(57)【要約】本発明は、高耐摩耗性を有する窒素添加鋼に関し、この窒素添加鋼は溶射成形により製造されており、Ｃ：０．８〜２．５％、Ｎ：０．０３〜０．７５％、Ｓｉ：０．１５〜１．８％、Ｍｎ：≦１．０％、Ｐ：≦０．０３％、Ｓ：≦０．０５％、Ｃｒ：４．０〜１１．５％、Ｍｏ：０．５〜６．０％、Ｖ：≦４．０％、Ｎｂ：≦４．０％、Ｗ：≦３．５％、Ｏ２：≦０．００５％、必要に応じて他の合金成分、および残部：鉄および通常の不純物を有する。この化学組成は、炭化物／炭窒化物を形成する元素が摩耗指数Ｓｖを満たし、残留オーステナイト量を最小化するためのシリコン−窒素比ＶＳｉＮが維持されるように最適化される。さらに本発明は、このような鋼を製造する方法、および本発明による鋼を使用して製造される複合材料に関する。本発明による鋼材料は、改善された耐摩耗性と形状維持性とを有する。【特許請求の範囲】
【請求項１】
高耐摩耗性を有する窒素添加鋼であって、該窒素添加鋼が溶射成形により製造されており、以下の組成（質量％）、すなわち：
Ｃ：　０．８〜２．５％
Ｎ：　０．０３〜０．７５％
Ｓｉ：　０．１５〜１．８％
Ｍｎ：　≦１．０％
Ｐ：　≦０．０３％
Ｓ：　≦０．０５％
Ｃｒ：　５．０〜１１．５％
Ｍｏ：　０．５〜６．０％
Ｖ：　≦４．０％
Ｎｂ：　≦４．０％
Ｗ：　≦３．５％
Ｏ２：  ≦０．００５％
必要に応じ他の合金成分、および
残部：鉄および通常の不純物
を有しており、
前記鋼の、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＷの重み付けされた含有量の和に相当する摩耗指数Ｓｖが、以下の条件、すなわち：
０．５５＜Ｓｖ＜３．４２
ただし、Ｓｖ＝（ＡＣｒ／９．３３）＋（ＡＭｏ／１７．２２）＋（Ａｖ／３．９２）＋（ＡＮｂ／７．１５）＋（ＡＷ／１４．１４）、
ＡＣｒ：Ｃｒ含有量（質量％）、
ＡＭｏ：Ｍｏ含有量（質量％）、
Ａｖ：Ｖ含有量（質量％）、
ＡＮｂ：Ｎｂ含有量（質量％）、
ＡＷ：Ｗ含有量（質量％）、
を満たしており、
さらに、シリコン−窒素比ＶＳｉＮが、次の条件、すなわち：
０．２１≦ＶＳｉＮ＜３．３１
ただし、ＶＳｉＮ＝ＡＳｉ＋２ＡＮ、
ＡＳｉ：Ｓｉ含有量（質量％）、
ＡＮ：Ｎ含有量（質量％）、
を満たしている
ことを特徴とする、高耐摩耗性を有する窒素添加鋼。
【請求項２】
前記鋼が、１．０〜１．９質量％のＣ含有量と、０．０５〜０．５質量％のＮ含有量と、０．１５〜１．５質量％のＳｉ含有量と、５．０〜１０．０質量％のＣｒ含有量と、０．５〜５．５質量％のＭｏ含有量と、３．５質量％以下のＶ含有量と、３．５質量％以下のＮｂ含有量と、３．０質量％以下のＷ含有量とを有する、請求項１に記載の鋼。
【請求項３】
前記鋼が、最大０．０５質量％のホウ素を含有する、請求項１または２に記載の鋼。
【請求項４】
前記鋼が、最大０．５質量％のチタンを含有する、請求項１から３までのいずれか１項に記載の鋼。
【請求項５】
前記鋼が、最大０．５質量％のジルコニウムを含有する、請求項１から３までのいずれか１項に記載の鋼。
【請求項６】
前記鋼が、最大０．２５質量％のアルミニウムを含有する、請求項１から３までのいずれか１項に記載の鋼。
【請求項７】
前記鋼が、炭化チタン、炭化シリコン、炭化ニオブ、炭化クロム、窒化チタン、炭化タングステンのような付加的な硬質材料を、前記鋼のマトリックスに含有し、前記付加的な硬質材料が、溶射成形中に、固体粒子として溶射ジェット中に注入されている、請求項１から６までのいずれか１項に記載の鋼。
【請求項８】
請求項１から７までのいずれか１項に記載の鋼を製造する方法であって、該方法が、
−  噴霧ガスとして窒素を使用しながら、前記鋼を溶射成形し、
−  溶射成形後、最大１１５０℃の開始温度で前記鋼を熱間成形し、
−  前記熱間成形した鋼を冷却し、
−  前記冷却した鋼を、１０７５℃〜１２２５℃のオーステナイト化温度に再加熱し、
−  前記再加熱した鋼を焼入れし、
−  前記焼入れした鋼を、１５０℃〜６２５℃の温度で焼戻す、
ことを特徴とする、鋼を製造する方法。
【請求項９】
前記焼戻しを１５０℃〜３００℃の温度で行う、請求項８に記載の方法。
【請求項１０】
前記焼戻しを５００℃〜６２５℃の温度で行う、請求項８に記載の方法。
【請求項１１】
第１の鋼によって形成された少なくとも１つの第１の層と、請求項１から７までのいずれか１項に記載の溶射成形された窒素添加鋼によって形成された少なくとも１つの第２の層とを有する複合材料であって、前記第１の層の鋼が、前記溶射成形された鋼とは異なる組成を有することを特徴とする、複合材料。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
本発明は、高耐摩耗性を有する窒素添加レデブライト鋼に関する。さらに本発明は上記鋼の製造方法、および、本発明による鋼を使用して製造される複合材料に関する。
【０００２】
高耐摩耗性を必要とする工具や部材には、しばしばレデブライト・クロム鋼が使用される。この種の鋼は、例えば鋼−鉄リストにおいて、材料番号１．２０８０（Ｘ２１０Ｃｒ１２）、１．２２０１（Ｘ１６５ＣｒＶ１２）、１．２３７６（Ｘ９６ＣｒＭｏＶ１２）、１．２３７８（Ｘ２２０ＣｒＶＭｏ１２−２）、１．２３７９（Ｘ１５５ＣｒＶＭｏ１２−１）、１．２３８０（Ｘ２２０ＣｒＶＭｏ１３−４）、１．２４３６（Ｘ２１０ＣｒＷ１２）、１．２６０１（Ｘ１６５ＣｒＭｏＶ１２）、１．２８８０（Ｘ１６５ＣｒＣｏＭｏ１２）ならびに１．２８８４（Ｘ２１０ＣｒＣｏＷ１２）で示されている。当該鋼はそれぞれ、０．９質量％よりも多い炭素量、１０質量％よりも多いクロム量、および、元素、モリブデン、バナジウムおよびタングステンの種々の添加物を有している。これらの鋼は主として、金属を離断または冷間成形するか、またはプラスチックを加工するのに使用される工具または部材を製造するのに用いられる。
【０００３】
上述の種類の公知の鋼は、電弧炉内で大気圧下で溶融される。溶湯を出湯した後、これらの溶湯は、レードル精錬法で、例えばレードル精錬炉または脱ガス装置でさらに処理され、これにより、鋼中に溶解しているガス、例えばそれぞれの鋼に含まれた水素分、酸素分、窒素分が減じられる。脱酸に際しては、特にシリコンが０．１〜０．４％の質量含有量で使用され、これが溶湯中に溶解している酸素と結合して酸化物となる。このような酸化物は、次いで精錬スラグと共に分離される。
【０００４】
エレクトロスラグ炉において大気圧下で製造する場合の窒素溶解度は、当然のことながら極めて小さい。例えばＨ． ＢｅｒｎｓおよびＪ． Ｌｕｅｇは「窒素添加工具鋼（Ｓｔｉｃｋｓｔｏｆｆｌｅｇｉｅｒｔｅ Ｗｅｒｋｚｅｕｇｓｔａｅｈｌｅ）」Ｎｅｕｅ Ｈｕｅｔｔｅ ３６ （１９９１） １， 第１３〜１８頁に、１６００℃の温度における純粋な溶鉄では、０．０４％の窒素しか溶解しないと述べている。このような含有量は、上述のレードル精錬処理中に更に減じられるので、こうして製造された鋼は、経験的に見て、０．００５〜０．０２５質量％の窒素含有量しか有さない。
【０００５】
その純度および偏析度に関して特別な要求が出される場合には、当該鋼は、エレクトロスラグ再溶解法または真空アーク再溶解法に従って補足的に再溶解される。溶湯を鋳造してインゴットまたはビレットとした後、もしくは補足的に再溶解してからインゴットまたは連続鋳造鋳片（に鋳造された後、熱間成形、例えば鍛造または圧延によって、種々異なる供給寸法にされる。
【０００６】
公知のレデブライト・クロム鋼は、炭素もしくは炭化物の含有量が異なるので、焼入・焼戻し状態での耐摩耗性が種々に異なる。この場合、炭化物は、インゴットまたは連鋳片の鋳造時に偏析が避けられないため、材料組織中に列状かつ不均一に分布している。このことは、鋼がインゴットまたは連鋳片を鋳造後に再溶解されている場合にも当てはまる。
【０００７】
このような炭化物分布は例えば、公知のクロム鋼から部材、例えば良好な切刃安定性を有さなければならない工具を製造したい場合にはいつも問題を招く。同様に、微細な輪郭を有する工具領域、例えばねじ転造ダイスのねじ形を形成しようとする場合にも、実際に問題が確認されている。その都度の炭化物構造は、このような用途において亀裂および欠落のおそれをそれぞれ生じさせ、このような亀裂および欠落は結果として、それぞれの工具の耐用寿命を著しく短くしてしまう。
【０００８】
本発明の課題は、さらに改善された耐摩耗性と形状維持性とを有する鋼材料を提供することにある。さらに、上記鋼を製造するための方法、およびこのような鋼を使用することにより形成された複合材料を提供しようとするものである。
【０００９】
このような課題は材料に関して、鋼が、溶射成形により製造されており、以下の組成（質量％）、すなわち：
Ｃ：  ０．８〜２．５％
Ｎ：  ０．０３〜０．７５％
Ｓｉ：  ０．１５〜１．８％
Ｍｎ：  ≦１．０％
Ｐ：  ≦０．０３％
Ｓ：  ≦０．０５％
Ｃｒ：  ５．０〜１１．５％
Ｍｏ：  ０．５〜６．０％
Ｖ：  ≦４．０％
Ｎｂ：  ≦４．０％
Ｗ：  ≦３．５％
Ｏ２：  ≦０．００５％
必要に応じ他の合金成分、および
残部：鉄および通常の不純物
を有しており、
前記鋼の、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、ＮｂおよびＷの重み付けされた含有量の和に相当する摩耗指数Ｓｖが、以下の条件、すなわち：
０．５５＜Ｓｖ＜３．４２
ただし、Ｓｖ＝（ＡＣｒ／９．３３）＋（ＡＭｏ／１７．２２）＋（Ａｖ／３．９２）＋（ＡＮｂ／７．１５）＋（ＡＷ／１４．１４）、
ＡＣｒ：Ｃｒ含有量（質量％）、
ＡＭｏ：Ｍｏ含有量（質量％）、
Ａｖ：Ｖ含有量（質量％）、
ＡＮｂ：Ｎｂ含有量（質量％）、
ＡＷ：Ｗ含有量（質量％）、
を満たしており、
さらに、シリコン−窒素比ＶＳｉＮが、次の条件、すなわち：
０．２１≦ＶＳｉＮ＜３．３１
ただし、ＶＳｉＮ＝ＡＳｉ＋２ＡＮ、
ＡＳｉ：Ｓｉ含有量（質量％）、
ＡＮ：Ｎ含有量（質量％）、
を満たしている鋼によって解決される。
【００１０】
溶射成形によって形成された本発明による合金鋼は、通常の鋳造法により製造された鋼とは異なり、高い炭素含有量と高められた窒素含有量とを有すると同時に、特定の炭化物および窒化物を形成する元素の高い含有量を有することを特徴とする。これにより、高い耐摩耗性が達成される。この場合炭化物析出、特にＭＣ（ただしＭ＝Ｖ，Ｎｂ，Ｗ）およびＭ７Ｃ３（ただしＭ＝Ｃｒ，Ｍｏ）の形、ならびに、炭窒化物析出物の形、特に相Ｍ（Ｃ，Ｎ）（ただしＭ＝Ｖ，Ｎｂ，Ｗ）およびＭ７（Ｃ，Ｎ）３（ただしＭ＝Ｃｒ，Ｍｏ）の形で存在する、含有される硬質相は、窒素添加物ならびに用いる製造方法によりサイズが最適化され、ミクロ組織中に均質に分布される。このことにより、一方では、本発明による鋼から製造された部材は、摩耗荷重下でも高い耐用寿命を有する。他方では、本発明による鋼は組織が均質であるため、多量の合金成分および硬質相を含むにもかかわらず、良好に熱間成形可能である。このような特性により、本発明による鋼は、高レベルの摩耗負荷を受ける工具または部材の製造に特に適する。このような摩耗負荷を受ける一般的な例としては、材料の離断時であり、あるいは充填材を含んだ現代のプラスチックを加工する場合である。
【００１１】
溶射成形により製造された本発明による窒素添加鋼は、冒頭で述べた種類のレデブライト鋼と比較して、それぞれの用途に関して高められた耐摩耗性および／または改善された靭性を有することが確認されている。その結果、本発明による鋼の改善された特性は、これらの鋼から製造された工具または部材の耐用寿命を高める。つまり、本発明による鋼から製造された切削工具は、改善された切削寿命および改善された切刃安定性を有する。さらに、本発明による鋼から製造された部材は、亀裂形成に対して改善された抵抗を有する。さらに、本発明による鋼は、適切な熱処理法を適用することにより、最大ＨＲＣ６８の硬さに硬化させることができる。
【００１２】
本発明による鋼の利点は、上述のように、特別な製造方法、つまりそれ自体は公知である溶射成形との組み合わせにおいて、鋼の合金組成により達成される。鋼の溶射成形時には、ガス噴霧器内で、鋼溶湯が保護ガス流中で噴霧されて球状の粒滴を形成する。ガスにより、金属粒滴は、液相線と固相線との間、しばしば固相線の下方に位置する温度に冷却される。このように冷却され、高速で運動させられて、固体状またはペースト状の粘性を有する粒滴は、これらの固有の運動エネルギーにより、基板上で締め固められて、密な材料複合体となる。液相からの急速な凝固が、溶射インゴットの組織形成に直接的に影響を与えることができる。溶射成形の詳細については、論文「金属溶射堆積によるニア・ネット・シェイプ鋳造−オスプリー・プロセス（Ｎｅａｒ ｎｅｔ−ｓｈａｐｅ ｃａｓｔｉｎｇ ｔｈｒｏｕｇｈ ｍｅｔａｌ ｓｐｒａｙ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ − Ｔｈｅ Ｏｓｐｒｅｙ ｐｒｏｃｅｓｓ）」Ｏｔｔｏ Ｈ． Ｍｅｔｅｌｍａｎｎ他、Ｉｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｅｎｇｉｎｅｅｒ， １９９８年１１月、第２５−２９頁、または、「オスプリー・プロセス：原理と応用（Ｔｈｅ Ｏｓｐｒｅｙ Ｐｒｏｃｅｓｓ： Ｐｒｉｎｃｉｐｌｅｓ ａｎｄ Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ）」Ａ．Ｇ． Ｌｅａｔｈａｍ他、Ｔｈｅ ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｐｏｗｄｅｒ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ， 第２９巻第４号第３２１−３２９頁に記載されている。
【００１３】
特に、所望の窒素量を上述のレデブライト鋼に導入するのに、溶射成形は有効な方法であることが判った。鋼を窒化処理するのに通常用いられる高価な方法、例えば最大４２ｂａｒの窒素分圧下で行われる加圧エレクトロスラグ再溶解法、または、アンモニアによる金属粉末の粉末冶金的な窒化処理とは異なり、溶射成形は、その効率においても、またその経済性においても際立っている。本発明による方法の試験において、窒素ガスで噴霧することにより、凝固したインゴット中に、最大０．８５質量％の窒素含有量を調整することに成功した。さらにこのような手順において、噴霧に先立って、クロム窒素合金または窒化処理されたフェロクロムのような装入材料により、基礎量の溶解窒素を予備添加し、ガス流中で金属粒滴をさらに窒化処理することが可能である。
【００１４】
鋳造とは異なり、溶射成形は、均質な構造および高い密度を有する、偏析やブローホールのない製品の製造を可能にする。この場合、形状の点でフレキシビリティが高くなり、製造工程が減少すると共に、この種の製品を粉末冶金的に製造する場合と同様の製品特性を達成することができる。
【００１５】
特に傑出した特性を有する本発明による鋼は、更に他の合金成分として、１．０〜１．９質量％のＣ含有量と、０．０５〜０．５質量％のＮ含有量と、０．１５〜１．５質量％のＳｉ含有量と、５．０〜１０．０質量％のＣｒ含有量と、０．５〜５．５質量％のＭｏ含有量と、３．５質量％以下のＶ含有量と、３．５質量％以下のＮｂ含有量と、３．０質量％以下のＷ含有量とを有する。このような組成を有する鋼は、特に高い耐摩耗性を有する。
【００１６】
ＨＲＣ６０を上回る硬さを達成するには、炭素分が１質量％よりも大きく、窒素含有量が０．０５質量％よりも大きいことが好ましい。同時に、炭素および窒素の存在によって、含有された硬質相の量、ひいては摩耗特性も好ましい影響を受ける。
【００１７】
特に、窒素添加によって、溶射成形時に、ミクロ組織に対して均質化作用が生じ、硬質相量が限定されることが判った。このことは本発明による鋼の靭性に好ましい影響を与える。これに対して、窒素が０．７５質量％の値を上回る含有量を有すると、残留オーステナイト量が高まり、硬質相量が著しく減じられるので、摩耗特性が悪化する。
【００１８】
脱酸のためには鋼中には通常僅かな量しか含有されないシリコンは、本発明による鋼の場合、０．１質量％から最大で好ましくは１．５質量％の含有量で存在している。それは、シリコンは基礎マトリックス中に溶解されたままであり、二次硬さを高めるからである。さらに、シリコン量が増大するにつれて、窒素量が増大することにより生じる残留オーステナイト量が減少することが確認されている。このような残留オーステナイト量は、「軟質」相として、耐摩耗性を減じる。つまり、提示された境界内で本発明による鋼中に含有された窒素量とシリコン量とは、硬さおよび耐摩耗性に対する作用において最適に互いに補足し合い、影響し合う。残留オーステナイト量に対する窒素量とシリコン量との相互作用は、図１から明らかである。図１には、本発明による形式のレデブライト・クロム鋼における、Ｘ線回折により測定された残留オーステナイト量が、シリコン量および窒素量に対して示されている（熱処理：熱浴中で１０７５℃／１５分、そして大気中で５６０℃／１時間）。
【００１９】
本発明により形成された鋼において所定の硬さを達成するのに、タングステンの存在は必ずしも必要でないことが確認されている。それは、必要な硬質相を形成するには、最低限含有された特定炭化物形成元素で充分であるからである。従って、製造コストが高くなるのを回避するために、本発明により用いられる鋼にタングステンを添加することを省くことができる。
【００２０】
本発明による組成を有する鋼には、コバルトが含有されていない。それというのも、このような元素は、靭性に不都合に作用するおそれがあり、材料コストの上昇を助長するからである。
【００２１】
クロム量は、１１．５質量％以下の値に制限され、好ましくは提示された低めの含有量範囲に位置することが好ましい。これにより、本発明により形成された鋼の靭性に好ましい影響を与えることができる。
【００２２】
さらに用途に応じて、本発明による鋼が更なる析出硬化元素、例えば最大０．７５質量％の窒素、最大０．０５質量％のホウ素、最大０．５質量％のチタン、最大０．５質量％のジルコニウムおよび／または最大０．２５質量％のアルミニウムを含有することが好ましい。このような付加的な合金成分により、本発明による鋼の硬さ、ひいては耐摩耗性をさらに高めることができる。
【００２３】
鋼の炭化物形成元素Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，ＮｂおよびＷの重み付けされた含有量の和に相当する摩耗指数Ｓｖが０．５５〜３．４２であると、本発明による鋼は、最適化された耐摩耗性を有することが確認されている。
【００２４】
これと共に、最適化されたシリコン−窒素比ＶＳｉＮを調整することができる。これにより、オーステナイト安定化元素である窒素の作用に、シリコンのフェライト安定化作用により影響を与え、本発明による鋼の耐摩耗性をさらに最適化することができる。窒素−シリコン比のために本発明により設けた範囲０．２１〜３．３１を維持すると、耐摩耗性を損なう残留オーステナイト相を、一回の焼戻しで既に２５％以下の値に減じることができることが判った。
【００２５】
本発明のさらに別の好ましい実施態様によれば、本発明による窒素添加鋼は、炭化チタン（Ｔｉｃ）、炭化シリコン（ＳｉＣ）、炭化ニオブ（ＮｂＣ）、炭化クロム（ＣｒＣ）、窒化チタン（ＴｉＮ）、炭化タングステン（ＷＣ）のような付加的な硬質材料を、鋼のマトリックスに含有し、前記付加的な硬質材料が、溶射成形中に、固体粒子として溶射ジェット中に注入されている。このような手段は、耐摩耗性をさらに高め、しかもこの場合、窒素添加マトリックスの良好な靭性は維持される。
【００２６】
本発明による鋼を製造する方法に関して、上述の課題は、噴霧ガスとして窒素を使用しながら、前記鋼を溶射成形し、溶射成形後、最大１１５０℃の開始温度で前記鋼を熱間成形し、前記熱間成形した鋼を冷却し、前記冷却した鋼を、１０７５℃〜１２２５℃のオーステナイト化温度に再加熱し、前記再加熱した鋼を焼入れし、前記焼入れした鋼を、１５０℃〜６２５℃の温度で焼戻すことにより解決される。焼戻しは１５０℃〜３００℃または５００℃〜６２５℃の温度で行うのが好ましい。加圧窒化処理された鋼とは異なり、シリコン−窒素比が最適に調整されるので、残留オーステナイト変態のための強力な冷却が必要とならない。本発明による製造パラメータを維持すると、更なる処理中に補足的な成形工程が必要となる場合にも、最大ＨＲＣ６８の硬さを達成することができる。この場合熱間成形は、鍛造または圧延により行うことができる。
【００２７】
さらに、本発明による鋼は、複合材料を形成するのに特に良好に利用することができる。この複合材料は、第１の鋼によって形成された少なくとも１つの第１の層と、本発明による溶射成形された鋼によって形成された少なくとも１つの第２の層とを有し、前記第１の層の鋼が、前記溶射成形された鋼とは異なる組成を有している。このような複合材料の場合、個々の層の相異なる特性を最適に互いに組み合わせることができる。つまり本発明による鋼は、例えば、靭性を有する第１の層上に、耐摩耗性の被覆層として形成することができる。
【００２８】
以下に、実施例により本発明を更に詳細に説明する。
【００２９】
表１に、７つの鋼Ａ〜Ｇの化学組成を質量％で示す。さらにそれぞれの鋼に関して、摩耗指数Ｓｖ、シリコン−窒素比ＶＳｉＮ、および、摩耗試験において検出された摩耗減量（グラム）が示されている。
【００３０】
鋼Ａ〜Ｄは、本発明による鋼であり、これに対して鋼Ｅ〜Ｇは比較のために挙げたものである。
【００３１】
溶射成形された窒素添加鋼を製造するために、スクラップおよび／または純金属から、それぞれ必要な合金成分を添加しながら溶湯を製造した。次いで、この溶湯を窒素含有保護ガス流中でアトマイズして球状の粒滴にした。
【００３２】
窒素含有ガス流中に噴霧する過程において、金属粒滴を窒化処理し、液相線と固相線との間の温度に金属粒滴を急速に冷却させ、これによりガス流中での冷却後に粒滴が固体状の、ペースト状までの粘性を有するようにした。こうして形成された、４０〜８０ｍ／ｓの高い速度で運動させられる粒滴を基板上に向けた。この基板上で、粒滴はこれらの固有の高い運動エネルギーにより締め固められて、緻密な材料複合体を形成した。このように溶射成形により形成されたインゴットは、ガス流中で金属粒滴が液相から急速に凝固され、また窒素分が導入されたので、硬質相および炭化物もしくは炭窒化物の量の均一な分布を有した。これらの量は、通常の鋳造により製造された鋼と比べて明らかに減じられている。
【００３３】
図２および３はそれぞれ、本発明による溶射成形により製造された窒素添加鋼の焼鈍状態を顕微鏡写真である。図２では、倍率１００：１で、図３では、倍率５００：１でそれぞれミクロ組織を示している。
【００３４】
図４および５は、通常の鋳造材から製造した場合の、窒素添加物のない同一鋼のミクロ組織を、比較のために対応して示している。
【００３５】
図２および３から充分に明らかな、高い組織均質性により、溶射成形されたインゴットを鍛造または圧延によって、問題なく成形することが可能になる。成形に先立って、インゴット焼鈍もしくは拡散焼鈍を行うことができる。
【００３６】
本発明により製造された鋼の改善された成形性により、従来法に比べてより低い温度で熱間成形を実施することが可能になる。本発明による鋼から製造された部材または工具のその都度必要な硬さは、形状付与後、１０７５℃〜１２２５℃のオーステナイト化温度の焼入れと、これに続く１５０℃〜６２５℃の焼戻しとによって、調整することができる。この場合最大ＨＲＣ６８の硬さを達成することができる。
【００３７】
本発明による鋼は、炭化物もしくは炭窒化物を形成する元素相互間の均整のとれた比率を有している。この比率は、０．５５〜３．４２に位置する前述のように規定された摩耗指数ＳＶによって表される。炭化物／炭窒化物を形成する元素がこのように均整のとれた比を有することにより、本発明による鋼の卓越した耐摩耗性が得られる。この耐摩耗性は摩耗試験で確認された（図６）。
【００３８】
これらの試験では、８．０Ｎｍ×１０−６の作業時の転がり摩擦における、鋼Ａ〜Ｇの摩耗特性を調べた。対応ローラはそれぞれ、鋼−鉄リストによる材料番号１．３２０７を有する高速度鋼から製造し、この対応ローラの硬さはＨＲＣ６７を有していた。
【００３９】
本発明による鋼の耐摩耗性および形状維持性を実際に調べるために、第１の試験では、溶射成形により、窒素添加鋼Ｃから４００ｍｍの直径を有する未加工ブロックを製作した。この鋼の組成を表１に示す。長鍛造機によって、このブロックを二重熱処理式鍛造で１１５ｍｍの直径に成形した。鍛造開始温度は９８０℃であり、鍛造終了温度は９６９℃であった。
【００４０】
鍛造したブロックを次いで軟化焼鈍した。軟化焼鈍した材料から、次いでねじ転造ダイスを製造した。これらのダイスの寸法は８５ｍｍ×５０ｍｍ×２４ｍｍおよび９５ｍｍ×５０ｍｍ×２４ｍｍであった。次いでこれらの工具を熱処理により、ＨＲＣ６２の硬さにした。
【００４１】
各ねじ鍛造ダイスを用いて、鋼−鉄リストによる材料番号１．４４０１を有するステンレス鋼からねじを製造した。本発明による鋼から製造した工具の作業結果および摩耗状態と、同一の化学組成ではあるが窒素添加せず、通常の鋳造材から形成された鋼から製造されたねじ転造ダイスの作業結果および摩耗状態とを比較した。本発明による鋼から製造されたねじ転造ダイスの耐用寿命が、従来通りに形成された、同一組成を有する鋼から製造されたねじ転造ダイスの耐用寿命の２倍高いことが判った。つまり、本発明による鋼から製造された工具によって、１４０，０００個のねじを製作することができたのに対し、従来通り形成された鋼から製造された工具は、７０，０００個のねじを製作した時点で摩耗した。特に強調すべきなのは、このような関連において、本発明による鋼から製造された工具のねじ山の頂領域における優れた形状維持性である。
【００４２】
第２の試験において、溶射成形によって製造された、表１の窒素添加鋼Ｃを、１６０ｍｍ×１６０ｍｍの寸法に鍛造して軟化焼鈍した。鍛造した鋼から、マイクロアロイング鋼から成るチェーン・リンクのための打抜き工具を製造した。これらのチェーン・リンクは４ｍｍ厚の薄板から打ち抜かれる。
【００４３】
本発明による鋼から製造された打抜き工具の作業結果および摩耗特性を、同一組成ではあるが窒素を添加せず、通常の鋳造材から形成された鋼から製造された打抜き工具と比較した。この場合においても、本発明による鋼から製造された工具が、比較工具よりも明らかに改善された耐用寿命を有していることが判った。つまり、本発明による鋼から製造された打抜き工具は、２９０，０００個のチェーン・リンクを製作した後、なおも使用可能であったのに対し、比較工具は２００，０００個のチェーン・リンクの打抜きを行った時点で既に摩耗した。強調すべきなのは、このような関連において、２９０，０００個のチェーン・リンクを製作した後でも、本発明による鋼から製造された打抜き工具に、極めて良好な切刃安定性がなおも存在することである。
【００４４】
【表１】
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【図面の簡単な説明】
【図１】
図１は、本発明によるレデブライト・クロム鋼における残留オーステナイトをシリコン量と窒素量とに対して示すグラフである。
【図２】
図２は、本発明による溶射成形により製造された窒素添加鋼のミクロ組織を示す顕微鏡写真（倍率：×１００）である。
【図３】
図３は、本発明による溶射成形により製造された窒素添加鋼のミクロ組織を示す顕微鏡写真（倍率：×５００）である。
【図４】
図４は、通常の鋳造材から製造した、窒素添加しない同一組成鋼のミクロ組織を示す顕微鏡写真（倍率：×１００）である。
【図５】
図５は、通常の鋳造材から製造した、窒素添加しない同一組成鋼のミクロ組織を示す顕微鏡写真（倍率：×５００）である。
【図６】
図６は、本発明鋼および比較鋼について、摩耗指数Ｓｖに対して摩耗減量を示すグラフである。
【図１】
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【図６】
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【国際公開パンフレット】
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【国際調査報告】
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