(57)【要約】  本発明は、重量％で表して以下の組成：Ｃ＝０．１８〜０．３０％、Ｃｏ＝５〜７％、Ｃｒ＝２〜５％、Ａｌ＝１〜２％、Ｍｏ＋Ｗ／２＝１〜４％、Ｖ＝トレース・レベル〜０．３％、Ｎｂ＝トレース・レベル〜０．１％、Ｂ＝トレース・レベル〜５０ｐｐｍ、Ｎｉ＝１０．５〜１５％（但し、Ｎｉ≧７＋３．５Ａｌ）、Ｓｉ＝トレース・レベル〜０．４％、Ｍｎ＝トレース・レベル〜０．４％、Ｃａ＝トレース・レベル〜５００ｐｐｍ、希土類＝トレース・レベル〜５００ｐｐｍ、Ｔｉ＝トレース・レベル〜５００ｐｐｍ、Ｏ＝トレース・レベル〜２００ｐｐｍ（但し、鋼が、粉末冶金によって得られる場合）またはトレース・レベル〜５０ｐｐｍ（但し、鋼が、空気中または真空下で溶融金属から製造される場合）、Ｎ＝トレース・レベル〜１００ｐｐｍ、Ｓ＝トレース・レベル〜５０ｐｐｍ、Ｃｕ＝トレース・レベル〜１％、及びＰ＝トレース・レベル〜２００ｐｐｍ、残部は、鉄及び製造工程から生じる不可避の不純物、によって特徴付けられる鋼に関する。本発明は、また、前記鋼から部品を製造する方法及びそのように得た部品に関する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成が、重量％で：
Ｃ＝０．１８〜０．３０％、
Ｃｏ＝５〜７％、
Ｃｒ＝２〜５％、
Ａｌ＝１〜２％、
Ｍｏ＋Ｗ／２＝１〜４％、
Ｖ＝トレース・レベル〜０．３％、
Ｎｂ＝トレース・レベル〜０．１％、
Ｂ＝トレース・レベル〜５０ｐｐｍ、
Ｎｉ＝１０．５〜１５％、但しＮｉ≧７＋３．５Ａｌ、
Ｓｉ＝トレース・レベル〜０．４％、
Ｍｎ＝トレース・レベル〜０．４％、
Ｃａ＝トレース・レベル〜５００ｐｐｍ、
希土類元素＝トレース・レベル〜５００ｐｐｍ、
Ｔｉ＝トレース・レベル〜５００ｐｐｍ、
Ｏ＝トレース・レベル〜２００ｐｐｍ（鋼が、粉末冶金によって得られる場合）、またはトレース・レベル〜５０ｐｐｍ（鋼が、空気中または真空下で液体金属からの製造によって得られる場合）、
Ｎ＝トレース・レベル〜１００ｐｐｍ、
Ｓ＝トレース・レベル〜５０ｐｐｍ、
Ｃｕ＝トレース・レベル〜１％、
Ｐ＝トレース・レベル〜２００ｐｐｍ、
残部は、鉄及び製造工程から生じる不可避の不純物、
であることを特徴とする鋼。
【請求項２】
Ｃ＝０．２０〜０．２５％を含有することを特徴とする、請求項１に記載の鋼。
【請求項３】
Ｃｒ＝２〜４％を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の鋼。
【請求項４】
Ａｌ＝１〜１．６％、好ましくは１．４〜１．６％を含有することを特徴とする、請求項１から３のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項５】
Ｍｏ≧１％を含有することを特徴とする、請求項１から４のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項６】
Ｍｏ＋Ｗ／２＝１〜２％を含有することを特徴とする、請求項１から５のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項７】
Ｖ＝０．２〜０．３％を含有することを特徴とする、請求項１から６のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項８】
Ｎｂ＝トレース・レベル〜０．０５％を含有することを特徴とする、請求項１から７のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項９】
Ｓｉ＝トレース・レベル〜０．２５％、好ましくはトレース・レベル〜０．１０％を含有することを特徴とする、請求項１から８のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項１０】
Ｍｎ＝トレース・レベル〜０．２５％、好ましくはトレース・レベル〜０．１０％を含有することを特徴とする、請求項１から９のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項１１】
Ｔｉ＝トレース・レベル〜１００ｐｐｍを含有することを特徴とする、請求項１から１０のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項１２】
Ｏ＝トレース・レベル〜１０ｐｐｍを含有することを特徴とする、請求項１から１１のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項１３】
Ｎ＝トレース・レベル〜５０ｐｐｍ、好ましくはトレース・レベル〜１０ｐｐｍを含有することを特徴とする、請求項１から１２のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項１４】
Ｓ＝トレース・レベル〜１０ｐｐｍ、好ましくはトレース・レベル〜５ｐｐｍを含有することを特徴とする、請求項１から１３のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項１５】
Ｐ＝トレース・レベル〜１００ｐｐｍを含有することを特徴とする、請求項１から１４のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項１６】
マルテンサイト変態温度Ｍｓ（但し、Ｍｓ＝５５０−３５０×Ｃ％−４０×Ｍｎ％−１７×Ｃｒ％−１０×Ｍｏ％−１７×Ｎｉ％−８×Ｗ％−３５×Ｖ％−１０×Ｃｕ％−１０×Ｃｏ％＋３０×Ａｌ％［℃］である）が、１４０℃に等しいかまたはそれ以上であることを特徴とする、請求項１から１５のいずれか一項に記載の鋼。
【請求項１７】
部品に最終的な形状を付与する部品の仕上げに先立って、以下の諸段階：
−  請求項１から１６のいずれか一項に記載の組成を有する鋼を調製する段階と、
−  この鋼を鍛造する段階と、
−  ６００〜６７５℃における４〜２０時間の、軟化焼戻し処理とそれに続いて空気中で冷却する段階と、
−  ９００〜１０００℃における少なくとも１時間の固溶化熱処理及びそれに続く、オーステナイトマトリックスにおける粒子間の炭化物の析出を防止するのに十分な速さで油中または空気中で冷却する段階と、
−  ４７５〜６００℃、好ましくは、４９０〜５２５℃において５〜２０時間行われる時効硬化処理を行う段階と、
を含むことを特徴とする、鋼から部品を製造するための方法。
【請求項１８】
すべてのオーステナイトをマルテンサイトへ変態させるために、−５０℃またはそれ以下、好ましくは−８０℃またはそれ以下の極低温処理（温度はＭｓより２００℃以上低く、処理の少なくとも１つは、少なくとも２時間継続する）を行う段階を更に含むことを特徴とする、請求項１７に記載の鋼から部品を製造するための方法。
【請求項１９】
そのように得たマルテンサイトを軟化するための、１５０℃〜２００℃において４〜１６時間実施される処理及びそれに続いて静止空気中で冷却する段階を更に含むことを特徴とする、請求項１７または請求項１８に記載の、鋼から部品を製造するための方法。
【請求項２０】
部品に、表面硬化処理または窒化処理も受けさせることを特徴とする、請求項１７から１９のいずれか一項に記載の、鋼から部品を製造するための方法。
【請求項２１】
請求項１７から２０のいずれか一項に記載の方法に従って製造されたことを特徴とする、機械部品または構造要素部品。
【請求項２２】
エンジン伝動軸であることを特徴とする、請求項２１に記載の機械部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、複式システム（duplex system）により、すなわち、鋼の適切な組成と熱時効処理工程を行って得られた金属間化合物及び炭化物の析出により、硬化されたマルテンサイト鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
この鋼は：
非常な高水準の機械的強度、（しかし、同時に高水準の靭性及び延性、すなわち、脆性破壊に対する低水準の敏感性を有する；この非常に高水準の強度は、高温においてすなわち、４００℃のオーダの温度において維持されなければならない）；
疲労の見地から見た良好な特性、（これはＴｉＮ及び酸化物などの有害な介在物が、存在しないことを特に含む；この特徴は、液体金属の適切な組成及び注意深く制御された製造条件によって得られるはずである）；
を有していなければならない。
【０００３】
更に、この鋼は、鋼の表面に高水準の摩耗抵抗をもたらすために、鋼の表面を硬化することができるために、表面硬化可能、且つ窒化可能でなければならない。
【０００４】
この鋼の予想される主たる用途は、伝動軸、特に航空機のエンジンの伝動軸の製造である。
【０００５】
高温における優れた水準の機械的強度が要求される場合は、２００℃から強度が低下する炭素鋼の使用は、この用途においては認められない。マルエージング鋼は、従来から使用されており、３５０〜４００℃まで十分な水準の強度を有する。この水準を超えると、マルエージング鋼の組織を変更する焼戻し作用が生じる。
【０００６】
耐熱性を改善すること、特に疲労、延性及び靭性の見地から見た特性を改善することが意図された鋼組成物が、特許文献１において提案されている。この組成物は、高濃度のＣｏ（８〜１６％）を必要とする短所を有し、これは鋼を非常に高価にする。
【特許文献１】米国特許第５３９３３８８号明細書
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の目的は、特に、（例えば、伝動軸または構造的要素などの、高温において機械的強度の更に改善された水準、及びこれらの用途に依然として適している、疲労及び延性の水準の見地から見た特性も有する）機械的構成要素を製造するために使用することができる鋼を提供することである。この鋼はまた、これらの用途向けの、現在知られている最も効果的な鋼より、低い生産コストを有することが意図されている。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
この目的のために、本発明は、鋼の組成が、重量％で
Ｃ＝０．１８〜０．３０％、
Ｃｏ＝５〜７％、
Ｃｒ＝２〜５％、
Ａｌ＝１〜２％、
Ｍｏ＋Ｗ／２＝１〜４％、
Ｖ＝トレース・レベル〜０．３％、
Ｎｂ＝トレース・レベル〜０．１％、
Ｂ＝トレース・レベル〜５０ｐｐｍ、
Ｎｉ＝１０．５〜１５％、但しＮｉ≧７＋３．５Ａｌ
Ｓｉ＝トレース・レベル〜０．４％、
Ｍｎ＝トレース・レベル〜０．４％、
Ｃａ＝トレース・レベル〜５００ｐｐｍ、
希土類元素＝トレース・レベル〜５００ｐｐｍ、
Ｔｉ＝トレース・レベル〜５００ｐｐｍ、
Ｏ＝トレース・レベル〜２００ｐｐｍ（鋼が、粉末冶金によって得られる場合）、またはトレース・レベル〜５０ｐｐｍ（鋼が、空気中または真空下で液体金属からの製造によって得られる場合）、
Ｎ＝トレース・レベル〜１００ｐｐｍ、
Ｓ＝トレース・レベル〜５０ｐｐｍ、
Ｃｕ＝トレース・レベル〜１％、
Ｐ＝トレース・レベル〜２００ｐｐｍ、
残部は、鉄及び製造工程から生じる不可避の不純物、
であることを特徴とする、鋼に関する。
【０００９】
好ましくは、前記鋼は、Ｃ＝０．２０〜０．２５％を含有する。
好ましくは、前記鋼は、Ｃｒ＝２〜４％を含有する。
好ましくは、前記鋼は、Ａｌ＝１〜１．６％、より好ましくは１．４〜１．６％を含有する。
好ましくは、前記鋼は、Ｍｏ≧１％を含有する。
好ましくは、前記鋼は、Ｍｏ＋Ｗ／２＝１〜２％を含有する。
好ましくは、前記鋼は、Ｖ＝０．２〜０．３％を含有する。
好ましくは、前記鋼は、Ｎｂ＝トレース・レベル〜０．０５％を含有する。
好ましくは、前記鋼は、Ｓｉ＝トレース・レベル〜０．２５％、より好ましくは、トレース・レベル〜０．１０％を含有する。
好ましくは、前記鋼は、Ｍｎ＝トレース・レベル〜０．２５％、より好ましくは、トレース・レベル〜０．１０％を含有する。
好ましくは、前記鋼は、Ｔｉ＝トレース・レベル〜１００ｐｐｍを含有する。
好ましくは、前記鋼は、Ｏ＝トレース・レベル〜１０ｐｐｍを含有する。
好ましくは、前記鋼は、Ｎ＝トレース・レベル〜５０ｐｐｍ、より好ましくは、トレース・レベル〜１０ｐｐｍを含有する。
好ましくは、前記鋼は、Ｓ＝トレース・レベル〜１０ｐｐｍ、より好ましくはトレース・レベル〜５ｐｐｍを含有する。
好ましくは、前記鋼は、Ｐ＝トレース・レベル〜１００ｐｐｍを含有する。
好ましくは、それらのマルテンサイト変態温度（Ｍｓ）は、１４０℃を超えるかまたはそれに等しく、ここでＭｓ＝５５０−３５０×Ｃ％−４０×Ｍｎ％−１７×Ｃｒ％−１０×Ｍｏ％−１７×Ｎｉ％−８×Ｗ％−３５×Ｖ％−１０×Ｃｕ％−１０×Ｃｏ％＋３０×Ａｌ％［℃］である。
【００１０】
また、本発明は、部品に最終的な形状を付与する部品の仕上げに先立って、以下の段階：
−  上記の組成を有する鋼を調製する段階と、
−  この鋼を鍛造する段階と、
−  ６００〜６７５℃における４〜２０時間の、軟化焼戻し処理とそれに続いて空気中で冷却する段階と、
−  ９００〜１０００℃における少なくとも１時間の固溶化熱処理及びそれに続く、オーステナイトマトリックスにおける粒子間の炭化物の析出を防止するのに十分な速さで油中または空気中で冷却する段階と、
−  場合により、すべてのオーステナイトをマルテンサイトへ変態させるために、−５０℃またはそれ以下、好ましくは−８０℃またはそれ以下の温度における極低温処理（温度はＭｓより２００℃以上低く、処理の少なくとも１つは、少なくとも２時間継続する）を行う段階と、
−  場合により、そのように得たマルテンサイトを軟化するための、１５０℃〜２００℃で４〜１６時間実施される処理、及びそれに続いて静止空気中で冷却する段階と、
−  ４７５〜６００℃、好ましくは、４９０〜５２５℃において５〜２０時間行われる時効硬化処理（hardening ageing operation）を行う段階とを、含むことを特徴とする、鋼から部品を製造するための方法に関する。
【００１１】
部品に、窒化処理（nitriding operation）または表面硬化処理（case-hardening operation）も受けさせることができる。
【００１２】
本発明は、また、上記の方法に従って製造されることを特徴とする、機械部品または構造要素部品に関する。
【００１３】
部品は、とりわけ、エンジン伝動軸、エンジンサスペンション装置または着陸装置部品でありうる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１４】
理解されるように、本発明は、まず第１に、特に、Ｃｏの含有量が低いことによって従来技術から区別される鋼組成物をベースとする。その他の合金元素の含有量は、それに従って、特に、Ａｌ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｉの含有量に従って調節される。また、最適な熱処理も提案される。
【００１５】
これらの鋼は、炭素鋼及びマルエージング鋼の引張り強さ及び降伏強さの中間に存在する塑性領域（引張り強さＲｍと降伏強さＲｐ０．２との差）を有する。マルエージング鋼については、この差は非常に小さく、大きな降伏強さをもたらすが、それを超えるやいなや急速に破壊する。本発明の鋼は、この点においては、硬化相及び／または炭素の割合によって調節しうる特性を有する。
【００１６】
本発明の鋼は、４５ＨＲＣの硬度に適した工具を用いて、焼入れ状態（quenched state）で機械加工することができる。本発明の鋼は、マルエージング鋼（これは、炭素含有量が低い、軟らかなマルテンサイトを有しているので、未処理の焼入れ状態で機械加工されうる）と焼なまし状態で機械加工されうる炭素鋼との中間に存在する。
【００１７】
本発明は、β−ＮｉＡｌ型の金属間化合物及びＭ２Ｃ型の炭化物を共に用いて行われる硬化処理を実現すること、並びにサンドイッチ構造（ラスマルテンサイト（laths of martensite）の間に数％の逆変態オーステナイト）を形成することによってマルテンサイトに延性を付与する、時効硬化処理の間に形成される逆変態オーステナイトの存在に基づくものである。
【００１８】
窒化物、特に、脆化効果を有するＴｉ及びＡｌの窒化物の形成は阻止されなければならない；したがって、Ｔｉの添加は排除される（許容される最大値：５００ｐｐｍ、より好ましくは１００ｐｐｍ）、及びＮは、ＡｌＮの形成を防止するためにＮを固定することにより、できる限り低い値に制限される。
【００１９】
ほとんど鉄を含まない、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ及びＶのＭ２Ｃ型炭化物は、これらの硬化及び非脆化特性のために、好ましい。これらはＭｏ及びＷによって安定化される。Ｍｏの含有量とＷの含有量の二分の一との合計は、少なくとも１％でなければならない。Ｍｏ＋Ｗ／２は、鍛造性を損なわないために、及びＦｅ７Ｍｏ６型のμ相の金属間化合物を形成しないために、４％を超えてはならない（Ｃｒ及びＶも参照されたい）。好ましくは、Ｍｏ＋Ｗ／２は、１〜２％の間である。
【００２０】
ＣｒとＶは、「準安定な（metastable）」炭化物であるＭ２Ｃを安定化させる前駆体である。Ｖは、粒子の結合を「ブロック（block）」し、高温における熱処理の間に粒子が大きくなることを制限する炭化物を形成する。Ｖは、μ相の望ましくない金属間化合物の形成を促進しないために、０．３％を超えてはならない。好ましくは、Ｖの含有量は、０．２〜０．３％の間である。
【００２１】
Ｃｒ（少なくとも２％）が存在すると、Ｖの炭化物を減少させ、Ｍ２Ｃの水準を増大させる。μ相、更にＭ２３Ｃ６炭化物を形成させないように、５％を超えてはならない。好ましくは、４％を超えてはならない。
【００２２】
Ｃが存在すると、μ相と比較してＭ２Ｃの出現を促進する。しかし、含有量が過剰になると、相分離及びＭｓの低減をもたらす。これらの含有量は０．１８〜０．３０％、好ましくは０．２０〜０．２５％の間である。
【００２３】
Ｃｏは、転位の回復を遅らせ、したがって、高温でのマルテンサイトにおける過度の時効メカニズムを減速させる。したがって、Ｃｏは高水準の耐熱性を維持させる。しかし、Ｃｏは、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｏ−Ｍｏを有する従来技術のマルエージング鋼を硬化するものである、上記のμ相の形成を促進するので、これらがかなりの量で存在すると、促進することが望ましいメカニズムによる硬化に寄与するＭ２Ｃ炭化物を形成するのに利用することができる、Ｍｏ及び／またはＷの量を減少させることに寄与する、疑いがある。他の元素の含有量と組み合わせて提案されたＣｏの含有量（５〜７％）は、これらのさまざまな利点及び不利点を折衷した結果である。
【００２４】
Ｎｉ及びＡｌは関係がある。Ａｌの水準がＮｉに較べて高すぎる場合は、逆変態オーステナイトが生じる可能性はもはやない。Ｎｉが多すぎる場合は、ＮｉＡｌ型の硬化相の水準が過剰に低減され、Ａｌが溶液中に大量に残る。焼入れ処理の終わりの時点では、残留オーステナイトが存在してはならず、マルテンサイト組織が残されていなければならない。この目的のために、固体のＣＯ２による焼入れ処理が使用される場合は、Ｍｓは１４０℃でなければならない。Ｍｓは従来の式：  Ｍｓ＝５５０−３５０×Ｃ％−４０×Ｍｎ％−１７×Ｃｒ％−１０×Ｍｏ％−１７×Ｎｉ％−８×Ｗ％−３５×Ｖ％−１０×Ｃｕ％−１０×Ｃｏ％＋３０×Ａｌ％℃に従って計算される。Ｎｉの含有量を、他の元素に応じて、この目的のために調節しなければならない。Ａｌ＝１〜２％、好ましくは１〜１．６％、より好ましくは、１．４〜１．６％であり、Ｎｉ＝１０．５〜１５％、但し、Ｎｉ＝７＋３．５Ａｌであることが必要である。理想的には、Ａｌが１．５％及びＮｉが１２〜１３％存在する。これらの条件は、Ｃｏ含有量が比較的低い場合でも劣化しないことが分かってもいる引張り強さＲｍを増大させる、ＮｉＡｌの存在を促進する。降伏強さＲｐ０．２は、Ｒｍと同じように影響を受ける。
【００２５】
高水準の延性及び靭性をもたらすために、逆変態オーステナイトが大量に存在することが所望されている特許文献１によって知られる鋼と比較して、本発明は、高温における高水準の機械的強度を得るために、硬化Ｂ２相、特にＮｉＡｌ、の存在を促進させる。Ｎｉ及びＡｌに関して設定された条件に従えば、想定される用途に適した水準の延性及び靭性を保持するのに十分な、可能性のある含有量の逆変態オーステナイトを確保することができる。
【００２６】
Ｂを添加することができるが、鋼の鍛造性を低下させないために５０ｐｐｍ以下とすべきである。
【００２７】
また、本発明の特徴は、Ｍｏの少なくとも一部をＷで置き換えることも可能である点にある。等価な（equivalent）原子分率では、Ｗは凝固する間の偏析がＭｏより少なく、温度の点では非常に安定な炭化物を形成することによって、高温における機械的強度を付与する。Ｗは、コストが掛かるという短所を有し、ＷをＭｏと関係づけることによりコストを最適化することができる。既述したように、Ｍｏ＋Ｗ／２は、１〜４％、好ましくは１〜２％の間でなければならない。鋼のコストを制限するためには、Ｍｏは、１％の最小含有量を保持することが好ましい。
【００２８】
鋼の製造が空気中で行われる場合、及び脆化窒化物ＡｌＮの形成を阻止するために、ＮがＮｂ及び／またはＶの窒化炭素中に固定されている場合は、Ｎの含有量は１００ｐｐｍまでであってよい。Ｎ＝５０ｐｐｍ、またはＮ＝１０ｐｐｍとするためには、鋼の製造を真空下で行うことが好ましい。
【００２９】
Ｃｕの含有量は１％までであってよい。Ｃｕは、イプシロン相を用いた硬化処理において含まれることができ、Ｎｉが存在するとこれらの有害な効果を制限することができる。
【００３０】
一般に、粒子が結合する際に分離し、結合を脆化させることができる元素（Ｐ及びＳなど）は、以下の限界：Ｓ＝トレース・レベル〜５０ｐｐｍ、好ましくはトレース・レベル〜１０ｐｐｍ、より好ましくはトレース・レベル〜５ｐｐｍ、及びＰ＝トレース・レベル〜２００ｐｐｍ、好ましくはトレース・レベル〜１００ｐｐｍ、内で調節されなければならない。
【００３１】
Ｃａを脱酸剤として使用することが可能であり、残留量中で最終的に見つかる（＝５００ｐｐｍ）。同様に、希土類元素の残留物は、液体金属を精錬するための処理の後で、最終的に残留している可能性がある（＝５００ｐｐｍ）。
【００３２】
酸素の許容含有量は、鋼が、粉末冶金により得られたか、または空気中または真空下で液体金属から製造することによって得られたかに応じて変化する。第１の例では、２００ｐｐｍまでの含有量が許容される。第２の例では、最大含有量は、５０ｐｐｍ、好ましくは１０ｐｐｍである。
【００３３】
例として、組成（重量パーセント）を表１に示した鋼の試料を試験した：
【００３４】
［試験した試料の組成］
【表１】
2008539331.tif 000002
【００３５】
比較例（reference）の鋼Ａは、特許文献１による鋼に対応し、したがってＣｏを高含有量で含む。
【００３６】
比較例の鋼Ｂは、鋼Ａに相当する鋼に対応し、Ｃｏの含有量を修正することなしに、Ｖが添加されている。
【００３７】
鋼Ｃは、本発明によるものであり、特に、鋼Ａ及び鋼Ｂと比較した場合、そのＡｌ含有量は増加され、そのＣｏ含有量が減少されている。
【００３８】
本発明による鋼Ｄは、更にＢを添加した。
【００３９】
本発明による鋼Ｅは、更にＮｂを添加した。
【００４０】
これらの試料は、以下の条件下で、２００ｋｇのインゴットから７５×３５ｍｍの平棒の形態に鍛造された。
−  １２５０℃で少なくとも１６時間均質化処理を行い、引き続き、インゴットの大ざっぱな構造物を分割することを意図した最初の鍛造工程を行う；
−  次いで、７５×７５ｍｍの断面を有する半完成状態の製品を、再び１１８０℃の温度に上げた後、鍛造した；
−  最後に、それぞれの半完成品を９５０℃のオーブン内に置き、次いで、これらの連続工程によって、粒子構造が改良された７５×３５ｍｍの平棒の形態に、この温度で鍛造した。
【００４１】
鍛造後、試料には：
−  ９００℃で１時間の固溶化熱処理、次いで空気中で冷却；
−  −８０℃で８時間の低温処理工程；
−  ４９５℃で５時間の時効硬化処理、次いで空気中で冷却；
の処理を行った。
【００４２】
試料の特性（引張り強さＲｍ、弾性限界Ｒｐ０．２、伸びＡ５ｄ、収縮Ｚ、弾性ＫＶ、ＨＲＣ硬度、ＡＳＴＭ粒径）を表２に示す。この例では、これらの値は、通常の環境温度において測定されている：
【００４３】
［試験した試料の組成］
【表２】
2008539331.tif 000003
【００４４】
本発明による試料Ｃ、Ｄ及びＥは、比較例Ａ及びＢよりもはるかに大きな引張り強さを有することを認めることができる。弾性限界は少なくとも同一の桁の大きさである。引張り強さのこの測定結果の一方で、延性（破壊時の面積及び伸びの減少）及び弾性の特性は、上記の熱処理工程が実行された場合は、低減されている。
【００４５】
比較例Ｂは、鋼ＡにＶのみを添加すると、特定の特性のみが、本発明の場合と較べてほとんどの場合低い割合でしか改善されていないことを示す。
【００４６】
特に、本発明の場合、Ｎｉ含有量を高く維持しながらＡｌを増大させると、硬化相ＮｉＡｌをより多く存在させることになり、Ａｌの増大は、引張り強さの向上における実質的な要因である。
【００４７】
本発明において意図されている最優先事項である、高水準の機械的強度を得るために、試料Ｄ及びＥのそれぞれにＢ及びＮｂを添加する必要はない。
【００４８】
特に試料Ｃについて実施した追加の実験から、固溶化熱処理の間に鋼を完全に再結晶化させるためには、実施した処理工程に加えて、溶解の前に少なくとも６００℃の温度において軟化焼戻し処理を行うことが必要であることを確認した。この軟化焼戻し処理を、例えば、６５０℃で８時間実施することができ、引き続き、空気中で冷却することができる。このため、熱機械的変態（thermomechanical transformation）から直接的に得られる製品に、部品に最終形状を与える仕上げ工程（修正、皮むき、機械加工…）を、容易に受けさせることができる。
【００４９】
６５０℃で８時間のこの軟化焼戻し処理及び空気中での冷却の後で、９３５℃で１時間の固溶化熱処理を行い、引き続き油中で冷却し、次いで−８０℃で８時間の低温処理工程を行い、次いで２００℃で８時間（引張り試験片について）または１６時間（弾性試験片について）の応力除去処理を行い、次いで５００℃で１２時間の時効処理を行い、引き続き空気中で冷却すると、ＡＳＴＭ粒径サイズ８及び以下の機械的特性が得られた：
−  長手方向、２０℃で：Ｒｍ＝２２７１ＭＰａ；  Ｒｐ０．２＝１９８３ＭＰａ；  Ａ５ｄ＝１１．８％；  Ｚ＝５７％；  ＫＶ＝２７Ｊ；
−  横方向、２０℃で：Ｒｍ＝２２７３ＭＰａ；  Ｒｐ０．２＝２０２３ＭＰａ；  Ａ５ｄ＝８．８％；  Ｚ＝４１％；  ＫＶ＝２２〜２４Ｊ；
−  長手方向、４００℃で：Ｒｍ＝１８３３ＭＰａ；  Ｒｐ０．２＝１６４３ＭＰａ；  Ａ５ｄ＝１１．１％；  Ｚ＝５８％。
【００５０】
２０℃における長手方向には、したがって、引張り強さ、延性及び弾性の間の優れた折衷が存在する。横方向では、弾性値は許容しうる。４００℃において、引張り強さは非常に高いままであり、したがって本発明の鋼は、取り組んだ問題を非常に効果的なやり方で克服する。
【００５１】
一般に、所望の特性を有する部品を最終的に得るために、本発明の鋼を熱的に処理するための最適化された方法は、部品の素材を鍛造した後で、部品に最終形状を与える仕上げ工程前に実施する：
−  ６００〜６７５℃における４〜２０時間の軟化焼なまし処理と、引き続き行う空気中での冷却；
−  ９００〜１０００℃における少なくとも１時間の固溶化熱処理と、引き続き行うオーステナイトマトリックス中の粒子間炭化物の析出を防止するのに十分な速さで実施する、油中または空気中での冷却；
−  場合により、すべてのオーステナイトをマルテンサイトへ変態させるための、−５０℃またはそれ以下、好ましくは−８０℃またはそれ以下の温度における低温処理工程（温度はＭｓより２００℃以上低く、処理工程の少なくとも１つは、少なくとも２時間継続する）；特にＮｉ含有量が比較的低い組成物に関しては、この低温処理工程は、有利性がより少ない；
−  場合により、焼入れ後に得たマルテンサイトを軟化するために、１５０℃〜２００℃において４〜１６時間実施される処理工程、及びそれに続いて行う静止空気中での冷却；
−  ４７５〜６００℃、好ましくは、４９０〜５２５℃において５〜２０時間行われる時効硬化処理；
である。
【００５２】
本発明による鋼の好ましい用途は、機械工学及び構造要素用の耐久性のある部品であり、これには、２２００ＭＰａ〜２３５０ＭＰａの低温における引張り強さと、併せて、最良の高強度鋼のものと少なくとも同等の延性値及び弾性値と、高温（４００℃）における１８００ＭＰａの桁の引張り強度と、最適の疲労特性とを有することが必要である。
【００５３】
本発明による鋼は、また、表面硬化及び窒化が可能であるという利点を有する。したがって、この鋼を使用している部品に高水準の耐摩耗性を与えることができる。このことは、引用した、想定される用途において特に有利である。
【国際調査報告】
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