特許 6207761 マルテンサイトステンレス鋼、前記鋼からなる部品、及びこの部品を製造する方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6207761

(24)【登録日】2017年9月15日

(45)【発行日】2017年10月4日

(54)【発明の名称】マルテンサイトステンレス鋼、前記鋼からなる部品、及びこの部品を製造する方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20170925BHJP

   C22C 38/52 20060101ALI20170925BHJP

   C21D 6/00 20060101ALI20170925BHJP

   C22C 33/02 20060101ALI20170925BHJP

   B22F 3/24 20060101ALI20170925BHJP

   C22B 9/16 20060101ALI20170925BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 302N

   C22C38/52

   C21D6/00 102T

   C22C33/02 C

   B22F3/24 B

   C22B9/16

【請求項の数】26

【全頁数】22

(21)【出願番号】特願2016-554914(P2016-554914)

(86)(22)【出願日】2014年11月25日

(65)【公表番号】特表2017-503083(P2017-503083A)

(43)【公表日】2017年1月26日

(86)【国際出願番号】EP2014075534

(87)【国際公開番号】WO2015075262

(87)【国際公開日】20150528

【審査請求日】2016年6月29日

(31)【優先権主張番号】1361598

(32)【優先日】2013年11月25日

(33)【優先権主張国】FR

(73)【特許権者】

【識別番号】506034754

【氏名又は名称】オウベル・アンド・デュヴァル

(74)【代理人】

【識別番号】100108453

【弁理士】

【氏名又は名称】村山 靖彦

(74)【代理人】

【識別番号】100110364

【弁理士】

【氏名又は名称】実広 信哉

(74)【代理人】

【識別番号】100133400

【弁理士】

【氏名又は名称】阿部 達彦

(72)【発明者】

【氏名】シルヴァン・ピエール・ピュエッシュ

【審査官】 河野 一夫

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００ − ３８／６０

Ｂ２２Ｆ ３／２４

Ｃ２１Ｄ ６／００

Ｃ２２Ｂ ９／１６

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

マルテンサイトステンレス鋼であって、その組成が重量パーセントで：
‐微量≦Ｃ≦０．０３０％；
‐微量≦Ｓｉ≦０．２５％；
‐微量≦Ｍｎ≦０．２５％；
‐微量≦Ｓ≦０．０２０％；
‐微量≦Ｐ≦０．０４０％；
‐８％≦Ｎｉ≦１４％；
‐８％≦Ｃｒ≦１４％；
‐１．５％≦Ｍｏ＋Ｗ／２≦３．０％；
‐１．０％≦Ａｌ≦２．０％；
‐０．５％≦Ｔｉ≦２．０％；
‐２％≦Ｃｏ≦９％；
‐微量≦Ｎ≦０．０３０％；
‐微量≦Ｏ≦０．０２０％；
‐残部は鉄及び製鋼に由来する不純物
であり、
式（１）によって計算される前記マルテンサイトステンレス鋼のマルテンサイト変態開始温度Ｍｓが、５０℃以上であり、
Ｍｓ（°Ｃ）＝１３０２−２８Ｓｉ−５０Ｍｎ−６３Ｎｉ−４２Ｃｒ−３０Ｍｏ＋２０Ａｌ−１２Ｃｏ−２５Ｃｕ＋１０［Ｔｉ−４（Ｃ＋Ｎ）］ ・・・ （１）
ここで、種々の元素の含有量は重量パーセントである
クロム当量／ニッケル当量≦１．０５であり、
クロム当量＝Ｃｒ＋２Ｓｉ＋Ｍｏ＋１．５Ｔｉ＋５．５Ａｌ＋０．６Ｗ
ニッケル当量＝２Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋２５Ｎ＋Ｃｏ＋０．３Ｃｕ
であるマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項2】

式（１）によって計算される前記マルテンサイトステンレス鋼のマルテンサイト変態開始温度Ｍｓが７５℃以上であることを特徴とする請求項１に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項3】

微量≦Ｃ≦０．０１０％であることを特徴とする請求項１又は２に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項4】

微量≦Ｓｉ≦０．１０％であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項5】

微量≦Ｍｎ≦０．１０％であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項6】

微量≦Ｓ≦０．００５％であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項7】

微量≦Ｐ≦０．０２０％であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか一項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項8】

１１．３％≦Ｎｉ≦１２．５％であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか一項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項9】

８．５％≦Ｃｒ≦１０％であることを特徴とする請求項１〜８のいずれか一項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項10】

１．５％≦Ｍｏ＋Ｗ／２≦２．５％であることを特徴とする請求項１〜９のいずれか一項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項11】

１．０％≦Ａｌ≦１．５％であることを特徴とする請求項１〜１０のいずれか一項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項12】

１．１０％≦Ｔｉ≦１．５５％であることを特徴とする請求項１〜１１のいずれか一項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項13】

２．５％≦Ｃｏ≦６．５％であることを特徴とする請求項１〜１２のいずれか一項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項14】

２．５０％≦Ｃｏ≦３．５０％であることを特徴とする請求項１３に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項15】

微量≦Ｎ≦０．００６０％であることを特徴とする請求項１〜１４のいずれか一項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項16】

微量≦Ｏ≦０．００５０％であることを特徴とする請求項１〜１５のいずれか一項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項17】

１．０５％≦Ａｌ≦２．０％であることを特徴とする請求項１〜１６のいずれか一項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項18】

１．０５％≦Ａｌ≦１．５％であることを特徴とする請求項１７に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項19】

前記マルテンサイトステンレス鋼の微細構造中のデルタフェライトの比率が１％以下であることを特徴とする請求項１〜１８のいずれか一項に記載のマルテンサイトステンレス鋼。

【請求項20】

マルテンサイトステンレス鋼からなる部品を製造する方法であって、
‐鋼の半製品を、以下の方法のうちの１つによって請求項１〜１９のいずれか一項に記載の組成を有して準備するステップ；
＊請求項１〜１９のいずれか一項に記載の組成を有する液状鋼が準備され、該液状鋼から、インゴットが鋳込まれ、凝固されて、少なくとも１つの熱間変態によって半製品に変態される；
＊請求項１〜１９のいずれか一項に記載の組成を有する鋼の、焼結された半製品が、粉末冶金によって準備される；
‐前記半製品の完全な溶体化処理を、８００〜９４０℃の温度で、オーステナイト領域において達成するステップ；
‐前記半製品の焼入れを、−６０℃以下の最終焼入れ温度まで行うステップ；及び
‐４５０〜６００℃で、４〜３２時間、時効を行うステップ；
によって特徴づけられる方法。

【請求項21】

前記半製品の焼入れが、−７５℃以下の最終焼入れ温度まで行われることを特徴とする請求項２０に記載の方法。

【請求項22】

インゴットが鋳込まれ、凝固され、前記インゴットの凝固と、前記半製品の前記溶体化処理と、の間に、前記インゴット又は前記半製品の均質化が、１２００〜１３００℃で少なくとも２４時間、行われることを特徴とする請求項２０又は２１に記載の方法。

【請求項23】

前記焼入れと、前記時効と、の間に、前記半製品の冷間変態が達成されることを特徴とする請求項２０〜２２のいずれか一項に記載の方法。

【請求項24】

前記焼入れは、２つのステップで、２つの異なる焼入れ媒体中で行われることを特徴とする請求項２０〜２３のいずれか一項に記載の方法。

【請求項25】

第１の焼入れステップは、水中に行われることを特徴とする請求項２４に記載の方法。

【請求項26】

液状鋼が、真空中での溶融（ＶＩＭ）及び鋳造による第１の処理と、鋳造されたインゴットの再溶融による第２の処理と、によって準備され、
前記第２の処理が、大気圧下のＥＳＲ、真空中のＥＳＲ、又はＶＡＲによって行われることを特徴とする請求項２０〜２５のいずれか一項に記載の方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、高い引張強度と靱性とを有する、特に航空構造物の部品、特に着陸装置を製造するためを意図されたステンレス鋼に関する。

【背景技術】

【0002】

構造的硬化されたマルテンサイトステンレス鋼が、特にこの用途に関連する需要に合致する目的で開発された。伝統的に、より通常的には３００Ｍと呼ばれる、特に、０．４０％のＣ、１．８０％のＮｉ、０．８５％のＣｒ、及び０．４０％のＭｏを含む、４０ＮｉＳｉＣｒＭｏ７タイプの非ステンレス鋼が使用される。これらは重量％であって、本明細書中に述べられているすべての含有量も同様である。適当な熱処理の後、この鋼は１９３０ＭＰａより大きな引張強度Ｒｍと、５５ＭＰａ・ｍ^１／２の靱性Ｋ_１ｃを有することができる。これら機械的特性に加えて、高い耐腐食性の特性を持つ鋼を有する可能性があることが有利である。この目的のために種々のグレードが開発されてきたが、それらのいずれも十分な満足を与えるものではなかった。

【0003】

特許文献１に開示された、典型的にはＣ≦０．０５０％、Ｓｉ≦０．６％、Ｍｎ≦０．５％、Ｓ≦０．０１５％、Ｃｒ＝１１．５〜１３．５％、Ｎｉ＝７〜１０％、Ｍｏ＝１．７５〜２．５％、Ａｌ＝０．５〜１．５％、Ｔｉ≦０．５％、Ｎｂ≦０．７５％、Ｎ≦０．０５０％のグレードは、１８００ＭＰａ未満という低すぎる機械的強度を有する。

【0004】

特許文献２に開示された、典型的にはＣ≦０．０２０％、Ｃｒ＝１１〜１２．５％、Ｎｉ＝９〜１１％、Ｍｏ＝１〜２．５％、Ａｌ＝０．７〜１．５％、Ｔｉ＝０．１５〜０．５％、Ｃｕ＝０．５〜２．５％、Ｗ＝０．５〜１．５％、Ｂ≦０．００１０％のグレードもまた、それ自体が不十分なＲｍを有する。

【0005】

特許文献３に開示された、典型的にはＣ≦０．０３０％、Ｓｉ≦０．７５％、Ｍｎ≦１％、Ｓ≦０．０２０％、Ｐ≦０．０４０％、Ｃｒ＝１０〜１３％、Ｎｉ＝１０．５〜１１．６％、Ｍｏ＝０．２５〜１．５％、Ａｌ≦０．２５％、Ｔｉ＝１．５〜１．８％、Ｃｕ≦０．９５％、Ｎｂ≦０．３％、Ｎ≦０．０３０％、Ｂ≦０．０１０％のグレードもまたそれ自体が不十分なＲｍを有する。

【0006】

特許文献４に開示された、典型的にはＣ≦０．０３０％、Ｓｉ≦０．５％、Ｍｎ≦０．５％、Ｓ≦０．００２５％、Ｐ≦０．００４０％、Ｃｒ＝９〜１３％、Ｎｉ＝７〜９％、Ｍｏ＝３〜６％、Ａｌ＝１〜１．５％、Ｔｉ≦１％、Ｃｏ＝５〜１１％、Ｃｕ≦０．７５％、Ｎｂ≦１％、Ｎ≦０．０３０％、Ｏ≦０．０２０％、Ｂ≦０．０１００％のグレードは、望ましいレベルの機械特性を有することができるが、不十分な耐腐食性を有するだろう。また、このグレードは薄い製品の製造のために開発されたので、大型の部品として十分に適用可能とすることができない場合がある。熱処理中に、このグレードは、一般的には９３０〜９８０℃の高温で、溶体化熱処理にかけられなければならない。

【0007】

特許文献５は、典型的にはＣ≦０．２００％、Ｓｉ≦０．１％、Ｍｎ≦０．１％、Ｓ≦０．００８％、Ｐ≦０．００３０％、Ｃｒ＝９．５〜１４％、Ｎｉ＝７〜１４％、Ｍｏ＝０．５〜３％、Ａｌ＝０．２５〜１％、Ｔｉ＝０．７５〜２．５％、Ｃｏ≦３．５％、Ｃｕ≦０．１％、Ｎ≦０．０１０％、Ｏ≦０．００５％の組成の鋼を開示しており、この鋼は、上述した主な特性に関しては良好な機械的特性を有している。しかし、その延性は、１％を超えるＡｌが加えられたとしたら、不十分なものとなる。溶体化熱処理は常に９４０〜１０５０℃という非常に高い温度で、１／２〜３時間行われ、それによって過剰な結晶粒の粗大化を生じさせることなく、十分に完全なものとなる。

【0008】

特許文献６は、典型的にはＣ≦０．０２５％、Ｓｉ≦０．２５％、Ｍｎ≦３％、Ｓ≦０．００５％、Ｐ≦０．０２０％、Ｃｒ＝９〜１３％、Ｎｉ＝８〜１４％、Ｍｏ＝１．５〜３％、Ａｌ＝１〜２％、Ｔｉ＝０．５〜１．５％、Ｃｏ≦２％、Ｃｕ≦０．５％、Ｗ≦１％、Ｎ≦０．００６％、Ｏ≦０．００５％の組成の鋼を開示している。この鋼は、高価な元素であるＣｏを殆ど又は全く含有しておらず、それほど高くない温度（８５０〜９５０℃）での溶体化熱処理を許容し、したがってエネルギーの消費が少なく、かつ結晶粒の粗大化のリスクが少ないという利点を有する。しかし、その引張強度−靱性の折衷は、望ましいほどには好ましいものではない。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0009】

【特許文献1】米国特許出願公開第３，５５６，７７６号明細書

【特許文献2】米国特許第７，９０１，５１９号明細書

【特許文献3】米国特許出願公開第５，８５５，８４４号明細書

【特許文献4】米国特許出願公開第２００３／００４９１５３号明細書

【特許文献5】国際公開第２０１２／００２２０８号パンフレット

【特許文献6】欧州特許出願公開第１８９６６２４号明細書

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0010】

本発明の目的は、高い機械的強度特性Ｒｍ及び靱性Ｋ１ｃ、高い耐腐食性、及び大型の部品として成形される優れた性能を同時に有する、構造的硬化されたマルテンサイトステンレス鋼を提案することである。

【課題を解決するための手段】

【0011】

この目的のために、本願の対象はマルテンサイトステンレス鋼であり、その組成は重量パーセントで、
‐微量≦Ｃ≦０．０３％、好ましくは≦０．０１０％；
‐微量≦Ｓｉ≦０．２５％、好ましくは≦０．１０％；
‐微量≦Ｍｎ≦０．２５％、好ましくは≦０．１０％；
‐微量≦Ｓ≦０．０２０％、好ましくは≦０．０００５％；
‐微量≦Ｐ≦０．０４０％、好ましくは≦０．０２０％；
‐８％≦Ｎｉ≦１４％、好ましくは１１．３％≦Ｎｉ≦１２．５％；
‐８％≦Ｃｒ≦１４％、好ましくは８．５％≦Ｃｒ≦１０％；
‐１．５％≦Ｍｏ＋Ｗ／２≦３．０％、好ましくは１．５≦Ｍｏ＋Ｗ／２≦２．５％；
‐１．０％≦Ａｌ≦２．０％、好ましくは１．０％≦Ａｌ≦１．５％；
‐０．５％≦Ｔｉ≦２．０％、好ましくは１．１０％≦Ｔｉ≦１．５５％；
‐２％≦Ｃｏ≦９％、好ましくは２．５％≦Ｃｏ≦６．５％；より良くは２．５０〜３．５０％
‐微量≦Ｎ≦０．０３０％、好ましくは≦０．００６０％；
‐微量≦Ｏ≦０．０２０％、好ましくは≦０．００５０％；
残部：鉄及び製鋼に由来する不純物
であることを特徴とし、かつ、
そのマルテンサイト変態の開始温度Ｍｓが、式（１）によって計算され、５０℃以上、好ましくは７５℃以上であることを特徴とする。

【0012】

【数1】

【0013】

好ましくは、１．０５％ ≦ Ａｌ ≦ ２．０％であり、好ましくは１．０５％ ≦ Ａｌ ≦ １．５％である。

【0014】

その微細構造におけるデルタフェライトの比率は、好ましくは１％以下である。

【0015】

本発明の対象はまた、マルテンサイトステンレス鋼の部品を製造する方法であり、
‐鋼半製品が、以下の方法のうちの１つによって前述の組成を有して準備され：
＊液状鋼が前述の組成を有して準備され、この液状鋼からインゴットが鋳造され、凝固され、少なくとも１つの熱間変態によって半製品に変態される；
＊前述の組成を有する鋼の焼結された半製品が粉末冶金によって準備される；
‐半製品の溶体化熱処理の完全な始まり（ｃｏｍｐｌｅｔｅ ｂｅｇｉｎｎｉｎｇ）がオーステナイトの領域で、８００〜９４０℃の温度で達成される；
‐半製品の焼入れが、−６０℃以下、好ましくは−７５℃以下の最終焼入れ温度まで行われる；
‐４５０〜６００℃での時効が４〜３２時間、行われる；
ことを特徴とする。

【0016】

鋳造され凝固したインゴットの凝固と、半製品の溶体化熱処理との間で、インゴットの、又は半製品の均質化を、１２００〜１３００℃で少なくとも２４時間行うことができる。

【0017】

焼入れと時効との間では、半製品の冷間変態を達成することができる。

【0018】

焼入れは、２つの異なる焼入れ媒体中に、２つのステップで行うことができる。

【0019】

第１の焼入れステップは、水中に行われる。

【0020】

液状鋼は、真空中で溶融することによる二重処理（ｄｕａｌ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ）によって準備することができ、真空中の第２の処理は、ＥＳＲ又はＶＡＲ再溶融処理である。

【0021】

本発明の対象はまた、マルテンサイトステンレス鋼の部品であり、上述の方法によって準備されたことを特徴とする。

【0022】

これは、航空構造物の部品とすることができる。

【0023】

理解されるように、本発明はマルテンサイトステンレス鋼グレードであって、このグレードと組み合わされるとこれもまた本発明の要素である適正な熱機械的処理にかけられた後に、このグレードを着陸装置のような大型の部品の製造における使用のために好適にする引張強度、靱性、及び延性の特性、並びに、この目的のために既に使用されているグレードと比較して優れた耐腐食性を同時に有する、マルテンサイトステンレス鋼グレードを提案することからなる。

【図面の簡単な説明】

【0024】

【図1】熱処理後の１５０ｋｇのインゴットに由来するサンプルのＲｍとＫ１Ｃとの間の関係を示す図である。

【発明を実施するための形態】

【0025】

本発明の鋼は、マルテンサイト構造の鋼であり、
‐オーステナイトの領域における、したがって関連する鋼の温度Ａｃ３を超えて行われる完全な溶体化熱処理であって；関連するグレードに対しては、この溶体化熱処理温度は８００〜９４０℃であり；溶体化熱処理は３０分〜３時間、行われ；１時間３０分のオーダーの時間と組み合わされた８５０℃のオーダーの温度が、完全な溶体化と、結晶粒の穏やかな成長と、の両方を得るために一般的に十分であり；粗大すぎる結晶粒は、弾性、応力下の腐食、及び延性に有害である、完全な溶体化処理と、
‐次いで、好ましくは溶体化熱処置温度に近い温度から行われる焼入れであって、この焼入れは極低温度まで、すなわち−６０℃以下、好ましくは−７５℃以下、典型的には−８０℃まで長くされた焼入れと、
によって得られる。

【0026】

極低温の媒体中に鋼を保持する時間は、選択された温度での冷却及び求められた変態が鋼部品にその全体積に作用するように十分でなければならない。したがって、この時間は、処理される部品の質量と、寸法と、に大きく依存し、勿論、例えば処理される部品が厚いのでいっそう長くなる。様々な焼入れ媒体：空気、水、油、ガス、ポリマー、液体窒素、ドライアイス（このリストに限定されるわけではない）を使用することができ、焼入れは、必ずしも非常に速い冷却速度で行われるわけではない。

【0027】

２つの異なる焼入れ媒体の連続的な使用を考えることができ、例えば第１の媒体が鋼を中間的な温度にもたらし、第２の媒体が次いで、鋼をー６０℃以下にもたらす。大抵の大型の部品に対しては、部品の中心部が十分に迅速に冷却されることを確実にする可能性を与えるので、水が好ましい第１の焼入れ媒体である。焼入れ開始温度は好ましくは、溶体化が生じる温度であり、それによって、溶体化熱処理と焼入れとの間に、制御が難しく製品の最終的な機械的特性に不利に影響する場合がある金属学的変態が生じないことを保証する。

【0028】

焼入れが、Ｍｓの下かつマルテンサイト変態の終了温度Ｍｆより上で所定の時間、中断される場合には、中断は、焼入れが再開される際の変態を妨げるリスクを回避するために短くなければならない。

【0029】

また別の可能性は、焼入れをＭｓより上で中断し、次いで極低温まで再開することである。

【0030】

そのような中断の考えられる利点は、中断が、極低温の焼入れ媒体を直ちに使用することの必要性を回避する、したがって、焼入れ割れ（表面割れ）又は、半製品が比較的厚い場合に、表面と、半製品の依然として熱い中心部と、の間のマルテンサイト変態現象の差による場合がある、半製品の内側の割れの発生をもたらすリスクを生じさせる、第１の非常に大きな冷却速度を避ける可能性を与えるということである。しかし実際には、焼入れを１つのステップで行うことが、より便利でかつ鋼の微細構造への望ましくない金属学的効果の発生のリスクが無いために好ましく、なぜなら、２つのステップの焼入れは、第１のステップの最終的な温度に関して、また、処理された部品におけるその効果の均一性に関して、制御するのが難しいことが多いからである。

【0031】

極低温への移行を、使用可能な処理技術によって固体の、気体の、又は液体の媒体中で達成することができる。全体的にマルテンサイト構造を得るために、冷却の際のマルテンサイト変態の開始温度Ｍｓは、制御下になければならない。このＭｓ点は、合金の組成に依存し、式（１）に従って計算される。

【0032】

【数2】

【0033】

本発明の技術的範囲内では、Ｍｓは、必ず５０℃以上でなければならず、好ましくは７５℃以上である。この条件が満たされないと、鋼は、機械的特性に、特に破断強度に有害である焼入れ残留オーステナイトを有する。

【0034】

溶体化熱処理及び目標とされた極低温への延長された焼入れの後に、最終的な機械的特性が、４５０〜６００℃で４〜３２時間の時効の終わりに得られる。得られた硬化は、ナノメータサイズのＮｉＡｌ及びＮｉ_３Ｔｉタイプの金属間析出物の形成によって確保される。時効中には、復帰オーステナイト（ｒｅｖｅｒｓｉｏｎ ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）が形成され得、鋼の靱性に貢献する。この時効は、靱性を改善するために水焼入れによって任意に中断することができる。

【0035】

特に航空機における期待される好ましい用途のための最終的な構造は、機械的特性を劣化させるデルタフェライトを有してはならない。最大で１％のデルタフェライトしか許容されない。本発明による鋼の組成は、本発明による方法の適用中に行われる処理の最後にデルタフェライトが存在することをできるだけ避けるために厳密に選択される。この観点から、このデルタフェライトが存在しないことを保証するために、鋼のクロム当量／ニッケル当量の比、すなわちＣｒ（等価クロム（ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ ｃｈｒｏｍｅ））のような主なアルファジェニック（ａｌｐｈａｇｅｎｉｃ）な元素の含有量の重量の合計と、Ｎｉ（等価ニッケル（ｅｑｕｉｖａｌｅｎｔ ｎｉｃｋｅｌ））のような主なガンマジェニック（ａｌｐｈａｇｅｎｉｃ）な元素の含有量の重量の合計と、の比が、１．０５以下であることが非常に好ましい。ここで：
・クロム当量＝Ｃｒ＋２Ｓｉ＋Ｍｏ＋１．５Ｔｉ＋５．５Ａｌ＋０．６Ｗ
・ニッケル当量＝２Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋２５Ｎ＋Ｃｏ＋０．３Ｃｕ
である。

【0036】

本発明のグレードの凝固は、特に機械的応力が横断方向に生じる際に機械的特性に有害であるインゴットの偏析を制限するために制御されなければならず、酸素及び窒素介在物の含有量はできるだけ最小にされなければならない。この目的のために、本発明による鋼を準備する好ましい方法は、誘導溶融による真空中での溶融（真空誘導溶融：Ｖａｃｕｕｍ Ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ Ｍｅｌｔｉｎｇ， ＶＩＭ）による二重生成（ｄｕａｌ ｅｌａｂｏｒａｔｉｏｎ）と、次いで、電極を得るためのインゴットへの鋼の鋳造と、であり、この電極は、次いで真空中でのアークによる再溶融（真空アーク再溶融：Ｖａｃｕｕｍ Ａｒｃ Ｒｅｍｅｌｔｉｎｇ：ＶＡＲ）によって、又は伝導性スラグの下での再溶融（エレクトロスラグ再溶融：ＥＳＲ）によって処理される。真空中での生成（ｅｌａｂｏｒａｔｉｏｎ）は、空気によるＡｌ及びＴｉの酸化、したがって酸化物介在物の過剰な形成の回避の可能性を与え、また、溶解した窒素及び酸素の一部の除去を可能にする。
したがって、疲労における長寿命を得ることができる。

【0037】

凝固したインゴットを得た後に、このインゴットに、その最終的な寸法に少なくとも近い寸法を与えるための、半製品（ブロック、鍛造された、若しくはプレス加工された部品・・・）に形作る熱間変態（圧延、鍛造、プレス加工・・・）が行われる。これら熱間変態はまさに、変形温度及び処理温度の両方に関し本発明の熱間変態と同程度の、一般的な組成を有する目標とされた半製品に対して通常である熱間変態である。

【0038】

好ましくは、インゴットの、若しくは半製品の均質化処理もまた、１２００〜１３００℃で少なくとも２４時間、行われて、存在する種々の元素の偏析を制限し、それによって目標とする機械的特性の獲得を容易に確実とする。しかし、均質化は一般的に、好ましくは最終のプレス加工中、又はその後には行われず、製品の将来の使用に依存して製品の許容できる結晶粒サイズをより確実に維持する。

【0039】

次いで、半製品は、本発明に従って、以下からなる熱処理にかけられる。
‐標準的な、８００〜９４０℃の溶体化熱処理が、半製品の全体に存在する析出物を溶解するために十分な、したがって前記半製品の寸法に密接に依存する時間で実践され、引き続いて−６０℃以下、好ましくは−７５℃以下の温度まで焼入れされ、この焼入れは好ましくは溶体化熱処理の温度に近い温度で始まり、中間温度（例えば室温、又はマルテンサイト変態の開始温度と終了温度との間の所定の温度、又はマルテンサイト変態の開始温度より高い温度）でのドウェリング（ｄｗｅｌｌｉｎｇ）によって、２つの別々のステップで行うことができる；
‐次いで、任意に、半製品の冷間成形が行われ、
‐次いで、４５０〜６００℃で４〜３２時間の時効が行われて、以下の基準に従って抵抗、靱性、及び延性の特性のバランスをとることができる。
・達成された最大強度は時効温度が上がると減少するが、延性と靱性は逆に増加する。
・所定の硬化を生じされるのに必要とされる時効時間は、時効温度が低下すると増加する。
・それぞれの温度レベルでは、強度は「硬化ピーク（ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ｐｅａｋ）」と呼ばれる、定められた時間に対する最大値を通過する。
・いくつかの時間‐時効温度の変数の対で達成することができるそれぞれの目標とする強度レベルに対して、鋼に対して許容される最良の強度／延性を与えるただ１つの対が存在し；これら最適な条件は構造の過時効の開始に対応し、硬化ピークを超える際に得られ；当業者は、ルーティンの熟慮及び試験によって最適な対を実験的に決定することができる。

【0040】

本発明による鋼の合金元素は、以下に検討される理由によって示された量で存在する。
上述したように、パーセントは重量パーセントである。

【0041】

Ｃ含有量は最大でも０．０３０％（３００ｐｐｍ）であり、好ましくは最大でも０．０１０％（１００ｐｐｍ）である。実際には、Ｃは原材料の溶融から結果的に生じる残部の元素の状態で、自発的な添加が行われたものではなく、一般的に存在する。Ｃは、Ｍ_２３Ｃ_６のタイプのＣｒカーバイドを形成する場合があり、したがってＣｒを捕獲することによって、耐腐食性への損害（ｐｅｎａｌｔｙ）となり、これによってＣｒを満足のいく態様で鋼のステンレス特性を確保するためにはもはや使用することができない。また、ＣはＴｉに関連して疲労強度に対して有害なカーバイド及び炭窒化物を形成し、これらの形成の下でＴｉの消費が、形成される硬化性の金属間化合物の量を減少させる。

【0042】

Ｓｉ含有量は、要求されるＲｍとＫ_１Ｃとの間の良好な折衷をさらに確実にするために、最大でも０．２５％、好ましくは最大でも０．１０％である。典型的には、これは、自発的に添加されるものではなく、残部元素に過ぎない。ＳｉはＭｓ（式（１）参照）を低下させる傾向があり、かつ鋼を脆くする傾向があり、その結果として、述べられてきたものを超える量の望ましくない特性である。

【0043】

Ｍｎ含有量は、最大でも０．２５％、好ましくは最大でも０．１０％である。典型的には、これは、自発的に添加されるものではなく、残部元素に過ぎない。ＭｎはＭｓ（式（１）参照）を低下させる傾向がある。Ｍｎは、デルタフェライトの存在を回避するため、及び時効硬化（ｈａｒｄｅｎｉｎｇ ａｇｅｉｎｇ）中の復帰オーステナイトの存在に貢献するために、Ｎｉの部分的な置換として任意に使用することができる。しかし、真空処理中にＭｎが蒸発する容易さは、炉のヒュームからダストを除去するための装置の制御を難しくし、フォウリング（ｆｏｗｌｉｎｇ）をもたらす。本発明の鋼中の大量のＭｎの存在は、したがって推奨されない。

【0044】

Ｓ含有量は、ＲｍとＫ_１Ｃとの間の要求される良好な折衷をさらに確実にするために、最大でも０．０２０％（２００ｐｐｍ）、好ましくは最大でも０．００５％（５０ｐｐｍ）である。これもまた、残部の状態で存在し、必要に応じてその含有量は原材料の注意深い選択及び／又は溶融ステップ中の冶金学的脱硫処理並びに鋼組成の調整によって制御されなければならない。Ｓは結晶粒界における偏析によって靱性を低下させ機械的特性を損なわせる硫化物を形成する。

【0045】

Ｐ含有量は、ＲｍとＫ_１Ｃとの間の要求される良好な折衷をさらに確実にするために、最大でも０．０４０％（４００ｐｐｍ）、好ましくは最大でも０．０２０％（２００ｐｐｍ）である。これもまた残部元素であり、結晶粒界に偏析する傾向があり、したがって靱性を低下させる。

【0046】

Ｎｉ含有量は、８〜１４％、好ましくは１１．３〜１２．５％である。これはガンマジェニックな元素であり、溶体化熱処理及び均質化作業中のデルタフェライトの安定化を回避するために十分高いレベルでなければならない。しかし、Ｎｉはまた、式（１）に従ってＭｓを低下させる強い傾向があるので、焼入れ中の完全なマルテンサイト変態を確実にするために十分に低いレベルに維持されなければならない。他方でＮｉは、本発明の鋼に機械的強度のレベルを与える硬化相ＮｉＡｌ及びＮｉ_３Ｔｉの析出によって、時効中の鋼の硬化に関与する。Ｎｉはまた、時効中に復帰オーステナイトを形成する機能を有し、復帰オーステナイトはマルテンサイトのラス間に細かく析出し、本発明の鋼に延性と靱性とを提供する。

【0047】

Ｃｒ含有量は、８〜１４％、好ましくは８．５〜１０％である。Ｃｒは耐腐食性を与える主な元素であり、このことは８％の下限値を正当化している。しかし、Ｃｒの含有量は、デルタフェライトの安定化に貢献しないように、また、式（１）に従って計算されたＭｓが５０℃以下にならないように、１４％に制限されるべきである。

【0048】

Ｍｏ＋Ｗ／２の含有量は、１．５〜３．９％、好ましくは１．５〜２．５％である。Ｍｏは、耐腐食性に関与するとともに、硬化相Ｆｅ_７Ｍｏ_６を形成することができる。
しかし、過剰な量のＭｏの添加は、μ相Ｆｅ_７Ｍｏ_６の形成をもたらし、したがって、腐食を制限するために使用可能なＭｏの量を減少させる場合がある。任意に、Ｍｏの少なくとも一部をＷで置き換えることができる。鋼において、これら元素の両方が機能的に同等であることが多いということ、及び同じ重量パーセントでは、ＷがＭｏより２倍効果的であることが良く知られている。

【0049】

Ａｌ含有量は、１．０〜２．０％、好ましくは１．０５〜２．０％、より良くは１．０〜１．５％、最適には１．０５〜１．５％である。時効中には、硬化相ＮｉＡｌが形成される。Ａｌは通常、延性を低下させるということで知られているが、この欠点は、本発明によって提供される、比較的低温で溶体化熱処理を行うことができるということによって相殺される。

【0050】

Ｔｉ含有量は、０．５〜２．０％、好ましくは１．１０〜１．５５％である。Ｔｉはまた、Ｎｉ_３Ｔｉ相を形成することによって、時効中の硬化に関与する。Ｔｉはまた、Ｔｉの炭化物及び炭窒化物としてＣ及びＮの結合を許容し、したがってＣの有害な効果を回避する。しかし、上述されたように、これら炭化物及び炭窒化物は疲労強度に対して有害であり、あまりにも多く炭化物及び炭窒化物を形成することは避けるべきである。したがって、Ｃ、Ｎ、及びＴｉの含有量は、上述の限界値内に維持しなければならない。

【0051】

Ｃｏ含有量は、２〜９％、好ましくは２．５０〜６．５％、より良くは２．５０〜３．５０％である。これは、均質化及び溶体化熱処理の温度におけるオーステナイトの安定化を許容し、したがってデルタフェライトの形成を回避する。Ｃｒは、その固溶体中の存在によって硬化に関与し、また、ＮｉＡｌ及びＮｉ_３Ｔｉ相の析出を促進する。ＣｏをＮｉに対する代替として添加することができ、それによってＭｓ温度を上げて、５０℃以上を確保することができる。特許文献６に開示されている、Ｃｏが最大でも２％である鋼と比較すると、本発明での目的は、Ｃｏを、硬化に大きく貢献させるために、この存在する他の元素、及び必要とされる熱処理との組み合わせで使用することである。２．５０〜３．５０％という目標とされる選択的含有量は、鋼のコストと、その性能と、の間の最良の折衷を示す。

【0052】

Ｎは、ＲｍとＫ_１Ｃとの間の得られる最良の折衷をさらに確保するために、最大でも０．０３０％（３００ｐｐｍ）、好ましくは最大でも０．００６０％（６０ｐｐｍ）でなければならない。窒素は自発的に液状金属に添加されることは無く、製鉄中に一般的に行われる真空処理は、大気窒素の吸収に対して液体鋼を保護するか、又は溶解した窒素の一部を除去さえする。Ｎは、鋼の延性に対して好ましくなく、応力疲労中に割れを開始させる場所となる場合がある、角のあるＴｉ窒化物を形成する。

【0053】

Ｏは、ＲｍとＫ_１Ｃとの間の得られる最良の折衷を確保するために、最大でも０．０２０％（２００ｐｐｍ）、好ましくは０．００５０％（５０ｐｐｍ）である。また、Ｏそれ自体が延性に対して好ましくなく、酸素が形成する酸化された介在物もまた、疲労割れの起点のための潜在的な場所となる。Ｏ含有量は、最終製品に対して求められる特定の機械的特性によって、当業者にとっての通常の基準に従って選択されなければならない。

【0054】

一般的に、本発明の鋼の機械的特性は、酸化物及び窒化物介在物によって好ましくなく影響される。最終的な鋼（ＶＩＭ、ＥＳＲ、ＶＡＲ）中に存在する酸化物及び窒化物介在物を最小化することを目的とする製鋼方法の使用が、この理由で特に好ましい。

【0055】

本発明の鋼に存在する他の元素は、鉄と、製鋼に由来する不純物と、である。

【0056】

それぞれの元素に対して選択的なものとして与えられた範囲が互いに独立的である、すなわち鋼の組成を、所定の元素のみに対するこれら選択的な範囲にのみ決定することができるということが理解されるべきである。

【実施例】

【0057】

試験が、表１に記載された組成を有するインゴットの鋳造に由来するサンプルに行われた。サンプルＡ〜Ｅの組成は、参照鋼に対応し、Ａ、Ｄ、及びＥは特許文献６の教示に準拠している。Ｂ及びＣは、本発明によるＭｓを強いる利益を明確に示す可能性を与える２つの参照例である。サンプル１〜１６の組成は、本発明による鋼に対応する。サンプルＡ、Ｂ、Ｃ及び１〜５は、６ｋｇのインゴットに由来し、他のサンプルは１５０ｋｇのインゴットに由来する。６ｋｇのインゴットは、本発明の概念の最初の検証のための最初の段階に生産されたものであり、それらの有望な特性が、本発明の定義を確認し、改良するために、１５０ｋｇの鋳造による実験の継続をもたらした。６ｋｇのインゴットはまた、直接、引っ張り試験を行うことの可能性を与えたが、一方で、１５０ｋｇのインゴットを形成することが、このインゴットから、靱性を左右するパラメータの測定が行われるサンプルを次いで引き抜くために必要であった。

【0058】

【表1-1】

【0059】

【表1-2】

【0060】

【表1-3】

【0061】

６ｋｇのインゴット（Ａ、Ｂ、Ｃ、１〜５）は、それらの鋳造の前に液状金属の真空中の処理によって生産された（ｅｌａｂｏｒａｔｅｄ）。これら６ｋｇのインゴットは１２５０℃で４８時間、均質化された。次いで、これらインゴットは、９４０℃までの加熱の後に線引きされて、２２ｍｍの直径を有する棒材に形成された。表２は、これら棒材に次いでかけられた処理を示しており、棒材はそれらの主な機械的特性：引張強度Ｒｍ、従来型の０．２％における弾性限界Ｒｐ_０．２、破断伸びＡ、破断応力（ｓｔｒｉｃｔｉｏｎ ａｔ ｂｒｅａｋ）Ｚ、ビッカース硬度を長手方向において測定された。線引きされたサンプルの減少したサイズは、靱性の試験を行うために必要とされる寸法を有したであろう、線引きされたサンプルから引き抜かれた試験片の可能性を与えなかった。

【0062】

【表2】

【0063】

構造中のオーステナイトの過剰な存在が、参照サンプルＢ及びＣに対して非常に低い硬度によって示され、それが低い引張強度と、本発明の要求に対するあまりにも不十分な結果と、の手掛かりであったことに言及する。次いで、これらサンプルで他の機械的試験を行うことは、無駄であると評価された。これらサンプルは、元素それぞれの個々の含有量に関して、本発明の要求に準拠する組成を有しているが、個々の含有量を合わせると、低すぎるマルテンサイト変態温度Ｍｓ（５０℃未満）を提供していた。実験的条件下で行われた焼入れは、通常、工業的に行われるものに対応し、これらサンプルの場合には、十分にマルテンサイト構造を得る可能性を与えなかった。これは、Ｍｓに課された条件を、本発明の範囲内で考慮することが重要であることを示している。

【0064】

１５０ｋｇのインゴット（Ｄ、Ｅ、６〜１６）に関しては、それらは真空中で生産され、鋳造され、次いでこれもまた真空中で、２００ｍｍの直径を有するインゴットを得るためにＶＡＲ法で再溶融された。それらは次いで１２５０℃で４８時間、均質化され、次いでこの温度で１１０ｍｍの八角形の断面を有する半製品に鍛造され、次いで、９４０℃への加熱の後に、再度、今回は８０×４０ｍｍの断面を有する棒材に鍛造された。表３は、引き続いて行われる熱処理の条件を示しており、機械的特性は、サンプルの長手方向で測定された。表２の試験と比べると、Ｒｍの測定と重複したであろう硬度の測定が行われておらず、弾性試験〈Ｋｖの測定〉及び靱性試験（Ｋ_１Ｃの測定）が行われた。

【0065】

【表3-1】

【0066】

【表3-2】

【0067】

【表3-3】

【0068】

種々のサンプルの特性については以下のようにコメントすることができる。

【0069】

参照サンプルＡ、Ｄ、及びＥは、特許文献６に開示されているＣｏ含有量が低いか又は０である鋼に対応する。本発明の鋼と比べると、それらのＲｍは比較的小さいことがわかる。

【0070】

参照サンプルＢ及びＣは、少なくとも５０℃の、したがって本発明に準拠するには低すぎるＭｓを有する。このことは、低い硬度によって示された、十分なＲｍの獲得を妨げる残留オーステナイトの過剰な存在を説明する。

【0071】

参照サンプルＦは、他の参照サンプルのレベルにある機械的特性しかもたらさない、本発明の要求に対して高すぎるＭｏ含有量と、低すぎるＴｉ含有量を示す。

【0072】

サンプル１は、本発明に準拠しているが、７５℃以上という最適値未満のＭｓを有する。したがってそのＲｍは比較的小さく、考えられる用途のすべてに対して好適ではないであろう。同じことがそれほどではないにせよサンプル３についても言える。

【0073】

反対にサンプル２は、最適値に従うＭｓを有し、その１９４７ＭＰａというＲｍは優れている。

【0074】

サンプル４及び５は、それらの実質的なＣｏによるＮｉの置換の故に、高いＭｓを有し、１９６６及び１９７７ＭＰａというそれぞれ優れたＲｍを有する。

【0075】

サンプル６は、これもまた約３％のＣｏを有するサンプル２に対して最適ではないＭｓを有する。サンプル７もまた約６％のＣｏ含有量を有するが、その低いＭｓの故にサンプル４より小さいＲｍしか有さない。

【0076】

サンプル８の非常に高いＲｍは、約６％のＣｏ含有量との組み合されたその高いＭｓの故である。

【0077】

５％Ｃｏを有するサンプル９は、最適値より小さいＭｓを有し、そのＲｍは比較的限定されている。これは、比較的高いＣｏ含有量が、本発明の技術的範囲内では高いＲｍを確保するために十分ではないことを実際に示している。

【0078】

サンプル１０及び１２は、ＲｍとＫ_１Ｃとの間の最良の折衷を有するサンプルである。実際に、それらの組成はすべての元素の選択的含有量に準拠している。

【0079】

サンプル１１は、高いＭｓと高いＲｍとを有している。ＲｍとＫ_１Ｃとの間のバランスは、ＮｉとＣｒとの含有量間のより良いバランスの故に、サンプル８よりも良い。

【0080】

サンプル１３、１４、及び１５間の比較は、ＡｌのＴｉによる部分的な置換の有利な効果を示しており、サンプル１４は、ＲｍとＫ_１Ｃとの間の最良の折衷を有している。これらサンプルが、サンプル１０及び１２のＣｒ含有量〈約９％〉より高いＣｒ含有量（９．２〜９．６％）を有することにもまた注意すべきである。

【0081】

サンプル１６は高いＭｓを有している。そのＲｍはサンプル１２のＲｍに匹敵するが、そのＫ_１Ｃは、わずかに高いＣｒ含有量の故に、それほど好ましくはない。

【0082】

図１は、表３の結果を、１５０ｋｇのインゴットに由来するサンプルに対するＲｍとＫ_１Ｃとの間の折衷に関して示しており、これらサンプルだけが、靱性が測定されたサンプルであった。全体的に、Ｋ_１ＣはＲｍが増加するときに減少し、本発明に係る鋼は、Ｃｏ含有量を除いて組成が比較的本発明に近い参照鋼Ｄ及びＥよりも、これら特性の両方間のより良い折衷を有する。

【0083】

参照サンプルでは、１７０１ＭＰａのＲｍは、６６ＭＰａ・ｍ^１／２の靱性に対応する。したがって、そのＲｍが非常に不十分であるので、この鋼は期待される好ましい使用に対して全く適用され得ない。参照サンプルの最大Ｒｍは１９５２ＭＰａであり、この値は期待される使用に対して適正であると言えるが、対応する靱性はたった４３ＭＰａ・ｍ^１／２であり、これは非常に不十分である。最良の強度／靱性の折衷が、１８４５〜１９００ＭＰａのＲｍに対して得られ、これには４６〜５６ＭＰａ・ｍ^１／２のオーダーの靱性が対応する。したがって、全体的に見たこれら機械的特性は、３００Ｍタイプの炭素鋼に対するほど好ましいものではない。

【0084】

本発明によるサンプルに関しては、ＲｍとＫ_１Ｃとの間の非常に良好な折衷が、１９５０ＭＰａのオーダーのＲｍに対して一般的に得られ、１９５０ＭＰａのオーダーのＲｍは、４６〜６３ＭＰａ・ｍ^１／２のオーダーに対応し、殆どの場合には５０ＭＰａ・ｍ^１／２より大きなＫ_１Ｃに対応するということが、図１に示されている。したがって、３００Ｍ鋼の対応する特性の大きさのオーダーに戻る。

【0085】

また、Ｒｍの減少が許容された場合には、靱性が大きな比率で増加し、その逆もまた真であることがわかる。したがって、本発明による鋼は、ユーザに鋼の特性の選択における大きな柔軟性を提供し、特性は組成、熱処理、及び上述された範囲内で選択される最終時効によって調節することができる。

【0086】

延性に関しては、本発明によるサンプルのＡ％及びＺ％の値は、３００Ｍタイプの鋼に得られる延性に非常に近い。したがって、本発明は、この点から３００Ｍと比較して何らの劣化も与えない。

【0087】

また、１５０ｋｇのインゴットの鋳造物に由来するこれら同じサンプルのいくつかに対して、生理食塩水のミストを用いた腐食試験が、３５℃で５０ｇ／ｌのＮａＣｌの水溶液において行われた。最初に、サンプルはすべてが同じ８５０℃で１時間３０分の溶体化熱処理、その後−８０℃までの焼入れ、その後５１０℃で１６時間の時効にかけられた。
これらのサンプルのいずれにも２００時間の暴露後の腐食の痕跡は見られなかった。
したがって、本発明による鋼は、Ｃｏを含有しない参照鋼Ｄに対して劣化した、生理食塩水のミストを用いた腐食試験における結果を有しない。

【0088】

また、応力下における腐食試験が、８５０℃で１時間３０分の溶体化熱処理、その後の−８０℃までの焼入れ、及びその後の５１０℃で１６時間の時効にかけられた、サンプルＥ及び１０に、２３℃で３．５％のＮａＣｌを有する水媒体中で行われた。空気中の靱性Ｋ_１Ｃが測定され、破断前の期間がＫ_１Ｃの７５％に等しい負荷に対して測定された。両方の場合において、サンプルは破断前に５００時間以上耐えた。これは良好な結果であり、したがって、本発明は、Ｃｏを有さない参照鋼と比較して、応力下の腐食に対する耐性を劣化させることはない。

【0089】

したがって、本発明による鋼は、３００Ｍ鋼がもしかすると置き換えられ得るステンレス鋼の特性に匹敵するので、３００Ｍのタイプの鋼を十分な機械的な態様で置き換えることができ、さらに、非常に好ましい生理食塩水のミスト中での腐食耐性、及び応力下の腐食耐性の性能を有する。

【0090】

この説明のすべてにおいて、液状金属から鋳造された、凝固された「インゴット」は、多様な変形の後にその使用に対して望ましい形状及び寸法を有する最終製品につながるいずれかの形状を有することができることが理解されるべきである。特に、底壁及び固定された側壁を設けられた従来型のインゴット型内の鋳造は遂行のための可能な方法の１つに過ぎず、固定されているか、または移動可能な壁を有する底の無いインゴット成形における連続鋳造用の様々な方法を、「インゴット」の凝固物を生産するために使用することができる。

【0091】

記載されてきた１つに対する代替的な解法は、圧延、鍛造、プレス加工、又は他の処理によって、熱間圧延で変態されたインゴットに由来する半製品にではなく、粉末冶金によって製造された焼結された半製品に一連の熱処理を行うことであり、したがって半製品には、最終的な部品のものに非常に近い、任意の複雑な形状及び寸法を直接与えることができる。使用される粉末は、本発明による鋼の組成を有する金属粉である。この場合には、焼結された半製品の均質化は必要ない。しかし、製造工程は、厳密に言えば焼結に先立って、当業者には標準的であるような、温度及び／又は期間に関して焼結に比べてあまり厳しくない条件下で行われる焼結前ステップを含むことができる。一般的に、焼結プロセスは、当業者がその通常の知識を使用することによって行うように、行われる。

【図1】