JP7335680B2 - スチール、該スチールで製造された製品、及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、特に以下の特性：卓越した機械的特性（非常に良好な疲労抵抗、高い降伏強さ、及び高い耐破損性）、熱処理の簡易さ及び寸法安定性、溶接のしやすさ（良好な溶接性）及び良好な成形性のうちの１つ又はそれより多くを要求する用途で用いられる「マルエージング鋼」と呼ばれるスチールの分野に関する。

これらのマルエージング鋼を、マルテンサイト構造により特徴づけられ、それは、スチールエージングプロセスの完了時に、高い機械的特性を得やすい金属間相の析出による硬化得るようにエージングすることができる。

従来知られているマルエージング鋼としては、典型的には組成（以下の章において与えられる組成の全ての場合のように、質量パーセントで表される）Ｎｉ＝１８％、Ｃｏ＝９％、Ｔｉ＝０．４５％（Ｘ２ＮｉＣｏＭｏ１８‐９‐５と呼ばれるグレード）を有し、残部が概して鉄、並びに溶錬及び製造プロセス由来の不純物であるＭ２５０のような種類が挙げられる。それは、特に高い機械的特性を有する部品の製造に用いられ、大型又は中実の部品（モーターのシャフト、遠心ブレード等）、及び高性能精密部品（時計のスプリング、ホイルのブレード、特に自動車又は一般的な車両のＣＶＴ（無段変速機）型の自動トランスミッションベルトの要素、又は機械ツール及び他の回転機械等）の両方としての使用に適している。部品が応力疲労を受ける薄いゲージの用途の場合において、エージングに加えて、窒化、浸炭窒化、ショットピーニング、浸炭（ｃｅｍｅｎｔａｔｉｏｎ）（浸炭（ｃａｒｂｕｒｉｓｉｎｇ））等により部品を硬化する表面処理プロセスを実施することが一般的な実施である。

また、欧州特許第１３３９８８０号により知られているのは、組成が以下：Ｎｉ＝１２～２４．５％；Ｍｏ＝２．５％；Ｃｏ＝４．１７％；Ａｌ≦０．１５％；Ｔｉ≦０．１％；Ｎ≦３０ｐｐｍ；Ｓｉ≦０．１％；Ｍｎ≦０．１％；Ｃ≦５０ｐｐｍ；Ｓ≦１０ｐｐｍ；Ｐ≦５０ｐｐｍ；Ｈ≦３ｐｐｍ；Ｏ≦１０ｐｐｍ；残部はＦｅ並びに溶錬及び製造プロセス由来の不純物であり、２０％～２７％のＮｉ＋Ｍｏ；５０～２００のＣｏ％×Ｍｏ％；Ｔｉ％×Ｎ％≦２．１０^-4であるマルエージング鋼であり、それは、場合によっては電気伝導性スラグＥＳＲ（電気スラグ再溶融）での再溶融による熱処理と組み合わされたＶＩＭ（真空誘導溶解）及び／又はＶＡＲ（真空アルゴン再溶融）等の真空再溶融処理プロセスの種々の種類を含む方法により製造される。これらのスチールを、微小厚さ（例えば１ｍｍ以下）のストリップを得るために、熱間及び冷間プロセスにより後に変形させる。その部分が成形に供された後、その部分にそのコア機械特性を与える析出硬化の処理プロセスが実施され、；その後の表面処理は、処理片に応力疲労、静摩擦、動摩擦等に関する向上した表面特性を与えることができる。

約１８％のＮｉ、９％のＣｏ、５％のＭｏ、０．５％のＴｉ、及び少量のＡｌを含有する従来知られているマルエージング鋼の比較として、欧州特許第１３３９８８０号に示されたこれらのスチールは、制御された残部清浄度（介在物含有量）及び（エージングされた状態で）２０００メガパスカルＭＰａを超えるより高い機械的強度に関連する、そのより大きい疲労抵抗のために区別される。より詳細には、冷間圧延製品に関して目的とされる機械的特性は、Ａｒ＞２．５％Ｒｐ_0.2＜１１４０ＭＰａ、Ｒｍ＜１４８０ＭＰａ；エージングされた状態においてＲｐ_0.2＞１７７０ＭＰａ、Ｒｍ＞１８００ＭＰａであり；最終的には窒化された状態において目的とされる特性は、Ａｒ＞１％；Ｒｍ＞１９３０ＭＰａである。

また、欧州特許第２１８００７３号により知られているのは、以下の組成：Ｃ≦１００ｐｐｍ；Ｓｉ≦０．１％；Ｍｎ≦０．１％；Ｐ≦０．０１％；Ｓ≦５０ｐｐｍ；Ｎｉ＝１７～２２％；Ｃｒ＝０．１～４．０％；Ｍｏ＝３．０～７．０％；Ｃｏ＝１０．０～２０．０％；Ｔｉ≦０．１％；Ａｌ≦０．０５％；Ｎ≦３００ｐｐｍ；Ｏ≦５０ｐｐｍ；０＜Ｂ≦０．０１％；最大０．０１％のＣａ、最大０．００５％のＭｇ、最大０．０１％のＺｒの任意選択の存在を有し、残部は鉄及び不純物であり、Ｃｏ／３＋Ｍｏ＋４Ａｌが８．０％～１５．０％である、ＣＶＴベルトで用いるための高い疲労強度及び高い引張強度を有するマルエージング鋼である。好ましくは、それが受ける熱及び熱機械処理プロセスは、それにＡＳＴＭ１０以上を測定する非常に微小な粒子サイズを与える。

本発明の目的は、マルエージング鋼の新たな種類、特に、上記に記載されたものより良好な機械的特性を示すマルエージング鋼の新たな種類を提供することである。このスチールの新たな種類は、種々の用途に適した最適化された特性を有する。引張強度及び／又は疲労抵抗の向上した水準は、表面処理プロセス中に窒化層、浸炭窒化層、浸炭化層、サンドブラスト層、又は他の硬化された種類の層を成形する能力と共に望ましいと考えられる有利な特性であり、それは、表面残留応力にて導入することができ、それは、表面層の圧縮下でのプレーシングによる周期的荷重下でのクラッキングを遅らせることができる。表面処理の効果は、製品表面に与えられた硬度により評価することもできる。

そのために、本発明の目的は、質量パーセントでの組成が、以下：
‐１０．０％≦Ｎｉ≦２４．５％、好ましくは１２．０％≦Ｎｉ≦２４．５％；
‐１．０％≦Ｍｏ≦１２．０％、好ましくは２．５％≦Ｍｏ≦９．０％；
‐１．０％≦Ｃｏ≦２５．０％；
‐２０．０％≦Ｍｏ＋Ｃｏ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔａ＋Ｃｒ＋Ｃ≦２９．０％、好ましくは２２．０％≦Ｍｏ＋Ｃｏ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔａ＋Ｃｒ＋Ｃ≦２９．０％、より好ましくは２２．５％≦Ｍｏ＋Ｃｏ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔａ＋Ｃｒ＋Ｃ≦２９．０％；
‐Ｃｏ＋Ｍｏ≧２０．０％；好ましくはＣｏ＋Ｍｏ≧２１．０％；より好ましくはＣｏ＋Ｍｏ≧２２．０％；
‐Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｍｏ≧２９％；好ましくはＮｉ＋Ｃｏ＋Ｍｏ≧４１．０％；
‐痕跡量≦Ａｌ≦４．０％、好ましくは０．０１％≦Ａｌ≦１．０％；
‐痕跡量≦Ｔｉ≦０．１％；
‐痕跡量≦Ｎ≦０．００５０％；
‐痕跡量≦Ｓｉ≦２．０％、好ましくは０．０４％≦Ｓｉ≦２．０％；
‐痕跡量≦Ｍｎ≦４．０％；
‐痕跡量≦Ｃ≦０．０３％；
‐痕跡量≦Ｓ≦０．００２０％、好ましくは痕跡量≦Ｓ≦０．００１０％；
‐痕跡量≦Ｐ≦０．００５％；
‐痕跡量≦Ｂ≦０．０１％；
‐痕跡量≦Ｈ≦０．０００５％；
‐痕跡量≦Ｏ≦０．００２５％；
‐痕跡量≦Ｃｒ≦５．０％；
‐痕跡量≦Ｃｕ≦２．０％；
‐痕跡量≦Ｗ≦４．０％；
‐痕跡量≦Ｚｒ≦４．０％；
‐痕跡量≦Ｃａ≦０．１％；
‐痕跡量≦Ｍｇ≦０．１％；
‐痕跡量≦Ｎｂ≦４．０％；
‐痕跡量≦Ｖ≦４．０％；
‐痕跡量≦Ｔａ≦４．０％
であり、
残りは鉄並びに溶錬及び製造プロセス由来の不純物であることと、
スチールが熱成形又は熱間圧延シートである構成要素部分／ワークピースの形態である場合に６５０ｍｍ²を測定し；スチールが冷間圧延シートの形態である場合に８００ｍｍ²を測定する研磨表面に亘る画像解析により観察される介在物割合が、１０μｍ超の等価直径を有する非金属介在物を含有せず、好ましくは８μｍ超の等価直径を有する非金属介在物を含有せず、熱間圧延シートの場合において、１００ｍｍ²に亘って５μｍ～１０μｍの等価直径を有する非金属介在物を４より多く含有せず、観察が、６５０ｍｍ²を測定する研磨表面に亘る画像解析により実施されることと
を特徴とするスチールの種類に関する。

好ましくは、１８．０％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２７．０％である。

Ｃｒは、溶錬及び製造プロセス由来の痕跡量でのみ存在することができる。

言い換えると、痕跡量≦Ｃｒ＜０．１０％である。

本発明の目的は：
‐再溶融電極を、組成が上記で議論されたものにしたがうスチールから製造し；
‐再溶融電極を得るために、この電極の再溶融を単独の又は複数の再溶融プロセスにより実施し；
‐熱成形されたシート又は熱成形されたストリップを得るために、再溶融電極の熱成形の少なくとも１つのプロセスを１０５０℃～１３００℃の温度で実施し；
‐任意選択的に、熱処理プロセスを前記熱成形されたシート又は前記熱成形されたストリップに実施することを特徴とするスチールで製造された製品の製造に関する製造方法にも関する。

場合によっては熱処理された前記熱成形されたシート又はストリップは、１０１０ＭＰａ以上の引張強度、１３０ＧＰａ以上のヤング弾性率、及び２％以上の均一伸びを有することができる。

２ｍｍ以下、好ましくは１ｍｍ以下の厚さを有するシート又はストリップを得るために、場合によっては熱処理された、熱成形された前記シート又は熱成形された前記ストリップを、１つ又はそれより多くのパスにおいてその後冷間圧延することができる。

シート又はストリップを、冷間圧延パスの間、及び／又は最後の冷間圧延パスの後に、少なくとも１つの熱処理プロセスに供することができる。

種々のパスの冷間圧延の累積率は、少なくとも３０％、好ましくは少なくとも４０％であることができる。

熱間圧延又は冷間圧延さ、れ場合によっては熱処理された前記シート又はストリップは、２２７０ＭＰａ以上の引張強度、２２５０ＭＰａ以上の降伏強度、及び２％以上の均一伸びを有することができる。

熱間圧延又は冷間圧延され、場合によっては熱処理された前記シート又はストリップを切断し、その後場合によっては成形に供することができる。

熱間圧延又は冷間圧延され、場合によっては熱処理され、切断され、場合によっては成形に供された前記シート又はストリップを、４２０℃～５５０℃で３０分～２時間、好ましくは４５０℃～５５０℃で１～２時間の硬化処理に供することができる。

熱間圧延又は冷間圧延され、場合によっては熱処理され、切断され、場合によっては成形に供された前記シート又はストリップを、その硬化の後に、その動的荷重に対する抵抗を向上させるために、表面処理プロセスに供することができる。

前記表面処理は、浸炭化、又はガス窒化、又はイオン窒化、又は浸炭窒化、又はショットピーニングのプロセスであることができる。

場合によっては熱処理された、熱間圧延シート若しくはストリップ、又は場合によっては熱処理された、冷間圧延シート若しくはストリップの粒子サイズは、８ＡＳＴＭ又はそれより微細、好ましくは１０ＡＳＴＭ又はそれより微細であることができる。

本発明の目的は、組成が質量パーセントで以下：
‐１０．０％≦Ｎｉ≦２４．５％、好ましくは１２．０％≦Ｎｉ≦２４．５％；
‐１．０％≦Ｍｏ≦１２．０％、好ましくは２．５％≦Ｍｏ≦９．０％；
‐１．０％≦Ｃｏ≦２５．０％；
‐２０．０％≦Ｍｏ＋Ｃｏ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔａ＋Ｃｒ＋Ｃ≦２９．０％、好ましくは２２．０％≦Ｍｏ＋Ｃｏ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔａ＋Ｃｒ＋Ｃ≦２９．０％、より好ましくは２２．５％≦Ｍｏ＋Ｃｏ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔａ＋Ｃｒ＋Ｃ≦２９．０％；
‐Ｃｏ＋Ｍｏ≧２０．０％；好ましくはＣｏ＋Ｍｏ≧２１．０％、より好ましくはＣｏ＋Ｍｏ≧２２．０％；
‐Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｍｏ≧２９％；好ましくはＮｉ＋Ｃｏ＋Ｍｏ≧４１．０％；
‐痕跡量≦Ａｌ≦４．０％、好ましくは０．０１％≦Ａｌ≦１．０％；
‐痕跡量≦Ｔｉ≦０．１％；
‐痕跡量≦Ｎ≦０．００５０％；
‐痕跡量≦Ｓｉ≦２．０％；好ましくは０．０４％≦Ｓｉ≦２．０％；
‐痕跡量≦Ｍｎ≦４．０％；
‐痕跡量≦Ｃ≦０．０３％；
‐痕跡量≦Ｓ≦０．００２０％；好ましくは痕跡量≦Ｓ≦０．００１０％；
‐痕跡量≦Ｐ≦０．００５％；
‐痕跡量≦Ｂ≦０．０１％；
‐痕跡量≦Ｈ≦０．０００５％；
‐痕跡量≦Ｏ≦０．００２５％；
‐痕跡量≦Ｃｒ≦５．０％；
‐痕跡量≦Ｃｕ≦２．０％；
‐痕跡量≦Ｗ≦４．０％；
‐痕跡量≦Ｚｒ≦４．０％；
‐痕跡量≦Ｃａ≦０．１％；
‐痕跡量≦Ｍｇ≦０．１％；
‐痕跡量≦Ｎｂ≦４．０％；
‐痕跡量≦Ｖ≦４．０％；
‐痕跡量≦Ｔａ≦４．０％
であり、
残部が鉄並びに溶錬及び製造プロセス由来の不純物であることと、
スチールが熱成形又は熱間圧延シートである構成要素部分／ワークピースの形態である場合に６５０ｍｍ²を測定する研磨表面に亘る画像解析により観察される介在物割合が、１０μｍ超の等価直径を有する非金属介在物を含有せず、好ましくは８μｍ超の等価直径を有する非金属介在物を含有せず、熱間圧延シートの場合において、１００ｍｍ²に亘って５μｍ～１０μｍの等価直径を有する非金属介在物を４より多く含有せず、観察が、６５０ｍｍ²を測定する研磨表面に亘る画像解析により実施されることと
を特徴とする、熱成形プロセスに供され、場合によっては熱処理されたスチールで製造された製品にも関する。

好ましくは、１８．０％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２７．０％である。

Ｃｒは、溶錬及び製造プロセス由来の痕跡量でのみ存在することができる。

言い換えると、痕跡量≦Ｃｒ＜０．１０％である。

この製品は、１０１０ＭＰａ以上の引張強度、１３０ＧＰａ以上のヤング弾性率、及び２％以上の均一伸びを有することができる。

本発明の目的は、組成が、質量パーセントで以下：
‐１０．０％≦Ｎｉ≦２４．５％、好ましくは１２．０％≦Ｎｉ≦２４．５％；
‐１．０％≦Ｍｏ≦１２．０％、好ましくは２．５％≦Ｍｏ≦９．０％；
‐１．０％≦Ｃｏ≦２５．０％；
‐２０．０％≦Ｍｏ＋Ｃｏ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔａ＋Ｃｒ＋Ｃ≦２９．０％、好ましくは２２．０％≦Ｍｏ＋Ｃｏ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔａ＋Ｃｒ＋Ｃ≦２９．０％、より好ましくは２２．５％≦Ｍｏ＋Ｃｏ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔａ＋Ｃｒ＋Ｃ≦２９．０％；
‐Ｃｏ＋Ｍｏ≧２０．０％；好ましくはＣｏ＋Ｍｏ≧２１．０％、より好ましくはＣｏ＋Ｍｏ≧２２．０％；
‐Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｍｏ≧２９％；好ましくはＮｉ＋Ｃｏ＋Ｍｏ≧４１．０％；
‐痕跡量≦Ａｌ≦４．０％、好ましくは０．０１％≦Ａｌ≦１．０％；
‐痕跡量≦Ｔｉ≦０．１％；
‐痕跡量≦Ｎ≦０．００５０％；
‐痕跡量≦Ｓｉ≦２．０％、好ましくは０．０４％≦Ｓｉ≦２．０％；
‐痕跡量≦Ｍｎ≦４．０％；
‐痕跡量≦Ｃ≦０．０３％；
‐痕跡量≦Ｓ≦０．００２０％、好ましくは痕跡量≦Ｓ≦０．００１０％；
‐痕跡量≦Ｐ≦０．００５％；
‐痕跡量≦Ｂ≦０．０１％；
‐痕跡量≦Ｈ≦０．０００５％；
‐痕跡量≦Ｏ≦０．００２５％；
‐痕跡量≦Ｃｒ≦５．０％；
‐痕跡量≦Ｃｕ≦２．０％；
‐痕跡量≦Ｗ≦４．０％；
‐痕跡量≦Ｚｒ≦４．０％；
‐痕跡量≦Ｃａ≦０．１％；
‐痕跡量≦Ｍｇ≦０．１％；
‐痕跡量≦Ｎｂ≦４．０％；
‐痕跡量≦Ｖ≦４．０％；
‐痕跡量≦Ｔａ≦４．０％
であり、
残部が鉄並びに溶錬及び製造プロセス由来の不純物であることと、
８００ｍｍ²を測定する研磨表面に亘る画像解析により観察される介在物割合が、１０μｍ超の等価直径を有する非金属介在物を含有せず、好ましくは８μｍ超の等価直径を有する非金属介在物を含有しないことと
を特徴とするスチールから製造された冷間圧延シート又はストリップにも関する。

好ましくは、１８．０％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２７．０％である。

Ｃｒは、溶錬及び製造プロセス由来の痕跡量でのみ存在する。

言い換えると、痕跡量≦Ｃｒ＜０．１０％である。

冷間圧延シート又はストリップを、冷間圧延後に少なくとも１つの熱処理プロセスに供することができる。

本発明の目的は、上記の種類の熱間圧延又は冷間圧延シート又はストリップにも関し、冷間圧延され、場合によっては熱処理された前記シート又はストリップが、２２７０ＭＰａ以上の引張強度、２２５０ＭＰａ以上の降伏強度、及び２％以上の均一伸びを有することを特徴とする。

本発明の目的は、場合によっては成形に供された前記種類の熱間圧延又は冷間圧延シート又はストリップ由来であることと、場合によっては動的荷重に対する抵抗を改善するために、表面処理プロセスに供されたこととを特徴とする、スチールで製造された製品にも関する。

前記表面処理は、浸炭化、ガス窒化、イオン窒化、浸炭窒化、ショットピーニングのプロセスの中から選択されることができる。

本発明の目的は、上記の種類の熱成形された製品から製造された少なくとも１つの要素を含むことを特徴とする、熱成形されたタービンシャフト又はトランスミッション構成要素部分にも関する。

本発明の目的は、冷間圧延シート若しくはストリップ、又は上記の種類の製品から製造された少なくとも１つの要素を含むことを特徴とするトランスミッションベルトにも関する。

それは、自動車用のＣＶＴ型トランスミッションベルトであることができる。

本発明の目的は、上記の種類の熱成形プロセスに供され、場合によっては熱処理されたスチール、又は上記の種類の冷間圧延され、場合によっては熱処理されたシート若しくはストリップで製造された製品にも関し、製品又はシート若しくはストリップの粒子サイズが、ＡＳＴＭ８又はそれより微細、好ましくはＡＳＴＭ１０又はそれより微細であることを特徴とする。

理解されるように、本発明は、スチールの低い炭素含有量に起因するいわゆる「軟らかい」マルテンサイトを与える決定されたマルエージング鋼組成物を、数及び好ましくは組成に関して特定の基準を満たす非金属介在物（本質的に酸化物、硫化物、窒化物）の割合（種々の製造プロセスと作業者により制御される条件との組み合わせの使用による、液体金属の慎重な調製と加工の後にこの割合を得ることが可能である）と組み合わせることに存する。

本発明は、以下の添付の図面を参照して与えられる記載を読んだ際により良好に理解されるであろう。

図１は、参照サンプル及び本発明によるスチールの３つのサンプルで実施された疲労試験の結果を示す。 図２は、２つの参照サンプル及び本発明によるスチールの３つのサンプルで実施された表面残留応力による窒化層の特性評価を示す。 図３は、２つの参照サンプル及び本発明によるスチールの３つのサンプルで実施された表面上のミクロ硬度の水準による窒化層の特性評価を示す。

スチールの組成（質量パーセント）は、以下の考慮に基づく。

Ｎｉ含有量は、１０．０～２４．５％、好ましくは１２．０～２４．５％である。それは：
‐一方で、通常の熱処理プロセスによりマルテンサイト構造を得ることが可能であり；他の元素の含有量と組み合わせされた２４．５％超のＮｉ含有量は、係る構造を得る手段を与えない；
‐他方で、特に想定される用途に望ましい延性、膨張、降伏強度、破壊靭性Ｋ１Ｃの特性を析出硬化後に得ることが可能であり、；Ｃｏ、Ｍｏ及び他の金属元素の定義された特性と組み合わされた１０．０％の最小のＮｉ含有量は、これを得るのに適している
というこの条件下である。１２．０％の最小のＮｉ含有量は、満足させるようにこの効果を得るために、より好ましい。

Ｍｏ含有量は、１．０～１２．０％である。この元素は、エージングプロセス中に、微細であり分散された金属間相Ｆｅ₂Ｍｏ、ＭｏＮｉ₃などを成形することにより、構造的硬化を可能にする。最適には、Ｍｏ含有量は、Ｍｏの非常に大きな効果、及び機械的特性の均一性を確実にするのに最適なサイズを有する金属間相の両方を得るために、２．５～９．０％である。

Ｍｏは、微粒子を含み、窒化プロセスの条件に応じて異なる種類の析出物を分散させる（Ｍｏ₂Ｎ、Ｆｅ_xＭｏ_yＮ_z等の析出物の種類）窒化層の構築及び特性にも関与する。

Ｎｉ＋Ｍｏの含有量は、マルテンサイト転移温度Ｍｓ（転移の開始）、Ｍｆ（転移の終わり）応じて調節するのがよく、それはマルテンサイト構造及び将来の製品に想定される用途、及びそれが課す使用温度を考慮した寸法安定性の取得及び維持に必要である。例えば、低温使用の用途に関して、温度Ｍｓは１００℃超を目標とされ、１８．０～２７．０％のＮｉ＋Ｍｏの合計が、この観点から望ましい。Ｍｓ値は、式：
Ｍｓ＝－２９Ｎｉ％＋Ｍｏ％＋８９０℃
にしたがって計算され、Ｃｏ＝９～１６％、及び非常に低い含有量のＣｒ、Ａｌ及びＴｉに関して、これらの元素はＭｓへの注目される影響を有し、任意の場合において、この温度を実験により見積もることが可能である。

Ｍｆは、実験により容易に推定することができる。

Ｃｏ含有量は、１．０～２５．０％である。この元素は、マルテンサイト構造を安定化し、固相線温度を上昇させ、金属間相の析出を促進することによる硬化に間接的に関与する。過剰に含まれる場合、スチールの特性とその実施の条件は大きく変化する場合があり、その追加はコスト高となる。

Ｃｏが比較的少ない場合、その作用は硬化元素Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｃの１つ又はそれより多くの添加により完成されることを必要とする。

十分な量のＣｏを有する必要へのこの要求の結果は、合計Ｍｏ＋Ｃｏ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔａ＋Ｃｒ＋Ｃが、２０．０％～２９．０％であることである。これは、Ｃｏ含有量が８％未満である場合、Ｍｏが１２％を決して超えないということを考慮に入れて、（他の場所で規定された限度内で）Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｃの中から選択される少なくとも１種の元素を添加することが常に必要であることを示す。

２０．０％の下限は、十分な硬化効果を得る能力により正当化される。２９．０％を超えると、材料の磁気特性並びに材料の適用及び使用の条件が、大きく変更されるようになる。好ましくは、エージングプロセスの完了時に最大限の特性、及び想定される最も要求の厳しい用途により要求される使用価値を得るために、下限は２２．０％、より好ましくは２２．５％である。

また、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏの含有量は：
‐Ｎｉは（特に低温での）延性を増大させ、膨張及び弾性率を制御する能力を支持し；それは、靱性及び比Ｒｅ／Ｒｍへの影響も有し；その含有量は、引用された望ましい特性から利益を得るために、下限において（概してアロイに対して５％）、及びガンマ相（オーステナイト）生成性質によるマルテンサイト転移を妨害しないために、上限において枠組み化され；そのために、Ｃｏ及びＭｏの効果又は影響も考慮される；
‐Ｍｏは、金属間相の析出による構造的硬化の目的に関して加えられ；マルエージンググレードの破壊特性を目的とするために、エージングされたマルテンサイト構造を有することが必要であり；Ｍｏは、上記で言及されたこの硬化に関与し（１％から）；その制限は、局所分離に関連する可能性がある脆化相（ラーベス相、σ、μ、θ、δ．．．）の成形においてのみ見出され、その上限は１２％であり；Ｍｏはその窒素との親和性により表面の窒化にも関与する（数％から）
という点で互いに依存する。したがって、エージングマルテンサイト構造を有するために、Ｃｏ及びＭｏ元素は硬化相の析出に関しては連帯して作用するが、フェライト構造の安定化に関しては関わりなく作用し；これらの傾向を均一化するために、式が：
Ｃｏ＋Ｍｏ≧２０．０％、好ましくは≧２１．０％、より好ましくは≧２２．０％；及び：
Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｍｏ≧２９％；好ましくは≧４１．０％
に基づいて、１００℃超の温度Ｍｓを確実にするように与えられる。

Ａｌ含有量は、痕跡量～４．０％である。Ａｌを加えることは必須ではない。その存在を製造プロセスの始まりにおける液体金属の初期の脱酸素のために加えること、又は特定の特性を得るために、Ａｌの意図的な追加を進めることのために最終的に必要であった量から生じる残留要素のものの水準にその存在を低減することが可能である。並のコストに関して、それは復元力を増大させ、金属間化合物の成形による構造的硬化に関与することができる。また、それは、液体金属の溶錬及び調製プロセス中の酸化、及び固化した金属の転移を制限する。しかし、疲労強度及び靱性を劣化させないために、Ａｌの窒化物及びＡｌを含有する大きいサイズの酸化物の形成を防止することが必要である。好ましくは、最終的なスチールにおいて０．０１％超かつ１．０％未満のＡｌが残っている。

Ｔｉ含有量は、痕跡量～０．１％である。（他のマルエージングスチールが要求する）Ｔｉの十分な存在を回避することにより、最終的な生成物の疲労強度を低下させるＴｉ窒化物の液体金属の固化中の形成を防止することが意図される。本発明において、所望の構造的硬化は、他の手段により得られる。

Ｎの含有量は、可能な限り窒化物の形成を防止するために、低い水準、すなわち０．００５０％（５０ｐｐｍ）以下が要求される。

Ｓｉ含有量は、痕跡量～２．０％、好ましくは０．０４～２．０％である。それは、調製‐製造プロセス中の液体金属の脱酸素に用いることができるが、最終的な固化スチール中に（他の脱酸素元素のように）Ｓｉを含有する大きなサイズの酸化物が保持されないように注意する必要があり、したがって上限は２．０％である。Ｓｉは、マルテンサイトを安定化し、ある元素の溶解度を増大させ、したがって構造を均一化する。それは、降伏強度も改善する。

必須でない元素Ｍｎの含有量は、痕跡量～４．０％、又は０．２～４％である。Ｍｎは、機械的特性及び熱間加工用途の可能性を改善する。Ｍｎ自体は、効果的な脱酸素剤でもあり、Ｓｉとの相乗効果に関して作用することができる。しかし、大きな析出物、脆性相、又は低融点相の形成を回避するために、その含有量を４％に制限する必要がある。最終的に、それは、ガンマ相生成性であり、したがってそれが過剰量で存在する場合にマルテンサイト転移を妨げる場合がある。

Ｃ含有量は、痕跡量～０．０３％である。考えは、したがっていわゆる軟らかいマルテンサイトを成形することである。なぜならば、炭素マルテンサイトは脆性であり、生成物に必要な成形プロセスを可能にしないからである。機械的特性を低下させるカーバイドの形成を回避することも目的とされる。

Ｓ含有量は、それが大きなサイズ及び数で存在した場合に、疲労強度を劣化させるスルフィドを形成しないために、痕跡量～０．００２０％、好ましくは痕跡量～０．００１０％である。加えて、Ｓはそれに分かれることにより粒界を弱め、したがってスチールが応力を受けた際のクラックの形成の可能性を弱める。したがって、原料の慎重な選択、及び／又は深い脱硫プロセスにより、溶解したＳの存在を防止することが必要である。（上記で言及されたように、最大で０．００２％の制限内で）正確な許容最大含有量を、知られているように、意図された用途に応じて調節するのがよい。

Ｐ含有量は、Ｓのように、その粒界への分離の可能性を制限するために、痕跡量～０．００５％、好ましくはこれより少ない。

Ｂは痕跡量でのみ存在することができるが、最大０．０１％までの添加が好ましい。この元素は、構造の調質を促進し、粒子サイズを減少させる。それは、機械的特性にとって良好であるが、延性を低下させないように、それを過剰に添加しないことが必要である。

Ｈ含有量は、水素脆化の問題を回避するために、５ｐｐｍに制限される。液体金属の調製及び製造プロセス中に、減圧下で１つ又はそれより多くの処理プロセスを実施し、環境湿度、スラグ又は任意の場合によっては加えられる材料による液体金属の後のさらなる汚染を防止する作用により、概してこの水準を超えないことが可能となる。

Ｏの許容含有量は、厳密に言えば、Ｓ、Ｂ及び他の残留元素、又は析出物を形成することができる元素の許容含有量のように、最終的な製品に関して想定される用途に依存する。しかし、最大許容含有量は２５ｐｐｍに設定され、それは、液体金属の調製／製造中に用いられるプロセス及び方法由来である。目標は、したがって最終製品中に、組成、分布及びサイズを制御することができない酸化物を有さないことである。

Ｃｒ含有量は、痕跡量～５．０％である。その存在は、したがって必須ではなく、Ｍｓを低下させないため、及び介在物割合の品質を低下させる危険を冒さないために制限されるのがよい。しかし、その意図的な添加に関する良好な理由がある可能性がある場合があるように、それは酸化に対する耐性を増大させ、窒化を助ける。しかし、概してＣｒを加えないことが好ましく、溶錬及び製造プロセス由来の痕跡量でのみ存在させることが好ましい。係る痕跡量は、通常０．１０％未満の水準であると考えられる（例えば導入部で引用された、０．０６％が係る「痕跡量」を構成すると述べている欧州特許第１３３９８８０号を参照）。原料の非常に慎重な選択により、Ｃｒの水準をさらに低い値に低下させることが可能である。

Ｃｕ含有量は、痕跡量～２．０％である。その添加は、Ｃｕがガンマ相生成性であるため、存在する場合には制限されるのがよい。しかし、Ｃｕは、硬化に関与し、酸化に対する耐性を改善し、したがってこの添加の潜在的な有益な興味である。

Ｗ含有量は、痕跡量～４．０％である。その存在は、したがって必須ではなく、それは、上記で見られるようにかなり低い水準で、Ｃｏ又はさらにＭｏ含有量の要求を課すことが望ましい場合に、主に加えることができる。

Ｚｒ含有量は、痕跡量～４．０％である。脱酸素及び微細な窒化物の形成に対するその寄与を可能にするために、この元素を加えることが望ましい場合がある。

Ｃａ及びＭｇは製造に用いられる耐火物の摩耗のために、酸化物又はスルフィドの形態で金属中に見出される場合がある。それが、脱酸素に寄与するために、意図的にこれらの元素を加えることも望ましい場合がある。最終的な含有量は、サイズ及び分布を場合によっては制御することができない酸化物の形成を回避するために、各々に関して０．１％に制限するのがよい。

既に記載したように、比較的低いＣｏ及び／又はＭｏ含有量を補うために、最大４．０％のＮｂ、Ｔａ及びＶの各々を加えることができる。

言及された元素は、最大で溶錬及び製造プロセス由来の不純物の形態でのみ存在し、意図的には加えられない。

欧州特許第１３３９８８０号で議論されたマルエージング鋼と比べて、傾向は、したがってその時に好ましかったものより高いＣｏ及び／又はＭｏ含有量に置かれるのがよい。

介在物割合に関して、本発明にしたがって満足されるのがよい基準は、スチールが熱成形された構成要素部分／ワークピース又はシートの形態である場合に６５０ｍｍ²を測定し、スチールが冷間圧延シートの形態である場合に８００ｍｍ²を測定する研磨表面に亘る画像解析により観察されるこの介在物割合が、１０μｍ超の等価直径を有する非金属介在物を含まず、好ましくはサイズにおいて８μｍ超の介在物を含有せず、熱間圧延シートの場合において、熱成形されたシートの１００ｍｍ²に亘って５～１０μｍの等価直径を有する４つより多くの非金属介在物を含有せず、観察が、６５０ｍｍ²を測定する研磨表面に亘る画像解析により実施されることである。

考慮される非金属介在物は、酸化物、スルフィド及び窒化物である。酸化物の割合は、調製及び製造方法の選択により主に制御される（液体金属の制御された脱酸素、その後、特に、液体金属からの最初にキャストされた電極を再溶融させる再溶融プロセスの使用により、可能な限り大きな介在物を除去するように注意が払われる）。スルフィドの割合は、非常に低いＳ含有量を課すことにより制御され、それは、原料の慎重な選択及び／又は液体金属の脱硫を要求する。窒化物の割合は、例えば液体金属の調製及び製造、並びに電極の再溶融中の低下した圧力の使用、並びに金属のＴｉ含有量の制限により、Ｎ含有量の低いか非常に低い水準を課すことにより制御される。

本発明によるスチールは、例えば以下のプロセス経路により調製される。

必須元素に関してその組成を調整し、制御するために、液体状態においてまず調製される全てのスチールは、その後再溶融している電極の形態においてキャストされる。これらの電極を：
‐液体スチールのキャスト及び固化後にインゴット、ビレット又はスラブを形成するために、減圧下（ＶＡＲ、それ自体が知られている真空アーク再溶融法）又はエレクトロスラグ（ＥＳＲ、それ自体が知られているエレクトロスラグ再溶融法）で一旦再溶融させ；又は
‐キャスト及び固化後にインゴット又はスラブを形成するために、減圧下（ＶＡＲ）又は導電性スラグ（ＥＳＲ）下で複数回再溶融させる。

したがって、単独の再溶融、又は複数の再溶融プロセスが実施され、例えばＶＡＲ＋ＶＡＲ又はＥＳＲ＋ＶＡＲが実施される。これらの再溶融プロセスは、金属を浄化すること、並びに分離を低減することにより、及びその凝固構造を調質することにより、固化の品質を改善することの目的を果たす。特に、ＥＳＲ再溶融プロセスにより、硫黄含有量を効果的に下げることが可能となり、ＶＡＲ再溶融により、窒素含有量を効果的に下げることが可能となる。

数ミリメートル厚さ、例えば約１．５ｍｍ～５ｍｍ厚さを測定する熱間圧延シート又はストリップを得るために、１０５０℃～１３００℃、典型的には約１２００℃の温度における再加熱後に、インゴット又はスラブを次いで熱間圧延する。

この厚さを有する熱間圧延生成物は、ある場合において、熱間圧延のままの状態、又は制御された再結晶化状態で用いることができる。再結晶化は、熱間圧延及びコイル形態での熱間圧延ストリップの滞留中に既に十分に起こっている場合があるが、それが、微細構造、及び／又は所望の機械的特性を得るのに不十分な場合において、再結晶化アニールを、次いでこの再結晶化を調節するように実施することができる。この後者の場合において、当業者は、微細構造（特に粒子サイズ）及び所望の機械的特性を調節するために、再結晶化アニールのパラメータ（温度、時間等）をいかに設定するかを知っている。

典型的には熱間圧延、及び場合によっては再結晶化（又は他の種類の熱処理プロセス）後の目的は、１０１０ＭＰａ以上の引張強度Ｒｍ、１３０ＧＰａ以上のヤング弾性率Ｅ、及び２％以上の均一伸びＡｒである。

場合によっては熱処理されたこれらの熱間圧延ストリップは、直接的に用いられることが意図されない場合もあり、したがって想定される用途に関して次いで冷間成形に供することにより、その厚さを低減する必要がある。この場合において、それは、２ｍｍ未満、好ましくは１ｍｍ以下、例えば０．４ｍｍ又は０．２ｍｍの厚さを測定する厚さを有する冷間圧延ストリップを得るために、冷間圧延、及び場合によっては１つ（又はそれより多く）の最終的なエージアニール、再結晶化アニール、又は他の種類の熱処理プロセス、又は意図される用途に基づく適切な表面処理（それは後に詳述される）の異なるパス間での１つ又はそれより多くの中間アニール操作を伴って、酸洗いされ、次いで冷間圧延される。

冷間圧延ストリップの再結晶化処理は、好ましくは、冷間圧延ストリップがこの時点で３０％超、より好ましくは４０％超の硬化の作業速度を有するような厚さで実施される。それは、ＡＳＴＭ８（２０μｍ未満の平均粒子直径）又はそれより微細な、好ましくはＡＳＴＭ１０（１０μｍ未満の平均粒子直径）又はそれより微細な粒子サイズを有するストリップを与える（標準ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠する、粒子が微細なほど、粒子サイズを示す数字が大きくなることに留意されたい）。

微細な粒子を得ることを意図するアニール処理は、温度及び時間に関するパラメータを適切に調節することにより、保護雰囲気中で実施される。これらのパラメータは、熱処理が実施される特定の条件に依存し、当業者は、各特定の場合において、これらのパラメータをいかに決定するかを知っている。

また、場合によっては熱処理された冷間圧延生成物の粒子サイズに関する好ましい要求は、さらに好ましくは、場合によっては熱処理された後の熱間圧延された状態での使用が意図される生成物に関して妥当である。

ストリップの平坦性を改善するために、必要な場合には、マルテンサイト転移を完成させ、向上させるために、ストリップを、加えて、１～１０％の縮小率で軽い最終的な冷間圧延（スキンパス又は調質圧延）に供することができる。

典型的には、冷間圧延ストリップの硬化処理（エージング）は、好ましくは、冷間圧延ストリップがこの時点で３０％超、より好ましくは４０％超の硬化の作業速度を有するような厚さで実施される。

ワークピースは、次いでストリップを切り出すことができ、このワークピースを、例えば折り畳み、溶接等による成形に供することができ、その後硬化処理を後者に実施することができ、それは３０分～５時間、４００～６００℃の温度の維持からなる（好ましくは４２０℃～５５０℃で３０分から２時間、例えば４２０℃で３０分間、又は４８０℃で２時間）。

熱間圧延生成物はまた、その機械的特性に対して係る処理から従来期待される利益を有するマルエージング鋼に典型的な硬化処理を受けやすい。

本発明にしたがって冷間圧延され、場合によっては熱処理された生成物は、少なくとも２２７０ＭＰａの引張強度Ｒｍ、少なくとも２２５０ＭＰａの従来の降伏強度Ｒｐ_0.2、及び少なくとも２％の均一伸びＡｒを有する。

これらの特性は、さらに、例えばそれが熱成形操作中、又は係る再結晶化をもたらすその後の処理中に十分な再結晶化を受けた場合、適切に熱処理された熱間圧延生成物で最適に達成されることもできる。

生成物を、その疲労関連性能側面を増大させるために、後に表面硬化する（窒化、浸炭化又は浸炭化、浸炭窒化、ショットプレーニング等）ことができる。典型的には、したがって得られた生成物は、等価応力において従来のグレードより１００００～５００００サイクル大きい疲労寿命、又は等しい寿命に関して、５０ＭＰａ超増加した応力耐性を有することができる。極端な表面硬度ＨＶ０．１は、必要な標準方法及び条件以外の窒化の方法及び条件なしで、典型的には少なくとも１０５０であることができる。

実験は、本発明によるスチールの６つのサンプル、及び参照サンプルで実施され、その組成は質量％又はある元素に関してはｐｐｍで表１にまとめられる。残部は、鉄並びに溶錬及び製造プロセス由来の不純物からなり、考慮される特性に関して十分でないと考えられる量である。

表１のサンプルからの本発明によるスチール、及び参照スチールの調製及び製造プロセスを、０．４ｍｍ厚さを測定するストリップを得るように、以下のスキームにしたがって実施した。

参照１及び２並びに本発明１、５及び７に関して、スチールをレードルで調製し、処理し、次いでＶＩＭ（真空誘導溶融）プロセス、次いでＶＡＲプロセス（真空アルゴン再溶融）を適用した。

本発明２、３、４及び６に関して、スチールレードルで調製し、処理し、その後ＶＩＭプロセス、次いでＥＳＲ（エレクトロスラグ再溶融）プロセスを適用した。

次いで、ＶＡＲ又はＥＳＲインゴットを、２００～１００ｍｍ（典型的には１６０ｍｍ）厚さを取得する厚さへの低減を伴うブルーミングによりスラブに転移させた。

次いで、スラブは約１３００℃への再加熱を受けた後、３．５ｍｍの厚さを達成するまで熱間圧延された。金属を次いで酸洗浄し、０．４ｍｍの厚さを達成するまで冷間圧延した。オーステナイト化アニール又は溶解アニール、再結晶化アニール及びエージアニールを、８００℃～１０００℃で１５～６０分間、次いで３５０～６００℃で３０～２４０分間、及び４２０～５１０℃で３０～９０分間でそれぞれ実施した。

表２は、熱間圧延の完了時の表１に含まれる各サンプルの含有密度を表す。それを、まず評価し、ＤＩＮ５０６０２‐Ｍ標準に準拠して測定し、次いで３．５ｍｍの厚さを測定する熱間圧延ストリップのサンプルの６５０ｍｍ²の面積での光学顕微鏡画像解析によるカウントで精密化した。次いで、これらの密度を、１００ｍｍ²サンプル表面積に低減した。介在物の「直径」は、「等価直径」、すなわち円形断面を有し、観察された介在物と同じ表面積を有する介在物の直径を指すと理解されることに留意されたい（後者が、単純な円のものより複雑な断面を有する場合）。加えて、色のコントラストのみを区別し、介在物の組成を区別しない光学的画像解析により、以下の表において「ＴｉＮ」と呼ばれる介在物は、当業者により橙色に着色されたコントラストを有する介在物である（それは、走査型電子顕微鏡により事後的に検証することができる）。「酸化物」と示される介在物は、光学顕微鏡において灰色のコントラストを有する介在物である（これらの介在物は、実際上酸化物であり、又は実際に、より小さい割合においてスルフィド、若しくは混合スルフィド‐酸化物介在物である）。これらの解析は、当業者にとってかなり一般的であり、この場合において、自動化された走査型電子顕微鏡を用いた分析により捕捉される。

これらの結果は、本発明によるサンプルの場合において、低い介在物密度が、比較的大きなサイズ、すなわち１０μｍ超の介在物が完全になしで得られることを示す。係る大きい介在物は、参照サンプル１にもないが、小さい酸化物介在物（直径５μｍ～１０μｍ）の数が、本発明によるサンプルの場合より十分に大きく、それは機械的特性に望ましくなく、意図された最適な介在物密度に対応しない。参照サンプル２に関して、それは、１０μｍ超のサイズを測定する窒化物を含む窒化物の過剰に高い密度を有する。この特徴は、卓越した疲労強度の望ましい目的の達成をそれ自体で禁止する。このサンプルの酸化物に着目することが有用であるとは考えられなかった。

表３は、前述の熱間圧延サンプルの６５０ｍｍ²の表面に亘って観察される介在物の最大サイズを示す。

本発明によるサンプルは、したがって小さい直径の介在物のみを非常に少ない数で含む。Ｔｉがないこと及びＮの非常に低い含有量に関連して、特にＴｉ窒化物はない。介在物の密度及びその最も大きい介在物の直径が、本発明の場合よりいくらか高いものの、参照サンプル１は同じ場合である。参照サンプル２に関して、（主にＴｉの）窒化物は支配的であり、わずかに延性であり、満たすことができる卓越した疲労強度の目的のためには大きすぎることが多いサイズを有する介在物の形態で存在することが確認された。

電子及び光学顕微鏡による観察は、５μｍ未満の等価直径を有する全ての種類の介在物の存在が、特にサンプル本発明３に関して低かったことも示し、それは、５μｍ～１０μｍのより少ない酸化物を含有するものでもある。

当業者は、冷間成形が、最終的にはそれを破壊することにより、下向きにのみ介在物のサイズに影響し、いかなる場合でもこれらの特性を増大させることができないことを知っている。

最終的に、介在物割合は、２００～２ｍｍ²の表面に亘る電解放出銃を有する走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ ＦＥＧ）における自動カウント及び解析、（×３００、×１０００、×１００００のそれぞれの倍率）並びにその見積もられた面積密度により、より精密に特性評価された。

本発明によるグレード及び参照グレード１は、その固有の化学組成のために、調製及び製造プロセス中に窒化物を形成しないという利点、及び残留介在物のサイズ及び性質、特に酸化物を制御する能力を与えるという利点を示す。用いられる原料、及び実施される調製及び製造プロセスの慎重な制御の適用により、それは、残留元素Ｎ、Ｓ及びＰの低含有量を与え、液体金属の脱酸素のために、形成された酸化物粒子は、１０μｍ未満、好ましくは８μｍ未満のサイズに制限され、記載の調製及び製造プロセスの範囲により得られる適切な組成を有する。望ましい方法において、アルミニウム系酸化物、例えばＡｌ及びＭｇの混合酸化物が形成され（この元素は、調製及び製造プロセスレシピエントのスラグ及び耐火物から不可避的に由来する）、場合によっては、可変割合のアルミナのものも形成される。

アルミニウム系、又はその十分な量を含有する酸化物のこれらのファミリーの体積分率による割合は、３０％超であり：
‐純粋なアルミナタイプの酸化物は、３５％超のＡｌ含有量と、６５％未満のＯ含有量により区別され（エネルギー分散分光法ＥＤＸにより測定された含有量）；
‐マグネシウム含有酸化物は、１．５％超の量のＭｇ、１０％超の量のＡｌ、及び６０％超の量のＯの存在により、ＥＤＸ分析により区別され、この後者のファミリーは、最小割合のＣａ及び／又はＳｉを含有することができ、又は小さいサイズのスルフィドと関連することができる
と理解される。

種々の異なるサンプルの重要な機械的特性（以下に見られる疲労関連の特性を除く）は、熱間圧延段階のサンプルに関係する表４、析出硬化をもたらすエージングアニールより前の冷間圧延された状態のサンプルに関係する表５、及び冷間圧延及びエージングされた状態に対応する表６により、表４、５及び６にまとめられる。特性は、ストリップの回転方向に対する長手方向、及び前記回転方向に垂直な横方向に沿う両方で測定された。これらの特性は、（熱間圧延サンプルに関する）ヤング弾性率Ｅ、（冷間圧延サンプル、未エージング及びエージング）に関する）ヴィッカース硬度ＨＶ１、（ＭＰａで表される）従来の降伏強度Ｒｐ_0.2、（ＭＰａで表される）最大引張強度Ｒｍ、破断伸びＡ、（％で表され、初期の断面積Ｓ₀のルート二乗の５．６５倍に等しい長さＬ₀の標本から測定される）均一伸びＡｒ、及び全伸びＡｔである。

予想することができるように、冷間圧延生成物の場合における本発明の望ましい用途に関して最も重要である機械的特性は、単純圧延後よりもエージング後に実際にはるかに望ましく、エージングによっても、冷間圧延された状態に亘って記載される長手方向と横手方向での降伏強度、引張強度及び破断伸びの差を大きく低減することが可能になる。

例本発明６は、エージング後に、この段階で求められる目的に対応する引張強度及び降伏強度を有さないことにも注目されたい。これはおそらく、そのＭｏ含有量が比較的低く、そのＣｏ含有量がエージング後の最適な特性を得るために、この弱さを補完することに寄与しないということが原因である。Ｍｏ含有量が比較的低いが、本発明６より十分に高いＣｏ含有量がこの補完を得る能力を与える例本発明２と比較されたい。それでもなお、例本発明６は、熱間圧延された状態のその特性が本発明の対応する変形の要求に合致するという事実のため、本発明の一部と考えるべきである。

表６の調製に関して例として与えられるものとは少し異なる溶液熱処理及びエージング熱処理プロセスに関して、得られる硬度値は比較的小さく変化したことも注目された。８５０℃にて３０分間処理され、次いで４５０℃にて２時間処理されたサンプル本発明１に関して、得られた硬度は６９９ＨＶ１である。８５０℃にて３０分間処理され、次いで５００℃にて１時間処理されたサンプル本発明２に関して、得られた硬度は６４２ＨＶ１である。８５０℃にて３０分間処理され、次いで４５０℃にて４時間処理されたサンプル本発明３に関して、得られた硬度は６７８ＨＶ１である。

エージング条件は、その最適化の目的で冷間圧延生成物に関して探索された（標準化アニール又は溶液アニール後）。（アルゴン下、８００℃～１０００℃で探索された幾つかの条件の中で）アルゴン下で３０分間、８５０℃における溶液アニールが予め各グレードで実施され、オーステナイト及び均一構造にアクセスする能力を与えた。その後、種々の異なる対（時間及び温度）が、意図された用途に適したエージング条件を特定するために、これらのアニールされた材料で実験的に試験された。

次いで、３５０～６００℃、アルゴン下で探索されたエージング条件にしたがって、硬度の点で最適な値が特定された。

グレード本発明１は、６７５超のエージングされた状態での硬度水準Ｈｖを達成するために、３０分～５時間、４５０～５５０℃のエージング条件を好んだ。７３０Ｈｖの硬度は、１時間、５００℃におけるエージングプロセスに関して達成された。

グレード本発明２は、６３０Ｈｖ～６４０Ｈｖを達成するために、３０分～５時間、５５０℃未満におけるエージングプロセス、好ましくは１時間、５００℃におけるエージングプロセスに関して６００Ｈｖ超である表面硬度水準を達成することができる。

グレード本発明３は、３０分～５時間、５５０℃より高い温度におけるエージングプロセスに関して、６５０Ｈｖ超の表面硬度水準を達成することができる。

３０分～３時間、４５０～５５０℃のエージング条件に関して、グレード本発明４及び５は、２時間未満の処理時間で６５０Ｈｖより高い硬度の水準に接近した。例として、本発明４に関して６６０Ｈｖの硬度水準、及び本発明５に関して６７６Ｈｖが、３時間、４８０℃におけるＡｒ下での処理に関して得られた。

同様に、グレード本発明６及び本発明７は、４８０℃における３時間のエージング条件で、それぞれ６３６Ｈｖ及び６６６ＨＶの硬度水準を表す。

本発明のこれらのグレードが、向上した機械的特性を可能にするエージング条件に適合すること、及びしかしながら、それが、加えて方法とプロセス、及び関連するコストの点で用途及び使用の両方の便宜を示すことが注目される。実際に、得られる特性の安定性、特に硬度により、従来のグレードを超える４～５時間に亘って実施される熱処理により得られるものと同じか匹敵する特性を得るために、短い継続時間（典型的には３０分）のアニール操作の実施が可能となる。これらの熱処理の簡易性及び経済性の品質は、特に本発明によるこれらのグレードに関して有利である。

これらの本発明による新たなグレードは、最適化されたエージング条件下で、参照サンプル参照１及び参照２に対して向上した機械的特性（硬度、降伏強度、引張強度．．．）を示し、それにより、改善した介在物割合と共に、例えば動的応力、疲労応力中にも向上する特性に接近することが可能となる。

この点に関して、本発明によるサンプル、及びサンプル参照１は、Ａｒ下、８５０℃にて３０分間処理され、次いで４５０℃にて２時間処理された冷間圧延材料（５ｍｍ未満を測定する厚さ）に関して、２５Ｈｚの周波数、応力比Ｒ＝０．１のＩＮＳＴＲＯＮ水力学試験装置で非窒化エージング状態で疲労試験された。これらのエージング条件は、全てのグレードに関して最適化たわけではないが、同じ与えられたエージング条件下で互いにグレードを比較することを可能にする。これらの応力試験の結果を図１に示す。それは、課されたサイクル数の関数として、種々のサンプルで破壊が観察された応力水準を示す。また、サンプルの破壊をもたらさない応力水準と共に、１０００万超の非常に高いサイクル数に関して実施された試験に関して得られた結果（サンプル本発明２に関して３つの試験、他に関して１つの試験）も、各サンプルに関して報告された。

５００００サイクルから、本発明による例本発明１、本発明２及び本発明３は、参照１より大きい耐久性応力、及び課された応力超に対して抵抗し、本発明による例の耐久性は、大きく増大する。サンプル参照２は、窒化物のその含有量を考慮すると、疲労試験が他のサンプルのものと比較して劣った品質の結果を与えることが確実であったため、試験されなかった。

また最後に、本発明による３つのグレードの改善された特性は、表面に圧力を与える処理の後に調査された。この場合において、疲労応力を受けたこれらの微小厚みの材料に関して、窒化処理が、表面クラッキングの開始を遅らせるために、応力を受ける前に従来的に実施される。この圧縮下でのプレーシングは、知られているように、ショットピーニングで実施することもできる。

したがって、窒化の種々の条件が、本発明によるグレードに関して試験され、その中には、３０分～９０分間、ガス状雰囲気（ＮＨ₃下、又はクラックされたＮＨ₃雰囲気下）中での４２０℃～５１０℃の温度における処理、及びイオン窒化による処理が含まれた。

窒化層は、化学エッチング、又は グロー放電分光法（ＧＤＳ）によるプロファイル分析により見積もられた数十μｍの特性厚みを構成する種々のマトリックス内の窒素の拡散により成形される。それは、均一に分散した微細な析出物を含有する場合が時々あり、それに関して、有用である場合には、スチールの組成及び窒化の条件を調節することにより、化学的性質を調節することが可能である。

調査された温度及び処理時間の範囲において、本発明によるグレードは、それが参照１及び２と比較された際に、窒化後の向上した表面特性を明らかにする。表７は、同じ条件及び様式に基づいて、ミクロの刻み目により評価された硬度水準の例を示す。時間及び温度の種々の条件に加えて、窒化処理の３つの場合を試験した：
‐ＮＨ₃下でのガス窒化（試験ＮＧ１）；
‐クラックされたＮＨ₃下でのガス窒化（試験ＮＧ２）；
‐イオン窒化（試験ＮＩ）。

この場合のように、試験が粗い表面を有するサンプルで局所的な印象で実施される場合、係る種類の試験の測定不確実性が大きいことを理解されたい。したがって、全体の一般的な傾向の点で表７の結果を解釈することが必要である。

したがって、高性能疲労マトリックスを有することに加えて、本発明によるサンプルは、参照サンプル１及び２と比較して、窒化後の表面硬度の増加のために、特に表面上のより良好な機械的強度、及び向上した摩擦耐性を示す。したがって、参照サンプル１及び２と比べて５０Ｈｖ０．１超のゲインを低減した窒化時間に関して容易に見こむことができる。したがって適切であり、適正であり、特に厳しくはない窒化の条件下で、本発明によるグレードに関して、極端な表面硬度水準が１０５０Ｈｖ０．１超に到達することを予測することができる。

サンプル参照１及び２並びに本発明１～３に関する窒化の異なる条件に基づいて、極端な表面において達成される硬度の最小及び最大値は、図３に記録される。

最終的に、表面にアクセス可能なこれらの十分な硬度水準は、（Ｘ線回折により測定される）残留応力の存在を伴うことが立証され、それは、マトリックスに対する圧縮下で表面を配置し、表面クラッキングの開始を遅らせることを可能にした。

図２は、サンプル参照１、参照２、本発明１、本発明２及び本発明３に関する、窒化された圧延シートの表面上の圧縮残留応力の定性的な評価である。各サンプルに関して、数字は、プロセス、温度及び窒化時間を変化させて実施された全ての試験に関して評価された圧縮応力のプロットされた最小及び最大値を示す。窒化層内の残留応力の評価は、以下のパラメータ：０～５１°で変化するＣｈｉ、測定間隔１秒、０．１の増分において０～０．６のｓｉｎ²（ｐｓｉ）でサンプルの表面にて実施された。この条件下で得られた値は、Ｆｅのラインの位置における変化を追うことにより、材料表面における応力水準を決定することを可能にする。本発明によるサンプルの残留応力は、参照サンプルで観察されたものと比べて、大きく劣化しないことがわかる。

また、本発明の使用により、窒化層の組成の制御、したがって将来の生成物に関する意図された使用の特定の必要にそれを適合させることはより容易である。これが好ましいことがわかるが、窒化層内の「組み合わせ層」として一般的に知られている相の極端な表面における存在は、したがって容易に防止されることができる。これらの相は、Ｆｅ₄Ｎ_、Ｆｅ₂Ｎ、Ｆｅ₂Ｎ_1-x等として係る種類の窒化鉄の析出から生じる。

基本的な方法において、窒化の異なる条件下で存在する本発明によるスチールは、層を窒化する限りにおいて、従来技術の範囲内にある参照スチールと比べて、向上した経済的及び使用の性能の側面を：
‐その組成に関して、特に組み合わせ層の存在あり又はなしに関して；
‐その厚さに関して；
‐窒化の与えられた条件下でアクセス可能な硬度水準に関して；
‐窒素含有量の層の厚さにおける分布、析出相、その性質及びその分布、並びに硬度、残留応力の水準に関して；
‐窒化がプラズマにより実施されるか、特にガス状プロセスルートにより実施されるかに関わらず、参照グレードに対して得られる等価特性で、窒化プロセスの工業的実施の条件の容易さ及び経済性に関して
より容易に制御することができる
本発明の好ましい用途は、特に：
‐熱間圧延又は高温成形に供される半製品由来の製品、タービンシャフト又は一般的なトランスミッション構成要素部分に関する；
‐冷間圧延シート又はストリップ由来の製品、マシンツール、特に自動車のＣＶＴ型自動トランスミッションのベルト等の乗り物又は回転機械のトランスミッションベルトの要素に関する。

Claims (34)

1. 組成が、質量パーセントで以下
   ‐１０．０％≦Ｎｉ≦２４．５％；
   ‐１．０％≦Ｍｏ≦１２．０％；
   ‐１．０％≦Ｃｏ≦２５．０％；
   ‐２０．０％≦Ｍｏ＋Ｃｏ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔａ＋Ｃｒ＋Ｃ≦２９．０％；
   ‐Ｃｏ＋Ｍｏ≧２０．０％；
   ‐Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｍｏ≧２９％；
   ‐痕跡量≦Ａｌ≦４．０％；
   ‐痕跡量≦Ｔｉ≦０．１％；
   ‐痕跡量≦Ｎ≦０．００５０％；
   ‐０．０４％≦Ｓｉ≦２．０％；
   ‐痕跡量≦Ｍｎ≦４．０％；
   ‐痕跡量≦Ｃ≦０．０３％；
   ‐痕跡量≦Ｓ≦０．００２０％；
   ‐痕跡量≦Ｐ≦０．００５％；
   ‐痕跡量≦Ｂ≦０．０１％；
   ‐痕跡量≦Ｈ≦０．０００５％；
   ‐痕跡量≦Ｏ≦０．００２５％；
   ‐痕跡量≦Ｃｒ≦５．０％；
   ‐痕跡量≦Ｃｕ≦２．０％；
   ‐痕跡量≦Ｗ≦４．０％；
   ‐痕跡量≦Ｚｒ≦４．０％；
   ‐痕跡量≦Ｃａ≦０．１％；
   ‐痕跡量≦Ｍｇ≦０．１％；
   ‐痕跡量≦Ｎｂ≦４．０％；
   ‐痕跡量≦Ｖ≦４．０％；
   ‐痕跡量≦Ｔａ≦４．０％；
   であり、
   残部は鉄並びに溶錬及び製造プロセス由来の不純物であるスチールであって、
   前記スチールが熱成形された部品の形態である場合には、６５０ｍｍ^２を測定した研磨表面の画像解析により観察される介在物割合が、１０μｍ超の等価直径を有する非金属介在物を含有せず、
   前記スチールが冷間圧延シートの形態である場合には、８００ｍｍ^２を測定する研磨表面に亘る画像解析により観察される介在物割合が、１０μｍ超の等価直径を有する非金属介在物を含有せず、そして、
   前記スチールが熱間圧延シートである場合には、６５０ｍｍ^２を測定した研磨表面の画像解析により観察される介在物割合が、１０μｍ超の等価直径を有する非金属介在物を含有せず、１００ｍｍ^２に亘って５μｍ～１０μｍの等価直径を有する非金属介在物を４より多く含有せず、
   前記非金属介在物が、酸化物、硫化物、窒化物であること、
   を特徴とするスチール。
2. １８．０％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２７．０％であることを特徴とする、請求項１に記載のスチール。
3. Ｃｒが、溶錬及び製造プロセス由来の痕跡量でのみ存在することを特徴とする、請求項１又は２に記載のスチール。
4. 痕跡量≦Ｃｒ＜０．１０％であることを特徴とする、請求項１又は２に記載のスチール。
5. 熱成形された部品あるいは熱間圧延されたシート又は熱間圧延されたストリップの製造のための製造方法であって、
   ‐再溶融電極を、組成が請求項１～４のいずれか１項に記載の組成と一致するスチールから調製し；
   ‐再溶融電極を得るために、該電極の再溶融を単独又は複数の再溶融プロセスにより実施し；
   ‐熱成形された部品あるいは熱間圧延されたシート又は熱間圧延されたストリップを得るために、再溶融電極の熱成形の少なくとも１つのプロセスを１０５０℃～１３００℃の温度にて実施し；かつ、
   ‐任意選択的に、熱処理プロセスを前記熱成形された部品あるいは熱間圧延されたシート又は熱間圧延されたストリップに実施する
   ことを特徴とし、
   前記熱成形された部品あるいは熱間圧延されたシート又は熱間圧延されたストリップが、１０１０ＭＰａ以上の引張強度、１３０ＧＰａ以上のヤング弾性率、及び２％以上の均一伸びを有し、前記熱成形された部品あるいは熱間圧延されたシート又は熱間圧延されたストリップは、熱処理されていてもよく、そして、
   ６５０ｍｍ^２を測定した研磨表面の画像解析により観察される介在物割合が、１０μｍ超の等価直径を有する非金属介在物を含有せず、そして１００ｍｍ^２に亘って５μｍ～１０μｍの等価直径を有する非金属介在物を４より多く含有せず、
   前記非金属介在物が、酸化物、硫化物、窒化物である、
   方法。
6. 前記熱成形された部品あるいは熱間圧延されたシート又は熱間圧延されたストリップを切断する工程を含む、請求項５記載の方法。
7. ４２０℃～５５０℃の範囲で、３０分間～２時間に亘って硬化処理を行うことを含む、請求項６記載の方法。
8. 前記硬化処理の後に、前記熱成形された部品あるいは熱間圧延されたシート又は熱間圧延されたストリップの動的荷重に対する抵抗を改善するための表面処理プロセスを含む、請求項７記載の方法。
9. 前記表面処理が、浸炭、又はガス窒化、又はイオン窒化、又は浸炭窒化、又はショットピーニングのプロセスである、請求項８記載の方法。
10. 冷間圧延シート又はストリップの製造のための製造方法であって、
    熱間圧延されたシート又は熱間圧延されたストリップを得るために、請求項５記載の方法を実施すること、
    ２ｍｍ以下の厚さを有する冷間圧延されたシート又は冷間圧延されたストリップを得るために、前記熱間圧延されたシート又は熱間圧延されたストリップを、１つ又はそれより多くのパスにおいて冷間圧延することを含むことを特徴とする、方法。
11. 複数のパスの冷間圧延の累積圧下率が、少なくとも３０％であることを特徴とする、請求項１０に記載の方法。
12. 前記冷間圧延され、そして熱処理されたシート又はストリップが、２２７０ＭＰａ以上の引張強度、２２５０ＭＰａ以上の降伏強度、及び２％以上の破断伸びを有することを特徴とする、請求項１０または１１に記載の方法。
13. 冷間圧延パスの間及び／又は最後の冷間圧延パスの後に、少なくとも１つの熱処理プロセスを更に含むことを特徴とする、請求項１０または１１に記載の方法。
14. 前記冷間圧延され、そして熱処理されたシートもしくはストリップが、２２７０ＭＰａ以上の引張強度、２２５０ＭＰａ以上の降伏強度、及び２％以上の破断伸びを有することを特徴とする、請求項１３に記載の方法。
15. 前記冷間圧延されたシート又はストリップを、切断する工程を更に含む、請求項１０～１４のいずれか１項に記載の方法。
16. 冷間圧延され、そして切断された前記シート又はストリップを、４２０℃～５５０℃にて３０分～２時間の硬化処理に供することを特徴とする、請求項１５に記載の方法。
17. 冷間圧延され、そして切断された前記シート又はストリップを、その硬化処理の後に、動的荷重に対する抵抗を改善するための表面処理プロセスに供することを特徴とする、請求項１６に記載の方法。
18. 前記表面処理が、浸炭、又はガス窒化、又はイオン窒化、又は浸炭窒化、又はショットピーニングのプロセスであることを特徴とする、請求項１７に記載の方法。
19. 前記冷間圧延シート若しくはストリップの粒子サイズが、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した、ＡＳＴＭ粒子サイズ８又はそれより微細であることを特徴とする、請求項１０～１８のいずれか１項に記載の方法。
20. 組成が、質量パーセントで以下：
    ‐１０．０％≦Ｎｉ≦２４．５％；
    ‐１．０％≦Ｍｏ≦１２．０％；
    ‐１．０％≦Ｃｏ≦２５．０％；
    ‐２０．０％≦Ｍｏ＋Ｃｏ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔａ＋Ｃｒ＋Ｃ≦２９．０％；
    ‐Ｃｏ＋Ｍｏ≧２０．０％；
    ‐Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｍｏ≧２９％；
    ‐痕跡量≦Ａｌ≦４．０％；
    ‐痕跡量≦Ｔｉ≦０．１％；
    ‐痕跡量≦Ｎ≦０．００５０％；
    ‐０．０４％≦Ｓｉ≦２．０％；
    ‐痕跡量≦Ｍｎ≦４．０％；
    ‐痕跡量≦Ｃ≦０．０３％；
    ‐痕跡量≦Ｓ≦０．００２０％；
    ‐痕跡量≦Ｐ≦０．００５％；
    ‐痕跡量≦Ｂ≦０．０１％；
    ‐痕跡量≦Ｈ≦０．０００５％；
    ‐痕跡量≦Ｏ≦０．００２５％；
    ‐痕跡量≦Ｃｒ≦５．０％；
    ‐痕跡量≦Ｃｕ≦２．０％；
    ‐痕跡量≦Ｗ≦４．０％；
    ‐痕跡量≦Ｚｒ≦４．０％；
    ‐痕跡量≦Ｃａ≦０．１％；
    ‐痕跡量≦Ｍｇ≦０．１％；
    ‐痕跡量≦Ｎｂ≦４．０％；
    ‐痕跡量≦Ｖ≦４．０％；
    ‐痕跡量≦Ｔａ≦４．０％
    であり、
    残部が鉄並びに溶錬及び製造プロセス由来の不純物であるスチールであって、そして、
    前記スチールが、熱成形された部品の形態である場合には、６５０ｍｍ^２を測定した研磨表面の画像解析により観察される介在物割合が、１０μｍ超の等価直径を有する非金属介在物を含有せず、
    前記スチールが、熱間圧延シートである場合には、６５０ｍｍ^２を測定した研磨表面の画像解析により観察される介在物割合が、１０μｍ超の等価直径を有する非金属介在物を含有せず、そして１００ｍｍ^２に亘って５μｍ～１０μｍの等価直径を有する非金属介在物を４より多く含有せず、
    前記非金属介在物が、酸化物、硫化物、窒化物であること、
    を特徴とする、熱成形された部品又は熱間圧延シートの形態のスチールで製造された製品であって、
    前記製品が、１０１０ＭＰａ以上の引張強度、１３０ＧＰａ以上のヤング弾性率、および２％以上の均一伸びを有する、そして、
    前記製品は、熱処理されていてもよい、
    製品。
21. １８．０％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２７．０％であることを特徴とする、請求項２０に記載の製品。
22. Ｃｒが、溶錬及び製造プロセス由来の痕跡量でのみ存在することを特徴とする、請求項２０又は２１に記載の製品。
23. 痕跡量≦Ｃｒ＜０．１０％であることを特徴とする、請求項２０又は２１に記載の製品。
24. 少なくとも１０５０の表面硬度ＨＶ０．１を有することを特徴とする、請求項２０～２３のいずれか１項に記載の製品。
25. 組成が、質量パーセントで以下：
    ‐１０．０％≦Ｎｉ≦２４．５％；
    ‐１．０％≦Ｍｏ≦１２．０％；
    ‐１．０％≦Ｃｏ≦２５．０％；
    ‐２０．０％≦Ｍｏ＋Ｃｏ＋Ｓｉ＋Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｗ＋Ｖ＋Ｎｂ＋Ｚｒ＋Ｔａ＋Ｃｒ＋Ｃ≦２９．０％；
    ‐Ｃｏ＋Ｍｏ≧２０．０％；
    ‐Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｍｏ≧２９％；
    ‐痕跡量≦Ａｌ≦４．０％；
    ‐痕跡量≦Ｔｉ≦０．１％；
    ‐痕跡量≦Ｎ≦０．００５０％；
    ‐０．０４％≦Ｓｉ≦２．０％；
    ‐痕跡量≦Ｍｎ≦４．０％；
    ‐痕跡量≦Ｃ≦０．０３％；
    ‐痕跡量≦Ｓ≦０．００２０％；
    ‐痕跡量≦Ｐ≦０．００５％；
    ‐痕跡量≦Ｂ≦０．０１％；
    ‐痕跡量≦Ｈ≦０．０００５％；
    ‐痕跡量≦Ｏ≦０．００２５％；
    ‐痕跡量≦Ｃｒ≦５．０％；
    ‐痕跡量≦Ｃｕ≦２．０％；
    ‐痕跡量≦Ｗ≦４．０％；
    ‐痕跡量≦Ｚｒ≦４．０％；
    ‐痕跡量≦Ｃａ≦０．１％；
    ‐痕跡量≦Ｍｇ≦０．１％；
    ‐痕跡量≦Ｎｂ≦４．０％；
    ‐痕跡量≦Ｖ≦４．０％；
    ‐痕跡量≦Ｔａ≦４．０％
    であり、
    残部は鉄並びに溶錬及び製造プロセス由来の不純物であることと、
    ８００ｍｍ²を測定する研磨表面に亘る画像解析により観察される介在物割合が、１０μｍ超の等価直径を有する非金属介在物を含有しないことと、
    前記非金属介在物が、酸化物、硫化物、窒化物であること、
    を特徴とするスチールから製造された冷間圧延シート又はストリップであって、
    冷間圧延された前記シート又はストリップが、２２７０ＭＰａ以上の引張強度、２２５０ＭＰａ以上の降伏強度、および２％以上の破断伸びを有し、
    前記シート又はストリップは、冷間圧延の後に熱処理された、
    冷間圧延シート又はストリップ。
26. １８．０％≦Ｎｉ＋Ｍｏ≦２７．０％であることを特徴とする、請求項２５に記載の冷間圧延シート又はストリップ。
27. Ｃｒが、溶錬及び製造プロセス由来の痕跡量でのみ存在することを特徴とする、請求項２５又は２６に記載の冷間圧延シート又はストリップ。
28. 痕跡量≦Ｃｒ＜０．１０％であることを特徴とする、請求項２５又は２６に記載の冷間圧延シート又はストリップ。
29. 前記冷間圧延シート又はストリップが、冷間圧延後に少なくとも１つの熱処理プロセスに供されたことを特徴とする、請求項２５～２８のいずれか１項に記載の冷間圧延シート又はストリップ。
30. 前記冷間圧延シート又はストリップが、窒化処理後に、少なくとも１０５０の表面硬度ＨＶ０．１を有することを特徴とする、請求項２５～２９のいずれか１項記載の冷間圧延シート又はストリップ。
31. 熱成形されたタービンシャフト又はトランスミッション構成要素部分であって、前記シャフト又は前記トランスミッション構成要素部分が、請求項２０～２４のいずれか１項に記載の熱成形された製品から製造された少なくとも１つの要素を含むことを特徴とする、熱成形されたタービンシャフト又はトランスミッション構成要素部分。
32. トランスミッションベルトであって、前記トランスミッションベルトが、請求項２５～２９のいずれか１項に記載の冷間圧延シート若しくはストリップから製造された少なくとも１つの要素を含むことを特徴とするトランスミッションベルト。
33. 前記トランスミッションベルトが、自動車用ＣＶＴ型トランスミッションベルトであることを特徴とする、請求項３２に記載のトランスミッションベルト。
34. 請求項２５～２９のいずれか１項に記載のシート若しくはストリップであって、前記シート若しくはストリップの粒子サイズが、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠した、ＡＳＴＭ粒子サイズ８又はそれより微細であることを特徴とする、シート若しくはストリップ。