(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
組成が、重量パーセントで：
−  Ｃ＝０．１８〜０．３０％
−  Ｃｏ＝１．５〜４％
−  Ｃｒ＝２〜５％
−  Ａｌ＝１〜２％
−  Ｍｏ＋Ｗ／２＝１〜４％
−  Ｖ＝０〜０．３％
−  Ｎｂ＝０〜０．１％
−  Ｂ＝０〜３０ｐｐｍ
−  Ｎｉ＝１１〜１６％、ここで、Ｎｉ≧７＋３．５Ａｌ
−  Ｓｉ＝０〜１．０％
−  Ｍｎ＝０〜２．０％
−  Ｃａ＝０〜２０ｐｐｍ
−  希土類金属＝０〜１００ｐｐｍ
−  Ｎが≦１０ｐｐｍであるとき、Ｔｉ＋Ｚｒ／２＝０〜１００ｐｐｍ、ここで、Ｔｉ＋Ｚｒ／２≦１０Ｎ
−  １０ｐｐｍ＜Ｎ≦２０ｐｐｍであるとき、Ｔｉ＋Ｚｒ／２＝０〜１５０ｐｐｍ
−  Ｏ＝０〜５０ｐｐｍ
−  Ｎ＝０〜２０ｐｐｍ
−  Ｓ＝０〜２０ｐｐｍ
−  Ｃｕ＝０〜１％
−  Ｐ＝０〜２００ｐｐｍ
であり、
残りが、鉄、および溶練から生じる不可避の不純物であることを特徴とするマルテンサイト系鋼。
【請求項２】
２から３％の間のＣｏを含有することを特徴とする請求項１に記載のマルテンサイト系鋼。
【請求項３】
Ｃ＝０．２０〜０．２５％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のマルテンサイト系鋼。
【請求項４】
Ｃｒ＝２〜４％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マルテンサイト系鋼。
【請求項５】
Ａｌ＝１〜１．６％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マルテンサイト系鋼。
【請求項６】
Ａｌ＝１．４〜１．６％を含有することを特徴とする請求項５に記載のマルテンサイト系鋼。
【請求項７】
Ｍｏ≧１％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マルテンサイト系鋼。
【請求項８】
Ｍｏ＋Ｗ／２＝１〜２％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マルテンサイト系鋼。
【請求項９】
Ｖ＝０．２〜０．３％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マルテンサイト系鋼。
【請求項１０】
Ｎｉ＝１２〜１４％を含有し、Ｎｉ≧７＋３．５Ａｌであ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マルテンサイト系鋼。
【請求項１１】
Ｎｂ＝０〜０．０５％であ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マルテンサイト系鋼。
【請求項１２】
Ｓｉ＝０〜０．２５％であ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マルテンサイト系鋼。
【請求項１３】
Ｓｉ＝０〜０．１０％であることを特徴とする請求項１２に記載のマルテンサイト系鋼。
【請求項１４】
Ｏ＝０〜１０ｐｐｍであ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マルテンサイト系鋼。
【請求項１５】
Ｎ＝０〜１０ｐｐｍであ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マルテンサイト系鋼。
【請求項１６】
Ｓ＝０〜１０ｐｐｍ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マルテンサイト系鋼。
【請求項１７】
Ｓ＝０〜５ｐｐｍであることを特徴とする請求項１６に記載のマルテンサイト系鋼。
【請求項１８】
Ｐ＝０〜１００ｐｐｍであることを特徴とする請求項１から１７のいずれか一項に記載のマルテンサイト系鋼。
【請求項１９】
測定されたマルテンサイト変態温度Ｍｓが、１００℃以上であることを特徴とする請求項１から１８のいずれか一項に記載のマルテンサイト系鋼。
【請求項２０】
測定されたマルテンサイト変態温度Ｍｓが、１４０℃以上であることを特徴とする請求項１９に記載のマルテンサイト系鋼。
【請求項２１】
マルテンサイト系鋼部品を製造する方法であって、
鋼に明確な形状を与える部品の仕上げの前に、以下のステップ；
鋼を調製するステップであって、前記鋼の組成が、重量パーセントで：
−  Ｃ＝０．１８〜０．３０％
−  Ｃｏ＝１．５〜４％
−  Ｃｒ＝２〜５％
−  Ａｌ＝１〜２％
−  Ｍｏ＋Ｗ／２＝１〜４％
−  Ｖ＝０〜０．３％
−  Ｎｂ＝０〜０．１％
−  Ｂ＝０〜３０ｐｐｍ
−  Ｎｉ＝１１〜１６％、ここで、Ｎｉ≧７＋３．５Ａｌ
−  Ｓｉ＝０〜１．０％
−  Ｍｎ＝０〜２．０％
−  Ｃａ＝０〜２０ｐｐｍ
−  希土類金属＝０〜１００ｐｐｍ
−  Ｎが≦１０ｐｐｍであるとき、Ｔｉ＋Ｚｒ／２＝０〜１００ｐｐｍ、ここで、Ｔｉ＋Ｚｒ／２≦１０Ｎ
−  １０ｐｐｍ＜Ｎ≦２０ｐｐｍであるとき、Ｔｉ＋Ｚｒ／２＝０〜１５０ｐｐｍ
−  Ｏ＝０〜５０ｐｐｍ
−  Ｎ＝０〜２０ｐｐｍ
−  Ｓ＝０〜２０ｐｐｍ
−  Ｃｕ＝０〜１％
−  Ｐ＝０〜２００ｐｐｍ
であり、残りが、鉄、および溶練から生じる不可避の不純物である、鋼を調整するステップ；
少なくとも１つの操作により前記鋼を成形するステップ；
６００〜６７５℃で４〜２０時間の軟化焼き戻しを行い、それに続いて空冷するステップ；
９００〜１，０００℃で少なくとも１時間、固溶化熱処理し、それに続いてオーステナイトマトリックスにおいて粒界炭化物の析出を回避するように油または空気中で冷却するステップ；及び
４７５〜６００℃で、５〜２０時間、時効硬化するステップ；
を含むことを特徴とする方法。
【請求項２２】
前記時効硬化するステップが、４９０℃〜５２５℃で行われることを特徴とする請求項２１に記載の方法。
【請求項２３】
前記９００〜１，０００℃で少なくとも１時間、固溶化熱処理し、それに続いてオーステナイトマトリックスにおいて粒界炭化物の析出を回避するように油または空気中で冷却するステップに続いて、すべてのオーステナイトをマルテンサイトに変態するための、−５０℃以下であるが−１１０℃以上の温度における低温処理をさらに含み、前記温度は、測定されたＭｓよりも１５０℃以上低く、前記低温処理のうち少なくとも１つが、４時間〜５０時間の間、続くことを特徴とする請求項２１又は２２に記載の方法。
【請求項２４】
前記低温処理が、−８０℃〜−１００℃で行われることを特徴とする請求項２３に記載の方法。
【請求項２５】
前記低温処理が、４時間〜１０時間の間、続くことを特徴とする請求項２３又は２４に記載の方法。
【請求項２６】
１５０〜２５０℃で４〜１６時間実施される、焼き入れされたままのマルテンサイトの軟化処理と、それに引き続く空冷と、をさらに含むことを特徴とする請求項２１から２５のいずれか一項に記載の方法。
【請求項２７】
部品がまた、浸炭、窒化、または浸炭窒化にも供されることを特徴とする請求項２１から２６のいずれか一項に記載の方法。
【請求項２８】
窒化、浸炭、または浸炭窒化が、時効サイクルの間に実施されることを特徴とする請求項２７に記載の方法。
【請求項２９】
窒化が、４７５〜６００℃で実施されることを特徴とする請求項２８に記載の方法。
【請求項３０】
前記窒化、浸炭または浸炭窒化が、前記固溶化熱処理の前の熱サイクル、若しくは前記固溶化熱処理と同時の熱サイクルの間に実施されることを特徴とする請求項２７に記載の方法。
【請求項３１】
請求項２１から３０のいずれか一項に記載の方法に従って製造されることを特徴とする機械的部品または構造部材用の部品。
【請求項３２】
エンジン伝導軸、エンジン懸架装置、着陸ギア部材、ギアボックス部材または軸受中心軸であることを特徴とする請求項３１に記載の機械的部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、デュープレックスシステム（duplex system）、すなわち鋼の適切な組成によって得られる金属間化合物および炭化物の析出ならびに適切な時効熱処理によって硬化されるマルテンサイト系鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
このタイプの鋼は：
−  非常に高い機械的強度、しかし同時に、高い靱性および延性、すなわち脆性破壊への低い感受性；この非常に高い強度は、最大で約４００℃の温度の高温状態において維持される；
−  窒化物および酸化物などの有害な含有物が存在しないことをとりわけ意味する、良好な疲労特性；この特徴は、適切な組成および液体金属の精密仕上げのための注意深い条件によって得なければならない；
を提供する。
【０００３】
さらに、鋼は、その表面を硬化して該表面に摩耗および潤滑摩擦に対する良好な耐性を与えることができるように、浸炭可能かつ窒化可能である。
【０００４】
この鋼の想定され得る用途は、動的応力下、かつ誘発熱または周囲熱の存在下で非常に高い負荷を結合しなければならない構造部品または伝動部品が必要とされる機械学のすべての分野に関する。限定的に、伝導軸、ギアボックス軸、軸受中心軸などを挙げることができる。
【０００５】
一定の用途における優れた高温機械的強度の要求は、該強度が２００℃から悪化し始める炭素鋼またはいわゆる「弱合金化」鋼の使用を抑制する。さらに、これらの鋼の靱性は、鋼が２，０００ＭＰａを超える機械的強度レベルで処理されるとき、一般にもはや満足のいくものではなく。一般に、その「真の」降伏強度は、引張試験において測定される最大強度よりもはるかに小さい。したがって、降伏強度は、この場合には不利な条件となる寸法表示基準である。そこで、降伏強度限界が最大引張強度値にとりわけ近く、３５０〜４００℃で満足のいく強度を有し、かつ非常に高い機械的強度レベルのための良好な靱性をさらに提供するマルエージング鋼を用いる場合がある。しかしながら、これらのマルエージング鋼は、高含量のニッケル、コバルト、およびモリブデンをかなり系統的に含み、これらすべての元素は費用がかかり、商品市場における著しい相場変動に影響される。これらの鋼はまた、二次硬化に強く寄与するために用いられるチタンも含有するが、チタンは、窒化物ＴｉＮに起因するマルエージング鋼の疲労強度の低下に主として関与し、チタンをわずか１０分の数パーセント含有しても、鋼の溶練の間に窒化物の形成を回避することは略不可能である。
【０００６】
特許文献１において、チタンの添加を伴わない二次硬化による鋼組成物が提案されており、高温強度を改善すること、特に疲労特性、延性および靱性を改善することを目的としている。この組成物は、高いＣｏ含量（８から１６％）を必要とするという欠点を有し、鋼を非常に高価なものにする（注記：本明細書において、種々の元素のすべての含量を重量％で表す）。
【０００７】
特許文献２において、硬化型マルテンサイト系鋼組成物、およびこの組成物に適した最適化された一連の熱処理が提案されており、これは、特許文献１に提示されている従来技術と比較して、より低減されたコバルト含量、すなわち５から７％の間しか必要としないという利点を有する。したがって、他の元素の含量および熱処理のパラメータを調整することによって、とりわけ航空用途に関して非常に満足のいく一連の機械的特性を提供する部品を得ることができた。これらの特性とは、とりわけ、２，２００ＭＰａから２，３５０ＭＰａの間にある冷間引張強度、最高強度の鋼のものと少なくとも等しい延性および弾力性、ならびに、高温状態（４００℃）において、約１，８００ＭＰａの引張強度、および最適な疲労特性である。
【０００８】
この鋼は、その硬化が金属間化合物およびＭ２Ｃ型炭化物の同時硬化析出によって得られるため、「二重硬化による」ものであるといわれる。
【０００９】
しかしながら、この鋼は、比較的多量のコバルトを常に含有する。この元素は、とにかく高価であり、その価格は商品市場での有意な変動に影響されやすいため、とりわけ、航空用途よりも一般的な機械的用途で意図される材料において、その存在を、まさに実質的にさらに低減する手段を見出すことが重要であろう。
【００１０】
特許文献２および特許文献１において提案されているような鋼では、後者の場合には不十分であることが判明する場合がある一定の用途を除いて、良好な弾力性を得ることができる。
【００１１】
同じ用途では、非常に高い引張強度（Ｒｍ）を得ることも必要とされる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１２】
【特許文献１】米国特許第５，３９３，４８８明細書
【特許文献２】国際公開第２００６／１１４４９９号パンフレット
【非特許文献】
【００１３】
【非特許文献１】「Materials Sciences and Technology」，１９９４年１月，第１０巻，ｐ．５２〜５４
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
本発明の目的は、有意な機械的強度を有しながら、より高い弾力性を有する、伝導軸または構造部材などの機械的部品を製造するためにとりわけ用いられ得る鋼を提案することである。この鋼はまた、特に有意にさらに低減されたコバルト含量によって、これらの用途に関して現在公知である最も高性能な鋼よりも低下した生産コストも有することとなる。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
このため、本発明の目的は、組成が、重量パーセントで：
−  Ｃ＝０．１８〜０．３０％
−  Ｃｏ＝１．５〜４％、好ましくは２〜３％
−  Ｃｒ＝２〜５％
−  Ａｌ＝１〜２％
−  Ｍｏ＋Ｗ／２＝１〜４％
−  Ｖ＝微量〜０．３％
−  Ｎｂ＝微量〜０．１％
−  Ｂ＝微量〜３０ｐｐｍ
−  Ｎｉ＝１１〜１６％、ここで、Ｎｉ≧７＋３．５Ａｌ
−  Ｓｉ＝微量〜１．０％
−  Ｍｎ=微量〜２．０％
−  Ｃａ=微量〜２０ｐｐｍ
−  希土類金属=微量〜１００ｐｐｍ
−  Ｎが≦１０ｐｐｍであるとき、Ｔｉ+＋Ｚｒ／２=微量〜１００ｐｐｍ、ここで、Ｔｉ＋Ｚｒ／２≦１０Ｎ
−  １０ｐｐｍ<Ｎ≦２０ｐｐｍであるとき、Ｔｉ＋Ｚｒ／２＝微量〜１５０ｐｐｍ
−  Ｏ＝微量〜５０ｐｐｍ
−  Ｎ＝微量〜２０ｐｐｍ
−  Ｓ＝微量〜２０ｐｐｍ
−  Ｃｕ＝微量〜１％
−  Ｐ＝微量〜２００ｐｐｍ
であり、
残りが、鉄、および溶練から生じる不可避の不純物であることを特徴とする鋼である。
【００１６】
鋼は、好ましくはＣ＝０．２０〜０．２５％を含有する。
鋼は、好ましくはＣｒ＝２〜４％を含有する。
鋼は、好ましくはＡｌ＝１〜１．６％、より好ましくは１．４〜１．６％を含有する。
鋼は、好ましくはＭｏ≧１％を含有する。
鋼は、好ましくはＭｏ＋Ｗ／２＝１〜２％を含有する。
鋼は、好ましくはＶ＝０．２〜０．３％を含有する。
鋼は、好ましくはＮｉ＝１２〜１４％を含有し、Ｎｉ≧７＋３．５Ａｌである。
鋼は、好ましくはＮｂ＝微量〜０．０５％を含有する。
鋼は、好ましくはＳｉ＝微量〜０．２５％、より好ましくは微量〜０．１０％を含有する。
鋼は、好ましくはＯ＝微量〜１０ｐｐｍを含有する。
鋼は、好ましくはＮ＝微量〜１０ｐｐｍを含有する。
鋼は、好ましくはＳ＝微量〜１０ｐｐｍ、より好ましくは微量〜５ｐｐｍを含有する。
鋼は、好ましくはＰ＝微量〜１００ｐｐｍを含有する。
【００１７】
鋼の測定されたマルテンサイト変態温度Ｍｓは、好ましくは１００℃以上である。
【００１８】
鋼の測定されたマルテンサイト変態温度Ｍｓは、１４０℃以上であってよい。
【００１９】
本発明の目的はまた、鋼部品を製造する方法であって、鋼に明確な形状を与える部品の仕上げの前に、以下のステップ：
−  上記組成を有する鋼を調製するステップ；
−  少なくとも１つの操作によりこの鋼を成形するステップ；
−  ６００〜６７５℃で４から２０時間軟化焼き戻しした後に、空気中で冷却するステップ；
−  ９００〜１，０００℃で少なくとも１時間、固溶化熱処理した後、オーステナイトマトリックスにおいて粒界炭化物の析出を回避するために油または空気中で十分に速く冷却するステップ；
−  ４７５〜６００℃、好ましくは４９０〜５２５℃で５〜２０時間、時効硬化するステップ
を含むことを特徴とする方法でもある。
【００２０】
該方法は、すべてのオーステナイトをマルテンサイトに変態するための、−５０℃以下、好ましくは−８０℃から−１００℃以下の間であるが−１１０℃以上における低温処理を好ましくはさらに含み、該温度は、測定されたＭｓよりも１５０℃以上低く、上記処理のうち少なくとも１つは、４時間から５０時間の間、好ましくは４時間から１０時間の間続く。
【００２１】
該方法は、１５０〜２５０℃で４〜１６時間、実施される、焼き詰めマルテンサイトの軟化処理、続いての静止空気冷却を好ましくはさらに含む。
【００２２】
部品はまた、浸炭、窒化、または浸炭窒化にも好ましくは供される。
【００２３】
窒化、浸炭、または浸炭窒化は、時効サイクルの間に実施されてよい。
【００２４】
窒化は、４７５から６００℃の間で実施されてよい。
【００２５】
上記窒化、炭化または浸炭窒化は、上記固溶化熱処理の前または同時に熱サイクルの間に実施されてよい。
【００２６】
本発明の目的はまた、上記方法にしたがって製造されることを特徴とする、構造部材用の機械的部品または部品でもある。
【００２７】
これは、とりわけ、エンジン伝導軸、エンジン懸架装置、着陸ギア部材、ギアボックス部材または軸受中心軸であってよい。
【図面の簡単な説明】
【００２８】
【図１】種々の組成のサンプルについての引張強度Ｒｍおよび靱性Ｋｖを示す。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
理解され得るように、本発明は、とりわけ、Ｃｏ含量がより低いが、依然として有意な１．５から４％の間にあることによって、特許文献２によって提示された従来技術と区別される鋼組成にまず第１に基づいている。他の最も頻繁に有意に存在する合金元素の含量がほんの少しだけ変更されているが、一定の不純物含量は、注意深く制御されなければならない。
【００３０】
Ｃｏは、費用がかかる元素であり、その含量は、従来技術に比べて有意に低減されているが、これを抑制することも、非常に低レベルにすることも行っていない。本発明に係る鋼は、ニッケルは別として、費用がかかる添加元素を基本的にほとんど含まないが、ニッケルの含量は従来技術に比べて増大していない。しかしながら、窒化アルミニウムの形成を可能な限り回避するためには窒素含量を多くて２０ｐｐｍに制限するように溶練の間に特別の注意がなされるべきである。したがって、最大チタン含量およびジルコニウム含量もまた、残存窒素による窒化物の形成を抑制するために制限されなければならない。
【００３１】
本発明の鋼は、４５ＨＲＣの硬度に適したツールによって、焼き入れ状態において機械加工されてよい。該鋼は、マルエージング鋼（低炭素の軟質マルテンサイトを有するため、機械加工可能な、焼き詰め鋼である）と、焼き鈍し状態において基本的に機械加工されなければならない炭素鋼との間の中間体である。
【００３２】
本発明は、添付の図１を参照して与える、以下に続く詳細な説明を読むことでよりよく理解されるであろう。図１は、種々の組成のサンプルについて、これらの引張強度Ｒｍおよび靱性Ｋｖを示す。
【００３３】
本発明の鋼の分類の鋼において、「二重」硬化が実施され、すなわち、時効硬化の間の拡散によって得られるニッケル濃縮によって形成／安定化される反転オーステナイトの存在下で、β−ＮｉＡｌ型の金属間化合物とＭ２Ｃ型の炭化物とによって共に得られ、サンドイッチ構造（硬化したマルテンサイトのラス間にある数％の安定かつ延性のオーステナイト）の形成によって構造に延性を与える。
【００３４】
とりわけＴｉ、ＺｒおよびＡｌの窒化物は、その形成が回避されるべきであり、これらは、脆化していて、靱性および疲労強度を低下させるからである。これらの窒化物は、Ｔｉ、Ｚｒおよび／またはＡｌの存在下に、１から数ｐｐｍの含量のＮから析出することができるため、また、従来の溶練手段では、５ｐｐｍ未満のＮを達成することを困難にするため、本発明の鋼は、以下の規則を順守する。
【００３５】
原則として、Ｔｉの添加はいずれも制限され（最大許容：１００ｐｐｍ）、Ｎは、可能な限り制限される。本発明によると、Ｎ含量は、２０ｐｐｍ、好ましくは１０ｐｐｍを超えてはならず、Ｔｉ含量は、Ｎ含量の１０倍を超えてはならない。
【００３６】
それにもかかわらず、残存窒素を結合させることによって有害な窒化物ＡｌＮ析出を回避するために、真空下におけるオーブンでの溶練の終わりにチタンを比例添加することが想定され得る。しかしながら、液相での窒化物ＴｉＮの形成は、窒化物が粗大化（５から１０μｍ以上）するため回避されるべきであるため、チタンの添加は、液体金属中の最大残存窒素含量が１０ｐｐｍの場合についてのみ実施されるべきであり、常に、この残存窒素値の１０倍を超えないようにする。例えば、溶練の終わりのＮの最終含量が８ｐｐｍである場合には、チタンの可能な添加限界含量は８０ｐｐｍである。
【００３７】
Ｔｉは、Ｚｒによって部分的にまたは完全に置き換えられていてよく、これらの元素はいずれもかなり類似する挙動を有する。これらの原子量の比は２であるため、ＺｒがＴｉに加えてまたはその代わりに添加される場合には、合計Ｔｉ＋Ｚｒ／２に関して考えるべきであり、Ｎが≦１０ｐｐｍであるとき、
−  Ｔｉ＋Ｚｒ／２が常に≦１００ｐｐｍであるべきであり、
−  かつ、Ｔｉ＋Ｚｒ／２が≦１０Ｎであるべきである、
と記載すべきである。
【００３８】
Ｎ含量が１０ｐｐｍを超え２０ｐｐｍ以下である場合、ＴｉおよびＺｒは、回避されるべき不純物として考えられるべきであり、合計Ｔｉ＋Ｚｒ／２は、≦１５０ｐｐｍであるべきである。
【００３９】
溶練の終わりにおいて可能な希土類金属の添加はまた、ＳおよびＯに加えて、Ｎの部分の結合にも寄与し得る。この場合、遊離形態で残存する希土類金属の含量が依然として１００ｐｐｍ以下、好適には５０ｐｐｍ以下の状態であることを確認すべきである。なぜなら、これらの元素は、これらの値を超えて存在するとき、鋼を脆化するからである。希土類金属（例えばＬａ）の酸窒化物は、疲労破壊開始点を形成しにくくするであろう球形の形状であるため、ＴｉやＡｌの窒化物に比べて有害でないと考えられている。
【００４０】
カルシウム処理が実施されて、液体金属の脱酸／脱硫を完了することができる。この処理は、Ｔｉ、Ｚｒまたは希土類金属の可能な添加によって好適に行われる。
【００４１】
Ｆｅをほとんど含まない、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＶの炭化物Ｍ２Ｃは、その硬化特性および非脆化特性に関しては好ましい。炭化物Ｍ２Ｃは、平衡炭化物Ｍ７Ｃ３および／またはＭ６Ｃおよび／またはＭ２３Ｃ６については準安定性であり、ＭｏおよびＷによって安定化される。Ｍｏ含量とＷ含量の半分との合計は少なくとも１％であるべきである。しかしながら、鍛造性（forgeability）（または概して熱変形性）を低下させないように、かつ標準的なマルエージング鋼の不可欠な硬化相の１つであるが本発明の鋼には望ましくないＦｅ７Ｍｏ型の金属間のμ相化合物を形成しないように、Ｍｏ＋Ｗ／２＝４％を超えてはならない。好ましくは、Ｍｏ＋Ｗ／２は、１から２％の間にある。また、粒界を脆化する傾向がある非硬化Ｔｉ炭化物の形成を回避するには、本発明による鋼のＴｉ含量を１００ｐｐｍにするという必須の制約も必要とされる。
【００４２】
ＣｒおよびＶは、「準安定性」炭化物の形成を活発にする元素である。
【００４３】
Ｖはまた、最大で固溶化熱処理温度まで安定であるＭＣ型の炭化物も形成し、該炭化物は、粒界を「ブロック」して、高温熱処理の間の粒子の成長を制限する。固溶化熱処理サイクルの間、Ｖ炭化物中の過剰のＣが、後の時効サイクルの間に析出するとされるＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖの炭化物Ｍ２Ｃの有害物に結合しないように、Ｖ＝０．３％を超えてはならない。好ましくは、Ｖ含量は０．２から０．３％の間にある。
【００４４】
Ｃｒの存在（少なくとも２％）は、Ｖ炭化物レベルの低減およびＭ２Ｃレベルの増大を可能にする。安定な炭化物、特にＭ２３Ｃ６の形成を過度に促進しないように、５％を超えてはならない。好ましくは、Ｃｒは４％を超え得ない。
【００４５】
Ｃの存在は、μ相に対するＭ２Ｃの発生を促進する。しかしながら、過剰の含量は偏析、Ｍｓの低下を引き起こし、工業的規模での製造の際に問題、つまり、クリンク（速い冷却の間の表面クラック）への感受性、焼き詰め状態での超硬質マルテンサイトの難機械加工性など、を生じる。その含量は、０．２０から０．３０％の間、好ましくは０．２０％〜０．２５％であるべきである。部品の表面層は、意図される用途において非常に大きな表面硬度が必要とされるとき、浸炭または浸炭窒化によってＣが豊富となってもよい。
【００４６】
コバルトは、特に、むしろ低いニッケル含量を有する組成においては好ましくなく、延性／脆性遷移温度をいくぶん上昇させるが、他の鋼においては顕著であったこととは異なって、本発明の組成についてはＭｓ変態点を明確に上昇させることはないため、この点に関しては何ら明確な関心を有するものではない。
【００４７】
特許文献２の鋼において、Ｃｏ含量（５から７％）が他の元素の含量と併せて提案されているが、これらの種々の利点と欠点との間の妥協点を探すことから得られたものであった。
【００４８】
記述したように、本発明は、とりわけ１．５から４％の間、好ましくは２から３％の間にあるより低いＣｏ含量によって特許文献２で提示された従来技術と区別される鋼組成にまず第１に基づいている。最も頻繁に有意に存在する合金元素の含量がわずかだけ変更されているが、一定の不純物含量、特に、靱性に影響を及ぼすＴｉ、ＺｒおよびＮ含量は、注意深く制御されなければならない。
【００４９】
Ｃｏがこのタイプの鋼の機械的特性（ＲｍおよびＫｖ）に及ぼす影響の調査に関連して、この元素の濃度を調整することによって、最も良好な弾力性／Ｒｍ妥協点を得ることができたということが予想外にも示された。この発見は、図１に示されており、点Ｒｍ／Ｋｖの集団が、Ｃｏが１．５から４％の間にあるＣｏ含量に関して変曲を有する３次の多項式曲線の付近に分布していることが分かる。このＣｏ含量範囲において、約３０ジュール以上の弾力性および２，１４０ＭＰａ以上のＲｍが、同時に得られる。
【００５０】
不必要に高いＣｏ濃度を有することは回避されるべきであり、Ｃｏは非常に高価であるだけでなく、弾力性も悪化させる。Ｃｏは、純粋なＦｅの弾力性推移を悪化させることが知られている（非特許文献１）。実際に、記述したように、Ｃｏの存在は、延性／脆性遷移温度を増大させる。さらに、１．５％を超えるＣｏ含量は、炭化物Ｍ２Ｃの析出による構造的硬化を改善し、これによりＲｍを有意に増大させるのに有用であることが判明している。さらに、驚くべきことに、本発明者らは、いくつかの試験後に、約１．５から４％の間、好ましくは２から３％の間にあるＣｏ含量が、その組成はまた同じであろう非常に低いＣｏ含量（＜１％）を有するグレードと比較して、実際に弾力性を悪化させることなく、機械的強度を有意に改善することに気付いた。
【００５１】
ＮｉおよびＡｌは、本発明に関係して、Ｎｉが≧７＋３．５Ａｌであるべきである。これらは、Ｂ２型（例えばＮｉＡｌ）のナノメートル規模の金属間相の析出により、時効硬化の際に大部分に関与する２種の必須元素である。最大約４００℃で高温機械的強度のかなりの部分を与えるのがこの相である。ニッケルはまた、劈開による脆性を低減する元素でもある。なぜなら、マルテンサイトの延性／脆性遷移温度を低下させるからである。ＡｌがＮｉに対して高すぎると、マルテンサイトマトリックスは、時効の間にＮｉＡｌを硬化する析出物を析出した後に、ニッケルについてかなり大幅に消耗される。このことは、靱性および延性基準にダメージを与え得る。なぜなら、マルテンサイト相におけるニッケル含量の低下が、その延性／脆性遷移温度の上昇、ひいては室温に近い温度での脆化をもたらすからである。さらに、ニッケルは、反転オーステナイトの形成を促進し、および／または時効サイクルの間に（存在する可能性がある）残存オーステナイト分を安定化させる。これらのメカニズムは、延性および靱性基準だけでなく、鋼の構造的安定化の基準にも好ましい。時効された混合物がニッケルについて消耗されすぎると、これらの立派なメカニズムは低減または抑制される。つまりいずれの反転オーステナイトの可能性ももはや存在しない。反対に、Ｎｉが多すぎると、Ａｌが依然として溶液中の広範囲に存在する反転オーステナイトのレベルが強調されることにより、ＮｉＡｌ型硬化相のレベルが過度に低減される。
【００５２】
焼き入れの終わりには、いずれの残存オーステナイト（＜３％）も存在してはならず、実質的なマルテンサイト構造が見られるはずである。この目的のために、焼き入れ条件を、特に冷却の終わりの温度を、さらには鋼の組成を調整しなければならない。後者は、マルテンサイト変態の開始温度Ｍｓを決定し、本発明によると、該温度は、低温サイクルが実行されないときには好ましくは依然として１４０℃以上のままであるべきであり、低温サイクルが実行されるときには好ましくは１００から１４０℃の間にあるべきである。
【００５３】
Ｍｓは、文献の標準的な式によって通常計算される。つまりＭｓ＝５５０−３５０×Ｃ％−４０×Ｍｎ％−１７×Ｃｒ％−１０×Ｍｏ％−１７×Ｎｉ％−８×Ｗ％−３５×Ｖ％−１０×Ｃｕ％−１０×Ｃｏ％＋３０×Ａｌ％℃。しかしながら、この式は、かなりの概算にすぎないことが経験から示される。なぜなら、特に、ＣｏおよびＡｌの影響は、鋼の型に応じて非常に変動し得るからである。したがって、鋼が本発明に対応するか否かを知るためには、例えば、一般的なディラトメトリによって実施される実際の温度Ｍｓの測定値に頼る必要がある。Ｎｉ含量は、Ｍｓの可能な調整変数の１つである。
【００５４】
焼き入れ後の冷却の終わりの温度は、鋼の完全なマルテンサイト変態を確保するために、実際のＭｓ−１５０℃未満、好適には実際のＭｓ−２００℃未満であるべきである。したがって、冷却の終わりの温度は、鋼のマルテンサイト変態の終わりに測定される温度Ｍｓよりも低くあるべきである。特にＣおよびＮｉが最も豊富である組成では、低温処理は、固溶化熱処理温度から室温への冷却の後すぐに適用され得る。全体の冷却速度は、炭素豊富な残存オーステナイトの安定化メカニズムを回避するために可能な限り高くあるべきである。しかしながら、−１１０℃未満の低温が求められる必要はない。なぜなら、この場合には構造体の熱運動がマルテンサイト変態を生成するのに不十分となるからである。一般に、鋼の値Ｍｓは低温サイクルが適用される場合には１００から１４０℃の間にあること、該低温サイクルの不在下では１４０℃以上であることが好ましい。デュープレックスシステムによって硬化されるマルテンサイト系鋼に既に適用されているように、また、特許文献２から既に公知であるように、低温サイクルの継続時間は、必要に応じて、４から５０時間の間、好適には４から１６時間の間、より好適には４から１０時間の間にある。いくつかの低温サイクルが実行されてよく、その少なくとも１つが上記特徴を有することが必須である。
【００５５】
具体的には、Ａｌ＝１〜２％、好ましくは１〜１．６％、より好ましくは１．４〜１．６％、かつＮｉ＝１１〜１６％であるべきであり、ここで、Ｎｉ≧７＋３．５Ａｌである。理想的には、Ａｌが１．５％であり、Ｎｉが１２〜１４％である。これらの条件は、ＮｉＡｌの存在を促進し、ＮｉＡｌは、引張強度Ｒｍを増大させ、引張強度は、本発明の他の条件が満たされるときには低いＣｏ含量によってあまり低下しすぎないことも分かっている。降伏強度Ｒｐ０．２は、Ｒｍと同様に影響を受ける。
【００５６】
特許文献１から公知の鋼と比較すると、非常に高い延性および靱性を有するためには、反転オーステナイトが非常に多く存在することが求められ、本発明の分類の鋼は、高い高温機械的強度を得るために、硬化相Ｂ２、特にＮｉＡｌが存在することが好ましい。所与のＮｉおよびＡｌについて状態を観察することにより、意図される用途に適切な延性および靱性を保存するために十分な可能性のある含量の反転オーステナイトを確保する。
【００５７】
Ｂを添加することができるが、鋼の特性を悪化させないように３０ｐｐｍ以下である。
【００５８】
鍛造（forging）または又は別の高温変態の間の粒子のサイズを制御するために、０．１％を超えない含量でＮｂを添加することもできる。したがって、本発明の鋼は、無視できない残存Ｎｂ含量を含有し得る原料を許容する。
【００５９】
本発明の分類の鋼の特徴はまた、Ｍｏの少なくとも一部をＷに置き換えることが可能であることでもある。同等の原子分率では、Ｗは固化の際、Ｍｏに比べてあまり偏析せず、余剰の高温機械的強度を提供する。Ｗは費用がかかるという欠点を有し、この費用は、Ｍｏと結び付けることによって最適化され得る。記述したように、Ｍｏ＋Ｗ／２は、１から４％の間、好ましくは１から２％の間にあるべきである。高温強度は本発明の鋼の主な目的ではないため、鋼の費用を制限するためには、なおさら、１％の最小Ｍｏ含量が好ましくは維持される。
【００６０】
Ｃｕは最大で１％の範囲であってよい。これは、ε相による硬化に関与する傾向があり、Ｎｉの存在により、その有害な影響、特に、ニッケルを含有しない鋼に銅を添加する間に見られる、部品を鍛造（forging）する際の表面クラックの発生を制限することができる。しかしながら、その存在は、絶対に必要なものでは決してなく、原料の汚染に起因して微量に残存する状態でのみ存在し得る。
【００６１】
マンガンは、鋼の求められる特性を得るためには先験的に有用でないが、いずれの不利な影響も認識されていない。さらに、液体鋼温度におけるその低い蒸気圧から、真空下での溶錬および真空下での再溶融の間に濃度を制御可能にすることは困難である。その含量は再溶融インゴットにおける径方向および軸方向の局在化に応じて変動し得る。マンガンは、原料中に存在する場合が多いため、上記の理由から、その含量は好適には最大で０．２５％であり得、いずれの場合にも最大で２％に制限される。なぜなら、同じ生成物中でマンガン濃度が大きく変動しすぎると、特性の反復性に不利となるからである。
【００６２】
ケイ素は、フェライト固体溶液硬化効果を有し、コバルトと同じく、フェライト中の特定の元素または特定の相の溶解度を低減させることが知られている。にもかかわらず、明らかなように、本発明の鋼は、相対的に非常に少ないコバルトしか含まず、ケイ素はなおさら含み得ない。なぜなら、ケイ素は、加えて、複合鋼（Ｌａｖｅｓ相、シリサイドなど）において不利な金属間相の析出を一般に促進するからである。その含量は、１％、好適には０．２５％未満、さらに好適には０．１％に制限されることとなる。
【００６３】
一般に、粒界に偏析してこれを脆化し得るＰおよびＳなどの元素は、以下に制限されるように制御されるべきである：Ｓ＝微量〜２０ｐｐｍ、好ましくは微量〜１０ｐｐｍ、より好ましくは微量〜５ｐｐｍ、Ｐ＝微量〜２００ｐｐｍ、好ましくは微量〜１００ｐｐｍ、より好ましくは微量〜５０ｐｐｍ。
【００６４】
Ｃａは、脱酸素剤として、また、硫黄捕捉剤として用いることができ、最終的には（≦２０ｐｐｍ）残存することが分かっている。また、希土類金属残存物は、Ｏ、Ｓおよび／またはＮを捕捉するのに用いられたであろう液体金属を精製するための処理の後で最終的には（≦１００ｐｐｍ）維持され得る。これらの目的でのＣａおよび希土類金属の使用は、強制的ではなく、これらの元素は、本発明の鋼において微量でのみ存在し得る。
【００６５】
許容される酸素含量は最大で５０ｐｐｍ、好ましくは最大で１０ｐｐｍである。
【００６６】
例として、（重量パーセントでの）組成が表１内にコピーされている鋼サンプルを試験した。
【００６７】
【表１】
0005710478.tif 000002
【００６８】
上記表で言及していない元素は、溶練に起因してせいぜい微量でのみ存在する。
【００６９】
参考鋼Ａは、特許文献１による、高いＣｏ含量を有する鋼に相当する。
【００７０】
参考鋼Ｂは、特許文献２の鋼に相当し、Ｃｏ含量がより低いこと、およびＡｌ含量がより高いことによって、Ａとは異なる。
【００７１】
鋼ＣからＪは、とりわけ、Ｃｏ含量が鋼ＢのＣｏ含量に比べて有意に低いことにおいて、あらゆる点において本発明に準拠しているが、それにもかかわらず、依然として単なる残存含量よりも実質的に高いままであり、溶練の間の意図的な添加によって得られる。
【００７２】
鋼Ｃは、Ｃｏ含量がより低いということによって、本質的に参考鋼Ｂとは異なる。
【００７３】
鋼Ｄは、より低いＮｉ含量についてわずかにより低いＣｏ含量によって、また微量でのみ存在するＶが存在しないことによって、Ｃとは異なる。
【００７４】
鋼Ｅは、Ｃｏ含量がＤのＣｏ含量に比べてなおより低いことによって、また、鋼Ｃと同程度のレベルのＶ含量によって、Ｄとは異なる。
【００７５】
鋼Ｆは、Ｎｉ含量がわずかにより高いことによって、本質的に鋼Ｃ、鋼Ｄ、鋼Ｅとは異なり、Ｃｏ含量は、鋼Ｅのものと同程度である。
【００７６】
鋼Ｇは、Ｃｏ含量がさらに低減されていることによって鋼Ｃから鋼Ｆとは異なり、Ｖを全く含まない。
【００７７】
鋼Ｈは、Ｃｏ含量をなおさらに低下させたことによって、また、ホウ素含量が有意に高いことによって、鋼Ｇとは異なる。
【００７８】
鋼Ｉは、Ｃｏ含量をなおさらに低下させたことによって、また、Ｎｉ含量がより高いことに関連した、より低いＣ含量によって、鋼Ｈとは異なる。
【００７９】
鋼Ｊは、その組成が最低のＣｏ含量を有するものであるが、任意の添加に相当しており、依然として本発明に準拠している。鋼Ｊはまた、最低のＮｉ含量も有し、Ｖも含む。
【００８０】
参考鋼Ｋは、本発明によって必要とされる最小量を下回る低いＣｏ含量を有する。鋼Ｋは、他の点では、ＶおよびＢを含まず、Ｎが非常に少ないことにおいて、本発明に係る鋼と同程度である。
【００８１】
これらのサンプルを以下の条件下で２００ｋｇのインゴットから鍛造（forged）して７５×３５ｍｍのフラット部材とした。１，２５０℃において少なくとも１６時間均一化処理をした後、インゴットの粗大構造を分裂させることを意図した第１の鍛造操作（forging operation）を行う。次いで、７５×７５ｍｍの正方形断面を有する半製品を１１８０℃における再熱化の後に鍛造（forged）する。最後に、各半製品を９５０℃のオーブンに置き、次いで７５×３５ｍｍのフラット部材の形に該温度で鍛造（forged）した。その粒子構造は、これらの一連の操作によって再微細化される。
【００８２】
さらに、サンプルを少なくとも６００℃の温度で軟化焼き戻しに付した。この場合、この軟化焼き戻しを６５０℃で８時間実施し、続いて空気中で冷却した。これにより、熱機械変換の粗生成物を、何ら特定の問題を有することなく、部品に明確な形状を与える仕上げ操作（歪み矯正、スキャルピング、機械加工など）に供することができる。軟化焼き戻しが最終的な機械的特徴に何ら寄与しないということに留意されたい。
【００８３】
鍛造（forging）後に、サンプルを：
−  ９００℃で１時間の固溶化熱処理、次いで油中焼き入れによる冷却；
−  それ自体が公知の方法における、また、例えば特許文献２の鋼などの、デュープレックスシステムによって硬化されるマルテンサイト系鋼に既に適用されているような：サンプルＡ、Ｂ、Ｃ、Ｅ、Ｇ、Ｉ、ＪおよびＫについて−８０℃で８時間の低温処理；サンプルＤおよびＨを−９０℃で７時間の低温処理に付し、サンプルＦを−１００℃で６時間の処理に付した；
−  ２００℃で１６時間の応力除去焼き戻し；
−  ５００℃で１０時間の時効硬化、次いで空気中での冷却。
【００８４】
サンプルの特性（長さ方向の引張強度Ｒｍ、降伏強度Ｒｐ０．２、伸びＡ５ｄ、圧縮Ｚ、弾力性ＫＶ、ＡＳＴＭ粒子サイズ）を表２にコピーする。これらの特性は、ここでは、通常の室温で測定される。
【００８５】
【表２】
0005710478.tif 000003
【００８６】
本発明によるサンプルＣからＪは、引張特性がＡおよびＢと同程度であるだけでなく、Ｃｏ含量の有意な低下に起因して弾力性が明らかに改善されたことが分かる。
【００８７】
さらに、本発明者らは、いくつかの試験後に、１．５から４％の間にあるＣｏ含量が、Ｃｏが０．５％である参考サンプルＫと比較して、実際に弾力性を悪化させることなく、機械的強度を有意に改善することに気付いた。Ｃｏが１．５％未満であるサンプルＫについて、良好な弾力性を維持することもできるが、引張強度は低減される。
【００８８】
本発明のＣｏ濃度により、最も良好な弾力性／Ｒｍ妥協点を得ることができることが予想外にも示された。この発見は、図１に示されており、点Ｒｍ／Ｋｖの集団が、１．５から４％の間のＣｏにおいて変曲を有する３次の多項式曲線付近に分布していることが分かる。約３０ジュール以上の弾力性および２，１４０ＭＰａ以上のＲｍが、このＣｏ含量範囲において得られる。
【００８９】
求められる強度／弾力性妥協点は、時効条件を変更することによってさらに緻密化され得るが、Ｃｏ含量の調整は、依然として、この妥協点を得るために作用しなければならない必須パラメータである。
【００９０】
硬化相ＮｉＡｌを形成するためのＡｌの増大によって、高いＮｉによって提供される硬化は、Ａｌ濃度に比例せず、Ａｌの値が２％を超えると、引張強度において何ら有意な利益を提供しない。
【００９１】
サンプルＤおよびＨのＮｂおよびＢの添加は、それぞれ、本発明の分類の鋼において優先して目標とされる高い機械的強度を得るために必要ではない。しかしながら、Ｎｂを添加することにより、一般的なＡＳＴＭ指標（最も高いＡＳＴＭ値は、最も微細な粒子に相当する）によって記載されているように、粒子サイズを再微細化することができる。
【００９２】
６５０℃で８時間の軟化焼き戻しおよび空気中での冷却の後、９３５℃で１時間の固溶化熱処理後の油中での冷却によって、次いで−８０℃で８時間または−９０℃で７時間、あるいはさらに−１００℃で６時間の低温処理によって、次いで２００℃で８時間（引張試料において）または１６時間（弾力性試料において）の張力解放によって、次いで５００℃で１２時間の時効、その後の空気中での冷却によって、２０℃で長さ方向において、引張強度、延性および弾力性の間での優れた妥協点を得ることができた。
【００９３】
補足実験は、横方向において、弾力性の値が依然として許容可能であることを示している。４００℃において、引張強度は、依然として非常に高いままであり、比較的低いＣｏ含量は、求められる特性と同程度である。
【００９４】
基本的に、所望の特性を有する部品を最終的に得るための本発明の鋼の最適化された熱処理方法は、部品のブランクの成形後および部品にその明確な形状を与える仕上げの前に、以下を行う：
−  ６００〜６７５℃で４から２０時間の軟化焼き戻し後の空気中での冷却；
−  ９００〜１，０００℃で少なくとも１時間の固溶化熱処理、その後の、オーステナイトマトリックスにおいて粒界炭化物の析出を回避するための、油または空気による十分に速い冷却；
−  必要に応じて、すべてのオーステナイトをマルテンサイトに変態するための、−５０℃以下、好ましくは−８０℃から−１００℃以下の間であるが−１１０℃以上での低温処理。ここで該温度は、Ｍｓよりも１５０℃以上低く、好適にはＭｓよりも約２００℃低く、上記低温処理のうち少なくとも１つは、少なくとも４時間、長くて５０時間、好ましくは４時間から１０時間の間続き；特に比較的低いＮｉ含量を有し比較的高い温度Ｍｓを生じる組成では、この低温処理はあまり有用でなく；低温処理の継続時間は、処理対象の部品の嵩高さにとりわけ依存する；
−  場合により、１５０〜２５０℃で４〜１６時間実施される、焼き詰めマルテンサイトを軟化させる処理、その後の静止空気冷却；
−  ４７５〜６００℃、好ましくは４９０〜５２５℃で５〜２０時間の時効硬化；４９０℃未満の時効は常には推奨されない。なぜなら、準安定性炭化物Ｍ３Ｃが依然として存在する場合があり、構造に脆性を与え得るからであり；５２５℃を超える時効は、靱性または延性において何ら著しい利益を得ることなく、時効による機械的強度の低下を引き起こす場合がある。
【００９５】
記載された例においては、鋼のキャスティングの後ならびに軟化焼き戻しおよび他の熱処理の前に鋼を成形する操作が、鍛造（forging）を含んでいた。しかしながら、他のタイプの熱成形および／または冷成形による熱機械処理は、（ダイスタンプされた部品、バー、半製品など）を得ることが望まれる最終製品のタイプに応じて、この鍛造（forging）に加えて、またはその代わりに実施することができる。圧延操作、ダイスタンピング、スタンピングなど、及びこれらの処理のいくつかの組合せを特に挙げることができる。
【００９６】
本発明の鋼の好ましい用途は、機械工学および構造部材のための耐久性部品であり、ここで、２，１５０ＭＰａを超える冷間引張強度が、最も高い強度の鋼の弾力性値と比べて高い弾力性値、および高温状態（４００℃）下では約１，８００ＭＰａの引張強度、ならびに最適な疲労特性と併せて利用可能になるであろう。
【００９７】
本発明の鋼はまた、浸炭可能であり、窒化可能であり、かつ浸炭窒化可能であるという利点も有する。したがって、該鋼を用いる部品に、そのコア特性に影響を及ぼすことなく、高い摩耗耐性を付与することができる。このことは、言及した意図される用途において特に有利である。
【００９８】
浸炭、窒化、または浸炭窒化は、別個のステップの間に実施される代わりに、固溶化熱処理または時効熱処理の間で場合により実施されてもよい。特に、窒化は、時効サイクルの間に、４７５から５００℃の間で実施されてよい。
【符号の説明】
【００９９】
Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ  鋼
【図１】
0005710478.tif 000004