(57)【要約】      （修正有）【課題】従来のマトリックスハイスより焼入れ温度が低く、熱処理後の硬さ、靱性などの特性が従来のものと同程度の合金工具鋼及びその製造方法、並びにそれを用いた金型を提供する。【解決手段】  Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏとＷの１種又は２種、Ｖ、Ａｌ、Ｏ及びＮを所定量含有し、更にＣｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｔａ、Ｚｒ、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｃａ、Ｔｅ、Ｓｅ、ＲＥＭ及びＭｇのうちの１種または２種以上を所定量含有し、下記式１及び式２を満たし、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする。また、下記１式を満足するよう設定する。−０．２＜ΔＣ＜０．２・・・・・（１）ただし、ΔＣ＝Ｃ−（０．０６×Ｃｒ＋０．０６３×Ｍｏ＋０．０３３×Ｗ＋０．２×Ｖ＋０．１×Ｎｂ）また、下記２式で定義されるＬｃが１．０以上２以下となる様設定できるＬｃ＝（８．８×Ｍｏ＋５．９×Ｗ＋５０×Ｖ＋４０×Ｎｂ）／（６×Ｃｒ）・・・（２）【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
焼鈍し状態でＭ２３Ｃ６型炭化物が２〜５ｖｏｌ％生成する組成を有し（ただし、Ｍ
はＦｅ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂより選ばれる１種又は２種以上）、かつＭＣ型炭化物及びＭ６Ｃ型炭化物の少なくともいずれかが分散析出した焼入れ焼戻し組織を有してなり、かつロックウェルＣスケール硬さがＨＲＣ５５以上ＨＲＣ６６以下であることを特徴とする合金工具鋼。
【請求項２】
質量％で、Ｆｅ：７９．１３５〜９３．７５％、Ｃ：０．５０〜０．８０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：４．５０〜６．００％、Ｍｏ：０．０５〜５．００％、Ｗ：５．００％以下、Ｖ：０．０５〜１．００％、Ｎｂ：０．５０％以下を含有し、かつ
２×Ｍｏ(%)＋Ｗ(%)が２以上１０以下であることを特徴とする請求項１に記載の合金工具鋼。
【請求項３】
Ｃｏを８．００％以下含有することを特徴とする請求項２に記載の合金工具鋼。
【請求項４】
Ｔｉ：０．１０％以下、Ｃａ，Ｔｅ，Ｓｅの合計：０．１０％以下、Ｐｂ，Ｂｉの合計：１．００％以下、Ｔａ，Ｚｒの合計：０．１０％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．０２％以下を含有することを特徴とする請求項２または３に記載の合金工具鋼。
【請求項５】
下記（１）式を満たすことを特徴とする請求項２ないし４のいずれか１項に記載の合金工具鋼。
−０．２＜ΔＣ＜０．２・・・（１）式
ただし、ΔＣ＝Ｃ−（０．０６×Ｃｒ＋０．０６３×Ｍｏ＋０．０３３×Ｗ＋０．２×Ｖ＋０．１×Ｎｂ）
【請求項６】
下記（２）式で定義されるＬｃが１．０以上２．０以下であることを特徴とする請求項２ないし５のいずれか１項に記載の合金工具鋼。
Ｌｃ＝（８．８×Ｍｏ＋５．９×Ｗ＋５０×Ｖ＋４０×Ｎｂ）／（６×Ｃｒ）・・・（２）式
【請求項７】
前記Ｌｃが１．５以上２．０以下であることを特徴とする請求項６に記載の合金工具鋼。
【請求項８】
前記Ｃｒ含有量が５．００〜６．００％、かつ前記２Ｍｏ(%)＋Ｗ(%)が４以上８以下であることを特徴とする請求項２ないし７のいずれか１項に記載の合金工具鋼
【請求項９】
質量％で、Ｃ：０．５０〜０．８０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：４．５０〜６．００％、ＭｏとＷの１種又は２種をＭｏ：０．０５〜５．００％、Ｗ：５．００％以下の範囲内で２Ｍｏ＋Ｗで２．００〜１０．００％、Ｖ：０．０５〜１．００％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下及びＮ：０．０２％以下を含有し、更にＣｏ：０〜８．００％、Ｎｂ：０〜０．５％、Ｔｉ：０〜０．１％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｔａ：０〜０．１％、Ｚｒ：０〜０．１％、Ｐｂ：０〜１．０％、Ｂｉ：０〜１．０％、Ｃａ：０〜０．１％、Ｔｅ：０〜０．１％、Ｓｅ：０〜０．１％、ＲＥＭ：０〜０．０１％及びＭｇ：０〜０．０１％のうちの１種または２種以上含有し、下記式１及び式２を満たし、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする合金工具鋼。
式１・・・−０．２＜ΔＣ＜０．２
ただし、ΔＣ＝Ｃ−（０．０６×Ｃｒ＋０．０６３×Ｍｏ＋０．０３３×Ｗ＋０．２×Ｖ＋０．１×Ｎｂ）
式２・・・１．０＜Ｌｃ＜２．０
ただし、Ｌｃ＝（８．８×Ｍｏ＋５．９×Ｗ＋５０×Ｖ＋４０×Ｎｂ）／（６×Ｃｒ）
【請求項１０】
請求項１ないし９のいずれか１項に記載の合金工具鋼の製造方法であって、９５０℃以上１１００℃以下の温度で焼入れを行い、５００℃以上７００℃未満の温度で焼戻しを行うことを特徴とする合金工具鋼の製造方法。
【請求項１１】
請求項１ないし９のいずれか１項に記載の合金工具鋼にて構成されてなることを特徴とする金型。
【請求項１２】
金型表面に硬質皮膜処理が施されてなることを特徴とする請求項１１に記載の金型。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、熱間金型や冷間における鍛造、圧造、据え込み、剪断などに用いる各種工具に適した合金工具鋼及びその製造方法、並びにそれを用いた金型に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、硬さが５５ＨＲＣ以上で使用される鍛造、圧造、据え込み、剪断などに用いる各種工具は、冷間ダイス鋼、マトリックスハイスが主として使用され、高速度工具鋼が一部使用されていた。また、近年熱間及び温間鍛造技術の向上に伴い、熱間及び温間鍛造にも高靱性のマトリックスハイスなどが使用されるようになってきた。
【０００３】
上記各種用途に使用されるマトリックスハイスは、高速度工具鋼をベースにし、炭化物量を極力抑えた鋼種（高速度工具鋼のマトリックスに類似した成分組成の鋼）で、例えば、Ｃ：０．４〜０．８％、Ｃｒ：３．０〜７．０％、Ｍｏ：１．０〜７．０％、Ｗ：０．１〜３．０％、Ｍｏ＋１／２Ｗ：２．０〜７．０％．Ｖ：０．５〜２．０％、残部が実質的にＦｅからなるものなどが知られている（例えば、特許文献１参照。）。
【０００４】
このようなマトリックスハイスにおいては、焼入れ温度が高速度鋼より若干低いが１１００℃以上であるため、従来の熱間ダイス鋼、冷間ダイス鋼など（焼入れ温度が、例えば１０００〜１０５０℃）と一緒に熱処理をすることができないので、この合金だけを熱処理するための熱処理チャンスを別途設ける必要が生じている。このため、熱処理費用が高くなる（熱間ダイス鋼および冷間ダイス鋼の２倍、高速度鋼の０．９〜１．０倍）という問題がある。
【０００５】
また、マトリックスハイスを高靱性化及び高硬度化するため、焼入れ性を改善することが提案されている（例えば、特許文献２参照。）。
しかし、この提案の冷間工具鋼においても焼入れ温度が１１４０℃前後であるため、上記マトリックスハイスと同様に熱処理チャンスを別途設ける必要が生じるという問題が解決されていない。
【０００６】
また、近年熱間・温間鍛造技術の向上に伴い、従来の金型では、強度が不足し十分な寿命を達成できない場合や、靭性が低く、早期破壊となる場合などが問題になっている。そこで、従来よりも高強度の熱間ダイス鋼や、高靭性のマトリックスハイスを金型へ適用するニーズも高くなってきている。
【０００７】
【特許文献１】特開平１１−２２９０３１号公報
【特許文献２】特開平７−３１６７３９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、従来のマトリックスハイスより焼入れ温度が低く、１１００℃以下の焼入れ温度、望ましくは従来の熱間ダイス鋼、冷間ダイス鋼などの焼入れ温度（例えば、１０００〜１０５０℃）と同程度の温度で焼入れをすることができ、熱処理後の硬さ、靱性などの特性が従来のものと同程度の合金工具鋼及びその製造方法、並びにそれを用いた金型を提供することを課題としている。
【課題を解決するための手段・発明の効果】
【０００９】
上記課題を解決するため、合金工具鋼における熱処理前（焼鈍し状態）の炭化物の種類・量と、焼入れ温度と、焼戻し後の硬さとの関係について、本発明者が鋭意研究を重ねた結果、炭化物の種類・量を適正化することで、焼入れを１１００℃以下で行うことが可能となり、さらには５００℃以上での焼戻し後の最高硬さをＨＲＣ（ロックウェルＣスケール硬さ）５５以上とすることが可能となることを見出した。
【００１０】
すなわち、本発明の合金工具鋼では、
焼鈍し状態でＭ２３Ｃ６型炭化物が２〜５ｖｏｌ％生成する組成を有し（ただし、Ｍ
はＦｅ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂより選ばれる１種又は２種以上）、かつＭＣ型炭化物及びＭ６Ｃ型炭化物の少なくともいずれかが分散析出した焼入れ焼戻し組織を有してなり、かつロックウェルＣスケール硬さがＨＲＣ５５以上ＨＲＣ６６以下であることを特徴とする。
【００１１】
ここで、Ｍ２３Ｃ６型炭化物は、その固溶温度が比較的低温であり、マトリックスへの固溶を通じて硬さ確保に寄与する炭化物である。一方、ＭＣ型炭化物及びＭ６Ｃ型炭化物は、１１００℃以下の低温焼入れではマトリックスに固溶しにくく、硬さ向上への寄与が小さい炭化物である。また、ＭＣ、Ｍ６Ｃ型炭化物は硬質であり、粗大なものが残留すると靭性（衝撃値）を大幅に低下させてしまう。そこで、焼入れ時にマトリックスへ固溶しにくい炭化物、すなわちＭＣ型炭化物及びＭ６Ｃ型炭化物を微細に少量分散させることで、結晶粒の粗大化を防止し、靭性を確保することが可能となる。
【００１２】
必要な硬さを確保する（硬さの下限をＨＲＣ５５とする）ためには、焼戻し状態において２ｖｏｌ％以上のＭ２３Ｃ６型炭化物が必要である。一方、上限は特には限定されないが、５ｖｏｌ％を超えることはマトリックスハイスとしては現実的ではない。また、硬さの上限も特には限定されないが、ＨＲＣ６６を超えることはマトリックスハイスとしては現実的でない。
【００１３】
なお、本発明の合金工具鋼は、具体的には、９５０℃以上１１００℃以下（より好ましくは１０００℃以上１０５０℃以下）の温度で焼入れを行い、５００℃以上７００℃未満の温度で焼戻しを行うことにより得ることができる。
【００１４】
次に、本発明の合金工具鋼では、
質量％で、Ｆｅ：７９．１３５〜９３．７５％、Ｃ：０．５０〜０．８０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：４．５０〜６．００％、Ｍｏ：０．０５〜５．００％、Ｗ：５．００％以下、Ｖ：０．０５〜１．００％、Ｎｂ：０．５０％以下を含有し、かつ
２×Ｍｏ(%)＋Ｗ(%)が２以上１０以下とすることができる。
以下、各数値範囲について限定理由を述べる。
【００１５】
Ｆｅ（鉄）：７９．１３５〜９３．７５％
Ｆｅは、鋼を構成するのに必須の元素であるため主成分として含有させる。そのためには７９．１３５％以上の添加が必要である。また、９３．７５％を超えると合金工具鋼として必要な他の添加成分を含有させることができなくなってしまう。つまり、本発明の合金工具鋼は、以下に列挙する添加成分を除いた残部が実質的にＦｅからなる。
【００１６】
Ｃ（炭素）：０．５０〜０．８０％
Ｃは、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂなどの炭化物形成元素と結合し炭化物を形成する。焼入れ時のマトリックスへ固溶し、固溶したＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｎｂなどの元素と結合し、炭化物として析出して二次硬化に寄与するので、焼戻し時に焼戻し硬さを確保することを可能としている。
焼入れ・焼戻し後に最低限の硬さを確保するためには、Ｃの添加量が０．５０％以上必要である。他方、Ｃの添加量が増加し過ぎると、焼入れ時に残留する硬質炭化物量が増加し、金型用途に使用される工具鋼とし大切な特性の一つである衝撃値の低下を招くので、これを防止するため上限を０．８０％とする。これにより、安定した硬さ−靭性の確保が可能となる。
【００１７】
Ｓｉ（ケイ素）：０．１０〜２．００％
Ｓｉは主に脱酸剤として添加されるとともに、炭化物、マトリックス両方に固溶し硬さの増大に寄与する。そのため、０．１０％以上を添加する。他方、Ｓｉ添加による熱間での加工性低下や靭性低下を防止するため、上限を２．００％とする。
【００１８】
Ｍｎ（マンガン）：０．１０〜１．００％
Ｍｎは脱酸元素として、また焼入れ性向上元素として使用される。Ｍｎの添加量が増加し過ぎると熱間加工性の低下が発生するため、上限を１．００％とする。また、不可避的にＳが少量含有された場合に、熱間加工性を劣化させる不純物のＳを固定して熱間加工性の劣化を防止する効果があるため、下限を０．１０％とする。
【００１９】
Ｐ（リン）：０．０５０％以下
Ｐは溶解原料中に不可避的に存在する。Ｐ濃度の上昇に伴い、粒界脆化のおもな原因となる。そのため、上限を０．０５０％以下とする。また、粒界脆化をより抑えるには、望ましくは、Ｐを０．０２０％以下とすることでより効果的となる。また、上限を０．１％としても、その効果を得られることがある。
【００２０】
Ｓ（硫黄）：０．０１５％以下
Ｓは、不可避的に溶解原料中に存在する。また、被削性を向上させる目的で、Ｍｎと同時に添加することもできる。しかし、硫化物の形成が増加すると、材料の靭性劣化が顕著になる。そのため、添加量（混入量）の上限を０．０１５％とする。
【００２１】
Ｃｕ（銅）：１．００％以下
Ｃｕは、多量に添加すると赤熱脆性を示し、熱間加工性を低下させるため、その上限を１．００％とする。また、上限を０．２５％とすることもできる。
【００２２】
Ｎｉ（ニッケル）：１．００％以下
Ｎｉは、多量に添加すると焼入れ・焼戻し後も残留γが残り、靭性を低下させる。よって、その問題が発生しない上限の値とし、１．００％以下とする。また、上限を０．２５％とすることもできる。
【００２３】
Ｃｒ（クロム）：４．５０〜６．００％（好ましくは５．００〜６．００％）
Ｃｒは、炭化物形成元素として炭化物を形成する。なお、炭化物はＶを主としたＭＣ炭化物、Ｍｏ、Ｗを主としたＭ６Ｃ系炭化物、Ｃｒを主としたＭ２３Ｃ６系またはＭ７Ｃ３系炭化物に分類できる。
ここで、Ｃｒ添加量を大幅に増加させた場合、焼入れ処理時の残留炭化物の増加よる靭性低下を招く。よって、その上限を６．００％とする。また、Ｃｒ系炭化物の量が少ないと、１１００℃以下での熱処理により焼戻し後の硬度確保が困難である。そのため、その下限を４．５０％とする。さらに望ましくは、５．００％以上添加することで、より確実に硬度確保が可能となる。
【００２４】
Ｍｏ（モリブデン）：０．０５〜５．００％、Ｗ（タングステン）：５．００％以下、２×Ｍｏ(%)＋Ｗ(%)（以下、Ｗeqとする）が２以上１０以下（好ましくは４．０以上８．０以下）
Ｍｏ、Ｗは、硬質のＭ６Ｃ炭化物を主に形成する。同時に焼入れ時にマトリックスへ固溶し、５００℃以上の焼戻しにて２次硬化に寄与する。この２次硬化による硬さを十分確保するため必要なＷeqが２以上となる。また、元素別の最低限の添加量とし、Ｍｏ：０．０５％、Ｗ：０％とする。さらに硬度確保が容易になるように、好ましくはＷeqを４．０以上とする。
さらに、Ｗeqの上限は、Ｗ、Ｍｏを多量に添加させると、安定なＭ６Ｃ型炭化物が形成されてしまい、１１００℃以下より焼入れてもマトリックスへの十分な固溶量を確保できなくなるため、Ｗeqを１０以下とする。また、望ましくは、Ｗeqを８．０以下とすることで、より安定した硬さ確保が可能となる。
Ｗeqの上限値に対応し、Ｍｏ量の上限を５．００％とする。またＷを多量に含有したＭ６Ｃ炭化物はより安定で、焼入れ時にマトリックスへの固溶が困難である。よって、Ｗ量の上限は５．００％とする。
【００２５】
Ｖ（バナジウム）：０．０５〜１．００％
Ｖは、Ｃと結合し、硬質で高温でも安定なＭＣ型炭化物を形成する。その為、炭化物量が少なく、炭化物がほとんど含有されない材料（自動車用構造用鋼など）では、焼入れ時の結晶粒粗大化防止に利用されている。ここでも、同様にＣｒ系炭化物、Ｍ６Ｃ系炭化物が焼入れ処理によりマトリックスへ固溶した後、このＭＣ系炭化物が残留し、結晶粒の粗大化を防止する。この作用を得るには０．０５％以上の添加が必要となる。また、多量にＶを添加すると、凝固時に粗大なＭＣ炭化物を形成し破壊の起点となることから、その上限を１．００％とする。
【００２６】
Ｎｂ（ニオブ）：０．５０％以下
ＮｂはＶよりＭＣ型炭化物を形成しやすい。そのためＶと同時にＮｂを添加することも可能である。しかし、ＮｂはＶに比べ粗大なＭＣ炭化物を形成しやすいので、その上限を０．５０％とする。
【００２７】
次に、本発明の合金工具鋼では、Ｃｏを８．００％以下含有させることができる。
Ｃｏ（コバルト）：８．００％以下
Ｃｏはマトリックスへ固溶しその硬さを上昇させる。また、高温で長時間使用する用途の材料では、その内部組織の変化（炭化物の凝集・粗大化防止）を抑える作用がある。その結果、Ｃｏを添加するとにより軟化抵抗（高温で長時間保持した後の硬さ低下）が優れるようになる。よって、積極的にその効果を発揮するためＣｏを添加するが、添加量が多いと、靭性を損なうためその上限を８％とする。また、軟化抵抗を考慮しない場合には、上限を３．００％以下とすることもできる。
【００２８】
次に、本発明の合金工具鋼では、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｃａ，Ｔｅ，Ｓｅの合計：０．１０％以下、Ｐｂ，Ｂｉの合計：１．００％以下、Ｔａ，Ｚｒの合計：０．１０％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．０２％以下を含有させることができる。
以下、各数値範囲について限定理由を列挙する。
【００２９】
Ｔｉ（チタン）：０．１０％以下
ＴｉはＶ、Ｎｂと同様にＭＣ型炭化物を形成しやすい元素である。そのため、Ｎｂ、Ｖと同時に添加し使用することも可能とする。しかし、ＴｉはＮと結合しＴｉＮを形成しやすいため、上限を０．１０％とする。
【００３０】
Ｃａ（カルシウム），Ｔｅ（テルル），Ｓｅ（セレン）の合計：０．１０％以下
Ｃａ、Ｔｅ、Ｓｅはいずれも、Ｓ、Ｍｎとともに使用し、ＭｎＳの形態制御に適用されている。不可避的に外部より混入し、安定な酸化物・硫化物を形成し、延性劣化の原因となるため３種類の合計で０．１０％以下とする。
【００３１】
Ｐｂ（鉛），Ｂｉ（ビスマス）の合計：１．００％以下
Ｐｂ、Ｂｉはいずれも低融点の金属で、鋼中に介在物として存在する。融点が低いため、鋼の熱間加工性を著しく低下するので、２種類の合計で１．００％以下とする。
【００３２】
Ｔａ（タンタル），Ｚｒ（ジルコニウム）の合計：０．１０％以下
Ｔａ、Ｚｒはいずれも非常に強力な窒化物、炭化物形成元素である。炭窒化物により、結晶粒を細かくする作用がある。しかし、添加量が多くなりすぎると、大きな塊状の炭窒化物を形成し、靭性劣化の要因となる。その為、２種類の合計で０．１０％以下とする。
【００３３】
Ｍｇ（マグネシウム）：０．０１％以下
Ｍｇは強力な酸化物形成元素で、鋼中の酸素と反応して酸化物を形成する。そのため、酸化物系の介在物とし残留し、品質を低下させる可能性がある。よって、その上限を０．０１％とする。
【００３４】
ＲＥＭ（希土類元素）：０．０１０％以下
ＲＥＭは、おもにＬａ、Ｃｅ、Ｐｒより構成されている。その強力な窒化物形成能より、凝固初期にＮ固定を行うことで、Ｎｂ、Ｖなどより形成される窒化物の形成を遅らせ、凝固組織中のＭＣ炭化物を微細化させて、組織の均質化に寄与するため、上限を０．０１０％とする。
【００３５】
Ｂ（ホウ素）：０．０１０％以下
Ｂは、結晶粒界の強度を増し、衝撃値の向上、熱間での靭性確保に寄与する。そのため、上限を０．０１０％とする。
【００３６】
Ａｌ（アルミニウム）：０．０１％以下
Ａｌは強力な脱酸元素であり、広く溶鋼の精錬に用いられる。その為、不可避的に混入する。よって、その上限を０．０１％とする。
【００３７】
Ｏ（酸素）：０．０１％以下
Ｏは、溶鋼中に含まれる元素で、不可避的に鋼中に含まれる。Ｏが高いと、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｇなどと反応し、酸化物系の介在物を形成する。そのため、上限を０．０１％とする。
【００３８】
Ｎ（窒素）：０．０２％以下
Ｎは、溶解中に溶鋼中へ固溶し、不可避的に存在する。その為、窒化物の形成などによる材料特性劣化を抑えるため、上限を０．０２％とした。
【００３９】
次に、本発明の合金工具鋼では、下記（１）式を満たすよう設定することができる。
−０．２＜ΔＣ＜０．２・・・（１）式
ただし、ΔＣ＝Ｃ−（０．０６×Ｃｒ＋０．０６３×Ｍｏ＋０．０３３×Ｗ＋０．２×Ｖ＋０．１×Ｎｂ）
【００４０】
（１）式は、従来より知られているSteven'sの式に、Ｎｂを添加した場合形成されるであろうＮｂＣの効果を取り入れた式である。
一般に、高速度工具鋼（ハイス）では、ΔＣの大小により、固溶Ｃ量の目安としている。この値が大きければ、硬さを得やすいが靭性が低く、小さいと、硬さを確保しにくく、靭性が高い鋼種となっている。ここで、提案している材料は、Ｃｒ量が幾分高いが、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖを主とする炭化物形成元素にて構成されていることから、硬さ、靭性の指標および、適性Ｃ量を計算するための指標とした。
ここで、（１）式の値（ΔＣ量）が、小さすぎると、硬さ確保が困難であるため、ΔＣ量が−０．２以上とする。また、ΔＣ量が大きすぎると、靭性が著しく劣化するため、その上限を０．２とする。
【００４１】
次に、本発明の合金工具鋼では、下記（２）式で定義されるＬｃが１．０以上２．０以下（好ましくは１．５以上２．０以下）となるよう設定することができる。
Ｌｃ＝（８．８×Ｍｏ＋５．９×Ｗ＋５０×Ｖ＋４０×Ｎｂ）／（６×Ｃｒ）・・・（２）式
【００４２】
Ｌｃ値について説明する。ここで、新たに示したＬｃ値に関する式（（２）式）は、炭化物形成元素であるＣｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂについてそのバランスについて検討した結果である。
（２）式の分子は、Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｎｂなど比較的安定した炭化物を形成する元素の添加量より、比較的安定な炭化物（Ｍ６Ｃ、ＭＣ）量を大まかに示したものである。このような安定な炭化物は、冷間ダイス鋼の焼入れ温度である１１００℃以下で固溶処理しても炭化物の固溶が不十分である。その結果、マトリックスへのＣおよび２次析出元素の固溶が不十分で、熱処理後に十分な硬さ確保が困難となる。他方、（２）式の分母は、Ｃｒ系炭化物の量を大まかに示した式である。Ｃｒ系の炭化物は、冷間ダイス鋼で主に利用され、１１００℃以下での焼入れ時に十分固溶することが確認されている。そこで、Ｃｒ系炭化物量とその他の硬質な炭化物量の比を取ることで、比較的、低温での焼入れが可能な鋼種はその値が小さくなり、逆に高温焼入れを主に利用される鋼種は大きくなっている。
この値が、１．０を下回ると、相対的にＣｒ系炭化物がほとんど全てとなり、Ｍｏ、Ｗなどによる２次硬化元素の固溶が不十分で十分な硬さを得ることが困難である場合や、相対的に多量の炭化物を含有し、その靭性が著しく劣化する。他方、この値が２．０を上回ると、Ｍｏ、Ｗ系炭化物が増加し、１０００℃程度の低温での焼入れに不向きな鋼種となる。
その為、Ｌｃ値の下限を１．０以下とし、上限を２．０以上とする。さらに望ましくは、下限を１．５以上とすることで、２次硬化による硬度確保が容易になる。
【００４３】
次に、本発明の合金工具鋼（特にはマトリックスハイス）においては、
Ｃ：０．５０〜０．８０％、Ｓｉ：０．１０〜２．００％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｃｒ：４．５０〜６．００％、ＭｏとＷの１種又は２種をＭｏ：０．０５〜５．００％、Ｗ：５．００％以下の範囲内で２Ｍｏ＋Ｗで２．００〜１０．００％、Ｖ：０．０５〜１．００％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下及びＮ：０．０２％以下を含有し、更に任意成分としてＣｏ：０〜３．００％、Ｎｂ：０〜０．５％、Ｔｉ：０〜０．１％、Ｂ：０〜０．０１％、Ｔａ：０〜０．１％、Ｚｒ：０〜０．１％、Ｐｂ：０〜１．０％、Ｂｉ：０〜１．０％、Ｃａ：０〜０．１％、Ｔｅ：０〜０．１％、Ｓｅ：０〜０．１％、ＲＥＭ０〜０．０１％及びＭｇ：０〜０．０１％のうちの１種または２種以上含有し、下記式１及び式２を満たし、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるものとすることもできる。
式１・・・−０．２＜ΔＣ＜０．２
ただし、ΔＣ＝Ｃ−（０．０６×Ｃｒ＋０．０６３×Ｍｏ＋０．０３３×Ｗ＋０．２×Ｖ＋０．１×Ｎｂ）
式２・・・１．０＜Ｌｃ＜２．０
ただし、Ｌｃ＝（８．８×Ｍｏ＋５．９×Ｗ＋５０×Ｖ＋４０×Ｎｂ）／（６×Ｃｒ）
【００４４】
以上の本発明の合金工具鋼は、金型に好適に適用できる。また、そのような金型の金型表面には、硬質皮膜処理を施すことができる。硬質皮膜処理には、例えば公知のＣＶＤ、ＰＶＤ、ＴＤ処理、浸炭処理、窒化処理を適用することができる。
【実施例】
【００４５】
（第一実施例）
下記表１に示す成分組成の本発明例及び表２に示す比較例の鋼を１５０ｋｇの真空誘導炉で溶製したのち造塊し、ソーキング処理（１２３０℃×１０ｈｒ以上）を実施した後、鍛練比が８Ｓになるように鍛伸した。このようにして製造した材料から硬さ試験片、１０Ｒシャルピー試験片、大越式摩耗試験機用試験片、下記熱処理曲がり試験片を作製し、図１に示す熱処理パターン並びに表３及び表４に示す温度で焼入れ及び焼戻しを実施した。これらの試験片を用いて下記の方法で硬さ、衝撃値、耐摩耗性、熱処理曲がり試験を実施し、その結果を表３及び表４に示すとともに、この表３及び４の結果を熱処理硬さ−衝撃値、熱処理硬さ−耐摩耗性、焼入れ温度−熱処理曲がり指数、衝撃値−耐摩耗性の関係を図２〜５に示す。
【００４６】
【表１】
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【００４７】
【表２】
2004169177.tif 000003
【００４８】
硬さ試験は、上記試験片についてロックウェル硬度計を用いてＣスケールで測定した。
衝撃試験は、上記試験片についてシャルピー衝撃試験機を用いて実施した。
耐摩耗試験は、上記試験片について大越式摩耗試験機を用いて常温にて、滑り速度：２．８５ｍ／ｓｅｃ、最終荷重：６．９５ｋｇｆ、滑り距離：４００ｍ、相手材料ＳＣＭ４１５（２５ＨＲＣ）の条件で実施し、耐摩耗性を評価した。
熱処理曲がり試験は、φ１０ｍｍの丸棒の試験片を５０ｍｍ離れた支点上に置き、中央部の曲がり（たわみ）を測定し、その大きさをＳＫＨ５１（比較例ｑ）を１として相対値で表した。
【００４９】
【表３】
2004169177.tif 000004
【００５０】
【表４】
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【００５１】
表３及び表４の結果によると、本発明例は、１０３０℃又は１０４０℃で焼入れをし、５３０〜５９０℃で焼戻しをしたにも係わらず、硬さが５５．１〜６４．３ＨＲＣであった。また耐摩耗性を評価する摩耗量９．４８×１０−７〜１．２０×１０−６ｍｍ２／ｋｇｆ、１０Ｒシャルピー衝撃値が５９〜１８０で、熱処理曲がり係数が０．５２〜０．６６であった。
これらの結果を従来のマトリックスハイス（ａ〜ｆ）と比較すると、焼入れ温度が１００℃低いにも係わらず硬さは同程度かやや低い程度であり、耐摩耗性は同程度であるが、シャルピー衝撃値はかなり高く、また熱処理曲がりは焼入れ温度が低いためにかなり小さくなっていた。
【００５２】
さらに、熱間ダイス鋼（ｇ〜ｊ）と比較すると、シャルピー衝撃値が低くなっているが、耐摩耗性及び熱処理曲がりは同程度であり、硬さが５ＨＲＣ以上高くなっていた。硬さを必要とする熱間ダイス用として使用できることが分かる。
また、冷間ダイス鋼（ｋ〜ｐ）と比較すると、硬さ、摩耗性および熱処理曲がりは同程度であるが、シャルピー衝撃値は大幅に高くなっていた。
また、高速度鋼（ｑ〜ｓ）と比較すると、硬さはやや低いが、シャルピー衝撃値はかなり高くなっており、また熱処理曲がりは焼入れ温度が低いためにかなり小さくなっていた。
【００５３】
図２によると、本発明例は、同一硬さレベルで比較すると従来のマトリックスハイスに比べて高い衝撃値を有していることが分かる。
さらに、図３によると、本発明例は、熱間ダイス鋼に比べて優れた耐摩耗性を有していることが分かる。
また、図４によると、本発明例は、焼入れ温度を低くすることができるため、熱処理による曲がりを低く抑えられることが分かる。
また、図５によると、本発明例は、同一摩耗性レベルで比較した場合、従来のマトリックス鋼に比べて高い衝撃値を有していることが分かる。
【００５４】
（第二実施例）
下記表６に示す成分組成の本発明例及び表５に示す比較例の鋼の試験片を、上記第一実施例と同様に作成した。そして、図１に示す熱処理パターン並びに表７及び表８に示す温度で焼入れ及び焼戻しを実施した。これらの試験片を用いて下記の方法で硬さ、衝撃値、耐摩耗性、熱処理曲がり試験を実施し、その結果を表７及び表８に示すとともに、この表７及び８の結果を熱処理硬さ−衝撃値、熱処理硬さ−耐摩耗性、焼入れ温度−熱処理曲がり指数、衝撃値−耐摩耗性の関係を図６〜９に示す。
【００５５】
表５に示すように、高速度工具鋼（ｑ〜ｓ）はＷeq及びＶ添加量が多い。冷間ダイス鋼（ｋ〜ｐ）はＣｒ添加量が多く、比較的高Ｃである。熱間ダイス鋼（ｇ〜ｊ）は、比較的Ｗeqが低く、Ｃ量も低い。
【００５６】
【表５】
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【００５７】
【表６】
2004169177.tif 000007
【００５８】
試験片に対し、硬さ試験、衝撃試験、耐摩耗試験及び熱処理曲がり試験を行った。なお、これらの試験方法及び条件は上記第一実施例と同じである。そして第二実施例では、さらに軟化抵抗を測定した。軟化抵抗は、焼入れ焼戻し後の硬さより、６５０℃×１ｈｒ保持した後の硬さの差（硬さの低下量）によって評価した。
【００５９】
【表７】
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【００６０】
【表８】
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【００６１】
表７に比較例の試験結果を、表８に本発明例の試験結果を示す。本発明例は、１０００℃〜１０８０℃で焼入れをし、５２０〜６００℃で焼戻しをしたにも係わらず、硬さがＨＲＣ５５．１〜６５．１であった。また耐摩耗性を評価する摩耗量９．９４×１０−８〜６．３９×１０−７ｍｍ２／ｋｇｆ、１０Ｒシャルピー衝撃値が２７〜１６４で、熱処理曲がり係数が０．４４〜０．７８で、硬度低下量がＨＲＣ２．３〜１２．４あった。これらの試験結果について、図６に硬さと衝撃値の関係、図７に硬さと耐摩耗性の関係、図８に衝撃値と耐摩耗性のバランス、図９に焼入れ温度と熱処理曲がりの関係を示す。いずれの試験においても、既存鋼と同等以上の特性を示している。
【００６２】
本発明の合金工具鋼は、上記構成にしたことにより、次のような優れた効果を奏する。
（１）比較的低温の１０００℃〜１１００℃で焼入れを実施することができるので、熱処理チャンスが増加し、また低温で焼入れをすることができるため、熱処理費用を低下することができる。
（２）焼入れ温度を低温にすることができるため、熱処理による変形が小さくなるので、熱処理後の変形を修正するための作業量が少なくなる。
【図面の簡単な説明】
【００６３】
【図１】実施例の本発明例及び比較例の鋼の熱処理パターンを説明するための図である。
【図２】実施例の本発明例及び比較例の鋼の熱処理硬さと１０Ｒシャルピー衝撃値の関係を示すグラフである。
【図３】実施例の本発明例及び比較例の鋼の耐摩耗性と熱処理硬さとの関係を示すグラフである。
【図４】実施例の本発明例及び比較例の鋼の熱処理曲がり指数と焼入れ温度との関係を示すグラフである。
【図５】実施例の本発明例及び比較例の鋼の１０Ｒシャルピー衝撃値と耐摩耗性との関係を示すグラフである。
【図６】実施例の本発明例及び比較例の鋼の熱処理硬さと１０Ｒシャルピー衝撃値の関係を示すグラフである。
【図７】実施例の本発明例及び比較例の鋼の耐摩耗性と熱処理硬さとの関係を示すグラフである。
【図８】実施例の本発明例及び比較例の鋼の熱処理曲がり指数と焼入れ温度との関係を示すグラフである。
【図９】実施例の本発明例及び比較例の鋼の１０Ｒシャルピー衝撃値と耐摩耗性との関係を示すグラフである。
【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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【図７】
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【図８】
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【図９】
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