(57)【要約】【課題】  従来のマトリックスハイス並の常温強度を維持しつつ、その使用温度である７００℃程度での強度も高い合金工具鋼を提供すること。【解決手段】  本発明に係る合金工具鋼は、Ｃ：０．４５〜０．６５ｗｔ％、Ｓｉ：０．１〜１．０ｗｔ％、Ｍｎ：０．２〜２．０ｗｔ％、Ｐ：０．０２ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下、Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｃｒ：３．５〜５．０ｗｔ％、Ｍｏ：０〜３．０ｗｔ％、Ｗ：０〜１０．０ｗｔ％、Ｖ：１．０〜２．０ｗｔ％、Ｃｏ：０〜８．０ｗｔ％、Ａｌ：０．１ｗｔ％以下、Ｏ：０．０１ｗｔ％以下、及びＮ：０．０２ｗｔ％以下、を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつＷｅｑ：２以上１０以下、２Ｍｏ／Ｗｅｑ：０．６以下、ΔＣ：−０．３〜０、であることを要旨とする。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．４５ｗｔ％以上０．６５ｗｔ％以下、
Ｓｉ：０．１０ｗｔ％以上１．００ｗｔ％以下、
Ｍｎ：０．２０ｗｔ％以上２．００ｗｔ％以下、
Ｐ  ：０．０２０ｗｔ％以下、
Ｓ  ：０．０１５ｗｔ％以下、
Ｃｕ：１．００ｗｔ％以下、
Ｎｉ：１．００ｗｔ％以下、
Ｃｒ：３．５０ｗｔ％以上５．００ｗｔ％以下、
Ｍｏ：０．００ｗｔ％以上３．００ｗｔ％以下、
Ｗ  ：０．００ｗｔ％以上１０．００ｗｔ％以下、
Ｖ  ：１．００ｗｔ％以上２．００ｗｔ％以下、
Ｃｏ：０．００ｗｔ％以上８．００ｗｔ％以下、
Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下、
Ｏ  ：０．０１ｗｔ％以下、及び
Ｎ  ：０．０２ｗｔ％以下
を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ
Ｗｅｑ：２．０以上１０．０以下、
２Ｍｏ／Ｗｅｑ：０．６０以下、
ΔＣ：−０．３以上０．０以下
である合金工具鋼。
但し、Ｗｅｑ＝２Ｍｏ(ｗｔ％)＋Ｗ(ｗｔ％)。
△Ｃ＝Ｃ(ｗｔ％)−（０．０６×Ｃｒ(ｗｔ％)＋０．０６３×Ｍｏ(ｗｔ％)＋０．０３３×Ｗ(ｗｔ％)＋０．２×Ｖ(ｗｔ％)）。
【請求項２】
Ｎｂ：０．５０ｗｔ％以下、
Ｔｉ：０．１０ｗｔ％以下、及び、
Ｂ  ：０．０１ｗｔ％以下
から選ばれる１種又は２種以上の元素をさらに含む請求項１に記載の合金工具鋼。
【請求項３】
Ｃ  ：０．５０ｗｔ％以上０．６０ｗｔ％以下、
Ｓｉ：０．１０ｗｔ％以上０．５０ｗｔ％以下、
Ｃｒ：４．００ｗｔ％以上４．５０ｗｔ％以下、
Ｍｏ：０．２０ｗｔ％以上２．００ｗｔ％以下、
Ｗ  ：１．００ｗｔ％以上８．００ｗｔ％以下、
Ｃｏ：０．００ｗｔ％以上５．００ｗｔ％以下、
Ｗｅｑ：４．０以上８．０以下、
２Ｍｏ／Ｗｅｑ：０．１０以上０．５０以下、
であり、かつ、
高温強度／室温強度比が０．２５以上である請求項１又は２に記載の合金工具鋼。
【請求項４】
Ｐ  ：０．０１０ｗｔ％以下、
Ｓ  ：０．０１０ｗｔ％以下、
Ｃｕ：０．５０ｗｔ％以下、
Ｎｉ：０．５０ｗｔ％以下、
であり、かつ
（Ｔａ＋Ｚｒ）：０．１０ｗｔ％以下、
（Ｃａ＋Ｔｅ＋Ｓｅ）：０．１０ｗｔ％以下、
（Ｐｂ＋Ｂｉ）：０．１０ｗｔ％以下、
Ｍｇ：０．０１ｗｔ％以下、並びに、
ＲＥＭ：０．０１０ｗｔ％以下
から選ばれる１種又は２種以上の元素をさらに含み、かつ、
高温強度／室温強度比が０．３０以上である請求項１から３までのいずれかに記載の合金工具鋼。
【請求項５】
室温における硬さが５５ＨＲＣ以上、室温強度が１９００ＭＰａ以上、かつ高温強度／室温強度比が０．２７以上である請求項１から４までのいずれかに記載の合金工具鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、合金工具鋼に関し、さらに詳しくは、熱間塑性加工用金型、温間塑性加工用金型等の各種工具に用いられる合金工具鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、過酷な条件（高面圧＋高温度）で使用される熱間・温間金型には、軟化抵抗を重視したＳＫＤ８などのＷ−Ｃｒ系熱間ダイス鋼や、ＳＫＴ４をはじめとする鍛造用型鋼が適用されている。
【０００３】
また、常温での高強度が確保可能で、高温での強度も確保可能であることから、一部の熱間・温間加工の分野では、マトリックスハイスも用いられている。例えば、特許文献１、２には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃｏ等の元素に加えて、０．９８ｗｔ％〜１．６１ｗｔ％のＷと、１．９８〜２．５５ｗｔ％のＭｏを含む熱間加工用工具鋼が開示されている。同文献には、Ｗ及びＭｏの１種又は２種を１／２Ｗ＋Ｍｏで２．００％以上３．５０％以下とすると、靱性を低下させることなく、軟化抵抗及び高温強度を増加させることができる点が記載されている。
【０００４】
また、特許文献３には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃｏ等の元素に加えて、０．４２ｗｔ％〜３．２１ｗｔ％のＷと、０．３５〜３．７０ｗｔ％のＭｏを含むアルミ鍛造金型用鋼が開示されている。同文献には、ＷとＭｏの１種又は２種を１／２Ｗ＋Ｍｏで０．２％以上４．０％以下とすると、靱性劣化を防ぐことができる点が記載されている。
【０００５】
さらに、特許文献４には、マトリックスハイスではないが、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃｏ等の元素に加えて、２．０〜９．５ｗｔ％のＭｏと１．０〜１６．０ｗｔ％のＷを含み、かつ２Ｍｏ＋Ｗが５〜２０ｗｔ％である高速度工具鋼が開示されている。同文献には、２Ｍｏ／（２Ｍｏ＋Ｗ）を０．９以下とすると、高温における軟化抵抗が向上することに加えて、低温焼き入れにおける熱処理硬さを確保できる点が記載されている。
【０００６】
【特許文献１】特開平２−８３４７号公報の第３頁右上欄第１行〜第１４行、及び表１
【特許文献２】特開平２−１１７３６号公報の第３頁右上欄第１行〜第１４行、及び表１
【特許文献３】特開平７−２０７４１４号公報の段落番号「００１４」、及び表１
【特許文献４】特開２００３−２６８４９９号公報の段落番号「００３４」
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
熱間ダイス鋼として最も広く用いられているＪＩＳ−ＳＫＤ６１は、Ｗの代わりにＭｏが入っているために、靱性が大きく、熱衝撃に対して安定であるという特徴がある。しかしながら、ＳＫＤ６１は、最高硬さが５０ＨＲＣ程度であり、軟化抵抗が不十分であるので、過酷な条件下で使用される熱間・温間塑性加工用金型には適用できない。
【０００８】
一方、ＪＩＳ鋼の中でもＷ−Ｃｒ系熱間ダイス鋼（例えば、ＳＫＤ８）は、高強度・高軟化抵抗を示す。しかしながら、Ｗ−Ｃｒ系熱間ダイス鋼であっても、最高硬さは５５ＨＲＣ程度であり、過酷な条件で使用される圧造金型への適用は困難である。さらに、鍛造用型鋼（例えば、ＳＫＴ４）は、（１）焼入れ性が不足しているために大型品への適用が困難である、（２）最高硬さも５５ＨＲＣ程度であり、高強度が確保されていない、という問題がある。
【０００９】
これに対し、マトリックスハイスは、高強度が確保可能であり、従来の熱間ダイス鋼や鍛造用型鋼より優れている。しかしながら、従来のマトリックスハイスは、７００℃における強度が未だ不十分であるので、最表層の温度が７００℃程度に達する熱間・温間塑性加工に適用した場合には、十分な耐久性が得られないという問題がある。
【００１０】
本発明が解決しようとする課題は、従来のマトリックスハイス並の常温強度を維持しつつ、その使用温度である７００℃程度での強度も確保することにある。また、本発明が解決しようとする他の課題は、金型のバックアップとなる常温強度を維持しつつ、最表層部の強度低下も抑制した材料を提供し、熱間・温間塑性加工用金型の寿命向上を図ることにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記課題を解決するために本発明に係る合金工具鋼は、Ｃ：０．４５ｗｔ％以上０．６５ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．１０ｗｔ％以上１．００ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．２０ｗｔ％以上２．００ｗｔ％以下、Ｐ：０．０２０ｗｔ％以下、Ｓ：０．０１５ｗｔ％以下、Ｃｕ：１．００ｗｔ％以下、Ｎｉ：１．００ｗｔ％以下、Ｃｒ：３．５０ｗｔ％以上５．００ｗｔ％以下、Ｍｏ：０．００ｗｔ％以上３．００ｗｔ％以下、Ｗ：０．００ｗｔ％以上１０．００ｗｔ％以下、Ｖ：１．００ｗｔ％以上２．００ｗｔ％以下、Ｃｏ：０．００ｗｔ％以上８．００ｗｔ％以下、Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下、Ｏ：０．０１ｗｔ％以下、及びＮ：０．０２ｗｔ％以下、を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつＷｅｑ：２．０以上１０．０以下、２Ｍｏ／Ｗｅｑ：０．６０以下、ΔＣ：−０．３以上０．０以下、であることを要旨とする。
但し、Ｗｅｑ＝２Ｍｏ(ｗｔ％)＋Ｗ(ｗｔ％)。
△Ｃ＝Ｃ(ｗｔ％)−（０．０６×Ｃｒ(ｗｔ％)＋０．０６３×Ｍｏ(ｗｔ％)＋０．０３３×Ｗ(ｗｔ％)＋０．２×Ｖ(ｗｔ％)）。
【発明の効果】
【００１２】
本発明に係る合金工具鋼は、マトリックスハイスをベースとし、ＭｏとＷの比率（２Ｍｏ／Ｗｅｑ）を最適化したので、常温での強度を維持しつつ、高温での強度低下を抑制することができる。また、これに加えてΔＣ量を最適化したので、高い硬度と高い靱性とを両立させることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。本発明に係る合金工具鋼は、以下のような元素を含み、残部が実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする。添加元素の種類、その成分範囲、及びその限定理由は、以下の通りである。
【００１４】
（１）  Ｃ  ：０．４５ｗｔ％以上０．６５ｗｔ％以下。
Ｃは、硬さ、耐摩耗性を確保するために必要な元素である。焼入れ・焼戻し後の最高硬さ６０ＨＲＣ以上を確保するためには、Ｃは、０．４５％以上の添加量を確保する必要がある。一方、Ｃを多量に添加すると、炭化物形成元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ）と結合し、炭化物を形成する。そのため、焼入れ時に炭化物が多量に残留し、靱性低下を招く。従って、Ｃ添加量は、０．６５％以下が好ましい。硬さを確保しながら軟化抵抗及び靱性を確保するためには、Ｃ添加量は、さらに好ましくは、０．５０ｗｔ％以上０．６０ｗｔ％以下である。
【００１５】
（２）  Ｓｉ：０．１０ｗｔ％以上１．００ｗｔ％以下。
Ｓｉは、脱酸元素として添加されるとともに、炭化物、マトリックス両者に固溶し、硬さ増大に寄与する。従って、最低限の添加量として、０．１０ｗｔ％以上を添加する。他方、Ｓｉを過剰に添加すると熱間加工性の低下や、靱性の低下を招く。従って、Ｓｉ添加量は、１．００ｗｔ％以下が好ましい。材料の靱性の低下を抑制するためには、Ｓｉ添加量は、さらに好ましくは、０．５ｗｔ％以下である。
【００１６】
（３）  Ｍｎ：０．２０ｗｔ％以上２．００ｗｔ％以下。
Ｍｎは、脱酸元素として必要な成分であり、また、焼入れ性及び硬さの確保のために必要な成分である。従って、最低限の添加量として、０．２０ｗｔ％を添加する。他方、Ｍｎを過剰に添加すると、熱間加工性が低下する。従って、Ｍｎ添加量は、２．００ｗｔ％以下が好ましい。
【００１７】
（４）  Ｐ  ：０．０２０ｗｔ％以下。
Ｐは、溶解原料中に不可避的に存在する。Ｐ量の上昇に伴い、粒界脆化をもたらす。従って、Ｐの添加量は、０．０２０ｗｔ％以下が好ましい。Ｐの添加量は、さらに好ましくは、靱性劣化がほとんど認められない０．０１０ｗｔ％以下である。
【００１８】
（５）  Ｓ  ：０．０１５ｗｔ％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ため、Ｍｎと同時に添加する方法も数多く適用されている。しかし、硫化物の形成量が増加すると、材料の靱性劣化が顕著になる。従って、Ｓの添加量は、０．０１５ｗｔ％以下が好ましい。Ｓの添加量は、さらに好ましくは、０．０１０ｗｔ％以下である。
【００１９】
（６）  Ｃｕ：１．００ｗｔ％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。従って、Ｃｕの添加量は、１．００ｗｔ％以下が好ましい。Ｃｕ添加量は、さらに好ましくは、０．５０ｗｔ％以下である。
【００２０】
（７）  Ｎｉ：１．００ｗｔ％以下。
Ｎｉは、焼き入れ性の向上、及び基地の強化に有効であり、添加することができる。但し、過度の添加は、加工性を低下させる。従って、Ｎｉの添加量は、１．００ｗｔ％以下が好ましい。Ｎｉの添加量は、さらに好ましくは、０．５０ｗｔ％以下である。
【００２１】
（８）  Ｃｒ：３．５０ｗｔ％以上５．００ｗｔ％以下。
Ｃｒは、焼入れ時にマトリックスに固溶し、焼入れ性を確保する。焼入れ性を確保するために必要な最低限の添加量が３．５０ｗｔ％である。高い焼入れ性を確保するためには、Ｃｒの添加量は、さらに好ましくは、４．００ｗｔ％以上である。一方、Ｃｒを過度に添加すると、焼入れ温度においてＣｒ系炭化物が残留したり、あるいは、軟化抵抗を低下させる。従って、Ｃｒの添加量は、５．００ｗｔ％以下が好ましい。軟化抵抗の向上が要求される場合、Ｃｒの添加量は、さらに好ましくは、４．５０ｗｔ％以下である。
【００２２】
（９）  Ｍｏ：０．００ｗｔ％以上３．００ｗｔ％以下。
Ｍｏは、炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させ、また、焼入れ性を確保する。強度、耐摩耗性、及び焼入れ性に優れた合金工具鋼を得るためには、Ｍｏの添加量は、０．２０ｗｔ％以上が好ましい。但し、過度の添加は、焼入れ時にＭｏが炭化物として残留し、靱性の低下を招く。従って、Ｍｏの添加量は、３．００ｗｔ％以下が好ましい。Ｍｏの添加量は、さらに好ましくは、２．００ｗｔ％以下である。
【００２３】
（１０）  Ｗ  ：０．００ｗｔ％以上１０．００ｗｔ％以下。
Ｗは、炭化物を形成して基地の強化や耐摩耗性を向上させ、また、焼入れ性を確保する。強度、耐摩耗性、及び焼入れ性に優れた合金工具鋼を得るためには、Ｗの添加量は、１．００ｗｔ％以上が好ましい。但し、過度の添加は、焼入れ時にＷが炭化物として残留し、靱性の低下を招く。従って、Ｗの添加量は、１０．００ｗｔ％以下が好ましい。Ｗの添加量は、さらに好ましくは、８．００ｗｔ％以下である。
なお、Ｗは、単独で添加してもよいが、ＷとＭｏは同等の効果をもたらすので、ＷとＭｏとを同時に添加してもよい。この場合、Ｗ当量（Ｗｅｑ）及びＭｏ−Ｗ比率（２Ｍｏ／Ｗｅｑ）が所定の範囲となるように、ＷとＭｏの添加量を定めるのが好ましい。この点については、後述する。
【００２４】
（１１）  Ｖ  ：１．００ｗｔ％以上２．００ｗｔ％以下。
Ｖは、Ｃと結合し、安定なＭＣ型炭化物を形成する元素である。Ｖは、炭化物として焼入れ時にマトリックスに分散し、結晶粒の粗大化を防止する効果、及び焼入れ時にマトリックスに固溶し、焼戻し時に微細な焼戻し炭化物として析出し、焼戻し硬さを上昇させる効果がある。焼入れ時にマトリックスに炭化物として残留し、結晶粒の粗大化を防止するためには、Ｖの添加量は、１．００ｗｔ％以上とするのが好ましい。一方、粗大な炭化物として晶出することによる靱性劣化を抑制するためには、Ｖの添加量は、２．００ｗｔ％以下とするのが好ましい。
【００２５】
（１２）  Ｃｏ：０．００ｗｔ％以上８．００ｗｔ％以下。
Ｃｏは、マトリックスに固溶し、強度向上に寄与する。また、Ｃｏは、炭化物の粗大化を防止し、軟化抵抗向上に寄与するので、積極的に添加するのが好ましい。Ｃｏは、必ずしも添加しなくてもよいが、スクラップより１ｗｔ％以下のレベルで混入する可能性がある。但し、Ｃｏは、添加元素としてその価格が高いので、過度の添加は、高コスト化を招く。また、Ｃｏを過度に添加すると、マトリックスの強化及び炭化物の粗大化防止の効果が無くなる。従って、Ｃｏの添加量は、８．００ｗｔ％以下が好ましく、さらに好ましくは、５．００ｗｔ％以下である。
【００２６】
（１３）  Ａｌ：０．１０ｗｔ％以下。
Ａｌは、脱酸剤として使用されるため、不可避的に鋼中に含まれる。Ａｌの添加量が多すぎると、酸化物を形成して介在物となり、鋼の靱性を著しく低下させる。従って、Ａｌの添加量は、０．１０ｗｔ％以下が好ましい。
【００２７】
（１４）  Ｏ  ：０．０１ｗｔ％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生成させる。従って、Ｏの含有量は、０．０１ｗｔ％以下が好ましい。
【００２８】
（１５）  Ｎ  ：０．０２ｗｔ％以下。
Ｎは、溶解中に溶鋼中に固溶し、不可避的に存在する。Ｎが高いと、窒化物が生成し、材料特性が劣化する。従って、Ｎの含有量は、０．０２ｗｔ％以下が好ましい。
【００２９】
次に、成分バランスについて説明する。
（Ａ）  Ｗｅｑ：２．０以上１０．０以下。
Ｍｏ及びＷは、いずれもＭ６Ｃ型炭化物を形成する元素である。また、Ｗは、Ｍｏの約２倍の原子量であるので、Ｍ６Ｃ型炭化物の形成量は、その原子量の比率より、次の（１）式で表されるＷｅｑ（Ｗ当量）で表される。
Ｗｅｑ＝２Ｍｏ(ｗｔ％)＋Ｗ(ｗｔ％)    ・・・（１）
この値が小さいと、焼入れ時に固溶する炭化物量が不十分で、十分な２次硬化が得られない。従って、Ｗｅｑは、２．００以上が好ましい。Ｗｅｑは、さらに好ましくは、４．００以上である。一方、Ｗ及び／又はＭｏの過度の添加は、炭化物形成量が増加し、靱性確保が困難となる。従って、Ｗｅｑは、炭化物残留が顕著となる１０．００以下が好ましい。Ｗｅｑは、さらに好ましくは、８．００以下である。
【００３０】
（Ｂ）  ２Ｍｏ／Ｗｅｑ：０．６０以下。
２Ｍｏ／Ｗｅｑは、Ｍｏ−Ｗ比率を表す。この値が小さいと、Ｗを主に添加していることになる。軟化抵抗を極力維持するためには、Ｍｏを主とする炭化物より、Ｗを主とする炭化物がより効果的である。従って、室温の強度に対する熱間での強度の比（以下、単に「強度比」という）を向上させるためには、２Ｍｏ／Ｗｅｑは、０．６０以下が好ましい。安定した強度比を得るためには、２Ｍｏ／Ｗｅｑは、さらに好ましくは、０．５０以下である。一方、２Ｍｏ／Ｗｅｑの下限は、Ｗのみを添加した鋼に相当する０とする。安定した強度比と同時に、高い靱性を確保するためには、２Ｍｏ／Ｗｅｑは、さらに好ましくは、０．１以上である。
【００３１】
（Ｃ）  ΔＣ：−０．３以上０．０以下。
ΔＣ量は、各炭化物形成元素がすべて炭化物となった場合にマトリックスに残留するＣ量であり、次の（２）式によって表される。
△Ｃ＝Ｃ(ｗｔ％)−（０．０６×Ｃｒ(ｗｔ％)＋０．０６３×Ｍｏ(ｗｔ％)＋０．０３３×Ｗ(ｗｔ％)＋０．２×Ｖ(ｗｔ％)）  ・・・（２）
一般に、高速度工具鋼（ハイス）では、ΔＣ量は、固溶Ｃ量の目安として用いられている。この値が大きい場合には、固溶Ｃ量が多いことを意味しており、硬さを得やすいが、靱性が低い鋼種となる。一方、この値が小さい場合には、硬さを確保しにくいが、靱性が高い鋼種となる。本発明に係る合金工具鋼は、Ｃｒ量が幾分高いが、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ及びＶを主とする炭化物形成元素で構成されているので、硬さ及び靱性の指標、並びに、適正Ｃ量を計算するための指標として用いている。
すなわち、ΔＣ量が小さすぎると、硬さ確保が困難となる。従って、△Ｃ量は、−０．３以上が好ましい。一方、ΔＣ量が多すぎると、靱性が著しく劣化する。従って、ΔＣ量は、０．０以下が好ましい。
【００３２】
各種添加元素の添加量をこのような範囲とした場合において、所定温度で焼入れし、かつ５００℃以上で焼戻しを行うことによって、室温における硬さが５３ＨＲＣ以上、室温強度が１８００ＭＰａ以上、かつ７００℃での高温強度が４５０ＭＰａ以上である合金工具鋼が得られる。また、組成を最適化すると、室温強度が１９００ＭＰａ以上、かつ７００℃での高温強度が６００ＭＰａ以上である合金工具鋼が得られる。
【００３３】
また、本発明に係る合金工具鋼は、上述した各種元素に加えて、以下のような１種又は２種以上の元素をさらに含んでいてもよい。
【００３４】
（１６）  Ｎｂ：０．５０ｗｔ％以下。
Ｎｂは、Ｖと同様に、Ｃと結合して安定なＭＣ炭化物を形成する元素である。Ｎｂを中心とする炭化物は、Ｖを中心とするＭＣ炭化物より安定で、焼入れ時にマトリックスへほとんど固溶しない。そのため、焼入れ時の結晶粒の粗大化を防止するのに有効であり、必要に応じて添加することができる。但し、Ｎｂを過度に添加すると、粗大な炭化物が生成し、靱性を低下させる。従って、Ｎｂの添加量は、０．５０ｗｔ％以下が好ましい。
【００３５】
（１７）  Ｔｉ：０．１０ｗｔ％以下。
Ｔｉは、Ｃ、Ｎと結合して、高温強度の向上、結晶粒の微細化に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。但し、Ｔｉの過度の添加は、鋼中に多量の酸化物及び窒化物を残存させる。それら残存した酸化物や窒化物は、加工性を低下させる。従って、Ｔｉの添加量は、０．１０ｗｔ％以下が好ましい。
【００３６】
（１８）  Ｂ  ：０．０１ｗｔ％以下。
Ｂは、結晶粒界の強度を増し、衝撃値の向上、熱間での靱性確保に寄与する元素であり、必要に応じて添加することができる。但し、Ｂの過度の添加は、粒界近傍のＢ濃化域を形成し、１２００℃以下で溶融相が出現し、熱間加工性を低下させる。従って、Ｂの添加量は、０．０１ｗｔ％以下が好ましい。
【００３７】
本発明に係る合金工具鋼は、上述した組成の中でも、特に、Ｃ、Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、及びＣｏ、並びに、Ｗｅｑ、及び２Ｍｏ／Ｗｅｑの含有量が、以下の範囲にあるものが好適である。すなわち、
Ｃ：０．５０ｗｔ％以上０．６０ｗｔ％以下、
Ｓｉ：０．１０ｗｔ％以上０．５０ｗｔ％以下、
Ｃｒ：４．００ｗｔ％以上４．５０ｗｔ％以下、
Ｍｏ：０．２０ｗｔ％以上２．００ｗｔ％以下、
Ｗ：１．００ｗｔ％以上８．００ｗｔ％以下、
Ｃｏ：５．００ｗｔ％以下、
Ｗｅｑ：４．０以上８．０以下、及び、
２Ｍｏ／Ｗｅｑ：０．１０以上０．５０以下。
【００３８】
各種添加元素の添加量をこのような範囲とした場合において、所定の条件下で焼入れ及び焼戻しを行うと、常温（２５℃）における強度に対する高温（７００℃）における強度の比（高温強度／室温強度比）が０．２５以上である合金工具鋼が得られる。
【００３９】
また、本発明に係る合金工具鋼は、上述した各種元素に加えて、以下のような１種又は２種以上の元素をさらに含んでいてもよい。
【００４０】
（１９）  Ｔａ及び／又はＺｒ：０．１０ｗｔ％以下。
Ｔａ及び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。この種の炭窒化物は、結晶粒を細かくする作用がある。しかし、Ｔａ及び／又はＺｒ添加量が多くなりすぎると、大きな塊状の炭窒化物が形成され、靱性劣化の要因となる。従って、Ｔａ及び／又はＺｒの添加量は、その総量（Ｔａ＋Ｚｒ）で、０．１０ｗｔ％以下が好ましい。
【００４１】
（２０）  Ｃａ、Ｔｅ、及び／又は、Ｓｅ：０．１０ｗｔ％以下。
Ｃａ、Ｔｅ及び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。従って、Ｃａ、Ｔｅ及び／又はＳｅの添加量は、その総量（Ｃａ＋Ｔｅ＋Ｓｅ）で、０．１０ｗｔ％以下が好ましい。
【００４２】
（２１）  Ｐｂ、及び／又は、Ｂｉ：０．１０ｗｔ％以下。
Ｐｂ及び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、鋼の熱間加工性を低下させる。従って、Ｐｂ及びＢｉの添加量は、その総量（Ｐｂ＋Ｂｉ）で、０．１０ｗｔ％以下が好ましい。
【００４３】
（２２）  Ｍｇ：０．０１ｗｔ％以下。
Ｍｇは、強力な酸化物形成元素で、鋼中の酸素と反応し、酸化物を形成する。そのため、Ｍｇは、酸化物系の介在物として残留し、品質を低下させる可能性がある。従って、Ｍｇの添加量は、０．０１ｗｔ％以下が好ましい。
【００４４】
（２３）  ＲＥＭ：０．０１０ｗｔ％以下。
ＲＥＭは、主にＬａ、Ｃｅ、Ｐｒより構成されている。ＲＥＭは、強力な窒化物形成能を有しているので、これを鋼中に添加すると、凝固初期にＮ固定が行なわれ、Ｎｂ、Ｖなどにより構成される窒化物の形成を遅らせる作用がある。また、これによって、凝固組織中のＭＣ炭化物を微細化させ、組織の均一化に寄与する。但し、ＲＥＭを過度に添加すると、酸化物を多量に形成するため、介在物の生成の原因となる。従って、ＲＥＭの添加量は、０．０１０ｗｔ％以下が好ましい。
【００４５】
また、本発明に係る合金工具鋼において、上述した範囲でＴａ及び／若しくはＺｒ、Ｃａ、Ｔｅ及び／若しくはＳｅ、Ｐｂ及び／若しくはＢｉ、Ｍｇ、並びに／又は、ＲＥＭを添加する場合には、鋼中に含まれる成分の内、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、及びＮｉの添加量は、以下の範囲にあることが好ましい。すなわち、
Ｐ  ：０．０１０ｗｔ％以下、
Ｓ  ：０．０１０ｗｔ％以下、
Ｃｕ：０．５０ｗｔ％以下、及び
Ｎｉ：０．５０ｗｔ％以下。
【００４６】
各種添加元素の添加量をこのような範囲とした場合において、所定の条件下で焼入れ及び焼戻しを行うと、常温（２５℃）における強度に対する高温（７００℃）における強度の比（高温強度／室温強度比）が０．３０以上である合金工具鋼が得られる。
【００４７】
以上のように、本発明に係る合金工具鋼は、上述した各種添加元素の組成を最適化することによって、高温強度／室温強度比が０．２５以上、あるいは、０．３０以上が得られる。
また、その組成を最適化すれば、７００℃での高温強度が６００ＭＰａ以上、６５０ＭＰａ以上、あるいは、７００ＭＰａ以上である合金工具鋼が得られる。
また、その組成を最適化すれば、室温における硬さが５５ＨＲＣ以上、室温強度が１９００ＭＰａ以上、かつ高温強度／室温強度比が０．２７以上である合金工具鋼が得られる。
また、組成をさらに最適化すれば、室温における硬さが５５ＨＲＣ以上、室温強度が２０００ＭＰａ以上、かつ高温強度／室温強度比が０．２９以上である合金工具鋼が得られる。
また、組成をさらに最適化すれば、室温における硬さが５５ＨＲＣ以上、室温強度が２１００ＭＰａ以上、かつ高温強度／室温強度比が０．３０以上である合金工具鋼が得られる。
さらに、組成をさらに最適化すれば、室温における硬さが５５ＨＲＣ以上、室温強度が２２００ＭＰａ以上、かつ高温強度／室温強度比が０．３１以上である合金工具鋼が得られる。
【００４８】
さらに、本発明に係る合金工具鋼は、焼入れ・焼戻しを行った後、そのまま用いても良いが、焼入れ・焼戻し後の合金工具鋼に対して表面処理を行っても良い。表面処理方法は、特に限定されるものではなく、種々の方法を用いることができる。表面処理方法としては、具体的には、浸炭処理、窒化処理、浸炭窒化処理、ＣＶＤ処理、ＰＶＤ処理、ＴＤ処理等が好適な一例として挙げられる。
【００４９】
本発明に係る合金工具鋼は、通常の合金工具鋼と同様の手順に従って熱処理した後、使用される。すなわち、所定の組成を有する原料を溶解、鋳造後、所定の鍛錬比で鍛伸する。次いで、所定の温度で焼入れ及び焼戻しを行う。この場合、鍛錬比、焼入れ温度、焼戻し温度等は、合金工具鋼の組成、用途、要求特性等に応じて、最適な条件を選択すればよい。
【００５０】
次に、本発明に係る合金工具鋼の作用について説明する。本発明に係る合金工具鋼は、各種添加元素の組成を最適化することに加えて、Ｗｅｑ、２Ｍｏ／Ｗｅｑ、及びΔＣの範囲を最適化したので、常温での高い強度を維持しつつ、高温での強度低下の度合いを抑制することができる。
【００５１】
Ｗｅｑは、焼戻し中に析出する炭化物の２次析出量を表す。また、ΔＣは、固溶Ｃ量の目安を表す。従って、Ｗｅｑ及び／又はΔＣが大きくなるほど、２次析出量は、多くなる傾向がある。一方、Ｗ−Ｍｏ比率（２Ｍｏ／Ｗｅｑ）の値は、焼戻し中に析出する炭化物の種類と、その析出状態に影響を与え、２Ｍｏ／Ｗが大きくなるほど、Ｍｏを主とする炭化物が析出することを意味する。
【００５２】
また、高温での強度低下は、焼戻し時に析出した炭化物の凝集・粗大化によって生ずるので、これを防止することによって高温での強度維持を図ることが可能となる。一方、炭化物の凝集粗大化は、Ｍｏ、Ｗなどの拡散によって起こるが、拡散速度は、ＭｏよりＷの方が遅い。従って、拡散速度の速いＭｏを拡散速度の遅いＷに置換することによって、炭化物の凝集粗大化が抑制され、高温での強度を確保することが可能となる。
【００５３】
具体的には、各種元素の添加量、Ｗｅｑ及びΔＣの値を最適化することに加えて、２Ｍｏ/Ｗｅｑが０．６以下となるようにＷを添加することによって、高温強度／室温強度比が向上する。また、２Ｍｏ／Ｗｅｑを０．５以下とすると、さらに安定した高温強度／室温強度比が得られる。
【実施例】
【００５４】
表１に、本発明に係る合金工具鋼（開発鋼１、２−１〜３、及び３〜１６）の成分を示す。また、表２に、比較例として、従来のマトリックスハイス系鋼種（１〜６）、及び熱間ダイス鋼系鋼種（１、２、ＳＫＤ６１、ＳＫＤ７、ＳＫＤ４、ＳＫＤ５、ＳＫＤ８、ＤＨ４２、２−４、及び２−５）の成分を示す。
【００５５】
【表１】
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【００５６】
【表２】
2005206913.tif 000004
【００５７】
表１に示す開発鋼、並びに、表２に示すマトリックスハイス系鋼種及び熱間ダイス鋼系鋼種（以下、これらを「比較鋼」という）について、１５０ｋｇの真空誘導炉において溶解、鋳造後、ソーキング処理（１２３０℃×１０ｈｒ以上）を実施した。次いで、鋳塊を鍛錬比８Ｓで鍛伸した。さらに、各鋼種について、最適な温度で焼入れ及び焼戻しを行った。
【００５８】
なお、焼入れは、中間温度（８００℃〜８５０℃）で１０分間保持した後、焼入れ温度で所定時間保持し、油冷することにより行った。焼入れ温度における保持時間は、焼入れ温度が１１００℃未満の場合は３０分とし、焼入れ温度が１１００℃以上の場合は５分とした。また、焼戻しは、所定の焼戻し温度に１時間保持し、空冷する操作を２回繰り返すことにより行った。
【００５９】
得られた開発鋼及び比較鋼について、特性調査を実施した。なお、特性調査は、焼入れ・焼き戻し後の室温（２５℃）における硬さ及び引張り強度、並びに、高温（７００℃）における引張り強度について行った。さらに、得られた室温での引張り強度及び７００℃での引張り強度から、高温強度／室温強度比を算出した。表３及び表４に、それぞれ、開発鋼及び比較鋼について得られた特性調査の結果を示す。
【００６０】
【表３】
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【００６１】
【表４】
2005206913.tif 000006
【００６２】
熱間ダイス鋼系の比較鋼の内、ＳＫＤ４、ＳＫＤ５、ＳＫＤ８は、いずれも、高温強度／室温強度比が３．０を超えた。しかしながら、これらは、室温における硬さが５２ＨＲＣ以下であり、室温強度も１９００ＭＰａ未満であった。
【００６３】
一方、熱間ダイス鋼系の比較鋼の内、鋼種２−４及び２−５は、硬さが５５ＨＲＣを超え、室温強度も２０００ＭＰａを超えた。また、マトリックスハイス系鋼種は、いずれも、高い硬さと高い室温強度を有しており、その値は、鋼種２−４及び２−５を超えている。しかしながら、これらの比較鋼は、高温強度／室温強度比が０．２３１〜０．２６３であり、いずれも高温強度の低下の度合いが大きくなっている。
【００６４】
これに対し、開発鋼は、いずれも、室温における硬さが５３ＨＲＣ以上であった。また、室温強度は、いずれも、１９００ＭＰａ以上であった。さらに、室温強度／高温強度比は、いずれも２．８０以上であり、安定して高い値が得られている。表３より、本発明に係る合金工具鋼は、室温強度が高く、同時に高温強度も高いので、高温で使用される金型材料として有用であることがわかる。
【００６５】
図１に、表１及び表２に示す各鋼種の室温強度と７００℃での高温強度との関係を示す。図１より、本発明に係る合金工具鋼（開発鋼）は、比較鋼に比べて、室温強度が高く（１９００ＭＰａ以上）、かつ高温強度／室温強度比も高い（０．２７以上）ことが分かる。
【００６６】
また、図２に、開発鋼（鋼種２−１〜２−３）、及び比較鋼（鋼種２−４、２−５）の２Ｍｏ／Ｗｅｑと、高温強度／室温強度比との関係を示す。図２より、２Ｍｏ／Ｗｅｑが小さくなるほど、高温強度／室温強度比が高くなることが分かる。これは、Ｗの比率を多くすることによって、炭化物の凝集・粗大化が抑制されたためと考えられる。
【００６７】
以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。
【産業上の利用可能性】
【００６８】
本発明に係る合金工具鋼は、熱間塑性加工用金型、温間塑性加工用金型等の各種工具用の材料として用いることができる。
【図面の簡単な説明】
【００６９】
【図１】開発鋼及び比較鋼の室温強度と７００℃での高温強度との関係を示す図である。
【図２】２Ｍｏ／Ｗｅｑと高温強度／室温強度比との関係を示す図である。
【図１】
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【図２】
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