(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で次の化学組成：
１．０−１．９  Ｃ，
０．５−２．０  Ｓｉ，
０．１−１．５  Ｍｎ，
４．０−５．２  Ｃｒ，
２．５−４．０  Ｍｏ、ただしＭｏは二倍量のＷによって部分的に置換されることができ（但しｍａｘ  １．０  Ｗ），および
２．０−４．５  Ｖ、
バランス：鉄、及び鋼製造からの不可避不純物からなる、
を有し、かつ、鋼の焼入れ及び焼戻しした状態で、ＭＣ−カーバイドである合計５−１２容積％のカーバイドを含み、そのうち少なくとも８０容積％が３μｍを超えるが２０μｍ未満のサイズを有し、さらに焼戻し前に、０．５０−０．７０重量％の炭素が焼入れした状態の鋼のマルテンサイト中に固溶しているマトリックスからなる微細構造を有する鋼からなることを特徴とする鋼材。
【請求項２】
１．３５−１．７Ｃ及び３．０−４．５Ｖであることを特徴とする請求項１記載の鋼材。
【請求項３】
１．４０−１．６５Ｃ、及び３．４−４．０Ｖであり、ＭＣ−カーバイドの合計量が８−１２容積％に達することを特徴とする請求項２記載の鋼材。
【請求項４】
少なくとも１．４５Ｃである請求項３記載の鋼材。
【請求項５】
ＭＣ−カーバイドの合計量が９−１１容積％であることを特徴とする請求項３または４記載の鋼材。
【請求項６】
５−７容積％に達するＭＣ−カーバイドの合計量を与えるため１．１−１．３Ｃ及び２．０−３．０Ｖであることを特徴とする請求項１記載の鋼材。
【請求項７】
０．７−１．５％Ｓｉであることを特徴とする請求項１ないし６のいずれか１項に記載の鋼材。
【請求項８】
０．８−１．２％Ｓｉであることを特徴とする請求項７記載の鋼材。
【請求項９】
シリコンはアルミニウムによって一部置換されるが、鋼は１．０％を超えるアルミニウムを含んでいないことを特徴とする、請求項１ないし８のいずれか１項に記載の鋼材。
【請求項１０】
アルミニウム含有量が０．１％を超えないことを特徴とする、請求項９に記載の鋼材。
【請求項１１】
少なくとも０．２％Ｍｎであることを特徴とする、請求項１ないし１０のいずれか１項に記載の鋼材。
【請求項１２】
０．３−１．１Ｍｎであることを特徴とする、請求項１１記載の鋼材。
【請求項１３】
０．４−０．８Ｍｎであることを特徴とする、請求項１２記載の鋼材。
【請求項１４】
４．４−５．２％Ｃｒであることを特徴とする、請求項１ないし１３のいずれか１項に記載の鋼材。
【請求項１５】
２．５−３．６Ｍｏであることを特徴とする、請求項１ないし１４のいずれか１項に記載の鋼材。
【請求項１６】
２．７５−３．２５％Ｍｏであることを特徴とする、請求項１５に記載の鋼材。
【請求項１７】
請求項１ないし１６のいずれか１項に記載の鋼材の冷間加工工具への使用方法。
【請求項１８】
金属ストリップの冷間圧延のための均質ロールへの請求項１７記載の使用方法。
【請求項１９】
請求項１ないし１６のいずれか１項に記載の重量％表示の化学組成を有する溶鋼を調製すること；この溶鋼からスプレー形成法によってインゴットを製造すること；塑性加工及び／又は機械加工により上記インゴットを望ましい最終の形に加工すること；このようにして得られた製品を、マトリックス中にＭＣカーバイドである５−１２容積％のカーバイドを含み、そのうちの少なくとも８０容積％のカーバイドが３μｍを超えるが２０μｍ未満のサイズを有する焼戻したマルテンサイトからなる前記マトリックスを達成するために１０００−１１００℃でのオーステナイト化及び５００−６００℃での焼戻しにより熱処理することを特徴とする、鋼製品の製造方法。
【請求項２０】
請求項１９に記載の方法によって製造されること；鋼のマトリックスが８−１２容積％のＭＣ−カーバイドを含むこと；及び焼入れ後のマルテンサイトが０．５０−０．７０重量％の固溶炭素を含むことを特徴とする鋼製品。
【請求項２１】
鋼のマトリックスのＭＣ−カーバイド含有量が９−１１容積％であることを特徴とする請求項２０記載の鋼製品。
【請求項２２】
請求項１９に記載の方法にしたがって製造されること；及び焼入れ後の鋼のマトリックスが、５−７容積％のＭＣ−カーバイドと０．５０−０．７０重量％の固溶炭素を含むマルテンサイトからなることを特徴とする鋼製品。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
（技術分野）
この発明は新規な化学組成と微細構造を有する鋼材の鋼製品に関する。本発明はまた前記材料の製造ならびにその用途にも関する。
【０００２】
（背景技術）
冷間加工工具製造に使用する材料に対して靭性や耐摩耗性に関する限り強い要望が起っている。これは一般に、例えばカッティング（切断）、パンチング（穿孔）、ベンディング（曲げ）用及び金属プレート又はシートの深絞り用工具；金属粉末プレス用の工具；及び冷間圧延ロールに関してそのとおりである。現在冷間加工ロール、例えば鋼ストリップの冷間圧延に使用されている鋼は、０．７３Ｃ，  １．０  Ｓｉ，  ０．６０  Ｍｎ，  ５．２５  Ｃｒ，  １．１０  Ｍｏ，  ０．５０  Ｖ，  バランス；鉄及び不可避不純物、の称呼組成を有する。その材料でつくられるロールは、ロールが無芯焼入れされるとき、使用状態で５８−６０ＨＲＣの硬度を有する。この材料では、材料の無芯焼入れ状態で割れる傾向があって、これにより完全な破損を招く可能性があると云う問題がある。さらに、耐摩耗性が十分には満足できない。他方、粉末冶金法で製造した高含量のバナジウムを含む鋼は、靭性ならびに耐摩耗性に関する限り強い要望を満足させはするが高価である。通常高合金化鋼からなる耐摩耗性の外側の材料を、通常合金化が少いがより強靭な材料でつくったコア（芯）と、鋳造法又は他の方法により一体化させた、複合材料製の冷間圧延ロールを設計するのが慣例である。この方法で、良好な耐摩耗性と靭性を有するロールを得ることができる。幾つかの不利益のうちの１つは製造コストが高いと云うことである。それ故、粉末冶金式製造又は複合技術を必要とせず、にも拘らず冷間加工鋼に求められている要求、なかでも靭性と耐摩耗性への要求を満足させる材料への需要が存在する。
【０００３】
（発明の開示）
本発明の目的は、上述の問題を処理して、冷間加工工具、特に冷間圧延ロール用に使用でき、十分な靭性と硬化能及び耐摩耗性を有する新規な鋼材を提供することである。先ず第１に、本発明は均質（solid）の加工ロール用及び／又は鋼ストリップの冷間圧延用支持ロール材料を提供することを目的としている。「均質」とは、この文脈では複合材料からなっているのではないロールを意味する。これ及び本発明の他の目的は、本発明の特徴である鋼の化学組成と、同じく発明の特徴である鋼の微細構造との組合せによって達成できる。
【０００４】
本発明鋼の化学組成と微細構造は特許請求の範囲に述べられているが以下にさらに詳しく述べる。特に断らない限り、％は常に重量％を表わすものとする。
【０００５】
本発明の鋼製品の構造は、ソフトアニール（soft annealed）状態でＨＢオーダーの硬度；強靭焼入れ（tough hardened）状態で３０−５０ＨＲＣの硬度を有し、そして少くとも約５０容積％、好ましくは少くとも８０容積％が３μｍを超えるが２５μｍ未満、好ましくは２０μｍ未満のサイズを有する５−１２容積％のＭＣ−カーバイドを含む微細構造を有する。析出したＭＣ−型カーバイドの少くとも９０容積％が、３μｍを超えるが２５μｍ未満、好ましくは２０μｍ未満のサイズを有することが望ましい。この材料は、工具の製造に関連して切削型の加工をさせるのに適している。使用状態で、仕上げ製品、すなわち例えばロールなどの工具は、無芯焼入れ又は誘導焼入れとそれに続く焼戻しによって与えられる６０−６７ＨＲＣに達する表面硬度を有し、そこで焼入れ及び焼戻しした材料中の微細構造は、５−１２容積％のＭＣ−カーバイドを含む焼戻しマルテンサイトからなり、このＭＣ−カーバイドのうちの少くとも５０容積％、好ましくは少くとも約８０容積％が３μｍを超えるが２５μｍ未満、好ましくは２０μｍ未満のサイズを有する。この場合さらに、ＭＣ−カーバイドの少くとも約９０容積％が３μｍを超えるが２５μｍ未満、好ましくは２０μｍ未満のサイズを有することが望ましい。焼戻し前で、マルテンサイトは０．５０−０．７０重量％のＣを含む。この文脈でサイズとは、材料の調査断面の全方向におけるカーバイド粒子の最長の長さを意味する。
【０００６】
鋼のマトリックス中で前記カーバイドの分散を達成するためには、既知の多くの方法を鋼インゴットの製造に使用することができ、このインゴットから鋼製品が製造される。第１に、ＯＳＰＲＥＹ法の名でも知られているいわゆる噴霧形成法（spray forming technique）がすすめられる。この方法により縦軸の周りを回転するインゴットが次次につくり出され、連続的に製造されているインゴットの成長端に対して滴状の溶融金属がスプレーされる。ここで金属滴が基体に当るやいなや比較的速やかに固化するが、その速さは粉末製造のときのようには速くはなく、インゴットの従来法による製造又は連続鋳造法のようには遅くはない。大きな寸法、すなわち直径がφ３５０ｍｍから６００ｍｍまでの製品の製造のため先ず第１に使用できる可能性のある他の技術は、ＥＳＲ（Electro Slag Remelting）再溶融法である。
【０００７】
鋼中の各種合金元素に関する限り以下を適用する。
【０００８】
炭素は、一方ではバナジウム及び存在可能性のあるニオビウムとともに５−１２容積％のＭＣ−カーバイド（Ｍは実質的にバナジウム）を生成させるため、他方では、鋼のマトリックス中の固溶体中に０．５０−０．７０重量％の量で存在させるため、鋼中に十分な量存在させる。鋼マトリックス中に固溶する炭素の含量が約０．６０％であるのが適当である。鋼中の炭素の全量、すなわち鋼マトリックス中に固溶している炭素とカーバイド中に結合している炭素の合計量は、少くとも１．０％、好ましくは少くとも１．１％でなければならず、一方炭素のｍａｘ含量は１．９％、好ましくはｍａｘ  １．７％とすることができる。
【０００９】
本発明の第１の望ましい実施態様によれば、合計量で８−１２、好ましくは９−１１容積％のＭＣ−カーバイド（カーバイド中、バナジウムは一部２倍量のニオビウムによって置換できる）を与えるため、鋼は、３−４．５Ｖ、好ましくは３．４−４．０Ｖ、称呼では約３．７Ｖとともに１．４−１．７Ｃ、好ましくは１．４５−１．６５Ｃ、称呼では約１．５Ｃを含む。
【００１０】
第２の望ましい実施態様では、合計量で５−７容積％、好ましくは約６容積％のＭＣ−カーバイド（カーバイド中、バナジウムは２倍量のニオビウムで一部置換できる）を与えるため、鋼は２．０−３．０Ｖ、称呼では約２．３Ｖとともに１．１−１．３Ｃ、称呼では約１．２Ｃを含む。
【００１１】
すべての実施態様によれば、焼入れした鋼のマルテンサイトマトリックスは焼戻し前で０．５０−０．７０％Ｃを含む。
【００１２】
シリコン（一部、アルミニウムで置換できる）は、鋼中の炭素活性を増加させ、したがってシリコンの高濃度での固溶硬化による脆性の問題を生ずることなく鋼の十分な硬度の達成に寄与させるため、存在可能性のあるアルミニウムとともに、合計量で０．５−２．０％、好ましくは０．７−１．５％、適量では０．８−１．２％又は称呼量で約１．０％存在させる。しかしながら、アルミニウム含量は１．０％を超えてはいけない。鋼は好ましくはｍａｘ  ０．１％を超えるＡｌを含まない。
【００１３】
マンガン、クロム及びモリブデンは、鋼に十分な硬化能を与えるため鋼中に十分量存在させる。マンガンはまた、鋼中に低濃度で存在し得る残留量の硫黄を結合させる機能をもっている。したがってマンガンは、０．１−１．５％、好ましくは少くとも０．２％の量で存在させる。最も適当な含量は０．３−１．１％範囲にあり、最も好都合には０．４−０．８％範囲にある。マンガンの称呼含量は約０．６％である。
【００１４】
本発明の鋼製品は、無芯焼入れによってのみならず、誘導焼入れによって３５ｍｍよりも深い誘導焼入れ深さまで焼入れできなければならない。
【００１５】
硬化能を強く促進するクロムは、それ故、使用目的に適合する硬化能をマンガン及びモリブデンとともに鋼に与えるため、鋼中に存在させるべきである。これに関連して硬化能とは、焼入れが焼入れする物体中に多かれ少かれ深く浸透する能力を意味する。硬化能は、寸法の変化を生じる可能性のある焼入れ操作中油又は水中での急速な冷却が必要でないかなり大きなサイズの物体の場合でも、無芯焼入れする物体に対して十分でなければならず、また物体の断面で６０−６４ＨＲＣ、通常は６２−６４ＨＲＣの硬度を与えるためにも十分でなければならない。物体を誘導焼入れする場合は約６５−６７ＨＲＣの高い硬度が恐らく達成できるが、誘導焼入れした物体に関する限り、表面層の硬度は通常６２−６４ＨＲＣである。鋼のマンガン及びモリブデン含量が問題になっているとき、望ましい硬化能を確かに達成させるには、クロム含量を少くとも４．０％、好ましくは少くとも４．４％にする必要がある。同時に、鋼中で望ましくないクロムカーバイドが生成しないためには、クロムは５．５％を超えてはならず、好ましくはｍａｘ  ５．２％とする。
【００１６】
バナジウムは、炭素とともに、強靭に焼入れした鋼のマルテンサイトマトリックス中に前記ＭＣ−カーバイドを生成させるため、鋼中に少くとも２．０％、ｍａｘ  ４．５％の量で存在させる。前に述べたように、本発明の第１の望ましい実施態様の鋼は、焼入れ及び焼戻し状態で合計量で８−１２、好ましくは９−１１容積％に達するＭＣ−カーバイドを与えるために、十分な量の炭素とともに３−４．５Ｖ、好ましくは３．４−４．０Ｖ、称呼では約３．７Ｖを含む。前述の第２の考えられる実施態様によれば、鋼は、合計量で５−７容積％、好ましくは約６容積％のＭＣ−カーバイドを与えるための前述の炭素量とともに２．０−３．０Ｖ、称呼で約２−３Ｖを含む。原則として、バナジウムはニオビウムによって置換できるが、そのためにはバナジウムと比較して２倍量のニオビウムが必要であり、これが欠点である。その他、ニオビウムはカーバイドが鋭い刃状の形となる原因をつくり、また純粋なバナジウムカーバイドよりもサイズが大きくなって破壊又はチッピング（傷つき）を起し、その結果材料の靭性を低下させる。したがってニオビウムはｍａｘ  １．０％を超える量で存在してはならず、好ましくはｍａｘ  ０．５％である。最も有利には鋼は意図的に加えたいかなるニオビウムも含んではならず、それ故鋼の最も望ましい実施態様では、鋼の製造に使用する原料物質からの残渣元素の形での不純物量を超えて許容してはならない。
【００１７】
モリブデンは、鋼の特徴であるマンガン及びクロム量の制限にも拘らず鋼に望ましい硬化能を与えるため、少くとも２．５％の量で存在させる。好ましくは、鋼は少くとも２．８％Ｍｏ、最も好都合には少くとも３．０Ｍｏを含む必要がある。鋼がＭＣ−カーバイドの望ましい量を犠牲にして望ましくないＭ６Ｃ−カーバイドを含ませないように、鋼は最高で４．０％Ｍｏ、好ましくはｍａｘ  ３．８、適量ではｍａｘ  ３．６％Ｍｏを含むことができる。モリブデンは原則としてタングステンで全部又は一部置換できるが、これはモリブデンの２倍のタングステンを必要とし欠点となる。またスクラップ処理がより困難となろう。それ故タングステンはｍａｘ  １．０％、好ましくはｍａｘ  ０．５％を超える量で存在すべきでない。最も好都合には、鋼は意図的に加えたタングステンを含むべきでなく、最も好ましい実施態様では鋼の製造用に使用する原料物質からの残留元素形態の不純物としての量を超えて許容すべきでない。
【００１８】
鋼は、上述の合金化元素の他にさらに有意量の合金元素を含む必要がないし、また含むべきでない。若干の元素は鋼の特徴に望ましくない影響を与えるのではっきりと望ましくない。これは例えば、鋼の靭性を悪くしないようできるだけ低濃度に保持する必要がある燐の場合である。硫黄も望ましくない元素であるが、靭性に対するその負の影響は、本質的に無害な硫化マンガンを生成するマンガンによって実質的に中和することができる。それ故硫黄は、ｍａｘ量の０．２％、好ましくはｍａｘ  ０．０５％、適量としてはｍａｘ  ０．０２％の量で許容できる。ニッケル、銅、コバルトなどの他の元素は、鋼の製造に関連して使用する原材料からの残留元素の形の不純物量で存在してもよい。窒素は鋼中に不可避不純物として存在するが、意図的に加えた元素としては存在しない。
【００１９】
本発明のさらなる特性的な特徴は以下の実施実験及び特許請求の範囲から明らかになるであろう。
【００２０】
以下の実施実験の説明では添付の図面を参照する。
実施した実験の説明
５０ｋｇの実験室的熱処理物（heat）８ヶを製造した。この鋼の組成、合金化元素の重量％及びカーバイド含量の容積％を表１に示した。熱処理物を６０×６０ｍｍサイズの棒の形に鍛造した。
【００２１】
【表１】
0005032727.tif 000002
【００２２】
表１において、鋼番号１−４は参照材料であり、鋼番号５−８は本発明の組成を有する。さらに詳しくは、鋼番号５，６及び７は、前記第１の望ましい実施態様の鋼の組成例であり、鋼番号８は前記第２の考えられる実施態様の鋼の例である。製造した実験合金は以下の項目について検討した：
・  ソフトアニール後の硬度（ＨＢ），
・  熱処理後の微細構造；ＴＡ＝１０３０℃／３０分／空気＋５２５℃／２×２時間，
・  オーステナイト化後の硬度；ＴＡ＝１０３０℃／３０分／空気＋５２５℃／２×２時間で，
・  以下の各温度で焼戻し後の硬度；２００℃，３００℃，４００℃，５００℃，５２５℃，６００℃／２×２時間，ＴＡ＝１０３０℃／３０分／空気，
・  硬化能，
・  耐研磨摩耗性，
・  靭性
ソフトアニールした靭性
鋼番号１と４−８の鋼合金のソフトアニールした靭性を表２に示す。この硬度は合金のカーバイド及びバナジウム含量からみて称呼硬度と見做すことができる。
【００２３】
【表２】
0005032727.tif 000003
【００２４】
微細構造
９８０−１０３０℃／３０分でのオーステナイト化と５００−５２５℃／２×２時間での焼戻しからなる熱処理後の微細構造を光学的顕微鏡及び各種合金変体のＴｈｅｒｍｏ−Ｃａｌｃ計算により調べた。カーバイドの量は、クロムとバナジウムの含量が増えると増加した。番号４と７の鋼が最大量のカーバイド相を有していた（表１を見よ）。
硬度対焼戻し温度
多数の異なるオーステナイト化温度でオーステナイト化した試験鋼の硬度に対する焼戻し温度の影響が図１及び図２のダイアグラムに示されている。焼戻し後の硬度が少なくとも６０ＨＲＣという要求は、本発明のすべての異なる試験鋼に関する限り、１０３０℃／３０分でオーステナイト化及び５２５−５５０℃／２×２時間で焼戻し後余裕をもって楽に達成された。
硬化能
鋼の硬化能を比較ジラトメーター（膨脹計）法により測定した。測定した硬度値を表３に示す。
【００２５】
【表３】
0005032727.tif 000004
【００２６】
番号１の鋼と較べて、他の合金は硬化能が向上した。特に、Ｍｏ含量の高い、番号６の鋼の硬化能が向上した。
靭性
調査した鋼の切欠き無し試験片による室温での衝撃テスト結果を図３に示す。靭性はカーバイド含量の増加とともに減少した。しかしながら、特に番号８の鋼が、硬度が番号１の鋼の５６．５ＨＲＣに較べて６２ＨＲＣと高いことからみて非常に良好な靭性を有していた。
研磨摩耗
ＳｉＯ2を研磨剤としてピン−トゥ−ディスク−テスト（ｐｉｎ−ｔｏ−ｄｉｓｃ−ｔｅｓｔ）により耐摩耗性を調べた。図４に示すように、耐摩耗性はバナジウム含量の増加につれて著しく増加した。
検討−特徴プロフィル
表１は、異なる合金に対してそれぞれ平衡が存在すると考えられる多数の異なるオーステナイト化温度における炭素含量，ＭＣ（バナジウムカーバイド），Ｍ3Ｃ（セメンタイト）及び合計カーバイドの含量を示す。
【００２７】
図５は、調査した合金の切欠き無し試験片での衝撃テストにより測定した延性とＳｉＯ2でのpin-to-disc-testによる耐摩耗性との間の関係を示す。
【００２８】
上記実験から引き出された経験を基にして、本発明鋼の前記２つの実施態様の鋼の称呼組成は、表４にしたがう組成を持つ筈であると考えられた。表４において、化学組成は重量％で、焼入れ及び焼戻しした状態のカーバイド含量は容積％で表わされ、バランスは鉄と前記量の不可避不純物である。Ｃはマルテンサイト中に固溶した炭素の量を表わす。
【００２９】
【表４】
0005032727.tif 000005
【００３０】
実験室規模で製造した材料の研究からの経験に基いて、次に２つの生産規模の熱処理物（heat）を噴霧形成法によって製造した。それぞれのヒートは重さ２３００ｋｇで直径は５００ｍｍであった。この鋼の化学組成を表５に示す。
【００３１】
【表５】
0005032727.tif 000006
【００３２】
これらのヒートを１１３０℃の温度で最終サイズが２５０ｍｍφの棒の形に鍛造した。これらの棒から試験片をとり、その微細構造を調べた。これらの研究により棒表面近くのカーバイドが棒の中心部のそれよりも小さいことがわかった。これはヒートの冷却速度による自然の帰結である。表面では、大部分のカーバイドのサイズがしたがって３μｍ未満の可能性があるが、棒の断面の異なる深さからとった複数のサンプルの検討により、棒の主要部のサイズが棒の熱処理前ならびに焼入れ及び焼戻し後、カーバイドの少くとも５０容積％、そして実際少くとも８０容積％が３−２５μｍのサイズ範囲内、通常３−２０μｍ範囲内のサイズであるという要求を満足させたといってよい。
【００３３】
図６は、鋼ヒート番号１２６から作った棒の中心でとったサンプルの焼入れ及び焼戻し前の微細構造を示す。
【図面の簡単な説明】
【図１】  試験鋼の硬度に対する焼戻し温度の影響を示すダイアグラムである。
【図２】  最高硬度値を有する鋼の図１の焼戻し曲線のピーク域を大きなスケールで示したダイアグラムである。
【図３】  試験鋼の靭性対衝撃エネルギーを示すバーチャートである。
【図４】  試験鋼の耐研磨摩耗性を示すバーチャートである。
【図５】  切欠き無し試験片での衝撃テストにより測定した、試験鋼の延性対耐摩耗性を示すダイアグラムである。
【図６】  本発明鋼材の調査断面における微細構造を示す。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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