JP2020007632A - オーステナイト鋼合金及びオーステナイト鋼合金の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】延性を影響せずに優れた機械的特性を保つことができるオーステナイト鋼合金及びオーステナイト鋼合金の製造方法を提供する。
【解決手段】オーステナイト鋼合金は、２５ｗｔ％〜３１ｗｔ％のＭｎと、７ｗｔ％〜１０ｗｔ％のＡｌと、１．２ｗｔ％〜１．６ｗｔ％のＣと、６ｗｔ％以下のＭｏと、バランス量のＦｅと、を含む。オーステナイト鋼合金の製造方法は、Ｍｎと、Ａｌと、Ｃと、Ｍｏと、Ｆｅと、を共に溶融して溶鋼合金を得るステップ（ａ）と、溶鋼合金を鋳造して鋳片を得るステップ（ｂ）と、鋳片を９５０℃〜１１００℃の温度で熱間加工するステップ（ｃ）と、ステップ（ｃ）で熱間加工された合金を第１の水焼入れで加工するステップ（ｄ）と、ステップ（ｄ）で水焼入れを受けた合金を４８０℃〜６００℃の温度において放置し、時効処理をするステップ（ｅ）と、を含む。
【選択図】図１

Description

本発明は、オーステナイト鋼合金及びオーステナイト鋼合金の製造方法に関し、特に熱間工具を製造する材料として利用できるオーステナイト鋼合金及びオーステナイト鋼合金の製造方法に関する。

マルテンサイト鋼は、靱性や硬度といった材料物性に優れて、熱間工具の製造に利用されている鋼材である。しかし、マルテンサイト鋼は、低延性であるため、作成された熱間工具に割れを生ずる恐れがある。

ＡＩＳＩ Ｈ１３鋼材は、熱間工具の製造に利用されているマルテンサイト鋼の１種であり、０．３２ｗｔ％〜０．４５ｗｔ％の炭素（Ｃ）と、０．８ｗｔ％〜１．２ｗｔ％のケイ素（Ｓｉ）と、０．２ｗｔ％〜０．５ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）と、４．７５ｗｔ％〜５．５ｗｔ％のクロム（Ｃｒ）と、１．１ｗｔ％〜１．７５ｗｔ％のモリブデン（Ｍｏ）と、０．８ｗｔ％〜１．２ｗｔ％のバナジウム（Ｖ）と、０．０３ｗｔ％以下のリン（Ｐ）と、０．０３ｗｔ％以下の硫黄（Ｓ）と、バランス量の鉄（Ｆｅ）と、を含む。ＡＩＳＩ Ｈ１３鋼材は、常温での硬度が５５〜５８であり、常温での伸長率（Ｅｌｏｎｇａｔｉｏｎ、Ｅｌ）が３％〜５％であり、衝撃靭性が５ジュール〜１０ジュールであり、そして高温でのロックウェルＣ硬度（Ｒｏｃｋｗｅｌｌ Ｃ ｈａｒｄｎｅｓｓ、ＨＲＣ）が３３〜４１である。しかし、ＡＩＳＩ Ｈ１３鋼材は、低延性による割れが発生しがちであることで、一般的には、常温での硬度を４２〜５０に減少させていて、伸長率（Ｅｌ）を５％〜８％に高めている。

また、ＱＲＯ ９０鋼材は、熱間工具の製造に利用されているマルテンサイト鋼の別の１種であり、０．３８ｗｔ％の炭素と、０．３ｗｔ％のケイ素と、０．７５ｗｔ％のマンガンと、２．６ｗｔ％のクロムと、２．２５ｗｔ％のモリブデンと、０．９ｗｔ％のバナジウムと、バランス量の鉄と、を含む。ＱＲＯ ９０鋼材は、常温での硬度が４５であり、伸長率（Ｅｌ）が約１１％であり、衝撃靭性が１０ジュールであり、そして高温でのロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）が２６〜４１である。

また、Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼は、高強度や高延性などの材料物性を具えているため、更なる応用が見込まれる。そのため、数十年間に亘って広く研究されている。

従来のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼においては、炭素の含有量が１．２ｗｔ％を超えた辺りから、延性の低下が起こり始め割れが発生する恐れがある。したがって、従来のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼は、炭素の含有量が通常０．５４ｗｔ％〜１．３ｗｔ％に制御されており、更に、マンガン、ニオブ（Ｎｂ）、タングステン（Ｗ）のうちの少なくとも１種が添加されることにより強度が高められている。しかし、前述したマンガン、ニオブ、タングステンのうちの少なくとも１種が添加された従来のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼は、時効処理が行われた場合、該Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼の結晶粒界に粗大な炭化物の析出が発生しがちで、伸長率（Ｅｌ）が低下してしまう。そのため、該Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼により作成された熱間工具に割れを生ずる恐れがある。

特許文献１には、特定量の鉄、マンガン、アルミニウム、炭素を含有し、特に炭素の含有量が１．４ｗｔ％〜２．２ｗｔ％に制御されたＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ合金が記載されている。該Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ合金は、溶体化処理（ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｈｅａｔ ｔｒｅａｔｍｅｎｔ、ＳＨＴ）した後の焼き入れの際に、スピノーダル分解により相転移していて、オーステナイトマトリックス相に高密度のκ’炭化物が形成されていることにより、高強度及び高延性を得ることができる。しかし、該Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ合金は、例えばクロム、マンガン、チタン（Ｔｉ）などの強力な炭化物生成元素が添加されると、オーステナイトマトリックス相に高密度のκ’炭化物が形成されることによる効果を得ることができなくなるので、該Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ合金への上述の炭化物生成元素の添加は望ましくない。

米国特許第９５２８１７７号明細書

したがって、本発明の目的は、常温での延性を損なうことなく優れた機械的特性を有することができ、且つ高温でも優れた機械的特性を保つことができるオーステナイト鋼合金及びオーステナイト鋼合金の製造方法を提供する。

上記目的を達成すべく、本発明は以下のオーステナイト鋼合金及びオーステナイト鋼合金の製造方法を提供する。

即ち、２５ｗｔ％〜３１ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）と、７ｗｔ％〜１０ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）と、１．２ｗｔ％〜１．６ｗｔ％の炭素（Ｃ）と、６ｗｔ％以下のモリブデン（Ｍｏ）と、バランス量の鉄（Ｆｅ）と、を含むオーステナイト鋼合金を提供する。

更に、マンガン（Ｍｎ）と、アルミニウム（Ａｌ）と、炭素（Ｃ）と、モリブデン（Ｍｏ）と、鉄（Ｆｅ）と、を共に溶融して、２５ｗｔ％〜３１ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）と、７ｗｔ％〜１０ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）と、１．２ｗｔ％〜１．６ｗｔ％の炭素（Ｃ）と、６ｗｔ％以下のモリブデン（Ｍｏ）と、バランス量の鉄（Ｆｅ）とを含む溶鋼合金を得るステップ（ａ）と、前記溶鋼合金を鋳造して鋳片を得るステップ（ｂ）と、前記鋳片を９５０℃〜１１００℃の温度で熱間加工するステップ（ｃ）と、前記ステップ（ｃ）で熱間加工された合金を第１の水焼入れで加工するステップ（ｄ）と、前記ステップ（ｄ）で水焼入れを受けた合金を４８０℃〜６００℃の温度において放置し、時効処理をするステップ（ｅ）と、を含むオーステナイト鋼合金の製造方法を提供する。

特定量の鉄、マンガン、アルミニウム、炭素を含有しているＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼に６ｗｔ％以下のモリブデンが添加されることによって、常温（２５℃）で高強度及び高延性を有するオーステナイト鋼合金が得られ、且つ高温（約５００℃）であっても良い機械的特性を保つことができる。

本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法が示されるフローチャートである。 本発明に係る実施例１の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。 本発明に係る実施例３の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。 本発明に係る実施例８の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。 本発明に係る実施例１の時効処理されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。 本発明に係る実施例３の時効処理されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。 本発明に係る実施例８の時効処理されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。 比較例１の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。 比較例２の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。

本発明に係るオーステナイト鋼合金は、２５ｗｔ％〜３１ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）と、７ｗｔ％〜１０ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）と、１．２ｗｔ％〜１．６ｗｔ％の炭素（Ｃ）と、６ｗｔ％以下のモリブデン（Ｍｏ）と、バランス量の鉄（Ｆｅ）と、を含む。該オーステナイト鋼合金は、高強度及び高延性を有しているため、普通鋼板（例えば、自動車板金、建築用鋼板など）、機械部品（例えば、車軸、ギア、ベアリング、シャフト、ヒンジなど）、熱間工具などの製造に利用することができる。

マンガンは、強力なオーステナイト安定化元素である。オーステナイト相は、より多いスリップ転位を有する面心立方格子構造（ｆａｃｅ ｃｅｎｔｅｒ ｃｕｂｉｃ、ＦＣＣ）であるため、体心立方格子構造（ｂｏｄｙ ｃｅｎｔｅｒ ｃｕｂｉｃ、ＢＣＣ）または六方最密充填構造（ｈｅｘａｇｏｎａｌ ｃｌｏｓｅ ｐａｃｋｅｄ、ＨＣＰ）より良い延性を有している。したがって、常温で完全オーステナイト相を得るために、本発明に係るオーステナイト鋼合金のマンガンの含有量は、２５ｗｔ％〜３１ｗｔ％にある。特定の実施形態において、前記マンガンの含有量は２６ｗｔ％〜３０ｗｔ％にある。特定の実施形態において、前記マンガンの含有量は２７ｗｔ％〜２９ｗｔ％にある。

アルミニウムは、強力なフェライト安定化元素であるだけでなく、（Ｆｅ、Ｍｎ）_３ＡｌＣx炭化物（即ち、κ’炭化物）を形成する主要な元素である。本発明に係るオーステナイト鋼合金のアルミニウムの含有量は、７ｗｔ％〜１０ｗｔ％％にある。特定の実施形態において、前記アルミニウムの含有量は８ｗｔ％〜１０ｗｔ％にある。特定の実施形態において、前記アルミニウムの含有量は８ｗｔ％〜９ｗｔ％にある。

本発明に係るオーステナイト鋼合金の炭素の含有量は、１．２ｗｔ％〜１．６ｗｔ％にあり、従来のマンガン、ニオブ（Ｎｂ）、タングステン（Ｗ）の少なくともいずれかが添加されたＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼の最大１．０ｗｔ％より多い。特定の実施形態において、前記炭素の含有量は１．４ｗｔ％〜１．６ｗｔ％にある。

モリブデンは、非常に強力な炭化物生成元素である。本発明に係るオーステナイト鋼合金のモリブデンの含有量は、６ｗｔ％以下にある。特定の実施形態において、前記モリブデンの含有量は２ｗｔ％〜６ｗｔ％にある。

特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金は、６ｗｔ％以下のクロム（Ｃｒ）を更に含む。クロムもまた、非常に強力な炭化物生成元素である。

特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金は、５ｗｔ％以下のコバルト（Ｃｏ）を更に含む。コバルトもまた、非常に強力な炭化物生成元素である。

なお、該オーステナイト鋼合金における低融点元素（例えば、マンガンやアルミニウム）の含有量については、溶融過程で低融点元素の蒸発を引き起こしやすいため、溶融加工後の該オーステナイト鋼合金における低融点元素の量は、溶融加工前の低融点元素の量とわずかに異なっている。しかし、その差は許容範囲内にあるため、該オーステナイト鋼合金の性質に影響しない。

＜オーステナイト鋼合金の製造方法＞
図１は本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法を説明するフローチャートである。図１に示されているように、以下のステップ（ａ）〜ステップ（ｆ）を含む。

ステップ（ａ）において、マンガンと、アルミニウムと、炭素と、モリブデンと、鉄と、を共に溶融して、２５ｗｔ％〜３１ｗｔ％のマンガンと、７ｗｔ％〜１０ｗｔ％のアルミニウムと、１．２ｗｔ％〜１．６ｗｔ％の炭素と、６ｗｔ％以下のモリブデンと、バランス量の鉄とを含む溶鋼合金を得る。

ステップ（ｂ）において、前記溶鋼合金を鋳造して鋳片を得る。

ステップ（ｃ）において、前記鋳片を９５０℃〜１１００℃の温度で熱間加工（例えば、圧延や鍛造など）する。

ステップ（ｄ）において、ステップ（ｃ）で熱間加工された合金を第１の水焼入れで加工した後に、常温に冷却する。

ステップ（ｅ）において、ステップ（ｄ）で水焼入れを施した合金を４８０℃〜６００℃の温度において放置し、時効処理をする。

ステップ（ｆ）において、ステップ（ｅ）で時効処理を施した合金を第２の水焼入れで加工した後に、常温に冷却する。

特定の実施形態において、ステップ（ｃ）の熱間加工において、該ステップ（ｃ）で熱間加工された合金の厚さを、ステップ（ｂ）で得た鋳片の厚さの２５％以下とする。

特定の実施形態において、ステップ（ｅ）における時効処理は、４８０℃〜５００℃の温度において５時間〜１２時間放置することで行う。

特定の実施形態において、ステップ（ｅ）における時効処理は、５００℃〜６００℃の温度において１時間〜４時間放置することで行う。

上記の本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法は、炭素の含有量が少なくて強力な炭化物生成元素が添加される従来のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼の製造方法とは異なっている。具体的には、炭素の含有量が少なくて強力な炭化物生成元素が添加される従来のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼の製造方法においては、熱間加工後に、溶体化処理（ＳＨＴ）を行うことが必要となり、溶体化処理（ＳＨＴ）を行うことで、結晶粒界に析出される粗大な炭化物をオーステナイトマトリックス相に溶解させ、延性を向上させている。一方、炭素の含有量が比較的に多くて強力な炭化物生成元素が添加される本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法においては、熱間加工の温度を９５０℃〜１１００℃に制御することによって、熱間加工過程で結晶粒界に粗大な炭化物が析出することを防ぐことができる。そのため、本発明に係る方法によれば、従来のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼の製造方法にある溶体化処理（ＳＨＴ）を行なう必要なく、高強度や高延性が達成されたオーステナイト鋼合金を製造することができる。

なお、ステップ（ｆ）では、時効処理を受けた合金が常温まで自然冷却されれば良く、第２の水焼入れを実行しなくても良い。更に、本発明では、熱間加工の温度を制御することによって結晶粒界に粗大な炭化物が析出することを防止できるので、従来のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼の製造方法にある溶体化処理（ＳＨＴ）を省略することができ、プロセス時間を短縮することができる。

上記の本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、その結晶相が完全オーステナイト相になり、且つ、２５℃での降伏強度（ｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ、ＹＳ）が１２００ＭＰａ〜１４００ＭＰａであり、２５℃でのロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）が４５〜５５であり、２５℃での引張強度（ｕｌｔｉｍａｔｅ ｔｅｎｓｉｌｅ ｓｔｒｅｎｇｔｈ、ＵＴＳ）が１２００ＭＰａ〜１５００ＭＰａであり、２５℃での伸長率（Ｅｌ）が２０％〜４０％である。更に、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、７００℃までの高温であっても優れた降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＵＴＳ）を保つことができる。そのため、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、普通鋼板（例えば、自動車板金、建築用鋼板など）、機械部品（例えば、車軸、ギア、ベアリング、シャフト、ヒンジなど）、熱間工具などの製造に利用されることができる。

特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金は、炭素の含有量が１．４２ｗｔ％〜１．５ｗｔ％にあり、モリブデンの含有量が３．５ｗｔ％〜５ｗｔ％にある。また、特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、２５℃での降伏強度（ＹＳ）が１３１０ＭＰａ〜１３４０ＭＰａであり、２５℃での引張強度（ＵＴＳ）が１３５３ＭＰａ〜１３８６ＭＰａであり、ロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）が４７〜４７．７である。

特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金は、炭素の含有量が１．４２ｗｔ％〜１．４５ｗｔ％にあり、モリブデンの含有量が３．５ｗｔ％〜４ｗｔ％にある。また、特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、２５℃での伸長率（Ｅｌ）が２５％に達する。

特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金は、マンガンの含有量が２７．７ｗｔ％〜３０ｗｔ％にあり、アルミニウムの含有量が８．２ｗｔ％〜８．５ｗｔ％にある。また、特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、２５℃での降伏強度（ＹＳ）が１２５０ＭＰａ〜１３５０ＭＰａであり、２５℃での引張強度（ＵＴＳ）が１２８０ＭＰａ〜１３８６ＭＰａであり、２５℃での伸長率（Ｅｌ）が２０％〜３２％であり、ロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）が４６．７〜４７．７である。

特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金は、マンガンの含有量が２７ｗｔ％〜２９ｗｔ％にあり、アルミニウムの含有量が８ｗｔ％〜８．５ｗｔ％にあり、モリブデンの含有量が３ｗｔ％〜６ｗｔ％にある。また、特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、２５℃での降伏強度（ＹＳ）が１２３０ＭＰａ以上であり、２５℃での引張強度（ＵＴＳ）が１２８０ＭＰａ以上であり、２５℃での伸長率（Ｅｌ）が２０％以上であり、３００℃での降伏強度（ＹＳ）が１０００ＭＰａ以上であり、３００℃での引張強度（ＵＴＳ）が１０００ＭＰａ以上である。

特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金は、モリブデンの含有量が３ｗｔ％にあり、且つ３ｗｔ％のクロムまたは２ｗｔ％のコバルトを更に含む。また、特定の実施形態において、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、２５℃での降伏強度（ＹＳ）が１２３０ＭＰａ〜１３００ＭＰａであり、２５℃での引張強度（ＵＴＳ）が１２８０ＭＰａ〜１３４４ＭＰａであり、２５℃での伸長率（Ｅｌ）が２４％〜３７％であり、２５℃でのロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）が４５〜４６．８である。

なお、熱間工具の製造に現在利用されている鋼は、密度が７．８ｇ／ｃｍ^３〜７．９ｇ／ｃｍ^３にある。一方、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、密度が６．６ｇ／ｃｍ^３〜６．８ｇ／ｃｍ^３にあり、前述した熱間工具の製造に現在利用されている鋼より密度が減少されている。そのため、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、高強度及び高延性だけでなく、軽量化にも有利である。

従来の１．４ｗｔ％〜２．２ｗｔ％と比較的多量の炭素を含んでいるＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼は、完全オーステナイト相を得ることができ、且つオーステナイトマトリックス相に高密度の（Ｆｅ、Ｍｎ）_３ＡｌＣx炭化物（即ち、κ’炭化物）が形成されていて、結晶粒界における粗大な炭化物の析出を防ぐことができる。そのため、熱間加工、溶体化処理（ＳＨＴ）、水焼入れによって、常温で高強度及び高延性を得ることができる。一方、本発明に係るオーステナイト鋼合金には、特定量の強力な炭化物生成元素（即ち、モリブデン、クロム、コバルト）が添加されていて熱間加工の温度を９５０℃〜１１００℃に制御することによって、結晶粒界における粗大な炭化物の析出を防止することができる。そのため、溶体化処理（ＳＨＴ）が必要なく、高強度及び高延性を得ることができ、且つプロセス時間を短縮することができる。

以下、実施例１〜実施例１１及び比較例１〜比較例３を通じて本発明を詳細に説明する。但し、下記の実施例は、本発明をより詳細に説明するための例示であるだけで、本発明の権利範囲を限定するものではない。

実施例１：
まず、高周波溶解炉で大気雰囲気下で３０ｗｔ％のマンガンと、８５ｗｔ％のアルミニウムと、１．４５ｗｔ％の炭素と、６ｗｔ％のモリブデンと、バランス量の鉄と、を含有している鋼合金を溶融して溶鋼合金を得て、該溶鋼合金を鋳造して、厚さが２ｃｍの鋳片を得た。

そして、該鋳片を１１００℃で２０分炉内で加熱してから、９５０℃〜１１００℃の温度で圧延を行って、該鋳片の厚さの２５％以下となった試験片を得た。

そして、該試験片を第１の水焼入れで加工してから、常温になるまで冷却した。

その後、冷却した該試験片を酸化物層が除去されるよう研磨してから、５００℃の温度で時効処理をした。これにより、オーステナイト鋼合金を得た。

実施例２〜実施例１１：
実施例２〜実施例１１では、表１に示すように異なる元素を含む鋼合金を利用して、実施例１と同様のプロセスを行なってオーステナイト鋼合金を得た。

比較例１〜比較例３：
比較例１〜比較例３では、表１に示すように異なる元素を含む鋼合金を利用して、実施例１と同様のプロセスを行なってオーステナイト鋼合金を得た。

実施例１〜実施例１１及び比較例１〜比較例３の各試験片について、２５℃での降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＵＴＳ）、伸長率（Ｅｌ）、ロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）などの測定を行った。測定の結果は、表２に示されている。

また、実施例４と、実施例７と、実施例９と、比較例１と、比較例２と、比較例３との各試験片については、それぞれ３００℃、５００℃、７００℃で降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＵＴＳ）の測定を行なった。測定の結果は、表３に示されている。

測定方法：
ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍの試験法規格に基づいて所望の温度（即ち、２５℃、３００℃、５００℃、７００℃）で１０^−３／ｓｅｃの速度でインストロン型引張試験機で各試験片測定を実行した。

各試験片について、所望の温度での応力とひずみの関係の実測値を得て、以下に示されているような応力‐ひずみ曲線（表２）を得た。

Ｌ２及びＬ３はＬ１と平行である。

１．降伏強度（ＹＳ）：
降伏強度（ＹＳ）は、応力‐ひずみ曲線のＡに示されるように、応力‐ひずみ曲線における残留ひずみが０．２％となる場合の応力として定義されている。

２．引張強度（ＵＴＳ）：
引張強度（ＵＴＳ）は、応力‐ひずみ曲線のＢに示されるように、鋼材が破断する直前における最大の引張応力と定義されている。

３．伸長率（Ｅｌ）：
伸長率（Ｅｌ）は、応力‐ひずみ曲線のＣに示されるように、鋼材が破断する直前における最大のひずみと定義されている。

４．ロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）：
各試験片について、ロックウェル硬さ測定器を利用して、１５０ｋｇｆでロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）を測定する。測定に利用される圧子はダイヤモンド円錐である。測定の結果は、表３に示されている。

表３に示されるように、実施例１〜実施例１１の各試験片について、２５℃での降伏強度（ＹＳ）は１２３０ＭＰａ〜１３５０ＭＰａであり、２５℃での引張強度（ＵＴＳ）は１２８０ＭＰａ〜１３８６ＭＰａであり、２５℃での伸長率（Ｅｌ）は２０％〜３７％であり、そして２５℃でのロックウェルＣ硬度（ＨＲＣ）は４５〜４７．７である。実施例１〜実施例１１の各試験片は、比較例１〜比較例３の各試験片より優れた強度及び延性を有している。また、実施例１〜実施例１１において、モリブデンの含有量を２ｗｔ％〜６ｗｔ％に制御することによる本発明に係るオーステナイト鋼合金は、比較例１〜比較例３及び従来のＡＩＳＩ Ｈ１３やＱＲＯ ９０などの合金より常温（２５℃）で優れた強度及び延性を有することができ、且つ高温でも高強度を保つことができる。そのため、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、熱間工具の製造に利用することに適した鋼材であり、且つ作成された熱間工具に割れを生ずることを防ぐことができる。

更に、表３に示されるように、実施例１〜実施例１１の各試験片について、５時間〜１２時間の時効処理を経ても強度に大きな影響がない。本発明に係るオーステナイト鋼合金は、熱間加工している場合、温度を制御することによって結晶粒界に粗大な炭化物の析出を防止することができる。

図２〜図４を参照して説明する。ここで、図２は本発明に係る実施例１の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真であり、図３は本発明に係る実施例３の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真であり、また、図４は本発明に係る実施例８の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。

図２〜図４に示されるように、９５０℃〜１１００℃の温度で熱間加工しても結晶粒界に粗大な炭化物が析出することはない。

図５〜図７を参照して説明する。ここで、図５は本発明に係る実施例１の時効処理されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真であり、図６は本発明に係る実施例３の時効処理されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真であり、また、図７は本発明に係る実施例８の時効処理されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。

図５〜図７に示されるように、異なる時間で時効処理の後に９５０℃〜１１００℃の温度で熱間加工しても結晶粒界に粗大な炭化物が析出することはない。

図８と図９を参照して説明する。ここで、図８は上記比較例１の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真であり、また、図９は上記比較例２の熱間加工されたオーステナイト鋼合金の光学顕微鏡写真である。

図８と図９に示されるように、比較例１及び比較例２の試験片には、オーステナイト鋼合金に過剰な強力な炭化物生成元素が添加されると、熱間加工の温度を制御してもやはり結晶粒界に粗大な炭化物が析出してしまう。そのため、オーステナイト鋼合金の延性に不利である。

なお、表３に示されるように、実施例４と実施例７と実施例９の試験片について、３００℃での降伏強度（ＹＳ）は９７０ＭＰａ〜１０３０ＭＰａであり、３００℃での引張強度（ＵＴＳ）は１０２２ＭＰａ〜１０７０ＭＰａであり、また、５００℃での降伏強度（ＹＳ）は６５０ＭＰａ〜７００ＭＰａであり、５００℃での引張強度（ＵＴＳ）は７１９ＭＰａ〜７８６ＭＰａであり、また、７００℃での降伏強度（ＹＳ）は４１０ＭＰａ〜４２０ＭＰａであり、７００℃での引張強度（ＵＴＳ）は４４０ＭＰａ〜４４９ＭＰａである。比較例３の試験片について、常温（即ち、２５℃）での伸長率（Ｅｌ）は優れているが、常温及び高温（即ち、３００℃、５００℃）での降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＵＴＳ）は実施例４と実施例７と実施例９の試験片の降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＵＴＳ）と比較して低い。本発明に係るオーステナイト鋼合金は、常温の２５℃だけでなく、高温の３００℃及び５００℃でも高強度を保つことができる。そのため、熱間工具の製造に利用されることができる。

総括すると、１ｗｔ％の炭素を含んでいる従来のＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼には、含有量が比較的に低いモリブデン、タングステンなどの強力な炭化物生成元素が添加されると、該オーステナイト鋼の延性を向上させることができる。しかし、該オーステナイト鋼の強度は、著しく向上させることができない。一方、このようなＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ系のオーステナイト鋼は、強力な炭化物生成元素が添加されることによって強度を向上させることができるが、延性を維持することが困難である。米国特許第ＵＳ９５２８１７７号に記載されるように、例えばクロム、チタン、マンガンなどの強力な炭化物生成元素は、該Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ合金に添加しても、オーステナイトマトリックス相に高密度のκ’炭化物が形成されることに関する著しい効果を得ることができないので、該Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ合金への炭化物生成元素の添加は勧められない。

本発明に係るオーステナイト鋼合金は、６ｗｔ％以下のモリブデンと、１．２ｗｔ％〜１．６ｗｔ％の炭素とを含む。したがって、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、常温でも高温でも高強度及び高延性を得ることができる。

上記においては、本発明の全体的な理解を促すべく、多くの具体的な詳細が示された。しかしながら、当業者であれば、一またはそれ以上の他の実施形態が具体的な詳細を示さなくとも実施され得ることが明らかである。

以上、本発明の好ましい実施形態及び変化例を説明したが、本発明はこれらに限定されるものではなく、最も広い解釈の精神および範囲内に含まれる様々な構成として、全ての修飾および均等な構成を包含するものとする。

本発明に係るオーステナイト鋼合金は、６ｗｔ％以下のモリブデンが添加されていることによって、常温で優れた機械的特性及び延性の両立を可能として、且つ高温でも良い機械的特性を保つことができる。

よって、本発明に係るオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されるオーステナイト鋼合金は、一般的な鋼材として利用されるだけでなく、熱間鋼材としても利用されることができる。そのため、産業上の利用可能性がある。

（ａ）〜（ｆ） ステップ

Claims (18)

1. ２５ｗｔ％〜３１ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）と、
   ７ｗｔ％〜１０ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）と、
   １．２ｗｔ％〜１．６ｗｔ％の炭素（Ｃ）と、
   ６ｗｔ％以下のモリブデン（Ｍｏ）と、
   バランス量の鉄（Ｆｅ）と、
   を含むことを特徴とするオーステナイト鋼合金。
2. マンガン（Ｍｎ）の含有量が２６ｗｔ％〜３０ｗｔ％にあり、アルミニウム（Ａｌ）の含有量が８ｗｔ％〜１０ｗｔ％にあることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト鋼合金。
3. マンガン（Ｍｎ）の含有量が２７ｗｔ％〜２９ｗｔ％にあり、モリブデン（Ｍｏ）の含有量が２ｗｔ％〜６ｗｔ％にあることを特徴とする請求項２に記載のオーステナイト鋼合金。
4. アルミニウム（Ａｌ）の含有量が８ｗｔ％〜９ｗｔ％にあることを特徴とする請求項３に記載のオーステナイト鋼合金。
5. 炭素（Ｃ）の含有量が１．４ｗｔ％〜１．６ｗｔ％にあることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト鋼合金。
6. モリブデン（Ｍｏ）の含有量が２ｗｔ％〜６ｗｔ％にあることを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト鋼合金。
7. ６ｗｔ％以下のクロム（Ｃｒ）を更に含むことを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト鋼合金。
8. ５ｗｔ％以下のコバルト（Ｃｏ）を更に含むことを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト鋼合金。
9. マンガン（Ｍｎ）と、アルミニウム（Ａｌ）と、炭素（Ｃ）と、モリブデン（Ｍｏ）と、鉄（Ｆｅ）と、を共に溶融して、２５ｗｔ％〜３１ｗｔ％のマンガン（Ｍｎ）と、７ｗｔ％〜１０ｗｔ％のアルミニウム（Ａｌ）と、１．２ｗｔ％〜１．６ｗｔ％の炭素（Ｃ）と、６ｗｔ％以下のモリブデン（Ｍｏ）と、バランス量の鉄（Ｆｅ）とを含む溶鋼合金を得るステップ（ａ）と、
   前記溶鋼合金を鋳造して鋳片を得るステップ（ｂ）と、
   前記鋳片を９５０℃〜１１００℃の温度で熱間加工するステップ（ｃ）と、
   前記ステップ（ｃ）で熱間加工された合金を第１の水焼入れで加工するステップ（ｄ）と、
   前記ステップ（ｄ）で水焼入れを受けた合金を４８０℃〜６００℃の温度において放置し、時効処理をするステップ（ｅ）と、
   を含むことを特徴とするオーステナイト鋼合金の製造方法。
10. 前記時効処理は、４８０℃〜５００℃の温度において５時間〜１２時間放置することで行うことを特徴とする請求項９に記載のオーステナイト鋼合金の製造方法。
11. 前記時効処理は、５００℃〜６００℃の温度において１時間〜４時間放置することで行うことを特徴とする請求項９に記載のオーステナイト鋼合金の製造方法。
12. 前記ステップ（ｅ）で時効処理を受けた合金を第２の水焼入れで加工するステップ（ｆ）を更に含むことを特徴とする請求項９に記載のオーステナイト鋼合金の製造方法。
13. 前記ステップ（ｃ）の熱間加工において、該ステップ（ｃ）で熱間加工された合金の厚さを、前記ステップ（ｂ）で得た鋳片の厚さの２５％以下とすることを特徴とする請求項９に記載のオーステナイト鋼合金の製造方法。
14. 請求項９に記載のオーステナイト鋼合金の製造方法により製造されたオーステナイト鋼合金であって、
    結晶相が完全オーステナイト相になっていて、且つ、
    ２５℃での降伏強度が１２００ＭＰａ〜１４００ＭＰａであり、
    ２５℃での硬度が４５〜５５のロックウェルＣであり、
    ２５℃での引張強度が１２００ＭＰａ〜１５００ＭＰａであり、
    ２５℃での伸長率が２０％〜４０％である、
    ことを特徴とするオーステナイト鋼合金。
15. ３００℃での引張強度が１０００ＭＰａ以上にあることを特徴とする請求項１４に記載のオーステナイト鋼合金。
16. ３００℃での降伏強度が９７０ＭＰａ以上にあることを特徴とする請求項１４に記載のオーステナイト鋼合金。
17. ５００℃での降伏強度６５０ＭＰａ以上にあり、５００℃での引張強度が７００ＭＰａ以上にあることを特徴とする請求項１４に記載のオーステナイト鋼合金。
18. ７００℃での降伏強度が４１０ＭＰａ〜４２０ＭＰａであり、７００℃での引張強度が４４０ＭＰａ〜４４９ＭＰａであることを特徴とする請求項１４に記載のオーステナイト鋼合金。