(57)【要約】  本発明は、重量％で次の化学組成を有する冷間加工鋼に関する：０．６０〜０．８５C、  トレース量〜１．５（Si＋Al）、  ０．１〜２．０Mn、  ３．０〜７．０Cr、  １，５〜４．０（Mo＋  ）、但し最大１．０W、  ０．３０〜０．６５V、  Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒの各々最大０．１、  最大２．０Co、  最大２．０Ni、バランス：実質的に鉄と不可避不純物のみ。【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で次の化学組成を有することを特徴とする冷間加工鋼：
０．６０〜０．８５Ｃ、
トレース量〜１．５（Ｓｉ＋Ａｌ）、
０．１〜２．０Ｍｎ、
３．０〜７．０Ｃｒ、
１．５〜４．０（Ｍｏ＋Ｗ／２），但し最大１．０Ｗ、
０．３０〜０．６５V、
Ｎｂ、Ｔｉ、及びＺｒの各々最大０．１、
最大２．０Ｃｏ、
最大２．０Ｎｉ、
バランス：実質的に鉄と不可避不純物のみ。
【請求項２】
鋼が、少なくとも０．６３C、好適には少なくとも０．６８Cを含むことを特徴とする、請求項１に記載の冷間加工鋼。
【請求項３】
鋼が、最大０．８Ｃ、好適には最大０．７８Ｃを含むことを特徴とする、請求項２に記載の冷間加工鋼。
【請求項４】
鋼が、少なくとも０．３V、好適には少なくとも０．４２Vを含むことを特徴とする、請求項１ないし３のいづれか１項に記載の冷間加工鋼。
【請求項５】
鋼が、最大０．６０V、好適には最大０．５５Vを含むことを特徴とする、請求項４に記載の冷間加工鋼。
【請求項６】
鋼が、約０．７２C、及び約０．５０Vを含むことを特徴とする、請求項１ないし５のいづれか１項に記載の冷間加工鋼。
【請求項７】
鋼が、少なくとも０．０５、最大１．０Siを含むことを特徴とする、請求項１ないし６のいづれか１項に記載の冷間加工鋼。
【請求項８】
鋼が、少なくとも０、１、好ましくは少なくとも０．２、最大０．５Siを含むことを特徴とする、請求項７に記載の冷間加工鋼。
【請求項９】
鋼が、最大１．０、好ましくは最大０．３、好適には最大０．１、最も好都合には最大０．０３Alを含むことを特徴とする、請求項１ないし８のいづれか1項に記載の冷間加工鋼。
【請求項１０】
鋼が、少なくとも１．８、最大３．２Moを含むことを特徴とする、請求項１ないし９のいづれか１項に記載の冷間加工鋼。
【請求項１１】
鋼が、少なくとも２．１、最大２．６Moを含むことを特徴とする、請求項１０に記載の冷間加工鋼。
【請求項１２】
鋼が、最大０．３、好適には最大０．１Wを含むことを特徴とする、請求項１０又は１１に記載の冷間加工鋼。
【請求項１３】
鋼が、不純物レベルを超えるタングステンを含まないことを特徴とする、請求項１２に記載の冷間加工鋼。
【請求項１４】
鋼が、最大０．７Ｃｏを含むことを特徴とする、請求項１ないし１３のいづれか１項に記載の冷間加工鋼。
【請求項１５】
鋼が、不純物レベルを超えるコバルトを含まないことを特徴とする、請求項１４に記載の冷間加工鋼。
【請求項１６】
チタン、ジルコニウム及びニオブの各元素の含量が０．１％を超えないことを特徴とする、請求項１ないし１４のいづれか1項に記載の冷間加工鋼。
【請求項１７】
鋼が、最大１．０Ｎｉを含むことを特徴とする、請求項１ないし１６のいづれか１項に記載の冷間加工鋼。
【請求項１８】
鋼が、最大０．７Niを含むことを特徴とする、請求項１７に記載の冷間加工鋼。
【請求項１９】
鋼が、不純物レベルを超えるニッケルを含まないことを特徴とする、請求項１８に記載の冷間加工鋼。
【請求項２０】
チタン、ジルコニウム、及びニオブの各元素の含量が０．０３％を超えないことを特徴とする、請求項１６に記載の冷間加工鋼。
【請求項２１】
チタン、ジルコニウム、及びニオブの各元素の含量が０．０１、好ましくは０．００５％を超えないことを特徴とする、請求項２０に記載の冷間加工鋼。
【請求項２２】
鋼が、最大０．０３５、好ましくは最大０．０１５、好適には最大０．０１０％を超えるPを含まないことを特徴とする、請求項１ないし２１のいづれか1項に記載の冷間加工鋼。
【請求項２３】
鋼が、最大２０ｐｐｍ、好ましくは最大１０ｐｐｍのOを含むことを特徴とする、請求項１ないし２２のいづれか1項に記載の冷間加工鋼。
【請求項２４】
鋼が、最大３０、好ましくは最大１５、好適には最大１０ｐｐｍのNを含むことを特徴とする、請求項１ないし２３のいづれか1項に記載の冷間加工鋼。
【請求項２５】
鋼が、最大０．０３％、好ましくは最大０．０１％、好適には最大３０ｐｐｍのSを含むことを特徴とする、請求項１ないし２４のいづれか１項に記載の冷間加工鋼。
【請求項２６】
鋼が、０．１０〜０．３０Sを含むことを特徴とする、請求項１ないし２５のいづれか１項に記載の冷間加工鋼。
【請求項２７】
鋼が、５〜７５ｐｐｍCa及び５０〜１００ｐｐｍO、好ましくは５〜５０ｐｐｍCa及び好ましくは６０〜９０ｐｐｍOを含むことを特徴とする、請求項２６に記載の冷間加工鋼。
【請求項２８】
鋼が、５００〜６００℃、好ましくは５２０〜５６０℃で焼入れ及び高温焼戻しの後に５７〜６３ＨＲＣ、好ましくは６０〜６２ＨＲＣの硬度を有することを特徴とする、請求項１ないし２７のいづれか１項に記載の冷間加工鋼。
【請求項２９】
鋼が、５００〜６００℃で焼入れ及び高温焼戻しの後に、５７〜６３ＨＲＣ、好ましくは６０〜６２ＨＲＣの硬度を有することを特徴とする、請求項２８に記載の冷間加工鋼。
【請求項３０】
請求項１ないし２９のいづれか１項に記載の冷間加工鋼で製造された冷間加工工具。
【請求項３１】
５００〜６００℃、好ましくは５２０〜５６０℃で焼入れ及び高温焼戻しの後に、５７〜６３、好ましくは６０〜６２ＨＲＣの硬度を有することを特徴とする、請求項３０に記載の冷間加工工具。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷間加工鋼、すなわち、材料の冷状態で材料を加工するのに使用する目的の鋼に関する。冷間鍛造用のパンチやダイス、及び他の冷間圧縮工具、冷間押し出し工具及びねじ転造ダイス、のみならず切削工具、例えばシートを切る鋤刃ナイフなどのナイフ、サーキュラカッタ及び類似物もこの鋼の用途の代表的な例である。本発明はまた本鋼の冷間加工工具製造への使用ならびに本鋼製の工具にも関する。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００２】
本発明の目的は、なかんずく上記用途に使用でき、したがって以下の特徴を持つ必要がある冷間加工鋼を提供することである：
＊良好な延性／靭性、
＊少なくとも３００ｍｍまでの厚みを有する製品の真空炉での慣用の焼入れに関して無芯焼入れを可能にする良好な焼入れ性、
＊焼入れ及び高温焼戻し後、塑性変形に対して高耐性を示す十分な硬度、少なくとも６０ＨＲＣ、及び少なくともある用途に関する限りは、例えばＰＶＤ-又はＣＶＤ-法による窒化又は炭化チタン及び／又は窒化チタン又は類似物での表面コーチングなしで十分な耐摩耗性、
＊特に工具の良好な耐摩耗性を必要とする用途用に、材料の硬度を低下させることなく例えば前記方法のいづれかによって窒化又は炭化チタン及び／又は窒化チタンなどによる表面コーチングを可能にするための良好な耐焼戻し性。
他の重要な製品特徴は次のものである：
＊熱処理中の良好な寸法安定性、
＊疲労寿命の長いこと、
＊良好な研削性、機械加工性、火花加工性、及び艶出し性。
特に、本発明は、上記用途に使用できるマトリクス鋼、すなわち本質的に１次炭化物の存在しない、使用状態で焼戻しマルテンサイトからなるマトリクスを有する鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００３】
上述の目的と特徴は、添付の本特許請求の範囲記載事項を特徴とする鋼によって達成できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００４】
鋼合金の各個別元素及びそれらの相互作用に関する限り、以下を適用する。
【０００５】
本発明の鋼は、上述したように、１次炭化物を全く含まないか、又は極めて僅かの含量の１次炭化物を含む（すなわち本質的には１次炭化物が存在しない）かであるが、それでも大抵の用途に十分な耐摩耗性を有している。これは、同時に鋼が非常に良好な靭性を持つ必要があるので鋼の焼入れ及び高温焼戻し状態で５７〜６３ＨＲＣ、好適には６０〜６２ＨＲＣの範囲の十分な硬度によって達成できる。これを達成するため、鋼は炭素とバナジウムをよくバランスした量で含んでいる。したがって鋼は０．６０％以上、好ましくは０．６３％以上、好適には０．６８％以上の炭素を含む。さらに、鋼は０．３０％以上、好ましくは０．３５％以上、好適には０．４２％以上のバナジウムを含む必要がある。これが、鋼の焼入れ及び焼戻した状態のマルテンサイトマトリクスが前記硬度をマトリクスに付与するため固溶体中に十分な量の炭素を含むこと、及びまた２次的に析出した極く小さな、硬度を増加させる炭化バナジウムが鋼のマトリクス中に生成することを可能にする。さらに、非常に小さな１次析出炭化バナジウムが鋼中に存在し、これが熱処理中の結晶粒成長の防止に役立つ。炭化バナジウム以外の炭化物はすべて存在してはならない。前記条件を達成するため、鋼は０．８５％、好ましくは最大０．８０％、好適には最大０．７８％を超える炭素を含んではならないが、バナジウム含量は最大０．８５％、好ましくは最大０．６０％、好適には最大０．５５％の量であってもよい。公称（称呼）では、鋼は０．７２％炭素及び０．５０％バナジウムを含む。鋼の焼入れ及び高温焼戻し状態での固溶体中の炭素含量は公称で約０．６７％の量になる。
【０００６】
シリコンは、鋼製造からの残留元素として少なくとも測定可能量で存在し、微量から最大１．５％の量に在る。しかしながら、シリコンは鋼の靭性を害するので１．０％、好ましくは最大０．５％を超える量で存在してはならない。通常、シリコンは０．０５%以上の最小量で存在する。シリコンの効果は、鋼中の炭素の活性をを増進させ、したがって鋼に所望の硬度を与えることに役立つことである。シリコンの他の明確な効果は鋼の機械加工性を向上させることである。それゆえ鋼が０．１％以上の量でシリコンを含むことが有利であろう。公称では鋼は０．２％のシリコンを含む。
【０００７】
アルミニウムはある程度少なくとも現在型の鋼ではシリコンと同じか又は同様な効果を有している。両者とも鋼の製造に関して酸化剤として使用できる。両方ともフェライト形成材であり、鋼のマトリクス中で溶解焼入れ効果を提供する。それゆえシリコンは最大１．０％以下のアルミニウムによって一部置換できる。しかしながら、鋼中のアルミニウムは、鋼が非常によく脱酸されて窒素の含量が極めて低いことが必要となる。何故かというと、そうでなければ鋼の延性／靭性を著しく減少させかねない酸化アルミニウムと窒化アルミニムが形成する可能性があるからである。それゆえ、鋼は通常、最大１．０％、好ましくは最大０．３％を超えるアルミニウムを含んではならない。好ましい実施態様では、鋼は最大０．１％、最も好都合には最大０．０３％のアルミニウムを含む。
【０００８】
マンガン、クロム及びモリブデンは、鋼に十分な焼入れ性を付与するため鋼中に十分な量で存在させる。マンガンはまた、鋼中に存在する極めて低濃度の硫黄を結合させて硫化マンガンを生成させる役目を有している。それゆえマンガンは、０．１〜２．０％、好ましくは０．２〜１．５％の量で存在させる。好適には、鋼は０．２５％以上、最大１．０％のマンガンを含む。公称マンガン量は０．５０％である。
【０００９】
クロムは、鋼がその鋼に特有な量でマンガンとクロムを含むとき、鋼に所望の焼入れ性を与えるため、最少量の３．０％、好ましくは４．０％以上、好適には４．５%以上存在させる。最大では、鋼は７．０％、好ましくは最大６．０％、好適には最高５．５％のクロムを含んでいてよい。
【００１０】
モリブデンもまた、第１にクロムと一緒に、鋼に所望の焼入れ性と所望の２次焼入れを与えるため、鋼中に十分な量で存在させる。しかしながら、モリブデン含量が高すぎると、好ましくは鋼中に存在してはならないＭ６Ｃ炭化物の析出を生じさせる。それゆえ鋼は、この背景によって、１．５%以上、最大４．０％のモリブデンを含むこととする。好ましくは、鋼が所望量のＭＣ炭化物を犠牲にして、及び／又は炭化物に加えて鋼が望ましくないＭ６Ｃ炭化物を含むことにならぬように１．８％以上で最大３．２％、好適には２．１％以上で最高２．６％のモリブデンを含む。モリブデンは、所望の焼入れ性達成のため、原則として完全に又は部分的にタングステンによって置換することができるが、これにはモリブデンの２倍量のタングステンを必要とし、これが欠点となる。また、鋼がかなりの含量のタングステンを含む場合は、鋼の製造に関連して生産されるスクラップの再循環がより困難となる。それゆえ、タングステンは最大１．０％、好ましくは最大０．３％、好適には最大０．１％を超える量で存在してはならない。最も好都合には、鋼は意図的に加えた量のタングステンを全く含んではならず、この鋼の最も好ましい実施態様では、鋼の製造に使用した原料から発出する残留元素の形の不純物量を超えて許容してはならない。
【００１１】
前記元素の他には、鋼は通常、さらに意図的に加えた合金元素を含む必要はない。例えば、コバルトは、鋼の望ましい特徴の達成に通常必要のない元素である。しかしながら、コバルトはで耐焼戻し性をさらに向上させるため、オプションで最大２．０％、好ましくは最大０．７％の量で存在してもよい。しかし、通常、鋼は不純物レベルを超えるコバルトは含まない。鋼中に通常存在しなくてもよいが、鋼の延性を向上させるためオプションで存在できる他の元素はニッケルである。しかしながら、ニッケルの含量があまりにも高すぎると、残留オーステナイト形成の危険がある。それゆえニッケル含量は、最大２．０％、好ましくは最大１．０％、好適には最大０．７％を超えてはならない。もしも効果的なニッケル含量が望ましいと考えられる場合は、この含量は例えば０．３０〜０．７０％、好適には約０．５％となるであろう。望ましい実施態様において、鋼がニッケルなしでも十分な延性／靭性を有していると考えられる場合は、コストの理由から、鋼が使用した原材料から不純物の形で不可避的に含むニッケル含量を超える量でニッケルを含んではならない、すなわち０．３０％未満である。
【００１２】
さらに、鋼は方法自体で、鋼の特徴を各種の面、例えばその焼入れ性の面で向上させるため、又は鋼の製造を容易にするため、極く僅少量の種々の元素で随意に合金化することができる。例えば、鋼はその熱間延性を向上させるためオプションで約３０ｐｐｍまでの量のホウ素と合金化できる。
【００１３】
一方、他の元素は明らかに望ましくない。したがって鋼はバナジウム以外には他の強力な炭化物形成材を含まない。例えば、ニオブ、チタン、及びジルコニウムは明らかに望ましくない。これらの炭化物は炭化バナジウムよりも安定しており、焼入れ操作で溶解するためには炭化バナジウムより高温を要する。炭化バナジウムは１０００℃で溶解し始め、事実上１１００℃で完全に溶解するが、炭化ニオブは約１０５０℃まで溶解し始めない。炭化チタン及び炭化ジルコニウムはさらに安定であり、温度が１２００℃以上に達するまで溶解し始めず、鋼が熔融状態になるまで完全には溶解しない。バナジウム以外の強力な炭化物及び窒化物形成材、特にチタン、ジルコニウム、及びニオブは、それゆえ０．１％、好ましくは最大０．０３％、好適には最大０．０１０％を超える量で存在してはならない。最も好都合には、鋼は各前記元素の最大０．００５％を超えて含まない。また燐、硫黄、窒素及び酸素の含量は、鋼の延性及び靭性を最だいにするため鋼中で極く低レベルに維持する。したがって、燐は不可避不純物として最大量の０．０３５％、好ましくは最大０．０１５％、好適には最大０．０１０％で存在できる。酸素は最大０．００２０％（２０ｐｐｍ）、好ましくは最大０．００１５％（１５ｐｐｍ）、好適には最大０．００１０％（１０ｐｐｍ）の量で存在できる。窒素は最大０．０３０％、好ましくは最大０．０１５％、好適には最大０．０１０％の量で存在できる。
【００１４】
鋼の機械加工性を向上させるため鋼が硫化されない場合は、鋼は最大０．０３％硫黄、好ましくは最大０．０１０％、好適には最大０．００３％（３０ｐｐｍ）の硫黄を含む。しかしながら、硫黄を０．０３％超、好ましくは０．１０%超、最大０．３０％までの量で意図的に加えることによって鋼の機械加工性を向上させると考えてよい。鋼が硫化される場合、それ自体公知の方法で、５〜７５ｐｐｍカルシウム及び５０〜１００ｐｐｍ酸素、好ましくは５〜５０ｐｐｍCa、及び６０〜９０ｐｐｍ酸素も含むことができる。
【００１５】
鋼の製造中に、質量１００kg超、好ましくは１０トン以下、及び厚さ約２００mm超、好ましくは少なくとも３００又は３５０mmまで、を有するインゴット又はブランクがつくられる。好ましくは、インゴット鋳造、好適にはボトム鋳造を経由して慣用の熔融冶金製造法が用いられる。また続いてＥＳＲ再熔融法などによって上述の望ましい寸法に再鋳造するとの条件で連続鋳造法も使用できる。粉末冶金製造法又はスプレー形成法は不必要に経費のかかる方法であり、コストを動機づけるなんらの利点もない。製造されたインゴットは希望の寸法に熱間加工され、そのとき型の組み立ても分解される。
【００１６】
熱間加工した材料の構造は、材料の均一性を最適化するため、例えば高温、好適には１２００〜１３００℃での均質化処理などの熱処理による色々の手段で標準化される。鋼は通常鋼の製造者によってソフトな焼きなまし状態（硬度は約２００〜２３０ＨＢ、通常２１０〜２２０ＨＢ）で客先に出荷される。工具は通常、鋼のソフトな焼きなまし状態での機械加工操作によって製造されるが、鋼の焼入れ及び焼戻しした状態での慣用の機械加工又はスパーク機械加工によって製造することも考えられる。
【００１７】
製造した工具の熱処理は通常、客先によって行われ、存在する炭化物の完全な溶解のため、好ましくは真空炉中で９５０〜１１００℃の温度から好適には１０２０〜１０５０℃の温度で、１５分〜２時間、好ましくは１５〜６０分間焼入れし、続いて２０〜７０℃に冷却し、次いで５００〜６００℃、好適には５２０〜５６０℃で高温焼戻しされる。
【００１８】
鋼のソフト焼なましした状態では、鋼は、一様に分布した各種の小さな炭化物を含むフエライトマトリクスを有する。焼入れして焼戻ししない状態では、鋼は焼戻ししていないマルテンサイトからなるマトリクスを有する。既知の理論計算による計算から、平衡にある鋼は約０．６容積％のＭＣ炭化物を含む。高温焼戻しではＭＣ炭化物のさらなる結晶が得られ、これにより鋼に目的とした硬度を与える。これらの炭化物は超顕微鏡的なサイズを有する。それゆえ炭化物の量は慣用の顕微鏡試験によってはっきり決めることは不可能である。
温度を過度に上昇させると、ＭＣ炭化物の粒子がより粗くなり不安定となって、その代わりに急速に成長する炭化クロムを安定させる。これは望ましくない。これらの理由のため、本発明の合金組成に関する限り、焼戻しを上述の温度と保持時間で実施することが重要である。
【００１９】
本発明のさらなる特徴と特性は、特許請求の範囲及び以下の実施した実験と続く討論から明らかとなるであろう。
【実施例】
【００２０】
実施した実験の説明
以下の実施した実験の説明では添付図面を参照する。
【００２１】
実験室規模での実験
【００２２】
材料：
５０kgの質量を有する実験室的インゴットの形で４つの鋼合金を製造した。その化学組成を表１に示す。製造技術の限界から硫黄含量を所望の低レベルに維持できなかった。酸素及び表に示したもの以外の他の不純物の含量は分析しなかった。次の工程順序を適用した：
１２７０℃／空気で１０時間均質化処理、  ６０×６０mmに鍛造、  1050℃／２時間／空気で再生処理、及び８５０℃／２時間でソフト焼きなまし、  １０℃／時で６００℃に冷却、次いで大気中にフリーにする。
【００２３】
【表１】
2005530041.tif 000002
【００２４】
【表８】
2005530041.tif 000003
【００２５】
上の材料を、ソフト焼きなまし後の硬度、異なる熱処理後のミクロ構造、焼入れ及び焼戻し後の硬度、焼入れ性、衝撃靭性、耐摩耗性、及び熱間延性について試験した。これらの試験結果を以下に報告する。さらに、表２にしたがう目標組成を有する鋼について、掲示のオーステナイト化温度における溶解炭素及び炭化物部分の含量に関して熱計算法によって理論的平衡計算を行った。
【００２６】
【表２】
2005530041.tif 000004
【００２７】
オーステナイト化温度（ＴＡ）における溶解炭素の含量、及びTA  における容量％MCが下の表３に示されている。
【００２８】
【表３】
2005530041.tif 000005
【００２９】
ソフト焼きなまし硬度：
試験合金１〜４のソフト焼きなまし硬度（ブリネル硬度（HB））を表４に示す。
【００３０】
【表４】
2005530041.tif 000006
【００３１】
ミクロ構造：
６０〜６１HRCに熱処理後ソフト焼きなましした状態でミクロ構造を試験した。これらの試験は焼入れ及び焼戻しした状態でのミクロ構造が焼き戻したマルテンサイトからなることを立証した。１次炭化物は鋼４でのみ見られた。これらの炭化物はMCタイプのものであった。どの合金にもチタン炭化物、チタン窒化物、及び／又はチタン炭素窒化物が全然検出されなかった。
【００３２】
焼入れ及び焼戻し：
鋼１〜３を１０５０℃／３０分でオーステナイト化し、鋼４を１１５０℃／１０分で焼戻しして大気温度に空冷し、異なる焼戻し温度で２回（各回２時間）焼きなましした。硬度に対する焼戻し温度の影響を図１に示す。この図は、鋼２と３が５００〜６００℃、好ましくは５２０〜５６０℃、好適には５２０〜５４０℃で高温焼戻し後所望の硬度を達成する可能性があることを示す。最高硬度に対する最良結果は、鋼２及び３に関する限り、約５２５℃の温度で焼戻しすることによって達せられる。これは、ある一定の工具用途に必要である耐摩耗性の達成のため５００℃又はそれ以上のオーダーの温度で窒化又は表面コーチングを必要とするマトリクス鋼にとって特に重要である。これらの温度では、したがってMC-炭化物の析出によって明確な２次焼入れが達成される。図１のチャートから明らかなように、６０HRCを超える硬度が約５８０℃までさえ焼戻しによって保証され、このことは、工具の硬度を過度に低くしないでやや広い温度範囲内で表面コーチングを実施可能にするので有利である。もしより高い硬度を目指すなら、より多くの炭素とより多くの炭化物形成元素を合金に加えねばならない。これは、しかしながら、焼きなましで溶解できない１次炭化物形成のリスクをもたらす可能性がある。これは、多くの欠点を生じさせる、非常に高いオーステナイト化温度を必要とする鋼４によって例証されている；すなわち工具メーカーによって使用される、しきたりにとらわれない焼入れ技術が必要なこと、焼入れ張力、寸法変化、及び亀裂のリスクなど。
【００３３】
焼入れ性：
ＣＣＴ-ダイヤグラムからプロットしたデータを用いての試験合金１〜４の焼入れ性の比較を図２に示す。線図で示すように、鋼２がベストの焼入れ性を有するが、鋼３も、鋼１及び間違いなく鋼４と比較して、鋼がオーステナイト化温度からゆっくり冷却されるときはマルテンサイト形成のためのより良好な条件を有している。
【００３４】
延性：
真空炉中異なる冷却時間で焼入れして異なる硬度に焼き戻した、２０℃での非-切り欠き試験ロッドの吸収した衝撃エネルギーによる延性が図３に示されている。最良の靭性は、硬度が６０ＨＲＣを超えたとき鋼２で達成され、この効果は硬度が６１ＨＲＣを超えた時さらに明確となった。前記硬度で靭性状態をさらに分析するため鋼１〜４をバーチャートで比較した（図４）。この場合、鋼１〜４を上述したオーステナイト化温度から７０６秒間で８００℃から５００℃に冷却し、さらに室温まで冷却を続けた後、鋼を５２５〜５４０℃／２×２時間で焼き戻した。図４は、硬度が同等のとき、最良の靭性が鋼２で達成されたことを示す。
【００３５】
熱間延性：
熱間延性は、鋼の生産経済にとって数ある要因中で重要なパラメータである。それぞれ鋳造及び鍛造状態の鋼の１２７０℃／空気で１０時間の均質化処理後熱間延性テストを行った。鍛造状態に対して１０５０℃／２時間での再生処理及びソフト焼きなましを適用した。テスト温度における保持時間は、鋳造状態の鋼１と３を除き、及び鍛造材料に対して１２００℃以上の温度を除いて、４分であった。この理由は、これらの２つの鋼はひどく酸化されていて、面積収縮の正確な測定を不可能にしていたからである。一方、低シリコン含量の鋼２はなんら顕著な酸化を起こさなかった。この鋼はまた鋳造ならびに鍛造状態にある鋼１及び３よりも良好な高温延性を有していた。鋼２に対しては約５０℃高いテスト温度が可能かも知れない。結果を図５に示す。
【００３６】
研磨摩耗：
研磨摩耗剤としてＳｉＯ２によるピン-対-デイスクテストにより耐摩耗性を試験した。鋼４の耐摩耗性がベストであった。他の鋼合金も同様に良好であった。
【００３７】
検討：
上に報告した結果の評価のため試験した鋼の比較研究を行った。表５は、鋼１〜３及び５〜７について平衡が適用できると想定される１０５０℃、鋼４及び８については１１５０℃における溶解炭素の含量（重量％）、及びＭＣ炭化物の含量（容量％）を示す。参考として鋼５〜８の目標とした組成値を表に示す。バナジウム含量がＴＡにおいて０．６５容積％ＭＣを含む鋼６の公称組成よりも低いため、鋼２のＭＣ含量が意図した含量よりも著しく低いことは注目に値する。
【００３８】
【表５】
2005530041.tif 000007
【００３９】
試験した合金１〜４の特性の比較を表６に示す。この表で合金は、１〜４（１＝最低、４＝最良）の間で変わるマークが与えられている。
【００４０】
【表６】
2005530041.tif 000008
【００４１】
表６から明らかなように、鋼２が、他の試験して評価した材料よりも良好な特性の組み合わせを有している。特に、最も重要な製品特性に関する限り鋼２が良い。あるいは、ＭＣ炭化物の低含量が結晶粒成長に対する耐性を減らす可能性があるのでＭＣ炭化物の低含量が鋼２の不利な面かも知れない。それゆえ、熱処理中結晶粒成長に対して幅広い余裕を与えるため、バナジウム含量を公称０．４０％から０．５０％に増加する必要があるというのが実験からの経験である。この実験はまた、鋼の靭性に関連して炭化物含量を過度に高くしないで結晶粒成長に対する所望の耐性を与えるためのバナジウム含量に狭い範囲が存在すること、及び、炭素含量を公称０．７２％に増加する必要があり、熱処理後６０〜６２ＨＲＣを付与するためこの含量の狭い範囲内に維持する必要があることも示している。延性と靭性を最高にするためＰ，Ｓ，Ｎ，及びＯの含量は非常に低いレベルに維持する必要がある。Ｔｉ，Ｚｒ，及びＮｂなどの他の炭化物及び窒化物形成材は、最も好都合には最高０．００５％に限定する必要がある。この背後事情に対して、本発明による冷間加工鋼は表７に示す公称組成を持つ必要がある。
【００４２】
【表７】
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【００４３】
生産規模における実験
電弧炉中で６５トンの生産用ヒート（ｈｅａｔ、熔融物）を製造した。このヒートの目的とした組成は表７にしたがう鋼９に相当している。多数のインゴットが熔融金属でつくられ、インゴットは、寸法がそれぞれφ３３０mm及びφ２５４mmのバー（表８の鋼１０及び鋼１１）を含む、種々の寸法を有するバーの形に鍛造された。同表には、さらに参考考材料（鋼１２）の化学組成も示されている。その材料は寸法φ３３０mmの鍛造バーの形であった。表８において、燐および硫黄が不純物であるのみならず、また示された量のタングステン、コバルト、チタン、ニオブ、銅、アルミニウム、窒素、及び酸素も不純物である。他の不純物は示されていないが許容レベル以下にある。バランスは鉄であった。
【００４４】
試験ロッドは製造したバーから採取した。図７は、鋼１１のバー中央で取ったサンプル中の鋼のミクロ構造を示す。このサンプルを１０２５℃／３０分でオーステナイト化することによって焼入れし、空気冷却後、５２５℃／２×２時間で焼きなましした。図から明らかなように、鋼は、１次炭化物を全く含まない焼戻しマルテンサイトからなる均一なミクロ構造を有していた。
【００４５】
延性はバーの最も決定的要因となる位置及び方向からそれぞれ取った非-切り欠きテストロッドで実施した衝撃テストによって検討した。鋼１０及び１１のテストロッドを１０２５℃／３０分でオーステナイト化し、空気冷却後、５２５℃／２×２時間で焼戻しすることによって、それぞれ６１．０ＨＲＣ（ロックウエル硬度）及び６０．５ＨＲＣに硬化させた。鋼１２のサンプルは１０５０℃／３０分でオーステナイト化し、空気冷却後５５０℃／２×２時間で焼戻しすることによって６０．２ＨＲＣに硬化させた。吸収された衝撃エネルギーが図６のバーチャートに示されている。このチャートで、ＣＲ１及びＣＲ２なる名称が用いられており、ＣＲ１はバーの縦方向の表面で採取され、バーの直角方向に衝撃方向を有する円いバーからのテストロッドを意味し（２番目に最も不利な条件）、ＣＲ２はバーの中央部で取られ、他の点ではＣＲ１にしたがって採取された、円いバーからのテストロッドを意味する（最も不利な条件）。
【００４６】
図６の線図から明らかなように、生産規模で製造した鋼の非-切り欠きの、焼入れ及び焼戻ししたサンプルによる比較衝撃テストの結果として、本発明鋼の硬度が参考材料の硬度と等しいか又は僅か高いときでさえ、本発明鋼の方が参考材料よりもすぐれて良好な延性を有することが測定された。
【図面の簡単な説明】
【００４７】
【図１】試験鋼に対する焼戻し温度の影響を示すチャートである。
【図２】試験鋼の焼入れ性を示すチャートである。
【図３】試験材料の衝撃靭性で表した延性対真空炉中異なる冷却時間で焼入れしたサンプルの硬度を示すチャートである。
【図４】特定熱処理後の試験鋼の延性と硬度を示すバーチャートである。
【図５】鋼のそれぞれ鋳造及び鍛造状態での試験鋼の熱間延性を示すチャートである。
【図６】本発明の生産規模で製造した鋼のバーの、ある異なる位置で取られた試験サンプルの延性を示す図である。
【図７】本発明の生産規模で製造した鋼の熱処理後のミクロ構造を示す図である。
【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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【図７】
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【国際調査報告】
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