(57)【要約】  質量％で実質的に、Ｃ：０．０５〜１．０、Ｍｎ：０．５〜３．０、ＮＵ＝［Ｔｉ＋Ｐ＋１０Ｂ＋（Ｖ−０．１０）］の値が０．０２〜０．３０、Ｔｉ：０．００５超、Ｂ：０．０１０未満、１質量部のＶに対して２質量部のＮｂの比率で置換でき、Ｇ＝［０．１３Ｎｉ＋０．６０Ｍｏ＋０．２６Ｃｒ］の値が０．１０超且つ１．０未満、Ｓ：最高０．１０、Ｓｉ：０．０５〜３．０、Ｎ：０．１０未満、Ｃａ：最高０．０２、Ａｌ：０．５未満、Ｃｏ：２．０未満、残部：実質上鉄および不可避不純物。断面が最高１０００ｍｍの塊でも、高温加工直後又は炉内の事前加熱の空冷によって最終的硬さを得ることができ、ビッカース硬さが２８０〜４５０ＨＶ（３０〜４５ＨＲＣ）の場合、ＨＶ＝（４５０±１４０）％Ｃ＋（２１０±４５）により定義され、靭性の高い分野では、水又は油の媒体で９００℃超の温度からの急冷により製造できる。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量百分率で、
０．０５〜１．０の炭素と、
最大１．０のケイ素と、
０．５〜５．０のマンガンと、
比ＮＵ＝［Ｔｉ＋Ｐ＋１０Ｂ＋（Ｖ−０．１０）］によって与えられるリン、ホウ素、チタン及びバナジウムであって、ＮＵの値が０．０２〜０．３０であり、チタンが０．００５を超え、ホウ素が０．０１０未満であり、バナジウムとニオブを、１質量部のバナジウムに対して２質量部のニオブの比率で部分的又は完全に置き換えることができる、リン、ホウ素、チタン及びバナジウムと、
比Ｇ＝［０．１３Ｎｉ＋０．６０Ｍｏ＋０．２６Ｃｒ］によって与えられるニッケル、モリブデン及びクロムであって、Ｇの値が０．１０を超え且つ１．０未満である、ニッケル、モリブデン、及びクロムと、
最高０．２０の硫黄と、
０．０５〜３．０のケイ素と、
０．１０未満の窒素と、
最大０．０１０のカルシウムと、
０．５未満のアルミニウムと、
２．０未満のコバルトと、
残部である実質的に鉄及び精錬プロセスで回避できない不純物
からなる化学組成を特徴とする金型用ベイナイト鋼。
【請求項２】
質量百分率で、
０．１０〜０．６の炭素と、
最大１．０のケイ素と、
０．８〜３．０のマンガンと、
比ＮＵ＝［Ｔｉ＋Ｐ＋１０Ｂ＋（Ｖ−０．１０）］によって与えられるリン、ホウ素、チタン及びバナジウムであって、ＮＵの値が０．０８〜０．３０であり、チタンが０．００５を超え、ホウ素が０．０１０未満であり、チタンが０．００５〜０．１０であり、バナジウムとニオブを、１質量部のバナジウムに対して２質量部のニオブの比率で部分的又は完全に置き換えることができる、リン、ホウ素、チタン及びバナジウムと、
比Ｇ＝［０．１３Ｎｉ＋０．６０Ｍｏ＋０．２６Ｃｒ］によって与えられるニッケル、モリブデン及びクロムであって、Ｇの値が０．２０を超え且つ０．５０未満であり、この比に加えてクロム含有量が０．１〜１．５でなければならず、ニッケル含有量が０．３を超える、ニッケル、モリブデン、及びクロムと、
最高０．０５の硫黄と、
０．０５〜３．０のケイ素と、
０．０５未満の窒素と、
最大０．００５のカルシウムと、
０．１未満のアルミニウムと、
１．０未満のコバルトと、
残部である実質上に鉄及び精錬プロセスで回避できない不純物と
からなる化学組成を有し、
厚さが最大８５０ｍｍの塊で材料を作ることができ、７００℃を超える温度からの空冷によって２５０〜４５０ＨＶの硬さが得られ、該硬さが、等式ＨＶ＝（４５０±１４０）％Ｃ＋（２１０±４５）によって与えられることを特徴とする請求項１に記載された金型用ベイナイト鋼。
【請求項３】
質量百分率で、
０．１０〜０．６の炭素と、
０．０５〜０．６のケイ素と、
１．３〜３．０のマンガンと、
比ＮＵ＝［Ｔｉ＋Ｐ＋１０Ｂ＋（Ｖ−０．１０）］によって与えられるリン、ホウ素、チタン及びバナジウムであって、ＮＵの値が０．１０〜０．２０であり、チタンが０．０１０を超え、ホウ素が０．００５０未満であり、バナジウムとニオブを、１質量部のバナジウムに対して２質量部のニオブの比率で部分的又は完全に置き換えることができる、リン、ホウ素、チタン及びバナジウムと、
比Ｇ＝［０．１３Ｎｉ＋０．６０Ｍｏ＋０．２６Ｃｒ］によって与えられるニッケル、モリブデン及びクロムであって、Ｇの値が０．２５を超え且つ０．４０未満であり、この比に加えてクロム含有量が０．１〜１．０でなければならず、ニッケル含有量が０．２〜１．０である、ニッケル、モリブデン、及びクロムと、
０．００１〜０．０１０の硫黄と、
０．２０〜１．５のケイ素と、
０．００４０〜０．０１５０の窒素と、
０．０００５〜０．００３０のカルシウムと、
０．０５未満のアルミニウムと、
１．０未満のコバルトと、
残部である実質的に鉄及び精錬プロセスで回避できない不純物と
からなる化学組成を有し、厚さが最大８５０ｍｍの塊で材料を作ることができ、高温加工後の空冷によって２８０〜４５０ＨＶの硬さが得られ、該硬さが、等式ＨＶ＝（４５０±１４０）％Ｃ＋（２１０±４５）によって与えられることを特徴とする請求項２に記載された金型用ベイナイト鋼。
【請求項４】
質量百分率で、実質的に
０．１８〜０．５２の炭素と、
０．３０〜０．６０のクロムと、
０．１０〜０．５０のモリブデンと、
０．３０〜０．５０のニッケルと、
０．０４〜０．１０のバナジウムと、
０．００１０〜０．００３０のホウ素と、
０．００１０〜０．０１００の硫黄と、
０．００５〜０．０３０のカルシウムと、
０．００３０〜０．０１００の窒素と
からなる化学組成を有し、
最終的な使用硬さが、鍛造又は積層直後に、油又は水による硬化プロセスを使用する必要なく、比較的大きい標準寸法、１００〜１０００ｍｍの厚さで得られ、
熱処理が、強制対流による穏やかな空冷でなければならず、
ビッカース硬さが、２９〜４２ＨＲＣと同等の２８０〜４２０ＨＶである場合、比ＨＶ＝（４５０±１４０）％Ｃ＋（２１０±４５）に従って、合金炭素含有量によって求められることを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載された金型用ベイナイト鋼。
【請求項５】
標準寸法が厚さ４００ｍｍ未満である分野の場合、比Ｇ＝［０．１３Ｎｉ＋０．６０Ｍｏ＋０．２６Ｃｒ］によって計算されるＧ比が０．１０未満であり、式中の記号が、元素の質量百分率での含有量を表すことを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載された金型用ベイナイト鋼。
【請求項６】
マンガン含有量が、ニッケル又は銅と、質量百分率で等しい数量で部分的又は完全に置き換えられることを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載された金型用ベイナイト鋼。
【請求項７】
質量百分率で、２部のニオブが１部のバナジウム又はチタンに対応し、１部のタンタル又はジルコニウムが２部のバナジウム又はチタンに対応する関係で、チタン又はバナジウムを部分的又は完全に置き換えるニオブ、ジルコニウム又はタンタルを含有することを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載された金型用ベイナイト鋼。
【請求項８】
質量百分率で、ホウ素が０．００１５〜０．００３０であり、ケイ素が０．４０〜１．２であることを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載された金型用ベイナイト鋼。
【請求項９】
質量百分率で、硫黄が０．００２〜０．０９０であり、カルシウムが０．０００５〜０．００３０であることを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載された金型用ベイナイト鋼。
【請求項１０】
最終的な硬さが、高温加工直後の空冷によって、又は炉内でその前の加熱による空冷によって得られ、得られた最終的な硬さ（ビッカース・スケール）が、等式ＨＶ＝（４５０±７０）％Ｃ＋（２１０±２２）によって、又は他のスケールによる硬さへの変換による同等の等式によって与えられることを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載された金型用ベイナイト鋼。
【請求項１１】
質量百万分率で、０．００２〜０．３０の硫黄、０．０００５〜０．０１０のカルシウムを有し、高い機械加工能力が必要な状況に適用される０．２５％未満の炭窒化物の体積分率を有するミクロ組織を特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載された金型用ベイナイト鋼。
【請求項１２】
高温加工又は９００℃を超える温度での加熱後の急冷によって向上した靭性を有することを特徴とする請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載された金型用ベイナイト鋼。
【請求項１３】
高温加工又は９００℃を超える温度での加熱後の急冷によって向上した靭性を有し、冷却プロセスが、最高７００℃の温度まで空冷を行い、次いで水中で３０分間保ち（水温を８０℃未満に保つ）、続いて室温まで空冷を行うという熱処理によって与えられ、
亀裂を受けやすい部分の場合、水冷時間を６０分の油冷却に置き換えて、他のすべての熱処理条件を一定に維持することを特徴とする請求項１から請求項１２までのいずれか一項に記載された金型用ベイナイト鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ニッケル及びモリブデンなどの高価な元素を大量に含有する必要がなく焼入れ工程を必要としないで、主要な特性としてベイナイト変態によって得られる均質な硬さを有し、工具、金型、金型ホルダ、工具ホルダにおける多様な分野で使用されるベイナイト鋼に関するものである。したがって、この鋼は、合金及び大きい塊での熱処理において、かなりのコスト上の利得が得られる。合金のミクロ組織的観点から合金を注意深く設計することにより、工具、金型及び基部に使用される従来の硬質合金に近い硬さ及び特性を有しながらコストを著しく低減させた本発明の鋼が提供される。
【背景技術】
【０００２】
工具及び金型は通常、熱可塑性の高分子材料（一般に、プラスチック材料として知られている）または金属材料などの他の材料を変形させるプロセスで使用される。プラスチック材料または金属材料を製造するために使用される材料の特性に応じて、これらの工具は、室温又は通常７００℃に到達する高温プロセスで使用される。本発明の鋼は、室温又は５００℃未満の温度で作働する金型又は工具、並びに汎用の金型又は工具ホルダに使用される。そのような応用分野の典型的な例は、通常３００℃を超えないプラスチック用の金型であろう。また、この鋼は、常に室温で、いくつかの条件で使用される工具の応力を支持する金型及び工具ホルダにも適用される。
【０００３】
したがって、プラスチック用金型及び金型ホルダは、本発明の鋼の典型的な応用分野と考えることができる。そのような応用分野では、工具材料の多くの特性が重要である。その特性には、金型の用途に関係する特性もあれば、金型の製造に関係する特性もある。金型又は金型ホルダの用途に関係する特性は、強度特性が重要であり、一般に、材料の硬さ、および材料の断面に沿った均質性に関係するものである。他方では、金型又は金型ホルダの経済的な製造には、材料の研磨、表面処理、及び機械加工の能力に対する応答性などの特性が重要である。
【０００４】
このような要件を達成するために、従来の鋼は、焼入れ及び焼戻しによる熱処理を行う。焼入れ処理は、寸法の大きい塊には複雑であり、油タンク内で、又は高分子で変化させた水溶性の媒体内で迅速に冷却する必要がある。大きい金型に適用される塊の場合、８０，０００リットルを超えるタンクが使用され、その結果、重大な作業上の困難が生じる。冷却プロセスに加えて、ニッケル、マンガン及びモリブデンなどの硬化性を促進する元素を使用して、材料の化学組成を改善しなければならない。表１に示すように、これらの元素は、現況技術の鋼に含有され、最終的に必要な硬さにも関係することがわかっている。
【０００５】
この意味では、新しい開発が行われている。たとえば欧州特許第０８０５２２０号及び米国特許第５８５５８４６号の目的は、金型に適用するための合金元素の含有量がより小さいベイナイト鋼を作ることである。しかし、この発明では、（ＤＩＮ１．２７３８と同じ範囲内で）クロムの含有量を最大にすることで硬さが得られており、熱伝導率を低減させ、またコストがより高くなる。他方では、米国特許第５６９５５７６号の発明は、Ａｌ及びＳｉの含有量を大きくする思想を示すが、非金属介在物が存在するため、合金の機械加工能力を損なうことがある。また、Ｓｉ含有量が大きいことにより、例２に示すように、硬化性を損なうことがある。ブラジル特許第ＰＩ９６０２０５４−７号及びブラジル特許第ＰＩ０３０８８３２−４号は同じ概念によっているが、最も高い硬さ範囲（４３０〜５３０ＨＢ）及び２００ｍｍ未満の厚さのみを得ようとしているのに対して、より多くの応用分野は３００ＨＢの金型であり、この必要を満たしていない。これらの特許はいずれも、焼入れ処理（すなわち、空冷による）を必要としない大きい塊（厚さが２００ｍｍを超える）での応用例を示していない。また、これらの特許は、合金の調整によるか、それとも熱処理手段によるかにかかわらず、冷却が遅いために起こりうる脆化を回避する可能性について説明していない。
【０００６】
表１  現況技術の合金。主要な合金元素だけを質量百分率で示す。残部は鉄である。
【０００７】
【表１】
2013523999.tif 000003
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】欧州特許第０８０５２２０号明細書
【特許文献２】米国特許第５８５５８４６号明細書
【特許文献３】米国特許第５６９５５７６号明細書
【特許文献４】ブラジル特許第ＰＩ９６０２０５４−７号明細書
【特許文献５】ブラジル特許第ＰＩ０３０８８３２−４号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
したがって、化学組成によるか、それとも特殊な熱処理プロセスによるかにかかわらず、工具用の鋼の塊を硬化させるための困難及びコストは明らかである。したがって、急冷及び合金元素の大量含有を使用しないで、大きい塊（断面が５００ｍｍを超える）を作るように硬化させることが可能な鋼が必要であることが明らかである。そのような鋼は、金型に適用される硬さ範囲全体、すなわち３００〜４２０ＨＢを満たすことができることが好ましい。
【００１０】
本発明の課題は、これらの要求をすべて満たすことである。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明で提案されるベイナイト鋼は、焼入れする必要なく硬化させることができ、また、ニッケル、モリブデン、及びクロムなどが高コストの元素であるとの観点から経済的な化学組成を有する。
【００１２】
上記の条件を満たすために、本発明の合金は、質量百分率で、以下を含む合金組成を有する。
【００１３】
炭素：０．０５〜１．０、好ましくは０．１〜０．７、通常０．１５〜０．６。
【００１４】
マンガン
０．５〜５．０、好ましくは１．０〜３．０、通常１．５〜２．５。マンガンは、ニッケル又は銅と、１質量部のマンガンと１質量部の銅又はニッケルの比で、部分的又は完全に置き換えることができる。
【００１５】
リン、ホウ素、チタン、及びバナジウム
これらは類似の効果を有し、したがって、ＮＵ＝［Ｔｉ＋Ｐ＋１０Ｂ＋（Ｖ−０．１０）］の比に従って添加しなければならない。上式で、ＮＵの値は、０．０２〜０．３０、通常０．０６〜０．２０でなければならない。バナジウムは、ニオブ又はタンタルに、１部のバナジウムが２部のニオブ又はタンタルと同等の質量比で、部分的又は完全に置き換えることができる。
【００１６】
チタン
ＮＵの比とは関係なく、最小のチタン含有量は、０．００５でなければならず、通常０．０１５を超え、好ましくは０．０２０を超えなければならないが、０．１０を超えてはならず、好ましくは０．０５未満、通常０．０４０未満である。
【００１７】
ホウ素
上記の比に加えて、ホウ素の最大含有量を制御しなければならず、０．０１０未満、好ましくは０．００７未満、通常０．００４未満である。
【００１８】
ニッケル、モリブデン、及びクロムは類似の効果を有し、Ｇ＝［０．１３Ｎｉ＋０．６０Ｍｏ＋０．２６Ｃｒ］の比に従って添加しなければならない。Ｇの値は、０．１を超え及び１．０未満、好ましくは０．２〜０．５、通常０．２５〜０．４でなければならない。モリブデンは、タングステンと、１部のモリブデンが２部のタングステンと同等の質量比で、部分的又は完全に置き換えることができる。この比では、Ｎｉは、銅と、１部のニッケルが１部の銅と同等の比で完全又は部分的に置き換えることができる。
【００１９】
ニッケル
上記に加えて、最小のニッケル含有量は、０．１、好ましくは０．３、通常０．４である。
【００２０】
クロム
比Ｇで含有されることに加えて、最大含有量１．５、好ましくは１．０未満、通常０．１〜０．８のクロムを添加できる。
【００２１】
硫黄
０．１０未満、好ましくは０．０５未満、通常０．００１〜０．０１０。
【００２２】
カルシウム
最高０．０１０、好ましくは最高０．００５、通常０．０００５（５ｐｐｍ）〜０．００３（３０ｐｐｍ）の含有量で存在しなければならない。
【００２３】
アルミニウム
０．５未満、通常０．１未満、好ましくは０．０２未満でなければならない。
【００２４】
窒素
０．１未満、通常０．０５未満、好ましくは０．００３〜０．０１５でなければならない。
【００２５】
ケイ素
０．０５〜３．０、好ましくは０．１〜２．０、通常０．３〜１．５。
【００２６】
鉄が残部であり、鋼加工工程で一般的な金属又は非金属不純物。
【００２７】
以下は、新しい材料の組成を規定する理由であり、各合金元素の効果について説明する。示されている百分率は、質量百分率を指す。
【００２８】
炭素
炭素は、マルテンサイト又はベイナイトの硬さに対する熱処理の効果を主に担う。ベイナイトは、本発明の鋼の最も重要な微量成分である。したがって、炭素含有量は、適用要件に応じて本発明の鋼の最終的な硬さを制御する。したがって、炭素含有量は、硬さＨＶ＝（４５０±１４０）％Ｃ＋（２１０±４５）という等式に従って、必要な硬さ（以下の例５での等式定義される）により、高くしなければならない。
【００２９】
しかし、含有量は、焼入れ後、残留オーステナイトが多くなりすぎないように、そしてまた結晶粒界に大量の２次析出炭化物を回避するように、１．０％未満、好ましくは０．７％未満、通常０．６０％未満でなければならない。上記の比によれば、炭素含有量は、材料の必要な硬さ及び機械抵抗を促進するのに十分でなければならず、また０．０５％を超え、好ましくは０．１％を超え、通常０．１５％を超えるはずである。
【００３０】
マンガン
コストが高くないため、また硬化性を増大させるのに有効であるため、本発明の鋼では、マンガンを大量に含有しなければならない。したがって、マンガンの含有量は、０．５％を超え、好ましくは１．０％を超え、通常１．５％を超えなければならない。しかし、過剰であると、マンガンは、残留オーステナイト及び材料の歪み硬化を増大させ、機械加工能力の損失を引き起こし、また水素の溶解度を増大させ、剥片の形成を促進する。したがって、マンガン含有量は、最大５．０％、好ましくは最大３．０％に制限されなければならず、通常２．５％未満である。
【００３１】
リン、ホウ素、チタン及びバナジウム
これらの４つの元素は、本発明の鋼において基本的な役割を有し、フェライト相又はパーライト相などの拡散相の核形成を低減させるように共同して作用する。体積分率に応じて、これらの相は、硬さを著しく低減させて、材料の使用を実行不可能にしうる。核形成の低減についての説明は、オーステナイトの結晶粒界におけるこれらの元素の濃度に基づいており、これらの領域は高い自由エネルギーを有し、したがってフェライト及びパーライト形成の最初の領域になる。リン又はホウ素によって占有されたとき、又はさらにはチタン及びバナジウムの炭窒化物の存在下では、結晶粒界を利用して拡散相、フェライト相、又は微細なパーライト相を形成することができない。したがって、本発明の合金では、これらの相が抑制されると、熱力学的条件により、硬さがより高く、棒断面に沿って均質でもあるベイナイトが形成される。
【００３２】
この意味では、最も強い効果はホウ素によって得られ、ホウ素の効果はチタン及びリンの効果よりも１０倍大きいことが経験的に明らかになった。バナジウムの場合、追加される成分の一部（約０．０７％）は、７００℃のナトリウムに溶けており、この温度で、パーライト又はフェライトが形成される。そのため、この比では、（Ｖ−０．１０）という式によってバナジウムを扱う。チタンもまた、炭窒化物の形成を促進するが、固溶度が低いため、チタンはこの比で完全に考慮されている。したがって、これらの元素の共同の効果に相関するＮＵに対する比、
ＮＵ＝％Ｔｉ＋％Ｐ＋１０％Ｂ＋（％Ｖ−０．０７％）
が得られた。
【００３３】
この比の合計が非常に小さいとき、結晶粒界を占有する作用が低いことを意味し、拡散相をより迅速に形成しなければならない。いくつかの組成の結果、この関係の最小の量は０．０２％、通常０．０６％でなければならない。
【００３４】
しかし、リン、ホウ素、チタン、又はバナジウムの含有量が極度に大きいと、いくつかの理由により脆化を促進する。チタン及びバナジウムは、強い炭化物形成体であり、過剰であると、亀裂の伝播を容易にすることがある。炭化物の過多は、材料の機械加工及び研磨能力を害するため、金型への適用にも望ましくない。他方では、リンは、結晶粒界及び他の境界面で過剰に偏析すると、局部的な凝集力を低減させる（境界面における原子間の化学的な結合を弱める）ことによって、脆化を促進する。過剰なホウ素もまた、リンに類似の作用を促進することがあるが、結晶粒界で炭化物を形成し、全体としてこれらの領域及び材料の脆化を促進するという大きな欠点をもつ。そのため、これらの元素の最大含有量は、ＮＵ比の限度を定義して制御されなければならない。これらの例に示した結果は、ＮＵが０．３０％未満、通常０．２０％未満でなければならないことを示す。
【００３５】
チタン
すでに上述したが、チタンも、本発明の鋼に対して、（チタンと窒素の親和性がホウ素と窒素の親和性よりも高いため）窒素との反応からホウ素を「保護する」という別の効果を有する。したがって、チタンにより、ホウ素は、窒素との結合を防止し、粒界での偏析効果を有することができる。そのような作用を実現するために、チタンは、０．０１０％を超え、通常０．０１５％を超えなければならない。
【００３６】
ホウ素
ホウ素によって最も強い脆化効果が認められるため、この元素も、最大０．０１０％、好ましくは最大０．００７％、通常０．００４％未満に独立して制限しなければならない。
【００３７】
ニッケル、モリブデン、クロム
これらの３つの元素は、パーライトのミクロ組織に分散されるか、それとも初析フェライトによって分散されるかにかかわらず、拡散相の成長に影響するため、硬化性の増大を促進する。形成後、これらの相は均衡した含有量を有し、形成のために過剰な元素の拡散が発生するはずである。この拡散のための時間は、これに関係するクロム、モリブデン、及びニッケルの作用である形成プロセスを遅延させることがある。従来、この作用は、
Ｇ＝［０．１３Ｎｉ＋０．６０Ｍｏ＋０．２６Ｃｒ］
という等式で使用される硬化性係数によって定量化される。
【００３８】
この等式は、形成された相の成長を抑制するときの３つの元素を組み合わせた効果を示す。核形成を抑制する前述の係数に関連して、初析フェライト又はパーライトの形態では、拡散相の形成を抑制することが可能であり、このようにして硬さ及び機械抵抗がより高いベイナイトが形成される。したがって、Ｇの値は、０．１％、好ましくは０．２％を超え、通常０．２５％を超える最小値を仮定しなければならない。より薄い標準寸法（たとえば、４００ｍｍ未満）の場合、０．１％〜０．２％の値など、より低いＧの値で十分なことがある。これは、ニッケル、モリブデン及びクロムには、過去数年間、著しい公定価格設定が行われたため、合金の最終的なコストを低減させるのに重要である。コストに加えて、これらの元素の含有量は、マルテンサイトの形成を抑制するように制御しなければならない。この相が得られた場合、塊又は棒の表面硬さは、中核部の硬さよりも非常大きいであろう。言い換えれば、比Ｇの含有量が過剰に大きいと、合金のコストを増大させることに加えて、標的硬さの均質性の損失を促進する。Ｇの値は、１．０％未満、好ましくは０．５％未満、通常０．４％未満でなければならない。これらの３つの元素は、廃材の著しい汚染物質であるが硬化性に対して類似の効果を有する銅と置き換えることができる。銅が使用される場合、ニッケル、モリブデン、又はクロムと、質量が同等の比率で置き換えなければならない。
【００３９】
ニッケル
上記に加えて、炭化物の析出を回避して靭性を増大させるために、最小含有量のニッケルを添加することができる。これらの場合、ニッケルの最小含有量は、０．１％、好ましくは０．３％でなければならない。
【００４０】
クロム
比Ｇで含有されることに加えて、熱伝導率の損失を回避するために、最大含有量のクロムを添加することができる。したがって、クロム含有量は、１．５％、好ましくは１．０％未満、通常０．１％〜０．８％に制限されなければならない。
【００４１】
硫黄
本発明の鋼では、硫黄が硫化マンガン含有物を形成し、硫化マンガン含有物は、高温形成プロセスによって細長くなる。機械加工プロセスで生じる温度で可鍛性があり、且つ液体であるため、これらの含有物は、縦溝破断を容易にし、且つ切断工具を潤滑して、機械加工能力を改善する。したがって、硫黄含有量は、０．００１％を超え、好ましくは０．００５％を超え、通常０．０１０％を超えなければならない。しかし、すべての分野が高い機械加工能力を必要とするわけではないため、硫黄バンドの使用は任意選択である。機械加工プロセスを助けるが、硫化マンガンの含有物は、研磨及び機械特性によって与えられる表面品質を損なう。したがって、硫黄含有量は、０．２０％未満、好ましくは０．０５未満％、通常０．０１０％未満でなければならない。
【００４２】
カルシウム
カルシウムもまた、含有物に影響を与え、機械加工能力を害する硬質のアルミニウム含有物を変化させ、全体として含有物の寸法を低減させる（球状化）。しかし、カルシウム含有量の制御は、反応性が高いため複雑である。したがって、高い機械加工及び研磨能力が必要な場合、カルシウムの使用を任意選択と見なすこともできる。使用される場合のカルシウム量は、５ｐｐｍを超え、好ましくは１０ｐｐｍを超え、通常２０ｐｐｍを超える含有量でなければならない。過剰な含有量のカルシウムは、チャネル及び鋳造デバイスで使用される耐火性物質の腐食を促進し、含有物の分率を過剰に増大させることがある。したがって、添加される場合のカルシウムの最終的な含有量は、１００ｐｐｍ未満、好ましくは５０ｐｐｍ未満、通常３０ｐｐｍ未満でなければならない。
【００４３】
アルミニウム
硬質のアルミニウム含有物を形成するため、機械加工に対する損傷を回避するには、アルミニウム含有量が大きすぎてはならない。アルミニウム含有量は、０．５％未満、通常０．１未満％、好ましくは０．０５未満％でなければならない。
【００４４】
窒素
窒素は、チタン及びバナジウム炭窒化物を形成するのに必要である。これらの炭窒化物は、粒子の成長を抑制し、結晶粒界の自由エネルギーを低減させることを助け、拡散相の核形成を回避する。他方では、過剰な窒素は、ホウ素と反応して、結晶粒界のエネルギーを低減させるホウ素元素の効果を抑制することがある。また、窒素の含有量が過剰に大きいと、材料の機械加工能力に有害なチタン炭窒化物のさらなる形成を促進する。したがって、窒素は、０．１未満％、通常０．０５未満％、好ましくは０．００３％〜０．０１５％でなければならない。
【００４５】
ケイ素
本発明の鋼と同様にアルミニウム含有量が小さい状況で重要な脱酸剤としての使用に加えて、ケイ素は、炭化物の形成に重要な効果を有する。ケイ素は、セメンタイト、及び、例に示すように、結晶粒界に析出して材料を害する他の炭化物の形成を抑制する。これらすべての効果のため、ケイ素含有量は、０．０５％〜３．０％、好ましくは０．１％〜２．０％、通常０．３％〜１．５％でなければならない。
【００４６】
材料生成プロセス、より具体的には熱処理もまた重要である。前述のように、材料は、非常に高い硬化性及び断面に沿って均質に硬化する能力を有するように設計された。したがって、大部分の標準寸法の場合、材料を空冷することができる。そのような冷却は、炉から、又はさらには材料の高温加工の直後に、臨界ＡＣ３温度（約８５０℃）を超える加熱温度から行わなければならない。より良好な靭性を得るために、たとえば、水、油、若しくは空気の強制対流、又はさらには水の噴霧によって、より急速な冷却を使用することができる。したがって、硬化中の冷却方法は、装置及び特有の応用分野に必要な靭性に応じて変動させることができる。これは、先に定義した化学組成の微調整によって提供される高い硬化性によってのみ可能である。
【００４７】
実行した実験及び調査した組成についての以下の説明では、添付の図を参照されたい。
【図面の簡単な説明】
【００４８】
【図１】１，１５０℃から０．０５℃／秒の冷却後に得られる硬さを評価した、ＮＵ係数及びＧ係数の関数としての組成の分布を示す図。現況技術の鋼が使用される主要な硬さ範囲であるため、３０〜３４ＨＲＣの硬さを適切な値（「ＯＫ」）と考える。
【図２】形成された相を示す、本発明の鋼の典型的な連続冷却変態（ＣＣＴ）曲線を示す図。領域Ｂはベイナイトを示し、Ｍ及びＦはそれぞれマルテンサイト及びフェライトを示す。空冷された厚い標準寸法の場合、３１０ＨＶ前後の硬さが得られ、応用分野に必要な３２ＨＲＣが得られることに留意されたい。
【図３】形成された相を示す、現況技術のＤＩＮ１．２７３８鋼の典型的な連続冷却変態（ＣＣＴ）曲線を示す図。領域ＢＳ及びＢｉはそれぞれ上部ベイナイト及び下部ベイナイトを示し、Ｍ及びＰはそれぞれマルテンサイト及びパーライトを意味する。
【図４】高い硬さ均一性を示す、２つの異なる標準寸法の２つの工業用塊における硬さ測定を示す図である。
【図５】衝撃に対する靭性に関して異なる合金１８〜２１の評価を示す図。得られた値と炭化物の析出を関連させるために、標準寸法及びミクロ組織を示す。
【図６】ケイ素含有量の異なる組成２５〜２８に対して得られるミクロ組織を示す図。組成を表５に示す。
【図７】リン含有量の異なる組成２９〜３２に対して得られるミクロ組織を示す図。組成を表５に示す。
【図８】ホウ素含有量の異なる組成３３〜３６に対して得られるミクロ組織を示す図である。組成を表５に示す。
【図９】溶体化のための熱処理を行い、続いて９５０℃、８５０℃、７５０℃、及び６００℃へゆっくりと冷却したサンプルのミクロ組織及び靭性を示す図。腐食はナイタール（Ｎｉｔａｌ）２％である。倍率は２００倍である。
【図１０】炭素含有量に対する硬さの評価を示す図であり、ａ）は測定された硬さによる精密な計算値の比較、ｂ）±２０ＨＢの変動をもった上限と下限の間の硬さの値を予測する等式である。
【００４９】
「例１」
本発明の鋼の組成を定義するために、いくつかの合金を作製して現況技術の鋼と比較した。実験棒材を作り、得られた化学組成を表２に示す。これらの化学組成を、以下、通し番号で呼ぶ。比較のために、ＤＩＮ１．２７３８鋼（プラスチック用金型及び工具ベースの他の応用分野で非常によく使用される）の典型的な組成の調査を行った。硬さの結果について論じる前に、表３では、本発明の組成において合金元素が著しく低減され、コストがより低くなることに留意することが重要である。
【００５０】
表２は、拡散相の核形成及び成長の抑制に関係する、前述の比からのＮＵ及びＧの値を示す。組成ごとに、膨張率測定の調査を行い、０．０５℃／秒の冷却速度で得られた硬さも表２に示す。この冷却は、４００ｍｍの塊を空冷するのと同等の冷却である。そのような硬さの目的は、金型及びプラスチック用金型ホルダの典型的な応用分野の場合、３０〜３４ＨＲＣの範囲に入ることである。したがって、この範囲内の硬さを「ＯＫ」と呼び、この範囲外の強度を高又は低という。
【００５１】
図１に示すように、これらの結果を図の形にすると、本発明における合金の理想的な作用領域が明らかになる。言い換えれば、ＮＵとＧとの組合せの領域が、標的範囲内の硬さを生成する。したがって、これによって、ＮＵ（Ｔｉ、Ｐ、Ｂ、及びＶ）、並びにＧ（Ｃｒ、Ｎｉ、及びＭｏ）を形成する元素の点で、本発明の合金の作用限界が得られる。
【００５２】
表２  ＮＵ比及びＧ比の効果を明らかにするために、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｒ、及びＭｏの様々な値で調査された本発明の合金
【００５３】
【表２】
2013523999.tif 000004
【００５４】
表３  この例で調査されたＤＩＮ１．２７３８鋼に類似の組成
【００５５】
【表３】
2013523999.tif 000005
【００５６】
この結果に対する説明は、核形成及び成長の機構に直接関係する。第１に、結晶粒界におけるエネルギーの低減を促進する元素は基本的なものであり、したがって拡散性化合物の形成を回避し、（初析フェライトであるか、それともパーライト形態のフェライト及びセメンタイトであるかにかかわらず）硬さをより低くする。そのような役割は、式のＮＵ係数を形成する元素によって提供される。チタン及びバナジウムは、結晶粒界に析出化合物（炭化物又は炭窒化物）を形成する傾向があり、これらの領域の自由エネルギーを低減させる。フェライト又はパーライト形成温度（７００℃前後）では、チタンの溶解度は低く、無視されるが、バナジウムの溶解度は高く、したがって、バナジウムの含有量は、０．０７％の係数だけ低減され、７００℃の固溶バナジウムとほぼ同等になる。他方では、リン及びホウ素は、これらの領域内で偏析及び濃縮する傾向があり、同様にそのエネルギーを低減させ、したがって拡散相の核形成を回避する。ホウ素の効果はリンの効果よりも約１０倍高いことが実験で明らかになり、したがってその係数は１０倍である。炭窒化物の形成におけるチタンの本質的な効果に加えて、これらの化合物は、結晶粒界で偏析されるとホウ素と反応してホウ素の重要な効果を排除する傾向がある自由窒素をマトリックスから除去する。
【００５７】
核形成を回避することに加えて、拡散相の成長を抑制する元素の存在が重要である。本発明の合金においてこの係数を形成する元素は、マンガン、ニッケル、及びクロムである。図１は、元素の硬化性の典型的な結果から得られる乗数指数である、係数Ｇによって考慮されるこれらの元素を示す。マンガンは、すべての合金で一定であるため、Ｇでは考慮されない。含有量が非常に大きいとき、これらの元素は、過剰な硬化性を促進し、マルテンサイトを形成し、硬さを過度に増大させる。数量が非常に小さい場合、硬さは非常に低くなる。これは、核形成が高いＮＵ値によって抑制される場合でも、高い成長の傾向により、著しい数量のフェライト又はパーライトの形成をもたらし、硬さを低減させるために発生する。
【００５８】
表１に図示する１７個の合金の中で、以下に説明する調査された合金元素の効果を非常によく表すものがある。合金１及び２は、非常に少ないとき、ＮＵの値が低くなり、必要な硬さに到達しないというリン含有量の効果を示す。しかし、これが０．０２０％を超えるとき（合金２）、硬さは、必要な硬さに非常に近い。合金５及び１７のクロム、ニッケル、又はモリブデンの含有量は小さく、それによって比Ｇを損ない、したがって必要な硬さを実現しない。他方では、合金７、８及び９は、Ｃｒ及びＮｉ元素の含有量が過剰に大きい結果、Ｇの値が高くなり、硬さが過剰に高くなる（マルテンサイトの一部の形成のため）ことを示す。合金１５は、小さい含有量でＮＵ値の著しい低減をもたらし、したがって硬さの著しい低減をもたらすバナジウムの重要性を示す。したがって、バナジウムは、合金に絶対必要と考えることができる。
【００５９】
最後にもう１つ重要な説明として合金１０について言及する。この合金は、提案された一覧にない唯一の合金であるが、その理由は簡単である。合金１０は、小さい含有量のチタンを有し、ＮＵ値の低減を引き起こすはずである。しかし、硬さの低減は、予測よりはるかに大きかった。これは、チタンがないことでホウ素の効果の損失をもたらすために発生する。なぜなら、チタンがないことでより多くの自由窒素がホウ素と反応し、したがってホウ素の効果の損失を促進するからである（一部の著者によって有効ホウ素と呼ばれる）。この共働効果は、ＮＵ及びＧの等式では説明することはできず、したがって本発明の合金は、チタンに関して特殊な要件を有する。
【００６０】
一例を与えるために、図２は、本発明の典型的な組成のＣＣＴ曲線を示す。この曲線は、現況技術のＤＩＮ１．２７３８鋼のＣＣＴ曲線と比較することができる（図３）。
【００６１】
例１に記載の予備調査によって最善の組成を定義した後、表４に示すように、異なる幾何形状をもついくつかの工業用のロットを作った。図４は、上記の組成に従って作った２つの大きい塊の硬さプロファイル及び写真を示す。両方で、２８５〜３１０Ｈ／Ｂ（３０〜３４ＨＲＣ）前後という硬さが得られ、中核の領域で下降する傾向はなかった。
【００６２】
「例２」
十分な範囲内の均質な硬さにもかかわらず、特に４００ｍｍを超える断面をもつ塊における工業用の熱は、ＤＩＮ１，２７３８鋼（この適用分野に対する参照）よりも著しく低い靭性を示し、挿入なしの衝撃試験に対する値は約２００ジュールであった（７×１０ｍｍの試験片を用いた）。材料のミクロ組織に対する靭性の値の比較では、図５で示すように、そのような低い値の主要な原因が結晶粒界における炭化物の析出であることを示した。したがって、これらの炭化物の析出及びその結果生じる大きい塊の脆化を回避するために、本発明の合金に対する代替手段が開発された。
【００６３】
化学組成に関しては、炭化物の数量は、ホウ素含有量が増大するにつれて増え、またケイ素含有量が増大すると低減し、リン含有量にはほとんど影響しないことが観察された。表５は、この評価で使用した化学組成を示す。結果は、表６の組成に基づいており、図６〜８に結果を示す。合金１８及び１９の図５の比較に示すように、同じ標準寸法の場合、ニッケルは重要な効果を有することも観察された。合金１８は、ニッケルの含有量がより小さいため、炭化物の数量がより少ないことを示した。
【００６４】
表４  得られた硬さに対する値、並びにＧ比及びＮＵ比を示す、様々な寸法の塊において工業用の数量で作った本発明の合金。
【００６５】
【表４】
2013523999.tif 000006
【００６６】
ホウ素の場合、硬化性にとって重要であるが（例１）、過剰な含有は、これらの炭化物の形成を助ける。炭化物の数量（表６）は、ホウ素が２０ｐｐｍから４０ｐｐｍに増大すると２倍増大することに留意されたい。
【００６７】
おそらく、これは、含有量の大きいホウ素が結晶粒界で濃縮されて炭化物の析出を助けるとき、準安定性の条件が高いためである。
【００６８】
この現象は、激しいミクロ偏析の影響で、大きい棒材に対してより強く、ホウ素の局部的な濃度の増大をもたらす。
【００６９】
図８は、この影響を示し、ホウ素の含有量がより大きいサンプルにおける炭化物量の増大をかなり明らかにする（析出は、３６℃／時という非常にゆっくりした冷却で、中核の断面が８００ｍｍを超える塊の冷却をシミュレートする処理によって促進された）。
【００７０】
それほど激しくないが類似の影響は、図７に示すように、ケイ素含有量の低減とともに発生する。含有量が０．４０％を超えるケイ素を使用すると、これらの炭化物の形成を低減させる傾向がある。しかし、表６に示すように、Ｓｉ含有量が増大すると、特に含有量が１．０％を超える場合（表６によれば、２％Ｓｉをもつ合金中の大量のフェライト）、本発明の材料の硬化性（基本的な特性）を低減させる。
【００７１】
したがって、靭性が高く硬化性が十分な大きい棒材を作るには、大きいケイ素含有量（０．２〜１．０％）及び最小のホウ素含有量の使用がより適しており、この最小値は、例１に記載の係数ＮＵによって定義される。
【００７２】
表５  大きい寸法の塊内で脆性をもたらす炭化物の析出におけるＰ、Ｂ及びＳｉの含有量の影響を調査するために作った本発明の合金。
【００７３】
【表５】
2013523999.tif 000007
【００７４】
そのような影響に対する冶金学上の理由には明確な説明があり、それについて本明細書で論じる。含有量が大きい場合、ホウ素は、結晶粒界で濃縮する傾向があり、特にＦｅ及びＣｒとともに複雑な炭化物を形成する。本発明の鋼で実行された電子顕微鏡分析によって、これらの２つの元素が発見され、並びにＭｏの特色が発見された。したがって、ホウ素の含有量を低減させると、問題の原因から炭化物を排除する。しかし、例１に記載のように、フェライトの形成を回避するには、結晶粒界でホウ素の存在が必要であるため、低減を過剰に行うことはできない。他方では、ケイ素は、炭化鉄（セメンタイト）で低い溶解度を有し、鋼内での形成を回避する。本発明の鋼内のこれらの炭化物はまた、含有量の大きい鉄を有するため、ケイ素の機構は、セメンタイトで発生する場合と同じであると理解することができる。
【００７５】
表６  手動で識別された炭化物の複合画像分析法による結晶粒界における炭化物の体積分率の定量的な測定。１００倍の倍率でサンプルごとに１０個の領域を分析すると、各サンプルに対して合計１４ｍｍ２の走査になる。測定の前に、サンプルは、１，１５０℃の可溶化及び３６℃／時のゆっくりした冷却にかけられた。代表的な画像を図６〜８に示す。
【００７６】
【表６】
2013523999.tif 000008
【００７７】
「例３」
化学組成の変化に加えて、そのような析出を回避する方法は、炭化物がまだ存在しない高温からの急速な冷却を促進することである。図９に示すように、これらの試験を実行した。８００℃未満では、特に７５０℃〜６００℃で靭性の低下がより著しく、この低下に続いて、炭化物の析出が生じることに留意されたい。
【００７８】
そのような激しい析出を低減させるために、鍛造後、又はオーステナイト化／固溶化処理の後、塊を迅速に冷却することができる。そのようなプロセスは、多数のシミュレーションの結果に基づいて設計されており、油又は水中で冷却することによって適用することができる。水の場合、亀裂を回避するために、空気中でいくつかのステップを導入して、表面と中核の間に存在する温度差を低減させることができる。表７は、そのような実験の結果を示し、冷却速度が速いとき、強度が著しく増大することが観察される。明らかに、このプロセスは、冷却速度が本質的に小さな大きい塊に、又は高強度を必要とする状況で、適用しなければならない。逆の場合、空冷を適用することができる。
【００７９】
表７  本発明の鋼塊の様々な冷却条件に対するシミュレーションからのデータ及び衝撃試験体で得られた結果。衝撃エネルギーに対する値は、挿入のない、断面７×１０ｍｍ、横断方向の試験体を指す。
【００８０】
【表７】
2013523999.tif 000009
【００８１】
「例４」
前述の例では、本発明に提案される鋼の化学組成及び熱処理が定義された。この化学組成でチタンを使用するため、炭窒化物の硬質の粒子が形成され、その結果、工具の摩耗がより高くなり、材料の機械加工能力を損なう。金型の適用分野では、機械加工の態様は不可欠である。
【００８２】
これを回避するために、硫黄及びカルシウムの最大の含有量の点で、本発明の合金を調査した。これらの２つの元素は、含有物の形成に影響を与える。硫黄は硫化マンガンを形成し、硫化マンガンは、硬さが小さく、チップの破損及び工具の潤滑を助ける。他方では、カルシウムは、硬質のアルミニウム含有物を変化させ、より良好な機械加工能力をもつ複雑な含有物を生成する。また、カルシウムを添加すると含有物を球状化し、プラスチック用金型にとって重要な動作でもあるより良好な研磨条件をもたらす。
【００８３】
表８は、本発明の鋼に対する機械加工の結果を示す。これは、合金１９の硫黄及びカルシウムの含有量を変化させ、合金１８では変化させない。比較して、同じ試験を、ＤＩＮ１．２７３８鋼（金型での適用分野に対する参照）でも実行した。加工体積は著しく増大し、（合金１８及び１９の）カルシウム及び硫黄の含有量に変化が生じた。
【００８４】
機械加工能力を改善する代替手段は、炭窒化物の体積分率を低減させ、それによって工具の摩耗が加速する原因を低減させることであろう。炭窒化物の体積を低減させることと、含有量の大きい硫黄及びカルシウムを使用することとの効果を組み合わせて、合金３７で使用した。合金１９に組成が類似しているが、チタン炭窒化物の体積の劇的な低減に関連して、機械加工能力は著しく増大した。この場合、より小さい棒材を使用することによって、凝固速度の増大により炭化物の低減が実行された。しかし、同じことは、窒素又はチタンの含有量を低減させることによって発生させることもできる。例１で論じたように、チタンはＮＵ係数にとって重要であるため、炭窒化物体積の制御（ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｒ）として含有量の小さい窒素を使用することが最も重要である。
【００８５】
表８  工具の寿命の終わりまで加工された合金１８、１９と現況技術の合金の体積測定による機械加工能力の比較（ＶＢ＝０．２０ｍｍ）。試験条件：工具＝直径２５ｍｍのＴｉＮで被覆された硬質の金属Ｐ２５、切断速度＝２７０ｍ／分、前進＝０．２５ｍｍ／歯、切断深さ＝０．７５ｍｍ、浸入＝１０ｍｍ。以下は、化学組成の結果である。炭窒化物の体積分率は、コンピュータ画像分析によって、各サンプル内で５００倍の２０個の領域において測定され、１走査は合計０．５６ｍｍ２であった。
【００８６】
【表８】
2013523999.tif 000010
【００８７】
【表９】
2013523999.tif 000011
【００８８】
「例５」
前述の合金の設計全体は、金型の鋼に対する主要な使用範囲であるため、３０〜３４ＨＲＣの硬さを提供することに基づいた。従来の鋼では、焼なまし処理の様々な条件を使用して、より高い硬さを得ることができる。鍛造によって直接硬化される本発明の鋼では、これを実行することはできない。したがって、本発明では、化学組成の変化によって硬さを増大させる代替手段をも提供しようとした。
【００８９】
例１に記載の基本的な組成から、様々な炭素含有量をもつ組成を作り、約４００ｍｍの断面をもつ塊内の中核の冷却を膨張率測定によってシミュレートした（０．０５℃／秒の速度）。表９及び図１０の結果は、最大の炭素含有量が使用されるとき、より高い硬さが得られることを示す。これらのデータに基づいて、ゆっくりした冷却後の炭素含有量及び硬さに対する比が実験的に得られた。以下が、その比である。
硬さＨＶ＝４５０％Ｃ＋２１０
（０．０５℃／秒で冷却後に得られる硬さは、厚さ４００ｍｍの塊の空冷と同等である）。
【００９０】
表１０  様々な炭素含有量の組成で０．０５℃／秒の冷却後に得られるＨＶ硬さ。
【００９１】
【表１０】
2013523999.tif 000012
【００９２】
したがって、この例は、炭素含有量を調整するとき、本発明の合金に異なる硬さを割り当てることが可能であることを示す。たとえば、硬さ３１５ＨＶ（約３２ＨＲＣ）の場合、例１で得られる範囲が確認され、０．２３％の炭素が必要である。他方では、硬さ４００ＨＶ（約４０ＨＲＣ）の場合、０．４２％の炭素含有量が必要なはずである。
【００９３】
表１に示すように、同じ硬さ範囲に対する現況技術の鋼は、著しく大きい炭素含有量を有し、ＤＩＮ１．２７３８は硬さ３２ＨＲＣ及び炭素０．３６％を有し、ＤＩＮ１．２７１１は硬さ４０ＨＲＣ及び炭素０．５２％を有する。このことは、金型で非常によく使用される溶接プロセスにとって重要な結果を有する。最小の炭素含有量で働くため、加熱された領域の硬さは、現況技術の鋼と比較すると、本発明の鋼でははるかに低い。炭素含有量が０．２３％の場合、本発明の鋼は、溶接による影響を受けた領域でほぼ４５ＨＲＣの硬さをもたらし、この硬さは、ＤＩＮ１．２７３８鋼の場合約６０ＨＲＣであり、ＤＩＮ１．２７１１鋼の場合６４ＨＲＣである。このことは、溶接後の多くの機械加工動作、並びに研磨又はテキスチャ化（ｔｅｘｔｕｒｉｓａｔｉｏｎ）後の態様に役立つ。
【００９４】
前述の等式の指数のわずかな変動は、これらの適用分野にとって必要な硬さ範囲内で、十分な結果をもたらすことができる。当業界で一般に受け入れられる±２０ＨＢの変動の場合、この比は、図１０ｂに従って変動させることができ、上限の硬さ＝５９０％Ｃ＋１６５、及び下限の硬さ＝３１０％Ｃ＋２５５という関係によって説明される。したがって、炭素含有量の関数としての硬さに対する最終的な等式は、
硬さＨＶ＝（４５０±１４０）％Ｃ＋（２１０±４５）
と説明することができる。
【００９５】
したがって、工業用の適用分野及び必要な硬さに応じて、上記の等式によって、本発明の鋼内の炭素含有量を計算しなければならない。
【図６（ａ）】
2013523999.tif 000013
【図６（ｂ）】
2013523999.tif 000014
【図６（ｃ）】
2013523999.tif 000015
【図６（ｄ）】
2013523999.tif 000016
【図７（ａ）】
2013523999.tif 000017
【図７（ｂ）】
2013523999.tif 000018
【図７（ｃ）】
2013523999.tif 000019
【図７（ｄ）】
2013523999.tif 000020
【図８（ａ）】
2013523999.tif 000021
【図８（ｂ）】
2013523999.tif 000022
【図８（ｃ）】
2013523999.tif 000023
【図８（ｄ）】
2013523999.tif 000024
【図１】
2013523999.tif 000025
【図２】
2013523999.tif 000026
【図３】
2013523999.tif 000027
【図４】
2013523999.tif 000028
【図５】
2013523999.tif 000029
【図９】
2013523999.tif 000030
【図１０】
2013523999.tif 000031
【国際調査報告】
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