(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
帯鋼、シート及びパイプの製造のための、低合金高張力の炭化物を含まないベイナイト鋼用の合金鋼であって、重量％で以下の化学組成：
０．１８〜０．５０のＣ、
０．７５〜１．５のＳｉ、
０．０９〜０．７５のＡｌ、
１．７０〜２．５０のＭｎ、
０．１０〜１．５のＣｒ、
０．００１〜０．０５のＮｂ、
０．００２〜０．０１０のＮ、
最大で０．１５のＰ、
最大で０．０５のＳ
を有し、
残部は鉄及び鉄鋼のトランプ元素であり、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｗ、Ｔｉ、又はＶ及びＺｒ及び希土類の１種又は複数の元素を任意選択で有し、
炭化物を含まないベイナイト系フェライトと残留オーステナイトからなり、少なくとも７５％のベイナイト系フェライト、少なくとも１０％の残留オーステナイト及び最大で５％のマルテンサイトの割合の微細構造を有し、
前記残留オーステナイトのラメラの平均距離が７５０ｎｍ未満であり、オーステナイト粒子の平均サイズは１００μｍ以下であり、
変態のカイネティクス、マルテンサイト開始温度及び微細構造の形成において、下記の条件：
フェライト変態のカイネティクス（ここでは、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ及びＡｌは重量％での元素含有量、Ｔは℃／ｓでの冷却速度に対応し、Ｔは１０℃／ｓより大きく、２１０℃／ｓ以下である）：
（３５×Ｃ）＋（１０×Ｍｎ）−Ｓｉ−（５×Ａｌ）＋Ｃｒ＞１３／Ｔ＋１０、
ベイナイト変態のカイネティクス（ここでは、Ｃ、Ｍｎ及びＡｌは重量％での元素含有量、Ｔは℃／ｓでの冷却速度に対応し、Ｔは１０℃／ｓより大きく、２１０℃／ｓ以下である）：
４００×ｅｘｐ［（−７×Ｃ）−（４×Ｍｎ）＋８Ａｌ＋３］／Ｔ＞１、
マルテンサイト開始温度（℃、ここでは、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ及びＭｏは重量％での元素含有量に対応する）：
５２５−（３５０×Ｃ）−（４５×Ｍｎ）−（１６×Ｍｏ）−（５×Ｓｉ）＋（１５×Ａｌ）≪４００、
セメンタイト形成の抑制及び残留オーステナイトの安定化のために（ここでは、Ｃ、Ｓｉ及びＡｌは重量％での元素含有量に対応する）：
Ｓｉ＋Ａｌ＞４×Ｃ、
ＡｌＮの一次析出を回避するために（ここでは、Ａｌ及びＮは重量％での元素含有量に対応する）：
Ａｌ×Ｎ＜５×１０−３、
要求された機械的特性の組合せを満たすために：
Ｃ＋Ｓｉ／６＋Ｍｎ／４＋（Ｃｒ＋Ｍｏ）／３＞１
を遵守する、
合金鋼。
【請求項２】
任意選択で合金化される前記元素が、重量パーセントで以下の含有量：
最大で５．００のＮｉ、
最大で１．００のＭｏ、
最大で２．００のＣｏ、
最大で１．５０のＷ、
最大で０．１０のＴｉ、
最大で０．２０のＶ
を有し、
Ｔｉ、Ｖの合計の含有量が最大で０．２０％であり、かつＮｉ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｗの合計の含有量が最大で５．５０重量％である、請求項１に記載の合金鋼。
【請求項３】
前記残留オーステナイトのラメラの前記平均距離が、５００ｎｍ未満である、請求項１又は２に記載の合金鋼。
【請求項４】
請求項１〜３の少なくとも１項に記載の合金鋼の、熱間又は冷間圧延された帯鋼、シートメタル、パイプ、成形品、又は、自動車産業、建設産業及び建設機械用の鍛造部品、及びロッド及びワイヤへの使用。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の合金鋼の、摩耗部品及び防護服の部品への使用。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、請求項１によれば、靱性（tenacious;ねばり強さ）を有し、同時に、優れた耐摩耗性を有する低合金高張力（strength；強度）鋼用の合金鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
特に、本発明はこの合金から作られたパイプ、帯鋼（strip）およびシートに関し、それらから、例えば自動車産業用の部品例えば車両本体、支持構造物の部品、またはエアバッグ用チューブおよびシリンダチューブが製造される。建設機械（construction-machine）産業の分野において、この合金から作られた耐摩耗板は、例えば油圧ショベルに対する高度な耐摩耗性の要件が生じた場合にも使用することができる。このような鋼は、突然の衝撃エネルギーを吸収しなければならない用途、例えば防弾用の装甲（bullet proof armor）としても用いられる。
【０００３】
この合金から製造されたパイプは、熱間または冷間で帯鋼から、または継ぎ目なく製造される溶接管として構成することができ、場合によっては、円形形状とは異なる断面を有することができる。
【０００４】
この合金から作られた建設用（construction）のパイプまたはプレートは、特に高い応力に曝される溶接鋼構造（construction）、例えばクレーン構造、橋構造、ホイスト構造および重量車構造にも用いられ得る。
【０００５】
重量および／または経費を軽減させると同時に、さらに高い強度および改良された加工特性と部品特性を求める要求によって、とりわけ炭化物を含まない鋼として「スーパーベイナイト」の名前でも知られる超微細粒子の二相鋼が開発されるに至った。残留オーステナイトのラメラを有するベイナイト系フェライト（bainitic ferrite）からなるこの種の微細構造の生成を、その上部および下部のベイナイトの微細構造と対比して図１に図式的に示す。
【０００６】
これらの鋼の特徴は、例えば１０００〜約２０００ＭＰａの強度（引張強度）、引張強度に応じて少なくとも５％の破断時伸び率（破断伸度）、残留オーステナイト部分を有する極めて微細な（ナノ）構造のベイナイト系の微細構造である。
【０００７】
この超微細構造を生成する方法は、セメンタイトの析出とマルテンサイトの形成を回避しながら、ベイナイト領域において低温で相変態（transformation;形質転換）させることに基づく。ベイナイト例えばセメンタイトの中で析出する炭化物を抑制することが必要であり、その理由は、一方では、これらが破壊誘導可能な物質として強い脆化効果を有し、それによって必要とされる靭性（tenacity）の達成が妨げられており、そして、他方では、本発明による特性を達成するために必要な安定化されたオーステナイトの割合が得られないからである。
【０００８】
しかしながら、これらの鋼の経済的利用は遅れている。これらの低い変態温度では、合金組成に依存して、変態のカイネティクス（transformation kinetic）が強く減速され、特に炭素含有量の増加と共に、恒温に保持する時間を数時間から１日または数日までとより長くさせ得るからである。しかしながら、そのような長い処理時間は、部品の経済的生産として受け入れられないので、変態を加速する解決手段として合金コンセプトが探究された。
【０００９】
４８時間までのこのような長い恒温での変態時間を必要とする合金組成は、ＷＯ２００９／０７５４９４Ａ１から既知である。この鋼は、炭素と鉄の他に、高価なニッケル、モリブデン、硼素およびチタンを含むことでも不利であり、達成できる靭性はここで記載されている用途の分野にはまだ十分ではない。
【００１０】
鉄道線路用の炭化物を含まないベイナイト鋼は、例えばＤＥ６９６３１９５３Ｔ２から既知である。マンガン、クロムおよびさらなる元素、例えばモリブデン、ニッケル、バナジウム、タングステン、チタンおよび硼素の他、上記で開示される合金鋼は、１から３％の間のケイ素含有量を有する。
【００１１】
この刊行物はまた、シリコンの他に、アルミニウムの添加がベイナイト中の炭化物の形成を減少させまたは抑制することができ、残りの残留オーステナイトを安定させることができることを言及している。この鋼によって、長い変態時間の不利な点を克服することもできるが、ここにおいて、対応するベイナイト系の微細構造は、空気（空気焼入れ）単独で連続的に冷却させることによって生成させ得る。
【００１２】
この鋼は、強い摩耗応力に曝される鉄道線路についての要求に対して構成されるが、上記の応用分野用の帯鋼、シートおよびパイプ用には使うことができないか、または不経済である。これらの場合、耐摩耗性に対する要求の他に、強度および靭性の要件も満たされなければならないからである。さらに、それらのコンパクトな断面のために、線路の断面の寸法は、鋼の空冷の後に達成されるべき材料特性に関して合金化コンセプトを調整する必要がある帯鋼、シートおよびパイプの寸法と著しく異なる。既知の鋼の不利な点は、高価なチタンおよび他の合金元素、例えばニッケル、モリブデンおよびタングステンを添加する点でもある。
【００１３】
既知の鋼のさらなる課題は、アルミニウムが添加されたときに特に窒化アルミニウムの形成によって材料特性に悪影響を与える、窒素含有量に関する情報がない点である。
【００１４】
アルミニウムの添加の結果、鋼中に存在する窒素との親和性が大きいため、凝固の間に粗い窒化アルミニウムが形成されて鋼中に一次（primarily；主に）析出し、鋼の延性ノッチ衝撃靭性（ductility notch impact toughness）、バースト特性（bursting behavior）および寿命に大きなマイナスの効果を与え、これによって機械的特性を著しく悪化させる。
【００１５】
その結果、有害な窒化アルミニウムの析出量およびサイズは鋼中のそれぞれの窒素およびアルミニウム含有量に依存しているが、窒素が考慮されないため、具体的な材料特性は予測できないことから、シリコンの代わりにアルミニウムまたはさらなるアルミニウムが加えられるこの既知の合金鋼は、実践では使用不可能とされる。さらに、本発明による記載された応用の分野において達成できる靭性も十分に高くない。
【００１６】
合金鋼が満たすべき機械的特性についての要求は、以下の通りに要約され得る。
強度：１２５０〜２５００ＭＰａ
破断伸度：１２％以上
−２０℃でのノッチ衝撃靭性：少なくとも１５Ｊ
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１７】
本発明の目的は、帯鋼、シートおよびパイプの製造用の、靱性且つ耐摩耗性を有する、低合金で、高強度の、炭化物を含まないベイナイト鋼用の合金鋼を明らかにすることである。この鋼は、一方では、既知の合金鋼より費用効率が良く、他方では、例えば引張強度、破断伸度、靭性などの要求を満たす一定の材料特性を確保する。さらに、これらの材料特性は、空気焼入れによって残気（stationary air）で冷却するときにも、達成される。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
この目的は、請求項１の特徴と共にそのプレアンブル（preamble）に基づいて解決される。有利な改良は、従属請求項の発明である。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】ベイナイトの微細構造の分類を示す図である。
【図２】変態挙動の概略図である。
【図３】試験の溶融１７のシートの冷却における温度経過(残気による冷却と焼入れ)を示す図である。
【図４】従来の高強度鋼材と比較した試験した試験合金の機械的特性値を示す図である。
【図５】微細構造の概略図、つまり、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）-析出を有する前述のオーステナイト粒子および配向が異なるサブ粒子の構造を示す図である。
【図６】窒化アルミニウム(ＡｌＮ)の一次析出を予測する計算結果を示す図である。
【図７】本発明の合金のＸ線スペクトルを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
本発明によれば、重量％で以下の化学組成：
０．１０〜０．７０のＣ、
０．２５〜４．００のＳｉ、
０．０５〜３．００のＡｌ、
１．００〜３．００のＭｎ、
０．１０〜２．００のＣｒ、
０．００１〜０．５０のＮｂ、
０．００１〜０．０２５のＮ、
最大で０．１５のＰ、
最大で０．０５のＳ
を有し、残部は精錬関連の夾雑物を有する鉄（iron with smelting related contaminations。請求の範囲ではiron and steel tramp elements）であり、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｗ、Ｎｂ、ＴｉまたはＶおよびＺｒおよび希元素の１種または複数の元素を任意選択で有し、ただし、ＡｌＮの一次析出（primary precipitations）を避けるために条件Ａｌ×Ｎ＜５×１０−３（重量％）を満たし、セメンタイト形成を抑制するために条件Ｓｉ＋Ａｌ＞４×Ｃ（重量％）を満たすことを条件とする、合金鋼が提供される。
【００２１】
任意選択により、希土類および反応性元素（reactive element）、例えばＣｅ、Ｈｆ、Ｌａ、Ｒｅ、Ｓｃおよび／またはＹの合計で１重量％まで添加することができる。
【００２２】
パドル塊（puddle lump）または平板（slab）の状態において、本発明による鋼は、空気冷却後すでに１２５０ＭＰａ以上の強度（Ｒｍ）、１２％以上の破断伸度、および−２０℃で、少なくとも１５Ｊの靭性（ＫＢＺ）を有する（表１参照）。微細構造は、炭化物を含まないベイナイトおよび残留オーステナイトからなり、少なくとも７５％のベイナイト系フェライト、少なくとも１０％の残留オーステナイト、および最大で５％のマルテンサイト（またはマルテンサイト相および／または分解したオーステナイト）の割合を有する。
【００２３】
本発明による合金鋼は、ＤＥ６９０６９５３Ｔ２およびＷＯ２００９／０７５４９４Ａ１からの、炭化物を含まないベイナイト鋼の開発に基づいている。
【００２４】
要求された材料特性を達成するための既知の合金鋼と比較して、本発明に基づいて実施された試験は、驚くべきことに、目標とする０．０５から３．０重量％の範囲のアルミニウムおよび０．００１から０．５重量％の範囲のニオブを添加して空気焼入れすることによって、優れた材料強度および耐摩耗性の他に、非常に良好な靭性が達成され得ることを示した。特に、ニオブの添加によって粒子の微細化により靭性特性が顕著に改善され、その結果、この合金は機械的特性および耐摩耗性に関する高度な要件を満たす。
【００２５】
また、０．１０から２．００重量％の範囲のクロムの有利な添加の結果、材料特性に悪影響を及ぼし得る、粗い多角形のフェライト体の形成が効果的に回避されることができるように、フェライト形成のカイネティクスは決定的に制御され得る。この点に関して、アルミニウムとクロムの間の相互作用は重要である。アルミニウムがフェライトおよびベイナイト変態を加速する一方、クロムの添加はフェライト変態を遅延させる（図２参照）。目標とするこれらの２つの元素の組合せによって、フェライトおよびベイナイト形成のカイネティクスは制御され得る。
【００２６】
ベイナイト中に炭化物が析出するのを回避させるというアルミニウム添加の既知の有益な効果の他に、シリコンと比較してアルミニウムの添加によりベイナイト変態のカイネティクスが顕著に加速されることを、試験は示している。後者はまた、アルミニウムの含有量の増加と共に増加する。これは、本発明による鋼の靭性および強度が、シリコンだけで合金化された鋼と比較して、連続冷却の後、顕著に改善されることを意味し、すなわち、より高い靭性および強度の値が達成され得る。より厚い（例えば１０ｍｍを超える）シートにおいても、要求された機械的特性の組合せを達成するためには、１０℃／ｓより大きい冷却速度が有利である。要求された機械的特性は、より薄いシートの場合は残気での冷却によって、または、合金化コンセプトを調整することによっても達成され得る。変態のカイネティクスに対する異なる合金元素の影響を、図２に示す。フェライト、パーライトおよびベイナイトの変態のカイネティクス、ならびにマルテンサイト開始温度に対するＣ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの効果を、図式的に示す。
【００２７】
本発明によれば、既知の鋼と比較して、鋼における一次析出としての有害な窒化アルミニウムの数およびサイズを最小化するために、窒素含有量が規定された上限０．０２５重量％を超えず、より好ましくは０．０１５重量％、またはさらに好ましくは０．０１０重量％を超えないことが、これらの有利な特性を達成するためには厳密に必要であり、その場合、さらに、Ａｌ×Ｎ＜５×１０−３の条件が満たされなければならない。さもなければ、粒子の微細化によって靭性を増加させるために必要とされるニオブ炭窒化物（niobium carbonitride）形成を可能にするために、窒素含有量の下限が０．００１重量％、最適には０．００２０重量％であることが必要である。
【００２８】
試験した合金の組成および測定した機械的特性を、表１に示す。全ての試料は、約９５０℃まで加熱され、それから残気で冷却されるかまたは加速冷却された。必要な冷却速度は、シート厚および組成に応じて選択される。機械的なサンプリングの結果が示すように、試料の溶融物１４はＣｒ含有量が低すぎるため要求された特性を達成できなかった。試験の溶融物１６は、１２ｍｍのより大きなシート厚のために、加速冷却だけでその後に要求を満たした。残気または空気焼入れでの冷却の典型的な温度プロファイルを、図３に示す。
【００２９】
図４において、いくつかの試験された試験の溶融物と、それらの機械的特性および冷却条件を、従来の高張力の鋼材料と比較して示す。開発された鋼は、改良された伸び特性（stretch properties）で、より高強度材料の領域にあることが分かる。
【００３０】
【表１】
0006513568.tif 000002
【００３１】
結果は、硬化した状態における優れた機械的特性（本発明においてほぼ完成（semi-finished）された製品、例えばパドル塊または平板の合金鋼の強度および靭性）を裏付けている（表１）。
【００３２】
必須元素として、アルミニウムは、変態のカイネティクスを加速することの他に、シリコンとの組み合わせで、ベイナイト中の炭化物の析出を抑制するという重要な役割を果たす。その結果、炭素のフェライトへの溶解度が限られるため、残留オーステナイトは安定化される。ベイナイト中の少なくとも１０％である高い割合の残留オーステナイトによって、極めて微細なラメラ構造（fine lamellar microstructure）の他に、優れた機械的特性が生じる。異なる微細構造のコンポーネントは、走査型電子顕微鏡で測定されたものであり、平均３００ｎｍのラメラ間隔が測定された。微細なラメラ構造を持つ基礎構造（例えばサブ粒子（sub grain））を有する、前述（previous）のオーステナイト粒子の概略図を、図５に図式的に示す。ここで、前述のオーステナイト粒子の構造は、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）の析出を経て安定化される。
【００３３】
次いで、対応する残留オーステナイトの割合によって、いわゆるＴＲＩＰ効果を有利に用いることもできる。通常、用語ＴＲＩＰ（変態誘起塑性：Transformation Induced Plasticity）に属する鋼は、非常に高い強度および優れた延性を同時に有する鋼であり、それによって特に冷間成形に適する。これらの特性は、それらの特別な微細構造によって得られ、変態誘起マルテンサイト形成およびそれに関連する加工硬化は阻害され、延性は増加する。ＴＲＩＰ効果による効果は、約１０から２０％の残留オーステナイトの割合が最適である。
【００３４】
本発明による合金化コンセプトは、以下に、さらに詳細に説明される。
【００３５】
炭素：
材料の十分な強度のために、最小の含有量は、０．１０重量％未満であってはならない。十分に低いマルテンサイト開始温度において、および、この温度で非常に微細な構造を構築するが、なおも良好な溶接性を有することにおいて、炭素含有量は、０．７０重量％を超えてはならない。炭素含有量は、０．１５から０．６０重量％の間が有利であると判明した。最適特性は、炭素含有量が０．１８から０．５０重量％の間のときに達成される。
【００３６】
アルミニウム／シリコン：
連続冷却後に要求される材料特性を達成するための必須元素は、変態のカイネティクスを強く加速させるアルミニウムである。
この効果を達成するために、アルミニウム含有量は少なくとも０．０５重量％でなければならないが、最大は３．００重量％でなければならない。さもなければ、材料特性に悪影響を与える、粗い多角形のフェライト体が形成し得るからである。アルミニウム含有量があまりに低く、ベイナイト変態が遅すぎると、マルテンサイトの形成が促進され、それが破断伸度およびノッチ衝撃靭性に悪影響を与える。ベイナイト中での炭化物の十分な抑制のために、シリコンを０．２５から４．００重量％の含有量で加えることができる。良好な材料特性は、アルミニウム含有量を０．０７から１．５０重量％の間、最適な含有量０．０９から０．７５重量％の間とすることで達成される。対応するシリコン含有量は、０．５０から１．７５重量％の間、または０．７５から１．５０重量％の間である。
【００３７】
目標とする少なくとも０．１０から２．００重量％のクロムの添加の結果、フェライト変態は減速され得る。そして、アルミニウムとの組合せにより、フェライトおよびベイナイト形成のカイネティクスは目標とした方法で制御され得る。有利なクロム含有量は、０．１０から１．７５重量％の間または０．１０から１．５０重量％の間にある。
【００３８】
マンガン：
１．００から３．００重量％の範囲でのマンガンの添加は、多量の添加によって達成され得る強度と、低い含有量で達成できる十分な靭性との妥協として、合金鋼に対するそれぞれの要求に結果として依存する。非常に良好または最適な特性の組合せにおいて、マンガン含有量は、１．５０から２．５０重量％の間または１．７０から２．５０重量％の間でなければならない。
【００３９】
ニオブ／窒素：
０．００１から０．５０重量％のニオブ含有量は、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）の形成を確保するために規定しなければならない。結果として生じる粒子の微細化は、靭性特性の顕著な改善の一因となる。さらに、ＮｂＮがＮｂＣより安定で、したがって粒子のさらなる微細化を導くので、Ｎｂ（Ｎ）を形成するために０．００１から０．０２５重量％の窒素含有量が推奨される。有利なニオブ含有量は、０．００１から０．１０または０．００１から０．０５重量％であり、対して、有利な窒素含有量は０．００１から０．０１５または０．００２から０．０１０重量％である。さらに、窒素の添加によってＮｂを介してＣの過剰な結合を妨げる。さもなければ、Ｃのオーステナイト安定化効果が失われ得るからである。
【００４０】
必要に応じて、強度をさらに増加させるための固溶体母合金（solid solution hardener）として、例えば、モリブデン（１．００重量％まで）、ニッケル（５．００重量％まで）、コバルト（２．００重量％まで）またはタングステン（１．５０重量％まで）を加えることができる。代替として、または加えて、マイクロ合金元素（micro-alloying element）、例えば０．２０重量％までのバナジウムおよび／または０．１０重量％までのチタンを追加することができる。最大０．２０重量％のＴｉ、Ｖおよび最大５．５０重量％のＮｉ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｗ、Ｚｒの合計の含有量は、観察されなければならない。これらの合金元素の効果を利用するためには、最小含有量０．０１重量％を観察しなければならない。
【００４１】
希土類および反応性元素：
希土類および反応性元素、例えばＣｅ、Ｈｆ、Ｌａ、Ｒｅ、Ｓｃおよび／またはＹは、最適なラメラ間隔を達成するために、任意選択により添加することができ、したがって、強度および靭性のさらなる増加のために合計含有量を１重量％までとすることができる。必要であれば、合計の含有量として２０ｐｐｍを添加すべきである。
【００４２】
合金組成において、要求された材料特性、特に機械技術的特性を達成するためには、冷却速度を考慮しながら変態のカイネティクスおよび変態挙動（図２）、残留オーステナイトの安定化およびマルテンサイト開始温度において、以下の条件を遵守しなければならない。ここで、前述の経験的に決定された式において、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、ＣｒおよびＭｏの含有量は重量％、冷却速度としてのＴは℃／ｓで表示するものとする。式で使われる係数のユニットは、式で使用する変数に従って選択される。
【００４３】
フェライト変態のカイネティクス：
機械技術的特性を支持するかまたは設定するために、特に材料特性に悪影響を与える粗い多角形のフェライト粒子の形成を回避するために、以下の条件を満たされなければならない。
（３５×Ｃ）＋（１０×Ｍｎ）−Ｓｉ−（５×Ａｌ）＋Ｃｒ＞１３／Ｔ＋１０
【００４４】
ベイナイト変態のカイネティクス：
機械技術的特性のための、非常に微細に構成されたベイナイト系フェライト／残留オーステナイトのラメラを有する適切な微細構造を達成するために、ベイナイト変態のカイネティクスの以下の式を確立しなければならない。
４００×ｅｘｐ［（−７×Ｃ）−（４×Ｍｎ）＋８Ａｌ＋３］／Ｔ＞１
【００４５】
マルテンサイト開始温度（℃）：
機械技術的特性を悪化させるマルテンサイト微細構造の割合が大きくなるのを回避するために、マルテンサイト開始温度を以下の通りに決定しなければならない。
５２５−（３５０×Ｃ）−（４５×Ｍｎ）−（１６×Ｍｏ）−（５×Ｓｉ）＋（１５×Ａｌ）＜＜４００
【００４６】
残留オーステナイトを安定化させるために、セメンタイトの形成を抑制しなければならない。これはＳｉおよびＡｌで目標とする合金化をすることによって達成される。なぜなら、両方の元素のセメンタイトへの溶解度が極めて小さいからである。このために、以下の条件を満たさなければならない。
Ｓｉ＋Ａｌ＞４×Ｃ
【００４７】
有害なＡｌＮの一次析出を回避するために、以下の条件を満たさなければならない。
Ａｌ×Ｎ＜５×１０−３
図６に、この関係を再度、図式的に示す。
【００４８】
変態能力：
記載された微細構造に基づく本発明による特性を得るために、本発明による鋼の完全なオーステナイト化は、最終的な熱処理の前に達成されなければならない（図１参照）。
【００４９】
要求される機械的特性の組合せ（強度、延性および靭性）を達成するためには、以下のフェライトおよびオーステナイトの生成の関係を満たされなければならない。
Ｃ＋Ｓｉ／６＋Ｍｎ／４＋（Ｃｒ＋Ｍｏ）／３＞１。
【００５０】
本発明による鋼の微細構造は、フェライトおよび残留オーステナイトのラメラからなる。それは、５％までのマルテンサイトの割合（またはマルテンサイト／オーステナイト相および／または分解したオーステナイト）を有することができる。鋼の機械的特性に顕著に影響する微細構造の２つの最も重要な特徴は、ラメラ間隔および残留オーステナイトの割合である。ラメラ間隔が小さいほど、および残留オーステナイトの割合が高いほど、材料の強度および破断伸度が大きくなる。
【００５１】
要求された材料の高強度、少なくとも１２５０から２５００ＭＰａを達成するためには、ラメラ間隔の平均は、７５０ｎｍより小さく、有利には５００ｎｍより小さくなければならない。
【００５２】
少なくとも１２％の伸度（および、破断時伸び率）を達成するには、残留オーステナイト割合が少なくとも１０％で、マルテンサイト割合は多くても５％で存在しなければならない。
【００５３】
ニオブ炭窒化物形成による粒子の微細化によって高い靭性を達成するために、前述のオーステナイト粒子の平均サイズは、１００μｍの値を超えてはならない。
【００５４】
微細構造が非常に微細であるので、微細構造のコンポーネントは顕微鏡によって各々をほとんど区別できないので、ケースに応じて電顕法およびＸ線回折の組合せを用いなければならない。
【００５５】
微細構造のコンポーネントは、走査型電子顕微鏡によって区別することができる。このようにして、約３００ｎｍの平均ラメラ間隔は決定された。
【００５６】
Ｘ線回折測定の結果を、図７に示す。Ｘ線スペクトルの強度分布から、本発明の微細構造のコンポーネントの結晶構造およびそれらの相の割合は、決定され得る。
【００５７】
１０％から２０％の間の残留オーステナイトの割合は、Ｘ線回折法を使用して決定された。
【図１】
0006513568.tif 000003
【図２】
0006513568.tif 000004
【図３】
0006513568.tif 000005
【図４】
0006513568.tif 000006
【図５】
0006513568.tif 000007
【図６】
0006513568.tif 000008
【図７】
0006513568.tif 000009