを表２に示す。
【００７６】
【表２】
2009533554.tif 000004
【００７７】
公知の理論計算、すなわちＴｈｅｒｍｏ  Ｃａｌｃでの計算により、平衡状態における母体の固溶体中の炭化物含有量およびモリブデンの量を、鋼鉄番号６と示される本発明の鋼鉄の変種について計算し、鋼鉄番号４および７と比較した。鋼鉄番号６は１．８％Ｃ、０．４％Ｓｉ、０．４％Ｍｎ、４．８％Ｃｒ、１．８％Ｍｏ、および５．８％Ｖを含有する組成を有し、合金化元素のコストをさらにいっそう減少させることができるように設計されている。結果を下記の表３に示す。
【００７８】
【表３】
2009533554.tif 000005
【００７９】
鋼鉄番号７と比較して、鋼鉄番号６は母体の固溶体中のモリブデン量がより少なく、これは焼入れ性の低下をもたらす。しかし、焼入れ性は鋼鉄番号４のオーダーであり、φ２５０ｍｍの丸棒または４００×２００ｍｍまでの寸法を有する角棒の焼入および焼戻しにおいては十分であり、これは意図される用途分野の工具の寸法を網羅する。母体中のＭＣ炭化物の量がより少ないために、鋼鉄番号６は鋼鉄番号７よりも耐アブレシブ摩耗性が低い代わりに高い延性を有するであろう。鋼鉄番号４と比較して、本発明の鋼鉄番号６および７はより高い延性と良好な耐アブレシブ摩耗性を有するであろう。
【００８０】
結論として、本発明による鋼鉄を用いて、高い硬度および非常に良好な耐摩耗性を有する材料が得られ、これはこの鋼鉄を切削および打ち抜き、ネジ切り（例えばネジ切りダイスおよびネジタップ）、冷間押出、粉末の加圧成形、深絞りのための冷間加工用工具、ならびに機械ナイフにおける使用に適したものにすると言える。驚くべき良好な延性、比較的良好な機械加工性をも示す鋼鉄によって、また最も好ましい実施形態において、非常に大きい寸法であっても鋼鉄が全体にわたって良好な結果で焼入されるのを可能にする非常に良好な焼入れ性をも示す鋼鉄によって、実用途に非常に適しており著しく良好な特性プロファイルを有する鋼鉄を提供することができる。本発明の範囲内で、焼入れ性がとても良いというわけではないが他に関しては同等の良好な特性を有する鋼鉄も提供することができ、より薄い寸法の工具が製造されることになっている場合では、これはコストの観点からなお有利である。
【図面の簡単な説明】
【００８１】
【図１】焼入および焼戻し後の本発明による鋼鉄の微細構造を示す図である。
【図２】焼入および焼戻し後の市販の比較材料の微細構造を示す図である。
【図３】焼入および焼戻し後のさらなる市販の比較材料の微細構造を示す図である。
【図４】オーステナイト化温度の関数として本発明による鋼鉄の硬度を示すグラフである。
【図５】異なるオーステナイト温度において、焼戻し温度の関数として本発明による鋼鉄の硬度を示すグラフである。
【図６】高温焼戻しした本発明による鋼鉄ならびにいくつかの比較材料の延性を示すグラフである。
【図７】本発明による鋼鉄ならびにいくつかの比較材料の機械加工性を示すグラフである。
【図８】本発明による鋼鉄ならびに比較材料の機械加工性を示すさらなるグラフである。
【図９】本発明による鋼鉄ならびにいくつかの比較材料についての、非ノッチ衝撃エネルギーおよび耐摩耗性の組合せを示す図である。
【図１０】本発明による鋼鉄ならびにいくつかの比較材料の摩耗試験における摩耗速度を示す図である。
【図１１】バナジウムおよび存在するニオブの含有量に対する、炭素および存在する窒素の含有量との関係についてのグラフである。
【図１２】切削試験後の上側ナイフおよび下側ナイフにおけるエッジ摩耗についてのグラフである。
【図１３】ａ、ｂは、切削試験後の上側ナイフの側面を示す図である。
【図１４】ａ、ｂは、切削試験後の上側ナイフの前面を示す図である。
【図１５】ａ、ｂは、切削試験後の下側ナイフの前面を示す図である。
【図１】
2009533554.tif 000006
【図２】
2009533554.tif 000007
【図３】
2009533554.tif 000008
【図４】
2009533554.tif 000009
【図５】
2009533554.tif 000010
【図６】
2009533554.tif 000011
【図７】
2009533554.tif 000012
【図８】
2009533554.tif 000013
【図９】
2009533554.tif 000014
【図１０】
2009533554.tif 000015
【図１１】
2009533554.tif 000016
【図１２】
2009533554.tif 000017
【図１３ａ】
2009533554.tif 000018
【図１３ｂ】
2009533554.tif 000019
【図１４ａ】
2009533554.tif 000020
【図１４ｂ】
2009533554.tif 000021
【図１５ａ】
2009533554.tif 000022
【図１５ｂ】
2009533554.tif 000023
【国際調査報告】
2009533554.tif 000024
2009533554.tif 000025
2009533554.tif 000026
2009533554.tif 000027