JP2011529530A - ベイナイト鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】90％〜50％のベイナイトを含み、残部がオーステナイトであり、平衡を超えた濃度でベイニティックフェライト中に過剰炭素が残存し、また、残部のオーステナイト中に、炭素の部分分配がある、超ベイナイト鋼を提供する。
【解決手段】このようなベイナイト鋼は、非常に微細なベイナイト板(厚さが100ｎｍ以下)を有する。本明細書において、表現「超ベイナイト鋼」は、このような鋼について用いられる。特に、マンガン含有量を変化させて、速い変態時間、従って、高価な合金材料の存在なしに低製造コストを達成する影響が述べられる。本発明の一実施態様では、超ベイナイト鋼は、炭素0.6質量％〜1.1質量％、シリコン1.5質量％〜2.0質量％、マンガン0.5質量％〜1.8質量％、ニッケル3質量％以下、クロム1.0質量％〜1.5質量％、モリブデン0.2質量％〜0.5質量％、バナジウム0.1質量％〜0.2質量％、不可避不純物を除くバランス鉄を含む。特に、マンガン含有量が約1質量％であれば、優れた特性が得られることに留意される。超ベイナイト鋼を製造する様々なプロセスが述べられるが、特に有益なプロセスは、パーライトへの変態を避けることができるように充分速く、鋼をオーステナイトから冷却し、190〜250℃の範囲の温度で鋼をベイナイトに変態させる工程を含む。本願は、変態温度の変化が硬度に与える影響を述べ、結論としては、本発明が、非常に硬い鋼(＞630ＨＶ)を得ることができることである。適当なパーライトを、超ベイナイト鋼への最終変態前に、切断、ドリル加工、および成形のために製造することができることにも留意される。
【選択図】図１Ｂ

Description

本発明は、ベイナイト鋼およびその製造方法に関する。特に、本発明は、装甲に適した鋼に関するものであるが、これに限定されない。本発明は、また、ベイナイト鋼に加工処理することができる変化微細構造に関する。

従来、主なベイナイト鋼は、少なくとも50％のベイニティックフェライト構造を有しているものである。ベイナイトは、上部ベイナイトと下部ベイナイトの2つのグループに分類される。
上部ベイナイトは、ベイニティックフェライトグレイン中には炭化物析出物がないが、境界部には炭化物析出物が存在することがある。
下部ベイナイトは、グレイン境界に対して特有の角度で、ベイニティックフェライトグレイン中に炭化物析出物を有する。境界部にも炭化物析出物が存在することがある。
より最近の炭化物フリーベイナイトは、90％〜50％のベイナイトを含み、残部がオーステナイトであり、平衡を超えた濃度でベイニティックフェライト中に過剰炭素が残存するものとして記載され、また、残部のオーステナイト中に、炭素の部分分配がある。このようなベイナイト鋼は、非常に微細なベイナイト板(厚さが100ｎｍ以下)を有する。本明細書において、表現「超ベイナイト鋼」は、このような鋼について用いられる。
国際公開第01/011096号(国防大臣)は、ベイナイト主体の鋼を記載し、特許請求の範囲に記載している。この材料は、他の既知の硬質装甲鋼と比べて合金コストが低いが、製造は長時間の加熱を含み、特にベイナイトへの変態は、高いエネルギーコストと製造時間を生じる。このベイナイト鋼は、また、機械加工、ドリル加工あるいは成形が非常に難しい。この結果、その工業的な実用性が限定される。
特開平05-320740号公報は、炭化物フリーではない下部ベイナイト鋼について記載している。

本発明は、製造するのが比較的経済的である超ベイナイト鋼を提供する。製造プロセス中、より簡単な機械加工、ドリル加工、および成形が可能である製造プロセスもまた記載される。

本発明では、超ベイナイト鋼は、以下の成分を含む。
炭素 0.6質量％〜1.1質量％、
マンガン0.3質量％〜1.8質量％、
ニッケル 3質量％以下、
クロム 0.5質量％〜1.5質量％、
モリブデン 0.5質量％以下、
バナジウム 0.2質量％以下、
ベイナイトを実質的に炭化物フリーにするのに充分なシリコンおよびまたはアルミニウム、
不可避不純物を除くバランス鉄。
このような鋼は、非常に硬く、550ＨＶ〜750ＨＶである。
コスト的な理由および製造の容易さの両方のため、アルミニウムよりもシリコンが好ましく、それ故に、装甲鋼にはアルミニウムは通常用いられない。実際の最小シリコン含有量は、0.5質量％であり、2質量％を超えてはならない。過度のシリコンは、プロセスの制御を困難にする。
超ベイナイト鋼のその他の成分の一部の好ましい範囲は、
マンガン0.5質量％〜1.5質量％、
クロム1.0質量％〜１.5質量％、
モリブデン0.2質量％〜0.5質量％、
バナジウム0.1質量％〜0.2質量％
である。

モリブデンの存在により、パーライト変態が遅くなる。従って、これによりパーライトに変態する危険が減じられるので、ベイナイトへの最終的な変態がより容易になる。バナジウムの存在は、靱性を促進する。
マンガン含有量を変化させることによって、ベイナイトへの変態速度を変化させることができ、マンガン含有量が高くなるほど変態は遅くなる。しかしながら、実用的な観点から、約1質量％のマンガン含有量が、変態速度(従って、より低いエネルギーコスト)とプロセスの制御能力との間の実際的な妥協を与えることがわかった。実際には、1質量％のマンガン含有量を目標にしても、約0.9質量％〜1.1質量％で変化するので、本発明に関連して、用語「約」は、引き合いに出される数字のプラスマイナス10％の変化の可能性を含む。
好ましい範囲内の成分で作られた超ベイナイト鋼は、非常に微細なベイナイト板(平均40ｎｍ以下、通常、20ｎｍより大きい厚さの板)を含み、630ＨＶ以上の硬度を有することがわかった。
ここに記載される超ベイナイト鋼は、実質的に塊状オーステナイトを含まない。
本発明の別の態様では、超ベイナイト鋼の製造方法は、
先の段落の特徴を有する組成を有する鋼を、パーライトの形成を回避するのに充分速く、オーステナイト変態温度よりも高い温度からマルテンサイト開始温度よりも高いがベイナイト開始温度よりも低い温度まで冷却する工程と、
鋼をその範囲内の温度で最大１週間保持する工程と
を含む。

追加の工程として、
先の段落の特徴を有する組成を有する鋼を最初に冷却して完全にパーライト状態にする工程と、
鋼を再加熱して完全にオーステナイト状態にする工程と
を含んでもよい。
次いで、先の段落で記載したように、鋼を冷却し、変態させる。
マルテンサイト開始温度は、実際の合金組成に著しく依存する。いくつかの組成の例示的な例が、以下に記載される図面に示される。実用的には、変態が適度な速度で起こることを確保するために、変態温度は、190℃よりも高い。
追加の工程として、
パーライト形態の鋼を再加熱してオーステナイト化する工程と、
鋼を充分ゆっくりと冷却して完全にパーライト相にする工程と
を含んでもよい。
この工程は繰り返し得る。
他の可能な工程は、パーライト形態の鋼をアニールすることである。これは、最後のオーステナイト化および続く変態工程の前の工程として行うのが最良である。
通常、実際には、パーライト形成工程が行われるとき、鋼は、周囲温度に達することができる。
パーライトとして、鋼は比較的容易に機械加工され、ドリル加工され、成形されるのが、先の段落に記載されたプロセスの特徴である。パーライト形態では、鋼合金は、それ自体で販売することができる有益な商業製品である。これは、販売される前に切断され、機械加工され、ドリル加工され、あるいは成形されて、購入者が最後のオーステナイト化工程と変態工程のみを行ってもよく、あるいは製造者が、機械加工、ドリル加工、あるいは成形を行い、購入者が鋼を超ベイナイト鋼に変態する最終工程を引き受けてもよい。

鋼は、オーステナイト相の間に熱間圧延されてもよい。
通常、この方法で作られた圧延鋼は、超ベイナイト鋼への変態の前にある長さに切断される。
超ベイナイト鋼への変態は、8時間〜3日で行われるが、最も経済的には約8時間行われることがわかった。経済的な製造と硬度との間の良好な妥協は、変態工程が220℃〜260℃の範囲内、理想的には250℃であれば得られる。
鋼が厚プレート(8ｍｍ厚よりも大きい)である場合には、ベイナイト変態温度に達するときの鋼内の温度分布は均一でないことがあり得る。特に、プレートの中心温度は、所望の変態温度よりも高いままになり、その結果、不均一な変態特性が得られる。これを克服するために、問題の鋼を、ベイナイト変態温度範囲への冷却を開始する前に、オーステナイト化温度からベイナイトへの変態が開始する温度より少し高い温度まで冷却し、鋼の温度が実質的に均一になるまで、その温度よりも高い温度で維持する。
本発明の超ベイナイト鋼の変態工程の時間は、国際公開第01/011096号に記載されているよりもずっと短い時間であることが留意されるべきである。
上述のように超ベイナイト鋼が製造され、変態温度が250℃を超えない場合、生じる超ベイナイト鋼は、過剰カーボンが溶解して、60体積％〜80体積％のベイニティックフェライトを有する。残部は、実質的には、カーボン富化オーステナイト相鋼である。このようにして作られた超ベイナイト鋼は、非常に硬く、高い弾道抵抗を有し、特に装甲鋼に適当である。超ベイナイト鋼は、塊状オーステナイトを有しない。

異なるベイナイト鋼の比較試験を行った。例示的な目的のために用いた鋼の組成は、(添付された)表1に示される。
実施例1および2は、国際公開第01/011096号により調製した鋼である。実施例3は、本発明による鋼である。合金は、高純度原料を用いて50ｋｇ真空誘導溶解インゴット(150×150×450ｍｍ)として調製した。鋳造後、インゴットを1200℃で48時間ホモジナイズし、炉冷し、厚さ150ｍｍの正方形ブロックに切り取り切断した。これらを続いて1000℃で熱間鍛造して厚さを60ｍｍまで減少させ、直ちに同じ温度で熱間圧延して厚さ25ｍｍの500×200ｍｍのプレートを得た。全てのプレートを、1000℃から炉冷した。この状態で、プレートは、450〜550ＨＶの硬度を示した。
プレートを、650℃で24時間軟化し、炉冷して、硬度を300ＨＶよりも低下させた。これにより、試験材料を従来の機械加工操作を用いて調製することができるので、高硬度鋼に要求される特別な技術を用いる必要を避けることができた。
いくつかの10ｍｍ立方体を各プレートの中心領域から取り除いた。これらの試料を1000℃で1時間オーステナイト化し、次いで、空気再循環炉内の200〜250℃で最大400時間加熱処理した後、空気冷却した。試料を半分に切断し、取付け、研削し、研磨して1マイクロメートルの仕上品とし、硬度試験を行った。硬度は、ピラミッド圧子を用いて30ｋｇの荷重でビッカース硬度計で決定した。各試料の中心領域に１０箇所押し込みを行い、指標として平均硬度値を取った。

試料ブランクを各軟化プレートから取り除き、1000℃でオーステナイト化し、上述の硬化試験に基づいて、オーステナイトからベイナイトへの変態が終了すると考えられる様々な時間で200〜250℃で硬化させた。直径5ｍｍの試料を用いて関連する英国標準規格に従って引張試験を行った。高さ6ｍｍ直径6ｍｍの試料を用いて10^-3s^-1の歪み速度で圧縮試験を行った。標準Vノッチシャルピー試料での衝撃試験を300Jシャルピー試験装置で行った。全ての試験を室温で行い、衝撃および引張の結果は、3回の試験の平均として表わした。
変態温度による硬度の変化を測定した。実施例1は、著しい硬度を示した。Ｘ線試験によって決定されたベイナイト変態の開始と一致する200℃で１10時間の後、600ＨＶの最小硬度が観察された。続いて、ベイナイト形成の終わりを示す更に100時間後、硬度値は、640ＨＶまで上昇し、合計400時間の後、660ＨＶまでゆっくり増加する。
225℃あるいは250℃に変態温度を上げると、実施例1でのベイナイト変態時間は、それぞれ100時間および50時間に減少するが、これは、観察された硬度の降下を伴った。
実施例2は、実施例1と同様であるが、コバルトとアルミニウムが添加され、また、著しい硬化を示す。200℃で650ＨＶの硬度を達成するために必要な時間は、400時間から200時間まで短縮された。再び、より高い温度は、より短い変態温度に関連し、実施例1での48時間とは対照的に、250℃で24時間後、575ＨＶの硬度が得られた。コバルトとアルミニウムを用いることによって、加熱処理時間を短縮することに成功したが、コバルトおよびアルミニウムの高価格とともにアルミニウムを含む鋼合金の加工の難しさにより、実施例2は商業的に魅力がない。

本発明の主題である超ベイナイト鋼である実施例3は、実施例1または2よりも高い硬度を示した。200〜400時間後の実施例1および2の650〜660ＨＶと比べて200℃24時間後に690ＨＶの硬度が達成された。実施例1および2は、数100時間後でさえ600ＨＶに達することができなかったのに、250℃の変態温度でわずか8時間後に630ＨＶの硬度が記録された。
200〜250℃でベイナイト変態の終わりと関連する様々な時間の硬化後の実施例1、2および3の引張特性を(添付した)表2に示す。これは、各合金の耐力が変態温度の増加とともに緩やかに減少することを示している。250℃で8時間変態した実施例3を除いて、同様に引張強度の低下が観察された。しかしながら、250℃で変態された合金の引張延性は、200℃で加熱処理された材料よりも2〜3倍大きかった。
200℃で変態する例示した材料の試験は、最も高い硬度レベルを示した。強度の著しい減少をこうむらずに延性の材料を容易により速く形成するので、250℃での超ベイナイト鋼への変態は実用に適当であり得る。この方法の利点は、250℃で処理された、本発明の主題である実施例3Cで最も見ることができ、これは、増大した延性のために、2098ＭＰaの圧延強度、すなわち、実験した全ての合金の中で最も高い圧延強度まで硬化させることができた。
実施例1、2および3の衝撃特性は、全てが4〜7ジュールで変化する室温シャルピー衝撃エネルギーの低い値を示したことがわかった。
これは、比較的低いエネルギー消費で、より強いマレージング鋼と匹敵する強度レベルを示すことのできる超微細の侵入硬化ベイナイト鋼の高い体積分率を形成する本発明の方法を用いて作られた材料の能力である。更に、マレージング鋼(Fe＜75％)と異なり、本発明の材料は、高価な合金元素を高レベルで用いることなく、これを行うことができる。
本発明は添付の図面を参照して更に記載される。

図1Aは、国際公開第2001/11096号に記載された製造プロセスを示す図である。 図1Bは、本発明に関連して用いられる製造プロセスを示す図である。 図1Cは、本発明に関連して用いられる別の製造プロセスを示す図である。 図2は、マンガン含有量の変化の影響を示す、本発明の好ましい鋼の温度/時間/変態を示す図であるが、鋼の組成により正確な図が変化することに留意すべきである。 図3は、炭素含有量の変化の影響を示す、1％のマンガンを有する本発明の好ましい鋼の温度/時間/変態を示す図であるが、鋼の正確な組成により正確な図が変化することに留意すべきである。 図4は、クロム含有量の変化の影響を示す、1％のマンガンを有する本発明による好ましい鋼の温度/時間/変態を示す図であるが、鋼の正確な組成により正確な図が変化することに留意すべきである。

図1Aでは、材料は1150℃を超える温度でホモジナイズされ、190〜250℃の温度に空冷される。例示した試料は、高表面積を有する小さなものでなければならない。サンプルは、次いで、900〜1000℃の温度で再加熱されてオーステナイト化される。これは、約30分で達成することができる。次いで、190〜260℃の温度まで炉冷され、その温度で1〜3週間の維持されるが、300℃の温度で維持される場合には、最大時間は2週間に短縮される。
図1Bは、約2℃/分の比較的遅い冷却プロセスでパーライトに変態する本発明の材料の製造プロセスを示す図である。しかしながら、これは、遅いプロセスとは考えられず、製鋼所で経済的に容易に達成できるものである。典型的には、製造プロセスで、鋼は、大きな厚いプレートとして、しばしば積層して高温(オーステナイト変態温度よりも高い)から冷却される。冷却速度は、必然的に約2℃/分であり、これは、完全なパーライト相を形成することができるほど充分遅い。次いでプレートは、再び850℃よりも高く加熱されてオーステナイト化される。熱い材料は、圧延装置に通されて、本実施例では、6〜8ｍｍ厚でコイル状のストリップ鋼を形成する。明らかに、厚さは、消費者の要求に合うように、この範囲よりも大きくも小さくもし得る。コイルの熱容量は、材料が周囲温度(この場合室温)(ＲＴ)まで冷却されるとき、パーライトが再び形成されるのを確実にするのに充分な冷却速度に制限する。これは、コイル状鋼を例えば、48時間を超えて自然に空冷させることによって簡便に達成される。この段階で、コイルは、巻きが解かれ、プレートに切断されあるいは再加熱されてアニールされ、その後、周囲温度に冷却される。周囲温度、本実施例の室温(図1BのＲＴ)に戻ると、切断されて機械加工、ドリル加工および成形され、その後、最終オーステナイト化およびベイナイト変態工程を受ける。この段階で、個々のピースの形状であり、このオーステナイト化の後、より急速に冷却されるので、パーライト相を通過することが避けられる。190℃〜260℃の温度に達したら、その温度で維持し、ベイナイト変態工程を完了させる。必要とされる正確なベイナイト変態期間は、鋼のマンガン含有量に依存し、マンガン含有量が低くなるほど必要とされる変態時間は短くなる。約1％のマンガンを含有する好ましい材料は、8時間の間に変態することができる。

図1Cでは、鋼は、オーステナイト相の間、ホットメルトからの鋳造の直後、あるいは場合によっては、ホモジナイズあるいは変形のためにオーステナイト相への加熱後に熱間圧延される。鋼は、次いでプレートに切断されるのがよい。プレートは空冷され得る。冷却速度は、プレートが超ベイナイト鋼への変態が生じることができる適当な点で変態温度に達するような速度である。これは、他の適当な環境である温度制御された空気再循環炉内で行われ得る。
マンガン含有量の変化の効果を示す本発明の超ベイナイト鋼の温度/時間/変態の図を図2に示す。
薄いプレート(典型的には6〜8ｍｍ)厚のためのオーステナイトからベイナイトへの最終変態が曲線2によって示されている。ここで、プレートを分離することによって、個々のプレートは空冷され、冷却速度は、典型的には例えば、80℃/分である。これは、パーライトへの変態を避ける。必要ならば、それに従って冷却速度を制御すべきである。0.5質量％のマンガンのベイナイト変態は、線10で示され、1.0質量％のマンガンは線12で示され、1.5質量％のマンガンは線14で示される。焼入れは、材料をマルテンサイトに転換し、マルテンサイト開始温度は、0.5質量％のマンガン、1.0質量％のマンガン、および1.5質量％のマンガンについて線20、22、および24でそれぞれ示されている。充分な時間に応じて、曲線10、12、または14によって示される範囲内に変態温度を維持できないと、マルテンサイトへの部分的な変態の危険があり得る。曲線30(0.5質量％のマンガンについて)、32(1質量％のマンガンについて)および34(1.5質量％のマンガン)は、プロセスの最終変態段階で避けるべきパーライトへの変態を示す。ベイナイト開始温度より高い温度ではベイナイトは形成されない。図2のベイナイト曲線10、12、および14では、ベイナイト開始温度は、各曲線の平らな最上部分で表わされる。

プレートの厚さが増大するにつれて、プレートの中心でより遅い冷却の可能性が大きくなるほど中心で部分的にパーライト相を形成させ、均一性の低い構造が得られる。これは、本発明の1質量％マンガン鋼に対して、3の印がつけられたような冷却曲線を辿ることによって避けることができる。この場合、温度は、ベイナイト変態開始温度12のすぐ上に4Aと印がつけられた温度まで低下し、プレート内の温度が均一になるまでその変態温度の少し上に維持される。その点(4B)では、温度は、変態範囲内の点5まで低下し、その範囲内に維持して、ベイナイトへの変態が起こるようにする。
図3では、0.6質量％の炭素のベイナイト温度/時間/変態曲線が線60で示され、0.7質量％の炭素は線62、0.8質量％の炭素は線64で示されている。焼入れによって、材料がマルテンサイトに転換される。変態温度は、0.6質量％の炭素、0.7質量％の炭素、0.8質量％の炭素に対して、それぞれ線50、52および54で示されている。同様に、充分な期間に応じて曲線60、62、または64で示される範囲内に変態温度を維持できないことにより、マルテンサイトへの部分変態の危険が生じる。曲線70、72、および74は、それぞれ炭素含有量が0.6質量％、0.7質量％および0.8質量％のパーライト変態を示す。ベイナイト開始温度よりも高い温度では、ベイナイトは形成されない。図3のベイナイト曲線60、62、および64では、ベイナイト開始温度は、各曲線の平らな最上部分によって表わされている。
図4は、同様に、0.5質量％のクロム(線90)、1.0質量％のクロム(線92)、1.5質量％のクロム(線94)のベイナイト温度/時間/変態曲線を示す。焼入れにより、材料はマルテンサイト化され、変態温度は、それぞれ、0.5質量％のクロムは線80、1.0質量％のクロムは線82、1.5質量％のクロムは線94で示される。充分な期間に応じて曲線90、92、または94で示される範囲内に変態温度を維持できないことにより、マルテンサイトへの部分変態の危険が生じる。曲線100、102、および104は、それぞれクロム含有量が0.5質量％、1.0質量％および1.5質量％のパーライト変態を示す。ベイナイト開始温度よりも高い温度では、ベイナイトは形成されない。図4のベイナイト曲線90、92、および94では、ベイナイト開始温度は、各曲線の平らな最上部分によって表わされている。

表1 実施例1、2、および3の組成(質量％)

表2 実施例1、2、および3の機械特性

表中、
ＰＳは耐力である、
ＵＴＳは最大引張強度である、
ＥＩは伸びである、
ＲＡは面積減少である、
ＨＶはビッカース硬度である、
シャルピー番号は、10ｍｍ×10ｍｍ試料に基づく(通常用いられる10ｍｍ×10ｍｍとしてのシャルピー番号との比較に注意が必要である。5ｍｍ×5ｍｍ試料を用いる数字がいくつかの論文で引用されている)、
表2の実施例では、接尾文字は、示した異なる変態温度に供した実施例1、2、および3の異なる試料を意味する。

Claims (26)

1. 0.6質量％〜1.1質量％の炭素、0.3質量％〜1.8質量％のマンガン、3質量％以下のニッケル、0.5質量％〜1.5質量％のクロム、0.5質量％以下のモリブデン、0.2質量％以下のバナジウム、ベイナイトを実質的に炭化物フリーにするのに充分なシリコンおよび/またはアルミニウム、および不可避不純物を除くバランス鉄を含む超ベイナイト鋼。
2. 約0.5質量％〜約2質量％の範囲のシリコン含有量を含み、アルミニウムを含まない、請求項1に記載の超ベイナイト鋼。
3. マンガン含有量が、約0.5質量％〜約1.5質量％の範囲である、請求項1または2に記載の超ベイナイト鋼。
4. クロム含有量が、約1.0質量％〜1.5質量％の範囲内である、請求項1〜3のいずれか1項に記載の超ベイナイト鋼。
5. モリブデン含有量が、約0.2質量％〜0.5質量％の範囲内である、請求項1〜4のいずれか1項に記載の超ベイナイト鋼。
6. バナジウム含有量が、約0.1質量〜0.2質量％の範囲内である、請求項1〜5のいずれか1項に記載の超ベイナイト鋼。
7. マンガン含有量が、約1質量％である、請求項1〜6のいずれか1項に記載の超ベイナイト鋼。
8. 40ｎｍよりも小さい平均ベイナイト板厚を有する、請求項1〜7のいずれか1項に記載の超ベイナイト鋼。
9. 630ＨＶ以上の硬度を有する、請求項1〜8のいずれか1項に記載の超ベイナイト鋼。
10. 超ベイナイト鋼の製造方法であって、請求項1〜7のいずれか1項に記載の組成を有する鋼を、パーライトの形成を回避するのに充分速く、オーステナイト変態温度よりも高い温度からマルテンサイト開始温度よりも高いがベイナイト開始温度よりも低い温度まで冷却する工程と、鋼をその範囲内の温度で最大1週間保持する工程とを含む、前記方法。
11. ベイナイトへの変態工程の前に、鋼を冷却して完全にパーライト状態にし、鋼を再加熱してオーステナイト状態にする工程を含む、請求項10に記載の製造方法。
12. 鋼をベイナイトに変態させる前に、請求項11に記載の工程を1回以上繰り返す、製造方法。
13. ベイナイトに変態させる前に、鋼をアニールする、請求項11または12に記載の製造方法。
14. 鋼を周囲温度まで冷却してパーライト形態にする、請求項11〜13のいずれか1項に記載の製造方法。
15. パーライトとして鋼を切断し、ドリル加工し、成形しあるいは同様に形成する、請求項11〜14のいずれか1項に記載の方法。
16. ベイナイト変態温度が190℃以上である、請求項10〜15のいずれか1項に記載の製造方法。
17. 鋼合金を、オーステナイト相の間に、熱間圧延する、請求項10〜16のいずれか1項に記載の製造方法。
18. ベイナイトに変態させる前に、圧延した鋼を一定の長さに切断する、請求項17に記載の製造方法。
19. ベイナイトへの変態が約8時間〜3日間行われる、請求項10〜17のいずれか1項に記載の製造方法。
20. ベイナイトへの変態が約8時間行われる、請求項10〜17のいずれか1項に記載の製造方法。
21. 変態が220℃〜260℃の温度範囲内で行われる、請求項10〜20のいずれか1項に記載の製造方法。
22. 変態が250℃で行われる、請求項21に記載の製造方法。
23. 鋼をオーステナイト相からベイナイトへの変態が開始する温度のすぐ上の温度まで冷却し、鋼の温度が実質的に均一になるまでその温度以上に維持し、その後、変態温度範囲への冷却を再開する、請求項10〜22のいずれか1項に記載の製造方法。
24. 請求項1〜7のいずれか1項に記載の鋼組成を含むパーライト。
25. 実質的に明細書中に記載された超ベイナイト鋼。
26. 添付図面を参照して実質的に明細書中に記載された鋼の製造方法。

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